(57)【要約】【課題】入熱量が３０〜１００ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接を行った場合であってもＨＡＺ靭性に優れる高強度厚鋼板を提供する。【解決手段】所定の化学成分組成を満足し、且つ下記（１）式で規定されるＢＰ値が９０〜２００（質量％）の範囲にあると共に、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。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。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０１〜０．０８％（「質量％」の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．３０％以下（０％を含む）、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｃｒ：０．５〜２．０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０４０％、Ｂ：０．００１０〜０．００５０％、Ｎ：０．００２０〜０．０１００％、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（１）式で規定されるＢＰ値が９０〜２００（質量％）の範囲にあると共に、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ことを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた高強度厚鋼板。
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。
【請求項２】
更に、Ｍｏ：０．４％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１〜０．５％を含有するものである請求項１に記載の高強度厚鋼板。
【請求項３】
更に、Ｍｇ，ＺｒおよびＲＥＭよりなる群から選ばれる１種以上の元素：合計で０．０１０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１または２に記載の高強度厚鋼板。
【請求項４】
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１〜３のいずれかに記載の高強度厚鋼板。
【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厚鋼板に関し、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）の靭性に優れた高強度厚鋼板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以上である厚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。
【特許文献１】特許第３７４６７０７号公報
【特許文献２】特開２００５−２００７１６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【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】
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もＨＡＺ靭性に優れる高強度厚鋼板、具体的にはＨＡＺのボンド付近での最低靭性を引き上げると共に、靭性の平均値をも改善し、ボンド付近での靭性バランスを良好にすることのできる高強度厚鋼板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
上記課題を解決することのできた本発明に係る高強度厚鋼板とは、Ｃ：０．０１〜０．０８％（「質量％」の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．３０％以下（０％を含む）、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｃｒ：０．５〜２．０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０４０％、Ｂ：０．００１０〜０．００５０％、Ｎ：０．００２０〜０．０１００％、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（１）式で規定されるＢＰ値が９０〜２００（質量％）の範囲にあると共に、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点に要旨を有する。
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。
【０００９】
尚、上記「円相当直径」とは、Ｔｉ含有窒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。
【００１０】
本発明の厚鋼板には、必要によって更に、（ａ）Ｍｏ：０．４％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１〜０．５％、（ｂ）Ｍｇ，ＺｒおよびＲＥＭよりなる群から選ばれる１種以上の元素：合計で０．０１０％以下（０％を含まない）等を含有させたり、（ｃ）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。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、上記（１）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、微細なＴｉ含有窒化物の分散状態（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）の靭性改善を図った厚鋼板が実現できた。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
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。
【００１３】
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。
【００１４】
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。
【００１５】
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９０〜２００（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。
【００１６】
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。
【００１７】
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。
【００１８】
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。
【００１９】
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。
【００２０】
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。
【００２１】
次に、本発明の鋼材（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）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靭性を達成することができない。従って、本発明の厚鋼板では、ＴｉＮ（Ｔｉ含有窒化物）の分布状況が良好であることおよび化学成分が上記（１）式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。
【００２２】
［Ｃ：０．０１〜０．０８％］
Ｃは、鋼板の強度を確保するために欠くことのできない元素であり、Ｃ含有量が０．０１％未満では、鋼板の強度が確保できない。好ましくは０．０２％以上である。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になるとＨＡＺの硬化が著しくなり、また溶接時にＨＡＺ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。従ってＣは０．０８％以下、好ましくは０．０６％以下に抑える必要がある。
【００２３】
［Ｓｉ：０．３％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０．３％以下にする必要があり、好ましくは０．１０％以下（より好ましくは０．１０未満）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。
【００２４】
［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。
【００２５】
［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。
【００２６】
［Ｃｒ：０．５〜２．０％］
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。こうした効果を発揮させるには、Ｃｒは０．５％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、２．０％以下に抑える必要がある。好ましくは１．５％以下である。
【００２７】
［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。
【００２８】
［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。
【００２９】
［Ｎ：０．００２０〜０．０１００％］
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０．００２０％以上とする必要がある。好ましくは０．００３５％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０．０１００％以下に抑える必要があり、好ましくは０．００７０％以下とする。
【００３０】
［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。
【００３１】
［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。
【００３２】
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ことも有効であり、含有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。
【００３３】
［Ｍｏ：０．４％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１〜０．５％］
ＭｏおよびＶ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、Ｖについては０．１％以上含有させることによって有効に発揮される。しかしながら、これらの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、Ｖで０．５％以下に抑えることが好ましい。
【００３４】
［Ｍｇ，ＺｒおよびＲＥＭよりなる群から選ばれる１種以上の元素：合計で０．０１０％以下（０％を含まない）］
Ｍｇ，ＺｒおよびＲＥＭ（希土類元素）は、鋼板中の酸化物系介在物を微細化させることによって、ＨＡＺ靭性（ａｖｅ）の向上に寄与する元素である。こうした効果は、それらの含有量が増加するにつれて増大するが、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、合計で０．０１０％以下に抑えることが好ましい。尚、本発明において、ＲＥＭ（希土類元素）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。
【００３５】
［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。
【００３６】
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（２）式で規定されるＸ値を２０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℃／ｍｉｎ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＝５００［Ｃ］＋３２［Ｓｉ］＋８［Ｍｎ］−９［Ｎｂ］＋１４［Ｃｕ］＋１７［Ｎｉ］−５［Ｃｒ］−２５［Ｍｏ］−３４［Ｖ］                        …（２）
但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｎｂ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］および［Ｖ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｂ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，ＭｏおよびＶの含有量（質量％）を示す。
【００３７】
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、Ｎｂ，Ｍｏ，Ｖ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（２）式からＸ値を計算すればよい。
【００３８】
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。
【００３９】
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。
【００４０】
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。
【００４１】
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、および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。
【００４２】
一方、圧延前の加熱時間が４時間を超えると、ＴｉＮ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℃／ｍｉｎ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。
【００４３】
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。
【００４４】
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】
【００４５】
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。
【００４６】
下記表１、２に示す組成のＡｌキルド鋼板を溶製し、この溶鋼を鋳造時（１５００〜１３００℃の温度範囲）における冷却速度を制御しつつ冷却してスラブ（断面形状：１５０ｍｍ×２５０ｍｍ）とした後、加熱時間を制御しつつ１１００℃に加熱して熱間圧延を行い、板厚：５０ｍｍの熱間圧延板とし、圧延後に空冷をして試験板とした。尚、表１において、ＲＥＭはＣｅを５０％程度とＬａ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、２中「−」は元素を添加していないことを示している。
【００４７】
【表１】
2009167447.tif 000002
【００４８】
【表２】
2009167447.tif 000003
【００４９】
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）、厚鋼板の引張強度ＴＳ、ＨＡＺ靭性を測定した。これらの結果を、Ｘ値［＝５００［Ｃ］＋３２［Ｓｉ］＋８［Ｍｎ］−９［Ｎｂ］＋１４［Ｃｕ］＋１７［Ｎｉ］−５［Ｃｒ］−２５［Ｍｏ］−３４［Ｖ］］、鋳造時の冷却速度、および圧延前加熱時間と共に、下記表３、４に示す。
【００５０】
［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。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。
【００５１】
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。
【００５２】
［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、引張強度（ＴＳ）を測定した。そして、ＴＳが５９０ＭＰａ以上のものを合格と評価した。
【００５３】
［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：８００ｋＪ／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。
【００５４】
【表３】
2009167447.tif 000004
【００５５】
【表４】
2009167447.tif 000005
【００５６】
これらの結果から、次のように考察できる（尚、下記Ｎｏ．は、表１〜４の鋼Ｎｏ．を示す）。Ｎｏ．１〜２０は、本発明で規定する要件を満足する例であり、化学成分組成、ＢＰ値、Ｘ値およびＴｉ含有窒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な鋼板が得られていることが分かる。
【００５７】
これに対して、Ｎｏ．２１〜４２は、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例であり、溶接熱影響部の靭性が劣っている。詳細には、下記の通りである。
【００５８】
Ｎｏ．２１は、鋼板中のＣ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、Ｔｉ含有窒化物の形態は良好であっても、ＨＡＺ靭性（ａｖｅ）が劣化している。
【００５９】
Ｎｏ．２２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。Ｎｏ．２３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含有窒化物の形態は良好であっても、ＨＡＺ靭性（ａｖｅ）が劣化している。
【００６０】
Ｎｏ．２４は、鋼板中のＡｌの含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、Ｔｉ含有窒化物の形態は良好であっても、ＨＡＺ靭性が劣化している。Ｎｏ．２５，２６は、鋼板中のＣｒ含有量が本発明で規定する範囲を外れるものであり（ＢＰ値も外れる）、Ｔｉ含有窒化物の形態は良好であっても、ＨＡＺ靭性が劣化している。
【００６１】
Ｎｏ．２７は、鋼板中のＣｕ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、Ｔｉ含有窒化物の形態は良好であっても、ＨＡＺ靭性が劣化している。Ｎｏ．２８は、鋼板中のＮｉ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、Ｔｉ含有窒化物の形態は良好であっても、ＨＡＺ靭性が劣化している。Ｎｏ．２９は、鋼板中のＭｏ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。
【００６２】
Ｎｏ．３０，３１は、鋼板中のＴｉ含有量が本発明で規定する範囲を外れるものであり、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。
【００６３】
Ｎｏ．３２〜３５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（ａｖｅ）が劣化している。
【００６４】
Ｎｏ．３６は、鋼板中にＣａが含有されていないものであり、Ｔｉ含有窒化物が粗大化しており、十分な個数密度および占有率が達成されておらず、ＨＡＺ靭性が劣化している。Ｎｏ．３７は、ＢＰ値が本発明で規定する範囲に満たないものであり、ＨＡＺ靭性（ａｖｅ）が劣化している。Ｎｏ．３８は、鋼板中にＮｂが過剰に含有されており、ＨＡＺ靭性（ａｖｅ）が劣化している。
【００６５】
Ｎｏ．３９〜４２は、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靭性が劣化している。