JP5207914B2 - 母材および溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 - Google Patents
母材および溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 Download PDFInfo
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Description
本発明は、橋梁や高層建造物、船舶などの溶接構造物に適用される厚鋼板に関し、殊に大入熱溶接後の母材（鋼板）および熱影響部（以下、単に「ＨＡＺ」と呼ぶことがある）の靭性に優れた厚鋼板に関するものである。
近年、上記各種溶接構造物の大型化に伴い、板厚が５０ｍｍ以上である厚鋼板の溶接が不可避となっている。このため、あらゆる分野において、溶接施工効率の改善という観点から、５０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接が指向される状況である。
しかしながら、大入熱溶接を行うと、ＨＡＺが高温のオーステナイト領域まで加熱されてから徐冷されるので、ＨＡＺ部（特にＨＡＺ部のボンド部付近）の組織が粗大化し、その部分の靭性が劣化しやすいという問題がある。こうしたＨＡＺ部における靭性（以下、「ＨＡＺ靭性」と呼ぶことがある）を良好に確保することが、永年の課題となっている。
大入熱溶接時におけるＨＡＺ靭性の劣化防止のための技術は、これまでにも様々提案されている。こうした技術の代表例としては、例えば特許文献１〜４に示されるように、鋼材中に微細なＴｉＮを分散析出させることで、大入熱溶接を行なったときのＨＡＺで生じるオーステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性の劣化を抑えた鋼材が提案されている。しかしながらこれらの技術では、溶接金属が１４００℃以上の高温になると、ＨＡＺのうち特に溶接金属に近接した部位（ボンド部）において、溶接時に受ける熱により上記ＴｉＮが固溶消失してしまい、ＨＡＺ靭性の劣化を十分に抑えることができないという問題がある。
また、特許文献５には、粒径が０．１μｍを超えるような粗大ＴｉＮの生成を抑制するために、粒径が０．０１〜０．１μｍである微細ＴｉＮの分布の適正化を図ることによって、ＨＡＺ靭性の改善を図る技術も提案されている。しかしながら、微細ＴｉＮの分布の適正化を図るだけでは、十分なＨＡＺ靭性を確保することはできない。
ところで本発明者らは、溶接時に高温の熱影響を受けた場合でもＨＡＺの靭性が劣化しない鋼材を特許文献６に先に提案している。この技術では、鋼材にＮを多量に添加し、且つＴｉとＢの添加バランスを適切に制御することによって、溶接後も未固溶で存在するＴｉＮの量を増加させ、ＨＡＺ靭性を改善するものである。
また本発明者らは、溶接用鋼中に存在するＴｉＮ系介在物の中にＮｂを積極的に含有させると共にＴｉ／Ｎｂ比を制御し、粒径が０．０１〜０．２５μｍである介在物の個数を１ｍｍ2当りで１．０×１０4個以上とすることにより、幅広い入熱範囲でのＨＡＺ靭性を確保する技術も提案している（例えば、特許文献７）。
しかしながらこれらの技術によっても、溶接時に受ける熱により上記ＴｉＮが固溶消失してしまうことは避けられず、ＨＡＺ靭性が若干劣化するという問題がある。こうしたことから、Ｔｉ含有窒化物の消失を補う手段として、酸化物をＴｉ含有窒化物生成サイトとして活用する技術（例えば、特許文献８）や、高温で安定な酸化物をピン止め粒子として利用する技術（例えば、特許文献９、１０）等が提案されている。
しかしながら、酸化物はＴｉ含有窒化物に比べて数が少なく、十分なＨＡＺ靭性が得られないという問題がある。また、酸化物を活用する技術では、粗大酸化物生成による母材およびＨＡＺの靭性バラツキを招き易く、安定的に母材およびＨＡＺの靭性を良好にできないという問題がある。しかも、微細な組織が形成されても、粗大なＴｉ含有窒化物や島状マルテンサイト（ＭＡ）が存在すると、それが脆性破壊の起点として作用することで、靭性のバラツキをもたらすことになる。
特公昭５５−２６１６４号公報
特開２００３−１６６０１７号公報
特開２００３−２１３３６６号公報
特開２００１−２００３１号公報
特開２００１−９８３４０号公報
特開２００５−２００７１６号公報
特開２００４−２１８０１０号公報
特開２００３−３２１７２８号公報
特開２００７−１００２１３号公報
特開２００５−３３６６０２号公報
本発明は、このような状況に鑑みてなされたものであって、その目的は、大入熱溶接を行った場合であってもＨＡＺ靭性が優れると共に、母材自体の靭性にも優れた厚鋼板を提供することにある。
上記課題を解決することのできた本発明に係る厚鋼板とは、Ｃ：０．０３〜０．１２％（「質量％」の意味、化学成分については以下同じ）、Ｓｉ：０．２５％以下（０％を含む）、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％、Ｎｂ：０．００２〜０．１０％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％およびＮ：０．００２〜０．０２０％を夫々含有すると共に、円相当直径で０．０５μｍ未満のＴｉ含有窒化物が１ｍｍ2当り５．０×１０6個以上、円相当直径で０．０５〜１．０μｍのＴｉ含有窒化物が１ｍｍ2当り１．０×１０5個以上、および円相当直径で１．０μｍ超のＴｉ含有窒化物が１ｍｍ2当り５個以下存在し、且つ表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置での島状マルテンサイトの面積割合が５％以下である点に要旨を有する。
尚、上記「円相当直径」とは、Ｔｉ含有窒化物の大きさに着目して、その面積が等しくなる様に想定した円の直径を求めたもので、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）や走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）の観察面上で認められる窒化物のものである。本発明で対象とするＴｉ含有窒化物は、ＴｉＮは勿論のこと、Ｔｉの一部（原子比で５０％以下程度）を他の窒化物形成元素（例えば、Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖ等）で置換した窒化物をも含む趣旨である。
本発明の厚鋼板には、必要によって更に（ａ）Ｎｉ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１．５％以下（０％を含まない）およびＭｏ：１．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｂ）Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｚｒ：０．０２％以下（０％を含まない）および／またはＲＥＭ：０．０２％以下（０％を含まない）、等を含有させることも有用であり、こうした元素を含有することでその種類に応じて厚鋼板の特性が更に改善されることになる。
本発明によれば、鋼板の化学成分組成を適切な範囲内に収めると共に、Ｔｉ含有窒化物をその大きさに応じて適切に分散させ、且つ組織中の島状マルテンサイトの面積割合を抑制することによって、母材および溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性改善を図った厚鋼板が実現できた。
本発明者らは、溶接時の高温においても溶け残るＴｉ含有窒化物（以下、ＴｉＮで代表することがある）を増加させることに成功しているのであるが（前記特許文献７）、こうした技術を基本として、ＨＡＺ靭性を更に改善するために研究を重ねた。
これまで提案されてきた技術では、できるだけ微細なＴｉＮを多量に分散させてやることがＨＡＺ靭性を向上する上で有効な手段と考えられていたのであるが、ＨＡＺ靭性を良好にする上で、むしろ円相当直径で０．０５〜１．０μｍ程度の大きさのＴｉＮ（即ち、Ｔｉ含有窒化物）の個数を増加させるように制御すれば良いことを見出した。
また、より微細なＴｉＮ（円相当直径で０．０５μｍ未満のもの）は、ＨＡＺ靭性よりもむしろ母材の靭性を良好にする上で必要なことも判明した。こうした微細ＴｉＮと上記のような大きさ（円相当直径で０．０５〜１．０μｍ）のＴｉＮを混在して分散させると共に、粗大な（円相当直径で１．０μｍ超）ＴｉＮの生成を抑制し、更に所定位置の島状マルテンサイト（ＭＡ）の生成を抑制するようにすれば、母材およびＨＡＺの靭性に優れた厚鋼板が実現できることを見出し、本発明を完成した。
本発明の厚鋼板においては、後述する制御によって、各種大きさのＴｉＮを適切に分散させると共に、島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積割合を所定の範囲内にしたものであるが、これらの要件を規定した理由は下記の通りである。
［円相当直径で０．０５μｍ未満のＴｉＮが１ｍｍ2当り５．０×１０6個以上］
円相当直径で０．０５μｍ未満のＴｉＮは、圧延時のオーステナイト粒（γ粒）の粗大化を抑制し、母材の靭性を確保するために必要である。この大きさのＴｉＮの個数が１ｍｍ2当り５．０×１０6個（５．０×１０6個／ｍｍ2）より少ないと安定した母材靭性が得られない。
円相当直径で０．０５μｍ未満のＴｉＮは、圧延時のオーステナイト粒（γ粒）の粗大化を抑制し、母材の靭性を確保するために必要である。この大きさのＴｉＮの個数が１ｍｍ2当り５．０×１０6個（５．０×１０6個／ｍｍ2）より少ないと安定した母材靭性が得られない。
［円相当直径で０．０５〜１．０μｍのＴｉＮが１ｍｍ2当り１．０×１０5個以上］
円相当直径で０．０５〜１．０μｍのＴｉＮは、ＨＡＺにおけるγ粒粗大化を抑制して良好なＨＡＺ靭性を確保するために必要である。この大きさのＴｉＮの個数が１ｍｍ2当り１．０×１０5個（１．０×１０5個／ｍｍ2）より少ないと安定したＨＡＺ靭性が得られない。尚、ＴｉＮの大きさが０．０５μｍよりも小さいものでは、母材靭性に寄与するが、大入熱溶接において容易に溶解しＨＡＺ靭性改善への寄与が少なくなる。また、大きさが１．０μｍより大きくなると母材およびＨＡＺの靭性に悪影響を及ぼすことになる。
円相当直径で０．０５〜１．０μｍのＴｉＮは、ＨＡＺにおけるγ粒粗大化を抑制して良好なＨＡＺ靭性を確保するために必要である。この大きさのＴｉＮの個数が１ｍｍ2当り１．０×１０5個（１．０×１０5個／ｍｍ2）より少ないと安定したＨＡＺ靭性が得られない。尚、ＴｉＮの大きさが０．０５μｍよりも小さいものでは、母材靭性に寄与するが、大入熱溶接において容易に溶解しＨＡＺ靭性改善への寄与が少なくなる。また、大きさが１．０μｍより大きくなると母材およびＨＡＺの靭性に悪影響を及ぼすことになる。
［円相当直径で１．０μｍ超のＴｉＮが１ｍｍ2当り５個以下］
円相当直径で１．０μｍ超の粗大なＴｉＮは、母材およびＨＡＺの靭性に悪影響を及ぼすので、できるだけ少ない方がよい。こうした観点から本発明では、円相当直径で１．０μｍ超のＴｉＮは、１ｍｍ2当り５個以下（５個／ｍｍ2以下）と規定した。
円相当直径で１．０μｍ超の粗大なＴｉＮは、母材およびＨＡＺの靭性に悪影響を及ぼすので、できるだけ少ない方がよい。こうした観点から本発明では、円相当直径で１．０μｍ超のＴｉＮは、１ｍｍ2当り５個以下（５個／ｍｍ2以下）と規定した。
［表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置での島状マルテンサイトの面積割合が５％以下］
本発明の厚鋼板は、その組織は基本的にフェライトやベイナイトからなるものであるが、島状マルテンサイト（ＭＡ）は、脆性破壊起点として作用し母材靭性に悪影響を及ぼすので、島状マルテンサイトの面積割合は５％以下に抑制する必要があり、この面積割合が５％を超えると安定した母材靭性が得られなくなる。尚、島状マルテンサイトの面積割合の規定位置を「表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置」としたのは、鋼板の特性を示す代表的な位置として選んだものである。
本発明の厚鋼板は、その組織は基本的にフェライトやベイナイトからなるものであるが、島状マルテンサイト（ＭＡ）は、脆性破壊起点として作用し母材靭性に悪影響を及ぼすので、島状マルテンサイトの面積割合は５％以下に抑制する必要があり、この面積割合が５％を超えると安定した母材靭性が得られなくなる。尚、島状マルテンサイトの面積割合の規定位置を「表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置」としたのは、鋼板の特性を示す代表的な位置として選んだものである。
上記のようなＴｉＮの分散状態およびミクロ組織（島状マルテンサイトの面積割合）を実現するには、溶鋼においてＡｌおよびＣａの添加順をＡｌ→Ｃａとし、鋳込みまでの保持時間を１０分以上、９０分未満に制御した上で、鋳造時の１５００〜１４００℃における冷却時間を６００秒以内とすると共に、圧延前加熱条件を１０５０〜１２００℃×２〜５時間に制御した後、粗圧延を９００℃以上で実施し、且つ圧延後の冷却を冷却速度：２〜１５℃／秒、冷却停止温度を３００〜５００℃として行なえば良い。各要件の規定理由は次の通りである。
［溶鋼においてＡｌおよびＣａの添加順をＡｌ→Ｃａ］
これらの元素の添加順序をＣａ→Ａｌとすると、溶鋼中にＣａ酸化物およびＡｌ酸化物が生成する。これらの酸化物は、粗大ＴｉＮの生成起点となりやすく、円相当直径で１．０μｍ超の粗大ＴｉＮ増加による母材およびＨＡＺの靭性劣化を招くことになる。これに対して、Ａｌ→Ｃａの順序で添加すると、ＴｉＮの生成起点となり難いＣａ−Ａｌ複合酸化物が生成し、粗大ＴｉＮの生成が抑制されることになる。
これらの元素の添加順序をＣａ→Ａｌとすると、溶鋼中にＣａ酸化物およびＡｌ酸化物が生成する。これらの酸化物は、粗大ＴｉＮの生成起点となりやすく、円相当直径で１．０μｍ超の粗大ＴｉＮ増加による母材およびＨＡＺの靭性劣化を招くことになる。これに対して、Ａｌ→Ｃａの順序で添加すると、ＴｉＮの生成起点となり難いＣａ−Ａｌ複合酸化物が生成し、粗大ＴｉＮの生成が抑制されることになる。
［鋳込みまでの保持時間Ｔ１を１０分以上、９０分未満］
鋳込みまでの保持時間Ｔ１は、Ｃａ−Ａｌ複合酸化物の生成状況に影響を及ぼす要件であり、この保持時間Ｔ１が１０分未満ではＣａ−Ａｌ複合酸化物が十分に生成せず、粗大ＴｉＮの生成増加による母材およびＨＡＺの靭性劣化を招くことになる。一方、この保持時間Ｔ１が９０分以上となると、複合酸化物が粗大化して母材およびＨＡＺの靭性に悪影響を及ぼすことになる。
鋳込みまでの保持時間Ｔ１は、Ｃａ−Ａｌ複合酸化物の生成状況に影響を及ぼす要件であり、この保持時間Ｔ１が１０分未満ではＣａ−Ａｌ複合酸化物が十分に生成せず、粗大ＴｉＮの生成増加による母材およびＨＡＺの靭性劣化を招くことになる。一方、この保持時間Ｔ１が９０分以上となると、複合酸化物が粗大化して母材およびＨＡＺの靭性に悪影響を及ぼすことになる。
［鋳造時の１５００〜１４００℃における冷却時間Ｔ２を６００秒以内］
鋳造時の１５００〜１４００℃における冷却時間Ｔ２が６００秒を超えると、粗大ＴｉＮの生成量が増加し、円相当直径で０．０５〜１．０μｍのＴｉＮの生成量が減少し、十分な母材靭性およびＨＡＺ靭性が確保できなくなる。
鋳造時の１５００〜１４００℃における冷却時間Ｔ２が６００秒を超えると、粗大ＴｉＮの生成量が増加し、円相当直径で０．０５〜１．０μｍのＴｉＮの生成量が減少し、十分な母材靭性およびＨＡＺ靭性が確保できなくなる。
［圧延前加熱条件：１０５０〜１２００℃×２〜５時間］
この圧延加熱条件は、ＴｉＮの形態に影響を及ぼすものであり、このときの加熱温度Ｔｈが１０５０℃よりも低いと、または加熱時間Ｔ３が２時間よりも短いと、円相当直径で０．０５〜１．０μｍのＴｉＮが十分に得られない。加熱温度Ｔｈが１２００℃よりも高くなったり、加熱時間Ｔ３が５時間よりも長くなると、ＴｉＮのオストワルド成長が促進され、円相当直径で０．０５μｍの未満のＴｉＮが十分に得られない。
この圧延加熱条件は、ＴｉＮの形態に影響を及ぼすものであり、このときの加熱温度Ｔｈが１０５０℃よりも低いと、または加熱時間Ｔ３が２時間よりも短いと、円相当直径で０．０５〜１．０μｍのＴｉＮが十分に得られない。加熱温度Ｔｈが１２００℃よりも高くなったり、加熱時間Ｔ３が５時間よりも長くなると、ＴｉＮのオストワルド成長が促進され、円相当直径で０．０５μｍの未満のＴｉＮが十分に得られない。
［粗圧延を９００℃以上で実施］
粗圧延の温度（粗圧延終了温度Ｔｆ）が９００℃未満では、円相当直径で０．０５μｍ未満のＴｉＮが十分に得られず、母材靭性が劣化することになる。
粗圧延の温度（粗圧延終了温度Ｔｆ）が９００℃未満では、円相当直径で０．０５μｍ未満のＴｉＮが十分に得られず、母材靭性が劣化することになる。
［圧延後の冷却速度Ｒｃ：２〜１５℃／秒、冷却停止温度Ｔｓを３００〜５００℃］
圧延後の冷却速度Ｒｃが２℃／秒よりも遅くなると粗大なフェライトが生成して母材靭性が劣化することになり、１５℃／秒よりも速くなると島状マルテンサイト（ＭＡ）の生成量が増加して母材靭性が劣化することになる。また冷却停止温度Ｔｓが３００℃未満では、島状マルテンサイト（ＭＡ）の生成量が増加し、母材靭性が劣化することになる。また冷却停止温度Ｔｓが５００℃を超えると、軟質組織が増加し、強度が低下することになる。尚、冷却停止温度Ｔｓが３００℃未満となる場合であっても、その後５００℃程度での焼戻し処理を行なうことによって、安定した靭性を得ることができる。
圧延後の冷却速度Ｒｃが２℃／秒よりも遅くなると粗大なフェライトが生成して母材靭性が劣化することになり、１５℃／秒よりも速くなると島状マルテンサイト（ＭＡ）の生成量が増加して母材靭性が劣化することになる。また冷却停止温度Ｔｓが３００℃未満では、島状マルテンサイト（ＭＡ）の生成量が増加し、母材靭性が劣化することになる。また冷却停止温度Ｔｓが５００℃を超えると、軟質組織が増加し、強度が低下することになる。尚、冷却停止温度Ｔｓが３００℃未満となる場合であっても、その後５００℃程度での焼戻し処理を行なうことによって、安定した靭性を得ることができる。
次に、本発明の厚鋼板（母材）における化学成分組成について説明する。上記のように、本発明の厚鋼板は、ＴｉＮの分布状態および所定位置でのミクロ組織を満足していても、夫々の化学成分（元素）の含有量が適正範囲内になければ、母材とＨＡＺの優れた靭性を達成することができない。従って、本発明の厚鋼板では、ＴｉＮ（ＴｉＮ含有窒化物）の分布状況が良好であることと、島状マルテンサイト（ＭＡ）の生成抑制に加えて、夫々の化学成分の量が、以下に記載するような適正範囲内にあることも必要である。特に、Ｓｉ含有量を０．０２％以下とすることは、粗大Ｔｉ含有窒化物の生成を低減し、更に良好な母材靭性およびＨＡＺ靭性を確保する上で有用である。
［Ｃ：０．０３〜０．１２％］
Ｃは、鋼板の強度を確保するために欠くことのできない元素である。Ｃ含有量が０．０３％未満では、鋼板の強度が確保できない。好ましくは０．０４％以上である。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になると、硬質な島状マルテンサイト（ＭＡ）が多く生成して母材の靭性劣化を招くことになる。従ってＣ含有量は０．１２％以下（好ましくは０．１０％以下）に抑える必要がある。
Ｃは、鋼板の強度を確保するために欠くことのできない元素である。Ｃ含有量が０．０３％未満では、鋼板の強度が確保できない。好ましくは０．０４％以上である。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になると、硬質な島状マルテンサイト（ＭＡ）が多く生成して母材の靭性劣化を招くことになる。従ってＣ含有量は０．１２％以下（好ましくは０．１０％以下）に抑える必要がある。
［Ｓｉ：０．２５％以下（０％を含む）］
Ｓｉは、固溶強化によって鋼板の強度を確保するのに有用な元素であるが、できるだけ低減することによってＴｉ含有窒化物の粗大化を抑制して母材およびＨＡＺの靭性を良好にすることができる。Ｓｉ含有量が過剰になると、硬質な島状マルテンサイト（ＭＡ）が多く生成して母材の靭性劣化を招くことになる。従ってＳｉ含有量は、少なくとも０．２５％以下に抑える必要がある。特に、粗大Ｔｉ含有窒化物の生成を低減し、更に良好な母材靭性およびＨＡＺ靭性を確保するためには、Ｓｉ含有量は０．０２％以下にすることが好ましい。
Ｓｉは、固溶強化によって鋼板の強度を確保するのに有用な元素であるが、できるだけ低減することによってＴｉ含有窒化物の粗大化を抑制して母材およびＨＡＺの靭性を良好にすることができる。Ｓｉ含有量が過剰になると、硬質な島状マルテンサイト（ＭＡ）が多く生成して母材の靭性劣化を招くことになる。従ってＳｉ含有量は、少なくとも０．２５％以下に抑える必要がある。特に、粗大Ｔｉ含有窒化物の生成を低減し、更に良好な母材靭性およびＨＡＺ靭性を確保するためには、Ｓｉ含有量は０．０２％以下にすることが好ましい。
［Ｍｎ：１．０〜２．０％］
Ｍｎは、鋼板の強度を確保する上で有用な元素であり、こうした効果を有効に発揮させるには、１．０％以上含有させる必要がある。好ましくは１．４％以上である。しかし、２．０％を超えて過剰に含有させるとＨＡＺの強度が上昇し過ぎて靭性が劣化するので、Ｍｎ含有量は２．０％以下とする。好ましくは１．８％以下である。
Ｍｎは、鋼板の強度を確保する上で有用な元素であり、こうした効果を有効に発揮させるには、１．０％以上含有させる必要がある。好ましくは１．４％以上である。しかし、２．０％を超えて過剰に含有させるとＨＡＺの強度が上昇し過ぎて靭性が劣化するので、Ｍｎ含有量は２．０％以下とする。好ましくは１．８％以下である。
［Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）］
不純物元素であるＰは、粒界破壊を起こし易く靭性に悪影響を及ぼすので、その量はできるだけ少ないことが好ましい。靭性を確保するという観点からして、Ｐ含有量は０．０３％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０２％以下とする。しかし、工業的に、鋼中のＰを０％にすることは困難である。
不純物元素であるＰは、粒界破壊を起こし易く靭性に悪影響を及ぼすので、その量はできるだけ少ないことが好ましい。靭性を確保するという観点からして、Ｐ含有量は０．０３％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０２％以下とする。しかし、工業的に、鋼中のＰを０％にすることは困難である。
［Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）］
Ｓは、母材の靭性を劣化させる不純物であり、その量ができるだけ少ないことが好ましい。母材靭性を確保するという観点からして、Ｓ含有量は０．０１５％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０１０％以下とする。しかし、工業的に、鋼中のＳを０％にすることは困難である。
Ｓは、母材の靭性を劣化させる不純物であり、その量ができるだけ少ないことが好ましい。母材靭性を確保するという観点からして、Ｓ含有量は０．０１５％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０１０％以下とする。しかし、工業的に、鋼中のＳを０％にすることは困難である。
［Ａｌ：０．００５〜０．０５％］
前述のごとく、Ｃａに先立ち添加することによって、粗大ＴｉＮの晶出を抑制するのに有用な元素である。こうした効果を発揮させるためには、その含有量は０．００５％以上とする必要があるが、その含有量が過剰になると粗大ＴｉＮが生成して母材およびＨＡＺの靭性が劣化するので、０．０５％以下に抑える必要がある。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、好ましい上限は０．０４％である。
前述のごとく、Ｃａに先立ち添加することによって、粗大ＴｉＮの晶出を抑制するのに有用な元素である。こうした効果を発揮させるためには、その含有量は０．００５％以上とする必要があるが、その含有量が過剰になると粗大ＴｉＮが生成して母材およびＨＡＺの靭性が劣化するので、０．０５％以下に抑える必要がある。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、好ましい上限は０．０４％である。
［Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％］
Ｔｉは、Ｎと反応して様々な大きさの窒化物を形成して母材およびＨＡＺの靭性向上に寄与する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｔｉは０．０１０％以上含有させることが必要であり、好ましくは０．０１２％以上とする。しかし過剰に含有すると、粗大なＴｉＮが多く生成して母材およびＨＡＺの靭性を劣化させるため、０．０８０％以下に抑えるべきである。好ましくは０．０６０％以下とするのがよい。
Ｔｉは、Ｎと反応して様々な大きさの窒化物を形成して母材およびＨＡＺの靭性向上に寄与する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｔｉは０．０１０％以上含有させることが必要であり、好ましくは０．０１２％以上とする。しかし過剰に含有すると、粗大なＴｉＮが多く生成して母材およびＨＡＺの靭性を劣化させるため、０．０８０％以下に抑えるべきである。好ましくは０．０６０％以下とするのがよい。
［Ｎｂ：０．００２〜０．１０％］
Ｎｂは、炭窒化物として析出し、γ粒粗大化を抑制することで母材靭性を良好にするのに有効に作用する元素である。こうした効果は、Ｎｂ含有量が０．００２％以上で有効に発揮されるが、それらの効果をより有効に発揮させるためには、０．００５％以上含有させることが好ましい。しかしながら、Ｎｂ含有量が過剰になると、粗大な炭窒化物の析出を招き、母材靭性が劣化するため、０．１０％以下（好ましくは０．０８％以下）とする必要がある。
Ｎｂは、炭窒化物として析出し、γ粒粗大化を抑制することで母材靭性を良好にするのに有効に作用する元素である。こうした効果は、Ｎｂ含有量が０．００２％以上で有効に発揮されるが、それらの効果をより有効に発揮させるためには、０．００５％以上含有させることが好ましい。しかしながら、Ｎｂ含有量が過剰になると、粗大な炭窒化物の析出を招き、母材靭性が劣化するため、０．１０％以下（好ましくは０．０８％以下）とする必要がある。
［Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％］
Ｃａは、Ａｌの後に添加することによって、粗大ＴｉＮの晶出を抑制するのに有効な元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｃａは０．０００５％以上含有させる必要がある。好ましくは０．０００８％以上である。しかしＣａ含有量が過剰になると、粗大な酸化物が生成して母材およびＨＡＺの靭性が劣化するため、０．０１０％以下とする必要がある。好ましくは０．００８％以下である。
Ｃａは、Ａｌの後に添加することによって、粗大ＴｉＮの晶出を抑制するのに有効な元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｃａは０．０００５％以上含有させる必要がある。好ましくは０．０００８％以上である。しかしＣａ含有量が過剰になると、粗大な酸化物が生成して母材およびＨＡＺの靭性が劣化するため、０．０１０％以下とする必要がある。好ましくは０．００８％以下である。
［Ｎ：０．００２〜０．０２０％］
Ｎは、高温で溶け残る窒化物（Ｔｉ含有窒化物）を形成することによって、母材およびＨＡＺの靭性を確保する上で有用な元素である。Ｎ含有量を０．００２％以上（好ましくは０．００３％以上）とすることによって、所定のＴｉ含有窒化物を確保することができる。しかしＮ含有量が過剰になると、固溶Ｎ量が増大して歪時効によって母材およびＨＡＺの靭性が劣化する。従ってＮは０．０２０％以下に抑える必要があり、好ましくは０．０１８％以下とする。
Ｎは、高温で溶け残る窒化物（Ｔｉ含有窒化物）を形成することによって、母材およびＨＡＺの靭性を確保する上で有用な元素である。Ｎ含有量を０．００２％以上（好ましくは０．００３％以上）とすることによって、所定のＴｉ含有窒化物を確保することができる。しかしＮ含有量が過剰になると、固溶Ｎ量が増大して歪時効によって母材およびＨＡＺの靭性が劣化する。従ってＮは０．０２０％以下に抑える必要があり、好ましくは０．０１８％以下とする。
本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部は鉄および不可避的不純物であり、該不可避的不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素（例えば、Ｓｎ，Ａｓ，Ｐｂ等）の混入が許容され得る。また、更に下記元素を積極的に含有させることも有効であり、含有される成分の種類に応じて鋼板の特性が更に改善される。
［Ｎｉ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１．５％以下（０％を含まない）およびＭｏ：１．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上］
Ｎｉ，Ｃｕ，ＣｒおよびＭｏは、いずれも鋼板の高強度化に有効な元素であり、その効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるには、いずれも０．０５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．１０％以上とする。しかしこれらの元素の含有量が過剰になると、強度の過大な上昇を招き、母材およびＨＡＺの靭性が劣化するため、いずれも１．５％以下に抑えることが好ましい。より好ましくは１．２％以下である。
Ｎｉ，Ｃｕ，ＣｒおよびＭｏは、いずれも鋼板の高強度化に有効な元素であり、その効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるには、いずれも０．０５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．１０％以上とする。しかしこれらの元素の含有量が過剰になると、強度の過大な上昇を招き、母材およびＨＡＺの靭性が劣化するため、いずれも１．５％以下に抑えることが好ましい。より好ましくは１．２％以下である。
［Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）］
Ｖは、炭窒化物として析出し、γ粒粗大化を抑制することで母材靭性を良好にするのに有効に作用する元素である。こうした効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるには、０．００２％以上含有させることが好ましい（より好ましくは０．００５％以上）。しかしながら、Ｖ含有量が過剰になると、粗大な炭窒化物の析出を招き、母材靭性が劣化するため、０．１％以下（好ましくは０．０８％以下）である。
Ｖは、炭窒化物として析出し、γ粒粗大化を抑制することで母材靭性を良好にするのに有効に作用する元素である。こうした効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるには、０．００２％以上含有させることが好ましい（より好ましくは０．００５％以上）。しかしながら、Ｖ含有量が過剰になると、粗大な炭窒化物の析出を招き、母材靭性が劣化するため、０．１％以下（好ましくは０．０８％以下）である。
［Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）］
Ｂは、粗大な粒界フェライトの生成を抑制することで、母材およびＨＡＺの靭性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるには、０．００１０％以上含有させることが好ましい（より好ましくは０．００１５％以上）。しかし、Ｂ含有量が過剰になると、オーステナイト粒界でのＢＮの析出を招き、母材およびＨＡＺの靭性が劣化するので、０．００５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００４０％以下とするのがよい。
Ｂは、粗大な粒界フェライトの生成を抑制することで、母材およびＨＡＺの靭性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるには、０．００１０％以上含有させることが好ましい（より好ましくは０．００１５％以上）。しかし、Ｂ含有量が過剰になると、オーステナイト粒界でのＢＮの析出を招き、母材およびＨＡＺの靭性が劣化するので、０．００５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００４０％以下とするのがよい。
［Ｚｒ：０．０２％以下（０％を含まない）および／またはＲＥＭ：０．０２％以下（０％を含まない）］
ＺｒおよびＲＥＭ（希土類元素）は、酸化物を微細化することでＨＡＺの靭性向上に寄与する元素である。こうした効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるには、いずれも０．０００１％以上含有させることが好ましい（より好ましくは０．０００５％以上）。しかし過剰に含有させると、酸化物が粗大になって母材およびＨＡＺの靭性を劣化させるため、いずれも０．０２％以下に抑えるべきである。好ましくは０．０１５％以下とする。尚、本発明において、ＲＥＭ（希土類元素）とは、ランタノイド元素（ＬａからＬｎまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味である。
ＺｒおよびＲＥＭ（希土類元素）は、酸化物を微細化することでＨＡＺの靭性向上に寄与する元素である。こうした効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるには、いずれも０．０００１％以上含有させることが好ましい（より好ましくは０．０００５％以上）。しかし過剰に含有させると、酸化物が粗大になって母材およびＨＡＺの靭性を劣化させるため、いずれも０．０２％以下に抑えるべきである。好ましくは０．０１５％以下とする。尚、本発明において、ＲＥＭ（希土類元素）とは、ランタノイド元素（ＬａからＬｎまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味である。
本発明は厚鋼板に関するものであり、該分野において厚鋼板とは、ＪＩＳで定義されるように、一般に板厚が３．０ｍｍ以上であるものを指す。但し、本発明の厚鋼板は、板厚が５０ｍｍ以上となるような鋼板に対して、入熱量が５０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接を行っても良好なＨＡＺ靭性を示すものであるので、この様な厚みのある鋼板へ適用することは好ましい態様であるが、本発明の鋼板の厚みは５０ｍｍ以上のものに限定されず、それ未満となるような鋼板への適用を排除するものではない。
こうして得られる本発明の厚鋼板は、例えば橋梁や高層建造物、船舶などの構造物の材料として使用でき、小〜中入熱溶接はもとより大入熱溶接においても、母材および溶接熱影響部の靭性劣化を防ぐことができる。
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更し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。
下記表１、２に示す組成の鋼を、下記表３、４に示した条件（Ａｌ，Ｃａの添加順、鋳込みまでの保持時間Ｔ１）を制御しつつ溶製し、この溶鋼を鋳造時（１５００〜１４００℃の温度範囲）における冷却時間Ｔ２を制御しつつ冷却してスラブ（断面形状：１５０ｍｍ×２５０ｍｍ）とした後、下記表３、４に示した圧延条件（圧延前加熱温度Ｔｈ、圧延前加熱時間Ｔ３、粗圧延終了温度Ｔｆ）で熱間圧延を行い、板厚：８０ｍｍの熱間圧延板とし、圧延後に冷却停止温度Ｔｓまで冷却速度Ｒｃで冷却した。また、必要によって、５００℃で焼戻し処理を施した。尚、表１において、ＲＥＭはＬａを５０％程度とＣｅを２５％程度含有するミッシュメタルの形態で添加した。また表１中「−」は元素を添加していないことを示している。また、表３、４において、Ａｌ，Ｃａの添加順は、Ａｌ→Ｃａのときを「○」、Ｃａ→Ａｌのときを「×」とした。
上記のようにして製造した各試験板について、下記の要領で各種大きさのＴｉ含有窒化物の個数密度、島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積割合（分率）、厚鋼板（母材）およびＨＡＺの靭性を測定した。これらの結果を、下記表５、６に示す。
［円相当直径で０．０５μｍ未満のＴｉ含有窒化物の個数密度の測定］
各鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面からレプリカＴＥＭ試験片を作製し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で、観察倍率６００００倍、観察視野２×２（μｍ）、観察箇所５箇所の条件で観察した。そして画像解析によって、その視野中の各Ｔｉ含有窒化物の面積を測定し、この面積から各窒化物の円相当直径を算出した。尚、Ｔｉ含有窒化物であることは、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によって判別した。そして、円相当直径が０．０５μｍ未満となるＴｉ含有窒化物の個数を、１ｍｍ2当りに換算して求めた。但し、円相当直径が０．０１μｍ以下となるＴｉ含有窒化物については、ＥＤＸの信頼性が十分でないため、解析から除外した。
各鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面からレプリカＴＥＭ試験片を作製し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で、観察倍率６００００倍、観察視野２×２（μｍ）、観察箇所５箇所の条件で観察した。そして画像解析によって、その視野中の各Ｔｉ含有窒化物の面積を測定し、この面積から各窒化物の円相当直径を算出した。尚、Ｔｉ含有窒化物であることは、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によって判別した。そして、円相当直径が０．０５μｍ未満となるＴｉ含有窒化物の個数を、１ｍｍ2当りに換算して求めた。但し、円相当直径が０．０１μｍ以下となるＴｉ含有窒化物については、ＥＤＸの信頼性が十分でないため、解析から除外した。
［円相当直径で０．０５〜１．０μｍのＴｉ含有窒化物の個数密度の測定］
上記レプリカＴＥＭ試験片を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で、観察倍率１５０００倍、観察視野８×８（μｍ）、観察箇所５箇所の条件で観察した。そして画像解析によって、その視野中の各Ｔｉ含有窒化物の面積を測定し、この面積から各窒化物の円相当直径を算出した。尚、Ｔｉ含有窒化物であることは、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によって判別した。そして、円相当直径が０．０５〜１．０μｍとなるＴｉ含有窒化物の個数を、１ｍｍ2当りに換算して求めた。
上記レプリカＴＥＭ試験片を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で、観察倍率１５０００倍、観察視野８×８（μｍ）、観察箇所５箇所の条件で観察した。そして画像解析によって、その視野中の各Ｔｉ含有窒化物の面積を測定し、この面積から各窒化物の円相当直径を算出した。尚、Ｔｉ含有窒化物であることは、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によって判別した。そして、円相当直径が０．０５〜１．０μｍとなるＴｉ含有窒化物の個数を、１ｍｍ2当りに換算して求めた。
［円相当直径で１．０μｍ超のＴｉ含有窒化物の個数密度の測定］
各鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ社製の電界放射式走査電子顕微鏡「ＳＵＰＲＡ３５（商品名）」を用いて観察し、観察倍率１０００倍、観察視野０．０６μｍ2、観察箇所２０箇所の条件で観察した。円相当直径が１．０μｍ超の介在物粒子について、ＥＤＸによりＴｉ、Ｎを含むＴｉ含有窒化物を判別した。そして、円相当直径が１．０ｍ超となるＴｉ含有窒化物の個数を、１ｍｍ2当りに換算して求めた。
各鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ社製の電界放射式走査電子顕微鏡「ＳＵＰＲＡ３５（商品名）」を用いて観察し、観察倍率１０００倍、観察視野０．０６μｍ2、観察箇所２０箇所の条件で観察した。円相当直径が１．０μｍ超の介在物粒子について、ＥＤＸによりＴｉ、Ｎを含むＴｉ含有窒化物を判別した。そして、円相当直径が１．０ｍ超となるＴｉ含有窒化物の個数を、１ｍｍ2当りに換算して求めた。
［島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積割合の測定］
各鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、レペラ試薬にて腐食の後、４００倍にて光学顕微鏡で３視野を撮影し、画像解析により島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積割合（分率）を算出した。
各鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、レペラ試薬にて腐食の後、４００倍にて光学顕微鏡で３視野を撮影し、画像解析により島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積割合（分率）を算出した。
［母材の靭性］
各鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から、圧延方向にシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号試験片）を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して、−６０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ-60）を測定した。このとき３本の試験片について吸収エネルギー（ｖＥ-60）を測定し、その最低値を算出した。この最低値が１００Ｊを超えるもの母材靭性に優れると評価した。
各鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から、圧延方向にシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号試験片）を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して、−６０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ-60）を測定した。このとき３本の試験片について吸収エネルギー（ｖＥ-60）を測定し、その最低値を算出した。この最低値が１００Ｊを超えるもの母材靭性に優れると評価した。
［ＨＡＺ靭性の評価］
各鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から、圧延方向にシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号試験片）を採取し、大入熱溶接を模擬した熱サイクル試験を行い、ＨＡＺ靭性を評価した。このとき熱サイクル試験は、上記試験片を１４００℃に加熱して６０秒間保持した後、８００〜５００℃の温度範囲を５００秒かけて冷却することにより、溶接入熱量が５５ｋＪに相当する熱サイクルを与えた。ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して、−４０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ-40）を測定した。このとき３本の試験片について吸収エネルギー（ｖＥ-40）を測定し、その最低値を求めた。そして、ｖＥ-40の最低値が１００Ｊを超えるものをＨＡＺ靭性に優れると評価した。
各鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から、圧延方向にシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号試験片）を採取し、大入熱溶接を模擬した熱サイクル試験を行い、ＨＡＺ靭性を評価した。このとき熱サイクル試験は、上記試験片を１４００℃に加熱して６０秒間保持した後、８００〜５００℃の温度範囲を５００秒かけて冷却することにより、溶接入熱量が５５ｋＪに相当する熱サイクルを与えた。ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して、−４０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ-40）を測定した。このとき３本の試験片について吸収エネルギー（ｖＥ-40）を測定し、その最低値を求めた。そして、ｖＥ-40の最低値が１００Ｊを超えるものをＨＡＺ靭性に優れると評価した。
これらの結果から、次のように考察できる（尚、下記Ｎｏ．は、表１〜６の鋼Ｎｏ．を示す）。Ｎｏ．１〜２５は、本発明で規定する要件を満足する例であり、化学成分組成、Ｔｉ含有窒化物の分散が適切になされており、しかもＭＡの生成も抑制されており、母材および溶接熱影響部の靭性が良好な鋼板が得られていることが分かる。
これに対して、Ｎｏ．２６〜４７は、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例であり、母材および溶接熱影響部の少なくともいずれかの靭性が劣っている。詳細には、下記の通りである。
Ｎｏ．２６は、ＡｌおよびＣａの添加順序が適正でないものであり、粗大なＴｉ含有窒化物が増大しており、母材およびＨＡＺの靭性が劣化している。Ｎｏ．２７は、鋳込みまでの保持時間が短いものであり、粗大なＴｉ含有窒化物が増大しており、母材およびＨＡＺの靭性が劣化している。またＮｏ．２８は、鋳込みまでの保持時間が長いものであり、また冷却停止温度が低くなっており、粗大なＴｉ含有窒化物が増大しており、母材およびＨＡＺの靭性が劣化している。
Ｎｏ．２９は鋳造時の冷却時間が６００秒を超えるものであり、また圧延後の冷却速度が速くなっており、粗大なＴｉ含有窒化物が増大すると共に、円相当直径で０．０５〜１．０μｍのＴｉ含有窒化物の個数が減少しており、母材およびＨＡＺの靭性が劣化している。Ｎｏ．３０は、鋳込みまでの保持時間が短いものであり、粗大なＴｉ含有窒化物が増大しており、母材およびＨＡＺの靭性が劣化している。
Ｎｏ．３１は鋼板中のＭｎ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、また圧延前加熱温度が高くなっており、円相当直径で０．０５μｍ未満のＴｉ含有窒化物の個数が不足しており、良好な母材およびＨＡＺの靭性が得られていない。Ｎｏ．３２は、鋼板中のＳｉ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、硬質のＭＡの生成量増加によって母材およびＨＡＺの靭性が劣化している。
Ｎｏ．３３は、鋼板中のＰの含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、また圧延前加熱時間が短くなっており、母材およびＨＡＺ靭性が劣化している。Ｎｏ．３４は、鋼板中のＡｌ含有量が本発明で規定する範囲に満たないものであり、また圧延前加熱時間が長くなっており、粗大なＴｉ含有窒化物の生成が抑制されず、母材およびＨＡＺの靭性が劣化している。
Ｎｏ．３５は、圧延前加熱時間が短くなっており、母材およびＨＡＺ靭性が劣化している。Ｎｏ．３６は、鋼板中のＣ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、ＭＡの増加によって母材靭性が劣化している。Ｎｏ．３７は、鋼板中のＡｌおよびＳの含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、母材およびＨＡＺの靭性が劣化している。
Ｎｏ．３８は、鋼板中のＴｉ含有量が本発明で規定する範囲に満たないものであり、微細なＴｉ含有窒化物の生成が減少しており、母材の靭性が劣化している。Ｎｏ．３９は、鋼板中のＴｉ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、粗大なＴｉ含有窒化物が増加しており、母材およびＨＡＺの靭性が劣化している。
Ｎｏ．４０は、鋼板中のＮｂ含有量が本発明で規定する範囲に満たない（無添加）ものであり、Ｔｉ含有窒化物の形態は良好であっても、母材靭性が劣化している。Ｎｏ．４１は、鋼板中のＮｂ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、粗大炭窒化物が生成して母材靭性が劣化している。
Ｎｏ．４２は、鋼板中のＣａ含有量が本発明で規定する範囲に満たないものであり、粗大なＴｉ含有窒化物の生成が増加し、母材およびＨＡＺの靭性が劣化している。Ｎｏ．４３は、鋼板中のＣａ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、粗大な酸化物の生成が予想され、母材およびＨＡＺの靭性が劣化している。
Ｎｏ．４４は、鋼板中のＮ含有量が本発明で規定する範囲に満たないものであり、微細な粗大なＴｉ含有窒化物の生成が不足し、母材靭性が劣化している。Ｎｏ．４５は、鋼板中のＮ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものでありＴｉ含有窒化物の形態は良好であっても、母材およびＨＡＺの靭性が劣化している。
Ｎｏ．４６、４７は、好ましい成分であるＮｉ含有量およびＣｕ含有量の夫々が本発明で規定する範囲を超えるものであり、Ｔｉ含有窒化物の形態は良好であっても、母材およびＨＡＺの靭性が劣化している。
Claims (5)
- Ｃ：０．０３〜０．１２％（「質量％」の意味、化学成分については以下同じ）、Ｓｉ：０．２５％以下（０％を含む）、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％、Ｎｂ：０．００２〜０．１０％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％およびＮ：０．００２〜０．０２０％を夫々含有すると共に、円相当直径で０．０１μｍ超、０．０５μｍ未満のＴｉ含有窒化物が１ｍｍ2当り５．０×１０6個以上、円相当直径で０．０５〜１．０μｍのＴｉ含有窒化物が１ｍｍ2当り１．０×１０5個以上、および円相当直径で１．０μｍ超のＴｉ含有窒化物が１ｍｍ2当り５個以下存在し、且つ表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置での島状マルテンサイトの面積割合が５％以下であることを特徴とする母材および溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
- 更に、Ｎｉ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１．５％以下（０％を含まない）およびＭｏ：１．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素を含むものである請求項１に記載の厚鋼板。
- 更に、Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１または２に記載の厚鋼板。
- 更に、Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１〜３のいずれかに記載の厚鋼板。
- 更に、Ｚｒ：０．０２％以下（０％を含まない）および／またはＲＥＭ：０．０２％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１〜４のいずれかに記載の厚鋼板。
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