(57)【要約】【課題】  Ｃeq：0.35〜0.40で、例えば、板厚50〜80mm、引張強度490〜620MPa級の鋼板であって、20〜100kJ/mmの大入熱溶接において優れたＨＡＺ靭性を有する厚手高強度鋼板を提供する。【解決手段】  本発明鋼板は、質量％で、Ｃ：0.03〜0.14％、Si：0.01〜0.30％、Mn：0.8〜2.0％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.005％以下、Nb：0.003〜0.050％、Al：0.005〜0.040％、Ti：0.005〜0.030％、Ｂ：0.0010〜0.0050％、Ｎ：0.0030〜0.0080％、Ｏ：0.0010〜0.0050％を含有し、〔１〕式のＣeqが0.35〜0.40であり、かつ、Nb，Ti，NおよびＢが〔２〕式を満たし、さらに、Ca：0.0005〜0.0030％、Mg：0.0005〜0.0050％、REM：0.005〜0.030％のうち１種以上を含有し、円相当径が0.005〜0.5μｍの複合酸化物を、100〜3000個／mm２含有することを特徴とする。  Ｃeq＝Ｃ＋Mn／６＋（Ni＋Cu）／15＋（Cr＋Mo＋Ｖ）／５・・・〔１〕式  0.29Ti＋1.3Ｂ≦Ｎ≦0.29Ti＋1.3Ｂ＋0.15Nb・・・・・・・・・〔２〕式【選択図】    図１
2005307261.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．１４％、
Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、
Ｍｎ：０．８〜２．０％、
Ｐ  ：０．０２％以下、
Ｓ  ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．００３〜０．０５０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｂ  ：０．００１０〜０．００５０％、
Ｎ  ：０．００３０〜０．００８０％、
Ｏ  ：０．００１０〜０．００５０％
を含有し、
〔１〕式で表されるＣｅｑの値が０．３５〜０．４０であり、かつ、
Ｎｂ，Ｔｉ，ＮおよびＢの質量関係が〔２〕式を満たし、
さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．００５〜０．０３０％
のうち１種または２種以上を含有し、円相当径が０．００５〜０．５μｍの複合酸化物を、１００〜３０００個／ｍｍ２含有することを特徴とする大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・〔１〕式  ０．２９Ｔｉ＋１．３Ｂ≦Ｎ≦０．２９Ｔｉ＋１．３Ｂ＋０．１５Ｎｂ・・・〔２〕式
【請求項２】
さらに、質量％で、
Ｎｉ：０．１〜３．０％、
Ｃｕ：０．１〜０．６％、
Ｃｒ：０．１〜０．５％、
Ｍｏ：０．０３〜０．２％、
Ｖ  ：０．００５〜０．０５０％
を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に記載の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、船舶、海洋構造物、中高層ビル、橋梁などに使用される溶接熱影響部（Ｈｅａｔ  Ａｆｆｅｃｔｅｄ  Ｚｏｎｅ、以下、ＨＡＺと称す。）の低温靭性に優れた厚手高強度鋼板に関するもので、特に、板厚５０ｍｍ以上、母材引張強度４９０〜６２０ＭＰａ級の鋼板で、溶接入熱が２０〜１００ｋＪ／ｍｍの優れた低温ＨＡＺ靭性を有する鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、船舶、海洋構造物、中高層ビル、橋梁などの大型構造物に使用される溶接用鋼材の材質特性に対する要望は厳しさを増している。特に、これら構造物においては、板厚５０ｍｍ超える厚手で、母材の引張強度が５７０ＭＰａ級である鋼板の使用も多くなってきている。
【０００３】
また、溶接の効率化を促進するため、このような厚手高強度鋼板の溶接には、エレクトロガス溶接法、エレクトロスラグ溶接法などに代表されるような大入熱溶接法による１パス溶接が検討されており、母材そのものの靭性と同様に、ＨＡＺ靭性の要求も厳しさを増している。
【０００４】
大入熱溶接法が適用される鋼材のＨＡＺ靭性に注目した提案は、これまで数多くなされてきた。例えば、特許文献１では、Ｔｉ窒化物とＭｎＳとの複合析出物をフェライトの変態核として活用し、フェライトの生成サイトを増やすことによりＨＡＺ組織を微細化しＨＡＺ靭性を向上させる方法が提案されている。さらに、特許文献２では、Ｔｉ窒化物とＢ窒化物との複合析出物を粒界フェライトの析出核として活用し、ＨＡＺ靭性を向上させる方法が提案されている。但し、鋼材の要求強度が高い場合では、焼入性が向上するため十分に機能しない。
【０００５】
また、特許文献３等に開示されるように、溶接時に粒成長し粗大化するオーステナイト粒を、鋼中に微細分散させたＴｉ窒化物によりピンニングさせ抑制し、靭性を向上させる方法もある。しかしながら、Ｔｉ窒化物は、ＨＡＺのうち最高到達温度が１４００℃を超える溶接金属との境界（以下、溶接ボンド部とも称する。）近傍ではほとんど固溶してしまうので、靭性向上効果が低下するという問題がある。そのため、このようなＴｉ窒化物をオーステナイト粒の粗大化抑制に利用した鋼材は、近年のＨＡＺ靭性に対する厳しい要求や、超大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性の必要特性を達成することが困難である。
【０００６】
この溶接ボンド部近傍の靭性を改善する方法として、Ｔｉ酸化物を含有した鋼が厚板、形鋼などの様々な分野で使用されている。例えば、厚板分野では特許文献４や特許文献５に例示されているように、Ｔｉ酸化物を含有した鋼は大入熱溶接部靭性向上に非常に有効であり、高張力鋼への適用が有望である。この原理は、鋼の融点においても安定なＴｉ酸化物をサイトとして、溶接後の温度低下途中にＴｉ窒化物、ＭｎＳ等が析出し、さらにそれらをサイトとして微細フェライトが生成し、その結果、靭性に有害な粗大フェライトの生成が抑制されて、靭性の劣化が防止できるというものである。
【０００７】
しかしながら、このようなＴｉ酸化物は、鋼中へ分散される個数をあまり多くすることができないという問題がある。その原因は、Ｔｉ酸化物の粗大化や凝集合体であり、Ｔｉ酸化物の個数を増加させようとすれば５μｍ以上の粗大なＴｉ酸化物、いわゆる介在物が増加してしまうためと考えられる。この５μｍ以上の介在物は、構造物の破壊の起点となったり、靭性の低下を引き起こしたりして、有害であるため回避すべきものである。そのため、さらなるＨＡＺ靭性の向上を達成するためには、粗大化や凝集合体が起こりにくく、Ｔｉ酸化物よりも微細に分散する酸化物を活用する必要があった。
【０００８】
また、このようなＴｉ酸化物の鋼中への分散方法としては、Ａｌ等の強脱酸元素を実質的に含まない溶鋼中へのＴｉ添加によるものが多い。しかしながら、単に溶鋼中にＴｉを添加するだけでは鋼中のＴｉ酸化物の個数、分散度を制御することは困難であり、さらには、ＴｉＮ，ＭｎＳ等の析出物の個数、分散度を制御することも困難である。そのため、Ｔｉ脱酸のみによってＴｉ酸化物を分散させた鋼においては、例えば、Ｔｉ酸化物の個数が充分に得られない、あるいは、厚板の板厚方向の靭性が変動するといった問題があった。
【０００９】
さらに、上記特許文献４などの方法では、Ｔｉ酸化物を生成しやすくするために、Ａｌ量の上限を、０．００７％という非常に少ない量で制限している。そのため、鋼材中のＡｌ量が少ない場合、ＡｌＮ析出物量の不足などの原因により、母材の靭性が低下することがあった。また、通常使用されている溶接材料を用いてＡｌ量の少ない鋼板を溶接した場合、溶接金属の靭性が低下することがあった。
【００１０】
このような問題に対して、特許文献６や特許文献７において、Ｔｉ添加直後のＡｌ添加、あるいはＡｌ，Ｃａ複合添加で、生成するＴｉ−Ａｌ複合酸化物やＴｉ，Ａｌ，Ｃａの複合酸化物を活用する技術が提案されている。このような技術により、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を大幅に向上させることが可能となった。
【特許文献１】特開平０３−２６４６１４号公報
【特許文献２】特開平０４−１４３２４６号公報
【特許文献３】特公昭５５−０２６１６４号公報
【特許文献４】特開昭６１−０７９７４５号公報
【特許文献５】特開昭６２−１０３３４４号公報
【特許文献６】特開平０６−２９３９３７号公報
【特許文献７】特開平１０−１８３２９５号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
近年、特に造船業界において、板厚５０〜８０ｍｍ、母材強度が引張強度で４９０〜６２０ＭＰａ級の鋼板が適用されている。この厚手高強度鋼板を現行の製造方法で製造する場合、強度確保の点から合金元素を増量して焼入性を向上させる必要がある。この合金元素の増量よる焼入性を、鋼材の溶接性と同時に化学成分的な焼入性を示す炭素当量（Ｃｅｑ）で示した場合、強度確保にはＣｅｑで０．３５以上が必要となる。このＣｅｑの値は溶接ＨＡＺの硬さと関係しており、この値が高れば高いほど溶接ＨＡＺも硬くなる。
【００１２】
また、このような厚手鋼板の溶接では、作業の効率性から入熱２０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接が適用される。従来は、Ｃｅｑがそれほど高くなかったため、上記の特許文献５〜７記載の従来手法を適用することによりＨＡＺ靭性は改善された。しかし、このようにＣｅｑが０．３５以上と高い場合では、焼入性が向上してＨＡＺ硬さも高くなるため、従来手法の適用では、特に溶接ボンド部近傍で十分なＨＡＺ靭性が得られない。
【００１３】
そこで、本発明は、Ｃｅｑが０．３５〜０．４０で、例えば、板厚５０〜８０ｍｍ、引張強度４９０〜６２０ＭＰａ級の鋼板であって、入熱２０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接において優れたＨＡＺ靭性を有する厚手高強度鋼板を提供することを目的とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
これまでＨＡＺ靭性の向上手段として、前述のとおり、フェライト変態核の生成によるＨＡＺ組織の微細化や高温でのオーステナイト粒の成長を抑制することが考えられてきた。その中でも、酸化物の微細分散によるオーステナイト粒の粗大化の抑制は、上記のように入熱２０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接で溶接ボンド部が１４００℃の高温に長時間されされる場合においても機能し、有効である。しかし、オーステナイト粒の粗大化が抑制されても、Ｃｅｑが０．３５〜０．４０の鋼材では大入熱溶接後のＨＡＺの硬さが高くなるため十分な靭性が得られない。ＨＡＺ硬さが高くなるのは、Ｃｅｑが高いためにＨＡＺの焼入性が高くなり、ＨＡＺ組織に占める粒界フェライトの量が少ないのに加え、オーステナイト粒内が上部ベイナイト主体の組織となるためである。
【００１５】
そこで、発明者らは、オーステナイト粒内にフェライト生成核を多数生成させ、ＨＡＺ硬さの上昇抑制と組織微細化によりＨＡＺ靭性を改善させる方法を鋭意検討した。まず、粒内フェライト生成核になり得る析出物を調査するため、Ｃｅｑが０．３５以上０．４０以下である種々の鋼材を用いて、図１に示す大入熱溶接を模擬した熱サイクルを付与し、得られた再現ＨＡＺ組織中に粒内フェライトが生成するものを調査した。その結果、Ｂ添加鋼の一部で、このようなＣｅｑが高い条件においても粒内にフェライトを生成させていることを確認した。
【００１６】
続いて、上記知見に基づき、粒内フェライトが生成する鋼材の粒内フェライトの生成核をＴＥＭ観察により調査した。その結果、その多くがＴｉの一部がＮｂに置換されたＴｉ窒化物（以下、Ｔｉ（Ｎｂ）窒化物と記載）を核として析出していることを確認した。さらに、このＴｉ（Ｎｂ）窒化物についてさらに調査した結果、Ｔｉ（Ｎｂ）窒化物は、単独で析出するものだけでなく、サブミクロンサイズ以下のＡｌやＣａを主体とする微細複合酸化物をサイトとして析出していることを確認した。そして、フェライトを生成させるＢ窒化物は、これらのＴｉ（Ｎｂ）窒化物、複合酸化物とＴｉ（Ｎｂ）窒化物の複合物を囲む形で外周部に多結晶の状態で析出する、サブミクロンサイズのものが主体であることを確認した。
【００１７】
そこで、フェライト生成核を多数生成させるため、このＢ窒化物を多数析出させる条件を鋭意調査した。
まず、Ｔｉ（Ｎｂ）窒化物の析出サイトとなる複合酸化物について検討した。その結果、複合酸化物の大きさは０．５μｍ以下であり、Ａｌ，Ｃａを主体とする酸化物のほか、これらにＭｇ，ＲＥＭを含む複合酸化物においてもＴｉ（Ｎｂ）窒化物が生成することを確認した。
【００１８】
次に、これらの複合酸化物を多数生成させる条件を検討した。まず、酸化物を多く析出させるためにこれら酸化物を構成する元素の量を増やす方法であるが、単に量を増やすだけではミクロンサイズの粗大な酸化物を形成させる一方で数を増やすことが難しい。
【００１９】
そこで、酸化物を微細化させることで酸化物の個数を増やす方法について検討を行った。この方法は、酸素濃度を酸化物の粗大化を防ぐために低く調整し、その後、脱酸力の比較的弱い脱酸元素から強い脱酸元素へ順に脱酸元素を投入するものであるため、酸素濃度調整のもと複数の脱酸元素を脱酸力の弱い順に投与することから微細な酸化物を多数生成させることが可能となる。
【００２０】
そして、この考えのもと脱酸方法を検討した結果、溶鋼時の脱酸過程でＣもしくはＳｉの脱酸元素を用いて溶鋼中の酸素濃度を０．００１０〜０．００５０％に制御し、その後，Ｔｉのような弱脱酸元素で脱酸し、さらにＡｌで脱酸後、強脱酸元素であるＣａ，Ｍｇ，ＲＥＭを１鋼種以上添加することを行い、円相当径が０．００５〜０．５μｍの複合酸化物（例えば、Ａｌ酸化物等、この他、Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭの添加により、Ｃａ−Ａｌ酸化物、Ｔｉ−Ｍｇ酸化物、ＲＥＭ酸化物やその複合酸化物も生成される）を、１００〜３０００個／ｍｍ２含有させることできることが判明した。なお、酸素濃度が０．００５０％を超えると粗大な酸化物が生成し、酸化物の個数が激減する場合がある。
【００２１】
次に、Ｔｉ（Ｎｂ）窒化物とＢ窒化物の構成元素であるＴｉ，ＮおよびＢのバランスに関して詳細検討した。まず、Ｎの量をＢ窒化物生成の点からＢの量と化学量論的に等しくなるように調整した。この場合、再現ＨＡＺ組織中のオーステナイト粒内はベイナイト主体の組織となり、粒内フェライトは殆ど確認できなった。そこでさらにＮの量を増やし、ＢとＴｉの量の総和と化学量論的にほぼ等しい場合では、オーステナイト粒内に多数のフェライトの生成が確認された。さらにＮ量を増やした場合も同様にオーステナイト粒内に多数のフェライトの生成が確認された。
【００２２】
そこで、これらの再現ＨＡＺ組織を有するものの靭性を調査した結果、オーステナイト粒内に多数フェライトが生成するものは、ベイナイト主体のものに比較しても優れた靭性を有することが判明した。さらに粒内フェライトを生成するものの中でも、Ｎの量がＢとＴｉの量の総和と化学量論的に等しい場合よりも多く添加されている場合の方が優位であることが判明した。但し、過剰に添加されると逆に靭性が低下する。
【００２３】
Ｎの量の増加により靭性が変化する理由について、析出するＴｉ窒化物のＴｉの一部がＮｂに置換されているという事実をもとに、Ｎの量がＢとＴｉとＮｂの量の総和に化学量論的に多いものと少ないものとに分けて再現ＨＡＺ靭性の優劣を比較し検討した。その結果、Ｎの量がＢとＴｉとＮｂの量の総和より化学量論的に多い場合では、再現ＨＡＺ靭性が大きく低下することが判明した。
【００２４】
以上の検討結果から、鋼中のＮｂ，Ｔｉ，Ｎ，Ｂの量は〔２〕式を満たすことがＨＡＺ靭性を向上させるための必要条件であることを見出した。即ち、Ｎの量が化学量論的にＴｉとＢの量より多く、ＮｂとＴｉとＢの量より少ない条件であれば、靭性低下を引起す固溶Ｂや固溶Ｎを殆ど残さずに、粒内フェライト生成に必要なＴｉ（Ｎｂ）窒化物とＢ窒化物を生成することができ、靭性を向上させることができることを見出した。
０．２９Ｔｉ＋１．３Ｂ≦Ｎ≦０．２９Ｔｉ＋１．３Ｂ＋０．１５Ｎｂ・・・〔２〕式      
【００２５】
さらに、鋼中に含まれる添加する成分に関しては、強度確保や耐食性の向上の観点から、Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖを添加した場合でのＨＡＺ靭性も検討した。その結果、〔１〕式で表されるＣｅｑの値が０．３５以上０．４０以下の条件で、それぞれ、０．１〜３．０％、０．１〜０．６％、０．１〜０．５％、０．０３〜０．２％、０．００５〜０．０５０％の範囲での添加であれば、ＨＡＺ靭性を大きく低下しないことが判明した。
【００２６】
なお、この発明の鋼板の製造方法は、特に制限されることはなく、公知の方法に従って製造すれば良い。例えば、上記の好適成分組成に調整した溶鋼を連続鋳造法でスラブとしたのち、１０００〜１２５０℃に加熱してから、熱間圧延を施せばよい。
【００２７】
本発明は、上記した知見に基づき完成されたものである。すなわち、本発明は、下記を要旨とする。
（１）質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．１４％、          Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、
Ｍｎ：０．８〜２．０％、              Ｐ  ：０．０２％以下、
Ｓ  ：０．００５％以下、              Ｎｂ：０．００３〜０．０５０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、      Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｂ  ：０．００１０〜０．００５０％、  Ｎ  ：０．００３０〜０．００８０％、
Ｏ  ：０．００１０〜０．００５０％
を含有し、
〔１〕式で表されるＣｅｑの値が０．３５〜０．４０であり、かつ、
Ｎｂ，Ｔｉ，ＮおよびＢの質量関係が〔２〕式を満たし、
さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、  Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．００５〜０．０３０％
のうち１種または２種以上を含有し、円相当径が０．００５〜０．５μｍの複合酸化物を、１００〜３０００個／ｍｍ２含有することを特徴とする、大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・〔１〕式  ０．２９Ｔｉ＋１．３Ｂ≦Ｎ≦０．２９Ｔｉ＋１．３Ｂ＋０．１５Ｎｂ・・・〔２〕式      
【００２８】
（２）さらに、質量％で、
Ｎｉ：０．１〜３．０％、              Ｃｕ：０．１〜０．６％、
Ｃｒ：０．１〜０．５％、              Ｍｏ：０．０３〜０．２％、
Ｖ  ：０．００５〜０．０５０％
を１種または２種以上含有することを特徴とする、上記（１）に記載の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】
【００２９】
本発明は、船舶、海洋構造物、中高層ビルなどの破壊に対する厳しい靭性要求を満足する鋼板を供給するものであり、この種の産業分野にもたらす効果は極めて大きく、さらに構造物の安全性の意味から社会に対する貢献も非常に大きい。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３０】
本発明で使用する鋼素材の組成限定理由について説明する。以下、組成における質量％は単に％で記す。
Ｃは、鋼の強度を向上させる有効な成分として下限を０．０３％とし、また過剰の添加は、炭化物やＭＡを多量に生成し、ＨＡＺ靭性を著しく低下させるので、上限を０．１４％とした。
【００３１】
Ｓｉは、母材の強度確保、脱酸などに必要な成分であり、０．０１％以上添加するが、ＨＡＺの硬化により靭性が低下するのを防止するため、上限を０．３０％とした。
【００３２】
Ｍｎは、母材の強度、靭性の確保に有効な成分として０．８％以上の添加が必要であるが、溶接部の靭性、割れ性などの許容できる範囲で上限を２．０％とした。
【００３３】
Ｐは、含有量が少ないほど望ましいが、これを工業的に低減させるためには多大なコストがかかることから、含有範囲を０．０２％以下とした。
【００３４】
Ｓは、含有量が少ないほど望ましいが、これを工業的に低減させるためには多大なコストがかかることから、含有範囲を０．００５％以下とした。
【００３５】
Ｎｂは、焼き入れ性を向上させることにより母材の強度を向上させるために有効な元素であり、また本発明においては、大入熱溶接でのＨＡＺ組織中に粒内フェライト生成させるための核となるＢＮの析出サイトであるＴｉ（Ｎｂ）窒化物を生成させるために必要である。但し、母材強度向上には０．００３％未満の添加では十分な強度上昇が得られず、また０．０５０％を超える過剰な添加は母材の靭性を著しく低下させることから、Ｎｂの添加範囲は０．００３％以上０．０５０％以下とした。
【００３６】
Ａｌは、重要な脱酸元素であることから０．００５％以上添加するが、多量に存在すると鋳片の表面品位劣化や粗大な酸化物の生成が生じることから、上限を０．０４０％とした。
【００３７】
Ｔｉは、重要な脱酸元素であると同時に、本発明においては、大入熱溶接でのＨＡＺ組織中に粒内フェライト生成させるための核となるＢＮの析出サイトであるＴｉ（Ｎｂ）窒化物を生成させるために必要であるため、０．００５％以上添加する。しかし、過剰の添加は粗大な酸化物の生成を招くことから、０．０３０％を上限とした。
【００３８】
Ｂは、Ｂ窒化物を生成させるために０．００１０％以上添加する。しかし、過剰の添加は母材の靭性を劣化させるため、０．００５０％を上限とした。
【００３９】
Ｎは、Ｂ窒化物およびＴｉ（Ｎｂ）窒化物を生成させるために必要である。その量は、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｂの添加量と〔２〕式の関係が成立つ量添加することが必要であるため、０．００３０％以上の添加が必要であるが、過剰の添加は粗大なＴｉＮを生成することから、０．００８０％を上限とした。
【００４０】
Ｏは、鋼中に微細酸化物を生成させるために０．００５０%以下に抑える必要があるが
、０．００１０％以下では十分な酸化物が得られないため、その範囲を０．００１０％以上０．００５０％以下とした。
【００４１】
Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭは、鋼中の酸化物の個数を増加させるために、Ｔｉ，Ａｌの脱酸後にいずれか１種類以上添加する必要であるが、Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭのいずれか単独の過剰添加は粗大な介在物を生成させることを考慮し、それぞれの範囲をＣａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．００５〜０．０３０％とした。
【００４２】
Ｎｉは、鋼材の強度および耐食性を向上させるために、必要に応じて０．１％以上添加するが、経済性から３．０％を上限とした。
【００４３】
Ｃｕは、鋼材の強度および耐食性を向上させるために、必要に応じて０．１％以上添加するが、０．６％を超えるとＭＡが生成しやすくなりＨＡＺ靭性が低下することから、０．６％を上限とした。
【００４４】
Ｃｒは、鋼材の耐食性を向上させるために必要に応じて０．１％以上添加するが、過剰の添加はＭＡ生成によるＨＡＺ靭性の低下を招くことから、０．５％を上限とした。
【００４５】
Ｍｏは、母材の強度および耐食性を向上させるために有効な元素であり必要に応じて０．０３％添加するが、過剰の添加はＭＡ生成によるＨＡＺ靭性の低下を招くことから、０．２％を上限とした。
【００４６】
Ｖは、母材の強度を向上させるために有効な元素であり必要に応じて０．００５％添加するが、過剰の添加はＭＡ生成によるＨＡＺ靭性の低下を招くことから、０．０５０％を上限とした。
【実施例】
【００４７】
表１に示した化学成分の溶鋼を連続鋳造して綱片を作製した。脱酸方法は、Ｃ５以外のものは、Ｔｉ投入前に溶鋼の溶存酸素をＳｉで０．００１０％〜０．００５０％に調整し、その後、まずＴｉで脱酸し、引き続きＡｌで脱酸した後、Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭのうち１種以上添加し脱酸した。Ｃ５はＡｌで脱酸後のＣａ，Ｍｇ，ＲＥＭのいずれも添加していない。これらを１１００〜１２５０℃で再加熱したあと、以下の２種類の圧延方法により板厚５０〜８０ｍｍの鋼板を製造した。一つは、表面温度が７５０〜９００℃の温度範囲で圧延したあと、水冷後の板表面の温度が２００〜４００℃の温度範囲内で復熱するまで水冷する方法（表２ではＴＭＣＰと記載）であり、もう１つは、熱間圧延したのち室温まで水冷し、５００〜６００℃の範囲で焼戻す製造方法（表２ではＤＱ−Ｔと記載）である。
【００４８】
表２に鋼板の製造条件、板厚、機械的性質を示す。表２には鋼板の任意の箇所において測定した、円相当径０．００５〜０．５μｍの微細酸化物の個数を併記した。酸化物の個数は、鋼板の任意の箇所から抽出レプリカを作製し、それを電子顕微鏡にて１００００倍で１００視野以上（観察面積にして１００００μｍ２以上）を観察し、観察される０．００５〜０．５μｍ径の各粒子において元素分析を行い、酸化物であるものカウントすることにより求めた。Ｃ５以外の鋼材は、円相当径で０．０１〜０．５μｍの微細酸化物が本発明範囲の１００〜３０００個／ｍｍ２分散させている。
【００４９】
これら鋼板に、溶接入熱量が２０〜１００ｋＪ／ｍｍであるエレクトロガス溶接（ＥＧＷ）あるいはエレクトロスラグ溶接（ＥＳＷ）を用いて、鋼板を突き合せて立て向き１パス溶接を行った。そして、板厚中央部（ｔ／２）に位置するＨＡＺにおいて、ＦＬから１ｍｍ離れたＨＡＺとＦＬの２箇所にノッチを入れ、−４０℃でシャルピー衝撃試験を行った。表２に溶接条件とＨＡＺ靭性を示す。ここでのシャルピー衝撃試験では、ＪＩＳ４号の２ｍｍＶノッチのフルサイズ試験片を用いた。
【００５０】
Ｄ１〜Ｄ１０は本発明鋼である。鋼の化学成分が適正に制御されているために、所定の母材性能を満たしつつ、−４０℃での大入熱ＨＡＺ靭性が良好である。また、微細酸化物の個数が１００個以上含まれて、かつ、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｎ，Ｂの量が式〔２〕式を満足しているため、−４０℃での大入熱ＨＡＺ靭性が１００Ｊを超える高い値となっている。
【００５１】
一方、比較鋼のＣ１〜５は、いずれも本発明範囲外であるため、大入熱ＨＡＺ靭性が不充分である。即ち、Ｃ１，Ｃ４はＮの量が式〔２〕式を満足しておらず、Ｃ２はＢが本発明範囲外であり、Ｃ３はＮｂが本発明範囲外であり、Ｃ５はＣａ，Ｍｇ，ＲＥＭのいずれも含有せず、脱酸が適切ではないために微細酸化物の個数が本発明範囲外である。
【００５２】
【表１】
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【００５３】
【表２】
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【００５４】
【表３】
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【図面の簡単な説明】
【００５５】
【図１】４５ｋＪ／ｍｍ相当の溶接熱サイクルを示す図である。
【図１】
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