JP5267048B2

JP5267048B2 - 溶接性と板厚方向の延性に優れた厚鋼板の製造方法

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Publication number: JP5267048B2
Application number: JP2008277842A
Authority: JP
Inventors: 圭治植田; 伸一鈴木; 伸夫鹿内
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2008-10-29
Filing date: 2008-10-29
Publication date: 2013-08-21
Anticipated expiration: 2028-10-29
Also published as: JP2010106298A

Description

本発明は、建築、橋梁、造船、海洋構造物、タンク等に用いられる溶接性と板厚方向の延性に優れた厚鋼板の製造方法に関し、特に、板厚６０ｍｍ以上の厚鋼板の製造方法として好適なものに関する。

建築，橋梁、造船、海洋構造物、タンク等の各分野で鋼材が使用される場合には、鋼構造物の形状に応じて、溶接接合によって所望形状に仕上げられる。近年、鋼構造物の大型化や、形状が多様化しており、使用される鋼材の高強度化や厚肉化が進んでいる。

鋼材が高強度化するに従って、添加される合金元素量が増加することが一般的であり、溶接部の低温割れ性の劣化を招くことが知られている。

特に、使用される鋼材が厚肉化すると、溶接部に負荷される引張応力が増大するだけでなく、合金元素の濃化した中心偏析部が鋼材に残存し、見かけ上の合金元素量が増加した中心偏析部に溶接熱サイクルが付与された場合には、焼入れ硬化性が顕著に増大することにより、溶接部の低温割れ性が劣化することが問題となる。

また、複雑な形状に溶接施工された鋼構造物においては，鋼材の板厚方向に対して引張応力が作用することがあり、安全性の観点から，使用される鋼材の板幅方向や板長手方向の機械的特性は勿論のこと，板厚方向の機械的特性についても優れることが要求される。

特に、鋼構造物の破壊防止の観点から、板厚方向への引張荷重に対する延性が重要である。

しかしながら、鋼材が厚肉化した場合には、鋼素材の段階で生成したセンターポロシティーや凝固偏析が、最終製品にまで残存し、板厚方向の延性低下を招くことがある。

鋼材が高強度化するにしたがって、添加される合金元素量が増加すると、合金元素の偏析や介在物の生成が増大し、板厚方向の延性を確保することがより困難となるため、溶接性と板厚方向の延性に優れた厚鋼板が要望されている。

特許文献１は５００Ｎ／ｍｍ^２級鋼の板厚方向の引張および圧縮変形性能の改善手法として、鋼素材を連続鋳造する際に、電磁攪拌するとともに、鋳片をバルジングさせ、さらに未凝固部を含む鋳片を圧下する連続鋳造方法が記載されている。

特許文献２は、連鋳スラブにクロス鍛造を実施した後、成形圧延することにより、センターポロシティーと中心偏析の改善を達成することが記載されている。特許文献３は、鋼素材の溶体化熱処理を実施した後、圧延および熱処理を実施し、強度と靭性に優れた鋼板の製造方法が記載されている。
特開２００５−１０３６０４号公報特開２０００−２６３１０３号公報特開平２−２０５６２９号公報

しかしながら、特許文献１に記載された製造方法では、圧下量や歪速度制御の制約が大きく、極厚の高強度鋼では溶接性や板厚方向の延性向上効果が十分に得られず、更に処理能力が連続鋳造の引き抜き速度に律速されるため、製造効率が低下することが懸念される。

特許文献２に記載された技術では、溶接性や板厚方向の延性向上効果が十分に得られず、更に、鍛造工程を２工程に分ける必要があるため、製造効率の低下と製造コストの上昇が懸念される。

特許文献３に記載された技術では、圧延前に高温長時間の溶体化熱処理が必要であるため、製造効率の低下と製造コストの上昇が懸念されるとともに、溶接性および板厚方向の延性向上効果が十分に得られない。

そこで、本発明は、優れた溶接性を満足するとともに、板厚方向の引張荷重に対して優れた延性を安定して達成する厚鋼板の製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記課題を達成するため，厚鋼板を対象に、板厚中心部における溶接低温割れ性と板厚方向の延性を決定する各種要因のうち、鋼板内部のミクロ組織制御因子について鋭意研究を行い、以下の知見を得た。
１．鋼材の優れた溶接性を達成するためには、鋼組成を適切に選定して厳格に管理することが必要である。
２．溶接部の低温割れを助長する水素の集積サイトを極力抑制するとともに、厚鋼板の板厚方向引張試験において優れた延性を安定して達成するためには、鋼素材中央部に生成するＭｎＳを極力抑制することが不可欠である。ＭｎＳを完全に抑制できない場合には、Ｃａの添加量を厳格に調整して、板厚中央部における硫化物を微細に制御することが重要である。
３．更に、優れた溶接施工性と板厚方向の延性を達成するためには、熱間加工の総圧下量の下限と、加工温度の下限を厳格に管理して、センターポロシティーを完全に消失することが重要である。
４．更に、優れた溶接性と板厚方向の延性を達成するためには、熱間加工の総圧下量と加工温度の管理とともに、歪速度を厳格に調整して，鋼素材中央部の中心偏析を解消することが最も重要である。

加工温度、加工量および歪速度を厳格に管理することにより、熱間加工中にオーステナイトの動的再結晶を発現させて、結晶粒界の移動を促進することにより、Ｆｅ中に固溶した各種合金元素を効率的に拡散させて、偏析の無い均一な組成の鋼板を得ることができる。

上記の組み合わせにより、厚鋼板の板厚中央部に、センターポロシティー、粗大なＭｎＳ等の非金属介在物および中心偏析の存在しない鋼板が得られ、優れた、溶接性と板厚方向の延性を安定して達成することができる。
５．熱間加工後の金属組織の平均結晶粒径が３００μｍを超えると、靭性の低下を招くとともに、熱間加工中の動的再結晶が不十分となるため、偏析が解消しない。その結果、引張試験時には、結晶粒界への応力が集中しやすくなるため、空隙の発生起点となり、顕著な延性低下を招く。従って、熱間加工後の金属組織の平均結晶粒径が３００ｍ以下となるようにすることが望ましい。

本発明は、得られた知見に、さらに検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．２０％
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｍｎ：０．３〜３．０％
Ｐ：０．０３％以下
Ｓ：０．００５％以下
Ａｌ：０．１％以下
Ｎ：０．０２％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、１１００〜１３５０℃に再加熱後、１０００℃以上における歪速度を０．０５〜３／ｓ、累積圧下量１５％以上とする熱間加工を施すことを特徴とする溶接性と板厚方向の延性に優れた厚鋼板の製造方法。
２．１に記載した鋼組成に、質量％でさらに、
Ｃａ：０．００５％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、１１００〜１３５０℃に再加熱後、１０００℃以上における歪速度を０．０５〜３／ｓ、累積圧下量１５％以上とする熱間加工を施すことを特徴とする溶接性と板厚方向の延性に優れた厚鋼板の製造方法。
３．１または２に記載した鋼組成に、質量％でさらに、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％
Ｎｉ：０．０１〜３．０％
Ｃｒ：０．０１〜３．０％
Ｍｏ：０．０１〜３．０％
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｖ：０．１％以下、
Ｔｉ：０．０５％以下、
Ｂ：０．００５％以下
ＲＥＭ：０．０２％以下
Ｍｇ：０．００５％以下
の一種または二種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、１１００〜１３５０℃に再加熱後、１０００℃以上における熱間加工の歪速度を０．０５〜３／ｓ、累積圧下量１５％以上とすることを特徴とする溶接性と板厚方向の延性に優れた厚鋼板の製造方法。
４．熱間加工後、更に４００〜６５０℃で焼戻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性と板厚方向の延性に優れた厚鋼板の製造方法。
５．熱間加工後、更に１０００〜１２５０℃に再加熱することを特徴とする１乃至３のいずれか一つに記載の溶接性と板厚方向の延性に優れた厚鋼板の製造方法。
６．再加熱後、更に４００〜６５０℃で焼戻すことを特徴とする５記載の溶接性と板厚方向の延性に優れた厚鋼板の製造方法。
７．熱間加工後、更に１０００〜１２５０℃に再加熱し、圧延終了温度が７５０℃以上となる熱間圧延を行うことを特徴とする１乃至３のいずれか一つに記載の溶接性と板厚方向の延性に優れた厚鋼板の製造方法。
８．熱間圧延後、更にＡｃ_３変態点以上に再加熱することを特徴とする７記載の溶接性と板厚方向の延性に優れた厚鋼板の製造方法。
９．再加熱後、更に４００〜６５０℃で焼戻すことを特徴とする８記載の溶接性と板厚方向の延性に優れた厚鋼板の製造方法。

本発明によれば、溶接性と板厚方向の延性に優れた板厚６０ｍｍ以上の厚鋼板の製造方法が得られ、鋼構造物の大型化、鋼構造物の安全性の向上および施工効率の向上に大きく寄与し、産業上格段の効果を奏する。

本発明では成分組成、製造条件を規定する。
［成分組成］説明において％は質量％とする。
Ｃ：０．０１〜０．１６％
Ｃは、鋼の強度を増加させ、構造用鋼材として必要な強度を確保するために必要な元素で、その効果を得るためには、０．０１％以上の含有を必要とする。

一方、０．１６％を超える含有は、母材および溶接部の靭性を顕著に劣化させる。また，溶接部の低温割れ性を劣化させるため、０．０１〜０．１６％の範囲に限定する。好ましくは、０．０２〜０．１５％である。

Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸材として作用し、製鋼上、少なくとも０．０５％必要であるが、０．５０％を超えて含有すると、母材および溶接部の靭性を劣化するだけでなく、溶接部の低温割れ性が劣化するため、０．０５〜０．５０％の範囲に限定する。好ましくは、０．１０〜０．４０％である。

Ｍｎ：０．３〜３．０％
Ｍｎは、鋼の強度を増加させる効果を有しており、０．３％以上の含有を必要とする。一方、３．０％を超えて含有すると、母材の靭性が劣化するだけでなく、溶接部の低温割れ性が著しく劣化するとともに、中心偏析が顕著になり板厚方向の延性を劣化させるため、０．３〜３．０％の範囲に限定する。好ましくは、０．４〜１．８％である。

Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、鋼の強度を増加させ靭性を劣化させる元素であるだけでなく、中心偏析により板厚方向の延性を劣化させるので、０．０３％を上限とし、可能なかぎり低減することが望ましい。尚、過度のＰ低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、０．００１％以上とすることが望ましい。

Ｓ：０．００５％以下
Ｓは母材の低温靭性を劣化させるだけでなく、ＭｎＳを生成して板厚方向の延性を劣化させるため、０．００５％を上限として可能なかぎり低減することが望ましい。

Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用し、高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスに於いて、もっとも汎用的に使われる。また、鋼中のＮをＡｌＮとして固定し、母材の靭性向上に寄与するが、０．１％を超える含有は、母材の靭性が低下するとともに、溶接時に溶接金属部に混入して、靭性を劣化させるため、０．１％以下に限定した。

Ｎ：０．０２％以下
Ｎは不可避的不純物として鋼中に含まれ、０．０２％を超えて含有すると、母材および溶接部靭性が著しく低下するため、０．０２％以下に限定する。

本発明では、更に、特性を向上させる場合、上記基本成分系に加えて、Ｃａ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、ＲＥＭ、Ｍｇの一種または二種以上を含有することができる。

Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは、酸硫化物の形態制御に有効であり、延性に悪影響を及ぼす粗大なＭｎＳ等の生成を抑制して、微細なＣａ酸硫化物を形成するとともに靭性を向上させる有用な元素である。

０．００５％を越えると、Ｃａ酸硫化物が粗大化し靭性に悪影響を及ぼすため、０．００５％以下に限定する。上記効果を得るため、０．０００５％以上を添加することが好ましく、０．０００５〜０．００４５％とすることが好ましい。

Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｎｉ：０．０１〜３．０％の１種または２種以上
ＣｕおよびＮｉは、高靭性を保ちつつ強度を増加させることが可能な元素であり、ＨＡＺ靭性への影響も小さいため、高強度化のために有用な元素であり、必要に応じ選択して含有できる。

Ｃｕを添加する場合は、０．０１％以上含有することが好ましいが、２．０％を超えて含有すると熱間脆性を生じて鋼板の表面性状を劣化させるため、０．０１〜２．０％とする。尚、好ましくは、０．０５〜０．７％である．
Ｎｉを添加する場合は、０．０１％以上含有することが好ましいが、３．０％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利になるため、０．０１〜３．０％とする。尚、好ましくは０．０５〜１．７％である。

Ｃｒ：０．０１〜３．０％、Ｍｏ：０．０１〜３．０％、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｂ：０．００５％以下の一種または二種以上
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂは、いずれも鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて一種または二種以上を含有できる。

Ｃｒを添加する場合は、０．０１％以上含有することが好ましいが、３．０％を超えて含有すると、溶接部の低温割れ性およびＨＡＺ靭性を劣化させるため、０．０１〜３．０％に限定することが望ましい。

Ｍｏを添加する場合は、０．０１％以上含有することが好ましいが、３．０％を超えて含有すると、溶接部の低温割れ性、母材靭性およびＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすため、０．０１〜３．０％に限定することが望ましい。

Ｎｂを添加する場合は、０．００５％以上含有することが好ましいが、０．１％を超えて含有すると、母材靭性およびＨＡＺ靭性を劣化させるため、０．１％以下に限定することが望ましい。

Ｖを添加する場合は、０．０１％以上含有することが好ましいが、０．１％を超えて含有すると、ＨＡＺ靭性を劣化させるため、０．１％以下に限定することが望ましい。

Ｔｉは、強度向上に寄与し、また、Ｎとの親和力が強く凝固時にＴｉＮとして析出し、ＨＡＺでのオーステナイト粒の粗大化抑制してＨＡＺの高靭化に寄与するが０．０５％を超えて含有すると、母材靭性を劣化させるため、添加する場合、０．０５％以下に限定することが望ましい。上記効果を得るためには、０．００５％以上含有させる。

Ｂは、焼入れ性を向上させて、鋼の強度を増加させる作用を有するが、０．００５％を超えて含有すると、焼入れ性を著しく増加させ、溶接部の低温割れ性、母材の靭性および延性の劣化をもたらすため、含有させる場合は０．００５％以下とする。

ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．００５％以下の一種または二種
ＲＥＭ、Ｍｇは、いずれも靭性向上に寄与し、所望する特性に応じて添加する。ＲＥＭを添加する場合、０．０２％を超えても効果が飽和するため、０．０２％を上限とする。上記効果を得るため、０．００２％以上とすることが好ましい。

Ｍｇを添加する場合、０．００５％を超えても効果が飽和するため、０．００５％を上限とする。上記効果を得るため、０．００１％以上とすることが好ましい。上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。

［製造条件］
説明において、温度「℃」は、板厚の１／２における温度を意味するものとする。
本発明に係る厚鋼板の製造方法では、鋼素材中のセンターポロシティーなどの鋳造欠陥を消失させるため、鋼素材に熱間加工を施すことを必須とする。

１．鋼素材の熱間加工条件
加熱温度：１１００℃〜１３５０℃
上述した組成の鋳片または鋼片の鋼素材を転炉，電気炉，真空溶解炉等，通常公知の方法による溶鋼から作成し、１１００℃〜１３５０℃に再加熱する。再加熱温度が１１００℃未満では，所定の熱間加工の累積圧下量と温度下限を確保できず、熱間加工での変形抵抗が高く，１パス当たりの圧下量を十分取れない。

その結果、パス数が増加し，製造能率の低下を招くとともに，鋼素材中のセンターポロシティーなどの鋳造欠陥を圧着することができないので、１１００℃以上とする。

一方，再加熱温度が１３５０℃を超えると，加熱時のスケールによって表面疵が生じやすく，熱間加工後の手入れ負荷が増大するため，１１００〜１３５０℃とする。

熱間加工の加工温度：１０００℃以上
熱間加工の加工温度が１０００℃未満の場合，熱間加工中のオーステナイトの動的再結晶による合金元素の拡散効果が十分に得られないため、中心偏析が解消されず、溶接部の低温割れ性、および板厚方向の延性低下を招く。また、変形抵抗が高くなるため，負荷すべき荷重が増大し，熱間加工機への負担が大きくなるため、１０００℃以上とする。

熱間加工の累積圧下量：１５％以上
熱間加工の累積圧下量が１５％未満の場合、鋼素材中のセンターポロシティーなどの鋳造欠陥を圧着することができない。さらに、熱間加工中のオーステナイトの動的再結晶による合金元素の拡散効果が十分に得られないため、中心偏析が解消されず、溶接部の低温割れ性、板厚方向の延性低下を招く。

なお，板厚が８０ｍｍを超える極厚鋼板の場合には、センターポロシティー圧着のために１パスあたりの圧下率が５％以上となるパスを少なくとも１パス以上確保することが望ましい。

熱間加工の歪速度：０．０５〜３／ｓ
熱間加工の歪速度が０．０５／ｓ未満では、熱間加工中の温度低下により、所定の累積圧下量と温度下限を確保できず、さらに、製造能率の低下を招く。

一方、３／ｓを超えると、熱間加工中のオーステナイトの動的再結晶による合金元素の拡散効果が十分に得られないため、中心偏析が解消されず、溶接部の低温割れ性、板厚方向の延性低下を招くため、熱間加工の歪速度は０．０５〜３／ｓとする。

尚、溶鋼から鋼素材を製造する際の鋳造条件は、金属組織中の粗大な非金属介在物は、溶接部の低温割れ性および板厚方向の延性低下を招くため、極力低減することが好ましく、面積分率で５％以下、最大円相当径１００μｍ以下となるように調整することが望ましい。

なお、熱間加工には熱間鍛造、熱間圧延等、通常公知の方法を利用できるが、経済性、制御性等を考慮すると、熱間鍛造が好ましい。

熱間加工後、所望する機械的特性に応じて再加熱処理や焼戻しを単独または組み合わせて実施する。再加熱処理を行う場合は、Ａｃ_３変態点以上の温度域に加熱する。加熱温度の上限については規定しないが，１１００℃超えになると鋼板表面性状が劣化するため，好ましくは１１００℃以下とする。

また，保持時間についても規定しないが，１ｈｒ超えになるとオーステナイト粒の粗大化により，母材の靭性が劣化するので１ｈｒ以内が望ましく，熱処理炉内の均熱が良ければ，短時間の保持でも良い。なお、Ａｃ_３点（℃）は、化学組成との相関が概ね以下の式で整理できる。
Ａｃ_３点（℃）＝８５４−１８０Ｃ＋４４Ｓｉ−１４Ｍｎ−１７．８Ｎｉ−１．７Ｃｒ
（ただし，Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ：各合金元素の含有量（ｍａｓｓ％））
熱間加工後、または再加熱後に焼もどし処理を施す場合は、４００℃以上６５０℃以下に加熱する。母材の靭性および延性を向上させる効果を得るため，加熱温度は４００℃以上とし、６５０℃を超えると母材強度が大幅に低下するため、４００℃以上６５０℃以下とする。

尚、熱間加工終了後の冷却は、所望する機械的特性に応じて，空冷、加速冷却、水冷など、適宜選定する。

本発明では，熱間加工後に熱間圧延して所望の板厚の鋼板とし、得られた鋼板は所望する機械的性質に応じて、熱間圧延ままとしたり、再加熱処理や焼戻し処理を単独または組み合わせて施すことが可能である。

２．熱間圧延条件
再加熱温度：１０００℃〜１２５０℃
熱間圧延のため、熱間加工後に１０００℃〜１２５０℃で再加熱する。再加熱温度が１０００℃未満では，熱間圧延での変形抵抗が高く，１パス当たりの圧下量が大きく取れなくなることから，圧延パス数が増加し，圧延能率の低下を招くとともに，鋼素材（スラブ）中の鋳造欠陥を圧着することができない場合が生じる。

一方，再加熱温度が１２５０℃を超えると，加熱時のスケールによって表面疵が生じやすく，圧延後の手入れ負荷が増大するため，１０００〜１２５０℃とする。

圧延終了温度：７５０℃以上
圧延終了温度が７５０℃未満の場合，変形抵抗が高くなるため，圧延荷重が増大し，圧延機への負担が大きくなる。また，厚肉材を７５０℃未満の圧延温度まで低下させるためには，圧延途中で待機する必要があり，生産性を大きく阻害する。このため，圧延終了温度を７５０℃以上とする。

圧延ままとする場合、圧延終了後の冷却速度が６０℃／ｓを超えると，鋼板位置による温度制御が困難となり，材質ばらつきが生じやすくなるため、６０℃／ｓ未満とすることが望ましい。冷却速度は板厚方向の各位置における冷却速度を平均した平均冷却速度とする。
３．熱処理条件
圧延終了後の熱処理は、１．Ａｃ_３変態点以上の温度域に再加熱後、焼きならし、２．Ａｃ_３変態点以上の温度域に再加熱後、焼入れ、または、３．圧延終了後の直接焼入れのいずれかとする。これらのいずれかの熱処理後、熱間加工後の焼戻し条件に準じて、適宜焼戻しを行う。

尚、熱間加工後に熱間圧延して得られた鋼板のミクロ組織は、所望する機械的特性に応じて施した熱処理によって，フェライト、パーライト、ベイナイトおよびマルテンサイト等のいずれか、あるいは複相の混合組織が得られる。

転炉-取鍋精錬-連続鋳造法で、種々の成分組成に調製した厚さ３１０ｍｍの鋼スラブ（鋼素材）を，種々の条件で熱間鍛造して鋼板とし、一部の鋼板には、熱間鍛造後、熱間圧延および／または熱処理を施した。表１に鋼板の成分組成を、表２に熱間鍛造、熱間圧延および熱処理条件を示す。

得られた鋼板の板厚１/２位置のＣ方向から，ＪＩＳ４号引張試験片を採取し，ＪＩＳＺ２２４１（１９９８年）の既定に準拠して引張試験を実施し、引張特性を調査した。

母材靭性は各鋼板の板厚１/４位置のＣ方向から，ＪＩＳＺ２２０２（１９９８年）の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４２（１９９８年）の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、０℃における吸収エネルギー（ｖＥ_０）を求めて評価した。

板厚方向の延性は各鋼板の板厚方向から，ＪＩＳＧ３１９９（１９９２年）の規定に準拠して厚さ方向引張試験片（タイプｂ）を採取し、ＪＩＳＺ２２４１（１９９８年）の規定に準拠して引張試験を実施し、絞り値（Ｒ．Ａ．）を求めて評価した。

さらに、各鋼板について，ＪＩＳＺ３１５８（１９９３年）に準拠して，y形溶接割れ試験を実施し，室温（２５℃）におけるルート部割れ発生率を求めて溶接性を評価した。なお，供給ワイヤは，ＪＩＳＺ３２１２相当を使用した。

得られた結果を、表３に示す。発明例はいずれも，０℃でのシャルピー衝撃試験による吸収エネルギーが１００Ｊ以上の高い靭性、板厚方向引張試験による絞り値がいずれも６０％以上の高い延性が得られることが認められる。さらに、y形溶接割れ試験において，ルート部での割れは発生しない．
一方、本発明の範囲を外れる比較例は、靭性、あるいは板厚方向の延性が目標値を満足しないか、y形溶接割れ試験において，ルート部で割れが発生する。

Claims

鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．２０％
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｍｎ：０．３〜３．０％
Ｐ：０．０３％以下
Ｓ：０．００５％以下
Ａｌ：０．１％以下
Ｎ：０．０２％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、１１００〜１３５０℃に再加熱後、１０００℃以上における歪速度を０．０５〜３／ｓ、累積圧下量１５％以上とする熱間加工を施すことを特徴とする溶接性と板厚方向の延性に優れた厚鋼板の製造方法。
請求項１に記載した鋼組成に、質量％でさらに、
Ｃａ：０．００５％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、１１００〜１３５０℃に再加熱後、１０００℃以上における歪速度を０．０５〜３／ｓ、累積圧下量１５％以上とする熱間加工を施すことを特徴とする溶接性と板厚方向の延性に優れた厚鋼板の製造方法。
請求項１または２に記載した鋼組成に、質量％でさらに、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％
Ｎｉ：０．０１〜３．０％
Ｃｒ：０．０１〜３．０％
Ｍｏ：０．０１〜３．０％
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｖ：０．１％以下、
Ｔｉ：０．０５％以下、
Ｂ：０．００５％以下
ＲＥＭ：０．０２％以下
Ｍｇ：０．００５％以下
の一種または二種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、１１００〜１３５０℃に再加熱後、１０００℃以上における熱間加工の歪速度を０．０５〜３／ｓ、累積圧下量１５％以上とすることを特徴とする溶接性と板厚方向の延性に優れた厚鋼板の製造方法。
熱間加工後、更に４００〜６５０℃で焼戻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性と板厚方向の延性に優れた厚鋼板の製造方法。
熱間加工後、更に１０００〜１２５０℃に再加熱する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性と板厚方向の延性に優れた厚鋼板の製造方法。
再加熱後、更に４００〜６５０℃で焼戻すことを特徴とする請求項５記載の溶接性と板厚方向の延性に優れた厚鋼板の製造方法。
熱間加工後、更に１０００〜１２５０℃に再加熱し、圧延終了温度が７５０℃以上となる熱間圧延を行う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性と板厚方向の延性に優れた厚鋼板の製造方法。
熱間圧延後、更にＡｃ_３変態点以上に再加熱することを特徴とする請求項７記載の溶接性と板厚方向の延性に優れた厚鋼板の製造方法。
再加熱後、更に４００〜６５０℃で焼戻すことを特徴とする請求項８記載の溶接性と板厚方向の延性に優れた厚鋼板の製造方法。