JP7206700B2 - 鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、鋼板に関するものである。本発明の鋼板は、超大入熱溶接部の靭性に優れた鋼板として、超高層建築物等の溶接構造物に好適に使用することができる。

近年、日本国内超高層建築物は、無柱大空間化及び用途複合化が求められており、設計応力の増大に伴い、高強度厚手材の需要が増えている。溶接鋼構造物には、大型化、破壊に対する高い安全性、高能率溶接化、素材（鋼材）の経済性等が求められてきている。このような動向を受け、溶接鋼構造物に使用される鋼板に対し、（１）厚手高強度化、（２）大入熱溶接下での熱影響部高靭性化、（３）低コスト化等のニーズが高まりつつある。

具体的には、（超）高層ビルに用いられる板厚４０～１００ｍｍの厚手鋼板（以下、厚手材と称することがある）に対し、（１）降伏強度３２５～６５０ＭＰａ、かつ引張強度４９０～７２０ＭＰａの確保、（２）溶接入熱量２０ｋＪ／ｍｍ以上の溶接部のシャルピー衝撃吸収エネルギー：ｖＥ（０℃）≧７０Ｊの確保、（３）高価合金元素の低減（Ｎｉ量≦１．０質量％等）を同時に満たすことが要求される。

耐溶接冷間割れ性などの工作上の溶接性はもとより、使用性能上の溶接性、特に熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：以下、ＨＡＺと称することがある）靭性を考慮した前記強度クラスの鋼板においては、加工熱処理：ＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ－Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ）によって製造されることが多い。なかでも、板厚４０～１００ｍｍの厚手鋼板では、加速冷却によっても十分な冷速が得られないことに起因して強度確保が困難なゆえに、ボロン（Ｂ）添加による高強度化を図るケースがある。Ｂは、圧延後のオーステナイト（γ）粒界に固溶状態で偏析し、γ粒界からのフェライト変態を抑制、すなわち焼入性を高める効果を有する。このため、Ｂ添加は、圧延後の加速冷却によっても十分な冷速が得られにくい厚手鋼板においても高強度化が図れる。

特許文献１では、ＮｂとＢを複合添加することによって高強度化を図っている。特許文献１の実施例に示されているように、この場合の圧延終了温度は９３０～１０００℃と高いことが特徴であり、再結晶γから加速冷却することを必須条件として、ＮｂとＢの複合効果を発揮させて高い焼入性を引き出すことにより、強度を高めている。圧延終了温度を９３０℃よりも低い未再結晶域として低温圧延を行った場合、靭性は満足するものの強度特性は満足できず、Ｎｂ－Ｂ複合効果による高強度化が難しいことも示されている。

また、特許文献１では、大入熱溶接ＨＡＺにおけるＢ利用技術を開示しており、０．３０～０．３８％のＣｅｑの下で、γ中固溶Ｂによる粒界フェライト抑制効果（焼入性向上効果）を享受しつつ、γ中ＢＮによる粒内フェライト促進効果（焼入性低減効果）を併用することの有効性を示している。

すなわち、特許文献１におけるＢ利用技術を要約すると、γ中固溶Ｂによる焼入性向上効果を母材と大入熱溶接ＨＡＺで利用すると同時に、γ中析出Ｂ（ここではＢＮ）による焼入性低減効果を大入熱溶接ＨＡＺで利用している。

特許文献２、３では、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を高めるために、ＨＡＺの冷却過程でγ中に析出するＶＮをピン止め粒子（酸化物、硫化物）に複合析出させ、このＶＮ複合粒子がフェライト変態核として作用してＨＡＺ組織を微細化している。

一方、非特許文献１に示されるように、Ｖ添加によって母材の強度が上昇する効果は広く知られている。

以上説明したように、ＢあるいはＶの添加によって、母材の強度が向上する効果と、大入熱溶接ＨＡＺの靭性が向上する効果が知られている。

また、特許文献４は、下記の二つの手段を講じることにより、鋼板の強度を安定かつ十分に確保することを開示している。
(1)第一の手段は、ＴＭＣＰ条件の精緻な制御と、ｅＢを０．０００１％以上、含有Ｂ量の１／２以下に制御することでγ中に焼入性に寄与する固溶Ｂと変態核として寄与する析出Ｂ（ＢＮ）を併用することで、高強度と細粒化効果による高靭性に同時に達成する。
(2)第二の手段は、Ｖ炭化物による析出強化を利用して母材強度を高める。

特許第３５９９５５６号公報 特開２００５－２９８９００号公報 特開２００７－２６２５０８号公報 特許第５８９５７８０号公報

ＣＡＭＰ－ＩＳＩＪ、６（１９９３）、６８４

一般に、母材やＨＡＺの強度と靭性を高める希少な元素としてＮｉが知られている。しかし、Ｎｉは高価な元素でもあると同時に、Ｎｉ添加鋼は表面疵が生じやすく、その手入工程が発生するという問題がある。したがって、Ｎｉ添加は、低コスト（高価合金低減）化と高ＨＡＺ靭性化との間で、また、Ｎｉ添加に伴う炭素当量（Ｃｅｑ）増加により大入熱溶接ＨＡＺが硬化して脆化するため、特に厚手材の高強度化と高ＨＡＺ靭性化との間で利害が対立する。

このため、上述のような互いに利害が対立する上記（１）～（３）の三つのニーズを同時に満足する鋼板の開発が強く求められているのが実情である。

前述したように、特許文献４は板厚５０～１００ｍｍ厚の靭性に優れた鋼板を提供することを課題とする。しかし、角形柱のダイヤフラムに適用される鋼板の板厚が６０ｍｍ以上になる溶接継手では、溶接入熱が１００ｋＪ／ｍｍを超える超大入熱溶接となる場合があり、この条件下で安定的にｖＥ（０℃）≧１００Ｊとなる溶接ＨＡＺ靭性を確保することが難しい。

大地震発生下における超高層建築物の倒壊を防ぐため、近年、耐震性の要求レベルが高まっている。角形柱（「ＢＯＸ柱」ともいう。）の塑性変形能を確保するためには、鋼材の降伏比が低い方が有利であり、降伏比が７８％以下であることが望まれる。

本発明は上記実情に鑑みてなされたものであり、（１）板厚４０～１００ｍｍ、引張強度が５５０ＭＰａ～７４０ＭＰａ、降伏比が７８％以下の高強度で、（２）溶接入熱量＞１００ｋＪ／ｍｍの超大入熱に対してもｖＥ（０℃）≧１００Ｊとなる溶接ＨＡＺ靭性を有し、（３）高価合金元素の低減（Ｎｉ≦１．０質量％等）等による低コストを実現できる超大入熱溶接部における靭性が優れる鋼板を提供することを目的とする。

溶接入熱の増大に伴って、変態温度付近（８００℃～５００℃）の冷速が１℃／ｓに低下し（例えば、スキンプレート９０mm、ダイヤフラム７５mmの場合、計算上、溶接入熱１２５kJ/mm、８００～５００℃間の平均冷却速度0.5℃/s（628秒））、フェライトやベイナイトが粗大化する。このような入熱増に伴う冷却速度の低下は板厚の増加によって顕著であって、ＨＡＺ組織の微細化には不利な条件である。本発明者らは、微量のＮｂを利用して厚手高強度化を実現する一方、ｆ－Nの増加、ｅＢの適正化、Ｂ／Ｎ比の規制の追加によって、固溶Ｂによる母材強化の効果を損なうことなく、ＢＮ析出を積極的に活用する成分設計をすることができ、ＨＡＺ靱性を改善できることを見出した。

一般的にはＮｂは制御圧延に必須元素であり、鋼板の強度靱性改善には有効だが、ＨＡＺを硬化させるのでＨＡＺ靱性には不利とされている。しかしながら、本発明はＮｂを活用して厚手高強度化を実現する一方で、添加Ｎｂ量を微量とすることで前述したようにｆ－Nの増加、ｅＢの適正化、Ｂ／Ｎ比の規制の追加によって、ＨＡＺ靱性を改善し、Ｎｂの悪影響を抑制する作用効果が得られることを見出した。
すなわち、ＮやＮｂなどの微量元素の添加量適正化と母材製造条件の高精度制御により、Ｂの固溶、析出の高精度制御が可能となり、厚手鋼材の特性確保とＨＡＺ靱性の改善を高度に両立することが可能となった。

また、本発明者らは、溶接入熱の増大で懸念されるＨＡＺ軟化においてもＮｂ添加は有効であること、制御圧延効果により母材の細粒化が可能となり、強度靱性バランスが改善した結果、母材の熱処理が不要となることも知見した。

また、本発明者らは、Ｃ、Ｎｂ、Ｂの影響を考慮して公知のＰｃｍを改良することで大入熱ＨＡＺ硬度を十分に再現することを知見した。すなわち、本発明者らは、下記式のＰｃｍＥＳの値を大入熱ＨＡＺの硬度を表す指標として用いることができ、この値が低い程、ＨＡＺ硬度が低く、ＨＡＺ靱性が向上することを見出した。
ＰｃｍＥＳ＝Ｃ／４＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／３＋Ｎｂ／２＋２３×ＭＡＸ（（Ｂ－１０．８／１４．１×（ＭＡＸ（Ｎ－Ｔｉ／３．４，０）），０）

従来からＨＡＺの硬度はＣｅｑ、Ｐｃｍといった焼入れ性指標と相関があることが知られていた。しかし、従来の思想に基づく成分設計では、更なる高強度厚手化とＨＡＺ靱性の両立は困難であった。これに対して、本発明者らは、従来公知のＰｃｍにＣ、Ｎｂ、Ｂの影響を考慮することにより、ＨＡＺ靱性を支配するボンド部近傍のＨＡＺ硬度の軟化抑制と母材強度確保を同時に満足する成分を見いだした。本発明者らの前記知見に基づく本発明の要旨は、下記の通りである。

（１） 質量％で、
Ｃ ：０．０５～０．１２％
Ｓｉ：０．２０％以下
Ｍｎ：１．００～２．００％
Ｎｂ：０．００４～０．０２０％
Ｖ ：０．１０％以下
Ｔｉ：０．００３０～０．０１８０％
Ａｌ：０．００４０～０．０８００％
Ｎ ：０．００３０～０．００８０％
Ｂ ：０．０００６～０．００２５％
Ｃａ：０．０００３～０．００４０％
Ｍｇ：０．０００３～０．００４０％
Ｏ ：０．００１５～０．００４０％
を含有し、
Ｐ ：０．０２０％以下
Ｓ ：０．０１０％以下に制限され、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、
下記式（１）の炭素当量Ｃｅｑ（Ｗ）が０．３４～０．４２％であり、
下記式（２）のＰｃｍが０．１８５～０．２３０であり、
下記式（３）のｆ－Ｎが１０．０以上であり、
下記式（４）のｅＢが４．０以下であり、
Ｎ含有量に対するＢ含有量の割合（Ｂ／Ｎ）が、０．２０～０．５０であり、
鋼中に、円相当直径で０．５～５．０μｍの粒子が１．００×１０^２～１．００×１０^４個／ｍｍ^２の個数密度で存在し、前記粒子のうち、原子％で１０％以上のＣａあるいはＭｇを含む粒子の割合が３０％以上であることを特徴とする鋼板。
ここで、
Ｃｅｑ（Ｗ）＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４・・・（１）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ・・・（２）
ｆ－Ｎ＝１００００×（Ｎ－ｅＴｉ／３．４）・・・（３）
ｅＢ＝１００００×［Ｂ－０．７７×｛Ｎ－０．２９×（Ｔｉ－２×ＯＴｉ）｝］・・・（４）
ｅＴｉ＝Ｔｉ－２×ＯＴｉ・・・（５）
ＯＴｉ＝Ｏ－０．４×Ｃａ－０．６６×Ｍｇ－０．１７×ＲＥＭ－０．８９×Ａｌ・・・（６）
とし、
式（１）乃至式（６）に示す元素は、鋼中に含有されているそれぞれの元素の含有量（質量％）とし、不可避的不純物として混入した元素も計算に含める。また、式（６）によって与えられるＯＴｉが０以下の場合、式（４）及び（５）において、ＯＴｉに０を代入する。
（２） さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．１０～１．００％
Ｎｉ：０．１０～１．００％
Ｃｒ：０．０３～０．８０％
Ｍｏ：０．０３～０．４０％
ＲＥＭ：０．０００３～０．０１００％
Ｚｒ：０．０００３～０．０１００％
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする、（１）に記載の鋼板。
（３） 更に、下記式（７）のＰｃｍＥＳが０．１３～０．１６であることを特徴とする、（１）項又は（２）項に記載の鋼板。
但し、式（７）に示す元素は、鋼中に含有されているそれぞれの元素の含有量（質量％）とし、不可避的不純物として混入した元素も計算に含める。
ＰｃｍＥＳ＝Ｃ／４＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／３＋Ｎｂ／２＋２３×ＭＡＸ（（Ｂ－１０．８／１４．１×（ＭＡＸ（Ｎ－Ｔｉ／３．４，０）），０）・・・（７）
（４） 板厚中心から両面方向へ板厚１／４厚みにおける金属組織が、フェライトを面積率で３％～２０％又は１５度大角粒径が８５μｍ以下かつアスペクト比が１．８以上の旧オーステナイト粒から生成する相を含むことを特徴とする、（１）項乃至（３）項のうちいずれかに記載の鋼板。
（５） ４０ｍｍ～１００ｍｍの板厚を有することを特徴とする、（１）項乃至（４）項のうちいずれかに記載の鋼板。
（６） 引張強さが５５０ＭＰａ～７４０ＭＰａ、降伏比が７８％以下であることを特徴とする、（１）項乃至（５）項のうちいずれかに記載の鋼板。

本発明は上記実情に鑑みてなされたものであり、（１）板厚４０～１００ｍｍ、引張強度が５５０ＭＰａ～７４０ＭＰａ、降伏比が７８％以下の高強度で、（２）溶接入熱量＞１００ｋＪ／ｍｍの超大入熱に対してもｖＥ（０℃）≧１００Ｊとなる溶接ＨＡＺ靭性を有し、（３）高価合金元素の低減（Ｎｉ≦１．０質量％等）等による低コストを実現できる超大入熱溶接部における靭性が優れる鋼板を提供することができる。

以下、本発明の鋼板およびその製造方法の実施の形態について説明する。

なお、この実施形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定のない限り、本発明を限定するものではない。

本発明の要点は、ＴＭＣＰによって製造される厚手鋼板（以下、ＴＭＣＰによって製造されることを「ＴＭＣＰ型」という。）において、鋼板の高強度化と、超大入熱溶接によるＨＡＺの靭性および低コスト等を同時に満足するため、ＢとＶを複合添加することを特徴とし、これら窒化物形成元素と結合するＮを精緻に制御することでγ中のＢとＶの存在状態を最適化し、鋼板と超大入熱溶接によるＨＡＺの変態組織を制御する技術である。具体的には、γ中のＢは、鋼板とＨＡＺの両方において、固溶Ｂによる焼入れ性向上効果ならびに析出Ｂによる細粒化効果を最大限活用する思想である。一方、γ中のＶは、鋼板では固溶Ｖとして、前記ＨＡＺでは析出Ｖ（ＶＮ等）として利用する思想である。以下、詳細を説明する。

まず、本発明における最大のポイントである超大入熱溶接により形成されたＨＡＺ（以下、「超大入熱溶接ＨＡＺ」という。）の靭性を向上させるための技術を説明するが、低コスト化の観点から高価合金であるＮｉに頼らずに前記ＨＡＺ靭性の向上を図ることも本発明の特徴の一つでもある。

ＨＡＺ靭性の支配要因は、大別して次の三つである。第一に硬さであり、第二にＭＡ（マルテンサイト・オーステナイト混合相）であり、第三に有効結晶粒径である。

硬さとＭＡの両面から、本発明では下記式（１）の炭素当量：Ｃｅｑを０．３４～０．４５％に制限し、下記式（２）の溶接割れ感受性指標：Ｐｃｍを０．１８５～０．２３０に制限する。
Ｃｅｑ（Ｗ）＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４・・・（１）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ・・・（２）
但し、式（１）及び式（２）に示す元素は、鋼中に含有されているそれぞれの元素の含有量（質量％）とし、不可避的不純物として混入した元素も計算に含める。

Ｃｅｑが０．４５％を超えると、ＨＡＺが有害なまでに硬化すると同時にＭＡが増加し、ＨＡＺが大きく脆化し、Ｃｅｑが０．３４％未満であると十分な鋼板の強度が得られない。また、Ｐｃｍが０．２３０を超えるとＨＡＺが有害なまでに硬化すると同時にＭＡが増加し、ＨＡＺが大きく脆化し、Ｐｃｍが０．１８５未満であると十分な鋼板の強度が得られない。

上記のＣｅｑやＰｃｍが従来から使われている一般的な指標に対して、ＰｃｍＥＳ値は、本発明の対象となるような大入熱溶接におけるＨＡＺの硬度を最もよく表す指標である。すなわち、ＰｃｍＥＳ値では本発明において重要な元素であるＣ、Ｎｂ、Ｂの影響をより精度よく考慮できる。ＰｃｍＥＳ値が０．１６を超えると、ＨＡＺが有害なまでに硬化してＨＡＺが大きく脆化し、ＰｃｍＥＳ値が０．１３未満であると十分な鋼板の強度が得られない。

ＰｃｍＥＳ＝Ｃ／４＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／３＋Ｎｂ／２＋２３×ＭＡＸ（（Ｂ－１０．８／１４．１×（ＭＡＸ（Ｎ－Ｔｉ／３．４，０）），０）・・・（７）
但し、式（７）に示す元素は、鋼中に含有されているそれぞれの元素の含有量（質量％）とし、不可避的不純物として混入した元素も計算に含める。

合金元素の総量規制とも言うべきＣｅｑが０．３４～０．４２％であっても、Ｃ、Ｍｎ、あるいは選択的添加を許容するＣｒ、Ｍｏなど個々の元素が限定範囲を超えると、本発明のように中庸なＣｅｑでＨＡＺがベイナイト主体となる場合においては、ＨＡＺ硬化が大きく、脆化も大きい。これが後述する合金添加範囲を限定する大きな理由の一つである。

合金範囲の限定に当たり、本発明者らの広範な実験によれば、ベイナイト主体ＨＡＺではこれら合金の中で唯一Ｖのみが硬化しにくいことを知見した。これに基づき、Ｖの鋼板の含有量を増やす一方、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏなどの合金元素を低減すれば、Ｃｅｑ低減分、もしくは同一ＣｅｑであってもＨＡＺ硬さは低減され、ＨＡＺ靭性が向上する。

ＭＡの観点から、本発明では可能な限りＳｉを低減することが好ましい。Ｎｂは、制御圧延に必須元素であり、鋼板の強度靱性改善には有効であり、適量添加することで厚手高強度化を実現する。一方で、ＨＡＺを硬化させたり、ＭＡ生成を助長したりするのでＨＡＺ靱性には不利とされている。このため前記ｆ－Nの増加、ｅＢの適正化、Ｂ／Ｎ比の規制の組み合わせ、ＨＡＺ靱性を確保した。さらに、ＭｏはＣｅｑの係数が大きく、Ｃとの相互作用も大きいために焼入性が高くＭＡ生成を助長するばかりでなく、比較的高価な元素でもあるので、本発明においては必要に応じて選択的に添加する場合でも、可能な限り低減することが好ましい。

さらに、有効結晶粒径の観点から、本発明では二つのＨＡＺ組織微細化技術を適用することが好ましい。第一の技術は、γ中のＢ析出物とＶ析出物を変態核として同時に利用することである。化学量論的な計算上の有効ボロン量、すなわち、下記式（４）で表される有効ボロン量（ｅＢ）が４．０以下、Ｎ含有量に対するＢ含有量の割合（Ｂ／Ｎ比）が、０．２０～０．５０となるようにＮ量を適正に制御する。

ｅＢ＝１００００×［Ｂ－０．７７×｛Ｎ－０．２９×（Ｔｉ－２×ｅＴｉ）｝］・・・（４）
ｅＴｉ＝Ｔｉ－２×ＯＴｉ・・・（５）
ＯＴｉ＝Ｏ－０．４×Ｃａ－０．６６×Ｍｇ－０．１７×ＲＥＭ－０．８９×Ａｌ・・・（６）
但し、式（４）乃至式（６）に示す元素は、鋼中に含有されているそれぞれの元素の含有量（質量％）とし、不可避的不純物として混入した元素も計算に含める。また、式（６）によって与えられるＯＴｉが０以下の場合、式（４）及び（５）において、ＯＴｉに０を代入する。

ｅＢ及びＢ／Ｎ比を前記範囲にすることで、溶接入熱量＞１００ｋＪ／ｍｍの超大入熱溶接の冷却中にγ粒界やγ粒内にＢＮ、ＶＮあるいはＶ（Ｃ，Ｎ）が析出し、これらの単独あるいは複合の粒子がフェライトのみならずベイナイトの変態核としても有効に作用し、ＨＡＺ組織を微細化する。ｅＢ及びＢ／Ｎ比を前記範囲にすることによって、ＨＡＺにおいてＢ焼入性の過剰な発現を回避し、過度な硬化とＭＡ増加を抑える作用が得られる。

また、ＨＡＺ組織を微細化する第二の技術は、ＣａやＭｇの適正添加によって微細な酸化物や硫化物を多数分散させ、γ粒成長をピン止め効果によって抑制することで、ベイナイト組織（結晶方位差１５°を結晶粒界としたときの結晶粒）を微細化する。ＭｇやＡｌを含有する微細な酸化物や硫化物の一部にはＢ析出物やＶ析出物の有効な析出核として作用し、これらの複合介在物が変態核としてγ粒界やγ粒内からの変態を促進してＨＡＺ組織をより一層微細化する効果もあることがわかった。以上のＨＡＺ組織微細化技術は、結果的にＨＡＺの焼入性を低減するので、硬さとＭＡを低減する観点からも貢献する。

上記第一の技術によって０℃のシャルピー吸収エネルギーを確保し、これに第二の技術を組み合わせることでＨＡＺ組織を微細化すれば、－２０℃あるいは－４０℃のシャルピー吸収エネルギーを確保できる可能性もある。

以上説明した硬さ低減、ＭＡ低減、ＨＡＺ組織微細化の施策を通じて、本発明の鋼板への超大入熱によって形成されたＨＡＺは、Ｎｉに頼ることなく高いｖＥ（０℃）を達成することができる。

次に、厚手高強度化のための技術を説明する。

板厚４０～１００ｍｍの鋼板において所定の強度を確保するためには、鋼成分ならびにＴＭＣＰ条件を適正範囲に制御限定する必要がある。

まず、鋼成分の総量ともいえる前記式（１）に示す炭素当量Ｃｅｑは焼入性を表す指標でもあり、０．３４以上にする必要がある。炭素当量Ｃｅｑが０．３４％未満の低い焼入性では、板厚１００ｍｍの下で５５０ＭＰａ～７４０ＭＰａの引張強度と、７８％以下の降伏比を安定的に確保するのは難しい。一方、ＨＡＺの硬化とＭＡ生成を抑制するために、Ｃｅｑを０．４２％以下とするが、０．４１％以下または０．３９％以下に制限してもよい。

＜化学成分組成＞
以下に本発明における鋼板（および鋼板の製造に用いられる連続鋳造スラブ）の化学成分についての限定理由を説明する。

（Ｃ：０．０５～０．１２％）
Ｃは、強度向上のために重要な元素である。低温加熱、低温圧延を徹底したＴＭＣＰ型厚手鋼板において、所定の強度を安定確保するために、０．０５％以上のＣを含有させる必要がある。好ましくは、０．０６％以上または０．０７％以上のＣを含有させることにより、より安定して強度を高めることができる。さらに、ＣはＨＡＺにおけるＶ（Ｃ、Ｎ）変態核の析出を促す効果もある。しかしながら、良好なＨＡＺ靭性を安定確保するためには、Ｃを０．１２％以下に抑える必要がある。Ｃを０．１１％以下または０．１０％以下に制限してもよい。

（Ｓｉ：０．２０％以下）
Ｓｉは、脱酸作用を有するが、強力な脱酸元素であるＡｌが十分に含有されている場合には不要である。鋼板を強化する作用もあるが、他の元素に比べるとその効果は相対的に小さい。比較的高い炭素当量Ｃｅｑが必要となる本発明の鋼板では、ＳｉはＨＡＺにおいてＭＡ生成を助長する危険性が高いため、０．２０％以下に抑える必要がある。ＨＡＺ靭性の観点からＳｉを極力低くすることが好ましく０．１６％以下または０．１３％以下に制限してもよい。

（Ｍｎ：１．００～２．００％）
Ｍｎは、経済的に強度を確保するために１．００％以上の含有量が必要である。ただし、２．０％を超えてＭｎを含有させると、スラブの中心偏析の有害性が顕著となる上、ＨＡＺの硬化とＭＡ生成を助長して脆化させるため、これを上限とする。強度を確保するためには、Ｍｎを１．１０％以上または１．２０％以上に制限しても、ＨＡＺの硬化とＭＡ生成を更に抑制するために、１．８０％以下、１．６０％以下または１．５０％以下に制限してもよい。

（Ｎｂ：０．００４～０．０２０％）
Ｎｂは、制御圧延効果（熱間圧延中のオーステナイトの未再結晶温度上昇効果と再結晶抑制効果）、Ｂと同時添加することによる焼入れ性向上効果（Ｂとの複合効果）を奏することから厚手鋼板の強度と靱性を確保するために重要である。また大入熱溶接ＨＡＺで懸念される過度の軟化を抑制するためにも有効である。これらの効果を享受するためには、０．００４％以上のＮｂを含有させる。より好ましくは、０．００８％以上含有させると良い。しかし、多過ぎる添加は大入熱溶接ＨＡＺ靭性に対するＮｂの有害さが顕在化するため、本発明では０．０２０％以下の微量Ｎｂしか含有させない。０．０１２％以下に抑えることがより好ましい。

（Ｖ：０．１０％以下）
Ｖは、本発明の特徴的な元素である。すでに詳述したように、Ｖは本発明のＴＭＣＰ条件において鋼板を効果的に強化する。その一方で、Ｖは、本発明の鋼板の溶接時に形成されるＨＡＺの硬化やＭＡ増加を抑えると同時に、γ中に析出させたＶＮやＶ（Ｃ，Ｎ）は変態核として作用し、ＨＡＺ組織を微細化して靭性を高める。この効果を発揮するために０．０２％以上のＶを用いても良い。ＨＡＺの靭性をより高めるために、Ｖを０．０３％以上に制限することがより好ましい。しかしながら、Ｖが０．１０％を超えると、ＨＡＺの組織微細化効果が飽和すると同時にＨＡＺの硬化が著しくなるので、ＨＡＺ靭性が劣化する。したがって、Ｖの含有量を０．１０％以下にする必要がある。必要に応じて、Ｖを０．０７％以下に制限してもよい。

（Ａｌ：０．００４０～０．０８００％）
Ａｌは、脱酸を担い、Ｏ（酸素）を低減して鋼の清浄度を高めるために必要である。Ａｌ以外のＳｉ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ等も脱酸作用があるが、たとえこれらの元素が含有される場合でも、０．００４０％以上のＡｌがないと安定的にＯを０．００５０％以下に抑えることは難しい。ただし、Ａｌが０．０８００％を超えるとアルミナ系粗大酸化物がクラスター化する傾向を強め、破壊起点としての有害性が顕在化するため、これを上限とする。Ａｌを０．０６００％以下、０．０４００％以下または０．０３００％以下に制限することがより好ましい。

（Ｂ：０．０００６～０．００２５％）
Ｂは、本発明の特徴的な元素である。すでに詳述したように、本発明では鋼板とＨＡＺの両方において、γ中に一部を固溶Ｂとして存在させるとともに、一部をＢＮとして析出させるため、前記有効ボロン量ｅＢを４．０以下、前記Ｂ／Ｎ比を０．２０～０．５０に制御する。γ中に析出させたＢＮは変態核として作用し、ＨＡＺの組織微細化、硬さ低減、ＭＡ低減を通じて靭性を高める。このようなＢの作用効果を有効とするために、Ｂを０．０００６％以上含有させる必要がある。必要に応じて、Ｂを０．０００８％以上に制限しても良い。一方、０．００２５％を超えてＢを含有させると、粗大なＢ析出物が生成してＨＡＺ靭性が劣化するため、これを上限とする。過剰な固溶Ｂ、すなわち過度な焼入性制御とＨＡＺ靭性向上を高位安定して両立させるため、Ｂを０．００１５％以下に制限しても良い。

（Ｃａ：０．０００３～０．００４０％、；Ｍｇ：０．０００３～０．００４０％）
Ｃａ、Ｍｇは、Ｂと同様に本発明の特徴的な元素である。溶鋼への添加順序を考慮しつつ、Ｃａ、Ｍｇをそれぞれ０．０００３％以上含有させることで、ＣａやＭｇを含有する０．０１μｍ～０．５μｍの酸化物や硫化物を１０００個／ｍｍ^２以上確保することができる。これらの粒子は、大入熱溶接ＨＡＺのピン止め粒子となる。さらにＣａやＭｇを含有する円相当直径で０．５～５．０μｍの酸化物や硫化物を１．００×１０^２～１．００×１０^４個／ｍｍ^２確保することができる。

ＣａやＭｇが０．０００３％未満だと、前記酸化物や硫化物の粒子の個数が不足する場合がある。ＣａやＭｇが０．０００３％未満含有する場合は上述した効果が十分に得られない。一方で、ＣａやＭｇを０．００４０％超含有させると、酸化物や硫化物が粗大化してピン止め粒子の個数が不足すると同時に、破壊起点としての有害性も顕著となり、良好なＨＡＺ靭性が得られない場合がある。

また、前記粒子のうち、原子％で１０％以上のＣａあるいはＭｇを含む粒子の割合が３０％以上であるとフェライトの変態核として作用し、組織微細化によるＨＡＺ靱性向上が達成できる。これらの粒子の割合は、４０％以上がより好ましく、５０％以上が更に好ましい。但し、原子％で１０％以上のＣａあるいはＭｇを含む粒子の割合が３０％未満であると、ＨＡＺ靱性が低下する。

（Ｏ：０．００１５～０．００４０％）
Ｏは、０．００４０％以下に抑える必要がある。Ｏが０．００４０％を超えると、酸化物の一部が粗大化して破壊起点として有害性をもたらし、母材と大入熱溶接ＨＡＺの靭性が劣化する。一方で、γ粒のピン止め効果やフェライト変態核として十分な酸化物数を確保するためには、Ｏは０．００１５％以上確保する必要がある。

（Ｔｉ：０．００３０～０．０１８０％； Ｎ：０．００３０～０．００８０％）
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時とＨＡＺでピン止め粒子として作用し、γ細粒化を介して鋼板やＨＡＺの組織を微細化して靭性を高める。そして、ＴｉＮを形成した残りのＮはＢと結合してＢＮを形成し、さらにγ中に固溶Ｂを存在させ、Ｂ焼入性をも活用する。以上の効果を同時に発揮するために、Ｔｉを０．００５０～０．０２００％、Ｎを０．００３０～０．００８０％とする必要がある。

ＴｉとＮが、それぞれ０．００３０％、０．００３０％に満たないと、ＴｉＮによるピン止め効果が十分に発揮されず、鋼板とＨＡＺの靭性が劣化する。ＴｉとＮがそれぞれ０．０１８０％、０．００８０％を超えると、ＴｉＣ析出や固溶Ｎ増加によって鋼板とＨＡＺの靭性が劣化する。Ｔｉは０．０１８％以下に制限することがより好ましい。なお、Ｎ量は、含有量の前記の範囲に限定するが、前記有効ボロン量ｅＢを制御する上で自ずと制約されるものである。

（有効ボロン量ｅＢ：４．０以下）
以下に、化学量論的な計算上の有効ボロン量ｅＢの考え方を説明する。なお、以下に示す元素を含む式において、元素は、鋼中に含有されているそれぞれの元素の含有量（質量％）を表す。

化学成分として添加されたＴｉは、溶鋼中の脱酸で消費される場合があり（低Ａｌの場合に起こりやすい）、脱酸後に残ったＴｉが凝固後のγ中でＴｉＮを形成する。この際、Ｔｉに対してＮが過剰であると、ＴｉＮを形成した後に残ったＮがＢの一部と結合してＢＮを形成する。そして、ＢＮを形成した残りのＢが固溶Ｂとして焼入性を発現する。この焼入性に寄与するγ中の固溶Ｂ量を本発明では有効ボロン量（ｅＢ）として扱う。各元素の添加量、熱力学的な反応順序、生成物質の化学量論組成に基づいたｅＢの計算方法について以下に説明する。

まず、脱酸力の高い順に、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ（希土類元素）、ＡｌがＯと結合すると仮定する。この際の脱酸生成物として、ＣａＯ、ＭｇＯ、ＲＥＭ_２Ｏ_３、Ａｌ_２Ｏ_３を仮定して、脱酸されるＯ量を計算する。

Ｔｉよりも脱酸力の強いこれらの元素によって脱酸が完了しない場合、これらの強脱酸元素による脱酸後に残存し、弱脱酸元素であるＴｉによって脱酸され得る残存酸素量ＯＴｉ（％）は、下記式（６）で表される。
ＯＴｉ（％）＝Ｏ－０．４×Ｃａ－０．６６×Ｍｇ－０．１７×ＲＥＭ－０．８９×Ａｌ ・・・ （６）
ただし、式（６）に示す元素は、鋼中に含有されているそれぞれの元素の含有量（質量％）とし、不可避的不純物扱いの成分元素も計算に含める。また、ＯＴｉが０％以下の場合、残存酸素量ＯＴｉを０％とみなす。

この場合、残った酸素（つまり、ＯＴｉ）をＴｉが脱酸することになる。なお、意図的に添加してない不可避的不純物扱いの脱酸に寄与する成分元素も酸素と結合する。残存酸素量ＯＴｉはＴｉによって脱酸され得る残存酸素量であり、Ｔｉと結合してＴｉ_２Ｏ_３を形成する。このとき３個のＯに対して２個のＴｉが結合する。したがって、Ｔｉ_２Ｏ_３を質量％で考えると、Ｏの原子量は１６なので、Ｏが３個で４８である。また、Ｔｉの原子量は４８なので、Ｔｉが２個で９６である。よって、Ｔｉ_２Ｏ_３を構成するＴｉはＯ（ここではＯＴｉ）の２倍の質量と計算される。これが脱酸で消費されるＴｉの量である。そこで、Ｔｉ_２Ｏ_３を仮定して、脱酸で消費されるＴｉを差し引いた残りのチタン量である有効チタン量：ｅＴｉは、下記式（５）で表される。

ｅＴｉ＝Ｔｉ－２×ＯＴｉ ・・・ （５）
また、式（５）に示す元素は、鋼中に含有されているそれぞれの元素の含有量（質量％）とし、不可避的不純物として混入した元素も計算に含める。また、式（６）によって与えられるＯＴｉが０以下の場合、式（５）において、ＯＴｉに０を代入する。

このｅＴｉが、ＨＡＺ靭性改善効果があるＴｉＮを生成するＴｉ量となる。 脱酸で残ったＴｉがＴｉＮを形成した後に残存する窒素量ｆ-Ｎは、下記式（３）で表される。
ｆ-Ｎ＝１００００×（Ｎ－ｅＴｉ×１４／４８）≒ １００００×（Ｎ－ｅＴｉ／３．４） ・・・（３）
ここで、ｆ-Ｎが正の値の場合には窒素が残存していることを、ｆ-Ｎが０または負の値の場合にはＮが残存していないことを意味する。
ｆ-Ｎ＞０の場合：Ｎが残る
ｆ-Ｎ≦０の場合：Ｎが残らない

また、ｆ-Ｎが０より大きくなる場合、つまり窒素が残存している場合は、Ｂの一部がＢＮとして消費されるので、下記式（４）によって有効ボロン量ｅＢが計算される。
ｅＢ＝１００００×（Ｂ－１０．８／１４×（Ｎ－ｅＴｉ×１４／４８））
≒ １００００×〔Ｂ－０．７７×｛Ｎ－０．２９×（Ｔｉ－２×ＯＴｉ）｝〕 ・・・（４）

また、ｆ-Ｎが０または負の値となって窒素が残らない場合は、鋼板とＨＡＺの両方において、γ中のＢの一部をＢＮとして析出させることができない。そのため、γ中のＢ析出物とＶ析出物を変態核として同時に利用することができず、溶接入熱量＞１００ｋＪ／ｍｍの超大入熱溶接の冷却中にγ粒界やγ粒内にＢＮ、ＶＮを析出させることができず、フェライトのみならずベイナイトの変態核が欠乏し、ＨＡＺ組織を微細化させることができない。本発明において、ＨＡＺ組織を微細化させる効果を得るためには、ｆ-Ｎは１０．０以上である必要がある。

次に、上述した残存酸素量ＯＴｉの式（６）におけるＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ａｌの係数について述べると、溶鋼中での脱酸反応（酸化反応）による生成物（酸化物）としてＣａＯ、ＭｇＯ、ＲＥＭ_２Ｏ_３、Ａｌ_２Ｏ_３を仮定し、これらの酸化物として存在するＯ量を質量％で計算する。例えば、ＣａＯの場合、原子量はＣａが４０でＯが１６であるから、Ｃａの質量％に対して１６／４０＝０．４のＯが結合する（ＣａＯ中のＯ量（質量％）＝０．４Ｃａ）。Ａｌ_２Ｏ_３であれば、原子量はＡｌが２７でＯが１６であるから、Ａｌの質量％に対して（１６×３）／（２７×２）＝０．８９のＯが結合する（Ａｌ_２Ｏ_３中のＯ量（質量％）＝０．８９Ａｌ）。以下同様の計算概念として、上述のＯＴｉ式（６）の各元素の係数（０．６６：Ｍｇ、０．１７：ＲＥＭ）を規定した。

また、有効ボロン量ｅＢの導出式の概念を、低温側から高温側に遡って示すと以下のようになる。
有効ボロン量ｅＢ＝１００００×（成分Ｂ量－（生成したＢＮ中のＢ量（質量％）））
→生成したＢＮ中のＢ量（質量％）＝０．７７×｛成分Ｎ量－（生成したＴｉＮ中のＮ量（質量％）｝
→生成したＴｉＮ中のＮ量（質量％）＝０．２９×｛（成分Ｔｉ量－（生成したＴｉ_２Ｏ_３中のＴｉ量（質量％）｝
→生成したＴｉ_２Ｏ_３中のＴｉ量（質量％）＝２×｛鋼中のＯ量－（生成したＣａＯ中のＯ量（質量％））－（生成したＭｇＯ中のＯ量（質量％））－（生成したＲＥＭ_２Ｏ_３中のＯ量（質量％）｝－（生成したＡｌ_２Ｏ_３中のＯ量（質量％））｝
→（生成したＣａＯ中のＯ量（質量％））＝０．４×Ｃａ
→（生成したＭｇＯ中のＯ量（質量％））＝０．６６×Ｍｇ
→（生成したＲＥＭ_２Ｏ_３中のＯ量（質量％））＝０．１７×ＲＥＭ
→（生成したＡｌ_２Ｏ_３中のＯ量（質量％））＝０．８９×Ａｌ

次に、有効ボロン量ｅＢの導出式の概念を、高温側から低温側への反応順に示すと以下のようになる。すなわち、製鋼での精錬→凝固工程において、以下の順で反応する。

［液相（溶鋼中）での脱酸反応（１６００℃付近）］
Ｏとの化学的親和力の強い順にＣａＯ→ＭｇＯ→ＲＥＭ_２Ｏ_３→Ａｌ_２Ｏ_３の反応が生じ、溶鋼中の溶存Ｏが減少していく。これで脱酸が完了する場合は、ＯＴｉ≦０で表される。脱酸が完了せずに溶存Ｏが残る場合は、ＯＴｉ＞０、ｅＴｉ＝Ｔｉ－２ＯＴｉで表され、Ａｌより弱脱酸元素であるＴｉがＴｉ_２Ｏ_３として脱酸に寄与し、Ｔｉ含有量から脱酸で消費されたＴｉ量（生成したＴｉ_２Ｏ_３中のＴｉ量）を差し引いた残りが有効チタン量ｅＴｉとなる。

［固相（凝固γ中）での脱窒反応（１３００℃付近～８００℃付近）］
Ｎとの化学的親和力の強い順にＴｉＮ→ＢＮ→ＡｌＮの反応が生じ、固相γ中の固溶Ｎが減少していく。まず、脱酸で消費された残りのＴｉが脱窒反応を起こす。これで脱窒が完了する場合は、ｆ-Ｎ≦０で表され、γ中に固溶Ｎが存在しないので、ＢがＢＮを形成せずにすべてが固溶Ｂとして存在する。一方、Ｔｉによって脱窒が完了せず、固溶Ｎが残る場合は、ｆ-Ｎ＞０で表され、Ｂの一部がＢＮを生成して残りが固溶Ｂとなる。

一方、Ｔｉよりも脱酸力の強い元素によって脱酸が完了する場合には、Ｔｉは脱酸では消費されず、ＯＴｉ≦０となる。この場合、ＯＴｉ＝０として、上記式（５）からｅＴｉを算出して、得られたｅＴｉ値を上記式（５）に代入することにより、ｆ-Ｎを算出する。また、ＯＴｉ≦０の場合、上記式（４）においてＯＴｉ＝０を代入して、ｅＢの値を算出する。

脱酸で消費された残りのＴｉがＴｉＮを形成し、且つＮが残る場合、ｆ-Ｎ＞０となる。この場合のｅＢは下記式で計算される。
ｅＢ＝１００００×｛Ｂ－０．７７×（Ｎ－０．２９×ｅＴｉ）｝

ｆ-Ｎ≦０の場合、脱酸で消費された残りのＴｉがＴｉＮを形成し、Ｎが残らない。このような場合、ＮはすべてＴｉＮで固定され、γ素地中に固溶Ｎは存在しないので、鋼板とＨＡＺの両方において、γ中のＢの一部をＢＮとして析出させることができない。そのため、前述したように、ＨＡＺ組織を微細化させることができない。本発明において、ＨＡＺ組織を微細化させる効果を得るためには、ｆ-Ｎは１０．０以上である必要がある。

不可避的不純物元素のうち、Ｐ、Ｓ及びＯの含有量は下記のように制限される。
（Ｐ：０．０２０％以下）
Ｐは、不純物元素であり、良好な脆性破壊伝播停止特性とＨＡＺの靭性を安定的に確保するために、０．０２０％以下に低減する必要がある。

（Ｓ：０．０１０％以下）
Ｓは、０．０１０％以下に抑える必要がある。Ｓが０．０１０％を超えると、硫化物の一部が粗大化して破壊起点として有害性をもたらし、鋼板とＨＡＺの靭性が劣化する。靭性向上のため、Ｓを０．００４％以下または０．００３％以下に制限してもよい。

本発明の鋼板には、選択元素成分として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＲＥＭ及びＺｒのうちの１種または２種以上を下記の含有量にて含有しても良い。

（Ｎｉ：０．１０～１．００％）
Ｎｉは、靭性の劣化を抑えて強度を確保するために有効である。そのためには０．１０％以上のＮｉを含有させることが好ましい。しかしながら、Ｎｉは合金コストが非常に高い上に、表面疵の手入れ工程が発生するという問題がある。したがって、Ｎｉは１．００％以下に抑える。また、Ｎｉの含有量は極力低くすることが好ましく、０．７０％以下、０．５０％以下または０．３０％以下に制限しても良い。

（Ｃｕ：０．１０～１．００％； Ｃｒ：０．０３～０．８０％； Ｍｏ：０．０３～０．４０％）
Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは、強度を確保するために有効であり、その効果を享受するため少なくともＣｕ：０．１０％以上、Ｃｒ及びＭｏ：０．０３％以上の含有が必要である。一方、ＨＡＺ靭性を劣化させる観点から、それぞれ１．００％、０．８０％、０．４０％が上限である。ＭｏはＮｉ同様に高価な元素であり、さらにＨＡＺのＭＡ生成を助長する危険性も高いので、Ｍｏの含有量はＮｉ同様に極力低くすることが好ましい。ＨＡＺ靭性向上のため、Ｃｕ、Ｃｒを０．５０％以下または０．３０％以下に、Ｍｏを０．３０％以下または０．１％以下に制限しても良い。

（ＲＥＭ：０．０００３～０．０１００％； Ｚｒ：０．０００３～０．０１００％）
ＲＥＭ及びＺｒは、脱酸と脱硫に関与して、中心偏析部の粗大な延伸ＭｎＳの生成を抑えて硫化物を球状無害化し、鋼板とＨＡＺの靭性を改善する。これらの効果を発揮するためには、ＲＥＭ及びＺｒの含有量の下限はいずれも０．０００３％である。ただし、含有量を増やしても効果は飽和するため、経済性の観点から上限はいずれも０．０１００％である。なお、本発明で含有するＲＥＭとは、ＬａやＣｅなどのランタノイド系元素と、スカンジウム、イットリウムである。
なお、鋼成分の残部はＦｅおよび不可避不純物である。

（鋼板の金属組織）
本発明の鋼板は、板厚中心から両面方向へ板厚１／４厚みにおける金属組織が、フェライトを面積率で３％～２０％又は１５度大角粒径が８５μｍ以下かつアスペクト比が１．８以上の旧オーステナイト粒からなる層を含むことが好ましい。

１５度大角粒径とは、隣接粒との方位差が１５度以上である場合を大角粒界と定義して測定した円相当直径の平均値と定義する。結晶方位の測定にはＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折）法などを用いる。アスペクト比とは、１５度大角粒を楕円近似した際の長径を短径で除した値を意味する。

鋼の靱性は、母相の硬度が低く、結晶粒径が細粒であるほど良好である。０℃のシャルピー吸収エネルギーを満足するためには、フェライト面積率が３～２０％存在し、低硬度にする必要がある。ただしフェライト面積率が２０％超存在すると、引張強度を確保することができなくなる。１５度大角粒径を８５μｍ以下とすることで、０℃のシャルピー吸収エネルギーを満足するのに十分な細粒組織が得られる。旧オーステナイト粒のアスペクト比が１．８以上とすることで、その後の相変態により、１５度大角粒径が８５μｍ以下の場合と同等の細粒化効果が得られる。

（本発明の鋼板の製造方法）
本発明の鋼板の製造方法では、ＴＭＣＰ条件の精緻な制御と、有効ボロン量ｅＢを４．０以下、Ｂ／Ｎ比を０．２０～０．５０に制御することでγ中に焼入性に寄与する固溶Ｂと変態核として寄与する析出Ｂ（ＢＮ）を併用して、高強度と細粒化効果による高靭性に同時に達成することができる。すなわち、固溶Ｂにより母材およびＨＡＺのγ粒界からの粒界フェライト粗大化を抑制する一方、ＨＡＺではＢＮを析出させて、微細な粒内変態フェライト生成核とする。これらを組み合わせて母材の高強度化およびＨＡＺ組織全体の細粒化、靱性向上の両立を図る。

また、本発明の鋼板の製造方法のＴＭＣＰ条件では、Ｖ添加が極めて有効な強化手段である。これは、鋼成分（Ｃｅｑ）とＴＭＣＰ条件を適正化して得られるベイナイト組織が加速冷却や焼戻処理においてＶ炭化物（ＶＣ、Ｖ_４Ｃ_３等）が微細高密度に析出する素地として好適なためである。

本発明の鋼板の製造方法としては、前記した鋼成分のスラブは９５０℃以上１２００℃以下に加熱して、板厚中心部の特性を改善し、オーステナイトの再結晶を促進するため１パス当たり８％以上の圧下率にて１６０～８０ｍｍに圧延する必要がある。

９５０℃未満の低温加熱では、凝固偏析した合金元素が十分に固溶せず析出物のまま残存する懸念があり、圧延後の加速冷却時において合金元素による焼入性が十分に発揮されず、強度を安定的に確保するのが難しい。一方、１２００℃を超える高温加熱だと、γ粒が著しく粗大化し、圧延によってもγ粒の細粒化が不十分となり、靭性を安定的に確保するのが難しい。

前記圧延されたスラブに対して、表面温度８２０℃未満あるいは未再結晶温度範囲で最終板厚まで制御圧延を行う。未再結晶温度域で圧延することにより、オーステナイトに加工歪みが蓄積し、変態後のαが微細になるため、強度靱性を向上できる。しかし、７００℃未満の低温圧延を行うと、水冷開始前にγから多くのαが生成して鋼板の強度が大幅に低下するため、限定されたＣｅｑ下で強度を安定的に確保するのが難しい。また、累積圧下率を高めることによってαが細粒化するので、鋼板の靱性を向上させる効果がある。

圧延終了後、速やかに、鋼表面温度が７００℃以上から３００℃以下まで２℃／ｓ～１５℃／ｓの加速冷却にて前記鋼板を冷却する。７００℃超で圧延終了後、冷却開始までの時間が長時間化し、加速冷却の開始が７００℃未満となった場合、加速冷却開始までの間にγ再結晶粒が成長して、室温での結晶粒径が粗大化し、靭性が劣化する懸念が生じる。一方、加速冷却を３００℃より高温で停止すると、本発明が対象とする板厚４０ｍｍ以上では、鋼板内部が十分冷却されないために変態が完了せず、加速冷却終了後は未変態部が放冷、すなわち徐冷されることになるため、ベイナイト組織分率が少なくなって強度が不足する。加速冷却においては、０．３ｍ^３／ｍ^２／ｍｉｎ以上の水量密度を確保することが、強度と靭性を両立するために好ましい。

加速冷却後に３５０～７００℃で５～６０分の焼戻熱処理をおこなうことにより、製造コストは上昇するものの、強度や伸び、シャルピー衝撃特性を、高精度で所定の範囲に制御できる。焼戻熱処理の温度や時間が３５０℃未満や５分未満など不完全であると、十分な焼戻効果が発揮されない。また、焼戻熱処理の温度や時間が７００℃超えや６０分超えなど過剰であると、析出物の粗大化などを通じて強度低下とシャルピー衝撃特性劣化し、適正な機械的性質が得られない。

以下、本発明に係る鋼板の実施例を挙げ、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限定されるものではなく、前、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に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含まれるものである。

（サンプル作製）
製鋼工程において溶鋼の脱酸・脱硫と鋼成分を制御し、連続鋳造によって表１－１～１－３に示す鋼組成を有する鋼Ｎｏ．１～３３のスラブを作製した。そして、前記スラブを表２－１の項目「加熱温度」に示す温度に加熱し、１パス当たり８％以上の圧下率にて最小板厚１２０ｍｍまで圧延した。次いで、圧延された各スラブに対して、項目「板厚（ｍｍ）」の板厚になるまで熱間圧延を行った。

表２－１の項目「板厚（ｍｍ）」の板厚が得られた時の熱間圧延温度、すなわち、熱間圧延の仕上圧延温度は、表２－１の項目「仕上圧延温度（℃）」である。熱間圧延の仕上圧延後、表２－１に示される「水冷開始温度（℃）」から「水冷停止温度（℃）」まで、発明例１～１７及び比較例１～１７の熱間圧延終了後の鋼板に対して、２℃／ｓ～１５℃／ｓの冷却速度にてそれぞれ加速冷却を行った。

なお、本発明に係る鋼材に含まれる粒子の円相当直径、個数密度、Ｃａ、Ｍｇを原子％で１０％以上含む粒子の個数割合は、電子顕微鏡を用いた画像解析により決定した。具体的には、ＦＥ－ＳＥＭ（電界放射型走査電子顕微鏡、Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ））で観察可能な粒子のうち、Ｃａ、Ｍｇを含む粒子の割合を計測した。粒子にＣａ、Ｍｇが含まれているかどうかは、エネルギー分散型Ｘ線元素分析装置（ＥＤＳ）によって判定すればよい。粒子におけるＣａ、Ｍｇの濃度は、ＥＤＳの面分析にて介在物全体の平均を定量して求めた。この定量時に使用する電子ビーム径は０．０００１～１．０μｍ、ＳＥＭ観察倍率は１０００～１００００倍とし、粒子内の任意の位置を定量した。

粒子個数の測定方法は、鋼材から抽出レプリカを作成し、エネルギー分散型Ｘ線元素分析装置（ＥＤＳ）付きのＦＥ－ＳＥＭで、円相当直径が０.５～５．０μｍの大きさの粒子個数を、少なくとも１０００μｍ^２以上の面積につき測定し、単位面積当たりの個数に換算した。例えば、２万倍の倍率にて１視野を１００μｍ×８０μｍとして観察した場合、１視野あたりの観察面積は２０μｍ^２であるから少なくとも５０視野につき観察を行う。この時の０.５～５．０μｍの粒子の個数が５０視野（１０００μｍ^２）で１００個であれば、粒子個数は１平方ｍｍあたり１×１０^５個と換算できる。

本発明例１～１７の鋼板及び比較例１～１７の鋼板を用いて、溶接入熱１００ｋＪ／ｍｍ超のエレクトロスラグ溶接（ＥＳＷ）により角形柱を製造した。それぞれの鋼板から得られた角形柱の平面部から測定用試料を切り出し、降伏強度、引張強度、降伏比（ＹＲ（％））及び０℃シャルピー吸収エネルギーを測定した。この測定結果を表３－１及び３－２に示す。また、それぞれの鋼板から得られた角形柱の平面部について、板厚中心から両面方向へ板厚１／４厚みにおける金属組織を測定した。この結果を表３－１及び３－２の「鋼板断面の金属組織」の欄に示す。尚、「パンケーキ厚み（μｍ）」の項目は、板厚１／４厚みにおける金属組織における旧オーステナイト粒からなる組織の厚みである。また、項目「0.5～5.0μm粒子個数密度」及び項目「10原子％以上Ca、Mg含有粒子の割合」は、前述したように電子顕微鏡を用いた画像解析による決定手法によって得られた測定値である。

鋼成分、製造条件とも本発明が限定する範囲にある本発明例１～１７の鋼板は、表２－２に示すように、鋼板の強度（降伏強度、引張強度）・靭性はもとより、溶接入熱１００ｋＪ／ｍｍ超のエレクトロスラグ溶接（ＥＳＷ）により製造された角形柱のＨＡＺ部の靭性もきわめて良好であることが確認された。本発明例５は、Ｃｅｑが上限近くであり且つＰｃｍが下限近くの組成の鋼板Ｎｏ．５が用いられているが、加速冷却後に３５０～７００℃で５～６０分の焼戻熱処理が行われているので、鋼板の機械的特性及びＨＡＺ靱性は良好であった。

これに対し、比較例１～１６の鋼板は、鋼成分が本発明の限定範囲を逸脱しているため、鋼板特性および／または角形柱のＨＡＺ部の靭性が本発明例に対し明らかに劣る。

比較例１の鋼板は、Ｃ量が低い鋼Ｎｏ．１８により製造されているため、ＨＡＺ部の靭性は良好であるが、Ｐｃｍが低いために鋼板の降伏強度が不十分であり、７８％以下の降伏比にならなかった。比較例２の鋼板は、逆にＣ量が高い鋼Ｎｏ．１９により製造されているため、Ｐｃｍが０．２３０を超えており、ＨＡＺ部の靭性が劣る。鋼Ｎｏ．２０を用いて製造された比較例３は、強度及び靱性が良好であるが、Ｓｉ含有量が過剰であるため、製造条件が適正であっても、ＨＡＺ部の靭性が低い。鋼Ｎｏ．２１を用いて製造された比較例４は、強度及び靱性が良好であるが、Ｍｎ量が低いため、製造条件が適正であっても、ＨＡＺ部の靭性が低い。鋼Ｎｏ．２２を用いて製造された比較例５は、Ｍｎ量とＭｇ量が高く、ＣｅｑとＰｃｍＥＳが高いため、製造条件が適正であってもＨＡＺ部の靭性が劣る。

Ｐ量が過剰な鋼Ｎｏ．２３およびS量が過剰な鋼Ｎｏ．２４で製造された比較例６と比較例７は製造条件が適正であってもＨＡＺ部の靭性が劣る。Ｃｅｑが低い鋼Ｎｏ．２５で製造された比較例８は製造条件が適正であってもフェライト面積率が高すぎるため、降伏強度と引張強度が低い。

ＰｃｍＥＳが過剰な鋼Ｎｏ．２６で製造された比較例９は製造条件が適正であっても製造条件が適正であってもＨＡＺ部の靭性が劣る。Ｎｂが低い鋼Ｎｏ．２７で製造された比較例１０は製造条件が適正であっても、フェライト面積率が高く、旧オーステナイト粒のパンケーキ厚みが厚くアスペクト比が小さいため、降伏強度・引張強度・ＹＲが低い。Ｎｂが過剰でＭｇが低い鋼Ｎｏ．２８で製造された比較例１１は製造条件が適正であっても１０原子％以上のＣａやＭｇを含有する円相当直径で０．５～５．０μｍの酸化物や硫化物が１．００×１０^２～１．００×１０^４個／ｍｍ^２存在しておらず、ＨＡＺ靱性が劣る。Ｖが過剰でＰｃｍＥＳが過剰な鋼Ｎｏ．２９で製造された比較例１２はＨＡＺ靱性が劣る。Ｔｉが低い鋼Ｎｏ．３０で製造された比較例１３は製造条件が適正であってもＨＡＺ靱性が劣る。

ＴｉとＣａが高く、ｅＢとＰｃｍＥＳが高い鋼Ｎｏ．３１で製造された比較例１４は製造条件が適正であってもＨＡＺ靱性が劣る。Ａｌが低い鋼Ｎｏ．３２で製造された比較例１５は製造条件が適正であっても円相当直径で０．５～５．０μｍの酸化物や硫化物が１．００×１０^２～１．００×１０^４個／ｍｍ^２存在しておらず、ＨＡＺ靱性が劣る。Ａｌが高い鋼Ｎｏ．３３で製造された比較例１６は製造条件が適正であってもＨＡＺ靱性が劣る。Ｎが低いため、ｅＢが高くｆ－Ｎが低い鋼Ｎｏ．３４で製造された比較例１７は製造条件が適正であってもＨＡＺ靱性が劣る。Ｎが高くＣａが低いため、Ｂ／Ｎが低く、ＰｃｍＥＳが低い鋼Ｎｏ．３５で製造された比較例１８は製造条件が適正であってもＨＡＺ靱性が劣る。Ｂが低いため、Ｂ／Ｎが低い鋼Ｎｏ．３６で製造された比較例１９は製造条件が適正であってもＨＡＺ靱性が劣る。Ｂが高いため、ｅＢとＢ／Ｎが高い鋼Ｎｏ．３７で製造された比較例２０は製造条件が適正であってもＨＡＺ靱性が劣る。

ｅＢが高い鋼Ｎｏ．３８で製造された比較例２１は製造条件が適正であってもＨＡＺ靱性が劣る。ＣａとＭｇが低く、Ｂ／Ｎが高い鋼Ｎｏ．３９で製造された比較例２２は製造条件が適正であっても１０原子％以上のＣａやＭｇを含有する円相当直径で０．５～５．０μｍの酸化物や硫化物が１．００×１０^２～１．００×１０^４個／ｍｍ^２存在しておらず、ＨＡＺ靱性が劣る。Ｃｅｑが高い鋼Ｎｏ．４０で製造された比較例２３は製造条件が適正であってもＨＡＺ靱性が劣る。本願の適正な成分範囲を満足する鋼Ｎｏ．１６で製造されてはいるが、比較例２４は製造条件の仕上圧延温度が高いためフェライト面積率が低く、旧オーステナイト粒のパンケーキ厚みが薄く、アスペクト比も低いため、降伏強度と引張強度が過剰であり、母材のシャルピー値が劣る。

本発明の厚手高強度鋼板が高層ビルをはじめとする各種の溶接構造物に使用されることで、溶接構造物の大型化、破壊に対する高い安全性、建造における溶接の高能率化、素材である鋼材の経済性等々が同時に満たされることから、その産業上の効果は計り知れない。

Claims (6)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０５～０．１２％
   Ｓｉ：０．２０％以下
   Ｍｎ：１．００～２．００％
   Ｎｂ：０．００４～０．０２０％
   Ｖ ：０．０１～０．１０％
   Ｔｉ：０．００３０～０．０１８０％
   Ａｌ：０．００４０～０．０８００％
   Ｎ ：０．００３０～０．００８０％
   Ｂ ：０．０００６～０．００２５％
   Ｃａ：０．０００３～０．００４０％
   Ｍｇ：０．０００３～０．００４０％
   Ｏ ：０．００１５～０．００４０％
   を含有し、
   Ｐ ：０．０２０％以下
   Ｓ ：０．０１０％以下に制限され、
   残部が鉄および不可避的不純物からなり、
   下記式（１）の炭素当量Ｃｅｑ（Ｗ）が０．３４～０．４２％であり、
   下記式（２）のＰｃｍが０．１８５～０．２３０であり、
   下記式（３）のｆ－Ｎが１０．０以上であり、
   下記式（４）のｅＢが４．０以下であり、
   Ｎ含有量に対するＢ含有量の割合（Ｂ／Ｎ）が、０．２０～０．５０であり、
   鋼中に、円相当直径で０．５～５．０μｍの粒子が１．００×１０²～１．００×１０⁴個／ｍｍ²の個数密度で存在し、前記粒子のうち、原子％で１０％以上のＣａあるいはＭｇを含む粒子の割合が３０％以上であり、
   下記式（６）のＯＴｉが０以下であり、
   下記式（７）のＰｃｍＥＳが０．１６以下である
   ことを特徴とする鋼板。
   ここで、
   Ｃｅｑ（Ｗ）＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４・・・（１）
   Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ・・・（２）
   ｆ－Ｎ＝１００００×（Ｎ－ｅＴｉ／３．４）・・・（３）
   ｅＢ＝１００００×〔Ｂ－０．７７×｛Ｎ－０．２９×（Ｔｉ－２×ＯＴｉ）｝〕・・・（４）
   ｅＴｉ＝Ｔｉ－２×ＯＴｉ・・・（５）
   ＯＴｉ＝Ｏ－０．４×Ｃａ－０．６６×Ｍｇ－０．１７×ＲＥＭ－０．８９×Ａｌ・・・（６）
   ＰｃｍＥＳ＝Ｃ／４＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／３＋Ｎｂ／２＋２３×ＭＡＸ（Ｂ－１０．８／１４．１×ＭＡＸ（Ｎ－Ｔｉ／３．４，０），０）・・・（７）
   とし、
   式（１）乃至式（７）に示す元素は、鋼中に含有されているそれぞれの元素の含有量（質量％）とし、不可避的不純物として混入した元素も計算に含める。また、式（６）によって与えられるＯＴｉが０以下の場合、式（４）及び（５）において、ＯＴｉに０を代入する。また、式（７）において、ＭＡＸ（Ｎ－Ｔｉ／３．４，０）は、「Ｎ－Ｔｉ／３．４」と０のうち大きい方の値、ＭＡＸ（Ｂ－１０．８／１４．１×ＭＡＸ（Ｎ－Ｔｉ／３．４，０），０）は、Ｂ－１０．８／１４．１×ＭＡＸ（Ｎ－Ｔｉ／３．４，０）を計算した結果と０のうち大きい方の値を意味するものとする。
2. さらに、質量％で、
   Ｃｕ：０．１０～１．００％
   Ｎｉ：０．１０～１．００％
   Ｃｒ：０．０３～０．８０％
   Ｍｏ：０．０３～０．４０％
   ＲＥＭ：０．０００３～０．０１００％
   Ｚｒ：０．０００３～０．００３３％
   のうちの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に記載の鋼板。
3. 前記ＰｃｍＥＳが０．１３～０．１６であることを特徴とする、請求項１又は２に記載の鋼板。
4. 板厚中心から両面方向へ板厚１／４厚みにおける金属組織が主としてベイナイトからなり、フェライトを面積率で３％～２０％含有し、旧オーステナイト粒のパンケーキ厚みが８５μｍ以下かつアスペクト比が１．８以上であることを特徴とする、請求項１乃至３のうちいずれか１項に記載の鋼板。
5. ４０ｍｍ～１００ｍｍの板厚を有することを特徴とする、請求項１乃至４のうちいずれか１項に記載の鋼板。
6. 引張強さが５５０ＭＰａ～７４０ＭＰａ、降伏比が７８％以下であることを特徴とする、請求項１乃至５のうちいずれか１項に記載の鋼板。