大入熱溶接継手靭性に優れた厚鋼板
【課題】 大入熱溶接を施した場合でも溶接継手靭性（ＨＡＺ靭性）に優れた、５９０〜７８０ＭＰａ級の高強度厚鋼板を提供することを目的とする。
【解決手段】 特定成分の厚鋼板の、更に、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉの合計含有量を特定パラメータで制御するとともに、平均粒径が０．０５〜１μｍの微細Ｔｉ含有酸化物の平均個数を１００００個／ｃｍ2 以上とするとともに、平均粒径２μｍ以上の粗大Ｔｉ含有酸化物の平均個数を２０００個／ｃｍ2 以下とし、高強度な５９０〜７８０ＭＰａ級の厚鋼板の場合でも、特に靱性が低下しやすい、前記した溶融線から３〜５ｍｍ近傍の溶接熱影響部を含めて、大入熱溶接時のＨＡＺ全域の靭性を大幅に改善する。
【解決手段】 特定成分の厚鋼板の、更に、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉの合計含有量を特定パラメータで制御するとともに、平均粒径が０．０５〜１μｍの微細Ｔｉ含有酸化物の平均個数を１００００個／ｃｍ2 以上とするとともに、平均粒径２μｍ以上の粗大Ｔｉ含有酸化物の平均個数を２０００個／ｃｍ2 以下とし、高強度な５９０〜７８０ＭＰａ級の厚鋼板の場合でも、特に靱性が低下しやすい、前記した溶融線から３〜５ｍｍ近傍の溶接熱影響部を含めて、大入熱溶接時のＨＡＺ全域の靭性を大幅に改善する。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、大入熱溶接継手靭性に優れた厚鋼板に関し、大入熱溶接を行った場合でも、優れた溶接継手靭性を発揮する、５９０〜７８０ＭＰａ級の高強度厚鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来より、厚鋼板のＨＡＺ靭性を確保すべく、Ｔｉを含有する酸化物を母材中に分散させ、ＨＡＺ部の冷却時に粒内からフェライトを生成させて組織を微細化することで、ＨＡＺ靭性を確保することが試みられてきた。
【０００３】
例えば特許文献１には、０．１〜３．０μｍのＴｉ酸化物、あるいはＴｉ酸化物とＴｉ窒化物との複合体のいずれか１種あるいは２種を析出させることによって、ＨＡＺ部の粗粒化域における冷却時のγ→α変態を制御して粒内フェライトを生成させ、ＨＡＺ靭性を向上させることが記載されている。
【０００４】
また特許文献２や特許文献３には、溶鋼内に生成する粗大な１次脱酸生成物（Ａｌ、Ｃａ、ＲＥＭなど、強脱酸元素による脱酸生成物）の生成を抑制し、かつ弱脱酸元素（Ｔｉ、Ｓｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ）による脱酸で生成する２次脱酸生成物を均一分散させることによって、溶接熱影響部（ＨＡＺ部）の靭性を確保することが示されている。
【０００５】
特許文献４には、Ｔｉ組成比が５％以上、Ａｌ組成比が９５％以下で、粒子径が０．０１〜１．０μｍであるＴｉとＡｌとの複合酸化物を、鋼中に均一分散させることによって、溶接時の鋼材のＨＡＺ靭性を向上させることが記載されている。
【０００６】
しかし、これらの技術においては、近年、一般的になりつつある入熱のより大きな大入熱溶接を施した場合にまで、優れたＨＡＺ靭性が保証されているとは言い難い。
【０００７】
これに対して、特許文献５、６には、大入熱溶接継手において、ＨＡＺ靭性を向上させるために、１４００℃以上に加熱されるＨＡＺ領域の高温でのオーステナイト粒の成長（粗大化）を抑制し、再加熱オーステナイト細粒化を促進するために、鋼中に生成する酸化物粒子の組成として、Ｃａを３％以上、Ａｌを１％以上含ませる酸化物を利用することが記載されている。
【特許文献１】特公平７−８２４号公報（特許請求の範囲）
【特許文献２】特公平３−６７４６７号公報（特許請求の範囲）
【特許文献３】特公平３−５９１３４号公報（特許請求の範囲）
【特許文献４】特開平９−３５９９号公報（特許請求の範囲）
【特許文献５】特開２００３−３１３６２８号公報（特許請求の範囲、段落0031）
【特許文献６】特開２００３−３１３６２８号公報（特許請求の範囲、段落0030）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかし、上記特許文献５、６は、５０〜６０キロ級（５９０ＭＰａ未満）の厚鋼板を対象とするものである。このため、これ以上に高強度な５９０〜７８０ＭＰａ級の厚鋼板となった場合、特許文献５、６による酸化物手段では、大入熱溶接時にＨＡＺの全域に亙って靭性を確保できない場合が生じる。本発明者らの知見によれば、上記特許文献５、６では、特に、溶融線から３〜５ｍｍ近傍の溶接熱影響部の靱性が確保できない。
【０００９】
これは、溶融線から３〜５ｍｍ近傍の溶接熱影響部では、γ粒径が比較的微細な領域（粒径１０μｍ程度）では、大入熱溶接時に、焼入れ性が低下してベイナイト組織が粗大化しやすく、粒界生成型ベイナイトの核生成頻度が高いため粒内ベイナイトが形成されない、などによるものと推考される。
【００１０】
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、大入熱溶接を施した場合でも溶接継手靭性（ＨＡＺ靭性）に優れた５９０〜７８０ＭＰａ級の高強度厚鋼板を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
この目的を達成するために、本発明の大入熱溶接継手靭性に優れた厚鋼板の要旨は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０７％、Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ａｌ：０．０１０％未満（０％を含まない）、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｏ：０．００１０〜０．０１００％、を各々含有し、更に、Ｃｕ：０．１〜１．５％か、Ｎｉ：０．１〜２．５％の、いずれか一種以上を含有し、かつ、２０Ｃ（％）＋１．５Ｍｎ（％）＋Ｃｕ（％）＋Ｎｉ（％）が４．５〜７．０％であり、残部が実質的に鉄および不可避不純物である鋼板であって、平均粒径が０．０５〜１μｍのＴｉ含有酸化物の平均個数が倍率１０００倍で観察したときに１００００個／ｃｍ2 以上であるとともに、平均粒径２μｍ以上のＴｉ含有酸化物の平均個数が倍率２００倍で観察したときに２０００個／ｃｍ2 以下であることとする。
【００１２】
なお、本発明において、上記Ｔｉ含有酸化物とは、後述する、ＥＰＭＡ装置やＦＥ−ＳＥＭ／ＥＤＸ装置などの測定装置を用いて、鋼中の介在物の組成分析を行った際に、Ｔｉを１０質量％以上含有する酸化物のことを言う。したがって、鋼中の介在物の内、Ｔｉ含有量が１０質量％未満の酸化物は、本発明のＴｉ含有酸化物とは言わない。また、上記「平均粒径」とは、Ｔｉを含有する酸化物の円相当粒径をいう。
【発明の効果】
【００１３】
前記した通り、高強度な５９０〜７８０ＭＰａ級の厚鋼板の場合、特許文献４、５によるＣａやＡｌ系の酸化物では、前記した通り、大入熱溶接時にＨＡＺの全域に亙って靭性を確保できない場合が生じる。
【００１４】
これに対して、本発明では、鋼中に存在する、Ｔｉを含有する酸化物の内で、粗大な酸化物の数を抑えた上で、微細な酸化物を多数生成させる。このように微細な酸化物の生成数が多数となれば、大入熱溶接後の冷却時にＨＡＺ部で粒内ベイナイトが生成し易くなる。この結果、高強度な５９０〜７８０ＭＰａ級の厚鋼板の場合でも、特に靱性が低下しやすい、前記した溶融線から３〜５ｍｍ近傍の溶接熱影響部を含めて、大入熱溶接時のＨＡＺ全域の靭性を大幅に改善することができる。
【００１５】
更に、本発明では、溶融線近傍だけではなく、ＨＡＺ全域に亙って靭性を良好に確保するために、オーステナイトを安定化させる元素（焼入れ性を高める元素）である、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉの含有量を合計で制御する。
【００１６】
したがって、本発明の厚鋼板は、強度が５９０〜７８０ＭＰａ級の、船舶、海洋構造物、橋梁、建築構造物などの溶接構造物等に最適であり、該溶接構造物として用いる場合に大入熱で溶接を行っても、優れた溶接継手靭性を発揮する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
（Ｔｉ含有酸化物）
先ず、本発明における厚鋼板組織中のＴｉを含有する酸化物の意義について、以下に説明する。本発明では、前記した通り、Ｔｉ含有酸化物の内で、粗大な酸化物の数を抑えた上で、微細な酸化物を多数生成させる。具体的には、平均粒径が０．０５〜１μｍの微細なＴｉ含有酸化物の平均個数が、倍率１０００倍で観察したときに１００００個／ｃｍ2 以上とする。その一方で、平均粒径２μｍ以上の粗大なＴｉ含有酸化物の平均個数が、倍率２００倍で観察したときに２０００個／ｃｍ2 以下とする。
【００１８】
本発明において、上記Ｔｉ含有酸化物とは、前記した通り、Ｔｉを１０質量％以上含有する酸化物のことを言う。Ｔｉ含有量が１０質量％未満である、Ｔｉ含有量が少ない酸化物には、微細Ｔｉ含有酸化物の、大入熱溶接時のＨＡＺ粒内からベイナイトを形成する効果や、粗大Ｔｉ含有酸化物の、フェライトの生成核となって有用なベイナイトの生成を抑制する作用は無い。
【００１９】
前記した従来技術の様に、大入熱溶接時のＨＡＺ粒内からフェライトを成長させるのではなく、本発明においては、大入熱溶接時のＨＡＺ粒内からベイナイトを形成させる。このために、本発明では、鋼中に、予め、前記微細なＴｉ含有酸化物を多数存在させる。
【００２０】
本発明のように、大入熱溶接時のＨＡＺ粒内からベイナイトを形成させることで、γ粒径が比較的微細な溶融線近傍のＨＡＺにおける、大入熱溶接時の焼入れ性低下によるベイナイト組織粗大化や、粒界生成型ベイナイトの核生成を抑制する。そして、高強度な５９０〜７８０ＭＰａ級の厚鋼板の場合でも、特に靱性が低下しやすい、前記した溶融線から３〜５ｍｍ近傍の溶接熱影響部を含めて、大入熱溶接時のＨＡＺ全域の靭性を大幅に改善する。
【００２１】
同時に、この微細なＴｉ含有酸化物の存在数を保障し、併せて、粒内からのベイナイト形成を阻害させないために、本発明では、予め、前記粗大なＴｉ含有酸化物を抑制する。より具体的には、２μｍ以上の粗大なＴｉ含有酸化物は、フェライトの生成能が強いため、大入熱溶接時のような高温でフェライトの生成核となりやすく、有用なベイナイトの生成を抑制してしまう。また、この様な粗大なＴｉ含有酸化物は、微細なベイナイト組織における破壊の起点となりやすく、ベイナイトによる微細化効果を阻害する役割も果たす。
【００２２】
上記作用効果を確実に発揮させて優れた溶接継手靭性を得るために、本発明では、平均粒径０．０５〜１μｍの微細なＴｉ含有酸化物と、２μｍ以上の粗大なＴｉ含有酸化物の存在数を、上記最適な平均個数範囲にする。したがって、いずれのＴｉ含有酸化物も、上記最適な平均個数範囲から外れた場合、高強度な５９０〜７８０ＭＰａ級の厚鋼板の場合、特に、靱性が低下しやすい溶融線から３〜５ｍｍ近傍の溶接熱影響部を含めて、大入熱溶接時のＨＡＺ全域の靭性を改善することができなくなる。
【００２３】
上記微細なＴｉ含有酸化物は、個数が多いほど粒内ベイナイトの生成を促進するため、望ましくは２００００個／ｃｍ2 以上、より望ましくは４００００個／ｃｍ2 以上存在させるのがよい。上記作用効果の観点からすると、微細なＴｉ含有酸化物の個数に上限はないが、通常の厚板製造工程において析出が可能な微細なＴｉ含有酸化物の個数は１×１０8 個／ｃｍ2 程度が上限と考えられる。
【００２４】
上記微細なＴｉ含有酸化物には、Ｔｉ以外の合金元素としてＳｉ、Ｃａ、Ｍｇ等が含まれていてもよい。この中でも、特に、ＭｎがＴｉと共に含まれる元素として好適である。より好ましくは、酸化物を構成する全合金元素に占めるＴｉ＋Ｍｎが６０％以上（更に好ましくは７０％以上）のものがよい。
【００２５】
一方、上記粗大なＴｉ含有酸化物は、フェライトの生成を抑制するためなど、上記抑制効果を達成するためには、個数が少ないほど良く、好ましくは１０００個／ｃｍ2 以下であり、更に好ましくは５００個／ｃｍ2 以下とする。
【００２６】
この様に、粗大なＴｉ含有酸化物の数を抑えた上で、微細なＴｉ系介在物を多数生成させれば、溶接後の冷却時にＨＡＺ部で粒内ベイナイトが生成し易くなり、ＨＡＺ靭性を大幅に改善することができる。尚、本発明の鋼板は、上記の通り、溶接後の冷却時にＨＡＺ部で粒内ベイナイトが優先的に生成すればよいのであって、該冷却時に粒界からベイナイトやフェライトが多少生成する場合もあり、ＨＡＺ靭性改善を阻害しない範囲での、これらベイナイトやフェライトの生成は許容する。
【００２７】
（Ｔｉ含有酸化物の計測）
上記規定の倍率でのＴｉ含有酸化物の観察には、電界放射型走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）、または走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）、またはＥＰＭＡ（electron probe microanalyzer）装置などが適用できる。また、ＦＥ−ＳＥＭに、鋼マトリックス相と各Ｔｉ含有酸化物とのより明確な区別を行なうために、ＥＤＸ（Ｋｅｖｅｘ社製、Ｓｉｇｍａエネルギー分散型Ｘ線検出器：ｅｎｅｒｇｙ ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ- ｒａｙ ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）を付加して分析を行っても良い（ＦＥ−ＳＥＭ／ＥＤＸ）。
【００２８】
この内、倍率２００倍での平均粒径２μｍ以上の粗大なＴｉ含有酸化物観察には、好適には、ＥＰＭＡ装置にて行う。また、倍率１０００倍での平均粒径が０．０５〜１μｍの微細なＴｉ含有酸化物観察には、好適には、電界放射型走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）を用いる。このように、本発明では、Ｔｉ含有酸化物個数測定の精度と再現性を高めるために、Ｔｉ含有酸化物の大きさに応じて倍率を変える。
【００２９】
例えば、微細なＴｉ含有酸化物観察に、ＦＥ−ＳＥＭ／ＥＤＸを用いる場合、先ず、鋼中に存在する平均粒径０．０５〜１．０μｍの介在物の組成分析を行い、Ｔｉを１０質量％以上含有するＴｉ含有酸化物の介在物に対する割合を求める。次に、０．１ｍｍ2 の領域において、１０００倍の反射電子像を用いて、０．０１ｍｍ2 の任意の例えば１０視野を撮影し、画像解析のソフトウェアとして、ＭＥＤＩＡＣＹＢＥＲＮＥＴＩＣＳ社製Ｉｍａｇｅ−ＰｒｏＰｌｕｓなどを用いた画像解析装置により、平均粒径０．０５〜１．０μｍの介在物の個数の測定を行う。そして、この１０視野の合計個数に前記Ｔｉ含有酸化物の割合を乗し、更に１０００倍することで、１ｃｍ2 当たりの平均粒径０．０５〜１．０μｍのＴｉ含有酸化物の数を求める。
【００３０】
（厚鋼板の組成）
本発明厚鋼板の組成（単位：質量％）について、各元素の限定理由を含めて、以下に説明する。本発明厚鋼板の上記組織（微細なＴｉ系介在物と粗大介在物の個数）を制御して、大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を高めるとともに、高強度等の母材特性を得る前提として、本発明厚鋼板の組成は、下記に示す範囲内とし、規定の方法で製造することが有効である。
【００３１】
即ち、Ｃ：０．０１〜０．０７％、Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ａｌ：０．０１％未満（０％を含まない）、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｏ：０．００１０〜０．０１００％、を各々含有し、更に、Ｃｕ：０．１〜１．５％か、Ｎｉ：０．１〜２．５％かの、いずれか一種以上を含有し、かつ、２０Ｃ（％）＋１．５Ｍｎ（％）＋Ｃｕ（％）＋Ｎｉ（％）が４．５〜７．０％であり、残部が実質的に鉄および不可避不純物である鋼板とする。
【００３２】
このような厚鋼板組成としたのは、特に、溶接後の冷却時にＨＡＺ部で粒内ベイナイトを生成させるには、母材成分を調整することが重要であるためである。具体的には、上記組成では、Ｃ量を相対的に高めて、粒内ベイナイトが生成しやすくしている。
【００３３】
大入熱溶接では、ＨＡＺ部の冷却速度が遅くなるためフェライトが生成しやすく、またフェライトの生成を抑えたとしても粒界からベイナイトが生成しやすくなる。ところが、ＨＡＺ部のＣ量を相対的に高めると、フェライトの生成が抑えられると共に粒界からのベイナイト生成も抑えられ、粒内からのベイナイト生成が促進されると推考される。
【００３４】
なお、上記粒界からのベイナイト生成抑制のためには、ＮｂやＶの如き炭化物生成能の強い合金元素の選択的な含有も有効である。ＮｂやＶは、Ｔｉ酸化物の周囲に偏析して、Ｔｉ酸化物を核にベイナイトが生成するのを阻む。
【００３５】
更に、本発明では、粒内ベイナイトが生成溶融線近傍だけではなく、ＨＡＺ全域に亙って靭性を良好に確保するために、オーステナイトを安定化させる元素（焼入れ性を高める元素）である、上記のように、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉの含有量を、下記パラメータのように、合計量で制御する。これらの元素の合計含有量の制御によって、大入熱溶接でＨＡＺ部の冷却速度が遅くなっても、焼入れ性が高くなって、粒内から生成するベイナイトを微細化することができる。
【００３６】
以下、各元素量を規定した理由について詳述する。
Ｃ：０．０１〜０．０７％。
Ｃ（炭素）は母材の強度確保に必要な元素であり、少なくとも０．０１％必要とである。また、Ｃ量を高めると、粒内ベイナイトの生成が促進される。これらの効果は０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上で発揮される。一方、Ｃ量が過剰になると、却って、耐溶接割れ性およびＨＡＺ靭性が劣化するので、０．０７％以下、好ましくは０．０５％未満に抑える。したがって、Ｃ含有量は０．０１〜０．０７％、好ましくは、０．０２〜０．０５％未満、の範囲とする。
【００３７】
Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）。
Ｓｉは、固溶強化し母材強度の確保に寄与する。また、予備脱酸剤として有用な元素である。これの効果は、好ましくは０．０５％以上の含有で発揮される。一方、１．０％を超えて、より厳しくは０．５％を超えて、過剰に含まれると、母材靭性とＨＡＺ靭性がともに低下するため、Ｓｉの上限は１．０％、好ましくは０．５％とする。また、Ｓｉ含有量の範囲は、好ましくは０．０５〜１．０％、より好ましくは０．０５〜０．５％とする。
【００３８】
Ｍｎ：１．０〜３．０％。
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を改善する作用を有するとともに、粒内ベイナイトの生成を促進してＨＡＺ靭性を改善する効果も有する。この様な効果を有効に発揮させるには、１．０％以上、好ましくは１．２％以上の含有が必要である。一方、過剰に含有させると、ＨＡＺ靭性が劣化するので、上限は３．０％、好ましくは２．５％以下とする。したがって、Ｍｎ含有量の範囲は１．０〜３．０％、好ましくは１．２〜２．５％の範囲とする。
【００３９】
Ａｌ：０．０１０％未満（０％を含まない）。
Ａｌは強力な脱酸元素として必要であり、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上含有させる。一方、Ａｌが０．０１０％以上、厳しくは０．００５％を超えて過剰に含まれていると、Ｔｉ含有酸化物中のＡｌの割合が増大して、粒内ベイナイトの生成促進効果が低減する。このため、Ａｌ含有量は、０．０１０％未満、好ましくは０．００１〜０．０１０％、より好ましくは０．００２〜０．００５％、の範囲とする。
【００４０】
Ｔｉ（total 量）：０．００５〜０．０５０％。
Ｔｉは、前記した通り、微細なＴｉ含有酸化物（一部は窒化物）を形成して、粒内ベイナイトの生成を促進してＨＡＺ靭性を改善する効果も有する重要元素である。この様な効果を有効に発揮させるには、０．００５％以上、好ましくは０．００８％以上含有させるのがよい。一方、Ｔｉ量が過剰になると、Ｔｉ含有酸化物が粗大となって、あるいはＴｉ含有酸化物が過多となって、却って、ＨＡＺ靭性と母材靭性がともに劣化するので、０．０５％以下、好ましくは０．０３０％以下、に抑える。したがって、全Ｔｉ含有量は、０．００５〜０．０５０％の範囲、好ましくは０．００８〜０．０３０％の範囲とする。
【００４１】
Ｃｕ：０．１〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜２．５％のいずれか一種以上。
ＣｕとＮｉは、ともに焼入れ性を向上させ、マトリックスを強靭化するとともに、ＨＡＺ組織を微細化させ、母材靭性とＨＡＺ靭性の向上に寄与する。これらの効果を発揮させるには、ＣｕかＮｉのいずれか一種以上を０．１％以上、好ましくは０．２％以上含有させる。一方、ＣｕとＮｉを過剰に含有させると、ＨＡＺの硬化が著しくなり、却ってＨＡＺ靭性を低下させる。このため、Ｃｕの上限は１．５％、好ましくは１．２％、Ｎｉの上限は２．５％、好ましくは２．２％とする。
【００４２】
また、０．５％を超えるＣｕを含有する場合には、圧延中の熱間割れを防止する観点から、Ｃｕ含有量（質量％）の半分以上のＮｉを含有することが好ましく、より好ましくは化学等量以上のＮｉを含有することが推奨される。
【００４３】
Ｏ：０．００１０〜０．０１００％。
Ｏ（酸素）は、Ｔｉ含有酸化物を形成し、上記の通り、ＨＡＺの粒内ベイナイトの生成を促進するのに有効な元素である。この様な効果を発揮させるには、０．００１０％以上含有させるのがよく、好ましくは０．００１５％以上、より好ましくは０．００２０％以上である。一方、酸素含有量が過剰になると、粗大なＴｉ含有酸化物が生成し易くなり、かえってＨＡＺ靭性を劣化させる。よって酸素含有量は、０．０１００％以下に抑える必要があり、好ましくは０．００３０％以下とする。
【００４４】
２０Ｃ（％）＋１．５Ｍｎ（％）＋Ｃｕ（％）＋Ｎｉ（％）＝４．５〜７．０％。
更に、本発明では、以上説明したＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉについて、溶融線近傍だけではなく、ＨＡＺ全域に亙って靭性を良好に確保するために、上記特定パラメータのように、合計量で制御する。オーステナイトを安定化させる元素（焼入れ性を高める元素）である、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉの含有量を、上記特定パラメータのように制御することによって、大入熱溶接でＨＡＺ部の冷却速度が遅くなっても、焼入れ性が高くなって、粒内から生成するベイナイトを微細化することができる。
【００４５】
上記パラメータが４．５％以上で、焼入れ性増加効果が発揮でき、粒内生成ベイナイト組織を微細化でき、ＨＡＺ全域に亙って靭性が改善できる。このパラメータが４．５％未満では、たとえＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉの各々の含有量が規定範囲内だったとしても、上記焼入れ性増加効果が発揮できず、粒内生成ベイナイト組織を微細化できず、ＨＡＺ全域に亙って靭性が改善できない。
【００４６】
一方、このパラメータが７．０％を超えた場合、たとえＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉの各々の含有量が規定範囲内だったとしても、ＭＡベイナイト組織に形成されるＭＡ（マルテンサイト）量が増加するため、却って、ＨＡＺ全域に亙って靭性が低下する可能性が高い。
【００４７】
以下に、選択的に含有させる元素について説明する。
Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｎｂ：０．１０％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．１０％以下（０％を含まない）のいずれか一種または二種以上。
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖは、ともに焼入れ性を向上させ、母材強度を高める。また、Ｃｒは、焼入れ性を高めてＨＡＺ組織を微細化させ、ＨＡＺ靭性の向上に寄与する効果もある。Ｎｂ、Ｖは、焼戻し軟化抵抗を高め、母材強度を高める効果もある。これらの効果を発揮させるには、Ｃｒ：０．１％以上、Ｍｏ：０．１％以上、Ｎｂ：好ましくは０．０１％以上、Ｖ：好ましくは０．０１％以上、いずれか一種または二種以上を選択的に含有させる。
【００４８】
一方、これらを過剰に含有させると、各々、却ってＨＡＺ靭性を低下させる。Ｃｒは、マルテンサイトの増加を招きＨＡＺ靭性を低下させる。Ｍｏは、ＨＡＺの硬化が著しくなりＨＡＺ靭性を低下させる。Ｎｂ、Ｖは、粒内ベイナイトの形成が抑制され、ＨＡＺ靭性を劣化させる。したがって、各々上限は、Ｃｒ：２．０％、Ｍｏ：１．０％、Ｎｂ：０．１０％、Ｖ：０．１０％とする。
【００４９】
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％。
Ｂは、鋼中に固溶して焼入れ性を改善する作用を有する。またＨＡＺ部において、粒界からのフェライト生成を抑制して粒内からのベイナイト生成を促進させる効果も発揮する。この様な効果を発揮させるには、０．０００５％以上、選択的に含有させる。一方、Ｂ含有量が多すぎると、かえって焼入れ性を低下させるとともに、粒内ベイナイトの形成が抑制され、ＨＡＺ靭性を劣化させる。よってＢ量は、０．０００５〜０．００５０％、好ましくは０．０００５〜０．００３０％とする。
【００５０】
Ｚｒ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５０％以下（０％を含まない）、Ｃａ：０．００５０％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．００５０％以下（０％を含まない）、のいずれか一種または二種以上。
Ｚｒ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭは、ＨＡＺ靭性を改善する効果を有するが、各々過剰に含有されると、却ってＨＡＺ靭性を劣化させる。
【００５１】
例えば、Ｚｒは窒素を固定することによりＨＡＺ靭性を改善する。ＣａはＭｎＳ等の硫化物などの介在物を球状化して、介在物形状の異方性を低減させ、ＨＡＺ靭性を改善する。Ｍｇ、ＲＥＭは、ＭｎＳ等の硫化物などの介在物を微細化させてＨＡＺ靭性を改善する。しかし、これらＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭは、各々過剰に含有されると、Ｔｉ含有酸化物を粗大化させるために、却ってＨＡＺ靭性を劣化させる。
【００５２】
このため、いずれか一種または二種以上、選択的に含有させる場合には、各々、Ｚｒ：０．０５％以下、好ましくは０．００５〜０．０３％、Ｍｇ：０．００５０％以下、好ましくは０．００４０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、好ましくは０．００４０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下、好ましくは０．００４０％以下、と各々する。
【００５３】
次ぎに、不純物について、以下に説明する。
Ｎ（窒素）は、母材靭性とＨＡＺ靭性をともに劣化させるため、本発明では不純物である。ただ、Ｎには、Ｔｉと窒化物を形成して粒内ベイナイトの生成を促進させ、ＨＡＺ靭性を改善する効果もあり、Ｎは０．００９０％までの含有は許容する。
【００５４】
Ｐ（りん）やＳ（硫黄）も不可避不純物として存在する元素であり、溶接性や母材靭性を低下させる等の悪影響を及ぼす。よってＰは０．０２０％以下（好ましくは０．０１０％以下）、Ｓは０．０１０％以下（好ましくは０．００５％以下）に抑えるのがよい。
【００５５】
（製造方法）
本発明厚鋼板は、工程自体は常法にて製造することができる。但し、上記の様に微細なＴｉ含有酸化物と粗大なＴｉ含有酸化物の個数を制御するための、好ましい製造条件を含めて、以下に説明する。
【００５６】
前掲の特許文献２や特許文献３では、酸化物のサイズや個数を制御する方法として、鋳込み前に溶存酸素量等を制御したり、凝固時の冷却速度等を制御することが示されている。しかし、本発明で注目する２μｍ以上の粗大なＴｉ含有酸化物を低減することはできない。また、溶鋼中の酸素量を低減するだけでは、本発明で定める微細なＴｉ含有酸化物の数を確保することができない。
【００５７】
本発明でも、転炉等の通常の溶製法で溶製し、ついで連続鋳造法等の通常の鋳造法で所定寸法の鋼素材（スラブ）とするが、微細なＴｉ含有酸化物の数を増大しつつ、粗大介在物をＴｉ含有酸化物を低減するためには、この溶製段階において、Ｔｉ添加前の鋼の溶存酸素量と、Ｔｉ添加後から鋳造するまでの保持時間を厳密に管理することが好ましい。
【００５８】
具体的には、溶製段階で、Ｔｉを添加する際に、まず溶鋼中の溶存酸素量を２０〜１００ｐｐｍの範囲内に制御する。この様に溶存酸素量を制御することで、上記微細なＴｉ含有酸化物を生成させることができ、本発明で規定する量の微細なＴｉ含有酸化物を確保できる。
【００５９】
微細なＴｉ含有酸化物をより多く生成させるために、溶鋼中の溶存酸素量は２０ｐｐｍ以上とするのがよく、より好ましくは２５ｐｐｍ以上である。一方、Ｔｉ添加前の溶鋼中の溶存酸素量が過剰であると、粗大なＴｉ含有酸化物やその他の酸化物が生成しやすくなるので好ましくない。よって、溶鋼中の溶存酸素量を１００ｐｐｍ以下に抑えてからＴｉを添加する。好ましくは溶鋼中の溶存酸素量を７０ｐｐｍ以下に抑えてからＴｉを添加する。上記の通り溶製段階で溶鋼中の溶存酸素量を制御するには、Ｍｎ添加による脱酸、真空Ｃ（カーボン）脱酸、Ｓｉ添加による脱酸を単独でもしくは適宜組み合わせて行えばよい。
【００６０】
また、Ｔｉ添加後は、静止状態で１０〜５０分間保持する。この様にＴｉ添加後に保持することで、粒内ベイナイトの生成核として有効に作用する好適サイズの微細なＴｉ含有酸化物を確保しつつ、粒内フェライトの生成核となりやすい２μｍ以上のＴｉ含有酸化物を浮上分離させて除去することができる。上記粗大Ｔｉ含有酸化物を確実に除去するには、１０分間以上保持するのがよく、好ましくは１５分間以上、さらに好ましくは２０分間以上である。
【００６１】
尚、上記保持は、通常の溶製で行われている通り、約１５５０〜１６５０℃の間で保持することをいう。
【００６２】
一方、この保持時間が長すぎると、微細な介在物が凝集して粗大化し、本発明で定める量の微細なＴｉ含有酸化物を確保できなくなるので好ましくない。よって、保持時間は５０分間以下とする。好ましくは４０分間以下である。
【００６３】
実際の操業においては、Ｔｉ，Ｓｉ，ＭｎおよびＣを最終成分量となるよう同時に添加してから上記の通り保持し、その後に鋳込めばよい。
【００６４】
この様な方法で溶製することによって、本発明で定める適正量の微細なＴｉ含有酸化物を確保しつつ、粗大なＴｉ含有酸化物を低減させることができる。
【００６５】
鋼素材（スラブ）は、通常の厚鋼板の製造方法通り、加熱後、熱間圧延を行ない、圧延方向に沿う集合組織の発達を阻止して、熱間圧延終了時において再結晶させた組織とする。熱間圧延終了後の鋼板は水焼き入れを施す。その後、鋼板の焼戻しを行ない、製品厚鋼板とする。
【００６６】
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、前記、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。
【実施例】
【００６７】
表１（発明例）および表２（比較例）に示す化学成分組成の鋼を、表３（発明例）および表４（比較例）に示す、溶製段階におけるＴｉ添加前の溶存酸素量とＴｉ添加後の静止状態での保持時間とを種々変えて溶製し、鋳造してスラブを得た。得られたスラブを１１００℃に加熱した後、圧延、冷却を行って板厚５０ｍｍの鋼板を得た。また、母材の強度や靭性を調整するため、５００〜６５０℃までの焼戻し処理を施した。
【００６８】
この様にして得た鋼板から試料を採取し、母材特性、ＨＡＺ靭性、母材に存在するＴｉ含有酸化物のサイズを測定した。これらの結果を表３および表４に示す。
【００６９】
（母材特性）
上記製造された各鋼板からＪＩＳ４号試験片を採取して、ＪＩＳＺ２２４１に準じた引張試験を行い鋼板の引張強度、およびＪＩＳＺ２２４２に準じたシャルピー衝撃試験を行い鋼板の靱性（ｖＥ-20 ）を測定した。
【００７０】
ここで、引張強度が５９０ＭＰａ以上で、かつシャルピー衝撃値が１５０Ｊ以上であるものは、高強度で高靱性な、優れた母材特性を有していると評価し、この様に優れた母材特性が確保されているものについて、下記の通り、ＨＡＺ靭性の評価を行った。
【００７１】
（溶接継手靭性）
上記製造された各鋼板から切り出した試験片（サイズ１２．５ｍｍ×３２ｍｍ×５５ｍｍ）を、１００ｋＪ／ｍｍの大入熱でＳＡＷ溶接したときの溶融線近傍（＋０．５ｍｍ）のＨＡＺの熱履歴に相当する熱サイクルを施した。即ち、１４００℃に加熱し、この温度で５秒間保持した後、８００℃から５００℃までを７３０秒間で冷却する熱サイクルを施した。また、上記大入熱溶接時の、溶融線から３〜５ｍｍ程度の領域のＨＡＺの熱履歴に相当する熱サイクルも施した。即ち、１２００℃に加熱し、この温度で５秒間保持した後、８００℃から５００℃までを７３０秒間で冷却する熱サイクルを施した。これら各試験片から、各々シャルピー試験片を採取してｖＥ0 （１４００℃と１２００℃）を測定した。そして各々ｖＥ0 が１５０Ｊ以上の場合を溶接継手靭性に優れていると評価した。
【００７２】
（Ｔｉ含有酸化物）
母材中に存在するＴｉ含有酸化物のサイズを以下の手法で測定した。
＜測定位置（試料の採取位置）＞
板厚の１／４の位置において、圧延方向に平行な断面が観察できるように試料を採取した。得られた試料を用いて、下記の通り、平均粒径２μｍ以上の粗大なＴｉ含有酸化物、および平均粒径０．０５〜１．０μｍの微細なＴｉ含有酸化物の個数を各々測定した。
【００７３】
＜平均粒径２μｍ以上の粗大なＴｉ含有酸化物の個数測定＞
前記したＥＰＭＡ装置を用いて１００ｍｍ2 （１０ｍｍ×１０ｍｍ）の領域を倍率２００倍で観察して、平均粒径２μｍ以上の粗大なＴｉ含有酸化物の個数を測定した。尚、Ｔｉ含有酸化物のサイズは、円相当粒径を求めて平均粒径値とした（以下同じ）。
【００７４】
＜平均粒径０．０５〜１．０μｍの微細なＴｉ含有酸化物の個数測定＞
前記したＦＥ−ＳＥＭ／ＥＤＸ装置を用いて、平均粒径０．０５〜１．０μｍの介在物２０個の組成分析を行い、Ｔｉを１０質量％以上含有するＴｉ含有酸化物の割合を求めた。次に０．１ｍｍ2 の領域において、１０００倍の反射電子像を用いて０．０１ｍｍ2 の任意の１０視野を撮影し、画像解析装置により、平均粒径０．０５〜１．０μｍの介在物の個数の測定を行い、該１０視野の合計個数に前記Ｔｉ含有酸化物の割合を乗し、更に１０００倍することで、１ｃｍ2 当たりの平均粒径０．０５〜１．０μｍのＴｉ含有酸化物の数を求めた。これらの結果も表３および表４に示す。
【００７５】
表１、３より明らかな通り、発明例１〜２０は、２０Ｃ（％）＋１．５Ｍｎ（％）＋Ｃｕ（％）＋Ｎｉ（％）のパラメータを含めて、本発明組成を満足するとともに、溶存酸素量と保持時間ともに、好ましい溶製方法で製造されている。
【００７６】
このため、平均粒径が０．０５〜１μｍのＴｉ含有酸化物の平均個数が、倍率１０００倍で観察したときに１００００個／ｃｍ2 以上であるとともに、平均粒径２μｍ以上のＴｉ酸化物の平均個数が、倍率２００倍で観察したときに２０００個／ｃｍ2 以下である。この結果、５９０〜７８０ＭＰａ級の母材強度と、２１０Ｊ以上の母材靱性が得られている。また、熱サイクル特性も、１４００℃と１２００℃のｖＥ0 ともに、１５０Ｊ以上の靱性が得られている。
【００７７】
これらの結果は、高強度な５９０〜７８０ＭＰａ級の厚鋼板の場合でも、特に靱性が低下しやすい、前記した溶融線から３〜５ｍｍ近傍の溶接熱影響部を含めて、大入熱溶接時のＨＡＺ全域の靭性を大幅に改善できることを示している。
【００７８】
これに対して、表２、４より明らかな通り、比較例２１〜２９、３２は、いずれかの元素の成分組成が発明範囲より外れる。
【００７９】
また、比較例３０〜３１は、２０Ｃ（％）＋１．５Ｍｎ（％）＋Ｃｕ（％）＋Ｎｉ（％）のパラメータが、発明範囲より外れる。
【００８０】
更に、比較例３３〜３５は、成分組成は発明範囲内であるものの、溶存酸素量か保持時間が、好ましい溶製方法の条件外で製造されている。
【００８１】
この結果、比較例は、母材強度や母材靱性が発明例に比して比較的低いか、母材強度や母材靱性が発明例並としても、熱サイクル特性が、１４００℃と１２００℃のｖＥ0 ともに共通して著しく低い。
【００８２】
これらの結果は、本発明範囲より外れるこれら比較例が、高強度な５９０〜７８０ＭＰａ級の厚鋼板の場合に、特に、溶融線から３〜５ｍｍ近傍の溶接熱影響部を含めて、大入熱溶接時のＨＡＺ全域の靭性を改善できないことを示している。
【００８３】
例えば、比較例２１は、Ｃ量が過剰であるため、Ｔｉ含有酸化物の規定は満足するものの、熱サイクル特性（ＨＡＺ靭性）が著しく低い。
【００８４】
比較例２２は、Ｍｎ量が不足するため、母材強度を確保できず、Ｔｉ含有酸化物の規定は満足するものの、熱サイクル特性（ＨＡＺ靭性）にも劣っている。
【００８５】
比較例２３は、Ｍｎ量が過剰であるため、Ｔｉ含有酸化物の規定は満足するものの、熱サイクル特性（ＨＡＺ靭性）が劣っている。
【００８６】
比較例２４は、Ａｌ量が過剰であるため、粗大なＴｉ含有酸化物が多くなりすぎ、熱サイクル特性（ＨＡＺ靭性）が劣っている。
【００８７】
比較例２５は、Ｃｕ量が過剰であるため、Ｔｉ含有酸化物の規定は満足するものの、熱サイクル特性（ＨＡＺ靭性）が劣っている。
【００８８】
比較例２６は、Ｎｉ量が過剰であるため、Ｔｉ含有酸化物の規定は満足するものの、熱サイクル特性（ＨＡＺ靭性）が劣っている。
【００８９】
比較例２７は、Ｔｉ量が過剰であるため、微細なＴｉ含有酸化物が少な過ぎ、熱サイクル特性（ＨＡＺ靭性）が劣っている。
【００９０】
比較例２８は、酸素量が不足し、溶製の際の溶存酸素量も少ないため、微細なＴｉ含有酸化物が少な過ぎ、熱サイクル特性（ＨＡＺ靭性）が劣っている。
【００９１】
比較例２９は、酸素量が過剰で、溶製の際の溶存酸素量も過剰なため、粗大なＴｉ含有酸化物が多過ぎ、微細なＴｉ含有酸化物も少なくなっており、熱サイクル特性（ＨＡＺ靭性）が劣っている。
【００９２】
比較例３２は、ボロン量が過剰であるため、Ｔｉ含有酸化物の規定は満足するものの、母材靱性と、熱サイクル特性（ＨＡＺ靭性）が劣っている。
【００９３】
比較例３０は、２０Ｃ（％）＋１．５Ｍｎ（％）＋Ｃｕ（％）＋Ｎｉ（％）のパラメータが、４．５％未満で発明範囲より外れる。このため、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉを各々規定量範囲内で含有しているにもかかわらず、１２００℃での熱サイクル特性が劣り、ＨＡＺ３〜５ｍｍ部分の靭性が改善できていない。これは、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉの上記焼入れ性増加効果が発揮できず、粒内生成ベイナイト組織を微細化できていないためである。
【００９４】
比較例３１は、上記パラメータが７．０％を超え、発明範囲より外れる。このため、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉを各々規定量範囲内で含有しているにもかかわらず、１２００℃での熱サイクル特性が劣り、ＨＡＺ３〜５ｍｍ部分の靭性が改善できていない。これは、ＭＡベイナイト組織に形成されるＭＡ（マルテンサイト）量が増加するため、却って、ＨＡＺ全域に亙って靭性が低下しているためである。
【００９５】
比較例３３は、溶製段階におけるＴｉ添加前の溶存酸素量が多過ぎるため、粗大なＴｉ含有酸化物数が多く析出して、規定個数を超えている。このため、熱サイクル特性が１４００℃のｖＥ0 で１０２Ｊ程度と、著しく靱性が低い。
【００９６】
比較例３４は、溶製段階におけるＴｉ添加後の静止状態での保持時間が短過ぎるため、粗大なＴｉ含有酸化物が多く析出して規定個数を超え、一方で微細なＴｉ含有酸化物が比較的少ない。このため、熱サイクル特性が１４００℃のｖＥ0 で８５Ｊ程度と、著しく靱性が低い。
【００９７】
比較例３５は、溶製段階におけるＴｉ添加後の静止状態での保持時間が長過ぎるため、粗大なＴｉ含有酸化物が多く析出して規定個数を超え、一方で微細なＴｉ含有酸化物が比較的少ない。このため、熱サイクル特性が１４００℃のｖＥ0 で９９Ｊ程度と、著しく靱性が低い。
【００９８】
以上の結果から、本発明の成分組成と、Ｔｉ含有酸化物の規定の、高強度な５９０〜７８０ＭＰａ級の厚鋼板の場合に、特に、溶融線から３〜５ｍｍ近傍の溶接熱影響部を含めた、大入熱溶接時のＨＡＺ全域の靭性改善の臨界的な意義が裏付けられる。
【００９９】
【表１】
【０１００】
【表２】
【０１０１】
【表３】
【０１０２】
【表４】
【産業上の利用可能性】
【０１０３】
以上説明したように、本発明によれば、大入熱溶接を施した場合でも溶接継手靭性（ＨＡＺ靭性）に優れた５９０〜７８０ＭＰａ級の厚鋼板を提供することができる。このため、本発明厚鋼板は、船舶、海洋構造物、橋梁、建築構造物などの高強度の溶接構造物用に適用できる。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、大入熱溶接継手靭性に優れた厚鋼板に関し、大入熱溶接を行った場合でも、優れた溶接継手靭性を発揮する、５９０〜７８０ＭＰａ級の高強度厚鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来より、厚鋼板のＨＡＺ靭性を確保すべく、Ｔｉを含有する酸化物を母材中に分散させ、ＨＡＺ部の冷却時に粒内からフェライトを生成させて組織を微細化することで、ＨＡＺ靭性を確保することが試みられてきた。
【０００３】
例えば特許文献１には、０．１〜３．０μｍのＴｉ酸化物、あるいはＴｉ酸化物とＴｉ窒化物との複合体のいずれか１種あるいは２種を析出させることによって、ＨＡＺ部の粗粒化域における冷却時のγ→α変態を制御して粒内フェライトを生成させ、ＨＡＺ靭性を向上させることが記載されている。
【０００４】
また特許文献２や特許文献３には、溶鋼内に生成する粗大な１次脱酸生成物（Ａｌ、Ｃａ、ＲＥＭなど、強脱酸元素による脱酸生成物）の生成を抑制し、かつ弱脱酸元素（Ｔｉ、Ｓｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ）による脱酸で生成する２次脱酸生成物を均一分散させることによって、溶接熱影響部（ＨＡＺ部）の靭性を確保することが示されている。
【０００５】
特許文献４には、Ｔｉ組成比が５％以上、Ａｌ組成比が９５％以下で、粒子径が０．０１〜１．０μｍであるＴｉとＡｌとの複合酸化物を、鋼中に均一分散させることによって、溶接時の鋼材のＨＡＺ靭性を向上させることが記載されている。
【０００６】
しかし、これらの技術においては、近年、一般的になりつつある入熱のより大きな大入熱溶接を施した場合にまで、優れたＨＡＺ靭性が保証されているとは言い難い。
【０００７】
これに対して、特許文献５、６には、大入熱溶接継手において、ＨＡＺ靭性を向上させるために、１４００℃以上に加熱されるＨＡＺ領域の高温でのオーステナイト粒の成長（粗大化）を抑制し、再加熱オーステナイト細粒化を促進するために、鋼中に生成する酸化物粒子の組成として、Ｃａを３％以上、Ａｌを１％以上含ませる酸化物を利用することが記載されている。
【特許文献１】特公平７−８２４号公報（特許請求の範囲）
【特許文献２】特公平３−６７４６７号公報（特許請求の範囲）
【特許文献３】特公平３−５９１３４号公報（特許請求の範囲）
【特許文献４】特開平９−３５９９号公報（特許請求の範囲）
【特許文献５】特開２００３−３１３６２８号公報（特許請求の範囲、段落0031）
【特許文献６】特開２００３−３１３６２８号公報（特許請求の範囲、段落0030）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかし、上記特許文献５、６は、５０〜６０キロ級（５９０ＭＰａ未満）の厚鋼板を対象とするものである。このため、これ以上に高強度な５９０〜７８０ＭＰａ級の厚鋼板となった場合、特許文献５、６による酸化物手段では、大入熱溶接時にＨＡＺの全域に亙って靭性を確保できない場合が生じる。本発明者らの知見によれば、上記特許文献５、６では、特に、溶融線から３〜５ｍｍ近傍の溶接熱影響部の靱性が確保できない。
【０００９】
これは、溶融線から３〜５ｍｍ近傍の溶接熱影響部では、γ粒径が比較的微細な領域（粒径１０μｍ程度）では、大入熱溶接時に、焼入れ性が低下してベイナイト組織が粗大化しやすく、粒界生成型ベイナイトの核生成頻度が高いため粒内ベイナイトが形成されない、などによるものと推考される。
【００１０】
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、大入熱溶接を施した場合でも溶接継手靭性（ＨＡＺ靭性）に優れた５９０〜７８０ＭＰａ級の高強度厚鋼板を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
この目的を達成するために、本発明の大入熱溶接継手靭性に優れた厚鋼板の要旨は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０７％、Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ａｌ：０．０１０％未満（０％を含まない）、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｏ：０．００１０〜０．０１００％、を各々含有し、更に、Ｃｕ：０．１〜１．５％か、Ｎｉ：０．１〜２．５％の、いずれか一種以上を含有し、かつ、２０Ｃ（％）＋１．５Ｍｎ（％）＋Ｃｕ（％）＋Ｎｉ（％）が４．５〜７．０％であり、残部が実質的に鉄および不可避不純物である鋼板であって、平均粒径が０．０５〜１μｍのＴｉ含有酸化物の平均個数が倍率１０００倍で観察したときに１００００個／ｃｍ2 以上であるとともに、平均粒径２μｍ以上のＴｉ含有酸化物の平均個数が倍率２００倍で観察したときに２０００個／ｃｍ2 以下であることとする。
【００１２】
なお、本発明において、上記Ｔｉ含有酸化物とは、後述する、ＥＰＭＡ装置やＦＥ−ＳＥＭ／ＥＤＸ装置などの測定装置を用いて、鋼中の介在物の組成分析を行った際に、Ｔｉを１０質量％以上含有する酸化物のことを言う。したがって、鋼中の介在物の内、Ｔｉ含有量が１０質量％未満の酸化物は、本発明のＴｉ含有酸化物とは言わない。また、上記「平均粒径」とは、Ｔｉを含有する酸化物の円相当粒径をいう。
【発明の効果】
【００１３】
前記した通り、高強度な５９０〜７８０ＭＰａ級の厚鋼板の場合、特許文献４、５によるＣａやＡｌ系の酸化物では、前記した通り、大入熱溶接時にＨＡＺの全域に亙って靭性を確保できない場合が生じる。
【００１４】
これに対して、本発明では、鋼中に存在する、Ｔｉを含有する酸化物の内で、粗大な酸化物の数を抑えた上で、微細な酸化物を多数生成させる。このように微細な酸化物の生成数が多数となれば、大入熱溶接後の冷却時にＨＡＺ部で粒内ベイナイトが生成し易くなる。この結果、高強度な５９０〜７８０ＭＰａ級の厚鋼板の場合でも、特に靱性が低下しやすい、前記した溶融線から３〜５ｍｍ近傍の溶接熱影響部を含めて、大入熱溶接時のＨＡＺ全域の靭性を大幅に改善することができる。
【００１５】
更に、本発明では、溶融線近傍だけではなく、ＨＡＺ全域に亙って靭性を良好に確保するために、オーステナイトを安定化させる元素（焼入れ性を高める元素）である、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉの含有量を合計で制御する。
【００１６】
したがって、本発明の厚鋼板は、強度が５９０〜７８０ＭＰａ級の、船舶、海洋構造物、橋梁、建築構造物などの溶接構造物等に最適であり、該溶接構造物として用いる場合に大入熱で溶接を行っても、優れた溶接継手靭性を発揮する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
（Ｔｉ含有酸化物）
先ず、本発明における厚鋼板組織中のＴｉを含有する酸化物の意義について、以下に説明する。本発明では、前記した通り、Ｔｉ含有酸化物の内で、粗大な酸化物の数を抑えた上で、微細な酸化物を多数生成させる。具体的には、平均粒径が０．０５〜１μｍの微細なＴｉ含有酸化物の平均個数が、倍率１０００倍で観察したときに１００００個／ｃｍ2 以上とする。その一方で、平均粒径２μｍ以上の粗大なＴｉ含有酸化物の平均個数が、倍率２００倍で観察したときに２０００個／ｃｍ2 以下とする。
【００１８】
本発明において、上記Ｔｉ含有酸化物とは、前記した通り、Ｔｉを１０質量％以上含有する酸化物のことを言う。Ｔｉ含有量が１０質量％未満である、Ｔｉ含有量が少ない酸化物には、微細Ｔｉ含有酸化物の、大入熱溶接時のＨＡＺ粒内からベイナイトを形成する効果や、粗大Ｔｉ含有酸化物の、フェライトの生成核となって有用なベイナイトの生成を抑制する作用は無い。
【００１９】
前記した従来技術の様に、大入熱溶接時のＨＡＺ粒内からフェライトを成長させるのではなく、本発明においては、大入熱溶接時のＨＡＺ粒内からベイナイトを形成させる。このために、本発明では、鋼中に、予め、前記微細なＴｉ含有酸化物を多数存在させる。
【００２０】
本発明のように、大入熱溶接時のＨＡＺ粒内からベイナイトを形成させることで、γ粒径が比較的微細な溶融線近傍のＨＡＺにおける、大入熱溶接時の焼入れ性低下によるベイナイト組織粗大化や、粒界生成型ベイナイトの核生成を抑制する。そして、高強度な５９０〜７８０ＭＰａ級の厚鋼板の場合でも、特に靱性が低下しやすい、前記した溶融線から３〜５ｍｍ近傍の溶接熱影響部を含めて、大入熱溶接時のＨＡＺ全域の靭性を大幅に改善する。
【００２１】
同時に、この微細なＴｉ含有酸化物の存在数を保障し、併せて、粒内からのベイナイト形成を阻害させないために、本発明では、予め、前記粗大なＴｉ含有酸化物を抑制する。より具体的には、２μｍ以上の粗大なＴｉ含有酸化物は、フェライトの生成能が強いため、大入熱溶接時のような高温でフェライトの生成核となりやすく、有用なベイナイトの生成を抑制してしまう。また、この様な粗大なＴｉ含有酸化物は、微細なベイナイト組織における破壊の起点となりやすく、ベイナイトによる微細化効果を阻害する役割も果たす。
【００２２】
上記作用効果を確実に発揮させて優れた溶接継手靭性を得るために、本発明では、平均粒径０．０５〜１μｍの微細なＴｉ含有酸化物と、２μｍ以上の粗大なＴｉ含有酸化物の存在数を、上記最適な平均個数範囲にする。したがって、いずれのＴｉ含有酸化物も、上記最適な平均個数範囲から外れた場合、高強度な５９０〜７８０ＭＰａ級の厚鋼板の場合、特に、靱性が低下しやすい溶融線から３〜５ｍｍ近傍の溶接熱影響部を含めて、大入熱溶接時のＨＡＺ全域の靭性を改善することができなくなる。
【００２３】
上記微細なＴｉ含有酸化物は、個数が多いほど粒内ベイナイトの生成を促進するため、望ましくは２００００個／ｃｍ2 以上、より望ましくは４００００個／ｃｍ2 以上存在させるのがよい。上記作用効果の観点からすると、微細なＴｉ含有酸化物の個数に上限はないが、通常の厚板製造工程において析出が可能な微細なＴｉ含有酸化物の個数は１×１０8 個／ｃｍ2 程度が上限と考えられる。
【００２４】
上記微細なＴｉ含有酸化物には、Ｔｉ以外の合金元素としてＳｉ、Ｃａ、Ｍｇ等が含まれていてもよい。この中でも、特に、ＭｎがＴｉと共に含まれる元素として好適である。より好ましくは、酸化物を構成する全合金元素に占めるＴｉ＋Ｍｎが６０％以上（更に好ましくは７０％以上）のものがよい。
【００２５】
一方、上記粗大なＴｉ含有酸化物は、フェライトの生成を抑制するためなど、上記抑制効果を達成するためには、個数が少ないほど良く、好ましくは１０００個／ｃｍ2 以下であり、更に好ましくは５００個／ｃｍ2 以下とする。
【００２６】
この様に、粗大なＴｉ含有酸化物の数を抑えた上で、微細なＴｉ系介在物を多数生成させれば、溶接後の冷却時にＨＡＺ部で粒内ベイナイトが生成し易くなり、ＨＡＺ靭性を大幅に改善することができる。尚、本発明の鋼板は、上記の通り、溶接後の冷却時にＨＡＺ部で粒内ベイナイトが優先的に生成すればよいのであって、該冷却時に粒界からベイナイトやフェライトが多少生成する場合もあり、ＨＡＺ靭性改善を阻害しない範囲での、これらベイナイトやフェライトの生成は許容する。
【００２７】
（Ｔｉ含有酸化物の計測）
上記規定の倍率でのＴｉ含有酸化物の観察には、電界放射型走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）、または走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）、またはＥＰＭＡ（electron probe microanalyzer）装置などが適用できる。また、ＦＥ−ＳＥＭに、鋼マトリックス相と各Ｔｉ含有酸化物とのより明確な区別を行なうために、ＥＤＸ（Ｋｅｖｅｘ社製、Ｓｉｇｍａエネルギー分散型Ｘ線検出器：ｅｎｅｒｇｙ ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ- ｒａｙ ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）を付加して分析を行っても良い（ＦＥ−ＳＥＭ／ＥＤＸ）。
【００２８】
この内、倍率２００倍での平均粒径２μｍ以上の粗大なＴｉ含有酸化物観察には、好適には、ＥＰＭＡ装置にて行う。また、倍率１０００倍での平均粒径が０．０５〜１μｍの微細なＴｉ含有酸化物観察には、好適には、電界放射型走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）を用いる。このように、本発明では、Ｔｉ含有酸化物個数測定の精度と再現性を高めるために、Ｔｉ含有酸化物の大きさに応じて倍率を変える。
【００２９】
例えば、微細なＴｉ含有酸化物観察に、ＦＥ−ＳＥＭ／ＥＤＸを用いる場合、先ず、鋼中に存在する平均粒径０．０５〜１．０μｍの介在物の組成分析を行い、Ｔｉを１０質量％以上含有するＴｉ含有酸化物の介在物に対する割合を求める。次に、０．１ｍｍ2 の領域において、１０００倍の反射電子像を用いて、０．０１ｍｍ2 の任意の例えば１０視野を撮影し、画像解析のソフトウェアとして、ＭＥＤＩＡＣＹＢＥＲＮＥＴＩＣＳ社製Ｉｍａｇｅ−ＰｒｏＰｌｕｓなどを用いた画像解析装置により、平均粒径０．０５〜１．０μｍの介在物の個数の測定を行う。そして、この１０視野の合計個数に前記Ｔｉ含有酸化物の割合を乗し、更に１０００倍することで、１ｃｍ2 当たりの平均粒径０．０５〜１．０μｍのＴｉ含有酸化物の数を求める。
【００３０】
（厚鋼板の組成）
本発明厚鋼板の組成（単位：質量％）について、各元素の限定理由を含めて、以下に説明する。本発明厚鋼板の上記組織（微細なＴｉ系介在物と粗大介在物の個数）を制御して、大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を高めるとともに、高強度等の母材特性を得る前提として、本発明厚鋼板の組成は、下記に示す範囲内とし、規定の方法で製造することが有効である。
【００３１】
即ち、Ｃ：０．０１〜０．０７％、Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ａｌ：０．０１％未満（０％を含まない）、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｏ：０．００１０〜０．０１００％、を各々含有し、更に、Ｃｕ：０．１〜１．５％か、Ｎｉ：０．１〜２．５％かの、いずれか一種以上を含有し、かつ、２０Ｃ（％）＋１．５Ｍｎ（％）＋Ｃｕ（％）＋Ｎｉ（％）が４．５〜７．０％であり、残部が実質的に鉄および不可避不純物である鋼板とする。
【００３２】
このような厚鋼板組成としたのは、特に、溶接後の冷却時にＨＡＺ部で粒内ベイナイトを生成させるには、母材成分を調整することが重要であるためである。具体的には、上記組成では、Ｃ量を相対的に高めて、粒内ベイナイトが生成しやすくしている。
【００３３】
大入熱溶接では、ＨＡＺ部の冷却速度が遅くなるためフェライトが生成しやすく、またフェライトの生成を抑えたとしても粒界からベイナイトが生成しやすくなる。ところが、ＨＡＺ部のＣ量を相対的に高めると、フェライトの生成が抑えられると共に粒界からのベイナイト生成も抑えられ、粒内からのベイナイト生成が促進されると推考される。
【００３４】
なお、上記粒界からのベイナイト生成抑制のためには、ＮｂやＶの如き炭化物生成能の強い合金元素の選択的な含有も有効である。ＮｂやＶは、Ｔｉ酸化物の周囲に偏析して、Ｔｉ酸化物を核にベイナイトが生成するのを阻む。
【００３５】
更に、本発明では、粒内ベイナイトが生成溶融線近傍だけではなく、ＨＡＺ全域に亙って靭性を良好に確保するために、オーステナイトを安定化させる元素（焼入れ性を高める元素）である、上記のように、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉの含有量を、下記パラメータのように、合計量で制御する。これらの元素の合計含有量の制御によって、大入熱溶接でＨＡＺ部の冷却速度が遅くなっても、焼入れ性が高くなって、粒内から生成するベイナイトを微細化することができる。
【００３６】
以下、各元素量を規定した理由について詳述する。
Ｃ：０．０１〜０．０７％。
Ｃ（炭素）は母材の強度確保に必要な元素であり、少なくとも０．０１％必要とである。また、Ｃ量を高めると、粒内ベイナイトの生成が促進される。これらの効果は０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上で発揮される。一方、Ｃ量が過剰になると、却って、耐溶接割れ性およびＨＡＺ靭性が劣化するので、０．０７％以下、好ましくは０．０５％未満に抑える。したがって、Ｃ含有量は０．０１〜０．０７％、好ましくは、０．０２〜０．０５％未満、の範囲とする。
【００３７】
Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）。
Ｓｉは、固溶強化し母材強度の確保に寄与する。また、予備脱酸剤として有用な元素である。これの効果は、好ましくは０．０５％以上の含有で発揮される。一方、１．０％を超えて、より厳しくは０．５％を超えて、過剰に含まれると、母材靭性とＨＡＺ靭性がともに低下するため、Ｓｉの上限は１．０％、好ましくは０．５％とする。また、Ｓｉ含有量の範囲は、好ましくは０．０５〜１．０％、より好ましくは０．０５〜０．５％とする。
【００３８】
Ｍｎ：１．０〜３．０％。
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を改善する作用を有するとともに、粒内ベイナイトの生成を促進してＨＡＺ靭性を改善する効果も有する。この様な効果を有効に発揮させるには、１．０％以上、好ましくは１．２％以上の含有が必要である。一方、過剰に含有させると、ＨＡＺ靭性が劣化するので、上限は３．０％、好ましくは２．５％以下とする。したがって、Ｍｎ含有量の範囲は１．０〜３．０％、好ましくは１．２〜２．５％の範囲とする。
【００３９】
Ａｌ：０．０１０％未満（０％を含まない）。
Ａｌは強力な脱酸元素として必要であり、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上含有させる。一方、Ａｌが０．０１０％以上、厳しくは０．００５％を超えて過剰に含まれていると、Ｔｉ含有酸化物中のＡｌの割合が増大して、粒内ベイナイトの生成促進効果が低減する。このため、Ａｌ含有量は、０．０１０％未満、好ましくは０．００１〜０．０１０％、より好ましくは０．００２〜０．００５％、の範囲とする。
【００４０】
Ｔｉ（total 量）：０．００５〜０．０５０％。
Ｔｉは、前記した通り、微細なＴｉ含有酸化物（一部は窒化物）を形成して、粒内ベイナイトの生成を促進してＨＡＺ靭性を改善する効果も有する重要元素である。この様な効果を有効に発揮させるには、０．００５％以上、好ましくは０．００８％以上含有させるのがよい。一方、Ｔｉ量が過剰になると、Ｔｉ含有酸化物が粗大となって、あるいはＴｉ含有酸化物が過多となって、却って、ＨＡＺ靭性と母材靭性がともに劣化するので、０．０５％以下、好ましくは０．０３０％以下、に抑える。したがって、全Ｔｉ含有量は、０．００５〜０．０５０％の範囲、好ましくは０．００８〜０．０３０％の範囲とする。
【００４１】
Ｃｕ：０．１〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜２．５％のいずれか一種以上。
ＣｕとＮｉは、ともに焼入れ性を向上させ、マトリックスを強靭化するとともに、ＨＡＺ組織を微細化させ、母材靭性とＨＡＺ靭性の向上に寄与する。これらの効果を発揮させるには、ＣｕかＮｉのいずれか一種以上を０．１％以上、好ましくは０．２％以上含有させる。一方、ＣｕとＮｉを過剰に含有させると、ＨＡＺの硬化が著しくなり、却ってＨＡＺ靭性を低下させる。このため、Ｃｕの上限は１．５％、好ましくは１．２％、Ｎｉの上限は２．５％、好ましくは２．２％とする。
【００４２】
また、０．５％を超えるＣｕを含有する場合には、圧延中の熱間割れを防止する観点から、Ｃｕ含有量（質量％）の半分以上のＮｉを含有することが好ましく、より好ましくは化学等量以上のＮｉを含有することが推奨される。
【００４３】
Ｏ：０．００１０〜０．０１００％。
Ｏ（酸素）は、Ｔｉ含有酸化物を形成し、上記の通り、ＨＡＺの粒内ベイナイトの生成を促進するのに有効な元素である。この様な効果を発揮させるには、０．００１０％以上含有させるのがよく、好ましくは０．００１５％以上、より好ましくは０．００２０％以上である。一方、酸素含有量が過剰になると、粗大なＴｉ含有酸化物が生成し易くなり、かえってＨＡＺ靭性を劣化させる。よって酸素含有量は、０．０１００％以下に抑える必要があり、好ましくは０．００３０％以下とする。
【００４４】
２０Ｃ（％）＋１．５Ｍｎ（％）＋Ｃｕ（％）＋Ｎｉ（％）＝４．５〜７．０％。
更に、本発明では、以上説明したＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉについて、溶融線近傍だけではなく、ＨＡＺ全域に亙って靭性を良好に確保するために、上記特定パラメータのように、合計量で制御する。オーステナイトを安定化させる元素（焼入れ性を高める元素）である、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉの含有量を、上記特定パラメータのように制御することによって、大入熱溶接でＨＡＺ部の冷却速度が遅くなっても、焼入れ性が高くなって、粒内から生成するベイナイトを微細化することができる。
【００４５】
上記パラメータが４．５％以上で、焼入れ性増加効果が発揮でき、粒内生成ベイナイト組織を微細化でき、ＨＡＺ全域に亙って靭性が改善できる。このパラメータが４．５％未満では、たとえＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉの各々の含有量が規定範囲内だったとしても、上記焼入れ性増加効果が発揮できず、粒内生成ベイナイト組織を微細化できず、ＨＡＺ全域に亙って靭性が改善できない。
【００４６】
一方、このパラメータが７．０％を超えた場合、たとえＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉの各々の含有量が規定範囲内だったとしても、ＭＡベイナイト組織に形成されるＭＡ（マルテンサイト）量が増加するため、却って、ＨＡＺ全域に亙って靭性が低下する可能性が高い。
【００４７】
以下に、選択的に含有させる元素について説明する。
Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｎｂ：０．１０％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．１０％以下（０％を含まない）のいずれか一種または二種以上。
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖは、ともに焼入れ性を向上させ、母材強度を高める。また、Ｃｒは、焼入れ性を高めてＨＡＺ組織を微細化させ、ＨＡＺ靭性の向上に寄与する効果もある。Ｎｂ、Ｖは、焼戻し軟化抵抗を高め、母材強度を高める効果もある。これらの効果を発揮させるには、Ｃｒ：０．１％以上、Ｍｏ：０．１％以上、Ｎｂ：好ましくは０．０１％以上、Ｖ：好ましくは０．０１％以上、いずれか一種または二種以上を選択的に含有させる。
【００４８】
一方、これらを過剰に含有させると、各々、却ってＨＡＺ靭性を低下させる。Ｃｒは、マルテンサイトの増加を招きＨＡＺ靭性を低下させる。Ｍｏは、ＨＡＺの硬化が著しくなりＨＡＺ靭性を低下させる。Ｎｂ、Ｖは、粒内ベイナイトの形成が抑制され、ＨＡＺ靭性を劣化させる。したがって、各々上限は、Ｃｒ：２．０％、Ｍｏ：１．０％、Ｎｂ：０．１０％、Ｖ：０．１０％とする。
【００４９】
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％。
Ｂは、鋼中に固溶して焼入れ性を改善する作用を有する。またＨＡＺ部において、粒界からのフェライト生成を抑制して粒内からのベイナイト生成を促進させる効果も発揮する。この様な効果を発揮させるには、０．０００５％以上、選択的に含有させる。一方、Ｂ含有量が多すぎると、かえって焼入れ性を低下させるとともに、粒内ベイナイトの形成が抑制され、ＨＡＺ靭性を劣化させる。よってＢ量は、０．０００５〜０．００５０％、好ましくは０．０００５〜０．００３０％とする。
【００５０】
Ｚｒ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５０％以下（０％を含まない）、Ｃａ：０．００５０％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．００５０％以下（０％を含まない）、のいずれか一種または二種以上。
Ｚｒ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭは、ＨＡＺ靭性を改善する効果を有するが、各々過剰に含有されると、却ってＨＡＺ靭性を劣化させる。
【００５１】
例えば、Ｚｒは窒素を固定することによりＨＡＺ靭性を改善する。ＣａはＭｎＳ等の硫化物などの介在物を球状化して、介在物形状の異方性を低減させ、ＨＡＺ靭性を改善する。Ｍｇ、ＲＥＭは、ＭｎＳ等の硫化物などの介在物を微細化させてＨＡＺ靭性を改善する。しかし、これらＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭは、各々過剰に含有されると、Ｔｉ含有酸化物を粗大化させるために、却ってＨＡＺ靭性を劣化させる。
【００５２】
このため、いずれか一種または二種以上、選択的に含有させる場合には、各々、Ｚｒ：０．０５％以下、好ましくは０．００５〜０．０３％、Ｍｇ：０．００５０％以下、好ましくは０．００４０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、好ましくは０．００４０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下、好ましくは０．００４０％以下、と各々する。
【００５３】
次ぎに、不純物について、以下に説明する。
Ｎ（窒素）は、母材靭性とＨＡＺ靭性をともに劣化させるため、本発明では不純物である。ただ、Ｎには、Ｔｉと窒化物を形成して粒内ベイナイトの生成を促進させ、ＨＡＺ靭性を改善する効果もあり、Ｎは０．００９０％までの含有は許容する。
【００５４】
Ｐ（りん）やＳ（硫黄）も不可避不純物として存在する元素であり、溶接性や母材靭性を低下させる等の悪影響を及ぼす。よってＰは０．０２０％以下（好ましくは０．０１０％以下）、Ｓは０．０１０％以下（好ましくは０．００５％以下）に抑えるのがよい。
【００５５】
（製造方法）
本発明厚鋼板は、工程自体は常法にて製造することができる。但し、上記の様に微細なＴｉ含有酸化物と粗大なＴｉ含有酸化物の個数を制御するための、好ましい製造条件を含めて、以下に説明する。
【００５６】
前掲の特許文献２や特許文献３では、酸化物のサイズや個数を制御する方法として、鋳込み前に溶存酸素量等を制御したり、凝固時の冷却速度等を制御することが示されている。しかし、本発明で注目する２μｍ以上の粗大なＴｉ含有酸化物を低減することはできない。また、溶鋼中の酸素量を低減するだけでは、本発明で定める微細なＴｉ含有酸化物の数を確保することができない。
【００５７】
本発明でも、転炉等の通常の溶製法で溶製し、ついで連続鋳造法等の通常の鋳造法で所定寸法の鋼素材（スラブ）とするが、微細なＴｉ含有酸化物の数を増大しつつ、粗大介在物をＴｉ含有酸化物を低減するためには、この溶製段階において、Ｔｉ添加前の鋼の溶存酸素量と、Ｔｉ添加後から鋳造するまでの保持時間を厳密に管理することが好ましい。
【００５８】
具体的には、溶製段階で、Ｔｉを添加する際に、まず溶鋼中の溶存酸素量を２０〜１００ｐｐｍの範囲内に制御する。この様に溶存酸素量を制御することで、上記微細なＴｉ含有酸化物を生成させることができ、本発明で規定する量の微細なＴｉ含有酸化物を確保できる。
【００５９】
微細なＴｉ含有酸化物をより多く生成させるために、溶鋼中の溶存酸素量は２０ｐｐｍ以上とするのがよく、より好ましくは２５ｐｐｍ以上である。一方、Ｔｉ添加前の溶鋼中の溶存酸素量が過剰であると、粗大なＴｉ含有酸化物やその他の酸化物が生成しやすくなるので好ましくない。よって、溶鋼中の溶存酸素量を１００ｐｐｍ以下に抑えてからＴｉを添加する。好ましくは溶鋼中の溶存酸素量を７０ｐｐｍ以下に抑えてからＴｉを添加する。上記の通り溶製段階で溶鋼中の溶存酸素量を制御するには、Ｍｎ添加による脱酸、真空Ｃ（カーボン）脱酸、Ｓｉ添加による脱酸を単独でもしくは適宜組み合わせて行えばよい。
【００６０】
また、Ｔｉ添加後は、静止状態で１０〜５０分間保持する。この様にＴｉ添加後に保持することで、粒内ベイナイトの生成核として有効に作用する好適サイズの微細なＴｉ含有酸化物を確保しつつ、粒内フェライトの生成核となりやすい２μｍ以上のＴｉ含有酸化物を浮上分離させて除去することができる。上記粗大Ｔｉ含有酸化物を確実に除去するには、１０分間以上保持するのがよく、好ましくは１５分間以上、さらに好ましくは２０分間以上である。
【００６１】
尚、上記保持は、通常の溶製で行われている通り、約１５５０〜１６５０℃の間で保持することをいう。
【００６２】
一方、この保持時間が長すぎると、微細な介在物が凝集して粗大化し、本発明で定める量の微細なＴｉ含有酸化物を確保できなくなるので好ましくない。よって、保持時間は５０分間以下とする。好ましくは４０分間以下である。
【００６３】
実際の操業においては、Ｔｉ，Ｓｉ，ＭｎおよびＣを最終成分量となるよう同時に添加してから上記の通り保持し、その後に鋳込めばよい。
【００６４】
この様な方法で溶製することによって、本発明で定める適正量の微細なＴｉ含有酸化物を確保しつつ、粗大なＴｉ含有酸化物を低減させることができる。
【００６５】
鋼素材（スラブ）は、通常の厚鋼板の製造方法通り、加熱後、熱間圧延を行ない、圧延方向に沿う集合組織の発達を阻止して、熱間圧延終了時において再結晶させた組織とする。熱間圧延終了後の鋼板は水焼き入れを施す。その後、鋼板の焼戻しを行ない、製品厚鋼板とする。
【００６６】
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、前記、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。
【実施例】
【００６７】
表１（発明例）および表２（比較例）に示す化学成分組成の鋼を、表３（発明例）および表４（比較例）に示す、溶製段階におけるＴｉ添加前の溶存酸素量とＴｉ添加後の静止状態での保持時間とを種々変えて溶製し、鋳造してスラブを得た。得られたスラブを１１００℃に加熱した後、圧延、冷却を行って板厚５０ｍｍの鋼板を得た。また、母材の強度や靭性を調整するため、５００〜６５０℃までの焼戻し処理を施した。
【００６８】
この様にして得た鋼板から試料を採取し、母材特性、ＨＡＺ靭性、母材に存在するＴｉ含有酸化物のサイズを測定した。これらの結果を表３および表４に示す。
【００６９】
（母材特性）
上記製造された各鋼板からＪＩＳ４号試験片を採取して、ＪＩＳＺ２２４１に準じた引張試験を行い鋼板の引張強度、およびＪＩＳＺ２２４２に準じたシャルピー衝撃試験を行い鋼板の靱性（ｖＥ-20 ）を測定した。
【００７０】
ここで、引張強度が５９０ＭＰａ以上で、かつシャルピー衝撃値が１５０Ｊ以上であるものは、高強度で高靱性な、優れた母材特性を有していると評価し、この様に優れた母材特性が確保されているものについて、下記の通り、ＨＡＺ靭性の評価を行った。
【００７１】
（溶接継手靭性）
上記製造された各鋼板から切り出した試験片（サイズ１２．５ｍｍ×３２ｍｍ×５５ｍｍ）を、１００ｋＪ／ｍｍの大入熱でＳＡＷ溶接したときの溶融線近傍（＋０．５ｍｍ）のＨＡＺの熱履歴に相当する熱サイクルを施した。即ち、１４００℃に加熱し、この温度で５秒間保持した後、８００℃から５００℃までを７３０秒間で冷却する熱サイクルを施した。また、上記大入熱溶接時の、溶融線から３〜５ｍｍ程度の領域のＨＡＺの熱履歴に相当する熱サイクルも施した。即ち、１２００℃に加熱し、この温度で５秒間保持した後、８００℃から５００℃までを７３０秒間で冷却する熱サイクルを施した。これら各試験片から、各々シャルピー試験片を採取してｖＥ0 （１４００℃と１２００℃）を測定した。そして各々ｖＥ0 が１５０Ｊ以上の場合を溶接継手靭性に優れていると評価した。
【００７２】
（Ｔｉ含有酸化物）
母材中に存在するＴｉ含有酸化物のサイズを以下の手法で測定した。
＜測定位置（試料の採取位置）＞
板厚の１／４の位置において、圧延方向に平行な断面が観察できるように試料を採取した。得られた試料を用いて、下記の通り、平均粒径２μｍ以上の粗大なＴｉ含有酸化物、および平均粒径０．０５〜１．０μｍの微細なＴｉ含有酸化物の個数を各々測定した。
【００７３】
＜平均粒径２μｍ以上の粗大なＴｉ含有酸化物の個数測定＞
前記したＥＰＭＡ装置を用いて１００ｍｍ2 （１０ｍｍ×１０ｍｍ）の領域を倍率２００倍で観察して、平均粒径２μｍ以上の粗大なＴｉ含有酸化物の個数を測定した。尚、Ｔｉ含有酸化物のサイズは、円相当粒径を求めて平均粒径値とした（以下同じ）。
【００７４】
＜平均粒径０．０５〜１．０μｍの微細なＴｉ含有酸化物の個数測定＞
前記したＦＥ−ＳＥＭ／ＥＤＸ装置を用いて、平均粒径０．０５〜１．０μｍの介在物２０個の組成分析を行い、Ｔｉを１０質量％以上含有するＴｉ含有酸化物の割合を求めた。次に０．１ｍｍ2 の領域において、１０００倍の反射電子像を用いて０．０１ｍｍ2 の任意の１０視野を撮影し、画像解析装置により、平均粒径０．０５〜１．０μｍの介在物の個数の測定を行い、該１０視野の合計個数に前記Ｔｉ含有酸化物の割合を乗し、更に１０００倍することで、１ｃｍ2 当たりの平均粒径０．０５〜１．０μｍのＴｉ含有酸化物の数を求めた。これらの結果も表３および表４に示す。
【００７５】
表１、３より明らかな通り、発明例１〜２０は、２０Ｃ（％）＋１．５Ｍｎ（％）＋Ｃｕ（％）＋Ｎｉ（％）のパラメータを含めて、本発明組成を満足するとともに、溶存酸素量と保持時間ともに、好ましい溶製方法で製造されている。
【００７６】
このため、平均粒径が０．０５〜１μｍのＴｉ含有酸化物の平均個数が、倍率１０００倍で観察したときに１００００個／ｃｍ2 以上であるとともに、平均粒径２μｍ以上のＴｉ酸化物の平均個数が、倍率２００倍で観察したときに２０００個／ｃｍ2 以下である。この結果、５９０〜７８０ＭＰａ級の母材強度と、２１０Ｊ以上の母材靱性が得られている。また、熱サイクル特性も、１４００℃と１２００℃のｖＥ0 ともに、１５０Ｊ以上の靱性が得られている。
【００７７】
これらの結果は、高強度な５９０〜７８０ＭＰａ級の厚鋼板の場合でも、特に靱性が低下しやすい、前記した溶融線から３〜５ｍｍ近傍の溶接熱影響部を含めて、大入熱溶接時のＨＡＺ全域の靭性を大幅に改善できることを示している。
【００７８】
これに対して、表２、４より明らかな通り、比較例２１〜２９、３２は、いずれかの元素の成分組成が発明範囲より外れる。
【００７９】
また、比較例３０〜３１は、２０Ｃ（％）＋１．５Ｍｎ（％）＋Ｃｕ（％）＋Ｎｉ（％）のパラメータが、発明範囲より外れる。
【００８０】
更に、比較例３３〜３５は、成分組成は発明範囲内であるものの、溶存酸素量か保持時間が、好ましい溶製方法の条件外で製造されている。
【００８１】
この結果、比較例は、母材強度や母材靱性が発明例に比して比較的低いか、母材強度や母材靱性が発明例並としても、熱サイクル特性が、１４００℃と１２００℃のｖＥ0 ともに共通して著しく低い。
【００８２】
これらの結果は、本発明範囲より外れるこれら比較例が、高強度な５９０〜７８０ＭＰａ級の厚鋼板の場合に、特に、溶融線から３〜５ｍｍ近傍の溶接熱影響部を含めて、大入熱溶接時のＨＡＺ全域の靭性を改善できないことを示している。
【００８３】
例えば、比較例２１は、Ｃ量が過剰であるため、Ｔｉ含有酸化物の規定は満足するものの、熱サイクル特性（ＨＡＺ靭性）が著しく低い。
【００８４】
比較例２２は、Ｍｎ量が不足するため、母材強度を確保できず、Ｔｉ含有酸化物の規定は満足するものの、熱サイクル特性（ＨＡＺ靭性）にも劣っている。
【００８５】
比較例２３は、Ｍｎ量が過剰であるため、Ｔｉ含有酸化物の規定は満足するものの、熱サイクル特性（ＨＡＺ靭性）が劣っている。
【００８６】
比較例２４は、Ａｌ量が過剰であるため、粗大なＴｉ含有酸化物が多くなりすぎ、熱サイクル特性（ＨＡＺ靭性）が劣っている。
【００８７】
比較例２５は、Ｃｕ量が過剰であるため、Ｔｉ含有酸化物の規定は満足するものの、熱サイクル特性（ＨＡＺ靭性）が劣っている。
【００８８】
比較例２６は、Ｎｉ量が過剰であるため、Ｔｉ含有酸化物の規定は満足するものの、熱サイクル特性（ＨＡＺ靭性）が劣っている。
【００８９】
比較例２７は、Ｔｉ量が過剰であるため、微細なＴｉ含有酸化物が少な過ぎ、熱サイクル特性（ＨＡＺ靭性）が劣っている。
【００９０】
比較例２８は、酸素量が不足し、溶製の際の溶存酸素量も少ないため、微細なＴｉ含有酸化物が少な過ぎ、熱サイクル特性（ＨＡＺ靭性）が劣っている。
【００９１】
比較例２９は、酸素量が過剰で、溶製の際の溶存酸素量も過剰なため、粗大なＴｉ含有酸化物が多過ぎ、微細なＴｉ含有酸化物も少なくなっており、熱サイクル特性（ＨＡＺ靭性）が劣っている。
【００９２】
比較例３２は、ボロン量が過剰であるため、Ｔｉ含有酸化物の規定は満足するものの、母材靱性と、熱サイクル特性（ＨＡＺ靭性）が劣っている。
【００９３】
比較例３０は、２０Ｃ（％）＋１．５Ｍｎ（％）＋Ｃｕ（％）＋Ｎｉ（％）のパラメータが、４．５％未満で発明範囲より外れる。このため、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉを各々規定量範囲内で含有しているにもかかわらず、１２００℃での熱サイクル特性が劣り、ＨＡＺ３〜５ｍｍ部分の靭性が改善できていない。これは、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉの上記焼入れ性増加効果が発揮できず、粒内生成ベイナイト組織を微細化できていないためである。
【００９４】
比較例３１は、上記パラメータが７．０％を超え、発明範囲より外れる。このため、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉを各々規定量範囲内で含有しているにもかかわらず、１２００℃での熱サイクル特性が劣り、ＨＡＺ３〜５ｍｍ部分の靭性が改善できていない。これは、ＭＡベイナイト組織に形成されるＭＡ（マルテンサイト）量が増加するため、却って、ＨＡＺ全域に亙って靭性が低下しているためである。
【００９５】
比較例３３は、溶製段階におけるＴｉ添加前の溶存酸素量が多過ぎるため、粗大なＴｉ含有酸化物数が多く析出して、規定個数を超えている。このため、熱サイクル特性が１４００℃のｖＥ0 で１０２Ｊ程度と、著しく靱性が低い。
【００９６】
比較例３４は、溶製段階におけるＴｉ添加後の静止状態での保持時間が短過ぎるため、粗大なＴｉ含有酸化物が多く析出して規定個数を超え、一方で微細なＴｉ含有酸化物が比較的少ない。このため、熱サイクル特性が１４００℃のｖＥ0 で８５Ｊ程度と、著しく靱性が低い。
【００９７】
比較例３５は、溶製段階におけるＴｉ添加後の静止状態での保持時間が長過ぎるため、粗大なＴｉ含有酸化物が多く析出して規定個数を超え、一方で微細なＴｉ含有酸化物が比較的少ない。このため、熱サイクル特性が１４００℃のｖＥ0 で９９Ｊ程度と、著しく靱性が低い。
【００９８】
以上の結果から、本発明の成分組成と、Ｔｉ含有酸化物の規定の、高強度な５９０〜７８０ＭＰａ級の厚鋼板の場合に、特に、溶融線から３〜５ｍｍ近傍の溶接熱影響部を含めた、大入熱溶接時のＨＡＺ全域の靭性改善の臨界的な意義が裏付けられる。
【００９９】
【表１】
【０１００】
【表２】
【０１０１】
【表３】
【０１０２】
【表４】
【産業上の利用可能性】
【０１０３】
以上説明したように、本発明によれば、大入熱溶接を施した場合でも溶接継手靭性（ＨＡＺ靭性）に優れた５９０〜７８０ＭＰａ級の厚鋼板を提供することができる。このため、本発明厚鋼板は、船舶、海洋構造物、橋梁、建築構造物などの高強度の溶接構造物用に適用できる。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０７％、Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ａｌ：０．０１０％未満（０％を含まない）、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｏ：０．００１０〜０．０１００％、を各々含有し、更に、Ｃｕ：０．１〜１．５％か、Ｎｉ：０．１〜２．５％の、いずれか一種以上を含有し、かつ、２０Ｃ（％）＋１．５Ｍｎ（％）＋Ｃｕ（％）＋Ｎｉ（％）が４．５〜７．０％であり、残部が実質的に鉄および不可避不純物である鋼板であって、平均粒径が０．０５〜１μｍのＴｉ含有酸化物の平均個数が倍率１０００倍で観察したときに１００００個／ｃｍ2 以上であるとともに、平均粒径２μｍ以上のＴｉ含有酸化物の平均個数が倍率２００倍で観察したときに２０００個／ｃｍ2 以下であることを特徴とする大入熱溶接継手靭性に優れた厚鋼板。
【請求項２】
前記厚鋼板が、更に、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｎｂ：０．１０％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．１０％以下（０％を含まない）、のいずれか一種または二種以上を含有する請求項１に記載の大入熱溶接継手靭性に優れた厚鋼板。
【請求項３】
前記厚鋼板が、更に、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％を含有する請求項１また２に記載の大入熱溶接継手靭性に優れた厚鋼板。
【請求項４】
前記厚鋼板が、更に、Ｚｒ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５０％以下（０％を含まない）、Ｃａ：０．００５０％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．００５０％以下（０％を含まない）、のいずれか一種または二種以上を含有する請求項１乃至３のいずれか１項に記載の大入熱溶接継手靭性に優れた厚鋼板。
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０７％、Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ａｌ：０．０１０％未満（０％を含まない）、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｏ：０．００１０〜０．０１００％、を各々含有し、更に、Ｃｕ：０．１〜１．５％か、Ｎｉ：０．１〜２．５％の、いずれか一種以上を含有し、かつ、２０Ｃ（％）＋１．５Ｍｎ（％）＋Ｃｕ（％）＋Ｎｉ（％）が４．５〜７．０％であり、残部が実質的に鉄および不可避不純物である鋼板であって、平均粒径が０．０５〜１μｍのＴｉ含有酸化物の平均個数が倍率１０００倍で観察したときに１００００個／ｃｍ2 以上であるとともに、平均粒径２μｍ以上のＴｉ含有酸化物の平均個数が倍率２００倍で観察したときに２０００個／ｃｍ2 以下であることを特徴とする大入熱溶接継手靭性に優れた厚鋼板。
【請求項２】
前記厚鋼板が、更に、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｎｂ：０．１０％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．１０％以下（０％を含まない）、のいずれか一種または二種以上を含有する請求項１に記載の大入熱溶接継手靭性に優れた厚鋼板。
【請求項３】
前記厚鋼板が、更に、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％を含有する請求項１また２に記載の大入熱溶接継手靭性に優れた厚鋼板。
【請求項４】
前記厚鋼板が、更に、Ｚｒ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５０％以下（０％を含まない）、Ｃａ：０．００５０％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．００５０％以下（０％を含まない）、のいずれか一種または二種以上を含有する請求項１乃至３のいずれか１項に記載の大入熱溶接継手靭性に優れた厚鋼板。
【公開番号】特開２００６−１２４７５９（Ｐ２００６−１２４７５９Ａ）
【公開日】平成１８年５月１８日（２００６．５．１８）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００４−３１２９１６（Ｐ２００４−３１２９１６）
【出願日】平成１６年１０月２７日（２００４．１０．２７）
【出願人】（０００００１１９９）株式会社神戸製鋼所 (5,860)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成１８年５月１８日（２００６．５．１８）
【国際特許分類】
【出願日】平成１６年１０月２７日（２００４．１０．２７）
【出願人】（０００００１１９９）株式会社神戸製鋼所 (5,860)
【Ｆターム（参考）】
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