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WO2020255993A1 - 鋼板 - Google Patents

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Info

Publication number
WO2020255993A1
WO2020255993A1 PCT/JP2020/023693 JP2020023693W WO2020255993A1 WO 2020255993 A1 WO2020255993 A1 WO 2020255993A1 JP 2020023693 W JP2020023693 W JP 2020023693W WO 2020255993 A1 WO2020255993 A1 WO 2020255993A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
content
steel sheet
steel
haz
Prior art date
Application number
PCT/JP2020/023693
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
児島　明彦
信幸 吉村
駿 田中
Original Assignee
日本製鉄株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日本製鉄株式会社 filed Critical 日本製鉄株式会社
Priority to JP2021526823A priority Critical patent/JP7243826B2/ja
Publication of WO2020255993A1 publication Critical patent/WO2020255993A1/ja

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Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet.
  • the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2019-112153 filed in Japan on June 17, 2019, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • Large heat input welding is high heat input welding, and examples thereof include highly efficient electroslag welding and submerged arc welding.
  • Non-Patent Document 1 the HAZ toughness of an electroslag welded portion in a 780 MPa class thick steel plate with a tensile strength is shown in Non-Patent Document 1 and Non-Patent Document 2.
  • FIG. 6 of Non-Patent Document 1 the Charpy absorption energy when the fusion line (Fusion Line, FL), FL to 1 mm (HAZ1), FL to 3 mm (HAZ3), and FL to 5 mm (HAZ5) are notch positions.
  • the average value of is 40 J or less.
  • FIGS. 3 and 5 of Non-Patent Document 2 the average value of Charpy absorption energy when FL is the notch position is 50 J or less.
  • Patent Documents 1 to 3 describe fine particles for pinning the grain boundaries of austenite ( ⁇ ) heated by welding heat input. A technique for generating particles on a thick steel plate (base material) has been proposed. The techniques proposed in Patent Documents 1 to 3 suppress the grain growth of austenite (heated ⁇ ) heated by welding heat input by the pinning effect of fine particles containing Mg.
  • the large heat-affected zone HAZ not only has a structure mainly composed of coarse bainite, but also a martensite-austenite mixed phase (martennite-austenite component), which is an embrittlement phase.
  • the production of MA is promoted. Since MA is a harder phase than the surrounding parent phase and serves as a starting point of fracture, HAZ toughness decreases when MA is generated.
  • the large heat-affected HAZ is heated to a high temperature, the grain growth of austenite is promoted, the crystal grains of steel are coarsened, and the HAZ toughness is lowered.
  • the carbon equivalent CeqWES is increased in order to increase the strength of the steel sheet, a coarse bainite-based structure produced by MA is formed in the large heat-affected zone HAZ, and the toughness tends to decrease.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and proposes a new guideline for component design, and based on this, it is possible to secure both the strength of the base metal and the toughness of the large heat-affected zone HAZ. It is an object of the present invention to provide a steel plate (high-strength steel plate for high heat input welding).
  • the present inventors From the viewpoint of suppressing the formation of MA, which significantly embrittles the large heat-affected zone HAZ of high-strength steel sheets, the present inventors have made efforts to increase the strength of the steel plate (base material) and ensure the toughness of the large heat-affected zone HAZ. A study was conducted to achieve both. As a result, it was found that the formation of MA was caused by the microsegregated portion formed by locally thickening the alloying elements such as Mn and Ni contained in the steel sheet. Specifically, it was found that when the microsegregated zone is heated and cooled by the influence of welding heat, a part of the metal structure becomes MA due to phase transformation and causes a decrease in toughness.
  • the Mn / Ni which is the ratio of the Mn content and the Ni content
  • the steel component chemical composition
  • Ti, Mg, and B are utilized to control the carbon equivalent CeqWES to suppress the coarsening of crystal grains, thereby increasing the strength of the base metal and the large amount of material.
  • the present invention has been made based on such findings, and the gist thereof is as follows.
  • the steel plate according to one aspect of the present invention has a chemical composition of mass%, C: 0.03% or more, 0.18% or less, Mn: 0.5% or more, 1.5% or less, Ni. : 1.0% or more, 3.0% or less, Al: 0.0010% or more, 0.0150% or less, B: 0.0003% or more, 0.0030% or less, Ti: 0.005% or more, 0 .020% or less, N: 0.0010% or more, 0.0100% or less, Mg: 0.0003% or more, 0.0050% or less, O: 0.0010% or more, 0.0040% or less, Cu: 0 % Or more, 2.0% or less, Cr: 0% or more, 1.0% or less, Mo: 0% or more, 1.0% or less, W: 0% or more, 1.0% or less, Co: 0% or more , 1.0% or less, Nb: 0% or more, 0.10% or less, Ca: 0% or less or
  • Mn / Ni which is the ratio of Mn content to Ni content, is 0.80 or less
  • the carbon equivalent CeqWES calculated by the following equation (1) is 0.43% or more, 0.53. % Or less, tensile strength of 780 MPa or more and 930 MPa or less, yield strength of 630 MPa or more and 750 MPa or less, yield ratio of 85% or less, plate thickness of 40 mm or more and 120 mm or less, and a plate from the surface.
  • Is Hvmax, Hvmin / Hvmax is 0.85 or less.
  • CeqWES C + Mn / 6 + Si / 24 + Ni / 40 + Cr / 5 + Mo / 4 + V / 14 ...
  • C, Mn, Si, Ni, Cr, Mo, and V in the formula (1) are the content [mass%] of each element, and 0 is substituted for the term of the element not contained.
  • the chemical composition may contain C: 0.12% or more and 0.18% or less.
  • the Hvmin and the Hvmax may satisfy the following equations (2) and (3).
  • the chemical composition is Cu: 0.1% or more, 2.0% or less, Cr: 0.1% or more in mass%.
  • the maximum value Hvs of Vickers hardness may be 320 or less in a region from the surface to 3 mm in the depth direction. ..
  • the difference ⁇ Hv from the Vickers hardness Hvq at the position 4 may be 70 or less.
  • the Charpy absorption energy at 0 ° C. in the reproduced HAZ when a welding heat cycle corresponding to heat input of 60 to 150 kJ / mm is applied.
  • the average may be 100J or more.
  • a steel plate (high-strength steel plate for large heat-affected welding) capable of ensuring both the strength of the base metal and the toughness of the large heat-affected welding HAZ based on the guideline for new component design.
  • the steel sheet according to the present embodiment (hereinafter, also simply referred to as "steel sheet”) contains C, Mn, and Ni, which are alloying elements that enhance hardenability.
  • the steel sheet according to the present embodiment is manufactured by hot rolling a steel piece obtained by melting and casting steel.
  • the steel sheet produced in this manner has a microsegregated portion formed at the interface of the solidified structure by solidification during casting.
  • the concentration of alloying elements such as Mn and Ni in the microsegregated zone is difficult to eliminate by heating for a short time such as the heat effect of welding.
  • the microsegregated zone of HAZ becomes retained austenite in which C is concentrated by heating, and becomes hard MA after cooling. Since such MA becomes a starting point of fracture and lowers HAZ toughness, it is desirable to suppress stable retention of austenite, in other words, formation of retained austenite, in order to improve HAZ toughness.
  • the present inventors have obtained a new finding that Mn delays the decomposition of retained austenite during cooling of the large heat-affected zone HAZ as compared with Ni.
  • the present inventors have focused on the balance between the Mn content and the Ni content in the steel, and by optimizing the ratio between the two, it is possible to improve the hardenability of the steel and suppress the amount of MA produced. Thought.
  • the present inventors reduce the amount of MA produced in the large heat-affected zone HAZ when Mn / Ni, which is the ratio of the Mn content in the steel divided by the Ni content, is 0.80 or less.
  • Mn / Ni which is the ratio of the Mn content in the steel divided by the Ni content
  • the present inventors promoted the decomposition of retained austenite during cooling as the C content concentrated in the microsegregated zone increased when heated by large heat-affected zone, and in the large heat-affected zone, It was found that the production of MA was suppressed.
  • the phenomenon that the MA fraction of HAZ decreases as the C content in the steel increases is that the driving force for producing cementite from retained austenite increases due to C.
  • the present inventors limited Mn / Ni to 0.80 or less and increased the C content to 0.12% or more in the steel component, and found that the microsegregated zone during HAZ cooling. It was found that the decomposition of retained austenite was further promoted, and the formation of MA in the microsegregated zone could be further suppressed.
  • the present inventors limit the upper limit of the carbon equivalent CeqWES and control the contents of C, Mn, Si, Ni, Cr, Mo and V in order to suppress the deterioration of the toughness of the large heat-affected zone HAZ. Found to be valid. Specifically, it was found that the toughness of the large heat-affected zone HAZ can be secured by limiting the carbon equivalent CeqWES to 0.53% or less. By limiting the upper limit of carbon equivalent CeqWES, there is a concern that the strength will be insufficient. However, by containing B and Ti to suppress the formation of BN and utilizing the hardenability improving effect of solid solution B, carbon equivalent CeqWES The strength of the steel plate (base material) can be ensured even if the above is restricted.
  • the carbon equivalent CeqWES can be calculated by the following formula (1) according to the content of the alloying element.
  • CeqWES C + Mn / 6 + Si / 24 + Ni / 40 + Cr / 5 + Mo / 4 + V / 14 ...
  • C, Mn, Si, Ni, Cr, Mo, and V in the formula (1) are the content [mass%] of each element in the steel sheet, and 0 is substituted for the term of the element not contained.
  • C is an element that enhances the hardenability of steel and contributes to high strength.
  • the C content is set to 0.03% or more.
  • C is an element that affects the formation of MA.
  • the C content is preferably 0.12% or more.
  • the C content is more preferably 0.13% or more, still more preferably 0.14% or more.
  • the C content is 0.18% or less from the viewpoint of preventing excessive formation of cementite and ensuring toughness.
  • the C content is preferably 0.17% or less, more preferably 0.16% or less.
  • Mn 0.5% or more, 1.5% or less
  • Mn is an element that enhances the hardenability of steel and contributes to high strength
  • the Mn content is 0.5% or more.
  • the Mn content is preferably 0.8% or more.
  • the Mn content is 1.5% or less from the viewpoint of suppressing the formation of MA in the large heat-affected zone and ensuring toughness.
  • the Mn content is preferably 1.4% or less, more preferably 1.3% or less, still more preferably 1.2% or less.
  • Ni is an element that enhances the hardenability of steel and contributes to high strength, and at the same time, it is an element that enhances the toughness of the large heat-affected zone HAZ. From the viewpoint of ensuring strength and toughness, the Ni content is 1.0% or more in this embodiment. The Ni content is preferably 1.2% or more, more preferably 1.4% or more, still more preferably 1.5% or more. On the other hand, Ni is an expensive element, and the Ni content is 3.0% or less in the present embodiment from the viewpoint of suppressing an increase in manufacturing cost. The Ni content is preferably 2.5% or less, more preferably 2.2% or less, still more preferably 2.0% or less.
  • Mn / Ni 0.80 or less
  • Mn / Ni which is the ratio obtained by dividing the Mn content in the steel by the Ni content, is 0.80. It is as follows. Mn / Ni is preferably 0.70 or less, more preferably 0.60 or less. The lower limit of Mn / Ni may be the ratio obtained by dividing the lower limit of the Mn content by the upper limit of the Ni content, that is, 0.17 or more. Mn / Ni may be 0.20 or more.
  • Al is an important element that combines with Mg and O to form an Mg-based oxide. Fine Mg-based oxides of 0.01 to 0.1 ⁇ m become precipitation nuclei of TiN, and TiN exerts a pinning effect of suppressing the growth of ⁇ grains of high heat-affected HAZ. Forming a Mg-based oxide is important for improving HAZ toughness, and in order to exhibit the effect, the Al content is 0.0010% or more in this embodiment. The Al content is preferably 0.0030% or more. On the other hand, in order to suppress the formation of Al-based oxides and secure O constituting fine Mg-based oxides, the Al content is 0.0150% or less in this embodiment. The Al content is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0050% or less.
  • B (B: 0.0003% or more, 0.0030% or less) B is an important element for ensuring the hardenability of steel while limiting the carbon equivalent CeqWES. B is an element that can remarkably improve hardenability even if the content in steel is very small.
  • the B content is 0.0003% or more in this embodiment.
  • the B content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0007% or more.
  • the B content is 0.0030% or less in this embodiment.
  • the B content is preferably 0.0020% or less, more preferably 0.0015% or less.
  • Ti is an element that forms TiN.
  • the fine TiN particles exhibit an effect of suppressing austenite grain growth in a large heat-affected zone, a so-called pinning effect.
  • the formation of TiN fixes N and suppresses the formation of BN. Therefore, Ti is also effective for securing the solid solution B and stably exerting the hardenability of B.
  • the Ti content required to exhibit the ⁇ -grain growth inhibitory effect in the large heat-affected zone HAZ and to stably exhibit the hardenability of B is 0.005% or more. Therefore, in the present embodiment, the Ti content is 0.005% or more.
  • the Ti content is preferably 0.007% or more.
  • the Ti content is 0.020% or less in this embodiment.
  • the Ti content is preferably 0.018% or less, more preferably 0.016% or less.
  • N is an element constituting fine TiN particles that suppress austenite grain growth ( ⁇ grain growth) by a pinning effect.
  • the N content is 0.0010% or more in order to suppress the growth of ⁇ grains in the large heat-affected zone HAZ.
  • the N content is preferably 0.0020% or more, more preferably 0.0025% or more.
  • the N content is 0.0100% or less in this embodiment.
  • the N content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0060% or less.
  • Mg is an important element that combines with Al and O to form fine Mg-based oxides.
  • the fine Mg-based oxide functions as a precipitation nucleus of TiN and finely disperses the composite precipitated particles exhibiting the pinning effect.
  • the Mg content required to ensure the toughness of the large heat-affected zone HAZ is 0.0003% or more. Therefore, in this embodiment, the Mg content is 0.0003% or more.
  • the Mg content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0008% or more, still more preferably 0.0010% or more.
  • the Mg content is 0.0050% or less.
  • the Mg content is preferably 0.0040% or less, more preferably 0.0030% or less.
  • O is an element that forms an oxide by combining with a deoxidizing element such as Mg or Al.
  • the O content required to generate Mg-based oxides that contribute to the fine dispersion of TiN is 0.0010% or more. Therefore, in this embodiment, the O content is 0.0010% or more.
  • the O content is 0.0040% or less.
  • the O content is preferably 0.0030% or less.
  • Si is an element contained in steel for deoxidation and high strength.
  • Si is also an element that promotes the formation of MA.
  • the present inventors have obtained the finding that Si has an extremely large effect on the formation of MA in the microsegregated zone of large heat-affected zone HAZ. Therefore, in order to secure the toughness of the large heat-affected zone HAZ, it is necessary to limit the Si content, and in the present embodiment, the Si content is 0.30% or less.
  • the Si content is preferably 0.25% or less, more preferably 0.20% or less, still more preferably 0.15% or less.
  • the lower limit of the Si content is not limited, but the Si content may be 0.01% or more from the viewpoint of manufacturing cost.
  • P is an impurity harmful to toughness.
  • the P content needs to be limited in order to stably secure the toughness of the large heat-affected zone HAZ, and is 0.015% or less in this embodiment.
  • the P content is preferably 0.010% or less, more preferably 0.008% or less.
  • the lower limit of the P content is not limited, but the P content may be 0.001% or more from the viewpoint of manufacturing cost.
  • S is an impurity, and if it is contained in a large amount in steel, it may form coarse inclusions and reduce toughness. Therefore, the S content needs to be limited in order to stably secure the toughness of the large heat-affected zone HAZ, and in the present embodiment, the S content is 0.005% or less.
  • the S content is preferably 0.004% or less, more preferably 0.003% or less.
  • the lower limit of the S content is not limited, but the S content may be 0.0001% or more from the viewpoint of manufacturing cost.
  • the S content may be 0.001% or more.
  • the carbon equivalent CeqWES is an index of hardenability that affects the strength of the steel sheet (base material) and the hardness of HAZ.
  • the carbon equivalent CeqWES is 0.43% or more in this embodiment.
  • the carbon equivalent CeqWES is preferably 0.44% or more, more preferably 0.45% or more.
  • the carbon equivalent CeqWES is 0.53% or less in this embodiment.
  • the carbon equivalent CeqWES is preferably 0.52% or less, more preferably 0.51% or less.
  • the carbon equivalent CeqWES is calculated by the following equation (1) according to the content of the alloying element.
  • CeqWES C + Mn / 6 + Si / 24 + Ni / 40 + Cr / 5 + Mo / 4 + V / 14 ...
  • C, Mn, Si, Ni, Cr, Mo, and V in the formula (1) are the content [mass%] of each element in the steel sheet, and 0 is substituted for the term of the element not contained. To do.
  • the rest of the chemical composition of the steel sheet according to this embodiment is iron (Fe) and impurities.
  • Impurities are components that are mixed in by raw materials such as ores and scraps and other factors when steel materials are industrially manufactured, and are allowed as long as they do not adversely affect the steel sheet according to the present embodiment. means.
  • the upper limit of the content of P and S is limited as described above.
  • the steel sheet according to the present embodiment is composed of the following selective elements, Cu, Cr, Mo, W, Co, Nb, and V, if necessary. It may contain one kind or two or more kinds selected from.
  • Cu is an element that may be mixed into the steel sheet as an impurity from scrap or the like.
  • the lower limit of the Cu content is not limited and may be 0%.
  • Cu has little adverse effect on weldability and HAZ toughness, and is also an element that improves the strength and toughness of the base metal. Therefore, in this embodiment, the Cu content may be 0.1% or more.
  • the Cu content is 2.0% or less even when it is contained.
  • the Cu content is preferably 1.0% or less, more preferably 0.7% or less, still more preferably 0.5% or less.
  • Cr 0% or more, 1.0% or less
  • Cr is an element that may be mixed into the steel sheet as an impurity from scrap or the like.
  • the lower limit of the Cr content is not limited and may be 0%.
  • Cr is also an element that improves the strength of the base material. Therefore, in the present embodiment, the Cr content may be 0.1% or more.
  • the Cr content is preferably 0.2% or more, more preferably 0.3% or more.
  • the Cr content is 1.0% or less even when it is contained.
  • the Cr content is preferably 0.8% or less, more preferably 0.5% or less.
  • Mo 0% or more, 1.0% or less
  • Mo is an element that may be mixed into the steel sheet as an impurity from scrap or the like.
  • the lower limit of the Mo content is not limited and may be 0%.
  • Mo is also an element that improves the strength and toughness of the base material. Therefore, in the present embodiment, the Mo content may be 0.1% or more.
  • the Mo content is preferably 0.2% or more, more preferably 0.3% or more.
  • the Mo content is 1.0% or less even when it is contained, from the viewpoint of suppressing deterioration of toughness and weldability of the large heat-affected zone HAZ and suppressing an increase in alloy cost.
  • the Mo content is preferably 0.5% or less.
  • W is an element that may be mixed into the steel sheet as an impurity from scrap or the like.
  • the lower limit of the W content is not limited and may be 0%.
  • W is also an element that improves the strength and toughness of the base metal. Therefore, in the present embodiment, the W content may be 0.1% or more.
  • the W content is preferably 0.2% or more, more preferably 0.3% or more.
  • the W content is 1.0% or less even when it is contained, from the viewpoint of suppressing deterioration of toughness and weldability of the large heat-affected zone HAZ and suppressing an increase in alloy cost.
  • the W content is preferably 0.5% or less.
  • Co is an element that may be mixed into the steel sheet as an impurity from scrap or the like.
  • the lower limit of the Co content is not limited and may be 0%.
  • Co has a small adverse effect on weldability and HAZ toughness, and is also an element that improves the strength and toughness of the base metal. Therefore, in the present embodiment, the Co content may be 0.1% or more. However, from the viewpoint of suppressing an increase in alloy cost, in the present embodiment, the Co content is 1.0% or less even when the alloy is contained.
  • the Co content is preferably 0.5% or less.
  • Nb is an element that may be mixed into the steel sheet as an impurity from scrap or the like.
  • the lower limit of the Nb content is not limited and may be 0%.
  • Nb is also an element that improves the strength and toughness of the base material. Therefore, in this embodiment, the Nb content may be 0.005% or more.
  • the Nb content is 0.10% or less even when it is contained.
  • the Nb content is preferably 0.05% or less, more preferably 0.03% or less.
  • V is an element that may be mixed into the steel sheet as an impurity from scrap or the like.
  • the lower limit of the V content is not limited and may be 0%.
  • V is also an element that improves the strength of the base material. Therefore, in this embodiment, the V content may be 0.005% or more.
  • the V content is 0.10% or less even when it is contained.
  • the V content is preferably 0.08% or less, more preferably 0.06% or less.
  • the steel sheet according to the present embodiment contains one or more selected from the group consisting of the selective elements Ca, REM, and Zr shown below, if necessary, in order to control the morphology of inclusions. You may.
  • Ca 0% or more, 0.005% or less
  • Ca is an element that forms oxides, sulfides, and acid sulfides to suppress the formation of coarse inclusions and enhance the toughness of the base metal and HAZ. Therefore, in this embodiment, the Ca content may be 0.0001% or more. It is preferably 0.001% or more. However, from the viewpoint of suppressing the increase of Ca-based inclusions that may act as the starting point of brittle fracture, in the present embodiment, the Ca content is 0.005% or less even when it is contained. The Ca content is preferably 0.004% or less. The Ca content may be 0%.
  • REM 0% or more, 0.005% or less
  • REM rare earth element
  • the REM referred to in the present embodiment is composed of one or more kinds selected from these rare earth elements, and the REM content described below is the total amount of the rare earth elements.
  • the REM content may be 0.0001% or more. However, from the viewpoint of suppressing the increase of REM-based inclusions that may act as the starting point of brittle fracture, in the present embodiment, the REM content is 0.005% or less even when it is contained. The REM content is preferably 0.003% or less. The REM content may be 0%.
  • Zr 0% or more, 0.005% or less
  • Zr is an element that forms oxides, sulfides, and acid sulfides to suppress the formation of coarse inclusions and enhance the toughness of the base metal and HAZ. Therefore, in this embodiment, the Zr content may be 0.0001% or more. However, in the present embodiment, the Zr content is 0.005% or less even when it is contained, from the viewpoint of suppressing the increase of Zr-based inclusions that may act as the starting point of brittle fracture.
  • the Zr content is preferably 0.003% or less.
  • the Zr content may be 0%.
  • the steel sheet according to the present embodiment has a plate thickness of 40 mm or more and 120 mm or less, a yield strength of 630 MPa or more and 750 MPa or less, and a tensile strength of 780 MPa or more and 930 MPa or less. Further, from the viewpoint of seismic resistance, the yield ratio of the steel sheet according to this embodiment is 85% or less.
  • the lower limit of the yield ratio is not limited, and for example, the yield ratio may be 70% or more.
  • the average value of Charpy absorption energy (test temperature 0 ° C.) in HAZ of the large heat-affected zone is 70 J or more.
  • the large heat input welding include electroslag welding and submerged arc welding. More preferably, the Charpy absorption energy at 0 ° C. in the HAZ of the large heat input welding with the heat input of 60 to 150 kJ / mm is 100 J or more on average.
  • the heat input is usually determined according to the plate thickness.
  • the Charpy absorption energy of HAZ when welding is performed with a certain heat input can be evaluated by a heat cycle test that gives a heat history corresponding to the heat input.
  • the Vickers hardness of 225 points or more is measured by a micro Vickers hardness test at a position 1/4 of the plate thickness from the surface, and the Vickers hardness is from the smallest to 20%.
  • Hvmin / Hvmax is 0.85 or less.
  • Hvmin / Hvmax is 0.85 or less, it becomes easy to satisfy the yield ratio of 85% or less.
  • Hvmin / Hvmax exceeds 0.85, it becomes difficult to satisfy the yield ratio of 85% or less, which is not preferable.
  • Hvmin and Hvmax are obtained as follows.
  • the L cross section of the steel sheet (parallel to the rolling direction, plate thickness surface) is machine-polished, centered on the position of 1/4 of the plate thickness of the steel plate in the plate thickness direction from the surface, and 15 points in each row are 15 points at intervals of 30 ⁇ m.
  • Vickers hardness (measured load 10 gf) according to JIS Z 2244: 2009 is measured for a total of 225 points or more in a row.
  • the obtained Vickers hardness values are arranged in ascending order, and the hardness values of the measurement points from the smallest to 20% of the total number of measurement points (for example, when 500 points are measured, the values are in ascending order). Obtained by averaging the 1st to 100th Vickers hardness).
  • Hvmax is obtained by averaging the hardness values of the measurement points from the larger one to 20% of the total number of measurement points.
  • Hvmin and Hvmax satisfy the following equations (2) and (3). 780 ⁇ 0.25 x Hvmin + 1.07 x Hvmax + 387 ⁇ 930 (2) -0.00146 x Hvmin + 0.00246 x Hvmax + 0.659 x Hvmin / Hvmax -0.163 ⁇ 0.85 (3) Satisfying the above relationship between Hvmin and Hvmax indicates that the metal structure is composed of martensite (or tempered martensite) and bainite, assuming the chemical composition of the steel sheet according to the present embodiment. ing. When Hvmin and Hvmax satisfy the above relationship, the tensile strength, yield strength, and yield ratio of the base metal tend to satisfy the above-mentioned ranges.
  • the maximum value Hvs of Vickers hardness is 320 or less in a region up to 3 mm in the depth direction starting from the surface of the steel plate.
  • the steel plate according to the present embodiment has a region up to 3 mm in the depth direction starting from the surface of the steel plate (with the surface layer region).
  • the maximum value Hvs of Vickers hardness is preferably 320 or less. This is because when the maximum value Hvs of Vickers hardness in the surface layer region is more than 320, cracks are likely to occur when bending stress or tensile stress is applied.
  • the steel sheet according to the present embodiment preferably has a difference ⁇ Hv between the maximum Vickers hardness Hvs in the surface layer region and the Vickers hardness Hvq at the steel sheet 1/4 thickness position of 70 or less. If ⁇ Hv is more than 70, the maximum value Hvs of Vickers hardness in the surface layer region may exceed 320, or the tensile strength and yield strength of the steel sheet may not satisfy the specified values.
  • the Vickers hardness Hvs in the surface layer region is determined by mechanically polishing the L cross section (parallel to the rolling direction, plate thickness surface) of the steel plate, and at a position within 3 mm in the plate thickness direction from the steel plate surface, Vickers conforming to JIS Z 2244: 2009.
  • the hardness (measurement load 10 kgf) is measured at three points, and the average value is calculated.
  • the Vickers hardness Hvq at the steel plate 1/4 thickness position is obtained by mechanically polishing the L cross section (parallel to the rolling direction, plate thickness surface) of the steel plate to obtain the plate thickness from the surface.
  • the Vickers hardness (measurement load 10 kgf) according to JIS Z 2244: 2009 is measured at three points in the direction at a position of 1/4 of the thickness of the steel sheet, and is used as the average value.
  • the hardness difference ⁇ Hv is calculated from the Hvs and Hvq obtained by the above method by the following equation (7).
  • ⁇ Hv Hvs ⁇ Hvq ⁇ ⁇ ⁇ (7)
  • the steel sheet according to the present embodiment exhibits a high tensile strength of 780 MPa or more even if the sheet thickness is 40 mm or more. Therefore, it is suitable for applications that require high-strength and thick thick steel plates. Further, the steel sheet according to the present embodiment is excellent in HAZ toughness by heat-affected zone. Therefore, it is particularly suitable for applications in which large heat input welding with high welding efficiency is performed and the required level for toughness of HAZ is high. Therefore, the steel plate according to the present embodiment is suitable for a high-strength thick steel plate that is subjected to diaphragm welding (electroslag welding) such as a four-sided box column for a building steel frame and requires HAZ toughness.
  • diaphragm welding electroroslag welding
  • the steel sheet according to the present embodiment is manufactured by melting steel, casting it to produce a steel piece, and hot rolling the obtained steel piece.
  • the method for producing the steel piece is not limited, and the steel piece may be produced by a known method.
  • a steel piece is melted by a normal refining process such as a converter or an electric furnace, and then manufactured by a method such as a continuous casting method or a ingot-breaking method.
  • the steel piece may be hot-rolled as it is after being produced by melting and casting steel.
  • the steel pieces are preferably cooled after casting, reheated to a temperature of Ac 3 or higher, and hot-rolled. Further, the steel pieces may be hot-rolled and then subjected to controlled cooling such as water cooling as they are, or may be air-cooled and then heat-treated.
  • a steel piece having the above-mentioned chemical composition and having a thickness of 200 mm or more produced by a continuous casting method is once cooled to 400 ° C. or less. After that, the steel pieces are heated to a temperature range of 900 ° C. or higher and 1250 ° C. or lower and hot-rolled to produce steel sheets having a plate thickness of 40 mm or more and 120 mm or less. The steel sheet is subjected to various heat treatments as needed.
  • the steel pieces after continuous casting are charged into a heating furnace by hot charging without being cooled to 400 ° C. or lower, the coarse ⁇ structure generated during casting remains in the steel pieces after heating, and the structure of the steel sheet.
  • the low temperature toughness may deteriorate due to insufficient fineness. Therefore, it is preferable that the steel pieces after continuous casting are once cooled to 400 ° C. or lower.
  • the heating temperature of the steel piece is preferably 900 ° C. or higher in order to dissolve the BN precipitated on the steel piece after casting and promote the formation of TiN in hot rolling. N in the heated steel piece forms TiN during hot rolling, and the formation of BN is suppressed. As a result, in the steel sheet, solid solution B that improves the hardenability of the steel and TiN that suppresses grain growth are sufficiently secured.
  • the heating temperature of the steel piece is preferably 1250 ° C. or lower from the viewpoint of suppressing the coarsening of ⁇ grains to refine the metal structure after hot rolling and suppressing the deterioration of low temperature toughness. ..
  • the heating temperature is more preferably 1200 ° C. or lower.
  • the end temperature (finishing temperature) of hot rolling is preferably the austenite ( ⁇ ) single phase region, that is, the Ar 3 transformation point or higher at which the ferrite transformation starts.
  • the end temperature of hot rolling may be 750 ° C. or higher.
  • the end temperature of hot rolling is preferably 900 ° C. or lower from the viewpoint of miniaturization of the metal structure.
  • the Ar 3 transformation point can be obtained by the following equation (4).
  • Ar 3 transformation point 868-396 ⁇ C + 24.6 ⁇ Si-68.1 ⁇ Mn-36.1 ⁇ Ni-20.7 ⁇ Cu-24.8 ⁇ Cr + 29.1 ⁇ Mo... (4)
  • C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, and Mo in the above equation (4) are the contents of each element expressed in mass% in the steel sheet, and 0 is substituted for the term of the element not contained. To do.
  • the steel sheet that has been directly hardened or ⁇ reheated and hardened is subjected to various heat treatments in order to adjust the material. Specifically, the steel sheets subjected to these quenching treatments (direct quenching or ⁇ reheating quenching) are moved to the two-phase region where austenite ( ⁇ ) and ferrite ( ⁇ ) coexist in order to reduce the yield ratio. Reheating and subsequent quenching (two-phase region quenching) are performed.
  • the two-phase region is less than Ac 1 transformation point or more Ac 3 transformation point, Ac 1 transformation point and Ac 3 transformation point, respectively, may be determined by the following equation (5) and (6).
  • the reheating temperature is set to 730 to 810 ° C. within the range of the chemical composition of the steel sheet according to the present embodiment.
  • the reheating temperature is preferably 750 to 810 ° C.
  • C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, Ti, Nb, Al, B, W, and P in the above equations (5) and (6) are represented by mass%, respectively. It is the content of the element in the steel sheet, and 0 is substituted for the term of the element that does not contain.
  • the steel sheet is tempered in order to finally adjust the strength, yield ratio, and toughness of the steel sheet.
  • the tempering conditions may be appropriately selected according to the target strength, yield ratio, and toughness (for example, 300 to 600 ° C.), but when Hvmin, Hvmax, Hvs, ⁇ Hv and the like are within the above-mentioned preferable ranges, the tempering temperature is It is preferably 350 ° C. or higher and 600 ° C. or lower.
  • the finishing temperature of hot rolling, the ⁇ reheating quenching temperature, the heating temperature at the time of two-phase region quenching, and the tempering temperature all refer to the temperature at the center in the plate thickness direction.
  • the temperature of the central portion in the plate thickness direction can be obtained by heat transfer calculation from the temperature of the steel plate surface measured by a radiation thermometer.
  • the steel sheet according to the present embodiment can be manufactured by the above manufacturing method (manufacturing method including direct quenching or ⁇ reheating quenching + two-phase region quenching + tempering).
  • the steel plate according to this embodiment has good HAZ toughness even when large heat input welding with a welding heat input amount of 60 kJ / mm or more, such as electroslag welding or submerged arc welding, is performed.
  • the large heat-affected high-strength steel plate according to the present embodiment has a yield strength of 630 MPa or more, and is an average of Charpy absorption energy (test temperature 0 ° C.) in HAZ of a large heat-affected zone (for example, an electroslag weld). The value is 70J or more. Therefore, the steel plate according to the present embodiment is suitable for a building steel frame, and the steel plate according to the present embodiment can promote the progress of high-rise buildings and large spans, and further improve construction efficiency and seismic safety. Can be enhanced.
  • the thickness of the steel pieces produced by melting and continuous casting of steel by a converter was 300 mm.
  • the steel pieces were cooled to room temperature, reheated within a temperature range of 1000 ° C. or higher and 1200 ° C. or lower, and hot-rolled.
  • the finishing temperature of hot rolling was 750 ° C. or higher and 900 ° C. or lower.
  • the finishing temperature of hot rolling was in the ⁇ single-phase region (Ar 3 transformation point or higher).
  • the steel sheet after hot rolling was heat-treated under the conditions shown in Tables 3 and 4.
  • the “ ⁇ reheating quenching temperature” is the heating temperature when the steel sheet air-cooled after hot rolling is subjected to ⁇ reheating quenching.
  • the “two-phase region quenching temperature” was the heating temperature when direct quenching or ⁇ reheating quenching was performed after hot rolling, and further, two-phase region quenching was performed.
  • Samples were taken from the thick steel plates produced in this way and chemically analyzed.
  • the chemical composition of each thick steel sheet is shown in Tables 1 and 2, and the sheet thickness is shown in Tables 5 and 6.
  • the carbon equivalent CeqWES shown in Tables 1 and 2 was calculated by the following formula (1).
  • the above temperatures are all temperatures at the center in the plate thickness direction. In Tables 1 to 6, underlines indicate that they are outside the scope of the present invention.
  • CeqWES C + Mn / 6 + Si / 24 + Ni / 40 + Cr / 5 + Mo / 4 + V / 14 ...
  • C, Mn, Si, Ni, Cr, Mo, and V in the formula (1) are the content [mass%] of each element, and 0 in the item of the element not contained (in the hollow column of the table). Was substituted.
  • ⁇ Mechanical properties of base material> the mechanical properties of the base metal of the manufactured thick steel sheet were evaluated.
  • the test pieces used for the evaluation of the mechanical properties of the base metal that is, the tensile test and the Charpy impact test, were taken from the surface of the thick steel sheet at a position of 1/4 of the plate thickness.
  • the tensile test was performed at room temperature using two test pieces in accordance with JIS Z 2241: 2011.
  • YS (0.2% yield strength) and TS (tensile strength) are the average values of the two test pieces, respectively.
  • YR (yield ratio) is the ratio of YS to TS and is expressed as a percentage, that is, 100 ⁇ (YS / TS).
  • the unit of YR Yield ratio is%.
  • the Charpy impact test was performed in accordance with JIS Z 2242: 2018 using three V-notch test pieces, and the absorbed energy was measured.
  • the test temperature is 0 ° C.
  • the absorbed energy of the base material KV 2 (0 ° C.)) is the average value (arithmetic mean) of the absorbed energies of the three test pieces measured in this way.
  • Hvs, Hvq, ⁇ Hv, Hvmin, and Hvmax were obtained by the above-mentioned method.
  • thermo cycle test was conducted on the manufactured thick steel sheet in order to evaluate the toughness of the large heat input HAZ.
  • the test piece of the shape shown in FIG. 1 (the unit of the numbers in the table is mm) collected from the thick steel plate is 1 mm from the fusion line (FL) on the base metal side when electroslag welding is performed.
  • KV 2 (0 ° C) and KV 2 (-20 ° C) are the absorbed energy at 0 ° C and the absorbed energy at -20 ° C, respectively, and the absorbed energy of the three test pieces measured at the respective temperatures. Is the average value (arithmetic mean) of.
  • the steel sheet of the present invention has a yield strength (YS) of 630 to 750 MPa and a tensile strength (TS) of 780 to 930 MPa when the plate thickness is 40 mm or more and 120 mm or less. It has a yield ratio (YR) of 85% or less. Further, the steel sheet of the example of the present invention has an excellent HAZ toughness of 70 J or more at 0 ° C. after a thermal cycle test simulating large heat input welding. Further, even when the test temperature is ⁇ 20 ° C., it has a very excellent HAZ toughness of 27 J or more.
  • the steel sheets of Comparative Examples B1 to B18 have a chemical composition outside the scope of the present invention, and are inferior in at least one of the mechanical properties of the base material and the HAZ toughness.
  • Reference numeral B18 is inferior in yield strength and tensile strength because the C content is too low, and the yield ratio also exceeds 85%.
  • the code B1 has a poor HAZ toughness because the C content is too high.
  • Reference numeral B11 is inferior in yield strength and tensile strength because the Mn content is too low, and symbol B2 is inferior in HAZ toughness because the Mn content is too high.
  • the code B3 has poor HAZ toughness because the Ni content is too low.
  • the code B4 has too low Al content, and the code B5 has too high Al content, resulting in poor HAZ toughness.
  • the sign B6 has poor HAZ toughness because the B content is too high.
  • the code B7 is inferior in yield strength, tensile strength and HAZ toughness because the Ti content is too low.
  • the symbol B8 has poor HAZ toughness because the Ti content is too high.
  • Sign B9 has poor HAZ toughness because the N content is too low.
  • the code B12 has poor HAZ toughness because the N content is too high.
  • the sign B10 has too low Mg content, and the sign B13 has too high O content, resulting in poor HAZ toughness.
  • the code B14 has too high Si content, the code B15 has too high P content, and the code B16 has too high S content, resulting in poor HAZ toughness.
  • the code B17 is inferior in HAZ toughness because Mn / Ni is too high.
  • Reference numeral B19 has a chemical composition in a preferable range, but the yield ratio exceeds 85% because the two-phase region quenching was not performed.
  • Reference numeral B20 has a yield ratio of more than 85% because the chemical composition is in a preferable range but the heating temperature for two-phase quenching is not in a preferable range.
  • Reference numeral B21 has a chemical composition in a preferable range, but the YS exceeds 750 MPa and the TS exceeds 930 MPa because the tempering heat treatment is not performed.
  • the present invention it is possible to provide a high-strength steel plate for large heat-affected welding, which makes it possible to secure both the strength of the base metal and the toughness of the heat-affected zone HAZ based on a new guideline for component design.

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Abstract

この鋼板は、所定の化学組成を有し、Ｍｎ含有量とＮｉ含有量との比であるＭｎ/Ｎｉが０．８０以下であり、ＣｅｑＷＥＳ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４、で計算される炭素当量ＣｅｑＷＥＳが０．４３％以上、０．５３％以下であり、引張強度が７８０ＭＰａ以上、９３０ＭＰａ以下であり、降伏強度が６３０ＭＰａ以上、７５０ＭＰａ以下であり、降伏比が８５％以下であり、板厚が４０ｍｍ以上、１２０ｍｍ以下であり、表面から板厚の１／４の位置で２２５点以上のビッカース硬さを測定し、前記ビッカース硬さの、小さいほうから２０％までの値の平均値をＨｖｍｉｎ、大きいほうから２０％までの値の平均値をＨｖｍａｘとしたとき、Ｈｖｍｉｎ／Ｈｖｍａｘが０．８５以下である。

Description

鋼板
　本発明は、鋼板に関する。
　本願は、２０１９年０６月１７日に、日本に出願された特願２０１９－１１２１５３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、高層建築に代表される溶接構造物の鉄骨に対する要求は、建築物の大型化、建造の高能率化、地震時の破壊に対する安全性（耐震性）の向上の観点から、高度化している。そして、溶接構造物の鉄骨に使用される厚鋼板には、高強度化、厚手化に加えて、大入熱溶接ＨＡＺの靭性の確保が求められている。「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）のことを意味する。以下、大入熱溶接ＨＡＺを単に、大入熱ＨＡＺという場合がある。大入熱溶接とは、大入熱の溶接であり、高能率なエレクトロスラグ溶接やサブマージアーク溶接などが例として挙げられる。
　従来、高強度厚鋼板に上述の大入熱溶接を適用する場合、ＨＡＺにおいて良好な靱性を確保することは困難であるとされていた。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）をノッチ位置とした場合のシャルピー吸収エネルギーの平均値は４０Ｊ以下である。また、非特許文献２の図３及び図５によれば、ＦＬをノッチ位置とした場合のシャルピー吸収エネルギーの平均値は５０Ｊ以下である。
　大入熱溶接ＨＡＺでは、溶接入熱によって高温に加熱された際にオーステナイト（γ）が粒成長する。また、高強度鋼板は合金元素を多く含むので、大入熱溶接ＨＡＺでは、冷却後は旧γ粒径が粗大化したベイナイト主体の組織となる。その結果、大入熱溶接ＨＡＺの靭性が低下する。
　このような結晶粒の粗大化に起因する靭性の低下を抑制するために、例えば、特許文献１～３には、溶接入熱によって加熱されたオーステナイト（γ）の粒界をピン止めする微細な粒子を厚鋼板（母材）に生成させる技術が提案されている。特許文献１～３で提案されている技術は、Ｍｇを含む微細な粒子のピン止め効果によって、溶接入熱によって加熱されたオーステナイト（加熱γ）の粒成長を抑制するものである。
日本国特開２００６－２８６２７号公報 日本国特開平１１－２３６６４５号公報 日本国特開平１０－２９８７０８号公報
Kazushige TOKUNO et al, 780-N/mm2 Class High Tensile Strength Steel Plate with Large-Heat-Input-Weldability and Low-Weld-Cracking-Susceptibility for Architectural Construction、NIPPON STEEL THECHNICAL REPORT No.75 November 1997, ｐ．43～50 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
　鋼板の高強度化を図るためには、鋼の焼入れ性の指標である炭素当量ＣｅｑＷＥＳを高めることが有効である。しかしながら、Ｍｎなどの合金元素の含有量を増加させると、大入熱ＨＡＺは粗大なベイナイトが主体の組織となるだけでなく、脆化相であるマルテンサイト・オーステナイト混合相（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ　－　Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ　ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ、ＭＡ）の生成が促進される。ＭＡは周囲の母相よりも硬い相であり、破壊の起点となるので、ＭＡが生成するとＨＡＺ靭性が低下する。
　また、大入熱ＨＡＺは高温に加熱されるため、オーステナイトの粒成長が促進され、鋼の結晶粒が粗大化し、ＨＡＺ靭性が低下する。
　このように、鋼板を高強度化するために炭素当量ＣｅｑＷＥＳを高めると、大入熱ＨＡＺにはＭＡが生成した粗大なベイナイト主体の組織が形成されて靭性が低下しやすくなる。
　以上のように、強度を高める合金元素であるＭｎ及びＮｉを含有する厚鋼板の場合、大入熱ＨＡＺの靭性は、ＭＡの生成、旧オーステナイト（γ）粒径の粗大化によって著しく低下する。
　しかしながら、上述した特許文献１～３では、オーステナイトの粒成長を抑制することはできるものの、その他の靭性低下の要因に対しては、対策が十分ではなかった。
　特に、４０ｍｍ以上の板厚の鋼板に大入熱溶接を行った場合、溶接部の冷却速度は、０．５℃／秒以下程度となり、通常の入熱の溶接部の冷却とは大きく異なる。しかしながら、従来このような溶接条件を想定した成分設計の指針はなかった。そのため、従来の厚鋼板の成分設計の指針に基づいて、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ことは困難であった。
　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、母材の強度及び大入熱溶接ＨＡＺの靭性の確保の両立が可能となる鋼板（大入熱溶接用高強度鋼板）を提供することを課題とする。
　本発明者らは、高強度鋼板の大入熱ＨＡＺを著しく脆化させるＭＡの生成を抑制するという視点から、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、ＭＡの生成は、鋼板に含まれるＭｎやＮｉなどの合金元素が局所的に濃化して形成されるミクロ偏析部に起因することがわかった。具体的には、ミクロ偏析部が溶接熱影響によって加熱され、冷却されると、相変態によって金属組織の一部がＭＡとなって靭性の低下の原因となることが分かった。
　本発明者らがさらに検討を行った結果、鋼成分（化学組成）において、Ｍｎ含有量とＮｉ含有量との比であるＭｎ／Ｎｉを０．８０以下に制御することが、ミクロ偏析に起因するＭＡの生成の抑制に有効であり、Ｃ含有量を０．１２％以上に高めることで、さらにＭＡの生成を抑制できるという知見を得た。
　また、上述の方法でＭＡの生成を抑制した上で、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｂを活用し、炭素当量ＣｅｑＷＥＳを制御して、結晶粒の粗大化を抑制することによって、母材の強度及び大入熱溶接ＨＡＺの靭性の確保の両立が可能となる、という新たな知見を得た。
　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鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ　：０．０３％以上、０．１８％以下、Ｍｎ：０．５％以上、１．５％以下、Ｎｉ：１．０％以上、３．０％以下、Ａｌ：０．００１０％以上、０．０１５０％以下、Ｂ　：０．０００３％以上、０．００３０％以下、Ｔｉ：０．００５％以上、０．０２０％以下、Ｎ　：０．００１０％以上、０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０００３％以上、０．００５０％以下、Ｏ　：０．００１０％以上、０．００４０％以下、Ｃｕ：０％以上、２．０％以下、Ｃｒ：０％以上、１．０％以下、Ｍｏ：０％以上、１．０％以下、Ｗ　：０％以上、１．０％以下、Ｃｏ：０％以上、１．０％以下、Ｎｂ：０％以上、０．１０％以下、Ｖ　：０％以上、０．１０％以下、Ｃａ：０％以上、０．００５％以下、ＲＥＭ：０％以上、０．００５％以下、Ｚｒ：０％以上、０．００５％以下を含有し、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｐ　：０．０１５％以下、Ｓ　：０．００５％以下に制限し、残部がＦｅ及び不純物からなり、Ｍｎ含有量とＮｉ含有量との比であるＭｎ/Ｎｉが０．８０以下であり、下記（１）式で計算される炭素当量ＣｅｑＷＥＳが０．４３％以上、０．５３％以下であり、引張強度が７８０ＭＰａ以上、９３０ＭＰａ以下であり、降伏強度が６３０ＭＰａ以上、７５０ＭＰａ以下であり、降伏比が８５％以下であり、板厚が４０ｍｍ以上、１２０ｍｍ以下であり、表面から板厚の１／４の位置で２２５点以上のビッカース硬さを測定し、前記ビッカース硬さの、小さいほうから２０％までの値の平均値をＨｖｍｉｎ、大きいほうから２０％までの値の平均値をＨｖｍａｘとしたとき、Ｈｖｍｉｎ／Ｈｖｍａｘが０．８５以下である。
　ＣｅｑＷＥＳ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４　…　（１）
　ここで、（１）式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは各元素の含有量［質量％］であり、含有しない元素の項には０を代入する。
［２］上記［１］に記載の鋼板では、前記化学組成が、Ｃ：０．１２％以上、０．１８％以下、を含有してもよい。
［３］上記［１］または［２］に記載の鋼板では、前記Ｈｖｍｉｎ及び前記Ｈｖｍａｘが、下記の（２）式及び（３）式を満足してもよい。
　７８０≦０．２５×Ｈｖｍｉｎ＋１．０７×Ｈｖｍａｘ＋３８７≦９３０　（２）
　－０．００１４６×Ｈｖｍｉｎ＋０．００２４６×Ｈｖｍａｘ＋０．６５９×Ｈｖｍｉｎ/Ｈｖｍax－０．１６３≦０．８５　（３）
［４］上記［１］～［３］のいずれかに記載の鋼板では、前記化学組成が、質量％で、Ｃｕ：０．１％以上、２．０％以下、Ｃｒ：０．１％以上、１．０％以下、Ｍｏ：０．１％以上、１．０％以下、Ｗ　：０．１％以上、１．０％以下、Ｃｏ：０．１％以上、１．０％以下、Ｎｂ：０．００５％以上、０．１０％以下、Ｖ　：０．００５％以上、０．１０％以下、Ｃａ：０．０００１％以上、０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．００５％以下、Ｚｒ：０．０００１％以上、０．００５％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
［５］上記［１］～［４］のいずれかに記載の鋼板では、前記表面を起点として深さ方向に３ｍｍまでの領域において、ビッカース硬さの最大値Ｈｖｓが３２０以下であってもよい。
［６］上記［１］～［５］のいずれかに記載の鋼板では、前記表面を起点として深さ方向に３ｍｍまでの領域におけるビッカース硬さの最大値Ｈｖｓと前記表面から板厚の１／４の位置におけるビッカース硬さＨｖｑとの差ΔＨｖが７０以下であってもよい。
［７］上記［１］～［６］のいずれかに記載の鋼板では、６０～１５０ｋＪ／ｍｍの入熱に相当する溶接熱サイクルを付与したときの再現ＨＡＺにおける０℃での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。
　本発明の上記態様によれば、新たな成分設計の指針に基づく、母材の強度及び大入熱溶接ＨＡＺの靭性の確保の両立が可能となる鋼板（大入熱溶接用高強度鋼板）を提供することができる。
熱サイクル試験の試験片形状を示す図である。
　以下、本発明の一実施形態に係る鋼板（本実施形態に係る鋼板）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。このようにして製造される鋼板は、鋳造時の凝固によって凝固組織の界面に形成されるミクロ偏析部を有している。このミクロ偏析部のＭｎ、Ｎｉなどの合金元素の濃化は、溶接の熱影響のような短時間の加熱では解消され難い。そのため、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉを含有する鋼板に大入熱溶接を適用した場合、ＨＡＺのミクロ偏析部は、加熱によってＣが濃化した残留オーステナイトとなり、冷却後に硬質のＭＡとなる。このようなＭＡは破壊の起点となってＨＡＺ靭性を低下させるので、ＨＡＺ靭性の向上には、安定なオーステナイトの残留、換言すると残留オーステナイトの生成、を抑制することが望ましい。本発明者らは、検討の結果、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るという新たな知見を得た。
　上述したように、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されずに室温まで冷却されると、この残留オーステナイトがＭＡとなって、ＨＡＺの靱性が劣化する。Ｍｎは、Ｎｉと比較すると、残留オーステナイトの分解を遅延させることから、ＭＡの増加を招きやすいと考えられる。換言すると、ＮｉはＭｎよりも大入熱ＨＡＺの靭性に及ぼす悪影響が小さいと考えられる。そこで、本発明者らは、鋼中のＭｎ含有量とＮｉ含有量とのバランスに着眼し、両者の比率の適正化を図ることによって鋼の焼入れ性を高めつつＭＡの生成量を抑制できると考えた。具体的には、本発明者らは、鋼中のＭｎ含有量をＮｉ含有量で除した比であるＭｎ／Ｎｉが０．８０以下になると、大入熱溶接ＨＡＺにおけるＭＡの生成量が低減する現象を見出した。この現象は、残留オーステナイトが分解される際、すなわち残留オーステナイトがフェライトとセメンタイトとに変態する際の異相界面におけるＣ原子の分配挙動に及ぼすＭｎ原子およびＮｉ原子の分配挙動に起因すると推察される。
　また、本発明者らは、大入熱溶接によって加熱された際に、ミクロ偏析部に濃化するＣ含有量が多くなるほど、冷却時における残留オーステナイトの分解が促進され、大入熱ＨＡＺにおいて、ＭＡの生成が抑制されることを見出した。このように、鋼中のＣ含有量が多いほどＨＡＺのＭＡ分率が低減する現象は、残留オーステナイトからセメンタイトを生成させる駆動力がＣによって増加することが原因であると推察される。本発明者らは、さらに検討を進めた結果、鋼成分において、Ｍｎ／Ｎｉを０．８０以下に制限し、かつＣ含有量を０．１２％以上に高めると、ＨＡＺ冷却時におけるミクロ偏析部の残留オーステナイトの分解がさらに促進され、ミクロ偏析部におけるＭＡの生成を、さらに抑制できることがわかった。
　また、大入熱溶接用高強度鋼板では、結晶粒の粗大化が大入熱ＨＡＺの靱性を劣化させる原因となる。十分な母材の強度を確保するためには、焼入れ性を高める合金元素の含有量を低減しつつ、その分の焼入れ性を補うために、微量でも顕著に焼入れ性を高めるＢを利用することが有効である。一方、ＨＡＺの結晶粒の粗大化を抑制する有効な方法の一つは、オーステナイトの粒成長を抑制する微細な粒子の利用である。本発明者らは、大入熱溶接を模擬した再現熱サイクル（溶接熱サイクル）を付与した鋼に対して、金属組織と靱性との関係を調査した。その結果、合金元素の含有量を低減しつつＢを含有させた鋼にＴｉ、Ｍｇを含有させて、ＨＡＺの硬さの上昇を抑制し、ピン止めに作用する微細なＭｇ系酸化物やＴｉＮによって結晶粒を微細化すると共に、ＭＡの生成を抑制することによって、大入熱ＨＡＺの靱性が顕著に向上し得ることを見出した。
　更に、本発明者らは、大入熱ＨＡＺの靱性の劣化を抑制するため、炭素当量ＣｅｑＷＥＳの上限を制限し、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量を制御することが有効であることを見出した。具体的には、炭素当量ＣｅｑＷＥＳを０．５３％以下に制限すれば、大入熱ＨＡＺの靭性を確保できることがわかった。炭素当量ＣｅｑＷＥＳの上限を制限することで、強度不足が懸念されるが、Ｂ及びＴｉを含有させてＢＮの生成を抑制し、固溶Ｂの焼入れ性向上効果を利用することにより、炭素当量ＣｅｑＷＥＳを制限しても、鋼板（母材）の強度を確保することができる。炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、合金元素の含有量によって下記式（１）によって求めることができる。
　ＣｅｑＷＥＳ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４　…　（１）
　ここで、（１）式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは鋼板における各元素の含有量［質量％］であり、含有しない元素の項には０を代入する。
　以下、本実施形態に係る鋼板について説明する。
　まず、本実施形態に係る鋼板の化学組成（鋼組成）について説明する。以下の各化学組成の説明では、質量％を単に％と表記する。
（Ｃ：０．０３％以上、０．１８％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。７８０ＭＰａ以上の高強度を得るため、Ｃ含有量を０．０３％以上とする。また、Ｃは、ＭＡの生成に影響を及ぼす元素である。Ｃ含有量を高めることで、大入熱ＨＡＺにおいて、残留オーステナイトの分解、すなわち、フェライトへの変態とセメンタイトの析出とが促進され、ＭＡ分率が低減して靱性の劣化が抑制される。この効果を得る場合、Ｃ含有量は、好ましくは０．１２％以上である。Ｃ含有量は、より好ましくは０．１３％以上であり、さらに好ましくは０．１４％以上である。
　一方、セメンタイトの過度な生成を防止して靱性を確保するという観点から、Ｃ含有量は０．１８％以下である。Ｃ含有量は、好ましくは０．１７％以下であり、より好ましくは０．１６％以下である。
（Ｍｎ：０．５％以上、１．５％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含有量は０．５％以上である。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．８％以上である。一方、大入熱ＨＡＺにおけるＭＡの生成を抑制し、靱性を確保するという観点から、本実施形態では、Ｍｎ含有量は１．５％以下である。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．４％以下であり、より好ましくは１．３％以下であり、さらに好ましくは１．２％以下である。
（Ｎｉ：１．０％以上、３．０％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。強度および靭性を確保するという観点から、本実施形態では、Ｎｉ含有量は１．０％以上である。Ｎｉ含有量は、好ましくは１．２％以上であり、より好ましくは１．４％以上であり、さらに好ましくは１．５％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含有量は３．０％以下である。Ｎｉ含有量は、好ましくは２．５％以下であり、より好ましくは２．２％以下であり、さらに好ましくは２．０％以下である。
（Ｍｎ／Ｎｉ：０．８０以下）
　Ｍｎ及びＮｉはともに鋼の高強度化に寄与する元素であるが、大入熱ＨＡＺにおいて、ＭｎはＮｉに比べてＭＡの生成を促進しやすいことから、Ｍｎ含有量はＮｉ含有量よりも少ないことが好ましい。大入熱ＨＡＺの高強度化を図りつつ靱性を確保するという観点から、本実施形態に係る鋼板において、鋼中のＭｎ含有量をＮｉ含有量で除した比であるＭｎ／Ｎｉは０．８０以下である。Ｍｎ／Ｎｉは、好ましくは０．７０以下であり、より好ましくは０．６０以下である。Ｍｎ／Ｎｉは、Ｍｎ含有量の下限をＮｉ含有量の上限で除した比を下限としてもよく、すなわち、０．１７以上であってもよい。Ｍｎ／Ｎｉは０．２０以上であってもよい。
（Ａｌ：０．００１０％以上、０．０１５０％以下）
　Ａｌは、Ｍｇ及びＯと結合して、Ｍｇ系酸化物を形成する重要な元素である。０．０１～０．１μｍの微細なＭｇ系酸化物はＴｉＮの析出核となり、ＴｉＮは大入熱ＨＡＺのγ粒成長を抑制するピン止め効果を発揮する。Ｍｇ系酸化物を形成させることは、ＨＡＺ靭性を向上させる上で重要であり、効果を発現させるために、本実施形態では、Ａｌ含有量は０．００１０％以上である。Ａｌ含有量は、好ましくは０．００３０％以上である。
　一方、Ａｌ系酸化物の生成を抑制し、微細なＭｇ系酸化物を構成するＯを確保するために、本実施形態では、Ａｌ含有量は０．０１５０％以下である。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１００％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下である。
（Ｂ：０．０００３％以上、０．００３０％以下）
　Ｂは、炭素当量ＣｅｑＷＥＳを制限しつつ、鋼の焼入れ性を確保するための重要な元素である。Ｂは、鋼中の含有量が微量であっても焼入れ性を顕著に向上させ得る元素である。上記効果を得るため、本実施形態では、Ｂ含有量は０．０００３％以上である。Ｂ含有量は、好ましくは０．０００５％以上であり、より好ましくは０．０００７％以上である。
　一方、大入熱ＨＡＺの靱性や溶接性の劣化を抑制するという観点から、本実施形態では、Ｂ含有量は０．００３０％以下である。Ｂ含有量は、好ましくは０．００２０％以下であり、より好ましくは０．００１５％以下である。
（Ｔｉ：０．００５％以上、０．０２０％以下）
　Ｔｉは、ＴｉＮを形成する元素である。微細なＴｉＮの粒子は、大入熱ＨＡＺにおいてオーステナイトの粒成長を抑制する効果、いわゆるピン止め効果を発現する。また、ＴｉＮの形成によりＮが固定され、ＢＮの生成が抑制される。したがって、Ｔｉは、固溶Ｂを確保し、Ｂの焼入れ性を安定的に発揮させるためにも有効である。大入熱ＨＡＺにおいてγ粒成長抑制効果を発現させ、かつＢの焼入れ性を安定的に発揮させるために必要とされるＴｉ含有量は０．００５％以上である。そのため、本実施形態では、Ｔｉ含有量は０．００５％以上である。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００７％以上である。
　一方、母材及びＨＡＺの靭性の劣化や鋳片の表面品質の劣化を抑制するという観点から、本実施形態では、Ｔｉ含有量は０．０２０％以下である。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０１８％以下であり、より好ましくは０．０１６％以下である。
（Ｎ：０．００１０％以上、０．０１００％以下）
　Ｎは、オーステナイトの粒成長（γ粒成長）をピン止め効果によって抑制する微細なＴｉＮの粒子を構成する元素である。大入熱ＨＡＺにおけるγ粒成長を抑制するために、本実施形態では、Ｎ含有量は０．００１０％以上である。Ｎ含有量は、好ましくは０．００２０％以上であり、より好ましくは０．００２５％以上である。
　一方、ＢＮの生成を抑制して焼入れ性を高め、窒化物によるＨＡＺ靭性の低下を抑制するという観点から、本実施形態では、Ｎ含有量は０．０１００％以下である。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下であり、より好ましくは０．００６０％以下である。
（Ｍｇ：０．０００３％以上、０．００５０％以下）
　Ｍｇは、Ａｌ及びＯと結合して微細なＭｇ系酸化物を形成する、重要な元素である。微細なＭｇ系酸化物は、ＴｉＮの析出核として機能し、ピン止め効果を発現する複合析出粒子を微細に分散させる。大入熱ＨＡＺの靭性を確保するために必要とされるＭｇ含有量は０．０００３％以上である。そのため、本実施形態では、Ｍｇ含有量は０．０００３％以上である。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．０００５％以上であり、より好ましくは０．０００８％以上であり、更に好ましくは０．００１０％以上である。
　一方、Ｍｇは、蒸気圧が高くて酸化力が強い非常に活性な元素であることから、必要以上に鋼中に含有させることは製造コストの上昇を招き、好ましくない。したがって、本実施形態では、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下である。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００４０％以下であり、より好ましくは０．００３０％以下である。
（Ｏ：０．００１０％以上、０．００４０％以下）
　Ｏは、ＭｇやＡｌなどの脱酸元素と結合して酸化物を形成する元素である。ＴｉＮの微細分散に寄与するＭｇ系酸化物を生成させるために、必要とされるＯ含有量は０．００１０％以上である。そのため、本実施形態では、Ｏ含有量は０．００１０％以上である。
　一方、Ｏ含有量が０．００４０％を超えると、鋼の清浄度が低下して母材及び大入熱ＨＡＺの靭性が劣化する。したがって、本実施形態では、Ｏ含有量は０．００４０％以下である。Ｏ含有量は、好ましくは０．００３０％以下である。
（Ｓｉ：０．３０％以下）
　Ｓｉは、脱酸や高強度化のために鋼に含有される元素である。一方、Ｓｉは、ＭＡの生成を促進させる元素でもある。本発明者らは、大入熱ＨＡＺのミクロ偏析部におけるＭＡの生成にＳｉが極めて大きな影響を及ぼすという知見を得ている。したがって、大入熱ＨＡＺの靭性を確保するため、Ｓｉ含有量の制限が必要であり、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含有量の下限は限定されないが、製造コストの観点から、Ｓｉ含有量は０．０１％以上であってもよい。
（Ｐ：０．０１５％以下）
　Ｐは、靭性に有害な不純物である。Ｐ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、０．０１５％以下である。Ｐ含有量は、好ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００８％以下である。Ｐ含有量の下限は限定されないが、製造コストの観点から、Ｐ含有量は０．００１％以上であってもよい。
（Ｓ：０．００５％以下）
　Ｓは、不純物であり、鋼中に多量に含有され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含有量は０．００５％以下である。Ｓ含有量は、好ましくは０．００４％以下であり、より好ましくは０．００３％以下である。Ｓ含有量の下限は限定されないが、製造コストの観点から、Ｓ含有量は０．０００１％以上であってもよい。Ｓ含有量は０．００１％以上であってもよい。
（炭素当量ＣｅｑＷＥＳ：０．４３％以上、０．５３％以下）
　炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、鋼板（母材）の強度及びＨＡＺの硬さに影響を及ぼす焼入れ性の指標である。母材の強度を確保するために、本実施形態では、炭素当量ＣｅｑＷＥＳは０．４３％以上である。炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、好ましくは０．４４％以上であり、より好ましくは０．４５％以上である。
　一方、大入熱ＨＡＺの靱性を確保するという観点から、本実施形態では、炭素当量ＣｅｑＷＥＳは０．５３％以下である。炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、好ましくは０．５２％以下であり、より好ましくは０．５１％以下である。
　炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、合金元素の含有量によって下記の（１）式で計算される。
　ＣｅｑＷＥＳ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４　…　（１）
　ここで、（１）式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、鋼板中の各元素の含有量［質量％］であり、含有しない元素の項には０を代入する。
　本実施形態に係る鋼板の化学組成の残部は、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や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板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及びＳについては上述のように含有量の上限が制限される。
　本実施形態に係る鋼板には、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、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｖからなる群から選択される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。Ｃｕ含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。
　一方、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の観点から、本実施形態では、含有させる場合でも、Ｃｕ含有量は、２．０％以下である。Ｃｕ含有量は、好ましくは１．０％以下であり、より好ましくは０．７％以下であり、さらに好ましくは０．５％以下である。
（Ｃｒ：０％以上、１．０％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。Ｃｒ含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。
　一方、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含有量は０．１％以上であってもよい。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．２％以上であり、より好ましくは０．３％以上である。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、含有させる場合でも、Ｃｒ含有量は１．０％以下である。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．８％以下であり、より好ましくは０．５％以下である。
（Ｍｏ：０％以上、１．０％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。Ｍｏ含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。
　一方、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含有量は０．１％以上であってもよい。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．２％以上であり、より好ましくは０．３％以上である。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、含有させる場合でも、Ｍｏ含有量は１．０％以下である。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．５％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鋼板に混入する場合がある元素である。Ｗ含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。
　一方、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含有量は０．１％以上であってもよい。Ｗ含有量は、好ましくは０．２％以上であり、より好ましくは０．３％以上である。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、含有させる場合でも、Ｗ含有量は１．０％以下である。Ｗ含有量は、好ましくは０．５％以下である。
（Ｃｏ：０％以上、１．０％以下）
　Ｃｏ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。Ｃｏ含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。
　一方、Ｃｏ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、Ｃｏ含有量は０．１％以上であってもよい。ただし、合金コストの上昇抑制の観点から、本実施形態では、含有させる場合でも、Ｃｏ含有量は１．０％以下である。Ｃｏ含有量は、好ましくは０．５％以下である。
（Ｎｂ：０％以上、０．１０％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。Ｎｂ含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。
　一方、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含有量は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、含有させる場合でも、Ｎｂ含有量は０．１０％以下である。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０３％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鋼板に混入する場合がある元素である。Ｖ含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。
　一方、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含有量は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、含有させる場合でも、Ｖ含有量は０．１０％以下である。Ｖ含有量は、好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは０．０６％以下である。
　さらに、本実施形態に係る鋼板は、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Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
（Ｃａ：０％以上、０．００５％以下）
　Ｃａは、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、Ｃａ含有量は０．０００１％以上であってもよい。好ましくは０．００１％以上である。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、含有させる場合でも、Ｃａ含有量は０．００５％以下である。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００４％以下である。Ｃａ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含有量とは、希土類元素の含有量の合計量である。
　ＲＥＭは、Ｃａ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含有量は０．０００１％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という観点から、本実施形態では、含有させる場合でも、ＲＥＭ含有量は０．００５％以下である。ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．００３％以下である。ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。
（Ｚｒ：０％以上、０．００５％以下）
　Ｚｒは、Ｃａ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含有量は０．０００１％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という観点から、本実施形態では、含有させる場合でも、Ｚｒ含有量は０．００５％以下である。Ｚｒ含有量は、好ましくは０．００３％以下である。Ｚｒ含有量は０％であってもよい。
　引張強度：７８０ＭＰａ以上、９３０ＭＰａ以下
　降伏強度：６３０ＭＰａ以上、７５０ＭＰａ以下
　降伏比：８５％以下
　板厚：４０ｍｍ以上、１２０ｍｍ以下
　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。本実施形態に係る鋼板は、これらの要求に応えるため、板厚は４０ｍｍ以上、１２０ｍｍ以下、降伏強度は６３０ＭＰａ以上、７５０ＭＰａ以下、引張強度は７８０ＭＰａ以上、９３０ＭＰａ以下とする。また、耐震性の観点から、本実施形態に係る鋼板の降伏比は８５％以下である。降伏比の下限は限定されず、例えば、降伏比は７０％以上であってもよい。更に、建造の高能率化、耐震性の観点から、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７０Ｊ以上であることが好ましい。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。
　より好ましくは、入熱を６０～１５０ｋＪ／ｍｍとした大入熱溶接のＨＡＺにおける０℃でのシャルピー吸収エネルギーが、平均１００Ｊ以上であることが好ましい。ただし、通常、入熱は板厚に応じて決定される。
　ある入熱で溶接を行った場合のＨＡＺのシャルピー吸収エネルギーは、その入熱に相当する熱履歴を与える熱サイクル試験によって評価することができる。
　また、本実施形態に係る鋼板では、表面から板厚の１／４の位置で２２５点以上のビッカース硬さをマイクロビッカース硬さ試験で測定し、前記ビッカース硬さの、小さいほうから２０％までの値の平均値をＨｖｍｉｎ、大きいほうから２０％までの値の平均値をＨｖｍａｘとしたとき、Ｈｖｍｉｎ／Ｈｖｍａｘが０．８５以下である。
　Ｈｖｍｉｎ／Ｈｖｍａｘが０．８５以下であると、降伏比８５％以下を満足しやすくなる。一方、Ｈｖｍｉｎ／Ｈｖｍａｘが０．８５超になると、降伏比８５％以下を満たしにくくなるので好ましくない。
　Ｈｖｍｉｎ、Ｈｖｍａｘは、以下のように得る。
　鋼板のＬ断面（圧延方向に並行、板厚面）を機械研磨し、表面から板厚方向に鋼板の板厚の１／４の位置を中心とし、３０μｍ間隔で、各列１５点ずつを１５列、合計２２５点、またはそれ以上の点について、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４：２００９に準拠したビッカース硬さ（測定荷重１０ｇｆ）を測定する。
　Ｈｖｍｉｎは、得られたビッカース硬さの値を小さいほうから順に並べ、小さい方から全測定点数の２０％までの測定点の硬さの値（例えば５００点測定した場合には、小さい方から順に１～１００番目までのビッカース硬さ）を平均することで得る。
　また、Ｈｖｍａｘは、大きい方から全測定点数の２０％までの測定点の硬さの値を平均することで得る。
　本実施形態に係る鋼板では、ＨｖｍｉｎとＨｖｍａｘとが、下記の（２）式及び（３）式を満足する、ことが好ましい。
　７８０≦０．２５×Ｈｖｍｉｎ＋１．０７×Ｈｖｍａｘ＋３８７≦９３０　（２）
　－０．００１４６×Ｈｖｍｉｎ＋０．００２４６×Ｈｖｍａｘ＋０．６５９×Ｈｖｍｉｎ/Ｈｖｍax－０．１６３≦０．８５　（３）
　ＨｖｍｉｎとＨｖｍａｘとが上記関係を満たすことは、本実施形態に係る鋼板の化学組成を前提とすれば、金属組織がマルテンサイト（または焼き戻しマルテンサイト）とベイナイトとで構成されていることを示している。ＨｖｍｉｎとＨｖｍａｘとが上記関係を満たす場合、母材の引張強度、降伏強度、降伏比が上述した範囲を満足しやすくなる。
　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、ビッカース硬さの最大値Ｈｖｓが３２０以下
　本実施形態に係る鋼板は、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、ビッカース硬さの最大値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さの最大値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。
　鋼板表面を起点として深さ方向に３ｍｍまでの領域におけるビッカース硬さの最大値Ｈｖｓと鋼板１／４厚位置（表面から鋼板の板厚の１／４の位置）におけるビッカース硬さＨｖｑとの差ΔＨｖが７０以下
　本実施形態に係る鋼板は、表層領域でのビッカース硬さの最大値Ｈｖｓと鋼板１／４厚位置におけるビッカース硬さＨｖｑとの差ΔＨｖが７０以下であることが好ましい。ΔＨｖが７０超であると、表層領域のビッカース硬さの最大値Ｈｖｓが３２０を超える、または、鋼板の引張強度、降伏強度が規定を満足しなくなるおそれがある。
　表層領域のビッカース硬さ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　２２４４：２００９に準拠したビッカース硬さ（測定荷重１０ｋｇｆ）を３点測定し、その平均値を求める。
　また、鋼板１／４厚位置（表面から板厚の１／４の位置）におけるビッカース硬さＨｖｑは、鋼板のＬ断面（圧延方向に並行、板厚面）を機械研磨し、表面から板厚方向に鋼板の板厚の１／４の位置において、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４：２００９に準拠したビッカース硬さ（測定荷重１０ｋｇｆ）を３点測定し、その平均値とする。
　硬さ差ΔＨｖは、上記の方法で得られたＨｖｓとＨｖｑとから、下記（７）式にて計算される。
　　ΔＨｖ　＝　Ｈｖｓ　－　Ｈｖｑ　・・・（７）
　本実施形態に係る鋼板は、上述の通り、４０ｍｍ以上の板厚であっても、７８０ＭＰａ以上の高い引張強度を示す。そのため、高強度で厚手の厚鋼板が必要とされる用途に好適である。また、本実施形態に係る鋼板は、大入熱溶接ＨＡＺ靭性に優れる。そのため、特に、溶接施工能率の高い大入熱溶接が施され、ＨＡＺの靭性に対する要求レベルが高い用途に好適である。
　したがって、本実施形態に係る鋼板は、建築鉄骨用の四面ボックス柱など、ダイアフラム溶接（エレクトロスラグ溶接）が施され、ＨＡＺの靱性が要求される高強度厚鋼板に好適である。
　次に、本実施形態に係る鋼板の製造方法を説明する。
　本実施形態に係る鋼板は、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－分塊法等の方法で製造される。
　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、Ａｃ３以上の温度に再加熱されて、熱間圧延を施される。
　また、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。
　以下、本実施形態に係る鋼板の好ましい製造条件について説明する。
　上述した化学組成から構成され、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、１２０ｍｍ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℃以下に冷却され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を溶体化し、熱間圧延におけるＴｉＮの形成を促進するために、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ＴｉＮを形成し、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及び粒成長を抑制するＴｉＮが十分に確保される。
　一方、鋼片の加熱温度は、γ粒の粗大化を抑制によって、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。
　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Ａｒ３変態点以上であることが好ましい。このとき、熱間圧延終了時に鋼板の表層部の温度がオーステナイト（γ）／フェライト（α）の二相域であっても、板厚方向中心部の温度がγ単相域であれば問題はない。熱間圧延の終了温度は、７５０℃以上であってもよい。熱間圧延の終了温度は、金属組織の微細化とういう観点から、好ましくは９００℃以下である。本実施形態においては、Ａｒ３変態点は以下の（４）式によって求めることができる。
　Ａｒ３変態点＝８６８－３９６×Ｃ＋２４．６×Ｓｉ－６８．１×Ｍｎ－３６．１×Ｎｉ－２０．７×Ｃｕ－２４．８×Ｃｒ＋２９．１×Ｍｏ　…　（４）
　ここで、上記（４）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。
　熱間圧延後に直接焼入れする場合は、熱間圧延をγ単相域で終え、鋼板の材質を調整するために、引き続き、水冷が施される。
　一方、熱間圧延後に空冷される場合、鋼板は、γ単相域への再加熱とこれに続く焼入れ（γ再加熱焼入れ）が施される。
　また、熱間圧延後、直接焼入れまたはγ再加熱焼入れが施された鋼板は、材質を調整するために、各種の熱処理が施される。具体的には、これらの焼入れ処理（直接焼入れまたはγ再加熱焼入れ）が施された鋼板は、降伏比を低下させるために、オーステナイト（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（二相域焼入れ）が施される。ここで二相域とはＡｃ１変態点以上Ａｃ３変態点未満であり、Ａｃ１変態点及びＡｃ３変態点は、それぞれ、以下の（５）式及び（６）式によって求めることができる。
　しかしながら、Ａｃ１変態点直上では大部分がフェライト（α）相で、Ａｃ３変態点直下では大部分がオーステナイト（γ）相であり、実質的には二相域とは言えない。したがって、二相域焼入れの効果を得る場合、本実施形態に係る鋼板の化学組成の範囲では、再加熱温度は、７３０～８１０℃とする。再加熱温度は、７５０～８１０℃であることが好ましい。
　Ａｃ１変態点＝７５０．８－２６．６×Ｃ＋１７．６×Ｓｉ－１１．６×Ｍｎ－２２．９×Ｃｕ－２３．０×Ｎｉ＋２４．１×Ｃｒ＋２２．５×Ｍｏ－３９．７×Ｖ－５．７×Ｔｉ＋２３２．４×Ｎｂ－１６９．４×Ａｌ－８９４．７×Ｂ　…　（５）
　Ａｃ３変態点＝９１０－２０３×√Ｃ＋４４．７×Ｓｉ－３０×Ｍｎ－４００×Ａｌ－１５．２×Ｎｉ＋１０４×Ｖ＋３１．５×Ｍｏ＋１３．１×Ｗ＋１１×Ｃｒ＋２０×Ｃｕ－７００×Ｐ－４００×Ｔｉ　…　（６）
　ここで、上記（５）式及び（６）式中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｂ、Ｗ、Ｐ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、鋼板は、焼戻しが施される。焼戻し条件は、目標とする強度、降伏比、靱性に応じて適宜選択すればよいが（例えば３００～６００℃）、Ｈｖｍｉｎ、Ｈｖｍａｘ、Ｈｖｓ、ΔＨｖ等を上述した好ましい範囲とする場合、焼戻し温度は３５０℃以上、６００℃以下であることが好ましい。
　ここで、上述した熱間圧延の仕上げ温度、γ再加熱焼入れ温度、二相域焼入れ時の加熱温度、および焼戻し温度はすべて、板厚方向中心部での温度を指す。板厚方向中心部の温度は、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。
　以上の製造方法（直接焼入れまたはγ再加熱焼入れ＋二相域焼入れ＋焼戻しを含む製造方法）によって本実施形態に係る鋼板を製造することができる。
　本実施形態に係る鋼板は、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６０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接が施されても、良好なＨＡＺ靭性が確保される。
　また、本実施形態に係る大入熱高強度鋼板は、降伏強度が６３０ＭＰａ以上であり、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７０Ｊ以上となる。そのため、本実施形態に係る鋼板は建築鉄骨に好適であり、本実施形態に係る鋼板によって、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、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であった。鋼片は、連続鋳造後、室温まで冷却され、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。熱間圧延の仕上げ温度は、７５０℃以上、９００℃以下であった。熱間圧延後の鋼板に直接焼入れ（水冷）が施される場合は、熱間圧延の仕上げ温度は、γ単相域（Ａｒ３変態点以上）であった。
　次に、熱間圧延後の鋼板は、表３、表４に示す条件にて熱処理が施された。表３及び表４において、「γ再加熱焼入れ温度」とは、熱間圧延後に空冷された鋼板に、γ再加熱焼入れが施された場合の加熱温度であった。一方、「二相域焼入れ温度」とは、熱間圧延後に直接焼入れまたはγ再加熱焼入れが施され、更に、二相域焼入れが施された場合の加熱温度であった。
　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。各厚鋼板の化学組成は表１及び表２に示されており、板厚は表５及び６に示されている。表１及び表２に示されている炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、下記（１）式により求めた。
　上記の温度は、いずれも板厚方向中心部での温度である。
　表１～６において、下線は、本発明範囲外であることを示す。
　ＣｅｑＷＥＳ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４　…　（１）
　ここで、（１）式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは各元素の含有量［質量％］であり、含有しない（表中空欄の）元素の項には０を代入した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
＜母材の機械的性質＞
　また、製造された厚鋼板について、母材の機械的性質の評価が行われた。
　母材の機械的性質の評価、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、厚鋼板の表面から板厚の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室温で行われた。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。母材の吸収エネルギー（ＫＶ２（０℃））は、このようにして測定された３本の試験片の吸収エネルギーの平均値（相加平均）である。
　また、Ｈｖｓ、Ｈｖｑ、ΔＨｖ、Ｈｖｍｉｎ、Ｈｖｍａｘを上述の方法で得た。
＜熱サイクル試験＞
　また、製造された厚鋼板に対し、大入熱ＨＡＺの靭性を評価するため、熱サイクル試験が行われた。
　熱サイクル試験では、厚鋼板から採取した図１の形状の試験片（表中の数字の単位はｍｍ）に対し、エレクトロスラグ溶接したときに溶融線（Ｆｕｓｉｏｎ　Ｌｉｎｅ：ＦＬ）から母材側１ｍｍの領域（ＦＬ＋１ｍｍ）が受ける熱履歴を模擬した熱サイクル（溶接熱サイクル）を付与し、大入熱ＨＡＺ組織を模した組織を得た。具体的には、熱履歴として、室温から１４００℃まで１０℃／ｓの平均加熱速度で昇温したのち、１４００℃で６０ｓ保持し、その後、１０００℃までの平均冷却速度が３℃／ｓ、１０００℃から室温までの平均冷却速度が０．５℃／ｓとなるように冷却した。
　その後、熱サイクルを付与した試験片からシャルピー衝撃試験用の試験片が採取され、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２０１８に準拠し、０℃及び－２０℃での吸収エネルギーが測定された。
　表５及び表６には、厚鋼板の板厚、母材の機械的性質、熱サイクル試験での相当入熱量、ＨＡＺ靭性が示される。ＫＶ２（０℃）およびＫＶ２（－２０℃）は、それぞれ、０℃での吸収エネルギーおよび－２０℃での吸収エネルギーであり、それぞれの温度で測定された３本の試験片の吸収エネルギーの平均値（相加平均）である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表５に示されるように、本発明例の鋼板は、板厚が４０ｍｍ以上、１２０ｍｍ以下である場合において、６３０～７５０ＭＰａの降伏強度（ＹＳ）と、７８０～９３０ＭＰａの引張強度（ＴＳ）と、８５％以下の降伏比（ＹＲ）とを有する。さらに、本発明例の鋼板は大入熱溶接を模擬した熱サイクル試験後に、０℃で７０Ｊ以上の優れたＨＡＺ靱性を有する。また、試験温度－２０℃とした場合でも、２７Ｊ以上の非常に優れたＨＡＺ靱性を有する。
　一方、表６に示されるように、比較例Ｂ１～Ｂ１８の鋼板は化学組成が本発明の範囲から外れており、母材の機械的性質、ＨＡＺ靭性の少なくとも１つが劣る。
　符号Ｂ１８はＣ含有量が低すぎるために降伏強度、引張強度が劣り、降伏比も８５％超えている。符合Ｂ１はＣ含有量が高すぎるために、ＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｂ１１はＭｎ含有量が低すぎるため、降伏強度、引張強度が劣り、符合Ｂ２はＭｎ含有量が高すぎるためにＨＡＺ靱性が劣る。符合Ｂ３はＮｉ含有量が低すぎるためにＨＡＺ靱性が劣る。符合Ｂ４はＡｌ含有量が低すぎるために、符合Ｂ５はＡｌ含有量が高すぎるためにＨＡＺ靱性が劣る。符合Ｂ６はＢ含有量が多すぎるためにＨＡＺ靱性が劣る。
　符合Ｂ７はＴｉ含有量が低すぎるために降伏強度、引張強度およびＨＡＺ靱性が劣る。符合Ｂ８はＴｉ含有量が高すぎるためにＨＡＺ靱性が劣る。符合Ｂ９はＮ含有量が低すぎるためにＨＡＺ靱性が劣る。符合Ｂ１２はＮ含有量が高すぎるためにＨＡＺ靱性が劣る。符合Ｂ１０はＭｇ含有量が低すぎるために、符合Ｂ１３はＯ含有量が高すぎるために、ＨＡＺ靱性が劣る。符合Ｂ１４はＳｉ含有量が高すぎるために、符合Ｂ１５はＰ含有量が高すぎるために、符合Ｂ１６はＳ含有量が高すぎるために、ＨＡＺ靱性が劣る。
　符合Ｂ１７はＭｎ／Ｎｉが高すぎるためにＨＡＺ靱性が劣る。
　一方、比較例Ｂ１９～Ｂ２１の鋼板は、化学組成は好ましい範囲にあるものの、製造方法が好ましくなかったことで、母材の機械的性質が劣る。
　符号Ｂ１９は、化学組成は好ましい範囲にあるものの、二相域焼入れが実施されなかったことで、降伏比が８５％を超えている。
　符号Ｂ２０は、化学組成は好ましい範囲にあるものの、二相域焼入れの加熱温度が好ましい範囲でなかったことで、降伏比が８５％を超えている。
　符号Ｂ２１は、化学組成は好ましい範囲にあるものの、焼戻し熱処理が実施されなかったことで、ＹＳが７５０ＭＰａ、ＴＳが９３０ＭＰａを超えている。
　本発明によれば、新たな成分設計の指針に基づく、母材の強度及び大入熱溶接ＨＡＺの靭性の確保の両立が可能となる大入熱溶接用高強度鋼板を提供することができる。

Claims (7)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ　：０．０３％以上、０．１８％以下、
    　Ｍｎ：０．５％以上、１．５％以下、
    　Ｎｉ：１．０％以上、３．０％以下、
    　Ａｌ：０．００１０％以上、０．０１５０％以下、
    　Ｂ　：０．０００３％以上、０．００３０％以下、
    　Ｔｉ：０．００５％以上、０．０２０％以下、
    　Ｎ　：０．００１０％以上、０．０１００％以下、
    　Ｍｇ：０．０００３％以上、０．００５０％以下、
    　Ｏ　：０．００１０％以上、０．００４０％以下、
    　Ｃｕ：０％以上、２．０％以下、
    　Ｃｒ：０％以上、１．０％以下、
    　Ｍｏ：０％以上、１．０％以下、
    　Ｗ　：０％以上、１．０％以下、
    　Ｃｏ：０％以上、１．０％以下、
    　Ｎｂ：０％以上、０．１０％以下、
    　Ｖ　：０％以上、０．１０％以下、
    　Ｃａ：０％以上、０．００５％以下、
    　ＲＥＭ：０％以上、０．００５％以下、
    　Ｚｒ：０％以上、０．００５％以下
    を含有し、
    　Ｓｉ：０．３０％以下、
    　Ｐ　：０．０１５％以下、
    　Ｓ　：０．００５％以下
    に制限し、
    　残部がＦｅ及び不純物からなり、
    　Ｍｎ含有量とＮｉ含有量との比であるＭｎ/Ｎｉが０．８０以下であり、
    　下記（１）式で計算される炭素当量ＣｅｑＷＥＳが０．４３％以上、０．５３％以下であり、
    　引張強度が７８０ＭＰａ以上、９３０ＭＰａ以下であり、
    　降伏強度が６３０ＭＰａ以上、７５０ＭＰａ以下であり、
    　降伏比が８５％以下であり、
    　板厚が４０ｍｍ以上、１２０ｍｍ以下であり、
    　表面から板厚の１／４の位置で２２５点以上のビッカース硬さを測定し、前記ビッカース硬さの、小さいほうから２０％までの値の平均値をＨｖｍｉｎ、大きいほうから２０％までの値の平均値をＨｖｍａｘとしたとき、Ｈｖｍｉｎ／Ｈｖｍａｘが０．８５以下である、
    鋼板。
    　ＣｅｑＷＥＳ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４　…　（１）
    　ここで、（１）式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは各元素の含有量［質量％］であり、含有しない元素の項には０を代入する。
  2. 　前記化学組成が、
    　Ｃ：０．１２％以上、０．１８％以下、
    を含有する、
    請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記Ｈｖｍｉｎ及び前記Ｈｖｍａｘが、下記の（２）式及び（３）式を満足する、
    請求項１または２に記載の鋼板。
    　７８０≦０．２５×Ｈｖｍｉｎ＋１．０７×Ｈｖｍａｘ＋３８７≦９３０　（２）
    　－０．００１４６×Ｈｖｍｉｎ＋０．００２４６×Ｈｖｍａｘ＋０．６５９×Ｈｖｍｉｎ/Ｈｖｍaｘ－０．１６３≦０．８５　（３）
  4. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃｕ：０．１％以上、２．０％以下、
    　Ｃｒ：０．１％以上、１．０％以下、
    　Ｍｏ：０．１％以上、１．０％以下、
    　Ｗ　：０．１％以上、１．０％以下、
    　Ｃｏ：０．１％以上、１．０％以下、
    　Ｎｂ：０．００５％以上、０．１０％以下、
    　Ｖ　：０．００５％以上、０．１０％以下、
    　Ｃａ：０．０００１％以上、０．００５％以下、
    　ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．００５％以下、
    　Ｚｒ：０．０００１％以上、０．００５％以下
    からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、
    請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼板。
  5. 　前記表面を起点として深さ方向に３ｍｍまでの領域において、ビッカース硬さの最大値Ｈｖｓが３２０以下である、
    請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼板。
  6. 　前記表面を起点として深さ方向に３ｍｍまでの領域におけるビッカース硬さの最大値Ｈｖｓと前記表面から板厚の１／４の位置におけるビッカース硬さＨｖｑとの差ΔＨｖが７０以下である、
    請求項１～５のいずれか一項に記載の鋼板。
  7. 　６０～１５０ｋＪ／ｍｍの入熱に相当する溶接熱サイクルを付与したときの再現ＨＡＺにおける０℃でのシャルピー吸収エネルギーが、平均１００Ｊ以上である、
    請求項１～６のいずれか一項に記載の鋼板。
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