(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．２％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．００１〜０．００５％、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｖ ：０．０１〜０．１％、
Ｂ ：０．０００１％以上０．０００３％未満、
Ｎ ：０．００１〜０．００６％、
Ｏ ：０．００４％以下
を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする、溶接入熱量が２０〜１５０ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
【請求項２】
請求項１に記載の成分のうち、Ａｌ量が質量％で、０．００３〜０．１％であり、
さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．００３〜０．０１７％
を含有し、ＮとＴｉの質量％を用いて計算される下式（１）を満たすことを特徴とする、請求項１に記載の大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
Ｎ−Ｔｉ／３．４≧０．００１％ （１）
【請求項３】
さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００３〜０．００３％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００３％、
Ｌａ＋Ｃｅ：０．００１〜０．０２％
の一種または二種以上を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
【請求項４】
さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜１％、
Ｎｉ：０．０５〜３％、
Ｃｒ：０．０５〜１％、
Ｍｏ：０．０５〜０．２％、
Ｎｂ：０．００３〜０．０３％
の一種または二種以上を含有することを特徴とする、請求項１ないし３のいずれか１項に記載の大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、大入熱溶接継手における溶接熱影響部（Heat Affected Zone：ＨＡＺ）の靭性に優れた厚鋼板に関するものである。本発明は、鉄鋼業において製造される厚鋼板に主に適用される。本発明は厚鋼板以外のＨ形鋼や鋼管などの鉄鋼製品へ適用することも可能である。本発明を適用した厚鋼板は、造船をはじめ建築、橋梁、タンク、海洋構造物、ラインパイプなどの溶接構造物に使用され、溶接施工能率の高い大入熱溶接を施され、かつ、溶接部靭性の要求レベルが高い場合に好適である。
【背景技術】
【０００２】
近年、造船や建築などの溶接構造物に対する主要な要求は、構造の大型化、建造の高能率化、破壊に対する安全性向上である。このような動向を受け、溶接構造用の厚鋼板には、高能率な大入熱溶接を適用した場合に、より一層の高いＨＡＺ靭性が求められる。同時に、厚鋼板の基本的な特性として、同じ鋼種を大量生産したときの母材強度のばらつきが小さいことや、小入熱溶接したときの溶接性が良好であることも、依然として強い要求がある。
厚鋼板の大入熱溶接ＨＡＺ靭性を高める従来技術は、溶融線近傍ＨＡＺの組織微細化を目指したものが一般的である。ＨＡＺ組織微細化の方法として大別して二つある。一つ目の方法は、オーステナイト（γ）粒の成長をピン止め効果で抑制して細粒γを維持し、フェライト（α）変態核であるγ粒界の面積をできるだけ多くして、ＨＡＺ組織を微細化する方法である。二つ目の方法は、γの粒界や粒内に存在する析出物をα変態核として活用してＨＡＺ組織を微細化する方法である。この技術の要点は、α変態の核生成能の高い析出物をできるだけ数多く分散させることである。
【０００３】
二つ目のＨＡＺ組織微細化方法において、特許文献１に開示されているように、α変態の核生成能の高い析出物としてＶＮの有効性が知られている。また、非特許文献１ではＢＮが、非特許文献２ではＦｅ２３（Ｃ，Ｂ）６やＦｅ３（Ｃ，Ｂ）の有効性が知られている。これらの析出物がＨＡＺの冷却過程でγ粒界やγ粒内に析出し、これらを変態核として数多くのα変態核が生成し、組織が微細化してＨＡＺ靭性が向上することが知られている。
大入熱溶接ＨＡＺでＶＮをα変態核として利用する従来技術の問題点は、ＨＡＺの冷却過程のγ域で十分な量のＶＮを析出させるために、Ｎ量を意図的に高めており、連続鋳造鋳片の表面割れが発生しやすいことである。
【０００４】
例えば特許文献１の実施例におけるＮ量は、表１から０．００８１〜０．０１５６％Ｎと非常に高い特徴がある。このような高いＮ量の鋼を連続鋳造すると、連続鋳造機の曲げ部あるいは曲げ戻し部で鋳片表面に外力が作用したときに、γ粒界に多量に析出した窒化物が脆化を促し、γ粒界われが生じて鋳造工程の生産性が阻害されたり、鋳片の歩留まりが低下したり、圧延後の厚鋼板表面に割れが残存して手入れ負荷が増大するなど、製造コストが増加する問題がある。従って、連続鋳造鋳片の表面われを回避できるような低いＮ量を前提に、ＶＮ効果（α変態核効果）を引き出すことが求められている。
【０００５】
一方、大入熱溶接ＨＡＺでＢ析出物をα変態核として利用する従来技術の問題点は、同じ鋼種の厚鋼板を大量生産した際に下記のような材質ばらつきが生じることである。
（１）厚鋼板製造時に母材の強度、靭性がばらつくこと。
（２）大入熱溶接時にＨＡＺの靭性がばらつくこと。
（３）小入熱溶接時にＨＡＺの溶接低温われ感受性や靭性がばらつくこと。
【０００６】
これらの材質ばらつきが生じるのは、冷却過程におけるγ中の固溶Ｂ量に応じてγ粒界の焼入性が大きく変動するためである。固溶Ｂはγ粒界に偏析してγ粒界のエネルギーを低下させ、γ粒界からのα変態を抑制することが知られている。非特許文献３のＦｉｇ．７に示されるように、γ中の固溶Ｂ量が０〜５ｐｐｍ（０．０００５％）のわずかな範囲において、固溶Ｂ量の増加に従って焼入性が著しく高まり、固溶Ｂが５ｐｐｍ（０．０００５％）で焼入性が飽和する。つまり、Ｂ添加した同じ鋼種の厚鋼板を大量生産する際、母材やＨＡＺにおけるγ中固溶Ｂ量が０〜５ｐｐｍ（０．０００５％）の範囲で変動すると、焼入性が大きく変動してα変態組織の制御が不安定となり、強度や靭性が大きくばらつく。従って、このような材質ばらつきを回避できるような低いγ中固溶Ｂ量を前提に、Ｂ析出物効果（α変態核効果）を出すことが求められている。
γ中固溶Ｂがもたらす高い焼入性（硬化性）を回避するために、不純物元素としてのＢを極微量に制御する技術が発明されている。たとえば、特許文献２では０．０００２％以下に、特許文献３では０．０００３％未満にＢ量を制御する必要がある。特許文献２の実施例の表１では、０．００００４％（０．４ｐｐｍ）〜０．０００３６（３．６ｐｐｍ）の範囲で極微量のＢ量制御が行われている。
【特許文献１】特開平０５−１８６８４８号公報
【特許文献２】特開２００１−０８１５２９号公報
【特許文献３】特開平１０−００８１９３号公報
【非特許文献１】船越督巳ほか、「希土類元素とＢ添加による高張力鋼の大入熱溶接ボンド部の組織と靭性の改良」、鉄と鋼、第６３年（１９７７）、ｐ．３０３〜３１２
【非特許文献２】大野恭秀ほか、「Ｔｉ−Ｂ系大入熱溶接用鋼のＨＡＺ微視組織の特徴」、鉄と鋼、第７３年（１９８７）、ｐ．１０１０〜１０１７
【非特許文献３】上野正勝ほか、「鋼の焼入性改善に寄与する最適ボロン量」、鉄と鋼、第７４年（１９８８）、ｐ．９１０〜９１７
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明の課題は、１５〜１００ｍｍの厚みと３２５〜５００ＭＰａ級の降伏強度を有し、２０〜１５０ｋＪ／ｍｍの溶接入熱量で溶接されたＨＡＺにおいて、−２０℃〜０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー平均値が１５０Ｊ以上である厚鋼板を提供することである。
本発明を適用した厚鋼板は、造船や建築やそれ以外の大型溶接構造物に使用が可能であり、溶接施工能率の高い大入熱溶接を施した場合でも、良好なＨＡＺ靭性を確保できることを目指す。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
「１」本発明は、質量％で、Ｃ ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ ：０．０２％以下、Ｓ ：０．００１〜０．００５％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｖ ：０．０１〜０．１％、Ｂ ：０．０００１％以上０．０００３％未満、Ｎ ：０．００１〜０．００６％、Ｏ ：０．００４％以下を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする、溶接入熱量が２０〜１５０ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板である。
「２」本発明は、「１」に記載の組成のうち、Ａｌ量が質量％で、０．００３〜０．１％であり、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００３〜０．０１７％を含有し、ＮとＴｉの質量％を用いて計算される下式（１）を満たすことを特徴とする、「１」に記載の大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板である。
Ｎ−Ｔｉ／３．４≧０．００１％ （１）
【０００９】
「３」本発明は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００３〜０．００３％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００３％、Ｌａ＋Ｃｅ：０．００１〜０．０２％の一種または二種以上を含有することを特徴とする「１」または「２」に記載の大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板である。
「４」本発明は、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１％、Ｎｉ：０．０５〜３％、
Ｃｒ：０．０５〜１％、Ｍｏ：０．０５〜０．２％、Ｎｂ：０．００３〜０．０３％の一種または二種以上を含有することを特徴とする、「１」ないし「３」のいずれか１項に記載の大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板である。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によって、１５〜１００ｍｍの厚みと３２５〜５００ＭＰａ級の降伏強度を有し、２０〜１５０ｋＪ／ｍｍの溶接入熱量で溶接されたＨＡＺにおいて、−２０℃〜０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー平均値が１００Ｊ以上である厚鋼板を、安価に提供することが可能となる。
本発明を適用した厚鋼板は、造船や建築やそれ以外の溶接構造物に使用され、構造物の建造における高い溶接施工能率と、構造物の高い安全性・信頼性を両立することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
本発明は、大入熱溶接ＨＡＺにおいてＶＮとＢ析出物によるα変態核効果を複合的に利用することを意図した技術である。その前提の一つは、連続鋳造鋳片の表面割れを回避する観点から０．００６％以下の低いＮ量に抑えることである。もう一つの前提は、材質ばらつきの原因となるγ中固溶Ｂ量を極力低減するために、Ｂ添加量を０．０００３％以下の極微量に抑えることである。これら二つの前提条件のもとで、ＶＮとＢ析出物のα核変態効果を複合的に利用して、良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性を達成することが本発明の思想である。
【００１２】
Ｖ添加鋼においてＮ量を０．００６％以下に低減すると、ＨＡＺのγ中で析出するＶＮの大きさが減少してα変態核として能力が減少してしまう。しかしながら、この低Ｎ系Ｖ添加鋼にわずか０．０００１％以上０．０００３％未満の極微量Ｂを添加すると、８００℃から５００℃の平均冷却速度が１．５℃／ｓ以下となるＨＡＺの場合に、γ粒界およびγ粒内でのα変態核効果が著しく促進される現象を本発明者らが見出した。
本発明者らがこのときのα変態核を詳細に解析したところ、γ粒界やγ粒内に析出したＢＮとＶＮあるいはＶ（Ｃ，Ｎ）の複合粒子が要因となってγ粒界およびγ粒内でのα変態核効果が著しく促進されることがわかった。Ｃ量が比較的高い場合には、さらにＦｅ２３（Ｃ，Ｂ）６やＦｅ３（Ｃ，Ｂ）が複合析出している場合もあった。
つまり本発明者は、低いＮ量の緩冷却ＨＡＺにおいて、ＶＮあるいはＶ（Ｃ，Ｎ）にＢＮおよびＦｅ２３（Ｃ，Ｂ）６、Ｆｅ３（Ｃ，Ｂ）が複合することでα変態核としての能力が著しく高まることを突き止めた。
【００１３】
上述したＢ析出物やＶ析出物は冷却過程の８００℃〜７００℃のγ域で析出し、引き続く７００℃〜５００℃の冷却過程でこれらの複合粒子を核にしてα変態が生じるから、この８００℃〜５００℃の冷却速度が冶金的に重要である。８００℃〜５００℃の平均冷却速度が１．５℃／ｓより大きいとγ域でＢ析出物やＶ析出物が十分に析出しないのでその大きさが不十分でα変態核能が小さくなる。一方、この平均冷却速度が０．３℃／ｓより小さくなると、Ｂ析出物とＶ析出物の複合粒子から変態したαの成長が促進されて、α組織が粗大化してしまう。
従って、ＨＡＺにおける８００℃〜５００℃の平均冷却速度が１．５〜０．３℃／ｓとなる溶接条件を目安に本知見を適用することが重要である。溶接時の冷却速度の大小は、工業的には溶接入熱量の大小を用いて表現する慣例がある。そこで、上記の１．５〜０．３℃／ｓの平均冷却速度を溶接入熱量に対応させると、概ね２０〜１５０ｋＪ／ｍｍとみなせる。
【００１４】
以上説明したように、０．００６％以下の低いＮ量のもとで、大入熱溶接ＨＡＺにおけるＶＮのα変態核効果を高めることを意図して、０．０００１％以上０．０００３％未満の範囲に厳格に制御された微量Ｂを複合添加し、ＶとＢの複合析出物によるα変態核効果を有効に利用する技術はこれまで知見されていなかった。
従来、大入熱溶接に用いられるＶ添加鋼において、０．０００３％未満の微量Ｂは不可避的に混入する不純物とみなされ、Ｂ混入量が０．０００１％未満なのか０．０００１％以上なのかを問題にすることはなかった。つまり、本発明のような微量Ｂの冶金的効果を、Ｖ添加鋼の大入熱溶接ＨＡＺにおいて利用する技術はなかった。
【００１５】
本発明のようにＢ量を微量範囲に厳格に制御するためには、Ｂ量の分析方法が重要である。ＪＩＳ  Ｇ  １２２７  附属書２（規定）  ほう酸メチル蒸留分離クルクミン吸光光度法（１）では、０．０００１％以上（１ｐｐｍ）のＢ量を分析することができる。
さらに、ＪＩＳ  Ｇ  １２２７  附属書３（規定）  ほう酸メチル蒸留分離クルクミン吸光光度法（２）では、０．００００５％（０．５ｐｐｍ）以上のＢ量を分析することができる。これらの分析方法に準拠すれば、本発明が規定する０．０００１〜０．０００３％のＢ量の存在を確実かつ正確に確認できる。換言すると、本発明の規定外である０．０００１％未満のＢ量を確認できる。
【００１６】
以下に本発明に係る厚鋼板における化学成分の限定理由について詳細に説明する。
Ｃは、母材の強度を確保するために０．０３％以上必要であり、これが下限である。ＣはＨＡＺにおいてＶ（Ｃ，Ｎ）やＦｅ２３（Ｃ，Ｂ）６やＦｅ３（Ｃ，Ｂ）の析出を促す点でも利用される。ただし、Ｃが０．２％を超えると母材やＨＡＺの靭性を損なうため、これが上限である。
Ｓｉは、脱酸元素および強化元素として有効であるが、０．５％を超えるとＨＡＺ靭性を損なうためこれが上限である。ＳｉはＭＡ生成を助長して大入熱溶接ＨＡＺ靭性を劣化させる傾向があるため、本発明ではできるだけ少ないほうが好ましい。
Ｍｎは、母材の強度と靭性を経済的に確保し、さらにＨＡＺにおいてＶ析出物やＢ析出物の優先析出サイトとなるＭｎＳを安定的に生成させるため、０．５％以上必要である。ただし、２％を超えてＭｎを添加すると、中心偏析の有害性が顕著となって母材とＨＡＺの靭性を損なうため、これが上限である。
Ｐは、不純物元素であり、ＨＡＺ靭性を安定的に確保するために０．０２％以下に低減する必要がある。
Ｓは、Ｖ析出物やＢ析出物の優先析出サイトとなるＭｎＳを安定的に生成させるため、０．００１％以上必要である。ただし、Ｓが０．００５％を超えて含まれると粗大な硫化物が生成して母材やＨＡＺの靭性を損なうため、これが上限である。
【００１７】
Ａｌは、脱酸を担い、不純物元素であるＯを０．００４％以下に低減するために必要である。Ａｌ以外にＳｉも脱酸に寄与するが、たとえＳｉが添加される場合でも０．００１％以上のＡｌがないと安定的にＯを０．００４％以下に抑えることは難しい。ただし、Ａｌが０．１％を超えると、アルミナ系の粗大酸化物やそのクラスターが生成し、母材とＨＡＺの靭性を損なうため、これが上限である。なお、Ａｌ量の下限は、実施例に基づいて、０．００３％以上とすることができる。
ＶとＢは、本発明で最も重要な元素である。大入熱溶接の冷却過程における８００℃から５００℃の平均冷却速度が１．５〜０．３℃／ｓ（溶接入熱量２０〜１５０ｋＪ／ｍｍに概ね対応）の場合に、γ粒界とγ粒内にＶＮ、Ｖ（Ｃ，Ｎ）、ＢＮ、Ｆｅ２３（Ｃ，Ｂ）６、Ｆｅ３（Ｃ，Ｂ）が複合析出することで高いα変態核能を発揮する。そのために必要なＶの下限は０．０１％であり、Ｂの下限は０．０００１％である。Ｖが０．１％を超えるとα変態後のＨＡＺにおいてＶ炭化物による析出硬化が顕著となってＨＡＺ靭性が劣化するから、これが上限である。Ｂが０．０００３％以上になると、同じ鋼種の厚鋼板を大量生産した際の母材やＨＡＺで固溶Ｂ量の変動が増加して材質ばらつきが大きくなるため、これが上限である。
【００１８】
Ｎは、本発明で重要な元素である。連続鋳造鋳片の表面割れを安定的に回避するため、０．００６％以下に抑える必要があり、これが上限である。このような低いＮ量は、ＨＡＺの固溶Ｎ脆化を軽減する効果もある。また、ＨＡＺにおいてＢＮやＶＮやＶ（Ｃ，Ｎ）を析出させるために０．００１％以上必要であり、これが下限である。Ｎが０．００１％未満になると、ＢＮが生成しにくいので母材やＨＡＺのγ中固溶Ｂ量が増えて、材質ばらつきを誘発する危険もある。また、Ｔｉが添加される場合には、冷却過程でＢやＶに優先してＴｉがＮと結合してＴｉＮを形成し、Ｎを消費してしまうから、ＢＮやＶＮやＶ（Ｃ，Ｎ）を形成するためのＮを余分に確保する必要がある。そのためには、以下の式（１）で規定されるＮを確保する必要がある。以下の式（１）を満たさなければ、ＨＡＺにおいてＢＮやＶＮやＶ（Ｃ，Ｎ）の析出が不十分となってα変態核効果が低下してしまう。さらに、母材やＨＡＺのγ中固溶Ｂ量が増えて、材質ばらつきを誘発する危険もある。
Ｎ−Ｔｉ／３．４≧０．００１％    …（１）
【００１９】
Ｏは、酸化物を構成し、一部の粗大酸化物が脆性破壊の発生起点として作用する有害性が懸念されるため、０．００４％以下に抑える必要がある。
Ｔｉは、母材とＨＡＺの靭性を高めるために添加される。ＴｉＮを形成して鋳片加熱時やＨＡＺ（最高加熱温度≦１３５０℃となる領域）のγ粒成長を抑制し、変態後のα組織を微細化して靭性を高める効果がある。この効果を発揮する下限は０．００３％である。ただし、Ｔｉが０．０１７％を超えて添加されるとＨＡＺ靭性が硬化して脆化することに加えて、前記の式（１）を満たすＮ量が０．００６％を超えてしまうので、これが上限である。
式（１）は、溶接加熱時の固溶Ｎが０．００１％以上ないと、その後の冷却過程において安定的にＢＮやＶＮやＶ（Ｃ，Ｎ）がγ中に析出しないことを表現している。これよりもＮが少ないと、ＢＮやＶＮやＶ（Ｃ，Ｎ）を構成するためのＮが量的に不十分となる。Ｔｉ添加の場合、ＢＮやＶＮやＶ（Ｃ，Ｎ）に優先して高温でＴｉＮが生成するため、ＴｉＮとしてＴｉに固定されるＮを差し引いた残りのＮを０．００１％以上確保する必要がある。ここで、ＴｉＮとしてのＮ量は、Ｔｉの原子量４８とＮの原子量１４の比から質量％を用いてＴｉ／３．４と計算される。全Ｎ量からＴｉＮとしてのＮ量（Ｔｉ／３．４）を差し引いた残りのＮ量が０．００１％以上必要であることを（１）は示している。
【００２０】
Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ＋Ｃｅは、脱酸あるいは脱硫によって鋼の清浄度を高めたり、微細な酸化物や硫化物を形成して組織微細化に寄与することで、母材やＨＡＺの材質を改善する効果がある。その効果を発揮する下限はＣａとＭｇは０．０００３％であり、Ｌａ＋Ｃｅは０．００１％である。ただし、これらの元素を多量に添加してもその効果が飽和するため、経済的な観点からＣａとＭｇは０．００３％が、Ｌａ＋Ｃｅは０．０２％が上限である。
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、要求される母材の強度を確保するために添加される。いずれ元素も厚板圧延後の冷却過程でγ→α変態時の焼入性を高め、母材強度を高める効果がある。これらの元素が効果を発揮する下限は、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏについては０．０５％である。ただし、これらの元素が多すぎるとＨＡＺ靭性や溶接性が劣化するため、上限をもうける必要がある。Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏの上限は１％であり、Ｎｉの上限は３％である。なお、Ｍｏ量の上限は、実施例に基づいて、０．２％以下とすることができる。
Ｎｂは、母材の強度と靭性の両方を確保するために添加される。Ｎｂは圧延γ組織を微細化し、γ→α変態時に焼入性を高め、α変態後に析出することで母材の強靭化に寄与する。この効果を発揮する下限は０．００３％である。ただし、Ｎｂが０．０３％を超えて添加されるとＨＡＺが硬化して脆化するので、これが上限である。
【００２１】
次に、本発明を適用した厚鋼板の製造方法の一例を説明する。
鉄鋼業の製鋼工程において、溶鋼の不純物元素を低減するとともに必要な合金元素を適正に添加し、連続鋳造によって鋳片を造る。溶鋼の成分調整において、Ｂ量を極微量の狭い範囲に制御することが重要であるから、製鋼原料や耐火物から混入するＢを極力抑えるとともに、Ｂ含有量が安定した高品位なＢ合金を高い精度で秤量して溶鋼中に添加する。
Ｂ含有量の特定には、前述のＪＩＳ  Ｇ  １２２７に従う、ほう酸メチル蒸留分離クルクミン吸光光度法（１）あるいは、ＪＩＳ  Ｇ  １２２７に従う、ほう酸メチル蒸留分離クルクミン吸光光度法（２）などの分析方法を適宜選択して用いれば良い。なお、Ｂ含有量の特定方法はこれらの方法に限るものではなく、本発明で規定するレベルの含有量の特定に供し得る他の分析方法を用いても良いのは勿論である。
鋳造時の冷却途中あるいは冷却後に鋼片を再加熱し、厚板圧延によって１５〜１００ｍｍの厚みの鋼板を造り、圧延後に空冷あるいは水冷する。水冷途中で水冷を停止して空冷することもある。必要に応じて各種の熱処理を行うことで母材の強度と靭性を調整することもある。
【００２２】
以上の如く製造された厚鋼板は、添加元素としてＮ量を０．００６％以下の低い量として表面割れを回避した上で、ＶとＮの規定量の複合添加によりα変態核効果を得、Ｂ含有量の厳格な規定により、溶接時の平均冷却速度が低い（０．３〜１．５℃／ｓｅｃ）場合に、換言すると、溶接入熱量が概ね２０〜１５０ｋＪ／ｍｍとなる範囲において、γ粒界やγ粒内に析出したＢＮとＶＮあるいはＶ（Ｃ，Ｎ）の複合粒子が要因となってγ粒界およびγ粒内でのα変態核効果を著しく促進し、良好な靭性を確保できるので、−２０℃〜０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー平均値が１５０Ｊ以上である厚鋼板を、大量生産した場合に母材強度のばらつきなく、母材靭性のばらつきなく、大入熱溶接ＨＡＺ靭性ののばらつきなく、小入熱時のＨＡＺの溶接低温割れ感受性や靭性のばらつきの無い状態で得ることができる。
また、Ｃ量が比較的高い場合には、これらに加えてさらにＦｅ２３（Ｃ，Ｂ）６やＦｅ３（Ｃ，Ｂ）を複合析出させることによりα変態核効果を促進する。
即ち前述の厚鋼板であれば、造船や建築やそれ以外の溶接構造物に使用され、構造物の建造における高い溶接施工能率と、構造物の高い安全性・信頼性を両立することができる。
【実施例】
【００２３】
製鋼工程で溶鋼の化学成分を制御して連続鋳造によって鋼片を作製し、これを再加熱して厚板圧延によって１５〜１００ｍｍ厚みの鋼板とし、圧延後に空冷あるいは水冷を行った。必要に応じて熱処理を施し、降伏強度が３２５〜５００ＭＰａ級である厚鋼板を製造した。
表１に鋼の化学成分を、表２に厚鋼板の機械的性質と１パス溶接継手のＨＡＺ靭性を示す。エレクトロガス溶接法（Ｅｌｅｃｔｒｏｇａｓ  Ｗｅｌｄｉｎｇ：ＥＧＷ）では図１に示すような突合せ継手を、エレクトロスラグ溶接法（Ｅｌｅｃｔｒｏｓｌａｇ  Ｗｅｌｄｉｎｇ：ＥＳＷ）では図２に示すようなＴ字継手を作製し、溶接入熱量が２０〜１５０ｋＪ／ｍｍの１パス大入熱溶接を適用した。
図１に突き合わせ溶接部を示すが、厚鋼板の母材１、２とそれらを突き合わせ溶接した溶接金属部３を有し、板厚中心線Ｓに沿って溶接金属部３から溶接線（ＦＬ）を超えて溶接熱影響部４を通過する部位から試験片５を採取した。
図２にＴ字継手溶接部を示すが、厚鋼板からなるスキンプレート７に間隙をあけて厚鋼板からなるダイヤフラム８をＴ字状に配置し、前記間隙を挟むように沿わせて配置した裏当金９、１０により溶接時の溶融スラグと溶融金属が溶接部から流れ出ないように囲み、溶融したスラグ浴の中に溶接ワイヤを供給し、主として溶融スラグの抵抗熱によって溶接ワイヤを溶融させ、溶着金属部１２を形成してなる溶接部である。この溶接部においてダイヤフラム８の板厚中心線に沿って溶接金属部１２から溶解融線（ＦＬ）を超えてスキンプレート側の溶接熱影響部１３を通過してスキンプレート７の内部側に至る部位から試験片１５を採取した。
【００２４】
図１と図２に示す要領で、溶解融線（Ｆｕｓｉｏｎ  Ｌｉｎｅ：ＦＬ）から１ｍｍ離れたＨＡＺ、あるいはＦＬにノッチを入れ、ＥＧＷ継手は−２０℃で、ＥＳＷ継手は０℃でシャルピー衝撃試験を行った。一つのノッチ位置と一つの試験温度について３本の試験を行い、平均の吸収エネルギーを採用した。シャルピー衝撃試験はＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０２のＶノッチ試験片を用いた。
【００２５】
【表１】
0004505435.tif 000002
【００２６】
【表２】
0004505435.tif 000003
【００２７】
表１と表２に示す鋼１〜１８は本発明鋼であり、鋼の化学成分は０．００６％以下の低いＮ量のもとで適正にＶ量とＢ量が調整された鋼であり、連続鋳造鋳片の表面われは発生せず、０℃あるいは−２０℃で１５０Ｊを超える良好なＨＡＺ靭性が達成された。一方、鋼１９〜２６は比較鋼であり、鋼の化学成分が適正でないために、ＨＡＺ靭性が不十分であった。鋼１９はＳが少ないために、ＨＡＺのγ粒内においてＭｎＳの個数が不足し、Ｖ析出物やＢ析出物の析出が抑制され、α変態核効果が十分に引き出せず、ＨＡＺ組織の微細化が不十分となって良好なＨＡＺ靭性が得られなかった。鋼２０はＡｌが少ないために脱酸が不十分なためにＯを適正レベルまで低減できず、脆性破壊の発生起点として作用する粗大な酸化物が増加して、良好なＨＡＺ靭性が得られなかった。鋼２１はＶが少ないために、鋼２３はＢが少ないために、鋼２３と鋼２５はＮが少ないために、ＨＡＺのγ域でＶＮ、Ｖ（Ｃ，Ｎ）、ＢＮが十分に析出せず、α変態核効果が十分に引き出せないため、ＨＡＺ組織の微細化が不十分となって良好なＨＡＺ靭性が得られなかった。鋼２２はＶが多いために析出硬化が生じて良好なＨＡＺ靭性が得られなかった。鋼２４はＢが多いためにＨＡＺの固溶Ｂが増えて変態後のＨＡＺが硬くなり、良好なＨＡＺ靭性が得られなかった。表２の比較鋼４’と比較鋼１１’は、本発明鋼４、１１と同じ母材を使用した試料であるが、溶接入熱量が少なすぎるか、多すぎるために、ＨＡＺ靭性が低下した。
【図面の簡単な説明】
【００２８】
【図１】エレクトロガス溶接突合せ継手におけるシャルピー試験片の採取要領を示す図である。
【図２】エレクトロスラグ溶接Ｔ字継手におけるシャルピー試験片の採取要領を示す図である。
【符号の説明】
【００２９】
３  溶接金属部、
４  溶接熱影響部（ＨＡＺ）、
５  試験片、
１２  溶接金属部、
１３  溶接熱影響部（ＨＡＺ）、
１５  試験片、
【図１】
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【図２】
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