JP7444339B1 - 大入熱溶接用鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
大入熱溶接された溶融線の近傍のＨＡＺで優れた靭性が得られる鋼材を提供することを目的とする。特定の組成を有し、かつ、Ｃａ、Ｏ、Ｓが所定の関係式を満たしており、かつ、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖが所定の関係式を満たしており、かつ、Ｔｉ、Ｎが所定の関係式を満たしており、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有し、鋼板の板厚の１／４位置におけるフェライトが体積分率で６０％以上であり、前記フェライトのうち、加工を受けたフェライトの体積分率が３０％以上９５％以下で、かつフェライト結晶粒単体の硬さがビッカース硬度で１２０以上である大入熱溶接用鋼板。
Description
本発明は、造船、建築、土木等の各種構造物で使用される大入熱溶接に適した溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板およびその製造方法に関するものである。
造船、建築、土木等の分野で使用される鋼材は、一般に溶接接合によって意図した形状部材を作り上げ、構造物を構築する。これらの構造物は、使用する人間および周囲環境に対する安全性が重要であり、使用される鋼材の靭性はもちろん、溶接部も靭性に優れることが求められる。
近年、これら構造物や船舶は大型化の傾向にあり、使用される鋼材も高強度化・厚肉化している。加えて、国内外での労働人口推移を背景に、構造物の施工効率向上および施工コストの低減も重要視され、サブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接及びエレクトロスラグ溶接等の高能率な大入熱溶接の適用が推進されている。一般に溶接入熱量が増加すると、溶接熱影響部（Ｈｅａｔ ＡｆｆｅｃｔｅｄＺｏｎｅのこと、以降ＨＡＺという）の組織が粗大化するために、ＨＡＺの靭性を低下させることが知られている。
このような大入熱溶接による靭性の低下に対して、これまで多くの対策が提案されてきた。例えば、特許文献１には、ＴｉＮの分散による、ＨＡＺにおけるオーステナイト粒の粗大化抑制やフェライト変態核としての作用を利用する技術（ピンニング効果）が開示されている。また、特許文献２では、Ｔｉの酸化物を分散させる技術が、特許文献３では、ＢＮのフェライト核生成能を組合せる技術が開示されている。さらに、特許文献４ではＣａの適正含有によって、硫化物の晶出を制御することにより大入熱溶接の高靭性を得る技術も知られている。
特許文献１、２はＨＡＺ高温領域のオーステナイト粗大化を抑制し、かつ冷却過程におけるフェライト変態を促進させることで、脆化組織である上部ベイナイトの粗大化抑制、あるいは生成させないよう制御し、ＨＡＺの靭性向上を狙っている。しかし、大入熱溶接が行われた際に、溶融線の近傍ではＴｉＮの溶解温度まで加熱されるため、ＴｉＮが分解し、生成した固溶Ｔｉおよび固溶Ｎによって、変態したフェライト粒が硬化及び脆化する。また、前記先行技術によると溶接金属とＨＡＺの境界にフェライトが生成しやすく、フェライト結晶粒として粗大化しやすくなる。これらが重畳することで粗大なフェライト粒もまた脆性亀裂の起点となりやすい組織となり、ＨＡＺ靭性が低下するという問題があった。また、特許文献３、４はＴｉＮに加え、ＢＮおよび硫化物晶出を大入熱溶接の熱影響部におけるフェライトの核生成サイトとすることを狙っている。大入熱溶接において、板厚の中心やサブマージアーク溶接においてフラックスと接触する鋼板の表裏層では投入された入熱の拡散が悪く、高温で保持される時間が長くなる傾向にある。この領域ではフェライト結晶粒が粗大化しやすく、脆性亀裂の起点となることでＨＡＺ靭性を低下させる問題点があった。
加えて、鋼板の高強度化にはＣをはじめとする合金元素の添加や、鋼板の圧延における圧下率を増やすことが一般に行われる。しかし、合金元素の添加はＨＡＺに限らず鋼板自体の靭性低下やコストの増加が懸念される。さらに、鋼板の圧延による高度化は製造負荷の増加に伴う製造コストの増加につながる。
加えて、鋼板の高強度化にはＣをはじめとする合金元素の添加や、鋼板の圧延における圧下率を増やすことが一般に行われる。しかし、合金元素の添加はＨＡＺに限らず鋼板自体の靭性低下やコストの増加が懸念される。さらに、鋼板の圧延による高度化は製造負荷の増加に伴う製造コストの増加につながる。
そこで、本発明では、従来技術が抱えていた上記問題点を解決し、大入熱溶接された溶融線の近傍のＨＡＺで優れた靭性が得られる高強度鋼板を提供することを目的とする。
なお、本明細書において、「大入熱溶接」は入熱量８０ｋＪ／ｃｍ以上の溶接を指し、具体的にはサブマージアーク溶接が例に挙げられる。また、「溶融線の近傍」は、溶接入熱によって最高温度が１４５０℃以上となる熱影響部を指す。
また、本明細書において鋼板の「高強度」は降伏点または０．２％耐力が２３５ＭＰａ以上、引張強さが４００ＭＰａ以上であることを指し、「靭性に優れる」ことは、母材やＨＡＺ部の２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験において、延性脆性遷移温度（ｖＴｒｓ）がそれぞれ－１００℃以下、－５５℃以下であることを指す。
発明者らは、種々の検討を重ねた結果、大入熱溶接されたＨＡＺ靭性は、これまで知られていた脆化組織である上部ベイナイト、島状マルテンサイトおよびセメンタイトに加え、上部ベイナイトなどの脆化組織の粒界に生成したフェライト結晶粒も脆性破壊の起点となることを知見した。そして、ＨＡＺのミクロ組織形態が母材の焼入れ性と関係することも見出した。母材の焼入れ性が低い場合、溶融線近傍のＨＡＺには粗大な粒界フェライトとアシキュラーフェライトからなるミクロ組織が生成される。特に、この時の粒界フェライトは最大２００μｍの粒径となり、母材の組織に比べ粗大化が顕著となる。この組織が低温で外力を受けると、粗大な粒界フェライトは周囲の比較的硬度の高いアシキュラーフェライトによって変形を阻害されたままに作用する応力が増加し、へき開亀裂の発生条件を満足して脆性破壊の起点となる。一方、母材の焼入れ性が顕著に高い場合は、溶融線近傍のＨＡＺには上部ベイナイトとフェライトサイドプレートからなるミクロ組織が生成される。この組織が低温で外力を受けると、上部ベイナイト内部の島状マルテンサイトやセメンタイトといった硬質析出物の近傍で局所的な応力集中をもたらし、脆性破壊の起点となる。したがって、溶融線近傍のＨＡＺで細粒である粒界フェライトとアシキュラーフェライトからなるミクロ組織が形成されるよう、母材の焼入れ性を適正に制御することが重要である。
大入熱溶接された鋼板の溶融線近傍のＨＡＺ靭性を向上させるため、ＨＡＺ高温領域でのＴｉＮ安定させるようにＴｉとＮを適正な比率で含有させ、かつＴｉＮのピンニング効果を発現させるために鋼板の焼入れ性を適正化することが重要であることを知見した。
また、母材のミクロ組織分率を適正化し、軟質相となるフェライト結晶粒の単体としての硬度を確保することで鋼板の靭性と強度特性の確保できることを知見した。
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次の通りである。
［１］ 質量％で、
Ｃ：０．０３％以上０．１５％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上０．２５％以下、
Ｍｎ：１．００％以上２．００％以下、
Ａｌ：０．００５％以上０．１０％以下、
Ｔｉ：０．００４％以上０．０３０％以下、
Ｎ：０．００３６％以上０．０１００％以下、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０００５％以上０．００３０％以下、
Ｃａ：０．０００５％以上０．００３０％以下、
Ｏ：０．００４０％以下、を含有し、
かつ、Ｃａ、Ｏ、Ｓが下記（１）式を満たしており、
かつ、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖが下記（２）式を満たしており、
かつ、Ｔｉ、Ｎが下記（３）式を満たしており、
残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有し、
鋼板の板厚の１／４位置におけるフェライトが体積分率で６０％以上であり、前記フェライトのうち、加工を受けたフェライトの体積分率が３０％以上９５％以下で、かつフェライト結晶粒単体の硬さがビッカース硬度で１２０以上である大入熱溶接用鋼板。
記
０．２≦（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ≦０．８ ・・・（１）
ただし、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各元素の含有量（質量％）を表す。含有しない元素は０とする。
０．３０≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≦０．３６ ・・・（２）
ただし、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは各元素の含有量（質量％）を表す。含有しない元素は０とする。
１．５≦Ｔｉ／Ｎ≦３．５ ・・・（３）
ただし、Ｔｉ、Ｎは各元素の含有量（質量％）を表す。含有しない元素は０とする。
［２］ さらに、成分組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｃｒ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｖ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｗ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｃｏ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．１００％以下および
Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下
のうちから選ばれる１種以上を含有する、［１］に記載の大入熱溶接用鋼板。
［３］ 質量％で、
Ｃ：０．０３％以上０．１５％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上０．２５％以下、
Ｍｎ：１．００％以上２．００％以下、
Ａｌ：０．００５％以上０．１０％以下、
Ｔｉ：０．００４％以上０．０３０％以下、
Ｎ：０．００３６％以上０．０１００％以下、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０００５％以上０．００３０％以下、
Ｃａ：０．０００５％以上０．００３０％以下、
Ｏ：０．００４０％以下、を含有し、
かつ、Ｃａ、Ｏ、Ｓが（１）式を満たしており、
かつ、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖが（２）式を満たしており、
かつ、Ｔｉ、Ｎが（３）式を満たしており、
残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼素材を、
９００℃以上１２５０℃以下の温度に加熱した後、鋼板の板厚の１／４位置において８５０℃以下で、１パス当たりの圧下率１０％以上の圧下を１パス以上付与する熱間圧延を行い、鋼板の板厚の１／４位置において前記熱間圧延の圧延終了温度を６５０℃以上とし、鋼板の板厚の１／４位置において前記熱間圧延後の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下であって、鋼板の板厚の１／４位置の温度が４００℃以上６００℃以下になるように冷却を行う、大入熱溶接用鋼板の製造方法。
［４］ 前記鋼素材は、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｃｒ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｖ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｗ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｃｏ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．１００％以下および
Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下
のうちから選ばれる１種以上を含有する、［３］に記載の大入熱溶接用鋼板の製造方法。
［１］ 質量％で、
Ｃ：０．０３％以上０．１５％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上０．２５％以下、
Ｍｎ：１．００％以上２．００％以下、
Ａｌ：０．００５％以上０．１０％以下、
Ｔｉ：０．００４％以上０．０３０％以下、
Ｎ：０．００３６％以上０．０１００％以下、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０００５％以上０．００３０％以下、
Ｃａ：０．０００５％以上０．００３０％以下、
Ｏ：０．００４０％以下、を含有し、
かつ、Ｃａ、Ｏ、Ｓが下記（１）式を満たしており、
かつ、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖが下記（２）式を満たしており、
かつ、Ｔｉ、Ｎが下記（３）式を満たしており、
残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有し、
鋼板の板厚の１／４位置におけるフェライトが体積分率で６０％以上であり、前記フェライトのうち、加工を受けたフェライトの体積分率が３０％以上９５％以下で、かつフェライト結晶粒単体の硬さがビッカース硬度で１２０以上である大入熱溶接用鋼板。
記
０．２≦（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ≦０．８ ・・・（１）
ただし、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各元素の含有量（質量％）を表す。含有しない元素は０とする。
０．３０≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≦０．３６ ・・・（２）
ただし、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは各元素の含有量（質量％）を表す。含有しない元素は０とする。
１．５≦Ｔｉ／Ｎ≦３．５ ・・・（３）
ただし、Ｔｉ、Ｎは各元素の含有量（質量％）を表す。含有しない元素は０とする。
［２］ さらに、成分組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｃｒ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｖ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｗ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｃｏ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．１００％以下および
Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下
のうちから選ばれる１種以上を含有する、［１］に記載の大入熱溶接用鋼板。
［３］ 質量％で、
Ｃ：０．０３％以上０．１５％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上０．２５％以下、
Ｍｎ：１．００％以上２．００％以下、
Ａｌ：０．００５％以上０．１０％以下、
Ｔｉ：０．００４％以上０．０３０％以下、
Ｎ：０．００３６％以上０．０１００％以下、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０００５％以上０．００３０％以下、
Ｃａ：０．０００５％以上０．００３０％以下、
Ｏ：０．００４０％以下、を含有し、
かつ、Ｃａ、Ｏ、Ｓが（１）式を満たしており、
かつ、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖが（２）式を満たしており、
かつ、Ｔｉ、Ｎが（３）式を満たしており、
残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼素材を、
９００℃以上１２５０℃以下の温度に加熱した後、鋼板の板厚の１／４位置において８５０℃以下で、１パス当たりの圧下率１０％以上の圧下を１パス以上付与する熱間圧延を行い、鋼板の板厚の１／４位置において前記熱間圧延の圧延終了温度を６５０℃以上とし、鋼板の板厚の１／４位置において前記熱間圧延後の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下であって、鋼板の板厚の１／４位置の温度が４００℃以上６００℃以下になるように冷却を行う、大入熱溶接用鋼板の製造方法。
［４］ 前記鋼素材は、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｃｒ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｖ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｗ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｃｏ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．１００％以下および
Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下
のうちから選ばれる１種以上を含有する、［３］に記載の大入熱溶接用鋼板の製造方法。
本発明によれば、溶接熱影響部の靭性に優れた高強度鋼板を安価に提供することが出来、かつ大入熱溶接を適用可能であり鋼構造物の建造コストの低減も可能であるため、産業上格段の効果を奏する。
本発明の大入熱溶接用鋼板（鋼板）について具体的に説明する。本発明において、鋼板およびその製造に供する素材は、上記成分組成を有することが重要である。そこで、まず本発明において鋼の成分組成を上記のとおりに限定する理由を説明する。なお、成分組成に関する「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
［成分組成］
［成分組成］
Ｃ：０．０３％以上０．１５％以下
Ｃは、鋼の焼入れ性を増加させる作用を有する元素であり、高強度を達成するためには添加が必要になる、重要な元素の１つである。前記効果を得るためには、Ｃ含有量を０．０３％以上とする。さらに、他の合金元素の含有量を少なくし、より低コストで製造するという観点からは、Ｃ含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。Ｃ含有量は０．０６％以上とすることがより好ましい。一方、Ｃ含有量が０．１５％を超えると、強度が過剰に高くなることに加えて、母材およびＨＡＺの靭性や溶接性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．１５％以下とする。Ｃ含有量は０．１３％以下とすることが好ましい。さらに、靭性や溶接性の低下を抑制する観点からは、Ｃ含有量を０．１０％以下とすることがより好ましく、０．０８％以下とすることがさらに好ましい。
Ｃは、鋼の焼入れ性を増加させる作用を有する元素であり、高強度を達成するためには添加が必要になる、重要な元素の１つである。前記効果を得るためには、Ｃ含有量を０．０３％以上とする。さらに、他の合金元素の含有量を少なくし、より低コストで製造するという観点からは、Ｃ含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。Ｃ含有量は０．０６％以上とすることがより好ましい。一方、Ｃ含有量が０．１５％を超えると、強度が過剰に高くなることに加えて、母材およびＨＡＺの靭性や溶接性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．１５％以下とする。Ｃ含有量は０．１３％以下とすることが好ましい。さらに、靭性や溶接性の低下を抑制する観点からは、Ｃ含有量を０．１０％以下とすることがより好ましく、０．０８％以下とすることがさらに好ましい。
Ｓｉ：０．０５％以上０．２５％以下
Ｓｉは、脱酸剤として作用する元素であるため、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。Ｓｉ含有量は０．１０％以上とすることが好ましい。一方で靭性や溶接性の低下を招く元素であるため、できる限り含有量を低くすることが望ましいことから、０．２５％以下であれば許容できる。なお、Ｓｉ含有量が０．２５％を超えると大入熱溶接のＨＡＺに島状マルテンサイトを生成して靭性を劣化させることから、Ｓｉ含有量は０．２５％以下とする。Ｓｉ含有量は０．２０％以下とすることが好ましく、０．１８％以下とすることがより好ましい。
Ｓｉは、脱酸剤として作用する元素であるため、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。Ｓｉ含有量は０．１０％以上とすることが好ましい。一方で靭性や溶接性の低下を招く元素であるため、できる限り含有量を低くすることが望ましいことから、０．２５％以下であれば許容できる。なお、Ｓｉ含有量が０．２５％を超えると大入熱溶接のＨＡＺに島状マルテンサイトを生成して靭性を劣化させることから、Ｓｉ含有量は０．２５％以下とする。Ｓｉ含有量は０．２０％以下とすることが好ましく、０．１８％以下とすることがより好ましい。
Ｍｎ：１．００％以上２．００％以下
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を増加させる作用を有する元素であり、高強度を満足するためには含有させることが必要になる、重要な元素の１つである。前記効果を得るためには、Ｍｎ含有量を１．００％以上とする。Ｍｎ含有量を１．１０％以上とすることが好ましい。さらに、大入熱溶接のＨＡＺの固溶Ｎ生成を抑制という観点からは、Ｍｎ含有量は１．２０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、ＨＡＺの靭性を著しく低下させる。そのため、Ｍｎ含有量は２．００％以下とする。さらに、靭性および溶接性の低下を抑制する観点からは、Ｍｎ含有量を１．８０％以下とすることが好ましく、Ｍｎ含有量を１．６０％以下とすることがより好ましく、Ｍｎ含有量を１．５０％以下とすることがさらに好ましい。
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を増加させる作用を有する元素であり、高強度を満足するためには含有させることが必要になる、重要な元素の１つである。前記効果を得るためには、Ｍｎ含有量を１．００％以上とする。Ｍｎ含有量を１．１０％以上とすることが好ましい。さらに、大入熱溶接のＨＡＺの固溶Ｎ生成を抑制という観点からは、Ｍｎ含有量は１．２０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、ＨＡＺの靭性を著しく低下させる。そのため、Ｍｎ含有量は２．００％以下とする。さらに、靭性および溶接性の低下を抑制する観点からは、Ｍｎ含有量を１．８０％以下とすることが好ましく、Ｍｎ含有量を１．６０％以下とすることがより好ましく、Ｍｎ含有量を１．５０％以下とすることがさらに好ましい。
Ａｌ：０．００５％以上０．１０％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用するとともに、結晶粒を微細化する作用を有し、母材、ＨＡＺにおいて高い靭性を確保できる元素である。これらの効果を得るためには、Ａｌ含有量を０．００５％以上とする。Ａｌ含有量を０．０３０％以上とすることが好ましく、Ａｌ含有量を０．０３５％以上とすることがより好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．１０％を超えると、酸化物系介在物が増加して清浄度が低下することで母材の靭性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．１０％以下とする。なお、Ａｌ含有量は０．０８％以下とすることが好ましく、０．０６％以下とすることがより好ましく、０．０５％以下とすることがさらに好ましい。
Ａｌは、脱酸剤として作用するとともに、結晶粒を微細化する作用を有し、母材、ＨＡＺにおいて高い靭性を確保できる元素である。これらの効果を得るためには、Ａｌ含有量を０．００５％以上とする。Ａｌ含有量を０．０３０％以上とすることが好ましく、Ａｌ含有量を０．０３５％以上とすることがより好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．１０％を超えると、酸化物系介在物が増加して清浄度が低下することで母材の靭性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．１０％以下とする。なお、Ａｌ含有量は０．０８％以下とすることが好ましく、０．０６％以下とすることがより好ましく、０．０５％以下とすることがさらに好ましい。
Ｔｉ：０．００４％以上０．０３０％以下
Ｔｉは、窒化物の形成傾向が強く、凝固時にＴｉＮとなって析出し、ＨＡＺでのオーステナイトの粗大化抑制やフェライト変態核となってＨＡＺの高靭性化に寄与する元素である。この効果を得るために、Ｔｉ含有量を０．００４％以上とする。また、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とすることが好ましく、０．０１３％以上とすることがより好ましく、０．０１５％以上とすることがさらに好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．０３０％を超えるとＴｉＮ粒子が粗大化し、期待する効果が得られなくなるため、Ｔｉ含有量は０．０３０％以下とする。なお、Ｔｉ含有量は０．０２５％以下とすることが好ましく、０．０２０％以下とすることがより好ましい。
Ｔｉは、窒化物の形成傾向が強く、凝固時にＴｉＮとなって析出し、ＨＡＺでのオーステナイトの粗大化抑制やフェライト変態核となってＨＡＺの高靭性化に寄与する元素である。この効果を得るために、Ｔｉ含有量を０．００４％以上とする。また、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とすることが好ましく、０．０１３％以上とすることがより好ましく、０．０１５％以上とすることがさらに好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．０３０％を超えるとＴｉＮ粒子が粗大化し、期待する効果が得られなくなるため、Ｔｉ含有量は０．０３０％以下とする。なお、Ｔｉ含有量は０．０２５％以下とすることが好ましく、０．０２０％以下とすることがより好ましい。
Ｎ：０．００３６％以上０．０１００％以下
Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮとなって析出し、ＨＡＺの組織微細化に寄与し、靭性を向上させる。この効果を得るために、Ｎ含有量を０．００３６％以上とする。好ましくは、０．００４５％以上であり、より好ましくは０．００５０％以上である。一方、Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、溶接の入熱によってＴｉＮが溶解し、固溶Ｎ量が増加して、かえってＨＡＺの靭性の低下を招く。したがって、靭性や溶接性の低下を抑制する観点からは、０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、０．００７０％以下とすることが好ましく、０．００６０％以下とすることがより好ましい。
Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮとなって析出し、ＨＡＺの組織微細化に寄与し、靭性を向上させる。この効果を得るために、Ｎ含有量を０．００３６％以上とする。好ましくは、０．００４５％以上であり、より好ましくは０．００５０％以上である。一方、Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、溶接の入熱によってＴｉＮが溶解し、固溶Ｎ量が増加して、かえってＨＡＺの靭性の低下を招く。したがって、靭性や溶接性の低下を抑制する観点からは、０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、０．００７０％以下とすることが好ましく、０．００６０％以下とすることがより好ましい。
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、不可避的不純物として含有される元素であり、粒界に偏析することによって母材およびＨＡＺの靱性や溶接性を低下させるなど、悪影響を及ぼす。そのため、できる限りＰ含有量を低くすることが望ましいが、０．０３０％以下であれば許容できる。そのため、Ｐ含有量は０．０３０％以下とする。Ｐ含有量は０．０２０％以下が好ましく、０．０１５％以下がより好ましい。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、通常、Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってよい。また、過剰の低減は精錬コストの高騰を招くため、Ｐ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｐは、不可避的不純物として含有される元素であり、粒界に偏析することによって母材およびＨＡＺの靱性や溶接性を低下させるなど、悪影響を及ぼす。そのため、できる限りＰ含有量を低くすることが望ましいが、０．０３０％以下であれば許容できる。そのため、Ｐ含有量は０．０３０％以下とする。Ｐ含有量は０．０２０％以下が好ましく、０．０１５％以下がより好ましい。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、通常、Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってよい。また、過剰の低減は精錬コストの高騰を招くため、Ｐ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０００５％以上０．００３０％以下
Ｓは、ＣａＳおよびＭｎＳの硫化物の晶出を生成し、ＨＡＺの靭性を良好に確保するために必要な元素で、Ｓ含有量は０．０００５％以上とする。大入熱溶接のＨＡＺ靭性を確保するために、Ｓ含有量は０．００１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｓ含有量が０．００３０％を超えると硫化物が粗大化し、脆性破壊起点になり母材の靱性を低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．００３０％以下とする。Ｓ含有量は０．００２５％以下とすることが好ましい。大入熱溶接のＨＡＺ靭性を確保するために、Ｓ含有量は０．００２０％以下とすることがより好ましく、０．００１５％以下とすることがさらに好ましい。
Ｓは、ＣａＳおよびＭｎＳの硫化物の晶出を生成し、ＨＡＺの靭性を良好に確保するために必要な元素で、Ｓ含有量は０．０００５％以上とする。大入熱溶接のＨＡＺ靭性を確保するために、Ｓ含有量は０．００１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｓ含有量が０．００３０％を超えると硫化物が粗大化し、脆性破壊起点になり母材の靱性を低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．００３０％以下とする。Ｓ含有量は０．００２５％以下とすることが好ましい。大入熱溶接のＨＡＺ靭性を確保するために、Ｓ含有量は０．００２０％以下とすることがより好ましく、０．００１５％以下とすることがさらに好ましい。
Ｃａ：０．０００５％以上０．００３０％以下
Ｃａは、Ｓの固定によるＨＡＺの靭性改善効果を有する元素である。この効果を得るために、Ｃａ含有量は０．０００５％以上とする。大入熱溶接のＨＡＺ靭性を確保するために、Ｃａ含有量は０．００１０％以上とすることが好ましく、０．００１５％以上とすることがより好ましい。一方、０．００３０％を超えて含有しても効果が飽和する。したがって、Ｃａ含有量は０．００３０％以下とする。大入熱溶接のＨＡＺ靭性を確保するために、Ｃａ含有量は０．００２５％以下とすることが好ましい。０．００２０％以下とすることがより好ましい。
Ｃａは、Ｓの固定によるＨＡＺの靭性改善効果を有する元素である。この効果を得るために、Ｃａ含有量は０．０００５％以上とする。大入熱溶接のＨＡＺ靭性を確保するために、Ｃａ含有量は０．００１０％以上とすることが好ましく、０．００１５％以上とすることがより好ましい。一方、０．００３０％を超えて含有しても効果が飽和する。したがって、Ｃａ含有量は０．００３０％以下とする。大入熱溶接のＨＡＺ靭性を確保するために、Ｃａ含有量は０．００２５％以下とすることが好ましい。０．００２０％以下とすることがより好ましい。
Ｏ：０．００４０％以下
Ｏは、不可避的不純物として含有される元素であり、酸化物を形成し、前記の硫化物生成を阻害することから、０．００４０％以下に制限する。Ｏ含有量は、０．００３５％以下とすることが好ましく、０．００３０％以下とすることがより好ましい。一方、Ｏ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、通常、Ｏは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってよい。すなわち、過剰の低減は精錬コストの高騰を招くため、コストの観点からはＯ含有量を０．００２０％以上とすることが好ましい。
Ｏは、不可避的不純物として含有される元素であり、酸化物を形成し、前記の硫化物生成を阻害することから、０．００４０％以下に制限する。Ｏ含有量は、０．００３５％以下とすることが好ましく、０．００３０％以下とすることがより好ましい。一方、Ｏ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、通常、Ｏは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってよい。すなわち、過剰の低減は精錬コストの高騰を招くため、コストの観点からはＯ含有量を０．００２０％以上とすることが好ましい。
０．２≦（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ≦０．８（各元素は当該元素の含有量を示す）・・・（１）式
鋼板中でＣａＳの上にＭｎＳが析出した複合硫化物を形成させるために、Ｃａ、ＳおよびＯは０．２≦（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ≦０．８の関係を満足するように含有させる必要がある。（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓの値が０．２に満たない場合、ＣａＳが晶出しないために硫化物はＭｎＳ単独の形態で析出する。このＭｎＳは鋼板製造時の圧延で伸長されて母材の靭性低下を引き起こすとともに、ＨＡＺではＭｎＳが溶融するため、靭性向上に寄与しない。そのため、（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓの値は０．２以上とする。好ましくは０．２５以上であり、より好ましくは０．３以上である。さらに好ましくは０．４５以上である。一方、（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓの値が０．８を超える場合、ＳがＣａによって固定されてフェライト生成核として働くＭｎＳがＣａＳ上に析出しないため、ＨＡＺの靭性向上に対して十分な機能が発揮されない。そのため、（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓの値は０.８以下とする。好ましくは０．７以下であり、より好ましくは０．６５以下であり、さらに好ましくは０．６以下である。もっとも好ましくは０．５５以下である。
鋼板中でＣａＳの上にＭｎＳが析出した複合硫化物を形成させるために、Ｃａ、ＳおよびＯは０．２≦（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ≦０．８の関係を満足するように含有させる必要がある。（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓの値が０．２に満たない場合、ＣａＳが晶出しないために硫化物はＭｎＳ単独の形態で析出する。このＭｎＳは鋼板製造時の圧延で伸長されて母材の靭性低下を引き起こすとともに、ＨＡＺではＭｎＳが溶融するため、靭性向上に寄与しない。そのため、（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓの値は０．２以上とする。好ましくは０．２５以上であり、より好ましくは０．３以上である。さらに好ましくは０．４５以上である。一方、（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓの値が０．８を超える場合、ＳがＣａによって固定されてフェライト生成核として働くＭｎＳがＣａＳ上に析出しないため、ＨＡＺの靭性向上に対して十分な機能が発揮されない。そのため、（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓの値は０.８以下とする。好ましくは０．７以下であり、より好ましくは０．６５以下であり、さらに好ましくは０．６以下である。もっとも好ましくは０．５５以下である。
また、前記の関係を満足する場合、円相当径で１．０～５．０μｍの複合硫化物が、１平方ｍｍあたり１０個以上の密度で鋼中に分布することが好ましい。過剰に複合硫化物が含まれるとＨＡＺでラスフェライトが生成し、硬度が上昇し、ＨＡＺの靭性が低下するため、１．０～５．０μｍの複合硫化物が１平方ｍｍあたり１００個以下の密度で鋼中に分布することが好ましい。複合硫化物とは、例えば、ＣａＳにＭｎＳが析出したものや、更にそれにＴｉＮやＢＮ、Ａｌ２Ｏ３が結合したものが挙げられる。
０.３０≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≦０．３６（各元素は当該元素の含有量を示す）・・・（２）式
大入熱溶接された溶融線近傍のＨＡＺの靭性低下を抑制するために、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、０．３０≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≦０．３６の関係を満足するように含有させる必要がある。Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５の値が０．３０に満たない場合、溶融線近傍のＨＡＺには粗大な粒界フェライトとアシキュラーフェライトからなるミクロ組織が生成される。特に、この時の粒界フェライトは最大２００μｍの粒径となり、母材の組織に比べ粗大化が顕著となる。この組織が低温で外力を受けると、粗大な粒界フェライトは周囲の比較的硬度の高いアシキュラーフェライトによって変形を阻害されたままに作用する応力が増加し、へき開破壊の発生条件を満足して脆性破壊の起点となる。そのため、Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５の値が０．３０以上とする。好ましくは０．３１以上であり、より好ましくは０．３２以上であり、さらに好ましくは０．３３以上である。なお、粒界フェライトの最大粒径は１２０μｍ以下とすることが好ましい。一方、Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５の値が０．３６を超える場合、溶融線近傍のＨＡＺには上部ベイナイトとフェライトサイドプレートからなるミクロ組織が生成される。この組織が低温で外力を受けると、上部ベイナイト内部の島状マルテンサイトやセメンタイトといった硬質析出物の近傍で局所的な応力集中をもたらし、脆性破壊の起点となる。そのため、Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５の値が０．３６以下とする。好ましくは０．３５以下である。より好ましくは０．３４以下である。
大入熱溶接された溶融線近傍のＨＡＺの靭性低下を抑制するために、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、０．３０≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≦０．３６の関係を満足するように含有させる必要がある。Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５の値が０．３０に満たない場合、溶融線近傍のＨＡＺには粗大な粒界フェライトとアシキュラーフェライトからなるミクロ組織が生成される。特に、この時の粒界フェライトは最大２００μｍの粒径となり、母材の組織に比べ粗大化が顕著となる。この組織が低温で外力を受けると、粗大な粒界フェライトは周囲の比較的硬度の高いアシキュラーフェライトによって変形を阻害されたままに作用する応力が増加し、へき開破壊の発生条件を満足して脆性破壊の起点となる。そのため、Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５の値が０．３０以上とする。好ましくは０．３１以上であり、より好ましくは０．３２以上であり、さらに好ましくは０．３３以上である。なお、粒界フェライトの最大粒径は１２０μｍ以下とすることが好ましい。一方、Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５の値が０．３６を超える場合、溶融線近傍のＨＡＺには上部ベイナイトとフェライトサイドプレートからなるミクロ組織が生成される。この組織が低温で外力を受けると、上部ベイナイト内部の島状マルテンサイトやセメンタイトといった硬質析出物の近傍で局所的な応力集中をもたらし、脆性破壊の起点となる。そのため、Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５の値が０．３６以下とする。好ましくは０．３５以下である。より好ましくは０．３４以下である。
１．５≦Ｔｉ／Ｎ≦３．５（各元素は当該元素の含有量を示す）・・・（３）式
大入熱溶接された溶融線近傍のＨＡＺでＴｉＮのピンニング効果を発現するために、Ｔｉ、Ｎは、１．５≦Ｔｉ／Ｎ≦３．５の関係を満足するように含有させる必要がある。Ｔｉ／Ｎが１．５に満たない場合、ＴｉＮの固溶温度が１５００℃以下であるため、溶接の入熱によってＴｉＮが溶解し、固溶Ｎ量が増加して、かえってＨＡＺの靭性の低下を招く。そのため、Ｔｉ／Ｎは１．５以上とする。好ましくは２．０以上であり、より好ましくは２．２以上である。さらに好ましくは２．５以上である。もっとも好ましくは２．７以上である。一方、Ｔｉ／Ｎが３．５を超える場合、ＴｉＮが粗粒となりピンニング効果が低下することと、Ｔｉ量が過多となって一部固溶ＴｉとなりＨＡＺの靭性低下を招く。そのため、Ｔｉ／Ｎは３．５以下とする。好ましくは３．４以下である。より好ましくは３．２以下であり、さらに好ましくは３．０以下である。
大入熱溶接された溶融線近傍のＨＡＺでＴｉＮのピンニング効果を発現するために、Ｔｉ、Ｎは、１．５≦Ｔｉ／Ｎ≦３．５の関係を満足するように含有させる必要がある。Ｔｉ／Ｎが１．５に満たない場合、ＴｉＮの固溶温度が１５００℃以下であるため、溶接の入熱によってＴｉＮが溶解し、固溶Ｎ量が増加して、かえってＨＡＺの靭性の低下を招く。そのため、Ｔｉ／Ｎは１．５以上とする。好ましくは２．０以上であり、より好ましくは２．２以上である。さらに好ましくは２．５以上である。もっとも好ましくは２．７以上である。一方、Ｔｉ／Ｎが３．５を超える場合、ＴｉＮが粗粒となりピンニング効果が低下することと、Ｔｉ量が過多となって一部固溶ＴｉとなりＨＡＺの靭性低下を招く。そのため、Ｔｉ／Ｎは３．５以下とする。好ましくは３．４以下である。より好ましくは３．２以下であり、さらに好ましくは３．０以下である。
前記の関係を満足する場合、円相当径で粒径１００ｎｍ以下の角柱状なＴｉＮが、１平方ｍｍあたり１．０×１０７個以上の密度で鋼中に分布することが、多数のＴｉＮがピンとして機能し、ＨＡＺでのオーステナイトの粗大化を抑制するといった理由から好ましい。上限は特に限定されるわけではないが、１平方ｍｍあたり２.０×１０８個以下の密度で鋼中に分布することが好ましい。
また、より好ましい条件では、円相当径で粒径５～５０ｎｍのＴｉＮが、１平方ｍｍあたり３．０×１０７個以上の密度で鋼中に分布する。上限は特に限定されるわけではないが、１平方ｍｍあたり１．０×１０８個以下の密度で鋼中に分布することが好ましい。
以上の成分を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の成分組成が本発明における基本の成分組成である。この基本成分組成は、さらに強度特性あるいは靭性の向上を目的として任意に、Ｃｕ：０．０１％以上２．００％以下、Ｎｉ：０．０１％以上２．００％以下、Ｃｒ：０．０１％以上１．００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上１．００％以下、Ｖ：０．０１％以上１．００％以下、Ｗ：０．０１％以上１．００％以下、Ｃｏ：０．０１％以上１．００％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下からなる群より選択される１種以上をさらに含有することができる。
Ｃｕ：０．０１％以上２．００％以下
Ｃｕは、鋼の焼入れ性を増加させて鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。Ｃｕを含有する場合、前記効果を得るためにＣｕ含有量を０．０１％以上とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．１５％以上である。Ｃｕ含有量は、さらに好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｃｕ含有量が２．００％を超えると、靭性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量を２．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは１．５０％以下であり、より好ましくは１．２０％以下である。Ｃｕ含有量は、さらに好ましくは、１．００％以下である。もっとも好ましくは０．５０％以下である。
Ｃｕは、鋼の焼入れ性を増加させて鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。Ｃｕを含有する場合、前記効果を得るためにＣｕ含有量を０．０１％以上とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．１５％以上である。Ｃｕ含有量は、さらに好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｃｕ含有量が２．００％を超えると、靭性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量を２．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは１．５０％以下であり、より好ましくは１．２０％以下である。Ｃｕ含有量は、さらに好ましくは、１．００％以下である。もっとも好ましくは０．５０％以下である。
Ｎｉ：０．０１％以上２．００％以下
Ｎｉは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に含有することができる。Ｎｉを含有する場合、前記効果を得るためにＮｉ含有量を０．０１％以上とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．１５％以上である。Ｎｉ含有量は、さらに好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｎｉ含有量が２．００％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量を２．００％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは１．５０％以下であり、より好ましくは１．２０％以下である。Ｎｉ含有量はさらに好ましくは１．００％以下である。もっとも好ましくは０．５０％以下である。
Ｎｉは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に含有することができる。Ｎｉを含有する場合、前記効果を得るためにＮｉ含有量を０．０１％以上とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．１５％以上である。Ｎｉ含有量は、さらに好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｎｉ含有量が２．００％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量を２．００％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは１．５０％以下であり、より好ましくは１．２０％以下である。Ｎｉ含有量はさらに好ましくは１．００％以下である。もっとも好ましくは０．５０％以下である。
Ｃｒ：０．０１％以上１．００％以下
Ｃｒは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に含有することができる。前記効果を得るためにＣｒ含有量を０．０１％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量を１．００％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．６０％以下である。Ｃｒ含有量は、さらに好ましくは、０．５０％以下である。もっとも好ましくは０．３０％以下である。
Ｃｒは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に含有することができる。前記効果を得るためにＣｒ含有量を０．０１％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量を１．００％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．６０％以下である。Ｃｒ含有量は、さらに好ましくは、０．５０％以下である。もっとも好ましくは０．３０％以下である。
Ｍｏ：０．０１％以上１．００％以下
Ｍｏは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に含有することができる。前記効果を得るためにＭｏ含有量を０．０１％以上とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量を１．００％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．６０％以下である。Ｍｏ含有量は、さらに好ましくは、０．５０％以下である。もっとも好ましくは０．３０％以下である。
Ｍｏは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に含有することができる。前記効果を得るためにＭｏ含有量を０．０１％以上とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量を１．００％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．６０％以下である。Ｍｏ含有量は、さらに好ましくは、０．５０％以下である。もっとも好ましくは０．３０％以下である。
Ｖ：０．０１％以上１．００％以下
Ｖは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に含有することができる。前記効果を得るためにＶ含有量を０．０１％以上とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｖ含有量が１．００％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量を１．００％以下とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．６０％以下である。Ｖ含有量は、さらに好ましくは、０．５０％以下である。
Ｖは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に含有することができる。前記効果を得るためにＶ含有量を０．０１％以上とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｖ含有量が１．００％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量を１．００％以下とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．６０％以下である。Ｖ含有量は、さらに好ましくは、０．５０％以下である。
Ｗ：０．０１％以上１．００％以下
Ｗは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に含有することができる。前記効果を得るためにＷ含有量を０．０１％以上とする。Ｗ含有量は、０．０５％以上である。一方、Ｗ含有量が１．００％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｗを含有する場合、Ｗ含有量を１．００％以下とする。Ｗ含有量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．６０％以下である。Ｗ含有量は、さらに好ましくは、０．５０％以下である。もっとも好ましくは０．３０％以下である。
Ｗは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に含有することができる。前記効果を得るためにＷ含有量を０．０１％以上とする。Ｗ含有量は、０．０５％以上である。一方、Ｗ含有量が１．００％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｗを含有する場合、Ｗ含有量を１．００％以下とする。Ｗ含有量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．６０％以下である。Ｗ含有量は、さらに好ましくは、０．５０％以下である。もっとも好ましくは０．３０％以下である。
Ｃｏ：０．０１％以上１．００％以下
Ｃｏは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に含有することができる。前記効果を得るためにＣｏ含有量を０．０１％以上とする。Ｃｏ含有量は、好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｃｏ含有量が１．００％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｃｏを含有する場合、Ｃｏ含有量を１．００％以下とする。Ｃｏ含有量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．６０％以下である。Ｃｏ含有量はさらに好ましくは、０．５０％以下である。もっとも好ましくは０．３０％以下である。
Ｃｏは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に含有することができる。前記効果を得るためにＣｏ含有量を０．０１％以上とする。Ｃｏ含有量は、好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｃｏ含有量が１．００％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｃｏを含有する場合、Ｃｏ含有量を１．００％以下とする。Ｃｏ含有量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．６０％以下である。Ｃｏ含有量はさらに好ましくは、０．５０％以下である。もっとも好ましくは０．３０％以下である。
Ｎｂ：０．００５％以上０．１００％以下
Ｎｂは、炭窒化物として析出することで旧オーステナイト粒径を小さくし、靭性を向上させる効果を有する元素である。Ｎｂを含有する場合、前記効果を得るためにＮｂ含有量を０．００５％以上とする。さらに、Ｎｂ含有量は０．００７％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えるとＮｂＣが多量に析出し、靭性が低下する。そのため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量を０．１００％以下とする。Ｎｂ含有量は、０．０８０％以下とすることが好ましく、０．０７０％以下とするのがより好ましく、０．０６０％以下とするのがさらに好ましく、０．０４５％以下とするのがもっとも好ましい。
Ｎｂは、炭窒化物として析出することで旧オーステナイト粒径を小さくし、靭性を向上させる効果を有する元素である。Ｎｂを含有する場合、前記効果を得るためにＮｂ含有量を０．００５％以上とする。さらに、Ｎｂ含有量は０．００７％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えるとＮｂＣが多量に析出し、靭性が低下する。そのため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量を０．１００％以下とする。Ｎｂ含有量は、０．０８０％以下とすることが好ましく、０．０７０％以下とするのがより好ましく、０．０６０％以下とするのがさらに好ましく、０．０４５％以下とするのがもっとも好ましい。
Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下
Ｂは、ＢＮとなって析出し、ＨＡＺでのオーステナイトの粗大化抑制やフェライト変態核となってＨＡＺの高靭性化に寄与する元素である。この効果を得るために、Ｂ含有量を０．０００１％以上とする。また、Ｂ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｂは鋼板の焼入れ性を著しく向上させる作用を有する元素であり、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると溶接部の靭性が低下する。そのため、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量を０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は０．００８０％以下とすることが好ましく、０．００５０％以下とすることがより好ましく、０．００３０％以下とすることがさらに好ましい。
Ｂは、ＢＮとなって析出し、ＨＡＺでのオーステナイトの粗大化抑制やフェライト変態核となってＨＡＺの高靭性化に寄与する元素である。この効果を得るために、Ｂ含有量を０．０００１％以上とする。また、Ｂ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｂは鋼板の焼入れ性を著しく向上させる作用を有する元素であり、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると溶接部の靭性が低下する。そのため、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量を０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は０．００８０％以下とすることが好ましく、０．００５０％以下とすることがより好ましく、０．００３０％以下とすることがさらに好ましい。
本発明の鋼板は、上記成分組成を有することに加えて、鋼板の板厚の１／４位置におけるフェライトの体積分率が６０％以上であり、かつフェライト結晶粒単体の硬さがビッカース硬度で１２０以上である、ミクロ組織を有する。鋼のミクロ組織を上記のように限定する理由を、以下に説明する。
［ミクロ組織］
本発明の鋼板のミクロ組織について説明する。
本発明の鋼板のミクロ組織について説明する。
［鋼板の板厚の１／４位置におけるフェライトの体積分率が６０％以上］
鋼板の板厚の１／４位置における組織は、フェライトの体積分率が６０％以上とする。フェライトの体積分率が６０％未満であると、これ以外のマルテンサイト、パーライト、ベイナイト、オーステナイト、島状マルテンサイトの体積分率が増加することとなり、母材およびＨＡＺの低温における靭性が低下し、機械的な特性を満足することが出来ない。好ましくは７０％以上であり、より好ましくは８０％以上である。一方、上限は特に限定されるわけではないが、不可避的に硬質第二相が形成されるという理由から、フェライトの体積分率は９０％以下であることが好ましい。
鋼板の板厚の１／４位置における組織は、フェライトの体積分率が６０％以上とする。フェライトの体積分率が６０％未満であると、これ以外のマルテンサイト、パーライト、ベイナイト、オーステナイト、島状マルテンサイトの体積分率が増加することとなり、母材およびＨＡＺの低温における靭性が低下し、機械的な特性を満足することが出来ない。好ましくは７０％以上であり、より好ましくは８０％以上である。一方、上限は特に限定されるわけではないが、不可避的に硬質第二相が形成されるという理由から、フェライトの体積分率は９０％以下であることが好ましい。
ここで、前記フェライトは、焼戻し等を受けていない熱間圧延後の冷却過程で生成したフェライト、また、圧延過程の前および圧延中に生成し、圧延による加工を受けたフェライトを包含して指す。なお、加工を受けたフェライトとは、ＥＢＳＤ法により取得したＧＡＭ（Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）値が０．５以上となるフェライトのことをいう。
前記フェライト以外の残部は、ベイナイト、パーライトおよびオーステナイトの他、マルテンサイトが含まれていてもよい。残部組織における各組織の分率はとくに限定する必要はないが、残部組織はベイナイトまたはパーライトであることが好ましい。残部組織に島状マルテンサイトが１０％を超えて含まれる場合は大きく靭性が低下するため、島状マルテンサイトの体積分率は少ない方がよい。好ましくは、５％以下であり、０％でよいのは勿論である。
各種ミクロ組織の体積分率は、以下の方法で測定する。鋼板の板厚の１／４位置から板幅方向に垂直な断面を観察するサンプルを採取し、サンプル表面を鏡面研磨してからナイタール溶液で腐食した後、光学顕微鏡を用いて１０ｍｍ×１０ｍｍの範囲を５視野撮影した。撮影された像について画像解析装置を用いて解析することによってミクロ組織の面積率の平均を求めた。ミクロ組織の異方性が小さい場合、面積分率が体積分率に相当するため、本特許では面積分率の平均を体積分率とした。
析出物の分布は、以下の方法で測定する。鋼板の板厚の１／４位置から板幅方向に垂直な断面を観察するサンプルの薄膜を採取し、透過型電子顕微鏡を用いて０．８μｍ×０．７μｍの範囲を、倍率を１００、０００倍として１０視野撮影した。撮影された像について画像解析を行って複合硫化物及びＴｉＮの各々の面積を求め、円相当径を算出した。また、観察された各析出物の個数を観察視野面積で割って、個数密度を算出した。
［フェライト結晶粒単体の硬さがビッカース硬度で１２０以上］
板厚の１／４位置におけるフェライト結晶粒単体の硬さがビッカース硬度で１２０以上であることとした。前記フェライト結晶粒単体の硬さがビッカース硬度で１２０未満の場合、母材の強度が不足して機械的な特性を満足することが出来ない。また、溶接熱影響部、特にＩＣＨＡＺ（ＩｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌｌｙＲｅｈｅａｔｅｄ Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅのことを指しており、溶接入熱によって部分的に組織がオーステナイト化し、冷却されて硬化相を生成する領域である）の特性も低下する。好ましくはビッカース硬度で１３０以上であり、より好ましくは１４０以上である。一方、上限は特に限定されるわけではないが、鋼板の伸びが低下するという理由から、フェライト結晶粒単体の硬さはビッカース硬度で１６０以下であることが好ましい。
板厚の１／４位置におけるフェライト結晶粒単体の硬さがビッカース硬度で１２０以上であることとした。前記フェライト結晶粒単体の硬さがビッカース硬度で１２０未満の場合、母材の強度が不足して機械的な特性を満足することが出来ない。また、溶接熱影響部、特にＩＣＨＡＺ（ＩｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌｌｙＲｅｈｅａｔｅｄ Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅのことを指しており、溶接入熱によって部分的に組織がオーステナイト化し、冷却されて硬化相を生成する領域である）の特性も低下する。好ましくはビッカース硬度で１３０以上であり、より好ましくは１４０以上である。一方、上限は特に限定されるわけではないが、鋼板の伸びが低下するという理由から、フェライト結晶粒単体の硬さはビッカース硬度で１６０以下であることが好ましい。
フェライト結晶粒単体の硬さは微小圧子を用いた硬度測定により測定する。鋼板の板厚の１／４位置からサンプルを採取し、表面を研磨してからナイタール溶液で腐食した後、光学顕微鏡で狙うとするフェライトを決定し、四角錘型の圧子を１０ｇの荷重で押込み、圧痕寸法から硬さを測定した。２０個のフェライトの硬さを測定し、平均の値をフェライトの硬さとした。
上記で説明したフェライト結晶粒単体の硬さは、加工を受けたフェライト、加工を受けていないフェライトを少なくとも一つ以上を含んだ結晶粒単体の硬さを指している。
また、加工を受けたフェライトの体積分率は靭性と高強度を両立する点から下記範囲とする。
［板厚の１／４位置における総フェライトの中で、加工を受けたフェライトの体積分率が３０％以上９５％以下］
フェライト結晶粒単体の硬さを制御する方法として、圧延過程の前または過程中に生成したフェライトに圧延による加工量を変えることが挙げられる。本特許では、総フェライトの体積分率に対し、加工を受けたフェライトの体積分率が３０％以上９５％以下とする。加工を受けたフェライトの体積分率が９５％を超えると、母材およびＨＡＺの靱性が低下するため、加工を受けたフェライトの体積分率を９５％以下とする必要がある。加工を受けたフェライトの体積分率は９０％以下とすることが好ましい。７５％以下とすることがより好ましく、６０％以下とすることがさらに好ましい。一方、加工を受けたフェライトの体積分率が３０％未満の場合、前記フェライトの硬さが不足し、強度が低下する。そのため、加工を受けたフェライトの体積分率が３０％以上とする。加工を受けたフェライトの体積分率は好ましくは３５％以上とし、より好ましくは４０％以上とし、さらに好ましくは４５％以上とする。加工を受けたフェライトの体積分率はもっとも好ましくは５０％以上とする。
フェライト結晶粒単体の硬さを制御する方法として、圧延過程の前または過程中に生成したフェライトに圧延による加工量を変えることが挙げられる。本特許では、総フェライトの体積分率に対し、加工を受けたフェライトの体積分率が３０％以上９５％以下とする。加工を受けたフェライトの体積分率が９５％を超えると、母材およびＨＡＺの靱性が低下するため、加工を受けたフェライトの体積分率を９５％以下とする必要がある。加工を受けたフェライトの体積分率は９０％以下とすることが好ましい。７５％以下とすることがより好ましく、６０％以下とすることがさらに好ましい。一方、加工を受けたフェライトの体積分率が３０％未満の場合、前記フェライトの硬さが不足し、強度が低下する。そのため、加工を受けたフェライトの体積分率が３０％以上とする。加工を受けたフェライトの体積分率は好ましくは３５％以上とし、より好ましくは４０％以上とし、さらに好ましくは４５％以上とする。加工を受けたフェライトの体積分率はもっとも好ましくは５０％以上とする。
加工を受けたフェライトの体積分率は、以下の方法で測定する。鋼板の板厚の１／４位置からサンプルを採取し、表面を鏡面研磨の上、コロイダルシリカで仕上げ研磨をした後、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）によるＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折）法を用いた。得られたデータから結晶粒内の結晶方位差の平均値を表すＧＡＭ値を計算する。この時、ＧＡＭ値が０．５以上となるフェライト領域を、加工を受けたフェライトとして、体積分率を算出する。なお、撮影は５視野で行い、各視野の面積率の平均を体積分率とした。
次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
上記した成分組成を有する鋼素材を加熱し、熱間圧延を施して熱延鋼板とし、開始温度がＡｒ3変態点以上である冷却を行って鋼板とする。以下、製造条件毎に詳しく説明する。
まず、鋼素材の製造条件は、とくに限定する必要はないが、上記した成分組成を有する溶鋼を、転炉等の公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の公知の鋳造方法にて、所定寸法のスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、造塊－分解圧延法により、所定寸法のスラブ等の鋼素材としても何ら問題はない。
得られた鋼素材は、冷却することなく直接熱間圧延するか、あるいは一旦加熱してから熱間圧延する。熱間圧延は、圧延終了温度が鋼板の板厚の１／４位置において６５０℃以上とし、鋼板の板厚の１／４位置での冷却速度が１０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下で、鋼板の板厚の１／４位置の最高温度が４００℃以上６００℃以下になるように冷却を行う。
（ａ）鋼素材の加熱温度：９００℃以上１２５０℃以下
鋼素材の加熱温度は特に限定されないが、加熱温度が９００℃未満では、加熱温度が低すぎて変形抵抗が高くなり、熱間圧延機への負荷が増大し、熱間圧延が困難になるおそれがある。そのため、加熱温度は９００℃以上とする。好ましくは９５０℃以上であり、より好ましくは１０００℃以上である。さらに好ましくは１０５０℃以上である。一方、１２５０℃を超える高温になると、酸化が著しくなり、素材の酸化ロスが増大して歩留りが低下するおそれがある。このようなことから、加熱温度は１２５０℃以下にする。なお、好ましくは１２００℃以下であり、より好ましくは１１５０℃以下である。もっとも好ましくは１１００℃以下である。
鋼素材の加熱温度は特に限定されないが、加熱温度が９００℃未満では、加熱温度が低すぎて変形抵抗が高くなり、熱間圧延機への負荷が増大し、熱間圧延が困難になるおそれがある。そのため、加熱温度は９００℃以上とする。好ましくは９５０℃以上であり、より好ましくは１０００℃以上である。さらに好ましくは１０５０℃以上である。一方、１２５０℃を超える高温になると、酸化が著しくなり、素材の酸化ロスが増大して歩留りが低下するおそれがある。このようなことから、加熱温度は１２５０℃以下にする。なお、好ましくは１２００℃以下であり、より好ましくは１１５０℃以下である。もっとも好ましくは１１００℃以下である。
（ｂ）鋼板の板厚の１／４位置において８５０℃以下で、圧下率１０％以上の圧下を１パス以上付与する熱間圧延
鋼素材を前記温度に加熱後、鋼板の板厚の１／４位置において８５０℃以下となる条件で、１パス当たりの圧下率１０％以上の圧下を１パス以上含む熱間圧延を行う。オーステナイト粒径の微細化及び生成したフェライト結晶粒に加工ひずみを導入して、フェライト結晶粒の硬度を向上させるため８５０℃以下の圧下、好ましくは７７０℃以下での圧下を１パス以上行う。８５０℃以下での圧下を行わない場合、すなわち圧延終了温度が８５０℃を超える場合、オーステナイト粒径が粗大となり、母材強度及び母材靭性が低下する。８５０℃以下での１パス当たりの圧下率が１０％未満の場合、フェライト結晶粒への加工ひずみ導入が不足し、加工フェライト分率が低下し、母材強度が低下する。そのため、１パス当たりの圧下率が１０％以上とする。好ましくは１パス当たりの圧下率が１３％以上である。なお、圧下率に上限は限定しないが、過剰な圧下は圧延機の損傷をもたらす可能性があるため、１パス当たりの圧下率は２５％以下が好ましく、２０％以下がより好ましい。
鋼素材を前記温度に加熱後、鋼板の板厚の１／４位置において８５０℃以下となる条件で、１パス当たりの圧下率１０％以上の圧下を１パス以上含む熱間圧延を行う。オーステナイト粒径の微細化及び生成したフェライト結晶粒に加工ひずみを導入して、フェライト結晶粒の硬度を向上させるため８５０℃以下の圧下、好ましくは７７０℃以下での圧下を１パス以上行う。８５０℃以下での圧下を行わない場合、すなわち圧延終了温度が８５０℃を超える場合、オーステナイト粒径が粗大となり、母材強度及び母材靭性が低下する。８５０℃以下での１パス当たりの圧下率が１０％未満の場合、フェライト結晶粒への加工ひずみ導入が不足し、加工フェライト分率が低下し、母材強度が低下する。そのため、１パス当たりの圧下率が１０％以上とする。好ましくは１パス当たりの圧下率が１３％以上である。なお、圧下率に上限は限定しないが、過剰な圧下は圧延機の損傷をもたらす可能性があるため、１パス当たりの圧下率は２５％以下が好ましく、２０％以下がより好ましい。
（ｃ）圧延終了温度：鋼板の板厚の１／４位置において６５０℃以上
鋼素材を前記温度に加熱後、熱間圧延を開始して６５０℃以上の温度で圧延を終了する。６５０℃未満で圧延を終了すると、圧延過程の前または過程中に生成したフェライトが加工を強く受け、母材およびＨＡＺの靭性が低下する。さらには、熱間圧延機への負荷が増大する。したがって、熱間圧延終了温度は６５０℃以上とする。熱間圧延終了温度は好ましくは７００℃以上であり、より好ましくは７３０℃以上である。なお、上限については特に限定しないが、オーステナイト粒径を微細にして母材強度および靭性を確保する点から８５０℃以下とすることが好ましい。８００℃以下とすることがより好ましい。
鋼素材を前記温度に加熱後、熱間圧延を開始して６５０℃以上の温度で圧延を終了する。６５０℃未満で圧延を終了すると、圧延過程の前または過程中に生成したフェライトが加工を強く受け、母材およびＨＡＺの靭性が低下する。さらには、熱間圧延機への負荷が増大する。したがって、熱間圧延終了温度は６５０℃以上とする。熱間圧延終了温度は好ましくは７００℃以上であり、より好ましくは７３０℃以上である。なお、上限については特に限定しないが、オーステナイト粒径を微細にして母材強度および靭性を確保する点から８５０℃以下とすることが好ましい。８００℃以下とすることがより好ましい。
（ｄ）平均冷却速度：鋼板の板厚の１／４位置において１０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下
平均冷却速度は鋼板の板厚の１／４位置において１０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下とする。平均冷却速度が１０℃／ｓ未満の場合、冷却が遅いためフェライト結晶粒が成長、粗大化し、かつ圧延で導入された転位が抜けることにより軟化するため強度が低下する。そのため、平均冷却速度は鋼板の板厚の１／４位置において１０℃／ｓ以上とする。好ましくは２０℃／ｓ以上である。より好ましくは３０℃／ｓ以上である。一方、平均冷却速度が１００℃／ｓを超える場合、特にベイナイト、マルテンサイトの体積分率が増加し、母材およびＨＡＺの靭性が低下する。したがって、平均冷却速度は鋼板の板厚の１／４位置において１００℃／ｓ以下とする。好ましくは９０℃／ｓ以下である。より好ましくは８０℃／ｓ以下である。さらに好ましくは７０℃／ｓ以下である。
平均冷却速度は鋼板の板厚の１／４位置において１０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下とする。平均冷却速度が１０℃／ｓ未満の場合、冷却が遅いためフェライト結晶粒が成長、粗大化し、かつ圧延で導入された転位が抜けることにより軟化するため強度が低下する。そのため、平均冷却速度は鋼板の板厚の１／４位置において１０℃／ｓ以上とする。好ましくは２０℃／ｓ以上である。より好ましくは３０℃／ｓ以上である。一方、平均冷却速度が１００℃／ｓを超える場合、特にベイナイト、マルテンサイトの体積分率が増加し、母材およびＨＡＺの靭性が低下する。したがって、平均冷却速度は鋼板の板厚の１／４位置において１００℃／ｓ以下とする。好ましくは９０℃／ｓ以下である。より好ましくは８０℃／ｓ以下である。さらに好ましくは７０℃／ｓ以下である。
（ｅ）冷却方法：鋼板の板厚の１／４位置の温度が４００℃以上６００℃以下となるように冷却を行う（冷却終了温度）
フェライトを所定の体積分率得るために、冷却終了後の鋼板の板厚の１／４位置の温度を４００℃以上６００℃以下とする。冷却終了温度が６００℃超では、板厚の１／４位置のフェライト結晶粒が成長、粗大化し、かつ軟化するため強度が低下する。そのため、冷却終了温度は６００℃以下とする。好ましくは５８０℃以下であり、より好ましくは５５０℃以下であり、さらに好ましくは、５００℃以下である。一方、冷却終了温度が４００℃未満の温度では、ベイナイト、マルテンサイトの体積分率が多くなりすぎてしまい、母材およびＨＡＺの靭性が低下する。そのため、冷却終了温度は４００℃以上とする。冷却終了温度は好ましくは４２０℃以上、より好ましくは４５０℃以上とする。
フェライトを所定の体積分率得るために、冷却終了後の鋼板の板厚の１／４位置の温度を４００℃以上６００℃以下とする。冷却終了温度が６００℃超では、板厚の１／４位置のフェライト結晶粒が成長、粗大化し、かつ軟化するため強度が低下する。そのため、冷却終了温度は６００℃以下とする。好ましくは５８０℃以下であり、より好ましくは５５０℃以下であり、さらに好ましくは、５００℃以下である。一方、冷却終了温度が４００℃未満の温度では、ベイナイト、マルテンサイトの体積分率が多くなりすぎてしまい、母材およびＨＡＺの靭性が低下する。そのため、冷却終了温度は４００℃以上とする。冷却終了温度は好ましくは４２０℃以上、より好ましくは４５０℃以上とする。
上記した成分組成を有する鋼素材を、上記した製造条件に従って製造することによって、上記した組織を有する鋼板を得ることができる。かくして得られる鋼板は優れた鋼板の靭性と強度特性をそなえ、大入熱溶接のＨＡＺ靭性に優れることになる。
なお、圧延開始温度については特に限定されるものでないが、オーステナイト粒径を微細にして母材強度及び靭性を確保する観点から７５０℃以上とすることが好ましい。より好ましくは８００℃以上である。また、１０５０℃以下とすることが好ましい。１０００℃以下とすることがより好ましい。
なお、圧延開始温度については特に限定されるものでないが、オーステナイト粒径を微細にして母材強度及び靭性を確保する観点から７５０℃以上とすることが好ましい。より好ましくは８００℃以上である。また、１０５０℃以下とすることが好ましい。１０００℃以下とすることがより好ましい。
表１に示す成分組成の溶鋼を溶製し、鋼素材（スラブ）とした。これら鋼素材（スラブ）に、表２に示す条件での熱間圧延および冷却を施した。
得られた鋼板について、鋼板の板厚の１／４位置のミクロ組織の体積分率、析出硫化物とＴｉＮの分布状態、引張特性および靭性の評価を実施した。ミクロ組織の体積分率測定およびフェライト結晶粒単体の硬さ測定は前記の通り実施した。他の試験方法は後述の通りである。また、各鋼板の溶融線近傍ＨＡＺの靭性を評価するために、幅８０ｍｍ×長さ８０ｍｍ×厚み１５ｍｍの試験片を採取し、１４５０℃に加熱後１秒以上保持し、８００～５００℃の冷却速度を２℃／ｓとした再現熱サイクルを付与し、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験を実施した。
［引張特性］
各鋼板の全厚から、圧延方向に直角の方向にＪＩＳ Ｚ ２２０１の１Ｂ号試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の要領で引張試験を行い、降伏強さＹＳ（降伏点がある場合は降伏点ＹＰ、ない場合は０．２％耐力σ０．２）および引張強さ（ＴＳ）を測定した。降伏点または耐力が２３５ＭＰａ以上、引張強さが４００ＭＰａ以上のものを高強度化を満足した鋼板と判定した。
各鋼板の全厚から、圧延方向に直角の方向にＪＩＳ Ｚ ２２０１の１Ｂ号試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の要領で引張試験を行い、降伏強さＹＳ（降伏点がある場合は降伏点ＹＰ、ない場合は０．２％耐力σ０．２）および引張強さ（ＴＳ）を測定した。降伏点または耐力が２３５ＭＰａ以上、引張強さが４００ＭＰａ以上のものを高強度化を満足した鋼板と判定した。
［靭性］
各鋼板の表面側から１ｍｍ削った部位から、圧延方向にＪＩＳ Ｚ ２２０２のＶノッチ試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の要領でシャルピー衝撃試験を行い、ｖＴｒｓを測定した。そして、母材のｖＴｒｓが―１００℃以下、ＨＡＺのｖＴｒｓが－５５℃以下のものを靭性に優れた鋼板と評価した。
各鋼板の表面側から１ｍｍ削った部位から、圧延方向にＪＩＳ Ｚ ２２０２のＶノッチ試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の要領でシャルピー衝撃試験を行い、ｖＴｒｓを測定した。そして、母材のｖＴｒｓが―１００℃以下、ＨＡＺのｖＴｒｓが－５５℃以下のものを靭性に優れた鋼板と評価した。
かくして得られた評価結果を表２－１、表２－２に記する。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ：０．０３％以上０．１５％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上０．２５％以下、
Ｍｎ：１．００％以上２．００％以下、
Ａｌ：０．００５％以上０．１０％以下、
Ｔｉ：０．００４％以上０．０３０％以下、
Ｎ：０．００３６％以上０．０１００％以下、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０００５％以上０．００３０％以下、
Ｃａ：０．０００５％以上０．００３０％以下、
Ｏ：０．００４０％以下、を含有し、
かつ、Ｃａ、Ｏ、Ｓが下記（１）式を満たしており、
かつ、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖが下記（２）式を満たしており、
かつ、Ｔｉ、Ｎが下記（３）式を満たしており、
残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有し、
鋼板の板厚の１／４位置におけるフェライトが体積分率で６０％以上であり、前記フェライトのうち、ＥＢＳＤ法により取得したＧＡＭ（Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）値が０．５以上である加工を受けたフェライトの体積分率が３０％以上９５％以下で、島状マルテンサイトが１０％以下で、かつフェライト結晶粒単体の硬さがビッカース硬度で１２０以上である大入熱溶接用鋼板。
記
０．２≦（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ≦０．８ ・・・（１）
ただし、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各元素の含有量（質量％）を表す。含有しない元素は０とする。
０．３０≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≦０．３６ ・・・（２）
ただし、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは各元素の含有量（質量％）を表す。含有しない元素は０とする。
１．５≦Ｔｉ／Ｎ≦３．５ ・・・（３）
ただし、Ｔｉ、Ｎは各元素の含有量（質量％）を表す。含有しない元素は０とする。 - さらに、成分組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｃｒ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｖ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｗ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｃｏ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．１００％以下および
Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下
のうちから選ばれる１種以上を含有する、請求項１に記載の大入熱溶接用鋼板。 - 請求項１または２に記載の大入熱溶接用鋼板の製造方法であって、
鋼素材を、９００℃以上１２５０℃以下の温度に加熱した後、鋼板の板厚の１／４位置において８５０℃以下で、１パス当たりの圧下率１０％以上の圧下を１パス以上付与する熱間圧延を行い、鋼板の板厚の１／４位置において前記熱間圧延の圧延終了温度を６５０℃以上とし、鋼板の板厚の１／４位置において前記熱間圧延後の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下であって、鋼板の板厚の１／４位置の温度が４００℃以上６００℃以下になるように冷却を行う、大入熱溶接用鋼板の製造方法。
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