(57)【要約】【課題】溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接で優れたＨＡＺ靭性を備える大入熱溶接用鋼材を提供する。【解決手段】ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：１．６〜２．２％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．０５〜０．４０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００５０〜０．００８０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｍｎ＋Ｃｒ≦２．４％、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）：０．３３〜０．４５、残部Ｆｅ及び不可避的不純物の化学成分を有し、入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときの溶融線近接の熱影響部組織における旧オーステナイト粒径が２００μｍ以下、島状マルテンサイト面積分率が１．０％以下である鋼材。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０３０〜０．０８０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：１．６０〜２．２０％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．０５〜０．４０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００５０〜０．００８０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｍｎ＋Ｃｒ≦２．４０％、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）：０．３３〜０．４５、残部Ｆｅ及び不可避的不純物の化学成分を有し、入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときの溶融線近接の熱影響部組織における旧オーステナイト粒径が２００μｍ以下、島状マルテンサイト面積分率が１．０％以下であることを特徴とする大入熱溶接用厚肉高強度鋼板。
ただし、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５で各元素記号は各元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。
【請求項２】
化学成分に、更に、ｍａｓｓ％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｖ：０．１％以下およびＭｏ：０．５％以下のうちから選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の大入熱溶接用厚肉高強度鋼板。
【請求項３】
化学成分に、更に、ｍａｓｓ％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１〜０．０１０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２０％の１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用厚肉高強度鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、船舶、海洋構造物、建築、鋼管分野などの各種鋼構造物に使用される厚肉高強度鋼板で、特に大入熱溶接に適したものに関する。
【背景技術】
【０００２】
船舶、海洋構造物、建築、鋼管等の分野で使用される鋼構造物は、溶接接合により所望の形状の構造物に仕上げられるのが一般的である。したがって、これらの構造物は、安全性を確保する観点から、使用される鋼材の母材特性、すなわち強度、靱性の確保に加えて、溶接部の靱性にも優れていることが要請されている。
【０００３】
近年では、上記船舶や鋼構造物はますます大型化し、使用される鋼材も高強度化や厚肉化が積極的に進められている。それに伴い、溶接施工には、サブマージアーク溶接やエレクトロガスアーク溶接、エレクトロスラグ溶接などの高能率で大入熱の溶接方法が適用されるようになってきており、大入熱溶接によって溶接施工した場合においても、溶接部の靱性に優れる鋼材が必要となってきている。
【０００４】
厚鋼板の母材の低温靱性は一般的に鋼板の強度、板厚の増加とともに低下する傾向があるため、例えば特許文献１および特許文献２に記載のよう、制御圧延や制御冷却方法を規定する、あるいは、特許文献３に記載のよう、直接焼き入れ−焼き戻し技術を適用するなどの方策により、鋼板の結晶組織を微細化させて低温靱性を確保している。
【０００５】
一方、大入熱溶接により形成されるＨＡＺ（Ｈｅａｔ  Ａｆｆｅｃｔｅｄ  Ｚｏｎｅ：  溶接熱影響部）においては上述した各種制御圧延・冷却プロセスによる結晶粒微細化効果が消失してしまうために、製造工程依存のない、化学成分調整により低温靱性の確保を図る必要がある。
【０００６】
中でも広く知られている対策として、溶接中の高温域で比較的安定なＴｉＮを鋼中に微細分散させることによりオーステナイト粒（以下、単に結晶粒と記載することがある）の粗大化を抑制する技術や、その他では例えば特許文献４に記載のよう、より高温で安定なＴｉ酸化物を分散させる技術等が開示されている。
【０００７】
しかしながらＴｉＮ単独のオーステナイト粒微細化効果は溶接部溶融線に近接した、鋼の融点に近い箇所では溶解してしまうために固溶Ｎの増大をまねき低温靱性を著しく低下させるという課題があり、一方、後者のＴｉ酸化物を活用する技術は、所定の酸化物を微細に、且つ鋼板に均一に分散させることが困難であるという課題がある。
【０００８】
上記従来技術は、主に母材あるいはＨＡＺの結晶粒を、製造プロセスあるいは、化学成分規定によりいかに微細化するかという技術思想を元としている。
【０００９】
一方、本発明で対象とする厚肉高強度鋼の場合は、その母材強度を確保する観点から、一般的にＣ量や合金添加量を比較的多く添加する必要がある。このような高成分の鋼板のＨＡＺには、島状マルテンサイト（以下、ＭＡと記載することがある）と呼ばれる硬質の脆化組織が数％形成し、これが靭性のさらなる向上を阻んでいることも問題となっている。
【００１０】
従って高強度厚肉の大入熱溶接用鋼は、前述の結晶粒微細化対策と、ＭＡ低減を同時に追究する必要がある。特にＭＡ生成量低減に着目した従来技術としては、特許文献５や特許文献６、特許文献７等が開示されている。
【００１１】
特許文献５では、Ｃ量を減らすと同時に、Ｍｎ量を増やして変態開始温度を低下させることでＣの未変態オーステナイトへの分配を低減し、島状マルテンサイトの生成が抑制できるとしている。
【００１２】
一方、特許文献６では、Ｃ量、Ｓｉ量の他にＰ量の低減が、大入熱溶接ＨＡＺ部の島状マルテンサイト量低減に対して重要であるとしている。
【００１３】
特許文献７では、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ等を積極添加することにより、冷却速度が遅くても低温変態ベイナイトが生成できるよう制御し、塊状ではなくフィルム状の島状マルテンサイト組織になる工夫をすると同時に、極低Ｃとして生成する島状マルテンサイト組織を微細にするとしている。
【００１４】
また、特許文献８では溶接入熱が１３０ｋＪ／ｃｍ以下の溶接による溶接熱影響部の島状マルテンサイト分率の上限を規定している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１５】
【特許文献１】特開昭５７−１３４５１８号公報
【特許文献２】特開昭５９−８３７２２号公報
【特許文献３】特開昭６３−２２３１２５号公報
【特許文献４】特開昭５７−０５１２４３号公報
【特許文献５】特開２００７−８４９１２号公報
【特許文献６】特開２００８−１６３４４６号公報
【特許文献７】特開２００２−４７５３２号公報
【特許文献８】特開昭６２−２１４１２６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１６】
上述のように、大入熱溶接用厚肉高強度鋼板の場合、母材とＨＡＺの低温靭性を確保するために、その母材ならびにＨＡＺ結晶粒を微細化させる技術としてＴｉＮあるいはＴｉ酸化物の適切な導入が必須となる。
【００１７】
すなわち、ＴｉＮはＨＡＺ溶融線近接部（以下、ボンド部と記載することがある）では固溶するので、ＴｉＮによる細粒化効果は消失するが、溶融線からやや離れたＨＡＺがさらされる温度域、および、母材製造時の加熱温度域では、ＴｉＮは固溶せずその効果を十分に発揮することが出来る。一方でＴｉ酸化物は固溶温度が高いことからＨＡＺ溶融線近接部においてその効果を特に発揮する。
【００１８】
本発明は、この両者を併存させ、且つ、均一に生成しがたいＴｉ酸化物を適切に分散させることを解決しようとする課題の一つとする。
【００１９】
さらに、本発明では、ＨＡＺの低温靭性を確保するためにＭＡ低減を目的とする先行文献における課題である、（１）Ｃ含有量低減の代わりに強度補償のためＮｂを０．０３ｍａｓｓ％以上必要とするため、ＭＡ生成助長が懸念されること（特許文献３の場合）、（２）Ｎｉ添加が必須であり、合金コストが高いこと（特許文献４の場合）を解決することも課題とする。
【００２０】
本発明は、厚肉高強度鋼板としての母材特性を満足した上で、合金コストをできるだけ掛けずに、（１）結晶粒の微細化と（２）ＭＡ生成量低減という課題を解決し、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接で優れたＨＡＺ靭性を備える大入熱溶接用鋼材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】
【００２１】
本発明者らは、降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ２以上、板厚５０ｍｍ以上の高強度厚肉鋼を対象とし、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときの、ＨＡＺ靭性を向上させるべく鋭意検討し、上記課題の両者に関して以下の知見を得た。
１．Ｔｉ酸化物とＴｉＮの双方を鋼中に微細分散させるための方策として、強脱酸元素であるＡｌ添加を最小限に抑えた上で、溶鋼酸素の活量係数を増加させる効果のあるＣｒを添加することにより、Ａｌの次に酸素との親和力の強いＴｉの酸化物を鋼スラブ内に多数分散させ、さらに酸化物生成終了後の余剰Ｔｉを酸素の次にＴｉとの親和力の高いＮにより捕捉し、ＴｉＮとして析出させることにより両者を共存させることが出来得る。
２．一方、Ｃｒ添加による結晶粒微細化対策と齟齬を生じずにＭＡを低減させるためには、一般的にＭＡ生成を助長させるとされるＣおよびＳｉを低減し、Ｎｂ添加量を制限することに加えて、不純物元素であるＰを低減することが有効である。
３．さらに、上記効果を損なわず、厚肉材としての強度を満足させ、且つコスト上昇を最小限に抑えるためにはＭｎを高めた成分系が有効である。
【００２２】
本発明は得られた知見を基に、更に検討を加えてなされたもので、本発明の要旨は以下の通りである。
１．ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０３０〜０．０８０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：１．６０〜２．２０％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．０５〜０．４０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００５０〜０．００８０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｍｎ＋Ｃｒ≦２．４０％、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）：０．３３〜０．４５、残部Ｆｅ及び不可避的不純物の化学成分を有し、入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときの溶融線近接の熱影響部組織における旧オーステナイト粒径が２００μｍ以下、島状マルテンサイト面積分率が１．０％以下であることを特徴とする大入熱溶接用厚肉高強度鋼板。
ただし、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５で各元素記号は各元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。
２．化学成分に、更に、ｍａｓｓ％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｖ：０．１％以下およびＭｏ：０．５％以下のうちから選ばれる１種以上を含有することを特徴とする１に記載の大入熱溶接用厚肉高強度鋼板。
３．化学成分に、更に、ｍａｓｓ％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１〜０．０１０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２％の１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用厚肉高強度鋼板。
【発明の効果】
【００２３】
本発明によれば、厚肉高強度材としての母材特性に加えて、３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を行っても優れたＨＡＺ靱性を有する鋼板が得られ、サブマージアーク溶接、エレクトロガスアーク溶接、エレクトロスラグ溶接などの大入熱溶接により施工される大型の構造物の品質向上に大きく寄与する事が出来、産業上極めて有用である。
【発明を実施するための形態】
【００２４】
以下、本発明を具体的に説明する。なお、本発明では、（１）化学成分と、２．３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接によって形成されるＨＡＺ組織形態の両者を規定する。化学成分における％は全て質量％とする。
【００２５】
［化学成分］
Ｃ：０．０３０〜０．０８０％
Ｃは、鋼材の強度を高める元素であり、構造用鋼として必要な強度を確保するためには、０．０３０％以上の添加が必要である。一方、０．０８０％を超えると、大入熱溶接ＨＡＺ中に島状マルテンサイトが生成し易くなるため、上限は０．０８％とする。好ましくは、０．０４〜０．０７％の範囲である。
【００２６】
Ｓｉ：０．０１〜０．１０％
Ｓｉは、鋼を溶製する際の脱酸剤として添加される元素であり、０．０１％以上の添加が必要である。しかし、０．１０％を超えると、大入熱溶接ＨＡＺ中に島状マルテンサイトが生成し、靱性の低下を招きやすくなる。よって、Ｓｉは０．０１〜０．１０％の範囲とする。好ましくは、０．０２〜０．０５％の範囲である。
【００２７】
Ｍｎ：１．６０〜２．２０％
Ｍｎは本発明において重要な元素であり、他の合金元素によらず母材の強度を確保するために１．６０％以上含有することが必要である。Ｎｉなど他の合金元素を添加する場合と比較して、大入熱溶接後の冷却中に生ずるＣ濃度の高い未変態オーステナイトをセメンタイトへ分解しやすく、島状マルテンサイトの生成を抑制して熱影響部の靭性を確保する効果がある。２．２０％を超えると溶接部の靱性を劣化させるようになるため、Ｍｎ量は１．６０〜２．２０％とする。好ましくは、１．８０〜２．１０％の範囲である。
【００２８】
Ｐ：０．００８％以下
Ｐは一般的には不純物として鋼中に含有される元素の一つであるが、本発明において重要な元素の一つである。０．００８％を超えると、大入熱溶接後の冷却中に生ずるＣ濃度の高い未変態オーステナイトがセメンタイトに分解しにくくなり、これがＭＡとなって靱性を劣化させるため、０．００８％以下とする。製鋼の際の脱Ｐ工程のコストにもよるが、より好ましくは、０．００６％以下である。
【００２９】
Ｓ：０．０００５〜０．００４０％
ＳはＰと同様不純物として鋼中に含有される元素の一つであるが、Ｐと異なり、ＭｎＳやＣａＳ、ＲＥＭ−Ｓなどの硫化物として存在した場合にフェライトの生成核となり、大入熱ＨＡＺ部靱性を向上させる効果を現す。この効果は０．０００５％以上の含有で有効である。一方で過剰の含有は多量の硫化物生成を招き、母材靱性の低下を引き起こす。従って、Ｓ量は０．０００５〜０．００４０％の範囲とする。好ましくは、０．００１０〜０．００２５％の範囲である。
【００３０】
Ａｌ：０．００５％以下
Ａｌ含有量が高いとＴｉ酸化物が生成せず、大入熱溶接ボンド部近傍のオーステナイト粒が粗大化して靱性が低下する。したがって、本発明においては、Ｔｉ酸化物を生成させるため、Ａｌは極力含有しないようにするが、０．００５％までなら含有してもよい。好ましくは０．００４％以下である。
【００３１】
Ｃｒ：０．０５〜０．４０％
Ｃｒは一般的には母材高強度化のために含有される元素である。Ｃｒは、その効果に加えて、溶鋼中の酸素活量係数を増大させることにより、後述するＴｉ脱酸生成物の生成を促進させる効果を有する。本発明は、この効果に着目し、溶鋼の凝固時に二次脱酸生成物であるＴｉ酸化物を微細分散されることを実現したものであるので、本発明においては、Ｃｒは含有必須元素である。この効果を得るためにはＣｒを０．０５％以上含有する必要があり、好ましくは０．０８％以上含有するのがよい。
【００３２】
一方、Ｃｒは、ＨＡＺにおいてはＭＡ生成を助長し、過剰に含有した場合は、ＨＡＺの硬化が著しくなり、ＨＡＺ靱性に悪影響を与える。従って、０．０５〜０．４０％の範囲とする。好ましくは、０．０８〜０．２５％の範囲である。
【００３３】
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％
Ｎｂは、母材の強度・靱性および継手の強度を確保するのに有効な元素であるが、０．００５％未満ではその効果が小さく、０．０３０％を超えて含有するとＨＡＺ中にＭＡ生成を助長し、靱性を劣化させる。従って０．００５〜０．０３０％の範囲とする。好ましくは、０．００８〜０．０２０％の範囲である。
【００３４】
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｔｉは、溶鋼の凝固時に二次脱酸生成物であるＴｉ酸化物となって分散し、さらにその余剰分はＴｉＮとなって析出し、溶接熱影響部での結晶粒粗大化抑制や、前者はフェライト変態核となることにより、ＨＡＺ靱性の向上に有効に寄与する。
【００３５】
しかしながら、含有量が０．００５％に満たないとその効果が得られ難く、一方、０．０３０％を超えて含有された場合、特にＴｉＮ粒が粗大化し、ＨＡＺの結晶粒粗大化を抑制する効果が得られなくなる。従って０．００５〜０．０３０％の範囲とする。好ましくは、０．００８〜０．０２５％の範囲である。
【００３６】
Ｎ：０．００５０〜０．００８０％
Ｎは、酸化物として捕捉しきれなかったＴｉをＴｉＮとして析出させることと、後述するＢを窒化物として析出させるために必要な元素である。０．００５０％未満ではその効果を十分に発揮させることが出来ず、一方、０．００８０％を超えると固溶Ｎ量が増大し、ＨＡＺ靱性が低下する場合がある。従って、０．００５０〜０．００８０％の範囲とする。好ましくは０．００５５％〜０．００７５％の範囲である。
【００３７】
なお、ＴｉＮのピニング効果を十分に活用するためには、Ｔｉ量およびＮ量をそれぞれ上述の範囲に制御するとともに、Ｔｉ／Ｎの比を１．５０〜２．５０の範囲に制御することが、より好ましい。
【００３８】
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％
Ｂは固溶状態で存在する場合は粒界に偏在して焼入性を確保し、母材強度の確保に寄与すると共に、Ｂ窒化物として存在する場合はフェライト核として作用し、大入熱ＨＡＺ靱性を高める。
【００３９】
含有量が０．０００５％未満では前者の効果が得られず、０．００３０％を超えて含有するとＢ窒化物を上回る固溶Ｂが多量に存在することになり、大入熱ＨＡＺ靱性低下を引き起こす。従って０．０００５〜０．００３０％の範囲とする。好ましくは、０．０００８〜０．００２５％の範囲である。
【００４０】
Ｃｅｑ（ＩＩＷ）：０．３３〜０．４５
Ｃｅｑ（ＩＩＷ）（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５で各元素記号は各元素の含有量（質量％）を示す）が０．３３未満であると焼入性が不足し、厚肉材として必要な母材強度が得られない。一方、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）が０．４５を超えると、大入熱溶接によってＨＡＺに生成するＭＡ面積分率が１．０％を超え、靭性を著しく低下させる。従って、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）は０．３３〜０．４５に制限し、好ましくは、０．３７〜０．４２とする。
【００４１】
Ｍｎ＋Ｃｒ：２．４０％以下
本発明においては、Ｔｉ脱酸時の脱酸生成物生成を促進させるためにＣｒを添加必須としている一方で、Ｍｎ添加量も増加させ、ＨＡＺのＭＡ生成を抑制している。両元素の合計量がそれぞれの元素規定の上限となった場合、焼入性が過多となりＨＡＺ靱性はむしろ低下する。従って、ＭｎおよびＣｒに関しては個別の成分上限は遵守した上で、その合計量を２．４０％以下に規定する。好ましくは、２．２０％以下である。
【００４２】
以上が本発明の基本成分で残部Ｆｅ及び不可避的不純物であるが、更に、強度を上昇させたり、あるいはフェライト生成核として作用し、ＨＡＺ靱性を向上させたり等の機能を有するＣｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｍｏから選ばれる少なくとも１種以上を含有させることができる。ただし、いずれの元素も経済性を損なうことがないよう、配慮する必要がある。
【００４３】
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは強度を増加させるために含有することができる元素であり、その効果を発揮させるには０．２０％以上を含有させることが好ましい。１．０％を超えて含有すると、熱間脆性により鋼板母材表面の性状を劣化させるため、含有する場合は１．０％以下の範囲とすることが好ましい。
【００４４】
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは母材の強度を増加させつつ靭性も向上させることが可能な元素であり、その効果を発揮させるには０．２０％以上を含有させることが好ましい。１．０％を超えて添加した場合、効果が飽和するとともに経済的に不利となるため、含有する場合は１．０％以下の範囲とすることが好ましい。
【００４５】
Ｖ：０．１％以下
Ｖは、母材の強度・靱性の向上に寄与し、また、ＶＮとしてフェライト生成核として働く。この効果を得るためには０．０３％以上を含有することが好ましいが、０．１％を超えると靱性の低下を招くため、含有する場合は０．１％以下の範囲とする。ことが好ましい
Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは、母材の高強度化に有効な元素である。この効果を得るためには０．１％以上を含有することが好ましいが、過剰に含有すると靱性に悪影響を与えるため、含有する場合は０．５％以下の範囲とすることが好ましい。
【００４６】
本発明では、更にＣａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭから選ばれる１種以上を含有させることができる。
【００４７】
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
Ｃａは、Ｓの固定、酸硫化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。この効果を発現させるためには０．０００５％以上含有することが好ましい。一方、０．００５０％を超えて含有しても効果が飽和するため、含有する場合は、０．０００５〜０．００５０％の範囲とすることが好ましい。
【００４８】
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％
Ｍｇは、酸化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。この効果を発現させるためには０．０００５％以上含有することが好ましい。一方、０．００５０％を超えて含有してもその効果が飽和するため、含有する場合は、０．０００５〜０．００５０％の範囲とすることが好ましい。
【００４９】
Ｚｒ：０．００１〜０．０１０％
Ｚｒは、酸化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。この効果を発現させるためには０．００１％以上含有することが好ましい。一方、０．０１０％を超えて含有しても効果が飽和するため、含有する場合は、０．００１〜０．０１０％の範囲とすることが好ましい。
【００５０】
ＲＥＭ：０．００１〜０．０２０％
ＲＥＭは、酸化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。この効果を発現させるためには０．００１％以上含有することが好ましい。一方、０．０２０％を超えて含有しても効果が飽和するため、含有する場合は、０．００１〜０．０２０％の範囲とすることが好ましい。
【００５１】
［３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接によって形成されるＨＡＺ組織形態］
本発明は、溶融線部近傍の結晶粒微細化と、同部位におけるＭＡ生成を抑制することの両者により、大入熱溶接部における靭性の向上を図っている。この効果を得るため、溶融線近傍のＨＡＺの旧オーステナイト粒径を２００μｍ以下、且つ、ＭＡ面積分率を１．０％以下とする。ここで、旧オーステナイト粒径を規定するのは、旧オーステナイト粒径が小さいほど、溶接過程における高温時に溶融線部近傍の結晶粒が微細化されていたことを意味するためである。旧オーステナイト粒径の測定およびＭＡ分率の測定は、溶接部断面の組織観察をそれぞれ光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡で観察することにより測定することが出来る。
【００５２】
本発明に係る鋼材は、例えば、以下のようにして製造される。上記した成分構成を有する鋼を、転炉あるいは電気炉等の溶製手法を用いて溶製、ＲＨ脱ガスを行った後、強脱酸元素であるＡｌによる予備脱酸処理により溶鋼中の溶存酸素が残存するよう制御した上でＴｉ添加による最終脱酸を行い、連続鋳造法あるいは造塊法等の常法の工程により、鋼板製造のためのスラブ素材とする。
【００５３】
得られたスラブ素材を再加熱し、熱間圧延により所定の板厚を有する鋼板を製造する。本発明は降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ２以上、板厚５０ｍｍ以上の高強度厚肉鋼を対象とするため、熱間圧延後、加速冷却、直接焼入れ−焼戻し、再加熱焼入れ−焼戻しのいずれかの熱処理により製造する。以下に本発明の作用効果を実施例に基づいて具体的に説明する。
【実施例】
【００５４】
１５０ｋｇの高周波溶解炉にて、表１に示す組成の鋼を溶製した後、熱間圧延により厚さ７０ｍｍのスラブとし、１１００℃に１時間加熱後、熱間圧延を行い、圧延仕上温度を板厚中心温度で８５０℃として、板厚３０ｍｍの鋼板を製造した後、その鋼板を８℃／ｓの冷却速度で３５０℃まで加速冷却し、その後は空冷した。
【００５５】
冷却速度は６０ｍｍの板厚の１／４位置の冷却速度を、３０ｍｍの板厚中心でシミュレートしたものであり、加速冷却ままで鋼板供試材としているが、一部の鋼板に関しては引き続き鋼板を５５０℃で１０分間の焼戻し処理を実施した。
【００５６】
上記鋼板より平行部１４φ×８５ｍｍ、標点間距離７０ｍｍの丸棒引張試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１（１９９８）の規定に準拠して引張試験を実施し、母鋼板の引張強さ（以下、ＴＳと記載する）および０．２％耐力（以下、ＹＳと記載する）を求めた。さらに、２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２（１９９８）の規定に準拠して衝撃試験を実施し、破面遷移温度（以下ｖＴｒｓと記載する）を評価した。
【００５７】
大入熱ＨＡＺ靱性を評価するため、鋼板から幅８０ｍｍ×長さ８０ｍｍ×厚み１５ｍｍの再現熱サイクル衝撃試験片を採取し、１４５０℃に加熱後８００〜５００℃を４００ｓｅｃで冷却（板厚６０ｍｍ材のエレクトロガス溶接での入熱量５００ｋＪ／ｃｍの溶接熱影響部のボンド部に相当）する再現溶接熱サイクルを付与し、靱性を２ｍｍＶノッチシャルピー試験にて評価した。衝撃試験の実施要領は上記と同一であるが、試験温度−２０℃および−４０℃における吸収エネルギー（それぞれ、ｖＥ−２０℃、ｖＥ−４０℃とも記す）は３本の平均値を評価した。
【００５８】
また、再現溶接熱サイクル部の結晶粒径とＭＡ面積分率を測定した。旧オーステナイト粒径はナイタール腐食で現出させた試材の光学顕微鏡観察により行い、ＭＡ面積分率は、ＭＡ現出に一般的に用いられる二段エッチング法により調整した試材に対して、走査型電子顕微鏡により観察した。
【００５９】
表２に再現溶接熱サイクル試験材の結晶粒径、ＭＡ面積分率と、衝撃試験結果を母材の機械的性質とともに示す。本発明例（鋼番号１〜１０）、比較例（鋼番号１１〜２０）共に、母材は目標とするＹＳ：４６０Ｎ／ｍｍ２以上を満足している。また、本発明例では、母材ｖＴｒｓがいずれも−８０℃以下、と優れた母材靱性を示している。
【００６０】
再現溶接熱サイクル試験材は、本発明例（鋼番号１〜１０）ではいずれも結晶粒径が２００μｍ以下、ＭＡ面積分率が１．０％以下となっており、試験温度−２０℃の場合に吸収エネルギーが２００Ｊ以上、試験温度が−４０℃の場合には吸収エネルギーが１００Ｊ以上、といずれも良好な再現ＨＡＺ靱性が得られている。
【００６１】
一方、比較例（鋼番号１１〜２０）は結晶粒径、あるいはＭＡ面積分率が本発明範囲外で、再現ＨＡＺ靱性が劣っている。
【００６２】
【表１】
2014189803.tif 000002
【００６３】
【表２】
2014189803.tif 000003