(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０２５〜０．０５０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．４０％、
Ｍｎ：１．２０〜２．５０％、
Ｐ：０．００３〜０．０５０％、
Ｓ：０．０００４〜０．０１００％、
Ｃｒ：１．５０〜３．５０％、
Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、
Ｎ：０．００１５〜０．００６０％を各々含有し、
Ｂを０．０００３％以下に制限し、
Ｍｎ＋０．４Ｃｒが２．５０〜３．００％であり、
残部が鉄および不可避不純物である大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた低降伏比高張力鋼材。ただし、式中Ｍｎ、Ｃｒはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
【請求項２】
更に、質量％で、
Ｎｉ：０．０５〜２．００％、
Ｃｕ：０．０２〜２．００％、
Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％、
Ｖ：０．０１０〜０．１５０％  および
Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％
のうち１種以上を含有する請求項１に記載の大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた低降伏比高張力鋼材。
【請求項３】
鋼スラブを１０００℃以上１２５０℃以下に加熱し熱間圧延し空冷することを特徴とする請求項１または２に記載の大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた低降伏比高張力鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、建築、橋梁、造船分野などの構造物で使用される鋼材に関するものであり、特に、低降伏比が要求され、大入熱溶接が施工される鋼材で引張強度；ＴＳが５９０ＭＰａ以上で降伏比；ＹＲ（＝ＹＳ／ＴＳ、ＹＳ；降伏強度）が８０％以下の高張力鋼材およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
建築構造物のボックス柱の組立て溶接に適用されるサブマージアーク溶接やエレクトロスラグ溶接等では、施工能率の向上のため５００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接が施されることがある。一般に、溶接入熱量が大きくなると溶接熱影響部の組織が粗大化し靭性が低下する。これまでにも溶接熱影響部の靭性を改善する方法が種種、提案されている。
【０００３】
また建築物や構造物に用いられる高張力鋼材には地震時の塑性変形によるエネルギー吸収を保証するため低降伏比が要求される。このような低降伏比を実現するための製造方法も提案されている。
【０００４】
特許文献１には溶接熱影響部の靭性に優れたＴＳが５９０ＭＰa以上で降伏比が８０％以下の低降伏比鋼材およびその製造方法が開示されている。ここでは、希土類元素（ＲＥＭ）とＺｒを添加し、これらを含有する介在物（酸化物、硫化物、炭化物、窒化物または酸硫化物およびこれらが複合したもの）を鋼中に微細分散させて溶接熱影響部の靭性の改善を図っている。
【０００５】
これらの介在物は、溶接時に熱影響を受けて１４００℃以上の高温になっても固溶消失しないため、これらの介在物を鋼材に含有させれば、溶接熱影響部において、オーステナイト粒の粗大化を抑制し、また冷却時における粒内変態を促進することができるため溶接熱影響部の組織を微細化でき、溶接熱影響部の靭性を一段と改善できるとしている。
【０００６】
また、特許文献１には鋼材の低降伏比を実現するために、熱間圧延した後、Ａｒ3 点以上の温度域から焼入れ、Ａｃ1 点〜Ａｃ3 点の温度域から焼入れ、Ａｃ1 点未満の温度域で焼き戻しの各工程を順次行なう、焼入れ、２相域焼入れ、焼き戻しの３段熱処理による製造方法が開示されている。
【０００７】
特許文献２には、溶接熱影響部の靭性に優れたＴＳが５２０ＭＰa以上で降伏比が８０％以下の低降伏比鋼材およびその製造方法が開示されている。ＣｕおよびＮｉの適正量の含有と、それに加え、Ｔｉ、Ｂ、ＮおよびＡｌ量のバランス適正化、極低Ｓ且つＣａ量の適正化により溶接熱影響部靭性の改善を図っている。
【０００８】
また、特許文献２には低降伏比特性を得るためには鋼材の組織を軟質相と硬質相とからなる複合組織にすることが好ましいとされている。さらに鋼材の組織を上記のような複合組織にするための製造方法として、鋼材の熱間圧延後、冷却開始表面温度をＡｒ３変態点±２０℃、冷却停止温度を４００℃±２０℃、冷却速度を１０℃／秒以上とする加速冷却を行い、引き続き、熱処理として、Ａｃ１ 点とＡｃ３点の平均温度から、＋６０℃および−２０℃の温度範囲に加熱し、そのまま焼入れ処理を施し、更に４５０〜６５０℃の温度範囲において、焼戻し処理を行う方法が開示されている。
【０００９】
特許文献３には溶接性（耐低温割れ性及び溶接熱影響部靭性）に優れると共に、降伏比の低減された（特にＹＲ≦８２％）、ＴＳが７８０ＭＰa以上の高張力鋼材およびその製造方法が開示されている。
【００１０】
ここでは、鋼中のＣの含有量を極力少なくすると共に、焼入れ性向上元素であるＭｎ、Ｃｒ及びＭｏを積極的に添加し、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ量を適切に制御すると共に、更にＢを添加することにより高冷却速度、低冷却速度のいずれにおいても低温ベイナイトが生成するように鋼材の成分を制御している。このような成分系においては、低入熱溶接による高冷却速度でも溶接熱影響部の硬さが抑制されるため耐低温割れ性が向上し、また大入熱溶接による低冷却速度でも靭性を低下させる粗大な島状マルテンサイトの生成が抑制され溶接熱影響部靭性を確保することができるとしている。
【００１１】
また、特許文献３では降伏比の低減を達成する為に島状マルテンサイトを積極的に利用することが示されており、島状マルテンサイトを微細分散させるため鋼材を熱間圧延後に加速冷却し必要に応じ焼き戻す製造方法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１２】
【特許文献１】特開２０１０−１２１２００号公報
【特許文献２】特開２００８−２４００３３号公報
【特許文献３】特許３６０２３９６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
特許文献１に開示される鋼材では製鋼段階で溶鋼中の溶存酸素量をコントロールしてＲＥＭとＺｒを添加して鋳造することでＲＥＭとＺｒを含有する介在物が微細に分散した鋼を得ている。
【００１４】
しかし溶鋼中での酸素とＲＥＭ、Ｚｒの反応速度は極めて速く、生成したＲＥＭ、Ｚｒの酸化物は凝集粗大化しやすい。したがって、望ましい形態にＲＥＭとＺｒを含有する介在物を分散させるには溶存酸素量ばかりでなく溶鋼温度やＲＥＭとＺｒを添加してから鋳造するまでの時間などを厳密にコントロールする必要があり、溶接熱影響部靭性向上に有効に作用する介在物が分散した鋼材を得ることは容易でない。
【００１５】
また特許文献１に開示される鋼材の製造方法では熱間圧延後に、焼入れ、２相域焼入れ、焼き戻しの３段熱処理を行い、降伏比を下げているが、３回の熱処理工程を必要とし、熱処理コストおよび処理時間がかかり、製造コストを押し上げるとともに製造工期も長くなる。
【００１６】
特許文献２に開示される製造方法では圧延後に加速冷却し、その後、２相域焼入れ、焼き戻しをしている。加速冷却では冷却開始温度、冷却速度、冷却停止温度を正確にコントロールすることが難しく、これらの冷却条件のばらつきは鋼材の特性のばらつきにつながりやすい。また加速冷却では鋼材表面を水冷するため、鋼材表面と内部の特性に差がついてしまうほか、水冷による鋼材の冷却が冷却水量や鋼材の表面状態に影響されるため、鋼材内で特性のばらつきが出やすい。また鋼材の熱処理として熱間圧延−加速冷却後に、２相域焼入れ、焼き戻しを必要とするため熱処理コストおよび処理時間がかかる。
【００１７】
特許文献３に開示の技術では本発明が対象としている入熱５００ｋＪ／ｃｍ以上の溶接での溶接熱影響部靭性は考慮されておらず、入熱１５０ｋＪ／ｃｍまでの溶接熱影響部靭性しか考慮していない。また特許文献３に開示の製造方法では降伏比を低減するため鋼材を熱間圧延後に加速冷却し必要に応じ焼き戻しているが、すでに述べたように加速冷却では特性のばらつきが出やすい。
【００１８】
本発明はこのような状況に鑑みてなされたものであって、その目的は、入熱量が５００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接を行った場合であっても溶接熱影響部靭性に優れると共に、耐震性の観点から要求される低降伏比を実現できるようなＴＳが５９０ＭＰａ以上の低降伏比鋼材を特別な加速冷却や熱処理を必要とせずに工業的に安定して提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１９】
本発明の大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比高張力鋼およびその製造方法とは以下を趣旨とする。
（１）質量％で、Ｃ：０．０２５〜０．０５０％、Ｓｉ：０．０１〜０．４０％、Ｍｎ：１．２０〜２．５０％、Ｐ：０．００３〜０．０５０％、Ｓ：０．０００４〜０．０１００％、Ｃｒ：１．５０〜３．５０％、Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｎ：０．００１５〜０．００６０％を各々含有し、Ｂを０．０００３％以下に制限し、Ｍｎ＋０．４Ｃｒが２．５０〜３．００％であり、残部が鉄および不可避不純物である大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた低降伏比高張力鋼材。ただし、式中Ｍｎ、Ｃｒはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
（２）鋼材が、更に、質量％で、Ｎｉ：０．０５〜２．００％、Ｃｕ：０．０２〜２．００％、Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％、Ｖ：０．０１０〜０．１５０％、およびＣａ：０．０００５〜０．０１００％のうち１種以上を含有する（１）に記載の大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた低降伏比高張力鋼材。
（３）鋼スラブを１０００℃以上１２５０℃以下に加熱し熱間圧延し空冷で冷却することを特徴とする（１）または（２）に記載の大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた低降伏比高張力鋼材の製造方法。
【発明の効果】
【００２０】
本発明の鋼材では、降伏比を下げるために特別な熱処理や加速冷却を必要とせず、通常の熱間圧延を行い空冷するだけで低降伏比高張力鋼材が得られるため、鋼材の特性が安定し、鋼材歩留まりの向上や鋼材製造工期の短縮が図れ、生産性に優れる。
【００２１】
また、本発明の鋼材を用いることで５００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施した場合にも、優れた溶接熱影響部靭性を確保でき、安全性の高い建築構造物等を高能率で製造することができる。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
本発明者は大入熱溶接を施した場合の溶接熱影響部の靭性に優れる高張力鋼材を得るべく鋭意研究を行った。その結果、熱影響部の高靭性を安定して確保するには、Cの含有量を極力少なくして溶接熱影響部での島状マルテンサイトの生成を抑え、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｍｏなどの焼入れ性を高める元素を添加して変態温度を低下させ溶接熱影響部の全体を均一なベイナイト組織とすることが必要であることが分かった。
【００２３】
その上で、オーステナイト生成元素（Ｍｎ、Ｎｉなど）とフェライト生成元素（Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｏなど）を同時添加し、オーステナイト生成元素量に対してフェライト生成元素量を適正にすると、溶接熱影響部のベイナイトラス間での島状マルテンサイトの生成が少なくなり、溶接熱影響部靱性に優れるようになることが分かった。
【００２４】
Ｍｎは強力なオーステナイト安定化元素であり変態温度を低下させベイナイト変態を促進する。しかしＭｎ単独で多量に添加しても、Ｍｎはオーステナイトを過度に安定化するため、島状マルテンサイトの生成が増え、溶接熱影響部靭性は向上しない。すなわち、Ｍｎ量が過剰であると、溶接熱影響部でベイナイト変態が起こる際に、ベイナイトラス間のＣが濃化した部分が、Ｍｎによりオーステナイトが過度に安定化されているためフェライトに変態せずに残留し、この部分がさらに低温でマルテンサイト変態して島状マルテンサイトとなるのである。
【００２５】
ＮｉはＭｎに次ぐ強力なオーステナイト安定化元素であり、変態温度を低下させベイナイト変態を促進するが、その効果はＭｎよりは小さい。このためＮｉ単独で添加しても多量に添加しなければその効果は十分でない。Ｎｉを単独で多量に添加した場合、溶接熱影響部は均一なベイナイト組織となり、またＭｎ添加の場合とは異なり溶接熱影響部のベイナイトラス間に靭性に有害な島状マルテンサイトの生成がほとんどないため優れた溶接熱影響部靭性を得ることができる。しかしながら、Ｎｉが高価である上、多量の添加を必要とするため鋼材の合金コストは極めて高くなってしまう。したがって、オーステナイト生成元素としてはＭｎを主とし、Ｎｉは補助的に用いることが実際的である。
【００２６】
これらのオーステナイト生成元素に加えてフェライト定化元素を添加すると、Ｍｎ添加による過度のオーステナイト安定化が緩和され、ベイナイトラス間の島状マルテンサイトは減少し、溶接熱影響部靱性が優れるようになる。
【００２７】
特にＣｒは強力なフェライト生成元素であり、Ｍｎによる過度のオーステナイト安定化を抑える上で有効である。
【００２８】
またＳｉも強力なフェライト生成元素であるが、Ｓｉはセメンタイトの生成を強く抑制するため、過剰に添加するとかえって島状マルテンサイトの生成が増えてしまう。
【００２９】
Ｍｏも強力なフェライト安定化元素であり、さらには焼き戻し脆化を防止するのに有効な元素であるが、高価であり、多量の添加はコスト増につながる。
【００３０】
したがって、フェライト生成元素としてはＣｒを主とし、Ｓｉ、Ｍｏは補助的に適量用いることが効果的である。
【００３１】
上記の通り溶接熱影響部靭性を高めると共に、鋼材（母材）の強度や靭性等その他の特性を具備させるには、成分の含有量を下記範囲内とする必要がある。なお、成分％はすべて質量％である。
【００３２】
〈Ｃ：０．０２５〜０．０５０％〉
Ｃは、母材強度の確保、およびオーステナイト粒の粗大化を抑制して溶接熱影響部靭性を確保するのに必要な元素であり、該効果を発揮させるには、０．０２５％以上含有させる必要がある。一方、Ｃ量が過剰になると島状マルテンサイトが増大するため溶接熱影響部靭性は劣化する。したがって、Ｃ量は０．０５０％以下とする。
【００３３】
〈Ｓｉ：０．０１〜０．４０％〉
Ｓｉは、製鋼時の脱酸に必要な元素であるが、脱酸の目的を達すれば、添加量は少なくとも良い。脱酸のためには０．０１％以上の添加が必要である。またＳｉは強力なフェライト生成元素でありＭｎによるオーステナイトの過度の安定化を抑制して島状マルテンサイトの生成を抑制する効果があるが、Ｓｉはセメンタイトの生成を強力に抑制するため、過剰の添加ではかえって島状マルテンサイトが増大して溶接熱影響部靭性が劣化するため０．４０％以下とする。より好ましいＳｉの添加量は０．０３〜０．２０％である。
【００３４】
〈Ｍｎ：１．２０〜２．５０％〉
Ｍｎは強力なオーステナイト安定化元素であり、変態点を低下させて母材の強度を確保するのに有用な元素である。また、ベイナイト変態を促進する元素である。母材の強度を確保するため１．２０％以上含有させる。しかしＭｎが過剰になると、オーステナイトが過度に安定化されベイナイトラス間に島状マルテンサイトが析出し、溶接熱影響部靭性が劣化する。よってＭｎ量は、２．５０％以下とする。より好ましいＭｎの添加量は１．６５〜２．１０％である。
【００３５】
〈Ｐ：０．００３〜０．０５０％〉
Ｐは鋼材の靭性を損ねるため少ないほど好ましい。このため０．０５０％以下とする。しかしながら、製鋼プロセスでの脱りんコストも考慮して０．００３％以上とする。
【００３６】
〈Ｓ：０．０００４〜０．０１００％〉
Ｓは鋼材の靭性を損ねるため少ないほど好ましい。このため０．０１００％以下とする。しかしながら、製鋼プロセスでの脱硫コストも考慮して０．０００４％以上とする。
【００３７】
〈Ｃｒ：１．５０〜３．５０％〉
Ｃｒは焼入れ性を向上させて母材の強度や靭性を確保するのに有用な元素であるとともにフェライト安定化元素であり、Ｍｎ添加によるオーステナイトの過度の安定化を防止し、島状マルテンサイトの発生を抑制するのに有用な元素である。これらの効果を発揮させるには、１．５０％以上含有させる。しかし、Ｃｒが過剰に存在すると、溶接熱影響部の硬度が増大して溶接熱影響部靭性が劣化する。よってＣｒは３．５０％以下とする。より好ましいＣｒの添加量は１．７０〜２．４０％である。
【００３８】
〈Ｍｏ：０．１０〜０．５０％〉
Ｍｏは焼入れ性を向上させて母材の強度や靭性を確保するのに有用な元素であるとともにフェライト安定化元素であり、Ｍｎ添加によるオーステナイトの過度の安定化を防止し島状マルテンサイトの発生を抑制するのに有用な元素である。これらの効果を発揮させるには、０．１０％以上含有させる。しかし、Ｍｏが過剰に存在すると、溶接熱影響部の硬度が増大して溶接熱影響部靭性が劣化する。よってＭｏは０．５０％以下とする。
【００３９】
〈Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％〉
Ａｌは製鋼時の脱酸に必要な元素であるが、脱酸の目的を達すれば添加量は少なくとも良い。脱酸のためには０．０１０％以上添加する。しかしＡｌが過剰になると、アルミナ等の粗大介在物が増加し、母材靭性が劣化する。加えて島状マルテンサイトが増加し、溶接熱影響部靭性も劣化するため、０．０５０％以下とする。
【００４０】
〈Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％〉
ＴｉはＮと結合しＴｉＮを形成する元素であり、このＴｉＮは溶接熱影響部のオーステナイト粒の成長を抑制し溶接熱影響部靭性の向上に有効に寄与する。この効果を発揮させるには、Ｔｉを０．００５％以上添加する。一方、Ｔｉが過剰になるとＴｉＮが粗大化し、母材靭性、溶接熱影響部靭性が共に劣化するので、０．０５０％以下とする。より好ましいＴｉの添加量は０．０１０〜０．０２５％である。
【００４１】
〈Ｎ：０．００１５〜０．００６０％〉
ＮはＴｉと結合しＴｉＮを形成する元素であり、このＴｉＮは溶接熱影響部のオーステナイト粒の成長を抑制し溶接熱影響部靭性の向上に有効に寄与する。この効果を発揮させるには、Ｎを０．００１５％以上含有させる。一方、Ｔｉが過剰になるとＴｉＮが粗大化し、母材靭性、溶接熱影響部靭性が共に劣化するので、０．００６０％以下とする。より好ましいＮの含有量は０．００２５％〜０．００５０％である。
【００４２】
〈Ｂ：０．０００３％以下〉
Ｂは極微量であってもオーステナイト粒界に偏析してオーステナイトからフェライトへの変態を強力に抑制する。より詳しくはオーステナイト粒界でのフェライトの核発生を抑制する。このため通常はベイナイト変態を促進する元素として取り扱われることもあるが、本発明のようにＭｎとＣｒを多量に含有し、通常よりも極めて焼入れ性の高い鋼種では過度にオーステナイトを安定化し、ベイナイトラス間に島状マルテンサイトが析出するようにするため、極微量であっても母材靭性、溶接熱影響部靭性を共に劣化させる。この点を考慮し、添加は行わないが、不純物として混入してくる場合にも０．０００３％以下とする。
【００４３】
〈Ｍｎ＋０．４Ｃｒ：２．５０〜３．００％〉
Ｃｒの添加量はＭｎの添加量に応じて決定すべきであるが、Ｍｎ＋０．４Ｃｒ≧２．５０％（式中Ｍｎ、Ｃｒはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す）のＣｒ添加でＭｎによるオーステナイトの過度の安定化を防止して島状マルテンサイトの発生を抑制し、また溶接熱影響部を適度な硬さを持った微細ベイナイト組織にするため溶接熱影響部靱性が優れるようになる。しかしＣｒが過剰になりＭｎ＋０．４Ｃｒ＞３．００％となると、溶接熱影響部の硬さが硬くなりすぎて溶接熱影響部靱性が低下するので、Ｍｎ＋０．４Ｃｒ≦３．００％とする。
【００４４】
以上が本発明の基本成分であり、残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
さらに本発明では上記基本成分に加え、必要に応じ、選択的に下記の元素を添加することができる。
【００４５】
〈Ｎｉ：０．０５〜２．００％〉
Ｎｉは強力なオーステナイト安定化元素であり、変態点を低下させて母材の強度を確保するのに有用な元素である。また、ベイナイト変態を促進する元素である。さらにマトリックスの靭性を高めることにより母材および溶接熱影響部の靭性を高める。このため、添加する場合には０．０５％以上添加することが好ましい。しかし高価な元素であるため、合金コストの観点から２．００％以下とすることが好ましい。
【００４６】
〈Ｃｕ：０．０２〜２．００％〉
Ｃｕは、鋼を固溶強化させる元素である。この目的のため０．０２％以上添加することが好ましい。しかし２．００％を超えて含有させると、母材の靭性を低下させるため、Ｃｕは２．００％以下とすることが好ましい。
【００４７】
〈Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％以下〉
Ｎｂは再結晶を抑制して組織の微細化に寄与し、母材および溶接熱影響部の靭性を向上する元素である。この目的のため０．００２％以上添加することが好ましい。しかし０．０５０％を超えると組織が微細化し過ぎて降伏比が高くなるため、Ｎｂは０．０５０％以下にすることが好ましい。
【００４８】
〈Ｖ：０．０１０〜０．１５０％〉
Ｖは炭化物を生成し強度を上げる元素である。この目的のため０．０１０％以上添加することが好ましい。しかし０．１５０％を超えると溶接性が悪化すると共に、母材の靭性が劣化するため、Ｖは０．１５０％以下とすることが好ましい。
【００４９】
〈Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％〉
Ｃａは、介在物の形態を制御して（具体的には、ＭｎＳを球状化して）靭性が向上する。この目的のため０．０００５％以上添加することが好ましい。しかし過剰に添加すると、粗大な酸化物を形成し、靭性が却って劣化する。従ってＣａは０．０１００％以下とすることが好ましい。
【００５０】
次に、本発明の鋼材の製造方法について述べる。上述した成分組成を有する鋼を、転炉、電気炉などの溶製手段で常法により溶製し、連続鋳造法または造塊〜分塊法等で常法によりスラブなどの鋼素材とすることが好ましい。なお、溶製方法、鋳造方法については上記の方法に限定されるものではない。上述した組成成分を有するスラブを１０００〜１２５０℃に加熱し、通常の熱間圧延を行い、空冷することでＴＳが５９０ＭＰａ以上で、降伏比が８０％以下の鋼材が得られる。
【００５１】
通常、ＴＳが５９０ＭＰa以上の鋼材は焼入れ焼き戻しまたは加速冷却を必要とするが、本発明の鋼材は    Ｍｎ、Ｃｒ量が多く、焼入れ性が高いため、熱間圧延後、空冷してもＴＳが５９０ＭＰa以上の鋼材が得られる。また、Ｃ量が極めて少ないため熱間圧延後、空冷するとＹＳがＴＳに比較して低く、低ＹＲが実現する。
【００５２】
なお、本発明において、加熱温度、圧延仕上げ温度などは、スラブまたは鋼材（鋼板、形鋼など。以下、鋼板とする）の表面温度より板厚、熱伝導率などを考慮して計算により求めたスラブまたは鋼板の平均温度である。
【００５３】
以下にスラブ加熱温度および熱間圧延後の冷却条件の限定理由を述べる。
【００５４】
〈スラブ加熱温度：１０００〜１２５０℃〉
加熱温度が１０００℃未満では変形抵抗が大きく、その後の熱間圧延が困難となり、１２５０℃を超えると結晶粒が粗大化して母材の靭性が低下する。このため、熱間圧延前のスラブ加熱温度は１０００〜１２５０℃とする。
【００５５】
〈熱間圧延後の冷却：空冷〉
鋼板を水冷などの手段で加速冷却すると、鋼板の強度が上昇するが、引張強度の上昇に比べ、降伏強度の上昇が大きく、降伏比が８０％を超えてしまう。このため、熱間圧延後の冷却は空冷とする。この場合の好ましい冷却速度は８００℃から５００℃までの平均冷却速度として２℃／ｓ以下である。
【実施例１】
【００５６】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。表１に示す成分組成の鋼を溶製しスラブとした後、１２００℃に加熱し、仕上げ温度９５０℃、板厚１５ｍｍまで熱間圧延を行った。熱間圧延後の冷却は空冷とした。このようにして得られた鋼板を用いて、下記の通り母材強度、靭性の測定と溶接熱影響部靭性の評価を行った。
【００５７】
【表１】
0005699798.tif 000002
【００５８】
［母材強度、靭性の測定］
各鋼板の１／２厚み位置で圧延方向から丸棒試験片（平行部；直径６．０ｍｍ×長さ３０ｍｍ、標点間距離２５ｍｍ）を採取して、ＪＩＳＺ ２２４１の要領で引張試験を行い、降伏強度；ＹＳ（ＭＰa）、引張強度；ＴＳ（ＭＰa）、伸び；ＥＬ（％）を測定した。そして、引張強度が５９０ＭＰａ以上で降伏比；ＹＲ（＝ＹＳ／ＴＳ）が８０％以下のものを低降伏比で高張力であると評価した。また、母材の靭性の評価としてシャルピーＶノッチ試験片を圧延方向に垂直に３本採取して、ＪＩＳＺ ２２４２の要領でシャルピー衝撃試験を行い試験温度０℃での吸収エネルギー；ｖＥ０（Ｊ）および脆性破面率（％）を測定した。吸収エネルギーの３本の平均が７０Ｊ以上で、３本の最低値が５０Ｊ以上のものを靭性に優れると評価した（脆性破面率は特に基準を設けない参考値である）。これらの結果を表２に示す。
【００５９】
【表２】
0005699798.tif 000003
【００６０】
［溶接熱影響部靭性の評価］
スキンプレート材（５０ｍｍ厚）とダイアフラム材（５０ｍｍ厚）を組合せ、溶接入熱が５５０ｋＪ／ｃｍのエレクトロスラグ溶接を行った場合のスキンプレートのボンド近傍の熱影響部に相当する熱履歴を模擬し、圧延方向から採取した１２ｍｍ厚さ×１２ｍｍ幅の角棒状試験片を加熱して１４２０℃で１秒間保持し８００〜５００℃の冷却時間が５１０秒のサイクルで、高周波誘導加熱装置により熱処理を施した。
【００６１】
そして、溶接熱履歴を模擬した熱処理を施した試験片からＪＩＳ Ｚ ２２０２のＶノッチ試験片を３本採取して、ＪＩＳＺ ２２４２の要領でシャルピー衝撃試験を行い、試験温度０℃での吸収エネルギー；ｖＥ０（Ｊ）および脆性破面率（％）を測定した。吸収エネルギーの３本の平均が７０Ｊ以上で、３本の最低値が５０Ｊ以上のものを、溶接熱影響部の靭性に優れると評価した（脆性破面率は特に基準を設けない参考値である）。また、吸収エネルギーの３本の平均が１００Ｊ以上で、３本の最低値が７０Ｊ以上のものが溶接熱影響部の靭性が特に優れるとした。これらの結果を表３に示す
【００６２】
【表３】
0005699798.tif 000004
【００６３】
表１において、鋼種Ａ１〜Ａ３、Ａ５、Ａ８、Ａ１４、Ａ１８〜Ａ２１、Ａ２６はＣｒまたは（および）Ｍｎ＋０．４Ｃｒ値が本発明の範囲以外の比較例である。鋼板Ａ４、Ａ６、Ａ７、Ａ１０〜Ａ１３、Ａ１６、Ａ１７、Ａ２２〜Ａ２５、Ａ２８からＡ３２は本発明例である。鋼種Ａ２７は本発明では０．０００３％以下に制限しているＢを０．００１７％添加した本発明の範囲外の比較例である。
【００６４】
表２から本発明例の鋼板は全てＴＳ≧５９０ＭＰaを満足しており、母材の靭性にもすぐれていることがわかる。鋼板Ｂ１４、Ｂ２０は成分組成が本発明の範囲外の比較例であるが、ＹＲが８０％を超えている。鋼板Ｂ２７は本発明では０．０００３％以下に制限しているＢを０．００１７％添加した例であるが、母材の靭性が低下している。
【００６５】
表３から明らかなように本発明例はいずれも吸収エネルギーの３本の平均が７０Ｊ以上で、３本の最低値が５０Ｊ以上で溶接熱影響部の靭性に優れている。しかし、比較例はいずれも溶接熱影響部の靭性が十分でない。
【実施例２】
【００６６】
本発明の成分範囲である表１の鋼種Ａ４およびA１２と同じ成分組成のスラブを、１２００℃に加熱し、仕上げ温度９５０℃で板厚１５ｍｍまで熱間圧延を行った。熱間圧延後の冷却を空冷および水冷（霧状のシャワーによるミスト冷却と、高密度高圧水流による高密度水冷の２条件）とし冷却速度の違いによる特性の違いを調べた。水冷は熱間圧延完了後、鋼板の温度が９４０℃になったときから１００℃以下になるまで行った。このようにして得られた鋼板を用いて、実施例１と同様にして母材強度、靭性の測定と溶接熱影響部靭性の評価を行った。母材強度、靭性の結果を表４に溶接熱影響部靭性の結果を表５に示す。
【００６７】
【表４】
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【００６８】
【表５】
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【００６９】
鋼板Ｃ１、Ｃ４は熱間圧延完了後、特に冷却を行わず空冷とした本発明例である。これらの本発明例はＹＲ≦８０％かつＴＳ≧５９０ＭＰaを満足しており。母材の靭性にもすぐれていることが表４からわかる。これに対し、熱間圧延完了後、水冷を行った比較例（鋼板Ｃ２、Ｃ３、Ｃ５、Ｃ６）はＹＲが８０％を超えている。
【００７０】
しかし、表５から明らかなように熱間圧延完了後の水冷の有無は溶接熱影響部靭性にはほとんど影響を与えず、いずれも優れた溶接熱影響部靭性を示した。