JP5590271B1 - 降伏強度６７０〜８７０Ｎ／ｍｍ２、及び引張強さ７８０〜９４０Ｎ／ｍｍ２を有する鋼板 - Google Patents

Abstract

本発明に係る鋼板は、化学成分が所定範囲内であり、α値が０．１３〜１．０質量％、およびβ値が８．４５〜１５．２であり、降伏強度が６７０〜８７０Ｎ／ｍｍ^２、および引張強さが７８０〜９４０Ｎ／ｍｍ^２であり、前記鋼板の板厚中心部における前記平均結晶粒径が３５μｍ以下であり、かつ板厚が２５〜２００ｍｍである。本発明に係る鋼板は、応力除去焼鈍を前記鋼板に対し行った場合、前記応力除去焼鈍が行われた箇所の、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であってもよい。

Description

本発明は、貯槽容器、建設機械、海洋構造物、船舶用大型クレーン、及び建築物などの溶接構造物に用いられる降伏強度６７０〜８７０Ｎ／ｍｍ^２、引張強さ７８０〜９４０Ｎ／ｍｍ^２の高張力鋼であって、応力除去焼鈍の実施前および実施後の両方において、母材の靱性および溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れる鋼板に関するものである。
本願は、２０１２年１２月２８日に、日本に出願された特願２０１２−２８７６６６号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

近年、貯槽容器、建設機械、海洋構造物、船舶用大型クレーンなどの溶接構造物が大型化していることに伴い、溶接構造物の重量を軽減できる高張力鋼の利用が進んでいる。そのような溶接構造物の安全性を確保するために、最近では、破壊力学的な評価法を用いて、溶接構造物の耐破壊特性を評価し、設計に取り入れることが行われている。具体的に言えば、脆性破壊の発生特性として、日本溶接協会規格ＷＥＳ１１０８などによって規定されたＣＴＯＤ試験（Ｃｒａｃｋ Ｔｉｐ Ｏｐｅｎｉｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ ｔｅｓｔ：き裂先端開口変位試験）により、ＣＴＯＤ値と呼ばれるき裂開口変位量（以下、δｃと略す）を破壊力学的なパラメータとして求め、δｃが設計基準を満足できるかどうかが評価される場合が多くなっている。
材料のδｃを向上させるためには、従来とは異なる観点で材料の特性改善を行う必要がある。従来、材料の耐脆性破壊性の評価方法としては、シャルピー衝撃試験が用いられてきた。シャルピー衝撃試験から求められる値は、評価対象領域の平均的な靭性を表している。しかし、ＣＴＯＤ試験においては、評価対象領域の平均的な靱性が良好であったとしても、評価対象領域の中に少しでも脆弱な部位が存在すれば、その存在がδｃに反映される。δｃはこのような性質を有するので、特に溶接熱影響部のような、鋼材のミクロ組織が不均一かつ複雑に変化した領域において、高いδｃ値を得るためには、局所的な脆化領域をできる限り少なくすることが必要となる。

それに加えて、大型溶接構造物では、破壊の発生の可能性をより少なくするために、応力除去焼鈍を溶接部に実施する場合がある。応力除去焼鈍とは、溶接により生じた残留応力を軽減することを目的として、溶接後の構造物の溶接部をＡｃ１変態点以下の温度に加熱し、次いで徐冷する熱処理法である。しかしながら、引張強さが７８０Ｎ／ｍｍ^２以上の高張力鋼に応力除去焼鈍を適用すると、合金炭化物が結晶粒界に選択的に析出し、この合金炭化物が粒界脆化を引き起こすことにより、応力除去焼鈍の実施箇所の靱性が極めて低下する。この現象は、一般にはＳＲ（Ｓｔｒｅｓｓ Ｒｅｌｉｅｖｉｎｇ）脆化と呼ばれている。特に、Ｂを含有し、且つ焼入れ焼戻しにより製造される高張力鋼においては、ＳＲ脆化が生じる傾向が強い。このような高張力鋼では、母材の脆化のみならず、この高張力鋼を用いて溶接継手を作成した場合に得られる溶接熱影響部の脆化も著しい。

従って、このような高張力鋼を用いて製造された溶接構造物において、高いδ値を得て高い安全性を確保するためには、応力除去焼鈍が実施されても母材および熱影響部の靭性が高く維持され、且つ溶接熱影響部において局所的な脆化領域を生じさせない高張力鋼を開発することが必要となる。

上記のような観点から、従来、いくつかの技術提案がなされてきた。例えば、特許文献１では、ＳＲ脆化を引き起こし得るＣ、Ｍｎ、Ｐ、およびＮｉの添加量を制限することを特徴とする、応力除去焼鈍に対する脆化感受性が低い高靱性調質高張力鋼が示されている。しかし、この発明は、母材の靭性改善を目的としてなされたものである。本発明が意図する溶接熱影響部の靭性の改善に関しては、特許文献１では何ら言及されていない。

特許文献２では、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：０．００３〜０．１５％、Ｐ：０．０００５〜０．０１０％、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢを含有する、高強度および高靱性を有する厚肉高張力鋼板の製造方法が開示されている。この発明の特徴のひとつは、炭素当量が低いので焼入れ性が低い化学成分においても、靭性を確保するための手段として低Ｓｉ化が有効であるという知見を明らかにすることにより、溶接性を確保していることである。その結果、確かに特許文献２に記載の母材および溶接熱影響部のシャルピー吸収エネルギーは高い値を示している。しかし、本発明が意図する応力除去焼鈍後の靭性、特にＣＴＯＤ特性については、何ら言及しておらずその効果がまったく不明である。

特許文献３は、Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｎｉ：２．５０〜４．００％、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及びＢを含有し、さらに、Ｐ：０．０１３％以下、Ｓｂ：０．００７％以下、Ａｓ：０．００７％以下、及びＳｎ：０．００７％以下に制限した、焼戻し脆性およびセパレーションが極めて少ない高靱性高張力鋼板に関するものである。この発明の特徴のひとつは、従来から焼戻し脆性に有害であると見なされてきたＰ、Ｓｂ、Ａｓ、及びＳｎなどの不純物元素を低減したことである。しかしながら、特許文献３に記載の発明は、母材の靭性を向上させることを目的としてなされたものであって、本発明が意図する溶接熱影響部の靭性は特許文献３では言及されていない。

特許文献４は、Ｃ：０．０８〜０．１８％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０〜８．００％、Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖ、及びＢを含有し、さらにＳ：０．００８％以下に制限した、応力除去焼鈍割れ（ＳＲ割れ）感受性が小さく且つ高靱性を有する８０ｋｇｆ／ｍｍ^２級高張力鋼に関するものである。この発明の主な特徴は、Ｓの低減およびＣａの添加であり、この特徴により溶接部のＳＲ割れが回避されている。しかしながら、上述の特徴は確かに溶接部のＳＲ割れには有効であるものの、上述の特徴がＳＲ脆化に対する有効性を有するか否かについては、特許文献４では何ら言及されていない。さらに、溶接熱影響部の靭性に関する記載も、特許文献４には含まれない。

特許文献５は、低温靭性が良好である７５〜２００ｍｍ厚の調質高張力鋼の製造を開示している。具体的には、特許文献５は、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｎｉ：１．０〜１０．０％、Ｍｎ、Ｂ、ならびに選択的にＣｕ、Ｃｒ、およびＭｏを含有し、且つＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、及びＭｏの含有量に関する特定の計算式から計算される数値が所定の範囲を満足する鋼を熱処理する方法を開示している。この発明では、確かに優れた母材靭性を有する鋼を得ることはできる。しかし、本発明が意図する応力除去焼鈍後の特性、および溶接熱影響部の靭性について特許文献５には記載がない。

特許文献６には、Ｃ：０．１８％以下、Ｓｉ：０．７０％以下、Ｐ：０．０２０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｍｎ、ならびに必要に応じてＣｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、およびＢを含有し、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉの含有量に関する特定の計算式から計算される数値が２．０以下である、溶接熱影響部の耐応力除去焼鈍脆化特性に優れた高張力鋼が記載されている。特許文献６に記載の発明の目的は、本発明の目的と同じく、応力除去焼鈍後の溶接熱影響部靭性の改善である。しかし、特許文献６では、実施例中に示された靭性評価法が熱サイクルシャルピー試験のみである。さらに特許文献６では、熱サイクルシャルピー試験での遷移温度を−３５℃以下とすることが目的とされている。熱サイクルシャルピー試験は、溶接熱影響部の脆化した特定のミクロ組織の靭性が評価できる簡便な方法ではあるものの、溶接継手部のＣＴＯＤ特性といった、複雑なミクロ組織に起因する靭性を評価することが困難である。この発明に従っても、本発明が目的とする溶接熱影響部ＣＴＯＤ特性を満足できる鋼の製造が可能となるとは言いがたい。

特許文献７には、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜３．０％、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及びＢを含有した鋼に対して、加熱圧延工程において特定の製造条件で圧延および冷却を行なうことを特徴とする、低温靭性が優れた厚肉高張力鋼板の製造方法が開示されている。この方法は、確かに厚肉材の母材靱性、特に脆性き裂伝播停止特性を改善するために有効な方法である。しかしながら、応力除去焼鈍後の特性、および溶接熱影響部靭性について特許文献７では何ら言及されていない。
以上のように、応力除去焼鈍後も溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が良好な引張強さ７８０〜９４０Ｎ／ｍｍ^２の高張力鋼は未だ開発されていない。

日本国特開昭５４−９６４１６号公報 日本国特開昭５８−３１０６９号公報 日本国特開昭５９−１４０３５５号公報 日本国特開昭６０−２２１５５８号公報 日本国特開平１−２１９１２１号公報 日本国特開平２−２７０９３４号公報 日本国特開平４−２８５１１９号公報

「調質鋼の多層盛溶接熱影響部靱性におよぼすＮｉ、Ｍｎの影響」長谷川俊永等、「鉄と鋼」Ｖｏｌ．８０（１９９４）Ｎｏ．６

本発明は、従来から製造が困難であった、応力除去焼鈍後のＣＴＯＤ特性に優れた降伏強度６７０〜８７０Ｎ／ｍｍ^２、引張強さ７８０〜９４０Ｎ／ｍｍ^２の高張力鋼の提供に係るものである。特に、応力除去焼鈍が必要とされることが多い、高張力鋼板を材料とする貯槽容器、建設機械、海洋構造物、船舶用大型クレーン、及び建築物などの大型溶接構造物において、溶接熱影響部において局所的な脆化領域を生じさせず、且つ応力除去焼鈍箇所の靱性を低下させず、構造物の安全性を高めることができる鋼板を提供することを、本発明の目的とする。
本発明における「母材」および「溶接熱影響部」とは、本発明である鋼板を溶接することにより作成された溶接継手の母材および溶接熱影響部（熱影響部、またはＨＡＺと略される場合がある）をそれぞれ意味する。応力除去焼鈍前の母材は、本発明である鋼板と同一であると見なされる。

（母材の平均結晶粒径と母材のＳＲ脆化との間の関係）
まず、発明者らは、溶接熱影響部の靭性改善に先立ち、母材のＳＲ脆化（以下、「脆化」と略すことがある）に関して検討を行なった。発明者らは、結晶粒径の粗大化に伴って、母材のＳＲ脆化が顕著になる傾向があると考えた。そこで、まず、引張強さが７８０ＭＰａ級の高張力鋼において、母材のＳＲ脆化度を示すΔｖＴｒｓ_ＢＭ（［応力除去焼鈍前の母材のシャルピー遷移温度］―［応力除去焼鈍後の母材のシャルピー遷移温度］）と平均結晶粒径との間の関係を検討した。
シャルピー遷移温度（遷移温度）とは、材料の耐脆性破壊性を示す指標であり、ＪＩＳＺ２２４２（２００５年）にて定義された「金属材料のシャルピー衝撃試験方法」によって得られる破面遷移温度（延性破面率５０％となる温度）に該当する。材料の遷移温度が低い場合、その材料は耐脆性破壊性に優れると判断される。応力除去焼鈍前の材料の遷移温度から応力除去焼鈍後の材料の遷移温度を引いた値であるΔｖＴｒｓ_ＢＭを求めることにより、応力除去焼鈍が材料の耐脆性破壊性に及ぼす影響を評価することができる。ΔｖＴｒｓ_ＢＭが０℃以下である場合、応力除去焼鈍によって遷移温度が上昇することがなく、母材のＳＲ脆化が生じていないと判断される。
平均結晶粒径は、以下のように定義される。電子ビーム後方散乱回析パターン解析法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ ｍｅｔｈｏｄ：ＥＢＳＤ法）を用いた結晶方位解析を行って判別された結晶方位差が３０°以上の粒界で囲まれる領域を結晶粒と定義し、前記結晶粒の円相当粒径を結晶粒径と定義し、前記結晶粒径の頻度分布を算出した場合の、累積頻度が小粒径側から９０％となる前記結晶粒径が、平均結晶粒径である。

ΔｖＴｒｓ_ＢＭと平均結晶粒径との間の関係の検討は、以下に述べる方法によって行った。化学成分として、Ｃ：０．１０％、Ｓｉ：０．０３％、Ｍｎ：０．９３％、Ｐ：０．００３０％、Ｓ：０．００２２％、Ｃｕ：０．２５％、Ｎｉ：１．２１％、Ｃｒ：０．４５％、Ｍｏ：０．３２％、Ｖ：０．０２３％、Ａｌ：０．０６７％、Ｎ：０．５３％およびＢ：０．０００９％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼片を、１２００℃に加熱し、次いで熱間圧延により板厚７５ｍｍの鋼板とした。この鋼板に、９００〜１０００℃に加熱後水冷する焼入れ処理と、６２０℃に加熱後水冷する焼戻し処理とを行った。そして、焼き入れ処理及び焼戻し処理が行われた鋼板の板厚中心部から、母材の衝撃試験片およびミクロ組織試料を採取することにより、ΔｖＴｒｓ_ＢＭと平均結晶粒径との間の関係を検討するための試料を得た。板厚中心部から試料を採取した理由は、ＳＲ脆化が発生する場合、最も靱性が低下する箇所が板厚中心部であることによる。この試料に対し、シャルピー衝撃試験およびＥＢＳＤ分析を実施して、試料の遷移温度（ＳＲ脆化する前の母材のシャルピー遷移温度に相当）および平均結晶粒径を求めた。
さらに、５６０℃にて３時間（ただし、４２５℃以上の温度域での昇温速度および降温速度は５５℃／ｈｒ以下）の応力除去焼鈍を、上記の焼き入れ処理及び焼戻し処理が行われた鋼板に実施した。応力除去焼鈍後の鋼板の板厚中心部から衝撃試験片を採取し、シャルピー衝撃試験によって試料の遷移温度（ＳＲ脆化後の母材のシャルピー遷移温度に相当）を求めた。
応力除去焼鈍前の試料の遷移温度と、応力除去焼鈍後の遷移温度との差を算出し、これをΔｖＴｒｓ_ＢＭとした。ΔｖＴｒｓ_ＢＭと平均結晶粒径との関係を、図１に示す。

図１において、縦軸に示されたΔｖＴｒｓ_ＢＭが０℃以下となる場合は、母材のＳＲ脆化が生じていない好ましい状態である。図１から、母材の平均結晶粒径が３５μｍ超である場合、母材においてＳＲ脆化が生じることが分かった。すなわち、引張強さが７８０ＭＰａ級の高張力鋼において、母材のＳＲ脆化を実質的に生じさせないためには、母材の平均結晶粒径を３５μｍ以下とすることが有効であることを、本発明者らは知見した。

（α値およびβ値とＣＴＯＤ特性との間の関係）
さらに、本発明者らは、溶接熱影響部の靭性改善を目的として、本発明の対象となる高強度鋼の応力除去焼鈍後の溶接継手部に対してＣＴＯＤ試験を実施した。ＣＴＯＤ試験とは、欠陥が存在する構造物の破壊靱性を評価する試験の一つである。ＣＴＯＤ試験では、き裂を有する試験片を所定の温度に保持しながら曲げ応力を加えることにより、不安定破壊（き裂が急速に進展する現象）を生じさせ、この不安定破壊が生じる直前のき裂先端開口量を測定することにより、ＣＴＯＤ値が求められる。材料のＣＴＯＤ値が大きい場合、その材料は高い靱性を有すると判断される。
本発明における目的の１つは、本発明が属する技術分野において一般的な溶接を行った場合に、−１０℃でのＣＴＯＤ値であるδｃ_−１０値が０．１５ｍｍ以上であることに相当する靱性を有する溶接継手を作成することができる鋼板を得ることである。この目標値は、ロイド船級協会などで採用されているものである。
本発明者らは、溶接熱影響部から破壊したＣＴＯＤ試験片における、脆性き裂の発生起点を詳細に観察した結果、脆性き裂は、溶接熱の影響により金属組織が粗粒化した部分（粗粒部）から発生していることを確認した。
本発明者らは、上述の観察結果から、応力除去焼鈍後のＣＴＯＤ特性に優れた高張力鋼およびその溶接継手を得るためには、溶接熱影響部の中でも特に粗粒部において、応力除去焼鈍後の靭性を改善することが有効であると考えた。そこで、粗粒部における応力除去焼鈍後の靭性の改善を主な目的として、多くの実験を行なった。その結果、ＣＴＯＤ特性を制御するためには、Ｃ、Ｓｉ及びＰの含有量から算出されるα値と、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量から算出されるβ値と、を制御することが必要であると知見した。以下に、その理由を説明する。

先ず本発明者らは、再現熱サイクル後の試料のシャルピー衝撃試験結果と、溶接継手のＣＴＯＤ特性との間の相関を明らかにするために、以下に示す実験を行った。溶接継手における、ＣＴＯＤ特性と溶接熱影響部のシャルピー吸収エネルギー及び／又は遷移温度との間の対応関係は、日本溶接協会規格ＷＥＳ２８０５などで周知である。しかしながら、本発明において必要とされる、再現熱サイクル後の試料におけるシャルピー試験結果と溶接継手のＣＴＯＤ特性との間の相関は周知ではない。
実験は以下の手順によって行った。まず、Ｃ：０．０７〜０．１３％、Ｓｉ：０．０２〜０．３５％、Ｍｎ：０．５５〜１．４４％、Ｐ：０．００１〜０．００９０％、Ｓ：０．０００５〜０．００３％、Ｃｕ：０．１５〜０．５３％、Ｎｉ：０．５９〜４．８２％、Ｃｒ：０．４８〜１．３５％、Ｍｏ：０．２５〜０．９５％、Ｖ：０．０２〜０．０５％、Ａｌ：０．０２０〜０．０８７％、Ｎ：０．００２１〜０．００７４％およびＢ：０．０００７〜０．００１２％の範囲内にある種々の化学成分をそれぞれ有する種々の鋼を熱間圧延して板厚２５ｍｍの鋼板とした。さらに、この鋼板に焼入れ（９００〜９２０℃）処理および焼戻し（６１０〜６５０℃）処理を実施して、鋼板の降伏強度を６７５〜８０５Ｎ／ｍｍ^２、引張強さを７９５〜８９９Ｎ／ｍｍ^２に調整した鋼板を得た。次に、これら鋼板に対して、入熱が２．５ｋＪ／ｍｍである溶接を行ってアーク溶接継手を作成し、このアーク溶接継手に応力除去焼鈍（５６０℃にて６時間保持、ただし、４２５℃以上の温度域での昇温速度および降温速度は５５℃／ｈｒ以下）を実施した。応力除去焼鈍が行われたアーク溶接継手にＣＴＯＤ試験を実施して、試験温度−１０℃でのアーク溶接継手のδｃ（δｃ_−１０）を求めた。これと並行して、上述した鋼板（溶接を行っていないもの）に、最高加熱温度１３５０℃（保持１ｓ）で８００℃から５００℃間の平均冷却速度が２０℃／ｓである溶接熱サイクルを与える再現熱サイクル試験を実施した。この熱サイクルを与えることによって、鋼の溶接熱影響部を再現した試験片が得られた。そして、この試験片に、上述した応力除去焼鈍と同じ条件にて応力除去焼鈍を実施した。この試験片に対してシャルピー衝撃試験を実施して、応力除去焼鈍後の遷移温度ｖＴｒｓ_ＳＲを求めた。
求められた、実溶接継手の応力除去焼鈍後のＣＴＯＤ特性δｃ_−１０と、再現熱サイクル試験片の応力除去焼鈍後の遷移温度ｖＴｒｓ_ＳＲとの相関を表すグラフを図２に示す。本発明者らが上述の方法によって作成したグラフから、δｃ_−１０とｖＴｒｓ_ＳＲとの間には良好な線形関係が存在することが分かった。
図２に示されたグラフからは、δｃ_−１０が０．１５ｍｍとなるｖＴｒｓ_ＳＲは、＋４０℃であることが分かった。従って、上述の条件で再現熱サイクル試験および応力除去焼鈍を行った試料のＳＲ脆化後のｖＴｒｓ（ｖＴｒｓ_ＳＲ）が＋４０℃以下であることが、継手のＣＴＯＤ特性を十分に向上させるために必要であり、これが本発明で目標となるｖＴｒｓ_ＳＲであると決定された。

以上の実験によって得られた、応力除去焼鈍後の遷移温度の目標値を達成するためには、（１）溶接熱影響部のＳＲ脆化度ΔｖＴｒｓと、（２）応力除去焼鈍前の溶接熱影響部の遷移温度ｖＴｒｓ_ＡＷとを操作する必要があると本発明者らは考えた。ここで溶接熱影響部のＳＲ脆化度ΔｖＴｒｓとは、応力除去焼鈍前の熱影響部の遷移温度ｖＴｒｓ_ＡＷと、応力除去焼鈍後の熱影響部の遷移温度ｖＴｒｓ_ＳＲとの差であり、以下の式１によって算出することができる。
ΔｖＴｒｓ＝ｖＴｒｓ_ＳＲ−ｖＴｒｓ_ＡＷ ……（式１）
すなわち溶接熱影響部のＳＲ脆化度ΔｖＴｒｓとは、溶接継手に応力除去焼鈍を行った際に溶接熱影響部に生じる脆化の度合いを評価する指数である。ΔｖＴｒｓが０℃超である場合、応力除去焼鈍後に遷移温度が上昇している、即ち靱性が低下しているので、ＳＲ脆化が生じていると判断される。
なお、本発明では、後述する再現熱サイクル試験によって得られた試料の遷移温度もｖＴｒｓ_ＡＷと称し、この再現熱サイクル試験後の試料に応力除去焼鈍を行ったものの遷移温度もｖＴｒｓ_ＳＲと称する。従って、ΔｖＴｒｓとは、再現熱サイクル試験試料の応力除去焼鈍前後の遷移温度の差でもある。
まず、発明者らは、溶接熱影響部のＳＲ脆化度ΔｖＴｒｓに影響する因子を検討するために、本発明が目標とするＨＴ７８０Ｎ／ｍｍ^２級（引張強さ７８０Ｎ／ｍｍ^２以上）の鋼板の化学成分範囲内の化学成分を含む鋼を作成し、溶接熱影響部を模擬する再現熱サイクル試験をこの鋼に実施した。具体的な手順を以下に示す。
まず、Ｃ：０．０７〜０．１３％、Ｓｉ：０．０２〜０．３５％、Ｍｎ：０．５５〜１．４４％、Ｐ：０．００１〜０．００９０％、Ｓ：０．０００５〜０．００３％、Ｃｕ：０．１５〜０．５３％、Ｎｉ：０．５９〜４．８２％、Ｃｒ：０．４８〜１．３５％、Ｍｏ：０．２５〜０．９５％、Ｖ：０．０２〜０．０５％、Ａｌ：０．０２０〜０．０８７％、Ｎ：０．００２１〜０．００７４％およびＢ：０．０００７〜０．００１２％の範囲内にある種々の化学成分をそれぞれ有する種々の鋼を熱間圧延して板厚２５ｍｍの鋼板とした。さらに、この鋼板に焼入れ（９００〜９２０℃）処理および焼戻し（６１０〜６５０℃）処理を実施して、鋼板の降伏強度を６７５〜８０５Ｎ／ｍｍ^２、引張強さを７９５〜８９９Ｎ／ｍｍ^２に調整した。その後、鋼板の板厚１／４ｔ部の近傍から再現熱サイクル試験片を採取し、これらに、最高加熱温度１３５０℃（保持時間１ｓ）、且つ８００℃から５００℃までの平均冷却速度が２０℃／ｓである再現熱サイクル（溶接熱サイクルに相当するサイクル）を与えた。そして、熱サイクルままの試料（Ａｓ Ｗｅｌｄ：ＡＷ）の遷移温度（ｖＴｒｓ_ＡＷ）と、応力除去焼鈍（５６０℃にて６ｈｒ保持後５５℃／ｈｒで１５０℃以下まで冷却）を加えた試料の遷移温度（ｖＴｒｓ_ＳＲ）とをシャルピー衝撃試験によって求めて、両者の差から溶接熱影響部のＳＲ脆化度を求めた（式１参照）。

本発明者らは、このような手法により得られたΔｖＴｒｓおよび、ｖＴｒｓ_ＡＷと、化学成分との間の関係を解析した。その結果、ΔｖＴｒｓと、以下の式２によって示されるα値との間に相関関係があることが判明した。
α＝［Ｃ］＋６×［Ｓｉ］＋１００×［Ｐ］……（式２）
［Ｃ］、［Ｓｉ］および［Ｐ］は、鋼中のＣ、ＳｉおよびＰの含有量（質量％）である。

図３に、解析結果として、縦軸を溶接熱影響部のＳＲ脆化度（ΔｖＴｒｓ）、横軸をα値として、計測結果をプロットしたグラフを示す。このグラフから本発明者らは、今回実験に供した、上述の化学成分の範囲内にある鋼において、溶接熱影響部のＳＲ脆化度（ΔｖＴｒｓ）は、多くの合金元素のうちのきわめて限定的な成分（Ｃ、Ｓｉ、Ｐ）に起因するα値の影響を強く受けることを見出した。

従来、母材および溶接部のいずれにおいても、応力除去焼鈍時の脆化は、５００℃以下の温度に保持されることにより生じる、焼戻し脆化と呼ばれる粒界脆化現象と、５５０℃以上の温度で長時間保持されることにより生じる、炭化物形成元素の析出脆化とに起因して生じると考えられてきた。従って、応力除去焼鈍後の靭性の改善のための方法として、焼戻し脆化を助長することが多い成分であるＳｉ、Ｐ、Ｍｎ、及びＮｉなどの含有量を低減すること、および、炭化物を生成する成分であるＭｏ、Ｃｒ、Ｖなどの含有量の低減などが、従来技術において提案されてきた。しかし、これら元素のうちの一部は、鋼板の引張強さを高めるために必要とされる元素である。従って、鋼板の引張強さを確保するためには、上述の方法が採用できない場合があった。
これに対し、本発明者らが作成した図３のグラフから得られる知見は、脆化元素であるＳｉ、及びＰの含有量、およびＣの含有量から算出されるα値を用いて、鋼のＳＲ脆化の程度を判定することが可能であることを示している。この知見により、合金設計の自由度を向上させることができる。

ここで、本発明においては、次に述べる理由により、α値の上限を１．０質量％とした。α値を低下させるためには、Ｃ、Ｓｉ、及びＰを低減させなければならない。しかし、鋼の引張強さ、及び製造設備の能力に起因する制約を考慮する場合、α値はできるだけ大きな値が望ましい。特に、本発明に係る鋼板は、引張強度が７８０Ｎ／ｍｍ^２以上の鋼板であるので、実験的には、Ｃ含有量の下限を０．０７％程度にする必要がある。このＣ含有量を確保し、且つＰおよびＳｉの除去を産業利用上現実的な水準で行うためには、α値を１．０質量％以下とする必要がある。
鋼板のα値が１．０質量％以下である場合、図３から、熱影響部のΔｖＴｒｓが約１００℃以下となることがわかる。ｖＴｒｓ_ＳＲ−ｖＴｒｓ_ＡＷとの計算によって求められるΔｖＴｒｓを１００℃以下とした状態で、ｖＴｒｓ_ＳＲを確実に４０℃以下とするためには、ｖＴｒｓ_ＡＷを−６０℃以下にする必要があることがわかった。

本発明者らは、上述の手法により得られたΔｖＴｒｓおよびｖＴｒｓ_ＡＷと、化学成分との間の関係をさらに解析した。その結果、ｖＴｒｓ_ＡＷと、以下の式３によって示されるβ値との間に相関関係があることが判明した。
β＝０．６５×［Ｃ］^１／２×（１＋０．６４×［Ｓｉ］）×（１＋４．１０×［Ｍｎ］）×（１＋０．２７×［Ｃｕ］）×（１＋０．５２×［Ｎｉ］）×（１＋２．３３×［Ｃｒ］）×（１＋３．１４×［Ｍｏ］）……（式３）
［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］および［Ｍｏ］は、鋼中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの含有量（質量％）である。
図４には、縦軸を溶接熱影響部の粗粒部の熱サイクルままの遷移温度（ｖＴｒｓ_ＡＷ）とし、横軸をβ値として、実験結果をプロットしたグラフを示している。β値とは、非特許文献１に記載された、合金元素を含む鋼の焼入れ性を表す指標であり、β値が高いほど、鋼の焼入れ性に寄与する合金元素が多く含まれ、焼入れ性が高い。図４を見ると、溶接熱サイクルままの粗粒部の靭性とβ値との間の関係を示すグラフは、Ｖ字型の傾向を示している。ｖＴｒｓ_ＡＷが最も低い、すなわちｖＴｒｓ_ＡＷに関し良好な値となるβ値は１２程度である。β値が１２より高い場合と、逆に低い場合との両方において、溶接熱サイクルままの粗粒部の靭性が低下することが、図４に示されるグラフから明らかになった。すなわち、溶接熱サイクルままの粗粒部の靭性を向上させることに関して、約１２を中心とするβ値の最適な範囲が存在することが分かった。

上述の通り、本発明においては、ｖＴｒｓ_ＡＷを−６０℃以下にする必要がある。図４に示されるグラフからは、このようなｖＴｒｓ_ＡＷを達成するためには、β値を８．４５〜１５．２の範囲内とすればよいことがわかる。以上から、本発明においては、図４の縦軸に示されたｖＴｒｓ_ＡＷを−６０℃とするために、β値の範囲を８．４５〜１５．２と規定した。

このように、本発明の目的は、焼入れ焼戻し後の降伏強度が６７０Ｎ／ｍｍ^２以上、引張強さが７８０Ｎ／ｍｍ^２以上であり、応力除去焼鈍が施された高張力鋼の溶接熱影響部に優れたＣＴＯＤ特性を付与できる、合金設計の合理的な指針と、この指針を用いて製造することができる、高い安全性を有する鋼板とを提供することであって、その要旨とするところは、以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る鋼板は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｎｉ：０．５〜３．５％、Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．０７０％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｂ：０．０００５〜０．００２０％、Ｎ：０．００２〜０．０１０％、Ｐ：０．００６％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｃｕ：０〜１％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｔｉ：０〜０．０２０％Ｃａ：０〜０．００３０％、Ｍｇ：０〜０．００３０％、ＲＥＭ：０〜０．００３０％、及び残部：Ｆｅおよび不純物であり、下記（Ａ）式によって定義されるα値が０．１３〜１．０質量％、および下記（Ｂ）式によって定義されるβ値が８．４５〜１５．２であり、降伏強度が６７０〜８７０Ｎ／ｍｍ^２、および引張強さが７８０〜９４０Ｎ／ｍｍ^２以下であり、電子ビーム後方散乱回析パターン解析法を用いた結晶方位解析を行うことにより判別される、結晶方位差が３０°以上の粒界で囲まれる領域を結晶粒と定義し、前記結晶粒の円相当粒径を結晶粒径と定義し、前記結晶粒径の頻度分布を小粒径側から累積した場合の累積頻度が９０％となる前記結晶粒径を平均結晶粒径と定義したとき、前記鋼板の板厚中心部における前記平均結晶粒径が３５μｍ以下であり、かつ板厚が２５〜２００ｍｍである。
α＝［Ｃ］＋６×［Ｓｉ］＋１００×［Ｐ］………（Ａ）
β＝０．６５×［Ｃ］^１／２×（１＋０．６４×［Ｓｉ］）×（１＋４．１０×［Ｍｎ］）×（１＋０．２７×［Ｃｕ］）×（１＋０．５２×［Ｎｉ］）×（１＋２．３３×［Ｃｒ］）×（１＋３．１４×［Ｍｏ］）………（Ｂ）
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、および［Ｍｏ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、およびＭｏの質量％で表した含有量を意味する。
（２）上記（１）に記載の鋼板は、前記化学成分が、質量％で、Ｍｎ：０．７〜１．２％、Ｎｉ：０．８〜２．５％、Ｃｒ：０．５〜１．０％、Ｍｏ：０．３５〜０．７５％、Ｖ：０．０２〜０．０５％、Ａｌ：０．０４〜０．０８％、Ｃｕ：０．２〜０．７％、を含有していてもよい。
（３）上記（１）又は（２）に記載の鋼板は、前記鋼板の前記板厚が５０〜１５０ｍｍであってもよい。
（４）上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載の鋼板は、保持温度が５６０℃であり、保持時間が下記式（Ｃ）又は下記式（Ｄ）によって定義されるｈ時間であり、且つ、昇温速度および降温速度が、４２５℃以上の温度域において５５℃／ｈｒ以下である応力除去焼鈍を前記鋼板に対し行った場合、前記応力除去焼鈍が行われた箇所の、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であってもよい。
ｈ＝ｔ／２５ （ｔ≧５０である場合）………（Ｃ）
ｈ＝２ （ｔ＜５０である場合）………（Ｄ）
ただし、ｔは前記鋼板の前記板厚を単位ｍｍで示したものであり、ｈは前記保持時間を単位時間で示したものである。

本発明に規定された化学成分およびα値を有することにより、降伏強度が６７０〜８７０Ｎ／ｍｍ^２であって、引張強さが７８０〜９４０Ｎ／ｍｍ^２であって、且つ、溶接する際に応力除去焼鈍を実施したとしても、溶接熱影響部のＳＲ脆化度ΔｖＴｒｓを１００℃以下とすることができる高張力鋼板が得られる。さらに、本発明に規定されたβ値を有することにより、溶接まま（応力除去焼鈍前）の遷移温度が−６０℃以下とすることができる。α値とβ値との両方を満たすことにより、応力除去焼鈍後の遷移温度が４０℃以下である溶接継手を作成することができる鋼板を得ることができ、この溶接継手は−１０℃でのＣＴＯＤ値δｃ_−１０が１．５ｍｍ以上である溶接継手に相当する。してみれば、本発明によれば、溶接および応力除去焼鈍後であっても高いＣＴＯＤ特性を得ることができる高張力鋼板の提供が可能となる。

母材の平均結晶粒径と母材のＳＲ脆化度（ΔｖＴｒｓ_ＢＭ）との関係を示すグラフである。 再現熱サイクル試験片の応力除去焼鈍後のシャルピー遷移温度（ｖＴｒｓ_ＳＲ）と実溶接継手の応力除去焼鈍後のＣＴＯＤ特性（δｃ_−１０）との関係を示すグラフである。 α値とＳＲ脆化度（ΔｖＴｒｓ）との関係を示すグラフである。 β値と、熱サイクルままの遷移温度（ｖＴｒｓ_ＡＷ）との関係を示すグラフである。

以下、本実施形態について詳細に説明する。
本実施形態における「応力除去焼鈍」とは、特に断りが無い限り、ＪＩＳ Ｚ３７００−２００９「溶接後熱処理方法」に規定された内容に準拠する応力除去焼鈍を意味する。本実施形態における「溶接」とは、特に断りが無い限り、溶接入熱が１．１〜４．５ｋＪ／ｍｍである溶接を意味する。これら条件は、本発明が属する技術分野における一般的な条件である。しかし、上述の条件とは異なる条件下で応力除去焼鈍または溶接を行ったとしても、上述の条件下で行われた応力除去焼鈍または溶接と同等の効果が得られる。従って、本実施形態に係る鋼板に、上述の条件とは異なる条件下で応力除去焼鈍または溶接を行ってもよい。

まず、本実施形態の鋼成分の限定理由を述べる。以下、特に断りが無い限り、「％」とは質量％を意味する。

（Ｃ：０．０７〜０．１０％）
Ｃは、母材の強度を改善する元素である。本実施形態に係る鋼板が目的とする強度を達成するためには、０．０７％以上、好ましくは０．０８％以上のＣを含有させる必要がある。一方、Ｃを多量に含有させた場合、溶接熱影響部の硬さを上昇させると同時にその靭性を低下させるので、Ｃの含有量の上限を０．１０％、好ましくは０．０９％とする。

（Ｓｉ：０．０１〜０．１０％）
Ｓｉは、一般的に脱酸元素として鋼に含有させる場合が多い。しかし本実施形態においては、Ｓｉは応力除去焼鈍後の鋼の靭性を低下させるので、Ｓｉ含有量の上限を０．１０％、好ましくは０．０９％、０．０８％又は０．０７％とする。脱酸を目的としてＳｉを含有させるために、Ｓｉ含有量の下限を０．０１％とする。

（Ｍｎ：０．５〜１．５％）
Ｍｎは、脱酸のために有効な元素であるとともに、鋼の強度を改善する。従って、Ｍｎ含有量の下限を０．５％、好ましくは０．７％とする。必要に応じて、Ｍｎ含有量の下限を０．６％、０．７５％、０．８％又は０．８５％としてもよい。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有させると、焼戻し脆化によって、応力除去焼鈍後の鋼の靭性を損なう恐れがある。従って、Ｍｎ含有量の上限を１．５％、好ましくは１．２％とする。必要に応じて、Ｍｎ含有量の上限を１．４％、１．３％、１．２５％又は１．１５％としてもよい。

（Ｎｉ：０．５〜３．５％）
Ｎｉは、鋼の焼入れ性および靭性の改善のために有効な元素であるので、Ｎｉ含有量の下限を０．５％、好ましくは０．８％とする。必要に応じて、Ｎｉ含有量の下限を０．７％、０．９％、１．０％、１．２％又は１．４％としてもよい。しかしながら、Ｎｉを過剰に含有させると、応力除去焼鈍後の鋼の靭性が低下する恐れがある。従って、Ｎｉ含有量の上限を３．５％、好ましくは２．５％とする。必要に応じて、Ｎｉ含有量の上限を３．０％、２．８％、２．３％又は２．１％としてもよい。

（Ｃｒ：０．１〜１．５％）
Ｃｒは、鋼の焼入れ性の改善、および、焼戻し時の析出強化による鋼の強度の改善のために有効な元素である。従って、Ｃｒ含有量の下限を０．１％、好ましくは０．５％とする。必要に応じて、Ｃｒ含有量の下限を０．２％、０．３％、０．４％又は０．６％としてもよい。しかしながら、Ｃｒを過剰に含有させると、応力除去焼鈍後における母材および溶接熱影響部の靭性が低下する恐れがある。従って、Ｃｒ含有量の上限を１．５％、好ましくは１．０％とする。必要に応じて、Ｃｒ含有量の上限を１．３％、１．２％、１．１％又は０．９％としてもよい。

（Ｍｏ：０．１〜１．０％）
Ｍｏは、Ｃｒと同様に、焼入れ性の改善、および焼戻し時の析出強化による鋼の強度の改善のために有効な元素である。従って、Ｍｏ含有量の下限を０．１％、好ましくは０．３５％とする。必要に応じて、Ｍｏ含有量の下限を０．２％、０．３％又は０．４％としてもよい。しかしながら、Ｍｏを過剰に含有させると、応力除去焼鈍後において、Ｍｏ炭化物が粒界に析出して母材および溶接熱影響部の靭性が低下する恐れがあり、特に溶接熱影響部に与える影響が大きい。従って、Ｍｏ含有量の上限を１．０％、好ましくは０．７５％とする。必要に応じて、Ｍｏ含有量の上限を０．９％、０．８％、０．７％又は０．６％としてもよい。

（Ｖ：０．００５〜０．０７０％）
Ｖは、ＣｒおよびＭｏと同様に、焼入れ性の改善、および焼戻し時の析出強化による鋼の強度の改善のために有効な元素である。従って、Ｖ含有量の下限を０．００５％以上、好ましくは０．０２％以上とする。必要に応じて、Ｖ含有量の下限を０．０１％、０．０２５％又は０．０３％としてもよい。しかしながら、Ｖを過剰に含有させると、応力除去焼鈍後において、母材靭性および溶接熱影響部の靭性を低下させる恐れがある。従って、Ｖ含有量の上限を０．０７％、好ましくは０．０５％とする。必要に応じて、Ｖ含有量の上限を０．０６％又は０．０４５％としてもよい。

（Ａｌ：０．０１〜０．１０％）
Ａｌは、脱酸に有用な元素であり、且つ、窒化物を形成することにより焼入れの際に結晶粒径を細粒化させる元素である。本実施形態においては、０．０１％以上、好ましくは０．０４％以上含有させることが必要となる。必要に応じて、Ａｌ含有量の下限を０．０２％、０．０３％又は０．０５％としてもよい。しかしながら、Ａｌを過剰に含有させると、Ａｌが粗大な窒化物を形成し、母材および溶接熱影響部の靭性を低下させる恐れがある。従って、Ａｌ含有量の上限を０．１％、好ましくは０．０８％とする。必要に応じて、Ａｌ含有量の上限を０．０９％又は０．０７％としてもよい。

（Ｂ：０．０００５〜０．００２０％）
Ｂは、本実施形態においては、微量に含有させることにより、鋼の焼入れ性を改善する元素である。従って、Ｂ含有量の下限を０．０００５％とする。必要に応じて、Ｂ含有量の下限を０．０００７％、０．０００９％又は０．００１％としてもよい。しかしながら、Ｂ過剰に含有させると、Ｂが粗大な窒化物及び／又は炭化物を形成して母材の靭性を低下させる場合がある。従って、Ｂ含有量の上限を０．００２０％とする。必要に応じて、Ｂ含有量の上限を０．００１８％又は０．００１６％としてもよい。

（Ｎ：０．００２〜０．０１０％）
Ｎは、窒化物を形成して母材の結晶粒径を細粒化させ、靱性を向上させる元素である。従って、Ｎ含有量の下限を０．００２％とする。必要に応じて、Ｎ含有量の下限を０．００２５％、０．００３％又は０．００３５％としてもよい。しかしながら、Ｎを過剰に含有させると、窒化物を粗大化させ、溶接ままでの溶接熱影響部の靭性を低下させる。従って、Ｎ含有量の上限を０．０１０％とする。必要に応じて、Ｎ含有量の上限を０．００８％、０．００７％又は０．００６％としてもよい。

（Ｐ：０．００６％以下）
（Ｓ：０．００３％以下）
ＰおよびＳは、鋼中に含まれる不純物元素であり、その含有量は少ないほど好ましい。このため、Ｐ含有量及びＳ含有量の下限は０％である。本実施形態においては、応力除去焼鈍後における溶接部の靭性の向上のために、Ｐ含有量の上限を、０．００６％、好ましくは０．００３％とする。必要に応じて、Ｐ含有量の上限を０．００５％、０．００４％、又は０．００２％としてもよい。さらに、Ｓ含有量の上限を０．００３％とする。必要に応じて、Ｓ含有量の上限を０．００２％又は０．００１５％としてもよい。

（Ｃｕ：０〜１％）
Ｃｕは、本実施形態においては必須元素ではないので、Ｃｕ含有量の下限は０％である。しかしながら、Ｃｕは鋼の強度を改善する効果を有するので、必要に応じて含有させることができる。含有させる場合、その効果を利用するためには、Ｃｕ含有量を０．１％以上、好ましくは０．２％以上としてもよい。必要に応じて、Ｃｕ含有量の下限を０．１５％又は０．３％としてもよい。しかしながら、Ｃｕを過剰に含有させると、鋼板表面での割れ発生、及びＣｕの析出によって、母材の靭性が低下する恐れがある。従って、Ｃｕ含有量の上限を１％、好ましくは０．７％とする。必要に応じて、Ｃｕ含有量の上限を０．８％、０．６％、０．５％又は０．４％としてもよい。

（Ｎｂ：０〜０．０５％）
Ｎｂは、本実施形態においては必須元素ではないので、Ｎｂ含有量の下限は０％である。しかしながら、Ｎｂは焼入れの際に結晶粒を微細化させる元素であるので、必要に応じて含有させることができる。Ｎｂを含有させる場合、その効果を利用するためには、Ｎｂを０．００５％以上又は０．０１％以上含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂを過剰に含有させると、Ｎｂが粗大な炭窒化物を形成して母材靭性を低下させる恐れがある。従って、Ｎｂ含有量の上限を０．０５％％とする。Ｎｂが少ない方が溶接熱影響部靭性が向上するので、Ｎｂ含有量の上限を、０．０３％、０．０２％、０．０１％、０．００５％又は０．００２％としてもよい。

（Ｔｉ：０〜０．０２０％）
Ｔｉは、本実施形態においては必須元素ではないので、Ｔｉ含有量の下限は０％である。しかしながら、Ｔｉは、スラブ加熱などによって鋼が高温になった際に、結晶粒を細粒化させる場合があるので、必要に応じて含有させることができる。Ｔｉを含有させる場合、その効果を利用するためには、Ｔｉ含有量を０．００５％以上としてもよい。ただし、Ｔｉを過剰に含有させると、Ｎｂと同様に、Ｔｉが粗大な炭窒化物を形成して母材靭性を低下させる恐れがある。従って、Ｔｉ含有量の上限を０．０２０％とする。必要に応じて、Ｔｉ含有量の上限を、０．０１５％、０．０１０％、０．００５％又は０．００２％としてもよい。

（Ｃａ：０〜０．００３０％）
（Ｍｇ：０〜０．００３０％）
（ＲＥＭ：０〜０．００３０％）
さらに、本実施形態では、Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭのうち１種以上を含有させてもよい。
Ｃａは、鋼板中の硫化物を球状化することにより、鋼板の靱性を低下させるＭｎＳの影響を軽減する効果がある。この効果を得るために、Ｃａ含有量の下限を０．０００１％としても良い。しかし、Ｃａを多量に含有させた場合、鋼の溶接性を損なう恐れがあるので、Ｃａ含有量の上限を０．００３０％とする。必要に応じて、Ｃａ含有量の上限を、０．００１５％、０．００１０％、０．０００５％又は０．０００２％としてもよい。
ＭｇおよびＲＥＭは、酸化物を形成して、溶接熱影響部の靭性を向上させる。この効果を得るために、ＭｇおよびＲＥＭの含有量をそれぞれ０．０００１％以上としてもよい。しかし、ＭｇおよびＲＥＭを多量に含有させると、粗大な酸化物を形成し、鋼の靭性を低下させる恐れがある。従って、ＭｇおよびＲＥＭの上限をそれぞれ０．００３０％とする。必要に応じて、Ｍｇ含有量及びＲＥＭ含有量の上限を、０．０１５％、０．０１０％、０．００５％又は０．００２％としてもよい。
Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭは必須元素ではないので、Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭの含有量の下限はいずれも０％である。

（残部：Ｆｅおよび不純物）
本実施形態に係る鋼材は、上記の成分のほか、残部がＦｅと不純物とからなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料、又は製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
なお、本実施形態に係る鋼板には、上記成分の他に、鋼材自体の特性を改善する目的で、あるいはスクラップ等の副原料からの不純物として、さらに、Ｓｂ、Ａｓ、Ｓｎ、Ｐｂ，Ｚｒ、Ｚｎ、Ｗ、Ｃｏを含有させてもよい。しかしながら、これら元素の含有は必須ではないので、これら元素の含有量の下限値はそれぞれ０％とする。また、これら元素の含有量の上限は、以下の通りとすることが望ましい。
ＳｂはＨＡＺの靭性を損なうので、Ｓｂ含有量の上限を０．０２％としてもよい。ＨＡＺ靭性をさらに向上させるために、Ｓｂ含有量の上限を、０．０１％、０．００５％又は０．００２％としてもよい。
ＡｓおよびＳｎ、ＰｂはＨＡＺの靭性を損なう。したがって、ＡｓおよびＳｎの含有量の上限を０．０２％としてもよい。必要に応じて、ＡｓおよびＳｎの含有量の上限を、０．０１％、０．００５％又は０．００２％としてもよい。Ｐｂの含有量の上限を、０．１％以下、０．０１％又は０．００５％以下としてもよい。
Ｚｒは、Ｔｉと同様に窒化物を形成し、ＨＡＺ靭性を向上させる元素である。しかし、多量のＺｒの添加は、逆にＨＡＺ靭性を低下させるので、Ｚｒ含有量の上限を０．１％、０．０１％又は０．００５％としてもよい。
ＺｎおよびＷは、鋼中に含有されることにより鋼の強度を改善する。しかし、多量のＺｎまたはＷの添加は、母材およびＨＡＺの靭性を低下させるので、ＺｎおよびＷの含有量の上限をそれぞれ０．１％、０．０１％又は０．００５％としてもよい。
Ｃｏは、原材料のＮｉの中に不純物として含まれる場合がある。ＣｏはＨＡＺ靭性を損なうので、Ｃｏ含有量の上限を０．２％、０．１％又は０．０５％としてもよい。

個々の元素の含有量の限定に加えて、本実施形態においては、図３および図４に示されるように、二つの指標値α値およびβ値の範囲を限定する。

（α値：０．１３〜１．０質量％）
α値は、以下の式２によって示される。
α＝［Ｃ］＋６×［Ｓｉ］＋１００×［Ｐ］……（式２）
［Ｃ］、［Ｓｉ］および［Ｐ］は、鋼中のＣ、ＳｉおよびＰの含有量（質量％）である。本実施形態では、α値の上限を１．０質量％とする。これは、図３によって示されているように、溶接熱影響部の粗粒化した部分の応力除去焼鈍後の靭性を改善するために、溶接熱影響部のＳＲ脆化度（ΔｖＴｒｓ）を１００℃以下にするために必要な条件であり、これを満たす範囲でＣ、Ｓｉ、Ｐが調整される必要がある。ＳＲ後の靭性を向上させるために、必要があれば、α値の上限を０．９質量％、０．８５質量％、０．８質量％．０．７５質量％、０．７質量％、０．６５質量％又は０．６質量％としてもよい。
α値の下限値は、０．１３質量％である。この下限値は、上述したＣ、Ｓｉ、及びＰの含有量の下限値を式２に代入することにより、算出されたものである。α値の好ましい下限値は、Ｃ、Ｓｉ、及びＰの含有量の好ましい下限値から算出することができる。

（β値：８．４５〜１５．２）
β値は、以下の式３によって算出される。
β＝０．６５×［Ｃ］^１／２×（１＋０．６４×［Ｓｉ］）×（１＋４．１０×［Ｍｎ］）×（１＋０．２７×［Ｃｕ］）×（１＋０．５２×［Ｎｉ］）×（１＋２．３３×［Ｃｒ］）×（１＋３．１４×［Ｍｏ］）……（式３）
［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］および［Ｍｏ］は、鋼中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの含有量（質量％）である。本実施形態では、β値の範囲を８．４５〜１５．２とする。これは、図４に示されるように、熱サイクルままの靭性（ｖＴｒｓ_ＡＷ）を−６０℃以下とするために必要な合金元素の含有量の指標である。必要に応じて、β値の下限を９．０、９．５、１０．０又は１０．５としてもよい。同時に、β値の上限を１４．５、１４．０、１３．５又は１３．０としてもよい。

α値に関する数値範囲、及びβ値に関する数値範囲の両方を満足することで、応力除去焼鈍後でも溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼を提供できる。

また、本実施形態に係る鋼板においては、以下の式４によって算出される、鋼の硬化性を示す指標である炭素当量Ｃｅｑが０．５０〜０．８０％であってもよい。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｕ］／１５＋［Ｎｉ］／１５＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／５＋［Ｖ］／５……（式４）
Ｃｅｑが０．５０％未満である場合、鋼材の強度が不足する場合がある。必要に応じて、Ｃｅｑの下限を０．５３％、０．５６％、０．５８％又は０．６０％としてもよい。また、Ｃｅｑが０．７５％超である場合、鋼材の靭性が低下する場合がある。必要に応じて、Ｃｅｑの上限を０．７２％、０．６９％、０．６７％又は０．６５％としてもよい。

（鋼板の板厚中心部における平均結晶粒径：３５μｍ以下）
本実施形態では、鋼板の板厚中心部における平均結晶粒径の上限を３５μｍとする。ＳＲ後の靭性を向上させるために、必要に応じて、平均結晶粒径の上限を３０μｍ、２５μｍ、２２μｍ又は１９μｍとしてもよい。なお、鋼板の板厚中心部における平均結晶粒径は小さい方が好ましいので、その下限値を規定する必要はない。通常、平均結晶粒径は、最も小さい場合約１０μｍ程度となる。

（降伏強度：６７０〜８７０Ｎ／ｍｍ^２）
（引張強さ：７８０〜９４０Ｎ／ｍｍ^２）
本実施形態では、鋼板の降伏強度を６７０〜８７０Ｎ／ｍｍ^２とし、鋼板の引張強さを７８０〜９４０Ｎ／ｍｍ^２とする。貯槽容器、建設機械、海洋構造物、船舶用大型クレーンなどの大型溶接構造物の重量を軽減するために、板厚が薄くても構造物の強度が確保できる鋼板が必要とされる。通常、このような用途で用いられる鋼板として選択されるものは、上述した降伏強度及び引張強さを有する鋼板であるので、本実施形態も上述した降伏強度及び引張強さを有するように製造される。必要に応じて、降伏強度の下限を６９０Ｎ／ｍｍ^２に、その上限を８３０Ｎ／ｍｍ^２としてもよい。引張強さの下限を８００Ｎ／ｍｍ^２に、その上限を９００Ｎ／ｍｍ^２としてもよい。

（板厚：２５〜２００ｍｍ）
板厚２５ｍｍ未満の鋼板を溶接する場合では、一般的にＳＲが不要である。本発明は、ＳＲが必要な鋼板を対象とするので、本実施形態における板厚の下限は２５ｍｍとする。また、板厚が２００ｍｍを超える鋼板では、板厚中心部の冷却速度が著しく低下し、ミクロ組織の粗大化が生じることにより、溶接部および熱影響部が所定の強度および靱性を満足できなくなる可能性が高い。したがって、本実施形態に係る鋼板の板厚は２００ｍｍ以下とする。ＳＲ後のＣＴＯＤ値は板厚の増加とともに低下するので、必要に応じて、板厚の下限を５０ｍｍ又は７５ｍｍとし、板厚の上限を１５０ｍｍ又は１２５ｍｍとしてもよい。

本実施形態に係る鋼板の製造方法について、以下に説明する。
上述の成分を有する鋼を鋼板として製造するためには、通常用いられる鉄鋼製品の製造法を用いる。すなわち、転炉法又は電炉法によって製造され、二次精錬設備で精錬された鋼を、連続鋳造あるいは造塊分塊によりスラブとする。その後、スラブを、スラブ加熱炉により９５０〜１２５０℃程度に加熱した後、熱間圧延により所定の板厚まで圧延して、鋼板とすることが好ましい。さらに、この鋼板に焼入れ焼戻しを行って、所定の特性を有する鋼板（最終鋼板）を得る。
圧延前の加熱温度が１２５０℃を超えると、平均結晶粒径の粗大化を招く。特に板厚１００ｍｍを越える鋼板の製造に際し、この傾向は顕著である。従って、圧延前の加熱温度の上限を１２５０℃とすることが好ましい。また、圧延前の加熱温度が９５０℃を下回ると、圧延時に低温圧延となり１パスあたりの圧下量が小さくなり、板厚中心部付近で十分な圧下効果が得られなくなる。従って、圧延前の加熱温度の下限を９５０℃とすることが好ましい。
圧延に際しては、鋼板の金属組織を平均結晶粒径３５μｍ以下である金属組織にするために、圧延温度が１１５０〜９００℃の範囲内における累積圧下率を５０％以上とすることが望ましい。熱間圧延後、直ちに水冷される直接焼入れ処理を鋼板に実施する場合には、圧延温度が１１５０〜９００℃の範囲内における累積圧下率を５０％以上とすることが望ましい。
板厚５０ｍｍ未満の場合、熱間圧延後、直ちに水冷される直接焼入れ処理を実施しても良い。直接焼入れ処理を行う場合、冷却開始温度をＡｒ３点以上とし、且つ３００℃以下まで水冷を行う。水冷時の平均冷却速度は５℃／秒以上とすることが好ましい。
板厚５０ｍｍ以上の場合、板厚中心部において平均結晶粒径３５μｍ以下である金属組織を確保するためには、熱間圧延後の直接焼入れは好ましくない。板厚５０ｍｍ以上の場合、圧延後に鋼板を一旦冷却した後に再加熱することにより、焼入れ処理を行うことが好ましい。
再加熱を行う場合の、焼入れ処理時の加熱温度（つまり焼入れ温度）は、９３０℃以下とすることが望ましい。何故なら、厚手の鋼板は、圧延後に金属組織が十分に微細化されない場合があるからである。十分に金属組織が微細化されていない鋼板に対する焼入れ温度が９３０℃超であると、焼戻し後の平均結晶粒径が、本実施形態で想定する３５μｍ以下にならない場合がある。平均結晶粒径の一層の細粒化のために、焼入れ温度を、Ａｃ３点をわずかに上回る温度（例えば、Ａｃ３点以上且つＡｃ３点＋２０℃以下の温度範囲内）とすることが好ましい。なお、上述の焼入れ処理条件の説明においては、鋼板の板厚が５０ｍｍ以上であることが想定されているが、この焼入れ処理条件は、板厚５０ｍｍ未満の鋼板に再加熱および焼入れを行う場合にも適用される。
焼戻し後に冷却を行う場合、焼戻し脆化による母材の靭性低下を防止するために、通常用いられる空冷ではなく、水冷により鋼板の冷却を行う（加速冷却を実施する）ことがのぞましい。この場合、３００℃までの平均冷却速度を０．１℃／秒以上又は０．５℃／秒以上とすることが好ましい。

本実施形態に係る鋼板は、好ましくは、保持温度が５６０℃であり、保持時間が下記式５又は下記式６によって定義されるｈ時間（ｈｒ）であり、昇温速度および降温速度が、４２５℃以上の温度域において５５℃／ｈｒ以下である応力除去焼鈍が行われた場合であっても、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーｖＥ_−４０が１００Ｊ以上となる靭性が得られる。
ｈ＝ｔ／２５ （ｔ≧５０である場合）………（式５）
ｈ＝２ （ｔ＜５０である場合）………（式６）
式５又は式６において、ｔは鋼板の板厚を単位ｍｍで示したものであり、ｈは保持時間を単位時間で示したものである。上述した応力除去焼鈍条件は、ＪＩＳ Ｚ３７００−２００９「溶接後熱処理方法」に規定された内容に準拠するものである。

化学成分、α値、およびβ値が母材および熱影響部に及ぼす影響を確かめるために、以下に示す試験番号１〜３９の鋼板を作成した。
表１−１および表１−２に示す化学成分を有するＡ１〜Ａ１１およびＢ１〜Ｂ２７の鋼を溶製して得られた鋼片を、表２−１に示す試験番号１〜１２の実施例製造条件と、表２−２に示す試験番号１３〜３９の比較例製造条件とにより、板厚２５〜１５０ｍｍの鋼板とした。なお、表１−１および表１−２において、空欄は、それに対応する元素が全く含まれていないか、または不純物と見なされる程度の量しか含まれていないことを示す。

製造にあたっては、加熱温度９５０〜１２５０℃で鋼片を加熱し、熱間圧延を施し、その後、１００℃以下まで空冷を行うか、または１００℃以下まで水冷した。その後、試験番号９および１８の鋼板以外には、通常の焼入れおよび焼戻し処理を施した。なお、試験番号９および１８の鋼板については、熱間圧延後直ちに水冷処理を実施することにより、焼入れを省略して焼戻し処理のみ実施した。
その後、すべての鋼板の板厚１／４ｔ部からＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定の１４号引張試験片を採取して、この試験片にＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定の引張試験を実施して、応力除去焼鈍前の母材としての試験片の降伏強度および母材の引張強さを得た。降伏強度６７０Ｎ／ｍｍ^２〜８７０Ｎ／ｍｍ^２、および引張強さ７８０Ｎ／ｍｍ^２〜９４０Ｎ／ｍｍ^２を有する試験片を合格と判定した。
さらに、すべての鋼板に応力除去焼鈍を実施し、これら鋼板からＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して３個のシャルピー衝撃試験片を採取し、各試験片にシャルピー衝撃試験を実施した。シャルピー衝撃試験温度は−４０℃とした。これにより得られた３つの吸収エネルギーの平均値を、母材のｖＥ_−４０として表２−１および表２−２に記載した。応力焼鈍後の母材のシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上である鋼板を合格とした。なお、各試験片における応力除去焼鈍時の加熱保持温度は、表２−３および表２−４に記載された値とし、保持時間は［板厚（ｍｍ）／２５］時間とした。ただし、板厚５０ｍｍ未満の試験片における応力除去焼鈍時の加熱保持時間は２時間とした。

さらに、溶接継手部の靭性の評価を目的として、アーク溶接（ＳＭＡＷ）、ガスシールド溶接（ＧＭＡＷ）または潜弧溶接（ＳＡＷ）により、各試験鋼に溶接を行って、Ｋ型開先の突合せ継手を作成した。溶接入熱は、１．１〜４．５ｋＪ／ｍｍとした。このような溶接を行った場合、溶接後の８００℃〜５００℃の温度範囲内での冷却速度は５〜６０℃／ｓとなる。その後、表２−３および表２−４中に示された所定の温度に継手を加熱および保持し（保持時間：板厚（ｍｍ）／２５ 時間）、次いで５０〜４０℃／ｈｒの範囲内の冷却速度で４００℃以下まで冷却後、さらに空冷で室温まで冷却する、応力除去焼鈍を施した。その後、溶接及び応力除去焼鈍が行われた試料から、ＪＩＳ Ｚ ３１２８に準拠した衝撃試験片およびＣＴＯＤ試験片（ＢＳ７４４８に準拠 Ｂ×２Ｂタイプ）を採取した。衝撃試験片の切欠き位置は、フュージョンラインから０．５ｍｍ以内とした。ＣＴＯＤ試験片の採取に当たっては、板厚５０ｍｍ以下の鋼板からは、Ｂを板厚とした全厚試験片を作成し、板厚５０ｍｍを超える鋼板からは、これを５０ｍｍに減厚することで、Ｂを５０ｍｍとした減厚試験片を作成した。
実施例および比較例では、応力除去焼鈍における保持温度が５６０℃以上とされている。保持温度が高い場合、応力除去焼鈍による溶接熱影響部のＳＲ脆化度は大きくなる。従って、保持温度が５６０℃超の条件で応力除去焼鈍を行って良好な結果が得られた鋼板は、保持温度が５６０℃の条件で応力除去焼鈍を行っても良好な結果が得られる。

応力焼鈍後の溶接熱影響部のシャルピー衝撃試験では、上述の試験片に対して、試験温度を−４０℃とし、３個の試験片で試験を実施した。これにより得られた３つの衝撃吸収エネルギーの平均値を計算した。この、応力焼鈍後の溶接熱影響部の衝撃吸収エネルギーの平均値が５０Ｊ以上である試験片を合格とした。
ＣＴＯＤ試験では、減厚の有無に応じて試験温度を補正した。具体的には、減厚試験片では、試験鋼板の板厚と試験片（Ｂ＝５０ｍｍ）の板厚との差に起因して生じる板厚効果を除くために、日本溶接協会規格ＷＥＳ３００３に規定されている、板厚効果の補正式にしたがって試験温度を補正した。減厚されていない試験片（全厚試験片）の試験温度は、すべて−１０℃とした。減厚された試験片（減厚試験片）の試験温度は、「［補正温度］＝６×（［減厚試験片の板厚］^１／２−［試験鋼板の板厚］^１／２）」との計算式によって得られる補正温度を、上述の全厚試験片の試験温度に加入した温度とした。例えば、元厚（試験鋼板の板厚）が７５ｍｍの鋼板の場合、全厚試験片の試験温度−１０℃に、板厚効果分の補正温度（６×（５０^１／２−７５^１／２）＝−９．５℃）を加えて得られた温度である−２０℃（−１９．５の小数第一位を四捨五入した値）を試験温度として、シャルピー衝撃試験を行なった。これによって減厚の有無による影響が除かれたので、全ての試験片に対して実質的に試験温度−１０℃の条件でＣＴＯＤ試験が行われた。ＣＴＯＤ試験でも、各試験片につき３回ずつ試験を実施してＣＴＯＤ値を求め、３回の試験結果の平均値をδｃとして表２−３および表２−４に記載した。この、応力除去焼鈍後の溶接熱影響部の平均ＣＴＯＤ値δｃが０．１５ｍｍ以上である試験片を合格とした。なお、応力除去焼鈍後の溶接熱影響部の平均ＣＴＯＤ値δｃが合格基準を満たしている鋼板は、溶接熱影響部のＳＲ脆化度（ΔｖＴｒｓ）が１００℃以下であり、且つ溶接熱影響部の応力除去焼鈍前のシャルピー遷移温度（ｖＴｒｓ_ＡＷ）が−６０℃以下であると見なすことができる。

また、参考までに表中には、各試験鋼の溶接後のミクロ組織の構成比をも記載した。板厚の１／４ｔにおけるフュージョンライン近傍の粗粒部の組織を、観察用試料として採取し、この観察用試料を、１０％ナイタール腐食液に浸漬し、そして、走査型電子顕微鏡によって、倍率２０００倍の条件で２０箇所を観察し、特にフェライトおよびセメンタイトの生成挙動の違いから、上部ベイナイト（Ｂｕ）、下部ベイナイト（ＢＬ）およびマルテンサイト（Ｍ）組織の組織率を求めた。走査型電子顕微鏡によって得られた金属組織写真において上部ベイナイト（Ｂｕ）、下部ベイナイト（ＢＬ）およびマルテンサイト（Ｍ）を判別する方法は周知である。例えば、「まてりあ」第４６巻第５号（２００７年）３２１頁（日本鉄鋼協会）中の図２に述べられているように、Ｂｕ、ＢＬ、およびＭそれぞれのミクロ組織の特徴を比較することで、Ｂｕ、ＢＬ、およびＭは容易に判別される。
なお、表１−１および表１−２中で下線が付された化学成分値、α値およびβ値は、本発明範囲外である。表２−１〜表２−４中で下線が付された製造条件の数値は、本発明範囲外であり、下線が付された特性値は、本発明に要求される値を満たしていない。

表２−１および表２−３の、試験番号１〜１２の鋼の成分および製造条件は、すべて本発明範囲内である。これらの鋼はいずれも、母材の引張強さ、母材の降伏強度、母材の衝撃特性（ｖＥ_−４０）、応力除去焼鈍後の溶接熱影響部の衝撃特性（ｖＥ_−４０およびδｃ）、ならびに母材のＳＲ脆化度（ΔｖＴｒｓ_ＢＭ）が良好であった。さらに、これらの鋼は、溶接部の靭性も良好であった。靱性が良好であることは、衝撃試験結果およびＣＴＯＤ試験結果が上述の合否基準を十分に満足していることによって裏付けられている。

試験番号１３および１４の鋼板は、Ｃの含有量が本発明の規定範囲外である比較例である。試験番号１３の鋼板は、Ｃ含有量が０．０７％を下回っているので、焼入れ時の硬度が十分ではなく、母材の引張強さが目標を満足しなかった。試験番号１６の鋼板は、Ｃ含有量が０．１％を超過しているので、母材の強度（引張強さおよび降伏強度）は良好であるが、溶接熱影響部の靭性が低下しており、その結果、δｃが低かった。

試験番号１５の鋼板は、Ｓｉの含有量が上限値を上回っている例である。この場合、溶接熱影響部の応力除去焼鈍後の靭性が極めて低下するので、試験番号１５の鋼板の、応力除去焼鈍後の溶接熱影響部の吸収エネルギーとδｃとは、いずれも合格基準を満たさなかった。また、ＳｉはＳＲ脆化を助長する元素であるため、試験番号１５の鋼板は、ΔｖＴｒｓ_ＢＭが０℃超となった。

試験番号１６および１７の鋼板は、Ｐ含有量およびＳ含有量が上限値を超過している例である。試験番号１６の鋼板は、Ｐ上限値である０．００５％を超えてＰを含有しているので、応力除去焼鈍後に焼戻し脆化が生じた。その結果、試験番号１６の鋼板では、母材の特性は満足されているが、応力除去焼鈍後の溶接熱影響部の衝撃特性が若干低めであり、さらに応力除去焼鈍後の溶接熱影響部のδｃが目標値を満足しなかった。試験番号１７の鋼板は、Ｓ上限値である０．００３％を超えてＳを含有する例である。試験番号１７の鋼板では、ＭｎＳが鋼中に生じるので、母材の靭性、および応力除去焼鈍後の溶接熱影響部のδｃが合格基準を満たさなかった。加えて、ＰおよびＳはＳＲ脆化を助長する元素であるから、試験番号１７および１８の鋼板は、ΔｖＴｒｓ_ＢＭが０℃超となった。

試験番号１８および１９の鋼板は、Ｍｎ含有量が本発明の規定範囲外である例である。試験番号１８の鋼板のＭｎ含有量は、Ｍｎ含有量下限値である０．５％を下回っている。試験番号１８の鋼板では、溶接熱影響部の特性は満足されたが、焼入れ性の低下に起因して、母材の引張強さが合格基準を満たさなかった。加えて、試験番号１８の鋼板は、母材の平均結晶粒径が本願規定範囲外となった。Ｍｎ含有量が低すぎる場合、鋼の焼入れ性が低下し、焼入れ後の金属組織が粗粒化するからである。また、試験番号１８の鋼板は直接焼入れが行われているが、このことも金属組織の粗粒化を招いたと考えられる。母材の平均結晶粒径が本願規定範囲外となったことにより、試験番号１８の鋼板はΔｖＴｒｓ_ＢＭが０℃超となった。試験番号１９の鋼板は、Ｍｎ含有量がＭｎ上限値である１．５％を上回る例である。Ｍｎ含有量が過剰であるので、溶接熱影響部において応力除去焼鈍後の脆化が著しくなり、試験番号１９の鋼板のδｃは目標値を満足しなかった。

試験番号２０および２１の鋼板は、Ｎｉ含有量が本発明の規定範囲を外れた例である。試験番号２０の鋼板のＮｉ含有量は、Ｎｉ含有量下限値である０．５％を下回っており、溶接部および母材の靭性を向上させる効果を得ることができる含有量に満たないので、母材の衝撃吸収エネルギーおよび溶接熱影響部のδｃが合格基準を満たさなかった。試験番号２１の鋼板のＮｉ含有量は、Ｎｉ含有量上限値である３．５％を上回っている。この場合、母材の靭性は合格基準を満たしたが、応力除去焼鈍後の焼戻し脆化感受性が増加した結果、溶接熱影響部の衝撃吸収エネルギーおよびδｃが合格基準を満たさなかった。

試験番号２２および２３の鋼板は、Ｃｒ含有量が本発明の規定範囲を外れた例である。試験番号２２の鋼板は、Ｃｒ含有量がＣｒ含有量下限値である０．１％を下回る例であり、焼入れ性を確保するために十分なＣｒを含有していないので、母材の引張強さが合格基準を満たさなかった。試験番号２３の鋼板は、Ｃｒ含有量が、Ｃｒ含有量上限値である１．５％を超過した例である。この場合、焼入れ性が過剰に高くなるので、試験番号２３の鋼板の母材の衝撃吸収エネルギー、および溶接熱影響部のδｃが合格基準を満たさなかった。加えて、ＣｒはＳＲ脆化を助長する元素であるから、試験番号２３の鋼板は、ΔｖＴｒｓ_ＢＭが０℃超となった。

試験番号２４および２５の鋼板は、Ｍｏ含有量が本発明の規定範囲を外れた例である。試験番号２４の鋼板は、Ｍｏ含有量が、Ｍｏ含有量下限値である０．１％を下回る例であり、その結果、焼入れ性の増加および焼戻しの時の析出強化を活用できないので、母材の引張強さが合格基準を満たさなかった。試験番号２５の鋼板は、Ｍｏ含有量が、Ｍｏ含有量上限値である１％を超過した例であり、焼戻し時の析出強化が大きいので、母材の降伏強度および引張強さが合格基準を満たさず、且つ焼入れ性の増加に起因して、溶接熱影響部の衝撃吸収エネルギーおよびＣＴＯＤ特性が合格基準を満たさなかった。加えて、Ｍｏの過剰な添加はＳＲ時の過剰なＭｏ炭化物の析出による脆化を招くのでこのため、試験番号２５の鋼板は、ΔｖＴｒｓ_ＢＭが０℃超となった。

試験番号２６および２７の鋼板は、Ｖ含有量が本発明の規定範囲を外れた例である。試験番号２６の鋼板は、Ｖ含有量が、Ｖ含有量下限値である０．００５％を下回る例であり、この場合には、焼入れ性が低下するので、母材の引張強さが合格基準を満たさなかった。逆に、試験番号２７は、Ｖ含有量が、Ｖ含有量上限値である０．０７％を超過した例であり、焼入れ性の過度な上昇に起因して、溶接熱影響部の衝撃吸収エネルギーが若干低めであり、且つ溶接熱影響部のδｃが合格基準を満たさなかった。

試験番号２８および２９の鋼板は、Ａｌ含有量が本発明の規定範囲を外れた例である。試験番号２８の鋼板は、Ａｌ含有量が、Ａｌ含有量下限値である０．０１％を下回る例であり、固溶Ｎ量を減少させて、Ｂによる焼入れ性を十分に活用することができなかったので、焼入れ性が低下し、母材の降伏強度および引張強さ、ならびに熱影響部の衝撃吸収エネルギーが合格基準を満たさなかった。加えて、試験番号２８の鋼板は、母材の平均結晶粒径が本願規定範囲外となった。Ａｌ含有量が小さい場合、金属組織を細粒化する働きを有するＡｌＮ量が減少し、結晶粒径が増大するからである。これにより、試験番号２８の鋼板はΔｖＴｒｓ_ＢＭも０℃超となった。試験番号２９の鋼板は、Ａｌ含有量が、Ａｌ含有量上限値である０．１％を超過した例であり、粗大な析出物及び酸化物が生成したので、溶接熱影響部の衝撃吸収エネルギーおよびδｃが合格基準を満たさなかった。

試験番号３０および３１の鋼板は、Ｂ含有量が本発明の規定範囲を外れた例である。試験番号３０の鋼板は、Ｂ含有量が、Ｂ含有量下限値である０．０００５％を下回る例であり、Ｂによる焼入れ性を十分得ることができなかったので、母材の降伏強度および引張強さ、ならびに母材の衝撃吸収エネルギーが合格基準を満たさなかった。加えて、試験番号３０の鋼板は、母材の平均結晶粒径が本願規定範囲外となった。Ｂ含有量が低すぎる場合、鋼の焼入れ性が低下し、焼入れ後の金属組織が粗粒化するからである。これにより、試験番号３０の鋼板はΔｖＴｒｓ_ＢＭも合格基準を満たさなかった。試験番号３１の鋼板は、Ｂ含有量が、Ｂ含有量上限値である０．００２％を上回る例であり、Ｂの過剰な含有によって粗大なＢ炭化物などが析出し、焼入れ性を低下させたので、母材の引張強さおよび靭性（衝撃吸収エネルギー）が合格基準を満たさなかった。加えて、試験番号３１の鋼板は、母材の平均結晶粒径が本願規定範囲外となった。Ｂ含有量が高すぎる場合であっても、鋼の焼入れ性が低下し、焼入れ後の金属組織が粗粒化するからである。これにより、試験番号３１の鋼板はΔｖＴｒｓ_ＢＭも０℃超となった。

試験番号３２および３３の鋼板は、Ｎ含有量が本発明の規定範囲を外れた例である。試験番号３２の鋼板は、Ｎ含有量が、Ｎ含有量下限値である０．００２％を下回る例であり、この場合、焼入れ時の加熱において母材の結晶粒径を小さくするために必要な、窒化アルミニウムの微細な析出物が得られないので、母材の平均結晶粒径が本願規定範囲外となった。これにより、母材の衝撃吸収エネルギーと、溶接熱影響部の衝撃吸収エネルギーと、母材のＳＲ脆化度ΔｖＴｒｓ_ＢＭが合格基準を満たさなかった。試験番号３３の鋼板は、Ｎ含有量が、Ｎ含有量上限値である０．０１％を超過した例であり、その結果、焼入れ時に固溶Ｎが増加し、焼入れ性の向上のために必要な固溶Ｂが窒化物に変化して失われてしまったので、焼入れ性が低下し、母材の降伏強度、引張強さ、および衝撃吸収エネルギーが合格基準を満たさなかった。

試験番号３４の鋼板は、選択元素であるＣｕの含有量が、Ｃ含有量の上限値を超過した例である。この場合、焼戻し時にＣｕの析出強化が生じるので、母材の降伏強度、引張強さ、および衝撃吸収エネルギーが合格基準を満たさなかった。

さらに、試験番号３５、３６および３７の鋼板は、個々の元素の含有量は本発明の規定範囲内であるが、α値、およびβ値のいずれかが本発明の規定範囲外である例を示す。試験番号３５の鋼板は、α値が、α値上限値である１．００質量％を超過した例であり、溶接熱影響部における応力除去焼鈍後の靭性が低いので、熱影響部の衝撃吸収エネルギーが低めであり、且つ熱影響部のδｃが合格基準を満たさなかった。試験番号３６の鋼板は、β値が、β値下限値である８．４５を下回った例である。この場合、溶接後の冷却時に生成する緻密な下部ベイナイト組織を、十分に確保することができず、その結果、溶接熱影響部の靭性が低下したので、熱影響部のδｃが合格基準を満たさなかった。試験番号３７の鋼板は、β値が、β値上限値である１５．２を超過した例である。この場合、溶接時の冷却の際に、下部ベイナイト組織より靭性が低い硬質なマルテンサイト組織が多く生成したので、溶接熱影響部の靭性およびδｃが合格基準を満たさなかった。

試験番号３８および３９の鋼板は、α値およびβ値の両者が本発明の規定範囲外である例である。試験番号３８の鋼板は、α値が上限値を超過し、β値が下限値を下回った例である。この場合、応力除去焼鈍後の靭性が低下するので、δｃが合格基準を満たさなかった。試験番号３９の鋼板は、α値およびβ値いずれも上限値を上回った例である。この場合、溶接により生じた硬質なマルテンサイトが応力除去焼鈍によりさらに脆化するので、溶接熱影響部の靭性は著しく低下し、熱影響部の衝撃吸収エネルギーおよびδｃが合格基準を満たさなかった。

次に、平均結晶粒径が母材のＳＲ脆化度に及ぼす影響を確かめるために、以下に示す試験番号Ｘ１〜Ｘ１０の鋼板を作成した。
表３に示されるように、試験番号Ｘ１〜Ｘ３の鋼板は、表１−１に示される鋼Ａ５を材料とし、試験番号Ｘ４〜Ｘ６の鋼板は、鋼Ａ８を材料とし、試験番号Ｘ７〜Ｘ１０の鋼板は、鋼Ａ９を材料とする。製造にあたっては、加熱温度１０５０〜１３００℃の条件で鋼片を加熱し、圧下率１０〜７０％の条件で熱間圧延を施し、その後、１００℃以下まで空冷を行うか、または１００℃以下まで水冷した。その後、試験番号Ｘ４〜Ｘ６以外の鋼板には通常の焼入れおよび焼戻し処理を施した。試験番号Ｘ４〜Ｘ６の鋼板には、熱間圧延後直ちに水冷処理を実施することにより、焼入れを省略して焼戻し処理のみ実施した。この直接焼入れ処理を行う場合、圧延後の冷却開始温度をＡｒ３点以上とし、且つ３００℃以下まで水冷を行った。水冷時の平均冷却速度は５℃／秒以上とした。
このようにして得られた各鋼板のシャルピー遷移温度（ｖＴｒｓ）を測定した。その後、各鋼板に応力除去焼鈍を実施し、応力除去焼鈍後の各鋼板のシャルピー遷移温度を測定した。応力除去焼鈍において、保持温度は５６０℃であり、昇温速度および降温速度は、４２５℃以上の温度域において５５℃／ｈｒ以下であった。応力除去焼鈍において、保持時間は、板厚ｔ≧５０ｍｍである場合ｔ／２５時間であり、板厚ｔ＜５０ｍｍである場合２時間であった。応力除去焼鈍前後のシャルピー遷移温度は、各鋼板からＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠してシャルピー衝撃試験片を採取し、これら試験片にシャルピー衝撃試験を実施することによって得た。そして、応力除去焼鈍前の母材のシャルピー遷移温度から応力除去焼鈍後の母材のシャルピー遷移温度を除すことにより、各鋼板のΔｖＴｒｓ_ＢＭを得た。

試験番号Ｘ１、Ｘ４、およびＸ７の鋼板は、製造条件が適切であったので、母材の平均結晶粒径が３５μｍ以下であり、ΔｖＴｒｓ_ＢＭが０℃以下となった。

試験番号Ｘ２、Ｘ３、およびＸ９の鋼板は、焼入れ温度が９３０℃を上回っていたので、母材の平均結晶粒径が３５μｍを超過し、ΔｖＴｒｓ_ＢＭが０℃超となった。試験番号Ｘ５、およびＸ８の鋼板は、熱間圧延前の加熱温度が１２５０℃を上回っていたので、母材の平均結晶粒径が３５μｍを超過し、ΔｖＴｒｓ_ＢＭが０℃超となった。試験番号Ｘ６、およびＸ１０の鋼板は、熱間圧延時の圧下率が５０％を下回っていたので、母材の平均結晶粒径が３５μｍを超過し、ΔｖＴｒｓ_ＢＭが０℃超となった。

Claims (4)

1. 鋼板であって、化学成分が、質量％で、
   Ｃ：０．０７〜０．１０％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．１０％、
   Ｍｎ：０．５〜１．５％、
   Ｎｉ：０．５〜３．５％、
   Ｃｒ：０．１〜１．５％、
   Ｍｏ：０．１〜１．０％、
   Ｖ：０．００５〜０．０７０％、
   Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
   Ｂ：０．０００５〜０．００２０％、
   Ｎ：０．００２〜０．０１０％、
   Ｐ：０．００６％以下、
   Ｓ：０．００３％以下、
   Ｃｕ：０〜１％、
   Ｎｂ：０〜０．０５％、
   Ｔｉ：０〜０．０２０％
   Ｃａ：０〜０．００３０％、
   Ｍｇ：０〜０．００３０％、
   ＲＥＭ：０〜０．００３０％、及び
   残部：Ｆｅおよび不純物
   であり、
   下記（１）式によって定義されるα値が０．１３〜１．０質量％、および下記（２）式によって定義されるβ値が８．４５〜１５．２であり、
   降伏強度が６７０〜８７０Ｎ／ｍｍ^２、および引張強さが７８０〜９４０Ｎ／ｍｍ^２であり、
   電子ビーム後方散乱回析パターン解析法を用いた結晶方位解析を行うことにより判別される、結晶方位差が３０°以上の粒界で囲まれる領域を結晶粒と定義し、前記結晶粒の円相当粒径を結晶粒径と定義し、前記結晶粒径の頻度分布を小粒径側から累積した場合の累積頻度が９０％となる前記結晶粒径を平均結晶粒径と定義したとき、前記鋼板の板厚中心部における前記平均結晶粒径が３５μｍ以下であり、かつ
   板厚が２５〜２００ｍｍであることを特徴とする鋼板。
   α＝［Ｃ］＋６×［Ｓｉ］＋１００×［Ｐ］………（１）
   β＝０．６５×［Ｃ］^１／２×（１＋０．６４×［Ｓｉ］）×（１＋４．１０×［Ｍｎ］）×（１＋０．２７×［Ｃｕ］）×（１＋０．５２×［Ｎｉ］）×（１＋２．３３×［Ｃｒ］）×（１＋３．１４×［Ｍｏ］）………（２）
   ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、および［Ｍｏ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、およびＭｏの質量％で表した含有量を意味する。
2. 前記化学成分が、質量％で、
   Ｍｎ：０．７〜１．２％、
   Ｎｉ：０．８〜２．５％、
   Ｃｒ：０．５〜１．０％、
   Ｍｏ：０．３５〜０．７５％、
   Ｖ：０．０２〜０．０５％、
   Ａｌ：０．０４〜０．０８％、
   Ｃｕ：０．２〜０．７％、
   を含有することを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
3. 前記鋼板の前記板厚が５０〜１５０ｍｍ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. 保持温度が５６０℃であり、保持時間が下記式（３）又は下記式（４）によって定義されるｈ時間であり、且つ、昇温速度および降温速度が、４２５℃以上の温度域において５５℃／ｈｒ以下である応力除去焼鈍を前記鋼板に対し行った場合、
   前記応力除去焼鈍が行われた箇所の、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の鋼板。
   ｈ＝ｔ／２５ （ｔ≧５０である場合）………（３）
   ｈ＝２ （ｔ＜５０である場合）………（４）
   ただし、ｔは前記鋼板の前記板厚を単位ｍｍで示したものであり、ｈは前記保持時間を単位時間で示したものである。

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