(57)【要約】良好な大入熱溶接熱影響部靭性を有する厚手高強度鋼板の製造方法、及び、それによって得られる厚手高強度鋼板を提供する。ＢとＶを複合添加する規定の成分組成を有し、強脱酸元素による脱酸後に残存し弱脱酸元素であるＴｉにより脱酸され得る残存酸素量ＯＴｉ、変態前のオーステナイト素地に固溶する有効ボロン量：Ｂｅｆ、炭素当量Ｃｅｑが各関係式によって規定される連続鋳造スラブを、１１００℃を超えて１３００℃以下に加熱した後、鋼表面温度が８５０℃以上で累積圧下量が５０％以上の圧延を行い、次いで鋼表面温度が８００℃以上から加速冷却を適用して５００℃以下まで冷却する方法としている。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０５〜０．１２％、
Ｓｉ：０．３％以下、
Ｍｎ：１〜２％、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．００５％以下、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３％、
Ｖ  ：０．０３〜０．１５％、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
Ｎ  ：０．００２〜０．０１％、
Ｏ  ：０．００４％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
下記式（１）の炭素当量Ｃｅｑが０．３２〜０．４５％であり、
下記式（２）の有効ボロン量Ｂｅｆが０％以下であり、
下記式（３）の有効チタン量Ｔｉｅｆが０．００５％以上である連続鋳造スラブを、
１１００℃を超えて１３００℃以下に加熱した後、鋼表面温度が８５０℃以上で累積圧下量が５０％以上の圧延を行い、次いで鋼表面温度が８００℃以上から加速冷却を適用して５００℃以下まで冷却する
ことを特徴とする大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
ここで、
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋｛（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５｝＋｛（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５｝  ・・・（１）
Ｂｅｆ＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）｝・・・（２）
Ｔｉｅｆ＝Ｔｉ−２ＯＴｉ・・・（３）
ただし、ＯＴｉは下記式（４）による。
ＯＴｉ＝Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ  ・・・（４）
ここで、
式（４）のＯＴｉが０％より小さい場合、式（２）および式（３）のＯＴｉを０％とし、
Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ））が０％より小さい場合、式（２）のＮ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）を０％とし、
式（１）、式（２）、式（３）および式（４）に示す元素は、それぞれの元素の含有量（質量％）とし、不可避的不純物として混入した元素も計算に含める。
【請求項２】
前記加速冷却の後、さらに、３５０〜７００℃で５〜６０分の焼戻し熱処理を施すことを特徴とする、請求項１に記載の大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
【請求項３】
質量％で、
Ｃａ：０．０００３〜０．００４％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００４％、
Ｎｉ：０．０１〜１％、
Ｃｕ：０．０１〜１％、
Ｃｒ：０．０１〜１％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
Ｎｂ：０．００３〜０．０３％、
ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％、
Ｚｒ：０．０００３〜０．０２％
のうちの１種または２種以上を含有し、ただし、Ｎｂを含有するときはＭｇも含有することを特徴とする、請求項１又は２に記載の大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
【請求項４】
質量％で、
Ｃ  ：０．０５〜０．１２％、
Ｓｉ：０．３％以下、
Ｍｎ：１〜２％、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．００５％以下、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３％、
Ｖ  ：０．０３〜０．１５％
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
Ｎ  ：０．００２〜０．０１％、
Ｏ  ：０．００４％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
下記式（１）の炭素当量Ｃｅｑが０．３２〜０．４５％であり、
下記式（２）の有効ボロン量Ｂｅｆが０％以下であり、
下記式（３）の有効チタン量Ｔｉｅｆが０．００５％以上であり、
板厚が５０〜１００ｍｍであり、
降伏強度が４００〜６５０ＭＰａであり、
引張強度が４９０〜７２０ＭＰａである
ことを特徴とする大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板。
ここで、
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋｛（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５｝＋｛（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５｝  ・・・（１）
Ｂｅｆ＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２Ｏｅｆ）｝・・・（２）
Ｔｉｅｆ＝Ｔｉ−２ＯＴｉ・・・（３）
ただし、ＯＴｉは下記式（３）による。
ＯＴｉ＝Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ  ・・・（３）
ここで、
式（４）のＯＴｉが０％より小さい場合、式（２）および式（３）のＯＴｉを０％とし、
Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）が０％より小さい場合、式（２）のＮ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）を０％とし、
式（１）、式（２）、式（３）および式（４）に示す元素は、それぞれの元素の含有量（質量％）とし、不可避的不純物として混入した元素も計算に含める。
【請求項５】
質量％で、
Ｃａ：０．０００３〜０．００４％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００４％、
Ｎｉ：０．０１〜１％、
Ｃｕ：０．０１〜１％、
Ｃｒ：０．０１〜１％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
Ｎｂ：０．００３〜０．０３％、
ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％、
Ｚｒ：０．０００３〜０．０２％
のうちの１種又は２種以上を含有し、Ｎｂを含有するときはＭｇも含有することを特徴とする、請求項４に記載の大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部（Ｈｅａｔ  Ａｆｆｅｃｔｅｄ  Ｚｏｎｅ：以下、ＨＡＺと称することがある）靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法、及び、大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
溶接構造物の近年のニーズとして、構造物の大型化、破壊に対する高い安全性、建造における溶接の高能率化、素材である鋼材の経済性等が挙げられる。このような動向を受け、溶接構造物に使用される鋼板に対して、（１）大きな板厚での高い強度、（２）良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性、（３）低い製造コスト等のニーズが高まりつつある。【０００３】
具体的には、高層ビルに用いられる鋼板に対して、（１）板厚５０〜１００ｍｍの厚手鋼板（以下、厚手材と称することがある）での降伏強度４００〜６５０ＭＰａ、かつ引張強度４９０〜７２０ＭＰａの確保、（２）溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍ以上の溶接部のＨＡＺ靭性（シャルピー衝撃吸収エネルギー）ｖＥ（−２０℃）≧７０Ｊの確保、（３）高価合金元素の低減（Ｎｉ量≦１％等）を同時に満たすことが要求される。【０００４】
ＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ  Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ  Ｃｏｎｔｒｏｌ  Ｐｒｏｃｅｓｓ）によって製造される厚手鋼板では、従来からボロン（Ｂ）添加による高強度化が図られてきた。Ｂの添加による効果としては、圧延後の加速冷却においてオーステナイト（γ）粒界に偏析した固溶Ｂが、変態時の焼入性を高めることが挙げられ、特許文献１では、ＢにＮｂを複合添加することによって高強度化を図っている。特許文献１の実施例に示されているように、この場合の圧延終了温度は９３０〜１０００℃と高いことが特徴であり、再結晶γから加速冷却することを必須条件として、ＮｂとＢの複合効果を発揮させて高い焼入性を引き出すことにより、強度を高めている。圧延終了温度を９３０℃よりも低い未再結晶域として低温圧延を行った場合、靭性は満足するものの強度特性は満足できず、Ｎｂ−Ｂ複合効果による高強度化が難しいことも示されている。また、特許文献１では、大入熱溶接ＨＡＺにおけるＢ利用技術を開示しており、０．３０〜０．３８％のＣｅｑのもとで、γ中固溶Ｂによる粒界フェライト抑制効果（焼入性向上効果）と、γ中ＢＮによる粒内フェライト促進効果（焼入性低減効果）を併用する有効性を示している。つまりこの場合、Ｂは焼入性に関して相反する二つの役割を演じている。以上から、特許文献１におけるＢ利用技術を要約すると、γ中固溶Ｂによる焼入性向上効果を直接焼入れ母材と大入熱溶接ＨＡＺで利用し、同時にγ中析出Ｂ（ここではＢＮ）による焼入性低減効果を大入熱溶接ＨＡＺで利用している。【０００５】
発明者らは、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を高めるために、ＨＡＺの冷却過程でγ中に析出するＶＮをピン止め粒子（酸化物、硫化物）に複合析出させ、このＶＮ複合粒子がフェライト変態核として作用してＨＡＺ組織を微細化する技術を特許文献２、３で発明している。
また、非特許文献１に示されるように、Ｖ添加によって母材の強度が上昇する効果は広く知られている。
以上説明したように、ＢあるいはＶの添加によって、母材の強度が向上する効果と、大入熱溶接ＨＡＺの靭性が向上する効果が知られている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特許第３５９９５５６号公報
【特許文献２】特開２００５−２９８９００号公報
【特許文献３】特開２００７−２６２５０８号公報
【非特許文献】
【０００７】
【非特許文献１】ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ、６（１９９３）、６８４
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
一般に、母材やＨＡＺの靭性を高める希少な元素としてＮｉが知られており、上記（２）の観点からＮｉの有効利用が考えられる。しかしながら、Ｎｉは高価な元素である。また、Ｎｉを添加した鋼は表面疵が生じやすいため、その手入工程が発生するという問題がある。従って、Ｎｉ添加に関して、上記（３）のニーズと上記（２）のニーズとの間で、その利害が対立する。また、上記（１）の観点から合金添加量を増加すると、炭素当量（Ｃｅｑ）が高まって大入熱溶接の場合のＨＡＺが硬化して脆化するので、上記（１）のニーズと上記（２）のニーズとの間で利害が対立する。
このため、上述のような互いに利害が対立する上記（１）〜（３）の三つのニーズを同時に満足する鋼板の開発が強く求められていた。【０００９】
本発明は上記問題に鑑みてなされたものであり、（１）板厚５０〜１００ｍｍ、降伏強度４００〜６５０ＭＰａ、かつ引張強度４９０〜７２０ＭＰａの厚手高強度で、（２）溶接入熱量≧２０ｋＪ／ｍｍでもｖＥ（−２０℃）≧７０Ｊとなる良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性を有し、（３）高価合金元素の低減（Ｎｉ≦１％等）等による低い製造コストを実現できる、大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法、及び大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板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】
上記問題を解決するための本発明の要旨は以下のとおりである。
［１］質量％で、
Ｃ  ：０．０５〜０．１２％、
Ｓｉ：０．３％以下、
Ｍｎ：１〜２％、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．００５％以下、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３％、
Ｖ  ：０．０３〜０．１５％、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
Ｎ  ：０．００２〜０．０１％、
Ｏ  ：０．００４％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
下記式（１）の炭素当量Ｃｅｑが０．３２〜０．４５％であり、
下記式（２）の有効ボロン量Ｂｅｆが０％以下であり、
下記式（３）の有効チタン量Ｔｉｅｆが０．００５％以上である連続鋳造スラブを、
１１００℃を超えて１３００℃以下に加熱した後、鋼表面温度が８５０℃以上で累積圧下量が５０％以上の圧延を行い、次いで鋼表面温度が８００℃以上から加速冷却を適用して５００℃以下まで冷却する
ことを特徴とする大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
ここで、
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋｛（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５｝＋｛（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５｝  ・・・（１）
Ｂｅｆ＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）｝・・・（２）
Ｔｉｅｆ＝Ｔｉ−２ＯＴｉ・・・（３）
ただし、ＯＴｉは下記式（４）による。
ＯＴｉ＝Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ  ・・・（４）
ここで、
式（４）のＯＴｉが０％より小さい場合、式（２）および式（３）のＯＴｉを０％とし、
Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）が０％より小さい場合、式（２）のＮ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）を０％とし、
式（１）、式（２）、式（３）および式（４）に示す元素は、それぞれの元素の含有量（質量％）とし、不可避的不純物として混入した元素も計算に含める。【００１１】
［２］前記加速冷却の後、さらに、３５０〜７００℃で５〜６０分の焼戻し熱処理を施すことを特徴とする、上記［１］に記載の大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。【００１２】
［３］質量％で、
Ｃａ：０．０００３〜０．００４％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００４％、
Ｎｉ：０．０１〜１％、
Ｃｕ：０．０１〜１％、
Ｃｒ：０．０１〜１％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
Ｎｂ：０．００３〜０．０３％、
ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％、
Ｚｒ：０．０００３〜０．０２％
のうちの１種または２種以上を含有し、ただし、Ｎｂを含有するときはＭｇも含有することを特徴とする、上記［１］又は［２］に記載の大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。【００１３】
［４］質量％で、
Ｃ  ：０．０５〜０．１２％、
Ｓｉ：０．３％以下、
Ｍｎ：１〜２％、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．００５％以下、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３％、
Ｖ  ：０．０３〜０．１５％
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
Ｎ  ：０．００２〜０．０１％、
Ｏ  ：０．００４％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
下記式（１）の炭素当量Ｃｅｑが０．３２〜０．４５％であり、
下記式（２）の有効ボロン量Ｂｅｆが０％以下であり、
下記式（３）の有効チタン量Ｔｉｅｆが０．００５％以上であり、
板厚が５０〜１００ｍｍであり、
降伏強度が４００〜６５０ＭＰａであり、
引張強度が４９０〜７２０ＭＰａである
ことを特徴とする大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板。
ここで、
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋｛（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５｝＋｛（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５｝  ・・・（１）
Ｂｅｆ＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２Ｏｅｆ）｝・・・（２）
Ｔｉｅｆ＝Ｔｉ−２ＯＴｉ・・・（３）
ただし、ＯＴｉは下記式（３）による。
ＯＴｉ＝Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ  ・・・（３）
ここで、
式（４）のＯＴｉが０％より小さい場合、式（２）および式（３）のＯＴｉを０％とし、
Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）が０％より小さい場合、式（２）のＮ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）を０％とし、
式（１）、式（２）、式（３）および式（４）に示す元素は、それぞれの元素の含有量（質量％）とし、不可避的不純物として混入した元素も計算に含める。【００１４】
［５］質量％で、
Ｃａ：０．０００３〜０．００４％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００４％、
Ｎｉ：０．０１〜１％、
Ｃｕ：０．０１〜１％、
Ｃｒ：０．０１〜１％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
Ｎｂ：０．００３〜０．０３％、
ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％、
Ｚｒ：０．０００３〜０．０２％
のうちの１種又は２種以上を含有し、ただし、Ｎｂを含有するときはＭｇも含有することを特徴とする、上記［４］に記載の大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板。
【発明の効果】
【００１５】
本発明の大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法、及び大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板によれば、（１）板厚５０〜１００ｍｍ、降伏強度４００〜６５０ＭＰａ、かつ引張強度４９０〜７２０ＭＰａの厚手高強度で、（２）溶接入熱量≧２０ｋＪ／ｍｍでもｖＥ（−２０℃）≧７０Ｊとなる良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性を有し、（３）高価合金元素の低減（Ｎｉ≦１％等）等による低い製造コストを実現できる。
このような本発明による厚手高強度鋼板が高層ビルをはじめとする各種の溶接構造物に使用されることで、溶接構造物の大型化、破壊に対する高い安全性、建造における溶接の高能率化、素材である鋼材の経済性等々が同時に満たされることから、その産業上の効果は計り知れない。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
以下、本発明の大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法、及び大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の実施の形態について説明する。
なお、この実施形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。
高層ビル等の溶接構造物に使用される鋼板においては、（１）大きな板厚での高い強度、（２）良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性、（３）低い製造コスト等のニーズが高まっている。
【００１７】
このようなニーズに対し、本発明に係る大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｖ：０．０３〜０．１５％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ：０．００２〜０．０１％、Ｏ：０．００４％以下を含有し、さらに、必要に応じて、Ｓ：０．０００５〜０．００５％、Ｏ：０．００１〜０．００４％、Ｃａ：０．０００３〜０．００４％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００４％、Ｎｉ：０．０１〜１％、Ｃｕ：０．０１〜１％、Ｃｒ：０．０１〜１％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．００３〜０．０３％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０２％のうちの１種または２種以上を含有し、ただし、Ｎｂを含有するときはＭｇも含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記式（１）の炭素当量Ｃｅｑが０．３２〜０．４５％であり、下記式（２）で表される変態前のγ素地に固溶するボロン量である有効ボロン量Ｂｅｆが０％以下であり、下記式（３）の有効チタン量Ｔｉｅｆが０．００５％以上である連続鋳造スラブを、１１００℃を超えて１３００℃以下に加熱した後、鋼表面温度が８５０℃以上で累積圧下量が５０％以上の圧延を行い、次いで鋼表面温度が８００℃以上から加速冷却を適用して５００℃以下まで冷却することを特徴とする。
【００１８】
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋｛（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５｝＋｛（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５｝  ・・・（１）
Ｂｅｆ＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）｝・・・（２）
Ｔｉｅｆ＝Ｔｉ−２ＯＴｉ・・・（３）
ただし、ＯＴｉは下記式（４）による。
ＯＴｉ＝Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ  ・・・（４）
ここで、
式（４）のＯＴｉが０％より小さい場合、式（２）および式（３）のＯＴｉを０％とし、
Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）が０％より小さい場合、式（２）のＮ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）を０％とし、
式（１）、式（２）、式（３）および式（４）に示す元素は、それぞれの元素の含有量（質量％）とし、不可避的不純物として混入した元素も計算に含める。
【００１９】
本発明の要点は、ＴＭＣＰ型で製造する厚手鋼板において、強度、大入熱溶接ＨＡＺ靭性、及び低い製造コスト等を同時に満足するために、ＢとＶを複合添加することを特徴とし、これら窒化物形成元素と結合するＮを精緻に制御することでγ中のＢとＶの存在状態を最適化し、母材と大入熱溶接ＨＡＺの変態組織を制御する技術である。具体的には、γ中のＢ存在状態は、母材と大入熱溶接ＨＡＺの両方において、固溶Ｂを存在させずに全てのＢをＢＮとして析出させる思想である。γ中のＶ存在状態は、母材では固溶Ｖとして、大入熱溶接ＨＡＺでは析出Ｖ（ＶＮ等）として利用する思想である。以下、詳細を説明する。
【００２０】
まず、本発明における最大の技術課題である上記（２）の大入熱溶接ＨＡＺ靭性を満足するための技術を説明する。ここでは同時に、上記（３）の観点からＮｉに頼らずにＨＡＺ靭性の向上を図る。本発明の大入熱溶接ＨＡＺ靭性の支配要因は、大別して次の三つである。第一に硬さであり、第二にＭＡ（マルテンサイト・オーステナイト混合相）であり、第三に有効結晶粒径である。
【００２１】
硬さとＭＡの両面から、本発明では炭素当量Ｃｅｑを０．４５％以下に制限する。炭素当量Ｃｅｑが０．４５％を超えると、ＨＡＺが過剰に硬化すると同時にＭＡが増加し、ＨＡＺが大きく脆化するからである。
さらに、有効ボロン量（Ｂｅｆ）を０％以下に制御することで、ＨＡＺにおいてＢ焼入性が発現されることを回避し、硬化とＭＡ増加を抑える。
【００２２】
硬さの観点から、本発明ではＶ添加の優位性が判明した。本発明のようにＨＡＺがベイナイト主体となる場合、Ｖ添加してもＨＡＺは硬化しにくいことを知見した。つまり、ＣやＭｎなどＶ以外の元素を添加して母材を強化すると、ベイナイト主体のＨＡＺは著しく硬化してＨＡＺは大きく脆化する。これに対して、本発明のようにＶを添加して母材を強化すると、ベイナイト主体のＨＡＺは硬化が抑えられる。この新しい知見に基づくと、Ｖによる母材強度の上昇分を相殺するようにＣやＭｎを低減して低Ｃｅｑ化すれば、ＨＡＺにおいては低Ｃｅｑ化した分だけ硬さが低減するので、ＨＡＺ靭性が向上する。このような、母材とＨＡＺでのＶ硬化挙動の差異を利用したＨＡＺ靭性向上技術は、従来なかった。
【００２３】
ＭＡの観点から、本発明では可能な限りＳｉを低減する必要がある。また、本発明のＴＭＣＰ条件では、Ｎｂは母材材質への貢献が小さいにも関わらずＭＡ生成を助長する。本発明の比較的高いＣｅｑ範囲では、Ｍｏは高価であるにも関わらずＭＡ生成を助長する。従って、ＮｂとＭｏは本発明においては可能な限り低減することが好ましい。
【００２４】
有効結晶粒径の観点から、本発明では二つのＨＡＺ組織微細化技術を適用することが好ましい。第一の技術によって−２０℃のシャルピー吸収エネルギーを確保し、これに第二の技術を組み合わせることでＨＡＺ組織を極限まで微細化すれば、−４０℃のシャルピー吸収エネルギーを確保できる可能性がある。第一の技術は、γ中のＢ析出物とＶ析出物を変態核として同時に利用することである。上記式（２）で表される有効ボロン量（Ｂｅｆ）が０％以下となるようにＮ量を適正に高めることで、大入熱溶接の冷却中にγ粒界やγ粒内にＢＮ、ＶＮあるいはＶ（Ｃ，Ｎ）が析出し、これらの単独あるいは複合の粒子がフェライトのみならずベイナイトの変態核としても有効に作用し、ＨＡＺ組織を微細化する。
【００２５】
さらにＨＡＺ組織を微細化する第二の技術は、ＣａやＭｇの適正添加によって微細な酸化物や硫化物を多数分散させ、γ粒成長をピン止め効果によって抑制することで、ベイナイトのパケットを微細化する。微細な酸化物や硫化物の一部にはＢ析出物やＶ析出物が複合析出し、ピン止め粒子に変態核機能が付加されることで、γ粒界から変態するベイナイトをより一層微細化する効果もある。以上のＨＡＺ組織微細化技術は、結果的にＨＡＺの焼入性を低めるので、硬さとＭＡを低減する観点からも貢献する。
【００２６】
以上説明した硬さ低減、ＭＡ低減、ＨＡＺ組織微細化の施策を通じて、本発明の大入熱溶接ＨＡＺはＮｉに頼ることなく高いｖＥ（−２０℃）を達成することができる。
【００２７】
上述した二つの制約、つまり、有効ボロン量（Ｂｅｆ）が０％以下でＣｅｑが０．４５％以下である場合に、残る技術課題である上記（１）を満足するための技術を説明する。
最大板厚１００ｍｍの鋼板において所定の強度を確保するためには、焼入性として最低限のＣｅｑを確保し、ＴＭＣＰ条件として高温にスラブを加熱して、高温で圧延を終了し、高温から水冷を開始することが必要と判明した。
Ｃｅｑは０．３２％以上にする必要がある。０．３２％未満の低い焼入性では板厚１００ｍｍの下で４００ＭＰａ以上の降伏強度と４９０ＭＰａ以上の引張強度を安定的に確保するのは難しい。ＨＡＺの硬化とＭＡ生成を抑制するために、Ｃｅｑを０．４３％以下、０．４１％以下または０．３９％以下に制限してもよい。
【００２８】
スラブは１１００℃を超えて１３００℃以下に加熱する必要がある。１１００℃以下の低温加熱では、凝固偏析した合金元素が十分に固溶せず析出物のまま残存する懸念があり、圧延後の加速冷却時において合金元素による焼入性が十分に発揮されず、強度を安定的に確保するのが難しい。一方、１３００℃を超える高温加熱だと、γ粒が著しく粗大化し、圧延によってもγ粒の細粒化が不十分となり、靭性を安定的に確保するのが難しい。
【００２９】
加熱されたスラブは、鋼表面温度が８５０℃以上で累積圧下量が５０％以上の圧延を行う必要がある。８５０℃未満の低温圧延を行うと、γが未再結晶化して焼入性が大幅に低下するため、強度を安定的に確保するのが難しい。一方、８５０℃以上のγ再結晶域での累積圧下量が５０％未満であると、γ再結晶粒の細粒化が不十分となり、靭性を安定的に確保するのが難しい。
【００３０】
圧延終了後、鋼表面温度が８００℃以上から加速冷却を適用して５００℃以下まで冷却する必要がある。８００℃未満から加速冷却を適用すると、圧延終了後から加速冷却開始までの間にγ再結晶粒が成長して靭性が劣化する懸念が生じる。一方、加速冷却を５００℃より高温で停止すると、温度の高い板厚内部において、変態の途中で加速冷却が終了して例えば空冷されることになるため、ベイナイト組織が少なくなり強度が不足する。加速冷却においては、０．３ｍ３／ｍ２／ｍｉｎ以上の水量密度を確保することが、強度と靭性を両立するために好ましい。
【００３１】
さらに本発明では、強度を安定かつ十分に確保することを狙って、下記の二つの手段を講じる。
第一の手段は、ＴＭＣＰにおいてγ中に固溶Ｂを存在させず、全てのＢをＢＮとして析出させることで、γ中固溶ボロン量の変動に起因する焼入性の不安定性を排除する。これは、従来のＢ利用技術とまったく反対の考え方であり、母材強度のためにＢ焼入性を使わない思想である。このことによって、大量生産での強度ばらつきを抑えることができる。具体的には、先述した有効ボロン量（Ｂｅｆ）を０％以下に制御する。本発明でＢを添加する意義は先述したとおり大入熱溶接ＨＡＺにある。
【００３２】
第二の手段は、Ｖ炭化物による析出強化を利用して母材強度を高める。本発明のＴＭＣＰ条件では、Ｖ添加が極めて有効な強化手段である。これは、高温加熱と高温圧延を徹底して十分な焼入性のもとで変態させたベイナイト組織が、加速冷却や焼き戻し処理においてＶ炭化物（ＶＣ、Ｖ４Ｃ３等）が微細高密度に析出する素地として好適なためである。本発明でＶを添加するもう一つの意義は先述したとおり大入熱溶接ＨＡＺにある。
【００３３】
加速冷却後に３５０〜７００℃で５〜６０分の焼戻し熱処理を行うことにより、製造コストは上昇するものの、強度や伸び、シャルピー衝撃特性を、高精度で所定の範囲に制御できる。焼戻し熱処理の温度や時間が３５０℃未満や５分未満であると、焼戻し効果が発揮されない。また、焼戻し熱処理の温度や時間が７００℃超えや６０分超えであると、焼戻し現象が適正範囲を超えて過剰に発現され、強度低下とシャルピー衝撃特性劣化が著しくなって、適正な機械的性質が得られない。
【００３４】
＜化学成分組成＞
以下に本発明における鋼板（および鋼板の製造に用いられる連続鋳造スラブ）の化学成分についての限定理由を説明する。
「Ｃ：炭素」０．０５〜０．１２％
Ｃは、強度向上のために重要な元素である。低温加熱、低温圧延を徹底したＴＭＣＰ型厚手鋼板において、所定の強度を安定確保するために、０．０５％以上のＣを含有させる必要がある。好ましくは、０．０６％以上または０．０７％以上のＣを含有させることにより、より安定して強度を高めることができる。また、後述する理由から、本発明ではＮｂ、Ｎｉ、Ｍｏの含有量を必要最小限に抑える必要があるので、これらの元素を増加して高強度化することは困難である。従って、Ｃは非常に重要な強化元素である。さらに、Ｃは大入熱ＨＡＺにおけるＶ（Ｃ，Ｎ）変態核の析出を促す効果もある。しかしながら、良好なＨＡＺ靭性を安定確保するためには、Ｃを０．１２％以下に抑える必要がある。Ｃを０．１１％以下又は０．１０％以下に制限してもよい。
【００３５】
「Ｓｉ：ケイ素」０．３％以下
Ｓｉは、脱酸作用を有するが、強力な脱酸元素であるＡｌが十分に含有されている場合には不要である。母材を強化する作用もあるが、他の元素に比べるとその効果は相対的に小さい。比較的高い炭素当量Ｃｅｑが必要となる本発明の大入熱溶接ＨＡＺでは、ＳｉはＭＡ生成を助長する危険性が高いため、０．３％以下に抑える必要がある。ＨＡＺ靭性の観点からＳｉを極力低くすることが好ましく、０．２０％以下、０．１６％以下または０．１３％以下に制限してもよい。
【００３６】
「Ｍｎ：マンガン」１〜２％
Ｍｎは、経済的に強度を確保するために１％以上の含有量が必要である。但し、２％を超えてＭｎを含有させると、スラブの中心偏析の有害性が顕著となるうえ、大入熱溶接ＨＡＺの硬化とＭＡ生成を助長して脆化させるため、これを上限とする。強度を確保するためには、Ｍｎを１．１％以上または１．２％以上に制限してもよい。大入熱溶接ＨＡＺの硬化とＭＡ生成を抑制するために、１．８％以下、１．６％以下又は、１．５％以下に制限してもよい。
「Ｐ：リン」０．０１５％以下
Ｐは、不純物元素であり、良好な脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接ＨＡＺ靭性を安定的に確保するために、０．０１５％以下に低減する必要がある。
【００３７】
「Ｓ：硫黄」０．００５％以下
Ｓは、０．００５％以下に抑える必要がある。Ｓが０．００５％を超えると、硫化物の一部が粗大化して破壊起点として有害性をもたらし、母材と大入熱溶接ＨＡＺの靭性が劣化する。靭性向上のため、Ｓを０．００４％以下または０．００３％以下に制限してもよい。一方で、ＨＡＺのピン止め効果を利用する際には、Ｓは０．０００５％以上確保する必要がある。その理由は、ＨＡＺの溶融線近傍において、ＨＡＺ靭性を高めるためにＣａやＭｇの適正添加によって微細な硫化物を多数分散させた場合に、ピン止め効果を強化してγ細粒化を図るためである。Ｓが０．０００５％未満だと、硫化物個数が不足して十分なピン止め効果が得られない場合がある。
【００３８】
「Ｂ：ボロン（ホウ素）」０．０００３〜０．００３％
Ｂは、本発明の特徴的な元素である。既に詳述したように、本発明では母材と大入熱溶接ＨＡＺの両方において、γ中に固溶Ｂを存在させずに全てのＢをＢＮとして析出させ、Ｂ焼入性が発現しないように有効ボロン量（Ｂｅｆ）を０％以下に制御する。γ中に析出させたＢＮは変態核として作用し、ＨＡＺの組織微細化、硬さ低減、ＭＡ低減を通じて靭性を高める。そのためには、Ｂを０．０００３％以上含有させる必要がある。必要に応じて、Ｂを０．０００５％以上に制限してもよい。一方、０．００３％を超えてＢを含有させると、粗大なＢ析出物が生成してＨＡＺ靭性が劣化するため、これを上限とする。ＨＡＺ靭性の向上のため、Ｂを０．００２％以下または０．００１５％以下に制限してもよい。
【００３９】
「Ｖ：バナジウム」０．０３〜０．１５％
Ｖは、本発明の特徴的な元素である。既に詳述したように、Ｖは本発明のＴＭＣＰ条件において母材を効果的に強化する。その一方で、Ｖは本発明の大入熱溶接ＨＡＺにおいて硬化やＭＡ増加を抑えると同時に、γ中に析出させたＶＮやＶ（Ｃ，Ｎ）は変態核として作用し、ＨＡＺ組織を微細化して靭性を高める。この効果を発揮するためには、０．０３％以上のＶが必要である。ＨＡＺの靭性をより高めるために、Ｖを０．０４％以上に制限することがより好ましい。変態核として作用効果をしかしながら、Ｖが０．１５％を超えると、ＨＡＺの組織微細化効果が飽和すると同時にＨＡＺの硬化が著しくなるので、ＨＡＺ靭性が劣化する。従って、Ｖの含有量を０．１５％以下にする必要がある。必要に応じて、Ｖを０．１０％以下または０．０７％以下に制限してもよい。
【００４０】
「Ａｌ：アルミニウム」０．００１〜０．１％
Ａｌは、脱酸を担い、Ｏを低減して鋼の清浄度を高めるために必要である。Ａｌ以外のＳｉ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒ等も脱酸作用があるが、たとえこれらの元素が含有される場合でも、０．００１％以上のＡｌがないと安定的にＯ（酸素）を０．００４％以下に抑えることは難しい。但し、Ａｌが０．１％を超えるとアルミナ系粗大酸化物がクラスター化する傾向を強め、製鋼ノズルつまりが発生したり、破壊起点としての有害性が顕在化するため、これを上限とする。Ａｌを０．０６％以下、０．０４％または０．０３％以下に制限することがより好ましい。特に、Ｍｇを添加する場合には、Ａｌを０．０２％以下に制限してもよい。
【００４１】
「Ｔｉ：チタン」０．００５〜０．０２％
「Ｎ：窒素」０．００２〜０．０１％
「有効ボロン量：Ｂｅｆ（％）」０％以下
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時と大入熱溶接ＨＡＺでピン止め効果に貢献し、γ細粒化に寄与する結果があり、母材やＨＡＺの組織を微細化して靭性を高める。そして、ＴｉＮを形成した残りのＮはＢと結合してＢＮを形成し、γ中に固溶Ｂを存在させずに全てのＢをＢＮとして析出させ、Ｂ焼入性が発現しないようにする。以上の効果を同時に発揮するために、Ｔｉを０．００５〜０．０２％、Ｎを０．００２〜０．０１％、有効ボロン量（Ｂｅｆ）を０％以下とする必要がある。ＴｉとＮが、それぞれ０．００５％、０．００２％に満たないと、ＴｉＮによるピン止め効果が十分に発揮されず、母材とＨＡＺの靭性が劣化する。ＴｉとＮがそれぞれ０．０２％、０．０１％を超えると、ＴｉＣ析出や固溶Ｎ増加によって母材とＨＡＺの靭性が劣化する。さらに、ＴｉとＮが適正範囲にあっても、有効ボロン量が０％を超えると、γ中の固溶Ｂの量が増加してＢ焼入性が発現し、母材強度のばらつきやＨＡＺの硬化（脆化）をもたらす。Ｔｉを０．０１５％以下に制限することが、Ｎを０．００８％または０．００６％に制限することがより好ましい。
【００４２】
以下に、有効ボロン量（Ｂｅｆ）の考え方を説明する。なお、以下に示す元素を含む式において、元素は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
化学成分として添加されたＴｉは、溶鋼中の脱酸で消費される場合があり（低Ａｌの場合に起こりやすい）、脱酸後に残ったＴｉが凝固後のγ中でＴｉＮを形成する。この際、Ｔｉに対してＮが過剰であると、ＴｉＮを形成した後に残ったＮがＢの一部と結合してＢＮを形成する。そして、ＢＮを形成した残りのＢが固溶Ｂとして焼入性を発現してしまう。この焼入性に寄与するγ中の固溶ボロン量を本発明では有効ボロン量Ｂｅｆ（％）として扱う。
各元素の添加量、熱力学的な反応順序、生成物質の化学量論組成に基づいた有効ボロン量Ｂｅｆの計算方法について以下に説明する。
【００４３】
まず、脱酸力の高い順に、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ（希土類元素）、Ｚｒ、ＡｌがＯと結合すると仮定する。この際の脱酸生成物として、ＣａＯ、ＭｇＯ、ＲＥＭ２Ｏ３、ＺｒＯ２、Ａｌ２Ｏ３を仮定して、脱酸されるＯ量を計算する。
Ｔｉよりも脱酸力の強いこれらの元素によって脱酸が完了しない場合、これらの強脱酸元素による脱酸後に残存し、弱脱酸元素であるＴｉによって脱酸され得る残存酸素量ＯＴｉ（％）は、下記式（３）で表される。
ＯＴｉ（％）＝Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ  ・・・（３）
但し、上記式（１）において、不可避的不純物扱いの成分元素も計算に含める。また、ＯＴｉが０％より小さい場合、残存酸素量ＯＴｉを０％とみなす。
【００４４】
この場合、残った酸素（つまり、ＯＴｉ）をＴｉが脱酸することになる。ＯＴｉはＴｉによって脱酸され得る残存酸素量であり、Ｔｉと結合してＴｉ２Ｏ３を形成する。このとき３個のＯに対して２個のＴｉが結合する。したがって、Ｔｉ２Ｏ３を質量％で考えると、Ｏの原子量は１６なので、Ｏが３個で４８である。また、Ｔｉの原子量は４８なので、Ｔｉが２個で９６である。よって、Ｔｉ２Ｏ３を構成するＴｉはＯ（ここではＯＴｉ）の２倍の質量と計算される。これが脱酸で消費されるＴｉの量である。そこで、Ｔｉ２Ｏ３を仮定して、脱酸で消費されるＴｉを差し引いた残りのチタン量である有効チタン量Ｔｉｅｆは、Ｔｉｅｆ＝Ｔｉ−２ＯＴｉで表される。
この有効チタン量Ｔｉｅｆが、ＨＡＺ靭性改善効果があるＴｉＮを生成するＴｉ量となる。脱酸で消費されるＴｉを差し引いた残りのＴｉが０．００５％未満であると、ＴｉＮによるピン止め効果が十分に発揮されず、厚手母材と大入熱溶接ＨＡＺ靭性が劣化する。このため、有効チタン量を０．００５％以上確保する必要がある。
【００４５】
また、脱酸で残った０．００５％以上のＴｉがＴｉＮを形成した後に残存する窒素量Ｎｒは、下記式（５）で表される。
Ｎｒ（％）＝Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）  ・・・（５）
ここで、Ｎｅｆが０％より大きい場合には窒素が残存していることを、Ｎｅｆが０％より小さい場合にはＮが残存していないことを意味する。
Ｎｒ＞０の場合：Ｎが残る
Ｎｒ≦０場合  ：Ｎが残らない
また、Ｎｒが０％より大きくなる場合、つまり窒素が残存している場合は、Ｂの一部がＢＮとして消費されるので、下記式（２）によって有効ボロン量Ｂｅｆが計算される。
Ｂｅｆ（％）＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）｝・・・（２）
【００４６】
また、Ｎｒが０または負の値となって窒素が残らない場合は、有効ボロン量Ｂｅｆは、鋼中に含有されるＢ量となる。つまり、Ｎｒが０％より小さい場合、Ｎｒ＝Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）を０％として式（１）の計算を行うと、有効ボロン量を算出できる。
【００４７】
次に、上述した残存酸素量ＯＴｉの式におけるＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ａｌの係数について述べると、溶鋼中での脱酸反応（酸化反応）による生成物（酸化物）としてＣａＯ、ＭｇＯ、ＲＥＭ２Ｏ３、ＺｒＯ２、Ａｌ２Ｏ３を仮定し、これらの酸化物として存在するＯ量を質量％で計算する。例えば、ＣａＯの場合、原子量はＣａが４０でＯが１６であるから、Ｃａの質量％に対して１６／４０＝０．４のＯが結合する（ＯａｓＣａＯ＝０．４Ｃａ）。Ａｌ２Ｏ３であれば、原子量はＡｌが２７でＯが１６であるから、Ａｌの質量％に対して（１６×３）／（２７×２）＝０．８９のＯが結合する（ＯａｓＡｌ２Ｏ３＝０．８９Ａｌ）。以下同様の計算概念として、上述のＯＴｉ式の各元素の係数（０．６６：Ｍｇ、０．１７：ＲＥＭ、０．３５：Ｚｒ）を規定した。
【００４８】
また、有効ボロン量Ｂｅｆの導出式概念を、低温側から高温側に遡って示すと以下のようになる。
有効ボロン量Ｂｅｆ（％）＝成分Ｂ量−ＢａｓＢＮ
→ＢａｓＢＮ＝０．７７（Ｎ−ＮａｓＴｉＮ）
→ＮａｓＴｉＮ＝０．２９（Ｔｉ−ＴｉａｓＴｉ２Ｏ３）
→ＴｉａｓＴｉ２Ｏ３＝２（Ｏ−ＯａｓＣａＯ−ＯａｓＭｇＯ−ＯａｓＲＥＭ２Ｏ３−ＯａｓＺｒＯ２−ＯａｓＡｌ２Ｏ３）
→ＯａｓＣａｏ＝０．４Ｃａ
→ＯａｓＭｇＯ＝０．６６Ｍｇ
→ＯａｓＲＥＭ２Ｏ３＝０．１７ＲＥＭ
→ＯａｓＺｒＯ２＝０．３５Ｚｒ
→ＯａｓＡｌ２Ｏ３＝０．８９Ａｌ
【００４９】
次に、有効ボロン量Ｂｅｆの導出式概念を、高温側から低温側への反応順に示すと以下のようになる。すなわち、製鋼での精錬→凝固工程において、以下の順で反応する。
［１］液相（溶鋼中）での脱酸反応（１６００℃付近）
Ｏとの化学的親和力の強い順にＣａＯ→ＭｇＯ→ＲＥＭ２Ｏ３→ＺｒＯ２→Ａｌ２Ｏ３の反応が生じ、溶鋼中の溶存Ｏが減少していく。これで脱酸が完了する場合は、ＯＴｉ≦０で表される。脱酸が完了せずに溶存Ｏが残る場合は、ＯＴｉ＞０、Ｔｉｅｆ＝Ｔｉ−２ＯＴｉ≧０．００５（％）で表され、Ａｌより弱脱酸元素であるＴｉがＴｉ２Ｏ３として脱酸に寄与し、成分Ｔｉから脱酸で消費されたＴｉａｓＴｉ２Ｏ３を差し引いた残りの有効チタン量が０．００５％以上となる。
【００５０】
［２］固相（凝固γ中）での脱窒反応（１３００℃付近〜８００℃付近）
Ｎとの化学的親和力の強い順にＴｉＮ→ＢＮ→ＡｌＮの反応が生じ、固相γ中の固溶Ｎが減少していく。まず、脱酸で消費された残りのＴｉが脱窒反応を起こす。これで脱窒が完了する場合は、Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）≦０で表され、γ中に固溶Ｎが存在しないので、ＢはＢＮを形成せずに全てが固溶Ｂとして存在する。一方、Ｔｉによって脱窒が完了せず、固溶Ｎが残る場合は、Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）＞０で表され、Ｂの一部がＢＮを生成して残りが固溶Ｂとなる。
【００５１】
一方、Ｔｉよりも脱酸力の強い元素によって脱酸が完了する場合には、下記式を満たす。
ＯＴｉ≦０
この場合、Ｔｉは脱酸では消費されない。ＴｉがＴｉＮを形成し、Ｎが残る場合は下記式を満たす。
Ｎ−０．２９Ｔｉ＞０
この際の有効ボロン量Ｂｅｆは下記式で計算される。
Ｂｅｆ（％）＝Ｂ−０．７７（Ｎ−０．２９Ｔｉ）
ＴｉがＴｉＮを形成し、Ｎが残らない場合は下記式を満たす。
Ｎ−０．２９Ｔｉ≦０
この際の有効ボロン量Ｂｅｆは下記式で計算される。
Ｂｅｆ（％）＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）｝
ここで、Ｔｉ−２ＯＴｉは、有効チタン量Ｔｉｅｆである。
【００５２】
上記各式において、式（Ｎ−０．２９Ｔｉｅｆ）はＴｉによって脱窒された残りのＮであり、Ｂと結合してＢＮを形成しうる。このとき１個のＢに対して１個のＮが結合する。したがって、ＢＮを質量％で考えると、Ｂの原子量は１０．８であり、Ｎの原子量は１４である。よって、ＢＮを構成するＢはＮ（ここではＮ−０．２９Ｔｉｅｆ）の０．７７倍の質量と計算される。これが脱窒で消費されるＢの量である。
また、上記各式において、式（Ｎ−０．２９Ｔｉｅｆ）における０．２９Ｔｉｅｆは、ＮａｓＴｉＮを意味する。ここで、原子量はＴｉが４８でＮが１４であるから、Ｔｉｅｆ（脱酸で消費されたＴｉを差し引いた残りのＴｉ）の質量％に対して１４／４８＝０．２９のＮが結合する。また、Ｎ−０．２９Ｔｉ≦０であれば、Ｎは全てＴｉＮで固定され、γ素地中に固溶Ｎは存在しない。一方、Ｎ−０．２９Ｔｉｅｆ＞０ならば、γ素地中にはＴｉＮの他に固溶Ｎが存在するので、この固溶Ｎは、Ｂと結合してＢＮを生成し、有効ボロン量を減少させる。
【００５３】
「Ｏ：酸素」０．００４％以下
Ｏは、０．００４％以下に抑える必要がある。Ｏが０．００４％を超えると、酸化物の一部が粗大化して破壊起点として有害性をもたらし、母材と大入熱溶接ＨＡＺの靭性が劣化する。一方で、ＨＡＺのピン止め効果を利用する際には、Ｏは０．００１％以上確保する必要がある。その理由は、ＨＡＺの溶融線近傍において、ＨＡＺ靭性を高めるためにＣａやＭｇの適正添加によって微細な酸化物を多数分散させた場合に、ピン止め効果を強化してγ細粒化を図るためである。Ｏが０．００１％未満だと、酸化物個数が不足して十分なピン止め効果が得られない場合がある。
【００５４】
「Ｃａ：カルシウム」０．０００３〜０．００４％
「Ｍｇ：マグネシウム」０．０００３〜０．００４％
Ｃａ、Ｍｇは、溶鋼への添加順序を考慮しつつ、一方あるいは両方を０．０００３％以上含有させることで、ＣａやＭｇを含有する１０〜５００ｎｍの酸化物や硫化物を１０００個／ｍｍ２以上確保することができる。ＣａやＭｇが０．０００３％未満だと、大入熱溶接ＨＡＺのピン止め粒子である酸化物や硫化物の個数が不足する場合がある。しかしながら、それぞれ０．００４％超含有させると、酸化物や硫化物が粗大化してピン止め粒子の個数が不足すると同時に、破壊起点としての有害性も顕著となり、良好なＨＡＺ靭性が得られない場合がある。なお、後述のように、Ｎｂを添加する場合には、大入熱溶接ＨＡＺのピン止め効果による細粒化効果を併用が必須であり、Ｍｇを必ず添加する必要がある。
【００５５】
「Ｎｉ：ニッケル」０．０１〜１％
Ｎｉは、靭性の劣化を抑えて強度を確保するために有効である。そのためには０．０１％以上のＮｉを含有させることが好ましい。しかしながら、Ｎｉは合金コストが非常に高いうえに、表面疵の手入工程が発生するという問題がある。従って、Ｎｉは１％以下に抑えることが好ましい。また、Ｎｉの含有量は極力低くすることが好ましく、０．７％以下、０．５％以下または０．３％以下に制限してもよい。
【００５６】
「Ｃｕ：銅」０．０１〜１％、
「Ｃｒ：クロム」０．０１〜１％
「Ｍｏ：モリブデン」０．０１〜０．５％
Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは、強度を確保するために有効であり、ともに０．０１％以上の含有量で効果を発揮する。一方、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を劣化させる観点から、それぞれ１％、１％、０．５％が上限である。ＭｏはＮｉ同様に高価な元素であり、さらにＨＡＺのＭＡ生成を助長する危険性も高いので、Ｍｏの含有量はＮｉ同様に極力低くすることが好ましい。ＨＡＺ靭性向上のため、Ｃｕ，Ｃｒを、０．５％以下または０．３％以下に、Ｍｏを０．３％以下または０．１％以下に制限してもよい。
【００５７】
「Ｎｂ：ニオブ」０．００３〜０．０３％
Ｎｂは、焼入性と析出の両面から強度を確保するために有効である。しかし、圧延γ再結晶化や大入熱溶接ＨＡＺ靭性に対してＮｂは有害である。したがって、Ｎｂを添加する場合は、Ｍｇによる大入熱溶接ＨＡＺのピン止め効果による細粒化効果を併用が必須であるため、Ｍｇも添加する。Ｎｂの強度向上効果を享受するためには、０．００３％以上のＮｂを含有させることが好ましい。より好ましくは、０．００８％以上含有させるとよい。しかし、多すぎる添加は圧延γ再結晶化や大入熱溶接ＨＡＺ靭性に対するＮｂの有害さが顕在化するため、本発明では０．０３％以下の微量Ｎｂしか含有させないことが好ましい。０．０２％以下、０．０１％以下または０．００５％以下に抑えることが、より好ましい。Ｎｂを含有しないことがＨＡＺ靭性の観点から、さらに好ましい。
【００５８】
「ＲＥＭ：希土類元素（ランタノイド系元素）」０．０００３〜０．０２％
「Ｚｒ：ジルコニウム」０．０００３〜０．０２％
ＲＥＭ（希土類元素）、Ｚｒは、脱酸と脱硫に関与して、中心偏析部の粗大な延伸ＭｎＳの生成を抑えて硫化物を球状無害化し、母材と大入熱溶接ＨＡＺの靭性を改善する。これらの効果を発揮するためには、ＲＥＭとＺｒの下限はともに０．０００３％である。但し、これらの含有量を増やしても効果は飽和するため、経済性の観点からＲＥＭとＺｒの上限はともに０．０２％である。なお、本発明で含有するＲＥＭとは、ＬａやＣｅなどのランタノイド系元素である。
【００５９】
以上説明したように、本発明に係る大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法、及び大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板によれば、（１）板厚５０〜１００ｍｍ、降伏強度４００〜６５０ＭＰａ、かつ引張強度４９０〜７２０ＭＰａの厚手高強度で、（２）溶接入熱量≧２０ｋＪ／ｍｍでもｖＥ（−２０℃）≧７０Ｊとなる良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性を有し、（３）高価合金元素の低減（Ｎｉ≦１％等）等による低い製造コストを実現できる。
このような本発明による厚手高強度鋼板が高層ビルをはじめとする各種の溶接構造物に使用されることで、溶接構造物の大型化、破壊に対する高い安全性、建造における溶接の高能率化、素材である鋼材の経済性等々が同時に満たされることから、その産業上の効果は計り知れない。
【実施例】
【００６０】
以下、本発明に係る大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法、及び大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の実施例を挙げ、本発明をより具体的に説明するが、本発明は、もとより下記実施例に限定されるものではなく、前、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。【００６１】
［サンプル作製］
製鋼工程において溶鋼の脱酸・脱硫と化学成分を制御し、連続鋳造によって下記表１〜表４に示すＮｏ．１〜Ｎｏ．３６、並びに表１１および表１２に示すＮｏ．Ａ〜Ｊの化学成分のスラブを作製した。そして、前記スラブを、下記表５、表６及び表１３に示す製造条件で、再加熱して厚板圧延することで板厚５０〜１００ｍｍに仕上げ、加速冷却を行い、さらに、必要に応じてオフラインでの焼戻し処理を行い、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３６およびＮｏ．Ａ〜Ｊの厚手鋼板のサンプルを作製した。
また、表１に示すＮｏ．１の化学成分のスラブを、下記表７に示す製造条件で、再加熱して厚板圧延することで板厚５０〜１００ｍｍに仕上げ、加速冷却を行い、さらにオフラインでの焼戻し処理を行い、Ｎｏ．１Ａ〜Ｎｏ．１Ｅの厚手鋼板のサンプルを作製した。【００６２】
【表１】
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【００６３】
【表２】
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【００６４】
【表３】
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【００６５】
【表４】
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【００６６】
【表５】
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【００６７】
【表６】
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【００６８】
【表７】
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【００６９】
【表１１】
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【００７０】
【表１２】
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【００７１】
【表１３】
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本発明鋼１〜１６およびＡ〜Ｆにおいては、成分組成、Ｃｅｑ，Ｔｉｅｆ及び有効ボロン量が本発明の範囲内であるのに対し、比較鋼１７〜３６およびＧ〜Ｊにおいては、成分組成、Ｃｅｑ又は有効ボロン量のいずれかが本発明の範囲外となっている。【００７２】
［評価試験］
上記方法によって作製したＮｏ．１〜Ｎｏ．３６、Ｎｏ．Ａ〜Ｊ、Ｎｏ．１Ａ〜Ｎｏ．１Ｅの厚手鋼板のサンプルについて、以下のような評価試験を行った。
母材の引張特性及びシャルピー衝撃特性については、厚手鋼板サンプルの板厚１／２部−圧延長手（Ｌ）方向から試験片を採取して測定して評価した。なお、引張試験片としてはＪＩＳ  Ｚ  ２２０１の１４Ｂ号の引張試験片を用意した。また、降伏強度および引張強度はＪＩＳ  Ｚ  ２２４１の記載にしたがって測定した。
また、継手のＨＡＺ靭性については、突合せ開先をサブマージアーク溶接（ＳＡＷ）あるいはエレクトロスラグ溶接（ＥＳＷ）によって１パス溶接し、板厚１／２部の溶融線から１ｍｍ離れたＨＡＺにノッチを入れて調べた。この際、−２０℃で３本のシャルピー衝撃試験（ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２）を行い、平均の吸収エネルギー値を評価した。また、参考として、−４０℃における特性も同様に調べた。
また、ＪＩＳ  Ｚ  ３００１の２６５２の記載にしたがって溶接入熱量を測定した。
本実施例における厚手鋼板と溶接継手の機械的性質の一覧を表８〜表１０および表１４に示す。【００７３】
【表８】
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【００７４】
【表９】
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【００７５】
【表１０】
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【００７６】
【表１４】
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【００７７】
［評価結果］
Ｎｏ．１〜１６およびＮｏ．Ａ〜Ｆは本発明鋼であり、鋼の化学成分を適正化し、ＴＭＣＰ条件を適正化することにより、厚手であるのにも関わらず、表８および表１４に示すように、４００〜６２０ＭＰａの降伏強度と５２０〜７００ＭＰａの引張強度、及び、母材靭性を示す−２０℃未満の良好な延脆性遷移温度（ｖＴｒｓ）を満足し、さらに、５０〜１２０ｋＪ／ｍｍの大きな溶接入熱量であるのにも関わらず、−２０℃において７０Ｊ以上の良好なＨＡＺ靭性が、Ｎｉ含有量を１％以下に抑えながら、同時に満足できていることがわかる。【００７８】
一方、比較鋼であるＮｏ．１７〜３６および鋼Ｎｏ．Ｈ〜Ｊは、鋼の化学成分が適正でないため、また、表７に示す比較鋼１Ａ〜１Ｅは鋼板製造条件が適正でないため、表９、表１０および表１４に示すように、降伏強度、引張強度、ｖＴｒｓ、大入熱溶接ＨＡＺ靭性の何れかが劣り、本発明の厚手高強度鋼板のように、これら複数の要求特性を同時に満足することができないことがわかる。【００７９】
鋼１７はＣ量とＣｅｑが少ないため、鋼２０はＭｎ量が少ないため、焼入性が不足して降伏強度や引張強度が劣っている。
鋼１８はＣ量が多いため、鋼１９はＳｉ量が多すぎるため、鋼２１はＭｎ量が多いため、鋼２２はＢ量が少ないため、鋼２３はＶ量が少ないため、鋼２４はＶ量が多いため、大入熱溶接ＨＡＺの靭性が劣っている。さらに鋼２１はＣｅｑも高いため降伏強度と引張強度が過剰でありｖＴｒｓも劣化している。【００８０】
鋼２５、２６、２７、３０、３１、３４、３５はＣｅｑと板厚が同じであり、表６のＴＭＣＰ条件も同一であるが、有効ボロン量が８〜２７ｐｐｍ存在するため、強度と靭性の変動が大きく、一部の鋼でｖＴｒｓが劣化しており、さらに、大入熱溶接ＨＡＺの靭性が劣っている。
鋼２８はＰ量が多いために、鋼２９はＳ量が多いために、ｖＴｒｓと大入熱ＨＡＺの靭性が劣っている。【００８１】
鋼３１はＡｌ量が少ないためにＯが多くなり、鋼３２はＡｌが多いためにアルミナクラスターが生成し、ともに粗大な有害酸化物が増えて母材と大入熱ＨＡｚの靭性が劣っている。
鋼３３はＴｉ量が少ないために、鋼３５はＮ量が少ないために、ＴｉＮの生成が不十分で母材とＨＡＺの結晶粒が十分に微細化されず、母材靭性、大入熱ＨＡＺ靭性が劣っている。
鋼３４はＴｉ量が多いために、鋼３６はＮ量が多いために、ＴｉＣ脆化や固溶Ｂ脆化によって母材靭性と大入熱ＨＡＺ靭性が劣っている。
鋼Ｇは、Ｎｂが添加されているがＭｇが添加されていないため、大入熱ＨＡＺ靭性が低下している。
鋼Ｈ、鋼Ｉ及び鋼ＪはＶ量が少ないため、大入熱ＨＡＺ靭性が低下している。【００８２】
鋼１Ａは、スラブ再加熱の加熱温度が低すぎるため、鋼１Ｂは圧延終了温度が低すぎるため、鋼１Ｄは加速冷却の開始温度が低すぎるため、鋼１Ｅは加速冷却の停止温度が高すぎるため、強度が不足している。
鋼１Ｃは圧延の累積圧下量が少なすぎるため、母材靭性が劣化している。【００８３】
以上説明した実施例の結果より、本発明の大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板が、（１）板厚５０〜１００ｍｍ、降伏強度４００〜６５０ＭＰａ、かつ引張強度４９０〜７２０ＭＰａの厚手高強度で、（２）溶接入熱量≧２０ｋＪ／ｍｍでもｖＥ（−２０℃）≧７０Ｊとなる良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性を有し、（３）高価合金元素の低減（Ｎｉ≦１％等）等による低い製造コストを実現できることが明らかである。
【産業上の利用可能性】
【００８４】
本発明に係る厚手高強度鋼板は、高層ビル等の建築向けとして主に使用されるが、橋梁、船舶、タンク及び海洋構造物等、その他の溶接構造物に使用することも可能である。
【国際調査報告】
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