JP2009209401A - 溶接熱影響部の靭性と均一伸びに優れた鋼板 - Google Patents

Abstract

【課題】溶接入熱が２０ｋＪ／ｍｍであるような大入熱溶接を行った場合は勿論のこと、５ｋＪ／ｍｍであるような入熱量が比較的小さな溶接を行った場合でも、優れたＨＡＺ靭性を発揮することができるとともに、均一伸びが優れた鋼板を提供する。
【解決手段】本発明の鋼板は、化学成分組成を適切に制御すると共に、下記（１）、（２）式を満たし、且つ、残留γの体積分率が２〜１０％であり、島状マルテンサイトの平均円相当径が３．０μｍ以下である。
１．０≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦２．５ …（１）
但し、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、夫々ＴｉおよびＮの含有量（質量％）を示す。
２．０≦１０００×（［Ｃａ］＋２×［Ｓ］＋３×［Ｏ］）≦１３．０ …（２）
但し、［Ｃａ］，［Ｓ］および［Ｏ］は、夫々Ｃａ，ＳおよびＯの含有量（質量％）を示す。
【選択図】なし

Description

本発明は、建築、船舶、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、殊に大入熱溶接したときに熱影響を受ける部位（以下、「ＨＡＺ」と呼ぶことがある）の靭性と、均一伸びに優れた鋼板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、鋼材強度は勿論、溶接部の靭性も良好であることが要求される。

近年、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２０ｋＪ／ｍｍ以上となるような大入熱溶接が実施される傾向がある。

上記のような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ＨＡＺ［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］における靭性が問題となる。このＨＡＺは、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。

大入熱溶接法を採用した場合のＨＡＺ靭性劣化を抑制する鋼板として、これまでにも様々なものが提案されており、例えば特許文献１、２には、ＴｉＮを鋼板中に微細分散させると共に、ＭｎＳを複合析出させてオーステナイト粒の粗大化を抑制することによって、ＨＡＺ靭性を改善する技術が提案されている。また特許文献３、４には、Ｔｉ酸化物を微細析出させることによって、フェライト変態の核生成サイトとして利用し、溶接ボンド部近傍の靭性を改善する技術が提案されている。

特許文献５には、溶接時の冷却過程でＴｉＮ等の上に析出するＢＮをフェライト変態の核生成サイトとして利用し、ＨＡＺ靭性を改善する技術が提案されている。

ところで、固溶Ｎが多過ぎるとＨＡＺ靭性が劣化することも知られており、ＨＡＺ靭性の改善には低Ｎ化が図られるのが一般的である（例えば、非特許文献１）。また特許文献６では、固溶Ｎ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靭性を向上させる技術も提案されている。

一方、特許文献７には、ＣａＳを活用することによって、大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性の改善を図る技術も提案されている。
特開平２-２５０９１７号公報 特開平２-２５４１１８号公報 特開昭６０-２４５７６８号公報 特開昭６１-７９７４５号公報 特開昭６１-２５３３４４号公報 特開２００１-１０７１７７号公報 特開２００２-２５６３７９号公報 溶接学会論文集、ｖｏｌ．１３，Ｎｏ．４，Ｐ７５８-７６６，（１９８５年１１月発行）

しかしながら、これまで提案されてきた技術ではいずれも、ＨＡＺ靭性を根本的に改良し得るに至っておらず、夫々下記のような問題がある。

ＴｉＮを鋼中に微細分散させる技術では(前記特許文献１、２、５）、大入熱溶接を行ったときに、溶接ボンド部近傍が高温に長時間加熱されることになるので、ＴｉＮが溶解してしまい、結晶粒の粗大化を抑制することができず、良好なＨＡＺ靭性を得ることができないのが実情である。

またＴｉ酸化物を微細析出させる技術では（前記特許文献３、４）、酸化物を鋼中に均一に分散させることが困難であるので、ＨＡＺ靭性を良好にすることはできないという問題がある。固溶Ｎを低減する技術では(前記特許文献６、非特許文献１)、過剰のＴｉを含有させると固溶Ｔｉ量が増加することになって、逆に脆化組織が生成するという問題がある。

またＣａＳを活用する技術では（前記特許文献７）、ＣａＳが比較的粗大なものとなって、ＨＡＺ靭性を向上させるには至っていない。尚、この技術では、ＴｉＮを併用することも考慮されているが、ＴｉＮによるフェライト生成能との相乗効果を十分に活用できておらず、大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性を改善する効果は十分ではないという問題もある。

ところで、上記のような鋼板では、特に建築構造物や鋼構造物に使用される場合には、耐震性を向上させるという観点から、均一伸びが高いことも要求される。即ち、この均一伸びは、鋼板が破断に至るまでの途中で局部収縮が開始するまでの伸びのことを意味し、鋼板が変形する際の安定性の指標となるものであり、こうしたことから値が高い方が良好な耐震性が得られるとされている。

均一伸びを向上させる手段としては、残留γ（残留オーステナイト）量を増加させることが知られているが（例えば、マルテンサイト変態誘起塑性現象を用いたＴＲＩＰ鋼板）、残留γを増加させると島状マルテンサイト（ＭＡ）も増加して母材靭性が低下することが問題となっていた。こうしたことから、良好な母材靭性を確保しつつ均一伸びを向上させる技術の確立が望まれているのが実状である。

本発明は、こうした従来技術における課題を解決するためになされたものであって、その目的は、溶接入熱量が２０ｋJ／ｍｍ以上であるような大入熱溶接を行った場合は勿論のこと、例えば溶接入熱量が５ｋJ／ｍｍ以上であるような入熱量が比較的小さくなるような溶接を行った場合でも優れたＨＡＺ靭性を発揮するとともに、均一伸びが優れた鋼板を提供することにある。

上記目的を達成し得た本発明の鋼板とは、Ｃ：０．０３〜０．１５０％（質量％の意味。化学成分組成については以下同じ。）、Ｓｉ：０．５０％以下（０％を含む）、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１５％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：０．００８〜０．０３０％、Ｎ：０．００５０〜０．０１０％、Ｃａ：０．００１０〜０．００３５％およびＯ：０．００３％以下（０％を含まない）を夫々含有すると共に、残留γの体積分率が２〜１０％であり、且つ島状マルテンサイト（ＭＡ）の平均円相当径が３．０μｍ以下であり、下記（１）、（２）式で規定される関係を夫々満足する点に要旨を有するものである。

１．０≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦２．５ …（１）
但し、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、夫々ＴｉおよびＮの含有量（質量％）を示す。
２．０≦１０００×（［Ｃａ］＋２×［Ｓ］＋３×［Ｏ］）≦１３．０ …（２）
但し、［Ｃａ］，［Ｓ］および［Ｏ］は、夫々Ｃａ，ＳおよびＯの含有量（質量％）を示す。

本発明の鋼板には、必要によって、（ａ）Ｂ：０．００３５％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２．０％以下（０％を含まない）およびＣｒ：１．５０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（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：０．１０％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：０．０１０％以下（０％を含まない）、等を含有することも有効であり、これら含有される成分に応じて鋼板の特性を更に改善させることができる。

本発明の鋼板では、ＨＡＺ靭性に影響を与える元素について、所定の関係式を満足させつつ化学成分組成を厳密に規定して適正化を図ることによって、良好なＨＡＺ靭性を発揮するとともに、残留γ量と島状マルテンサイト（ＭＡ）の粒径を制御することによって、良好な母材靭性を確保しつつ均一伸びを向上させることができるので、各種建築構造物等の素材として極めて有用である。

本発明者らは、まず上記した「優れたＨＡＺ靭性を発揮する」という課題を達成するために、大入熱溶接を行ったときのＨＡＺ靭性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、鋼板のＨＡＺ靭性は、脆化組織の生成の有無に大きく影響されること、およびこの脆化組織の生成は、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との知見が得られた。従来では、これらが不十分であったために、ＨＡＺの靭性を安定して良好にすることができなかったものと考えられた。

そこで本発明者らは、フェライト生成核の微細分散のために、鋳造時の凝固段階におけるＣａＳ、ＴｉＮ、およびそれらを核として生成するＭｎＳを有効に活用するという着想の下で更に検討を重ねた。ＣａＳ，ＴｉＮは単独で存在したり、ＭｎＳと複合析出したりして存在するが、それらを微細分散してフェライト生成核を多数分散させるためには、鋼板の化学成分組成を適切に調整した上で、下記（１）式および（２）式の関係を満足することが有効であることを明らかにした。

従来では、固溶Ｎによる靭性低下のため低Ｎ化が図られているのが一般的であるが（前記非特許文献１）、本発明ではＣａＳを併用することによって、［Ｔｉ］／［Ｎ］比を低め（積極的に高Ｎ化）にした場合に多くなる固溶Ｎの影響を低減でき、しかもＴｉＮ自身も微細分散され、ＨＡＺ靭性が改善した点が重要なポイントとなる。こうした観点から下記（１）、（２）式を規定するものであるが、これらの式を規定した理由は下記の通りである。

１．０≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦２．５ …（１）
但し、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、夫々ＴｉおよびＮの含有量（質量％）を示す。

ＴｉＮを微細に分散し、フェライト生成核を多数生成させるためには、ＴｉとＮの添加バランスをこの範囲にしておく必要がある。このバランスに調整することによって、ＣａＳ、ＭｎＳ等とのフェライト生成核を増加させることができ、大入熱における良好なＨＡＺ靭性を確保することができる。［Ｔｉ］／［Ｎ］の値（以下、「Ｐ値」と呼ぶ）が２．５を超えるとＴｉＮは粗大化し、１．０未満であればＴｉＮ生成量そのものが少なくなる。こうした観点から、上記（１）式を規定した。尚、Ｐ値の好ましい下限は１．５であり、好ましい上限は２．３である。

２．０≦１０００×（［Ｃａ］＋２×［Ｓ］＋３×［Ｏ］）≦１３．０ …（２）
但し、［Ｃａ］，［Ｓ］および［Ｏ］は、夫々Ｃａ，ＳおよびＯの含有量（質量％）を示す。

式（２）は、本発明で規定する化学成分の範囲のもとでは、Ｃａ、ＳおよびＯの順でフェライト生成核を微細に均一分散させる傾向が強いことを示している。［１０００×（［Ｃａ］＋２×［Ｓ］＋３×［Ｏ］）］の値（以下、「Ｑ値」と呼ぶ）を２．０〜１３．０の範囲に設定することによって、大入熱におけるＨＡＺ靭性確保に有効なフェライト生成核を多数導入することができ、良好なＨＡＺ靭性が得られるのである。Ｑ値が１３．０を超えると、フェライト生成核が粗大化し、２．０未満であるとフェライト生成核の量そのものが少なくなる。Ｑ値の好ましい上限は１０．０であり、好ましい下限は３．０である。

また、本発明者らは、「良好な母材靭性を確保しつつ、均一伸びを向上させる」という、本発明のもう一つの課題を達成するためには、残留γ（残留オーステナイト）量を制御し、島状マルテンサイト（ＭＡ）の平均粒径を一定以下の値にすることが有効であることを明らかにした。

残留γ体積分率が２〜１０％でＭＡ平均円相当径が３．０μｍ以下
上述したように、特に建築構造物や鋼構造物に使用される場合には、耐震性を向上させるという観点から、均一伸びが大きいことが要求される。均一伸びを向上させる手段としては、鋼組織の残留γ量を増加させることが考えられるが、一般的には、残留γ量を増加させると島状マルテンサイト（ＭＡ）も粗大化するため、母材靭性が低下する。本発明では、化学成分組成を厳密に制御した上で、後述の実施例に示すような特定の製造方法を採用しているので、島状マルテンサイト（ＭＡ）の粗大化を防止しつつ、残留γ量を増加することに成功し、母材靭性と均一伸びを両立させることができる。

全体の組織に対する残留γの体積分率は２％以上、好ましくは２．５％以上、さらに好ましくは３．５％以上である。残留γの体積分率を大きくするほど、均一伸びを向上できる。しかし、残留γの体積分率が大きくなりすぎると、靭性や伸びが低下する。従って残留γの体積分率は１０％以下、好ましくは７％以下、さらに好ましくは５％以下である。

なお、残留γ体積分率は以下のように測定した。各鋼板の深さｔ／４位置（ｔ：板厚）について鏡面研磨した試験片を、Ｘ線回折によって、リーベルト法でα−Ｆｅ（２００）面とγ−Ｆｅ（２００）面のピーク強度比から理論強度比を計算によって求め、残留γ分率を求めた。Ｘ線回折装置は、理学電気製の「ＲＡＤ−ＲＵ３００」を使用し、ターゲットはＣｏ、ターゲット出力は４０ｋＶ、２００ｍＡとした。

島状マルテンサイト（ＭＡ）の平均円相当径は、３μｍ以下、好ましくは２．８μｍ以下、さらに好ましくは２．３μｍ以下である。島状マルテンサイト（ＭＡ）の平均円相当径は小さくするほど母材靭性を向上させることができ、下限を設定する必要はないが、容易に達成できる範囲が望ましく、例えば０．５μｍ以上、好ましくは１．０μｍ以上、さらに好ましくは１．５μｍ以上であってもよい。

島状マルテンサイト（ＭＡ）の平均円相当径は以下のように測定した。各鋼板の深さｔ／４位置（ｔ：板厚）について鏡面研磨した試験片をレペラー腐食し、光学顕微鏡によって組織を観察し、倍率１０００倍、５０μｍ角の領域を１０箇所撮影し、画像解析装置（Media Cybernetics製：Image-Pro Plus）で処理することによって、各島状マルテンサイト（ＭＡ）の円相当径を算出し、その算術平均（相加平均）を求める。

なお、本発明の鋼板の組織は、ベイナイトを主体とする組織、又はフェライトとベイナイトを主体とする組織である。主体とは面積率で７０％以上であることをいい、残りの組織には、前述の残留γ（残留オーステナイト）及び島状マルテンサイト（ＭＡ）の他、パーライト、マルテンサイト、セメンタイトなどが含まれることがある。

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

［Ｃ：０．０３〜０．１５０％］
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。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０．１５０％とする必要がある。尚、Ｃ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、好ましい上限は０．０８％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、必要により含有される。しかしながら、過剰に含有されると鋼材（母材）に島状マルテンサイト相（ＭＡ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。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１％であり、好ましい上限は０．４％である。

［Ｍｎ：１．０〜２．０％］
Ｍｎは焼入れ性を向上させて鋼板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、Ｍｎは１．０％以上含有させる必要がある。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を２．０％とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．３％であり、好ましい上限は１．８％である。

［Ｐ：０．０１５％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、鋼板のおよびＨＡＺの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０．０１５％以下に抑制するのが良い。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１％である。

［Ｓ：０．００５％以下（０％を含まない）］
Ｓは、鋳造時の鋼板凝固時に鋼板中にＣａＳを形成することによって、溶接後にＣａＳ上にＭｎＳを形成させて、ＨＡＺ部におけるフェライト形成に有効に働く元素である。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、０．００５％よりも過剰に含有されると、母材およびＨＡＺの靭性が劣化する。尚、Ｓによる上記効果を発揮させるためには、０．０００３％以上含有させることが好ましく、また好ましい上限は０．００２０％、さらに好ましくは０．００１０％である。この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）なるようにすればよい。

［Ａｌ：０．００５〜０．０６％］
Ａｌは脱酸剤として有効な元素であると共に、鋼板のミクロ組織微細化による母材靭性向上効果も発揮する。こうした効果を発揮させるためには、Ａｌ含有量は０．００５％以上とする必要がある。しかしながら、過剰に含有されると鋼板（母材）に島状マルテンサイト相（ＭＡ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０．０６％とした。尚、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１％であり（より好ましくは０．０２％以上）、好ましい上限は０．０４％である。

［Ｔｉ：０．００８〜０．０３０％］
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の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｔｉ含有量は０．００８％以上とする必要がある。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、却ってＨＡＺ靭性を劣化させるので、その上限を０．０３０％とする。尚、Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、好ましい上限は０．０２５％である。

［Ｎ：０．００５０〜０．０１０％］
大入熱溶接時のＨＡＺにおいて靭性を高位に確保するためには、旧オーステナイト粒内にＴｉＮを微細析出させて旧オーステナイト粒の粗大化を防止することが有効である。こうした効果を発揮させるためには、Ｎ含有量は０．００５０％以上とする必要がある。しかしながら、Ｎの含有量が過剰になって０．０１０％を超えると粗大なＴｉＮが析出してＨＡＺ靭性が低下する。尚、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００６％であり、好ましい上限は０．００９％（より好ましくは０．００８％）である。

［Ｃａ：０．００１０〜０．００３５％］
Ｃａは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ためには、０．００１０％以上含有させる必要があるが、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。尚、Ｃａ含有量の好ましい下限は０．００１５％以上（より好ましくは０．００２０％以上）であり、好ましい上限は０．００３０％である。

［Ｏ：０．００３％以下（０％を含まない）］
Ｏは、不可避的不純物として含有されるが、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０．００３％を超えると粗大なＣａＯが生成してＨＡＺ靭性が劣化する。こうしたことから、Ｏ含有量の上限を０．００３０％とする。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００２０％（より好ましくは０．００１５％）である。

本発明の鋼板において、上記成分の他の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物（例えば、Ｓｂ，Ｓｅ，Ｔｅ等）からなるものであるが、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り、こうした鋼板も本発明の範囲に含まれるものである。また必要によって、（ａ）Ｂ：０．００３５％以下（０％を含まない）（ｂ）Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２．０％以下（０％を含まない）およびＣｒ：１．５０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（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：０．１０％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：０．０１０％以下（０％を含まない）、等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限定理由は、次の通りである。

［Ｂ：０．００３５％以下（０％を含まない）］
Ｂは大入熱溶接のボンド部付近ではＢＮを核とした粒内フェライトを生成させると共に、固溶Ｎの固定作用も有し、ＨＡＺ靭性改善に有効な元素であり、必要によって含有される。しかしながら、Ｂの含有量が過剰になるとボンド部の組織が粗大ベイナイト組織となるため逆にＨＡＺ靭性を劣化させてしまう。こうしたことから、Ｂを含有させるときには、その上限を０．００３５％とするのがよい。好ましい範囲は、０．００１０〜０．００２５％とする。

［Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２．０％以下（０％を含まない）およびＣｒ：１．５０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上］
Ｃｕ、ＮｉおよびＣｒは、いずれも焼入れ性を高めて強度を向上させるのに有効な元素であり、必要によって含有される。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のでＣｕおよびＮｉについては２．０％以下（より好ましくは１％以下）、Ｃｒについては１．５０％以下（より好ましくは１％以下）とするのがよい。上記効果を発揮させるための好ましい下限は、いずれも０．２０％（より好ましくは０．４０％）である。

［Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）］
Ｍｏは焼入れ性を向上させ強度確保に有効であり、焼戻し脆性を防止するために適宜利用される。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。より好ましくは、０．３％以下とするのが良い。

［Ｎｂ：０．０３５％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１０％以下（０％を含まない）］
ＮｂおよびＶは焼入れ性を向上させて母材強度を向上させる効果を発揮する。またＶは焼戻し軟化抵抗を高くする効果もある。しかしながら、多量に含有されるとＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｎｂで０．０３５％以下（より好ましくは０．０３０％以下）、Ｖで０．１０％以下（より好ましくは０．０５％以下）とするのが良い。尚、これらの効果を有効に発揮させるための含有量は、Ｎｂで０．００５％以上、Ｖで０．０１％以上である。

［Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）］
Ｍｇは、ＭｇＯを形成して、ＨＡＺにおける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ため、必要によって含有される。しかしながらＭｇの含有量が過剰になると、介在物が粗大化してＨＡＺ靭性が劣化するため、０．００５％以下（より好ましくは０．００３５％以下）にするのが良い。

［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およびＨｆは、Ｔｉと同様、Ｎと窒化物を形成し、溶接時におけるＨＡＺのオーステナイト粒を微細化し、ＨＡＺ靭性改善に有効な元素である。しかし、過剰に含有されると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するときには、Ｚｒは０．１％以下、Ｈｆは０．０５％以下とする。

［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効果を有するので、必要により含有される。しかし、過剰に含有するとＨＡＺ靭性が劣化するため、上限をいずれも２．５％以下とする。

［ＲＥＭ：０．０１０％以下（０％を含まない）］
ＲＥＭ（希土類元素）は、鋼材中に不可避的に混入してくる介在物（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り、必要によって含有される。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、介在物が粗大化してＨＡＺ靭性が劣化するため、０．０１０％以下に抑えることが好ましい。尚、本発明において、ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｕ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ためには、鋼板の化学成分を適切に調整した上で、Ｐ値、およびＱ値の要件を満たす鋼を、通常の溶製法によって溶製し、この溶鋼を冷却してスラブとする。その後、加熱及び熱間圧延した後、所定の方法で焼入れする必要がある。なお、焼入れした鋼板は、必要により、焼戻ししてもよい。

まず、溶鋼の冷却について、１５００℃から１１００℃までを０．１〜２．０℃／秒の冷却速度で冷却してスラブを形成する。このような通常の条件で冷却してもＴｉＮを十分に小さくできるが、より微細なＴｉＮを形成させるために、鋳造機の冷却水量や冷却方法を変更して、凝固時の冷却速度を向上させることが好ましい。

次に、熱間圧延の加熱および仕上げ温度は、通常の範囲から選択できる。加熱温度は例えば９５０〜１２５０℃程度の範囲から設定でき、仕上げ温度は、例えば７５０〜９５０℃程度の範囲から設定できる。

そして、本発明の製造工程で最も重要なのは、熱間圧延後の焼入れ方法である。この焼入れは、島状マルテンサイトの粗大化を防止しつつ、残留オーステナイトを増加させるために実施する。焼入れ方法は、大きく２種類（焼入れ法Ａ、焼入れ法Ｂ）に分けられる。焼入れ法Ａは、熱間圧延した鋼板を、直接、またはオフラインなどで再加熱した後、第１の焼入れを行い、再び加熱して第２の焼入れを行い、焼戻しする方法である。焼入れ法Ｂは、熱間圧延した鋼板を、直接、またはオフラインなどで再加熱した後、途中まで加速冷却（第１の加速冷却という）し、一旦冷却を緩めた後、再度加速冷却（第２の加速冷却という）する方法である。焼入れ法Ａ及び焼入れ法Ｂの詳細条件は、以下の通りである。

［焼入れ法Ａ］
焼入れ法Ａにおける第１の焼入れでは、冷却開始温度は、７５０℃以上、好ましくは８００℃以上、さらに好ましくは８５０℃以上である。冷却開始温度が低すぎると、焼きが十分に入らない。第１の焼入れの冷却停止温度は、通常の焼入れと同様であり、例えば２００℃以下である。

第２の焼入れにおける冷却開始温度は、８５０℃以下、好ましくは８００℃以下、さらに好ましくは７７０℃以下であって、フェライト−オーステナイトの２相になる温度以上（例えば、７００℃以上）である。冷却開始温度が高すぎると、残留オーステナイトが粗大化する。一方、冷却開始温度が低すぎると、２相域からの焼入れにならず、残留オーステナイトが不足し、均一伸びが低下する。第２の焼入れの冷却停止温度は、例えば、２００℃以下である。

第１の焼入れ及び第２の焼入れのいずれにおいても、冷却速度は通常の焼入れと同様であり、例えば、１℃／秒以上、好ましくは３℃／秒以上、さらに好ましくは５℃／秒以上である。

この焼入れ法Ａでは、第２の焼入れの再加熱温度も重要である。再加熱温度は、例えば７００〜９００℃程度である。再加熱温度が低すぎると、冷却開始温度が低くなり過ぎる。また再加熱温度が高すぎると、冷却開始までに時間がかかり過ぎ、残留オーステナイトが不足する。保持時間については、１５分以上とする。

焼戻し条件は、通常の範囲で設定でき、例えば、４００〜６００℃で１０〜３０分間保持してから冷却する。

[焼入れ法Ｂ]
焼入れ法Ｂにおける第１の加速冷却では、冷却開始温度は、９００℃以下（好ましくは８５０℃以下、さらに好ましくは８００℃以下）、７００℃以上（好ましくは７５０℃以上、さらに好ましくは８００℃以上）である。第１の加速冷却における冷却停止温度は、７５０℃以下（好ましくは７００℃以下、さらに好ましくは６５０℃以下）、５５０℃以上（好ましくは６００℃以上）である。冷却停止温度が高すぎると、残留オーステナイトが不足する。一方、冷却停止温度が低すぎる場合も、残留オーステナイトが不足する。

なお第１の加速冷却の冷却速度は、通常の焼入れの冷却速度と同等であり、例えば１℃／秒以上、好ましくは３℃／秒以上、さらに好ましくは５℃／秒以上である。冷却速度が遅すぎると、実質的に第１の加速冷却を行わなかったことになり、未変態オーステナイトへのＣ濃化が多くなりすぎ、パーライトやセメンタイトに変態してしまうため、残留オーステナイトが不足する。

第１の加速冷却終了後、第２の加速冷却開始までの間は、等温保持してもよく、緩やかに冷却（例えば、冷却速度１℃／秒未満（空冷など））してもよい。第１の加速冷却終了後、第２の加速冷却開始までの時間（以下、インターバルという）は、例えば、２０〜１３０秒程度、好ましくは３０〜１００秒程度、さらに好ましくは４０〜８０秒程度である。インターバルが短すぎると、フェライトが少なすぎて未変態オーステナイトへのＣ濃化が十分でなく、残留オーステナイトが不足する。また逆に、インターバルが長すぎると、未変態オーステナイトへのＣ濃化が多くなりすぎ、パーライトやセメンタイトに変態してしまうため、残留オーステナイトが不足する。

第２の加速冷却の開始温度は、７００℃以下（好ましくは、６５０℃以下、さらに好ましくは６３０℃以下）、５５０℃以上（好ましくは６００℃以上、さらに好ましくは６２０℃以上）である。また第２の加速冷却における冷却停止温度は、４００℃以下、好ましくは３００℃以下、さらに好ましくは２００℃以下である。冷却停止温度が高すぎると、実質的に第２の加速冷却を行わなかったことになり、残留オーステナイトが不足する。第２の加速冷却の冷却速度は、第１の加速冷却と同様である。

なお、焼入れ法Ｂでは、第２の加速冷却終了後、焼戻ししてもよい。焼戻し条件は、焼入れ法Ａと同様である。

尚、本発明で対象とする鋼板は、基本的には板厚が２０ｍｍ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である。また、本発明の鋼板を溶接するときの入熱量は２０ｋJ／ｍｍ以上を想定したものであり、こうした大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５ｋJ／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。

下記表１〜３に示す組成の鋼を、通常の溶製法によって溶製し、この溶鋼を、１５００℃から１１００℃までを、０．１〜２．０℃／分の冷却速度で冷却してスラブを得た（スラブ厚＝２７０ｍｍ）。その後、このスラブを表４、５に示す熱間圧延、及び焼入れをすることによって、厚さ６０ｍｍの鋼板を得た。なお、表４は、焼入れ法Ａの条件を示すものであり、表５は、焼入れ法Ｂの条件を示すものである。尚、表１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。また表１〜３中「-」は元素を添加していないことを示している。尚、表１〜３には、本発明で規定するＰ値（［Ｔｉ］／［Ｎ］）、Ｑ値［１０００×（［Ｃａ］＋２×［Ｓ］＋３×［Ｏ］）］についても示した。

こうして得られた各種鋼板について、下記の方法で引張特性を測定すると共に、下記の条件にて溶接を行い、溶接部を作成した。

［鋼板の引張強さ、均一伸び］
鋼板の深さｔ／４位置（ｔ：板厚）からＪＩＳ Ｚ ２２０１ ４号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の要領で引張り試験を行ない、引張強度（ＴＳ）、および全伸び（ＥＬ）を測定した。なお本発明の系では、均一伸びは全伸びの約５０％程度の値であるため、試験例では全伸びで評価した。本発明では、引張強度ＴＳ：４４０ＭＰａ以上、全伸びＥＬ：２０％以上であれば、それぞれ引張強度に優れ、均一伸びに優れると評価した。

［母材靭性］
深さｔ／４位置（ｔ：板厚）で、試験片の長手方向が鋼板の圧延方向（Ｌ方向となる様に、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定するＶノッチ標準試験片（サイズ：１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍ）を採取し、−５℃でシャルピー衝撃試験を行い、−５℃におけるＶシャルピー衝撃値（ｖＥ_-5）を測定した。

［ＨＡＺ靭性試験］
エレクトロスラグ溶接（３０ｋＪ／ｍｍ）を行ったときの熱サイクルを模擬したＨＡＺ靭性評価法として、加熱温度：１４００℃で３０秒保持、その後冷却が８００〜５００℃の冷却時間（Ｔｃ）：５００秒の熱サイクルで各供試鋼板を熱処理した後、温度−１５℃におけるシャルピー吸収エネルギー（Ｖノッチ）を測定した。なお試験片としては、深さｔ／４位置（ｔ：板厚）からシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０２、サイズ１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍの棒状）を採取し、中央部片面に深さ；２ｍｍのＶノッチを形成したものを使用した。このときＶシャルピー衝撃値（ｖＥ_-15）が１５０Ｊ以上を合格とした。

また、入熱量が５ｋＪ／ｍｍ相当の溶接を模擬した熱処理(加熱温度：１４００℃で５秒保持、Ｔｃ＝１２０秒)の後、上記と同様にしてＶシャルピー衝撃値（ｖＥ_-15）を測定した。

これらの結果を、表６、７に示す。

これらの結果から、次のように考察できる。まず試験Ｎｏ．１〜４３は、本発明で規定する要件を満足するものであり、鋼板（母材）の強度は目標を満足し、ＨＡＺ靭性も目標平均２００Ｊ以上を十分満足するものである。またこれらは、入熱量が５ｋＪ／ｍｍのような溶接条件においても、十分なＨＡＺ靭性を示していることが分かる。

これに対して、試験Ｎｏ．４４〜７８は、本発明で規定するいずれかの要件を欠くものであり、いずれかの特性が劣化している。このうち試験Ｎｏ．４４〜６０は、化学成分組成が本発明で規定する範囲を外れるものであり（試験Ｎｏ．５７はＰ値も大きい）、試験Ｎｏ．６１、６９は、化学成分組成は満足するがＰ値が本発明で規定する範囲を外れるものである。試験Ｎｏ．６２〜６８は、化学成分組成は満足するがＱ値が本発明で規定する範囲を外れるものである。Ｎｏ．７０〜７８は、本発明鋼の製造方法の範囲を外れる例であり、残留γ体積分率、ＭＡ平均円相当径の少なくとも一方において、本発明の要件を欠くものである。Ｎｏ．７０〜７８は残留γ量が少ないため、均一伸びにおいて劣っており、Ｎｏ．７６については島状マルテンサイト（ＭＡ）が粗大なために、母材靭性においても劣った結果となっている。

Claims (9)

1. Ｃ：０．０３〜０．１５０％（質量％の意味。化学成分組成については以下同じ。）、
   Ｓｉ：０．５０％以下（０％を含む）、
   Ｍｎ：１．０〜２．０％、
   Ｐ：０．０１５％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：０．００８〜０．０３０％、
   Ｎ：０．００５０〜０．０１０％、
   Ｃａ：０．００１０〜０．００３５％、
   Ｏ：０．００３％以下（０％を含まない）
   を夫々含有すると共に、
   残留γの体積分率が２〜１０％であり、且つ島状マルテンサイト（ＭＡ）の平均円相当径が３．０μｍ以下であり、
   下記（１）、（２）式で規定される関係を夫々満足することを特徴とする溶接熱影響部の靭性と均一伸びに優れた鋼板。
   １．０≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦２．５ …（１）
   但し、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、夫々ＴｉおよびＮの含有量（質量％）を示す。
   ２．０≦１０００×（［Ｃａ］＋２×［Ｓ］＋３×［Ｏ］）≦１３．０ …（２）
   但し、［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. 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に記載の鋼板。
3. Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２．０％以下（０％を含まない）およびＣｒ：１．５０％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または２に記載の鋼板。
4. Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の鋼板。
5. Ｎｂ：０．０３５％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１０％以下（０％を含まない）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. Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載の鋼板。
7. 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１〜６のいずれかに記載の鋼板。
8. 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１〜７のいずれかに記載の鋼板。
9. ＲＥＭ：０．０１０％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。