JP2020204074A - 大入熱溶接用高強度鋼板 - Google Patents

Abstract

【課題】新たな成分設計の指針に基づいて、大入熱溶接用高強度鋼板を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．０８０％以下、Ｍｎ：０．３０％以上１．３０％以下、Ｎｉ：１．３０％以上７．００％以下、Ｃｕ：０．６０％以上２．００％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０２０％以下、Ｏ：０．００１０％以上０．００４０％以下、を含有し、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００３％以下、Ｎ：０．００６０％以下に制限し、Ｍｎ／Ｎｉ：０．８０以下、炭素当量ＣｅｑＷＥＳ：０．４５％以上０．７０％以下、炭素当量ＣｅｑＩＩＷ：０．６５％以上０．９０％以下である大入熱溶接用高強度鋼板。【選択図】なし

Description

本発明は、大入熱溶接が適用される高強度鋼板に関するものである。

近年、高層建築に代表される溶接構造物の鉄骨に対する要求は、建築物の大型化、建造の高能率化、地震時の破壊に対する安全性（耐震性）の向上の観点から、高度化している。そして、溶接構造物の鉄骨に使用される厚鋼板は、高強度化、厚手化に加えて、大入熱溶接ＨＡＺの靭性の確保が求められている。なお、「大入熱溶接ＨＡＺ」とは、大入熱溶接によって形成された溶接熱影響部（Heat Affected Zone、ＨＡＺ）のことを意味する。以下、大入熱溶接ＨＡＺを単に、大入熱ＨＡＺという場合がある。大入熱溶接とは、大入熱の溶接であり、高能率なエレクトロスラグ溶接やサブマージアーク溶接などが例として挙げられる。

従来、高強度厚鋼板に上述の大入熱溶接を適用する場合、ＨＡＺにおいて良好な靱性を確保することは困難であるとされていた。例えば、引張強度７８０ＭＰａ級厚鋼板におけるエレクトロスラグ溶接部のＨＡＺ靱性が非特許文献１及び非特許文献２に示されている。非特許文献１の図６によれば、溶融線（Fusion Line、ＦＬ）、ＦＬから１ｍｍ（ＨＡＺ１）、ＦＬから３ｍｍ（ＨＡＺ３）、及びＦＬから５ｍｍ（ＨＡＺ５）のノッチ位置におけるシャルピー吸収エネルギーの平均値は４０Ｊ以下である。また、非特許文献２の図３及び図５によれば、ＦＬのノッチ位置におけるシャルピー吸収エネルギーの平均値は５０Ｊ以下である。

このような問題に対して、特許文献１では、微細なＣの濃化領域を分散させることによってＨＡＺでのマルテンサイト・オーステナイト混合相（Martensite - Austenite constituent、ＭＡ）の生成を抑制し、ＨＡＺ靱性を向上させる技術が開示されている。特許文献１では、鋼に含まれるＳｉ及びＰの含有量を低減し、熱間圧延後の加速冷却及び熱処理の条件を制御して、セメンタイト及びパーライトの生成を抑制している。

また、特許文献２では、Ｔｉ、Ａｌ、ＯおよびＮの含有量のバランスを制御することで結晶粒を微細化し、ＨＡＺの靱性を向上させる技術が開示されている。この技術は、粗大なオーステナイト粒の成長を、鋼中に分散させた微細なＴｉＮ粒子によって抑制する効果と、Ｔｉ含有介在物を変態核として粒内フェライトの析出を促進する効果とを重畳している。

特開２０１７−１５５３３３号公報 国際公開第２０１７／１８３７２０号

徳納一成、他７名「建築用大入熱溶接型予熱低減７８０Ｎ／ｍｍ２級高張力鋼板」、新日鉄技報、１９９７年、Ｎｏ．３６５、ｐ．３７〜４３ 廣田実、他５名、「オンライン製造プロセスによる建築構造用低降伏比７８０Ｎ／ｍｍ２級鋼材 その３ 大入熱溶接部継手特性」、日本建築学会大会学術講演梗概集、２０１２年、Ｎｏ．１０１７

鋼板の高強度化を図るためには、鋼の焼入れ性の指標である炭素当量ＣｅｑＷＥＳを高めることが有効である。しかし、ＭｎやＮｉなどの合金元素の含有量を増加させると、大入熱ＨＡＺは粗大なベイナイトが主体の硬化組織となり、脆化相であるマルテンサイト・オーステナイト混合相（Martensite - Austenite constituent、ＭＡ）の生成が促進される。ＭＡの生成は、鋼板に含まれるＭｎやＮｉなどの合金元素が局所的に濃化して形成されたミクロ偏析部に起因する。ミクロ偏析部は、溶接熱影響によって加熱され、冷却された後、相変態によってＭＡとなる。ＭＡは硬い相であり、破壊の起点となってＨＡＺ靱性を低下させる。

また、大入熱ＨＡＺは高温に加熱されるため、オーステナイトの粒成長が促進され、鋼の結晶粒が粗大化する。更に、合金元素の含有量を増加させるとＨＡＺが硬化する。これらもＨＡＺの靭性を低下させる原因となる。このように、鋼板を強度化するために炭素当量ＣｅｑＷＥＳを高めると、大入熱ＨＡＺにはＭＡが生成した粗大なベイナイト主体の組織が形成されて靭性が低下しやすくなる。

以上のように、強度を高める合金元素であるＭｎ及びＮｉを含有する厚鋼板の場合、大入熱溶接ＨＡＺ靱性は、ミクロ偏析に起因するＭＡの形成、旧オーステナイトの粗大化、ベイナイトの硬化によって著しく低下する。そのため、従来の厚鋼板の成分設計の指針に基づいて鋼板（母材）高強度化と、大入熱ＨＡＺの靭性の確保とを両立させることは困難であった。
本発明は、このような実情に鑑みなされたものであり、新たな成分設計の指針を提案し、これに基づいて、大入熱溶接用厚鋼板を提供することを課題とするものである。

本発明者らは、高強度鋼板の大入熱ＨＡＺを著しく脆化させるＭＡの生成を抑制し、ＨＡＺ組織の微細化を図るという視点から、鋼板（母材）の高強度化と大入熱ＨＡＺの靭性の確保とを両立させるために検討を行った。その結果、鋼成分のＭｎ／Ｎｉを０．８０以下に制御することが、ミクロ偏析部におけるＭＡの低減に有効であるという知見を得た。更に、粒内変態の生成核として作用するＴｉ系酸化物は、ＨＡＺの結晶粒を顕著に微細化させ、結果としてＭＡのサイズも小さくなることがわかった。

また、大入熱ＨＡＺの結晶粒は、鋼板の焼入れ性を一定以上に高めること、具体的には、炭素当量ＣｅｑＩＩＷを０．６５％以上とし、好ましくは焼入れ性倍数ＤＩを１０．０ｉｎｃｈ以上とすることにより、顕著に微細化することがわかった。特に、Ｃｕは、焼入れ性を高め、ＨＡＺ靭性に及ぼす悪影響が小さいことから、Ｃｕの含有量の増加によってＨＡＺ靭性が顕著に向上するという知見も得られた。そして、ＨＡＺの硬化の抑制にはＣの含有量の制限が有効である。また、Ｂの含有量を制限すると、鋼板（母材）の表面と板厚方向の内部との硬度差が小さくなり、表面性状や加工性などが優位となることがわかった。

本発明はこのような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。

［１］ 質量％で、
Ｃ ：０．０３０％以上、０．０８０％以下、
Ｍｎ：０．３％以上、１．３％以下、
Ｎｉ：１．３％以上、７．０％以下、
Ｃｕ：０．６０％以上、２．００％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上、０．０２０％以下、
Ｏ ：０．００１０％以上、０．００４０％以下、
Ｃｒ：０％以上、１．０％以下、
Ｍｏ：０％以上、１．０％以下、
Ｗ ：０％以上、１．０％以下、
Ｃｏ：０％以上、１．０％以下、
Ｎｂ：０％以上、０．１０％以下、
Ｖ ：０％以上、０．１０％以下、
Ｂ ：０％以上、０．００５０％以下、
Ｃａ：０％以上、０．００５％以下、
Ｍｇ：０％以上、０．００５％以下、
ＲＥＭ：０％以上、０．００５％以下、
Ｚｒ：０％以上、０．００５％以下
を含有し、
Ｓｉ：０．１０％以下、
Ｐ ：０．０１０％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．００３％以下、
Ｎ ：０．００６０％以下、
に制限され、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
Ｍｎの含有量とＮｉの含有量との比であるＭｎ/Ｎｉが０．８０以下であり、
下記（１）式で計算される炭素当量ＣｅｑＷＥＳが０．４５％以上、０．７０％以下、
下記（２）式で計算される炭素当量ＣｅｑＩＩＷが０．６５％以上、０．９０％以下
である、大入熱溶接用高強度鋼板。
ＣｅｑＷＥＳ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
・・・（１）
ＣｅｑＩＩＷ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５
・・・（２）
ここで、上記（１）式、（２）式中のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕは、質量％で表した各元素の鋼板中の含有量であり、含有しない元素の項には０を代入する。
［２］ 下記（３）式で計算される焼入れ性倍数ＤＩが１０．０ｉｎｃｈ以上、２１．０ｉｎｃｈ以下
である、上記［１］に記載の大入熱溶接用高強度鋼板。
ＤＩ（ｉｎｃｈ）＝０．５×ｆＢ×Ｃ^０．５×（１＋０．６４×Ｓｉ）×（１＋４．１×Ｍｎ）×（１＋０．２７×Ｃｕ）×（１＋０．５２×Ｎｉ）×（１＋２．３３×Ｃｒ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）
・・・（３）
ここで、上記（３）式中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、質量％で表した各元素の鋼板中の含有量であり、含有しない元素の項には０を代入する。ｆＢは、Ｂが０．０００４％以下の場合は１．０であり、０．０００４％超の場合は１．３である。
［３］ 更に、質量％で、
Ｃｒ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｍｏ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｗ ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｃｏ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上、０．１０％以下、
Ｖ ：０．００５％以上、０．１０％以下、
の１種以上を含有する、上記［１］または［２］に記載の大入熱溶接用高強度鋼板。
［４］ 更に、質量％で、
Ｂ：０％以上、０．０００４％以下
を含有する、上記［１］〜［３］のいずれかに記載の大入熱溶接用高強度鋼板。
［５］ 更に、質量％で、
Ｃａ：０．０００１％以上、０．００５％以下、
Ｍｇ：０．０００１％以上、０．００５％以下、
ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．００５％以下、
Ｚｒ：０．０００１％以上、０．００５％以下、
の１種以上を含有する、上記［１］〜［４］のいずれかに記載の大入熱溶接用高強度鋼板。

本発明によれば、新たな成分設計の指針に基づく大入熱溶接用高強度鋼板を提供することができる。

エレクトロスラグ溶接Ｔ字継手におけるシャルピー試験片の採取要領を示す図である。

以下、本発明の一実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板について説明する。まず、本発明を完成するに至った本発明者らの検討結果や、得られた新たな知見について詳述する。

本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板（以下、単に「鋼板」とも称する。）は、焼入れ性を高める合金元素であるＣ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕを含有する。そして、本実施形態に係る鋼板は、鋼を溶製、鋳造して得られた鋼片に熱間圧延を施すことで製造される。このようにして製造される鋼板は、上述したように、鋳造時の凝固によって凝固組織の界面に形成されるミクロ偏析部を有する。このミクロ偏析部のＭｎ、Ｎｉなどの合金元素の濃化は、溶接の熱影響のような短時間の加熱では解消され難い。そのため、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉを含有する鋼板に大入熱溶接を適用した場合、ミクロ偏析部は大入熱ＨＡＺに残存しやすい。このようにして局所的に形成されるＨＡＺのミクロ偏析部は、加熱によってＣが濃化した残留オーステナイトとなり、冷却後に硬質のＭＡとなる。このようなＭＡは破壊の起点となってＨＡＺ靭性を低下させるので、安定なオーステナイトの残留、換言すると残留オーステナイトの生成を抑制することが望ましい。そして、本発明者らは、鋭意検討の結果、ＭｎはＮｉに比較して大入熱ＨＡＺの冷却時における残留オーステナイトの分解を遅延させるという新たな知見を得た。

上述したように、大入熱ＨＡＺの冷却時において、ミクロ偏析部の残留オーステナイトが分解されずに大入熱ＨＡＺが室温まで冷却されると、この残留オーステナイトがＭＡとなってＨＡＺの靱性を劣化させる。Ｍｎは、Ｎｉと比較すると、残留オーステナイトの分解を遅延させることから、ＭＡの増加を招きやすいと考えられる。換言するに、ＮｉはＭｎよりも大入熱ＨＡＺの靭性に及ぼす悪影響が小さいと考えられる。そこで、本発明者らは、鋼中のＭｎの含有量とＮｉの含有量とのバランスに着眼し、両者の比率の適正化を図ることによって鋼の焼入れ性を高めつつＭＡの生成量を抑制できると考えた。具体的には、本発明者らは、鋼中のＭｎの含有量をＮｉの含有量で除した比であるＭｎ／Ｎｉが０．８０以下になると、大入熱ＨＡＺにおけるＭＡの生成量が低減する現象を見出した。この現象は、加熱時にミクロ偏析部にＣが濃化して生成する残留オーステナイトが分解される際、すなわち残留オーステナイトがフェライトとセメンタイトとに変態する際の異相界面におけるＣ原子の分配挙動に及ぼすＭｎ原子とＮｉ原子との影響の違いに起因すると推察される。

また、本発明者らは、ミクロ偏析部の残留オーステナイトの分解開始時のＣの濃度は、鋼板全体のＣの含有量よりも鋼板に含まれるＭｎやＮｉなどの合金元素の種類や量に影響されることを見出した。つまり、本発明者らは、鋼成分のＣの含有量を低減するほどベイナイト変態が促進され、ＭＡとなる残留オーステナイトの量が減り、そのサイズも微細化する傾向があることを見出した。この現象は、ベイナイトの不完全変態の機構と関連していると推察される。また、本発明者らは、さらに検討を進めた結果、鋼成分においてＭｎ／Ｎｉを０．８０以下に制限し、かつＣの含有量を０．０８０％以下に制限することによって、ミクロ偏析部におけるＭＡの生成を抑制できることを見出した。

また、大入熱溶接用高強度鋼板では、ＨＡＺの硬化及び結晶粒の粗大化が大入熱ＨＡＺの靱性を劣化させる原因となる。ＨＡＺの硬化の抑制には、Ｃの含有量の制限が有効である。一方、ＨＡＺの結晶粒の粗大化を抑制する有効な方法の一つは、Ｔｉ系酸化物を生成核とする粒内変態の利用である。本発明者らは、大入熱溶接を模擬した再現熱サイクルを付与した鋼に対して、金属組織と靱性との関係を調査した。その結果、鋼中に分散させたＴｉ系酸化物によって粒内変態を促進させることで結晶粒を微細化すると共に、Ｍｎ／Ｎｉを０．８０以下に制限してＭＡの生成を抑制することによって、大入熱ＨＡＺの靱性を顕著に向上し得ることを見出した。

このように、本発明者らは、鋼板のＴｉの含有量を０．００５％以上とすることによってＴｉ系酸化物を分散させ、大入熱ＨＡＺの結晶粒の微細化を図った。そして、Ｔｉ系酸化物による結晶粒の微細化を図るために、Ａｌの含有量を制限する。これは、鋼板中のＡｌの含有量が増えると、鋼板中のＯ（酸素）がＡｌ系酸化物の生成のために消費されやすくなり、Ｔｉ系酸化物の生成が抑制されるためである。したがって、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板に含まれるＡｌの量は０．００３％以下に制限される。一方、ミクロンサイズの粗大なＴｉＮの生成は、Ｔｉの含有量を０．０２％以下に制限することで、回避できる。また、ＨＡＺ靭性に影響を及ぼすような粗大な介在物が生成しないように、Ｏの含有量は０．００４０％以下に制限される。

更に、本発明では、Ｃｕ及びＮｉの含有量を高め、焼入れ性を十分に確保することによっても結晶粒の微細化が図られる。具体的には、炭素当量ＣｅｑＷＥＳ及びＣｅｑＩＩＷの下限が適切に設定され、好ましくは焼入れ性倍数ＤＩの下限が適正に設定される。一方、延性が極端に低下したり、吸収エネルギーが低下したりすることを抑制するため、ＣｅｑＷＥＳ及びＣｅｑＩＩＷの上限が適切に設定され、好ましくはＤＩの上限が適切に設定される。炭素当量ＣｅｑＷＥＳ及びＣｅｑＩＩＷ、並びにＤＩは、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量によって制御される。本発明者らは、鋭意検討の結果、下記（１）式によって求められる炭素当量ＣｅｑＷＥＳを０．４５％以上、０．７０％以下、下記（２）式によって求められるＣｅｑＩＩＷを０．６５％以上、０．９０％以下に制御すれば、大入熱ＨＡＺの靭性が確保されるという知見を得た。好ましくは、結晶粒の微細化のために、下記（３）式によって求められる焼入れ性倍数ＤＩは１０．０ｉｎｃｈ以上、２１．０ｉｎｃｈ以下の範囲内に制御される。

ＣｅｑＷＥＳ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
・・・（１）
ＣｅｑＩＩＷ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５
・・・（２）
ＤＩ（ｉｎｃｈ）＝０．５×ｆＢ×Ｃ^０．５× （１＋０．６４×Ｓｉ）×（１＋４．１×Ｍｎ）×（１＋０．２７×Ｃｕ）×（１＋０．５２×Ｎｉ）×（１＋２．３３×Ｃｒ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）
・・・（３）
ここで、上記（１）式、（２）式、（３）式中のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕは質量％で表した各元素の鋼板中の含有量であり、含有しない元素の項には０を代入する。ｆＢはＢが０．０００４％以下の場合は１．０であり、０．０００４％超の場合は１．３である。

次に、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板の化学成分（鋼組成）について説明する。なお、以下の化学成分の説明では、質量％を単に％と表記する。

（Ｃ：０．０３０％以上、０．０８０％以下）
Ｃは、鋼の焼入れ性を高めて高強度化に寄与する元素である。本実施形態では、Ｃの含有量は０．０３０％以上である。Ｃの含有量は、好ましくは０．０３５％以上であり、より好ましくは０．０４０％以上である。一方、ＨＡＺの硬化を抑制して靱性を確保するという観点から、Ｃの含有量は０．０８０％以下である。Ｃの含有量は、好ましくは０．０７５％以下であり、より好ましくは０．０７０％以下である。

（Ｍｎ：０．３０％以上、１．３０％以下）
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高めて高強度化に寄与する元素であり、本実施形態ではＭｎの含有量は０．３０％以上である。Ｍｎの含有量は、好ましくは０．４０％以上であり、より好ましくは０．５０％以上である。一方、大入熱ＨＡＺにおけるＭＡの過度な生成を抑制するという観点から、本実施形態では、Ｍｎの含有量は１．３０％以下である。Ｍｎの含有量は、好ましくは１．２０％以下であり、より好ましくは１．１０％以下である。

（Ｎｉ：１．３０％以上、７．００％以下）
Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高めて高強度化に寄与する元素であり、同時に、大入熱ＨＡＺの靱性を高める元素である。強度および靭性を確保するという観点から、本実施形態において、Ｎｉの含有量は１．３０％以上である。Ｎｉの含有量は、好ましくは１．８０％以上であり、より好ましくは２．００％以上であり、さらに好ましくは２．５０％以上である。一方、Ｎｉは高価な元素であり、製造コストの上昇を抑制するという観点から、本実施形態では、Ｎｉの含有量は７．００％以下である。Ｎｉの含有量は、好ましくは６．５０％以下であり、より好ましくは６．００％以下であり、さらに好ましくは５．５０％以下である。

（Ｍｎ／Ｎｉ：０．８０以下）
Ｍｎ及びＮｉはともに鋼の高強度化に寄与する元素であるが、大入熱ＨＡＺにおいて、ＭｎはＮｉに比べてＭＡの生成を促進しやすいことから、Ｍｎの含有量はＮｉの含有量よりも少ないことが好ましい。大入熱ＨＡＺの高強度化を図りつつ靱性を確保するという観点から、本実施形態の鋼板において、鋼中のＭｎの含有量をＮｉの含有量で除した比であるＭｎ／Ｎｉは０．８０以下である。Ｍｎ／Ｎｉは、好ましくは０．７０以下であり、より好ましくは０．６０以下である。なお、Ｍｎ／Ｎｉは、Ｍｎの含有量の下限をＮｉの含有量の上限で除した比を下限としてもよく、すなわち、０．０４以上であってもよい。Ｍｎ／Ｎｉは０．１０以上であってもよく、０．２０以上であってもよい。

（Ｃｕ：０．６０％以上、２．００％以下）
Ｃｕは、溶接性やＨＡＺの靱性に対する悪影響が小さく、鋼の焼入れ性を高めて母材の強度や靱性を向上させる元素である。強度および靭性を確保するという観点から、本実施形態の鋼板において、Ｃｕの含有量は０．６０％以上である。Ｃｕの含有量は、好ましくは０．７０％以上であり、より好ましくは０．８０％以上である。一方、鋼板の熱間圧延時おけるＣｕクラックの発生抑制の観点から、本実施形態では、Ｃｕの含有量は２．００％以下である。Ｃｕの含有量は、好ましくは１．９０％以下であり、より好ましくは１．８０％以下である。

（Ｔｉ：０．００５％以上、０．０２０％以下）
Ｔｉは、Ｔｉ酸化物及びＴｉＮを形成する元素である。ＴｉＮはピン止め効果によってγ粒の粗大化を抑制し、Ｔｉ酸化物は粒内変態核となってＨＡＺの結晶粒の細粒化に寄与する。また、Ｔｉは、ＴｉＮを形成してＢＮの生成を抑制するため、焼入れ性を向上させる固溶Ｂの確保にも有効である。大入熱ＨＡＺの靭性を確保するため、本実施形態において、Ｔｉの含有量は０．００５％以上である。Ｔｉの含有量は、好ましくは０．００７％以上である。一方、母材及びＨＡＺの靭性の劣化や鋳片の表面品質の劣化を抑制するという観点から、本実施形態では、Ｔｉの含有量は０．０２０％以下である。Ｔｉの含有量は、好ましくは０．０１８％以下であり、より好ましくは０．０１６％以下である。

（Ｏ：０．００１０％以上、０．００４０％以下）
Ｏは、Ｔｉなどの脱酸元素と結合して、酸化物を形成する。Ｔｉ酸化物は、粒内変態核として作用し、結晶粒の微細化に寄与する。この効果を得るため、本実施形態の鋼板において、Ｏの含有量は０．００１０％以上である。ただし、鋼の清浄度が低下して母材及びＨＡＺの靭性が劣化することを抑制する観点から、Ｏの含有量は０．００４０％以下である。Ｏの含有量は、好ましくは０．００３０％以下である。

（Ｓｉ：０．１０％以下）
Ｓｉは、脱酸や高強度化のために鋼に含有される元素である。一方、Ｓｉは、ＭＡの生成を促進させる元素でもあり、本発明者らは、大入熱ＨＡＺのミクロ偏析部におけるＭＡの生成にＳｉが極めて大きな影響を及ぼすという知見を得ている。したがって、大入熱ＨＡＺの靭性を確保するため、Ｓｉの含有量の制限が必要であり、本実施形態では、Ｓｉの含有量は０．１０％以下である。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。Ｓｉの含有量の下限は特に限定されないが、製造コストの観点から、Ｓｉの含有量は０．０１％以上であってもよい。

（Ｐ：０．０１０％以下）
Ｐは、靭性に有害な不純物である。Ｐの含有量は、大入熱ＨＡＺの靱性を安定的に確保するために制限する必要があり、本実施形態では、０．０１０％以下である。Ｐの含有量は、好ましくは０．００８％以下である。Ｐの含有量の下限は限定されないが、製造コストの観点から、Ｐの含有量は０．００１％以上であってもよい。

（Ｓ：０．００５％以下）
Ｓは、不純物であり、鋼中に多量に含有されると粗大な介在物を形成して靭性を低下させる場合がある。したがって、Ｓの含有量は、大入熱ＨＡＺの靱性を安定的に確保するために制限する必要があり、本実施形態では、Ｓは０．００５％以下である。Ｓの含有量は、好ましくは０．００４％以下である。Ｓ量の下限は限定されないが、製造コストの観点から、Ｓの含有量は０．０００１％以上であってもよい。Ｓの含有量は０．００１％以上であってもよい。

（Ａｌ：０．００３％以下）
Ａｌは、酸化物を形成する元素であり、脱酸に用いられる。しかし、Ａｌの含有量の増加に伴ってＴｉ系酸化物の生成が抑制される。したがって、Ａｌの含有量は、Ｔｉ系酸化物の生成を促進するという観点から、本実施形態において、０．００３％以下である。Ａｌの含有量は、好ましくは０．００２％以下であり、より好ましくは０．００１％以下である。上述のように、Ａｌは脱酸元素であるが、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉによる脱酸が可能であり、Ａｌの含有量は０％であってもよい。

（Ｎ：０．００６０％以下）
Ｎは、ＴｉＮを構成する元素である。微細なＴｉＮは、ピン止めによってγ粒の粗大化を抑制するが、粗大なＴｉＮは、ＨＡＺにおいて破壊起点となり、靱性を低下させる場合がある。粗大なＴｉＮの形成を抑制し、ＨＡＺ靭性を確保するという観点から、本実施形態では、Ｎの含有量は０．００６０％以下である。Ｎの含有量は、好ましくは０．００４０％以下である。本実施形態では、Ｎの含有量の下限は限定されないが、製造コストの観点から、Ｎの含有量は０．０００１％以上であってもよい。ＨＡＺにおいてγ粒の成長を抑制する効果を発現させるという観点から、Ｎの含有量は、好ましくは０．００１０％以上である。

（炭素当量ＣｅｑＷＥＳ：０．４５％以上、０．７０％以下）
炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、鋼板（母材）の強度及びＨＡＺの結晶粒径に大きな影響を及ぼす焼入れ性の指標である。鋼の焼入れ性を高め、母材の強度を確保し、ＨＡＺの結晶粒を細粒化させるという観点から、炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、本実施形態では０．４５％以上である。炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、好ましくは０．５０％以上であり、より好ましくは０．５５％以上である。一方、大入熱ＨＡＺの硬化を抑制して、靱性を確保するという観点から、炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、本実施形態では０．７０％以下である。炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、好ましくは０．６５％以下である。なお、炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、合金元素の含有量によって下記（１）式で計算される。

ＣｅｑＷＥＳ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
・・・・（１）
ここで、上記（１）式中のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは質量％で表した各元素の鋼板中の含有量であり、含有しない元素の項には０を代入する。

（炭素当量ＣｅｑＩＩＷ：０．６５％以上、０．９０％以下）
炭素当量ＣｅｑＩＩＷは、鋼板（母材）の強度及びＨＡＺの結晶粒径に大きな影響を及ぼす焼入れ性の指標である。本実施形態に係る鋼板は、Ｃｕが含まれることから、炭素当量ＣｅｑＩＩＷは重要な指標である。鋼の焼入れ性を高め、母材の強度を確保し、ＨＡＺの結晶粒を細粒化させるという観点から、炭素当量ＣｅｑＩＩＷは、本実施形態では０．６５％以上である。炭素当量ＣｅｑＩＩＷは、好ましくは０．７０％以上であり、より好ましくは０．７５％以上である。一方、大入熱ＨＡＺの硬化を抑制して、靱性を確保するという観点から、炭素当量ＣｅｑＩＩＷは、本実施形態では０．９０％以下である。炭素当量ＣｅｑＩＩＷは、好ましくは０．８９％以下であり、より好ましくは０．８５％以下である。なお、炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、合金元素の含有量によって下記（２）式で計算される。

ＣｅｑＩＩＷ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５
・・・・（２）
ここで、上記（２）式中のＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは質量％で表した各元素の鋼板中の含有量であり、含有しない元素の項には０を代入する。

（焼入れ性倍数ＤＩ：１０．０ｉｎｃｈ以上、２１．０ｉｎｃｈ以下）
焼入れ性倍数ＤＩは、鋼板（母材）の強度及びＨＡＺの結晶粒径に影響を及ぼす焼入れ性の指標である。鋼の焼入れ性を高め、母材の強度を確保し、ＨＡＺの結晶粒を細粒化させるという観点から、焼入れ性倍数ＤＩは、好ましくは１０．０ｉｎｃｈ以上である。焼入れ性倍数ＤＩは、より好ましくは１２．０ｉｎｃｈ以上であり、さらに好ましくは１４．０ｉｎｃｈ以上である。一方、大入熱ＨＡＺの硬化を抑制して、靱性を確保するという観点から、焼入れ性倍数ＤＩは、好ましくは２１．０ｉｎｃｈ以下である。焼入れ性倍数ＤＩは、より好ましくは２０．０ｉｎｃｈ以下であり、さらに好ましくは１９．０ｉｎｃｈ以下である。なお、焼入れ性倍数ＤＩは、合金元素の含有量によって下記（３）式で計算される。ｆＢは、焼入れ性に及ぼすＢの影響を示す係数であり、Ｂの含有量によって変化する。Ｂの含有量が０．０００４％以下の場合、焼入れ性に及ぼすＢの影響は考慮されず、ｆＢは１．０である。Ｂの含有量が０．０００４％超の場合、焼入れ性に及ぼすＢの影響が考慮され、ｆＢは１．３である。

ＤＩ（ｉｎｃｈ）＝０．５×ｆＢ×Ｃ^０．５×（１＋０．６４×Ｓｉ）×（１＋４．１×Ｍｎ）×（１＋０．２７×Ｃｕ）×（１＋０．５２×Ｎｉ）×（１＋２．３３×Ｃｒ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）
・・・・（３）
ここで、上記（３）式中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは質量％で表した各元素の鋼板中の含有量であり、後述する選択元素Ｃｒ、Ｍｏを含有しない場合は各項に０を代入する。ｆＢはＢが０．０００４％以下の場合は１．０であり、０．０００４％超の場合は１．３である。

本実施形態に係る鋼板の化学組成の残部は、鉄（Ｆｅ）及び不純物である。不純物とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料やその他の要因により混入する成分であって、本実施形態に係る鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。ただし、不純物のうち、Ｐ及びＳについては上述のように含有量の上限値が制限される。

本実施形態の鋼板には、鋼板（母材）の強度や靭性を向上させるため、必要に応じて、下記に示す選択元素Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂの１種又は２種以上を含有させてもよい。

（Ｃｒ：０％以上、１．０％以下）
Ｃｒは、スクラップ等から不純物として鋼板に混入する場合がある元素である。しかし、Ｃｒの含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。また、Ｃｒは、母材の強度を向上させる元素でもある。そのため、本実施形態では、Ｃｒの含有量は０．１％以上であってもよい。Ｃｒの含有量は、好ましくは０．２％以上であり、より好ましくは０．３％以上である。ただし、大入熱ＨＡＺの靱性や溶接性の劣化抑制の観点から、本実施形態では、Ｃｒの含有量は、１．０％以下である。Ｃｒの含有量は、好ましくは０．８％以下であり、より好ましくは０．５％以下である。

（Ｍｏ：０％以上、１．０％以下）
Ｍｏは、スクラップ等から不純物として鋼板に混入する場合がある元素である。しかし、Ｍｏの含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。また、Ｍｏは、母材の強度及び靱性を向上させる元素でもある。そのため、本実施形態では、Ｍｏの含有量は０．１％以上であってもよい。Ｍｏの含有量は、好ましくは０．２％以上であり、より好ましくは０．３％以上である。ただし、大入熱ＨＡＺの靱性や溶接性の劣化抑制、合金コストの上昇抑制の観点から、本実施形態では、Ｍｏの含有量は１．０％以下である。Ｍｏの含有量は、好ましくは０．５％以下である。

（Ｗ：０％以上、１．０％以下）
Ｗは、スクラップ等から不純物として鋼板に混入する場合がある元素である。しかし、Ｗの含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。また、Ｗは、母材の強度及び靱性をさせる元素でもある。そのため、本実施形態では、Ｗの含有量は０．１％以上であってもよい。Ｗの含有量は、好ましくは０．２％以上であり、より好ましくは０．３％以上である。ただし、大入熱ＨＡＺの靱性や溶接性の劣化抑制、合金コストの上昇抑制の観点から、本実施形態では、Ｗの含有量は１．０％以下である。Ｗの含有量は、好ましくは０．５％以下である。

（Ｃｏ：０％以上、１．０％以下）
Ｃｏは、スクラップ等から不純物として鋼板に混入する場合がある元素である。しかし、Ｃｏの含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。また、Ｃｏは、溶接性やＨＡＺの靱性に対する悪影響が小さく、母材の強度や靱性を向上させる元素でもある。そのため、本実施形態では、Ｃｏの含有量は０．１％以上であってもよい。ただし、合金コストの上昇抑制の観点から、Ｃｏの含有量は１．０％以下である。Ｃｏの含有量は、好ましくは０．５％以下である。

（Ｎｂ：０％以上、０．１０％以下）
Ｎｂは、スクラップ等から不純物として鋼板に混入する場合がある元素である。しかし、Ｎｂの含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。また、Ｎｂは、母材の強度及び靱性を向上させる元素でもある。そのため、本実施形態では、Ｎｂの含有量は０．００５％以上であってもよい。ただし、大入熱ＨＡＺの靱性や溶接性の劣化抑制の観点から、Ｎｂの含有量は０．１０％以下である。Ｎｂの含有量は、好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０３％以下である。

（Ｖ：０％以上、０．１０％以下）
Ｖは、スクラップ等から不純物として鋼板に混入する場合がある元素である。しかし、Ｖの含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。また、Ｖは、母材の強度を向上させる元素でもある。そのため、本実施形態では、Ｖの含有量は０．００５％以上であってもよい。ただし、大入熱ＨＡＺの靱性や溶接性の劣化抑制、合金コストの上昇抑制の観点から、Ｖの含有量は、０．１０％以下である。Ｖの含有量は、好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは０．０６％以下である。

（Ｂ：０％以上、０．００５０％以下）
Ｂは、スクラップ等から不純物として鋼板に混入する場合がある元素である。しかし、Ｂの含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。Ｂは、鋼の焼入れ性を大幅に向上させる元素であり、微量でも鋼の焼入れ性を顕著に向上させることから、Ｂの含有量は好ましくは０．０００３％以上である。一方、大入熱ＨＡＺの靱性や溶接性の劣化を抑制するという観点から、本実施形態では、Ｂの含有量は０．００５０％以下である。Ｂの含有量は、好ましくは０．００３０％以下、より好ましくは０．００２０％以下である。ただし、鋼板の表層の硬度上昇を抑制し、表面性状や加工性などの劣化を防止するという観点から、Ｂの含有量は０．０００４％以下であってもよい。

さらに、本実施形態に係る鋼板は、介在物の形態を制御するため、必要に応じて、下記に示す選択元素Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒの１種又は２種以上を含有することができる。

（Ｃａ：０％以上、０．００５％以下）
Ｃａは、酸化物や硫化物、酸硫化物を形成して粗大介在物の生成を抑制し、母材及びＨＡＺの靱性を高める元素である。そのため、本実施形態では、Ｃａの含有量は０．０００１％以上であってもよい。ただし、脆性破壊の発生起点として作用するＣａ系介在物の増加を抑制するという観点から、本実施形態では、Ｃａの含有量は０．００５％以下である。Ｃａの含有量は、好ましくは０．００４％以下である。なお、Ｃａの含有量は０％であってもよい。

（Ｍｇ：０％以上、０．００５％以下）
Ｍｇは、Ｃａと同様に、酸化物や硫化物、酸硫化物を形成して粗大介在物の生成を抑制し、母材及びＨＡＺの靱性を高める元素である。そのため、本実施形態では、Ｍｇの含有量は０．０００１％以上であってもよい。ただし、脆性破壊の発生起点として作用するＭｇ系介在物の増加を抑制するという観点から、本実施形態では、Ｍｇの含有量は０．００５％以下である。Ｍｇの含有量は、好ましくは０．００３％以下である。なお、Ｍｇの含有量は０％であってもよい。

（ＲＥＭ：０％以上、０．００５％以下）
ＲＥＭ（希土類元素）とは、Ｓｃ、Ｙの２元素と、Ｌａ、ＣｅやＮｄなどのランタノイド１５元素の総称を意味する。本実施形態でいうＲＥＭとは、これら希土類元素から選択される１種以上で構成されるものであり、以下に説明するＲＥＭの含有量とは、希土類元素の含有量の合計である。
ＲＥＭは、ＣａやＭｇと同様に、酸化物や硫化物、酸硫化物を形成して粗大介在物の生成を抑制し、母材及びＨＡＺの靱性を高める元素である。そのため、ＲＥＭの含有量は０．０００１％以上であってもよい。ただし、脆性破壊の発生起点として作用するＲＥＭ系介在物の増加を抑制するという観点から、本実施形態では、ＲＥＭの含有量は０．００５％以下である。ＲＥＭの含有量は、好ましくは０．００３％以下である。なお、ＲＥＭの含有量は０％であってもよい。

（Ｚｒ：０％以上、０．００５％以下）
Ｚｒは、ＣａやＭｇやＲＥＭと同様に、酸化物や硫化物や酸硫化物を形成して粗大介在物の生成を抑制し、母材及びＨＡＺの靱性を高める元素である。そのため、Ｚｒの含有量は０．０００１％以上であってもよい。ただし、脆性破壊の発生起点として作用するＺｒ系介在物の増加を抑制するという観点から、本実施形態では、Ｚｒの含有量は０．００５％以下である。Ｚｒの含有量は、好ましくは０．００３％以下である。なお、Ｚｒの含有量は０％であってもよい。

本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板は、高強度で厚手の厚鋼板が必要とされる用途に好適である。本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板は、特に、溶接施工能率の高い大入熱溶接が施され、ＨＡＺの靭性に対する要求レベルが高い用途に好適である。具体的には、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板は、建築鉄骨用の四面ボックス柱など、ダイヤフラム溶接（エレクトロスラグ溶接）が施され、ＨＡＺの靱性が要求される高強度厚鋼板に好適である。
建築物の大型化、建造の高能率化、要求される安全性の向上に伴い、溶接構造物用の厚鋼板に対する要求が高度化している。そのため、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板において、強度の観点から、板厚は５０ｍｍ以上、１００ｍｍ以下、降伏強度は６３０ＭＰａ以上であることが好ましい。降伏強度の上限は限定されず、例えば、降伏強度は７５０ＭＰａ以下であってもよい。また、耐震性の観点から、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板の降伏比は８５％以下であることが好ましい。降伏比の下限は限定されず、例えば、降伏比は７０％以上であってもよい。さらに、建造の高能率化や耐震性の観点から、大入熱溶接部のＨＡＺにおけるシャルピー吸収エネルギー（試験温度０℃）の平均値は７０Ｊ以上であることが好ましい。なお、大入熱溶接とは、例えば、エレクトロスラグ溶接やサブマージアーク溶接が挙げられる。

次に、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板の製造方法を説明する。

本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板は、鋼を溶製し、鋳造して鋼片を製造し、得られた鋼片に熱間圧延を施して製造される。鋼片の製法は限定されず、公知の方法で製造すればよい。例えば、鋼片は、転炉、電気炉等の通常の精錬プロセスで溶製した後、連続鋳造法、造塊-分塊法等の方法で製造される。鋼片は、熱間圧延を施された後、そのまま水冷等の制御冷却を施されるか、又は空冷された後、熱処理を施されてもよい。また、鋼片は、鋼の溶製及び鋳造によって製造された後、そのまま熱間圧延を施されてもよい。ただし、後述するように、鋼片は、好ましくは、鋳造後に冷却され、Ａｃ３以上の温度に再加熱されて、熱間圧延を施される。

以下、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板の好ましい製造条件について説明する。

上述した化学成分から構成され、連続鋳造法によって製造された厚み２００ｍｍ以上の鋼片は、一旦、４００℃以下に冷却される。その後、鋼片は、９００℃以上、１２５０℃以下の温度域に加熱され、熱間圧延を施されて、板厚が５０ｍｍ以上、１００ｍｍ以下の鋼板が製造される。鋼板は、必要に応じて各種の熱処理が施される。

連続鋳造後の鋼片は、４００℃以下に冷却されずにホットチャージで加熱炉に装入されると、鋳造時に生成した粗大なγ組織が加熱後の鋼片にも残存し、鋼板の組織が十分に微細化せず低温靱性が劣化する場合がある。そのため、連続鋳造後の鋼片は、一旦、４００℃以下まで冷却されることが好ましい。

鋼片の加熱温度は、鋳造後の鋼片に析出した炭化物や窒化物を溶体化し、熱間圧延におけるＴｉＮの形成を促進するために、好ましくは９００℃以上である。特に、Ｂを含む場合、加熱された鋼片中のＮは、熱間圧延時にＴｉＮを形成し、ＢＮの生成が抑制される。その結果、鋼板において、鋼の焼入れ性を向上させる固溶Ｂ及び粒成長を抑制するＴｉＮが十分に確保される。一方、鋼片の加熱温度は、γ粒の粗大化を抑制して、熱間圧延後の金属組織を微細化させて、低温靱性の劣化を抑制するという観点から、１２５０℃以下であることが好ましい。加熱温度は、より好ましくは１２００℃以下である。
なお、熱間圧延後に直接焼入れする場合は、熱間圧延の終了温度（仕上げ温度）は、オーステナイト（γ）単相域、すなわちフェライト変態が開始するＡｒ_３変態点以上であることが好ましい。このとき、熱間圧延終了時に鋼板の表層部の温度がオーステナイト（γ）／フェライト（α）の二相域であっても、板厚方向中心部の温度がγ単相域であれば問題はない。熱間圧延の終了温度は、７５０℃以上であってもよい。熱間圧延の終了温度は、金属組織の微細化とういう観点から、好ましくは９００℃以下である。Ａｒ_３変態点（℃）は下記（４）式によって求めることができる。

Ａｒ_３変態点＝８６８−３９６×Ｃ＋２４．６×Ｓｉ−６８．１×Ｍｎ−３６．１×Ｎｉ−２０．７×Ｃｕ−２４．８×Ｃｒ＋２９．１×Ｍｏ ・・・（４）
ここで、上記（４）式中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは質量％で表した各元素の鋼板中の含有量であり、含有しない元素の項には０を代入する。

さらに、熱間圧延後に直接焼入れする場合は、熱間圧延をγ単相域で終え、鋼板の材質を調整するために、引き続き、水冷が施される。一方、熱間圧延後に空冷される場合、鋼板は、γ単相域への再加熱とこれに続く焼入れ（γ再加熱焼入れ）が施される。また、熱間圧延後、直接焼入れまたはγ再加熱焼入れが施された鋼板は、材質を調整するために、各種の熱処理が施される場合がある。

これらの焼入れ処理（直接焼入れまたはγ再加熱焼入れ）が施された鋼板は、降伏比を低下させるために、オーステナイト（γ）とフェライト（α）とが共存する二相域への再加熱とこれに続く焼入れ（γ／α再加熱焼入れ）が施される場合がある。ここで二相域とはＡｃ_１変態点以上Ａｃ_３変態点未満であり、Ａｃ_１変態点及びＡｃ_３変態点は、それぞれ、下記（５）式及び（６）式によって求めることができる。

Ａｃ_１変態点＝７５０．８−２６．６Ｃ＋１７．６Ｓｉ−１１．６Ｍｎ−２２．９Ｃｕ−２３．０Ｎｉ＋２４．１Ｃｒ＋２２．５Ｍｏ−３９．７Ｖ−５．７Ｔｉ＋２３２．４Ｎｂ−１６９．４Ａｌ−８９４．７Ｂ ・・・（５）
Ａｃ_３変態点＝９１０−２０３√Ｃ＋４４．７Ｓｉ−３０Ｍｎ−４００Ａｌ−１５．２Ｎｉ＋１０４Ｖ＋３１．５Ｍｏ＋１３．１Ｗ＋１１Ｃｒ＋２０Ｃｕ−７００Ｐ−４００Ｔｉ ・・・（６）
ここで、上記（５）式及び（６）式中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｂ、Ｗ、Ｐは質量％で表した各元素の鋼板中の含有量であり、含有しない元素の項には０を代入する。

さらに、鋼板の強度、降伏比、靱性を最終的に調整するために、鋼板は、焼戻しが施される場合がある。焼戻しを実施する場合、焼戻し温度は、好ましくは３５０℃以上、６００℃以下である。

ここで、上述した熱間圧延の仕上げ温度、γ再加熱焼入れ温度、γ／α再加熱焼入れ温度、および焼戻し温度はすべて、板厚方向中心部での温度を指す。板厚方向中心部の温度は、放射温度計で測定した鋼板表面の温度から、伝熱計算によって求めることができる。

以上の製法によって本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板を製造することができる。

本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板は、エレクトロスラグ溶接やサブマージアーク溶接など、溶接入熱量が５０ｋＪ／ｍｍを超えるような大入熱溶接が施されても、良好なＨＡＺ靭性が確保される。

また、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板は、好ましくは、降伏強度が６３０ＭＰａ以上、大入熱溶接部（例えば、エレクトロスラグ溶接部）のＨＡＺにおけるシャルピー吸収エネルギー（試験温度０℃）の平均値が７０Ｊ以上である。そのため、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板は建築鉄骨に好適であり、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板によって、建築物の高層化や大スパン化の進行を促進させることができ、さらに建設効率及び耐震安全性の向上を図ることができる。

以下に本発明の実施例を示す。ただし、以下に示す実施例は本発明の一例であり、本発明は以下に説明する実施例に制限されるものではない。

転炉による鋼の溶製、連続鋳造によって製造された鋼片の厚さは３００ｍｍである。なお、鋼片は、連続鋳造後、室温まで冷却されており、１０００℃以上、１２００℃以下の温度範囲内に再加熱され、熱間圧延が施された。なお、熱間圧延の仕上げ温度は、７５０℃以上、９００℃以下である。熱間圧延後の鋼板に直接焼入れが施される場合は、熱間圧延の仕上げ温度は、γ単相域（Ａｒ_３変態点以上）である。
次に、熱間圧延後の鋼板は、表３、表４に示す条件にて熱処理が施された。表３及び表４において、「γ再加熱焼入れ温度」とは、熱間圧延後に空冷された鋼板に、γ再加熱焼入れが施された場合の加熱温度である。一方、「γ／α再加熱焼入れ温度」とは、熱間圧延後に直接焼入れまたはγ再加熱焼入れが施され、更に、γ／α再加熱焼入れが施された場合の加熱温度である。

このようにして製造された厚鋼板から試料が採取され、化学分析が行われた。各厚鋼板の化学成分は表１及び表２に示されており、板厚は表５及び６に示されている。なお、表１及び表２に示されている炭素当量ＣｅｑＷＥＳ、ＣｅｑＩＩＷ、ＤＩは、それぞれ下記（１）式、（２）式、（３）式により求められた。

ＣｅｑＷＥＳ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
・・・（１）
ＣｅｑＩＩＷ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５
・・・（２）
ＤＩ（ｉｎｃｈ）＝０．５×ｆＢ×Ｃ^０．５× （１＋０．６４×Ｓｉ）×（１＋４．１×Ｍｎ）×（１＋０．２７×Ｃｕ）×（１＋０．５２×Ｎｉ）×（１＋２．３３×Ｃｒ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）
・・・（３）
ここで、上記式（１）、式（２）、式（３）中のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕは質量％で表した各元素の鋼板中の含有量であり、含有しない元素の項には０を代入した。式（３）中のｆＢはＢが０．０００４％以下の場合は１．０であり、０．０００４％超の場合は１．３である。

＜母材の機械的性質＞
母材の機械特性の評価、すなわち、引張試験及びシャルピー衝撃試験に用いた試験片は、厚鋼板の板厚の１／４の位置から採取された。
引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠し、２本の試験片を用いて室温で行われた。ＹＳ（０．２％降伏強度）及びＴＳ（引張強度）は、それぞれ２本の試験片の平均値である。ＹＲ（降伏比）は、ＴＳに対するＹＳの割合であり、百分率、すなわち、１００×（ＹＳ／ＴＳ）で表される。ＹＲ（降伏比）の単位は％である。
シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２０１８に準拠し、３本のＶノッチ試験片を用いて行われ、吸収エネルギーが測定された。試験温度は０℃である。母材の吸収エネルギー（ＫＶ_２（０℃））は、このようにして測定された３本の試験片の吸収エネルギーの平均値（相加平均）である。

鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）に機械研磨が施された試料を準備し、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準拠してビッカース硬さが測定された。ビッカース硬さの測定が行われた部位は、鋼板表面から板厚方向に３ｍｍ以内の位置、及び、鋼板表面から板厚方向に１／４厚の位置である。ビッカース硬さの測定荷重は１０ｋｇｆであり、それぞれの位置で３点の測定が行われた。鋼板表面から板厚方向に３ｍｍ以内の位置における測定結果の平均値を表層硬度Ｈｖｓとした。また、鋼板表面から板厚方向に１／４厚の位置における測定結果の平均値をＨｖｑとした。硬度差ΔＨｖは、下記（７）式にて計算される。

ΔＨｖ ＝ Ｈｖｓ − Ｈｖｑ ・・・（７）

＜溶接継手のＨＡＺ靭性＞
溶接継手のＨＡＺ靭性の評価は、エレクトロスラグ溶接法（ＥＳＷ）によって作製された各厚鋼板の溶接継手を用いて行われた。
エレクトロスラグ溶接法（ＥＳＷ）によって、図１に例示されるＴ字継手が作製された。溶接は１パスで行われ、溶接入熱量が７０ｋＪ／ｍｍ以上、１５０ｋＪ／ｍｍ以下である大入熱溶接が適用された。入熱量は、図１に示すＴ字継手の溶接全長における入熱量の平均値である。
図１のＴ字継手は、ＥＳＷによって次のようにして作製される。まず、厚鋼板からなるスキンプレート１に対して間隙をあけてＴ字状に、厚鋼板からなるダイヤフラム２が配置される。次に、ダイヤフラム２に沿わせて、スキンプレート１の長手方向から前記間隙を挟むように、裏当金３、４が配置される。この裏当金３、４により、溶接時の溶融スラグ及び溶融金属が溶接部から流れ出ないように、前記間隙が囲まれる。そして、この間隙の内部において、溶融したスラグ浴の中に溶接ワイヤが供給される。溶接ワイヤは、主として溶融スラグの抵抗熱によって溶融され、溶接金属部５が形成されることで、Ｔ字継手が作製される。
このＴ字継手の溶接部において、ダイヤフラム２の板厚中心線に沿ってシャルピー衝撃試験用の試験片７が採取された。具体的には、図１に示すように、溶接金属部５から溶解融線（ＦＬ）を超えてスキンプレート１側の溶接熱影響部（ＨＡＺ）６を通過してスキンプレート１の内部側に至る部位から試験片７が採取された。図１には、ノッチの位置がＦＬから１ｍｍであるシャルピー試験片の採取位置が示されている。また、図示されていないが、ノッチの位置がＦＬであるシャルピー試験片も採取された。スキンプレート１及びダイヤフラム２は同鋼種であり、両者の板厚も同一である。

このようにして作製された試験片７は、溶解融線（ＦＬ）から１ｍｍ離れたＨＡＺ部分にノッチを入れたＶノッチ試験片、及び、ＦＬ上にノッチを入れたＶノッチ試験片であり、これらを用いた試験結果は、表５及び表６において、それぞれ、「ＦＬ＋１ｍｍ」及び「ＦＬ」と示される。各Ｖノッチ試験片を用いて、０℃と−２０℃で、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２０１８に準拠してシャルピー衝撃試験が行われた。一つのノッチ位置と一つの試験温度について、それぞれ３本のＶノッチ試験片用いてシャルピー衝撃試験が行われ、各条件における吸収エネルギーの平均値（相加平均）が評価結果として採用された。表５及び表６には、厚鋼板の板厚、母材の機械的性質、エレクトロスラグ溶接における入熱量、エレクトロスラグ溶接継手のＨＡＺ靭性が示される。ＫＶ_２（０℃）およびＫＶ_２（−２０℃）は、それぞれ、０℃での吸収エネルギーおよび−２０℃での吸収エネルギーである。

表５に示されるように、本発明の鋼板は、板厚が５０ｍｍ以上１００ｍｍ以下である場合において、６３０ＭＰａ以上の降伏強度（ＹＳ）と、８５％以下の降伏比（ＹＲ）とを有する。さらに、本発明の鋼板を用いて作製されたＥＳＷ継手は、０℃で７０Ｊ以上の優れたＨＡＺ靱性を有する。また、本発明の鋼板を用いて作製されたＥＳＷ継手は、試験温度−２０℃とした場合でも、２７Ｊ以上の非常に優れたＨＡＺ靱性を有する。

一方、表６に示されるように、従来の鋼板（比較鋼）は化学成分が本発明の範囲から外れているため、母材の機械的性質、ＥＳＷ継手のＨＡＺ靭性が劣る。

符号Ｂ１はＣ量が低すぎために降伏強度が劣り、符号Ｂ２はＣ量が高すぎるために、ＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｂ３はＭｎ量が低すぎるために降伏強度が劣り、符号Ｂ４はＭｎ量が高すぎるためにＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｂ５はＮｉ量が低すぎるためにＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｂ６はＣｕ量が低すぎるために、符号Ｂ７はＣｕ量が高すぎるためにＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｂ８はＴｉ量が低すぎるために、符号Ｂ９はＴｉ量が多すぎるために、符号Ｂ１０はＮ量が高すぎるために、符号Ｂ１１はＯ量が低すぎるために、符号Ｂ１２はＯ量が高すぎるためにＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｂ１３は、Ｓｉ量が高すぎるために、符号Ｂ１４はＰ量が高すぎるために、符号Ｂ１５はＳ量が高すぎるために、符号Ｂ１６はＡｌ量が高すぎるために、ＨＡＺ靱性が劣る。

符号Ｂ１７はＣｅｑＩＩＷが高すぎるために、符号Ｂ１８はＣｅｑＷＥＳが高すぎるために、ＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｂ１９はＣｅｑＷＥＳが低すぎるために、符号Ｂ２０はＣｅｑＩＩＷが低すぎるために、降伏強度及びＨＡＺ靭性が劣る。符号Ｂ２１はＭｎ／Ｎｉが高すぎるために、ＨＡＺ靱性が劣る。

１・・・スキンプレート
２・・・ダイヤフラム
３、４・・・裏当金
５・・・溶接金属部
６・・・溶接熱影響部（ＨＡＺ）
７・・・試験片

本発明は、鉄鋼業において製造される厚鋼板に適用され、厚鋼板以外の鉄鋼製品、たとえば形鋼などへ適用することも可能である。本発明を適用した高強度で厚手の厚鋼板は、主に高層建築の鉄骨として使用され、特に、４枚のスキンプレートと内部に配置されたダイヤフラムで概略構成され四面ボックス柱の鉄骨として好適である。四面ボックス柱の各部材の接合では、溶接入熱の大きい、いわゆる大入熱溶接が行われる。例えば、ダイヤフラムをスキンプレートに取り付けるダイヤフラム溶接や、スキンプレートを組み立てる角溶接には、それぞれエレクトロスラグ溶接やサブマージアーク溶接などの高能率な大入熱溶接が適用される。また、本発明に係る大入熱溶接用高強度鋼板は、橋梁、造船、タンク、海洋構造物、ラインパイプなどの溶接構造物に使用することも可能である。

本発明に係る鋼板は、高強度で厚手の厚鋼板に対して、溶接施工能率の高い大入熱溶接を施し、ＨＡＺ靭性の要求レベルが高い場合に好適である。具体的には、本発明に係る鋼板は、降伏強度が６３０ＭＰａ以上、板厚が５０ｍｍ以上、１００ｍｍ以下、エレクトロスラグ溶接部のＨＡＺにおけるシャルピー吸収エネルギー（試験温度０℃）の平均値が１００Ｊ以上である、大入熱溶接用厚鋼板である。したがって、本発明に係る鋼板は、エレクトロスラグ溶接などの大入熱が適用される建築鉄骨四面ボックス柱ダイヤフラムのように、大入熱溶接ＨＡＺの靱性が要求される高強度厚鋼板に好適である。

Claims (5)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０３０％以上、０．０８０％以下、
   Ｍｎ：０．３０％以上、１．３０％以下、
   Ｎｉ：１．３０％以上、７．００％以下、
   Ｃｕ：０．６０％以上、２．００％以下、
   Ｔｉ：０．００５％以上、０．０２０％以下、
   Ｏ ：０．００１０％以上、０．００４０％以下、
   Ｃｒ：０％以上、１．０％以下、
   Ｍｏ：０％以上、１．０％以下、
   Ｗ ：０％以上、１．０％以下、
   Ｃｏ：０％以上、１．０％以下、
   Ｎｂ：０％以上、０．１０％以下、
   Ｖ ：０％以上、０．１０％以下、
   Ｂ ：０％以上、０．００５０％以下、
   Ｃａ：０％以上、０．００５％以下、
   Ｍｇ：０％以上、０．００５％以下、
   ＲＥＭ：０％以上、０．００５％以下、
   Ｚｒ：０％以上、０．００５％以下
   を含有し、
   Ｓｉ：０．１０％以下、
   Ｐ ：０．０１０％以下、
   Ｓ ：０．００５％以下、
   Ａｌ：０．００３％以下、
   Ｎ ：０．００６０％以下、
   に制限され、
   残部がＦｅ及び不純物からなり、
   前記Ｍｎの含有量と前記Ｎｉの含有量との比であるＭｎ/Ｎｉが０．８０以下であり、
   下記（１）式で計算される炭素当量ＣｅｑＷＥＳが０．４５％以上、０．７０％以下、
   下記（２）式で計算される炭素当量ＣｅｑＩＩＷが０．６５％以上、０．９０％以下
   である、大入熱溶接用高強度鋼板。
   ＣｅｑＷＥＳ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
   ・・・（１）
   ＣｅｑＩＩＷ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５
   ・・・（２）
   ここで、上記（１）式及び（２）式中のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕは、質量％で表した各元素の鋼板中の含有量であり、含有しない元素の項には０を代入する。
2. 下記（３）式で計算される焼入れ性倍数ＤＩが１０．０ｉｎｃｈ以上、２１．０ｉｎｃｈ以下である、請求項１に記載の大入熱溶接用高強度鋼板。
   ＤＩ（ｉｎｃｈ）＝０．５×ｆＢ×Ｃ^０．５×（１＋０．６４×Ｓｉ）×（１＋４．１×Ｍｎ）×（１＋０．２７×Ｃｕ）×（１＋０．５２×Ｎｉ）×（１＋２．３３×Ｃｒ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）
   ・・・（３）
   ここで、上記式（３）中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、質量％で表した各元素の鋼板中の含有量であり、含有しない元素の項には０を代入する。ｆＢはＢが０．０００４％以下の場合は１．０であり、０．０００４％超の場合は１．３である。
3. 更に、質量％で、
   Ｃｒ：０．１％以上、１．０％以下、
   Ｍｏ：０．１％以上、１．０％以下、
   Ｗ ：０．１％以上、１．０％以下、
   Ｃｏ：０．１％以上、１．０％以下、
   Ｎｂ：０．００５％以上、０．１０％以下、
   Ｖ ：０．００５％以上、０．１０％以下、
   の１種以上を含有する、請求項１または請求項２に記載の大入熱溶接用高強度鋼板。
4. 更に、質量％で、
   Ｂ：０％以上、０．０００４％以下
   を含有する、請求項１〜請求項３の何れか１項に記載の大入熱溶接用高強度鋼板。
5. 更に、質量％で、
   Ｃａ：０．０００１％以上、０．００５％以下、
   Ｍｇ：０．０００１％以上、０．００５％以下、
   ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．００５％以下、
   Ｚｒ：０．０００１％以上、０．００５％以下、
   の１種以上を含有する、請求項１〜請求項４の何れか１項に記載の大入熱溶接用高強度鋼板。

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