JP2008280573A - 大入熱溶接における溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板 - Google Patents

Abstract

【課題】Ｓ含有量が約０．００５％以下に低減された低Ｓ化鋼板について、溶接入熱量が例えば６０ｋＪ／ｍｍ以上となる超大入熱溶接を行った場合のみならず、溶接入熱量が例えば１５ｋＪ／ｍｍ以上となる比較的大きな入熱量で溶接を行った場合でも優れたＨＡＺ靭性を発揮できる鋼板を提供する。
【解決手段】Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎ、Ｃａ、Ｏを夫々含有し、また必要によりＳｉを含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板について、該鋼板に含まれる固溶Ｎ量を０．００１０〜０．００６０％とすればよい。
【選択図】なし

Description

本発明は、船舶、建築、海洋構造物等の溶接構造物に適用される鋼板に関するものであり、殊に、溶接入熱量が約１５ｋＪ／ｍｍ程度以上の大入熱溶接したときにおける鋼板の靭性を向上させる鋼材に関するものである。

船舶、建築、海洋構造物等の各分野における構造物は、鋼材を溶接によって接合して構築されるのが一般的であるが、こうした構造物に使用される鋼材には、安全性確保の観点から、鋼材自体の強度はもちろん溶接部の靭性も良好であることが要求される。

また、近年では、溶接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、溶接施工効率の向上が求められ、溶接入熱の増大が指向されている。特に、溶接入熱が６０ｋＪ／ｍｍ以上となるような超大入熱溶接が実施される傾向がある。

上記のような超大入熱溶接を実施するに当たっては、溶接母材（被溶接材としての鋼板）の熱影響を受ける部位（以下、「溶接熱影響部」または「ＨＡＺ」と呼ぶことがある）における靭性が問題となる。このＨＡＺは、溶接金属と母材との界面（ボンド部）よりも母材側数ｍｍの位置であり、溶接時に母材が溶融点直下の高温に晒され、金属組織におけるオーステナイト粒が粗大になり易く、しかも溶接入熱の増大によって冷却速度も遅くなるので、粗大組織が形成されやすい。こうしたことが原因して、ＨＡＺ靭性が低下しやすいという問題があった。

ＨＡＺ靭性を改善する技術として、これまでにも様々な技術が提案されている。例えば、非特許文献１には、鋼板中にＴｉＮを微細に分散させることで溶接ボンド部の靭性が向上することが記載されており、この非特許文献１では、この靭性改善機構について検討されている。そしてこの非特許文献１には、靭性改善効果は、鋼板中の固溶Ｎの減少に起因して得られるのではなく、ＨＡＺ組織を上部ベイナイト組織から微細なフェライト＋パーライト組織に変化させることによる効果が大きいことが明らかにされている。

また非特許文献２には、固溶Ｎが多過ぎるとＨＡＺ靭性が劣化することが記載されており、ＨＡＺ靭性を改善するには鋼板中のＮ含有量を低Ｎ化（具体的には、Ｎの含有量を０．００１５％程度に極低化）すればよいことが記載されている。

また特許文献１には、超大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性を改善するために、靭性に悪影響を及ぼす固溶Ｎ量を０ｐｐｍ付近まで徹底的に低減すると共に、溶融点近傍の高温域でも粒径微細化効果を有する酸化物を活用すればよいことが記載されている。具体的には、固溶Ｎ量を徹底的に低減するという観点から、Ｔｉと十分な量のＡｌを含有させ、更に微細酸化物としてＣａ酸化物を活用することによって、超大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性を向上させることが記載されている。ちなみにこの特許文献１では、ＨＡＺ靭性を０℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーを測定することによって評価している。
特開２００１−１０７１７７号公報 溶接学会論文集、第２巻，第１号，Ｐ．３３−３９，（１９８４年発行） 溶接学会論文集、第３巻，第４号，Ｐ．７５８−７６６，（１９８５年発行）

上述したように、非特許文献１や２では、鋼板中にＴｉＮを分散させたり、固溶Ｎ量を低減させることによりＨＡＺ靭性を向上させることについて検討されている。しかし非特許文献１や２の技術が開示された時代（１９８４年〜１９８５年）は、製鋼段階での脱Ｓ能力が極めて低かったため、非特許文献１や２に開示されている鋼板に含まれるＳ含有量は多く（具体的には、０．００６０％以上）なっていた。

これに対し、上記特許文献１の技術が開示されたのは２００１年であり、製鋼段階での脱Ｓ能力は上記非特許文献１や２が開示された時代と比べると向上している。そのためこの特許文献１には、Ｓ含有量を０．００２〜０．００６％に抑えた鋼板について超大入熱溶接熱影響部の靭性を改善する技術が提案されている。しかしこの特許文献１に開示された技術においても、ＨＡＺ靭性を改善するために、固溶Ｎ量を０ｐｐｍ付近まで低減しており、非特許文献１や２の時代であっても、現代に近い特許文献１の時代であってもＨＡＺ靭性を改善するためには固溶Ｎ量を低減することが望まれていた。

本発明は、この様な状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、Ｓ含有量が約０．００５％以下に低減された低Ｓ化鋼板について、溶接入熱量が例えば６０ｋＪ／ｍｍ以上となる超大入熱溶接を行った場合のみならず、溶接入熱量が例えば１５ｋＪ／ｍｍ以上となる比較的大きな入熱量で溶接を行った場合でも優れたＨＡＺ靭性を発揮できる鋼板を提供することにある。また、本発明の他の目的は、低温でも良好なＨＡＺ靭性を示す鋼板を提供することにある。

上記課題を解決することのできた本発明に係る鋼板とは、Ｃ：０．０３〜０．１５％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．５０％以下（０％を含む）、Ｍｎ：１〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００５〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００５〜０．０１５％、Ｃａ：０．００１〜０．００３５％およびＯ：０．００１５％以下（０％を含まない）を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板であり、該鋼板に含まれる固溶Ｎ量が０．００１０〜０．００６０％である点に要旨を有する。

前記鋼板に含まれる化学成分の含有量は、下記（１）式および／または下記（２）式で規定される関係を満足することが好ましい。但し、［ ］は、各元素の含有量（％）を示す。
１．００≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦２．５ …（１）
２．００≦１０００×（［Ｃａ］＋２×［Ｓ］＋３×［Ｏ］）≦１０．０ …（２）

本発明の鋼板は、更に、他の元素として、
（ａ）Ｂ：０．００３５％以下（０％を含まない）、
（ｂ）Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）およびＣｒ：１．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素、
（ｃ）Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、
（ｄ）Ｎｂ：０．０３５％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１％以下（０％を含まない）、
（ｅ）Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、
（ｆ）Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＨｆ：０．０５％以下（０％を含まない）、
（ｇ）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）、
（ｈ）ＲＥＭ：０．０１％以下（０％を含まない）、
等を含有することができる。

本発明では、Ｓ含有量が約０．００５％以下の低Ｓ化鋼板の化学成分組成を適切に制御すると共に、Ｓ量を約０．００６％以上含む従来の鋼板のみならず、今日の低Ｓ化鋼板においても長らくＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすと考えられていた固溶Ｎを低Ｓ化鋼板中に積極的に含有（或いは、残存）させることで、大入熱溶接したときのＨＡＺ靭性を改善できる。特に本発明の低Ｓ化鋼板は、溶接入熱量が例えば６０ｋＪ／ｍｍ以上となる超大入熱溶接を行った場合でも優れたＨＡＺ靭性を示すため、各種建築構造物等の素材として極めて有用である。また、本発明によれば、−５５℃レベルの低温でも良好なＨＡＺ靭性を示す鋼板を提供できる。

本発明者らは、Ｓ量が約０．００５％以下に低減された低Ｓ化鋼板について、溶接入熱量が約１５ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接を行ったときのＨＡＺ靭性の劣化に及ぼす要因について様々な角度から研究を重ねた。その結果、溶接時に高温に加熱された領域においてオーステナイトが粗大化するのを抑制すると共に、溶接後の冷却時に生成するフェライトの粗大化を防止すれば、低Ｓ化した鋼板についてもＨＡＺ靭性を向上させることができるとの知見を得た。

そこで本発明者らは、フェライト粒の粗大化を抑制する観点から更に検討を重ねた。その結果、溶接後の冷却時に、オーステナイトからフェライトへの変態が高温で起こると、冷却が完了するまでの間に粒成長を起こし易いため、フェライト変態の開始温度ができるだけ低くなるように鋼板の化学成分組成を設計すればよいこと、また固溶Ｎを０．００１０〜０．００６０％の範囲で含有させれば、フェライト変態の開始温度を低くすることができ、溶接後の冷却時にフェライトの粗大化を防止できるため、ＨＡＺ靭性を向上させることができることを見出した。

フェライト変態の開始温度を低くするためには、オーステナイトを安定化しやすいオーステナイト安定化元素をできるだけ多量に固溶させればよいと考えられる。このオーステナイト安定化元素としては、ＣやＮｉ、Ｍｎなどが知られている。しかしこれらの元素は、いずれも炭素当量を著しく高めるため、溶接時に低温割れなどを発生させ易くする元素であり、溶接性を悪化させる。この炭素当量は、溶接脆化を考慮して鋼板に含有する合金元素量から算出される値であり、下記式で算出される。炭素当量（ＰＣＭ）の値が大きくなるほど、溶接割れが発生し易くなる。なお、式中、［ ］は、各元素の含有量（％）を示している。
ＰＣＭ（％）＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］

そこで本発明者らは、炭素当量を高めて溶接性を悪化させることなく、フェライト変態の開始を遅延させて変態開始温度を低温側へシフトさせるべく検討を重ねた。その結果、固溶Ｎは、炭素当量には殆んど影響を及ぼさないため、溶接性は良好なまま維持できることを明らかにした。しかも−５５℃レベルでの低温でも良好なＨＡＺ靭性を達成できることも明らかになった。

即ち、製鋼過程における脱Ｓ能力が低かった時代では、鋼板中に多くの硫化物系介在物が生成していたため、オーステナイトが粗大化し難く、かつフェライト変態核としても作用するため、このような鋼板に更に固溶Ｎを多く含有させると、固溶Ｎによる悪影響ばかりが目立ち、ＨＡＺ靭性が劣化していた。しかし現在のように、製鋼過程での脱Ｓ能力が向上し、鋼板が低Ｓ化されると、鋼板中に存在する硫化物系介在物量が低減するため、このような鋼板に固溶Ｎを含有させてもＨＡＺ靭性の低下という不具合は発生せず、むしろ固溶Ｎを積極的に含有させることによって炭素当量を高めることなく、フェライト変態の開始を遅延させることができるのである。

但し、固溶Ｎ量が０．００１０％未満では、フェライト変態の開始を遅延させる効果が得られないため、固溶Ｎ量は０．００１０％以上とする。固溶Ｎ量は、好ましくは０．００１３％以上、より好ましくは０．００１５％以上、更に好ましくは０．００１８％以上とするのがよい。しかし固溶Ｎ量が０．００６０％を超えて過剰になると、固溶Ｎが鋼中の転位に固着するため、ＨＡＺ靭性を却って劣化させる。従って固溶Ｎ量は０．００６０％以下とし、好ましくは０．００５５％以下、より好ましくは０．００５％以下、更に好ましくは０．００４％以下とする。

以上の通り、本発明の鋼板は、従来ではできるだけ低減することが望まれていた固溶Ｎを逆に積極的に含有させることで、溶接後の冷却時におけるフェライト変態の開始温度を下げることができ、ＨＡＺ部におけるフェライト粒成長が抑制されることによって、ＨＡＺ靭性を改善できるものであり、該鋼板の化学成分組成についても適切に調整する必要がある。鋼板の化学成分組成については後述する。

ところで、本発明の鋼板は、溶接後の冷却時に生成するフェライト粒ができるだけ微細であることが望ましいが、フェライト粒を微細化するために、溶接時の熱影響を受けてオーステナイトが粗大化しないようにピン止めすると共に、溶接後の冷却時にオーステナイトからフェライトに変態するときの変態核となる介在物が鋼板中に微細分散していることが好ましい。こうしたピン止め効果を発揮すると共に、フェライト変態核となる介在物としては、例えば、ＣａＳやＴｉＮがあり、これらを核として生成するＭｎＳも同様な効果を発揮する。これらの介在物を微細分散させるには、後述するように鋼板の化学成分組成を適切に調整したうえで、ＴｉとＮの含有量が下記（１）式を満足するか、Ｃａ、Ｓ、Ｏの含有量が下記（２）式を満足することが好ましい。もちろん下記（１）式と下記（２）式を同時に満足していることが特に好ましい。

下記（１）式は、ＴｉとＮの含有量のバランスを示している。ＴｉＮを微細に分散し、フェライトの生成核を多数存在させるには、ＴｉとＮの含有量が下記（１）式を満足するように成分調整することが好ましい。但し、（１）式中、［Ｔｉ］と［Ｎ］は、夫々ＴｉおよびＮの含有量（質量％）を示す。
１．００≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦２．５ ・・・（１）

［Ｔｉ］／［Ｎ］の値（以下、「Ｐ値」と呼ぶことがある）が、１．００未満では、ＴｉＮの生成量が少なくなり、ＨＡＺ靭性改善効果が充分に発揮されない。従ってＰ値は１．００以上とすることが好ましく、より好ましくは１．３０以上、更に好ましくは１．５０以上、特に好ましくは１．６０以上とする。しかしＰ値が２．５を超えると、ＴｉＮが粗大化し、ＨＡＺ靭性が却って悪くなる傾向がある。従ってＰ値は２．５以下とすることが好ましく、より好ましくは２．３０以下、更に好ましくは２．２０以下、特に好ましくは２．１０以下とする。

下記（２）式は、ＣａとＳとＯの含有量のバランスを示している。鋼板の製造過程で、溶鋼を凝固させる段階においてＣａＯが生成した後、ＣａＳを微細分散させるには、ＣａとＳとＯの含有量が下記（２）式を満足するように成分調整することが好ましい。夫々の成分に対する係数は、各元素がＣａＳの微細化に寄与する度合いを表しており、本発明者らが繰り返し行なった実験によって求めたものである。即ち、本発明で規定する化学成分の範囲のもとでは、Ｏ、ＳおよびＣａの順でＣａＳを高密度に分散させる傾向が強いことを示している。但し、（２）式中、［Ｃａ］、［Ｓ］および［Ｏ］は、夫々Ｃａ、ＳおよびＯの含有量（質量％）を示す。
２．００≦１０００×（［Ｃａ］＋２×［Ｓ］＋３×［Ｏ］）≦１０．０ ・・・（２）

１０００×（［Ｃａ］＋２×［Ｓ］＋３×［Ｏ］）の値（以下、「Ｑ値」とよぶことがある）が、２．００未満では、ＣａＳの生成量が少なくなり、ＨＡＺ靭性改善効果が充分に発揮されない。従ってＱ値は２．００以上とすることが好ましく、より好ましくは３．００以上、更に好ましくは４．００以上とする。しかしＱ値が１０．０を超えると、ＣａＳが粗大化し、ＨＡＺ靭性が却って悪くなる傾向がある。従ってＱ値は１０．０以下とすることが好ましく、より好ましくは９．００以下、更に好ましくは８．００以下、特に好ましくは７．００以下とする。

本発明の鋼板では、その特性を発揮させるために、その化学成分組成も適切な範囲に制御することも重要な要件である。上記固溶Ｎ量や上記（１）〜（２）式に関与する元素（Ｔｉ，Ｎ，Ｃａ，ＳおよびＯ）も含め、その範囲を限定した理由は、次の通りである。

［Ｃ：０．０３〜０．１５％］
Ｃは、鋼板（溶接母材）の強度を確保するために必要な元素であり、所望の強度を確保するためには０．０３％以上含有させる必要がある。Ｃ含有量は、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．０５５％以上である。しかしながら、Ｃを過剰に含有させると、ＨＡＺ靭性が却って低下することになる。こうしたことから、その上限は０．１５％とする必要がある。Ｃ含有量は、好ましくは０．１３％以下、より好ましくは０．１０％以下、更に好ましくは０．０８０％以下、特に好ましくは０．０７５％以下である。

［Ｓｉ：０．５０％以下（０％を含む）］
Ｓｉは、鋼板の強度を確保するために有効な元素であり、必要により含有させる。しかしながら、過剰に含有させると鋼材（母材）に島状マルテンサイト相（Ｍ―Ａ相）を多量に析出させてＨＡＺ靭性を劣化させる。こうしたことから、その上限を０．５０％とした。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４０％、より好ましい上限は０．３０％である。なお、Ｓｉを積極的に含有させるときの好ましい下限は０．１％である。Ｓｉは０％であってもよい。

［Ｍｎ：１〜２．０％］
Ｍｎは、焼入れ性を向上させて鋼板の強度を確保する上で有効な元素であり、こうした効果を発揮させるためには、１％以上含有させる必要がある。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．３％である。しかしながらＭｎを過剰に含有させると、鋼板のＨＡＺ靭性が劣化するので上限は２．０％とする。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．８％、より好ましい上限は１．７％である。

［Ｐ：０．０２０％以下（０％を含まない）］
Ｐは、不可避的に混入してくる不純物であり、鋼板の靭性およびＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすのでできるだけ少ない方が好ましい。こうした観点から、Ｐは０．０２０％以下に抑制する。Ｐ含有量は、好ましくは０．０１７％以下、より好ましくは０．０１５％以下、更に好ましくは０．０１０％以下、特に好ましくは０．００７５％以下である。

［Ｓ：０．００５％以下（０％を含まない）］
Ｓは、鋳造時に溶鋼が凝固するときにＣａＳを形成し、溶接後にＣａＳを生成核としてＭｎＳを形成させて、ＨＡＺ部にフェライトを形成させるのに有効に作用する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｓを０．０００３％以上含有させることが好ましく、その含有量が増加するにつれてその効果は増大する。しかし０．００５％よりも過剰に含有させると、母材の靭性およびＨＡＺ靭性が劣化する。従ってＳ含有量は０．００５％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００３０％以下、より好ましくは０．００２０％以下、更に好ましくは０．００１０％以下、最も好ましくは０．０００７％以下である。Ｓを所定範囲に低減するには、脱硫時間を比較的長く（例えば、２５分以上）すればよい。

［Ａｌ：０．００５〜０．０６％］
Ａｌは、脱酸剤として有効に作用する元素であると共に、鋼板のミクロ組織を微細化して母材靭性を向上させる効果も発揮する元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ａｌ含有量は０．００５％以上とする。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、より好ましい下限は０．０２０％である。しかしながら、過剰に含有させると鋼板（母材）に島状マルテンサイト相（Ｍ―Ａ相）を多量に析出させてＨＡＺ靭性を劣化させる。こうしたことから、その上限は０．０６％とする。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０４０％、より好ましい上限は０．０３５％である。

［Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％］
Ｔｉは、窒化物を形成し、大入熱溶接時に旧オーステナイト粒が粗大化するのを抑制し、ＨＡＺ靭性を向上させるのに有効に作用する元素である。こうした効果を発揮させるには、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とする。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００８０％であり、より好ましい下限は０．０１０％である。しかしながら、Ｔｉを過剰に含有させると粗大な介在物を析出させて、却ってＨＡＺ靭性を劣化させる。従ってＴｉ含有量の上限は０．０３０％とする。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０２５％である。

［Ｎ：０．００５〜０．０１５％］
Ｎは、所定量の固溶Ｎ量を確保し、ＨＡＺ靭性を向上させるのに必要な元素である。また、Ｎは、旧オーステナイト粒内にＴｉＮを微細析出させてピンニング効果により旧オーステナイト粒が粗大化するのを防止し、大入熱溶接したときのＨＡＺ靭性を高めるのに有効に作用する元素である。また、ＴｉＮはフェライト変態核としても機能し、ＨＡＺ組織を微細化させるのにも作用する。こうした効果を発揮させるためには、Ｎ含有量は０．００５％以上とする必要がある。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００６０％である。しかしながら、Ｎ含有量が過剰になって０．０１５％を超えると粗大なＴｉＮが析出してＨＡＺ靭性が低下する。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１２％であり、より好ましい上限は０．０１０％であり、更に好ましい上限は０．００９０％であり、特に好ましい上限は０．００８０％である。

［Ｃａ：０．００１〜０．００３５％］
Ｃａは、鋼板中の硫化物の形態を制御してＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。こうした効果を発揮させるには、０．００１％以上含有させる必要がある。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００１３％以上であり、より好ましくは０．００１５％以上であり、更に好ましくは０．００２０％以上である。しかし０．００３５％を超えて過剰に含有させてもＨＡＺ靭性が却って劣化する。従ってＣａ含有量は０．００３５％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００３０％以下とする。

［Ｏ（酸素）：０．００１５％以下（０％を含まない）］
Ｏは、不可避的不純物として混入するが、鋼中では酸化物として存在する。しかしながら、その含有量が０．００１５％を超えると粗大な酸化物（例えば、ＣａＯなど）が生成してＨＡＺ靭性が劣化する。こうしたことからＯ含有量は、０．００１５％以下とする。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００１３％である。

本発明の鋼板において、上記化学成分の他は、鉄および不可避的不純物（例えば、Ｓｂ，Ｓｅ，Ｔｅ等）であるが、その特性を阻害しない程度の微量成分（許容成分）も含み得るものである。こうした微量成分を含む鋼板も本発明の範囲に含まれる。

また、本発明の鋼板は、必要によって、更に他の元素として、（ａ）Ｂ、（ｂ）Ｃｕ、ＮｉおよびＣｒよりなる群から選ばれる１種以上の元素、（ｃ）Ｍｏ、（ｄ）Ｎｂおよび／またはＶ、（ｅ）Ｍｇ、（ｆ）Ｚｒおよび／またはＨｆ、（ｇ）Ｃｏおよび／またはＷ、（ｈ）ＲＥＭ、等の元素を含有することも有効である。これらの成分を含有させるときの範囲とその範囲を設定した理由は、次の通りである。

［（ａ）Ｂ：０．００３５％以下（０％を含まない）］
Ｂは、超大入熱溶接したときのＨＡＺのボンド部付近でＢＮを核とした粒内フェライトを生成させて、ＨＡＺ靭性を改善するのに有効に作用する元素である。しかしながら、Ｂ含有量が過剰になるとボンド部の組織が粗大なベイナイト組織となるため、却ってＨＡＺ靭性が劣化する。こうしたことから、Ｂを含有させるときは、その上限を０．００３５％とするのがよい。Ｂ含有量は好ましくは０．００２５％以下である。なお、Ｂ含有量の好ましい下限は０．００１０％である。

［（ｂ）Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）およびＣｒ：１．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素］
Ｃｕ、ＮｉおよびＣｒは、いずれも焼入れ性を高めて鋼板の強度を向上させるのに有効に作用する元素である。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、ＨＡＺ靭性が却って低下する。従ってＣｕについては、２％以下とするのが好ましく、より好ましくは１％以下、更に好ましくは０．５％以下とするのがよい。Ｎｉについては、２％以下とするのが好ましく、より好ましくは１％以下、更に好ましくは０．５％以下とするのがよい。Ｃｒについては１．５％以下とするのが好ましく、より好ましくは１．０％以下とするのがよい。上記効果を有効に発揮させるための好ましい下限は、いずれも０．２０％であり、より好ましい下限は０．４０％である。

［（ｃ）Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）］
Ｍｏは、焼入れ性を向上させて強度を確保するのに有効に作用する元素であり、焼戻し脆性を防止するのにも作用する元素である。こうした効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、Ｍｏ含有量が過剰になるとＨＡＺ靭性が劣化するので、０．５％以下とするのが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．３％以下とするのがよい。上記効果を有効に発揮させるためのＭｏ含有量の好ましい下限は、０．０５％である。

［（ｄ）Ｎｂ：０．０３５％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１％以下（０％を含まない）］
ＮｂとＶは、焼入れ性を向上させて母材の強度を向上させるのに作用する元素である。またＶは、焼戻し軟化抵抗を高くする作用も発揮する。しかしながら、多量に含有させるとＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｎｂ含有量は０．０３５％以下とするのが好ましく、より好ましくは０．０３０％以下とするのがよい。Ｖ含有量は０．１％以下とするのが好ましく、より好ましくは０．０５０％以下とするのがよい。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｎｂ含有量は０．００５％以上とすることが望ましく、Ｖ含有量は０．０１０％以上とすることが推奨される。

［（ｅ）Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）］
Ｍｇは、鋼板中にＭｇＯを形成し、このＭｇＯがＨＡＺ部でオーステナイト粒が粗大化するのを抑制するのに作用し、ＨＡＺ靭性を向上させる効果を発揮する元素である。しかしながらＭｇ含有量が過剰になると、介在物（ＭｇＯ）が粗大化してＨＡＺ靭性が却って劣化するため０．００５％以下とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．００３５％以下である。上記効果を有効に発揮させるためのＭｇ含有量の好ましい下限は、０．００１％である。

［（ｆ）Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＨｆ：０．０５％以下（０％を含まない）］
ＺｒとＨｆは、Ｔｉと同様、Ｎと結合して窒化物を形成し、この窒化物が溶接時におけるＨＡＺのオーステナイト粒を微細化し、ＨＡＺの靭性改善に有効に作用する元素である。しかし過剰に含有するとＨＡＺ靭性を却って低下させる。このためこれらの元素を含有させるときには、Ｚｒは０．１％以下とすることが好ましく、Ｈｆは０．０５％以下とすることが好ましい。上記効果を有効に発揮させるためのＺｒ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、Ｈｆ含有量の好ましい下限は０．００１％である。

［（ｇ）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とＷは、焼入れ性を向上させて母材強度を高めるのに作用する元素である。しかし、過剰に含有するとＨＡＺ靭性が劣化するため、ＣｏとＷの上限は、いずれも２．５％とするのがよい。Ｃｏ含有量のより好ましい上限は２％であり、更に好ましい上限は１．５％である。Ｗ含有量のより好ましい上限は２％であり、更に好ましい上限は１．５％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０．１％であり、Ｗ含有量の好ましい下限は０．１％である。

［（ｈ）ＲＥＭ：０．０１％以下（０％を含まない）］
ＲＥＭ（希土類元素）は、鋼板中に不可避的に混入してくる介在物（例えば、酸化物や硫化物等）の形状を微細化・球状化することによって、ＨＡＺの靭性向上に寄与する元素である。こうした効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、ＲＥＭの含有量が過剰になると、ＲＥＭ自体の介在物が粗大化してＨＡＺ靭性が却って劣化するため、０．０１％以下に抑えることが好ましい。ＲＥＭはより好ましくは０．００８０％以下に抑えるのがよい。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．０００５％である。

尚、本発明において、ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｎまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味である。

本発明の鋼板を製造する方法は特に限定されず、常法に従い、化学成分組成とそのバランス、および固溶Ｎ量を上記範囲に調整すればよい。

固溶Ｎ量を上記範囲に調整するには、例えば、所定の温度にスラブを加熱した後、熱間圧延を行ない、必要に応じて焼入れ処理を行えばよい。

スラブを加熱する温度は、例えば、総合熱力学計算ソフトウェア（Ｔｈｅｒｍｏ−ｃａｌｃ、ＣＲＣ総合研究所から入手可能）に、鋼板の化学成分組成を入力して熱力学的計算によって適切なスラブ加熱温度を算出する方法が例示される。即ち、固溶Ｎ量は、スラブの加熱温度や、母材のＮ量、或いはＴｉやＮｂなどの窒化物形成元素の添加量、ＣやＳｉ、Ａｌなど他の元素の添加量によって影響されることが知られているが、熱力学計算によってスラブの加熱温度と鋼板の化学成分の関係につき目安を得ることができる。

そこで本発明では、固溶Ｎ量を上記範囲に調整するために、予め総合熱力学計算ソフトウェア（Ｔｈｅｒｍｏ−ｃａｌｃ）による熱力学的計算によって母材に含まれる合金元素量を代入して、固溶Ｎ量とスラブ加熱温度との関係式を求めて、所定の固溶Ｎ量の範囲に調整するためのスラブ加熱温度の範囲を算出し、この温度範囲になるようにスラブを加熱してから熱間圧延したものである。

なお、固溶Ｎ量は、スラブ加熱温度以外に、熱間圧延後の冷却速度にも影響を受け、冷却速度が小さい場合は、窒化物が析出し易いため、固溶Ｎ量が少なくなる。従ってスラブ加熱温度以外のファクターとして、熱間圧延後の８００℃から５００℃の温度域における平均冷却速度を例えば、７〜１２０００℃／ｍｉｎの範囲に制御して固溶Ｎ量を微調整してもよい。

ＣａとＳとＯの含有量のバランスが上記（２）式を満足するように、特に酸素量（Ｏ量）を制御するには、製鋼段階における脱酸時間を通常より長くすればよい。即ち、通常の脱酸時間は、おおよそ２０分程度であるが、酸素量を低減するために、脱酸時間を３０分以上と比較的長くすることが好ましい。脱酸時間の上限は特に限定されないが、例えば、４０分程度である。

本発明で対象とする鋼板は、基本的には板厚が６０ｍｍ以上の厚鋼板を想定したものであるが、それ以下の板厚においても同等の特性を有するものとなり、本発明の対象に含まれるものとなる。また、本発明の鋼板を溶接するときの入熱量は６０ｋＪ／ｍｍ以上を想定したものであり、こうした超大入熱量で溶接を行ったときに良好なＨＡＺ靭性を示すものとなるが、こうした入熱量に限らず、例えば１５ｋＪ／ｍｍ以上となる入熱量であっても良好なＨＡＺ靭性を示すものとなる。

以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変形することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。

［実施例１］
下記表１または表２に示す成分組成の鋼（残部は、鉄および不可避不純物）を通常の溶製法によって溶製し、この溶鋼を鋳造してスラブとした後、該スラブを表３または表４に示す温度（実測値）に加熱して熱間圧延を行ない、板厚が６０ｍｍの熱間圧延板とし、熱間圧延終了後に水冷して焼入れ処理を行ない、引張強度が４９０〜７８０ＭＰａ級（５０〜８０ｋｇ／ｍｍ²級）の各種高張力鋼板（試験板）を製造した。なお、製鋼段階では、脱酸時間を３０分間とした。

下記表１と表２において、ＲＥＭは、Ｌａを５０％程度とＣｅを２５％程度含有するミッシュメタルの形態で添加した。

上記スラブの加熱温度は、上述したように、固溶Ｎ量との関係でＴｈｅｒｍｏ−ｃａｌｃから計算したスラブ加熱温度（計算値）を考慮しつつ制御した。

下記表３または表４には、下記表１または表２に示した成分組成から、本発明で規定するＰ値（［Ｔｉ］／［Ｎ］）とＱ値［１０００×（［Ｃａ］＋２×［Ｓ］＋３×［Ｏ］）］を算出した結果も併せて示した。

得られた各種高張力鋼板の実際の固溶Ｎ量を測定した。固溶Ｎ量は、電解抽出法で窒化物を抽出し、窒化物となっているＮ量をインドフェノール吸光光度法で測定し、鋼板に含まれる全Ｎ量から窒化物となっているＮ量を引いた値とした。測定結果を下記表３または表４に示す。
固溶Ｎ量（質量％）＝鋼板に含まれる全Ｎ量（質量％）−窒化物となっているＮ量（質量％）

次に、得られた各種高張力鋼板（板厚は６０ｍｍ）について、下記の条件で溶接施工を行ない、溶接部を作製し、ＨＡＺ靭性を評価した。

［溶接条件］
溶接方法 ：エレクトロガスアーク溶接
溶接電流 ：４００Ａ
溶接電圧 ：４０Ｖ
溶接速度 ：０．６ｍｍ／秒
入熱量 ：６０ｋＪ／ｍｍ
溶接ワイヤ：ＤＷＳ−５０ＧＴＲ、ＤＷＳ−５０ＧＴＦ
開先形状 ：開先角度１８°（逆Ｖ開先）、ルート間隔１０ｍｍ

得られた溶接部において、図１に示すように、鋼板のｔ／４（ｔは板厚）の位置から、ＪＩＳ Ｚ２２０２で規定されるシャルピー衝撃試験片（高さ１０ｍｍ×幅１０ｍｍ×長さ５５ｍｍ）を採取し、ボンド部から＋０．５ｍｍ母材側の位置にノッチを入れ、−５５℃でのＶノッチシャルピー衝撃値（ｖＥ_-55）を測定し、ＨＡＺ靭性を評価した。測定結果を下記表３または表４に示す。このとき溶接入熱量が６０ｋＪ／ｍｍにおけるＶノッチシャルピー衝撃値（ｖＥ_-55）が１００Ｊ以上を合格とした。

下記表１〜表４に示した結果から、次のように考察できる。Ｎｏ．１〜２９は、本発明で規定する要件を満足する例であり、鋼板の化学成分組成と固溶Ｎ量が適切に制御されているため、溶接入熱量が６０ｋＪ／ｍｍの超大入熱溶接を行った場合でも優れたＨＡＺ靭性を発揮できている。特に、Ｎｏ．１〜１９とＮｏ．２６〜２８は、鋼板の化学成分組成が、本発明で規定するＰ値とＱ値を満足しているため、ＨＡＺ靭性が特に３００Ｊ以上と良好になっている。

これに対して、Ｎｏ．３１〜４０は、本発明で規定するいずれかの要件を欠く例である。このうちＮｏ．３１〜３４は、鋼板の化学成分組成は本発明で規定する範囲を満足しているが、鋼板に含まれる固溶Ｎ量が本発明で規定する範囲を外れる例であり、ＨＡＺ靭性が悪い。Ｎｏ．３５〜４０は、鋼板に含まれる固溶Ｎ量は本発明で規定する範囲を満足しているが、鋼板の化学成分組成が本発明で規定する範囲を外れている例であり、ＨＡＺ靭性が悪い。

Ｎｏ．１１とＮｏ．３３、Ｎｏ．１４とＮｏ．３４、Ｎｏ．１９とＮｏ．３２は、夫々化学成分組成（鋼種）が同じであるが、スラブ加熱温度を変えたため、固溶Ｎ量が変化している。即ち、Ｎｏ．３２〜３４は、スラブ加熱温度が適切でなく、固溶Ｎ量が適切な範囲に入っていないため、ＨＡＺ靭性が悪い。

［実施例２］
上記実施例１に示した鋼板を対象に、溶接条件を変えたときのＨＡＺ靭性を評価した。

上記実施例１で得られた各種高張力鋼板（板厚は６０ｍｍ）から厚みが２５ｍｍの板を切り出し、入熱量を１５ｋＪ／ｍｍとしてエレクトロガスアーク溶接を行ない、溶接継ぎ手を作製した。他の溶接条件は、上記実施例１と同じである。

得られた溶接部において、上記実施例１と同じ条件で−５５℃でのＶノッチシャルピー衝撃値（ｖＥ_-55）を測定し、ＨＡＺ靭性を評価した。測定結果を下記表３または表４に併せて示す。このとき溶接入熱量が１５ｋＪ／ｍｍにおけるＶノッチシャルピー衝撃値（ｖＥ_-55）が１００Ｊ以上を合格とした。

本発明の鋼材（Ｎｏ．１〜２９）は、入熱量を１５ｋＪ／ｍｍとして溶接を行なっても、ＨＡＺ靭性は良好であった。従って本発明の鋼板（Ｎｏ．１〜２９）は、入熱量が１５ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接を行なっても、上記実施例１で示したように、６０ｋＪ／ｍｍの超大入熱溶接を行なっても、良好なＨＡＺ靭性を示すことが分かる。

これに対し、本発明で規定する範囲から外れる鋼板（Ｎｏ．３１〜４０）は、入熱量が１５ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接であっても、上記実施例１で示したように、入熱量が６０ｋＪ／ｍｍの超大入熱溶接であっても、ＨＡＺ靭性が悪くなることが分かる。

図１は、溶接部からシャルピー衝撃試験片の採取位置を示す概略説明図である。

Claims (11)

1. Ｃ ：０．０３〜０．１５％（質量％の意味、以下同じ）、
   Ｓｉ：０．５０％以下（０％を含む）、
   Ｍｎ：１〜２．０％、
   Ｐ ：０．０２０％以下（０％を含まない）、
   Ｓ ：０．００５％以下（０％を含まない）、
   Ａｌ：０．００５〜０．０６％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
   Ｎ ：０．００５〜０．０１５％、
   Ｃａ：０．００１〜０．００３５％および
   Ｏ ：０．００１５％以下（０％を含まない）を夫々含有し、
   残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板であり、
   該鋼板に含まれる固溶Ｎ量が０．００１０〜０．００６０％であることを特徴とする大入熱溶接における溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板。
2. 前記鋼板に含まれる化学成分の含有量が、下記（１）式で規定される関係を満足する請求項１に記載の鋼板。
   １．００≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦２．５ …（１）
   但し、［ ］は、各元素の含有量（％）を示す。
3. 前記鋼板に含まれる化学成分の含有量が、下記（２）式で規定される関係を満足する請求項１または２に記載の鋼板。
   ２．００≦１０００×（［Ｃａ］＋２×［Ｓ］＋３×［Ｏ］）≦１０．０ …（２）
   但し、［ ］は、各元素の含有量（％）を示す。
4. 更に、他の元素として、
   Ｂ：０．００３５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の鋼板。
5. 更に、他の元素として、
   Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）およびＣｒ：１．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の鋼板。
6. 更に、他の元素として、
   Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載の鋼板。
7. 更に、他の元素として、
   Ｎｂ：０．０３５％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜６のいずれかに記載の鋼板。
8. 更に、他の元素として、
   Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜７のいずれかに記載の鋼板。
9. 更に、他の元素として、
   Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＨｆ：０．０５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜８のいずれかに記載の鋼板。
10. 更に、他の元素として、
    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）を含有するものである請求項１〜９のいずれかに記載の鋼板。
11. 更に、他の元素として、
    ＲＥＭ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜１０のいずれかに記載の鋼板。

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