(57)【要約】  本願は、低温貯蔵タンク等に使用される入熱量が８０ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施した際の、溶接熱影響部の−５５℃における低温靱性に優れた大入熱溶接用鋼材を提供することを目的とする。  本願の大入熱溶接用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０４−０．０９％、Ｓｉ：０．１５−０．２５％、Ｍｎ：１．４０−２．００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０００５−０．００４０％、Ａｌ：０．０３０−０．０８０％、Ｔｉ：０．００５−０．０２３％、Ｂ：０．０００３−０．００２０％、Ｃａ：０．０００５−０．００３０％、Ｎ：０．００３０−０．００６０％、Ｏ：０．００４０％以下を含有し、さらに、Ｎｂ：０．００５％以下およびＭｏ：０．００５％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０９％、Ｓｉ：０．１５〜０．２５％、Ｍｎ：１．４０〜２．００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、Ａｌ：０．０３０〜０．０８０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２３％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｎ：０．００３０〜０．００６０％、Ｏ：０．００４０％以下を含有し、さらに、Ｎｂ：０．００５％以下およびＭｏ：０．００５％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする大入熱溶接用鋼材。
【請求項２】
さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：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鋼材。
【請求項３】
さらに、下記（１）式を満たす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鋼材。０＜｛（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５｝／Ｓ≦０．８・・・（１）ただし、上記式中のＣａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（質量％）を表す。
【請求項４】
さらに、下記（２）式を満たすことを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の大入熱溶接用鋼材。１．４５≦Ｍｎ＋０．４×（Ｃｕ＋Ｎｉ）＋Ｃｒ≦１．９２・・・（２）ただし、上記式中のＭｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒは各成分の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
【請求項５】
さらに、質量％で、Ｖ：０．１％以下、Ｗ：０．１％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１〜４のいずれかに記載の大入熱溶接用鋼材。
【請求項６】
さらに、質量％で、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２０％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１〜５のいずれかに記載の大入熱溶接用鋼材。
【請求項７】
溶接入熱量が８０〜３００ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接を施したときのボンド近傍の熱影響部組織において、旧γ粒内の平均結晶粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする請求項１〜６のいずれかに記載の大入熱溶接用鋼材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】  本発明は、低温貯蔵タンク、造船、建築等の各種溶接構造物で使用される鋼材に好適な、入熱量が８０ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施した際の溶接熱影響部の低温靭性に優れる大入熱溶接用鋼材に関する。
【背景技術】
【０００２】  低温貯蔵タンク、造船、建築等の分野で使用される鋼材は、一般に、溶接接合により所望の形状の構造物に仕上げられる。これらの構造物においては、安全性の観点から、使用される鋼材の母材靱性はもちろんのこと、溶接部の靱性に優れることが要請されている。例えば、液化アンモニウムや液化プロパンガス（ＬＰＧ）を貯蔵するタンクでは、ガスの液化温度以下の、−５５℃程度の低温で使用されるため、このような低温において良好な靱性を有することが求められる。溶接に際しては、一般的に少入熱、多パス溶接で施工されているが、施工効率向上の観点から、エレクトロガス溶接などの大入熱、１パス溶接適用の強い要望がある。しかし、一般に、溶接入熱量が大きくなると、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の組織が粗大化するために、溶接熱影響部の靱性は低下することが知られている。【０００３】  低温貯蔵タンク用鋼の低温靱性を改善する手法として、例えば、特許文献１には、Ｎｂを含有する成分の鋼を用い、島状マルテンサイト（ＭＡ）の分率、サイズなどの存在状態を規定した、溶接性と低温靱性に優れた低降伏比高張力鋼が開示されている。【０００４】  また、特許文献２には、フェライトとフェライト以外の他の組織から構成されるミクロ組織を有する鋼板において、前記他の組織中の平均炭素濃度が、鋼板全体における炭素濃度に対して４倍以下とした、溶接継手部の低温靱性に優れた鋼板が開示されている。【０００５】  しかし、これらの従来技術は、溶接時の入熱量が８０ｋＪ／ｃｍを超えるような大入熱溶接を想定したものではなく、大入熱溶接時の溶接熱影響部の低温靱性は不十分であった。【０００６】  大入熱溶接時の溶接熱影響部の靱性を改善する手法として、例えば、ＴｉＮの微細分散によるオーステナイト粒の粗大化抑制やフェライト変態核としての作用を利用する技術はすでに実用化されている。また、Ｔｉの酸化物を分散させる技術は特許文献３に開示されている。【０００７】  しかしながら、ＴｉＮを積極的に利用する従来技術では、ＴｉＮが溶解する温度域に加熱される溶接熱影響部において、Ｔｉが有する上記の作用がなくなり、さらには母材組織が固溶Ｔｉおよび固溶Ｎにより脆化して靱性が著しく低下するという問題があった。また、特許文献３のようにＴｉ酸化物を利用する技術では、酸化物を均一微細に分散させることが困難であるという問題があった。【０００８】  これに対し、例えば特許文献４には、大入熱溶接時の溶接熱影響部の靱性を向上させるために、硫化物の形態制御に必要なＣａを適正に含有させ、ＣａＳを活用することが開示されている。酸化物に比べて低温で晶出するＣａＳを利用することで、ＣａＳを微細に分散させることが可能となり、冷却中にＣａＳを核として析出するＭｎＳやＴｉＮ、ＢＮ等のフェライト変態生成核を微細に分散させることにより、溶接熱影響部の組織を微細なフェライトパーライトの組織として高靱性化を達成する技術が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特許４２６１７６５号
【特許文献２】特許４６３７５１６号
【特許文献３】特開昭５７−５１２４３号公報
【特許文献４】特許３５４６３０８号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】  しかしながら、特許文献４の技術であっても、比較的合金添加量が多く添加された鋼成分においては、溶接入熱量が８０ｋＪ／ｃｍを超える大入熱量の溶接を施したとき、ボンド部組織に粗大なベイナイトが生成したり、島状マルテンサイト（ＭＡ）と呼ばれる硬質の脆化組織が形成し、−５５℃といった低温において十分な靱性が得られない場合があった。【００１１】  本発明は、上記実情に鑑みてなされたものであって、低温貯蔵タンク等に使用される入熱量が８０ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施した際の、溶接熱影響部の−５５℃における低温靱性に優れた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】
【００１２】  本発明者らは、上記課題を解決するために、鋭意検討を行い、以下の知見を得た。１．大入熱溶接を施した際、溶接熱影響部が−５５℃といった低温で優れた靱性を得るためには、高温域でのオーステナイト粒の粗大化を抑制するとともに、その後の冷却過程における粗大なベイナイトの生成を抑制し、粒内フェライトを生成させること、および島状マルテンサイト（ＭＡ）量を低減することが肝要である。２．具体的な成分設計指針として、オーステナイト粒の粗大化抑制のために所望のＴｉ、Ｎ量を確保すること、粗大ベイナイト生成を抑制するとともにＭＡ生成を低減するためにＮｂ、Ｍｏを無添加もしくは不可避不純物としての混入に制限し、粒内フェライトを生成させるために、Ａｌ、Ｎ、Ｂ、Ｃａ、Ｓ、Ｏ量を適正に制御することが有効である。【００１３】  本発明は、上記知見をもとに、さらに検討を加えてなされたものである。すなわち、本発明の要旨は以下のとおりである。［１］質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０９％、Ｓｉ：０．１５〜０．２５％、Ｍｎ：１．４０〜２．００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、Ａｌ：０．０３０〜０．０８０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２３％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｎ：０．００３０〜０．００６０％、Ｏ：０．００４０％以下を含有し、さらに、Ｎｂ：０．００５％以下およびＭｏ：０．００５％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする大入熱溶接用鋼材。［２］さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：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鋼材。［３］さらに、下記（１）式を満たすことを特徴とする［１］または［２］に記載の大入熱溶接用鋼材。０＜｛（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５｝／Ｓ≦０．８・・・（１）ただし、上記式中のＣａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（質量％）を表す。［４］さらに、下記（２）式を満たすことを特徴とする［１］〜［３］のいずれかに記載の大入熱溶接用鋼材。１．４５≦Ｍｎ＋０．４×（Ｃｕ＋Ｎｉ）＋Ｃｒ≦１．９２・・・（２）ただし、上記式中のＭｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒは各成分の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。［５］さらに、質量％で、Ｖ：０．１％以下、Ｗ：０．１％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］〜［４］のいずれかに記載の大入熱溶接用鋼材。［６］さらに、質量％で、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２０％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］〜［５］のいずれかに記載の大入熱溶接用鋼材。［７］溶接入熱量が８０〜３００ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接を施したときのボンド近傍の熱影響部組織において、旧γ粒内の平均結晶粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする［１］〜［６］のいずれかに記載の大入熱溶接用鋼材。
【発明の効果】
【００１４】  本発明によれば、８０〜３００ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接を施しても溶接熱影響部の強度と低温靭性に優れる鋼材を安価に得ることができる。したがって、本発明の鋼材は、エレクトロガス溶接、サブマージアーク溶接、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低温貯蔵タンクや船舶、大型鋼構造物に好適に用いられる。
【発明を実施するための形態】
【００１５】  以下に、本発明を実施するための形態について説明する。まず、本発明において化学成分を限定した意義について説明する。なお、本発明において、化学成分に関する％表示は全て質量％を意味している。
【００１６】  Ｃ：０．０４〜０．０９％  Ｃは、必要な強度を得るために０．０４％以上の含有を必須とする。しかしながら、０．０９％を超えて含有すると溶接熱影響部の靱性が低下するため、上限を０．０９％とする。下限は、好ましくは０．０４５％以上である。上限は、好ましくは０．０８％未満である。
【００１７】  Ｓｉ：０．１５〜０．２５％  Ｓｉは鋼中に必ず含有される元素であり、鋼の高強度化のために０．１５％以上添加することとする。一方、０．２５％を超えて含有すると、大入熱溶接熱影響部に島状マルテンサイトを多量に生成し靱性を劣化させる。よって、その上限を０．２５％とする。鋼中のＳｉ量は、０．２２％以下であることが好ましく、０．２０％以下であることがさらに好ましい。
【００１８】  Ｍｎ：１．４０〜２．００％  Ｍｎは、母材の強度を確保するために、１．４０％以上必要であり、２．００％を超えると溶接部の靭性を劣化させる。したがって、Ｍｎの範囲は、１．４０〜２．００％とする。下限は、好ましくは１．４０％以上である。上限は、好ましくは１．６０％である。
【００１９】  Ｐ：０．０１５％以下  Ｐは、不可避的に混入する不純物であり、０．０１５％を超えると、母材および溶接部の靭性を低下させるため、上限を０．０１５％とする。なお、良好な靱性を得るためには、０．０１０％以下が好ましく、０．００７％以下であることがさらに好ましい。
【００２０】  Ｓ：０．０００５〜０．００４０％  Ｓは、所要のＣａＳあるいはＭｎＳを生成するために０．０００５％以上必要であり、０．００４０％を超えると母材の靱性を劣化させる。したがって、Ｓの含有量は、０．０００５〜０．００４０％の範囲とする。下限は、好ましくは０.００１０％以上である。上限は、好ましくは０．００３５％以下である。
【００２１】  Ａｌ：０．０３０〜０．０８０％  Ａｌは、本発明において重要な元素の一つである。鋼の脱酸上少なくとも０．０１０％以上が必要であることに加えて、溶接熱影響部でＡｌＮを形成することで固溶Ｎを低減し、靱性向上に寄与する。さらに、溶接熱影響部で生成したＡｌＮは、旧γ粒界内でフェライトの核生成サイトとして作用して結晶粒径微細化に寄与し、靱性を向上させることができる。このような効果を得るためには、Ａｌは０．０３０％以上必要である。しかしながら、０．０８０％を超えて含有すると母材の靱性を低下させると同時に溶接熱影響部の靱性を劣化させる。したがって、Ａｌの含有量は、０．０３０〜０．０８０％の範囲とする。下限は、好ましくは０．０３５％以上である。上限は、好ましくは０．０７０％以下である。下限は、さらに好ましくは０．０４０％以上である。上限は、さらに好ましくは０．０６５％以下である。
【００２２】  Ｔｉ：０．００５〜０．０２３％  Ｔｉは、凝固時にＴｉＮとなって析出し、溶接熱影響部でのオーステナイトの粗大化抑制や、フェライト変態核となって高靱性化に寄与する。０．００５％に満たないとその効果が少なく、０．０２３％を超えるとＴｉＮ粒子の粗大化によって期待する効果が得られなくなる。したがって、Ｔｉの含有量は、０．００５〜０．０２３％の範囲とする。下限は、好ましくは０．００８％以上である。上限は、好ましくは０．０２０％以下である。
【００２３】  Ｂ：０．０００３〜０．００２０％  Ｂは、溶接熱影響部でＢＮを生成して、固溶Ｎを低減するとともにフェライト変態核として作用する元素である。このような効果を奏するには０．０００３％以上の含有が必要である。一方で、０．００２０％を超えて添加すると焼入れ性が過度に増して靱性が劣化する。したがって、Ｂの含有量は、０．０００３〜０．００２０％の範囲とする。
【００２４】  Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％  Ｃａは、ＣａＳを形成することによりＳを化学的に固定し靭性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくとも０．０００５％以上含有する必要がある。一方で、０．００３０％を超えて含有しても効果が飽和する。したがって、Ｃａの含有量は０．０００５％〜０．００３０％の範囲に限定する。好ましくは、下限は、好ましくは０．００１０％以上である。上限は、好ましくは０．００２５％以下である。
【００２５】  Ｎ：０．００３０〜０．００６０％  Ｎは、ＴｉＮを形成させるためのＴｉと見合う量を確保することが必要である。０．００３０％未満では十分なＴｉＮ量が得られず、溶接熱影響部でのオーステナイトの粗大化抑制やフェライト変態核として高靱性化に寄与する、などの効果が得られない。一方で、０．００６０％を超えると、溶接入熱によってＴｉＮが溶解する領域での固溶Ｎ量が増加し、靱性が著しく低下する。したがって、Ｎの含有量は、０．００３０〜０．００６０％の範囲とする。下限は、好ましくは０．００３５％以上である。上限は、好ましくは０．００５５％以下とする。
【００２６】  Ｏ：０．００４０％以下  Ｏは、必ず含有される。しかしながら、Ｏは凝固時に酸化物となって析出するため、０．００４０％を超えて含有すると、母材および溶接熱影響部の靭性が低下する。このため、Ｏの含有量は０．００４０％以下とする。好ましくは、０．００３５％以下である。
【００２７】  Ｎｂ、Ｍｏ：それぞれ０．００５％以下  Ｎｂ、Ｍｏは、本発明において、その含有量をきびしく制限する必要があるという点で重要な元素である。Ｎｂ、Ｍｏを含有することで、溶接熱影響部の旧γ粒内の組織が粗大なベイナイトとなり、靱性が著しく低下する。よって、Ｎｂ、Ｍｏの混入量は０．００５％以下とする。Ｎｂ、Ｍｏ混入量が０．００５％以下であれば溶接熱影響部の靱性低下への影響は小さい。より好ましくは０．００３％以下、さらに好ましくは無添加である。
【００２８】  本発明では、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒのうちから選ばれる１種以上を、それぞれ下記範囲内において選択的に含有することができる。
【００２９】  Ｃｕ：０．５％以下  Ｃｕは、母材および溶接熱影響部の靭性の低下を抑制しつつ強度を上昇させることができる。この効果は０．１０％以上含有することにより発揮される。しかしながら、０．５％を超えると熱間脆性を生じ、鋼板の表面性状を劣化させる場合がある。したがって、Ｃｕを添加する場合は、０．５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．４％以下である。
【００３０】  Ｎｉ：１．０％以下  Ｎｉは、Ｃｕと同様、母材および溶接熱影響部の靭性の低下を抑制しつつ強度を上昇させることができる。この効果は０．１０％以上含有することにより発揮される。しかしながら、１．０％を超えても効果が飽和する場合がある。したがって、Ｎｉを添加する場合は、１．０％以下とすることが好ましい。
【００３１】  Ｃｒ：０．５％以下  Ｃｒは、母材および溶接継手の高強度化に有効な元素であり、この効果は０．０５％以上含有することにより発揮される。しかしながら、過剰に添加すると靱性に悪影響を与えることがある。したがって、Ｃｒを添加する場合は、上限を０．５％とすることが好ましい。
【００３２】  本発明では、さらに、質量％で、Ｖ、Ｗのうちから選ばれる１種以上を、それぞれ下記範囲内において選択的に含有することができる。
【００３３】  Ｖ：０．１％以下  Ｖは、母材の強度および靱性の向上と、ＶＮとしてのフェライト生成核として働く。この効果は０．０２％以上含有することにより発揮される。しかしながら、０．１％を超えるとかえって靱性の低下を招く場合がある。したがって、Ｖを添加する場合は、０．１％以下とすることが好ましい。
【００３４】  Ｗ：０．１％以下  Ｗは、母材の高強度化に有効な元素であり、この効果は０．０２％以上含有することにより発揮される。しかしながら、過剰に添加すると靱性に悪影響を与えることがある。したがって、Ｗを添加する場合は、０．１％以下とすることが好ましい。
【００３５】  本発明では、さらに、質量％で、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭのうちから選ばれる１種以上を下記範囲内において含有させることができる。
【００３６】  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。このような効果を発揮させるには少なくとも０．０００５％以上含有することが好ましい。しかしながら、０．００５０％を超えて含有しても効果が飽和することがある。したがって、Ｍｇを添加する場合は、０．０００５〜０．００５０％とすることが好ましい。
【００３７】  Ｚｒ：０．００１〜０．０２０％  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。このような効果を発揮させるには少なくとも０．００１％以上含有することが好ましい。しかしながら、０．０２０％を超えて含有しても効果が飽和することがある。したがって、Ｚｒを添加する場合は、０．００１〜０．０２０％とすることが好ましい。
【００３８】  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。このような効果を発揮させるには少なくとも０．００１％以上含有することが好ましい。しかしながら、０．０２０％を超えて含有しても効果が飽和することがある。したがって、ＲＥＭを添加する場合は、０．００１〜０．０２０％とすることが好ましい。
【００３９】  上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
【００４０】  本発明では、下記の式（１）を満足することが好ましい。
【００４１】  ０＜｛（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５｝／Ｓ≦０．８・・・（１）ただし、上記式中のＣａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（質量％）を表す。
【００４２】  本発明において、Ｃａ、ＯおよびＳは、０＜｛（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５｝／Ｓ≦０．８の関係を満足するように含有させることにより、ＣａＳ上にＭｎＳが析出した複合硫化物の形態となる。｛（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５｝／Ｓの値が０．８を超えると、ＳがほとんどＣａによって固定され、フェライト生成核として働くＭｎＳがＣａＳ上に析出しないために溶接熱影響部の靭性を確保できない。また、｛（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５｝／Ｓの値が０超えとなると、ＣａＳ上にＭｎＳが析出した複合硫化物の形態となり、フェライト変態促進効果が発現される。したがって、０＜｛（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５｝／Ｓ≦０．８とした。｛（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５｝／Ｓ≦０の場合には、ＣａＳが晶出しないためにＳはＭｎＳ単独の形態で析出し、溶接熱影響部での微細分散が達成されない。
【００４３】  本発明では、下記の式（２）を満足することが好ましい。
【００４４】  １．４５≦Ｍｎ＋０．４×（Ｃｕ＋Ｎｉ）＋Ｃｒ≦１．９２・・・（２）ただし、上記式中のＭｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒは各成分の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
【００４５】  本発明において、Ｍｎ＋０．４×（Ｃｕ＋Ｎｉ）＋Ｃｒを１．４５以上１．９２以下とすることで、所望の母材および溶接継手強度と、溶接熱影響部の靱性を両立することができる。１．４５未満では所望の強度が得られず、１．９２を超えると溶接熱影響部の靱性が劣化する。より好ましくは、１．５０以上１．９０以下である。
【００４６】  本発明では、熱影響部の組織については、以下を満たすことが好ましい。
【００４７】  溶接入熱量８０〜３００ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接を施したときのボンド近傍の熱影響部組織において、旧γ粒内の平均結晶粒径が１０μｍ以下  本発明では、溶接入熱量が８０〜３００ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接を施したときのボンド近傍の熱影響部組織の、旧γ粒内の平均結晶粒径を１０μｍ以下とすることにより、熱影響部において優れた靭性を達成する。溶接入熱量が８０〜３００ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接を対象としたのは、このような大入熱溶接の場合にミクロ組織が粗大化し、靱性が劣化しやすいためである。ここで、ボンド近傍の熱影響部組織とは、溶接金属と母鋼板の境界からおよそ０．５ｍｍ母材である鋼板側に入った位置までの間の領域をいう。旧γ粒内の平均結晶粒径は、ＮｂおよびＭｏを無添加もしくは不可避的不純物としての混入とし、Ｔｉ、Ｎ、Ａｌ、Ｂ、Ｃａ、Ｓ、Ｏの添加量を規定範囲内に制御することにより、１０μｍ以下とすることができ、熱影響部において優れた靭性を得ることができる。
【００４８】  なお、旧γ粒内の平均結晶粒径は、ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折法）を用いて測定することができる。本発明においては、ＥＢＳＤ測定により得られた結晶方位マップにおいて、結晶方位差が１５度以上となる境界に囲まれた領域の円相当径の平均値を平均結晶粒径と定義する。
【００４９】  本発明の鋼材は、例えば、以下のようにして製造される。まず溶銑を転炉で精錬して鋼とした後、ＲＨ脱ガスを行い、連続鋳造または造塊−分塊工程を経て鋼片とする。これを再加熱し、熱間圧延後放冷するか、あるいはまた、前記熱間圧延後に、加速冷却、直接焼入れ−焼戻し、再加熱焼入れ−焼戻し、再加熱焼準−焼戻しなどの工程を経て製造することができる。製造条件については、所望の強度が得られれば良いので、特に規定されない。なお、好ましい圧延条件は、再加熱温度：１０５０〜１２５０℃、仕上げ圧延温度：７００〜９００℃、圧延後の平均冷却速度：１〜５０℃/s、冷却停止温度：４００〜６００℃である。
【実施例】
【００５０】  次に本発明を実施例に基づいて説明する。【００５１】  １５０ｋｇの高周波溶解炉にて、表１に示す組成の鋼を溶製し、厚さ２００ｍｍのスラブとした。このスラブを１１５０℃に１時間加熱後、仕上圧延温度が板厚中心温度で７７０℃である熱間圧延を行なって板厚４０ｍｍに仕上げた後、１０℃／ｓの平均冷却速度（板厚中心部）で５００〜５５０℃まで加速冷却後、放冷した。【００５２】
【表１】
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【００５３】  得られた厚鋼板の１／４ｔ（ｔ：板厚）の位置でＣ方向（圧延方向と垂直方向）から平行部１４ｍｍφ×８５ｍｍ、標点間距離７０ｍｍの丸棒引張試験片を、１／４ｔの位置のＬ方向（圧延方向）から２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を採取し、母材の強度（降伏強度ＹＳおよび引張強度ＴＳ）と試験温度−５５℃での吸収エネルギー（３本の試験片の平均値、「ｖＥ−５５℃」と記載する。）を評価した。目標特性は、ＹＳ≧３４５ＭＰａ、ＴＳ≧４８５ＭＰａ、吸収エネルギーｖＥ−５５℃≧２５０Ｊとした。【００５４】  さらに、溶接継手熱影響部の特性を評価するため、大入熱溶接（約２００ｋＪ／ｃｍ）のエレクトロガス溶接（ＥＧＷ）によって継手を作製した後、継手強度を、溶接ビードに直角に採取した全厚ＪＩＳ１号試験片にて評価した。また、ＨＡＺ靭性は、板厚方向の表面と裏面から１ｍｍ位置についてボンド部にノッチを入れたシャルピー試験片（各６本）を用いて、試験温度−５５℃での吸収エネルギー（計１２本の試験片の平均値、「ｖＥ−５５℃」と記載する。）により評価した。目標特性は、継手ＴＳ≧４８５ＭＰａ、溶接継手ＨＡＺ靭性で吸収エネルギーｖＥ−５５℃≧２５０Ｊとした。【００５５】  溶接熱影響部の旧γ粒内の平均結晶粒径は、ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折法）を用いて４００μｍ×４００μｍの視野で測定し、旧γ粒の内部のみを抽出した結晶方位マップ上に結晶方位差が１５度以上となる境界を描画し、その境界で囲まれた領域の円相当径の平均値を平均結晶粒径とした。【００５６】  表２に、旧γ粒内の平均結晶粒径と、ＨＡＺ靭性を母材の機械的特性とともに示す。【００５７】
【表２】
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【００５８】  表２から、本発明例であるＮｏ．１〜１８ではいずれも溶接継手の引張強度が４８５ＭＰａ以上と高強度で、溶接熱影響部の吸収エネルギーｖＥ−５５℃が２５０Ｊ以上であり、溶接熱影響部靭性にも優れている。一方、化学成分や（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓの値、Ｍｎ＋０．４×（Ｃｕ＋Ｎｉ）＋Ｃｒの値、旧γ粒内の平均結晶粒径の１つ以上が本発明の範囲を外れる比較例Ｎｏ．１９〜２８は、上記のいずれか１つ以上の特性が劣っている。
【国際調査報告】
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