(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
引張強さが４９０ＭＰａ以上７２４ＭＰａ以下で、板厚が３５ｍｍ以上７０ｍｍ以下の高張力厚鋼板を溶接して得た高張力厚鋼板の溶接継手において、
前記鋼板とこの鋼板の溶接熱影響部を含む溶接部とからなり、
前記鋼板は、
質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．３％、
Ｓｉ：０．０１〜２％、
Ｍｎ：０．１〜３％、
Ａｌ：０．００３〜０．１％、
Ｎ：０．００１〜０．０１％を含有すると共に、
Ｐ：０．０２％以下及び
Ｓ：０．０１％以下に規制し、
残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
前記鋼板及び前記溶接熱影響部は、板厚の１／４の位置での２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃特性が破面遷移温度で−２０℃以下であり、
かつ前記鋼板の表面から板厚の１／６の位置までの範囲の降伏応力ＹＰSと、板厚の１／４の位置から板厚中心までの範囲の降伏応力ＹＰCとの比（ＹＰS／ＹＰC）が１．３以下であることを特徴とする高張力厚鋼板の溶接継手。
【請求項２】
前記鋼板は、更に、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％及びＣａ：０．０００５〜０．００３％を含有し、
かつ前記鋼板及び前記溶接熱影響部の組織中には、平均円相当径が０．００５〜２μｍの酸化物粒子が、単位面積当たりの個数で、１００〜３０００個／ｍｍ2含まれていることを特徴とする請求項１に記載の高張力厚鋼板の溶接継手。
【請求項３】
前記鋼板は、更に、質量％で、Ｍｇ：０．０００１〜０．００２％を含有することを特徴とする請求項２に記載の高張力厚鋼板の溶接継手。
【請求項４】
前記鋼板におけるＳ含有量が、質量％で、０．００２〜０．０１％であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高張力厚鋼板の溶接継手。
【請求項５】
前記鋼板は、更に、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜２％、Ｍｏ：０．０５〜２％、Ｗ：０．０５〜２％、Ｖ：０．０１〜０．２％、Ｎｂ：０．００３〜０．１％、Ｔａ：０．０１〜０．２％及びＺｒ：０．００５〜０．１％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の高張力厚鋼板の溶接継手。
【請求項６】
前記鋼板は、更に、質量％で、Ｙ：０．００１〜０．０１％及びＣｅ：０．００５〜０．１％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の高張力厚鋼板の溶接継手。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、引張強さが４９０ＭＰａ以上で、板厚が３５ｍｍ以上の高張力厚鋼板を溶接して得た高張力厚鋼板の溶接継手に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、船舶及び海洋構造物等の溶接構造物の大型化に伴い、使用される鋼の高強度化及び厚手化が進められている。また、安全性の追求から、厚手高強度化の要求と共に低温靱性に対する要求も厳格化してきている。
【０００３】
低温靱性の厳格化は、シャルピー衝撃試験における試験温度の低温下及び要求吸収エネルギーの増加にも反映されるが、より実際の構造物に近い全厚での大型破壊試験による破壊靱性値の要求も増加している。即ち、脆性破壊の発生破壊靱性（Ｋｃ値）については、母材だけでなく、溶接継手についても、全厚でのディープノッチ試験及びＣＴＯＤ試験での保証が求められ、更に一旦発生した脆性き裂の停止能力を表す脆性き裂伝播停止破壊靱性値としてのＫｃａ値を、最低限母材において保証することが求められている。
【０００４】
従来、継手の脆性破壊特性に関しては、溶接継手において靱性が最も劣化する可能性が高い溶接熱影響部（Ｈｅａｔ  Ａｆｆｅｃｔｅｄ  Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）の靱性に注目し、この部分の靭性を向上させるために、ＨＡＺの組織微細化を中心に金属組織学的な靱性向上が図られている。そして、その評価手段としては、鋼板の一定位置から採取された小型の試験片を使用したシャルピー衝撃試験が一般的であり、このシャルピー衝撃試験の結果を向上させるための金属組織学的手法が、鋼板全体の脆性破壊特性の向上にも適用されている。
【０００５】
しかしながら、母材においては、鋼板の組織、強度特性及び靱性が板厚方向に変化しており、ＨＡＺにおいては、さらに複雑な組織及び機械的性質の分布を有している。このため、シャルピー衝撃特性で評価される全厚での破壊靱性値は、この複雑な組織及び機械的性質の分布の総合的特性として決定される。特に、母材が厚手材になる程、全厚で測定される破壊靱性値と、シャルピー衝撃試験のような小型試験との差が大きくなる。従って、シャルピー衝撃特性に基づいて、特定位置での靱性だけを向上させただけでは、必ずしもＫｃ値及びＫｃａ値を直接的に向上させることができない場合もある。また、母材である鋼板の破壊靱性値及び継手全体としての破壊靱性値を、金属組織学的な手段だけで確実に向上させるためには、鋼板及び継手の全ての位置において靱性を高める必要がある。このため、高価な合金元素を多量に添加したり、ＴＭＣＰ技術を駆使したりする必要が生じ、製造コストの増加及び溶接性の劣化を伴う問題が生じる。
【０００６】
そこで、従来、靱性分布を制御することによって、鋼板全体の破壊靱性値を向上させる技術が提案されている（例えば、特許文献１参照。）。この特許文献１に記載の溶接用構造用鋼板においては、Ｎｉ等の高価な元素を添加せずに、Ｋｃａ特性及びＮＤＴ特性を両立させるため、粗圧延後、表層部のみ冷却してＡｒ１点以下とした後、板厚内部の顕熱により復熱しながら圧延することにより、表層から少なくとも０．１ｍｍ以上の範囲を、平均円相当径で３μｍ以下のフェライト粒からなり、かつそのフェライト粒の同一結晶方位を有する集合組織のコロニーのアスペクト比（長径／短径）が４以上の組織により構成している。
【０００７】
【特許文献１】特開平５−１４８５４２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかしながら、前述した従来の技術には、以下に示す問題点がある。特許文献１に記載の技術は、鋼板の表層部に靱性が極めて良好な超細粒組織を形成させて、鋼板全体としてのＫｃａ値を高める技術であるが、溶接継手としたときの破壊靱性値については考慮されていない。更に、従来、個々の位置での化学組成の調整及び組織制御によるシャルピー衝撃特性の向上だけでなく、鋼板の板厚方向又は継手全体における組織及び機械的性質の分布の総合的制御という観点で、母材のＫｃａ値に加えて、母材及び継手の脆性破壊発生の破壊靱性値（Ｋｃ値）を向上させる技術は、開発されていない。
【０００９】
本発明は、上記問題点に鑑みてなされたものであって、板厚が３５ｍｍ以上の厚手高張力鋼板を溶接した継手において、脆性破壊発生の破壊靱性値（Ｋｃ値）及び脆性破壊き裂伝播停止破壊靱性値（Ｋｃａ値）の両方が良好な高張力鋼板の溶接継手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】
【００１０】
本発明に係る高張力厚鋼板の溶接継手は、引張強さが４９０ＭＰａ以上７２４ＭＰａ以下で、板厚が３５ｍｍ以上７０ｍｍ以下の高張力厚鋼板を溶接して得た高張力厚鋼板の溶接継手において、前記鋼板とこの鋼板の溶接熱影響部を含む溶接部とからなり、前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．３％、Ｓｉ：０．０１〜２％、Ｍｎ：０．１〜３％、Ａｌ：０．００３〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含有すると共に、Ｐ：０．０２％以下及びＳ：０．０１％以下に規制し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、前記鋼板及び前記溶接熱影響部は、板厚の１／４の位置での２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃特性が破面遷移温度で−２０℃以下であり、かつ前記鋼板の表面から板厚の１／６の位置までの範囲の降伏応力ＹＰＳと、板厚の１／４の位置から板厚中心までの範囲の降伏応力ＹＰＣとの比（ＹＰＳ／ＹＰＣ）が１．３以下であることを特徴とする。
【００１１】
この溶接継手では、前記鋼板は、更に、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％及びＣａ：０．０００５〜０．００３％を含有しており、かつ前記鋼板及び前記溶接熱影響部の組織中には、平均円相当径が０．００５〜２μｍの酸化物粒子が、単位面積当たりの個数で、１００〜３０００個／ｍｍ２含まれていてもよい。
【００１２】
また、前記鋼板は、更に、質量％で、Ｍｇ：０．０００１〜０．００２％を含有することもできる。
【００１３】
更に、前記鋼板におけるＳ含有量は、例えば、質量％で、０．００２〜０．０１％としてもよい。
【００１４】
更にまた、前記鋼板は、更に、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜２％、Ｍｏ：０．０５〜２％、Ｗ：０．０５〜２％、Ｖ：０．０１〜０．２％、Ｎｂ：０．００３〜０．１％、Ｔａ：０．０１〜０．２％及びＺｒ：０．００５〜０．１％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有していてもよく、また、Ｙ：０．００１〜０．０１％及びＣｅ：０．００５〜０．１％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有していてもよい。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、引張強さが４９０ＭＰａ以上で、板厚が３５ｍｍ以上の厚手高張力鋼板の溶接継手において、母材となる鋼板の組成を適正化すると共に、鋼板及び溶接熱影響部における板厚の１／４位置での低温靱性、及び母材における鋼板表層部と内部の各降伏応力の比を適正化しているため、脆性破壊発生の破壊靱性値（Ｋｃ値）及び脆性破壊き裂伝播停止破壊靱性値（Ｋｃａ値）の両方を良好にすることができ、産業上の効果は極めて大きい。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１６】
以下、本発明を実施するための最良の形態について、詳細に説明する。本発明者は溶接継手の破壊靱性値の支配因子を詳細に検討し、従来から知られているように、比較的厚さの薄い溶接継手では、板厚の１／４位置でのシャルピー衝撃特性と、全厚の脆性破壊発生の破壊靱性値（Ｋｃ値）又は脆性破壊き裂伝播停止破壊靱性値（Ｋｃａ値）との間には相関はあるものの、板厚が３５ｍｍ以上の厚手の溶接継手においては、板厚の１／４位置でのシャルピー衝撃特性が同等でも、溶接継手の全厚のＫｃ値及び／又はＫｃａ値が大きく異なる場合があることを確認した。また、この原因を鋼材の成分、組織及び機械的性質等から調べた結果、溶接継手の全厚におけるＫｃ値及びＫｃａ値の破壊靱性値は、シャルピー衝撃特性の他に、特に、母材となる鋼板の板厚方向の降伏応力（ＹＰ）分布が、大きな影響していることを知見した。
【００１７】
本発明は上記知見に基づき、溶接継手の母材である板厚が３５ｍｍ以上の厚手の鋼板及びその溶接熱影響部における板厚の１／４位置での低温靱性、及び母材（鋼板）の表層部の降伏応力と内部の降伏応力との比を適正化することにより、溶接継手全厚のＫｃ値及びＫｃａ値の破壊靱性値を向上するものであり、その要件とするところは下記に示す通りである。
【００１８】
即ち、本発明の高張力厚鋼板の溶接継手（以下、単に溶接継手という。）は、板厚が３５ｍｍ以上の高張力厚鋼板を溶接して得た継手であり、母材である鋼板と、この鋼板の溶接熱影響部を含む溶接部とにより構成される。そして、この鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．３％、Ｓｉ：０．０１〜２％、Ｍｎ：０．１〜３％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００３〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる組成を有する。また、鋼板及びその溶接熱影響部は、板厚の１／４の位置での２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃特性が破面遷移温度で−２０℃以下であり、かつ鋼板の表面から板厚の１／６の位置までの範囲の降伏応力ＹＰＳと、板厚の１／４の位置から板厚中心までの範囲の降伏応力ＹＰＣとの比（ＹＰＳ／ＹＰＣ）が下記数式（１）を満足するものである。
【００１９】
【数１】
0005435837.tif 000002
【００２０】
図１は横軸に鋼板の表層部の降伏応力ＹＰＳと、鋼板の内部の降伏応力ＹＰＣとの比（ＹＰＳ／ＹＰＣ）をとり、縦軸に継手のＫｃ値をとって、各破面遷移温度（ｖＴｒｓ）における継手のＫｃ値とＹＰＳ／ＹＰＣとの関係を示すグラフ図であり、図２はシャルピー衝撃試験と大型破壊試験との違いを示す概念図である。なお、図１に示すＫｃ値は、溶接継手の溶接金属と溶接熱影響部との境界（フュージョンライン：ＦＬ）において、図２に示すように全厚にノッチを入れたディープノッチ試験によって測定された−２０℃におけるＫｃ値である。また、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）及び鋼板の表層部の降伏応力ＹＰＳと鋼板の内部の降伏応力ＹＰＣとの比（ＹＰＳ／ＹＰＣ）は、板厚のｔ／４位置を中心とする範囲のみにノッチを入れた２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験によって測定した値である。
【００２１】
また、鋼板の表層部の降伏応力ＹＰＳは、溶接継手の母材部である鋼板の表面から板厚の１／６位置までの範囲の降伏応力、鋼板の内部の降伏応力ＹＰＣは、板厚の１／４位置から板厚中心までの範囲の降伏応力を示す。これらの降伏応力ＹＰＳ及びＹＰＣの測定は、夫々鋼板の表面から板厚の１／６位置及び板厚の１／４位置から板厚中心までを試験片厚とする板状引張試験片を使用して行うことが好ましいが、鋼板が厚く、各試験片の厚さが引張試験機の能力を超えてしまう場合は、夫々の範囲を分割して複数の板状又は丸棒引張試験片を採取し、これらの試験片を使用して試験を行った後、各分割位置での降伏応力を平均してもよい。
【００２２】
更に、上述した測定に使用した溶接継手は、炭素当量が約０．３〜０．５質量％程度の種々の化学組成を有する高張力鋼を、熱間圧延する際に圧延条件又は圧延後の冷却・熱処理条件を変えることによって板厚方向の強度分布を変化させ、板厚が５０ｍｍ、引張強度ＴＳが４９０〜６００ＭＰａの厚手鋼板を製造し、これらの厚手鋼板を簡易エレガス溶接法により１パス大入熱溶接を行って作製した。
【００２３】
図１に示すように、シャルピー試験により測定された板厚の１／４位置でのシャルピー衝撃特性（破面遷移温度：ｖＴｒｓ）が同程度の場合でも、ディープノッチ試験により測定された板厚全厚保における脆性破壊発生の破壊靭性（Ｋｃ値）は、鋼板の表層部と内部の降伏応力比（ＹＰＳ／ＹＰＣ）に影響を受ける。特に、上記数式（１）で定義される鋼板の表層部の降伏応力ＹＰＳと鋼板の内部の降伏応力ＹＰＣとの比（ＹＰＳ／ＹＰＣ）が１．３を超えて高くなると、継手のＫｃ値は大きく低下する。これは、溶接継手が荷重を受けた際に、母材鋼板の表層部の降伏応力ＹＰＳが鋼板の内部の降伏応力ＹＰＣに比べて高く、上述した降伏応力比（ＹＰＳ／ＹＰＣ）が１．３を超えるような条件の場合には、鋼板の変形が拘束され、その結果、板厚中心部での局部応力が通常よりも上昇する。このような理由から、シャルピー衝撃試験のような小型試験で得られる板厚の１／４位置での低温靱性が良好であっても、Ｋｃ値が大きく低下ことがある。
【００２４】
本発明者は、このような現象は、母材が板厚３５ｍｍ以上の厚板の場合に特に顕著となり、化学組成及び微視組織にはよらず、また継手及び母材の違いによらず、更にディープノッチ試験及びＣＴＯＤ試験で求められる脆性破壊発生の破壊靱性値（Ｋｃ値）だけでなく、２重引張試験及びＥＳＳＯ試験により測定される脆性き裂の伝播停止破壊靱性値（Ｋｃａ値）においても同様であることを確認した。
【００２５】
一方、図１に示すように、上記数式（１）で定義される鋼板の表層部の降伏応力ＹＰＳと鋼板の内部の降伏応力ＹＰＣとの比（ＹＰＳ／ＹＰＣ）が１．３以下の条件であっても、板厚の１／４位置でのシャルピー衝撃特性（ｖＴｒｓ）が低下することにより、脆性破壊発生の破壊靱性値（Ｋｃ値）は低下する。このため、目標とする脆性破壊発生の破壊靱性値（Ｋｃ値）を確保するためには、板厚の１／４位置でのシャルピー衝撃特性（ｖＴｒｓ）も良好にする必要がある。
【００２６】
図１によれば、溶接継手における板厚の１／４位置でのシャルピー衝撃特性（ｖＴｒｓ）が−２０℃以下を満足し、上記数式（１）式で定義される鋼板の表層部（鋼板の表面から板厚の１／６位置までの範囲）の降伏応力ＹＰＳと鋼板の内部（板厚の１／４位置から板厚中心までの範囲）の降伏応力ＹＰＣとの比（ＹＰＳ／ＹＰＣ）が１．３以下を満足する条件であれば、溶接継手の全厚における脆性破壊発生の破壊靱性値（Ｋｃ）を、３９２０Ｎ／ｍｍ１．５（４００ｋｇｆ／ｍｍ１．５）以上とすることができる。
【００２７】
同様に、本発明者は、板厚５０ｍｍの厚手鋼板を溶接した溶接継手について、上述した降伏応力比（ＹＰＳ／ＹＰＣ）と、ＥＳＳＯ試験により測定される溶接継手における鋼板（母材）の脆性き裂の伝播停止破壊靱性値（Ｋｃａ値）及び板厚の１／４位置でのシャルピー衝撃特性（ｖＴｒｓ）との関係についても検討し、この板厚の１／４位置でのシャルピー衝撃特性（ｖＴｒｓ）が−２０℃以下を満足し、かつ降伏応力比（ＹＰＳ／ＹＰＣ）が１．３以下を満足する条件にしたとき、鋼板（母材）の全厚における脆性き裂の伝播停止破壊靱性値（Ｋｃａ値）が３９２０Ｎ／ｍｍ１．５（４００ｋｇｆ／ｍｍ１．５）となる温度が−４０℃以下となり、伝播停止破壊靱性も良好となることを確認している。
【００２８】
以上の検討結果から、本発明においては、溶接継手の全厚における脆性破壊発生の破壊靱性値（Ｋｃ）及び溶接継手における鋼板の脆性き裂の伝播停止破壊靱性値（Ｋｃａ値）を十分に向上するために、溶接継手における鋼板（母材）及び溶接熱影響部の夫々について、板厚の１／４位置での２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃特性が破面遷移温度で−２０℃以下を満足し、かつ鋼板の表面から板厚の１／６位置までの範囲の降伏応力ＹＰＳと、板厚の１／４位置から板厚中心までの範囲の降伏応力ＹＰＣとの比（ＹＰＳ／ＹＰＣ）が上記数式（１）の関係を満足することとした。
【００２９】
なお、上述した降伏応力比（ＹＰＳ／ＹＰＣ）の下限は、脆性破壊発生の破壊靱性値（Ｋｃ）を向上させる点からは特に限定する必要はなく、鋼板の表層部の過度な軟質化によって継手強度が要求値を下回ることがない範囲で、この降伏応力比（ＹＰＳ／ＹＰＣ）を低下することができる。
【００３０】
また、溶接継手の脆性破壊発生の破壊靱性値（Ｋｃ値）、脆性破壊き裂伝播停止破壊靱性値（Ｋｃａ値）及びシャルピー衝撃特性は、以下の方法で測定することができる。脆性破壊発生の破壊靱性値（Ｋｃ値）は、例えば、ディープノッチ試験により求めることができる。具体的には、図２に示すように、突き合わせ継手から幅が４００ｍｍ程度の試験片を作製し、溶接金属と母材鋼板の溶接熱影響部との境界部に先端径の小さい機械加工により鋼板全厚にわたる切欠き（以下、ノッチともいう）を、試験片の端部両側又は幅方向の中央部に設け、この切欠きに直角な方向に荷重をかけ、脆性破壊が発生したときの荷重から脆性破壊発生の破壊靱性値（Ｋｃ値）求める。
【００３１】
脆性破壊き裂伝播停止破壊靱性値（Ｋｃａ値）は、例えば、ＥＳＳＯ試験により求めることができる。具体的には、前述のディープノッチ試験とほぼ同様の試験片幅の全厚試験片に対して、試験片の端部片側にノッチを導入し、一定の予荷重をかけると共に、ノッチ部から試験片幅方向の反対側にわたって、ノッチから遠ざかるに伴い温度が上昇する温度勾配を設けた上で、ノッチ部に楔を打ち込む等によって脆性破壊を発生させる。そして、この脆性破壊が停止した位置と荷重とから、脆性破壊停止時の応力拡大係数、即ち、脆性破壊き裂伝播停止破壊靱性値（Ｋｃａ値）を求める。このように、上述の如く、脆性破壊発生の破壊靱性値（Ｋｃ値）及び脆性破壊き裂伝播停止破壊靱性値（Ｋｃａ値）は、溶接継手の全厚試験片に対して測定されるため、通常、大型の試験装置が使用される。
【００３２】
これに対して、シャルピー衝撃試験は、ディープノッチ試験及びＥＳＳＯ試験に比べて簡便な小型試験装置を使用することができ、試験片の厚さも標準的には１０ｍｍ程度である。このため、板厚が厚い鋼板においては、全厚での靭性を表すものではなく、例えば、板厚の１／４位置での特定温度における吸収エネルギー及び破面遷移温度（ｖＴｒｓ）等によって、鋼材同士の靭性の相対評価及び簡便な品質管理として利用される。なお、シャルピー試験片は、き裂進展長さは最大でも８ｍｍであり、また、ノッチもそれほど先端半径が小さくない機械ノッチであるため、シャルピー衝撃特性は脆性破壊の発生特性を表しているものと考えられる。
【００３３】
本発明は、上述した溶接継手における鋼板（母材）及び溶接熱影響部の夫々について、板厚の１／４位置での２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃特性が共に破面遷移温度で−２０℃以下を満足し、かつ鋼板の表面から板厚の１／６位置までの範囲の降伏応力ＹＰＳと、板厚の１／４位置から板厚中心までの範囲の降伏応力ＹＰＣとの比（ＹＰＳ／ＹＰＣ）が、上記数式（１）の関係を満足するように、溶接継手の母材鋼板の化学組成を規定する必要がある。
【００３４】
次に、本発明の溶接継手における母材鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、本発明の溶接継手においては、溶接部のうち溶接金属を除いた部分、即ち、溶接熱影響部は、溶接材料の溶融による成分混入はないため、その成分組成は以下に示す母材鋼板の成分組成と同じものとなる。また、以下の説明においては、特に説明のない限り、「％」は「質量％」を意味するものとする。
【００３５】
Ｃ：０．０１〜０．３％
Ｃは、鋼の強度を向上させる有効な成分として含有するものである。しかしながら、Ｃ含有量が０．０１％未満では、溶接継手に必要な母材強度の確保が困難となる。一方、Ｃ含有量が０．３％を超える程の過剰の含有は、母材靱性が著しく劣化するため、脆性破壊発生の破壊靱性値（Ｋｃ値）及び脆性破壊き裂伝播停止破壊靱性値（Ｋｃａ値）が共に劣化する。また、Ｃ含有量が０．３％を超えると、耐溶接割れ性も低下するため好ましくない。従って、Ｃ含有量は０．０１〜０．３％の範囲とする。
【００３６】
Ｓｉ：０．０１〜２％
Ｓｉは、鋼中の脱酸元素として、また、母材の強度確保に有効な元素である。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．０１％未満の場合、これらに関して明確な効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が２％を超える過剰の含有は、鋼中に粗大な酸化物を形成して母材の延性や靭性の劣化を招く。そこで、Ｓｉの含有量は０．０１〜２％とする。
【００３７】
Ｍｎ：０．１〜３％
Ｍｎは、母材の強度及び靭性の確保に必要な元素であり、また、Ｓと結合して硫化物を形成し、更に、酸化物と複合化するか又は酸化物周囲に析出することにより、特に溶接熱影響部のピン止めによる加熱オーステナイト粒の微細化に効果をもたらす。
しかしながら、母材鋼板中のＭｎ含有量が０．１％未満の場合、このような効果が得られない。一方、Ｍｎを過剰に含有すると、具体的には、Ｍｎ含有量が３％を超えると、硬質相の生成及び粒界脆化等により、母材靱性、溶接部の靭性、更には溶接割れ性等が劣化する。よって、Ｍｎ含有量は０．１〜３％とする。
【００３８】
Ａｌ：０．００３〜０．１％
Ａｌは、鋼中の脱酸として作用する他、Ａｌ酸化物を形成し、特に、溶接熱影響部においてピン止めによる加熱オーステナイト粒径の細粒化に有効な元素である。しかしながら、Ａｌ含有量が０．００３％未満の場合、加熱オーステナイト粒径の細粒化により靭性を高める効果が得られない、一方、Ａｌを過剰に含有すると、具体的にはＡｌ含有量が０．１％を超えると、溶接熱影響部においてピン止めによる加熱オーステナイトの微細化に有効なＡｌ酸化物の微細分散が困難となり、逆に粗大な酸化物が形成するため靱性が劣化する。このため、Ａｌ含有量は０．００３％〜０．１％とする。
【００３９】
Ｎ：０．００１〜０．０１％
Ｎは、鋼中で固溶状態のときには、母材の延性及び靭性に悪影響を及ぼす。このため、母材の延性及び靭性を確保するためには、Ｎ含有量をできるだけ低減することが望ましい。具体的には、Ｎ含有量が０．０１％を超えると、固溶Ｎが増加することによる延性及び靭性への悪影響が顕著となる。一方、鋼中のＮを完全に除去することは工業的に不可能であり、Ｎを必要以上に低減することは、製造工程に過大な負荷をかけるため好ましくない。また、Ｎは、Ａｌ及び後述するＴｉと結合して窒化物を形成し、母材鋼板及びその溶接熱影響部においてオーステナイト粒の微細化や析出強化に有効に働くため、その含有量が微量であれば、母材鋼板の強度及び靭性等の機械的特性向上に有効である。しかしながら、Ｎ含有量が０．００１％未満の場合、このような効果は得られない。よって、Ｎ含有量は、延性及び靭性への影響が許容でき、かつ工業的に制御が可能で、更に製造工程への負荷が許容できる範囲、即ち、０．００１〜０．０１％とする。
【００４０】
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、不純物元素であり、母材鋼板の機械的性質に対して有害であるため、極力低減する方が好ましい。特に、Ｐ含有量が０．０２％を超えると、機械的性質が低下する。そこで、本発明の溶接継手においては、母材鋼板におけるＰ含有量を、実用上悪影響が許容できる量以下、即ち、０．０２％以下に規制する。
【００４１】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓも前述のＰと同様に、母材鋼板の延性及び靱性に悪影響を及ぼす不純物元素であり、０．０１％を超える量のＳを含有すると、母材の延性や靱性が低下する。よって、Ｓ含有量は０．０１％以下に規制する。また、Ｓは、Ｍｎ等と結合し、酸化物粒子の周囲にこれらの硫化物を形成することにより、特に溶接継手の溶接熱影響部においてピン止めにより加熱オーステナイト粒径の粗大化を抑制し、靭性を高める効果がある。この効果を発揮させるためには、Ｓ含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。更に、母材鋼板の延性及び靱性をより向上させるためには、Ｓ含有量を０．００５％以下にすることが好ましい。
【００４２】
以上が本発明の溶接継手の母材鋼板における基本的な成分組成の限定理由であるが、本発明の溶接継手においては、特に、母材鋼板及びその溶接熱影響部における低温靭性を向上させるために、母材中に上記各元素に加えて、Ｔｉ及びＣａを含有させることもできる。
【００４３】
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉは、前述したＡｌと同様に脱酸作用を有する元素である。また、Ｔｉは、Ａｌに比べてＯとの親和力が小さいため、Ａｌに比べ鋼中に残存する酸化物は少ないが、Ａｌ酸化物を微細分散化させる作用を有するため、Ａｌと共に添加することにより、特に溶接熱影響部においてピン止めによる加熱オーステナイト粒径の微細化を促進させ、靭性を高める効果がある。更に、Ｎと結合してＴｉ窒化物を形成し、母材鋼板の強度及び靭性等の機械的特性を向上させる作用がある。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．００５％未満の場合、これらの効果を十分に発揮されない。一方、Ｔｉ含有量が０．０３％を超えると、粗大なＴｉＮ及び酸化物を形成し、靭性が低下する虞がある。このため、本発明の溶接継手においては、母材鋼板にＴｉを含有させる場合は、その含有量を０．００５〜０．０３％とする。
【００４４】
Ｃａ：０．０００５〜０．００３％
Ｃａは、Ａｌ及びＴｉよりも強い脱酸作用があり、Ａｌと共に添加することにより、溶接熱影響部において酸化物を微細分散して加熱オーステナイトの微細化を促進し、更に靭性を高める効果がある。しかしながら、Ｃａ含有量が０．０００５％未満の場合、この効果が発揮されない。一方、Ｃａ含有量が０．００３％を超えると、粗大な硫化物及び酸化物が形成されるため、却って靭性が低下する虞がある。このため、本発明の溶接継手においては、母材鋼板にＣａを含有させる場合は、その含有量を０．０００５〜０．００３％とする。
【００４５】
また、本発明の溶接継手においては、母材中に上記各元素に加えて、Ｍｇを含有させてもよい。
【００４６】
Ｍｇ：０．０００１〜０．００２％
Ｍｇは、前述のＡｌ及びＴｉよりも強い脱酸作用があり、Ａｌと共に添加することにより、溶接熱影響部において酸化物微細分散を促進させ、靭性を高める効果がある。しかしながら、Ｍｇ含有量が０．０００１％未満の場合、この効果が得られない。一方、Ｍｇ含有量が０．００２％を超えると、酸化物の粗大化し、却って靭性が低下することが懸念される。よって、母材鋼板にＭｇを含有させる場合は、その含有量を０．０００１〜０．００２％とする。
【００４７】
本発明の溶接継手においては、更に、溶接継手における母材鋼板の強度及び靭性の調整のために、必要に応じて、上記各成分に加えて、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｚｒ及びＢからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有することもできる。
【００４９】
Ｃｕ：０．０５〜１．５％
Ｃｕは、Ｎｉとほぼ同様の母材鋼板の強度及び靭性を共に向上する効果を有する元素である。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．０５％未満の場合、その効果が発揮されない。一方、Ｃｕ含有量が１．５％を超えると、熱間加工性及びＨＡＺ靭性に問題が生じる。このため、本発明の溶接継手においては、母材鋼板にＣｕを添加する場合は、その含有量を０．０５〜１．５％とする。
【００５０】
Ｃｒ：０．０５〜２％
Ｃｒは、焼入性の向上及び固溶強化による強度向上に有効な元素であるが、母材鋼板中のＣｒ含有量が０．０５％未満の場合、その効果が得られない。一方、Ｃｒを過剰に含有させると、具体的には、Ｃｒ含有量が２％を超えると、硬さの増加及び粗大析出物の形成等により、母材鋼板及びＨＡＺの靭性に悪影響を及ぼす。よって、母材鋼板にＣｕを添加する場合は、その含有量を０．０５〜２％とする。
【００５１】
Ｍｏ：０．０５〜２％
Ｍｏも前述のＣｒと同様の効果を有し、強度向上に有効な元素である。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．０５％未満の場合はその効果が得られず、また、Ｍｏ含有量が２％を超えると、他の特性に悪影響を及ぼす。よって、母材鋼板にＭｏを添加する場合は、その含有量を、添加効果を発揮でき、更に他の特性に悪影響をおよぼさない範囲、即ち、０．０５〜２％に限定する。
【００５２】
Ｗ：０．０５〜２％
Ｗも前述したＣｒ及びＭｏと同様の効果によって強度の向上に有効な元素である。しかしながら、Ｗ含有量が０．０５％未満の場合はその効果が得られず、また、Ｗ含有量が２％を超えると、他の特性に悪影響を及ぼす、よって、母材鋼板にＷを添加する場合は、その含有量を、添加効果を発揮でき、更に他の特性に悪影響をおよぼさない範囲、即ち、０．０５〜２％に限定する。
【００５３】
Ｖ：０．０１〜０．２％
Ｖは、主として析出強化により高強度化に寄与する元素である。しかしながら、Ｖ含有量が０．０１％未満では、その効果が発揮されない。一方、Ｖを過剰に含有すると、具体的にはＶ含有量が０．２％を超えると、析出脆化により靭性が極端に劣化する。よって、本発明の溶接継手においては、母材鋼板にＶを添加する場合は、その含有量を０．０１〜０．２％の範囲に限定する。
【００５４】
Ｎｂ：０．００３〜０．１％
Ｎｂは、変態強化及び析出強化により、微量でも高強度化に寄与する元素である。また、Ｎｂは、オーステナイトの加工及び再結晶挙動に大きな影響を及ぼすため、母材鋼板の靭性向上にも有効である。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．００３％未満の場合、これらの効果が発揮されない。一方、Ｎｂを過剰に含有すると、具体的には、Ｎｂ含有量が０．１％を超えると、靭性が極端に劣化する。よって、本発明の溶接継手においては、母材鋼板にＮｂを添加する場合は、その含有量を０．００３〜０．１％の範囲に限定する。
【００５５】
Ｔａ：０．０１〜０．２％
Ｔａも前述のＮｂと同様の効果を有し、適正量を添加することにより、強度及び靭性の向上に寄与する。しかしながら、Ｔａ含有量が０．０１％未満では効果が明瞭には生ぜず、また、Ｔａ含有量が０．２％を超える過剰な含有では、粗大な析出物に起因した靭性劣化が顕著となる。よって、母材鋼板にＴａを添加する場合は、その含有量を０．０１〜０．２％とする。
【００５６】
Ｚｒ：０．００５〜０．１％
Ｚｒも強度向上に有効な元素であるが、その含有量が０．００５％未満の場合、その効果が発揮されない。一方、Ｚｒを過剰に含有すると、具体的には、Ｚｒ含有量が０．１％を超えると、粗大な析出物を形成して靭性に悪影響を及ぼす。よって、母材鋼板にＺｒを添加する場合は、その含有量を０．００５〜０．１％とする。
【００５８】
更に、本発明の溶接継手においては、母材鋼板の延性向上及び継手靭性の向上等のために、必要に応じて、上記各成分に加えて、Ｙ及び／又はＣｅを含有することもできる。
【００５９】
Ｙ：０．００１〜０．０１％，Ｃｅ：０．００５〜０．１％
Ｙ及びＣｅは、いずれも酸化物を微細化して、母材鋼板及び溶接熱影響部の延性向上及び靭性向上に有効に作用する元素である。しかしながら、Ｙ含有量が０．００１％未満又はＣｅ含有量が０．００５％未満の場合、その効果が発揮されない。一方、これらの元素を過剰に含有すると、具体的には、Ｙ含有量が０．０１％を超えるか、又はＣｅ含有量が０．１％を超えると、硫化物及び酸化物が粗大化し、延性及び靭性の劣化を招く。よって、母材鋼板にＹ及び／又はＣｅを添加する場合は、夫々Ｙ含有量を０．００１〜０．０１％、Ｃｅ含有量を０．００５〜０．１％とする。
【００６０】
以上が本発明の溶接継手における母材鋼板の成分組成に関する限定理由である。なお、本発明の溶接継手の母材鋼板における残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
【００６１】
上記各母材成分のうち、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃａ及びＭｇは、上述したとおり、母材鋼板及びその溶接熱影響部において、ピン止めによる加熱オーステナイト粒を微細化する効果があるが、本発明の溶接継手においては、これらの効果をより安定して向上させるために、更に溶接継手の母材鋼板及び溶接熱影響部中に微細分散させる酸化物中の成分組成及び個数密度の好ましい範囲を規定する。
【００６２】
Ａｌ、Ｔｉ、Ｃａ及びＭｇの酸化物は、特に溶接時に高温に晒される溶接熱影響部において、ピン止めによるオーステナイト粒径の微細化を促進し、靭性向上に特に有効である。また、これらの酸化物は、母材においても加熱オーステナイト粒径の微細化により鋼の焼入性が低減されるため、鋼板の焼入及び加工熱処理において鋼板表面側の強度を過剰に高めず、その結果、鋼板表層部と内部との降伏応力の比を小さくすることで母材の破壊靭性の向上に寄与し得る。
【００６３】
従来から、鋼中に存在する分散粒子は、高温においてオーステナイト粒界の移動をピン止めして粒成長を抑制し、再加熱オーステナイト粒の細粒化を促進させることが知られている。従来、このような作用をする分散粒子としては、Ｔｉ窒化物が知られている。しかしながら、Ｔｉ窒化物は、熱延工程では有効であるが、溶接時における１４００℃以上の高温では固溶する割合が大きくなり、ピン止め効果が小さくなるため、再加熱オーステナイト粒の細粒化効果は十分に得られない。
【００６４】
そこで、本発明の溶接継手では、溶接時に高温に晒される溶接熱影響部においても、固溶せずにピン止め粒子として安定して存在し得るＡｌ、Ｔｉ、Ｃａ及びＭｇの酸化物を活用する。
【００６５】
一方、鋼材中のＭｎ、Ｃａ及びＭｇは、Ｓと結合して硫化物を形成し、上述した酸化物と複合化するか又はこれらの酸化物の周囲に析出することで、分散粒子のサイズを大きくし、上述したピン止めによる再加熱オーステナイト粒の細粒化を更に促進する効果がある。
【００６６】
一般に、分散粒子による結晶粒界のピン止め効果は、鋼中に占める分散粒子の累積体積率が増加する程、また、１個当りの分散粒子のサイズが大きい程その効果が大きくなる。しかしながら、鋼中に占める分散粒子の累積体積率の増加は、分散粒子の構成元素の含有量によって限界がある。また、１個当りの分散粒子のサイズの増大は、分散粒子の累積体積率を低下及び材質に有害な粗大介在物となるため限度がある。
【００６７】
分散粒子の構成元素であるＯ含有量及びＳ含有量が増大すると、酸化物又は酸化物と硫化物とからなる分散粒子は、材質に有害な粗大介在物が増加するため、好ましくない。そこで、本発明の溶接継手においては、Ｏ含有量を増大させずに酸化物ま又は酸化物と硫化物とからなる分散粒子の累積体積分率を増加するため、Ｏとの溶解度積が小さい、即ち、強脱酸元素であるＡｌを活用し、更にＡｌよりも強い脱酸元素であるＣａ、更には必要に応じてＭｇを活用する。
【００６８】
また、Ｔｉは、Ａｌ、Ｃａ及びＭｇに比べて脱酸力は小さいが、ＴｉをＡｌ、Ｃａ及びＭｇと共に添加することにより、Ａｌ、Ｃａ及びＭｇの酸化物を微細分散させ、酸化物又は酸化物と硫化物からなる分散粒子の累積体積率の増加させる効果がある。
【００６９】
本発明者のＡｌと、Ｔｉ、Ｃａ及びＭｇ等の脱酸元素の１種又は２種以上とを複合添加した溶解実験結果によれば、酸化物又は酸化物と硫化物とからなる分散粒子の累積体積率を増加させて、ピン止めによる再加熱オーステナイト粒の細粒化をより促進させるためには、鋼中に生成する酸化物の分散粒子の組成として、酸化物粒子中のＯを除いた全成分元素の質量に対する割合（質量％）で、（１）ＡｌとＴｉ及びＣａとを複合添加する場合は、Ｃａ及びＡｌの含有量を夫々５％以上とし、（２）ＡｌとＴｉ、Ｃａ及びＭｇとを複合添加する場合は、Ｃａ及びＡｌの含有量を夫々５％以上とすると共に、Ｍｇの含有量を１％以上とすることが好ましい。また、上述したＣａ及びＭｇは、硫化物の形成元素であるＭｎに比べて、Ｓとの溶解度積が小さい元素であり、酸化物と複合化するか又は酸化物周辺に析出する硫化物（ＭｎＳ，ＣａＳ，ＭｇＳ）を安定化させて、Ｓ含有量を増加させずに酸化物と硫化物とからなる分散粒子の累積体積分率を増加させる効果がある。
【００７０】
また、本発明者のＡｌと、Ｔｉ、Ｃａ及びＭｇ等の脱酸元素の１種又は２種以上とを複合添加した溶解実験結果によれば、酸化物と硫化物とからなる分散粒子の累積体積率を増加し、ピン止めによる再加熱オーステナイト粒の細粒化をより促進させるためには、鋼中に生成する酸化物と硫化物とからなる分散粒子の組成として、酸化物粒子中のＯを除いた全成分元素の質量に対する割合（質量％）で、（３）ＡｌとＴｉ及びＣａを複合添加する場合は、Ｃａ及びＡｌの含有量を夫々５％以上とすると共にＳ含有量を１％以上とし、（４）ＡｌとＴｉ、Ｃａ及びＭｇとを複合添加する場合は、Ｃａ及びＡｌの含有量を夫々５％以上とすると共にＭｇ及びＳの含有量を１％以上とすることが好ましい。
【００７１】
次に、本発明の溶接継手における鋼板及び溶接熱影響部の組織中に存在する酸化物粒子の平均円相当径、及び単位面積当たりの個数（以下、個数密度ともいう。）の好ましい範囲の限定理由について説明する。なお、酸化物中にＳを含む場合、酸化物と硫化物とが複合化している場合、酸化物を核として硫化物がこの酸化物の周囲に析出している場合のいずれの場合においても、オーステナイトの成長抑制には同等の効果を有する。このため、以下の粒子サイズ及び個数密度の説明において、酸化物の分散粒子と、酸化物と硫化物からなる分散粒子とは、特に断らない限り、同等に扱う。
【００７２】
平均円相当径：０．００５〜２μｍ
上述したように、溶接熱影響部の結晶粒界のピン止め効果は、鋼中に占める分散粒子の累積体積率が増加する程、また１個当りの分散粒子のサイズが大きい程、その効果が大きくなる。酸化物又は酸化物と硫化物とからなる分散粒子の大きさを変化させた溶接継手試験片を使用し、高温に加熱したときのオーステナイト粒径を詳細に調査した結果によれば、分散粒子の平均円相当径が０．００５μｍ未満になると、分散粒子１個当りのピン止め効果が小さくなり、粒界に存在する分散粒子の割合が小さくなるため、加熱オーステナイト粒の微細化効果が安定して得られなくなる。一方、分散粒子の平均円相当径が２μｍを超えると、鋼中に占める分散粒子の累積体積率が減少するため、同様に加熱オーステナイト粒の微細化効果が安定して得られなくなる。これらの理由から、大入熱溶接〜超大入熱溶接に相当する溶接時の加熱温度及び保持時間において、安定的にオーステナイト粒径をピン止めするためには、分散粒子のサイズを平均円相当径で０．００５〜２μｍとすることが好ましい。
【００７３】
単位面積当たりの個数：１００〜３０００個／ｍｍ２
上述したように、溶接熱影響部の結晶粒界のピン止め効果は、鋼中に占める分散粒子の累積体積率が増加する程、また１個当りの分散粒子のサイズが大きい程、その効果が大きくなる。本発明者が酸化物又は酸化物と硫化物とからなる分散粒子の大きさが一定の条件で、その個数密度を変化させた溶接継手試験片を使用して、高温に加熱したときのオーステナイト粒径を詳細に調査した結果、分散粒子の大きさが前述した平均円相当径の範囲を満足していても、分散粒子の個数密度が１００個／ｍｍ２未満になると、ピン止め効果が小さくなり、加熱オーステナイト粒の細粒化の安定した効果が得られなくなることがわかった。そして、本発明者の検討によれば、溶接部のうち、フュージョンライン（ＦＬ：溶融金属と溶接熱影響部との境界）から２ｍｍ以内の溶接熱影響部のオーステナイト粒径を、確実に２００μｍ以下に細粒化するためには、粒子径が０．００５〜２μｍの粒子を１００個／ｍｍ２以上とすることが好ましい。
【００７４】
一方、分散粒子の個数密度が増加する程ピン止めによる組織単位は微細になり、溶接熱影響部の加熱オーステナイト粒子は微細化するが、分散粒子の個数密度が３０００個／ｍｍ２を超えると、その効果は飽和し、却って延性及び靭性に有害な粗大な粒子が生成する可能性を高めることにもなる。このため、本発明の溶接継手においては、分散粒子の個数密度の上限を３０００個／ｍｍ２とすることが好ましい。
【００７５】
なお、上述した酸化物又は酸化物と硫化物とからなる分散粒子の大きさ及び個数密度（単位面積当たりの個数）の測定は、例えば、以下の要領で行なうことができる。先ず、溶接継手の母材となる鋼板及びその溶接熱影響部から抽出レプリカを作製し、その抽出レプリカを電子顕微鏡にて１００００倍の倍率で２０視野以上、観察面積にして１０００μｍ２以上を観察することにより、この酸化物の大きさ及び個数を測定する。このとき、鋼板の表層部から中心部までの間であれば、どの部位から採取した抽出レプリカでもよい。また、粒子が適正に観察可能であれば、観察倍率を低くしても問題はない。
【００７６】
次に、本発明の溶接継手において母材として使用される板厚が３５ｍｍ以上の高張力厚鋼板を製造するための好ましい実施形態について説明する。本発明の溶接継手においては、上述した要件を満足する鋼板であれば、その製造方法については特に限定する必要はないが、上述した要件を満足する鋼板を製造するための好ましい方法及び条件を以下に示す。但し、本発明の溶接継手における金属組織学的要件及び力学的要件を満足するための方法は、下記に示す方法に限定されるものではない。
【００７７】
上述した本発明の要件を満足できる鋼板製造方法としては、例えば、以下に示す（ａ）〜（ｆ）の方法がある。
【００７８】
（ａ）Ｃ：０．０１〜０．３％、Ｓｉ：０．０１〜２％、Ｍｎ：０．１〜３％、Ａｌ：０．００３〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含有すると共に、Ｐ：０．０２％以下及びＳ：０．０１％以下に規制し、更に、必要に応じて、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％及びＣａ：０．０００５〜０．００３％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００２％、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜２％、Ｍｏ：０．０５〜２％、Ｗ：０．０５〜２％、Ｖ：０．０１〜０．２％、Ｎｂ：０．００３〜０．１％、Ｔａ：０．０１〜０．２％及びＺｒ：０．００５〜０．１％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる組成の鋼片を、ＡＣ３変態点〜１３００℃に加熱した後、熱間圧延して、変態前の平均オーステナイト粒径を５０μｍ以下とした上で、平均冷却速度を３〜１００℃／秒として、Ａｒ３変態点以上の温度から６００℃〜２００℃の温度範囲にまで加速冷却する。
【００７９】
（ｂ）  前述した（ａ）と同様の鋼組成の鋼片を、ＡＣ３変態点〜１３００℃に加熱した後、オーステナイトの再結晶域又は部分再結晶域で熱間圧延して、平均オーステナイト粒径が１００μｍ以下とし、更にこの状態からオーステナイトの未再結晶域において累積圧下率が３０〜９０％の熱間圧延を行う。その後、均冷却速度を３〜１００℃／秒として、Ａｒ３変態点以上から６００℃〜２００℃の温度範囲にまで加速冷却する。
【００８０】
（ｃ）  前述した（ａ）の方法において、オーステナイト域での熱間圧延に加えて、圧延開始時のフェライト分率が１０〜３０％のフェライト／オーステナイト二相域で累積圧下率が１０〜６０％の圧延を行う。
【００８１】
（ｄ）  前述した（ｂ）の方法において、オーステナイト域での熱間圧延に加えて、圧延開始時のフェライト分率が１０〜３０％のフェライト／オーステナイト二相域で累積圧下率が１０〜６０％の圧延を行う。
【００８２】
（ｅ）  前述した（ａ）〜（ｄ）の熱間圧延及び加速冷却を行った後、必要に応じて、４５０℃〜ＡＣ１変態点の温度範囲で焼戻しを施す。
【００８３】
なお、上述した（ａ）及び（ｃ）の方法は、オーステナイトの状態が再結晶か、未再結晶かを問わない場合に好ましい製造条件であり、上述した（ｂ）及び（ｄ）の方法は、オーステナイトの状態をより限定した場合に好ましい製造条件である。
【００８４】
また、焼戻し処理を施す場合は、誘導加熱によって表面の降伏応力を制御する方法も有効である。その際、誘導加熱による焼戻しの加熱温度は、表面温度で５００℃〜ＡＣ１変態点の範囲とすることが好ましい。誘導加熱による焼戻しは、必要に応じて、前述した（ａ）〜（ｄ）の方法で製造した鋼板に適用することも可能であるが、熱間圧延条件を（ａ）〜（ｄ）のように限定せずに、以下に示す（ｆ）の方法で製造した鋼板にも適用可能である。
【００８５】
（ｆ）  前述した（ａ）と同様の鋼組成の鋼片を、ＡＣ３変態点〜１３００℃に加熱して熱間圧延した後、平均冷却速度を３〜１００℃／秒として、４００℃以下まで加速冷却する。
【００８６】
通常の炉加熱焼戻しを必要に応じて施す場合には、前述した（ａ）〜（ｄ）の熱間圧延及び加速冷却処理が前提となる。一方、誘導加熱焼戻しの場合は、表層部の方が内部よりも焼戻しによる軟化が大となるため、表層部と内部の材質差を小さくする上で有利である。このため、前述の（ａ）〜（ｄ）の方法によって鋼板を製造してもよいし、オーステナイト状態を特に規定しない方法、即ち、前述の（ｆ）のように、鋼片をＡＣ３変態点〜１３００℃に加熱して熱間圧延した後で、平均冷却速度を３〜１００℃／秒として、４００℃以下まで加速冷却する方法を適用してもよい。
【００８７】
以上が本発明の溶接継手における鋼板の要件についての詳細な説明である。本発明の溶接継手の母材鋼板は、大入熱溶接により溶接継手を作製しても、その溶接熱による鋼板の溶接熱影響部の組織粗大化を抑制し、必要な靱性を確保できることが可能であるため、溶接継手を作製する場合の溶接方法及び条件は問わない。即ち、本発明の溶接継手を製造する際は、母材鋼板を、ＭＡＧ溶接等による多層盛溶接はもちろん、エレガス溶接及びエレクトロスラグ溶接等の１パス大入熱溶接で溶接したとしても，上述した効果が損なわれることはない。
【００８８】
以上詳述したように、本発明の溶接継手においては、板厚が３５ｍｍ以上の厚手の溶接継手の母材鋼板及び溶接熱影響部における板厚の１／４位置での低温靱性を適正化すると共に、母材鋼板の表層部の降伏応力ＹＰＳと内部の降伏応力ＹＰＣとの比（ＹＰＳ／ＹＰＣ）を適正化しているため、溶接継手全厚のＫｃ値やＫｃａ値の破壊靱性値を向上することができる。
【実施例】
【００８９】
以下、本発明の実施例により、本発明の効果を詳細に説明する。本実施例においては、下記表１に示す組成のインゴット及びスラブ等の形態の鋼片を、下記表２に示す条件で加工及び熱処理し、板厚が５０〜８０ｍｍの厚手鋼板を作製した。なお、下記表１におけるＮｏ．１〜Ｎｏ．１０の鋼片は鋼組成が本発明の範囲内のものであり、Ｎｏ．１１〜Ｎｏ．１５の鋼片は鋼組成が本発明の範囲から外れているものである。そして、下記表１における下線は、本発明の範囲外であることを示す。また、下記表１に示す鋼組成における残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。更に、下記表２におけるＮｏ．Ａ１〜Ｎｏ．Ａ１３の鋼板は、本発明の要件の全てを満足する実施例であり、Ｎｏ．Ｂ１〜Ｎｏ．Ｂ８の鋼板は、いずれかの要件が本発明の範囲から外れた比較例である。更にまた、下記表１には、昇温速度を２．５℃／分として各鋼片を昇温したときの加熱変態点も併せて示す。
【００９０】
【表１】
0005435837.tif 000003
【００９１】
【表２】
0005435837.tif 000004
【００９２】
また、各鋼板の組織中に含まれる酸化物粒子の組成及び粒子径０．００５〜２μｍの粒子数を調べた。各鋼板の組織中に含まれる酸化物粒子の組成、大きさ及び個数は、鋼片と同じであり、その後の圧延及び熱処理等の加工条件には影響されない。即ち、同じ鋼片を使用している鋼板は、その組織中に含まれる酸化物粒子の組成、大きさ及び個数は同じとなる。このため、これらの測定は、各鋼片の板厚の１／４位置及び板厚中心部の夫々１０箇所以上から試験片を採取し、この試験片から作製した抽出レプリカを電子顕微鏡にて観察することにより行った。その結果を下記表３に示す。なお、下記表３に示す酸化物組成は、Ｏを除いた全成分元素の質量に対する割合（質量％）である。
【００９３】
【表３】
0005435837.tif 000005
【００９４】
次に、上述の方法で作製した実施例及び比較例の各鋼板の機械的性質の評価、並びにこれらの鋼板を溶接して得た溶接継手のシャルピー衝撃特性の評価及びディープノッチ試験を行った。各鋼板（母材）の特性は、表層部及び内部の引張特性、シャルピー衝撃特性、及び全厚での温度勾配型ＥＳＳＯ試験による脆性き裂伝播停止特性（Ｋｃａ）について調査した。
【００９５】
引張試験は、試験片長手方向が圧延方向に平行となるように採取した板状引張試験片を使用し、室温下で行った。そして、表層部の引張特性は、試験片厚が鋼板表面〜板厚の１／６までとなるようにし、また内部の引張特性は、試験片厚が板厚の１／４〜板厚中心部までとなるようにして採取した試験片により測定した。
【００９６】
また、シャルピー衝撃特性は、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）により評価した。その際、シャルピー衝撃試験片は、引張試験片と同様に、試験片長手方向が圧延方向に平行となる方向で、表層部については試験片中心が鋼板表面から６ｍｍの位置となるように、内部については試験片中心が鋼板の板厚１／４位置となるように採取した。
【００９７】
更に、脆性き裂伝播停止特性は、温度勾配条件と負荷応力を種々変化させた複数の試験結果に基づいて、Ｋｃａ値が３９２０Ｎ／ｍｍ１．５（４００ｋｇｆ／ｍｍ１．５）となる温度（Ｔｋｃａ４００）で評価した。
【００９８】
一方、溶接継手は、簡易エレクトロガス溶接機を使用し、鋼板原厚のままで、入熱が約３０〜４５ｋＪ／ｍｍの１パス溶接により作製した。そして、シャルピー衝撃試験は、試験片中心が鋼板板厚の１／４となる位置で、ノッチをＦｕｓｉｏｎ  Ｌｉｎｅに一致させた試験片を使用し、その破面遷移温度（ｖＴｒｓ）により評価した。また、溶接継手の破壊靭性値は、ディープノッチ試験により求めたＫｃ値を使用した。更に、ディープノッチ試験は、板厚貫通中央切欠タイプの試験片で、Ｆｕｓｉｏｎ  Ｌｉｎｅに切欠を導入し、−２０℃で試験を行った。
【００９９】
以上の結果を下記表４にまとめて示す。なお、下記表４に示すオーステナイト粒径は、再結晶域〜部分再結晶域圧延を終了した時点での平均オーステナイト粒径である。また、未再結晶上限温度は、１００％未再結晶粒となる上限の温度であり、その再結晶率は加速冷却開始直前での再結晶率とし、小型シミュレーション試験結果に基づいて推定した値である。更に、累積圧下率は、未再結晶上限温度〜Ａｒ３変態点の温度範囲における圧延の累積圧下率であり、Ａｒ３変態点は、未再結晶域圧延後、空冷での実測値である。更にまた、二相域圧延はＡｒ３変態点未満の温度域での圧延であり、そのフェライト分率は、別途、二相域圧延開始前に途中焼入を行った実験による測定値である。更にまた、焼戻し方式は、炉加熱の場合は熱処理炉での焼戻しであり、誘導加熱の場合は高周波誘導加熱での焼戻しである。また、炉加熱においては、加熱温度での保持時間を１０〜１２０分とし、誘導加熱においては保持はなしとし、いずれも冷却は空冷で行った。更にまた、焼戻し温度は、炉加熱の場合は加熱炉温度であり、高周波誘導加熱の場合は表面の実測値である。
【０１００】
【表４】
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【０１０１】
上記表２〜４に示すように、実施例Ｎｏ．Ａ１〜Ｎｏ．Ａ１３の鋼板は、本発明の要件を全て満足しているため、母材鋼板及び溶接継手共に、シャルピー衝撃試験による靭性が良好であり、かつ鋼板全厚で行う大型破壊靭性値も良好な値であった。
【０１０２】
これに対して、比較例Ｎｏ．Ｂ１〜Ｎｏ．Ｂ８の鋼板は、本発明のいずれかの要件を満足していないため、表４に示す機械的性質からも明らかなように、前述した実施例Ｎｏ．Ａ１〜Ｎｏ．Ａ１３の鋼板と比べて、シャルピー衝撃特性及び破壊靭性値が共に劣っているか、又はシャルピー衝撃特性は良好であっても、大型破壊試験による破壊靭性値が劣っていた。
【０１０３】
具体的には、Ｎｏ．Ｂ１の鋼板は、Ｃ含有量が本発明の範囲を超えているため、母材鋼板及びＨＡＺ共に、シャルピー衝撃試験による靭性値自体が著しく劣化しており、その結果、破壊靭性値が極めて低かった。また、Ｎｏ．Ｂ２〜Ｎｏ．Ｂ５の鋼板は、各々、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ又はＳの含有量が本発明の範囲を超えているため、Ｃ含有量が過剰である場合と同様の理由により、良好な破壊靭性値が得られなかった。更に、Ｎｏ．Ｂ６〜Ｎｏ．Ｂ８の鋼板は、鋼組成は本発明の範囲内であるため、母材鋼板及びＨＡＺ共に十分に高い靭性が得られているが、鋼板の製造方法が適切でないために、鋼板表層部の降伏応力が内部の降伏応力に比べて過大となっている。このため、表層部の降伏応力と内部の降伏応力との比（ＹＰＳ／ＹＰＣ）が１．３以下という本発明の要件の１つを満足しておらず、その結果、全厚で測定される母材鋼板の脆性亀裂伝播停止特性（Ｋｃａ値）及び継手の脆性破壊発生特性（Ｋｃ値）が、同様の鋼組成を有する実施例の鋼板と比べて大きく劣っていた。
【０１０４】
以上の結果から、本発明の溶接継手は、母材鋼板及び溶接継手において、シャルピー衝撃試験による靭性だけでなく、全厚で測定され、良好な特性を得ることが容易でない大型破壊試験による破壊靭性値も極めて良好であることが確認された。
【図面の簡単な説明】
【０１０５】
【図１】横軸に鋼板の表層部の降伏応力ＹＰＳと、鋼板の内部の降伏応力ＹＰＣとの比（ＹＰＳ／ＹＰＣ）をとり、縦軸に継手のＫｃ値をとって、各破面遷移温度（ｖＴｒｓ）における継手のＫｃ値とＹＰＳ／ＹＰＣとの関係を示すグラフ図である。
【図２】シャルピー衝撃試験と大型破壊試験との違いを示す概念図である。
【図１】
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【図２】
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