JP5208178B2

JP5208178B2 - 引張強度９８０ＭＰａ以上で、多層盛継手の低温靭性に優れた高強度鋼板

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Publication number: JP5208178B2
Application number: JP2010222482A
Authority: JP
Inventors: 誠仮屋崎
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2010-09-30
Filing date: 2010-09-30
Publication date: 2013-06-12
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Description

本発明は、多層盛溶接継手を形成したときに該継手部の熱影響部（以下、「ＨＡＺ」と呼ぶことがある）の低温靭性に優れた特性を有すると共に、引張強度が９８０ＭＰａ以上である高強度鋼板に関するものである。

このような鋼板の用途としては、例えば各種建設材や各種建設機械が挙げられる。具体的にはペンストック（水圧鉄管）、無損傷建物向けの建材、ショベル、クレーン、スクレイパーなどの工事現場などで使用される建設機械が挙げられる。

以下では、建設機械を中心に説明するが、本発明はこの用途に限定する趣旨ではない。

工事現場等で使用される大型のクレーンなどの建設機械は、車両に積載して現場に輸送されているが、大型の建設機械はそのままでは輸送が難しいことから建設機械を分解して輸送している。そのため、建設機械の軽量化が求められている。一方で、建設機械は過酷な現場での作業に耐え得るだけの強度も必要である。また建設機械は寒冷地での使用も多いので、母材および溶接継手部において良好な低温靭性を有することが要求されている。こうした要求に応じるために、建設機械には薄肉でありながら１００ｋｇ級の強度し、且つ優れた低温靭性を有する鋼板が求められている。

上記のような用途に適用される鋼板の高強度化には、一定量以上（例えば、０．１２質量％以上）の炭素が必要である。また、鋼板を溶接して溶接継手を形成する際には、多層盛溶接されるが（多層盛溶接継手）、こうした溶接継手における靭性を確保するためには、炭素含有量は少ないほど好ましいとされている。

多層盛溶接継手部においては、継手構造との関係から組織上複雑な様相を呈したものとなっている。即ち、多層盛溶接継手部においては、その部位によって、焼戻し粗粒ＨＡＺ（ＣＧ−ＨＡＺ）組織、焼戻し細粒ＨＡＺ（ＦＧ−ＨＡＺ）組織、および２相域加熱ＨＡＺ（ＩＲ−ＣＧＨＡＺ）組織が存在しており、これらの組織のうちでＩＲ−ＣＧＨＡＺ組織が最脆化部であることが知られている。即ち、溶接継手の低温ＨＡＺ靭性を良好にする上で、ＩＲ−ＣＧＨＡＺ組織の靭性を改善すること最も有効な手段であると考えられている。

ＩＲ−ＣＧＨＡＺ組織が低靭性（最脆化部）になることの原因としては、ＭＡ（マルテンサイト−オーステナイト混合組織）と呼ばれる硬質相の存在が挙げられる。即ち、当該組織の粒界に存在するＭＡの割れに起因して亀裂が発生することから、ＭＡが多いほど亀裂発生点が多いことになり、こうしたことが低靭性となる原因と考えられる。

溶接継手の低温靭性に優れた鋼板を実現するための技術としては、かねてより様々提案されている。こうした技術としては、例えば特許文献１には、ＭｇＡｌ₂Ｏ₄を核としてその周辺にＴｉＮを有するＭｇＡｌ₂Ｏ₄−ＴｉＮ複合粒子を含有することにより超大入熱溶接の熱影響部の靭性を改善した厚鋼板が提案されている。この技術は、ＭｇＡｌ₂Ｏ₄−ＴｉＮ複合粒子を鋼中に分散させ、そのピン止め作用により、ＨＡＺのγ粒成長を抑制することによってＨＡＺ靭性を向上させるものである。

また特許文献２には、炭素当量（Ｃｅｑ）、溶接割れ感受性指数（ＰｃＭ）、合金元素の固溶量を満たすように鋼板の化学成分組成を制御すると共に、鋼中のＮｂ化合物やオーステナイト粒の大きさ等を所定の範囲に制御することによって、板厚方向の均質性、靭性に優れるとともに、異方性が小さい高強度鋼板が提案されている。この技術は、添加合金元素を過飽和に固溶することによってマトリックスの強化を図ると共に、微細なＮｂ化合物によってオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制するとともに、マトリックスの強化を図ることによって、板厚中心部での強度と靭性を向上させると共に、表層部の高靭性を確保し、更には異方性が小さい高張力鋼板を提供するものである。

しかしながら、こうした技術においても、ＭＡが依然として残存した状態となっており、ＩＲ−ＣＧＨＡＺ組織におけるＭＡを低減して低温靭性を改善するという観点からすれば、十分な改善効果が発揮されているとは言い難いのが実情である。

特開平１１−２３６６４５号公報特開平１０−２６５８９３号公報

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、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有しながらも、継手部のＨＡＺの低温靭性に優れる高強度鋼板を提供することにある。

上記課題を達成し得た本発明の鋼板は、Ｃ:０．１２〜０．１６％（質量％の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．８〜１．２％、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｍｏ：０．５〜０．８％、Ｎｂ：０．０２５〜０．０８％、Ｂ：０．０００４〜０．００２％、並びにＣｒ：０．８％以下、および／またはＶ：０．０６％以下、を夫々含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記（１）式で規定されるＭＰ値が０．５５０以上であると共に、下記（２）式で規定される炭素当量Ｃｅｑが０．６３％以下であることに要旨を有する。
ＭＰ値＝（１２／［Ｃ］）×（（［Ｍｏ］／９６）＋（［Ｎｂ］／９３））・・・（１）
但し、［Ｃ］、［Ｍｏ］、及び［Ｎｂ］は、夫々Ｃ、Ｍｏ、及びＮｂの含有量（質量％）を示す。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５・・・（２）
但し、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｃｕ］、及び［Ｎｉ］は、夫々Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、及びＮｉの含有量（質量％）を示す。

本発明の鋼板には、他の元素として、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、および／またはＮｉ：２．０％以下（０％を含まない）を含有することも好ましい実施態様である。

また本発明の鋼板には、更に他の元素として、Ｃａ：０．００６％以下（０％を含まない）、および／またはＴｉ：０．０２５％以下（０％を含まない）を含有することも好ましい実施態様である。

本発明によれば、Ｃ、Ｍｏ、およびＮｂの含有量を上記（１）式の関係を満足させるように制御すると共に、鋼板の化学成分組成を適切な範囲内に納めることによって、多層盛溶接継手のＩＲ−ＣＧＨＡＺ組織におけるＭＡの生成を低減でき、該継手部ＨＡＺの低温靭性に優れると共に、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が実現できる。このような鋼板は各種建材、建機の素材として極めて有用である。

図１は、ＭＰ値とＭＡ面積率（％）の関係を示すグラフである。図２は、ＭＰ値とｖＥ−２０ｍｉｎとの関係を示すグラフである。

本発明者らは、多層盛溶接継手の最脆化部であるＩＲ−ＣＧＨＡＺ組織におけるＭＡの生成を低減するべく、特にＭＡの析出に及ぼす化学成分の影響について広範囲且つ詳細に研究を重ねた。その結果、９８０ＭＰａ以上の高強度および母材靭性の安定性が確保できるＣ含有量（０．１２％以上）であっても、ＩＲ−ＣＧＨＡＺ組織におけるＭＡ生成量を抑制できる成分系を見出すことによって、溶接継手のＨＡＺの良好な低温靭性が確保できる鋼板が実現できることを見出し、本発明を完成した。本発明が完成された経緯に沿って、本発明の作用効果について説明する。

鋼板の溶接時においては（溶接加熱温度：１３５０℃以上）、全ての析出物は固溶し、続く冷却過程において、順次析出物が形成されることになる。具体的には、まず、溶接加熱部の鋼材が溶接熱によって融点直下まで加熱されると、オーステナイト（以下、γと略記する。）粒が粗大化してＣＧＨＡＺ組織が形成される。その際、γ粒内のＣが移動（拡散）してγ粒界に濃縮する。そして該溶接加熱部が冷却されると濃縮したＣが該粒界で固定され、粒界にＣ濃縮帯が形成される。更に後続の溶接（加熱）により、ＩＲ−ＣＧＨＡＺ組織が形成されるが、該Ｃ濃縮帯は二相域加熱され、溶接後の冷却過程でγ粒に変態し、更にその後冷却によってγ粒がマルテンサイト変態を起こして、ＭＡが形成される。

上記ＭＡ形成過程に鑑みると、ＭＡを抑制する方策としては、γ粒が粗大化してＣＧＨＡＺ組織が形成される際に、Ｃがγ粒界に濃縮することを抑制すること、すなわち、Ｃがγ粒界に移動するのを抑制することが有効であると考えられる。

そのための方法として本発明者らは、溶接加熱部が融点直下まで加熱されて、γ粒が粗大化する際に、Ｃを引きつけ易い元素、即ち、Ｃと炭化物を形成し易い元素をγ粒内に存在させておけば、Ｃがγ粒界に移動するのを抑制できると考えた。

そこで、各元素とＣとの関係について調査したところ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏは他の元素と比べてＣと炭化物（ＴｉＣ、ＮｂＣ、ＶＣ、Ｍｏ_２Ｃ）を形成し易い元素（強炭化物形成元素）であり、Ｃの捕捉に有効であると考えられた。

但し、上記γ粒粗大化時にＣを捕捉するためには、強炭化物形成元素がγ粒内に存在している必要があり、そのためには強炭化物形成元素は固溶体として母相（Ｆｅ）に存在していなければならない。具体的には、強炭化物形成元素の原子半径、及び電気陰性度がＦｅ（母相）と原子半径、及び電気陰性度が同程度（±１５％以内）であれば固溶する。そこで本発明者らが上記Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏの原子半径、及び電気陰性度について調べたところ、Ｎｂ、Ｖ、ＭｏはＦｅと同程度の原子半径、及び電気陰性度を有しており、固溶することが分かった。

もっとも、溶接時の高温下（溶融状態）において、これら元素がγ粒界に移動しないためにはＦｅよりも重い元素でなければならない。具体的にはＮｂ（原子量９３）、Ｍｏ（原子量９６）はＦｅ（原子量５６）よりも重く、γ粒界への移動を抑制できるのに対し、Ｖ（原子量５１）はＦｅよりも軽く、炭化物（ＶＣ）の移動を抑制できないと考えられる。

以上の検討結果から、Ｎｂ、ＭｏがＣと炭化物を形成し、Ｃの移動を抑制する割合は、Ｍｏの物質量（［Ｍｏ］／９６：［Ｍｏ］はＭｏの含有量（質量％）、９６はＭｏ原子量）とＮｂの物質量（［Ｎｂ］／９３：［Ｎｂ］はＮｂの含有量（質量％）、９３はＮｂ原子量）の和（［Ｍｏ］／９６＋［Ｎｂ］／９３）に比例することになる。すなわち、（［Ｍｏ］／９６＋［Ｎｂ］／９３）が高いほど、Ｃの移動抑制効果が高く、その結果、ＭＡの析出抑制効果も高くなる。

上記効果はＣの物質量（１２／［Ｃ］：［Ｃ］はＣの含有量（質量％）、１２はＣ原子量）に対するＭｏとＮｂの物質量の和（［Ｍｏ］／９６＋［Ｎｂ］／９３）の比率が高い程、Ｃの濃縮抑制効果が高いので、ＭＡの形成抑制パラメータとして、下記（１）式で求められるＭＰ値が求められる。
ＭＰ値＝（１２／［Ｃ］）×（（［Ｍｏ］／９６）＋（［Ｎｂ］／９３））・・・（１）
但し、［Ｃ］、［Ｍｏ］、及び［Ｎｂ］は、夫々Ｃ、Ｍｏ、及びＮｂの含有量（質量％）を示す。

Ｃ、Ｍｏ、Ｎｂの含有量によって規定されるＭＰ値が大きければ大きいほど、析出するＭＡ量が少なくなるのであるが、析出するＭＡ量を所定量以下に抑制して、優れた低温靭性を発揮させるためには、上記ＭＰ値は０．５５０以上とする必要があり、好ましくは０．５７０以上、より好ましく０．５９０以上である。

ＭＰ値の上限は後記するＭｏ、Ｎｂ、Ｃの範囲によって決定される値を取り得るため特に限定されない。

更に本発明の鋼板では、低温継手靭性を良好に維持するために、下記（２）式で規定される炭素当量Ｃｅｑが０．６３％以下であることも必要である。炭素当量が０．６３％を超えると、ＩＲ−ＣＧＨＡＺ部の素地組織が硬化してしまい、靭性が劣化する。好ましい炭素当量は０．６２％以下である。

この炭素当量Ｃｅｑは、低温継手靭性に与える各元素の影響力を炭素量に換算したものであり、様々な分野で利用されているものである（ＡＳＴＭ規格）。本発明ではこうした炭素当量Ｃｅｑを低温継手靭性の判断基準として利用するものである。尚、下記（２）式には、本発明の鋼材の基本成分（Ｃ、Ｍｎ、およびＭｏ）以外にも必要によって含有されるＣｕやＮｉも項として含むものであるが、ＣｕやＮｉを含む場合に限ってその量も考慮して計算すればよい。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５・・・（２）
但し、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｃｕ］、及び［Ｎｉ］は、夫々Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、及びＮｉの含有量（質量％）を示す。

本発明の鋼板では、上記（１）式で規定されるＭＰ値を０．５５０以上とすると共に、上記（２）式で規定される炭素当量Ｃｅｑを０．６３％以下とすることによって、強度および低温継手靭性が良好なものとなるのであるが、これら関係式を満たすだけに限らず、鋼板の化学成分組成との関係も考慮する必要がある。

以下、本発明の鋼材（母材）における他の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）式で規定されるＭＰ値が所定の範囲を満足していても、夫々の化学成分（元素）の含有量が適正範囲内になければ、優れた低温靭性と引張強度を達成できない。従って、本発明の鋼板では、適正量のＣ、Ｍｏ、及びＮｂで規定されるＭＰ値［上記（１）式］が所定の範囲に制御されることに加えて、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：０．１２〜０．１６％］
Ｃは、鋼板の焼入れ性を向上させて強度を確保する上で重要な元素であるが、その含有量が過剰になると継手靭性を劣化させるので、０．１６％以下とする必要がある。Ｃ含有量の好ましい上限は０．１５％である。溶接性を確保するという観点からすると、Ｃ含有量は少ないほど好ましいが、０．１２％未満になると、焼入れ性が却って低下し、強度が確保できなくなる。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１３％である。

［Ｓｉ：０．０５〜０．５％］
Ｓｉは、鋼を溶製する際に脱酸剤として作用し、鋼の強度を上昇させる効果を発揮する。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする必要がある。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になると継手靭性が劣化するので、０．５％以下にする必要がある。尚、Ｓｉ含有量に好ましい下限は０．１５％であり、好ましい上限は０．４％である。

［Ｍｎ：０．８〜１．２％］
Ｍｎは、鋼板の強度を高める効果を発揮する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｍｎは０．８％以上含有させる必要がある。好ましくは０．９％以上である。しかしながら、Ｍｎ含有量が１．２％を超えて過剰になると継手靭性が劣化することになる。好ましくは１．１％以下とするのが良い。

［Ａｌ：０．０１〜０．０７％］
Ａｌは、脱酸剤として添加されるが、その含有量が０．０１％未満では十分な効果が発揮されず、０．０７％を超えて過剰に含有されると、鋼板における清浄性が阻害されることになる。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１５％であって、好ましい上限は０．０６５％である。

［Ｍｏ：０．５〜０．８％、Ｎｂ：０．０２５〜０．０８％］
ＭｏとＮｂは、上記したようにＣとの親和性が強く、また母相（Ｆｅ）へ固溶する元素であり、低温靭性低減に高い効果を発揮する元素である。こうした効果を発揮するには、Ｍｏは０．５％以上含有させる必要があり、好ましくは０．５５％以上である。またＮｂは０．０２５％以上含有させる必要があり、好ましくは０．０３５％以上である。

もっとも、Ｍｏ、Ｎｂを過剰に含有させると、巨大析出物を形成して溶接性が阻害されることになるので、Ｍｏ含有量は０．８％以下とし、好ましくは０．７５％以下である。またＮｂの含有量は０．０８％以下とし、好ましくは０．０７％以下とする。

［Ｂ：０．０００４〜０．００２％］
Ｂは、ＢＮを生成することによってＨＡＺ靭性に有害な固溶Ｎを固定すると共に、低温靭性を一層改善する元素である。このような作用効果を十分に発揮させるにはＢを０．０００４％以上含有させる必要があり、好ましい含有量は０．０００５％以上である。一方、Ｂが多過ぎると、過剰の固溶Ｂの作用により結晶が一定方向に形成され、ＨＡＺ靭性が却って劣化する。よってＢ含有量は、０．００２％以下に抑える。好ましいＢ含有量は０．００１８％以下である。

［Ｃｒ：０．８％以下、および／またはＶ：０．０６％以下］
ＣｒとＶは、いずれも析出強化による高強度化に有効な元素である。これらは単独で添加してもよいし、併用してもよい。こうした効果は、それらの含有量が増加するにつれて増大するため、Ｃｒは好ましくは０．２％以上、Ｖは好ましくは０．０２５％以上含有させることが望ましい。一方、過剰に含有させると、ＨＡＺ靭性の劣化を招くので、Ｃｒは０．８％以下、Ｖは０．０６％以下に夫々抑えるのが好ましい。より好ましくは、Ｃｒは０．７８％以下、Ｖは０．０５５％以下である。

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、Ｐ，Ｓ，Ｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｐｂ等）の混入が許容され得る。これらの不純物のうち、Ｐ，Ｓ，Ｎについては、下記のように抑制することが好ましい。

［Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）］
不純物元素であるＰは、焼戻し脆化を引き起こすので、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０．０２％以下に抑制することが好ましく、より好ましくは０．０１５％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：０．０１％以下（０％を含まない）］
Ｓは、焼戻し脆化を引き起こす不純物であり、その量ができるだけ少ないことが好ましい。靭性を確保するという観点からして、Ｓ含有量は０．０１％以下に抑制することが好ましく、より好ましくは０．００５％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。

［Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）］
Ｎは、硬化を引き起こす不純物であり、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、Ｎ含有量は０．０１％以下に抑制することが好ましく、より好ましくは０．００６％以下とする。しかし、工業的に、鋼中のＮを０％にすることは困難である。

また、更に本発明の鋼板には、必要に応じて（ａ）Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、および／またはＮｉ：２．０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｃａ：０．００６％以下（０％を含まない）、および／またはＴｉ：０．０２５％以下（０％を含まない）、等を含有させることも可能であり、含有させる成分の種類に応じて鋼板の特性が改善される。

（ａ）［Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、および／またはＮｉ：２．０％以下（０％を含まない）］
ＣｕとＮｉは、いずれも固溶強化による高強度化に有効な元素である。これらは単独で添加してもよいし、併用してもよい。

詳細には、Ｃｕは、強度上昇に有効な元素であり、０．２％以上含有させることが好ましい。一方、その含有量が過剰になると、熱間加工の際に割れが発生しやすくなり、また継手靭性が劣化することにもなるので、０．５％以下にすることが好ましい。

Ｎｉは、鋼板の強度および靭性を向上させる上で有効な元素であり、０．２％以上含有させることが好ましい。しかしながら、Ｎｉ含有量が過剰になると、継手靭性が劣化することにもなるので、２．０％以下にすることが好ましい。

（ｂ）［Ｃａ：０．００６％以下（０％を含まない）、および／またはＴｉ：０．０２５％以下（０％を含まない）］
ＣａとＴｉは、いずれもＨＡＺ靭性向上に有効な元素である。これらは単独で添加してもよいし、併用してもよい。

詳細には、Ｃａは、鋼中硫化物の形態を制御することにより、Ｚ方向（板厚方向）の材質改善に有効な元素である。しかしながら、Ｃａ含有量が過剰になると鋼中介在物が増加し、鋼板の靭性や継手靭性を損なうので、０．００６％以下とすることが好ましい。尚、Ｃａによる効果を有効に発揮させるための好ましい下限は０．００１％である。

Ｔｉは、溶接継手のＨＡＺにおいてＮと共に析出物を形成し、組織の粗大化をピン止めにより抑制するのに有効な元素である。こうした効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、過剰に含有されると、継手靭性が劣化するので、０．０２５％以下に抑えることが好ましい。Ｔｉによる効果を有効に発揮させるための好ましい下限は０．００５％である。

以上の様に本発明では、上記（１）式、（２）式だけでなく、鋼板の化学成分組成を満足することによって、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有すると共に、母材及びＨＡＺ部の低温継手靭性が良好なものとなるのである。

特に本発明の鋼板は９８０ＭＰａ以上の高強度を有するものであるが、好ましくは９９０ＭＰａ以上、より好ましく１０００ＭＰａ以上の引張強度を有する場合であっても優れた低温継手靭性を発揮し得る。

また本発明の鋼板（母材）の組織は、（焼戻し）ベイナイトを主体（９０％以上がベイナイト）とするものである。強度と靭性を向上させる観点からは好ましくは９２％以上、より好ましく９４％以上のベイナイト主体の組織とすることが望ましい。

本発明の鋼板を製造するには、上記成分組成を満たす溶鋼を用い、通常の条件（圧延温度、圧下率、焼入れ温度、焼戻し温度）に従って鋼板（焼入れ・焼戻し鋼板：ＱＴ鋼板）とすれば良い。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。本発明では、鋼板を多層盛溶接によって溶接継手を形成した場合であっても、高い強度と良好なＨＡＺ靭性を示すものとなる。本発明の鋼板は、例えば低温継手靭性が要求される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や強度においても、溶接熱影響部の低温靭性劣化を防ぐことができる。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

下記表１に示す組成の鋼塊を、通常の真空溶製法によって溶製し、この鋼塊に対して熱間圧延して板厚２５ｍｍの熱間圧延板とし、９３０℃に加熱して焼入れ（Ｑ）し、５００℃に加熱して焼戻し（Ｔ）して鋼板（ＱＴ鋼板）を製造した。なお、鋼板の組織について調べたところ、いずれも９０％以上のベイナイトを含むベイナイト主体の組織であった。

上記の様にして得られた各鋼板を用いて、下記の方法によって母材の強度（ＴＳ）および靭性（ｖＥ−２０ｍｉｎ）、ＩＲ−ＣＧＨＡＺにおける靭性（ｖＥ−２０ｍｉｎ）およびＭＡ面積率を評価した。尚、以下の測定方法においては、いずれの鋼板についても、各３本ずつの試験片を用い、その最低値を求めた。

［母材の強度（ＴＳ）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ＪＩＳＺ２２０１の４号試験片を採取して、ＪＩＳＺ２２４１の要領で引張試験を行ない、引張強度（ＴＳ）を測定した。そして、ＴＳが９８０ＭＰａ以上のものを合格と評価した。

［母材の靭性（ｖＥ−２０ｍｉｎ）の評価］
各鋼板（母材）のｔ（板厚）／４部位から、圧延方向に対してＪＩＳＺ２２４２の試験片を採取し、母材の靭性を評価した。ＪＩＳＺ２２４２に準拠して、−２０℃でシャルピー衝撃試験を行ない、吸収エネルギー（ｖＥ−２０）を測定した。そして、ｖＥ−２０の最低値（ｖＥ−２０ｍｉｎ）が４７Ｊ以上のものを靭性に優れると評価した。

［ＩＲ−ＣＧＨＡＺにおける靭性（ｖＥ−２０ｍｉｎ）の評価］
ＩＲ−ＣＧＨＡＺ組織を得るために、各鋼板（母材）のｔ（板厚）／４部位から、１２．５ｍｍ（板厚方向長さ）×５５ｍｍ（幅方向長さ）×３２ｍｍ（圧延方向長さ）の試験片を採取し、下記条件の熱サイクル試験を行ない、ＩＲ−ＣＧＨＡＺにおける靭性を評価した。このとき熱サイクル試験は、上記試験片を１３５０℃に加熱して５秒間保持した後、８００〜５００℃の温度範囲を約７秒かけて冷却した後、後続パスによる熱影響を模擬して８３０℃に加熱して５秒間保持した後、８００〜５００℃の温度範囲を約７秒かけて冷却することにより、溶接入熱量が１７ｋＪ／ｃｍに相当する熱サイクルを与えた。ＪＩＳＺ２２４２に準拠して、−２０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ−２０）を測定した。そして、ｖＥ−２０の最低値（ｖＥ−２０ｍｉｎ）が４７Ｊ以上のものをＩＲ−ＣＧＨＡＺの靭性に優れると評価した。

［ＩＲ−ＣＧＨＡＺにおけるＭＡ面積率の測定］
上記で熱サイクル試験を行なった各試験片の中心箇所を、レペラー腐食を行ない、光学顕微鏡により倍率：１０００倍で６０×８０（μｍ²）の視野を４視野観察した後、この画像データを画像解析し、ＭＡの面積率を算出した。

これらの結果を、焼入れ温度、焼戻し温度と共に、下記表２に示す。

表１、２から次のように考察できる（尚、下記Ｎｏ．は、表１、２の実験Ｎｏ．を示す）。Ｎｏ．７〜１４は、本発明で規定する要件を満足する例であり、化学成分組成およびＭＰ値が本発明で規定する範囲内にあるものであり、ＩＲ−ＣＧＨＡＺにおいて粒界セメンタイトの析出が抑制され（面積率で４％未満）、低温靭性が良好であり、母材の引張強度も９８０ＭＰａ以上の高強度を有する鋼板が得られていることが分かる。

これに対して、Ｎｏ．１〜６は、本発明で規定する要件（化学成分組成、ＭＰ値、Ｃｅｑ値）を満たさないものである。

詳細には、Ｎｏ．１〜４は化学成分組成（Ｍｏおよび／またはＮｂ含有量）が本発明の規定範囲を外れると共に、ＭＰ値を満たさない例である。Ｎｏ．５は炭素当量（Ｃｅｑ）が本発明の規定範囲を外れる例である。Ｎｏ．６はＭＰ値が本発明の規定範囲を外れる例である。

これらのうち、Ｎｏ．１〜４、６は、いずれもＩＲ−ＣＧＨＡＺにおいてＭＡの析出量が多くなっており（面積率で４％以上）、ＩＲ−ＣＧＨＡＺにおける靭性（ｖＥ−２０ｍｉｎ）が劣っている。またＮｏ．５は、ＭＰ値を満足してＭＡの生成は抑制されているものの、炭素当量が悪いため、溶接部分の組織が硬化してＩＲ−ＣＧＨＡＺにおける靭性が劣化した。

これらの結果に基づき、ＭＰ値とＭＡ面積率（％）の関係を図１に、ＭＰ値とｖＥ−２０ｍｉｎとの関係を図２に夫々示す。この結果から明らかなように、ＭＰ値を０．５５０以上に制御することによって、ＭＡの生成を低減できること、および良好な低温靭性が確保できることが分かる。

Claims

Ｃ:０．１２〜０．１６％（質量％の意味。以下同じ）、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｍｎ：０．８〜１．２％、
Ａｌ：０．０１〜０．０７％、
Ｍｏ：０．５〜０．８％、
Ｎｂ：０．０２５〜０．０８％、
Ｂ：０．０００４〜０．００２％、並びに
Ｃｒ：０．８％以下、および／またはＶ：０．０６％以下、
を夫々含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記（１）式で規定されるＭＰ値が０．５５０以上であると共に、下記（２）式で規定される炭素当量Ｃｅｑが０．６３％以下であることを特徴とする引張強度９８０ＭＰａ以上を有し、且つ多層盛継手の低温靭性に優れた高強度鋼板。
ＭＰ値＝（１２／［Ｃ］）×（（［Ｍｏ］／９６）＋（［Ｎｂ］／９３））・・・（１）
但し、［Ｃ］、［Ｍｏ］、及び［Ｎｂ］は、夫々Ｃ、Ｍｏ、及びＮｂの含有量（質量％）を示す。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５・・・（２）
但し、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｃｕ］、及び［Ｎｉ］は、夫々Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、及びＮｉの含有量（質量％）を示す。
更に他の元素として、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、および／またはＮｉ：２．０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１に記載の高強度鋼板。
更に他の元素として、Ｃａ：０．００６％以下（０％を含まない）、および／またはＴｉ：０．０２５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１または２に記載の高強度鋼板。