JP2009221522A - 大入熱溶接熱影響部の板厚方向靭性に優れたスキンプレート用鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】大入熱溶接熱影響部の板厚方向靭性に優れたスキンプレート用鋼板を提供する。
【解決手段】スキンプレート用鋼板は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ等を含有するとともにＴｉ、Ｎ、Ｂが下記式（１）〜（３）を満たし、鋼板の縦断面において、Ｃａを含有する円相当径５μｍ以上の介在物が５個／ｍｍ^２以下で、長さ５０μｍ以上のＭｎＳ系介在物が２個／ｃｍ^２以下であり、鋼板の中心偏析部のＣ濃度が、鋼板全体の平均Ｃ濃度の１．２倍以下である。
（１）１．０≦[Ｔｉ]／[Ｎ]≦３．０
（２）０．０００３≦[Ｎ]−[Ｔｉ]／３．４≦０．００３５
（３）−０．０００５≦[Ｂ]−｛（[Ｎ]−[Ｔｉ]／３．４）×１１／１４｝≦０．００１５
（但し、[Ｔｉ]、[Ｎ]、[Ｂ]は、夫々Ｔｉ、Ｎ、Ｂの含有量（質量％）を表す。）
【選択図】なし

Description

本発明は、例えば高層建築構造物の建築鉄骨として使用されるボックス柱（四面ボックス柱、溶接組立箱形断面柱などとも言う）のスキンプレートに適用される鋼板に関し、エレクトロスラグ溶接や角部サブマージアーク溶接等の、入熱量が４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接をしたときに熱影響を受ける部位（以下、「ＨＡＺ」と呼ぶことがある）の板厚方向靭性に優れた鋼板に関する。

高層建築構造物に適用される柱は、４枚の長い鋼板（スキンプレート）をボックス柱形状になるように長辺角部を溶接し、さらに梁が溶接される予定になっている箇所には、強度を確保するために柱内にダイヤフラムを溶接しておくことによって製造される。これらの溶接を行う場合、施工効率の向上や施工時間の短縮を図るため、一パスでの溶接が望まれる。そこで、スキンプレート間の溶接となる角部溶接では入熱量が４００〜６００ｋＪ／ｃｍ程度の大入熱サブマージアーク溶接を行い、スキンプレートとダイヤフラムとの溶接では入熱量が４００〜１２００ｋＪ／ｃｍ程度の大入熱エレクトロスラグ溶接が行われるようになってきている。しかし、大入熱溶接を行うと溶接熱影響部（ＨＡＺ）の金属組織が粗大化することにより、溶接部の靭性が劣化する。耐震性を向上するには、むしろ溶接部の靭性向上が望まれる。特に、入熱量が４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接は、一部の建築構造で行われているエレクトロガス溶接とは異なり、入熱量が高く冷却速度も遅いため、靭性がより劣化しやすい。

大入熱溶接熱影響部における靭性を改善するための金属組織学的な研究、例えば１）ＴｉＮを活用した研究、２）酸化物を活用した研究、３）硫化物を活用した研究などが従来から行われている。

１）ＴｉＮを活用した研究では、例えば特許文献１に、ＴｉＮとＶＮを活用したＨＡＺ靭性改善技術が提案されている。また特許文献２では、ＴｉとＮの量比率［Ｔｉ］／［
Ｎ］比を３．５〜５．０と、Ｎ量に比してＴｉ量を多くした提案がなされている。しかし、溶接金属と溶接熱影響部（ＨＡＺ）との界面（フュージョンライン）近くは、１４００℃を超える温度になる。特に建築での溶接は超大入熱溶接が行われるため、高温での滞留時間が長くなる。高温での滞留時間が長くなるほど、ＴｉＮ粒子が溶解してしまい、ＨＡＺ靭性改善効果が低減する。また、このようなＴｉＮ粒子の溶解を防止するために、Ｔｉ量を多くしてＴｉＮ粒子を大きくすると、ＴｉＮ粒子の粗大化によって却って靭性が劣化する。

２）酸化物を活用した研究として、例えば特許文献３、４および５は、Ｍｇを添加した酸化物粒子を活用した技術を提案している。しかし、微細な酸化物を均一に分散する技術は難しく、工業的に安定して製造するにはさらなる改善が必要となる。

３）硫化物を活用した研究としては、ＲＥＭを添加することによって硫化物、酸化物および硫酸化物の粒子を分散させる技術（例えば、特許文献６、７、８）；ＣａＳの粒子を活用するために、ＣａとＳとＯの含有量を、ＡＣＲという定式化したパラメータの範囲内に制御する技術（例えば、特許文献９、１０）などが提案されている。しかし、硫化物を活用するこれらの技術では、ある程度のＳ量を必要とするため、硫化物が粗大化して靭性が劣化したり、ＭｎＳ系の介在物によって板厚方向の靭性が劣化する。
特開平５−１８６８４８号公報 特開２００２−２６６０５０号公報 特開２０００−８０４３６号公報 特開２０００−８０４３７号公報 特開２００３−２９３０７７号公報 特開２００４−１７６１００号公報 特開２００４−１０９５１号公報 特開２００３−２８６５４０号公報 特開２００５−２２０３７９号公報 特開２００５−６８４７８号公報

ところで地震時には、建築構造物が変形し、溶接接合部には柱材の板厚方向に引張応力が作用する。鋼板は板面内（板面に平行な方向）に働く応力に対しては強いが、板面の垂直方向である板厚方向の応力に対する強さは低下する。従って、建築構造物の耐震性を向上するには、板厚方向の靭性も考慮することが望ましい。上述の従来技術は、必ずしも安定して高靭性を満足できるわけではなく、また板厚方向の靭性を考慮したものでもない。板厚方向の靭性を評価するためには、同方向を長手方向とするシャルピー試験片を採取しなければならないが、通常の突き合せ溶接した鋼板からは、板厚方向を長手方向とする試験片を採取できない。

本発明は上記の様な事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、建築構造物の鉄骨として使用されるボックス柱の耐震性を向上することにある。より具体的には、スキンプレート間の溶接となるボックス柱角部のサブマージアーク溶接や、スキンプレートとダイヤフラムとのエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部（ＨＡＺ）で、スキンプレートの板厚方向（Ｚ方向）の靭性を改善することにある。

前記課題を解決した、本発明に係る、大入熱溶接熱影響部の板厚方向靭性に優れたスキンプレート用鋼板は、Ｃ：０．０２〜０．１０％（質量％の意味。以下、同じ。）、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００１０％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｎｉ：０．０５〜１．５％、Ｔｉ：０．００３〜０．０２％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｃａ：０．００１５〜０．００３０％、Ｎ：０．００４０〜０．００８％、Ｏ：０．０００５〜０．００３０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物であって、上記Ｔｉ、Ｂ、Ｎの含有量（質量％）が下記式（１）〜（３）を満たし、鋼板の縦断面において、Ｃａを含有する円相当径５μｍ以上の介在物が５個／ｍｍ²以下で、長さ５０μｍ以上のＭｎＳ系介在物が２個／ｃｍ²以下であり、鋼板の中心偏析部のＣ濃度が、鋼板全体の平均Ｃ濃度の１．２倍以下である点にその要旨を有する。
（１）１．０≦[Ｔｉ]／[Ｎ]≦３．０
（２）０．０００３≦[Ｎ]−[Ｔｉ]／３．４≦０．００３５
（３）−０．０００５≦[Ｂ]−｛（[Ｎ]−[Ｔｉ]／３．４）×１１／１４｝≦０．００１５
（但し、[Ｔｉ]、[Ｎ]、[Ｂ]は、夫々Ｔｉ、Ｎ、Ｂの含有量（質量％）を表す。）
本発明のスキンプレート用鋼板は、さらにＣｒ：０．０５〜１．５％および／またはＶ：０．００５〜０．０５％を含有していてもよい。

本発明のスキンプレート用鋼板は、前記成分組成を満足し、かつ前記式（１）〜（３）を満足する鋼スラブを、１）９５０〜１２５０℃に加熱し、２）圧延仕上温度が８００〜９００℃となるように圧延した後、３）３０秒以上の空冷を行い、４）その後１〜１００℃／ｓの冷却速度で３００℃以下の温度まで冷却することによって製造できる。

前記製造方法では、４）３００℃以下の冷却の後、さらに５）４５０〜６００℃に再加熱し、空冷してもよい。またこの４）３００℃以下の冷却と、５）４５０〜６００℃の再加熱及び空冷との間で、７００〜８５０℃の再加熱と、それに続く１℃／ｓ以上の冷却速度での２００℃以下までの冷却を実施してもよい。

本発明のスキンプレート用鋼板では、各元素の量をそれぞれ制御し、Ｔｉ、Ｂ、Ｎの含有量の相互関係も適切に制御してＴｉＮやＢＮ等の窒化物を微細分散させるとともに、粗大なＣａ含有介在物および板厚方向靭性に有害な展伸したＭｎＳ系介在物を抑制し、さらにＣの中心偏析を抑制しているので、サブマージアーク溶接やエレクトロスラグ溶接などの超大入熱溶接を行った場合でも、溶接熱影響部（ＨＡＺ）での板厚方向（Ｚ方向）の靭性を確保することができる。

通常、造船メーカー等で行われる鋼板と鋼板との突合せエレクトロガス溶接継手や、突合せサブマージアーク溶接継手では、鋼板の圧延方向（Ｌ方向）又は圧延直角方向（Ｃ方向、板幅方向）のＨＡＺ靭性評価を行っている。しかし、突き合せ溶接継手では、板厚方向（Ｚ方向）を長手方向とする試験片を採取できず、板厚方向（Ｚ方向）のＨＡＺ靭性を評価できない。また、通常行われている、大入熱溶接での熱履歴を模擬した再現熱サイクル試験でも、試験片の採取方向はＬ方向又はＣ方向で行われるのみで、Ｚ方向のＨＡＺ靭性を評価したものはなかった。

圧延された鋼板は、圧延方向（Ｌ方向）、圧延直角方向（Ｃ方向）、および板厚方向（Ｚ方向）においてそれぞれ異なった状態を示し、例えば、圧延によって展伸した介在物が存在したり、圧延履歴を受けた金属組織が存在する場合などは、板厚方向（Ｚ方向）のＨＡＺ靭性はＬ方向や、Ｃ方向の靭性に比べて劣化するため、板厚方向（Ｚ方向）の靭性を向上するには、介在物制御や組織制御の観点も必要である。

そこで、本発明者は、Ｌ方向、Ｃ方向のみならず、板厚方向（Ｚ方向）の大入熱ＨＡＺ靭性を向上させることに主眼を置き研究を重ねたところ、（i）介在物制御や組織制御の観点から成分組成を高度に制御するとともに、（ii）介在物や組織状態を直接的にコントロールすることによって、大入熱溶接の溶接熱影響部で板厚方向靭性を確保できることを見出した。

（i）介在物や組織を制御する観点からの成分制御
介在物や組織を制御する観点から言えば、（i―１）ＴｉＮ、ＢＮなどの析出状態と固溶Ｂ量を制御するためにＴｉ、Ｎ、Ｂの量を制御すること、（i―２）Ｃａを含有する介在物、展伸によって板厚方向の靭性を下げるＭｎＳ系介在物（Ａ系介在物）を制御するためにＣａ量やＳ量を制御すること、（i―３）ＭＡ（martensite austenite constituent、島状マルテンサイト）を抑制するためにＣ量を制御することなどの成分制御を行うことが重要である。なおＨＡＺ靭性に有害なＮｂを添加しないこと、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ添加によって強度を確保することも重要である。

特に（i―１）Ｔｉ量、Ｎ量、Ｂ量の制御は重要であるため、以下、より詳細に説明する。

本発明では、ＴｉＮ、ＢＮなどの析出状態と固溶Ｂ量を制御するために、Ｔｉ量、Ｎ量、Ｂ量を下記式（１）〜（３）の関係を全て満足するように制御する。
（１）１．０≦[Ｔｉ]／[Ｎ]≦３．０
（２）０．０００３≦[Ｎ]−[Ｔｉ]／３．４≦０．００３５
（３）−０．０００５≦[Ｂ]−｛（[Ｎ]−[Ｔｉ]／３．４）×１１／１４｝≦０．００１５
（但し、[Ｔｉ]、[Ｎ]、[Ｂ]は、夫々Ｔｉ、Ｎ、Ｂの含有量（質量％）を表す。）

上記（１）〜（３）の関係を決定した理由について、図１〜３を参照しながら説明する。図１〜３は、基本成分を０．０４％Ｃ−０．１５％Ｓｉ−１．３５％Ｍｎ−０．００８％Ｐ−０．００１％Ｓ−０．０３０％Ａｌ−０．６％Ｃｕ−０．６％Ｎｉ−０．６％Ｃｒ−０．００２０％Ｃａ−０．００１５％Ｏとし、表１に示すようにＴｉ、Ｎ、Ｂ量を変化させた鋼板について、ＨＡＺ靭性を評価し、Ｔｉ−Ｎ−Ｂの成分制御との関係を整理したものである。以下に、図１〜３に用いた鋼板の製造方法およびＨＡＺ靭性の評価手順について説明する。

まず、図１〜３に用いた鋼板の製造方法について説明する。表１に示す量に成分調整した鋼を連続鋳造して、厚さ２８０ｍｍのスラブを得た（脱酸は転炉でＡｌ脱酸およびＲＨ脱ガス処理を行った）。なお、連続鋳造の際、凝固完了位置近傍で圧下ロール間隙（上側ロールと下側ロールの距離）を絞り込んで圧下した。次に、スラブを１２００℃に再加熱した後、圧下して厚さ２３０ｍｍのブレークダウンスラブとし、室温まで冷却した。さらに、前記ブレークダウンスラブを加熱温度１１００℃、仕上温度８５０℃で板厚６０ｍｍまで圧延し、その後冷却速度９℃／ｓで加速冷却した。

次に、ＨＡＺ靭性の評価手順について説明する。まず初めに前記要領で製造された鋼板から、熱サイクル試験片を作製した。次いで、エレクトロスラグ溶接の入熱量８００ｋＪ／ｃｍに相当する溶接溶融線（Ｆｕｓｉｏｎ Ｌｉｎｅ）近傍の最脆化域の組織を再現するため、再現溶接熱サイクル試験を実施した。この再現溶接熱サイクル試験では、熱サイクル試験片を１４００℃で３０秒保持した後、８００〜５００℃までの冷却時間が７３０秒になるような冷却速度で冷却した。熱サイクル試験片から、板厚方向（Ｚ方向）を長手方向とするＶノッチ標準試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２４２）を採取し、試験温度０℃でシャルピー衝撃試験（ＪＩＳ Ｚ ２２４２；衝撃刃半径２ｍｍ）を行い、吸収エネルギーｖＥ₀を求めた。

図１は「[Ｔｉ]／[Ｎ]」とｖＥ₀の関係を示すグラフであり、図２は「[Ｎ]−[Ｔｉ]／３．４」とｖＥ₀との関係を示すグラフであり、図３は「[Ｂ]−｛（[Ｎ]−[Ｔｉ]／３．４）×１１／１４｝」とｖＥ₀との関係を示すグラフである。

（１）１．０≦[Ｔｉ]／[Ｎ]≦３．０
図１に基づき、「[Ｔｉ]／[Ｎ]」を１．０以上、３．０以下と定めた。「[Ｔｉ]／[Ｎ]」はＴｉＮ粒子の分散状態と関係がある。ＴｉＮ粒子は、オーステナイト粒子の粗大化防止作用と、冷却過程でのオーステナイト粒内からの変態促進作用があり、これらの作用によってＨＡＺ靭性が改善される。ＴｉＮ粒子を、微細に多く分散させるほど、ＨＡＺ靭性が向上する。[Ｔｉ]／[Ｎ]を１．０以上にすることによって、微細なＴｉＮ粒子を増やすことができ、ＨＡＺ靭性が向上する。一方、「[Ｔｉ]／[Ｎ]」が３．０を超えると、ＴｉＮ粒子が粗大化してＴｉＮ粒子の個数が減少し、ＨＡＺ靭性が急激に低下する。「 [Ｔｉ]／[Ｎ]」の好ましい下限は１．５（特に２．０）、好ましい上限は２．９（特に２．８）である。

（２）０．０００３≦[Ｎ]−[Ｔｉ]／３．４≦０．００３５
図２に基づき、「[Ｎ]−[Ｔｉ]／３．４」を０．０００３以上、０．００３５以下と定めた。

図２は「[Ｎ]−[Ｔｉ]／３．４」とｖＥ₀との関係を示したものである。「[Ｔｉ]／３．４」は、ＴｉとＮが化学量論比で結合したときの、ＴｉＮに使われるＮ量を示す。従って、「[Ｎ]−[Ｔｉ]／３．４」は、トータルのＮ量からＴｉＮに使われたＮ量を減じたもの、すなわちＴｉＮが生成した後に残存するフリーのＮ量を意味する。ＮはＴｉとの結合力が強く、鋳造時にはＴｉＮが優先的に生成する。そして溶接時の高温に加熱された後の冷却過程でフリーＮ（ＴｉＮが生成した後に残存するＮ）はＢと結合し、ＢＮとして析出する。言い換えると、「[Ｎ]−[Ｔｉ]／３．４」はＢＮの析出に有効に作用できる残存Ｎ量を意味しているとも言える。ＢＮもＴｉＮと同様に、適切に分散させれば、オーステナイト粒内からの変態を促進してＨＡＺ靭性を向上させる。

「[Ｎ]−[Ｔｉ]／３．４」の値が小さいときは、フリーＮ量が少ないため、ＢＮが不足してＨＡＺ靭性は低い。「[Ｎ]−[Ｔｉ]／３．４」の値が０．０００３以上になると、ＢＮが適切に分散するようになり、ＨＡＺ靭性が急激に向上する。一方「[Ｎ]−[Ｔｉ]／３．４」が０．００３５を超えるとフリーＮが過剰となり、ＢＮとして固定できないフリーＮが増え、ＨＡＺ靭性が劣化する。「[Ｎ]−[Ｔｉ]／３．４」の好ましい下限は０．０００５（特に０．０００８）であり、好ましい上限は０．００２５（特に０．００２０）である。

（３）−０．０００５≦[Ｂ]−｛（[Ｎ]−[Ｔｉ]／３．４）×１１／１４｝≦０．００１５
図３に基づき、「[Ｂ]−｛（[Ｎ]−[Ｔｉ]／３．４）×１１／１４｝」（以下、ＢＫ値と呼ぶことがある）を−０．０００５以上、０．００１５以下と定めた。ＢＫ値はトータルＢ量からＢＮとして析出したＢ量を減じたものであり、ＢＮが析出した後に残存する固溶Ｂ量を意味している。ただし、ＢＫ値は固溶Ｂ量の絶対値を表すものではなく、相対的に固溶Ｂ量の大小を表すものである。固溶Ｂ量（ＢＫ値）が多くなるほど、ＨＡＺ靭性が向上し、また母材強度も向上する。よってＢＫ値は−０．０００５以上に定めた。一方、固溶Ｂ量（ＢＫ値）が多すぎると、オーステナイト粒内からの変態促進を阻害する。ＢＫ値が０．００１５を超えると靭性が急激に劣化することから、ＢＫ値を０．００１５以下に定めた。ＢＫ値の好ましい下限は−０．０００３（特に０．００００）であり、好ましい上限は０．００１２（特に０．００１０）である。

（i―２）Ｃａ量、Ｓ量制御、（i―３）Ｃ量制御、及びＣｕ、Ｎｉ、Ｂなどの添加については、後述する。

（ii）介在物や組織状態の直接的コントロール
板厚方向のＨＡＺ靭性を向上させる観点からすれば、（ii―１）粗大なＣａ含有介在物を低減し、（ii―２）展伸したＭｎＳ系介在物を低減し、（ii―３）中心偏析を軽減することが大切である。

（ii―１）粗大なＣａ含有介在物の低減
粒径の大きなＣａ含有介在物、特に粒径（円相当径）が５μｍ以上のＣａ含有介在物は、ＨＡＺ靭性に悪影響を与える。従って本発明では円相当径５μｍ以上の介在物を５個／ｍｍ²以下、好ましくは４個／ｍｍ²以下、さらに好ましくは３個／ｍｍ²以下とする。なお介在物個数の下限は特に限定されないが、例えば、０．１個／ｍｍ²程度（特に０．５個／ｍｍ²程度）であってもよい。

粗大化の防止対象とするＣａを含有する介在物としては、Ｃａを含有する全ての介在物が含まれ、特に粗大化し易い（従って重点的に制御すべき）介在物としては、ＣａＳ等の硫化物系介在物の他、酸化物との複合介在物、窒化物との複合介在物などが挙げられる。

粗大なＣａ含有介在物を低減するためには、鋼材成分（特にＣａ量、Ｓ量）、酸素含有量の制御の他、脱ガス処理時間を制御することが有効である。

なお、粗大なＣａ含有介在物の個数は、鋼板の縦断面の観察結果に基づく。すなわち粗大なＣａ含有介在物の個数は、該断面をＥＰＭＡやＦＥ−ＳＥＭなどで観察してＣａを含む介在物を抽出し、その粒径（円相当径）を測定することで求められる。

（ii―２）展伸したＭｎＳ系介在物の低減
圧延により展伸したＭｎＳ系介在物（Ａ系介在物）、特に長さ５０μｍ以上のＭｎＳ系介在物が存在すると、その介在物と鋼材の地鉄との界面が剥離し、その部分が破壊発生の起点となり、板厚方向の靭性を劣化させる。これを防止するため、長さ５０μｍ以上のＭｎＳ系介在物を２個／ｃｍ²以下、好ましくは１個／ｃｍ²以下、さらに好ましくは０．５個／ｃｍ²以下にする。

展伸したＭｎＳ系介在物（Ａ系介在物）が存在すれば、溶接時にラメラテア割れが生じることは良く知られている（例えば、「新しい建築構造用鋼材」、鋼構造出版、ｐ．８８〜９２）。しかし、板厚方向のＨＡＺ靭性改善という観点では、ＭｎＳ系介在物の影響は定量的に明確になっておらず、本発明で初めて明らかになった。

展伸したＭｎＳ系介在物を低減するためには、鋼材成分（特にＣａ量、Ｓ量）を制御することが有効である。

展伸したＭｎＳ系介在物の個数は、鋼板の縦断面を光学顕微鏡（倍率は例えば１００倍程度）により測定することで求められる。

（ii―３）中心偏析の軽減
鋼板の化学成分が中心偏析していると、溶接熱影響が板厚中心近傍まで及んだとき、この板厚中心の偏析部（化学成分濃化部）の組織が大きく変化し、島状マルテンサイト（ＭＡ）、マルテンサイト、ベイナイトなどの硬質相が、板面と平行な面に多く生成する。板厚方向に応力がかかったときにこのＭＡから破壊が発生するため、板厚方向のＨＡＺ靭性が大きく劣化する。ＨＡＺ靭性の劣化を防止するためには、中心偏析を軽減する必要がある。この偏析の程度はＣの偏析度で評価することができ、（中心偏析部のＣ濃度）／（鋼板全体の平均Ｃ濃度）の比が１．２を超えるとＭＡの生成が多くなりＨＡＺ靭性が劣化する。そこで（中心偏析部のＣ濃度）／（鋼板全体の平均Ｃ濃度）の比の上限を１．２と定めた。（中心偏析部のＣ濃度）／（鋼板全体の平均Ｃ濃度）の比の好ましい範囲は、１．１以下である。

展伸したＭｎＳ系介在物（Ａ系介在物）と同様、中心偏析が生じた場合にも、溶接時にラメラテア割れが生じることが良く知られている（前記「新しい建築構造用鋼材」、鋼構造出版、ｐ．８８〜９２）。しかし、板厚方向のＨＡＺ靭性改善という観点では、中心偏析の影響は定量的に明確になっておらず、本発明で初めて明らかになった。

中心偏析の程度は、連続鋳造の鋳造温度、鋳造ロール間隙制御、鋳造スラブの再加熱ブレークダウンなどによって変化させることができる。より詳細には、鋳型への鋳入温度と凝固温度の差が小さいほど中心偏析を軽減でき、鋳造ロール間隙については、溶鋼の凝固完了位置近傍で圧下ロール間隙（上側ロールと下側ロールの距離）を絞り込んで圧下することによって中心偏析を軽減できる。また、鋳造スラブを再加熱し、高温で熟熱することにより中心偏析成分が拡散され、さらにブレークダウン圧延することにより中心部の凝固すきまを圧着でき、中心偏析を軽減できる。

中心偏析部のＣ濃度は、測定方法に応じて異なる値になる。従って、定量的な制御を行うには、測定方法を統一しておく必要がある。例えば、ＥＰＭＡによれば、極めて微小な領域を分析するため、分析値にばらつきが生じやすくなる。そこで本発明では、以下のような方法で中心偏析部のＣ濃度を測定する。

鋼板の縦断面を切り出し、マクロエッチングして中心偏析部を現出し、その濃化部位から特定の厚みで鋼材を削り出し、切り粉を化学分析することで、中心偏析部のＣ濃度を決定する。削り出し厚さは、板厚×０．０２とする。例えば、板厚が１００ｍｍであれば、削り出し厚さは、１００×０．０２＝２ｍｍとする。削り出しには、削り出し厚さと同じ直径のドリルを使用するのが便利である。ただし、板厚との関係で削り出し厚みを決定したとき、その厚さによっては適切なドリル径の工具が入手できない場合があり、また板厚毎にドリル径を変更すると作業効率が低下し、削り出しが困難となる場合がある。そこで板厚５０〜１００ｍｍの鋼板であれば、削り出し厚さ（ドリル径）を１〜１．２ｍｍに設定してもよい。また中心偏析部が表面に出るように切削し、その表面を発光分析（カントバック）して中心偏析部のＣ濃度を決定してもよい。

上述したように、本発明では（i―１）Ｔｉ−Ｂ−Ｎ間の成分量を制御したり、（ii）介在物や組織状態を直接的にコントロールする点に大きな特徴を有するが、さらに（i―２）Ｃａ量、Ｓ量、および（i―３）Ｃ量、Ｃｕ量、Ｎｉ量、Ｂ量を制御することも重要であり、これらの制御を含め、鋼板の成分組成を適切に設計することも重要である。本発明の鋼板の成分組成及びその限定理由は、以下の通りである。

[Ｃ：０．０２〜０．１０％]
Ｃは鋼板の強度を確保するために必要な元素である。Ｃ量が０．０２％未満では、強度を確保することができなくなる。一方、Ｃ量が０．１０％を超えると、大入熱溶接時の溶接熱影響部（ＨＡＺ）に、島状マルテンサイト（ＭＡ）と呼ばれる硬質組織が生じやすくなり、ＨＡＺ靭性が劣化する。そこでＣ量を０．０２〜０．１０％と定めた。Ｃ量の好ましい下限は０．０３％であり、好ましい上限は０．０９％である。

[Ｓｉ：０．０５〜０．５％]
Ｓｉは、脱酸に必要な元素である。Ｓｉ量が０．０５％未満では、脱酸の効果が有効に発揮できない。一方、Ｓｉ量が０．５％を超えると溶接性が劣化する。そこでＳｉ量を０．０５〜０．５％と定めた。Ｓｉ量の好ましい下限は０．１％であり、好ましい上限は０．４％である。

[Ｍｎ：１．０〜２．０％]
Ｍｎは、鋼板の強度を確保するとともに、靭性の向上に有効な元素である。Ｍｎ量が１．０％未満では、鋼板の強度および靭性を確保することができない。一方、Ｍｎ量が２．０％を超えると、溶接性が劣化する。そこで、Ｍｎ量を１．０〜２．０％と定めた。Ｍｎ量の好ましい下限は１．２％であり、好ましい上限は１．８％である。

[Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）]
Ｐは不純物元素として不可避的に混入する元素であるが、Ｐ量が０．０１５％を超えると靭性を劣化させるため、上限を０．０１５％とした。Ｐ量の好ましい上限は０．０１３％である。

[Ｓ：０．００１０％以下（０％を含まない）]
Ｓは不純物元素として不可避的に混入する元素である。Ｓは、ＭｎＳ系やＣａＳ系の介在物となり、板厚方向の母材性能を劣化させるとともに、これら介在物が破壊発生の起点となり、ＨＡＺ靭性を劣化させる。ＭｎＳ系介在物は、圧延後、板厚中心部および板厚方向のさまざまな位置で、展伸した状態で存在する。そして大入熱溶接を行った場合、溶接熱影響により、展伸したＭｎＳ系介在物と鋼板の地鉄との界面が剥離して破壊発生の起点となり、板厚方向のＨＡＺ靭性を劣化させる。また、展伸したＭｎＳ系介在物は中心偏析部と共存しやすく、島状マルテンサイト（ＭＡ）と隣接するとさらにＨＡＺ靭性が劣化する。Ｓ量が過剰になると、前述のＭｎＳ系やＣａＳ系の介在物が粗大化し、介在物の個数も増加するため、破壊発生の起点となる箇所が増え、ＨＡＺ靭性が劣化する。そこで、Ｓ量の上限を０．００１０％とした。Ｓ量の好ましい上限は０．００９％である。

[Ａｌ：０．０１〜０．０５％]
Ａｌは脱酸剤として作用する元素である。Ａｌ量が０．０１％未満では脱酸の効果が有効に発揮されない。一方、Ａｌ量が０．０５％を超えると靭性を劣化させる。そこでＡｌ量を０．０１〜０．０５％と定めた。Ａｌ量の好ましい下限は０．０２％であり、好ましい上限は０．０４％である。

[Ｃｕ：０．０５〜１．５％]
Ｃｕは強度の上昇に有効であり、ＨＡＺ靭性の劣化が小さい元素である。Ｃｕ量が０．０５％未満では強度を確保することができない。一方、Ｃｕ量が１．５％を超えると、溶接性が劣化する。そこでＣｕ量を０．０５〜１．５％と定めた。Ｃｕ量の好ましい下限は０．２％、好ましい上限は１％である。

[Ｎｉ：０．０５〜１．５％]
Ｎｉは強度の上昇に有効であり、ＨＡＺ靭性の劣化が小さい元素である。Ｎｉ量が０．０５％未満では強度を確保することができない。一方、Ｎｉ量が１．５％を超えると、溶接性が劣化する。そこでＮｉ量を０．０５〜１．５％と定めた。Ｎｉ量の好ましい下限は０．２％、好ましい上限は１．３％である。

[Ｔｉ：０．００３〜０．０２％]
ＴｉはＨＡＺ靭性の向上に極めて有効な元素である。ＴｉＮを微細に多く分散させることで、溶融点近くまで溶接熱が加わったとき、オーステナイト粒径の粗大化をピン止め効果により防止し、一方冷却時にはオーステナイト粒内のフェライト／ベイナイト核生成サイトとして働き、ＨＡＺ組織を微細化する。Ｔｉ量が０．００３％未満では、このような効果を発揮させるためのＴｉＮの個数を十分に確保することができない。一方、Ｔｉ量が０．０２％を超えると、ＴｉＮが粗大化し、ＴｉＮの個数が減少する。そこで、Ｔｉ量を０．００３〜０．０２％と定めた。Ｔｉ量の好ましい下限は０．００５％、好ましい上限は０．０１８％である。

[Ｂ：０．０００５〜０．００３０％]
Ｂは微量で強度上昇に有効であるとともに、Ｔｉと同様にＨＡＺ靭性の向上に有効な元素である。圧延後の冷却時にオーステナイト粒界に固溶偏析して焼入れ性を向上させ、強度を向上させる。また、溶接熱影響部において、ＴｉＮ粒子は溶融線近傍の１４００℃以上の高温で一旦溶解して粒子数が減少すると再析出しないのに対し、Ｂは溶接加熱後の冷却過程でＢＮとして析出し、オーステナイト粒内のフェライト／ベイナイト核生成サイトとして働き、ＨＡＺ組織を微細化する。このような効果を発揮させるために、Ｂ量の下限は０．０００５％とした。一方、０．００３０％を超えて含有すると、Ｂの固溶量が過剰となり、溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｂ量の上限は０．００３０％とした。Ｂ量の好ましい下限は０．００１％であり、好ましい上限は０．００２５％である。

[Ｃａ：０．００１５〜０．００３０％]
Ｃａは、ＭｎＳ系の長大な介在物を、ＣａＳ単独あるいはＣａＳとの複合介在物に変化させることで、球状化し、長さを短くする作用を有し、板厚方向特性の改善に寄与する元素である。さらにＣａは、ＴｉＮとの複合介在物を形成し、高温で安定な微細介在物となり、ＨＡＺ靭性を改善する。この効果を得るために、Ｃａ量の下限は０．００１５％とした。一方、Ｃａ量が０．００３０％を超えると、Ｃａを含む介在物が粗大化し、数も増加して、ＨＡＺ靭性が劣化するので、Ｃａ量の上限を０．００３０％とした。Ｃａ量の好ましい下限は、０．００１７％であり、好ましい上限は０．００２９％である。

[Ｎ：０．００４０〜０．００８％]
Ｎは、ＴｉＮやＢＮの窒化物粒子となりＨＡＺ靭性の改善に有効な元素である。Ｎ量が０．００４０％未満では、ＨＡＺ靭性を改善する効果が発揮できない。一方、Ｎ量が０．００８％を超えると、固溶Ｎが過剰となりＨＡＺ靭性が劣化する。そこで、Ｎ量を０．００４０〜０．００８％とした。Ｎ量の好ましい下限は０．００４５％、好ましい上限は０．００７％である。

[Ｏ：０．０００５〜０．００３０％]
Ｏは過剰に添加するとアルミナ系介在物が増加するとともに、Ｃａを含む酸化物が粗大化し、数も増加するためＨＡＺ靭性を劣化させる。そこでＯ量の上限を０．００３０％とした。Ｏ量の好ましい上限は、０．００２５％である。また、Ｏは製鋼過程で不可避的に残存するので、下限を０．０００５％とした。

本発明鋼板の成分組成は上記の通りであり、残部は鉄および不可避的不純物である。

本発明では更に他の元素として、Ｃｒ：０．０５〜１．５％および／またはＶ：０．００５〜０．０５％を含んでいても良い。以下、これらの成分について説明する。

[Ｃｒ：０．０５〜１．５％]
Ｃｒは強度上昇に有効な元素である。このような効果を発揮させるために、Ｃｒ量は好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．５％以上であることが推奨される。一方、Ｃｒ量が過剰であると溶接性が劣化するので、好ましくは１．５％以下、さらに好ましくは１％以下とするのが良い。

[Ｖ：０．００５〜０．０５％]
Ｖは強度と靭性を向上させるのに有効な元素である。このような効果を発揮させるために、Ｖ量は好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１％以上であることが推奨される。一方、Ｖ量が過剰であるとＨＡＺ靭性が劣化するので、好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０４％以下とするのがよい。

本発明の鋼板は、上記化学成分量と、Ｔｉ、Ｎ、Ｂについて上記（１）〜（３）式の要件を満たす鋼スラブを、９５０〜１２５０℃に加熱し、圧延仕上温度が８００〜９００℃となるように圧延した後、３０秒以上の空冷を行い、その後１〜１００℃／ｓの冷却速度で３００℃以下の温度まで冷却することによって製造できる。

[圧延時の加熱温度：９５０〜１２５０℃]
鋼スラブの圧延時の加熱温度は、均一にオーステナイト組織に変態させる必要があるため、９５０℃以上にする必要がある。一方、加熱温度が高すぎるとオーステナイト結晶粒径が粗大化し、靭性が劣化するため上限を１２５０℃とした。加熱温度の好ましい下限は１０００℃であり、好ましい上限は１２００℃である。

[圧延仕上温度：８００〜９００℃]
圧延仕上温度は、靭性を確保するため、未再結晶域でオーステナイト粒内に歪（変形帯）を導入できる温度が望ましく、上限を９００℃とした。一方、圧延仕上温度が低温になりすぎると超音波探傷試験での音響異方性が大きくなり、溶接部の検査効率に弊害が生じるため、下限を８００℃とした。圧延仕上温度の好ましい下限は８２０℃であり、好ましい上限は８７０℃である。

[圧延後の３０秒以上の空冷]
圧延完了後、加速冷却（直接焼入れ（ＤＱ））の冷却(水冷など)を開始するまでの間に、３０秒以上空冷する必要がある。この空冷によって、鋼板の表面温度を均一化して鋼板内の材質ばらつきを低減するとともに、冷却開始温度を低下させ降伏比（ＹＲ）を低減させることができる。好ましい空冷時間は、６０秒以上である。

[冷却速度：１〜１００℃／ｓ]
圧延後の冷却速度が速いほど強度が上昇するため、冷却速度は１℃／ｓ以上とする。一方、冷却速度が速すぎると硬質組織となり、靭性が劣化するので上限は１００℃／ｓとする。冷却速度の好ましい下限は３℃／ｓであり、好ましい上限は３０℃／ｓ（特に１５℃／ｓ）である。

[冷却停止温度：３００℃以下]
冷却停止温度が低いほど低温変態組織となり強度が上昇するので、冷却停止温度は３００℃以下とする。好ましい冷却停止温度は２００℃以下である。

[焼戻し（Ｔ）]
本発明の製造方法では、前記のようにして加速冷却（直接焼入れ）した鋼板を、例えばオフラインで焼戻ししてもよい。焼戻しによって、硬質組織を軟化させ、さらに靭性を改善することができる。

焼戻し条件は、再加熱温度：４５０〜６００℃、冷却手法：空冷にするのが望ましい。再加熱温度が４５０℃未満では、硬質組織の軟化が十分でなく、一方６００℃を超えると引張強度（ＴＳ）が低下し規格強度を下回る場合があるとともに、引張強度（ＴＳ）の低下代に比べて降伏強度（ＹＳ）の低下が小さく降伏比（ＹＲ）が上昇する。

[二相域からの焼入れ（Ｑ’）]
前記加速冷却（直接焼入れ）と焼戻しの間に、フェライト―オーステナイト二相域からの焼入れ（Ｑ’）を実施してもよい。二相域からの焼入れ（Ｑ’）は特に低ＹＲ化に有効な方法である。

再加熱温度は、Ａｃ₁点以上（例えば７００℃以上）、Ａｃ₃点以下（例えば８５０℃以下）である。鋼板を二相域（Ａｃ₁点以上Ａｃ₃点以下）に再加熱することによって、鋼板組織の一部がオーステナイト化し、残りは軟化したり、フェライト化する。次いで焼入れすることによってオーステナイトが硬質相になり、硬質相とフェライト相を適度にバランスさせることができ、低ＹＲ化することができる。好ましい再加熱温度は、７００℃以上、８５０℃以下である。好ましい焼入れ条件は、冷却速度：１℃／ｓ以上、冷却終了温度：２００℃以下である。二相焼入れした鋼板は、焼入れままでは靭性が劣化するため、通常、前記と同様の焼戻し処理をする。

また介在物の形態制御および中心偏析を軽減するためには、上記製造方法において更に、ＲＨ脱ガスの処理時間の制御、鋳造温度の制御、鋳造ロール間隙の制御、再加熱ブレークダウンを行うことも重要である。

ＲＨ脱ガスの処理時間の制御は、酸化物系介在物の大きさの制御に有効であり、好ましい処理時間は、２０〜３０分程度である。

鋳造温度の制御、鋳造ロール間隙の制御、再加熱ブレークダウンは中心偏析の制御に有効である。鋳造温度については、鋳型への鋳入温度と凝固温度の差（ΔＴ）が小さいほど中心偏析を軽減でき、好ましいΔＴの範囲は１５〜２５℃程度である。鋳造ロール間隙については、溶鋼の凝固完了位置近傍で圧下ロール間隙（上側ロールと下側ロールの距離）を絞り込んで圧下することによって中心偏析を軽減できる。圧下ロール間隙の絞込みの程度は、圧下ロールの配置される全長に亘って徐々に絞り込んでいく場合（つまり圧下勾配が小さい場合）を「小」、凝固完了間際で一気に絞り込む場合（つまり圧下勾配が大きい場合）を「大」、これらの中間を「標準」とすると、「大」または「標準」で絞り込むことが好ましい。また、特に極厚鋼板（板厚８０ｍｍ以上）では、鋳造スラブを再加熱して拡散均熱処理を行い、ブレークダウン圧延することで中心偏析を軽減できる。ブレークダウン圧延の好ましい加熱温度は１２００℃程度であり、好ましい圧下率は１０〜２０％程度である。

本発明の鋼板は、大入熱溶接をしたときの板厚方向のＨＡＺ靭性、引張強度（ＴＳ）、に優れ、降伏比（ＹＲ）が低い。そのため本発明の鋼板を建築鉄骨として使用されるボックス柱のスキンプレートに用いると、ボックス柱の耐震性を著しく向上できる。

本発明の鋼板の板厚は、例えば３０〜１００ｍｍ程度、好ましくは４０〜８０ｍｍ程度である。引張強度は、例えば４９０〜７４０ＭＰａ程度である。降伏比（ＹＲ）は、例えば６５〜８０％程度である。

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、前・後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
。

表２に示す組成の鋼を、転炉で溶製した後、表３に示す方法で脱酸し、表３に示す条件で連続鋳造した後、表３に示す条件で鋳造スラブを再加熱して中間スラブ厚までブレークダウン圧延し、その後、表３に示す条件で所定の板厚まで熱間圧延・加速冷却を行った。一部の鋼板は、そのまま又は２相焼入れを行った後、焼戻しした。

上記のように製造した鋼板について、下記の要領で測定した。

[Ｃａ含有介在物の測定]
Ｃａ含有介在物の測定には、ＦＥ−ＳＥＭを用いた。鋼板の縦断面のｔ／４位置（ｔ：板厚）における任意の測定領域（約３００μｍ×３００μｍ）を、倍率１０００倍で測定し、Ｃａを含有する介在物を抽出し、円相当粒径５μｍ以上の介在物の個数をカウントした。測定は１０視野について行い、得られた介在物の個数（１０視野分の合計）を、１ｍｍ^２あたりの個数に換算した。

[ＭｎＳ系介在物の測定]
ＭｎＳ系介在物の測定には、光学顕微鏡を用いた。鋼板の縦断面のｔ／４位置とｔ／２位置（ｔ：板厚）における任意の測定領域（約１５ｍｍ×１５ｍｍ）を、倍率１００倍で観察し、長さ５０μｍ以上のＭｎＳ系介在物の個数をカウントした。測定は、鋼板の縦断面のｔ／４位置とｔ／２位置（ｔ：板厚）についてそれぞれ５視野ずつ、合計１０視野について行い、得られたＭｎＳ系介在物の個数（１０視野分の合計）を、１ｃｍ^２あたりの個数に換算した。

[中心偏析部のＣ濃度の測定]
鋼板を横断し、幅方向中央からサンプルを切り出し、マクロエッチングして偏析部を現出した。ドリル径１〜１．２ｍｍのドリルで切削し、その切り粉を湿式分析により化学分析した。そして（中心偏析部のＣ濃度）／（鋼板全体の平均Ｃ濃度）を計算により求め、中心偏析度とした。

[ＨＡＺ靭性の測定]
溶接継手部の靭性評価では、上記実験例で得られた鋼板をスキンプレートに見立てた。図４に示すようにして、板厚５０ｍｍのダイヤフラムと、スキンプレートとをＴ字型に配置し、これらを以下に示す条件でエレクトロスラグ溶接した。ダイヤフラム板厚の１／２の延長上であってスキンプレートと溶接金属の接続部分から、スキンプレートの板厚方向が長手方向となるシャルピー標準衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２４２）を採取した。試験片の溶接溶融線（Fusion Line）上に、ノッチ長手方向が溶接方向となるＶノッチを入れ、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に従って、試験温度０℃でシャルピー衝撃試験を行った。３本の試験片について吸収エネルギー（ｖＥ₀）を測定し、その平均値を求めた。吸収エネルギー（ｖＥ₀）が７０Ｊ以上の溶接継手部を合格とした。

（エレクトロスラグ溶接条件）
入熱量：８５０ｋＪ／ｃｍ
溶接電流：３８０Ａ
溶接電圧：５２Ｖ
溶接速度：１４ｍｍ／分

[引張強度の測定]
鋼板のｔ（板厚）／４部位から、ＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）を測定し、降伏比（ＹＲ）を求めた。引張試験時の試験速度は１０Ｎ／ｍｍ²・秒とした。引張強度（ＴＳ）４９０ＭＰａ以上が合格であり、降伏比（ＹＲ）８０％以下が合格である。

これらの結果を表４に示す。

表４の鋼板Ｎｏ．１、７〜１０、１２〜１４は、本発明の成分組成およびＴｉ、Ｂ、Ｎ相互の関係式（１）〜（３）を満足する鋼Ａ〜Ｅを用いて、本発明の製造方法によって製造されたものであり、Ｃａ含有介在物、ＭｎＳ系介在物の個数および中心偏析部のＣ濃度において本発明の要件を満たすため、良好な板厚方向ＨＡＺ靭性を示し、母材特性（引張強度、降伏比）も良好である。

表４の鋼板Ｎｏ．２は、圧延時の加熱温度が低いため、母材の引張強度が低く、鋼板Ｎo．３は圧延仕上温度が低いため、母材の引張強度が低い例である。鋼板Ｎｏ．４と１１は、圧延終了後冷却までの空冷時間が短いため、冷却開始温度が高くなり、母材のＹＲが高くなっている。鋼板Ｎｏ．５は圧延終了後、水冷ではなく空冷しているため冷却速度が遅く、母材の引張強度が低い。鋼板Ｎｏ．６は冷却停止温度が高いため、母材の引張強度が低い。

鋼板Ｎｏ．１５、１６は中心偏析度（中心偏析部のＣ濃度／鋼板全体の平均Ｃ濃度）が高いため、Ｚ方向溶接継手靭性が低い例である。鋼板Ｎｏ．１７〜１９は、長さの長いＭｎＳ形介在物が多く存在するため、Ｚ方向の溶接継手靭性が低い。また鋼板Ｎｏ．１９、２４は、粗大なＣａ含有介在物が多く存在するため、Ｚ方向の溶接継手靭性が低い。鋼板Ｎｏ．２０〜２３、２５〜２７は、Ｔｉ、Ｎ、Ｂのバランス（前記式（１）〜（３））が本発明で規定する範囲にないため、Ｚ方向の溶接継手靭性が低くなっている。

「[Ｔｉ]／[Ｎ]」とＨＡＺ靭性の関係を示すグラフである。 「[Ｎ]−[Ｔｉ]／３．４」とＨＡＺ靭性の関係を示すグラフである。 「[Ｂ]−｛（[Ｎ]−[Ｔｉ]／３．４）×１１／１４｝」とＨＡＺ靭性の関係を示すグラフである。 溶接方法およびシャルピー試験片の採取要領を模式的に示した概略断面図である。

Claims (5)

1. Ｃ ：０．０２〜０．１０％（質量％の意味。以下、同じ。）、
   Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
   Ｍｎ：１．０〜２．０％、
   Ｐ ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
   Ｓ ：０．００１０％以下（０％を含まない）、
   Ａｌ：０．０１〜０．０５％、
   Ｃｕ：０．０５〜１．５％、
   Ｎｉ：０．０５〜１．５％、
   Ｔｉ：０．００３〜０．０２％、
   Ｂ ：０．０００５〜０．００３０％、
   Ｃａ：０．００１５〜０．００３０％、
   Ｎ ：０．００４０〜０．００８％、
   Ｏ ：０．０００５〜０．００３０％
   を含有し、残部が鉄および不可避的不純物であって、上記Ｔｉ、Ｂ、Ｎの含有量（質量％）が下記式（１）〜（３）を満たし、
   鋼板の縦断面において、Ｃａを含有する円相当径５μｍ以上の介在物が５個／ｍｍ²以下で、長さ５０μｍ以上のＭｎＳ系介在物が２個／ｃｍ²以下であり、
   鋼板の中心偏析部のＣ濃度が、鋼板全体の平均Ｃ濃度の１．２倍以下であることを特徴とする、大入熱溶接熱影響部の板厚方向靭性に優れたスキンプレート用鋼板。
   （１）１．０≦[Ｔｉ]／[Ｎ]≦３．０
   （２）０．０００３≦[Ｎ]−[Ｔｉ]／３．４≦０．００３５
   （３）−０．０００５≦[Ｂ]−｛（[Ｎ]−[Ｔｉ]／３．４）×１１／１４｝≦０．００１５
   （但し、[Ｔｉ]、[Ｎ]、[Ｂ]は、夫々Ｔｉ、Ｎ、Ｂの含有量（質量％）を表す。）
2. 更に、Ｃｒ：０．０５〜１．５％および／またはＶ：０．００５〜０．０５％を含有する請求項１に記載の鋼板。
3. 請求項１または２に記載の鋼板を製造する方法であって、
   鋼スラブを、９５０〜１２５０℃に加熱し、圧延仕上温度が８００〜９００℃となるように圧延した後、３０秒以上の空冷を行い、その後１〜１００℃／ｓの冷却速度で３００℃以下の温度まで冷却することを特徴とする、大入熱溶接熱影響部の板厚方向靭性に優れたスキンプレート用鋼板の製造方法。
4. 請求項３に記載の３００℃以下の冷却の後、さらに４５０〜６００℃に再加熱し、空冷することを特徴とする、大入熱溶接熱影響部の板厚方向靭性に優れたスキンプレート用鋼板の製造方法。
5. 請求項３に記載の３００℃以下の冷却の後、
   （１）７００〜８５０℃の再加熱と、それに続く１℃／ｓ以上の冷却速度での２００℃以下までの冷却、
   （２）４５０〜６００℃の再加熱と、それに続く空冷
   を順次行うことを特徴とする、大入熱溶接熱影響部の板厚方向靭性に優れたスキンプレート用鋼板の製造方法。

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