(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．０７５％、
Ｓｉ：０．１１〜０．４０％、
Ｍｎ：０．１〜１．３％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００３％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．０５％、
Ｃｒ：２．０〜５．０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｎ：０．００２〜０．００７％を含有し、
Ｂの含有量が３ｐｐｍ以下であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上の大入熱溶接熱影響部の靭性と小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性に優れた高強度厚鋼板。
【請求項２】
鋼組成に、質量％でさらに、
Ｃｕ：０．０５〜０．９％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｖ：０．０１〜０．１％、
の１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上の大入熱溶接熱影響部の靭性と小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性に優れた高強度厚鋼板。
【請求項３】
鋼組成に、質量％でさらに、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｃａ：０．００５％以下、
Ｍｇ：０．００５％以下、
の１種または２種以上を含有する、請求項１または２に記載の、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上の大入熱溶接熱影響部の靭性と小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性に優れた高強度厚鋼板。
【請求項４】
請求項１乃至３のいずれか一つに記載した鋼組成からなる鋳片または鋼片を、１０００〜１２５０℃に再加熱後、圧延終了温度が７５０℃以上となる熱間圧延を行うことを特徴とする、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上の大入熱溶接熱影響部の靭性と小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。
【請求項５】
熱間圧延後、Ａｃ３変態点以上に再加熱し、保持後、室温まで冷却することを特徴とする、請求項４記載の引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上の大入熱溶接熱影響部の靭性と小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。
【請求項６】
更に、４００〜６５０℃で焼戻すことを特徴とする請求項４または５に記載の引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上の大入熱溶接熱影響部の靭性と小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、建築、橋梁、造船、海洋構造物、ラインパイプ等に供して好適な引張強さが７８０ＭＰａ以上で板厚１２ｍｍ以上の高強度厚鋼板に係り、特に、溶接入熱４００ｋＪ／ｃｍを超える１層の大入熱溶接で溶接熱影響部の靭性に優れ、かつ小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性にも優れる鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
建築、土木および橋梁等の各分野で使用される鋼構造物は、一般に溶接接合によって所望形状に仕上げられている。このような構造物においては、安全性の観点から、使用される鋼材の母材の機械的特性は勿論のこと、溶接部の性能に優れることが要求される。
【０００３】
一般的な溶接接合方法として、被覆アーク溶接法やＭＩＧ、ＭＡＧといったガスシールドアーク溶接法などの小入熱溶接法が広く用いられている。これらの溶接方法を鋼材に適用した場合には、溶接熱影響部では溶融点直下の高温オーステナイト域まで加熱された後、ただちにＡｒ１点以下の低温域にまで急速に冷却されるため、溶接熱影響部が硬化し、低温割れ性が低下することが問題となる。特に、鋼材の強度を確保するために、ＣやＢなど鋼板の焼入れ性を高めるための合金元素を多量に添加した引張強さが７８０ＭＰａを超える高張力鋼板においては、小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性の低下が顕著となる。
【０００４】
一方で、近年、建築構造物の大型化に伴い、溶接施工の能率向上と施工コストの低減の観点から、１層大入熱溶接の適用範囲が拡大し、例えば、建築構造の柱−梁溶接では、２電極サブマージアーク溶接などの溶接入熱が４００ｋＪ／ｃｍを超えるような大入熱溶接が適用されている。
【０００５】
また、大地震が頻発することから建築構造物の耐震性向上も重要な課題で、溶接継手部で、高い靭性を有することが要求されるようになっている。例えば、柱−梁接合部については、試験温度０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが７０Ｊを超えることが要求されている。
【０００６】
鋼材に大入熱溶接を適用した場合、最も靭性が劣化する領域は溶接熱影響部のボンド部で、溶接時に溶融点直下の高温に曝されるため、オーステナイトの結晶粒が最も粗大化し易く、また引き続き、非常に遅い冷却速度（例えば、板厚５０ｍｍを２電極サブマージア−ク溶接の１層溶接で入熱約５００ｋＪ／ｃｍで冷却した場合は８００℃〜５００℃の冷却速度が０．４℃／ｓｅｃ程度）となるため、島状マルテンサイトを含む脆弱な上部ベイナイト組織に変態し易いことが靭性低下の原因となっている。特に、ベイナイトラス間に生成した、針状に伸長した島状マルテンサイトは、脆性破壊の伝播経路となり、靭性に対して非常に有害な組織である。
【０００７】
特に、強度を高めるためにＢを添加した鋼板では、大入熱溶接の冷却過程で固溶Ｎと固溶Ｂが結合してＢＮとして析出し、固溶Ｂによる焼入れ性を高める効果が消失する。このため、Ｂを添加した引張強さが７８０ＭＰａ級の鋼材では、溶接熱影響部での島状マルテンサイト生成が助長され、一層靭性の低下が問題となる。
【０００８】
特許文献１は７００ＭＰａ超級非調質厚鋼板およびその製造方法に関し、鋼組成を極低炭素でかつ高合金元素とし、鋼板のミクロ組織をベイニティックフェライト相とすることにより、高強度と熱影響部で高靭性を達成することが記載されている。
【０００９】
特許文献２は溶接性に優れた低降伏比高張力鋼板に関し、鋼中に焼入れ性元素であるＭｎ、ＣｒおよびＭｏを添加するとともに、介在物制御の観点からＮ、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆを厳格に制御することにより、溶接割れ性、溶接部高靭性と、鋼板の高強度低降伏比を達成することが記載されている。
【００１０】
特許文献３は溶接性に優れた高張力鋼の製造方法に関し、Ｃｕの析出硬化を活用して炭素当量を低下させて、高強度化と高溶接性および大入熱溶接部の高靭性を達成することが記載されている。
【００１１】
特許文献４は大入熱溶接部の熱影響部靭性が優れた低降伏比高張力鋼板およびその製造方法に関し、鋼板のミクロ組織を粒界析出フェライトとベイナイトとすることにより、鋼板の高強度、低降伏比と、大入熱溶接部の高靭性を達成することが記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１２】
【特許文献１】特開２００４−２３２０５６号公報
【特許文献２】特開２００１−２２６７４０号公報
【特許文献３】特開平５−１６３５２７号公報
【特許文献４】特開平９−２０２９３６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
しかしながら、特許文献１および特許文献２に記載された製造方法では、溶接入熱量が４００ｋＪ／ｃｍを超える１層大入熱溶接の溶接熱影響部での高靭性を安定して達成することが困難である。また、Ｂを添加しているために、大入熱溶接部ではＢＮ生成により、焼入れ性が低下し、島状マルテンサイトの生成が助長され、大入熱溶接熱影響部の靭性が不十分である。一方、小入熱溶接熱影響部では、極微量の添加で焼入れ性を大きく上昇する効果を有する固溶Ｂが焼入れ性上昇に有効なため、耐硬化特性に劣る。
【００１４】
特許文献３に記載された技術では、Ｃｕの多量添加が不可欠であり、圧延中の鋼板表面割れ等、表面性状が劣化するだけでなく、Ｂを添加しているために、大入熱溶接部ではＢＮ生成により、焼入れ性が低下し、島状マルテンサイトの生成が助長され、大入熱溶接熱影響部の靭性が不十分である。一方、小入熱溶接熱影響部では、極微量の添加で焼入れ性を大きく上昇する効果を有する固溶Ｂが焼入れ性上昇に有効なため、耐硬化特性に劣る。
【００１５】
特許文献４に記載された技術では、鋼板および大入熱溶接継手において７８０ＭＰａ以上の高強度を満足することが困難である。
【００１６】
そこで、本発明は、溶接入熱量が４００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接の溶接熱影響部での高靭性を安定して達成するとともに、溶接入熱量が３０ｋＪ／ｃｍ未満の小入熱溶接熱影響部での耐硬化特性に優れた引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度厚鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
本発明者らは、上記課題を達成するため、厚鋼板を対象に母材強度、１層大入熱熱影響部の靭性、および小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性を決定する各種要因に関して鋭意研究を行い、以下の知見を得た。
１．母材が７８０ＭＰａ以上の引張強さで、溶接入熱量が４００ｋＪ／ｃｍを超える１層大入熱溶接部での、試験温度０℃のシャルピー衝撃エネルギーが７０Ｊ以上を安定して達成するためには、鋼組成を適切に選定して、大入熱溶接熱影響部の上部ベイナイト組織中に、生成する脆化組織である針状の島状マルテンサイトの形態を制御することが重要である。
２．まず、鋼材に大入熱溶接を適用した場合に、結晶粒の粗大化を抑制することが重要で、これにより、上部ベイナイト組織および島状マルテンサイト組織の粗大化を抑制する効果も有する。このためには、ＴｉとＮを適量添加して、鋼中にＴｉＮを分散することにより、結晶粒の成長を抑制することができる。
３．ただし、大入熱溶接時の溶融境界線の極近傍では、一部のＴｉＮが溶解し、固溶Ｎが生成するため、鋼板の高強度化のために固溶Ｂを利用していると、固溶Ｎと結合してＢＮが析出し、溶融境界線の極近傍で焼入れ性が極端に低下するため、島状マルテンサイトの生成が促進し、靭性が顕著に劣化する。このため、鋼板には実質的にＢを添加しないことが重要である。
４．さらに、島状マルテンサイトの生成量を支配するＣ添加量の上限を厳格に管理するだけでなく、Ｃｒを積極的に添加することにより、島状マルテンサイトの形態を制御することができる。
【００１８】
具体的には、Ｃｒを２．０％以上添加することにより、島状マルテンサイト中のＣ濃度が低下し、島状マルテンサイト自体の硬さが低下するとともに、ベイナイトラスが湾曲し、島状マルテンサイトの形状が針状から粒状に変化するため、靭性に対する有害性が顕著に低下する。
【００１９】
図１は、再現大入熱溶接熱影響部（入熱量４００ｋＪ／ｃｍ相当）のミクロ組織を示し、（ａ）は１．０２Ｃｒ系(鋼Ｎｏ．Ａ）の場合、（ｂ）は３．０５Ｃｒ系(鋼Ｎｏ．Ｂ）の場合を示す。１．０２Ｃｒ系鋼(鋼Ｎｏ．Ａ）では、上部ベイナイト組織中に生成する島状マルテンサイトが脆性破壊の伝播を助長する針状に伸長した形態となり、一方、３．０５Ｃｒ系鋼(鋼Ｎｏ．Ｂ）では、生成する島状マルテンサイトが粒状となり、脆性破壊の伝播を抑制する効果を有する。
【００２０】
表３に、１．０２Ｃｒ系鋼(鋼Ｎｏ．Ａ）と３．０５Ｃｒ系鋼(鋼Ｎｏ．Ｂ）の島状マルテンサイト形態の定量評価と再現熱サイクル試験後のシャルピー衝撃試験結果（０℃における吸収エネルギー（ｖＥｏ）の３本の個値と平均値）を示す。１．０２Ｃｒ系鋼(鋼Ｎｏ．Ａ）では、島状マルテンサイトの面積分率が１０．９％、平均サイズが３．３μｍ、アスペクト比が９．３であった。一方、３．０５Ｃｒ系鋼(鋼Ｎｏ．Ｂ）では、島状マルテンサイトの面積分率が１１．３％、平均サイズが２．６μｍ、アスペクト比が２．１であった。３．０５Ｃｒ系鋼(鋼Ｎｏ．Ｂ）は平均値１３１Ｊが得られたが、１．０２Ｃｒ系鋼(鋼Ｎｏ．Ａ）は平均値２４Ｊであった。
表１に供試鋼の化学成分を、表２に、試験片に付与した再現熱サイクルパターンを示す。再現熱サイクルパターンは後述する２電極サブマージアーク溶接の１層溶接の熱サイクルパターン（板厚５０ｍｍ、溶接入熱４５０ｋＪ／ｃｍ）に相当し、室温から１４００℃まで３０ｓで等速加熱後、１４００℃で１ｓ保持した後、冷却を開始し、１４００℃から８００℃まで３００ｓ、８００℃から５００℃まで５５０ｓ、５００℃から２００℃まで９５０ｓで等速冷却した後、室温まで放冷した。
尚、島状マルテンサイトは、試料にレペラ腐食（ＪＯＵＲＮＡＬ  ＯＦ  ＭＥＴＡＬＳ、Ｍａｒｃｈ、１９８０、ｐ．３８−３９）を実施して倍率１０００倍の光学顕微鏡で観察して同定し、平均面積分率、平均サイズ、平均アスペクト比は、倍率１０００倍の光学顕微鏡で撮影した画像を画像解析装置を用いて求めた。平均サイズは平均円相当径で評価した。
【００２１】
【表１】
0005903907.tif 000002
【００２２】
【表２】
0005903907.tif 000003
【００２３】
【表３】
0005903907.tif 000004
【００２４】
３．小入熱溶接熱影響部で優れた耐硬化特性を達成するためには、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ等の焼入れ性向上元素の添加量を厳格に管理するだけでなく、極微量の添加で焼入れ性を大きく上昇し、ひいては小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性を顕著に低下させる効果を有するＢを実質的に無添加とすることが重要である。
【００２５】
本発明は、得られた知見に、さらに検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．０７５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．４０％、
Ｍｎ：０．１〜１．３％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００３％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．０５％、
Ｃｒ：２．０〜５．０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｎ：０．００２〜０．００７％を含有し、
実質的にＢを含まず、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上の大入熱溶接熱影響部の靭性と小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性に優れた高強度厚鋼板。
２．鋼組成に、質量％でさらに、
Ｃｕ：０．０５〜０．９％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｖ：０．０１〜０．１％、
を含有する、１に記載の、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上の大入熱溶接熱影響部の靭性と小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性に優れた高強度厚鋼板。
３．鋼組成に、質量％でさらに、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｃａ：０．００５％以下、
Ｍｇ：０．００５％以下、
を含有する、１または２に記載の、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上の大入熱溶接熱影響部の靭性と小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性に優れた高強度厚鋼板。
４．１乃至３のいずれか一つに記載した鋼組成からなる鋳片または鋼片を、１０００〜１２５０℃に再加熱後、圧延終了温度が７５０℃以上となる熱間圧延を行うことを特徴とする、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上の大入熱溶接熱影響部の靭性と小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。
５．熱間圧延後、Ａｃ３変態点以上に再加熱し、保持後、室温まで冷却することを特徴とする、４記載の引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上の大入熱溶接熱影響部の靭性と小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。
６．更に、４００〜６５０℃で焼戻すことを特徴とする４または５に記載の引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上の大入熱溶接熱影響部の靭性と小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２６】
本発明によれば、引張強さ７８０ＭＰａ以上を有し、溶接入熱量が４００ｋＪ／ｃｍを超える１層大入熱溶接部の靭性と小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性に優れた、板厚１２ｍｍ以上の厚鋼板が得られ、鋼構造物の大型化、鋼構造物の耐震性、安全性、溶接施工能率向上に大きく寄与し、産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【００２７】
【図１】再現大入熱溶接熱影響部（入熱量４００ｋＪ／ｃｍ相当）のミクロ組織を示す図で、（ａ）は１．９８Ｍｎ−１．０２Ｃｒ系の場合、（ｂ）は０．３２Ｍｎ−３．０５Ｃｒ系の場合を示す図。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２８】
本発明では成分組成を規定する。説明において％は質量％とする。
【００２９】
［成分組成］
Ｃ：０．０３〜０．０７５％
Ｃは、鋼の強度を増加させ、構造用鋼材として必要な強度を確保するために必要な元素でその効果を得るため、０．０３％以上の含有を必要とする。
【００３０】
一方、０．０７５％を超える含有は、大入熱溶接熱影響部におけるミクロ組織中の島状マルテンサイトの面積分率が増大し、靭性を顕著に劣化させる。また、小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性を劣化させるとともに、母材の低温靭性も劣化させるため、０．０３〜０．０７５％の範囲に限定する。好ましくは、０．０３５〜０．０７％である。
【００３１】
Ｓｉ：０．０１〜０．４０％
Ｓｉは、脱酸材として作用し、製鋼上、少なくとも０．０１％必要であるが、０．４０％を超えて含有すると、母材の靭性、小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性が劣化するだけでなく、大入熱溶接熱影響部のミクロ組織中の島状マルテンサイトが増大し、熱影響部靭性が顕著に劣化するため、０．０１〜０．４０％の範囲に限定する。好ましくは、０．０５〜０．３５％である。
【００３２】
Ｍｎ：０．１〜１．３％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を増加させる効果を有し、母材の強度を確保するために０．１％以上は必要である。一方、１．３％を超えて含有すると、母材の靭性および溶接性が著しく劣化するだけでなく、溶接熱影響部では粗大で針状の島状マルテンサイトの生成を促進し靭性を顕著に劣化させるため、０．１〜１．３％の範囲に限定する。好ましくは、０．２〜１．２５％である。
【００３３】
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、鋼の強度を増加させ靭性を劣化させる元素で、特に大入熱溶接熱影響部では島状マルテンサイトの生成を助長する効果を有し、靭性を劣化させるので、０．０１５％を上限とし、可能なかぎり低減することが望ましい。尚、過度のＰ低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、０．００２％以上とすることが望ましい。
【００３４】
Ｓ：０．００３％以下
Ｓは母材の低温靭性や延性を劣化させるため、０．００３％を上限として可能なかぎり低減することが望ましい。
【００３５】
Ａｌ：０．０１〜０．０５％
Ａｌは、脱酸剤として作用し、高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスに於いて、もっとも汎用的に使われる。また、鋼中のＮをＡｌＮとして固定し、母材および大入熱溶接熱影響部の靭性向上に寄与する。このような効果を得るため、０．０１％以上を含有する。
【００３６】
一方、０．０５％を超えて含有すると、母材の靭性が低下するとともに、溶接時に溶接金属部に混入して、溶接金属の靭性を劣化させるため、０．０５％以下に限定する。好ましくは、０．０１５〜０．０４５％である。
【００３７】
Ｃｒ：２．０〜５．０％
Ｃｒは、本発明では、Ｂを実質的に含まず母材の引張強さ７８０ＭＰａ以上を確保する上で強度向上のために添加が必要であるだけでなく、Ｃｒを含有させることにより母材および溶接部の島状マルテンサイトの靭性に対する有害性を顕著に低下させる重要な元素である。まず、大入熱溶接熱影響部において、ベイナイトラスを湾曲化させる効果を介して島状マルテンサイトの形態を針状から塊状へと変化させる。また、高温域での炭素の拡散速度を顕著に低下させる効果を有することから島状マルテンサイトの硬さを低下させる。これらの効果を得るため、２．０％以上を含有する。一方、５．０％を超えて含有すると、母材の靭性および溶接性が著しく劣化するため、２．０〜５．０％の範囲に限定する。好ましくは、２．１〜４．８％である。
【００３８】
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉは、Ｎとの親和力が強く凝固時にＴｉＮとして析出し、大入熱溶接熱影響部でのオーステナイト粒の粗大化を抑制して高靭化に寄与する。このような効果を確保するため、０．００５％以上を添加する。
【００３９】
一方、０．０３％を超えて添加するとＴｉＮ粒子が粗大化して、オーステナイト粒の粗大化抑制効果が飽和するため、０．００５〜０．０３％とする。好ましくは、０．００８〜０．０２５％である。
【００４０】
Ｎ：０．００２〜０．００７％
ＮはＴｉＮを形成するため必要で、大入熱溶接熱影響部でのオーステナイト粒の粗大化抑制に必要なＴｉＮ量を確保するため、０．００２％以上とする。
【００４１】
一方、０．００７％を超えて含有すると、固溶Ｎ量の増加により、母材および溶接部靭性が著しく低下するため、０．００７％以下に限定する。好ましくは、０．００２５〜０．００６５％である。
【００４２】
以上が本発明の基本成分組成で、残部Ｆｅおよび不可避的不純物とする。なお、Ｂは不可避的不純物として混入する場合でも、大入熱溶接熱影響部靭性の靭性を劣化させたり、小入熱溶接熱影響部を硬化させるので、本発明では不可避的不純物としてＢを３ｐｐｍ以下とする、実質的にＢを含まない成分組成とする。更に特性を向上させる場合、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇ：の１種または２種以上を含有することができる。
【００４３】
Ｃｕ：０．０５〜０．９％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．０１〜０．１％の１種または２種以上
ＣｕおよびＮｉは、高靭性を保ちつつ強度を増加させることが可能な元素で、大入熱溶接熱影響部靭性や耐低温割れ性への影響も小さい。Ｃｕを添加する場合は、そのような効果を得るため、０．０５％以上とし、０．９％を超えると熱間脆性を生じて鋼板の表面性状を劣化させるため、添加する場合は、０．０５〜０．９％とする。尚、好ましくは０．１〜０．７％である。
【００４４】
Ｎｉを添加する場合は、そのような効果を得るため、０．０５％以上とし、１．０％を超えると、効果が飽和し、経済的に不利になるため、添加する場合は、０．０５〜１．０％とする。尚、好ましくは０．１〜０．９％である。
【００４５】
Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖは、いずれも鋼の強度向上に寄与する元素である。Ｍｏを添加する場合、０．０５％以上含有することが好ましいが、１．０％を超えると、母材靭性および溶接性に悪影響を及ぼすため、添加する場合は、０．０５〜１．０％とする。
【００４６】
Ｎｂを添加する場合、０．００５％以上含有することが好ましいが、０．０５％を超えると、大入熱溶接熱影響部では島状マルテンサイトの生成を助長して、靭性を劣化させるため、添加する場合は、０．００５％以上、０．０５％以下とする。
【００４７】
Ｖを添加する場合、０．０１％以上含有することが好ましいが、０．１％を超えると、母材靭性および大入熱熱影響部靭性を劣化させるため、添加する場合は、０．０１％以上、０．１％以下とする。
【００４８】
ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｃａ：０．００５％以下およびＭｇ：０．００５％以下の１種または２種以上
ＲＥＭ、ＣａおよびＭｇは、いずれも靭性向上に寄与し、所望する特性に応じて選択して添加する。
【００４９】
ＲＥＭ：０．０２％以下
ＲＥＭを、添加する場合、０．００２％以上とすることが好ましいが、０．０２％を超えても効果が飽和するため、添加する場合は０．０２％を上限とする。
【００５０】
Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは、酸硫化物の形態制御に有効であり、靭性に悪影響を及ぼす粗大なＭｎＳ等の生成を抑制して、微細なＣａ酸硫化物を形成するとともに、大入熱溶接熱影響部のオーステナイト結晶粒を微細化して、靭性を向上させる有用な元素である。このような効果を得るためには０．０００５％以上を添加する。一方、０．００５％を超えると、Ｃａ酸硫化物が粗大化し靭性に悪影響を及ぼすため、添加する場合は、０．０００５〜０．００５％に限定する。好ましくは、０．０００８〜０．００４５％である。
【００５１】
Ｍｇ：０．００５％以下
Ｍｇは、大入熱溶接熱影響部のオーステナイト結晶粒を微細化して靭性を向上させる有用な元素で、添加する場合は、０．００１％以上とすることが好ましい。一方、０．００５％を超えても効果が飽和するため、０．００５％を上限とする。上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
【００５２】
［製造条件］
説明において、温度「℃」は、板厚の１／２における温度を意味するものとする。
【００５３】
鋼素材加熱温度：１０００℃〜１２５０℃
上述した組成の鋳片または鋼片を転炉、電気炉、真空溶解炉等、通常公知の方法による溶鋼から製造し、１０００℃〜１２５０℃に再加熱する。
【００５４】
再加熱温度が１０００℃未満では、熱間圧延での変形抵抗が高く、１パス当たりの圧下量が大きく取れず、圧延パス数が増加し、圧延能率が低下する。また、鋼素材（スラブ）中の鋳造欠陥を圧着することができない場合が生じる。一方、再加熱温度が１２５０℃を超えると、加熱時のスケールによって表面疵が生じやすく、圧延後の手入れ負荷が増大するため、１０００〜１２５０℃の範囲とする。
【００５５】
熱間圧延：圧延終了温度７５０℃以上
圧延終了温度が７５０℃未満の場合、変形抵抗が高くなるため、圧延荷重が増大し、圧延機への負担が大きくなる。また、厚肉材を７５０℃未満の圧延温度まで低下させるためには、圧延途中で待機する必要があり、生産性を大きく阻害する。このため、圧延終了温度を７５０℃以上とした。
【００５６】
なお、板厚が７０ｍｍを超える極厚鋼板の場合には、熱間圧延においてザク圧着のために１パスあたりの圧下率が１５％以上となる圧延パスを少なくとも１パス以上確保することが望ましい。
【００５７】
熱間圧延後の冷却方法および熱処理方法は、引張強さ（ＴＳ）として７８０ＭＰａ以上が得られるように、板厚に応じて、１．熱間圧延後、空冷、２．熱間圧延後、加速冷却、３．熱間圧延後、直接焼入れ、４．熱間圧延後、再加熱後の焼きならし、５．熱間圧延後、再加熱焼入れ、６．２、３、４、５については、更に焼戻し処理のいずれかを適宜選定する。
【００５８】
熱間圧延後、加速冷却する場合、冷却速度が６０℃／ｓを超えると、鋼板位置毎の冷却速度制御が困難となり、材質ばらつきが生じるため、６０℃／ｓ未満とすることが望ましい。冷却速度は板厚方向の各位置における冷却速度を平均した平均冷却速度とする。
【００５９】
再加熱、焼きならし、もしくは焼入れ処理のいずれかを施す場合、再加熱温度はＡｃ３変態点以上とするが１１００℃以上になると鋼板表面性状が劣化するために、好ましくは１１００℃未満とする。また、保持時間は、１ｈｒ以上になるとオーステナイト粒の粗大化により、母材の靭性が劣化するので１ｈｒ未満が望ましく、熱処理炉内の均熱が良ければ、短時間の保持でも良い。
【００６０】
熱間圧延後、直接焼入れまたは熱間圧延後、再加熱焼入れ後を施す場合の平均冷却速度は条切り歪を低減するという観点から８０℃／ｓ以下とすることが望ましい。なお、Ａｃ３点は化学組成との相関が概ね次（２）式で整理できる。
Ａｃ３＝８５４−１８０Ｃ＋４４Ｓｉ−１４Ｍｎ−１７．８Ｎｉ−１．７Ｃｒ  （２）
（ただし、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ：各合金元素の含有量（質量％））
焼もどし処理を施す場合は引張り強さ７８０ＭＰａ以上が確保されるように焼戻し温度と保持時間を選定する。母材の靭性および延性を向上させるため、焼もどし温度を４００℃以上とするが、６５０℃を超えると母材強度が大幅に低下し、引張り強さ７８０ＭＰａ以上が確保されなくなるため、４００℃以上、６５０℃以下とする。
【００６１】
保持時間は、１ｈｒ以上になると、母材強度が大幅に低下するので、１ｈｒ以内が望ましく、熱処理炉内の均熱が良ければ、短時間の保持でもかまわない。
【００６２】
上述した製造方法のいずれかにより得られる鋼板のミクロ組織はベイニティックフェライトあるいはベイニティックフェライトとマルテンサイトの混合組織である。パーライトおよびセメンタイト等の組織が混在すると強度が低下するが、面積率で１５％以下であり、影響は無視できる。また、ベイニティックフェライト中に、硬質第２相として混在する島状マルテンサイトは面積分率で５％以下であって靭性の低下は生じていない。
【実施例】
【００６３】
転炉-取鍋精錬-連続鋳造法で、表４に示す種々の成分組成に調製した鋼スラブを、表５に示す種々の熱間圧延条件により板厚５０ｍｍの鋼板とし、一部の鋼板には、熱処理を施した。
【００６４】
各鋼板の板厚（ｔ）の１/４位置（板厚１/４位置、板厚方向１/４・ｔと言う場合がある）から、ＪＩＳ４号引張試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１（１９９８年）の既定に準拠して引張試験を実施し、引張特性を調査した。
【００６５】
また、同じく各鋼板の板厚１/４位置から、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０２（１９９８年）の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２（１９９８年）の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０）（３本平均値）を求め、母材靭性を評価した。
【００６６】
また、各鋼板の板厚１/４位置から再現熱サイクル試験片を採取し、表２に示した再現熱サイクルを付与した。再現熱サイクル試験後のサンプルより、ミクロ観察用のサンプルおよびＪＩＳ  Ｚ  ２２０２（１９９８年）の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２（１９９８年）の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０）（３本平均値）を求めた。ミクロ組織の観察は、試料にレペラ腐食（ＪＯＵＲＮＡＬ  ＯＦ  ＭＥＴＡＬＳ、Ｍａｒｃｈ、１９８０、ｐ．３８−３９）を実施して倍率１０００倍の光学顕微鏡で観察して、島状マルテンサイトを同定し、平均面積分率、平均サイズ、平均アスペクト比は、倍率１０００倍の光学顕微鏡で撮影した画像を画像解析装置を用いて求めた。平均サイズは平均円相当径で評価した。
【００６７】
また、各鋼板から採取した継手用試験板に、Ｖ開先を施し、２電極サブマージアーク溶接（溶接入熱量：４５０ｋＪ/ｃｍ）の１層溶接により、溶接継手を作製し、シャルピー衝撃試験と硬さ試験を行った。
【００６８】
シャルピー衝撃試験は切欠き位置を板厚方向１/４・ｔのボンド部とするＪＩＳ４号衝撃試験片を採取し、試験温度：０℃で実施し、継手ボンド部の０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０）（３本平均値）を求めた。
【００６９】
さらに、得られた各厚鋼板から、ＪＩＳ Ｚ ３１０１（１９９０年）に準拠して、被覆アーク溶接による溶接熱影響部の最高硬さ試験を実施した。なお、試験片形状は１号試験材を用い、室温（２５℃）にて試験を実施した。また、供給ワイヤは、ＪＩＳ Ｚ ３２１２相当を使用した。
【００７０】
本発明範囲は、母材の引張り強さ（ＴＳ）：７８０ＭＰａ以上、母材靭性（０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０）（３本平均値））：７０Ｊ以上、再現熱サイクル試験後の０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０）（３本平均値）：７０Ｊ以上、サブマージアーク溶接継手ボンド部の０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０）（３本平均値）：７０Ｊ以上、溶接熱影響部の最高硬さ試験結果：ＨＶ（９８Ｎ）≦３５０とした。
【００７１】
得られた結果を、表６に示す。鋼Ｎｏ．１〜８−１は発明例でいずれも、引張強さ７８０ＭＰａ以上、且つ高強度、且つ高靭性の母材特性を有する。
【００７２】
また、溶接入熱：４５０ｋＪ/ｃｍの１層大入熱溶接施工を施した場合であっても、ボンド部でのｖＥ０が７０Ｊ以上と優れた溶接熱影響部靭性が得られる。
【００７３】
さらに、被覆アーク溶接熱影響部の最高硬さがＨＶ３５０以下と、優れた小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性が得られることが認められる。
【００７４】
一方、本発明の範囲を外れる比較例（鋼Ｎｏ．８−２、９〜１８）は、母材強度、母材靭性、再現熱サイクル靭性、大入熱溶接部靭性、小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性の、いずれか、あるいは複数の特性が目標値を満足しない。
【００７５】
【表４】
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【００７６】
【表５】
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【００７７】
【表６】
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【図１】
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