JP4039223B2 - 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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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、厚鋼板とは、板厚25mm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、溶接効率の向上が求められ、大入熱の高能率溶接が指向されてきた。たとえば、大型のコンテナ船では、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溶接入熱が300kJ/cmを超えるような大入熱溶接が適用されている。
【０００３】
一般に、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、特許文献１、特許文献２、特許文献３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。
また、特許文献４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、特許文献５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。
【０００５】
また、特許文献６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、特許文献７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、特許文献８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。
【０００６】
さらに、特許文献９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。
【０００７】
【特許文献１】
特開平２-250917 号公報
【特許文献２】
特開平２-254118 号公報
【特許文献３】
特公平３-53367号公報
【特許文献４】
特開昭57-51243号公報
【特許文献５】
特開昭62-170459 号公報
【特許文献６】
特開昭60-204863 号公報
【特許文献７】
特公平4-14180 号公報
【特許文献８】
特公平４-54734号公報
【特許文献９】
特開平５-78740号公報
【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という問題があった。
【０００９】
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。
【００１０】
また、特許文献８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、特許文献９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。
【００１１】
本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、入熱300kJ/cmを超える超大入熱溶接の溶接熱影響部靭性に優れた厚鋼板およびその製造方法を提案することを目的とする。
【００１２】
【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、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することのみでは、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。
【００１３】
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、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。また、REM の添加を、REM 単独（100 ％REM ）で行うより、REM 含有量を調整したREM 希釈合金またはREM 含有混合物で行うことにより、生成するREM 系粒子の粗大化が抑制され、デンドライト二次アームの微細化がより一層促進できるとともに、微細な分散粒子の分散密度が大きくなり、超大入熱溶接熱影響部靭性が顕著に向上することを見出した。
【００１４】
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）質量％で、Ｃ：0.03〜0.18％、Si：0.05〜0.40％、Mn：0.5 〜3.0 ％、 Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.0005〜0.0060％、Al：0.004 ％以下、Ti：0.004 ％以下、REM ：0.0030〜0.0200％、Ｏ：0.0070％以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ平均粒径10μｍ以下のREM 硫化物粒子、REM 酸化物粒子、REM 酸硫化物粒子のうちの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鋼板。
（２）（１）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：1.5 ％以下、Ni：3.0 ％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を特徴とする超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚鋼板。
（３）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：0.03〜0.18％、Si：0.05〜0.40％、Mn：0.5 〜3.0 ％、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 ％以下に制限した溶鋼とし、ついで該溶鋼を鋳造して鋼素材としたのち、該鋼素材に熱間圧延を施して厚鋼板とする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鋼板の製造方法。
（４）（３）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超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚鋼板の製造方法。
（５）（３）または（４）において、前記REM の添加を、REM ：40〜70質量％含有する、REM 希釈合金またはREM 含有混合物により行う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鋼板の製造方法。
【００１５】
なお、本発明でいう「超大入熱溶接熱影響部靱性に優れた」とは、300kJ/cmを超える大入熱溶接での溶接熱影響部（以下、HAZ とも記す）における、−40℃におけるシャルピー吸収エネルギー VＥ-40 が 100Ｊ以上を有する場合をいうものとする。
【００１６】
【発明の実施の形態】
まず、厚鋼板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：0.03％〜0.18％
Ｃは、鋼の強度を増加させる元素であり、構造用厚鋼板として必要な強度（母材降伏強さ：300MPa以上）を得るためには、少なくとも0.03％の含有を必要とする。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0.03％〜0.18％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.03〜0.12％である。
【００１７】
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、0.10〜0.30％である。
【００１８】
Mn：0.5 〜3.0 ％
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、0.5 ％以上の含有を必要とする。一方、3.0 ％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0.5 〜3.0 ％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.8 〜1.7 ％である。
【００１９】
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。
【００２０】
Ｓ：0.0005〜0.0060％
Ｓは、REM を含有する本発明では、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。
【００２１】
Ｓが0.0005％未満では、REM が酸化物として晶出し、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。
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脱酸を行わないかAlで予備的脱酸を行う、Si、Mn脱酸とし、Al含有量を0.004 ％以下に制限した。
【００２２】
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。
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 の酸化物および／またはREM の酸硫化物（オキシサルファイド）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。
【００２３】
Ｏ：0.0070％以下
Ｏは、REM 、Ｓとともに、酸硫化物としてデンドライトの等軸晶化に寄与し、また、Mn、および／またはＳとともに、酸化物または酸硫化物として微細に分散し、超大入熱溶接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。しかし、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ため、0.0070％を上限とした。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。
【００２４】
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：1.5 ％以下、Ni：3.0 ％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できる。
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、必要に応じ選択して含有することが好ましい。
【００２５】
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、0.005 ％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、本発明では、Nbは0.1 ％以下に限定することが好ましい。
Ｖは、母材の強度および靱性を向上させるとともに、VNとして析出し、フェライト変態の核として作用する。このような効果は、0.010 ％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。
【００２６】
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、0.10％以上の含有で有効となるが、3.0 ％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利となる。このため、本発明では、Niは3.0 ％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0.10％以上の含有で顕著となるが、1.5 ％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。このため、Cuは1.5 ％以下に限定することが好ましい。
【００２７】
また、Cr、Moは、いずれも鋼材（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：0.10％以上、Mo：0.05％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。
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とともに、HAZ ではBNを形成し、固溶Ｎの低減とフェライト変態核として働く。このような効果は、0.0003％未満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。
【００２８】
上記した成分以外の残部は、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％未満が許容できる。
また、本発明の厚鋼板は、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。
【００２９】
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が、平均粒径が、10μｍを超えて粗大化すると、このような効果が期待できなくなる。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。また、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種以上を固液界面に晶出させるためには、REM の添加前の溶存酸素量を0.0030〜0.0120質量％に調整することが好ましい。
【００３０】
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が、平均粒径が１μｍを超えて粗大化すると、このような効果を期待できなくなる。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。
【００３１】
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。
【００３２】
つぎに、本発明の厚鋼板の製造方法について説明する。
上記した組成の溶鋼を、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 ％以下とすることが必要となる。Alが0.004 ％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。
【００３３】
本発明では、REM 添加前の溶存酸素量を0.0030〜0.0120％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％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％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。
【００３４】
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％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。
【００３５】
REM 添加後の溶存酸素量が0.0010％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％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。
【００３６】
なお、REM の添加は、REM 単独（100 ％REM ）で行ってもよいが、REM ：40〜70質量％含有するREM 希釈合金またはREM 含有混合物により行うことが好ましい。REM は溶鋼中のＯ、Ｓと結合して酸化物、 硫化物あるいは酸硫化物になりやすく、しかもそれらの粒子は凝集し粗大化しやすい傾向がある。REM 単独（100 ％REM ）で添加すると、粗大なREM 系粒子（REM 酸化物、REM 硫化物等、REM 系介在物）が生成しやすく、デンドライト二次アームを顕著に微細化できない場合がある。
【００３７】
本発明では、REM 単独（100 ％REM ）添加に代えて、REM 希釈合金またはREM 含有混合物で添加してもよい。REM 希釈合金またはREM 含有混合物を用いてREM を添加することにより、平均粒径１〜10μm の範囲のREM 系粒子が増加し、この大きさのREM 系粒子の分散密度を５×102 個／mm2 以上とすることが可能となる。これにより、デンドライト二次アームの更なる微細化が可能となり、なお一層のデンドライト組織の微細化が達成でき、その後にデンドライト二次アーム間に晶出するMn系粒子の微細分散が促進され、さらにはデンドライト二次アーム間に晶出するMn系粒子の分散密度を１×107 個／mm2 以上とすることができる。これにより高温でのオーステナイト粒成長のピン止め効果が顕著となり、超大入熱溶接熱影響部靭性が顕著に向上する。
【００３８】
REM 希釈合金としては、、REM を40〜70質量％含有すればその種類はとくに限定されず、市販のものを利用できる。なお、REM を40〜70質量％含有し、Si、Mnのうちの１種または２種を合計で30質量％以下を含み、あるいはさらにAl、Ti、Ca、Mgのうちの１種または２種以上を合計で10質量％以下含有し、 残部実質的にFeである合金が好ましい。合金のREM 含有量が40質量％未満では、所定のREM 添加量を確保するために多量の合金添加を必要とし、経済的に不利となる。一方、合金のREM 含有量が70質量％を超えると、REM 系粒子（REM 系介在物）の粗大化抑制効果が飽和する。
【００３９】
本発明では、上記したREM 希釈合金に代えて、REM を40〜70質量％含有するREM 含有混合物としてもよい。REM 含有混合物としては、REM を含有する合金に、Fe、Si、Mn等を単に混合した混合物が好ましい。
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、溶鋼組成を上記した組成に調整したのち、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、分散粒子のサイズおよび形態を上記した範囲に制御するためには、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。
【００４０】
ついで、これら鋼素材を、好ましくは1000〜1300℃に再加熱する。
再加熱温度が1000℃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。一方、再加熱温度が1300℃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。このため、鋼素材の再加熱温度は1000〜1300℃の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは、1050〜1200℃である。
【００４１】
再加熱された鋼素材は、ついで、熱間圧延を施され厚鋼板とされる。なお、圧延終了温度は鋼板の靱性を確保するために、650 ℃以上の温度とすることが好ましい。
熱間圧延終了後、強度、靱性の向上という観点から、平均冷却速度が1.0 ℃/s以上の加速冷却を250 〜600 ℃（冷却停止温度）まで行ってもよい。加速冷却の冷却速度が1.0 ℃/s未満では、組織が粗大化し、母材靭性が低下する。また、加速冷却の冷却停止温度は、母材靱性の観点から、600 ℃以下、250 ℃以上とすることが好ましい。なお、加速冷却後は、室温まで空冷させる。また、本発明では、鋼板の残留応力低減の観点から、焼戻し処理を行ってもなんら問題はない。
【００４２】
【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（260 mm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。なお、REM の添加は、REM 単独（REM100％）とし、一部ではREM 希釈合金）を用いた。
【００４３】
ついで、得られた鋼素材を表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に示す板厚の厚鋼板とした。
得られた厚鋼板について、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
得られた厚鋼板の板厚の1/4t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、降伏強さYS、引張強さTSを求めた。
（３）母材靭性
得られた厚鋼板の板厚の1/4t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)を求めた。
【００４４】
また、得られた厚鋼板について、超大入熱溶接HAZ 靭性を調査した。
（４）超大入熱溶接HAZ 靭性
得られた厚鋼板について、エレクトロスラグ溶接、またはエレクトロガス溶接を用いて、溶接継手を作製した。得られた溶接継手の溶接ボンド部、溶接熱影響部（HAZ 中央部）から、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、−40℃でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギーvE-40(J)を求め、超大入熱溶接部靭性を評価した。
【００４５】
得られた結果を表２に示す。
【００４６】
【表１】
【００４７】
【表２】
【００４８】
本発明例はいずれも、TSが500MPa以上の高強度で、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、およびHAZ における−40℃での吸収エネルギーがいずれも99J 以上と、極めて良好な超大入熱溶接HAZ 靭性を有している厚鋼板である。なお、REM の添加をREM 希釈合金で行った本発明例では、超大入熱溶接HAZ 靭性が顕著に向上している。
【００４９】
これに対し、本発明の範囲を外れる比較例は、超大入熱溶接のボンド部、HAZ の結晶粒が粗大化して、−40℃での吸収エネルギーがいずれも70J 以下と低く、超大入熱溶接HAZ 靭性が低下した厚鋼板である。
なお、本発明の厚鋼板は、超大入熱溶接用を想定したものであるが、100kJ/cmを超える大入熱溶接、あるいは炭酸ガス溶接などの小入熱溶接（入熱20kJ/cm 程度）多層溶接を行っても、十分高いHAZ 靱性が得られ、大入熱溶接用、あるいは小入熱溶接用として十分適用できることはいうまでもない。
【００５０】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば、超大入熱溶接HAZ 靭性に優れた溶接構造用厚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。
【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、厚鋼板とは、板厚25mm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、溶接効率の向上が求められ、大入熱の高能率溶接が指向されてきた。たとえば、大型のコンテナ船では、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溶接入熱が300kJ/cmを超えるような大入熱溶接が適用されている。
【０００３】
一般に、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、特許文献１、特許文献２、特許文献３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。
また、特許文献４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、特許文献５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。
【０００５】
また、特許文献６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、特許文献７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、特許文献８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。
【０００６】
さらに、特許文献９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。
【０００７】
【特許文献１】
特開平２-250917 号公報
【特許文献２】
特開平２-254118 号公報
【特許文献３】
特公平３-53367号公報
【特許文献４】
特開昭57-51243号公報
【特許文献５】
特開昭62-170459 号公報
【特許文献６】
特開昭60-204863 号公報
【特許文献７】
特公平4-14180 号公報
【特許文献８】
特公平４-54734号公報
【特許文献９】
特開平５-78740号公報
【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という問題があった。
【０００９】
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。
【００１０】
また、特許文献８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、特許文献９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。
【００１１】
本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、入熱300kJ/cmを超える超大入熱溶接の溶接熱影響部靭性に優れた厚鋼板およびその製造方法を提案することを目的とする。
【００１２】
【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、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することのみでは、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。
【００１３】
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、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。また、REM の添加を、REM 単独（100 ％REM ）で行うより、REM 含有量を調整したREM 希釈合金またはREM 含有混合物で行うことにより、生成するREM 系粒子の粗大化が抑制され、デンドライト二次アームの微細化がより一層促進できるとともに、微細な分散粒子の分散密度が大きくなり、超大入熱溶接熱影響部靭性が顕著に向上することを見出した。
【００１４】
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）質量％で、Ｃ：0.03〜0.18％、Si：0.05〜0.40％、Mn：0.5 〜3.0 ％、 Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.0005〜0.0060％、Al：0.004 ％以下、Ti：0.004 ％以下、REM ：0.0030〜0.0200％、Ｏ：0.0070％以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ平均粒径10μｍ以下のREM 硫化物粒子、REM 酸化物粒子、REM 酸硫化物粒子のうちの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鋼板。
（２）（１）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：1.5 ％以下、Ni：3.0 ％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を特徴とする超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚鋼板。
（３）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：0.03〜0.18％、Si：0.05〜0.40％、Mn：0.5 〜3.0 ％、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 ％以下に制限した溶鋼とし、ついで該溶鋼を鋳造して鋼素材としたのち、該鋼素材に熱間圧延を施して厚鋼板とする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鋼板の製造方法。
（４）（３）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超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚鋼板の製造方法。
（５）（３）または（４）において、前記REM の添加を、REM ：40〜70質量％含有する、REM 希釈合金またはREM 含有混合物により行う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鋼板の製造方法。
【００１５】
なお、本発明でいう「超大入熱溶接熱影響部靱性に優れた」とは、300kJ/cmを超える大入熱溶接での溶接熱影響部（以下、HAZ とも記す）における、−40℃におけるシャルピー吸収エネルギー VＥ-40 が 100Ｊ以上を有する場合をいうものとする。
【００１６】
【発明の実施の形態】
まず、厚鋼板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：0.03％〜0.18％
Ｃは、鋼の強度を増加させる元素であり、構造用厚鋼板として必要な強度（母材降伏強さ：300MPa以上）を得るためには、少なくとも0.03％の含有を必要とする。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0.03％〜0.18％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.03〜0.12％である。
【００１７】
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、0.10〜0.30％である。
【００１８】
Mn：0.5 〜3.0 ％
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、0.5 ％以上の含有を必要とする。一方、3.0 ％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0.5 〜3.0 ％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.8 〜1.7 ％である。
【００１９】
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。
【００２０】
Ｓ：0.0005〜0.0060％
Ｓは、REM を含有する本発明では、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。
【００２１】
Ｓが0.0005％未満では、REM が酸化物として晶出し、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。
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脱酸を行わないかAlで予備的脱酸を行う、Si、Mn脱酸とし、Al含有量を0.004 ％以下に制限した。
【００２２】
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。
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 の酸化物および／またはREM の酸硫化物（オキシサルファイド）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。
【００２３】
Ｏ：0.0070％以下
Ｏは、REM 、Ｓとともに、酸硫化物としてデンドライトの等軸晶化に寄与し、また、Mn、および／またはＳとともに、酸化物または酸硫化物として微細に分散し、超大入熱溶接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。しかし、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ため、0.0070％を上限とした。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。
【００２４】
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：1.5 ％以下、Ni：3.0 ％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できる。
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、必要に応じ選択して含有することが好ましい。
【００２５】
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、0.005 ％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、本発明では、Nbは0.1 ％以下に限定することが好ましい。
Ｖは、母材の強度および靱性を向上させるとともに、VNとして析出し、フェライト変態の核として作用する。このような効果は、0.010 ％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。
【００２６】
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、0.10％以上の含有で有効となるが、3.0 ％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利となる。このため、本発明では、Niは3.0 ％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0.10％以上の含有で顕著となるが、1.5 ％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。このため、Cuは1.5 ％以下に限定することが好ましい。
【００２７】
また、Cr、Moは、いずれも鋼材（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：0.10％以上、Mo：0.05％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。
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とともに、HAZ ではBNを形成し、固溶Ｎの低減とフェライト変態核として働く。このような効果は、0.0003％未満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。
【００２８】
上記した成分以外の残部は、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％未満が許容できる。
また、本発明の厚鋼板は、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。
【００２９】
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が、平均粒径が、10μｍを超えて粗大化すると、このような効果が期待できなくなる。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。また、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種以上を固液界面に晶出させるためには、REM の添加前の溶存酸素量を0.0030〜0.0120質量％に調整することが好ましい。
【００３０】
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が、平均粒径が１μｍを超えて粗大化すると、このような効果を期待できなくなる。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。
【００３１】
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。
【００３２】
つぎに、本発明の厚鋼板の製造方法について説明する。
上記した組成の溶鋼を、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 ％以下とすることが必要となる。Alが0.004 ％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。
【００３３】
本発明では、REM 添加前の溶存酸素量を0.0030〜0.0120％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％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％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。
【００３４】
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％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。
【００３５】
REM 添加後の溶存酸素量が0.0010％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％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。
【００３６】
なお、REM の添加は、REM 単独（100 ％REM ）で行ってもよいが、REM ：40〜70質量％含有するREM 希釈合金またはREM 含有混合物により行うことが好ましい。REM は溶鋼中のＯ、Ｓと結合して酸化物、 硫化物あるいは酸硫化物になりやすく、しかもそれらの粒子は凝集し粗大化しやすい傾向がある。REM 単独（100 ％REM ）で添加すると、粗大なREM 系粒子（REM 酸化物、REM 硫化物等、REM 系介在物）が生成しやすく、デンドライト二次アームを顕著に微細化できない場合がある。
【００３７】
本発明では、REM 単独（100 ％REM ）添加に代えて、REM 希釈合金またはREM 含有混合物で添加してもよい。REM 希釈合金またはREM 含有混合物を用いてREM を添加することにより、平均粒径１〜10μm の範囲のREM 系粒子が増加し、この大きさのREM 系粒子の分散密度を５×102 個／mm2 以上とすることが可能となる。これにより、デンドライト二次アームの更なる微細化が可能となり、なお一層のデンドライト組織の微細化が達成でき、その後にデンドライト二次アーム間に晶出するMn系粒子の微細分散が促進され、さらにはデンドライト二次アーム間に晶出するMn系粒子の分散密度を１×107 個／mm2 以上とすることができる。これにより高温でのオーステナイト粒成長のピン止め効果が顕著となり、超大入熱溶接熱影響部靭性が顕著に向上する。
【００３８】
REM 希釈合金としては、、REM を40〜70質量％含有すればその種類はとくに限定されず、市販のものを利用できる。なお、REM を40〜70質量％含有し、Si、Mnのうちの１種または２種を合計で30質量％以下を含み、あるいはさらにAl、Ti、Ca、Mgのうちの１種または２種以上を合計で10質量％以下含有し、 残部実質的にFeである合金が好ましい。合金のREM 含有量が40質量％未満では、所定のREM 添加量を確保するために多量の合金添加を必要とし、経済的に不利となる。一方、合金のREM 含有量が70質量％を超えると、REM 系粒子（REM 系介在物）の粗大化抑制効果が飽和する。
【００３９】
本発明では、上記したREM 希釈合金に代えて、REM を40〜70質量％含有するREM 含有混合物としてもよい。REM 含有混合物としては、REM を含有する合金に、Fe、Si、Mn等を単に混合した混合物が好ましい。
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、溶鋼組成を上記した組成に調整したのち、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、分散粒子のサイズおよび形態を上記した範囲に制御するためには、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。
【００４０】
ついで、これら鋼素材を、好ましくは1000〜1300℃に再加熱する。
再加熱温度が1000℃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。一方、再加熱温度が1300℃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。このため、鋼素材の再加熱温度は1000〜1300℃の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは、1050〜1200℃である。
【００４１】
再加熱された鋼素材は、ついで、熱間圧延を施され厚鋼板とされる。なお、圧延終了温度は鋼板の靱性を確保するために、650 ℃以上の温度とすることが好ましい。
熱間圧延終了後、強度、靱性の向上という観点から、平均冷却速度が1.0 ℃/s以上の加速冷却を250 〜600 ℃（冷却停止温度）まで行ってもよい。加速冷却の冷却速度が1.0 ℃/s未満では、組織が粗大化し、母材靭性が低下する。また、加速冷却の冷却停止温度は、母材靱性の観点から、600 ℃以下、250 ℃以上とすることが好ましい。なお、加速冷却後は、室温まで空冷させる。また、本発明では、鋼板の残留応力低減の観点から、焼戻し処理を行ってもなんら問題はない。
【００４２】
【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（260 mm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。なお、REM の添加は、REM 単独（REM100％）とし、一部ではREM 希釈合金）を用いた。
【００４３】
ついで、得られた鋼素材を表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に示す板厚の厚鋼板とした。
得られた厚鋼板について、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
得られた厚鋼板の板厚の1/4t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、降伏強さYS、引張強さTSを求めた。
（３）母材靭性
得られた厚鋼板の板厚の1/4t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)を求めた。
【００４４】
また、得られた厚鋼板について、超大入熱溶接HAZ 靭性を調査した。
（４）超大入熱溶接HAZ 靭性
得られた厚鋼板について、エレクトロスラグ溶接、またはエレクトロガス溶接を用いて、溶接継手を作製した。得られた溶接継手の溶接ボンド部、溶接熱影響部（HAZ 中央部）から、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、−40℃でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギーvE-40(J)を求め、超大入熱溶接部靭性を評価した。
【００４５】
得られた結果を表２に示す。
【００４６】
【表１】
【表２】
本発明例はいずれも、TSが500MPa以上の高強度で、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、およびHAZ における−40℃での吸収エネルギーがいずれも99J 以上と、極めて良好な超大入熱溶接HAZ 靭性を有している厚鋼板である。なお、REM の添加をREM 希釈合金で行った本発明例では、超大入熱溶接HAZ 靭性が顕著に向上している。
【００４９】
これに対し、本発明の範囲を外れる比較例は、超大入熱溶接のボンド部、HAZ の結晶粒が粗大化して、−40℃での吸収エネルギーがいずれも70J 以下と低く、超大入熱溶接HAZ 靭性が低下した厚鋼板である。
なお、本発明の厚鋼板は、超大入熱溶接用を想定したものであるが、100kJ/cmを超える大入熱溶接、あるいは炭酸ガス溶接などの小入熱溶接（入熱20kJ/cm 程度）多層溶接を行っても、十分高いHAZ 靱性が得られ、大入熱溶接用、あるいは小入熱溶接用として十分適用できることはいうまでもない。
【００５０】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば、超大入熱溶接HAZ 靭性に優れた溶接構造用厚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。
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ：0.03〜0.18％、 Si：0.05〜0.40％、
Mn：0.5 〜3.0 ％、 Ｐ：0.03％以下、
Ｓ：0.0005〜0.0060％、 Al：0.004 ％以下、
Ti：0.004 ％以下、 REM ：0.0030〜0.0200％、
Ｏ：0.0070％以下
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ平均粒径10μｍ以下のREM 硫化物粒子、REM 酸化物粒子、REM 酸硫化物粒子のうちの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鋼板。 - 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：1.5 ％以下、Ni：3.0 ％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を特徴とする請求項１に記載の超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚鋼板。
- 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：0.03〜0.18％、 Si：0.05〜0.40％、
Mn：0.5 〜3.0 ％、 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 ％以下に制限した溶鋼とし、ついで該溶鋼を鋳造して鋼素材としたのち、該鋼素材に熱間圧延を施して厚鋼板とする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３に記載の超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚鋼板の製造方法。
- 前記REM の添加を、REM ：40〜70質量％含有するREM 希釈合金またはREM 含有混合物により行うことを特徴とする請求項３または４に記載の超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚鋼板の製造方法。
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