JP6897449B2

JP6897449B2 - 高張力厚鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP6897449B2
Application number: JP2017181567A
Authority: JP
Inventors: 修一中村; 孝浩加茂; 玄樹猪狩; 和輝笠野; 憲孝細谷
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2017-09-21
Filing date: 2017-09-21
Publication date: 2021-06-30
Anticipated expiration: 2037-09-21
Also published as: JP2019056145A

Description

本発明は、高張力厚鋼板およびその製造方法に関し、具体的には、橋梁や高層ビルなどの大型構造物に使用され、大入熱溶接が適用でき、さらに溶接前の予熱が不要な溶接施工性に優れる高張力厚鋼板およびその製造方法に関する。

引張強さが５７０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板は、橋梁や高層ビルなどの構造物に使用されている。また、橋梁の主桁を少なくする設計や広いビル空間の設計が望まれていることから鋼板の厚手化が進んでいる。しかし、鋼板の厚手化は溶接施工コストが増大するため、溶接施工コストを削減する目的で、大入熱溶接を適用する例が増えている。

しかし、鋼板の板厚を厚くすれば、鋼板の靭性の確保および大入熱溶接によるＨＡＺ靭性の確保が困難になってくる。この理由は、鋼板の板厚が厚くなれば、強制冷却時に冷却速度が遅くなるために変態が高温で開始し、それにより、軟質で粗大な組織が形成され、強度と靭性の確保が困難になるためである。

冷却速度が遅くても低温で変態させることにより強度と靭性を確保する方法として、焼き入れ性を向上させる合金元素を添加する方法がある。しかし、合金元素の添加は溶接時にＨＡＺを硬化させるため、ＨＡＺ靭性が劣化し、加えて低温割れ感受性も高くなる。

一般的に高強度鋼は低温割れ感受性が高いため、高強度鋼を溶接する際には、低温割れを防止するために鋼板の予熱が行われる。しかし、溶接施工現場において厚鋼板の予熱作業の負荷は大きく、溶接施工コストの増大につながる。このため、予熱が不要な鋼板も求められている。冬季の工事では、気温が０℃の環境で溶接を行う場合があり、０℃の環境においても予熱が不要であるという要望もある。

従来から、靭性および溶接性に優れた高強度の厚鋼板や、その製造方法の技術は数多く開示されている。しかし、強度が５７０ＭＰａを超える厚鋼板は、板厚が５０ｍｍ程度以下を対象とするものが主であり、板厚が５０ｍｍ以上で溶接施工効率が高く、かつ割れ防止予熱温度が低い鋼板は殆ど開示されていない。

例えば、特許文献１には、板厚が１００ｍｍで、降伏比が８０％以下で、引張強度が５９０ＭＰａ以上の低降伏比型高張力鋼板およびその製造方法の発明が開示されている。
特許文献２には、板厚４０〜１００ｍｍを対象とした、溶接性に優れた６００ＭＰａ級の鋼板およびその製造方法の発明が開示されている。

さらに、特許文献３には、靭性の良好な溶接性および靭性に優れた高張力厚鋼板およびその製造方法の発明が開示されている。特許文献３により開示された発明における溶接割れ防止鋼板温度は０℃であり、優れた低温割れ感受性を示している。

特開平９−３５９６号公報特開平９−１３１４３号公報特開２０００−５４０６４号公報

特許文献１により開示された発明では、溶接の割れ防止予熱温度は５０℃以下としている。
特許文献２の実施例から判断される限り、特許文献２により開示された発明の溶接割れ防止予熱温度は２５℃である。

さらに、特許文献３により開示された発明における靭性は、鋼板特性についてのみであり、大入熱溶接を適用する際に問題となるＨＡＺ靭性については何ら検討されていない。

本発明の目的は、引張強さ５７０ＭＰａ以上で靭性に優れ、かつ溶接割れ防止のための鋼板温度を０℃とすることができ、かつ、大入熱溶接においてＨＡＺ靭性に優れる板厚が６０ｍｍ以上の高張力厚鋼板およびその製造方法を提供することである。

本発明者らは、上記課題を解決するために、板厚中央部の引張強さが５７０ＭＰａ以上かつ靭性に優れ、溶接時の鋼板温度が０℃でも予熱無しに溶接でき、さらにＨＡＺ靭性にも優れる高張力厚鋼板の化学組成および製造方法を検討した。

まず、鋳片の製造において鋼中の介在物の制御を行った鋳片を製造し、この鋳片を熱間圧延および熱間圧延終了後にその温度から直接焼入れを行うことにより高張力厚鋼板を製造し、それを調査した。

高張力厚鋼板の低温割れ感受性を低くするには、下記式（２）により定義される溶接割れ感受性指数Ｐｃｍの値を低くする必要がある。
Pcm=[C%]+[Si%]/30+[Mn%]/20+[Cu%]/20+[Ni%]/60+[Cr%]/20+[Mo%]/15+[V%]/10+5×[B%]・・・（２）
式（２）において［］付元素はそれぞれの元素の含有量（質量％）を表す。

この鋼板組成による溶接割れ感受性指数Ｐｃｍの値と、割れ停止温度との関係を調べた結果、高張力厚鋼板の温度を０℃とするためには、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍを０．２４以下にすればよいことがわかった。そこで、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍが０．２４以下の範囲において、所望の強度および靭性を得るための化学組成を検討した結果、以下に列記の知見を得られた。

（Ａ）高張力厚鋼板の靭性を損なうことなく焼入れ性を向上させるためには、ＣｒおよびＣｕが有効である。そこで、ＣｒおよびＣｕを積極的に用いる。
（Ｂ）Ｍｏは、含有量が増加すると靭性を劣化させる傾向があるため、多くは含有しない。

（Ｃ）Ｂは、少量の含有により焼入れ性を大幅に向上でき、板厚の厚い鋼板でも強度を確保するのに極めて有効である。しかし、Ｂを一定量以上含有すると靭性を劣化させる。Ｂの含有による靭性の劣化を抑制してＢ含有量を増加するには、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏの存在が有効である。Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏが含有されることにより、靭性を劣化させる含有量以上にＢを含有しても、靭性の劣化を抑制でき、Ｂを効果的に利用できる。この範囲を数式により定義できる。

（Ｄ）Ｖは、焼入れ性を向上させ、析出硬化によって溶接による軟化を抑制するのに有効であると考えられたが、厚手の鋼板においては、板厚中央部の冷却速度が遅く、冷却過程においてＶ析出物が粗大化することにより靭性を劣化させるため、Ｖは極力含有しない。

（Ｅ）Ｖに替わる元素として、Ｎｂが有効である。Ｎｂは、未再結晶域を広げ、その領域で熱間圧延を行うと、高密度の転位を導入して変態核生成サイトを増加させることにより組織を微細化し、強度と靭性を向上させることができる。

（Ｆ）粒内変態核として組織の微細化に寄与する好適な介在物の組成を検討した結果、ＭｎＳを周囲に有するＴｉ系介在物が有効である。すなわち、溶接時に旧オーステナイト粒内にて粒内フェライトを効果的に成長させるためには、粒内フェライトの生成核となる介在物の制御が必須である。

特に、板厚が厚い厚鋼板では、表面および内部での冷却速度の差異により、板厚方向での介在物の化学組成および個数の制御が困難であるため、粒内フェライトの生成核となる介在物を制御する必要がある。そこで、粒内フェライトの成長のメカニズムを検討した結果、下記（ｉ）〜（ｉｉｉ）が判明した。

（ｉ）製鋼段階でＴｉ系酸化物の周辺にＭｎＳが析出することによりＴｉ系酸化物とＭｎＳとを含有する複合介在物を生成させれば、ＭｎＳと母材のマトリクス界面にＭｎが欠乏した領域が形成される。このＭｎ欠乏領域（以下、「初期Ｍｎ欠乏領域」という。）では、フェライト成長開始温度が大きく上昇する。そのため、母材を溶接した場合、その冷却過程において、このＭｎ欠乏領域から粒内フェライトが優先的に成長する。

（ｉｉ）母材の溶接を行うと、Ｔｉ系酸化物の近傍に存在する母材のマトリクス中のＭｎが拡散してＴｉ系酸化物の内部に存在する原子空孔に吸収される。この結果、溶接により熱履歴を受けた母材のＨＡＺとＴｉ系酸化物の界面にＭｎが欠乏した領域が形成される。このＭｎ欠乏領域（以下、「溶接Ｍｎ欠乏領域」という。）も粒内フェライトの優先成長の起点となる。

（ｉｉｉ）上記（ｉ）および（ｉｉ）の両作用によりＨＡＺのフェライト量を確保できるため、必要なＨＡＺの低温靭性を得ることができる。

（Ｇ）上記（Ｆ）項のメカニズムに基づき、介在物に複合するＭｎＳ量および個数密度を制御することにより、効果的に粒内フェライトを析出させることができる。さらに、上記結晶粒微細化効果を得るためには、鋼中の介在物が以下に列記の要件［１］〜［３］を満たす必要がある。

［１］鋼中にＴｉ酸化物の周囲にＭｎＳを有する複合介在物であり、複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率が１０〜５０％である。
［２］複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合が１０％以上である。
［３］粒径０．５〜５．０μｍの複合介在物の個数密度が１０〜４０個／ｍｍ^２である。

そして、複合介在物を適量得るためには、製鋼段階での制御が必要であり、優先的に酸化物を形成し易いＡｌ含有量を抑制し、Ｔｉを一定量以上含有した上で、酸素ポテンシャルを調整することが重要である。
本発明は、これらの知見Ａ〜Ｇに基づくものであり、以下に列記の通りである。

（１）化学組成が、質量％で、Ｃ：Ｃ：０．０５〜０．１４％、Ｓｉ：０．１０〜０．５％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１〜０．００５％、Ａｌ：０．００３％以下、Ｃｕ：０．３０〜０．５０％、Ｎｉ：０．１５〜０．５０％、Ｃｒ：０．３０〜０．６０％、Ｎｂ：０．０１５〜０．０４５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｂ：下記式（１）により示される範囲、Ｎ：０．００２０〜０．００５０％、Ｏ：０．０００５〜０．００５０％、Ｍｏ：０〜０．４０％、Ｖ：０〜０．００８％を含有し、
下記式（２）により定義される溶接割れ感受性指数Ｐｃｍの値が０．１７〜０．２４であり、
残部はＦｅおよび不純物であり、
鋼中にＴｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含み、前記複合介在物の断面における前記ＭｎＳの面積率が１０〜５０％であり、前記複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合が１０％以上であり、粒径０．５〜５．０μｍの前記複合介在物の個数密度が１０〜４０個／ｍｍ^２である、引張強さ５７０ＭＰａ以上で、予熱無しで溶接が可能な板厚６０ｍｍ以上の高張力厚鋼板。
0.0003≦[B%]≦0.0005+[Cu%]/1000+[Ni%]/500+[Mo%]/500・・・（１）
Pcm=[C%]+[Si%]/30+[Mn%]/20+[Cu%]/20+[Ni%]/60+[Cr%]/20+[Mo%]/15+[V%]/10+5×[B%]・・・（２）
式（１）,（２）において［］付元素は、それぞれの元素の含有量(質量％)を表す。

（２）さらに、Ｍｏ：０．０３〜０．４質量％を含有する、１項に記載の高張力厚鋼板。

（３）ＲＨ真空脱ガス処理前において、溶鋼中の酸素ポテンシャルを１０〜３０ｐｐｍとし、
ＲＨ真空脱ガス処理において化学組成を調整して溶鋼を製造し、
該溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造し、
該鋳片を１０５０〜１２５０℃の温度に加熱および均熱してから、８００〜９００℃にて所定の板厚に仕上げるように熱間圧延を行い、熱間圧延の直後に焼入れをする、１または２項に記載の高張力厚鋼板の製造方法。

（４）前記焼入れを行った後に、３５０〜５５０℃の温度で焼戻しを行う、３項に記載の高張力厚鋼板の製造方法。

なお、本発明では、高張力厚鋼板の板厚を６０ｍｍ以上と規定するが、本発明で規定する化学組成および介在物の要件を満足すれば本発明の特性を得られるため、板厚の上限は規定しない。しかし、本発明に係る高張力厚鋼板の製造を勘案すると、板厚は１００ｍｍ以下となる。

本発明に係る板厚６０ｍｍ以上の高張力厚鋼板および製造方法により、板厚中央部の引張強さが５７０ＭＰａ以上の高強度を有するとともに低温靭性に優れ、鋼板温度が０℃で溶接を行っても低温割れの発生がなく、さらに大入熱溶接を適用してもＨＡＺ靭性が優れる高張力厚鋼板を提供できる。これにより、橋梁など大型構造物の製造において溶接施工効率を高めることができ、溶接施工コストを大幅に低減できる。

図１は、実施例におけるＨＡＺ靭性を評価するために使用した開先形状を示す説明図である。図２は、実施例におけるＨＡＺ靭性を評価するための試験片採取要領を示す説明図である。

以下、本発明を詳細に説明する。以降の説明では、化学組成に関する「％」は、特に断りがない限り、「質量％」を意味する。
１．化学組成
本発明に係る高張力厚鋼板の化学組成を、上述のように限定する理由を説明する。はじめに必須元素を説明する。

（１−１）Ｃ：０．０５〜０．１４％
Ｃは、高張力厚鋼板の強度を決定する最も重要な元素である。Ｃ含有量が０．０５％未満であると、必要とする５７０ＭＰａ以上の強度を得られない。したがって、Ｃ含有量は、０．０５％以上であり、好ましくは０．０７％以上であり、好ましくは０．０８％以上である。

一方、Ｃ含有量が０．１４％を超えると、鋼板靭性およびＨＡＺ靭性が劣化するとともに低温割れ感受性が高くなる。したがって、Ｃ含有量は、０．１４％以下であり、好ましくは０．１３％以下であり、さらに好ましくは０．１２％以下である。
高張力厚鋼板の強度、低温靭性およびＨＡＺ靭性がバランスした特性を得るためには、Ｃ含有量は０．０７〜０．１１％であることが好ましい。

（１−２）Ｓｉ：０．１０〜０．５％
Ｓｉは、溶鋼の予備脱酸に有効な元素であり、かつ靭性を悪化させることなく強度を向上させる効果を有する。Ｓｉ含有量が０．１０％未満ではこの効果を十分に得られない。したがって、Ｓｉ含有量は、０．１０％以上であり、好ましくは０．１１％以上であり、さらに好ましくは０．１２％以上である。

一方、Ｓｉ含有量が０．５％を超えると、鋼板の表面性状およびＨＡＺ靭性が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．５％以下であり、好ましくは０．４９％以下であり、さらに好ましくは０．４２％以下である。

（１−３）Ｍｎ：０．８〜１．８％
Ｍｎは、焼入れ性の向上を通じて強度を向上させるために重要であるとともに、ＨＡＺ靭性の向上に好適な介在物の形態を得るために必要である。したがって、Ｍｎ含有量は、０．８％以上であり、好ましくは０．８３％以上であり、さらに好ましくは０．８５％以上である。

一方、Ｍｎ含有量が１．８％を超えると、鋼板の靭性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は、１．８％以下であり、好ましくは１．７９％以下であり、さらに好ましくは１．６０％以下である。
高張力厚鋼板の強度、靭性及びＨＡＺ靭性がバランスした特性を得るためには、Ｍｎ含有量は１．０〜１．４％であることが好ましい。

（１−４）Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、結晶粒界に偏析して鋼板の靱性を劣化させるため、Ｐ含有量はできるだけ低いことが望ましい。Ｐ含有量が０．０１５％を超えると靭性の劣化が著しい。したがって、Ｐ含有量は、０．０１５％以下であり、好ましくは０．０１１％以下であり、さらに好ましくは０．０１０％以下である。

（１−５）Ｓ：０．００１〜０．００５％
Ｓは、ＭｎＳを複合析出させ、ＭｎＳと母材のマトリクス界面にＭｎ欠乏領域を形成するのに有効であり、母材を溶接した場合、このＭｎ欠乏領域から粒内フェライトが優先的に成長するため、ＨＡＺの低温靭性を確保することができる。そのため、Ｓ含有量は０．００１％以上である。しかし、Ｓ含有量が０．００５％を超えると、鋼板の延性や母材靭性を劣化させる原因ともなる。したがって、Ｓ含有量は、０．００５％以下であり、好ましくは０．００４％以下である。さらに好ましくは０．００３％以下である。

（１−６）Ａｌ：０．００３％以下
Ａｌは、溶鋼の清浄度を得るために含有する元素である。Ａｌは、他の元素よりも優先的に酸化物を形成するため、低温靭性およびＨＡＺ靭性の向上に寄与するＴｉ系酸化物が得られなくなる。したがって、Ａｌ含有量は、０．００３％以下であり、好ましくは０．００２％以下であり、さらに好ましくは０．００１％以下である。

（１−７）Ｃｕ：０．３０〜０．５０％
Ｃｕは、溶接性や靭性を大きく損なうことなく、焼入れ性の向上により強度を向上させることができる。したがって、Ｃｕ含有量は、０．３０％以上であり、好ましくは０．３１％以上であり、さらに好ましくは０．３２％以上である。

一方、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えると靭性が劣化する。したがって、Ｃｕ含有量は０．５０％以下であり、好ましくは０．４７％以下であり、さらに好ましくは０．４５％以下である。

（１−８）Ｎｉ：０．１５〜０．５０％
Ｎｉは、焼入れ性と靭性の両方を向上させ、さらに、Ｃｕを多く含有する鋼板の熱間脆性を防止する。したがって、Ｎｉ含有量は、０．１５％以上であり、好ましくは０．１７％以上であり、さらに好ましくは０．１８％以上である。

一方、Ｎｉは高価な合金元素であり、Ｎｉ含有量が０．５％を超えるとコストが嵩む。したがって、Ｎｉ含有量は、０．５０％以下であり、好ましくは０．４９％以下であり、さらに好ましくは０．４７％以下である。

（１−９）Ｃｒ：０．３０〜０．６０％
Ｃｒは、Ｃｕと同様に溶接性や靭性を損なうことなく、強度を向上させることができる。したがって、Ｃｒ含有量は、０．３０％以上であり、好ましくは０．３３％以上であり、さらに好ましくは０．４０％以上である。

一方、Ｃｒ含有量が０．６０％を超えると靭性が劣化する。したがって、Ｃｒ含有量は、０．６０％以下であり、好ましくは０．５９％以下であり、さらに好ましくは０．５６％以下である。
強度を安定的に確保するために、Ｃｒ含有量は、好ましくは０．４０〜０．６０％である。

（１−１０）Ｎｂ：０．０１５〜０．０４５％
Ｎｂは、未再結晶域を広げ、その領域で圧延を行うことにより高密度の転位を導入し、変態核生成サイトを増加させることで組織の微細化を図ることができるため、靭性を向上することができる。したがって、Ｎｂ含有量は、０．０１５％以上であり、好ましくは０．０１６％以上であり、さらに好ましくは０．０２５％以上である。

一方、Ｎｂ含有量が０．０４５％を超えると、上記効果は飽和してコストが嵩むだけでなく、靭性や溶接性を劣化させる。したがって、Ｎｂ含有量は、０．０４５％以下であり、好ましくは０．０４２％以下であり、さらに好ましくは０．０３５％以下である。

靭性の向上効果を得るのに最適な範囲として、Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０２５〜０．０３５％である。

（１−１１）Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｔｉは、窒化物を生成して結晶粒の粗大化を抑制するとともに、粒内変態核となる複合介在物の生成に必要である。しかし、Ｔｉ含有量が０．００５％未満では、この作用が奏されない。したがって、Ｔｉ含有量は、０．００５％以上であり、好ましくは０．０１０％以上である。

一方、Ｔｉ含有量が０．０３０％を超えると、Ｔｉ炭化物が過剰に析出し母材靱性および溶接部靱性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｔｉ含有量は、０．０３０％以下であり、好ましくは０．０２５％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。

（１−１２）Ｂ：上記式（１）により示される範囲
Ｂは，少量で焼入れ性を向上することができるため、強度の向上に極めて有効である。さらに、Ｂは、溶接時にオーステナイト粒界に偏析し、粒界エネルギーを低下させることにより粒内から変態し、組織が微細化される。このため、ＨＡＺ靭性の向上にも効果がある。したがって、Ｂ含有量は、０．０００３％以上であり、好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．０００６％以上である。

一方、Ｂは、より多く含有すると靭性が劣化する傾向がある。この靭性劣化の傾向は、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏの存在により緩和される。そこで、Ｂ含有量は、[B%]≦0.0005+[Cu%]/1000+[Ni%]/500+[Mo%]/500であることが好ましい。この式において、［］付元素は、それぞれの元素の含有量(質量％)を表す。

（１−１３）Ｎ：０．００２０〜０．００５０％
Ｎは、窒化物を形成することにより加熱時の組織粗大化を抑制するため、靭性向上に寄与する。したがって、Ｎ含有量は、０．００２０以上であり、好ましくは０．００２４％であり、さらに好ましくは０．００３１％である。

一方、Ｎ含有量が０．００５０％を超えると、窒化物が粗大化することにより靭性が劣化する。したがって、Ｎ含有量は、０．００５０％以下であり、好ましくは０．００４３％以下であり、さらに好ましくは０．００３８％以下である。

（１−１４）Ｏ：０．０００５〜０．００５０％
Ｏ(酸素)は、粒内変態核となる複合酸化物の生成に有効である。したがって、Ｏ含有量は、０．０００５％以上であり、好ましくは０．０００８％以上であり、さらに好ましくは０．００１１％以上である。

一方、Ｏは多量に含有すると清浄度の劣化が著しくなるため、母材、溶接金属部およびＨＡＺともに実用的な靱性確保が困難になる。したがって、Ｏ含有量は、０．００５０％以下であり、好ましくは０．００３８％以下であり、さらに好ましくは０．００３５％以下である。

次に、任意元素を説明する。
（１−１５）Ｍｏ：０〜０．４０％
Ｍｏは、強度を向上させ、またＢの添加による靭性の劣化を緩和する効果を有するので、含有することが好ましい。しかし、Ｍｏ含有量が０．４０％を超えると、靭性が著しく劣化する。このため、Ｍｏを含有しても靭性を劣化させないために、Ｍｏ含有量は、０．４０％以下であり、好ましくは０．１５％である。

上記効果を確実に得るために、Ｍｏ含有量は、好ましくは０．０３％以上であり、さらに好ましくは０．０４％以上である。

（１−１６）Ｖ：０．００８％以下
Ｖは、一般的に焼入れ性を向上させ、析出硬化によって溶接による軟化を抑制するのに有効である。しかし、前述のように、板厚６０ｍｍ以上といった厚鋼板では、冷却時の板厚中央部の冷却速度が遅く、冷却過程においてＶ析出物が粗大化して靭性が劣化する。したがって、Ｖが不純物で存在していたとしても、Ｖ含有量は、０．００８％以下であり、好ましくは０．００５％以下であり、さらに好ましくは０．００４％以下である。Ｖは含有しないことが最も好ましい。

（１−１７）上記式（２）により定義される溶接割れ感受性指数Ｐｃｍの値：０．１７〜０．２４
溶接割れ感受性指数Ｐｃｍの値が高いほど、溶接での低温割れを防止するための予熱温度が高くなる。溶接割れ感受性指数Ｐｃｍが０．２４％を超えると、鋼板温度０℃で低温割れが発生する。したがって、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍは、０．２４以下であり、好ましくは０．２３以下であり、さらに好ましくは０．２２以下である。

一方、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍの値が０．１７％未満になると、所用の引張強さを確保できなくなる。したがって、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍは、０．１７以上であり、好ましくは０．１８以上であり、さらに好ましくは０．２０以上である。

（１−１８）残部
上記以外の残部はＦｅおよび不純物である。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるものや、製造工程において含まれるものが例示される。

２．複合介在物
本発明に係る高張力厚鋼板は、ＨＡＺ組織の微細化に寄与する複合介在物として、鋼中にＴｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含む。そして、複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率、界面におけるＭｎＳの割合、その介在物の粒径および個数密度が下記の範囲を取る。

（２−１）複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率：１０〜５０％
本発明では、任意の切断面に現出した複合介在物を分析し、その複合介在物の断面積におけるＭｎＳの面積率を測定することにより、複合介在物中のＭｎＳ量を規定する。

複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率が１０％未満であると、複合介在物中のＭｎＳ量が少なく、ＭｎＳとマトリクスとの界面に初期Ｍｎ欠乏層が十分に形成されない。その結果、溶接した際に粒内フェライトの生成が困難になる。したがって、複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率は、１０％以上であり、好ましくは１１％以上であり、さらに好ましくは１６％以上である。

一方、複合介在物の断面におけるＭｎＳの割合が５０％超であると、複合介在物がＭｎＳ主体となる。この場合、Ｔｉ系酸化物中の原子空孔に吸収されるＭｎは少なく、溶接Ｍｎ欠乏層が形成されず、粒内フェライトの生成が困難になる。このため、複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率は、５０％以下であり、好ましくは４９％以下であり、さらに好ましくは４２％以下である。

（２−２）複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合：１０％以上
複合介在物中のＭｎＳは、Ｔｉ系酸化物の周囲に形成される。複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合が１０％未満であると、ＭｎＳとマトリクスとの界面に形成される初期Ｍｎ欠乏領域が小さく、溶接しても粒内フェライトの形成量が十分でないので、良好な低温ＨＡＺ靭性を得ることができない。したがって、複合介在物のマトリクスとの周長に占めるＭｎＳの割合は、１０％以上である。

ＭｎＳの割合が大きいほど初期Ｍｎ欠乏層は大きくなり粒内フェライトが生成し易くなるため、ＭｎＳの割合の上限は定めないが、通常８０％以下となる。

（２−３）複合介在物（粒径０．５〜５．０μｍの複合介在物）の個数密度：１０〜４０個／ｍｍ^２
複合介在物の個数密度とは、規定する粒径を有する複合介在物の単位面積当たりの個数をいう。複合介在物の粒径が０．５μｍ未満では、複合介在物の周囲から吸収できるＭｎ量が少なく、その結果、粒内フェライトの生成量が低下する。一方、複合介在物の粒径が５．０μｍより大きいと、複合介在物が破壊の起点になる。このため、本発明においては対象とする複合介在物の粒径を０．５〜５．０μｍとする。

そして、この粒径を有する複合介在物の個数密度は、Ｍｎ吸収量に関わる。安定した粒内フェライトを生成させるためには、各複合介在物が旧オーステナイト内に少なくとも１つ程度含まれる必要がある。そのため、複合介在物の個数密度は、１０個／ｍｍ^２以上とする。一方、複合介在物が過剰に多い場合は、延性破壊の吸収エネルギーが低下する。このため、複合介在物の個数密度は、４０個／ｍｍ^２以下とする。

３．製造方法
次に、本発明に係る高張力厚鋼板は、上記の化学組成を有していても、所用のＨＡＺ靭性を確保するためには、製造方法が適切でなければ、上記のような複合介在物が得られない。

本鋼材の鋳片製造では鋼中介在物の制御のために、ＲＨ（Ruhrstahl-Hausen）真空脱ガス処理前にＡｒガスを上部より溶鋼内に吹き込み、溶鋼表面のスラグと溶鋼を反応させる。これにより、スラグ内のトータルＦｅ量を調整し、溶鋼内の酸素ポテンシャルを１０〜３０ｐｐｍに制御する。Ａｒガスの流量は１００〜２００Ｌ／ｍｉｎとすることが例示され、吹き込み時間を５〜１５ｍｉｎとすることが例示される。

その後、ＲＨ真空脱ガス処理により各元素を添加して化学組成を調整して溶鋼を製造し、この溶鋼を用いて連続鋳造法により、例えば３００ｍｍ厚の鋳片を製造する。

次に、この鋳片を以下の工程Ｉ〜工程ＩＩＩを順次に行う。
工程Ｉ：鋳片を１０５０〜１２５０℃の温度域へ加熱および均熱する。
工程ＩＩ：熱間圧延の仕上げ温度が８００〜９００℃となるように所望の板厚まで熱間圧延を行う。
工程ＩＩＩ：熱間圧延終了後、直ちに強制冷却（直接焼入れ）を行う。
さらに必要に応じて工程ＩＩＩの後に工程ＩＶを行ってもよい。
工程ＩＶ：３５０〜５５０℃の温度での焼戻しを行う。

工程Ｉにおいて、加熱温度が１０５０℃未満であると、固溶Ｎｂが不足し、未再結晶域を広げる効果が不足するため、高密度の転位導入ができず、変態核生成サイトが不足する。このため、組織微細化ができず、引張強さと低温靭性が確保できない。一方、加熱温度が１２５０℃を超えるとスケール付着量が多くなり、熱間圧延時に疵を生成する可能性がある。このため、鋳片の加熱温度は、１０５０〜１２５０℃とする。

工程ＩＩにおいて、熱間圧延の仕上温度が８００℃未満では、変態温度を大きく下回ることになり、十分な焼入れ強度が得られなくなる。一方で、仕上温度が９００℃を超えると、高張力厚鋼板の靭性が低下するおそれがある。このため、熱間圧延の仕上げ温度は８００〜９００℃とする。

工程ＩＩＩにおいては、熱間圧延終了後に時間をおかずに強制冷却する。熱間圧延終了後できる限り早く強制冷却することが好ましいが、実際には圧延機から冷却装置まで距離があり、通板速度にも制限があるため、冷却までに時間が生じる。このように直ちに冷却できない場合でも、熱間圧延終了後、２００秒後までに強制冷却すれば、十分な焼入れ効果を得ることができる。また、強制冷却は、水などの冷却媒体が鋼板面全体に均一にあたるようにし、板厚の中心部が１℃／ｓｅｃ以上となる冷却速度で行うことが好ましい。

さらに必要に応じて工程ＩＶを行うことができ、３５０〜５５０℃に焼戻しを行うことで靭性を向上させることができる。

このようにして、本発明に係る高張力厚鋼板を製造することができる。本発明に係る高張力厚鋼板は、板厚６０ｍｍ以上であり、引張強さ５７０ＭＰａ以上であるとともに、予熱無しで溶接が可能である。

さらに、本発明に係る高張力厚鋼板及びその製造方法を、実施例を参照しながら具体的に説明する。
本発明では、転炉で溶製し、表１，２に示す化学組成（残部はＦｅおよび不純物）を有する３００ｍｍ厚の鋳片を、連続鋳造法にて作製した。ここで、複合介在物の制御の観点より、転炉においてＲＨ真空脱ガス処理前の溶鋼中の酸素ポテンシャルＯｘｐを表３，４に示す量に調整した後、Ｔｉ等を添加し成分調整した。その後、連続鋳造過程で、溶鋼の温度を過度に高くせず、溶鋼組成から決まる凝固温度に対し、その差が５０℃以内になるように管理し、さらに凝固直前の電磁攪拌および凝固時の圧下を行って、３００ｍｍ厚さの鋳片とした。

この鋳片を、表３，４に示す条件で、加熱および均熱し、板厚６０〜９０ｍｍに仕上げるように熱間圧延を行い、熱間圧延の直後に焼入れを行い、一部についてはさらに焼戻しを行うことにより、高張力厚鋼板を得た。

Ｔｉ系複合介在物の断面におけるＭｎＳ面積率およびＭｎＳ周長割合の算出は、高張力厚鋼板の板厚１／４ｔ部より採取した複合介在物分析用の試験片を用いた。複合介在物は、電子プローブマイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用い、複合介在物を面分析したマッピング画像から、ＭｎＳ面積率および複合介在物の界面におけるＭｎＳ周長割合を測定した。ＭｎＳ面積率および複合介在物の界面におけるＭｎＳ周長割合は、各試料につき２０個ずつＥＰＭＡによる分析を行い、平均値を算出することにより求めた。

さらに、Ｔｉ系複合介在物の個数密度は、ＳＥＭ-ＥＤＸを組み合わせた自動介在物分析装置から得た複合介在物の形状測定データから、粒径が０．５〜５．０μｍの範囲である複合介在物の個数を算出することにより、個数密度を算出した。算出した結果を表３，４に示す。

また、表３，４に示す加工条件で得られた高張力厚鋼板の板厚中央部より圧延と直角の方向にＪＩＳＺ２２４１−２０１６に準拠した４号引張試験片（丸棒）（径＝１４ｍｍ）とＪＩＳＺ２２４２−２０１６に準拠したシャルピー試験片に準拠したシャルピー試験片（２ｍｍＶノッチ試験片）を採取した。ノッチ位置は板厚方向とした。それぞれ機械特性試験を行い、引張強さ、降伏強さ、−１０℃のシャルピー吸収エネルギーを測定した。

図１は、ＨＡＺ靭性を評価するために使用した開先形状を示す説明図であり、図２は、ＨＡＺ靭性を評価するための試験片採取要領を示す説明図である。図２における符号１は鋼板を示し、符号２は溶接ビードを示し、符号３は２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を示す。

ＨＡＺ靭性は、図１に示すように、高張力厚鋼板をＸ型開先で突き合わせた後、６０ｋ級鋼用の直径４．８ｍｍのサブマージアーク溶接用ソリッドワイヤ商品名Ｙ−Ｄと溶接フラックス商品名ＮＦ−３２０Ｍ（共に日鐵住金溶接工業株式会社製）を用いて、溶接入熱１００〜１２０ｋJ／ｃｍにて、図２に示す多層盛り溶接を行った。

その後、溶接長手方向と垂直に切断し、図２に示すように１／２ｔの溶融部をノッチ位置としてシャルピー試験片を採取して、−１０℃でシャルピー衝撃試験を行って吸収エネルギーを評価した。

耐低温割れ性の評価は、ＪＩＳＺ３１５８−１９９３（ｙ形溶接割れ試験方法）に準拠した方法で試験を行った。高張力厚鋼板をＧａｐが１ｍｍのｙ型に開先加工してｙ形溶接割れ試験体を作製し、温度０℃かつ湿度６０％の一定雰囲気管理下の溶接場所において、６０ｋ級鋼用の直径１．２ｍｍのガスシールドアーク溶接ワイヤ商品名ＹＭ−６０Ｃ（日鐵住金溶接工業株式会社製）を用いて、シールドガスにＣＯ_２ガスを使用して、溶接入熱１６．０〜１７．５ｋＪ／ｃｍの条件にて試験を行い、溶接された試験体の断面観察を行って割れ率を測定した。

特性の評価基準は、以下に記載の基準を満足する場合を合格とした。
・引張強さ：５７０ＭＰａ以上
・−１０℃吸収エネルギー：１００Ｊ以上であること。
・ＨＡＺ部−１０℃吸収エネルギー：４７Ｊ以上であること。
・耐低温割れ性：０℃で断面割れ率が０であること。
得られた試験結果を表３，４にまとめて示す。

表１，３の記号Ａ０１〜Ａ３５は、本発明で規定する条件を全て満足する本発明例であり、表２，４の記号Ｂ０１〜Ｂ３０は、本発明で規定する条件を満足しない比較例である。
表１，３に示すように、記号Ａ０１〜Ａ３５は、引張強さ：５７０ＭＰａ以上、−１０℃吸収エネルギー：１００Ｊ以上およびＨＡＺ部−１０℃吸収エネルギー：４７Ｊ以上の機械特性と、０℃で断面割れ率：０の溶接性を兼ね備えている。

このため、記号Ａ０１〜Ａ３５の高張力厚鋼板は、板厚中央部の引張強さが５７０ＭＰａ以上の高強度を有するとともに低温靭性に優れ、鋼板温度が０℃で溶接を行っても低温割れの発生がなく、さらに大入熱溶接を適用してもＨＡＺ靭性が優れるため、例えば橋梁など大型構造物の製造において溶接施工効率を高めることができ、溶接施工コストを大幅に低減できる。

これに対し、表２，４の記号Ｂ０１は、Ｃ含有量が本発明の範囲の下限を下回るため、引張強さが不足した。
記号Ｂ０２は、Ｃ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、溶接性が不足した。
記号Ｂ０３は、Ｓｉ含有量が本発明の範囲の下限を下回るため、鋼板の靭性が不足した。

記号Ｂ０４は、Ｓｉ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、ＨＡＺ靭性が不足した。
記号Ｂ０５は、Ｍｎ含有量が本発明の範囲の下限を下回り、ＭｎＳ面積率、ＭｎＳ周長割合及び個数密度が不十分となったため、ＨＡＺ靭性が不足した。
記号Ｂ０６は、Ｍｎ含有量が本発明の範囲の上限を上回り、個数密度が不十分となったため、ＨＡＺ靭性が不足した。

記号Ｂ０７は、Ａｌ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、ＨＡＺ靭性が不足した。
記号Ｂ０８は、Ｃｕ含有量が本発明の範囲の下限を下回るため、引張強さが不足した。
記号Ｂ０９は、Ｃｕ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、鋼板の靭性が不足した。
記号Ｂ１０は、Ｎｉ含有量が本発明の範囲の下限を下回るため、鋼板の靭性が不足した。

記号Ｂ１１は、Ｃｒ含有量が本発明の範囲の下限を下回るため、引張強さが不足した。
記号Ｂ１２は、Ｃｒ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、鋼板の靭性が不足した。
記号Ｂ１３は、Ｍｏ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、鋼板の靭性が不足した。
記号Ｂ１４は、Ｎｂ含有量が本発明の範囲の下限を下回るため、鋼板の靭性が不足した。

記号Ｂ１５は、Ｎｂ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、鋼板の靭性が不足した。
記号Ｂ１６は、Ｖ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、鋼板の靭性が不足した。
記号Ｂ１７は、Ｔｉ含有量が本発明の範囲の下限を下回り、個数密度が不十分となったため、ＨＡＺ靭性が不足した。
記号Ｂ１８は、Ｔｉ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、ＨＡＺ靭性が不足した。

記号Ｂ１９は、Ｂ含有量が本発明の範囲の下限を下回るため、ＨＡＺ靭性が不足した。
記号Ｂ２０は、Ｂ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、鋼板の靭性が不足した。
記号Ｂ２１は、Ｎ含有量が本発明の範囲の下限を下回るため、ＨＡＺ靭性が不足した。
記号Ｂ２２は、Ｎ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、鋼板の靭性が不足した。

記号Ｂ２３は、ＲＨ真空脱ガス処理前における溶鋼中の酸素ポテンシャルＯｘｐが本発明の範囲の下限を下回り、Ｏ含有量が本発明の範囲の下限を下回り、個数密度が不十分となったため、ＨＡＺ靭性が不足した。

記号Ｂ２４は、ＲＨ真空脱ガス処理前における溶鋼中の酸素ポテンシャルＯｘｐが本発明の範囲の上限を上回り、Ｏ含有量が本発明の範囲の上限を上回り、個数密度が不十分となったため、ＨＡＺ靭性が不足した。

記号Ｂ２５は、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍが本発明の範囲の上限を上回るため、溶接性が不足した。
記号Ｂ２６は、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍが本発明の範囲の下限を下回るため、引張強さが不足した。

記号Ｂ２７は、ＲＨ真空脱ガス処理前における溶鋼中の酸素ポテンシャルＯｘｐが本発明の範囲の下限を下回り、ＭｎＳ面積率および個数密度が不十分となったため、ＨＡＺ靭性が不足した。

記号Ｂ２８は、ＲＨ真空脱ガス処理前における溶鋼中の酸素ポテンシャルＯｘｐが本発明の範囲の上限を上回り、ＭｎＳ面積率および個数密度が不十分となったため、ＨＡＺ靭性が不足した。

記号Ｂ２９は、ＲＨ真空脱ガス処理前における溶鋼中の酸素ポテンシャルＯｘｐが本発明の範囲の下限を下回り、ＭｎＳ周長割合が不十分となり、ＨＡＺ靭性が不足した。
さらに、記号Ｂ３０は、Ｓ含有量が本発明の範囲の下限を下回り、ＭｎＳ面積率およびＭｎＳ周長割合が不十分となったため、ＨＡＺ靭性が不足した。

１鋼板
２溶接ビード
３２ｍｍＶノッチシャルピー試験片

Claims

化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１４％、
Ｓｉ：０．１０〜０．５％、
Ｍｎ：０．８〜１．８％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００１〜０．００５％、
Ａｌ：０．００３％以下、
Ｃｕ：０．３０〜０．５０％、
Ｎｉ：０．１５〜０．５０％、
Ｃｒ：０．３０〜０．６０％、
Ｎｂ：０．０１５〜０．０４５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｂ：下記式（１）により示される範囲、
Ｎ：０．００２０〜０．００５０％、
Ｏ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｍｏ：０〜０．４０％、
Ｖ：０〜０．００８％を含有し、
下記式（２）により定義される溶接割れ感受性指数Ｐｃｍの値が０．１７〜０．２４であり、
残部はＦｅおよび不純物であり、
鋼中にＴｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含み、
前記複合介在物の断面における前記ＭｎＳの面積率が１０〜５０％であり、
前記複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合が１０％以上であり、
粒径０．５〜５．０μｍの前記複合介在物の個数密度が１０〜４０個／ｍｍ^２である、
引張強さ５７０ＭＰａ以上で、予熱無しで溶接が可能な板厚６０ｍｍ以上の高張力厚鋼板。
0.0003≦[B%]≦0.0005+[Cu%]/1000+[Ni%]/500+[Mo%]/500・・・（１）
Pcm=[C%]+[Si%]/30+[Mn%]/20+[Cu%]/20+[Ni%]/60+[Cr%]/20+[Mo%]/15+[V%]/10+5×[B%]・・・（２）
式（１）,（２）において［］付元素は、それぞれの元素の含有量(質量％)を表す。
さらに、Ｍｏ：０．０３〜０．４質量％を含有する、請求項１に記載の高張力厚鋼板。
ＲＨ真空脱ガス処理前において、溶鋼中の酸素ポテンシャルを１０〜３０ｐｐｍとし、
ＲＨ真空脱ガス処理において化学組成を調整して溶鋼を製造し、
該溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造し、
該鋳片を１０５０〜１２５０℃の温度に加熱および均熱してから、８００〜９００℃にて所定の板厚に仕上げるように熱間圧延を行い、熱間圧延の直後に焼入れをする、請求項１または２に記載の高張力厚鋼板の製造方法。
前記焼入れを行った後に、３５０〜５５０℃の温度で焼戻しを行う、請求項３に記載の高張力厚鋼板の製造方法。