(57)【要約】【課　題】入熱３００ｋＪ／ｃｍを超える超大入熱溶接の溶接熱影響部靭性に優れ，かつ低降伏比を有する建築構造用厚鋼板の製造方法を提案する。【解決手段】溶鋼に、Ｓｉおよび／またはＭｎを添加して脱酸し、溶存酸素量を０．００３０〜０．０１２０質量％に調整したのち、ＲＥＭを添加して、溶存酸素量を０．００１０〜０．００５０質量％に調整するとともに、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐを適正範囲に調整し、さらに、Ｓ：０．０００５〜０．００６０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０３％を含み、Ａｌ、Ｔｉをそれぞれ０．００４％以下に制限した組成の溶鋼とし、ついで鋳造して鋼素材としたのち、該鋼素材を１０００〜１２５０℃に加熱したのち、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上とする熱間圧延を施し、ついで、（Ａｒ３変態点−１０℃）〜（Ａｒ３変態点−７０℃）まで平均冷却速度０．１〜０．７℃／ｓの冷却を施し、ついで、平均冷却速度が１℃／ｓ以上、冷却停止温度を６００℃以下の温度とする加速冷却を施しついで空冷する。【選択図】　なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
溶鋼に、Ｓｉおよび／またはＭｎを添加して脱酸し、溶存酸素量を０．００３０〜０．０１２０質量％に調整したのち、ＲＥＭを添加し溶存酸素量を０．００１０〜０．００５０質量％に調整するとともに、組成を調整して、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１５％、　　　　　　　Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．５〜　２．０％、　　　　　　　Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０００５〜０．００６０％、　　　　　ＲＥＭ：０．００１０〜０．０３％
を含有し、ＡｌおよびＴｉをそれぞれ０．００４％以下に制限した組成の溶鋼とし、ついで該溶鋼を鋳造して鋼素材としたのち、該鋼素材に加熱温度：１０００〜１２５０℃で、圧延終了温度：Ａｒ３変態点以上とする熱間圧延を施し、該熱間圧延終了後、平均冷却速度が　０．１〜　０．７℃／ｓの冷却を（Ａｒ３変態点−１０℃）〜（Ａｒ３変態点−７０℃）の温度域まで行い、ついで平均冷却速度が　１．０℃／ｓ以上の冷却を　６００℃以下の温度域まで施すことを特徴とする超大入熱溶接熱影響部靭性に優れ、かつ低降伏比を有する建築構造用厚鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記脱酸の前に、Ａｌを添加する予備脱酸を行い、前記脱酸前の溶存酸素量を０．００８０〜０．０１７０質量％に調整することを特徴とする請求項１に記載の建築構造用厚鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．７％以下、Ｍｏ：０．７％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００２５％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１または２に記載の建築構造用厚鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％含有する組成とすることを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の建築構造用厚鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、建築構造物用厚鋼板に係り、特に超大入熱溶接を施される建築構造物用として好適な、超大入熱溶接熱影響部靭性に優れ、かつ低降伏比を有する建築構造物用厚鋼板の製造方法に関する。なお、本発明でいう「超大入熱溶接」とは、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える溶接を意味するものとする。また、「厚鋼板」とは、板厚３０ｍｍ以上の鋼板をいうものとする。
【０００２】
【従来の技術】
近年、建築構造物の大型化に伴い、使用鋼材の厚肉化が要望されている。これに伴い、構造物の施工効率の向上と施工コストの低減の観点から、溶接効率の向上が求められ、大入熱の高能率溶接が指向されてきた。たとえば、建築構造用ボックス柱では、サブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接やエレクトロスラグ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。
【０００３】
一般に、溶接熱影響部（以下、ＨＡＺともいう）は、溶接時に高温に晒され、結晶粒が粗大化しやすく、しかも、溶接入熱が増大するにしたがい冷却速度が遅くなり、脆弱な上部ベイナイト組織が形成されやすくなり、さらに島状マルテンサイト等の脆化組織が生成しやすく、ＨＡＺ靱性が低下しやすいことが知られている。
【０００４】
このような大入熱溶接ＨＡＺの靭性の低下という問題に対し、例えば、特開平２−２５０９１７号公報、特開平２−２５４１１８号公報、特公平３−５３３６７号公報には、ＴｉＮを鋼中に微細分散させ、ＭｎＳまたはＲＥＭオキシサルファイドと複合してオーステナイト粒の粗大化を抑制し、大入熱溶接ＨＡＺの靭性を改善する技術が提案されている。
【０００５】
また、特開昭５７−５１２４３号公報には、Ｔｉ酸化物を微細分散させ、大入熱溶接ＨＡＺの高靭性化を図る技術が提案されている。また、特開昭６２−１７０４５９号公報には、Ｔｉ窒化物の微細分散と、固溶Ｂ量を低減したうえでフェライト核生成能を有するＢＮの析出を組み合わせて、大入熱溶接ＨＡＺの高靭性化を図る技術が提案されている。また、特開昭６１−２５３３４４号公報には、溶接時の冷却過程でＴｉＮなどのうえに析出するＢＮをフェライトの変態核として利用し、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を改善する技術が提案されている。また、特開２００１−１０７１７７号公報には、固溶Ｎを徹底的に低減するため、Ｔｉと十分なＡｌ量（０．０５〜０．１０％）を含有させ、さらに微細酸化物としてＣａ酸化物を活用して、超大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性を向上させる高張力鋼板が提案されている。
【０００６】
また、特開昭６０−２０４８６３号公報には、Ｃａを添加することで硫化物の形態を制御することにより、大入熱溶接ＨＡＺの靭性を改善する技術が提案されている。また、特公平４−１４１８０号公報には、ＲＥＭを添加し硫化物の形態を制御することにより、大入熱溶接ＨＡＺの靱性を改善する技術が提案されている。
また、特公平４−５４７３４号公報には、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％を含有し、Ｓ：０．０１５％以下とし、さらにＴｉ、ＲＥＭ、Ｃａの１種または２種以上を合計で０．００３〜０．０４％含み、全Ａｌ：０．００３％以下に低減した高靭性溶接用鋼が提案されている。この技術によれば、Ａｌ２Ｏ３　，ＭｎＳの生成が排除され、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｃａの酸化物、硫化物、酸硫化物が形成され、粒内フェライトの析出核となるＢＮが顕著に析出するようになり、溶接ＨＡＺ靭性が向上するとしている。
【０００７】
さらに、特開平５−７８７４０号公報には、Ｃｅ：０．０００１〜０．０３０％を含み、Ｓ：０．００５％以下に低減し、Ａｌを実質的に含有しない組成の鋼を１０００〜１２５０℃の温度領域で再加熱後、熱間加工を施す溶接熱影響部低温靭性に優れた鋼の製造方法が提案されている。この技術によれば、微細に分散したＣｅ酸化物を核として、放射状に微細なアシキュラーフェライトが生成しＨＡＺ靭性が向上するとしている。
【０００８】
【発明の解決しようとする課題】
しかしながら、上記したＴｉＮを主体に利用する従来技術で製造された鋼材に、３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接法を適用した場合、ＨＡＺが、ＴｉＮが溶解する高温域に長時間晒されるため、ＴｉＮが溶解し結晶粒微細化の作用がなくなり、さらに、固溶Ｔｉおよび固溶Ｎの増加に起因して、脆化組織が生成し、著しくＨＡＺ靱性が低下する場合がある。この傾向は、とくに入熱量が増大するほど顕著となり、３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱領域から１２００ｋＪ／ｃｍまでの超大入熱領域まで安定してこの技術を利用できないという問題があった。
【０００９】
また、特開２００１−１０７１７７号公報に記載された技術は、靭性に影響する固溶Ｎ量の低減と溶融点近傍の高温域でも粒微細化効果を有する酸化物を活用することにより、超大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性を向上させようとするものであり、過剰にＡｌを含有させることが特徴である。しかし、多量のＡｌ含有は、溶接時に溶接金属中に混入して脱酸反応に影響し、溶接部靭性を低下させるという問題がある。
【００１０】
また、上記したＴｉ酸化物を用いる従来技術では、酸化物を均一かつ微細に分散させることがかなりの困難を伴い、酸化物の複合化等によりその分散能を改良すべく種々の検討がなされているが、入熱が３００ｋＪ／ｃｍを超える超大入熱溶接においてはオーステナイト粒の成長を十分抑制することが現在までのところ難しく、超大入熱溶接ＨＡＺを安定して高靭性とすることが困難となっていた。
【００１１】
また、特公平４−５４７３４号公報に記載された技術によっても、入熱が３００ｋＪ／ｃｍを超える超大入熱溶接ＨＡＺにおけるオーステナイト粒の成長を十分には抑制することができず、依然として超大入熱溶接ＨＡＺを安定して高靭性とすることが困難であるという問題があった。また、特開平５−７８７４０号公報に記載された技術では、Ｃｅ酸化物を安定して微細分散することが難しく、入熱が３００ｋＪ／ｃｍを超える超大入熱溶接ＨＡＺを安定して高靭性とすることが困難であるという問題があった。
【００１２】
近年、建築構造物の耐震性向上が要望され、建築構造物の溶接継手部にも、高靭性を有することが要求されている。例えば、柱−梁接合部においては、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが７０Ｊを超えるような高い靭性を有することが求められている。また、ボックス柱にも同様な要求がある。また、建築構造物では、鋼材の塑性変形を一部許容することで地震エネルギーを吸収する設計法が採用されることから、建築構造物用鋼材には降伏比が８０％以下の低降伏比を有する鋼材とすることが要求されている。
【００１３】
本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、母材引張強さが４９０ＭＰａ以上で、母材降伏比が８０％以下の低降伏比を有し、入熱３００ｋＪ／ｃｍを超える超大入熱溶接の溶接熱影響部での０℃におけるシャルピー吸収エネルギーｖＥ０　が７０Ｊを超えるような高い靭性を有する、超大入熱溶接の溶接熱影響部靭性に優れ、かつ低降伏比を有する建築構造用厚鋼板の製造方法を提案することを目的とする。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するために、超大入熱溶接のＨＡＺ靭性に及ぼす各種要因について鋭意検討を重ねた。その結果、従来のような、溶鋼中での酸化物、硫化物の組成を調整することのみでは、分散粒子を超大入熱溶接のＨＡＺ靭性向上に有効な粒子とすることに限界があることに思い至った。そして、本発明者らは、溶鋼中での酸化物、硫化物等の粒子組成の調整に加えて、さらに凝固過程で形成されるデンドライトの形態制御を行うことにより、分散粒子を、従来に比べて安定して、格段に均一かつ微細に分散させることができることを見出した。このようにして形成された微細分散粒子は、入熱３００ｋＪ／ｃｍ以上の超大入熱溶接のＨＡＺにおいても、オーステナイト粒の微細化に有効に寄与し、ＨＡＺ靭性を顕著に向上させることができる。
【００１５】
本発明者らは、Ｓｉ，Ｍｎで脱酸し、凝固前の溶鋼の溶存酸素量を０．００３０〜０．０１２０質量％に調整したのち、ＲＥＭを添加することによりデンドライトの形態制御が、可能であることを見出した。溶鋼中の溶存酸素量を所定の範囲に調整したのち、ＲＥＭを添加することにより、固液界面にＲＥＭオキシサルファイドが晶出し、そのため、デンドライトの一方向成長が抑制され、デンドライトが等軸晶化し、それによりデンドライト二次アームが微細化することを見い出した。さらに、本発明者らは、二次脱酸生成物として、このような微細化したデンドライト二次アーム間に、Ｍｎの酸化物、硫化物、酸硫化物、Ｓｉの酸化物の１種または２種以上が複合した高融点のＭｎおよびＳｉ系オキシサルファイドの、微細な分散粒子が多量にかつ均一に形成され、このような微細な分散粒子が、入熱４００ｋＪ／ｃｍ以上の超大入熱溶接の溶接熱影響部においても、オーステナイト粒の粗大化防止に有効に寄与し、溶接熱影響部の靭性を高靭性とすることができることを確認した。
【００１６】
さらに、本発明者らは、引張強さ４９０ＭＰａ以上の高強度で、かつ８０％以下の低降伏比を有する母材特性を得るために、Ａｒ３変態点以上で圧延を終了したのち、緩冷却を施し所定量のフェライトを析出させ、その後加速冷却を行なう２段冷却とすることが好ましいことを知見した。
本発明は、上記した知見に基づいて、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次の通りである。
（１）溶鋼に、Ｓｉおよび／またはＭｎを添加して脱酸し、溶存酸素量を０．００３０〜０．０１２０質量％に調整したのち、ＲＥＭを添加し溶存酸素量を０．００１０〜０．００５０質量％に調整するとともに、組成を調整して、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜　２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００６０％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．０３％を含有し、ＡｌおよびＴｉをそれぞれ０．００４％以下に制限した組成の溶鋼とし、ついで該溶鋼を鋳造して鋼素材としたのち、該鋼素材に加熱温度：１０００〜１２５０℃で、圧延終了温度：Ａｒ３変態点以上とする熱間圧延を施し、該熱間圧延終了後、平均冷却速度が　０．１〜　０．７℃／ｓの冷却を（Ａｒ３変態点−１０℃）〜（Ａｒ３変態点−７０℃）の温度域まで行い、ついで平均冷却速度が　１．０℃／ｓ以上の冷却を　６００℃以下の温度域まで施すことを特徴とする超大入熱溶接熱影響部靭性に優れ、かつ低降伏比を有する建築構造用厚鋼板の製造方法。
（２）（１）において、前記脱酸の前に、Ａｌを添加する予備脱酸を行い、前記脱酸前の溶存酸素量を０．００８０〜０．０１７０質量％に調整することを特徴とする建築構造用厚鋼板の製造方法。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．７％以下、Ｍｏ：０．７％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００２５％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする建築構造用厚鋼板の製造方法。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％含有する組成とすることを特徴とする建築構造用厚鋼板の製造方法。
【００１７】
【発明の実施の形態】
本発明では、まず、溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等通常公知の方法で溶製し、脱酸処理や脱ガスプロセスにより、まず、溶存酸素量を０．００３０〜０．０１２０質量％に調整したのち、ＲＥＭを添加し溶存酸素量を０．００１０〜０．００５０質量％に調整する。本発明では、脱酸処理はＡｌやＴｉによる脱酸ではなく、Ｓｉおよび／またはＭｎ添加の脱酸とする。なお、予備脱酸として、Ｓｉおよび／またはＭｎ添加による脱酸に先立ち、Ａｌを添加する予備脱酸を行ってもよい。Ａｌを添加する予備脱酸を行う場合には、Ｓｉおよび／またはＭｎ添加による脱酸前の溶存酸素量を０．００８０〜０．０１７０質量％に調整することが好ましい。また、Ａｌを添加する予備脱酸を行う場合には、溶鋼中に残留するＡｌは０．００４質量％以下とすることが必要となる。Ａｌが０．００４質量％超えて残留すると、所望のＲＥＭ系酸硫化物の形成が困難となる。
【００１８】
本発明では、ＲＥＭ添加前の溶存酸素量を０．００３０〜０．０１２０質量％に調整する。これにより、ＲＥＭ硫化物粒子、ＲＥＭ酸化物、ＲＥＭ酸硫化物粒子の１種または２種以上が、凝固過程で固液界面に晶出し、デンドライトの一方向成長を抑制し、デンドライトの等軸晶化が達成でき、二次デンドライトアーム間隔が小さくなり、その後の二次脱酸により生成するＭｎ系介在物（分散粒子）が微細化される。溶存酸素量が０．００３０質量％未満では、所望のＲＥＭ酸硫化物の形成が困難となり、上記した効果が期待できなくなる。一方、ＲＥＭ添加前の溶存酸素量が０．０１２０質量％を超えると、ＲＥＭが酸化物となり、所望のＲＥＭ硫化物あるいはＲＥＭ酸硫化物の形成が困難となる。このため、デンドライトの一方向成長を抑制する能力が低下し、二次デンドライトアーム間隔を微細化することができない。
【００１９】
このような溶存酸素量とした溶鋼にＲＥＭを添加する。ＲＥＭは、溶鋼の凝固過程で、Ｓおよび／またはＯと結合し、ＲＥＭの硫化物（サルファイド）、ＲＥＭの酸化物（オキサイド）、ＲＥＭの酸硫化物（オキシサルファイド）の１種または２種以上として固液界面に晶出し、デンドライトの一方向成長を抑制し、デンドライトを等軸晶化する作用を有する。そして、デンドライトの等軸晶化により、二次デンドライトアーム間隔を微細化する。このような効果を得るために、ＲＥＭは鋼中に０．００１〜０．０３％含有するように添加する。
【００２０】
なお、ＲＥＭ添加に際しては、硫化物、酸化物、酸硫化物が形成され、添加後の溶存酸素量が所望の０．００１０〜０．００５０質量％となるように、同時にＳを調整することが好ましい。これにより、凝固過程で、ＲＥＭ硫化物粒子、ＲＥＭ酸化物粒子、ＲＥＭ酸硫化物粒子のいずれかが容易に固液界面に晶出することができ、デンドライトの一方向成長を抑制する。
【００２１】
ＲＥＭ　添加後の溶存酸素量が０．００１０質量％未満では、二次デンドライトアーム間隔が大きくなり、二次脱酸生成物としてオーステナイト粒の粗大化を防止できるＭｎ系複合粒子の微細分散ができなくなり、オーステナイト粒粗大化抑制能が低下する。一方、ＲＥＭ添加後の溶存酸素量が０．００５０質量％を超えて多くなると、Ｍｎ酸化物が粗大化するとともに、オーステナイト粒の粗大化防止に有効なＭｎ系複合粒子の微細形成が難しく、オーステナイト粒粗大化抑制能が低下する。
【００２２】
本発明では、ＲＥＭを添加し溶存酸素量を０．００１０〜０．００５０質量％に調整するとともに、溶鋼組成を下記に示す組成に調整する。
次に、溶鋼の組成限定理由について説明する。なお、以下、質量％は単に％で表示する。
Ｃ：０．０３〜０．１５％
Ｃは、鋼の強度を増加させる元素であり、厚鋼板として必要な強度（母材引張強さ：４９０ＭＰａ以上）を得るためには、少なくとも０．０３％は必要である。しかし、過剰に含有すると、溶接部の靱性、耐溶接割れ性を低下させる。このため、本発明では、Ｃは０．０３〜０．１５％の範囲に限定した。なお、好ましくは、０．０５〜０．１３％である。
【００２３】
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、本発明では適度な脱酸を行うために０．０５％以上の含有が必要であるが、０．５０％を超えて含有すると、母材靱性が劣化するとともに、超大入熱溶接ＨＡＺにおいて島状マルテンサイトが生成し、ＨＡＺ靱性が顕著に低下する。このため、Ｓｉは０．０５〜０．５０％の範囲に限定した。なお、好ましくは、０．０５〜０．３０％である。
【００２４】
Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは、脱酸剤として作用するとともに、二次脱酸生成物として微細な酸化物、硫化物、酸硫化物の１種または２種以上が複合した粒子を形成し、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性を向上させる作用を有する元素である。また、Ｍｎは、固溶強化で鋼の強度を増加させる作用も有する。このような効果を得るために、本発明では、０．５％以上の含有を必要とする。一方、２．０％を超える過剰の含有は、溶接部の靱性を著しく劣化させる。このため、本発明では、Ｍｎは０．５〜２．０％の範囲に限定した。なお、好ましくは、０．８〜１．６％である。
【００２５】
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、鋼の靭性を劣化させるため、できるだけ低減することが好ましい。とくに、０．０３％を超える含有は、ＨＡＺの靱性劣化が著しくなる。このため、Ｐは０．０３％以下に限定した。なお、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、０．００５％以上とすることが好ましい。
【００２６】
Ｓ：０．０００５〜０．００６０％
Ｓは、ＲＥＭを添加する本発明では、ＲＥＭと結合し、ＲＥＭの硫化物（サルファイド）、またはＲＥＭの酸硫化物（オキシサルファイド）として、凝固段階で固液界面に晶出し、デンドライトの一方向成長を抑制してデンドライトを等軸晶化し、それによりデンドライト二次アームを微細化する作用を有する。また、Ｓは、二次脱酸生成物としてＭｎと結合し、Ｍｎの硫化物、酸硫化物として微細に晶出し、ＨＡＺのオーステナイト粒粗大化を防止するという効果もある。
【００２７】
Ｓが０．０００５％未満では、ＲＥＭが酸化物として溶鋼段階で晶出し、上記した効果を達成できない。一方、０．００６０％を超えると、粗大なＭｎＳを形成し靭性が顕著に低下する。このため、本発明では、Ｓは０．０００５〜０．００６０％の範囲に限定した。
ＲＥＭ：０．００１〜０．０３％
ＲＥＭは、上記したように、溶鋼の凝固過程で、Ｓおよび／またはＯと結合し、ＲＥＭの硫化物（サルファイド）、ＲＥＭの酸化物（オキサイド）、ＲＥＭの酸硫化物（オキシサルファイド）の１種または２種以上として固液界面に晶出し、デンドライトの一方向成長を抑制し、デンドライトを等軸晶化する作用を有する。そして、デンドライトの等軸晶化により、二次デンドライトアーム間隔を微細化する。このような効果は、ＲＥＭの０．００１％以上の含有で認められるが、０．０３％を超えて含有すると、粗大なＲＥＭ系化合物が増加し、母材靭性が劣化する。このため、ＲＥＭは０．００１〜０．０３％の範囲に限定した。なお、好ましくは、０．００３〜０．０１５％である。
【００２８】
Ａｌ：０．００４％以下
Ａｌは、強脱酸元素であり、溶鋼中の酸素と結合しアルミナ（Ａｌ２Ｏ３）を形成し、溶存酸素を低減するため、ＲＥＭの酸硫化物（オキシサルファイド）の生成、あるいは二次脱酸生成物としてのＭｎの酸化物、酸硫化物（オキシサルファイド）の生成を阻害し、デンドライトの形態制御や、二次脱酸生成物の微細分散に悪影響を及ぼす。このため、本発明では、Ａｌ脱酸を行わず、Ｓｉ，Ｍｎ脱酸とし、Ａｌ含有量を０．００４％以下に制限した。
【００２９】
Ｔｉ：０．００４％以下
Ｔｉは、Ａｌと同様に、Ｓｉ，Ｍｎにくらべて強い脱酸力を有する元素であり、二次脱酸生成物の微細分散のために、できるだけ低減する必要がある。このため、本発明では、Ａｌと同様に、０．００４％以下に限定した。
上記した基本組成に加えてさらに、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．７％以下、Ｍｏ：０．７％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００２５％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／またはＣａ：０．０００５〜０．００５０％を含有することが好ましい。
【００３０】
Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂは、いずれも、鋼の強度を増加させる元素であり、母材強度、溶接継手部強度の確保のために、選択して含有することができる。Ｎｂは、母材の強度および靱性を向上させるとともに、継手部強度を増加させる作用を有する。このような効果は、０．００５％以上の含有で顕著となるが、０．０５％を超える含有は、ＨＡＺ靱性の低下を招く。このため、Ｎｂは０．０５％以下に限定することが好ましい。
【００３１】
Ｖは、母材の強度および継手部強度を増加させる元素である。このような効果は、０．０１０％以上の含有で顕著となるが、０．２％を超える含有は、かえって靱性の低下を招く。このため、Ｖは０．２％以下に限定することが好ましい。
Ｃｕは、Ｎｉと同様、強度を増加する元素である。このような効果は０．０５％以上の含有で顕著となるが、１．０％を超える含有は熱間脆性を生じ、鋼板の表面性状が劣化する。このため、Ｃｕは１．０％以下に限定することが好ましい。
【００３２】
Ｎｉは、母材の高靱性を保ちつつ強度を増加させる元素である。このような効果は、０．０５％以上の含有で有効となるが、高価であるため、１．５％を上限とすることが好ましい。
また、Ｃｒ，Ｍｏは、いずれも母材の高強度化に有効に作用する元素である。このような効果は、Ｃｒ：０．１％以上、Ｍｏ：０．０５　％以上の含有で顕著となる。一方、過剰に含有すると、いずれも靱性に悪影響を与えるため、Ｃｒ：０．７％以下、Ｍｏ：０．７％以下にそれぞれ限定することが好ましい。
【００３３】
Ｂは、焼入れ性の向上を介して、鋼の強度を増加させる作用を有するとともに、溶接熱影響部ではＢＮを形成し、フェライトの生成核として作用する。また固溶Ｎを低減する効果も有する。０．０００３％以下ではその効果が十分ではなく、一方、０．００３０％を超えて含有すると焼入れ性が著しく増加し母材靱性の劣化を招く恐れがある。このため、Ｂは０．０００３〜０．００３０％の範囲に限定することが好ましい。
【００３４】
Ｃａは、ＨＡＺ組織をアシキュラーフェライト化させることにより、ＨＡＺ靭性を向上させる元素であり、必要に応じ含有できる。このような効果は０．０００５％以上の含有で認められるが、０．００５０％を超えて含有すると、鋼の清浄度を低下させる。このため、Ｃａは０．０００５〜０．００５０％の範囲とすることが好ましい。
上記した成分以外の残部溶鋼は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
【００３５】
上記した組成に調整した溶鋼を、ついで鋳造して鋼素材（スラブ）とする。鋳造方法は、特に限定されないが、分散粒子の大きさおよび形態を所望の範囲に制御するために、凝固段階において、鋳込速度や冷却速度を制御できる連続鋳造法とすることが好ましい。なお、分散粒子の大きさを決めている要因は、溶存酸素量とＭｎ、Ｓ量が主であるが、鋳込時の冷却速度も影響するため、鋳造方法は造塊法よりも連鋳法とすることが好ましい。
【００３６】
ついで、これら鋼素材を、１０００℃以上、１２５０℃以下に再加熱する。
再加熱温度が１０００℃未満では、熱間圧延での変形抵抗が高くなり、圧延負荷が過大となり、１パス当たりの圧下量が大きくとれなくなることから、圧延パス数が増加し、圧延能率を招くとともに、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ある。このため、再加熱温度は、１０００℃以上とする。一方、再加熱温度が１２５０℃を超えると、結晶粒の粗大化が著しく、また、加熱による酸化スケールが鋼素材表面に多量に生成し、スケールロスが多くなるとともに、表面品質が低下するため、鋼素材の再加熱温度は１０００〜１２５０℃の範囲とする。なお、好ましくは、１０００〜１１８０℃である。
【００３７】
再加熱された鋼素材は、ついで、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上とする熱間圧延を施され、所定の寸法形状の厚鋼板とされる。
再加熱後、鋼素材は、繰り返し多パスの熱間圧延により、所定の板厚の厚鋼板とされるが、圧延終了温度がＡｒ３変態点未満では、降伏比が８０％を超えて大きくなり、建築用材として地震時の地震エネルギー吸収能力が低下する。このため、本発明では、熱間圧延の圧延終了温度はＡｒ３変態点以上とした。なお、降伏比を安定して８０％以下、さらには音響異方性を小さくする観点から、好ましくは（Ａｒ３変態点＋７０℃）以上、さらに好ましくは８５０℃超えである。なお、組織の粗大化防止、母材靭性低下防止の観点から、圧延終了温度は、１０００℃以下とすることが好ましい。
【００３８】
なお、Ａｒ３変態点（℃）は、含有する化学成分との関係で、概ね次式
Ａｒ３＝９１０−２７３Ｃ＋２５Ｓｉ−７４Ｍｎ−５６Ｎｉ−１６Ｃｒ−９Ｍｏ−５Ｃｕ−１６２０Ｎｂ
（ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｂ：各合金元素の含有量（質量％））
で推測できる。なお、含有しない合金元素がある場合には、該当する合金元素量を０として計算するものとする。
【００３９】
本発明では、熱間圧延終了後の冷却は、緩冷却−加速冷却の２段冷却とする。圧延直後の冷却は、一部フェライト変態を生じさせ、降伏比を８０％以下とするために、平均冷却速度が０．１〜０．７℃／ｓの冷却を、（Ａｒ３　変態点−１０℃）〜（Ａｒ３変態点−７０℃）の温度域まで行なう緩冷却とする。
（Ａｒ３　変態点−１０℃）よりも高い温度では、フェライトの生成量が少なく、降伏比８０％以下の低降伏比が達成しにくい。一方、（Ａｒ３　変態点−７０℃）未満の温度では、フェライトの生成量が多量となり、所望の強度が得られにくくなる。
【００４０】
また、緩冷却における平均冷却速度が０．１℃／ｓ未満では、生産性が低下するとともに、フェライトの生成量が多量となり、所望の強度が得られにくくなる。一方、０．７℃／ｓを超えて大きくなると、フェライトの生成が遅れて所望の降伏比が得られにくくなる。
上記した緩冷却に続いて、本発明では平均冷却速度が１．０℃／ｓ以上の加速冷却を６００℃以下の温度域まで行う。
【００４１】
平均冷却速度が１．０℃／ｓ未満では変態後のフェライト粒が粗大化し、第２相が少なくなることから母材の強度が低下する。なお、平均冷却速度の上限については特に限定する必要はないが、条切り歪低減の観点からは、２５℃／ｓ以下とすることが望ましい。
また、加速冷却後の冷却停止温度は、母材強度の観点から、６００℃以下とする。一方、冷却停止温度の下限温度は特に規定しないが、室温まで冷却しても構わない。加速冷却後の冷却停止温度の好適範囲は、５５０℃〜５０℃である。
【００４２】
加速冷却停止後は、室温まで空冷することが好ましい。
また、本発明では、鋼材の残留応力低減の目的で、上記した冷却後、２００〜６００℃の温度範囲で焼戻し処理を施してもよい。焼戻し温度が２００℃未満では、残留応力の除去効果が少なく、一方、６００℃を超えて高くなると、各種炭窒化物が析出し、析出強化により、靭性が劣化するとともに降伏比が高くなる。
【００４３】
上記した製造方法で製造された厚鋼板は、上記した溶鋼組成と同じ組成を有し、それ以外の不可避的不純物として、Ｎ：０．００５０％以下、Ｏ：０．００５０％以下が許容される。０．００５０％を超えるＮの含有は、粗粒域ＨＡＺ靱性を劣化させる。また、０．００５０％を超えるＯの含有は、鋼中の酸化物量が増加し、鋼の清浄度を劣化させる。なお、Ｏは、ＲＥＭの酸化物、酸硫化物、Ｍｎの酸化物、酸硫化物の所要量以上の分散のために０．００１０％以上とすることがより好ましい。
【００４４】
また、上記した製造方法で製造された厚鋼板は、上記した組成に加えて、平均粒径１０μｍ以下のＲＥＭ硫化物粒子、ＲＥＭ酸化物粒子、ＲＥＭ酸硫化物粒子の１種または２種以上と、平均粒径１μｍ以下の、Ｍｎ酸化物、Ｍｎ硫化物、Ｍｎ酸硫化物のうちの１種または２種以上が複合した粒子と、不可避的に存在する窒化物とが分散した組織を有する。
【００４５】
平均粒径１０μｍ以下のＲＥＭ硫化物粒子、ＲＥＭ酸化物粒子、ＲＥＭ酸硫化物粒子は、凝固過程で固液界面に晶出し、デンドライトの一方向成長を抑制する作用を有する。なお、デンドライトの一方向成長を抑制するためには、ＲＥＭ硫化物粒子、ＲＥＭ酸化物粒子、ＲＥＭ酸硫化物粒子の平均粒径は１μｍ以上とすることが好ましい。ＲＥＭの添加前の溶存酸素量を０．００３０〜０．０１２０質量％に調整することにより、１０μｍ以下好ましくは１μｍ以上のＲＥＭ硫化物粒子、ＲＥＭ酸化物粒子、ＲＥＭ酸硫化物粒子の１種または２種以上が固液界面に晶出するようになる。
【００４６】
なお、デンドライトの一方向成長を抑制するために、このようなＲＥＭ硫化物粒子、ＲＥＭ酸化物粒子、ＲＥＭ酸硫化物粒子のうちの１種または２種以上は、粒数密度で　　７０個／ｍｍ２　以上分散させることが好ましい。７０個／ｍｍ２　未満では、上記した効果が期待できなくなり、凝固組織を等軸晶化できない。
平均粒径で１μｍ以下と微細分散した、Ｍｎ酸化物、Ｍｎ硫化物、Ｍｎ酸硫化物のうちの１種または２種以上が複合した粒子は、超大入熱溶接ＨＡＺのオーステナイト粒の成長を抑制する作用を有する。これら微細分散するＭｎ系複合粒子は、二次脱酸生成物であり、凝固段階での二次デンドライトアーム間隔を微細とし、ＲＥＭ添加後の溶存酸素量を０．００１０〜０．００５０質量％に調整することにより生成することができる。このようなＭｎ系複合粒子は、粒数密度で１×１０６　個／ｍｍ２　以上分散させることが好ましい。１×１０６　個／ｍｍ２　未満では、ＨＡＺの高温滞留域でのオーステナイト粒のピン止め効果が小さくなり、ＨＡＺが粗粒化しＨＡＺ靱性が低下する。
【００４７】
なお、分散粒子の平均粒径および単位面積当たりの粒数密度は、鋼板から採取した試験片の圧延方向と直角なＣ断面を研磨し、さらに研磨面を電解腐食して分散粒子を現出したのち、走査型電子顕微鏡を用いて観察し、倍率：５０００倍で各１０視野撮像して、得られた画像を、画像解析装置を用いて処理し算出するものとする。
【００４８】
【実施例】
表１に示す組成の溶鋼を、転炉で溶製し、ＲＨ脱ガス処理を施したのち、連続鋳造法で鋼素材（２３０〜３１０ｍｍ厚スラブ）とした。なお、溶製中に、脱酸処理により、ＲＥＭ添加直前の溶存酸素量を調整した。また、一部では、Ａｌ添加による予備脱酸を行った。また、ＲＥＭ、Ｓの添加量を変更して、ＲＥＭ添加後の溶存酸素量を調整した。その後、その他の成分含有量を調整して、表１に示す組成の溶鋼にした。
【００４９】
ついで、得られて鋼素材を表２に示す条件で再加熱し、表２に示す条件の熱間圧延を施し、表２に示す条件で冷却し、表２に示す板厚の厚鋼板とした。
得られた厚鋼板について、母材組織、母材引張特性、母材靭性を調査した。
（１）母材組織
得られた厚肉鋼板から、試験片を採取し、分散粒子の種類、平均粒径、および粒数密度を調べた。分散粒子の種類、平均粒径および単位面積当たりの粒数密度は、試験片のＣ断面（圧延方向に直角方向）を研磨し、さらに研磨面を電解腐食して分散粒子を現出したのち、走査型電子顕微鏡を用いて観察し、倍率：５０００倍で各１０視野撮像して、得られた画像を、画像解析装置を用いて算出し、各視野ごとの平均値を求め、さらに各視野の平均値を求め、各鋼板の値とした。分散粒子の種類は、走査型電子顕微鏡に装備されたＥＤＸ装置を用いて、決定した。
（２）母材引張特性
得られた厚肉鋼板の板厚の１／４部Ｃ方向から、ＪＩＳ４号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２０４の規定に準拠して引張試験を実施し、降伏強さＹＳ、引張強さＴＳを求めた。
（３）母材靭性
得られた厚鋼板の板厚の１／４部Ｃ方向から、２ｍｍＶノッチ衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２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（Ｊ）を求めた。
【００５０】
また、得られた厚鋼板について、超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を調査した。
（４）超大入熱溶接ＨＡＺ靭性
得られた厚鋼板から熱サイクル試験片を採取し、該熱サイクル試験片に入熱４００ｋＪ／ｃｍのサブマージアーク溶接、入熱８００ｋＪ／ｃｍのエレクトロスラグ溶接ボンド部相当の溶接熱サイクル（最高加熱温度：１４００℃、８００〜５００℃の冷却速度：０．５５℃／ｓ）、および入熱１２００ｋＪ／ｃｍのエレクトロスラグ溶接ボンド部相当の溶接熱サイクル（最高加熱温度：１４００℃、８００〜５００℃の冷却速度：０．３℃／ｓ）を付与した。これら溶接熱サイクル試験片から２ｍｍＶノッチ衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２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（Ｊ）を求め、超大入熱溶接ＨＡＺ靭性（再現ＨＡＺ靭性）を評価した。
【００５１】
得られた結果を表３に示す。
【００５２】
【表１】
2004010951.tif 000002
【００５３】
【表２】
2004010951.tif 000003
【００５４】
【表３】
2004010951.tif 000004
【００５５】
本発明例はいずれも、ＹＳが３２５ＭＰａ以上、ＴＳが４９０ＭＰａ以上の高強度で、降伏比が８０％以下の低降伏比と、ｖＥ０　が　７０Ｊ以上の高靭性を有する良好な母材特性と、３００ｋＪ／ｃｍを超える超大入熱溶接のボンド部におけるｖＥ０　が７０Ｊ以上と、極めて良好な超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を有する厚鋼板である。これに対し、圧延条件が本発明の範囲を外れる比較例（鋼板Ｎｏ．９〜Ｎｏ．１３）は、降伏比が８０％を超えて高くなり、あるいは強度が所定強度未満と母材特性が低下していた。また、溶製条件が本発明の範囲を外れた比較例（鋼板Ｎｏ．１６〜Ｎｏ．２２）では、ＨＡＺ組織制御が達成できず、超大入熱溶接ＨＡＺのｖＥ０　が７０Ｊ未満と超大入熱溶接ＨＡＺ靭性が低下している。
【００５６】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば、超大入熱溶接熱影響部靭性に優れ、かつ低降伏比を有する建築構造用厚鋼板が安価にしかも安定して製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明は、構造物の大型化や、施工能率の向上に寄与するという効果もある。