JP7260780B2 - 大入熱溶接用高強度鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、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、鋼に含まれるＳｉ及びＰの含有量を低減することによって、ＨＡＺ靱性を向上させる技術が提案されている（例えば、特許文献２、特許文献３、参照）。これらの技術は、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の靱性を高めるものである。

特開２０１０－２８０９７６号公報 特開２０１４－１９８８６７号公報 特開２０１７－１５５３３３号公報

徳納一成、他７名「建築用大入熱溶接型予熱低減７８０Ｎ／ｍｍ２級高張力鋼板」、新日鉄技報、１９９７年、Ｎｏ．３６５、ｐ．３７～４３ 廣田実、他５名、「オンライン製造プロセスによる建築構造用低降伏比７８０Ｎ／ｍｍ２級鋼材 その３ 大入熱溶接部継手特性」、日本建築学会学術講演梗概集、２０１２年、Ｎｏ．１０１７

鋼板の高強度化を図るためには、鋼の焼入れ性の指標である炭素当量ＣｅｑＷＥＳを高めることが有効である。しかし、ＭｎやＮｉなどの合金元素の含有量を増加させると、大入熱ＨＡＺはベイナイトが主体の硬化組織となり、脆化相であるＭＡの生成が促進される。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。ミクロ偏析部は、溶接熱影響によって加熱され、冷却された後、相変態によってＭＡとなる。脆化相であるＭＡは破壊の起点となり、靭性を低下させる。このように、高強度鋼板の大入熱ＨＡＺ靱性の確保は困難になっており、新たな成分設計及び組織制御の指針が必要とされている。

本発明は、このような実情に鑑みなされたものであり、新たな成分設計及び組織制御の指針を提案し、これに基づいて、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、高強度化のために炭素当量ＣｅｑＷＥＳを０．４０％以上とした場合、鋼成分のＭｎ／Ｎｉを０．８０以下に制御し、かつＳｉ含有量を０．１０％以下に制限することが、大入熱ＨＡＺにおけるＭＡの低減に有効であるという知見を得た。

更に、本発明者らは、ＨＡＺに生成するＭＡに含まれるオーステナイトの割合が高いほど、ＨＡＺ靱性が良好であることを見出した。更に、鋼板をＡｃ_１変態温度とＡｃ_３変態温度との間に加熱して保持する際に、温度および保持時間を適正に制御し、水冷すると、オーステナイトの安定性が高くなることがわかった。そして、熱間圧延後の鋼板に、適正な条件で熱処理を施すことにより、鋼板（母材）には、安定性が高いオーステナイトが生成し、大入熱溶接ＨＡＺ靭性が向上するという知見が得られた。

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］ 質量％で、
Ｃ ：０．０４０％以上、０．２００％以下、
Ｍｎ：０．３０％以上、１．６０％以下、
Ｎｉ：１．００％以上、２．５０％未満、
Ａｌ：０．０３％以上、０．１０％以下、
Ｔｉ：０％以上、０．０２０％以下、
Ｃｕ：０％以上、０．６０％未満、
Ｃｒ：０％以上、１．０％以下、
Ｍｏ：０％以上、１．０％以下、
Ｗ ：０％以上、１．０％以下、
Ｂ ：０％以上、０．００５０％以下、
Ｃｏ：０％以上、１．０％以下、
Ｎｂ：０％以上、０．１０％以下、
Ｖ ：０％以上、０．１０％以下、
Ｃａ：０％以上、０．００５％以下、
Ｍｇ：０％以上、０．００５％以下、
ＲＥＭ：０％以上、０．００５％以下、
Ｚｒ：０％以上、０．００５％以下、
を含有し、
Ｓｉ：０．１０％以下、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、
Ｎ ：０．００６０％以下、
Ｏ ：０．００４０％以下、
に制限され、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
Ｍｎ及びＮｉの含有量の比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０．４０％以上、０．７０％以下、の組成を有し、
金属組織は、低温変態相の体積率が７０％以上であり、Ｘ線回折法によって求められるオーステナイトの体積率が２％以上である、
大入熱溶接用高強度鋼板。
ＣｅｑＷＥＳ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ ・・・（１）
ここで、上記（１）式中のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、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。
［２］ 更に、質量％で、
Ｃｒ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｍｏ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｗ ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｂ ：０．０００３％以上、０．００５０％以下、
Ｃｏ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上、０．１０％以下、
Ｖ ：０．００５％以上、０．１０％以下、
の１種以上を含有する、上記［１］に記載の大入熱溶接用高強度鋼板。
［３］ 更に、質量％で、
Ｃａ：０．０００１％以上、０．００５％以下、
Ｍｇ：０．０００１％以上、０．００５％以下、
ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．００５％以下、
Ｚｒ：０．０００１％以上、０．００５％以下、
の１種以上を含有する、上記［１］または［２］に記載の大入熱溶接用高強度鋼板。

本発明によれば、新たな成分設計及び組織制御の指針に基づいて、大入熱溶接用高強度鋼板を提供することができる。

エレクトロスラグ溶接Ｔ字継手におけるシャルピー試験片の採取要領を示す図である。

以下、本発明の一実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板について説明する。まず、本発明を完成するに至った本発明者らの検討結果、得られた新たな知見について詳述する。

本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板（以下、単に「鋼板」とも称する。）は、焼入れ性を高める合金元素であるＣ、Ｍｎ、Ｎｉを含有する。そして、本実施形態に係る鋼板は、鋼を溶製、鋳造して得られた鋼片に熱間圧延を施し、更に熱処理を行って製造される。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、熱間圧延後に施される熱処理のような低温の加熱や溶接の熱影響による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が適用された場合、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、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に比較して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、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉの含有量を増加させて、焼入れ性を高めた鋼板に関しては従来知見が少ない、Ｓｉの含有量とＭＡの生成との関係について検討を行った。そして、本発明者らの検討により、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉの含有量が多い鋼板において、Ｓｉ含有量を０．１％以下に厳格に制限することで、より顕著にＭＡ生成が抑制されることがわかった。更に、鋼の焼入れ性を十分確保することによってＨＡＺにおける結晶粒の微細化が図られることがわかった。本実施形態において、ＨＡＺの結晶粒は、主にベイナイト及びマルテンサイトのブロック、パケット、ラスなど、結晶方位が１５°以上異なる大傾角粒界で囲まれた領域である。具体的には、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板では、下記（１）式によって求められる炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、鋼の焼入れ性を確保するために０．４０％以上である。一方、延性や靭性の低下を抑制するために、炭素当量ＣｅｑＷＥＳは０．７０％以下である。このように、炭素当量ＣｅｑＷＥＳの制御によって、鋼板の大入熱ＨＡＺの靭性を確保できることがわかった。

ＣｅｑＷＥＳ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４・・・（１）
ここで、上記（１）式中のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、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。

更に、本発明者らは、鋭意検討を重ねた結果、ＨＡＺに生成するＭＡに含まれるオーステナイトが多いほどマルテンサイトが少なくなり、ＨＡＺ靱性が向上することを見出した。また、本発明者らは、オーステナイトの割合が多いＭＡがＨＡＺに生成した鋼板（母材）には、合金元素の濃化によって安定化したオーステナイトが生成していることを見出した。そして、本発明者らは、同じ鋼組成であっても、母材の製造条件によって相変態を利用し、合金元素の濃度分布を制御して、オーステナイトを安定化させるという着想に至った。

ところで、本実施形態に係る鋼板は、熱間圧延後に直接焼入れ処理（ＤＱ処理）を施すか、又は、熱間圧延後、冷却して再加熱焼入れ処理（Ｑ処理）を施し、さらに、二相域再加熱焼入れ処理（Ｌ処理）、焼戻し処理（Ｔ処理）を施して製造される。合金元素の濃度分布を制御する工程は、二相域再加熱焼入れ処理である。二相域再加熱焼入れ処理において、適正な温度範囲及び保持時間で再加熱を行うことによって、局所的にＭｎやＮｉなどの合金元素を濃化させ、濃度分布を焼入れによって維持することができる。二相域再加熱焼入れ処理によって合金元素が濃化したオーステナイトは安定性が非常に高く、更に焼戻し処理を施した後においても、安定なオーステナイトとして残留する。

本発明者らは、さらに検討を加えた結果、二相域再加熱焼入れ処理の温度を（Ａｃ_１＋３０℃）以上、（Ａｃ_１＋１２０℃）以下、かつ、Ａｃ_３未満の範囲内とし、保持時間を１０ｍｉｎ以上にすることで、焼戻し処理後の残留オーステナイトの分率が２％以上になるという知見が得られた。そして、ＨＡＺに生成するＭＡに含まれるオーステナイトの割合が増加した結果、良好なＨＡＺ靱性が得られることを見出した。なお、Ａｃ_１変態温度及びＡｃ_３変態温度は、それぞれ、下記（２）式及び下記（３）式で求められる。

Ａｃ_１（℃）＝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 ・・・（２）
Ａｃ_３変態点＝９１０－２０３√Ｃ＋４４．７Ｓｉ－３０Ｍｎ－４００Ａｌ－１５．２Ｎｉ＋１０４Ｖ＋３１．５Ｍｏ＋１３．１Ｗ＋１１Ｃｒ＋２０Ｃｕ－７００Ｐ－４００Ｔｉ ・・・（３）
ここで、上記（２）式中及び上記（３）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。

次に、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板の化学成分（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：０．０４０％以上、０．２００％以下）
Ｃは、鋼の焼入れ性を高めて高強度化に寄与し、また、オーステナイトの生成に影響を及ぼす元素である。本実施形態では、オーステナイトが安定化したＭＡの生成によってＨＡＺ靭性を確保するという観点から、Ｃの含有量は０．０４０％以上である。Ｃの含有量は、好ましくは０．０５０％以上であり、より好ましくは０．０６０％以上である。一方、ＭＡの硬化やセメンタイトの増加を抑制してＨＡＺ靱性の低下を抑制するという観点から、本実施形態では、Ｃの含有量は０．２００％以下である。Ｃの含有量は、好ましくは０．１８０％以下であり、より好ましくは０．１６０％以下である。

（Ｓｉ：０．１０％以下）
Ｓｉは、焼入れ性を高めた鋼板の大入熱ＨＡＺのＭＡの生成に極めて大きな影響を及ぼす元素である。本実施形態では、ＨＡＺ靭性を確保するために、Ｓｉの含有量は０．１０％以下に制限される。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の含有量の下限は限定されず、０％でもよい。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。

（Ｍｎ：０．３０％以上、１．６０％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０．５０％以上であり、より好ましくは０．８０％以上である。一方、大入熱ＨＡＺにおけるＭＡの生成を抑制し、靭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１．６０％以下である。Ｍｎの含有量は、好ましくは１．３０％以下である。

（Ｎｉ：１．００％以上、２．５０％未満）
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、本実施形態において、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２．５０％未満である。Ｎｉの含有量は、好ましくは２．００％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の下限は特に限定されず、Ｍｎの含有量の下限及びＮｉの含有量の上限によって定められる０．１２超であってもよい。Ｍｎ／Ｎｉは０．２０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。

（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。

（Ａｌ：０．０３％以上、０．１０％以下）
Ａｌは、酸化物及び窒化物を形成する元素であり、主に、脱酸に用いられる。本実施形態では、Ａｌの含有量は０．０３％以上である。一方、母材及び溶接部の靱性を確保するという観点から、本実施形態では、Ａｌの含有量は０．１０％以下である。Ａｌ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。

（Ｔｉ：０％以上、０．０２０％以下）
Ｔｉは、酸化物及びＴｉＮを形成する元素であり、脱酸や組織の微細化のために用いられる。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の含有量は０％でもよいが、結晶粒を微細化するために、好ましくは０．００５％以上である。Ｔｉの含有量は、より好ましくは０．００７％以上である。

（Ｎ：０．００６０％以下）
Ｎは、不純物であり、破壊の起点となる粗大な窒化物の形成を抑制し、靱性を確保するという観点から、Ｎの含有量は、本実施形態では０．００６０％以下である。Ｎの含有量は、好ましくは０．００５０％以下であり、より好ましくは０．００４０％以下である。一方、Ｎの含有量は、組織の粗大化を抑制するＴｉＮを生成させるという観点から、０．００１０％以上であってもよい。

（Ｏ：０．００４０％以下）
Ｏは、不純物であり、破壊の起点となる粗大な酸化物の形成を抑制し、靱性を確保するという観点から、本実施形態では、Ｏの含有量は０．００４０％以下である。Ｏの含有量は、好ましくは０．００３５％以下であり、より好ましくは０．００３０％以下である。一方、Ｏの含有量は、製造コストの観点から、０．０００１％以上であってもよく、０．０００５％以上であってもよい。

（炭素当量ＣｅｑＷＥＳ：０．４０％以上、０．７０％以下）
炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、鋼板（母材）の強度及びＨＡＺの結晶粒径に影響を及ぼす。ＨＡＺでの焼入れ性を確保し、結晶粒を細粒化させるという観点から、本実施形態では、炭素当量ＣｅｑＷＥＳは０．４０％以上である。炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、好ましくは０．４５％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の硬化を抑制して、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０．７０％以下である。炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、好ましくは０．６５％以下であり、より好ましくは０．６０％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、上記（１）式中のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、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。

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、Ｓ、Ｏ及びＮについては上述のように含有量の上限値が制限される。

本実施形態の鋼板には、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、Ｂ、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、０．６０％未満）
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、母材の強度や靭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０．１０％以上であってもよい。ただし、合金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、Ｃｕの含有量は０．６０％未満である。Ｃｕの含有量は、好ましくは０．５０％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。

（Ｍｏ：０％以上、１．０％以下）
Ｍｏは、スクラップ等から不純物として鋼板に混入する場合がある元素である。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０．１％以上であってもよい。Ｍｏ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、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１．０％以下である。Ｍｏの含有量は、好ましくは０．９％以下であり、より好ましくは０．８％以下である。

（Ｗ：０％以上、１．０％以下）
Ｗは、スクラップ等から不純物として鋼板に混入する場合がある元素である。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向上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０．１％以上であってもよい。Ｗ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、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１．０％以下である。Ｗの含有量は、好ましくは０．９％以下であり、より好ましくは０．５％以下である。

（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。Ｂの含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。また、Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素でもある。そのため、本実施形態では、Ｂの含有量は０．０００３％以上であってもよい。Ｂの含有量は、好ましくは０．０００５％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、溶接性の悪化抑制や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、０．１０％以下）
Ｎｂは、スクラップ等から不純物として鋼板に混入する場合がある元素である。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０．１０％以下である。Ｎｂの含有量は、好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０３％以下である。

（Ｖ：０％以上、０．１０％以下）
Ｖは、スクラップ等から不純物として鋼板に混入する場合がある元素である。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、Ｍｇ、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、０．００５％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０．０００１％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０．００５％以下である。Ｃａの含有量は、好ましくは０．００４％以下である。なお、Ｃａの含有量は０％であってもよい。

（Ｍｇ：０％以上、０．００５％以下）
Ｍｇは、Ｃａと同様に、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、Ｍｇ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Ｍｇ系介在物の増加を抑制する観点から、Ｍｇの含有量は０．００５％以下である。Ｍｇの含有量は、好ましくは０．００３％以下である。なお、Ｍｇの含有量は０％であってもよい。

（ＲＥＭ：０％以上、０．００５％以下）
ＲＥＭ（希土類元素）とは、Ｓｃ、Ｙの２元素と、Ｌａ、ＣｅやＮｄなどのランタノイド１５元素の総称を意味する。本実施形態でいうＲＥＭとは、これら希土類元素から選択される１種以上で構成されるものであり、以下に説明するＲＥＭの含有量とは、希土類元素の含有量の合計である。
ＲＥＭは、ＣａやＭｇと同様に、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、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ＲＥＭ系介在物の増加を抑制するという観点から、ＲＥＭの含有量は０．００５％以下である。ＲＥＭの含有量は、好ましくは０．００３％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、０．００５％以下）
Ｚｒは、ＣａやＭｇやＲＥＭと同様に、酸化物や硫化物や酸硫化物を形成して粗大介在物の生成を抑制し、母材及びＨＡＺの靱性を高める元素である。そのため、本実施形態では、Ｚｒ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Ｚｒ系介在物の増加を抑制するという観点から、Ｚｒの含有量は０．００５％以下である。Ｚｒの含有量は、好ましくは０．００３％以下である。なお、Ｚｒの含有量は０％であってもよい。

次に、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板の金属組織を説明する。

（低温変態相の体積率：７０％以上）
本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板の金属組織は、強度を確保するために、体積率で７０％以上の低温変態相を有する。低温変態相は、鋼を加熱後、冷却時に低温での相変態によって生成する金属組織であり、後述するベイナイト及びマルテンサイトの総称である。強度を高めるという観点から、低温変態相の体積率は、好ましくは７５％以上であり、より好ましくは８０％以上である。ただし、低温変態相の体積率が多くなると、相対的にＭＡに含まれるオーステナイトの体積率が減少する。ＨＡＺ靭性の低下の抑制に寄与するＭＡに含まれるオーステナイトを確保するという観点から、低温変態相の体積率は、好ましくは９０％以下である。定量金属組織学によれば、金属組織の体積率（％）は面積率（％）と等しい数値となる。したがって、本実施形態では、低温変態相の体積率は、光学顕微鏡を用いて公知の方法で測定された低温変態相の面積率である。

低温変態相の体積率（つまり、面積率）は、板厚方向の断面を観察面とし、表面から板厚の１／４の部位の金属組織を光学顕微鏡で観察して測定される。低温変態相の面積は、以下の手順で、フェライト及びパーライトを除外した部分の面積からＭＡの面積を差し引いて求められる。観察面は、金属組織を現出させるために、機械研磨が施され、湿式のバフ研磨で鏡面仕上された後、ナイタールによるエッチングが施される。光学顕微鏡による観察は４００倍に拡大して行われ、撮影された５視野の写真を用いてフェライト及びパーライトを除外した部分の面積が測定される。次に、再研磨及びレペラーエッチングが施された試料の光学顕微鏡写真を用いてＭＡの面積が測定される。ＭＡの面積は、フェライト及びパーライトを除外した部分の面積の測定を行った視野と同一の視野の写真を用いて測定される。低温変態相の面積率は、観察を行った視野の面積で低温変態相の面積を除して、得られた数値を百分率で表したものである。

低温変態相は、ラス状の組織であるベイナイト及びマルテンサイトの総称であり、焼戻しベイナイト及び焼戻しマルテンサイトを含む。なお、ベイナイトには、ラス状のベイニティックフェライトの界面にセメンタイト、ＭＡの一方または両方が存在する組織、ベイニティックフェライトの内部にセメンタイトが点列状に配列する下部ベイナイト、さらに、ベイニティックフェライトの合体によってその見かけ上の形態がラス状から粒状に変化した組織が含まれる。マルテンサイトは、焼入れままのフレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトが含まれる。本実施形態では、低温変態相は、フェライト、パーライト、ＭＡを除外した金属組織となり、ＭＡのマルテンサイトは低温変態相には含まれない。

（オーステナイトの体積率：２％以上）
本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板の金属組織は、ＨＡＺ靭性を確保するために、体積率で２％以上のオーステナイトを有する。靭性を高めるという観点から、オーステナイトの体積率は、好ましくは４％以上である。一方、母材の引張強度を確保するという観点から、オーステナイトの体積率は、好ましくは８％以下である。オーステナイトの体積率は、Ｘ線回折法によって測定される。

Ｘ線を用いるオーステナイトの体積率の測定は次のようにして行われる。鋼板から採取された試料は、表面から板厚方向に１／４の位置まで機械研磨される。測定面は、鋼板の表面に平行な、板厚の１／４の位置の面であり、化学研磨が施される。オーステナイトの体積率は、測定面に対して、特性Ｘ線としてＭｏＫα線を用いるＸ線回折法により測定される。そして、残留オーステナイトの体積率、体心立方格子（ｂｃｃ）相の（２００）、（２１１）、及び、面心立方格子（ｆｃｃ）相の（２００）、（２２０）、（３１１）の回折ピークの積分強度比から、以下の式を用いて算出される。

Ｖ_γ＝１００／（１＋（（Ｉ_α×Ｒ_γ）／（Ｉγ×Ｒ_α）））
ここで、Ｖ_γはオーステナイトの体積率（％）、Ｒ_αはαの結晶学的理論計算値、Ｉ_γはγの積分強度、Ｒ_γはγの結晶学的理論計算値、である。

本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板の金属組織の、低温変態相及びオーステナイト以外の残部は、フェライト、パーライト、ＭＡのマルテンサイトの１種以上である。また、パーライトには、非ラメラ構造である疑似パーライトが含まれる。低温変態相と残部との判別は、上述の光学顕微鏡による低温変態相の面積率の測定の際に行われる。

本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板は、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。本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板は、特に、溶接施工能率の高い大入熱溶接が施される際のＨＡＺ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、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板は、建築鉄骨用の四面ボックス柱など、ダイヤフラム溶接ＨＡＺ（エレクトロスラグ溶接ＨＡＺ）の靱性が要求される高強度厚鋼板に好適である。

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、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板において、強度の観点から、板厚は４０ｍｍ以上、１００ｍｍ以下、降伏強度は６３０ＭＰａ以上であることが好ましい。また、耐震性の観点から、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板の降伏比は８５％以下であることが好ましい。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。

次に、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板の製造方法を説明する。

本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板は、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-分塊法等の公知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、熱処理が施されることを要する。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、Ａｃ_３以上の温度に再加熱されて、熱間圧延を施される。

以下、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度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、１０００℃以上、１２５０℃以下の温度域に加熱され、熱間圧延を施されて、各種の熱処理が施されて、板厚が４０ｍｍ以上、１００ｍｍ以下の鋼板が製造される。熱間圧延後の鋼板は、直接焼入れ処理（ＤＱ処理）が施されるか、又は、熱間圧延後、冷却して再加熱焼入れ処理（Ｑ処理）が施される。さらに、鋼板は、二相域再加熱焼入れ処理（Ｌ処理）、焼戻し処理（Ｔ処理）が施される。

連続鋳造後の鋼片は、４００℃以下に冷却されずにホットチャージで加熱炉に装入されると、鋳造時に生成した粗大なγ組織が加熱後の鋼片にも残存し、鋼板の組織が十分に微細化せず低温靱性が劣化する場合がある。そのため、連続鋳造後の鋼片は、一旦、４００℃以下まで冷却されることが好ましい。

鋼片の加熱温度は、鋳造後の鋼片に析出した炭化物や窒化物を溶体化し、熱間圧延における窒化物の形成を促進するために、好ましくは１０００℃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ＡｌＮや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ＡｌＮや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Ａｒ_３変態点以上であることが好ましい。このとき、熱間圧延終了時に鋼板の表層部の温度がオーステナイト（γ）／フェライト（α）の二相域であっても、板厚方向中心部の温度がγ単相域であれば問題はない。熱間圧延の終了温度は、７５０℃以上であってもよい。熱間圧延の終了温度は、金属組織の微細化とういう観点から、好ましくは９００℃以下である。Ａｒ_３変態点（℃）は下記（４）式によって求めることができる。

Ａｒ_３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処理が施される場合は、熱間圧延をγ単相域で終え、母材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再加熱焼入れ処理）が施される。熱間圧延後に直接焼入れを施し、更にγ再加熱焼入れ処理を施してもよい。これらの直接焼入れ処理及びγ再加熱焼入れ処理の一方又は両方が施された鋼板は、降伏比を低下させるために、オーステナイトとフェライトの二相域に再加熱して水冷する二相域再加熱焼入れ処理が施される。ここで二相域とはＡｃ_１変態点以上、Ａｃ_３変態点未満の温度域である。

本実施形態において、二相域再加熱焼入れ処理（γ／α再加熱焼入れ）は、Ｃの濃度が高いオーステナイトを局所的に形成させる重要な熱処理である。二相域再加熱焼入れ処理は、オーステナイトの体積率を確保し、降伏比を低下させ、ＨＡＺ靭性を向上させるために、加熱温度及び保持時間が制御される。二相域再加熱焼入れ処理の加熱温度は、オーステナイトの体積率を確保するという観点から、（Ａｃ_１＋３０℃）以上である。二相域再加熱焼入れ処理の加熱温度は、好ましくは（Ａｃ_１＋４０℃）以上である。一方、二相域再加熱焼入れ処理の加熱温度は、Ａｃ_３変態点以上になるとγ再加熱焼入れ処理を繰り返すことになるため、Ａｃ_３変態点未満である。また、二相域再加熱焼入れ処理の加熱温度が高すぎると、オーステナイトが増加してＣ濃度を十分に高めることが困難になる。したがって、二相域再加熱焼入れ処理の加熱温度は、Ａｃ_３変態点未満、かつ、（Ａｃ_１＋１２０℃）以下である。二相域再加熱焼入れ処理の加熱温度は、Ａｃ_３変態点未満、かつ、好ましくは（Ａｃ_１＋１００℃）以下であり、より好ましくは（Ａｃ_１＋９０℃）以下である。

二相域再加熱焼入れ処理の加熱温度での保持時間は、オーステナイトにＣを濃化させ、安定化したオーステナイトを確保するという観点から、１０分以上とする。一方、炭化物の析出を抑制し、強度を確保するために、保持時間は６０分以下とする。また、冷却時の炭化物の析出を抑制し、安定化したオーステナイトを確保するという観点から、二相域再加熱焼入れ処理の冷却は水冷とする。

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、好ましくは、鋼板は、焼戻し処理が施される。焼戻し処理の加熱温度は、靭性を向上させるという観点から、１００℃以上である。焼戻し処理の加熱温度は、好ましくは４００℃以上である。一方、焼戻し処理の加熱温度は、強度を確保するという観点から、６００℃以下である。また、焼戻し処理の加熱温度での保持時間は、所望の強度、靱性を確保できればよく、限定する必要はないが、概ね６０ｍｉｎ程度とすることが好ましい。

ここで、上述した熱間圧延の仕上げ温度、γ再加熱焼入れ処理の加熱温度（γ再加熱焼入れ温度）、二相域再加熱焼入れ処理の加熱温度（γ／α再加熱焼入れ温度）、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。

以上の製法によって本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板を製造することができる。

本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板は、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５０ｋＪ／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。

また、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板は、好ましくは、降伏強度が６３０ＭＰａ以上、大入熱溶接部（例えば、エレクトロスラグ溶接部）のＨＡＺにおけるシャルピー吸収エネルギー（試験温度０℃）の平均値が７０Ｊ以上である。そのため、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板は建築鉄骨に好適であり、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板によって、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。

以下に本発明の実施例を示す。ただし、以下に示す実施例は本発明の一例であり、本発明は以下に説明する実施例に制限されるものではない。

転炉による鋼の溶製、連続鋳造によって製造された鋼片の厚さは３００ｍｍである。なお、鋼片は、連続鋳造後室温まで冷却されており、１０００℃以上、１２００℃以下の温度範囲内に再加熱され、熱間圧延が施された。なお、熱間圧延の仕上げ温度は、７５０℃以上、９００℃以下である。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（Ａｒ_３変態点以上）である。

次に、熱間圧延後の鋼板は、表３及び表４に示す条件にて熱処理が施された。表３及び表４において、「γ再加熱焼入れ温度」とは、熱間圧延後に空冷された鋼板に、γ単相域まで再加熱して焼入れを施すγ再加熱焼入れ処理が施された場合の加熱温度である。一方、「γ／α再加熱焼入れ温度」とは、熱間圧延後に直接焼入れまたはγ再加熱焼入れ処理が施され、更に、γ／α再加熱焼入れ処理が施された場合の加熱温度である。γ再加熱焼入れ処理及びγ／α再加熱焼入れ処理の冷却は水冷である。「γ再加熱焼入れ温度」の欄が空欄の場合は、熱間圧延後に直接焼入れ処理が施され、更に、二相域再加熱焼入れ処理が施されたことを表す。

このようにして製造された厚鋼板から試料が採取され、化学分析が行われた。各厚鋼板の化学成分は表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）式により求められた。

ＣｅｑＷＥＳ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ ・・・（１）
ここで、上記式（１）中のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、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を代入した。

＜母材の金属組織＞
上述のように、金属組織の体積率は面積率（％）と等しい数値となる。低温変態相の体積率は、板厚方向の断面を観察面とし、表面から板厚の１／４の部位の金属組織を光学顕微鏡によって観察し、測定された。低温変態相の面積率は、フェライト、パーライト、ＭＡを除外した部分の面積から算出される。フェライト及びパーライトを除外した部分の面積は、鏡面仕上した試料にナイタールによるエッチングを施し、光学顕微鏡によって撮影された、拡大率が４００倍の５視野の写真を用いて測定される。ＭＡの面積の測定は、再研磨、レペラーによるエッチングが施された試料を用いて、フェライト及びパーライトを除外した部分の面積の測定と同様にして、同一の視野で行われた。また、鋼板の表面から板厚の１／４の位置が測定部位となる試料が採取され、上述のように、Ｘ線回折法によって、オーステナイトの体積率が測定された。

＜母材の機械的性質＞
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は、厚鋼板の板厚の１／４の位置から採取された。
引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠し、２本の試験片を用いて室温で行われた。ＹＳ（０．２％降伏強度）及びＴＳ（引張強度）は、それぞれ２本の試験片の平均値である。ＹＲ（降伏比）は、ＴＳに対するＹＳの割合であり、百分率、すなわち、１００×（ＹＳ／ＴＳ）で表される。ＹＲ（降伏比）の単位は％である。
シャルピー衝撃試験では、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（ＫＶ_２（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。

＜溶接継手のＨＡＺ靭性＞
溶接継手のＨＡＺ靭性の評価は、エレクトロスラグ溶接法（ＥＳＷ）によって作製された各厚鋼板の溶接継手を用いて行われた。
エレクトロスラグ溶接法（ＥＳＷ）によって、図１に例示されるＴ字継手が作製された。溶接は１パスで行われ、溶接入熱量が７０ｋＪ／ｍｍ以上、１５０ｋＪ／ｍｍ以下である大入熱溶接が適用された。入熱量は、図１に示すＴ字継手の溶接全長における入熱量の平均値である。

図１のＴ字継手は、ＥＳＷによって次のようにして作製される。まず、厚鋼板からなるスキンプレート１に対して間隙をあけてＴ字状に、厚鋼板からなるダイヤフラム２が配置される。次に、ダイヤフラム２に沿わせて、スキンプレート１の長手方向から前記間隙を挟むように、裏当金３、４が配置される。この裏当金３、４により、溶接時の溶融スラグ及び溶融金属が溶接部から流れ出ないように、前記間隙が囲まれる。そして、この間隙の内部において、溶融したスラグ浴の中に溶接ワイヤが供給される。溶接ワイヤは、主として溶融スラグの抵抗熱によって溶融され、溶接金属部５が形成されることで、Ｔ字継手が作製される。

このＴ字継手の溶接部において、ダイヤフラム２の板厚中心線に沿ってシャルピー衝撃試験用の試験片７が採取された。具体的には、図１に示すように、溶接金属部５から溶解融線（ＦＬ）を超えてスキンプレート１側の溶接熱影響部（ＨＡＺ）６を通過してスキンプレート１の内部側に至る部位から試験片７が採取された。図１には、ノッチの位置がＦＬから１ｍｍであるシャルピー試験片の採取位置が示されている。また、図示されていないが、ノッチの位置がＦＬであるシャルピー試験片も採取された。スキンプレート１及びダイヤフラム２は同鋼種であり、両者の板厚も同一である。

このようにして作製された試験片７は、溶解融線（ＦＬ）から１ｍｍ離れたＨＡＺ部分にノッチを入れたＶノッチ試験片、及び、ＦＬ上にノッチを入れたＶノッチ試験片であり、これらを用いた試験結果は、表５及び表６において、それぞれ、「ＦＬ＋１ｍｍ」及び「ＦＬ」と示される。各Ｖノッチ試験片を用いて、０℃と－２０℃で、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠してシャルピー衝撃試験が行われた。一つのノッチ位置と一つの試験温度について、それぞれ３本のＶノッチ試験片用いてシャルピー衝撃試験が行われ、各条件における吸収エネルギーの平均値（相加平均）が評価結果として採用された。

表５及び表６には、厚鋼板の板厚、母材の機械的性質、エレクトロスラグ溶接における入熱量、エレクトロスラグ溶接継手のＨＡＺ靭性が示される。ＫＶ_２（０℃）およびＫＶ_２（－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る。
なお、表５及び表６において、ノッチ位置をＦＬ上とした場合とノッチ位置をＦＬから１ｍｍ離れたＨＡＺ部分とした場合とで、０℃でのＨＡＺ靱性が１００Ｊ未満の場合には下線を引いた。

表５に示すように、本発明鋼は、板厚が４０ｍｍ以上１００ｍｍ以下の鋼板において、６３０ＭＰａ以上の降伏強度（ＹＳ）と、８５％以下の降伏比（ＹＲ）とを有し、さらにＥＳＷ継手とした際、０℃で１００Ｊ以上の優れたＨＡＺ靱性を有する。また、本発明鋼では、試験温度－２０℃とした場合でも、２７Ｊ以上の非常に優れたＨＡＺ靱性を有する。

一方、表６に示すように、従来鋼（比較鋼）Ｂ１～Ｂ１６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、ＥＳＷ継手のＨＡＺ靭性が劣る。Ｂ１７及びＢ１８は二相域再加熱処理温度が本発明の範囲から外れているため、残留オーステナイトの量が少なく、ＨＡＺ靱性が劣る。Ｂ１９は二相域再加熱処理時間が本発明の範囲から外れているため、母材の機械的性質、ＥＳＷ継手のＨＡＺ靱性が劣る。

符号Ｂ１はＣ量が少ないため、降伏強度が劣る。符号Ｂ２はＣ量が多く、符号Ｂ３、符号Ｂ４はＳｉ量が多く、符号Ｂ５はＭｎ量が多く、符号Ｂ６はＮｉ量が少ないために、ＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｂ７はＰ量が多く、符号Ｂ８はＳ量が多く、符号Ｂ９はＡｌ量が多いために、ＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｂ１０はＴｉ量が多く、符号Ｂ１１はＮ量が多く、符号Ｂ１２はＯ量が多すぎるために、ＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｂ１３はＣｅｑＷＥＳが低く、降伏強度が低下しており、ＨＡＺ靭性も劣る。符号Ｂ１４はＣｅｑＷＥＳが高く、符号Ｂ１５、符号Ｂ１６はＭｎ／Ｎｉが高いため、ＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｂ１７は二相域再加熱処理温度がＡｃ_３変態点を超えており、符号Ｂ１８は二相域再加熱処理温度が低く、符号Ｂ１９は二相域再加熱処理の保持時間が短すぎるために、オーステナイトの量が少なく、降伏比が高く、ＨＡＺ靱性が劣る。

１・・・スキンプレート
２・・・ダイヤフラム
３、４・・・裏当金
５・・・溶接金属部
６・・・溶接熱影響部（ＨＡＺ）
７・・・試験片

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、本発明に係る大入熱溶接用高強度鋼板は、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、降伏強度が６３０ＭＰａ以上、板厚が４０ｍｍ以上、１００ｍｍ以下、エレクトロスラグ溶接部のＨＡＺにおけるシャルピー吸収エネルギー（試験温度０℃）の平均値が７０Ｊ以上である、大入熱溶接用厚鋼板である。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 (3)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０４０％以上、０．２００％以下、
   Ｍｎ：０．３０％以上、１．６０％以下、
   Ｎｉ：１．００％以上、２．５０％未満、
   Ａｌ：０．０３％以上、０．１０％以下、
   Ｔｉ：０％以上、０．０２０％以下、
   Ｃｕ：０％以上、０．６０％未満、
   Ｃｒ：０％以上、１．０％以下、
   Ｍｏ：０％以上、１．０％以下、
   Ｗ ：０％以上、１．０％以下、
   Ｂ ：０％以上、０．００５０％以下、
   Ｃｏ：０％以上、１．０％以下、
   Ｎｂ：０％以上、０．１０％以下、
   Ｖ ：０％以上、０．１０％以下、
   Ｃａ：０％以上、０．００５％以下、
   Ｍｇ：０％以上、０．００５％以下、
   ＲＥＭ：０％以上、０．００５％以下、
   Ｚｒ：０％以上、０．００５％以下、
   を含有し、
   Ｓｉ：０．１０％以下、
   Ｐ ：０．０１５％以下、
   Ｓ ：０．００５％以下、
   Ｎ ：０．００６０％以下、
   Ｏ ：０．００４０％以下、
   に制限され、
   残部がＦｅ及び不純物からなり、
   Ｍｎ及びＮｉの含有量の比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０．４０％以上、０．７０％以下、の組成を有し、
   金属組織は、低温変態相の体積率が７０％以上であり、Ｘ線回折法によって求められるオーステナイトの体積率が２％以上である
   大入熱溶接用高強度鋼板。
   ＣｅｑＷＥＳ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ ・・・（１）
   ここで、上記（１）式中のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、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。
2. 更に、質量％で、
   Ｃｒ：０．１％以上、１．０％以下、
   Ｍｏ：０．１％以上、１．０％以下、
   Ｗ ：０．１％以上、１．０％以下、
   Ｂ ：０．０００３％以上、０．００５０％以下、
   Ｃｏ：０．１％以上、１．０％以下、
   Ｎｂ：０．００５％以上、０．１０％以下、
   Ｖ ：０．００５％以上、０．１０％以下、
   の１種以上を含有する、請求項１に記載の大入熱溶接用高強度鋼板。
3. 更に、質量％で、
   Ｃａ：０．０００１％以上、０．００５％以下、
   Ｍｇ：０．０００１％以上、０．００５％以下、
   ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．００５％以下、
   Ｚｒ：０．０００１％以上、０．００５％以下、
   の１種以上を含有する、請求項１または請求項２に記載の大入熱溶接用高強度鋼板。

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