(57)【要約】      （修正有）【課題】大入熱溶接や小入熱多パス溶接においても溶接熱影響部の靭性に優れた高強度厚鋼板を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０６〜０．１４％、Ｓｉ：０．０１〜０．０７％、Ｍｎ：０．５〜１．２％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ｍｏ：０．３０〜０．６０％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％、Ｎ：０．００２５〜０．００５５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％を含有し、さらにＮｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｖ：０．０１〜０．０８％の１種または２種、さらにＣｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．２％以下、Ｃｒ：０．１〜１．２％、の１種以上を含有し、且つ、炭素当量Ｃｅｑを０．４８〜０．５７、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍを０．２７以下とし、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた高張力厚鋼板。【選択図】図１
2014198867.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０６〜０．１４％、Ｓｉ：０．０１〜０．０７％、Ｍｎ：０．５〜１．２％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ｍｏ：０．３０〜０．６０％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％、Ｎ：０．００２５〜０．００５５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％を含有し、さらにＮｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｖ：０．０１〜０．０８％の１種または２種を下記式（１）および式（２）を満たすように含有し、さらにＣｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．２％以下、Ｃｒ：０．１〜１．２％、の中から選ばれる１種以上を下記式（３）を満たすように含有し、且つ、炭素当量Ｃｅｑを０．４８〜０．５７、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍを０．２７以下とし、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた高張力鋼板。
２．０×１０−５  ≦（Ｔｉ＋Ｎｂ／５）×Ｎ≦９．０×１０−５  ・・・（１）
２．０≦（Ｔｉ＋Ｎｂ／３）／Ｎ≦５．５  ・・・（２）
Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｎｉ≦１．８％  ・・・（３）
なお、上記各式中の元素記号は各元素の質量％を表す。
【請求項２】
さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００２０％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．００３０％、Ｍｇ：０．００１０〜０．００２０の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の溶接熱影響部靭性に優れた高張力鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、土木、建築、橋梁分野の溶接構造物に使用され、入熱１５〜１０００ｋＪ／ｃｍの広い条件の溶接熱影響部靭性と耐溶接割れ性（または耐硬化性）に優れ、降伏強さ６３０ＭＰａ以上、引張強さ７８０ＭＰａ以上を有する高張力鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、溶接構造物の大型化に伴い、鋼材の高強度化や厚肉化が進められている。同時に、構造物の施工能率向上と施工コストの低減の観点から溶接効率の向上が求められ、大入熱溶接の適用範囲が拡大している。例えば、高層建築物に用いられるボックス柱では、サブマージアーク溶接やエレクトロスラグ溶接などの溶接入熱が４００ｋＪ／ｃｍを超えるような超大入熱溶接が適用されている。
【０００３】
また、建築構造物では耐震性の向上が求められ、鋼板母材の塑性変形能確保のために、降伏比（ＹＲ）を８０％以下とする低ＹＲ特性が要求されてきたが、さらに近年、溶接継手部における高い靱性が要求されるようになってきている。例えば、ボックス柱の溶接部や柱−梁接合部において、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが、重要な部位では少なくとも４７Ｊ以上、その他の部位でも２７Ｊ以上といった靱性が必要とされている。
【０００４】
一般に、鋼材に大入熱溶接を適用した際に、最も靱性が低下する部位は、溶接熱影響部（以下ＨＡＺと呼ぶ）のうち、溶融線近傍のボンド部と呼ばれる領域である。ボンド部では、大入熱溶接時に融点に近い高温にさらされて、オーステナイト粒が粗大化しやすく、引き続く冷却の際に、上部ベイナイト組織や島状マルテンサイトといった低靭性の組織がオーステナイト粒内に生成しやすい。このようなＨＡＺは、旧オーステナイト粒が粗大化していることから、粗粒ＨＡＺ（Ｃｏａｒｓｅ  ｇｒａｉｎ  ＨＡＺ  ：以下ＣＧＨＡＺと呼ぶ）と呼ばれている。
【０００５】
一方、小入熱多パス溶接時のボンド部では、後続パスでの再加熱によって、２相域まで再加熱される領域（Ｉｎｔｅｒ−ｃｒｉｔｉｃａｌｌｙ  ｒｅｈｅａｔｅｄ  ＣＧＨＡＺ  ：以下ＩＣＣＧＨＡＺと呼ぶ）が存在する。このような領域では、島状マルテンサイトが生成しやすく、靱性が低下する。
【０００６】
引張強さが５９０ＭＰａを超える高張力鋼では、強度確保のために合金を多量に添加することが多く、大入熱溶接のボンド部や小入熱溶接での２相域再加熱ＨＡＺ（ＩＣＣＧＨＡＺ）では、靭性が低下する傾向にある。また、このような鋼板の仮付け溶接や吊り工具の溶接など小入熱かつビード長さが短い溶接部ではＨＡＺが硬化しやすく、硬化部の硬さがＨＶ４００を超えると、低温割れや遅れ破壊などの危険があるため、耐溶接割れ性（または耐硬化性）の観点からＨＡＺ硬さは、ＨＶ４００以下が要求される。このため、優れたＨＡＺ靭性、耐溶接割れ性などをすべて備えた高張力鋼板の開発が要望されている。
【０００７】
ＨＡＺ靱性の向上に対しては、鋼中に微細な介在物・析出物を分散させて、オーステナイト粒の粗大化を防止するとともに、粒内フェライトの核生成サイトとして機能させて旧オーステナイト粒内組織の微細化を図る技術が普及している。
【０００８】
例えば、特許文献１には、ＴｉＮと希土類元素（ＲＥＭ）の酸硫化物（オキシサルファイド）を複合して鋼中に微細分散させる技術が開示されている。また、特許文献２には、Ｔｉ酸化物を分散させてオーステナイト粒内でフェライト粒核生成サイトとして利用し、ＨＡＺ靱性を向上する技術が開示されている。特許文献３には、超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上するためにＣａ、Ｏ、Ｓの含有量を適正範囲に調整し、形態を最適化したＣａ酸硫化物を鋼中に分散して粒内フェライトの核生成を促進する技術が開示されている。
【０００９】
しかしながら、これらの技術では、Ｔｉ、Ｎ、Ｃａ、Ｓ、Ｏなどの微量元素の量を精密に制御する必要があり、製鋼コストの増加につながったり、大量生産が難しいという問題がある。また、ＴｉＮを鋼中に多量に分散させようとしてＮ量を増加すると、連鋳スラブの表面性状が劣化して、鋳片表面の手入負荷が増大したり、歩留まりが低下してコスト増加につながるという問題がある。
【００１０】
特許文献４には、合金元素添加量の調整により焼入性を適正な範囲に制御して、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を高める方法が開示されている。焼入性を低い範囲に制御して、超大入熱溶接ＨＡＺ部の組織をフェライト＋パーライトにする場合と、高い焼入性として下部ベイナイト主体の組織にする場合があるが、低い焼入性では、例えば６０ｍｍを超えるような厚肉材で母材および溶接継手の強度を５９０ＭＰａ以上に保つことが難しく、一方、高い焼入性にするためには、多量の合金元素を添加する必要があるという問題がある。
【００１１】
特許文献５には、Ｃを０．０２〜０．０４％まで低減するとともに、Ｂおよび他の合金元素を添加することによって焼入性を高め、ベイナイト主体の組織を得る方法が開示されている。厚肉材で十分な強度を確保するためには、高い焼入性を得るために多量の合金元素を添加する必要があるが、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉなどのオーステナイト安定化元素の添加量を増やすことは、連鋳スラブの表面性状を劣化させたり、中央偏析部の硬さの上昇によるスラブ内部欠陥増加などの問題を引き起こす可能性がある。
【００１２】
特許文献６には、母材およびＨＡＺの強度が確保しやすいＣ：０．０７〜０．０９％の鋼にＭｏを０．２０〜０．６０％添加して、大入熱溶接ＨＡＺ組織をベイナイト単相化し、さらに、Ｓｉ、Ｐを低減することによって、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上する技術が開示されている。この技術によれば、溶接熱影響部靭性と耐溶接割れ性に優れた高強度厚鋼板を、介在物・析出物の微細分散制御など高度な製鋼技術を用いることなく、スラブ表面性状を損ねる元素を添加することもなく、大量生産に適した形で安価に得ることが可能である。エレクトロスラグ溶接部など大入熱溶接熱影響部においても、０℃でのシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ程度以上の靭性を安定して得ることができる。しかしながら、この技術は、引張強さが５９０〜６９０ＭＰａ程度の強度レベルの鋼材に関するものであり、引張強さ７８０ＭＰａ以上の鋼材を得ることは困難である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１３】
【特許文献１】特開昭６０−１５２６２６号公報
【特許文献２】特開昭５７−５１２４３号公報
【特許文献３】特開２００５−６８５１９号公報
【特許文献４】特開平９−２０２９３６号公報
【特許文献５】特開２０００−２１９９３４号公報
【特許文献６】特開２０１１−２０８２１３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、最大１００ｍｍまでの板厚範囲において、建築構造用として好適な６３０ＭＰａ以上の降伏強さと７８０ＭＰａ以上の引張強さを有し、さらに超大入熱溶接熱影響部および小入熱多パス溶接部において溶接熱影響部靭性と耐溶接割れ性に優れた高強度厚鋼板を、介在物・析出物の微細分散制御など高度な製鋼技術を用いることなく、スラブ表面性状を損ねる元素を多量に添加することもなく、大量生産に適した形で安価に得ることを目的とする。
【００１５】
本発明でいう「溶接熱影響部靭性に優れた」とは、溶接入熱量が４００ｋＪ／ｃｍを超える超大入熱溶接熱部のボンド部付近と、入熱量２０〜５０ｋＪ／ｃｍの小入熱多パス溶接におけるＩＣＣＧＨＡＺを含むボンド付近の両方において、０℃のシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ０）が平均２７Ｊ以上の靭性を有するものとする。また、「耐溶接割れ性に優れた」とは、長さ４０ｍｍのショートビート溶接部の最高硬さがＨＶ４００未満且つ、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍが０．２７以下であるものとする。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
連鋳スラブの割れ発生などにより製造性を損ねないために、スラブ割れを助長するＮ、Ｃｕ、Ｎｉ等の元素をできるだけ添加しないこととした。合金元素添加量を低減しつつ、母材および溶接継手における安定した引張強さを確保するためには、Ｃ量は多い方が望ましいが、優れた耐溶接割れ性とＨＡＺ靭性を得るためにはＣ低減が望ましい。そのバランスを最適化するために、Ｃ量を０．０６〜０．１４％の範囲に限定し、０．３０％以上のＭｏ添加によってフェライトの生成を抑制し、超大入熱溶接ＨＡＺのミクロ組織をベイナイト主体としてＨＡＺ軟化を抑制した。
【００１７】
さらに、ＳｉおよびＰを同時に低減することによって、超大入熱溶接のＣＧＨＡＺおよび小入熱多パス溶接におけるＩＣＣＧＨＡＺでの島状マルテンサイトの生成が抑制され、ＨＡＺ靱性が向上する。オーステナイト形成元素であるＭｎ、Ｃｕ、Ｎｉ等の元素をできるだけ低減することも、フェライト中のＣ固溶限を増加してオーステナイト中のＣ濃化を低減することにより、島状マルテンサイト生成抑制に寄与する。これらの成分設計により、小入熱から大入熱の溶接継手熱影響部において、０℃でのシャルピー吸収エネルギーが平均２７Ｊ程度以上の靭性を安定して確保することができる。
【００１８】
さらに、ＨＡＺ靭性を安定して確保するための成分設計を検討した。従来、適量のＳを含有させることは、ＨＡＺ靱性を向上のために好ましいと考えられてきた。これは、鋼中に分散したＭｎＳが、旧オーステナイト粒内でのベイナイト核生成を促進し、パケットやブロックと呼ばれるベイナイト下部組織のサイズを微細化するためである。しかしながら、ＭｎＳは組織微細化に寄与すると同時に、それ自体は靱性を低下させる原因となるものである。そこで、Ｓをできるだけ低減して、鋼中のＭｎＳを極限まで少なくし、代わりにＭｎＳより微細なＴｉ、Ｎｂの複合炭窒化物を分散させることにより、大入熱溶接ＨＡＺ靭性が向上することに想到した。Ｔｉ、Ｎｂ、Ｎのバランスを適正な範囲に制御することにより、有害なＭｎＳを減らしながらも、ベイナイト下部組織を微細化することができる。
【００１９】
本発明は、上記した知見にさらに検討を加えたもので、その要旨は以下の通りである。
【００２０】
[１]質量％で、Ｃ：０．０６〜０．１４％、Ｓｉ：０．０１〜０．０７％、Ｍｎ：０．５〜１．２％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ｍｏ：０．３０〜０．６０％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％、Ｎ：０．００２５〜０．００５５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％を含有し、さらにＮｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｖ：０．０１〜０．０８％の１種または２種を下記式（１）および式（２）を満たすように含有し、さらにＣｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．２％以下、Ｃｒ：０．１〜１．２％、の中から選ばれる１種以上を下記式（３）を満たすように含有し、且つ、炭素当量Ｃｅｑを０．４８〜０．５７、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍを０．２７以下とし、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた高張力鋼板。
【００２１】
２．０×１０−５  ≦（Ｔｉ＋Ｎｂ／５）×Ｎ≦９．０×１０−５  ・・・（１）
２．０≦（Ｔｉ＋Ｎｂ／３）／Ｎ≦５．５  ・・・（２）
Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｎｉ≦１．８％  ・・・（３）
なお、上記各式中の元素記号は各元素の質量％を表す。
【００２２】
[２]さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００２０％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．００３０％、Ｍｇ：０．００１０〜０．００２０の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする[１]に記載の溶接熱影響部靭性に優れた高張力鋼板。
【発明の効果】
【００２３】
この発明によれば、最大１００ｍｍまでの板厚範囲において建築構造用として好適な６３０ＭＰａ以上の降伏強さと７８０ＭＰａ以上の引張強さを有し、さらに超大入熱溶接熱影響部および小入熱多パス溶接部において溶接熱影響部靭性と耐溶接割れ性に優れた高張力鋼板を安価に大量生産することができ、鋼構造物の大型化や、鋼構造物の耐震性の向上、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。
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】溶接継手試験片の開先形状を示す図である（エレクトロスラグ溶接）。
【図２】Ｖノッチシャルピー衝撃試験片の採取位置を示す図である。
【図３】溶接継手試験片の開先形状を示す図である（多層ＣＯ２溶接）。
【図４】Ｖノッチシャルピー衝撃試験片の採取位置を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
以下に本発明の各構成要件の限定理由について説明する。
【００２６】
１．成分組成について
はじめに、本発明の鋼の成分組成を規定した理由を説明する。なお、成分％は、すべて質量％を意味する。
【００２７】
Ｃ：０．０６〜０．１４％
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のに有用な元素である。他の合金元素の含有量を必要最小限に抑えるために、Ｃ量は、０．０６％以上とする。一方、０．１４％を超えると耐溶接割れ性の低下、ＨＡＺ靭性の低下が顕著になるため、Ｃ量は０．０６〜０．１４％の範囲とする。好ましくは０．０８〜０．１２の範囲である。より好ましくは、０．０９〜０．１１％の範囲である。
【００２８】
Ｓｉ：０．０１〜０．０７％
Ｓｉの低減は本発明の最も重要な要素の一つである。Ｓｉを０．０７％以下とすることによって、ＨＡＺでの島状マルテンサイトの生成が抑制され、ＨＡＺ靭性が向上する。一方で、Ｓｉには脱酸剤としての作用や、母材強度を高める効果もあるので、０．０１％以上の含有とする。このため、Ｓｉ量は０．０１〜０．０７％の範囲とする。好ましくは、０．０１〜０．０５％の範囲である。
【００２９】
Ｍｎ：０．５〜１．２％
Ｍｎは、鋼の強度を増加させる作用を有しており、引張強さ７８０ＭＰａ以上を確保するために、０．５％以上の含有を必要とする。一方、１．２％を超えて含有すると、凝固時の中央偏析部への濃化が著しくなり、スラブ欠陥、溶接熱影響部による硬化部の低温割れなどの原因となる。また、母材およびＨＡＺ靱性が著しく劣化する。このため、Ｍｎ量は０．５〜１．２％の範囲とする。好ましくは、０．７５〜１．１５％の範囲である。より好ましくは、０．９５〜１．１５％の範囲である。
【００３０】
Ｐ：０．００８％以下
Ｐの低減は本発明の最も重要な要素の一つである。Ｐは島状マルテンサイトに濃化し、島状マルテンサイトの生成を助長するとともに、島状マルテンサイト自体の靭性を低下させる元素である。ＨＡＺ靱性を向上するためには、できるだけ低減することが望ましい。特に低Ｓｉ化と組み合わせたときには、島状マルテンサイトの生成量が顕著に減少し、ＨＡＺ靭性が著しく向上する。Ｐを０．００８％以下とすることによってＨＡＺ靭性向上効果が顕著となるため、Ｐ量は０．００８％以下とする。好ましくは、０．００５％以下である。
【００３１】
Ｓ：０．００１５％以下
ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成する。ＭｎＳは圧延により伸長し、特にシャルピー試験片を板厚方向（Ｚ方向）に採取した際に、吸収エネルギーを顕著に低下させる。エレクトロスラグ溶接継手のシャルピー試験は、Ｚ方向に試験片を採取するので、吸収エネルギーを向上するためには、ＭｎＳをできるだけ減少することが必要である。Ｓを０．００１５％以下まで低減すれば、ＭｎＳの影響はほとんど認められなくなるため、Ｓ量は０．００１５％以下とする。好ましくは、０．０００９％以下である。
【００３２】
Ｍｏ：０．３０〜０．６０％
Ｍｏは本発明において、強度確保のために必須の重要元素である。Ｃｕ，Ｎｉなどの合金添加は、連鋳スラブの表面性状を劣化させたり、中央偏析部の硬さの上昇によるスラブ内部欠陥増加などの問題を引き起こす問題がある。また、オーステナイト形成元素であるＭｎ、Ｃｕ、Ｎｉなどの元素は、超大入熱溶接のＣＧＨＡＺおよび小入熱多パス溶接におけるＩＣＣＧＨＡＺの島状マルテンサイト生成を促進して靱性を劣化させるため、本発明ではＭｎ、Ｃｕ、Ｎｉなどの元素の含有を必要最小限とし、Ｍｏを用いて母材およびＨＡＺの強度を確保する。０．３０％以上含有することによって、粒界フェライトの生成を抑制し、母材およびＨＡＺの組織をベイナイト主体とすることができ、７８０ＭＰａ以上の引張強度が得られる。０．６０％を超えるとＨＡＺ靭性が低下するので、Ｍｏ量は０．３０〜０．６０％の範囲とする。好ましくは、０．３５〜０．５０％の範囲である。より好ましくは、０．４０〜０．５０％の範囲である。
【００３３】
Ａｌ：０．００５〜０．０６０％
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おいて、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、Ｎによる靭性低下や割れ発生を抑える効果も有する。このような効果は０．００５％以上の含有で認められるが、０．０６０％を超えて含有すると、母材の靱性が低下するとともに、溶接時に溶接金属に混入して靱性を劣化させる。このため、Ａｌ量は０．００５〜０．０６０％の範囲とする。好ましくは、０．０１０〜０．０４５％の範囲である。より好ましくは、０．０２０〜０．０３５％の範囲である。
【００３４】
Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％
Ｔｉは、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、あるいはフェライト変態核としてＨＡＺの高靱化に寄与する。このような効果を得るためには、０．００３％以上の含有が必要である。一方、０．０２０％を超えて添加すると、ＴｉＮ粒子が粗大化し、上記した効果が期待できなくなる。このため、Ｔｉ量は０．００３〜０．０２０％の範囲とする。好ましくは、０．００８〜０．０２０％の範囲である。
【００３５】
Ｎ：０．００２５〜０．００５５％
固溶Ｎは母材や超大入熱溶接のＣＧＨＡＺおよび小入熱多パス溶接におけるＩＣＣＧＨＡＺの島状マルテンサイト生成を促進して靱性を劣化させる。一方、ＴｉやＮｂと結びついて窒化物を形成した場合、ピンニング効果によりオーステナイト粒の粗大化を防いだり、フェライトやベイナイトの核生成サイトとして機能することにより、ＨＡＺ組織の微細化に寄与する。このような効果を得るには、少なくとも０．００２５％含有する必要がある。一方、０．００５５％を超えると、窒化物が多すぎたり、粗大化することにより、むしろ靱性が低下する場合があるので、Ｎ量は０．００２５〜０．００５５％の範囲とする。好ましくは、０．００３０〜０．００５０％の範囲である。
【００３６】
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％
Ｂは微量の添加で焼入性を高める元素である。７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保するため、０．０００３％以上が必要であるが、０．００３０％を超えると母材およびＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｂ量は０．０００３〜０．００３０％の範囲とする。
【００３７】
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％
Ｎｂは、析出強化によって強度を上昇する効果と、制御圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制し、その後の変態組織を微細化して母材を強靱化する効果を有する元素である。また、Ｔｉと同時に添加することにより、複合窒化物（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｎを形成する。（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｎは、ＴｉＮよりもフェライトやベイナイトの核生成サイトとしての機能が高く、ＨＡＺ組織の微細化に顕著に寄与する。これらの効果を得るには０．００５％以上の含有が必要である。また、０．０３０％超えの含有は、著しく母材およびＨＡＺ靱性を低下させるので、Ｎｂは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。
【００３８】
Ｖ：０．０１〜０．０８％
Ｖは，析出強化によって強度を上昇する効果を有する。必要に応じて添加することができるが、このような効果を得るには０．０１％以上の含有が必要である。０．０８％超えの含有は著しくＨＡＺ靱性を低下するのでＶ量は０．０１〜０．０８％の範囲とする。好ましくは、０．０２〜０．０６％の範囲である。
【００３９】
Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．２％以下、
Ｃｕ、Ｎｉは、連鋳スラブの表面性状を劣化させたり、中央偏析部の硬さの上昇によるスラブ内部欠陥増加などの問題を引き起こす問題がある。また、オーステナイト形成元素であるＭｎ、Ｃｕ、Ｎｉ等の元素は、超大入熱溶接のＣＧＨＡＺおよび小入熱多パス溶接におけるＩＣＣＧＨＡＺの島状マルテンサイト生成を促進し、靱性を劣化させる。このため、本発明では、Ｃｕ量は０．５０％以下、Ｎｉ量は１．２％以下とする。Ｍｎは母材およびＨＡＺの強度を確保するためにある程度の含有が必要となるため、Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｎｉの合計は１．８％以下とする。
【００４０】
Ｃｒ：０．１〜１．２％
Ｃｒは、スラブ表面性状や中央偏析部に及ぼす悪影響が少なく、超大入熱溶接のＣＧＨＡＺおよび小入熱多パス溶接におけるＩＣＣＧＨＡＺの靭性の劣化も少ない元素であり、母材およびＨＡＺの強度調整のため必要に応じて添加できる。強度を上昇させる効果を得るには０．１％以上の含有が必要であり、１．２％を超えて含有すると耐溶接割れ性が低下するため、Ｃｒ量は０．１〜１．２％の範囲とする。
【００４１】
（Ｔｉ＋Ｎｂ／５）×Ｎ：２．０×１０−５  以上、９．０×１０−５以下
ＴｉおよびＮｂが窒素と結びついて窒化物（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｎを形成した場合、ピンニング効果によりオーステナイト粒の粗大化を防いだり、フェライトやベイナイトの核生成サイトとして機能することにより、ＨＡＺ組織の微細化に寄与し、ＨＡＺ靭性が向上する。（Ｔｉ＋Ｎｂ／５）×Ｎの値が２．０×１０−５  未満では、十分な数の窒化物（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｎが生成しないためＨＡＺ組織が粗大化してＨＡＺ靭性が低下する。また、９．０×１０−５  を超えると（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｎが多すぎたり、粗大化してしまうため、ＨＡＺ靭性がかえって低下してしまう。そこで、（Ｔｉ＋Ｎｂ／５）×Ｎ  の値は２．０×１０−５  以上９．０×１０−５以下の範囲とする。好ましくは、３．０×１０−５  以上８．０×１０−５以下の範囲である。
【００４２】
（Ｔｉ＋Ｎｂ／３）／Ｎ：２．０以上、５．５以下
（Ｔｉ＋Ｎｂ／３）／Ｎの値が２．０未満では、固溶Ｎが鋼中に残存してＨＡＺ靭性は低下する。一方、５．５を超えても、複合窒化物（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎが粗大化してしまい、ＨＡＺ靱性は低下する。そこで、（Ｔｉ＋Ｎｂ／３）／Ｎの値は２．０以上５．５以下の範囲とする。好ましくは、２．３以上４．０以下の範囲である。
【００４３】
本発明では、さらに炭素当量Ｃｅｑ、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍの範囲を定める。
【００４４】
炭素当量Ｃｅｑ：０．４８〜０．５７
最大板厚１００ｍｍまでの厚肉材で母材およびＨＡＺの強度を確保するためには、Ｃｅｑを０．４８以上とする必要があるが、０．５７を超えると耐溶接割れ性が低下し，また母材およびＨＡＺ靱性が低下するため、炭素当量Ｃｅｑは０．４８〜０．５７の範囲とする。
なお、炭素当量Ｃｅｑは下記式で定義する。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５  
但し、元素記号は各元素の質量％を表す。
【００４５】
溶接割れ感受性指数Ｐｃｍ：０．２７以下
耐溶接割れ性を良好に保ち、ＣＯ２溶接で１００℃未満の予熱温度で割れを防止できる特性を確保するため、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍは０．２７以下とする。
なお、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍは下記式で定義する。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ  
但し、元素記号は各元素の質量％を表す。
【００４６】
以上が本発明の基本化学成分であり、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなるが、さらに材質を改善する目的でＣａ、ＲＥＭ、Ｍｇの中から選ばれる１種以上を選択元素として含有しても良い。
【００４７】
Ｃａ：０．０００５〜０．００２０％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．００３０％、Ｍｇ：０．００１０〜０．００２０％
Ｃａ、ＲＥＭおよびＭｇは、硫化物の形態制御を介して鋼の延性向上に寄与する元素である。これらの元素の硫化物または酸化物粒子はＭｎＳと複合して溶接時にフェライト変態核として作用し、ＨＡＺ靱性の向上に寄与する。これらの効果を発揮させるには、少なくとも０．０００５％以上のＣａ、０．００１０％以上のＲＥＭまたはＭｇを添加する必要がある。一方、Ｃａは０．００２０％を超えて添加した場合、過剰量のＣａ系介在物が生成し、逆に靱性が低下する場合がある。このため、Ｃａを添加する場合は、Ｃａ量は０．０００５〜０．００２０％の範囲とすることが好ましい。同様の理由で、ＲＥＭまたはＭｇを添加する場合は、ＲＥＭ量は０．００１０〜０．００３０％、Ｍｇ量は０．００１０〜０．００２０％の範囲とすることが好ましい。
【００４８】
なお本発明は、上述した組成を有する鋼を、転炉、電気炉等の溶製手段で溶製し、連続鋳造法または造塊〜分塊法等で常法によりスラブ等の鋼素材とすることができるが、鋼の溶製方法や鋳造方法を特定するものではない。また、圧延後の熱処理も、再加熱焼入れ（ＲＱ）、直接焼入れ（ＤＱ）、二相域焼入れ（Ｑ′）、焼戻し（Ｔ）や制御圧延（ＣＲ）、制御圧延＋加速冷却（ＴＭＣＰ）を組合せて行うことができる。
【実施例１】
【００４９】
転炉−取鍋精錬−連続鋳造法で、表１に示す組成に調製された鋼素材（スラブ：板厚２５０ｍｍ）を熱間圧延により１００ｍｍ厚の鋼板とした。
【００５０】
得られた各厚鋼板の板厚１／４位置から、ＪＩＳ４号引張試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性を調査した。また、得られた各厚鋼板の板厚１／４位置から、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０２の規定に準拠して、Ｖノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２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（ｖＥ０℃）を求め、母材靱性を評価した。
【００５１】
また、得られた各厚鋼板から、継手用試験板（大きさ：４００×６００ｍｍ）を採取し、図１に示すような開先形状としたエレクトロスラグ溶接（溶接入熱量：１０００ｋＪ／ｃｍ）により、溶接継手を作製した。なお、供給ワイヤは、ＪＩＳ  Ｚ  ３３５３  ＹＥＳ６２相当品、フラックスはＪＩＳ  Ｚ  ３３５３  ＦＳ−ＦＧ３相当品を使用した。
【００５２】
得られた溶接継手から、図２に示すように切欠き位置をボンド部とするＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２の規定に準拠して、試験温度：０℃でのシャルピー衝撃試験を行って、継手ボンド部の０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０℃）を求め、継手靱性を評価した。
【００５３】
また、図３に示すような開先形状とした多層ＣＯ２溶接（溶接入熱量：２５ｋＪ／ｃｍ）により、溶接継手を作製し、図４に示すように、切欠き位置をボンド部とするＶノッチシャルピー試験片を採取して、０℃におけるシャルピー衝撃試験を行った。
【００５４】
さらに、得られた各厚鋼板からサンプルを採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ３１０１の規定に準拠して溶接ビード（ショートビード；溶接長４０ｍｍ）をサンプル上に置き、ショートビード最高硬さを求め、耐溶接割れ性を評価した。なお、ショートビード溶接はサンプルを予熱せず室温のままで行なった。得られた結果を表２に示す。
【００５５】
降伏強さ（ＹＳ）６３０ＭＰａ以上、引張強さ（ＴＳ）７８０ＭＰａ以上を満足し、エレクトロスラグ溶接（ＥＳＷ）ボンド部および多層ＣＯ２溶接ボンド部の０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ０）が２７Ｊ以上、ショートビード最高硬さがＨＶ４００未満であるものを溶接熱影響部靭性と耐溶接割れ性（または耐硬化性）に優れる高張力鋼板として評価した。
【００５６】
【表１】
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【００５７】
【表２】
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【００５８】
表１に示すように、比較例である鋼板Ｎｏ．１２〜Ｎｏ．２５は、いずれかの項目が本発明の範囲外であるため、表２に示す母材特性、ＨＡＺ靭性、耐硬化性のいずれかの特性が劣っている。鋼板Ｎｏ．１２および２０ではＴＳが７８０ＭＰａ未満であり、鋼板Ｎｏ．１３〜２５では、エレクトロスラグ溶接継手のシャルピー値が２７Ｊ未満と、必要特性を満足していない。鋼板Ｎｏ．１３、１４、１６、２１については、多層ＣＯ２溶接継手シャルピー値も２７Ｊ未満である。また、鋼板Ｎｏ．１３および１９はショートビード最高硬さがＨＶ４００以上である。
【００５９】
これに対して、発明例である鋼板Ｎｏ．１〜１１では、６３０ＭＰａ以上のＹＳ、７８０ＭＰａ以上のＴＳ、エレクトロスラグ溶接継手および多層ＣＯ２溶接継手において２７Ｊ以上のシャルピー値を有し、ショートビード最高硬さがＨＶ４００未満となっている。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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