JP4356949B2 - 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厚鋼板に関し、殊に５０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接後の熱影響部（以下、単に「ＨＡＺ」と呼ぶことがある）の靭性に優れた厚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、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後術では、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、ＨＡＺ靭性（シャルピー吸収エネルギー）の平均値だけでなく、最低値を更に向上してボンド付近での靭性バランスを良好にしたいというユーザニーズに対応することも必要である。

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、入熱量が５０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接を行った場合であってもＨＡＺ靭性に優れる厚鋼板、具体的にはＨＡＺのボンド付近での最低靭性を引き上げると共に、靭性の平均値をも改善し、ボンド付近での靭性バランスを良好にすることのできる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：０．０３〜０．１０％（「質量％」の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．２％以下（０％を含む）、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２０％、Ｔｉ：０．０１５〜０．０４０％、Ｎ：０．００６０〜０．０１２０％、Ｂ：０．００１０〜０．００５０％を夫々含有し、残部鉄および不可避的不純物からなると共に、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個以上存在し、このうち円相当直径で０．０１〜０．０３μｍのＴｉ含有窒化物個数が全Ｔｉ含有窒化物に対して７５％以上を占めるものであ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のものである。また、本発明で対象とするＴｉ含有窒化物とは、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。

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および／またはＶ：合計で０．５％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｚｒ：０．００５〜０．０５０％、（ｄ）Ｃａ，ＭｇおよびＲＥＭよりなる群から選ばれる１種以上の元素：合計で０．０００５〜０．００５０％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、微細なＴｉ含有窒化物の分散状態（個数／密度）を適切に制御することによって、大入熱溶接時に鋼材中に固溶消失しない微細なＴｉ含有窒化物を鋼中に分散できるため、靭性バランスを良好に確保しつつ溶接熱影響部（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（オストワルト成長）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た。

また上記のようなオストワルド成長は、ＴｉＮのサイズ分布（バラツキ）が大きいと促進されて、溶接後の組織が不均一になり易いことにも着目し、こうした現象をできるだけ抑制するには、ＴｉＮ全体に占める微細ＴｉＮの割合が一定量以上となるように均一に分散してやればよいとの着想が得られた。具体的には、円相当直径で０．０１〜０．０３μｍの微細ＴｉＮ個数が全ＴｉＮに対して７５％以上を占める様にすれば、溶接後の組織が不均一になることが防止できることが判明したのである。

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ものである。従って、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ので、「全ＴｉＮ」はこうした粗大ＴｉＮも含む趣旨である。尚、０．０１〜０．０３μｍの微細ＴｉＮ個数が全ＴｉＮに対して占める割合（以下、「占有率」と呼ぶことがある）は、好ましくは７７％以上であり、より好ましくは８０％以上である。

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てところ、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部になければ、優れたＨＡＺ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：０．０３〜０．１０％］
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、０．１０％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０．１０％以下、好ましくは０．０９％以下に抑える必要がある。

［Ｓｉ：０．２％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、過剰に含有すると、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０．２％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は０．３％以下に抑えるのがよい。またＨＡＺ靭性を確保するという観点からすれば、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１．２％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ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすので、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、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：０．０１％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０．０１％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：０．０１〜０．１０％］
Ａｌは、脱酸元素として有用である。こうした効果を発揮させるためには、０．０１％以上含有させる必要があり、好ましくは０．０１％以上である。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると、ＨＡＺ靭性が劣化するので、０．１０％以下に抑える必要があり、好ましくは０．０５以下とする。

［Ｎｂ：０．００５〜０．０２０％］
Ｎｂは、ＨＡＺおよび母材の両方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、Ｎｂは０．００５％以上含有させることが必要であり、好ましくは
０．００７％以上とする。しかし過剰に含有させると、ＨＡＺのベイナイト組織を粗大化させて靭性を劣化させるため、０．０２０％以下に抑えるべきである。好ましくは０．０１５％以下とする。

［Ｔｉ：０．０１５〜０．０４０％］
Ｔｉは、Ｎと微細な窒化物を形成して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、０．０４０％以下に抑えるべきである。好ましくは０．０３５％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０．０１２％以下に抑える必要があり、好ましくは０．０１１０％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、０．００５％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。

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および／またはＶ：合計で０．５％以下（０％を含まない）］
ＭｏおよびＶは、上記Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒと同様に、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。こうした効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、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、０．５％以下に抑えることが好ましい。より好ましくは０．４％以下である。

［Ｚｒ：０．００５〜０．０５０％］
Ｚｒは、Ｔｉと同様に、Ｎと微細な窒化物を形成して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、Ｚｒは０．００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００８％以上とする。しかし過剰に添加すると、窒化物が粗大になってＨＡＺの靭性を劣化させるため、０．０５０％以下に抑えるべきである。好ましくは０．０３０％以下とする。

［Ｃａ，ＭｇおよびＲＥＭよりなる群から選ばれる１種以上の元素：合計で０．０００５〜０．００５０％］
Ｃａ，ＭｇおよびＲＥＭは、鋼材中に不可避的に混入してくる介在物（酸化物や硫化物等）の形状を微細化・球状化することによって、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、これらを１種または２種以上（合計）で０．０００５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０００８％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、介在物が粗大化してＨＡＺ靭性が劣化するため、０．００５０％以下に抑えることが好ましい。より好ましくは０．００３０％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Ｌｎ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。

本発明において、Ｔｉ含有窒化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、好ましくは５０ｍｍ以上、より好ましくは６０ｍｍ以上である。即ち、本発明の厚鋼板は、入熱量が５０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接であっても良好なＨＡＺ靭性を示すので、板厚が厚くても、入熱量を増大させることで効率良く溶接できるものである。

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、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、通常の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：５０ｍｍの熱間圧延板とし、圧延後に空冷をして試験板とした。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（円相当直径で０．０５μｍ以下のものの個数、および円相当直径で０．０１〜０．０３μｍのものの占有率）、厚鋼板の引張強度、ＨＡＺ靭性を測定した。これらの結果を、Ｚ値［＝［Ｔｉ］×１６［Ｓｉ］×（１２−４０［Ｃ］）］、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。

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ると共に、円相当直径が０．０１〜０．０３μｍの微細なＴｉ含有窒化物の全Ｔｉ含有窒化物（円相当直径で０．０５μｍを超えるものも含む）に対する個数割合（占有率：％）を計算した。

［引張試験］
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、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の要領で引張試験を行ない、０．２％降伏応力（ＹＳ）を測定した。そして、ＹＳが４００ＭＰａ以上のものを合格と評価した。

［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℃の温度範囲を約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５本の試験片について吸収エネルギー（ｖＥ_-40）を測定し、その平均値と最低値を求めた。そして、ｖＥ_-40の平均値が２００Ｊ以上のものをＨＡＺ靭性に優れると評価し、ｖＥ_-40の最小値が１２０以上のものを安定化が改善されていると評価した。

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値およびＴｉ含有窒化物の微細分散が適切になされえており、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．１６〜２８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、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ＨＡＺ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靭性が劣化している。

Ｎｏ．１９，２０は、鋼板中のＰやＳ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、ＨＡＺ靭性が劣化している。Ｎｏ．２１は、鋼板中のＮｂ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．２２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および占有率が達成されておらず、ＨＡＺ靭性が劣化している。Ｎｏ．２３は、鋼板中のＴｉ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、Ｔｉ含有窒化物が粗大化しており、十分な個数密度および占有率が達成されておらず、ＨＡＺ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、ＨＡＺ靭性が劣化している。Ｎｏ．２５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ＨＡＺ靭性が劣化している。

Ｎｏ．２６は、鋼板中のＢ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含有窒化物の形態は良好であっても、ＨＡＺ靭性が劣化している。Ｎｏ．２７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および占有率が達成されておらず、ＨＡＺ靭性が劣化している。Ｎｏ．２８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．２９は、鋳造時の冷却速度が低く、Ｔｉ含有窒化物が粗大化しており、Ｔｉ含有窒化物の十分な個数密度および占有率が達成されておらず、ＨＡＺ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含有窒化物が粗大化しており、十分な個数密度および占有率が達成されておらず、ＨＡＺ靭性が劣化している。

Claims (5)

1. Ｃ：０．０３〜０．１０％（「質量％」の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．２％以下（０％を含む）、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２０％、Ｔｉ：０．０１５〜０．０４０％、Ｎ：０．００６０〜０．０１２０％、Ｂ：０．００１０〜０．００５０％を夫々含有し、残部鉄および不可避的不純物からなると共に、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個以上存在し、このうち円相当直径で０．０１〜０．０３μｍのＴｉ含有窒化物個数が全Ｔｉ含有窒化物に対して７５％以上を占めるものであることを特徴とする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および／またはＶ：合計で０．５％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１または２に記載の厚鋼板。
4. 更に、Ｚｒ：０．００５〜０．０５０％を含むものである請求項１〜３のいずれかに記載の厚鋼板。
5. 更に、Ｃａ，ＭｇおよびＲＥＭよりなる群から選ばれる１種以上の元素：合計で０．０００５〜０．００５０％を含むものである請求項１〜４のいずれかに記載の厚鋼板。