JP3733922B2 - 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚肉高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚肉高張力鋼板の製造方法 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、造船、建築、橋梁等の溶接構造物用として好適な厚肉高張力鋼板に係り、特に超大入熱溶接を施される使途に好適な厚肉高張力鋼板に関する。なお、本発明でいう「超大入熱溶接」とは、溶接入熱量が300kJ/cmを超える溶接を意味するものとする。また、「厚肉」鋼板とは、板厚50mm以上の鋼板をいうものとする。
【０００２】
【従来の技術】
近年、船舶、建築、橋梁等の溶接構造物の大型化に伴い、使用鋼材の高強度化・厚肉化が要望されている。これに伴い、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高能率溶接が指向され、例えば、サブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接やエレクトロスラグ溶接などの大入熱溶接が適用されている。
【０００３】
一般に、ボンド部を含む溶接熱影響部（以下、HAZ ともいう）は、溶接時に高温に晒され、結晶粒が粗大化しやすく、しかも、溶接入熱が増大するにしたがい冷却速度が遅くなり、脆弱な上部ベイナイト組織が形成されやすくなり、さらに島状マルテンサイト等の脆化組織が生成しやすく、HAZ 靱性が低下しやすいことが知られている。
【０００４】
このような大入熱溶接HAZ の靭性の低下という問題に対し、例えば、特開平２-250917 号公報、特開平２-254118 号公報、特公平３-53367号公報には、TiN を鋼中に微細分散させ、MnS またはREM オキシサルファイドと複合してオーステナイト粒の粗大化を抑制し、大入熱溶接HAZ の靭性を改善する技術が提案されている。
【０００５】
また、特開昭57-51243号公報には、Ti酸化物を微細分散させ、大入熱溶接HAZ の高靭性化を図る技術が提案されている。また、特開昭62-170459 号公報には、Ti窒化物の微細分散と、固溶Ｂ量を低減したうえでフェライト核生成能を有するBNの析出を組み合わせて、大入熱溶接HAZ の高靭性化を図る技術が提案されている。また、特開昭61-253344 号公報には、溶接時の冷却過程でTiN などのうえに析出するBNをフェライトの変態核として利用し、大入熱溶接HAZ 靭性を改善する技術が提案されている。また、特開2001-107177 号公報には、固溶Ｎを徹底的に低減するため、Tiと十分なAl量（0.05〜0.10％）を含有させ、さらに微細酸化物としてCa酸化物を活用して、超大入熱溶接におけるHAZ 靭性を向上させる高張力鋼板が提案されている。
【０００６】
また、特開昭60-204863 号公報には、Caを添加することで硫化物の形態を制御することにより、大入熱溶接HAZ の靭性を改善する技術が提案されている。また、特公平4-14180 号公報には、REM を添加し硫化物の形態を制御することにより、大入熱溶接HAZ の靱性を改善する技術が提案されている。
また、特公平４-54734号公報には、Ｂ：0.0003〜0.0030％を含有し、Ｓ：0.015 ％以下とし、さらにTi、REM 、Caの１種または２種以上を合計で0.003 〜0.04％含み、全Al：0.003 ％以下に低減した高靭性溶接用鋼が提案されている。この技術によれば、Al2O3 ,MnSの生成が排除され、Ti、REM 、Caの酸化物、 硫化物、 酸硫化物が形成され、粒内フェライトの析出核となるBNが顕著に析出するようになり、 溶接HAZ 靭性が向上するとしている。
【０００７】
さらに、特開平５-78740号公報には、Ce：0.0001〜0.030 ％を含み、Ｓ：0.005 ％以下に低減し、Alを実質的に含有しない組成の鋼を1000〜1250℃の温度領域で再加熱後、熱間加工を施す溶接熱影響部低温靭性に優れた鋼の製造方法が提案されている。この技術によれば、微細に分散したCe酸化物を核として、放射状に微細なアシキュラーフェライトが生成しHAZ 靭性が向上するとしている。
【０００８】
【発明の解決しようとする課題】
しかしながら、上記したTiN を主体に利用する従来技術で製造された鋼材に、300kJ/cmを超える大入熱溶接法を適用した場合、HAZ が、TiN が溶解する高温域に長時間晒されるため、TiN が溶解し結晶粒微細化の作用がなくなり、さらに、固溶Tiおよび固溶Ｎの増加に起因して、脆化組織が生成し、著しくHAZ 靱性が低下する場合がある。この傾向は、とくに入熱量が増大するほど顕著となり、300kJ/cmを超える大入熱領域から1200kJ/cm までの超大入熱領域まで安定してこの技術を利用できないという問題があった。
【０００９】
また、特開2001-107177 号公報に記載された技術では、靭性に影響する固溶Ｎ量の低減と溶融点近傍の高温域でも粒微細化効果を有する酸化物を活用することにより、超大入熱溶接におけるHAZ 靭性を向上させようとするものであり、過剰にAlを含有させることが特徴である。しかし、多量のAl含有は、溶接時に溶接金属中に混入して脱酸反応に影響し、溶接部靭性を低下させるという問題がある。
【００１０】
また、上記したTi酸化物を用いる従来技術では、酸化物を均一かつ微細に分散させることがかなりの困難を伴い、酸化物の複合化等によりその分散能を改良すべく種々の検討がなされているが、入熱が300kJ/cmを超える超大入熱溶接においてはオーステナイト粒の成長を十分抑制することが現在までのところ難しく、超大入熱溶接HAZ を安定して高靭性とすることが困難となっていた。
【００１１】
また、特公平４-54734号公報に記載された技術によっても、入熱が300kJ/cmを超える超大入熱溶接HAZ におけるオーステナイト粒の成長を十分には抑制することができず、依然として超大入熱溶接HAZ を安定して高靭性とすることが困難であるという問題があった。また、特開平５-78740号公報に記載された技術では、Ce酸化物を安定して微細分散することが難しく、入熱が300kJ/cmを超える超大入熱溶接HAZ を安定して高靭性とすることが困難であるという問題があった。
【００１２】
また、鋼材の高強度化・厚肉化は、合金元素の多量添加や、焼入れ焼戻し等の調質処理によって可能であるが、合金元素の多量添加は溶接部靭性の低下を招き、また調質処理は製造コストの高騰を招く。このため、合金元素の多量添加を行うことなく、また調質処理を行うことなく、非調質で、高強度の厚肉鋼板を製造することも要望されている。
【００１３】
本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、非調質で、降伏強さが355N/mm2以上、-40 ℃におけるシャルピー吸収エネルギーvE-40 が200J以上の母材靭性を有し、かつ超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚肉高張力鋼板の製造方法を提案することを目的とする。なお、本発明でいう「超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた」とは、300kJ/cmを超える超大入熱溶接の溶接熱影響部の-40 ℃における吸収エネルギーvE-40 が41J 以上である場合をいうものとする。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するために、300 〜1200kJ/cm の超大入熱溶接のHAZ 靭性に及ぼす各種要因について鋭意検討を重ねた。その結果、従来のような、溶鋼中での酸化物、 硫化物の組成を調整し酸化物、硫化物粒子（分散粒子）の分散能を高めるだけでは、分散粒子を超大入熱溶接のHAZ 靭性向上に有効な粒子とすることに限界があることに思い至った。そして、本発明者らは、溶鋼中での酸化物、 硫化物等の粒子組成の調整に加えて、さらに凝固過程で形成されるデンドライトの形態制御を行うことにより、分散粒子を、従来に比べて安定して、格段に均一かつ微細に分散させることができることを見出した。このようにして形成された微細分散粒子は、入熱300kJ/cm以上の超大入熱溶接のHAZ においても、オーステナイト粒の微細化に有効に寄与し、HAZ 靭性を顕著に向上させることができる。
【００１５】
本発明者らは、Si,Mn で脱酸し、凝固前の溶鋼の溶存酸素量を0.0030〜0.0120質量％に調整したのち、REM を添加することによりデンドライトの形態制御が、可能であることを見出した。溶鋼中の溶存酸素量を所定の範囲に調整したのち、REM を添加することにより、固液界面にREM オキシサルファイドが晶出し、そのため、デンドライトの一方向成長が抑制され、デンドライトが等軸晶化し、それによりデンドライト二次アームが微細化することを見い出した。さらに、本発明者らは、二次脱酸生成物として、このような微細化したデンドライト二次アーム間に、SiあるいはMnの酸化物、硫化物、酸硫化物の１種または２種以上が複合した、微細な分散粒子が多量にかつ均一に形成され、この微細な分散粒子が、入熱300kJ/cm以上の超大入熱溶接の溶接熱影響部においても、オーステナイト粒の粗大化防止に有効に寄与することを確認した。
【００１６】
また、さらに本発明者らは、溶接HAZ 靭性におよぼす前組織の影響を検討した。その結果、母材のフェライト平均粒径を５μm 以下とすることにより、溶接時の昇温に際し、オーステナイトの核生成サイトが増加し、したがってオーステナイト粒が微細化し、溶接HAZ 靭性が向上することを知見した。そして、本発明者らは、母材のフェライト平均粒径を５μm 以下とするには、熱間圧延を、Ａr3変態点〜（Ａr3変態点＋100 ℃）の温度域における累積圧下率を35％以上とする熱間圧延とすることが好ましいことを見出した。
【００１７】
本発明は、上記した知見に基づいて、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次の通りである。
（１）溶鋼に、Siおよび／またはMnを添加して脱酸し、溶存酸素量を0.0030〜0.0120質量％に調整したのち、REM を添加し溶存酸素量を0.0010〜0.0050質量％に調整するとともに、組成を調整して、質量％で、Ｃ：0.05〜0.15％、Si：0.05〜0.40％、Mn：1.0 〜 2.0％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.0005〜0.0060％、REM ：0.0030〜0.0200％を含有し、AlおよびTiをそれぞれ0.004 ％以下に制限し、残部 Fe および不可避的不純物からなる組成の溶鋼とし、ついで該溶鋼を鋳造して鋼素材としたのち、該鋼素材を1050〜1200℃に加熱したのち、Ａr3変態点〜（Ａr3変態点＋100 ℃）の温度域における累積圧下率を35％以上とする熱間圧延を施し、ついで、板厚1/4 位置における平均冷却速度が２℃／ｓ以上の冷却を450 ℃以下の温度域まで施すことを特徴とする超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚肉高張力鋼板の製造方法。
（２）（１）において、前記脱酸の前に、Alを添加する予備脱酸を行い、前記脱酸前の溶存酸素量を0.0080〜0.0170質量％に調整することを特徴とする厚肉高張力鋼板の製造方法。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.1 ％以下、Ｖ：0.2 ％以下、Cu：1.0 ％以下、Ni：2.0 ％以下、Cr：1.0 ％以下、Mo：0.8 ％以下、Ｂ：0.0003〜0.0040％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする厚肉高張力鋼板の製造方法。
（４）（１）ないしは（３）のいずれかにおいて、前期冷却後、さらに450 〜650 ℃の温度範囲で焼戻し処理を施すことを特徴とする厚肉高張力鋼板の製造方法。
【００１８】
【発明の実施の形態】
本発明では、まず、溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等通常公知の方法で溶製し、脱酸処理や脱ガスプロセスにより、まず、溶存酸素量を0.0030〜0.0120質量％に調整したのち、REM を添加し溶存酸素量を0.0010〜0.0050質量％に調整する。本発明では、脱酸処理はAlやTiによる脱酸ではなく、Siおよび／またはMn添加の脱酸とする。なお、予備脱酸として、Siおよび／またはMn添加による脱酸に先立ち、Alを添加する予備脱酸を行ってもよい。Alを添加する予備脱酸を行う場合には、Siおよび／またはMn添加による脱酸前の溶存酸素量を0.0080〜0.0170質量％に調整することが好ましい。また、Alを添加する予備脱酸を行う場合には、溶鋼中に残留するAlは0.004 質量％以下とすることが必要となる。Alが0.004 質量％超えて残留すると、所望のREM 系酸硫化物の形成が困難となる。
【００１９】
本発明では、REM 添加前の溶存酸素量を0.0030〜0.0120質量％に調整する。これにより、REM 硫化物粒子、REM 酸化物、REM 酸硫化物粒子の１種または２種以上が、凝固過程で固液界面に晶出し、デンドライトの一方向成長を抑制し、デンドライトの等軸晶化が達成でき、二次デンドライトアーム間隔が小さくなり、その後の二次脱酸により生成するMn系介在物（分散粒子）が微細化される。溶存酸素量が0.0030質量％未満では、所望のREM 酸硫化物の形成が困難となり、上記した効果が期待できなくなる。一方、REM 添加前の溶存酸素量が0.0120質量％を超えると、REM が酸化物となり、所望のREM 硫化物あるいはREM 酸硫化物の形成が困難となる。このため、デンドライトの一方向成長を抑制する能力が低下し、二次デンドライトアーム間隔を微細化することができない。
【００２０】
REM 添加に際しては、硫化物、酸化物、酸硫化物が形成され、添加後の溶存酸素量が所望の0.0010〜0.0050質量％となるように、同時にＳを添加することが好ましい。これにより、凝固過程で、REM 硫化物粒子、REM 酸化物粒子、REM 酸硫化物粒子のいずれかが容易に固液界面に晶出することができ、デンドライトの一方向成長を抑制する。
【００２１】
REM 添加後の溶存酸素量が0.0010質量％未満では、デンドライトアーム間隔が大きくなり、二次脱酸生成物としてオーステナイト粒の粗大化を防止できるMn系複合粒子の微細分散ができなくなり、オーステナイト粒粗大化抑制能が低下する。一方、REM 添加後の溶存酸素量が0.0050質量％を超えて多くなると、Mn酸化物が粗大化するとともに、オーステナイト粒の粗大化防止に有効なMn系複合粒子の微細形成が難しく、オーステナイト粒粗大化抑制能が低下する。
【００２２】
本発明では、REM を添加し溶存酸素量を0.0010〜0.0050質量％に調整するとともに、溶鋼組成を下記に示す組成に調整する。
次に、溶鋼の組成限定理由について説明する。なお、以下、質量％は単に％で表示する。
Ｃ：0.05〜0.15％
Ｃは、鋼の強度を増加させる元素であり、厚肉高張力鋼板として必要な強度（母材降伏強さ：355 N/mm2 以上）を得るためには、少なくとも0.05％は必要である。しかし、過剰に含有すると、溶接部の靱性、耐溶接割れ性を低下させる。このため、本発明では、Ｃは0.05〜0.15％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.06〜0.12％である。
【００２３】
Si：0.05〜0.40％
Siは、脱酸剤として作用し、本発明では適度な脱酸を行うために0.05％以上の含有が必要であるが、0.40％を超えて含有すると、母材靱性が劣化するとともに、超大入熱溶接HAZ において島状マルテンサイトが生成し、HAZ 靱性が顕著に低下する。このため、Siは0.05〜0.40％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.05〜0.30％である。
【００２４】
Mn：1.0 〜2.0 ％
Mnは、脱酸剤として作用するとともに、二次脱酸生成物として微細な酸化物、硫化物、酸硫化物の１種または２種以上が複合した粒子を形成し、HAZ のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、HAZ 靭性を向上させる作用を有する元素である。また、Mnは、固溶強化で鋼の強度を増加させる作用も有する。このような効果を得るために、本発明では、1.0 ％以上の含有を必要とする。一方、2.0 ％を超える過剰の含有は、溶接部の靱性を著しく劣化させる。このため、本発明では、Mnは1.0 〜2.0 ％の範囲に限定した。
【００２５】
Ｐ：0.03％以下
Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、鋼の靭性を劣化させるため、できるだけ低減することが好ましい。とくに、0.03％を超える含有は、HAZ の靱性劣化が著しくなる。このため、Ｐは0.03％以下に限定した。なお、過度のＰ低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、0.005 ％以上とすることが好ましい。
【００２６】
Ｓ：0.0005〜0.0060％
Ｓは、REM を添加する本発明では、REM と結合し、REM の硫化物（サルファイド）、またはREM の酸硫化物（オキシサルファイド）として、凝固段階で固液界面に晶出し、デンドライトの一方向成長を抑制してデンドライトを等軸晶化し、それによりデンドライト二次アームを微細化する作用を有する。また、Ｓは、二次脱酸生成物としてMnと結合し、Mnの硫化物、酸硫化物として微細に晶出し、HAZ のオーステナイト粒粗大化を防止するという効果もある。
【００２７】
Ｓが0.0005％未満では、REM が酸化物として溶鋼段階で晶出し、上記した効果を達成できない。一方、0.0060％を超えると、粗大なMnS を形成し靭性が顕著に低下する。このため、本発明では、Ｓは0.0005〜0.0060％の範囲に限定した。
REM ：0.0030〜0.0200％
REM は、溶鋼の凝固過程で、Ｓおよび／またはＯと結合し、REM の硫化物（サルファイド）、REM の酸化物（オキサイド）、REM の酸硫化物（オキシサルファイド）の１種または２種以上として固液界面に晶出し、デンドライトの一方向成長を抑制し、デンドライトを等軸晶化する作用を有する。そして、デンドライトの等軸晶化により、二次デンドライトアーム間隔を微細化する。このような効果は、REM の0.0030％以上の含有で認められるが、0.0200％を超えて含有すると、粗大なREM 系化合物が増加し、母材靭性が劣化する。このため、REM は0.0030〜0.0200％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.0050〜0.0100％である。
【００２８】
Al：0.004 ％以下
Alは、強脱酸元素であり、溶鋼中の酸素と結合しアルミナ（Al2O3)を形成し、溶存酸素を低減するため、REM の酸硫化物（オキシサルファイド）の生成、あるいは二次脱酸生成物としてのMnの酸化物、酸硫化物（オキシサルファイド）の生成を阻害し、デンドライトの形態制御や、二次脱酸生成物の微細分散に悪影響を及ぼす。このため、本発明では、Al脱酸を行わず、Si,Mn 脱酸とし、Al含有量を0.004 ％以下に制限した。
【００２９】
Ti：0.004 ％以下
Tiは、Alと同様に、Si,Mn にくらべて強い脱酸力を有する元素であり、二次脱酸生成物の微細分散のために、できるだけ低減する必要がある。このため、本発明では、Alと同様に、0.004 ％以下に限定した。
上記した基本組成に加えてさらに、強度増加の目的で、Nb：0.1 ％以下、Ｖ：0.2 ％以下、Cu：1.0 ％以下、Ni：2.0 ％以下、Cr：1.0 ％以下、Mo：0.8 ％以下、Ｂ：0.0003〜0.0040％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することが好ましい。
【００３０】
Nb、Ｖ、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｂは、いずれも、鋼の強度を増加させる元素であり、母材強度、溶接継手部強度の確保のために、選択して含有することができる。
Nbは、母材の強度および靱性を向上させるとともに、継手部強度を増加させる作用を有する。このような効果は、0.01％以上の含有で顕著となるが、0.1 ％を超える含有は、HAZ 靱性の低下を招く。このため、Nbは0.１％以下に限定することが好ましい。
【００３１】
Ｖは、母材の強度を増加させる元素である。このような効果は、0.02％以上の含有で顕著となるが、0.2 ％を超える含有は、かえって靱性の低下を招く。このため、Ｖは0.2 ％以下に限定することが好ましい。
Cuは、Niと同様、強度を増加する元素である。このような効果は0.2 ％以上の含有で顕著となるが、1.0 ％を超える含有は熱間脆性を生じ、鋼板の表面性状が劣化する。
【００３２】
Niは、母材の高靱性を保ちつつ強度を増加させる元素である。このような効果は、0.2 ％以上の含有で有効となるが、高価であるため、2.0 ％を上限とすることが好ましい。
また、Cr，Moは、いずれも母材の高強度化に有効に作用する元素である。このような効果は、Cr：0.2 ％以上、Mo：0.1 ％以上の含有で顕著となる。一方、過剰に含有すると、いずれも靱性に悪影響を与えるため、Cr：1.0 ％以下、Mo：0.8 ％以下にそれぞれ限定することが好ましい。
【００３３】
Ｂは、焼入れ性の向上を介して、鋼の強度を増加させる作用を有する元素である。0.0003％以下ではその効果が十分ではなく、一方、0.0040％を超えて含有すると焼入れ性が著しく増加し母材靱性の劣化を招く恐れがある。このため、Ｂは0.0003〜0.0040％の範囲に限定することが好ましい。
上記した成分以外の残部溶鋼は、Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｎ：0.0040％以下が許容できる。
【００３４】
上記した組成に調整した溶鋼を、ついで鋳造して鋼素材（スラブ）とする。鋳造方法は、特に限定されないが、分散粒子の大きさおよび形態を所望の範囲に制御するために、凝固段階において、鋳込速度や冷却速度を制御できる連続鋳造法とすることが好ましい。なお、分散粒子の大きさを決めている要因は、溶存酸素量とMn、Ｓ量が主であるが、鋳込時の冷却速度も影響するため、鋳造方法は造塊法よりも連鋳法とすることが好ましい。
【００３５】
ついで、これら鋼素材を、1050℃以上、1200℃以下に再加熱する。
再加熱温度が1050℃未満では、熱間圧延での変形抵抗が高くなり、１パス当たりの圧下量が大きくとれなくなることから、圧延パス数が増加し、圧延能率の低下を招くとともに、鋼素材（スラブ）中の鋳造欠陥を圧着することができない場合がある。このため、再加熱温度は、1050℃以上とする。なお、再加熱温度が1200℃を超えると、結晶粒の粗大化が著しく、また、加熱によるスケールロスが多くなり、 歩留りが低下するため、鋼素材の再加熱温度は1050〜1200℃の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは、1080〜1150℃である。
【００３６】
再加熱された鋼素材は、ついで、Ａr3変態点〜（Ａr3変態点＋100 ℃）の温度域における累積圧下率が35％以上となる熱間圧延を施され、所定の寸法形状の厚鋼板とされる。
Ａr3変態点〜（Ａr3変態点＋100 ℃）の温度域における累積圧下率が35％未満では、変態後、平均粒径５μm 以下のフェライト組織が得られない。γ−α変態の核生成サイトは、オーステナイト（γ）粒界、γ粒内の変形帯などであるが、これらはより低温で加工するほど増加する。
【００３７】
Ａr3変態点〜（Ａr3変態点＋100 ℃）の温度域における累積圧下率とフェライト平均粒径の関係を図１に示す。図１には、Ａr3変態点〜（Ａr3変態点＋100 ℃）の温度域における累積圧下率と1400℃加熱、800 〜500 ℃の冷却時間が500 ｓの超大入熱溶接HAZ （ボンド部近傍）のvE-40 との関係を併記している。
図１から、Ａr3変態点〜（Ａr3変態点＋100 ℃）の温度域における累積圧下率を35％以上とすることにより、フェライト平均結晶粒径が５μm 以下となる。このことから、熱間圧延におけるＡr3変態点〜（Ａr3変態点＋100 ℃）の温度域における累積圧下率を35％以上に限定した。また、図１に示すように、熱間圧延におけるＡr3変態点〜（Ａr3変態点＋100 ℃）の温度域における累積圧下率を35％以上とすることにより、フェライト平均結晶粒径が５μm 以下となり、これによって、超大入熱溶接HAZ （ボンド部近傍）のvE-40 が70J 以上となり、超大入熱溶接HAZ 靭性も顕著に向上する。なお、Ａr3変態点は、含有する化学成分との関係で、概ね次式
Ａr3＝910-273C-74Mn-57Ni-16Cr-9Mo-5Cu
（ここで、Ｃ、Mn、Ni、Cr、Mo、Cu、：各合金元素の含有量（質量％））で推測できる。なお、含有しない合金元素がある場合には、 該当する合金元素量を０として計算するものとする。
【００３８】
本発明では、熱間圧延終了後、板厚1/4 位置における平均冷却速度が２℃／ｓ以上の冷却を450 ℃以下の温度域まで施す。
板厚1/4 位置における平均冷却速度が２℃／ｓ未満では、変態後のフェライト粒が粗大化し、 母材強度が低下する。
また、平均冷却速度が２℃／ｓ以上の冷却の冷却停止温度は、母材強度の観点から、450 ℃以下とする。なお、好ましくは400 ℃以下である。冷却停止温度が450 ℃を超えて高くなると、 引張強さが低くなりすぎる。このため、板厚1/4 位置における平均冷却速度が２℃／ｓ以上の冷却の冷却停止温度は450 ℃以下に限定した。なお、この冷却後は、室温まで空冷させる。
【００３９】
また、本発明では、鋼材の残留応力低減の目的で、上記した冷却後、450 〜650 ℃の温度範囲で焼戻し処理を施すことが好ましい。焼戻し温度が450 ℃未満では、残留応力の除去効果が少なく、一方、650 ℃を超えて高くなると、各種炭窒化物が析出し、析出強化により、靭性が劣化する。このため、焼戻し温度は450 〜650 ℃の温度範囲に限定することが好ましい。
【００４０】
上記した製造方法で製造された厚鋼板は、上記した溶鋼組成と同じ組成を有し、それ以外の不可避的不純物として、Ｏ：0.0070％以下が許容される。0.0070％を超える含有は、鋼中の酸化物量が増加し、鋼の清浄度を劣化させる。なお、REM の酸化物、酸硫化物、Mnの酸化物、酸硫化物の所要量以上の分散のために0.0015％以上とすることがより好ましい。
【００４１】
また、上記した製造方法で製造された厚鋼板は、上記した組成に加えて、平均粒径10μｍ以下のREM 硫化物粒子、REM 酸化物粒子、REM 酸硫化物粒子の１種または２種以上と、平均粒径１μｍ以下の、Mn酸化物、Mn硫化物、Mn酸硫化物のうちの１種または２種以上が複合した粒子と、が分散した組織を有する。
平均粒径10μｍ以下のREM 硫化物粒子、REM 酸化物粒子、REM 酸硫化物粒子は、凝固過程で固液界面に晶出し、デンドライトの一方向成長を抑制する作用を有する。なお、デンドライトの一方向成長を抑制するためには、REM 硫化物粒子、REM 酸化物粒子、REM 酸硫化物粒子の平均粒径は１μｍ以上とすることが好ましい。REM の添加前の溶存酸素量を0.0030〜0.0120質量％に調整することにより、10μｍ以下好ましくは１μｍ以上のREM 硫化物粒子、REM 酸化物粒子、REM 酸硫化物粒子の１種または２種以上が固液界面に晶出するようになる。
【００４２】
なお、デンドライトの一方向成長を抑制するために、このようなREM 硫化物粒子、REM 酸化物粒子、REM 酸硫化物粒子のうちの１種または２種以上は、粒数密度で70個／mm2 以上分散させることが好ましい。70個／mm2 未満では、上記した効果が期待できなくなり、凝固組織を等軸晶化できない。
平均粒径で１μｍ以下と微細分散した、Mn酸化物、Mn硫化物、Mn酸硫化物のうちの１種または２種以上が複合した粒子は、超大入熱溶接HAZ のオーステナイト粒の成長を抑制する作用を有する。これら微細分散するMn系複合粒子は、二次脱酸生成物であり、凝固段階での二次デンドライトアーム間隔を微細とし、REM 添加後の溶存酸素量を0.0010〜0.0050質量％に調整することにより生成することができる。このようなMn系複合粒子は、粒数密度で１×106 個／mm2 以上分散させることが好ましい。１×106 個／mm2 未満では、HAZ の高温滞留域でのオーステナイト粒のピン止め効果が小さくなり、HAZ が粗粒化しHAZ 靱性が低下する。 なお、分散粒子の平均粒径および単位面積当たりの粒数密度は、鋼板から採取した試験片の圧延方向と直角なＣ断面を研磨し、さらに研磨面を電解腐食して分散粒子を現出したのち、走査型電子顕微鏡を用いて観察し、倍率：5000倍で各10視野撮像して、得られた画像を、画像解析装置を用いて処理し算出するものとする。
【００４３】
【実施例】
表１に示す組成の溶鋼を、転炉で溶製し、ＲＨ脱ガス処理を施したのち、連続鋳造法で鋼素材（215 〜310mm 厚スラブ）とした。なお、溶製中に、脱酸処理により、REM 添加直前の溶存酸素量を調整した。また、一部では、Al添加による予備脱酸を行った。また、REM 、Ｓの添加量を変更して、REM 添加後の溶存酸素量を調整した。その後、その他の成分含有量を調整して、表１に示す組成の溶鋼にした。
【００４４】
ついで、得られて鋼素材を表２に示す条件で再加熱し、表２に示す条件の熱間圧延を施し、表２に示す条件で冷却し、表２に示す板厚の厚肉鋼板とした。一部の鋼板には、 冷却後、表２に示す焼戻し処理を施した。
得られた厚肉鋼板について、母材組織、母材引張特性、母材靭性を調査した。
（１）母材組織
得られた厚肉鋼板から、試験片を採取し、分散粒子の種類、平均粒径、および粒数密度を調べた。分散粒子の種類、平均粒径および単位面積当たりの粒数密度は、試験片のＣ断面を研磨し、さらに研磨面を電解腐食して分散粒子を現出したのち、走査型電子顕微鏡を用いて観察し、倍率：5000倍で各10視野撮像して、得られた画像を、画像解析装置を用いて算出し、各視野ごとの平均値を求め、さらに各視野の平均値を求め、各鋼板の値とした。分散粒子の種類は、走査型電子顕微鏡に装備されたＥＤＸ装置を用いて、決定した。
（２）母材引張特性
得られた厚肉鋼板の板厚の1/4 部Ｃ方向から、JIS ４号引張試験片を採取し、JIS Z 2204の規定に準拠して引張試験を実施し、降伏点YP、引張強さTSを求めた。
（３）母材靭性
得られた厚肉鋼板の板厚の1/4 部Ｃ方向から、JIS ４号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、破面遷移温度vTrs、-40 ℃における吸収エネルギーvE-40(J)求めた。
【００４５】
また、得られた厚肉鋼板について、超大入熱溶接HAZ 靭性を調査した。
（４）超大入熱溶接HAZ 靭性
得られた厚肉鋼板について、エレクトロスラグ溶接、エレクトロガス溶接により、表２に示す入熱量の溶接継手を作製した。溶接継手の溶接ボンド部から、JIS ４号試験片を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、-40 ℃における吸収エネルギーvE-40(J)求め、超大入熱溶接HAZ 靭性を評価した。
【００４６】
得られた結果を表３に示す。
【００４７】
【表１】
【００４８】
【表２】
【００４９】
【表３】
【００５０】
本発明例はいずれも、YSが355N/mm2以上の高強度で、vE-40 が200J以上の高靭性を有する良好な母材特性と、300kJ/cmを超える超大入熱溶接のボンド部におけるvE-40 が84J 以上と、極めて良好な超大入熱溶接HAZ 靭性を有する厚肉高張力鋼板である。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例は、母材特性、超大入熱溶接HAZ 靭性のうちのいずれかまたは両方が低下した厚肉高張力鋼板となっている。
【００５１】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば、超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた溶接構造用厚肉高張力鋼板が安価にしかも安定して製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明は、構造物の大型化や、施工能率の向上に寄与するという効果もある。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ａr3変態点〜（Ａr3変態点＋100 ℃）の温度域における累積圧下率とフェライト平均粒径、超大入熱溶接HAZ のvE-40 との関係を示すグラフである。
【発明の属する技術分野】
本発明は、造船、建築、橋梁等の溶接構造物用として好適な厚肉高張力鋼板に係り、特に超大入熱溶接を施される使途に好適な厚肉高張力鋼板に関する。なお、本発明でいう「超大入熱溶接」とは、溶接入熱量が300kJ/cmを超える溶接を意味するものとする。また、「厚肉」鋼板とは、板厚50mm以上の鋼板をいうものとする。
【０００２】
【従来の技術】
近年、船舶、建築、橋梁等の溶接構造物の大型化に伴い、使用鋼材の高強度化・厚肉化が要望されている。これに伴い、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高能率溶接が指向され、例えば、サブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接やエレクトロスラグ溶接などの大入熱溶接が適用されている。
【０００３】
一般に、ボンド部を含む溶接熱影響部（以下、HAZ ともいう）は、溶接時に高温に晒され、結晶粒が粗大化しやすく、しかも、溶接入熱が増大するにしたがい冷却速度が遅くなり、脆弱な上部ベイナイト組織が形成されやすくなり、さらに島状マルテンサイト等の脆化組織が生成しやすく、HAZ 靱性が低下しやすいことが知られている。
【０００４】
このような大入熱溶接HAZ の靭性の低下という問題に対し、例えば、特開平２-250917 号公報、特開平２-254118 号公報、特公平３-53367号公報には、TiN を鋼中に微細分散させ、MnS またはREM オキシサルファイドと複合してオーステナイト粒の粗大化を抑制し、大入熱溶接HAZ の靭性を改善する技術が提案されている。
【０００５】
また、特開昭57-51243号公報には、Ti酸化物を微細分散させ、大入熱溶接HAZ の高靭性化を図る技術が提案されている。また、特開昭62-170459 号公報には、Ti窒化物の微細分散と、固溶Ｂ量を低減したうえでフェライト核生成能を有するBNの析出を組み合わせて、大入熱溶接HAZ の高靭性化を図る技術が提案されている。また、特開昭61-253344 号公報には、溶接時の冷却過程でTiN などのうえに析出するBNをフェライトの変態核として利用し、大入熱溶接HAZ 靭性を改善する技術が提案されている。また、特開2001-107177 号公報には、固溶Ｎを徹底的に低減するため、Tiと十分なAl量（0.05〜0.10％）を含有させ、さらに微細酸化物としてCa酸化物を活用して、超大入熱溶接におけるHAZ 靭性を向上させる高張力鋼板が提案されている。
【０００６】
また、特開昭60-204863 号公報には、Caを添加することで硫化物の形態を制御することにより、大入熱溶接HAZ の靭性を改善する技術が提案されている。また、特公平4-14180 号公報には、REM を添加し硫化物の形態を制御することにより、大入熱溶接HAZ の靱性を改善する技術が提案されている。
また、特公平４-54734号公報には、Ｂ：0.0003〜0.0030％を含有し、Ｓ：0.015 ％以下とし、さらにTi、REM 、Caの１種または２種以上を合計で0.003 〜0.04％含み、全Al：0.003 ％以下に低減した高靭性溶接用鋼が提案されている。この技術によれば、Al2O3 ,MnSの生成が排除され、Ti、REM 、Caの酸化物、 硫化物、 酸硫化物が形成され、粒内フェライトの析出核となるBNが顕著に析出するようになり、 溶接HAZ 靭性が向上するとしている。
【０００７】
さらに、特開平５-78740号公報には、Ce：0.0001〜0.030 ％を含み、Ｓ：0.005 ％以下に低減し、Alを実質的に含有しない組成の鋼を1000〜1250℃の温度領域で再加熱後、熱間加工を施す溶接熱影響部低温靭性に優れた鋼の製造方法が提案されている。この技術によれば、微細に分散したCe酸化物を核として、放射状に微細なアシキュラーフェライトが生成しHAZ 靭性が向上するとしている。
【０００８】
【発明の解決しようとする課題】
しかしながら、上記したTiN を主体に利用する従来技術で製造された鋼材に、300kJ/cmを超える大入熱溶接法を適用した場合、HAZ が、TiN が溶解する高温域に長時間晒されるため、TiN が溶解し結晶粒微細化の作用がなくなり、さらに、固溶Tiおよび固溶Ｎの増加に起因して、脆化組織が生成し、著しくHAZ 靱性が低下する場合がある。この傾向は、とくに入熱量が増大するほど顕著となり、300kJ/cmを超える大入熱領域から1200kJ/cm までの超大入熱領域まで安定してこの技術を利用できないという問題があった。
【０００９】
また、特開2001-107177 号公報に記載された技術では、靭性に影響する固溶Ｎ量の低減と溶融点近傍の高温域でも粒微細化効果を有する酸化物を活用することにより、超大入熱溶接におけるHAZ 靭性を向上させようとするものであり、過剰にAlを含有させることが特徴である。しかし、多量のAl含有は、溶接時に溶接金属中に混入して脱酸反応に影響し、溶接部靭性を低下させるという問題がある。
【００１０】
また、上記したTi酸化物を用いる従来技術では、酸化物を均一かつ微細に分散させることがかなりの困難を伴い、酸化物の複合化等によりその分散能を改良すべく種々の検討がなされているが、入熱が300kJ/cmを超える超大入熱溶接においてはオーステナイト粒の成長を十分抑制することが現在までのところ難しく、超大入熱溶接HAZ を安定して高靭性とすることが困難となっていた。
【００１１】
また、特公平４-54734号公報に記載された技術によっても、入熱が300kJ/cmを超える超大入熱溶接HAZ におけるオーステナイト粒の成長を十分には抑制することができず、依然として超大入熱溶接HAZ を安定して高靭性とすることが困難であるという問題があった。また、特開平５-78740号公報に記載された技術では、Ce酸化物を安定して微細分散することが難しく、入熱が300kJ/cmを超える超大入熱溶接HAZ を安定して高靭性とすることが困難であるという問題があった。
【００１２】
また、鋼材の高強度化・厚肉化は、合金元素の多量添加や、焼入れ焼戻し等の調質処理によって可能であるが、合金元素の多量添加は溶接部靭性の低下を招き、また調質処理は製造コストの高騰を招く。このため、合金元素の多量添加を行うことなく、また調質処理を行うことなく、非調質で、高強度の厚肉鋼板を製造することも要望されている。
【００１３】
本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、非調質で、降伏強さが355N/mm2以上、-40 ℃におけるシャルピー吸収エネルギーvE-40 が200J以上の母材靭性を有し、かつ超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚肉高張力鋼板の製造方法を提案することを目的とする。なお、本発明でいう「超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた」とは、300kJ/cmを超える超大入熱溶接の溶接熱影響部の-40 ℃における吸収エネルギーvE-40 が41J 以上である場合をいうものとする。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するために、300 〜1200kJ/cm の超大入熱溶接のHAZ 靭性に及ぼす各種要因について鋭意検討を重ねた。その結果、従来のような、溶鋼中での酸化物、 硫化物の組成を調整し酸化物、硫化物粒子（分散粒子）の分散能を高めるだけでは、分散粒子を超大入熱溶接のHAZ 靭性向上に有効な粒子とすることに限界があることに思い至った。そして、本発明者らは、溶鋼中での酸化物、 硫化物等の粒子組成の調整に加えて、さらに凝固過程で形成されるデンドライトの形態制御を行うことにより、分散粒子を、従来に比べて安定して、格段に均一かつ微細に分散させることができることを見出した。このようにして形成された微細分散粒子は、入熱300kJ/cm以上の超大入熱溶接のHAZ においても、オーステナイト粒の微細化に有効に寄与し、HAZ 靭性を顕著に向上させることができる。
【００１５】
本発明者らは、Si,Mn で脱酸し、凝固前の溶鋼の溶存酸素量を0.0030〜0.0120質量％に調整したのち、REM を添加することによりデンドライトの形態制御が、可能であることを見出した。溶鋼中の溶存酸素量を所定の範囲に調整したのち、REM を添加することにより、固液界面にREM オキシサルファイドが晶出し、そのため、デンドライトの一方向成長が抑制され、デンドライトが等軸晶化し、それによりデンドライト二次アームが微細化することを見い出した。さらに、本発明者らは、二次脱酸生成物として、このような微細化したデンドライト二次アーム間に、SiあるいはMnの酸化物、硫化物、酸硫化物の１種または２種以上が複合した、微細な分散粒子が多量にかつ均一に形成され、この微細な分散粒子が、入熱300kJ/cm以上の超大入熱溶接の溶接熱影響部においても、オーステナイト粒の粗大化防止に有効に寄与することを確認した。
【００１６】
また、さらに本発明者らは、溶接HAZ 靭性におよぼす前組織の影響を検討した。その結果、母材のフェライト平均粒径を５μm 以下とすることにより、溶接時の昇温に際し、オーステナイトの核生成サイトが増加し、したがってオーステナイト粒が微細化し、溶接HAZ 靭性が向上することを知見した。そして、本発明者らは、母材のフェライト平均粒径を５μm 以下とするには、熱間圧延を、Ａr3変態点〜（Ａr3変態点＋100 ℃）の温度域における累積圧下率を35％以上とする熱間圧延とすることが好ましいことを見出した。
【００１７】
本発明は、上記した知見に基づいて、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次の通りである。
（１）溶鋼に、Siおよび／またはMnを添加して脱酸し、溶存酸素量を0.0030〜0.0120質量％に調整したのち、REM を添加し溶存酸素量を0.0010〜0.0050質量％に調整するとともに、組成を調整して、質量％で、Ｃ：0.05〜0.15％、Si：0.05〜0.40％、Mn：1.0 〜 2.0％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.0005〜0.0060％、REM ：0.0030〜0.0200％を含有し、AlおよびTiをそれぞれ0.004 ％以下に制限し、残部 Fe および不可避的不純物からなる組成の溶鋼とし、ついで該溶鋼を鋳造して鋼素材としたのち、該鋼素材を1050〜1200℃に加熱したのち、Ａr3変態点〜（Ａr3変態点＋100 ℃）の温度域における累積圧下率を35％以上とする熱間圧延を施し、ついで、板厚1/4 位置における平均冷却速度が２℃／ｓ以上の冷却を450 ℃以下の温度域まで施すことを特徴とする超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚肉高張力鋼板の製造方法。
（２）（１）において、前記脱酸の前に、Alを添加する予備脱酸を行い、前記脱酸前の溶存酸素量を0.0080〜0.0170質量％に調整することを特徴とする厚肉高張力鋼板の製造方法。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.1 ％以下、Ｖ：0.2 ％以下、Cu：1.0 ％以下、Ni：2.0 ％以下、Cr：1.0 ％以下、Mo：0.8 ％以下、Ｂ：0.0003〜0.0040％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする厚肉高張力鋼板の製造方法。
（４）（１）ないしは（３）のいずれかにおいて、前期冷却後、さらに450 〜650 ℃の温度範囲で焼戻し処理を施すことを特徴とする厚肉高張力鋼板の製造方法。
【００１８】
【発明の実施の形態】
本発明では、まず、溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等通常公知の方法で溶製し、脱酸処理や脱ガスプロセスにより、まず、溶存酸素量を0.0030〜0.0120質量％に調整したのち、REM を添加し溶存酸素量を0.0010〜0.0050質量％に調整する。本発明では、脱酸処理はAlやTiによる脱酸ではなく、Siおよび／またはMn添加の脱酸とする。なお、予備脱酸として、Siおよび／またはMn添加による脱酸に先立ち、Alを添加する予備脱酸を行ってもよい。Alを添加する予備脱酸を行う場合には、Siおよび／またはMn添加による脱酸前の溶存酸素量を0.0080〜0.0170質量％に調整することが好ましい。また、Alを添加する予備脱酸を行う場合には、溶鋼中に残留するAlは0.004 質量％以下とすることが必要となる。Alが0.004 質量％超えて残留すると、所望のREM 系酸硫化物の形成が困難となる。
【００１９】
本発明では、REM 添加前の溶存酸素量を0.0030〜0.0120質量％に調整する。これにより、REM 硫化物粒子、REM 酸化物、REM 酸硫化物粒子の１種または２種以上が、凝固過程で固液界面に晶出し、デンドライトの一方向成長を抑制し、デンドライトの等軸晶化が達成でき、二次デンドライトアーム間隔が小さくなり、その後の二次脱酸により生成するMn系介在物（分散粒子）が微細化される。溶存酸素量が0.0030質量％未満では、所望のREM 酸硫化物の形成が困難となり、上記した効果が期待できなくなる。一方、REM 添加前の溶存酸素量が0.0120質量％を超えると、REM が酸化物となり、所望のREM 硫化物あるいはREM 酸硫化物の形成が困難となる。このため、デンドライトの一方向成長を抑制する能力が低下し、二次デンドライトアーム間隔を微細化することができない。
【００２０】
REM 添加に際しては、硫化物、酸化物、酸硫化物が形成され、添加後の溶存酸素量が所望の0.0010〜0.0050質量％となるように、同時にＳを添加することが好ましい。これにより、凝固過程で、REM 硫化物粒子、REM 酸化物粒子、REM 酸硫化物粒子のいずれかが容易に固液界面に晶出することができ、デンドライトの一方向成長を抑制する。
【００２１】
REM 添加後の溶存酸素量が0.0010質量％未満では、デンドライトアーム間隔が大きくなり、二次脱酸生成物としてオーステナイト粒の粗大化を防止できるMn系複合粒子の微細分散ができなくなり、オーステナイト粒粗大化抑制能が低下する。一方、REM 添加後の溶存酸素量が0.0050質量％を超えて多くなると、Mn酸化物が粗大化するとともに、オーステナイト粒の粗大化防止に有効なMn系複合粒子の微細形成が難しく、オーステナイト粒粗大化抑制能が低下する。
【００２２】
本発明では、REM を添加し溶存酸素量を0.0010〜0.0050質量％に調整するとともに、溶鋼組成を下記に示す組成に調整する。
次に、溶鋼の組成限定理由について説明する。なお、以下、質量％は単に％で表示する。
Ｃ：0.05〜0.15％
Ｃは、鋼の強度を増加させる元素であり、厚肉高張力鋼板として必要な強度（母材降伏強さ：355 N/mm2 以上）を得るためには、少なくとも0.05％は必要である。しかし、過剰に含有すると、溶接部の靱性、耐溶接割れ性を低下させる。このため、本発明では、Ｃは0.05〜0.15％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.06〜0.12％である。
【００２３】
Si：0.05〜0.40％
Siは、脱酸剤として作用し、本発明では適度な脱酸を行うために0.05％以上の含有が必要であるが、0.40％を超えて含有すると、母材靱性が劣化するとともに、超大入熱溶接HAZ において島状マルテンサイトが生成し、HAZ 靱性が顕著に低下する。このため、Siは0.05〜0.40％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.05〜0.30％である。
【００２４】
Mn：1.0 〜2.0 ％
Mnは、脱酸剤として作用するとともに、二次脱酸生成物として微細な酸化物、硫化物、酸硫化物の１種または２種以上が複合した粒子を形成し、HAZ のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、HAZ 靭性を向上させる作用を有する元素である。また、Mnは、固溶強化で鋼の強度を増加させる作用も有する。このような効果を得るために、本発明では、1.0 ％以上の含有を必要とする。一方、2.0 ％を超える過剰の含有は、溶接部の靱性を著しく劣化させる。このため、本発明では、Mnは1.0 〜2.0 ％の範囲に限定した。
【００２５】
Ｐ：0.03％以下
Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、鋼の靭性を劣化させるため、できるだけ低減することが好ましい。とくに、0.03％を超える含有は、HAZ の靱性劣化が著しくなる。このため、Ｐは0.03％以下に限定した。なお、過度のＰ低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、0.005 ％以上とすることが好ましい。
【００２６】
Ｓ：0.0005〜0.0060％
Ｓは、REM を添加する本発明では、REM と結合し、REM の硫化物（サルファイド）、またはREM の酸硫化物（オキシサルファイド）として、凝固段階で固液界面に晶出し、デンドライトの一方向成長を抑制してデンドライトを等軸晶化し、それによりデンドライト二次アームを微細化する作用を有する。また、Ｓは、二次脱酸生成物としてMnと結合し、Mnの硫化物、酸硫化物として微細に晶出し、HAZ のオーステナイト粒粗大化を防止するという効果もある。
【００２７】
Ｓが0.0005％未満では、REM が酸化物として溶鋼段階で晶出し、上記した効果を達成できない。一方、0.0060％を超えると、粗大なMnS を形成し靭性が顕著に低下する。このため、本発明では、Ｓは0.0005〜0.0060％の範囲に限定した。
REM ：0.0030〜0.0200％
REM は、溶鋼の凝固過程で、Ｓおよび／またはＯと結合し、REM の硫化物（サルファイド）、REM の酸化物（オキサイド）、REM の酸硫化物（オキシサルファイド）の１種または２種以上として固液界面に晶出し、デンドライトの一方向成長を抑制し、デンドライトを等軸晶化する作用を有する。そして、デンドライトの等軸晶化により、二次デンドライトアーム間隔を微細化する。このような効果は、REM の0.0030％以上の含有で認められるが、0.0200％を超えて含有すると、粗大なREM 系化合物が増加し、母材靭性が劣化する。このため、REM は0.0030〜0.0200％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.0050〜0.0100％である。
【００２８】
Al：0.004 ％以下
Alは、強脱酸元素であり、溶鋼中の酸素と結合しアルミナ（Al2O3)を形成し、溶存酸素を低減するため、REM の酸硫化物（オキシサルファイド）の生成、あるいは二次脱酸生成物としてのMnの酸化物、酸硫化物（オキシサルファイド）の生成を阻害し、デンドライトの形態制御や、二次脱酸生成物の微細分散に悪影響を及ぼす。このため、本発明では、Al脱酸を行わず、Si,Mn 脱酸とし、Al含有量を0.004 ％以下に制限した。
【００２９】
Ti：0.004 ％以下
Tiは、Alと同様に、Si,Mn にくらべて強い脱酸力を有する元素であり、二次脱酸生成物の微細分散のために、できるだけ低減する必要がある。このため、本発明では、Alと同様に、0.004 ％以下に限定した。
上記した基本組成に加えてさらに、強度増加の目的で、Nb：0.1 ％以下、Ｖ：0.2 ％以下、Cu：1.0 ％以下、Ni：2.0 ％以下、Cr：1.0 ％以下、Mo：0.8 ％以下、Ｂ：0.0003〜0.0040％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することが好ましい。
【００３０】
Nb、Ｖ、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｂは、いずれも、鋼の強度を増加させる元素であり、母材強度、溶接継手部強度の確保のために、選択して含有することができる。
Nbは、母材の強度および靱性を向上させるとともに、継手部強度を増加させる作用を有する。このような効果は、0.01％以上の含有で顕著となるが、0.1 ％を超える含有は、HAZ 靱性の低下を招く。このため、Nbは0.１％以下に限定することが好ましい。
【００３１】
Ｖは、母材の強度を増加させる元素である。このような効果は、0.02％以上の含有で顕著となるが、0.2 ％を超える含有は、かえって靱性の低下を招く。このため、Ｖは0.2 ％以下に限定することが好ましい。
Cuは、Niと同様、強度を増加する元素である。このような効果は0.2 ％以上の含有で顕著となるが、1.0 ％を超える含有は熱間脆性を生じ、鋼板の表面性状が劣化する。
【００３２】
Niは、母材の高靱性を保ちつつ強度を増加させる元素である。このような効果は、0.2 ％以上の含有で有効となるが、高価であるため、2.0 ％を上限とすることが好ましい。
また、Cr，Moは、いずれも母材の高強度化に有効に作用する元素である。このような効果は、Cr：0.2 ％以上、Mo：0.1 ％以上の含有で顕著となる。一方、過剰に含有すると、いずれも靱性に悪影響を与えるため、Cr：1.0 ％以下、Mo：0.8 ％以下にそれぞれ限定することが好ましい。
【００３３】
Ｂは、焼入れ性の向上を介して、鋼の強度を増加させる作用を有する元素である。0.0003％以下ではその効果が十分ではなく、一方、0.0040％を超えて含有すると焼入れ性が著しく増加し母材靱性の劣化を招く恐れがある。このため、Ｂは0.0003〜0.0040％の範囲に限定することが好ましい。
上記した成分以外の残部溶鋼は、Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｎ：0.0040％以下が許容できる。
【００３４】
上記した組成に調整した溶鋼を、ついで鋳造して鋼素材（スラブ）とする。鋳造方法は、特に限定されないが、分散粒子の大きさおよび形態を所望の範囲に制御するために、凝固段階において、鋳込速度や冷却速度を制御できる連続鋳造法とすることが好ましい。なお、分散粒子の大きさを決めている要因は、溶存酸素量とMn、Ｓ量が主であるが、鋳込時の冷却速度も影響するため、鋳造方法は造塊法よりも連鋳法とすることが好ましい。
【００３５】
ついで、これら鋼素材を、1050℃以上、1200℃以下に再加熱する。
再加熱温度が1050℃未満では、熱間圧延での変形抵抗が高くなり、１パス当たりの圧下量が大きくとれなくなることから、圧延パス数が増加し、圧延能率の低下を招くとともに、鋼素材（スラブ）中の鋳造欠陥を圧着することができない場合がある。このため、再加熱温度は、1050℃以上とする。なお、再加熱温度が1200℃を超えると、結晶粒の粗大化が著しく、また、加熱によるスケールロスが多くなり、 歩留りが低下するため、鋼素材の再加熱温度は1050〜1200℃の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは、1080〜1150℃である。
【００３６】
再加熱された鋼素材は、ついで、Ａr3変態点〜（Ａr3変態点＋100 ℃）の温度域における累積圧下率が35％以上となる熱間圧延を施され、所定の寸法形状の厚鋼板とされる。
Ａr3変態点〜（Ａr3変態点＋100 ℃）の温度域における累積圧下率が35％未満では、変態後、平均粒径５μm 以下のフェライト組織が得られない。γ−α変態の核生成サイトは、オーステナイト（γ）粒界、γ粒内の変形帯などであるが、これらはより低温で加工するほど増加する。
【００３７】
Ａr3変態点〜（Ａr3変態点＋100 ℃）の温度域における累積圧下率とフェライト平均粒径の関係を図１に示す。図１には、Ａr3変態点〜（Ａr3変態点＋100 ℃）の温度域における累積圧下率と1400℃加熱、800 〜500 ℃の冷却時間が500 ｓの超大入熱溶接HAZ （ボンド部近傍）のvE-40 との関係を併記している。
図１から、Ａr3変態点〜（Ａr3変態点＋100 ℃）の温度域における累積圧下率を35％以上とすることにより、フェライト平均結晶粒径が５μm 以下となる。このことから、熱間圧延におけるＡr3変態点〜（Ａr3変態点＋100 ℃）の温度域における累積圧下率を35％以上に限定した。また、図１に示すように、熱間圧延におけるＡr3変態点〜（Ａr3変態点＋100 ℃）の温度域における累積圧下率を35％以上とすることにより、フェライト平均結晶粒径が５μm 以下となり、これによって、超大入熱溶接HAZ （ボンド部近傍）のvE-40 が70J 以上となり、超大入熱溶接HAZ 靭性も顕著に向上する。なお、Ａr3変態点は、含有する化学成分との関係で、概ね次式
Ａr3＝910-273C-74Mn-57Ni-16Cr-9Mo-5Cu
（ここで、Ｃ、Mn、Ni、Cr、Mo、Cu、：各合金元素の含有量（質量％））で推測できる。なお、含有しない合金元素がある場合には、 該当する合金元素量を０として計算するものとする。
【００３８】
本発明では、熱間圧延終了後、板厚1/4 位置における平均冷却速度が２℃／ｓ以上の冷却を450 ℃以下の温度域まで施す。
板厚1/4 位置における平均冷却速度が２℃／ｓ未満では、変態後のフェライト粒が粗大化し、 母材強度が低下する。
また、平均冷却速度が２℃／ｓ以上の冷却の冷却停止温度は、母材強度の観点から、450 ℃以下とする。なお、好ましくは400 ℃以下である。冷却停止温度が450 ℃を超えて高くなると、 引張強さが低くなりすぎる。このため、板厚1/4 位置における平均冷却速度が２℃／ｓ以上の冷却の冷却停止温度は450 ℃以下に限定した。なお、この冷却後は、室温まで空冷させる。
【００３９】
また、本発明では、鋼材の残留応力低減の目的で、上記した冷却後、450 〜650 ℃の温度範囲で焼戻し処理を施すことが好ましい。焼戻し温度が450 ℃未満では、残留応力の除去効果が少なく、一方、650 ℃を超えて高くなると、各種炭窒化物が析出し、析出強化により、靭性が劣化する。このため、焼戻し温度は450 〜650 ℃の温度範囲に限定することが好ましい。
【００４０】
上記した製造方法で製造された厚鋼板は、上記した溶鋼組成と同じ組成を有し、それ以外の不可避的不純物として、Ｏ：0.0070％以下が許容される。0.0070％を超える含有は、鋼中の酸化物量が増加し、鋼の清浄度を劣化させる。なお、REM の酸化物、酸硫化物、Mnの酸化物、酸硫化物の所要量以上の分散のために0.0015％以上とすることがより好ましい。
【００４１】
また、上記した製造方法で製造された厚鋼板は、上記した組成に加えて、平均粒径10μｍ以下のREM 硫化物粒子、REM 酸化物粒子、REM 酸硫化物粒子の１種または２種以上と、平均粒径１μｍ以下の、Mn酸化物、Mn硫化物、Mn酸硫化物のうちの１種または２種以上が複合した粒子と、が分散した組織を有する。
平均粒径10μｍ以下のREM 硫化物粒子、REM 酸化物粒子、REM 酸硫化物粒子は、凝固過程で固液界面に晶出し、デンドライトの一方向成長を抑制する作用を有する。なお、デンドライトの一方向成長を抑制するためには、REM 硫化物粒子、REM 酸化物粒子、REM 酸硫化物粒子の平均粒径は１μｍ以上とすることが好ましい。REM の添加前の溶存酸素量を0.0030〜0.0120質量％に調整することにより、10μｍ以下好ましくは１μｍ以上のREM 硫化物粒子、REM 酸化物粒子、REM 酸硫化物粒子の１種または２種以上が固液界面に晶出するようになる。
【００４２】
なお、デンドライトの一方向成長を抑制するために、このようなREM 硫化物粒子、REM 酸化物粒子、REM 酸硫化物粒子のうちの１種または２種以上は、粒数密度で70個／mm2 以上分散させることが好ましい。70個／mm2 未満では、上記した効果が期待できなくなり、凝固組織を等軸晶化できない。
平均粒径で１μｍ以下と微細分散した、Mn酸化物、Mn硫化物、Mn酸硫化物のうちの１種または２種以上が複合した粒子は、超大入熱溶接HAZ のオーステナイト粒の成長を抑制する作用を有する。これら微細分散するMn系複合粒子は、二次脱酸生成物であり、凝固段階での二次デンドライトアーム間隔を微細とし、REM 添加後の溶存酸素量を0.0010〜0.0050質量％に調整することにより生成することができる。このようなMn系複合粒子は、粒数密度で１×106 個／mm2 以上分散させることが好ましい。１×106 個／mm2 未満では、HAZ の高温滞留域でのオーステナイト粒のピン止め効果が小さくなり、HAZ が粗粒化しHAZ 靱性が低下する。 なお、分散粒子の平均粒径および単位面積当たりの粒数密度は、鋼板から採取した試験片の圧延方向と直角なＣ断面を研磨し、さらに研磨面を電解腐食して分散粒子を現出したのち、走査型電子顕微鏡を用いて観察し、倍率：5000倍で各10視野撮像して、得られた画像を、画像解析装置を用いて処理し算出するものとする。
【００４３】
【実施例】
表１に示す組成の溶鋼を、転炉で溶製し、ＲＨ脱ガス処理を施したのち、連続鋳造法で鋼素材（215 〜310mm 厚スラブ）とした。なお、溶製中に、脱酸処理により、REM 添加直前の溶存酸素量を調整した。また、一部では、Al添加による予備脱酸を行った。また、REM 、Ｓの添加量を変更して、REM 添加後の溶存酸素量を調整した。その後、その他の成分含有量を調整して、表１に示す組成の溶鋼にした。
【００４４】
ついで、得られて鋼素材を表２に示す条件で再加熱し、表２に示す条件の熱間圧延を施し、表２に示す条件で冷却し、表２に示す板厚の厚肉鋼板とした。一部の鋼板には、 冷却後、表２に示す焼戻し処理を施した。
得られた厚肉鋼板について、母材組織、母材引張特性、母材靭性を調査した。
（１）母材組織
得られた厚肉鋼板から、試験片を採取し、分散粒子の種類、平均粒径、および粒数密度を調べた。分散粒子の種類、平均粒径および単位面積当たりの粒数密度は、試験片のＣ断面を研磨し、さらに研磨面を電解腐食して分散粒子を現出したのち、走査型電子顕微鏡を用いて観察し、倍率：5000倍で各10視野撮像して、得られた画像を、画像解析装置を用いて算出し、各視野ごとの平均値を求め、さらに各視野の平均値を求め、各鋼板の値とした。分散粒子の種類は、走査型電子顕微鏡に装備されたＥＤＸ装置を用いて、決定した。
（２）母材引張特性
得られた厚肉鋼板の板厚の1/4 部Ｃ方向から、JIS ４号引張試験片を採取し、JIS Z 2204の規定に準拠して引張試験を実施し、降伏点YP、引張強さTSを求めた。
（３）母材靭性
得られた厚肉鋼板の板厚の1/4 部Ｃ方向から、JIS ４号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、破面遷移温度vTrs、-40 ℃における吸収エネルギーvE-40(J)求めた。
【００４５】
また、得られた厚肉鋼板について、超大入熱溶接HAZ 靭性を調査した。
（４）超大入熱溶接HAZ 靭性
得られた厚肉鋼板について、エレクトロスラグ溶接、エレクトロガス溶接により、表２に示す入熱量の溶接継手を作製した。溶接継手の溶接ボンド部から、JIS ４号試験片を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、-40 ℃における吸収エネルギーvE-40(J)求め、超大入熱溶接HAZ 靭性を評価した。
【００４６】
得られた結果を表３に示す。
【００４７】
【表１】
【表２】
【表３】
本発明例はいずれも、YSが355N/mm2以上の高強度で、vE-40 が200J以上の高靭性を有する良好な母材特性と、300kJ/cmを超える超大入熱溶接のボンド部におけるvE-40 が84J 以上と、極めて良好な超大入熱溶接HAZ 靭性を有する厚肉高張力鋼板である。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例は、母材特性、超大入熱溶接HAZ 靭性のうちのいずれかまたは両方が低下した厚肉高張力鋼板となっている。
【００５１】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば、超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた溶接構造用厚肉高張力鋼板が安価にしかも安定して製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明は、構造物の大型化や、施工能率の向上に寄与するという効果もある。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ａr3変態点〜（Ａr3変態点＋100 ℃）の温度域における累積圧下率とフェライト平均粒径、超大入熱溶接HAZ のvE-40 との関係を示すグラフである。
Claims (4)
- 溶鋼に、Siおよび／またはMnを添加して脱酸し、溶存酸素量を0.0030〜0.0120質量％に調整したのち、REM を添加し溶存酸素量を0.0010〜0.0050質量％に調整するとともに、組成を調整して、質量％で、
Ｃ：0.05〜0.15％、 Si：0.05〜0.40％、
Mn：1.0 〜 2.0％、 Ｐ：0.03％以下、
Ｓ：0.0005〜0.0060％、 REM ：0.0030〜0.0200％、
を含有し、AlおよびTiをそれぞれ0.004 ％以下に制限し、残部 Fe および不可避的不純物からなる組成の溶鋼とし、ついで該溶鋼を鋳造して鋼素材としたのち、該鋼素材を1050〜1200℃に加熱したのち、Ａr3変態点〜（Ａr3変態点＋100 ℃）の温度域における累積圧下率を35％以上とする熱間圧延を施し、ついで、板厚1/4 位置における平均冷却速度が２℃／ｓ以上の冷却を450 ℃以下の温度域まで施すことを特徴とする超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚肉高張力鋼板の製造方法。 - 前記脱酸の前に、Alを添加する予備脱酸を行い、前記脱酸前の溶存酸素量を0.0080〜0.0170質量％に調整することを特徴とする請求項１に記載の厚肉高張力鋼板の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.1 ％以下、Ｖ：0.2 ％以下、Cu：1.0 ％以下、Ni：2.0 ％以下、Cr：1.0 ％以下、Mo：0.8 ％以下、Ｂ：0.0003〜0.0040％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１または２に記載の厚肉高張力鋼板の製造方法。
- 前記冷却後、さらに450 〜650 ℃の温度範囲で焼戻し処理を施すことを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の厚肉高張力鋼板の製造方法。
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