JP5103037B2 - 母材および溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、橋梁や高層建造物、船舶などの溶接構造物に適用される鋼板に関し、殊に大入熱溶接後の母材および熱影響部（以下、単に「ＨＡＺ」と呼ぶことがある）の靭性に優れた鋼板に関するものである。

近年、上記各種溶接構造物の大型化に伴い、板厚が５０ｍｍ以上である厚鋼板の溶接が不可避となっている。このため、あらゆる分野において、溶接施工効率の改善という観点から、５０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接が指向される状況である。

しかしながら、大入熱溶接を行うと、ＨＡＺが高温のオーステナイト領域まで加熱されてから徐冷されるので、ＨＡＺ部（特にＨＡＺ部のボンド部付近）の組織が粗大化し、その部分の靭性が劣化しやすいという問題がある。こうしたＨＡＺ部における靭性（以下、「ＨＡＺ靭性」と呼ぶことがある）を良好に確保することが、永年の課題となっている。

大入熱溶接時におけるＨＡＺ靭性の劣化防止のための技術は、これまでにも様々提案されている。こうした技術の代表例としては、例えば特許文献１に示されるように、鋼材中に微細なＴｉＮを分散析出させることで、大入熱溶接を行なったときのＨＡＺで生じるオーステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性の劣化を抑えた鋼材が提案されている。しかしながらこうした技術では、溶接金属が１４００℃以上の高温になると、ＨＡＺのうち特に溶接金属に近接した部位（ボンド部）において、溶接時に受ける熱により上記ＴｉＮが固溶消失してしまい、ＨＡＺ靭性の劣化を十分に抑えることができないという問題がある。

こうしたことから、例えば特許文献２には、ＭｇＯを活用してＴｉＮを微細分散させると共に、大入熱溶接時に固溶するＴｉＮの代替として活用することによってＨＡＺ靭性を改善することも提案されている。しかしながら、酸化物を利用するものでは、ＴｉＮに匹敵するほどの均一微細分散が困難であり、特性にバラツキが生じやすいという問題がある。

また、特許文献３には、粒径が０．１μｍを超えるような粗大ＴｉＮの生成を抑制するために、粒径が０．０１〜０．１μｍである微細ＴｉＮの分布の適正化を図ることによって、ＨＡＺ靭性の改善を図る技術も提案されている。しかしながら、微細ＴｉＮの分布の適正化を図るだけでは、十分なＨＡＺ靭性を確保することはできない。

ところで本発明者らは、溶接時に高温の熱影響を受けた場合でもＨＡＺの靭性が劣化しない鋼材を特許文献４に先に提案している。この技術では、鋼材にＮを多量に添加し、且つＴｉとＢの添加バランスを適切に制御することによって、溶接後も未固溶で存在するＴｉＮの量を増加させ、ＨＡＺ靭性を改善するものである。

また本発明者らは、溶接用鋼中に存在するＴｉＮ系介在物の中にＮｂを積極的に含有させると共にＴｉ／Ｎｂ比を制御し、粒径が０．０１〜０．２５μｍである介在物の個数を１ｍｍ²当りで１．０×１０⁴個以上とすることにより、幅広い入熱範囲でのＨＡＺ靭性を確保する技術も提案している（例えば、特許文献５）。
特公昭５５−２６１６４号公報 特開平１０−２９８７０８号公報 特開２００１−９８３４０号公報 特開２００５−２００７１６号公報 特開２００４−２１８０１０号公報

しかしながら、溶接の分野では、ＨＡＺ靭性の更なる改良が求められているのが実情である。また、圧下量が低下する鋼板（母材）の板厚中心部の低温靭性が低下するという問題も指摘されている。母材の靭性の改善には、仕上げ圧延温度を低下させることが有効であることが知られているが、鋼板の板厚拡大に伴って、板厚が８０ｍｍ以上になるような厚鋼板では、十分な靭性が確保できないという問題がある。

本発明はこのような状況に鑑みてなされたものであって、その目的は、大入熱溶接を行った場合であってもＨＡＺ靭性が優れると共に、母材自体の靭性にも優れた厚鋼板を提供することにある。

上記課題を解決することのできた本発明に係る厚鋼板とは、Ｃ：０．０３〜０．１２％（「質量％」の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．２０％以下（０％を含む）、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０１５〜０．０８％、Ｎ：０．００６０〜０．０１２０％、Ｂ：０．００１０〜０．００５０％およびＺｒ：０．０００１〜０．０５０％の他、ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％および／またはＣａ：０．０００３〜０．０２％を含有すると共に、下記（１）式の関係を満足し、且つ円相当直径で０．０５μｍ以下のＴｉ含有窒化物が１ｍｍ²当り５．０×１０⁶個以上存在すると共に、ＲＥＭおよび／またはＣａと、ＴｉとＺｒを含有する酸化物であって、円相当直径で０．２〜５μｍの酸化物が１ｍｍ²当り５００個以上存在する点に要旨を有する。
［Ｔｉ］×１６［Ｓｉ］×（１２−４０［Ｃ］）＜０．３８（％）…（１）
但し、［Ｔｉ］，［Ｓｉ］および［Ｃ］は、夫々Ｔｉ，ＳｉおよびＣの含有量（質量％）を示す。

尚、上記「円相当直径」とは、Ｔｉ含有窒化物や酸化物の大きさに着目して、その面積が等しくなる様に想定した円の直径を求めたもので、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察面上で認められる窒化物および酸化物のものである。本発明で対象とするＴｉ含有窒化物は、ＴｉＮは勿論のこと、Ｔｉの一部（原子比で５０％以下程度）を他の窒化物形成元素（例えば、Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖ等）で置換した窒化物をも含む趣旨である。また、本発明で対象とする酸化物は、酸化物単体は勿論のこと、酸化物に硫化物や窒化物（Ｔｉを含有しない窒化物）等の他の化合物が複合析出したものをも含むものである。

本発明の厚鋼板には、必要によって更に（ａ）Ｃｕ，ＮｉおよびＣｒよりなる群から選ばれる１種以上の元素：合計で０．１〜１．５％、（ｂ）Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない），Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）およびＶ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素、等を含有させることも有用であり、こうした元素を含有することでその種類に応じて厚鋼板の特性が更に改善されることになる。

本発明によれば、上記（１）式の関係を満足させつつ、鋼板の化学成分組成を適切な範囲内に納めると共に、窒化物および酸化物を適切に微細分散させることによって、大入熱溶接時に鋼材中に固溶消失しない微細な窒化物および酸化物を鋼中に均一分散できるため、母材および溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性改善を図った厚鋼板が実現できた。

本発明者らは、溶接時の高温においても溶け残るＴｉ含有窒化物（以下、ＴｉＮで代表することがある）を増加させることに成功しているのであるが（前記特許文献４）、こうした技術を基本として、ＨＡＺ靭性を更に改善するために検討を重ねた。

溶接時には、微細ＴｉＮは溶解すると共に、粗大なＴｉＮは粒成長するような挙動（オストワルド成長）を示すことになる。本発明者らは、こうした挙動に着目し、できるだけ微細なＴｉＮを多量に分散させてやることによって、粒成長した後においてもＴｉＮ分布が微細均一になるようにするには、円相当直径で０．０５μｍ以下のＴｉＮが１ｍｍ²当り５．０×１０⁶個以上となるように制御すれば良いことを見出し、その技術的意義が認められたので先に出願している（特願２００６−３０７０８１号）。

この技術の開発によって、大入熱溶接したときのＨＡＺ靭性が格段に向上し得たのであるが、特に板厚が８０ｍｍ以上になるような厚鋼板では、鋼板（母材）の板厚中心部（板厚１／２部）で良好な低温靭性が確保できないことがあることが判明した。

本発明者によれば、ＴｉＮのみを分散させた厚鋼板において板厚中心部で良好な低温靭性が確保できない原因は、スラブの厚さ方向でＴｉＮの分散が異なるためと推察された。即ち、ＴｉＮは鋳造時に生成するので、凝固偏積の影響を受け、表層部と中心部でサイズや分布にバラツキが生じるものと考えられた。

そこで本発明者らは、厚さ方向に比較的均一に分散できる酸化物をも有効に利用することに着目し、更に検討した。その結果、ＲＥＭおよび／またはＣａと、ＴｉとＺｒを含有し、円相当直径で０．２〜５μｍの酸化物が１ｍｍ²当り５００個以上存在するようにすれば、母材の低温靭性が格段に改善され得ることが判明したのである。またこうした酸化物の分散は、ＨＡＺ靭性を更に向上させる上でも有効であることも判明したのである。即ち、本発明の厚鋼板でＨＡＺ靭性改善のために、微細なＴｉＮを主体として分散させるものであるが、上記オストワルド成長によって粗大化してＨＡＺ靭性改善効果を失うＴｉＮの代替として、酸化物が有効に作用し得ることも判明したのである。

酸化物分散による上記の効果を発揮させるためには、円相当直径で０．２〜５μｍの酸化物が１ｍｍ²当り５００個以上存在するように制御する必要がある。酸化物の大きさが円相当直径で０．２μｍ未満であるような微細酸化物では、分散させることによる効果が発揮されず、円相当直径で５μｍを超えるような粗大酸化物では、脆性破壊の起点となって却って靭性の低下を招くことになる。

尚、上記のような酸化物の分散状態を実現するには、溶鋼中の溶存酸素量を０．００２０〜０．０１０％程度に制御した上で、Ｔｉを添加し、引き続きＲＥＭおよび／またはＣａとＺｒの添加を行い、鋳造時の１５００〜１３００℃の温度範囲での冷却速度を１０℃／分以上に制御すれば良い。上記溶存酸素量が０．００２０％未満では、上記各元素を複合添加しても酸素量が不足するため、母材およびＨＡＺの靭性向上に寄与する酸化物分散量を確保することができない。また溶存酸素量が０．０１０％を超えると、溶鋼中の酸素量が多過ぎるため、溶鋼中の酸素と上記各元素の反応が激しくなって溶製作業上好ましくないばかりか、粗大な複合酸化物が生成しやすくなる。

本発明の鋼板においては、後述する制御によって、微細なＴｉＮを主体として分散させることも要件とするものであるが、一部粗大なＴｉＮ（例えば、円相当直径で０．０５μｍよりも大きいＴｉＮ）が含まれていても、こうした粗大ＴｉＮは鋼板の特性にそれほど影響を与えない。要するに、円相当直径で０．０５μｍ以下となるようなＴｉＮ（Ｔｉ含有窒化物）が所定量分散されていれば良い。

ところで、ＴｉＮを多量に分散させるためには、ＴｉおよびＮの含有量を増大させる必要がある（Ｔｉで０．０１５％以上、Ｎで０．００６０％以上）。しかしながら、ＴｉＮは鋼材鋳造時の１５００℃前後で生成しやすく、この温度域で生成するＴｉＮは、Ｔｉ，Ｎの増量によって更に粗大化しやすい状況にある。その結果、上記のような適切はＴｉＮの分布状態を達成しにくくなる。

そこで、本発明者らは鋳造時の高温域で生成するＴｉＮ量を低減するべく、更に検討した。高温域でＴｉＮが生成しやすいのは、Ｔｉの活量が高いためであると推定できた。そして、Ｔｉの活量を低下させるとの着想の下で、検討したところ、Ｔｉの活量を上昇させるＳｉと、Ｔｉとの関係を適切に制御してやれば、高温域で生成するＴｉＮ量を低減できるとの着想が得られた。

また、ＴｉＮの高温粗大化を抑制する手段として、鋼の状態図で表される「δ域」の温度範囲を縮小させることも有効であることも知見している。本発明者らは、かねてより鋼板のＨＡＺ靭性改善を目指して検討しており、その研究の一環として、鋼の状態図において表わされるδ域の温度範囲を縮小させることにより、同じＴｉ，Ｎ添加量であっても、ＴｉＮを微細分散させ得ることを見出しており、その技術的意義が認められたので先に出願している（特願２００６−３１４５７号）。本発明では、こうした知見をも応用するものである。

上記「δ域」とは、鉄の状態図においてδ鉄が含まれる領域を意味する。この「δ鉄が含まれる領域」は、δ鉄のみの領域の他にも、δ＋γの２相領域など、δ相と他の相状態が含まれる領域も包含する。そして、「δ域の温度範囲」とは、δ鉄が含まれる温度範囲（δ域の上限温度と下限温度の差）をいう。ここで特定組成の鋼において、例えばδ鉄のみの温度範囲とδ＋γ鉄の温度範囲がある場合は、これらの温度範囲の合計がδ域の温度範囲となる。このδ域の温度範囲は、総合熱力学計算ソフトウエア（Ｔｈｅｍｏ−ｃａｌｃ、ＣＲＣ総合研究所から購入可能）に、鋼材の化学成分組成を入力することによって計算することができる。

上記のようなδ鉄中ではＴｉの拡散速度が速いので、δ域の温度範囲が広いと、δ鉄が存在する時間が長くなり、粗大なＴｉ含有窒化物が形成され易くなると考えられる。上記技術では、Ｔｈｅｍｏ−ｃａｌｃの計算にて、特定成分を基準に化学成分量を１つだけ変更することにより、各化学成分のδ域の温度範囲への影響を調べたところ、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｂ等が関与し得ることを知見し、これらの成分を要素とする所定の関係式を求めた。また上記成分のうち、特にＣはδ域の温度範囲を縮小する上で有用な成分である。

このようなＣによる「δ域温度範囲縮小効果」に加え、上記したＳｉとＴｉとの関係を適切に制御することによる高温域での「ＴｉＮ量低減効果」を考慮し、これらの成分（Ｃ，ＳｉおよびＴｉ）がＨＡＺ靭性に与える影響について、実験によって更に検討した。その結果、上記成分が下記（１）式の関係を満たしたとき、Ｃによる「δ域温度範囲縮小効果」と高温域でのＴｉＮ量低減効果が有効に発揮され、ＨＡＺ靭性が極めて良好になり得ることを見出したのである。
［Ｔｉ］×１６［Ｓｉ］×（１２−４０［Ｃ］）＜０．３８（％）…（１）
但し、［Ｔｉ］，［Ｓｉ］および［Ｃ］は、夫々Ｔｉ，ＳｉおよびＣの含有量（質量％）を示す。

各化学成分量が適正範囲内であれば、上記（１）式の左辺の値［［Ｔｉ］×１６［Ｓｉ］×（１２−４０［Ｃ］）：以下「Ｚ値」と呼ぶ］が小さくなるほど、上記「δ域温度範囲縮小効果」および／または「ＴｉＮ量低減効果」が有効に発揮され、ＨＡＺ靭性が良好になる。このＺ値の上限は０．３８（％）であるが、好ましい上限は０．３５（％）、より好ましくは０．３０（％）以下である。尚、Ｚ値の下限は各化学成分の適正量から定められ、０．０（％）程度である。

次に、本発明の鋼材（母材）における成分組成について説明する。上記のように、本発明の鋼板は、その化学成分組成が上記（１）式の関係式を満足していても、夫々の化学成分（元素）の含有量が適正範囲内になければ、母材とＨＡＺの優れた靭性を達成することができない。従って、本発明の厚鋼板では、Ｔｉ含有窒化物および酸化物の分布状況が良好であること、および化学成分が上記（１）式を満たすことに加えて、夫々の化学成分の量が、以下に記載するような適正範囲内にあることも必要である。これらの成分の範囲限定理由は、下記の通りである。

［Ｃ：０．０３〜０．１２％］
Ｃは、鋼板の強度を確保するために欠くことのできない元素であり、また前述のごとく鋼の状態図におけるδ域の温度範囲を縮小させるのに有効な元素である。Ｃ含有量が０．０３％未満では、鋼板の強度が確保できないばかりか、δ域の縮小効果が発揮されず、Ｔｉ含有窒化物が粗大化することになる。好ましくは０．０４％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。しかしながら、０．１２％を超えると、溶接時にＨＡＺに島状マルテンサイト相（ＭＡ相）が多く生成してＨＡＺの靭性劣化を招くことになる。従ってＣは０．１２％以下（好ましくは０．１０％以下）に抑える必要がある。

［Ｓｉ：０．２０％以下（０％を含む）］
Ｓｉは、固溶強化によって鋼板の強度を確保するのに有用な元素であるが、過剰に含有させると、上記（１）式を満足していてもＴｉの活量を高めることによってＴｉ含有窒化物の粗大化を招くことになる。こうした観点から、Ｓｉ含有量は０．２０％以下にする必要があり、好ましくは０．１５％以下に抑える。尚、ＨＡＺに更なる高靭性が求められる場合には、Ｓｉ含有量は０％であっても良い。

［Ｍｎ：１．０〜２．０％］
Ｍｎは、鋼板の強度を確保する上で有用な元素であり、こうした効果を有効に発揮させるには、１．０％以上含有させる必要がある。好ましくは１．４％以上である。しかし、２．０％を超えて過剰に含有させるとＨＡＺの強度が上昇し過ぎて靭性が劣化するので、Ｍｎ含有量は２．０％以下とする。好ましくは１．８％以下である。

［Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）］
不純物元素であるＰは、粒界破壊を起こし易く靭性に悪影響を及ぼすので、その量はできるだけ少ないことが好ましい。靭性を確保するという観点からして、Ｐ含有量は０．０３％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０２％以下とする。しかし、工業的に、鋼中のＰを０％にすることは困難である。

［Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）］
Ｓは、ＨＡＺの高温割れを助長する不純物であり、その量ができるだけ少ないことが好ましい。ＨＡＺ靭性を確保するという観点からして、Ｓ含有量は０．０１５％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．００８％以下とする。しかし、工業的に、鋼中のＳを０％にすることは困難である。

［Ａｌ：０．０１％以下（０％を含まない）］
Ａｌは、脱酸元素として有用であるが、その含有量が過剰になるとＨＡＺ靭性が劣化するので、０．０１％以下に抑える必要があり、好ましくは０．００８％以下とする。

［Ｔｉ：０．０１５〜０．０８％］
Ｔｉは、Ｎと微細な窒化物および酸化物を形成して母材およびＨＡＺの靭性向上に寄与する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｔｉは０．０１５％以上含有させることが必要であり、好ましくは０．０１８％以上とする。しかし過剰に添加すると、Ｔｉ含有窒化物が粗大になってＨＡＺの靭性を劣化させるため、０．０８％以下に抑えるべきである。好ましくは０．０６０％以下とする。

［Ｎ：０．００６０〜０．０１２０％］
Ｎは、高温で溶け残る窒化物（Ｔｉ含有窒化物）を形成することによって、ＨＡＺ靭性を確保する上で有用な元素である。Ｎ含有量を０．００６０％以上（好ましくは０．００７０％以上）とすることによって、高温で溶け残るＴｉ含有窒化物が増加することになる。しかしＮ含有量が過剰になると、固溶Ｎ量が増大してＨＡＺ靭性が劣化する。従ってＮは０．０１２０％以下に抑える必要があり、好ましくは０．０１０％以下とする。

［Ｂ：０．００１０〜０．００５０％］
Ｂは、溶接時に加熱されたＨＡＺが冷却される過程において鋼中のＮと結合してＢＮを析出しＨＡＺ靭性を改善させる。こうした効果を有効に発揮させるには、０．００１０％以上含有させる必要がある。好ましくは０．００１５％以上である。しかし、Ｂ含有量が過剰になると、ＨＡＺのベイナイト組織を粗大化させて靭性が劣化するので、０．００５０％以下とする必要がある。好ましくは０．００４０％以下とするのがよい。

［Ｚｒ：０．０００１〜０．０５％］
Ｚｒは、母材およびＨＡＺの靭性向上に寄与する酸化物を構成する元素であり、これらが含有されることによって酸化物の微細化が図れることになる。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｚｒは０．０００１％以上含有させる必要があり、好ましくは０．００１％以上とする。しかし過剰に添加すると、酸化物が粗大になって母材およびＨＡＺの靭性を劣化させるため、０．０５％以下に抑えるべきである。好ましくは０．０４０％以下とする。

［ＲＥＭ：０．０００１〜０．０５％および／またはＣａ：０．０００３〜０．０２％］
ＲＥＭ（希土類元素）およびＣａは、上記Ｚｒと同様に、母材およびＨＡＺの靭性向上に寄与する酸化物を構成する元素であり、これらが含有されることによって酸化物の微細化が図れることになる。こうした効果を有効に発揮させるには、ＲＥＭで０．０００１％以上、Ｃａで０．０００３％以上含有させる必要がある。好ましくはＲＥＭで０．００１％以上、Ｃａで０．０００５％以上である。しかしこれらの元素の含有量が過剰になると、介在物（酸化物）が粗大化して母材およびＨＡＺの靭性が劣化するため、ＲＥＭで０．０５％以下、Ｃａで０．０２％以下とする必要がある。好ましくはＲＥＭで０．０３％以下、Ｃａで０．０１５％以下である。

尚、本発明において、ＲＥＭ（希土類元素）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。

本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部は鉄および不可避的不純物であり、該不可避的不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素（例えば、Ｓｎ，Ａｓ，Ｐｂ等）の混入が許容され得る。また、更に下記元素を積極的に含有させることも有効であり、含有される成分の種類に応じて鋼板の特性が更に改善される。

［Ｃｕ，ＮｉおよびＣｒよりなる群から選ばれる１種以上の元素：合計で０．１〜１．５％］
Ｃｕ，ＮｉおよびＣｒは、いずれもＨＡＺ靭性に影響を与えず、焼入れ性を高めて鋼板の強度を高めるのに有効に作用する元素である。こうした効果を発揮させるには、これらを１種または２種以上（合計）で０．１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．１５％以上とする。しかしこれらの元素の含有量が過剰になると、ＨＡＺにおけるＭＡ相増加によってＨＡＺ靭性が劣化するため、１．５％以下に抑えることが好ましい。より好ましくは１．０％以下である。

［Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない），Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）およびＶ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素］
Ｍｏ，ＮｂおよびＶは、母材およびＨＡＺの両方の強度を高めるのに有効に作用する元素である。こうした効果は、含有量が増加するにつれて増大するが、それらの効果をより有効に発揮させるためには、Ｍｏで０．１％以上、Ｎｂで０．００５％以上、Ｖで０．０１％以上含有させることが好ましい。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、ＨＡＺにおけるベイナイト組織を粗大化させて靭性が劣化するため、Ｍｏで０．５％以下（より好ましくは０．４％以下）、Ｎｂで０．０５％以下（より好ましくは０．０３０％以下）、Ｖで０．１％以下（より好ましくは０．０８％以下）に抑えることが好ましい。

本発明において、Ｔｉ含有窒化物を上記のように制御するには、上記成分組成を満たす溶鋼を用い、鋳造時の冷却速度を制御することが有効である。即ち、１５００〜１３００℃の温度範囲を１０℃／ｍｉｎ以上で冷却してスラブを形成することが推奨される。また、この様に冷却速度を制御するには、スラブ厚を低下させたり、冷却水量を増加させたりする手段が挙げられる。

本発明は厚鋼板に関するものであり、該分野において厚鋼板とは、ＪＩＳで定義されるように、一般に板厚が３．０ｍｍ以上であるものを指す。しかし、本発明の厚鋼板の板厚は、８０ｍｍ以上であることが好ましい。即ち、本発明の厚鋼板は、板厚が８０ｍｍ以上となるような鋼板で、入熱量が５０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接を行っても良好なＨＡＺ靭性を示すものである。但し、本発明の鋼板の厚みは８０ｍｍ以上のものに限定されず、５０ｍｍ以上或いは、それ未満となるような鋼板への適用を排除するものではない。

こうして得られる本発明の厚鋼板は、例えば橋梁や高層建造物、船舶などの構造物の材料として使用でき、小〜中入熱溶接はもとより大入熱溶接においても、母材および溶接熱影響部の靭性劣化を防ぐことができる。

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・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。

下記表１に示す組成の鋼を、溶鋼中の溶存酸素量をＳｉ，Ｍｎ添加量によって制御しつつ溶製法によって溶製し、この溶鋼を鋳造時（１５００〜１３００℃の温度範囲）における冷却速度を制御しつつ冷却してスラブ（断面形状：２００ｍｍ×２５０ｍｍ）とした後、１１００℃に加熱して熱間圧延を行い、板厚：８０ｍｍの熱間圧延板とし、圧延後に直接焼入れを実施し、５００℃で焼戻しして試験板とした。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中「−」は元素を添加していないことを示している。

上記のようにして製造した各試験板について、下記の要領でＴｉ含有窒化物の個数密度、酸化物の成分組成および個数密度、厚鋼板（母材）およびＨＡＺの靭性を測定した。これらの結果を、Ｚ値［＝［Ｔｉ］×１６［Ｓｉ］×（１２−４０［Ｃ］）］、溶鋼中の溶存酸素量、鋳造時の冷却速度と共に、下記表２に示す。

［Ｔｉ含有窒化物の個数密度の測定］
各鋼板のｔ（板厚）／４部位を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で、観察倍率６万倍、観察視野２×２（μｍ）、観察箇所５箇所の条件で観察した。そして画像解析によって、その視野中の各Ｔｉ含有窒化物の面積を測定し、この面積から各窒化物の円相当直径を算出した。尚、Ｔｉ含有窒化物であることは、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によって判別した。そして、円相当直径が０．０５μｍ以下となるＴｉ含有窒化物の個数を、１ｍｍ²当りに換算して求めた。

［酸化物の成分組成および個数密度の測定］
島津製作所製「ＥＰＭＡ−８７０５」（商品名）を用いて倍率：１０００倍で観察し、円相当直径が０．２〜５μｍである析出物（酸化物）について成分組成を分析した。観察視野面積を１〜５ｃｍ²、分析個数を１００個とし、特性Ｘ線の波長分散分光により析出物中央部での成分組成を分析した。分析対象元素は、Ａｌ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｌａ，ＣｅおよびＯとした。また、酸化物の個数を、観察視野面積で割ることによって、１ｍｍ²当りに換算して求めた。

［母材の靭性］
得られた試験板のｔ（板厚）／２部位から、圧延方向に対して直角の方向にＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して、−４０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ_-40）を測定した。このとき３本の試験片について吸収エネルギー（ｖＥ_-40）を測定し、その最低値を算出した。この最低値が２００Ｊを超えるものを母材靭性に優れると評価した。

［ＨＡＺ靭性の評価］
各鋼板のｔ（板厚）／４部位から、圧延方向に対して直角の方向にＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号試験片を採取し、大入熱溶接を模擬した熱サイクル試験を行い、ＨＡＺ靭性を評価した。このとき熱サイクル試験は、上記試験片を１４００℃に加熱して６０秒間保持した後、８００〜５００℃の温度範囲を５００秒かけて冷却することにより、溶接入熱量が６５ｋＪに相当する熱サイクルを与えた。ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して、−４０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ_-40）を測定した。このとき３本の試験片について吸収エネルギー（ｖＥ_-40）を測定し、その最低値を求めた。そして、ｖＥ_-40の最低値が１００Ｊを超えるものをＨＡＺ靭性に優れると評価した。

表１、２から次のように考察できる（尚、下記Ｎｏ．は、表１、２の鋼Ｎｏ．を示す）。Ｎｏ．１〜１５は、本発明で規定する要件を満足する例であり、化学成分組成、Ｚ値、Ｔｉ含有窒化物および酸化物の微細分散が適切になされており、母材および溶接熱影響部の靭性が良好な鋼板が得られていることが分かる。

これに対して、Ｎｏ．１６〜３０は、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例であり、溶接熱影響部の靭性が劣っている。詳細には、下記の通りである。

Ｎｏ．１６は、鋼板中のＣ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、Ｔｉ含有窒化物および酸化物の形態は良好であっても、ＨＡＺ靭性が劣化している。

Ｎｏ．１７は、鋼板中のＳｉ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり（Ｚ値が大きい）、Ｔｉ含有窒化物の形態が不良になっており（微細なＴｉ含有窒化物が得られていない）、良好な母材およびＨＡＺの靭性が得られていない。Ｎｏ．１８は、鋼板中のＭｎ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、Ｔｉ含有窒化物の形態は良好であっても、ＨＡＺの靭性が劣化している。

Ｎｏ．１９は、鋼板中のＰの含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、Ｔｉ含有窒化物の形態は良好であっても、母材およびＨＡＺ靭性が劣化している。Ｎｏ．２０は、鋼板中のＡｌ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、Ｔｉ含有窒化物の形態は良好であっても、酸化物個数密度が低減しており、母材およびＨＡＺの靭性が劣化している。

Ｎｏ．２１は、鋼板中のＴｉ含有量が本発明で規定する範囲に満たないものであり、Ｔｉ含有窒化物の十分な個数密度が達成されておらず、母材の靭性が劣化している。Ｎｏ．２２は、Ｚ値が本発明で規定する範囲を超えるものであり、Ｔｉ含有窒化物が粗大化しており、十分な個数密度が達成されておらず、母材およびＨＡＺ靭性が劣化している。

Ｎｏ．２３は、鋼板中のＮ含有量が本発明で規定する範囲に満たないものであり、Ｔｉ含有窒化物の十分な個数密度が達成されておらず、母材靭性が劣化している。Ｎｏ．２４は、鋼板中のＮ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、固溶Ｎが増加して母材およびＨＡＺの靭性が劣化している。

Ｎｏ．２５は、鋼板中のＢ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、Ｔｉ含有窒化物の形態は良好であっても、ＨＡＺ靭性が劣化している。Ｎｏ．２６は、化学成分におけるＺ値が本発明で規定する範囲を外れるものであり、Ｔｉ含有窒化物の十分な個数密度が達成されておらず、母材およびＨＡＺの靭性が劣化している。

Ｎｏ．２７は、鋼板中のＡｌ含有量が本発明で規定する範囲を超え、且つＲＥＭ等の酸化物構成元素を含まないもの（所定組成の酸化物の分散が不足するもの）であり、母材靭性が劣化している。Ｎｏ．２８は、鋼板中にＺｒを含まないものであり、母材およびＨＡＺの靭性が劣化している。

Ｎｏ．２９は、溶製時の溶存酸素量が過剰であり、酸化物が粗大化して十分な個数密度が達成されておらず、母材およびＨＡＺの靭性が劣化している。Ｎｏ．３０は、化学成分におけるＺ値、および鋳造時の冷却速度がいずれも適正範囲外になっており、著しくＴｉ含有窒化物および酸化物が粗大化しており、十分な個数密度が達成されておらず、母材およびＨＡＺの靭性が劣化している。

Claims (3)

1. Ｃ：０．０３〜０．１２％（「質量％」の意味。以下同じ）、
   Ｓｉ：０．２０％以下（０％を含む）、
   Ｍｎ：１．０〜２．０％、
   Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、
   Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
   Ａｌ：０．０１％以下（０％を含まない）、
   Ｔｉ：０．０１５〜０．０８％、
   Ｎ：０．００６０〜０．０１２０％、
   Ｂ：０．００１０〜０．００５０％および
   Ｚｒ：０．０００１〜０．０５０％の他、
   ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％および／またはＣａ：０．０００３〜０．０２％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物であると共に、
   下記（１）式の関係を満足し、且つ
   円相当直径で０．０５μｍ以下のＴｉ含有窒化物が１ｍｍ²当り５．０×１０⁶個以上存在すると共に、
   ＲＥＭおよび／またはＣａと、ＴｉとＺｒを含有する酸化物であって、円相当直径で０．２〜５μｍの酸化物が１ｍｍ²当り５００個以上存在することを特徴とする母材および溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
   ［Ｔｉ］×１６［Ｓｉ］×（１２−４０［Ｃ］）＜０．３８（％）…（１）
   但し、［Ｔｉ］，［Ｓｉ］および［Ｃ］は、夫々Ｔｉ，ＳｉおよびＣの含有量（質量％）を示す。
2. 更に、Ｃｕ，ＮｉおよびＣｒよりなる群から選ばれる１種以上の元素：合計で０．１〜１．５％を含むものである請求項１に記載の厚鋼板。
3. 更に、
   Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない），
   Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）および
   Ｖ：０．４０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素を含むものである請求項１または２に記載の厚鋼板。