JP2005298900A - 大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 - Google Patents

Abstract

【課題】 20〜100mmの厚みと325〜460MPa級の降伏強度を有し、20〜150kJ/mmの溶接入熱量で溶接されたHAZにおいて、−40℃あるいは0℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー平均値が100J以上である厚鋼板を提供する。
【解決手段】 質量％でC：0.03〜0.2%、Si：0.5%以下、Mn：0.5〜2.0%、P：0.015%以下、S：0.001〜0.005%、Al：0.001〜0.1%、V：0.02〜0.1%、N：0.001〜0.02%、O：0.001〜0.004%を含有し、さらにCa：0.0003〜0.005%、Mg：0.0003〜0.005%の一種以上を含有し、必要に応じてCu：0.05〜1%、Ni：0.05〜3%、Cr：0.05〜1%、Mo：0.05〜1%、Nb：0.003〜0.03%、Ti：0.003〜0.03%、B：0.0003〜0.003%、La+Ce：0.001〜0.02%の一種以上を含有し、質量％を用いて計算される特定の式を満たし、残部が鉄および不可避的不純物からなり、Caまたは／およびMgを含む10〜500nmの酸化物または／および硫化物が1000個/mm²以上存在することを特徴とする、大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板である。
【選択図】 なし

Description

本発明は、大入熱溶接継手における溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）の靭性に優れた厚手高強度鋼板に関するものである。本発明は、鉄鋼業において製造される厚鋼板に主に適用される。本発明は厚鋼板以外のＨ形鋼や鋼管などの鉄鋼製品へ適用することも可能である。本発明を適用した鋼板は、造船をはじめ、建築、橋梁、タンク、海洋構造物、ラインパイプなどの溶接構造物に使用され、溶接施工能率の高い大入熱溶接を施され、かつ、溶接部靭性の要求レベルが高い場合に好適である。

近年、造船に代表される溶接構造物に対する主要な要求は、構造の大型化、建造の高能率化、破壊に対する安全性向上である。このような動向を受け、溶接構造用鋼板には厚手化、高強度化、大入熱溶接化に対応しつつ、より一層の高いＨＡＺ靭性が求められる。たとえば、近年急速な進化を遂げつつある大型コンテナ船に用いられる鋼板に対しては、５０〜８０ｍｍの大きな厚みと３９０〜４６０ＭＰａ級の高い降伏強度を有しつつ、２０ｋＪ／ｍｍ以上の大きな溶接入熱量で高能率な１パス溶接を施した場合のＨＡＺにおいて、−４０℃という低温で高いシャルピー衝撃吸収エネルギーが要求される可能性がある。このように、母材の厚手高強度化を前提としたうえで、良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性を達成することが本発明の課題である。一般に、母材の厚手高強度化に伴って化学成分的な焼入性（たとえばＣｅｑ）が増加し、ＨＡＺが硬化するでＨＡＺ靭性の確保が難しくなる。また、母材の厚手化に伴って１パス溶接時の溶接入熱量が増加し、ＨＡＺが受ける熱ダメージが大きくなって金属組織が粗大化し、ＨＡＺ靭性の確保が難しくなる。さらに、要求される靭性レベル（破壊吸収エネルーや靭性保証温度）が高度化することでＨＡＺ靭性の確保がますます難しくなる。これら三つ要因が重畳することが、本発明が解決すべき課題の困難さである。

厚手高強度鋼の大入熱溶接ＨＡＺ靭性に関する従来技術として、例えば、非特許文献１がある。ここに記載された技術は、ＣｕやＮｉなどの有害元素の添加を控えて、炭素当量（Ｃｅｑ）低減によって焼入性を低下させ、大入熱ＨＡＺ靭性を確保するものである。この技術は、母材の厚手高強度化を達成するために、圧延後の加速冷却を強化する必要があり、加速冷却設備の改造や新設などの設備投資が強いられる。さらに、このような技術で加速冷却工程に大きな負荷をかけても、溶融線近傍ＨＡＺの靭性保証温度は−２０℃であり、−４０℃のシャルピー衝撃特性が確保できることは示されていない。

以上の例のように、厚手高強度鋼板に高能率な大入熱溶接を適用したときのＨＡＺ靭性を、要求される靭性レベルに応じて安定的に確保することが課題である。大型コンテナ船をはじめとする大型溶接構造物に対して、大入熱溶接ＨＡＺ靭性の優れた鋼板の提供が求められている。

Ｒ＆Ｄ神戸製鋼技報、Ｖｏｌ．５２、Ｎｏ．１（Ａｐｒ．２００２）、ｐ．２−５、「大型コンテナ船用大入熱溶接型ＹＰ３５５〜４６０ＭＰａ級鋼板および溶接材料」

本発明の第一の課題は、５０〜８０ｍｍの厚みと３９０〜４６０ＭＰａ級の降伏強度を有し、２０〜６０ｋＪ／ｍｍの溶接入熱量で溶接されたＨＡＺにおいて、−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー平均値が１００Ｊ以上である、低Ｃ高Ｎｉ成分鋼板を提供することである。この課題は主に造船用鋼板を対象とする。本発明の第二の課題は、２０〜１００ｍｍの厚みと３２５〜４４０ＭＰａ級の降伏強度を有し、５０〜１５０ｋＪ／ｍｍの溶接入熱量で溶接されたＨＡＺにおいて、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー平均値が１００Ｊ以上である、高Ｃ低Ｎｉ成分鋼板を提供することである。この課題は主に建築用鋼板を対象とする。本発明を適用した鋼板は、造船や建築以外の各種の大型溶接構造物にも使用が可能であり、溶接施工能率の高い大入熱溶接を施した場合でも、良好なＨＡＺ靭性を確保できることを目指す。

本発明は、質量％でＣ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１〜０．００５％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．０２〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０２％、Ｏ：０．００１〜０．００４％を含有し、さらにＣａ：０．０００３〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％の一種以上を含有し、質量％を用いて計算される式（１）を満たし、更に必要に応じてＣｕ：０．０５〜１％、Ｎｉ：０．０５〜３％、Ｃｒ：０．０５〜１％、Ｍｏ：０．０５〜１％、Ｎｂ：０．００３〜０．０３％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｌａ＋Ｃｅ：０．００１〜０．０２％の一種以上を含有し、質量％を用いて計算される式（２）を満たし、残部が鉄および不可避的不純物によって化学成分が構成され、Ｃａまたは／およびＭｇを含む１０〜５００ｎｍの酸化物または／および硫化物が１０００個／ｍｍ²以上存在することを特徴とする、大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板である。

０．０５Ｖ ≦ Ｎ ≦ ０．２７Ｖ…（１）
０．２９Ｔｉ＋０．１５Ｎｂ＋１．３０Ｂ＋０．０５Ｖ ≦ Ｎ ≦ ０．２９Ｔｉ＋０．１５Ｎｂ＋１．３０Ｂ＋０．２７Ｖ…（２）

本発明によって、５０〜８０ｍｍの厚みと３９０〜４６０ＭＰａ級の降伏強度を有し、２０〜６０ｋＪ／ｍｍの溶接入熱量で溶接されたＨＡＺにおいて、−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー平均値が１００Ｊ以上である、低Ｃ高Ｎｉ成分鋼板（Ｃ＜０．０８％、Ｎｉ＞０．５％）を提供することが可能となる。また、２０〜１００ｍｍの厚みと３２５〜４４０ＭＰａ級の降伏強度を有し、５０〜１５０ｋＪ／ｍｍの溶接入熱量で溶接されたＨＡＺにおいて、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー平均値が１００Ｊ以上である、高Ｃ低Ｎｉ成分鋼板（Ｃ≧０．０８％、Ｎｉ≦１．０％）を提供することが可能となる。本発明を適用した鋼板は、造船や建築をはじめとする各種の溶接構造物に使用され、構造物の建造における高い溶接施工能率と、構造物の高い安全性・信頼性を両立することができる。

第一の課題である低Ｃ高Ｎｉ成分鋼板の大入熱溶接ＨＡＺ靭性を−４０℃で保証するための技術を説明する。ここでのＨＡＺ靭性に関する技術課題は二つである。一つ目の課題は、−４０℃という低い試験温度に起因して脆性破壊が生じやすくなることである。二つ目の課題は、大入熱溶接に伴うＨＡＺ組織の粗大化によって脆化することである。

一つ目の課題に対して、低温での脆性破壊には局部脆化相の存在とマトリックス（フェライト地）の靭性が大きく影響することから、Ｃ低減とＮｉ増加を基本思想とする。Ｃ低減は局部脆化相であるＣ濃化相（セメンタイト、パーライト、ＭＡ：Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）の減少を、Ｎｉ増加は固溶Ｎｉによるマトリックス（フェライト相）の高靭化を意図する。この理由から、Ｃを０．０８％未満に抑え、Ｎｉを０．５％よりも多く含有させる。

二つ目の課題に対して、大入熱溶接においてＨＡＺ組織を微細化する必要がある。鉄と鋼、第６２年（１９７６）、第９号、ｐ．１２０９−１２１８、「低炭素・低合金鋼のオーステナイト粒度に及ぼすＴｉＮの分散状態の影響」に記載されているように、オーステナイト（γ）結晶粒の粗大化抑制を狙った析出物によるγ粒界移動のピン止め現象が有効である。この技術をさらに進化させたものとして、発明者らは特開２０００−０８０４３６号に記載されているように、Ｍｇを含有する超微細な酸化物を生成させてこれにＴｉＮを複合析出させることでピン止めを強化する新しい技術を発明した。これらの技術によってＨＡＺにおけるγ結晶粒粗大化を抑制すると、γ粒界から変態する粗大組織がγ細粒化に伴って微細化し、これらγ粒界変態組織の靭性への有害性が軽減される。ＨＡＺ組織を微細化するもう一つの手段は、γ粒内の析出物をフェライト変態核として活用する技術である。たとえば、特開昭６０−２４５７６８号公報、特開昭６０−１５２６２６号公報、特開昭６３−２１０２３５号公報、特開平２−２５０９１７号公報に記載されているように、γ粒内の析出物からのフェラト変態が有効である。発明者らは先に示した特開２０００−０８０４３６号において、Ｍｇを含有する粗大な酸化物をフェライト変態核として活用し、ピン止め効果と組み合わせる技術を発明した。このような手段でピン止めによるγ細粒化効果と析出物からのγ粒内変態効果を組み合わせても、低Ｃ高Ｎｉ成分の厚手高強度鋼板を大入熱溶接したＨＡＺにおいて、−４０℃で１００Ｊ以上の靭性を安定的に確保することは難しい。

そこで、本発明では大入熱溶接ＨＡＺ組織をさらに微細にすることを検討した。そして、ピン止め強化によるγ細粒化を基本技術として、冷却時のＨＡＺにおいてγ粒界とγ粒内の両方にＶＮを析出させる技術を組み合わせることで、ＨＡＺ組織が一段と微細化できることを見出した。このときのＨＡＺ組織の微細化は、γ粒界からの変態組織とγ粒内から変態組織に大別できるが、本発明ではγ粒界からの変態組織の微細化が特徴であり重要である。

本発明におけるγ粒界からの変態組織の微細化は、以下の四つの効果によって達成される。第一の効果は、ピン止めによるγ細粒化によってγ粒界の曲率が大きくなることで、γ粒界からの変態組織が生成して成長する過程で隣接する結晶粒との合体が困難となり、変態組織の粗大化が抑制されることである。第二の効果は、γ細粒化によってγ粒界の面積が増加することで、変態場所そのものが増えてγ粒界からの変態組織が微細化することである。第三の効果は、γ粒成長をピン止めしている粒子が変態場所として機能することでγ粒からの界変態組織が微細化することである。これら三つの効果は特開２０００−０８０４３６号のような従来技術に既に織り込み済みである。そして、本発明の新規性である第四の効果は、γ粒界に析出したＶＮが優先的な変態場所として機能することで、γ粒界からの変態組織が微細化することである。この第四の効果は上記三つの効果に重畳することで増幅されるが、特に第三の効果であるピン止め粒子との相乗効果が大きい。γ粒界にピン止め粒子とＶＮが共存する形態として、複合と単独の二種類が存在することが明らかになった。γ粒界に存在するピン止め粒子にＶＮの複合した粒子は、変態促進能が極めて高く、一つの粒子から複数の変態組織を生成させる特殊な能力があることがわかった。

このとき、ピン止め粒子が１０ｎｍよりも小さいと、これにＶＮが複合析出する頻度が激減するため、γ粒界におけるＶＮ析出の効果が減少する。したがって、ＨＡＺの冷却時におけるγ粒界でのＶＮ析出に先立ち、γ粒界に１０ｎｍ以上の大きさのピン止め粒子を多数存在させておくことが重要である。一方、γ粒界に単独析出するＶＮからは概ね一つの変態組織が生成することがわかった。

このように、γ粒界に存在する複合析出および単独析出のＶＮがγ粒界からの変態組織の微細化に大きく貢献していることを知見した。このように、本発明の特徴はγ粒界に存在する複合析出ＶＮによる変態促進効果である。ピン止め現象を用いることなくγ粒を小さくした場合（たとえばＨＡＺの加熱温度が低い場合）、γ粒界には単独析出したＶＮしか存在しないため、γ粒界からの変態組織の微細化効果は本発明より劣る結果となった。ＶＮのもう一方の析出場所であるＨＡＺのγ粒内においては、析出したＶＮを核としてフェライト変態が促され、これもＨＡＺ組織微細化に貢献する。

以上説明したピン止めとＶＮ析出との相乗効果を、低Ｃ高Ｎｉ成分の厚手高強度鋼板に組み合わせることで、大入熱溶接したＨＡＺにおいて−４０℃で１００Ｊ以上の靭性を安定的に確保できる技術を発明した。

次に、第二の課題である高Ｃ低Ｎｉ成分鋼板の大入熱溶接ＨＡＺ靭性を０℃で保証するための技術を説明する。ここでの主な技術課題はＨＡＺ組織の微細化である。この場合はＨＡＺ靭性の試験温度が０℃と比較的高いので、第一の課題のようにＣを少なくしてＮｉを多くする必要性は小さい。本発明では経済的な見地から、許容される範囲でＣを多くしてＮｉを少なくすることを前提とする。つまり、Ｃを０．０８％以上に高め、Ｎｉを１．０％以下に抑えることで厚鋼板に経済性を付与する。高Ｃ化は建築用鋼板に要求される低降伏比の観点からも好ましい。この基本成分に上述したＨＡＺ組織微細化技術、つまりピン止めとＶＮ析出の相乗効果を組み合わせることで、大入熱溶接したＨＡＺにおいて０℃で１００Ｊ以上の靭性を安定的に確保できる技術を発明した。

以上説明したように、本発明の肝心な点は、ＨＡＺ組織微細化を目的にしたピン止め効果とＶＮ析出効果を同時に利用することである。これら二つの金属学的な効果を具体的に発現させるための方法を説明する。ピン止め効果については、従来のピン止め粒子であるＴｉＮよりも熱的に安定な酸化物や硫化物を利用し、これらの粒子を鋼中に高密度に分散させるために微細化をはかる。そのために、ＣａやＭｇといったＯやＳと親和力の強い元素を利用する。溶鋼精錬においてＳｉ、Ｍｎ、Ａｌを添加して予備脱酸を行った後、ＣａやＭｇを添加して最終の脱酸と脱硫を行い、連続鋳造する。ＣａやＭｇの添加時期が不適切だと、大きさが５００ｎｍを超える粗大な酸化物や硫化物が多数生成し、１０〜５００ｎｍの微細粒子を１０００個／ｍｍ²以上確保できないため目的とするピン止め効果が得られない。また、ＣａやＭｇの添加量が不足すると、これらを含む酸化物や硫化物のピン止め粒子の個数と大きさの両方が減少して不足となり、ピン止め効果とＶＮ析出効果が不十分となる。

次に、ＶＮ析出効果については、必要最低限のＶＮ析出量を確保するために、ＶとＮを適正に添加する必要がある。ＶとＮの適正バランスは、次式（１）に示される。

０．０５Ｖ ≦ Ｎ ≦ ０．２７Ｖ ・・・・・・・・・・・・・・ （１）
これはＶより強力な窒化物形成元素が含まれない場合であり、添加されたＶが少なくともその０．０５倍のＮと結合してＶＮを形成する必要があることを示す。しかし、Ｖと化学量論的に見合う０．２７倍のＮよりも過剰にＮが含まれると、ＶＮを形成して余ったＮがマトリックスに固溶して脆化をもたらす。したがって、式（１）のバランスでＶとＮを添加する必要がある。Ｖよりも強力な窒化物形成元素であるＴｉ、Ｎｂ、Ｂなどが添加される場合は、冷却時のＨＡＺにおけるＶＮの析出に先立って、ＴｉＮ、ＮｂＮ、ＢＮなどがγ相の高温側で析出することを考える必要がある。このような場合には、次式（２）に示すバランスでＮを添加する必要がある。
０．２９Ｔｉ＋０．１５Ｎｂ＋１．３０Ｂ＋０．０５Ｖ ≦ Ｎ ≦ ０．２９Ｔｉ＋０．１５Ｎｂ＋１．３０Ｂ＋０．２７Ｖ ・・・・・・・・・・・・・・・ （２）
つまり、ＴｉやＮｂやＢと化学量論的に見合うＮを差し引いた残りのＮがＶと結合できると考える。実際の窒化物の析出挙動は複雑であるが、本発明では式（１）や式（２）を目安にＶＮ析出を制御すれば、工業的にＨＡＺ組織を微細化できることを知見したのである。

以下に化学成分の限定理由について詳細に説明する。

Ｃは厚手母材の強度と靭性を確保するために０．０３％以上必要であり、これが下限である。−４０℃のような低温で大入熱溶接ＨＡＺ靭性を確保する場合は、Ｃを０．０８％未満に抑える必要がある。０℃のような比較的高い温度で大入熱溶接ＨＡＺ靭性を確保する場合は、Ｃを０．０８％以上に高めても問題ないから、経済性と低降伏比の観点からできるだけ高いＣ量が望まれる。しかしながら、Ｃが０．２％を超えるとたとえ０℃でも良好なＨＡＺ靭性を確保することは難しいから、これが上限である。

Ｓｉは脱酸元素および強化元素として有効であるが、０．５％を超えるとＨＡＺ靭性が大きく劣化するためこれが上限である。ＳｉはＭＡ生成を助長して大入熱溶接ＨＡＺ靭性を劣化させる傾向があるため、本発明ではできるだけ少ないほうが好ましい。

Ｍｎは厚手母材の強度と靭性を経済的に確保するために０．５％以上必要である。ただし、２％を超えてＭｎを添加すると、中心偏析の有害性が顕著となってこの部分の母材とＨＡＺの靭性が劣化するため、これが上限である。

Ｐは不純物元素であり、ＨＡＺ靭性を安定的に確保するために０．０１５％以下に低減する必要がある。

ＳはＨＡＺにおけるピン止めの観点から、ＣａやＭｇを含む微細な硫化物を生成して有用であるため、０．００１％以上必要である。Ｓが０．００１％未満ではピン止め粒子である硫化物の個数と大きさが不足する。しかし、Ｓが０．００５％を超えて含まれると粗大な硫化物が生成して母材やＨＡＺの靭性を損なうため、これが上限である。

Ａｌは脱酸を担い、不純物元素であるＯを０．００４％以下に低減するために必要である。Ａｌ以外にもＭｎやＳｉも脱酸に寄与するが、たとえこれらの元素が添加される場合でも、０．００１％以上のＡｌがないと安定的にＯを０．００４％以下に抑えることは難しい。ただし、Ａｌが０．１％を超えると、アルミナ系の粗大酸化物やそのクラスターが生成し、母材とＨＡＺの機械的性質が損なわれるため、これが上限である。

Ｖ は本発明で最も重要である。大入熱溶接の遅い冷却速度に起因してＨＡＺ冷却時にγ粒界とγ粒内にＶＮが析出し、これが変態場所として機能することで変態組織の微細化をもたらす。そのために必要な下限のＶは０．０２％である。Ｖが０．１％を超えるとＨＡＺの析出硬化が顕著となってＨＡＺ靭性が劣化し、溶接性も損なわれる。したがって、これが上限である。

Ｎは本発明で重要である。ＶＮを生成させるために、Ｖの下限に合わせて少なくとも０．００１％のＮが必要である。しかし、Ｎが０．０２％を超えると連続鋳造における鋳片表面割れが顕著となるため、これが上限である。Ｖとその他の窒化物形成元素に合わせてＶＮ析出量を制御するために式（１）、式（２）を満たす必要がある。これらの式に対してＮが不足すると変態核としてのＶＮが不足し、Ｎが過剰であると固溶Ｎによってマトリクスが脆化する。

Ｏはピン止め粒子である１０〜５００ｎｍの酸化物を１０００個／ｍｍ²以上確保するために０．００１％以上必要である。Ｏが０．００１％未満では、ピン止め粒子である酸化物の個数と大きさが不足する。しかし、Ｏが０．００４％を超えると酸化物の一部が粗大化して母材とＨＡＺの靭性が損なわれるため、これが上限である。

Ｃａ、Ｍｇは本発明で重要である。先に説明した溶鋼への添加順序を考慮して一方あるいは両方を０．０００３％以上添加することで、ＣａやＭｇを含有する１０〜５００ｎｍの酸化物や硫化物を１０００個／ｍｍ²以上確保することができる。ＣａやＭｇが０．０００３％未満では、ピン止め粒子である酸化物や硫化物の個数と大きさが不足する。しかし、それぞれ０．００５％以上の多量添加は酸化物や硫化物の粗大化をまねき、所定の分散状態を確保できず、さらには経済性も失うため、これが上限である。

Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉは板厚に応じて母材の強度と靭性を確保するために添加される。これらの元素が効果を発揮する下限は、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏについては０．０５％であり、ＮｂとＴｉについては０．００３％である。ただし、これらの元素が多すぎるとＨＡＺ靭性や溶接性が劣化するため、上限をもうける必要がある。Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏの上限は１％であり、ＮｂとＴｉの上限は０．０３％である。

Ｎｉは大入熱溶接ＨＡＺ靭性の保証温度に応じて使い分けられる。−４０℃のような低温でＨＡＺ靭性を確保する場合は、Ｃ低減と併せてＮｉを０．０５％以上に高めてマトリックスを高靭化する必要がある。しかしながらＮｉが３％を超えると厚鋼板として経済性を大きく損なうため、これが上限である。０℃のような比較的高い温度でＨＡＺ靭性を確保する場合は、Ｃ増加と併せてＮｉを１．０％以下に低めても問題ないから、経済性の観点からできるだけ低いＮｉ量が望まれる。

Ｂは厚手母材の製造において焼入性を高めて強度と靭性の確保に寄与する。この効果を発揮するためには、０．０００３％以上のＢが必要である。ただし、Ｂが０．００３％を超えると溶接性が劣化する恐れがあるため、これが上限である。

ＬａとＣｅは主に脱硫元素として利用され、硫化物を球状化して無害化することで母材とＨＡＺの機械的性質を改善する。この効果を発揮するためには、Ｌａ＋Ｃｅは０．００１％以上必要である。ただし、これらの添加量を増やしても効果は飽和するため、経済性の観点からＬａ＋Ｃｅの上限は０．０２％である。

次に、本発明を適用した鋼板の製造方法の例を説明する。鉄鋼業の製鋼工程において、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌを溶鋼に添加して予備脱酸を行った後、ＣａやＭｇを添加して最終の脱酸と脱硫を行い、連続鋳造によって鋳片を造る。鋳造時の冷却途中あるいは冷却後に鋼片を再加熱し、厚板圧延によって所定の厚みの鋼板を造り、圧延後に空冷するか、あるいは水冷する。水冷途中で水冷を停止して空冷することもある。冷却後に適当な熱処理を行うことで、母材の強度と靭性を調整する。

製鋼工程で溶鋼の脱酸、脱硫手順と化学成分を制御して連続鋳造によって鋼片を作製し、これを再加熱して厚板圧延によって２０〜１００ｍｍ厚みの鋼板とし、空冷あるいは水冷を行った。必要に応じて熱処理を施し、降伏強度が３４０〜４８０ＭＰａ級である厚鋼板を製造した。表１に鋼の化学成分とピン止め粒子個数を、表２に鋼板の機械的性質と１パス溶接継手のＨＡＺ靭性を示す。成分は低Ｃ高Ｎｉ系と高Ｃ低Ｎｉ系に大別される。ピン止め粒子の個数は、次のような方法で測定した。鋼板の任意の場所から抽出レプリカ資料を作成し、これを透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて１００００〜５００００倍で１０００μｍ²以上の面積を観察し、対象となる１０〜５００ｎｍの大きさのＣａまたは／およびＭｇを含む酸化物または／および硫化物の個数を測定し、単位面積あたりの個数に換算した。このとき、これらの酸化物や硫化物に析出物が複合析出している場合も測定の対象となる。また、酸化物と硫化物が複合して酸硫化物となっていても測定の対象となる。低Ｃ高Ｎｉ成分鋼板についてはエレクトロガス溶接法を用いて図１に示すような突合せ継手を作製した。高Ｃ低Ｎｉ成分鋼板については、エレクトロスラグ溶接法を用いて図２に示すようなＴ字継手を作製した。ともに１パスの大入熱溶接継手である。図１と図２に示す要領で、溶解融線（ＦＬ）から１ｍｍ離れたＨＡＺ、あるいはＦＬにノッチを入れ、−４０℃あるいは０℃でシャルピー衝撃試験を行った。表２にＨＡＺ靭性を示す。ここでのシャルピー衝撃試験はＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠し、ＪＩＳ Ｚ ２２０２のＶノッチ試験片を用いた。

鋼１〜１４は本発明鋼であり、鋼の化学成分と粒子分散状態が適正に制御されているため、−４０℃あるいは０℃で１００Ｊを超える良好なＨＡＺ靭性が達成されている。一方、鋼１３〜２０は比較鋼であり、鋼の化学成分や粒子分散状態が適正でないために、ＨＡＺ靭性が不十分である。鋼１３と鋼１７はＶが少ないために、鋼１４と鋼１８はＮが少ないために、ＨＡＺにおけるＶＮ析出量が不十分となり、ＨＡＺ組織の微細化が不十分で靭性が低下している。鋼１５と鋼１９はＶＮは十分に生成してＨＡＺ組織が微細化されるものの、Ｎが多すぎるために固溶Ｎ脆化が原因でＨＡＺ靭性が低下している。鋼１６と鋼２０はＶＮは十分い生成しているものの、ＣａやＭｇが添加されていないためにピン止め粒子である酸化物や硫化物の個数が不足し、ＨＡＺのγ粒が粗大化して靭性が低下している。

低Ｃ高Ｎｉ成分鋼板のエレクトロガス溶接突合せ継手におけるシャルピー試験片の採取要領を示す図である。 高Ｃ低Ｎｉ成分鋼板のエレクトロスラグ溶接Ｔ字継手におけるシャルピー試験片の採取要領を示す図である。

Claims (2)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０３〜０．２％、
   Ｓｉ：０．５％以下、
   Ｍｎ：０．５〜２％、
   Ｐ ：０．０１５％以下、
   Ｓ ：０．００１〜０．００５％、
   Ａｌ：０．００１〜０．１％、
   Ｖ ：０．０２〜０．１％、
   Ｎ ：０．００１〜０．０２％、
   Ｏ ：０．００１〜０．００４％
   を含有し、
   Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、
   Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％
   の一種以上を含有し、質量％を用いて計算される式（１）を満たし、残部が鉄および不可避的不純物によって化学成分が構成され、Ｃａまたは／およびＭｇを含む１０〜５００ｎｍの酸化物または／および硫化物が１０００個／ｍｍ²以上存在することを特徴とする、大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
   ０．０５Ｖ ≦ Ｎ ≦ ０．２７Ｖ ・・・・・・・・ （１）
2. 質量％で、
   Ｃ ：０．０３〜０．２％、
   Ｓｉ：０．５％以下、
   Ｍｎ：０．５〜２％、
   Ｐ ：０．０１５％以下、
   Ｓ ：０．００１〜０．００５％、
   Ａｌ：０．００１〜０．１％、
   Ｖ ：０．０２〜０．１％、
   Ｎ ：０．００１〜０．０２％、
   Ｏ ：０．００１〜０．００４％
   を含有し、
   Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、
   Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％
   の一種以上を含有し、さらに
   Ｃｕ：０．０５〜１％、
   Ｎｉ：０．０５〜３％、
   Ｃｒ：０．０５〜１％、
   Ｍｏ：０．０５〜１％、
   Ｎｂ：０．００３〜０．０３％、
   Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、
   Ｂ ：０．０００３〜０．００３％、
   Ｌａ＋Ｃｅ：０．００１〜０．０２％
   の一種以上を含有し、質量％を用いて計算される式（２）を満たし、残部が鉄および不可避的不純物によって化学成分が構成され、Ｃａまたは／およびＭｇを含む１０〜５００ｎｍの酸化物または／および硫化物が１０００個／ｍｍ²以上存在することを特徴とする、大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
   ０．２９Ｔｉ＋０．１５Ｎｂ＋１．３０Ｂ＋０．０５Ｖ ≦ Ｎ ≦ ０．２９Ｔｉ＋０．１５Ｎｂ＋１．３０Ｂ＋０．２７Ｖ ・・・・・・・・ （２）

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