(57)【要約】【課題】４０ｋＪ／ｍｍ以上の超大入熱溶接しても良好なＨＡＺ靭性を示し、さらに母材靭性、伸び、強度−伸びバランスにも優れている厚鋼板を提供する。【解決手段】厚板鋼板は、Ｃ：０．０３０〜０．１０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３５％、Ｔｉ：０．０１５〜０．０３％、Ｂ：０．００１０〜０．００３５％、Ｎ：０．００５０〜０．０１％、Ｃｕ：０〜２．０％、Ｎｉ：０〜２．０％、Ｃｒ：０〜１％、Ｍｏ：０〜０．５％、及びＶ：０〜０．１％を含有し、  残留オーステナイトの面積率が２〜１０％、島状マルテンサイト（ＭＡ）の平均円相当径が３．０μｍ以下であり、しかも下記式（１）及び（２）を満足する。１．５≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦４  …（１）４０≦Ｘ値≦１６０            …（２）【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０３０〜０．１０％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３５％、Ｔｉ：０．０１５〜０．０３％、Ｂ：０．００１０〜０．００３５％、及びＮ：０．００５０〜０．０１％を含有し、
さらにＣｕ：２．０％以下（０％を含む）、Ｎｉ：２．０％以下（０％を含む）、Ｃｒ：１％以下（０％を含む）、Ｍｏ：０．５％以下（０％を含む）及びＶ：０．１％以下（０％を含む）を含有し、
残部がＦｅ及び不可避不純物からなる厚鋼板であって、
残留オーステナイトの体積率が２〜１０％、島状マルテンサイト（ＭＡ）の平均円相当径が３．０μｍ以下であり、
しかも下記式（１）及び（２）を満足することを特徴とするＨＡＺ靭性、母材靭性、伸び、及び強度−伸びバランスに優れた厚鋼板。
１．５≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦４  …  （１）
４０≦Ｘ値≦１６０            …  （２）
Ｘ値＝５００［Ｃ］＋３２［Ｓｉ］＋８［Ｍｎ］−９［Ｎｂ］
＋１４［Ｃｕ］＋１７［Ｎｉ］−５［Ｃｒ］−２５［Ｍｏ］−３４［Ｖ］
（式中、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｂ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］は鋼板中の各元素の含有量（質量％）を表す）
【請求項２】
δ域の温度範囲が４０℃以下である請求項１に記載の厚鋼板。
【請求項３】
深さｔ／４の位置（ｔ＝板厚）において、Ｔｉ系炭窒化物の平均粒子径が４３ｎｍ以下である請求項１又は２に記載の厚鋼板。
【請求項４】
さらにＣａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、及びＲＥＭ：０．０１％以下（０％を含まない）から選択される少なくとも１種を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の厚鋼板。
【請求項５】
さらにＺｒ：０．１％以下（０％を含まない）及び／又はＨｆ：０．０５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の厚鋼板。
【請求項６】
さらにＣｏ：２．５％以下（０％を含まない）及び／又はＷ：２．５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜５のいずれかに記載の厚鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えば海洋構造物などの溶接構造物に適用される厚鋼板に関し、好ましくは入熱量が４０ｋＪ／ｍｍ以上程度の超大入熱溶接しても溶接後の熱影響部（Ｈｅａｔ  Ａｆｆｅｃｔｅｄ  Ｚｏｎｅ、ＨＡＺ）の靭性に優れ、さらに母材靭性、伸び、及び強度−伸びバランスにも優れた厚鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、海洋構造物等の大型化が進められ、板厚が６０ｍｍ以上の厚鋼板が用いられることがある。このような厚鋼板を効率良く溶接するために、入熱量が４０ｋＪ／ｍｍ以上である超大入熱溶接を行ってもＨＡＺ靭性に優れていることが求められる。
【０００３】
しかし超大入熱溶接を行うと、ＨＡＺが高温のオーステナイト領域まで加熱されてから徐冷されるため、その組織が粗大化し、ＨＡＺ靭性が著しく劣化するという問題があった。そのため従来では、溶接入熱量の制限を余儀なくされていた。
【０００４】
このような超大入熱溶接で良好なＨＡＺ靭性を達成するため、例えば、特許文献１、２は、ＴｉＮを鋼中に分散させることを提案している。また特許文献３は、低Ｃ化、低Ｐ化に加えてＮｂとＢの添加バランスを調節している。特許文献４では、溶接用鋼中に存在するＴｉＮ系介在物の中に積極的にＮｂを含有させて、粗大フェライトの生成を抑制している。特許文献５は、鋼材にＮを比較的多量に添加し、かつＴｉとＢの添加バランスを適切に制御すれば、大入熱溶接したときのＨＡＺ靭性を改善できるとしている。
【特許文献１】特開平２−２５０９１７号公報
【特許文献２】特開平２−２５４１１８号公報
【特許文献３】特開２００３−１６６０３３号公報
【特許文献４】特開２００４−２１８０１０号公報
【特許文献５】特開２００５−２００７１６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかし、溶接の分野ではＨＡＺ靭性のさらなる改善が求められている。さらに上記特許文献はいずれも母材靭性についても考慮していない。さらに厚鋼板は、伸びや強度−伸びバランスに優れていることも求められる。
【０００６】
従って、本発明が解決しようとする課題は、４０ｋＪ／ｍｍ以上の超大入熱溶接しても良好なＨＡＺ靭性を示し、さらに母材靭性、伸び、強度−伸びバランスにも優れている厚鋼板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
前記課題を解決し得た本発明に係るＨＡＺ靭性、母材靭性、伸び、及び強度−伸びバランスに優れた厚鋼板は、Ｃ：０．０３０〜０．１０％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３５％、Ｔｉ：０．０１５〜０．０３％、Ｂ：０．００１０〜０．００３５％、及びＮ：０．００５０〜０．０１％を含有し、
さらにＣｕ：２．０％以下（０％を含む）、Ｎｉ：２．０％以下（０％を含む）、Ｃｒ：１％以下（０％を含む）、Ｍｏ：０．５％以下（０％を含む）及びＶ：０．１％以下（０％を含む）を含有し、
残部がＦｅ及び不可避不純物からなる厚鋼板であって、
残留オーステナイトの体積率が２〜１０％、島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ  ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ（ＭＡ））の平均円相当径が３．０μｍ以下であり、
しかも下記式（１）及び（２）を満足している点にその要旨を有する。
１．５≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦４  …  （１）
４０≦Ｘ値≦１６０            …  （２）
Ｘ値＝５００［Ｃ］＋３２［Ｓｉ］＋８［Ｍｎ］−９［Ｎｂ］
＋１４［Ｃｕ］＋１７［Ｎｉ］−５［Ｃｒ］−２５［Ｍｏ］−３４［Ｖ］
（式中、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｂ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］は鋼板中の各元素の含有量（質量％）を表す）
【０００８】
本発明の厚鋼板のδ域の温度範囲は、例えば、４０℃以下である。本発明の厚鋼板では、深さｔ／４の位置（ｔ＝板厚）において、Ｔｉ系炭窒化物の平均粒子径が４３ｎｍ以下であることが望ましい。
【０００９】
本発明の厚鋼板は、さらにＣａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｈｆ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｃｏ：２．５％以下（０％を含まない）、Ｗ：２．５％以下（０％を含まない）などを含有していてもよい。
なお本明細書において「炭窒化物」は、炭化物、窒化物も含む意味で使用する。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、各元素の量をそれぞれ単独で制御するだけでなく、Ｘ値、Ｔｉ／Ｎ比などの観点から各元素量の相互の関係を制御しており、しかも残留オーステナイト（γ）の体積率と島状マルテンサイト（ＭＡ）の大きさを制御しているため、超大入熱溶接しても優れたＨＡＺ靭性を示し、かつ母材靭性、伸び、及び強度−伸びバランスにも優れている厚鋼板を得ることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
本発明の厚鋼板では、ＨＡＺ靭性及び母材靭性（低温靭性）を改善するために（Ａ）Ｘ値、（Ｂ）Ｔｉ／Ｎ比を制御し、さらに母材靭性を低下させることなく伸びを高め、強度−伸びバランスを向上するために（Ｃ）残留オーステナイトを少なくしながら、島状マルテンサイト（ＭＡ）が大きくならないようにしている。以下、順に説明する。
【００１２】
（Ａ）Ｘ値
Ｘ値はδ域の温度範囲に関する関数である。ＨＡＺ靭性の改善を試みて、このＸ値に到達した経緯を説明する。まず始めに本発明者らは、Ｔｉ系炭窒化物を微細化することによって、超大入熱溶接でも良好なＨＡＺ靭性を達成することを試みた。従来のＴｉ系炭窒化物の分散状態は、溶鋼凝固時の冷却速度が一定であれば、Ｔｉ、Ｎの添加バランスのみにより定まるものと考えられてきた。しかし本発明者らが鋭意検討した結果、鋼の状態図において表されるδ域の温度範囲を縮小させることにより、同じＴｉ、Ｎ添加量でも、Ｔｉ系炭窒化物を微細分散させ得ることを見出した。
【００１３】
前記「δ域」とは、鋼の状態図においてδ鉄が含まれる領域を意味する。この「δ鉄が含まれる領域」は、δ鉄のみの領域の他にも、δ＋γの２相領域など、δ鉄と他の状態が含まれる領域も包含する。そして「δ域の温度範囲」とは、δ鉄が含まれる温度範囲（δ域の上限温度と下限温度との差）をいう。特定組成の鋼において、例えば、δ鉄のみの温度範囲とδ＋γ鉄の温度範囲がある場合、これらの温度範囲の合計が、δ域の温度範囲である。このδ域の温度範囲は、総合熱力学計算ソフトウェア（Ｔｈｅｒｍｏ−ｃａｌｃ、ＣＲＣ総合研究所から購入可能）に、鋼板の化学成分組成を入力することにより計算することができる。
【００１４】
このδ鉄中ではＴｉの拡散速度が速い。δ域の温度範囲が広いほど、δ鉄が存在する時間が長くなってＴｉの拡散が進むため、粗大なＴｉ系炭窒化物が形成され易くなると考えられる。そこで化学成分組成を調整してδ域の温度範囲を縮小することにより、Ｔｉ系炭窒化物を微細化することを検討した。特定成分を基準にしつつ化学成分量の１つだけを変更しながらＴｈｅｒｍｏ−ｃａｌｃの計算を繰り返すことにより、各化学成分のδ域の温度範囲への影響を調べた。この計算に基づき、δ域の温度範囲と相関関係があり、化学成分組成の関数として表されるＸ値（下記式（３））を定めた：
Ｘ値＝５００［Ｃ］＋３２［Ｓｉ］＋８［Ｍｎ］−９［Ｎｂ］
＋１４［Ｃｕ］＋１７［Ｎｉ］−５［Ｃｒ］−２５［Ｍｏ］−３４［Ｖ］…（３）
（式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｂ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］は鋼板中の各元素の含有量（質量％）を表す。）
【００１５】
Ｘ値を定める上記式（３）中の係数は、特定成分の鋼から、各化学成分を変化させた場合のδ域の温度範囲の減少量に対応する。具体的には、例えば［Ｃ］の係数の「５００」は、Ｃ量を０．０１％だけ増大させたときに、Ｔｈｅｒｍｏ−ｃａｌｃの計算にてδ域の温度範囲が約５℃減少することを意味する。そしてＸ値とδ域の温度範囲とは、ほぼ反比例の関係（Ｘ値が増大すれば、δ域の温度範囲は減少するという関係）にある。
【００１６】
そして様々なＸ値を有する鋼板を製造してそれらの特性を調べたところ、Ｘ値を増大させることによって（δ域の温度範囲を狭くすることによって）、Ｔｉ系炭窒化物が微細化し、かつ小入熱溶接及び超大入熱溶接のいずれであってもＨＡＺ靭性が向上することが判明した。
【００１７】
さらにＸ値を増大させることで、Ｎｂ系炭窒化物が微細化するためか、鋼板の母材靭性（吸収エネルギー）も向上することも解った。Ｎｂ系炭窒化物はＴｉ系炭窒化物を核にして析出するため、Ｔｉ系炭窒化物を微細化したことで、Ｎｂ系炭窒化物も微細化するものと思われる。
【００１８】
従って本発明の厚鋼板では、Ｘ値の値が下記式（２）を満足するようにする。なおＸ値の意味は上記のように解釈されるが、最も重要なのはＸ値と諸特性との間に相関関係がある点であり、解釈の如何に拘わらずＸ値を満足するものは本発明に含まれる。
４０≦Ｘ値≦１６０            …  （２）
【００１９】
Ｘ値の範囲は、４０以上、好ましくは４５以上、さらに好ましくは５０以上である。Ｘ値が大きくなるほど、Ｔｉ系炭窒化物が微細化し、ＨＡＺ靭性及び母材靭性が良好になる。しかしＸ値が大きくなると、島状マルテンサイト組織（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ  ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ（ＭＡ））が増大し、母材靭性がかえって劣化し、また伸びも低下する。従ってＸ値は、１６０以下、好ましくは１００以下、さらに好ましくは７５以下である。
【００２０】
（Ｂ）Ｔｉ／Ｎ比
また本発明の厚鋼板では、Ｔｉ量とＮ量とのバランスをとることによって、ＨＡＺ靭性を改善している。具体的には下記式（１）を満足するようにしている。
１．５≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦４  …  （１）
（式中、［Ｔｉ］、［Ｎ］は鋼板中の各元素の含有量（質量％）を表す。）
【００２１】
［Ｔｉ］／［Ｎ］が４を超えると、Ｔｉ系炭窒化物が粗大になり、ＨＡＺ靭性が低下する。好ましい［Ｔｉ］／［Ｎ］は、３．５以下である。また逆に［Ｔｉ］／［Ｎ］が１．５未満であれば、過剰Ｎの影響で、ＨＡＺ靭性が低下する。好ましい［Ｔｉ］／［Ｎ］は、２．０以上、より好ましくは２．５以上である。
【００２２】
靭性の観点から、本発明の厚鋼板中のＴｉ系炭窒化物は微細であることが好ましい。本発明の厚鋼板中のＴｉ系炭窒化物は、例えば、４３ｎｍ以下、好ましくは４０ｎｍ以下、さらに好ましくは３５ｎｍ以下である。
【００２３】
なお本発明におけるＴｉ系炭窒化物の平均粒子径の値は、以下のようにして測定した値である。まず、鋼板の熱履歴を代表する部分として深さｔ／４の位置（ｔ＝板厚）を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で、観察倍率６万倍以上（後述する実施例では６万倍）、観察視野２．０×２．０μｍ以上（後述する実施例では２．０×２．０μｍ）、観察箇所５箇所以上（後述する実施例では５箇所）の条件で観察する。そしてその視野中の各炭窒化物の面積を測定し、この面積から各炭窒化物の円相当径を算出する。この各炭窒化物の円相当径を算術平均（相加平均）して得られる値を、本発明におけるＴｉ系炭窒化物の平均粒子径とする。
【００２４】
なおＴｉ系炭窒化物であるか否かの判別は、各炭窒化物粒子の主体となる成分によって定まる。すなわちＴｉ系炭窒化物とは、炭素および窒素を除いた残りの元素の合計質量を１００％としたとき、Ｔｉの割合が５０質量％以上になるものをいう。元素の量はエネルギー分散型Ｘ線検出器（ＥＤＸ）によって決定することができる。なお、あまりに微細な炭窒化物は測定できないため、本発明における炭窒化物とは、円相当径が５ｎｍ以上のものに限定する。
【００２５】
（Ｃ）残留オーステナイトと島状マルテンサイト組織（ＭＡ）
厚鋼板は上述したように母材靭性（特に低温靭性）やＨＡＺ靭性に優れていることが望まれるが、特に建築構造物や鋼構造物に使用される場合には、耐震性を向上させる観点から、均一伸びにも優れていることも求められる。均一伸びとは、局部収縮が開始するまでの伸びのことを意味し、鋼板が変形する際の安定性の指標となるものである。なお単純に均一伸びを上げても、その分、強度が低下したのでは耐震性を向上させることはできない。従って均一伸びが高く、かつ強度−伸びバランス（強度と伸びの績）にも優れていることが重要である。なお本発明の系では、均一伸びは全伸びの約５０％程度の値であるため、後述の実験例では全伸びで評価した。
【００２６】
均一伸びを向上し、強度−伸びバランスも向上させるには、鋼組織の残留オーステナイト（γ）量を増加することが考えられるが、一般的には、残留オーステナイトを増加すると島状マルテンサイト（ＭＡ）も大きくなるため、母材靭性が低下する。本発明では、後述する特定の製造方法を採用しているため、島状マルテンサイト（ＭＡ）の粗大化を防止しつつ、残留オーステナイト（γ）を増加することに成功し、母材靭性、伸び、及び強度−伸びバランスの全てを向上させることができる。
【００２７】
残留オーステナイトの体積率は、２％以上、好ましくは２．５％以上、さらに好ましくは３％以上である。残留オーステナイトの体積率を大きくするほど、強度−伸びバランスを向上できる。しかし残留オーステナイトの体積率が大きくなり過ぎると、靭性や伸びが低下する。従って残留オーステナイトの体積率は、１０％以下、好ましくは７％以下、さらに好ましくは５％以下である。
【００２８】
なお残留オーステナイトの体積分率は、以下のようにして測定する。鋼板のｔ／４（ｔ＝板厚）位置から得られた試験片を鏡面研磨し、Ｘ線回折によって、リーベルト法でα−Ｆｅ（２００）面とγ−Ｆｅ（２００）面のピーク強度比から理論強度比を計算によって求め、残留オーステナイト分率を求めた。Ｘ線回折装置は、理学電気製の「ＲＡＤ−ＲＵ３００」を使用し、ターゲットはＣｏとし、ターゲット出力は４０ｋＶ、２００ｍＡとした。
【００２９】
島状マルテンサイトの平均円相当径は、３．０μｍ以下、好ましくは２．７μｍ以下、さらに好ましくは２．５μｍ以下である。島状マルテンサイトの平均円相当径の下限を設定する必要はないが、容易に達成できる範囲が望ましく、例えば、０．５μｍ以上、好ましくは１．０μｍ以上、さらに好ましくは１．５μｍ以上であってもよい。
【００３０】
島状マルテンサイト（ＭＡ）の平均円相当径の測定法は、次の通りである。鋼板を圧延方向に沿って切断し、この切断面のｔ／４（ｔ＝板厚）位置をレペラー腐食した後、光学顕微鏡写真（観察倍率：１０００倍、観察視野：５０μｍ×５０μｍ）を撮影する（ｎ数＝１０）。撮影した写真を画像解析装置（Ｍｅｄｉａ  Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ製、Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ  Ｐｌｕｓ）で処理することよって、各島状マルテンサイトの円相当径を算出し、その算術平均（相加平均）を求める。
【００３１】
なお本発明の厚鋼板の組織は、ベイナイトを主体とする組織、又はフェライトとベイナイトを主体とする組織である。主体とは面積率で７０％以上であることをいい、残りの組織には、前述の残留オーステナイト（γ）及び島状マルテンサイト（ＭＡ）の他、パーライト、マルテンサイト、セメンタイトなどが含まれることがある。
【００３２】
上述したように本発明では、（Ａ）Ｘ値、（Ｂ）Ｔｉ／Ｎ比、（Ｃ）残留オーステナイト（γ）と島状マルテンサイト組織（ＭＡ）などを制御することによって、ＨＡＺ靭性、母材靭性（低温靭性）、伸び、強度−伸びバランスなどを改善している。しかし、これらの効果を有効に発揮させるためには、鋼板の成分組成も重要である。本発明の鋼板の成分組成及びその限定理由は、以下の通りである。
【００３３】
［Ｃ：０．０３０〜０．１０％］
Ｃは、鋼板の強度を確保するために必要な元素であり、また鋼の状態図におけるδ域の温度範囲を縮小させるために有効な元素である。Ｃ量が０．０３０％未満では強度を確保することができなくなる。一方、Ｃ量が０．１０％を超えると、伸び及びＨＡＺ靭性が劣化する。そこでＣ量を０．０３０〜０．１０％と定めた。Ｃ量の好ましい下限は０．０４％以上、さらに好ましくは０．０５％以上である。またＣ量の好ましい上限は０．０８％以下、さらに好ましくは０．０７％以下である。
【００３４】
［Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）］
Ｓｉは、鋼板の強度を確保するために有効な元素であり、そのためには、０．０１％以上添加することが好ましい。しかしＳｉを過剰に添加すると、伸び及びＨＡＺ靭性が低下するため、その上限を１．０％とする必要がある。Ｓｉ量の好ましい下限は、０．０５％以上、さらに好ましくは０．１％以上である。Ｓｉの好ましい上限は０．８％以下であり、より好ましくは  ０．６％以下である。
【００３５】
［Ｍｎ：０．８〜２．０％］
Ｍｎは、焼入れ性を向上させ、鋼板の強度を確保するのに有効な元素である。Ｍｎ量が０．８％未満では、強度確保の作用が充分に発揮されない。一方、Ｍｎ量が２．０％を超えると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下する。そこでＭｎ量を、０．８〜２．０％と定めた。Ｍｎ量の好ましい下限は１．０％以上であり、より好ましくは１．５％以上である。一方、Ｍｎ量の好ましい上限は１．８％以下、より好ましくは１．６％以下である。
【００３６】
［Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）］
不純物元素であるＰは、母材靭性およびＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすため、その量は、できるだけ少ないことが好ましい。よってＰ量は、０．０３％以下、好ましくは０．０１％である。しかし工業的に、鋼中のＰ量を０％にすることは困難である。
【００３７】
［Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）］
Ｓは、ＭｎＳを形成して延性を低下させる元素であり、特に高張力鋼において悪影響が大きくなるため、その量は、できるだけ少ないことが好ましい。よってＳ量は、０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下である。しかし工業的に、鋼中のＳ量を０％にすることは困難である。
【００３８】
［Ａｌ：０．０１〜０．１０％］
Ａｌは、脱酸、及びミクロ組織の微細化により母材靭性を向上させる効果を有する元素である。このような効果を充分に発揮させるため、Ａｌを０．０１％以上添加する。もっともＡｌを過剰に添加すると、かえってＨＡＺ靭性が低下するため、上限を０．１０％とする。Ａｌ量の好ましい下限は０．０２％以上である。一方、その好ましい上限は０．０６％以下であり、より好ましくは０．０４％以下である。
【００３９】
［Ｎｂ：０．００５〜０．０３５％］
Ｎｂは、素地の焼入れ性を向上させて鋼板の強度を高めるために有効な元素である。このような効果を充分に発揮させるために、Ｎｂ量は０．００５％以上であることが必要である。しかしＮｂを過剰に添加すると、ＨＡＺ靭性が低下するため、その上限量を０．０３５％と定めた。Ｎｂ量は、好ましくは０．０１０％以上であり、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０２０％以下である。
【００４０】
［Ｔｉ：０．０１５〜０．０３％］
Ｔｉは、Ｎと微細な窒化物を形成し、溶接時におけるＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制することにより（いわゆるピンニング効果により）、ＨＡＺ靭性を向上させるために有効な元素である。このような効果を充分に発揮させるため、Ｔｉを０．０１５％以上添加する。しかしＴｉ量が過剰であると、かえってＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｔｉ量の上限を０．０３％と定めた。Ｔｉ量は、好ましくは０．０１８％以上、０．０３０％以下（特に０．０２０％以下）である。
【００４１】
［Ｂ：０．００１０〜０．００３５％］
Ｂは、超大入熱溶接の際に、ＨＡＺ、殊にボンド部の付近で、ＢＮを核にした粒内フェライトを生成させると共に、固溶Ｎの固定作用も有し、ＨＡＺ靭性改善に重要な元素である。本発明では、その効果を充分に発揮させるためにＢを、通常の厚鋼板中の含有量よりも多く、０．００１０％以上含有させている。しかしＢ量が過剰であると、超大入熱溶接の際に粗大なベイナイト組織が形成されるため、かえってＨＡＺ靭性が劣化する。そのためＢ量の上限を０．００３５％と定めた。Ｂ量は、好ましくは０．００１５％以上（特に０．００２０％以上）、０．００３０％以下（特に０．００２５％以下）である。
【００４２】
［Ｎ：０．００５０〜０．０１％］
Ｎは、Ｔｉと結合して微細な炭窒化物を形成し、超大入熱溶接の際にオーステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性を向上させる効果を有する元素である。Ｎ量が少なすぎると、上記効果が充分に発揮されないため、その下限を０．００５０％以上に定めた。一方、Ｎ量が過剰であると、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすため、その上限を０．０１％と定めた。Ｎ量の好ましい下限は０．００６％以上であり、より好ましくは０．００７％以上である。またＮ量の好ましい上限は０．００９％以下であり、より好ましくは０．００８％以下である。
【００４３】
本発明の厚鋼板は、上記各成分を必須成分として含有するが、必要に応じてさらに追加の成分を含有していてもよい。例えば、本発明の厚鋼板は、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖなどの第１の追加成分を、下記に示す範囲で含有していてもよい。なお任意成分であるため、下限値は０％に設定しているが、積極添加する場合には下限値は０％超になる。またこれらＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖなどは、単独で添加してもよく、２種以上を組み合わせて添加してもよい。
【００４４】
［Ｃｕ：２．０％以下（０％を含む）］
Ｃｕは、焼入れ性を高めて強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。またＣと同様にδ域の温度範囲を縮小させて、Ｔｉ系炭窒化物を微細化する効果を有すると考えられる。このような効果を充分に発揮させるために、Ｃｕ量は、好ましくは０．２％以上、より好ましくは０．３％以上、特に０．４％以上であることが推奨される。しかしＣｕ量が過剰であると、伸び及びＨＡＺ靭性が低下する傾向があるため、その上限を２．０％と定めた。Ｃｕ量は好ましくは１．０％以下である。
【００４５】
［Ｎｉ：２．０％以下（０％を含む）］
Ｎｉも、Ｃｕと同様に、焼入れ性を高めて強度向上に寄与し、δ域の温度範囲を縮小させるために有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。このような効果を充分に発揮させるために、Ｎｉ量は、好ましくは０．２％以上、より好ましくは０．３％以上、特に０．４％以上であることが推奨される。しかしＮｉ量が過剰であると、伸び及びＨＡＺ靭性が低下する傾向があるため、その上限を２．０％と定めた。Ｎｉ量は好ましくは１．０％以下である。
【００４６】
［Ｃｒ：１％以下（０％を含む）］
Ｃｒも、Ｃｕと同様に、焼入れ性を高めて強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。このような効果を充分に発揮させるために、Ｃｒ量は、好ましくは０．２％以上、より好ましくは０．４％以上であることが推奨される。しかしＣｒ量が過剰であると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下するので、その上限を１％と定めた。Ｃｒ量の好ましい上限は０．８％である。
【００４７】
［Ｍｏ：０．５％以下（０％を含む）］
Ｍｏは、焼入れ性を高めて強度を向上させることに加えて、焼戻し脆性を防止するために有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。このような効果を充分に発揮させるために、Ｍｏ量は、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上であることが推奨される。しかしＭｏ量が過剰であると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、その上限を０．５％以下と定めた。Ｍｏ量は、好ましくは０．３％以下である。
【００４８】
［Ｖ：０．１％以下（０％を含む）］
Ｖは、少量の添加により、焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める効果を有する元素であり、必要に応じて添加することができる。このような効果を充分に発揮させるために、Ｖ量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上であることが推奨される。しかしＶ量が過剰であると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、その上限を０．１％と定めた。Ｖ量は、好ましくは０．０５％以下である。
【００４９】
本発明の厚鋼板では、さらに必要に応じて第２の追加の成分を含有していてもよい。第２の追加の成分を添加する場合、それらの組み合わせ及び添加量は、以下の通りである。
（イ）Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、及びＲＥＭ：０．０１％以下（０％を含まない）から選択される少なくとも１種、
（ロ）Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）及び／又はＨｆ：０．０５％以下（０％を含まない）、
（ハ）Ｃｏ：２．５％以下（０％を含まない）及び／又はＷ：２．５％以下（０％を含まない）。
【００５０】
なお前記（イ）、（ロ）、（ハ）は、いずれか一つを実施してもよく、二つ以上を組み合わせて実施してもよい。以下、（イ）、（ロ）、（ハ）の詳細を説明する。
【００５１】
（イ）Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、及びＲＥＭ：０．０１％以下から選択される少なくとも一種について
Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭ（希土類元素）は、ＨＡＺ靭性を向上させる効果を有する元素である。詳しくは、Ｃａ及びＲＥＭは、ＭｎＳの球状化効果、言い換えれば介在物の形態制御による異方性の低減作用があり、ＨＡＺ靭性を向上させる。一方、Ｍｇは、ＭｇＯを形成し、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制することによってＨＡＺ靭性を向上させる。このような効果を充分に発揮させるために鋼板中に、Ｃａは０．０００５％以上、Ｍｇは０．０００１％以上、ＲＥＭは０．０００５％以上含有させることが好ましい。しかしこれらの量が過剰であると、かえって母材靭性およびＨＡＺ靭性を劣化させるので、Ｃａは０．００５％以下、Ｍｇは０．００５％以下、ＲＥＭは０．０１％以下と定めた。好ましくはＣａが０．００３％以下、Ｍｇが０．００３５％以下、ＲＥＭが０．００７％以下である。
【００５２】
（ロ）Ｚｒ：０．１％以下および／又はＨｆ：０．０５％以下について
Ｚｒ及びＨｆは、Ｔｉと同様に窒化物を形成し、溶接時におけるＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制するので、ＨＡＺ靭性の改善に有効な元素である。このような効果を充分に発揮させるため、Ｚｒ量は、好ましくは０．００１％以上、Ｈｆ量は、好ましくは０．０００５％以上であることが推奨される。しかしこれらの量が過剰であると、かえって母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下させるので、これらを含有させる場合、Ｚｒ量の上限を０．１％、Ｈｆ量の上限を０．０５％と定めた。
【００５３】
（ハ）Ｃｏ：２．５％以下および／又はＷ：２．５％以下について
Ｃｏ及びＷは、焼入れ性を向上させ、鋼板の強度を高める効果を有する元素である。このような効果を充分に発揮させるため、これらの１つ又は両方を、それぞれ０．１％以上で含有させることが好ましい。しかしこれらの量が過剰であると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、これらの量の上限を、それぞれ２．５％と定めた。
【００５４】
本発明の厚鋼板では、残部は、Ｆｅ及び不可避不純物であってもよい。
【００５５】
本発明の厚鋼板を製造する為には、概略、上記化学成分量、［Ｔｉ］／［Ｎ］及びＸ値の要件を満たす鋼を、通常の溶製法によって溶製し、この溶鋼を冷却してスラブとする。そして加熱及び熱間圧延した後、所定の方法で焼入れする必要がある。なお焼入れした鋼板は、必要により、焼戻ししてもよい。
【００５６】
まず溶鋼の冷却について詳述すると、本発明の厚鋼板は、Ｘ値を制御してδ域の温度範囲を狭くしているので、溶鋼を通常の条件で冷却（例えば１５００℃から１１００℃までを０．１〜２．０℃／秒の冷却速度で冷却）してスラブを形成しても、Ｔｉ系炭窒化物を十分に小さくできる。但し、より微細な炭窒化物を形成させるために、鋳造機の冷却水量や冷却方法を変更して、凝固時の冷却速度を向上させることが好ましい。
【００５７】
次に熱間圧延の加熱温度及び仕上げ温度は、通常の範囲から選択できる。加熱温度は、例えば、９００〜１３００℃程度（好ましくは９５０〜１２５０℃程度）の範囲から設定でき、仕上げ温度は、例えば、７５０〜９５０℃程度（好ましくは７５０〜９００℃程度）の範囲から設定できる。
【００５８】
そして本発明の製造工程で最も重要なのは、熱間圧延後の焼入れ方法である。この焼入れは、島状マルテンサイトの粗大化を防止しつつ、残留オーステナイトを増加させるために実施する。焼入れ方法は、大きく２種類（焼入れ法Ａ、焼入れ法Ｂ）に分けられる。焼入れ法Ａは、熱間圧延した鋼板を、直接、又はオフラインなどで再加熱した後、第１の焼入れを行い、再び加熱して第２の焼入れを行い、焼戻しする方法である。焼入れ法Ｂは、熱間圧延した鋼板を、直接、又はオフラインなどで再加熱した後、途中まで加速冷却（第１の加速冷却という）し、一旦冷却を緩めた後、再度加速冷却（第２の加速冷却という）する方法である。焼入れ法Ａ及び焼入れ法Ｂの詳細条件は、以下の通りである。
【００５９】
（Ａ）焼入れ法Ａ
焼入れ法Ａにおける第１の焼入れでは、冷却開始温度は、７５０℃以上、好ましくは８００℃以上、さらに好ましくは８５０℃以上である。冷却開始温度が低すぎると、焼きが十分に入らない。第１の焼入れの冷却停止温度は、通常の焼入れと同様であり、例えば、２００℃以下である。
【００６０】
第２の焼入れにおける冷却開始温度は、８５０℃以下（好ましくは８００℃以下、さらに好ましくは７５０℃以下）であって、フェライト−オーステナイトの２相になる温度以上（例えば、７００℃以上）である。冷却開始温度が高すぎると、残留オーステナイトが粗大化する。一方、冷却開始温度が低すぎると、２相域からの焼入れにならず、残留オーステナイトが不足し、強度−伸びバランスが劣化する。第２の焼入れの冷却停止温度は、例えば、２００℃以下である。
【００６１】
第１の焼入れ及び第２の焼入れいずれにおいても、冷却速度は通常の焼入れと同様であり、例えば、１℃／秒以上、好ましくは３℃／秒以上、さらに好ましくは５℃／秒以上である。
【００６２】
この焼入れ法Ａでは、第２の焼入れの再加熱温度も重要である。再加熱温度は、例えば、７００〜９００℃程度、好ましくは７２０〜８５０℃程度である。再加熱温度が低すぎると、冷却開始温度が低くなり過ぎる。また再加熱温度が高すぎると、冷却開始までに時間がかかり過ぎ、残留オーステナイトが不足し、かつ島状マルテンサイト（ＭＡ）が粗大化する。保持時間については、１５分以上とする。
【００６３】
焼戻し条件は、通常の範囲で設定でき、例えば、４００〜６００℃で１０〜３０分間保持してから冷却する。
【００６４】
（Ｂ）焼入れ法Ｂ
焼入れ法Ｂにおける第１の加速冷却では、冷却開始温度は、９００℃以下（好ましくは８５０℃以下、さらに好ましくは８００℃以下）、７００℃以上（好ましくは７５０℃以上、さらに好ましくは８００℃以上）である。第１の加速冷却における冷却停止温度は、７５０℃以下（好ましくは７００℃以下、さらに好ましくは６５０℃以下）、５５０℃以上（好ましくは６００℃以上）である。冷却停止温度が高すぎると、残留オーステナイトが不足する一方で、島状マルテンサイト（ＭＡ）が粗大化する。一方、冷却停止温度が低すぎると、残留オーステナイトが不足する。
【００６５】
なお第１の加速冷却の冷却速度は、通常の焼入れの冷却速度と同等であり、例えば、１℃／秒以上、好ましくは３℃／秒以上、さらに好ましくは５℃／秒以上である。冷却速度が遅すぎると、実質的に第１の加速冷却を行わなかったことになり、未変態オーステナイトへのＣ濃化が多くなりすぎ、パーライトやセメンタイトに変態してしまうため、残留オーステナイトが不足する。
【００６６】
第１の加速冷却終了後、第２の加速冷却開始までの間は、等温保持してもよく、緩やかに冷却（例えば、冷却速度１℃／秒未満（空冷など））してもよい。第１の加速冷却終了後、第２の加速冷却開始までの時間（以下、インターバルという）は、例えば、２０〜１３０秒程度、好ましくは３０〜１００秒程度、さらに好ましくは４０〜８０秒程度である。インターバルが短すぎると、フェライトが少なすぎて未変態オーステナイトへのＣ濃化が十分でなく、残留オーステナイトが不足する。また逆にインターバルが長すぎると、未変態オーステナイトへのＣ濃化が多くなりすぎ、パーライトやセメンタイトに変態してしまうため、残留オーステナイトが不足する。
【００６７】
第２の加速冷却の開始温度は、７００℃以下（好ましくは６５０℃以下、さらにこのましくは６３０℃以下）、５５０℃以上（好ましくは６００℃℃以上、さらに好ましくは６２０℃以上）である。また第２の加速冷却における冷却停止温度は、４００℃以下、好ましくは３００℃以下、さらに好ましくは２００℃以下である。冷却停止温度が高すぎると、実質的に第２の加速冷却を行わなかったことになり、残留オーステナイトが不足する。
第２の加速冷却の冷却速度は、第１の加速冷却と同様である。
なお焼入れ法Ｂでは、第２の加速冷却終了後、焼戻ししてもよい。焼戻し条件は、焼入れ法Ａと同様である。
【００６８】
本発明の厚鋼板は、ＪＩＳの厚鋼板の定義に従い、板厚が３．０ｍｍ以上であるが、好ましくは１０ｋＪ／ｍｍ以上の入熱（特に超大入熱）の溶接が求められるような厚さを有する。１０ｋＪ／ｍｍ以上の入熱（特に超大入熱）が求められる板厚は、例えば、２０ｍｍ以上、さらに好ましくは４０ｍｍ以上、特に６０ｍｍ以上である。本発明によれば、超大入熱溶接しても良好なＨＡＺ靭性を示すため、板厚を厚くしても、ＨＡＺ靭性を低下することなく溶接できる。
【実施例】
【００６９】
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、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００７０】
実験Ｎｏ．１〜６０
表１〜３に示す組成の鋼を、通常の溶製法によって溶製し、この溶鋼を冷却（１５００℃から１１００℃までの冷却速度：０．１〜２．０℃／秒）し、スラブを得た（スラブ厚＝２７０ｍｍ）。このスラブを表４〜５に示す製造方法で熱間圧延及び焼入れすることによって、厚さ６０ｍｍの鋼板を得た。なお表４は焼入れ法Ａの条件を示すものであり、表５は焼入れ法Ｂの条件を示すものである。
【００７１】
鋼板の化学成分組成から計算した［Ｔｉ］／［Ｎ］及びＸ値、並びにＴｈｅｒｍｏ−ｃａｌｃから計算したδ域の温度範囲の値（表中で「δ域」と記載）を、表１〜３に示す。
【００７２】
また上記のようにして製造した鋼板について、前述した要領で、残留オーステナイトの体積率、島状マルテンサイト（ＭＡ）の円相当径、並びにＴｉ系炭窒化物の平均粒径（円相当径）を調べた。また下記要領で、鋼板の引張強さ、全伸び、靭性（ｖＥ-60）、及びＨＡＺ靭性を測定した。これらの結果を表６〜７に示す。
【００７３】
［引張強さ、全伸び］
深さｔ／４の位置（ｔ＝板厚）で、試験片の長手方向が鋼板の板幅方向（Ｃ方向）となる様にＪＩＳ４号試験片を採取し、引張試験を行うことにより、引張強さ、及び全伸びを測定した。引張強さが４９０ＭＰａ以上、全伸びが３０％以上、強度−伸びバランス（強度と伸びの績）が２００００ＭＰａ％以上のものを合格とした。
【００７４】
［母材靭性］
深さｔ／４の位置（ｔ＝板厚）で、試験片の長手方向が鋼板の圧延方向（Ｌ方向）となる様に、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に規定するＶノッチ標準試験片を採取し、−６０℃でシャルピー衝撃試験（衝撃刃半径２ｍｍ）を行い、吸収エネルギー（ｖＥ-60）を測定した。ｖＥ-60が１００Ｊ以上のものを合格とした。
【００７５】
［ＨＡＺ靭性］
板厚６０ｍｍの鋼板に対して入熱４０ｋＪ／ｍｍでエレクトロガスアーク溶接を行った。図１に示すｔ／２部（ｔ＝板厚）から  ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に規定するＶノッチ標準試験片を採取し（ノッチ位置は、ボンドから０．５ｍｍＨＡＺ側）、−４０℃でシャルピー衝撃試験（衝撃刃半径２ｍｍ）を行い、吸収エネルギー（ｖＥ-40）を測定した。吸収エネルギーが２００Ｊ以上のものを合格とした。
【００７６】
【表１】
2008255459.tif 000002
【００７７】
【表２】
2008255459.tif 000003
【００７８】
【表３】
2008255459.tif 000004
【００７９】
【表４】
2008255459.tif 000005
【００８０】
【表５】
2008255459.tif 000006
【００８１】
【表６】
2008255459.tif 000007
【００８２】
【表７】
2008255459.tif 000008
【００８３】
また本発明の成分範囲を満足する実験Ｎｏ．１〜３３の結果に基づき、Ｘ値、Ｔｉ系炭窒化物の平均粒径、ＨＡＺ靭性（ｖＥ-40）、母材靭性の関係を整理した。結果を図２〜４に示す。さらに本発明の成分範囲とＸ値を満足する実験Ｎｏ．１〜３２及びＮｏ．５０〜５７の結果に基づき、残留オーステナイトの体積率と強度−伸びバランスの関係を整理した。結果を図５に示す。
【００８４】
図２〜４から明らかなように、Ｘ値を大きくすることで、Ｔｉ系炭窒化物の平均粒径を小さくでき、ＨＡＺ靭性（ｖＥ-40）と母材靭性（ｖＥ-60）を改善できる。また図５から明らかなように、残留オーステナイトの体積率を大きくすることで、強度−伸びバランスを改善できる。さらに実験Ｎｏ．５８〜６０との対比から明らかなように、島状マルテンサイト（ＭＡ）の円相当径を小さくすることで、母材靭性（ｖＥ-60）の劣化を防止できる（実験Ｎｏ．１〜３２）。
【産業上の利用可能性】
【００８５】
本発明の厚鋼板の引張強度クラスは、例えば、４９０ＭＰａ以上、好ましくは５４０ＭＰａ以上であり、最も好ましい場合には５９０ＭＰａ以上の厚鋼板も提供できる。本発明の厚鋼板は、例えば、海洋構造物などの溶接構造物に適用できる。
【図面の簡単な説明】
【００８６】
【図１】図１はＨＡＺ靭性測定用の試験片の採取位置を示す概略図である。
【図２】図２は実験Ｎｏ．１〜３３の結果に基づき、Ｘ値とＴｉ系炭窒化物の平均粒径との関係を整理したグラフである。
【図３】図３は実験Ｎｏ．１〜３３の結果に基づき、Ｘ値とＨＡＺ靭性（ｖＥ-40）との関係を整理したグラフである。
【図４】図４は実験Ｎｏ．１〜３３の結果に基づき、Ｘ値と母材靭性（ｖＥ-60）との関係を整理したグラフである。
【図５】図５は実験Ｎｏ．１〜３２及びＮｏ．５０〜５７の結果に基づき、残留オーステナイトの体積率と強度−伸びバランスとの関係を整理したグラフである。
【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図１】
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