JP2014198866A - 溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比高張力鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０６〜０．０９％、Ｓｉ：０．０７％以下、Ｍｎ：１．０〜１．６％、Ｐ：０．００６％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｍｏ：０．２０〜０．４５％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％を含有し、さらに、Ｎ：０．００２０％〜０．００４０％、Ｃｕ：０．０５％以下、Ｎｉ：０．０５％以下、Ｂ：０．０００３％以下であり、かつ、炭素当量Ｃｅｑを０．４０〜０．４７％、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍを０．２１％以下とし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比高張力鋼板。
【選択図】図１

Description

本発明は、土木、建築および橋梁分野の溶接構造物に使用され、入熱１５〜９００ｋＪ／ｃｍの広い条件の溶接熱影響部靭性と耐溶接割れ性（または耐硬化性）に優れ、降伏強さ４４０ＭＰａ以上、引張強さ５９０ＭＰａ以上を有し、降伏比が８０％以下の低降伏比高張力鋼板に関するものである。

近年、溶接構造物の大型化に伴い、鋼板の高強度化や厚肉化が進められている。同時に、構造物の施工能率向上と施工コストの低減の観点から溶接効率の向上が求められ、大入熱溶接の適用範囲が拡大している。例えば、高層建築物に用いられるボックス柱では、サブマージアーク溶接やエレクトロスラグ溶接などの溶接入熱が４００ｋＪ／ｃｍを超えるような超大入熱溶接が適用されている。

また、建築構造物では耐震性の向上が求められ、鋼板母材の塑性変形能確保のために、降伏比（ＹＲ）を８０％以下とする低ＹＲ特性が要求されてきたが、さらに近年、溶接継手部における高い靱性も要求されるようになってきている。例えば、ボックス柱の溶接部や柱−梁接合部において、０℃におけるシャルピー吸収エネルギー値が、重要な部位では、少なくとも４７Ｊ以上、その他の部位でも２７Ｊ以上といった値が必要とされている。

一般に、鋼板に大入熱溶接を適用した際に、最も靱性が低下する部位は、溶接熱影響部（以下ＨＡＺと呼ぶ）のうち、溶融線近傍のボンド部と呼ばれる領域である。ボンド部では、大入熱溶接時に融点に近い高温にさらされて、オーステナイト粒が粗大化しやすく、引き続く冷却の際に、上部ベイナイト組織や島状マルテンサイトといった低靭性の組織がオーステナイト粒内に生成しやすい。このようなＨＡＺは、旧オーステナイト粒が粗大化していることから、粗粒ＨＡＺ（Ｃｏａｒｓｅ ｇｒａｉｎ ＨＡＺ ： 以下ＣＧＨＡＺと呼ぶ）と呼ばれている。

一方、小入熱多パス溶接時のボンド部では、後続パスによる再加熱によって、２相域まで再加熱される領域（Ｉｎｔｅｒ−ｃｒｉｔｉｃａｌｌｙ ｒｅｈｅａｔｅｄ ＣＧＨＡＺ ： 以下ＩＣＣＧＨＡＺと呼ぶ）が存在する。このような領域では、島状マルテンサイトが生成しやすく、靱性が低下する。

引張強さが５９０ＭＰａを超える高張力鋼板では、強度確保のために合金を多量に添加することが多く、降伏比は上昇し、大入熱溶接のボンド部や小入熱溶接での２相域再加熱ＨＡＺ（ＩＣＣＧＨＡＺ）では、靭性が低下する傾向にある。また、このような鋼板の仮付け溶接や吊り工具の溶接など小入熱でかつビード長さが短い溶接部では、ＨＡＺが硬化しやすく、硬化部の硬さがＨＶ３５０を超えると低温割れや遅れ破壊などの危険があるため、耐溶接割れ性（または耐硬化性）の観点からＨＡＺ硬さは、ＨＶ３５０以下が要求される。このため、低降伏比と優れたＨＡＺ靭性、耐溶接割れ性などをすべて備えた低降伏比高張力鋼板の開発が要望されている。

ＨＡＺ靱性の向上に対しては、鋼中に微細な介在物や析出物を分散させて、オーステナイト粒の粗大化を防止するとともに、粒内フェライトの核生成サイトとして機能させて旧オーステナイト粒内組織の微細化を図る技術が普及している。

例えば、特許文献１には、ＴｉＮと希土類元素（ＲＥＭ）の酸硫化物（オキシサルファイド）を複合して鋼中に微細分散させる技術が開示されている。また、特許文献２には、Ｔｉ酸化物を分散させてオーステナイト粒内でフェライト粒核生成サイトとして利用し、ＨＡＺ靱性を向上させる技術が開示されている。特許文献３には、超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上させるために、Ｃａ、Ｏ、Ｓの含有量を適正範囲に調整し、形態を最適化したＣａ酸硫化物を鋼中に分散して、粒内フェライトの核生成を促進する技術が開示されている。

特許文献４には、合金元素添加量の調整により焼入性を適正な範囲に制御して、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を高める方法が開示され、焼入性を低い範囲に制御して、超大入熱溶接ＨＡＺ部の組織をフェライト＋パーライトにする場合と、高い焼入性として下部ベイナイト主体の組織にする場合が開示されている。

特許文献５には、Ｃを０．０２〜０．０４％まで低減するとともに、Ｂおよび他の合金元素を添加することによって焼入性を高め、ベイナイト主体の組織を得る方法が開示されている。

特許文献６には、母材およびＨＡＺの強度が確保しやすいＣ：０．０７〜０．０９％の鋼に、Ｍｏを０．２０〜０．６０％添加して、大入熱溶接ＨＡＺ組織をベイナイト単相化し、さらに、Ｓｉ、Ｐを低減することによって、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上する技術が開示されている。

特開昭６０−１５２６２６号公報 特開昭５７−５１２４３号公報 特開２００５−６８５１９号公報 特開平０９−２０２９３６号公報 特開２０００−２１９９３４号公報 特開２０１１−２０８２１３号公報

しかしながら、特許文献１〜３の技術では、Ｔｉ、Ｎ、Ｃａ、Ｓ、Ｏなどの微量元素の量を精密に制御する必要があり、製鋼コストの増加につながったり、大量生産が難しいという問題がある。また、ＴｉＮを鋼中に多量に分散させようとしてＮ量を増加すると、連鋳スラブの表面性状が劣化して、鋳片表面の手入負荷が増大したり、歩留まりが低下してコスト増加につながるという問題点がある。

特許文献４の技術では、低い焼入性では、例えば６０ｍｍを超える厚肉材では母材および溶接継手の強度を５９０ＭＰａ以上に保つことが難しく、一方、高い焼入性にするためには、多量の合金元素を添加する必要があるという問題点がある。

特許文献５の技術では、厚肉材で十分な強度を確保するためには、高い焼入性を得るために多量の合金元素を添加する必要があるが、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉなどのオーステナイト安定化元素の添加量を増やすことは、連鋳スラブの表面性状を劣化させたり、中央偏析部の硬さの上昇によるスラブ内部欠陥増加などの問題を引き起こすという問題点がある。

特許文献６の技術では、溶接熱影響部靭性と耐溶接割れ性に優れた高強度厚鋼板を、介在物や析出物の微細分散制御など高度な製鋼技術を用いることなく、スラブ表面性状を損ねる元素を添加することもなく、大量生産に適した形で安価に得ることが可能である。エレクトロスラグ溶接部など大入熱溶接熱影響部においても、０℃でのシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ程度以上の靭性を安定して得ることができる。しかしながら、この方法では、大入熱溶接熱影響部において、０℃で４７Ｊ以上のシャルピー吸収エネルギーを安定して得ることは困難である。

本発明は、上記した従来技術の問題点を解決し、最大１００ｍｍまでの板厚範囲において、建築構造用として好適な４４０ＭＰａ以上の降伏強さと５９０ＭＰａ以上の引張強さ、８０％以下の低降伏比を有し、さらに超大入熱溶接熱影響部および小入熱多パス溶接部において溶接熱影響部靭性と耐溶接割れ性に優れた低降伏比高張力鋼板を介在物、析出物の微細分散制御など高度な製鋼技術を用いることなく、スラブ表面性状を損ねる元素を添加することもなく、大量生産に適した形で安価に得ることを目的とする。
本発明でいう「溶接熱影響部靭性に優れた」とは、溶接入熱量が４００ｋＪ／ｃｍを超える超対入熱溶接におけるＣＧＨＡＺと、溶接入熱量２０〜５０ｋＪ／ｃｍの小入熱多パス溶接におけるＩＣＣＧＨＡＺとの両方において、シャルピー衝撃試験の０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０）が４７Ｊ以上の靭性を有する場合を言うものとする。また、「耐溶接割れ性に優れた」とは長さ４０ｍｍのショートビート溶接部の最高硬さがＨＶ３５０未満且つ、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍが０．２１％以下である場合をいうものとする。

連鋳スラブの割れ発生などにより製造性を損ねないために、スラブ割れを助長するＮ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ等の元素をできるだけ添加しないこととした。合金元素添加量を低減しつつ、母材および溶接継手における安定した引張強さを確保するためには、Ｃ量は多い方が望ましいが、優れた耐溶接割れ性とＨＡＺ靭性を得るためにはＣ低減が望ましい。そのバランスを最適化するために、Ｃ量を０．０６〜０．０９％の狭い範囲に限定し，Ｍｏ添加によってミクロ組織をベイナイト主体として強度を確保した。

同時に、ＳｉおよびＰを低減することによって、超大入熱溶接のＣＧＨＡＺおよび小入熱多パス溶接におけるＩＣＣＧＨＡＺの靭性が向上する。ＳｉとＰの低減は、靭性を劣化させる島状マルテンサイトの生成を抑制し、さらに、島状マルテンサイト自体の靭性向上にも寄与する。また、Ｎ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ等の元素をできるだけ低減することも、超大入熱溶接のＣＧＨＡＺおよび小入熱多パス溶接におけるＩＣＣＧＨＡＺの島状マルテンサイト生成抑制に寄与する。これらの成分設計により、小入熱から大入熱の溶接継手熱影響部において、０℃でのシャルピー吸収エネルギーが平均４７Ｊ程度以上の靭性を安定して確保することができる。

本発明は、上記した知見にさらに検討を加えたもので、その要旨は以下の通りである。

［１］質量％で、Ｃ：０．０６〜０．０９％、Ｓｉ：０．０７％以下、Ｍｎ：１．０〜１．６％、Ｐ：０．００６％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｍｏ：０．２０〜０．４５％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％を含有し、さらに、Ｎ：０．００２０％〜０．００４０％、Ｃｕ：０．０５％以下、Ｎｉ：０．０５％以下、Ｂ：０．０００３％以下であり、かつ、炭素当量Ｃｅｑを０．４０〜０．４７％、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍを０．２１％以下とし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比高張力鋼板。

［２］さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０５〜０．６０％、Ｖ：０．００５〜０．０８０％の１種または２種を含有することを特徴とする［１］に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比高張力鋼板。

［３］上記［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼片を１０００〜１２００℃に加熱し、熱間圧延後、表面温度７８０℃以上から直接焼入れを行い、次いで、７３０〜８００℃に再加熱後焼入れし、６００℃以下で焼戻しすることを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比高張力鋼板の製造方法。

本発明によれば、最大１００ｍｍまでの板厚範囲において建築構造用として好適な４４０ＭＰａ以上の降伏強さと５９０ＭＰａ以上の引張強さ、８０％以下の低降伏比を有し、さらに超大入熱溶接熱影響部および小入熱多パス溶接部において、溶接熱影響部靭性と耐溶接割れ性に優れた高強度鋼板を大量生産することができ、鋼構造物の大型化や鋼構造物の耐震性の向上、施工効率の向上に大きく寄与し、産業上格段の効果を奏する。

溶接継手試験片の開先形状を示す図である。 Ｖノッチシャルピー衝撃試験片の採取位置を示す図である。

以下に本発明の各構成要件の限定理由について説明する。

１．成分組成について
はじめに、本発明の鋼の成分組成を規定した理由を説明する。なお、成分％は、すべて質量％を意味する。

Ｃ：０．０６〜０．０９％
Ｃは、鋼の強度を増加させ、構造用鋼材として必要な強度を確保するのに有用な元素である。他の合金元素の添加量を必要最小限に抑えるために、Ｃ量は、０．０６％以上とする。一方、０．０９％を超えると耐溶接割れ性の低下、ＨＡＺ靭性の低下が顕著になるため、Ｃ量は０．０６〜０．０９％の範囲とする。

Ｓｉ：０．０７％以下
Ｓｉの低減は本発明の最も重要な要素の一つである。Ｓｉを０．０７％以下とすることによって，ＨＡＺでの島状マルテンサイトの生成が抑制され，ＨＡＺ靭性が向上する。好ましくは０．０５％以下である。

Ｍｎ：１．０〜１．６％
Ｍｎは、鋼の強度を増加させる作用を有しており、引張強さ５９０ＭＰａ以上を確保するために、１．０％以上の添加を必要とする。一方、１．６％を超えて添加すると、凝固時の中央偏析部への濃化が著しくなり、スラブ欠陥の増加などの原因となる。また、母材およびＨＡＺ靱性が著しく劣化する。このため、Ｍｎ量は１．０〜１．６％の範囲とする。好ましくは１．２〜１．６％の範囲である。

Ｐ：０．００６％以下
Ｐの低減は本発明の最も重要な要素の一つである。Ｐは島状マルテンサイトに濃化し、島状マルテンサイトの生成を助長するとともに、島状マルテンサイト自体の靭性を低下させる元素である。ＨＡＺ靱性を向上するためには、できるだけ低減することが望ましい。特に低Ｓｉ化と組み合わせたときには、島状マルテンサイトの生成量が顕著に減少し、ＨＡＺ靭性が著しく向上する。Ｐを０．００６％以下とすることによってＨＡＺ靭性向上効果が顕著となるため、Ｐ量は０．００６％以下とする。

Ｓ：０．００３％以下
ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成する。ＭｎＳは圧延により伸長するので、母材の靭性に影響する。従ってＭｎＳはできるだけ減少することが必要であるので、Ｓ量は０．００３％以下とする。好ましくは０．００１％以下である。

Ｍｏ：０．２０〜０．４５％
Ｍｏは本発明において、強度確保のために必須の重要元素である。引張り強さ５９０ＭＰａ級の強度を確保するためには、０．２０％以上必要である。また、０．４５％を超えて含有すると、低降伏比化が困難となる。そのため、Ｍｏ量は０．２０〜０．４５％の範囲とする。
好ましくは０．２５〜０．４５％の範囲である。

Ａｌ：０．００５〜０．０６０％
Ａｌは、脱酸剤として作用し、高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスにおいて、もっとも汎用的に使われる。また、鋼中のＮをＡｌＮとして固定し、Ｎによる靭性低下や割れ発生を防止する効果も有する。このような効果は０．００５％以上の含有で認められるが、０．０６０％を超えて含有すると、母材の靱性が低下するとともに、溶接時に溶接金属に混入して靱性を劣化させる。このため、Ａｌ量は０．００５〜０．０６０％の範囲とする。好ましくは、０．０１０〜０．０４５％の範囲である。

Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％
Ｎｂは、析出強化によって強度を上昇する効果と、制御圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制し、その後の変態組織を微細化して母材を強靱化する効果を有する元素である。この効果を得るには０．００５％以上の含有が必要である。また、０．０３０％を超える含有は、著しく母材およびＨＡＺ靱性を低下させるので、Ｎｂ量は０．００５〜０．０３０％の範囲とする。好ましくは、０．００８〜０．０２０％の範囲である。

Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％
Ｔｉは、Ｎとの親和力が強く凝固時にＴｉＮとして析出し、ＨＡＺでのオーステナイト粒の粗大化抑制、あるいはフェライト変態核としてＨＡＺの高靱化に寄与する。このような効果を得るためには、０．００５％以上の含有が必要である。一方、０．０２０％を超えて含有すると、ＴｉＮ粒子が粗大化し、上記した効果が期待できなくなる。このため、Ｔｉ量は０．００５〜０．０２０％の範囲とする。好ましくは、０．００８〜０．０２０％の範囲である。

Ｎ：０．００２０〜０．００４０％
固溶Ｎは母材や超大入熱溶接のＣＧＨＡＺおよび小入熱多パス溶接におけるＩＣＣＧＨＡＺの島状マルテンサイト生成を促進して靱性を劣化させる。一方、ＴｉやＮｂと結びついて窒化物を形成した場合、ピンニング効果によりオーステナイト粒の粗大化を防いだり、フェライトやベイナイトの核生成サイトとして機能することにより、ＨＡＺ組織の微細化に寄与する。このような効果を得るには、少なくとも０．００２０％以上含有する必要がある。一方、０．００４０％を超えると、スラブ割れが多発する。そのため、Ｎ量は０．００２０〜０．００４０％の範囲とする。

Ｃｕ：０．０５％以下、Ｎｉ：０．０５％以下
Ｃｕ、Ｎｉはスラブ割れを助長する元素であり、いずれも０．０５％以下とする。

Ｂ：０．０００３％以下
Ｂは小入熱溶接のＨＡＺを硬化させて耐溶接割れ性を損ねたり、超大入熱溶接のＣＧＨＡＺおよび小入熱多パス溶接におけるＩＣＣＧＨＡＺの島状マルテンサイト生成を促進して靱性を劣化させるため、Ｂ量は０．０００３％以下とする。

本発明では、さらに、炭素当量Ｃｅｑ、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍの範囲を定める。

炭素当量Ｃｅｑ：０．４０〜０．４７
最大板厚１００ｍｍまでの厚肉材で母材およびＨＡＺの強度を確保するためには、Ｃｅｑを０．４０以上とする必要があるが、０．４７を超えると溶接性が低下し、またＨＡＺ靱性が低下するため炭素当量Ｃｅｑは、０．４０〜０．４７の範囲とする。なお、炭素当量Ｃｅｑは下記式により求めた。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４（％）
但し、元素記号は各元素の質量％を表す。

溶接割れ感受性指数Ｐｃｍ：０．２１％以下
耐低温割れ性を良好に保ち、板厚６０ｍｍ以上の厚肉材でもほぼ予熱を必要としない溶接性を確保するため、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍは０．２１以下とする。なお、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍは下記式により求めた。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０
＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％）
但し、元素記号は各元素の質量％を表す。
以上が本発明の基本化学成分であり、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなるが、さらに所望の強度、靭性を得るために、Ｃｒ、Ｖの１種または２種を選択元素として含有しても良い。

Ｃｒ：０．０５〜０．６０％
Ｃｒは、スラブ表面性状や中央偏析部に及ぼす悪影響が少なく、超大入熱溶接のＣＧＨＡＺおよび小入熱多パス溶接におけるＩＣＣＧＨＡＺの靭性の劣化も少ない元素であり、母材およびＨＡＺの強度調整のため必要に応じて含有できる。強度を上昇させる効果を得るには０．０５％以上の含有が必要で、０．６０％を超えると溶接性が低下するため、Ｃｒを含有する場合は、Ｃｒ量は０．０５〜０．６０％の範囲とすることが好ましい。

Ｖ：０．００５〜０．０８０％
Ｖは、析出強化によって強度を上昇する効果を有する。必要に応じて含有することができるが、このような効果を得るには０．００５％以上の含有が必要である。０．０８０％を超えるＶは著しくＨＡＺ靱性を低下するので、Ｖを含有する場合は、Ｖ量は０．００５〜０．０８０％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは、０．０１０〜０．０５０％の範囲である。

２．製造方法について
次に、製造条件について説明する。本発明は、上述した組成を有する鋼を、転炉、電気炉等の溶製手段で溶製し、連続鋳造法または造塊〜分塊法等で常法により鋼片等の鋼素材とすることができるが、鋼の溶製方法や鋳造方法を特定するものではない。

鋼片加熱温度：１０００〜１２００℃
鋼片加熱温度は１０００℃未満では、熱間圧延時の変形抵抗が大きくなり、圧延が困難となる。また、１２００℃超えとすると、鋼片加熱時にスケールが多量に発生し、スケール疵の原因となる。そのため、鋼片加熱温度は１０００〜１２００℃の範囲とする。

直接焼入れ温度：７８０℃以上
直接焼入れを行うことにより、製造コストの低減および製造工期の短縮となる。一方、直接焼入れの温度が鋼板表面温度で７８０℃を下回った場合、強度確保が困難となる。そのため、直接焼入れ温度は７８０℃以上とする。

再加熱後の焼入れ温度：７３０〜８００℃
低降伏比を得るためには、直接焼入れ後に再加熱して、二相域温度から焼入れを実施することが有効である。焼入温度が７３０℃未満では強度確保が困難となり、また、８００℃を超えると低降伏比確保が困難となる。そのため、再加熱後の焼入れ温度は７３０〜８００℃の範囲とする。

焼戻し温度：６００℃以下
靭性確保のために焼戻しを行う。焼戻し温度が６００℃を超えると、Ｍｏの析出強化により、ＹＲが上昇するので、焼戻し温度は、６００℃以下とする。なお、靭性改善のためには４００℃以上の焼戻し温度が必要であるので、好ましくは４００〜６００℃の範囲である。

転炉−取鍋精錬−連続鋳造法で、表１に示す組成に調製された鋼素材（スラブ：板厚２５０ｍｍ）を熱間圧延により１００ｍｍ厚の鋼板とした。

得られた各鋼板の板厚１／４の位置から、ＪＩＳ４号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性を調査した。また、得られた各鋼板の板厚１／４の位置から、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠して、Ｖノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施し、０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０）求め、母材靱性を評価した。

また、得られた各鋼板から、継手用試験板（大きさ：４００×６００ｍｍ）を採取し、図１に示すような開先形状としたエレクトロスラグ溶接（ＥＳＷ）（溶接入熱量：１０００ｋＪ／ｃｍ）により、溶接継手を作製した。なお、供給ワイヤは、ＪＩＳ Ｚ ３３５３ ＹＥＳ６２相当品、フラックスはＪＩＳ Ｚ ３３５３ ＦＳ−ＦＧ３相当品を使用した。

得られた溶接継手から、図２に示すように切欠き位置をボンド部とするＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠して、試験温度：０℃でのシャルピー衝撃試験を行って、継手ボンド部の０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０℃）を求め、継手靱性を評価した。また、誘導加熱によって、１４００℃および８００℃をピーク温度として、８００℃→５００℃の平均冷却速度を５０℃／ｓとする小入熱多パス溶接のＩＣＣＧＨＡＺに相当する２重熱サイクルを与えた試料からＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０℃）を求めた。得られた結果を表２に示す。

表１に示すように、鋼Ｎｏ．Ａ〜鋼Ｎｏ．Ｃは成分組成が本発明の範囲内である発明例であり、鋼Ｎｏ．Ｄ〜鋼Ｎｏ．Ｅは成分組成が本発明の範囲外である比較例である。これらの鋼を用いて製造した鋼板の母材、溶接部の試験結果が表２である。

本成分の範囲を外れている鋼Ｎｏ．Ｄ、鋼Ｎｏ．Ｅは、溶接熱影響部の０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０℃）が４７Ｊを下回っているのに対し、発明例である鋼Ｎｏ．Ａ〜鋼Ｎｏ．Ｃは、４７Ｊを上回っている。

１ 試験材
２ 溶接金属
３ シャルピー試験片

Claims (3)

1. 質量％で、Ｃ：０．０６〜０．０９％、Ｓｉ：０．０７％以下、Ｍｎ：１．０〜１．６％、Ｐ：０．００６％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｍｏ：０．２０〜０．４５％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％を含有し、さらに、Ｎ：０．００２０％〜０．００４０％、Ｃｕ：０．０５％以下、Ｎｉ：０．０５％以下、Ｂ：０．０００３％以下であり、かつ、炭素当量Ｃｅｑを０．４０〜０．４７％、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍを０．２１％以下とし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板。
2. さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０５〜０．６０％、Ｖ：０．００５〜０．０８０％の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板。
3. 請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼片を１０００〜１２００℃に加熱し、熱間圧延後、表面温度７８０℃以上から直接焼入れを行い、次いで、７３０〜８００℃に再加熱後焼入れし、６００℃以下で焼戻しすることを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板の製造方法。

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