(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．０５０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：１．５〜３．５％、Ｐ：０．００７％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００１５〜０．００６５％、Ｃｒ：２．０〜５．０％、Ｏ：０．００５０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、降伏強さが７００ＭＰａ以上、引張強さ７８０ＭＰａ以上である大入熱溶接熱影響部靭性に優れた高強度厚鋼板。
【請求項２】
成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．０５０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：１．５〜３．５％、Ｐ：０．００７％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００１５〜０．００６５％、Ｃｒ：２．３〜５．０％、Ｏ：０．００５０％以下を含有し、前記成分組成に加えて、質量％で、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｎｂ：０．００３〜０．０５％、Ｖ：０．０１〜０．０９％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％の１種または２種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、降伏強さが７００ＭＰａ以上、引張強さ７８０ＭＰａ以上である、溶接入熱量が５００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接部において、シャルピー衝撃試験の−１０℃における吸収エネルギー（ｖＥ−１０）が７０Ｊ以上である大入熱溶接熱影響部靭性に優れた高強度厚鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、建築構造物等の溶接鋼構造物用として好適な、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上の高強度を有する高強度厚鋼板に関する。特に、エレクトロスラグ溶接のような入熱量が５００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施した場合に、溶接熱影響部（以下、ＨＡＺともいう）靭性に優れる高強度厚鋼板に関する。なお、ここでいう「厚鋼板」とは、板厚：１０ｍｍ以上である鋼板をいうものとする。
【背景技術】
【０００２】
建築等の分野で使用される鋼構造物は、一般に、施工に際しては溶接接合が行われている。特に建築構造物では、阪神淡路大震災を契機として、建築構造物の耐震性の一層の向上が強く要求され、安全性の観点から、使用される鋼材の母材特性はもちろん、溶接部特性にも優れることが要求されている。また、近年、弾性範囲内で使用することを想定して降伏比（ＹＲ）を緩和した柱部材専用高降伏点鋼板も提案されている。
【０００３】
また一方では、建築構造物の大型化に伴い、溶接施工の能率向上と施工コストの低減という観点から、大入熱溶接の適用範囲が拡大している。例えば、建築構造物の４面ボックス柱の角溶接では、２電極サブマージアーク溶接のような、溶接入熱量が４００ｋＪ／ｃｍを超えるような大入熱溶接が適用されるようになっている。また、最近では、更なる溶接施工の高能率化のため、例えば、建築構造物のボックス柱の組立て溶接では、エレクトロスラグ溶接のような、溶接入熱量が５００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接が施されることもある。
【０００４】
一般に、溶接入熱量が大きくなると、ＨＡＺ組織が粗大化し、ＨＡＺ靭性が低下する。このため、ＨＡＺ靭性を改善する種々の方法が、提案されている。
【０００５】
例えば、特許文献１には、溶接熱影響部の靭性に優れた高強度鋼材が提案されている。特許文献１に記載された技術では、Ｃを低減し、ＭｎおよびＮｉ、あるいはさらにＣｕを積極的に含有し、これによって、ベイニティックフェライトを主体とする組織を生成して、さらに、Ｔｉ、Ｎ量を適正化して、微細分散することができるＴｉＮを高温まで安定化し、ＨＡＺでの旧オーステナイト結晶粒の粗大化を防止して、入熱量：８００ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接の溶接熱影響部における高靭性を確保できるとしている。
【０００６】
また、特許文献２には、大入熱ＨＡＺ靭性および小入熱ＨＡＺの耐硬化特性に優れた高強度厚鋼板が記載されている。特許文献２に記載された技術によれば、大入熱ＨＡＺの靭性に優れ、かつ小入熱ＨＡＺの耐硬化特性にも優れた高強度厚鋼板が得られる。これは、実質的にＢを含有せず、Ｃｒ：２．０質量％以上含有することにより、島状マルテンサイトのＣ濃度が低下し、ベイナイトラスが湾曲し、島状マルテンサイトの形状が針状から粒状に変化し、島状マルテンサイトの靭性に対する有害性が顕著に低下したことによるとしている。
【０００７】
また、特許文献３には、大入熱ＨＡＺ靭性に優れた低降伏比高張力鋼材が記載されている。特許文献３に記載された技術によれば、５００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施しても優れたＨＡＺ靭性を確保できるとしている。これは、Ｍｎ等のオーステナイト（γ）生成元素と、Ｃｒ等のフェライト（α）生成元素とを同時に添加し、しかもγ生成元素量に対してα生成元素量を適正に調整すると、ＨＡＺのベイナイトラス間での島状マルテンサイトの生成が少なくなり、ＨＡＺ靭性が向上するためとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２００６−１１８００７号公報
【特許文献２】特開２０１２−１７７１９２号公報
【特許文献３】特開２０１２−２４１２１４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１〜３に記載された各技術では、降伏強さ７００ＭＰａ以上、引張強さ７８０ＭＰａ以上、板厚５０ｍｍ超、５００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接の継手ボンド部において安定した靭性（ｖＥ−１０≧７０Ｊ）といった、すべての特性を満足しているわけではない。
【００１０】
そこで、本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、降伏強さが７００ＭＰａ以上、引張強さ７８０ＭＰａ以上の高強度を有し、入熱量が５００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施されても、優れた溶接熱影響部靭性を保持できる、大入熱溶接熱影響部靭性に優れた高強度厚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】
【００１１】
本発明者らは、上記した目的を達成するため、鋭意研究した。その結果、極低炭素化して大入熱溶接熱影響部における島状マルテンサイト（以下、島状マルテンサイトをＭＡともいう。）の生成を抑えることが、大入熱溶接熱影響部靭性の向上のために重要であることに想到した。そして、極低炭素化したうえで、さらに、幅広い溶接入熱範囲でＨＡＺ組織を下部ベイナイト組織化でき、所望の引張強さ：７８０ＭＰａ以上の高強度と優れた大入熱溶接熱影響部靭性とを兼備するために、ＭｎおよびＣｒを含有させることが重要であることを見出した。また、低Ｃ−高Ｍｎ化によって、粒界強度の低下とＰの旧γ粒界への偏析が起こり、その結果、ＨＡＺ組織において粒界破壊が発生しやすくなり、靭性が低下する。このため、Ｃｒを多く含有することでＨＡＺ組織での粒界破壊を抑制できることを新たに見出した。また、低Ｐ化とＣｒ添加による粒界破壊発生を抑制することで、大入熱溶接熱影響部靭性をさらに安定して向上することを知見した。
【００１２】
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。本発明の要旨は次のとおりである。
［１］成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．０５０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：１．５〜３．５％、Ｐ：０．００７％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００１５〜０．００６５％、Ｃｒ：２．０〜５．０％、Ｏ：０．００５０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、降伏強さが７００ＭＰａ以上、引張強さ７８０ＭＰａ以上である大入熱溶接熱影響部靭性に優れた高強度厚鋼板。
［２］前記成分組成に加えて、質量％で、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｎｂ：０．００３〜０．０５％、Ｖ：０．０１〜０．０９％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％の１種または２種以上を含有する［１］に記載の降伏強さが７００ＭＰａ以上、引張強さ７８０ＭＰａ以上である大入熱溶接熱影響部靭性に優れた高強度厚鋼板。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、降伏強さが７００ＭＰａ以上、引張強さ７８０ＭＰａ以上の高強度を有し、溶接入熱量が５００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施した場合においても、優れた溶接熱影響部靭性を安定して確保することができる高強度厚鋼板が得られ、産業上格段の効果を奏する。
【００１４】
なお、ここでいう「優れた溶接熱影響部靭性」とは、溶接入熱量が５００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接部において、シャルピー衝撃試験の−１０℃における吸収エネルギー（ｖＥ−１０）が７０Ｊ以上を示す場合をいうものとする。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】図１は、エレクトロスラグ溶接の開先形状を示す模式図である。
【図２】図２は、図１に示すエレクトロスラグ溶接部からのシャルピー衝撃試験片の採取位置を示す模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
本発明の厚鋼板は、降伏強さが７００ＭＰａ以上、引張強さ７８０ＭＰａ以上の高強度と、試験温度：−２０℃におけるシャルピー衝撃試験吸収エネルギーｖＥ−2０（Ｊ）が２００Ｊ以上の優れた母材靭性と、を有する厚鋼板であり、入熱量が５００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施した場合の溶接熱影響部が、試験温度：−１０℃におけるシャルピー衝撃試験吸収エネルギーｖＥ−１０（Ｊ）で７０Ｊ以上の優れたＨＡＺ靭性を有する。
【００１７】
まず、本発明の厚鋼板の組成限定理由について説明する。なお、組成における質量％は、とくに断らない限り、単に％で記す。
【００１８】
Ｃ：０．０１０〜０．０５０％
Ｃは、鋼板強度の増加に寄与する元素であり、所望の鋼板強度を確保するためには、０．０１０％以上含有する。一方、０．０５０％を超えて多量に含有すると、とくに大入熱溶接ＨＡＺにおいて島状マルテンサイト（ＭＡ）が増加し、ＨＡＺ靭性が低下する。このため、本発明では、０．０１０〜０．０５０％以下に限定した。
【００１９】
Ｓｉ：０．５０％以下
Ｓｉは、製鋼時に脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を得るためには０．０２％以上含有することが好ましい。また、Ｓｉは、強力なフェライト安定化元素であり、本発明ではＭｎによるオーステナイトの過度の安定化を抑制する作用を有する。しかし、Ｓｉは、セメンタイトの生成を強く抑制する作用をも有する。このため、Ｓｉが０．５０％を超えて多く含有すると、島状マルテンサイトが増加し、ＨＡＺ靭性が低下する。このため、Ｓｉは０．５０％以下に限定した。なお、好ましくは０．１０％以下である。
【００２０】
Ｍｎ：１．５〜３．５％
Ｍｎは、強力なオーステナイト安定化元素のひとつで、γ→α変態点を低下させ、焼入れ性を増大させて、ベイナイト変態、マルテンサイト変態を促進させ、所望の母材強度を確保するのに有効に寄与する。このような効果を得るためには、１．５％以上の含有を必要とする。一方、３．５％を超える多量の含有は、ＨＡＺ硬さが高くなりすぎ、ＨＡＺ靭性が低下する。このため、Ｍｎは１．５〜３．５％の範囲に限定した。
【００２１】
Ｐ：０．００７％以下
Ｐは、ＨＡＺ組織の粒界に偏析することで粒界破壊の発生を引き起こし、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼす。このため、本発明ではできるだけ低減することが望ましく、Ｐは０．００７％以下に限定した。
【００２２】
Ｓ：０．００３０％以下
Ｓは、鋼中では主としてＭｎＳ系介在物として存在し、延性、靭性に悪影響をもたらす元素であり、できるだけ低減することが望ましいが、０．００３０％までは許容できる。このため、Ｓは０．００３０％以下に限定した。
【００２３】
Ａｌ：０．０１〜０．０６％
Ａｌは、製鋼時に脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を得るためには０．０１％以上の含有を必要とする。一方、０．０６％を超えて多量に含有すると、アルミナ等の粗大介在物が増加し清浄度が低下し、母材靭性が低下する。また、Ａｌの多量含有は、ＨＡＺ組織においてＭＡが増加し、ＨＡＺ靭性が低下する。このため、Ａｌは０．０１〜０．０６％の範囲に限定した。
【００２４】
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｔｉは、Ｎと結合しＴｉＮを形成し、とくにＨＡＺにおけるγ粒の成長を抑制し、ＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、０．００５％以上含有する必要がある。一方、０．０３０％を超えて多量に含有すると、ＴｉＮが粗大化しやすくなり、母材靭性、ＨＡＺ靭性が共に低下する。このため、Ｔｉは０．００５〜０．０３０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０１０〜０．０３％、より好ましくは０．０１０〜０．００２５％である。
【００２５】
Ｎ：０．００１５〜０．００６５％
Ｎは、鋼中に不可避的に含有される元素である。Ｎは、Ｔｉと結合しＴｉＮを形成して、とくに大入熱溶接熱影響部におけるγ粒の成長を抑制し、ＨＡＺ組織の微細化を介してＨＡＺ靭性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、０．００１５％以上含有させる。しかしながら、０．００６５％を超えて多量に含有すると、母材靭性およびＨＡＺ靭性がともに低下する。このため、Ｎは０．００１５〜０．００６５％に限定した。
【００２６】
Ｃｒ：２．０〜５．０％
Ｃｒは、α安定化元素であり、低Ｃ−高ＭｎとＰの偏析によるＨＡＺでの粒界破壊発生を防止するために、本発明では重要な元素である。また、Ｃｒは、焼入れ性の向上を介して、所望の母材強度や母材靭性を確保するのに有効に寄与する。このような効果を得るためには、２．０％以上の含有を必要とする。一方、Ｃｒが５．０％を超えて多量に含有すると、ＨＡＺ硬さが高くなりすぎ、ＨＡＺ靭性が低下する。このため、Ｃｒは２．０〜５．０％の範囲に限定した。
【００２７】
Ｏ：０．００５０％以下
Ｏ（酸素）は、鋼中には不可避的不純物として含まれ、主として酸化物系介在物として存在し、靭性等に悪影響を及ぼす。このため、Ｏは、できるだけ低減することが望ましいが、０．００５０％までは許容できる。このようなことから、Ｏは０．００５０％以下に限定した。なお、好ましくは０．００３％以下である。
【００２８】
上記した成分が基本の成分である。本発明では、基本の組成に加えてさらに、選択元素として、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇの１種または２種以上を必要に応じて含有できる。
【００２９】
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｍｏは、焼入れ性を向上させて、所望の母材強度や優れた母材靭性を確保するのに有用な元素である。このような効果を得るためには、含有する場合、０．０１％以上とする。一方、１．０％以上の含有は、ＨＡＺ硬さが高くなりすぎて、ＨＡＺ靭性が低下する。このため、含有する場合には、Ｍｏは０．０１〜１．０％の範囲に限定することが好ましい。
【００３０】
Ｃｕ：０．０１〜２．０％
Ｃｕは、フェライトの生成を抑制してベイナイト変態を促進し、所望の母材強度を確保するために有効に寄与する。このような効果を得るためには、０．０１％以上含有することが好ましい。一方、２．０を超えて過剰に含有すると、熱間圧延時に表面疵（Ｃｕ疵）を発生する。このため、含有する場合には、Ｃｕは０．０１〜２．０％の範囲に限定することが好ましい。また、Ｃｕを含有する場合には、表面疵を防止のために、同時にＮｉをＣｕ量の１／２以上含有させることが好ましい。
【００３１】
Ｎｉ：０．０１〜２．０％
Ｎｉは、強力なオーステナイト安定化元素であり、γ→α変態点を低下させて、所望の母材強度を確保するのに有用な元素である。また、ベイナイト変態を促進する元素である。しかし高価な元素であるため、本発明では選択元素として用いる。このような効果を得るためには、含有する場合、０．０１％以上とする。一方、２．０％を超える多量の含有は、合金コストを高騰させる。このため、含有する場合には、靭性向上の観点から０．０１〜２．０％の範囲とする。
【００３２】
Ｎｂ：０．００３〜０．０５％
Ｎｂは、ベイナイト変態を促進させて、所望の母材強度を確保するのに有効に寄与する。このような効果を得るためには、０．００３％以上含有することが好ましい。一方、０．０５％を超える含有は、ＨＡＺ硬さが高くなりすぎて、ＨＡＺ靭性が低下する。このため、含有する場合には、Ｎｂは０．００３〜０．０５％の範囲とする。なお、より好ましくは０．００３〜０．０１％である。
【００３３】
Ｖ：０．０１〜０．０９％
Ｖは、析出強化によって強度を上昇する効果を有する。このような効果を得るには０．０１％以上含有することが好ましい。０．０９％超えの含有は著しくＨＡＺ靱性を低下するので、含有する場合、Ｖは０．０１〜０．０９％の範囲とする。
【００３４】
Ｂ：０．０００３〜０．００３％
Ｂは、少量の含有で焼入れ性を向上させ、母材強度の向上に有効に寄与する。このような効果を得るためには、０．０００３％以上含有することが好ましい。一方、０．００３％を超える過剰の含有は、ＨＡＺ硬さが硬くなりすぎ、ＨＡＺ靭性が低下する。このため、含有する場合には、Ｂは０．０００３〜０．００３％の範囲とする。
【００３５】
Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％
Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇはいずれも、介在物の形態を制御して、母材の延性、靭性、さらにはＨＡＺ靭性を向上させる元素であり、このような効果を得るためには、含有する場合、０．０００３％以上とする。一方、０．００５０％をそれぞれ超える過剰な含有は、介在物が粗大化してＨＡＺ靭性を低下させる。このため、含有する場合には、それぞれ０．０００３〜０．００５０％の範囲とする。
【００３６】
上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
【００３７】
なお、本発明の高強度厚鋼板は、上記した組成を有し、さらにマルテンサイト相とベイナイト相とを主相とする組織を有する。
【００３８】
本発明の厚鋼板は、引張強さ：７８０ＭＰａ以上の高強度を確保するために、母材組織は、マルテンサイト相とベイナイト相とを主相とする組織とする。ここでいう「主相」とは、体積率で９５％以上を占める相をいうものとする。主相以外の第二相としては、体積率で５％以下（０％を含む）の残留オーステナイトが例示できる。主相以外の第二相が、体積率で５％を超えると、強度が低下し、所望の高強度を確保できなくなる。このようなことから、本発明の高強度厚鋼板の組織は、マルテンサイト相とベイナイト相とを主相とする、マルテンサイト相とベイナイト相とが混合した組織に限定した。また、マルテンサイト相とベイナイト相の割合は、ベイナイト相が５〜９５％とする。
【００３９】
なお、ここでいう「ベイナイト相」は、いわゆる下部ベイナイト相、あるいはＢＩＩＩ（邦武ら；鋼の強靭性、１９７１、ｐ８５参照）と称されるベイナイトをいう。
【００４０】
つぎに、本発明の高強度厚鋼板の好ましい製造方法について説明する。
【００４１】
溶鋼を溶製し、さらに鋳造して、上記した成分を有する鋼素材を製造する工程で採用する技術は特に限定せず、従来から知られている技術を使用する。ただし厚鋼板を大量に製造することを考慮すると、溶鋼を転炉、電気炉、真空溶解炉等で溶製し、脱ガス処理を施してガス成分を調整した後、連続鋳造を行なって鋼素材（すなわちスラブ）を製造することが好ましい。
【００４２】
この鋼素材を加熱し、さらに熱間圧延を施して厚鋼板とする。熱間圧延後は再加熱焼入れ−焼戻しの従来から知られているＨＴ７８０級鋼板の製造技術を使用する。
【００４３】
再加熱焼入れでは、再加熱によって均一で細かいオーステナイト組織とした後で焼入れを行なう。その焼入温度（すなわち再加熱温度）が９００℃未満では、焼入性が低下して強度が低下する。一方、１０００℃を超えると、オーステナイト粒が粗大になり、厚鋼板の靭性が低下する。したがって、焼入温度は９００〜１０００℃の範囲内とすることが好ましい。
【００４４】
また、焼入温度の保持時間が１０分未満では、オーステナイト粒径のバラツキが大きくなり、一部の領域で焼入性が著しく低下する。したがって、保持時間は１０分以上とすることが好ましい。なお、工程生産能率の点から保持時間は６０分以下が好ましい。冷却速度が１℃／秒未満では、マルテンサイトや上部ベイナイトを主体とする焼入組織が得られない。したがって、冷却速度は１℃／秒以上とすることが好ましい。また、冷却速度が１００℃／ｓを超えると、鋼板内の各位置における温度制御が困難となり、板幅方向や圧延方向に材質ばらつきが出やすくなり、その結果、引張特性などの材質上のばらつきが生じるという点から冷却速度は１００℃／ｓ以下が好ましい。一方、冷却速度が１００℃／ｓを超えると、鋼板内の各位置における温度制御が困難となり、板幅方向や圧延方向に材質ばらつきが出やすくなり、その結果、引張特性などの材質上のばらつきが生じる。
【００４５】
焼戻しは、焼入れによって生成した脆い硬質相を焼戻すことによって、厚鋼板の靭性を向上させるために行なう。焼戻しに先立つ加熱温度（すなわち焼戻し温度）が４００℃未満では、その効果が得られない。一方、６００℃を超えると、厚鋼板の強度が低下して７８０ＭＰａ以上の引張強さを達成し難くなる。したがって、焼戻し温度は４００〜６００℃の範囲内とすることが好ましい。焼戻し温度の保持時間は特に限定しないが、０〜６０分程度が好ましい。
【実施例】
【００４６】
以下、実施例に基づき、さらに本発明について説明する。
【００４７】
転炉−取鍋精錬−連続鋳造法で、表１に示す組成の鋼素材（スラブ：板厚２５０ｍｍ）を熱間圧延により１００ｍｍ厚、８０ｍｍ厚および６０ｍｍ厚の鋼板とした。
【００４８】
【表１】
0006540545.tif 000002
【００４９】
得られた各厚鋼板の板厚１／４位置から、ＪＩＳ４号引張試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ２２４１の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性を調査した。母材靭性については、圧延垂直方向のフルサイズシャルピーＶノッチ試験片を３本採取し、シャルピー試験を行い、−２０℃での吸収エネルギーを測定し、その平均値を求めた。
【００５０】
また、得られた各厚鋼板から、継手用試験板（大きさ：４００×６００ｍｍ）を採取し、図１に示すような開先形状としたエレクトロスラグ溶接（ＥＳＷ溶接、溶接入熱量：１０００ｋＪ／ｃｍ）により、溶接継手を作製した。なお、供給ワイヤは、ＪＩＳ  Ｚ  ３３５３  ＹＥＳ６２相当品、フラックスはＪＩＳ  Ｚ  ３３５３  ＦＳ−ＦＧ３相当品を使用した。得られた溶接継手から、図２に示すように切欠き位置をボンド部とするＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２の規定に準拠して、試験温度：−１０℃でのシャルピー衝撃試験を行って、継手ボンド部の−１０℃における吸収エネルギー（ｖＥ−１０）を求め、継手靱性を評価した。
【００５１】
なお、母材特性の評価は降伏強さ（ＹＳ）が７００ＭＰａ以上、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上、シャルピー衝撃試験の−２０℃における吸収エネルギー（ｖＥ−２０）が２００Ｊ以上を合格とした。また、溶接熱影響部靭性（ＨＡＺ靭性）の評価は、シャルピー衝撃試験の−１０℃における吸収エネルギー（ｖＥ−１０）が７０Ｊ以上を合格とした。
【００５２】
製造条件および得られた結果を表２に示す。
【００５３】
【表２】
0006540545.tif 000003
【００５４】
【表２】
0006540545.tif 000004
【図１】
0006540545.tif 000005
【図２】
0006540545.tif 000006