JP4505434B2 - 大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、大入熱溶接継手における溶接熱影響部（Heat Affected Zone：ＨＡＺ）の靭性に優れた厚鋼板に関するものである。本発明は、鉄鋼業において製造される厚鋼板に主に適用される。本発明は厚鋼板以外のＨ形鋼や鋼管などの鉄鋼製品へ適用することも可能である。本発明を適用した厚鋼板は、鉄鋼業において安価に製造することが可能であり、造船をはじめ建築、橋梁、タンク、海洋構造物、ラインパイプなどの溶接構造物に使用され、溶接施工能率の高い大入熱溶接を施され、かつ、溶接部靭性の要求レベルが高い場合に好適である。

近年、造船や建築などの溶接構造物に対する主要な要求は、構造の大型化、建造の高能率化、破壊に対する安全性向上である。このような動向を受け、溶接構造用の厚鋼板には、高能率な大入熱溶接を適用した場合に、より一層の高いＨＡＺ靭性が求められる。その反面、このような厚鋼板の製造者ならびに使用者の両方において、経済性がますます重要視されており、従来よりも安価な技術が求められている。
厚鋼板の大入熱溶接ＨＡＺ靭性を高める従来技術は、溶融線近傍ＨＡＺの組織微細化を目指したものが一般的である。ＨＡＺ組織微細化の方法として大別して二つある。一つ目の方法は、オーステナイト（γ）粒の成長をピン止め効果で抑制して細粒γを維持し、フェライト（α）変態核であるγ粒界の面積をできるだけ多くして、ＨＡＺ組織を微細化する方法である。二つ目の方法は、γの粒界や粒内に存在する析出物をα変態核として活用してＨＡＺ組織を微細化する方法である。この技術の要点は、α変態の核生成能の高い析出物をできるだけ数多く分散させることである。

二つ目のＨＡＺ組織微細化方法において、α変態の核生成能の高い析出物としてＶＮの効果が知られている。ＶＮはαとの格子整合性が良好なので、γ粒界やγ粒内に析出したＶＮを変態核として数多くのαが生成し、組織が微細化してＨＡＺ靭性が向上する。このようなＶＮ効果を利用した従来の大入熱溶接ＨＡＺ靭性技術として、例えば特許文献１が知られている。
この特許文献１に記載の技術は、ＶＮを微細分散させるために、Ｔｉ添加によってＴｉＮを微細分散させ、このＴｉＮを優先的な析出サイトとしてＭｎＳを複合析出させ、このＭｎＳを優先的な析出サイトとしてＶＮを複合析出させる。つまり、Ｔｉ添加を必須としてＴｉＮ−ＭｎＳ−ＶＮを析出させる。実施例におけるＶ量とＮ量は、表１から０．００４１〜０．０７７％Ｖと０．００８１〜０．０１５６％Ｎである。ＶＮ効果が発揮されても、Ｖ炭化物が低温で析出すると靭性を劣化させることからＣ量を低減する必要がある。実施例の表１におけるＣ量は０．０４〜０．０７％Ｃである。実施例の溶接熱サイクルの条件は、加熱温度が１４００℃で８００℃から５００℃までの冷却時間が７５０秒（０．４℃／ｓ）である。

ＶＮをα変態核として利用した類似技術はＨ形鋼母材でも発明されている。特許文献２に記載の技術によれば、実施例の表１から０．０７〜０．１４％Ｃ、０．０３８〜０．０９７％Ｖ、０．００７２〜０．０１１８％Ｎであり、表２−１から冷却条件は３．５〜１８．６℃／ｓである。特許文献３に記載の技術によれば、実施例の表１から０．１０〜０．１３％Ｃ、０．０３８〜０．０７２％Ｖ、０．００９２〜０．００９９％Ｎであり、表２−１から冷却条件は５．１〜５．５℃／ｓである。特許文献４に記載の技術によれば、実施例の表２から０．０５〜０．１９％Ｃ、０．０６〜０．１９％Ｖ、０．００７〜０．０１４％Ｎであり、冷却条件は不明である。

以上の従来技術では、加熱されたＨＡＺや母材が冷却する過程のγ域で十分な量のＶＮを析出させるために、Ｎ量を意図的に高めていることが特徴である。上述した四つの特許文献に記載の発明で実施されているＮ量の範囲は０．００７〜０．０１５６％Ｎである。 ところが、このようなＮ量の高い鋼を連続鋳造すると鋳片表面が割れやすい問題がある。その理由は、連続鋳造機の曲げ部あるいは曲げ戻し部で鋳片表面に外力が作用したときに、γ粒界に多量に析出した窒化物が脆化を促すからである。Ｎ量の高い鋼を大量生産すると、鋳造工程の生産性が阻害されたり、鋳片の歩留まりが低下したり、圧延後の厚鋼板表面に割れが残存して手入れ負荷が増大するなどの問題がある。これらの問題は製造コストの上昇を招くから、厚鋼板の経済性が低下して、価格競争力を阻害する。従って、このような問題の生じない低いＮ量を前提に、ＶＮ効果（α変態核効果）を引き出す安価な技術が求められている。

また、発明者らは特許文献５において、大入熱溶接ＨＡＺ靭性の向上を目的に、ＣａやＭｇの添加によるピン止め効果にＶＮ効果を複合させる技術を開発した。この技術は、製鋼工程で溶鋼の脱酸、脱硫手順の制御が必要であり、最初にＳｉ、Ｍｎ、Ａｌを溶鋼に添加して予備脱酸を行った後、ＣａやＭｇを添加して最終の脱酸と脱硫を行う。このような製造方法は、製鋼工程での操業負荷が高いため、処理時間が長くなって生産性が低下する問題がある。また、ＣａやＭｇの溶鋼への添加歩留は４０％以下と低いため、合金コストが上昇する問題がある。このように、特許文献５の技術は製造コストが嵩むため、要求特性が著しく高い場合（たとえば、大入熱溶接ＨＡＺ靭性が−４０℃で１００Ｊ以上のシャルピー衝撃吸収エネルギーを満たす）や、製造コストを賄える高い価格で売買される場合などに限って工業的な価値を有する。しかし、そうではない多くの場合には、製鋼工程の生産性が高くて合金コストの低い、安価な技術が求められている。具体的には、大入熱溶接ＨＡＺに対して、−２０℃〜０℃の比較的高い温度で１００Ｊ以上のシャルピー衝撃吸収エネルギーを満たす要求に対しては、ＣａやＭｇを使用しない安価に提供可能な技術が求められている。
特開平０５−１８６８４８号公報 特開平１０−０６０５７６号公報 特開２００３−２６８４９８号公報 特開平０４−１３１３５６号公報 特開２００５−２９８９００号公報

本発明の課題は、１５〜１００ｍｍの厚みと３２５〜５００ＭＰａ級の降伏強度を有し、２０〜１５０ｋＪ／ｍｍの溶接入熱量で溶接されたＨＡＺにおいて、−２０℃〜０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー平均値が１００Ｊ以上である厚鋼板を、安価に提供することである。
本発明を適用した厚鋼板は、造船や建築やそれ以外の大型溶接構造物に使用が可能であり、溶接施工能率の高い大入熱溶接を施した場合でも、良好なＨＡＺ靭性を確保できることを目指す。

上記課題を解決するための本発明の要旨は、下記のとおりである。
「１」 本発明の靭性に優れた厚手高強度鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００２〜０．００４％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００３〜０．００６％、Ｏ：０．００３％以下を含有し、残部鉄および不可避不純物からなることを特徴とし、溶接入熱量が２０〜１５０ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接熱影響部の靭性に優れたことを特徴とする。

「２」 本発明の靭性に優れた厚手高強度鋼板は、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１％、Ｎｉ：０．０５〜３％、Ｃｒ：０．０５〜１％、Ｍｏ：０．０５〜１％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｎｂ：０．００３〜０．０３％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、の一種または二種以上を含有することを特徴とする、「１」に記載の大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板である。
「３」 本発明の靭性に優れた厚手高強度鋼板は、さらに、「１」に記載の成分のうち、Ａｌ量が、質量％で、Ａｌ：０．０１０〜０．１％であることを特徴とする、「１」又は「２」に記載の大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板である。
「４」 本発明の靭性に優れた厚手高強度鋼板は、さらに、「１」に記載の成分のうち、Ｖ量が、質量％で、Ｖ：０．０４〜０．１％であることを特徴とする、「１」〜「３」の何れかに記載の大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板である。

本発明によって、１５〜１００ｍｍの厚みと３２５〜５００ＭＰａ級の降伏強度を有し、２０〜１５０ｋＪ／ｍｍの溶接入熱量で溶接されたＨＡＺにおいて、−２０℃〜０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー平均値が１００Ｊ以上である厚鋼板を、安価に提供することが可能となる。
本発明を適用した厚鋼板は、造船や建築やそれ以外の溶接構造物に使用され、構造物の建造における高い溶接施工能率と、構造物の高い安全性・信頼性を両立することができる。

本発明の狙いは、ＶＮによるα変態核効果を大入熱溶接ＨＡＺで利用するに際して、連続鋳造鋳片の表面割れを回避するために、０．００７％より低いＮ量のもとでＶＮ効果を引き出すことである。この技術的課題に対して、発明者らはＣ量と冷却速度の観点から基礎研究を行い、以下の新しい知見を得た。
０．００６％以下の低いＮ量を前提に、Ｃ量とγ域での冷却速度に着眼してＶＮ効果を検討した。その結果、Ｃ量が高くてγ域の冷却速度が小さい場合に、Ｖ炭窒化物であるＶ（Ｃ，Ｎ）のα変態核効果によってＨＡＺ組織が安定的に微細化し、良好な靭性が得られることがわかった。具体的には、特許文献１の実施例の上限である０．０７％より高い０．０８％以上のＣ量のもとで、かつ、８００℃から５００℃の平均冷却速度が１．５℃／ｓ以下の場合にＶ（Ｃ，Ｎ）がγ粒界やγ粒内のＭｎＳなどに安定的に析出し、α変態核として機能することを突き止めた。特許文献１などの従来技術に対して、鋳片表面割れを回避するために単純にＮ量だけ低くすると、γ域でのＶＮ析出が抑制されてＶＮ効果が低下してしまう。

しかしながら、Ｎ量の低減と同時にＣ量を増加して、かつ、冷却速度が小さい場合に限定すると、ＶＮに代わってＶ（Ｃ，Ｎ）の析出が促進し、これがＶＮと同様にα変態核として有効に機能することを見出したのである。ＶＮとＶＣは結晶構造が同じで格子定数もほぼ同じであるから、これらの固溶体であるＶ（Ｃ，Ｎ）の格子定数はＶＮとほぼ同じとみなせる。従って、Ｖ（Ｃ，Ｎ）のαに対する格子整合性はＶＮのそれに比較して遜色なく、Ｖ（Ｃ，Ｎ）はＶＮと同様に高いα変態能を有すると考えられる。Ｖ（Ｃ，Ｎ）は冷却過程の８００℃〜７００℃のγ域で析出し、引き続く７００℃〜５００℃の冷却過程でＶ（Ｃ，Ｎ）を核にしてα変態が生じるから、この８００℃〜５００℃の冷却速度が冶金的に重要である。８００℃〜５００℃の平均冷却速度が１．５℃／ｓより大きいとγ域でＶ（Ｃ，Ｎ）が十分に析出せず、Ｖ（Ｃ，Ｎ）のα変態核効果は小さくなる。一方、この平均冷却速度が０．３℃／ｓより小さくなると、Ｖ（Ｃ，Ｎ）から変態したαの成長が促進されて、α組織が粗大化してしまう。従って、ＨＡＺにおける８００℃〜５００℃の平均冷却速度が１．５〜０．３℃／ｓとなる溶接条件を目安に本知見を適用することが重要である。溶接時の冷却速度の大小は、工業的には溶接入熱量の大小を用いて表現する慣例がある。そこで、上記の１．５〜０．３℃／ｓの平均冷却速度を溶接入熱量に対応させると、概ね２０〜１５０ｋＪ／ｍｍとみなせる。

次に、ＨＡＺ靭性に及ぼすＣ量増加の有害性とＮ量低減の有益性を説明する。
本発明のようにＣ量を高めると、硬質第二相であるパーライトやセメンタイトが増えたり、α域において析出した炭化物で硬化して、一般的にＨＡＺ靭性は脆化する。しかし、本発明では、Ｃ量を高めると同時にＮ量を低めることが特徴なので、固溶Ｎによる脆化が軽減されて、Ｃ量増加の有害性を相殺する。先の特許文献２〜４のようなＨ形鋼母材では、実施例に示されるように高いＮ量のもとで０．０８％以上の高いＣ量が適用され、良好な靭性が得られている。これはＨ形鋼母材の熱間圧延によってγ粒が再結晶で細粒化するため、変態後のα組織が微細化するため、Ｎ量とＣ量の両方が高い場合でも良好な母材靭性が得られるのである。一方、特許文献１のような大入熱溶接ＨＡＺでは、Ｈ形鋼母材に比べるとγ粒が著しく大きくなるから、Ｈ形鋼母材に比べると変態後のα組織は相対的に粗大になる。特許文献１の実施例に示されるように、高いＮ量のもとで０．０８％以上の高いＣ量を適用すると（表１の鋼Ｂ；Ｎ＝０．０１０％、Ｃ＝０．１４％、Ｖ＝０．０７２％）良好なＨＡＺ靭性を確保することは難しい。
従って、本発明が対象とする大入熱溶接ＨＡＺでは、Ｖ（Ｃ，Ｎ）析出促進のために０．０８％以上の高いＣ量を適用するが、同時にＮ量を０．００６％以下に低減してその有害性を相殺することが重要である。つまり、本発明における０．００６％以下の低いＮ量の意義は、一つは連続鋳片表面割れの回避であり、もう一つは高いＣ量の有害性を相殺することである。

本発明では、製造コストの観点からＣａやＭｇを添加しないことが特徴である。
そこで、ＨＡＺにおけるＶ（Ｃ，Ｎ）の析出に及ぼすＣａやＭｇの影響を基礎的に検討した。ＣａやＭｇは強力な脱硫元素であるから、Ｍｎに優先して硫化物を形成する。Ｖ（Ｃ，Ｎ）の優先析出サイトとして、ＭｎＳ、ＣａＳ、ＭｇＳの能力を検討した結果、ＨＡＺに分散するこれら硫化物の大きさと個数が同等ならば、ＭｎＳが最も有効なＶ（Ｃ，Ｎ）の析出サイトとして機能することが判明した。従って、ＣａやＭｇを添加しない本発明では、ＭｎＳをできるだけ有効に活用してＶ（Ｃ，Ｎ）の析出を促す観点から、ＭｎとＳの添加量を適正に制御することを重視した。

以下に本発明の鋼板における化学成分の限定理由について詳細に説明する。
Ｃは、本発明で重要な元素である。母材の強度を確保し、さらにＨＡＺにおいてＶ（Ｃ，Ｎ）を析出させるために０．０８％以上必要であり、これが下限である。ＨＡＺの冷却速度が比較的に速い条件のもとで安定的にＶ（Ｃ，Ｎ）を析出させるためには、０．１０％を超える高いＣ量が好ましい。ただし、Ｃが０．２％を超えると母材やＨＡＺの靭性を損なうため、これが上限である。
Ｓｉは、脱酸元素および強化元素として有効であるが、０．５％を超えるとＨＡＺ靭性を損なうためこれが上限である。ＳｉはＭＡ生成を助長して大入熱溶接ＨＡＺ靭性を劣化させる傾向があるため、本発明ではできるだけ少ないほうが好ましい。
Ｍｎは、母材の強度と靭性を経済的に確保し、さらにＨＡＺにおいてＶ（Ｃ，Ｎ）の優先析出サイトとなるＭｎＳを安定的に生成させるため０．５％以上必要である。ただし、２％を超えてＭｎを添加すると、中心偏析の有害性が顕著となって母材とＨＡＺの靭性を損なうため、これが上限である。
Ｐは、不純物元素であり、ＨＡＺ靭性を安定的に確保するために０．０２％以下に低減する必要がある。
Ｓは、ＨＡＺにおいてＶ（Ｃ，Ｎ）の優先析出サイトとなるＭｎＳを安定的に生成させるため０．００１％以上必要である。ただし、Ｓが０．００５％を超えて含まれると粗大な硫化物が生成して母材やＨＡＺの靭性を損なうため、これが上限である。なお、Ｓ量の下限及び上限は、実施例に基づいて、それぞれ、０．００２％以上、０．００４％以下とする。

Ａｌは、脱酸を担い、不純物元素であるＯを０．００４％以下に低減するために必要である。Ａｌ以外にＳｉも脱酸に寄与するが、たとえＳｉが添加される場合でも０．００１％以上のＡｌがないと安定的にＯを０．００４％以下に抑えることは難しい。ただし、Ａｌが０．１％を超えると、アルミナ系の粗大酸化物やそのクラスターが生成し、母材とＨＡＺの靭性を損なうため、これが上限である。

Ｖは、本発明で最も重要な元素である。大入熱溶接の冷却過程における８００℃から５００℃の平均冷却速度が１．５〜０．３℃／ｓ（溶接入熱量２０〜１５０ｋＪ／ｍｍに概ね対応）の場合に、γ粒界とγ粒内にＶ（Ｃ，Ｎ）として析出し、これがα変態核として機能することでα組織の微細化をもたらす。そのために必要な下限のＶは０．０１％である。Ｖが０．１％を超えるとα変態後のＨＡＺにおいてＶ炭化物による析出硬化が顕著となってＨＡＺ靭性が劣化する。したがって、これが上限である。
Ｎは、本発明で重要な元素である。連続鋳造鋳片の表面割れを安定的に回避するため、０．００６％以下に抑える必要があり、これが上限である。このような低いＮ量は、ＨＡＺの固溶Ｎ脆化を軽減するため、０．０８％以上の高いＣ量を適用する際の有害性を相殺する効果がある。ただし、ＨＡＺにおいてＶ（Ｃ，Ｎ）を析出させるために０．００１％以上必要であり、これが下限である。なお、Ｎ量の下限は、実施例に基づいて、０．００３％以上とする。

Ｏは、酸化物を構成し、一部の粗大酸化物が脆性破壊の発生起点として作用する有害性が懸念されるため、０．００４％以下に抑える必要がある。なお、Ｏ量の上限は、実施例に基づいて、０．００３％以下とする。
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂは、要求される母材の強度を確保するために添加される。いずれ元素も厚板圧延後の冷却過程でγ→α変態時の焼入性を高め、母材強度を高める効果がある。これらの元素が効果を発揮する下限は、Ｃｕ、Ｎｉ、 Ｃｒ、Ｍｏについては０．０５％であり、Ｂについては０．０００３％である。ただし、これらの元素が多すぎるとＨＡＺ靭性や溶接性が劣化するため、上限をもうける必要がある。Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏの上限は１％であり、Ｎｉの上限は３％であり、Ｂの上限は０．００３％である。
Ｎｂは、母材の強度と靭性の両方を確保するために添加される。Ｎｂは圧延γ組織を微細化し、γ→α変態時に焼入性を高め、α変態後に析出することで母材の強靭化に寄与する。この効果を発揮する下限は０．００３％である。ただし、Ｎｂが０．０３％を超えて添加されるとＨＡＺが硬化して脆化するので、これが上限である。
Ｔｉは、母材とＨＡＺの靭性を高めるために添加される。ＴｉＮを形成して鋳片加熱時やＨＡＺ（最高加熱温度≦１３５０℃となる領域）のγ粒成長を抑制し、変態後のα組織を微細化して靭性を高める効果がある。この効果を発揮する下限は０．００３％である。ただし、Ｔｉが０．０３％を超えて添加されるとＨＡＺ靭性が硬化して脆化するので、これが上限である。

次に、本発明を適用した厚鋼板の製造方法の一例を説明する。
鉄鋼業の製鋼工程において、溶鋼の不純物元素を低減するとともに必要な合金元素を適正に添加し、連続鋳造によって鋳片を造る。この際、脱酸や脱硫の手順を考慮せず、ＣａやＭｇなどの低歩留元素を添加せず、鋳片の表面割れ感受性が低いため、製造コストが安価であることが本発明の特徴である。鋳造時の冷却途中あるいは冷却後に鋼片を再加熱し、厚板圧延によって１５〜１００ｍｍの厚みの鋼板を造り、圧延後に空冷あるいは水冷する。水冷途中で水冷を停止して空冷することもある。必要に応じて各種の熱処理を行うことで母材の強度と靭性を調整することもある。

以上の如く製造された厚鋼板は、添加元素としてＮ量を０．００６％以下の量として連続鋳造鋳片の表面割れを回避した上で、ＶとＮの規定量の複合添加によりα変態核効果を得、Ｎ量の低下に伴うＶＮ効果の低減をＣ量の増加でＶ（Ｃ，Ｎ）効果として補うと、溶接時の平均冷却速度が低い（０．３〜１．５℃／ｓｅｃ）場合に、換言すると、溶接入熱量が概ね２０〜１５０ｋＪ／ｍｍとなる範囲において、高価なＣａやＭｇを添加しなくとも、良好な靭性を確保できるので、−２０℃〜０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー平均値が１００Ｊ以上である厚鋼板を、安価に提供することが可能となる。
即ち前述の厚鋼板であれば、造船や建築やそれ以外の溶接構造物に使用され、構造物の建造における高い溶接施工能率と、構造物の高い安全性・信頼性を両立することができる。
また、以上説明の厚鋼板において、ＣａやＭｇの積極的な添加を行わない安価な厚鋼板とし、Ｖ（Ｃ，Ｎ）のα変態核効果を活かすために、Ｖ（Ｃ，Ｎ）の析出を促進する観点から、ＭｎＳを有効活用するために、ＭｎとＳの範囲を前述の範囲に規定することにより、良好な靭性を確保できる厚鋼板を提供できる。

製鋼工程で溶鋼の化学成分を制御して連続鋳造によって鋼片を作製し、これを再加熱して厚板圧延によって１５〜１００ｍｍ厚みの鋼板とし、圧延後に空冷あるいは水冷を行った。必要に応じて熱処理を施し、降伏強度が３２５〜５００ＭＰａ級である厚鋼板を製造した。製鋼工程において、脱酸や脱硫の手順は特に考慮せず、ＣａやＭｇは添加しなかった。
表１に鋼の化学成分と連続鋳造鋳片の表面われ有無を、表２に厚鋼板の機械的性質と１パス溶接継手のＨＡＺ靭性を示す。
エレクトロガス溶接法（Ｅｌｅｃｔｒｏｇａｓ Ｗｅｌｄｉｎｇ：ＥＧＷ）では図１に示すような突合せ継手を、エレクトロスラグ溶接法（Ｅｌｅｃｔｒｏｓｌａｇ Ｗｅｌｄｉｎｇ：ＥＳＷ）では図２に示すようなＴ字継手を作製し、溶接入熱量が２０〜１５０ｋＪ／ｍｍの１パス大入熱溶接を適用した。
図１に突き合わせ溶接部を示すが、厚鋼板の母材１、２とそれらを突き合わせ溶接した溶接金属部３を有し、板厚中心線Ｓに沿って溶接金属部３から溶接線（ＦＬ）を超えて溶接熱影響部（ＨＡＺ）４を通過する部位から試験片５を採取した。
図２にＴ字継手溶接部を示すが、厚鋼板からなるスキンプレート７に間隙をあけて厚鋼板からなるダイヤフラム８をＴ字状に配置し、前記間隙を挟むように沿わせて配置した裏当金９、１０により溶接時の溶融スラグと溶融金属が溶接部から流れ出ないように囲み、溶融したスラグ浴の中に溶接ワイヤを供給し、主として溶融スラグの抵抗熱によって溶接ワイヤを溶融させ、溶着金属部１２を形成してなる溶接部である。この溶接部においてダイヤフラム８の板厚中心線に沿って溶接金属部１２から溶解融線（ＦＬ）を超えてスキンプレート側の溶接熱影響部１３を通過してスキンプレート７の内部側に至る部位から試験片１５を採取した。

図１と図２に示す要領で、溶解融線（Ｆｕｓｉｏｎ Ｌｉｎｅ：ＦＬ）から１ｍｍ離れた各試験片５、１５のＨＡＺ部分、あるいはＦＬ上にノッチを入れ、ＥＧＷ継手の試験片５は−２０℃で、ＥＳＷ継手の試験片１５は０℃でシャルピー衝撃試験を行った。一つのノッチ位置と一つの試験温度について３本の試験を行い、平均の吸収エネルギーを採用した。シャルピー衝撃試験はＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠し、ＪＩＳ Ｚ ２２０２のＶノッチ試験片を用いた。

表１と表２に示す鋼２、５〜１８は本発明鋼であり、鋼の化学成分は０．００６％以下の低いＮ量のもとで適正にＶ量とＣ量が調整された鋼であり、連続鋳造鋳片の表面われは発生せず、０℃あるいは−２０℃で１００Ｊを超える良好なＨＡＺ靭性が達成された。一方、表１と表２に示す鋼１９〜２９は比較鋼であり、鋼の化学成分が適正でないために、ＨＡＺ靭性が不十分であったり、連続鋳造鋳片の表面われが発生した。鋼１９はＣが少ないために、鋼２５はＶが少ないために、鋼２７はＮが少ないために、ＨＡＺのγ域でＶ（Ｃ，Ｎ）が十分に析出せず、Ｖ（Ｃ，Ｎ）のα変態核効果が十分に引き出せないため、ＨＡＺ組織の微細化が不十分となって良好なＨＡＺ靭性が得られなかった。鋼２０はＣが多いために硬化第二相（セメンタイト、パーライト、ＭＡ）の増加とＶ炭化物による析出硬化が生じて、良好なＨＡＺ靭性が得られなかった。鋼２１はＭｎが少ないために、鋼２２はＳが少ないために、ＨＡＺのγ粒内においてＶ（Ｃ，Ｎ）の優先析出サイトであるＭｎＳの個数が不足し、Ｖ（Ｃ，Ｎ）の析出が抑制され、Ｖ（Ｃ，Ｎ）のα変態核効果が十分に引き出せず、ＨＡＺ組織の微細化が不十分となって良好なＨＡＺ靭性が得られなかった。鋼２３はＳが多いために脆性破壊の発生起点として作用する粗大なＭｎＳが増加して、良好なＨＡＺ靭性が得られなかった。鋼２４はＡｌが少ないために脱酸が不十分なためにＯを適正レベルまで低減できず、脆性破壊の発生起点として作用する粗大な酸化物が増加して、良好なＨＡＺ靭性が得られなかった。鋼２６はＶが多いために析出硬化が生じて、良好なＨＡＺ靭性が得られなかった。鋼２８はＮが多いために連続鋳造鋳片の表面われが発生した。さらに、固溶Ｎ脆化の助長によって０．１４％の高Ｃに起因する有害性（硬化第二相の増加、Ｖ炭化物による析出硬化）を相殺することが難しく、良好なＨＡＺ靭性が得られなかった。鋼２９はＭｎが多いためにＨＡＺ靭性が低下した。表２の比較鋼４’と比較鋼１１’は、表１に示す試験鋼４（参考例）、試験鋼１１と同じ母材を使用した試料であるが、溶接入熱量が少な過ぎるか、多過ぎるために、ＨＡＺ靭性が低下した。

エレクトロガス溶接突合せ継手におけるシャルピー試験片の採取要領を示す図である。 エレクトロスラグ溶接Ｔ字継手におけるシャルピー試験片の採取要領を示す図である。

符号の説明

３ 溶接金属部、
４ 溶接熱影響部（ＨＡＺ）、
５ 試験片、
１２ 溶接金属部、
１３ 溶接熱影響部（ＨＡＺ）、
１５ 試験片、

Claims (4)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０８〜０．２％、
   Ｓｉ：０．５％以下、
   Ｍｎ：０．５〜２．０％、
   Ｐ ：０．０２％以下、
   Ｓ ：０．００２〜０．００４％、
   Ａｌ：０．００１〜０．１％、
   Ｖ ：０．０１〜０．１％、
   Ｎ ：０．００３〜０．００６％、
   Ｏ ：０．００３％以下
   を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする、溶接入熱量が２０〜１５０ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
2. さらに、質量％で、
   Ｃｕ：０．０５〜１％、
   Ｎｉ：０．０５〜３％、
   Ｃｒ：０．０５〜１％、
   Ｍｏ：０．０５〜１％、
   Ｂ ：０．０００３〜０．００３％、
   Ｎｂ：０．００３〜０．０３％、
   Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、
   の一種または二種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
3. 請求項１に記載の成分のうち、Ａｌ量が、質量％で、
   Ａｌ：０．０１０〜０．１％
   であることを特徴とする、請求項１又は２に記載の大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
4. 請求項１に記載の成分のうち、Ｖ量が、質量％で、
   Ｖ：０．０４〜０．１％
   であることを特徴とする、請求項１〜３の何れか１項に記載の大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。

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