JP2009074111A - 母材低温靭性のばらつきが少なく熱影響部の靭性に優れた大入熱溶接用厚肉高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】母材の優れた低温靭性をばらつきなく安定して確保すると共に、大入熱溶接したときの溶接熱影響部の靭性にも優れた厚肉高強度鋼板を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０５％以下（０％を含む）、Ｍｎ：１．４〜１．７％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．２０〜０．４０％、Ｎｉ：０．２０〜０．６０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％およびＮ：０．００３０〜０．００９０％を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、且つベイナイト相を主体とする組織からなり、表面から深さｔ／４（ｔは板厚を表す）の位置において、隣り合う結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、その最大結晶粒径が円相当直径で２０μｍ以下である。
【選択図】なし

Description

本発明は、母材の低温靭性に優れると共に、大入熱溶接したときの溶接熱影響部の靭性にも優れた厚肉高強度鋼板、およびその製造方法に関するものである。

板厚が６０〜８０ｍｍ程度の厚肉鋼板（厚物）を溶接する際には、溶接施工効率向上の観点から、大入熱溶接が適用されるのが一般である。しかしながら、こうした大入熱溶接では、溶接入熱量は１００〜５００ｋＪ／ｃｍにも及び、母材（鋼板）の熱影響部（以下、「ＨＡＺ」と略記することがある）の靭性が劣化しやすく、こうした靭性を確保することが重要な要件となっている。こうしたＨＡＺ靭性を改善するための技術がこれまで様々提案されている。

また、上記のような鋼板では、ＨＡＺの靭性は勿論のこと、母材自体が高強度・高靭性であることも重要な要件である。こうした特性に関して、板厚が６０ｍｍ未満の薄鋼板（薄物）では、組織制御の容易さから、高靭性が「ばらつき」なしに安定して確保されている。これに対して、上記のような厚物では、圧延による歪みが導入しにくいことから、高靭性を「ばらつき」なしに安定して確保することが困難であるのが実情である。

母材の靭性、特に低温での靭性を向上するためには、組織の微細化が有効であることは知られている。例えば、特許文献１には、仕上げ圧延温度をＡｒ₃変態点以上、９００℃以下で熱間圧延を行った後、鋼板の組織の回復の制御または固溶状態のＢによる焼入れ性を向上させるために、圧延終了後に２０秒以内に加速冷却を開始することによって、組織の微細化を達成する技術が提案されている。

上記のような技術では、板厚が２０〜８０ｍｍ程度の鋼板での高ＨＡＺ靭性を実現している。しかしながら、技術では板厚が６０ｍｍ以上の厚肉鋼板の対象として含まれており、こうした厚肉鋼板に対しては、最も母材の靭性向上に有効であるが制御に難しい圧延によって組織を微細化するのではなく、加速冷却による制御によって母材の組織の微細化を図るものであるので、希望するほどの高靭性を安定して確保することはできず、靭性レベルも−２０℃での靭性しか補償できていないのが実情である。
特許第３８９９０１４号公報

本発明は前記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、母材の優れた低温靭性をばらつきなく安定して確保すると共に、大入熱溶接したときの溶接熱影響部の靭性にも優れた厚肉高強度鋼板、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。

前記目的を達成することのできた本発明の厚肉高強度鋼板とは、Ｃ：０．０３〜０．０８％(質量％の意味、以下同じ)、Ｓｉ：０．０５％以下（０％を含む）、Ｍｎ：１．４〜１．７％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．２０〜０．４０％、Ｎｉ：０．２０〜０．６０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％およびＮ：０．００３０〜０．００９０％を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、且つベイナイト相を主体とする組織からなり、
表面から深さｔ／４（ｔは板厚を表す、以下同じ）の位置において、隣り合う結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、その最大結晶粒径が円相当直径で２０μｍ以下である点に要旨を有するものである。

尚、本発明において、「ベイナイト相を主体とする」とは、ベイナイト相が組織中に９０面積％以上を占める状態を意味する。また「円相当直径」とは、同一面積の円に換算したときの直径（円相当直径）を意味する。

本発明の厚肉高強度鋼板には、必要によって、（１）Ｃｒ：０．２０％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．１０％以下（０％を含まない）およびＶ：０．０４０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、（２）Ｃａ：０．００４％以下（０％を含まない）、等を含有させることも有効であり、含有させる成分に応じて鋼板の特性が更に改善される。

上記のような本発明の厚肉高強度鋼板では、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーｖＥ_-40の最小値が１５０Ｊ以上であるような高い母材低温靭性が安定して確保できるものとなる。

一方、上記のような本発明の厚肉高強度鋼板を製造するに当たっては、鋼スラブを、９５０〜１２００℃の温度に加熱して熱間圧延を施す際に、鋼板表面から深さｔ／４の位置の温度が８３０℃以上、８６０℃以下である範囲で、圧下率：５％以上の圧延を行うと共に、前記温度が７７０℃以上、８１０℃未満である範囲で、圧下率：５％以上の圧延を行い、且つ前記温度が８１０℃以上、８３０℃未満での圧下率を２％以下（０％を含む）として圧延を行うようにすれば良い。

本発明においては、ベイナイト相を主体とする組織を有する鋼板において、その化学成分組成を厳密に規定すると共に、隣り合う結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、その最大結晶粒の微細化を図ることによって、母材における優れた低温靭性をばらつきなく安定して確保すると共に、大入熱溶接したときの溶接熱影響部の靭性にも優れた厚肉高強度鋼板が実現でき、こうした鋼板は、造船や橋梁分野を始めとする各種大型溶接構造物の素材として有用である。

本発明者は、前記課題を解決するために、特にベイナイト組織である鋼板に着目し、その鋼板における母材強度・低温靭性に優れると共に、大入熱溶接したときのＨＡＺ靭性にも優れた鋼板を実現するべく、様々な角度から検討した。その結果、次のような知見が得られた。これまでにも、結晶粒の平均値を微細化することによって、母材靭性（シャルピー衝撃吸収特性）が改善されると考えられていたのであるが、組織の平均的な微細化を図るだけでは、粗大な結晶粒が存在することがあり、特に厚肉鋼板ではこうした粗大結晶粒の存在が靭性低下やそのばらつきの発生の原因となることが判明した。

本発明者は、こうした現象に着目し、粗大な結晶粒の存在をできるだけなくすという観点から検討を進めた。その結果、化学成分組成を厳密に規定した鋼板を用いて、適切な条件下で製造し、隣り合う結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒としたときに、その最大結晶粒の微細化を図るようにすれば、粗大な結晶粒が存在する状態を回避でき、靭性低下やそのばらつきを回避しつつ、ＨＡＺ靭性に優れた厚肉高強度鋼板が実現できることを見出し、本発明を完成した。

ベイナイト組織ではオーステナイトに対して、何通りかの方位関係を持って生成することになるのであるが、鋼板の化学成分組成、組織の生成温度、その他の条件等によって選択される各結晶格子の方位関係が変化することになり、一定の結晶方位差を有する結晶粒界では、母材の低温靭性が良好になることが判明したのである。そして、上記最大結晶粒を適切に規定してやれば、粗大化した結晶粒を存在による特性のばらつきを生じさせることなく、良好な母材の低温靭性が実現できたのである。

ベイナイト相を主体とするような単相組織では、粒界が亀裂進展の抵抗となるものと考えられるが、亀裂進展の際に粒界と亀裂が衝突する頻度を高めれば、亀裂の進展が抑制でき、これによって母材の靭性が向上するものと考えられる。但し、粒界を形成する両端の方位差が小さい（例えば、１５°未満の）小角粒界（小傾角境界）では、粒界エネルギーが小さくなってその効果が小さいので、前記方位差が１５°以上の大角粒界（大傾角境界）を対象とする必要がある。

つまり表面から深さｔ／４の位置において、前記方位差が１５°以上である大角粒界に囲まれた結晶粒で、同一面積の円に換算したときの直径（円相当直径）の最大値（最大粒界径）を２０μｍ以下とすることによって、上記目的に適う厚肉高強度鋼板が実現できたのである。尚、本発明の鋼板において、母材特性を改善するに当たって、結晶粒の方位関係を、表面から深さｔ／４の位置で評価したのは、板厚全体の代表位置であり、低温靭性は全厚で抑制される必要があるからである。

尚、前記「方位差」は、「ずれ角」若しくは「傾角」とも呼ばれているものであり、以下では「結晶方位差」と呼ぶことがある。またこうした結晶方位差の測定は、上記した電子後方散乱回折像法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ法：以下、「ＥＢＳＰ法」と呼ぶことがある）を採用することによって実現できる。

また厚肉高強度鋼板では、ベイナイトを主体とする組織とすることによって、高強度（例えば、引張強さＴＳ：４９０ＭＰａ以上）を実現できることになる。

本発明の鋼板は、化学成分組成が適正に調整されていることも特徴の１つとする。以下では、化学成分の範囲限定理由を説明する。

［Ｃ：０．０３〜０．０８％］
Ｃは、鋼板の強度確保のために必要な元素である。高強度、即ち引張強さＴＳで４９０ＭＰａ程度（使用する鋼板の肉厚にもよるが）を得るためには、０．０３％以上含有させることが必要である。しかし、０．０８％を超えて過剰に含有させると溶接性が劣化する。こうしたことから、Ｃ含有量は０．０３〜０．０８％とした。尚、Ｃ含有量の好ましい下限は０．０４％であり、好ましい上限は０．０６％である。

［Ｓｉ：０．０５％以下（０％を含む）］
Ｓｉは、大入熱溶接のＨＡＺにおいてオーステナイト化を促進する元素であるため、０．０５％以下にする必要がある。好ましくは０．０３％以下にするのが良い。

［Ｍｎ：１．４〜１．７％］
Ｍｎは鋼板の強度および靭性確保のために有効な元素であり、こうした効果を発揮させるためには１．４％以上含有させる必要がある。しかしながら、過剰に含有させると溶接性、割れ感受性が劣化するので１．７％以下とする必要がある。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．５％であり、好ましい上限は１．６％である。

［Ａｌ：０．０１〜０．０６％］
Ａｌは脱酸のために有用な元素であり、０．０１％に満たないと脱酸効果がない。しかしながら、過剰に含有させると溶接部の靭性を劣化させるので０．０６％以下とする必要がある。

［Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）］
Ｐは結晶粒に偏析し、延性や靭性に有害に作用する不純物であるので、できるだけ少ない方が好ましいのであるが、実用鋼の清浄度の程度を考慮して０．０５％以下に抑制するのが良い。尚、Ｐは鋼に不可避的に含まれる不純物であり、その量を０％とすることは、工業生産上、困難である。

［Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）］
Ｓは、鋼板中の合金元素と化合して種々の介在物を形成し、鋼板の延性や靭性に有害に作用する不純物であるので、できるだけ少ない方が好ましいのであるが、実用鋼の清浄度の程度を考慮して０．０１％以下に抑制するのが良い。尚、Ｓは鋼に不可避的に含まれる不純物であり、その量を０％とすることは、工業生産上、困難である。

［Ｃｕ：０．２０〜０．４０％］
Ｃｕは、変態を抑制してベイナイト変態点Ｂｓを低下させることで、微細なブロック形成に有効である。こうした効果を発揮させるためには、Ｃｕは０．２０％以上含有させる必要がある。しかしその量が過剰になると溶接性が損なわれるので、その上限は０．４０％とする必要がある。尚、Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、好ましい上限は０．３５％である。

［Ｎｉ：０．２０〜０．６０％］
Ｎｉは、Ｃｕと同様に、変態を抑制してベイナイト変態点Ｂｓを低下させることで、微細なブロック形成に有効である。こうした効果を発揮させるためには、Ｎｉは０．２０％以上含有させる必要がある。しかしその量が過剰になると溶接性が損なわれるので、その上限は０．６０％とする必要がある。尚、Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．３０％であり、好ましい上限は０．４０％である。

［Ｎｂ：０．００５〜０．０１５％］
Ｎｂは、圧延時のオーステナイトの再結晶を抑制する効果があるため、オーステナイト粒を微細化し、変態後の組織を微細化することができる。こうした効果を発揮させるためには、Ｎｂを０．００５％以上（好ましくは０．００６％以上）の量で含有させる必要がある。しかしながら、過剰に含有させると溶接性を損なうので、Ｎｂ含有量は０．０１５％以下（好ましくは０．０１２％以下）とするのが良い。

［Ｔｉ：０．００５〜０．０３％］
Ｔｉは、大入熱溶接時に析出してＨＡＺのオーステナイト粒粗大化を抑制するピンニングの効果を発揮する。こうした効果を発揮させるためには、Ｔｉを０．００５％以上（好ましくは０．００７％以上）の量で含有させる必要がある。しかしながら、Ｔｉの含有量が過剰になると溶接性が損なわれるので、０．０３％以下（好ましくは０．０２５％以下）とした。

［Ｂ：０．０００５〜０．００３０％］
Ｂは、変態を抑制してＢｓを低下させることで、微細なブロック形成に有効である。こうした効果を発揮させるためには、０．０００５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｂ含有量が過剰になると溶接性が損なわれるので、０．００３０％以下とした。

［Ｎ：０．００３０〜０．００９０％］
Ｎは、ＴｉやＡｌ等の元素と窒化物を形成してＨＡＺ靭性を向上させる元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｎは０．００３０％以上（好ましくは０．００４０％以上）含有させる必要がある。尚、固溶Ｎは、ＨＡＺの靭性を劣化させる原因となる。全窒素量の増加により、前述の窒化物は増加するが固溶Ｎも過剰となるため、本発明では０．００９０％以下に抑える。

本発明の鋼板における基本成分は前記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物（例えばＯ等）からなるものである。また本発明の鋼板には、前記成分のほか必要に応じて、下記の成分を含有させることも有効である。

［Ｃｒ：０．２０％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．１０％以下（０％を含まない）およびＶ：０．０４０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上］
これらの元素は、上記ＣｕやＮｉと同様に、変態を抑制してＢｓを低下させることで、微細なブロック形成に有効であり、必要により含有される。これら元素を含有させる場合、その効果は含有量が増加するにつれて増大するが、その量が過剰になると溶接性が損なわれる。そこでこれらの元素を含有させる場合の上限を、前記のように定めた。

［Ｃａ：０．００４％以下（０％を含まない）］
Ｃａは、Ｓの固定による靭性の向上に有効な元素であり、その効果を発揮させるためには、０．００１％以上含有させることが好ましい。しかしながら、過剰に含有させてもその効果が飽和するので、０．００４％以下とすることが好ましい。

本発明の高強度鋼板は、その化学成分組成を適切に制御すると共に、その組織および結晶粒（最大結晶粒径）を規定することによって、上記のような効果が得られるものであるが、こうした高強度鋼板を実現するには、下記の方法に従って製造すれば良い。

まず前記の化学成分組成の要件を満たす鋼片を、９５０〜１２００℃の温度範囲（基準位置は鋼片表面から深さｔ／４の位置）に加熱した後、熱間圧延を行う。後述する７７０℃以上、８１０℃未満の温度範囲での圧延を行うに際して、所定の圧下率を確保するためには、９５０〜１２００℃の温度範囲に加熱する必要がある。また、加熱温度が９５０℃未満であると、鋼片に含有しているＮｂが固溶せず、１２００℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化するため、効果的な圧延を行っても、組織の微細化が達成できず、安定した高靭性が達成できない。

熱間圧延の具体的な条件として、下記の３段階の圧延を行うのが良い。まず鋼片表面（鋼板表面）から深さｔ／４の位置（以下、単に「ｔ／４部」と呼ぶことがある）の温度が８３０℃以上、８６０℃以下である範囲で、圧下率：５％以上の圧延を行う必要がある。上記した成分系のオーステナイト粒微細化に有効な再結晶域は、８３０〜８６０℃であり、この温度域で圧下率（累積圧下率）が５％以上の圧延を実施することによって、微細なオーステナイト組織とすることができ最終的に（変態後に）微細な変態組織とすることができる。

これに対して、上記温度範囲での圧下率が５％未満であると、ｔ／４部における再結晶域での圧下が不十分となり、圧延時に粗大なオーステナイト粒が混在することになる。この様な状態の組織になると、粗大な組織に起因する低温靭性のばらつきが発生しやすくなる。

尚、上記圧下率とは、下記式（１）から計算される値（累積圧下率）である（後述する圧延における圧下率においても同じ）。
圧下率＝（ｔ₀−ｔ₁）／ｔ₂×１００ ・・・ （１）
〔式（１）中、ｔ₀は鋼片のｔ／４部の温度が圧延温度範囲内にあるときの鋼片の圧延開始厚み（ｍｍ）、ｔ₁は鋼片のｔ／４位置の温度が圧延温度範囲内にあるときの鋼片の圧延終了厚み（ｍｍ）、ｔ₂は圧延前のスラブの厚みを、夫々表す。〕

上記の圧延を行った後は、鋼片のｔ／４部の温度が８１０℃以上、８３０℃未満での圧下率を２％以下（０％を含む）として圧延を行う。本発明の鋼板では、上記の再結晶域および後述する未再結晶域での圧下によって均一な微細組織を達成するものであり、これによって−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１５０Ｊ以上であるような、優れた低温靭性を安定して達成するものである。しかしながら、８１０℃以上、８３０℃未満の温度範囲は、再結晶部分と未再結晶部分とが混在する温度範囲（オーステナイトの部分的未再結晶温度域）であり、この温度範囲で圧延を行うと、再結晶粒が未再結晶粒の歪みを低下させるために、未再結晶粒を取り込み、巨大な粒へと成長する場合がある。そのため、この温度域では、できるだけ圧延を行わないようにすることが必要である。但し、靭性評価の対象となる、ｔ／４部における圧延の歪みが実質的に影響しない程度の圧延（圧下率で２％以下程度）を行うことは許容できる。

最終的な圧延条件として、７７０℃以上、８１０℃未満である温度範囲で、圧下率：５％以上の圧延を行う必要がある。本発明の鋼板では、上記の成分系でのオーステナイト粒への歪み導入に有効な未再結晶域は、７７０℃以上、８１０℃未満の温度範囲である。この温度範囲で、圧下率（累積圧下率）が５％以上となるような圧延を実施することによって、圧延により導入された歪みにより微細にされたオーステナイト粒を変態後に更に微細な組織とすることができる。このときの圧下率が５％未満であれば、ｔ／４部における変態後の微細化に必要な十分な歪み導入が実現できない。また、このときの圧延温度が７７０℃未満になると、圧延後の冷却時に部分的にフェライトが析出しはじめるので、変態による強度向上効果が低下し、強度不足となって高強度が達成されにくくなる。

上記のような圧延を行った後は、鋼板の強度を確保するために、ｔ／４部が確実にベイナイト組織（ベイナイト相主体の組織）となるようにするため、少なくとも７５０℃以上で冷却を開始し、且つ冷却速度を２℃／秒以上（例えば、水冷）として冷却する必要がある。尚、このときの冷却停止温度は、ベイナイト相を主体とする組織とするために、４５０℃以下とする必要がある。

上記のような製造方法によって、本発明の化学成分組成の要件および組織要件を満たし、且つ低温靭性のばらつきのすくない厚肉高強度鋼板を製造することができる、尚、こうして得られる鋼板の板厚さは、６０〜８０ｍｍ程度であることが好ましい。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、上・下記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含されるものである。

実施例１
下記表１に示す化学成分組成の鋼（鋼種Ａ〜Ｕ）を転炉で溶製し、下記表２に示す条件で熱間圧延を行い、種々の鋼板を製造した。尚、鋼片のｔ／４部の温度は、差分法を用いたプロセスコンピュータによって算出した。具体的な温度管理の手順は下記の通りである。また、下記表１に示したＡｒ₃変態点は、下記（２）式によって求められる値を採用したものである。

Ａｒ₃変態点（℃）＝８６８−３６９・［Ｃ］＋２４．６・［Ｓｉ］−６８．１・［Ｍｎ］−３６．１・［Ｎｉ］−２０．７・［Ｃｕ］−２４．８・［Ｃｒ］＋２９．６・［Ｍｏ］ …（２）
但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｎｉ］，［Ｃｕ］，［Ｃｒ］および［Ｍｏ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，ＣｒおよびＭｏの含有量（質量％）を示す。

［圧延中の温度測定方法］
１．プロセスコンピュータにおいて、加熱開始から抽出までの雰囲気温度や在炉時間に基づいて鋼片の所定の位置（表面からｔ／４部）加熱温度を算出する。
２．算出した加熱温度を用い、圧延中の圧延パススケジュールやパス間の冷却方法（水冷あるいは空冷）のデータに基づいて、板厚方向の任意の位置における圧延温度を差分法など計算に適した方法を用いて計算しつつ圧延を実施する。
３．鋼板の表面温度は圧延ライン上に設置された放射型温度計を用いて実測する。但し、プロセスコンピュータでも理論値を計算しておく。
４．粗圧延開始時、粗圧延終了時、仕上げ圧延開始時にそれぞれ実測した鋼板の表面温度を、プロセスコンピュータから算出される計算温度と照合する。
５．計算温度と実測温度の差が±３０℃以上の場合は、計算表面温度が実測温度と一致するように再計算してプロセスコンピュータ上の計算温度とし、±３０℃未満の場合は、プロセスコンピュータから算出された計算温度をそのまま用いる。
６．上記算出された計算温度を用い、制御対象としている領域の圧延温度を管理する。

得られた各鋼板について、ベイナイト分率、大角粒界径（最大円相当直径）、母材引張特性、母材靭性（母材衝撃特性）、ＨＡＺ靭性（大入熱特性）を下記の方法によって測定した（いずれもｔ／４部）。

［ベイナイト分率の測定］
鋼板の深さｔ／４部から、鋼板の圧延方向に平行で且つ鋼板の表面に対して垂直な面が露出するようにサンプルを切り出し、これを、♯１５０〜♯１０００までの湿式エメリー研磨紙を用いて研磨し、その後に研磨剤としてダイヤモンドスラリーを用いて鏡面仕上げした。この鏡面研磨片を、２％硝酸−エタノール溶液（ナイタール溶液）でエッチングした後、１５０μｍ×２００μｍの視野を観察倍率４００倍で観察し、画像解析にてベイナイト分率を測定した。尚、フェライト以外のラス状組織は全てベイナイトとみなした。合計で５視野のフェライト分率を求め、その平均値を採用した。

［大角粒界径（最大円相当直径）の測定］
鋼板の圧延に平行な断面において、ＦＥ−ＳＥＭ−ＥＢＳＰ（電子放出型走査電子顕微鏡を用いた電子後方散乱回折像法）によって大角粒界径を測定した。具体的には、Ｔｅｘ ＳＥＭ Ｌａｂｏｒａｔｒｉｅｓ社のＥＢＳＰ装置（商品名：「ＯＩＭ」）を、ＦＥ−ＳＥＭと組み合わせて用い、傾角（結晶方位差）が１５°以上の境界を結晶粒界として、大角粒界径を測定した。このときの測定条件は、測定領域：２００μｍ×２００μｍ、測定ステップ：０．５μｍ間隔とし、測定方位の信頼性を示すコンフィデンス・インデックス（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘ）が０．１よりも小さい測定点は解析対象から除外した。このようにして求められる大角粒界径の最大値を算出して、本発明における大角粒界径（最大円相当直径）とした。尚、結晶粒径が２．０μｍ以下のものについては、測定ノイズと判断し、計算の対象から除外した。

［母材の引張特性］
各鋼板のｔ／４部から圧延方向に垂直な方向に、ＪＩＳ Ｚ ２２０１ ４号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って引張試験を行うことによって、引張強さＴＳを測定した。引張強さＴＳの基準は、４９０ＭＰａ以上とした。

［母材の低温靭性の評価］
鋼板のｔ／４部から圧延方向に平行な方向にＪＩＳ Ｚ ２２４２試験片を採取してＪＩＳ Ｚ ２２４２に従ってシャルピー衝撃試験を行なった。試験温度：−４０℃において、各３本の衝撃試験を行い、最低の吸収エネルギーｖＥ_-40が１５０Ｊ以上を合格とした。

［大入熱ＨＡＺ靭性の評価］
突き合わせ開先をエレクトロガス溶接（ＥＧＷ）による溶接を行い（入熱量は下記表４）、ルート側（裏面側）よりＪＩＳ Ｚ ２２４２試験片を採取し、ボンド部または（ボンド部＋１ｍｍ）の位置にノッチを入れて、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に従って試験を実施した。試験温度：−２０℃において、各３本の衝撃試験を行い、すべてにおいて吸収エネルギーｖＥ_-20が１００Ｊ以上を合格とした。

これらの結果を、下記表３、４（表３は母材特性、表４はＨＡＺ靭性および溶接条件）に示すが、これらの結果から次のように考察できる。まず実験Ｎｏ．１〜４、６〜１４、１８〜２６のものは、本発明で規定する要件を満足するものであり、母材の強度が高い状態で良好な低温靭性がばらつきなく安定して得られ、しかもＨＡＺ靭性も良好であることがわかる。これに対して、本発明で規定する要件のいずれかを欠くものは（実験Ｎｏ．５、１５〜１７）、いずれかの特性が劣化していることが分かる。特に、最大円相当直径が大きくなっているものでは、母材の低温靭性にばらつきが生じていることが分かる。

Claims (5)

1. Ｃ：０．０３〜０．０８％(質量％の意味、以下同じ)、Ｓｉ：０．０５％以下（０％を含む）、Ｍｎ：１．４〜１．７％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．２０〜０．４０％、Ｎｉ：０．２０〜０．６０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％およびＮ：０．００３０〜０．００９０％を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、且つベイナイト相を主体とする組織からなり、
   表面から深さｔ／４（ｔは板厚を表す、以下同じ）の位置において、隣り合う結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、その最大結晶粒径が円相当直径で２０μｍ以下であることを特徴とする母材低温靭性のばらつきが少なく熱影響部の靭性に優れた大入熱溶接用厚肉高強度鋼板。
2. 更に、Ｃｒ：０．２０％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．１０％以下（０％を含まない）およびＶ：０．０４０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含有するものである請求項１に記載の大入熱溶接用厚肉高強度鋼板。
3. 更に、Ｃａ：０．００４％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に記載の大入熱溶接用厚肉高強度鋼板。
4. −４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーｖＥ_-40の最小値が１５０Ｊ以上である請求項１〜３のいずれかに記載の大入熱溶接用厚肉高強度鋼板。
5. 請求項１〜４のいずれかに記載の大入熱溶接用厚肉高強度鋼板を製造するに当り、鋼スラブを、９５０〜１２００℃の温度に加熱して熱間圧延を施す際に、鋼板表面から深さｔ／４の位置の温度が８３０℃以上、８６０℃以下である範囲で、圧下率：５％以上の圧延を行うと共に、前記温度が７７０℃以上、８１０℃未満である範囲で、圧下率：５％以上の圧延を行い、且つ前記温度が８１０℃以上、８３０℃未満での圧下率を２％以下（０％を含む）として圧延を行うことを特徴とする母材低温靭性のばらつきが少なく熱影響部の靭性に優れた大入熱溶接用厚肉高強度鋼板の製造方法。