(57)【要約】【課題】  耐ガス切断割れ性および大入熱溶接継手靭性に優れ、且つ音響異方性が小さく、しかも塑性変形能が大きい、引張強さ５９０ＭＰａ級の高張力鋼板を製造するための有な方法を提供する。【解決手段】  化学成分組成を適切に制御した鋼素材を、９５０〜１３００℃の温度範囲に加熱し、次いで所定の式で示されるオーステナイト未再結晶化温度ｔ（℃）以下の温度範囲での累積圧下率を６０％以下として、（オーステナイト未再結晶化温度ｔ−８０℃）以上、１１００℃以下で圧延を終了した後、７８０℃以上の温度から３℃／秒以上の冷却速度で３００℃以下になるまで直接焼入れを行い、引き続き７６０〜８４０℃の温度範囲において再加熱度焼入れを行った後、４５０〜５５０℃の温度範囲にて焼き戻す。【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０１５〜０．０４５％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．４％以下（０％を含む）、Ｍｎ：０．８〜１．６％、Ｃｒ：０．５〜１．３％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０８％以下（０％を含む）、Ｂ：０．０００４〜０．００３％、Ｃｕ：０．５〜０．９５％、Ｎｉ：０．７〜５．０％（但し、Ｎｉ含有量[Ni]とＣｕ含有量[Cu]の比[Ni]/[Cu]≧１）、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％および下記（１）式を満足するＮを夫々含有すると共に、実質的にＮｂおよびＭｏを含まず、且つ下記（２）式で示されるＣＥN値が０．２７〜０．３３％の範囲内にある化学成分組成を有する鋼素材を、９５０〜１３００℃の温度範囲に加熱し、次いで下記（３）式で示されるオーステナイト未再結晶化温度ｔ（℃）以下の温度範囲での累積圧下率を６０％以下として、（オーステナイト未再結晶化温度ｔ−８０℃）以上、１１００℃以下で圧延を終了した後、７８０℃以上の温度から３℃／秒以上の冷却速度で３００℃以下になるまで直接焼入れを行い、引き続き７６０〜８４０℃の温度範囲において再加熱度焼入れを行った後、４５０〜５５０℃の温度範囲にて焼き戻すことを特徴とする耐ガス切断割れ性および大入熱溶接継手靭性に優れ且つ音響異方性の小さい低降伏比高張力鋼板の製造方法。
[Ti]×14.0/47.9−0.001≦[N]≦[Ti]×14.0/47.9＋[B]×14.0/10.8      ‥（１）
但し、[Ti]，[N]，および[B]は、夫々Ｔｉ，ＮｉおよびＢの含有量（質量％）を示す。
ＣＥN=[C]+A(c)・[[Si]/24+[Mn]/6+[Cu]/15+[Ni]/20+([Cr]+[V])/5+5[B]]  ‥（２）
但し、A(c)= 0.75+0.25・tanh[20([C]-0.12)]であり、[C]，[Si]，[Mn]，[Cu]，[Ni]，[Cr]，[V]および[B]は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，ＶおよびＢの含有量（質量％）を示す。
Ｔ（℃）=887+464[C]+(732×[V]-230×√[V])+890×[Ti]+363[sol.Al]-357×[Si]
‥（３）
但し、[C]，[V]，[Ti]，[sol. Al]および[Si]は、夫々Ｃ，Ｖ，Ｔｉ，ｓｏｌ．ＡｌおよびＳｉの含有量（質量％）を示す。
【請求項２】
圧延を終了した後、オンラインレベラー矯正を行う請求項１に記載の低降伏比高張力鋼板の製造方法。
【請求項３】
更に、Ｖ：０．００５〜０．１０％を含有する鋼素材を用いるものである請求項１または２に記載の低降伏比高張力鋼板の製造方法。
【請求項４】
更に、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％を含有する鋼素材を用いるものである請求項１〜３のいずれかに記載の低降伏比高張力鋼板の製造方法。
【請求項５】
更に、Ｌａ：０．００２〜０．０２％，Ｃｅ：０．０００３〜０．００５０％およびＭｇ：０．０００５〜０．００３０％よりなる群から選ばれる１種または２種以上を含有する含有する鋼素材を用いるものである請求項１〜４のいずれかに記載の低降伏比高張力鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐ガス切断割れ性に優れると共に、約１００ＫＪ／ｍｍまでもの超大入熱溶接での継手靭性に優れ、且つ音響異方性が小さく、塑性変形能が大きく、しかも引張強さが５９０ＭＰａ以上の溶接構造用高張力鋼板を製造するための有用な方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、建築物の超高層化や橋梁の少数主桁化が進む中で、溶接施工時の予熱低減とともに、大入熱溶接の適用および溶接継手部への超音波探傷試験の適用、地震に対する終局耐力設計の適用が設計・施工サイドで進められつつある。これに伴い、それらに供用される鋼材サイドとしては、下記（１）〜（４）の各項目について検討されている。
（１）予熱低減要求に対しては、溶接低温割れ感受性組成（ＰCM）の低減、
（２）大入熱溶接の適用に対しては、入熱量の増大に耐えうる溶接継手部全部位の高靭      性化、
（３）溶接継手部への超音波探傷試験（ＵＴ）への適用に対しては、斜角ＵＴに用いら      れる横波の鋼材とＳＴＢ試験片での音速比が、例えば、板厚２５ｍｍ超え、公称屈
折角度７０°で探傷する場合においては、Ｖ／ＶSTB０．９９５〜１．０１５の範囲
内にあることによって音響異方性が小さいこと（日本建築学会における鋼構造建築
溶接部の超音波検査基準の定義に従う）、
（４）地震に対する終局耐力設計の適用に対しては、降伏比（降伏点／引張強さ×１０      ０％）が小さいこと（即ち、塑性変形能が高いこと）が要求されると共に（建築用
途の場合、８０％以下）、使用される鋼材の板厚・引張強さについても厚肉・高強
度化（最大１００ｍｍ厚で、建築用途の場合、５９０ＭＰａ以上、橋梁の場合、
５７０ＭＰａ以上）されつつある。
【０００３】
建築用鋼に要求される低降伏比、および小さい音響異方性が要求される５９０ＭＰａ級鋼の製造方法の一つとして、例えば非特許文献１に示されるような技術が提案されている。この技術では、０．１３Ｃ−０．２５Ｓｉ−１．４４Ｍｎ−０．２１Ｃｕ−０．２０Ｎｉ−０．０８Ｃｒ−０．１７Ｍｏ−０．０４Ｖの化学成分組成で炭素当量Ｃｅｑが０．４５％の８０ｍｍ厚材を用い、Ａｃ3点以上の温度からなる再加熱焼入れ（ＲＱ）、二相域（Ａｃ1点以上Ａｃ3点未満）からの焼入れ（Ｑ’）およびＡｃ1点未満の温度での焼戻し（Ｔ）を施すＱ−Ｑ’−Ｔ法を用いて、軟質で延性に優れるフェライトとより硬質のベイナイトの二相組織として、降伏比８０％以下、引張強さ５９０ＭＰａ以上を得るものである。
【０００４】
この技術で得られる中炭素系の５９０ＭＰａ級鋼板は、低降伏比で音響異方性も小さい特性を発揮し、建築用として使用されているものの、フェライト相の生成によって母材および継手部において所定の強度を確保するために炭素当量Ｃｅｑを従来の５９０ＭＰａ級鋼板より高くする必要があり（例えば炭素当量Ｃｅｑが０．４２％超）、必然的に低温割れ防止予熱温度が１００℃と高くなってしまい、大入熱溶接継手部の靭性も低位なものとなる。
【０００５】
極低炭素系のベイナイト組織を活用し、音響異方性を改善すると共に、引張強さが５７０ＭＰａ級または５９０ＭＰａ級の鋼材を製造する方法としては、例えば特許文献１〜３のような各技術も提案されている。
【０００６】
このうち特許文献１の技術では、Ｃ：０．００１％以上０．０３０％未満、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：０．２０〜３．００％、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｕ：０．７〜２．０％およびＡｌ：０．１０％以下を夫々含む組成になる鋼素材を、８６０℃以上の温度に加熱して冷却した後、５００℃以上８００℃未満の温度域に再加熱して冷却することによって、材質ばらつきが少なく、且つ音響異方性の小さい５７０ＭＰａ級の高強度鋼材を製造する方法について開示されている。
【０００７】
また特許文献２の技術では、Ｃ：０．００５〜０．０２５％、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：０．４〜１．６％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｃｕ：０．６〜２％、Ｎｉ：０．２５〜２．０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５０％およびＢ：０．０００２〜０．００３０％からなる化学成分組成で、且つ重量比Ｍｎ／Ｃｕ：２．０以下且つ１１７Ｍｎ（％）＋１６３Ｃｕ（％）：２５０〜３５０％で含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物から成る鋳片を、１０５０〜１２５０℃に再加熱後、９５０℃以下の温度域における累積圧下率が５０％以下で仕上げ圧延温度が８００℃以上の熱間圧延を施すことによって、圧延ままで鋼板の厚み方向の靭性および音響異方性に優れる５９０ＭＰａ級の溶接用極厚鋼板を製造する方法について開示されている。
【０００８】
更に、特許文献３には、Ｃ：０．０２５〜０．０４５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％でＭｏを含まない音響異方性が小さく、溶接性に優れた引張強さ５９０ＭＰａ以上の非調質型の低降伏比高張力鋼板の製造方法が示されている。
【０００９】
しかしながら、これまで提案されている極低炭素系ベイナイト組織の高張力鋼板においても夫々次に示すような問題が指摘される。まず上記特許文献１の技術では、得られる鋼材の音響異方性は小さいものの、降伏比は８０％を超えており、建築用途に供用できない。
【００１０】
特許文献２の技術では、得られる鋼板の音響異方性は小さく、降伏比も建築用鋼板に対する要求値（８０％以下）を満足するものの、Ｃｕの析出による強度上昇効果を、圧延後の冷却過程に依っているため、冷却速度が速い場合には上記効果が安定して得られるとは限らず、しかもこうした効果は板厚に依存することになる。大入熱ＨＡＺ靭性についても、入熱５０ＫＪ／ｍｍの熱サイクルシャルピー（０℃での吸収エネルギーｖＥ0）で５２〜７１Ｊ程度であり（実施例の表２）、本発明で目標とする平均７０Ｊ以上を安定して達成できるものではない。またこの技術では、ＣｕおよびＮｉを必須成分として含むものであるが、これらの適切な配合割合については何ら考慮されていないので（実施例の表１でＮｉ／Ｃｕが０．４７〜０．９５）、ガス切断面に表面に平行方向にＣｕの液化に起因する割れの感受性を有するものとなる。
【００１１】
特許文献３の技術は、空冷ままで小さい音響異方性と低降伏比を実現させることによって建築用鋼板としての要求特性を満足させたものであるが、大入熱溶接継手の入熱量が２０ＫＪ／ｍｍ程度と比較的小さいので（例えば実施例の表３）、本発明の目標とする約１００ＫＪ／ｍｍまでの溶接入熱において、高ＨＡＺ靭性を確保できる保証はない。
【００１２】
一方、引張強さ５９０ＭＰａ級で入熱２０ＫＪ／ｍｍ以上における大入熱溶接継手靭性に優れた鋼材として、例えば特許文献４〜６のような技術も提案されている。
【００１３】
このうち特許文献４には、Ｃ：０．００１〜０．０３％、Ｍｎ：０．８〜３．０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％を含み、且つＴｉ／Ａｌが５．０以上を満足し、かつＴｉ酸化物：２０〜９０％、Ａｌ2Ｏ3：７０％以下、Ｃａ酸化物，ＲＥＭ酸化物のいずれか１種または２種の合計：５〜５０％、ＭｎＯ：１５％以下からなる酸化物系介在物を分散させた引張強さ５７０ＭＰａ級鋼材の製造方法が開示されている。
【００１４】
また特許文献５には、Ｃ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．１０％、Ｂ：０．０００３〜０．００４０％で、且つＢ／Ｎが０．３〜１．０の組成を有する引張強さ５５２〜６０５ＭＰａの非調質型低温用鋼材について開示されている。
【００１５】
更に、特許文献６には、Ｃ：０．０１〜０．０６％、Ｍｎ：１．２５〜２．５％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：１．５％以下（０％を含む）、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．０００６〜０．００５％、Ｏ：０．００２５〜０．０１５％を含有し、（［Ｍｎ］＋１．５×［Ｃｒ］＋２×［Ｍｏ］）で定義されるパラメータＫＰが２．４質量％以上である高張力鋼板について開示されている。またこうした高張力鋼板を製造する工程として、８５０〜９５０℃で圧延を完了し、その後冷却し、次いで７５０〜８００℃に再加熱後水焼入れを行い、最終的に５５０〜６００℃で焼戻しすることについて示されている（例えば、実施例の表３、４）。
【００１６】
しかしながら、上記特許文献４の技術では、０．００５〜０．１０％程度のＮｂを含むものであり（実施例で０．０４〜０．０５％）、圧延終了温度を８００℃以上（実施例で８２０〜８５０℃）と規定しており、建築用途の溶接構造用鋼材に要求される音響異方性を安定して満足し得ないものである（この点については後述する）。
【００１７】
特許文献５の技術では、上記特許文献４と同様にＮｂ：０．０１０〜０．１０％を含有しており、こうした鋼材に対して７５０℃以上で圧延を終了し、空冷あるいは加速冷却が施されることによって引張強さ５９０ＭＰａ級を満足させるものであるが、降伏比は８２％以上となって建築用途に適用できないものである。
【００１８】
特許文献６の技術では、低炭素鋼（Ｃ含有量０．０３％ベース）において、Ｃｕ，ＮｂおよびＭｏを無添加としたものも示されているが（実施例の表１のＮｏ．１）、この鋼材におけるＭｎ量はＪＩＳ  Ｇ  ３１０６のＳＭ５７０および建設大臣一般認定の高性能鋼ＳＡ４４０におけるＭｎ量の規定量（１．６％以下）を超えるものである。またＭｎ量を１．６０％以下としたものも示されているが（表１のＮｏ．１２）、この鋼材ではＣｕおよびＮｂの無添加による強度低下をＭｏの添加によって補償するものであり、こうした鋼材では靭性がｖＥ-40（−４０℃における吸収エネルギー）で７１Ｊと低位であり、しかもガス切断性に劣るものとなる。即ち、こうした鋼材では、ガス切断面の表面粗度がＷＥＳ２８０１を満足するのは困難であり、ノッチが生成されて破壊の起点となるため、構造用部材としては適さない。
【００１９】
ところで、Ｃｕを含有する鋼材において、Ｃｕに起因する表面割れを抑制し、且つ溶接熱影響部の靭性をも優れたものとした技術として、例えば特許文献７に示されるようなものも知られている。この技術は、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．１〜０．６％、Ｂ：０．０００５％以下を含有する溶接構造用Ｃｕ含有鋼であり、圧延時の割れを防止すると共に、１２ＫＪ／ｍｍのＣＯ2溶接における溶接熱影響部の靭性ｖＥ0が良好であるとしている。またＮｉを添加する場合は、鋼中Ｃｕ量の１／３未満に規定することが望ましいことが示されている。
【００２０】
しかしながら、この技術で圧延時の割れが防止できたとしても、ガス切断時に鋼成分がスラグ化する過程において鋼中のＣｕやＣｕ合金が低温まで溶融状態で残存する場合には、圧延の加熱時に比較して鋼が一旦溶融する程に格段に入熱量が大きいため、溶融状態のＣｕのガス切断面の粒界に容易に侵入し易くなることによって、ガス切断割れを防止できないこともあり、そのままの状態では破壊の起点を内在したものとなり、割れが開口する方向の軸応力が作用する部位への適用はできない。
【非特許文献１】「日本鋼管技報」Ｎｏ．１２２（１９８８）、第５〜１０頁
【特許文献１】特開平９−２５６０４２号公報  特許請求の範囲等
【特許文献２】特開平１１−１９３４４５号公報  特許請求の範囲、実施例の表1、２等
【特許文献３】特開２００２−５３９１２号公報  特許請求の範囲、実施例の表３等
【特許文献４】特開２０００−３４５２３９号公報  特許請求の範囲等
【特許文献５】特開２００１−２００３４号公報  特許請求の範囲等
【特許文献６】特開２００１−３３５８８３号公報  特許請求の範囲、実施例の表３、４等
【特許文献７】特開２００２−３７１３３７号公報  特許請求の範囲等
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００２１】
本発明は、こうした従来技術における課題を解決するためになされたものであって、その目的は、耐ガス切断割れ性および大入熱溶接継手靭性に優れ、且つ音響異方性が小さく、しかも塑性変形能が大きい、引張強さ５９０ＭＰａ級の高張力鋼板を製造するための有な方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００２２】
上記目的を達成し得た本発明の高張力鋼板の製造方法とは、Ｃ：０．０１５〜０．０４５％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．４％以下（０％を含む）、Ｍｎ：０．８〜１．６％、Ｃｒ：０．５〜１．３％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０８％以下（０％を含む）、Ｂ：０．０００４〜０．００３％、Ｃｕ：０．５〜０．９５％、Ｎｉ：０．７〜５．０％（但し、Ｎｉ含有量[Ni]とＣｕ含有量[Cu]の比[Ni]/[Cu]≧１）、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％および下記（１）式を満足するＮを夫々含有すると共に、実質的にＮｂおよびＭｏを含まず、且つ下記（２）式で示されるＣＥN値が０．２７〜０．３３％の範囲内にある化学成分組成を有する鋼素材を、９５０〜１３００℃の温度範囲に加熱し、次いで下記（３）式で示されるオーステナイト未再結晶化温度ｔ（℃）以下の温度範囲での累積圧下率を６０％以下として、（オーステナイト未再結晶化温度ｔ−８０℃）以上、１１００℃以下で圧延を終了した後、７８０℃以上の温度から３℃／秒以上の冷却速度で３００℃以下になるまで直接焼入れを行い、引き続き７６０〜８４０℃の温度範囲において再加熱度焼入れを行った後、４５０〜５５０℃の温度範囲にて焼き戻す点に要旨を有するものである。
[Ti]×14.0/47.9−0.001≦[N]≦[Ti]×14.0/47.9＋[B]×14.0/10.8 ‥（１）
但し、[Ti]，[N]，および[B]は、夫々Ｔｉ，ＮｉおよびＢの含有量（質量％）を示す。
ＣＥN=[C]+A(c)・[[Si]/24+[Mn]/6+[Cu]/15+[Ni]/20+([Cr]+[V])/5+5[B]]  ‥（２）
但し、A(c)= 0.75+0.25・tanh[20([C]-0.12)]であり、[C]，[Si]，[Mn]，[Cu]，[Ni]，[Cr]，[V]および[B]は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，ＶおよびＢの含有量（質量％）を示す。
ｔ（℃）=887+464[C]+(732×[V]-230×√[V])+890×[Ti]+363[sol.Al]-357×[Si]
‥（３）
本発明の製造方法においては、圧延を終了した後、オンラインレベラー矯正を行うことも有用である。
【００２３】
また本発明で用いる鋼素材には、必要によって、（ａ）Ｖ：０．００５〜０．１０％、（ｂ）Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、（ｃ）Ｌａ：０．００２〜０．０２％，Ｃｅ：０．０００３〜０．００５０％およびＭｇ：０．０００５〜０．００３０％よりなる群から選ばれる１種または２種以上、等を含有することも有効であり、これら含有される成分に応じて高張力鋼板の特性を更に向上させることができる。
【発明の効果】
【００２４】
本発明の製造方法によれば、低降伏比で予熱を必要とせず、且つ約１００ＫＪ／ｍｍまでもの大入熱溶接を施しても平均７０Ｊ以上の高ＨＡＺ靭性を確保でき、歪み速度の大きな地震に対しても溶接継手部の脆性破壊を防止でき、しかもガス切断割れの欠陥を内在せず、音響異方性も小さいものとなり、超高層建築物の主要溶接構造部材として極めて信頼性の高い引張強度５９０ＭＰａ級高張力鋼板が得られた。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２５】
超高層建築物に供せられる引張強さ５９０ＭＰａ級高張力鋼板に関して、従来の降伏比８０％以下の塑性変形能に加えて、溶接継手の厚肉化に対応して、溶接入熱５０〜１００ＫＪ／ｍｍの超大入熱化を実現すると共に、大地震のように大きい歪み速度を有する外力に抵抗するために、溶接継手の全部位において、ダイアフラム溶接部に対する溶接施工指針に示される平均１５Ｊ以上より遥かに高位な平均７０Ｊ以上の要求靭性が要望されるようになってきた。
【００２６】
一方、橋梁の場合においても、大入熱溶接化に加えて、溶接継手部を従来の放射線透過試験から超音波斜角探傷試験に切り替わる趨勢にあることから、高層建築物の場合と同様に、横波に対する音響異方性が小さいことが求められるようになっている。
【００２７】
本発明者らが、建築用５９０ＭＰａ級高張力鋼板において低降伏比，音響異方性が小さいことに加え、約１００ＫＪ／ｍｍまでものエレクトロスラグ溶接が施された強度部材に関して、溶接熱影響部に平均７０Ｊ以上の靭性を持たせることについて鋭意検討した。
【００２８】
その結果、１３５０〜１４００℃に昇温した後、冷却速度の極めて小さい熱影響部に対してはＴｉＮによる結晶粒粗大化の抑制効果に加えて、（ｉ）溶融線近傍の熱影響部の結晶粒界へのフェライト析出および粒界からのフェライトサイドプレートの生成を抑制すること、更には（ii）同結晶粒内を微細ベイナイト組織にすることが有効であることを知見した。
【００２９】
そして上記（ｉ）に対しては、冷却速度が極めて小さい場合においても、固溶Ｂを結晶粒界に偏析させることが効果的であることが判明した。またそのためには、ＢＮの生成を抑制するためにフリーＮをＴｉで固定すると共に、Ａｒ3変態点を上昇させるＭｏを無添加とし、Ａｒ3変態点を低下させるＣｒを積極的に適量添加することが有効であることが分かった。
【００３０】
また上記（ii）に対しては、前記（２）式で規定される炭素当量ＣＥNを０．２７〜０．３３％に制御すると共に、構成するＣを極低化し、加えてＮｂを無添加とすることによって、熱影響部の旧オーステナイト結晶粒内のミクロ組織を大傾角化させた微細ベイナイトブロックの集合体とできることが効果的であることが判明した。また上記ＣＥNが０．２７〜０．３３％の範囲では、小入熱溶接時の予熱フリー化も実現できることも分かった。尚、これらの方策による母材の強度低下を補償するために、ε−Ｃｕ相による析出強化を積極的に活用する必要がある。
【００３１】
ところで、析出強化が発現するＣｕを過剰添加すると、ガス切断時に溶融した低融点のＣｕやＣｕ合金が選択的に結晶粒界に侵入することによって、約０．２ｍｍ深さに及ぶヘアクラックが多数発生することから、Ｃｕ含有量を０．５〜０．９５％に制限する共に、Ｎｉ含有量[Ni]とＣｕ含有量[Cu]の比[Ni]/[Cu]を１以上として、溶融時に共晶化させて、凝固温度の高温化を図ることで割れ感受性を小さくする必要がある。
【００３２】
また母材の降伏比を低減（８０％以下）させる方策として、従来のフェライト・ベイナイトの２相組織化とは異なり、ＭｎおよびＣｒの添加によってベイナイト変態を促進させること、およびＣ含有量を０．０１５〜０．０４５％とすると共に、７６０〜８４０℃の２相域での焼入れと４５０〜５５０℃での焼き戻し等の熱処理を行うことによって、ベイナイト相間に微細な島状マルテンサイト相を０．５〜３．５％分散させることが必要である。
【００３３】
更に、母材の音響異方性については、日本建築学会の「鋼構造建築溶接部の超音波検査基準」の付則表１にあるＳＴＢとの音速比がないと判定される範囲を満足させるためには、オーステナイト未再結晶温度以下での累積圧下率６０％以下として、（オーステナイト未再結晶化温度−８０℃）以上、１１００℃以下の温度範囲で圧延を終了することによって、母材の旧オーステナイト粒径の平均アスペクト比（圧延方向の平均粒径／板厚方向の平均粒径）を１〜１．２の範囲に制御するによって実現できる。
【００３４】
以上の方策を総合して適用することによって、５０〜１００ＫＪ／ｍｍの大入熱溶接が施されてもｖＥ0で平均７０Ｊ以上を有し、且つガス切断割れ感受性のない建築用５９０ＭＰａ級高性能鋼（ＳＡ４４０）に適合した鋼板が得られることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００３５】
以下に、本発明の特性を得るための化学組成およびミクロ組織の限定理由を、その経緯に沿って説明する。
【００３６】
本発明者らは、前記ＣＥN値が約０．３０％の一定となるようにＭｎ含有量を可変にして調整した５鋼種（０．０３５Ｃ−１．４５Ｍｎ−０．９５Ｃｕ−１Ｎｉ−０．７Ｃｒ−０．０１５Ｔｉ−０．００１２Ｂ−０．００４０Ｎ系の基本鋼，０．４Ｍｏ添加鋼，０．０１Ｎｂ添加鋼，０．４Ｍｏ−０．０１Ｎｂ添加鋼および０．０５Ｃ系鋼）のスキンプレート材と、ＳＮ４９０Ｂ−ＴＭＣ（０．１４Ｃ−０．３Ｓｉ−１．２５Ｍｎ−０．００８Ｎｂ−０．０１２Ｔｉ系，６０ｍｍ厚）のダイアフラム材を組合せし、ギャップ２５ｍｍを設けて入熱１００ＫＪ／ｍｍのエレクトロスラグ溶接を行ない、溶接継手部のスキンプレート側の熱影響部（ＨＡＺ）の靭性（切欠き位置：大入熱溶接ＨＡＺで最も低靭性を示すボンド＋０．５ｍｍ）を比較調査した（後記表７の実験Ｎｏ．２〜７参照）。
【００３７】
この結果から、上記ＣＥN値が約０．３０％と同レベルを示す化学成分組成であっても、Ｍｏ無添加，Ｎｂ無添加，Ｃｒ増量およびＣ低減によって、夫々大入熱ＨＡＺ靭性を大幅に向上させること、およびこれらの要件を複合化させることにより、最もＨＡＺ靭性が低くなるボンド＋０．５ｍｍ位置近傍においても、ｖＥ0７０Ｊ以上を初めて保証できることが分かった。また、ＭｏおよびＮｂの無添加による強度低下をＣｕの析出強化とＭｎ，Ｃｒによる固溶強化によって補償できることも分かった。
【００３８】
また、大入熱溶接ＨＡＺ靭性が高位な鋼種（後記表１の鋼種Ｂ）を基本成分として、ＣｕやＮｉの含有量を変化させてＬＰガス（ＬＰＧ）切断によって、ガス切断面から鋼板表面に平行方向に進展する割れの最大深さを比較調査した（後記表７の実験Ｎｏ．２，８〜１７参照）。
【００３９】
この結果から、Ｃｕ含有量が０．９５％以下でかつ、前記比[Ni]/[Cu]を１以上に制御することにより、ガス切断割れ感受性が小さくなることが判明したのである。
【００４０】
更に、本発明者らは、０．０３５Ｃ−１．４５Ｍｎ−０．９５Ｃｕ−１Ｎｉ−０．７Ｃｒ−０．０１５Ｔｉ−０．００１２Ｂ−０．００４０Ｎ系の基本成分（後記表１の鋼種Ｂ）のＣ含有量を変化させた鋼種を用い、連続鋳造スラブを１０５０〜１１００℃に加熱後、１００ｍｍ厚に９００℃で熱間圧延後直接焼入れし、引き続き８４０℃での焼入れ処理（Ｑ’処理）と５００℃での焼戻し処理（Ｔ処理）を実施して、強度，降伏比およびミクロ組織および１００ＫＪ／ｍｍでのＨＡＺ靭性に及ぼすＣ含有量の影響を調査した（後記表７の実験Ｎｏ．２，６，１８〜２１参照）。
【００４１】
この結果から、Ｃ：０．０１５％以上で降伏比８０％以下と強度を両立できることが分かったのである。また、これらの鋼種における大入熱ＨＡＺ靭性の調査結果から、ｖＥ0で平均７０Ｊ以上を確保するためには、Ｃ含有量の上限を０．０４５％とする必要があることが分かった。
【００４２】
次に、本発明で対象とする鋼素材における化学成分組成の限定理由について説明する。まず本発明では、上記のようにＣ：０．０１５〜０．０４５％、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：０．８〜１．６％、Ｃｒ：０．５〜１．３％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０８％以下（０％を含む）、Ｂ：０．０００４〜０．００３％、Ｃｕ：０．５〜０．９５％、Ｎｉ：０．７〜５．０％（但し、Ｎｉ含有量[Ni]とＣｕ含有量[Cu]の比[Ni]/[Cu]≧１）、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％および下記（１）式を満足するＮを夫々含有すると共に、実質的にＮｂおよびＭｏを含まないものとする必要があるが、これら元素の範囲限定理由は、次の通りである。
【００４３】
Ｃ：０．０１５〜０．０４５％
Ｃは低温ベイナイトを形成させて高張力鋼の強度と低降伏比の確保に有効な元素であり、そのためには０．０１５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃを過剰に含有させると、高冷却速度側でマルテンサイト相を形成して耐溶接低温割れ性を劣化させると共に、大入熱溶接ＨＡＺで島状マルテンサイト相を増大させて靭性を劣化させることになる。こうしたことから、その上限は０．０４５％とする必要がある。尚、母材強度と大入熱溶接ＨＡＺ靭性の両立の観点から、好ましい下限は０．０２％であり、好ましい上限は０．０４％である。
【００４４】
Ｓｉ：０．４％以下（０％を含む）
Ｓｉは脱酸剤および強化元素として有効な元素であるが、過剰に含有させると大入熱溶接ＨＡＺでの島状マルテンサイト相を増加させて靭性を劣化させる。こうしたことから、その上限を０．４％とし、また含有量はできるだけ少ない方が良いことからその下限を０％とする。Ｓｉを含まない場合には、脱酸はＭｎ，Ａｌ，Ｔｉ等で任意に代替可能である。尚、Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．３％である。
【００４５】
Ｍｎ：０．８〜１．６％
Ｍｎはフェライト変態を低温，長時間側に移行させ、低温で上部ベイナイト相を形成させて強化するのに有効な元素である。そのためにはＭｎは０．８％以上含有させる必要がある。しかしながらＭｎを過剰に含有させると、母材および大入熱溶接ＨＡＺの靭性の劣化および耐溶接低温割れ性の劣化を引き起こすので、上限を１．６％とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．０％であり、好ましい上限は１．５％である。
【００４６】
Ｃｒ：０．５〜１．３％
Ｃｒは焼入性を向上させることによって、低温での上部ベイナイト相の形成および同一強度レベル比較での降伏比の低減に有効な元素である。また、大入熱溶接ＨＡＺのフェライト変態を低温，長時間側に移行させるため、低温でベイナイト相を形成させ易くして靭性向上に有効である。こうした効果を発揮させるために、Ｃｒは０．５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃｒを過剰に含有させると大入熱溶接ＨＡＺでの島状マルテンサイト相の増大を招くことから、その上限は１．３％とする必要がある。尚、Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．６％であり、好ましい上限は１．１％である。
【００４７】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０８％（０％を含む）
ｓｏｌ．Ａｌ（可溶性Ａｌ）は脱酸に有効な元素であるが、大入熱溶接ＨＡＺでＴｉオキサイドを核とする粒内のベイナイトを形成させることで靭性を向上させるには、含有量はできるだけ少ない方がよく、下限を０％とする。その場合の脱酸はＭｎ，Ｓｉ，Ｔｉ等で任意に代替可能である。またｓｏｌ．Ａｌは、ＴｉによるＮ固定を補うことによって母材の焼入性確保に有効に作用するが、過剰に含有されると非金属介在物を増加させて靭性劣化を招くことになる。こうしたことから、ｓｏｌ．Ａｌを含有させるときにはその上限を０．０８％とする必要がある。尚、ｓｏｌ．Ａｌの好ましい上限は０．０６％程度である。
【００４８】
Ｂ：０．０００４〜０．００３％
Ｂは焼入性を向上させて低冷却速度でもフェライト変態を抑制し、低温域でのベイナイトの生成を促進するため、母材強度の向上に有効である。また大入熱溶接ＨＡＺにおいて、固溶Ｂが旧オーステナイト粒界に偏析すると共に、残部のＢＮとなったものは粒界に析出して粒内ベイナイト変態核として作用するため、粒界フェライト相の生成が抑制されて靭性向上に有効に作用する。そのためには、Ｂは０．０００４％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｂが過剰に含有されると鋼の焼入性が高くなり過ぎて、島状マルテンサイト相を増加させ、母材および大入熱溶接ＨＡＺの靭性を劣化させると共に、耐溶接低温割れ性を劣化させる。こうしたことから、Ｂ含有量の上限は０．００３％とする必要がある。尚、Ｂ含有量の好ましい下限は０．００６％、好ましい上限は０．００２％である。
【００４９】
Ｃｕ：０．５〜０．９５％
Ｃｕは固溶強化およびε−Ｃｕ相のクラスターの析出により、母材の強度を向上させるのに有効な元素である。これらの効果を発揮させるためには、Ｃｕは０．５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃｕを過剰に含有させると、ガス切断面にＣｕ濃縮相を形成し、熱膨張時に旧オーステナイト粒界に侵入して割れを誘発させることから、その上限を０．９５％とする。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．７％であり、好ましい上限は０．９％である。
【００５０】
Ｎｉ：０．７〜５．０％
Ｎｉは、焼入性を向上させると共に、母材および大入熱溶接ＨＡＺの基地の靭性を向上させる元素であり、これらの効果を作用させるには、０．７％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｎｉを過剰に含有させると、焼入性が高くなり過ぎて島状マルテンサイト相が増加して靭性劣化を招くばかりか不経済でもあるので、その上限を５％とする。尚、Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．９％であり、好ましい上限は３％である。
【００５１】
但し、［Ｎｉ］／［Ｃｕ］≧１
本発明の高張力鋼においては、Ｎｉ含有量[Ni]とＣｕの含有量[Cu]の比[Ni]/[Cu]で１以上とする必要がある。こうした要件を満足させることによって、ガス切断面に濃縮するＣｕ−Ｎｉ合金相の融点を高温化でき、高温割れを防止できる。
【００５２】
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉは固溶ＮをＴｉＮとして固定して固溶Ｂ量を増加させ、母材の焼入性を向上させるのに有効な元素である。またＴｉ脱酸でＴｉ酸化物を生成させる場合には、大入熱溶接ＨＡＺにおいて粒内ベイナイト相の生成核として作用して靭性を向上させる。こうした効果を発揮させるためには、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とする必要がある。しかしながら、Ｔｉを過剰に含有させるとＴｉＣの析出によって母材およびＨＡＺの靭性を劣化させるので、その上限を０．０３％とする。尚、Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００８％であり、好ましい上限は０．０２％である。
【００５３】
Ｎ：前記（１）式を満足する量
大入熱溶接ＨＡＺにおいて靭性を高位に確保するためには、旧オーステナイト粒内にＴｉＮを微細析出させること、およびＢＮを複合的に析出させることで、粒内ベイナイトの生成核となすことが有効である。こうした観点から、Ｎ含有量の下限を（Ｔｉの化学量論的当量）−０．００１％とし、その上限をＴｉとＢの化学量論的当量の総量とした。これを超えると、固溶ＮによるＨＡＺの靭性劣化や母材の焼入性低下を惹き起こすことになる。
【００５４】
Ｎｂ：実質的に含まない
Ｎｂは固溶して焼入性を向上させるが、大入熱溶接ＨＡＺにおいて旧オーステナイト粒内に板状の粗大な上部ベイナイト相を形成させ、結晶方位が揃うことになるので破壊経路の障壁とならず、靭性を大きく劣化させる。こうした観点から、本発明の高張力鋼においては実質的に含有しないことが必要である。尚、「実質的に含まない」とは、不純物程度（例えば、０．００５％以下）として混入することは許容する趣旨である。
【００５５】
Ｍｏ：実質的に含まない
Ｍｏは焼入性を向上させて強度向上に有効な元素であるが、Ａｒ3変態点を上昇させて大入熱溶接ＨＡＺで高温ベイナイト相や島状マルテンサイト相の生成を促進させて靭性を劣化させる。こうした観点から、本発明の高張力鋼においては実質的に含有しないことが必要である。尚、「実質的に含まない」とは、不純物程度（例えば、０．０５％以下）として混入することは許容する趣旨である。
【００５６】
本発明で対象とする鋼素材においては、上記（２）式で規定されるＣＥN値も適切な範囲に制御する必要があるが、この範囲限定理由は、次の通りである。
【００５７】
ＣＥN：０．２７〜０．３３％
上記（２）式で規定されるＣＥNは、溶接ＨＡＺの硬化性を表現する炭素当量である。このＣＥNの値が０．２７％未満では、厚肉材で引張強さ５９０ＭＰａ級を満足できなくなる。またＣＥNの値が０．３３％を超えると、耐溶接低温割れ性が劣化して、予熱が必要となるばかりでなく、島状マルテンサイト相が増加して大入熱溶接ＨＡＺの靭性が低位となり、入熱１００ＫＪ／ｍｍで目標とする平均ｖＥ0：７０Ｊを安定して確保することが困難となる。よって、本発明の高張力鋼においては、上記（２）式で規定されるＣＥN値が０．２７〜０．３３％の範囲内とする必要がある。ＣＥN値の好ましい下限は０．２８％であり、好ましい上限は０．３２％である。
【００５８】
尚、上記炭素当量ＣＥNは、鋼素材がＮｂやＭｏを含有するときには、これらの項目も入れて下記（４）式のように表せるものであるが、本発明で対象とする鋼素材では、これらの元素を実質的に含まないものであるので、炭素当量ＣＥNの値としては上記（２）式で規定するものを採用したものである。従って、ＮｂやＭｏを含有する鋼素材の炭素当量を評価するときには、下記（４）式によって求められる値を採用することになる（後記鋼種Ａ，Ｃ，Ｄ，Ｅ等）。
ＣＥN=[C]+A(c)・[[Si]/24+[Mn]/6+[Cu]/15+[Ni]/20+([Cr]+[Mo]+[Nb]+[V])/5+5[B]]
‥（４）
但し、A(c)= 0.75+0.25・tanh[20([C]-0.12)]であり、[C]，[Si]，[Mn]，[Cu]，[Ni]，[Cr]，[Mo]，[Nb]，[V]および[B]は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，ＶおよびＢの含有量（質量％）を示す。
【００５９】
本発明で対象とする鋼素材には、必要によって、（ａ）Ｖ：０．００５〜０．１０％、（ｂ）Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、（ｃ）Ｌａ：０．００２〜０．０２％，Ｃｅ：０．０００３〜０．００５０％およびＭｇ：０．０００５〜０．００３０％よりなる群から選ばれる１種または２種以上、等を含有することも有効であるが、これらの成分を含有させるときの範囲限定理由は、次の通りである。
【００６０】
Ｖ：０．００５〜０．１０％
Ｖは母材強度の向上に有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｖは０．００５％以上含有させることが好ましいが、０．１０％を超えて過剰に含有させると大入熱溶接ＨＡＺ靭性が低下することになる。尚、Ｖ含有量のより好ましい下限は０．０３であり、より好ましい上限は０．０６％である。
【００６１】
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
ＣａはＳをＣａＳとして固定すると共に、粒状の非金属介在物として形態を制御することにより、板厚中央部に存在するＳ偏析部に柱角継手溶接時に発生するＺ方向引張応力が作用する場合においても、絞りおよび靭性を向上させて、偏析部からの破壊を防止するのに有効である。また、［Ｏ］と化合してＣａＯとして、大入熱溶接後のベイナイト変態の核を旧オーステナイト粒内に分散させて、ベイナイトブロックサイズを微細化させて大入熱ＨＡＺ靭性を向上させる作用も発揮する。これらの効果を発揮させるためには、Ｃａは０．０００５％以上含有させることが好ましいが、０．０１％を超えて過剰に含有させてもその効果は飽和するばかりか、母材の靭性が却って劣化する。尚、Ｃａ含有量のより好ましい下限は０．０１％であり、より好ましい上限は０．０５％である。
【００６２】
Ｌａ：０．００２〜０．０２％、Ｃｅ：０．０００３〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００３０％よりなる群から選ばれる１種または２種以上
ＬａおよびＣｅは希土類元素（ＲＥＭ）の１種であり、硫化物としてＳを固定し、偏析部の絞りおよび靭性を向上させるのに有効に作用する。またＣｅとＭｇは、大入熱溶接後の冷却時において、ＣｅＯ2やＭｇＯの低融点酸化物を旧オーステナイト粒内に析出させて、それを核にベイナイト変態するため、ベイナイトブロックを微細化させて、破壊経路を複雑化させることにより、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上させる。Ｌａ，Ｃｅ，Ｍｇが上記各下限よりも少ない場合にはこれらの効果が発揮されず、上限よりも多くなると過剰な非金属介在物の存在により、母材靭性を却って劣化させることになる。より好ましい下限は夫々Ｌａ：０．００２％、Ｃｅ：０．００５％、Ｍｇ：０．００１％であり、より好ましい上限は夫々Ｌａ：０．０１％、Ｃｅ：０．００２％、Ｍｇ：０．００２０％である。
【００６３】
本発明で対象とする鋼素材において、上記成分の他は、Ｆｅおよび不可避不純物からなるものであるが、その特性を阻害しない程度の微量成分（許容成分）も含み得るものであり、こうした鋼素材を用いることも本発明の範囲に含まれるものである。
【００６４】
本発明の製造方法においては、上記のような化学成分組成を有する鋼素材を用い、その製造条件を適切にすることによって、希望する特性を発揮する高張力鋼板が得られるのであるが、本発明の製造方法は、基本的には連鋳法あるいは造塊法により作製されたスラグを用いて、圧延後直接焼入れ（ＤＱ）→二相域焼入れ（Ｑ’）→焼き戻し（Ｔ）の工程を行うことを特徴とするものである。次に、本発明で規定する各製造条件について説明する。尚、以下の製造条件においては、温度管理の位置は鋼材の表面部とし、加熱、熱処理においては均熱化するものとする。
【００６５】
スラブ加熱温度：９５０〜１３００℃
スラブ加熱温度については、１３００℃を超えると、旧オーステナイト粒の粗大化を引き起こし、靭性を劣化させる。これに対して、スラブ加熱温度が９５０℃未満になると、スラブの含まれるＢＮ析出物を完全に解離することができず、圧延後の直接焼入れ時におけるＢのオーステナイト粒界偏析量が減少するので、焼入れ性が著しく低下する。こうしたことから、スラブ加熱温度は、９５０〜１３００℃の温度範囲とする必要がある。
【００６６】
圧延温度域：前記（３）式で示されるオーステナイト未再結晶化温度ｔ（℃）以下、および圧延終了温度：（オーステナイト未再結晶化温度−８０℃）以上、１１００℃以下
圧延温度域が前記オーステナイト未再結晶化温度ｔ（℃）以下となると、圧延方向に伸長した（１００）面に平行な加工組織が形成され、冷却、焼戻し後においてもそれが残存するために、鋼板の靭性レベルを低下させると共に、圧延方向と圧延方向に直交する方向において、音響異方性が発現することになる。従って、オーステナイト未再結晶化温度ｔ以下での圧下率（累積圧延率）はできるだけ小さくする必要があり、こうした趣旨からしてなるので、累積圧下率を６０％以下とする必要がある。尚、このときの累積圧下率の下限については上記趣旨からして０％（即ち、上記温度域では圧延を行わない）をも含むものである。
【００６７】
一方、圧延終了温度（圧延仕上温度）については、音響異方性を発現させる圧延集合組織の生成を抑制するという観点から（オーステナイト未再結晶化温度−８０℃）以上とする必要があるが、母材靭性料を確保するという観点からして、１１００℃以下とする必要がある。尚、圧延終了温度の好ましい下限は８５０℃であり、好ましい上限は１０５０℃程度であり、こうした条件を満足させることによって、音量異方性に影響を与える平均アスペクト比を適切な範囲（例えば、１〜１．２）に制御できることになる。
【００６８】
即ち、音響異方性が「日本建築学会の鋼構造建築溶接部の超音波検査規準」にある付則表１にあるＳＴＢと試験片との音速差がないと判定される範囲を満足させるためには、後述するように、平均アスペクト比（主圧延方向／板厚方向の平均粒径比）を適切な範囲に制御することが好ましいのであるが、こうした条件を満足させるためには、上記のように圧延温度域および圧延終了温度を適切に設定して圧延を行う必要がある。
【００６９】
尚、上記オーステナイト未再結晶化温度ｔ（℃）は、鋼素材がＮｂを含有するときには、その項目も入れて下記（５）式のように表せるものであるが、本発明で対象とする鋼素材では、この元素を含まないものであるので、オーステナイト未再結晶化温度ｔ（℃）としては上記（３）式で規定するものを採用したものである。従って、Ｎｂを含有する鋼素材のオーステナイト未再結晶化温度ｔ（℃）を評価するときには、下記（５）式によって求められる値を採用することになる（後記鋼種Ａ，Ｄ，Ｅ等）。
ｔ（℃）=887+464[C]+(6445[Nb]-644√[Nb])+(732×[V]-230×√[V])+890×
[Ti]+363[sol.Al]-357×[Si]                                    ‥（５）
但し、[C]，[Nb]，[V]，[Ti]，[sol. Al]および[Si]は、夫々Ｃ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ，ｓｏｌ．ＡｌおよびＳｉの含有量（質量％）を示す。
【００７０】
圧延終了後の冷却条件：７８０℃以上の温度から３℃／秒以上の冷却速度で３００℃以下になるまで直接焼入れを行う
圧延終了後の冷却条件については、冷却開始温度が７８０℃未満の場合、或いは冷却速度が３℃／秒未満の場合には、連続冷却変態図におけるフェライトノーズを通過することによって、冷却後において初析フェライト相と粗大なベイナイト相を含むミクロ組織が形成されて、母材の強度、靭性が低下することになる。また、冷却停止温度が３００℃を上回る場合には、ベイナイト相でも微細化が図れないため、強度、靭性が低位なものとなる。こうしたことから、圧延終了後の圧延条件としては、７８０℃以上の温度から３℃／秒以上の冷却速度で３００℃以下になるまで直接焼入れ（ＤＱ）を行う必要がある。尚、「直接焼入れ」とは、圧延終了後の熱片をオンライン上で焼入れする処理を意味する。
【００７１】
冷却後の再加熱焼入れ：７６０〜８４０℃の温度範囲において再加熱度焼入れを行う
冷却後の再加熱焼入れについては、８４０℃を超える再加熱温度域ではオーステナイト化が過度に進む結果、焼入れ組織もベイナイト相の分率が過多となり、島状マルテンサイト相が多くなって、降伏比が目標とする８０％を超えてしまうことになる。一方、再加熱温度が７６０℃未満になると、再加熱でのオーステナイト化が十分でないので、ベイナイト相の微細化が図れず、島状マルテンサイト相も過小となることから、強度が低位なものとなる。また、再加熱温度が７６０〜８４０℃の温度範囲であっても、焼きならしでは低位な強度しか得られないので、焼入れをする必要がある。
【００７２】
再加熱焼入れ後の焼戻し温度範囲：４５０〜５５０℃
再加熱焼入れ後の焼戻し温度については、５５０℃を超える温度となると転位密度の減少によって強度が低下し、４５０℃未満の温度となるとＣｕ析出が十分でなくなって、降伏強度が低位となる。こうしたことから、再加熱焼入れ後の焼戻し温度は４５０〜５５０℃の範囲とする必要がある。
【００７３】
本発明においては、母材の降伏比を低減させる（８０％以下）方策として、従来のフェライト・ベイナイトの２相組織化とは異なり、（ａ）Ｍｎ，Ｃｒの添加と、圧延後におけるオーステナイト域からの３℃／秒以上の冷却速度での３００℃までの直接焼入れおよび二相域再加熱後の焼入れの組み合わせによって、フェライト変態を抑制し、ベイナイト変態の開始を低温化することにより、ミクロ組織を微細なベイナイト基地とすることに加えて、（ｂ）０．０１５〜０．０４５％のＣの含有と、７６０〜８４０℃の２相域熱処理の組み合わせによって、上記ベイナイト基地中に所定量の島状マルテンサイト相を微細分散させるものである。
【００７４】
また、母材の音響異方性について、「日本建築学会の鋼構造建築溶接部の超音波検査規準」にある付則表１にあるＳＴＢと試験片との音速差がないと判定される範囲を満足させるには、上記のように圧延温度域での累積圧下率を適切に規制することが必要となるが、加えてＮｂを無添加とすることによって、上記のオーステナイト再結晶化温度を低温化させることができるのである。
【００７５】
更に、上記のような化学成分組成であっても、ＤＱ−二相域焼入れ後に４５０〜５５０℃の焼戻しを施すことによって、焼入れ時に形成された可動転位の不動転位化を促進させると共に、所定量のε−Ｃｕ相の析出によって降伏強度をＳＡ４４０の規格下限値（４４０ＭＰａ）以上を確保できるようになるのである。
【００７６】
本発明においては、上記のような条件（化学成分組成および製造条件）を満足させることによって、希望する特性を発揮する高張力鋼板が得られるのであるが、こうした鋼板においては、旧オーステナイト粒径の平均アスペクト比（主圧延方向／板厚方向の平均粒径比）、および島状マルテンサイト相やε−Ｃｕ相のクラスターの分散率が適切な範囲に制御されていることが好ましい。これらの好ましい範囲およびその理由は、次の通りである。
【００７７】
板厚方向断面における旧オーステナイト粒径の平均アスペクト比（主圧延方向／板厚方
向の平均粒径比）：１．０〜１．２
板厚方向断面における旧オーステナイト粒径のアスペクト比（主圧延方向の平均粒径／板厚方向の平均粒径）が１．２を超えると、結晶方位が特定の方向に配向した、いわゆる集合組織が多く形成されるため，音響異方性が「日本建築学会の鋼構造建築溶接部の超音波検査規準」にある付則表１にあるＳＴＢとの音速比がないと判定される範囲（例えば、板厚２５ｍｍ超えを公称屈折角７０°の探触子で探傷する場合、０．９９５≦Ｖ／ＶSTB≦１．０１５）を超えることになり、超音波探傷試験で欠陥位置を正しく表示できなくなり、施工上問題となる。従って、旧オーステナイトの平均アスペクト比（主圧延方向の平均粒径／板厚方向の平均粒径）は１．０から１．２までの範囲に制御することが好ましい。より好ましくは、平均アスペクトを１．０〜１．１の範囲内とするのが良い。
【００７８】
０．５〜３．５体積％の島状マルテンサイト相と４×１０20〜２６×１０20個／ｍ3のε−Ｃｕ相のクラスターがベイナイト基地に分散していること
本発明に係る高張力鋼において、低ＣＥNで降伏比（降伏強度／引張強度×１００％）が耐震設計の観点から建築の主要部材に要求される降伏比８０％以下を具備させるには、ベイナイト相の基地に、より硬質の島状マルテンサイト相を微細分散させることが好ましい。島状マルテンサイト相の分散率が０．５体積％未満の場合には、降伏比が８０％を超えることになる。一方、島状マルテンサイト相の分散率が３．５体積％を超える場合には、降伏比が８０％以下となるものの、母材の靭性が低位となる。従って、島状マルテンサイト相を０．５〜３．５体積％とすることが好ましい。より好ましくは１〜３体積％とするのが良い。また低ＣＥNで引張強さ：５９０ＭＰａ以上を確保するには、ベイナイト相を基地として、時効によるε−Ｃｕ相の析出強化を加える必要がある。ε−Ｃｕ相のクラスターが４×１０20個／ｍ3未満で分散するとベイナイト地であっても引張強度が不足する。一方、ε−Ｃｕ相のクラスターが２６×１０20個／ｍ3を超えて存在すると靭性が劣化する傾向を呈するようになると共に、ガス切断時に低融点のＣｕ合金を多量に形成するようになってガス切断面に粒界割れを引き起こす。従って、ベイナイト地にε−Ｃｕ相のクラスターを４×１０20〜２６×１０20個／ｍ3分散させることが好ましい。より好ましくは７×１０20〜２２×１０20個／ｍ3である。
【００７９】
本発明方法を実施するに当り、圧延終了後の直接焼入れ前において、オンラインレベラー矯正を行うことも好ましい。こうした矯正を付加することによって、目標材質特性を満足すると共に、平坦度不良による切捨てを必要としない高張力鋼板が実現できることになる。
【００８０】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変形することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【実施例】
【００８１】
下記表１〜３に示す化学成分組成の鋼を用い、下記表４〜７に示す製造条件にて鋼板を製造した。下記表１には、本発明で規定する（１）式の範囲、（２）式で規定するＣＥNの値、（３）式で規定されるオーステナイト未再結晶化温度ｔ（γ未再結晶化温度ｔ）および［Ｎｉ］／［Ｃｕ］の値を示した。また、表４〜７中、ＱはＡｃ3点以上の温度からなる再加熱焼入れの温度、Ｑ’は二相域（Ａｃ1点以上Ａｃ3点未満）からの焼入れ温度、ＴはＡｃ1点未満の温度での焼戻し温度を夫々示す。尚、ＣＥNの値およびオーステナイト未再結晶化温度ｔは、ＮｂやＭｏを含むものについては（鋼種Ａ，Ｃ，Ｄ，Ｅ）、前記（４）式または（５）式に従って求めた値を示した。
【００８２】
【表１】
2006193810.tif 000002
【００８３】
【表２】
2006193810.tif 000003
【００８４】
【表３】
2006193810.tif 000004
【００８５】
【表４】
2006193810.tif 000005
【００８６】
【表５】
2006193810.tif 000006
【００８７】
【表６】
2006193810.tif 000007
【００８８】
【表７】
2006193810.tif 000008
【００８９】
得られた各鋼板について、旧オーステナイト（γ）粒径のアスペクト比、島状マルテンサイト相の体積率、ε−Ｃｕ相クラスターの個数等を下記の方法によって測定した。
【００９０】
［旧オーステナイト（γ）粒径のアスペクト比］
主圧延方向の板厚断面における旧オーステナイト粒界は、（５ｍｌ塩酸＋１ｇピクリン酸＋１００ｍｌエタノール）からなる腐食液を用いて現出させ、主圧延方向の平均粒径と板厚方向の平均粒径を測定して、それらの比を平均アスペクト比として求めた。
【００９１】
［島状マルテンサイト相の体積率］
島状マルテンサイト相は、主圧延方向および主圧延方向に直角方向の板厚断面を、レペラー試薬を用いて現出させて撮影し、画像解析装置によって分率（体積率）を算出した。
【００９２】
［ε−Ｃｕ相のクラスターの個数］
ε−Ｃｕ相のクラスターについては、板厚断面から薄膜を採取して、分析電子顕微鏡を用いて、ε−Ｃｕ相の固定および本クラスター分布の撮影を行ない、画像解析装置によって単位面積当りの個数を算出した。
【００９３】
また得られた各鋼板について、ガス切断割れ感受性、音響異方性、母材の引張特性［降伏強度（０．２％ＹＳ），引張強度（ＴＳ），降伏比（ＹＲ）、母材靭性、耐溶接低温割れ性および大入熱溶接ＨＡＺ靭性について夫々下記の方法によって評価した。
【００９４】
［ガス切断割れ感受性］
鉄骨製作過程において鋼板切断に汎用されるＬＰガスの板厚に応じた適正切断条件（例えば、１００ｍｍ厚の場合、＃５火口）で酸素圧：０．６ＭＰａ（６ｋｇｆ／ｃｍ2）、ＬＰガス圧：０．０６ＭＰａ（０．６ｋｇｆ／ｃｍ2）、切断速度：２１０ｍｍ／分で切断した後、切断面に直角な方向の断面を光学顕微鏡観察して、切断表面からの最大割れ深さを測定した。割れ無しを合格とした。
【００９５】
［音響異方性］
日本建築学会の鋼構造建築溶接部の超音波検査規準に定義されたＳＴＢ音速比（Ｖ／ＶSTB）を主圧延方向（Ｌ方向）および主圧延方向に直角方向（Ｃ方向）について測定し、付則表１に従ってＳＴＢとの音速差の有無の判定を行った。付則表１のＶ／ＶSTBの範囲を合格とした。例えば板厚：２５ｍｍ超えを公称屈折角度７０°の探傷子で探傷する場合、０．９９５≦Ｖ／ＶSTB≦１．０１５を音響異方性がないものと判定した。
【００９６】
［母材の引張特性］
鋼板のｔ／４（ｔは板厚）からＣ方向にＪＩＳ  Ｚ  ２２０１４号試験片を採取してＪＩＳ  Ｚ  ２２４１の要領で引張試験を行ない、降伏強度（０．２％耐力：σ0.2）、引張強度（ＴＳ）、降伏比（降伏強度／引張強度×１００％：ＹＲ）を測定した。降伏強度：４４０〜５４０ＭＰａ、引張強度：５９０〜７４０ＭＰａおよび降伏比：８０％以下を合格とした。
【００９７】
［母材靭性］
鋼板のｔ／４からＬ方向にＪＩＳ  Ｚ  ２２０２  ４号試験片を採取してＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠して衝撃試験を行ない、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を測定した。ｖＴｒｓが−２０℃以下を目標として合格とした。
【００９８】
［耐溶接低温割れ性］
ＪＩＳ  Ｚ  ３１５８のｙ形溶接割れ試験法に従い、入熱量：１．７ＫＪ／ｍｍで被覆アーク溶接を行ない、ルート割れ防止予熱温度を測定した。２５℃以下を合格とした。
【００９９】
［大入熱溶接ＨＡＺ靭性］
入熱量１００ＫＪ／ｍｍのエレクトロスラグ溶接により、柱・ダイアフラム溶接継手を作製して、柱（スキンプレート）側から、吸収エネルギーが最も低位となることが多いとされるボンド＋０．５ｍｍ位置にＺ−Ｔ方向の切欠きを入れたシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ  Ｚ  ２２０４  ４号）をｎ＝３で採取し、０℃における平均衝撃吸収エネルギーｖＥ0を求めた。平均７０Ｊ以上を合格とした。尚、実験Ｎｏ．７４，９８のエレクトロスラグ溶接継手のみダイアフラム材には、４０ｍｍ厚のＳＮ４９０Ｂ（０．１６％Ｃ−０．３４％Ｓｉ−１．３４％Ｍｎ−０．０３４％Ｖ系鋼）を使用した。
【０１００】
これらの結果を、下記表８〜１１に示すが、これらの結果から、次のように考察できる。まず、実験Ｎｏ．１は従来型の中Ｃ系のＳＡ４４０鋼であり、ＣＥNが高いため、溶接低温割れ防止予熱温度が１００℃と高く、入熱量１００ＫＪ／ｍｍでのエレクトロスラグ溶接のＨＡＺ靭性も低位である。
【０１０１】
実験Ｎｏ．２は本発明の基本成分系であり、母材の強靭性は目標を満足し、溶接性は予熱不要と良好であり、入熱量１００ＫＪ／ｍｍでのエレクトロスラグ溶接のＨＡＺ靭性も目標平均７０Ｊ以上を十分満足するものである。
【０１０２】
実験Ｎｏ．３〜６のものは、実験Ｎｏ．２と同ＣＥNであるものの（表１の鋼種Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ）、それぞれ０．４Ｍｏ系，０．０１Ｎｂ系，０．４Ｍｏ−０．０１Ｎｂ系、０．０５Ｃ系であり、大入熱ＨＡＺ靭性が低位である。
【０１０３】
実験Ｎｏ．７〜１２のものは、Ｎｉを１％と一定とした上で、Ｃｕ量を変化させてＮｉ／Ｃｕ比を変化させたものである（表１の鋼種Ｇ〜Ｌ）。また、実験Ｎｏ．１３〜１７は、Ｃｕ：０．９５％とした上で、Ｎｉ量を変化させたものである（表１の鋼種Ｍ〜Ｑ）。Ｃｕ：０．９５％を超えたもの（実験Ｎｏ．８，９）は、Ｎｉ／Ｃｕ比が１以下であってもガス切断割れ感受性を有することが分かる。また、Ｃｕが０．５％未満のもの（実験Ｎｏ．１２）では、降伏強度および引張強度が目標値を下回っている。
【０１０４】
実験Ｎｏ．１８〜２１は、Ｃ量を除いて本発明成分で一定とし、Ｃ量のみ変化させたものである（表１の鋼種Ｒ〜Ｕ）。Ｃ量が０．０１５％未満のもの（実験Ｎｏ．１８）では、降伏強度（０．２％ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）とも目標値を下回っていることが分かる。
【０１０５】
実験Ｎｏ．２２は、Ｑ’処理（二相域焼入れ処理）がなく、母材のミクロ組織を構成する島状マルテンサイト相の体積率が本発明で規定する範囲を下回ったものであり、降伏比（ＹＲ）が目標値の８０％を超えることが分かる。
【０１０６】
実験Ｎｏ．２３，２４，８０は、γ未再結晶化温度ｔ以下での累積圧下率および圧延終了温度（圧延仕上温度）を変化させたものであり、γ未再結晶化温度ｔ以下での累積圧下率を６０％以下とし、且つ圧延終了温度を（オーステナイト未再結晶化温度ｔ−８０℃）以上とすることによって（実験Ｎｏ．２３，８０）、母材の旧オーステナイト粒のアスペクト比（主圧延方向の粒径／板厚方向の粒径）を１．２以下に制御でき、音響異方性の目標値を満足するようになる。
【０１０７】
実験Ｎｏ．２５〜２７はＳｉ量を除いて本発明で規定する範囲内とし、Ｓｉ量のみ変化させたものである（表１の鋼種Ｖ〜Ｘ）。Ｓｉが０．４％を超えると（実験Ｎｏ．２７）、島状マルテンサイト相の体積率が増大して、母材靭性は目標値を満足しない。
【０１０８】
実験Ｎｏ．２８〜３１は、Ｍｎ量を除いて本発明で規定する範囲内とし、Ｍｎ量のみ変化させたものである（表の鋼種Ｙ，Ｚおよび表２の鋼種Ａ１，Ｂ１）。Ｍｎが１．６％を超えてＣＥNが０．３３％を上回る実験Ｎｏ．３１のものでは（鋼種Ｂ１）、降伏比ＹＲが高く、耐溶接低温割れ性、大入熱ＨＡＺ靭性とも目標値を下回ることが分かる。
【０１０９】
実験Ｎｏ．３２〜３４は、高Ｍｎ側においてＣｒ量を変化させたものであり（表２の鋼種Ｃ１，Ｄ１，Ｅ１）、Ｃｒ量が０．５％を下回る実験Ｎｏ．３２は降伏強度、引張強度が目標値を満足しない。
【０１１０】
実験Ｎｏ．３５，３６は、低Ｍｎ側においてＣｒ量を変化させたものであり（表２の鋼種Ｆ１，Ｇ１）、Ｃｒは同一引張強度比較で降伏比の低減に有効に作用するものの、Ｃｒ量が１．３％を超え、ＣＥNも０．３３％を上回る実験Ｎｏ．３６のものでは（鋼種Ｇ１）、母材靭性、耐溶接低温割れ性および大入熱ＨＡＺ靭性が目標値を満足しない。
【０１１１】
実験Ｎｏ．３７〜４０はＡｌ量を除いて本発明で規定する範囲内とし、Ａｌ量のみ変化させたものである（表２の鋼種Ｈ１〜Ｋ１）。Ａｌが０．０８％超えの実験Ｎｏ．４０のものでは（鋼種Ｋ１）、母材靭性が目標値を下回ることが分かる。
【０１１２】
実験Ｎｏ．４１〜４４は、Ｂ量を除いて本発明で規定する範囲内とし、Ｂ含有量を変化させたものである（表２の鋼種Ｌ１〜Ｏ１）。全Ｂ量が０．００３％を超えた実験Ｎｏ．４４のものでは（鋼種Ｏ１）、降伏強度（０．２％ＹＳ）、降伏比（ＹＲ）が目標値を上回り、母材靭性，耐溶接低温割れ性，大入熱溶接ＨＡＺ靭性が目標値を満足しないことが分かる。
【０１１３】
実験Ｎｏ．４５〜４７は、Ｎｉ量を除いて本発明で規定する範囲内とし、Ｎｉ量を上限
側に変化させたものである（表２の鋼種Ｐ１〜Ｒ１）。Ｎｉ量が５％を超えた実験Ｎｏ．４７のものでは（鋼種Ｒ１）、母材靭性および耐溶接低温割れ性に劣っている。
【０１１４】
実験Ｎｏ．４８〜５１，９７は、ＴｉＮの量バランスを変化させたものである（表２の鋼種Ｓ１〜Ｖ１、Ｓ２）。実験Ｎｏ．４８のＴｉ無添加のものでは、降伏強度（ＹＲ）および大入熱溶接ＨＡＺ靭性が目標値を下回る。一方、Ｔｉを過多に添加した実験Ｎｏ．９７のものでは母材靭性およびＨＡＺ靭性において目標値を下回っている。また、実験Ｎｏ．５１のものでは、Ｎ含有量が本発明で規定する(１)式の上限を上回っており（鋼種Ｖ１）、母材靭性および大入熱溶接ＨＡＺ靭性が目標値を下回ることになる。
【０１１５】
実験Ｎｏ．５２〜５５は、Ｖ量を除いて本発明で規定する範囲内とし、Ｖ量を変化させたものである（表２の鋼種Ｗ１〜Ｚ１）。実験Ｎｏ．５５のものでは、Ｖ量が０．１０％を超えたものであり（鋼種Ｚ１）、大入熱ＨＡＺ靭性が目標値を下回っていることが分かる。
【０１１６】
実験Ｎｏ．５６〜５９は、本発明の基本成分をベースにＣａ含有量を変化させたものである（表３の鋼種Ａ２〜Ｄ２）。Ｃａ量が０．０１％を超えると（実験Ｎｏ．５９）、大入熱溶接ＨＡＺ靭性が劣化する傾向を呈し、目標値を満足しないことが分かる。
【０１１７】
実験Ｎｏ．６０〜６３は、本発明の基本成分に希土類元素であるＬａの量を変化させて含有させたものである（表３の鋼種Ｅ２〜Ｈ２）。Ｌａ含有量が０．０２％を超えると（実験Ｎｏ．６３）、大入熱ＨＡＺ靭性が却って劣化して目標値を下回ることが分かる。
【０１１８】
実験Ｎｏ．６４〜６７は、本発明の基本成分をベースにＭｇ含有量を変化させたものである（表３の鋼種Ｉ２〜Ｌ２）。Ｍｇが０．００３０％を超えると（実験Ｎｏ．６７）、大入熱溶接ＨＡＺ靭性が却って劣化して、目標値を下回る。
【０１１９】
実験Ｎｏ．６８〜７１は、Ｌａまたは（Ｌａ＋Ｍｇ）の添加に加えて、Ｃｅ量を変化させて含有させたものである（表３の鋼種Ｏ２〜Ｐ２）。Ｃｅが０．００５０％を超えた実験Ｎｏ．７１のものでは、大入熱溶接ＨＡＺ靭性が却って劣化して、目標値を下回っていることが分かる。
【０１２０】
実験Ｎｏ．７２、７３は、（Ｍｇ＋Ｃｅ）または（Ｌａ＋Ｃｅ）を本発明範囲内で添加したものであり（表３の鋼種Ｑ２，Ｒ２）、母材の強靭性，耐溶接低温割れ性，大入熱溶接ＨＡＺ靭性とし目標値を満足することが分かる。
【０１２１】
実験Ｎｏ．７４，９８は、夫々４５ｍｍ厚、２０ｍｍ厚のＤＱ−Ｑ’−Ｔ材の本発明例であり、全ての特性において目標値を満足する。
【０１２２】
実験Ｎｏ．７５〜７９は、本発明で規定する成分鋼種（鋼種Ｓ２）に対して、スラブ加熱温度を９００〜１３５０℃の範囲内で変化させたものである。加熱温度が本発明で規定する温度を下回った場合（実験Ｎｏ．７５）には、引張強度（ＴＳ）は目標値を下回ると共に、降伏比（ＹＲ）が目標とする８０％以下を満足しないものとなる。また、加熱温度が本発明で規定する範囲を超えた場合（実験Ｎｏ．７９）には、母材靭性が低位で目標値を満足しないものとなる。一方、加熱温度が本発明で規定する範囲内にある場合（実験Ｎｏ．７６〜７８）には、全ての特性において目標値を満足する。
【０１２３】
実験Ｎｏ．８１〜８３は、本発明で規定する成分鋼種（鋼種Ｔ２）に対して、スラブの圧延終了温度（圧延仕上温度）をオーステナイト未再結晶温度ｔ付近の温度範囲で変化させたものである。圧延終了温度が１１５０℃になると（実験Ｎｏ．８３）、変態組織の結晶粒も粗大化するので、母材靭性料が低下し、目標値を満足しなくなる。一方、圧延終了温度が本発明で規定する範囲内のものでは（実験Ｎｏ．８１、８２）、目標材質特性を満足することになる。
【０１２４】
実験Ｎｏ．８４は、本発明で規定する成分鋼種に対して、圧延後の直接焼入れ開始温度（冷却開始温度）が本発明で規定する下限温度を下回ったものであるが、降伏強度（ＴＳ）、母材靭性ともに目標材質特性を下回ることになる。
【０１２５】
実験Ｎｏ．８５，８６は、本発明で規定する成分鋼種（鋼種Ｔ２）に対して、圧延終了後の冷却速度を変化させたものである。冷却速度が本発明で規定する下限を下回ったもの（実験Ｎｏ．８５）では、降伏強度、引張強度および母材靭性のいずれも目標特性を満足しないものとなる。これに対して、冷却速度が本発明で規定する範囲内にあるもの（実験Ｎｏ．８６）では、目標材質特性を満足することになる。
【０１２６】
実験Ｎｏ．８７，８８は、本発明で規定する成分鋼種（鋼種Ｔ２）に対して、圧延後の直接焼入れ停止温度（冷却停止温度）を高温側に変化させたものである。焼入れ停止温度が本発明で規定する範囲を超えるもの（実験Ｎｏ．８８）では、降伏強度、引張強度および母材靭性料のいずれも目標特性を満足しないものとなる。これに対して、冷却速度が本発明で規定する範囲内にあるもの（実験Ｎｏ．８７）では、目標材質特性を満足することになる。
【０１２７】
実験Ｎｏ．８９〜９２は、本発明で規定する成分鋼種（鋼種Ｔ２）に対して、二相域焼入れ温度（Ｑ’）を変化させたものである。二相域焼入れ温度が本発明で規定する範囲を大きく下回るもの（実験Ｎｏ．８９）では、降伏強度が目標特性を下回るものとなる。また２相域焼入れ温度が本発明で規定する範囲を大きく超えるもの（実験Ｎｏ．９２）では、降伏比（ＹＲ）が目標とする８０％以下を満足しないものとなる。これに対して、二相域焼入れ温度が本発明で規定する範囲内にあるもの（実験Ｎｏ．９０，９１）では、目標材質特性を満足することになる。
【０１２８】
実験Ｎｏ．９３〜９６は、本発明で規定する成分鋼種（鋼種Ｔ２）に対して、二相域焼入れ後の焼戻し温度（Ｔ）を変化させたものである。焼戻し温度が本発明で規定する範囲を大きく下回るもの（実験Ｎｏ．９３）では、ε−Ｃｕ相クラスターの析出個数が少ないため、降伏強度（０．２％ＹＳ）が目標特性を下回るものとなる。また焼戻し温度が本発明で規定する範囲を大きく超えるもの（実験Ｎｏ．９６）では、降伏強度、引張強度とも目標値を下回るものとなる。これに対して、焼戻し温度が本発明で規定する範囲内にあるもの（実験Ｎｏ．９４，９５）では、目標材質特性を満足することになる。
【０１２９】
実験Ｎｏ．９９，１００は、本発明で規定する成分鋼種に対して、オンラインレベラー矯正した後、直接焼入れを施したものである。圧延後、オンラインレベラー矯正を施さずに直接焼入れした実験Ｎｏ．８３の場合と同様、目標材質特性を満足でき、且つ平坦度不良による切捨てを必要としない鋼板が得られることになる。
【０１３０】
これらの結果から明らかなように、本発明で得られる高張力鋼板においては、母材の強靭性、降伏比が目標値を満足し、ガス切断割れ感受性および音響異方性がない。しかも、耐溶接割れ性が良好で、大入熱溶接ＨＡＺ靭性は全て部位においてｖＥ0が平均７０Ｊ以上を有することが分かる。尚、柱同士の１ＲＵＮサブマージ溶接の角継手においてもエレクトロスラグ溶接と同等の大入熱溶接であるため、ＨＡＺ靭性もあらゆる部位において平均７０Ｊ以上を確保できることは言うまでもなく、溶接方法を問わず、本発明鋼の特性を満足できるものである。尚、本発明の高張力鋼板のガス切断性については、実施例には示していないが、いずれもＷＥＳ２８０１（１９８０）の２級以上を十分満足するガス切断面の品質を有するものであった。
【０１３１】
【表８】
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【０１３２】
【表９】
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【０１３３】
【表１０】
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【０１３４】
【表１１】
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