(57)【要約】【課題】ＨＡＺの高強度、高靱性で、引張強さが５９０Ｎ／ｍｍ２以上の高靭性大入熱溶接用鋼およびその製造方法を提供する。【解決手段】基本の組成がＣ：０．００１〜０．０１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．８０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｍｏ：０．３０〜１．５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．００６０〜０．０１００％、Ｎｂ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ（Ｔｉ＋０．５×Ｎｂ）／Ｎ≦３．４０を満足し、１４００℃〜（融点−１０℃）の温度域に加熱された際、鋼中に粒子径が０．０１〜０．１０μｍのＴｉＮおよび（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎ析出物が１．０×１０５個／ｍｍ２以上存在する鋼であり、製法では、γ未再結晶域の累積圧下率を５０％以上の圧延を行うこと等を特徴とする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．０１５％
Ｓｉ：０．０１〜０．８０％
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｐ：０．０２０％以下
Ｓ：０．００５０％以下
Ａｌ：０．００５〜０．１０％
Ｍｏ：０．３０〜１．５％
Ｂ：０．０００３〜０．００５０％
Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％
Ｎ：０．００６０〜０．０１００％
Ｎｂ：０．０１％以下
を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ（Ｔｉ＋０．５×Ｎｂ）／Ｎ≦３．４０（ここでの各元素は含有量、質量％）の条件を満足する成分組成を有し、（融点−１０℃）以下、１４００℃以上の温度域に加熱された際、鋼中に粒子径が０．０１〜０．１０μｍの、ＴｉＮおよび（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎ析出物が１．０×１０５個／ｍｍ２以上存在することを特徴とする高靭性大入熱溶接用鋼。
【請求項２】
さらに、質量％でＣｕ：０．１０〜０．６０％、Ｎｉ：０．１０〜１．０％、Ｃｒ：０．１０〜０．８０％、Ｖ：０．０２〜０．１０％、Ｗ：０．０５〜０．５０％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する請求項１に記載の高靭性大入熱溶接用鋼。
【請求項３】
さらに、質量％でＣａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する請求項１または請求項２に記載の高靭性大入熱溶接用鋼。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼素材を９５０〜１２５０℃に加熱後、オーステナイト未再結晶域での累積圧下率：５０％以上、圧延終了温度：６５０〜８００℃の条件で熱間圧延を施し、その後１．０℃／ｓ以上の冷却速度で５８０℃以下まで冷却することを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の高靭性大入熱溶接用鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、船舶、海洋構造物、低温貯蔵タンク、ラインパイプおよび土木・建築の分野の溶接構造物等に用いて好適な、入熱量が３００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接を施した際の溶接熱影響部の低温靭性および強度特性に優れ、かつ引張強さが５９０ＭＰａ以上の高強度を有する高靭性大入熱溶接用鋼およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
造船、建築、土木等の分野で使用される鋼材は、これらの構造物の大型化に伴い、製造容易性や良好な使用性能（加工性や溶接性）を備えることを前提に高強度厚肉化され、最近では、造船用鋼として板厚５０ｍｍのＹＰ４６０Ｎ／ｍｍ２級鋼が開発実機化されている。このような鋼材には、エレクトロガス溶接など溶接入熱３００ｋＪ／ｃｍ以上での大入熱溶接施工が施されることが多く、溶接熱影響部の靭性確保が課題とされている。
【０００３】
大入熱溶接による熱影響部の靭性低下に対し、従来から、多くの対策が提案され、例えば、鋼中のＴｉＮの微細分散により熱影響部におけるオーステナイト粒の粗大化を抑制して溶接部靭性を向上させる技術はすでに実用化されている。
特許文献１には、鋼中のＴｉＮ系介在物中にＮｂを含有させて、大入熱溶接時には同介在物中からＮｂを固溶させて溶接熱影響部におけるオーステナイト粒の粗大化を抑制し、小入熱溶接時には同介在物中にＮｂをとどめてベイナイト化を抑制することでＨＡＺ靭性を向上させる技術が記載されている。
また、特許文献２には、溶接熱影響部においてＴｉ酸化物がフェライト核として優れることを知見して、鋼中にＴｉ酸化物を均一分散させた大入熱溶接用鋼が記載されている。
【０００４】
一方で、溶接用高張力鋼材では、溶接により溶接熱影響部の軟化が生じ、溶接継手としての強度低下が問題となる。大入熱溶接の場合は、溶接入熱の増大によりフェライト変態を生じやすくするため、強度低下が顕著となってしまう。このような問題に対して、上記した従来技術では、ＨＡＺ靭性の低下防止には効果が認められるものの、ＨＡＺ強度の低下（軟化）防止には効果が認められなかった。これは、ＨＡＺ組織をフェライト主体の組織とすることで、ＨＡＺ靭性の確保が可能である反面、ＨＡＺ軟化を助長させてしまうためである。
このことから、特許文献３では、ＨＡＺ組織を強度の高いベイナイトに制御する技術が用いられている。しかしながら、特許文献３では、ＨＡＺ靭性の向上手法として極低炭素ベイナイト化に主眼が置かれており、当該技術をさらに高ＨＡＺ靭性が要求される低温仕様鋼に適用することはできないといった問題があった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２００４−２１８０１０号公報
【特許文献２】特開昭５７−５１２４３号公報
【特許文献３】特開２０００−３４５２８２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は、入熱量３００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接を施した際、高ＨＡＺ強度および高ＨＡＺ靭性が得られ、かつ引張強さが５９０Ｎ／ｍｍ２以上である高靭性大入熱溶接用鋼およびその製造方法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】
【０００７】
本発明者らは、引張強さが５９０Ｎ／ｍｍ２以上の高強度鋼に関して、母材靭性の改善および入熱量３００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接を施したときの溶接熱影響部の強度特性と低温靭性を向上すべく鋭意検討を行い、以下の知見を得た。
１．大入熱ＨＡＺ靭性を改善するには、特許文献３に記載されているように、ＨＡＺ組織をベイナイトとすることが有効である。さらに、Ｃを０．０１５％以下までより低減することによって、靭性を阻害する島状マルテンサイト（ＭＡ）の生成がほとんど認められなくなり、ＨＡＺ靭性が向上する。
２．さらに、溶接熱影響部にＴｉＮおよび（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎ析出物が存在すると、オーステナイト粒のピンニングに有効で、その効果は、これら析出物の粒子径が０．０１〜０．１０μｍで、鋼中に１．０×１０５個以上／１ｍｍ２が存在した場合、最も有効である。上記分散状態は成分組成を（Ｔｉ＋０．５×Ｎｂ）／Ｎ≦３．４０（各元素は含有量、質量％）を満足するように調整することで可能である。
３．大入熱溶接を施した際のＨＡＺ軟化が、ベイナイトの回復・再結晶現象に起因し、Ｍｏを０．３０％以上添加することで回復・再結晶を抑制してＨＡＺ強度が向上する。
４．大入熱溶接熱影響部特性に優れ、かつ引張強さが５９０Ｎ／ｍｍ２以上の鋼の母材靭性を改善するには、鋼成分のＰとＳをＰ：０．０２０％以下およびＳ：０．００５０％以下とすることが有効である。また、上記の鋼素材を、９５０℃〜１２５０℃に加熱後、オーステナイト未再結晶域での累積圧下率：５０％以上、圧延終了温度：６５０〜８００℃の条件で熱間圧延を施し、その後１．０℃／ｓ以上の冷却速度で５８０℃以下まで冷却することによっても母材靭性を向上することができる。
【０００８】
本発明は、上記知見をもとに、さらに検討をくわえてなされたものであり、その要旨は以下の［１］〜［４］のとおりである。
［１］  質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．８０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｍｏ：０．３０〜１．５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．００６０〜０．０１００％、Ｎｂ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ（Ｔｉ＋０．５×Ｎｂ）／Ｎ≦３．４０（各元素は含有量、質量％）の条件を満足する成分組成を有し、（融点−１０℃）以下、１４００℃以上の温度域に加熱された際、鋼中に粒子径が０．０１〜０．１０μｍの、ＴｉＮおよび（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎ析出物が１．０×１０５個／ｍｍ２以上存在することを特徴とする高靭性大入熱溶接用鋼。
［２］  さらに、質量％でＣｕ：０．１０〜０．６０％、Ｎｉ：０．１０〜１．０％、Ｃｒ：０．１０〜０．８０％、Ｖ：０．０２〜０．１０％、Ｗ：０．０５〜０．５０％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する［１］に記載の高靭性大入熱溶接用鋼。
［３］  さらに、質量％でＣａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する［１］または［２］に記載の高靭性大入熱溶接用鋼。
［４］  ［１］〜［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を９５０〜１２５０℃に加熱後、オーステナイト未再結晶域での累積圧下率：５０％以上、圧延終了温度：６５０〜８００℃の条件で熱間圧延を施し、その後１．０℃／ｓ以上の冷却速度で５８０℃以下まで冷却することを特徴とする［１］〜［３］のいずれかに記載の高靭性大入熱溶接用鋼の製造方法。
【発明の効果】
【０００９】
本発明によれば、サブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接などの入熱量が３００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接で優れた溶接熱影響部の強度・靱性バランスを安定的に確保し、引張強さが５９０Ｎ／ｍｍ２以上である鋼が得られ、産業上極めて有用である。
【発明を実施するための形態】
【００１０】
以下、本発明を詳細に説明する。
はじめに、本発明の鋼の成分組成について説明する。組成についての「％」は、断らない限り、「質量％」とする。
・Ｃ：０．００１〜０．０１５％
母材およびＨＡＺ組織を島状マルテンサイトのほとんど認められないベイナイト組織とするためには、Ｃ含有量を０．０１５％以下に抑制する必要がある。また、大量生産工程においては、Ｃを０．００１％未満まで低減することは生産性の著しい低下を招くので、Ｃは０．００１〜０．０１５％の範囲に限定した。
【００１１】
・Ｓｉ：０．０１〜０．８０％
Ｓｉは固溶強化によって鋼の強度を上昇させる元素であり、５９０ＭＰａ以上の引張強さを確保するために、０．０１％以上を添加する。しかしながら、０．８０％以上を超えて含有させると、溶接性を損ない、また母材およびＨＡＺ靱性が低下するなどの悪影響が生じるため、Ｓｉは０．０１〜０．８０％の範囲に限定した。
【００１２】
・Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは極低炭素域での鋼のフェライト変態を抑制し、鋼材の組織をベイナイト化することで強度を増大させる効果を有している。溶接入熱が３００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接時においても、ＨＡＺのフェライト変態を抑制し、ベイナイト単一組織とするためには、１．０％以上のＭｎ含有を必要とする。一方、２．０％を超えて含有すると、母材およびＨＡＺ靭性が低下するため、Ｍｎは１．０〜２．０％の範囲に限定した。
【００１３】
・Ｐ：０．０２０％以下
・Ｓ：０．００５０％以下
ＰとＳは、極低炭素化とともに本発明の重要な元素である。これらの不純物元素は、不可避的に混入する元素で、０．０２０％を超えてのＰ含有および０．００５０％を超えてのＳ含有は母材の靭性を著しく低下させる。Ｐは、Ｆｅの結晶粒界に偏析してＦｅ原子間の結合力を弱め、Ｆｅの低温域での脆性破壊を助長する。Ｓは、Ｐと同様の粒界偏析、ならびに硫化物の生成が母材の靭性を低下させる。以上のことから、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５０％以下の範囲に限定した。
【００１４】
・Ａｌ：０．００５〜０．１０％
Ａｌは、溶鋼の脱酸剤として作用する元素であり、十分な脱酸効果を得るためには０．００５％以上の添加を必要とする。しかしながら、０．１０％を超えると鋼の清浄度が低下し、母材およびＨＡＺ靭性が低下するため、Ａｌは０．００５〜０．１０％の範囲に限定した。
【００１５】
・Ｍｏ：０．３０〜１．５％
Ｍｏの添加は、極低炭素化とともに本発明の重要な元素である。Ｍｏは、組織のベイナイト化あるいはマルテンサイト化を促進する元素であり、Ｎｂを低減させながら母材およびＨＡＺ組織をベイナイト化あるいはマルテンサイト化するに当たって必須の元素である。このような効果を発現させるためには、少なくとも０．３０％のＭｏを添加する必要があるが、１．５％を超えると効果が飽和する。さらに、Ｍｏは、大入熱溶接の際のベイナイトあるいはマルテンサイトの回復・再結晶を抑制する効果を有しており、ＨＡＺ軟化を抑制してＨＡＺ強度を向上するのに有効に作用する。この効果についても、０．３０％以上のＭｏ添加が必要である。以上のことから、Ｍｏは０．３０〜１．５％の範囲に限定した。
【００１６】
・Ｂ：０．０００３〜０．００５０％
Ｂは、フェライト変態を抑制し、組織をベイナイト化する作用を有する。この効果は、Ｂ含有量が０．０００３％以上で発現するが、０．００５０％を超えると効果が飽和し、冷却中のＢＮの析出によって逆にフェライト変態を促進する場合があるので、Ｂは０．０００３〜０．００５０％の範囲に限定した。
【００１７】
・Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％
Ｔｉは、鋼中に微細なＴｉＮや（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎ析出物として分散し、大入熱溶接時のＨＡＺのオーステナイト粒成長をピンニング効果によって抑制し、靭性を向上させる作用を有する。また、鋼中のＮをＴｉＮとして固定することにより、前述のＢの作用を促進する効果がある。このような効果を得るためには、０．０１０％以上のＴｉ添加を必要とするが、０．０５０％を超えるとＴｉＮの粗大化により靭性が低下する。このため、Ｔｉは０．０１０〜０．０５０％の範囲に限定した。
【００１８】
・Ｎ：０．００６０〜０．０１００％
Ｎは、ＴｉＮや（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎ析出物を析出してオーステナイト粒の粗大化を抑制する。そのような効果を得るため、０．００６０％以上含有させるが、一方、０．０１００％を超えて含有すると、溶接熱サイクルによってＴｉＮや（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎ析出物が溶解する温度領域で固溶Ｎ量が増加して靭性が低下するようになるので、０．００６０〜０．０１００％の範囲に限定した。
【００１９】
・Ｎｂ：０．０１％以下
Ｎｂは、Ｍｎと同様に、極低炭素域での鋼材の組織をベイナイト単一組織とする作用を有する。しかし、Ｎｂ含有量が多いと、大入熱溶接時の冷却過程でＮｂ（Ｃ，Ｎ）が析出し、靭性低下を生じる。このため、Ｎｂは０．０１％以下に極力低減する。
【００２０】
・（Ｔｉ＋０．５×Ｎｂ）／Ｎ≦３．４０（ここでの各元素は含有量、質量％）
本パラメータは、ＴｉＮおよび（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎ析出物の粒子径と分布状態を規定するもので、オーステナイト粒のピンニングに有効となるように、本発明では３．４０以下に規定する。（Ｔｉ＋０．５×Ｎｂ）／Ｎが３．４０を超えると、これら析出物によるオーステナイト粒のピンニング効果が低下し、靭性に悪影響を及ぼすため、３．４０以下とする。
【００２１】
・Ｃｕ：０．１０〜０．６０％、Ｎｉ：０．１０〜１．０％、Ｃｒ：０．１０〜０．８
０％、Ｖ：０．０２〜０．１０％、Ｗ：０．０５〜０．５０％のうちから選んだ１種
または２種以上
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｗはいずれも、主に固溶強化によって鋼の強度を上昇させる有用元素であり、必要に応じて添加する。しかしながら、含有量がそれぞれ下限に満たないとその添加効果が乏しく、一方上限を超えると溶接性が低下し、また合金添加コストが増加してしまうので、それぞれ上記の範囲で含有させることが好ましい。
【００２２】
・Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ
：０．００１〜０．０２％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２％のうちから選んだ１種
または２種以上
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭはいずれも、酸化物、硫化物を形成して鋼中に分散し、ピンニング効果によって大入熱溶接ＨＡＺのオーステナイト粒径を微細化する効果があり、必要に応じて添加する。しかしながら、含有量がそれぞれ下限に満たないとその添加効果が乏しく、一方上限を超えると粗大な酸化物、硫化物が増加し、かえって靭性を低下させてしまうので、それぞれ上記の範囲で含有させることが好ましい。
【００２３】
次に、本発明の鋼のミクロ組織について説明する。
・１４００℃以上の温度域に再加熱した際のミクロ組織を、粒子径０．０１〜０．１０
μｍのＴｉＮおよび（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎ析出物が鋼中に１．０×１０５個／１ｍｍ２以上
本発明では、上記成分組成の鋼を、（融点−１０℃）以下、１４００℃以上の温度域に加熱した際のミクロ組織を、粒子径０．０１〜０．１０μｍの、ＴｉＮおよび（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎ析出物が、鋼中に１．０×１０５個／１ｍｍ２以上存在するミクロ組織とする。ＴｉＮおよび（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎ析出物の粒子径が０．０１μｍ未満では、上記熱サイクルを受けると固溶し、一方、０．１０μｍを超えると分散状態が粗く、粒子相互の間隔が広くなり過ぎるために、有効なピンニング効果を発揮できず、粗大なオーステナイト粒となるため０．０１〜０．１０μｍの範囲とする。そして、この範囲内の粒子径であっても１．０×１０５個／１ｍｍ２に満たない場合は有効なピンニング効果が得られないため、ＴｉＮおよび（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎ析出物を含有する析出物は鋼中に均一に１．０×１０５個／１ｍｍ２以上を分散させる。
【００２４】
次に本発明の製造条件の限定理由について説明する。
なお、鋼素材は、上記の好適成分組成に調整した溶鋼を、転炉等の通常公知の方法で溶解したのち、連続鋳造等の通常公知の方法で鋳造して製造すれば良い。
【００２５】
・鋼素材の加熱温度：９５０℃〜１２５０℃
圧延前の組織を均一な整粒オーステナイト組織にするためには、鋼素材は９５０℃以上の温度に加熱する必要があるが、加熱温度が１２５０℃を超えると組織が著しく粗大化するため、加熱温度は９５０℃〜１２５０℃の範囲に限定した。
【００２６】
・オーステナイト未再結晶域での累積圧下率：５０％以上
熱間圧延でのオーステナイト未再結晶域における圧下量の増加は、オーステナイト粒から変態するベイナイトのパケットサイズを微細にし、ベイナイト組織の靭性を向上させる。また、未再結晶域における圧下量の増加は、オーステナイト粒内に蓄積される転位の密度を増加させる。これにより、変態時に転位の一部が変態後のベイナイト組織に受け継がれ、さらに強度を増加させる。このような効果は、９５０℃以下のオーステナイト未再結晶域における累積圧下量が５０％以上で顕著となる。
【００２７】
・圧延終了温度：６５０〜８００℃
熱間圧延の圧延終了温度の低下も、再結晶微細オーステナイト粒からの変態によるベイナイト組織の微細化およびベイナイト組織の高転位密度化の効果によって鋼材の強度・靭性が向上するため、圧延終了温度の上限は８００℃とする。しかし、圧延終了温度を６５０℃未満にまで低下させると、オーステナイト→フェライトまたはオーステナイト→ベイナイト変態が開始し、生成したフェライトあるいはベイナイトが加工される結果、靭性の低下や異方性の増大といった問題が生じるため、圧延終了温度の下限は６５０℃とする。
【００２８】
・熱間圧延後の冷却速度：１．０℃／ｓ以上
母材の強度を確保するためには、圧延後加速冷却プロセスを適用し、１．０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する。１．０℃／ｓ未満であると、母材の強度が低下する。
・冷却停止温度：５８０℃以下
冷却停止温度が５８０℃を超えると、未変態オーステナイトへの元素の激化が生じ、硬化相が生成しやすくなる。この硬化相が靭性を低下させるため、冷却停止温度は５８０℃以下に限定した。
【００２９】
本発明では、上記した冷却処理の後、さらに焼戻し処理を施してもよい。この焼戻し処理は、冷却時に生成したベイナイトの強度・靭性の調整およびベイナイトラス間に生成した島状マルテンサイトを分解して靭性を向上させるために施すものであるが、処理時間が５００℃に満たないと上記の効果が認められず、一方６５０℃を超えると強度が著しく低下してしまうので、焼戻し処理温度は５００〜６５０℃程度とすることが好ましい。
【実施例】
【００３０】
表１に示す種々の成分組成になる溶鋼を、転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼スラブとした。
これらのスラブ（板厚３００ｍｍ）を素材として、表２に示す条件で、加熱処理、圧延処理および冷却処理を施して、板厚：５０〜６０ｍｍの厚鋼板とした。得られた厚鋼板の引張特性、母材靭性について調査した結果を表３に示す。また、表３には、大入熱１パス継手溶接を行った際の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の強度、靭性および粒子径：０．０１〜０．１μｍの析出物の個数について調査した結果も併せて示す。
【００３１】
【表１】
2013136813.tif 000002
【００３２】
【表２】
2013136813.tif 000003
【００３３】
【表３】
2013136813.tif 000004
【００３４】
なお、各特性と析出物の個数は次のようにして評価した。
（１）引張特性
各厚鋼板の板厚中心部から、平行部１４φ×８５ｍｍ、標点間距離７０ｍｍの丸棒引張試験片を試験片長手方向が板幅方向と一致するように採取して引張試験を実施し、降伏強度（０．２％耐力）と引張強さを測定した。
（２）母材靭性
各厚鋼板の板厚中心部から、２ｍｍＶノッチシヤルピー試験片を試験片長手方向が圧延方向と一致するように採取し、母材の脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。
（３）溶接熱影響部（ＨＡＺ）の強度および靭性
大入熱溶接（３５０〜４００ｋＪ／ｃｍ）のエレクトロガス溶接（ＥＧＷ）によって継手を作製した後、ＨＡＺ強度は、板厚中心部を溶接金属からＨＡＺおよび母材に向かって１ｍｍピッチで硬度測定（荷重：９８Ｎ）を行い、ＨＡＺ硬さの最小値で評価した。ＨＡＺ靭性は、ボンド部から１ｍｍの箇所にノッチを入れたシャルピー試験片を用いて、試験温度−４０℃での吸収エネルギーｖＥ−４０（３本平均値）により評価した。
（４）析出物の粒子径および個数の測定
上記の溶接条件を模して１４５０℃に再加熱した後急冷し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察を行った。顕微鏡の倍率を６万〜２万倍として合計５視野観察し、粒子径が０．０１〜０．１μｍとなる析出物について測定を行い、平均粒子径と１ｍｍ２当たりの個数を算出した。粒子径は粒子を円近似して各粒子の面積から求めた直径とする。
【００３５】
表３から、本発明例のＮｏ．１〜７ではいずれも引張強さが５９０Ｎ／ｍｍ２以上で脆性破面遷移温度も−４５℃以下と優れた母材特性を有していることが確認された。また、本発明鋼は、溶接熱影響部のシャルピー衝撃吸収エネルギー値（試験温度−４０℃、３本の平均値）が１００Ｊ以上で、なおかつＨＡＺ硬さ最小値が１７５ＨＶ以上であり、溶接熱影響部の強度・靭性にも優れている。
一方、化学成分や製造条件の少なくとも１つ以上が本発明範囲を外れる比較例のＮｏ．８〜２３は、上記のいずれか１つ以上の特性が劣っている。