JP4778779B2 - 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板 - Google Patents
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Description
本発明は、溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板に関するものであり、特に低温に曝される用途に使用される場合でも、溶接熱影響部の靭性および母材の靭性に優れている高張力鋼板に関するものである。尚、本発明は、上記高張力鋼板の溶接方法まで限定するものではなく、サブマージアーク溶接、エレクトロガスアーク溶接等に適用できるが、以下では、溶接熱影響部の靭性確保が特に困難であるといわれている大入熱の片面サブマージアーク溶接を施す場合を例に説明する。
近年では、海洋構造物やＬＰＧ等の液化ガスを貯蔵する低温用タンク等を短期間で製造すべく、例えば入熱量が５０〜２００ｋＪ／ｃｍにも及ぶ大入熱の片面サブマージアーク溶接施工が広く採用されている。しかし、該溶接は、施工の高能率化を実現できる反面、溶接により形成される溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」と示す）の靭性を安定して確保することが難しく、低入熱による多層溶接を適用して製造しなければならないことも多々ある。従って、上記低温用タンク等の製造に、高能率施工が可能な上記大入熱溶接法が採用され、かつ−６０℃程度の低温であっても、ＨＡＺの靭性に優れている鋼板が求められている。
これまでにも、上記ＨＡＺの低温靭性を改善すべく種々の方法が提案されている。例えば特許文献１、特許文献２には、ＴｉＮ、Ａｌオキサイド等のピン止め粒子によりオーステナイト粒の粗大化を抑制することでＨＡＺ靭性を改善する方法が提案されている。また、特許文献３、特許文献４には、オーステナイト粒内にフェライト変態核を多数存在させることにより結晶粒の微細化を図る技術が示されている。具体的には、ＴｉＮ、ＭｎＳ、ＢＮ、Ｔｉオキサイド等をフェライト変態核として利用することにより結晶粒の微細化を達成し、ＨＡＺの低温靭性の改善を図っている。
しかし上記いずれの方法においても、大入熱の片面サブマージアーク溶接を行った場合には、ＴｉＮ等の析出物がかなり固溶し、その後の結晶粒粗大化等を抑制することが難しいことから、−６０℃程度での低温で優れたＨＡＺの靭性（以下、「ＨＡＺの低温靭性」、または単に「ＨＡＺ靭性」ということがある）を確保するには、更なる改善が必要であると思われる。
特公昭５５−０２６１６４号公報
特許第２９５００７６号公報
特公平０７−０６８５７７号公報
特公平０５−０１７３００号公報
本発明はこの様な事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、大入熱で溶接を行った場合にもＨＡＺの低温靭性に優れると共に、母材の低温靭性にも優れた高張力鋼板を提供することにある。
本発明に係る溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板とは、
質量％で（以下同じ）、
Ｃ ：０．０３〜０．０７％、
Ｓｉ：０．０１〜０．２５％、
Ｍｎ：１．２０〜１．６０％、
Ｐ ：０．０１０％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．００３％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０２〜０．０４％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０１６％、
Ｂ ：０．０００６〜０．００２０％、
Ｎ ：０．００４５〜０．００９０％、
Ｔｉ：０．００８〜０．０２０％
を満たすと共に、下記式（１）を満たし、残部鉄および不可避不純物であるところに特徴を有している。
−２０≦（Ｂ−ＮＴ／１．３）≦１０ …（１）
｛式中、ＢはＢ含有量（質量ｐｐｍ）を示す。
またＮＴは、
Ｎ（Ｎ含有量、単位：質量ｐｐｍ）とＴｉ（Ｔｉ含有量、単位：質量ｐｐｍ）の関係が、
（Ｎ−Ｔｉ／３．４）≧０である場合には、ＮＴ＝（Ｎ−Ｔｉ／３．４）、
（Ｎ−Ｔｉ／３．４）＜０である場合には、ＮＴ＝０を示す｝
質量％で（以下同じ）、
Ｃ ：０．０３〜０．０７％、
Ｓｉ：０．０１〜０．２５％、
Ｍｎ：１．２０〜１．６０％、
Ｐ ：０．０１０％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．００３％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０２〜０．０４％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０１６％、
Ｂ ：０．０００６〜０．００２０％、
Ｎ ：０．００４５〜０．００９０％、
Ｔｉ：０．００８〜０．０２０％
を満たすと共に、下記式（１）を満たし、残部鉄および不可避不純物であるところに特徴を有している。
−２０≦（Ｂ−ＮＴ／１．３）≦１０ …（１）
｛式中、ＢはＢ含有量（質量ｐｐｍ）を示す。
またＮＴは、
Ｎ（Ｎ含有量、単位：質量ｐｐｍ）とＴｉ（Ｔｉ含有量、単位：質量ｐｐｍ）の関係が、
（Ｎ−Ｔｉ／３．４）≧０である場合には、ＮＴ＝（Ｎ−Ｔｉ／３．４）、
（Ｎ−Ｔｉ／３．４）＜０である場合には、ＮＴ＝０を示す｝
上記高張力鋼板は、更に、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：０．８％以下、および
Ｖ ：０．０５％以下
よりなる群から選択される１種以上を下記式（２）を満たすように含んでいてもよく、更にはＣａ：０．００３％以下（０％を含まない）を含んでいてもよい。
（Ｃｕ＋Ｎｉ＋６０Ｎｂ＋２０Ｖ）≦１．４ …（２）
｛式中、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖは、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す｝
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：０．８％以下、および
Ｖ ：０．０５％以下
よりなる群から選択される１種以上を下記式（２）を満たすように含んでいてもよく、更にはＣａ：０．００３％以下（０％を含まない）を含んでいてもよい。
（Ｃｕ＋Ｎｉ＋６０Ｎｂ＋２０Ｖ）≦１．４ …（２）
｛式中、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖは、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す｝
本発明によれば、鋼板に大入熱の溶接を施した場合でも、ＨＡＺは約−６０℃で優れた靭性を示すことから、海洋構造物やＬＰＧ等の液化ガスを貯蔵する低温用タンク等の製造に、例えば大入熱の片面サブマージアーク溶接法を採用でき、上記海洋構造物等をより短期間で製造することができる。
本発明者は、大入熱の溶接を施した場合に、特にＨＡＺの低温靭性に優れる高張力鋼板を得るべく鋭意研究を行った。
その結果、
（ａ）Ｃを０．０７％以下、Ｓｉを０．２５％以下と比較的低めに設定した上で、規定量のＢ、ＮおよびＴｉのバランスを最適化し、かつ一定量のＮｂを添加すれば、オーステナイト粒界からの粗大なフェライト（以下、単に「粒界フェライト」ということがある）の生成が十分に抑制され、オーステナイト粒内の結晶粒微細化を達成できる、
（ｂ）更には、強度をより高めるべくＣｕ、Ｎｉ、Ｖを添加する場合に、このＣｕ、Ｎｉ、ＶとＮｂの含有量を総合的に制御すれば、ＨＡＺ靭性の劣化を抑制できる、
との着想のもとでその具体的方法を見出した。
（ａ）Ｃを０．０７％以下、Ｓｉを０．２５％以下と比較的低めに設定した上で、規定量のＢ、ＮおよびＴｉのバランスを最適化し、かつ一定量のＮｂを添加すれば、オーステナイト粒界からの粗大なフェライト（以下、単に「粒界フェライト」ということがある）の生成が十分に抑制され、オーステナイト粒内の結晶粒微細化を達成できる、
（ｂ）更には、強度をより高めるべくＣｕ、Ｎｉ、Ｖを添加する場合に、このＣｕ、Ｎｉ、ＶとＮｂの含有量を総合的に制御すれば、ＨＡＺ靭性の劣化を抑制できる、
との着想のもとでその具体的方法を見出した。
まず本発明では、個々の規定量のＢ、ＮおよびＴｉのバランスを最適化して固溶Ｂ量の最適化を厳密に図ることにより、オーステナイト粒内の結晶粒を微細化でき、その結果としてＨＡＺの低温靭性を格段に高めることができた点に特徴がある。
図１は、０．０６％Ｃ−０．２０％Ｓｉ−１．４％Ｍｎ−０．０３％Ａｌ−０．０１０％Ｎｂを基本成分とし、Ｂ、ＮおよびＴｉをそれぞれ後述する規定範囲内で変化させ、（Ｂ−ＮＴ／１．３）｛ＢはＢ含有量（質量ｐｐｍ）、ＮＴは、Ｎ（Ｎ含有量、単位：質量ｐｐｍ）とＴｉ（Ｔｉ含有量、単位：質量ｐｐｍ）の関係が、
（Ｎ−Ｔｉ／３．４）≧０である場合には、ＮＴ＝（Ｎ−Ｔｉ／３．４）、
（Ｎ−Ｔｉ／３．４）＜０である場合には、ＮＴ＝０を示す。
以下、式（１）についても同じ｝
を種々の値とした鋼板を用いて、熱サイクル試験を行い、ＨＡＺの低温靭性（ｖＥ−６０）を後述する実施例の通り測定し、これらの結果を整理したものである。尚、熱サイクル試験は、溶接入熱：６０ｋＪ／ｃｍ（板厚１２ｍｍ）を想定して、１４００℃×５ｓｅｃに加熱保持後、８００℃から５００℃までを１５０ｓｅｃで冷却した。
（Ｎ−Ｔｉ／３．４）≧０である場合には、ＮＴ＝（Ｎ−Ｔｉ／３．４）、
（Ｎ−Ｔｉ／３．４）＜０である場合には、ＮＴ＝０を示す。
以下、式（１）についても同じ｝
を種々の値とした鋼板を用いて、熱サイクル試験を行い、ＨＡＺの低温靭性（ｖＥ−６０）を後述する実施例の通り測定し、これらの結果を整理したものである。尚、熱サイクル試験は、溶接入熱：６０ｋＪ／ｃｍ（板厚１２ｍｍ）を想定して、１４００℃×５ｓｅｃに加熱保持後、８００℃から５００℃までを１５０ｓｅｃで冷却した。
この図１より、ＨＡＺの低温靭性として、ｖＥ−６０：１００Ｊ以上を達成させるには、下記式（１）に示す通り、（Ｂ−ＮＴ／１．３）の値が−２０ｐｐｍ以上１０ｐｐｍ以下の範囲に収まるようにする必要があることが分かる。
−２０≦（Ｂ−ＮＴ／１．３）≦１０ …（１）
−２０≦（Ｂ−ＮＴ／１．３）≦１０ …（１）
上記式（１）の通り、Ｂ、ＮおよびＴｉのバランスを最適化することで、オーステナイト粒内の粒界に存在する固溶Ｂによる、粒界フェライトの粗大化を抑制し、かつ粒界からのフェライトサイドプレートの生成も抑制するといった効果、およびＢＮのフェライト変態核としての効果を最大限に発揮し得たものと考えられる。
上記の通りＢ、ＮおよびＴｉのバランスを最適化してＨＡＺの低温靭性を確実に高めると共に、母材の強度等を確保するには、上記Ｂ、Ｎ、Ｔｉの含有量をそれぞれ下記範囲内とする必要がある。
〈Ｂ：０．０００６〜０．００２０％〉
Ｂは、ＢＮを生成することによりＨＡＺ靭性に有害な固溶Ｎを固定する上、粒内フェライトの生成を促進する作用を有する。また固溶Ｂは、粒界フェライトの粗大化およびフェライトサイドプレートの生成を抑制し、オーステナイト粒内の結晶粒を微細化する効果も有する。該作用効果を十分発揮させるには、Ｂを０．０００６％以上含有させる必要がある。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量は、０．００２０％以下に抑える。
Ｂは、ＢＮを生成することによりＨＡＺ靭性に有害な固溶Ｎを固定する上、粒内フェライトの生成を促進する作用を有する。また固溶Ｂは、粒界フェライトの粗大化およびフェライトサイドプレートの生成を抑制し、オーステナイト粒内の結晶粒を微細化する効果も有する。該作用効果を十分発揮させるには、Ｂを０．０００６％以上含有させる必要がある。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量は、０．００２０％以下に抑える。
〈Ｎ：０．００４５〜０．００９０％〉
Ｎは、ＴｉやＡｌ等の元素と窒化物を形成してＨＡＺ靭性を向上させる元素であるため、０．００４５％以上、好ましくは０．００６０％以上含んでいてもよい。尚、固溶Ｎは、ＨＡＺの靭性を劣化させる原因となる。全窒素量の増加により、先述の窒化物は増加するが固溶Ｎも過剰となるため、本発明ではＮ量を０．００９０％以下に抑える。
Ｎは、ＴｉやＡｌ等の元素と窒化物を形成してＨＡＺ靭性を向上させる元素であるため、０．００４５％以上、好ましくは０．００６０％以上含んでいてもよい。尚、固溶Ｎは、ＨＡＺの靭性を劣化させる原因となる。全窒素量の増加により、先述の窒化物は増加するが固溶Ｎも過剰となるため、本発明ではＮ量を０．００９０％以下に抑える。
〈Ｔｉ：０．００８〜０．０２０％〉
Ｔｉは、ＴｉＮ系析出物を生成して粒内フェライトの生成を促進すると共に、オーステナイト粒の粗大化抑制にも有効な元素である。また、高降伏強度化に寄与する元素でもある。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｔｉを０．００８％以上含有させる必要があり、好ましくは０．０１２％以上である。しかし、Ｔｉを過剰に含有させると、却ってＨＡＺ靭性の低下を招くため０．０２０％以下とする。
Ｔｉは、ＴｉＮ系析出物を生成して粒内フェライトの生成を促進すると共に、オーステナイト粒の粗大化抑制にも有効な元素である。また、高降伏強度化に寄与する元素でもある。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｔｉを０．００８％以上含有させる必要があり、好ましくは０．０１２％以上である。しかし、Ｔｉを過剰に含有させると、却ってＨＡＺ靭性の低下を招くため０．０２０％以下とする。
本発明では、上記の通り、個々の規定量のＢ、Ｔｉ、Ｎのバランスを最適化すると共に、一定量のＮｂを添加する。Ｎｂは、粗大な粒界フェライトの生成を十分に抑制し、オーステナイト粒内の結晶粒微細化を達成させるのに有用な元素である。本発明では、この様な効果を十分発揮させるべくＮｂを０．００５％以上含有させる。しかし過剰に含まれていると、硬質相のＭＡ（Martensite-Austenite constituent）が生成し易く、また結晶が一定方向に形成され、ＨＡＺ靭性の劣化を招くので、０．０１６％以下に抑える。
ＨＡＺの低温靭性をより確実に高めるには、更にＣ、Ｓｉを低減させることが有効である。本発明では、硬質相であるＭＡの生成を抑制し、約−６０℃でのＨＡＺ靭性を確保すべく、Ｃ量を０．０７％以下に抑える。一方、Ｃは、鋼板の強度確保に必須の元素でもあることから、０．０３％以上含有させる。
更に、Ｓｉも０．２５％以下に低減することにより、ＭＡの生成を十分に抑制でき、ＨＡＺの低温靭性を容易に確保することができる。一方、Ｓｉは、溶鋼の脱酸に使用されると共に強度向上に有効に作用する元素であるため、０．０１％以上含まれていてもよく、好ましくは０．０５％以上含有させる。
尚、上記の通りＨＡＺ靭性を確実に高めると共に、鋼板（母材）の強度や靭性等その他の特性を具備させるには、上記以外の成分の含有量を下記範囲内とする必要がある。
〈Ｍｎ：１．２０〜１．６０％〉
Ｍｎは、ＳをＭｎＳとして捕捉し、ＳによるＨＡＺ靭性の劣化を抑制するのに有用な元素である。また、焼入れ性を高めて鋼板の高強度化（高ＴＳ化と高ＹＳ化）に寄与する元素でもある。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｍｎを１．２０％以上含有させる必要がある。しかし、Ｍｎ量が過剰になるとＨＡＺ靭性が却って劣化するため、１．６０％以下に抑える。
Ｍｎは、ＳをＭｎＳとして捕捉し、ＳによるＨＡＺ靭性の劣化を抑制するのに有用な元素である。また、焼入れ性を高めて鋼板の高強度化（高ＴＳ化と高ＹＳ化）に寄与する元素でもある。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｍｎを１．２０％以上含有させる必要がある。しかし、Ｍｎ量が過剰になるとＨＡＺ靭性が却って劣化するため、１．６０％以下に抑える。
〈Ｐ：０．０１０％以下（０％を含まない）〉
Ｐは、ＨＡＺ靭性を劣化させる元素であるため極力低減する必要があり、本発明では０．０１０％以下に抑える。
Ｐは、ＨＡＺ靭性を劣化させる元素であるため極力低減する必要があり、本発明では０．０１０％以下に抑える。
〈Ｓ：０．００３％以下（０％を含まない）〉
Ｓは、粗大な硫化物を生成してＨＡＺ靭性を劣化させる元素である。よって極力低減する必要があり、本発明では０．００３％以下に抑える。
Ｓは、粗大な硫化物を生成してＨＡＺ靭性を劣化させる元素である。よって極力低減する必要があり、本発明では０．００３％以下に抑える。
〈Ａｌ：０．０２〜０．０４％〉
Ａｌは、脱酸剤として使用されると共に、ＡｌＮ系析出物を生成して大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を向上させる元素であり、本発明では０．０２％以上含有させる。しかしＡｌ量が過剰になると、アルミナ等の酸化物系介在物が増大すると共に、ＭＡの生成が促進されＨＡＺ靭性が劣化するので、０．０４％以下に抑える。
Ａｌは、脱酸剤として使用されると共に、ＡｌＮ系析出物を生成して大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を向上させる元素であり、本発明では０．０２％以上含有させる。しかしＡｌ量が過剰になると、アルミナ等の酸化物系介在物が増大すると共に、ＭＡの生成が促進されＨＡＺ靭性が劣化するので、０．０４％以下に抑える。
本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部は鉄及び不可避不純物であり、該不可避不純物として、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可能である。
〈Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：０．８％以下、および
Ｖ ：０．０５％以下
よりなる群から選択される１種以上（但し、下記式（２）の範囲内とする）。
（Ｃｕ＋Ｎｉ＋６０Ｎｂ＋２０Ｖ）≦１．４ …（２）
｛式中、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖは、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す｝〉
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖは、いずれも強度確保に有用な元素である。Ｃｕは、固溶強化および析出強化により強度（ＴＳとＹＳ）を高めるのに有効な元素である。しかし過剰に含有させると、熱間加工性を阻害させるため０．５％以下に抑える。
Ｎｉ：０．８％以下、および
Ｖ ：０．０５％以下
よりなる群から選択される１種以上（但し、下記式（２）の範囲内とする）。
（Ｃｕ＋Ｎｉ＋６０Ｎｂ＋２０Ｖ）≦１．４ …（２）
｛式中、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖは、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す｝〉
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖは、いずれも強度確保に有用な元素である。Ｃｕは、固溶強化および析出強化により強度（ＴＳとＹＳ）を高めるのに有効な元素である。しかし過剰に含有させると、熱間加工性を阻害させるため０．５％以下に抑える。
Ｎｉは、母材の強度と靭性を同時に向上させる元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、０．２％以上含有させることが好ましい。しかし、過剰な添加はコストアップとなるため０．８％以下に抑える。
Ｖは、焼入れ性を高めて高強度を確保すると共に、焼戻し軟化抵抗を高めるのに有用な元素である。しかし過剰に含まれると、ＨＡＺ靭性が劣化するため０．０５％以下に抑える。
また本発明では、前述の通りＮｂを０．０１６％以下に抑制すると共に、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖの含有量を下記式（２）の通り制限することにより、Ｃｕ、ＮｉおよびＶよりなる群から選択される１種以上を含有させる場合であっても、優れたＨＡＺ靭性を確保することができる。
図２は、０．０６％Ｃ−０．２０％Ｓｉ−１．４％Ｍｎ−０．０３％Ａｌ−０．０１４Ｔｉ−０．００１４％Ｂ−０．００６５％Ｎを基本成分とし、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．８％以下、およびＶ：０．０５％以下よりなる群から選択される１種以上と規定量のＮｂを、（Ｃｕ＋Ｎｉ＋６０Ｎｂ＋２０Ｖ）が種々の値となるよう含んだ鋼板を用いて、熱サイクル試験を行い、ＨＡＺの低温靭性（ｖＥ−６０）を後述する実施例の通り測定し、これらの結果を整理したものである。尚、熱サイクル試験は、溶接入熱：６０ｋＪ／ｃｍ（板厚１２ｍｍ）を想定して、１４００℃×５ｓｅｃに加熱保持後、８００℃から５００℃までを１５０ｓｅｃで冷却した。
この図２より、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．８％以下およびＶ：０．０５％以下よりなる群から選択される１種以上を含有させる場合、ＨＡＺの低温靭性としてｖＥ−６０：１００Ｊ以上を達成させるには、下記式（２）に示す通り、（Ｃｕ＋Ｎｉ＋６０Ｎｂ＋２０Ｖ）の値が１．４％以下となるようにする必要があることが分かる。Ｎｂを０．０１６％以下に抑制すると共に、上記の通りＣｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖの含有量を総合的に制限することにより、硬質相であるＭＡの生成を抑制して、優れたＨＡＺ靭性を確保することができる。
（Ｃｕ＋Ｎｉ＋６０Ｎｂ＋２０Ｖ）≦１．４（％） …（２）
｛式中、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖは、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す｝
（Ｃｕ＋Ｎｉ＋６０Ｎｂ＋２０Ｖ）≦１．４（％） …（２）
｛式中、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖは、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す｝
〈Ｃａ：０．００３％以下（０％を含まない）〉
Ｃａは、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすＳをＣａＳとして固定すると共に、非金属介在物を粒状に形態制御して靭性を向上させるのに有効な元素である。この様な効果を十分発揮させるには、Ｃａを０．００１０％以上含有させることが好ましいが、過剰に含有させても、これらの効果は飽和しＨＡＺ靭性が却って劣化する。よってＣａ含有量は、０．００３％以下とすることが好ましい。
Ｃａは、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすＳをＣａＳとして固定すると共に、非金属介在物を粒状に形態制御して靭性を向上させるのに有効な元素である。この様な効果を十分発揮させるには、Ｃａを０．００１０％以上含有させることが好ましいが、過剰に含有させても、これらの効果は飽和しＨＡＺ靭性が却って劣化する。よってＣａ含有量は、０．００３％以下とすることが好ましい。
本発明は、いわゆる厚板に有利に適用できる。板厚は、約７ｍｍ以上であり上限は特に限定されないが、通常４０ｍｍ以下程度である。
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。
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。
表１，２に示す成分組成の鋼片を１１００℃に加熱し、所定の板厚（１２ｍｍまたは３０ｍｍ）まで圧延（圧延終了温度：７００〜７８０℃）し、冷却速度：３〜８℃／秒で５５０℃まで冷却し、その後空冷した。尚、製造条件は、公知の直接焼入れ・焼戻し等の技術を適用してもＨＡＺの特性に悪影響を及ぼすものでなく、上記条件に限定されない。
得られた鋼板について、下記の通り母材特性とＨＡＺ靭性の評価を行った。
［母材特性の評価］
各鋼板の全厚から、圧延方向に対して直角の方向にＪＩＳ Ｚ ２２０１の１Ｂ試験片を採取して、ＪＩＳＺ ２２４１の要領で引張試験を行ない、降伏強度（ＹＳ）及び引張強度（ＴＳ）を測定した。そして、引張強度が４４０ＭＰａ以上のものを高張力であると評価した。
各鋼板の全厚から、圧延方向に対して直角の方向にＪＩＳ Ｚ ２２０１の１Ｂ試験片を採取して、ＪＩＳＺ ２２４１の要領で引張試験を行ない、降伏強度（ＹＳ）及び引張強度（ＴＳ）を測定した。そして、引張強度が４４０ＭＰａ以上のものを高張力であると評価した。
また各鋼板の表面側から１ｍｍ削った部位から、圧延方向にＪＩＳＺ ２２０２のＶノッチ試験片を採取して、ＪＩＳＺ ２２４２の要領でシャルピー衝撃試験を行い、試験温度：−６０℃での吸収エネルギー（ｖＥ−６０）を測定した。そして、該吸収エネルギー（ｖＥ−６０）が１００Ｊ以上のものを優れた母材靭性を具備していると評価した。
［ＨＡＺ靭性の評価］
上記鋼板を用いた片面サブマージアーク溶接をＦＣＢ法で実施した。ＦＣＢ法は銅板の上に裏当てフラックスを敷き、開先裏面に押し当て、表面片側から裏ビードを形成しながら溶接を完了させる方法であり、造船等の板継ぎ溶接で一般的に適用されている。開先形状を図３［（ａ）は板厚１２ｍｍの場合、（ｂ）は板厚３０ｍｍの場合］に示す。溶接材料は、下記の低温用鋼溶接材料（神戸製鋼所製）を使用し、図４および表３の溶接条件で溶接継手を作製した。
〈溶接材料〉
・ワイヤ；ＵＳ−２５５
・表フラックス；ＰＦＩ−５０ＬＴ
・裏当てフラックス；ＭＦ−１Ｒ
上記鋼板を用いた片面サブマージアーク溶接をＦＣＢ法で実施した。ＦＣＢ法は銅板の上に裏当てフラックスを敷き、開先裏面に押し当て、表面片側から裏ビードを形成しながら溶接を完了させる方法であり、造船等の板継ぎ溶接で一般的に適用されている。開先形状を図３［（ａ）は板厚１２ｍｍの場合、（ｂ）は板厚３０ｍｍの場合］に示す。溶接材料は、下記の低温用鋼溶接材料（神戸製鋼所製）を使用し、図４および表３の溶接条件で溶接継手を作製した。
〈溶接材料〉
・ワイヤ；ＵＳ−２５５
・表フラックス；ＰＦＩ−５０ＬＴ
・裏当てフラックス；ＭＦ−１Ｒ
そして、表面側から１ｍｍ削り、ＨＡＺ（ボンド部、ボンド部＋１ｍｍ［ＨＡＺ１ｍｍ］）の位置に板表面に垂直に切欠きを入れたＪＩＳＺ ２２０２のＶノッチ試験片を、それぞれ３個採取し、ＪＩＳＺ ２２４２の要領でシャルピー衝撃試験を行った。そして、吸収エネルギーの平均値が１００Ｊ以上のものを、ＨＡＺの低温靭性に優れると評価した。これらの結果を表４，５に示す。
表１，２，４，５から次の様に考察することができる（尚、下記Ｎｏ．は、表中の実験Ｎｏ．を示す）。
本発明で規定する要件を満たすＮｏ．４、７、１５〜１７の鋼板は、ＨＡＺの低温靭性に優れていると共に、母材特性にも優れた高張力鋼板であり、該鋼板を、大入熱片面サブマージアーク溶接法で溶接し、低温条件の用途に用いる場合にも優れた特性を発揮する。
これに対し、本発明の規定を満足しないＮｏ．１９〜３８は、夫々、以下の不具合を有している。
即ち、Ｎｏ．１９は、Ｃ量が上限を超えており、またＮｏ．２０は、Ｓｉ量が上限を超えているため、ＨＡＺ靭性に劣っている。
Ｎｏ．２１は、Ｍｎ量が不足しているためＨＡＺ靭性が劣っている。一方、Ｎｏ．２２は、Ｍｎ量が過剰であるため、優れたＨＡＺ靭性を確保できていない。
Ｎｏ．２３はＰ量が過剰であり、またＮｏ．２４はＳ量が過剰であるため、いずれもＨＡＺ靭性に劣っている。
Ｎｏ．２５はＡｌ量が不足しており、Ｎｏ．２６はＡｌ量が過剰であるため、ＨＡＺ靭性に劣っている。また、Ｎｏ．２７はＮｂ量が不足しており、Ｎｏ．２８はＮｂ量が過剰であるため、いずれもＨＡＺ靭性に劣っている。
Ｎｏ．２９はＴｉ量が不足しており、Ｎｏ．３０はＴｉ量が過剰であるため、ＨＡＺ靭性に劣っている。Ｎｏ．３１はＢ量が不足しており、Ｎｏ．３２はＢ量が過剰であるため、いずれもＨＡＺ靭性に劣っている。またＮｏ．３３はＮ量が不足しており、一方、Ｎｏ．３４はＮ量が過剰であるため、いずれもＨＡＺ靭性に劣っている。
Ｎｏ．３５は、（Ｂ−ＮＴ／１．３）が式（１）の下限を下回っており、またＮｏ．３６は、（Ｂ−ＮＴ／１．３）が式（１）の上限を上回っているため、いずれもＨＡＺ靭性に劣っている。
Ｎｏ．３７、３８は、Ｃｕ、ＮｉおよびＶよりなる群から選択される１種以上を含むものであるが、式（２）の上限を上回っているため、ＨＡＺ靭性に劣っている。
Claims (2)
- 質量％で（以下同じ）、
Ｃ ：０．０３〜０．０６％、
Ｓｉ：０．０１〜０．２５％、
Ｍｎ：１．２０〜１．６０％、
Ｐ ：０．０１０％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．００３％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０２〜０．０４％、
Ｎｂ：０．００５〜０．００８％、
Ｂ ：０．０００６〜０．００２０％、
Ｎ ：０．００４５〜０．００９０％、
Ｔｉ：０．００８〜０．０２０％、
Ｃａ：０．００３％以下（０％を含まない）
を満たすと共に、下記式（１）を満たし、残部鉄および不可避不純物であることを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板。
−２０≦（Ｂ−ＮＴ／１．３）≦１０ …（１）
｛式中、ＢはＢ含有量（質量ｐｐｍ）を示す。
またＮＴは、
Ｎ（Ｎ含有量、単位：質量ｐｐｍ）とＴｉ（Ｔｉ含有量、単位：質量ｐｐｍ）の関係が、（Ｎ−Ｔｉ／３．４）≧０である場合には、ＮＴ＝（Ｎ−Ｔｉ／３．４）、
（Ｎ−Ｔｉ／３．４）＜０である場合には、ＮＴ＝０を示す｝ - 更に、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：０．８％以下、および
Ｖ ：０．０５％以下
よりなる群から選択される１種以上を下記式（２）を満たすように含む請求項１に記載の鋼板。
（Ｃｕ＋Ｎｉ＋６０Ｎｂ＋２０Ｖ）≦１．４ …（２）
｛式中、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖは、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す｝
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