(57)【要約】【課題】良好な脆性破壊伝播停止特性及び大入熱溶接熱影響部靭性を有する厚手高強度鋼板の製造方法、及び、それによって得られる厚手高強度鋼板を提供する。【解決手段】規定の成分組成を有し、強脱酸元素による脱酸後に残存し弱脱酸元素であるＴｉにより脱酸され得る残存酸素量ＯＴｉ、変態前のオーステナイト素地に固溶する有効Ｂ量：Ｂｅｆ、炭素当量Ｃｅｑが各関係式によって規定される連続鋳造スラブを、連続鋳造後にＡｒ３−２００℃以下まで冷却した後、９５０〜１１００℃に再加熱し、次いで、９００℃以上で累積圧下量が３０％以上である粗圧延を行い、次いで、７００℃以上で累積圧下量が５０％以上である仕上圧延を、仕上圧延開始温度および仕上圧延終了温度が、ともに、式｛−０．５×スラブ加熱温度（℃）＋１３２５｝（℃）で表される温度以下とされた条件で行い、次いで、加速冷却を適用して５００℃以下まで冷却する方法としている。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０７％超０．１２％以下、
Ｓｉ：０．４％以下、
Ｍｎ：１．０〜２％、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．００５％以下、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３％、
Ｍｏ：０．０１〜０．２％、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
Ｎ  ：０．００１〜０．００８％、
Ｏ  ：０．００４％以下
を含有し、強脱酸元素による脱酸後に残存し弱脱酸元素であるＴｉにより脱酸され得る残存酸素量ＯＴｉ（％）を、下記式（１）で表される量としたとき、下記式（２）で表される、変態前のオーステナイト素地に固溶するＢ量｛有効Ｂ量：Ｂｅｆ（％）｝が０．０００３％以上であり、さらに、炭素当量Ｃｅｑ（％）を、下記式（３）で表される量としたとき、炭素当量Ｃｅｑが０．３２〜０．４２％の範囲を満たし、残部が鉄および不可避的不純物からなる連続鋳造スラブを、Ａｒ３（℃）が、下記式（４）で計算されるとき、連続鋳造後にＡｒ３−２００℃以下まで冷却した後、９５０〜１１００℃に再加熱し、次いで、９００℃以上で累積圧下量が３０％以上である粗圧延を行い、次いで、７００℃以上で累積圧下量が５０％以上である仕上圧延を、仕上圧延開始温度および仕上圧延終了温度が、ともに、次式｛−０．５×スラブ加熱温度（℃）＋１３２５｝（℃）で表される温度以下とされた条件で行い、次いで、加速冷却を適用して５００℃以下まで冷却することを特徴とする、脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
ＯＴｉ（％）＝Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ  ・・・（１）
｛但し、式（１）において、不可避的不純物扱いの成分元素も計算に含める｝
Ｂｅｆ（％）＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）｝  ・・・（２）
｛但し、式（２）において、ＯＴｉ≦０のとき、ＯＴｉ＝０とする。また、ＯＴｉ＞０のときは、Ｔｉ−２ＯＴｉ≧０．００５（％）を満たすものとする。さらに、Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）≦０（但し、ＯＴｉ≦０のとき、ＯＴｉ＝０）のときは、Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）＝０とする。｝
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５  ・・・（３）
Ａｒ３（℃）＝（９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ）  ・・・（４）
【請求項２】
前記加速冷却の後、さらに、３５０〜７００℃で５〜６０分の焼戻し熱処理を施すことを特徴とする、請求項１に記載の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
【請求項３】
質量％で、
Ｓ  ：０．０００５〜０．００５％、
Ｏ  ：０．００１〜０．００４％
を含有し、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００３〜０．００４％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００４％
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又は２に記載の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
【請求項４】
さらに、質量％で、
Ｖ：０．０１〜０．１％
を含有することを特徴とする、請求項１〜３の何れか１項に記載の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
【請求項５】
さらに、質量％で、
Ｎｉ：０．０１〜１％、
Ｎｂ：０．００３〜０．０３％、
Ｃｕ：０．０１〜１％、
Ｃｒ：０．０１〜１％
のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１〜４の何れか１項に記載の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
【請求項６】
さらに、質量％で、
ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％、
Ｚｒ：０．０００３〜０．０２％
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１〜５の何れか１項に記載の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
【請求項７】
質量％で、
Ｃ  ：０．０７％超０．１２％以下、
Ｓｉ：０．４％以下、
Ｍｎ：１．０〜２％、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．００５％以下、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３％、
Ｍｏ：０．０１〜０．２％、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
Ｎ  ：０．００１〜０．００８％、
Ｏ  ：０．００４％以下
を含有し、強脱酸元素による脱酸後に残存し弱脱酸元素であるＴｉにより脱酸され得る残存酸素量を、下記式（５）で表される量としたとき、下記式（６）で表される、変態前のオーステナイト素地に固溶するＢ量｛有効Ｂ量：Ｂｅｆ（％）｝が０．０００３％以上であり、さらに、炭素当量Ｃｅｑ（％）を、下記式（７）で表される量としたとき、炭素当量Ｃｅｑが０．３２〜０．４２％の範囲を満たし、残部が鉄および不可避的不純物からなり、板厚が５０〜８０ｍｍであり、降伏強度が３９０〜６００ＭＰａで、引張強度が５１０〜７２０ＭＰａであり、脆性破壊伝播停止特性Ｋｃａが６０００Ｎ／ｍｍ１．５となる温度Ｔｋｃａ＝６０００が−１０℃以下であり、溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接部のＨＡＺ靭性の指標であるシャルピー衝撃吸収エネルギーｖＥ（−２０℃）が４７Ｊ以上であることを特徴とする、脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板。
ＯＴｉ（％）＝Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ  ・・・（５）
｛但し、式（１）において、不可避的不純物扱いの成分元素も計算に含める｝
Ｂｅｆ（％）＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）｝  ・・・（６）
｛但し、式（６）において、ＯＴｉ≦０のとき、ＯＴｉ＝０とする。また、ＯＴｉ＞０のときは、Ｔｉ−２ＯＴｉ≧０．００５（％）を満たすものとする。さらに、Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）≦０（但し、ＯＴｉ≦０のとき、ＯＴｉ＝０）のときは、Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）＝０とする。｝
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５  ・・・（７）
【請求項８】
質量％で、
Ｓ  ：０．０００５〜０．００５％、
Ｏ  ：０．００１〜０．００４％
を含有し、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００３〜０．００４％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００４％
のうちの１種又は２種を含有することを特徴とする、請求項７に記載の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板。
【請求項９】
さらに、質量％で、
Ｖ  ：０．０１〜０．１％
を含有することを特徴とする、請求項７又は８に記載の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板。
【請求項１０】
さらに、質量％で、
Ｎｉ：０．０１〜１％、
Ｎｂ：０．００３〜０．０３％、
Ｃｕ：０．０１〜１％、
Ｃｒ：０．０１〜１％
のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項７〜９の何れか１項に記載の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板。
【請求項１１】
さらに、質量％で、
ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％、
Ｚｒ：０．０００３〜０．０２％
のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項７〜１０の何れか１項に記載の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部（Ｈｅａｔ  Ａｆｆｅｃｔｅｄ  Ｚｏｎｅ：以下、ＨＡＺと称することがある）靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法、及び、脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板に関する。本発明に係る厚手高強度鋼板は、大型コンテナ船等の船舶向けとして主に使用されるが、建築、橋梁、タンク及び海洋構造物等、その他の溶接構造物に使用することも可能である。
【背景技術】
【０００２】
船舶に代表される溶接構造物の近年のニーズとして、構造物の大型化、破壊に対する高い安全性、建造における溶接の高能率化、素材である鋼材の経済性等が挙げられる。このような動向を受け、溶接構造物に使用される鋼板に対して、（１）大きな板厚での高い強度、（２）良好な脆性破壊伝播停止特性、（３）良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性、（４）低い製造コスト等のニーズが高まりつつある。具体的には、大型船舶に用いられる鋼板に対して、（１）板厚５０〜８０ｍｍの厚手鋼板（以下、厚手材と称することがある）での降伏強度３９０〜４６０ＭＰａ級、かつ引張強度５１０〜５７０ＭＰａ級の確保、（２）脆性破壊伝播停止特性Ｋｃａが６０００Ｎ／ｍｍ１．５となる温度Ｔｋｃａ＝６０００（以下、アレスト性指標Ｔｋｃａ＝６０００と称することがある）≦−１０℃の確保、（３）溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍ以上の溶接部のＨＡＺ靭性（シャルピー衝撃吸収エネルギー）ｖＥ（−２０℃）≧４７Ｊの確保、（４）高価合金元素の低減（Ｎｉ量：１％以下等）を同時に満たすことが要求される。
【０００３】
特許文献１は船舶向け厚手高強度鋼板に関する技術の一例であり、この特許文献１には、板厚５０〜８０ｍｍを有しつつ、上記（１）、（３）及び（４）のニーズを部分的に満足できる技術が開示されている。しかしながら、特許文献１に記載の厚手高強度鋼板は、その実施例の記載からわかるように、上記（２）のニーズを満足できるような技術は示されていない。
【０００４】
また、非特許文献１には、板厚が６５ｍｍと厚手の鋼板では、小型試験片によるシャルピー衝撃吸収エネルギーが、ｖＥ（−４０℃）＝１７０Ｊと十分に高くても、大型破壊試験で確認される脆性破壊伝播停止特性はＴｋｃａ＝６０００＝１８℃と不十分であることが示されている（同文献Ｆｉｇ．７参照）。これは、厚手鋼板では、小型試験片によるシャルピー衝撃吸収エネルギーｖＥ（−４０℃）を目安にして大型破壊試験で確認される脆性破壊伝播停止特性Ｔｋｃａ＝６０００≦−１０℃を保証することは困難であることを示している。すなわち、大型船舶向けの厚手高強度鋼板に要求される脆性破壊伝播停止特性を小型試験片によるシャルピー衝撃特性と関連付けて判定することは、従来の技術では困難であり、ＥＳＳＯ試験（ＷＥＳ  ３００３準拠）に代表される全厚試験体の大型破壊試験を用いた方法でなければ、正確に評価することができなかった。
【０００５】
従来から、脆性破壊伝播停止特性は板厚に依存性し、板厚が大きくなるほど当該特性が劣化することが知られていた。しかしながら、本発明が対象とするような５０ｍｍ以上の厚手材については、この板厚効果に関する実験データは皆無であり、厚手化に起因して脆性破壊伝播停止特性がどれくらい劣化するのかが不明であった。
【０００６】
ところで、ＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ  Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ  Ｃｏｎｔｒｏｌ  Ｐｒｏｃｅｓｓ）によって製造される厚手鋼板では、従来からボロン（Ｂ）添加による高強度化が図られてきた。Ｂの添加による効果としては、圧延後の加速冷却においてオーステナイト粒界（γ粒界）に偏析した固溶Ｂが、変態時の焼入性を高めることが挙げられ、特許文献１では、ＢにＮｂを複合添加することによって高強度化を図っている。特許文献１の実施例に示されているように、この場合の圧延終了温度は９３０〜１０００℃と高めであることが特徴であり、再結晶オーステナイト（再結晶γ）から加速冷却することを必須条件として、ＮｂとＢの複合効果を発揮させて高い焼入性を引き出すことにより、強度を高めている。一方、特許文献１では、圧延終了温度を９３０℃よりも低い未再結晶域として低温圧延を行った場合、靭性は満足するものの強度特性は満足できず、Ｎｂ−Ｂ複合効果による高強度化が難しいことも示されている。
【特許文献１】特許第３５９９５５６号公報
【非特許文献１】日本船舶海洋工学講演会論文集、２００６Ａ−Ｇ４−１０
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明者等は、特許文献１に記載の発明に比べて靭性を重視した、低温圧延（圧延終了温度：８００〜９００℃）の場合に、Ｎｂに代わって微量ＭｏをＢと複合させることで厚手鋼板を高強度化することのできる発明について、既に、特願２００５−２３０５９５号の特許出願（特開２００７−４６０９６号公報：以下、発明者先願と称する）において示している。しかしながら、この発明者先願においてもＴｋｃａ＝６０００≦−１０℃が満足できることは確認していない。
【０００８】
一般に、母材やＨＡＺの靭性を高める希少な元素としてＮｉが知られており、上記（２）や（３）の観点からＮｉの有効利用が考えられる。しかしながら、Ｎｉは非常に高価な元素であり、その価格は近年著しく上昇している。また、Ｎｉを添加した鋼は表面疵が生じやすいため、その手入工程が発生するという問題がある。従って、Ｎｉ添加に関して、上記（４）のニーズと上記（２）及び（３）のニーズとの間で、その利害が対立する。また、上記（１）の観点から合金添加量を増加すると、炭素当量（Ｃｅｑ）が高まって大入熱溶接の場合のＨＡＺが硬化して脆化するので、上記（１）のニーズと上記（３）のニーズとの間で利害が対立する。さらに、上記（２）の観点からＴＭＣＰにおける変態前オーステナイト組織の微細化を追求すると、焼入性が低下して強度が減少するので、上記（１）のニーズと上記（２）のニーズとの間で利害が対立する。このため、上述のような互いに利害が対立する上記（１）〜（４）の四つのニーズを同時に満足する鋼板の開発が強く求められていた。
【０００９】
本発明は上記問題に鑑みてなされたものであり、（１）板厚５０〜８０ｍｍ、降伏強度３９０〜６００ＭＰａ、かつ引張強度５１０〜７２０ＭＰａの厚手高強度で、（２）アレスト性指標Ｔｋｃａ＝６０００≦−１０℃の良好な脆性破壊伝播停止特性を有し、（３）溶接入熱量≧２０ｋＪ／ｍｍでもｖＥ（−２０℃）≧４７Ｊとなる良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性を有し、（４）高価合金元素の低減（Ｎｉ≦１％等）等による低い製造コストを実現できる、脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法、及び脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度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】
【００１０】
上記問題を解決するための本発明の要旨は以下のとおりである。
［１］  質量％で、Ｃ  ：０．０７％超０．１２％以下、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：１．０〜２％、Ｐ  ：０．０１５％以下、Ｓ  ：０．００５％以下、Ｂ  ：０．０００３〜０．００３％、Ｍｏ：０．０１〜０．２％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ  ：０．００１〜０．００８％、Ｏ  ：０．００４％以下を含有し、強脱酸元素による脱酸後に残存し弱脱酸元素であるＴｉにより脱酸され得る残存酸素量ＯＴｉ（％）を、下記式（１）で表される量としたとき、下記式（２）で表される、変態前のオーステナイト素地に固溶するＢ量｛有効Ｂ量：Ｂｅｆ（％）｝が０．０００３％以上であり、さらに、炭素当量Ｃｅｑ（％）を、下記式（３）で表される量としたとき、炭素当量Ｃｅｑが０．３２〜０．４２％の範囲を満たし、残部が鉄および不可避的不純物からなる連続鋳造スラブを、Ａｒ３（℃）が、下記式（４）で計算されるとき、連続鋳造後にＡｒ３−２００℃以下まで冷却した後、９５０〜１１００℃に再加熱し、次いで、９００℃以上で累積圧下量が３０％以上である粗圧延を行い、次いで、７００℃以上で累積圧下量が５０％以上である仕上圧延を、仕上圧延開始温度および仕上圧延終了温度が、ともに、次式｛−０．５×スラブ加熱温度（℃）＋１３２５｝（℃）で表される温度以下とされた条件で行い、次いで、加速冷却を適用して５００℃以下まで冷却することを特徴とする、脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
ＯＴｉ（％）＝Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ  ・・・（１）
｛但し、式（１）において、不可避的不純物扱いの成分元素も計算に含める｝
Ｂｅｆ（％）＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）｝  ・・・（２）
｛但し、式（２）において、ＯＴｉ≦０のとき、ＯＴｉ＝０とする。また、ＯＴｉ＞０のときは、Ｔｉ−２ＯＴｉ≧０．００５（％）を満たすものとする。さらに、Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）≦０（但し、ＯＴｉ≦０のとき、ＯＴｉ＝０）のときは、Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）＝０とする。｝
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５  ・・・（３）
Ａｒ３（℃）＝（９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ）  ・・・（４）
【００１１】
［２］  前記加速冷却の後、さらに、３５０〜７００℃で５〜６０分の焼戻し熱処理を施すことを特徴とする、上記［１］に記載の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
［３］  質量％で、Ｓ  ：０．０００５〜０．００５％、Ｏ  ：０．００１〜０．００４％
を含有し、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００３〜０．００４％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００４％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］又は［２］に記載の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
［４］  さらに、質量％で、Ｖ：０．０１〜０．１％を含有することを特徴とする、上記［１］〜［３］の何れか１項に記載の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
［５］  さらに、質量％で、Ｎｉ：０．０１〜１％、Ｎｂ：０．００３〜０．０３％、Ｃｕ：０．０１〜１％、Ｃｒ：０．０１〜１％のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記［１］〜［４］の何れか１項に記載の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
［６］  さらに、質量％で、ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０２％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］〜［５］の何れか１項に記載の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
【００１２】
［７］  質量％で、Ｃ  ：０．０７％超０．１２％以下、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：１．０〜２％、Ｐ  ：０．０１５％以下、Ｓ  ：０．００５％以下、Ｂ  ：０．０００３〜０．００３％、Ｍｏ：０．０１〜０．２％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ  ：０．００１〜０．００８％、Ｏ  ：０．００４％以下を含有し、強脱酸元素による脱酸後に残存し弱脱酸元素であるＴｉにより脱酸され得る残存酸素量を、下記式（５）で表される量としたとき、下記式（６）で表される、変態前のオーステナイト素地に固溶するＢ量｛有効Ｂ量：Ｂｅｆ（％）｝が０．０００３％以上であり、さらに、炭素当量Ｃｅｑ（％）を、下記式（７）で表される量としたとき、炭素当量Ｃｅｑが０．３２〜０．４２％の範囲を満たし、残部が鉄および不可避的不純物からなり、板厚が５０〜８０ｍｍであり、降伏強度が３９０〜６００ＭＰａで、引張強度が５１０〜７２０ＭＰａであり、脆性破壊伝播停止特性Ｋｃａが６０００Ｎ／ｍｍ１．５となる温度Ｔｋｃａ＝６０００が−１０℃以下であり、溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接部のＨＡＺ靭性の指標であるシャルピー衝撃吸収エネルギーｖＥ（−２０℃）が４７Ｊ以上であることを特徴とする、脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板。
ＯＴｉ（％）＝Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ  ・・・（５）
｛但し、式（１）において、不可避的不純物扱いの成分元素も計算に含める｝
Ｂｅｆ（％）＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）｝  ・・・（６）
｛但し、式（６）において、ＯＴｉ≦０のとき、ＯＴｉ＝０とする。また、ＯＴｉ＞０のときは、Ｔｉ−２ＯＴｉ≧０．００５（％）を満たすものとする。さらに、Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）≦０（但し、ＯＴｉ≦０のとき、ＯＴｉ＝０）のときは、Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）＝０とする。｝
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５  ・・・（７）
【００１３】
［８］  質量％で、Ｓ  ：０．０００５〜０．００５％、Ｏ  ：０．００１〜０．００４％を含有し、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００３〜０．００４％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００４％のうちの１種又は２種を含有することを特徴とする、上記［７］に記載の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板。
［９］  さらに、質量％で、Ｖ  ：０．０１〜０．１％を含有することを特徴とする、上記［７］又は［８］に記載の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板。
［１０］  さらに、質量％で、Ｎｉ：０．０１〜１％、Ｎｂ：０．００３〜０．０３％、Ｃｕ：０．０１〜１％、Ｃｒ：０．０１〜１％のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記［７］〜［９］の何れか１項に記載の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板。
［１１］  さらに、質量％で、ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０２％のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記［７］〜［１０］の何れか１項に記載の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板。
【発明の効果】
【００１４】
本発明の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法、及び脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板によれば、（１）板厚５０〜８０ｍｍ、降伏強度３９０〜６００ＭＰａ、かつ引張強度５１０〜７２０ＭＰａの厚手高強度で、（２）アレスト性指標Ｔｋｃａ＝６０００≦−１０℃の良好な脆性破壊伝播停止特性を有し、（３）溶接入熱量≧２０ｋＪ／ｍｍでもｖＥ（−２０℃）≧４７Ｊとなる良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性を有し、（４）高価合金元素の低減（Ｎｉ≦１％等）等による低い製造コストを実現できる。このような本発明による厚手高強度鋼板が大型船舶をはじめとする各種の溶接構造物に使用されることで、溶接構造物の大型化、破壊に対する高い安全性、建造における溶接の高能率化、素材である鋼材の経済性等々が同時に満たされことから、その産業上の効果は計り知れない。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
以下、本発明の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法、及び脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の実施の形態について説明する。なお、この実施形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。
【００１６】
船舶等の溶接構造物に使用される鋼板においては、（１）大きな板厚での高い強度、（２）良好な脆性破壊伝播停止特性、（３）良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性、（４）低い製造コスト等のニーズが高まっている。このようなニーズに対し、本発明に係る脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０７％超０．１２％以下、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：１．０〜２％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｍｏ：０．０１〜０．２％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ：０．００１〜０．００８％、Ｏ：０．００１〜０．００４％を含有し、さらに、必要に応じて、Ｃａ：０．０００３〜０．００４％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００４％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｎｉ：０．０１〜１％、Ｎｂ：０．００３〜０．０３％、Ｃｕ：０．０１〜１％、Ｃｒ：０．０１〜１％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０２％のうちの１種または２種以上を含有し、強脱酸元素による脱酸後に残存し弱脱酸元素であるＴｉにより脱酸され得る残存酸素量ＯＴｉ（％）を、下記式（１）で表される量としたとき、下記式（２）で表される、変態前のオーステナイト素地に固溶するＢ量｛有効Ｂ量：Ｂｅｆ（％）｝が０．０００３％以上であり、さらに、炭素当量Ｃｅｑ（％）を、下記式（３）で表される量としたとき、炭素当量Ｃｅｑが０．３２〜０．４２％の範囲を満たし、残部が鉄および不可避的不純物からなる連続鋳造スラブを、Ａｒ３（℃）が、下記式（４）で計算されるとき、連続鋳造後にＡｒ３−２００℃以下まで冷却した後、９５０〜１１００℃に再加熱し、次いで、９００℃以上で累積圧下量が３０％以上である粗圧延を行い、次いで、７００℃以上で累積圧下量が５０％以上である仕上圧延を、仕上圧延開始温度および仕上圧延終了温度が、ともに、次式｛−０．５×スラブ加熱温度（℃）＋１３２５｝（℃）で表される温度以下とされた条件で行い、次いで、加速冷却を適用して５００℃以下まで冷却する方法としている。
ＯＴｉ（％）＝Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ  ・・・（１）
｛但し、式（１）において、不可避的不純物扱いの成分元素も計算に含める｝
Ｂｅｆ（％）＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）｝  ・・・（２）
｛但し、式（２）において、ＯＴｉ≦０のとき、ＯＴｉ＝０とする。また、ＯＴｉ＞０のときは、Ｔｉ−２ＯＴｉ≧０．００５（％）を満たすものとする。さらに、Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）≦０（但し、ＯＴｉ≦０のとき、ＯＴｉ＝０）のときは、Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）＝０とする。｝
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５  ・・・（３）
Ａｒ３（℃）＝（９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ）  ・・・（４）
【００１７】
本発明は、ＴＭＣＰ型のＢ添加厚手鋼板において、強度、脆性破壊伝播停止特性、大入熱溶接ＨＡＺ靭性、及び低い製造コスト等を同時に満足する技術である。本発明者等は、上述したように、発明者先願（特願２００５−２３０５９５号：特開２００７−４６０９６号公報）において、脆性破壊伝播停止特性を除く他の要求特性を概ね満足する技術を既に開示しているが、本発明では、脆性破壊伝播停止特性を満足するように、発明者先願の技術を改良することを目指した。本発明者等が鋭意検討を進める中で、発明者先願が具備する下記２項目の特性を緩和しない限り、現段階では脆性破壊伝播停止特性と強度を両立することは難しいことが判明した。まず、発明者先願では、高い圧延能率（圧延終了温度≧８００℃）を満足しているが、本発明ではこの限りとしない。また、発明者先願では、大入熱溶接ＨＡＺ靭性の保証温度が−４０℃であったが、本発明ではこれを−２０℃に緩和する方法としている。
【００１８】
まず、本発明における最大の技術課題である脆性破壊伝播停止特性を満足するため、発明者先願をベースに、厚手鋼板の結晶粒径を極限まで微細化するＴＭＣＰ条件を検討した。ここで、脆性破壊が結晶学的に同一の結晶面（へき開面：体心立方構造の鉄では{１００}面に対応）で生じる最小単位は破面単位と呼ばれ、この破面単位に対応するサイズの金属組織単位を本発明では「結晶粒径」と呼ぶこととする。ＴＭＣＰにおける低温加熱と低温圧延を徹底して変態前オーステナイトの微細化を限界まで追求すれば、板厚が５０〜８０ｍｍである厚手鋼板であっても結晶粒径が充分に微細化し、脆性破壊伝播停止特性が目標を満足できることが明らかとなった。その条件は、Ａｒ３（℃）が次式（９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ）で計算されるとき、連続鋳造スラブを｛Ａｒ３（℃）−２００（℃）｝以下の温度まで冷却した後に１１００℃以下に低温加熱し、次いで、９００℃以上で累積圧下量が３０％以上である粗圧延を行い、次いで、７００℃以上で累積圧下量が５０％以上である仕上圧延を、仕上圧延開始温度（℃）及び仕上圧延終了温度（℃）が、ともに、次式｛−０．５×スラブ加熱温度（℃）＋１３２５｝（℃）で表される温度以下とされた条件で行い、次いで、加速冷却を適用して５００℃以下まで冷却することである。
【００１９】
低温加熱、低温圧延のＴＭＣＰの第一の条件として、連続鋳造後のスラブをＡｒ３−２００℃以下に冷却してγ（オーステナイト）→α（フェライト）変態させ、その後に１１００℃以下に低温加熱することでα→γ変態させる理由は、加熱時のγを徹底的に整細粒化するためである。スラブを、｛Ａｒ３（℃）−２００（℃）｝を超える高温から再加熱すると、スラブ内部でγ→α変態が未完了のうちに再加熱されて鋳造時の粗大γが残存してしまう。この際、スラブの冷却速度は極めて小さいので、Ｂの焼入性は実質的に無視できるほど小さく、上記式（４）を、スラブのＡｒ３の目安として使って実用上問題ない。スラブの再加熱温度が１１００℃を超えるような高温加熱だと、ＴｉＮのオストワルド成長が始まるため、ピン止め効果が低減して整細粒γを安定的に確保することが難しくなる。加熱時のγを徹底的に整細粒化できなければ、現実的なスラブ厚みの制約下（通常は２００〜３００ｍｍ）において、圧延条件をどれだけ工夫したとしても、板厚が５０〜８０ｍｍである鋼板の変態前γを十分に微細化することは困難である。
【００２０】
低温加熱、低温圧延のＴＭＣＰの第二の条件として、９００℃以上で累積圧下量が３０％以上である粗圧延を行う理由は、再結晶域圧延によって加熱時よりもさらに整細粒なγを得るためである。粗圧延が９００℃未満であったり、また、累積圧下量が３０％未満であると、再結晶が不十分となって歪誘起粒成長が起こり、加熱時の初期γよりもむしろ粗大になる恐れがある。
【００２１】
低温加熱、低温圧延のＴＭＣＰの第三の条件として、７００℃以上で累積圧下量が５０％以上である仕上圧延を、仕上圧延開始温度（℃）及び仕上圧延終了温度（℃）を、ともに、次式｛−０．５×スラブ加熱温度（℃）＋１３２５｝（℃）で表される温度以下とされた条件で行う理由は、粗圧延で十分に整細粒化した再結晶粒を未再結晶域圧延することで、γ粒を延伸化させて粒界の面積を増やすとともに粒界を活性化させ、さらにγ粒内に変形帯を導入し、変態前γにおける核生成サイト密度と核生成頻度を限界まで高めるためである。仕上圧延の累積圧下量が５０％未満であったり、また、次式｛−０．５×スラブ加熱温度（℃）＋１３２５｝（℃）で表される温度以下の条件を満たさない場合は、変態前γの微細化が不十分となる。上記式｛−０．５×スラブ加熱温度（℃）＋１３２５｝（℃）で表される温度以下の条件の金属学的な意味としては、加熱温度が高く初期γが粗大であるほど、仕上圧延をより低温で行って未再結晶域圧延を強化する必要があることを示している。例えば、加熱温度が１１００℃なら仕上圧延を７７５℃以下で行う必要があり、１０００℃加熱なら８２５℃以下で行う必要がある。このように、加熱温度に連動させて仕上圧延温度を規制する極めて厳格なＴＭＣＰ条件を適用しないと、厚手鋼板で良好な脆性破壊伝播停止特性を安定して確保することはできない。７００℃よりも低温域で仕上圧延を行うと、圧延中あるいは加速冷却までの待機時間中に鋼板の表層側が変態を開始してしまい、表層部組織が軟化すると同時に粗大化してしまい、強度と脆性破壊伝播停止特性が劣化する。
【００２２】
低温加熱、低温圧延のＴＭＣＰの第四の条件として、加速冷却を適用して５００℃以下まで冷却する理由は、上述のごとく加熱、圧延条件を徹底して変態前γを限界まで微細化しても、その後の冷却が空冷であるとγ→α変態時の過冷度が小さく、結晶粒径が十分に微細化できないからである。また、加速冷却を５００℃よりも高温で停止すると、板厚表層に比べて温度の高い板厚内部では、変態の途中で加速冷却が終了して空冷になるため、板厚内部の結晶粒径が十分に微細化できない。
【００２３】
以上が、結晶粒径を十分に微細化して脆性破壊伝播停止特性を満足するためのＴＭＣＰ条件であり、このことによって上記（２）のニーズを満足できる。上述のＴＭＣＰ条件では、変態前γの徹底した微細化と厚手鋼板特有の小さな冷却速度に起因して、変態時の焼入性が大幅に低下するため、ベイナイト組織あるいはベイナイト／フェライト混合組織におけるベイナイト分率が減少してフェライト分率が増加することから、発明者先願の鋼成分のままでは所定の強度を安定的に確保することが難しいことが新たな課題として浮上した。本発明では、低温加熱に起因して、そもそも固溶できるＮｂ量が少なく、さらに低温圧延に起因してＮｂが歪誘起析出して固溶Ｎｂが減少するので、焼入性に対するＮｂ−Ｂ複合効果は非常に小さい。発明者先願の特徴である微量Ｍｏは、Ｎｂとは対照的にγへの溶解度が大きく安定的に固溶するため、本発明のような低温加熱と低温圧延を追求した場合でも、Ｍｏの固溶状態が維持されてＢの焼入性を高める効果がある。しかし、このような微量Ｍｏ−Ｂ複合による焼入性効果を利用しても、低温加熱と低温圧延を追求した場合の焼入性低下を完全に相殺することは難しく、発明者先願の鋼成分のままでは、所定の強度を安定的に確保することは難しい。この強度不足に対して、Ｍｏを増加して焼入性をさらに高めることは、合金コストと大入熱溶接ＨＡＺでの有害性の両面から適当でない。また、Ｎｉは大入熱溶接ＨＡＺ靭性の劣化を抑えつつ母材を強化する元素として有効であるが、上述した製造コストの観点から本発明では極力添加しない方針としている。つまり、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｎｉを増加して強度不足を補うことは困難である。
【００２４】
そうすると、安価な強化元素として残るのはＣとＭｎであり、大入熱溶接ＨＡＺ靭性の劣化代を勘案して、どちらの元素が有効かを判断することになる。そこで、発明者先願の微量Ｍｏ−Ｂ成分を前提に、Ｃ増加とＭｎ増加による母材強化代と大入熱溶接ＨＡＺ脆化代のバランスを検討した結果、ＭｎよりもＣの方が有効であることがわかった。Ｍｎを増加すると、大入熱溶接ＨＡＺの微細脆化相であるＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ  ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）が増加し、Ｃを増加してセメンタイトが増加する場合よりも、大入熱溶接ＨＡＺ靭性の劣化代が大きいことが判明した。
【００２５】
以上説明したように、微量Ｍｏ−Ｂによる焼入性を基本とし、発明者先願の鋼成分で不足する母材強度をＣの増加で補うためには、有効Ｂ量Ｂｅｆを０．０００３％以上確保し、炭素当量Ｃｅｑを０．３２％以上確保し、加熱温度を９５０℃以上に制御し、加速冷却を４００℃以下まで行うことが必要である。上記式（２）で計算される有効Ｂ量が０．０００３％より少ないと、固溶Ｂが不足してＢの焼入性が不足する。炭素当量Ｃｅｑが０．３２％未満だと、Ｂ以外の鋼成分の焼入性が不足する。加熱温度が９５０℃未満だと、Ｂ炭化物が溶解しないので、有効Ｂ量が十分でも実質的な固溶Ｂが不足してＢの焼入性が不足する。加速冷却ではなく空冷を適用すると、冷却速度が小さすぎてＢの焼入性をうまく引き出せない。加速冷却を５００℃よりも高温で停止すると、温度の高い板厚内部は変態途中で加速冷却が終了してしまうため、板厚内部の変態強化が十分に得られない。加速冷却においては、０．３ｍ３／ｍ２／ｍｉｎ以上の水量密度を確保することが、Ｂの焼入性をうまく引き出すことができることから好ましい。
以上が脆性破壊発生特性を重視したＴＭＣＰ条件において、低Ｎｉを前提に強度を満足できる技術であり、これによって、上記（２）と同時に（１）と（４）のニーズを満足することができる。
【００２６】
また、加速冷却後に３５０〜７００℃で５〜６０分の焼戻し熱処理を行うことにより、製造コストは上昇するものの、強度や伸び、シャルピー衝撃特性を、高精度で所定の範囲に制御できる。焼戻し熱処理の温度や時間が３５０℃未満や５分未満であると、焼戻し効果が発揮されない。また、焼戻し熱処理の温度や時間が７００℃超えや６０分超えであると、焼戻し効果が適正範囲を超えて過剰に発揮された過時効状態となり、強度低下とシャルピー衝撃特性劣化が著しくなって、適正な機械的性質が得られない。
【００２７】
次に、上記（３）のニーズである大入熱溶接ＨＡＺ靭性を満足するための技術を説明する。本発明の大入熱溶接ＨＡＺでは、微量Ｍｏの有害性、つまり、ＭＡの増加が大きな課題であり、これに対して可能な限りＳｉを低減する必要がある。また、Ｎｂは母材材質への貢献が小さいにも関わらず、大入熱溶接ＨＡＺを硬化やＭＡ増加を通じて脆化させるから、可能な限り低減する必要がある。しかしながら、本発明では強度補償の観点から発明者先願よりもＣを高める必要があるので、セメンタイトの有害性が顕在化して、発明者先願よりも相対的に大入熱溶接ＨＡＺ靭性が劣化することは否めず、ＨＡＺ組織微細化を促すための後述の技術を適用しなければ−２０℃保証が限界である。下記技術を適用すれば、炭素当量Ｃｅｑレベルにも依存するが、−４０℃保証の可能性がある。
【００２８】
すなわち、第一のＨＡＺ組織微細化技術は、ＣａやＭｇの適正添加によって微細酸化物を多数分散させ、γ粒成長をピン止め効果によって抑制する技術である。これは、発明者先願で示された技術であるが、本発明のようにＣを高めた場合でも、ＨＡＺ靭性を有効に高めることが確認された。第二のＨＡＺ組織微細化技術は、Ｖ（Ｃ，Ｎ）変態核の利用である。発明者先願に対してＣが高いから、大入熱溶接の冷却中にγ粒界やγ粒内にＶ（Ｃ，Ｎ）が析出しやすく、これが変態核として作用することでＨＡＺ組織が微細化して靭性が向上することが明らかになった。炭素当量Ｃｅｑが比較的高い場合には、ＨＡＺが硬化するので靭性の確保が難しくなるが、このような場合にＶ添加すると、母材を強化しつつ大入熱溶接ＨＡＺ靭性を高めるため、極めて有効な手段である。これら二つのＨＡＺ組織微細化技術は、製造コストの上昇を伴うものの、これらの一方あるいは両方を適用すれば、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を−４０℃保証できる可能性があり、好ましい形態である。
【００２９】
なお、本発明では大入熱溶接ＨＡＺ靭性を確保する観点から、炭素当量Ｃｅｑを０．４２％以下に制限する。炭素当量Ｃｅｑが０．４２％を超えると、上述のＨＡＺ組織微細化技術を適用しても−２０℃保証を安定的に満足することが難しいからである。
【００３０】
＜化学成分組成＞
以下に本発明における鋼の化学成分についての限定理由を説明する。
【００３１】
「Ｃ：炭素」０．０７％超０．１２％以下
Ｃは、強度向上のために重要な元素である。低温加熱、低温圧延を徹底したＴＭＣＰ型厚手鋼板において、所定の強度を安定確保するために、微量Ｍｏ−Ｂ添加と相俟って０．０７％超のＣを添加する必要がある。また、後述する理由から、本発明ではＮｂ、Ｎｉ、Ｍｏの添加量を必要最小限に抑える必要があるので、これらの元素を増加して高強度化することは困難である。従って、Ｃは非常に重要な強化元素である。さらに、Ｃ添加は大入熱ＨＡＺにおけるＶ（Ｃ，Ｎ）変態核の析出を促す効果もある。しかしながら、良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性を安定確保するためには、Ｃを０．１２％以下に抑えることが好ましい。
【００３２】
「Ｓｉ：ケイ素」０．４％以下
Ｓｉは、脱酸作用を有するが、強力な脱酸元素であるＡｌが十分に添加されている場合には不要である。比較的高い炭素当量Ｃｅｑの下で微量Ｍｏを添加する本発明の大入熱溶接ＨＡＺでは、ＳｉはＭＡ生成を助長する危険性が高いため、０．４％以下に抑える必要がある。また、Ｓｉの添加量は極力低くすることが好ましい。
【００３３】
「Ｍｎ：マンガン」１．０〜２％
Ｍｎは、経済的に強度を確保するために１．０％以上の添加量が必要である。但し、２％を超えてＭｎを添加すると、スラブの中心偏析の有害性が顕著となるうえ、大入熱溶接ＨＡＺのＭＡ生成を助長して脆化させるため、これを上限とする。
【００３４】
「Ｐ：リン」０．０１５％以下
Ｐは、不純物元素であり、良好な脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接ＨＡＺ靭性を安定的に確保するために、０．０１５％以下に低減する必要がある。
【００３５】
「Ｓ：硫黄」０．０００５〜０．００５％
Ｓは、大入熱溶接ＨＡＺでのピン止め効果のために０．０００５％以上添加する。Ｓは適正に添加されたＣａやＭｇと結合して、微細な硫化物を数多く形成してγ細粒化をもたらす。しかしながら、Ｓが０．００５％を超えると、硫化物が粗大化してピン止め効果が低下すると同時に、破壊起点しての有害性も顕著となり、大入熱溶接ＨＡＺ靭性が劣化するため、０．００５％を上限とする。
【００３６】
「Ｂ：ボロン（ホウ素）」０．０００３〜０．００３％
「Ｍｏ：モリブデン」０．０１〜０．２％
ＢとＭｏは、本発明の特徴的な元素であり、最も重要な元素である。既に詳述したように、低温加熱と低温圧延の下でも微量Ｍｏ−Ｂの複合効果によって焼入性が高まり、強度を効果的に高める。そのためには、Ｂを０．０００３％以上、Ｍｏを０．０１％以上添加する必要がある。但し、０．００３％を超えてＢを添加すると、焼入性が低下すると同時に、Ｂ系の粗大析出物が生成して大入熱溶接ＨＡＺ靭性が劣化するため、これを上限とする。また、０．２％を超えてＭｏを添加すると、強度確保には有効であるものの、大入熱溶接ＨＡＺのＭＡが増加して脆化する。その上、Ｍｏは非常に高価なので０．２％を超える多量添加は工業製品としての経済性を著しく失う。従って、Ｍｏの上限は０．２％である。また、大入熱溶接ＨＡＺ靭性と経済性の両面を考慮すると、０．１５％以下のＭｏ添加が好ましい。
微量ＭｏとＢの複合添加は、γの再結晶を抑制する効果も有しており、極微量Ｎｂしか使えない低温加熱と低温圧延においては、未再結晶域圧延の安定化に貢献する。
【００３７】
「Ａｌ：アルミニウム」０．００１〜０．１％
Ａｌは、脱酸を担い、Ｏを低減して鋼の清浄度を高めるために必要である。Ａｌ以外のＳｉ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｇ等も脱酸作用があるが、たとえこれらの元素が添加される場合でも、０．００１％以上のＡｌがないと安定的にＯ（酸素）を０．００４％以下に抑えることは難しい。但し、Ａｌが０．１％を超えるとアルミナ系粗大酸化物がクラスター化する傾向を強め、製鋼ノズルつまりが発生したり、破壊起点としての有害性が顕在化するため、これを上限とする。
【００３８】
「Ｔｉ：チタン」０．００５〜０．０２％
「Ｎ：窒素」０．００１〜０．００８％
「有効Ｂ量：Ｂｅｆ（％）」０．０００３％以上
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成し固溶Ｎを低減する。その結果、添加されたＢがＢＮを形成することを抑え、γ中の固溶Ｂを確保することでＢの焼入性を確保する効果がある。同時に、ＴｉＮは、スラブ再加熱時と大入熱溶接ＨＡＺでピン止め効果に貢献し、γ細粒化に寄与する。このような二つの効果を同時に発揮するために、Ｔｉを０．００５〜０．０２％、Ｎを０．００１〜０．００８％、有効Ｂ量（Ｂｅｆ）を０．０００３％以上とする必要がある。ＴｉとＮが、それぞれ０．００５％、０．００１％に満たないと、ＴｉＮによるピン止め効果が十分に発揮されず、母材と大入熱溶接ＨＡＺの靭性が劣化する。ＴｉとＮがそれぞれ０．０２％、０．００８％を超えると、ＴｉＣ析出や固溶Ｎ増加によって母材と大入熱溶接ＨＡＺの靭性が劣化する。さらに、ＴｉとＮが適正範囲にあっても、有効Ｂ量が０．０００３％未満であると、γ中の固溶Ｂの量が不足して焼入性を確保できないから、強度が確保できない。
【００３９】
以下に、有効Ｂ量（Ｂｅｆ）の考え方を説明する。
化学成分として添加されたＴｉは、溶鋼中の脱酸で消費される場合があり（低Ａｌの場合に起こりやすい）、脱酸後に残ったＴｉが凝固後のγ中でＴｉＮを形成する。この際、Ｔｉに対してＮが過剰であると、ＴｉＮを形成した後に残ったＮがＢの一部と結合してＢＮを形成する。そして、ＢＮを形成した残りのＢが固溶Ｂとして焼入性に寄与する。この焼入性に寄与する固溶Ｂ量を本発明では有効Ｂ量Ｂｅｆ（％）として扱う。
【００４０】
各元素の添加量、熱力学的な反応順序、生成物質の化学量論組成に基づいた有効Ｂ量Ｂｅｆの計算方法について以下に説明する。
まず、脱酸力の高い順に、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ（希土類元素）、Ｚｒ、ＡｌがＯと結合すると仮定する。この際の脱酸生成物として、ＣａＯ、ＭｇＯ、ＲＥＭ２Ｏ３、ＺｒＯ２、Ａｌ２Ｏ３を仮定して、脱酸されるＯ量を計算する。Ｔｉよりも脱酸力の強いこれらの元素によって脱酸が完了しない場合、これらの強脱酸元素による脱酸後に残存し、弱脱酸元素であるＴｉによって脱酸され得る残存酸素量ＯＴｉ（％）を、下記式（１）で表される量とした時、次式｛ＯＴｉ（％）＞０｝を満たす。
ＯＴｉ（％）＝Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ  ・・・（１）
但し、上記式（１）において、不可避的不純物扱いの成分元素も計算に含める。
【００４１】
この場合、残ったＯ（＝ＯＴｉ）をＴｉが脱酸することになる。そこで、Ｔｉ２Ｏ３を仮定して、脱酸で消費されるＴｉを差し引いた残りのＴｉは、Ｔｉ−２ＯＴｉ≧０．００５（％）で表され、この値が０．００５％以上になる必要がある。ここで、脱酸で消費されるＴｉを差し引いた残りのＴｉが０．００５％以上必要なのは、上述したように、本発明に必要なＴｉＮを確保するためである。脱酸で消費されるＴｉを差し引いた残りのＴｉが０．００５％未満であると、ＴｉＮによるピン止め効果が十分に発揮されず、厚手母材と大入熱溶接ＨＡＺ靭性が劣化する。
【００４２】
また、脱酸で残った０．００５％以上のＴｉがＴｉＮを形成し、Ｎが残る場合は下記式が正の値、Ｎが残らない場合は下記式が０又は負の値になる。
Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）＞０  ：Ｎが残る場合
Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）≦０  ：Ｎが残らない場合
【００４３】
また、上記式｛Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）｝が正の値となってＮが残る場合は、Ｂの一部がＢＮとして消費されるので、下記式（２）によって有効Ｂ量Ｂｅｆが計算される。
Ｂｅｆ（％）＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）｝  ・・・（２）
但し、上記式（２）において、ＯＴｉ≦０のとき、ＯＴｉ＝０とする。また、ＯＴｉ＞０のときは、式｛Ｔｉ−２ＯＴｉ≧０．００５（％）｝を満たすものとする。さらに、式｛Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）≦０（但し、ＯＴｉ≦０のとき、ＯＴｉ＝０）｝のときは、式｛Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）＝０｝とする。
【００４４】
また、式｛Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）｝が０または負の値となってＮが残らない場合は、有効Ｂ量Ｂｅｆは、Ｂｅｆ（％）＝Ｂで表される量となる。
【００４５】
次に、上述した残存酸素量ＯＴｉの式におけるＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ａｌの係数について述べると、溶鋼中での脱酸反応（酸化反応）による生成物（酸化物）としてＣａＯ、ＭｇＯ、ＲＥＭ２Ｏ３、ＺｒＯ２、Ａｌ２Ｏ３を仮定し、これらの酸化物として存在するＯ量を質量％で計算する。例えば、ＣａＯの場合、原子量はＣａが４０でＯが１６であるから、Ｃａの質量％に対して１６／４０＝０．４のＯが結合する。Ａｌ２Ｏ３であれば、原子量はＡｌが２７でＯが１６であるから、Ａｌの質量％に対して（１６×３）／（２７×２）＝０．８９のＯが結合する。以下同様の計算概念として、上述のＯＴｉ式の各元素の係数（０．６６：Ｍｇ、０．１７：ＲＥＭ、０．３５：Ｚｒ）を規定した。
【００４６】
また、有効Ｂ量Ｂｅｆの導出式概念を、低温側から高温側に遡って示すと以下のようになる。
有効Ｂ量Ｂｅｆ（％）＝成分Ｂ量−Ｂ ａｓ ＢＮ
→  Ｂ ａｓ ＢＮ  ＝  ０．７７（Ｎ−Ｎ ａｓ ＴｉＮ）
→  Ｎ ａｓ ＴｉＮ  ＝  ０．２９（Ｔｉ−Ｔｉ ａｓ Ｔｉ２Ｏ３）
→  Ｔｉ ａｓ Ｔｉ２Ｏ３  ＝  ２（Ｏ−Ｏ ａｓ ＣａＯ−Ｏ ａｓ ＭｇＯ−Ｏ ａｓ ＲＥＭ２Ｏ３−Ｏ ａｓ ＺｒＯ２−Ｏ ａｓ Ａｌ２Ｏ３）
→  Ｏ  ａｓ  ＣａＯ＝０．４Ｃａ
→  Ｏ ａｓ ＭｇＯ＝０．６６Ｍｇ
→  Ｏ ａｓ ＲＥＭ２Ｏ３＝０．１７ＲＥＭ
→  Ｏ ａｓ ＺｒＯ２＝０．３５Ｚｒ
→  Ｏ ａｓ Ａｌ２Ｏ３＝０．８９Ａｌ
【００４７】
次に、有効Ｂ量Ｂｅｆの導出式概念を、高温側から低温側への反応順に示すと以下のようになる。すなわち、製鋼での精錬→凝固工程において、以下の順で反応する。
【００４８】
［１］液相（溶鋼中）での脱酸反応（１６００℃付近）
Ｏとの化学的親和力の強い順にＣａＯ→ＭｇＯ→ＲＥＭ２Ｏ３→ＺｒＯ２→Ａｌ２Ｏ３の反応が生じ、溶鋼中の溶存Ｏが減少していく。これで脱酸が完了する場合は、ＯＴｉ≦０で表される。脱酸が完了せずに溶存Ｏが残る場合は、ＯＴｉ＞０、Ｔｉ−２ＯＴｉ≧０．００５（％）で表され、Ａｌより弱脱酸元素であるＴｉがＴｉ２Ｏ３として脱酸に寄与し、成分Ｔｉから脱酸で消費されたＴｉ ａｓ Ｔｉ２Ｏ３を差し引いた残りのＴｉが０．００５％以上となる。
【００４９】
［２］固相（凝固γ中）での脱窒反応（１３００℃付近〜８００℃付近）
Ｎとの化学的親和力の強い順にＴｉＮ→ＢＮ→ＡｌＮの反応が生じ、固相γ中の固溶Ｎが減少していく。まず、脱酸で消費された残りのＴｉが脱窒反応を起こす。これで脱窒が完了する場合は、Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）≦０で表され、γ中に固溶Ｎが存在しないので、ＢはＢＮを形成せずに全てが固溶Ｂとして存在する。一方、Ｔｉによって脱窒が完了せず、固溶Ｎが残る場合は、Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）＞０で表され、Ｂの一部がＢＮを生成して残りが固溶Ｂとなる。
【００５０】
一方、Ｔｉよりも脱酸力の強い元素によって脱酸が完了する場合には、下記式を満たす。
ＯＴｉ≦０
この場合、Ｔｉは脱酸では消費されない。ＴｉがＴｉＮを形成し、Ｎが残る場合は下記式を満たす。
Ｎ−０．２９Ｔｉ＞０
この際の有効Ｂ量Ｂｅｆは下記式で計算される。
Ｂｅｆ（％）＝Ｂ−０．７７（Ｎ−０．２９Ｔｉ）
ＴｉがＴｉＮを形成し、Ｎが残らない場合は下記式を満たす。
Ｎ−０．２９Ｔｉ≦０
この際の有効Ｂ量Ｂｅｆは下記式で計算される。
Ｂｅｆ（％）＝Ｂ
【００５１】
なお、上記各式において、式（Ｎ−０．２９Ｔｉ）における０．２９Ｔｉは、Ｎ ａｓ ＴｉＮを意味する。ここで、原子量はＴｉが４８でＮが１４であるから、Ｔｉ（正確には脱酸で消費されたＴｉを差し引いた残りのＴｉ）の質量％に対して１４／４８＝０．２９のＮが結合する。また、Ｎ−０．２９Ｔｉ≦０であれば、Ｎは全てＴｉＮで固定され、γ（オーステナイト）素地中に固溶Ｎは存在しない。一方、Ｎ−０．２９Ｔｉ＞０ならば、γ素地中にはＴｉＮの他に固溶Ｎが存在するので、この固溶Ｎは、Ｂと結合してＢＮを生成し、有効Ｂ量を減少させる。
【００５２】
「Ｏ：酸素」０．００１〜０．００４％以下
Ｏは、０．００４％以下に抑える必要がある。Ｏが０．００４％を超えると、酸化物の一部が粗大化して破壊起点として有害性をもたらし、母材と大入熱溶接ＨＡＺの靭性が劣化する。一方で、Ｏは０．００１％以上確保する必要がある。その理由は、大入熱溶接ＨＡＺの溶融線近傍において、ＨＡＺ靭性を高めるためにＣａやＭｇの適正添加によって微細な酸化物を多数分散させ、ピン止め効果を強化してγ細粒化を図るためである。Ｏが０．００１％未満だと、酸化物個数が不足して十分なピン止め効果が得られない。
【００５３】
「Ｃａ：カルシウム」０．０００３〜０．００４％
「Ｍｇ：マグネシウム」０．０００３〜０．００４％
Ｃａ、Ｍｇは、溶鋼への添加順序を考慮しつつ、一方あるいは両方を０．０００３％以上添加することで、ＣａやＭｇを含有する１０〜５００ｎｍの酸化物や硫化物を１０００個／ｍｍ２以上確保することができる。ＣａやＭｇが０．０００３％未満だと、ピン止め粒子である酸化物や硫化物の個数が不足する。しかしながら、それぞれ０．００４％超添加すると、酸化物や硫化物が粗大化してピン止め粒子の個数が不足すると同時に、破壊起点としての有害性も顕著となり、大入熱溶接ＨＡＺ靭性が劣化する。
【００５４】
「Ｖ：バナジウム」０．０１〜０．１％
Ｖは、母材を強化しつつ大入熱溶接ＨＡＺ靭性を高める有効な元素である。Ｃの添加量が比較的高い本発明においては、大入熱溶接ＨＡＺの冷却過程でγ中にＶ（Ｃ，Ｎ）が析出しやすく、これが変態核として作用することでＨＡＺ組織が微細化し靭性が向上する。この効果を発揮するためには、０．０１％以上のＶが必要である。しかしながら、Ｖが０．１％を超えると、ＨＡＺの組織微細化効果が飽和すると同時にＨＡＺの硬化が著しくなるので、ＨＡＺ靭性が劣化する。従って、０．１％がＶの上限である。
【００５５】
「Ｎｉ：ニッケル」０．０１〜１％
Ｎｉは、靭性の劣化を抑えて強度を確保するために有効である。そのためには０．０１％以上のＮｉ添加が好ましい。しかしながら、Ｎｉは合金コストが非常に高いうえに、表面疵の手入工程が発生するという問題がある。従って、Ｎｉは１％以下に抑える必要がある。また、Ｎｉは極力低くすることが好ましい。
【００５６】
「Ｎｂ：ニオブ」０．００３〜０．０３％
Ｎｂは、仕上圧延における未再結晶域圧延を促すために有効である。そのためには０．００３％以上のＮｂ添加が好ましい。しかしながら、既に詳述したように、低温加熱と低温圧延の下では焼入性にほとんど効かないので、強化元素としては役に立たない。さらには、大入熱溶接ＨＡＺ靭性に対してＮｂは有害である。従って、本発明では未再結晶域圧延を促すために０．０３％以下の極微量Ｎｂしか添加せず、好ましくは０．０２％以下に抑える。また、仕上圧延での累積圧下量を大きく確保できる場合には、Ｎｂ無添加でも十分に母材組織が微細化して良好な脆性破壊伝播停止特性が得られるため、Ｎｂを添加しないことが大入熱溶接ＨＡＺ靭性の観点からさらに好ましい。
【００５７】
「Ｃｕ：銅」０．０１〜１％、
「Ｃｒ：クロム」０．０１〜１％
Ｃｕ、Ｃｒは、強度を確保するために有効であり、ともに０．０１％以上の添加量で効果を発揮する。一方、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を劣化させる観点から、ともに１％が上限である。
【００５８】
「ＲＥＭ：希土類元素（ランタノイド系元素）」０．０００３〜０．０２％
「Ｚｒ：ジルコニウム」０．０００３〜０．０２％
ＲＥＭ（希土類元素）、Ｚｒは、脱酸と脱硫に関与して、中心偏析部の粗大な延伸ＭｎＳの生成を抑えて硫化物を球状無害化し、母材と大入熱溶接ＨＡＺの靭性を改善する。これらの効果を発揮するためには、ＲＥＭとＺｒの下限はともに０．０００３％である。但し、これらの添加量を増やしても効果は飽和するため、経済性の観点からＲＥＭとＺｒの上限はともに０．０２％である。なお、本発明で添加するＲＥＭとは、ＬａやＣｅなどのランタノイド系元素である。
【００５９】
以上説明したように、本発明に係る脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法、及び脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板によれば、（１）板厚５０〜８０ｍｍ、降伏強度３９０〜６００ＭＰａ、かつ引張強度５１０〜７２０ＭＰａの厚手高強度で、（２）アレスト性指標Ｔｋｃａ＝６０００≦−１０℃の良好な脆性破壊伝播停止特性を有し、（３）溶接入熱量≧２０ｋＪ／ｍｍでもｖＥ（−２０℃）≧４７Ｊとなる良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性を有し、（４）高価合金元素の低減（Ｎｉ≦１％等）等による低い製造コストを実現できる。このような本発明による厚手高強度鋼板が大型船舶をはじめとする各種の溶接構造物に使用されることで、溶接構造物の大型化、破壊に対する高い安全性、建造における溶接の高能率化、素材である鋼材の経済性等々が同時に満たされことから、その産業上の効果は計り知れない。
【実施例】
【００６０】
以下、本発明に係る脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法、及び脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の実施例を挙げ、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限定されるものではなく、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可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００６１】
［サンプル作製］
製鋼工程において溶鋼の脱酸・脱硫と化学成分を制御し、連続鋳造によって下記表１に示す化学成分のスラブを作製した。そして、下記表２及び表３に示す製造条件で、前記スラブを再加熱して厚板圧延することで板厚５０〜８０ｍｍに仕上げ、加速冷却を行い、さらに、必要に応じてオフラインでの焼戻し処理を行い、厚手鋼板のサンプルを作製した。
【００６２】
［評価試験］
上記方法によって作製した厚手鋼板のサンプルについて、以下のような評価試験を行った。
母材の引張特性及びシャルピー衝撃特性については、厚手鋼板サンプルの板厚１／２部−圧延長手（Ｌ）方向から試験片を採取して測定して評価した。
また、母材の脆性破壊伝播停止特性については、全厚試験体を温度勾配型ＥＳＳＯ試験（ＷＥＳ  ３００３準拠）によって破壊し、アレスト性指標Ｔｋｃａ＝６０００を求めて評価した。
また、継手のＨＡＺ靭性については、突合せ開先をエレクトロガス溶接（ＥＧＷ）によって１パス溶接し、板厚１／２部の溶融線から１ｍｍ離れたＨＡＺにノッチを入れて調べた。この際、−２０℃で３本のシャルピー衝撃試験を行ない、平均の吸収エネルギー値を評価した。また、参考として、−４０℃における特性も調べた。
【００６３】
本実施例の厚手鋼板の化学成分組成の一覧を表１に示すとともに、鋼板の製造条件の一覧を表２及び表３に示し、また、厚手鋼板と溶接継手の機械的性質の一覧を表４及び表５に示す。
【００６４】
【表１】
2008214754.tif 000002
【００６５】
【表２】
2008214754.tif 000003
【００６６】
【表３】
2008214754.tif 000004
【００６７】
【表４】
2008214754.tif 000005
【００６８】
【表５】
2008214754.tif 000006
【００６９】
［評価結果］
表１に示す鋼１〜１５は本発明鋼であり、鋼の化学成分を適正化し、ＴＭＣＰにおける低温加熱と低温圧延を徹底することにより、厚手であるのにも関わらず、表４に示すように、３９０〜６００ＭＰａの降伏強度と５１０〜７２０ＭＰａの引張強度、及び、−１０℃未満の良好な脆性破壊伝播停止特性Ｔｋｃａ＝６０００を満足し、さらに、大入熱溶接であるのにも関わらず、−２０℃において良好なＨＡＺ靭性が、Ｎｉ添加量を１％以下に抑えながら、同時に満足できていることがわかる。
【００７０】
一方、表１に示す比較鋼１６〜２４は、鋼の化学成分が適正でないため、また、表２に示す比較鋼１Ａ〜１Ｉは鋼板製造条件が適正でないため、表４及び表５に示すように、降伏強度、引張強度、Ｔｋｃａ＝６０００、大入熱溶接ＨＡＺ靭性の何れかが劣り、本発明の厚手高強度鋼板のように、これら複数の要求特性を同時に満足することができないことがわかる。
【００７１】
鋼１６は、ＣとＣｅｑが低いため、鋼１９はＢと有効Ｂ量が低いため、鋼２３と鋼２４は有効Ｂ量が低いために、焼入性が不足して降伏強度や引張強度が劣っている。
鋼１７は、Ｃが高いため、鋼１８はＳｉが高ため、鋼２０はＭｏが高いため、鋼２１はＮｂが高いため、鋼２２はＣｅｑが高いために、大入熱溶接ＨＡＺの硬化やＭＡ生成やセメンタイト生成が助長され、その靭性が劣っている。
【００７２】
また、鋼１Ａは、スラブ再加熱の開始温度が高いため、鋼１Ｂは加熱温度が高いために、加熱時のγ粒が粗大化して脆性破壊伝播停止特性Ｔｋｃａ＝６０００が劣っている。
鋼１Ｃは、加熱温度が低すぎるためにＢ炭化物が十分に溶体化されず、固溶Ｂが不足して焼入性が低下し、降伏強度と引張強度が劣っている。さらに、粗圧延の終了温度が低すぎるために再結晶粒が十分に整細粒化されず、Ｔｋｃａ＝６０００が劣っている。
鋼１Ｄは、粗圧延の終了温度が低すぎるため、鋼１Ｅは粗圧延の累積圧下量が少ないために再結晶粒が十分に整細粒化されず、Ｔｋｃａ＝６０００が劣っている。
鋼１Ｆと鋼１Ｇは、仕上圧延の開始温度と終了温度が高すぎて上記式｛−０．５×スラブ加熱温度（℃）＋１３２５｝を満足しないため、母材の結晶粒径の微細化が不十分であり、Ｔｋｃａ＝６０００が劣っている。
鋼１Ｈは、仕上圧延の累積圧下量が少ないため、母材の結晶粒径の微細化が不十分であり、Ｔｋｃａ＝６０００が劣っている。
鋼１Ｉは、加速冷却の停止温度が高いため、板厚内部の変態強化と結晶粒径微細化が不十分となり、引張強度とＴｋｃａ＝６０００が劣っている。
【００７３】
以上説明した実施例の結果より、本発明の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板が、（１）板厚５０〜８０ｍｍ、降伏強度３９０〜６００ＭＰａ、かつ引張強度５１０〜７２０ＭＰａの厚手高強度で、（２）アレスト性指標Ｔｋｃａ＝６０００≦−１０℃の良好な脆性破壊伝播停止特性を有し、（３）溶接入熱量≧２０ｋＪ／ｍｍでもｖＥ（−２０℃）≧４７Ｊとなる良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性を有し、（４）高価合金元素の低減（Ｎｉ≦１％等）等による低い製造コストを実現できることが明らかである。