JP2007177327A

JP2007177327A - 溶接熱影響部の靭性に優れ、軟化が小さい厚鋼板

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Publication number: JP2007177327A
Application number: JP2006318843A
Authority: JP
Inventors: Hiroyuki Takaoka; 宏行高岡; Yoshiomi Okazaki; 喜臣岡崎
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2005-11-30
Filing date: 2006-11-27
Publication date: 2007-07-12
Anticipated expiration: 2026-11-27
Also published as: JP4787141B2

Abstract

【課題】ＨＡＺ靭性に優れると共に、ＨＡＺ軟化が抑制された厚鋼板を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．０３０％以上０．０８０％以下（％は質量％の意味。以下同じ）、Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．８％以上２．０％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｔｉ：０．０１５％以上０．０３０％未満、Ｎ：０．００５５％超０．０１００％以下、Ｂ：０．００１５％以上０．００３５％未満，Ｎｂ：０．０１５％以下（０％を含む）を含有し、残部：Ｆｅ及び不可避不純物からなり、旧オーステナイト粒の扁平率（長軸／短軸）が１．５以上であり、且つ、下式（１）および（２）を満足する厚鋼板である。２．０≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦４．０（１）、０＜Ｐ値＜２３．０（２）、Ｐ値＝２０００×［Ｂ］＋３００×（［Ｔｉ］−３．４２×［Ｎ］）＋１０００×［Ｎｂ］。式中、[ ]は各元素の含有量（質量％）を意味する。
【選択図】図２

Description

本発明は、船舶や海洋構造物などの溶接構造物に適用される厚鋼板に関し、特に、溶接後の熱影響部（ＨｅａｔＡｆｆｅｃｔｅｄＺｏｎｅ，ＨＡＺ）の靭性に優れ、軟化が抑えられた厚鋼板に関するものである。

近年、船舶や海洋構造物などの溶接構造物に適用される厚鋼板は、溶接構造物の大型化に伴い、従来より過酷な条件で溶接されるようになっており、例えば、板厚が約６０ｍｍ以上の厚鋼板に対し、入熱量が６０ｋＪ／ｍｍを超える超大入熱溶接が行われている。上記の入熱条件では、ボンド部は、概ね、厚鋼板を１４００℃に加熱して５０秒間保持した後、７８０℃から５００℃の範囲を５００秒で冷却する熱サイクルを受けたことになる。

ところが、このような超大入熱溶接を実施すると、高温のオーステナイト領域まで加熱されてから冷却されるため、ＨＡＺのボンド部（溶接金属と母材との境界部、「溶接溶融線」とも呼ばれる。）付近の組織の粒径は著しく粗大化し、ＨＡＺにおける靭性（ＨＡＺ靭性）が低下するという問題がある。

そこで、ＨＡＺ靭性を向上するための様々な提案がなされている。

例えば、鋼中に微細なＴｉＮを分散させることによってオーステナイト粒（γ粒）の成長を抑制し、ボンド部を微細化させることによって靭性を改善する技術が古くから提案されている。特許文献１は、上記技術を改善したものであり、特に、ＴｉＮの粒径や個数を制御することによってＨＡＺ靭性を高めている。

特許文献２には、Ｃ含有量を低減すると共に、不可避的に混入するＰの含有量を制限し、且つ、ＮｂおよびＢの含有量を適切な範囲に制御することによって、幅広い溶接入熱に対しても良好なＨＡＺ靭性を確保できる厚鋼板が記載されている。

特許文献３には、Ｎを比較的多量に添加し、且つ、ＴｉとＢの添加バランスを適切に制御することによってＨＡＺ靭性が改善された鋼材が記載されている。

特許文献４には、ＴｉおよびＮｂを含有する鋼において、ＴｉＮ系介在物の粒径および個数を所定の範囲に制御したうえで、ＴｉＮ系介在物中にＮｂを積極的に添加し、ＨＡＺ靭性を高めた溶接用鋼が記載されている。
特開２００１−９８３４０号公報特開２００３−１６６０３３号公報特開２００５−２００７１６号公報特開２００４−２１８０１０号公報

一方、鋼材の溶接部に要請される特性としては、前述したＨＡＺ靭性の向上のほか、ＨＡＺ軟化が小さいことが挙げられる。ＨＡＺ軟化は、ボンド部から少し離れた領域において見られる現象であり、当該領域では、ボンド部より加熱温度が低く、細粒オーステナイトより変態するため、焼入れ性が低下して軟質なフェライト相の分率が多くなり、硬度が低下すると考えられている。図１は、母材同士を溶接金属で溶接したときの様子を模式的に示す図であり、図１（ａ）は、溶接部の断面図であり、図１（ｂ）は、図１（ａ）中に示す領域Ａの硬度分布を模式的に示している。図１（ｂ）に示すように、ボンド部から離れるにつれてＨＡＺの硬度は低下し、軟化している。ＨＡＺが軟化すると、継手強度が低下するなどの問題がある。

ＨＡＺ軟化を改善するため、鋼中にＮｂ、Ｖ、Ｍｏなどの元素を添加して焼入れ性を高める試みがなされている。しかしながら、この方法によれば、ＨＡＺ軟化は抑えられたとしても、ＨＡＺのボンド部に粗大なベイナイト組織が生成するため、ＨＡＺ靭性が低下するという問題がある。

前述した特許文献１〜４の方法は、いずれも、ＨＡＺ靭性を向上するという観点のみから提案されたものであり、ＨＡＺ軟化の抑制については、全く考慮されていない。

本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、ＨＡＺ靭性（詳細には、ボンド部の靭性）に優れると共に、ＨＡＺ軟化（詳細には、ボンド部から離れた位置における硬度の低下）が抑制された厚鋼板を提供することにある。

上記課題を解決し得た本発明に係る溶接熱影響部の靭性に優れ、軟化が小さい厚鋼板は、Ｃ：０．０３０％以上０．０８０％以下（％は質量％の意味。以下同じ）、Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．８％以上２．０％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｔｉ：０．０１５％以上０．０３０％未満、Ｎ：０．００５５％超０．０１００％以下、Ｂ：０．００１５％以上０．００３５％未満、Ｎｂ：０．０１５％以下（０％を含む）を含有し、残部：Ｆｅ及び不可避不純物からなり、旧γ粒の扁平率（長軸／短軸）が１．５以上であり、且つ、下式（１）および（２）を満足することに要旨が存在する。
２．０≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦４．０・・・（１）
０＜Ｐ値＜２３．０・・・（２）
Ｐ値
＝２０００×［Ｂ］＋３００×（［Ｔｉ］−３．４２×［Ｎ］）＋１０００×［Ｎｂ］
式中、[ ]は各元素の含有量（質量％）を意味する。

本発明において、（ア）Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない）、およびＣｒ：１．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種を更に含有すること、（イ）Ｐ：０．０３％以下およびＳ：０．０１％以下に抑制されたものであること、（ウ）Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）を更に含有すること、（エ）Ｖ：０．１０％以下（０％を含まない）を更に含有すること、（オ）Ｃａ：０．００５０％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５０％以下（０％を含まない）、およびＲＥＭ：０．０１０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種を更に含有すること、（カ）Ｚｒ：０．１０％以下（０％を含まない）および／またはＨｆ：０．０５０％以下（０％を含まない）を更に含有すること、（キ）Ｃｏ：２．５％以下（０％を含まない）および／またはＷ：２．５％以下（０％を含まない）を更に含有することは、いずれも、好ましい実施形態である。

本発明の厚鋼板は、上記のように構成されているため、ＨＡＺ靭性に優れているのみならず、ＨＡＺ軟化も著しく抑制されている。従って、本発明の厚鋼板を用いれば、例えば、板厚が約６０ｍｍ以上の厚鋼板に対し、入熱量が約６０ｋＪ／ｍｍを超える超大入熱溶接を施したとしても、溶接部の機械的特性に優れた溶接構造物を提供することができる。

更に、本発明の厚鋼板を用いれば、調質処理を施さない非調質鋼板のままで、所望の母材強度およびＨＡＺ靭性を確保することができるほか、ＨＡＺ軟化も抑えられる。従って、製造工程の省略が可能であり、生産コストを著しく低減できる。

本発明者は、例えば、板厚が約６０ｍｍ以上の厚鋼板に対し、入熱量が約６０ｋＪ／ｍｍを超える超大入熱溶接を施したとしても、ＨＡＺ靭性に優れ、且つ、ＨＡＺ軟化が抑えられた厚鋼板を提供するため、鋭意検討してきた。その結果、これらの特性を両立させるためには、鋼中成分のうちＴｉ、Ｎ、およびＢを活用すると共に、母材の前組織として旧γ粒の形態を扁平形状に制御すれば良いことを見出した。詳細には、（ア）主に、ＴｉＮによるオーステナイト粒（γ粒）の微細化と、ＴｉＮ中にＢＮを核にした粒内フェライトの生成とによって、微細なＴｉＮによるＨＡＺ靭性作用は最大限に高められること、及び（イ）Ｎに対し、ＴｉおよびＢ（更には、必要に応じてＮｂ）を過剰に添加することによって焼入れ性を確保し、フェライト変態を抑制することによって、ＨＡＺの軟化を最大限に抑えられることを突き止めた。そして、このような作用を有効に発揮させるための構成要件を追及するために更に検討を重ねた結果、（ア）ＨＡＺ靭性改善のためには、上式（１）を満足し、且つ、旧γ粒を扁平形状にすれば良いこと、（イ）ＨＡＺ軟化の抑制のためには、上式（２）を満足すれば良いことを見出し、本発明を完成した。

本明細書において、「ＨＡＺ靭性に優れた」とは、後記する方法により、入熱６０ｋＪ／ｍｍで溶接試験を実施し、ボンド部の吸収エネルギー（ｖＥ_−６０）を求めたとき、ｖＥ_−６０≧１５０Ｊを満足するものをいう。また、「ＨＡＺ軟化が抑制された」とは、後記する方法により、板厚の１／４部位における溶接溶融線（ボンド）位置から３０ｍｍ離れた位置まで１ｍｍピッチで連続的に硬さを測定し、硬さの最高値（ボンド部の硬さ）と最低値との差（Ｑ値）をＨＡＺ軟化の指標としたとき、Ｑ値≦４０ＨＶを満足するものをいう。

また、本明細書において、厚鋼板とは、板厚が６ｍｍ以上である鋼板を意味する。本発明の厚鋼板は、例えば、板厚が６０ｍｍ〜８０ｍｍの厚物も包含される。

まず、本発明を特徴付ける式（１）および式（２）、並びに旧γ粒の形状について説明する。これらの式中、[ ]は各元素の含有量（質量％）を意味する。

式（１）：２．０≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦４．０
上式（１）は、微細なＴｉＮを生成するための、Ｔｉ量とＮ量との比率を規定したものであり、これにより、ＨＡＺ靭性の向上を図っている。更に、上式（１）とすることにより、ＢＮを核にした粒内フェライトを生成することができる。この比率が２．０を下回ると、Ｂ量を高めても鋼中の固溶Ｎ量が多くなり過ぎるため、ＨＡＺ靭性が低下し、一方、この比率が４．０を超えると、ＴｉＮが粗大化し、ＨＡＺ靭性が低下する（後記する実施例を参照）。［Ｔｉ］／［Ｎ］の好ましい比率は、例えば、Ｂ量などによっても相違するが、２．２以上３．０以下であることが好ましく、２．４以上２．８以下であることがより好ましい。

なお、前述した特許文献３においても、ＨＡＺ靭性向上のために［Ｔｉ］／［Ｎ］の比率を規定しているが、ここでは、上記比率を１．０以上３．０以下に定めており、本発明で定める比率の上限（４．０）を下回っている。本発明において、［Ｔｉ］／［Ｎ］の比率を４．０まで高めることができたのは、母材の前組織（旧γ粒）の形態を後記するように扁平形状としたためである。詳細は、後述する。

式（２）：０＜Ｐ値＜２３．０
Ｐ値＝２０００×［Ｂ］＋３００×（［Ｔｉ］−３．４２×［Ｎ］）＋１０００×［Ｎｂ］である。
上式（２）は、ＨＡＺ軟化を抑制するための指標として、多くの基礎実験に基づいて定めたものである。本発明では、上式（２）に示すように、Ｎに比べ、ＴｉおよびＢ、Ｎｂを添加する場合にはＮｂを多く添加しており、これにより、主に、Ｂによる焼入れ性向上作用を有効に発揮させ、フェライトの生成を抑制してＨＡＺ軟化を防止している。このように本発明では、合金元素として、特にＢを積極的に活用し、Ｂ添加による焼入れ性向上作用をうまく利用してＨＡＺ軟化の防止とＨＡＺ靭性の向上との両立を図っている点で、前述した特許文献１〜４と相違している。

後記する実施例に示すように、Ｐ値が０以下の場合、ＨＡＺ軟化（前述したＱ値で表される特性）が生じてしまう。Ｐ値は、ＨＡＺ軟化の防止という観点からは高ければ高いほど良いが、Ｐ値が２３．０以上になると、粗大なベイナイトが生成し、ＨＡＺ靭性が低下してしまう。ＨＡＺ靭性の向上とＨＡＺ軟化の防止との両立を図るという観点から、Ｐ値は、５以上２０以下であることが好ましく、１０以上１５以下であることがより好ましい。

次に、本発明を特徴付ける旧γ粒の形状について説明する。

旧オーステナイト粒の扁平率（長軸／短軸）≧１．５
旧オーステナイト粒（旧γ粒）とは、オーステナイトの状態から冷却された鋼材がフェライトやマルテンサイトなどの別組織に変態したとき、変態前のオーステナイト粒を、変態後の鋼材側から命名された用語である。本発明では、母材の前組織として、旧γ粒の形状を上記のように扁平形状に制御しており、これにより、ＨＡＺ靭性が高められることが明らかになった。

図２に、旧γ粒の扁平率とＨＡＺ靭性との関係を示す。この図は、後記する実施例の一部をグラフ化して示したものである。図中の記号は、後記する表５〜７のＮｏ．である。図２より、旧γ粒の扁平率とＨＡＺ靭性とは、密接な相関関係を有しており、旧γ粒の扁平率を１．５以上とすると、所望とするＨＡＺ靭性（ｖＥ_-６０≧１５０Ｊ）が得られる
ことが分かる。上記のように旧γ粒が扁平形状になると、溶接時（オーステナイト域までの再加熱時）におけるオーステナイト（γ）の核生成サイトが増加するため、ＨＡＺのγ粒径が微細化され、ＨＡＺ靭性が高められるものと思料される。

このような作用を有効に発揮させるため、旧γ粒の扁平率を１．５以上とする。ＨＡＺ靭性向上の観点からすれば、旧γ粒の扁平率は大きい程良く、例えば、２．０以上であることが好ましく、３．０以上であることがより好ましい。その上限は特に限定されないが、扁平率が大きくなり過ぎると焼入れ性が低下し、母材強度が低下する恐れがあるため、おおむね、１５．０とすることが好ましい。旧γ粒の扁平率は、後に詳しく説明するように、例えば、圧延工程を制御することによって調整することができる。

旧γ粒の扁平率は、以下のようにして測定される。

まず、図３に示すように、板厚の１／４位置における圧延方向に垂直な横方向断面を鏡面研磨した試験片を用意する。この試験片を、山本科学工具研究社製ＡＧＳ液や、２％硝酸−エタノール液（２％ナイタール液）などを用いて腐食処理（エッチング）する。なお、腐食条件は、上記ＡＧＳ液の場合は室温で５〜１０分、２％ナイタール液の場合は室温で５〜３０秒とすることが推奨される。腐食処理後の試験片を、光学顕微鏡を用いて倍率４００倍で観察して写真撮影を行う。得られた顕微鏡写真（観察視野１０視野）について、ＭｅｄｉａＣｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製「Ｉｍａｇｅ−ＰｒｏＰｌｕｓ」などを用いて画像解析を行い、観察視野中に認められる個々の旧γ粒の長軸および短軸を測定して扁平率（長軸／短軸）を求め、観察視野１０視野の平均値を「旧γ粒の扁平率」とする。

次に、本発明に係る厚鋼板の化学成分を説明する。

Ｃ：０．０３０％以上０．０８０％以下
Ｃは、母材強度を確保するために必要な元素である。Ｃ量が０．０３０％未満では母材強度を確保することができなくなる。一方、Ｃ量が０．０８０％を超えると、硬質のＭＡ組織（マルテンサイトとオーステナイトよりなる混合組織）が多くなりすぎてＨＡＺ靭性が低下する。Ｃ量は、０．０３５％以上０．０６０％未満であることが好ましい。

Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）
Ｓｉは、鋼材の強度を確保するために有用な元素であり、そのためには、０．１０％以上添加することが好ましい。ただし、Ｓｉを過剰に添加すると、ＨＡＺにＭＡ組織が多く生成し、ＨＡＺ靭性が低下するため、その上限を１．０％とする。Ｓｉは、０．８％以下であることが好ましい。

Ｍｎ：０．８％以上２．０％以下
Ｍｎは、焼入れ性を向上させ、母材の強度を確保するのに有用な元素である。Ｍｎが０．８％未満では、上記作用が有効に発揮されない。一方、Ｍｎが２．０％を超えると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下する。Ｍｎの下限は、１．２５％であることが好ましく、１．５０％であることがより好ましく、一方、Ｍｎの上限は、１．６０％であることが好ましい。

Ａｌ：０．０１％以上０．１０％以下
Ａｌは、脱酸、およびミクロ組織の微細化による母材靭性向上効果を有する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ａｌを０．０１％以上添加する。ただし、Ａｌを過剰に添加すると、これらの特性がかえって低下するため、上限を０．１０％とする。Ａｌの下限は、０．０２％であることが好ましく、一方、Ａｌの上限は、０．０６％であることが好ましく、０．０４％とすることがより好ましい。

Ｔｉ：０．０１５％以上０．０３０％未満
Ｔｉは、Ｎと結合して窒化物を形成し、溶接時におけるＨＡＺ部のオーステナイト粒を微細化し、ＨＡＺ靭性改善に有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｔｉを０．０１５％以上添加する。ただし、Ｔｉを過剰に添加すると、かえってＨＡＺ靭性が低下するようになるため、Ｔｉの上限を０．０３０％未満に定めた。Ｔｉは、０．０１８％以上０．０２５％以下であることが好ましい。

Ｎ：０．００５５％超０．０１００％以下
Ｎは、Ｔｉと結合し、ＴｉＮを形成して大入熱溶接時のオーステナイト粒を微細化し、ＨＡＺ靭性を向上させる元素である。Ｎの添加量が０．００５５％以下では、上記作用が有効に発揮されない。一方、Ｎを過剰に添加すると、母材靭性やＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすため、その上限を０．０１００％とする。Ｎは、０．００６０％以上０．００９０％以下であることが好ましく、０．００７０％以上０．００８０％以下であることがより好ましい。

Ｂ：０．００１５％以上０．００３５％未満
Ｂは、ＨＡＺ靭性の向上とＨＡＺ軟化の防止とを両立させるために極めて重要な元素である。具体的には、ＨＡＺのボンド部付近では、ＴｉＮ中にＢＮを核にした粒内フェライトを生成し、ＨＡＺ靭性の向上に寄与すると共に、ＨＡＺから離れた位置（細粒域）では、Ｂ添加による焼入れ性向上作用によってＨＡＺ軟化を防止している。このような作用を有効に発揮させるため、Ｂの下限を０．００１５％に定めた。ただし、Ｂを過剰に添加すると、ボンド部が粗大なベイナイト組織となり、ＨＡＺ靭性が低下するため、その上限を０．００３５％未満に定めた。Ｂは、０．００２０％以上０．００３０％未満であることが好ましい。

Ｎｂ：０．０１５％以下（０％を含む）
Ｎｂは、素地の焼入れ性を向上させて母材強度を高め、ＨＡＺ軟化を抑制する元素であり、本発明では、必要に応じて添加される選択成分である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｎｂは、０．００３％以上添加することが好ましく、０．００５％以上添加することがより好ましい。ただし、Ｎｂを過剰に添加すると、母材靭性やＨＡＺ靭性が低下するため、上限を０．０１５％に定めた。Ｎｂは、０．０１２％未満であることが好ましく、０．０１０％未満であることがより好ましい。

本発明の鋼中成分は、上記成分を含有し、残部：Ｆｅ及び不可避不純物である。

更に、本発明では、ＰおよびＳの含有量を、以下に示すようにできるだけ少なくすることが好ましい。

Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすため、０．０３％以下に抑制することが好ましく、０．０１％以下に抑制することがより好ましい。Ｐは、少なければ少ないほど良い。

Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、ＭｎＳを形成して延性を低下させる元素であり、特に、高強度鋼において、延性低下作用が大きくなる。このような観点から、Ｓを０．０１％以下に抑制することが好ましく、０．００５％以下に抑制することがより好ましい。Ｓは、少なければ少ないほど良い。

更に、本発明では、以下の元素を積極的に添加して厚鋼板の特性を改善することが好ましい。

Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない）、およびＣｒ：１．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種
Ｃｕ、Ｎｉ、およびＣｒは、鋼の低温靭性（低温でのシャルピー吸収エネルギー）を向上させると共に、焼入れ性を高めて強度向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｃｕ、Ｎｉ，Ｃｒを、それぞれ、０．２０％以上添加することが好ましく、０．４０％以上添加することがより好ましい。ただし、これらの元素を過剰に添加すると、かえって母材靭性やＨＡＺ靭性が低下するため、Ｃｕ、Ｎｉ，Ｃｒの上限を、それぞれ、１．０％とすることが好ましく、０．８０％とすることがより好ましい。なお、これらの元素は、単独で添加しても良いし、２種以上を併用しても構わない。

Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）
Ｍｏは、焼入れ性を高め、強度の確保に有効であるほか、焼戻し脆性を防止するために有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｍｏを０．１％以上添加することが好ましい。ただし、Ｍｏを過剰に添加すると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下するため、その上限を０．５％とすることが好ましく、０．３０％とすることがより好ましい。

Ｖ：０．１０％以下（０％を含まない）
Ｖは、少量の添加で焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める作用を有する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｖを、例えば、０．０１％以上添加することが好ましい。ただし、Ｖを過剰に添加すると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下するため、Ｖの上限を０．１０％とすることが好ましく、０．０５％とすることがより好ましい。

Ｃａ：０．００５０％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５０％以下（０％を含まない）、およびＲＥＭ：０．０１０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種
Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭ（希土類元素）は、いずれも、ＨＡＺ靭性向上作用を有する元素である。具体的には、ＣａおよびＲＥＭは、ＭｎＳを球状化するという介在物の形態制御による異方性を低減する効果を有しており、これにより、ＨＡＺ靭性が向上する。一方、Ｍｇは、ＭｇＯを形成し、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制することによってＨＡＺ靭性を向上させる効果を有する。

このような作用を有効に発揮させるため、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの下限を、それぞれ、０．０００５％、０．０００１％、０．０００５％とすることが好ましい。ただし、これらの元素を過剰に添加すると、母材靭性やＨＡＺ靭性がかえって低下するため、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの上限を、それぞれ、０．００５０％、０．００５０％、０．０１０％とすることが好ましく、それぞれ、０．００３０％、０．００３５％、０．００５％とすることがより好ましい。これらの元素は、単独で添加しても良いし、２種以上を併用しても構わない。

Ｚｒ：０．１０％以下（０％を含まない）および／またはＨｆ：０．０５０％以下（０％を含まない）
ＺｒおよびＨｆは、Ｔｉと同様、Ｎと結合して窒化物を形成し、溶接時におけるＨＡＺのオーステナイト粒を微細化し、ＨＡＺ靭性の改善に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｚｒを０．００１％以上、Ｈｆを０．００１％以上添加することが好ましい。ただし、これらの元素を過剰に添加すると、かえって母材靭性やＨＡＺ靭性が低下するため、Ｚｒの上限を０．１０％、Ｈｆの上限を０．０５０％とする。これらの元素は、単独で添加しても良いし、２種以上を併用しても構わない。

Ｃｏ：２．５％以下（０％を含まない）および／またはＷ：２．５％以下（０％を含まない）
ＣｏおよびＷは、焼入れ性を向上させ、母材強度を高める元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｃｏを０．２％以上、Ｗを０．２％以上添加することが好ましい。ただし、これらの元素を過剰に添加すると、母材靭性やＨＡＺ靭性が低下するため、ＣｏおよびＷの上限を、それぞれ、２．５％とすることが好ましい。

次に、本発明に係る厚鋼板の好ましい製造方法を説明する。

本発明の厚鋼板は、上記の化学成分を満足する鋼材を用い、加熱および熱間圧延を行った後、必要に応じて、焼戻し処理を行って製造される。

本発明において、旧γ粒の形態を上記のように制御するためには、前述したように鋼中成分を制御すると共に、熱間圧条件を制御することが必要である。具体的には、例えば、Ａ_Ｃ３点〜１３００℃に加熱して熱間圧延を行う際、８５０℃以下の圧下量を全圧下量の５０％以上、好ましくは全圧下量の６０％以上とする。このように、低温圧延での圧下量を高くすることにより、旧γ粒の扁平率を上記の範囲に制御することができる。後記する実施例に示すように、鋼中成分が上記範囲を満足する鋼材を用いても、低温圧延での圧下量が上記範囲を満足しないものは、旧γ粒の扁平率が上記範囲を満足しないため、結果的に、ＨＡＺ靭性が低下してしまう。

その他の圧延条件は、特に限定されないが、例えば、圧延開始温度を１１００℃以下（より好ましくは９５０℃以下）に設定することが好ましい。また、圧延後の冷却手段や冷却条件は、特に限定されず、通常通り空冷しても良いし、空冷の代わりに水冷してＭＡ組織の生成を抑えても良い。水冷する場合は、例えば、３℃／ｓｅｃ以上、好ましくは５℃／ｓｅｃ以上、より好ましくは１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で行うことが推奨される。

なお、圧延後に、例えば、６００℃以下（好ましくは、５５０℃以下）の温度で焼戻しを行っても良い。これにより、マルテンサイトの分解による母材靭性の向上効果が得られる。

また、加熱条件は特に限定されず、例えば、１２００℃以下の温度で加熱することが好ましい。加熱温度は、１１００℃以下であることがより好ましく、９５０℃以下であることが更に好ましい。

以下、実施例を挙げ、本発明を詳細に説明する。ただし、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しても良く、このような態様も、すべて、本発明の技術的範囲に包含される。

表１〜４に示す種々の組成の鋼を、通常の溶製法によって溶製してスラブとした後、加熱、熱間圧延、および焼戻し処理を行って板厚８０ｍｍの高張力鋼板を製造した。具体的には、表５〜８に示すように、１１００℃の温度で加熱し、全圧下量に対する８５０℃以下の圧下量を種々変化させて圧延した。圧延開始温度は１０５０℃とした。その後、５００℃の温度で焼戻し処理を行った。

このようにして製造した鋼板に対し、下記要領で、旧γ粒の扁平率を測定すると共に、母材の引張強度、溶接性（ＨＡＺ靭性およびＨＡＺ軟化）、およびＨＡＺ軟化（前述したＱ値で表されるＨＡＺの最高硬さと最低硬さとの差）を測定した。

［旧γ粒の扁平率］
前述した方法により、各鋼板の板厚１／４部位を鏡面研磨した試験片を、２％ナイタール液でエッチングした後、光学顕微鏡を用いて５０倍で観察し、写真撮影をした。この観察視野１０視野（１．３５ｍｍ×１．８０ｍｍ／視野）について、ＭｅｄｉａＣｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製「Ｉｍａｇｅ−ＰｒｏＰｌｕｓ」を用いて画像解析を行い、鋼組織中の旧γ粒の形態（扁平率）を測定した。

［引張強度］
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、引張強度を測定した。本実施例では、引張強度が４９０ＭＰａ以上のものを合格（本発明例）とした。

［ＨＡＺ靭性］
入熱６０ｋＪ／ｍｍで溶接（エレクトロガスアーク溶接）を行い、図４に示す部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、−６０℃でシャルピー衝撃試験を行い、板厚の１／４部位における溶接溶融線（ボンド部）の吸収エネルギー（ｖＥ_-６０）を求めた。ｖＥ_-６０が、ｖＥ_-６０≧１５０Ｊのものを合格（本発明例）とした。この入熱条件によれば、ボンド
部は、１４００℃の温度に加熱して５０秒間保持した後、７８０℃から５００℃の温度範囲を５００秒で冷却する熱サイクルを受けたことになる。

[ＨＡＺ軟化]
前述したＨＡＺ靭性と同じ条件で溶接を行った溶接継手部分を鏡面研磨した試験片を用意し、この試験片の板厚１／４部位における溶接溶融線（ボンド）位置から３０ｍｍ離れた位置まで１ｍｍピッチで連続的に硬さを測定し、硬さの最高値（ボンド部の硬さ）と最低値との差（Ｑ値）をＨＡＺ軟化の指標とした。硬さは、マイクロビッカース硬度計（ＭＡＴＳＵＺＡＷＡＳＥＩＫＩ製ＤＭＨ−１）を用いて測定した。本実施例では、Ｑ値≦４０ＨＶのものを合格（ＨＡＺ軟化が抑えられた）と評価した。

これらの結果を表５〜８に併記する。表５〜８の各Ｎｏ．は、それぞれ、表１〜４の鋼種Ｎｏ．と対応しており、例えば、表５のＮｏ．１は、表１の鋼種Ｎｏ．１を用いて、表５に示す条件で製造した例である。

表５〜８より、以下のように考察することができる。

表５〜６のＮｏ．１〜４４は、鋼中成分が本発明の要件を満足する表１〜２の鋼種１〜３９を用いた本発明例であり、本発明で規定する製造条件で製造したため、旧γ粒の扁平率も本発明の範囲を満足している。その結果、ｖＥ_-６０が１５０Ｊ以上と、ＨＡＺ靭性
に優れており、且つ、Ｑ値≦４０ＨＶと、ＨＡＺ軟化を抑えることもできた。

これに対し、表７〜８のＮｏ．５１、５４〜８５は、鋼中成分が本発明の要件を満足しない表３〜４の鋼種５１、５４〜８５を用いた比較例であり、当該鋼種を用いた場合は、本発明で規定する製造条件で製造したとしても、所望の特性をすべて満足することはできなかった。

また、表７のＮｏ．５２〜５３は、鋼中成分が本発明の要件を満足しない表３の鋼種５２〜５３を用いているが、本発明で規定する圧下量を満足しない条件で製造した比較例であり、旧γ粒の扁平率が小さくなってＨＡＺ靭性が低下した。

図１は、母材同士を溶接金属で溶接したときの様子を模式的に示す図であり、図１（ａ）は、溶接部の断面図であり、図１（ｂ）は、図１（ａ）中に示す領域Ａの硬度分布を模式的に示す図である。旧γ粒の扁平率とＨＡＺ靭性との関係を示すグラフである。旧γ粒の扁平率の測定位置を示す図である。ボンド部の靭性（ＨＡＺ靭性）の試験片採取位置を示す図である。

Claims

Ｃ：０．０３０％以上０．０８０％以下（％は質量％の意味。以下同じ）、
Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．８％以上２．０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上０．１０％以下、
Ｔｉ：０．０１５％以上０．０３０％未満、
Ｎ：０．００５５％超０．０１００％以下、
Ｂ：０．００１５％以上０．００３５％未満、
Ｎｂ：０．０１５％以下（０％を含む）
を含有し、
残部：Ｆｅ及び不可避不純物からなり、
旧オーステナイト粒の扁平率（長軸／短軸）が１．５以上であり、且つ、
下式（１）および（２）を満足することを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れ、軟化が小さい厚鋼板。
２．０≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦４．０・・・（１）
０＜Ｐ値＜２３．０・・・（２）
Ｐ値
＝２０００×［Ｂ］＋３００×（［Ｔｉ］−３．４２×［Ｎ］）＋１０００×［Ｎｂ］
式中、[ ]は各元素の含有量（質量％）を意味する。
Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない）、およびＣｒ：１．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種を更に含有する請求項１に記載の厚鋼板。
Ｐ：０．０３％以下およびＳ：０．０１％以下に抑制されたものである請求項１または２に記載の厚鋼板。
Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）を更に含有する請求項１〜３のいずれかに記載の厚鋼板。
Ｖ：０．１０％以下（０％を含まない）を更に含有する請求項１〜４のいずれかに記載の厚鋼板。
Ｃａ：０．００５０％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５０％以下（０％を含まない）、およびＲＥＭ：０．０１０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種を更に含有する請求項１〜５のいずれかに記載の厚鋼板。
Ｚｒ：０．１０％以下（０％を含まない）および／またはＨｆ：０．０５０％以下（０％を含まない）を更に含有する請求項１〜６のいずれかに記載の厚鋼板。
Ｃｏ：２．５％以下（０％を含まない）および／またはＷ：２．５％以下（０％を含まない）を更に含有する請求項１〜７のいずれかに記載の厚鋼板。