(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．０２〜０．０５％（「質量％」の意味。以下同じ）、
Ｓｉ：０．２０％以下（０％を含む）、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ａｌ：０．０１〜０．０７％、
Ｃｒ：０．６〜１．５％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．０４０％、
Ｂ  ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｎ  ：０．００４０〜０．００８０％、
Ｃａ：０．００１０〜０．００５０％
を夫々含有する他、
Ｃｕおよび／またはＮｉ：０．１〜２．４％を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、且つ
下記（Ａ）〜（Ｄ）の条件を満足すると共に、
下記（４）式で規定されるＸ値が２０質量％以上であることを特徴とする溶接熱影響部の靭性および疲労亀裂進展抑制に優れた高張力鋼板。
［（Ａ）の条件］
下記（１）式で規定されるＢＰ値が９０〜１９０（質量％）の範囲にある。
ＢＰ値（質量％）＝４１４［Ｃ］＋７８［Ｓｉ］＋３１［Ｍｎ］＋７９［Ｃｒ］−１４［Ｃｕ］−２６［Ｎｉ］＋２１８［Ｍｏ］  ・・・（１）
但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｒ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］および［Ｍｏ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｃｕ，ＮｉおよびＭｏの含有量（質量％）を示す。
［（Ｂ）の条件］
円相当直径で０．０５μｍ以下のＴｉ含有窒化物が１ｍｍ2当り５．０×１０6個以上存在し、このうち円相当直径で０．０１〜０．０３μｍのＴｉ含有窒化物個数が全Ｔｉ含有窒化物個数に対して７５％以上を占めるものである。
［（Ｃ）の条件］
円相当直径で０．０５〜０．３μｍのＣｒ含有炭化物が１ｍｍ2当り５．０×１０3個以上存在する。
［（Ｄ）の条件］
下記（２）式または（３）式で規定されるＤＩ1値またはＤＩ2値が５０以上である。
［Ｍｎ＞１．２％のとき］
ＤＩ1=１．１６×（［Ｃ］／１０）1/2×（０．７［Ｓｉ］＋１）×｛５．１（［Ｍｎ］−１．２）＋５．０｝×（０．３５［Ｃｕ］＋１）×（０．３６［Ｎｉ］＋１）×（２．１６［Ｃｒ］＋１）×（３［Ｍｏ］＋１）×（１．７５［Ｖ］＋１）×（２００［Ｂ］＋１）×２５．４  ・・・（２）
［Ｍｎ≦１．２％のとき］
ＤＩ2=１．１６×（［Ｃ］／１０）1/2×（０．７［Ｓｉ］＋１）×（３．３３［Ｍｎ］＋１）×（０．３５［Ｃｕ］＋１）×（０．３６［Ｎｉ］＋１）×（２．１６［Ｃｒ］＋１）×（３［Ｍｏ］＋１）×（１．７５［Ｖ］＋１）×（２００［Ｂ］＋１）×２５．４  ・・・（３）
但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｖ］および［Ｂ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，ＶおよびＢの含有量（質量％）を示す。
Ｘ値（質量％）＝５００［Ｃ］＋３２［Ｓｉ］＋８［Ｍｎ］−９［Ｎｂ］＋１４［Ｃｕ］＋１７［Ｎｉ］−５［Ｃｒ］−２５［Ｍｏ］  ・・・（４）
但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｎｂ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］および［Ｍｏ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｂ，Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏの含有量（質量％）を示す。
【請求項２】
更に、Ｍｏ：０．４％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１に記載の高張力鋼板。
【請求項３】
更に、Ｎｂ含有量を０．００５％以下（０％を含まない）に抑制したものである請求項１または２に記載の高張力鋼板。
【請求項４】
降伏応力が４８０ＭＰａ以上で、且つ引張強さが５９０ＭＰａ以上である請求項１〜３のいずれかに記載の高張力鋼板。
【請求項５】
板厚が５０ｍｍ以上であり、入熱量が３０〜１００ｋＪ／ｍｍの溶接に適用されるものである請求項１〜４のいずれかに記載の高張力鋼板。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれかに記載の高張力鋼板を製造するに当り、Ａｒ3変態点以上の温度で圧延を終了し、上記温度から５℃／秒以上の冷却速度で３５０℃超〜５００℃の温度範囲まで冷却することを特徴とする溶接熱影響部の靭性および疲労亀裂進展抑制に優れた高張力鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、橋梁や高層建造物、船舶などの溶接構造物に適用される高張力鋼板およびその製造方法に関し、殊に３０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接後の熱影響部（以下、単に「ＨＡＺ」と呼ぶことがある）の靭性に優れると共に、亀裂の進展速度を抑制して良好な疲労寿命を確保することのできる高張力鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、上記各種溶接構造物の大型化に伴い、板厚が５０ｍｍ以上である高張力鋼板の溶接が不可避となっている。このため、あらゆる分野において、溶接施工効率の改善という観点から、３０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接が指向される状況である。
【０００３】
しかしながら、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ので、ＨＡＺ部（特にＨＡＺ部のボンド部付近）の組織が粗大化、その部分の靭性が劣化しやすいという問題がある。こうしたＨＡＺ部における靭性（以下、「ＨＡＺ靭性」と呼ぶことがある）を良好に確保することが、永年の課題となっている。
【０００４】
大入熱溶接時におけるＨＡＺ靭性の劣化防止のための技術は、これまでにも様々提案されている。ＨＡＺ靭性を改善する技術として、鋼材中にＴｉ含有窒化物を分散させることが有効であることが知られている。こうした技術としては、例えば特許文献１に示されるように、強度が５９０ＭＰａ超級のベイナイト鋼において、合金元素の適正化を図ると共に、Ｔｉ含有窒化物の制御によって良好なＨＡＺ靭性を確保することが提案されている。
【０００５】
一方、本発明者らは、溶接時に高温の熱影響を受けた場合でもＨＡＺの靭性が劣化しない鋼材を特許文献２に先に提案している。この技術では、鋼材にＮを多量に添加し、且つＴｉとＢの添加バランスを適切に制御することによって、溶接後も未固溶で存在するＴｉＮの量を増加させ、ＨＡＺ靭性を改善するものである。
【０００６】
しかしながら、溶接の分野では、ＨＡＺ靭性の更なる改良が求められているのが実情である。特に、強度が５９０ＭＰａ超級のベイナイト鋼板では、ＨＡＺ靭性が依然として不十分な場合がある。また、ＨＡＺ靭性（シャルピー吸収エネルギー）の平均値だけでなく、最低値を更に向上してボンド付近での靭性バランスを良好にしたいというユーザニーズに対応することも必要である。
【０００７】
ところで、上記溶接構造物で、繰り返し応力が加わるものが少なくないことから、構造材料の安全性を確保するためには、素材として用いられている高張力鋼板には疲労特性が良好であることが設計上極めて重要である。鋼材の疲労過程は、応力集中部での亀裂の発生と、一旦発生した亀裂の進展という２つの過程に大別して考えられる。そして、通常の機械部品では巨視的な亀裂の発生が、使用限界として考えられており、亀裂の進展を許容する設計は殆どされていない。しかしながら、溶接構造物においては、疲労亀裂が発生しても直ちに破壊に至ることはなく、この亀裂が最終段階に至る前に定期検査などで発見され、亀裂の入った部分が修理されるか、或は使用期間内に亀裂が最終破壊に至る長さまでに成長しないならば、亀裂があっても構造物は十分に使用に耐え得ることになる。
【０００８】
溶接構造物では、応力集中部としての溶接止端部が多数存在しており、疲労亀裂の発生を完全に防止することは技術的にも不可能に近く、また経済的にも得策とはいえない。即ち、溶接構造物の疲労寿命を良好にするためには、亀裂の発生そのものを防止するよりも、亀裂が既に存在している状態からの亀裂進展寿命を大幅に延長することが有効であり、そのためには鋼材の亀裂の進展速度をできるだけ遅くするような設計が重要な事項となる。
【０００９】
疲労亀裂進展の速度を抑制する技術としてもこれまで様々なものが提案されており、例えば特許文献３には、硬質相と軟質相の２相組織とし、軟質相／硬質相境界における亀裂の屈曲、停留、分岐によって亀裂進展速度を抑制する技術が提案されている。
【００１０】
しかしながら、この技術では、軟質のフェライト組織を基本的に含む組織とする必要があり、高張力鋼板を製造することはできないという問題がある。
【００１１】
また特許文献４では、ベイナイト組織および／またはマルテンサイト組織で構成され、そのラス状組織の最小短辺長が１．３μｍ以下で且つベイナイト組織を含む場合には、ベイナイト組織中含まれるアスペクト比が５以上の島状マルテンサイトの面積比率を５％未満に制御することによって、疲労亀裂進展抑制（疲労亀裂進展抵抗性）を良好にした高強度鋼材について提案している。しかしながら、良好なＨＡＺ靭性を確保するまでには至っていない。
【特許文献１】特許第３７４６７０７号公報
【特許文献２】特開２００５−２００７１６号公報
【特許文献３】特許第２９６２１３４号公報
【特許文献４】特許第３７４１０７８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
本発明はこのような状況に鑑みてなされたものであって、その目的は、入熱量が３０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接を行った場合であって、ＨＡＺ靭性（シャルピー吸収エネルギー）の平均値だけでなく、最低値を更に向上してボンド付近での靭性バランスを良好にできると共に、亀裂の進展速度を抑制して良好な疲労寿命を確保することのできる高張力鋼板、およびこうした鋼板を製造するための有用な方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
上記課題を解決することのできた本発明に係る高張力鋼板とは、Ｃ：０．０２〜０．０５％（「質量％」の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．２０％以下（０％を含む）、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｃｒ：０．６〜１．５％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０４０％、Ｂ：０．００１０〜０．００５０％、Ｎ：０．００４０〜０．００８０％、Ｃａ：０．００５０％以下（０％を含まない）を夫々含有する他、Ｃｕおよび／またはＮｉ：０．１〜２．４％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、且つ下記（Ａ）〜（Ｄ）の条件を満足するものである点に要旨を有するものである。
［（Ａ）の条件］
下記（１）式で規定されるＢＰ値が９０〜１９０（質量％）の範囲にある。
ＢＰ値（質量％）＝４１４［Ｃ］＋７８［Ｓｉ］＋３１［Ｍｎ］＋７９［Ｃｒ］−１４［Ｃｕ］−２６［Ｎｉ］＋２１８［Ｍｏ］                    …（１）
但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｒ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］および［Ｍｏ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｃｕ，ＮｉおよびＭｏの含有量（質量％）を示す。
［（Ｂ）の条件］
円相当直径で０．０５μｍ以下のＴｉ含有窒化物が１ｍｍ2当り５．０×１０6個以上存在し、このうち円相当直径で０．０１〜０．０３μｍのＴｉ含有窒化物個数が全Ｔｉ含有窒化物個数に対して７５％以上を占めるものである。
［（Ｃ）の条件］
円相当直径で０．０５〜０．３μｍのＣｒ含有炭化物が１ｍｍ2当り５．０×１０3個以上存在する。
［（Ｄ）の条件］
下記（２）式または（３）式で規定されるＤＩ1値またはＤＩ2値が５０以上である。
［Ｍｎ＞１．２％のとき］
ＤＩ1=１．１６×（［Ｃ］／１０)1/2×（０．７５［Ｓｉ］＋１）×｛５．１（［Ｍｎ］−１．２）＋５．０｝×（０．３５［Ｃｕ］＋１）×（０．３６［Ｎｉ］＋１）×（２．１６［Ｃｒ］＋１）×（３［Ｍｏ］＋１）×（１．７５［Ｖ］＋１）×（２００［Ｂ］＋１）                                                  …（２）
［Ｍｎ≦１．２％のとき］
ＤＩ2=１．１６×（［Ｃ］／１０)1/2×（０．７５［Ｓｉ］＋１）×３．３３（［Ｍｎ］＋１）×（０．３５［Ｃｕ］＋１）×（０．３６［Ｎｉ］＋１）×（２．１６［Ｃｒ］＋１）×（３［Ｍｏ］＋１）×（１．７５［Ｖ］＋１）×（２００［Ｂ］＋１）
…（３）
但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｖ］および［Ｂ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，ＶおよびＢの含有量（質量％）を示す。 
【００１４】
尚、上記「円相当直径」とは、Ｔｉ含有窒化物およびＣｒ含有炭化物の大きさに着目して、その面積が等しくなる様に想定した円の直径を求めたもので、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察面上で認められる窒化物および炭化物のものである。また、本発明で対象とするＴｉ含有窒化物とは、ＴｉＮは勿論のこと、Ｔｉの一部（原子比で５０％以下程度）を他の窒化物形成元素（例えば、Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖ等）で置換した窒化物をも含む趣旨である。一方、本発明で対象とするＣｒ含有炭化物とは、Ｆｅ、一部Ｍｎ等と置換した（Ｃｒ，Ｆｅ）3Ｃ、（Ｃｒ，Ｆｅ）7Ｃ3、（Ｃｒ，Ｆｅ）23Ｃ6と等のことを言う。但し、常温においてはほぼ（Ｃｒ，Ｆｅ）3Ｃとして存在する。
【００１５】
本発明の高張力鋼板には、必要によって更に、（ａ）Ｍｏ：０．４％以下（０％を含まない）を含有させたり、（ｂ）Ｎｂ含有量を０．００５％以下（０％を含まない）に抑制することも有用であり、含有若しくは抑制する元素の種類に応じて厚鋼板の特性が更に改善されることになる。
【００１６】
本発明の高張力鋼板によれば、降伏応力が４８０ＭＰａ以上で、且つ引張強さが５９０ＭＰａ以上を確保できるものとなる。また、本発明の高張力鋼板は、板厚が５０ｍｍ以上であり、入熱量が３０〜１００ｋＪ／ｍｍの溶接に適用されるときにその効果が顕著なものとなる。
【００１７】
一方、本発明の高張力鋼板を製造するに当っては、Ａｒ3変態点以上の温度で圧延を終了し、上記温度から５℃／秒以上の冷却速度で３５０℃超〜５００℃の温度範囲まで冷却するようにすれば良く、こうした工程を含めることによって、Ｃｒ含有炭化物のサイズや分散状態を適切に制御することができる。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によれば、上記（１）〜（３）式の関係を満足させつつ、鋼板の化学成分組成を適切な範囲内に納めると共に、Ｔｉ含有窒化物およびＣｒ含有炭化物の分散状態（サイズ、個数／密度）を適切に制御することによって、大入熱溶接時に鋼材中に固溶消失しない微細なＴｉ含有窒化物を鋼中に分散できる共に、疲労亀裂の進展の障害となる微細なＣｒ含有炭化物を鋼中に分散でき、しかもベイナイトブロックサイズも適切な大きさが確保できるため、靭性バランスを良好に確保しつつ溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性改善を図り、且つ亀裂の進展速度を抑制して良好な疲労寿命を確保することのできる高張力鋼板が実現できた。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１９】
強度が５９０ＭＰａ超級の鋼板では、ＨＡＺにおいてベイナイト組織が形成されることになるのであるが、ベイナイト組織形態に対する合金元素の影響については、不明な点が多かった。本発明者らは、ベイナイト鋼板のＨＡＺ靭性に及ぼす合金元素の影響を把握するため、ベイナイト組織形態と合金設計指針について検討した。
【００２０】
その結果、ＨＡＺのベイナイト組織（ブロックサイズ）が１０μｍ以下となるように微細化すれば、良好なＨＡＺ靭性が確保できるとの着想が得られた。次いで、ベイナイトブロックの微細化は、ベイナイト組織の駆動力と相関があると考え、駆動力を上昇させる成分設計を実施すればよいと考え、各種合金の影響について検討した。
【００２１】
ベイナイト変態の形成過程を考えると、その変態駆動力は、ベイナイト変態の駆動力が発生する温度（以下、「Ｔ0温度」と呼ぶ）と、実際にベイナイト変態が発生する温度（以下、「Ｂｓ点」と呼ぶ）との差で説明できると考えられた。
【００２２】
そこで、夫々の温度（Ｔ0温度、Ｂｓ点）に対する合金元素の影響について更に検討した。上記Ｔ0温度については、熱力学計算で算出できることから、熱力学計算ソフトウエア（Ｔｈｅｒｍｏ−ｃａｌｃ、ＣＲＣ総合研究所から購入可能）を用いて、各合金元素の影響について検討し、各元素の影響について定式化した。一方、Ｂｓ点については、現時点では、理論的に算出することができないため、実験値を用いた。即ち、合金元素が異なる鋼種のＢｓ点を実験で求め、各元素の影響を回帰分析によって定式した。得られた、両式の差をとり、（Ｔ0温度−Ｂｓ点）の式とすることによって、下記（１）式で規定されるＢＰ値が求められたのである。そして、このＢＰ値が９０〜１９０（質量％）の範囲内にあるとき、ＨＡＺが適切なベイナイト組織形態となって、良好なＨＡＺ靭性が達成されたのである。
ＢＰ値（質量％）＝４１４［Ｃ］＋７８［Ｓｉ］＋３１［Ｍｎ］＋７９［Ｃｒ］−１４［Ｃｕ］−２６［Ｎｉ］＋２１８［Ｍｏ］                    …（１）
但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｒ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］および［Ｍｏ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｃｕ，ＮｉおよびＭｏの含有量（質量％）を示す。
【００２３】
尚、上記ＢＰ値を規定する元素のうちには、本発明の厚鋼板の基本成分（Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｉ）以外にも、必要によって含有されるものも含まれるが、（例えば、Ｍｏ）、この元素を含まないときには、その項目がないものとしてＢＰ値を計算し、この元素を含むときには、上記（１）式からＢＰ値を計算すればよい。
【００２４】
ところで、本発明者らは、溶接時の高温においても溶け残るＴｉ含有窒化物（以下、ＴｉＮで代表することがある）を増加させることに成功しているのであるが（前記特許文献２）、こうした技術を基本として、ＨＡＺ靭性を更に改善するために検討を重ねた。
【００２５】
溶接時には、微細ＴｉＮは溶解すると共に、粗大なＴｉＮは粒成長するような挙動（オストワルド成長）を示すことになる。本発明者らは、こうした挙動に着目し、できるだけ微細なＴｉＮを多量に分散させてやることによって、粒成長した後においてもＴｉＮ分布が微細均一になるようにするには、円相当直径で０．０５μｍ以下のＴｉＮが１ｍｍ2当り５．０×１０6個以上となるように制御すれば良いことを見出した。
【００２６】
また上記のようなオストワルド成長は、ＴｉＮのサイズ分布（バラツキ）が大きいと促進されて、溶接後の組織が不均一になり易いことにも着目し、こうした現象をできるだけ抑制するには、ＴｉＮ全体に占める微細ＴｉＮの割合が一定量以上となるように均一に分散してやればよいとの着想が得られた。具体的には、円相当直径で０．０１〜０．０３μｍの微細ＴｉＮ個数が全ＴｉＮ個数に対して７５％以上を占める様にすれば、溶接後の組織が不均一になることが防止できることが判明したのである。
【００２７】
本発明の鋼板においては、後述する制御によって、微細なＴｉＮを主体として分散させるものである。従って、一部粗大なＴｉＮ（例えば、円相当直径で０．０５μｍよりも大きいＴｉＮ）が含まれていても、こうした粗大ＴｉＮは鋼板の特性にそれほど影響を与えないので、「全ＴｉＮ」はこうした粗大ＴｉＮも含む趣旨である。尚、０．０１〜０．０３μｍの微細ＴｉＮ個数が全ＴｉＮ個数に対して占める割合（以下、「占有率」と呼ぶことがある）は、好ましくは７７％以上であり、より好ましくは８０％以上である。
【００２８】
一方、ベイナイト相を主体とする単相組織では、亀裂進展の際に粒内の亀裂が衝突する頻度を高めれば、亀裂の進展が抑制されるものと考えられた。本発明者らが粒内の亀裂の抵抗となり得る因子について検討した結果、上記したベイナイトブロックサイズの微細化は疲労亀裂にも有効であること、およびＣｒ含有炭化物の微細分散が有効であることが判明したのである。
【００２９】
ベイナイト組織（ブロックサイズ）の微細化については、上述の（１）式の関係を満足させればよい。一方、成分組成、製造方法がＣｒ含有炭化物の分散状態や疲労亀裂進展抑制に与える影響について検討したところ、Ｃ含有量およびＣｒ含有量を適正化した上で、圧延後の冷却開始温度、冷却速度、冷却停止温度を適正化することで、剪断型の微細な下部ベイナイトを生成させ、更にラス間、ラス内にＣｒ含有炭化物を微細に分散させることが可能になり、良好な疲労亀裂進展抑制が実現できることが判明したのである。具体的には、円相当直径で０．０５〜０．３μｍのＣｒ含有炭化物が１ｍｍ2当り５．０×１０3個以上存在させることによって［上記（Ｃ）の条件］、良好な疲労亀裂進展抑制が発揮されるのである。
【００３０】
板厚が５０ｍｍ以上の高張力鋼板において、引張強さ５９０ＭＰａ以上を確保するには、前記（２）式または（３）式で示されるＤＩ1値をまたはＤＩ2値を５０以上とする必要がある。このＤＩ1値またはＤＩ2値は焼入れ性の指標となるものであり、この値が５０未満では、引張強さ５９０ＭＰａ以上を確保できなくなる。またこの値の上限については、各成分の上限（後述する）によって自ずと決定される。尚、前記（２）式および（３）式は、ＡＳＴＭ  Ａ２５５に基づいて求めたものである。
【００３１】
次に、本発明の鋼板（母材）における成分組成について説明する。上記のように、本発明の鋼板は、その化学成分組成が上記（１）〜（３）式の関係式を満足していても、夫々の化学成分（元素）の含有量が適正範囲内になければ、優れたＨＡＺ靭性および疲労亀裂進展抑制を達成することができない。従って、本発明の高張力鋼板では、Ｔｉ含有窒化物やＣｒ含有炭化物の分布状況が良好であることおよび化学成分が上記（１）〜（３）式の関係を満たすことに加えて、夫々の化学成分の量が、以下に記載するような適正範囲内にあることも必要である。これらの成分の範囲限定理由は、下記の通りである。
【００３２】
［Ｃ：０．０２〜０．０５％］
Ｃは、鋼板の強度を確保すると共にＣｒ含有炭化物を生成して、疲労亀裂進展抑制を良好にする上で欠くことのできない元素である。特に、Ｃｒ含有炭化物の生成を有効に発揮させるためには、ｂｃｃ（体心立方格子）の固溶限である０．０２％以上含有させる必要がある。好ましくは０．０３％以上である。Ｃ含有量が増加すると、溶接時にＨＡＺ部に島状マルテンサイト相（ＭＡ相）が多く生成してＨＡＺの靭性劣化を招くことになる。また冷却中のＣの拡散頻度が大きくなり、Ｃｒ含有炭化物が粗大化し、疲労特性が劣化する傾向を示すので、Ｃ含有量は０．０５％以下とする必要がある。好ましくは０．０４％以下である。
【００３３】
［Ｓｉ：０．２０％以下（０％を含む）］
Ｓｉは、固溶強化によって鋼板の強度を確保するのに有用な元素であるが、過剰に含有すると、ＨＡＺにＭＡ相が多く生成したり、Ｔｉ含有窒化物の粗大化を招くことになり、ＨＡＺの平均的な靭性［以下、「ＨＡＺ靭性（ａｖｅ）」と記す］が劣化する。こうした観点から、Ｓｉ含有量は０．２０％以下にする必要があり、好ましくは０．１０％以下に抑える。尚、ＨＡＺ靭性を確保するという観点からすれば、Ｓｉ含有量は０％であっても良い。
【００３４】
［Ｍｎ：０．５〜２．０％］
Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を高めて強度・ＨＡＺ靭性（ａｖｅ）を確保する上で有用な元素であり、こうした効果を有効に発揮させるには、０．５％以上含有させる必要がある。好ましくは０．８％以上である。しかし、２．０％を超えて過剰に含有させるとＨＡＺの硬化が著しくなり、ＨＡＺ靭性（ａｖｅ）が劣化するので、Ｍｎ含有量は２．０％以下とする。好ましくは１．６％以下である。
【００３５】
［Ａｌ：０．０１〜０．０７％］
Ａｌは、脱酸元素として有用である。こうした効果を発揮させるためには、０．０１％以上含有させる必要があり、好ましくは０．０２％以上である。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると、ＨＡＺにＭＡ相が多く生成してＨＡＺ靭性（ａｖｅ）が劣化するので、０．０７％以下に抑える必要があり、好ましくは０．０４％以下とする。
【００３６】
［Ｃｒ：０．６〜１．５％］
Ｃｒは、前記Ｔ0温度を低下させるよりも更にＢｓ点を低下させ、ベイナイト変態の駆動力を確保してＨＡＺ組織を微細化させるのに有効に作用する元素である。またＣｒ含有炭化物を生成させて疲労亀裂進展抑制を良好にする作用も発揮する。これらの効果を発揮させるには、Ｃｒは０．６％以上含有させる必要があり、好ましくは０．７％以上とする。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰になると、ＨＡＺ靭性（ａｖｅ）が却って劣化するため、１．５％以下に抑える必要がある。好ましくは１．２％以下である。
【００３７】
［Ｔｉ：０．０１０〜０．０４０％］
Ｔｉは、Ｎと反応して微細なＴｉ含有窒化物（例えば、ＴｉＮ）を形成し、ＨＡＺのオーステナイト粒（γ粒）粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性を安定化させるのに有用な元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｔｉは０．０１０％以上含有させることが必要であり、好ましくは０．０１２％以上（より好ましくは０．０１５％以上）とする。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になると、Ｔｉ含有窒化物が粗大になってその個数が減少するため、ＨＡＺ靭性のバラツキが増大する。こうしたことから、Ｔｉ含有量は０．０４０％以下に抑えるべきである。好ましくは０．０３５％以下（より好ましくは０．０３０％以下）とする。
【００３８】
［Ｂ：０．００１０〜０．００５０％］
Ｂは、高温時に溶け残ったＴｉＮを核にＢＮとして析出しＨＡＺ組織を均一化する作用を発揮する。こうした効果を有効に発揮させるには、０．００１０％以上含有させる必要がある。好ましくは０．００１２％以上である。しかし、Ｂ含有量が過剰になると、ＨＡＺ硬化が著しくなり、ＨＡＺ靭性（ａｖｅ）が劣化するので、０．００５０％以下とする必要がある。好ましくは０．００４０％以下とするのがよい。
【００３９】
［Ｎ：０．００４０〜０．００８０％］
Ｎは、Ｔｉ含有窒化物を微細分散させてＨＡＺの旧γ粒径を均一微細化させる上で有用な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｎ含有量を０．００４０％以上とする必要がある。好ましくは０．００５０％以上である。しかしながら、Ｎ含有量が過剰になると、固溶Ｎ量が増大してＨＡＺ靭性（ａｖｅ）が劣化する。従ってＮは０．００８０％以下に抑える必要があり、好ましくは０．００７０％以下とする。
【００４０】
［Ｃａ：０．００５０％以下（０％を含まない）］
Ｃａは、粗大なＴｉ含有窒化物を低減（酸化物系介在物に複合して晶出する粗大窒化物が減少する）させる効果を有し、ＨＡＺ靭性（最小値）の改善に寄与する元素である。こうした効果は、Ｃａ含有量が増大するにつれて増加するが、０．００１０％以上含有させることが好ましい。しかしながら、Ｃａ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％以下に抑える必要がある。好ましくは０．００３０％以下である。
【００４１】
［Ｃｕおよび／またはＮｉ：０．１〜２．４％］
ＣｕおよびＮｉは、マトリクスの靭性を改善させる効果を発揮し、ＨＡＺ靭性（ａｖｅ）を改善するのに有効な元素である。こうした効果を発揮させるには、これらを１種または２種（合計）で、０．１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．４％以上とする。しかしこれらの元素の含有量が過剰になると、ＨＡＺ硬化が著しくなると共に、ベイナイト変態の駆動力を低下させて却ってＨＡＺ靭性が劣化する。こうしたことから、これらの含有量は２．４％以下に抑える必要があり、好ましくは２．２％以下、より好ましくは２．０％以下である。
【００４２】
本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部は鉄および不可避的不純物であり、該不可避的不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素（例えば、Ｐ，Ｓ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｐｂ等）の混入が許容され得る。また、更に下記元素を積極的に含有させるか、または抑制することも有効であり、含有されるまたは抑制される成分の種類に応じて鋼板の特性が更に改善される。
【００４３】
［Ｍｏ：０．４％以下（０％を含まない）］
Ｍｏは、前記Ｔ0温度を上昇させるがＢｓ点を低下させ、ベイナイト変態の駆動力を確保してＨＡＺ組織を微細化させるのに有効に作用する元素である。こうした効果は、Ｍｏについてはその含有量が増加するにつれて有効に発揮される。しかしながら、Ｍｏ含有量が過剰になると、ＨＡＺ靭性（ａｖｅ）が却って劣化するため、Ｍｏで０．４％以下に抑えることが好ましい。
【００４４】
［Ｎｂ：０．００５％以下（０％を含まない）］
Ｎｂは、ベイナイト変態の駆動力を確保する効果を有するが、Ｎｂ含有量が過剰になると、ベイナイト組織が粗大化する可能性がある。こうしたことから、Ｎｂ含有量はできるだけ抑制することが好ましく、その上限は０．００５％（より好ましくは０．００３％以下）とした。
【００４５】
本発明において、Ｔｉ含有窒化物の微細分散を上記のように制御するには、下記（４）式で規定されるＸ値を２０質量％以上となるように成分組成を調整し、圧延前の加熱時間を４時間以内とすると共に、鋳造時の冷却速度を、１５００〜１３００℃の温度範囲を１０℃／分以上で冷却するようにしてスラブを形成することが推奨される。また、この様に冷却速度を制御するには、スラブ厚を低下させたり、冷却水量を増加させたりする手段が挙げられる。これらの製造条件について、説明する。
Ｘ値（質量％）＝５００［Ｃ］＋３２［Ｓｉ］＋８［Ｍｎ］−９［Ｎｂ］＋１４［Ｃｕ］＋１７［Ｎｉ］−５［Ｃｒ］−２５［Ｍｏ］                    …（４）
但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｎｂ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］および［Ｍｏ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｂ，Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏの含有量（質量％）を示す。
【００４６】
尚、前記（１）式と同様に、上記Ｘ値を規定する元素のうちには、本発明の高張力鋼板の基本成分（Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｉ）以外にも、必要によって含有されるものも含まれるが、（例えば、Ｎｂ，Ｍｏ等）、この元素を含まないときには、その項目がないものとしてＸ値を計算し、この元素を含むときには、上記（４）式からＸ値を計算すればよい。
【００４７】
Ｔｉ含有窒化物は鋼塊の鋳造時に析出するが、その析出状態は合金元素の影響を受けることを明らかにしている（例えば、特願２００６−１６３８５２号）。上記（２）式の関係を規定するＸ値は、δ域の温度範囲に関する関数である。上記「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。ここで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、前記熱力学計算ソフトウエア（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。
【００４８】
このδ鉄中ではＴｉの拡散速度が速いため、δ域の温度範囲が広いと、δ鉄が存在する時間が長くなり、粗大なＴｉ含有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含有窒化物を微細化することを検討した。そのためにＴｈｅｒｍｏ−ｃａｌｃの計算にて、特定成分を基準に化学成分量の１つだけを変更することにより、各化学成分のδ域の温度範囲への影響を調べた。そのような検討により、δ域の温度範囲と相関関係にあり、化学成分組成の関数で表される上記Ｘ値が求められたのである。
【００４９】
Ｘ値の上記式中の係数は、特定成分の鋼から、各化学成分を変化させた場合のδ域の温度範囲の変化量に対応する。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。
【００５０】
このような考えに基づいて、様々なＸ値を有する鋼板を製造して調べたところ、Ｘ値を増大させることで、Ｔｉ含有窒化物の平均粒子径を微細化でき、ＨＡＺ靭性を向上させ得ることが判明した。各化学成分量が適正範囲内であれば、Ｘ値が大きくなるほど、Ｔｉ含有窒化物の平均粒子径を微細化でき、ＨＡＺ靭性並びに母材靭性が向上する。このＸ値の下限は、２０（好ましくは２５、より好ましくは３０）である。Ｘ値の上限は、各化学成分の適正量から定められ、１２８以下である。
【００５１】
一方、圧延前の加熱時間が４時間を超えると、Ｔｉ含有窒化物の粗大化が進み、０．０５μｍ以下の個数が低減し、また鋳造時の冷却速度（１５００〜１３００℃の温度範囲）が、１０℃／分未満となっても、ＴｉＮの粗大化が進み、０．０５μｍ以下の個数が低減ることになる。
【００５２】
尚、圧延前の加熱温度については、９５０〜１２５０℃程度とすることが好ましい。この温度が、９５０℃未満では、十分にオーステナイト状態にならない。また加熱温度が１２５０℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、変態後のベイナイトブロックサイズが粗大化する傾向がある。
【００５３】
本発明において、Ｃｒ含有炭化物の微細分散を上記のように制御するには、Ａｒ3変態点以上の温度で圧延を終了し、上記温度以上から５℃／秒以上の平均冷却速度で３５０℃超〜５００℃の温度範囲まで冷却することが好ましい。
【００５４】
上記冷却開始温度が、Ａｒ3変態点未満ではフェライトとベイナイトの混合組織となり、所定の強度が確保し難くなる。上記温度からの平均冷却速度が５℃／秒未満では、ＣやＣｒの拡散が容易に起こり、Ｃｒ含有炭化物が粗大化し微細分散できなくなる。
【００５５】
冷却停止温度が３５０℃以下では、ＭＡ相が生成し、靭性が劣化する。また、ＭＡ相（島状マルテンサイト）は、Ｃを過剰に固溶した相のため、ＣがＭＡ相に取られ、Ｃｒ含有炭化物を十分に確保できなくなる。冷却停止温度が５００℃を超えると、ＣやＣｒの拡散が容易に起こり、Ｃｒ含有炭化物が粗大化し微細分散できなくなる。
【００５６】
上記のような要件を満足する本発明の高張力鋼板では、ＨＡＺ靭性を優れたものとできると共に、亀裂の進展速度を抑制して良好な疲労寿命を確保することのできる他、強度的にも、降伏応力：４８０ＭＰａ以上、引張強さ：５９０ＭＰａ以上を確保できるものとなる。
【００５７】
尚、本発明は厚鋼板に関するものであり、該分野において厚鋼板とは、ＪＩＳで定義されるように、一般に板厚が３．０ｍｍ以上であるものを指す。しかし、本発明の厚鋼板の板厚は、好ましくは５０ｍｍ以上、より好ましくは６０ｍｍ以上である。即ち、本発明の厚鋼板は、入熱量が３０〜１００ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接であっても良好なＨＡＺ靭性を示すので、板厚が厚くても、入熱量を増大させることで効率良く溶接できるものである。
【００５８】
こうして得られる本発明の厚鋼板は、例えば橋梁や高層建造物、船舶などの構造物の材料として使用でき、小〜中入熱溶接はもとより大入熱溶接においても、溶接熱影響部の靭性劣化を防ぐことができる。
【実施例】
【００５９】
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・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更し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。
【００６０】
下記表１に示す化学成分組成の鋼（鋼種Ａ〜Ｖ）を転炉で溶製し、種々の製造条件［鋳造時の冷却速度、圧延前加熱時間、冷却開始温度（圧延終了温度）、冷却速度（圧延後冷却速度）、冷却停止温度］によって鋼板を製造した。尚、表１には、前記（４）式によって規定されるＸ値［＝５００［Ｃ］＋３２［Ｓｉ］＋８［Ｍｎ］−９［Ｎｂ］＋１４［Ｃｕ］＋１７［Ｎｉ］−５［Ｃｒ］−２５［Ｍｏ］］の値、および下記（５）式で規定されるＡｒ3変態点も同時に示した。また表１中「−」は元素を添加していないことを示している。
【００６１】
Ａｒ3変態点（℃）＝８６８−３６９×［Ｃ］＋２４．６×［Ｓｉ］−６８．１×［Ｍｎ］−３６．１×［Ｎｉ］−２０．７×［Ｃｕ］−２４．８×［Ｃｒ］…（５）
但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｎｉ］，［Ｃｕ］および［Ｃｒ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，ＣｕおよびＣｒの含有量（質量％）を示す。
【００６２】
【表１】
0005297692.tif 000002
【００６３】
このときの製造条件を下記表２に示す。尚、表２の「鋳造時の冷却速度」は、１５００〜１３００℃の温度範囲における冷却速度を制御したものである。下記表２には、得られた各鋼板の板厚をも示した。
【００６４】
【表２】
0005297692.tif 000003
【００６５】
上記のようにして製造した各試験板について、下記の要領でＴｉ含有窒化物の個数密度（円相当直径で０．０５μｍ以下のものの個数、および円相当直径で０．０１〜０．０３μｍのものの占有率）、Ｃｒ含有炭化物の個数密度（円相当直径で０．０５〜０．３μｍのものの個数）、鋼板の降伏応力ＹＳ［但し、０．２％耐力（σ0.2）を測定］、引張強さＴＳ、ＨＡＺ靭性［平均値（ａｖｅ）、最低値（ｍｉｎ）］、亀裂進展速度（疲労亀裂進展速度試験）を測定した。これらの結果を、下記表３に一括して示す。
【００６６】
［Ｔｉ含有窒化物の個数密度の測定］
各鋼板のｔ（板厚）／４部位を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で、観察倍率６万倍、観察視野２×２（μｍ）、観察箇所５箇所の条件で観察した（観察限界：０．０１０μｍ）。そして画像解析によって、その視野中の各Ｔｉ含有窒化物の面積を測定し、この面積から各窒化物の円相当直径を算出した。尚、Ｔｉ含有窒化物であることは、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によって判別した。
【００６７】
円相当直径が０．０５μｍ以下となるＴｉ含有窒化物の個数を、１ｍｍ2当りに換算して求めると共に、円相当直径が０．０１〜０．０３μｍの微細なＴｉ含有窒化物の全Ｔｉ含有窒化物（円相当直径で０．０５μｍを超えるものも含む）に対する個数割合（占有率：％）を計算した。
【００６８】
［Ｃｒ含有炭化物の個数密度の測定］
各鋼板のｔ（板厚）／４部位を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で、観察倍率４万倍、観察視野２×２（μｍ）、観察箇所５箇所の条件で観察した。そして画像解析によって、その視野中の各Ｃｒ含有炭化物の面積を測定し、この面積から各窒化物の円相当直径を算出した。尚、Ｃｒ含有炭化物であることは、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によって判別した。そして、円相当直径が０．０５〜０．３μｍとなるＣｒ含有炭化物の個数を、１ｍｍ2当りに換算して求めた。
【００６９】
［引張試験］
各鋼板のｔ（板厚）／４部位から、圧延方向に対して直角の方向にＪＩＳ  Ｚ  ２２０１の４号試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１の要領で引張試験を行ない、降伏応力ＹＳ（０．２％耐力：σ0.2）および引張強さＴＳを測定した。そして、ＴＳが５９０ＭＰａ以上、ＹＳが４６０ＭＰａ以上のものを合格と評価した。
【００７０】
［ＨＡＺ靭性の評価］
各鋼板のｔ（板厚）／４部位から、圧延方向に対して直角の方向にＪＩＳ  Ｚ  ２２０１の４号試験片を採取し、エレクトロスラグ溶接により入熱量：８０ｋＪ／ｍｍの１パス大入熱溶接を実施した。そして、ボンド（溶融線）から０．５ｍｍのＨＡＺ部について、−２０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ-20）を測定した。このとき５本の試験片について吸収エネルギー（ｖＥ-20）を測定し、その平均値（ａｖｅ）と最小値（ｍｉｎ）を求めた。そして、ｖＥ-20の平均値（ａｖｅ）が１５０Ｊ以上のものをＨＡＺ靭性に優れると評価し、ｖＥ-20の最小値（ｍｉｎ）が１００Ｊ以上のものを安定化が改善されていると評価した。
【００７１】
［疲労亀裂進展速度試験］
各鋼板のｔ（板厚）／４部位から、厚さ：１２．５ｍｍのコンパクト型試験片（ＣＴ試験片）を採取した。このとき得られたＣＴ試験片の形状を図１に示す。またＨＡＺ部の試験片の採取については、各鋼板から鋼片（１３ｍｍ×６５ｍｍ×６５ｍｍ）を採取し、１４００℃×５０秒加熱後、入熱量：８０ｋＪ／ｍｍに相当する（８００〜５００℃までを７００秒で冷却）熱サイクル試験を行った後、上記したＣＴ試験片に加工した。これらのＣＴ試験片を用い、ＡＳＴＭ  Ｅ６４７に準拠し、疲労亀裂進展試験を実施することによって、疲労亀裂進展速度を求めた。このときの試験条件は、下記の通りである。
【００７２】
試験方法：電気油圧サーボ式±１０トン疲労試験機を使用し、亀裂長さの測定はコンピュータ制御によるコンプライアンス法によって求めた。コンプライアンスとは、亀裂開口変位δと荷重Ｐの比（δ／Ｐ）の意味であり、このコンプライアンスから亀裂長さが自動的に測定される。
試験環境：室温、大気中
制御方法：荷重制御
制御波形：正弦波
応力比：Ｒ＝０．１
試験速度：６００〜１２００ｃｐｍ
【００７３】
亀裂は溶接止端部から発生し、ＨＡＺ、母材と進展することを想定し、母材については、中ΔＫ領域であるΔＫ＝３０（ＭＰａ・√ｍ）の値、ＨＡＺ部については、小ΔＫ領域であるΔＫ＝１０（ＭＰａ・√ｍ）の値で評価した。尚、これらの試験のΔＫ領域は、下記（６）式によって規定されるパリス則が成り立つ安定成長領域であることが判明した。
ｄａ／ｄｎ＝Ｃ（ΔＫ）m…（６）
但し、ａ：亀裂長さ，ｎ：繰り返し数，Ｃ，ｍ：材料、荷重等の件で決まる定数、ΔＫ：応力拡大係数範囲、を夫々示す。
【００７４】
尚、疲労亀裂進展速度の評価基準については、母材は通常の鋼材が１５〜３０×１０-5ｍｍ／ｃｙｃｌｅ（ΔＫ＝３０のとき）程度の進展速度であることから、１２．０×１０-5ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以下を、ＨＡＺ部は通常の鋼材が０．４〜０．８×１０-5ｍｍ／ｃｙｃｌｅ（ΔＫ＝１０のとき）程度の進展速度であることから、０．３５×１０-5ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以下を、合格とした。
【００７５】
【表３】
0005297692.tif 000004
【００７６】
これらの結果から、次のように考察できる（尚、下記Ｎｏ．は、表２、３の実験Ｎｏ．を示す）。Ｎｏ．１〜７は、本発明で規定する要件を満足する例（本発明例）であり、化学成分組成、ＢＰ値、ＤＩ1またはＤＩ2値、Ｘ値、およびＴｉ含有窒化物やＣｒ含有炭化物の微細分散が適切になされており、溶接熱影響部の靭性が良好で疲労亀裂進展抑制も良好な鋼板が得られていることが分かる。
【００７７】
これに対して、Ｎｏ．８〜２５は、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例（比較例）であり、いずれかの特性が劣っている。詳細には、下記の通りである。
【００７８】
Ｎｏ．８，９は、Ｔｉ含有窒化物を微細分散させるための製造条件が適切な条件から外れており、Ｔｉ含有窒化物が粗大化しており、Ｔｉ含有窒化物の十分な個数密度および占有率が達成されておらず、ＨＡＺ靭性（ａｖｅ、ｍｉｎ）が劣化している。
【００７９】
Ｎｏ．１０は、鋼板中のＣ含有量およびＳｉ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、Ｃｒ含有炭化物の粗大化が生じており、母材の亀裂進展速度が速くなっている。
【００８０】
Ｎｏ．１１は、鋼板中のＳｉ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、Ｔｉ含有窒化物の形態が不良になっており（微細なＴｉ含有窒化物が得られていない）、良好なＨＡＺ靭性が得られていない。またＨＡＺ部の亀裂進展速度も速くなっている。
【００８１】
Ｎｏ．１２は、鋼板中のＭｎ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、Ｔｉ含有窒化物やＣｒ含有炭化物の形態は良好であっても、ＨＡＺ靭性が劣化している。
【００８２】
Ｎｏ．１３は、鋼板中のＣｒ含有量が本発明で規定する範囲に満たないものであり（ＢＰ値も外れる）、Ｃｒ含有炭化物の微細分散が達成されておらず、ＨＡＺ靭性が劣化すると共に、母材とＨＡＺのいずれの亀裂進展抑制も劣化している。またＤＩ1またはＤＩ2値が規定する範囲に満たないため、母材強度が低下している。Ｎｏ．１４は、鋼板中のＣｒ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり（ＢＰ値も外れる）、ＨＡＺ靭性が劣化すると共に、母材とＨＡＺのいずれの亀裂進展抑制も劣化している。
【００８３】
Ｎｏ．１５は、鋼板中にＣｕおよびＮｉのいずれも含まず、またＭｏ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり（ＢＰ値も外れる）、Ｔｉ含有窒化物の形態が不良になっており（微細なＴｉ含有窒化物が得られていない）、ＨＡＺ靭性が劣化すると共に、母材とＨＡＺのいずれの亀裂進展抑制も劣化している。またＤＩ1またはＤＩ2値が規定する範囲に満たないため、母材強度が低下している。
【００８４】
Ｎｏ．１６は、鋼板中のＴｉ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、Ｔｉ含有窒化物の形態が不良になっており（微細なＴｉ含有窒化物が得られていない）、ＨＡＺ靭性が劣化している。
【００８５】
Ｎｏ．１７〜１９は、鋼板中のＢやＮの含有量が本発明で規定する範囲を外れるものであり、ＨＡＺ靭性が劣化している。またＮｏ．２０は、鋼板中のＡｌおよびＣｕの含有量が過剰になっており、且つＣｒ含有量が本発明でき規定する範囲に満たないものであり（ＢＰ値も外れる）、微細なＴｉ含有窒化物の十分な占有率およびＣｒ含有炭化物の十分な個数密度が達成されておらず、ＨＡＺ靭性および亀裂進展抑制のいずれも劣化している。
【００８６】
Ｎｏ．２１は、鋼板中のＮｉの含有量が過剰になっており、且つＣｒ含有量が本発明で規定する範囲に満たないものであり（ＢＰ値も外れる）、しかもＣｕが含有されていないものであり、微細なＣｒ含有炭化物の十分な個数密度が達成されておらず、ＨＡＺ靭性および亀裂進展抑制のいずれも劣化している。
【００８７】
Ｎｏ．２２〜２５は、Ｃｒ含有炭化物を微細分散させるための製造条件が適切な条件から外れており、Ｃｒ含有炭化物が粗大化しており、Ｃｒ含有炭化物の十分な個数密度が達成されておらず、母材強度および亀裂進展抑制の少なくともいずれかが劣化している。
【００８８】
これらの結果に基づき、ＢＰ値とＨＡＺ靭性（ｖＥ-20）の関係を図２に示すが、ＢＰ値を適切に調整することは、ＨＡＺ靭性を良好にする上で有効であることが分かる。また、０．０５〜０．３μｍのＣｒ含有炭化物の個数と、母材の疲労亀裂進展速度の関係を図３に示すが、Ｃｒ含有炭化物の微細分散を達成することは、母材の亀裂進展の抑制を実現する上で有用であることが分かる。
【図面の簡単な説明】
【００８９】
【図１】疲労亀裂進展試験片の形状を示す説明図である。
【図２】ＢＰ値とＨＡＺ靭性（ｖＥ-20）の関係を示すグラフである。
【図３】０．０５〜０．３μｍのＣｒ含有炭化物の個数と母材の疲労亀裂進展速度の関係を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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