(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃｅｑ（ＩＩＷ）（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５、各元素記号は含有量（質量％））：０．３３〜０．４５を満足する鋼であって、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．１２％、Ｍｎ：１．６３〜２．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００３〜０．０５％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、Ｎ：０．００４０〜０．００６０％、Ｂ：０．０００８〜０．００２５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、鋼中に、ＭｎとＣａとを質量比でＭｎ／（Ｍｎ＋Ｃａ）：０．１〜０．７の範囲で含む硫化物あるいは酸硫化物が、０．１〜５μｍの大きさで１ｍｍ２中に５０〜１０００個が分散して存在していることを特徴とする入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接用鋼。
【請求項２】
Ｃｅｑ（ＩＩＷ）（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５、各元素記号は含有量（質量％））：０．３３〜０．４５を満足する鋼であって、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．１２％、Ｍｎ：１．６３〜２．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００３〜０．０５％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、Ｎ：０．００４０〜０．００６０％、Ｂ：０．０００８〜０．００２５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、更に、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、鋼中に、ＭｎとＣａとを質量比でＭｎ／（Ｍｎ＋Ｃａ）：０．１〜０．７の範囲で含む硫化物あるいは酸硫化物が、０．１〜５μｍの大きさで１ｍｍ２中に５０〜１０００個が分散して存在していることを特徴とする入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接用鋼。
【請求項３】
Ｃｅｑ（ＩＩＷ）（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５、各元素記号は含有量（質量％））：０．３３〜０．４５を満足する鋼であって、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．１２％、Ｍｎ：１．７２〜２．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００３〜０．０５％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、Ｎ：０．００４０〜０．００６０％、Ｂ：０．０００８〜０．００２５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、更に、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：０．４％以下、Ｍｏ：０．４％以下、Ｖ：０．２％以下のうちから選ばれる１種または２種以上、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、鋼中に、ＭｎとＣａとを質量比でＭｎ／（Ｍｎ＋Ｃａ）：０．１〜０．７の範囲で含む硫化物あるいは酸硫化物が、０．１〜５μｍの大きさで１ｍｍ２中に５０〜１０００個が分散して存在していることを特徴とする入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接用鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、造船、建築、土木等の各種構造物で使用される溶接用鋼に関し、特に入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接で優れた溶接熱影響部靭性を有する大入熱溶接用鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
溶接構造物が大型化し、使用される鋼材の高強度化・厚肉化に伴い、溶接施工でサブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接およびエレクトロスラグ溶接などの高能率な大入熱溶接の適用が増加し、溶接熱影響部の靱性確保が課題となっている。
【０００３】
溶接金属と熱影響部（Ｈｅａｔ  Ａｆｆｅｃｔｅｄ  Ｚｏｎｅ；ＨＡＺ）との境界部は、一般に「ボンド部」と称されている。このボンド部近傍の熱影響部（ＨＡＺ）は、熱影響部の中でも特に溶融点付近の高温に加熱され、その後、急冷されるため、硬さが最高硬さを示すことが多い。また、上記溶接熱影響部（ＨＡＺ）は、溶接時の入熱量が大きくなると、結晶粒が粗大化し、靱性が著しく低下することが知られている。
【０００４】
大入熱溶接による靱性の低下に対して、これまでにも多くの対策が提案され、特許文献１では、大入熱溶接部の靭性改善技術を、（１）鋼中に分散する粒子（介在物）によるピンニング効果に基づく結晶粒の粗大化防止（結晶粒の微細化）、（２）オーステナイト結晶粒内のフェライト変態促進に基づく変態組織及び有効結晶粒の微細化、（３）Ｍ−Ａ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）に代表される局所的な脆化相の生成抑制、（４）地組織の靭性改善等の４点に大別し、これらを組み合わせたものとして固溶Nの徹底的低減と酸化物による粒径微細化効果による靭性改善を提案している。
【０００５】
近年、適用されることが多くなった４００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接の場合、従来の３００ｋＪ／ｃｍ程度までの入熱量であれば高靱性の確保が可能な鋼材、特許文献２に記載のＣａを添加する技術や特許文献３に記載のＲＥＭを添加する技術による鋼材であっても靭性確保は困難となっている。
【０００６】
特許文献４は、４００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接でも良好な溶接熱影響部靱性を確保する鋼材に関し、高温領域でのオーステナイト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フェライト変態も促進させるように、変態核となる硫化物の形態制御に必要なＣａを適正に含有させて、変態核を微細に分散させることを特徴とする。
【０００７】
特許文献５は、建築用ＢＯＸ柱で適用される５００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接でも良好な溶接熱影響部靱性を確保する鋼材に関し、Ｍｇ含有酸化物を内包するＴｉＮとＣａを含有するＭｎ硫化物を分散させることで、高温領域でのオーステナイト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粒内フェライト変態も促進させるようにしたものである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２００１−１０７１７７号公報
【特許文献２】特開昭６０−２０４８６３号公報
【特許文献３】特公平４−１４１８０号公報
【特許文献４】特許第３５４６３０８号公報
【特許文献５】特開２００３−３２１７２８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかしながら、特許文献４や特許文献５に記載の発明鋼であっても、比較的Ｃ量や合金添加量が多く添加された鋼成分、すなわち比較的強度の高くなる成分系においては、溶接入熱量が４００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときのボンド部組織に、島状マルテンサイトと呼ばれる硬質の脆化組織が数％形成し、靭性のさらなる向上が困難となっている。また、特許文献５記載の発明鋼においてはＭｇ添加により、粒内フェライト変態に寄与するＭｎ硫化物が析出しにくい傾向にあり、造船用など−４０℃でのシャルピー衝撃特性が求められる場合、さらなる組織改善が必要となる。
【００１０】
そこで、本発明は、特許文献４の高靭化技術に加え、さらにボンド部組織における島状マルテンサイトを低減して靭性を向上させた大入熱溶接用鋼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】
【００１１】
本発明者らは、大入熱溶接を施したときのボンド部組織に形成する島状マルテンサイトの低減に対して有効な措置を鋭意検討し、以下の知見を得た。
１．ボンド部の旧オーステナイト粒の粒内組織をアシキュラーフェライトとすることが極めて有効である。
【００１２】
アシキュラーフェライトは、従来知られているように、有効結晶粒径の微細化にも有効である。アシキュラーフェライトは、いわば粒内から核生成したベイナイトである。粒内アシキュラーフェライトが生成する場合、旧オーステナイト粒界よりベイナイトが生成するときと比較して核生成サイトが多くなり、未変態オーステナイトへのＣの濃化が軽減される結果、島状マルテンサイトが形成しにくくなるものと考えられる。
【００１３】
２．粒内アシキュラーフェライトの生成促進には、適正量のＣａ添加に加え、Ｍｎ添加量を１．５〜２．６質量％と高めることが有効で、ＭｎとＣａとを質量比でＭｎ／（Ｍｎ＋Ｃａ）：０．１〜０．７の範囲で含む硫化物：（ＣａＭｎ）Ｓが、鋼板を溶製する際の凝固段階で晶析出されるようになる。
【００１４】
（ＣａＭｎ）Ｓは多くの場合、酸化物の周囲の一部に付着したような形で析出し、粒子は球状である。また、大入熱溶接時の高温下で部分的に溶解し、冷却時にＭｎＳがその表面に再析出するが、ＭｎＳは、それ自身がフェライト核生成能をもっているほか、周囲に形成されるＭｎの希薄帯がフェライト変態、ベイナイト変態を促進する。更に、ＭｎＳ上にＴｉＮ、ＢＮ、ＡｌＮ、ＶＮ等のフェライト生成核が析出することによって、より一層フェライト変態が促進される。
【００１５】
一方、Ｍｎ添加量が少ないと、溶製する際の凝固段階でＣａＳが形成されるようになるが、ＣａＳは大入熱溶接時の高温下で安定で、Ｍｎを含む硫化物の溶解・再析出を生じないため、粒内アシキュラーフェライトの生成に寄与しない。
【００１６】
３．粒内をアシキュラーフェライト組織とするために、旧オーステナイト粒界に沿った初析フェライトを析出させ、生成速度の大きい、旧オーステナイト粒界からのベイナイト生成をできるだけ抑えることも有効である。
【００１７】
４．鋼材成分組成において、溶接熱影響部における島状マルテンサイトの生成量は概ね、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）の値で整理され、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５、各元素記号は含有量（質量％））：０．３３〜０．４５で島状マルテンサイトの生成量を抑制することが可能である。
【００１８】
５．以上の方策をとることによって、大入熱溶接熱影響部において粒内アシキュラーフェライト変態を促進し、島状マルテンサイトの形成が抑制され、その高靱性化を達成することが可能である。
【００１９】
本発明は、上記知見をもとに、さらに検討をくわえてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．Ｃｅｑ（ＩＩＷ）（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５、各元素記号は含有量（質量％））：０．３３〜０．４５を満足する鋼であって、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：１．５〜２．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００３〜０．０５％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、Ｎ：０．００２５〜０．００７０％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、鋼中に、ＭｎとＣａとを質量比でＭｎ／（Ｍｎ＋Ｃａ）：０．１〜０．７の範囲で含む硫化物あるいは酸硫化物が、０．１〜５μｍの大きさで１ｍｍ２中に５０〜１０００個が分散して存在していることを特徴とする大入熱溶接用鋼。
２．更に、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：０．４％以下、Ｍｏ：０．４％以下、Ｖ：０．２％以下のうちから選ばれる１種または２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。
３．更に、質量％で、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２％のうちから選ばれる１種または２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鋼。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、サブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接などの３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接で優れた溶接熱影響部靱性を有する鋼が得られ、産業上極めて有用である。
【発明を実施するための形態】
【００２１】
本発明では成分組成とミクロ組織を規定する。
［成分組成］以下の説明において％は質量％とする。
【００２２】
Ｃｅｑ（ＩＩＷ）：０．３３〜０．４５
Ｃｅｑ（ＩＩＷ）は、０．３３未満であると必要な母材強度が得られない。また０．４５以下とすると島状マルテンサイトの面積分率を概ね３％未満に抑えることができるが０．４５を超えると、溶接熱影響部とくにボンド部近傍において島状マルテンサイトの生成が顕著となって靭性が劣化するため、０．３３〜０．４５の範囲とする。Ｃｅｑ（ＩＩＷ）は、Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５、各元素記号は含有量（質量％）とする。
【００２３】
以下、各成分の限定理由について説明する。
Ｃ：０．０３〜０．０８％
Ｃは、構造用鋼として必要な強度を得るために０．０３％以上とし、一方、０．０８％を超えると島状マルテンサイトの生成が顕著となるため、０．０３〜０．０８％とする。
【００２４】
Ｓｉ：０．０１〜０．１５％
Ｓｉは、製鋼上０．０１％以上が必要で、一方、０．１５％を超えると、母材の靱性を劣化させるほか、大入熱溶接熱影響部に島状マルテンサイトを生成して溶接部の靱性を劣化させるようになるので、０．０１〜０．１５％とする。
【００２５】
Ｍｎ：１．５〜２．６％
Ｍｎは、母材の強度を確保するとともに、アシキュラーフェライトの生成を促進するために１．５％以上を必要とし、一方、２．６％を超えると溶接部の靱性を劣化させるようになるため、１．５〜２．６％とする。
【００２６】
Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％
本発明においてＰ，Ｓは不可避的不純物で、Ｐは、０．０３％を超えると溶接部の靱性を劣化させるため、０．０３％以下とする。Ｓは、アシキュラーフェライトの生成に必要な（Ｃａ，Ｍｎ）Ｓを生成するために０．０００５％以上が必要で、一方、０．００４０％を超えると母材の靱性を劣化させるようになるため、０．０００５〜０．００４０％とする。
【００２７】
Ａｌ：０．００５  〜０．１  ％
Ａｌは、鋼の脱酸上０．００５％以上、好ましくは０．０１％以上を必要とし、一方、０．１％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金属の靱性を劣化させるようになるため、０．００５  〜０．１  ％とする。
【００２８】
Ｎｂ：０．００３〜０．０５％以下
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、０．００３％未満ではその効果が小さく、０．０５％を超えて含有すると溶接熱影響部の靱性が
劣化するようになるため、０．００３〜０．０５％以下とする。
【００２９】
Ｔｉ：０．００３  〜０．０３％
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が０．００３％に満たないとその効果が少なく、一方、０．０３％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ため、０．００３  〜０．０３％とする。
【００３０】
Ｎ：０．００２５〜０．００７０％
Ｎは、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ＴｉＮの必要量を確保するうえで必要な元素で、０．００２５％未満では十分なＴｉＮ量が得られず、一方、０．００７０％を超えると溶接熱サイクルによってＴｉＮが溶解する領域では固溶Ｎ量が増加するので靱性が著しく低下するため、０．００２５〜０．００７０％とする。
【００３１】
Ｂ：０．０００３〜０．００２５％
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させるため０．０００３％以上を必要とし、一方、０．００２５％を超えて添加すると焼入れ性が増して溶接部の靱性が劣化するようになるため、０．０００３〜０．００２５％とする。
【００３２】
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％
Ｃａは、アシキュラーフェライトの生成に必要な（Ｃａ，Ｍｎ）Ｓを生成するために０．０００５％以上を必要とし、一方、０．００３０％を超えて含有しても効果が飽和するため、０．０００５〜０．００３０％とする。
【００３３】
以上が本発明の基本成分組成であるが、さらに特性を向上させる場合、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶから選ばれる少なくとも１種または２種以上を含有させることができる。
Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：０．４％以下およびＭｏ：０．４％以下
Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏは、母材の高強度化に有効な元素であるが、その効果を得るためにはＣｕ，Ｎｉは０．０５％以上、Ｃｒ，Ｍｏは０．０２％以上の添加が必要である。しかし、いずれの元素も多量に添加し過ぎると、靱性に悪影響を及ぼすため、添加する場合には、Ｃｕ，Ｎｉは１．０％以下、Ｃｒ，Ｍｏは０．４％以下とするのが望ましい。
Ｖ：０．２％以下
Ｖは、母材の強度・靱性の向上および溶接熱影響部においてＶＮを形成してフェライト生成核として働くが、０．２％を超えると靱性の低下を招くようになるので、含有させる場合は、０．２％以下とする。
【００３４】
本発明では、さらに溶接熱影響部の靭性を向上させる場合、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭから選ばれる少なくとも１種または２種以上を含有させることができる。
【００３５】
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２％
Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭは、酸化物の分散による靱性改善効果を有し、このような効果を発揮させるため、含有させる場合は、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２％とする。上限はいずれも効果が飽和するため規定する。
［硫化物あるいは酸硫化物］
本発明に係る鋼は、鋼中に、ＭｎとＣａとを質量比でＭｎ／（Ｍｎ＋Ｃａ）：０．１〜０．７の範囲で含む硫化物あるいは酸硫化物が、０．１〜５μｍの大きさで１ｍｍ２中に５０〜１０００個を分散して存在させ、大入熱溶接時に最も高温にさらされるボンド部近傍において、アシキュラーフェライトの生成を促進する。前記硫化物は（Ｃａ、Ｍｎ）Ｓとする。また、前記硫化物が酸化物と複合した物質である酸硫化物として存在する場合にも、硫化物単独の場合と同様、上述のアシキュラーフェライトの生成が促進される。
【００３６】
Ｃｅｑ（ＩＩＷ）を０．４５以下とすれば、島状マルテンサイトの面積分率を概ね３％未満に抑えることができるが、靭性向上の観点からは、２％未満、更には１％未満に抑えることが望ましいため、ミクロ組織をアシキュラーフェライト組織主体として、島状マルテンサイトの低減を達成する。
【００３７】
島状マルテンサイトの生成量は上述のとおり主としてＣｅｑ（ＩＩＷ）によるが、ベイナイト変態機構にも左右され、アシキュラーフェライト組織が多くなるほど、未変態オーステナイトが細かく分断されることで、Ｃの濃化が軽減されるので、島状マルテンサイトの生成量も減少する。
【００３８】
Ｃｅｑ（ＩＩＷ）を０．４５以下とし、更に、上記硫化物あるいは酸硫化物の組成および分散状態を規定する本発明によれば、旧オーステナイト粒界から析出した粒界フェライトを除いた旧オーステナイト粒内組織の大きさが１０μｍ以下となるとともに、島状マルテンサイトの形成が抑制されて２％未満となり、溶接熱影響部の靭性が向上する。
【００３９】
なお、旧オーステナイト粒内組織の大きさとは、旧オーステナイト粒界に存在する初析フェライトを除いた粒内フェライトの大きさを評価したもので、ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折）で測定した１５°以上の傾角を有する結晶粒界組織において、線分法で測定した平均切片長さのことである。
【００４０】
本発明に係る鋼材は、構造用鋼の常法による製造条件で製造可能である。例えば、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−焼戻しなどの工程で製造される。以下、本発明の作用効果を実施例に基づいて説明する。
【実施例】
【００４１】
１５０ｋｇの高周波溶解炉にて、表１に示す組成の鋼を溶製し、熱間圧延により厚さ７０ｍｍのスラブとした。得られたスラブを１１５０℃に２時間加熱後、板厚中心温度で８５０℃において板厚３０ｍｍの鋼板に仕上げた後、７℃／ｓの冷却速度で加速冷却した。当該冷却速度は板厚６０ｍｍの鋼板の板厚１／４位置の冷速を、板厚３０ｍｍの板厚中心でシミュレートしたものである。
【００４２】
【表１】
0005842314.tif 000002
【００４３】
圧延した３０ｍｍの鋼板を５００℃で１０分保持して焼戻した後、試験片長手方向が板幅方向と一致するように、平行部１４φ×８５ｍｍ、標点間距離７０ｍｍの丸棒引張試験片を採取し、母材強度（降伏応力ＹＳ，引張強さＴＳ）を測定した。また、上記厚鋼板から、試験片長手方向が圧延方向と一致するように、２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を採取し、−１００〜４０℃の範囲で適宜シャルピー衝撃試験を行い、脆性破面率５０％となる破面遷移温度ｖＴｒｓを求め、靭性を評価した。
【００４４】
また、得られた鋼板について、大きさ０．１〜５μｍの酸硫化物の個数密度、硫化物組成を調査した。酸硫化物の個数密度は、倍率：５００倍または１０００倍の光学顕微鏡を用いて、ミクロ組織観察用試料を観察することにより計測した。硫化物中の質量比：Ｍｎ／（Ｍｎ＋Ｃａ）は、分散した酸硫化物粒子に含まれる硫化物に着目し、ＳＥＭ−ＥＤＸ（ＳＥＭ：走査型電子顕微鏡、ＥＤＸ：エネルギー分散型Ｘ線分析器）装置にて分析して求めた。
【００４５】
さらに、これらの鋼板の大入熱溶接熱影響部の靭性を評価するため、再現溶接熱サイクル試験を行った。幅８０ｍｍ×長さ８０ｍｍ×厚み１５ｍｍの再現熱サイクル試験片を採取し、１４５０℃に加熱後８００〜５００℃を２７０ｓで冷却する再現溶接熱サイクル（板厚３０ｍｍの鋼板のエレクトロガス溶接での入熱量４００ｋＪ／ｃｍの溶接熱影響部に相当）を付与し、２ｍｍＶノッチシャルピー試験にてｖＴｒｓ（℃）を求めて評価した。
【００４６】
再現溶接熱サイクル付与部（２ｍｍＶノッチのノッチ底相当部）における、アシキュラーフェライト生成の指標として、粒内組織平均切片長さを求めた。粒内組織平均切片長さはＥＢＳＤで測定した１５°以上の傾角を有する粒界組織において、旧オーステナイト粒界に存在する初析フェライトを除いて線分法で評価した平均切片長さのことである。
【００４７】
再現溶接熱サイクル付与部（２ｍｍＶノッチのノッチ底相当部）における島状マルテンサイトの面積分率（以下、島状マルテンサイト分率（％））は、２段エッチング法により島状マルテンサイトを現出したのち、ＳＥＭの２０００倍の写真をトレースしたうえで画像解析により算出した。
【００４８】
表２に、母材鋼板の酸硫化物個数密度（個／ｍｍ２）、硫化物組成（Ｍｎ／（Ｍｎ＋Ｃａ），各元素記号は含有量（質量％））と機械的性質（ＹＳ（ＭＰａ）、ＴＳ（ＭＰａ）），靭性（シャルピー衝撃試験結果、ｖＴｒｓ（℃））ならびに再現溶接熱サイクル付与部（２ｍｍＶノッチのノッチ底相当部）における粒内組織平均切片長さ（μｍ）および島状マルテンサイト分率（％）と再現溶接熱サイクルシャルピー衝撃試験結果（ｖＴｒｓ（℃））を示す。
【００４９】
【表２】
0005842314.tif 000003
【００５０】
表２中、鋼番１、２、８〜１０はいずれも、本発明範囲内の化学成分、ミクロ組織の規定を満足する本発明例で、再現溶接熱サイクル付与部（２ｍｍＶノッチのノッチ底相当部）における、粒内組織平均切片長さが１０μｍ未満、島状マルテンサイト面積分率が２％未満で、再現溶接熱サイクルシャルピー衝撃試験結果（ｖＴｒｓ（℃））は−５５℃以下であった。
【００５１】
一方、鋼番１１〜２３は成分組成および／またはミクロ組織の規定が本発明範囲外となった比較例である。これらは、本発明例の場合に比べ、粒内組織平均切片長さ（μｍ）が長い、および／または島状マルテンサイト分率（％）が大きいため、再現溶接熱サイクルシャルピー衝撃試験結果（ｖＴｒｓ（℃））は−４５℃以上と劣っていた。