JP7410437B2 - 鋼板 - Google Patents
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Description
本発明は、鋼板、特に大入熱溶接が適用される高強度鋼板に関するものである。
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。なお、「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）、及びＦＬから５ｍｍ（ＨＡＺ５）のノッチ位置における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のノッチ位置におけるシャルピー吸収エネルギーの平均値は５０Ｊ以下である。
このような問題に対して、厚鋼板に降伏比を低減させる２相域焼入れ処理を施し、フェライトとオーステナイトとの境界にＭｎ、Ｃｕ、Ｎｉ等の合金元素を分布させることで、大入熱溶接ＨＡＺの靭性を改善した引張強度７８０ＭＰａ級厚鋼板が提案されている（例えば、特許文献１、参照）。この技術は、焼入れ性を高める合金元素の濃淡を生じさせ、ＨＡＺの合金濃度が低い領域に粒内ベイナイトを核生成させて組織を微細化することにより、ＨＡＺの靱性を高めるものである。
また、Ｖの炭窒素化物（Ｖ（Ｃ、Ｎ））を利用して、ＨＡＺにおいて粒内フェライトを生成させ、組織を微細化することでＨＡＺの靭性を高めた、降伏強度が３２５～５００ＭＰａ級の厚鋼板が提案されている（例えば、特許文献２、参照）。この技術は、Ｎの含有量を低減すると共にＣの含有量を増加させ、大入熱ＨＡＺにＶ（Ｃ、Ｎ）を析出させるための析出核としてＭｎＳを利用するものである。
また、特許文献３では、Ｔｉ、Ａｌ、ＯおよびＮの含有量のバランスを制御することで結晶粒を微細化し、ＨＡＺの靱性を向上させる技術が開示されている。この技術は、粗大なオーステナイト粒の成長を、鋼中に分散させた微細なＴｉＮによって抑制する効果と、Ｔｉ含有介在物を変態核として粒内フェライトの析出を促進する効果とを重畳している。
特許文献４では、微細なＣの濃化領域を分散させることによってＨＡＺでのマルテンサイト・オーステナイト混合相（Martensite - Austenite constituent、ＭＡ）の生成を抑制し、ＨＡＺ靱性を向上させる技術が開示されている。特許文献４では、鋼に含まれるＳｉ及びＰの含有量を低減し、熱間圧延後の加速冷却及び熱処理の条件を制御して、セメンタイト及びパーライトの生成を抑制している。
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」、日本建築学会大会学術講演梗概集、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は硬い相であり、破壊の起点となるので、ＭＡが生成する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、大入熱溶接ＨＡＺの靱性は、ＭＡの生成、旧オーステナイト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。
また特許文献４では、Ｍｎ偏析部でのＭＡ生成によるＨＡＺ靱性劣化が避けられず、安定的にＨＡＺ靱性を確保することが困難である。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）高強度化と、大入熱ＨＡＺの靭性の確保とを両立させることは困難であった。
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。
また特許文献４では、Ｍｎ偏析部でのＭＡ生成によるＨＡＺ靱性劣化が避けられず、安定的にＨＡＺ靱性を確保することが困難である。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）高強度化と、大入熱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ものである。
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た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となることがわかった。
本発明者らがさらに検討を行った結果、鋼成分（化学組成）Ｍｎ含有量とＮｉ含有量との比であるＭｎ／Ｎｉを０．８０以下とすることが、ミクロ偏析部におけるＭＡの低減に有効であるという知見を得た。
本発明者らがさらに検討を行った結果、鋼成分（化学組成）Ｍｎ含有量とＮｉ含有量との比であるＭｎ／Ｎｉを０．８０以下とすることが、ミクロ偏析部におけるＭＡの低減に有効であるという知見を得た。
また、ＨＡＺの結晶粒の粗大化の抑制には、粒内変態の生成核として作用するＴｉ系酸化物の利用が有効である。
このように、上述の方法でＭＡの生成を抑制した上で、Ｔｉ系酸化物を活用し、結晶粒の微細化を図ることによって、母材の強度及び大入熱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：０．１２％以上、０．１８％以下、Ｍｎ：０．５０％以上、１．５０％以下、Ｎｉ：１．００％以上、３．００％以下、Ｔｉ：０．００５％以上、０．０２０％以下、Ｏ：０．００１０％以上、０．００４０％以下、Ｂ：０．０００３％以上、０．００３０％以下、Ｃｕ：０％以上、２．０％以下、Ｃｒ：０％以上、１．０％以下、Ｍｏ：０％以上、１．００％以下、Ｗ：０％以上、１．００％以下、Ｃｏ：０％以上、１．０％以下、Ｎｂ：０％以上、０．１００％以下、Ｖ：０％以上、０．１０％以下、Ｃａ：０％以上、０．００５０％以下、ＲＥＭ：０％以上、０．００５０％以下、Ｚｒ：０％以上、０．００５０％以下、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００１０％以上、０．０１００％以下Ａｌ：０．００３０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、Ｍｎ及びＮｉの含有量の比である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］［１］に記載の鋼板は、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：０．１０％以上、１．００％以下、Ｗ：０．１０％以上、１．００％以下、Ｃｏ：０．１％以上、１．０％以下、Ｎｂ：０．００５％以上、０．１００％以下、Ｖ：０．００５％以上、０．１０％以下、Ｃａ：０．０００１％以上、０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．００５０％以下、Ｚｒ：０．０００１％以上、０．００５０％以下からなる群から選択されるいずれか１種以上を含有してもよい。
［３］本発明の別の態様に係る鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０３０％以上、０．０８０％以下、
Ｍｎ：０．３０％以上、１．３０％以下、
Ｎｉ：１．３０％以上、７．００％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上、０．０２０％以下、
Ｏ ：０．００１０％以上、０．００４０％以下、
Ｂ ：０％以上、０．００５０％以下、
Ｃｕ：０．６０％以上、２．００％以下、
Ｃｒ：０％以上、１．０％以下、
Ｍｏ：０％以上、１．００％以下、
Ｗ ：０％以上、１．００％以下、
Ｃｏ：０％以上、１．０％以下、
Ｎｂ：０％以上、０．１００％以下、
Ｖ ：０％以上、０．１０％以下、
Ｃａ：０％以上、０．００５０％以下、
ＲＥＭ：０％以上、０．００５０％以下、
Ｚｒ：０％以上、０．００５０％以下、
Ｓｉ：０．１０％以下、
Ｐ ：０．０１０％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、
Ｎ ：０．００６０％以下、
Ａｌ：０．００３０％以下
を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
Ｍｎ及びＮｉの含有量の比である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、０．４５％以上、０．７０％以下であり、
下記（２）式で計算されるＣｅｑＩＩＷが、０．６５％以上、０．９０％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）
ＣｅｑＩＩＷ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・（２）
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。
ここで、上記（２）式中のＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ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。
［４］［３］に記載の鋼板は、下記（３）式で計算される焼入れ性倍数ＤＩが１０．０ｉｎｃｈ以上、２１．０ｉｎｃｈ以下であってもよい。
ＤＩ（ｉｎｃｈ）＝０．５×ｆＢ×Ｃ０．５×（１＋０．６４×Ｓｉ）×（１＋４．１×Ｍｎ）×（１＋０．２７×Ｃｕ）×（１＋０．５２×Ｎｉ）×（１＋２．３３×Ｃｒ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）・・・（３）
ここで、上記式（３）中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、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。ｆＢはＢが０．０００４％以下の場合は１．０であり、０．０００４％超の場合は１．３である。
［５］［３］又は［４］に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．１％以上、１．０％以下、Ｍｏ：０．１０％以上、１．００％以下、Ｗ：０．１０％以上、１．００％以下、Ｃｏ：０．１％以上、１．０％以下、Ｎｂ：０．００５％以上、０．１００％以下、Ｖ：０．００５％以上、０．１０％以下、Ｂ：０％以上、０．０００４％以下、Ｃａ：０．０００１％以上、０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．００５０％以下、Ｚｒ：０．０００１％以上、０．００５０％以下、からなる群から選択されるいずれか１種以上を含有してもよい。
［６］［１］～［５］の何れか１項に記載の鋼板は、前記化学組成が、Ｐ：０．００３％以上、０．０１０％以下を含有してもよい。
［７］［１］～［６］の何れか１項に記載の鋼板は、前記Ｈｖｍｉｎ及び前記Ｈｖｍａｘが、下記（８）式及び（９）式を満足してもよい。
７８０≦０．２５×Ｈｖｍｉｎ＋１．０７×Ｈｖｍａｘ＋３８７≦９３０・・・（８）
－０．００１４６×Ｈｖｍｉｎ＋０．００２４６×Ｈｖｍａｘ＋０．６５９×Ｈｖｍｉｎ／Ｈｖｍａｘ－０．１６３≦０．８５・・・（９）
［８］［１］～［７］の何れか１項に記載の鋼板は、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以下であってもよい。
［９］［１］～［８］の何れか１項に記載の鋼板は、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。ただし、ΔＨｖ＝Ｈｖｓ－Ｈｖｑである。
［１０］［１］～［９］の何れか１項に記載の鋼板は、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。
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］［１］に記載の鋼板は、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：０．１０％以上、１．００％以下、Ｗ：０．１０％以上、１．００％以下、Ｃｏ：０．１％以上、１．０％以下、Ｎｂ：０．００５％以上、０．１００％以下、Ｖ：０．００５％以上、０．１０％以下、Ｃａ：０．０００１％以上、０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．００５０％以下、Ｚｒ：０．０００１％以上、０．００５０％以下からなる群から選択されるいずれか１種以上を含有してもよい。
［３］本発明の別の態様に係る鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０３０％以上、０．０８０％以下、
Ｍｎ：０．３０％以上、１．３０％以下、
Ｎｉ：１．３０％以上、７．００％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上、０．０２０％以下、
Ｏ ：０．００１０％以上、０．００４０％以下、
Ｂ ：０％以上、０．００５０％以下、
Ｃｕ：０．６０％以上、２．００％以下、
Ｃｒ：０％以上、１．０％以下、
Ｍｏ：０％以上、１．００％以下、
Ｗ ：０％以上、１．００％以下、
Ｃｏ：０％以上、１．０％以下、
Ｎｂ：０％以上、０．１００％以下、
Ｖ ：０％以上、０．１０％以下、
Ｃａ：０％以上、０．００５０％以下、
ＲＥＭ：０％以上、０．００５０％以下、
Ｚｒ：０％以上、０．００５０％以下、
Ｓｉ：０．１０％以下、
Ｐ ：０．０１０％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、
Ｎ ：０．００６０％以下、
Ａｌ：０．００３０％以下
を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
Ｍｎ及びＮｉの含有量の比である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、０．４５％以上、０．７０％以下であり、
下記（２）式で計算されるＣｅｑＩＩＷが、０．６５％以上、０．９０％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）
ＣｅｑＩＩＷ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・（２）
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。
ここで、上記（２）式中のＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ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。
［４］［３］に記載の鋼板は、下記（３）式で計算される焼入れ性倍数ＤＩが１０．０ｉｎｃｈ以上、２１．０ｉｎｃｈ以下であってもよい。
ＤＩ（ｉｎｃｈ）＝０．５×ｆＢ×Ｃ０．５×（１＋０．６４×Ｓｉ）×（１＋４．１×Ｍｎ）×（１＋０．２７×Ｃｕ）×（１＋０．５２×Ｎｉ）×（１＋２．３３×Ｃｒ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）・・・（３）
ここで、上記式（３）中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、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。ｆＢはＢが０．０００４％以下の場合は１．０であり、０．０００４％超の場合は１．３である。
［５］［３］又は［４］に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．１％以上、１．０％以下、Ｍｏ：０．１０％以上、１．００％以下、Ｗ：０．１０％以上、１．００％以下、Ｃｏ：０．１％以上、１．０％以下、Ｎｂ：０．００５％以上、０．１００％以下、Ｖ：０．００５％以上、０．１０％以下、Ｂ：０％以上、０．０００４％以下、Ｃａ：０．０００１％以上、０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．００５０％以下、Ｚｒ：０．０００１％以上、０．００５０％以下、からなる群から選択されるいずれか１種以上を含有してもよい。
［６］［１］～［５］の何れか１項に記載の鋼板は、前記化学組成が、Ｐ：０．００３％以上、０．０１０％以下を含有してもよい。
［７］［１］～［６］の何れか１項に記載の鋼板は、前記Ｈｖｍｉｎ及び前記Ｈｖｍａｘが、下記（８）式及び（９）式を満足してもよい。
７８０≦０．２５×Ｈｖｍｉｎ＋１．０７×Ｈｖｍａｘ＋３８７≦９３０・・・（８）
－０．００１４６×Ｈｖｍｉｎ＋０．００２４６×Ｈｖｍａｘ＋０．６５９×Ｈｖｍｉｎ／Ｈｖｍａｘ－０．１６３≦０．８５・・・（９）
［８］［１］～［７］の何れか１項に記載の鋼板は、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以下であってもよい。
［９］［１］～［８］の何れか１項に記載の鋼板は、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。ただし、ΔＨｖ＝Ｈｖｓ－Ｈｖｑである。
［１０］［１］～［９］の何れか１項に記載の鋼板は、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。
［第１実施形態］
以下、本発明の第１実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板（以下、単に鋼板と呼称する場合がある）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。
以下、本発明の第１実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板（以下、単に鋼板と呼称する場合がある）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。
第１実施形態に係る鋼板は、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、第１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。そして、本発明者らは、鋭意検討の結果、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の冷却時において、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の含有量とＮｉの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の含有量をＮｉの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、加熱時にミクロ偏析部にＣが濃化して生成する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原子とＮｉ原子との影響の違い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の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の含有量が多いほどＨＡＺのＭＡ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以下とすると、大入熱ＨＡＺでは、冷却時における残留オーステナイトの分解がより促進され、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。ＨＡＺの結晶粒の粗大化を抑制する有効な方法の一つは、Ｔｉ系酸化物を生成核とする粒内変態の利用である。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、鋼中に分散させたＴｉ系酸化物によって粒内変態を促進させることで結晶粒を微細化すると共に、Ｍｎ／Ｎｉを０．８０以下としてＭＡの生成を抑制することによって、大入熱ＨＡＺの靱性を顕著に向上し得ることを見出した。
このように、本発明者らは、鋼板にＴｉを０．００５％以上含有させることによってＴｉ酸化物を分散させ、大入熱ＨＡＺの結晶粒の微細化を図った。そして、Ｔｉ酸化物による結晶粒の微細化を図るために、Ａｌの含有量を制限する。これは、鋼板中のＡｌの含有量が増えると、鋼板中のＯがＡｌ系酸化物の生成のために消費されやすくなり、Ｔｉ系酸化物の生成が抑制されるためである。したがって、本実施形態に係る鋼板に含まれるＡｌの量は、０．００３％以下に制限される。一方、Ｔｉの含有量を０．０２０％以下に制限することで、ミクロンサイズの粗大なＴｉＮの生成を回避することができる。また、ＨＡＺ靭性に影響を及ぼすような粗大な介在物が生成しないように、Ｏの含有量は０．００４０％以下に制限される。
更に、本実施形態に係る鋼板では、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の含有量を所定の範囲とする。本発明者らの検討の結果、炭素当量ＣｅｑＷＥＳを０．７０％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。ＣｅｑＷＥＳが０．７０％を超えると、ＭＡが生成し、ＨＡＺ靱性が顕著に劣化する。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。
第１実施形態に係る鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０３％以上、０．１８％以下、
Ｍｎ：０．３０％以上、１．５０％以下、
Ｎｉ：１．００％以上、７．００％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上、０．０２０％以下、
Ｏ ：０．００１０％以上、０．００４０％以下、
Ｂ ：０％以上、０．００５０％以下、
Ｃｕ：０％以上、２．０％以下、
Ｃｒ：０％以上、１．０％以下、
Ｍｏ：０％以上、１．００％以下、
Ｗ ：０％以上、１．００％以下、
Ｃｏ：０％以上、１．０％以下、
Ｎｂ：０％以上、０．１００％以下、
Ｖ ：０％以上、０．１０％以下、
Ｃａ：０％以上、０．００５０％以下、
ＲＥＭ：０％以上、０．００５０％以下、
Ｚｒ：０％以上、０．００５０％以下
Ｓｉ：０．３０％以下、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、
Ｎ ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００３０％以下
を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
Ｍｎ及びＮｉの含有量の比である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、０．７０％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。
第１実施形態に係る鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０３％以上、０．１８％以下、
Ｍｎ：０．３０％以上、１．５０％以下、
Ｎｉ：１．００％以上、７．００％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上、０．０２０％以下、
Ｏ ：０．００１０％以上、０．００４０％以下、
Ｂ ：０％以上、０．００５０％以下、
Ｃｕ：０％以上、２．０％以下、
Ｃｒ：０％以上、１．０％以下、
Ｍｏ：０％以上、１．００％以下、
Ｗ ：０％以上、１．００％以下、
Ｃｏ：０％以上、１．０％以下、
Ｎｂ：０％以上、０．１００％以下、
Ｖ ：０％以上、０．１０％以下、
Ｃａ：０％以上、０．００５０％以下、
ＲＥＭ：０％以上、０．００５０％以下、
Ｚｒ：０％以上、０．００５０％以下
Ｓｉ：０．３０％以下、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、
Ｎ ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００３０％以下
を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
Ｍｎ及びＮｉの含有量の比である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、０．７０％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。
（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。本実施形態では、Ｃの含有量は０．０３％以上である。Ｃの含有量は、好ましくは０．０３５％以上であり、より好ましくは０．０４％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、本実施形態では、Ｃの含有量は０．１８％以下である。Ｃの含有量は、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。
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。本実施形態では、Ｃの含有量は０．０３％以上である。Ｃの含有量は、好ましくは０．０３５％以上であり、より好ましくは０．０４％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、本実施形態では、Ｃの含有量は０．１８％以下である。Ｃの含有量は、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：０．３０％以上、１．５０％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の含有量は０．３０％以上である。Ｍｎの含有量は、好ましくは０．４０％以上であり、より好ましくは０．５０％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の含有量は１．５０％以下である。Ｍｎの含有量は、好ましくは１．４０％以下であり、より好ましくは１．３０％以下であり、さらに好ましくは１．２０％以下である。
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の含有量は０．３０％以上である。Ｍｎの含有量は、好ましくは０．４０％以上であり、より好ましくは０．５０％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の含有量は１．５０％以下である。Ｍｎの含有量は、好ましくは１．４０％以下であり、より好ましくは１．３０％以下であり、さらに好ましくは１．２０％以下である。
（Ｎｉ：１．００％以上、７．００％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の含有量は、１．００％以上である。Ｎｉの含有量は、好ましくは１．２０％以上であり、より好ましくは１．４０％以上であり、さらに好ましくは１．５０％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の含有量は７．００％以下である。Ｎｉの含有量は、好ましくは６．５０％以下であり、より好ましくは６．００％以下であり、さらに好ましくは５．５０％以下である。
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の含有量は、１．００％以上である。Ｎｉの含有量は、好ましくは１．２０％以上であり、より好ましくは１．４０％以上であり、さらに好ましくは１．５０％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の含有量は７．００％以下である。Ｎｉの含有量は、好ましくは６．５０％以下であり、より好ましくは６．００％以下であり、さらに好ましくは５．５０％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の含有量はＮｉの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、本実施形態の鋼板において、鋼中のＭｎの含有量をＮｉの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。なお、Ｍｎ／Ｎｉは、Ｍｎの含有量の下限をＮｉの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。
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の含有量はＮｉの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、本実施形態の鋼板において、鋼中のＭｎの含有量をＮｉの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。なお、Ｍｎ／Ｎｉは、Ｍｎの含有量の下限をＮｉの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。
（Ｂ：０％以上、０．００５０％以下）
Ｂ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。しかし、Ｂの含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。Ｂは、鋼の焼入れ性を大幅に向上させる元素であり、微量でも鋼の焼入れ性を顕著に向上させることから、Ｂの含有量は好ましくは０．０００３％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の含有量は０．００５０％以下である。Ｂの含有量は、好ましくは０．００３０％以下、より好ましくは０．００２０％以下である。ただし、鋼板の表層の硬度上昇を抑制し、表面性状や加工性などの劣化を防止するという観点から、Ｂの含有量は０．０００４％以下であってもよい。
Ｂ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。しかし、Ｂの含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。Ｂは、鋼の焼入れ性を大幅に向上させる元素であり、微量でも鋼の焼入れ性を顕著に向上させることから、Ｂの含有量は好ましくは０．０００３％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の含有量は０．００５０％以下である。Ｂの含有量は、好ましくは０．００３０％以下、より好ましくは０．００２０％以下である。ただし、鋼板の表層の硬度上昇を抑制し、表面性状や加工性などの劣化を防止するという観点から、Ｂの含有量は０．０００４％以下であってもよい。
（Ｔｉ：０．００５％以上、０．０２０％以下）
Ｔｉは、Ｔｉ酸化物及びＴｉＮを形成する元素である。ＴｉＮはピン止め効果によってγ粒の粗大化を抑制し、Ｔｉ酸化物は粒内変態核となってＨＡＺの結晶粒の細粒化に寄与する。また、Ｔｉは、ＴｉＮを形成してＢＮの生成を抑制するため、焼入れ性を向上させる固溶Ｂの確保にも有効である。大入熱ＨＡＺの靭性を確保するため、本実施形態において、Ｔｉの含有量は０．００５％以上である。Ｔｉの含有量は、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の含有量は０．０２０％以下である。Ｔｉの含有量は、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。
Ｔｉは、Ｔｉ酸化物及びＴｉＮを形成する元素である。ＴｉＮはピン止め効果によってγ粒の粗大化を抑制し、Ｔｉ酸化物は粒内変態核となってＨＡＺの結晶粒の細粒化に寄与する。また、Ｔｉは、ＴｉＮを形成してＢＮの生成を抑制するため、焼入れ性を向上させる固溶Ｂの確保にも有効である。大入熱ＨＡＺの靭性を確保するため、本実施形態において、Ｔｉの含有量は０．００５％以上である。Ｔｉの含有量は、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の含有量は０．０２０％以下である。Ｔｉの含有量は、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：０．０１００％以下）
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、Ｎの含有量は０．０１００％以下である。Ｎの含有量は、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。
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、Ｎの含有量は０．０１００％以下である。Ｎの含有量は、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。
（Ｏ：０．００１０％以上、０．００４０％以下）
Ｏは、Ｔｉ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。Ｔｉ酸化物は、粒内変態核として作用し、結晶粒の微細化に寄与する。この効果を得るため、本実施形態の鋼板では、Ｏの含有量は０．００１０％以上である。ただし、鋼の清浄度が低下して母材及びＨＡＺの靭性が劣化することを抑制する観点から、Ｏの含有量は０．００４０％以下である。Ｏの含有量は、好ましくは０．００３０％以下である。
Ｏは、Ｔｉ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。Ｔｉ酸化物は、粒内変態核として作用し、結晶粒の微細化に寄与する。この効果を得るため、本実施形態の鋼板では、Ｏの含有量は０．００１０％以上である。ただし、鋼の清浄度が低下して母材及びＨＡＺの靭性が劣化することを抑制する観点から、Ｏの含有量は０．００４０％以下である。Ｏの含有量は、好ましくは０．００３０％以下である。
（Ａｌ：０．００３０％以下）
Ａｌは、酸化物を形成する元素であり、脱酸に用いられる。しかし、Ａｌの含有量の増加に伴ってＴｉ系酸化物の生成が抑制される。したがって、Ａｌの含有量は、Ｔｉ系酸化物の生成を促進するという観点から、本実施形態において、０．００３０％以下である。Ａｌの含有量は、好ましくは０．００２０％以下であり、より好ましくは０．００１０％以下である。上述のように、Ａｌは脱酸元素であるが、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉによる脱酸が可能であり、Ａｌの含有量は０％であってもよい。
Ａｌは、酸化物を形成する元素であり、脱酸に用いられる。しかし、Ａｌの含有量の増加に伴ってＴｉ系酸化物の生成が抑制される。したがって、Ａｌの含有量は、Ｔｉ系酸化物の生成を促進するという観点から、本実施形態において、０．００３０％以下である。Ａｌの含有量は、好ましくは０．００２０％以下であり、より好ましくは０．００１０％以下である。上述のように、Ａｌは脱酸元素であるが、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉによる脱酸が可能であり、Ａｌの含有量は０％であってもよい。
（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り、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の含有量の制限が必要であり、本実施形態では、Ｓｉの含有量は０．３０％以下である。Ｓｉの含有量は、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の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の含有量は０．０１％以上であってもよい。
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り、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の含有量の制限が必要であり、本実施形態では、Ｓｉの含有量は０．３０％以下である。Ｓｉの含有量は、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の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の含有量は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の含有量は、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の含有量は、好ましくは０．０１０％以下である。Ｐの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の含有量は０．００１％以上であってもよい。また、Ｐは、靭性に有害な不純物であるが、大入熱ＨＡＺの焼入れ性を高めて、結晶粒径を細粒化させ、大入熱ＨＡＺの靭性を向上させる効果がある。該効果を得る観点から、Ｐの含有量を０．００３％以上としてもよい。
Ｐは、靭性に有害な不純物である。Ｐの含有量は、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の含有量は、好ましくは０．０１０％以下である。Ｐの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の含有量は０．００１％以上であってもよい。また、Ｐは、靭性に有害な不純物であるが、大入熱ＨＡＺの焼入れ性を高めて、結晶粒径を細粒化させ、大入熱ＨＡＺの靭性を向上させる効果がある。該効果を得る観点から、Ｐの含有量を０．００３％以上としてもよい。
（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の含有量は、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は０．００５％以下である。Ｓの含有量は、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量の下限は限定されないが、製造コストの観点から、Ｓの含有量は０．０００１％以上であってもよい。Ｓの含有量は０．００１％以上であってもよい。
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の含有量は、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は０．００５％以下である。Ｓの含有量は、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量の下限は限定されないが、製造コストの観点から、Ｓの含有量は０．０００１％以上であってもよい。Ｓの含有量は０．００１％以上であってもよい。
（炭素当量ＣｅｑＷＥＳ：０．４３％以上、０．７０％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、大入熱靱性を確保するという観点から、炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、本実施形態では０．７０％以下である。炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、好ましくは０．６５％以下である。
なお、炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、合金元素の含有量によって下記（１）式で計算される。
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、大入熱靱性を確保するという観点から、炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、本実施形態では０．７０％以下である。炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、好ましくは０．６５％以下である。
なお、炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、合金元素の含有量によって下記（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、鋼板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値が制限される。
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の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。しかし、Ｃｕの含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。また、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の含有量は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、Ｃｕの含有量は、２．０％以下である。Ｃｕの含有量は、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。
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。しかし、Ｃｕの含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。また、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の含有量は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、Ｃｕの含有量は、２．０％以下である。Ｃｕの含有量は、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。しかし、Ｃｒの含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。また、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の含有量は０．１％以上であってもよい。Ｃｒの含有量は、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、Ｃｒの含有量は、１．０％以下であるＣｒの含有量は、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。
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。しかし、Ｃｒの含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。また、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の含有量は０．１％以上であってもよい。Ｃｒの含有量は、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、Ｃｒの含有量は、１．０％以下であるＣｒの含有量は、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、１．００％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。しかし、Ｍｏの含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。また、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の含有量は０．１０％以上であってもよい。Ｍｏの含有量は、好ましくは０．２０％以上であり、より好ましくは０．３０％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、Ｍｏの含有量は１．００％以下である。Ｍｏの含有量は、好ましくは０．５０％以下である。
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。しかし、Ｍｏの含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。また、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の含有量は０．１０％以上であってもよい。Ｍｏの含有量は、好ましくは０．２０％以上であり、より好ましくは０．３０％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、Ｍｏの含有量は１．００％以下である。Ｍｏの含有量は、好ましくは０．５０％以下である。
（Ｗ：０％以上、１．００％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。しかし、Ｗの含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。また、Ｗは、母材の強度及び靱性をさせる元素でもある。そのため、本実施形態では、Ｗの含有量は０．１０％以上であってもよい。Ｗの含有量は、好ましくは０．２０％以上であり、より好ましくは０．３０％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、Ｗの含有量は１．００％以下である。Ｗの含有量は、好ましくは０．５０％以下である。
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。しかし、Ｗの含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。また、Ｗは、母材の強度及び靱性をさせる元素でもある。そのため、本実施形態では、Ｗの含有量は０．１０％以上であってもよい。Ｗの含有量は、好ましくは０．２０％以上であり、より好ましくは０．３０％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、Ｗの含有量は１．００％以下である。Ｗの含有量は、好ましくは０．５０％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。しかし、Ｃｏの含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。また、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の含有量は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、Ｃｏの含有量は１．０％以下である。Ｃｏの含有量は、好ましくは０．５％以下である。
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。しかし、Ｃｏの含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。また、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の含有量は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、Ｃｏの含有量は１．０％以下である。Ｃｏの含有量は、好ましくは０．５％以下である。
（Ｎｂ：０％以上、０．１００％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。しかし、Ｎｂの含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。また、Ｎｂ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、Ｎｂの含有量は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、Ｎｂの含有量は０．１００％以下である。Ｎｂの含有量は、好ましくは０．０５０％以下であり、より好ましくは０．０３０％以下である。
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。しかし、Ｎｂの含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。また、Ｎｂ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、Ｎｂの含有量は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、Ｎｂの含有量は０．１００％以下である。Ｎｂの含有量は、好ましくは０．０５０％以下であり、より好ましくは０．０３０％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。しかし、Ｖの含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。また、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の含有量は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、合金コストの上昇抑制の観点から、Ｖの含有量は、０．１０％以下である。Ｖの含有量は、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。
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。しかし、Ｖの含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。また、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の含有量は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、合金コストの上昇抑制の観点から、Ｖの含有量は、０．１０％以下である。Ｖの含有量は、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の１種又は２種以上を含有することができる。
（Ｃａ：０％以上、０．００５０％以下）
Ｃａは、酸化物や硫化物、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の含有量は０．０００１０％以上であってもよい。好ましくは０．００１０％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、Ｃａの含有量は０．００５０％以下である。Ｃａの含有量は、好ましくは０．００４０％以下である。なお、Ｃａの含有量は０％であってもよい。
Ｃａは、酸化物や硫化物、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の含有量は０．０００１０％以上であってもよい。好ましくは０．００１０％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、Ｃａの含有量は０．００５０％以下である。Ｃａの含有量は、好ましくは０．００４０％以下である。なお、Ｃａの含有量は０％であってもよい。
（ＲＥＭ：０％以上、０．００５０％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の含有量とは、希土類元素の含有量の合計である。
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の含有量とは、希土類元素の含有量の合計である。
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の含有量は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、ＲＥＭの含有量は０．００５０％以下である。ＲＥＭの含有量は、好ましくは０．００３０％以下である。なお、ＲＥＭの含有量は０％であってもよい。
（Ｚｒ：０％以上、０．００５０％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、Ｚｒの含有量は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、Ｚｒの含有量は０．００５０％以下である。Ｚｒの含有量は、好ましくは０．００３０％以下である。なお、Ｚｒの含有量は０％であってもよい。
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、Ｚｒの含有量は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、Ｚｒの含有量は０．００５０％以下である。Ｚｒの含有量は、好ましくは０．００３０％以下である。なお、Ｚｒの含有量は０％であってもよい。
本実施形態に係る鋼板は、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。本実施形態に係る鋼板は、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。具体的には、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、ダイヤフラム溶接（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。
（板厚：４０ｍｍ以上、１２０ｍｍ以下）
（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）
建築物の大型化、建造の高能率化、要求される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。そのため、本実施形態に係る鋼板において、強度の観点から、板厚は４０ｍｍ以上、１２０ｍｍ以下、引張強度は７８０ＭＰａ以上、９３０ＭＰａ以下、降伏強度は６３０ＭＰａ以上、７５０ＭＰａ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％以下とする。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。さらに、建造の高能率化や耐震性の観点から、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℃）の平均値は７０Ｊ以上であることが好ましい。なお、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。
（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）
建築物の大型化、建造の高能率化、要求される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。そのため、本実施形態に係る鋼板において、強度の観点から、板厚は４０ｍｍ以上、１２０ｍｍ以下、引張強度は７８０ＭＰａ以上、９３０ＭＰａ以下、降伏強度は６３０ＭＰａ以上、７５０ＭＰａ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％以下とする。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。さらに、建造の高能率化や耐震性の観点から、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℃）の平均値は７０Ｊ以上であることが好ましい。なお、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。
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、１５×１５の格子状となるように、合計２２５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。
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、１５×１５の格子状となるように、合計２２５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（８）式及び（９）式を満足する、ことが好ましい。
７８０≦０．２５×Ｈｖｍｉｎ＋１．０７×Ｈｖｍａｘ＋３８７≦９３０・・・（８）
－０．００１４６×Ｈｖｍｉｎ＋０．００２４６×Ｈｖｍａｘ＋０．６５９×Ｈｖｍｉｎ/Ｈｖｍax－０．１６３≦０．８５・・・（９）
なお、ＨｖｍｉｎとＨｖｍａｘとが上記関係を満たすことは、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。
７８０≦０．２５×Ｈｖｍｉｎ＋１．０７×Ｈｖｍａｘ＋３８７≦９３０・・・（８）
－０．００１４６×Ｈｖｍｉｎ＋０．００２４６×Ｈｖｍａｘ＋０．６５９×Ｈｖｍｉｎ/Ｈｖｍax－０．１６３≦０．８５・・・（９）
なお、ＨｖｍｉｎとＨｖｍａｘとが上記関係を満たすことは、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。
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。
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、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、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おそれがある。
本実施形態に係る鋼板は、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、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おそれがある。
表層領域の硬さ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、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）
また、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）
次に、第１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、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。また、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。
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。
上述した化学成分から構成され、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５０ｍｍ以上、１００ｍｍ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。
鋳片の加熱温度は、鋳造後の鋼片に析出した炭化物や窒化物を溶体化し、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。特に、Ｂを含む場合、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粒の粗大化を抑制して、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。
なお、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いう観点から、好ましくは９００℃以下である。Ａｒ３変態点（℃）は下記（４）式によって求めることができる。
なお、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いう観点から、好ましくは９００℃以下である。Ａｒ３変態点（℃）は下記（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。
さらに、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。
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、下記（５）式及び（６）式によって求めることができる。二相域熱処理温度は、７２０～８１０℃であることが好ましい。
Ａｃ１変態点＝７５０．８－２６．６Ｃ＋１７．６Ｓｉ－１１．６Ｍｎ－２２．９Ｃｕ－２３．０Ｎｉ＋２４．１Ｃｒ＋２２．５Ｍｏ－３９．７Ｖ－５．７Ｔｉ＋２３２．４Ｎｂ－１６９．４Ａｌ－８９４．７Ｂ・・・（５）
Ａｃ３変態点＝９１０－２０３√Ｃ＋４４．７Ｓｉ－３０Ｍｎ－４００Ａｌ－１５．２Ｎｉ＋１０４Ｖ＋３１．５Ｍｏ＋１３．１Ｗ＋１１Ｃｒ＋２０Ｃｕ－７００Ｐ－４００Ｔｉ・・・（６）
Ａｃ３変態点＝９１０－２０３√Ｃ＋４４．７Ｓｉ－３０Ｍｎ－４００Ａｌ－１５．２Ｎｉ＋１０４Ｖ＋３１．５Ｍｏ＋１３．１Ｗ＋１１Ｃｒ＋２０Ｃｕ－７００Ｐ－４００Ｔｉ・・・（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３２０～６００℃）、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、好ましくは３５０℃以上、６００℃以下である。
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を超えるような大入熱溶接が施されても、良好なＨＡＺ靭性が確保される。
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、さらに建設効率及び耐震安全性の向上を図ることができる。
［第２実施形態］
次に、本発明の第２実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板（以下、単に「鋼板」とも称する。）について説明する。なお、第１実施形態と重複する部分については説明を割愛する。
次に、本発明の第２実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板（以下、単に「鋼板」とも称する。）について説明する。なお、第１実施形態と重複する部分については説明を割愛する。
第２実施形態に係る鋼板は、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、第２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、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。そして、本発明者らは、鋭意検討の結果、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の冷却時において、ミクロ偏析部の残留オーステナイトが分解されずに大入熱ＨＡＺが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の靱性を劣化させる。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。換言するに、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の含有量とＮｉの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の含有量をＮｉの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、加熱時にミクロ偏析部にＣが濃化して生成する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原子とＮｉ原子との影響の違いに起因すると推察される。
更に、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の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の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の含有量が多いほどＨＡＺのＭＡ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の含有量を０．１２％以上に高めると、大入熱ＨＡＺでは、冷却時における残留オーステナイトの分解がより促進されることがわかった。
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、Ｔｉ系酸化物を生成核とする粒内変態の利用である。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、鋼中に分散させたＴｉ系酸化物によって粒内変態を促進させることで結晶粒を微細化すると共に、Ｍｎ／Ｎｉを０．８０以下に制限してＭＡの生成を抑制することによって、大入熱ＨＡＺの靱性を顕著に向上し得ることを見出した。
このように、本発明者らは、鋼板にＴｉを０．００５％以上含有させることによってＴｉ酸化物を分散させ、大入熱ＨＡＺの結晶粒の微細化を図った。そして、Ｔｉ酸化物による結晶粒の微細化を図るために、Ａｌの含有量を制限する。これは、鋼板中のＡｌの含有量が増えると、鋼板中のＯがＡｌ系酸化物の生成のために消費されやすくなり、Ｔｉ系酸化物の生成が抑制されるためである。したがって、本実施形態に係る鋼板に含まれるＡｌの量は、０．００３％以下に制限される。一方、Ｔｉの含有量を０．０２０％以下に制限することで、ミクロンサイズの粗大なＴｉＮの生成を回避することができる。また、ＨＡＺ靭性に影響を及ぼすような粗大な介在物が生成しないように、Ｏの含有量は０．００４０％以下に制限される。
更に、本実施形態に係る鋼板では、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の含有量を所定の範囲とする。本発明者らの検討の結果、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。ＣｅｑＷＥＳが０．５３％を超えると、ＭＡが生成し、ＨＡＺ靱性が顕著に劣化する。炭素当量ＣｅｑＷＥＳの求め方は、第１実施形態と同様である。
また更に、炭素当量ＣｅｑＷＥＳの上限を制限することで、母材の強度不足が懸念される。そこで本実施形態に係る鋼板では、Ｂを含有させることで、母材強度を確保する。なお、Ｂの焼入れ性を高める効果は、ＢＮの形成によって損なわれるが、窒化物を形成するＴｉを含有させ、ＴｉＮ形成によってＮを固定すると、ＢＮの生成が抑制される。すなわち、Ｔｉ窒化物はＢの焼入れ性を高める効果の発現に寄与している。ただし、上述したように、破壊の起点となるミクロンサイズの粗大なＴｉＮの生成を回避することが望ましい。
次に、本実施形態に係る鋼板の化学成分（鋼組成）について詳細に説明する。なお、以下の化学成分の説明では、質量％を単に％と表記する。
（Ｃ：０．１２％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し、また、ＭＡの生成に影響を及ぼす元素である。本実施形態では、Ｃの含有量は０．１２％以上である。これにより、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が促進され、ＭＡの生成が抑制される。Ｃの含有量は、好ましくは０．１３％以上であり、より好ましくは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、本実施形態では、Ｃの含有量は０．１８％以下である。Ｃの含有量は、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。
Ｃは、鋼の焼入れ性を高めて高強度化に寄与し、また、ＭＡの生成に影響を及ぼす元素である。本実施形態では、Ｃの含有量は０．１２％以上である。これにより、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が促進され、ＭＡの生成が抑制される。Ｃの含有量は、好ましくは０．１３％以上であり、より好ましくは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、本実施形態では、Ｃの含有量は０．１８％以下である。Ｃの含有量は、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の含有量は０．５％以上である。Ｍｎの含有量は、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の含有量は１．５％以下である。Ｍｎの含有量は、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。
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の含有量は０．５％以上である。Ｍｎの含有量は、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の含有量は１．５％以下である。Ｍｎの含有量は、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の含有量は、１．０％以上である。Ｎｉの含有量は、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の含有量は３．０％以下である。Ｎｉの含有量は、好ましくは２．５％以下であり、より好ましくは２．２％以下、さらに好ましくは２．０％以下である。
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の含有量は、１．０％以上である。Ｎｉの含有量は、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の含有量は３．０％以下である。Ｎｉの含有量は、好ましくは２．５％以下であり、より好ましくは２．２％以下、さらに好ましくは２．０％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り、本実施形態では、Ｂの含有量は０．０００３％以上である。Ｂの含有量は、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の含有量は０．００３０％以下である。Ｂの含有量は、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。
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り、本実施形態では、Ｂの含有量は０．０００３％以上である。Ｂの含有量は、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の含有量は０．００３０％以下である。Ｂの含有量は、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。
（Ｎ：０．００１０％以上、０．０１００％以下）
Ｎは、ＴｉＮを構成する元素である。ＴｉＮは、ピン止めによってγ粒の粗大化を抑制する。ＨＡＺにおいてγ粒の成長を抑制する効果を発現するため、本実施形態の鋼板において、Ｎの含有量は０．００１０％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、Ｎの含有量は０．０１００％以下である。Ｎの含有量は、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。
Ｎは、ＴｉＮを構成する元素である。ＴｉＮは、ピン止めによってγ粒の粗大化を抑制する。ＨＡＺにおいてγ粒の成長を抑制する効果を発現するため、本実施形態の鋼板において、Ｎの含有量は０．００１０％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、Ｎの含有量は０．０１００％以下である。Ｎの含有量は、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。
（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、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。なお、炭素当量ＣｅｑＷＥＳの求め方は第１実施形態と同様である。
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、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。なお、炭素当量ＣｅｑＷＥＳの求め方は第１実施形態と同様である。
第２実施形態に係る鋼板の製造方法は、第１実施形態に係る鋼板の製造方法と同様であるため説明を割愛する。
［第３実施形態］
次に、本発明の第３実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板（以下、単に「鋼板」とも称する。）について説明する。まず、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。なお、第１実施形態及び第２実施形態と重複する部分については説明を割愛する。
第３実施形態に係る鋼板は、焼入れ性を高める合金元素であるＣ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ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、上述したように、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する。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、ミクロ偏析部は大入熱ＨＡＺに残存しやすい。このようにして局所的に形成される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、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。そして、本発明者らは、鋭意検討の結果、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の冷却時において、ミクロ偏析部の残留オーステナイトが分解されずに大入熱ＨＡＺが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の靱性を劣化させる。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。換言するに、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の含有量とＮｉの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の含有量をＮｉの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、加熱時にミクロ偏析部にＣが濃化して生成する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原子とＮｉ原子との影響の違いに起因すると推察される。
また、本発明者らは、ミクロ偏析部の残留オーステナイトの分解開始時のＣの濃度は、鋼板全体のＣの含有量よりも鋼板に含まれるＭｎやＮｉなどの合金元素の種類や量に影響されることを見出した。つまり、本発明者らは、鋼成分のＣの含有量を低減するほどベイナイト変態が促進され、ＭＡとなる残留オーステナイトの量が減り、そのサイズも微細化する傾向があることを見出した。この現象は、ベイナイトの不完全変態の機構と関連していると推察される。また、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の含有量を０．０８０％以下に制限することによって、ミクロ偏析部におけるＭＡの生成を抑制できることを見出した。
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。ＨＡＺの結晶粒の粗大化を抑制する有効な方法の一つは、Ｔｉ系酸化物を生成核とする粒内変態の利用である。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、鋼中に分散させたＴｉ系酸化物によって粒内変態を促進させることで結晶粒を微細化すると共に、Ｍｎ／Ｎｉを０．８０以下に制限してＭＡの生成を抑制することによって、大入熱ＨＡＺの靱性を顕著に向上し得ることを見出した。
このように、本発明者らは、鋼板のＴｉの含有量を０．００５％以上とすることによってＴｉ系酸化物を分散させ、大入熱ＨＡＺの結晶粒の微細化を図った。そして、Ｔｉ系酸化物による結晶粒の微細化を図るために、Ａｌの含有量を制限する。これは、鋼板中のＡｌの含有量が増えると、鋼板中のＯ（酸素）がＡｌ系酸化物の生成のために消費されやすくなり、Ｔｉ系酸化物の生成が抑制されるためである。したがって、本実施形態に係る鋼板に含まれるＡｌの量は０．００３％以下に制限される。一方、ミクロンサイズの粗大なＴｉＮの生成は、Ｔｉの含有量を０．０２％以下に制限することで、回避できる。また、ＨＡＺ靭性に影響を及ぼすような粗大な介在物が生成しないように、Ｏの含有量は０．００４０％以下に制限される。
更に、第３実施形態では、Ｃｕ及びＮｉの含有量を高め、焼入れ性を十分に確保することによっても結晶粒の微細化が図られる。具体的には、炭素当量ＣｅｑＷＥＳ及びＣｅｑＩＩＷの下限が適切に設定され、好ましくは焼入れ性倍数ＤＩの下限が適正に設定される。一方、延性が極端に低下したり、吸収エネルギーが低下したりすることを抑制するため、ＣｅｑＷＥＳ及びＣｅｑＩＩＷの上限が適切に設定され、好ましくはＤＩの上限が適切に設定される。炭素当量ＣｅｑＷＥＳ及びＣｅｑＩＩＷ、並びにＤＩは、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量によって制御される。本発明者らは、鋭意検討の結果、炭素当量ＣｅｑＷＥＳを０．４５％以上、０．７０％以下、下記（２）式によって求められるＣｅｑＩＩＷを０．６５％以上、０．９０％以下に制御すれば、大入熱ＨＡＺの靭性が確保されるという知見を得た。好ましくは、結晶粒の微細化のために、下記（３）式によって求められる焼入れ性倍数ＤＩは１０．０ｉｎｃｈ以上、２１．０ｉｎｃｈ以下の範囲内に制御される。
ＣｅｑＩＩＷ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・（２）
ＤＩ（ｉｎｃｈ）＝０．５×ｆＢ×Ｃ０．５×（１＋０．６４×Ｓｉ）×（１＋４．１×Ｍｎ）×（１＋０．２７×Ｃｕ）×（１＋０．５２×Ｎｉ）×（１＋２．３３×Ｃｒ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）・・・（３）
ここで、上記（２）式、（３）式中のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ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。ｆＢはＢが０．０００４％以下の場合は１．０であり、０．０００４％超の場合は１．３である。
ＤＩ（ｉｎｃｈ）＝０．５×ｆＢ×Ｃ０．５×（１＋０．６４×Ｓｉ）×（１＋４．１×Ｍｎ）×（１＋０．２７×Ｃｕ）×（１＋０．５２×Ｎｉ）×（１＋２．３３×Ｃｒ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）・・・（３）
ここで、上記（２）式、（３）式中のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ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。ｆＢはＢが０．０００４％以下の場合は１．０であり、０．０００４％超の場合は１．３である。
次に、第３実施形態に係る鋼板の化学成分（鋼組成）について説明する。なお、以下の化学成分の説明では、質量％を単に％と表記する。
（Ｃ：０．０３０％以上、０．０８０％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。本実施形態では、Ｃの含有量は０．０３０％以上である。Ｃの含有量は、好ましくは０．０３５％以上であり、より好ましくは０．０４０％以上である。一方、靱性を確保するという観点から、Ｃの含有量は０．０８０％以下である。Ｃの含有量は、好ましくは０．０７５％以下であり、より好ましくは０．０７０％以下である。
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。本実施形態では、Ｃの含有量は０．０３０％以上である。Ｃの含有量は、好ましくは０．０３５％以上であり、より好ましくは０．０４０％以上である。一方、靱性を確保するという観点から、Ｃの含有量は０．０８０％以下である。Ｃの含有量は、好ましくは０．０７５％以下であり、より好ましくは０．０７０％以下である。
（Ｍｎ：０．３０％以上、１．３０％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の含有量は０．３０％以上である。Ｍｎの含有量は、好ましくは０．４０％以上であり、より好ましくは０．５０％以上である。一方、大入熱ＨＡＺにおけるＭＡの過度な生成を抑制するという観点から、本実施形態では、Ｍｎの含有量は１．３０％以下である。Ｍｎの含有量は、好ましくは１．２０％以下であり、より好ましくは１．１０％以下である。
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の含有量は０．３０％以上である。Ｍｎの含有量は、好ましくは０．４０％以上であり、より好ましくは０．５０％以上である。一方、大入熱ＨＡＺにおけるＭＡの過度な生成を抑制するという観点から、本実施形態では、Ｍｎの含有量は１．３０％以下である。Ｍｎの含有量は、好ましくは１．２０％以下であり、より好ましくは１．１０％以下である。
（Ｎｉ：１．３０％以上、７．００％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、本実施形態において、Ｎｉの含有量は１．３０％以上である。Ｎｉの含有量は、好ましくは１．８０％以上であり、より好ましくは２．００％以上であり、さらに好ましくは２．５０％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の含有量は７．００％以下である。Ｎｉの含有量は、好ましくは６．５０％以下であり、より好ましくは６．００％以下であり、さらに好ましくは５．５０％以下である。
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、本実施形態において、Ｎｉの含有量は１．３０％以上である。Ｎｉの含有量は、好ましくは１．８０％以上であり、より好ましくは２．００％以上であり、さらに好ましくは２．５０％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の含有量は７．００％以下である。Ｎｉの含有量は、好ましくは６．５０％以下であり、より好ましくは６．００％以下であり、さらに好ましくは５．５０％以下である。
（Ｃｕ：０．６０％以上、２．００％以下）
Ｃｕは、溶接性やＨＡＺの靱性に対する悪影響が小さく、鋼の焼入れ性を高めて母材の強度や靱性を向上させる元素である。強度および靭性を確保するという観点から、本実施形態の鋼板において、Ｃｕの含有量は０．６０％以上である。Ｃｕの含有量は、好ましくは０．７０％以上であり、より好ましくは０．８０％以上である。一方、鋼板の熱間圧延時おけるＣｕクラックの発生抑制の観点から、本実施形態では、Ｃｕの含有量は２．００％以下である。Ｃｕの含有量は、好ましくは１．９０％以下であり、より好ましくは１．８０％以下である。
Ｃｕは、溶接性やＨＡＺの靱性に対する悪影響が小さく、鋼の焼入れ性を高めて母材の強度や靱性を向上させる元素である。強度および靭性を確保するという観点から、本実施形態の鋼板において、Ｃｕの含有量は０．６０％以上である。Ｃｕの含有量は、好ましくは０．７０％以上であり、より好ましくは０．８０％以上である。一方、鋼板の熱間圧延時おけるＣｕクラックの発生抑制の観点から、本実施形態では、Ｃｕの含有量は２．００％以下である。Ｃｕの含有量は、好ましくは１．９０％以下であり、より好ましくは１．８０％以下である。
（Ｓｉ：０．１０％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り、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の含有量の制限が必要であり、本実施形態では、Ｓｉの含有量は０．１０％以下である。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。Ｓｉの含有量の下限は特に限定されないが、製造コストの観点から、Ｓｉの含有量は０．０１％以上であってもよい。
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り、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の含有量の制限が必要であり、本実施形態では、Ｓｉの含有量は０．１０％以下である。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。Ｓｉの含有量の下限は特に限定されないが、製造コストの観点から、Ｓｉの含有量は０．０１％以上であってもよい。
（Ｐ：０．０１０％以下）
Ｐは、靭性に有害な不純物である。Ｐの含有量は、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、０．０１０％以下である。Ｐの含有量は、好ましくは０．００８％以下である。Ｐの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の含有量は０．００１％以上であってもよい。
Ｐは、靭性に有害な不純物である。Ｐの含有量は、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、０．０１０％以下である。Ｐの含有量は、好ましくは０．００８％以下である。Ｐの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の含有量は０．００１％以上であってもよい。
（Ｎ：０．００６０％以下）
Ｎは、ＴｉＮを構成する元素である。微細なＴｉＮは、ピン止めによってγ粒の粗大化を抑制するが、粗大なＴｉＮは、ＨＡＺにおいて破壊起点となり、靱性を低下させる場合がある。粗大なＴｉＮの形成を抑制し、ＨＡＺ靭性を確保するという観点から、本実施形態では、Ｎの含有量は０．００６０％以下である。Ｎの含有量は、好ましくは０．００４０％以下である。本実施形態では、Ｎの含有量の下限は限定されないが、製造コストの観点から、Ｎの含有量は０．０００１％以上であってもよい。ＨＡＺにおいてγ粒の成長を抑制する効果を発現させるという観点から、Ｎの含有量は、好ましくは０．００１０％以上である。
Ｎは、ＴｉＮを構成する元素である。微細なＴｉＮは、ピン止めによってγ粒の粗大化を抑制するが、粗大なＴｉＮは、ＨＡＺにおいて破壊起点となり、靱性を低下させる場合がある。粗大なＴｉＮの形成を抑制し、ＨＡＺ靭性を確保するという観点から、本実施形態では、Ｎの含有量は０．００６０％以下である。Ｎの含有量は、好ましくは０．００４０％以下である。本実施形態では、Ｎの含有量の下限は限定されないが、製造コストの観点から、Ｎの含有量は０．０００１％以上であってもよい。ＨＡＺにおいてγ粒の成長を抑制する効果を発現させるという観点から、Ｎの含有量は、好ましくは０．００１０％以上である。
（炭素当量ＣｅｑＷＥＳ：０．４５％以上、０．７０％以下）
炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、鋼板（母材）の強度及びＨＡＺの結晶粒径に大きな影響を及ぼす焼入れ性の指標である。鋼の焼入れ性を高め、母材の強度を確保し、ＨＡＺの結晶粒を細粒化させるという観点から、炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、本実施形態では０．４５％以上である。炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、好ましくは０．５０％以上であり、より好ましくは０．５５％以上である。一方、靱性を確保するという観点から、炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、本実施形態では０．７０％以下である。炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、好ましくは０．６５％以下である。なお、炭素当量ＣｅｑＷＥＳの求め方は、第１実施形態及び第２実施形態と同様である。
炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、鋼板（母材）の強度及びＨＡＺの結晶粒径に大きな影響を及ぼす焼入れ性の指標である。鋼の焼入れ性を高め、母材の強度を確保し、ＨＡＺの結晶粒を細粒化させるという観点から、炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、本実施形態では０．４５％以上である。炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、好ましくは０．５０％以上であり、より好ましくは０．５５％以上である。一方、靱性を確保するという観点から、炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、本実施形態では０．７０％以下である。炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、好ましくは０．６５％以下である。なお、炭素当量ＣｅｑＷＥＳの求め方は、第１実施形態及び第２実施形態と同様である。
（炭素当量ＣｅｑＩＩＷ：０．６５％以上、０．９０％以下）
炭素当量ＣｅｑＩＩＷは、鋼板（母材）の強度及びＨＡＺの結晶粒径に大きな影響を及ぼす焼入れ性の指標である。本実施形態に係る鋼板は、Ｃｕが含まれることから、炭素当量ＣｅｑＩＩＷは重要な指標である。鋼の焼入れ性を高め、母材の強度を確保し、ＨＡＺの結晶粒を細粒化させるという観点から、炭素当量ＣｅｑＩＩＷは、本実施形態では０．６５％以上である。炭素当量ＣｅｑＩＩＷは、好ましくは０．７０％以上であり、より好ましくは０．７５％以上である。一方、靱性を確保するという観点から、炭素当量ＣｅｑＩＩＷは、本実施形態では０．９０％以下である。炭素当量ＣｅｑＩＩＷは、好ましくは０．８９％以下であり、より好ましくは０．８５％以下である。なお、炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、合金元素の含有量によって下記（２）式で計算される。
炭素当量ＣｅｑＩＩＷは、鋼板（母材）の強度及びＨＡＺの結晶粒径に大きな影響を及ぼす焼入れ性の指標である。本実施形態に係る鋼板は、Ｃｕが含まれることから、炭素当量ＣｅｑＩＩＷは重要な指標である。鋼の焼入れ性を高め、母材の強度を確保し、ＨＡＺの結晶粒を細粒化させるという観点から、炭素当量ＣｅｑＩＩＷは、本実施形態では０．６５％以上である。炭素当量ＣｅｑＩＩＷは、好ましくは０．７０％以上であり、より好ましくは０．７５％以上である。一方、靱性を確保するという観点から、炭素当量ＣｅｑＩＩＷは、本実施形態では０．９０％以下である。炭素当量ＣｅｑＩＩＷは、好ましくは０．８９％以下であり、より好ましくは０．８５％以下である。なお、炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、合金元素の含有量によって下記（２）式で計算される。
ＣｅｑＩＩＷ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・・（２）
ここで、上記（２）式中のＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ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。
ここで、上記（２）式中のＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ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。
（焼入れ性倍数ＤＩ：１０．０ｉｎｃｈ以上、２１．０ｉｎｃｈ以下）
焼入れ性倍数ＤＩは、鋼板（母材）の強度及びＨＡＺの結晶粒径に影響を及ぼす焼入れ性の指標である。鋼の焼入れ性を高め、母材の強度を確保し、ＨＡＺの結晶粒を細粒化させるという観点から、焼入れ性倍数ＤＩは、好ましくは１０．０ｉｎｃｈ以上である。焼入れ性倍数ＤＩは、より好ましくは１２．０ｉｎｃｈ以上であり、さらに好ましくは１４．０ｉｎｃｈ以上である。一方、靱性を確保するという観点から、焼入れ性倍数ＤＩは、好ましくは２１．０ｉｎｃｈ以下である。焼入れ性倍数ＤＩは、より好ましくは２０．０ｉｎｃｈ以下であり、さらに好ましくは１９．０ｉｎｃｈ以下である。なお、焼入れ性倍数ＤＩは、合金元素の含有量によって下記（３）式で計算される。ｆＢは、焼入れ性に及ぼすＢの影響を示す係数であり、Ｂの含有量によって変化する。Ｂの含有量が０．０００４％以下の場合、焼入れ性に及ぼすＢの影響は考慮されず、ｆＢは１．０である。Ｂの含有量が０．０００４％超の場合、焼入れ性に及ぼすＢの影響が考慮され、ｆＢは１．３である。
焼入れ性倍数ＤＩは、鋼板（母材）の強度及びＨＡＺの結晶粒径に影響を及ぼす焼入れ性の指標である。鋼の焼入れ性を高め、母材の強度を確保し、ＨＡＺの結晶粒を細粒化させるという観点から、焼入れ性倍数ＤＩは、好ましくは１０．０ｉｎｃｈ以上である。焼入れ性倍数ＤＩは、より好ましくは１２．０ｉｎｃｈ以上であり、さらに好ましくは１４．０ｉｎｃｈ以上である。一方、靱性を確保するという観点から、焼入れ性倍数ＤＩは、好ましくは２１．０ｉｎｃｈ以下である。焼入れ性倍数ＤＩは、より好ましくは２０．０ｉｎｃｈ以下であり、さらに好ましくは１９．０ｉｎｃｈ以下である。なお、焼入れ性倍数ＤＩは、合金元素の含有量によって下記（３）式で計算される。ｆＢは、焼入れ性に及ぼすＢの影響を示す係数であり、Ｂの含有量によって変化する。Ｂの含有量が０．０００４％以下の場合、焼入れ性に及ぼすＢの影響は考慮されず、ｆＢは１．０である。Ｂの含有量が０．０００４％超の場合、焼入れ性に及ぼすＢの影響が考慮され、ｆＢは１．３である。
ＤＩ（ｉｎｃｈ）＝０．５×ｆＢ×Ｃ０．５×（１＋０．６４×Ｓｉ）×（１＋４．１×Ｍｎ）×（１＋０．２７×Ｃｕ）×（１＋０．５２×Ｎｉ）×（１＋２．３３×Ｃｒ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）・・・・（３）
ここで、上記（３）式中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは質量％で表した各元素の鋼板中の含有量であり、後述する選択元素Ｃｒ、Ｍｏを含有しない場合は各項に０を代入する。ｆＢはＢが０．０００４％以下の場合は１．０であり、０．０００４％超の場合は１．３である。
ここで、上記（３）式中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは質量％で表した各元素の鋼板中の含有量であり、後述する選択元素Ｃｒ、Ｍｏを含有しない場合は各項に０を代入する。ｆＢはＢが０．０００４％以下の場合は１．０であり、０．０００４％超の場合は１．３である。
本実施形態に係る鋼板の化学組成の残部は、第１実施形態及び第２実施形態と同様に鉄（Ｆｅ）及び不純物である。不純物とは、鋼板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値が制限される。
第３実施形態に係る鋼板の製造方法は、第１実施形態及び第２実施形態に係る鋼板の製造方法と同様であるため説明を割愛する。
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、連続鋳造によって厚さ３００ｍｍの鋼片を製造した。なお、鋼片は、連続鋳造後室温まで冷却し、１０００℃以上、１２００℃以下の温度範囲内に再加熱し、熱間圧延を施した。なお、熱間圧延の仕上げ温度は、７５０℃以上、９００℃以下とした。熱間圧延後の鋼板に直接焼入れが施される場合は、熱間圧延の仕上げ温度は、γ単相域（Ａｒ３変態点以上）とした。
次に、熱間圧延後の鋼板に対して、表３及び表４に示す条件にて熱処理を施した。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る。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る。
このようにして製造された厚鋼板から試料を採取し、化学分析を行った。各厚鋼板の化学成分は表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。なお、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。
次に、熱間圧延後の鋼板に対して、表３及び表４に示す条件にて熱処理を施した。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る。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る。
このようにして製造された厚鋼板から試料を採取し、化学分析を行った。各厚鋼板の化学成分は表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。なお、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。
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を代入した。
＜母材の機械的性質＞
製造された厚鋼板について、母材の機械的特性が評価された。
母材の機械特性の評価、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を、厚鋼板の板厚の１／４の位置から採取した。
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った。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。
製造された厚鋼板について、母材の機械的特性が評価された。
母材の機械特性の評価、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を、厚鋼板の板厚の１／４の位置から採取した。
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った。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。
鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）に機械研磨が施された試料を準備し、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準拠してビッカース硬さを測定した。ビッカース硬さを測定した部位は、鋼板表面から板厚方向に３ｍｍ以内の位置、及び、鋼板表面から板厚方向に１／４厚の位置である。ビッカース硬さの測定荷重は１０ｋｇｆであり、それぞれの位置で３点の測定を行った。鋼板表面から板厚方向に３ｍｍ以内の位置における測定結果の平均値を表層硬度Ｈｖｓとした。また、鋼板表面から板厚方向に１／４厚の位置における測定結果の平均値をＨｖｑとした。硬さ差ΔＨｖは、下記（７）式にて計算した。
ΔＨｖ ＝ Ｈｖｓ － Ｈｖｑ ・・・（７）
Ｈｖｍｉｎ、Ｈｖｍａｘは、以下のように得た。
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、１５×１５の格子状となるように、合計２２５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）を測定した。
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た。
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た。
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、１５×１５の格子状となるように、合計２２５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）を測定した。
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た。
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靱性を示した。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。
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靱性を示した。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。
表５に示したように、本発明の鋼板は、板厚が４０ｍｍ以上、１２０ｍｍ以下である場合において、７８０ＭＰａ以上、９３０ＭＰａ以下の引張強度（ＴＳ）と、６３０ＭＰａ以上、７５０ＭＰａ以下の降伏強度（ＹＳ）と、８５％以下の降伏比（ＹＲ）とを有していた。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℃で平均１００Ｊ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、４０Ｊ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、従来の鋼板（比較鋼）は化学成分が本発明の範囲から外れているため、母材の機械的性質及び／又はＨＡＺ靱性が劣っていた。
符号Ｂ２はＣ量が高すぎるために、ＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｂ４はＭｎ量が高すぎるためにＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｂ５はＮｉ量が低すぎるためにＨＡＺ靱性が劣る。
符号Ｂ８はＴｉ量が低すぎるために、符号Ｂ９はＴｉ量が高すぎるためにＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｂ１３はＯ量が高すぎるために、符号Ｂ１４はＳｉ量が高すぎるために、符号Ｂ１５はＰ量が高すぎるために、符号Ｂ１７はＡｌ量が高すぎるために、ＨＡＺ靱性が劣る。
符号Ｂ１９はＣｅｑＷＥＳが高すぎるためにＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｂ２０はＭｎ／Ｎｉが高すぎるためにＨＡＺ靱性が劣る。
符号Ｂ１'はＣ量が低すぎるために、ＹＳ、ＴＳ及びＨｖｍｉｎ／Ｈｖｍａｘが本発明の範囲外であった。符号Ｂ３'はＭｎ量が低すぎるために、ＹＳ、ＴＳ及びＨｖｍｉｎ／Ｈｖｍａｘが本発明の範囲外であり、ＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｂ６’及びＢ７’はＢ量が高すぎるためにＹＳ及びＴＳが本発明の範囲外であり、ＨＡＺ靱性が劣る。
符号Ｂ１０’はＮ量が高すぎるために、Ｈｖｍｉｎ／Ｈｖｍａｘが本発明の範囲外であり、ＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｂ１１’はＮ量が高すぎるために、ＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｂ１２’はＯ量が低すぎるために、ＴＳが本発明の範囲外であり、ＨＡＺ靱性が劣る。
符号Ｂ１６’はＳ量が高すぎるために、ＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｂ１８’はＣｅｑＷＥＳが低すぎるために、ＹＳ及びＴＳが本発明の範囲外であり、ＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｂ２１’は二相域焼入れを行っていないため、ＹＲ及びＨｖｍｉｎ／Ｈｖｍａｘが本発明の範囲外であった。符号Ｂ１９’はＣｅｑＷＥＳが高すぎるため、ＹＳ，ＴＳ及びＹＲが本発明の範囲外であり、ＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｂ２２’は、二相域焼入れ温度が低かったため、ＹＲ及びＨｖｍｉｎ／Ｈｖｍａｘが本発明の範囲外であった。
転炉による鋼の溶製、連続鋳造によって厚さ３００ｍｍの鋼片を製造した。なお、鋼片は、連続鋳造後、室温まで冷却し、１０００℃以上、１２００℃以下の温度範囲内に再加熱し、熱間圧延を施した。なお、熱間圧延の仕上げ温度は、７５０℃以上、９００℃以下とした。熱間圧延後の鋼板に直接焼入れが施される場合は、熱間圧延の仕上げ温度は、γ単相域（Ａｒ３変態点以上）とした。
次に、熱間圧延後の鋼板に対して、表９、表１０に示す条件にて熱処理を施した。表９及び表１０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る。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る。
次に、熱間圧延後の鋼板に対して、表９、表１０に示す条件にて熱処理を施した。表９及び表１０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る。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る。
このようにして製造された厚鋼板から試料を採取し、化学分析を行った。各厚鋼板の化学成分は表７及び表８に示されており、板厚は表１１及び１２に示されている。なお、表７及び表８に示されている炭素当量ＣｅｑＷＥＳは実施例１と同様の方法で求め、ＣｅｑＩＩＷ及びＤＩは、それぞれ下記（２）式、（３）式により求めた。
ＣｅｑＩＩＷ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・（２）
ＤＩ（ｉｎｃｈ）＝０．５×ｆＢ×Ｃ０．５× （１＋０．６４×Ｓｉ）×（１＋４．１×Ｍｎ）×（１＋０．２７×Ｃｕ）×（１＋０．５２×Ｎｉ）×（１＋２．３３×Ｃｒ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）・・・（３）
ここで、上記式（２）、式（３）中のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ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を代入した。式（３）中のｆＢはＢが０．０００４％以下の場合は１．０であり、０．０００４％超の場合は１．３である。
ＤＩ（ｉｎｃｈ）＝０．５×ｆＢ×Ｃ０．５× （１＋０．６４×Ｓｉ）×（１＋４．１×Ｍｎ）×（１＋０．２７×Ｃｕ）×（１＋０．５２×Ｎｉ）×（１＋２．３３×Ｃｒ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）・・・（３）
ここで、上記式（２）、式（３）中のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ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を代入した。式（３）中のｆＢはＢが０．０００４％以下の場合は１．０であり、０．０００４％超の場合は１．３である。
母材の機械的性質及びＨＡＺの靱性については実施例１と同様の方法で測定した。
表１１に示されるように、本発明の鋼板は、板厚が４０ｍｍ以上１２０ｍｍ以下であり、７８０ＭＰａ以上、９３０ＭＰａ以下の引張強度（ＴＳ）と、６３０ＭＰａ以上、７５０ＭＰａ以下の降伏強度（ＹＳ）と、８５％以下の降伏比（ＹＲ）とを有していた。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℃で平均１００Ｊ以上の優れたＨＡＺ靱性を有していた。また、試験温度－２０℃とした場合でも、４０Ｊ以上の非常に優れたＨＡＺ靱性を有していた。
一方、表１２に示されるように、従来の鋼板（比較鋼）は化学成分が本発明の範囲から外れているため、母材の機械的性質及び／又はＨＡＺ靱性が劣っていた。
符号Ｄ１はＣ量が低すぎために降伏強度が劣る。符号Ｄ８はＴｉ量が低すぎるために、符号Ｄ１１はＯ量が低すぎるために、符号Ｄ１２はＯ量が高すぎるためにＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｄ１６はＡｌ量が高すぎるために、ＨＡＺ靱性が劣る。
符号Ｄ１８はＣｅｑＷＥＳが高すぎるために、ＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｄ２１はＭｎ／Ｎｉが高すぎるために、ＨＡＺ靱性が劣る。
符号Ｄ２’はＣ量が高すぎるためにＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｄ３’はＭｎ量が低すぎるために降伏強度が劣る。符号Ｄ４’はＭｎ量が高すぎるためにＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｄ５’はＮｉ量が低すぎるためにＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｄ６’及びＤ７’はＣｕ量が高すぎるためにＨＡＺ靱性が劣る。
符号Ｄ９’はＴｉ量が高すぎるためにＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｄ１０’はＮ量が高すぎるためにＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｄ１３’はＳｉ量が高すぎるためにＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｄ１４’はＰ量が高すぎるためにＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｄ１５’はＳ量が高すぎるためにＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｄ１７’はＣｅｑＷＥＳが高すぎるためにＨＡＺ靱性が劣る。
符号Ｄ１９’及びＤ２０’はＣｅｑＷＥＳが低すぎるためにＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｄ２２’は二相域焼入れを行わなかったために降伏比が劣る。符号Ｄ２３’は二相域焼入れ温度が低かったために降伏比が劣る。
本発明は、鉄鋼業において製造される厚鋼板に適用される。また、本発明は、厚鋼板以外の鉄鋼製品、たとえば形鋼などへの適用も可能である。本発明を適用した高強度で厚手の厚鋼板は、主に高層建築の鉄骨として使用され、特に、４枚のスキンプレートと内部に配置されたダイヤフラムで概略構成され四面ボックス柱の鉄骨として好適である。四面ボックス柱の各部材の接合では、溶接入熱の大きい、いわゆる大入熱溶接が行われる。例えば、ダイヤフラムをスキンプレートに取り付けるダイヤフラム溶接や、スキンプレートを組み立てる角溶接には、それぞれエレクトロスラグ溶接やサブマージアーク溶接などの高能率な大入熱溶接が適用される。また、本発明に係る鋼板は、橋梁、造船、タンク、海洋構造物、ラインパイプなどの溶接構造物に使用することも可能である。
本発明に係る鋼板は、高強度で厚手の厚鋼板に対して、溶接施工能率の高い大入熱溶接を施し、ＨＡＺ靭性の要求レベルが高い場合に好適である。具体的には、本発明に係る鋼板は、引張強度が７８０ＭＰａ以上、９３０ＭＰａ以下、降伏強度が６３０ＭＰａ以上、７５０ＭＰａ以下、降伏比が８５％以下、板厚が４０ｍｍ以上、１２０ｍｍ以下である。したがって、本発明に係る鋼板は、エレクトロスラグ溶接などの大入熱が適用される建築鉄骨四面ボックス柱ダイヤフラムのように、大入熱ＨＡＺの靱性が要求される高強度厚鋼板に好適である。
Claims (10)
- 化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．１２％以上、０．１８％以下、
Ｍｎ：０．５０％以上、１．５０％以下、
Ｎｉ：１．００％以上、３．００％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上、０．０２０％以下、
Ｏ ：０．００１０％以上、０．００４０％以下、
Ｂ ：０．０００３％以上、０．００３０％以下、
Ｃｕ：０％以上、２．０％以下、
Ｃｒ：０％以上、１．０％以下、
Ｍｏ：０％以上、１．００％以下、
Ｗ ：０％以上、１．００％以下、
Ｃｏ：０％以上、１．０％以下、
Ｎｂ：０％以上、０．１００％以下、
Ｖ ：０％以上、０．１０％以下、
Ｃａ：０％以上、０．００５０％以下、
ＲＥＭ：０％以上、０．００５０％以下、
Ｚｒ：０％以上、０．００５０％以下、
Ｓｉ：０．３０％以下、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、
Ｎ ：０．００１０％以上、０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００３０％以下
を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
Ｍｎ及びＮｉの含有量の比である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、ことを特徴とする、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。 - 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：０．１０％以上、１．００％以下、
Ｗ ：０．１０％以上、１．００％以下、
Ｃｏ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上、０．１００％以下、
Ｖ ：０．００５％以上、０．１０％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上、０．００５０％以下、
ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．００５０％以下、
Ｚｒ：０．０００１％以上、０．００５０％以下
からなる群から選択されるいずれか１種以上を含有する、請求項１に記載の鋼板。 - 化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０３０％以上、０．０８０％以下、
Ｍｎ：０．３０％以上、１．３０％以下、
Ｎｉ：１．３０％以上、７．００％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上、０．０２０％以下、
Ｏ ：０．００１０％以上、０．００４０％以下、
Ｂ ：０％以上、０．００５０％以下、
Ｃｕ：０．６０％以上、２．００％以下、
Ｃｒ：０％以上、１．０％以下、
Ｍｏ：０％以上、１．００％以下、
Ｗ ：０％以上、１．００％以下、
Ｃｏ：０％以上、１．０％以下、
Ｎｂ：０％以上、０．１００％以下、
Ｖ ：０％以上、０．１０％以下、
Ｃａ：０％以上、０．００５０％以下、
ＲＥＭ：０％以上、０．００５０％以下、
Ｚｒ：０％以上、０．００５０％以下、
Ｓｉ：０．１０％以下、
Ｐ ：０．０１０％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、
Ｎ ：０．００６０％以下、
Ａｌ：０．００３０％以下
を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
Ｍｎ及びＮｉの含有量の比である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、０．４５％以上、０．７０％以下であり、
下記（２）式で計算されるＣｅｑＩＩＷが、０．６５％以上、０．９０％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以下であることを特徴とする、鋼板。
ＣｅｑＷＥＳ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４・・・（１）
ＣｅｑＩＩＷ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・（２）
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。
ここで、上記（２）式中のＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ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。 - 下記（３）式で計算される焼入れ性倍数ＤＩが１０．０ｉｎｃｈ以上、２１．０ｉｎｃｈ以下である、請求項３に記載の鋼板。
ＤＩ（ｉｎｃｈ）＝０．５×ｆＢ×Ｃ０．５×（１＋０．６４×Ｓｉ）×（１＋４．１×Ｍｎ）×（１＋０．２７×Ｃｕ）×（１＋０．５２×Ｎｉ）×（１＋２．３３×Ｃｒ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）・・・（３）
ここで、上記式（３）中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、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。ｆＢはＢが０．０００４％以下の場合は１．０であり、０．０００４％超の場合は１．３である。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｍｏ：０．１０％以上、１．００％以下、
Ｗ ：０．１０％以上、１．００％以下、
Ｃｏ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上、０．１００％以下、
Ｖ ：０．００５％以上、０．１０％以下、
Ｂ：０％以上、０．０００４％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上、０．００５０％以下、
ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．００５０％以下、
Ｚｒ：０．０００１％以上、０．００５０％以下、
からなる群から選択されるいずれか１種以上を含有する、請求項３又は４に記載の鋼板。 - 前記化学組成が、Ｐ：０．００３％以上、０．０１０％以下を含有することを特徴とする、請求項１～５の何れか１項に記載の鋼板。
- 前記Ｈｖｍｉｎ及び前記Ｈｖｍａｘが、下記（８）式及び（９）式を満足することを特徴とする、請求項１～６の何れか１項に記載の鋼板。
７８０≦０．２５×Ｈｖｍｉｎ＋１．０７×Ｈｖｍａｘ＋３８７≦９３０・・・（８）
－０．００１４６×Ｈｖｍｉｎ＋０．００２４６×Ｈｖｍａｘ＋０．６５９×Ｈｖｍｉｎ/Ｈｖｍａｘ－０．１６３≦０．８５・・・（９） - 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以下である
ことを特徴とする請求項１～７の何れか１項に記載の鋼板。 - 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
ことを特徴とする請求項１～８の何れか１項に記載の鋼板。
ただし、ΔＨｖ＝Ｈｖｓ－Ｈｖｑである。 - 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
ことを特徴とする請求項１～９の何れか１項に記載の鋼板。
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