(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２５％、
sol.Ｓｉ：０．００１〜０．３％、
insol.Ｓｉ：０．００１〜０．０１％
sol.Ｍｎ：０．５〜２．０％、
insol.Ｍｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００１〜０．０２％、
Ｎ：０．０２％以下、
sol.Ａｌ：０．０００１〜０．０００５％、
insol.Ａｌ：０．０００１〜０．００５％、
Ｏ：０．００１〜０．００５％、
を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなることを特徴とする、ＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板。
【請求項２】
さらに、質量％で、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下
のうちの１種または２種を含有することを特徴とする、請求項１に記載のＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板。
【請求項３】
さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．５％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｖ：０．２％以下、
Ｂ：０．００５％以下
のうちの１種または２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ＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板。
【請求項４】
さらに、質量％で、
Ｃａ：０．００５％以下、
Ｍｇ：０．００５％以下、
ＲＥＭ：０．０５％以下
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１から３までのいずれかに記載のＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板。
【請求項５】
さらに、質量％で、
Ｓｎ：０．５％以下
を含有することを特徴とする、請求項１から４までのいずれかに記載のＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板。
【請求項６】
さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０１％以下を含有することを特徴とする、請求項１から５までのいずれかに記載のＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶接熱影響部(Heat  Affected  Zone：以下、「ＨＡＺ」という。)の靱性に優れた厚鋼板に関する。特に、近年要求の高まっている溶接入熱量が２５０ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接を施工した場合であっても、ＨＡＺにおいて優れた靭性を有する厚鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
建築、橋梁、造船、ラインパイプ、建設機械、海洋構造物、タンクなどの各種溶接鋼構造物に用いられる厚鋼板は、溶接部の破壊に対する安全性および信頼性を高める観点から、靱性に対する要求が年々厳しさを増しており、母材鋼板の靭性と同様に、ＨＡＺにおいてもより優れた靱性を確保することが要求されている。
【０００３】
ＨＡＺにおいては、溶融線に近づくほど溶接時の加熱温度は高くなり、特に溶融線近傍の１４００℃以上に加熱される領域では、オーステナイト(γ)粒が著しく粗大化してしまい、冷却後のＨＡＺ組織が粗大化して靱性が劣化する。この傾向は溶接入熱量が大きくなるほど顕著である。
【０００４】
一方で、この種の溶接鋼構造物の建造コストに占める溶接施工コストの割合は大きく、溶接施工コストを低減するために、高能率の溶接法が用いられるようになった。溶接施工コストを低下させるために最も有効な方法は、溶接パス数を減らすことであり、このためには溶接入熱を大きくした高能率溶接法を用いて大入熱溶接施工を行うことが望ましい。しかし、大入熱溶接を行った場合、ＨＡＺ靭性が低下することは避けられない。したがって、靭性の要求が厳しい溶接鋼構造物に対しては、入熱を制限して溶接パス数を増やし、能率と経済性を犠牲にして溶接施工せざるを得ないという問題点があった。
【０００５】
これらの問題を解決するため、これまでにも大入熱溶接ＨＡＺ靱性を改善するための種々の対策が実施されてきた。
【０００６】
例えば、特許文献１には、微細なＴｉＮを鋼中に確保することによって、ＨＡＺのオーステナイト粒を小さくすることで、大入熱溶接ＨＡＺの靭性を向上させることができる方法が開示されている。
【０００７】
次に、特許文献２には、ＲＥＭの硫・酸化物を利用して大入熱溶接時でもＨＡＺのオーステナイト粒を小さくし、靭性を向上させる方法が開示されている。ここでは、硫・酸化物はＴｉＮのような窒化物と比べて１３５０℃以上の高温においても安定性が高いとしている。
【０００８】
そして、特許文献３には、Ｔｉ酸化物、あるいはＴｉ酸化物とＴｉ窒化物との複合体のいずれかの粒子がフェライト変態核として作用することにより、ＨＡＺ組織を微細化させて靭性を向上させる方法が開示されている。Ｔｉ酸化物は高温で安定であることから、大入熱溶接においてもその効果が維持されるとしている。
【０００９】
また、特許文献４には、溶接により、１４００℃以上に加熱される部分での旧オーステナイト粒の粗大化を防止し、靭性を確保する手法が開示されている。ここでは鋼中のsol.Ａｌ量とＯ量を規定し、鋼中に微細Ａｌ２Ｏ３を分散させることで、旧オーステナイト粒の成長を抑制し、ＨＡＺの優れた低温靭性を得ている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開昭５０−３３９２０号公報
【特許文献２】特開昭６０−１８４６６３号公報
【特許文献３】特開昭６０−２４５７６８号公報
【特許文献４】特開平０６−２０７２４３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
しかし、特許文献１に記載の方法では、ＨＡＺの最高到達温度が１３５０℃を超えると、鋼中のＴｉＮが溶解してしまうため、ＴｉＮによる粒成長抑制効果（粒粗大化抑制効果）を期待できなくなり、オーステナイト粒が粗大化し、靭性が低下する。
【００１２】
次に、特許文献２に関しては、十分な数の硫・酸化物を鋼中に微細分散させることは製造上の困難が多いため、オーステナイト粒粗大化抑制効果を発現させるには至らない。
【００１３】
特許文献３については、粒内変態核から生成するフェライトの結晶方位は全くランダムというわけではなく、母相オーステナイトの結晶方位の影響を受ける。したがって、大入熱溶接ＨＡＺにおいて、粒内変態だけではＨＡＺ組織を微細化することは困難であり、オーステナイト粒の粗大化を阻止することができない。
【００１４】
そして、特許文献４では溶接入熱量を１００ｋＪ／ｃｍ程度までに制限しており、それ以上の溶接入熱量にて溶接を実施した場合、旧オーステナイト粒が粗大化する場合があった。
【００１５】
本発明は、このような課題に鑑みてなされたものであって、溶接入熱量が２５０ｋＪ／ｃｍ以上となる大入熱溶接を実施した場合であっても、旧オーステナイト粒の粗大化を抑制し、もって優れたＨＡＺ靭性を有する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】
【００１６】
本発明者等は、２５０ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接したときであっても、より安定した旧オーステナイト粒粗大化抑制効果を発現し、ＨＡＺにおける靱性を確保するために、種々の検討と実験を行った。その結果、次の(a)〜(d)に示す知見を得た。
【００１７】
(a) 鋼中に微細Ａｌ２Ｏ３に加えて微細ＭｎＡｌ２Ｏ４も分散させることで、大入熱ＨＡＺの旧オーステナイト粒の成長を抑制することができる。
【００１８】
(b) そのためには、鋼中に微細Ａｌ２Ｏ３を分散させるための酸可溶性Ａｌ（以下、「sol.Ａｌ」と略記する。）の含有量とＯ（酸素）含有量の厳密な管理に加えて、鋼中に微細ＭｎＡｌ２Ｏ４を分散させるための酸不溶性Ａｌ（以下、「sol.Ａｌ」と略記する。）の含有量も規定する必要がある。具体的には、これらの含有量をそれぞれ、sol.Ａｌ:０．０００１〜０．０００５％およびinsol.Ａｌ: ０．０００１〜０．００５％の範囲に規定する必要があることが分かった。
【００１９】
(c)また、sol.Ａｌ: ０．０００１〜０．０００５％、かつ、insol.Ａｌ:０．０００１〜０．００５％の各含有量をいずれも満足する条件の下で、酸可溶性Ｍｎ（以下、「sol.Ｍｎ」と略記する。）の含有量と酸不溶性Ｍｎ（以下、「insol.Ｍｎ」と略記する。）の含有量を、それぞれ、sol.Ｍｎ：０．５〜２．０％およびinsol.Ｍｎ：０．００１〜０．０１％の範囲に制御すると、Ａｌ系酸化物上に微細なＭｎＳを析出させることができ、オーステナイト変態した直後の旧オーステナイト初期粒径の微細化効果を発現するので、旧オーステナイト粒の粗大化を抑制できることが分かった。
【００２０】
(d) さらに、微細Ａｌ２Ｏ３と微細ＭｎＡｌ２Ｏ４を所定量確保するためには、製鋼時のＳｉ脱酸を制限する必要があり、そのために、酸不溶性Ｓｉ（以下、「insol.Ｓｉ」と略記する。）の含有量を０．００１〜０．０１％に規定する必要があることが分かった。これは、insol.Ｓｉの含有量が０．０１％を超えると、Ｓｉ酸化物の生成が増加して、微細Ａｌ2Ｏ3と微細ＭｎＡｌ2Ｏ4の生成に必要なＯ（酸素）量が確保できなくなるからである。
【００２１】
本発明は、このような知見に基づいて完成したものであり、その要旨は、下記の(1)〜(5)のＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板にある。
【００２２】
(1) 質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２５％、
sol.Ｓｉ：０．００１〜０．３％、
insol.Ｓｉ：０．００１〜０．０１％
sol.Ｍｎ：０．５〜２．０％、
insol.Ｍｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００１〜０．０２％、
Ｎ：０．０２％以下、
sol.Ａｌ：０．０００１〜０．０００５％、
insol.Ａｌ：０．０００１〜０．００５％、
Ｏ：０．００１〜０．００５％、
を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなることを特徴とする、ＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板。
【００２３】
(2) さらに、質量％で、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下
のうちの１種または２種を含有することを特徴とする、上記(1)のＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板。
【００２４】
(3) さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．５％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｖ：０．２％以下、
Ｂ：０．００５％以下
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記(1)または(2)のＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板。
【００２５】
(4) さらに、質量％で、
Ｃａ：０．００５％以下、
Ｍｇ：０．００５％以下、
ＲＥＭ：０．０５％以下
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記(1)〜(3)のいずれかのＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板。
【００２６】
(5) さらに、質量％で、
Ｓｎ：０．５％以下
を含有することを特徴とする、上記(1)〜(4)のいずれかのＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板。
【００２７】
(6) さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．０１％以下
を含有することを特徴とする、上記(1)〜(5)のいずれかのＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板。
【発明の効果】
【００２８】
本発明によれば、ＨＡＺの靱性に優れた鋼板を提供することができる。特に、溶接入熱量が２５０ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接を実施した場合であっても、旧オーステナイト粒の粗大化を抑制することができ、もって優れたＨＡＺ靭性を有する鋼を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００２９】
以下、本発明に係る厚鋼板の化学組成について説明する。なお、含有量に関する「％」は、質量％を意味する。
【００３０】
Ｃ：０．０５〜０．２５％
Ｃは鋼材の強度を確保するのに有効な元素であるが、その含有量が０．０５％未満ではその効果が得られない。しかし、０．２５％を超えるとＨＡＺ靭性に影響を及ぼす。したがって、Ｃの含有量は０．０５〜０．２５％とする。Ｃの含有量の好ましい下限は０．０７％であり、そして、好ましい上限は０．１５％である。
【００３１】
sol.Ｓｉ：０．００１〜０．３％、insol.Ｓｉ：０．００１〜０．０１％
Ｓｉは、溶鋼の予備脱酸のために有効な元素である。酸可溶性Ｓｉ（以下、「sol.Ｓｉ」と略記する。）の含有量が０．００１％未満であると、十分な予備脱酸効果が得られないためＯが溶鋼中に過剰に残存し清浄度が低下する。そのため、sol.Ｓｉの含有量は０．００１％以上とする。一方、sol.Ｓｉの含有量が０．３％を超えると未変態γ粒がα粒とセメンタイトに分解するのを阻害し、微細な硬化相である島状マルテンサイトの生成を助長し、ＨＡＺ靭性を低下させるため、その含有量の上限を０．３％とした。
【００３２】
また、insol.Ｓｉは、その含有量を０．００１〜０．０１％の範囲に制御することで、Ｓｉ系介在物を生成し、オーステナイト変態した直後の旧オーステナイト初期粒径の微細化効果を発現する。このことにより、微細Ａｌ２Ｏ３と微細ＭｎＡｌ２Ｏ４の分散による旧オーステナイト粒の粗大化抑制を助長する。しかし、insol.Ｓｉの含有量が０．００１％未満では、前記効果を得られないため、その含有量の下限を０．００１％とした。一方、insol.Ｓｉの含有量が０．０１％を超えると、Ｓｉ系介在物が凝集粗大化し、破壊の起点となる。さらに、所望のＡｌ２Ｏ３とＭｎＡｌ２Ｏ４の生成に必要なＯ量の低減を招くため、insol.Ｓｉの含有量の上限を０．０１％とした。
【００３３】
sol.Ｍｎ：０．５〜２．０％、insol.Ｍｎ：０．００１〜０．０１％
Ｍｎは、強度および靭性の確保に必要な元素であるとともに、微細Ａｌ２Ｏ３とＭｎＡｌ２Ｏ４の生成を促進する主要な元素となる。
【００３４】
Ａｌが、sol.Ａｌ:０．０００１〜０．０００５％、かつ、insol.Ａｌ:０．０００１〜０．００５％の各含有量をいずれも満足する条件の下で、sol.Ｍｎを０．５〜２．０％の範囲に制御することで、Ａｌ系酸化物上にＭｎＳを析出し、旧オーステナイト粒の粗大化を抑制することができる。しかし、sol.Ｍｎの含有量が２．０％を超えると、焼入れ性を増大させて、溶接性およびＨＡＺ靭性を劣化するため、その上限を２．０％とする。一方、０．５％未満では強度および靭性の確保ができず、さらにＭｎＡｌ２Ｏ４の生成が不十分であるので、sol.Ｍｎの含有量の下限を０．５％とする。
【００３５】
一方、insol.Ｍｎは、その含有量を０．００１〜０．０１％の範囲に制御することで、ＭｎＳを生成し、オーステナイト変態した直後の旧オーステナイト初期粒径の微細化効果を発現する。このことにより、微細Ａｌ２Ｏ３と微細ＭｎＡｌ２Ｏ４による旧オーステナイト粒の粗大化抑制を助長する。しかし、insol.Ｍｎの含有量が０．００１％未満では、前記効果を得られないため、その下限を０．００１％とする。一方、insol.Ｍｎの含有量が０．０１％を超えると、ＭｎＳが凝集粗大化し、破壊の起点となる。さらに、所望の微細Ａｌ２Ｏ３と微細ＭｎＡｌ２Ｏ４の生成に必要なＯ量の低減を招くため、insol.Ｍｎの含有量の上限を０．０１％とする。
【００３６】
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは粒界偏析を起こす不可避的不純物として鋼中に存在する。０．０３％を超えると、ＨＡＺにおける粒界割れの原因となるため、母材及びＨＡＺの靭性が劣化する。したがって、その含有量は少ないほど望ましいが、経済性を考慮してＰの含有量の上限は０．０３％とする。望ましい上限は０．０１％である。
【００３７】
Ｎ：０．０２％以下
Ｎは不可避的不純物として存在する。母材靭性の低下、溶接時に希釈による溶接金属中への混入から溶接金属の靭性低下を招き、さらに溶接割れの原因となるため、Ｎの含有量の上限を０．０２％とする。
【００３８】
Ｓ：０．００１〜０．０２％
ＳはＡｌ系酸化物上に微細なＭｎＳを析出させるために必要な元素である。Ｓが０．００１％未満では、十分なＭｎＳが形成できず、ＭｎＡｌ２Ｏ４の生成が不十分となるので、その下限を０．００１％とする。一方、Ｓの含有量が多すぎるとＭｎＳが過剰に生成して、板厚中心部に偏析し、溶接割れの起点となる。従って、その上限を０．０２％とする。望ましい上限は０．０１％である。
【００３９】
sol.Ａｌ：０．０００１〜０．０００５％、insol.Ａｌ：０．０００１〜０．００５％
Ａｌは代表的な脱酸元素であるとともに、本発明においては旧オーステナイト粒の粗大化を抑制するためのＡｌ系酸化物を供給する重要な元素である。Ａｌは、鋼中においては固溶ＡｌやＡｌ窒化物を含むsol.Ａｌと、主にＡｌ２Ｏ３よりなるinsol.Ａｌとして、存在する。
【００４０】
本発明において最も重要な点はＡｌ２Ｏ３に加えてＭｎＡｌ２Ｏ４をいかに微細且つ多量に分散させるかにある。ここで、sol.ＡｌはＡｌ２Ｏ３とＭｎＡｌ２Ｏ４の微細分散に対してマイナス要因となる。すなわち、sol.Ａｌが増加して全体としてsol.Ａｌが０．０００５％を超えると、ＭｎＡｌ２Ｏ４の生成が生じず、Ａｌ２Ｏ３のみが生成することになるため、２５０ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接に耐えることのできるだけのＭｎＡｌ２Ｏ４の微細析出を確保することが困難となる。従って、sol.Ａｌの含有量の上限を０．０００５％とする。ただし、sol.Ａｌの含有量が０．０００１％未満では十分な脱酸効果が得られず、製造上問題となるため、その下限を０．０００１％とする。
【００４１】
一方、insol.ＡｌはＡｌ２Ｏ３とＭｎＡｌ２Ｏ４の微細分散を促進し、insol.Ａｌの含有量が０．０００１％未満であると、微細Ａｌ２Ｏ３と微細ＭｎＡｌ２Ｏ４の鋼中での分布が極めて粗となり、十分な旧オーステナイト粒微細化効果が得られなくなるため、insol.Ａｌの含有量の下限を０．０００１％とする。しかし、insol.Ａｌの含有量が０．００５％を超えると、全体としてＡｌ量が増加し、微細Ａｌ２Ｏ３とＭｎＡｌ２Ｏ４が凝集・粗大化し所望の旧オーステナイト粒微細化効果が得られなくなるため、insol.Ａｌの含有量の上限を０．００５％とする。
【００４２】
Ｏ：０．００１〜０．００５％
Ｏ（酸素）は、鋼の清浄度の観点から、低い方が望ましい。しかし、所望のＡｌ２Ｏ３とＭｎＡｌ２Ｏ４を得る必要があるため、その下限を０．００１％とする。一方、Ｏ量が増加すると鋼の清浄度を低下させるだけでなく、Ａｌ２Ｏ３とＭｎＡｌ２Ｏ４の凝集粗大化を招き、所望の粒度のＡｌ系酸化物を得られなくなる。したがって、その上限を０．００５％とする。
【００４３】
本発明に係る鋼板は、上記の元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。ここで、不可避的不純物とは、鋼板を工業的に製造する際に鉱石やスクラップ等のような原料をはじめとして製造工程の種々の要因によって混入する成分を意味する。
【００４４】
本発明に係る鋼板には、必要に応じて、次の第１群から第５群のうちの少なくとも１群の中から選んだ１種または２種以上の元素を含有させることができる。
(1) 第１群：ＣｕおよびＮｉのうちの１種または２種、
(2) 第２群：Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、ＶおよびＢのうちの１種または２種以上、
(3) 第３群:Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭのうちの１種または２種以上、
(4) 第４群:Ｓｎ、
(5) 第５群:Ｔｉ。
【００４５】
(1) 第１群：ＣｕおよびＮｉのうち１種または２種
第１群の元素であるＣｕおよびＮｉは強度と靭性を向上させる作用を有するので、必要に応じて、いずれかまたは両方を含有させることができる。以下、第１群の元素について詳しく説明する。
【００４６】
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕを含有させると、母材の強度と靭性を向上させることができる。しかし、その含有量が１．０％を超えると、逆に母材の強度と靭性を低下させる。したがって、Ｃｕの含有量は１．０％以下とする。Ｃｕの含有量の好ましい上限は０．７％である。なお、Ｃｕによる効果を得たい場合には、Ｃｕを０．１％以上含有させることが好ましく、０．２％以上含有させることがより好ましい。
【００４７】
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、Ｃｕと同様に、母材の強度と靭性を確保するために有効な元素である。しかし、Ｎｉの含有量が１．０％を超えると、逆に母材の強度と靭性を低下させる。したがって、Ｎｉの含有量は１．０％以下とする。Ｎｉの含有量の好ましい上限は０．７％である。なお、Ｎｉによる効果を得たい場合には、Ｎｉを０．１％以上含有させることが好ましく、０．２％以上含有させることがより好ましい。
【００４８】
第１群の元素であるＣｕとＮｉを共存させると、ＣｕまたはＮｉを単独で多量に含有させることによる過度の焼入れ性上昇を回避し、ＨＡＺ靭性および溶接性への悪影響を最小限に抑制できるので、所望の強度と靭性のバランスをとりやすくなる。この場合、ＣｕとＮｉの合計含有量を２．０％以下に制御することが望ましい。
【００４９】
(2) 第２群：Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、ＶおよびＢのうちの１種または２種以上
第２群の元素であるＣｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、ＶおよびＢはいずれも鋼材の焼入れ性を増加させ、強度を確保する作用を有するので、必要に応じて、これらの元素のうち１種または２種以上を含有させることができる。以下、第２群の元素について詳しく説明する。
【００５０】
Ｃｒ：０．５％以下
Ｃｒは、鋼材の焼入れ性を増加させ、強度を確保するために有効である。一方、Ｃｒの含有量が０．５％を超えると、母材およびＨＡＺ靭性の劣化を招くと共に溶接低温割れが発生するので、Ｃｒ含有量は０．５％以下とする。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．４％である。なお、Ｃｒによる効果を得たい場合には、Ｃｒの含有量を０．１％以上とするのが好ましく、０．２％以上とするのがより好ましい。
【００５１】
Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは、Ｃｒと同様に、鋼材の焼入れ性を増加させ、強度を確保するために有効である。一方、Ｍｏの含有量が０．５％を超えると、母材およびＨＡＺ靭性の劣化を招くと共に溶接低温割れが発生するので、Ｍｏ含有量は０．５％以下とする。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．４％である。なお、Ｍｏによる効果を得たい場合には、Ｍｏの含有量を０．１％以上とするのが好ましく、０．２％以上とするのがより好ましい。
【００５２】
Ｎｂ：０．０５％以下
Ｎｂは、Ｃｒと同様に、鋼材の焼入れ性を増加させ、強度を確保するために有効である。一方、Ｎｂの含有量が０．０５％を超えると、母材およびＨＡＺ靭性の劣化を招くと共に溶接低温割れが発生するので、Ｎｂ含有量は０．０５％以下とする。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４％である。なお、Ｎｂによる効果を得たい場合には、Ｎｂの含有量を０．００５％以上とするのが好ましく、０．００８％以上とするのがより好ましい。
【００５３】
Ｖ：０．２％以下
Ｖは、Ｃｒと同様に、鋼材の焼入れ性を増加させ、強度を確保するために有効である。一方、Ｖの含有量が０．２％を超えると、母材およびＨＡＺ靭性の劣化を招くと共に溶接低温割れが発生するので、Ｖ含有量は０．２％以下とする。なお、Ｖによる効果を得たい場合には、Ｖの含有量を０．０２％以上とするのが好ましい。
【００５４】
Ｂ：０．００５％以下
Ｂは、Ｃｒと同様に、鋼材の焼入れ性を増加させ、強度を確保するために有効である。一方、Ｂの含有量が０．００５％を超えると、母材およびＨＡＺ靭性の劣化を招くと共に溶接低温割れが発生するので、Ｂ含有量は０．００５％以下とする。なお、Ｂによる効果を得たい場合には、Ｂの含有量を０．００１％以上とするのが好ましい。
【００５５】
第２群の元素を２種以上含有させると、それぞれの元素を単独で多量に含有させることによる過度の焼入れ性上昇を回避し、ＨＡＺ靭性および溶接性への悪影響を最小限に抑制できるので、所望の強度と靭性のバランスをとりやすくなる。この場合、それらの元素の合計含有量を１．０％以下に制御することが望ましい。
【００５６】
(3) 第３群:Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭのうちの１種または２種以上
第３群の元素であるＣａ、ＭｇおよびＲＥＭはいずれも硫化物の形態を制御し、熱間加工性を増加させ、低温靭性を確保する作用を有するので、必要に応じて、これらの元素のうち１種または２種以上を含有させることができる。以下、第３群の元素について詳しく説明する。
【００５７】
Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは、硫化物の形態を制御し、熱間加工性を増加させ、低温靭性を確保するために有効である。一方、Ｃａの含有量が０．００５％を超えると、大型介在物やクラスターを生成して鋼の清浄度を害するので、Ｃａ含有量は０．００５％以下とする。なお、Ｃａによる効果を得たい場合には、Ｃａの含有量を０．００１％以上とするのが好ましい。
【００５８】
Ｍｇ：０．００５％以下
Ｍｇは、Ｃａと同様に、硫化物の形態を制御し、熱間加工性を増加させ、低温靭性を確保するために有効である。一方、Ｍｇの含有量が０．００５％を超えると、大型介在物やクラスターを生成して鋼の清浄度を害するので、Ｍｇ含有量は０．００５％以下とする。なお、Ｍｇによる効果を得たい場合には、Ｍｇの含有量を０．００１％以上とするのが好ましい。
【００５９】
ＲＥＭ：０．０５％以下
ＲＥＭは、Ｃａと同様に、硫化物の形態を制御し、熱間加工性を増加させ、低温靭性を確保するために有効である。一方、ＲＥＭの含有量が０．０５％を超えると、大型介在物やクラスターを生成して鋼の清浄度を害するので、ＲＥＭ含有量は０．０５％以下とする。なお、ＲＥＭによる効果を得たい場合には、ＲＥＭの含有量を０．０１％以上とするのが好ましい。ここで、ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素の総称であり、これらの元素のうちの１種または２種以上を含有させることができる。ＲＥＭの混合体であるミッシュメタルを添加することでＲＥＭを含有させてもよい。なお、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。
【００６０】
第３群の元素を２種以上含有させると、それぞれの元素を単独で多量に含有させることによる過度の焼入れ性上昇を回避し、ＨＡＺ靭性および溶接性への悪影響を最小限に抑制できるので、所望の強度と靭性のバランスをとりやすくなる。この場合、それらの元素の合計含有量を０．０５％以下に制御することが望ましい。
【００６１】
(4) 第４群:Ｓｎ
第４群の元素であるＳｎは耐食性を改善する作用を有するので、必要に応じて、含有させることができる。以下、詳しく説明する。
【００６２】
Ｓｎ：０．５％以下
Ｓｎは耐食性を改善するために有効である。一方、Ｓｎの含有量が０．５％を超えると、母材および熱影響部靭性が低下するので、Ｓｎの含有量は０．５％以下とする。Ｓｎの好ましい含有量は０．４％以下である。なお、Ｓｎの効果を得たい場合には、Ｓｎの含有量を０．００２％以上とするのが好ましく、０．０５％以上とするのがより好ましい。
【００６３】
(5) 第５群:Ｔｉ。
第５群の元素であるＴｉは、窒化物を生成し、鋼中の固溶Ｎ量を低減するとともに析出したＴｉＮはＨＡＺでの旧オーステナイト粒の粗大化を抑制する作用を有するので、必要に応じて、含有させることができる。以下、詳しく説明する。
【００６４】
Ｔｉ：０．０１％以下
ＴｉはＮと反応してＴｉＮを生成するので、鋼中の固溶Ｎ量を低減する。また、析出したＴｉＮはピン止め効果で熱間圧延前のスラブ加熱時の母材および大入熱溶接時のＨＡＺでの旧オーステナイト粒の粗大化を抑制し、母材およびＨＡＺ靭性の向上に寄与する。一方、Ｔｉの含有量が０．０１％を超えると、微細Ａｌ２Ｏ３と微細ＭｎＡｌ２Ｏ４の生成に必要なＯ（酸素）含有量の低減を招くため、ピン止め効果が低減しＨＡＺ靭性が低下するので、Ｔｉの含有量は０．０１％以下とする。なお、Ｔｉの効果を得たい場合には、Ｔｉの含有量を０．００２％以上とするのが好ましい。
【実施例】
【００６５】
表１に示す３９種類の化学組成を有する試験鋼から連続鋳造法によりスラブを作製し、このスラブを複数枚重ねることにより脱水素を行った。その後、加熱炉に装入して１１５０〜１２００℃まで加熱した後、スラブを加熱炉から取り出し、生成したスケールに高圧水をかけて完全に除去し、続けてスラブを１パスあたり５％以上の圧下量で圧延して厚さ５５ｍｍの厚鋼板とした。圧延後の鋼材の温度が８００〜９００℃程度に低下した後、続いて５℃/秒以上の冷却温度で４００〜５００℃まで水冷した。このような工程を経て得た厚鋼板から機械加工により板両面を５ｍｍずつ切削して、厚さ５５ｍｍの平滑な鋼板とした。
【００６６】
【表１】
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【００６７】
このようにして得た各厚鋼板について、側面の一方を１０°に加工し、２枚の鋼板を突き合わせることにより、２０°Ｖ開先としてエレクトロスラグ溶接を実施した。溶接入熱は３００ｋＪ／ｃｍ、ワイヤはＤＷＳ−１ＬＧ、電流４００Ａ、電圧４２Ｖ、溶接速度は３．４ｃｍ／ｍｉｎとした。
【００６８】
溶接後に、ＨＡＺ再現熱サイクル試験装置にて１４４０℃で１０秒保持する測定条件により、ＨＡＺ１ｍｍでの平均旧オーステナイト（γ）粒径を調査した。この平均旧オーステナイト（γ）粒径の目標値は２００μｍ以下であり、この目標を満足する場合を表２に「○」で示した。一方、この目標値を満足しない場合（すなわち、２００μｍを超える場合）を表２に「×」で示した。
【００６９】
また、溶接後に、ＨＡＺにJIS４号に基づいてノッチを形成した試験片を作成し、JISZ2242金属シャルピー衝撃試験方法に基づいて試験を行うことによって、靱性を調査した。このシャルピー衝撃値(vE-30)の目標値は、試験温度−３０℃での吸収エネルギー値が７０Ｊ以上であり、この目標値を満足する場合を表２に「○」で示した。一方、この目標値を満足しない場合（すなわち、７０J未満の場合）を表２に「×」で示した。
【００７０】
【表２】
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【００７１】
表２より、本発明に係る化学組成の範囲内にある本発明鋼（鋼No.１〜２８）は、いずれも平均旧オーステナイト粒径が２００μｍ以下に抑制されており、さらに旧オーステナイト粒微細化効果によりシャルピー衝撃値(vE-30)は、いずれも７０Ｊ以上であり、優れたＨＡＺ靭性を示すことが分かる。
【００７２】
これに対して、本発明に係る化学組成の範囲外にある比較鋼（鋼No.２９〜３９）は、いずれも平均旧オーステナイト粒径が２００μｍを超えていて粗大化しており、シャルピー衝撃値(vE-30)は、いずれも７０Ｊ未満であり、ＨＡＺ靱性が劣ることが分かる。
【産業上の利用可能性】
【００７３】
本発明に係る厚鋼板は、溶接入熱量が２５０ｋＪ／ｃｍ以上となる大入熱溶接を実施した場合であっても、旧オーステナイト粒の粗大化を抑制し、もって優れたＨＡＺ靭性を有するので、重要構造物に用いることができる。