溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
【課題】多層溶接部のＣＴＯＤ特性に優れた降伏強度６２０ＭＰａ級の高張力鋼板とその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、特定量のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｂ、Ｎ、必要に応じて、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｃａの１種以上、Ｃｅｑ≦０．８０、Ｃ、Ｐ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｍｏからなる特定式を満たす組成と、中心偏析部硬さがＣ、板厚からなる特定式を満足し、中心偏析度ＲｓがＳｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｐ、Ｎｂからなる特定式を満足する高張力鋼板。上記成分組成の鋼を特定のスラブ加熱温度と圧下比で熱間圧延後、再加熱し、０．３℃／ｓ以上で板厚中心温度が３５０℃以下まで冷却し、特定温度範囲に焼戻す。
【解決手段】質量％で、特定量のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｂ、Ｎ、必要に応じて、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｃａの１種以上、Ｃｅｑ≦０．８０、Ｃ、Ｐ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｍｏからなる特定式を満たす組成と、中心偏析部硬さがＣ、板厚からなる特定式を満足し、中心偏析度ＲｓがＳｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｐ、Ｎｂからなる特定式を満足する高張力鋼板。上記成分組成の鋼を特定のスラブ加熱温度と圧下比で熱間圧延後、再加熱し、０．３℃／ｓ以上で板厚中心温度が３５０℃以下まで冷却し、特定温度範囲に焼戻す。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、船舶や海洋構造物、圧力容器、ペンストックなど鉄鋼構造物に用いられる高張力鋼板およびその製造方法に関し、特に、降伏強度（ＹＰ）が６２０ＭＰａ以上で、母材の強度・靭性に優れるだけでなく、小〜中入熱の多層溶接部の低温靭性（ＣＴＯＤ特性）にも優れる高張力鋼板とその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
船舶や海洋構造物、圧力容器に用いられる鋼は溶接接合して、所望の形状の構造物として仕上げられる。そのため、これらの鋼には、構造物の安全性の観点から母材の強度が高く、靭性が優れていることはもちろんのこと、溶接継手部（溶接金属や熱影響部）の靭性に優れていることが要求される。
【０００３】
鋼の靭性の評価基準としては、従来、主にシャルピー衝撃試験による吸収エネルギーが用いられてきたが、近年では、より信頼性を高めるために、き裂開口変位試験（Ｃｒａｃｋ Ｔｉｐ Ｏｐｅｎｉｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ Ｔｅｓｔ、以降ＣＴＯＤ試験）が用いられることが多い。この試験は、靭性評価部に疲労予き裂を発生させた試験片を３点曲げし、破壊直前のき裂の口開き量（塑性変形量）を測定して脆性破壊の発生抵抗を評価するものである。
【０００４】
ＣＴＯＤ試験では疲労予き裂を用いるので極めて微小な領域が靭性評価部となり、局所脆化域が存在すると、シャルピー衝撃試験で良好な靭性が得られても、低い靭性を示す場合がある。
【０００５】
局所脆化域は、板厚が厚い鋼など多層盛溶接により複雑な熱履歴を受ける溶接熱影響部で、発生しやすく、ボンド部（溶接金属と母材の境界）やボンド部が２相域に再加熱される部分（１サイクル目の溶接で粗粒となり、後続の溶接パスによりフェライトとオーステナイトの２相域に加熱される領域、以下２相域再加熱部）が局所脆化域となる。
【０００６】
ボンド部は、融点直下の高温にさらされるため、オーステナイト粒が粗大化し、引き続く冷却により靭性の低い上部ベイナイト組織に変態しやすいことから、マトリクス自体の靭性が低い。また、ボンド部では、ウッドマンステッテン組織や島状マルテンサイト（ＭＡ）などの脆化組織が生成しやすく、靭性はさらに低下する。
【０００７】
ボンド部の靭性を向上させるため、例えば鋼中にＴｉＮを微細分散させ、オーステナイト粒の粗大化を抑制したり、フェライト変態核として利用したりする技術が実用化されている。
【０００８】
さらに、特許文献１や特許文献２には、希土類元素（ＲＥＭ）をＴｉと共に複合添加して鋼中に微細粒子を分散させることにより、オーステナイトの粒成長を抑制し、溶接部靭性を向上させる技術が開示されている。
【０００９】
その他に、Ｔｉの酸化物を分散させる技術や、ＢＮのフェライト核生成能と酸化物分散を組み合わせる技術、さらにはＣａやＲＥＭを添加して硫化物の形態を制御することにより、靭性を高める技術も提案されている。
【００１０】
また、特許文献３では、多層溶接において析出型元素となるＶによる析出硬化による脆化部がＣＴＯＤ試験の場合、局所脆化域となり、限界ＣＴＯＤ値を低下させるため、Ｖ無添加系の調質型高張力鋼を提案している。
【００１１】
しかし、これらの技術は、比較的低強度で合金元素量の少ない鋼材が対象で、より高強度で合金元素量の多い鋼材の場合はＨＡＺ組織がフェライトを含まない組織となるために、適用できない。
【００１２】
溶接熱影響部においてフェライトを生成しやすくする技術として、特許文献４には、主にＭｎの添加量を２％以上に高める技術が開示されている。特許文献５では、成分組成を高Ｍｎ系とし、適量の酸素量に制御することで、粒内変態フェライト核を増加させてＨＡＺのミクロ組織を微細化するとともに、Ｃ，Ｎｂ，Ｖなどの脆化元素からなるパラメータ式の値を制御してＨＡＺのＣＴＯＤ特性を改善させることが記載されている。
【００１３】
しかし、連続鋳造材ではスラブの中心部にＭｎなどの合金元素が偏析しやすく、母材のみならず溶接熱影響部でも中心偏析部は硬度を増し、破壊の起点となるため、母材およびＨＡＺ靭性の低下を引き起こす。
【００１４】
特許文献６では、連続鋳造後、凝固途中にある鋳片を面によって圧下し中心偏析のない鋳片を製造するとともに、溶接ボンド部近傍の組織を複合酸化物により改善することを提案している。
【００１５】
特許文献７では、スラブの中央部に相当する板内位置における板厚中心部の偏析を含む微小領域について、その成分の平均分析値を求めて偏析パラメータ式を導出し、成分設計を行うことを提案している。
【００１６】
一方、２相域再加熱部は、２相域再加熱で、オーステナイトに逆変態した領域に炭素が濃化して、冷却中に島状マルテンサイトを含む脆弱なベイナイト組織が生成され、靭性が低下するもので、鋼組成を低Ｃ、低Ｓｉ化し島状マルテンサイトの生成を抑制して靭性を向上させ、Ｃｕを添加することにより母材強度を確保する技術が開示されている（例えば、特許文献８および９）。これらは、時効処理によるＣｕの析出で強度を高めるものであるが、多量のＣｕを添加するために熱間延性が低下し、生産性を阻害する。
【００１７】
上述したようにＣＴＯＤ特性には種々の要因が影響を与えるため、特許文献１０では中心偏析を軽減する連続鋳造鋼片のスラブ加熱温度や鋼組成に混入するＢ量の管理、および島状マルテンサイトの発生を抑制する成分組成など総合的な対策により小〜中入熱の多層溶接部で優れたＣＴＯＤ特性が得られる鋼材を提案している。
【００１８】
また、特許文献１１は、大入熱溶接の場合におけるＨＡＺ粗大粒の破壊単位となる有効結晶粒径の微細化、小中入熱での溶接では島状マルテンサイトの低減と微量Ｎｂによる粒界焼入れ性の向上、析出硬化の抑制、ＨＡＺ硬さの低減を可能とする成分組成とすることで最大１００ｋＪ／ｃｍまでの溶接入熱範囲で多層溶接部のＣＴＯＤ特性を向上させることが記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１９】
【特許文献１】特公平０３−０５３３６７号公報
【特許文献２】特開昭６０−１８４６６３号公報
【特許文献３】特開昭５７−９８５４号公報
【特許文献４】特開２００３−１４７４８４号公報
【特許文献５】特開２００８−１６９４２９号公報
【特許文献６】特開平９−１３０３号公報
【特許文献７】特開昭６２−９３３４６号公報
【特許文献８】特開平０５−１８６８２３号公報
【特許文献９】特開２００１−３３５８８４号公報
【特許文献１０】特開２００１−１１５６６号公報
【特許文献１１】特開平１１−２２９０７７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００２０】
ところで、最近の海洋構造物のジャッキアップリグ場合、レグ（脚）部やカンチレバー（ドリル部の梁）などの部分に降伏強度が６２０ＭＰａ級で板厚５０〜２１０ｍｍの鋼材が用いられ、溶接部において優れたＣＴＯＤ特性が要求されるが、特許文献１〜１１記載の溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性改善技術は対象とする鋼材の降伏強度および／または板厚が相違して適用することは困難である。
【００２１】
そこで、本発明は、船舶や海洋構造物、圧力容器、ペンストックなど鉄鋼構造物に用いて好適な降伏強度（ＹＰ）が６２０ＭＰａ以上で、小〜中入熱による多層溶接部の溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れる高張力鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００２２】
発明者らは、降伏強度（ＹＰ）が６２０ＭＰａ以上の母材強度と靭性を確保するとともに、多層溶接の溶接熱影響部（ＨＡＺ：Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ）の靭性を改善して試験温度−１０℃、限界ＣＴＯＤ値０．５０ｍｍ以上のＣＴＯＤ特性を確保する方法について鋭意検討した。
【００２３】
その結果、１．溶接熱影響部におけるオーステナイト粒の粗大化を抑制し、２．溶接後の冷却時のフェライト変態を促進させるために、変態核を均一微細に分散させ、３．脆化組織の生成を抑制するため、硫化物の形態制御のために添加するＣａの添加量を適正範囲に制御すること、また、４．溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性の向上には、脆化元素であるＣ、Ｐ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｍｏの成分を適正範囲に制御することが有効であること見出した。
【００２４】
本発明は得られた知見をもとに更に検討を加えてなされたもので、すなわち本発明は、
１．質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１４％、Ｓｉ：０．０１〜０．３０％以下、Ｍｎ：０．３〜２．３％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎｉ：０．５〜４％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｎ：０．００１〜０．００８％を含有し、Ｃｅｑ（＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｕ＋Ｎｉ］／１５＋［Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ］／５、各元素記号は含有量（質量％））≦０．８０、式（１）を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板の中心偏析部の硬さが（２）式を満足す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。
５．５［Ｃ］４／３＋１５［Ｐ］＋０．９０［Ｍｎ］＋０．１２［Ｎｉ］＋０．５３［Ｍｏ］ ≦２．５ ・・・（１）
ここで、［Ｍ］は各元素の含有量（質量％）
ＨＶｍａｘ／ＨＶａｖｅ≦１．３５＋０．００６／Ｃ−ｔ／７５０ ・・・（２）
ＨＶｍａｘは中心偏析部のビッカース硬さの最大値、ＨＶａｖｅは中心偏析部と表裏面から板厚の１／４を除く部分のビッカース硬さの平均値、Ｃは炭素の含有量（質量％）、ｔは鋼板の板厚（ｍｍ）。
２．鋼組成に、更に、質量％で、Ｃｒ：０．２〜２．５％、Ｍｏ：０．１〜０．７％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．４９％以下の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする、１に記載の溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板。
３．鋼組成に、更に、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％を含有することを特徴とする１または２記載の溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板。
４．更に、中心偏析部の各元素の濃度が式（５）を満たすことを特徴とする１乃至３のいずれか一つに記載の溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板。
Ｒｓ＝１２．５（Ｘ［Ｓｉ］＋Ｘ［Ｍｎ］＋Ｘ［Ｃｕ］＋Ｘ［Ｎｉ］）＋１．５Ｘ［Ｐ］＋１．８Ｘ［Ｎｂ］＜６４．３・・・（３）
ここで、Ｘ［Ｍ］は、ＥＰＭＡライン分析で得られる中心偏析部の元素Ｍの濃度と平均の元素Ｍの濃度との比、すなわち、（中心偏析部のＭ濃度）／（平均のＭ濃度）を表す。
５．１ないし３のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼を１０５０℃以上に加熱後、圧下比（元厚／最終厚）が２以上となるように熱間圧延を施し、８８０℃以上の温度に再加熱後、０．３℃／ｓ以上の冷速で板厚中心温度が３５０℃以下まで冷却し、その後、４５０℃〜６８０℃に焼戻し処理を施す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の製造方法。
【発明の効果】
【００２５】
本発明によれば、海洋構造物など大型の鉄鋼構造物に用いて好適な降伏強度（ＹＰ）が６２０ＭＰａ以上で、小〜中入熱の多層溶接部の低温靭性、特にＣＴＯＤ特性に優れる高張力鋼板とその製造方法が得られ、産業上極めて有用である。
【発明を実施するための形態】
【００２６】
本発明では成分組成と板厚方向硬さ分布を規定する。
１．成分組成
成分組成の限定理由について説明する。説明において％は質量％とする。
Ｃ：０．０５〜０．１４％
Ｃは、高張力鋼板としての母材強度確保に必要な元素である。０．０５％未満では焼入性が低下し、強度確保のために、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどの焼入性向上元素の多量添加が必要となり、コスト高と、溶接性の低下とを招く。一方、０．１４％を超える添加は溶接性を著しく低下させることに加え、溶接部靭性低下を招く。従って、Ｃ量は０．０５〜０．１４％の範囲とする。好ましくは、０．０７〜０．１３％である。
【００２７】
Ｓｉ：０．０１〜０．３０％
Ｓｉは、脱酸元素として、また、母材強度を得るために添加する成分である。しかし、０．３０％を超える多量の添加は、溶接性の低下と溶接継手靭性の低下を招くので、Ｓｉ量は０．０１〜０．３０％とする必要がる。好ましくは、０．２５％以下である。
【００２８】
Ｍｎ：０．３〜２．３％
Ｍｎは母材強度および溶接継手強度を確保するため、０．３％以上添加する。しかし、２．３％を超える添加は、溶接性を低下させ、焼入性の過剰を招き、母材靭性および溶接継手靭性を低下させるため、０．３〜２．３％の範囲とする。
【００２９】
Ｐ：０．００８％以下
Ｐは不可避的に混入する不純物で、母材靭性および溶接部靭性を低下させ、特に溶接部において含有量が０．００８％を超えると靭性が著しく低下するので、０．００８％以下とする。
【００３０】
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、不可避的に混入する不純物で、０．００５％を超えて含有すると母材および溶接部靭性を低下させるため、０．００５％以下とする。好ましくは、０．００３５％以下である。
【００３１】
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは、溶鋼を脱酸するために添加される元素であり、０．００５％以上含有させる必要がある。一方、０．１％を超えて添加すると母材および溶接部靭性を低下させるとともに、溶接による希釈によって溶接金属部に混入し、靭性を低下させるので、０．１％以下に制限する。好ましくは、０．０８％以下である。
【００３２】
Ｎｉ：０．５〜４％
Ｎｉは、鋼の強度と靭性を向上させ、溶接部の低温靭性の向上に有効なため０．５％以上を添加する。一方で、高価な元素であるのと同時に、過度の添加は熱間延性を低下させるために、鋳造時にスラブの表面にキズが発生しやすくなるので、上限を４％とする。
【００３３】
Ｂ：０．０００３〜０．００３％
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析し、粒界からのフェライト変態を抑制することにより、微量添加で鋼の焼入性を高める効果がある。その効果は、０．０００３％以上の添加で得られる。しかし、０．００３％を超えると炭窒化物などとして析出し、焼入性が低下し靭性が低下するため、０．０００３〜０．００３％とする。好ましくは、０．０００５〜０．００２％である。
【００３４】
Ｎ：０．００１〜０．００８％
Ｎは、Ａｌと反応して析出物を形成することで、結晶粒を微細化し、母材靭性を向上させる。また、溶接部の組織の粗大化を抑制するＴｉＮを形成させるために必要な元素であり、０．００１％以上含有させる。一方、０．００８％を超えて含有すると母材や溶接部の靭性を著しく低下させることから、上限を０．００８％とする。
【００３５】
Ｃｅｑ≦０．８０
Ｃｅｑが０．８０を超えると溶接性や溶接部靭性が低下するため、０．８０以下とする。好ましくは、０．７５以下である。但し、Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｕ＋Ｎｉ］／１５＋［Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ］／５、各元素記号は含有量（質量％）とし、含有しない元素は０とする。
【００３６】
５．５［Ｃ］４／３＋１５［Ｐ］＋０．９０［Ｍｎ］＋０．１２［Ｎｉ］＋０．５３［Ｍｏ］ ≦２．５・・・（１）但し、［Ｍ］は各元素の含有量（質量％）とし、含有しない元素は０とする。
【００３７】
本パラメータ式は、中心偏析部に濃化しやすい成分で構成される中心偏析部硬さ指標であり、実験的に求めたものである。本パラメータ式の値が２．５を超えるとＣＴＯＤ特性が低下するので２．５以下とする。好ましくは２．３以下である。ＣＴＯＤ試験は鋼板全厚での試験のため、中心偏析を含む試験片での靭性評価となり、中心偏析での成分濃化が顕著な場合、溶接熱影響部に硬化域が生成し、良好な値が得られない。
【００３８】
以上が本発明の基本成分組成であるが、更に特性を向上させる場合、Ｃｒ：０．２〜２．５％、Ｍｏ：０．１〜０．７％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．４９％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％，Ｃａ：０．０００５〜０．００３％の中から選ばれる１種または２種以上を添加する。
【００３９】
Ｃｒ：０．２〜２．５％
Ｃｒは、０．２％以上の添加で母材を高強度化するのに有効な元素であるが、多量に添加すると靭性に悪影響を与えるので、添加する場合は、０．２〜２．５％とする。
【００４０】
Ｍｏ：０．１〜０．７％
Ｍｏは、０．１％以上の添加で母材を高強度化するのに有効な元素であるが、多量に添加すると靭性に悪影響を与えるので、添加する場合は０．１〜０．７％、好ましくは０．１〜０．６％である。
【００４１】
Ｖ：０．００５〜０．１％
Ｖは、０．００５％以上の添加で母材の強度と靭性の向上に有効な元素であるが、０．１％を超えると靭性低下を招くので、添加する場合は０．００５〜０．１％の添加とする。
【００４２】
Ｃｕ：０．４９％以下
Ｃｕは、鋼の強度向上の効果を有する元素であるが、０．４９％を超えると、熱間脆性を引き起こして鋼板の表面性状劣化させるため、添加する場合は０．４９％以下とする。
【００４３】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは、溶鋼が凝固する際にＴｉＮとなって析出し、溶接部におけるオーステナイトの粗大化を抑制し、溶接部の靭性向上に寄与する。しかし、０．００５％未満の添加ではその効果が小さく、一方、０．０２５％を超えて添加すると、ＴｉＮが粗大化し、母材や溶接部靭性改善効果が得られないため、添加する場合は、０．００５〜０．０２５％とする。
【００４４】
Ｃａ：０．０００５〜０．００３％
Ｃａは、Ｓを固定することによって靭性を向上する元素である。この効果を得るためには、少なくとも０．０００５％の添加が必要である。しかし、０．００３％を超えて含有してもその効果は飽和するため、添加する場合は、０．０００５〜０．００３％の範囲で添加する。
【００４５】
２．硬さ分布
ＨＶｍａｘ／ＨＶａｖｅ≦１．３５＋０．００６／Ｃ−ｔ／７５０・・・（２）但しＣは炭素の含有量（質量％）、ｔは板厚（ｍｍ）
ＨＶｍａｘ／ＨＶａｖｅは中心偏析部の硬さを表す無次元パラメータで、その値が１．３５＋０．００６／Ｃ−ｔ／７５０で求まる値より高くなるとＣＴＯＤ値が低下するため、１．３５＋０．００６／Ｃ−ｔ／７５０以下とする。
【００４６】
ＨＶｍａｘは中心偏析部の硬さで、板厚方向に、中心偏析部を含む（板厚／１０）ｍｍの範囲をビッカース硬さ試験機（荷重１０ｋｇｆ）で０．２５ｍｍ間隔で測定し、得られた測定値の中の最大値とする。また、ＨＶａｖｅは硬さの平均値で、表層から（板厚／４）ｍｍから裏層から（板厚／４）の間で中心偏析部を除く範囲をビッカース硬さ試験機の荷重１０ｋｇｆで１〜２ｍｍ間隔で測定した値の平均値とする。
【００４７】
３．Ｒｓ＝１２．５（Ｘ［Ｓｉ］＋Ｘ［Ｍｎ］＋Ｘ［Ｃｕ］＋Ｘ［Ｎｉ］）＋１．５Ｘ［Ｐ］＋１．８Ｘ［Ｎｂ］＜６４．３・・・（３）
ここで、Ｘ［Ｍ］は、ＥＰＭＡライン分析で得られる中心偏析部の元素Ｍの濃度と平均の元素Ｍの濃度との比、すなわち、（中心偏析部のＭ濃度）／（平均のＭ濃度）を表す。
【００４８】
Ｒｓは、鋼板の中心偏析の度合いを表す値であり、Ｒｓの値が大きいほど、鋼板の中心偏析度は大きくなることを示している。Ｒｓは６４．３以上になるとＣＴＯＤ特性が著しく低下するため、６４．３未満、好ましくは、６２．３以下とする。Ｒｓの値は小さいほど、偏析の悪影響が小さくなることを示しており、ＣＴＯＤ特性はＲｓが小さいほど良好な傾向があるため、Ｒｓの下限値は特には設定しない。
【００４９】
なお、（中心偏析部のＭ濃度）／（平均のＭ濃度）を表すＸ［Ｍ］は、以下の方法で求めた。代表位置の中心偏析を含む５００μｍ×５００μｍの領域にて、ＭｎのＥＰＭＡ面分析をビーム径２μｍ、２μｍピッチ、１点あたり０．０７秒の条件で３視野実施する。その中でＭｎ濃度の高い５箇所について、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂの板厚方向のＥＰＭＡ線分析をビーム径５μｍ、５μｍピッチ、１点あたり１０秒の条件で実施し、各測定ラインの最大値の平均値を偏析部の濃度とし各成分の分析値で除した値を（中心偏析部のＭ濃度）／（平均のＭ濃度）を表すＸ［Ｍ］とした。
【００５０】
ＣＴＯＤ特性は、ノッチ底部の全体の脆化度（中心偏析による硬化）の他にノッチ底部の微小領域の脆化度に影響を受けることが知られている。ノッチ底部の微小な脆化領域によってＣＴＯＤ値は低下するので、厳しい評価（低温での試験など）を行う場合には、微小な脆化領域の存在が大きな影響を与えるようになる。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では、（１）式によって中心偏析の偏析の度合いを規定し、更に中心偏析の微小領域における硬さや合金元素の分布を（２）式、（３）式によって規定する。
【００５１】
本発明鋼は以下に説明する製造方法で製造することが好ましい。
本発明範囲内の成分組成に調整した溶鋼を転炉、電気炉、真空溶解炉などを用いた通常の方法で溶製し、次いで、連続鋳造の工程を経てスラブとした後、熱間圧延により所望の板厚とし、その後冷却し、焼戻し処理を施す。
【００５２】
スラブ加熱温度：１０５０以上、圧下比：２以上
本発明の場合、熱間圧延時のスラブ加熱温度および圧下比が鋼板の機械的特性に及ぼす影響は小さい。しかしながら、厚肉材において、スラブ加熱温度が低すぎる場合や、圧下量が不十分な場合、板厚中心部に鋼塊製造時の初期欠陥が残存し、鋼板の内質が著しく低下するため、スラブに存在する鋳造欠陥を熱間圧延によって着実に圧着させるためスラブ加熱温度を１０５０℃以上、圧下比を２以上とする。
スラブ加熱温度の上限は特に定める必要は無いが、過度の高温加熱は凝固時に析出したＴｉＮなどの析出物が粗大化し、母材や溶接部の靭性が低下することや、高温では鋼塊表面のスケールが厚く生成し、圧延時に表面疵の発生原因になること、省エネルギーの観点などから、加熱温度は、１２００℃以下とするのが好ましい。
【００５３】
熱間圧延後の冷却：３５０℃以下まで冷却速度０．３℃／ｓ以上
冷却速度が０．３℃／ｓ未満では十分な母材の強度が得られない。また、３５０℃より高い温度で冷却を停止するとγ→α変態が完全に完了しないため、高温変態組織が生成し、高強度と高靭性が両立しない。冷却速度は鋼板の板厚中心での値とする。板厚中心での温度は、板厚、表面温度および冷却条件等から、シミュレーション計算等により求められる。例えば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することにより、板厚中心温度を求める。
【００５４】
熱間圧延後の再加熱温度８８０℃以上
再加熱温度が８８０℃より低い場合、オーステナイト化が不十分のために、強度と靭性が目標を満足しないため、再加熱温度は８８０℃以上、好ましくは９００℃以上とする。再加熱温度の上限温度は特に規定しないが、過度に高温まで加熱することはオーステナイト粒が粗大化して靭性の低下を招くことになるため、好ましくは１０００℃以下である。
【００５５】
焼戻し温度：４５０℃〜６８０℃
４５０℃未満の焼戻し温度では十分な焼戻しの効果が得られず、一方、６８０℃を超える焼戻し温度で焼戻しを行うと、炭窒化物が粗大に析出し、靭性が低下するために好ましくない。また、焼戻しは誘導加熱により行うと焼戻し時の炭化物の粗大化が抑制されて好ましい。その場合は、差分法などのシミュレーションによって計算される鋼板の板厚中心での温度が４５０℃〜６８０℃となるようにする。
【実施例】
【００５６】
表１に示した成分組成を有するＮｏ．Ａ〜Ｎ鋼の連続鋳造により製造したスラブを素材とし、表２に示した条件で熱間圧延と熱処理を行い、厚さが６０ｍｍ〜１５０ｍｍの厚鋼板を製造した。
【００５７】
母材の評価方法として、引張試験は鋼板の板厚の１／２部より試験片の長手方向が鋼板の圧延方向と垂直になるようにＪＩＳ４号試験片を採取し、降伏強度（ＹＰ）および引張強さ（ＴＳ）を測定した。
【００５８】
また、シャルピー衝撃試験は、鋼板の板厚の１／２部より試験片の長手方向が鋼板の圧延方向と垂直になるようにＪＩＳ Ｖノッチ試験片を採取し、−４０℃における吸収エネルギー（ｖＥ−４０℃）を測定した。ＹＰ≧６２０ＭＰａ、ＴＳ≧７２０ＭＰａおよびｖＥ−４０℃≧１００Ｊの全てを満たすものを母材特性が良好と評価した。
【００５９】
溶接部靭性の評価は、Ｋ型開先を用いて、溶接入熱４５〜５０ｋＪ／ｃｍのサブマージアーク溶接による多層盛溶接継手を作製し、鋼板の１／４部のストレート側の溶接ボンド部をシャルピー衝撃試験のノッチ位置として、−４０℃の温度における吸収エネルギーを測定した。そして、３本の平均がｖＥ−４０℃≧１００Ｊを満足するものを溶接部継手靭性が良好と判断した。
【００６０】
また、ストレート側の溶接ボンド部を三点曲げＣＴＯＤ試験片のノッチ位置として、−１０℃におけるＣＴＯＤ値を測定し、試験数量３本の最小のＣＴＯＤ値が０．５０ｍｍ以上を溶接継手のＣＴＯＤ特性が良好とした。
【００６１】
鋼Ａ〜Ｅ、Ｎは発明例であり、鋼Ｆ〜Ｍは請求項の成分範囲を満たしていない比較例である。実施例１、２、５、６、１０、１１、２０は、本発明の成分、製造条件を満たした発明例で、いずれもＲｓ＜６４．３を満足し、良好な母材特性およびＣＴＯＤ特性が得られている。また、ｖＥ−４０℃≧１００Ｊを満足する。
【００６２】
一方、実施例３は再加熱後空冷した例で冷却速度が０．３℃／ｓ未満のため、目標の母材強度が得られていない比較例である。実施例４は冷却停止温度が３５０℃を超えているため、また、実施例８は加熱温度が８８０℃未満のため、また、実施例９は焼戻し温度が４５０℃未満のため、目標の母材の強度および靭性が得られていない比較例である。実施例７は圧下比が２未満のため、目標の母材靭性、溶接部でのＣＴＯＤ値が得られていない比較例である。
【００６３】
実施例１２、１８は、それぞれＣ、Ｂ添加量が本発明の下限範囲外であるため、目標の母材の強度および靭性が得られていない比較例である。また、実施例１４はＮｉ添加量が本発明の下限範囲外であるため、目標とする溶接部でのＣＴＯＤ値が得られていない比較例である。
【００６４】
実施例１３、１５、１７、１９は、それぞれＣ、Ｃｅｑ、Ｍｎ、Ｐが本発明の上限範囲外であるため、ＨＶ ｍａｘ ／ ＨＶ ａｖｅ値が本発明範囲を満たしておらず、目標とする溶接部でのＣＴＯＤ値が得られていない比較例である。
【００６５】
実施例１６は、個々の成分は本発明範囲内であるが、５．５［Ｃ］４／３＋１５［Ｐ］＋０．９０［Ｍｎ］＋０．１２［Ｎｉ］＋０．５３［Ｍｏ］ ≦２．５を満たしておらず、目標の溶接部でのＣＴＯＤ値が得られていない比較例である。
【００６６】
実施例１３、１７、１９は、ＨＶｍａｘ／ＨＶａｖｅが本発明範囲を満たしていないがＲｓ＜６４．３を満足しているので、ＨＶｍａｘ／ＨＶａｖｅとＲｓ＜６４．３の両方を満足していない実施例７、１５、１６と比較してＣＴＯＤ値が良好である。
【００６７】
尚、目標の母材の強度および靭性が得られていない実施例３、実施例４、実施例８、実施例９、実施例１２、実施例１８については、溶接部のＣＴＯＤ試験、シャルピー試験は実施しなかった。
【００６８】
【表１】
【００６９】
【表２】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、船舶や海洋構造物、圧力容器、ペンストックなど鉄鋼構造物に用いられる高張力鋼板およびその製造方法に関し、特に、降伏強度（ＹＰ）が６２０ＭＰａ以上で、母材の強度・靭性に優れるだけでなく、小〜中入熱の多層溶接部の低温靭性（ＣＴＯＤ特性）にも優れる高張力鋼板とその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
船舶や海洋構造物、圧力容器に用いられる鋼は溶接接合して、所望の形状の構造物として仕上げられる。そのため、これらの鋼には、構造物の安全性の観点から母材の強度が高く、靭性が優れていることはもちろんのこと、溶接継手部（溶接金属や熱影響部）の靭性に優れていることが要求される。
【０００３】
鋼の靭性の評価基準としては、従来、主にシャルピー衝撃試験による吸収エネルギーが用いられてきたが、近年では、より信頼性を高めるために、き裂開口変位試験（Ｃｒａｃｋ Ｔｉｐ Ｏｐｅｎｉｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ Ｔｅｓｔ、以降ＣＴＯＤ試験）が用いられることが多い。この試験は、靭性評価部に疲労予き裂を発生させた試験片を３点曲げし、破壊直前のき裂の口開き量（塑性変形量）を測定して脆性破壊の発生抵抗を評価するものである。
【０００４】
ＣＴＯＤ試験では疲労予き裂を用いるので極めて微小な領域が靭性評価部となり、局所脆化域が存在すると、シャルピー衝撃試験で良好な靭性が得られても、低い靭性を示す場合がある。
【０００５】
局所脆化域は、板厚が厚い鋼など多層盛溶接により複雑な熱履歴を受ける溶接熱影響部で、発生しやすく、ボンド部（溶接金属と母材の境界）やボンド部が２相域に再加熱される部分（１サイクル目の溶接で粗粒となり、後続の溶接パスによりフェライトとオーステナイトの２相域に加熱される領域、以下２相域再加熱部）が局所脆化域となる。
【０００６】
ボンド部は、融点直下の高温にさらされるため、オーステナイト粒が粗大化し、引き続く冷却により靭性の低い上部ベイナイト組織に変態しやすいことから、マトリクス自体の靭性が低い。また、ボンド部では、ウッドマンステッテン組織や島状マルテンサイト（ＭＡ）などの脆化組織が生成しやすく、靭性はさらに低下する。
【０００７】
ボンド部の靭性を向上させるため、例えば鋼中にＴｉＮを微細分散させ、オーステナイト粒の粗大化を抑制したり、フェライト変態核として利用したりする技術が実用化されている。
【０００８】
さらに、特許文献１や特許文献２には、希土類元素（ＲＥＭ）をＴｉと共に複合添加して鋼中に微細粒子を分散させることにより、オーステナイトの粒成長を抑制し、溶接部靭性を向上させる技術が開示されている。
【０００９】
その他に、Ｔｉの酸化物を分散させる技術や、ＢＮのフェライト核生成能と酸化物分散を組み合わせる技術、さらにはＣａやＲＥＭを添加して硫化物の形態を制御することにより、靭性を高める技術も提案されている。
【００１０】
また、特許文献３では、多層溶接において析出型元素となるＶによる析出硬化による脆化部がＣＴＯＤ試験の場合、局所脆化域となり、限界ＣＴＯＤ値を低下させるため、Ｖ無添加系の調質型高張力鋼を提案している。
【００１１】
しかし、これらの技術は、比較的低強度で合金元素量の少ない鋼材が対象で、より高強度で合金元素量の多い鋼材の場合はＨＡＺ組織がフェライトを含まない組織となるために、適用できない。
【００１２】
溶接熱影響部においてフェライトを生成しやすくする技術として、特許文献４には、主にＭｎの添加量を２％以上に高める技術が開示されている。特許文献５では、成分組成を高Ｍｎ系とし、適量の酸素量に制御することで、粒内変態フェライト核を増加させてＨＡＺのミクロ組織を微細化するとともに、Ｃ，Ｎｂ，Ｖなどの脆化元素からなるパラメータ式の値を制御してＨＡＺのＣＴＯＤ特性を改善させることが記載されている。
【００１３】
しかし、連続鋳造材ではスラブの中心部にＭｎなどの合金元素が偏析しやすく、母材のみならず溶接熱影響部でも中心偏析部は硬度を増し、破壊の起点となるため、母材およびＨＡＺ靭性の低下を引き起こす。
【００１４】
特許文献６では、連続鋳造後、凝固途中にある鋳片を面によって圧下し中心偏析のない鋳片を製造するとともに、溶接ボンド部近傍の組織を複合酸化物により改善することを提案している。
【００１５】
特許文献７では、スラブの中央部に相当する板内位置における板厚中心部の偏析を含む微小領域について、その成分の平均分析値を求めて偏析パラメータ式を導出し、成分設計を行うことを提案している。
【００１６】
一方、２相域再加熱部は、２相域再加熱で、オーステナイトに逆変態した領域に炭素が濃化して、冷却中に島状マルテンサイトを含む脆弱なベイナイト組織が生成され、靭性が低下するもので、鋼組成を低Ｃ、低Ｓｉ化し島状マルテンサイトの生成を抑制して靭性を向上させ、Ｃｕを添加することにより母材強度を確保する技術が開示されている（例えば、特許文献８および９）。これらは、時効処理によるＣｕの析出で強度を高めるものであるが、多量のＣｕを添加するために熱間延性が低下し、生産性を阻害する。
【００１７】
上述したようにＣＴＯＤ特性には種々の要因が影響を与えるため、特許文献１０では中心偏析を軽減する連続鋳造鋼片のスラブ加熱温度や鋼組成に混入するＢ量の管理、および島状マルテンサイトの発生を抑制する成分組成など総合的な対策により小〜中入熱の多層溶接部で優れたＣＴＯＤ特性が得られる鋼材を提案している。
【００１８】
また、特許文献１１は、大入熱溶接の場合におけるＨＡＺ粗大粒の破壊単位となる有効結晶粒径の微細化、小中入熱での溶接では島状マルテンサイトの低減と微量Ｎｂによる粒界焼入れ性の向上、析出硬化の抑制、ＨＡＺ硬さの低減を可能とする成分組成とすることで最大１００ｋＪ／ｃｍまでの溶接入熱範囲で多層溶接部のＣＴＯＤ特性を向上させることが記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１９】
【特許文献１】特公平０３−０５３３６７号公報
【特許文献２】特開昭６０−１８４６６３号公報
【特許文献３】特開昭５７−９８５４号公報
【特許文献４】特開２００３−１４７４８４号公報
【特許文献５】特開２００８−１６９４２９号公報
【特許文献６】特開平９−１３０３号公報
【特許文献７】特開昭６２−９３３４６号公報
【特許文献８】特開平０５−１８６８２３号公報
【特許文献９】特開２００１−３３５８８４号公報
【特許文献１０】特開２００１−１１５６６号公報
【特許文献１１】特開平１１−２２９０７７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００２０】
ところで、最近の海洋構造物のジャッキアップリグ場合、レグ（脚）部やカンチレバー（ドリル部の梁）などの部分に降伏強度が６２０ＭＰａ級で板厚５０〜２１０ｍｍの鋼材が用いられ、溶接部において優れたＣＴＯＤ特性が要求されるが、特許文献１〜１１記載の溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性改善技術は対象とする鋼材の降伏強度および／または板厚が相違して適用することは困難である。
【００２１】
そこで、本発明は、船舶や海洋構造物、圧力容器、ペンストックなど鉄鋼構造物に用いて好適な降伏強度（ＹＰ）が６２０ＭＰａ以上で、小〜中入熱による多層溶接部の溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れる高張力鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００２２】
発明者らは、降伏強度（ＹＰ）が６２０ＭＰａ以上の母材強度と靭性を確保するとともに、多層溶接の溶接熱影響部（ＨＡＺ：Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ）の靭性を改善して試験温度−１０℃、限界ＣＴＯＤ値０．５０ｍｍ以上のＣＴＯＤ特性を確保する方法について鋭意検討した。
【００２３】
その結果、１．溶接熱影響部におけるオーステナイト粒の粗大化を抑制し、２．溶接後の冷却時のフェライト変態を促進させるために、変態核を均一微細に分散させ、３．脆化組織の生成を抑制するため、硫化物の形態制御のために添加するＣａの添加量を適正範囲に制御すること、また、４．溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性の向上には、脆化元素であるＣ、Ｐ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｍｏの成分を適正範囲に制御することが有効であること見出した。
【００２４】
本発明は得られた知見をもとに更に検討を加えてなされたもので、すなわち本発明は、
１．質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１４％、Ｓｉ：０．０１〜０．３０％以下、Ｍｎ：０．３〜２．３％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎｉ：０．５〜４％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｎ：０．００１〜０．００８％を含有し、Ｃｅｑ（＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｕ＋Ｎｉ］／１５＋［Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ］／５、各元素記号は含有量（質量％））≦０．８０、式（１）を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板の中心偏析部の硬さが（２）式を満足す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。
５．５［Ｃ］４／３＋１５［Ｐ］＋０．９０［Ｍｎ］＋０．１２［Ｎｉ］＋０．５３［Ｍｏ］ ≦２．５ ・・・（１）
ここで、［Ｍ］は各元素の含有量（質量％）
ＨＶｍａｘ／ＨＶａｖｅ≦１．３５＋０．００６／Ｃ−ｔ／７５０ ・・・（２）
ＨＶｍａｘは中心偏析部のビッカース硬さの最大値、ＨＶａｖｅは中心偏析部と表裏面から板厚の１／４を除く部分のビッカース硬さの平均値、Ｃは炭素の含有量（質量％）、ｔは鋼板の板厚（ｍｍ）。
２．鋼組成に、更に、質量％で、Ｃｒ：０．２〜２．５％、Ｍｏ：０．１〜０．７％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．４９％以下の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする、１に記載の溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板。
３．鋼組成に、更に、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％を含有することを特徴とする１または２記載の溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板。
４．更に、中心偏析部の各元素の濃度が式（５）を満たすことを特徴とする１乃至３のいずれか一つに記載の溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板。
Ｒｓ＝１２．５（Ｘ［Ｓｉ］＋Ｘ［Ｍｎ］＋Ｘ［Ｃｕ］＋Ｘ［Ｎｉ］）＋１．５Ｘ［Ｐ］＋１．８Ｘ［Ｎｂ］＜６４．３・・・（３）
ここで、Ｘ［Ｍ］は、ＥＰＭＡライン分析で得られる中心偏析部の元素Ｍの濃度と平均の元素Ｍの濃度との比、すなわち、（中心偏析部のＭ濃度）／（平均のＭ濃度）を表す。
５．１ないし３のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼を１０５０℃以上に加熱後、圧下比（元厚／最終厚）が２以上となるように熱間圧延を施し、８８０℃以上の温度に再加熱後、０．３℃／ｓ以上の冷速で板厚中心温度が３５０℃以下まで冷却し、その後、４５０℃〜６８０℃に焼戻し処理を施す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の製造方法。
【発明の効果】
【００２５】
本発明によれば、海洋構造物など大型の鉄鋼構造物に用いて好適な降伏強度（ＹＰ）が６２０ＭＰａ以上で、小〜中入熱の多層溶接部の低温靭性、特にＣＴＯＤ特性に優れる高張力鋼板とその製造方法が得られ、産業上極めて有用である。
【発明を実施するための形態】
【００２６】
本発明では成分組成と板厚方向硬さ分布を規定する。
１．成分組成
成分組成の限定理由について説明する。説明において％は質量％とする。
Ｃ：０．０５〜０．１４％
Ｃは、高張力鋼板としての母材強度確保に必要な元素である。０．０５％未満では焼入性が低下し、強度確保のために、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどの焼入性向上元素の多量添加が必要となり、コスト高と、溶接性の低下とを招く。一方、０．１４％を超える添加は溶接性を著しく低下させることに加え、溶接部靭性低下を招く。従って、Ｃ量は０．０５〜０．１４％の範囲とする。好ましくは、０．０７〜０．１３％である。
【００２７】
Ｓｉ：０．０１〜０．３０％
Ｓｉは、脱酸元素として、また、母材強度を得るために添加する成分である。しかし、０．３０％を超える多量の添加は、溶接性の低下と溶接継手靭性の低下を招くので、Ｓｉ量は０．０１〜０．３０％とする必要がる。好ましくは、０．２５％以下である。
【００２８】
Ｍｎ：０．３〜２．３％
Ｍｎは母材強度および溶接継手強度を確保するため、０．３％以上添加する。しかし、２．３％を超える添加は、溶接性を低下させ、焼入性の過剰を招き、母材靭性および溶接継手靭性を低下させるため、０．３〜２．３％の範囲とする。
【００２９】
Ｐ：０．００８％以下
Ｐは不可避的に混入する不純物で、母材靭性および溶接部靭性を低下させ、特に溶接部において含有量が０．００８％を超えると靭性が著しく低下するので、０．００８％以下とする。
【００３０】
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、不可避的に混入する不純物で、０．００５％を超えて含有すると母材および溶接部靭性を低下させるため、０．００５％以下とする。好ましくは、０．００３５％以下である。
【００３１】
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは、溶鋼を脱酸するために添加される元素であり、０．００５％以上含有させる必要がある。一方、０．１％を超えて添加すると母材および溶接部靭性を低下させるとともに、溶接による希釈によって溶接金属部に混入し、靭性を低下させるので、０．１％以下に制限する。好ましくは、０．０８％以下である。
【００３２】
Ｎｉ：０．５〜４％
Ｎｉは、鋼の強度と靭性を向上させ、溶接部の低温靭性の向上に有効なため０．５％以上を添加する。一方で、高価な元素であるのと同時に、過度の添加は熱間延性を低下させるために、鋳造時にスラブの表面にキズが発生しやすくなるので、上限を４％とする。
【００３３】
Ｂ：０．０００３〜０．００３％
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析し、粒界からのフェライト変態を抑制することにより、微量添加で鋼の焼入性を高める効果がある。その効果は、０．０００３％以上の添加で得られる。しかし、０．００３％を超えると炭窒化物などとして析出し、焼入性が低下し靭性が低下するため、０．０００３〜０．００３％とする。好ましくは、０．０００５〜０．００２％である。
【００３４】
Ｎ：０．００１〜０．００８％
Ｎは、Ａｌと反応して析出物を形成することで、結晶粒を微細化し、母材靭性を向上させる。また、溶接部の組織の粗大化を抑制するＴｉＮを形成させるために必要な元素であり、０．００１％以上含有させる。一方、０．００８％を超えて含有すると母材や溶接部の靭性を著しく低下させることから、上限を０．００８％とする。
【００３５】
Ｃｅｑ≦０．８０
Ｃｅｑが０．８０を超えると溶接性や溶接部靭性が低下するため、０．８０以下とする。好ましくは、０．７５以下である。但し、Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｕ＋Ｎｉ］／１５＋［Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ］／５、各元素記号は含有量（質量％）とし、含有しない元素は０とする。
【００３６】
５．５［Ｃ］４／３＋１５［Ｐ］＋０．９０［Ｍｎ］＋０．１２［Ｎｉ］＋０．５３［Ｍｏ］ ≦２．５・・・（１）但し、［Ｍ］は各元素の含有量（質量％）とし、含有しない元素は０とする。
【００３７】
本パラメータ式は、中心偏析部に濃化しやすい成分で構成される中心偏析部硬さ指標であり、実験的に求めたものである。本パラメータ式の値が２．５を超えるとＣＴＯＤ特性が低下するので２．５以下とする。好ましくは２．３以下である。ＣＴＯＤ試験は鋼板全厚での試験のため、中心偏析を含む試験片での靭性評価となり、中心偏析での成分濃化が顕著な場合、溶接熱影響部に硬化域が生成し、良好な値が得られない。
【００３８】
以上が本発明の基本成分組成であるが、更に特性を向上させる場合、Ｃｒ：０．２〜２．５％、Ｍｏ：０．１〜０．７％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．４９％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％，Ｃａ：０．０００５〜０．００３％の中から選ばれる１種または２種以上を添加する。
【００３９】
Ｃｒ：０．２〜２．５％
Ｃｒは、０．２％以上の添加で母材を高強度化するのに有効な元素であるが、多量に添加すると靭性に悪影響を与えるので、添加する場合は、０．２〜２．５％とする。
【００４０】
Ｍｏ：０．１〜０．７％
Ｍｏは、０．１％以上の添加で母材を高強度化するのに有効な元素であるが、多量に添加すると靭性に悪影響を与えるので、添加する場合は０．１〜０．７％、好ましくは０．１〜０．６％である。
【００４１】
Ｖ：０．００５〜０．１％
Ｖは、０．００５％以上の添加で母材の強度と靭性の向上に有効な元素であるが、０．１％を超えると靭性低下を招くので、添加する場合は０．００５〜０．１％の添加とする。
【００４２】
Ｃｕ：０．４９％以下
Ｃｕは、鋼の強度向上の効果を有する元素であるが、０．４９％を超えると、熱間脆性を引き起こして鋼板の表面性状劣化させるため、添加する場合は０．４９％以下とする。
【００４３】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは、溶鋼が凝固する際にＴｉＮとなって析出し、溶接部におけるオーステナイトの粗大化を抑制し、溶接部の靭性向上に寄与する。しかし、０．００５％未満の添加ではその効果が小さく、一方、０．０２５％を超えて添加すると、ＴｉＮが粗大化し、母材や溶接部靭性改善効果が得られないため、添加する場合は、０．００５〜０．０２５％とする。
【００４４】
Ｃａ：０．０００５〜０．００３％
Ｃａは、Ｓを固定することによって靭性を向上する元素である。この効果を得るためには、少なくとも０．０００５％の添加が必要である。しかし、０．００３％を超えて含有してもその効果は飽和するため、添加する場合は、０．０００５〜０．００３％の範囲で添加する。
【００４５】
２．硬さ分布
ＨＶｍａｘ／ＨＶａｖｅ≦１．３５＋０．００６／Ｃ−ｔ／７５０・・・（２）但しＣは炭素の含有量（質量％）、ｔは板厚（ｍｍ）
ＨＶｍａｘ／ＨＶａｖｅは中心偏析部の硬さを表す無次元パラメータで、その値が１．３５＋０．００６／Ｃ−ｔ／７５０で求まる値より高くなるとＣＴＯＤ値が低下するため、１．３５＋０．００６／Ｃ−ｔ／７５０以下とする。
【００４６】
ＨＶｍａｘは中心偏析部の硬さで、板厚方向に、中心偏析部を含む（板厚／１０）ｍｍの範囲をビッカース硬さ試験機（荷重１０ｋｇｆ）で０．２５ｍｍ間隔で測定し、得られた測定値の中の最大値とする。また、ＨＶａｖｅは硬さの平均値で、表層から（板厚／４）ｍｍから裏層から（板厚／４）の間で中心偏析部を除く範囲をビッカース硬さ試験機の荷重１０ｋｇｆで１〜２ｍｍ間隔で測定した値の平均値とする。
【００４７】
３．Ｒｓ＝１２．５（Ｘ［Ｓｉ］＋Ｘ［Ｍｎ］＋Ｘ［Ｃｕ］＋Ｘ［Ｎｉ］）＋１．５Ｘ［Ｐ］＋１．８Ｘ［Ｎｂ］＜６４．３・・・（３）
ここで、Ｘ［Ｍ］は、ＥＰＭＡライン分析で得られる中心偏析部の元素Ｍの濃度と平均の元素Ｍの濃度との比、すなわち、（中心偏析部のＭ濃度）／（平均のＭ濃度）を表す。
【００４８】
Ｒｓは、鋼板の中心偏析の度合いを表す値であり、Ｒｓの値が大きいほど、鋼板の中心偏析度は大きくなることを示している。Ｒｓは６４．３以上になるとＣＴＯＤ特性が著しく低下するため、６４．３未満、好ましくは、６２．３以下とする。Ｒｓの値は小さいほど、偏析の悪影響が小さくなることを示しており、ＣＴＯＤ特性はＲｓが小さいほど良好な傾向があるため、Ｒｓの下限値は特には設定しない。
【００４９】
なお、（中心偏析部のＭ濃度）／（平均のＭ濃度）を表すＸ［Ｍ］は、以下の方法で求めた。代表位置の中心偏析を含む５００μｍ×５００μｍの領域にて、ＭｎのＥＰＭＡ面分析をビーム径２μｍ、２μｍピッチ、１点あたり０．０７秒の条件で３視野実施する。その中でＭｎ濃度の高い５箇所について、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂの板厚方向のＥＰＭＡ線分析をビーム径５μｍ、５μｍピッチ、１点あたり１０秒の条件で実施し、各測定ラインの最大値の平均値を偏析部の濃度とし各成分の分析値で除した値を（中心偏析部のＭ濃度）／（平均のＭ濃度）を表すＸ［Ｍ］とした。
【００５０】
ＣＴＯＤ特性は、ノッチ底部の全体の脆化度（中心偏析による硬化）の他にノッチ底部の微小領域の脆化度に影響を受けることが知られている。ノッチ底部の微小な脆化領域によってＣＴＯＤ値は低下するので、厳しい評価（低温での試験など）を行う場合には、微小な脆化領域の存在が大きな影響を与えるようになる。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では、（１）式によって中心偏析の偏析の度合いを規定し、更に中心偏析の微小領域における硬さや合金元素の分布を（２）式、（３）式によって規定する。
【００５１】
本発明鋼は以下に説明する製造方法で製造することが好ましい。
本発明範囲内の成分組成に調整した溶鋼を転炉、電気炉、真空溶解炉などを用いた通常の方法で溶製し、次いで、連続鋳造の工程を経てスラブとした後、熱間圧延により所望の板厚とし、その後冷却し、焼戻し処理を施す。
【００５２】
スラブ加熱温度：１０５０以上、圧下比：２以上
本発明の場合、熱間圧延時のスラブ加熱温度および圧下比が鋼板の機械的特性に及ぼす影響は小さい。しかしながら、厚肉材において、スラブ加熱温度が低すぎる場合や、圧下量が不十分な場合、板厚中心部に鋼塊製造時の初期欠陥が残存し、鋼板の内質が著しく低下するため、スラブに存在する鋳造欠陥を熱間圧延によって着実に圧着させるためスラブ加熱温度を１０５０℃以上、圧下比を２以上とする。
スラブ加熱温度の上限は特に定める必要は無いが、過度の高温加熱は凝固時に析出したＴｉＮなどの析出物が粗大化し、母材や溶接部の靭性が低下することや、高温では鋼塊表面のスケールが厚く生成し、圧延時に表面疵の発生原因になること、省エネルギーの観点などから、加熱温度は、１２００℃以下とするのが好ましい。
【００５３】
熱間圧延後の冷却：３５０℃以下まで冷却速度０．３℃／ｓ以上
冷却速度が０．３℃／ｓ未満では十分な母材の強度が得られない。また、３５０℃より高い温度で冷却を停止するとγ→α変態が完全に完了しないため、高温変態組織が生成し、高強度と高靭性が両立しない。冷却速度は鋼板の板厚中心での値とする。板厚中心での温度は、板厚、表面温度および冷却条件等から、シミュレーション計算等により求められる。例えば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することにより、板厚中心温度を求める。
【００５４】
熱間圧延後の再加熱温度８８０℃以上
再加熱温度が８８０℃より低い場合、オーステナイト化が不十分のために、強度と靭性が目標を満足しないため、再加熱温度は８８０℃以上、好ましくは９００℃以上とする。再加熱温度の上限温度は特に規定しないが、過度に高温まで加熱することはオーステナイト粒が粗大化して靭性の低下を招くことになるため、好ましくは１０００℃以下である。
【００５５】
焼戻し温度：４５０℃〜６８０℃
４５０℃未満の焼戻し温度では十分な焼戻しの効果が得られず、一方、６８０℃を超える焼戻し温度で焼戻しを行うと、炭窒化物が粗大に析出し、靭性が低下するために好ましくない。また、焼戻しは誘導加熱により行うと焼戻し時の炭化物の粗大化が抑制されて好ましい。その場合は、差分法などのシミュレーションによって計算される鋼板の板厚中心での温度が４５０℃〜６８０℃となるようにする。
【実施例】
【００５６】
表１に示した成分組成を有するＮｏ．Ａ〜Ｎ鋼の連続鋳造により製造したスラブを素材とし、表２に示した条件で熱間圧延と熱処理を行い、厚さが６０ｍｍ〜１５０ｍｍの厚鋼板を製造した。
【００５７】
母材の評価方法として、引張試験は鋼板の板厚の１／２部より試験片の長手方向が鋼板の圧延方向と垂直になるようにＪＩＳ４号試験片を採取し、降伏強度（ＹＰ）および引張強さ（ＴＳ）を測定した。
【００５８】
また、シャルピー衝撃試験は、鋼板の板厚の１／２部より試験片の長手方向が鋼板の圧延方向と垂直になるようにＪＩＳ Ｖノッチ試験片を採取し、−４０℃における吸収エネルギー（ｖＥ−４０℃）を測定した。ＹＰ≧６２０ＭＰａ、ＴＳ≧７２０ＭＰａおよびｖＥ−４０℃≧１００Ｊの全てを満たすものを母材特性が良好と評価した。
【００５９】
溶接部靭性の評価は、Ｋ型開先を用いて、溶接入熱４５〜５０ｋＪ／ｃｍのサブマージアーク溶接による多層盛溶接継手を作製し、鋼板の１／４部のストレート側の溶接ボンド部をシャルピー衝撃試験のノッチ位置として、−４０℃の温度における吸収エネルギーを測定した。そして、３本の平均がｖＥ−４０℃≧１００Ｊを満足するものを溶接部継手靭性が良好と判断した。
【００６０】
また、ストレート側の溶接ボンド部を三点曲げＣＴＯＤ試験片のノッチ位置として、−１０℃におけるＣＴＯＤ値を測定し、試験数量３本の最小のＣＴＯＤ値が０．５０ｍｍ以上を溶接継手のＣＴＯＤ特性が良好とした。
【００６１】
鋼Ａ〜Ｅ、Ｎは発明例であり、鋼Ｆ〜Ｍは請求項の成分範囲を満たしていない比較例である。実施例１、２、５、６、１０、１１、２０は、本発明の成分、製造条件を満たした発明例で、いずれもＲｓ＜６４．３を満足し、良好な母材特性およびＣＴＯＤ特性が得られている。また、ｖＥ−４０℃≧１００Ｊを満足する。
【００６２】
一方、実施例３は再加熱後空冷した例で冷却速度が０．３℃／ｓ未満のため、目標の母材強度が得られていない比較例である。実施例４は冷却停止温度が３５０℃を超えているため、また、実施例８は加熱温度が８８０℃未満のため、また、実施例９は焼戻し温度が４５０℃未満のため、目標の母材の強度および靭性が得られていない比較例である。実施例７は圧下比が２未満のため、目標の母材靭性、溶接部でのＣＴＯＤ値が得られていない比較例である。
【００６３】
実施例１２、１８は、それぞれＣ、Ｂ添加量が本発明の下限範囲外であるため、目標の母材の強度および靭性が得られていない比較例である。また、実施例１４はＮｉ添加量が本発明の下限範囲外であるため、目標とする溶接部でのＣＴＯＤ値が得られていない比較例である。
【００６４】
実施例１３、１５、１７、１９は、それぞれＣ、Ｃｅｑ、Ｍｎ、Ｐが本発明の上限範囲外であるため、ＨＶ ｍａｘ ／ ＨＶ ａｖｅ値が本発明範囲を満たしておらず、目標とする溶接部でのＣＴＯＤ値が得られていない比較例である。
【００６５】
実施例１６は、個々の成分は本発明範囲内であるが、５．５［Ｃ］４／３＋１５［Ｐ］＋０．９０［Ｍｎ］＋０．１２［Ｎｉ］＋０．５３［Ｍｏ］ ≦２．５を満たしておらず、目標の溶接部でのＣＴＯＤ値が得られていない比較例である。
【００６６】
実施例１３、１７、１９は、ＨＶｍａｘ／ＨＶａｖｅが本発明範囲を満たしていないがＲｓ＜６４．３を満足しているので、ＨＶｍａｘ／ＨＶａｖｅとＲｓ＜６４．３の両方を満足していない実施例７、１５、１６と比較してＣＴＯＤ値が良好である。
【００６７】
尚、目標の母材の強度および靭性が得られていない実施例３、実施例４、実施例８、実施例９、実施例１２、実施例１８については、溶接部のＣＴＯＤ試験、シャルピー試験は実施しなかった。
【００６８】
【表１】
【００６９】
【表２】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１４％、Ｓｉ：０．０１〜０．３０％以下、Ｍｎ：０．３〜２．３％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎｉ：０．５〜４％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｎ：０．００１〜０．００８％を含有し、Ｃｅｑ（＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｕ＋Ｎｉ］／１５＋［Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ］／５、各元素記号は含有量（質量％））≦０．８０、式（１）を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板の中心偏析部の硬さが（２）式を満足す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。
５．５［Ｃ］４／３＋１５［Ｐ］＋０．９０［Ｍｎ］＋０．１２［Ｎｉ］＋０．５３［Ｍｏ］ ≦２．５ ・・・（１）
ここで、［Ｍ］は各元素の含有量（質量％）
ＨＶｍａｘ／ＨＶａｖｅ≦１．３５＋０．００６／Ｃ−ｔ／７５０ ・・・（２）
ＨＶｍａｘは中心偏析部のビッカース硬さの最大値、ＨＶａｖｅは中心偏析部と表裏面から板厚の１／４を除く部分のビッカース硬さの平均値、Ｃは炭素の含有量（質量％）、ｔは鋼板の板厚（ｍｍ）。
【請求項２】
鋼組成に、更に、質量％で、Ｃｒ：０．２〜２．５％、Ｍｏ：０．１〜０．７％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．４９％以下の中から選ばれる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に記載の溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板。
【請求項３】
鋼組成に、更に、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％を含有することを特徴とする請求鋼１または２記載の溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板。
【請求項４】
更に、中心偏析部の各元素の濃度が式（５）を満たすことを特徴とする請求項１乃至３のいずれか一つに記載の溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板。
Ｒｓ＝１２．５（Ｘ［Ｓｉ］＋Ｘ［Ｍｎ］＋Ｘ［Ｃｕ］＋Ｘ［Ｎｉ］）＋１．５Ｘ［Ｐ］＋１．８Ｘ［Ｎｂ］＜６４．３・・・（３）
ここで、Ｘ［Ｍ］は、ＥＰＭＡライン分析で得られる中心偏析部の元素Ｍの濃度と平均の元素Ｍの濃度との比、すなわち、（中心偏析部のＭ濃度）／（平均のＭ濃度）を表す。
【請求項５】
請求項１ないし３のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼を１０５０℃以上に加熱後、圧下比（元厚／最終厚）が２以上となるように熱間圧延を施し、８８０℃以上の温度に再加熱後、０．３℃／ｓ以上の冷速で板厚中心温度が３５０℃以下まで冷却し、その後、４５０℃〜６８０℃に焼戻し処理を施す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の製造方法。
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１４％、Ｓｉ：０．０１〜０．３０％以下、Ｍｎ：０．３〜２．３％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎｉ：０．５〜４％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｎ：０．００１〜０．００８％を含有し、Ｃｅｑ（＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｕ＋Ｎｉ］／１５＋［Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ］／５、各元素記号は含有量（質量％））≦０．８０、式（１）を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板の中心偏析部の硬さが（２）式を満足す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。
５．５［Ｃ］４／３＋１５［Ｐ］＋０．９０［Ｍｎ］＋０．１２［Ｎｉ］＋０．５３［Ｍｏ］ ≦２．５ ・・・（１）
ここで、［Ｍ］は各元素の含有量（質量％）
ＨＶｍａｘ／ＨＶａｖｅ≦１．３５＋０．００６／Ｃ−ｔ／７５０ ・・・（２）
ＨＶｍａｘは中心偏析部のビッカース硬さの最大値、ＨＶａｖｅは中心偏析部と表裏面から板厚の１／４を除く部分のビッカース硬さの平均値、Ｃは炭素の含有量（質量％）、ｔは鋼板の板厚（ｍｍ）。
【請求項２】
鋼組成に、更に、質量％で、Ｃｒ：０．２〜２．５％、Ｍｏ：０．１〜０．７％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．４９％以下の中から選ばれる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に記載の溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板。
【請求項３】
鋼組成に、更に、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％を含有することを特徴とする請求鋼１または２記載の溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板。
【請求項４】
更に、中心偏析部の各元素の濃度が式（５）を満たすことを特徴とする請求項１乃至３のいずれか一つに記載の溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板。
Ｒｓ＝１２．５（Ｘ［Ｓｉ］＋Ｘ［Ｍｎ］＋Ｘ［Ｃｕ］＋Ｘ［Ｎｉ］）＋１．５Ｘ［Ｐ］＋１．８Ｘ［Ｎｂ］＜６４．３・・・（３）
ここで、Ｘ［Ｍ］は、ＥＰＭＡライン分析で得られる中心偏析部の元素Ｍの濃度と平均の元素Ｍの濃度との比、すなわち、（中心偏析部のＭ濃度）／（平均のＭ濃度）を表す。
【請求項５】
請求項１ないし３のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼を１０５０℃以上に加熱後、圧下比（元厚／最終厚）が２以上となるように熱間圧延を施し、８８０℃以上の温度に再加熱後、０．３℃／ｓ以上の冷速で板厚中心温度が３５０℃以下まで冷却し、その後、４５０℃〜６８０℃に焼戻し処理を施す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の製造方法。
【公開番号】特開２０１３−９１８４５（Ｐ２０１３−９１８４５Ａ）
【公開日】平成２５年５月１６日（２０１３．５．１６）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１２−６６４４３（Ｐ２０１２−６６４４３）
【出願日】平成２４年３月２３日（２０１２．３．２３）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２５年５月１６日（２０１３．５．１６）
【国際特許分類】
【出願日】平成２４年３月２３日（２０１２．３．２３）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
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