JP5276871B2 - 溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比厚鋼板 - Google Patents
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Description
本発明は、建築、船舶、海洋構造物等の溶接構造物に適用される鋼板に関するものであり、殊に超大入熱溶接したときに熱影響を受ける部位（以下、「ＨＡＺ」と呼ぶことがある）の靭性に優れた低降伏比厚鋼板に関するものである。
船舶、建築、海洋構造物等の各分野における構造物は、鋼材を溶接によって接合して構築されるのが一般的であるが、こうした構造物に使用される鋼材には、安全性確保の観点から、鋼材強度は勿論、溶接部の靭性も良好であることが要求される。
近年、溶接構造物の大型化に伴い、構造物の施工効率の向上と施工コストの低減の観点から、溶接施工効率の向上が求められ、溶接入熱の増大が指向されている。特に、溶接入熱が２０ｋＪ／ｍｍ以上となるような大入熱溶接が実施される傾向がある。
上記のような大入熱溶接を実施するに当たっては、溶接母材(被溶接材としての鋼板)の熱影響を受けるＨＡＺ［溶接金属と母材との界面（ボンド部）よりも母材側数ｍｍの位置］における靭性が問題となる。このＨＡＺは、溶接時に母材が溶融点直下の高温に晒され、金属組織におけるオーステナイト粒が粗大になり易く、しかも溶接入熱の増大によって冷却速度も遅くなるので、粗大組織が形成されやすい。こうしたことが原因して、ＨＡＺ靭性が低下しやすいという問題があった。
大入熱溶接法を採用した場合のＨＡＺ靭性劣化を抑制する鋼板として、これまでにも様々なものが提案されており、例えば特許文献１、２には、ＴｉＮを鋼板中に微細分散させると共に、ＭｎＳを複合析出させてオーステナイト粒の粗大化防止を抑制することにより、ＨＡＺ靭性を改善する技術が提案されている。また特許文献３、４には、微細析出させたＴｉ酸化物をフェライト変態の核生成サイトとして利用し、溶接ボンド部近傍の靭性を改善する技術が提案されている。
特許文献５には、溶接時の冷却過程でＴｉＮ等を起点として析出するＢＮを、フェライト変態の核生成サイトとして利用し、ＨＡＺ靭性を改善する技術が提案されている。
ところで、固溶Ｎが多過ぎるとＨＡＺ靭性が劣化することも知られており、ＨＡＺ靭性の改善には低Ｎ化が図られるのが一般的である（例えば、非特許文献１）。また特許文献６では、固溶Ｎを徹底的に低減するという観点から、Ｔｉと十分な量のＡｌを含有させ、更に微細酸化物としてＣａ酸化物を活用することによって、超大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性を向上させる技術も提案されている。
一方、特許文献７には、ＣａＳを活用することによって、大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性の改善を図る技術も提案されている。
特開平２−２５０９１７号公報
特開平２−２５４１１８号公報
特開昭６０−２４５７６８号公報
特開昭６１−７９７４５号公報
特開昭６１−２５３３４４号公報
特開２００１−１０７１７７号公報
特開２００１−３５６３７９号公報
溶接学会論文集、ｖｏｌ．１３，Ｎｏ．４，Ｐ７５８−７６６，（１９８５年１１月発行）
しかしながら、これまで提案されてきた技術ではいずれも、ＨＡＺ靭性を根本的に改良し得るに至っておらず、夫々下記のような問題がある。
ＴｉＮを鋼中に微細分散させる技術 (前記特許文献１、２、５）では、大入熱溶接を行ったときに、溶接ボンド部近傍が高温に長時間加熱されることになるので、ＴｉＮが溶解してしまい、結晶粒の粗大化を抑制することができず、良好なＨＡＺ靭性を得ることができないのが実情である。
またＴｉ酸化物を微細析出させる技術（前記特許文献３、４）では、酸化物を鋼中に均一に分散させることが困難であるので、ＨＡＺ靭性を良好にすることができない、といった問題がある。固溶Ｎを低減する技術では(前記特許文献６、非特許文献１)、過剰のＴｉを含有させると固溶Ｔｉ量が増加することになって、逆に脆化組織が生成するという問題がある。
またＣａＳを活用する技術（前記特許文献７）では、ＣａＳが比較的粗大なものとなるため、ＨＡＺ靭性を十分に向上させるには至っていない。尚、この技術では、ＴｉＮを併用することも考慮されているが、ＴｉＮによるフェライト生成能との相乗効果を十分に活用できておらず、大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性を改善する効果は十分ではないと考えられる。
一方、建築物など鋼構造物の大型化に伴い、使用される鋼材重量削減の必要性の観点から、使用される鋼材には、高強度化が求められている。また、構造物の安全性の観点からは、降伏比の低いことが求められている。低降伏比を示す厚鋼板は、例えば降伏点以上の応力が負荷されても、破壊までに許容される応力が大きく、また、一様伸びも大きいので、降伏応力を超える応力が負荷される大地震に遭遇しても、地震エネルギ−を吸収し、破壊に至らないという利点がある。
しかしながら、従来の技術では、再加熱処理を必要とし、工程数が増加するため生産能率が低下し、製造コストが高騰するという問題があった。
本発明は、こうした従来技術における課題を解決するためになされたものであって、その目的は、溶接入熱が２０ｋＪ／ｍｍ以上であるような超大入熱溶接を行った場合は勿論のこと、例えば溶接入熱が５ｋＪ／ｍｍ以上であるような入熱量が比較的大きくなるような溶接を行った場合でも、優れたＨＡＺ靭性を有した低降伏比厚鋼板を、オンラインでしかも高い生産能率で提供することにある。
上記目的を達成し得た本発明の厚鋼板（以下、単に「鋼板」ということがある）とは、Ｃ：０．０３〜０．１５０％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．５０％以下（０％を含む）、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００５〜０．０６％、Ｔｉ：０．００８〜０．０３０％、Ｎ：０．００５０〜０．０１０％、Ｃａ：０．００１０〜０．００３５％、およびＯ：０．００３％以下（０％を含まない）を夫々含有すると共に、
フェライトの分率が５〜５０面積％で、フェライトの平均円相当直径が１００μｍ以下であり、且つ硬質相の平均硬さがＨＶ１５０〜４００であって、下記（１）、（２）式で規定される関係を夫々満足する点に要旨を有するものである。
フェライトの分率が５〜５０面積％で、フェライトの平均円相当直径が１００μｍ以下であり、且つ硬質相の平均硬さがＨＶ１５０〜４００であって、下記（１）、（２）式で規定される関係を夫々満足する点に要旨を有するものである。
１．０≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦２．５ …（１）
但し、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、夫々ＴｉおよびＮの含有量（質量％）を示す。
２．０≦１０００×（［Ｃａ］＋２×［Ｓ］＋３×［Ｏ］）≦１３．０ …（２）
但し、［Ｃａ］，［Ｓ］および［Ｏ］は、夫々Ｃａ，ＳおよびＯの含有量（質量％）を
示す。
但し、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、夫々ＴｉおよびＮの含有量（質量％）を示す。
２．０≦１０００×（［Ｃａ］＋２×［Ｓ］＋３×［Ｏ］）≦１３．０ …（２）
但し、［Ｃａ］，［Ｓ］および［Ｏ］は、夫々Ｃａ，ＳおよびＯの含有量（質量％）を
示す。
本発明の鋼板には、必要によって、（ａ）Ｂ：０．００３５％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２．０％以下（０％を含まない）およびＣｒ：１．５０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｃ）Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｎｂ：０．０３５％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１０％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、（ｆ）Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＨｆ：０．０５％以下（０％を含まない）、（ｇ）Ｃｏ：２．５％以下（０％を含まない）および／またはＷ：２．５％以下（０％を含まない）、（ｈ）ＲＥＭ：０．０１０％以下（０％を含まない）、等を含有することも有効であり、これら含有される成分に応じて鋼板の特性を更に改善させることができる。
本発明の鋼板では、ＨＡＺ靭性に影響を与える元素について、所定の関係式を満足させつつ化学成分組成を厳密に規定して適正化を図ると共に、鋼組織を、上述の通り制御することにより、良好なＨＡＺ靭性を発揮させると共に低降伏比を実現できる。こうしたＨＡＺ靭性に優れた低降伏比厚鋼板は、各種建築構造物等の素材として極めて有用である。
本発明者らは、上記した課題を達成するために、大入熱溶接を行ったときのＨＡＺ靭性と降伏比に及ぼす要因について様々な角度から研究を重ねた。その結果、まず鋼板のＨＡＺ靭性は、脆化組織の生成の有無に大きく影響されること、およびこの脆化組織の生成は、高温に加熱された領域におけるオーステナイトの粗大化抑制と、冷却時にフェライト変態を促進する変態核の微細分散により防止できるとの知見が得られた。従来では、これらが不十分であったために、ＨＡＺの靭性を安定して良好にすることができなかったものと考えられる。
そこで本発明者らは、フェライト変態核の微細分散のために、鋳造時の凝固段階におけるＣａＳ、ＴｉＮ、およびそれらを核として生成するＭｎＳを有効に活用するという着想の下で更に検討を重ねた。ＣａＳ、ＴｉＮは単独で存在したり、ＭｎＳと複合析出したりして存在するが、それらを微細分散してフェライト生成核を多数分散させるためには、鋼板の化学成分組成を適切に調整した上で、下記（１）式および（２）式の関係を満足することが有効であることを明らかにした。
従来では、固溶Ｎによる靭性低下のため低Ｎ化が図られているのが一般的であるが（前記非特許文献１）、本発明ではＣａＳを併用することによって、［Ｔｉ］／［Ｎ］比を低め（積極的に高Ｎ化）にした場合に多くなる固溶Ｎの影響を低減でき、しかもＴｉＮ自身も微細分散されて、ＨＡＺ靭性が改善された点に重要なポイントを有する。こうした観点から下記（１）、（２）式を規定するものであるが、これらの式を規定した理由は下記の通りである。
１．０≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦２．５ …（１）
但し、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、夫々ＴｉおよびＮの含有量（質量％）を示す。
但し、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、夫々ＴｉおよびＮの含有量（質量％）を示す。
ＴｉＮを微細に分散し、フェライト生成核を多数生成させるためには、ＴｉとＮの添加バランスをこの範囲にしておく必要がある。上記範囲に調整することによって、フェライト生成核を増加させることができ、超大入熱における良好なＨＡＺ靭性を確保することができる。［Ｔｉ］／［Ｎ］の値（以下、「Ｐ値」と呼ぶ）が２．５を超えるとＴｉＮは粗大化し、１．０未満であればＴｉＮ生成量そのものが少なくなる。こうした観点から、上記（１）式を規定した。尚、［Ｔｉ］／［Ｎ］の値の好ましい下限は１．５であり、好ましい上限は２．０である。
２．０≦１０００×（［Ｃａ］＋２×［Ｓ］＋３×［Ｏ］）≦１３．０ …（２）
但し、［Ｃａ］，［Ｓ］および［Ｏ］は、夫々Ｃａ，ＳおよびＯの含有量（質量％）を示す。
但し、［Ｃａ］，［Ｓ］および［Ｏ］は、夫々Ｃａ，ＳおよびＯの含有量（質量％）を示す。
本発明で規定する化学成分の範囲のもとでは、Ｃａ、ＳおよびＯの順に高密度に分散する傾向が強いことが示されている。［１０００×（［Ｃａ］＋２×［Ｓ］＋３×［Ｏ］）］の値（以下、「Ｑ値」と呼ぶ）を２．０〜１３．０の範囲に設定することによって、超大入熱におけるＨＡＺ靭性確保に有効なフェライト生成核を、多数導入することができ、良好なＨＡＺ靭性が得られるのである。
また、本発明者らは、低降伏比を示すと共に４４０ＭＰａ以上の引張強さを確保し、かつ優れた母材靭性を確保するためには、鋼組織を、フェライトの量およびサイズと硬質相の硬さを下記の通り制御した複合組織とすることが有効であることを明らかにした。以下、本発明でこれらを規定した理由について詳述する。
［フェライトの分率：５〜５０面積％］
本発明において、全組織に占めるフェライトの分率が小さすぎる、即ち、軟質相の割合が小さくなると降伏比が高くなるため好ましくない。よって本発明では、フェライトの分率の下限を５面積％と定めた。好ましくは２０面積％以上である。一方、全組織に占めるフェライトの分率が大きすぎると、高強度を確保できず、また母材靭性も低下するため好ましくない。よって本発明では、フェライトの分率の上限を５０面積％と定めた。好ましくは４０面積％以下である。尚、上記フェライトの分率は、後述する実施例に示す方法で求めたものである。
本発明において、全組織に占めるフェライトの分率が小さすぎる、即ち、軟質相の割合が小さくなると降伏比が高くなるため好ましくない。よって本発明では、フェライトの分率の下限を５面積％と定めた。好ましくは２０面積％以上である。一方、全組織に占めるフェライトの分率が大きすぎると、高強度を確保できず、また母材靭性も低下するため好ましくない。よって本発明では、フェライトの分率の上限を５０面積％と定めた。好ましくは４０面積％以下である。尚、上記フェライトの分率は、後述する実施例に示す方法で求めたものである。
［フェライトの平均円相当直径：１００μｍ以下］
フェライトの平均円相当直径が大きすぎると、母材靭性が劣化するため好ましくない。よって本発明では、フェライトの平均円相当直径の上限を１００μｍと定めた。好ましくは４０μｍ以下である。本発明は、上記フェライトの平均円相当直径の下限値を定めるものではないが、その下限は、おおよそ１０μｍとなる。尚、上記フェライトの平均円相当直径は、後述する実施例に示す方法で求めたものである。
フェライトの平均円相当直径が大きすぎると、母材靭性が劣化するため好ましくない。よって本発明では、フェライトの平均円相当直径の上限を１００μｍと定めた。好ましくは４０μｍ以下である。本発明は、上記フェライトの平均円相当直径の下限値を定めるものではないが、その下限は、おおよそ１０μｍとなる。尚、上記フェライトの平均円相当直径は、後述する実施例に示す方法で求めたものである。
［硬質相の平均硬さ：ＨＶ１５０〜４００］
硬質相の平均硬さ（以下、単に「硬さ」ということがある）が小さすぎると、降伏比が高くなるため好ましくない。よって本発明では、硬質相の硬さの下限をＨＶ１５０と定めた。好ましくはＨＶ２２０以上である。一方、硬質相の硬さが大きすぎても、降伏比が高くなると共に靭性が低下するため好ましくない。よって本発明では、硬質相の硬さの上限をＨＶ４００と定めた。好ましくはＨＶ３００以下、より好ましくはＨＶ２５０以下である。硬質相は、ベイナイト、マルテンサイト、パーライトのうちの１種または２種以上で構成されている。尚、上記硬質相の硬さは、後述する実施例に示す方法で求めたものである。
硬質相の平均硬さ（以下、単に「硬さ」ということがある）が小さすぎると、降伏比が高くなるため好ましくない。よって本発明では、硬質相の硬さの下限をＨＶ１５０と定めた。好ましくはＨＶ２２０以上である。一方、硬質相の硬さが大きすぎても、降伏比が高くなると共に靭性が低下するため好ましくない。よって本発明では、硬質相の硬さの上限をＨＶ４００と定めた。好ましくはＨＶ３００以下、より好ましくはＨＶ２５０以下である。硬質相は、ベイナイト、マルテンサイト、パーライトのうちの１種または２種以上で構成されている。尚、上記硬質相の硬さは、後述する実施例に示す方法で求めたものである。
本発明の鋼板は、その組織が、フェライトと上記硬質相を主体とする混合組織からなるものである。上記「主体」とは７０面積％以上であることをいい、残りの組織として、残留γ（残留オーステナイト）、セメンタイトなどが含まれ得る。
本発明の鋼板では、上記特性を十分に発揮させるべく、その化学成分組成を適切な範囲に制御することも重要な要件である。上記（１）、（２）式に関与する元素（Ｔｉ，Ｎ，Ｃａ，ＳおよびＯ）も含め、その範囲限定理由は、次の通りである。
［Ｃ：０．０３〜０．１５０％］
Ｃは鋼板（溶接母材）の強度を確保するために必要な元素であり、所望の強度を確保するためには０．０３％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃを過剰に含有させると、ＨＡＺ靭性が却って低下することになる。こうしたことから、その上限は０．１５０％とする必要がある。尚、Ｃ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、好ましい上限は０．０８％である。
Ｃは鋼板（溶接母材）の強度を確保するために必要な元素であり、所望の強度を確保するためには０．０３％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃを過剰に含有させると、ＨＡＺ靭性が却って低下することになる。こうしたことから、その上限は０．１５０％とする必要がある。尚、Ｃ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、好ましい上限は０．０８％である。
［Ｓｉ：０．５０％以下（０％を含む）］
Ｓｉは鋼板の強度を確保するために有効な元素であり、必要により含有される。しかしながら、過剰に含まれると、鋼材（母材）に島状マルテンサイト相（Ｍ−Ａ相）が多量に析出し、ＨＡＺ靭性が劣化する。こうしたことから、その上限を０．５０％とした。尚、Ｓｉ量の好ましい下限は０．１％であり、好ましい上限は０．４％である。
Ｓｉは鋼板の強度を確保するために有効な元素であり、必要により含有される。しかしながら、過剰に含まれると、鋼材（母材）に島状マルテンサイト相（Ｍ−Ａ相）が多量に析出し、ＨＡＺ靭性が劣化する。こうしたことから、その上限を０．５０％とした。尚、Ｓｉ量の好ましい下限は０．１％であり、好ましい上限は０．４％である。
［Ｍｎ：１．０〜２．０％］
Ｍｎは焼入れ性を向上させて鋼板強度を確保する上で有効な元素であり、こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎを１．０％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有させると、鋼板のＨＡＺ靭性が劣化するので上限を２．０％とする。Ｍｎ量の好ましい下限は１．３％であり、好ましい上限は１．８％である。
Ｍｎは焼入れ性を向上させて鋼板強度を確保する上で有効な元素であり、こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎを１．０％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有させると、鋼板のＨＡＺ靭性が劣化するので上限を２．０％とする。Ｍｎ量の好ましい下限は１．３％であり、好ましい上限は１．８％である。
［Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）］
Ｐは不可避的に混入してくる不純物であり、母材やＨＡＺの靭性に悪影響を及ぼすのでできるだけ少ない方が好ましい。こうした観点から、Ｐは０．０１５％以下に抑制する。Ｐ量の好ましい上限は０．０１％である。
Ｐは不可避的に混入してくる不純物であり、母材やＨＡＺの靭性に悪影響を及ぼすのでできるだけ少ない方が好ましい。こうした観点から、Ｐは０．０１５％以下に抑制する。Ｐ量の好ましい上限は０．０１％である。
［Ｓ：０．００５％以下（０％を含まない）］
Ｓは、鋳造時の鋼板凝固時に鋼板中にＣａＳを形成し、溶接後にＣａＳ上にＭｎＳを形成させて、ＨＡＺ部におけるフェライト形成に有効に働く元素である。こうした効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、０．００５％よりも過剰に含まれると、母材やＨＡＺの靭性が劣化する。尚、Ｓによる上記効果を発揮させるためには、０．０００５％以上含有させることが好ましく、また好ましい上限は０．００２０％、より好ましい上限は０．００１０％である。この様にＳ量を低減するには、脱硫時間を比較的長く（例えば２５分以上）すればよい。
Ｓは、鋳造時の鋼板凝固時に鋼板中にＣａＳを形成し、溶接後にＣａＳ上にＭｎＳを形成させて、ＨＡＺ部におけるフェライト形成に有効に働く元素である。こうした効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、０．００５％よりも過剰に含まれると、母材やＨＡＺの靭性が劣化する。尚、Ｓによる上記効果を発揮させるためには、０．０００５％以上含有させることが好ましく、また好ましい上限は０．００２０％、より好ましい上限は０．００１０％である。この様にＳ量を低減するには、脱硫時間を比較的長く（例えば２５分以上）すればよい。
［Ａｌ：０．００５〜０．０６％］
Ａｌは、脱酸剤として有効な元素であると共に、鋼板のミクロ組織微細化による母材靭性向上効果も発揮する。こうした効果を発揮させるためには、Ａｌ量を０．００５％以上とする必要がある。しかしながら、Ａｌが過剰に含まれると、鋼板（母材）に島状マルテンサイト相（Ｍ−Ａ相）が多量に析出してＨＡＺ靭性が劣化する。こうしたことから、その上限を０．０６％とした。尚、Ａｌ量の好ましい下限は０．０１％（より好ましくは０．０２％）であり、好ましい上限は０．０４％である。
Ａｌは、脱酸剤として有効な元素であると共に、鋼板のミクロ組織微細化による母材靭性向上効果も発揮する。こうした効果を発揮させるためには、Ａｌ量を０．００５％以上とする必要がある。しかしながら、Ａｌが過剰に含まれると、鋼板（母材）に島状マルテンサイト相（Ｍ−Ａ相）が多量に析出してＨＡＺ靭性が劣化する。こうしたことから、その上限を０．０６％とした。尚、Ａｌ量の好ましい下限は０．０１％（より好ましくは０．０２％）であり、好ましい上限は０．０４％である。
［Ｔｉ：０．００８〜０．０３０％］
Ｔｉは、窒化物を形成し、大入熱溶接時に旧オーステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｔｉ量を０．００８％以上とする必要がある。しかしながら、Ｔｉを過剰に含有させると粗大な介在物が析出し、却ってＨＡＺ靭性が劣化するので、その上限を０．０３０％とする。尚、Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、好ましい上限は０．０２５％である。
Ｔｉは、窒化物を形成し、大入熱溶接時に旧オーステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｔｉ量を０．００８％以上とする必要がある。しかしながら、Ｔｉを過剰に含有させると粗大な介在物が析出し、却ってＨＡＺ靭性が劣化するので、その上限を０．０３０％とする。尚、Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、好ましい上限は０．０２５％である。
［Ｎ：０．００５０〜０．０１０％］
大入熱溶接ＨＡＺにおいて靭性を高位に確保するためには、旧オーステナイト粒内にＴｉＮを微細析出させて旧オーステナイト粒の粗大化を防止することが有効である。こうした効果を発揮させるためには、Ｎ量を０．００５０％以上とする必要がある。しかしながら、Ｎ量が過剰になり０．０１０％を超えると、粗大なＴｉＮが析出してＨＡＺ靭性が低下する。こうしたことから、その上限を０．０１０％とした。尚、Ｎ量の好ましい下限は０．００６％であり、好ましい上限は０．００９％（より好ましくは０．００８％）である。
大入熱溶接ＨＡＺにおいて靭性を高位に確保するためには、旧オーステナイト粒内にＴｉＮを微細析出させて旧オーステナイト粒の粗大化を防止することが有効である。こうした効果を発揮させるためには、Ｎ量を０．００５０％以上とする必要がある。しかしながら、Ｎ量が過剰になり０．０１０％を超えると、粗大なＴｉＮが析出してＨＡＺ靭性が低下する。こうしたことから、その上限を０．０１０％とした。尚、Ｎ量の好ましい下限は０．００６％であり、好ましい上限は０．００９％（より好ましくは０．００８％）である。
［Ｃａ：０．００１０〜０．００３５％］
Ｃａは硫化物の形態を制御してＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。こうした効果を発揮させるためには、０．００１０％以上含有させる必要がある。しかし、０．００３５％を超えて過剰に含有させると、ＨＡＺ靭性が却って劣化する。尚、Ｃａ量の好ましい下限は０．００１５％（より好ましくは０．００２０％）であり、好ましい上限は０．００３％である。
Ｃａは硫化物の形態を制御してＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。こうした効果を発揮させるためには、０．００１０％以上含有させる必要がある。しかし、０．００３５％を超えて過剰に含有させると、ＨＡＺ靭性が却って劣化する。尚、Ｃａ量の好ましい下限は０．００１５％（より好ましくは０．００２０％）であり、好ましい上限は０．００３％である。
［Ｏ：０．００３％以下（０％を含まない）］
Ｏは、不可避的不純物として含有され、鋼中では酸化物として存在する。しかしながら、その含有量が０．００３％を超えると粗大なＣａＯが生成してＨＡＺ靭性が劣化する。こうしたことから、Ｏ含有量の上限を０．００３％とする。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００２０％であり、より好ましくは０．００１５％以下である。
Ｏは、不可避的不純物として含有され、鋼中では酸化物として存在する。しかしながら、その含有量が０．００３％を超えると粗大なＣａＯが生成してＨＡＺ靭性が劣化する。こうしたことから、Ｏ含有量の上限を０．００３％とする。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００２０％であり、より好ましくは０．００１５％以下である。
本発明の鋼板において、上記成分の他は、鉄および不可避的不純物（例えば、Ｓｂ，Ｓｅ，Ｔｅ等）からなるものであるが、その特性を阻害しない程度の微量成分（許容成分）も含み得るものであり、こうした鋼板も本発明の範囲に含まれるものである。また必要によって、（ａ）Ｂ：０．００３５％以下（０％を含まない）（ｂ）Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２．０％以下（０％を含まない）およびＣｒ：１．５０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｃ）Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｎｂ：０．０３５％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１０％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、（ｆ）Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＨｆ：０．０５％以下（０％を含まない）、（ｇ）Ｃｏ：２．５％以下（０％を含まない）および／またはＷ：２．５％以下（０％を含まない）、（ｈ）ＲＥＭ：０．０１０％以下（０を含まない）、等を含有することも有効である。これらの成分を含有させるときの範囲限定理由は、次の通りである。
［Ｂ：０．００３５％以下（０％を含まない）］
Ｂは、超大入熱ＨＡＺのボンド部付近ではＢＮを核とした粒内フェライトを生成させると共に、固溶Ｎの固定作用も有し、ＨＡＺ靭性改善に有効な元素であり、必要によって含有される。しかしながら、Ｂ量が過剰になると、ボンド部の組織が粗大ベイナイト組織となるためＨＡＺ靭性を却って劣化させてしまう。こうしたことから、Ｂを含有させるときには、その上限を０．００３５％とするのがよい。より好ましい範囲は、０．００１０〜０．００２５％である。
Ｂは、超大入熱ＨＡＺのボンド部付近ではＢＮを核とした粒内フェライトを生成させると共に、固溶Ｎの固定作用も有し、ＨＡＺ靭性改善に有効な元素であり、必要によって含有される。しかしながら、Ｂ量が過剰になると、ボンド部の組織が粗大ベイナイト組織となるためＨＡＺ靭性を却って劣化させてしまう。こうしたことから、Ｂを含有させるときには、その上限を０．００３５％とするのがよい。より好ましい範囲は、０．００１０〜０．００２５％である。
［Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２．０％以下（０％を含まない）およびＣｒ：１．５０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上］
Ｃｕ、ＮｉおよびＣｒは、いずれも焼入れ性を高めて強度を向上させるのに有効な元素であり、必要によって含有される。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、ＨＡＺ靭性が却って低下するので、ＣｕおよびＮｉについては２．０％以下（より好ましくは１％以下）、Ｃｒについては１．５０％以下（より好ましくは１％以下）とするのがよい。上記効果を発揮させるための好ましい下限は、いずれも０．２０％（より好ましくは０．４０％）である。
Ｃｕ、ＮｉおよびＣｒは、いずれも焼入れ性を高めて強度を向上させるのに有効な元素であり、必要によって含有される。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、ＨＡＺ靭性が却って低下するので、ＣｕおよびＮｉについては２．０％以下（より好ましくは１％以下）、Ｃｒについては１．５０％以下（より好ましくは１％以下）とするのがよい。上記効果を発揮させるための好ましい下限は、いずれも０．２０％（より好ましくは０．４０％）である。
［Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）］
Ｍｏは、焼入れ性を向上させ強度確保に有効であり、焼戻し脆性を防止するために適宜利用される。こうした効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、Ｍｏ量が過剰になるとＨＡＺ靭性が劣化するので、０．５％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．３０％以下である。
Ｍｏは、焼入れ性を向上させ強度確保に有効であり、焼戻し脆性を防止するために適宜利用される。こうした効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、Ｍｏ量が過剰になるとＨＡＺ靭性が劣化するので、０．５％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．３０％以下である。
［Ｎｂ：０．０３５％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１０％以下（０％を含まない）］
ＮｂおよびＶは、焼入れ性を向上させて母材強度を向上させる効果を発揮する。またＶは焼戻し軟化抵抗を高くする効果もある。しかしながら、多量に含有されるとＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｎｂで０．０３５％以下（より好ましくは０．０３０％以下）、Ｖで０．１０％以下（より好ましくは０．０５％以下）とするのが良い。尚、これらの効果を有効に発揮させるための含有量は、Ｎｂで０．００５％以上、Ｖで０．０１％以上である。
ＮｂおよびＶは、焼入れ性を向上させて母材強度を向上させる効果を発揮する。またＶは焼戻し軟化抵抗を高くする効果もある。しかしながら、多量に含有されるとＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｎｂで０．０３５％以下（より好ましくは０．０３０％以下）、Ｖで０．１０％以下（より好ましくは０．０５％以下）とするのが良い。尚、これらの効果を有効に発揮させるための含有量は、Ｎｂで０．００５％以上、Ｖで０．０１％以上である。
［Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）］
Ｍｇは、ＭｇＯを形成して、ＨＡＺにおけるオーステナイト粒の粗大化を抑制することによって、ＨＡＺ靭性を向上させる効果を有するため、必要によって含有される。しかしながらＭｇ量が過剰になると、介在物が粗大化してＨＡＺ靭性が劣化するため、０．００５％以下（より好ましくは０．００３５％以下）にするのが良い。
Ｍｇは、ＭｇＯを形成して、ＨＡＺにおけるオーステナイト粒の粗大化を抑制することによって、ＨＡＺ靭性を向上させる効果を有するため、必要によって含有される。しかしながらＭｇ量が過剰になると、介在物が粗大化してＨＡＺ靭性が劣化するため、０．００５％以下（より好ましくは０．００３５％以下）にするのが良い。
［Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＨｆ：０．０５％以下（０％
を含まない）］
ＺｒおよびＨｆは、Ｔｉと同様、Ｎと窒化物を形成し、溶接時におけるＨＡＺのオーステナイト粒を微細化し、ＨＡＺ靭性改善に有効な元素である。しかし、過剰に含有されるとＨＡＺ靭性を却って低下させる。このため、これらの元素を含有するときには、Ｚｒは０．１％以下、Ｈｆは０．０５％以下とする。
を含まない）］
ＺｒおよびＨｆは、Ｔｉと同様、Ｎと窒化物を形成し、溶接時におけるＨＡＺのオーステナイト粒を微細化し、ＨＡＺ靭性改善に有効な元素である。しかし、過剰に含有されるとＨＡＺ靭性を却って低下させる。このため、これらの元素を含有するときには、Ｚｒは０．１％以下、Ｈｆは０．０５％以下とする。
［Ｃｏ：２．５％以下（０％を含まない）および／またはＷ：２．５％以下（０％を含
まない）］
ＣｏおよびＷは、焼入れ性を向上させ母材強度を高める効果を有するので、必要により含有される。しかし、過剰に含有するとＨＡＺ靭性が劣化するため、上限をいずれも２．５％とする。
まない）］
ＣｏおよびＷは、焼入れ性を向上させ母材強度を高める効果を有するので、必要により含有される。しかし、過剰に含有するとＨＡＺ靭性が劣化するため、上限をいずれも２．５％とする。
［ＲＥＭ：０．０１０％以下（０を含まない）］
ＲＥＭ（希土類元素）は、鋼材中に不可避的に混入してくる介在物（酸化物や硫化物等）の形状を微細化・球状化することによって、ＨＡＺの靭性向上に寄与する元素であり、必要によって含有される。こうした効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、ＲＥＭの含有量が過剰になると、介在物が粗大化してＨＡＺ靭性が劣化するため、０．０１０％以下に抑えることが好ましい。尚、本発明において、ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｎまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味である。
ＲＥＭ（希土類元素）は、鋼材中に不可避的に混入してくる介在物（酸化物や硫化物等）の形状を微細化・球状化することによって、ＨＡＺの靭性向上に寄与する元素であり、必要によって含有される。こうした効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、ＲＥＭの含有量が過剰になると、介在物が粗大化してＨＡＺ靭性が劣化するため、０．０１０％以下に抑えることが好ましい。尚、本発明において、ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｎまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味である。
本発明は、上記鋼板の製造方法まで規定するものではないが、上記規定する複合組織を安定して確保するには、上記化学成分量、（１）式および（２）式を満たす鋼を、通常の溶製法によって溶製し、この溶鋼を冷却してスラブとした後、熱間圧延において、圧延圧下量、および冷却速度を適正に制御することが大変有効である。具体的には、例えば、９５０〜１３００℃の範囲に加熱後に熱間圧延を行うが、この熱間圧延において、Ａｒ３＋１００℃〜Ａｒ３＋５０℃までの累積圧下率が１０〜３０％となるように圧延し、引き続きＡｒ３＋５０℃〜Ａｒ３の累積圧下率が５〜３０％となるようにして圧延を終了し、その後Ａｒ３〜４００℃の間を１〜５０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却することで、上記複合組織を容易に得ることができる（Ａｒ３は、後述する実施例に示す式（３）より求めればよい）。この範囲の冷却速度で鋼板を冷却すれば、同一組成範囲で板厚によらず、上記複合組織を安定して確保でき、また、二相温度域への再加熱処理を行うことなく、オンラインで生産能率を低下させずに本発明の鋼板を製造することができるので好ましい。但し、上記方法に限定されるものではなく、降伏比８０％以下を得ることができればその他の手段でも良い。
尚、本発明で対象とする鋼板は、基本的には板厚が２０ｍｍ以上の厚鋼板を想定したものであるが、それ以下の板厚においても同等の特性を有するものとなり、本発明の対象に含まれるものである。また、本発明の鋼板を溶接するときの入熱量は２０ｋJ／ｍｍ以上を想定したものであり、こうした超大熱量で溶接を行ったときに良好なＨＡＺ靭性を示すものとなるが、こうした入熱量に限らず、例えば５ｋJ／ｍｍ以上となる入熱量であっても良好なＨＡＺ靭性を示すものとなる。
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変形することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
下記表１〜３に示す組成の鋼を、通常の溶製法によって溶製し、この溶鋼を０．１〜２．０℃／分の冷却速度で１５００℃から１１００℃まで冷却してスラブとした。そして、９５０〜１３００℃の範囲に加熱後、熱間圧延を行った。この熱間圧延では、Ａｒ３＋１００℃〜Ａｒ３＋５０℃までの累積圧下率が、表４、表５または表６に示す値となるようにし、次いで、Ａｒ３＋５０℃〜Ａｒ３の累積圧下率が、表４、表５または表６に示す値となるようにして圧延を終了し、Ａｒ３〜４００℃の間の冷却を表４、表５または表６に示す冷却速度で行って、厚鋼板（板厚４０ｍｍ）を得た。
尚、表２において、ＲＥＭは、Ｌａを５０％程度とＣｅを２５％程度含有するミッシュメタルの形態で添加した。表１〜３中「−」は元素を添加していないことを示している。表１〜３には、本発明で規定するＰ値（［Ｔｉ］／［Ｎ］）、Ｑ値［１０００×（［Ｃａ］＋２×［Ｓ］＋３×［Ｏ］）］についても示した。
尚、表４〜６におけるＡｒ３は、下記（３）式より求めたものである。
Ａｒ３（℃）＝９１０−２３０×［Ｃ］＋２５×［Ｓｉ］−７４×［Ｍｎ］−５６×［Ｃｕ］−１６×［Ｎｉ］−９×［Ｃｒ］−５×［Ｍｏ］−１６２０×［Ｎｂ］
…（３）
Ａｒ３（℃）＝９１０−２３０×［Ｃ］＋２５×［Ｓｉ］−７４×［Ｍｎ］−５６×［Ｃｕ］−１６×［Ｎｉ］−９×［Ｃｒ］−５×［Ｍｏ］−１６２０×［Ｎｂ］
…（３）
こうして得られた各種鋼板について、下記の方法で、フェライト分率およびフェライト粒径（平均円相当直径）の測定、硬質相の平均硬さ（ＨＶ）の測定、引張特性および母材靭性の評価を行うと共に、下記の条件にて溶接を行い、溶接部を作成してＨＡＺ靭性の評価を行った。
［フェライト分率およびフェライト粒径（平均円相当直径）の測定］
各鋼板のｔ（ｔは板厚を示す。以下同じ）／４位置から採取した２ｃｍ角の試験片ＴＤ面を鏡面研磨した後、ナイタール腐食液（２％硝酸−エタノール溶液）でエッチング後、光学顕微鏡によって組織を観察し（倍率１００倍、ｎ数＝１０）、ＪＩＳ Ｇ ０５５１規定の比較法の手法に基づきフェライト粒径（平均値）を算出して、フェライトの平均円相当直径とした。フェライトの分率（面積％）は、画像解析ソフト（Ｍｉｃｒｏｍｅｄｉａ製Ｉｍａｇｅ Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ）を用いて求めた。
各鋼板のｔ（ｔは板厚を示す。以下同じ）／４位置から採取した２ｃｍ角の試験片ＴＤ面を鏡面研磨した後、ナイタール腐食液（２％硝酸−エタノール溶液）でエッチング後、光学顕微鏡によって組織を観察し（倍率１００倍、ｎ数＝１０）、ＪＩＳ Ｇ ０５５１規定の比較法の手法に基づきフェライト粒径（平均値）を算出して、フェライトの平均円相当直径とした。フェライトの分率（面積％）は、画像解析ソフト（Ｍｉｃｒｏｍｅｄｉａ製Ｉｍａｇｅ Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ）を用いて求めた。
［硬質部の平均硬さ（ＨＶ）の測定］
各鋼板のｔ／４位置から採取した２ｃｍ角の試験片ＴＤ面を鏡面研磨した後、ナイタール腐食液（２％硝酸−エタノール溶液）でエッチング後、ＪＩＳ Ｚ ２２４４規定の手法で、硬質相のビッカース硬さ試験機を用いて測定した。硬質相は、上述の通りベイナイト、マルテンサイト、パーライトのうちの１種または２種以上で構成されており、光学顕微鏡でフェライト以外の部分として認識する事ができる。ただし、それらを個別に測定する事は微細すぎて困難であるため、２種以上存在する場合はそれらを全て含んだ形で硬質相の平均硬さを測定した。測定は室温で、荷重は１０ｇで試験し、各鋼種の５点測定（最大最小はカウントせず３点平均）で平均硬さを算出した。
各鋼板のｔ／４位置から採取した２ｃｍ角の試験片ＴＤ面を鏡面研磨した後、ナイタール腐食液（２％硝酸−エタノール溶液）でエッチング後、ＪＩＳ Ｚ ２２４４規定の手法で、硬質相のビッカース硬さ試験機を用いて測定した。硬質相は、上述の通りベイナイト、マルテンサイト、パーライトのうちの１種または２種以上で構成されており、光学顕微鏡でフェライト以外の部分として認識する事ができる。ただし、それらを個別に測定する事は微細すぎて困難であるため、２種以上存在する場合はそれらを全て含んだ形で硬質相の平均硬さを測定した。測定は室温で、荷重は１０ｇで試験し、各鋼種の５点測定（最大最小はカウントせず３点平均）で平均硬さを算出した。
［鋼板の引張特性］
鋼板のｔ／４からＪＩＳ Ｚ ２２０１ ４号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の要領で引張試験を行ない、引張強度（ＴＳ）を測定し、また降伏比を求めた。本発明では、引張強度（ＴＳ）：４４０ＭＰａ以上、かつ降伏比：８０％以下を合格とした。
鋼板のｔ／４からＪＩＳ Ｚ ２２０１ ４号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の要領で引張試験を行ない、引張強度（ＴＳ）を測定し、また降伏比を求めた。本発明では、引張強度（ＴＳ）：４４０ＭＰａ以上、かつ降伏比：８０％以下を合格とした。
［母材靭性］
ｔ／４位置で、試験片の長手方向が鋼板の圧延方向（Ｌ方向となる様に、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定するＶノッチ標準試験片（サイズ：１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍ）を採取し、−１５℃でシャルピー衝撃試験を行い、−１５℃におけるＶシャルピー衝撃値（ｖＥ-１5）を測定した。このときＶシャルピー衝撃値（ｖＥ-15）が１５０Ｊ以上を合格とした。
ｔ／４位置で、試験片の長手方向が鋼板の圧延方向（Ｌ方向となる様に、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定するＶノッチ標準試験片（サイズ：１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍ）を採取し、−１５℃でシャルピー衝撃試験を行い、−１５℃におけるＶシャルピー衝撃値（ｖＥ-１5）を測定した。このときＶシャルピー衝撃値（ｖＥ-15）が１５０Ｊ以上を合格とした。
［ＨＡＺ靭性試験］
エレクトロスラグ溶接（３０ｋＪ／ｍｍ）を行ったときの熱サイクルを模擬したＨＡＺ靭性評価法として、加熱温度：１４００℃で３０秒保持、その後冷却が８００〜５００℃の冷却時間（Ｔｃ）：５００秒の熱サイクルで各供試鋼板を熱処理した後、温度−１５℃におけるシャルピー吸収エネルギー（Ｖノッチ）を測定した。なお試験片としては、板厚ｔ／４位置から採取したサイズ１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍの棒状で、中央部片面に深さ；２ｍｍのＶノッチを形成したものを使用した。このときＶシャルピー衝撃値（ｖＥ−１５）が１５０Ｊ以上を合格とした。
エレクトロスラグ溶接（３０ｋＪ／ｍｍ）を行ったときの熱サイクルを模擬したＨＡＺ靭性評価法として、加熱温度：１４００℃で３０秒保持、その後冷却が８００〜５００℃の冷却時間（Ｔｃ）：５００秒の熱サイクルで各供試鋼板を熱処理した後、温度−１５℃におけるシャルピー吸収エネルギー（Ｖノッチ）を測定した。なお試験片としては、板厚ｔ／４位置から採取したサイズ１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍの棒状で、中央部片面に深さ；２ｍｍのＶノッチを形成したものを使用した。このときＶシャルピー衝撃値（ｖＥ−１５）が１５０Ｊ以上を合格とした。
また、入熱量が５ｋＪ／ｍｍ相当の溶接を模擬した熱処理（加熱温度：１４００℃で５
秒保持、Ｔｃ＝１２０秒）を施したものについても、上記と同様にしてＶシャルピー衝撃値（ｖＥ−１５）を測定した。このときのＶシャルピー衝撃値（ｖＥ−１５）も、１５０Ｊ以上を合格とした。これらの結果を表４〜６に併記する。
秒保持、Ｔｃ＝１２０秒）を施したものについても、上記と同様にしてＶシャルピー衝撃値（ｖＥ−１５）を測定した。このときのＶシャルピー衝撃値（ｖＥ−１５）も、１５０Ｊ以上を合格とした。これらの結果を表４〜６に併記する。
これらの結果から、次のように考察できる。まず試験Ｎｏ．１〜４３のものは、本発明で規定する要件を満足するものであり、鋼板（母材）の強度は目標を満足し、低降伏比を示し、かつ、ＨＡＺ靭性にも優れているものである。またこれらは、入熱量が５ｋＪ／ｍｍのような溶接条件においても、十分なＨＡＺ靭性を示していることが分かる。
これに対し、試験Ｎｏ．５１〜８７のものは、本発明で規定するいずれかの要件を欠くものであり、いずれかの特性が劣化している。このうち、試験Ｎｏ．５１〜６７は、化学成分組成が本発明で規定する範囲を外れているため（試験Ｎｏ．６４はＰ値も大きいため）、強度を確保できないか、降伏比が高くなったり、ＨＡＺ靭性に劣る結果となった。また、試験Ｎｏ．６８、８０は、化学成分組成は満足するがＰ値が本発明で規定する範囲を外れているため、ＨＡＺ靭性に劣る結果となった。試験Ｎｏ．６９〜７８は、化学成分組成は満足するがＱ値が本発明で規定する範囲を外れているため、この場合もＨＡＺ靭性に劣るものとなった。試験Ｎｏ．８１〜８７は、推奨する条件で製造しておらず鋼組織が規定条件を満たさないため、いずれかの特性が劣化している。詳細には、試験Ｎｏ．８１、８３、８６は、フェライト分率が小さすぎるか若しくはフェライトが存在しないため、降伏比が高くなっている。試験Ｎｏ．８２、８４は、フェライト粒径が大きすぎるため、母材靭性が劣っている。試験Ｎｏ．８５は、フェライト分率が高すぎるため、高強度を確保できず、また降伏比が高く、靭性にも劣っている。試験Ｎｏ．８７は、硬質相の硬さがＨＶ４００を超えているため、降伏比が高く、また母材靭性およびＨＡＺ靭性も劣っている。
Claims (8)
- Ｃ：０．０３〜０．１５０％（質量％の意味。以下同じ。）、
Ｓｉ：０．５０％以下（０％を含む）、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．００５％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．００５〜０．０６％、
Ｔｉ：０．００８〜０．０３０％、
Ｎ：０．００５０〜０．０１０％、
Ｃａ：０．００１０〜０．００３５％、
Ｏ：０．００３％以下（０％を含まない）、および
Ｂ：０．００１０〜０．００３５％
を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなると共に、
フェライトの分率が５〜５０面積％で、フェライトの平均円相当直径が１００μｍ以下であり、且つ硬質相の平均硬さがＨＶ１５０〜４００であって、
下記（１）、（２）式で規定される関係を夫々満足することを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比厚鋼板。
１．０≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦２．５ …（１）
但し、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、夫々ＴｉおよびＮの含有量（質量％）を示す。
２．０≦１０００×（［Ｃａ］＋２×［Ｓ］＋３×［Ｏ］）≦１３．０ …（２）
但し、［Ｃａ］，［Ｓ］および［Ｏ］は、夫々Ｃａ，ＳおよびＯの含有量（質量％）を示す。 - Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２．０％以下（０％を含まない）およびＣｒ：１．５０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有するものである請求項１に記載の厚鋼板。
- Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１または２に記載の厚鋼板。
- Ｎｂ：０．０３５％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の厚鋼板。
- Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の厚鋼板。
- Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＨｆ：０．０５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載の厚鋼板。
- Ｃｏ：２．５％以下（０％を含まない）および／またはＷ：２．５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜６のいずれかに記載の厚鋼板。
- ＲＥＭ：０．０１０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜７のいずれかに記載の厚鋼板。
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