溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板
【課題】大入熱溶接を施した際のＨＡＺ靭性が優れると共に、低降伏比を実現でき、更には、良好な母材靭性も確保することができる溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板を提供することを課題とする。
【解決手段】所定の化学成分組成を満足し、酸素を除く構成元素が、１０％＜Ｔｉ、Ａｌ＜２０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％および／または５％＜Ｚｒ＜４０％を満足する酸化物を含有し、円相当径が２μｍ未満の酸化物が２００個／ｍｍ２以上、円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物が３０〜７０個／ｍｍ２、円相当径が５μｍ以上の酸化物が３０個／ｍｍ２未満存在すると共に、円相当径が１００ｎｍ以下のＴｉ含有窒化物を５×１０６個／ｍｍ２以上含有する。
【解決手段】所定の化学成分組成を満足し、酸素を除く構成元素が、１０％＜Ｔｉ、Ａｌ＜２０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％および／または５％＜Ｚｒ＜４０％を満足する酸化物を含有し、円相当径が２μｍ未満の酸化物が２００個／ｍｍ２以上、円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物が３０〜７０個／ｍｍ２、円相当径が５μｍ以上の酸化物が３０個／ｍｍ２未満存在すると共に、円相当径が１００ｎｍ以下のＴｉ含有窒化物を５×１０６個／ｍｍ２以上含有する。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主に建築用構造物に用いられる厚鋼板に関し、より詳しくは、入熱量が１００ｋＪ／ｍｍ以上となるような大入熱での溶接を行った際の、溶接熱影響部（以下、ＨＡＺとも述べる。）の靭性に優れた厚鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、建築用構造物などに用いられる鋼材に要求される特性は、建築物の高層化、大型化に伴って、益々厳しくなる傾向にある。特にそれら要求される多くの特性の中でも、靭性に関する要求についてはより厳しくなる傾向がある。
【０００３】
建築用構造物などに用いられる鋼材は、接合に溶接が用いられることが数多くあるが、特に溶接接合の際に熱影響を受けて形成されるＨＡＺは靭性が劣化しやすいという問題があった。このＨＡＺ靭性の劣化は、溶接時の入熱量が大きくなるほど顕著に現れるという傾向があるため、ＨＡＺ靭性を改善するには、溶接時の入熱量を極力抑えれば良いと考えられる。しかしながら、建築用構造物などに用いられる鋼材については、溶接の作業効率を向上させるという観点から、逆に大入熱溶接、特に入熱量が１００ｋＪ／ｍｍ以上となるような大入熱溶接が求められる傾向にある。
【０００４】
大入熱溶接を行った場合のＨＡＺ靭性を高める技術の代表例として高Ｎｉ鋼板があるが、例えば、特許文献１には、２％程度のＮｉを添加することによって、強度および靭性を向上させた鋼板が開示されている。しかしながら、Ｎｉは非常に高価で手に入りにくい元素であるため、添加するＮｉ量を高くすることは好ましくなく、工業的にはむしろＮｉの添加量をできる限り低く抑えたほうが好ましいということができる。
【０００５】
そのような背景もあり、特許文献１に記載のように高Ｎｉとすることなく、Ｎｉの添加量を極力低く、例えばＮｉの添加量を１．５％以下とした上で、ＨＡＺ靭性を高める技術も種々検討されている。大入熱溶接時のＨＡＺは、入熱によって高温のオーステナイト（γ）領域に長時間保持された後、徐冷されるため、上記入熱における高温保持時のγ粒の成長および徐冷過程における粗大フェライト（α）粒の生成が生じ、組織の粗大化がもたらされやすく、それが大入熱溶接時のＨＡＺ靭性低下の原因となっている。こうしたことから、大入熱溶接時における組織の粗大化を抑制する必要があり、大入熱溶接時におけるＨＡＺ靭性を安定して高い水準に保つ技術を開発することが、必要課題となっている。
【０００６】
大入熱溶接時における組織の粗大化を抑制してＨＡＺ靭性を確保するための主な手段としては、酸化物、窒化物、硫化物等の介在物粒子によるγ粒成長ピン止め、介在物粒子を起点とする粒内α生成による組織の微細化等に関する技術等が提案されている。こうした技術の提案例として、特許文献２〜４に記載の技術がある。それら特許文献２〜４には、鋼材中に微細なＴｉ含有窒化物を分散析出させγ粒成長ピン止め粒子として作用させることで、大入熱溶接時のＨＡＺで生じるオーステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性の劣化を抑えることが開示されている。しかしながら、Ｔｉ含有窒化物は、近年求められているような大入熱で溶接を行うと消失してしまう量が多くなり、数密度を十分に確保できなくなることがあり、安定したＨＡＺ靭性を得ることはできない。
【０００７】
これに対し、特許文献５〜７として、高温で安定な酸化物系介在物をγ粒成長ピン止め粒子として利用する技術が提案されている。しかしながら、酸化物系介在物はＴｉ含有窒化物に比べて数密度が少なく、十分なピン止め効果を得ることは困難であるため、入熱量が１００ｋＪ／ｍｍ以上となるような大入熱での溶接に対して対応することが十分にはできず、なおいっそうの改善が必要である。
【０００８】
すなわち、特許文献５，６には、Ｔｉ−ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ系酸化物やＲＥＭやＺｒを含む酸化物を存在させることによって良好なＨＡＺ特性が得られると記載されてはいるものの、想定した入熱量は低い水準にとどまっており、１００ｋＪ／ｍｍ以上となるような大入熱溶接で良好なＨＡＺ特性が得られるということはできない。また、特許文献７には、特許文献６と同様にＲＥＭやＺｒを含む酸化物を利用する技術が記載されているが、上記と同様に想定した入熱量は低い水準にとどまっており、１００ｋＪ／ｍｍ以上となるような大入熱溶接で良好なＨＡＺ特性が得られるということはできない。
【０００９】
更には、特許文献８には、酸化物系介在物とＴｉ含有介在物の両方をγ粒成長ピン止め粒子として利用することで、高いＨＡＺ靭性を得る技術が記載されている。しかしながら、近年の入熱量の増大傾向を考慮すると、Ｔｉ含有介在物を主としたγ粒成長ピン止めの利用には限界があり、酸化物系介在物による大入熱でのＨＡＺ靭性向上手段を早急に確立する必要があるということができる。
【００１０】
また、酸化物系介在物粒子を起点とする粒内α生成の起点として作用させる技術としては、特許文献９に記載のＴｉやＲＥＭを含む複合酸化物とＭｎＳを利用した技術が提案されているほか、発明者らは、特許文献１０で介在物形状を制御することで、粒内α生成を促進する技術を先に提案している。これらの技術は、粒内α生成に対し、（粒内α／介在物）界面エネルギーの低い介在物が有効との前提で構築されているものである。しかしながら、特許文献９に記載の技術では、そもそも想定している入熱量が小さく、大入熱ＨＡＺ靭性を十分に保障するまでには至っていない。
【００１１】
また、建築用構造物などに用いられる鋼材は、優れたＨＡＺ靭性が要求されることと併せて、母材の強度、低降伏比、および母材靭性も要求される。近年では、建築物の高層化、大型化に伴い、建築物用の鋼材として高張力鋼材を使用する動きが高まっている。
【００１２】
例えば、特許文献１１として、微細な炭窒化物分散させると共に、フェライトを一定量以上確保することによって、引張強度が５９０ＭＰａ以上の鋼板での低降伏比を実現する技術が提案されている。しかしながら、この特許文献１１に係る技術は、入熱量が１００ｋＪ／ｍｍ以上となるような大入熱溶接を施した場合のＨＡＺ靭性に着目した技術ではない。また、特許文献１２でも、酸化物系介在物を分散させると共に、フェライトを一定量以上確保することによって、引張強度が５９０ＭＰａ以上の鋼板での低降伏比を実現する技術が提案されているが、対象とする入熱量は小さいものである。
【００１３】
以上説明したように、入熱量が１００ｋＪ／ｍｍ以上となるような大入熱溶接を施した場合のＨＡＺ靭性を確保すると共に、母材の強度と靭性を向上させ、更に低降伏比を実現した技術については、未だ開発されていないのが現状である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１４】
【特許文献１】特開２００６−１１８００７号公報
【特許文献２】特開２００１−９８３４０号公報
【特許文献３】特開２００４−２１８０１０号公報
【特許文献４】特開昭６１−２５３３４４号公報
【特許文献５】特開２００１−２００３１号公報
【特許文献６】特開２００７−１００２１３号公報
【特許文献７】特開２００７−２４７００５号公報
【特許文献８】特開２００８−２２３０６２号公報
【特許文献９】特開平７−２５２５８６号公報
【特許文献１０】特開２００８−２２３０８１号公報
【特許文献１１】特許第２９０１８９０号公報
【特許文献１２】特開２００７−２４７００４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１５】
本発明は、上記従来の実情を鑑みてなされたもので、入熱量が１００ｋＪ／ｍｍ以上となるような大入熱溶接を施した場合であっても、ＨＡＺ靭性が優れると共に、引張強度が４９０ＭＰａ以上の高強度域において低降伏比を実現でき、更には、良好な母材靭性も確保することができる溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板を提供することを課題とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
請求項１記載の発明は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．４６％以下（０％を含む）、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、Ｎ：０．００２〜０．０２０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２％および／またはＺｒ：０．０００１〜０．０２％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物である厚鋼板であって、酸素を除く構成元素が、質量％で、１０％＜Ｔｉ、Ａｌ＜２０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％および／または５％＜Ｚｒ＜４０％を満足する酸化物を含有し、且つ、前記酸化物のうち、円相当径が２μｍ未満の酸化物が２００個／ｍｍ２以上、円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物が３０〜７０個／ｍｍ２、円相当径が５μｍ以上の酸化物が３０個／ｍｍ２未満存在すると共に、Ｔｉ含有窒化物を含有し、且つ、前記Ｔｉ含有窒化物のうち、円相当径が１００ｎｍ以下のＴｉ含有窒化物が５×１０６個／ｍｍ２以上存在することを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板である。
【００１７】
尚、上記記載を含め、本発明で説明する円相当径とは、酸化物等の大きさに着目して、その面積が等しくなるように想定した円の直径を求めたものであり、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）や走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、画像解析することで求めることができる。
【００１８】
請求項２記載の発明は、更に、質量％で、Ｎｉ：１．５０％以下、Ｃｕ：１．５０％以下、Ｃｒ：１．５０％以下、Ｍｏ：１．５０％以下よりなる群から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板である。
【００１９】
請求項３記載の発明は、更に、質量％で、Ｎｂ：０．１０％以下および／またはＶ：０．１０％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板である。
【００２０】
請求項４記載の発明は、更に、質量％で、Ｂ：０．００５％以下を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板である。
【発明の効果】
【００２１】
本発明の厚鋼板によると、化学組成が適切に制御され、所定の化学組成を有する酸化物がその大きさごとに適切量分散されており、更に微細なＴｉ含有窒化物が所定量以上確保されているため、入熱量が１００ｋＪ／ｍｍ以上となるような大入熱溶接を施した場合にも、良好なＨＡＺ靭性を確保することができる。また、引張強度が４９０ＭＰａ以上の高強度域において低降伏比を実現でき、更には、良好な母材靭性も確保することができる。よって、本発明の厚鋼板は、入熱量が１００ｋＪ／ｍｍ以上となるような大入熱溶接が求められている高層建築物の鋼材などとして有効に用いることができる。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
建築用構造物に用いられる厚鋼板に関し、入熱量が１００ｋＪ／ｍｍ以上となるような大入熱での溶接を行った際の溶接熱影響部靭性に優れた厚鋼板を開発するにあたり、まず、発明者らは、酸化物系介在物（以下、単に酸化物とも述べる。）によって高いＨＡＺ靭性を確保することができるということに着目し、様々な角度から検討した。
【００２３】
この酸化物を利用した厚鋼板のＨＡＺ靭性向上技術には、利点と欠点がある。利点は、酸化物が粒内α生成起点となりＨＡＺ組織を微細化させることでＨＡＺ靭性を向上させることであり、逆に欠点は、酸化物自体が破壊の起点となることでＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことである。
【００２４】
従来はこのような観点から、酸化物を粒内α生成の起点として利用する場合は、円相当径が２μｍ未満の酸化物を主体として、それ以上のサイズの酸化物は可能な限り低減するという技術思想で厚鋼板の開発が行われていた。
【００２５】
しかしながら、近年の研究開発によると、粒内α生成の起点という観点からはむしろ厚鋼板内に導入する酸化物のサイズが大きい方が粒内αの生成能が高いということが理論的に確認され、報告されており、また、靭性評価温度が高いほど靭性を確保するための酸化物（粗大第２相）のサイズの上限が緩和されることが理論的に確認され、報告されている。
【００２６】
このような研究開発結果から、発明者らは、靭性評価温度が比較的高温である建築用構造物に用いられる厚鋼板の場合は、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼす酸化物のサイズの上限を緩和した上で、従来の技術思想を踏襲すること、すなわち、厚鋼板内部に分散させる酸化物は、従来と同様に円相当径が２μｍ未満の酸化物を主体とした上で、粒内α生成能が高い比較的サイズが大きな酸化物を内部に導入することで、ＨＡＺ組織を微細化することができ、ＨＡＺ靭性を向上させることができると考え検討を進めた。
【００２７】
次に、発明者らは母材の低降伏比という観点から更に検討を進めた。前記したように、酸化物は粒内α生成の起点となることでＨＡＺ靭性の向上に寄与することができる。また、酸化物導入により核生成サイトを多くすることで、酸化物を導入しない場合と比較して母材は比較的高温でベイナイト変態するため、比較的低降伏比になるといえる。一方で、酸化物自体が破壊の起点となり、母材靭性を低下させてしまうという不具合もある。また、その不具合は、母材の強度が増すほど大きくなることが知られており、高強度鋼に酸化物を導入するにあたっては、母材靭性を低下させないことが重要であるといえる。
【００２８】
母材靭性を向上させる手段としては、一般には鋼材の熱処理を工夫することで鋼材組織の微細化を図ることが有効であると考えられる。しかしながら、熱処理は工程を煩雑にするため工業的には好ましい手段とはいえない。従って、発明者らは、母材靭性の向上も、ＨＡＺ靭性の向上と同様に鋼材内部に酸化物を導入することで粒内αの生成を促進させることが有効と考えた。
【００２９】
但し、母材組織はＨＡＺ組織と比較して旧γ粒径が小さい。組織のサイズは、常に粒内からのα生成と旧γ粒界からのα生成のバランスによって決まるため、母材組織の旧γ粒径が小さいということは、粒界からのα生成の勢力の方が相対的に大きくなっているということができる。そのため、粒内α生成による組織微細化効果は、母材においてはＨＡＺと比較すると発揮されにくい。従って、酸化物系介在物制御による粒内αの生成を促進し、母材組織を微細化するためには、導入する酸化物の組成およびサイズをより適切に制御する必要があるといえる。
【００３０】
発明者らは、以上様々な角度から検討した技術思想に基づいて、ＨＡＺ靭性の向上および母材の特性確保という観点から酸化物の制御を試みた。その結果、酸素を除く構成元素が、質量％で、１０％＜Ｔｉ、Ａｌ＜２０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％および／または５％＜Ｚｒ＜４０％を満足する酸化物を導入させ、且つ、それら酸化物のうち、円相当径が２μｍ未満の酸化物を２００個／ｍｍ２以上、円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物を３０〜７０個／ｍｍ２、円相当径が５μｍ以上の酸化物を３０個／ｍｍ２未満、夫々存在させるようにすることで、粒内α生成によるＨＡＺ組織微細化効果が顕著に発現されることを見出し、いっそう優れたＨＡＺ靭性が得られることを確認した。
【００３１】
尚、前記酸化物のうち、円相当径が２μｍ未満の酸化物が２００個／ｍｍ２未満、および／または、円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物が３０個／ｍｍ２未満しか存在しない場合は、粒内α生成によるＨＡＺ組織微細化効果が十分に発現されなくなる。円相当径が２μｍ未満の酸化物については、好ましくは２２０個／ｍｍ２以上、より好ましくは２５０個／ｍｍ２以上存在することが推奨される。また、円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物については、好ましくは５０個／ｍｍ２以上、より好ましくは６０個／ｍｍ２以上存在することが推奨される。
【００３２】
また、前記酸化物は、酸化物中のＴｉ、Ａｌ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒの質量が、酸素を除く構成元素の合計質量に対し、１０％＜Ｔｉ、Ａｌ＜２０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％および／または５％＜Ｚｒ＜４０％の範囲になっておれば良い。酸素を除く構成元素には、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒの元素のほか、Ｓｉ、Ｍｎ等の元素を含むことが許容される。また、この酸化物は、通常、前記した酸素以外の元素を含んだ複合酸化物の形態で存在する。
【００３３】
尚、これら酸化物のうちでも、ＴｉとＣａの質量比が１超１．４未満である酸化物は、ＨＡＺの高温加熱において一部が液相化すると共に、その後の冷却過程で粒内α生成に有利な結晶構造を有して結晶化するため、（粒内α／γ）界面エネルギーの低減に加え、一層低い（粒内α／介在物）界面エネルギーを実現することができ、粒内αの生成が極めて活発に促進されるので特に有効であるといえる。
【００３４】
以上のように、本発明の厚鋼板は、成分組成が適切に制御された酸化物を、そのサイズ毎に適切な数（個数密度）だけ含有しているので、十分にＨＡＺ靭性が高められている。
【００３５】
また、発明者らは、前記酸化物の制御に加えて、厚鋼板に微細なＴｉ含有窒化物を適切な個数（個数密度）以上含有させることも必要であり、このようなＴｉ含有窒化物によってＨＡＺの旧γ粒成長のピン止めを行うことができることが見出した。尚、本発明で定義するＴｉ含有窒化物には、ＴｉＮは勿論のこと、ＴｉＮのＴｉの一部、具体的にはＴｉに代えて原子比で５０％以下の元素を他の窒化物形成元素（Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖ等）で置換したものも含まれる。
【００３６】
このＴｉ含有窒化物は前記酸化物と比較すると非常に微細であり、溶接による入熱前は鋼材内に非常に数多く微細分散させておくことが可能であるため、たとえ入熱量が１００ｋＪ／ｍｍ以上となるような大入熱溶接によりＴｉ含有窒化物の多くが消失したとしても、まだ十分な数のＴｉ含有窒化物を残存させることが可能である。このように、大入熱溶接後にもまだ十分な数のＴｉ含有窒化物を残存させることができるので、ＨＡＺの旧γ粒成長のピン止めを有効に発揮させることができる。
【００３７】
本発明では、ＨＡＺ靭性を確保するために、鋼材内に導入する円相当径が１００ｎｍ以下の微細なＴｉ含有窒化物の個数密度を５×１０６個／ｍｍ２以上とした。５×１０６個／ｍｍ２未満であれば、旧γ粒成長のピン止め効果を有効に発揮させることができない。
【００３８】
尚、鋼材内に導入する円相当径が１００ｎｍ以下の微細なＴｉ含有窒化物の好ましい個数密度は、５．４×１０６個／ｍｍ２以上であり、より好ましい個数密度は、６×１０６個／ｍｍ２以上である。本発明では、鋼材内に導入する微細なＴｉ含有窒化物の円相当径の下限については特に規定しないが、測定を行う透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）の測定限界から、実際の円相当径の下限は１０ｎｍ程度であるということができる。
【００３９】
＜製造要件＞
上記した要件を満足する本発明の厚鋼板、特に、酸素を除く構成元素が、質量％で、１０％＜Ｔｉ、Ａｌ＜２０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％および／または５％＜Ｚｒ＜４０％を満足する酸化物を含有し、且つ、前記酸化物のうち、円相当径が２μｍ未満の酸化物が２００個／ｍｍ２以上、円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物が３０〜７０個／ｍｍ２、円相当径が５μｍ以上の酸化物が３０個／ｍｍ２未満存在すると共に、円相当径が１００ｎｍ以下のＴｉ含有窒化物が５×１０６個／ｍｍ２以上存在する厚鋼板を製造するためには、溶製時および鋳造時の製造要件を適切に制御して、厚鋼板を製造することが好ましい。以下、その製造要件を項目毎に分け詳細に説明する。
【００４０】
（溶製時における溶鋼中の溶存酸素量）
溶製時には、Ｍｎ、必要な場合は更にＳｉを用いた脱酸により溶鋼中の溶存酸素量を、質量％で、０．００２〜０．０１％の範囲とする。溶鋼中の溶存酸素量が０．００２％未満である場合は、粒内α生成の起点となる適切な組成を有する酸化物を必要量確保できなくなる。一方、溶存酸素量が０．０１％を超えた場合は、円相当径が２μｍ以上の粗大な酸化物が必要以上に形成されることになり、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼす。溶存酸素量の好ましい下限は０．００２５％、好ましい上限は０．００８％である。
【００４１】
（Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｚｒの添加量）
円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物を所定以上確保するためには、酸化物形成元素の中でも比較的制御が難しいＴｉ、ＲＥＭ、Ｚｒの添加量と、その添加量バランスを適切に調整することが好ましい。Ｔｉの添加量は１６０ｐｐｍ超、ＲＥＭとＺｒの合計添加量は５５ｐｐｍ超とした上で、添加量バランスを、［Ｔｉ］／［ＲＥＭ］＋［Ｚｒ］という式から求められる値が０．８以上１１．８未満となるように調整すれば良い。
【００４２】
但し、前式で［ ］は各元素等の添加量を質量％で表した値である。尚、［Ｔｉ］、［ＲＥＭ］、［Ｚｒ］は、最終的に得られる鋼材中のＴｉ量、ＲＥＭ量、Ｚｒ量とは必ずしも一致しない。これは、これら元素が製造途中で蒸発したり、スラグ中に含まれて除去されたりすることがあるためである。
【００４３】
（酸化物形成元素の添加順序）
Ａｌ、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｃａの酸化物形成元素は、Ａｌ→Ｔｉ→（ＲＥＭ、Ｚｒ→）Ｃａの順に添加する必要がある。この添加順序以外の順に各元素を添加すると、粒内α生成の起点となる好適な組成を有する酸化物を必要量確保できなくなる。特に、Ｃａは脱酸力が極めて強いという特性があるため、ＴｉやＡｌに先立って添加すると、ＴｉやＡｌと結びつく酸素が全てなくなってしまうことがあり、本発明で規定する成分組成の酸化物を形成させることができなくなる。尚、ＲＥＭおよびＺｒをいずれも添加する場合、その添加順序はどちらが先であっても良いし、同時に添加しても構わない。
【００４４】
（Ｔｉ添加からＣａ添加までの時間ｔ１）
Ｔｉ添加からＣａ添加までの時間ｔ１（分）は３〜２０分とする。Ｔｉ添加からＣａ添加までの時間ｔ１（分）が３分よりも短くなると、Ｃａ添加に先立って添加した元素による酸化物生成が十分に進行せず、粒内α生成の起点となる適切な組成を有する酸化物を必要量確保できなくなる。また、この時間ｔ１（分）が２０分より長くなると、Ｃａ添加までに酸化物の生成が過剰に進行して、酸化物の組成が所望のものとならず、粒内α生成の起点と成り得る適切な組成を有する酸化物を必要量確保できなくなる。尚、Ｔｉ添加からＣａ添加までの時間ｔ１（分）の好ましい下限は５分、好ましい上限は１５分である。
【００４５】
（Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間ｔ２）
Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間ｔ２（分）は、下記式（１）（２）から求められるｔａとｔｂの間、すなわち、ｔａ（分）＜ｔ２（分）＜ｔｂ（分）を満足する時間とする。
【００４６】
ｔａ＝４−１０［Ｃａ］／（［Ｔｉ］＋２［Ａｌ］＋５［ＲＥＭ］＋２［Ｚｒ］＋０．０１・・・式（１）
ｔｂ＝２５−４０［Ｃａ］／（［Ｔｉ］＋２［Ａｌ］＋５［ＲＥＭ］＋２［Ｚｒ］＋０．０１・・・式（２）
但し、前記した式（１）（２）で［ ］は各元素等の添加量を質量％で表した値である。尚、［Ｃａ］、［Ｔｉ］、［Ａｌ］、［ＲＥＭ］、［Ｚｒ］は、最終的に得られる鋼材中のＣａ量、Ｔｉ量、Ａｌ量、ＲＥＭ量、Ｚｒ量とは必ずしも一致しない。これは、これら元素が製造途中で蒸発したり、スラグ中に含まれて除去されたりすることがあるためである。
【００４７】
Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間ｔ２（分）は、Ｃａ添加前に生成した他の酸化物からＣａが酸素を奪って所望の酸化物を形成する形成するのに要する時間であり、この時間ｔ２（分）がｔａ（分）以下になると、Ｃａ添加後のＣａ含有酸化物の形成反応が十分に進行せず、粒内α生成の起点と成り得る適切な組成を有する酸化物を必要量確保できなくなる。また、この時間ｔ２（分）がｔｂ（分）以上になると、Ｃａ添加後のＣａ含有酸化物の形成反応が過剰に進行し、粒内α生成の起点となる適切な組成を有する酸化物を必要量確保できなくなる。ｔ２（分）は、このように、ｔａ（分）＜ｔ２（分）＜ｔｂ（分）を満足することが必要であるが、生産性の観点からはこの範囲でできる限り短時間であることが望ましい。尚、ｔａとｔｂを求める式（１）（２）は、各元素の酸化物形成能を考慮し、数多くの実験を重ねて求められた式である。
【００４８】
以上が酸化物を必要量確保するためのＣａ添加から鋳込み開始までの時間ｔ２（分）の条件であるが、更に本発明では円相当径が１００ｎｍ以下のＴｉ含有窒化物を５×１０６個／ｍｍ２以上確保する必要がある。そのためには、更に下記式（３）から求められるｔｘ（分）と、ｔ２（分）、ｔａ（分）、ｔｂ（分）の関係が、ｔａ（分）＜ｔｘ（分）＜ｔ２（分）＜ｔｂ（分）を満足する必要がある。
【００４９】
ｔｘ＝６−｛［Ｓｉ］／（［Ｔｉ］＋２［Ａｌ］＋５［Ｃａ］＋５［ＲＥＭ］＋２［Ｚｒ］＋０．０１）｝・・・式（３）
但し、前記した式（３）で［ ］は各元素等の添加量を質量％で表した値である。
【００５０】
Ｓｉを添加する場合は脱酸前から添加されており、脱酸直前までに酸化された状態にある。固溶Ｓｉ量を所定量以上確保するためには、Ｓｉより酸素との親和力が大きい強脱酸元素によって、酸化されたＳｉを十分な時間還元する必要があるため、ｔｘ（分）＜ｔ２（分）とする。一方で、粒内αの起点となるように適切に成分調整された酸化物も所定量確保する必要があるので、Ｓｉ酸化物の還元に要する時間を所定時間より短くする必要があり、ｔ２（分）＜ｔｂ（分）とする。
【００５１】
（鋳造時における冷却時間ｔ３）
鋳造時の１５００〜１４５０℃における冷却時間ｔ３（秒）は３００秒以下とする。この冷却時間ｔ３（秒）が３００秒を超えると、円相当径が５μｍ以上の粗大な酸化物の生成量が増加し、ＨＡＺ靭性が劣化することになる。尚、鋳造時における冷却時間ｔ３（分）は好まくは２８０秒以下とする。ｔ３（分）の下限は特に限定しないが通常は１９０秒程度は必要である。
【００５２】
（酸化物形成元素の添加量）
酸化物形成元素のうちＣａの添加量（質量％）、つまり［Ｃａ］は、下記式（４）（５）から求められるＡ値とＢ値の間、すなわち、Ａ≦［Ｃａ］≦Ｂを満足する添加量（質量％）とする。尚、Ａ値とＢ値を求める下記式（４）（５）は、数多くの実験を重ねて求められた式である。
【００５３】
Ａ＝２．２５×［Ｏｆ］・・・式（４）
Ｂ＝［Ｏｆ］×［Ｔｉ］／（０．２５［ＲＥＭ］＋０．１２［Ｚｒ］）・・・式（５）
但し、前記した式（４）（５）で、［Ｏｆ］はＣａ添加前の溶存酸素量（質量％）、［Ｔｉ］、［ＲＥＭ］、［Ｚｒ］は、夫々各元素の溶鋼への添加量（質量％）である。
【００５４】
Ｃａ添加量がＡ値より少ないと、添加したＣａの大部分がＣａの単独酸化物として消費されてしまうため、粒内α生成の起点となるための適切な組成を有する酸化物を確保できなくなる。一方、Ｃａ添加量がＢ値を超えると、酸化物中のＴｉの比率（質量％）が小さくなり、この場合も粒内α生成の起点となるための適切な組成を有する酸化物を確保できなくなる。
【００５５】
（Ｓｉ添加量と、Ｓｉより脱酸能が高い元素の合計添加量の調整）
本発明では円相当径が１００ｎｍ以下のＴｉ含有窒化物を５×１０６個／ｍｍ２以上確保する必要があるが、そのためには、Ｔｉの活量を上昇させる固溶Ｓｉ量を鋼材中に十分に確保することが好ましい。先に説明したようにＳｉを添加する場合は、Ｃａ、Ｔｉ、Ａｌ、ＲＥＭ、Ｚｒによる脱酸前から添加されており、製鋼工程で一定量酸化されているため、所望の固溶Ｓｉ量を鋼材中に確保するためには、Ｓｉよりも脱酸能が高い元素、すなわち、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒの添加量の合計を、質量％で０．０２０％以上とすることが必要である。
【００５６】
Ｓｉを添加する場合の好ましい添加量は、質量％で０．０２％以上であり、より好ましい添加量は０．１０％である。一方、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒの好ましい合計添加量は０．０２５％以上であり、より好ましい合計添加量は０．０３０％以上である。
【００５７】
本発明の厚鋼板を製造するにあたっては、以上説明した溶製時および鋳造時の製造要件を適切に制御して、厚鋼板を製造することが好ましいが、溶製および鋳造の後に、得られた鋳片を加熱して熱間圧延した後、焼入れを実施し、更にオーステナイト・フェライト二相域で加熱した後、焼入れ焼戻し処理を行うことが推奨される。
【００５８】
前記熱間圧延後の焼入れは、熱間圧延直後に焼入れを行う直接焼入れ（ＤＱ）の他、熱間圧延材を用いてオフラインで焼入れ（ＲＱ）を行っても良い。尚、ＤＱ処理の場合はやり直しができないことから、ＲＱ処理の場合よりも焼入れ開始温度の厳格な温度管理が要求される。
【００５９】
また、オーステナイト・フェライト二相域に加熱してＲＱ処理等の焼入れを行った後は、必要であれば、フェライト変態開始温度（Ａｃ１）以下の温度で焼戻し、鋼材の強度を調整することが好ましい。
【００６０】
＜化学成分組成＞
次に、本発明の厚鋼板における化学成分組成について説明する。本発明の厚鋼板は、前記した酸化物およびＴｉ含有窒化物によってＨＡＺ靭性および母材靭性を向上させることができるが、これに加えて、夫々の化学成分（元素）の含有量を適切に調整することで、本発明が目標とする高度なＨＡＺ靭性および母材靭性を達成することができ、更に低降伏比を実現することができる。従って、本発明の厚鋼板では、夫々の化学成分の含有量が、以下に説明する範囲内にあることも要件とする。これらの化学成分のうち、酸化物を構成するＡｌ、Ｃａ、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｚｒの含有量は、その作用効果から明らかなように、酸化物を構成する量を含めたものである。尚、下記の化学成分の含有量（％）は全て質量％を示す。
【００６１】
Ｃ：０．０２〜０．１５％
Ｃは、鋼板の強度を確保するための必須元素である。Ｃの含有量が０．０２％未満の場合は、必要な強度を確保できなくなる。Ｃの含有量の好ましい下限は０．０３％、より好ましい下限は０．０４％である。一方で、Ｃの含有量が過剰になると、硬質な島状マルテンサイト（ＭＡ）が多く生成して母材の靭性劣化を招くことになる。従って、Ｃの含有量は０．１５％以下とする必要がある。Ｃの含有量の好ましい上限は０．１２％、より好ましい上限は０．１０％である。
【００６２】
Ｓｉ：０．４６％以下（０％を含む）
Ｓｉは、固溶強化により強度を確保するのに有用な元素であると共に、Ｔｉ含有窒化物の個数密度を確保するためにも有用な元素である。また、鋼板の強度クラスによっては、α相を確保するためにも有用な元素である。但し、Ｓｉの含有量が過剰になると、α相が過剰に導入され、必要な引張り強さ（ＴＳ）を確保できなくなる。従って、Ｓｉの含有量の上限は０．４６％とする。また、好ましい上限は０．４２％であり、より好ましい上限は０．３５％、更に好ましい上限は０．２５％である。尚、本発明では特にＳｉの含有量の下限を特に規定しないが、対象となる厚鋼板の板厚によればＳｉは必須元素となる場合がある。すなわち、鋳塊サイズが大きい場合は冷却速度が遅くなるため、Ｓｉを添加しなくてもＴｉ含有窒化物の個数密度を確保することが可能であるが、鋳塊サイズが小さい場合は冷却速度が速くなるため、Ｓｉを添加してＴｉ活量を高めることでＴｉ含有窒化物の個数密度を確保する必要がある。その場合のＳｉの含有量の好ましい下限は０．０１％である。また、Ｓｉの含有量のより好ましい下限は０．０５％、更に好ましい下限は０．０８％である。
【００６３】
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは、鋼板の強度を確保するのに有用な元素であり、こうした効果を有効に発揮させるには１．０％以上含有させる必要がある。Ｍｎの含有量の好ましい下限は１．３％、より好ましい下限は１．４％である。一方、２．０％を超えて過剰に含有させるとＨＡＺの強度が上昇しすぎて靭性が劣化するので、Ｍｎの含有量は２．０％以下とする。Ｍｎの含有量の好ましい上限は１．８％、より好ましい上限は１．６％である。
【００６４】
Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）
Ｐは、粒界破壊を起こし易く靭性に悪影響を及ぼす不純物元素であるので、その含有量はできるだけ少ないことが好ましい。母材およびＨＡＺの靭性を確保するという観点からは、Ｐの含有量は０．０３％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１％以下とする。Ｐの含有量の下限については特に規定しないが、工業的に鋼中のＰを０％にすることは困難である。
【００６５】
Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）
Ｓは、Ｍｎ硫化物を形成して母材の靭性を劣化させる元素であるので、その含有量はできるだけ少ないことが好ましい。母材靭性を確保するという観点からは、Ｓの含有量は０．０１５％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００８％以下とする。Ｓの含有量の下限については特に規定しないが、工業的に鋼中のＳを０％にすることは困難である。
【００６６】
Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）
Ａｌは、ＴｉやＣａ、およびＲＥＭやＺｒに先立ち添加することによって、粒内αの生成に有効な酸化物を形成する上で有用な元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、好ましくは０．００３％以上含有させる必要があり、より好ましくは０．０１０％以上とする。しかしながら、その含有量が過剰であると粗大酸化物が生成して母材およびＨＡＺの靭性が劣化するので、０．０５％以下に抑える必要がある。Ａｌの含有量の好ましい上限は０．０４％、より好ましい上限は０．０３％である。
【００６７】
Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％
Ｔｉは、Ａｌの添加後、Ｃａ、およびＲＥＭやＺｒに先立ち添加することによって、粒内αの生成に有効な酸化物を形成してＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、０．０１０％以上含有させる必要がある。Ｔｉの含有量の好ましい下限は０．１２％、より好ましい下限は０．１５％である。一方、Ｔｉの含有量が過剰であると粗大酸化物が多く生成してＨＡＺ靭性を劣化させるので、０．０８０％以下に抑える必要がある。Ｔｉの含有量の好ましい上限は０．０６０％、より好ましい上限は０．０４０％である。
【００６８】
Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％
Ｃａは、Ｔｉの添加後、３〜２０分後に添加することによって、粒内αの生成に有効な酸化物を形成してＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、０．０００５％以上含有させる必要がある。Ｃａの含有量の好ましい下限は０．０００８％、より好ましい下限は０．００１０％である。一方、Ｃａの含有量が過剰であると粗大酸化物が生成して母材およびＨＡＺの靭性が劣化するので０．０１０％以下に抑える必要がある。Ｃａの含有量の好ましい上限は０．００８％、より好ましい上限は０．００７％である。
【００６９】
Ｎ：０．００２〜０．０２０％
Ｎは、高温で溶け残るＴｉ含有窒化物を形成することによって、母材およびＨＡＺの靭性を確保する上で有用な元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、０．００２％以上含有させる必要がある。Ｎの含有量の好ましい下限は０．００３％、より好ましい下限は０．００４％である。一方、Ｎの含有量が過剰になると、固溶Ｎ量が増大して歪時効によって母材およびＨＡＺの靭性が劣化するので０．０２０％以下に抑える必要がある。Ｎの含有量の好ましい上限は０．０１８％、より好ましい上限は０．０１３％である。
【００７０】
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２％および／またはＺｒ：０．０００１〜０．０２％
ＲＥＭ（希土類元素）およびＺｒは、Ｔｉの添加後、Ｃａの添加に先立って添加することで、粒内αの生成に有効な酸化物を形成してＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。こうした効果は、それらの含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるためには、いずれも０．０００１％以上含有させる必要がある。ＲＥＭおよびＺｒの含有量の好ましい下限は０．０００５％、より好ましい下限は０．００１０％である。一方、これらの元素を過剰に含有させると、酸化物が粗大になって母材およびＨＡＺの靭性を劣化させるため、いずれも０．０２％以下に抑える必要がある。これらの含有量の好ましい上限は０．０１５％、より好ましい上限は０．０１％である。尚、ＲＥＭ（希土類元素）とは、ランタノイド元素（周期律表でＬａからＬｎまでの１５元素）、ＳｃおよびＹを示す。
【００７１】
以上が本発明で規定する必須の含有元素であって、残部は鉄および不可避的不純物である。不可避的不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれるＳｎ、Ａｓ、Ｐｂ等の元素の混入が許容される。また、更に以下に示す元素を積極的に含有させることも有効であり、含有される化学成分（元素）の種類によって厚鋼板の特性が更に改善される。
【００７２】
Ｎｉ：１．５０％以下、Ｃｕ：１．５０％以下、Ｃｒ：１．５０％以下、Ｍｏ：１．５０％以下よりなる群から選ばれる１種以上
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、およびＭｏは、いずれもが鋼板の強度−靭性バランス向上に有効な元素であり、その効果はそれらの含有量が増加するにつれて増大する。こうした効果を有効に発揮させるためには、いずれも０．０５％以上含有させることが好ましく、０．１０％以上含有させることがより好ましい。しかし、Ｎｉは高価な元素でありコストの観点からは１．５０％以下に抑えることが好ましく、１．２０％以下とすることが好ましい。また、Ｃｕ、Ｃｒ、およびＭｏは、それらを過剰に含有させると、強度の過大な上昇を招き、母材およびＨＡＺの靭性を劣化させるため、いずれも１．５０％以下に抑えることが好ましく、１．２０％以下とすることがより好ましい。
【００７３】
Ｎｂ：０．１０％以下および／またはＶ：０．１０％以下
ＮｂおよびＶは、炭窒化物として析出し、γ粒の粗大化を抑制することで、母材靭性を向上させるのに有効な元素である。その効果はそれらの含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるためには、いずれも０．００２％以上含有させることが好ましく、０．００５％以上含有させることがより好ましい。しかし、それらを過剰に含有させると、ＨＡＺ組織の粗大化を招き、ＨＡＺ靭性を劣化させるため、いずれも０．１０％以下に抑えることが好ましく、より好ましくは０．０８％以下、更に好ましくは０．０５％以下とする。
【００７４】
Ｂ：０．００５％以下
Ｂは、粗大な粒界αの生成を抑制することで、母材およびＨＡＺの靭性を向上させるのに有効な元素である。その効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｂは０．００１０％以上含有させることが好ましく、０．００１５％以上含有させることがより好ましい。しかし、Ｂの含有量が過剰になると、オーステナイト粒界でのＢＮの析出を招き、母材およびＨＡＺの靭性を劣化させるため、０．００５％以下に抑えることが好ましい。Ｂの含有量のより好ましい上限は０．００４％、更に好ましい上限は０．００３％である。
【００７５】
本発明は厚鋼板に関する発明であるが、一般に厚鋼板とは、ＪＩＳ２４０２で定義されるように、板厚が３．０ｍｍ以上の鋼板のことを示す。但し、本発明の厚鋼板は、５０ｍｍ以上の板厚の厚鋼板の大入熱溶接を対象として発明されたものであり、対象とする鋼板は、板厚が５０ｍｍ以上の鋼板であるということができるかもしれないが、これらは単に好ましい態様に過ぎず、本発明を３ｍｍ以上５０ｍｍ未満の板厚の厚鋼板へ適用することを排除するものではない。
【実施例】
【００７６】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合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、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００７７】
本発明の実施例では、まず、表１〜表３に示す各成分組成の鋼を、真空溶解炉（Ｎｏ．１〜５４：５０ｋｇＶＩＦ、Ｎｏ．５５〜５７：１５０ｋｇＶＩＦ）によって溶製した後、その溶鋼を用いて鋳片を鋳造し、更にその鋳片を用いて熱間圧延を行うことで、Ｎｏ．１〜５４の場合は板厚５０ｍｍの熱間圧延板を、Ｎｏ．５５〜５７の場合は板厚８０ｍｍの熱間圧延板を得た。この熱間圧延板をオーステナイト・フェライト二相域まで加熱し焼入れを行った後、５０℃で焼戻しを行い、試験用の厚鋼板とした。
【００７８】
この試験用の厚鋼板を製造するにあたり、制御した各条件を表４〜表６に示す。その条件は、Ａｌ添加前の溶鋼中の溶存酸素量［Ｏｆ］、Ａｌ，Ｔｉ，（ＲＥＭ，Ｚｒ），Ｃａの添加順序、Ｔｉ添加からＣａ添加までの時間ｔ１、Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間ｔ２、鋳造時の１５００〜１４５０℃における冷却時間ｔ３、Ａｌ，Ｔｉ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｃａの各添加量である。
【００７９】
尚、適正なＣａの添加量を求めるためのＡ値およびＢ値、厚鋼板が含有するＡｌ，Ｔｉ，Ｃａ，ＲＥＭ，Ｚｒの合計添加量、円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物を所定以上確保するための好ましい条件（［Ｔｉ］＞１６０ｐｐｍ、（［ＲＥＭ］＋［Ｚｒ］）＞５５ｐｐｍ、（０．８≦［Ｔｉ］／［ＲＥＭ］＋［Ｚｒ］）≦１１．８））を満足するか否かについても、併せて示す。
【００８０】
尚、表１〜表３において、ＲＥＭは、質量％で、Ｃｅを５０％程度とＬａを２５％程度含有するミッシュメタルの形態で添加した。また、表１および表２で、「−」は該当元素を添加していないことを示す。
【００８１】
また、表４〜表６において、Ａｌ，Ｔｉ，（ＲＥＭ，Ｚｒ），Ｃａの添加順序は、Ａｌ→Ｔｉ→（ＲＥＭ，Ｚｒ）→Ｃａの順で添加した時を「○」、それ以外の順で添加した時を「×」で示す。尚、Ｎｏ．３３はＣａを添加していないので、添加順序は「−」で示した。
【００８２】
また、Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間ｔ２については、前記したｔａ（分）＜ｔｘ（分）＜ｔ２（分）＜ｔｂ（分）を満足するものを「○」、満足しないものを「×」で示す。また、Ｃａ添加量［Ｃａ］に関しては、前記したＡ≦［Ｃａ］≦Ｂの関係を満足するものを「○」、満足しないものを「×」で示した。
【００８３】
【表１】
【００８４】
【表２】
【００８５】
【表３】
【００８６】
【表４】
【００８７】
【表５】
【００８８】
【表６】
【００８９】
以上の要件で製造した各厚鋼板を用いて、各種大きさの酸化物（酸化物系介在物）の個数密度、Ｔｉ含有窒化物の個数密度、母材中の粒内αの生成率、引張り強度ＴＳ、降伏比ＹＲ、母材靭性およびＨＡＺ靭性を測定により求め出した。これらの測定結果を表７〜表９に示す。
【００９０】
（円相当径が２μｍ未満の酸化物の個数密度の測定）
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ社製の電界放射式走査型電子顕微鏡「ＳＵＰＲＡ３５（商品名）」（以下、ＦＥ−ＳＥＭと呼ぶ）を用いて観察した。その観察条件は、倍率：５０００倍、観察視野：０．００２４μｍ２、観察箇所：２０箇所とした。画像解析によって、この観察視野中の各酸化物の面積を測定し、その面積から各酸化物の円相当径を算出した。尚、各酸化物が上記した成分組成を満足するものであることは、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によって確認した。そして、上記した成分組成を満足する酸化物のうち、円相当径が２μｍ未満となる酸化物の個数（Ｎ１）を１ｍｍ２相当の個数密度に換算して求めた。但し、円相当径が０．２μｍ以下となる酸化物については、ＥＤＸの信頼性が十分でないため、解析から除外した。
【００９１】
（円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物の個数密度の測定）
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、ＦＥ−ＳＥＭを用いて観察した。その観察条件は、倍率：１０００倍、観察視野：０．０６μｍ２、観察箇所：２０箇所とした。画像解析によって、この観察視野中の各酸化物の面積を測定し、その面積から各酸化物の円相当径を算出した。尚、各酸化物が上記した成分組成を満足するものであることは、ＥＤＸによって確認した。そして、上記した成分組成を満足する酸化物のうち、円相当径が２μｍ以上５μｍ未満となる酸化物の個数（Ｎ２）を１ｍｍ２相当の個数密度に換算して求めた。
【００９２】
（円相当径が５μｍ以上の酸化物の個数密度の測定）
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、ＦＥ−ＳＥＭを用いて観察した。その観察条件は、倍率：１０００倍、観察視野：０．０６μｍ２、観察箇所：２０箇所とした。画像解析によって、この観察視野中の各酸化物の面積を測定し、その面積から各酸化物の円相当径を算出した。尚、各酸化物が上記した成分組成を満足するものであることは、ＥＤＸによって確認した。そして、上記した成分組成を満足する酸化物のうち、円相当径が５μｍ以上となる酸化物の個数（Ｎ３）を１ｍｍ２相当の個数密度に換算して求めた。
【００９３】
（Ｔｉ含有窒化物の個数密度の測定）
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置の部位を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて観察した。その観察条件は、倍率：６００００倍、観察視野：２μｍ×２μｍ、観察箇所：５箇所とした。画像解析によって、この観察視野中の各Ｔｉ含有窒化物の面積を測定し、その面積から各Ｔｉ含有窒化物の円相当径を算出した。尚、Ｔｉ含有窒化物であることは、ＥＤＸで分析した際に、ＴｉとＮのピークが検出されるものをＴｉ含有窒化物とした。そして、円相当径が１００ｎｍ以下となるＴｉ含有窒化物の個数（Ｎ４）を１ｍｍ２相当の個数密度に換算して求めた。
【００９４】
（母材の粒内α生成率の測定）
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、光学顕微鏡を用いて観察した。その観察条件は、倍率：４００倍、観察視野：０．０４ｍｍ２、観察箇所：２０箇所とした。２μｍ以上の酸化物について、その酸化物を起点として、一方向以上に放射状に伸びているラス状αの少なくとも一つの中心軸が酸化物周囲のラス状α集団の中心軸平均と１５°以上の差を有する場合、その酸化物は粒内αの起点となったと判断し、（粒内αの起点となった酸化物数）／（全酸化物数）を母材の粒内α生成率とした。
【００９５】
（引張り強度および降伏比の評価）
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から、圧延方向に対して直角の方向にＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号試験片を採取してＪＩＳ Ｚ ２２４１記載の要領で引張り試験を実施し、引張り強度ＴＳ、降伏強度ＹＳを夫々測定した。降伏比ＹＲは、ＹＳ／ＴＳという計算により算出した。本実施例では、求められたＴＳが４９０ＭＰａ以上、ＹＲが８０％未満のものを、機械的特性に優れると評価した。
【００９６】
（母材靭性の評価）
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から、シャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号試験片）を３本ずつ採取（試験片の軸心が前記ｔ／４の位置を通るように採取）し、０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ０）を測定してそれらの平均値を求め、その平均値を各厚鋼板の母材靭性とした。本実施例では、求められたｖＥ０の平均値が２００Ｊ以上のものを、母材靭性に優れると評価した。
【００９７】
（ＨＡＺ靭性の評価）
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から、シャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号試験片）を３本ずつ採取（試験片の軸心が前記ｔ／４の位置を通るように採取）し、再現ＨＡＺ熱サイクルＶノッチシャルピー衝撃試験を行った。再現ＨＡＺ熱サイクル条件は、１４００℃での保持時間を４５秒、８００〜５００℃での冷却時間を８００秒とし、入熱量：１００ｋＪ／ｍｍのエレクトロガスアーク溶接におけるボンド部の熱履歴を模擬した。この熱サイクルを与えた各試験片について、０℃での吸収エネルギー（ｖＥ０）を測定し、３本の試験片の平均値を求めた。本実施例では、求められたｖＥ０の平均値が建築用鋼材に求められる基準である７０Ｊ以上のものを、ＨＡＺ靭性に優れると評価した。
【００９８】
【表７】
【００９９】
【表８】
【０１００】
【表９】
【０１０１】
Ｎｏ．１〜２３、４７〜５７は、本発明の要件を満足する発明例であり、化学成分組成、酸化物およびＴｉ含有窒化物の分散が適切になされており、引張り強度ＴＳ、降伏比ＹＲ、母材靭性、入熱量を１００ｋＪ／ｍｍとした場合のＨＡＺ靭性が、全て本実施例の評価基準を満足している。すなわち、Ｎｏ．１〜２３、４７〜５７は、入熱量が１００ｋＪ／ｍｍ以上となるような大入熱溶接を施した際のＨＡＺ靭性が優れると共に、引張強度が４９０ＭＰａ以上の高強度域において低降伏比を実現でき、更には、良好な母材靭性も確保することができる溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板であるということができる。
【０１０２】
これに対し、Ｎｏ．２４〜４６は、本発明の要件のうちいずれかの要件を満足しない比較例であり、引張り強度ＴＳ、降伏比ＹＲ、母材靭性、入熱量を１００ｋＪ／ｍｍとした場合のＨＡＺ靭性のいずれかで、評価基準を満足していないことが分かる。
【０１０３】
尚、表４〜表６には、円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物を所定以上確保するための好ましい条件（［Ｔｉ］＞１６０ｐｐｍ、（［ＲＥＭ］＋［Ｚｒ］）＞５５ｐｐｍ、（０．８≦［Ｔｉ］／［ＲＥＭ］＋［Ｚｒ］）≦１１．８））を満足するか否かについて○×で示すが、この条件を満足しないＮｏ．３１とＮｏ．３６は、円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物の含有量は、Ｃａを添加しないＮｏ．３３に続いて低いことが分かる。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主に建築用構造物に用いられる厚鋼板に関し、より詳しくは、入熱量が１００ｋＪ／ｍｍ以上となるような大入熱での溶接を行った際の、溶接熱影響部（以下、ＨＡＺとも述べる。）の靭性に優れた厚鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、建築用構造物などに用いられる鋼材に要求される特性は、建築物の高層化、大型化に伴って、益々厳しくなる傾向にある。特にそれら要求される多くの特性の中でも、靭性に関する要求についてはより厳しくなる傾向がある。
【０００３】
建築用構造物などに用いられる鋼材は、接合に溶接が用いられることが数多くあるが、特に溶接接合の際に熱影響を受けて形成されるＨＡＺは靭性が劣化しやすいという問題があった。このＨＡＺ靭性の劣化は、溶接時の入熱量が大きくなるほど顕著に現れるという傾向があるため、ＨＡＺ靭性を改善するには、溶接時の入熱量を極力抑えれば良いと考えられる。しかしながら、建築用構造物などに用いられる鋼材については、溶接の作業効率を向上させるという観点から、逆に大入熱溶接、特に入熱量が１００ｋＪ／ｍｍ以上となるような大入熱溶接が求められる傾向にある。
【０００４】
大入熱溶接を行った場合のＨＡＺ靭性を高める技術の代表例として高Ｎｉ鋼板があるが、例えば、特許文献１には、２％程度のＮｉを添加することによって、強度および靭性を向上させた鋼板が開示されている。しかしながら、Ｎｉは非常に高価で手に入りにくい元素であるため、添加するＮｉ量を高くすることは好ましくなく、工業的にはむしろＮｉの添加量をできる限り低く抑えたほうが好ましいということができる。
【０００５】
そのような背景もあり、特許文献１に記載のように高Ｎｉとすることなく、Ｎｉの添加量を極力低く、例えばＮｉの添加量を１．５％以下とした上で、ＨＡＺ靭性を高める技術も種々検討されている。大入熱溶接時のＨＡＺは、入熱によって高温のオーステナイト（γ）領域に長時間保持された後、徐冷されるため、上記入熱における高温保持時のγ粒の成長および徐冷過程における粗大フェライト（α）粒の生成が生じ、組織の粗大化がもたらされやすく、それが大入熱溶接時のＨＡＺ靭性低下の原因となっている。こうしたことから、大入熱溶接時における組織の粗大化を抑制する必要があり、大入熱溶接時におけるＨＡＺ靭性を安定して高い水準に保つ技術を開発することが、必要課題となっている。
【０００６】
大入熱溶接時における組織の粗大化を抑制してＨＡＺ靭性を確保するための主な手段としては、酸化物、窒化物、硫化物等の介在物粒子によるγ粒成長ピン止め、介在物粒子を起点とする粒内α生成による組織の微細化等に関する技術等が提案されている。こうした技術の提案例として、特許文献２〜４に記載の技術がある。それら特許文献２〜４には、鋼材中に微細なＴｉ含有窒化物を分散析出させγ粒成長ピン止め粒子として作用させることで、大入熱溶接時のＨＡＺで生じるオーステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性の劣化を抑えることが開示されている。しかしながら、Ｔｉ含有窒化物は、近年求められているような大入熱で溶接を行うと消失してしまう量が多くなり、数密度を十分に確保できなくなることがあり、安定したＨＡＺ靭性を得ることはできない。
【０００７】
これに対し、特許文献５〜７として、高温で安定な酸化物系介在物をγ粒成長ピン止め粒子として利用する技術が提案されている。しかしながら、酸化物系介在物はＴｉ含有窒化物に比べて数密度が少なく、十分なピン止め効果を得ることは困難であるため、入熱量が１００ｋＪ／ｍｍ以上となるような大入熱での溶接に対して対応することが十分にはできず、なおいっそうの改善が必要である。
【０００８】
すなわち、特許文献５，６には、Ｔｉ−ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ系酸化物やＲＥＭやＺｒを含む酸化物を存在させることによって良好なＨＡＺ特性が得られると記載されてはいるものの、想定した入熱量は低い水準にとどまっており、１００ｋＪ／ｍｍ以上となるような大入熱溶接で良好なＨＡＺ特性が得られるということはできない。また、特許文献７には、特許文献６と同様にＲＥＭやＺｒを含む酸化物を利用する技術が記載されているが、上記と同様に想定した入熱量は低い水準にとどまっており、１００ｋＪ／ｍｍ以上となるような大入熱溶接で良好なＨＡＺ特性が得られるということはできない。
【０００９】
更には、特許文献８には、酸化物系介在物とＴｉ含有介在物の両方をγ粒成長ピン止め粒子として利用することで、高いＨＡＺ靭性を得る技術が記載されている。しかしながら、近年の入熱量の増大傾向を考慮すると、Ｔｉ含有介在物を主としたγ粒成長ピン止めの利用には限界があり、酸化物系介在物による大入熱でのＨＡＺ靭性向上手段を早急に確立する必要があるということができる。
【００１０】
また、酸化物系介在物粒子を起点とする粒内α生成の起点として作用させる技術としては、特許文献９に記載のＴｉやＲＥＭを含む複合酸化物とＭｎＳを利用した技術が提案されているほか、発明者らは、特許文献１０で介在物形状を制御することで、粒内α生成を促進する技術を先に提案している。これらの技術は、粒内α生成に対し、（粒内α／介在物）界面エネルギーの低い介在物が有効との前提で構築されているものである。しかしながら、特許文献９に記載の技術では、そもそも想定している入熱量が小さく、大入熱ＨＡＺ靭性を十分に保障するまでには至っていない。
【００１１】
また、建築用構造物などに用いられる鋼材は、優れたＨＡＺ靭性が要求されることと併せて、母材の強度、低降伏比、および母材靭性も要求される。近年では、建築物の高層化、大型化に伴い、建築物用の鋼材として高張力鋼材を使用する動きが高まっている。
【００１２】
例えば、特許文献１１として、微細な炭窒化物分散させると共に、フェライトを一定量以上確保することによって、引張強度が５９０ＭＰａ以上の鋼板での低降伏比を実現する技術が提案されている。しかしながら、この特許文献１１に係る技術は、入熱量が１００ｋＪ／ｍｍ以上となるような大入熱溶接を施した場合のＨＡＺ靭性に着目した技術ではない。また、特許文献１２でも、酸化物系介在物を分散させると共に、フェライトを一定量以上確保することによって、引張強度が５９０ＭＰａ以上の鋼板での低降伏比を実現する技術が提案されているが、対象とする入熱量は小さいものである。
【００１３】
以上説明したように、入熱量が１００ｋＪ／ｍｍ以上となるような大入熱溶接を施した場合のＨＡＺ靭性を確保すると共に、母材の強度と靭性を向上させ、更に低降伏比を実現した技術については、未だ開発されていないのが現状である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１４】
【特許文献１】特開２００６−１１８００７号公報
【特許文献２】特開２００１−９８３４０号公報
【特許文献３】特開２００４−２１８０１０号公報
【特許文献４】特開昭６１−２５３３４４号公報
【特許文献５】特開２００１−２００３１号公報
【特許文献６】特開２００７−１００２１３号公報
【特許文献７】特開２００７−２４７００５号公報
【特許文献８】特開２００８−２２３０６２号公報
【特許文献９】特開平７−２５２５８６号公報
【特許文献１０】特開２００８−２２３０８１号公報
【特許文献１１】特許第２９０１８９０号公報
【特許文献１２】特開２００７−２４７００４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１５】
本発明は、上記従来の実情を鑑みてなされたもので、入熱量が１００ｋＪ／ｍｍ以上となるような大入熱溶接を施した場合であっても、ＨＡＺ靭性が優れると共に、引張強度が４９０ＭＰａ以上の高強度域において低降伏比を実現でき、更には、良好な母材靭性も確保することができる溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板を提供することを課題とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
請求項１記載の発明は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．４６％以下（０％を含む）、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、Ｎ：０．００２〜０．０２０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２％および／またはＺｒ：０．０００１〜０．０２％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物である厚鋼板であって、酸素を除く構成元素が、質量％で、１０％＜Ｔｉ、Ａｌ＜２０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％および／または５％＜Ｚｒ＜４０％を満足する酸化物を含有し、且つ、前記酸化物のうち、円相当径が２μｍ未満の酸化物が２００個／ｍｍ２以上、円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物が３０〜７０個／ｍｍ２、円相当径が５μｍ以上の酸化物が３０個／ｍｍ２未満存在すると共に、Ｔｉ含有窒化物を含有し、且つ、前記Ｔｉ含有窒化物のうち、円相当径が１００ｎｍ以下のＴｉ含有窒化物が５×１０６個／ｍｍ２以上存在することを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板である。
【００１７】
尚、上記記載を含め、本発明で説明する円相当径とは、酸化物等の大きさに着目して、その面積が等しくなるように想定した円の直径を求めたものであり、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）や走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、画像解析することで求めることができる。
【００１８】
請求項２記載の発明は、更に、質量％で、Ｎｉ：１．５０％以下、Ｃｕ：１．５０％以下、Ｃｒ：１．５０％以下、Ｍｏ：１．５０％以下よりなる群から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板である。
【００１９】
請求項３記載の発明は、更に、質量％で、Ｎｂ：０．１０％以下および／またはＶ：０．１０％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板である。
【００２０】
請求項４記載の発明は、更に、質量％で、Ｂ：０．００５％以下を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板である。
【発明の効果】
【００２１】
本発明の厚鋼板によると、化学組成が適切に制御され、所定の化学組成を有する酸化物がその大きさごとに適切量分散されており、更に微細なＴｉ含有窒化物が所定量以上確保されているため、入熱量が１００ｋＪ／ｍｍ以上となるような大入熱溶接を施した場合にも、良好なＨＡＺ靭性を確保することができる。また、引張強度が４９０ＭＰａ以上の高強度域において低降伏比を実現でき、更には、良好な母材靭性も確保することができる。よって、本発明の厚鋼板は、入熱量が１００ｋＪ／ｍｍ以上となるような大入熱溶接が求められている高層建築物の鋼材などとして有効に用いることができる。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
建築用構造物に用いられる厚鋼板に関し、入熱量が１００ｋＪ／ｍｍ以上となるような大入熱での溶接を行った際の溶接熱影響部靭性に優れた厚鋼板を開発するにあたり、まず、発明者らは、酸化物系介在物（以下、単に酸化物とも述べる。）によって高いＨＡＺ靭性を確保することができるということに着目し、様々な角度から検討した。
【００２３】
この酸化物を利用した厚鋼板のＨＡＺ靭性向上技術には、利点と欠点がある。利点は、酸化物が粒内α生成起点となりＨＡＺ組織を微細化させることでＨＡＺ靭性を向上させることであり、逆に欠点は、酸化物自体が破壊の起点となることでＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことである。
【００２４】
従来はこのような観点から、酸化物を粒内α生成の起点として利用する場合は、円相当径が２μｍ未満の酸化物を主体として、それ以上のサイズの酸化物は可能な限り低減するという技術思想で厚鋼板の開発が行われていた。
【００２５】
しかしながら、近年の研究開発によると、粒内α生成の起点という観点からはむしろ厚鋼板内に導入する酸化物のサイズが大きい方が粒内αの生成能が高いということが理論的に確認され、報告されており、また、靭性評価温度が高いほど靭性を確保するための酸化物（粗大第２相）のサイズの上限が緩和されることが理論的に確認され、報告されている。
【００２６】
このような研究開発結果から、発明者らは、靭性評価温度が比較的高温である建築用構造物に用いられる厚鋼板の場合は、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼす酸化物のサイズの上限を緩和した上で、従来の技術思想を踏襲すること、すなわち、厚鋼板内部に分散させる酸化物は、従来と同様に円相当径が２μｍ未満の酸化物を主体とした上で、粒内α生成能が高い比較的サイズが大きな酸化物を内部に導入することで、ＨＡＺ組織を微細化することができ、ＨＡＺ靭性を向上させることができると考え検討を進めた。
【００２７】
次に、発明者らは母材の低降伏比という観点から更に検討を進めた。前記したように、酸化物は粒内α生成の起点となることでＨＡＺ靭性の向上に寄与することができる。また、酸化物導入により核生成サイトを多くすることで、酸化物を導入しない場合と比較して母材は比較的高温でベイナイト変態するため、比較的低降伏比になるといえる。一方で、酸化物自体が破壊の起点となり、母材靭性を低下させてしまうという不具合もある。また、その不具合は、母材の強度が増すほど大きくなることが知られており、高強度鋼に酸化物を導入するにあたっては、母材靭性を低下させないことが重要であるといえる。
【００２８】
母材靭性を向上させる手段としては、一般には鋼材の熱処理を工夫することで鋼材組織の微細化を図ることが有効であると考えられる。しかしながら、熱処理は工程を煩雑にするため工業的には好ましい手段とはいえない。従って、発明者らは、母材靭性の向上も、ＨＡＺ靭性の向上と同様に鋼材内部に酸化物を導入することで粒内αの生成を促進させることが有効と考えた。
【００２９】
但し、母材組織はＨＡＺ組織と比較して旧γ粒径が小さい。組織のサイズは、常に粒内からのα生成と旧γ粒界からのα生成のバランスによって決まるため、母材組織の旧γ粒径が小さいということは、粒界からのα生成の勢力の方が相対的に大きくなっているということができる。そのため、粒内α生成による組織微細化効果は、母材においてはＨＡＺと比較すると発揮されにくい。従って、酸化物系介在物制御による粒内αの生成を促進し、母材組織を微細化するためには、導入する酸化物の組成およびサイズをより適切に制御する必要があるといえる。
【００３０】
発明者らは、以上様々な角度から検討した技術思想に基づいて、ＨＡＺ靭性の向上および母材の特性確保という観点から酸化物の制御を試みた。その結果、酸素を除く構成元素が、質量％で、１０％＜Ｔｉ、Ａｌ＜２０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％および／または５％＜Ｚｒ＜４０％を満足する酸化物を導入させ、且つ、それら酸化物のうち、円相当径が２μｍ未満の酸化物を２００個／ｍｍ２以上、円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物を３０〜７０個／ｍｍ２、円相当径が５μｍ以上の酸化物を３０個／ｍｍ２未満、夫々存在させるようにすることで、粒内α生成によるＨＡＺ組織微細化効果が顕著に発現されることを見出し、いっそう優れたＨＡＺ靭性が得られることを確認した。
【００３１】
尚、前記酸化物のうち、円相当径が２μｍ未満の酸化物が２００個／ｍｍ２未満、および／または、円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物が３０個／ｍｍ２未満しか存在しない場合は、粒内α生成によるＨＡＺ組織微細化効果が十分に発現されなくなる。円相当径が２μｍ未満の酸化物については、好ましくは２２０個／ｍｍ２以上、より好ましくは２５０個／ｍｍ２以上存在することが推奨される。また、円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物については、好ましくは５０個／ｍｍ２以上、より好ましくは６０個／ｍｍ２以上存在することが推奨される。
【００３２】
また、前記酸化物は、酸化物中のＴｉ、Ａｌ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒの質量が、酸素を除く構成元素の合計質量に対し、１０％＜Ｔｉ、Ａｌ＜２０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％および／または５％＜Ｚｒ＜４０％の範囲になっておれば良い。酸素を除く構成元素には、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒの元素のほか、Ｓｉ、Ｍｎ等の元素を含むことが許容される。また、この酸化物は、通常、前記した酸素以外の元素を含んだ複合酸化物の形態で存在する。
【００３３】
尚、これら酸化物のうちでも、ＴｉとＣａの質量比が１超１．４未満である酸化物は、ＨＡＺの高温加熱において一部が液相化すると共に、その後の冷却過程で粒内α生成に有利な結晶構造を有して結晶化するため、（粒内α／γ）界面エネルギーの低減に加え、一層低い（粒内α／介在物）界面エネルギーを実現することができ、粒内αの生成が極めて活発に促進されるので特に有効であるといえる。
【００３４】
以上のように、本発明の厚鋼板は、成分組成が適切に制御された酸化物を、そのサイズ毎に適切な数（個数密度）だけ含有しているので、十分にＨＡＺ靭性が高められている。
【００３５】
また、発明者らは、前記酸化物の制御に加えて、厚鋼板に微細なＴｉ含有窒化物を適切な個数（個数密度）以上含有させることも必要であり、このようなＴｉ含有窒化物によってＨＡＺの旧γ粒成長のピン止めを行うことができることが見出した。尚、本発明で定義するＴｉ含有窒化物には、ＴｉＮは勿論のこと、ＴｉＮのＴｉの一部、具体的にはＴｉに代えて原子比で５０％以下の元素を他の窒化物形成元素（Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖ等）で置換したものも含まれる。
【００３６】
このＴｉ含有窒化物は前記酸化物と比較すると非常に微細であり、溶接による入熱前は鋼材内に非常に数多く微細分散させておくことが可能であるため、たとえ入熱量が１００ｋＪ／ｍｍ以上となるような大入熱溶接によりＴｉ含有窒化物の多くが消失したとしても、まだ十分な数のＴｉ含有窒化物を残存させることが可能である。このように、大入熱溶接後にもまだ十分な数のＴｉ含有窒化物を残存させることができるので、ＨＡＺの旧γ粒成長のピン止めを有効に発揮させることができる。
【００３７】
本発明では、ＨＡＺ靭性を確保するために、鋼材内に導入する円相当径が１００ｎｍ以下の微細なＴｉ含有窒化物の個数密度を５×１０６個／ｍｍ２以上とした。５×１０６個／ｍｍ２未満であれば、旧γ粒成長のピン止め効果を有効に発揮させることができない。
【００３８】
尚、鋼材内に導入する円相当径が１００ｎｍ以下の微細なＴｉ含有窒化物の好ましい個数密度は、５．４×１０６個／ｍｍ２以上であり、より好ましい個数密度は、６×１０６個／ｍｍ２以上である。本発明では、鋼材内に導入する微細なＴｉ含有窒化物の円相当径の下限については特に規定しないが、測定を行う透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）の測定限界から、実際の円相当径の下限は１０ｎｍ程度であるということができる。
【００３９】
＜製造要件＞
上記した要件を満足する本発明の厚鋼板、特に、酸素を除く構成元素が、質量％で、１０％＜Ｔｉ、Ａｌ＜２０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％および／または５％＜Ｚｒ＜４０％を満足する酸化物を含有し、且つ、前記酸化物のうち、円相当径が２μｍ未満の酸化物が２００個／ｍｍ２以上、円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物が３０〜７０個／ｍｍ２、円相当径が５μｍ以上の酸化物が３０個／ｍｍ２未満存在すると共に、円相当径が１００ｎｍ以下のＴｉ含有窒化物が５×１０６個／ｍｍ２以上存在する厚鋼板を製造するためには、溶製時および鋳造時の製造要件を適切に制御して、厚鋼板を製造することが好ましい。以下、その製造要件を項目毎に分け詳細に説明する。
【００４０】
（溶製時における溶鋼中の溶存酸素量）
溶製時には、Ｍｎ、必要な場合は更にＳｉを用いた脱酸により溶鋼中の溶存酸素量を、質量％で、０．００２〜０．０１％の範囲とする。溶鋼中の溶存酸素量が０．００２％未満である場合は、粒内α生成の起点となる適切な組成を有する酸化物を必要量確保できなくなる。一方、溶存酸素量が０．０１％を超えた場合は、円相当径が２μｍ以上の粗大な酸化物が必要以上に形成されることになり、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼす。溶存酸素量の好ましい下限は０．００２５％、好ましい上限は０．００８％である。
【００４１】
（Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｚｒの添加量）
円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物を所定以上確保するためには、酸化物形成元素の中でも比較的制御が難しいＴｉ、ＲＥＭ、Ｚｒの添加量と、その添加量バランスを適切に調整することが好ましい。Ｔｉの添加量は１６０ｐｐｍ超、ＲＥＭとＺｒの合計添加量は５５ｐｐｍ超とした上で、添加量バランスを、［Ｔｉ］／［ＲＥＭ］＋［Ｚｒ］という式から求められる値が０．８以上１１．８未満となるように調整すれば良い。
【００４２】
但し、前式で［ ］は各元素等の添加量を質量％で表した値である。尚、［Ｔｉ］、［ＲＥＭ］、［Ｚｒ］は、最終的に得られる鋼材中のＴｉ量、ＲＥＭ量、Ｚｒ量とは必ずしも一致しない。これは、これら元素が製造途中で蒸発したり、スラグ中に含まれて除去されたりすることがあるためである。
【００４３】
（酸化物形成元素の添加順序）
Ａｌ、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｃａの酸化物形成元素は、Ａｌ→Ｔｉ→（ＲＥＭ、Ｚｒ→）Ｃａの順に添加する必要がある。この添加順序以外の順に各元素を添加すると、粒内α生成の起点となる好適な組成を有する酸化物を必要量確保できなくなる。特に、Ｃａは脱酸力が極めて強いという特性があるため、ＴｉやＡｌに先立って添加すると、ＴｉやＡｌと結びつく酸素が全てなくなってしまうことがあり、本発明で規定する成分組成の酸化物を形成させることができなくなる。尚、ＲＥＭおよびＺｒをいずれも添加する場合、その添加順序はどちらが先であっても良いし、同時に添加しても構わない。
【００４４】
（Ｔｉ添加からＣａ添加までの時間ｔ１）
Ｔｉ添加からＣａ添加までの時間ｔ１（分）は３〜２０分とする。Ｔｉ添加からＣａ添加までの時間ｔ１（分）が３分よりも短くなると、Ｃａ添加に先立って添加した元素による酸化物生成が十分に進行せず、粒内α生成の起点となる適切な組成を有する酸化物を必要量確保できなくなる。また、この時間ｔ１（分）が２０分より長くなると、Ｃａ添加までに酸化物の生成が過剰に進行して、酸化物の組成が所望のものとならず、粒内α生成の起点と成り得る適切な組成を有する酸化物を必要量確保できなくなる。尚、Ｔｉ添加からＣａ添加までの時間ｔ１（分）の好ましい下限は５分、好ましい上限は１５分である。
【００４５】
（Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間ｔ２）
Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間ｔ２（分）は、下記式（１）（２）から求められるｔａとｔｂの間、すなわち、ｔａ（分）＜ｔ２（分）＜ｔｂ（分）を満足する時間とする。
【００４６】
ｔａ＝４−１０［Ｃａ］／（［Ｔｉ］＋２［Ａｌ］＋５［ＲＥＭ］＋２［Ｚｒ］＋０．０１・・・式（１）
ｔｂ＝２５−４０［Ｃａ］／（［Ｔｉ］＋２［Ａｌ］＋５［ＲＥＭ］＋２［Ｚｒ］＋０．０１・・・式（２）
但し、前記した式（１）（２）で［ ］は各元素等の添加量を質量％で表した値である。尚、［Ｃａ］、［Ｔｉ］、［Ａｌ］、［ＲＥＭ］、［Ｚｒ］は、最終的に得られる鋼材中のＣａ量、Ｔｉ量、Ａｌ量、ＲＥＭ量、Ｚｒ量とは必ずしも一致しない。これは、これら元素が製造途中で蒸発したり、スラグ中に含まれて除去されたりすることがあるためである。
【００４７】
Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間ｔ２（分）は、Ｃａ添加前に生成した他の酸化物からＣａが酸素を奪って所望の酸化物を形成する形成するのに要する時間であり、この時間ｔ２（分）がｔａ（分）以下になると、Ｃａ添加後のＣａ含有酸化物の形成反応が十分に進行せず、粒内α生成の起点と成り得る適切な組成を有する酸化物を必要量確保できなくなる。また、この時間ｔ２（分）がｔｂ（分）以上になると、Ｃａ添加後のＣａ含有酸化物の形成反応が過剰に進行し、粒内α生成の起点となる適切な組成を有する酸化物を必要量確保できなくなる。ｔ２（分）は、このように、ｔａ（分）＜ｔ２（分）＜ｔｂ（分）を満足することが必要であるが、生産性の観点からはこの範囲でできる限り短時間であることが望ましい。尚、ｔａとｔｂを求める式（１）（２）は、各元素の酸化物形成能を考慮し、数多くの実験を重ねて求められた式である。
【００４８】
以上が酸化物を必要量確保するためのＣａ添加から鋳込み開始までの時間ｔ２（分）の条件であるが、更に本発明では円相当径が１００ｎｍ以下のＴｉ含有窒化物を５×１０６個／ｍｍ２以上確保する必要がある。そのためには、更に下記式（３）から求められるｔｘ（分）と、ｔ２（分）、ｔａ（分）、ｔｂ（分）の関係が、ｔａ（分）＜ｔｘ（分）＜ｔ２（分）＜ｔｂ（分）を満足する必要がある。
【００４９】
ｔｘ＝６−｛［Ｓｉ］／（［Ｔｉ］＋２［Ａｌ］＋５［Ｃａ］＋５［ＲＥＭ］＋２［Ｚｒ］＋０．０１）｝・・・式（３）
但し、前記した式（３）で［ ］は各元素等の添加量を質量％で表した値である。
【００５０】
Ｓｉを添加する場合は脱酸前から添加されており、脱酸直前までに酸化された状態にある。固溶Ｓｉ量を所定量以上確保するためには、Ｓｉより酸素との親和力が大きい強脱酸元素によって、酸化されたＳｉを十分な時間還元する必要があるため、ｔｘ（分）＜ｔ２（分）とする。一方で、粒内αの起点となるように適切に成分調整された酸化物も所定量確保する必要があるので、Ｓｉ酸化物の還元に要する時間を所定時間より短くする必要があり、ｔ２（分）＜ｔｂ（分）とする。
【００５１】
（鋳造時における冷却時間ｔ３）
鋳造時の１５００〜１４５０℃における冷却時間ｔ３（秒）は３００秒以下とする。この冷却時間ｔ３（秒）が３００秒を超えると、円相当径が５μｍ以上の粗大な酸化物の生成量が増加し、ＨＡＺ靭性が劣化することになる。尚、鋳造時における冷却時間ｔ３（分）は好まくは２８０秒以下とする。ｔ３（分）の下限は特に限定しないが通常は１９０秒程度は必要である。
【００５２】
（酸化物形成元素の添加量）
酸化物形成元素のうちＣａの添加量（質量％）、つまり［Ｃａ］は、下記式（４）（５）から求められるＡ値とＢ値の間、すなわち、Ａ≦［Ｃａ］≦Ｂを満足する添加量（質量％）とする。尚、Ａ値とＢ値を求める下記式（４）（５）は、数多くの実験を重ねて求められた式である。
【００５３】
Ａ＝２．２５×［Ｏｆ］・・・式（４）
Ｂ＝［Ｏｆ］×［Ｔｉ］／（０．２５［ＲＥＭ］＋０．１２［Ｚｒ］）・・・式（５）
但し、前記した式（４）（５）で、［Ｏｆ］はＣａ添加前の溶存酸素量（質量％）、［Ｔｉ］、［ＲＥＭ］、［Ｚｒ］は、夫々各元素の溶鋼への添加量（質量％）である。
【００５４】
Ｃａ添加量がＡ値より少ないと、添加したＣａの大部分がＣａの単独酸化物として消費されてしまうため、粒内α生成の起点となるための適切な組成を有する酸化物を確保できなくなる。一方、Ｃａ添加量がＢ値を超えると、酸化物中のＴｉの比率（質量％）が小さくなり、この場合も粒内α生成の起点となるための適切な組成を有する酸化物を確保できなくなる。
【００５５】
（Ｓｉ添加量と、Ｓｉより脱酸能が高い元素の合計添加量の調整）
本発明では円相当径が１００ｎｍ以下のＴｉ含有窒化物を５×１０６個／ｍｍ２以上確保する必要があるが、そのためには、Ｔｉの活量を上昇させる固溶Ｓｉ量を鋼材中に十分に確保することが好ましい。先に説明したようにＳｉを添加する場合は、Ｃａ、Ｔｉ、Ａｌ、ＲＥＭ、Ｚｒによる脱酸前から添加されており、製鋼工程で一定量酸化されているため、所望の固溶Ｓｉ量を鋼材中に確保するためには、Ｓｉよりも脱酸能が高い元素、すなわち、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒの添加量の合計を、質量％で０．０２０％以上とすることが必要である。
【００５６】
Ｓｉを添加する場合の好ましい添加量は、質量％で０．０２％以上であり、より好ましい添加量は０．１０％である。一方、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒの好ましい合計添加量は０．０２５％以上であり、より好ましい合計添加量は０．０３０％以上である。
【００５７】
本発明の厚鋼板を製造するにあたっては、以上説明した溶製時および鋳造時の製造要件を適切に制御して、厚鋼板を製造することが好ましいが、溶製および鋳造の後に、得られた鋳片を加熱して熱間圧延した後、焼入れを実施し、更にオーステナイト・フェライト二相域で加熱した後、焼入れ焼戻し処理を行うことが推奨される。
【００５８】
前記熱間圧延後の焼入れは、熱間圧延直後に焼入れを行う直接焼入れ（ＤＱ）の他、熱間圧延材を用いてオフラインで焼入れ（ＲＱ）を行っても良い。尚、ＤＱ処理の場合はやり直しができないことから、ＲＱ処理の場合よりも焼入れ開始温度の厳格な温度管理が要求される。
【００５９】
また、オーステナイト・フェライト二相域に加熱してＲＱ処理等の焼入れを行った後は、必要であれば、フェライト変態開始温度（Ａｃ１）以下の温度で焼戻し、鋼材の強度を調整することが好ましい。
【００６０】
＜化学成分組成＞
次に、本発明の厚鋼板における化学成分組成について説明する。本発明の厚鋼板は、前記した酸化物およびＴｉ含有窒化物によってＨＡＺ靭性および母材靭性を向上させることができるが、これに加えて、夫々の化学成分（元素）の含有量を適切に調整することで、本発明が目標とする高度なＨＡＺ靭性および母材靭性を達成することができ、更に低降伏比を実現することができる。従って、本発明の厚鋼板では、夫々の化学成分の含有量が、以下に説明する範囲内にあることも要件とする。これらの化学成分のうち、酸化物を構成するＡｌ、Ｃａ、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｚｒの含有量は、その作用効果から明らかなように、酸化物を構成する量を含めたものである。尚、下記の化学成分の含有量（％）は全て質量％を示す。
【００６１】
Ｃ：０．０２〜０．１５％
Ｃは、鋼板の強度を確保するための必須元素である。Ｃの含有量が０．０２％未満の場合は、必要な強度を確保できなくなる。Ｃの含有量の好ましい下限は０．０３％、より好ましい下限は０．０４％である。一方で、Ｃの含有量が過剰になると、硬質な島状マルテンサイト（ＭＡ）が多く生成して母材の靭性劣化を招くことになる。従って、Ｃの含有量は０．１５％以下とする必要がある。Ｃの含有量の好ましい上限は０．１２％、より好ましい上限は０．１０％である。
【００６２】
Ｓｉ：０．４６％以下（０％を含む）
Ｓｉは、固溶強化により強度を確保するのに有用な元素であると共に、Ｔｉ含有窒化物の個数密度を確保するためにも有用な元素である。また、鋼板の強度クラスによっては、α相を確保するためにも有用な元素である。但し、Ｓｉの含有量が過剰になると、α相が過剰に導入され、必要な引張り強さ（ＴＳ）を確保できなくなる。従って、Ｓｉの含有量の上限は０．４６％とする。また、好ましい上限は０．４２％であり、より好ましい上限は０．３５％、更に好ましい上限は０．２５％である。尚、本発明では特にＳｉの含有量の下限を特に規定しないが、対象となる厚鋼板の板厚によればＳｉは必須元素となる場合がある。すなわち、鋳塊サイズが大きい場合は冷却速度が遅くなるため、Ｓｉを添加しなくてもＴｉ含有窒化物の個数密度を確保することが可能であるが、鋳塊サイズが小さい場合は冷却速度が速くなるため、Ｓｉを添加してＴｉ活量を高めることでＴｉ含有窒化物の個数密度を確保する必要がある。その場合のＳｉの含有量の好ましい下限は０．０１％である。また、Ｓｉの含有量のより好ましい下限は０．０５％、更に好ましい下限は０．０８％である。
【００６３】
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは、鋼板の強度を確保するのに有用な元素であり、こうした効果を有効に発揮させるには１．０％以上含有させる必要がある。Ｍｎの含有量の好ましい下限は１．３％、より好ましい下限は１．４％である。一方、２．０％を超えて過剰に含有させるとＨＡＺの強度が上昇しすぎて靭性が劣化するので、Ｍｎの含有量は２．０％以下とする。Ｍｎの含有量の好ましい上限は１．８％、より好ましい上限は１．６％である。
【００６４】
Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）
Ｐは、粒界破壊を起こし易く靭性に悪影響を及ぼす不純物元素であるので、その含有量はできるだけ少ないことが好ましい。母材およびＨＡＺの靭性を確保するという観点からは、Ｐの含有量は０．０３％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１％以下とする。Ｐの含有量の下限については特に規定しないが、工業的に鋼中のＰを０％にすることは困難である。
【００６５】
Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）
Ｓは、Ｍｎ硫化物を形成して母材の靭性を劣化させる元素であるので、その含有量はできるだけ少ないことが好ましい。母材靭性を確保するという観点からは、Ｓの含有量は０．０１５％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００８％以下とする。Ｓの含有量の下限については特に規定しないが、工業的に鋼中のＳを０％にすることは困難である。
【００６６】
Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）
Ａｌは、ＴｉやＣａ、およびＲＥＭやＺｒに先立ち添加することによって、粒内αの生成に有効な酸化物を形成する上で有用な元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、好ましくは０．００３％以上含有させる必要があり、より好ましくは０．０１０％以上とする。しかしながら、その含有量が過剰であると粗大酸化物が生成して母材およびＨＡＺの靭性が劣化するので、０．０５％以下に抑える必要がある。Ａｌの含有量の好ましい上限は０．０４％、より好ましい上限は０．０３％である。
【００６７】
Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％
Ｔｉは、Ａｌの添加後、Ｃａ、およびＲＥＭやＺｒに先立ち添加することによって、粒内αの生成に有効な酸化物を形成してＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、０．０１０％以上含有させる必要がある。Ｔｉの含有量の好ましい下限は０．１２％、より好ましい下限は０．１５％である。一方、Ｔｉの含有量が過剰であると粗大酸化物が多く生成してＨＡＺ靭性を劣化させるので、０．０８０％以下に抑える必要がある。Ｔｉの含有量の好ましい上限は０．０６０％、より好ましい上限は０．０４０％である。
【００６８】
Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％
Ｃａは、Ｔｉの添加後、３〜２０分後に添加することによって、粒内αの生成に有効な酸化物を形成してＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、０．０００５％以上含有させる必要がある。Ｃａの含有量の好ましい下限は０．０００８％、より好ましい下限は０．００１０％である。一方、Ｃａの含有量が過剰であると粗大酸化物が生成して母材およびＨＡＺの靭性が劣化するので０．０１０％以下に抑える必要がある。Ｃａの含有量の好ましい上限は０．００８％、より好ましい上限は０．００７％である。
【００６９】
Ｎ：０．００２〜０．０２０％
Ｎは、高温で溶け残るＴｉ含有窒化物を形成することによって、母材およびＨＡＺの靭性を確保する上で有用な元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、０．００２％以上含有させる必要がある。Ｎの含有量の好ましい下限は０．００３％、より好ましい下限は０．００４％である。一方、Ｎの含有量が過剰になると、固溶Ｎ量が増大して歪時効によって母材およびＨＡＺの靭性が劣化するので０．０２０％以下に抑える必要がある。Ｎの含有量の好ましい上限は０．０１８％、より好ましい上限は０．０１３％である。
【００７０】
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２％および／またはＺｒ：０．０００１〜０．０２％
ＲＥＭ（希土類元素）およびＺｒは、Ｔｉの添加後、Ｃａの添加に先立って添加することで、粒内αの生成に有効な酸化物を形成してＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。こうした効果は、それらの含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるためには、いずれも０．０００１％以上含有させる必要がある。ＲＥＭおよびＺｒの含有量の好ましい下限は０．０００５％、より好ましい下限は０．００１０％である。一方、これらの元素を過剰に含有させると、酸化物が粗大になって母材およびＨＡＺの靭性を劣化させるため、いずれも０．０２％以下に抑える必要がある。これらの含有量の好ましい上限は０．０１５％、より好ましい上限は０．０１％である。尚、ＲＥＭ（希土類元素）とは、ランタノイド元素（周期律表でＬａからＬｎまでの１５元素）、ＳｃおよびＹを示す。
【００７１】
以上が本発明で規定する必須の含有元素であって、残部は鉄および不可避的不純物である。不可避的不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれるＳｎ、Ａｓ、Ｐｂ等の元素の混入が許容される。また、更に以下に示す元素を積極的に含有させることも有効であり、含有される化学成分（元素）の種類によって厚鋼板の特性が更に改善される。
【００７２】
Ｎｉ：１．５０％以下、Ｃｕ：１．５０％以下、Ｃｒ：１．５０％以下、Ｍｏ：１．５０％以下よりなる群から選ばれる１種以上
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、およびＭｏは、いずれもが鋼板の強度−靭性バランス向上に有効な元素であり、その効果はそれらの含有量が増加するにつれて増大する。こうした効果を有効に発揮させるためには、いずれも０．０５％以上含有させることが好ましく、０．１０％以上含有させることがより好ましい。しかし、Ｎｉは高価な元素でありコストの観点からは１．５０％以下に抑えることが好ましく、１．２０％以下とすることが好ましい。また、Ｃｕ、Ｃｒ、およびＭｏは、それらを過剰に含有させると、強度の過大な上昇を招き、母材およびＨＡＺの靭性を劣化させるため、いずれも１．５０％以下に抑えることが好ましく、１．２０％以下とすることがより好ましい。
【００７３】
Ｎｂ：０．１０％以下および／またはＶ：０．１０％以下
ＮｂおよびＶは、炭窒化物として析出し、γ粒の粗大化を抑制することで、母材靭性を向上させるのに有効な元素である。その効果はそれらの含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるためには、いずれも０．００２％以上含有させることが好ましく、０．００５％以上含有させることがより好ましい。しかし、それらを過剰に含有させると、ＨＡＺ組織の粗大化を招き、ＨＡＺ靭性を劣化させるため、いずれも０．１０％以下に抑えることが好ましく、より好ましくは０．０８％以下、更に好ましくは０．０５％以下とする。
【００７４】
Ｂ：０．００５％以下
Ｂは、粗大な粒界αの生成を抑制することで、母材およびＨＡＺの靭性を向上させるのに有効な元素である。その効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｂは０．００１０％以上含有させることが好ましく、０．００１５％以上含有させることがより好ましい。しかし、Ｂの含有量が過剰になると、オーステナイト粒界でのＢＮの析出を招き、母材およびＨＡＺの靭性を劣化させるため、０．００５％以下に抑えることが好ましい。Ｂの含有量のより好ましい上限は０．００４％、更に好ましい上限は０．００３％である。
【００７５】
本発明は厚鋼板に関する発明であるが、一般に厚鋼板とは、ＪＩＳ２４０２で定義されるように、板厚が３．０ｍｍ以上の鋼板のことを示す。但し、本発明の厚鋼板は、５０ｍｍ以上の板厚の厚鋼板の大入熱溶接を対象として発明されたものであり、対象とする鋼板は、板厚が５０ｍｍ以上の鋼板であるということができるかもしれないが、これらは単に好ましい態様に過ぎず、本発明を３ｍｍ以上５０ｍｍ未満の板厚の厚鋼板へ適用することを排除するものではない。
【実施例】
【００７６】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合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、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００７７】
本発明の実施例では、まず、表１〜表３に示す各成分組成の鋼を、真空溶解炉（Ｎｏ．１〜５４：５０ｋｇＶＩＦ、Ｎｏ．５５〜５７：１５０ｋｇＶＩＦ）によって溶製した後、その溶鋼を用いて鋳片を鋳造し、更にその鋳片を用いて熱間圧延を行うことで、Ｎｏ．１〜５４の場合は板厚５０ｍｍの熱間圧延板を、Ｎｏ．５５〜５７の場合は板厚８０ｍｍの熱間圧延板を得た。この熱間圧延板をオーステナイト・フェライト二相域まで加熱し焼入れを行った後、５０℃で焼戻しを行い、試験用の厚鋼板とした。
【００７８】
この試験用の厚鋼板を製造するにあたり、制御した各条件を表４〜表６に示す。その条件は、Ａｌ添加前の溶鋼中の溶存酸素量［Ｏｆ］、Ａｌ，Ｔｉ，（ＲＥＭ，Ｚｒ），Ｃａの添加順序、Ｔｉ添加からＣａ添加までの時間ｔ１、Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間ｔ２、鋳造時の１５００〜１４５０℃における冷却時間ｔ３、Ａｌ，Ｔｉ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｃａの各添加量である。
【００７９】
尚、適正なＣａの添加量を求めるためのＡ値およびＢ値、厚鋼板が含有するＡｌ，Ｔｉ，Ｃａ，ＲＥＭ，Ｚｒの合計添加量、円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物を所定以上確保するための好ましい条件（［Ｔｉ］＞１６０ｐｐｍ、（［ＲＥＭ］＋［Ｚｒ］）＞５５ｐｐｍ、（０．８≦［Ｔｉ］／［ＲＥＭ］＋［Ｚｒ］）≦１１．８））を満足するか否かについても、併せて示す。
【００８０】
尚、表１〜表３において、ＲＥＭは、質量％で、Ｃｅを５０％程度とＬａを２５％程度含有するミッシュメタルの形態で添加した。また、表１および表２で、「−」は該当元素を添加していないことを示す。
【００８１】
また、表４〜表６において、Ａｌ，Ｔｉ，（ＲＥＭ，Ｚｒ），Ｃａの添加順序は、Ａｌ→Ｔｉ→（ＲＥＭ，Ｚｒ）→Ｃａの順で添加した時を「○」、それ以外の順で添加した時を「×」で示す。尚、Ｎｏ．３３はＣａを添加していないので、添加順序は「−」で示した。
【００８２】
また、Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間ｔ２については、前記したｔａ（分）＜ｔｘ（分）＜ｔ２（分）＜ｔｂ（分）を満足するものを「○」、満足しないものを「×」で示す。また、Ｃａ添加量［Ｃａ］に関しては、前記したＡ≦［Ｃａ］≦Ｂの関係を満足するものを「○」、満足しないものを「×」で示した。
【００８３】
【表１】
【００８４】
【表２】
【００８５】
【表３】
【００８６】
【表４】
【００８７】
【表５】
【００８８】
【表６】
【００８９】
以上の要件で製造した各厚鋼板を用いて、各種大きさの酸化物（酸化物系介在物）の個数密度、Ｔｉ含有窒化物の個数密度、母材中の粒内αの生成率、引張り強度ＴＳ、降伏比ＹＲ、母材靭性およびＨＡＺ靭性を測定により求め出した。これらの測定結果を表７〜表９に示す。
【００９０】
（円相当径が２μｍ未満の酸化物の個数密度の測定）
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ社製の電界放射式走査型電子顕微鏡「ＳＵＰＲＡ３５（商品名）」（以下、ＦＥ−ＳＥＭと呼ぶ）を用いて観察した。その観察条件は、倍率：５０００倍、観察視野：０．００２４μｍ２、観察箇所：２０箇所とした。画像解析によって、この観察視野中の各酸化物の面積を測定し、その面積から各酸化物の円相当径を算出した。尚、各酸化物が上記した成分組成を満足するものであることは、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によって確認した。そして、上記した成分組成を満足する酸化物のうち、円相当径が２μｍ未満となる酸化物の個数（Ｎ１）を１ｍｍ２相当の個数密度に換算して求めた。但し、円相当径が０．２μｍ以下となる酸化物については、ＥＤＸの信頼性が十分でないため、解析から除外した。
【００９１】
（円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物の個数密度の測定）
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、ＦＥ−ＳＥＭを用いて観察した。その観察条件は、倍率：１０００倍、観察視野：０．０６μｍ２、観察箇所：２０箇所とした。画像解析によって、この観察視野中の各酸化物の面積を測定し、その面積から各酸化物の円相当径を算出した。尚、各酸化物が上記した成分組成を満足するものであることは、ＥＤＸによって確認した。そして、上記した成分組成を満足する酸化物のうち、円相当径が２μｍ以上５μｍ未満となる酸化物の個数（Ｎ２）を１ｍｍ２相当の個数密度に換算して求めた。
【００９２】
（円相当径が５μｍ以上の酸化物の個数密度の測定）
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、ＦＥ−ＳＥＭを用いて観察した。その観察条件は、倍率：１０００倍、観察視野：０．０６μｍ２、観察箇所：２０箇所とした。画像解析によって、この観察視野中の各酸化物の面積を測定し、その面積から各酸化物の円相当径を算出した。尚、各酸化物が上記した成分組成を満足するものであることは、ＥＤＸによって確認した。そして、上記した成分組成を満足する酸化物のうち、円相当径が５μｍ以上となる酸化物の個数（Ｎ３）を１ｍｍ２相当の個数密度に換算して求めた。
【００９３】
（Ｔｉ含有窒化物の個数密度の測定）
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置の部位を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて観察した。その観察条件は、倍率：６００００倍、観察視野：２μｍ×２μｍ、観察箇所：５箇所とした。画像解析によって、この観察視野中の各Ｔｉ含有窒化物の面積を測定し、その面積から各Ｔｉ含有窒化物の円相当径を算出した。尚、Ｔｉ含有窒化物であることは、ＥＤＸで分析した際に、ＴｉとＮのピークが検出されるものをＴｉ含有窒化物とした。そして、円相当径が１００ｎｍ以下となるＴｉ含有窒化物の個数（Ｎ４）を１ｍｍ２相当の個数密度に換算して求めた。
【００９４】
（母材の粒内α生成率の測定）
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、光学顕微鏡を用いて観察した。その観察条件は、倍率：４００倍、観察視野：０．０４ｍｍ２、観察箇所：２０箇所とした。２μｍ以上の酸化物について、その酸化物を起点として、一方向以上に放射状に伸びているラス状αの少なくとも一つの中心軸が酸化物周囲のラス状α集団の中心軸平均と１５°以上の差を有する場合、その酸化物は粒内αの起点となったと判断し、（粒内αの起点となった酸化物数）／（全酸化物数）を母材の粒内α生成率とした。
【００９５】
（引張り強度および降伏比の評価）
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から、圧延方向に対して直角の方向にＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号試験片を採取してＪＩＳ Ｚ ２２４１記載の要領で引張り試験を実施し、引張り強度ＴＳ、降伏強度ＹＳを夫々測定した。降伏比ＹＲは、ＹＳ／ＴＳという計算により算出した。本実施例では、求められたＴＳが４９０ＭＰａ以上、ＹＲが８０％未満のものを、機械的特性に優れると評価した。
【００９６】
（母材靭性の評価）
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から、シャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号試験片）を３本ずつ採取（試験片の軸心が前記ｔ／４の位置を通るように採取）し、０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ０）を測定してそれらの平均値を求め、その平均値を各厚鋼板の母材靭性とした。本実施例では、求められたｖＥ０の平均値が２００Ｊ以上のものを、母材靭性に優れると評価した。
【００９７】
（ＨＡＺ靭性の評価）
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から、シャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号試験片）を３本ずつ採取（試験片の軸心が前記ｔ／４の位置を通るように採取）し、再現ＨＡＺ熱サイクルＶノッチシャルピー衝撃試験を行った。再現ＨＡＺ熱サイクル条件は、１４００℃での保持時間を４５秒、８００〜５００℃での冷却時間を８００秒とし、入熱量：１００ｋＪ／ｍｍのエレクトロガスアーク溶接におけるボンド部の熱履歴を模擬した。この熱サイクルを与えた各試験片について、０℃での吸収エネルギー（ｖＥ０）を測定し、３本の試験片の平均値を求めた。本実施例では、求められたｖＥ０の平均値が建築用鋼材に求められる基準である７０Ｊ以上のものを、ＨＡＺ靭性に優れると評価した。
【００９８】
【表７】
【００９９】
【表８】
【０１００】
【表９】
【０１０１】
Ｎｏ．１〜２３、４７〜５７は、本発明の要件を満足する発明例であり、化学成分組成、酸化物およびＴｉ含有窒化物の分散が適切になされており、引張り強度ＴＳ、降伏比ＹＲ、母材靭性、入熱量を１００ｋＪ／ｍｍとした場合のＨＡＺ靭性が、全て本実施例の評価基準を満足している。すなわち、Ｎｏ．１〜２３、４７〜５７は、入熱量が１００ｋＪ／ｍｍ以上となるような大入熱溶接を施した際のＨＡＺ靭性が優れると共に、引張強度が４９０ＭＰａ以上の高強度域において低降伏比を実現でき、更には、良好な母材靭性も確保することができる溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板であるということができる。
【０１０２】
これに対し、Ｎｏ．２４〜４６は、本発明の要件のうちいずれかの要件を満足しない比較例であり、引張り強度ＴＳ、降伏比ＹＲ、母材靭性、入熱量を１００ｋＪ／ｍｍとした場合のＨＡＺ靭性のいずれかで、評価基準を満足していないことが分かる。
【０１０３】
尚、表４〜表６には、円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物を所定以上確保するための好ましい条件（［Ｔｉ］＞１６０ｐｐｍ、（［ＲＥＭ］＋［Ｚｒ］）＞５５ｐｐｍ、（０．８≦［Ｔｉ］／［ＲＥＭ］＋［Ｚｒ］）≦１１．８））を満足するか否かについて○×で示すが、この条件を満足しないＮｏ．３１とＮｏ．３６は、円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物の含有量は、Ｃａを添加しないＮｏ．３３に続いて低いことが分かる。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．４６％以下（０％を含む）、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、Ｎ：０．００２〜０．０２０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２％および／またはＺｒ：０．０００１〜０．０２％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物である厚鋼板であって、
酸素を除く構成元素が、質量％で、１０％＜Ｔｉ、Ａｌ＜２０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％および／または５％＜Ｚｒ＜４０％を満足する酸化物を含有し、且つ、前記酸化物のうち、円相当径が２μｍ未満の酸化物が２００個／ｍｍ２以上、円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物が３０〜７０個／ｍｍ２、円相当径が５μｍ以上の酸化物が３０個／ｍｍ２未満存在すると共に、
Ｔｉ含有窒化物を含有し、且つ、前記Ｔｉ含有窒化物のうち、円相当径が１００ｎｍ以下のＴｉ含有窒化物が５×１０６個／ｍｍ２以上存在することを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
【請求項２】
更に、質量％で、Ｎｉ：１．５０％以下、Ｃｕ：１．５０％以下、Ｃｒ：１．５０％以下、Ｍｏ：１．５０％以下よりなる群から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
【請求項３】
更に、質量％で、Ｎｂ：０．１０％以下および／またはＶ：０．１０％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
【請求項４】
更に、質量％で、Ｂ：０．００５％以下を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．４６％以下（０％を含む）、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、Ｎ：０．００２〜０．０２０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２％および／またはＺｒ：０．０００１〜０．０２％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物である厚鋼板であって、
酸素を除く構成元素が、質量％で、１０％＜Ｔｉ、Ａｌ＜２０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％および／または５％＜Ｚｒ＜４０％を満足する酸化物を含有し、且つ、前記酸化物のうち、円相当径が２μｍ未満の酸化物が２００個／ｍｍ２以上、円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物が３０〜７０個／ｍｍ２、円相当径が５μｍ以上の酸化物が３０個／ｍｍ２未満存在すると共に、
Ｔｉ含有窒化物を含有し、且つ、前記Ｔｉ含有窒化物のうち、円相当径が１００ｎｍ以下のＴｉ含有窒化物が５×１０６個／ｍｍ２以上存在することを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
【請求項２】
更に、質量％で、Ｎｉ：１．５０％以下、Ｃｕ：１．５０％以下、Ｃｒ：１．５０％以下、Ｍｏ：１．５０％以下よりなる群から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
【請求項３】
更に、質量％で、Ｎｂ：０．１０％以下および／またはＶ：０．１０％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
【請求項４】
更に、質量％で、Ｂ：０．００５％以下を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
【公開番号】特開２０１２−９２４２２（Ｐ２０１２−９２４２２Ａ）
【公開日】平成２４年５月１７日（２０１２．５．１７）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１１−４４０７５（Ｐ２０１１−４４０７５）
【出願日】平成２３年３月１日（２０１１．３．１）
【出願人】（０００００１１９９）株式会社神戸製鋼所 (5,860)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２４年５月１７日（２０１２．５．１７）
【国際特許分類】
【出願日】平成２３年３月１日（２０１１．３．１）
【出願人】（０００００１１９９）株式会社神戸製鋼所 (5,860)
【Ｆターム（参考）】
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