(57)【要約】【課題】本発明は材質のばらつきの少ない、溶接熱影響部の靭性に優れる鋼を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．００４％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．２％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｂ：０．０００７〜０．００４％を含有する成分組成と、ベイナイト単相組織を有し、好ましくはＴｉ、Ｚｒの１種または２種を、（Ｔｉ＋０．５３×Ｚｒ）が０．０２５％以下、かつ、質量比で（Ｔｉ＋０．５３×Ｚｒ）／Ｎが３．４以上、Ｎｂ、Ｔａの１種または２種を、Ｎｂ＋０．５１×Ｔａが０．０４〜０．３％で含有し、更に好ましくは質量％で、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｖ：０．６％以下の１種または２種以上を添加する。【選択図】図２
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．００４％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．２％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｂ：０．０００７〜０．００４％を含有し、更に、Ｔｉ、Ｚｒの１種または２種を、（Ｔｉ＋０．５３×Ｚｒ）が０．０２５％以下、かつ、質量比で（Ｔｉ＋０．５３×Ｚｒ）／Ｎが３．４以上含有し、Ｎｂ、Ｔａの１種または２種を、（Ｎｂ＋０．５１×Ｔａ）が０．０４〜０．３％で含有し、残部が実質的にＦｅからなる鋼材。
【請求項２】
請求項１記載の成分組成に、更に、質量％で、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｖ：０．６％以下の１種または２種以上を含有する残部が実質的にＦｅからなる鋼材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は建築、橋梁、船舶、海洋構造物、ラインパイプ、タンクおよび圧力容器などに用いられる、材質のばらつきが少なく溶接部熱影響部の靱性に優れた鋼材に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、鋼材は、主に変態強化、析出強化またはそれらの複合により強化される０．０１〜０．５ｗｔ％程度の炭素を含有する炭素鋼と呼ばれているものが一般的である。
【０００３】
変態強化は高温安定相であるオーステナイトから低温相であるフェライトに変態する際に生ずるマルテンサイトやベイナイトなどの変態相を利用するものである。析出強化は炭化物の鋼中の溶解度が、温度が低下するとともに低下することを利用して、高温に加熱して炭化物を鋼中に溶解させ、その後の冷却過程において微細な炭化物を鋼中で析出させて鋼材を強化するものである。
【０００４】
したがって、変態強化、析出強化を主たる強化機構とする炭素鋼においては、冷却速度によって変態相（パーライト、ベイナイト、マルテンサイトなど）および炭化物の析出形態が大きく異なり、強度や靱性などの特性が冷却速度によって大きく変わる。
【０００５】
このため、炭素鋼はその製造過程においてオーステナイト温度域から冷却する際に、冷却速度の厳密な管理を必要とする。しかし、冷却速度は鋼材の板厚、形状などの影響を受けるほか、冷却水の温度や水量、さらには気温などの影響をうけるため、冷却速度を厳密に管理することは実際上、かなり困難である。
【０００６】
また、板厚の厚い鋼材の場合には鋼材の表面近くと内側とでは必然的に冷却速度が異なる。このため、材質も表面と内側で異なるものとなる。したがって、冷却速度に特性が敏感な鋼材では、各鋼材間、あるいは鋼材内の位置による特性のばらつきが大きくなるため、強度、靱性などが規格範囲をはずれる割合が高くなり、歩留まりの低下が避けられない。
【０００７】
特許文献１に製造時の冷却速度による材質ばらつきを少なくする目的で、製造過程における冷却速度による強度の変化を少なくした鋼材が開示されている。Ｍｎ、Ｎｂ、Ｂを適量添加することにより焼入れ性を高めて冷却速度の広い範囲でベイナイト単相組織が生ずるようにし、Ｃ量を低く制限することでベイナイト中の炭化物の析出を抑制して冷却速度による強度変化を小さくしたものである。
【０００８】
また、鋼材はその目的により種々の溶接方法により接合されて建築構造物、船舶、橋梁などに組み立てられる。したがって、溶接熱影響部の靱性は溶接構造物の特性をきめる重要な要素の一つである。
【０００９】
溶接には１回の溶接パスで溶接が完了する１層溶接と複数回の溶接パスを重ねる多層溶接とがある。多層溶接では溶接熱影響部は複数回の溶接熱サイクルを受けるため複雑で、種々の組織が形成される。
【００１０】
第１熱サイクルによって1150℃以上に加熱されることにより結晶粒が粗大化した組織が第２熱サイクルで２相域（Ac1点以上Ac3点以下の温度域）に再加熱された部分はICCGHAZ（Inter-critically Coarse Grain Heat Affected Zone）と呼ばれる熱影響部で靱性が極めて低い。
【００１１】
特許文献２に、ICCGHAZの靱性を改善した鋼の製造方法が開示されている。Ｃ量を低く抑えることにより島状マルテンサイトの生成を抑制し、強度を確保するため、Ｎｂを０．２％程度添加し、圧延後の冷却過程においてＮｂＣを微細析出させ析出強化するものである。
【特許文献１】特開平８−１４４０１９号公報
【特許文献２】特開平９−１１１３３７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
しかしながら、特許文献１に開示されている鋼材および特許文献２に開示されている鋼材のようにＮｂを含有し、Ｃ量の少ない鋼材は多層溶接における溶接熱影響部において局部的に著しい粒界脆化を引き起こすことが知られている。
【００１３】
このような粒界脆化は、多層溶接において第１熱サイクルによってオーステナイト域まで加熱、急冷されたあと、第２熱サイクルで６００℃程度に再加熱される部分（以下、この部分を再熱部と呼ぶ）で生ずる。
【００１４】
なお、再熱部はオーステナイト域まで加熱、急冷されたあとフェライト単相域（Ac1点以下）である６５０℃程度に再加熱される部分であり、２相域（Ac1点以上、Ac3点以下の温度域）に再加熱されるICCGHAZとは本質的に異なる。
【００１５】
本発明は、製造時における熱履歴に材質があまり影響を受けず、厳密な温度、冷却速度管理をしなくても安定した材質が得られ、単層溶接における熱影響部の靱性が優れることはもちろんのこと、多層溶接における上記再熱部での靱性低下が生じない鋼材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】
【００１６】
本発明者は上記の課題を解決すべく鋭意研究を行い、極低Ｃ系に高焼入れ性元素を添加して冷却速度の広い範囲でベイナイト単相組織が生ずるようにした鋼材においては、再熱部の靱性低下を以下の手段により回避できることを知見した。
【００１７】
まず、Ｃ量を従来よりも一段と少ない０．００４％以下とする。Ｃ量を少なくすると強度が低下するため、高焼入れ性元素であるＮｂとＢなどを添加して焼入れ性を上げて強度を確保する。
【００１８】
さらに，Ｎを０．００４％以下とし、かつ窒化物生成元素であるＴｉなどを添加してＮを窒化物として完全に固定する。これらに加え、Ｍｎ量も通常の鋼材よりも少ない０．５％以下に制限する。以上の方策により多層溶接における再熱部の靱性低下を防止し、発明を完成した。
【００１９】
第1の発明は、質量％で、Ｃ：０．００４％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．２％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｂ：０．０００７〜０．００４％を含有し、更に、Ｔｉ、Ｚｒの１種または２種を、（Ｔｉ＋０．５３×Ｚｒ）が０．０２５％以下、かつ、質量比で（Ｔｉ＋０．５３×Ｚｒ）／Ｎが３．４以上含有し、Ｎｂ、Ｔａの１種または２種を、Ｎｂ＋０．５１×Ｔａが０．０４〜０．３％で含有し、残部が実質的にＦｅからなる鋼材。
【００２０】
第２の発明は、第１の発明の成分組成に、更に、質量％で、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｖ：０．６％以下の１種または２種以上を含有する残部が実質的にＦｅからなる鋼材。
【発明の効果】
【００２１】
本発明はＣ：０．００４％以下と極低Ｃ化し、焼入れ性の高い元素を含有させて焼入れ性を上げてオーステナイト域からの冷却速度によらず常にベイナイト単相組織となるようにして高強度を得、さらにＮ：０．００４％以下とし、Ｍｎ量を０．５％以下に制限することで再熱部での靱性低下を防止した。
【００２２】
本発明により、製造工程における冷却速度のばらつきによる強度ばらつきを少なくでき、歩留まりの向上が図れる。また、多層溶接部の靱性低下がないため、溶接構造物の溶接部の信頼性が高まるので、産業上極めて有用である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２３】
本発明は、極低Ｃ系とした鋼材に、焼入れ性の高い元素としてＮｂ，Ｔａの１種または２種を含有し、窒化物形成元素としてＴｉ，Ｚｒの１種または２種を含有した成分組成とする。以下、成分組成の限定理由を詳細に説明する。
【００２４】
Ｃ：０．００４％以下
ＣはＮｂと反応してＮｂＣを生成し、特に再熱部において粗大なＮｂＣが粒界に析出するため、再熱部の靱性を著しく低下させる。このためＣは少ないほど望ましいが、経済性の観点から０．００４％以下に制限する。
【００２５】
Ｓｉ：０．６％以下
Ｓｉは強化元素として有効であり安価な溶鋼の脱酸元素としても有用であるが、０．６％を超えると溶接熱影響部の靱性が劣化するため０．６％以下とする。
【００２６】
Ｍｎ：０．５％以下
Ｍｎは強化元素として有効な上、焼入れ性を高めてベイナイト単相組織とするために有効である。しかし、過剰の添加は再熱部の靱性を著しく損なうため０．５％以下に制限する。Ｍｎが再熱部の靱性を低下させる原因は不明であるが、ＮｂＣ、ＮｂＳ、ＮｂＢＣ、Ｎｂ−Ｆｅ金属間化合物などの粒界析出を促進するためと推定される。
【００２７】
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは溶接熱影響部および母材の靱性の観点から０．０３％以下に限定した。不純物としてのＰは低いほうが望ましいが、経済性も考慮して０．０３％以下とした。
【００２８】
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは溶接熱影響部および母材の靱性の観点から０．０２％以下に限定した。不純物としてのＳは低いほうが望ましいが、経済性も考慮して０．０２％以下とした。
【００２９】
Ａｌ：０．２％以下
ＡｌもＳｉと同様、脱酸の目的で添加する。過剰の添加は溶接熱影響部および母材の靱性を損なうため０．２％以下とする。また脱酸の目的には、その一部または全てをＳｉ、Ｔｉなどで代えることもできる。
【００３０】
Ｎ：０．００４％以下
Ｎは再熱部において、Ｎｂと反応して粗大なＮｂＮまたはＮｂＣＮを粒界に析出させるため再熱部の靱性を著しく低下させる。この弊害はＴｉを含有することによりＮをＴｉ窒化物として固定することで除くことができるが、Ｎが多いとＴｉ窒化物が粗大化してしまい、溶接熱影響部の靱性を低下させる。このため０．００４％以下に制限する。
【００３１】
Ｂ：０．０００７〜０．００４％
ＢもＣ，Ｎ量が極めて少ない本発明鋼材に高い焼入れ性を与えてベイナイト単相組織とし、強度上昇を図るうえでＮｂとならび重要な元素である。Ｂが少ないと強度上昇が少ないため０．０００７％以上とした。
【００３２】
しかしながら、Ｂを過剰に含有することは粗大なＮｂＢ、ＮｂＢＣ、ＮｂＦｅＢ、ＦｅＢＣなどの粒界析出を招き、溶接熱影響部、とくに再熱部での靱性を低下させるので上限を０．００４％とした。また、Ｂが焼入れ性を高めるためにはＢが固溶Ｂとして存在することが必要である。
【００３３】
Ｎが存在するとＢとＮが反応してＢＮを生成し、焼入れ性を向上させるのに有効な固溶Ｂが減少する。このためにＮをＴｉによりＴｉ窒化物として固定しておく必要がある。
【００３４】
Ｔｉ、Ｚｒの１種または２種
ＴｉはＮと反応してＴｉ窒化物を生成しＮを固定する。Ｎは数ｐｐｍ程度のごく微量であってもＮｂと反応してＮｂＮ、ＮｂＣＮなどを生成すると再熱部の靱性を著しく損なうので完全にＴｉ窒化物として固定する必要がある。
【００３５】
ＴｉとＺｒは周期律表で同じ族に属し、化学的性質がほぼ同じであるためＴｉの一部または全てをＺｒで置き換えてもよい。置き換える場合にはＴｉの含有量の範囲と原子量％で同じになるようにＴａの質量％に０．５３を乗じて換算する。
【００３６】
Ｔｉ、Ｚｒの１種または２種を含有する場合は、（Ｔｉ＋０．５３×Ｚｒ）が０．０２５％以下、かつ、質量比で（Ｔｉ＋０．５３×Ｚｒ）／Ｎが３．４以上とする。但し、含有しない元素は０とする。
【００３７】
化学量論比のＴｉＮやＺｒＮが生成するものとすれば（Ｔｉ＋０．５３×Ｚｒ）／Ｎの重量比で３．４以上を含有することが最低限必要である。しかし、過剰に含有することは粗大なＴｉＮ、ＴｉＳ、ＴｉＣＮ、ＴｉＢＣなどを析出して再熱部の靱性を低下させるので、（Ｔｉ＋０．５３×Ｚｒ）を０．０２５％以下とする。
【００３８】
Ｎｂ、Ｔａの１種または２種
ＮｂはＣ，Ｎ量が極めて少ない本発明鋼材に高い焼入れ性を与えてベイナイト組織とし強度上昇を図るうえでＢとならび重要な元素である。
【００３９】
また、ＮｂとＴａは周期律表で同じ族に属し、化学的性質がほぼ同じであるためＮｂの一部または全てをＴａで置き換えてもよい。置き換える場合にはＮｂの含有量の範囲と原子量％で同じになるようにＴａの質量％に０．５１を乗じて換算する。
【００４０】
Ｎｂ、Ｔａの１種または２種を含有する場合は、（Ｎｂ＋０．５１×Ｔａ）：０．０４〜０．３％とする。但し、含有しない元素は０とする。含有量が少ないと強度上昇が少ないため０．０４％以上とする。しかしながら、Ｎｂ、Ｔａの過剰な添加は粗大なＮｂＣ、ＮｂＳ、ＮｂＢＣ、Ｎｂ−Ｆｅ金属間化合物などの粒界析出を招き、溶接熱影響部、とくに再熱部での靱性を低下させるので上限を０．３％とした。
【００４１】
また、残部が実質的にＦｅとは、以上に記載した本願発明の鋼材が含有する元素の働きを阻害しない範囲で、これらの元素以外の元素を含むことができることを意味する。  
【００４２】
以上が本発明鋼の基本成分であるが、更に特性を向上させるため、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｖ：０．６％以下のうち１種または２種以上を含有することができる。
【００４３】
Ｃｕ：１％以下
Ｃｕは鋼材の強度を向上させるため有効であるが１％を超えると溶接熱影響部の靱性低下させるため１％を上限とした。
【００４４】
Ｎｉ：１．５％以下、
Ｎｉは鋼材の強度、靱性を向上させるため有効であるが、Ｎｉは高価な元素であり、コスト増につながり、過剰に含有しても効果が飽和するため１．５％を上限とした。
【００４５】
Ｃｒ：０．６％以下
Ｃｒは焼入れ性を向上させ母材の強度を向上させるが、過剰に含有すると溶接熱影響部の靱性を低下させるので０．６％以下とする。
【００４６】
Ｍｏ：０．６％以下
Ｍｏは焼入れ性を向上させ母材の強度を向上させるが、過剰に含有すると溶接熱影響部の靱性を低下させるので０．６％以下とする。
【００４７】
Ｖ：０．６％以下
Ｖは焼入れ性を向上させ母材の強度を向上させるが、過剰に含有すると溶接熱影響部の靱性を低下させるので０．６％以下とする。
【００４８】
本発明鋼として最も好ましい成分組成は、質量％で、Ｃ：０．００４％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．２％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｎｂ：０．０４〜０．３％、Ｂ：０．０００７〜０．００４０％、Ｔｉ：０．０２５％以下、Ｔｉ／Ｎ≧３．４、残部が実質的にＦｅである。
【００４９】
本発明鋼は、常法の製鋼工程により溶解、鋳造し、鋳片とした後、本質的に熱履歴に特性が不敏感であることから、特段の配慮をすることなく常法の圧延工程によって製品とすることができる。
【００５０】
すなわち鋳片を１０００℃〜１２５０℃程度に加熱し、７００℃〜１０００℃程度の圧延完了温度で熱間圧延する。圧延は厚板ミルで行い厚板（プレート）とすることもでき、また、タンデムミルで圧延して熱延コイルとすることもできる。
【００５１】
圧延後の冷却も特段の配慮をする必要はない。空冷から水冷による加速冷却まで、どのような冷却速度を採用しても、本発明鋼材の特性として、強度や靱性などの機械的性質に差はほとんどない。
【実施例１】
【００５２】
表１に示す種々の成分組成に調整した鋳片を１２００℃に加熱後、熱間圧延を行い、仕上げ温度９５０℃で圧延を完了し厚み１５ｍｍの鋼板を製造した。圧延後の冷却は空冷とした。
【００５３】
かくして得られた各鋼板について引張り試験およびシャルピー試験を行い、その機械的性質を調べた。また、オーステナイト域まで加熱、急冷されたあとフェライト単相域（Ac1点以下）である６５０℃程度に再加熱される前述した再熱部の靱性を調べるため、再熱部を模擬する熱処理として以下の熱処理（Ｒ）を施した。
【００５４】
熱処理（Ｒ）：１２００℃で３０分加熱の後、水冷し、その後、再び６５０℃で３０分加熱して空冷する。この熱処理は、実際の多層溶接の熱履歴では再熱される時間が長くとも数秒程度であることを考えると厳しすぎる試験ではあるが、実験が容易であり、再熱による脆化をよく再現できるため採用した。
【００５５】
【表１】
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【００５６】
表２に圧延ままの鋼板の引張特性（降伏強さ（以下ＹＳとする。），引張強さ（以下ＴＳとする。），伸び（以下ＥＬとする。）および靱性（シャルピー衝撃試験の試験温度０℃での吸収エネルギー（ｖＥ０））、および、熱処理（Ｒ）後の靱性を示す。シャルピー衝撃試験片は２ｍｍＶノッチシャルピー試験片で厚み１０ｍｍのものであり、３本づつ試験した。表２中の吸収エネルギー（ｖＥ０）は３本の平均値である。
【００５７】
【表２】
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【００５８】
鋼Ａ１〜Ａ６、Ｂ１〜Ｂ６、Ｃ１〜Ｃ６、Ｄ１〜Ｄ６はＭｎをそれぞれ０．２％、０．４％、０．６％、１．６％とし、Ｎｂを０から０．４％まで添加量を変化させた鋼板である。
【００５９】
図１に、これらの鋼板のＴＳに対するＮｂ量による変化を示す。極低Ｃ鋼であるこれらの鋼板ではＮｂを含有しない場合にはＴＳが３００ＭＰａ程度しかないが、Ｎｂを含有することにより著しく強化され、本発明のＮｂ添加量範囲では４００〜７００ＭＰa程度のＴＳとなることが分かる。
【００６０】
また、Ｍｎの含有量が多いほど強度が高いことが分かる。図２に鋼Ａ１〜Ａ６、Ｂ１〜Ｂ６、Ｃ１〜Ｃ６、Ｄ１〜Ｄ６の熱処理（Ｒ）後の靱性のＮｂ量による変化を示す。Ｎｂ含有量が増すに従い、靱性が低下することが分かる。
【００６１】
また、Ｍｎ含有量が増加するに従い、靱性が低下することが分かるが、Ｍｎ含有量が０．６％、１．６％の場合には靱性の低下が著しく、Ｎｂを０．０５％含有する場合でも靱性が低下して実用に耐えない。
【００６２】
したがって、Ｎｂを含有させることにより高強度を得た上に、再熱部の靱性が優れるためには、Ｍｎ含有量を制限する必要があることが分かる。本発明のＭｎ含有量が０．５％以下では再熱部の靱性に優れている。
【００６３】
鋼Ｅ１〜Ｅ５、Ｆ１〜Ｆ６はＭｎ含有量をそれぞれ０．１％、０．３％とし、Ｂ含有量を０．０００１％から０．００４５％まで添加量を変化させた鋼板である。図３にＢ含有量による、これらの鋼板のＴＳの変化を示す。Ｂを含有させることにより著しく強化され、本発明のＢ含有量の範囲では４００ＭＰa程度以上のＴＳとなることが分かる。
【００６４】
また、Ｂが０．００２８％含有するがＮｂを含有しない鋼Ａ１のＴＳが３００ＭＰａ程度しかないことを併せて考えると、Ｂによる強化は、Ｎｂを同時に含有する場合に発現することが明らかである。したがって、本発明のように極低Ｃ鋼を強化するためにはＢとＮｂの同時に含有させることが必要である。
【００６５】
図４に鋼Ｅ１〜Ｅ５、Ｆ１〜Ｆ６の熱処理（Ｒ）後の靱性に対するＢ含有量による変化を示す。Ｂ含有量が増すに従い、靱性が低下することが分かる。したがって、Ｂ含有量が本発明の上限を超えた場合には靱性が著しく低いことが分かる。
【００６６】
鋼Ｇ１〜Ｇ５はＴｉ含有量を０．００５から０．０３０％まで変化させた鋼板である。Ｔｉは強度にはほとんど影響せず、これらの鋼板のＴＳは５３０〜５８０ＭＰａ程度である。図５は鋼Ｇ１〜Ｇ５の熱処理（Ｒ）後の靱性に対するＴｉ含有量による変化を示す。Ｔｉ含有量が３．４×Ｎ（％）未満（この場合には０．００７％）では靱性が低いが、それ以上含有させた場合は優れた靱性を示し、さらに含有量を増やしていくと靱性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量が本発明の範囲を超えた場合には靱性が著しく低いことが分かる。
【００６７】
さらに、表１中の幾つかの鋼板について、オーステナイト温度域からの冷却速度による強度の変化を調べるため、以下の２種類の熱処理（Ｑ，Ａ）を施した。
【００６８】
Ｑは１２００℃で３０分加熱の後、水冷する熱処理であり、Ａは１２００℃で３０分加熱の後、空冷する熱処理である。また、溶接熱影響部の靱性をより正確に評価するため、実際の溶接熱履歴を模擬した熱サイクルを加えた。
【００６９】
熱サイクル１は単層溶接を模擬したもので１４５０℃まで加熱した後、８００℃から５００℃までの冷却時間を５０ｓとなるようにして冷却する単一の熱サイクルである（溶接入熱５０ｋＪ/ｃｍで１層溶接したときのＨＡＺ（溶接熱影響部）の熱履歴に相当）。
【００７０】
熱サイクル２は多層溶接における再熱部を再現したもので前記の単一熱サイクルを加えた後、６５０℃まで再加熱して１秒保持してのち５℃／秒で冷却する再熱サイクルである（溶接入熱５０ｋＪ/ｃｍで多層溶接したときの再熱ＨＡＺの熱履歴に相当）。
【００７１】
表３に結果を示す。本発明の鋼板はオーステナイト温度域から水冷（Ｑ）したものと空冷（Ａ）したものとで強度差が少ないことが分かる。また、１層溶接および多層溶接再熱部の溶接熱影響部の靱性にも優れていることが分かる。比較例である鋼Ｃ４は再熱ＨＡＺの靱性が劣る（これは熱処理Ｒによる評価と同じである）。
【００７２】
【表３】
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【実施例２】
【００７３】
表４に示す種々の成分組成に調整した鋳片を１２００℃に加熱後、熱間圧延を行い、仕上げ温度９５０℃で圧延を完了し厚み１５ｍｍの鋼板を製造した。圧延後の冷却は空冷とした。かくして得られた各鋼板について引張り試験およびシャルピー試験を行い、その機械的性質を調べた。また再熱部の靱性を調べるため、再熱部を模擬する熱処理として実施例１と同様に熱処理（Ｒ）を施した。
【００７４】
【表４】
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【００７５】
表５に圧延ままの鋼板の引張特性（ＹＳ，ＴＳ，ＥＬ）および靱性（シャルピー衝撃試験の試験温度０℃での吸収エネルギー（ｖＥ０））、および、熱処理（Ｒ）後の靱性を示す。シャルピー衝撃試験片は２ｍｍＶノッチシャルピー試験片で厚み１０ｍｍのものであり、３本づつ試験した。表５中の吸収エネルギー（ｖＥ０）は３本の平均値である。
【００７６】
【表５】
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【００７７】
鋼ＩはＮｂの一部をＴａで置換したものであり、鋼ＪはＮｂを全てＴａで置換したものである。また、鋼ＫはＴｉの一部をＺｒで置換したものであり、鋼ＬはＴｉを全てＺｒで置換したものである。表５に示すように、Ｎｂの一部または全部をＴａで置換、あるいは、Ｔｉの一部または全部をＺｒで置換しても特性に変わりなく、優れた強度および再熱部靱性を示すことが分かる。
【実施例３】
【００７８】
表６に示す種々の成分組成に調整した鋳片を１２００℃に加熱後、熱間圧延を行い、仕上げ温度９５０℃で圧延を完了し厚み１５ｍｍの鋼板を製造した。圧延後の冷却は空冷とした。かくして得られた各鋼板について引張り試験およびシャルピー試験を行い、その機械的性質を調べた。
【００７９】
また、溶接熱影響部の靱性を評価するため、実施例１で行ったと同様の単一熱サイクルおよび再熱サイクルを加えて、シャルピー試験を行った。シャルピー衝撃試験片は２ｍｍＶノッチシャルピー試験片で厚み１０ｍｍのものであり、３本づつ試験した。
【００８０】
【表６】
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【００８１】
表７に結果を示す。表７中の吸収エネルギー（ｖＥ０）は３本の平均値である。本発明の鋼は高い強度を示すとともに、一層溶接の熱影響部、多層溶接の再熱部とも高い靱性を示すことが分かる。比較例は一層溶接の熱影響部の靱性は優れているものの再熱部の靱性が劣ることが分かる。
【００８２】
【表７】
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【図面の簡単な説明】
【００８３】
【図１】Ｎｂ含有量と鋼板の引張強さ（ＴＳ）との関係を示す図である。
【図２】Ｎｂ含有量と鋼板の熱処理（Ｒ）後の靱性（シャルピー吸収エネルギー）を示す図である。
【図３】Ｂ含有量と鋼板の引張強さ（ＴＳ）との関係を示す図である。
【図４】Ｂ含有量と鋼板の熱処理（Ｒ）後の靱性（シャルピー吸収エネルギー）を示す図である。
【図５】Ｔｉ含有量と鋼板の熱処理（Ｒ）後の靱性（シャルピー吸収エネルギー）を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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