JP4823841B2 - 音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の超大入熱溶接用高張力鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の超大入熱溶接用高張力鋼板およびその製造方法に関し、特に、オフラインでの熱処理を必要としない高い生産性のもとに製造することのできる、音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の超大入熱溶接用高張力鋼板およびその製造方法に関する。本発明に係る高張力鋼板は、橋梁、船舶、建築構造物、海洋構造物、圧力容器、ペンストック、ラインパイプなどの溶接構造物の構造部材として、厚鋼板の形態で用いられるものである。

橋梁、船舶、建築構造物、海洋構造物、圧力容器、ペンストック、ラインパイプなどの溶接構造部材として用いられる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の高張力鋼板には、強度のほか靭性や溶接性が要求され、近年では超大入熱での溶接性が要求されることも多く、特性向上の検討は従来からも多数なされている。

このような鋼板の組成および製造条件としては、例えば、特許文献１、２などに開示されている。これらは鋼板を圧延後、オフラインで再加熱焼入れし、さらに再加熱焼戻し熱処理する製造方法に関するものである。また、例えば、特許文献３〜５などには、鋼板の圧延後にオンラインで焼入れを行う、いわゆる直接焼入れによる製造に関する発明が開示されている。これらは、再加熱焼入れ、直接焼入れいずれの場合にもオフラインでの焼き戻し熱処理を必要としているが、生産性を高めるには、焼戻し熱処理も省略してオフラインでの熱処理を必要としないいわゆる非調質の製造方法が望ましい。

非調質の製造方法に関する発明もいくつか開示されており、例えば、特許文献６〜９などに記載の発明がある。これらは、鋼板の圧延後の加速冷却を途中で停止する、加速冷却−途中停止プロセスに関するものである。これは加速冷却によって変態温度以下まで急冷して焼入れ組織を得ながら、変態後の比較的温度の高い状態で水冷を停止することで徐冷過程に移行させ、この徐冷過程で焼戻し効果を得て再加熱焼戻しを省略しようとするものである。

また、特許文献１０に記載の発明は、加速冷却−途中停止プロセスによる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の高張力鋼板の製造技術に関するものである。

また、特許文献１１には、圧延後の水冷も行わない非調質プロセスに関する発明が開示されている。

また、特許文献１２には、音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の高張力鋼板の加速冷却−途中停止プロセスでの製造方法に関する発明が開示されている。

特開昭５３−１１９２１９号公報 特開平０１−１４９９２３号公報 特開昭５２−０８１０１４号公報 特開昭６３−０３３５２１号公報 特開平０２−２０５６２７号公報 特開昭５４−０２１９１７号公報 特開昭５４−０７１７１４号公報 特開２００１−０６４７２３号公報 特開２００１−０６４７２８号公報 特開２００２−０８８４１３号公報 特開２００２−０５３９１２号公報 特開２００５−１２６８１９号公報

しかし、上記の特許文献１〜５に記載の発明では、オフラインでの熱処理工程を要するため、どうしても生産性を阻害してしまうという問題があった。

このような生産性の問題を解決するため、焼戻し熱処理も省略してオフラインでの熱処理を必要としないいわゆる非調質の製造方法を開示した上記の特許文献６〜９に記載の発明でも、いずれも靭性や強度を得るために比較的低温での制御圧延を必要としていて、圧延を終了する温度が８００℃前後となるので温度待ちの時間を要し生産性が高いとはいえないという問題があった。また、特に橋梁、建築などの用途では、溶接部の超音波斜角探傷試験の精度に影響するために音響異方性が小さいことが要求されるが、８００℃程度の温度で圧延を終了する制御圧延では集合組織が形成されるために鋼板の音響異方性が大きくなり、こうした用途には必ずしも合致しないという問題もあった。

また、上記の特許文献１０に記載の発明では、Ｖが途中加速冷却停止後の徐冷段階でも析出強化に寄与するとされているが、本発明者らの検討では後述するようにＶは途中加速冷却停止後の徐冷段階での析出速度がＮｂ、Ｔｉに比べて遅く、強化にはさほど有効ではないという知見を得ており、この成分組成では必ずしも安定的な強度は得られないと考えられる。

また、上記の特許文献１１に記載の発明では、低温での制御圧延を行わないので音響異方性は大きくならないものの、そのかわり強度を得るためにＣｕ、Ｎｉ、Ｍｎなど合金添加量が多くなるなど経済性に問題があった。

また、上記の特許文献１２に記載の発明は、本発明者らによるものであり、音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の高張力鋼板を、合金添加量が少ない経済的な成分組成と、生産性の高い加速冷却−途中停止プロセスを前提とした製造方法にて製造可能である。しかし、さらなる検討の結果、特許文献１２に記載の発明では、板厚が３０〜１００ｍｍ程度の厚手材において、特にその板厚中心部において目標とする４５０ＭＰａ以上の降伏応力が得られない場合があることがわかった。さらに、特許文献１２に記載の発明では、その実施例にあるように入熱２０ｋＪ／ｍｍ程度の大入熱溶接時の継手靭性は良好であるが、入熱が２０ｋＪ／ｍｍを超える、１００ＫＪ／ｍｍ程度の超大入熱溶接時には必ずしも良好な継手靭性が得られないことがわかった。

そこで、本発明は、合金添加量が少ない経済的な成分組成と、生産性の高い加速冷却−途中停止プロセスを前提として、音響異方性が小さく溶接性に優れる、板厚中心部においても引張強さ５７０ＭＰａ級以上、降伏応力４５０ＭＰａ級以上の超大入熱溶接用高張力鋼板およびその製造方法を提供することを目的とするものである。なお、本発明で対象とするのは、鋼板板厚は１００ｍｍ以下、溶接入熱は１００ｋＪ／ｍｍ以下である。

高張力鋼の強化手段はいくつかあるが、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｃｒの炭化物あるいは窒化物などの析出強化を利用する方法は、比較的少ない合金成分での強化が可能である。その際、大きな析出強化量を得るためには素地と整合性のある析出物を形成させることが重要となる。

加速冷却−途中停止プロセスでは、圧延中の段階では鋼組織はオーステナイトであり、加速冷却によって変態しベイナイトやフェライト等のフェライト素地の組織になる。圧延や加速冷却前にオーステナイト中で析出した析出物は変態後には素地との整合性を失って強化効果は小さくなる。また、圧延の早い段階で析出した析出物は粗大化して靭性を低下させる要因ともなる。したがって、圧延中および加速冷却前には析出物の析出は抑制し、加速冷却停止後の徐冷中の段階でベイナイトまたはフェライト組織中にできるだけ析出させることが重要である。水冷後に再加熱して焼戻し熱処理を行うプロセスであれば、析出のための温度と時間を十分にとることができるので、大きな析出強化を容易に得やすい。これに対して、再加熱焼戻しを行わない加速冷却−途中停止プロセスの場合は加速冷却停止後の徐冷中に析出を期待するのであるが、焼入れ組織を得るために加速冷却停止温度はある程度低温にせざるを得ないので、析出のための温度、時間ともに制約され、析出強化には一般に不利である。こうしたことから前述のように非調質プロセスは生産性が高い反面、調質プロセスと同じ強度を得るには合金元素を多く必要とするか、低温での制御圧延を行わざるを得なかったわけである。

そこで、本発明者らは、生産性の高い加速冷却−途中停止プロセスを前提としながら、合金元素を多量に添加することや低温での制御圧延によることなく高強度を得るために、特に析出強化を最大限に生かす方法について鋭意検討を重ねた。

まず、加速冷却停止後徐冷過程における析出挙動を明らかにするため、ベイナイトまたはフェライト組織ないしはそれらの混合組織中での各合金元素の炭化物、窒化物、炭窒化物の析出速度および析出強化量と、温度および保持時間との関係について詳細に検討した。その結果、ベイナイトまたはフェライト組織ないしはそれらの混合組織中ではＮｂ炭窒化物、Ｔｉ炭化物の析出速度がＶなど他の元素に比べて速く、かつこれらは素地と整合な析出物となるために強化量が大きいこと、特に、６００〜７００℃の温度域での析出速度が速く、強化量が大きいことがわかった。さらに、ＮｂとＴｉ、あるいはＮｂとＴｉとＭｏとを併用して複合析出させた場合には、相乗効果によって短時間の保持でも素地と整合な析出物が微細分散し大きな析出強化を得ることができることを知見した。

しかしながら、Ｎｂ、Ｔｉの添加量が多すぎると、生成する析出物が粗大になる傾向があり、析出物の個数はかえって少なくなるために、析出強化量が低下する。Ｎｂ、Ｔｉの炭化物、窒化物および炭窒化物のオーステナイト中およびフェライト中での析出速度や析出物の形態は、Ｎｂ、Ｔｉ添加量とＣ、Ｎ量によって大きく影響を受ける。本発明者らは、種々の実験および解析により、Ｎｂ、Ｔｉの炭化物、窒化物および炭窒化物の析出速度、析出形態は、パラメータＡ＝（［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］）×（［Ｃ］＋［Ｎ］×１２／１４）でよく整理され、この値を一定範囲内に制御することで圧延中の析出を抑制しながら水冷途中停止後の徐冷中の微細な析出を十分に得ることができるという知見を得た。すなわち、Ｎｂ、Ｔｉ添加量が多いほどＣ、Ｎの添加量を少なくする必要があることになる。Ａの値が小さすぎるとフェライト中の析出速度が遅くなり、十分な析出強化が得られない。逆に、Ａの値が大きすぎると、オーステナイト中の炭化物、窒化物および炭窒化物の析出速度が速くなりすぎて析出物が粗大化し、加速冷却停止後の徐冷中の整合析出量も不足するため、やはり析出強化量が低下する。具体的には、Ｎｂを０．０２５％以上、Ｔｉを０．００５％以上、かつ［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］が０．０４５％以上、０．１０５％以下となるように添加し、上記パラメータＡの値を０．００２２以上、０．００５５以下とすることが、本発明において引張強さ５７０ＭＰａ以上を得るための条件となる。

これらの析出強化効果には組織の影響も大きい。ベイナイト組織は、フェライトに比べ転位密度など加工組織を維持しやすい。微細整合析出を促進させるには、加工組織に含まれる転位や変形帯などの析出サイトが十分に存在することが非常に有効に作用する。本発明者らの検討によれば、十分な強化を得るには、ベイナイトの体積率３０％以上のベイナイトとフェライトの混合組織とすることが必要である。パーライトが存在すると、その相界面へＮｂ、Ｔｉの炭化物、窒化物ないし炭窒化物が析出してしまうため、目的とする強化効果が小さくなり、引張強さ５７０ＭＰａを確保することが困難となるだけでなく、靭性なども低下させるため、極力低減する必要があるものの、その体積率が５％未満であれば、このような悪影響は小さいため許容できる範囲である。

島状マルテンサイトが存在すると、母材の降伏応力（上降伏点あるいは０．２％耐力）や靭性を低下させるため、極力低減する必要があるが、その体積率が３％未満であれば、このような悪影響は小さいため許容できる範囲である。

引き続き、本発明者らは、最大限の析出強化効果を得るための具体的な製造条件について検討を行い、以下の知見を得た。

本発明は、圧延に引き続く加速冷却−途中停止プロセスにおいて、Ｎｂ、Ｔｉ等の析出強化を最大限に生かして強度を得るものであり、圧延に先立つ鋼片または鋳片の加熱時にＮｂ、Ｔｉを十分に固溶させておく必要がある。しかしながら、ＮｂとＴｉが共存すると単独で存在する場合よりも固溶しにくくなる傾向があり、それぞれの溶解度積などから予想される固溶温度への加熱では必ずしもこれらは十分には固溶できないことがわかった。本発明者らは、本発明鋼において加熱温度とＮｂ、Ｔｉの固溶状態を調査し、特に上記のＡ値とＮｂ、Ｔｉの固溶状態との関係を詳細に解析した。その結果、鋼片または鋳片の過熱温度を、下記に示すようなＡ値を含む条件式で算出される温度Ｔ（℃）よりも高くすることで、Ｎｂ、Ｔｉを十分に固溶させることができるとの結論に至った。
Ｔ＝６３００／（１．９−Ｌｏｇ₁₀Ａ）−２７３
ここで、Ａ＝（［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］）×（［Ｃ］＋［Ｎ］×１２／１４）
であり、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｃ］、［Ｎ］は、それぞれＮｂ、Ｔｉ、Ｃ、Ｎの質量％で表した含有量を意味する。

圧延段階でのＮｂ、Ｔｉの析出は圧延歪によって促進されるので、オーステナイトの高温域での圧延条件、いわゆる粗圧延の条件が最終的な析出強化効果に大きく影響する。具体的には、粗圧延は１０２０℃以上の温度域で完了し、１０２０〜９２０℃の温度域では極力圧延をしないことが圧延中の析出を抑制するための要件である。しかしながら、全ての圧延を１０２０℃以上の温度域で完了してしまうと、回復、再結晶によって加速冷却−途中停止後には加工組織はほとんど残らないため、転位や変形帯などの析出サイトが十分に存在せず、十分な析出強化は得られない。したがって、未再結晶温度域での必要十分な圧延を行い、圧延後すみやかに加速冷却を行うことが必須条件となる。具体的には９２０〜８６０℃の限定された範囲において累積圧下率２０〜５０％の比較的軽度な圧延を行う。この条件であれば圧延歪は過度に大きくないので、不必要なＮｂ、Ｔｉの析出は抑制され、また強い集合組織を形成することはないので、音響異方性も大きくならない。なおかつ加速冷却停止後も適度な析出サイトを残存させるために必要な量の圧延歪は確保することができる。

加速冷却−途中停止プロセスの加速冷却停止温度は、Ｎｂ、Ｔｉの析出に有利なように６００〜７００℃とするが、このような高い停止温度でもベイナイトの体積率が３０％以上であり、かつ、パーライトの体積率が５％未満、島状マルテンサイトの体積率が３％未満の鋼組織を得るためには、鋼の成分組成を後述する特定範囲に限定するとともに、加速冷却においては２℃／ｓｅｃ以上、３０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度が必要である。

ここで得られた知見は、Ｎｂ、Ｔｉの炭化物あるいは炭窒化物の析出を、高温域を含む圧延中、加速冷却中および冷却停止後の徐冷過程に至るまでオンラインで制御する新しい考え方であり、従来の調質プロセス並以上の析出強化が、オフライン熱処理を必要としない加速冷却−途中停止プロセスで実現できる。

また、この製造プロセスによれば鋼材組成の溶接割れ感受性指数Ｐｃｍ（＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］、ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｂ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの質量％を意味する。）を低く抑えることができるため、Ｐｃｍ≦０．１８で溶接性に優れ、さらに、Ｐｃｍを低く抑えることができるため、Ｓｉ量の低減と併せて、次に述べるように超大入熱溶接時にも島状マルテンサイトが生成しにくく継手靭性の良好な、引張強さ５７０ＭＰａ級以上の高張力鋼材を提供できる。

次に、超大入熱溶接時に良好な継手靭性を得るに至った新規知見につき述べる。特許文献１２の発明では、その実施例にあるように入熱２０ｋＪ／ｍｍ程度の大入熱溶接時の継手靭性は良好であるが、入熱が２０ｋＪ／ｍｍを超える、１００ＫＪ／ｍｍ程度の超大入熱溶接時には必ずしも良好な継手靭性が得られないことがわかった。そこで、音響異方性が小さく、溶接性に優れ、オフラインでの熱処理を必要とせずに製造可能な５７０ＭＰａ級以上の厚鋼板を対象に、超大入熱溶接時の継手靭性、特に、最脆化部である溶接融合線部（フュージョンライン部：ＦＬ部）の靭性につき数多くの検討を実施した。その結果、超大入熱溶接では大入熱溶接に比較し冷却速度が大幅に遅くなるため、オーステナイトからフェライトへの変態途中に、オーステナイト中に濃化する固溶Ｃ量が増え、硬質の脆化組織である島状マルテンサイトが生成するため継手靭性が低下することがわかった。超大入熱溶接時の島状マルテンサイトの生成は、特にＮｂ添加量が０．０２５％以上と多い場合に顕著となるが、これは、Ｎｂがオーステナイトからフェライトへの変態を抑制する傾向が強いためである。これに対し、Ｐｃｍを０．１８以下とすることと、Ｓｉ添加量を０．１０％未満とすること、の２つを同時に満たした場合に限り、オーステナイトからのセメンタイトの生成が促進される結果、オーステナイト中の固溶Ｃ量が大幅に低下し島状マルテンサイトの生成を抑制できることを見出した。

しかしながら、上述の島状マルテンサイトへの対策だけでは不十分であり、超大入熱溶接では大入熱溶接に比較し冷却速度が大幅に遅くなるため、５７０ＭＰａ級の高強度鋼でもＦＬ部のγ粒界から別の脆化組織である粒界フェライトが生成し、粗大化しやすいことによっても継手靭性が低下することがわかった。これに対し、粒界フェライトの粗大化抑制には、Ｐｃｍを０．１３以上とした上でＢを添加することでγ粒界の焼入性が向上し粒界フェライトの粗大化を抑制できることを知見した。すなわち、島状マルテンサイトの対策としてＰｃｍを０．１８以下とした上でＳｉ添加量を０．１０％未満とすること、粒界フェライトの対策としてＰｃｍを０．１３以上とした上でＢを添加すること、の両者を同時に満足することで超大入熱溶接継手においても良好な継手靭性が得られることを新規に知見した。

以上のような知見に基づき本発明は初めて成されたものであって、その要旨とするところは、以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０３％以上、０．０７％以下、Ｓｉ：０．１０％未満（０％を含む）、Ｍｎ：０．８％以上、２．０％以下、Ａｌ：０．００３％以上、０．１％以下、Ｂ：０．０００５％以上、０．００５０％以下を含有し、さらに、Ｎｂ、Ｔｉを、Ｎｂ：０．０２５％以上、Ｔｉ：０．００５％以上で、かつ、０．０４５％≦［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］≦０．１０５％を満たすように含有し、さらに、Ｎ：０．００２５％超、０．００６％以下を含有し、さらに、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ、Ｎを、下記に示されるＡの値が、０．００２２以上、０．００５５以下となる関係を満足する範囲で含有し、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍが０．１３以上、０．１８以下であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、鋼組織が、ベイナイトの体積率が３０％以上、パーライトの体積率が５％未満、島状マルテンサイトの体積率が３％未満であり、残部がフェライトからなることを特徴とする、音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の超大入熱溶接用高張力鋼板。
Ａ＝（［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］）×（［Ｃ］＋［Ｎ］×１２／１４）、
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］。
ここで、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｂ］は、それぞれＮｂ、Ｔｉ、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの質量％を意味する。
（２）さらに、質量％で、Ｍｏ：０．０５％以上、０．３％以下を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の超大入熱溶接用高張力鋼板。
（３）さらに、質量％で、Ｃｕ：０．１％以上、０．８％以下、Ｎｉ：０．１％以上、１．０％以下、Ｃｒ：０．１％以上、０．８％以下、Ｖ：０．０１％以上、０．０３％未満、Ｗ：０．１％以上、３％以下、の１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の超大入熱溶接用高張力鋼板。
（４）さらに、質量％で、Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１％以下の１種または２種を含有することを特徴とする、上記（１）ないし（３）のいずれか１項に記載の音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の超大入熱溶接用高張力鋼板。
（５）質量％で、Ｃ ：０．０３％以上、０．０７％以下、Ｓｉ：０．１０％未満（０％を含む）、Ｍｎ：０．８％以上、２．０％以下、Ａｌ：０．００３％以上、０．１％以下、Ｂ ：０．０００５％以上、０．００５０％以下、を含有し、さらに、Ｎｂ、Ｔｉを、Ｎｂ：０．０２５％以上、Ｔｉ：０．００５％以上で、かつ、０．０４５％≦［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］≦０．１０５％を満たすように含有し、さらに、Ｎ ：０．００２５％超、０．００６％以下を含有し、さらに、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ、Ｎを、下記に示されるＡの値が、０．００２２以上、０．００５５以下となる関係を満足する範囲で含有し、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍが０．１３以上、０．１８以下であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼片または鋳片を、下記に示されるＴ（℃）以上、１３００℃以下に加熱し、１０２０℃以上の温度範囲での粗圧延の後、１０２０℃未満、９２０℃超の範囲での圧延は累積圧下率を１５％以下に抑制し、９２０℃以下、８６０℃以上の範囲での累積圧下率を２０％以上、５０％以下とする仕上げ圧延を行い、これに引き続き、冷却速度が２℃／ｓｅｃ以上、３０℃／ｓｅｃ以下となる加速冷却を８００℃以上から開始し、７００℃以下、６００℃以上で該加速冷却を停止して、その後０．４℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却することを特徴とする、音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の超大入熱溶接用高張力鋼板の製造方法。
Ａ＝（［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］）×（［Ｃ］＋［Ｎ］×１２／１４）
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］
Ｔ＝６３００／（１．９−Ｌｏｇ₁₀Ａ）−２７３
ここで、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｂ］は、それぞれＮｂ、Ｔｉ、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの質量％で表した含有量を意味する。
（６）さらに、質量％で、Ｍｏ：０．０５％以上、０．３％以下を含有することを特徴とする、上記（５）に記載の音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の超大入熱溶接用高張力鋼板の製造方法。
（７）さらに、質量％で、Ｃｕ：０．１％以上、０．８％以下、Ｎｉ：０．１％以上、１．０％以下、Ｃｒ：０．１％以上、０．８％以下、Ｖ ：０．０１％以上、０．０３％未満、Ｗ ：０．１％以上、３％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（５）または（６）に記載の音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の超大入熱溶接用高張力鋼板の製造方法。
（８）さらに、質量％で、Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１％以下の１種または２種を含有することを特徴とする、上記（５）ないし（７）のいずれか１項に記載の音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の超大入熱溶接用高張力鋼板の製造方法。

本発明によれば、音響異方性が小さく溶接性に優れる板厚１００ｍｍまでの引張強さ５７０ＭＰａ級以上の超大入熱溶接用高張力鋼板を、合金添加量が少ない経済的な成分系と生産性の高い非調質の製造方法により得ることができ、その工業界への効果は極めて大きい。

以下に、本発明における各成分および製造方法の限定理由を説明する。

Ｃは、Ｎｂ、Ｔｉとの炭化物、炭窒化物を形成し本発明鋼の強化機構の主要素となる重要な元素である。Ｃ量が０．０３％未満となるほど不足であると、加速冷却停止後の徐冷中の析出量が不足して強度が得られない。逆に、Ｃ量が０．０７％を超えるほど過剰であっても、圧延中のオーステナイト域における析出速度が速くなり、結果的に加速冷却停止後の徐冷中の整合析出量が不足して強度が得られない。そのため、Ｃ量は、０．０３％以上、０．０７％以下の範囲に限定する。

Ｓｉは、母材での島状マルテンサイトの生成を抑制するため、さらには、超大入熱溶接時の最脆化部であるＦＬ部での島状マルテンサイトの生成を抑制するために、その上限を０．１０％未満に限定する必要がある。Ｓｉ量が０．１０％以上の場合は、板厚が３０ｍｍ程度以上の鋼板の特に板厚中心部において島状マルテンサイトの体積率が３％以上となり降伏応力（０．２％耐力）や靭性が低下しやすく、さらに、超大入熱溶接時の継手靭性が低下しやすい。母材での島状マルテンサイトの生成を抑制するため、さらには、超大入熱溶接時の最脆化部であるＦＬ部での島状マルテンサイトの生成を抑制するための、好ましいＳｉ量は０．０５％未満である。Ｓｉ量の下限は、特に限定する必要はなく、０％である。

Ｍｎは、焼入性を高め、ベイナイト分率３０％以上のベイナイトとフェライトの混合組織を得るために必要な元素である。この目的のためには０．８％以上は必要であるが、２．０％を超えて添加すると母材や溶接熱影響部の靭性低下をもたらす場合があるので、上限を２．０％とする。

Ａｌは、通常脱酸元素として添加される範囲の０．００３％以上、０．１％以下とする。

Ｂは、超大入熱溶接時にＦＬ部に生成する脆化組織である粒界フェライトの生成、粗大化を抑制することで、超大入熱溶接時の継手靭性を改善する効果を有する。この効果を得るには、Ｂの０．０００５％以上の添加を必要とするが、０．００５０％を超えて添加すると継手靭性が低下するため、添加量は０．０００５％以上、０．００５０％以下とする。

ＮｂおよびＴｉは、ＮｂＣ、Ｎｂ（ＣＮ）、ＴｉＣ、ＴｉＮ、Ｔｉ（ＣＮ）、あるいはこれらの複合析出物と、さらにはこれらとＭｏとの複合析出物を形成して本発明鋼の強化機構の主要素となる重要な元素である。加速冷却−途中停止プロセスにおいて、十分な複合析出物を得るためには、０．０２５％以上のＮｂと、０．００５％以上のＴｉを同時に添加し、［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］が０．０４５％以上、さらにＡ＝（［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］）×（［Ｃ］＋［Ｎ］×１２／１４）とするときにＡの値が０．００２２以上、となるように制御する事が必要である（ここで、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｃ］、［Ｎ］はそれぞれＮｂ、Ｔｉ、Ｃ、Ｎの質量％を意味する。）。５７０ＭＰａを超える引張強さ、例えば、６００ＭＰａ以上の引張強さを必要とする場合には、０．０３５％以上のＮｂと、０．００５％以上のＴｉを同時に添加し、［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］が０．０５５％以上となるように制御する事が望ましい。［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］が０．１０５％を超えると、Ｎｂ、Ｔｉの添加量が多すぎるため、生成する析出物が粗大になる傾向があり、析出物の個数はかえって少なくなるために、析出強化量が低下し引張強さ５７０ＭＰａを満足できなくなる。［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］は０．１０５％以下とする必要がある。Ａ＝（［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］）×（［Ｃ］＋［Ｎ］×１２／１４）の値が０．００５５を超えるとオーステナイト中の炭化物、窒化物および炭窒化物の析出速度が速くなりすぎて析出物が粗大化し、加速冷却停止後の徐冷中の整合析出量も不足するため析出強化量が低下し引張強さ５７０ＭＰａを満足できなくなる。このため、Ａの値は０．００５５以下とする必要がある。

Ｎは、Ｔｉと結びついてＴｉＮを形成する。ＴｉＮは、微細に分散している場合にはピニング効果によって溶接熱影響部組織の粗大化を抑えて溶接熱影響部靭性を向上させる。しかし、Ｎが０．００２５％以下となるほど不足であるとＴｉＮは粗大になってピニング効果が得られない。そこで、ＴｉＮを微細に分散させるために、Ｎは少なくとも０．００２５％超、ＴｉＮの微細分散効果を溶接熱影響部のより高温に晒された部分でも得てＦＬ部の靭性をより向上させるためには望ましくは０．００４％超の添加とする。また、Ｎを過剰に含有するとかえって母材および継手の靭性を低下させる場合があるため上限は０．００６％とする。より好ましくは上限は０．００５％である。

Ｍｏは、焼入性を向上させ、かつＮｂ、Ｔｉとの複合析出物を形成して強化に大きく寄与する。この効果を得るためには０．０５％以上を添加する。しかし、過剰に添加すると溶接熱影響部靭性を阻害するため添加は０．３％以下とする。

Ｃｕは、強化元素として添加する場合、その効果を発揮するには０．１％以上を必要とするが、０．８％を超えて添加しても添加量の割にはその効果は大きくなく、過剰に添加すると溶接熱影響部靭性を阻害する場合があるので、０．８％以下とする。

Ｎｉは、母材靭性を高めるために添加する場合は０．１％以上を必要とするが、過剰に添加すると溶接性を阻害する場合があり、高価な元素でもあるので添加の上限は１％とする。

Ｃｒは、Ｍｎと同様に焼入れ性を高め、ベイナイト組織を得やすくする効果がある。その目的のためには０．１％以上添加するが、過剰に添加すると溶接熱影響部靭性を阻害するので、上限を０．８％とする。

Ｖは、Ｎｂ、Ｔｉに比べ強化効果は少ないがある程度の析出強化と焼入れ性を高める効果がある。この効果を得るには０．０１％以上の添加が必要であるが、過剰に添加すると溶接熱影響部靭性の低下をもたらすので添加する場合でも０．０３％未満とする。

Ｗは、強度を向上させる効果を有する。添加する場合には０．１％以上添加するが、多量に添加するとコストが高くなるので添加量は３％以下とする。

ＭｇおよびＣａの１種または２種を添加することにより、微細な硫化物や酸化物を形成して母材靭性および溶接熱影響部靭性を高めることができる。特に超大入熱溶接時には、ＦＬ部のオーステナイト粒が粗大化するため靭性が低下しやすくなるが、ＭｇやＣａを含有する微細な硫化物や酸化物のオーステナイト粒粗大化防止効果を利用することで、より安定した継手靭性が得られる。この効果を得るためには、ＭｇあるいはＣａは、それぞれ０．０００５％以上の添加が必要である。しかし、０．０１％を超えて過剰に添加すると、粗大な硫化物や酸化物が生成するため、かえって靭性を低下させることがある。したがって、添加量をそれぞれ０．０００５％以上、０．０１％以下とする。

上記の成分の他に不可避的不純物として、Ｐ、Ｓは、母材靭性を低下させる有害な元素であるので、その量は少ないほうが良い。望ましくは、Ｐは０．０２％以下、Ｓは０．０２％以下とする。

また、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍは、０．１３未満ではＢを添加しても超大入熱溶接時の粒界フェライトの粗大化を抑制できず良好な継手靭性が得られないため、０．１３以上とする必要がある。一方、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍが０．１８を超えるとＳｉ添加量を０．１０％未満としてもＦＬ部に島状マルテンサイトが生成しやすくなり超大入熱溶接での溶接熱影響靭性の低下を回避できなくなるので、０．１８以下とする必要がある。ここで、Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］であり、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｂ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの質量％で表した含有量を意味する。

本発明では、Ｎｂ、Ｔｉの炭化物、窒化物ないし炭窒化物の微細整合析出を促進させて十分な強化を得るために、加工組織に含まれる転位や変形帯などの析出サイトが十分に存在することが望ましく、この点で、ベイナイト組織はフェライト組織に比べ転位密度など加工組織を維持しやすく、望ましい金属組織である。ただし、ベイナイトの体積率が３０％未満では、引張強さ５７０ＭＰａを確保することが困難となるため、その体積率は３０％以上とする必要がある。

パーライトが存在すると、その相界面へＮｂ、Ｔｉの炭化物、窒化物ないし炭窒化物が析出してしまうため、目的とする強化効果が小さくなり、引張強さ５７０ＭＰａを確保することが困難となるだけでなく、靭性なども低下させるため、極力低減する必要がある。ただし、その体積率が５％未満であれば、このような悪影響は小さいため許容できる範囲である。

島状マルテンサイトが存在すると、母材の降伏応力（上降伏点あるいは０．２％耐力）や靭性を低下させるため、極力低減する必要がある。ただし、その体積率が３％未満であれば、このような悪影響は小さいため許容できる範囲である。なお、島状マルテンサイトは、特に板厚中心部で生成しやすい。板厚中心部においても４５０ＭＰａ以上の降伏応力を得るためには、板厚中心部において島状マルテンサイトの体積率を３％未満とする必要がある。母材の降伏応力（上降伏点あるいは０．２％耐力）として４５０ＭＰａより高い、例えば５００ＭＰａ以上が必要な場合には、望ましい島状マルテンサイトの体積率は２％未満である。

次に、製造方法について述べる。

鋼片または鋳片の加熱温度は、Ｎｂ、Ｔｉを十分に固溶させるために、下記に示すようなＡ値を含む条件式で算出される温度Ｔ（℃）以上とする。
Ｔ＝６３００／（１．９−Ｌｏｇ₁₀Ａ）−２７３
ここで、Ａ＝（［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］）×（［Ｃ］＋［Ｎ］×１２／１４）であり、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｃ］、［Ｎ］はそれぞれＮｂ、Ｔｉ、Ｃ、Ｎの質量％を意味する。しかし、１３００℃を超える加熱温度とするとオーステナイト粒径が粗大化して靭性低下の原因ともなるので、圧延時の鋼片または鋳片の加熱温度はＴ（℃）以上、１３００℃以下とする。

圧延は、できるだけ圧延中のＮｂ、Ｔｉの析出を抑制するため、１０２０℃以上の温度範囲での適当な圧下率での粗圧延の後、１０２０℃未満、９２０℃超の範囲での圧延は累積圧下率１５％以下とする。さらに析出サイトとして必要十分な加工組織を得るために、９２０℃以下、８６０℃以上の範囲で累積圧下率２０％以上、５０％以下の圧延を行う。この圧延条件であれば集合組織の形成が抑制されるので音響異方性が大きくならない。

加工組織の回復、加工後の析出を抑制するため、圧延終了後すみやかに加速冷却を行う。冷却は８００℃以上から、冷却速度が２℃／ｓｅｃ以上、３０℃／ｓｅｃ以下となる条件で冷却を行う。ベイナイトの体積率を３０％以上とするために２℃／ｓｅｃ以上の冷却速度が必要であり、かつパーライトの体積率が５％未満および島状マルテンサイトの体積率が３％未満とするため冷却速度を３０℃／ｓｅｃ以下とする。鋼板温度が７００℃以下、６００℃以上となるように加速冷却を途中停止し、その後放冷等により冷却速度を０．４℃／ｓｅｃ以下とする。この目的は、Ｎｂ、Ｔｉおよびこれらの複合析出、さらに、Ｍｏとの複合析出に十分な温度、時間を確保することにある。加速冷却停止温度が高温すぎるとベイナイト組織が得にくく、一方、低温では析出が遅くなって十分な強化が得られない。なお、加速冷却停止直後には鋼板の中心部温度は表面よりも高温になっているため、その後内部からの復熱によって鋼板表面の温度は一度上昇し、その後冷却に転じる。ここでいう加速冷却停止温度とは、復熱した後の鋼板表面の最高到達温度を意味する。

本発明鋼は、橋梁、船舶、建築構造物、海洋構造物、圧力容器、ペンストック、ラインパイプなどの溶接構造物の構造部材として、厚鋼板の形態で用いられるものである。

表１、表２に示す成分組成の鋼を溶製して得られた鋼片を、表３、表４、表５に示す製造条件にて１２〜１００ｍｍ厚さの鋼板とした。これらのうち１−Ａ〜２０−Ｔは本発明鋼であり、２１−Ｕ〜５３−Ａは比較例である。表中、下線で示す数字は成分または製造条件が特許範囲を逸脱しているか、あるいは特性が下記の目標値を満足していないものである。

これらの鋼板についての母材強度、靭性と溶接熱影響部靭性および音響異方性の測定結果を表３、表４、表５に示す。母材強度は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定の、１Ａ号全厚引張試験片あるいは４号丸棒引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定の方法で測定した。引張試験片は板厚２５ｍｍ以下では１Ａ号全厚引張試験片を採取し、２５ｍｍ厚超では４号丸棒引張試験片を板厚の１／４部（１／４ｔ部）と板厚中心部（１／２ｔ部）より採取した。母材靭性は、圧延方向に直角な方向の板厚中心部からＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定の衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定の方法で破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めて評価した。溶接熱影響部靭性は、板厚１２〜３０ｍｍの鋼板については、入熱量３０ｋＪ／ｍｍのエレクトロガス溶接に相当する熱サイクルを与えたＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定の衝撃試験片の−５℃での吸収エネルギー（ｖＥ_-5）にて評価した。板厚３５〜１００ｍｍの鋼板については、溶接継手を作製して評価した。板厚３５ｍｍの鋼板については、図１に示すエレクトロガス溶接により溶接試験体を作製した。エレクトロガス溶接の電流は６１０Ａ、電圧は３５Ｖ、速度は４．１ｃｍ／分とした。入熱は３１ｋＪ／ｍｍである。同図に示すように、ＦＬ部の位置がノッチ位置に一致するようにＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定のシャルピー衝撃試験片を採取した。板厚４０〜１００ｍｍの鋼板については、図２に示すエレクトロスラグ溶接により溶接試験体を作製した。エレクトロスラグ溶接の電流は３８０Ａ、電圧は４６Ｖ、速度は１．１４ｃｍ／分とした。入熱は９２ｋＪ／ｍｍである。同図に示すように、ＦＬ部の位置がノッチ位置に一致するようにＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定のシャルピー衝撃試験片を採取した。衝撃試験は−５℃で行い、３本繰り返しの平均値で靭性を評価した。音響異方性は、日本非破壊検査協会規格ＮＤＩＳ２４１３−８６に従って、音速比が１．０２以下であれば音響異方性が小さいものと評価した。各特性の目標値は、それぞれ降伏応力が４５０ＭＰａ以上、引張強さが５７０ＭＰａ以上、ｖＴｒｓが−２０℃以下、ｖＥ_-5が７０Ｊ以上、音速比が１．０２以下とした。母材組織の体積分率は、板厚中心部にて撮影した倍率５００倍の顕微鏡組織写真で１００ｍｍ×１００ｍｍの範囲を１０視野観察して算出した。

実施例１−Ａ〜２０−Ｔは、いずれも降伏応力が４５０ＭＰａ超、引張強さが５７０ＭＰａ超であり、溶接熱影響部靭性ｖＥ_-5が１５０Ｊ超であり、かつ音速比が１．０２以下と音響異方性が小さい。

これに対して、比較例２１−ＵはＣ量が少ないため、比較例２２−ＶはＣ量が多いため、比較例２５−ＹはＭｎ量が少ないため、比較例２８−ＡＢはＮｂ量が少ないため、比較例２９−ＡＣはＮｂ量が多くＮｂ＋２Ｔｉが０．１０５％を超えているため、比較例３０−ＡＤはＴｉ量が少ないため、比較例３１−ＡＥはＴｉ量が多くＮｂ＋２Ｔｉが０．１０５％を超えているため、比較例３２−ＡＦは上記パラメータＡの値（Ａ＝（［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］）×（［Ｃ］＋［Ｎ］×１２／１４））が０．００２２に満たないため、比較例３３−ＡＧはパラメータＡの値が０．００５５を超えているため、比較例４７−Ａは加熱温度がＴ℃より低いため、比較例４８−Ａは１０２０℃未満、９２０℃超の範囲での累積圧下率が高いため、比較例４９−Ａは９２０℃以下８６０℃以上の範囲での累積圧下率が低いため、比較例５１−Ａは冷却速度が小さいため、比較例５２−Ａは加速冷却停止温度が高いため、比較例５３−Ａは加速冷却停止温度が低いため、降伏応力や引張強さが不足する。

比較例２３−Ｗ、２４−ＸはＳｉ量が多いため、島状マルテンサイトの体積率が３％以上となり降伏応力が不足し、さらに溶接熱影響部靭性も低い。

比較例２６−ＺはＭｎ量が多いため、比較例３８−ＡＬはＮ量が多いため、いずれも母材および溶接熱影響部靭性が低い。

比較例２７−ＡＡはＭｏ量が多いため、比較例２９−ＡＣはＮｂ量が多いため、比較例３１−ＡＥはＴｉ量が多いため、比較例３４−ＡＨ、３５−ＡＩはＢ量が少ないため、比較例３６−ＡＪはＢ量が多いため、比較例３７−ＡＫはＮ量が少ないため、比較例３９−ＡＭはＰｃｍが低いため、比較例４０−ＡＮ、４１−ＡＯはＰｃｍが高いため、比較例４２−ＡＰはＶ量が多いため、比較例４３−ＡＱはＣｕ量が多いため、比較例４４−ＡＲはＣｒ量が多いため、比較例４５−ＡＳはＭｇ量が多いため、比較例４６−ＡＴはＣａ量が多いため、いずれも溶接熱影響部靭性が低い。

比較例５０−Ａは、９２０℃以下８６０℃以上の範囲での累積圧下率が高いため、降伏応力や引張強さが低く、音響異方性も大きい。

本発明の実施例で採用したエレクトロガス溶接の開先条件とシャルピー衝撃試験片の採取要領を説明する図である。 本発明の実施例で採用したエレクトロスラグ溶接の開先条件とシャルピー衝撃試験片の採取要領を説明する図である。

Claims (8)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０３％以上、０．０７％以下、
   Ｓｉ：０．１０％未満（０％を含む）、
   Ｍｎ：０．８％以上、２．０％以下、
   Ａｌ：０．００３％以上、０．１％以下、
   Ｂ ：０．０００５％以上、０．００５０％以下、
   を含有し、さらに、Ｎｂ、Ｔｉを、
   Ｎｂ：０．０２５％以上、
   Ｔｉ：０．００５％以上
   で、かつ、
   ０．０４５％≦［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］≦０．１０５％
   を満たすように含有し、さらに、
   Ｎ ：０．００２５％超、０．００６％以下
   を含有し、さらに、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ、Ｎを、下記に示されるＡの値が、０．００２２以上、０．００５５以下となる関係を満足する範囲で含有し、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍが０．１３以上、０．１８以下であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、鋼組織が、ベイナイトの体積率が３０％以上、パーライトの体積率が５％未満、島状マルテンサイトの体積率が３％未満であり、残部がフェライトからなることを特徴とする、音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の超大入熱溶接用高張力鋼板。
   Ａ＝（［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］）×（［Ｃ］＋［Ｎ］×１２／１４）
   Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］
   ここで、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｂ］は、それぞれＮｂ、Ｔｉ、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの質量％で表した含有量を意味する。
2. さらに、質量％で、
   Ｍｏ：０．０５％以上、０．３％以下
   を含有することを特徴とする、請求項１に記載の音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の超大入熱溶接用高張力鋼板。
3. さらに、質量％で、
   Ｃｕ：０．１％以上、０．８％以下、
   Ｎｉ：０．１％以上、１．０％以下、
   Ｃｒ：０．１％以上、０．８％以下、
   Ｖ ：０．０１％以上、０．０３％未満、
   Ｗ ：０．１％以上、３％以下
   の１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１または請求項２に記載の音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の超大入熱溶接用高張力鋼板。
4. さらに、質量％で、
   Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
   Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１％以下
   の１種または２種を含有することを特徴とする、請求項１ないし請求項３のいずれか１項に記載の音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の超大入熱溶接用高張力鋼板。
5. 質量％で、
   Ｃ ：０．０３％以上、０．０７％以下、
   Ｓｉ：０．１０％未満（０％を含む）、
   Ｍｎ：０．８％以上、２．０％以下、
   Ａｌ：０．００３％以上、０．１％以下、
   Ｂ ：０．０００５％以上、０．００５０％以下、
   を含有し、さらに、Ｎｂ、Ｔｉを、
   Ｎｂ：０．０２５％以上、
   Ｔｉ：０．００５％以上
   で、かつ、
   ０．０４５％≦［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］≦０．１０５％
   を満たすように含有し、さらに、
   Ｎ ：０．００２５％超、０．００６％以下
   を含有し、さらに、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ、Ｎを、下記に示されるＡの値が、０．００２２以上、０．００５５以下となる関係を満足する範囲で含有し、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍが０．１３以上、０．１８以下であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼片または鋳片を、下記に示されるＴ（℃）以上、１３００℃以下に加熱し、１０２０℃以上の温度範囲での粗圧延の後、１０２０℃未満、９２０℃超の範囲での圧延は累積圧下率を１５％以下に抑制し、９２０℃以下、８６０℃以上の範囲での累積圧下率を２０％以上、５０％以下とする仕上げ圧延を行い、これに引き続き、冷却速度が２℃／ｓｅｃ以上、３０℃／ｓｅｃ以下となる加速冷却を８００℃以上から開始し、７００℃以下、６００℃以上で該加速冷却を停止して、その後０．４℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却することを特徴とする、音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の超大入熱溶接用高張力鋼板の製造方法。
   Ａ＝（［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］）×（［Ｃ］＋［Ｎ］×１２／１４）
   Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］
   Ｔ＝６３００／（１．９−Ｌｏｇ₁₀Ａ）−２７３
   ここで、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｂ］は、それぞれＮｂ、Ｔｉ、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの質量％で表した含有量を意味する。
6. さらに、質量％で、
   Ｍｏ：０．０５％以上、０．３％以下
   を含有することを特徴とする、請求項５に記載の音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の超大入熱溶接用高張力鋼板の製造方法。
7. さらに、質量％で、
   Ｃｕ：０．１％以上、０．８％以下、
   Ｎｉ：０．１％以上、１．０％以下、
   Ｃｒ：０．１％以上、０．８％以下、
   Ｖ ：０．０１％以上、０．０３％未満、
   Ｗ ：０．１％以上、３％以下
   の１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項５または請求項６に記載の音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の超大入熱溶接用高張力鋼板の製造方法。
8. さらに、質量％で、
   Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
   Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１％以下
   の１種または２種を含有することを特徴とする、請求項５ないし請求項７のいずれか１項に記載の音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の超大入熱溶接用高張力鋼板の製造方法。

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