JP5958428B2

JP5958428B2 - 大入熱溶接用鋼板の製造方法

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Publication number: JP5958428B2
Application number: JP2013146146A
Authority: JP
Inventors: 善明村上; 長谷　和邦; 和邦長谷; 三田尾　眞司; 眞司三田尾
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2012-07-30
Filing date: 2013-07-12
Publication date: 2016-08-02
Anticipated expiration: 2033-07-12
Also published as: JP2014043642A

Description

本発明は、本発明は、船舶、海洋構造物、建築、鋼管分野などの各種鋼構造物に使用される厚鋼板であり、特に大入熱溶接に適した厚鋼板の製造方法として好適なものに関する。

船舶、海洋構造物、建築、鋼管等の分野で使用される鋼構造物は、溶接接合により所望の形状の構造物に仕上げられるのが一般的である。したがって、これらの構造物は、安全性を確保する観点から、使用される鋼材の母材特性、すなわち強度、靱性の確保に加えて、溶接部の靱性にも優れていることが要請されている。

さらに、近年では、上記船舶や鋼構造物はますます大型化し、使用される鋼材も高強度化や厚肉化が積極的に進められている。それに伴い、溶接施工には、サブマージアーク溶接やエレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接などの高能率で大入熱の溶接方法が適用されるようになってきており、大入熱溶接によって溶接施工した場合においても、溶接部の靱性に優れる鋼材が必要となってきている。

しかしながら、上述した鋼材、特に高強度鋼板、あるいは厚肉鋼板においては、母材の機械的特性（特に低温靱性）と溶接熱影響部（以下、熱影響部のことをＨＡＺと記載する。）の低温靱性の両立が困難である、という事例がしばしば散見される。厚鋼板母材の低温靱性は一般的に鋼板の強度、板厚の増加とともに低下する傾向があるため、例えば特許文献１および特許文献２に記載のように、制御圧延や制御冷却方法で解決しようとする技術が開示されている。また、特許文献３には、直接焼き入れ−焼き戻し技術を適用するなどの方策により、鋼板の結晶組織を微細化させて低温靱性を確保する工夫が開示されている。

一方、大入熱溶接により形成されるＨＡＺは上述した各種制御圧延・冷却プロセスによる結晶粒微細化効果が消失してしまうために、製造工程依存のない、化学成分調整により低温靱性の確保を図る必要がある。中でも広く知られている対策として、溶接中の高温域で比較的安定なＴｉＮを鋼中に微細分散させることによりオーステナイト粒の粗大化を抑制する技術や、その他では例えば特許文献４に記載のように、より高温で安定なＴｉ酸化物を分散させる技術等が開示されている。しかしながらＴｉＮ単独のオーステナイト粒微細化効果は溶接部溶融線に近接した、鋼の融点に近い箇所では溶解してしまうために固溶Ｎの増大をまねき低温靱性を著しく低下させるという課題があり、一方、Ｔｉ酸化物を活用する技術は、所定の酸化物を微細に、且つ鋼板に均一に分散させることが困難であるという課題がある。

上記課題に対応するための他の技術として、特許文献５には、鋼中に適量のＢを添加させることにより、低温靱性の低下を防ぐ方法が開示されている。Ｂは窒化物形成元素であり、且つ、特に高温域での拡散速度が速いため、溶接時の冷却途上で低温靱性に悪影響をおよぼす固溶Ｎを窒化物として固定するためにＨＡＺの高靱性化を達成することが出来る。

特開昭５７−１３４５１８号公報特開昭５９−８３７２２号公報特開昭６３−２２３１２５号公報特開昭５７−０５１２４３号公報特開２００５−２４７６号公報

しかし、Ｂは母材製造過程の制御圧延および冷却の各段階で、製造条件によっては窒化物を形成する場合がある。Ｂ窒化物は比較的高いフェライト生成能を有することが知られており、高強度、厚肉材のように比較的高い鋼板強度を必要とする場合、上記の特許文献に開示された制御圧延・冷却条件では窒化物の形成を制御出来ない場合があることが課題となっている。

既述したように、特に靱性の低下する大入熱溶接部のＨＡＺでの靱性確保を意図したＴｉ、Ｂ複合添加組成に対して、従来の厚板製造プロセスを用いた厚肉高強度、高靱性鋼板の安定的な製造には限界があり、更なる合金成分の改良や、制御圧延・冷却条件の改良が望まれている。本発明は、大入熱溶接部の低温靱性を確保しつつ、且つ、厚肉高強度鋼板としての安定的な低温靱性を両立させるための鋼板の製造方法を提供することにある。

本発明者らは上記課題を解決するため、鋼板製造時の制御圧延・制御冷却中の熱履歴と、大入熱溶接時に鋼板に付与される熱履歴の差異に着目して鋭意検討を行った。その結果、高強度厚肉鋼板の大入熱溶接部のＨＡＺ対策（ＨＡＺの良好な靱性を得るための対策）としての成分設計の適正化に加え、鋼板製造過程において、初めにオーステナイト再結晶温度域圧延を実施した後にオーステナイト未再結晶温度域まで加速冷却し、引き続きオーステナイト未再結晶温度域圧延を行い、その後再度加速冷却を実施することにより、優れた鋼板母材の強度、低温靱性が得られることを見出した。

すなわち、大入熱溶接部のＨＡＺ対策として活用するＢ窒化物を、大入熱溶接熱履歴が付与された場合には積極的に析出させ、一方で鋼板製造時にはＢ窒化物の析出温度域であるオーステナイト再結晶温度域からオーステナイト未再結晶温度域を加速冷却させることによりＢ窒化物の析出を可能な限り防止し、以降のオーステナイト未再結晶域圧延工程、当該圧延工程終了後の二段階目の加速冷却工程で鋼板母材として優れた強度、低温靱性が得られるとの知見を得た。本発明の要旨は以下の通りである。

第一の発明は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：１．２〜２．５％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００３〜０．０４％、Ｔｉ：０．００３〜０．０４％、Ｎ：０．００３〜０．０１％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ、下記（１）式で表される炭素当量Ｃｅｑが０．３３〜０．４５の範囲となるよう含有した鋼素材を、１０００℃以上に加熱し、オーステナイト再結晶温度域において圧延後、オーステナイト未再結晶温度域まで空冷より大きい冷却速度で第１の加速冷却を実施し、引き続いてオーステナイト未再結晶温度域において累積圧下率４０％以上の圧延を実施した後、Ａｒ_３変態点以上の温度から６００℃以下の温度域に第２の加速冷却を実施する工程を有する大入熱溶接用鋼板の製造方法である。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５・・・（１）
ただし、上式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を示し、含有していない元素は０とする。

第二の発明は、さらに、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下およびＶ：０．１％以下の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする第一の発明に記載の大入熱溶接用鋼板の製造方法である。

第三の発明は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２％およびＲＥＭ：０．００１〜０．０２％、の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする、第一の発明または第二の発明に記載の大入熱溶接用鋼板の製造方法である。
第四の発明は、前記第２の加速冷却をする工程の後、さらに、Ａｃ_１変態点以下の温度域に焼き戻す工程を有することを特徴とする第一の発明〜第三の発明のいずれか一つに記載の大入熱溶接用鋼板の製造方法である。

本発明によれば、特定組成の鋼を素材として、オーステナイト再結晶域において圧延し、これに続きオーステナイト未再結晶温度域までの第１の加速冷却を実施し、その後オーステナイト未再結晶温度域において累積圧下率４０％以上の圧延を行い、その後６００℃以下の温度域に第２の加速冷却を行うことにより、優れた大入熱溶接ＨＡＺの低温靱性と、鋼板自体の優れた低温靱性の両者を具備した大入熱溶接用鋼板が得られ、産業上極めて有用である。

以下に本発明を実施するための形態について説明する。まず、本発明の構成要件の限定理由について説明する。本発明で対象とする厚鋼板とは、熱間圧延で製造される２０ｍｍ以上の板厚を有する鋼板をいう。本発明において、大入熱溶接とは、３００ｋＪ／ｃｍ以上の溶接入熱量の溶接をいう。

１．成分組成
以下に成分組成の限定理由を説明する。なお、成分組成を示す単位は、全て質量％とする。

Ｃ：０．０３〜０．０８％
Ｃは、鋼材の強度を高める元素であり、構造用鋼として必要な強度を確保するためには、０．０３％以上の添加が必要である。一方、０．０８％を超えると、大入熱溶接ＨＡＺ中に島状マルテンサイトが生成し易くなるため、上限は０．０８％とする。好ましくは、０．０４〜０．０７％の範囲である。

Ｓｉ：０．０１〜０．１％
Ｓｉは、鋼を溶製する際の脱酸剤として添加される元素であり、０．０１％以上の添加が必要である。しかし、０．１％を超えると、大入熱溶接ＨＡＺ中に島状マルテンサイトが生成し、靱性の低下を招きやすくなる。よって、Ｓｉは０．０１〜０．１％の範囲とする。

Ｍｎ：１．２〜２．５％
ＭｎはＣと同様に、鋼板母材の強度を高める元素であり、また他の合金成分に比較して安価であることから、積極的な添加が有効であるが、２．５％を超えると焼入性が過剰となり、母材靱性が低下するとともに溶接性を損なう問題がある。従ってＭｎ量は１．２〜２．５％とする。好ましくは１．５％〜２．２％の範囲である。

Ｐ：０．００８％以下
Ｐは不純物として鋼中に含有される元素の一つであるが、鋼板母材および、大入熱溶接ＨＡＺの靱性を低下させるため、素材溶製時の経済性を考慮した上で可能な範囲で低減することが好ましい。このため、Ｐ量は０．００８％以下とする。

Ｓ：０．０００５〜０．００４０％
ＳはＰと同様不純物として鋼中に含有される元素の一つであるが、Ｐと異なり、ＭｎＳやＣａＳ、ＲＥＭ−Ｓなどの硫化物として存在した場合にフェライトの生成核となり、大入熱溶接ＨＡＺの靱性を向上させる効果がある。この効果は０．０００５％以上の添加で有効である。一方で過剰の添加は多量の硫化物生成を招き、母材靱性の低下を引き起こす。従って、Ｓ量は０．０００５〜０．００４０％の範囲とする。

Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは、鋼の脱酸のために添加される元素であり、０．００５％以上含有させる必要がある。一方で、０．１％を超えて添加すると、介在物量が過剰となり、母材の靱性を低下させる。従って、Ａｌは０．００５〜０．１％の範囲とする。好ましくは０．０１〜０．０６％とする。

Ｎｂ：０．００３〜０．０４％
Ｎｂは、添加により未再結晶温度域を拡大させる効果を有し、鋼板母材の強度靱性を確保するのに有効な元素である。しかし、０．００３％未満の添加では上記効果が小さく、一方で０．０４％を超えて添加すると、大入熱溶接ＨＡＺに島状マルテンサイトが生成しやすくなり、靱性を低下させる。このため、Ｎｂは０．００３〜０．０４％の範囲とする。好ましくは、０．００５〜０．０２５％の範囲である。

Ｔｉ：０．００３〜０．０４％
Ｔｉは、凝固時にＴｉＮとして析出し、特に大入熱溶接ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制し、且つ、フェライトの変態核となるなど、大入熱ＨＡＺの高靭化に極めて有用な元素である。この効果を得るためには、０．００３％以上の添加が必要である。一方で、０．０４％を超えて添加すると、析出したＴｉＮが粗大化し、上記効果が得られにくくなる。よって、Ｔｉは、０．００３〜０．０４％の範囲とする。好ましくは、０．００５〜０．０２５％の範囲である。

Ｎ：０．００３〜０．０１％
Ｎは、上述したＴｉＮの生成、また、後述するＢ窒化物の形成に必要な元素であり、本発明において最も重要な元素の一つである。大入熱溶接ＨＡＺにおいて、これらの窒化物を生成させ、靱性向上に有効に寄与させるためには、０．００３％以上含有させる必要がある。一方で、０．０１％を超えて添加すると、溶接入熱条件によってはＴｉＮが溶解する領域における固溶Ｎ量が増加し、却って溶接部の靱性を低下させる場合がある。従って、Ｎは、０．００３〜０．０１％の範囲とする。好ましくは、０．００４〜０．００７％の範囲である。

Ｂ：０．０００３〜０．００３％
Ｂは固溶状態で存在する場合は、粒界に偏在して焼入性を確保し、母材強度の確保に寄与し、Ｂ窒化物として存在する場合は、フェライト核として作用し、大入熱溶接ＨＡＺの靱性を高める２つの効果がある。従って、Ｂは、本発明で最も重要な元素の一つである。しかし、Ｂの含有量が０．０００３％未満では前者の効果が得られず、また、０．００３％を超えて添加するとＢ窒化物を上回る固溶Ｂが多量に存在することになり、逆に大入熱溶接ＨＡＺの靱性低下を引き起こす。従って、Ｂは０．０００３〜０．００３％の範囲とする。

炭素当量Ｃｅｑ：０．３３〜０．４５
本発明の鋼材は、上記成分が、上記組成範囲を満たして含有していることに加えて、下記（１）式で表される炭素当量Ｃｅｑが０．３３〜０．４５の範囲であることが必要である。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５・・・（１）
ただし、上記式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を示し、含有していない元素は０とする。

炭素当量Ｃｅｑが０．３３未満では、制御圧延・加速冷却条件を調整した場合においても必要な母材強度が得られない。一方、炭素等量Ｃｅｑが０．４５を超えると、大入熱溶接ＨＡＺに生成する島状マルテンサイトの量が極めて多くなり、靭性低下を引き起こす。このため、炭素等量Ｃｅｑは、０．３３〜０．４５に規定する。また、好ましくは０．３５〜０．４２の範囲である。

本発明の基本成分組成は以上であるが、更に所望の特性を向上させる場合は、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａ、Ｚｒ、ＲＥＭの中から選ばれる１種以上を選択元素として添加することができる。

Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは強度を増加させるために添加することができる元素であるが、１．０％を超えて添加すると、熱間脆性により鋼板母材表面の性状を劣化させることがあるため、添加する場合は、その量は１．０％以下の範囲とすることが好ましい。

Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは母材の強度を増加させつつ靭性も向上させることが可能な元素である。１．０％を超えて添加した場合、効果が飽和するとともに経済的に不利となることがあるため、添加する場合は、その量は１．０％以下の範囲とすることが好ましい。

Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは強度を増加させるために有効な元素であるが、１．０％を超えて添加すると、母材靭性を劣化させることがあるため、添加する場合は、その量は１．０％以下の範囲とすることが好ましい。

Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは母材強度を増加するのに有効な元素であるが、０．５％を超えて添加すると、著しく靭性を劣化させるとともに経済性を損なうため、添加する場合は、その量は０．５％以下の範囲とすることが好ましい。

Ｖ：０．１％以下
Ｖは母材強度を増加するのに有効な元素であるが、０．１％を超えて添加すると、著しく靭性を劣化させるため、添加する場合は、その量は０．１％以下の範囲とすることが好ましい。

Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２％およびＲＥＭ：０．００１〜０．０２％の中から選ばれる１種以上を含有
Ｃａ、Ｚｒ、ＲＥＭは鋼中のＳを固定して鋼板の靭性を向上させる効果があり、強い硫化物形成元素であるＣａは０．０００５％以上で、また、ＺｒおよびＲＥＭに関しては０．００１％以上の添加でそれぞれ効果がある。しかしながら、それぞれの量が０．００５％、０．０２％、０．０２％を超えて添加すると鋼中の介在物量が増加し靭性をかえって劣化させる場合がある。従って、これらの元素を添加する場合は、Ｃａは０．０００５〜０．００５％、Ｚｒは０．００１〜０．０２％、ＲＥＭは０．００１〜０．０２％の範囲とすることが好ましい。

なお、上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。

２．製造条件
上記した成分構成を有する鋼を、転炉あるいは電気炉等の常法の溶製手法を用いて溶製し、連続鋳造法あるいは造塊法等の常法の工程により、鋼板製造のためのスラブ素材とすることが好ましい。以下、本発明で規定するところの、鋼板製造条件の限定理由に関して説明する。

加熱温度：１０００℃以上
鋳造後のスラブは、室温まで冷却した後、あるいは可能であれば高温の状態のままで、加熱炉に装入し、その加熱温度を１０００℃以上に規定する。この加熱温度は本発明の成分規定のうち、主にＮｂ炭窒化物を溶解せしめ、固溶Ｎｂを十分に確保する観点から下限を１０００℃とした。また、加熱温度の上限は特に規定しないが、あまりに高温の場合、加熱時のオーステナイト粒の粗大化が起こり母材靱性に悪影響を及ぼすため、通常は１２５０℃以下、望ましくは１２００℃以下であることが好ましい。

オーステナイト再結晶温度域における圧延
オーステナイト再結晶温度域における圧延は、加熱時のオーステナイト粒をある程度微細化するために必要であり、最低１パス以上、好ましくは累積圧下率２０％以上行うのが望ましい。上記成分範囲の鋼であれば、オーステナイト再結晶温度域の下限温度は概ね９００〜１０００℃の範囲にある。

オーステナイト再結晶温度域からオーステナイト未再結晶温度域までの第１の加速冷却
本工程は、本発明の中で最も重要な項目の一つである。上述したように、本発明では大入熱溶接ＨＡＺの靱性を向上させるための施策としてＴｉＮによる粒径微細化と、Ｂ窒化物の形成によるフェライト変態促進効果を適用しているが、鋼板製造の熱履歴過程において、特にＢ窒化物が大量に生成した場合、鋼板の焼入性を確保するための固溶Ｂが消失し、一方で析出したＢ窒化物からフェライト核生成が生じやすくなることから、鋼板の圧延組織に占めるフェライト分率が増加し、所定の強度が得られなくなる場合がある。

従って、鋼板製造時の冷却過程においては、Ｂ窒化物が生成する温度域である、オーステナイト再結晶温度域からオーステナイト未再結晶温度域までの冷却速度を、可能な限り速くすることが必要である。通常この工程は熱間圧延の温度低下待機時間として空冷されるが、本発明においては、空冷より大きい冷却速度を有する加速冷却を実施することにより、次工程である制御圧延工程に短時間で移行させることとする。

本発明においては、後述のオーステナイト未再結晶温度域における圧延に続く加速冷却と区別するため、オーステナイト再結晶温度域において圧延後、オーステナイト未再結晶温度域まで空冷より大きい冷却速度で実施する加速冷却を第１の加速冷却と称する。この第１の加速冷却においては、水冷による加速冷却設備、あるいは圧延中に鋼板表面に発生する酸化物スケールを除去する、いわゆるデスケ設備等により、空冷より大きい冷却速度を達成することが必要である。好ましくは、３℃／秒以上の冷却速度とする。

オーステナイト未再結晶温度域において累積圧下率４０％以上の圧延
上記加速冷却に引き続き、オーステナイト未再結晶温度域にて制御圧延を行う。この制御圧延はその圧下率が小さい場合、所定の母材靱性を得ることが出来ない。このため、累積圧下率の下限を４０％と規定する。また、圧下率は高い方が好ましいが、工業的には８０％程度が上限となる場合があるので、好ましくは、５０〜８０％である。

オーステナイト未再結晶温度域圧延後、Ａｒ_３変態点以上の温度から６００℃以下の温度域に第２の加速冷却をする工程
既述したＢ窒化物の生成を抑制するための第１の加速冷却とは異なり、本工程の第２の加速冷却をする工程は、制御圧延により加工されたオーステナイト組織を相変態させるための処理を目的とする。

相変態を完了させるためには６００℃以下の温度域まで冷却する必要があることから、冷却終了温度の上限を６００℃に規定した。第２の加速冷却をする工程の冷却速度は、空冷より大きい速度での冷却速度が必要であり、５℃／ｓｅｃ以上の強冷却が好ましい。さらに好ましくは、１０℃／ｓｅｃ以上の強冷却である。冷却方法は特に限定しないが、水冷による冷却が好ましい。

焼戻しの実施
上記の第２の加速冷却をする工程の後、必要に応じて焼戻し処理を行うことができる。焼戻しは、主として、第２の加速冷却により焼入れを行った鋼材に対して、強度・靭性バランスの適正化、残留応力の軽減などの目的で行われ、実施する場合はＡｃ_１変態点以下の温度で行う。

ここで、本発明における鋼材温度は、鋼材の表面と中心部の平均温度を示している。Ａｒ_３変態点、Ａｃ_１変態点は鋼成分によって異なるため、簡易的に下式によって求めることができる。但し、各式において、各元素記号は各元素の含有量（質量％）を示し、含有されない場合は０とする。

Ａｒ_３（℃）＝９１０−２７３Ｃ−７４Ｍｎ−５６Ｎｉ−１６Ｃｒ−９Ｍｏ−５Ｃｕ
Ａｃ_１（℃）＝７５１−２６．６Ｃ＋１７．６Ｓｉ−１１．６Ｍｎ−１６９Ａｌ−２３Ｃｕ−２３Ｎｉ＋２４．１Ｃｒ＋２２．５Ｍｏ＋２３３Ｎｂ−３９．７Ｖ−５．７Ｔｉ−８９５Ｂ
一方、オーステナイト再結晶温度域の下限温度は、鋼組成のほか、結晶粒径や加工履歴や歪量などの影響を受けるが、概ね８００〜９５０℃の範囲にある。詳しくは、事前に予備試験をして調査することにより、前記下限温度を推測することができる。

以下、本発明の効果を実施例により詳細に説明する。

表１に示す組成の鋼を転炉で溶製後、連続鋳造法でスラブ（鋼素材）とし、表２に示す制御圧延、制御冷却条件により４０〜８０ｍｍ厚の鋼板を作製した。なお、表１において、鋼番号１〜１２が本発明の範囲内となる発明例であり、鋼番号１３〜１７は、成分組成のいずれかが本発明の範囲外となる比較例である。また、表２において、鋼番号に続く枝番がＡから始まる例は本発明によるところの制御圧延・冷却条件によるものであり、枝番がＢから始まる例は第１の加速冷却、オーステナイト再結晶温度域圧延、第２の加速冷却のうちいずれか一つ以上が本発明の範囲外となる比較例である。ここで、第１の加速冷却は、再結晶温度域圧延機の出側に設置した水冷装置により行い、その平均冷却速度が、３℃／秒であることを確認している。

上記組成ならびに製造工程を経て製造された厚鋼板について、板厚方向１／４の位置から平行部直径６ｍｍφの引張試験片を採取して、ＪＩＳＺ２２４１（１９９８）の規定に準拠して引張試験を実施し、引張強さ（以下ＴＳと記載する）および０．２％耐力（以下ＹＳと記載する）を求めた。なお、本発明はその対象として高強度鋼板を想定しているため、その強度目標は、ＹＳ：４５０Ｎ／ｍｍ^２以上とした。

また、板厚方向１／４の位置からＪＩＳＺ２２０２（１９９８）の規定に準拠して、Ｖノッチ標準寸法のシャルピー衝撃試験片を採取して、ＪＩＳＺ２２４２（１９９８）の規定に準拠して衝撃試験を実施し、破面遷移温度（以下ｖＴｒｓと記載する）を求めた。
母材靭性の目標値はｖＴｒｓで−５０℃以下とした。

さらに、大入熱溶接ＨＡＺの靭性を評価するため、上記厚鋼板から、幅８０ｍｍ×長さ８０ｍｍ×厚み１５ｍｍの試験片を採取し、１４５０℃に加熱後、８００〜５００℃を４００ｓｅｃで冷却する熱処理を付与した後、２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を採取して、上記と同様にしてシャルピー衝撃試験を行った。なお、この再現熱サイクルは入熱量５００ｋＪ／ｃｍの溶接に相当する。衝撃試験温度は−４０℃とし、３本の試験の平均値により評価した。溶接部ＨＡＺ靭性の目標値は−４０℃における吸収エネルギー平均値（以下ｖＥ−４０℃と記載する）で５０Ｊ以上とした。そして、母材評価、大入熱ＨＡＺ評価は上記した各目標値に達している場合を○、各目標値に達していない場合を×とした。総合評価は全ての目標値を満たす場合を○、何れかの値が目標値に未達の場合を×とした。

表３に、上記の鋼板母材特性ならびに大入熱溶接ＨＡＺの靱性評価結果を示す。本発明からなるところの鋼番号１〜１２かつ枝番がＡで始まる例においては、母材ならびにＨＡＺ特性とも良好な値が得られている。これに対して、鋼番号１〜１２かつ枝番がＢで始まる例においては、化学成分規定は本発明の範囲内であるため大入熱溶接ＨＡＺ特性は満足するものの、製造条件が範囲外であるため母材の特性が劣っている。一方で、鋼番号１３〜１７においては、枝番がＡ、Ｂのいずれから始まるものも、成分範囲が本発明の範囲外であるために、大入熱溶接ＨＡＺ部の靱性が劣っている。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：１．２〜２．５％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００３〜０．０４％、Ｔｉ：０．００３〜０．０４％、Ｎ：０．００３〜０．０１％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ、下記（１）式で表される炭素当量Ｃｅｑが０．３３〜０．４５の範囲となるよう含有した鋼素材を、１０００℃以上に加熱し、オーステナイト再結晶温度域において圧延後、オーステナイト未再結晶温度域まで冷却速度３℃／秒以上の水冷で第１の加速冷却を実施し、引き続いてオーステナイト未再結晶温度域において累積圧下率４０％以上８０％以下の圧延を実施した後、Ａｒ３変態点以上の温度から６００℃以下の温度域に冷却速度５℃／秒以上の条件で第２の加速冷却を実施する工程を有する、板厚が４０〜８０ｍｍ、ＹＳ：４５０Ｎ／ｍｍ ^２以上の大入熱溶接用鋼板の製造方法。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５・・・（１）
ただし、上式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を示し、含有していない元素は０とする。
さらに、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下およびＶ：０．１％以下の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の大入熱溶接用鋼板の製造方法。
さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２％およびＲＥＭ：０．００１〜０．０２％、の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の大入熱溶接用鋼板の製造方法。
前記第２の加速冷却をする工程の後、さらに、Ａｃ_１変態点以下の温度域に焼き戻す工程を有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の大入熱溶接用鋼板の製造方法。