JP2001335883A - 溶接性に優れた高張力鋼板 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 溶接性（大入熱ＨＡＺ靭性および耐溶接割れ
性）に優れた５９０ＭＰａ級以上の高張力鋼板を提供す
る。 【解決手段】 Ｃ：０．０１０〜０．０６％（質量％の
意味、以下同じ），Ｍｎ：１．２５〜２．５％，Ｃｒ：
０．１〜２．０％，Ｍｏ：１．５％以下（０％を含
む），Ｔｉ：０．００５〜０．０３％，Ｂ：０．０００
６〜０．００５％，Ｏ：０．００２５〜０．０１５％を
満足し、ＫＰ≧２．４を満足する高張力鋼板を提供す
る。但し、 ＫＰ＝［Ｍｎ］＋１．５×［Ｃｒ］＋２×［Ｍｏ］ 《式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味す
る。》

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、溶接性（大入熱Ｈ
ＡＺ靭性および耐溶接割れ性）に優れた５９０ＭＰａ以
上の鋼板（以下、単に「５９０ＭＰａ級鋼板」と称す）
に関するものである。本発明の高張力鋼板は、特に建築
物、橋梁などの大型構造物に好適に用いられる。

【０００２】

【従来の技術】５９０ＭＰａ級鋼板では、母材強度の確
保という観点から合金成分を多量に添加するため、冷却
速度の速い小入熱溶接条件ではＨＡＺ（溶接熱影響部）
が硬化して溶接割れ（低温割れ）が生じやすく、かかる
溶接割れの防止を目的として、溶接施工時に７５℃程度
の予熱を行う必要がある。従って、この予熱工程を省略
できれば施工効率が大幅に向上し、且つコストダウンに
もつながるため、耐溶接割れ性に優れた５９０ＭＰａ級
鋼板の提供が切望されている。

【０００３】ところで、耐溶接割れ性の指標としては下
式で定義されるＰｃｍ（％）というパラメーターが一般
に用いられている。 Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋
［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋
［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］ 《式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を示す》 例えば、特開平１０‐６８０４５号公報に、このＰｃｍ
を０．２０以下に制限することで耐溶接割れ性を改善す
ることが開示されている。

【０００４】一方、同じ５９０ＭＰａ級鋼板において、
大入熱溶接時にＨＡＺ靭性が劣化する問題がある。これ
は、入熱が大きくなるとＨＡＺ部の冷却速度が遅くな
り、それに伴いＨＡＺ部の焼入れ性が低下し、粗大な島
状マルテンサイトを生成することに基づく。この問題は
厚物、薄物いずれにおいても発生し、実際の溶接施工時
に入熱制限が行われ、溶接効率が悪かった。

【０００５】大入熱溶接時のＨＡＺ靭性の改善に当たっ
ては、上記特開平１０‐６８０４５号公報の他、特開平
１０‐１２１１９１号公報において、下式で表される炭
素当量（Ｃｅｑ）を０．３５〜０．４０と低く制限する
ことが開示されている。 Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎ
ｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１
４ 《式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を示す》。

【０００６】このように、従来はＰｃｍを制御すること
により小入熱溶接時の耐溶接割れ性を改善したり、ある
いはＣｅｑを制御することにより大入熱ＨＡＺ靭性を改
善すると共に、合金成分の含有量制限に伴う母材強度低
下を、製造プロセスを改良するなどして補っていた。こ
れにより、５９０ＭＰａ級鋼板において、母材製造時の
焼入れにおける冷却速度が比較的速い薄物では溶接時の
予熱フリーを達成できたが、冷却速度が遅い厚物では溶
接時の予熱フリーと母材強度の両立を達成することが困
難であった。また、Ｃｕの析出を利用して母材強度を確
保する方法も開示されているが、冷却速度が遅い厚物で
は充分な母材強度が得られなかった。

【０００７】このように、小入熱溶接においてＨＡＺ部
は高温に加熱された後の冷却速度が速いため、硬化して
溶接割れ（低温割れ）を起こしやすい。一方、母材は板
厚が厚くなるほど冷却速度が遅くなるため、圧延後の焼
入れ効果による強度確保が難しくなる。従って、５９０
ＭＰａ級鋼板の厚物では、小入熱溶接時の溶接割れを防
止するため冷却速度が速くなっても硬くならないように
した上で、鋼板製造時の冷却速度が遅く、焼入れ効果が
得難い場合であっても如何に強度を確保するかが重要課
題となる。

【０００８】また、厚物、薄物いずれにおいても、大入
熱溶接においては、ＨＡＺ部の冷却速度が遅くなり、そ
れに伴いＨＡＺ部の焼入れ性が低下し、粗大な島状マル
テンサイト組織を生成して靭性が低下するが、このＨＡ
Ｚ靭性を改善するには、冷却速度が遅い場合であっても
島状マルテンサイト組織の生成を如何なる方法で抑制す
るかが重要課題となる。

【０００９】一方、特開平１１−１２４６５２号公報に
は、鋼材中に酸化物を微細に分散させてオーステナイト
粒の微細化および粒内変態フェライトの生成を促進する
ことでＨＡＺ組織を微細化し、大入熱溶接時におけるＨ
ＡＺ靭性（以下、単に「大入熱ＨＡＺ靭性」と言うこと
がある）を改善することが開示されている。しかし、オ
ーステナイト粒を十分に微細化するには酸化物の数が少
なすぎ、これを増量することは製造上困難であること、
および酸化物が粒内変態フェライトの変態核として十分
に働かないことから、この方法によっても大入熱ＨＡＺ
靭性を十分に確保することはできなかった。

【００１０】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記事情に
着目してなされたものであり、その目的は、溶接性（大
入熱ＨＡＺ靭性および耐溶接割れ性）に優れた５９０Ｍ
Ｐａ級鋼板を提供することにある。

【００１１】

【課題を解決するための手段】上記課題を解決し得た本
発明に係る溶接性に優れた高張力鋼板とは、Ｃ：０．０
１０〜０．０６％（質量％の意味、以下同じ），Ｍｎ：
１．２５〜２．５％，Ｃｒ：０．１〜２．０％，Ｍｏ：
１．５％以下（０％を含む），Ｔｉ：０．００５〜０．
０３％，Ｂ：０．０００６〜０．００５％，Ｏ：０．０
０２５〜０．０１５％を満足し、下式（１）で表される
ＫＰがＫＰ≧２．４であるところに要旨を有するもので
ある。 ＫＰ＝［Ｍｎ］＋１．５×［Ｃｒ］＋２×［Ｍｏ］ ・・・ （１） 《式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味す
る》。

【００１２】本発明において、さらにＮｉ：５％以下お
よび／またはＣｕ：１．２％以下を含有する高張力鋼板
や、さらにＶ：０．１％以下および／またはＮｂ：０．
１％以下を含有する高張力鋼板や、さらにＣａ：０．０
００５〜０．００５％を含有する高張力鋼板や、さらに
Ｎ：０．００２０〜０．０１０％を含有する高張力鋼板
や、さらにＰ：０．０２０％以下，Ｓ：０．０１０％以
下，Ｓｉ：１％以下，Ａｌ：０．２％以下に夫々抑えら
れている高張力鋼板は、溶接性が一層高められるので好
ましい態様である。

【００１３】また、本発明の高張力鋼板は、肉厚が８０
ｍｍ以上のものでも良好な溶接性と母材強度を有するも
のである。

【００１４】なお、本発明に係る上記高張力鋼板の化学
組成は、典型的には上記元素の他は残部Ｆｅおよび不可
避不純物からなるが、その他の化学成分についても、本
発明の効果を阻害しない範囲内で含有されていてもよ
い。

【００１５】

【発明の実施の形態】前記の通り、４９０ＭＰａ級の鋼
板では、Ｐｃｍの制御によって耐溶接割れ性の改善と母
材強度の確保を両立することができたが、５９０ＭＰａ
級鋼板ではＰｃｍによる成分制御を行ったとしても、特
に厚物において両特性の満足を図ることは困難であっ
た。

【００１６】また、一般に、大入熱溶接時に上部ベイナ
イトを生成させると島状マルテンサイトが生成し、鋼の
ＨＡＺ靭性が劣化するため、４９０ＭＰａ級の鋼板で
は、ＨＡＺにおいてフェライトを積極的に生成させるべ
く、Ｃｅｑを制御して大入熱ＨＡＺ靭性の改善が試みら
れてきたが、これは高強度化・厚肉化とは相反すること
であり、５９０ＭＰａ級鋼板での大入熱ＨＡＺ靭性の改
善と厚肉化の両立を図ることも困難であった。

【００１７】さらに、鋼材中に酸化物を微細に分散させ
てオーステナイト粒の微細化および粒内変態フェライト
の生成を促進することでＨＡＺ組織を微細化し、大入熱
ＨＡＺ靭性を改善することも試みられているが、従来の
手法では、既述のように酸化物の数が少なすぎ、大入熱
ＨＡＺ靭性を十分に確保することはできなかった。

【００１８】そこで、本発明では成分設計に当たり、こ
れまで耐溶接割れ性の指標とされてきたＰｃｍおよび大
入熱ＨＡＺ靭性確保の指標とされてきたＣｅｑではな
く、全く別のパラメーターにより耐溶接割れ性および大
入熱ＨＡＺ靭性を制御できないか鋭意検討した。その結
果、鋼組織を考慮した上式（１）で表されるＫＰを用
い、さらにＣ量を極低減化し、ＢおよびＯを添加するこ
とにより良好な耐溶接割れ性、大入熱ＨＡＺ靭性と母材
強度を達成できることを見出し、本発明を完成するに至
ったのである。

【００１９】まず、本発明において耐溶接割れ性および
大入熱ＨＡＺ靭性を改善する技術について説明する。上
記の通り、本発明では、Ｃを極低Ｃに制限した上で、焼
入れ性向上元素であるＭｎおよびＣｒ、場合によっては
Ｍｏを積極的に添加し、該焼入れ向上元素の含有量によ
って定められるＫＰ値を適切に制御すると共に、Ｂを添
加し、さらにＯを添加することで酸化物を分散させたと
ころにポイントがある。これらの成分を適切に添加する
ことにより、ベイナイトの連続冷却曲線（図３のＣＣＴ
線図を参照）が短時間側且つ低温度側に移動すると共
に、フェライトのＣＣＴ線が長時間側に移動する（実線
から破線へ移動）。

【００２０】従って、従来は、高冷却速度ではマルテン
サイト、低冷却速度ではフェライトまたは上部ベイナイ
トを生成するために、硬さの冷却速度感受性が大きく、
小入熱溶接時のＨＡＺ部の硬さ低減（耐溶接割れ性の改
善）と母材強度の確保が両立できず、予熱フリーの達成
が困難であったが、本発明によれば、高冷却速度、低冷
却速度のいずれにおいても下部ベイナイトを生成し、硬
さの冷却速度感受性が低下し、溶接時のＨＡＺ部の硬さ
低減（耐溶接割れ性の改善）と母材強度確保を両立なら
しめたのである。

【００２１】一方、大入熱溶接の場合、ＨＡＺの冷却速
度が遅くなるため、従来はフェライトまたは上部ベイナ
イトを生成し、それに伴い粗大且つ塊状の島状マルテン
サイト組織が生成してＨＡＺ靭性が劣化していたが、本
発明では、冷却速度が遅くても下部ベイナイトが生成す
るため塊状ではなくフィルム状のマルテンサイト組織に
なると同時に、極低Ｃであるため生成するマルテンサイ
ト組織が微細となる。さらに、Ｏの添加により生ずる酸
化物が、粒内変態フェライトの変態核としては十分に働
かないものの、ベイナイトの変態核として有効に働き、
ベイナイトが微細化される。これらの効果によってＨＡ
Ｚ靭性を確保できたのである。

【００２２】以下、耐溶接割れ性および大入熱ＨＡＺ靭
性向上に寄与する成分およびＫＰ値について説明する。

【００２３】Ｃ：０．０１０〜０．０６％ Ｃは、溶接時におけるＨＡＺ部の耐溶接割れ性と母材強
度を両立させ、且つ大入熱ＨＡＺ靭性を改善するために
重要な元素である。Ｃが０．０６％を超えると高冷却速
度側で下部ベイナイトでなくマルテンサイトが生成する
ようになり、耐溶接割れ性および大入熱ＨＡＺ靭性が改
善されない。好ましくは０．０５５％以下である。な
お、０．０１０％未満では必要最小限の母材強度が得ら
れない。好ましくは０．０２０％である。

【００２４】Ｍｎ：１．２５〜２．５％ Ｃｒ：０．１〜２．０％ Ｍｏ：１．５％以下（０％を含む） これらの元素は焼入れ性を改善する作用を有し、高冷却
速度〜低冷却速度で下部ベイナイトを生成しやすくする
と共に、上記の通り、極低Ｃとし、同時に所定のＢ量を
添加することにより小入熱溶接時におけるＨＡＺ部の耐
溶接割れ性と母材強度確保を両立させ、且つ大入熱ＨＡ
Ｚ靭性を改善できる点で有用である。

【００２５】まず、ＭｎおよびＣｒの含有量は、夫々
１．２５％以上、０．１％以上であることが必要であ
る。これらの含有量に満たないと所望の焼入れ性改善作
用が発揮されず、母材強度が不足する。好ましくはＭ
ｎ：１．３％以上、Ｃｒ：０．３％以上である。但し、
Ｍｎ，ＣｒおよびＭｏの含有量が、夫々２．５％、２．
０％、１．５％を超えると母材の靭性が低下する。好ま
しくはＭｎ：２．２％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍ
ｏ：１．３％以下である。

【００２６】さらに、これらの元素で定められるＫＰ値
は２．４以上であることが必要である。ＫＰ値が２．４
未満では上記作用を有効に発揮させることができず、上
部ベイナイトまたはフェライトが生成するようになり、
５９０ＭＰａ以上の母材強度が得られなくなる（後記す
る図１参照）。ＫＰ値は大きい程良く、好ましくは２．
７以上である。なお、その上限は、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏの
各添加量の上限に基づいて定められる範囲であれば特に
制限されないが、母材靭性などを考慮すれば７以下、よ
り好ましくは６以下に制御することが推奨される。

【００２７】Ｔｉ：０．００５〜０．０３％ ＴｉはＯと酸化物を形成し、これにＭｎ，Ｓｉが固溶し
てベイナイトの変態核となり、ベイナイトを微細化した
り、Ｎと窒化物を形成して大入熱溶接時におけるＨＡＺ
部のγ粒を微細化し、ＨＡＺ靭性改善に寄与する点で有
用である。但し、Ｔｉが０．０３％を超えると逆にＨＡ
Ｚ靭性が低下する。好ましくは０．０２％以下である。
なお、０．００５％未満では大入熱ＨＡＺ靭性改善の効
果が十分でない。好ましくは０．００７％以上である。

【００２８】Ｂ：０．０００６〜０．００５％ Ｂは焼入れ性改善元素で、低冷却速度で下部ベイナイト
を生成しやすくすると共に、上記の通り、極低Ｃとし、
同時に適量のＭｎ，Ｃｒ，Ｍｏを添加することにより小
入熱溶接時におけるＨＡＺ部の耐溶接割れ性と母材強度
確保を両立させることができる点で有用である。Ｂが
０．０００６％未満では焼入れ性改善効果が期待でき
ず、母材強度が不足してしまう。好ましくは０．０００
７％以上である。但し、Ｂが０．００５％を超えるとか
えって焼入れ性が低下し、母材強度が不足する。好まし
くは０．００３％以下である。

【００２９】Ｏ：０．００２５〜０．０１５％ ＯはＴｉ，Ａｌ，Ｍｇと酸化物を形成し、これらの酸化
物がベイナイトの変態核となってベイナイトの微細化に
寄与し、大入熱ＨＡＺ靭性を著しく改善する点で有用で
ある。Ｏが０．００２５％未満では生成する酸化物の量
が不十分となる。好ましくは０．００４０％以上であ
る。但し、Ｏが０．０１５％を超えるとＨＡＺ靭性が低
下する。好ましくは０．０１０％以下である。

【００３０】さらに本発明では、溶接性の一層の向上を
目指して、下記の元素を積極的に添加すること、あるい
はその含有量を抑制することが推奨される。

【００３１】Ｎｉ：５％以下 Ｎｉは母材靭性向上に有用な元素であるが、５％を超え
て添加するとスケール疵が発生しやすくなるため、その
上限を５％とすることが好ましい。より好ましくは４％
以下である。

【００３２】Ｃｕ：１．２％以下 Ｃｕは固溶強化および析出強化により母材強度を向上さ
せると共に、焼入れ性向上作用も有する元素である。但
し、１．２％を超えて添加すると大入熱ＨＡＺ靭性が低
下するため、その上限を１．２％とすることが好まし
い。より好ましくは１．０％以下である。

【００３３】Ｖ：０．１％以下（０％を含む） Ｎｂ：０．１％以下（０％を含む） Ｖは少量の添加により焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を
高める作用がある。但し、０．１％を超えて添加すると
大入熱ＨＡＺ靭性が低下する。好ましくはＶ：０．０６
％以下である。Ｎｂはγ粒径を微細化し、これにより変
態後のベイナイトブロックサイズが微細化されるため母
材靭性の向上に寄与する。但し、Ｎｂの添加量が０．１
％を超えると大入熱ＨＡＺ靭性が低下する。好ましくは
Ｎｂ：０．０３％以下である。

【００３４】Ｃａ：０．０００５〜０．００５％ ＣａはＭｎＳを球状化するので、介在物の異方性を低減
する効果を有する元素である。このような作用を発揮さ
せるためには０．０００５％以上添加することが好まし
い。より好ましくは０．００１０％以上である。但し、
０．００５％を超えて過剰に添加すると母材靭性が低下
するのでその上限を０．００５％とすることが好まし
い。より好ましくは０．００４％以下である。

【００３５】Ｎ：０．００２０〜０．０１０％ Ｎは上記の通り、Ｔｉと窒化物を形成して大入熱溶接時
におけるＨＡＺ靭性改善に寄与する点で有用である。但
し、ＮはＢと結合して固溶Ｂを減少させ、Ｂの焼入れ性
向上作用を阻害し、母材の靭性および大入熱ＨＡＺ靭性
を低下させる作用も有しており、Ｎの含有量が０．０１
０％を超えるとその作用が顕著になる。好ましくは０．
００８％以下である。なお、０．００２０％未満ではＴ
ｉとの窒化物形成による大入熱ＨＡＺ靭性改善の効果が
十分でない。好ましくは０．００３０％以上である。

【００３６】Ｓｉ：１％以下 Ｓｉは脱酸剤として有用な元素であるが、１％を超えて
添加すると溶接性および母材靭性が低下するのでその上
限を１％とすることが好ましい。より好ましくは０．６
％以下である。

【００３７】Ｐ：０．０２０％以下，Ｓ：０．０１０％
以下 ＰおよびＳは不純物元素である。よって夫々０．０２０
％以下、０．０１０％以下に抑えられていることが好ま
しい。

【００３８】Ａｌ：０．２％以下 ＡｌはＯと酸化物を形成し、ベイナイトの微細化に寄与
してＨＡＺ靭性を高めたり、Ｎを固定して固溶Ｂを増加
させることによりＢに基づく焼入れ性向上作用を高める
元素であるが、０．２％を超えて添加すると母材の靭性
が低下するので、その上限を０．２％とすることが好ま
しい。より好ましくは０．１％以下である。

【００３９】また、上記の通りＯはＭｇと酸化物を形成
し、これがベイナイトの変態核となってベイナイトの微
細化に寄与し、大入熱ＨＡＺ靭性改善に寄与し得るた
め、本発明の高張力鋼板にはＭｇを含有させることも有
効である。その量は０．０００５〜０．００５％が好ま
しい。

【００４０】次に、本発明の鋼板を製造する方法につい
て説明する。

【００４１】本発明の鋼板は、上記成分組成を満足する
鋼を用い、加熱、熱間圧延、および焼入れをした後、焼
戻しすることにより所望の高張力鋼板を得ることができ
る。各工程の条件（温度、時間など）は特に限定され
ず，通常用いられる高張力鋼板の製造条件を適宜採用す
ることができる。具体的には、例えば９５０〜１２００
℃で２時間以上加熱した後、熱間圧延を行い、８５０〜
９５０℃で圧延を完了し、その後冷却する。次いで８８
０〜９５０℃のγ単相域温度で３０分以上保持した後、
水冷することが推奨される。また、焼戻し工程では、４
５０〜６５０℃で１０〜４０分保持して行うことが推奨
される。

【００４２】このように、本発明によれば、高張力鋼板
の製造に当たり、通常実施される製造条件を適用するこ
とにより、溶接性に優れた高張力鋼板が得られる。

【００４３】

【実施例】以下、実施例に基づいて本発明を詳細に述べ
る。但し、下記実施例は本発明を制限するものではな
く、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施するこ
とは全て本発明の技術的範囲に包含される。

【００４４】表１および２に示す成分組成の鋼を通常の
溶製法により溶製し、スラブとした後、通常の加熱、熱
間圧延を行った後、表３および４に示す条件で焼入れ、
焼戻しを行い、所定の板厚からなる高張力鋼板を製造し
た。

【００４５】このようにして得られた各鋼板について、
下記の要領で母材特性［強度および靭性（ｖＥ_-40）］
を評価し、本発明で基準とする母材レベル（引張強さ≧
５９０ＭＰａ、ｖＥ_-40≧４７Ｊ）をクリアしたものに
ついては、さらに溶接性（耐溶接割れ性および大入熱Ｈ
ＡＺ靭性）を評価した。

【００４６】［母材特性試験］ 引張試験：各鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試
験片を採取し、引張試験を行うことにより０．２％耐力
および引張強さを測定した。引張強さ≧５９０ＭＰａを
合格とした。 衝撃試験：各鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試
験片を採取し、シャルピー衝撃試験をおこなうことによ
り吸収エネルギー（ｖＥ_-40）を得た。ｖＥ_-40≧４７Ｊ
を合格とした。

【００４７】［溶接性試験］ ＨＡＺ靭性：入熱１００あるいは１２０ｋＪ/ｍｍ
（エレクトロスラグ溶接法）で溶接を行い、図２に示す
部位からＪＩＳ４号試験片を採取してシャルピー衝撃試
験を行い、ボンド部の吸収エネルギー（ｖＥ_-20）を求
めた。ｖＥ_-20≧１００Ｊを合格とした。 耐溶接割れ性：ＪＩＳ Ｚ ３１５８に記載のｙ形溶
接割れ試験法に基づいて、入熱１．７ｋＪ／ｍｍで被覆
アーク溶接を行い、ルート割れ防止予熱温度を測定し
た。本発明では２５℃以下を合格とした。

【００４８】これらの結果を表３および４に併記する。

【００４９】

【表１】

【００５０】

【表２】

【００５１】

【表３】

【００５２】

【表４】

【００５３】表３および４より以下のように考察するこ
とができる。

【００５４】まず、表１の鋼板は本発明の要件を満足す
る実施例であり、表３に示す通り、いずれの鋼板も母材
特性および溶接性に優れていた。

【００５５】これに対し、表２の鋼板は本発明の要件を
満足しない比較例であるが、これらは表４に示す不具合
を有している。

【００５６】まず、Ｎｏ．２３はＣ量が本発明の下限値
を下回る例であり、所望の母材強度が得られなかった。
また、Ｎｏ．２４はＣ量が本発明の上限値を超える例で
あり、耐溶接割れ性が低下した。

【００５７】Ｎｏ．２５およびＮｏ．２６はＫＰ値が本
発明の下限値を下回る例であり、所望の母材強度が得ら
れなかった。

【００５８】Ｎｏ．２７はＭｎ量が本発明の下限値を下
回る例であり、所望の母材強度が得られなかった。ま
た、Ｎｏ．２８はＭｎ量が本発明の上限値を超える例で
あり、所望の母材靭性が得られなかった。

【００５９】Ｎｏ．２９はＣｒ量が本発明の下限値を下
回る例であり、所望の母材強度が得られなかった。ま
た、Ｎｏ．３０はＣｒ量が本発明の上限値を超える例で
あり、所望の母材靭性が得られなかった。

【００６０】Ｎｏ．３１はＭｏ量が本発明の上限値を超
える例であり、所望の母材靭性が得られなかった。

【００６１】Ｎｏ．３２はＶ量が本発明の上限値を超え
る例であり、大入熱ＨＡＺ靭性が低下した。

【００６２】Ｎｏ．３３はＮｂ量が本発明の上限値を超
える例であり、大入熱ＨＡＺ靭性が低下した。

【００６３】Ｎｏ．３４はＣｕ値が本発明の上限値を超
える例であり、大入熱ＨＡＺ靭性が低下した。

【００６４】Ｎｏ．３５はＢ値が本発明の下限値を下回
る例であり、所望の母材強度が得られなかった。また、
Ｎｏ．３６はＢ値が本発明の上限値を超える例であり、
所望の母材強度が得られなかった。

【００６５】Ｎｏ．３７はＴｉ量が本発明の下限値を下
回る例であり、大入熱ＨＡＺ靭性が低下した。また、Ｎ
ｏ．３８はＴｉ量が本発明の上限値を超える例であり、
大入熱ＨＡＺ靭性が低下した。

【００６６】Ｎｏ．３９はＣａ量が本発明の上限値を超
える例であり、所望の母材靭性が得られなかった。

【００６７】Ｎｏ．４０はＯ量が本発明の下限値を下回
る例であり、大入熱ＨＡＺ靭性が低下した。また、Ｎ
ｏ．４１はＯ量が本発明の上限値を超える例であり、大
入熱ＨＡＺ靭性が低下した。

【００６８】Ｎｏ．４２はＮ量が本発明の下限値を下回
る例であり、大入熱ＨＡＺ靭性が低下した。また、Ｎ
ｏ．４３はＮ量が本発明の上限値を超える例であり、大
入熱ＨＡＺ靭性が低下した。

【００６９】図１は、上記結果に基づき、母材強度（引
張強さ）とＫＰ値の関係をグラフ化したものであるが、
ＫＰ値を２．４よりも大きく制御することで５９０ＭＰ
ａ以上の引張強さが得られていることがわかる。

【００７０】

【発明の効果】本発明は以上のように構成されており、
溶接性（耐溶接割れ性および大入熱ＨＡＺ靭性）に優れ
た、５９０ＭＰａ級以上の鋼板を提供することができ
た。本発明によれば板厚が８０ｍｍ以上の厚物であって
も、上記の特性を備えた高張力鋼板を提供できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】母材強度とＫＰ値の関係を示すグラフである。

【図２】エレクトロスラグ溶接時のボンド靭性の試験片
採取位置を示す概略説明図である。

【図３】本発明の成分設計の考え方を説明するための模
式的なＣＣＴ線図である。

Claims (7)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】Ｃ ：０．０１０〜０．０６％（質量％の
   意味、以下同じ），Ｍｎ：１．２５〜２．５％，Ｃｒ：
   ０．１〜２．０％，Ｍｏ：１．５％以下（０％を含
   む），Ｔｉ：０．００５〜０．０３％，Ｂ ：０．００
   ０６〜０．００５％，Ｏ ：０．００２５〜０．０１５
   ％を満たす鋼からなり、 ＫＰ≧２．４ であることを特徴とする溶接性に優れた高張力鋼板。但
   し、 ＫＰ＝［Ｍｎ］＋１．５×［Ｃｒ］＋２×［Ｍｏ］ 《式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味す
   る。》
2. 【請求項２】 Ｎｉ：５％以下および／またはＣｕ：
   １．２％以下を含有するものである請求項１に記載の高
   張力鋼板。
3. 【請求項３】 Ｖ：０．１％以下および／またはＮｂ：
   ０．１％以下を含有するものである請求項１または２に
   記載の高張力鋼板。
4. 【請求項４】 Ｃａ：０．０００５〜０．００５％を含
   有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の高張
   力鋼板。
5. 【請求項５】 Ｎ：０．００２０〜０．０１０％を含有
   するものである請求項１〜４のいずれかに記載の高張力
   鋼板。
6. 【請求項６】 Ｐ：０．０２０％以下，Ｓ：０．０１０
   ％以下，Ｓｉ：１％以下，Ａｌ：０．２％以下に夫々抑
   えられている請求項１〜５のいずれかに記載の高張力鋼
   板。
7. 【請求項７】 肉厚が８０ｍｍ以上である請求項１〜６
   のいずれかに記載の高張力鋼板。