JP2020019995A - 厚鋼板およびその製造方法ならびに溶接構造物 - Google Patents
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Abstract
【課題】溶接構造物の安全性確保とメンテナンスフリーに寄与する厚鋼板とその製造方法、および該厚鋼板を用いて得られる溶接構造物を提供する。【解決手段】所定の成分組成を満たし、降伏強度が５００ＭＰａ以上、島状マルテンサイト（ＭＡ）の分率が４．０面積％以下、下記式（１）で表されるＰｍが１．０以上、２．３以下、かつ下記式（２）で表されるＰｃｍが０．２００質量％以下である厚鋼板。Ｐｍ＝（５０×［Ｃ］）２×（１．２×［Ｓｉ］＋１）×｛０．３×（［Ｍｎ］−１．４）｝×（０．３×［Ｃｕ］＋１）×（０．２５×［Ｎｉ］＋１）×（１．２×［Ｃｒ］＋１）×（３０×［Ｍｏ］＋１）×（２．７５×［Ｖ］＋１）×（１００×［Ｂ］＋１）×（３×［Ｎｂ］＋１）…（１）、Ｐｃｍ［質量％］＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］…（２）【選択図】図１
Description
本発明は、厚鋼板およびその製造方法ならびに溶接構造物に関する。
厚鋼板は、船舶、海洋構造物、プラント、橋梁、土木、建築など多くの分野で溶接構造物に用いられる。該厚鋼板を構成する鋼材として、例えば特許文献１には耐食性を確保した鋼材が示されている。特許文献１には、所定量のＣｕおよびＣｒに加えて、Ｔｉ、ＮｂまたはＺｒのいずれか１種または２種以上を適量添加した素地鋼材において、その製造工程でのスケール生成条件を最適化することにより、密着性と緻密性の高いスケール層を素地鋼材の表面に形成することができ、長期間にわたり優れた一時防錆効果が得られること、また、鋼材のＣｕやＣｒなどの添加元素の含有量を適正化することにより、不可避的に生じるスケール欠陥部における素地鋼材の腐食を抑制できることが示されている。
また特許文献２には、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｎｂ等の合金元素を適正範囲内に調整し、熱間圧延、加速冷却条件を適切な範囲に調整することにより、組織を、ベイナイトを主相とし、面積率で３０％以下の第二相からなり、第二相が面積率で５％以上のＭＡ相を含む組織とすることができ、これにより、引張強さＴＳ：５９０ＭＰａ以上の高強度と、降伏比：８０％以下の低降伏比と、入熱４００ｋＪ／ｃｍ以下程度の中入熱溶接の熱影響部の靭性および耐溶接割れ性に優れた厚鋼板が得られたことが示されている。
溶接構造物に用いられる厚鋼板には、該溶接構造物の安全性とメンテナンスフリーを実現するため、特性として下記に示す（ａ）優れた耐腐食性、（ｂ）高降伏強度、及び（ｃ）溶接継手部の高靭性が求められる。
（ａ）優れた耐腐食性
構造物の安全性を確保するために使用される鋼材には将来的な腐食量を想定してあらかじめ板厚を増加させるか、腐食を防止するために塗装が施される。しかし板厚が増加すると溶接施工負荷が増加する。また、前記塗装の場合には、定期的なメンテナンスとして塗り直しが必要となり、経済的に好ましくない。そのため、鋼材そのものに耐腐食性を付与することが要求される。
構造物の安全性を確保するために使用される鋼材には将来的な腐食量を想定してあらかじめ板厚を増加させるか、腐食を防止するために塗装が施される。しかし板厚が増加すると溶接施工負荷が増加する。また、前記塗装の場合には、定期的なメンテナンスとして塗り直しが必要となり、経済的に好ましくない。そのため、鋼材そのものに耐腐食性を付与することが要求される。
（ｂ）高降伏強度
地震などにより構造物に荷重が負荷されたときに早期に降伏（塑性変形）することにより、地震等のエネルギーを吸収し安全性を確保する考え方がある。しかし一度降伏した場合に、当該箇所を交換しなければならなくなるため、経済的には好ましくない。よって、地震などがあっても変形しない鋼材を使用することにより、安全性および経済性を確保する考え方がある。この場合、鋼材には高い降伏強度が求められる。
地震などにより構造物に荷重が負荷されたときに早期に降伏（塑性変形）することにより、地震等のエネルギーを吸収し安全性を確保する考え方がある。しかし一度降伏した場合に、当該箇所を交換しなければならなくなるため、経済的には好ましくない。よって、地震などがあっても変形しない鋼材を使用することにより、安全性および経済性を確保する考え方がある。この場合、鋼材には高い降伏強度が求められる。
（ｃ）溶接継手部の高靭性
溶接構造物において、溶接継手部は応力集中が生じやすい形状となっているため、亀裂が発生しやすい。安全性確保の観点から、亀裂の発生進展を防止するため、溶接継手部の特に熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ、以下「ＨＡＺ」ということがある）の低温靭性が優れていることが要求される。また、溶接施工面から、溶接割れを安定して抑制する必要がある。
溶接構造物において、溶接継手部は応力集中が生じやすい形状となっているため、亀裂が発生しやすい。安全性確保の観点から、亀裂の発生進展を防止するため、溶接継手部の特に熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ、以下「ＨＡＺ」ということがある）の低温靭性が優れていることが要求される。また、溶接施工面から、溶接割れを安定して抑制する必要がある。
上記特許文献１は、耐食性を確保した鋼材が示されているが、ＨＡＺ靭性を確保するための合金元素添加量の管理手段や、高い降伏強度を達成するための製造条件については一切規定されていない。また特許文献２は、耐震性の観点から、塑性変形能を確保するために低降伏比を図っている。具体的には、ＭＡ（島状マルテンサイト）をある一定分率生成させて、降伏強度の低減を図っている。つまり特許文献２は、上記（ｂ）高降伏強度を達成する技術ではない。
以上の通り、上記（ａ）〜（ｃ）の要求特性を全て満たすものは実現されていない。本発明は、この様な事情に鑑みてなされたものであり、上記（ａ）〜（ｃ）の要求特性を全て満たす、溶接構造物の安全性確保とメンテナンスフリーに寄与する厚鋼板を提供することを目的とする。また本発明は、更に、前記厚鋼板の製造方法、および前記厚鋼板を用いて得られる溶接構造物を提供することを目的とする。
態様１は、成分組成が、
Ｃ ：０．０３〜０．０５質量％、
Ｓｉ：０．１５〜０．５５質量％、
Ｍｎ：１．４０〜１．９０質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．０２０質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．００６質量％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．０７質量％、
Ｃｕ：０．３０〜０．５０質量％、
Ｎｉ：０．１０〜０．３０質量％、
Ｃｒ：０．４５〜０．７５質量％、
Ｎｂ：０．０１５〜０．０５０質量％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０３０質量％、
Ｂ ：０質量％以上、０．０００７質量％以下、
Ｎ ：０．００１０〜０．０１００質量％、および
Ｃａ：０．０００３〜０．００６０質量％を満たし、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、降伏強度が５００ＭＰａ以上、母材の全組織に占める島状マルテンサイト（ＭＡ）の分率が４．０面積％以下であり、かつ
下記式（１）で表されるＰｍが１．０以上、２．３以下であると共に、下記式（２）で表されるＰｃｍが０．２００質量％以下の厚鋼板である。
Ｐｍ＝（５０×［Ｃ］）２×（１．２×［Ｓｉ］＋１）×｛０．３×（［Ｍｎ］−１．４）｝×（０．３×［Ｃｕ］＋１）×（０．２５×［Ｎｉ］＋１）×（１．２×［Ｃｒ］＋１）×（３０×［Ｍｏ］＋１）×（２．７５×［Ｖ］＋１）×（１００×［Ｂ］＋１）×（３×［Ｎｂ］＋１） …（１）
Ｐｃｍ［質量％］＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］ …（２）
ただし、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｂ］および［Ｎｂ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、ＢおよびＮｂの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
Ｃ ：０．０３〜０．０５質量％、
Ｓｉ：０．１５〜０．５５質量％、
Ｍｎ：１．４０〜１．９０質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．０２０質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．００６質量％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．０７質量％、
Ｃｕ：０．３０〜０．５０質量％、
Ｎｉ：０．１０〜０．３０質量％、
Ｃｒ：０．４５〜０．７５質量％、
Ｎｂ：０．０１５〜０．０５０質量％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０３０質量％、
Ｂ ：０質量％以上、０．０００７質量％以下、
Ｎ ：０．００１０〜０．０１００質量％、および
Ｃａ：０．０００３〜０．００６０質量％を満たし、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、降伏強度が５００ＭＰａ以上、母材の全組織に占める島状マルテンサイト（ＭＡ）の分率が４．０面積％以下であり、かつ
下記式（１）で表されるＰｍが１．０以上、２．３以下であると共に、下記式（２）で表されるＰｃｍが０．２００質量％以下の厚鋼板である。
Ｐｍ＝（５０×［Ｃ］）２×（１．２×［Ｓｉ］＋１）×｛０．３×（［Ｍｎ］−１．４）｝×（０．３×［Ｃｕ］＋１）×（０．２５×［Ｎｉ］＋１）×（１．２×［Ｃｒ］＋１）×（３０×［Ｍｏ］＋１）×（２．７５×［Ｖ］＋１）×（１００×［Ｂ］＋１）×（３×［Ｎｂ］＋１） …（１）
Ｐｃｍ［質量％］＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］ …（２）
ただし、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｂ］および［Ｎｂ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、ＢおよびＮｂの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
態様２は、更に、Ｍｏ：０質量％超、０．３０質量％以下と、Ｖ：０質量％超、０．１０質量％以下のうちの少なくとも１種の元素を含む態様１に記載の厚鋼板である。
態様３は、溶接入熱が１０ｋＪ／ｍｍのサブマージアーク溶接を施して溶接継手部を形成したときに、該溶接継手部における溶接熱影響部の全組織に占めるＭＡの分率が４．４面積％以下である態様１または２に記載の厚鋼板である。
態様４は、溶接継手部と非溶接部を有する溶接構造物であって、前記非溶接部は、態様１〜３のいずれかに記載の厚鋼板からなり、前記溶接継手部における溶接熱影響部の全組織に占めるＭＡの分率が４．４面積％以下である溶接構造物である。
態様５は、態様１〜３のいずれかに記載の厚鋼板を製造する方法であって、
態様１または２に記載の成分組成を有する鋼片を、９００〜１２５０℃に加熱する工程と、
前記加熱後の熱間圧延工程と、
前記熱間圧延後の焼戻し工程を含み、
前記熱間圧延工程では、表面温度が下記式（３）により求められるＡｒ３変態点〜９５０℃の温度域で、累積圧下率が２０％以上となる圧延を行い、かつ表面温度が６５０〜９００℃の温度域で仕上げ圧延を行い、熱間圧延後、仕上圧延温度〜（仕上圧延温度−１５０℃）の冷却開始温度から、室温〜６８０℃の冷却停止温度までを、平均冷却速度０．５℃／ｓ以上で冷却し、
前記焼戻し工程では、４００℃から下記式（４）により求められるＡｃ１変態点までの温度域で焼戻しを行う厚鋼板の製造方法である。
Ａｒ３変態点＝９１０−３１０×［Ｃ］−８０×［Ｍｎ］−２０×［Ｃｕ］−１５×［Ｃｒ］−５５×［Ｎｉ］−８０×［Ｍｏ］ …（３）
Ａｃ１変態点＝７２３−１４×［Ｍｎ］＋２２×［Ｓｉ］−１４．４×［Ｎｉ］＋２３．３×［Ｃｒ］ …（４）
ただし、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｍｏ］および［Ｓｉ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、ＭｏおよびＳｉの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
態様１または２に記載の成分組成を有する鋼片を、９００〜１２５０℃に加熱する工程と、
前記加熱後の熱間圧延工程と、
前記熱間圧延後の焼戻し工程を含み、
前記熱間圧延工程では、表面温度が下記式（３）により求められるＡｒ３変態点〜９５０℃の温度域で、累積圧下率が２０％以上となる圧延を行い、かつ表面温度が６５０〜９００℃の温度域で仕上げ圧延を行い、熱間圧延後、仕上圧延温度〜（仕上圧延温度−１５０℃）の冷却開始温度から、室温〜６８０℃の冷却停止温度までを、平均冷却速度０．５℃／ｓ以上で冷却し、
前記焼戻し工程では、４００℃から下記式（４）により求められるＡｃ１変態点までの温度域で焼戻しを行う厚鋼板の製造方法である。
Ａｒ３変態点＝９１０−３１０×［Ｃ］−８０×［Ｍｎ］−２０×［Ｃｕ］−１５×［Ｃｒ］−５５×［Ｎｉ］−８０×［Ｍｏ］ …（３）
Ａｃ１変態点＝７２３−１４×［Ｍｎ］＋２２×［Ｓｉ］−１４．４×［Ｎｉ］＋２３．３×［Ｃｒ］ …（４）
ただし、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｍｏ］および［Ｓｉ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、ＭｏおよびＳｉの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
態様６は、態様１〜３のいずれかに記載の厚鋼板を製造する方法であって、
態様１または２に記載の成分組成を有する鋼片を、９００〜１２５０℃に加熱する工程と、前記加熱後の熱間圧延工程を含み、
前記熱間圧延工程では、表面温度が下記式（３）により求められるＡｒ３変態点〜９５０℃の温度域で、累積圧下率が２０％以上となる圧延を行い、かつ表面温度が６５０〜９００℃の温度域で仕上げ圧延を行い、熱間圧延後、仕上圧延温度未満であって（仕上圧延温度−１５０℃）以上の冷却開始温度から、２００〜４８０℃の急冷停止温度までを、平均冷却速度１２℃／ｓ以上で冷却する厚鋼板の製造方法である。
Ａｒ３変態点＝９１０−３１０×［Ｃ］−８０×［Ｍｎ］−２０×［Ｃｕ］−１５×［Ｃｒ］−５５×［Ｎｉ］−８０×［Ｍｏ］ …（３）
ただし、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］および［Ｍｏ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
態様１または２に記載の成分組成を有する鋼片を、９００〜１２５０℃に加熱する工程と、前記加熱後の熱間圧延工程を含み、
前記熱間圧延工程では、表面温度が下記式（３）により求められるＡｒ３変態点〜９５０℃の温度域で、累積圧下率が２０％以上となる圧延を行い、かつ表面温度が６５０〜９００℃の温度域で仕上げ圧延を行い、熱間圧延後、仕上圧延温度未満であって（仕上圧延温度−１５０℃）以上の冷却開始温度から、２００〜４８０℃の急冷停止温度までを、平均冷却速度１２℃／ｓ以上で冷却する厚鋼板の製造方法である。
Ａｒ３変態点＝９１０−３１０×［Ｃ］−８０×［Ｍｎ］−２０×［Ｃｕ］−１５×［Ｃｒ］−５５×［Ｎｉ］−８０×［Ｍｏ］ …（３）
ただし、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］および［Ｍｏ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
本発明によれば、優れた耐腐食性と高降伏強度を示すと共に、溶接を施したときに溶接継手部の溶接熱影響部が高靭性である厚鋼板とその製造方法、及び、前記厚鋼板を用いて得られる、溶接継手部の溶接熱影響部が高靭性である溶接構造物を提供することができる。
溶接構造物に用いられる厚鋼板には、前述の通り特性として、（ａ）優れた耐腐食性、（ｂ）高降伏強度、及び（ｃ）溶接継手部の高靭性が求められる。個々の特性を改善する知見はあるが、（ａ）〜（ｃ）の特性はトレードオフの関係にあるため、これら（ａ）〜（ｃ）を併せて実現することは難しい。そこで本発明者らは、前記（ａ）〜（ｃ）の要求特性を全て満たすべく鋭意検討した。
まず成分組成において、前記（ａ）優れた耐腐食性はＣｕ，Ｎｉ及びＣｒを含有させることにより実現できる。Ｃｕ，Ｎｉ及びＣｒを添加することにより、鋼材表面に保護性の錆が生成し、それ以降の腐食進展を抑制する効果があることが知られている。そのため、ＪＩＳ規格（ＪＩＳ Ｇ ３１１４）ではＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒを所定量添加することが規定されている。
次に、前記（ｂ）高降伏強度を達成するための手段について検討する。上記Ｃｕ，Ｎｉ及びＣｒと共に、その他の焼入れ性向上元素（Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｖ，Ｂ，Ｎｂ等）を添加することにより、焼入れ性を向上させて母材強度を高めることが考えられる。しかし、これら焼入れ性向上元素の添加により、ＭＡ（島状マルテンサイト）などの硬質第二相が生成しやすい。この硬質第二相の周囲の組織に可動転位が導入され、外力が負荷されたとき、当該可動転位は容易に移動することから、塑性変形が早期に起こりやすい。つまり降伏強度が低下しやすく、上記（ｂ）高降伏強度を達成できないという問題がある。さらにこれらの元素の添加は、溶接継手部の熱影響部においてもＭＡの生成を助長させ、脆性破壊の原因となり、（ｃ）溶接継手部の高靭性を達成できないという問題がある。
よって、Ｃｕ，Ｎｉ及びＣｒと共に、その他の焼入れ性向上元素（Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｖ，Ｂ，Ｎｂ等）を添加するときに、（ｂ）高降伏強度と（ｃ）溶接継手部の高靭性を達成するため、厚鋼板（母材）と溶接継手部のＨＡＺにおいて、ＭＡの生成を抑制する必要があること、具体的に、厚鋼板の全組織に占めるＭＡの分率（以下、単に「ＭＡ分率」ということがある）を４．０面積％以下とし、ＨＡＺの全組織に占めるＭＡの分率を４．４面積％以下とする必要があることをまず見出した。
そして、これらＭＡ低減を実現させるには、成分組成において、後記する式（１）で算出されるＰｍを１．０以上、２．３以下に制御し、かつ厚鋼板の製造工程において、特に圧延後に所定の条件で焼戻しを行うか、圧延後の冷却条件を制御する必要があることを見出した。以下では、本発明の厚鋼板の鋼組織、所定の式（１）を含めた成分組成、厚鋼板の製造方法、及び溶接構造物について順に説明する。
１．厚鋼板の鋼組織
ＭＡは、前述の通り硬質な組織であり、ＭＡを低減することによって可動転位が低減する。その結果、外力が付加されたときに塑性変形が起こりにくくなり、降伏強度が上昇する。本発明では、厚鋼板（母材）の全組織に占めるＭＡの分率を４．０面積％以下とする。前記ＭＡの分率は、好ましくは３．８面積％以下、より好ましくは３．６面積％以下である。前記ＭＡの分率は低ければ低いほど好ましく、最も好ましくは０面積％である。
ＭＡは、前述の通り硬質な組織であり、ＭＡを低減することによって可動転位が低減する。その結果、外力が付加されたときに塑性変形が起こりにくくなり、降伏強度が上昇する。本発明では、厚鋼板（母材）の全組織に占めるＭＡの分率を４．０面積％以下とする。前記ＭＡの分率は、好ましくは３．８面積％以下、より好ましくは３．６面積％以下である。前記ＭＡの分率は低ければ低いほど好ましく、最も好ましくは０面積％である。
図１は、後記する実施例のデータを用いて得た、厚鋼板（母材）のＭＡ分率と降伏強度（ＹＳ，ＹＰ）との関係を示すグラフである。この図１から、所望の降伏強度を得るには、母材のＭＡ分率を４．０面積％以下とすればよいことがわかる。
上記ＭＡ以外の組織については特に限定されない。ＭＡ以外の組織としてフェライト、パーライト、ベイナイト等が挙げられる。本発明の厚鋼板の一形態として、全組織に占めるフェライト、パーライト、及びベイナイトの合計の割合が９０面積％以上であることが挙げられる。
２．成分組成
本発明の厚鋼板の成分組成において、下記式（１）で算出されるＰｍを１．０以上、２．３以下に制御する。
Ｐｍ＝（５０×［Ｃ］）２×（１．２×［Ｓｉ］＋１）×｛０．３×（［Ｍｎ］−１．４）｝×（０．３×［Ｃｕ］＋１）×（０．２５×［Ｎｉ］＋１）×（１．２×［Ｃｒ］＋１）×（３０×［Ｍｏ］＋１）×（２．７５×［Ｖ］＋１）×（１００×［Ｂ］＋１）×（３×［Ｎｂ］＋１） …（１）
ただし、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｂ］および［Ｎｂ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、ＢおよびＮｂの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
本発明の厚鋼板の成分組成において、下記式（１）で算出されるＰｍを１．０以上、２．３以下に制御する。
Ｐｍ＝（５０×［Ｃ］）２×（１．２×［Ｓｉ］＋１）×｛０．３×（［Ｍｎ］−１．４）｝×（０．３×［Ｃｕ］＋１）×（０．２５×［Ｎｉ］＋１）×（１．２×［Ｃｒ］＋１）×（３０×［Ｍｏ］＋１）×（２．７５×［Ｖ］＋１）×（１００×［Ｂ］＋１）×（３×［Ｎｂ］＋１） …（１）
ただし、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｂ］および［Ｎｂ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、ＢおよびＮｂの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
上記式（１）は、次の通り見出した。耐腐食性確保の観点から、上述の通り耐候性元素であるＣｕ，Ｎｉ及びＣｒの含有量を制御する必要がある。さらに降伏強度の向上とＨＡＺにおけるＭＡ生成に影響する元素として、上記Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒだけでなく、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｖ，Ｂ，Ｎｂを制御する必要がある。本発明者らは、これらの元素の降伏強度向上能とＨＡＺにおけるＭＡ生成能を考慮して各元素の係数を定め、上記式（１）を設定するに至った。
上記Ｐｍが大きいほど降伏強度は高くなりやすい。本発明では、Ｐｍを１．０以上とし、かつ後記する製造条件の通り、焼戻しの条件または熱間圧延後の冷却条件を制御し、厚鋼板のＭＡ分率を４．０面積％以下に抑えることによって、上記（ｂ）高降伏強度を確保する。一方、Ｐｍが大きくなりすぎると、溶接構造物において、ＨＡＺのＭＡ分率が高くなりＨＡＺ靭性が劣化する。よって、本発明では前記Ｐｍを２．３以下とし、後記するとおりＨＡＺのＭＡ分率を４．４面積％以下に抑えることによって、（ｃ）溶接継手部の高靭性を確保する。
図２は、後記する実施例のデータを用いて得た、ＰｍとＨＡＺのＭＡ分率の関係を示すグラフである。この図２から、ＨＡＺのＭＡ分率を４．４面積％以下に抑えるには、上記Ｐｍを２．３以下とすればよいことがわかる。
また図３は、後記する実施例のデータを用いて得た、Ｐｍと降伏強度（ＹＳ，ＹＰ）との関係を示すグラフである。この図３において、黒丸は、母材のＭＡ分率が４．０面積％以下に抑えられた例であり、白四角は、後記する製造条件の通り、焼戻し条件または圧延後の冷却条件を制御していないため、母材のＭＡ分率が４．０面積％を超えた例である。この図３から、５００ＭＰａ以上の降伏強度を得るには、上記Ｐｍを１．０以上にすると共に、後記する製造条件の通り、焼戻し条件または圧延後の冷却条件を制御する必要があることがわかる。
前記Ｐｍは、好ましくは１．２以上、より好ましくは１．４以上であり、好ましくは２．１以下、より好ましくは１．９以下である。
更に本発明では、下記式（２）で表されるＰｃｍを０．２００質量％以下とすることで、溶接割れを安定して抑制する。
Ｐｃｍ［質量％］＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］ …（２）
ただし、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］および［Ｂ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
Ｐｃｍ［質量％］＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］ …（２）
ただし、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］および［Ｂ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
前記Ｐｃｍは溶接割れ感受性組成と呼ばれ、板厚が例えば１００ｍｍと厚肉で拘束度が大きい鋼板においても、溶接割れを安定して抑制するため、前記Ｐｃｍを０．２００質量％以下とする。前記Ｐｃｍは好ましくは０．１９０質量％以下である。Ｐｃｍは小さいほど好ましいが、本発明で規定する成分組成を考慮すると、Ｐｃｍの下限はおおよそ０．１４質量％となる。
（ａ）優れた耐腐食性を確保すると共に、特に上記Ｐｍと製法の制御による（ｂ）高降伏強度と（ｃ）溶接継手部の高靭性の確保を実現させるため、各元素の範囲を下記の通りとする。
［Ｃ：０．０３〜０．０５質量％］
Ｃは、鋼板の強度を高める効果があるが、硬質相を増加させ延性を劣化させる元素でもある。高強度を確保するため、Ｃ量は０．０３質量％以上とする。Ｃ量は、好ましくは０．０３２質量％以上、より好ましくは０．０３４質量％以上である。一方、硬質相の増加を抑えて延性を確保するため、Ｃ量は０．０５質量％以下とする。Ｃ量は、好ましくは０．０４８質量％以下、より好ましくは０．０４６質量％以下である。
Ｃは、鋼板の強度を高める効果があるが、硬質相を増加させ延性を劣化させる元素でもある。高強度を確保するため、Ｃ量は０．０３質量％以上とする。Ｃ量は、好ましくは０．０３２質量％以上、より好ましくは０．０３４質量％以上である。一方、硬質相の増加を抑えて延性を確保するため、Ｃ量は０．０５質量％以下とする。Ｃ量は、好ましくは０．０４８質量％以下、より好ましくは０．０４６質量％以下である。
［Ｓｉ：０．１５〜０．５５質量％］
Ｓｉは、固溶強化により高強度を確保するために必要な元素である。この作用を有効に発揮させるため、Ｓｉ量は０．１５質量％以上とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．１６質量％以上、より好ましくは０．１７質量％以上である。しかし、Ｓｉ量が過剰になるとＭＡが生成しやすくなる。ＭＡの生成を抑えて上記（ｂ）及び（ｃ）の特性を確保するため、Ｓｉ量は０．５５質量％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．４０質量％以下、より好ましくは０．３０質量％以下である。
Ｓｉは、固溶強化により高強度を確保するために必要な元素である。この作用を有効に発揮させるため、Ｓｉ量は０．１５質量％以上とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．１６質量％以上、より好ましくは０．１７質量％以上である。しかし、Ｓｉ量が過剰になるとＭＡが生成しやすくなる。ＭＡの生成を抑えて上記（ｂ）及び（ｃ）の特性を確保するため、Ｓｉ量は０．５５質量％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．４０質量％以下、より好ましくは０．３０質量％以下である。
［Ｍｎ：１．４０〜１．９０質量％］
Ｍｎは、焼入れ性を向上させ、強度と靭性を確保する上で有効な元素である。こうした効果を発揮させるため、Ｍｎを１．４０質量％以上含有させる。Ｍｎ量は、好ましくは１．４５質量％以上、より好ましくは１．５０質量％以上である。しかしながらＭｎを過剰に含有させると、ＨＡＺにＭＡが生成しやすくなり溶接性などの劣化を招く。よって本発明ではＭｎ量を１．９０質量％以下とする。Ｍｎ量は、好ましくは１．８５質量％以下、より好ましくは１．８０質量％以下である。
Ｍｎは、焼入れ性を向上させ、強度と靭性を確保する上で有効な元素である。こうした効果を発揮させるため、Ｍｎを１．４０質量％以上含有させる。Ｍｎ量は、好ましくは１．４５質量％以上、より好ましくは１．５０質量％以上である。しかしながらＭｎを過剰に含有させると、ＨＡＺにＭＡが生成しやすくなり溶接性などの劣化を招く。よって本発明ではＭｎ量を１．９０質量％以下とする。Ｍｎ量は、好ましくは１．８５質量％以下、より好ましくは１．８０質量％以下である。
［Ｐ：０質量％超、０．０２０質量％以下］
Ｐは、母材と溶接部の靭性に悪影響を及ぼす不可避的不純物である。こうした不都合を招かないように、その含有量を０．０２０質量％以下に抑制する。Ｐ量は、好ましくは０．０１９質量％以下、より好ましくは０．０１８質量％以下である。尚、工業上０質量％にすることは困難であり、下限は０．００２質量％程度である。
Ｐは、母材と溶接部の靭性に悪影響を及ぼす不可避的不純物である。こうした不都合を招かないように、その含有量を０．０２０質量％以下に抑制する。Ｐ量は、好ましくは０．０１９質量％以下、より好ましくは０．０１８質量％以下である。尚、工業上０質量％にすることは困難であり、下限は０．００２質量％程度である。
［Ｓ：０質量％超、０．００６質量％以下］
Ｓは、靭性や鋼板の板厚方向の延性に悪影響を及ぼす不可避的不純物であり、少ない方が好ましい。こうした観点から、Ｓ量は０．００６質量％以下に抑制する。Ｓ量は、より好ましくは０．００３質量％以下、さらに好ましくは０．００１質量％以下である。
Ｓは、靭性や鋼板の板厚方向の延性に悪影響を及ぼす不可避的不純物であり、少ない方が好ましい。こうした観点から、Ｓ量は０．００６質量％以下に抑制する。Ｓ量は、より好ましくは０．００３質量％以下、さらに好ましくは０．００１質量％以下である。
［Ａｌ：０．０１〜０．０７質量％］
Ａｌは、脱酸に必要な元素であるとともに、鋼中のＮを固定して、固溶Ｎによる母材靭性劣化を防ぐ効果もある。このような効果を発揮させるため、Ａｌ量を０．０１質量％以上含有させる。Ａｌ量は、好ましくは０．０１５質量％以上、より好ましくは０．０２０質量％以上である。一方、Ａｌ量が過剰になると、アルミナ系の粗大な介在物が形成しやすく、母材靭性の確保が困難になる。よって本発明では、Ａｌ量は０．０７質量％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０６５質量％以下、より好ましくは０．０５０質量％以下である。
Ａｌは、脱酸に必要な元素であるとともに、鋼中のＮを固定して、固溶Ｎによる母材靭性劣化を防ぐ効果もある。このような効果を発揮させるため、Ａｌ量を０．０１質量％以上含有させる。Ａｌ量は、好ましくは０．０１５質量％以上、より好ましくは０．０２０質量％以上である。一方、Ａｌ量が過剰になると、アルミナ系の粗大な介在物が形成しやすく、母材靭性の確保が困難になる。よって本発明では、Ａｌ量は０．０７質量％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０６５質量％以下、より好ましくは０．０５０質量％以下である。
［Ｃｕ：０．３０〜０．５０質量％］
Ｃｕは、スケール層を緻密化し防食性を高める作用を発揮することで耐候性を向上させる元素である。また強度確保のためにも必要な元素である。これらの作用を有効に発揮させるため、Ｃｕ量は０．３０質量％以上とする必要がある。Ｃｕ量は、好ましくは０．３１質量％以上、より好ましくは０．３２質量％以上である。しかし、Ｃｕ量が過剰となると析出により延性を低下させるだけでなく、焼入れ性が過剰となり熱間加工時に割れなどが生じやすくなる。よってＣｕ量は、０．５０質量％以下とする必要がある。Ｃｕ量は、好ましくは０．４５質量％以下、より好ましくは０．４４質量％以下、更に好ましくは０．４３質量％以下である。
Ｃｕは、スケール層を緻密化し防食性を高める作用を発揮することで耐候性を向上させる元素である。また強度確保のためにも必要な元素である。これらの作用を有効に発揮させるため、Ｃｕ量は０．３０質量％以上とする必要がある。Ｃｕ量は、好ましくは０．３１質量％以上、より好ましくは０．３２質量％以上である。しかし、Ｃｕ量が過剰となると析出により延性を低下させるだけでなく、焼入れ性が過剰となり熱間加工時に割れなどが生じやすくなる。よってＣｕ量は、０．５０質量％以下とする必要がある。Ｃｕ量は、好ましくは０．４５質量％以下、より好ましくは０．４４質量％以下、更に好ましくは０．４３質量％以下である。
［Ｎｉ：０．１０〜０．３０質量％］
Ｎｉは、焼入れ性を向上させる効果があると同時に、Ｃｕ添加により生じやすくなる熱間加工時の割れを抑制する効果がある。このような効果を発揮させるため、Ｎｉ量を０．１０質量％以上含有させる必要がある。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．１１質量％以上、より好ましくは０．１２質量％以上である。しかし、Ｎｉを過剰に含有させると焼入れ性が過剰となり、上記（ｂ）及び（ｃ）の特性が得られない。よって、Ｎｉ量は０．３０質量％以下とする。Ｎｉ量は、好ましくは０．２９質量％以下、より好ましくは０．２８質量％以下である。
Ｎｉは、焼入れ性を向上させる効果があると同時に、Ｃｕ添加により生じやすくなる熱間加工時の割れを抑制する効果がある。このような効果を発揮させるため、Ｎｉ量を０．１０質量％以上含有させる必要がある。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．１１質量％以上、より好ましくは０．１２質量％以上である。しかし、Ｎｉを過剰に含有させると焼入れ性が過剰となり、上記（ｂ）及び（ｃ）の特性が得られない。よって、Ｎｉ量は０．３０質量％以下とする。Ｎｉ量は、好ましくは０．２９質量％以下、より好ましくは０．２８質量％以下である。
［Ｃｒ：０．４５〜０．７５質量％］
Ｃｒは、スケール層を緻密化し防食性を高める作用を発揮することで耐候性を向上させる元素である。また強度確保のためにも必要な元素である。これらの作用を有効に発揮させるため、Ｃｒ量は０．４５質量％以上とする必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは０．４６質量％以上、より好ましくは０．４７質量％以上である。しかし、Ｃｒを過剰に含有させると焼入れ性が過剰となり、所望とする上記（ｂ）及び（ｃ）の特性が得られない。よって、Ｃｒ量は０．７５質量％以下とする。Ｃｒ量は、好ましくは０．７０質量％以下、より好ましくは０．５５質量％以下である。
Ｃｒは、スケール層を緻密化し防食性を高める作用を発揮することで耐候性を向上させる元素である。また強度確保のためにも必要な元素である。これらの作用を有効に発揮させるため、Ｃｒ量は０．４５質量％以上とする必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは０．４６質量％以上、より好ましくは０．４７質量％以上である。しかし、Ｃｒを過剰に含有させると焼入れ性が過剰となり、所望とする上記（ｂ）及び（ｃ）の特性が得られない。よって、Ｃｒ量は０．７５質量％以下とする。Ｃｒ量は、好ましくは０．７０質量％以下、より好ましくは０．５５質量％以下である。
［Ｎｂ：０．０１５〜０．０５０質量％］
Ｎｂは、炭化物、炭窒化物を形成して強度を向上させるのに有効な元素である。このような効果を得るには、Ｎｂ量を０．０１５質量％以上含有させる必要がある。Ｎｂ量は、好ましくは０．０１６質量％以上、より好ましくは０．０１７質量％以上である。一方、Ｎｂが過剰に含まれるとＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｎｂ量は０．０５０質量％以下とする必要がある。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０４９質量％以下、より好ましくは０．０４８質量％以下である。
Ｎｂは、炭化物、炭窒化物を形成して強度を向上させるのに有効な元素である。このような効果を得るには、Ｎｂ量を０．０１５質量％以上含有させる必要がある。Ｎｂ量は、好ましくは０．０１６質量％以上、より好ましくは０．０１７質量％以上である。一方、Ｎｂが過剰に含まれるとＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｎｂ量は０．０５０質量％以下とする必要がある。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０４９質量％以下、より好ましくは０．０４８質量％以下である。
［Ｔｉ：０．００３〜０．０３０質量％］
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、熱間圧延前の加熱時におけるオーステナイト粒、即ちγ粒の粗大化を防止し、母材靭性の向上に寄与する元素である。また、鋼中のＮを固定して、固溶Ｎによる母材靭性の劣化を防ぐ効果もある。これらの効果を発揮させるには、Ｔｉを０．００３質量％以上含有させる必要がある。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００４質量％以上、より好ましくは０．００５質量％以上である。一方、Ｔｉ量が過剰になると、ＴｉＮが粗大化して母材靭性が劣化するので、０．０３０質量％以下とする必要がある。Ｔｉ量は、好ましくは０．０２０質量％以下、より好ましくは０．０１５質量％以下である。
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、熱間圧延前の加熱時におけるオーステナイト粒、即ちγ粒の粗大化を防止し、母材靭性の向上に寄与する元素である。また、鋼中のＮを固定して、固溶Ｎによる母材靭性の劣化を防ぐ効果もある。これらの効果を発揮させるには、Ｔｉを０．００３質量％以上含有させる必要がある。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００４質量％以上、より好ましくは０．００５質量％以上である。一方、Ｔｉ量が過剰になると、ＴｉＮが粗大化して母材靭性が劣化するので、０．０３０質量％以下とする必要がある。Ｔｉ量は、好ましくは０．０２０質量％以下、より好ましくは０．０１５質量％以下である。
［Ｂ：０質量％以上、０．０００７質量％以下］
Ｂの含有量が過剰になると焼入れ性が過剰となるため、上記（ｂ）と（ｃ）の特性が得られない。よってＢ量は、０．０００７質量％以下とする。Ｂ量は好ましくは０．０００５質量％以下、より好ましくは０．０００３質量％以下である。
Ｂの含有量が過剰になると焼入れ性が過剰となるため、上記（ｂ）と（ｃ）の特性が得られない。よってＢ量は、０．０００７質量％以下とする。Ｂ量は好ましくは０．０００５質量％以下、より好ましくは０．０００３質量％以下である。
［Ｎ：０．００１０〜０．０１００質量％］
Ｎは、ＴｉＮ、ＡｌＮを生成し、熱間圧延前の加熱時、および溶接時におけるγ粒の粗大化を防止し、母材靭性やＨＡＺ靭性を向上させるのに有効な元素である。Ｎの含有量が０．００１０質量％未満であると、上記ＴｉＮ等が不足し、上記γ粒が粗大になり、母材靭性が劣化する。よってＮ量は０．００１０質量％以上とする必要がある。Ｎ量は、好ましくは０．００１２質量％以上であり、より好ましくは０．００１４質量％以上である。一方、Ｎ量が０．０１００質量％を超えて過剰になると、固溶Ｎの増大により、母材靭性とＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼす。よって、Ｎ量は０．０１００質量％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．００８０質量％以下、より好ましくは０．００７０質量％以下である。Ｎ量は、更に０．００６０質量％以下、より更には０．００５０質量％以下とすることもできる。
Ｎは、ＴｉＮ、ＡｌＮを生成し、熱間圧延前の加熱時、および溶接時におけるγ粒の粗大化を防止し、母材靭性やＨＡＺ靭性を向上させるのに有効な元素である。Ｎの含有量が０．００１０質量％未満であると、上記ＴｉＮ等が不足し、上記γ粒が粗大になり、母材靭性が劣化する。よってＮ量は０．００１０質量％以上とする必要がある。Ｎ量は、好ましくは０．００１２質量％以上であり、より好ましくは０．００１４質量％以上である。一方、Ｎ量が０．０１００質量％を超えて過剰になると、固溶Ｎの増大により、母材靭性とＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼす。よって、Ｎ量は０．０１００質量％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．００８０質量％以下、より好ましくは０．００７０質量％以下である。Ｎ量は、更に０．００６０質量％以下、より更には０．００５０質量％以下とすることもできる。
［Ｃａ：０．０００３〜０．００６０質量％］
Ｃａは、ＭｎＳの球状化に寄与し、母材靭性や板厚方向の延性の改善に有効な元素である。このような効果を発揮させるため、Ｃａ量を０．０００３質量％以上とする。Ｃａ量は、好ましくは０．０００５質量％以上、より好ましくは０．０００７質量％以上、更に好ましくは０．０００９質量％以上である。一方、介在物の粗大化を抑制して母材靭性を確保するため、Ｃａ量を０．００６０質量％以下とする。好ましくは０．００５０質量％以下、より好ましくは０．００４０質量％以下である。Ｃａ量は、更に０．００３０質量％以下、より更には０．００２０質量％以下とすることもできる。
Ｃａは、ＭｎＳの球状化に寄与し、母材靭性や板厚方向の延性の改善に有効な元素である。このような効果を発揮させるため、Ｃａ量を０．０００３質量％以上とする。Ｃａ量は、好ましくは０．０００５質量％以上、より好ましくは０．０００７質量％以上、更に好ましくは０．０００９質量％以上である。一方、介在物の粗大化を抑制して母材靭性を確保するため、Ｃａ量を０．００６０質量％以下とする。好ましくは０．００５０質量％以下、より好ましくは０．００４０質量％以下である。Ｃａ量は、更に０．００３０質量％以下、より更には０．００２０質量％以下とすることもできる。
本発明の厚鋼板の基本成分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。不可避的不純物は、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素であり、例えばＯ、Ｓｂ等が挙げられる。なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避的不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避的不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
本発明の厚鋼板は、必要に応じて下記元素を更に含有させても良い。
［Ｍｏ：０質量％超、０．３０質量％以下と、Ｖ：０質量％超、０．１０質量％以下のうちの少なくとも１種の元素］
Ｍｏは、焼入れ性を高めるとともに、鋼中で炭化物を生成しやすい元素である。この効果を得るには、Ｍｏ量を０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０５質量％以上、更に好ましくは０．１０質量％以上である。しかし、Ｍｏが過剰に含まれると焼入れ性が過剰となり、結果として耐溶接割れ性が劣化するので、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ量は０．３０質量％以下とすることが好ましい。Ｍｏ量はより好ましくは０．２５質量％以下である。
Ｍｏは、焼入れ性を高めるとともに、鋼中で炭化物を生成しやすい元素である。この効果を得るには、Ｍｏ量を０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０５質量％以上、更に好ましくは０．１０質量％以上である。しかし、Ｍｏが過剰に含まれると焼入れ性が過剰となり、結果として耐溶接割れ性が劣化するので、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ量は０．３０質量％以下とすることが好ましい。Ｍｏ量はより好ましくは０．２５質量％以下である。
Ｖは、炭化物、窒化物を形成して強度を向上させると共に、焼入れ性を高めるのに有効な元素である。この効果を得るには、Ｖ量を０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０１質量％以上、更に好ましくは０．０５質量％以上である。しかし、Ｖが過剰に含まれると、焼入れ性が過剰となるため、上記（ｂ）と（ｃ）の特性が得られない。よって、Ｖを含有する場合、Ｖ量は０．１０質量％以下とすることが好ましい。
本発明の厚鋼板は、板厚が例えば６〜１００ｍｍであることが挙げられる。
上記特性を有する本発明の厚鋼板は、造船、建築、橋梁、海洋構造物等の溶接構造物に好適に使用される。本発明の厚鋼板を前記溶接構造物に用いれば、前記溶接構造物の安全性確保とメンテナンスフリーを実現できる。
３．製造方法
次に本発明に係る厚鋼板の製造方法について説明する。
本発明者らは、所定の成分組成を有する鋼片に、後述する熱間圧延を行い、その後に後述する焼戻しを行うか、前記熱間圧延後の冷却条件を制御することによって、上述の所望の鋼組織を有し、その結果、上述の所望の特性を有する厚鋼板が得られることを見出した。
次に本発明に係る厚鋼板の製造方法について説明する。
本発明者らは、所定の成分組成を有する鋼片に、後述する熱間圧延を行い、その後に後述する焼戻しを行うか、前記熱間圧延後の冷却条件を制御することによって、上述の所望の鋼組織を有し、その結果、上述の所望の特性を有する厚鋼板が得られることを見出した。
本発明に係る厚鋼板は、下記の製造方法Ｉまたは製造方法ＩＩによる。
（製造方法Ｉ）
前記成分組成を有する鋼片を、９００〜１２５０℃に加熱する工程と、前記加熱後の熱間圧延工程と、前記熱間圧延後の焼戻し工程を含み、前記熱間圧延工程では、表面温度が下記式（３）により求められるＡｒ３変態点〜９５０℃の温度域で、累積圧下率が２０％以上となる圧延を行い、かつ表面温度が６５０〜９００℃の温度域で仕上げ圧延を行い、熱間圧延後、仕上圧延温度〜（仕上圧延温度−１５０℃）の冷却開始温度から、室温〜６８０℃の冷却停止温度までを、平均冷却速度０．５℃／ｓ以上で冷却し、前記焼戻し工程では、４００℃から下記式（４）により求められるＡｃ１変態点までの温度域で焼戻しを行う。
（製造方法ＩＩ）
前記成分組成を有する鋼片を、９００〜１２５０℃に加熱する工程と、前記加熱後の熱間圧延工程を含み、前記熱間圧延工程では、表面温度が下記式（３）により求められるＡｒ３変態点〜９５０℃の温度域で、累積圧下率が２０％以上となる圧延を行い、かつ表面温度が６５０〜９００℃の温度域で仕上げ圧延を行い、熱間圧延後、仕上圧延温度未満であって（仕上圧延温度−１５０℃）以上の冷却開始温度から、２００〜４８０℃の急冷停止温度までを、平均冷却速度１２℃／ｓ以上で冷却する。
Ａｒ３変態点（℃）＝９１０−３１０×［Ｃ］−８０×［Ｍｎ］−２０×［Ｃｕ］−１５×［Ｃｒ］−５５×［Ｎｉ］−８０×［Ｍｏ］ …（３）
Ａｃ１変態点（℃）＝７２３−１４×［Ｍｎ］＋２２×［Ｓｉ］−１４．４×［Ｎｉ］＋２３．３×［Ｃｒ］ …（４）
ただし、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｍｏ］および［Ｓｉ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、ＭｏおよびＳｉの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
（製造方法Ｉ）
前記成分組成を有する鋼片を、９００〜１２５０℃に加熱する工程と、前記加熱後の熱間圧延工程と、前記熱間圧延後の焼戻し工程を含み、前記熱間圧延工程では、表面温度が下記式（３）により求められるＡｒ３変態点〜９５０℃の温度域で、累積圧下率が２０％以上となる圧延を行い、かつ表面温度が６５０〜９００℃の温度域で仕上げ圧延を行い、熱間圧延後、仕上圧延温度〜（仕上圧延温度−１５０℃）の冷却開始温度から、室温〜６８０℃の冷却停止温度までを、平均冷却速度０．５℃／ｓ以上で冷却し、前記焼戻し工程では、４００℃から下記式（４）により求められるＡｃ１変態点までの温度域で焼戻しを行う。
（製造方法ＩＩ）
前記成分組成を有する鋼片を、９００〜１２５０℃に加熱する工程と、前記加熱後の熱間圧延工程を含み、前記熱間圧延工程では、表面温度が下記式（３）により求められるＡｒ３変態点〜９５０℃の温度域で、累積圧下率が２０％以上となる圧延を行い、かつ表面温度が６５０〜９００℃の温度域で仕上げ圧延を行い、熱間圧延後、仕上圧延温度未満であって（仕上圧延温度−１５０℃）以上の冷却開始温度から、２００〜４８０℃の急冷停止温度までを、平均冷却速度１２℃／ｓ以上で冷却する。
Ａｒ３変態点（℃）＝９１０−３１０×［Ｃ］−８０×［Ｍｎ］−２０×［Ｃｕ］−１５×［Ｃｒ］−５５×［Ｎｉ］−８０×［Ｍｏ］ …（３）
Ａｃ１変態点（℃）＝７２３−１４×［Ｍｎ］＋２２×［Ｓｉ］−１４．４×［Ｎｉ］＋２３．３×［Ｃｒ］ …（４）
ただし、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｍｏ］および［Ｓｉ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、ＭｏおよびＳｉの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
以下、まず製造方法Ｉの各工程について説明する。
（ｉ）鋼片の加熱工程
前記成分組成を有する鋼片を、９００〜１２５０℃に加熱する。鋼片の加熱温度を１２５０℃以下とすることでオーステナイト粒の粗大化を抑制できる。その結果、微細な結晶が得られやすく高強度を確保しやすい。加熱温度は、一方、圧延時の過度な変形抵抗の増加を抑えて熱間圧延を容易に行うため、加熱温度は９００℃以上とする。加熱温度は、好ましくは１０００℃以上、より好ましくは１０５０℃以上であり、好ましくは１２００℃以下、より好ましくは１１５０℃以下である。
（ｉ）鋼片の加熱工程
前記成分組成を有する鋼片を、９００〜１２５０℃に加熱する。鋼片の加熱温度を１２５０℃以下とすることでオーステナイト粒の粗大化を抑制できる。その結果、微細な結晶が得られやすく高強度を確保しやすい。加熱温度は、一方、圧延時の過度な変形抵抗の増加を抑えて熱間圧延を容易に行うため、加熱温度は９００℃以上とする。加熱温度は、好ましくは１０００℃以上、より好ましくは１０５０℃以上であり、好ましくは１２００℃以下、より好ましくは１１５０℃以下である。
（ｉｉ）熱間圧延工程
熱間圧延工程では、表面温度が上記式（３）により求められるＡｒ３変態点〜９５０℃の温度域で累積圧下率が２０％以上となる圧延を行い、かつ表面温度が６５０〜９００℃の温度域で仕上げ圧延を行い、熱間圧延後、仕上圧延温度〜（仕上圧延温度−１５０℃）の冷却開始温度から室温〜６８０℃の冷却停止温度までを、平均冷却速度０．５℃／ｓ以上で冷却する。
熱間圧延工程では、表面温度が上記式（３）により求められるＡｒ３変態点〜９５０℃の温度域で累積圧下率が２０％以上となる圧延を行い、かつ表面温度が６５０〜９００℃の温度域で仕上げ圧延を行い、熱間圧延後、仕上圧延温度〜（仕上圧延温度−１５０℃）の冷却開始温度から室温〜６８０℃の冷却停止温度までを、平均冷却速度０．５℃／ｓ以上で冷却する。
表面温度がＡｒ３変態点から９５０℃までの温度域は、熱間圧延時にオーステナイトが再結晶しない、いわゆる未再結晶域である。所定の母材強度と母材靭性を確保するため、この未再結晶域で累積圧下率を２０％以上確保することが必要である。これによりオーステナイトに歪を蓄積させ、熱間圧延後の冷却過程での変態核を増加させることができ、変態後の最終組織を微細化することができる。この温度域での累積圧下率は、好ましくは２５％以上、より好ましくは３０％以上である。結晶粒微細化の観点からは累積圧下率がより大きい方が好ましいが、圧延工程の生産性の観点からは、この温度域での累積圧下率を８０％以下とすることが好ましい。
仕上圧延温度は、所定の母材強度を確保するため、表面温度で６５０〜９００℃の範囲内とする。仕上圧延温度は、好ましくは６６０℃以上、より好ましくは６７０℃以上であり、好ましくは８９０℃以下、より好ましくは８８０℃以下である。
熱間圧延後、仕上圧延温度〜（仕上圧延温度−１５０℃）の冷却開始温度から、室温〜６８０℃の冷却停止温度までを、平均冷却速度０．５℃／ｓ以上で冷却する。冷却停止温度を６８０℃以下にすることによって、高い降伏強度を確保できる。前記冷却停止温度は６５０℃以下であることが好ましく、より好ましくは６３０℃以下である。また、平均冷却速度を０．５℃／ｓ以上とすることによって、高い降伏強度を確保できる。前記平均冷却速度は、好ましくは１．０℃／ｓ以上である。一方、上記平均冷却速度が１００℃／ｓを超えると、鋼板の表面部の組織は、剪断変態によりマルテンサイト主体となり、表面硬さが大きくなってしまう。よって、上記平均冷却速度の上限は、１００℃／ｓ以下であることが好ましく、より好ましくは８０℃／ｓ以下である。
前記冷却が、例えば平均冷却速度２．０℃／ｓ以下の空冷の場合は、冷却開始温度を仕上圧延温度とすることができる。平均冷却速度２．０℃／ｓ超の水冷等の場合は、冷却開始温度を、仕上圧延温度よりも低い温度であって、（仕上圧延温度−１５０℃）以上の範囲内とすることができる。
（ｉｉｉ）焼戻し工程
４００℃から上記式（４）により求められるＡｃ１変態点の範囲内の焼戻し温度で、焼戻しを行う。
上記温度域、特に焼戻し温度４００℃以上で焼戻しを行うことによって、母材のＭＡを全組織に占める面積率で４．０％以下に低減させることができる。その結果、降伏強度が向上する。上記焼戻し温度は好ましくは５００℃以上である。一方、焼戻し温度がＡｃ１変態点を超えると、組織の一部が逆変態し、その後空冷されるため、ポリゴナルフェライトが混在するようになる。その結果、強度低下を招く。また、逆変態部は組織が粗いため、靭性低下も招く。よって、焼戻し温度はＡｃ１変態点以下とする。焼戻し温度は、好ましくは７００℃以下である。
４００℃から上記式（４）により求められるＡｃ１変態点の範囲内の焼戻し温度で、焼戻しを行う。
上記温度域、特に焼戻し温度４００℃以上で焼戻しを行うことによって、母材のＭＡを全組織に占める面積率で４．０％以下に低減させることができる。その結果、降伏強度が向上する。上記焼戻し温度は好ましくは５００℃以上である。一方、焼戻し温度がＡｃ１変態点を超えると、組織の一部が逆変態し、その後空冷されるため、ポリゴナルフェライトが混在するようになる。その結果、強度低下を招く。また、逆変態部は組織が粗いため、靭性低下も招く。よって、焼戻し温度はＡｃ１変態点以下とする。焼戻し温度は、好ましくは７００℃以下である。
前記焼戻し温度は、後述する実施例に示す通り、鋼板内部の温度である。鋼板内部が前記焼戻し温度に到達してからの保持時間は特に限定されない。該保持時間は、上述の通りＭＡを消失させる観点からは長い方が好ましいが、生産性を高めたり、強度の確保を図るべく母相組織中の転位密度の維持や、過度の炭化物の析出や粗大化を抑制する観点からは、例えば１５分間以下とするのがよい。前記焼戻し温度から室温までの冷却は、特に限定されず、空冷を行うことができる。
次に、製造方法ＩＩについて説明する。下記製造方法ＩＩの説明では、前記製造方法Ｉと同じ工程については説明を省略する。この製造方法ＩＩでは、焼戻し工程を含まない。製造方法ＩＩでは熱間圧延後の冷却でＭＡの生成を抑制する。
製造方法ＩＩでは、仕上げ圧延までを、製造方法Ｉと同様の方法で行う。そして熱間圧延後、仕上圧延温度未満であって（仕上圧延温度−１５０℃）以上の冷却開始温度から、２００〜４８０℃の急冷停止温度までを、平均冷却速度１２℃／ｓ以上で冷却する。
ＭＡ生成は、未変態γへのＣ濃縮度合いに影響を受ける。上記温度域の冷却速度を高めることによって、未変態γへのＣ濃縮を抑制し、ＭＡの生成を抑える。急冷停止温度が４８０℃超えの場合、未変態γへのＣ濃縮が生じやすくＭＡ分率が上昇する。急冷停止温度は、好ましくは４５０℃以下である。一方、急冷停止温度が２００℃未満の場合、セルフ焼戻し効果が弱まり、この場合もＭＡ分率が上昇する。急冷停止温度は、好ましくは２５０℃以上である。
また、熱間圧延後、仕上圧延温度未満であって（仕上圧延温度−１５０℃）以上の冷却開始温度から前記急冷停止温度までを、平均冷却速度１２℃／ｓ以上で冷却する。前記平均冷却速度は、好ましくは１５℃／ｓ以上、より好ましくは２０℃／ｓ以上、更に好ましくは２５℃／ｓ以上である。一方、前記平均冷却速度が速すぎると、鋼板の表面部の組織が、剪断変態によりマルテンサイト主体となり、表面硬さが大きくなってしまう。よって、前記平均冷却速度は１００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
図４は、後記する実施例のデータを用いて得た、急冷停止温度と母材のＭＡ分率の関係を示すグラフである。図４において、黒丸は規定する平均冷却速度が１２℃／ｓ以上の例であり、白四角は規定する平均冷却速度が１２℃／ｓ未満の例である。この図４から、製造方法Ｉの通り焼戻し工程を設けなくても、熱間圧延後の冷却工程で、仕上圧延温度未満であって（仕上圧延温度−１５０℃）以上の冷却開始温度から、平均冷却速度１２℃／ｓ以上で、２００〜４８０℃の急冷停止温度まで冷却することによって、母材のＭＡ分率を４．０面積％以下に抑えられることがわかる。
上記急冷の方法として、例えば水冷が挙げられる。上記急冷後は、室温までを非強制冷却、例えば空冷で冷却すればよい。前記空冷では、急冷停止温度から室温までの平均冷却速度を１．０℃／ｓ未満とすることができる。
４．溶接構造物とその製造方法
本発明には、前記厚鋼板を溶接して得られる溶接構造物も含まれる。溶接構造物は、溶接継手部と非溶接部を有し、前記溶接継手部は、溶接金属と溶接熱影響部を有する。本発明の溶接構造物は、前記非溶接部が本発明に係る厚鋼板からなり、前記溶接継手部における溶接熱影響部は、その組織に占める島状マルテンサイト（ＭＡ）の割合が抑えられている。破壊の発生起点となるＭＡを低減させることで、ＨＡＺ靭性を向上できる。本発明においては、ＨＡＺのＭＡ分率が４．４面積％以下に抑えられている。
本発明には、前記厚鋼板を溶接して得られる溶接構造物も含まれる。溶接構造物は、溶接継手部と非溶接部を有し、前記溶接継手部は、溶接金属と溶接熱影響部を有する。本発明の溶接構造物は、前記非溶接部が本発明に係る厚鋼板からなり、前記溶接継手部における溶接熱影響部は、その組織に占める島状マルテンサイト（ＭＡ）の割合が抑えられている。破壊の発生起点となるＭＡを低減させることで、ＨＡＺ靭性を向上できる。本発明においては、ＨＡＺのＭＡ分率が４．４面積％以下に抑えられている。
図５は後記する実施例のデータを用いて得た、ＨＡＺのＭＡ分率と、ＨＡＺの靭性、具体的に試験温度−５℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−５）との関係を示すグラフである。この図５から、ＨＡＺの低温靭性を高める、特にはｖＥ−５を４７Ｊ以上とするには、ＨＡＺのＭＡ分率を４．４面積％以下に抑えるのがよいことがわかる。
前記ＨＡＺのＭＡ分率は、好ましくは４．２面積％以下、より好ましくは４．０面積％以下である。最も好ましくは０面積％である。上記ＭＡ以外の組織については特に限定されず、例えばフェライト、パーライト、及びベイナイト等を合計で９０面積％以上含むことが挙げられる。
前記溶接構造物の製造方法は、特に限定されず、本発明の厚鋼板を用いて、従来公知の方法で溶接すればよい。例えば、被覆アーク溶接法、マグ溶接法、ティグ溶接法、セルフシールド溶接法、サブマージアーク溶接法、エレクトロスラグ溶接法、エレクトロガスアーク溶接法など各種の溶接法を用いることができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前述および後述する趣旨に合致し得る範囲で、適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
下記表１に示す成分組成を満たす鋼材１５０ｋｇを真空溶製し、鋳造し、鋼片としてスラブを得た。そして表２−１、表２−２に示す温度で前記スラブを加熱してから、表２−１、表２−２に示す条件で熱間圧延を行い、その後、一部の例では、表２−１、表２−２に示す焼戻し温度で焼戻しを行って、仕上厚９〜１００ｍｍの厚鋼板を得た。尚、表１におけるＰｍ、Ｐｃｍ、Ａｃ１変態点、Ａｒ３変態点はそれぞれ、表１に示す成分組成を用い前述の式（１）〜（４）から求めた。
前記熱間圧延では、表面温度が９５０℃からＡｒ３変態点までの累積圧下率と仕上圧延温度を表２−１、表２−２に示す通りとした。また仕上げ圧延後の冷却を、表２−１、表２−２に示す通りとした。表２−１、表２−２において、急冷停止温度が３００℃以上の例はいずれも、該急冷停止温度から室温までを空冷（１．０℃／ｓ未満）とした。表２−１、表２−２において、冷却開始温度が「−」の例は、仕上圧延温度から空冷を行ったことを示している。また急冷停止温度が「−」である例は、空冷（平均冷却速度は表２−１、表２−２の通り）を室温まで行ったことを示している。前記焼戻しを行う場合、焼戻し時間は焼戻し温度に到達してからの保持時間として１５分とし、また焼戻し後の室温までの冷却は空冷とした。
また、ある温度域における累積圧下率は下記式で算出した。
ある温度域における累積圧下率［％］＝（Ｈ１−Ｈ２）／Ｈ１×１００
ここでＨ１：ある温度域の温調開始厚［ｍｍ］
Ｈ２：ある温度域の温調完了厚［ｍｍ］
ある温度域における累積圧下率［％］＝（Ｈ１−Ｈ２）／Ｈ１×１００
ここでＨ１：ある温度域の温調開始厚［ｍｍ］
Ｈ２：ある温度域の温調完了厚［ｍｍ］
焼戻し温度は、鋼板内部の温度である。焼戻しの温度以外は、鋼板表面の温度である。鋼板内部の温度は、次の様にして求めた。即ち、焼戻し処理時、対象材と一緒に鋼板内部に熱電対を内蔵したダミー材を装入し、ダミー材の実測温度を対象材の鋼板内部の温度とした。
得られた厚鋼板について、以下の要領で、母材の引張試験を行った。また厚鋼板の母材のＭＡ分率を測定した。更に、一部の例では下記に説明する通り、溶接を模擬した下記条件の熱サイクルを付与するか、または、後記の通り実際に溶接継手を作製して、溶接構造物に相当するサンプルを得た。そして、溶接構造物に相当するサンプルを用い、ＨＡＺのＭＡ分率とＨＡＺの靭性を評価した。尚、前記厚鋼板の母材のＭＡ分率は、前記溶接構造物に相当するサンプルの非溶接部でも測定できる。
（熱サイクル条件または溶接条件）
試験Ｎｏ．２３、２５、２７〜３０では、厚鋼板から１２．５ｍｍ×３３ｍｍ×５５ｍｍの試料を採取し、該試料に対し、溶接入熱が１０ｋＪ／ｍｍ相当となる条件の熱サイクルを付与して溶接構造物のＨＡＺに相当するサンプルを得た。この溶接入熱は例えば橋梁の施工において用いられるサブマージアーク溶接（ＳＡＷ、Ｓｕｂｍｅｒｇｅ−Ａｒｃ ｍｅｔａｌ−Ｗｅｌｄｉｎｇ法）において現実的に適用される最大の入熱量に相当する。
試験Ｎｏ．２３、２５、２７〜３０では、厚鋼板から１２．５ｍｍ×３３ｍｍ×５５ｍｍの試料を採取し、該試料に対し、溶接入熱が１０ｋＪ／ｍｍ相当となる条件の熱サイクルを付与して溶接構造物のＨＡＺに相当するサンプルを得た。この溶接入熱は例えば橋梁の施工において用いられるサブマージアーク溶接（ＳＡＷ、Ｓｕｂｍｅｒｇｅ−Ａｒｃ ｍｅｔａｌ−Ｗｅｌｄｉｎｇ法）において現実的に適用される最大の入熱量に相当する。
また試験Ｎｏ．１と試験Ｎｏ．３８では、厚鋼板から５０ｍｍ×２５０ｍｍ×９００ｍｍの鋼片２枚を採取し、上記入熱にてＳＡＷにより溶接継手サンプルを作製した。溶接入熱量が高いほどＨＡＺの靭性は劣化しやすいことから、最も安全側の評価となる本条件にて熱サイクルを付与した。これらのサンプルにおいて、鋼板の圧延方向は、鋼板長さ９００ｍｍの方向である。溶接線もこの鋼板長さ方向である。
［母材のＭＡ分率の測定］
前記熱サイクルまたは溶接を施していない厚鋼板、または溶接継手サンプルの非溶接部において、表面から板厚ｔ／４の深さの箇所で、板厚方向±３ｍｍの範囲を「測定領域」とした。各鋼板について、圧延方向に垂直な面で切断し、その断面をレペラ試薬で腐食し、上記測定領域内を１０００倍にて光学顕微鏡で１視野観察した。画像解析により、ＭＡ部分の面積を求めＭＡ分率を算出した。尚、いずれの例においても、全組織に占めるフェライト、パーライト、及びベイナイトの合計の割合は９０面積％以上であった。
前記熱サイクルまたは溶接を施していない厚鋼板、または溶接継手サンプルの非溶接部において、表面から板厚ｔ／４の深さの箇所で、板厚方向±３ｍｍの範囲を「測定領域」とした。各鋼板について、圧延方向に垂直な面で切断し、その断面をレペラ試薬で腐食し、上記測定領域内を１０００倍にて光学顕微鏡で１視野観察した。画像解析により、ＭＡ部分の面積を求めＭＡ分率を算出した。尚、いずれの例においても、全組織に占めるフェライト、パーライト、及びベイナイトの合計の割合は９０面積％以上であった。
［ＨＡＺのＭＡ分率の測定］
熱サイクルを施したサンプルは板厚ｔ／２の深さの箇所で、また、溶接継手サンプルはＨＡＺ部の表面から板厚ｔ／４の深さの箇所で、それぞれ板厚方向±３ｍｍの範囲内を測定領域とした。各鋼板について、圧延方向に垂直な面で切断し、その断面をレペラ試薬で腐食し、上記測定領域内を１０００倍にて光学顕微鏡で１視野観察した。そして画像解析により、ＭＡ部分の面積を求めＭＡ分率を算出した。
熱サイクルを施したサンプルは板厚ｔ／２の深さの箇所で、また、溶接継手サンプルはＨＡＺ部の表面から板厚ｔ／４の深さの箇所で、それぞれ板厚方向±３ｍｍの範囲内を測定領域とした。各鋼板について、圧延方向に垂直な面で切断し、その断面をレペラ試薬で腐食し、上記測定領域内を１０００倍にて光学顕微鏡で１視野観察した。そして画像解析により、ＭＡ部分の面積を求めＭＡ分率を算出した。
［母材強度の測定］
各厚鋼板から、ＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号試験片を作製した。仕上げ厚９ｍｍの鋼材のみＪＩＳ Ｚ ２２０１の５号試験片を作製した。前記４号試験片は、厚鋼板の表面から板厚ｔ／４の深さ位置から、圧延方向と垂直方向に切り出した。前記５号試験片は、厚鋼板の全厚で、圧延方向と垂直方向に切り出した。前記試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って各１回の引張試験を行い、降伏強度ＹＳ、ＹＰおよび引張強度ＴＳを測定した。そして、降伏強度（ＹＳ、ＹＰ）が５００ＭＰａ以上、かつ引張強度（ＴＳ）が５７０ＭＰａ以上の場合を高強度であると評価した。
各厚鋼板から、ＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号試験片を作製した。仕上げ厚９ｍｍの鋼材のみＪＩＳ Ｚ ２２０１の５号試験片を作製した。前記４号試験片は、厚鋼板の表面から板厚ｔ／４の深さ位置から、圧延方向と垂直方向に切り出した。前記５号試験片は、厚鋼板の全厚で、圧延方向と垂直方向に切り出した。前記試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って各１回の引張試験を行い、降伏強度ＹＳ、ＹＰおよび引張強度ＴＳを測定した。そして、降伏強度（ＹＳ、ＹＰ）が５００ＭＰａ以上、かつ引張強度（ＴＳ）が５７０ＭＰａ以上の場合を高強度であると評価した。
［ＨＡＺ靭性の評価］
熱サイクルを付与したサンプル、または、溶接継手のＨＡＺから、ＪＩＳ Ｚ ２２４２のＶノッチシャルピー衝撃試験片を３本ずつ採取した。尚、熱サイクルを施したサンプルは、試験片全体がＨＡＺに相当する組織となっているため、採取位置は特に問わない。３本の試験片を用いて、試験温度−５℃における吸収エネルギーを求めた。当該吸収エネルギーの最小値が４７Ｊ以上であるとき、ＨＡＺの靭性が優れていると評価した。
熱サイクルを付与したサンプル、または、溶接継手のＨＡＺから、ＪＩＳ Ｚ ２２４２のＶノッチシャルピー衝撃試験片を３本ずつ採取した。尚、熱サイクルを施したサンプルは、試験片全体がＨＡＺに相当する組織となっているため、採取位置は特に問わない。３本の試験片を用いて、試験温度−５℃における吸収エネルギーを求めた。当該吸収エネルギーの最小値が４７Ｊ以上であるとき、ＨＡＺの靭性が優れていると評価した。
表１〜３から次の通り考察する。
試験Ｎｏ．１、２、５、６、１０〜１５、１７、１９、２１〜２５、３６〜４１は、本発明で規定する成分組成、即ち、各元素の含有量、Ｐｍ及びＰｃｍを満たし、かつ本発明で規定する条件で製造したので、高降伏強度を具備しており、また、一部の例で確認した通り、溶接構造物のＨＡＺの優れた靭性も具備していた。またＣｕ、Ｎｉ及びＣｒを所定量含んでいるため、優れた耐腐食性も兼備しているといえる。
これに対して、上記以外の例は、成分組成と製造条件の少なくともいずれかを満たさず、降伏強度、溶接構造物のＨＡＺの靭性、耐腐食性の少なくともいずれかが劣る結果となった。
試験Ｎｏ．３、９、１６、１８及び２０は、製造工程において、焼戻しを行わず、かつ熱間圧延後に急冷停止温度までの急冷も実施しなかったため、母材にＭＡ組織が多く存在した。その結果、高降伏強度が得られなかった。
試験Ｎｏ．４、７及び８は、熱間圧延後の急冷を、所定の急冷停止温度域よりも高い温度で終了し、また、焼戻しを行っていないため、母材にＭＡ組織が多く存在した。その結果、高降伏強度が得られなかった。
試験Ｎｏ．２６は、熱間圧延後の急冷を、急冷停止温度域よりも低い温度で終了し、また、焼戻しを行っていないため、母材にＭＡ組織が多く存在した。その結果、高降伏強度が得られなかった。
試験Ｎｏ．２７及び２８は、Ｐｍが規定範囲の上限を上回ったため、ＨＡＺのＭＡ分率が高くなり、溶接構造物のＨＡＺの靭性が劣った。
試験Ｎｏ．２９〜３５は、Ｐｍが規定範囲の下限を下回ったため、降伏強度が低くなった。
Claims (6)
- 成分組成が、
Ｃ ：０．０３〜０．０５質量％、
Ｓｉ：０．１５〜０．５５質量％、
Ｍｎ：１．４０〜１．９０質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．０２０質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．００６質量％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．０７質量％、
Ｃｕ：０．３０〜０．５０質量％、
Ｎｉ：０．１０〜０．３０質量％、
Ｃｒ：０．４５〜０．７５質量％、
Ｎｂ：０．０１５〜０．０５０質量％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０３０質量％、
Ｂ ：０質量％以上、０．０００７質量％以下、
Ｎ ：０．００１０〜０．０１００質量％、および
Ｃａ：０．０００３〜０．００６０質量％を満たし、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、降伏強度が５００ＭＰａ以上、母材の全組織に占める島状マルテンサイト（ＭＡ）の分率が４．０面積％以下であり、かつ
下記式（１）で表されるＰｍが１．０以上、２．３以下であると共に、下記式（２）で表されるＰｃｍが０．２００質量％以下である厚鋼板。
Ｐｍ＝（５０×［Ｃ］）２×（１．２×［Ｓｉ］＋１）×｛０．３×（［Ｍｎ］−１．４）｝×（０．３×［Ｃｕ］＋１）×（０．２５×［Ｎｉ］＋１）×（１．２×［Ｃｒ］＋１）×（３０×［Ｍｏ］＋１）×（２．７５×［Ｖ］＋１）×（１００×［Ｂ］＋１）×（３×［Ｎｂ］＋１） …（１）
Ｐｃｍ［質量％］＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］ …（２）
ただし、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｂ］および［Ｎｂ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、ＢおよびＮｂの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。 - 更に、Ｍｏ：０質量％超、０．３０質量％以下と、Ｖ：０質量％超、０．１０質量％以下のうちの少なくとも１種の元素を含む請求項１に記載の厚鋼板。
- 溶接入熱が１０ｋＪ／ｍｍのサブマージアーク溶接を施して溶接継手部を形成したときに、該溶接継手部における溶接熱影響部の全組織に占めるＭＡの分率が４．４面積％以下である請求項１または２に記載の厚鋼板。
- 溶接継手部と非溶接部を有する溶接構造物であって、
前記非溶接部は、請求項１〜３のいずれかに記載の厚鋼板からなり、
前記溶接継手部における溶接熱影響部の全組織に占めるＭＡの分率が４．４面積％以下である溶接構造物。 - 請求項１〜３のいずれかに記載の厚鋼板を製造する方法であって、
請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼片を、９００〜１２５０℃に加熱する工程と、
前記加熱後の熱間圧延工程と、
前記熱間圧延後の焼戻し工程を含み、
前記熱間圧延工程では、表面温度が下記式（３）により求められるＡｒ３変態点〜９５０℃の温度域で、累積圧下率が２０％以上となる圧延を行い、かつ表面温度が６５０〜９００℃の温度域で仕上げ圧延を行い、熱間圧延後、仕上圧延温度〜（仕上圧延温度−１５０℃）の冷却開始温度から、室温〜６８０℃の冷却停止温度までを、平均冷却速度０．５℃／ｓ以上で冷却し、
前記焼戻し工程では、４００℃から下記式（４）により求められるＡｃ１変態点までの温度域で焼戻しを行う厚鋼板の製造方法。
Ａｒ３変態点＝９１０−３１０×［Ｃ］−８０×［Ｍｎ］−２０×［Ｃｕ］−１５×［Ｃｒ］−５５×［Ｎｉ］−８０×［Ｍｏ］ …（３）
Ａｃ１変態点＝７２３−１４×［Ｍｎ］＋２２×［Ｓｉ］−１４．４×［Ｎｉ］＋２３．３×［Ｃｒ］ …（４）
ただし、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｍｏ］および［Ｓｉ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、ＭｏおよびＳｉの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。 - 請求項１〜３のいずれかに記載の厚鋼板を製造する方法であって、
請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼片を、９００〜１２５０℃に加熱する工程と、
前記加熱後の熱間圧延工程を含み、
前記熱間圧延工程では、表面温度が下記式（３）により求められるＡｒ３変態点〜９５０℃の温度域で、累積圧下率が２０％以上となる圧延を行い、かつ表面温度が６５０〜９００℃の温度域で仕上げ圧延を行い、熱間圧延後、仕上圧延温度未満であって（仕上圧延温度−１５０℃）以上の冷却開始温度から、２００〜４８０℃の急冷停止温度までを、平均冷却速度１２℃／ｓ以上で冷却する厚鋼板の製造方法。
Ａｒ３変態点＝９１０−３１０×［Ｃ］−８０×［Ｍｎ］−２０×［Ｃｕ］−１５×［Ｃｒ］−５５×［Ｎｉ］−８０×［Ｍｏ］ …（３）
ただし、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］および［Ｍｏ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
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| CN113444973A (zh) * | 2021-06-30 | 2021-09-28 | 重庆钢铁股份有限公司 | 一种桥梁用Q420qENH免热处理钢板及其制造方法 |
| JP7348963B2 (ja) | 2019-06-24 | 2023-09-21 | ポスコ カンパニー リミテッド | 耐腐食性に優れた高強度構造用鋼材及びその製造方法 |
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| JP2002053912A (ja) * | 2000-08-01 | 2002-02-19 | Kobe Steel Ltd | 音響異方性が小さく溶接性に優れた非調質型低降伏比高張力鋼板の製造方法 |
| JP2005126818A (ja) * | 2003-09-29 | 2005-05-19 | Jfe Steel Kk | 疲労特性に優れた鋼材および高周波焼入れ用鋼素材 |
| JP2013087334A (ja) * | 2011-10-19 | 2013-05-13 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 溶接熱影響部の靱性に優れた鋼板およびその製造方法 |
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2018
- 2018-07-31 JP JP2018144318A patent/JP7076325B2/ja active Active
Patent Citations (3)
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|---|---|---|---|---|
| JP7348963B2 (ja) | 2019-06-24 | 2023-09-21 | ポスコ カンパニー リミテッド | 耐腐食性に優れた高強度構造用鋼材及びその製造方法 |
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| JP7076325B2 (ja) | 2022-05-27 |
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