(57)【要約】      （修正有）【課題】溶接入熱が６０ｋＪ／ｍｍ以上であるような超大入熱溶接を行った場合は勿論のこと、例えば溶接入熱が１５ｋＪ／ｍｍ以上であるような入熱量が比較的大きくなるような溶接を行った場合でも、優れたＨＡＺ靭性を発揮することのできる鋼板を提供する。【解決手段】鋼板は、化学成分組成を適切に制御すると共に、下記（１）〜（３）式で規定される関係を夫々満足するものである。  １．０≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦２．５                                      …（１）  但し、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、夫々ＴｉおよびＮの含有量（質量％）を示す。  ２．０≦１０００×（［Ｃａ］＋２×［Ｓ］＋３×［Ｏ］）≦１０．０      …（２）  但し、[Ｃａ]，[Ｓ]および[Ｏ]は、夫々Ｃａ，ＳおよびＯの含有量（質量％）を示す。  ０．１≦［１０００×（［Ｃａ］＋２×［Ｓ］＋３×［Ｏ］）］／（凝固冷却速度）                                                            ≦１００．０…（３）  但し、凝固冷却速度は、鋳造時に鋼板が凝固するときの平均冷却速度(℃／秒）を示す。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０３〜０．１０％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．５０％以下（０％を含む）、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００１０％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００８〜０．０３０％、Ｎ：０．００５０〜０．０１０％、Ｃａ：０．００１５〜０．００３５％およびＯ：０．００１５％以下（０％を含まない）を夫々含有すると共に、下記（１）〜（３）式で規定される関係を夫々満足することを特徴とする超大入熱溶接における溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板。
１．０≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦２．５                                      …（１）
但し、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、夫々ＴｉおよびＮの含有量（質量％）を示す。
２．０≦１０００×（［Ｃａ］＋２×［Ｓ］＋３×［Ｏ］）≦１０．０      …（２）
但し、［Ｃａ］，［Ｓ］および［Ｏ］は、夫々Ｃａ，ＳおよびＯの含有量（質量％）を示す。
０．１≦［１０００×（［Ｃａ］＋２×［Ｓ］＋３×［Ｏ］）］／（凝固冷却速度）
≦１００．０…（３）
但し、凝固冷却速度は、鋳造時に鋼板が凝固するときの平均冷却速度(℃／秒）を示す。
【請求項２】
Ｂ：０．００３５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１に記載の鋼板。
【請求項３】
Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）およびＣｒ：１．５０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有するものである請求項１または２に記載の鋼板。
【請求項４】
Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の鋼板。
【請求項５】
Ｎｂ：０．０３５％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の鋼板。
【請求項６】
Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載の鋼板。
【請求項７】
Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＨｆ：０．０５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜６のいずれかに記載の鋼板。
【請求項８】
Ｃｏ：２．５％以下（０％を含まない）および／またはＷ：２．５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜７のいずれかに記載の鋼板。
【請求項９】
ＲＥＭ：０．０１０％以下（０を含まない）を含有するものである請求項１〜８のいずれかに記載の鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、船舶、建築、海洋構造物等の溶接構造物に適用される鋼板に関するものであり、殊に超大入溶接したときに熱影響を受ける部位（以下、「ＨＡＺ」と呼ぶことがある）の靭性に優れた鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
船舶、建築、海洋構造物等の各分野における構造物は、鋼材を溶接によって接合して構築されるのが一般的であるが、こうした構造物に使用される鋼材には、安全性確保の観点から、鋼材強度は勿論、溶接部の靭性も良好であることが要求される。
【０００３】
近年、溶接構造物の大型化に伴い、構造物の施工効率の向上と施工コストの低減の観点から、溶接施工効率の向上が求められ、溶接入熱の増大が指向されている。特に、溶接入熱が６０ｋＪ／ｍｍ以上となるような超大入熱溶接が実施される傾向がある。
【０００４】
上記のような超大入熱溶接を実施するに当たっては、溶接母材(被溶接材としての鋼板)の熱影響を受けるＨＡＺ［溶接金属と母材との界面（ボンド部）よりも母材側数ｍｍの位置］における靭性が問題となる。このＨＡＺは、溶接時に母材が溶融点直下の高温に晒され、金属組織におけるオーステナイト粒が粗大になり易く、しかも溶接入熱の増大によって冷却速度も遅くなるので、粗大組織が形成されやすい。こうしたことが原因して、ＨＡＺ靭性が低下しやすいという問題があった。
【０００５】
大入熱溶接法を採用した場合のＨＡＺ靭性劣化を抑制する鋼板として、これまでにも様々なものが提案されており、例えば特許文献１、２には、ＴｉＮを鋼板中に微細分散させると共に、ＭｎＳを複合析出させてオーステナイト粒の粗大化防止を抑制することによって、ＨＡＺ靭性を改善する技術が提案されている。また特許文献３、４には、Ｔｉ酸化物を微細析出させることによって、フェライト変態の核生成サイトとして利用し、溶接ボンド部近傍の靭性を改善する技術が提案されている。
【０００６】
特許文献５には、溶接時の冷却過程でＴｉＮ等の上に析出するＢＮをフェライト変態の核生成サイトとして利用し、ＨＡＺ靭性を改善する技術が提案されている。
【０００７】
ところで、固溶Ｎが多過ぎるとＨＡＺ靭性が劣化することも知られており、ＨＡＺ靭性の改善には低Ｎ化が図られるのが一般的である（例えば、非特許文献１）。また特許文献６では、固溶Ｎを徹底的に低減するという観点から、Ｔｉと十分な量のＡｌを含有させ、更に微細酸化物としてＣａ酸化物を活用することによって、超大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性を向上させる技術も提案されている。
【０００８】
一方、特許文献７には、ＣａＳを活用することによって、大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性の改善を図る技術も提案されている。
【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】特開昭６０−２４５７６８号公報
【特許文献４】特開昭６１−７９７４５号公報
【特許文献５】特開昭６１−２５３３４４号公報
【特許文献６】特開２００１−１０７１７７号公報
【特許文献７】特開２００１−３５６３７９号公報
【非特許文献１】溶接学会論文集、ｖｏｌ．１３，Ｎｏ．４，Ｐ７５８−７６６，（１９８５年１１月発行）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかしながら、これまで提案されてきた技術ではいずれも、ＨＡＺ靭性を根本的に改良し得るに至っておらず、夫々下記のような問題がある。
【００１０】
ＴｉＮを鋼中に微細分散させる技術では(前記特許文献１、２、５）、大入熱溶接を行ったときに、溶接ボンド部近傍が高温に長時間加熱されることになるので、ＴｉＮが溶解してしまい、結晶粒の粗大化を抑制することができず、良好なＨＡＺ靭性を得ることができないのが実情である。
【００１１】
またＴｉ酸化物を微細析出させる技術では（前記特許文献３、４）、酸化物を鋼中に均一に分散させる殊が困難であるので、ＨＡＺ靭性を良好にすることはできないという問題がある。固溶Ｎを低減する技術では(前記特許文献６、非特許文献１)、過剰のＴｉを含有させると固溶Ｔｉ量が増加することになって、逆に脆化組織が生成するという問題がある。
【００１２】
またＣａＳを活用する技術では（前記特許文献７）、ＣａＳが比較的粗大なものとなって、ＨＡＺ靭性を向上させるには至っていない。尚、この技術では、ＴｉＮを併用することも考慮されているが、ＴｉＮによるフェライト生成能との相乗効果を十分に活用できておらず、大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性を改善する効果は十分ではないという問題もある。
【００１３】
本発明は、こうした従来技術における課題を解決するためになされたものであって、その目的は、溶接入熱が６０ｋＪ／ｍｍ以上であるような超大入熱溶接を行った場合は勿論のこと、例えば溶接入熱が１５ｋＪ／ｍｍ以上であるような入熱量が比較的大きくなるような溶接を行った場合でも、優れたＨＡＺ靭性を発揮することのできる鋼板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
上記目的を達成し得た本発明の鋼板とは、Ｃ：０．０３〜０．１０％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．５０％以下（０％を含む）、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００１０％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００８〜０．０３０％、Ｎ：０．００５０〜０．０１０％、Ｃａ：０．００１５〜０．００３５％およびＯ：０．００１５％以下（０％を含まない）を夫々含有すると共に、下記（１）〜（３）式で規定される関係を夫々満足する点に要旨を有するものである。
【００１５】
１．０≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦２．５                                      …（１）
但し、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、夫々ＴｉおよびＮの含有量（質量％）を示す。
２．０≦１０００×（［Ｃａ］＋２×［Ｓ］＋３×［Ｏ］）≦１０．０      …（２）
但し、［Ｃａ］，［Ｓ］および［Ｏ］は、夫々Ｃａ，ＳおよびＯの含有量（質量％）を示す。
０．１≦［１０００×（［Ｃａ］＋２×［Ｓ］＋３×［Ｏ］）］／（凝固冷却速度）
≦１００．０…（３）
但し、凝固冷却速度：鋳造時に鋼板が凝固するときの平均冷却速度(℃／秒）を示す。
【００１６】
本発明の鋼板には、必要によって、（ａ）Ｂ：０．００３５％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）およびＣｒ：１．５０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｃ）Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｎｂ：０．０３５％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、（ｆ）Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＨｆ：０．０５％以下（０％を含まない）、（ｇ）Ｃｏ：２．５％以下（０％を含まない）および／またはＷ：２．５％以下（０％を含まない）、（ｈ）ＲＥＭ：０．０１０％以下（０を含まない）、等を含有することも有効であり、これら含有される成分に応じて鋼板の特性を更に改善させることができる。
【発明の効果】
【００１７】
本発明の鋼板では、ＨＡＺ靭性に影響を与える元素について、所定の関係式を満足させつつ化学成分組成を厳密に規定して適正化を図ることによって、良好なＨＡＺ靭性を発揮する鋼板が実現でき、こうした鋼板は各種建築構造物等の素材として極めて有用である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１８】
本発明者らは、上記した課題を達成するために、超大入熱溶接を行ったときのＨＡＺ靭性に及ぼす要因について様々な角度から研究を重ねた。その結果、鋼板のＨＡＺ靭性は、脆化組織の生成の有無に大きく影響されること、およびこの脆化組織の生成は、高温に加熱された領域におけるオーステナイトの粗大化抑制と、冷却時にフェライト変態を促進する変態核の微細分散により防止できるとの知見が得られた。従来では、これらが不十分であったために、ＨＡＺの靭性を安定して良好にすることができなかったものと考えられた。
【００１９】
そこで本発明者らは、フェライト変態核の微細分散のために、鋳造時の凝固段階におけるＣａＳ，ＴｉＮ、およびそれらを核として生成するＭｎＳを有効に活用するという着想の下で更に検討を重ねた。ＣａＳ，ＴｉＮは単独で存在したり、ＭｎＳと複合析出したりして存在するが、それらを微細分散してフェライト生成核を多数分散させるためには、鋼板の化学成分組成を適切に調整した上で、下記（１）式および（２）式の関係を満足することが有効であることを明らかにした。またＣａＳは、より高温で晶出するために鋳造時間の凝固冷却速度についても考慮することが重要である。この凝固冷却速度が遅くなると、ＣａＳが粗大化してフェライト生成核を増加させることができなくなるので、最低限必要な冷却速度を下記（３）式で規定したものである。
【００２０】
従来では、固溶Ｎによる靭性低下のため低Ｎ化が図られているのが一般的であるが（前記非特許文献１）、本発明ではＣａＳを併用することによって、［Ｔｉ］／［Ｎ］比を低め（積極的に高Ｎ化）にした場合に多くなる固溶Ｎの影響を低減でき、しかもＴｉＮ自身も微細分散され、ＨＡＺ靭性が改善した点が重要なポイントとなる。こうした観点から下記（１）〜（３）式を規定するものであるが、これらの式を規定した理由は下記の通りである。
【００２１】
１．０≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦２．５                                      …（１）
但し、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、夫々ＴｉおよびＮの含有量（質量％）を示す。
【００２２】
ＴｉＮを微細に分散し、フェライト生成核を多数生成させるためには、ＴｉとＮの添加バランスをこの範囲にしておく必要がある。このバランスに調整することによって、ＣａＳ、ＭｎＳ等とのフェライト生成核を増加させることができ、超大入熱における良好なＨＡＺ靭性を確保することができる。［Ｔｉ］／［Ｎ］の値（以下、「Ｐ値」と呼ぶ）が２．５を超えるとＴｉＮは粗大化し、１．０未満であればＴｉＮ生成量そのものが少なくなる。こうした観点から、上記（１）式を規定した。尚、［Ｔｉ］／［Ｎ］の値の好ましい下限は１．５であり、好ましい上限は２．０である。
【００２３】
２．０≦１０００×（［Ｃａ］＋２×［Ｓ］＋３×［Ｏ］）≦１０．０      …（２）
但し、［Ｃａ］，［Ｓ］および［Ｏ］は、夫々Ｃａ，ＳおよびＯの含有量（質量％）を示す。
０．１≦［１０００×（［Ｃａ］＋２×［Ｓ］＋３×［Ｏ］）］／（凝固冷却速度）
≦１００．０…（３）
但し、凝固冷却速度は、鋳造時に鋼板が凝固するときの平均冷却速度(℃／秒）を示す。
【００２４】
鋼板の凝固段階でＣａＯが生成した後、ＣａＳを微細に分散させるための必要条件は上記（２）式且つ（３）式で表される。夫々の成分に対する「係数」は、各元素がＣａＳの微細化に寄与する度合いを表しており、実験によって求めたものである。
【００２５】
本発明で規定する化学成分の範囲のもとでは、Ｃａ、ＳおよびＯの順で高密度に分散させる傾向が強いことを示している。［１０００×（［Ｃａ］＋２×［Ｓ］＋３×［Ｏ］）］の値（以下、「Ｑ値」と呼ぶ）を２．０〜１０．０の範囲に設定することによって、超大入熱におけるＨＡＺ靭性確保に有効なフェライト生成核を多数導入することができ、良好なＨＡＺ靭性が得られるのである。
【００２６】
また、分散状態は冷却速度の影響も受けるため考慮する必要がある。［１０００×（［Ｃａ］＋２×［Ｓ］＋３×［Ｏ］）］／（凝固冷却速度）の値（以下、「Ｒ値」と呼ぶ）が１００．０を超えるとＣａＳが粗大となり、必要な分散状態が得られない。そのためＲ値は１００．０以下にする必要がある。一方、Ｒ値が０．１未満になれば、冷却速度が速すぎて、ＣａＯやＣａＳが晶出する時間的余裕がなくなることになる。Ｒ値の好ましい下限は５（より好ましくは１０）であり、好ましい上限は９０（より好ましくは８０）である。
【００２７】
本発明の鋼板では、その特性を発揮させるためには、その化学成分組成も適切な範囲に制御することも重要な要件である。上記（１）〜（３）式に関与する元素（Ｔｉ，Ｎ，Ｃａ，ＳおよびＯ）も含め、その範囲限定理由は、次の通りである。
【００２８】
［Ｃ：０．０３〜０．１０％］
Ｃは鋼板（溶接母材）の強度を確保するために必要な元素であり、所望の強度を確保するためには０．０３％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃを過剰に含有させると、ＨＡＺ靭性が却って低下することになる。こうしたことから、その上限は０．１０％とする必要がある。尚、Ｃ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、好ましい上限は０．０８％である。
【００２９】
［Ｓｉ：０．５０％以下（０％を含む）］
Ｓｉは鋼板の強度を確保するために有効な元素であり、必要により含有される。しかしながら、過剰に含有されると鋼材（母材）に島状マルテンサイト相（Ｍ―Ａ相）を多量に析出させてＨＡＺ靭性を劣化させる。こうしたことから、その上限を０．５０％とした。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１％であり、好ましい上限は０．４％である。
【００３０】
［Ｍｎ：１．０〜２．０％］
Ｍｎは焼入れ性を向上させて鋼板強度を確保する上で有効な元素であり、こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎは１．０％以上含有させる必要がある。しかしながらＭｎを過剰に含有させると、鋼板のＨＡＺ靭性が劣化するので上限を２．０％とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．３％であり、好ましい上限は１．８％である。
【００３１】
［Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）］
Ｐは可避的に混入してくる不純物であり、鋼板のおよびＨＡＺの靭性に悪影響を及ぼすのでできるだけ少ない方が好ましい。こうした観点から、Ｐは０．０１５％以下に抑制するのが良い。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１％である。
【００３２】
［Ｓ：０．００１０％以下（０％を含まない）］
Ｓは、鋳造時の鋼板凝固時に鋼板中にＣａＳを形成することによって、溶接後にＣａＳ上にＭｎＳを形成させて、ＨＡＺ部におけるフェライト形成に有効に働く元素である。こうした効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、０．００１０％よりも過剰に含有されると、母材およびＨＡＺの靭性が劣化する。尚、Ｓによる上記効果を発揮させるためには、０．０００５％以上含有させることが好ましく、また好ましい上限は０．０００７％である。このＳを所定範囲に低減するには、脱硫時間を比較的長く（例えば２５分以上）なるようにすればよい。
【００３３】
［Ａｌ：０．００５〜０．０６０％］
Ａｌは脱酸剤として有効な元素であると共に、鋼板のミクロ組織微細化による母材靭性向上効果も発揮する。こうした効果を発揮させるためには、Ａｌ含有量は０．００５％以上とする必要がある。しかしながら、過剰に含有されると鋼板（母材）に島状マルテンサイト相（Ｍ―Ａ相）を多量に析出させてＨＡＺ靭性を劣化させる。こうしたことから、その上限を０．０６０％とした。尚、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１％であり（より好ましくは０．０２％以上）、好ましい上限は０．０４％である。
【００３４】
［Ｔｉ：０．００８〜０．０３０％］
Ｔｉは窒化物を形成し、大入熱溶接時に旧オーステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｔｉ含有量は０．００８％以上とする必要がある。しかしながら、Ｔｉを過剰に含有させると粗大な介在物を析出させ、却ってＨＡＺ靭性を劣化させるので、その上限を０．０３０％とする。尚、Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、好ましい上限は０．０２５％である。
【００３５】
［Ｎ：０．００５０〜０．０１０％］
大入熱溶接ＨＡＺにおいて靭性を高位に確保するためには、旧オーステナイト粒内にＴｉＮを微細析出させて旧オーステナイト粒の粗大化を防止することが有効である。こうした効果を発揮させるためには、Ｎ含有量は０．００５０％以上とする必要がある。しかしながら、Ｎの含有量が過剰になって０．０１０％を超えると粗大なＴｉＮが析出してＨＡＺ靭性が低下する。尚、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００６％であり、好ましい上限は０．００９％（より好ましくは０．００８％）である。
【００３６】
［Ｃａ：０．００１５〜０．００３５％］
Ｃａは硫化物の形態を制御してＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。こうした効果を発揮させるためには、０．００１５％以上含有させる必要があるが、０．００３５％を超えて過剰に含有させてもＨＡＺ靭性が却って劣化する。尚、Ｃａ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、好ましい上限は０．００３％である。
【００３７】
［Ｏ：０．００１５％以下（０を含まない）］
Ｏは、不可避的不純物として含有されるが、鋼中では酸化物として存在する。しかしながら、その含有量が０．００１５％を超えると粗大なＣａＯが生成してＨＡＺ靭性が劣化する。こうしたことから、Ｏ含有量の上限を０．００１５％とする。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００１３％である。
【００３８】
本発明の鋼板において、上記成分の他は、Ｆｅおよび不可避的不純物（例えば、Ｓｂ，
Ｓｅ，Ｔｅ等）からなるものであるが、その特性を阻害しない程度の微量成分（許容成分）も含み得るものであり、こうした鋼板も本発明の範囲に含まれるものである。また必要によって、（ａ）Ｂ：０．００３５％以下（０％を含まない）（ｂ）Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）およびＣｒ：１．５０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｃ）Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｎｂ：０．０３５％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、（ｆ）Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＨｆ：０．０５％以下（０％を含まない）、（ｇ）Ｃｏ：２．５％以下（０％を含まない）および／またはＷ：２．５％以下（０％を含まない）、（ｈ）ＲＥＭ：０．０１０％以下（０を含まない）、等を含有することも有効である。これらの成分を含有させるときの範囲限定理由は、次の通りである。
【００３９】
［Ｂ：０．００３５％以下（０％を含まない）］
Ｂは超大入熱ＨＡＺのボンド部付近ではＢＮを核と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靭性改善に有効な元素であり、必要によって含有される。しかしながら、Ｂの含有量が過剰になるとボンド部の組織が粗大ベイナイト組織となるため逆にＨＡＺ靭性を劣化させてしまう。こうしたことから、Ｂを含有させるときには、その上限を０．００３５％とするのがよい。好ましい範囲は、０．００１０〜０．００２５％とする。
【００４０】
［Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）およびＣｒ：１．５０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上］
Ｃｕ、ＮｉおよびＣｒは、いずれも焼入れ性を高めて強度を向上させるのに有効な元素であり、必要によって含有される。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、ＨＡＺ靭性が却って低下するのでＣｕおよびＮｉについては２％以下（より好ましくは１％以下）、Ｃｒについては１．５０％以下（より好ましくは１％以下）とするのがよい。上記効果を発揮させるための好ましい下限は、いずれも０．２０％（より好ましくは０．４０％）である。
【００４１】
［Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）］
Ｍｏは焼入れ性を向上させ強度確保に有効であり、焼戻し脆性を防止するために適宜利用される。こうした効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、Ｍｏ含有量が過剰になるとＨＡＺ靭性が劣化するので、０．５％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．３０％以下とするのが良い。
【００４２】
［Ｎｂ：０．０３５％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１％以下（０％を含まない）］
ＮｂおよびＶは焼入れ性を向上させて母材強度を向上させる効果を発揮する。またＶは焼戻し軟化抵抗を高くする効果もある。しかしながら、多量に含有されるとＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｎｂで０．０３５％以下（より好ましくは０．０３０％以下）、Ｖで０．１％以下（より好ましくは０．０５％以下）とするのが良い。尚、これらの効果を有効に発揮させるための含有量は、Ｎｂで０．００５％以上、Ｖで０．０１％以上である。
【００４３】
［Ｍｇ：０．００５０％以下（０％を含まない）］
Ｍｇは、ＭｇＯを形成して、ＨＡＺにおけるオーステナイト粒の粗大化を抑制することによって、ＨＡＺ靭性を向上させる効果を有するため、必要によって含有される。しかしながらＭｇの含有量が過剰になると、介在物が粗大化してＨＡＺ靭性が劣化するため、０．００５０％以下（より好ましくは０．００３５％以下）にするのが良い。
【００４４】
［Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＨｆ：０．０５％以下（０％を含まない）］
ＺｒおよびＨｆは、Ｔｉと同様、Ｎと窒化物を形成し、溶接時におけるＨＡＺのオーステナイト粒を微細化し、ＨＡＺ靭性改善に有効な元素である。しかし、過剰に含有されるとＨＡＺ靭性を却って低下させる。このため、これらの元素を含有するときには、Ｚｒは０．１％以下、Ｈｆは０．０５％以下とする。
【００４５】
［Ｃｏ：２．５％以下（０％を含まない）および／またはＷ：２．５％以下（０％を含まない）］
ＣｏおよびＷは、焼入れ性を向上させ母材強度を高める効果を有するので、必要により含有される。しかし、過剰に含有するとＨＡＺ靭性が劣化するため、上限をいずれも２．５％以下とする。
【００４６】
［ＲＥＭ：０．０１０％以下（０を含まない）］
ＲＥＭ（希土類元素）は、鋼材中に不可避的に混入してくる介在物（酸化物や硫化物等）の形状を微細化・球状化することによって、ＨＡＺの靭性向上に寄与する元素であり、必要によって含有される。こうした効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、ＲＥＭの含有量が過剰になると、介在物が粗大化してＨＡＺ靭性が劣化するため、０．０１０％以下に抑えることが好ましい。尚、本発明において、ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｎまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味である。
【００４７】
尚、本発明で対象とする鋼板は、基本的には板厚が６０ｍｍ以上の厚鋼板を想定したものであるが、それ以下の板厚においても同等の特性を有するものとなり、本発明の対象に含まれるものである。また、本発明の鋼板を溶接するときの入熱量は６０ｋJ／ｍｍ以上を想定したものであり、こうした超大熱量で溶接を行ったときに良好なＨＡＺ靭性を示すものとなるが、こうした入熱量に限らず、例えば１５ｋJ／ｍｍ以上となる入熱量であっても良好なＨＡＺ靭性を示すものとなる。
【００４８】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変形することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【実施例】
【００４９】
下記表１〜３に示す化学成分組成の鋼を通常の溶製法によって溶製して、この溶鋼を鋳造時（鋳片表面温度：１３００〜１０００℃の温度範囲）における平均冷却速度（凝固冷却速度）を制御しつつ冷却してスラブとした後、９５０〜１３００℃に加熱して熱間圧延を行い、板厚：８０ｍｍの熱間圧延板とし、必要により焼入れを行い、各種高張力鋼板（試験板）とした。尚、表１において、ＲＥＭはＬａを５０％程度とＣｅ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１〜３中「−」は元素を添加していないことを示している。尚、表１〜３には、本発明で規定するＰ値（［Ｔｉ］／［Ｎ］）、Ｑ値［１０００×（［Ｃａ］＋２×［Ｓ］＋３×［Ｏ］）］についても示した。また凝固冷却速度は、冷却水量によって制御すると共に、放射温度計によって測定した。
【００５０】
【表１】
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【００５１】
【表２】
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【００５２】
【表３】
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【００５３】
得られた各種鋼板について、下記の方法で引張特性を測定すると共に、下記の条件にて溶接を行い、溶接部を作成した。
【００５４】
［鋼板の引張特性］
鋼板のｔ／４（ｔは板厚）からＪＩＳ  Ｚ  ２２０１  ４号試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１の要領で引張り試験を行ない、引張り強度（ＴＳ）を測定した。本発明では、引張強度ＴＳ：４４０ＭＰａ以上を合格とした。
【００５５】
［溶接条件］
溶接方法：エレクトロガスアーク溶接
溶接電流：４００Ａ
溶接電圧：４０Ｖ
溶接速度：０．５８ｍｍ／秒
入熱量：６０ｋＪ／ｍｍ
溶接ワイヤ：ＤＷＳ−５０ＧＴＲ、ＤＷＳ−５０ＧＴＦ
開先形状：開先角度１８°（逆Ｖ開先）、ルート間隔：１０ｍｍ
【００５６】
得られた溶接部において、図１に示すように、鋼板のｔ／４（ｔは板厚）の位置から、シャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ  Ｚ２２０２：高さ１０ｍｍ×幅１０ｍｍ×長さ５５ｍｍ）を採取し、ボンド部から＋０．５ｍｍ母材側位置にノッチを入れ、−５５℃でのＶシャルピー衝撃値（ｖＥ-55）を測定し、ＨＡＺ靭性を評価した。このときＶシャルピー衝撃値（ｖＥ-55）が１００Ｊ以上を合格とした。
【００５７】
これらの結果を、製造時の凝固冷却速度と共に、下記表４〜６に示す。尚、表４〜６には、入熱量が１５ｋＪ／ｍｍで、下記の溶接条件で溶接したときに、上記と同様にして測定したＶシャルピー衝撃値（ｖＥ-55）についても示した。
【００５８】
［溶接条件］
板厚：２５ｍｍ
開先角度：４０°
ルート幅：１１ｍｍ
溶接材料（溶接ワイヤ）：ＤＷＳ−５０Ｇ（１．６ｍｍφ）
【００５９】
【表４】
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【００６０】
【表５】
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【００６１】
【表６】
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【００６２】
これらの結果から、次のように考察できる。まず試験Ｎｏ．１〜３７のものは、本発明で規定する要件を満足するものであり、鋼板（母材）の強度は目標を満足し、ＨＡＺ靭性も目標平均１００Ｊ以上を十分満足するものである。またこれらは、入熱量が１５ｋＪ／ｍｍのような溶接条件においても、十分なＨＡＺ靭性を示していることが分かる。
【００６３】
これに対して、試験Ｎｏ．３８〜６７のものは、本発明で規定するいずれかの要件を欠くものであり、いずれかの特性が劣化している。このうち試験Ｎｏ．３８〜５３、６７のものは、化学成分組成が本発明で規定する範囲を外れるものであり（試験Ｎｏ．５１，６７のものはＰ値も大きい）、試験Ｎｏ．５４のものは、化学成分組成は満足するがＰ値が本発明で規定する範囲を外れるものである。試験Ｎｏ．５５〜６１、６５のものは、化学成分組成は満足するがＱ値が本発明で規定する範囲を外れるものである。試験Ｎｏ．６２〜６４，６６のものは、化学成分組成は満足するがＲ値が本発明で規定する範囲を外れるものである。
【図面の簡単な説明】
【００６４】
【図１】溶接部からシャルピー衝撃試験片の採取位置を示す概略説明図である。
【図１】
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