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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2024108824
(43)【公開日】2024-08-13
(54)【発明の名称】鋼板および鋼板の製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20240805BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20240805BHJP
C21D 8/02 20060101ALI20240805BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301B
C22C38/58
C21D8/02 B
【審査請求】未請求
【請求項の数】3
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2023013416
(22)【出願日】2023-01-31
(71)【出願人】
【識別番号】000001199
【氏名又は名称】株式会社神戸製鋼所
(74)【代理人】
【識別番号】100145403
【弁理士】
【氏名又は名称】山尾 憲人
(74)【代理人】
【識別番号】100136777
【弁理士】
【氏名又は名称】山田 純子
(72)【発明者】
【氏名】宮田 亮太
【テーマコード（参考）】
4K032
【Ｆターム（参考）】
4K032AA01
4K032AA02
4K032AA04
4K032AA08
4K032AA11
4K032AA12
4K032AA14
4K032AA16
4K032AA17
4K032AA19
4K032AA20
4K032AA21
4K032AA22
4K032AA23
4K032AA24
4K032AA26
4K032AA27
4K032AA29
4K032AA31
4K032AA35
4K032AA36
4K032AA40
4K032BA01
4K032CA02
4K032CA03
4K032CB01
4K032CB02
4K032CC03
4K032CC04
4K032CD01
4K032CD02
4K032CD03
4K032CF01
4K032CF02
(57)【要約】
【課題】高強度と低降伏比を示すと共に優れた靭性を示す鋼板であって、該鋼板を用い、厳しい条件で溶接を行った場合にも、優れた熱影響部の靭性（ＨＡＺ靭性）を確保できる鋼板と、該鋼板の製造方法を提供する。
【解決手段】所定の元素が各含有量範囲を満たし、残部：Ｆｅおよび不可避不純物であって、式（１）で表されるＣｅｑが０．５０質量％～１．３０質量％、式（２）で表されるＰｃｍが０．１５質量％～０．３５質量％、および式（３）で表されるＭＰが３１以上を満たし、かつ鋼板の板厚／４の位置の組織が、ベイナイトとマルテンサイトの合計：９５面積％以上、およびＭＡ：１．０面積％以上、５．０面積％未満を満たす、鋼板。
【選択図】図１
【解決手段】所定の元素が各含有量範囲を満たし、残部：Ｆｅおよび不可避不純物であって、式（１）で表されるＣｅｑが０．５０質量％～１．３０質量％、式（２）で表されるＰｃｍが０．１５質量％～０．３５質量％、および式（３）で表されるＭＰが３１以上を満たし、かつ鋼板の板厚／４の位置の組織が、ベイナイトとマルテンサイトの合計：９５面積％以上、およびＭＡ：１．０面積％以上、５．０面積％未満を満たす、鋼板。
【選択図】図１
【特許請求の範囲】
【請求項1】
成分組成が、
Ｃ ：０．０２０質量％以上、０．０４５質量％未満、
Ｓｉ：０．０１質量％～０．５０質量％、
Ｍｎ：１．００質量％～２．５０質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．０１５質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．００８質量％以下、
Ａｌ：０質量％超、０．０８０質量％以下、
Ｃｕ：０．１０質量％以上、０．６０質量％未満、
Ｎｉ：０．１０質量％～２．７０質量％、
Ｃｒ：０．９０質量％～３．００質量％、
Ｍｏ：０．１０質量％～１．５０質量％、
Ｔｉ：０．００４質量％～０．０３０質量％、
Ｂ ：０．０００４質量％～０．００３０質量％、
Ｎ ：０．００１０質量％～０．００７０質量％、および
Ｃａ：０．０００４質量％～０．００３０質量％を満たし、
残部がＦｅおよび不可避不純物であり、更に、
下記式（１）で表されるＣｅｑが０．５０質量％～１．３０質量％、
下記式（２）で表されるＰｃｍが０．１５質量％～０．３５質量％、および
下記式（３）で表されるＭＰが３１以上を満たし、
鋼板の板厚／４の位置の組織が、
ベイナイトとマルテンサイトの合計：９５面積％以上、および
ＭＡ：１．０面積％以上、５．０面積％未満を満たす、鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４・・・（１）
式（１）中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖはそれぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ・・・（２）
式（２）中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂはそれぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
ＭＰ＝（１／［Ｃ］）×（２．０×［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］）／（［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋０．３×［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）・・・（３）
式（３）中の［Ｃ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］はそれぞれ、質量％で示したＣ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
Ｃ ：０．０２０質量％以上、０．０４５質量％未満、
Ｓｉ：０．０１質量％～０．５０質量％、
Ｍｎ：１．００質量％～２．５０質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．０１５質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．００８質量％以下、
Ａｌ：０質量％超、０．０８０質量％以下、
Ｃｕ：０．１０質量％以上、０．６０質量％未満、
Ｎｉ：０．１０質量％～２．７０質量％、
Ｃｒ：０．９０質量％～３．００質量％、
Ｍｏ：０．１０質量％～１．５０質量％、
Ｔｉ：０．００４質量％～０．０３０質量％、
Ｂ ：０．０００４質量％～０．００３０質量％、
Ｎ ：０．００１０質量％～０．００７０質量％、および
Ｃａ：０．０００４質量％～０．００３０質量％を満たし、
残部がＦｅおよび不可避不純物であり、更に、
下記式（１）で表されるＣｅｑが０．５０質量％～１．３０質量％、
下記式（２）で表されるＰｃｍが０．１５質量％～０．３５質量％、および
下記式（３）で表されるＭＰが３１以上を満たし、
鋼板の板厚／４の位置の組織が、
ベイナイトとマルテンサイトの合計：９５面積％以上、および
ＭＡ：１．０面積％以上、５．０面積％未満を満たす、鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４・・・（１）
式（１）中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖはそれぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ・・・（２）
式（２）中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂはそれぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
ＭＰ＝（１／［Ｃ］）×（２．０×［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］）／（［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋０．３×［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）・・・（３）
式（３）中の［Ｃ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］はそれぞれ、質量％で示したＣ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
【請求項2】
前記成分組成は、更に、
ＲＥＭ：０質量％超、０．００３質量％以下
を含む、請求項１に記載の鋼板。
ＲＥＭ：０質量％超、０．００３質量％以下
を含む、請求項１に記載の鋼板。
【請求項3】
請求項１または２に記載の鋼板を製造する方法であって、
請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼片を、１０００℃～１２５０℃に加熱してから、熱間圧延を、９６０℃～８３０℃の温度域での累積圧下率：２５％以上、圧延終了温度：８００℃～９２０℃の条件で行うこと、および、
（i）熱間圧延後に、８００℃から５００℃までを１．０℃／ｓ未満の平均冷却速度で冷却し、その後、３００℃～６５０℃で焼戻しを行うこと、または、
（ii）熱間圧延後に、８００℃から３００℃以下の冷却停止温度までを１．０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、次いで、７６０℃～９５０℃の再加熱温度に再加熱し、再加熱温度から５００℃までを１．０℃／ｓ未満の平均冷却速度で冷却し、その後、３００℃～６５０℃で焼戻しを行うこと、
を含む、鋼板の製造方法。
請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼片を、１０００℃～１２５０℃に加熱してから、熱間圧延を、９６０℃～８３０℃の温度域での累積圧下率：２５％以上、圧延終了温度：８００℃～９２０℃の条件で行うこと、および、
（i）熱間圧延後に、８００℃から５００℃までを１．０℃／ｓ未満の平均冷却速度で冷却し、その後、３００℃～６５０℃で焼戻しを行うこと、または、
（ii）熱間圧延後に、８００℃から３００℃以下の冷却停止温度までを１．０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、次いで、７６０℃～９５０℃の再加熱温度に再加熱し、再加熱温度から５００℃までを１．０℃／ｓ未満の平均冷却速度で冷却し、その後、３００℃～６５０℃で焼戻しを行うこと、
を含む、鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本開示は、鋼板および鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
建築構造物は、近年、大型化が進んでおり、該建築構造物に用いられる鋼板は厚肉化と更なる高強度化が求められている。また、建築構造物に用いられる鋼板には、溶接により形成される溶接接合部の靭性と、地震発生時の安全性の確保も求められる。
【0003】
例えば特許文献１には、近年の鋼板の厚手化による溶接入熱の増大に伴い、溶接後の冷却速度が低下していることが、結晶粒の粗大化とＭＡの増加を招き、ＨＡＺ靭性の確保が一層困難となっていることが示されている。そして、この問題点を解消するため、大入熱溶接ＨＡＺにおける靭性の主要な支配因子である結晶粒径の微細化とＭＡの低減に着眼し、鋼板（母材）の高強度化と大入熱溶接ＨＡＺの靭性の確保とを両立させるために検討を行ったことが示されている。具体的には、鋼板の焼入れ性を一定以上に高めて、ＨＡＺの結晶粒を微細化することが行われている。また、鋼板の焼入れ性を一定以上に高めるには、焼入れ倍数ＤＩを１０以上とすること、焼入れ性を高める元素としてＮｉが極めて有効であって、Ｎｉを１．３％以上含有させることで、焼入れ性向上による細粒化効果とＭＡ微細化効果とが得られることが示されている。
【0004】
また、例えば特許文献２には、所定の成分組成を満たし、降伏強さが７００ＭＰａ以上、引張強さ７８０ＭＰａ以上である大入熱溶接熱影響部靭性に優れた高強度厚鋼板を得ることが示されている。特許文献２には、極低炭素化して大入熱溶接熱影響部における島状マルテンサイトの生成を抑えることが、大入熱溶接熱影響部靭性の向上のために重要であること、そして、極低炭素化した上で、所望の引張強さ：７８０ＭＰａ以上の高強度と優れた大入熱溶接熱影響部靭性とを兼備するには、ＭｎおよびＣｒを含有させることが重要であると示されている。また特許文献２には、低Ｃ－高Ｍｎ化により靭性が低下しやすくなるが、Ｃｒを多く含有することでＨＡＺ組織での粒界破壊を抑制できること、更に、低Ｐ化とＣｒ添加による粒界破壊発生の抑制により、大入熱溶接熱影響部靭性をさらに安定して向上できることが示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0005】
【特許文献1】特開２０２０－２０４０９２号公報
【特許文献2】特開２０１７－１５５２５４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0006】
特許文献１では、Ｎｉを積極的に添加すると共に、Ｃｕを、溶接性及びＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度と靭性を向上させる元素であるとして、その含有量を０．６０質量％以上としている。しかし、Ｎｉは高価であるためコスト高を招き、Ｃｕは、熱間圧延時の割れ（表面性状の悪化）と熱影響部の硬化を招くため、ＨＡＺ靭性の更なる向上は難しいと考える。
【0007】
特許文献２では、熱間圧延後に再加熱焼入れ－焼戻しを行って高強度鋼板を製造しているが、該方法で製造すると、鋼板の強度と靭性の確保には有効であるが、水冷により平坦度が悪くなりやすく、高い生産性の確保が難しい。
【0008】
また特許文献１と特許文献２では、溶接継手のＨＡＺ靭性の評価に用いる溶接継手を、スキンプレートとダイアフラムをＴ字状に配置し、エレクトロスラグ溶接法（ＥＳＷ）によって溶接し、Ｔ字継手を作製している。この特許文献１と特許文献２のＴ字継手は、スキンプレートとダイアフラムが同鋼種であって、板厚は同一であるか、ダイアフラムの板厚がスキンプレートの板厚よりも薄い（板厚範囲は４０～１００ｍｍ）。しかし近年、特許文献１、２よりも更に厳しい溶接が施工される場合がある。特に、ダイアフラムの板厚がスキンプレートの板厚を上回る、スキンプレートとダイアフラムの組み合わせに対し大入熱溶接することが、例えば大型建築構造物の建設で施工効率向上等の観点から求められている。該組み合わせに対する大入熱溶接では、冷却速度が、ダイアフラムの板厚がスキンプレートの板厚と同一または薄い場合よりも遅くなり、優れた熱影響部（ＨＡＺ）の靭性（「衝撃特性」ともいう。ＨＡＺの靭性を「ＨＡＺ靭性」という）を確保することが困難であるといった問題がある。特に、高強度と低降伏比を確保しつつ、上記厳しい条件で大入熱溶接を行った場合のＨＡＺ靭性を確保することは達成されなかった。
【0009】
本開示は、上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、高強度、特には強度が６３０ＭＰａ級以上であって、地震の際の安全性向上の観点から低降伏比を示すと共に優れた靭性（上記ＨＡＺ靭性と区別するため「母材靭性」ということがある）を示す鋼板であって、該鋼板を用い、上述の通り、ダイアフラムの板厚がスキンプレートの板厚を上回るスキンプレートとダイアフラムの組み合わせに対し、大入熱溶接を行うといった、厳しい条件で大入熱溶接を行った場合であっても優れたＨＡＺ靭性を確保できる（以下、この特性を優れた「溶接性」ということがある）鋼板と、該鋼板の製造方法を提供することにある。なお、以下では、本開示の鋼板と、該鋼板を用い溶接することで形成される熱影響部（ＨＡＺ）とを区別するため、本開示の鋼板を特に母材ということがある。
【課題を解決するための手段】
【0010】
本発明の態様１は、
成分組成が、
Ｃ ：０．０２０質量％以上、０．０４５質量％未満、
Ｓｉ：０．０１質量％～０．５０質量％、
Ｍｎ：１．００質量％～２．５０質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．０１５質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．００８質量％以下、
Ａｌ：０質量％超、０．０８０質量％以下、
Ｃｕ：０．１０質量％以上、０．６０質量％未満、
Ｎｉ：０．１０質量％～２．７０質量％、
Ｃｒ：０．９０質量％～３．００質量％、
Ｍｏ：０．１０質量％～１．５０質量％、
Ｔｉ：０．００４質量％～０．０３０質量％、
Ｂ ：０．０００４質量％～０．００３０質量％、
Ｎ ：０．００１０質量％～０．００７０質量％、および
Ｃａ：０．０００４質量％～０．００３０質量％を満たし、
残部がＦｅおよび不可避不純物であり、更に、
下記式（１）で表されるＣｅｑが０．５０質量％～１．３０質量％、
下記式（２）で表されるＰｃｍが０．１５質量％～０．３５質量％、および
下記式（３）で表されるＭＰが３１以上を満たし、
鋼板の板厚／４の位置の組織が、
ベイナイトとマルテンサイトの合計：９５面積％以上、および
ＭＡ：１．０面積％以上、５．０面積％未満を満たす、鋼板である。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４・・・（１）
式（１）中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖはそれぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ・・・（２）
式（２）中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂはそれぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
ＭＰ＝（１／［Ｃ］）×（２．０×［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］）／（［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋０．３×［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）・・・（３）
式（３）中の［Ｃ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］はそれぞれ、質量％で示したＣ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
成分組成が、
Ｃ ：０．０２０質量％以上、０．０４５質量％未満、
Ｓｉ：０．０１質量％～０．５０質量％、
Ｍｎ：１．００質量％～２．５０質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．０１５質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．００８質量％以下、
Ａｌ：０質量％超、０．０８０質量％以下、
Ｃｕ：０．１０質量％以上、０．６０質量％未満、
Ｎｉ：０．１０質量％～２．７０質量％、
Ｃｒ：０．９０質量％～３．００質量％、
Ｍｏ：０．１０質量％～１．５０質量％、
Ｔｉ：０．００４質量％～０．０３０質量％、
Ｂ ：０．０００４質量％～０．００３０質量％、
Ｎ ：０．００１０質量％～０．００７０質量％、および
Ｃａ：０．０００４質量％～０．００３０質量％を満たし、
残部がＦｅおよび不可避不純物であり、更に、
下記式（１）で表されるＣｅｑが０．５０質量％～１．３０質量％、
下記式（２）で表されるＰｃｍが０．１５質量％～０．３５質量％、および
下記式（３）で表されるＭＰが３１以上を満たし、
鋼板の板厚／４の位置の組織が、
ベイナイトとマルテンサイトの合計：９５面積％以上、および
ＭＡ：１．０面積％以上、５．０面積％未満を満たす、鋼板である。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４・・・（１）
式（１）中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖはそれぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ・・・（２）
式（２）中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂはそれぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
ＭＰ＝（１／［Ｃ］）×（２．０×［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］）／（［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋０．３×［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）・・・（３）
式（３）中の［Ｃ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］はそれぞれ、質量％で示したＣ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
【0011】
本発明の態様２は、
前記成分組成は、更に、
ＲＥＭ：０質量％超、０．００３質量％以下
を含む、態様１に記載の鋼板である。
前記成分組成は、更に、
ＲＥＭ：０質量％超、０．００３質量％以下
を含む、態様１に記載の鋼板である。
【0012】
本発明の態様３は、
態様１または２に記載の鋼板を製造する方法であって、
態様１または２に記載の成分組成を有する鋼片を、１０００℃～１２５０℃に加熱してから、熱間圧延を、９６０℃～８３０℃の温度域での累積圧下率：２５％以上、圧延終了温度：８００℃～９２０℃の条件で行うこと、および、
（i）熱間圧延後に、８００℃から５００℃までを１．０℃／ｓ未満の平均冷却速度で冷却し、その後、３００℃～６５０℃で焼戻しを行うこと、または、
（ii）熱間圧延後に、８００℃から３００℃以下の冷却停止温度までを１．０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、次いで、７６０℃～９５０℃の再加熱温度に再加熱し、再加熱温度から５００℃までを１．０℃／ｓ未満の平均冷却速度で冷却し、その後、３００℃～６５０℃で焼戻しを行うこと、
を含む、鋼板の製造方法である。
態様１または２に記載の鋼板を製造する方法であって、
態様１または２に記載の成分組成を有する鋼片を、１０００℃～１２５０℃に加熱してから、熱間圧延を、９６０℃～８３０℃の温度域での累積圧下率：２５％以上、圧延終了温度：８００℃～９２０℃の条件で行うこと、および、
（i）熱間圧延後に、８００℃から５００℃までを１．０℃／ｓ未満の平均冷却速度で冷却し、その後、３００℃～６５０℃で焼戻しを行うこと、または、
（ii）熱間圧延後に、８００℃から３００℃以下の冷却停止温度までを１．０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、次いで、７６０℃～９５０℃の再加熱温度に再加熱し、再加熱温度から５００℃までを１．０℃／ｓ未満の平均冷却速度で冷却し、その後、３００℃～６５０℃で焼戻しを行うこと、
を含む、鋼板の製造方法である。
【発明の効果】
【0013】
本開示によれば、鋼板が高強度と低降伏比を示すと共に優れた靭性を示し、更には、該鋼板を用いて厳しい条件で大入熱溶接を行った場合に、優れたＨＡＺ靭性を確保できる鋼板と、該鋼板の製造方法を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【0014】
【図1】ＭＰとＨＡＺ組織におけるＭＡ量の関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【0015】
本発明者は、（１）母材の優れた引張特性として高強度と低ＹＲ、（２）母材の優れた靭性、および（３）従来よりも厳しい条件で溶接を行った場合にも優れたＨＡＺ靭性を発揮する、ことを満足させるべく、鋼板の成分組成と製造条件について鋭意研究を行った。その結果、所定のパラメータを満たす成分組成とし、かつ、製造工程において特に、焼戻し前に、焼入れ等のような急冷を行わず、冷却速度が遅めの冷却を行うのがよいことを見出した。以下、本開示の鋼板の鋼組織、成分組成およびその製造方法について順に説明する。
【0016】
１．鋼組織
本実施形態の鋼板は、鋼板の板厚／４の位置の組織における、ベイナイトとマルテンサイトの合計が９５面積％以上である。以下、ベイナイトとマルテンサイトをまとめて「低温生成組織」ということがある。本実施形態の鋼板は、高強度を確保するため、ベイナイトとマルテンサイトからなる低温生成組織を主体とする必要があり、これらベイナイトとマルテンサイトの合計を９５面積％以上とする。ベイナイトとマルテンサイトの合計は、好ましくは９８面積％以上であり、１００面積％であってもよい。
本実施形態の鋼板は、鋼板の板厚／４の位置の組織における、ベイナイトとマルテンサイトの合計が９５面積％以上である。以下、ベイナイトとマルテンサイトをまとめて「低温生成組織」ということがある。本実施形態の鋼板は、高強度を確保するため、ベイナイトとマルテンサイトからなる低温生成組織を主体とする必要があり、これらベイナイトとマルテンサイトの合計を９５面積％以上とする。ベイナイトとマルテンサイトの合計は、好ましくは９８面積％以上であり、１００面積％であってもよい。
【0017】
本実施形態の鋼板は、鋼板の板厚／４の位置の組織における、ＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ、島状マルテンサイトともいう）量が、１．０面積％以上、５．０面積％未満である。本実施形態では、ＭＡ量を、低降伏比の実現と優れたＨＡＺ靭性確保の両方を実現するため、その量を上記の狭い範囲内に制御することが重要である。８５％以下の低降伏比を実現するには、一定以上のＭＡが必要であり、本実施形態では、ＭＡ量を１．０面積％以上とする必要がある。ＭＡ量は１．１面積％以上であってもよい。一方、厳しい条件で大入熱溶接を行ったときに、優れたＨＡＺ靭性を確保するには、ＭＡ量を５．０面積％未満とする必要がある。ＭＡ量は、好ましくは４．０面積％以下であり、更に好ましくは３．０面積％以下、より更に好ましくは２．５面積％以下、特には２．０面積％以下である。なお、ＭＡはベイナイト中に形成する組織であり、ＭＡ量の測定方法は、ベイナイトとマルテンサイトの合計を求める方法とは異なる。よって、ベイナイトとマルテンサイトの合計量とＭＡの合計量をあわせると、１００面積％を超える場合がある。
【0018】
上記ベイナイトとマルテンサイトの合計量とＭＡ量は、鋼板の板厚／４の位置の組織で評価する。上記位置は、母材の機械的性質を評価するのに一般的に用いられる部位である。上記組織の評価方法は後述する実施例に示す通りである。
【0019】
２．成分組成
まず本実施形態の鋼板を特徴づけるパラメータであるＭＰから説明する。
まず本実施形態の鋼板を特徴づけるパラメータであるＭＰから説明する。
【0020】
［下記式（３）で表されるＭＰが３１以上
ＭＰ＝（１／［Ｃ］）×（２．０×［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］）／（［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋０．３×［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）・・・（３）
式（３）中の［Ｃ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］はそれぞれ、質量％で示したＣ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。］
本実施形態の鋼板は、上述した優れたＨＡＺ靭性を得るため、ＭＰを制御する必要がある。
ＭＰ＝（１／［Ｃ］）×（２．０×［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］）／（［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋０．３×［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）・・・（３）
式（３）中の［Ｃ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］はそれぞれ、質量％で示したＣ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。］
本実施形態の鋼板は、上述した優れたＨＡＺ靭性を得るため、ＭＰを制御する必要がある。
【0021】
本発明者は、母材の機械的特性として高強度および低降伏比と、優れたＨＡＺ靭性とを両立させるにあたり、まず優れたＨＡＺ靭性の確保について鋭意検討を行った。詳細には、近年増加しているダイアフラムの板厚がスキンプレートの板厚を上回るような組み合わせでは、ダイアフラムの板厚増加に伴う入熱量の増加と、薄い板厚のスキンプレートによる冷却速度の低下が相まって、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすＭＡが、従来の溶接条件よりも更に形成されやすい傾向にあることをまず把握した。そして、該ダイアフラムとスキンプレートの組み合わせの様に、溶接時に溶接継手の冷却速度が遅めとなり易い場合にも、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすＭＡが過剰に形成されないような成分設計とすべく検討を行った。その結果、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕは、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすＨＡＺ組織のＭＡを形成しやすい傾向にある元素であり、一方、ＣｒとＭｏは遅めの冷却速度で冷却してもＭＡを形成させにくい元素であるとの知見を基に、実験的にパラメータＭＰを求めた。そして、後述する各元素の範囲を満足すると共に、このＭＰを所定の範囲内とすれば、母材の高強度と低降伏比を実現しつつ、優れたＨＡＺ靭性を達成できることを見出した。上記の通りＭＰが規定範囲内にあるため、鋼板の製造工程で焼戻し前の冷却をＭＡ確保のために遅めとした場合にも、ＭＡが過剰に形成されることはなく、ＭＡ量を所定の範囲内とすることができる。
【0022】
図１は、この本発明者が見出したパラメータであるＭＰとＨＡＺ組織におけるＭＡ量との関係を示すグラフである。この図１に示す通り、ＨＡＺ組織におけるＭＡ量と、上記ＭＰとは相関があることがわかる。また、ＨＡＺの０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥＳ０）５０Ｊ以上の優れたＨＡＺ靭性を達成するには、ＨＡＺ組織におけるＭＡ量を４．０面積％未満とする必要があるが、図１から、ＨＡＺ組織におけるＭＡ量を４．０面積％未満とするには、ＭＰを３１以上とするのがよいことがわかる。ＭＰは好ましくは３５．０以上、より好ましくは３８．０以上、更に好ましくは４０．０以上、より更に好ましくは４２．０以上である。なお本実施形態の鋼板の成分組成から、ＭＰの上限は１００でありうる。なお、図１において、ＭＰが約６０でＭＡ量が高めのデータは、他の条件を満たしていない比較例である。
【0023】
本実施形態の鋼板では、パラメータとして、上記ＭＰ以外に、下記の通りＣｅｑ、Ｐｃｍも規定する。
【0024】
［下記式（１）で表されるＣｅｑが０．５０質量％～１．３０質量％
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４・・・（１）
式（１）中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖはそれぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。］
上記Ｃｅｑは炭素等量と呼ばれる。高強度を確保するにはＣｅｑを０．５０質量％以上とする必要がある。Ｃｅｑは、好ましくは０．６０質量％以上、より好ましくは０．７０質量％以上である。一方、Ｃｅｑが過剰に高いと、ＨＡＺが硬くなりすぎてＨＡＺ靭性が劣化することから、１．３０質量％以下とする必要がある。Ｃｅｑは、好ましくは１．１０質量％以下、より好ましくは１．００質量％以下、更に好ましくは０．９０質量％以下、特には０．８５質量％以下である。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４・・・（１）
式（１）中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖはそれぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。］
上記Ｃｅｑは炭素等量と呼ばれる。高強度を確保するにはＣｅｑを０．５０質量％以上とする必要がある。Ｃｅｑは、好ましくは０．６０質量％以上、より好ましくは０．７０質量％以上である。一方、Ｃｅｑが過剰に高いと、ＨＡＺが硬くなりすぎてＨＡＺ靭性が劣化することから、１．３０質量％以下とする必要がある。Ｃｅｑは、好ましくは１．１０質量％以下、より好ましくは１．００質量％以下、更に好ましくは０．９０質量％以下、特には０．８５質量％以下である。
【0025】
［下記式（２）で表されるＰｃｍが０．１５質量％～０．３５質量％
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ・・・（２）
式（２）中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂはそれぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。］
Ｐｃｍは溶接割れ感受性組成と呼ばれる。厚肉で拘束度が大きい鋼板であっても、溶接割れを安定して抑制するため、Ｐｃｍを０．３５質量％以下とする。Ｐｃｍは、好ましくは０．３３質量％以下、より好ましくは０．３０質量％以下である。Ｐｃｍは、低ければ低いほど好ましいが、本発明で規定の成分組成を考慮すると、その下限はおおよそ０．１５質量％程度である。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ・・・（２）
式（２）中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂはそれぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。］
Ｐｃｍは溶接割れ感受性組成と呼ばれる。厚肉で拘束度が大きい鋼板であっても、溶接割れを安定して抑制するため、Ｐｃｍを０．３５質量％以下とする。Ｐｃｍは、好ましくは０．３３質量％以下、より好ましくは０．３０質量％以下である。Ｐｃｍは、低ければ低いほど好ましいが、本発明で規定の成分組成を考慮すると、その下限はおおよそ０．１５質量％程度である。
【0026】
［Ｃ：０．０２０質量％以上、０．０４５質量％未満］
Ｃは、高強度化に寄与する元素であるとともに、焼入性を高める元素である。これらの効果を発揮させるため、Ｃ量を０．０２０質量％以上とする。Ｃ量は、好ましくは０．０２３質量％以上、より好ましくは０．０２５質量％以上である。一方、Ｃ量が過剰であると、ＭＡが過剰に形成されやすくなることから、Ｃ量は０．０４５質量％未満とする。Ｃ量は、好ましくは０．０４２質量％以下、より好ましくは０．０４０質量％以下である。
Ｃは、高強度化に寄与する元素であるとともに、焼入性を高める元素である。これらの効果を発揮させるため、Ｃ量を０．０２０質量％以上とする。Ｃ量は、好ましくは０．０２３質量％以上、より好ましくは０．０２５質量％以上である。一方、Ｃ量が過剰であると、ＭＡが過剰に形成されやすくなることから、Ｃ量は０．０４５質量％未満とする。Ｃ量は、好ましくは０．０４２質量％以下、より好ましくは０．０４０質量％以下である。
【0027】
［Ｓｉ：０．０１質量％～０．５０質量％］
Ｓｉは、脱酸材として有効な元素であり、また、母材強度の向上に有効な元素である。これらの効果を発揮させるべく、Ｓｉ量を０．０１質量％以上とする。Ｓｉ量は０．０５質量％以上であってもよい。一方、Ｓｉが多く含まれていると、ＭＡが過剰に形成されやすくなるため、Ｓｉ量は０．５０質量％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．３５質量％以下であり、より好ましくは０．２０質量％以下である。Ｓｉ量は更には０．１５質量％以下であってもよい。
Ｓｉは、脱酸材として有効な元素であり、また、母材強度の向上に有効な元素である。これらの効果を発揮させるべく、Ｓｉ量を０．０１質量％以上とする。Ｓｉ量は０．０５質量％以上であってもよい。一方、Ｓｉが多く含まれていると、ＭＡが過剰に形成されやすくなるため、Ｓｉ量は０．５０質量％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．３５質量％以下であり、より好ましくは０．２０質量％以下である。Ｓｉ量は更には０．１５質量％以下であってもよい。
【0028】
［Ｍｎ：１．００質量％～２．５０質量％］
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させ、変態温度を低温化させることで、焼入れ性の向上に寄与する元素である。該効果を発揮させるため、Ｍｎを１．００質量％以上含有させる。Ｍｎ量は、好ましくは１．１０質量％以上、より好ましくは１．２０質量％以上である。一方、Ｍｎが過剰に含まれると、ＭＡが過剰に形成しやすくなり、ＨＡＺ靭性が低下する。よって、Ｍｎ量は２．５０質量％以下とする。Ｍｎ量は、好ましくは２．３０質量％以下、より好ましくは２．００質量％以下である。
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させ、変態温度を低温化させることで、焼入れ性の向上に寄与する元素である。該効果を発揮させるため、Ｍｎを１．００質量％以上含有させる。Ｍｎ量は、好ましくは１．１０質量％以上、より好ましくは１．２０質量％以上である。一方、Ｍｎが過剰に含まれると、ＭＡが過剰に形成しやすくなり、ＨＡＺ靭性が低下する。よって、Ｍｎ量は２．５０質量％以下とする。Ｍｎ量は、好ましくは２．３０質量％以下、より好ましくは２．００質量％以下である。
【0029】
［Ｐ：０質量％超、０．０１５質量％以下］
Ｐは、不可避不純物であり、母材と溶接部の靭性に悪影響を及ぼす元素である。よって、Ｐ量は０．０１５質量％以下に抑制する必要がある。Ｐ量は、好ましくは０．０１０質量％以下である。Ｐ量の下限は０質量％超である。
Ｐは、不可避不純物であり、母材と溶接部の靭性に悪影響を及ぼす元素である。よって、Ｐ量は０．０１５質量％以下に抑制する必要がある。Ｐ量は、好ましくは０．０１０質量％以下である。Ｐ量の下限は０質量％超である。
【0030】
［Ｓ：０質量％超、０．００８質量％以下］
Ｓは、ＭｎＳを形成し、母材とＨＡＺの靭性、および母材伸びを劣化させる元素である。よって、Ｓ量は少ない方が好ましく、０．００８質量％以下とする。Ｓ量は、好ましくは０．００５質量％以下である。Ｓ量の下限は０質量％超である。
Ｓは、ＭｎＳを形成し、母材とＨＡＺの靭性、および母材伸びを劣化させる元素である。よって、Ｓ量は少ない方が好ましく、０．００８質量％以下とする。Ｓ量は、好ましくは０．００５質量％以下である。Ｓ量の下限は０質量％超である。
【0031】
［Ａｌ：０質量％超、０．０８０質量％以下］
Ａｌは、脱酸に必要な元素であり、０質量％超とする。しかしＡｌ量が過剰になると、アルミナ系の粗大な介在物が形成されて、母材とＨＡＺの靭性が低下する。よって、Ａｌ量の上限を０．０８０質量％とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０７５質量％以下である。
Ａｌは、脱酸に必要な元素であり、０質量％超とする。しかしＡｌ量が過剰になると、アルミナ系の粗大な介在物が形成されて、母材とＨＡＺの靭性が低下する。よって、Ａｌ量の上限を０．０８０質量％とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０７５質量％以下である。
【0032】
［Ｃｕ：０．１０質量％以上、０．６０質量％未満］
Ｃｕは、母材とＨＡＺの良好な靭性を保ちつつ、低温生成組織を確保して高強度化できる元素である。該効果を得るには、Ｃｕを０．１０質量％以上含むことが有効である。Ｃｕ量は、好ましくは０．３０質量％以上、より好ましくは０．４０質量％以上である。一方、Ｃｕが過剰に含まれていると、圧延時に表面割れが生じうる。また、ＨＡＺの硬さを著しく上昇させる。よって、Ｃｕ量は０．６０質量％未満とする。Ｃｕ量は、好ましくは０．５５質量％以下、より好ましくは０．５０質量％以下である。
Ｃｕは、母材とＨＡＺの良好な靭性を保ちつつ、低温生成組織を確保して高強度化できる元素である。該効果を得るには、Ｃｕを０．１０質量％以上含むことが有効である。Ｃｕ量は、好ましくは０．３０質量％以上、より好ましくは０．４０質量％以上である。一方、Ｃｕが過剰に含まれていると、圧延時に表面割れが生じうる。また、ＨＡＺの硬さを著しく上昇させる。よって、Ｃｕ量は０．６０質量％未満とする。Ｃｕ量は、好ましくは０．５５質量％以下、より好ましくは０．５０質量％以下である。
【0033】
［Ｎｉ：０．１０質量％～２．７０質量％］
Ｎｉは、Ｃｕと同様に、母材とＨＡＺの良好な靭性を保ちつつ、低温生成組織を確保して高強度化できる元素である。該効果を得るため、Ｎｉ量を０．１０質量％以上とする。Ｎｉ量は、好ましくは０．３０質量％以上、より好ましくは０．４０質量％以上である。一方、Ｎｉが過剰に含まれていると、ＭＡが過剰に形成されやすくなり、また、ＨＡＺの硬さが上昇し、ＨＡＺ靭性が低下する。よって、Ｎｉ量は２．７０質量％以下とする。Ｎｉ量は、好ましくは２．６０質量％以下、より好ましくは２．５０質量％以下、更に好ましくは２．３０質量％以下、より更に好ましくは２．１０質量％以下である。
Ｎｉは、Ｃｕと同様に、母材とＨＡＺの良好な靭性を保ちつつ、低温生成組織を確保して高強度化できる元素である。該効果を得るため、Ｎｉ量を０．１０質量％以上とする。Ｎｉ量は、好ましくは０．３０質量％以上、より好ましくは０．４０質量％以上である。一方、Ｎｉが過剰に含まれていると、ＭＡが過剰に形成されやすくなり、また、ＨＡＺの硬さが上昇し、ＨＡＺ靭性が低下する。よって、Ｎｉ量は２．７０質量％以下とする。Ｎｉ量は、好ましくは２．６０質量％以下、より好ましくは２．５０質量％以下、更に好ましくは２．３０質量％以下、より更に好ましくは２．１０質量％以下である。
【0034】
［Ｃｒ：０．９０質量％～３．００質量％］
本実施形態に係る鋼板において、Ｃｒは、後述するＭｏと共に重要な元素である。Ｃｒは、ＭＡの形成を抑制する元素であり、後述する製造工程で、焼戻し前の冷却を１℃／ｓ未満といったＭＡの形成しやすい遅い冷却速度で行う場合にも、ＭＡの過剰生成を抑制できる元素である。また、大入熱溶接においても、ＨＡＺの冷却時にＭＡの生成が抑制され、ＭＡ量の抑えられたＨＡＺ組織を得ることができる。該効果を発揮させるため、Ｃｒ量を０．９０質量％以上とする。Ｃｒ量は、好ましくは０．９５質量％以上である。上記効果を十分発揮させる観点から、Ｃｒはより好ましくは１．１質量％超であり、更に好ましくは１．３０質量％以上、より更に好ましくは１．５０質量％以上である。一方、Ｃｒが過剰に含まれると、ＨＡＺ部が硬化し、ＨＡＺ靭性の低下をもたらすため、Ｃｒ量は３．００質量％以下とする。好ましくは２．８０質量％未満、より好ましくは２．５０質量％以下、さらに好ましくは２．２０質量％以下である。
本実施形態に係る鋼板において、Ｃｒは、後述するＭｏと共に重要な元素である。Ｃｒは、ＭＡの形成を抑制する元素であり、後述する製造工程で、焼戻し前の冷却を１℃／ｓ未満といったＭＡの形成しやすい遅い冷却速度で行う場合にも、ＭＡの過剰生成を抑制できる元素である。また、大入熱溶接においても、ＨＡＺの冷却時にＭＡの生成が抑制され、ＭＡ量の抑えられたＨＡＺ組織を得ることができる。該効果を発揮させるため、Ｃｒ量を０．９０質量％以上とする。Ｃｒ量は、好ましくは０．９５質量％以上である。上記効果を十分発揮させる観点から、Ｃｒはより好ましくは１．１質量％超であり、更に好ましくは１．３０質量％以上、より更に好ましくは１．５０質量％以上である。一方、Ｃｒが過剰に含まれると、ＨＡＺ部が硬化し、ＨＡＺ靭性の低下をもたらすため、Ｃｒ量は３．００質量％以下とする。好ましくは２．８０質量％未満、より好ましくは２．５０質量％以下、さらに好ましくは２．２０質量％以下である。
【0035】
［Ｍｏ：０．１０質量％～１．５０質量％］
本実施形態に係る鋼板において、Ｍｏは、上記Ｃｒと共に重要な元素である。Ｍｏは、焼入性に寄与し変態点を低温化させる元素である。またＣｒと同様、ＭＡの形成を抑制する元素であり、後述する製造工程で、焼戻し前の冷却を１℃／ｓ未満といったＭＡの形成しやすい遅い冷却速度で行う場合にも、ＭＡの過剰生成を抑制できる元素である。更に、大入熱溶接においても、ＨＡＺの冷却時にＭＡの生成が抑制され、ＭＡ量の抑えられたＨＡＺ組織を得ることができる。該効果を発揮させるため、Ｍｏ量を０．１０質量％以上とする。Ｍｏ量は、好ましくは０．１５質量％以上である。一方、Ｍｏ量が過剰になると、粗大なＭｏ炭化物が形成されてＨＡＺ靭性が劣化する。よってＭｏ量は１．５０質量％以下とする。Ｍｏ量は、好ましくは１．３０質量％以下である。なおＭｏ量は、更に１．００質量％以下、更に０．８０質量％以下、更には０．５０質量％以下とすることもできる。
本実施形態に係る鋼板において、Ｍｏは、上記Ｃｒと共に重要な元素である。Ｍｏは、焼入性に寄与し変態点を低温化させる元素である。またＣｒと同様、ＭＡの形成を抑制する元素であり、後述する製造工程で、焼戻し前の冷却を１℃／ｓ未満といったＭＡの形成しやすい遅い冷却速度で行う場合にも、ＭＡの過剰生成を抑制できる元素である。更に、大入熱溶接においても、ＨＡＺの冷却時にＭＡの生成が抑制され、ＭＡ量の抑えられたＨＡＺ組織を得ることができる。該効果を発揮させるため、Ｍｏ量を０．１０質量％以上とする。Ｍｏ量は、好ましくは０．１５質量％以上である。一方、Ｍｏ量が過剰になると、粗大なＭｏ炭化物が形成されてＨＡＺ靭性が劣化する。よってＭｏ量は１．５０質量％以下とする。Ｍｏ量は、好ましくは１．３０質量％以下である。なおＭｏ量は、更に１．００質量％以下、更に０．８０質量％以下、更には０．５０質量％以下とすることもできる。
【0036】
［Ｔｉ：０．００４質量％～０．０３０質量％］
Ｔｉは、ＴｉＮのピンニング効果により、大入熱溶接におけるＨＡＺのオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する効果を有する。該効果を発揮させるため、Ｔｉ量を０．００４質量％以上とする。Ｔｉ量は、好ましくは０．００６質量％以上、より好ましくは０．００８質量％以上、更に好ましくは０．０１０質量％以上である。一方、Ｔｉ量が過剰であるとＴｉＮが粗大化して母材とＨＡＺの靭性を低下させてしまうため、Ｔｉ量は０．０３０質量％以下とする。Ｔｉ量は、好ましくは０．０２５質量％以下、より好ましくは０．０２０質量％以下である。
Ｔｉは、ＴｉＮのピンニング効果により、大入熱溶接におけるＨＡＺのオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する効果を有する。該効果を発揮させるため、Ｔｉ量を０．００４質量％以上とする。Ｔｉ量は、好ましくは０．００６質量％以上、より好ましくは０．００８質量％以上、更に好ましくは０．０１０質量％以上である。一方、Ｔｉ量が過剰であるとＴｉＮが粗大化して母材とＨＡＺの靭性を低下させてしまうため、Ｔｉ量は０．０３０質量％以下とする。Ｔｉ量は、好ましくは０．０２５質量％以下、より好ましくは０．０２０質量％以下である。
【0037】
［Ｂ：０．０００４質量％～０．００３０質量％］
Ｂは、焼入性を著しく向上させる元素であり、Ｂを０．０００４質量％以上含有させることで該効果を発揮する。Ｂ量は、好ましくは０．０００８質量％以上である。一方、Ｂが過剰に含まれると、ＢＮが形成されて母材とＨＡＺの靭性が低値となることから、Ｂ量の上限は０．００３０質量％とする。Ｂ量は、好ましくは０．００２０質量％以下である。
Ｂは、焼入性を著しく向上させる元素であり、Ｂを０．０００４質量％以上含有させることで該効果を発揮する。Ｂ量は、好ましくは０．０００８質量％以上である。一方、Ｂが過剰に含まれると、ＢＮが形成されて母材とＨＡＺの靭性が低値となることから、Ｂ量の上限は０．００３０質量％とする。Ｂ量は、好ましくは０．００２０質量％以下である。
【0038】
［Ｎ：０．００１０質量％～０．００７０質量％］
Ｎは、ＡｌＮを生成し、熱間圧延前の加熱時、および溶接時におけるγ粒の粗大化を防止し、母材靭性やＨＡＺ靭性を向上させるのに有効な元素である。該効果を発揮させるため、Ｎ量を０．００１０質量％以上とする。Ｎ量は、好ましくは０．００２０質量％以上である。一方、Ｎを過剰に含有させると、固溶Ｎの増大により、母材靭性が劣化する。よってＮ量は、０．００７０質量％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．００６５質量％以下である。
Ｎは、ＡｌＮを生成し、熱間圧延前の加熱時、および溶接時におけるγ粒の粗大化を防止し、母材靭性やＨＡＺ靭性を向上させるのに有効な元素である。該効果を発揮させるため、Ｎ量を０．００１０質量％以上とする。Ｎ量は、好ましくは０．００２０質量％以上である。一方、Ｎを過剰に含有させると、固溶Ｎの増大により、母材靭性が劣化する。よってＮ量は、０．００７０質量％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．００６５質量％以下である。
【0039】
［Ｃａ：０．０００４質量％～０．００３０質量％］
Ｃａは、ＭｎＳの球状化に寄与し、母材靭性や板厚方向の延性の改善に有効な元素である。さらに母材とＨＡＺの靭性の改善にも有効な元素である。該効果を発揮させるため、Ｃａ量を０．０００４質量％以上とする。Ｃａ量は、好ましくは０．０００５質量％以上である。一方、Ｃａ量が過剰になると、介在物が粗大化し、割れの原因となる。よって、Ｃａ量は、０．００３０質量％以下とする。Ｃａ量は、好ましくは０．００２５質量％以下である。
Ｃａは、ＭｎＳの球状化に寄与し、母材靭性や板厚方向の延性の改善に有効な元素である。さらに母材とＨＡＺの靭性の改善にも有効な元素である。該効果を発揮させるため、Ｃａ量を０．０００４質量％以上とする。Ｃａ量は、好ましくは０．０００５質量％以上である。一方、Ｃａ量が過剰になると、介在物が粗大化し、割れの原因となる。よって、Ｃａ量は、０．００３０質量％以下とする。Ｃａ量は、好ましくは０．００２５質量％以下である。
【0040】
残部は、Ｆｅおよび不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素（例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎなど）の混入が許容される。また、Ｏ（酸素）も不可避不純物元素である。Ｏは、本実施形態の鋼板がＲＥＭを含む場合、ＲＥＭの酸化物として存在しうるが、その場合であっても、Ｏ量は通常０．０００５質量％～０．００７０質量％の範囲内であって、特性に悪影響を及ぼさないため、特段制限する必要はない。また、本実施形態の鋼板は、ＮｂとＶのうちの１以上の元素の不可避不純物程度の混入は許容される。Ｎｂは、炭化物、炭窒化物を形成して強度を向上させるのに有効な元素であるが、ＭＡが形成しやすくなるため積極添加はしない。これらＮｂとＶの合計量は、例えば０．０１０質量％以下（０質量％を含む）でありうる。なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
【0041】
本実施形態の鋼板は、成分組成において、上記元素を含み、式（１）～（３）で表されるパラメータが所定の範囲内にあればよい。下記に述べる選択元素は、含まれていなくてもよいが、上記元素と共に必要に応じて含有させることにより、ＨＡＺ靭性の更なる向上に寄与する。
【0042】
［ＲＥＭ：０質量％超、０．００３質量％以下］
ＲＥＭは、酸化物を形成する元素であり、含有させることにより粒内変態核、すなわちベイナイトの変態核として作用し、結晶粒径の微細化によりＨＡＺ靭性の向上に寄与する。該効果を発揮させるため、ＲＥＭ量は、好ましくは０質量％超であり、より好ましくは０．０００１質量％以上である。一方、ＲＥＭ量が過剰であると、粗大な酸化物が形成されやすく、母材靭性とＨＡＺ靭性の低下を招きやすくなる。よってＲＥＭ量は、０．００３質量％以下であることが好ましい。
ＲＥＭは、酸化物を形成する元素であり、含有させることにより粒内変態核、すなわちベイナイトの変態核として作用し、結晶粒径の微細化によりＨＡＺ靭性の向上に寄与する。該効果を発揮させるため、ＲＥＭ量は、好ましくは０質量％超であり、より好ましくは０．０００１質量％以上である。一方、ＲＥＭ量が過剰であると、粗大な酸化物が形成されやすく、母材靭性とＨＡＺ靭性の低下を招きやすくなる。よってＲＥＭ量は、０．００３質量％以下であることが好ましい。
【0043】
本実施形態の鋼板は、後述する実施例で述べるような厳しい条件で大入熱溶接を行った場合にも、優れたＨＡＺ靭性を示すことのできる、ＨＡＺの組織が得られる。具体的には、上記溶接により得られる溶接継手におけるＨＡＺの組織が、ベイナイトとマルテンサイトの合計（「低温生成組織」ともいう）の量が９０面積％以上であって、ＭＡ量が４．０面積％未満を満たす。ＨＡＺ組織における前記ベイナイトとマルテンサイトの合計は、好ましくは９２面積％以上、より好ましくは９５面積％以上である。また、ＨＡＺ組織における前記ＭＡ量は、好ましくは３．６面積％以下、より好ましくは３．０面積％以下である。該ＭＡ量は、例えば０．１面積％以上であり得、更には０．４面積％以上であり得る。
【0044】
上記組織を有するＨＡＺの靭性は、後述する方法で評価したときに、０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥＳ０）が５０Ｊ以上を達成する。該ｖＥＳ０は更には５５Ｊ以上、更には７０Ｊ以上、より更には８０Ｊ以上を達成することができる。勿論、後述する実施例に示す溶接条件よりも緩やかな条件で溶接を行う場合に、本実施形態の鋼板を用いた場合にも、十分優れたＨＡＺ靭性を確保することができる。
【0045】
本実施形態に係る鋼板は、板厚が、例えば２０ｍｍ～１００ｍｍであることが挙げられる。
【0046】
３．製造方法
次に、本実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。本発明者は、所定の成分組成を有する鋼片に、後述する条件の熱間圧延を行い、熱間圧延後において、特に焼戻し前の冷却を、遅めの速度で行うことによって、所望の特性が得られることを見出した。具体的には、前述の成分組成を有する鋼片を、１０００℃～１２５０℃に加熱してから、熱間圧延を、９６０℃～８３０℃の温度域での累積圧下率：２５％以上、圧延終了温度：８００℃～９２０℃の条件で行うこと、および、
（i）熱間圧延後に、８００℃から５００℃までを１．０℃／ｓ未満の平均冷却速度で冷却し、その後、３００℃～６５０℃で焼戻しを行うこと、または、
（ii）熱間圧延後に、８００℃から３００℃以下の冷却停止温度までを１．０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、次いで、７６０℃～９５０℃の再加熱温度に再加熱し、再加熱温度から５００℃までを１．０℃／ｓ未満の平均冷却速度で冷却し、その後、３００℃～６５０℃で焼戻しを行うこと、
を含む、ようにすればよいことを見出した。製造方法の詳細について以下に述べる。
次に、本実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。本発明者は、所定の成分組成を有する鋼片に、後述する条件の熱間圧延を行い、熱間圧延後において、特に焼戻し前の冷却を、遅めの速度で行うことによって、所望の特性が得られることを見出した。具体的には、前述の成分組成を有する鋼片を、１０００℃～１２５０℃に加熱してから、熱間圧延を、９６０℃～８３０℃の温度域での累積圧下率：２５％以上、圧延終了温度：８００℃～９２０℃の条件で行うこと、および、
（i）熱間圧延後に、８００℃から５００℃までを１．０℃／ｓ未満の平均冷却速度で冷却し、その後、３００℃～６５０℃で焼戻しを行うこと、または、
（ii）熱間圧延後に、８００℃から３００℃以下の冷却停止温度までを１．０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、次いで、７６０℃～９５０℃の再加熱温度に再加熱し、再加熱温度から５００℃までを１．０℃／ｓ未満の平均冷却速度で冷却し、その後、３００℃～６５０℃で焼戻しを行うこと、
を含む、ようにすればよいことを見出した。製造方法の詳細について以下に述べる。
【0047】
［加熱温度：１０００℃～１２５０℃］
前述の成分組成を有する鋼片を、１０００℃～１２５０℃に加熱する。鋼片を加熱時に加熱温度が低いと、元素が固溶し難く炭化物が再固溶せず、圧延やその後の熱処理で該炭化物が粗大化し、所望の組織が得られ難くなる。そのため、加熱温度は１０００℃以上とした。好ましくは１０５０℃以上である。一方、加熱温度が高すぎると、オーステナイト粒が粗大となり、靭性が低下する。よって、加熱温度は１２５０℃以下とする。好ましくは１２００℃以下である。
前述の成分組成を有する鋼片を、１０００℃～１２５０℃に加熱する。鋼片を加熱時に加熱温度が低いと、元素が固溶し難く炭化物が再固溶せず、圧延やその後の熱処理で該炭化物が粗大化し、所望の組織が得られ難くなる。そのため、加熱温度は１０００℃以上とした。好ましくは１０５０℃以上である。一方、加熱温度が高すぎると、オーステナイト粒が粗大となり、靭性が低下する。よって、加熱温度は１２５０℃以下とする。好ましくは１２００℃以下である。
【0048】
［熱間圧延の条件］
（９６０℃～８３０℃の温度域での累積圧下率：２５％以上）
所望の特性を得るには組織を均質化させることが重要であり、オーステナイト粒を繰り返し再結晶させる必要がある。その効果は低温であるほどより発揮されることから、本実施形態では９６０℃～８３０℃の温度域での累積圧下率を規定した。該温度域での累積圧下率は、好ましくは３０％以上である。累積圧下率が高いほどオーステナイト粒が微細化するため好ましく、該温度域での累積圧下率の上限値は特に限定されないが７０％程度でありうる。
（９６０℃～８３０℃の温度域での累積圧下率：２５％以上）
所望の特性を得るには組織を均質化させることが重要であり、オーステナイト粒を繰り返し再結晶させる必要がある。その効果は低温であるほどより発揮されることから、本実施形態では９６０℃～８３０℃の温度域での累積圧下率を規定した。該温度域での累積圧下率は、好ましくは３０％以上である。累積圧下率が高いほどオーステナイト粒が微細化するため好ましく、該温度域での累積圧下率の上限値は特に限定されないが７０％程度でありうる。
【0049】
上記累積圧下率の計算方法は、下式により算出した。
９６０℃～８３０℃の温度域での累積圧下率＝（Ｈ１－Ｈ２）／Ｈ１×１００
上記において、Ｈ１は９６０℃～８３０℃の温度域での圧延開始時の板厚、Ｈ２は９６０～８３０℃の温度域での圧延終了時の板厚であり、いずれも単位はｍｍである。
９６０℃～８３０℃の温度域での累積圧下率＝（Ｈ１－Ｈ２）／Ｈ１×１００
上記において、Ｈ１は９６０℃～８３０℃の温度域での圧延開始時の板厚、Ｈ２は９６０～８３０℃の温度域での圧延終了時の板厚であり、いずれも単位はｍｍである。
【0050】
（圧延終了温度：８００℃～９２０℃）
圧延終了温度（ＦＲＴ）が低温になると、熱間圧延時にフェライトが生成し、強度の確保が困難となる。そのため圧延終了温度の下限を８００℃とした。圧延終了温度は、好ましくは８２０℃以上、より好ましくは８４０℃以上である。なお、熱間圧延時の温度を考慮すると、圧延終了温度の上限は９２０℃となる。
圧延終了温度（ＦＲＴ）が低温になると、熱間圧延時にフェライトが生成し、強度の確保が困難となる。そのため圧延終了温度の下限を８００℃とした。圧延終了温度は、好ましくは８２０℃以上、より好ましくは８４０℃以上である。なお、熱間圧延時の温度を考慮すると、圧延終了温度の上限は９２０℃となる。
【0051】
本実施形態に係る製造方法では、最終的に焼戻しを行い、該焼戻し前の冷却を遅めの速度で行う。本実施形態に係る製造方法は、熱間圧延後であって焼戻し前に、水冷等の急冷する工程を含むか否かにより下記の（i）（ii）に製造工程が分かれる。
【0052】
（i）熱間圧延後に急冷する工程を含まない場合
熱間圧延後に、８００℃から５００℃までを１．０℃／ｓ未満の平均冷却速度で冷却する。その後、後述する焼戻しを行う。平均冷却速度１．０℃／ｓ未満での冷却として、例えば空冷が挙げられる。平均冷却速度１．０℃／ｓ未満で冷却することでＭＡを形成し、低降伏比を達成することができる。この（i）では熱間圧延後に例えば水冷等の急冷を行わない。ここでの平均冷却速度は、好ましくは０．８℃／ｓ以下、より好ましくは０．５℃／ｓ以下である。５００℃未満の温度域の冷却速度は特に限定されず、例えば室温まで引き続き空冷とすることが挙げられる。
熱間圧延後に、８００℃から５００℃までを１．０℃／ｓ未満の平均冷却速度で冷却する。その後、後述する焼戻しを行う。平均冷却速度１．０℃／ｓ未満での冷却として、例えば空冷が挙げられる。平均冷却速度１．０℃／ｓ未満で冷却することでＭＡを形成し、低降伏比を達成することができる。この（i）では熱間圧延後に例えば水冷等の急冷を行わない。ここでの平均冷却速度は、好ましくは０．８℃／ｓ以下、より好ましくは０．５℃／ｓ以下である。５００℃未満の温度域の冷却速度は特に限定されず、例えば室温まで引き続き空冷とすることが挙げられる。
【0053】
（ii）熱間圧延後に急冷する工程を含む場合
熱間圧延後に、８００℃から３００℃以下の冷却停止温度までを平均冷却速度１．０℃／ｓ以上で冷却（急冷）し、次いで、７６０℃～９５０℃の再加熱温度に再加熱し、再加熱温度から５００℃までを１．０℃／ｓ未満の平均冷却速度で冷却する。その後、後述する焼戻しを行う。前記平均冷却速度１．０℃／ｓ以上での冷却（急冷）として、例えば水冷が挙げられる。
熱間圧延後に、８００℃から３００℃以下の冷却停止温度までを平均冷却速度１．０℃／ｓ以上で冷却（急冷）し、次いで、７６０℃～９５０℃の再加熱温度に再加熱し、再加熱温度から５００℃までを１．０℃／ｓ未満の平均冷却速度で冷却する。その後、後述する焼戻しを行う。前記平均冷却速度１．０℃／ｓ以上での冷却（急冷）として、例えば水冷が挙げられる。
【0054】
熱間圧延後に急冷する工程を含む場合、該急冷後に再加熱を行う。再加熱温度（焼ならし温度）は７６０℃～９５０℃である。再加熱を該温度域、すなわち、オーステナイト単相又はオーステナイト／フェライトの二相に再度加熱保持することで、冷却中にオーステナイト部からＭＡを形成させることができる。再加熱温度での加熱時間は５～６０分間とすることができる。再加熱温度は、一定でもよいし、上記温度範囲内において変動してもよい。
【0055】
上記再加熱温度で一定時間加熱後、該再加熱温度から、５００℃までを１．０℃／ｓ未満の平均冷却速度で冷却する。（ii）の場合、ここで平均冷却速度１．０℃／ｓ未満で冷却することでＭＡを形成し、低降伏比を達成することができる。前記平均冷却速度は、好ましくは０．８℃／ｓ以下、より好ましくは０．５℃／ｓ以下である。
【0056】
本実施形態に係る製造方法は、上述の通り、焼戻し前の冷却を遅めの速度で行う点で、再加熱焼入れ－焼戻しを行っている特許文献２に開示の製造方法とは異なる。特許文献２では、前記再加熱焼入れにおける冷却速度を１℃／秒以上とするのがよい旨記載されている。ＭＡは一般的にベイナイト相中に形成される。特許文献２で得られる母材組織はマルテンサイト相とベイナイト相とを主相としているが、特許文献２の上記製造条件、また特許文献２のベイナイト相に関する記載から、前記ベイナイト相はＭＡ生成の十分に抑えられたものであり、ＭＡを一定以上確保する本発明とは、鋼板の組織およびそれを実現するための製造方法の設計思想が異なる。
【0057】
［焼戻し温度：３００℃～６５０℃で焼戻し］
焼戻し温度が低温であると強度が高くなりすぎる。よって、焼戻し温度は３００℃以上とする。焼戻し温度は、好ましくは３５０℃以上である。一方、焼戻し温度が高温であると、高強度の達成が難しくなる。よって、焼戻し温度は６５０℃以下とする。焼戻し温度は、好ましくは６００℃未満、より好ましくは５８０℃以下であり、更に好ましくは５５０℃以下である。
焼戻し温度が低温であると強度が高くなりすぎる。よって、焼戻し温度は３００℃以上とする。焼戻し温度は、好ましくは３５０℃以上である。一方、焼戻し温度が高温であると、高強度の達成が難しくなる。よって、焼戻し温度は６５０℃以下とする。焼戻し温度は、好ましくは６００℃未満、より好ましくは５８０℃以下であり、更に好ましくは５５０℃以下である。
【実施例0058】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前述および後述する趣旨に合致し得る範囲で、適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【0059】
転炉または真空溶製にて溶製し、溶製完了後、連続鋳造または鍛造して、表１に示す成分組成を満たす鋼片（スラブ）を得た。該鋼片を、表２に示す加熱温度まで加熱してから、表２に示す条件で熱間圧延を行い、次いで、
（I）Ｎｏ．３０とＮｏ．３１では、熱間圧延後、圧延終了温度から少なくとも５００℃まで空冷、即ち、１．０℃／ｓ未満の平均冷却速度で冷却し、その後、表２に示す条件で焼戻しを行った。
（II）Ｎｏ．１～２４およびＮｏ．２６～２９では、熱間圧延後、表２に示す条件で冷却してから、表２に示す条件で焼ならし（再加熱）を行い、その後、表２に示す条件で焼戻しを行った。
（III）Ｎｏ．２５では、熱間圧延後、表２に示す条件で冷却し、焼ならし（再加熱）を行わずに、表２に示す条件で焼戻しを行った。
（I）Ｎｏ．３０とＮｏ．３１では、熱間圧延後、圧延終了温度から少なくとも５００℃まで空冷、即ち、１．０℃／ｓ未満の平均冷却速度で冷却し、その後、表２に示す条件で焼戻しを行った。
（II）Ｎｏ．１～２４およびＮｏ．２６～２９では、熱間圧延後、表２に示す条件で冷却してから、表２に示す条件で焼ならし（再加熱）を行い、その後、表２に示す条件で焼戻しを行った。
（III）Ｎｏ．２５では、熱間圧延後、表２に示す条件で冷却し、焼ならし（再加熱）を行わずに、表２に示す条件で焼戻しを行った。
【0060】
なお、表２において、熱間圧延に際しての加熱温度は加熱炉の雰囲気温度である。熱間圧延時の累積圧下率を制御する温度範囲（９６０℃～８３０℃）と、圧延終了温度は、鋼板の表面温度を測定したものである。焼ならし時（再加熱時）および焼戻し時の加熱温度は、鋼板の板厚中心部の温度（板厚中心温度）であり、熱処理炉の炉内雰囲気温度と在炉時間から差分法により計算するか、実験炉を用いた場合は同板厚のダミー材に熱電対を差し込んで実測した温度である。また、（i）における熱間圧延後の冷却の平均冷却速度と、（ii）における熱間圧延終了後の冷却の平均冷却速度、および焼ならし（再加熱）の加熱温度から冷却時の平均冷却速度は、鋼板の表面温度を測定して求めたものである。
【0061】
得られた鋼板を用いて、鋼組織の観察、引張試験（引張特性の評価）、衝撃試験（母材靭性の評価）を行った。また、得られた鋼板を用いて大入熱溶接を模擬した再現熱サイクル試験を行って、溶接継手に相当するＨＡＺ評価用サンプルを得た。得られたＨＡＺ評価用サンプルを用いて、鋼組織の観察、靭性の評価を行った。詳細について以下に示す。
【0062】
［鋼組織の観察］
低温生成組織であるベイナイトとマルテンサイトの分率は以下のようにして求めた。
（１）圧延方向に平行でかつ鋼板表面に対して垂直な、鋼板表裏面を含む板厚断面を観察できるよう上記鋼板から低温生成組織観察用サンプルを採取した。
（２）低温生成組織観察用サンプルに対し、湿式エメリー研磨紙（＃１５０～＃１０００）で研磨するか、またはそれと同等の機能を有する研磨方法（ダイヤモンドスラリー等の研磨剤を用いた研磨等）で研磨することで、観察面の鏡面仕上を行った。
（３）研磨されたサンプルを、３％ナイタール溶液を用いて腐食し、低温生成組織であるベイナイトとマルテンサイトを現出させた。
（４）ｔ（板厚）／４部位において、現出させたベイナイトとマルテンサイトの合計分率（面積％）を算出した。
低温生成組織であるベイナイトとマルテンサイトの分率は以下のようにして求めた。
（１）圧延方向に平行でかつ鋼板表面に対して垂直な、鋼板表裏面を含む板厚断面を観察できるよう上記鋼板から低温生成組織観察用サンプルを採取した。
（２）低温生成組織観察用サンプルに対し、湿式エメリー研磨紙（＃１５０～＃１０００）で研磨するか、またはそれと同等の機能を有する研磨方法（ダイヤモンドスラリー等の研磨剤を用いた研磨等）で研磨することで、観察面の鏡面仕上を行った。
（３）研磨されたサンプルを、３％ナイタール溶液を用いて腐食し、低温生成組織であるベイナイトとマルテンサイトを現出させた。
（４）ｔ（板厚）／４部位において、現出させたベイナイトとマルテンサイトの合計分率（面積％）を算出した。
【0063】
ＭＡの分率は、次のようにして求めた。
（１）圧延方向に平行でかつ鋼板表面に対して垂直な板厚断面を観察できるよう上記鋼板からＭＡ観察用サンプルを採取した。
（２）ＭＡ観察用サンプルに対し、湿式エメリー研磨紙（＃１５０～＃１０００）で研磨するか、またはそれと同等の機能を有する研磨方法（ダイヤモンドスラリー等の研磨剤を用いた研磨等）で研磨することで、観察面の鏡面仕上を行った。
（３）研磨されたサンプルを、レペラ試薬でエッチングしてＭＡ相を現出させた。
（４）ｔ（板厚）／４位置を、光学顕微鏡を用い、倍率１０００倍で組織を撮影してＭＡの分率（面積％）を算出した。
（１）圧延方向に平行でかつ鋼板表面に対して垂直な板厚断面を観察できるよう上記鋼板からＭＡ観察用サンプルを採取した。
（２）ＭＡ観察用サンプルに対し、湿式エメリー研磨紙（＃１５０～＃１０００）で研磨するか、またはそれと同等の機能を有する研磨方法（ダイヤモンドスラリー等の研磨剤を用いた研磨等）で研磨することで、観察面の鏡面仕上を行った。
（３）研磨されたサンプルを、レペラ試薬でエッチングしてＭＡ相を現出させた。
（４）ｔ（板厚）／４位置を、光学顕微鏡を用い、倍率１０００倍で組織を撮影してＭＡの分率（面積％）を算出した。
【0064】
［引張試験（引張特性の評価）］
ｔ（板厚）／４の部位から圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）に、丸棒引張試験片（ＪＩＳ４号試験片）を採取した。得られた丸棒引張試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２０１の要領で引張試験を行って、降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）を測定し、降伏比（ＹＲ）を算出した。そして、降伏強度ＹＰが５８０ＭＰａ～７５０ＭＰａ、引張強度ＴＳが７３０ＭＰａ～９５０ＭＰａ、および降伏比ＹＲが８５％以下の場合を、高強度であって低降伏比であると評価した。なお表３には、参考までにＥｌ．も示す。
ｔ（板厚）／４の部位から圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）に、丸棒引張試験片（ＪＩＳ４号試験片）を採取した。得られた丸棒引張試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２０１の要領で引張試験を行って、降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）を測定し、降伏比（ＹＲ）を算出した。そして、降伏強度ＹＰが５８０ＭＰａ～７５０ＭＰａ、引張強度ＴＳが７３０ＭＰａ～９５０ＭＰａ、および降伏比ＹＲが８５％以下の場合を、高強度であって低降伏比であると評価した。なお表３には、参考までにＥｌ．も示す。
【0065】
［衝撃試験（母材靭性の評価）］
ｔ（板厚）／４の部位から圧延方向（Ｌ方向）に、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取し、該試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）の規定に準拠して衝撃試験を実施した。０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥＫ０）と破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。そして、シャルピー吸収エネルギー（ｖＥＫ０）が４７Ｊ以上であって、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が０℃以下の場合を、母材靭性に優れていると評価した。
ｔ（板厚）／４の部位から圧延方向（Ｌ方向）に、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取し、該試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）の規定に準拠して衝撃試験を実施した。０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥＫ０）と破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。そして、シャルピー吸収エネルギー（ｖＥＫ０）が４７Ｊ以上であって、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が０℃以下の場合を、母材靭性に優れていると評価した。
【0066】
［再現熱サイクル試験］
上記得られた鋼板に対し、誘導加熱により熱履歴を与え、溶接時の組織を再現した。スキンプレートとダイアフラムの板厚組合せが５０ｔ（板厚５０ｍｍ）と７０ｔ（板厚７０ｍｍ）となる溶接条件にて実施した。この溶接条件について説明する。エレクトロスラグ溶接において、溶接入熱はダイアフラムの鋼板板厚に依存し、板厚が厚くなるほど入熱が大きくなり、板厚が４０ｍｍを超えると溶接時の入熱が５００ｋＪ／ｃｍを超える。一方、冷却速度はスキンプレートの鋼板板厚に依存し、板厚が薄くなるほど冷却速度が遅くなる。近年、ダイアフラムの板厚がスキンプレートの板厚を上回るような組み合わせの施工が増えている。すなわち、ダイアフラムの板厚とスキンプレートの板厚が同じ、またはダイアフラムの板厚がスキンプレートの板厚よりも薄い場合よりも厳しい溶接条件で、優れたＨＡＺ靭性を満足することが求められている。そのため、厳しい溶接条件として、下記の通り入熱１０００ｋＪ／ｃｍ相当の１４００℃以上の保持時間を３５ｓ～６０ｓ（秒）、８００℃～５００℃の冷却時間を１４００秒の条件にて評価を実施した。
・加熱速度：５℃／ｓ
・加熱温度と時間：１４００℃にて３５ｓ～６０ｓ保持し、１４００℃～１０００℃の冷却時間は６５秒、１０００℃～８００℃の冷却時間は２２２秒、８００℃～５００℃の冷却時間は１４００秒、５００℃～２００℃の冷却時間は１４００秒とした。なお、２００℃以下は特に制御なしとした。
上記得られた鋼板に対し、誘導加熱により熱履歴を与え、溶接時の組織を再現した。スキンプレートとダイアフラムの板厚組合せが５０ｔ（板厚５０ｍｍ）と７０ｔ（板厚７０ｍｍ）となる溶接条件にて実施した。この溶接条件について説明する。エレクトロスラグ溶接において、溶接入熱はダイアフラムの鋼板板厚に依存し、板厚が厚くなるほど入熱が大きくなり、板厚が４０ｍｍを超えると溶接時の入熱が５００ｋＪ／ｃｍを超える。一方、冷却速度はスキンプレートの鋼板板厚に依存し、板厚が薄くなるほど冷却速度が遅くなる。近年、ダイアフラムの板厚がスキンプレートの板厚を上回るような組み合わせの施工が増えている。すなわち、ダイアフラムの板厚とスキンプレートの板厚が同じ、またはダイアフラムの板厚がスキンプレートの板厚よりも薄い場合よりも厳しい溶接条件で、優れたＨＡＺ靭性を満足することが求められている。そのため、厳しい溶接条件として、下記の通り入熱１０００ｋＪ／ｃｍ相当の１４００℃以上の保持時間を３５ｓ～６０ｓ（秒）、８００℃～５００℃の冷却時間を１４００秒の条件にて評価を実施した。
・加熱速度：５℃／ｓ
・加熱温度と時間：１４００℃にて３５ｓ～６０ｓ保持し、１４００℃～１０００℃の冷却時間は６５秒、１０００℃～８００℃の冷却時間は２２２秒、８００℃～５００℃の冷却時間は１４００秒、５００℃～２００℃の冷却時間は１４００秒とした。なお、２００℃以下は特に制御なしとした。
【0067】
（ＨＡＺ評価用サンプルの組織の観察）
上記再現熱サイクル試験で得られた試験片を用い、上記［鋼組織の観察］と同様にして組織の観察を行った。
上記再現熱サイクル試験で得られた試験片を用い、上記［鋼組織の観察］と同様にして組織の観察を行った。
【0068】
（ＨＡＺ評価用サンプルの靭性の評価）
上記再現熱サイクル試験で得られた試験片の中央部からＶノッチ試験片を採取し、０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥＳ０）を求め、ＨＡＺ靭性を評価した。本実施例では５０Ｊ以上の場合を、厳しい条件で溶接を行った場合にも優れたＨＡＺ靭性を確保
されていると評価した。
上記再現熱サイクル試験で得られた試験片の中央部からＶノッチ試験片を採取し、０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥＳ０）を求め、ＨＡＺ靭性を評価した。本実施例では５０Ｊ以上の場合を、厳しい条件で溶接を行った場合にも優れたＨＡＺ靭性を確保
されていると評価した。
【0069】
これらの結果を表３に示す。
【0070】
【表1】
【0071】
【表2】
【0072】
【表3】
【0073】
表１～３について以下のことがいえる。Ｎｏ．１１～１５、１８～２２、２４、および２９～３１の例は、規定の成分組成を満たし、かつ規定の条件で製造した例であり、得られた鋼板は、所望の組織が得られており、高強度かつ低降伏比を示し、かつ靭性（母材靭性）にも優れている。また溶接条件の厳しい大入熱溶接を模擬した加熱を行い、得られたＨＡＺ組織もＭＡの生成が抑えられ、優れたＨＡＺ靭性を達成することができた。
【0074】
それに対して、上記以外の例は、以下に説明するとおり、本実施形態で示した成分組成と規定の製造条件の少なくともいずれかを満たしておらず、鋼板の強度、降伏比、母材靭性、ＨＡＺ靭性の少なくともいずれかに劣る結果となった。
【0075】
Ｎｏ．１～１０は、ＭＰの値が下限値を下回っているため、溶接条件の厳しい大入熱溶接を模擬した加熱を行った結果、得られたＨＡＺ組織はＭＡが多く生成し、ＨＡＺ靭性に劣る結果となった。
【0076】
Ｎｏ．１６はＣｕとＮｉを含んでいないため、低温生成組織を十分確保できず、強度に劣る結果となった。また、ＨＡＺ組織において、低温生成組織が９０面積％以下であり、粒界フェライトが多量に生成したためＨＡＺ靭性が低値となった。
【0077】
またＮｏ．１７はＣｕを含んでいないため、溶接条件の厳しい大入熱溶接を模擬した加熱を行った結果、得られたＨＡＺ組織はＭＡが多く生成し、ＨＡＺ靭性に劣る結果となった。
【0078】
Ｎｏ．２３は、Ｍｏ量が過剰であるため、粗大Ｍｏ炭化物が形成し、母材靭性が低値となった。
【0079】
Ｎｏ．２５は、規定の成分組成は満たしているが、鋼板の製造において、焼戻し前の冷却を急冷としたため、ＭＡ量を十分確保できず、降伏比が高くなった。Ｎｏ．２６も、規定の成分組成は満たしているが、鋼板の製造において、再加熱後の冷却を急冷としたため、ＭＡ量を十分確保できず、降伏比が高くなった。
【0080】
Ｎｏ．２７とＮｏ．２８は、Ｃｕ量が過剰であるためＨＡＺ靭性に劣る結果となった。
【産業上の利用可能性】
【0081】
本発明の厚鋼板は、例えば、高強度、地震発生時における高い安全性、および優れた溶接性を必要とする建築用の鋼材として好適である。
【図1】