JP2003166017A

JP2003166017A - 大入熱溶接部靱性に優れた厚肉高張力鋼材の製造方法

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Publication number: JP2003166017A
Application number: JP2001367737A
Authority: JP
Inventors: Katsuyuki Ichinomiya; 克行一宮; Kenji Oi; 健次大井; Toshiyuki Hoshino; 俊幸星野
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2001-11-30
Filing date: 2001-11-30
Publication date: 2003-06-13
Anticipated expiration: 2021-11-30
Also published as: JP3733898B2

Abstract

(57)【要約】【課題】300kJ/cmを超える大入熱溶接においても優れ
た溶接部靱性を有する、大入熱溶接部靱性に優れた厚肉
高張力鋼材の製造方法を提案する。【解決手段】Ｃ：0.05〜0.15％、Si：0.05〜0.50％、M
n：1.0 〜2.0 ％、Ｐ：0.015 ％以下、Ｓ：0.0005〜0.0
050％、Al：0.005 〜0.06％、Ti：0.01〜0.03％、Ni：
1.5 ％以下、Ｎ：0.003 〜0.007 ％、Ca：0.0005〜0.00
30％、Ｏ：0.0030％以下を含み、｛Ca−(0.18 ＋130 ×
Ca) ×Ｏ｝／（1.25／Ｓ）が０超え 1未満、Ti ／Ｎが
2.0 超え5.0 未満を満足する組成を有する鋼素材を、10
50〜1200℃に加熱後、 Ar₃変態点〜（ Ar₃変態点＋100
℃）の温度域における累積圧下率を35％以上とする熱間
圧延を施した後、２℃/s以上の冷却速度で冷却する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、造船、建築、土木
等の各分野で溶接構造物用として好適な高張力鋼材に係
わり、とくに、大入熱溶接部靭性に優れた、板厚50mm以
上の厚肉高張力鋼材に関する。なお、本発明でいう「大
入熱溶接」とは、溶接入熱量が300kJ/cmを超える溶接を
意味するものとする。

【０００２】

【従来の技術】一般に、造船、建築、土木等の各分野に
おける鋼構造物は、鋼材を溶接により接合し、所望の形
状に組み立てられることが多い。こうした溶接鋼構造物
に使用される鋼材には、安全性確保の観点から、母材靱
性はもちろん、溶接部靱性にも優れることが要求されて
いる。

【０００３】近年、溶接鋼構造物の大型化に伴い、構造
物の施工効率の向上と施工コストの低減の観点から、溶
接効率の向上が求められ、溶接入熱の増大が指向されて
きた。その際、最も問題となるのは、溶接部のボンド部
靱性である。ボンド部は、溶接時に溶融点直下の高温に
晒され、結晶粒がもっとも粗大化しやすく、しかも、溶
接入熱が増大するにしたがい冷却速度が遅くなり、脆弱
な上部ベイナイト組織が形成されやすくなる。さらにボ
ンド部では、ウィドマンステッテン組織や島状マルテン
サイトといった脆化組織が生成しやすく、靱性が低下し
やすい。

【０００４】このような溶接ボンド部の靭性低下に対
し、たとえば、特開平２-250917 号公報、特開平２-254
118 号公報、特公平３-53367号公報には、TiN を鋼中に
微細分散させ、MnS 又は REMオキシサルファイドと複合
してオーステナイト粒の粗大化を抑制し、溶接ボンド部
の靭性を改善する技術が提案されている。また、特開昭
60-184663 号公報には、入熱量100kJ/cmの溶接ボンド部
の靱性改善をめざし、希土類元素（REM ）とTiとを複合
添加し、鋼中に微細粒子を分散させてオーステナイトの
粒成長を抑制し、溶接ボンド部の靱性向上を図る技術が
提案されている。

【０００５】また、特開昭60-245768 号公報、特開昭61
-79745号公報等には、Tiの酸化物を微細分散させ、フェ
ライト変態の核生成サイトとして利用し、溶接ボンド部
の靭性を改善する技術が提案されている。また、特開昭
61-253344 号公報には、溶接時の冷却過程でTiN などの
上に析出するBNをフェライト変態の核として利用し、溶
接熱影響部の靭性を改善する技術が提案されている。

【０００６】また、特開2001-107177 号公報には、固溶
Ｎを徹底的に低減するため、Tiと十分なAl量（0.05〜0.
10％）を含有させ、さらに微細酸化物としてCa酸化物を
活用して、超大入熱溶接における溶接熱影響部靭性を向
上させる高張力鋼板が提案されている。また、特開昭60
−204863号公報、特公平４− 14180号公報では、CaやRE
M を添加し硫化物の形態制御を介して、溶接部を高靱性
化する技術が提案されている。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記し
たTi酸化物を用いる従来技術では、酸化物を均一かつ微
細に分散させることがかなりの困難を伴い、溶接部を安
定して高靭性とすることが困難となる。また、上記した
TiN を主体に利用する従来技術で製造された鋼材に、30
0kJ/cmを超える大入熱溶接法を適用した場合、溶接ボン
ド部近傍が高温度に長時間晒されるため、TiN が溶解し
結晶粒微細化の作用がなくなり、大入熱溶接部を高靭性
とすることができなくなるという問題があった。また、
上記した従来技術では、固溶Tiおよび固溶Ｎの増加に起
因して、脆化組織が生成し、著しく溶接部靱性が低下す
る場合があるという問題があった。

【０００８】また、特開2001-107177 号公報に記載され
た技術では、Al、Caを多く添加するため酸化物がクラス
ター化し、これが破壊の起点になることで靱性を低下さ
せる場合があるという問題があった。また、CaやREM を
添加する従来技術では、溶接入熱300kJ/cmを超える大入
熱溶接部で、高靱性を確保することは困難であるという
問題があった。

【０００９】一方、近年、鋼構造物の一層の大型化に伴
い、使用される鋼材はより厚肉でかつ高強度を有するも
のが要望されるようになっている。鋼材の厚肉化、高強
度化には、通常、合金元素の多量添加が安易な方法であ
るが、合金元素の多量添加は溶接部の靱性低下を招く。
したがって、最近では、厚肉材のように製造時の冷却速
度が比較的遅い場合においても、合金元素の多量添加を
行うことなく、母材を高強度化させた厚肉高張力鋼材が
要望されている。

【００１０】本発明は、上記した従来技術の問題を解決
し、母材降伏強さが355N/mm²以上と高く、かつ母材靭性
が、−40℃におけるシャルピー吸収エネルギー_VＥ_-40
で200 Ｊ以上と優れ、さらに溶接入熱300kJ/cmを超える
大入熱溶接においても優れた溶接部靱性を有する、大入
熱溶接部靱性に優れた板厚：50mm以上の厚肉高張力鋼材
を安定かつ効率的に製造できる、厚肉高張力鋼材の製造
方法を提案することを目的とする。なお、本発明でいう
「大入熱溶接部靱性に優れる」とは、溶接入熱300kJ/cm
を超える大入熱溶接での溶接熱影響部が、−40℃におけ
るシャルピー吸収エネルギー_VＥ_-40で41Ｊ以上を有す
る場合をいうものとする。

【００１１】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記した
課題を達成するために、大入熱溶接部の靱性におよぼす
各種要因について、研究、検討を重ねた。その結果、ま
ず、大入熱溶接部とくに溶接ボンド部の靱性は、脆化組
織の生成の有無に大きく影響される。そして、脆化組織
の生成は、高温に加熱された領域におけるオーステナイ
トの粗大化抑制と、冷却時にフェライト変態を促進する
変態核の微細分散により、防止できることを見出した。
従来は、これらが不十分であったために、溶接部を安定
して高靭性とすることができなかった。

【００１２】本発明者らは、フェライト変態核の微細分
散のために、硫化物の形態制御の役割を担うCaに注目
し、凝固時にCaS を晶出させることを想到した。CaS は
酸化物に比べて低温で晶出するため、鋼中で微細かつ均
一な分散が可能となる。CaS の晶出のためには、まずCa
添加時の溶鋼中の溶在酸素量を0.0030mass％以下に調整
する。そして、Ca添加時の溶鋼中の溶存酸素量を0.0030
mass％以下に調整したうえで、Ca，Ｓの添加量を次
（１）式０＜｛Ca−(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ｝／（1.25／Ｓ）＜１ ………（１）ここで、Ca、Ｏ、Ｓ：各合金元素の含有量（mass％）を満足するように調整することにより、CaS の晶出後に
固溶Ｓ量が確保でき、CaS の表面上にMnS が析出する複
合硫化物を形成できることを見出した。MnS はフェライ
ト核生成能があることが知られており、さらにはその周
囲にMnの希薄帯が形成されフェライト変態がさらに促進
される。また、MnS 上にTiN ，BN，AlN 等のフェライト
生成核が析出することによっても、より一層フェライト
変態が促進することも新たに発見した。

【００１３】また、本発明者らは、従来から高張力鋼母
材の高強度化、高靭化のために添加されてきたNbを無添
加とすることにより、TiN の溶解温度が上昇し、溶接時
に高温に加熱される領域でのオーステナイト粗大化が顕
著に抑制されることを見出した。またさらに、Nbを無添
加とすることで、溶接熱影響部粗粒域での上部ベイナイ
トの生成も抑制されることを見出した。

【００１４】また、さらに、本発明者らは、Nb無添加鋼
の溶接部靭性に及ぼす前組織の影響を検討した。その結
果、母材のフェライト平均粒径が５μｍ以下となるよう
に、熱間圧延時に、Ａr₃〜Ａr₃＋100 ℃の温度域におい
て35％以上の累積圧下率を付与し、母材のフェライト平
均粒径が５μｍ以下にすることにより、溶接における昇
温時に、オーステナイト生成サイトが増加し、オーステ
ナイト粒が微細化し、溶接部の靱性向上に効果があるこ
とを見出した。

【００１５】本発明は、上記した知見に基づき、さらに
検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明
は、下記の構成を要旨とするものである。（１）mass％で、Ｃ：0.05〜0.15％、Si：0.05〜0.50
％、Mn：1.0 〜2.0 ％、Ｐ：0.015 ％以下、Ｓ：0.0005
〜0.0050％、Al：0.005 〜0.06％、Ti：0.01〜0.03％、
Ni：1.5 ％以下、Ｎ：0.003 〜0.007 ％、Ca：0.0005〜
0.0030％、Ｏ：0.0030％以下を含み、かつ次（１）式お
よび（２）式０＜｛Ca−(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ｝／（1.25／Ｓ）＜１ ………（１） 2.5 ＜ Ti ／Ｎ＜5.0 ………（２）（ここで、Ca、Ｏ、Ｓ、Ti、Ｎ：各合金元素の含有量
（mass％））を満足し、好ましくは残部Feおよび不可避的不純物から
なる組成を有する鋼素材を、1050〜1200℃に加熱後、 A
r₃変態点〜（ Ar₃変態点＋100 ℃）の温度域における累
積圧下率を35％以上とする熱間圧延を施した後、板厚1/
4 位置において２℃/s以上の冷却速度で 450℃以下の温
度域まで冷却することを特徴とする大入熱溶接部靱性に
優れた厚肉高張力鋼材の製造方法。（２）（１）において、前記鋼素材が、溶鋼中の溶存酸
素量を0.0030mass％以下に調整したのちCaを添加し、前
記（１）式を満足するように、Ca，Ｓ含有量を調整して
なる鋼素材であることを特徴とする大入熱溶接部靱性に
優れた厚肉高張力鋼材の製造方法。（３）（１）または（２）において、前記組成に加えて
さらに、mass％で、Ｖ：0.2 ％以下、Cu：1.0 ％以下、
Cr：0.7 ％以下、Mo：0.7 ％以下、Ｂ：0.002 ％以下の
うちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成を
有することを特徴とする大入熱溶接部靱性に優れた厚肉
高張力鋼材の製造方法。（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記冷
却後、さらに、450 〜650 ℃の温度範囲での焼戻しを施
すことを特徴とする大入熱溶接部靱性に優れた厚肉高張
力鋼材の製造方法。

【００１６】

【発明の実施の形態】まず、本発明で使用する鋼素材の
組成限定理由について説明する。以下、組成におけるma
ss％は単に％で記す。Ｃ：0.05〜0.15％Ｃは、鋼の強度を増加させる元素であり、構造用高張力
鋼として必要な強度（母材降伏強さ：355N/mm²以上）を
得るためには、少なくとも0.05％は必要である。しか
し、過剰に含有すると、溶接部の靱性を劣化させる。こ
のため、本発明では、Ｃは0.05〜0.15％の範囲に限定し
た。なお、好ましくは、0.06〜0.12％である。

【００１７】Si：0.05〜0.50％ Siは、脱酸剤として作用し、製鋼上0.05％以上の含有が
必要であるが、0.50％を超えて含有すると、母材靱性が
劣化する。このため、Siは0.05〜0.50％の範囲に限定し
た。なお、好ましくは、0.10〜0.35％である。 Mn：1.0 〜2.0 ％ Mnは、鋼の強度を増加させる元素であり、本発明では所
定の母材強度を確保するため、1.0 ％以上の含有を必要
とする。一方、2.0 ％を超える過剰の含有は、溶接部の
靱性を著しく劣化させる。このため、本発明では、Mnは
1.0 〜2.0 ％の範囲に限定した。

【００１８】Ｐ：0.015 ％以下Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に含有される元素で
あり、粒界に偏析して鋼の靭性を劣化させるため、でき
るだけ低減することが好ましい。とくに、0.015 ％を超
えて含有すると、溶接部靱性の劣化が著しくなる。この
ため、本発明では、Ｐは0.015 ％以下に限定した。

【００１９】Ｓ：0.0005〜0.0050％Ｓは、Caを含有する本発明では、Caと結合しCaS 粒子と
して凝固段階で微細に晶出し、さらに溶接時にCaS 粒子
上にMnS として析出し、フェライト変態核として作用し
溶接部靭性を向上させる効果を有する。このような効果
はＳ：0.0005％以上の含有で認められる。一方、0.0050
％を超えて含有すると、母材および溶接部の靱性を劣化
させる。このため、Ｓは0.0005〜0.0050％に限定した。

【００２０】Al：0.005 〜0.06％ Alは、脱酸剤として作用し、鋼の脱酸上0.005 ％以上の
含有を必要とするが、0.06％を超えて含有すると、母材
の靱性が低下し、同時に溶接時に溶接金属部に混入し
て、溶接金属部の靱性を劣化させる。このため、Alは0.
005 〜0.06％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.
05％未満である。

【００２１】Ti：0.01〜0.03％ Tiは、Ｎとの親和力が強くTiN として析出して、溶接熱
影響部でのオーステナイト粒の粗大化を抑制し、あるい
はフェライト変態核として溶接熱影響部の高靱性化に寄
与する。このような効果は、0.01％以上の含有で認めら
れるが、0.03％を超えて含有すると、TiN 粒子が粗大化
し、上記した効果が期待できなくなる。このため、Tiは
0.01〜0.03％の範囲に限定した。

【００２２】Ni：1.5 ％以下 Niは、母材の高靱性を保ちつつ強度を増加させる元素で
あり、本発明では 0.2％以上の含有が望ましいが、1.5
％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効
果が期待できなくなり、経済的に不利となる。このた
め、本発明では、Niは1.5 ％以下に限定した。なお、好
ましくは 0.2〜 1.2％である。

【００２３】Ｎ：0.003 〜0.007 ％Ｎは、Tiと結合しTiN として析出して、溶接熱影響部で
のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、あるいはフェラ
イト変態核として溶接熱影響部の高靱性化に寄与する。
このような効果を有するTiN の必要量を確保するため
に、0.003 ％以上のＮを含有する必要がある。一方、0.
007 ％を超えて含有すると、溶接熱によってTiN が溶解
する温度まで加熱される領域では、固溶Ｎ量が増加し、
靱性が著しく低下する。このため、Ｎは0.003 〜0.007
％の範囲に限定した。

【００２４】Ca：0.0005〜0.0030％ Caは、硫化物の形態を制御して鋼の靱性向上に寄与する
元素である。このような効果を発揮させるには少なくと
も0.0005％含有することが必要であるが、0.0030％を超
えて含有しても効果が飽和する。このため、本発明で
は、Caは0.0005〜0.0030％の範囲に限定した。なお、本
発明では、後述するように、Ca添加直前の溶存酸素量を
0.0030％以下に調整したのち、Caを添加して、Ca酸化物
の生成を抑制してCaS を晶出させる。CaS は、溶鋼中で
酸化物に比べて低温で晶出するため、鋼中で微細かつ均
一な分散が可能となる。このようなCaS 微細粒子はMnS
と複合して溶接時にフェライト変態核として作用し、溶
接部靭性の向上に寄与する。

【００２５】Ｏ：0.0030％以下Ｏは、不可避的不純物として含有され、鋼中では酸化物
として存在し、清浄度を低下させる。このため、本発明
ではできるだけ低減することが好ましい。Ｏ含有量が0.
0030％を超えるとCaＯ系介在物が粗大化して、靭性に悪
影響を及ぼす。また、本発明では、CaをCaS として晶出
させるために、Caとの結合力が強いＯはCa添加前に、脱
ガスを強化するか、脱酸剤を投入するかして、溶鋼中の
Ｏを0.0030％以下に低減しておくことが好ましい。

【００２６】また、本発明では、Ca添加時の溶鋼中の溶
在酸素量を0.0030mass％以下に調整したうえで、Ca，Ｓ
を次（１）式を満足するように添加、調整する。０＜｛Ca−(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ｝／（1.25／Ｓ）＜１ ………（１）ここで、Ca、Ｏ、Ｓ：各合金元素の含有量（mass％）｛Ca−(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ｝が、０以下では、CaS
が晶出しないため、ＳはMnS 単独の形態で析出する。こ
のMnS は鋼板製造時の圧延で伸長されて均一かつ微細に
分散しないため、母材の靱性低下を引き起こすととも
に、溶接熱影響部靭性の向上が達成されない。｛Ca−
(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ｝が、１以上では、Ｓが完全に
Caによって固定され、フェライト生成核として働くMnS
がCaS 上に析出しない。このため、溶接熱影響部靭性の
向上が達成されない。CaおよびＳ含有量が、前記（１）
式を満足してはじめて、CaS 上にMnS が析出した複合硫
化物の形態となる。この複合硫化物の存在により、フェ
ライト変態の核として機能し、溶接熱影響部の組織が微
細化され、溶接熱影響部靭性が向上する。

【００２７】また、本発明では、Tiは、Ｎ含有量との関
係で、次（２）式 2.5 ＜ Ti ／Ｎ＜5.0 ………（２）（ここで、Ti、Ｎ：各合金元素の含有量（mass％））を満足するように添加し、Ti含有量を調整する。 Ti ／
Ｎが、2.5 以下では、母材靭性および溶接部靭性の向上
に必要なTiN 量を確保できない。一方、 Ti ／Ｎが、5.
0 以上では、TiC 粒子の生成および TiNの粗大化のた
め、母材靭性および溶接部靭性が低下する。従来のTiと
Nbを複合して含有する鋼では、TiN にNbが固溶するた
め、Ti／Ｎが２付近で靱性が最も優れていたが、本発明
では、Nb無添加であるため、Ti／Ｎが化学量論比（3.4
）に近い領域で靱性が最も良好になる。

【００２８】本発明では、上記した基本組成に加えてさ
らに、Ｖ：0.2 ％以下、Cu：1.0 ％以下、Cr：0.7 ％以
下、Mo：0.7 ％以下、Ｂ：0.002 ％以下のうちから選ば
れた１種または２種以上を含有できる。Ｖ：0.2 ％以下、Cu：1.0 ％以下、Cr：0.7 ％以下、M
o：0.7 ％以下、Ｂ：0.002 ％以下から選ばれる少なく
とも１種または２種以上Ｖ、Cu、Cr、Mo、Ｂは、いずれも鋼の強度を増加させる
元素であり、必要に応じ選択して含有できる。

【００２９】Ｖは、母材の強度および靱性を向上させる
とともに、VNとして析出し、フェライト変態の核として
作用する。このような効果は、0.01％以上の含有で顕著
となるが、0.2 ％を超える含有は、かえって靱性の低下
を招く。このため、Ｖは0.2％以下に限定することが好
ましい。Cuは、Niと同様、強度を増加するとともに、靭
性を向上させる作用を有する。このような効果は 0.2％
以上の含有で顕著となるが、1.0 ％を超える含有は熱間
脆性を生じ、鋼板の表面性状が劣化する。このため、Cu
は1.0 ％以下に限定することが好ましい。

【００３０】Cr，Mo，Ｂは、いずれも鋼材（母材）の高
強度化に有効に作用する元素である。このような効果
は、Cr：0.1 ％以上、Mo：0.1 ％以上、Ｂ：0.0005％以
上の含有で顕著となる。一方、過剰に含有すると、いず
れも靱性に悪影響を与えるため、Cr：0.7 ％以下、Mo：
0.7 ％以下、Ｂ：0.002 ％以下、にそれぞれ限定するこ
とが好ましい。

【００３１】なお、上記した成分以外の残部は、Feおよ
び不可避的不純物である。つぎに、上記した組成を有す
る鋼素材に、下記に述べる製造工程を施し厚肉高張力鋼
材とする。上記した組成の溶鋼を、転炉、電気炉、真空
溶解炉等通常公知の方法で溶製し、連続鋳造法、造塊法
などの通常公知の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とする。

【００３２】ついで、これら鋼素材を、1050〜1200℃に
加熱する。加熱温度が1050℃未満では、次工程の熱間圧
延で、鋼素材（スラブ）中の鋳造欠陥を圧着することが
できない。一方、1200℃を超える加熱温度では、TiN が
粗大化し、溶接部の靱性向上が期待できなくなる。この
ため、鋼素材の加熱温度は1050〜1200℃の範囲に限定し
た。

【００３３】上記した範囲の温度に加熱された鋼素材
は、ついで、Ａr₃変態点〜（Ａr₃変態点＋100 ℃）の温
度域における累積圧下率を35％以上とする熱間圧延を施
される。Ａr₃変態点〜（Ａr₃変態点＋100 ℃）の温度域
における累積圧下率が35％未満では、図１に示すよう
に、変態後、平均粒径５μｍ以下のフェライト組織が得
られない。本発明では、Nb無添加のため、オーステナイ
トの未再結晶領域がほとんど存在しない。変態後のフェ
ライト粒径に大きく影響する再結晶オーステナイト粒径
が加工温度に依存するため、より低温で加工するほどオ
ーステナイト粒径が微細化する。Ａr₃変態点〜（Ａr₃変
態点＋100 ℃）の温度域における累積圧下率が35％以上
とすることにより、再結晶オーステナイト粒が微細化
し、変態後、平均粒径５μｍ以下のフェライト組織が得
られる。平均粒径５μｍ以下のフェライト組織とするこ
と、すなわち、Ａr₃変態点〜（Ａr₃変態点＋100 ℃）の
温度域における累積圧下率を35％以上とする熱間圧延を
施すこと、により図１に示すように、1400℃加熱、800
〜500 ℃の冷却時間が270 ｓの大入熱溶接熱影響部 HAZ
（ボンド部近傍）のシャルピー吸収エネルギー、vE_-40
が70Ｊ以上となり、溶接部靭性が顕著に向上する。な
お、Ａr₃は次式Ａr₃（℃）=910-273C-74Mn-57Ni-16Cr-9Mo-5Cu （ただし、Ｃ，Mn，Ni，Cr，Mo，Cu：各合金元素の含有
量（mass％））により求めるものとする。

【００３４】熱間圧延後は、板厚 1/4位置において２℃
／ｓ以上の冷却速度で450 ℃以下の温度域まで冷却す
る。冷却速度が２℃/s未満では、フェライト粒が粗大化
し、強度・靱性が低下する。また、冷却した後、鋼材
に、450 〜650 ℃の範囲で焼戻しを施すことが好まし
い。焼戻しを施すことは、鋼材（母材）の残留応力低減
に有効であるため、鋼材の残留応力を除去する必要が生
じた場合に行うことが好ましい。

【００３５】焼戻し温度が650 ℃超えると、各種炭窒化
物が生成し、析出強化による強度上昇により、靱性の劣
化が認められる。一方、焼戻し温度が450 ℃未満では残
留応力の除去効果がない。

【００３６】

【実施例】つぎに、本発明の効果を実施例に基づいてさ
らに詳細に説明する。表１に示す組成に調整した鋼スラ
ブ（鋼素材）に、表２に示す条件で熱間圧延を施し、厚
鋼板（厚肉鋼材：板厚50〜100mm ）とした。なお、本発
明例では、Ca添加に際して、Ca添加直前の溶鋼中の溶存
酸素量を、脱酸剤の投入を行うことにより調整した。

【００３７】得られた各厚鋼板について、母材の引張試
験及びシャルピー衝撃試験を実施した。引張試験は、各
厚鋼板の板厚1/4 位置から、JIS 4 号引張試験片を採取
し、降伏点YP、引張強さTSを求めた。シャルピー衝撃試
験は、各厚鋼板の板厚1/4 位置から、JIS 4 号衝撃試験
片を採取し、−40℃での吸収エネルギー（_VＥ_-40）を
求めた。

【００３８】また、得られた各厚鋼板から、溶接継手作
製用試験片を採取した。試験片に、Ｖ開先を加工し、エ
レクトロガスアーク溶接（溶接入熱量：350 kJ/cm （板
厚：50mm）、または450 kJ/cm （板厚：65mm））によ
り、溶接継手を作製した。これら溶接継手から切り欠き
位置をボンド部とするJIS 4 号衝撃試験片を採取し、試
験温度：−40℃でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エ
ネルギー（_VＥ_-40）を求めた。

【００３９】得られた結果を表３に示す。

【００４０】

【表１】

【００４１】

【表２】

【００４２】

【表３】

【００４３】

【表４】

【００４４】本発明例は、いずれも、YP：355N/mm²以上
の母材強度と、_VＥ_-40：200J以上の母材靭性を有す
る、母材の強度・靱性に優れた厚肉高張力鋼板である。
さらに溶接入熱量：350 〜450 kJ/cm の大入熱溶接（エ
レクトロガスアーク溶接）継手ボンド部の_VＥ_-40が79
J 以上と、優れた大入熱溶接熱影響部靱性を有する厚肉
高張力鋼板となっている。これに対し、本発明の範囲を
外れる比較例は、母材の強度、母材の靱性、大入熱溶接
熱影響部の靱性のうちの、少なくとも一つが低下した厚
肉鋼板となっている。

【００４５】

【発明の効果】以上のように、本発明によれば、300kJ/
cmを超える大入熱溶接においても、優れた溶接熱影響部
靱性を有する、降伏強さ355N/mm²以上、板厚50mmを超え
る厚肉高張力鋼材が、非調質で安価に製造でき、産業上
格段の効果を奏する。また、本発明は、構造物の大型化
や施工能率の向上に大きく寄与するという効果もある。

【図面の簡単な説明】

【図１】フェライト粒径およびHAZ 靱性（_VＥ_-40℃）
と、Ａr₃変態点〜（Ａr₃変態点＋100 ℃）での累積圧下
率との関係を示すグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者星野俊幸岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地なし）川崎製鉄株式会社水島製鉄所内Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA04 AA05 AA08 AA11 AA14 AA16 AA19 AA21 AA23 AA26 AA27 AA29 AA31 AA35 AA36 CA02 CB01 CB02 CD02 CD03 CF01 CF02

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】 mass ％で、Ｃ：0.05〜0.15％、 Si：0.05〜0.50％、 Mn：1.0 〜2.0 ％、Ｐ：0.015 ％以下、Ｓ：0.0005〜0.0050％、 Al：0.005 〜0.06％、 Ti：0.01〜0.03％、 Ni：1.5 ％以下、Ｎ：0.003 〜0.007 ％、 Ca：0.0005〜0.0030％、Ｏ：0.0030％以下を含み、かつ下記（１）式および下記（２）式を満足する組成を有す
る鋼素材を、1050〜1200℃に加熱後、 Ar₃変態点〜（ A
r₃変態点＋100 ℃）の温度域における累積圧下率を35％
以上とする熱間圧延を施した後、板厚1/4 位置において
２℃/s以上の冷却速度で 450℃以下の温度域まで冷却す
ることを特徴とする大入熱溶接部靱性に優れた厚肉高張
力鋼材の製造方法。記０＜｛Ca−(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ｝／（1.25／Ｓ）＜１ ………（１） 2.5 ＜ Ti ／Ｎ＜5.0 ………（２）ここで、Ca、Ｏ、Ｓ、Ti、Ｎ：各合金元素の含有量（ma
ss％）
【請求項２】前記鋼素材が、溶鋼中の溶存酸素量を0.
0030mass％以下に調整したのち、Caを添加し、前記
（１）式を満足するように、Ca、Ｓ含有量を調整してな
る鋼素材であることを特徴とする請求項１に記載の大入
熱溶接部靱性に優れた厚肉高張力鋼材の製造方法。
【請求項３】前記組成に加えてさらに、mass％で、
Ｖ：0.2 ％以下、Cu：1.0 ％以下、Cr：0.7 ％以下、M
o：0.7 ％以下、Ｂ：0.002 ％以下のうちから選ばれた
１種または２種以上を含有する組成を有することを特徴
とする請求項１または２に記載の大入熱溶接部靱性に優
れた厚肉高張力鋼材の製造方法。
【請求項４】前記冷却後、さらに、450 〜650 ℃の温
度範囲での焼戻しを施すことを特徴とする請求項１ない
し３のいずれかに記載の大入熱溶接部靱性に優れた厚肉
高張力鋼材の製造方法。