JP2009084656A

JP2009084656A - 母材靭性に優れた溶接用高張力厚鋼板

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Publication number: JP2009084656A
Application number: JP2007258326A
Authority: JP
Inventors: Hidenori Nako; 秀徳名古; Yoshiomi Okazaki; 喜臣岡崎; Hiromi Ota; 裕己太田; Tetsushi Deura; 哲史出浦; Tomoko Sugimura; 朋子杉村
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2007-10-02
Filing date: 2007-10-02
Publication date: 2009-04-23
Anticipated expiration: 2027-10-02
Also published as: CN101403070B; KR20090034284A; CN101403070A; JP4485561B2; KR100997268B1

Abstract

【課題】母材部の靭性に優れた溶接用高張力厚鋼板を提供する。
【解決手段】化学組成がmass％、C:0.02〜0.12%、Si:0〜0.25%、Mn:1.0〜2.0%、P:0〜0.03%、S:0〜0.02%、Al:0〜0.050%、Ti:0.005〜0.100%、REM:0.0001〜0.0500%、Zr:0.0001〜0.0500%、Ca:0.0005〜0.0100%、N:0.0040〜0.0300%、O:0.0005〜0.0100%を含有し、残部がＦｅおよび不可避的な不純物からなる。鋼中酸化物を形成するREM、Zr、Ca、Mnなどの元素の濃度に基づいて算出したREM₂O₃、ZrO₂、CaO、MnOの酸化物割合がREM₂O₃:10〜50%、ZrO₂:5〜50%、CaO:5〜50%、MnO:1〜20%である。さらに、鋼材断面で観察される、円相当径で0.10μmより小さいＴｉ含有窒化物が5.0×10⁶個／mm²以上、かつ、円相当径0.10〜1.0μmのＴｉ含有窒化物が1.0×10⁴個／mm²以下、かつ、円相当径で1.0μmより大きいＴｉ含有窒化物が５個／mm²以下である。さらに、鋼材断面で観察される、ＭＡの面積率が５．０％以下である。
【選択図】なし

Description

本発明は、造船、建築等の分野において構造材として用いられ、母材部の靭性に優れた、溶接用高張力厚鋼板に関するものである。

橋梁、高層建築物、船舶等に使用される厚鋼板においては、脆性破壊防止の観点から、母材部の靭性向上に関する研究が数多く行われてきた。現在、母材靭性を確保する手段として、制御圧延が広く用いられている。制御圧延とは、鋼中介在物のピン止め効果により、母材加熱時のオーステナイト粒粗大化を抑制し、圧延により、転位等のフェライト核生成サイトを導入することで、変態組織を微細化し、母材靭性を向上させる技術である。

近年、建築、造船分野における溶接構造物の大型化に伴い、鋼板の厚肉化が要求されている。しかしながら、鋼板の厚肉化は、圧延時の圧下量の減少をもたらすため、組織微細化が十分に達成されず、しばしば十分な母材靭性が得られない。そのため、鋼板板厚によらず、母材靭性を確保できる技術が必要とされている。

母材靭性確保のため用いられる代表的な技術として、鋼中介在物の微細分散による、オーステナイト粒粗大化抑制、鋼中介在物を起点としたフェライト変態促進技術が挙げられる。いずれも、母材部の組織微細化により、靭性を確保することを目的とした技術である。

例えば、特開２００３−２１３３６６号公報（特許文献１）には、主としてＴｉ窒化物、Ｚｒ窒化物によりオーステナイト粒成長を抑制し、母材部の靭性を向上させる技術が示されている。また、特開２００５−２９８４０号公報（特許文献２）には、Ｔｉ、ＲＥＭ（希土類元素）の添加方法の改善により、高温で安定なＲＥＭ酸化物あるいは硫化物、およびＴｉ窒化物を微細分散させ、加熱オーステナイト粒径を制御することで、母材靭性に優れた高強度溶接構造用鋼を得る技術が提案されている。

また、特開２００３−４９２３７号公報（特許文献３）には、溶鋼中への元素添加を制御することで、高温で安定なＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇ酸化物を微細分散させ、さらに、圧延、冷却法を詳細に規定することで、母材靭性を向上させる技術が示されている。

また、介在物を起点とするフェライト生成を利用した技術としては、特開２００１−２００３１号公報（特許文献４）に、ＴｉＮを用いたオーステナイト粒ピン止め、フェライト生成の促進により、優れた母材靭性を得る手段が記載されている。また、特開２０００−１７３８号公報（特許文献５）には、酸化物組成を適切に制御することで、高温での酸化物表面へのＴｉ窒化物の晶出を抑制し、地鉄中のＴｉ窒化物析出量を確保することで、オーステナイト粒ピン止め、フェライト生成を促進し、母材靭性を向上させる技術が提案されている。
特開２００３−２１３３６６号公報特開２００５−２９８４０号公報特開２００３−４９２３７号公報特開２００１−２００３１号公報特開２０００−１７３８号公報

しかしながら、一般に、高温で安定な酸化物は、溶鋼中で生成し、容易に粗大化が進行するため、靭性向上に有効な粒子数を十分に確保できないという課題が残されている。また、Ｔｉ窒化物は、溶鋼中の固体酸化物表面に晶出しやすいため、Ｔｉ、Ｎ添加量に対して、微細粒子として析出するＴｉ窒化物量が減少するという問題がある。

Ｔｉ窒化物晶出の改善を意図した技術として、上記特許文献５に記載の技術があるが、単にＴｉ窒化物の晶出を抑制するだけでは、鋳造後の冷却過程において、固溶Ｔｉの増大をもたらし、高温で析出したＴｉ窒化物が急速に成長しやすくなるため、微細なＴｉ窒化物を多量に得ることは困難である。

また、鋼中介在物を利用した組織微細化が達成されても、鋼中に、粗大介在物、ＭＡ（マルテンサイト及びオーステナイトの混合組織）などが存在すると、これら硬質第二相を起点に脆性破壊が発生するため、十分な母材靭性が得られない。よって、優れた母材靭性を得るためには、組織微細化に加え、硬質第二相の低減が不可欠である。

本発明は、以上の問題を解決し、母材部の靭性に優れた溶接用高張力厚鋼板を提供することを課題とする。

本発明者らは、上記の課題を達成するために、オーステナイト粒のピン止め、およびフェライト変態の促進に有効なＴｉ含有窒化物の微細分散形態、ならびにＭＡ低減技術について実験、検討を行った。その結果、鋼中の酸化物を形成するＲＥＭ、Ｚｒ、Ｃａ及びＭｎの各酸化物量を制御することにより、酸化物の融点が低下し、溶鋼中で酸化物が液体になるため、溶鋼中での粗大Ｔｉ含有窒化物の晶出が抑制され、加えて、鋳造後の冷却条件、ならびに圧延前の加熱条件を適切に制御することによって、微細なＴｉ含有窒化物が鋼中に高密度に析出することを見出した。また、圧延後の冷却条件を適切に制御することにより、微細かつＭＡの低減された変態組織が得られることを見出した。本発明はかかる知見に基づきなされたもので、所定の鋼組成の下、酸化物組成、およびＴｉ含有窒化物、ならびにＭＡを適切な形態に制御することによって、母材部の靭性を著しく改善することに成功したものである。

すなわち、本発明に係る溶接用高張力厚鋼板は、化学組成が質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．１２％、
Ｓｉ：０．２５％以下（０％を含む）、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｐ：０．０３％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０２％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．０５０％以下（０％を含む）、
Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０５００％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０５００％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、
Ｎ：０．００４０〜０．０３００％、
Ｏ：０．０００５〜０．０１００％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的な不純物からなり、鋼中に存在する酸化物を形成するある元素の平均濃度に（当該元素の酸化物の分子量／当該元素の原子量）を掛けて算出した値を当該元素の酸化物の酸化物換算値というとき、鋼中に存在する酸化物を形成する元素の内、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｉのそれぞれの平均濃度（質量％）に基づいて算出したＲＥＭ₂Ｏ₃、ＺｒＯ₂、ＣａＯ、ＭｎＯ、ＭｇＯ、Ａｌ₂Ｏ₃、ＳｉＯ₂ の各酸化物換算値と前記酸化物中のＳの平均濃度の合計値に対する前記ＲＥＭ₂Ｏ₃、ＺｒＯ₂、ＣａＯ、ＭｎＯの各酸化物換算値の割合が、ＲＥＭ₂Ｏ₃：１０〜５０％、ＺｒＯ₂：５〜５０％、ＣａＯ：５〜５０％、ＭｎＯ：１〜２０％とされる。さらに、鋼材断面で観察される、円相当径で０．１０μｍより小さいＴｉ含有窒化物が５．０×１０⁶個／ｍｍ²以上、かつ、円相当径で０．１０〜１．０μｍのＴｉ含有窒化物が１．０×１０⁴個／ｍｍ²以下、かつ、円相当径で１．０μｍより大きいＴｉ含有窒化物が５個／ｍｍ²以下とされ、さらにまた鋼材断面で観察される、ＭＡの面積率が５．０％以下とされる。

また、前記化学組成において、下記（１）式で定義される値Ｚが５７未満かつ５０より大きくなるように成分調整することが好ましい。
Ｚ＝（8.5×[Ti]−(0.5×[O]−0.8×[REM]−0.2×[Al] −0.3×[Ca]＋0.1×[S])＋1.4)／([N]＋0.02) …(1)
ここで、[Ti]、[O]、[REM]、[Al]、[Ca]、[S]、[N]は、それぞれ質量％で表される各元素の添加量である。

さらにまた、上記基本成分にＡ郡（Ｎｉ：０．０５〜１．５０％、Ｃｕ：０．０５〜１．５０％）、Ｂ郡（Ｃｒ：０．１０〜１．５０％、Ｍｏ：０．１０〜１．５０％）、Ｃ郡（Ｎｂ：０．００２〜０．１０％、Ｖ：０．００２〜０．１０％）、Ｂ：０．００１０〜０．００５０％の内、１種以上の元素を添加して下記(1) から(5) の化学組成とすることができる。
(1) 基本成分＋Ａ郡から１種以上
(2) 基本成分又は上記(1) の成分＋Ｂ郡から１種以上
(3) 基本成分、上記(1) 又は上記(2) の成分＋Ｃ郡から１種以上
(4) 基本成分、上記(1) 〜(3) のいずれかの成分＋Ｄ郡から１種以上
(5) 基本成分、上記(1) 〜(4) のいずれかの成分＋Ｂ

本発明によると、所定の鋼組成の下、鋼中の酸化物の融点を低下させ、これにより粗大Ｔｉ含有窒化物が晶出し難い酸化物組成とし、またＴｉ含有窒化物、ならびにＭＡを適切な形態に規定したので、従来の厚鋼板に比して、母材部の靭性を著しく改善することができ、母材靭性に優れた溶接用高張力厚鋼板を提供することができる。

以下に、本発明の溶接用高張力厚鋼板について、鋼中の酸化物組成、Ｔｉ含有窒化物の分布、ＭＡ量、および鋼組成について順次説明する。まず、鋼中の酸化物組成およびＴｉ含有窒化物の分布について、製造条件と共に説明する。

一般に、微細な組織は母材靭性向上に有利であり、組織微細化のためには、圧延時のオーステナイト粒粗大化の抑制、および、冷却過程でのフェライト変態の促進が有効である。Ｔｉ含有窒化物は、いずれに対しても優れて有効な鋼中介在物であるが、その効果を最大限に利用するためには、微細なＴｉ含有窒化物粒子を高密度に分散させる必要がある。

微細なＴｉ含有窒化物粒子を確保するには、まず、溶鋼中に固体酸化物の生成を抑制する必要がある。固体酸化物が存在すると、その表面に粗大なＴｉ含有窒化物が晶出するため、微細なＴｉ含有窒化物粒子が十分に確保できなくなるからである。しかし、粗大なＴｉ含有窒化物の晶出を抑制するだけでは、固溶Ｔｉ増加に伴い、Ｔｉ含有窒化物の成長速度が上昇するため、鋳造後の冷却過程、あるいは、圧延前の加熱過程において、Ｔｉ含有窒化物の粗大化が進行しやすくなる。

そこで発明者らは、粗大なＴｉ含有窒化物の晶出を抑制する酸化物組成、ならびにＴｉ含有窒化物の粗大化を抑制する鋳造後の冷却条件、ならびに圧延前の加熱条件について、実験、検討を行った。その結果、酸化物組成、および鋳造後の冷却条件、ならびに圧延前の加熱条件を、以下のとおり制御することで、微細なＴｉ含有窒化物粒子が鋼中に高密度に分散することを見出した。

鋼中の酸化物の組成を説明するに際し、先ず、その表現方法について説明する。本発明では鋼中酸化物の組成を表現方法として、直感的に捉え易いように、鋼中酸化物を構成する元素であるＲＥＭ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｉの各酸化物をＲＥＭ₂Ｏ₃、ＺｒＯ₂、ＣａＯ、ＭｎＯ、ＭｇＯ、Ａｌ₂Ｏ₃、ＳｉＯ₂と仮定し、ある元素の平均濃度（mass％）に（当該元素の酸化物の分子量／当該元素の原子量）を掛けて算出した値を当該元素の酸化物の酸化物換算値とし、ある構成元素についての酸化物換算値の割合Ｐ（％）を下記式によって求め、これによって、鋼中酸化物の組成を表わすこととした。以下、Ｐを当該元素の酸化物の酸化物割合という。
Ｐ＝（ある元素の酸化物の酸化物換算値）×１００／（各元素の酸化物の酸化物換算値およびＳ平均濃度の合計値）
ここで、分母の酸化物換算値の対象となる元素は、上記ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｉの７元素である。

鋼中酸化物を構成する元素濃度はＥＰＭＡによって測定することができる。また、鋼中酸化物を構成する元素には上記元素の他、ＴｉおよびＳがあるが、酸化物を構成するＴｉはＴｉ含有窒化物を構成するＴｉと区別ができないため、ＥＰＭＡ測定において酸化物を構成するＴｉ濃度を測定することができない。このため、上記Ｐの計算式の分母の酸化物換算値の元になる元素として、Ｔｉを除外した。また、計算式の分母にＳの平均濃度を含めたのは、ＳはＣａ等と硫化物を形成し易く、不可避的に鋼中酸化物に含まれるからである。

上記表現による鋼中酸化物の組成の一例を示す。ＥＰＭＡにより測定した鋼中酸化物中の平均濃度（mass％）を、Ｃｅ＝１４．２％、Ｌａ＝６．９％、Ｚｒ＝７．２％、Ｃａ＝８．７％、Ｍｎ＝５．５％、Ｍｇ＝０．２％、Ａｌ＝２．４％、Ｓｉ＝１．７％、Ｓ＝６．８％とすると、Ｃｅ₂Ｏ₃の酸化物換算値（mass％）は（１４．２×Ce₂O₃の分子量／Ceの原子量）＝１６．６％であり、以下同様に他の元素の酸化物換算値は、Ｌａ₂Ｏ₃＝８．１％、ＺｒＯ₂＝９．７％、ＣａＯ＝１２．１％、ＭｎＯ＝７．０％、ＭｇＯ＝０．３％、Ａｌ₂Ｏ₃＝４．６％、ＳｉＯ₂＝３．６％である。これらの酸化物換算値とＳの平均濃度の合計は６８．８％であり、これより、例えばＲＥＭ（ＣｅとＬａの合計）、Ｚｒに対する酸化物割合はＲＥＭ₂Ｏ₃＝３５．９％、ＺｒＯ₂＝１４．１％となる。

鋼中に存在する酸化物の組成は、溶鋼中における酸化物の形態を規定し、鋼中酸化物の組成を適切に制御することによって、酸化物の融点が低下し、溶鋼中に液体状態で存在するようになる。このため、酸化物表面への粗大Ｔｉ含有窒化物晶出が抑制される。鋼中の複合酸化物を形成する元素の内、その融点に影響を与える元素として、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｉ、ＴｉはＲＥＭ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｎに比較して影響が小さいので、鋼中酸化物中のＲＥＭ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｎの元素の酸化物に対する酸化物割合が重要である。本発明ではこれらの酸化物割合を、ＲＥＭ₂Ｏ₃：１０〜５０％、ＺｒＯ₂：５〜５０％、ＣａＯ：５〜５０％、ＭｎＯ：１〜２０％に制御する。これによって、その後の微細Ｔｉ含有窒化物の析出量を確保することができる。

前記ＲＥＭ₂Ｏ₃、ＺｒＯ₂、ＣａＯ、ＭｎＯの各酸化物の酸化物割合が、ＲＥＭ₂Ｏ₃：１０〜５０％、ＺｒＯ₂：５〜５０％、ＣａＯ：５〜５０％、ＭｎＯ：１〜２０％から逸脱すると、溶鋼において固体で存在する酸化物の割合が増加し、粗大なＴｉ含有窒化物の晶出が十分に抑制されなくなる。なお、前記ＲＥＭ₂Ｏ₃、ＺｒＯ₂、ＣａＯ、ＭｎＯの各酸化物割合は、ＲＥＭ₂Ｏ₃：１５〜４５％、ＺｒＯ₂：１０〜４５％、ＣａＯ：１０〜４５％、ＭｎＯ：５〜１５％に保たれることが好ましい。

鋼中酸化物の平均組成（酸化物割合）を上記範囲に制御するためには、鋳造時において、Ｍｎを添加した後の溶存酸素量を、質量％で０．００２０〜０．０１００％に制御した後に、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｃａを添加すればよい。前記Ｍｎ添加後の溶存酸素量は、例えば、脱酸元素であるＳｉ、Ａｌを添加することによって制御することができる。

溶鋼中の酸化物を上記組成に調整した上で、以下の条件で冷却、圧延前再加熱を行うことにより、鋳造後のＴｉ含有窒化物の粗大化が抑制される。すなわち、鋳造後の冷却過程において、１５５０℃から、（２）式で定義される温度Ｔｆ（℃）までの冷却時間を８００ｓ以下とする。さらに、圧延前の再加熱において、最高加熱温度を１０５０℃から１２００℃の間に保ち、かつ、加熱開始から圧延開始までの時間を４ｈｒ以内とする。１５５０℃からＴｆ（℃）までの冷却時間が８００ｓを超える、あるいは、圧延前の再加熱において、最高加熱温度が１２００℃を超える、あるいは、加熱開始から圧延開始までの時間が４ｈｒを超えると、Ｔｉ含有窒化物の粗大化が進行して、微細なＴｉ含有窒化物が十分に得られなくなる。また、圧延前の最高加熱温度が１０５０℃より低いと、オーステナイト化が十分に進行しないようになる。
鋳造後の冷却において、１５５０℃からＴｆ（℃）までの温度範囲を問題にするのは、この温度範囲では母相が主としてδ相として存在し、δ相におけるＴｉ含有窒化物の成長速度はγ相に比べて大きいためである。このため、鋳造時の冷却過程において、δ相安定温度域をできる限り速く通過させることにより、Ｔｉ含有窒化物の粗大化を抑制することができる。なお、Ｔｆに対しては、特にＣ、Ｃｕ、Ｎｉの与える影響が大きいため、Ｔｆを決定する下記(2) 式においてはこれらの元素量をパラメータとした。また、各元素量の係数、定数は実験により決定した。
Ｔｆ＝１３５０＋１０００［Ｃ］＋１１［Ｃｕ］＋２６［Ｎｉ］……(2)
ここで、［Ｃ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］は、それぞれ質量％で表される各元素の添加量である。

以上の制御を組み合わせることで、圧延時のオーステナイト粒ピン止め、圧延後の冷却過程におけるフェライト変態促進に有効な、円相当径（Ｔｉ含有窒化物の面積に相当する円の直径）で０．１μｍより小さい微細なＴｉ含有窒化物を、５．０×１０⁶個／ｍｍ²以上の高密度で分散させることが可能となる。Ｔｉ含有窒化物の円相当径が０．１μｍ以上になると、オーステナイト粒ピン止め、およびフェライト変態促進の効果が低下する。また、円相当径で０．１μｍ未満のＴｉ含有窒化物が、５．０×１０⁶個／ｍｍ²より少ないと、オーステナイト粒ピン止め、およびフェライト変態促進の効果が十分に得られなくなる。さらに、この時、円相当径で０．１〜１．０（０．１以上、１．０以下）μｍのＴｉ含有窒化物個数が１．０×１０⁴個／ｍｍ²を超える（超になる）、あるいは、円相当径で１．０μｍより大きいＴｉ含有窒化物個数が５個／ｍｍ²を超える（超になる）と、脆性破壊を助長して、十分な靭性が得られなくなる。このため、０．１〜１．０μｍのＴｉ含有窒化物個数を１．０×１０⁴個／ｍｍ²以下とし、１．０μｍ超のＴｉ含有窒化物個数を５個／ｍｍ²以下とする。なお、円相当径で０．１μｍ未満のＴｉ含有窒化物は、５．５×１０⁶個／ｍｍ²以上分散させることが望ましく、同様に、円相当径で０．１〜１．０μｍのＴｉ含有窒化物は８．０×１０³個／ｍｍ²以下、円相当径で１．０μｍ超のＴｉ含有窒化物個数は３個／ｍｍ²以下であることが望ましい。

上記の条件により鋳造片を冷却し、再加熱した鋳造片は、通常の低炭素鋼の熱間圧延に従って、圧延開始温度を９５０℃程度、圧延終了温度を８８０℃程度とし、圧延を終了する。圧延終了後の冷却条件については後述する。

鋼中、Ｔｉ含有窒化物の微細分散が達成され、微細な変態組織が得られても、硬質のＭＡが存在すると優れた靭性は得られない。上記の酸化物組成、およびＴｉ含有窒化物分散形態が達成されたうえで、優れた母材靭性を確保するためには、ＭＡ分率（面積％）を５．０％以下に抑制する必要がある。なお、ＭＡ分率は４．０％以下であることが好ましい。

鋼中のＭＡの分率を５．０％以下に抑制するためには、圧延後の冷却過程において、冷却速度を２〜１５℃／ｓの範囲内に調整したうえで、冷却停止温度を３００〜５００℃に制御すればよい。この時、冷却速度を２℃／ｓより小さくする、あるいは、冷却停止温度を５００℃より高くすると、フェライト粒が粗大化して、靭性が低下する。また、冷却速度を１５℃／ｓより大きくする、あるいは、冷却停止温度を３００℃より低くすると、ＭＡ分率が５％を超え、靭性が低下する。ただし、冷却停止温度が３００℃より低くても、その後に、３００℃以上でテンパー処理を施すことで、靭性を確保することは可能である。

次に、本発明の厚鋼板の化学組成およびその成分限定理由を説明する。単位は質量％（mass％）である。
Ｃ：０．０２〜０．１２％
Ｃは、鋼材の強度確保に必須の元素であり、含有量が０．０２％より少ないと必要な強度が得られないため、下限を０．０２％とした。また、含有量が０．１２％より多いと、ＭＡ増加による靭性低下を招くため、上限を０．１２％とした。なお、好ましくは０．０４〜０．１０％である。

Ｓｉ：０．２５％以下（０％を含む）
Ｓｉは、固溶強化により、鋼材の強度を確保する元素であり、含有量が０．２５％より多いと、ＭＡ増加による靭性低下を招くため、上限を０．２５％とした。なお、好ましくは０．１８％以下（０％を含む）である。

Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは、酸化物の低融点化による、粗大Ｔｉ含有窒化物の抑制に必須の元素であり、含有量が１．０％より少ないと、酸化物の低融点化が十分に達成されないため、下限を１．０％とした。また、含有量が２．０％より多いと、強度の過大な上昇を招いて、靭性低下の原因となるため、上限を２．０％とした。なお、好ましくは１．４〜１．８％である。

Ｐ：０．０３％以下（０％を含む）
Ｐは、粒界偏析によって粒界破壊の原因となる不純物元素であり、含有量が０．０３％より多いと、靭性低下を招くため、上限を０．０３％とした。なお、好ましくは０．０２％以下（０％を含む）である。

Ｓ：０．０２％以下（０％を含む）
Ｓは、粒界偏析によって粒界破壊の原因となる不純物元素であり、含有量が０．０２０％より多いと、靭性低下を招くため、上限を０．０２０％とした。なお、好ましくは０．０１５％以下（０％を含む）である。

Ａｌ：０．０５０％以下（０％を含む）
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、含有量が０．０５０％より多いと、粗大酸化物を形成して靭性低下を招くため、上限を０．０５０％とした。なお、好ましくは０．０４０％以下（０％を含む）である。

Ｔｉ：０．００５〜０．１００％
Ｔｉは、窒化物の生成に必須の元素であり、含有量が０．００５％より少ないと、十分な量の窒化物が得られないため、下限を０．００５％とした。また、含有量が０．１００％より多いと窒化物の粗大化により靭性低下を招くため、上限を０．１００％とした。なお、好ましくは０．０１０〜０．０８０％であり、より好ましい上限は０．０６０％、さらに好ましい上限は０．０５０％である。

ＲＥＭ（希土類元素）：０．０００１〜０．０５００％
ＲＥＭは、酸化物の低融点化による、粗大Ｔｉ含有窒化物の抑制に必須の元素であり、含有量が０．０００１％より少ないと、酸化物の低融点化が十分に達成されないため、下限を０．０００１％とした。また、含有量が０．０５００％より多いと、粗大酸化物を形成して靭性低下を招くため、上限を０．０５００％とした。なお、好ましくは０．０００５〜０．０４００％である。

Ｚｒ：０．０００１〜０．０５００％
Ｚｒは、酸化物の低融点化による、粗大Ｔｉ含有窒化物の抑制に必須の元素であり、含有量が０．０００１％より少ないと、その効果が十分に得られなくなるため、下限を０．０００１％とした。また、含有量が０．０５００％より多いと、粗大酸化物、あるいは析出強化をもたらす微細な炭化物を形成して靭性低下を招くため、上限を０．０５００％とした。なお、好ましくは０．０００５〜０．０４００％である。

Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％
Ｃａは、酸化物の低融点化による、粗大Ｔｉ含有窒化物の抑制に必須の元素であり、含有量が０．０００５％より少ないと、酸化物の低融点化が十分に達成されないため、下限を０．０００５％とした。また、含有量が０．０１００％より多いと、粗大酸化物を形成して靭性低下を招くため、上限を０．０１００％とした。なお、好ましくは０．００１０〜０．００８０％である。

Ｎ：０．００４０〜０．０３００
Ｎは、Ｔｉ含有窒化物の生成に必須の元素であり、微細なＴｉ含有窒化物として、オーステナイト粒ピン止めおよびフェライト変態を促進し、靭性向上をもたらす。含有量が０．００４０％より少ないと、十分な靭性向上効果が得られないため、下限を０．００４０％とした。また、含有量が０．０３００％より多いと、固溶Ｎが増加し靭性低下を招くため、上限を０．０３００％とした。なお、好ましくは０．００５０〜０．０２５０％であり、より好ましい上限は０．０２００％、さらに好ましい上限は０．０１５０％である。

Ｏ：０．０００５〜０．０１００％
Ｏは、酸化物の生成に必須の元素であり、含有量が０．０００５％より少ないと、十分な量の酸化物が得られないため、下限を０．０００５％とした。また、含有量が０．０１００％より多いと、酸化物の粗大化によりＨＡＺ靭性低下を招くため、上限を０．０１００％とした。なお、好ましくは０．００１０〜０．００８０％である。

上記成分範囲を満たした上で、下記（１）式で定義される値Ｚが５０超、５７未満となるよう、Ｔｉ、Ｏ、ＲＥＭ、Ａｌ、Ｃａ、Ｓ、Ｎ添加量を調整することが好ましい。
Ｚ＝（8.5×[Ti]−(0.5×[O]−0.8×[REM]−0.2×[Al] −0.3×[Ca]＋0.1×[S])＋1.4)／([N]＋0.02) …(1)
ここで、[Ti]、[O]、[REM]、[Al]、[Ca]、[S]、[N]は、それぞれ質量％で表される各元素の添加量である。

上記(1) 式は、窒化物形成に寄与するＴｉとＮの割合を表現した式である。Ｔｉ含有窒化物を適切に分散させるためには、ＴｉとＮの割合を適正な範囲に制御する必要がある。Ｔｉは鋼中において酸化物、窒化物として存在するものの、酸化物の方が窒化物に比べて安定なため、窒化物形成に寄与するＴｉを考慮する際には、酸化物として存在するＴｉを差し引く必要がある。このため、(1) 式では、Ｎを除き、酸化物形成に必要なＯおよびＴｉと同程度以上の酸化物生成能を有する元素並びにＳを式の構成要素とした。Ｓは酸化物形成に直接的には関連しないものの、酸化物あるいは硫化物を生成するＣａ等の元素に対し、酸化物として存在し得る量を変動させることで、間接的にＴｉ酸化物量に影響を与える。なお、(1) 式中の元素濃度に付した係数および定数は実験的に決定したものである。

上記のとおり、値Ｚは５０＜Ｚ＜５７になるように成分調整することが好ましい。値Ｚが５７以上になると、微細なＴｉ含有窒化物が十分に得られなくなるため、５７未満とした。また、値Ｚが５０以下になると、固溶窒素が増加して、十分な靭性が得られなくなるため、５０より大きい値とした。なお、好ましくは５６．８未満かつ５０．２より大きい値である。

さらにまた、上記基本成分にＡ郡（Ｎｉ：０．０５〜１．５０％、Ｃｕ：０．０５〜１．５０％）、Ｂ郡（Ｃｒ：０．１０〜１．５０％、Ｍｏ：０．１０〜１．５０％）、Ｃ郡（Ｎｂ：０．００２〜０．１０％、Ｖ：０．００２〜０．１０％）、Ｂ：０．００１０〜０．００５０％の１種以上を添加して下記(1) から(5) の組成とすることができる。
(1) 基本成分＋Ａ郡から１種以上
(2) 基本成分又は上記(1) の成分＋Ｂ郡から１種以上
(3) 基本成分、上記(1) 又は上記(2) の成分＋Ｃ郡から１種以上
(4) 基本成分、上記(1) 〜(3) のいずれかの成分＋Ｄ郡から１種以上
(5) 基本成分、上記(1) 〜(4) のいずれかの成分＋Ｂ

Ｎｉ、Ｃｕは、Ｔｆを上昇させることで、Ｔｉ含有窒化物粒子の粗大化抑制に有効な元素であり、それぞれ、含有量が０．０５％より少ないと、その効果が十分に得られなくなるため、下限を０．０５％とする。また、それぞれ、含有量が１．５０％より多いと、強度の過大な上昇を招いて、靭性低下をもたらすため、上限を１．５０％とする。なお、好ましくは、それぞれ０．１０〜１．２０％である。

Ｃｒ、Ｍｏは、いずれも鋼材の高強度化に有効な元素であり、それぞれ、含有量が０．１０％より低いと、その効果が十分に得られないため、下限を０．１０％とする。また、それぞれ、含有量が１．５０％を超えると、強度の過大な上昇を招いて、靭性低下をもたらすため、上限を１．５０％とする。なお、好ましくは、それぞれ０．２０〜１．２０％である。

Ｎｂ、Ｖは、いずれも炭窒化物として析出することで、オーステナイト粒粗大化を抑制する元素であり、それぞれ、含有量が０．００２％より少ないと、その効果が十分に得られないため、下限を０．００２％とする。また、それぞれ、含有量が０．１０％を超えると、粗大炭窒化物として靭性低下を招くため、上限を０．１０％とする。なお、好ましくは、それぞれ０．００５〜０．０８％である。

Ｂは、粒界フェライト生成を抑制することで、靭性を向上させる元素であり、含有量が０．００１０％より少ないと、その効果が十分に得られないため、下限を０．００１０％とする。また、含有量が０．００５０％より多いと、ＢＮとしてオーステナイト粒界に析出し、靭性低下を招くため、上限を０．００５０％とする。なお、好ましくは０．００１５〜０．００４０％である。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はかかる実施例により限定的に解釈されるものではない。

表１および表２に示す化学組成の鋼を真空溶解炉（１５０ｋｇ）を用い、１５５０℃〜Ｔｆ（℃）の冷却時間ｔ１（ｓ）を変化させて溶製し、得られたスラブを、最高加熱温度Ｔｈ（℃）、および加熱開始から圧延開始までの時間ｔ２（ｈｒ）を変化させて加熱し、続いて圧延開始温度を９５０℃程度とし、最終圧延温度を８８０℃として熱間圧延を施し、圧延後の冷却速度Ｒｃ（℃／ｓ）および冷却停止温度Ｔｓ（℃）を変化させて、厚さ５０〜８０ｍｍの厚鋼板を製造した。組成より求まる値Ｚを表１および表２に、Ｔｆ（℃）、ｔ１（ｓ）、Ｔｈ（℃）、ｔ２（ｈｒ）、Ｒｃ（℃／ｓ）およびＴｓ（℃）を表３および表４に示す。

なお、表１に示したNo. １〜５２のサンプル鋼の内、No. ３６を除く５１サンプルについては、いずれも鋳造時において、Ｍｎを添加後の溶存酸素量を、フェロシリコンを添加して、質量％で０．００２０〜０．０１００％に制御した後に、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｃａを添加したものである。No. ３６については、鋳造時においてＭｎとＲＥＭ、Ｚｒ、Ｃａを同時に添加したものである。

得られた各厚鋼板のｔ（板厚）／４位置から試験片を切出し、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、ＥＰＭＡ装置（装置名：ＥＰＭＡ−８７０５、島津製作所製）を用いて観察し、酸化物の平均組成を測定した。以下に測定方法を示す。まず、ＥＰＭＡ装置の観察倍率を２００倍に設定し、４ｍｍ×８ｍｍの観察視野内に存在する、最大直径が２μｍ以上である酸化物について、個々の酸化物について質量％で表される平均組成の定量分析を行った。なお、鋼中酸化物の組成は、サイズによって大きく変動せず、２μm 未満の酸化物を含めて、各酸化物中の含有元素に対する酸化物割合の全酸化物における平均値を求めても、２μm 以上の酸化物のみを用いて求めた場合とほとんど変わらないため、２μm 未満の酸化物は観察から除外した。

そして、各鋼中酸化物に含まれるＲＥＭ（Ｃｅ、Ｌａ）、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｓの平均濃度を基に、ＲＥＭ₂Ｏ₃、ＺｒＯ₂、ＣａＯ、ＭｎＯ、ＭｇＯ、Ａｌ₂Ｏ₃、ＳｉＯ₂の酸化物換算値およびＲＥＭ₂Ｏ₃、ＺｒＯ₂、ＣａＯ、ＭｎＯの各酸化物の酸化物割合を求め、全ての鋼中酸化物における前記４種の酸化物の酸化物割合（％）の平均値を求め、それぞれＷ（ＲＥＭ）、Ｗ（Ｚｒ）、Ｗ（Ｃａ）、Ｗ（Ｍｎ）として、表３および表４に併せて示す。

また、得られた各厚鋼板のｔ（板厚）／４位置から試験片を切出し、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、抽出レプリカ法により、ＴＥＭを用いて観察し、円相当径０．１０μｍより小さいＴｉ含有窒化物の試験片表面の個数密度Ｎ１（個／ｍｍ²）、および円相当径０．１０〜１．０μｍのＴｉ含有窒化物の試験片表面の個数密度Ｎ２（個／ｍｍ²）を測定した。以下に測定方法を示す。

まず、ＴＥＭの観察倍率を６００００倍に設定し、４μｍ²の面積を有する視野を無作為に５視野選択し、視野中の介在物に含まれる元素を、ＴＥＭに付属のＥＤＸにより測定し、Ｔｉが検出された介在物をＴｉ含有窒化物を定義した。得られた視野より、画像ソフト（Ｉｍａｇｅ−ＰｒｏＰｌｕｓ）を用いた画像解析により、Ｔｉ含有窒化物の面積を測定して円相当径を求め、Ｎ１を算出した。なお、最大径にして０．０１μｍ未満の粒子は、ＥＤＸ分析結果に十分な信頼性が得られないため、分析対象から除外した。また、ＴＥＭの観察倍率を６０００倍に設定し、４００μｍ²の面積を有する視野を無作為に５視野選択し、Ｎ１と同様に、Ｎ２を算出した。得られたＮ１およびＮ２の値を表３および表４に併せて示す。

また、得られた各厚鋼板のｔ（板厚）／４位置から試験片を切出し、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、電界放射式走査型電子顕微鏡（装置名：ＳＵＰＲＡ３５、ＣａｒｌＺｅｉｓｓ社製）（以下、ＦＥ−ＳＥＭと呼称する）を用いて観察し、円相当径で１．０μｍより大きいＴｉ含有窒化物表面の個数密度Ｎ３（個／ｍｍ²）を測定した。以下に測定方法を示す。

まず、ＦＥ−ＳＥＭの観察倍率を１０００倍に設定し、０．０６ｍｍ²の面積を有する視野を無作為に２０視野選択し、最大径１．０μｍ超の介在物粒子について、中央部の組成を、ＦＥ−ＳＥＭ付属のＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）による半定量分析から求め、Ｎを含み、かつ、質量％で測定されたＴｉ濃度値を、Ｆｅ、Ｏを除く、介在物に含まれる元素の濃度の合計で規格化した値（除した値）が、５０％以上である介在物を、Ｔｉ含有窒化物と定義し、前記画像ソフトを用いた画像解析により、介在物の円相当径を求めた。そのうちで、円相当径が１．０μｍ超である介在物の個数を、１０００倍の２０視野の画像にてカウントし、Ｎ３（個／ｍｍ²）を算出した。得られたＮ３の値を表３および表４に併せて示す。

なお、Ｔｉ濃度値を規格化するに際してベースとなる元素からＦｅ、Ｏを除外したのは以下の理由による。Ｆｅを除外するのは、測定結果に及ぼす地鉄中のＦｅの影響を除去するためである。また、Ｏを除外するのは、介在物の主体がＴｉ含有窒化物であることを判定するためである。すなわち、Ｔｉの酸化物生成能はＲＥＭ等に比べ同等以下のため、酸化物の主体がＴｉ酸化物となることは無いと考えられる。このため、Ｏを除いた元素濃度でＴｉが５０％を超えるようなＴｉ主体の介在物は、Ｔｉ含有窒化物であると判定される。

また、得られた各厚鋼板のｔ（板厚）／４位置から試験片を切出し、圧延方向および板厚方向に平行な断面を鏡面研磨の後、レペラ試薬により腐食した試料から、ＭＡの面積分率ＳＡを求めた。すなわち、光学顕微鏡の倍率を４００倍に設定し、４００００μｍ²の面積を有する視野を無作為に３視野選択し、前記画像ソフトを用いた画像解析により、ＳＡ（面積％）を算出した。得られたＳＡの値を表３および表４に併せて示す。

また、得られた各厚鋼板のｔ（板厚）／４位置から、圧延方向にシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳＺ２２０１の４号試験片）を採取し、ＪＩＳＺ２２４２に準拠して−６０℃にてシャルピー衝撃試験を実施し、得られる吸収エネルギーvＥ_-60（Ｊ）の最小値が、１２０Ｊを超えるものを、靭性に優れると評価した。得られたvＥ_-60（Ｊ）の最小値を表３および表４に併せて示す。

表３および表４から明らかなとおり、本発明例No. １〜３０は、厚鋼板の組成、鋳造および圧延プロセスを適切に制御したので、酸化物およびＴｉ含有窒化物を適切な形態で分散させるとともに、ＭＡ分率を５％以下に抑制することに成功し、高い靭性値が得られている。一方、比較例No. ３１〜３５では、鋳造あるいは圧延プロセスにおいて、冷却時間ｔ１、再加熱温度Ｔｈ、加熱開始から圧延開始までの時間ｔ２、圧延後の冷却速度Ｒｃ、冷却停止温度Ｔｓの値が適正な範囲から逸脱するなどの理由によって、Ｗ（ＲＥＭ）、Ｗ（Ｚｒ）、Ｗ（Ｃａ）、Ｗ（Ｍｎ）、あるいはＴｉ含有窒化物の分散形態、あるいはＭＡ分率が、適正な範囲内に含まれていないため、靭性が低下している。また、比較例Ｎｏ．３６は鋼の鋳造時において、Ｍｎ添加後に溶存酸素濃度を制御してからＲＥＭ、Ｚｒ、Ｃａを添加することを行っていないため、Ｗ（Ｍｎ）が低く、また１μｍ超のＴｉＮ個数が５個を超えて靭性が低下している。また、比較例Ｎｏ．３７〜５２は、鋼の組成が発明成分範囲から逸脱し、Ｗ（ＲＥＭ）、Ｗ（Ｚｒ）、Ｗ（Ｃａ）、Ｗ（Ｍｎ）、あるいはＴｉ含有窒化物の分散形態、あるいはＭＡ分率が、適正な範囲内に含まれていないため、あるいは、おそらくは粗大介在物の増加、不純物の増加、過度の強化、固溶元素の粒界偏析などの理由により、靭性が低下している。

Claims

化学組成が質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．１２％、
Ｓｉ：０．２５％以下（０％を含む）、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｐ：０．０３％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０２％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．０５０％以下（０％を含む）、
Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０５００％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０５００％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、
Ｎ：０．００４０〜０．０３００％、
Ｏ：０．０００５〜０．０１００％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的な不純物からなり、
鋼中に存在する酸化物を形成するある元素の平均濃度に（当該元素の酸化物の分子量／当該元素の原子量）を掛けて算出した値を当該元素の酸化物の酸化物換算値というとき、鋼中に存在する酸化物を形成する元素の内、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｉのそれぞれの平均濃度（質量％）に基づいて算出したＲＥＭ₂Ｏ₃、ＺｒＯ₂、ＣａＯ、ＭｎＯ、ＭｇＯ、Ａｌ₂Ｏ₃、ＳｉＯ₂ の各酸化物換算値と前記酸化物中のＳの平均濃度の合計値に対する前記ＲＥＭ₂Ｏ₃、ＺｒＯ₂、ＣａＯ、ＭｎＯの各酸化物換算値の割合が、ＲＥＭ₂Ｏ₃：１０〜５０％、ＺｒＯ₂：５〜５０％、ＣａＯ：５〜５０％、ＭｎＯ：１〜２０％であり、
さらに、鋼材断面で観察される、円相当径で０．１０μｍより小さいＴｉ含有窒化物が５．０×１０⁶個／ｍｍ²以上、かつ、円相当径で０．１０〜１．０μｍのＴｉ含有窒化物が１．０×１０⁴個／ｍｍ²以下、かつ、円相当径で１．０μｍより大きいＴｉ含有窒化物が５個／ｍｍ²以下であり、
さらに、鋼材断面で観察される、ＭＡの面積率が５．０％以下であることを特徴とする、母材部の靭性に優れた溶接用高張力厚鋼板。
下記（１）式で定義される値Ｚが５７未満かつ５０より大きい、請求項１に記載した母材部の靭性に優れた溶接用高張力厚鋼板。
Ｚ＝（8.5×[Ti]−(0.5×[O]−0.8×[REM]−0.2×[Al] −0.3×[Ca]＋0.1×[S])＋1.4)／([N]＋0.02) …(1)
ここで、[Ti]、[O]、[REM]、[Al]、[Ca]、[S]、[N]は、それぞれ質量％で表される各元素の添加量である。
前記組成に加えて、質量％で、
Ｎｉ：０．０５〜１．５０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．５０％
のうち一種あるいは二種以上を含む、請求項１または２に記載した母材部の靭性に優れた溶接用高張力厚鋼板。
前記組成に加えて、質量％で
Ｃｒ：０．１０〜１．５０％、
Ｍｏ：０．１０〜１．５０％
のうち一種あるいは二種以上を含む、請求項１ないし３のいずれか１項に記載した母材部の靭性に優れた溶接用高張力厚鋼板。
前記組成に加えて、質量％で
Ｎｂ：０．００２〜０．１０％、
Ｖ：０．００２〜０．１０％
のうち一種あるいは二種以上を含む、請求項１ないし４のいずれか１項に記載した母材部の靭性に優れた溶接用高張力厚鋼板。
前記組成に加えて、質量％で０．００１０〜０．００５０％のＢを含む、請求項１ないし５のいずれか１項に記載した母材部の靭性に優れた溶接用高張力厚鋼板。