JP2011219797A - 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 - Google Patents
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Abstract
【課題】大入熱溶接を行った場合であっても、ＨＡＺ靭性の平均値並びに最小値を向上させることができる溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板を提供する。
【解決手段】所定の化学成分組成を満足し、Ａ＝１０４×｛［Ｔｉ］−０．７×（［Ｏ］−０．０９×［Ａｌ］−０．１６×［Ｃａ］−０．０７×［ＲＥＭ］−０．０４×［Ｚｒ］）｝×［Ｎ］という式から求められるＡ値が０．４〜２．４であり、酸素を除く構成元素が、３％＜Ｎ、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、５％＜Ｚｒ＜４０％、２＜Ｔｉ／Ｎを満たす介在物を含有し、その介在物のうち円相当径が２μｍ未満の介在物が３００個／ｍｍ２以上、円相当径が２μｍ以上の介在物が１００個／ｍｍ２以下存在する。
【選択図】 なし
【解決手段】所定の化学成分組成を満足し、Ａ＝１０４×｛［Ｔｉ］−０．７×（［Ｏ］−０．０９×［Ａｌ］−０．１６×［Ｃａ］−０．０７×［ＲＥＭ］−０．０４×［Ｚｒ］）｝×［Ｎ］という式から求められるＡ値が０．４〜２．４であり、酸素を除く構成元素が、３％＜Ｎ、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、５％＜Ｚｒ＜４０％、２＜Ｔｉ／Ｎを満たす介在物を含有し、その介在物のうち円相当径が２μｍ未満の介在物が３００個／ｍｍ２以上、円相当径が２μｍ以上の介在物が１００個／ｍｍ２以下存在する。
【選択図】 なし
Description
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、より詳しくは、大入熱後の熱影響部（以下、ＨＡＺとも述べる。）の靭性に優れた厚鋼板に関するものである。
近年、橋梁や高層建造物、船舶などの溶接構造物の大型化に伴い、このような溶接構造物には５０ｍｍ以上の板厚の厚鋼板が適用されることが多くなってきており、５０ｍｍ以上の板厚の厚鋼板の溶接が不可避となっている。以上のような実情もあり、溶接施工効率向上を目的とした大入熱溶接が求められている。
しかしながら、大入熱溶接時のＨＡＺは、加熱によって高温のオーステナイト（γ）領域に長時間保持された後、徐冷されるため、加熱時におけるγ粒の成長、冷却過程における粗大フェライト（α）粒の生成に代表されるような組織の粗大化がもたらされやすく、それが大入熱溶接時のＨＡＺの靭性低下の原因となっている。そのため、大入熱溶接時におけるＨＡＺの靭性（以下、ＨＡＺ靭性とも述べる。）を安定して高い水準に保つ技術を開発することが、必要課題となっている。
ＨＡＺ靭性を確保するための手段としては、酸化物、窒化物、硫化物等の介在物粒子によるγ粒成長ピン止め、介在物粒子を起点とする粒内α生成による組織の微細化に関する技術等が提案されている。こうした技術の提案例として、特許文献１や特許文献２に記載の技術があり、鋼材中に微細なＴｉ含有窒化物をγ粒成長ピン止め粒子として分散析出させることで、大入熱溶接時のＨＡＺで生じるオーステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性の劣化を抑えることが開示されている。しかしながら、Ｔｉ含有窒化物は、溶接入熱を増大させると消失しやすく、安定したＨＡＺ靭性が得られないという課題があり、近年の溶接入熱増大に対応することはできない。
これに対し、特許文献３〜６では、高温で安定な酸化物系介在物をγ粒成長ピン止め粒子として利用する技術が提案されている。しかしながら、酸化物系介在物はＴｉ含有窒化物に比べて数が少なく、十分なピン止め効果を得ることができないため、大入熱溶接に対して対応することが十分にはできず、尚一層の改善が必要である。
すなわち、特許文献３には、ＲＥＭやＺｒを含む酸化物を存在させることによって良好なＨＡＺ特性が得られると記載されてはいるものの、想定した入熱は低い水準にとどまっており、必ずしも大入熱溶接で良好なＨＡＺ特性が得られるとはいいえない。また、特許文献４には、特許文献３と同様にＲＥＭやＺｒを含む酸化物を利用する技術が記載されており、ＨＡＺ靭性としてシャルピー吸収エネルギーを評価しているものの、材料の信頼性という観点では、平均値のみならずその最小値も高い水準に保障する必要があると考えられる。
更には、特許文献５には、酸化物系介在物とＴｉ含有介在物の両方をγ粒成長ピン止め粒子として利用することで、高いＨＡＺ靭性を得る技術が記載されている。しかしながら、近年の入熱量の増大傾向を考慮すると、Ｔｉ含有介在物の利用には限界があり、酸化物系介在物による大入熱でのＨＡＺ靭性向上手段を早急に確立する必要があるということができる。また、発明者らは特許文献６で、微細酸化物系介在物のγ粒成長ピン止め効果を活用した技術を提案しているが、この技術は微細Ｍｎ硫化物の再析出抑制を併用した技術であり、溶存酸素量、溶存硫黄量に基づき合金添加量を決定するという煩雑な制御を必要としている。
また、介在物粒子を起点とする粒内α生成による組織の微細化に関する技術としては、特許文献７に記載のＴｉやＲＥＭを含む複合酸化物とＭｎＳを利用した技術が提案されているほか、発明者らは、特許文献８で介在物形状を制御することで、粒内α生成を促進する技術を提案している。これらの技術は、粒内α生成に対し、（粒内α／介在物）界面エネルギーの低い介在物が有効との前提で構築されているものである。しかしながら、粒内αの生成に際しては、（粒内α／γ）界面エネルギーの寄与も大きく、単に（粒内α／介在物）界面エネルギーを下げるだけでは、十分な粒内αの生成を得ることができないため、大入熱ＨＡＺ靭性を十分に保障するまでには至っていない。
更に、発明者らは、酸硫化物起点の粒内α生成を活用した高ＨＡＺ靭性技術を構築し、特許文献９として提案している。しかしながら、代償として２μｍ以上の比較的サイズの大きい酸硫化物粒子を一定数分散させる必要があるため、この技術でも、大入熱ＨＡＺ靭性を十分に保障するまでには至っていない。すなわち、特許文献７記載の技術では、想定する入熱量自体が小さく、また、特許文献８や特許文献９に記載の技術においても、シャルピー吸収エネルギーの平均値こそ高いものの、最小値には改善の余地があるのが現状である。
また、大入熱溶接で消失が進むＴｉ含有介在物であるが、Ｔｉ含有介在物を酸化物等の介在物上に析出させることで安定化させ、大入熱溶接においても粒内αを起点として一定の活用に成功している技術も既に提案されている。例えば、特許文献１０記載の技術では、Ｔｉ−Ａｌ−Ｃａ系酸化物上に複合析出させた粒子を粒内αの起点とし、ＨＡＺ靭性の改善に成功している。また、特許文献１１記載の技術では、酸化物起点のＴｉ（Ｎｂ）Ｎに、更にＢＮを析出させた複合介在物を粒内αの生成に活用している。
しかしながら、特許文献１０や特許文献１１記載の酸化物上に析出したＴｉ含有介在物についても、一部の粒子が消失することで粒内αの生成が不十分となると考えられる。すなわち、特許文献１０記載の技術では、−２０℃での吸収エネルギーが１００Ｊ以下の低い値しか得られておらず、特許文献１１記載の技術では、−４０℃の吸収エネルギーについては、平均値こそ比較的良好な値が実現されているが、最小値の保障には至っていない。
また、発明者らは、高温で不安定なＴｉ含有介在物用いることなく、γ粒粗大化抑制および粒内α変態促進を同時に達成することで、優れたＨＡＺ靭性を得ることができる技術を特許文献１２で提案している。但し、その実施例（特にＮｏ．２９、３０）によると、未結晶域で加える圧下率が４０％未満であり、複合析出ＴｉＮが不足することが考えられる。更には、ＨＡＺ靭性に優れた厚鋼板に関する技術として、特願２００９−７２１１９号、特願２００９−２７７６９４号に示す技術も先に提案している。
本発明は、上記従来の実情を鑑みてなされたもので、大入熱溶接を行った場合であっても、ＨＡＺ靭性の平均値は勿論のこと、その最小値をも向上させることができる溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板を提供することを課題とするものである。
請求項１記載の発明は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．２５％以下（０％を含む）、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０５％以下（０％を含む）、Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０２％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、Ｎ：０．００２〜０．０２０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物である厚鋼板であって、Ａ＝１０４×｛［Ｔｉ］−０．７×（［Ｏ］−０．０９×［Ａｌ］−０．１６×［Ｃａ］−０．０７×［ＲＥＭ］−０．０４×［Ｚｒ］）｝×［Ｎ］という式から求められるＡ値が、０．４≦Ａ≦２．４を満足すると共に、酸素を除く構成元素が、質量％で、３％＜Ｎ、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、５％＜Ｚｒ＜４０％、２＜Ｔｉ／Ｎを満たす介在物を含有し、且つ、前記介在物のうち、円相当径が２μｍ未満の介在物が３００個／ｍｍ２以上、円相当径が２μｍ以上の介在物が１００個／ｍｍ２以下、存在することを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板である。
但し、上式で［ ］は各元素の含有量（質量％）を示す。
但し、上式で［ ］は各元素の含有量（質量％）を示す。
尚、上記記載を含め、本発明で説明する円相当径とは、介在物の大きさに着目して、その面積が等しくなるよう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）や走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察することで求めることができる。
請求項２記載の発明は、更に、質量％で、Ｎｉ：０．０５〜１．５０％、Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、Ｃｒ：０．０５〜１．５０％、Ｍｏ：０．０５〜１．５０％よりなる群から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板である。
請求項３記載の発明は、更に、質量％で、Ｎｂ：０．００２〜０．１０％および／またはＶ：０．００２〜０．１０％を含有することを特徴とする請求項１または２記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板である。
請求項４記載の発明は、更に、質量％で、Ｂ：０．００１０〜０．００５％を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板である。
本発明によると、小〜中入熱溶接は勿論のこと、大入熱溶接を行った場合であっても、ＨＡＺ靭性の平均値および最小値を、向上させることができ、溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板とすることができる。
本発明者らは、大入熱溶接におけるＴｉ含有介在物（以下、ＴｉＮと述べる。）を安定化し、粒内αの生成を一層促進することで、高いＨＡＺ靭性を確保することができる手段を様々な角度から模索検討した。その結果、酸化物系介在物の表面にＴｉＮを複合析出させることでＴｉＮを安定化させると共に、粒内αとの界面エネルギーが低くなるよう酸化物系介在物の組織を制御することで、酸化物系介在物そのものの粒内α促進作用と、その酸化物系介在物上に複合析出したＴｉＮ粒内α促進作用が、相乗的に促進され、粒内α生成がより促進されることを見出した。
そして、これら複合介在物で、円相当径が２μｍ未満の介在物を３００個／ｍｍ２以上分散させると共に、円相当径が２μｍ以上の介在物は１００個／ｍｍ２以下に抑制することで、優れたＨＡＺ靭性が得られることを確認した。
以上説明したような知見を基に、本発明を完成したものであるが、各構成要件を規定した理由は下記に示す通りである。
（円相当径が２μｍ未満の介在物が３００個／ｍｍ２以上）
介在物の円相当径を２μｍ未満とすることで、粒内α促進によってＨＡＺ靭性を促進することができる。介在物の円相当径が２μｍ以上であると、ＴｉＮが酸化物系介在物粒子の全面を覆う状態となり、酸化物系介在物粒子が粒内α生成に寄与しなくなるため、粒内α生成量が減少してしまう。また、介在物の組成が、質量％で、３％＜Ｎ、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、５％＜Ｚｒ＜４０％、２＜Ｔｉ／Ｎという範囲から外れると十分な粒内α生成が得られなくなる。また、円相当径が２μｍ未満の介在物が３００個／ｍｍ２より少ないと、粒内α生成の起点が不足するため、やはり粒内αの生成量が減少し、十分なＨＡＺ靭性が得られなくなる。
介在物の円相当径を２μｍ未満とすることで、粒内α促進によってＨＡＺ靭性を促進することができる。介在物の円相当径が２μｍ以上であると、ＴｉＮが酸化物系介在物粒子の全面を覆う状態となり、酸化物系介在物粒子が粒内α生成に寄与しなくなるため、粒内α生成量が減少してしまう。また、介在物の組成が、質量％で、３％＜Ｎ、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、５％＜Ｚｒ＜４０％、２＜Ｔｉ／Ｎという範囲から外れると十分な粒内α生成が得られなくなる。また、円相当径が２μｍ未満の介在物が３００個／ｍｍ２より少ないと、粒内α生成の起点が不足するため、やはり粒内αの生成量が減少し、十分なＨＡＺ靭性が得られなくなる。
（円相当径が２μｍ以上の介在物が１００個／ｍｍ２以下）
上記した組成を満足する介在物のうち、円相当径が２μｍ以上の介在物は、脆性破壊を助長し、ＨＡＺ靭性を劣化させるので、できるだけ少ない方が良い。こうした観点から本発明では、円相当径が２μｍ以上の介在物は１００個／ｍｍ２以下と規定した。
上記した組成を満足する介在物のうち、円相当径が２μｍ以上の介在物は、脆性破壊を助長し、ＨＡＺ靭性を劣化させるので、できるだけ少ない方が良い。こうした観点から本発明では、円相当径が２μｍ以上の介在物は１００個／ｍｍ２以下と規定した。
（製造方法）
上記した要件を満足する本発明の厚鋼板、特に、酸素を除く構成元素が、質量％で、３％＜Ｎ、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、５％＜Ｚｒ＜４０％、２＜Ｔｉ／Ｎを満たす介在物を含有し、且つ、その介在物のうち、円相当径が２μｍ未満の介在物が３００個／ｍｍ２以上、円相当径が２μｍ以上の介在物が１００個／ｍｍ２以下、夫々存在する厚鋼板を製造するためには、以下の製造要件を満足するようにして、厚鋼板を製造する必要がある。
上記した要件を満足する本発明の厚鋼板、特に、酸素を除く構成元素が、質量％で、３％＜Ｎ、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、５％＜Ｚｒ＜４０％、２＜Ｔｉ／Ｎを満たす介在物を含有し、且つ、その介在物のうち、円相当径が２μｍ未満の介在物が３００個／ｍｍ２以上、円相当径が２μｍ以上の介在物が１００個／ｍｍ２以下、夫々存在する厚鋼板を製造するためには、以下の製造要件を満足するようにして、厚鋼板を製造する必要がある。
その製造要件は、溶製時において、Ｍｎ、Ｓｉ等を用いた脱酸により溶鋼中の溶存酸素量を、質量％で、０．００２〜０．０１％とした後、（Ａｌ→）Ｔｉ→（ＲＥＭ、Ｚｒ）→Ｃａの順に、Ｔｉ添加からＣａ添加までの時間ｔ１が３〜２０分となるようにして制御しつつ、各元素を添加し、Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間ｔ２（分）を４０〜９０分の範囲に保ち、更に、鋳造時における１５００〜１４５０℃の温度範囲での冷却時間ｔ３を３００秒以内とすると共に、得られた鋳塊を圧延するに際し、圧延前の加熱温度Ｔｈを１０５０〜１２００℃、加熱時間ｔ４を２〜５時間とし、加えて、圧延時の未結晶域圧下率を４０％以上とすれば良い。次に、これらの製造要件の規定理由について詳しく説明する。
・（Ａｌ）Ｔｉ添加前の溶鋼中の溶存酸素量：０．００２〜０．０１％
（Ａｌ）Ｔｉ添加前の溶鋼中の溶存酸素量が０．００２％より低い場合は、粒内α生成の起点となる適切な組成を有する酸化物系介在物を必要量確保できなくなる。また、溶存酸素量が０．０１％より高い場合は、円相当径が２μｍ以上の粗大介在物が増加し、ＨＡＺ靭性を劣化させてしまう。
（Ａｌ）Ｔｉ添加前の溶鋼中の溶存酸素量が０．００２％より低い場合は、粒内α生成の起点となる適切な組成を有する酸化物系介在物を必要量確保できなくなる。また、溶存酸素量が０．０１％より高い場合は、円相当径が２μｍ以上の粗大介在物が増加し、ＨＡＺ靭性を劣化させてしまう。
・溶製時において、（Ａｌ→）Ｔｉ→（ＲＥＭ、Ｚｒ）→Ｃａの順に添加
この添加順序以外の順序で各元素を添加すると、粒内α生成の起点となる適切な組成を有する酸化物系介在物が必要数確保できなくなる。特に、Ｃａは脱酸力が極めて強いため、ＴｉやＡｌに先立って添加すると、ＴｉやＡｌと結びつく酸素が全てなくなってしまうことになる。
この添加順序以外の順序で各元素を添加すると、粒内α生成の起点となる適切な組成を有する酸化物系介在物が必要数確保できなくなる。特に、Ｃａは脱酸力が極めて強いため、ＴｉやＡｌに先立って添加すると、ＴｉやＡｌと結びつく酸素が全てなくなってしまうことになる。
・Ｔｉ添加からＣａ添加までの時間ｔ１が３〜２０分
Ｔｉ添加からＣａ添加までの時間ｔ１が３分よりも短くなると、Ｃａ添加に先立つ酸化物の反応が十分に進行せず、粒内α生成の起点となる適切な組成を有する酸化物系介在物を必要数確保できなくなる。また、この時間ｔ１が２０分より長くなると、Ｃａ添加に先立つ酸化物の反応が過剰に進行し、粒内α生成の起点となる適切な組成を有する酸化物系介在物を必要数確保できなくなる。
Ｔｉ添加からＣａ添加までの時間ｔ１が３分よりも短くなると、Ｃａ添加に先立つ酸化物の反応が十分に進行せず、粒内α生成の起点となる適切な組成を有する酸化物系介在物を必要数確保できなくなる。また、この時間ｔ１が２０分より長くなると、Ｃａ添加に先立つ酸化物の反応が過剰に進行し、粒内α生成の起点となる適切な組成を有する酸化物系介在物を必要数確保できなくなる。
・Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間ｔ２が４０〜９０分
酸化物系介在物に複合析出するＴｉＮを得るためには、溶製段階において酸化物型Ｔｉを還元し、固溶Ｔｉを増加させる必要がある。時間ｔ２が４０分より短いと、その後の複合析出ＴｉＮが十分確保できなくなる。一方で、時間ｔ２が９０分より長いと、Ｃａ添加後の酸化物の反応が過剰に進行し（ＲＥＭ、Ｚｒが過剰に還元されるようになる。）、粒内α生成の起点となる適切な組成を有する酸化物系介在物を必要数得られなくなる。
酸化物系介在物に複合析出するＴｉＮを得るためには、溶製段階において酸化物型Ｔｉを還元し、固溶Ｔｉを増加させる必要がある。時間ｔ２が４０分より短いと、その後の複合析出ＴｉＮが十分確保できなくなる。一方で、時間ｔ２が９０分より長いと、Ｃａ添加後の酸化物の反応が過剰に進行し（ＲＥＭ、Ｚｒが過剰に還元されるようになる。）、粒内α生成の起点となる適切な組成を有する酸化物系介在物を必要数得られなくなる。
・鋳造時の１５００〜１４５０℃における冷却時間ｔ３を３００秒以内
鋳造時の１５００〜１４５０℃における冷却時間ｔ３が３００秒を超えると、凝固時の成分偏析により靭性に悪影響を及ぼす粗大ＴｉＮが晶出し、ＨＡＺ靭性が劣化することになる。
鋳造時の１５００〜１４５０℃における冷却時間ｔ３が３００秒を超えると、凝固時の成分偏析により靭性に悪影響を及ぼす粗大ＴｉＮが晶出し、ＨＡＺ靭性が劣化することになる。
・圧延前の加熱温度Ｔｈが１０５０〜１２００℃、加熱時間ｔ４が２〜５時間
圧延前加熱の段階で、酸化物系介在物表面へのＴｉＮの複合析出が得られる。圧延に先立つ加熱温度Ｔｈが１０５０℃未満、或いは加熱時間ｔ４が２時間未満である場合は、ＴｉＮの複合析出が不十分となる。一方、圧延に先立つ加熱温度Ｔｈが１２００℃より高いと、ＴｉＮの複合析出量が不十分となり、請求項に規定する所定の介在物が必要数得られなくなる。また、加熱時間ｔ４が５時間より長い場合は、ＴｉＮの複合析出量が飽和する一方で、母材組織が粗大化し、母材の靭性に悪影響を及ぼすことになる。
圧延前加熱の段階で、酸化物系介在物表面へのＴｉＮの複合析出が得られる。圧延に先立つ加熱温度Ｔｈが１０５０℃未満、或いは加熱時間ｔ４が２時間未満である場合は、ＴｉＮの複合析出が不十分となる。一方、圧延に先立つ加熱温度Ｔｈが１２００℃より高いと、ＴｉＮの複合析出量が不十分となり、請求項に規定する所定の介在物が必要数得られなくなる。また、加熱時間ｔ４が５時間より長い場合は、ＴｉＮの複合析出量が飽和する一方で、母材組織が粗大化し、母材の靭性に悪影響を及ぼすことになる。
・未結晶域圧下率が４０％以上
未結晶域で圧下を加えることにより、酸化物系介在物の周囲に歪が導入され、その歪が駆動源となり更に複合析出ＴｉＮを得ることができる。この未結晶域圧下率が４０％未満であると、十分な歪が導入されず、複合析出ＴｉＮが不足することとなる。
未結晶域で圧下を加えることにより、酸化物系介在物の周囲に歪が導入され、その歪が駆動源となり更に複合析出ＴｉＮを得ることができる。この未結晶域圧下率が４０％未満であると、十分な歪が導入されず、複合析出ＴｉＮが不足することとなる。
（化学成分組成）
次に、本発明の厚鋼板における化学成分組成について説明する。本発明の厚鋼板は、先に説明した介在物の分散状態等が適切であっても、夫々の化学成分（元素）の含有量が適正範囲内でなければ、母材（厚鋼板）の特性とＨＡＺを良好にすることができない。従って、本発明の厚鋼板では、夫々の化学成分の含有量が、以下に説明する範囲内にあることも要件とする。これらの化学成分のうち、介在物を構成するＡｌ、Ｃａ、Ｔｉ等の含有量は、その作用効果から明らかなように、介在物を構成する量を含めたものである。尚、下記の化学成分の含有量（％）は全て質量％を示す。
次に、本発明の厚鋼板における化学成分組成について説明する。本発明の厚鋼板は、先に説明した介在物の分散状態等が適切であっても、夫々の化学成分（元素）の含有量が適正範囲内でなければ、母材（厚鋼板）の特性とＨＡＺを良好にすることができない。従って、本発明の厚鋼板では、夫々の化学成分の含有量が、以下に説明する範囲内にあることも要件とする。これらの化学成分のうち、介在物を構成するＡｌ、Ｃａ、Ｔｉ等の含有量は、その作用効果から明らかなように、介在物を構成する量を含めたものである。尚、下記の化学成分の含有量（％）は全て質量％を示す。
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｃは、鋼板の強度を確保するための必須元素である。Ｃの含有量が０．０３％より低い場合は、必要な強度を確保できなくなる。一方で、Ｃの含有量が過剰になると、硬質な島状マルテンサイト（ＭＡ）が多く生成して母材の靭性劣化を招くことになる。従って、Ｃの含有量は０．１２％以下とする必要がある。Ｃの含有量の好ましい下限は０．０４％、好ましい上限は０．１０％である。
Ｃは、鋼板の強度を確保するための必須元素である。Ｃの含有量が０．０３％より低い場合は、必要な強度を確保できなくなる。一方で、Ｃの含有量が過剰になると、硬質な島状マルテンサイト（ＭＡ）が多く生成して母材の靭性劣化を招くことになる。従って、Ｃの含有量は０．１２％以下とする必要がある。Ｃの含有量の好ましい下限は０．０４％、好ましい上限は０．１０％である。
Ｓｉ：０．２５％以下（０％を含む）
Ｓｉは、必須元素ではないが、固溶強化により強度を確保するのに有用な元素である。しかしながら、過剰に添加されると、ＨＡＺにおいて、硬質な島状マルテンサイト（ＭＡ）が増加し、ＨＡＺ靭性の劣化を招くことになる。従って、Ｓｉの含有量の上限は０．２５％とする。また、好ましい上限は０．１８％である。
Ｓｉは、必須元素ではないが、固溶強化により強度を確保するのに有用な元素である。しかしながら、過剰に添加されると、ＨＡＺにおいて、硬質な島状マルテンサイト（ＭＡ）が増加し、ＨＡＺ靭性の劣化を招くことになる。従って、Ｓｉの含有量の上限は０．２５％とする。また、好ましい上限は０．１８％である。
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは、鋼板の強度を確保するのに有用な元素であり、こうした効果を有効に発揮させるには１．０％以上含有させる必要がある。しかし、２．０％を超えて過剰に含有させるとＨＡＺの強度が上昇しすぎて靭性が劣化するので、Ｍｎの含有量は２．０％以下とする。Ｍｎの含有量の好ましい下限は１．４％、好ましい上限は１．８％である。
Ｍｎは、鋼板の強度を確保するのに有用な元素であり、こうした効果を有効に発揮させるには１．０％以上含有させる必要がある。しかし、２．０％を超えて過剰に含有させるとＨＡＺの強度が上昇しすぎて靭性が劣化するので、Ｍｎの含有量は２．０％以下とする。Ｍｎの含有量の好ましい下限は１．４％、好ましい上限は１．８％である。
Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）
Ｐは、粒界破壊を起こし易く靭性に悪影響を及ぼす不純物元素であるので、その含有量はできるだけ少ないことが好ましい。ＨＡＺ靭性を確保するという観点からして、Ｐの含有量は０．０３％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０２％以下とする。しかし、工業的に鋼中のＰを０％にすることは困難である。
Ｐは、粒界破壊を起こし易く靭性に悪影響を及ぼす不純物元素であるので、その含有量はできるだけ少ないことが好ましい。ＨＡＺ靭性を確保するという観点からして、Ｐの含有量は０．０３％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０２％以下とする。しかし、工業的に鋼中のＰを０％にすることは困難である。
Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）
Ｓは、Ｍｎ硫化物を形成して母材の靭性を劣化させる元素であるので、その含有量はできるだけ少ないことが好ましい。母材の靭性を確保するという観点からして、Ｓの含有量は０．０１５％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０１０％以下とする。しかし、工業的に鋼中のＳを０％にすることは困難である。
Ｓは、Ｍｎ硫化物を形成して母材の靭性を劣化させる元素であるので、その含有量はできるだけ少ないことが好ましい。母材の靭性を確保するという観点からして、Ｓの含有量は０．０１５％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０１０％以下とする。しかし、工業的に鋼中のＳを０％にすることは困難である。
Ａｌ：０．０５％以下（０％を含む）
Ａｌは、脱酸元素として酸素量低減に有用な元素である。しかしながら、その含有量が過剰であると粗大介在物が生成してＨＡＺ靭性が劣化するので、０．０５％以下に抑える必要がある。Ａｌの含有量の好ましい下限は０．００５％、好ましい上限は０．０４％である。
Ａｌは、脱酸元素として酸素量低減に有用な元素である。しかしながら、その含有量が過剰であると粗大介在物が生成してＨＡＺ靭性が劣化するので、０．０５％以下に抑える必要がある。Ａｌの含有量の好ましい下限は０．００５％、好ましい上限は０．０４％である。
Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％
Ｔｉを、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｃａに先立ち添加することによって、酸化物系介在物の微細分散が可能となる。また、圧延工程でＴｉＮとして酸化物系介在物に複合析出し、粒内αの生成量増加をもたらす。こうした効果を有効に発揮させるためには、０．０１０％以上含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が過剰であると粗大介在物或いは粗大ＴｉＮが多く生成してＨＡＺ靭性を劣化させるので、０．０８０％以下に抑える必要がある。Ｔｉの含有量の好ましい下限は０．０１２％、好ましい上限は０．０６０％である。
Ｔｉを、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｃａに先立ち添加することによって、酸化物系介在物の微細分散が可能となる。また、圧延工程でＴｉＮとして酸化物系介在物に複合析出し、粒内αの生成量増加をもたらす。こうした効果を有効に発揮させるためには、０．０１０％以上含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が過剰であると粗大介在物或いは粗大ＴｉＮが多く生成してＨＡＺ靭性を劣化させるので、０．０８０％以下に抑える必要がある。Ｔｉの含有量の好ましい下限は０．０１２％、好ましい上限は０．０６０％である。
ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０２％
ＲＥＭ（希土類元素）およびＺｒは、Ｔｉの添加後、Ｃａの添加に先立って添加することで、粒内αの生成に有効な酸化物系介在物を形成する。これら酸化物系介在物は、ＴｉＮが複合析出することでより好適な粒内α生成サイトとなる。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、こうした効果を有効に発揮させるためには、いずれも０．０００３％以上含有させる必要がある。しかし、これらを過剰に含有させると、介在物が粗大になってＨＡＺ靭性を劣化させるため、いずれも０．０２％以下に抑えるべきである。これらの含有量のより好ましい下限は０．０００５％、より好ましい上限は０．０１５％である。
ＲＥＭ（希土類元素）およびＺｒは、Ｔｉの添加後、Ｃａの添加に先立って添加することで、粒内αの生成に有効な酸化物系介在物を形成する。これら酸化物系介在物は、ＴｉＮが複合析出することでより好適な粒内α生成サイトとなる。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、こうした効果を有効に発揮させるためには、いずれも０．０００３％以上含有させる必要がある。しかし、これらを過剰に含有させると、介在物が粗大になってＨＡＺ靭性を劣化させるため、いずれも０．０２％以下に抑えるべきである。これらの含有量のより好ましい下限は０．０００５％、より好ましい上限は０．０１５％である。
Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％
Ｃａは、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｚｒの添加から３〜２０分後に添加することによって、粒内αの生成に有効な酸化物系介在物を形成する。これら酸化物系介在物は、ＴｉＮが複合析出することでより好適な粒内α生成サイトとなる。こうした効果を有効に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、その含有量が過剰であると粗大介在物が生成してＨＡＺ靭性が劣化するので０．０１０％以下に抑える必要がある。Ｃａの含有量の好ましい下限は０．０００８％、好ましい上限は０．００８％である。
Ｃａは、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｚｒの添加から３〜２０分後に添加することによって、粒内αの生成に有効な酸化物系介在物を形成する。これら酸化物系介在物は、ＴｉＮが複合析出することでより好適な粒内α生成サイトとなる。こうした効果を有効に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、その含有量が過剰であると粗大介在物が生成してＨＡＺ靭性が劣化するので０．０１０％以下に抑える必要がある。Ｃａの含有量の好ましい下限は０．０００８％、好ましい上限は０．００８％である。
Ｎ：０．００２〜０．０２０％
Ｎは、高温で溶け残る窒化物（ＴｉＮ）を形成することによって、ＨＡＺの靭性を確保する上で有用な元素である。その含有量を０．００２％以上とすることで、所望のＴｉＮを確保することができる。しかし、その含有量が過剰になると、固溶Ｎ量が増大して歪時効によってＨＡＺ靭性が劣化するので０．０２０％以下に抑える必要がある。Ｎの含有量の好ましい下限は０．００３％、好ましい上限は０．０１８％である。
Ｎは、高温で溶け残る窒化物（ＴｉＮ）を形成することによって、ＨＡＺの靭性を確保する上で有用な元素である。その含有量を０．００２％以上とすることで、所望のＴｉＮを確保することができる。しかし、その含有量が過剰になると、固溶Ｎ量が増大して歪時効によってＨＡＺ靭性が劣化するので０．０２０％以下に抑える必要がある。Ｎの含有量の好ましい下限は０．００３％、好ましい上限は０．０１８％である。
以上が本発明で規定する必須の含有元素であって、残部は鉄および不可避的不純物である。不可避的不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれるＳｎ、Ａｓ、Ｐｂ等の元素の混入が許容される。また、更に以下に示す元素を積極的に含有させることも有効であり、含有される化学成分（元素）の種類によって厚鋼板の特性が更に改善される。
Ｎｉ：０．０５〜１．５０％、Ｃｕ：：０．０５〜１．５０％、Ｃｒ：０．０５〜１．５０％、Ｍｏ：０．０５〜１．５０％よりなる群から選ばれる１種以上
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、およびＭｏは、いずれもが鋼板の高強度化に有効な元素であり、その効果はそれらの含有量が増加するにつれて増大する。こうした効果を有効に発揮させるためには、いずれも０．０５％以上含有させることが好ましい。しかし、それらを過剰に含有させると、強度の過大な上昇を招き、ＨＡＺ靭性を劣化させるため、いずれも１．５０％以下に抑えることが好ましい。それらの含有量のより好ましい下限は０．１０％、より好ましい上限は１．２０％である。
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、およびＭｏは、いずれもが鋼板の高強度化に有効な元素であり、その効果はそれらの含有量が増加するにつれて増大する。こうした効果を有効に発揮させるためには、いずれも０．０５％以上含有させることが好ましい。しかし、それらを過剰に含有させると、強度の過大な上昇を招き、ＨＡＺ靭性を劣化させるため、いずれも１．５０％以下に抑えることが好ましい。それらの含有量のより好ましい下限は０．１０％、より好ましい上限は１．２０％である。
Ｎｂ：０．００２〜０．１０％および／またはＶ：０．００２〜０．１０％
ＮｂおよびＶは、炭窒化物として析出し、γ粒の粗大化を抑制することで、母材靭性を良好にするのに有効な元素である。その効果はそれらの含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるためには、いずれも０．００２％以上含有させることが好ましい。しかし、それらを過剰に含有させると、ＨＡＺ組織の粗大化を招き、ＨＡＺ靭性を劣化させるため、いずれも０．１０％以下に抑えることが好ましい。それらの含有量のより好ましい下限は０．００５％、より好ましい上限は０．０８％である。
ＮｂおよびＶは、炭窒化物として析出し、γ粒の粗大化を抑制することで、母材靭性を良好にするのに有効な元素である。その効果はそれらの含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるためには、いずれも０．００２％以上含有させることが好ましい。しかし、それらを過剰に含有させると、ＨＡＺ組織の粗大化を招き、ＨＡＺ靭性を劣化させるため、いずれも０．１０％以下に抑えることが好ましい。それらの含有量のより好ましい下限は０．００５％、より好ましい上限は０．０８％である。
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
Ｂは、粗大な粒界αの生成を抑制することで、ＨＡＺ靭性を向上させるのに有効な元素である。その効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるためには、０．０００５％以上含有させることが好ましい。しかし、その含有量が過剰になると、オーステナイト粒界でのＢＮ析出を招き、ＨＡＺ靭性を劣化させるため、０．００５％以下に抑えることが好ましい。Ｂの含有量のより好ましい下限は０．００１０％、更に好ましい下限は０．００１５％であって、より好ましい上限は０．００４％である。
Ｂは、粗大な粒界αの生成を抑制することで、ＨＡＺ靭性を向上させるのに有効な元素である。その効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるためには、０．０００５％以上含有させることが好ましい。しかし、その含有量が過剰になると、オーステナイト粒界でのＢＮ析出を招き、ＨＡＺ靭性を劣化させるため、０．００５％以下に抑えることが好ましい。Ｂの含有量のより好ましい下限は０．００１０％、更に好ましい下限は０．００１５％であって、より好ましい上限は０．００４％である。
（Ａ値）
以上の化学成分組成を満足した上で、本発明の厚鋼板は、Ａ＝１０４×｛［Ｔｉ］−０．７×（［Ｏ］−０．０９×［Ａｌ］−０．１６×［Ｃａ］−０．０７×［ＲＥＭ］−０．０４×［Ｚｒ］）｝×［Ｎ］という式から求められるＡ値が、０．４≦Ａ≦２．４を満足する必要がある（但し、上式で［ ］は各元素の含有量（質量％）を示す。）。このＡ値が０．４より低いと、十分なＴｉＮを得ることができなくなりＨＡＺ靭性が低下してしまう。一方、Ａ値が２．４より大きいと、溶鋼中で粗大ＴｉＮが晶出してＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことになる。
以上の化学成分組成を満足した上で、本発明の厚鋼板は、Ａ＝１０４×｛［Ｔｉ］−０．７×（［Ｏ］−０．０９×［Ａｌ］−０．１６×［Ｃａ］−０．０７×［ＲＥＭ］−０．０４×［Ｚｒ］）｝×［Ｎ］という式から求められるＡ値が、０．４≦Ａ≦２．４を満足する必要がある（但し、上式で［ ］は各元素の含有量（質量％）を示す。）。このＡ値が０．４より低いと、十分なＴｉＮを得ることができなくなりＨＡＺ靭性が低下してしまう。一方、Ａ値が２．４より大きいと、溶鋼中で粗大ＴｉＮが晶出してＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことになる。
本発明は厚鋼板に関する発明であるが、一般に厚鋼板とは、ＪＩＳで定義されるように、板厚が３．０ｍｍ以上の鋼板のことを示す。一方、本発明の厚鋼板は、５０ｍｍ以上の板厚の厚鋼板の溶接を対象として発明されたものであり、対象とする鋼板は、板厚が５０ｍｍ以上の鋼板であるということができると思われるが、これらは単に好ましい態様に過ぎず、本発明を５０ｍｍ未満の板厚の厚鋼板へ適用することを排除するものではない。
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、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
本発明の実施例では、まず、表１および表２に示す各成分組成の鋼を、真空溶解炉（ＶＩＦ：１５０ｋｇ）によって溶製した後、その溶鋼を用いて鋳片（断面形状：１５０ｍｍ×２５０ｍｍ）を鋳造し、更にその鋳片を用いて熱間圧延を行うことで、板厚８０ｍｍの熱間圧延板を得た。尚、表３および表４に示す未再結晶圧下率Ｐを変化させるため、スラブ厚を変化させることで調整した。
この熱間圧延板（厚鋼板）を製造するにあたり、制御した各条件を表３および表４に示す。その条件は、Ａｌ（Ｔｉ）添加前の溶鋼中の溶存酸素量［Ｏｆ］、Ａｌ，Ｔｉ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｃａの添加順序、Ｔｉ添加からＣａ添加までの時間ｔ１、Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間ｔ２、圧延前の加熱温度Ｔｈ、圧延前の加熱時間ｔ４、未再結晶圧下率Ｐである。
尚、表１および表２において、ＲＥＭは、質量％で、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および表２で、「−」は該当元素を添加していないことを示す。
また、表１および表２において、Ａｌ，Ｔｉ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｃａの添加順序は、（Ａｌ→）Ｔｉ→（ＲＥＭ、Ｚｒ）→Ｃａの順序のときを「○」、それ以外の順序のときを「×」で示す。
以上の要件で製造した各熱間圧延板（厚鋼板）を用いて、円相当径が２μｍ未満の介在物の個数密度Ｎ１、円相当径が２μｍ以上の介在物の個数密度Ｎ２、およびＨＡＺ靭性を下記する測定により求め出した。これらの測定結果を表５および表６に示す。
（円相当径が２μｍ未満の酸化物の個数密度の測定）
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ社製の電界放射式走査型電子顕微鏡「ＳＵＰＲＡ３５（商品名）」（以下、ＦＥ−ＳＥＭと呼ぶ）を用いて観察した。その観察条件は、倍率：５０００倍、観察視野：０．００２４μｍ２、観察箇所：２０箇所とした。画像解析によって、この観察視野中の各介在物の面積を測定し、その面積から各介在物の円相当径を算出した。尚、各介在物が上記した成分組成を満足するものであることは、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によって確認した。ＥＤＸによる成分組成測定時の加速電圧は１５ｋＶ、測定時間は１００秒である。そして、円相当径が２μｍ未満となる介在物の個数（Ｎ１）を１ｍｍ２相当の個数密度に換算して求めた。但し、円相当径が０．２μｍ以下となる介在物については、ＥＤＸの信頼性が十分でないため、解析から除外した。
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ社製の電界放射式走査型電子顕微鏡「ＳＵＰＲＡ３５（商品名）」（以下、ＦＥ−ＳＥＭと呼ぶ）を用いて観察した。その観察条件は、倍率：５０００倍、観察視野：０．００２４μｍ２、観察箇所：２０箇所とした。画像解析によって、この観察視野中の各介在物の面積を測定し、その面積から各介在物の円相当径を算出した。尚、各介在物が上記した成分組成を満足するものであることは、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によって確認した。ＥＤＸによる成分組成測定時の加速電圧は１５ｋＶ、測定時間は１００秒である。そして、円相当径が２μｍ未満となる介在物の個数（Ｎ１）を１ｍｍ２相当の個数密度に換算して求めた。但し、円相当径が０．２μｍ以下となる介在物については、ＥＤＸの信頼性が十分でないため、解析から除外した。
（円相当径が２μｍ以上の酸化物の個数密度の測定）
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、ＦＥ−ＳＥＭを用いて観察した。その観察条件は、倍率：１０００倍、観察視野：０．０６μｍ２、観察箇所：２０箇所とした。画像解析によって、この観察視野中の各介在物の面積を測定し、その面積から各介在物の円相当径を算出した。尚、各介在物が上記した成分組成を満足するものであることは、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によって確認した。ＥＤＸによる成分組成測定時の加速電圧は１５ｋＶ、測定時間は１００秒である。そして、円相当径が２μｍ以上となる介在物の個数（Ｎ２）を１ｍｍ２相当の個数密度に換算して求めた。
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、ＦＥ−ＳＥＭを用いて観察した。その観察条件は、倍率：１０００倍、観察視野：０．０６μｍ２、観察箇所：２０箇所とした。画像解析によって、この観察視野中の各介在物の面積を測定し、その面積から各介在物の円相当径を算出した。尚、各介在物が上記した成分組成を満足するものであることは、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によって確認した。ＥＤＸによる成分組成測定時の加速電圧は１５ｋＶ、測定時間は１００秒である。そして、円相当径が２μｍ以上となる介在物の個数（Ｎ２）を１ｍｍ２相当の個数密度に換算して求めた。
（ＨＡＺ靭性の評価）
各厚鋼板から、溶接継手用試験片を採取し、Ｖ先加工を施した後、入熱量：５０ｋＪ／ｍｍにてエレクトロガスアーク溶接を実施した。これら試験片から、各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置の溶接線（ボンド）近傍のＨＡＺに切欠きを加工したシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０２のＶノッチ試験片）を３本ずつ採取し、−４０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ−４０）を測定し、それらの平均値と最小値を求めた。この測定結果から、ｖＥ−４０の平均値が１８０Ｊを超え、最小値が１２０Ｊを超えるものを、ＨＡＺ靭性に優れると評価した。
各厚鋼板から、溶接継手用試験片を採取し、Ｖ先加工を施した後、入熱量：５０ｋＪ／ｍｍにてエレクトロガスアーク溶接を実施した。これら試験片から、各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置の溶接線（ボンド）近傍のＨＡＺに切欠きを加工したシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０２のＶノッチ試験片）を３本ずつ採取し、−４０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ−４０）を測定し、それらの平均値と最小値を求めた。この測定結果から、ｖＥ−４０の平均値が１８０Ｊを超え、最小値が１２０Ｊを超えるものを、ＨＡＺ靭性に優れると評価した。
また、入熱量：６０ｋＪ／ｍｍにてエレクトロガスアーク溶接を実施する以外は全て上記した条件と同じ条件でもシャルピー衝撃試験を行い、３本の試験片の吸収エネルギー（ｖＥ−４０）を測定して、その平均値を求めた。この測定結果から、ｖＥ−４０の平均値が１２０Ｊを超えるものを、ＨＡＺ靭性に優れると評価した。
Ｎｏ．１〜３０は、本発明の要件を満足する発明例であり、化学成分組成、介在物の分散等が適切になされており、入熱量を５０ｋＪ／ｍｍにした場合のＨＡＺ靭性（平均値および最小値）、並びに入熱量を６０ｋＪ／ｍｍにした場合のＨＡＺ靭性（平均値）が優れていることが分かる。すなわち、Ｎｏ．１〜３０は、溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板であるということができる。
これに対し、Ｎｏ．３１〜５０は、本発明の要件のうちいずれかの要件を満足しない比較例であり、入熱量を５０ｋＪ／ｍｍにした場合のＨＡＺ靭性（平均値および最小値）、並びに入熱量を６０ｋＪ／ｍｍにした場合のＨＡＺ靭性（平均値）のいずれかが、評価基準を満足していないことが分かる。
Claims (4)
- 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．２５％以下（０％を含む）、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０５％以下（０％を含む）、Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０２％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、Ｎ：０．００２〜０．０２０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物である厚鋼板であって、
Ａ＝１０４×｛［Ｔｉ］−０．７×（［Ｏ］−０．０９×［Ａｌ］−０．１６×［Ｃａ］−０．０７×［ＲＥＭ］−０．０４×［Ｚｒ］）｝×［Ｎ］という式から求められるＡ値が、０．４≦Ａ≦２．４を満足すると共に、
酸素を除く構成元素が、質量％で、３％＜Ｎ、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、５％＜Ｚｒ＜４０％、２＜Ｔｉ／Ｎを満たす介在物を含有し、且つ、前記介在物のうち、円相当径が２μｍ未満の介在物が３００個／ｍｍ２以上、円相当径が２μｍ以上の介在物が１００個／ｍｍ２以下、存在することを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
但し、上式で［ ］は各元素の含有量（質量％）を示す。 - 更に、質量％で、Ｎｉ：０．０５〜１．５０％、Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、Ｃｒ：０．０５〜１．５０％、Ｍｏ：０．０５〜１．５０％よりなる群から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
- 更に、質量％で、Ｎｂ：０．００２〜０．１０％および／またはＶ：０．００２〜０．１０％を含有することを特徴とする請求項１または２記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
- 更に、質量％で、Ｂ：０．００１０〜０．００５％を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
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