JP5895780B2 - 大入熱溶接熱影響部靭性に優れた鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、大入熱溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：以下、ＨＡＺと称することがある）靭性に優れた鋼板およびその製造方法に関する。

近年、溶接鋼構造物には、大型化、破壊に対する高い安全性、高能率溶接化、素材（鋼材）の経済性等が求められてきている。このような動向を受け、溶接鋼構造物に使用される鋼板に対し、（１）厚手高強度化、（２）大入熱溶接下での高ＨＡＺ靭性化、（３）低コスト化等のニーズが高まりつつある。

具体的には、（超）高層ビルに用いられる板厚５０〜１００ｍｍの厚手鋼板（以下、厚手材と称することがある）に対し、（１）降伏強度３２５〜６５０ＭＰａ、かつ引張強度４９０〜７２０ＭＰａの確保、（２）溶接入熱量２０ｋＪ／ｍｍ以上の溶接部のシャルピー衝撃吸収エネルギー：ｖＥ（０℃）≧７０Ｊの確保、（３）高価合金元素の低減（Ｎｉ量≦１．０質量％等）を同時に満たすことが要求される。

耐溶接冷間割れ性などの工作上の溶接性はもとより、使用性能上の溶接性、特にＨＡＺ靭性を考慮した前記強度クラスの鋼板においては、加工熱処理：ＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ−Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ）によって製造されることが多い。なかでも、板厚５０〜１００ｍｍの厚手鋼板では、加速冷却によっても十分な冷速が得られないことに起因して強度確保が困難なゆえに、ボロン（Ｂ）添加による高強度化を図るケースがある。Ｂは、圧延後のオーステナイト（γ）粒界に固溶状態で偏析し、γ粒界からのフェライト変態を抑制、すなわち焼入性を高める効果を有する。このため、Ｂ添加は、圧延後の加速冷却によっても十分な冷速が得られにくい厚手鋼板においても高強度化が図れる。

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

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

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

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

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

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

特許第３５９９５５６号公報 特開２００５−２９８９００号公報 特開２００７−２６２５０８号公報

ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ、６（１９９３）、６８４

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

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

本発明は上記実情に鑑みてなされたものであり、（１）板厚５０〜１００ｍｍ、降伏強度３２５〜６５０ＭＰａ、かつ引張強度４９０〜７２０ＭＰａの高強度で、（２）溶接入熱量≧２０ｋＪ／ｍｍでもｖＥ（０℃）≧７０Ｊとなる良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性を有し、（３）高価合金元素の低減（Ｎｉ≦１．０質量％等）等による低コストを実現できる大入熱溶接熱影響部靭性に優れた鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

（１） 質量％で、
Ｃ ：０．０５〜０．１２％
Ｓｉ：０．３％以下
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｐ ：０．０１５％以下
Ｓ ：０．００６％以下
Ｂ ：０．０００５〜０．００２０％
Ｖ ：０．０２〜０．１０％
Ａｌ：０．０１〜０．０７％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％
Ｎ ：０．００２〜０．００７％
Ｏ ：０．００４％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼成分であり、
下記式（１）の炭素当量Ｃｅｑが０．３４〜０．４５％であり、
下記式（２）の有効ボロン量ｅＢが０．０００１％以上、含有Ｂ量の１／２以下であり、下記式（３）の有効チタン量ｅＴｉが０．００５％以上であり、
下記式（６）のＢpが０．０２８〜０．２４％であり、
板厚が５０〜１００ｍｍであり、
溶接入熱量≧２０ｋＪ／ｍｍでもｖＥ（０℃）≧７０Ｊとなる良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性を有し、
降伏強度が３２５〜６５０ＭＰａであり、
引張強度が４９０〜７２０ＭＰａである
ことを特徴とする大入熱溶接熱影響部靭性に優れた鋼板。
ここで、
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ ・・・（１）
ｅＢ＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）｝ ・・・（２）
ｅＴｉ＝Ｔｉ−２ＯＴｉ ・・・（３）
Ｂp＝（８８４×[Ｃ]×（１−０．３×[Ｃ]²）＋２９４）×eＢ ・・・（６）
ただし、ＯＴｉは下記式（４）による。
ＯＴｉ＝Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．８９Ａｌ ・・・（４）ここで、式（４）のＯＴｉが負の値の場合、式（２）および式（３）のＯＴｉを０％とし、
Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）が負の値の場合、式（２）のＮ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）を０％とし、
式（１）、式（２）、式（３）、式（４）および式（６）に示す元素は、鋼中に含有されているそれぞれの元素の含有量（質量％）とし、不可避的不純物として混入した元素も計算に含める。

（２） 前記鋼成分が、さらに、質量％で、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００４％
Ｎｉ：０．０３〜０．８０％
Ｃｕ：０．０３〜１．２％
Ｃｒ：０．０３〜０．８０％
Ｍｏ：０．０３〜０．４％
Ｎｂ：０．００３〜０．０３％
ＲＥＭ：０．０００３〜０．０１％
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする、（１）に記載の大入熱溶接熱影響部靭性に優れた鋼板。

（３） 前記鋼成分が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００３〜０．００４％を含有し、かつ、前記式（１）の炭素当量Ｃｅｑが０．４３５以下であり、かつ、前記式（２）の有効ボロン量ｅＢが０．０００２％以上であることを特徴とする、（１）又は（２）に記載の大入熱溶接熱影響部靭性に優れた鋼板。

（４） （１）〜（３）のいずれか１項に記載の大入熱溶接熱影響部靭性に優れた鋼板の製造方法であって、（１）〜（３）のいずれか１項に記載の成分組成の連続鋳造スラブを、
１０００℃を超えて１３００℃以下に加熱した後、鋼表面温度が８５０℃以上で累積圧下量が５０％以上の圧延を行い、次いで鋼表面温度が８００℃以上から加速冷却を適用して５００℃以下まで冷却することを特徴とする大入熱溶接熱影響部靭性に優れた鋼板の製造方法。

（５） 前記加速冷却の後、さらに、３５０〜７００℃で５〜６０分の焼き戻し熱処理を施すことを特徴とする、上記（４）に記載の大入熱溶接熱影響部靭性に優れた鋼板の製造方法。

本発明の大入熱溶接熱影響部靭性に優れた鋼板およびその製造方法によれば、（１）板厚５０〜１００ｍｍ、降伏強度３２５〜６５０ＭＰａ、かつ引張強度４９０〜７２０ＭＰａの厚手高強度で、（２）溶接入熱量≧２０ｋＪ／ｍｍでもｖＥ（０℃）≧７０Ｊとなる良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性を有し、（３）高価合金元素の低減（Ｎｉ≦１．０質量％等）等による低い製造コストを実現できる。

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

（Ｃ量によって予想される最高硬さ）×（ｅＢの寄与）を指標とするＢｐと継ぎ手靭性との関係を示す図である。

以下、本発明の大入熱溶接熱影響部靭性に優れた鋼板およびその製造方法の実施の形態について説明する。

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

（超）高層ビル等の溶接構造物に使用される鋼板においては、（１）大きな板厚での高い強度、（２）良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性、（３）低い製造コスト等のニーズが高まっている。すなわち、具体的には、板厚が５０〜１００ｍｍであり、降伏強度が３２５〜６５０ＭＰａであり、引張強度が４９０〜７２０ＭＰａである低コストを実現できる溶接入熱量≧２０ｋＪ／ｍｍでもｖＥ（０℃）≧７０Ｊとなる良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性を有する鋼板が要求される。

このようなニーズに対し、本発明に係る大入熱溶接熱影響部靭性に優れた鋼板およびその製造方法を提供する。

本発明の要点は、ＴＭＣＰ型で製造する厚手鋼板において、強度、大入熱溶接ＨＡＺ靭性および低コスト等を同時に満足するため、ＢとＶを複合添加することを特徴とし、これら窒化物形成元素と結合するＮを精緻に制御することでγ中のＢとＶの存在状態を最適化し、母材と大入熱溶接ＨＡＺの変態組織を制御する技術である。具体的には、γ中のＢは、母材と大入熱溶接ＨＡＺの両方において、Ｂの一部をＢＮとして析出させる思想である。一方、γ中のＶは、母材では固溶Ｖとして、大入熱溶接ＨＡＺでは析出Ｖ（ＶＮ等）として利用する思想である。以下、詳細を説明する。

まず、本発明における最大のポイントである大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上させるための技術を説明するが、低コスト化の観点から高価合金であるＮｉに頼らずにＨＡＺ靭性の向上を図ることも本発明の特徴の一つでもある。

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

硬さとＭＡの両面から、本発明では炭素当量：Ｃｅｑを０．３４〜０．４５％に制限する。Ｃｅｑが０．４５％を超えると、ＨＡＺが有害なまでに硬化すると同時にＭＡが増加し、ＨＡＺが大きく脆化するからである。また、０．３４％未満であると十分な硬さ（強度）が得られない。

合金元素の総量規制とも言うべきＣｅｑが０．３４〜０．４５％であっても、Ｃ、Ｍｎ、あるいは選択的添加を許容するＣｒ、Ｍｏなど個々の元素が限定範囲を超えると、本発明のように中庸なＣｅｑでＨＡＺがベイナイト主体となる場合においては、ＨＡＺ硬化が大きく、脆化も大きい。これが後述する合金添加範囲を限定する大きな理由の一つである。

合金範囲の限定に当たり、本発明者らの広範な実験によれば、ベイナイト主体ＨＡＺではこれら合金の中で唯一Ｖのみが硬化しにくいことを知見した。この新知見に基づき、Ｖによる母材の強化分を相殺するようにＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏなどの合金元素を低減すれば、Ｃｅｑ低減分、もしくは同一ＣｅｑであってもＨＡＺ硬さは低減され、ＨＡＺ靭性が向上する。このような母材とＨＡＺでのＶ硬化挙動の差異を利用したＨＡＺ靭性向上技術は従来なかったものである。

次いで、化学量論的な計算上の有効ボロン量：ｅＢを０．０００１％以上、含有Ｂ量の１／２以下に制御することで、ＨＡＺにおいてＢ焼入性の過剰な発現を回避し、過度な硬化とＭＡ増加を抑える。

ＭＡの観点から、本発明では可能な限りＳｉを低減することが好ましい。また、Ｎｂは、従来、ＴＭＣＰ鋼において制御圧延効果を享受するため不可欠な元素とされるが、本発明のＴＭＣＰ条件では母材材質への寄与が小さいにも関わらずＭＡ生成を助長するため、これも可能な限り低減することが好ましい。さらに、ＭｏはＣｅｑの係数が大きく、Ｃとの相互作用も大きいために焼入性が高くＭＡ生成を助長するばかりでなく、比較的高価な元素でもあるので、本発明においては必要に応じて選択的に添加する場合でも、可能な限り低減することが好ましい。

さらに、有効結晶粒径の観点から、本発明では二つのＨＡＺ組織微細化技術を適用することが好ましい。第一の技術は、γ中のＢ析出物とＶ析出物を変態核として同時に利用することである。上記式（２）で表される有効ボロン量（ｅＢ）が０．０００１％以上、含有Ｂ量の１／２以下となるようにＮ量を適正に制御することで、大入熱溶接の冷却中にγ粒界やγ粒内にＢＮ、ＶＮあるいはＶ（Ｃ，Ｎ）が析出し、これらの単独あるいは複合の粒子がフェライトのみならずベイナイトの変態核としても有効に作用し、ＨＡＺ組織を微細化する。

また、ＨＡＺ組織を微細化する第二の技術は、ＣａやＭｇの適正添加によって微細な酸化物や硫化物を多数分散させ、γ粒成長をピン止め効果によって抑制することで、ベイナイトのパケットを微細化する。微細な酸化物や硫化物の一部にはＢ析出物やＶ析出物が複合析出し、ピン止め粒子に変態核としての機能が付加されることで、γ粒界から変態するベイナイトをより一層微細化する効果もある。以上のＨＡＺ組織微細化技術は、結果的にＨＡＺの焼入性を低めるので、硬さとＭＡを低減する観点からも貢献する。

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

以上説明した硬さ低減、ＭＡ低減、ＨＡＺ組織微細化の施策を通じて、本発明の大入熱溶接ＨＡＺはＮｉに頼ることなく高いｖＥ（０℃）を達成することができる。
上述した二つの制約、つまり、有効ボロン量（ｅＢ）が０．０００１％以上、含有Ｂ量の１／２以下でＣｅｑが０．４５％以下である場合に、残る技術課題である厚手高強度化のための技術を説明する。

板厚５０〜１００ｍｍの鋼板において所定の強度を確保するためには、鋼成分ならびにＴＭＣＰ条件を適正範囲に制御限定する必要があるのはいうまでもない。

まず、鋼成分の総量ともいえる下記式（１）に示す炭素当量Ｃｅｑは焼入性を表す指標でもあり、０．３４〜０．４５％にする必要がある。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
・・・（１）
炭素当量Ｃｅｑが０．３４％未満の低い焼入性では、ｅＢを制御し微量の固溶Ｂを利用する本発明においても板厚１００ｍｍの下で３２５ＭＰａ以上の降伏強度と４９０ＭＰａ以上の引張強度を安定的に確保するのは難しいので、炭素当量Ｃｅｑを０．３４％以上とした。一方、ＨＡＺの硬化とＭＡ生成を抑制するために、Ｃｅｑを０．４５％以下するが、０．４１％以下または０．３９％以下に制限してもよい。したがって、炭素当量Ｃｅｑを０．３４〜０．４５％とした。

本発明の鋼板の製造方法としては、前記した鋼成分のスラブは１０００℃を越えて１３００℃以下に加熱する必要がある。１０００℃以下の低温加熱では、凝固偏析した合金元素が十分に固溶せず析出物のまま残存する懸念があり、圧延後の加速冷却時において合金元素による焼入性が十分に発揮されず、強度を安定的に確保するのが難しい。一方、１３００℃を超える高温加熱だと、γ粒が著しく粗大化し、圧延によってもγ粒の細粒化が不十分となり、靭性を安定的に確保するのが難しい。

加熱されたスラブは、鋼表面温度が８５０℃以上で累積圧下量が５０％以上の圧延を行う必要がある。８５０℃未満の低温圧延を行うと、γが未再結晶化して焼入性が大幅に低下するため、限定されたＣｅｑ下で強度を安定的に確保するのが難しい。一方、８５０℃以上のγ再結晶域での累積圧下量が５０％未満であると、γ再結晶粒の細粒化が不十分となり、靭性を安定的に確保するのが難しい。

圧延終了後、鋼表面温度が８００℃以上から加速冷却を適用して５００℃以下まで冷却する必要がある。８００℃未満からの加速冷却を適用すると、圧延終了後から加速冷却開始までの間にγ再結晶粒が成長して靭性が劣化する懸念が生じる。一方、加速冷却を５００℃より高温で停止すると、本発明が対象とする板厚５０ｍｍ以上では、鋼板内部が十分冷却されないために変態が完了せず、加速冷却終了後は未変態部が放冷、すなわち徐冷されることになるため、ベイナイト組織分率が少なくなって強度が不足する。加速冷却においては、０．３ｍ^３／ｍ^２／ｍｉｎ以上の水量密度を確保することが、強度と靭性を両立するために好ましい。

さらに本発明では、強度を安定かつ十分に確保することを狙って、下記の二つの手段を講じる。

第一の手段は、ＴＭＣＰ条件の精緻な制御と、ｅＢを０．０００１％以上、含有Ｂ量の１／２以下に制御することでγ中に焼入性に寄与する固溶Ｂと変態核として寄与する析出Ｂ（ＢＮ）を併用することで、高強度と細粒化効果による高靭性に同時に達成するものである。

第二の手段は、Ｖ炭化物による析出強化を利用して母材強度を高める。本発明のＴＭＣＰ条件では、Ｖ添加が極めて有効な強化手段である。これは、鋼成分（Ｃｅｑ）とＴＭＣＰ条件を適正化して得られるベイナイト組織が加速冷却や焼戻処理においてＶ炭化物（ＶＣ、Ｖ_４Ｃ_３等）が微細高密度に析出する素地として好適なためである。本発明でＶを添加するもう一つの意義は先述した通り大入熱溶接ＨＡＺにある。

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

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

「Ｃ：炭素」０．０５〜０．１２％
Ｃは、強度向上のために重要な元素である。低温加熱、低温圧延を徹底したＴＭＣＰ型厚手鋼板において、所定の強度を安定確保するために、０．０５％以上のＣを含有させる必要がある。好ましくは、０．０６％以上または０．０７％以上のＣを含有させることにより、より安定して強度を高めることができる。また、後述する理由から、本発明ではＮｂ、Ｎｉ、Ｍｏの含有量を必要最小限に抑える必要があるので、これらの元素を増加して高強度化することは困難である。したがって、Ｃは非常に重要な強化元素である。さらに、Ｃは大入熱ＨＡＺにおけるＶ（Ｃ、Ｎ）変態核の析出を促す効果もある。しかしながら、良好なＨＡＺ靭性を安定確保するためには、Ｃを０．１２％以下に抑える必要がある。Ｃを０．１１％以下または０．１０％以下に制限してもよい。

「Ｓｉ：ケイ素」０．３％以下
Ｓｉは、脱酸作用を有するが、強力な脱酸元素であるＡｌが十分に含有されている場合には不要である。母材を強化する作用もあるが、他の元素に比べるとその効果は相対的に小さい。比較的高い炭素当量Ｃｅｑが必要となる本発明の大入熱溶接ＨＡＺでは、ＳｉはＭＡ生成を助長する危険性が高いため、０．３％以下に抑える必要がある。ＨＡＺ靭性の観点からＳｉを極力低くすることが好ましく、０．２０％以下、０．１６％以下または０．１３％以下に制限してもよい。

「Ｍｎ：マンガン」１．０〜２．０％
Ｍｎは、経済的に強度を確保するために１．０％以上の含有量が必要である。ただし、２．０％を超えてＭｎを含有させると、スラブの中心偏析の有害性が顕著となる上、大入熱溶接ＨＡＺの硬化とＭＡ生成を助長して脆化させるため、これを上限とする。強度を確保するためには、Ｍｎを１．１％以上または１．２％以上に制限してもより。大入熱溶接ＨＡＺの硬化とＭＡ生成を抑制するために、１．８％以下、１．６％以下または１．５％以下に制限してもよい。

「Ｐ：リン」０．０１５％以下
Ｐは、不純物元素であり、良好な脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接ＨＡＺ靭性を安定的に確保するために、０．０１５％以下に低減する必要がある。

「Ｓ：硫黄」０．００６％以下
Ｓは、０．００５％以下に抑える必要がある。Ｓが０．００６％を超えると、硫化物の一部が粗大化して破壊起点として有害性をもたらし、母材と大入熱溶接ＨＡＺの靭性が劣化する。靭性向上のため、Ｓを０．００４％以下または０．００３％以下に制限してもよい。

「Ｂ：ボロン（ホウ素）」０．０００５〜０．００２０％
Ｂは、本発明の特徴的な元素である。すでに詳述したように、本発明では母材と大入熱溶接ＨＡＺの両方において、γ中に一部を固溶Ｂとして存在させるとともに、一部をＢＮとして析出させるため、下記式（２）で示す有効ボロン量ｅＢを０．０００１％以上、含有Ｂ量の１／２以下に制御する。γ中に析出させたＢＮは変態核として作用し、ＨＡＺの組織微細化、硬さ低減、ＭＡ低減を通じて靭性を高める。これらのために、Ｂを０．０００５％以上含有させる必要がある。必要に応じて、Ｂを０．０００８％以上に制限しても良い。一方、０．００２０％を超えてＢを含有させると、粗大なＢ析出物が生成してＨＡＺ靭性が劣化するため、これを上限とする。過剰な固溶Ｂ、すなわち過度な焼入性制御とＨＡＺ靭性向上を高位安定して両立させるため、Ｂを０．００１５％以下に制限しても良い。
ｅＢ＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）｝ ・・・（２）

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

「Ａｌ：アルミニウム」０．０１〜０．０７％
Ａｌは、脱酸を担い、Ｏ（酸素）を低減して鋼の清浄度を高めるために必要である。Ａｌ以外のＳｉ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ等も脱酸作用があるが、たとえこれらの元素が含有される場合でも、０．０１％以上のＡｌがないと安定的にＯを０．００４％以下に抑えることは難しい。ただし、Ａｌが０．０７％を超えるとアルミナ系粗大酸化物がクラスター化する傾向を強め、破壊起点としての有害性が顕在化するため、これを上限とする。Ａｌを０．０６％以下、０．０４％または０．０３％以下に制限することがより好ましい。

「Ｔｉ：チタン」０．００５〜０．０２％、
「Ｎ：窒素」０．００２〜０．００７％、
「ｅＢ：有効ボロン量」０．０００１％以上、含有Ｂ量の１／２以下、
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時と大入熱溶接ＨＡＺでピン止め粒子として作用し、γ細粒化を介して母材やＨＡＺの組織を微細化して靭性を高める。そして、ＴｉＮを形成した残りのＮはＢと結合してＢＮを形成し、さらにγ中に固溶Ｂとしても存在させ、Ｂ焼入性をも活用する。以上の効果を同時に発揮するために、Ｔｉを０．００５〜０．０２％、Ｎを０．００２〜０．００７％、ｅＢを０．０００１％以上、含有Ｂ量の１／２以下とする必要がある。ＴｉとＮが、それぞれ０．００５％、０．００２％に満たないと、ＴｉＮによるピン止め効果が十分に発揮されず、母材とＨＡＺの靭性が劣化する。ＴｉとＮがそれぞれ０．０２％、０．００７％を超えると、ＴｉＣ析出や固溶Ｎ増加によって母材とＨＡＺの靭性が劣化する。さらに、ＴｉとＮが適正範囲にあっても。ｅＢが含有Ｂ量の１／２を超えると、γ中の固溶Ｂ量が過剰となってＢ焼入性が過度に発現し、母材強度のばらつきやＨＡＺの硬化（脆化）をもたらす。Ｔｉは０．０１５％以下に制限することがより好ましい。なお、Ｎ量は、含有量の前記の範囲に限定するが、後述するｅＢ、ｅＴｉを制御する上で自ずと制約されるものである。

以下に、有効ボロン量：ｅＢの考え方を説明する。なお、以下に示す元素を含む式において、元素は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。

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

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

Ｔｉよりも脱酸力の強いこれらの元素によって脱酸が完了しない場合、これらの強脱酸元素による脱酸後に残存し。弱脱酸元素であるＴｉによって脱酸され得る残存酸素量ＯＴｉ（％）は、下記式（４）で表される。
ＯＴｉ（％）＝Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．８９Ａｌ ・・・ （４）
ただし、上記式（４）において、不可避的不純物扱いの成分元素も計算に含める。また、ＯＴｉが０％より小さい場合、残存酸素量ＯＴｉを０％とみなす。

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

このｅＴｉが、ＨＡＺ靭性改善効果があるＴｉＮを生成するＴｉ量となる。脱酸で消費されるＴｉを差し引いた残りのＴｉが０．００５％未満であると、ＴｉＮによるピン止め効果が十分に発揮されず、厚手母材と大入熱溶接ＨＡＺ靭性が劣化する。このため、ｅＴｉを０．００５％以上確保する必要がある。

また、脱酸で残った０．００５％以上のＴｉがＴｉＮを形成した後に残存する窒素量Ｎｒは、下記式（５）で表される。
Ｎｒ（％）＝Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ） ・・・（５）
ここで、Ｎｒが正の値の場合には窒素が残存していることを、Ｎｒが０または負の値の場合にはＮが残存していないことを意味する。
Ｎｒ＞０の場合：Ｎが残る
Ｎｒ≦０の場合：Ｎが残らない

また、Ｎｒが０％より大きくなる場合、つまり窒素が残存している場合は、Ｂの一部がＢＮとして消費されるので、下記式（２）によって有効ボロン量ｅＢが計算される。
ｅＢ（％）＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）｝ ・・・（２）

また、Ｎｒが０または負の値となって窒素が残らない場合は、ｅＢは、鋼中に含有されるＢ量となる。つまり、Ｎｒが０％より小さい場合、Ｎｒ＝Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）を０％として式（２）の計算を行うと、ｅＢを算出できる。

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

また、有効ボロン量ｅＢの導出式の概念を、低温側から高温側に遡って示すと以下のようになる。
有効ボロン量ｅＢ（％）＝成分Ｂ量−（Ｂ ａｓ ＢＮ）
→（Ｂ ａｓ ＢＮ）＝０．７７｛Ｎ−（Ｎ ａｓ ＴｉＮ）｝
→（Ｎ ａｓ ＴｉＮ）＝０．２９｛（Ｔｉ−（Ｔｉ ａｓ Ｔｉ_２Ｏ_３）｝
→（Ｔｉ ａｓ Ｔｉ_２Ｏ_３）＝２｛Ｏ−（Ｏ ａｓ ＣａＯ）−（Ｏ ａｓ ＭｇＯ）−（Ｏ ａｓ ＲＥＭ_２Ｏ_３｝−（Ｏ ａｓ ＺｒＯ_２）−（Ｏ ａｓ Ａｌ_２Ｏ_３）｝
→（Ｏ ａｓ ＣａＯ）＝０．４Ｃａ
→（Ｏ ａｓ ＭｇＯ）＝０．６６Ｍｇ
→（Ｏ ａｓ ＲＥＭ_２Ｏ_３）＝０．１７ＲＥＭ
→（Ｏ ａｓ Ａｌ_２Ｏ_３）＝０．８９Ａｌ

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

液相（溶鋼中）での脱酸反応（１６００℃付近）
Ｏとの化学的親和力の強い順にＣａＯ→ＭｇＯ→ＲＥＭ_２Ｏ_３→Ａｌ_２Ｏ_３の反応が生じ、溶鋼中の溶存Ｏが減少していく。これで脱酸が完了する場合は、ＯＴｉ≦０で表される。脱酸が完了せずに溶存Ｏが残る場合は、ＯＴｉ＞０、Ｔｉｅｆ＝Ｔｉ−２ＯＴｉ≧０．００５（％）で表され、Ａｌより弱脱酸元素であるＴｉがＴｉ_２Ｏ_３として脱酸に寄与し、成分Ｔｉから脱酸で消費されたＴｉ ａｓ Ｔｉ_２Ｏ_３を差し引いた残りの有効チタン量ｅＴｉが０．００５％以上となる。

固相（凝固γ中）での脱窒反応（１３００℃付近〜８００℃付近）
Ｎとの化学的親和力の強い順にＴｉＮ→ＢＮ→ＡｌＮの反応が生じ、固相γ中の固溶Ｎが減少していく。まず、脱酸で消費された残りのＴｉが脱窒反応を起こす。これで脱窒が完了する場合は、Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）≦０で表され、γ中に固溶Ｎが存在しないので、ＢがＢＮを形成せずにすべてが固溶Ｂとして存在する。一方、Ｔｉによって脱窒が完了せず、固溶Ｎが残る場合は、Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）＞０で表され、Ｂの一部がＢＮを生成して残りが固溶Ｂとなる。

一方、Ｔｉよりも脱酸力の強い元素によって脱酸が完了する場合には、下記式を満たす。

ＯＴｉ≦０
この場合、Ｔｉは脱酸では消費されない。ＴｉがＴｉＮを形成し、Ｎが残る場合は下記式を満たす。

Ｎ−０．２９Ｔｉ＞０
この際のｅＢは下記式で計算される。

ｅＢ（％）＝Ｂ−０．７７（Ｎ−０．２９Ｔｉ）
ＴｉがＴｉＮを形成し、Ｎが残らない場合は下記式を満たす。

Ｎ−０．２９≦０
この際のｅＢは下記式で計算される。

ｅＢ（％）＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）｝
ここで、Ｔｉ−２ＯＴｉは、有効チタン量ｅＴｉである。

上記各式において、式（Ｎ−０．２９ｅＴｉ）はＴｉによって脱窒された残りのＮであり、Ｂと結合してＢＮを形成しうる。このとき１個のＢに対して１個のＮが結合する。したがって、ＢＮを質量％で考えると、Ｂの原子量は１０．８であり、Ｎの原子量は１４である。よって、ＢＮを構成するＢはＮ（ここではＮ−０．２９ｅＴｉ）の０．７７倍の質量と計算される。これが脱窒で消費されるＢの量である。

また、上記各式において、式（Ｎ−０．２９ｅＴｉ）における０．２９ｅＴｉは、Ｎ ａｓ ＴｉＮを意味する。ここで、原子量はＴｉが４８でＮが１４であるから、ｅＴｉ（脱酸で消費されたＴｉを差し引いた残りのＴｉ）の質量％に対して１４／４８＝０．２９のＮが結合する。また、Ｎ−０．２９Ｔｉ≦０であれば、ＮはすべてＴｉＮで固定され、γ素地中に固溶Ｎは存在しない。一方、Ｎ−０．２９ｅＴｉ＞０ならば、γ素地中にはＴｉＮの他に固溶Ｎが存在するので、この固溶Ｎは、Ｂと結合してＢＮを生成し、有効ボロン量を減少させる。

下記式（６）で示すＢｐは、多数の実験室溶製鋼での解析から導出した経験式であり、（Ｃ量によって予想される最高硬さ）×（ｅＢの寄与）でパラメータ化したものである。
Ｂp＝（８８４×[Ｃ]×（１−０．３×[Ｃ]²）＋２９４）×eＢ ・・・（６）

有効ボロン量ｅＢが高いほど、ＨＡＺ硬さが高くなりやすく、特に今回のような大入熱溶接の粗大なＨＡＺ組織における靭性に大きく影響する。

図１は、横軸にＢｐ、縦軸に継ぎ手靭性をとったもので、○はｖＥ０，●はｖＥ−２０のデータである。図１のように、Ｂｐが０．２４％を超えると溶接ＨＡＺの著しい硬さ上昇を引き起こし、ＨＡＺ靭性が劣化するため、上限を０．２４％に限定した。なお、下限については、本発明が限定するＣ、ｅＢの最小値であるそれぞれ０．０５％、０．０００１％の時、Ｂｐは最小値０．０２８％となり自ずと限定され、これを下限値とする。

「Ｏ：酸素」０．００４％以下
Ｏは、０．００４％以下に抑える必要がある。Ｏが０．００４％を超えると、酸化物の一部が粗大化して破壊起点として有害性をもたらし、母材と大入熱溶接ＨＡＺの靭性が劣化する。一方で、ＨＡＺのピン止め効果を利用する際には、Ｏは０．００１％以上確保する必要がある。その理由は、ＨＡＺの溶融線近傍において、ＨＡＺ靭性を高めるためにＣａやＭｇの適正添加によって微細な酸化物を多数分散させた場合に、ピン止め効果を強化してγ細粒化を図るためである。Ｏが０．００１％未満だと、酸化物個数が不足して十分なピン止め効果が得られない場合がある。

「Ｃａ：カルシウム」０．０００３〜０．００４％、
「Ｍｇ：マグネシウム」０．０００３〜０．００４％、
Ｃａ、Ｍｇは、溶鋼への添加順序を考慮しつつ、一方あるいは両方を０．０００３％以上含有させることで、ＣａやＭｇを含有する１０〜５００ｎｍの酸化物や硫化物を１０００個／ｍｍ^２以上確保することができる。ＣａやＭｇが０．０００３％未満だと、大入熱溶接ＨＡＺのピン止め粒子である酸化物や硫化物の個数が不足する場合がある。しかしながら、それぞれ０．００４％超含有させると、酸化物や硫化物が粗大化してピン止め粒子の個数が不足すると同時に、破壊起点としての有害性も顕著となり、良好なＨＡＺ靭性が得られない場合がある。なお、Ｎｂを添加する場合には、大入熱溶接ＨＡＺのピン止め効果による細粒化効果を併用が好ましいので、Ｍｇを添加することが望ましい。

「Ｎｉ：ニッケル」０．０３〜０．８０％
Ｎｉは、靭性の劣化を抑えて強度を確保するために有効である。そのためには０．０３％以上のＮｉを含有させることが好ましい。しかしながら、Ｎｉは合金コストが非常に高い上に、表面疵の手入れ工程が発生するという問題がある。したがって、Ｎｉは０．８０％以下に抑えることが好ましい。また、Ｎｉの含有量は極力低くすることが好ましく、０．７０％以下、０．５０％以下または０．３０％以下に制限しても良い。

「Ｃｕ：銅」０．０３〜１．２％
「Ｃｒ：クロム」０．０３〜０．８０％
「Ｍｏ：モリブデン」０．０３〜０．４％
Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは、強度を確保するために有効であり、その効果を享受するため少なくとも０．０３％以上の含有が必要である。一方、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を劣化させる観点から、それぞれ１．２％、０．８０％、０．４％が上限である。ＭｏはＮｉ同様に高価な元素であり、さらにＨＡＺのＭＡ生成を助長する危険性も高いので、Ｍｏの含有量はＮｉ同様に極力低くすることが好ましい。ＨＡＺ靭性向上のため、Ｃｕ、Ｃｒを０．５％以下または０．３％以下に、Ｍｏを０．３％以下または０．１％以下に制限しても良い。

「Ｎｂ：ニオブ」０．００３〜０．０３％
Ｎｂは、焼入性と析出の両面から強度を確保するために有効である。しかし、圧延γ再結晶化や大入熱溶接ＨＡＺ靭性に対してＮｂは有害である。Ｎｂの強度向上効果を享受するためには、０．００３％以上のＮｂを含有させることが好ましい。より好ましくは、０．００８％以上含有させると良い。しかし、多過ぎる添加は圧延γ再結晶化や大入熱溶接ＨＡＺ靭性に対するＮｂの有害さが顕在化するため、本発明では０．０３％以下の微量Ｎｂしか含有させないことが好ましい。０．０２％以下、０．０１％以下に抑えることがより好ましい。他の元素添加により強度確保が可能であれば、Ｎｂを含有しないことがＨＡＺ靭性の観点からさらに好ましい。

「ＲＥＭ：希土類元素（ランタノイド系元素）」０．０００３〜０．０１％
ＲＥＭ（希土類元素）は、脱酸と脱硫に関与して、中心偏析部の粗大な延伸ＭｎＳの生成を抑えて硫化物を球状無害化し、母材と大入熱溶接ＨＡＺの靭性を改善する。これらの効果を発揮するためには、少なくとも０．０００３％である。ただし、含有量を増やしても効果は飽和するため、経済性の観点から上限は０．０１％である。なお、本発明で含有するＲＥＭとは、ＬａやＣｅなどのランタノイド系元素である。
なお、鋼成分の残部はＦｅおよび不可避不純物である。

以上説明したように、本発明に係る大入熱溶接熱影響部靭性に優れた鋼板およびその製造方法によれば、（１）板厚５０〜１００ｍｍ、降伏強度３２５〜６５０ＭＰａ、かつ引張強度４９０〜７２０ＭＰａの厚手高強度で、（２）溶接入熱量≧２０ｋＪ／ｍｍでもｖＥ（０℃）≧７０Ｊとなる良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性を有し、（３）高価合金元素の低減（Ｎｉ≦１．０質量％等）等による低い製造コストを実現できる。

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

以下、本発明に係る大入熱溶接熱影響部靭性に優れた鋼板およびその製造方法の実施例を挙げ、本発明をより具体的に説明するが、本発明は、もとより下記実施例に限定されるものではなく、前、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。

（サンプル作製）
製鋼工程において溶鋼の脱酸・脱硫と鋼成分を制御し、連続鋳造によって表１に示す鋼成分のスラブを作製した。そして、前記スラブを表２に示す製造条件で板厚５０〜１００ｍｍの厚鋼板を作製した。

鋼成分、製造条件とも本発明が限定する範囲（特許請求の範囲）にある鋼１〜２４の本発明例は、表３に示すように、母材の強度（降伏強度、引張強度）・靭性はもとより、溶接入熱５０ｋＪ／ｍｍ超のエレクトロスラグ溶接（ＥＳＷ）継手靭性もきわめて良好であることが確認された。

これに対し、比較例である鋼２５〜３４は、鋼成分が本発明の限定範囲を逸脱しているため、母材特性および／またはＥＳＷ継手靭性が本発明例に対し明らかに劣る。

すなわち、鋼２５は、Ｃ量が低いため、継手靭性は良好であるが、製造条件が適正であっても強度が低い。鋼２６は、逆にＣ量が高いため、製造条件が適正であっても母材靭性が低く、継手靭性にも劣る。鋼２７は、Ｍｎ量が低く、Ｃｅｑも低いため、継手靭性は良好であるが、製造条件が適正であっても強度が低い。鋼２８は、Ｍｎ量が高く、Ｃｅｑも高いため、製造条件が適正であっても母材靭性が低く、継手靭性も劣る。鋼２９は、Ｂ量が低いためｅＢ量が低く（負の値）、製造条件が適正であっても強度が低く、継手靭性も劣る。鋼３０は、Ａｌ量が低いのに加え、ｅＴｉ量も低いため、継手靭性が劣る。鋼３１は、Ｔｉ量が低いためｅＴｉ量が低いだけでなく、ｅＢ量も低い（負の値）のため、母材靭性、継手靭性ともに劣る。鋼３２は、Ｎ量が低く、ｅＢ量が高すぎるため、強度がやや高く、母材靭性、継手靭性に劣る。鋼３３は、Ｓｉ量が高いため、特にＨＡＺでＭＡ−ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔの生成が顕著となって、継手靭性に劣る。鋼３４は、Ｖが無添加のため、ＨＡＺの組織制御が不十分となって、継手靭性に劣る。

Claims (5)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０５〜０．１２％
   Ｓｉ：０．３％以下
   Ｍｎ：１．０〜２．０％
   Ｐ ：０．０１５％以下
   Ｓ ：０．００６％以下
   Ｂ ：０．０００５〜０．００２０％
   Ｖ ：０．０２〜０．１０％
   Ａｌ：０．０１〜０．０７％
   Ｔｉ：０．００５〜０．０２％
   Ｎ ：０．００２〜０．００７％
   Ｏ ：０．００４％以下
   を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼成分であり、
   下記式（１）の炭素当量Ｃｅｑが０．３４〜０．４５％であり、
   下記式（２）の有効ボロン量ｅＢが０．０００１％以上、含有Ｂ量の１／２以下であり、下記式（３）の有効チタン量ｅＴｉが０．００５％以上であり、
   下記式（６）のＢpが０．０２８〜０．２４％であり、
   板厚が５０〜１００ｍｍであり、
   溶接入熱量≧２０ｋＪ／ｍｍでもｖＥ（０℃）≧７０Ｊとなる良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性を有し、
   降伏強度が３２５〜６５０ＭＰａであり、
   引張強度が４９０〜７２０ＭＰａである
   ことを特徴とする大入熱溶接熱影響部靭性に優れた鋼板。
   ここで、
   Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ ・・・（１）
   ｅＢ＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）｝ ・・・（２）
   ｅＴｉ＝Ｔｉ−２ＯＴｉ ・・・（３）
   Ｂp＝（８８４×[Ｃ]×（１−０．３×[Ｃ]²）＋２９４）×eＢ ・・・（６）
   ただし、ＯＴｉは下記式（４）による。
   ＯＴｉ＝Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．８９Ａｌ ・・・（４）ここで、式（４）のＯＴｉが負の値の場合、式（２）および式（３）のＯＴｉを０％とし、
   Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）が負の値の場合、式（２）のＮ−０．２９（Ｔｉ−２ＯＴｉ）を０％とし、
   式（１）、式（２）、式（３）、式（４）および式（６）に示す元素は、鋼中に含有されているそれぞれの元素の含有量（質量％）とし、不可避的不純物として混入した元素も計算に含める。
2. 前記鋼成分が、さらに、質量％で、
   Ｍｇ：０．０００３〜０．００４％
   Ｎｉ：０．０３〜０．８０％
   Ｃｕ：０．０３〜１．２％
   Ｃｒ：０．０３〜０．８０％
   Ｍｏ：０．０３〜０．４％
   Ｎｂ：０．００３〜０．０３％
   ＲＥＭ：０．０００３〜０．０１％
   のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の大入熱溶接熱影響部靭性に優れた鋼板。
3. 前記鋼成分が、さらに、質量％で、
   Ｃａ：０．０００３〜０．００４％を含有し、かつ、前記式（１）の炭素当量Ｃｅｑが０．４３５以下であり、かつ、前記式（２）の有効ボロン量ｅＢが０．０００２％以上であることを特徴とする、請求項１又は請求項２に記載の大入熱溶接熱影響部靭性に優れた鋼板。
4. 請求項１〜３のいずれか１項に記載の大入熱溶接熱影響部靭性に優れた鋼板の製造方法であって、請求項１〜３のいずれか１項に記載の成分組成の連続鋳造スラブを、
   １０００℃を超えて１３００℃以下に加熱した後、鋼表面温度が８５０℃以上で累積圧下量が５０％以上の圧延を行い、次いで鋼表面温度が８００℃以上から加速冷却を適用して５００℃以下まで冷却する
   ことを特徴とする大入熱溶接熱影響部靭性に優れた鋼板の製造方法。
5. 前記加速冷却の後、さらに、３５０〜７００℃で５〜６０分の焼き戻し熱処理を施すことを特徴とする、請求項４に記載の大入熱溶接熱影響部靭性に優れた鋼板の製造方法。

Images