(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５％、
Ｍｎ：０．８〜２．２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０００５〜０．００５０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎｂ：０．００３〜０．０１４％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０２％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２５％、
Ｎ：０．００３０〜０．００７０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
且つ、（１）式を満たし、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを１０００℃〜１２００℃に加熱したのち、板厚が長手方向にテーパ状に変化する熱間圧延を圧延仕上温度を９００℃以下Ａｒ３点以上で行い、その後、５００℃以下まで加速冷却することを特徴とする引張強さ５７０ＭＰａ以上で、厚部厚と薄部厚の差が１０ｍｍ以上のテーパプレートの製造方法。
０≦Ｎ−Ｔｉ／３．４２≦０．００２５      ・・・・（１）
ただし、Ｎ、Ｔｉは各成分の含有量（質量％）。
【請求項２】
前記鋼スラブの成分組成が更に質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｃｒ：０．０５〜０．５％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５％、
Ｖ：０．０２〜０．１％、
のうちから選ばれた１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の引張強さ５７０ＭＰａ以上で、厚部厚と薄部厚の差が１０ｍｍ以上のテーパプレートの製造方法。
【請求項３】
前記鋼スラブの成分組成が更に質量％で
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、
Ｚｒ：０．００３〜０．０２％、
ＲＥＭ：０．００３〜０．０２％、
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請求項１または２に記載の引張強さ５７０ＭＰａ以上で、厚部厚と薄部厚の差が１０ｍｍ以上のテーパプレートの製造方法。
【請求項４】
前記鋼スラブの成分組成が更に質量％で
Ｏ：０．００３０％以下、
を含有し、さらに、Ｃａ、Ｏ、Ｓの各含有量が、下記（２）式を満たすことを特徴とする請求項１乃至３のいずれか一つに記載の引張強さ５７０ＭＰａ以上で、厚部厚と薄部厚の差が１０ｍｍ以上のテーパプレートの製造方法。
記
０．３≦ＡＣＲ≦０．８・・・・・（２）
ここで、ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ
また、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（質量％）を表す。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、造船、建築などに好適な、長手方向に板厚が連続して変化するテーパプレート（テーパ付き鋼板、ＬＰ鋼板とも言う）の製造方法に関し、鋼板内の強度差が少なく、かつ溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接が適用可能な、引張強さ５７０ＭＰａ以上で長手方向に１０ｍｍ以上の厚部厚と薄部厚の差（板厚差）を有するテーパプレートの製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
厚鋼板の形状は、幅方向および長手方向にいずれも均一であるのが一般的である。しかし、長手方向に板厚を連続的に変化させると、素材重量の軽減、溶接工数の削減に大きな効果を有する場合がある。このような厚鋼板は、テーパプレート、テーパ付き鋼板、またはＬＰ鋼板などと呼ばれ、その製造方法について、特許文献１、特許文献２および特許文献３など多くの提案がある。これらの提案は、テーパプレートをいかに寸法精度高く製造するかを目的にしたものである。しかし、寸法精度に加え、鋼板の材質特性および材質の均一性が満足されないと、実用に耐えられない。
【０００３】
最近は、厚鋼板に対する品質要求が厳格化し、とくに高張力化の要求や溶接性の向上要求が強くなっている。このような要求に対し、制御圧延や制御冷却といったＴＭＣＰ法が採用されている。この方法は、オーステナイト未再結晶域や（オーステナイト＋フェライト）２相域における強加工とそれに続くオーステナイト→フェライト変態により、フェライト結晶粒の微細化をはかり、さらに必要に応じて冷却を行ってさらに高強度化、高靱性化を図ろうとするものである。
【０００４】
しかし、この方法をテーパプレートに応用すると、温度管理が極めて困難になり、材質変動が大きくなる。
【０００５】
特に、制御圧延が、オーステナイト未再結晶域圧延や（オーステナイト＋フェライト）２相域圧延のような低温における強加工の場合、テーパプレートのように板厚方向で肉厚が異なるときは、薄部と厚部の鋼板温度の温度差が大きくなりすぎ、強度の相異が大きくなるという問題を残していた。このような材質の不均一をなくし、均質なテーパプレートを製造するために、いくつかの提案がなされている。
【０００６】
例えば、特許文献４には、均一な材質を得るために、冷却前の長手方向の温度を実測し、この実測値に基づいて、各点の最適冷却条件を演算し、板厚に応じて冷却時の通板速度を修正するテーパプレートの冷却方法が示されている。特許文献５には、冷却開始は鋼板の薄部と厚部で同時に行い、冷却装置を出る時期を変えるテーパプレートの冷却方法が、あるいは冷却は鋼板長手方向に順次開始しながら、冷却終了を同時に行うテーパプレートの冷却方法が示されている。いずれも、加速冷却を行った際に、鋼板内の材質のバラつきを少なくしようとする提案である。
【０００７】
一方、鋼板の成分組成の工夫でこのような課題の解決を試みた例として、特許文献６がある。この技術では、Ｎｂ添加量を０．０１５％〜０．０６％と高めることで強度ばらつきを減らせることを開示している。
【０００８】
また、特許文献７では、Ｈｖ２０−５０  ＝−１１０＋４６０Ｃ＋４４Ｓｉ＋３９Ｍｎ−３１Ｃｕ−９Ｎｉ＋１１Ｃｒ＋２２Ｍｏ＋１８０Ｖ＋９６００Ｂ−２３０００Ｍｏ×Ｂで表されるＨｖ２０−５０値（板厚が２０ｍｍ及び５０ｍｍの鋼板の８００〜５００℃における空冷速度に相当する冷却速度で常温まで冷却した場合のＨｖ硬さの差）を１５以下にすれば、強度ばらつきを減らせることを開示している。
【０００９】
しかしながら、近年そのニーズが高まっている大入熱溶接の適用が可能な鋼材においては、溶接部の靭性を確保するため種々の成分設計上の制約があるため、テーパプレートとして強度ばらつきの低減の観点からの成分設計が容易でなく、特にＢを含有する大入熱溶接用の鋼材の場合には、板厚や仕上温度の変化により強度のばらつき傾向が顕著になるという問題があった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特公昭５０−３６８２６号公報
【特許文献２】特公昭６０−１２４号公報
【特許文献３】特開平５−４９３６１号公報
【特許文献４】特開昭６２−１６６０１３号公報
【特許文献５】特開平７−６８３０９号公報
【特許文献６】特許第３１８０９４４号公報
【特許文献７】特許第３９７２５５３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
本発明は、上記問題点を有利に解決し、引張強さが５７０ＭＰａ以上で強度ばらつきの小さく、なおかつ溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接部靭性に優れる、長手方向の厚部厚と薄部厚の差（テーパ量）が１０ｍｍ以上を有するテーパプレートの製造方法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Ｔｉ、Ｎ含有量の異なるＢ含有テーパプレートの厚部と薄部の強度差に及ぼすＴｉ、Ｎ含有量の影響を調査し、Ｔｉ、Ｎ含有量が、０≦Ｎ−Ｔｉ／３．４２≦０．００２５を満たすと、適正量の固溶Ｂを安定的に確保することができ、厚部と薄部の強度差が小さくなるという知見を得た。
【００１３】
本発明は上記知見をもとに更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５％、
Ｍｎ：０．８〜２．２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０００５〜０．００５０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎｂ：０．００３〜０．０１４％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０２％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２５％、
Ｎ：０．００３０〜０．００７０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
且つ、（１）式を満たし、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを１０００℃〜１２００℃に加熱したのち、板厚が長手方向にテーパ状に変化する熱間圧延を圧延仕上温度を９００℃以下Ａｒ３点以上で行い、その後、５００℃以下まで加速冷却することを特徴とする引張強さ５７０ＭＰａ以上で、厚部厚と薄部厚の差が１０ｍｍ以上のテーパプレートの製造方法。
０≦Ｎ−Ｔｉ／３．４２≦０．００２５      ・・・・（１）
ただし、Ｎ、Ｔｉは各成分の含有量（質量％）。
２．  前記鋼スラブの成分組成が更に質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｃｒ：０．０５〜０．５％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５％、
Ｖ：０．０２〜０．１％、
のうちから選ばれた１種又は２種以上を含有することを特徴とする１記載の引張強さ５７０ＭＰａ以上で、厚部厚と薄部厚の差が１０ｍｍ以上のテーパプレートの製造方法。
３．  前記鋼スラブの成分組成が更に質量％で
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、
Ｚｒ：０．００３〜０．０２％、
ＲＥＭ：０．００３〜０．０２％、
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に記載の引張強さ５７０ＭＰａ以上で、厚部厚と薄部厚の差が１０ｍｍ以上のテーパプレートの製造方法。
４．前記鋼スラブの成分組成が更に質量％で
O：０．００３０％以下
を含有し、さらに、Ｃａ、Ｏ、Ｓの各含有量が、下記（２）式を満たすことを特徴とする１乃至３のいずれか一つに記載の引張強さ５７０ＭＰａ以上で、厚部厚と薄部厚の差が１０ｍｍ以上のテーパプレートの製造方法。
記
０．３≦ＡＣＲ≦０．８・・・・・（２）
ここで、ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ
また、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（質量％）を表す。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、引張強さ５７０ＭＰａ以上で厚部、薄部の強度差が少なく、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大入熱溶接用途にも適用できる、厚部厚と薄部厚の差（テーパ量）が１０ｍｍ以上のテーパプレートを製造することができ、産業上極めて有用である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
本発明では成分組成、製造条件を規定する。説明において％は質量％とする。
［成分組成］
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｃは、構造用鋼として必要な強度を得るため０．０３％以上添加する。一方、０．１２％を超えて添加すると、溶接熱影響部靭性を低下させるので、０．０３％〜０．１２％とする。好ましくは０．０４〜０．０９％とする。
【００１６】
Ｓｉ：０．０３〜０．５％
Ｓｉは、脱酸と強度を確保するため０．０３％以上添加する。０．５％を超えて添加すると、大入熱溶接の場合、溶接熱影響部に島状マルテンサイトが生成して靭性を劣化させるので、０．５％以下とする。好ましくは０．４％以下とする。
【００１７】
Ｍｎ：０．８〜２．２％
Ｍｎは、母材の強度を確保するために、０．８％以上添加する。一方、２．２％を超えると溶接部の靭性を著しく劣化させるため、０．８〜２．２％、好ましくは１．２〜２．１％、より好ましくは１．２〜２．０％とする。
【００１８】
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは本発明では不可避的不純物で、０．０１５％を超えて含有されると、大入熱溶接によって熱影響部に島状マルテンサイトを生成して靭性、特にＣＴＯＤ特性を低下させるため、０．０１５％以下とする。好ましくは０．０１２％以下とする。
【００１９】
Ｓ：０．０００５〜０．００５０％
Ｓは、ＣａＳ、ＭｎＳを生成させるため０．０００５％以上とする。一方、０．００５０
％をこえると母材の靭性を低下させるため、０．０００５〜０．００５０％とする。
【００２０】
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは、鋼を脱酸するため０．００５％以上とする。一方、０．１％を超えると母材の靭性を低下させ、溶接金属の靭性も低下させるので、０．００５〜０．１％、好ましくは０．０１〜０．０６％とする。
【００２１】
Ｎｂ：０．００３〜０．０１４％
Ｎｂは、母材の強度、靭性および溶接継手強度を確保するために有効であり、その効果を得るため０．００３％以上必要であるが、０．０１４％を超えると大入熱溶接をした際、溶接熱影響部の靭性が低下するため、０．００３〜０．０１４％とする。好ましくは０．００５〜０．０１３％とする。
【００２２】
Ｔｉ：０．００３〜０．０２％
Ｔｉは、凝固時にＴｉＮを生成して析出し、溶接熱影響部でのオーステナイト粒の粗大化を抑制し、フェライト変態核となってフェライトを析出させ、靭性を向上させるため、０．００３％以上を添加する。一方、０．０２％を超えると、ＴｉＮ粒子が粗大化し、靭性を低下させるようになるので、０．００３〜０．０２％とする。好ましくは０．００５〜０．０１８％とする。
【００２３】
Ｂ：０．０００３〜０．００２５％
Ｂは、鋼板製造時、固溶Ｂとして焼入れ性に寄与して母材強度を向上させるとともに、大入熱溶接をした際、溶接熱影響部でＢＮを生成して、固溶Ｎを低減し、また、フェライト変態核となりフェライトを生成して靭性を向上させるため、０．０００３％以上添加する。
【００２４】
一方、０．００２５％を超えると焼入れ性が増大して靭性が低下するため、０．０００３〜０．００２５％とする。好ましくは０．００５〜０．００２２％とする。
【００２５】
Ｎ：０．００３０〜０．００７０％
Ｎは、靭性向上に有効なＴｉＮを生成するため、０．００３０％以上とする。一方、０．００７０％を超えると、鋼板製造時、焼入れ性に寄与する固溶Ｂが確保できなくなる場合があるとともに、大入熱溶接をした際、ボンド部近傍のＴｉＮが溶解し、溶接金属中の固溶Ｎが増大してその靭性を劣化させるため、０．００３０〜０．００７０％とする。
【００２６】
０≦Ｎ−Ｔｉ／３．４２≦０．００２５
本発明では、引張強さが５７０ＭＰａ以上で強度ばらつきの小さく、なおかつ溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接部靭性に優れることが要求され、そのために上記成分組成において本パラメータ式を規定する。Ｔｉ、Ｎ含有量が、Ｎ−Ｔｉ／３．４２＞０．００２５となると、適正量の固溶Ｂを安定的に確保することができず、板厚や圧延条件の変化に対して強度のばらつきが大きくなる。一方、Ｎ−Ｔｉ／３．４２＜０の場合、大入熱溶接をした際、溶接熱影響部の靭性が顕著に劣化する。従って、０≦Ｎ−Ｔｉ／３．４２≦０．００２５とする。
【００２７】
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
Ｃａは、大入熱溶接した際、溶接熱影響部の靭性を良好たらしめるもので、ＣａＳ上にＭｎＳやＴｉＮ、ＢＮが析出し、フェライトの核生成頻度を高めることで溶接熱影響部の靭性を向上させる。その効果を得るため０．０００５％以上とする。一方、０．００５０％を超えると効果が飽和するため、０．０００５〜０．００５０％とする。好ましくは０．０００５〜０．００３０％とし、より好ましくは０．０００７〜０．００３０％とする。
【００２８】
以上が本発明の基本成分で、十分な作用効果が得られるが、更に特性を向上させる場合、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの一種または二種以上を含有させることが可能である。
【００２９】
Ｃｕ：０．０５〜１．０％
Ｃｕは、母材の高強度化に有効であり、その効果を得るため０．０５％以上含有することが好ましいが、１．０％を超えると熱間脆性を生じて、鋼板表面性状を悪化させるので、含有する場合は１．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．１〜０．８％とする。
【００３０】
Ｎｉ：０．０５〜１．０％
Ｎｉは、母材を高靭性に保ちつつ、強度を上昇させるので、その効果を得るため０．０５％以上含有することが好ましい。一方、１．０％を超えるとその効果が飽和するため、含有する場合は０．０５〜１．０％とすることが好ましい。より好ましくは０．１〜０．９％とする。
【００３１】
Ｃｒ：０．０５〜０．５％
Ｃｒは、母材の高強度化に有効であり、その効果を得るため０．０５％以上含有することが好ましいが、多量に添加すると靭性を劣化させるようになるので、含有する場合は０．５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．１〜０．４％とする。
【００３２】
Ｍｏ：０．０５〜０．５％
Ｍｏは、母材の高強度化に有効であり、その効果を得るため０．０５％以上含有することが好ましいが、多量に添加すると靭性を劣化させるようになるので、含有する場合は０．５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０７〜０．４％とする。
【００３３】
Ｖ：０．０２〜０．１％
Ｖは、母材の高強度化に有効であり、その効果を得るため０．０２％以上含有することが好ましいが、０．１％を超えると靭性を低下させるようになるので、含有する場合は０．１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０４〜０．０８％とする。
【００３４】
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％
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が、０．００５％を超えて含有しても効果が飽和するので、含有する場合には０．００５％以下とすることが好ましい。
【００３５】
Ｚｒ：０．００３〜０．０２％
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０．００３％以上含有することが好ましいが、０．０２％を超えて含有しても効果が飽和するので、含有する場合には０．０２％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００４〜０．０１８％とする。
【００３６】
ＲＥＭ：０．００３〜０．０２％
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０．００３％以上含有することが好ましいが、０．０２％を超えて含有しても効果が飽和するので、含有する場合には０．０２％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００４〜０．０１８％とする。
【００３７】
Ｏ：０．００３０％以下
Ｏは、不可避的不純物として含有され、鋼中では酸化物として存在し、清浄度を低下させ
る。このため、本発明ではできるだけ低減することが好ましい。Ｏ 含有量が０．００３０％を超えるとＣａＯ系介在物が粗大化して、靭性に悪影響を及ぼす。また、本発明では、CaをＣａＳとして晶出させるために、Ｃａとの結合力が強いＯはＣａ添加前に、脱ガスを強化するか、脱酸剤を投入するかして、溶鋼中のＯを０．００３０％以下に低減しておくことが好ましい。
【００３８】
０．３≦ＡＣＲ≦０．８
ここで、ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ
Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（質量％）を表す。
大入熱溶接時の高温下でも溶解しないフェライト変態生成核を微細に分散させることができ、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ためには、ＣａおよびＳは、０．３≦ＡＣＲ≦０．８の関係を満足するように含有させる必要がある。
【００３９】
ＡＣＲの値を０．３以上０．８以下にすることにより、フェライト生成核として働くＭｎＳがＣａＳ上に析出して微細に分散するので、大入熱溶接時の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ことができる。
【００４０】
ＡＣＲの値が０．３に満たないと、ＣａＳが晶出しないためにＳはＭｎＳ単独の形態で析出する。このＭｎＳは鋼板製造時の圧延で伸長されて母材の靱性の低下を引き起こすとともに、本発明の主眼である溶接熱影響部でＭｎＳが溶融するために微細分散が達成されない。
【００４１】
一方、ＡＣＲの値が０．８を超えると、ほとんどのＳが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十分な機能が発揮されない。
【００４２】
［製造条件］
本発明では、上述した成分組成とすることにより、適正量の固溶Ｂを安定的に確保することができるので、板厚や圧延条件の変化に対して強度のばらつきを小さくすることができる。このため、従来、テーパプレートを高強度化するために加速冷却を適用すると、板厚が厚部から薄部へと変化するにつれて鋼板強度の変動が不可避であったところ、本発明では、加速冷却を適用しても厚部と薄部との強度差が小さい高強度テーパプレートを得ることができる。
【００４３】
本発明のテーパプレートの素材となる鋼スラブは、上記した成分組成の鋼を、例えば、転炉、電気炉、真空溶解炉等の通常の製錬プロセスで溶製した後、連続鋳造法あるいは造塊−分塊圧延法等の常法を用いて製造することができ、特に制限はない。
【００４４】
本発明では、スラブ加熱温度、熱間圧延条件、冷却条件を以下のように規定する。
【００４５】
スラブ加熱温度：１０００〜１２００℃
スラブ加熱温度が１０００℃未満では添加成分が十分に固溶しない。一方１２００℃を超えるとオーステナイト粒が粗大化してその後の圧延によっても細粒化が進まず靱性が劣化する。このため、スラブ加熱温度は１０００〜１２００℃の範囲とする。好ましくは１０３０〜１１８０℃の範囲とする。
【００４６】
熱間圧延条件
鋼スラブを加熱した後、熱間圧延を行う。熱間圧延では長手方向に板厚の異なるテーパを付与する。テーパプレートにおける長手方向の板厚の変化は、鋼板をかみ込んだのち、あらかじめ設定したパスにおいてロール開度を変化させて熱間圧延することにより達成できる。
【００４７】
本発明ではパスごとの圧下量については特に限定しない。熱間圧延の圧延仕上温度は鋼板表面温度で９００℃以下、Ａｒ３点以上とする。仕上温度がＡｒ３点未満では、所定の強度が得られず、また、９００℃を超えると靱性が劣化するため、仕上温度は９００℃以下Ａｒ３点以上とする。好ましくは（Ａｒ３＋１０℃）〜８８０℃の範囲とする。
【００４８】
冷却条件
熱間圧延終了後は加速冷却を行う。冷却停止温度が５００℃を超えると引張強さ５７０ＭＰａ以上の鋼板強度が得られないため、鋼板表面温度で５００℃以下まで加速冷却を行う。好ましくは４９０℃以下の範囲とする。
【００４９】
なお、熱間圧延条件、冷却条件を規定する鋼板表面温度は、例えば、放射温度計を用いて測定することができる。
本発明は上述した成分組成と製造条件の組み合わせにより、適正量の固溶Ｂを安定的に確保することができ、焼入れ性向上効果と大入熱溶接の溶接熱影響部の靭性向上効果が得られるため、テーパプレートの厚部厚と薄部厚の差（テーパ量）が鋼板内で１０ｍｍ以上あっても、引張強さ５７０ＭＰａ以上で優れた大入熱溶接の溶接熱影響部の靭性を有するテーパプレートが得られる。
【実施例１】
【００５０】
表１に示す化学組成を有する鋼スラブを、表２に示す条件で熱間圧延を行い、厚部６０ｍｍ、薄部５０ｍｍ、テーパ量（厚部厚と薄部厚の差）１０ｍｍのテーパプレートを製造した。
【００５１】
テーパプレートの厚部と薄部それぞれの板厚１／４位置より、平行部１４φ×８５ｍｍ、標点間距離７０ｍｍの丸棒引張試験片を圧延方向と垂直方向に、２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を圧延方向と平行方向に採取し、母材の強度と−４０℃における吸収エネルギーを評価した。−４０℃における吸収エネルギーは、３本の値の平均値とした。
【００５２】
さらに、溶接熱影響部（以下、ＨＡＺとも称する）の靱性を評価するため、これらの鋼板から溶接熱サイクル用に、幅８０ｍｍ×長さ８０ｍｍ×厚み１５ｍｍの試験片を採取し、１４５０℃に加熱後８００〜５００℃を２７０ｓで冷却（板厚５５ｍｍの鋼板におけるエレクトロガス溶接での入熱量４００ｋＪ／ｃｍの溶接熱影響部の熱サイクルに相当）する溶接熱サイクルを付与した試験片について２ｍｍＶノッチシャルピー試験を実施し、再現ＨＡＺ靱性を評価した。
【００５３】
テーパプレートの厚部、薄部の機械的性質と溶接熱サイクル後の靭性を表２に示す。本発明例のＮｏ．１〜Ｎｏ．８は、いずれもＹＳ：４６０ＭＰａ以上、ＴＳ：５７０ＭＰａ以上、−４０℃における吸収エネルギー：３００Ｊ以上（３本の平均）を満足し、厚部、薄部の強度差がＴＳについては２０ＭＰａ未満、ＹＳについては３０ＭＰａ未満といずれも小さく、また、再現ＨＡＺ靭性もｖＴｒｓ：−４０℃以下と優れている。
【００５４】
一方、Ｎ−Ｔｉ／３．４２＞０．００２５となっているＮｏ．１１、Ｎｏ．１４は厚部、薄部の強度差が大きい。また、このほか、適正な成分あるいは製造条件を外れたものは、ＹＳ：４６０ＭＰａ以上、ＴＳ：５７０ＭＰａ以上、吸収エネルギー：３００Ｊ以上、再現ＨＡＺ靭性ｖＴｒｓ：−４０℃以下のいずれか１以上を満足できない結果となっている。
【００５５】
【表１】
0005772620.tif 000002
【００５６】
【表２】
0005772620.tif 000003
【実施例２】
【００５７】
表３に示す化学組成を有する鋼スラブを、表４に示す条件で熱間圧延を行い、厚部６０ｍｍ、薄部５０ｍｍ、テーパ量（厚部厚と薄部厚の差）１０ｍｍのテーパプレートを製造した。
【００５８】
テーパプレートの厚部と薄部それぞれの板厚１／４位置より、平行部１４φ×８５ｍｍ、標点間距離７０ｍｍの丸棒引張試験片を圧延方向と垂直方向に、２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を圧延方向と平行方向に採取し、母材の強度と−４０℃における吸収エネルギーを評価した。−４０℃における吸収エネルギーは、３本の値の平均値とした。
【００５９】
さらに、溶接熱影響部（以下、ＨＡＺとも称する）の靱性を評価するため、これらの鋼板から溶接熱サイクル用に、幅８０ｍｍ×長さ８０ｍｍ×厚み１５ｍｍの試験片を採取し、１４５０℃に加熱後８００〜５００℃を２７０ｓで冷却（板厚５５ｍｍの鋼板におけるエレクトロガス溶接での入熱量４００ｋＪ／ｃｍの溶接熱影響部の熱サイクルに相当）する溶接熱サイクルを付与した試験片について２ｍｍＶノッチシャルピー試験を実施し、再現ＨＡＺ靱性を評価した。
【００６０】
テーパプレートの厚部、薄部の機械的性質と溶接熱サイクル後の靭性を表４に示す。ＡＣＲの規定を満足する本発明例のＮｏ．２１とＮｏ．２２は、いずれもＹＳ：４６０ＭＰａ以上、ＴＳ：５７０ＭＰａ以上、−４０℃における吸収エネルギー：３００Ｊ以上（３本の平均）を満足し、厚部、薄部の強度差がＴＳについては２０ＭＰａ未満、ＹＳについては３０ＭＰａ未満といずれも小さく、また、再現ＨＡＺ靭性もｖＴｒｓ：−６５℃以下と優れている。
【００６１】
【表３】
0005772620.tif 000004
【００６２】
【表４】
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