JP2020204091A - 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】本発明の大入熱溶接用高強度鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．１４％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｎｉ：２．５〜７．０％、Ａｌ：０．０３〜０．１００％、Ｃｕ：０〜２．０％、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｍｏ：０〜２．０％、Ｎｂ：０〜０．０３％、Ｖ：０〜０．１０％、Ｗ：０〜１．０％、Ｔｉ：０〜０．０２０％、Ｂ：０〜０．００５０％、Ｃａ：０〜０．００５％、Ｍｇ：０〜０．００５％、ＲＥＭ：０〜０．００５％、Ｚｒ：０〜０．００５％、を含有し、焼入れ倍数ＤＩ（ｉｎｃｈ）が１７〜３５であり、炭素当量ＣｅｑＷＥＳが０．６００％〜０．９００％であり、炭素当量ＣｅｑＩＩＷが０．７５０％〜１．１００％である。【選択図】なし

Description

本発明は、大入熱溶接部の靭性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板に関する。

近年、建築構造物の高層化、無柱空間の拡大に伴い、鉄骨に用いられる厚鋼板は高強度化及び厚手化している。さらに大規模地震が発生しても高い安全性を確保するべく、鋼構造物の耐破壊性に対する要求が高まっている。加えて、工期短縮、建造コスト削減の観点から、高能率な大入熱溶接の適用が一般的となっており、大入熱溶接ＨＡＺでの高靱性化要求も高まっている。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）のことを意味し、単に、大入熱ＨＡＺという場合もある。

従来、高強度厚鋼板に上述の大入熱溶接を適用した場合、ＨＡＺにおいて良好な靱性を確保することは困難であった。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）、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以下と読み取れる。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、Ｓｉ含有量とＰ含有量とを同時に低減する（以下、それぞれ低Ｓｉ化、低Ｐ化と呼称する場合がある）ことにより、ＨＡＺでのＭＡの生成が抑制され、ＨＡＺ靱性が向上する技術が開示されている。この技術によれば、小入熱から大入熱の溶接継手熱影響部において、０℃でのシャルピー吸収エネルギーが平均２７Ｊ程度以上の靭性を安定して確保することができるとされている。

また、特許文献２では、特許文献１の低Ｓｉ、低Ｐ化に加え、Ｍｎを比較的高濃度に添加することにより、ＭＡを低減できるとしている。さらに特許文献３では、粒子径が０．００５〜０．５μｍの微細硫化物を鋼中に分散させることにより、ＨＡＺでのγ粒成長抑制作用を有し、ＨＡＺ靱性を顕著に向上させる技術が示されている。

特許第５８６２５９２号公報 特開２０１７−１５５３３３号公報 特開２００２−３０９３３７号公報

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」、日本建築学会学術講演梗概集、２０１２年、Ｎｏ．１０１７

しかし、特許文献１や特許文献２に開示された技術では、近年の耐震性向上のニーズを背景とした、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーの平均が１００Ｊといった高いＨＡＺ靱性やさらなる高靱性化を実現することは困難である。極めてＰ含有量を低減すること（以下、極低Ｐ化と呼称する場合がある）で精錬工程の長時間化を招き、製造工期の長期化やコスト増を招く。さらに、特許文献２の技術では、Ｍｎ偏析部でのＭＡ生成によるＨＡＺ靱性劣化が避けられず、安定的にＨＡＺ靱性を確保することが困難である。特許文献３で示された硫化物を微細分散させγ粒成長抑制作用によりＨＡＺの有効結晶粒径を微細化し高靱性を得る技術は、ＭｇやＣａをｐｐｍオーダーで制御する技術が極めて高い要求され、安定製造及び大量製造には適用困難な技術と考えられる。

このように高強度鋼板において大入熱溶接ＨＡＺの靱性が劣化する原因は、脆性破壊起点となるＭＡの生成や結晶粒の粗大化であることが知られている。近年の鋼板の厚手化による溶接入熱の増大に伴う冷却速度の低下は、結晶粒の粗大化とＭＡの増加を招き、ＨＡＺ靱性確保を一層困難とさせている。
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、大入熱溶接用高強度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、大入熱溶接ＨＡＺにおける靭性の主要な支配因子である結晶粒径の微細化とＭＡの低減とに着眼し、鋼板（母材）の高強度化と大入熱溶接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、鋼板の焼入れ性を一定以上に高めることにより、ＨＡＺの結晶粒が顕著に微細化することがわかった。具体的には、焼入れ倍数ＤＩを１７以上とすることで、ＨＡＺの結晶粒が顕著に微細化することを見いだした。また結晶粒の微細化に伴いＭＡも微細化することが確認された。すなわち、焼入れ性を向上させることにより、結晶粒の微細化とＭＡの微細化がともに達成されることがわかった。

一方で、焼入れ性を高めても高靱性な下部ベイナイトは僅かしか生成せず、従来考えられてきた下部ベイナイトの生成による高靱化は望めないことも明らかとなった。これは溶接入熱の増大に伴い冷却速度が低下した影響と考えられ、本発明に伴い明らかとなった新たな知見である。
加えて、焼入れ性を高める元素として、Ｎｉが極めて有効であることがわかった。一般的に焼入れ性を高めるとＭＡの生成量は増加することが知られているが、Ｎｉは他の元素に比べてＭＡ生成量をそれほど増加させずに焼入れ性を向上させることができる。具体的にはＮｉを２．５％以上含有させることで、焼入れ性向上による細粒化効果とＭＡ微細化効果とが得られる。

一方で、Ｍｎによる焼入れ性向上は、ＭＡの生成を大幅に増やす。そのため、鋼中のＭｎの含有量が増えると、焼入れ性向上による細粒化効果がＭＡの生成量の増加によって相殺されやすくなる。このため、Ｍｎは１．０％以下に抑制する必要がある。
これらＮｉとＭｎとの違いは、ミクロ偏析のしやすさや、セメンタイト生成に及ぼす効果の違いに起因しているものと推察される。

また焼入れ性を高めることで、鋼板（母材）の性能が優位となることがわかった。通常、低い焼入れ性で鋼板を製造する際は、熱処理時の二相域加熱温度は高温に、焼戻し温度は低温にならざるを得ない。その場合、鋼板表層の硬度が高くなるとともに、表層と板厚内部との硬度差が大きくなる。これらは、表面割れを誘起したり、加工性の低下を招いたりするため、鋼板表面の硬度は低く、板厚方向の硬度分布は極力平準化することが望まれる。
本発明では、鋼板表面のビッカース硬度３２０Ｈｖ以下、鋼板表面と板厚１／４位置との硬度差を７０以下とすることができる。

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］ 本発明の一態様に係る大入熱溶接用高強度鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．１４％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｎｉ：２．５〜７．０％、Ａｌ：０．０３〜０．１００％、Ｃｕ：０〜２．０％、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｍｏ：０〜２．０％、Ｎｂ：０〜０．０３％、Ｖ：０〜０．１０％、Ｗ：０〜１．０％、Ｔｉ：０〜０．０２０％、Ｂ：０〜０．００５０％、Ｃａ：０〜０．００５％、Ｍｇ：０〜０．００５％、ＲＥＭ：０〜０．００５％、Ｚｒ：０〜０．００５％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００６０％以下、Ｏ：０．００６０％以下、残部がＦｅ及び不純物からなり、下記式（１）で計算される焼入れ倍数ＤＩ（ｉｎｃｈ）が１７〜３５であり、下記式（２）で計算される炭素当量ＣｅｑＷＥＳが０．６００％〜０．９００％であり、下記式（３）で計算される炭素当量ＣｅｑＩＩＷが０．７５０％〜１．１００％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） …（１）
ＣｅｑＷＥＳ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ …（２）
ＣｅｑＩＩＷ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５ …（３）
ここで、上記（１）〜（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量により以下のように定義する。Ｂ量が０．０００４％以下のときはｆＢ＝１．０とし、Ｂ量が０．０００４％超０．００５０％以下のときはｆＢ＝１．３とする。
［２］ ［１］に記載の大入熱溶接用高強度鋼板は、質量％で、Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％を含有してもよい。
［３］ ［１］又は［２］に記載の大入熱溶接用高強度鋼板は、質量％で、Ｂ：０．０００４〜０．００５０％を含有してもよい。
［４］ ［１］〜［３］のいずれか一態様に記載の大入熱溶接用高強度鋼板は、質量％で、Ｃｕ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜２．０％からなる群から選択されるいずれか１種または２種以上を含有してもよい。
［５］ ［１］〜［４］のいずれか一態様に記載の大入熱溶接用高強度鋼板は、質量％で、Ｎｂ：０．００３〜０．０３％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｗ：０．１０〜１．０％からなる群から選択されるいずれか１種または２種以上を含有してもよい。
［６］［１］〜［５］のいずれか一態様に記載の大入熱溶接用高強度鋼板は、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％、Ｚｒ：０．０００５〜０．００５％以下からなる群から選択されるいずれか１種または２種以上を含有してもよい。
［７］ ［１］〜［６］のいずれか一態様に記載の大入熱溶接用高強度鋼板は、質量％で、Ｐの含有量が０．００３〜０．０１０％であってもよい。
［８］ ［１］〜［７］のいずれか一態様に記載の大入熱溶接用高強度鋼板は、鋼板表面を起点として深さ方向に３ｍｍまでの領域において、ビッカース硬度の最大値Ｈｖｓが３２０以下であってもよい。
［９］ ［１］〜［８］のいずれか一態様に記載の大入熱溶接用高強度鋼板は、ビッカース硬度の最大値Ｈｖｓと鋼板１／４厚位置におけるビッカース硬度Ｈｖｑとの差ΔＨｖが７０以下であってもよい。
［１０］ ［１］〜［９］のいずれか一態様に記載の大入熱溶接用高強度鋼板は、降伏強度が６３０〜７５０ＭＰａ、引張強さが７８０〜９３０ＭＰａ、降伏比が８５％以下であってもよい。
［１１］ ［１］〜［１０］のいずれか一態様に記載の大入熱溶接用高強度鋼板は、溶接入熱が６００ｋＪ／ｍｍ以上の溶接継手において、溶接部のＨＡＺにおける０℃シャルピー吸収エネルギーが平均１００Ｊ以上であってもよい。
［１２］ ［１］〜［１１］のいずれか一態様に記載の大入熱溶接用高強度鋼板は、板厚ｔが４０ｍｍ以上１００ｍｍ以下であってもよい。
［１３］ ［１］〜［１２］のいずれか一態様に記載の大入熱溶接用高強度鋼板は、高層ビルの建築鉄骨ボックス柱用鋼板であってもよい。

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。

図１は、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。しかし、鋼板には、鋳造時の凝固によって凝固組織の界面に形成されたミクロ偏析部が残存しており、さらにこのミクロ偏析部は溶接熱影響のような短時間の加熱では解消されずに、大入熱ＨＡＺに局所的に残存したままとなる。この局所的に形成されたミクロ偏析部には、Ｍｎ、Ｎｉなどの合金元素が濃化している。本発明者らの検討により、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、マルテンサイト・オーステナイト混合相（ＭＡ）の増加を招くことが判明した。

大入熱ＨＡＺにおいて、ミクロ偏析部の残留オーステナイトが分解せずに室温まで冷却されると、これがＭＡとなって靱性を劣化させる。そのため、残留オーステナイトの分解遅延を招くＭｎは、ＭＡ生成量の抑制の観点からその含有量を制御することが重要であると考えられる。換言するに、ＮｉはＭｎよりも大入熱ＨＡＺ靭性に及ぼす悪影響が小さいと考えらえるため、鋼中のＭｎとＮｉとの含有量の適正化を図ることでＭＡの生成量を抑制できると考えられる。本発明者らは、Ｎｉを含有させて焼入れ性を高めることにより、母材組織が微細化し、ＭＡによる靱性劣化が軽減されることを発見した。

また更に、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板では、焼入れ性を確保するため炭素当量ＣｅｑＷＥＳ、ＣｅｑＩＩＷの下限を制限し、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量を制御する。一方、焼入れ性を過剰に高めるとＨＡＺ組織はマルテンサイトとなり極端に延性が低下、吸収エネルギーが低下するため、ＣｅｑＷＥＳ、ＣｅｑＩＩＷの上限も必要となる。本発明者らの検討の結果、下記（４）式によって求められる炭素当量ＣｅｑＷＥＳを０．６００％〜０．９００％、下記（５）式によって求められるＣｅｑＩＩＷを０．７５０％〜１．１００％、下記（６）式によって求められる焼き入れ性倍数ＤＩ（ｉｎｃｈ）を１７〜３５に制限すれば、大入熱ＨＡＺの靭性を確保できることがわかった。

ＣｅｑＷＥＳ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ …（４）
ＣｅｑＩＩＷ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５ …（５）
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） …（６）
ここで、上記（４）〜（６）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量により以下のように定義する。Ｂ含有量が０．０００４％以下のときはｆＢ＝１．０とし、Ｂ含有量が０．０００４％超０．００５０％以下のときｆＢ＝１．３とする。

また、本発明者らは、Ｐ含有量にも着目した。Ｐは粒界に偏析しやすく、特に、溶接熱影響部の結晶粒界に偏析すると、粒界割れの原因となるので、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る。Ｐ含有量を低減すれば粒界割れによる大入熱ＨＡＺの靭性低下が抑制されるが、その一方で、Ｐを適度に含有させることにより、大入熱ＨＡＺの靭性を一層向上させることができることを見出した。Ｐを適度に含有させることにより、ベイナイト変態温度の上昇が抑制され結晶粒径が小さくなり、これに伴いＨＡＺの有効結晶粒径が小さくなり、その結果、脆性破壊の発生を一層抑制できるためと推測している。

以下、本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：０．０８％以上、０．１４％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。そのため、本実施形態ではＣ含有量は０．０８％以上である。しかし、Ｃ含有量の過度な増加は、ＭＡやセメンタイトの増加を招き靱性を低下させるため、その上限は０．１４％以下である。

（Ｓｉ：０．３０％以下）
Ｓｉは、脱酸や強度のために鋼に含有される場合があるが、ＭＡの生成を促進させる元素でもある。本発明者らが、ＭＡに及ぼすＳｉの有害性について検討した結果、大入熱ＨＡＺのミクロ偏析部におけるＭＡ生成にＳｉが極めて大きな影響を及ぼすことを確認した。したがって、大入熱ＨＡＺの靭性を確保するため、本実施形態ではＳｉ含有量は０．３０％以下である。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．２５％以下であり、より好ましくは０．２０％以下であり、さらに好ましくは０．１５％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含有量は０．０１％以上が好ましい。

（Ｍｎ：０．３％以上、１．０％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０．３％以上である。しかし、Ｍｎの含有量が過度に増加すると、大入熱ＨＡＺのＭＡを増加させ、靱性を著しく劣化させるため、本実施形態ではＭｎ含有量の上限は１．０％以下である。

（Ｐ：０．０１０％以下）
Ｐは、靭性に有害な不純物である。Ｐ含有量が過剰に増大すると、大入熱ＨＡＺで粒界割れを起こし、靭性を著しく劣化させる。従って、本実施形態ではＰの含有量は０．０１０％以下とする。Ｐ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Ｐの含有量は０．００１％以上であってもよい。一方、Ｐは適度に含有させることにより、大入熱ＨＡＺの焼入れ性を高めて、結晶粒径を細粒化させ、大入熱ＨＡＺの靭性を向上させる。従って、本実施形態では０．００３〜０．０１０％であることが好ましく、０．００４〜０．０１０％であってもよく、０．００７〜０．０１０％であってもよい。

（Ｓ：０．００５％以下）
Ｓは、不純物であり、多量に含有す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の含有量の下限は特に限定されないが、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。

（Ｎｉ：２．５％以上、７．０％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もある。また本発明者らの調査から、大入熱ＨＡＺでは、ＮｉはＭｎに比べてＭＡを生成しにくい特徴があることが分かっている。これらのことから、本実施形態では、Ｎｉの含有量は２．５％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７．０％以下である。

（Ａｌ：０．０３％以上、０．１００％以下）
Ａｌは、脱酸元素として重要であり、またＢを添加する際は、ＡｌＮを形成してＮを固定することで、ＢＮの析出を抑制して、鋼の焼入れ性に有効な固溶Ｂを確保するために含有させる重要な元素である。この効果を発揮させるため、本実施形態においてＡｌの含有量は０．０３％以上である。一方、破壊起点となり靱性を低下させる粗大なアルミ系酸化物の生成を抑制するという観点から、本実施形態ではＡｌの含有量は０．１００％以下である。

（Ｎ：０．００６０％以下）
Ｎは、不純物であり、粗大な窒化物は、母材及び大入熱ＨＡＺの靭性を低下させる。粗大な窒化物の形成を防止し、靱性を確保するという観点から、本実施形態では、Ｎの含有量が０．００６０％以下である。また、Ｂを添加する際は、Ｎ量の過剰な増加はＢＮを生成して焼入れ性向上に寄与する固溶Ｂを大幅に低下させるおそれもある。そのためＮの含有量は少ないほうが望ましいが、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。

（Ｏ：０．００６０％以下）
Ｏは、不純物であり、粗大なアルミ系酸化物が大入熱ＨＡＺのミクロ偏析部に重畳して存在すると、破壊起点として作用し極めて低い靱性を示す。そのため、本実施形態ではＯの含有量は０．００６０％以下である。Ｏの含有量は少ない方が望ましく、０％であってもよいが、製造コストの観点から、本実施形態では、Ｏの含有量は０．０００１％以上であってもよい。

（炭素当量ＣｅｑＷＥＳ：０．６００％以上、０．９００％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。ＨＡＺでの焼入れ性を確保し、結晶粒を細粒化させるため、本実施形態において炭素当量ＣｅｑＷＥＳは０．６００％以上である。一方、炭素当量ＣｅｑＷＥＳが０．９００％を超えるとＨＡＺがマルテンサイトとなり、靱性が低下する。そのため、本実施形態においてＣｅｑＷＥＳは０．９００％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の（４）式で計算される。

ＣｅｑＷＥＳ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ …（４）
ここで、式（４）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、後述する選択元素Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖを含有しない場合は各項に０を代入する。

（炭素当量ＣｅｑＩＩＷ：０．７５０％以上、１．１００％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。ＨＡＺでの焼入れ性を確保し、かつ、結晶粒を細粒化させるため、本実施形態において炭素当量ＣｅｑＩＩＷは０．７５０％以上である。一方、炭素当量ＣｅｑＩＩＷが１．１００％を超えるとＨＡＺがマルテンサイトとなり、靱性が低下する。そのため、本実施形態においてＣｅｑＩＩＷは１．１００％以下である。炭素当量ＣｅｑＩＩＷは、合金元素の含有量によって下記の（５）式で計算される。

ＣｅｑＩＩＷ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５ …（５）
ここで、式（５）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、後述する選択元素Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖを含有しない場合は各項に０を代入する。

（焼入れ倍数ＤＩ：１７インチ以上、３５インチ以下）
焼入れ倍数ＤＩ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。
ＨＡＺでの焼入れ性を確保し、結晶粒を細粒化させるため、焼入れ倍数ＤＩを１７インチ以上とする。一方、焼入れ倍数ＤＩが３５インチを超えるとＨＡＺがマルテンサイトとなり、靱性が低下するので、３５インチ以下とする。焼入れ倍数ＤＩは、合金元素の含有量によって下記の（６）式で計算される。

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） …（６）
ここで、上記（６）式中、Ｂ含有量が０．０００４％以下のときはｆＢ＝１．０とし、Ｂ含有量が０．０００４％超０．００５０％以下のときｆＢ＝１．３とする。

本実施形態に係る高強度鋼板の化学成分の残部は、鉄（Ｆｅ）及び不純物である。不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料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材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、Ｓ、Ｏ及びＮについては上述のように上限値を制限する必要がある。また、好ましくは、Ｐについては上述のように下限値を制限してもよい。

本実施形態の高強度鋼板には、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Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂの１種又は２種以上を含有させてもよい。

（Ｃｕ：０％以上、２．０％以下）
Ｃｕ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、Ｃｕの含有量の下限値は特に限定されず、０％であってもよい。また、Ｃｕ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、Ｃｕの含有量は０．１％以上であってもよい。ただし、鋼板の熱間圧延時におけるＣｕクラックの発生抑制、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、Ｃｕの含有量は２．０％以下である。

（Ｃｒ：０％以上、２．０％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特に限定されず、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。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２．０％以下である。

（Ｍｏ：０％以上、２．０％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特に限定されず、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。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２．０％以下である。

（Ｎｂ：０％以上、０．０３％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特に限定されず、０％であってもよい。また、Ｎｂは、母材の強度、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０．００３％以上であってもよく、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、本実施形態では、Ｎｂの含有量は０．０３％以下である。好ましくは、Ｎｂの含有量は０．０２％以下であり、より好ましくは０．０１％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特に限定されず、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％以上であってもよく、０．００１％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、本実施形態では、Ｖの含有量は０．１０％以下である。好ましくは、Ｖの含有量は０．０８％以下であり、より好ましくは０．０６％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特に限定されず、０％であってもよい。また、Ｗは、母材の強度及び靱性を向上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。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。好ましくは、Ｗの含有量は０．５％以下である。

（Ｔｉ：０％以上、０．０２０％以下）
Ｔｉは、母材の強度上昇や細粒化に有効な元素である。そのため、本実施形態ではＴｉの含有量は０．００３％以上であってもよく、０．００５％以上であってもよい。一方、Ｔｉを添加しなくてもよいので、Ｔｉの含有量は０％であってもよい。ただし、粗大なＴｉＮが靱性に悪影響を及ぼすことを抑制する観点から、本実施形態ではＴｉの含有量は０．０２０％以下である。

（Ｂ：０％以上、０．００５０％以下）
Ｂは、炭素当量Ｃｅｑを制限しつつ、鋼の焼入れ性を確保するために含有させる重要な元素である。Ｂは、微量の含有であっても鋼の焼入れ性を顕著に向上させる元素であり、その効果を発揮させるために、Ｂの含有量は０．０００３％以上であってもよく、０．０００４％以上であってもよい。一方、と大入熱ＨＡＺの靱性や溶接性の劣化を抑制する観点から、本実施形態ではＢの含有量は０．００５０％以下である。

さらに、本実施形態の高強度鋼板には、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Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒの１種又は２種以上を含有させてもよい。

（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％以上であってもよく、０．０００５％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恐れがある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。好ましくは、Ｃａの含有量は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％以上であってもよく、０．０００５％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恐れがあるＭｇ系介在物の増加を抑制する観点から、Ｍｇの含有量は０．００５％以下である。
好ましくは、Ｍｇの含有量は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量である。

ＲＥＭは、ＣａやＭｇと同様に、酸化物、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ＲＥＭの含有量は０．０００１％以上であってもよく、０．０００５％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恐れがあるＲＥＭ系介在物の増加を抑制する観点から、本実施形態ではＲＥＭの含有量は０．００５％以下である。好ましくは、ＲＥＭの含有量は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、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Ｚｒの含有量は０．０００１％以上であってもよく、０．０００５％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恐れがあるＺｒ系介在物の増加を抑制する観点から、本実施形態ではＺｒの含有量は０．００５％以下である。好ましくは、Ｚｒの含有量は０．００３％以下である。
なお、Ｚｒの含有量は０％であってもよい。

（板厚ｔ：４０ｍｍ以上、１００ｍｍ以下）
（降伏強度：６３０ＭＰａ以上、７５０ＭＰａ以下）
（引張強さ：７８０〜９３０ＭＰａ）
（降伏比：８５％以下）
本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板は、特に、高強度で厚手の厚鋼板が必要とされる用途に好適で、特に、溶接施工能率の高い大入熱溶接が施された際に、ＨＡＺ靭性の要求レベルが高い用途に好適である。具体的には、高層ビルなどに用いられる建築鉄骨用の四面ボックス柱など、ダイヤフラム溶接ＨＡＺ（エレクトロスラグ溶接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、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は、強度の観点から、板厚は４０〜１００ｍｍ、降伏強度は６３０〜７５０ＭＰａであることが好ましい。また、引張強さは７８０〜９３０ＭＰａであることが好ましい。また、加工性の観点から、降伏比は８５％以下であることが好ましい。

更に、建造の高能率化、地震時の破壊に対する安全性向上の観点から、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℃）の平均値が１００Ｊ以上であることが好ましい。また、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−２０℃）の平均値は２７Ｊ以上であってもよく、４０Ｊ以上であってもよい。更に、大入熱溶接部のＨＡＺにおける破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が０℃以下であることがより好ましい。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。

本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板は、鋼板表面を起点として深さ方向に３ｍｍまでの領域（表層領域と呼称する場合がある）において、ビッカース硬度の最大値Ｈｖｓが３２０以下であることが好ましい。表層領域のビッカース硬度の最大値Ｈｖｓが３２０超である場合、曲げ応力や引張応力が加わった際に亀裂が生じ易くなるためである。
また、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板は、ビッカース硬度の最大値Ｈｖｓと鋼板１／４厚位置におけるビッカース硬度Ｈｖｑとの差ΔＨｖが７０以下であることが好ましい。

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。鋼片の製造方法は限定されず、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−分塊法等の公知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、Ａｃ_３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４０ｍｍ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℃以下に冷却せ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ＢＮを溶体化するために、好ましくは９００℃以上である。加熱された鋼片中のＮは、熱間圧延時にＡｌＮとして固定され、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。熱間圧延の終了温度は、さらに好ましくは７５０℃以上、９００℃以下である。Ａｒ_３変態点（℃）は以下の（７）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 …（７）

ここで、上記（７）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。

熱間圧延後、空冷あるいは直接焼入れを行い、各種の熱処理を施すことで母材の材質を造り込む。熱間圧延後に空冷する場合は、その後にγ単相域まで再加熱して焼入れし、このときにＢの焼入れ効果を発揮させる。一方、熱間圧延後に直接焼入れする場合は、上記のとおり、熱間圧延をγ単相域で終え、引き続く水冷でＢの焼入れ効果を発揮させる。このとき、熱間圧延終了時に鋼板の表層部の温度がγ／フェライト（α）の二相域であっても、板厚内部の温度がγ単相域であれば問題はない。

これらの焼入れ処理が施された鋼板は、安定的に低い降伏比を得るために、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（二相域熱焼入れ）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、以下の（８）式及び（９）式によって求めることができる。

Ａｃ_１変態点（℃）＝７２３＋２９．１Ｓｉ−１０．７Ｍｎ−１６．９Ｎｉ＋６．３８Ｗ＋１６．９Ｃｒ …（８）
Ａｃ_３変態点（℃）＝９１０−２０３√Ｃ＋４４．７Ｓｉ−３０Ｍｎ−４００Ａｌ−１５．２Ｎｉ＋１０４Ｖ＋３１．５Ｍｏ＋１３．１Ｗ＋１１Ｃｒ＋２０Ｃｕ−７００Ｐ−４００Ｔｉ …（９）
ここで、上記（８）式及び（９）式中のＳｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｗ、Ｃｒ、Ｃ、Ａｌ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｐ、Ｔｉ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、鋼板には焼戻しが施される場合がある。焼戻しを実施する場合には、焼戻し温度を３５０〜６００℃とすることが好ましい。

ここで、上述した熱間圧延の仕上げ温度、焼入れ温度、二相域焼入れ温度、および焼戻し温度はすべて、板厚方向中心部（板厚内部）での温度を指す。板厚内部の温度は、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によれば、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を施しても良好なＨＡＺ靭性を確保することができる。

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１００Ｊ以上である高強度鋼板を安定して供給できる。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、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る上、さらに建設効率と耐震安全性を高めることができる。

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７００℃以上、９００℃以下である。

次に、熱間圧延後の鋼板は、表２−１に示す条件にて熱処理が施された。表２−１において、「焼入れ温度」とは空冷後にγ単相域（Ａｃ_３変態点以上）まで再加熱して焼入れした場合の焼入れ温度であり、「二相域焼入れ温度」とは、水冷もしくはγ単相域まで再加熱して焼入れした後に、γ／α２相域（Ａｃ_１変態点以上Ａｃ_３変態点未満）まで再加熱して焼入れした場合の焼入れ温度を示す。

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１−１及び表１−２に示されており、板厚は表２−１に示されている。なお、表１−２中に示す炭素当量ＣｅｑＷＥＳ、ＣｅｑＩＩＷ、ＤＩは、それぞれ下記（１０）式、（１１）式、（１２）式により求めた。

ＣｅｑＷＥＳ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ …（１０）

ＣｅｑＩＩＷ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５ …（１１）

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） …（１２）

ここで、上記（１０）〜（１２）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。Ｂの含有量が０．０００４％以下のときはｆＢ＝１．０とし、Ｂの含有量が０．０００４％超０．００５０％以下のときはｆＢ＝１．３とする。

＜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。得られた３本の吸収エネルギーの平均値（相加平均）を、母材の吸収エネルギー（ｖＥ０）とした。

表層硬度Ｈｖｓは、鋼板のＬ断面（圧延方向に並行、板厚面）を機械研磨し、鋼板表面から板厚方向に３ｍｍ以内の位置において、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠したビッカース硬度（測定荷重１０ｋｇｆ）を３点測定し、その平均値を求めた。

硬度差ΔＨｖは、下記（１３）式にて計算される。なお、Ｈｖｑは鋼板のＬ断面（圧延方向に並行、板厚面）を機械研磨し、鋼板表面から板厚方向に１／４厚位置において、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠したビッカース硬度（測定荷重１０ｋｇｆ）を３点測定し、その平均値とした。

ΔＨｖ ＝ Ｈｖｓ − Ｈｖｑ …（１３）

＜溶接継手のＨＡＺ靭性＞
溶接継手のＨＡＺ靱性の評価は、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７０〜１５０ｋＪ／ｍｍ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、間隙をあけて厚鋼板からなるダイヤフラム２をＴ字状に配置し、さらに前記間隙をスキンプレート１長手方向から挟むようにダイヤフラム２に沿わせて裏当金３、４を配置し、この裏当金３、４により溶接時の溶融スラグと溶融金属が溶接部から流れ出ないように前記間隙を囲む。そして、この間隙内部において、溶融したスラグ浴の中に溶接ワイヤを供給し、主として溶融スラグの抵抗熱によって溶接ワイヤを溶融させ、溶接金属部５を形成することで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を採取した。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を採取した。スキンプレート１とダイヤフラム２は同鋼種として、板厚は同一とした。

結晶粒径は、ＦＬのＨＡＺ側の結晶粒径である。試験片７のＬ断面において、ＦＬからＨＡＺ側０．５ｍｍまでの範囲をＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折装置）を用いて結晶方位を測定する。結晶粒径は、結晶粒界を１５°大角粒界と定義したとき、円相当直径１μｍ超の結晶粒の中で、円相当直径が上位０．２％以内の結晶粒の円相当直径を平均した値とする。

ｄＭＡは、ＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）の円相当直径である。結晶粒径を測定した試料と同じ断面でＭＡを現出させ、円相当直径０．５μｍ超のＭＡの中で、円相当直径が上位１％以内のＭＡの円相当直径を平均した値とする。ＭＡの現出には、レペラーエッチングした後、画像処理により二値化し、ＭＡを測定する方法、ＥＢＳＤによりオーステナイト相を測定する方法が考えられる。

図１に示す要領で採取した試験片７に対し、融合部（ＦＬ）上にノッチを入れＶノッチ試験片とした。各Ｖノッチ試験片を用いて、０℃及び−２０℃で、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠してシャルピー衝撃試験を行った。３本の試験を行い、吸収エネルギーの平均値（相加平均）を採用した。表２−１及び表２−２に厚鋼板の板厚ｔ、母材の機械的性質、エレクトロスラグ溶接継手のＨＡＺ靭性を示す。なお、「ｖＥ０＠ＦＬ」は、ノッチ位置をＦＬ上とした場合の０℃での試験結果であり、「ｖＥ−２０＠ＦＬ」は、ノッチ位置をＦＬ上とした場合の−２０℃での試験結果である。

更に、図１に示す要領で採取した試験片７に対し、融合部（ＦＬ）上にノッチを入れＶノッチ試験片とし、各Ｖノッチ試験片を用いて、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を測定した。破面遷移温度（ｖＴｒｓ）の評価は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に準拠した。

表２−１及び表２−２に示すように、本発明例は、板厚４０〜１００ｍｍの鋼板において、６３０ＭＰａ以上の降伏強度（ＹＳ）と、８５％以下の降伏比（ＹＲ）とを有し、さらにＥＳＷ継手とした際、０℃で１００Ｊ以上の優れたＨＡＺ靱性を有していた。また、本発明鋼では、試験温度−２０℃とした場合でも、２７Ｊ以上の非常に優れたＨＡＺ靱性を有していた。

また、Ｐ量を０．００３〜０．０１０％の範囲にした発明例１〜１０、１２、１３は、さらにＥＳＷ継手とした際に、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が０℃以下となり、より優れたＨＡＺ靱性を有していた。一方、Ｐ量を０．００２％にした発明例１１は、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が僅かに劣った。

一方、表１−１、表１−２、表２−１及び表２−２に示すように、比較例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靭性が劣っていた。

比較例１はＮｉ量が低すぎるために、比較例３はＳｉ量が高すぎるために、ＨＡＺ靱性が劣っていた。
比較例２はＣ量が高すぎるために、また、比較例８はＤＩが高すぎるために、引張強度が過剰であり、表層硬度及び硬度差が大きく、かつ、ＨＡＺ靱性が劣っていた。
比較例４はＭｎ量及びＰ量が高すぎるためにＨＡＺ靱性が劣っていた。
比較例５はＳ量及びＡｌ量が高すぎるために、また、比較例６はＮ量が高すぎ、かつ、ＣｅｑＷＥＳが低すぎるためにＨＡＺ靱性が劣っていた。
比較例７はＣｅｑＷＥＳ，ＣｅｑＩＩＷ及びＤＩが低すぎるために、また、比較例９はＣｅｑＷＥＳが低すぎるために、表層硬度及び硬度差が大きく、かつ、ＨＡＺ靱性が劣っていた。
比較例１０はＣ量及びＣｅｑＷＥＳが高すぎるために、表層硬度及び硬度差が大きく、かつ、ＨＡＺ靱性が劣っていた。
比較例１１はＡｌ量が高すぎるために、ＨＡＺ靱性が劣っていた。

本発明は、鉄鋼業において製造される厚鋼板に適用される。また、本発明は、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。

本発明に係る大入熱溶接用高強度鋼板は、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、本発明に係る高強度鋼板は、降伏強度が６３０ＭＰａ以上、板厚が４０〜１００ｍｍ、エレクトロスラグ溶接部（ボックス柱ダイアフラム溶接部）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、本発明に係る大入熱溶接用高強度鋼板は、建築鉄骨四面ボックス柱ダイヤフラム溶接ＨＡＺ（エレクトロスラグ溶接ＨＡＺ）の靱性が要求される高強度厚鋼板に好適である。

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

Claims (13)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０８〜０．１４％、
   Ｍｎ：０．３〜１．０％、
   Ｎｉ：２．５〜７．０％、
   Ａｌ：０．０３〜０．１００％、
   Ｃｕ：０〜２．０％、
   Ｃｒ：０〜２．０％、
   Ｍｏ：０〜２．０％、
   Ｎｂ：０〜０．０３％、
   Ｖ：０〜０．１０％、
   Ｗ：０〜１．０％、
   Ｔｉ：０〜０．０２０％、
   Ｂ：０〜０．００５０％、
   Ｃａ：０〜０．００５％、
   Ｍｇ：０〜０．００５％、
   ＲＥＭ：０〜０．００５％、
   Ｚｒ：０〜０．００５％、
   Ｓｉ：０．３０％以下、
   Ｐ：０．０１０％以下、
   Ｓ：０．００５％以下、
   Ｎ：０．００６０％以下、
   Ｏ：０．００６０％以下、
   残部がＦｅ及び不純物からなり、
   下記式（１）で計算される焼入れ倍数ＤＩ（ｉｎｃｈ）が１７〜３５であり、
   下記式（２）で計算される炭素当量ＣｅｑＷＥＳが０．６００％〜０．９００％であり、
   下記式（３）で計算される炭素当量ＣｅｑＩＩＷが０．７５０％〜１．１００％であることを特徴とする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） …（１）
   ＣｅｑＷＥＳ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ …（２）
   ＣｅｑＩＩＷ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５ …（３）
   ここで、上記（１）〜（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。Ｂの含有量が０．０００４％以下のときはｆＢ＝１．０とし、Ｂの含有量が０．０００４％超０．００５０％以下のときはｆＢ＝１．３とする。
2. 質量％で、
   Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％
   を含有することを特徴とする請求項１に記載の大入熱溶接用高強度鋼板。
3. 質量％で、
   Ｂ：０．０００４〜０．００５０％
   を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の大入熱溶接用高強度鋼板。
4. 質量％で、
   Ｃｕ：０．１〜２．０％、
   Ｃｒ：０．１〜２．０％、
   Ｍｏ：０．１〜２．０％、
   からなる群から選択されるいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の大入熱溶接用高強度鋼板。
5. 質量％で、
   Ｎｂ：０．００３〜０．０３％、
   Ｖ：０．０１〜０．１０％、
   Ｗ：０．１０〜１．０％
   からなる群から選択されるいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の大入熱溶接用高強度鋼板。
6. 質量％で、
   Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
   Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、
   ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％、
   Ｚｒ：０．０００５〜０．００５％以下
   からなる群から選択されるいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の大入熱溶接用高強度鋼板。
7. 質量％で、Ｐの含有量が０．００３〜０．０１０％であることを特徴とする請求項１〜６の何れか１項に記載の大入熱溶接用高強度鋼板。
8. 鋼板表面を起点として深さ方向に３ｍｍまでの領域において、ビッカース硬度の最大値Ｈｖｓが３２０以下であることを特徴とする請求項１〜７の何れか１項に記載の大入熱溶接用高強度鋼板。
9. ビッカース硬度の最大値Ｈｖｓと鋼板１／４厚位置におけるビッカース硬度Ｈｖｑとの差ΔＨｖが７０以下であることを特徴とする請求項１〜８の何れか１項に記載の大入熱溶接用高強度鋼板。
10. 降伏強度が６３０〜７５０ＭＰａ、
    引張強さが７８０〜９３０ＭＰａ、
    降伏比が８５％以下であることを特徴とする請求項１〜９の何れか１項に記載の大入熱溶接用高強度鋼板。
11. 溶接入熱が６００ｋＪ／ｍｍ以上の溶接継手において、溶接部のＨＡＺにおける０℃シャルピー吸収エネルギーが平均１００Ｊ以上であることを特徴とする請求項１〜１０の何れか１項に記載の大入熱溶接用高強度鋼板。
12. 板厚ｔが４０ｍｍ以上１００ｍｍ以下であることを特徴とする請求項１〜１１の何れか１項に記載の大入熱溶接用高強度鋼板。
13. 高層ビルの建築鉄骨ボックス柱用鋼板であることを特徴とする請求項１〜１２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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