(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．２５％以下（０％を含む）、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００４〜０．０５％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０２％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、Ｎ：０．００２〜０．０１０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物である厚鋼板であって、
Ａ＝１０４×［Ｂ］×（０．４＋３０×［Ｔｉ］−８２×［Ｎ］）という式から求められるＡ値が、５．０≦Ａ≦２５．０を満足し、
更に、酸素を除く構成元素が、質量％で、２％＜Ｔｉ＜４０％、５％＜Ａｌ＜３０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、２％＜Ｚｒ＜３０％、１．５≦ＲＥＭ／Ｚｒを満たす酸化物を含有し、且つ、前記酸化物のうち、円相当径が０．２μｍ超２μｍ未満の酸化物が３００個／ｍｍ２以上、円相当径が２μｍ以上の酸化物が１００個／ｍｍ２以下、存在すると共に、
含有されるＴｉ窒化物のうち、円相当径が１μｍ以上のＴｉ窒化物が５個／ｍｍ２以下であることを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
但し、上式で［  ］は各元素の含有量（質量％）を示す。
【請求項２】
更に、質量％で、Ｎｉ：０．０５〜１．５０％、Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、Ｃｒ：０．０５〜１．５０％、Ｍｏ：０．０５〜１．５０％よりなる群から選ばれる１種以上を含有すると共に、
［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＜２．５％を満足することを特徴とする請求項１記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
但し、上式で［  ］は各元素の含有量（質量％）を示す。
【請求項３】
更に、質量％で、Ｎｂ：０．００２〜０．１０％および／またはＶ：０．００２〜０．１０％を含有することを特徴とする請求項１または２記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、橋梁や高層建造物、船舶、ラインパイプなどの溶接構造物に適用される厚鋼板に関し、より詳しくは、大入熱後の熱影響部（以下、ＨＡＺとも述べる。）の靭性に優れた厚鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、橋梁や高層建造物、船舶、ラインパイプなどの溶接構造物の大型化に伴い、このような溶接構造物には５０ｍｍ以上の板厚の厚鋼板が適用されることが多くなってきており、５０ｍｍ以上の板厚の厚鋼板の溶接が不可避となっている。以上のような実情もあり、溶接施工効率向上を目的とした大入熱溶接が求められている。
【０００３】
しかしながら、大入熱溶接時のＨＡＺは、加熱によって高温のオーステナイト（γ）領域に長時間保持された後、徐冷されるため、加熱時におけるγ粒の成長、冷却過程における粗大フェライト（α）粒の生成に代表されるような組織の粗大化がもたらされやすく、それが大入熱溶接時のＨＡＺの靭性低下の原因となっている。そのため、大入熱溶接時におけるＨＡＺの靭性（以下、ＨＡＺ靭性とも述べる。）を安定して高い水準に保つ技術を開発することが、必要課題となっている。
【０００４】
ＨＡＺ靭性を確保するための手段としては、酸化物、窒化物、硫化物等の介在物粒子によるγ粒成長ピン止め、介在物粒子を起点とする粒内α生成による組織の微細化に関する技術等が提案されている。こうした技術の提案例として、特許文献１や特許文献２に記載の技術があり、鋼材中に微細なＴｉ窒化物をγ粒成長ピン止め粒子として分散析出させることで、大入熱溶接時のＨＡＺで生じるオーステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性の劣化を抑えることが開示されている。しかしながら、Ｔｉ窒化物は、溶接入熱を増大させると消失しやすく、安定したＨＡＺ靭性が得られないという課題があり、近年の溶接入熱増大に対応することはできない。
【０００５】
これに対し、特許文献３〜６では、高温で安定な酸化物系介在物をγ粒成長ピン止め粒子として利用する技術が提案されている。しかしながら、酸化物系介在物はＴｉ含有窒化物に比べて数が少なく、十分なピン止め効果を得ることができないため、大入熱溶接に対して対応することが十分にはできず、尚一層の改善が必要である。
【０００６】
すなわち、特許文献３には、ＲＥＭやＺｒを含む酸化物を存在させることによって良好なＨＡＺ特性が得られると記載されてはいるものの、想定した入熱は低い水準にとどまっており、必ずしも大入熱溶接で良好なＨＡＺ特性が得られるとはいいえない。また、特許文献４には、特許文献３と同様にＲＥＭやＺｒを含む酸化物を利用する技術が記載されており、ＨＡＺ靭性としてシャルピー吸収エネルギーを評価しているものの、材料の信頼性という観点では、平均値のみならずその最小値も高い水準に保障する必要があると考えられる。
【０００７】
更には、特許文献５には、酸化物系介在物とＴｉ含有介在物の両方をγ粒成長ピン止め粒子として利用することで、高いＨＡＺ靭性を得る技術が記載されている。しかしながら、近年の入熱量の増大傾向を考慮すると、Ｔｉ含有介在物の利用には限界があり、酸化物系介在物による大入熱でのＨＡＺ靭性向上手段を早急に確立する必要があるということができる。また、発明者らは特許文献６で、微細酸化物系介在物のγ粒成長ピン止め効果を活用した技術を提案しているが、この技術は微細Ｍｎ硫化物の再析出抑制を併用した技術であり、溶存酸素量、溶存硫黄量に基づき合金添加量を決定するという煩雑な制御を必要としている。
【０００８】
また、介在物粒子を起点とする粒内α生成による組織の微細化に関する技術としては、特許文献７に記載のＴｉやＲＥＭを含む複合酸化物とＭｎＳを利用した技術が提案されているほか、発明者らは、特許文献８で介在物形状を制御することで、粒内α生成を促進する技術を提案している。これらの技術は、粒内α生成に対し、（粒内α／介在物）界面エネルギーの低い介在物が有効との前提で構築されているものである。しかしながら、粒内αの生成に際しては、（粒内α／γ）界面エネルギーの寄与も大きく、単に（粒内α／介在物）界面エネルギーを下げるだけでは、十分な粒内αの生成を得ることができないため、大入熱ＨＡＺ靭性を十分に保障するまでには至っていない。
【０００９】
更に、発明者らは、酸硫化物起点の粒内α生成を活用した高ＨＡＺ靭性技術を構築し、特許文献９として提案している。しかしながら、代償として２μｍ以上の比較的サイズの大きい酸硫化物粒子を一定数分散させる必要があるため、この技術でも、大入熱ＨＡＺ靭性を十分に保障するまでには至っていない。すなわち、特許文献７記載の技術では、想定する入熱量自体が小さく、また、特許文献８や特許文献９に記載の技術においても、シャルピー吸収エネルギーの平均値こそ高いものの、最小値には改善の余地があるのが現状である。
【００１０】
加えて、発明者らは、組織を制御した酸化物を分散させることで、高いＨＡＺ靭性を得ることができる技術を、特許文献１０および特許文献１１として提案している。これらの技術により溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板を実現することができたが、製造上において、まだ改善すべき課題が残っていた。
【００１１】
特許文献１０記載の技術では、所定の酸化物形態を実現するために、Ｃａ添加前の溶存酸素量に基づいてＣａ添加量を制御しているが、同時にＴｉ添加からＣａ添加までの時間を３〜２０分に収める必要があるため、作業者の負担が増すことが懸念される。一方、特許文献１１記載の技術では、Ｃａ添加から鋳込み開始まで４０分〜９０分保持する必要があるため、生産性に改善点が残っている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１２】
【特許文献１】特開２００１−９８３４０号公報
【特許文献２】特開２００４−２１８０１０号公報
【特許文献３】特開２００１−２００３１号公報
【特許文献４】特開２００７−２４７００５号公報
【特許文献５】特開２００８−２２３０６２号公報
【特許文献６】特開２００９−１７９８４４号公報
【特許文献７】特開平７−２５２５８６号公報
【特許文献８】特開２００８−２２３０８１号公報
【特許文献９】特開２００９−１３８２５５号公報
【特許文献１０】特開２０１０−１６８６４４号公報
【特許文献１１】特開２０１１−２１９７９７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
本発明は、上記従来の実情を鑑みてなされたもので、大入熱溶接を行った場合であっても、ＨＡＺ靭性の平均値は勿論のこと、その最小値をも向上させることができ、溶接熱影響部の靭性に優れ、更には生産性にも優れた、厚鋼板を提供することを課題とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
請求項１記載の発明は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．２５％以下（０％を含む）、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００４〜０．０５％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０２％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、Ｎ：０．００２〜０．０１０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物である厚鋼板であって、Ａ＝１０４×［Ｂ］×（０．４＋３０×［Ｔｉ］−８２×［Ｎ］）という式から求められるＡ値が、５．０≦Ａ≦２５．０を満足し、更に、酸素を除く構成元素が、質量％で、２％＜Ｔｉ＜４０％、５％＜Ａｌ＜３０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、２％＜Ｚｒ＜３０％、１．５≦ＲＥＭ／Ｚｒを満たす酸化物を含有し、且つ、前記酸化物のうち、円相当径が０．２μｍ超２μｍ未満の酸化物が３００個／ｍｍ２以上、円相当径が２μｍ以上の酸化物が１００個／ｍｍ２以下、存在すると共に、含有されるＴｉ窒化物のうち、円相当径が１μｍ以上のＴｉ窒化物が５個／ｍｍ２以下であることを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板である。但し、上式で［  ］は各元素の含有量（質量％）を示す。
【００１５】
尚、上記記載を含め、本発明で説明する円相当径とは、酸化物およびＴｉ窒化物の大きさに着目して、その面積が等しくなるように想定した円の直径を求めたもので、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）や走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察することで求めることができる。
【００１６】
請求項２記載の発明は、更に、質量％で、Ｎｉ：０．０５〜１．５０％、Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、Ｃｒ：０．０５〜１．５０％、Ｍｏ：０．０５〜１．５０％よりなる群から選ばれる１種以上を含有すると共に、［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＜２．５％を満足することを特徴とする請求項１記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板である。但し、上式で［  ］は各元素の含有量（質量％）を示す。
【００１７】
請求項３記載の発明は、更に、質量％で、Ｎｂ：０．００２〜０．１０％および／またはＶ：０．００２〜０．１０％を含有することを特徴とする請求項１または２記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板である。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によると、小〜中入熱溶接は勿論のこと、大入熱溶接を行った場合であっても、ＨＡＺ靭性の平均値および最小値を向上させることができ、溶接熱影響部の靭性に優れ、更には生産性にも優れた、厚鋼板を得ることができる。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
本発明者らは、比較的生産性の高い製造条件下で厚鋼板の大入熱ＨＡＺ靭性を改善する手段を探索した。その結果、酸化物起点の粒内αの生成を確保すると共に、ＨＡＺ靭性阻害因子である粗大Ｔｉ窒化物、粗大粒界フェライトの生成を抑制することで、厚鋼板の生産性と大入熱ＨＡＺ靭性を両立できることを見出した。すなわち、酸化物組成を適切に制御することで、粒内αの生成を確保できると共に、従来、溶鋼中において酸化物を起点として晶出していた粗大Ｔｉ窒化物の生成を抑制でき、更には、鋼材成分を適切に制御することで、粗大粒界フェライトの生成を抑制できるため、優れた大入熱ＨＡＺ靭性を有する厚鋼板を得ることができることを知見した。
【００２０】
より詳しくは、これら酸化物のうち、円相当径が２μｍ未満の酸化物を３００個／ｍｍ２以上分散させると共に、円相当径が２μｍ以上の酸化物は１００個／ｍｍ２以下に抑制することで、優れたＨＡＺ靭性が得られることを確認した。
【００２１】
以上説明したような知見を基に、本発明を完成したものであるが、各構成要件を規定した理由は下記に示す通りである。
【００２２】
（酸素を除く構成元素が、質量％で、２％＜Ｔｉ＜４０％、５％＜Ａｌ＜３０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、２％＜Ｚｒ＜３０％、１．５≦ＲＥＭ／Ｚｒを満たし、円相当径が２μｍ未満の酸化物が３００個／ｍｍ２以上）
酸化物の円相当径を２μｍ未満とすることで、粒内α促進によってＨＡＺ靭性を促進することができる。酸化物の円相当径が２μｍ以上になると、粗大Ｔｉ窒化物が晶出する際の障壁エネルギーが低下し、粗大Ｔｉ窒化物の生成量が増加してしまう。また、酸化物の組成が、質量％で、２％＜Ｔｉ＜４０％、５％＜Ａｌ＜３０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、２％＜Ｚｒ＜３０％、１．５≦ＲＥＭ／Ｚｒという範囲から外れると十分な粒内α生成が得られなくなる。特に、酸化物中のＲＥＭ／Ｚｒ比（質量％）を１．５以上とすることで、溶鋼中において酸化物の表面に生成する粗大晶出Ｔｉ窒化物量が減少する。また、円相当径が２μｍ未満の酸化物が３００個／ｍｍ２より少なくなると、粒内α生成の起点が不足するため、やはり粒内αの生成量が減少し、十分なＨＡＺ靭性が得られなくなる。
【００２３】
（円相当径が２μｍ以上の酸化物が１００個／ｍｍ２以下）
上記した組成を満足する酸化物のうち、円相当径が２μｍ以上の酸化物は、脆性破壊を助長し、ＨＡＺ靭性を劣化させるので、できるだけ少ないことが好ましい。こうした観点から本発明では、円相当径が２μｍ以上の酸化物は１００個／ｍｍ２以下と規定した。
【００２４】
（円相当径が１μｍ以上のＴｉ窒化物が５個／ｍｍ２以下）
円相当径が１μｍ以上のＴｉ窒化物の個数が５個／ｍｍ２を超えると、脆性破壊を助長し、ＨＡＺ靭性を劣化させてしまう。このようなＴｉ窒化物は、直方体形状を有することに加えて、鋼に比べて著しく硬度が高いため、応力集中によりＨＡＺ靭性を著しく劣化させるという特性を有する。よって、粗大Ｔｉ窒化物は粗大酸化物より厳密に制御する必要がある。
【００２５】
（製造方法）
上記した要件を満足する本発明の厚鋼板、すなわち、酸素を除く構成元素が、質量％で、２％＜Ｔｉ＜４０％、５％＜Ａｌ＜３０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、２％＜Ｚｒ＜３０％、１．５≦ＲＥＭ／Ｚｒを満たす酸化物を含有し、且つ、前記酸化物のうち、円相当径が２μｍ未満の酸化物が３００個／ｍｍ２以上、円相当径が２μｍ以上の酸化物が１００個／ｍｍ２以下、存在すると共に、含有されるＴｉ窒化物のうち、円相当径が１μｍ以上の粗大Ｔｉ窒化物の存在個数が５個／ｍｍ２以下の厚鋼板を製造するためには、以下の製造要件を満足するようにして、厚鋼板を製造する必要がある。
【００２６】
その製造要件は、溶製時において、Ｍｎ、Ｓｉ等を用いた脱酸により溶鋼中の溶存酸素量を、質量％で、０．００２〜０．０１％とした後、ＲＥＭ添加量［ＲＥＭ］とＺｒ添加量［Ｚｒ］の質量比である［ＲＥＭ］／［Ｚｒ］を１．８以上とし、Ａｌ→Ｔｉ→（ＲＥＭ、Ｚｒ）→Ｃａの順に、ＲＥＭまたはＺｒの添加からＣａ添加までの時間ｔ１が１０分以上となるようにして制御しつつ、各元素を添加し、更に、鋳造時における１５００〜１４５０℃の温度範囲での冷却時間ｔ２を３００秒以内とすれば良い。次に、これらの製造要件の規定理由について詳しく説明する。
【００２７】
・Ｍｎ、Ｓｉ等を用いた脱酸により溶鋼中の溶存酸素量を、０．００２〜０．０１％
溶存酸素量が０．００２％を下回ると、粒内α生成の起点となる適切な組成を有する酸化物を必要量確保できなくなる。また、溶存酸素量が０．０１％を超えると、円相当径が２μｍ以上の粗大酸化物が増加し、ＨＡＺ靭性を劣化させてしまう。
【００２８】
・ＲＥＭ添加量［ＲＥＭ］とＺｒ添加量［Ｚｒ］の質量比：［ＲＥＭ］／［Ｚｒ］を１．８以上
・ＲＥＭまたはＺｒの添加からＣａ添加までの時間ｔ１を１０分以上
本発明で規定した酸化物は、粒内αの生成促進作用を有すると共に、粗大Ｔｉ窒化物の晶出起点として機能し難いという特徴を有する。特に、酸化物中のＲＥＭ／Ｚｒ比（質量％）を１．５以上とするためには、ＲＥＭ添加量［ＲＥＭ］とＺｒ添加量［Ｚｒ］の質量比である［ＲＥＭ］／［Ｚｒ］を１．８以上とすると共に、強脱酸元素であるＣａの添加に先立ち、ＲＥＭまたはＺｒの酸化物形成反応を十分に進行させる必要がある。具体的には、ＲＥＭまたはＺｒの添加からＣａ添加までの時間ｔ１を１０分以上に制御することで、所定の個数密度のＲＥＭ／Ｚｒ≧１．５を満たす酸化物を得ることができる。ＲＥＭまたはＺｒの添加からＣａ添加までの時間ｔ１が１０分未満であると、ＲＥＭ／Ｚｒ≧１．５を満たす酸化物が不足することになる。
【００２９】
尚、溶製時において、Ａｌ→Ｔｉ→（ＲＥＭ、Ｚｒ）→Ｃａの順に添加する理由は、この添加順序以外の順序で各元素を添加すると、粒内α生成の起点となる適切な組成を有する酸化物を必要数確保できなくなるからである。特に、Ｃａは脱酸力が極めて強い強脱酸元素であるため、ＴｉやＡｌに先立って添加すると、ＴｉやＡｌと結びつく酸素が著しく少なくなる。
【００３０】
・鋳造時の１５００〜１４５０℃における冷却時間ｔ２を３００秒以内
鋳造時の１５００〜１４５０℃における冷却時間ｔ２が３００秒を超えると、凝固時の成分偏析により粗大Ｔｉ窒化物が晶出し、ＨＡＺ靭性が劣化することになる。
【００３１】
（化学成分組成）
次に、本発明の厚鋼板における化学成分組成について説明する。本発明の厚鋼板は、先に説明した酸化物の分散状態等が適切であっても、夫々の化学成分（元素）の含有量が適正範囲内でなければ、母材（厚鋼板）の特性とＨＡＺを良好にすることができない。従って、本発明の厚鋼板では、夫々の化学成分の含有量が、以下に説明する範囲内にあることも併せて要件とする。これらの化学成分のうち、酸化物を構成するＡｌ、Ｃａ、Ｔｉ等の含有量は、その作用効果から明らかなように、酸化物を構成する量を含めたものである。尚、下記の化学成分の含有量（％）は全て質量％を示す。
【００３２】
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｃは、鋼板の強度を確保するための必須元素である。Ｃの含有量が０．０３％より低い場合は、必要な強度を確保できなくなる。一方で、Ｃの含有量が過剰になると、硬質な島状マルテンサイト（ＭＡ）が多く生成して母材の靭性劣化を招くことになる。従って、Ｃの含有量は０．１２％以下とする必要がある。Ｃの含有量の好ましい下限は０．０４％、好ましい上限は０．１０％である。
【００３３】
Ｓｉ：０．２５％以下（０％を含む）
Ｓｉは、必須元素ではないが、固溶強化により強度を確保するのに有用な元素である。しかしながら、過剰に添加されると、ＨＡＺにおいて、硬質な島状マルテンサイト（ＭＡ）が増加し、ＨＡＺ靭性の劣化を招くことになる。従って、Ｓｉの含有量の上限は０．２５％とする。また、好ましい上限は０．２１％、より好ましい上限は０．１８％である。
【００３４】
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは、鋼板の強度を確保するのに有用な元素である。こうした効果を有効に発揮させるには１．０％以上含有させる必要がある。しかし、２．０％を超えて過剰に含有させるとＨＡＺの強度が上昇しすぎて靭性が劣化するので、Ｍｎの含有量は２．０％以下とする。Ｍｎの含有量の好ましい下限は１．４％、好ましい上限は１．８％である。
【００３５】
Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）
Ｐは、粒界破壊を起こし易く靭性に悪影響を及ぼす不純物元素であるので、その含有量はできるだけ少ないことが好ましい。ＨＡＺ靭性を確保するという観点からして、Ｐの含有量は０．０３％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０２％以下とする。しかし、工業的に鋼中のＰを０％にすることは困難である。
【００３６】
Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）
Ｓは、ＨＡＺにおいて、旧オーステナイト粒界にＭｎ硫化物を形成して、ＨＡＺ靭性を劣化させる元素であるので、その含有量はできるだけ少ないことが好ましい。ＨＡＺ靭性を確保するという観点からして、Ｓの含有量は０．０１５％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０１０％以下とする。しかし、工業的に鋼中のＳを０％にすることは困難である。
【００３７】
Ａｌ：０．００４〜０．０５％
Ａｌは、粒内αの起点となる酸化物を形成する元素である。その含有量が０．００４％未満であると、所定の酸化物形態が得られなくなると共に、粗大Ｔｉ窒化物が晶出するようになる。一方、含有量が過剰であると、粗大酸化物が生成してＨＡＺ靭性が劣化するので、０．０５％以下に抑える必要がある。Ａｌの含有量の好ましい下限は０．００７％、好ましい上限は０．０４％である。
【００３８】
Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％
Ｔｉを、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｃａに先立ち添加することによって、粒内αの生成促進作用を有する酸化物の微細分散が可能となる。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｔｉを０．０１０％以上含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が過剰であると粗大Ｔｉ窒化物が多く晶出してＨＡＺ靭性を劣化させるので、０．０５０％以下に抑える必要がある。Ｔｉの含有量の好ましい下限は０．０１２％、好ましい上限は０．０３５％、より好ましい上限は０．０２５％である。
【００３９】
ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０２％
ＲＥＭ（希土類元素）およびＺｒは、Ｔｉの添加後、Ｃａの添加に先立って添加することで、粒内αの生成に有効な酸化物を形成する。こうした効果は、それらの含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるためには、いずれも０．０００３％以上含有させる必要がある。しかし、これらを過剰に含有させると、酸化物が粗大になってＨＡＺ靭性を劣化させるため、いずれも０．０２％以下に抑えるべきである。これらの含有量のより好ましい下限は０．０００５％、より好ましい上限は０．０１５％である。
【００４０】
Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％
Ｃａは、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｚｒの添加から１０分以上後に添加することによって、粒内αの生成に有効で、且つ粗大Ｔｉ窒化物の晶出を抑制する酸化物を形成する。こうした効果を有効に発揮させるためには、０．０００５％以上含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が過剰であると粗大酸化物が生成してＨＡＺ靭性が劣化するので０．０１０％以下に抑える必要がある。Ｃａの含有量の好ましい下限は０．０００８％、好ましい上限は０．００８％である。
【００４１】
Ｎ：０．００２〜０．０１０％
Ｎは、微細なＴｉ窒化物を形成することによって、ＨＡＺの靭性を確保する上で有用な元素である。その含有量を０．００２％以上とすることで、所望のＴｉ窒化物を確保することができる。しかし、その含有量が過剰になると、粗大Ｔｉ窒化物の晶出が助長されるので０．０１０％以下に抑える必要がある。Ｎの含有量の好ましい下限は０．００３％、好ましい上限は０．００８％である。
【００４２】
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
粒内αが生成し、粗大Ｔｉ窒化物の晶出が抑制されても、ＨＡＺにおいて粗大な粒界フェライトが生成すると、得られるＨＡＺ靭性は限定的となる。Ｂは、粗大な粒界フェライトの生成を抑制することで、ＨＡＺ靭性を改善する効果を有している。その効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるためには、０．０００５％以上含有させる必要がある。しかし、その含有量が過剰になると、旧オーステナイト粒界からの粗大ベイナイトバケットが促進される、ＨＡＺ靭性を劣化させるため、０．００５％以下に抑えることが好ましい。Ｂの含有量の好ましい下限は０．００１０％、より好ましい下限は０．００１５％であって、好ましい上限は０．００４％である。
【００４３】
以上が本発明で規定する必須の含有元素であって、残部は鉄および不可避的不純物である。不可避的不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれるＳｎ、Ａｓ、Ｐｂ等の元素の混入が許容される。また、更に以下に示す元素を積極的に含有させることも有効であり、含有される化学成分（元素）の種類によって厚鋼板の特性が更に改善される。
【００４４】
Ｎｉ：０．０５〜１．５０％、Ｃｕ：：０．０５〜１．５０％、Ｃｒ：０．０５〜１．５０％、Ｍｏ：０．０５〜１．５０％よりなる群から選ばれる１種以上
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、およびＭｏは、いずれもが鋼板の高強度化に有効な元素であり、その効果はそれらの含有量が増加するにつれて増大する。こうした効果を有効に発揮させるためには、いずれも０．０５％以上含有させることが好ましい。しかし、それらを過剰に含有させると、強度の過大な上昇を招き、ＨＡＺ靭性を劣化させるため、いずれも１．５０％以下に抑えることが好ましい。それらの含有量のより好ましい下限は０．１０％、より好ましい上限は１．２０％である。
【００４５】
Ｎｂ：０．００２〜０．１０％および／またはＶ：０．００２〜０．１０％
ＮｂおよびＶは、炭窒化物として析出し、γ粒の粗大化を抑制することで、母材靭性を良好にするのに有効な元素である。その効果はそれらの含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるためには、いずれも０．００２％以上含有させることが好ましい。しかし、それらを過剰に含有させると、ＨＡＺ組織の粗大化を招き、ＨＡＺ靭性を劣化させるため、いずれも０．１０％以下に抑えることが好ましい。それらの含有量のより好ましい下限は０．００５％、より好ましい上限は０．０８％である。
【００４６】
（パラメータ）
以上の化学成分組成を満足した上で、本発明の厚鋼板は、Ａ＝１０４×［Ｂ］×（０．４＋３０×［Ｔｉ］−８２×［Ｎ］）という式から求められるＡ値が、５．０≦Ａ≦２５．０を満足する必要がある（但し、上式で［  ］は各元素の含有量（質量％）を示す。）。粗大粒界フェライトの生成を抑制するにはＢを添加した上で、フリーＢを確保しなければならない。上式から求められるＡ値は、フリーＢ量を制御するためのものであり、このＡ値が５．０を下回ると、粗大粒界フェライトの生成が抑制できなくなる一方、Ａ値が２５．０を超えると、オーステナイト粒界からの粗大ベイナイトバケットが促進され、ＨＡＺ靭性が低下してしまう。
【００４７】
尚、Ａ値を求めるための上式において、各元素の係数、制御範囲は、以下の考えに基づき実験的に求めた。
【００４８】
Ｂは、鋼中において、主にフリーＢとＢ窒化物として存在するため、フリーＢ量は、Ｂ添加量ならびにＢ窒化物量により略決定される。Ｂ窒化物は、ＨＡＺ高温加熱時にＴｉ窒化物の溶解により生じたフリーＮが、その後の冷却過程でＢと結びつくことで生成する。そこで、上式を導出するにあたっては、熱力学計算ソフトＴｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃを用いた計算により、ＨＡＺ高温加熱（１４００℃）時におけるフリーＮ量を表す、［Ｔｉ］、［Ｎ］の一次回帰式を求めた。更に、ＨＡＺ冷却時に生成するＢ窒化物量は、フリーＮ量と添加Ｂ量との積に比例すると考え、実験的に求めたフリーＢ量と比較することで、比例係数を決定した。このようにして算出したＢ窒化物量を表す式を、添加Ｂ量から減算したものが、Ａ＝１０４×［Ｂ］×（０．４＋３０×［Ｔｉ］−８２×［Ｎ］という式である。
【００４９】
また、化学成分組成の説明で、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏよりなる群から選ばれる１種以上を含有することが有効であることを説明したが、その場合、それらの含有量（質量％）が、［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＜２．５％を満足することが必要である。
【００５０】
粗大Ｔｉ窒化物は、溶鋼の凝固段階において、凝固偏析によりＴｉ、Ｎが濃化した液相に晶出する。［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］が２．５％を超えると、凝固温度が低温化し、粗大Ｔｉ窒化物晶出の駆動力が大きくなる低温まで液相が残存するようになるため、粗大Ｔｉ窒化物の生成量が増加してしまう。
【００５１】
本発明は厚鋼板に関する発明であるが、一般に厚鋼板とは、ＪＩＳで定義されるように、板厚が３．０ｍｍ以上の鋼板のことを示す。一方、本発明の厚鋼板は、５０ｍｍ以上の板厚の厚鋼板の溶接を対象として発明されたものであり、対象とする鋼板は、板厚が５０ｍｍ以上の鋼板であるということができると思われるが、これらは単に好ましい態様に過ぎず、本発明を５０ｍｍ未満の板厚の厚鋼板へ適用することを排除するものではない。
【実施例】
【００５２】
以下、実施例を挙げて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よって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００５３】
本発明の実施例では、まず、表１および表２に示す各成分組成の鋼を、真空溶解炉（ＶＩＦ：１５０ｋｇ）によって溶製した後、その溶鋼を用いて鋳片（断面形状：１５０ｍｍ×２５０ｍｍ）を鋳造し、更にその鋳片を用いて熱間圧延を行うことで、板厚８０ｍｍの熱間圧延板を得た。尚、熱間圧延条件は、圧延前加熱：１１００℃×３時間、仕上げ圧延温度：７８０℃以上、４５０℃までの平均冷却速度：６℃／ｓ、冷却停止温度：４５０℃とした。
【００５４】
この熱間圧延板（厚鋼板）を製造するにあたり、制御した各条件を表３および表４に示す。その条件は、Ａｌ（Ｔｉ）添加前の溶鋼中の溶存酸素量［Ｏｆ］（質量％）、Ａｌ，Ｔｉ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｃａの添加順序、ＲＥＭまたはＺｒ添加からＣａ添加までの時間ｔ１、ＲＥＭ添加量［ＲＥＭ］とＺｒ添加量［Ｚｒ］の質量比：［ＲＥＭ］／［Ｚｒ］（表にはＲＥＭ／Ｚｒと記載）、鋳造時の１５００〜１４５０℃における冷却時間ｔ２である。
【００５５】
尚、表１および表２において、ＲＥＭは、質量％で、Ｃｅを５０％程度とＬａを２５％程度含有するミッシュメタルの形態で添加した。また、表１および表２で、「−」は該当元素を添加していないことを示す。
【００５６】
また、表３および表４において、Ａｌ，Ｔｉ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｃａの添加順序は、Ａｌ→Ｔｉ→（ＲＥＭ、Ｚｒ）→Ｃａの順序のときを「○」、それ以外の順序のときを「×」で示す。
【００５７】
【表１】
0005824434.tif 000002
【００５８】
【表２】
0005824434.tif 000003
【００５９】
【表３】
0005824434.tif 000004
【００６０】
【表４】
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【００６１】
以上の要件で製造した各熱間圧延板（厚鋼板）を用いて、円相当径が２μｍ未満の酸化物の個数密度Ｎ１、円相当径が２μｍ以上の酸化物の個数密度Ｎ２、円相当径が１μｍ以上のＴｉ窒化物の個数密度Ｎ３、およびＨＡＺ靭性を下記する測定により求め出した。これらの測定結果を表５および表６に示す。
【００６２】
（円相当径が２μｍ未満の酸化物の個数密度の測定）
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、Ｃａｒｌ  Ｚｅｉｓｓ社製の電界放射式走査型電子顕微鏡「ＳＵＰＲＡ３５（商品名）」（以下、ＦＥ−ＳＥＭと呼ぶ）を用いて観察した。その観察条件は、倍率：５０００倍、観察視野：０．００２４ｍｍ２、観察箇所：２０箇所とした。画像解析によって、この観察視野中の各酸化物の面積を測定し、その面積から各酸化物の円相当径を算出した。尚、各酸化物が上記した成分組成を満足するものであることは、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によって確認した。ＥＤＸによる成分組成測定時の加速電圧は１５ｋＶ、測定時間は１００秒である。そして、円相当径が２μｍ未満となる酸化物の個数（Ｎ１）を１ｍｍ２相当の個数密度に換算して求めた。但し、円相当径が０．２μｍ以下となる酸化物については、ＥＤＸの信頼性が十分でないため、解析から除外した。
【００６３】
（円相当径が２μｍ以上の酸化物の個数密度の測定）
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、ＦＥ−ＳＥＭを用いて観察した。その観察条件は、倍率：１０００倍、観察視野：０．０６ｍｍ２、観察箇所：２０箇所とした。画像解析によって、この観察視野中の各酸化物の面積を測定し、その面積から各酸化物の円相当径を算出した。尚、各酸化物が上記した成分組成を満足するものであることは、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によって確認した。ＥＤＸによる成分組成測定時の加速電圧は１５ｋＶ、測定時間は１００秒である。そして、円相当径が２μｍ以上となる酸化物の個数（Ｎ２）を１ｍｍ２相当の個数密度に換算して求めた。
【００６４】
（円相当径が１μｍ以上のＴｉ窒化物の個数密度の測定）
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、光学顕微鏡を用いて倍率：２００倍で２０視野撮影し、の粗大Ｔｉ窒化物の個数をカウントし、１ｍｍ２相当の個数密度に換算して求めた。測定画像の面積は、１視野あたり０．１４８ｍｍ２、１試料あたり２．９６ｍｍ２である。Ｔｉ窒化物の同定は形状および色に基づいて行い、角ばった形状且つ鮮やかなオレンジ色の介在物をＴｉ窒化物と見なした。また、Ｔｉ窒化物の円相当径は解析ソフトにより算出した。尚、粗大Ｔｉ窒化物は、酸化物を起点として晶出することが多いが、その場合、内部の酸化物は円相当径の計測の対象から除外した。
【００６５】
（ＨＡＺ靭性の評価）
各厚鋼板から、溶接継手用試験片を採取し、Ｖ先加工を施した後、入熱量：５０ｋＪ／ｍｍにてエレクトロガスアーク溶接を実施した。これら試験片から、各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置の溶接線（ボンド）近傍のＨＡＺに切欠きを加工したシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２のＶノッチ試験片）を３本ずつ採取し、−４０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ−４０）を測定し、それらの平均値と最小値を求めた。この測定結果から、ｖＥ−４０の平均値が１８０Ｊを超え、最小値が１２０Ｊを超えるものを、ＨＡＺ靭性に優れると評価した。
【００６６】
また、入熱量：６０ｋＪ／ｍｍにてエレクトロガスアーク溶接を実施する以外は全て上記した条件と同じ条件でもシャルピー衝撃試験を行い、３本の試験片の吸収エネルギー（ｖＥ−４０）を測定して、その平均値を求めた。この測定結果から、ｖＥ−４０の平均値が１２０Ｊを超えるものを、ＨＡＺ靭性に優れると評価した。
【００６７】
【表５】
0005824434.tif 000006
【００６８】
【表６】
0005824434.tif 000007
【００６９】
Ｎｏ．１〜３０は、本発明の要件を満足する発明例であり、化学成分組成、酸化物、Ｔｉ窒化物の分散等が適切になされており、入熱量を５０ｋＪ／ｍｍにした場合のＨＡＺ靭性（平均値および最小値）、並びに入熱量を６０ｋＪ／ｍｍにした場合のＨＡＺ靭性（平均値）が優れていることが分かる。すなわち、Ｎｏ．１〜３０は、溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板であるということができる。
【００７０】
これに対し、Ｎｏ．３１〜５２は、本発明の要件のうちいずれかの要件を満足しない比較例であり、入熱量を５０ｋＪ／ｍｍにした場合のＨＡＺ靭性（平均値および最小値）、並びに入熱量を６０ｋＪ／ｍｍにした場合のＨＡＺ靭性（平均値）のいずれかが、評価基準を満足していないことが分かる。