(57)【要約】【課題】引張強さが  ５７０  ＭＰａ以上の高強度鋼に対して、溶接入熱が１０００  ｋＪ／ｃｍを超える超大入熱溶接を施した場合であっても、母材は勿論のこと、溶接熱影響部について、優れた靱性を安定して得る。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．００１  〜０．０３％、Ｓｉ：０．０５〜１．０  ％、Ｍｎ：１．０  〜３．０  ％、Ａｌ：０．１  〜０．６  ％、Ｎｂ：０．０１０  ％以下、Ｍｏ：０．１  〜１．０  ％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｐ：０．０５０  ％以下およびＳ：０．００５０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成に調整する。【選択図】        図６
2004285369.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．００１  〜０．０３％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０  ％、
Ｍｎ：１．０  〜３．０  ％、
Ａｌ：０．１  〜０．６  ％、
Ｎｂ：０．０１０  ％以下、
Ｍｏ：０．１  〜１．０  ％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｐ：０．０５０  ％以下および
Ｓ：０．００５０％以下
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になることを特徴とする、引張強さ（ＴＳ）が  ５７０  ＭＰａ以上で超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた非調質高強度鋼材。
【請求項２】
請求項１において、鋼材が、さらに質量％で、
Ｖ：０．１  ％以下、
Ｔｉ：０．１  ％以下、
Ｃｕ：３．０  ％以下、
Ｎｉ：５．０  ％以下、
Ｃｒ：１．０  ％以下、
Ｎ：０．０１０  ％以下、
Ｃａ：０．００３０％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下および
Ｍｇ：０．００５  ％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする非調質高強度鋼材。
【請求項３】
請求項１または２において、鋼のγ単相から高温域における（α＋γ）２相となるＡｃ４点が１４００℃以下で、かつ（α＋γ）２相温度域幅が２５℃以上であることを特徴とする非調質高強度鋼材。
【請求項４】
質量％で、
Ｃ：０．００１  〜０．０３％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０  ％、
Ｍｎ：１．０  〜３．０  ％、
Ａｌ：０．１  〜０．６  ％、
Ｎｂ：０．０１０  ％以下、
Ｍｏ：０．１  〜１．０  ％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｐ：０．０５０  ％以下および
Ｓ：０．００５０％以下
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋼片を、Ａｃ３点〜１３５０℃の温度に加熱後、熱間圧延し、１０℃／ｓ以下の速度で冷却することを特徴とする、引張強さ（ＴＳ）が  ５７０  ＭＰａ以上で超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた非調質高強度鋼材の製造方法。
【請求項５】
請求項４において、鋼片が、さらに質量％で、
Ｖ：０．１  ％以下、
Ｔｉ：０．１  ％以下、
Ｃｕ：３．０  ％以下、
Ｎｉ：５．０  ％以下、
Ｃｒ：１．０  ％以下、
Ｎ：０．０１０  ％以下、
Ｃａ：０．００３０％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下および
Ｍｇ：０．００５  ％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする非調質高強度鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、造船、建築および土木等の各分野に供して好適な、引張強さ（ＴＳ）が  ５７０  ＭＰａ以上で、超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた非調質高強度鋼材およびその製造方法に関し、特に溶接熱影響部の靱性の劣化を招くことなしに、溶接入熱が１０００  ｋＪ／ｃｍを超える超大入熱溶接の実施を可能ならしめたものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、造船、建築および土木など溶接構造物の大型化が進むにつれて、これら構造物への高強度鋼の需要が高まっている。また一方で、溶接技術の発展に伴い、溶接施工能率の高い溶接入熱：１０００  ｋＪ／ｃｍ以上の超大入熱溶接法が確立され、大型溶接構造物の建造コスト削減の観点から、高強度の鋼材への超大入熱溶接法の適用が期待されている。
さらに、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靭性は勿論のこと、溶接熱影響部の靭性に優れることが要求される。
【０００３】
その際、最も問題となるのは、溶接熱影響部のボンド部における靱性である。このボンド部は、大入熱溶接時に溶融点直下の高温に曝されて、オーステナイトの結晶粒が最も粗大化し易く、また引き続く冷却によって、脆弱な上部ベイナイト組織に変態し易い位置だからである。さらに、このボンド部では、島状マルテンサイトや炭化物といった非常に硬い脆化組織が生成し易く、このことも靭性低下の原因となっている。
【０００４】
従来、ボンド部の靱性の改善策としては、ＴｉＮを微細に分散させ、オーステナイトの粗大化を抑制すると共に、フェライト変態の核として利用する技術が実用化されている。
また、入熱量：２３０  ｋＪ／ｃｍ  の溶接ボンド部での靱性改善を目指して、希土類元素（ＲＥＭ）をＴｉと複合添加することにより、鋼中に微細粒子を分散させてオーステナイトの粒成長を防止し、溶接部靱性の向上を図る方法が示されている（例えば特許文献１）。
【０００５】
さらに、Ｔｉの酸化物を分散させる技術や、ＢＮのフェライト核生成能を組み合わせた技術も開発されている。
その他、ＣａやＲＥＭ  を添加し、硫化物の形態を制御することによって、靱性の向上を図る技術も知られている。
【０００６】
しかしながら、上記した従来技術はそれぞれ、安定した靱性が得られる鋼材の製造が困難であったり、１００  ｋＪ／ｃｍ  を超える大入熱溶接部では十分な靱性が得られないという問題があった。
すなわち、ＴｉＮを主に利用する技術においては、ＴｉＮが溶解する温度域に加熱される溶接部でその効果が消失し、また固溶ＴｉおよびＮによる基地組織の脆化によって著しい靱性の低下が見られた。
また、Ｔｉの酸化物を利用した技術では、酸化物の微細分散が十分均質にできないという問題があった。
さらに、ＣａやＲＥＭ  を添加する技術においても、１００  ｋＪ／ｃｍ  を超える大入熱溶接では溶接熱影響部について高靱性を確保することは困難であった。
【０００７】
また、上記の技術はいずれも、ボンド部で生成する非常に硬い脆化組織である炭化物の抑制には効果がなく、溶接後の冷却過程において溶接熱影響部にＮｂ（Ｃ，Ｎ）が析出し、このＮｂ（Ｃ，Ｎ）  の析出硬化作用により靭性が低下するといった問題があった。
【０００８】
一方、上記したような溶接熱影響部におけるＮｂ（Ｃ，Ｎ）の析出を抑制して、ボンド部の靭性の改善する手法として、極低炭素化と、Ｎｂ添加量を制限することによってＮｂ（Ｃ，Ｎ）  の析出を抑制し、また合金元素の適正な成分調整により、溶接熱影響部の組織を靭性の良好なベイナイト単相とする技術が開発されている（例えば特許文献２）。
しかしながら、上記の技術では、超大入熱溶接時に融点直下に長時間曝される超大入熱溶接部のボンド部において、オーステナイト粒が粗大化するところに問題を残していた。
【０００９】
また、近年、造船、建築などの溶接構造物の大型化や製造コストの削減の観点から、引張強さが  ５７０  ＭＰａ以上の高強度材に対して、一層の溶接施工能率の向上が求められている。溶接時間の削減は効率化に直結するものであり、このため大入熱溶接の適用が増加しつつある。
しかしながら、かような大入熱溶接を行った場合に、安定して溶接熱影響部の高靭性を確保できる高強度鋼材は今のところ存在せず、その開発が望まれていた。
【００１０】
この点、発明者らは先に、上記の要請に有利に応えるものとして、溶接入熱が６００  ｋＪ／ｃｍ  を超える超大入熱溶接を施した場合であっても、母材は勿論のこと、溶接熱影響部についても優れた靱性を安定して得ることができる非調質高強度鋼を開発し、特許文献３において開示した。
【００１１】
この技術は、厳密な成分調整により、高温においてオーステナイト相とフェライト相の２相となる温度域を拡大し、オーステナイト粒の粗大化を効果的に抑制することによって靱性の向上を達成したものであり、この技術により、溶接入熱が  ６００  ｋＪ／ｃｍを超える超大入熱溶接を施した場合であっても、母材は勿論のこと、溶接熱影響部についても優れた靱性を安定して得ることができるようになった。
【００１２】
【特許文献１】
特開平６−１８４６６３号公報（特許請求の範囲）
【特許文献２】
特開２０００−３４５２８２号公報（特許請求の範囲）
【特許文献３】
特願２００２−３０６７８２号明細書（特許請求の範囲）
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】
ところで、最近では、溶接技術の更なる発展に伴い、溶接施工能率がさらに高い超大入熱溶接法が確立され、溶接構造物の設計、製造について一層の効率化が進められている。その中で、溶接入熱が１０００  ｋＪ／ｃｍを超えるような超大入熱溶接が施工されるようになってきた。例えば、建築分野においては、ボックス柱の製造に際し、スキンプレート−ダイアフラム接合にエレクトロスラグ溶接といった溶接入熱が１２００  ｋＪ／ｃｍにも及ぶ超大入熱溶接施工が適用されている。
【００１４】
さらに、最近、溶接構造物の大型化への要求から、高強度鋼材の需要が高まっている。一般に、鋼を高強度化すればするほど、溶接熱影響部の靭性を確保することが困難となるが、上記した特許文献３に開示の技術を適用することにより、引張強さ（ＴＳ）が  ５７０  ＭＰａ以上の高強度鋼材に大入熱溶接を施した場合であっても良好な靭性を得ることができる。
しかしながら、上記の技術においても、高強度鋼材を溶接入熱が１０００  ｋＪ／ｃｍを超えるような超大入熱溶接に供した場合には、必ずしも十分な靭性が得られるとは限らなかった。
【００１５】
この理由は、上記の技術で製造された鋼板に対して、溶接入熱が１０００  ｋＪ／ｃｍを超えるような超大入熱溶接を行うと、溶接熱影響部の冷却速度の低下に律則して、オーステナイト粒が一部粗大化することによるものと考えられる。また、上記の技術では、溶接の冷却過程において、溶接熱影響部にＮｂ（Ｃ，Ｎ）  が析出し、このＮｂ（Ｃ，Ｎ）  の析出硬化作用によっても靭性が低下する。
【００１６】
【課題を解決するための手段】
この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、引張強さが  ５７０  ＭＰａ以上の高強度材に対して、溶接入熱が１０００  ｋＪ／ｃｍを超えるような超大入熱溶接を施した場合であっても、母材は勿論のこと、溶接熱影響部の靱性に優れた非調質高強度鋼材を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
【００１７】
すなわち、この発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：０．００１  〜０．０３％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０  ％、
Ｍｎ：１．０  〜３．０  ％、
Ａｌ：０．１  〜０．６  ％、
Ｎｂ：０．０１０  ％以下、
Ｍｏ：０．１  〜１．０  ％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｐ：０．０５０  ％以下および
Ｓ：０．００５０％以下
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になることを特徴とする、引張強さ（ＴＳ）が  ５７０  ＭＰａ以上で超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた非調質高強度鋼材。
【００１８】
２．上記１において、鋼材が、さらに質量％で、
Ｖ：０．１  ％以下、
Ｔｉ：０．１  ％以下、
Ｃｕ：３．０  ％以下、
Ｎｉ：５．０  ％以下、
Ｃｒ：１．０  ％以下、
Ｎ：０．０１０  ％以下、
Ｃａ：０．００３０％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下および
Ｍｇ：０．００５  ％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする非調質高強度鋼材。
【００１９】
３．上記１または２において、鋼のγ単相から高温域における（α＋γ）２相となるＡｃ４点が１４００℃以下で、かつ（α＋γ）２相温度域幅が２５℃以上であることを特徴とする非調質高強度鋼材。
【００２０】
４．質量％で、
Ｃ：０．００１  〜０．０３％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０  ％、
Ｍｎ：１．０  〜３．０  ％、
Ａｌ：０．１  〜０．６  ％、
Ｎｂ：０．０１０  ％以下、
Ｍｏ：０．１  〜１．０  ％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｐ：０．０５０  ％以下および
Ｓ：０．００５０％以下
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋼片を、Ａｃ３点〜１３５０℃の温度に加熱後、熱間圧延し、１０℃／ｓ以下の速度で冷却することを特徴とする、引張強さ（ＴＳ）が  ５７０  ＭＰａ以上で超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた非調質高強度鋼材の製造方法。
【００２１】
５．上記４において、鋼片が、さらに質量％で、
Ｖ：０．１  ％以下、
Ｔｉ：０．１  ％以下、
Ｃｕ：３．０  ％以下、
Ｎｉ：５．０  ％以下、
Ｃｒ：１．０  ％以下、
Ｎ：０．０１０  ％以下、
Ｃａ：０．００３０％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下および
Ｍｇ：０．００５  ％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする非調質高強度鋼材の製造方法。
【００２２】
【発明の実施の形態】
以下、この発明を具体的に説明する。
前掲特許文献３において開示したとおり、鋼の極低炭素化とＭｎ，ＮｂおよびＢ等の焼入れ性の高い元素の添加により、溶接熱影響部の組織をベイナイト単相にすると共に、Ａｌの適正量添加により、９１０  ℃以上の平衡状態において、γ単相から高温域における（α＋γ）２相となるＡｃ４点が１４００℃以下の温度域に存在するようにすれば、オーステナイト粒の粗大化が効果的に抑制され、ひいては溶接後の溶接熱影響部についても粗大粒の生成が抑制され、かつ組織の微細化が達成されるため、良好な靭性を得ることができる。
【００２３】
この発明も、基本的には、上記特許文献３に開示の技術を利用する。
ただし、この発明では、Ｎｂ量を０．０１ｍａｓｓ％以下に抑制すると共に、焼入れ性の高いＭｎ，Ｂを添加し、さらにＭｏを適正量添加することによって、母材の高強度化を達成し、一方で溶接熱影響部の組織をベイナイト単相とする。さらに、ＡｌとＭｏの複合添加効果により、１０００  ｋＪ／ｃｍを超える超大入熱溶接熱影響部におけるオーステナイト粒の粗大化を効果的に抑制すると共に、１０００  ｋＪ／ｃｍを超える超大入熱溶接熱影響部の冷却過程におけるＮｂ（Ｃ，Ｎ）  の析出を抑制して、１０００  ｋＪ／ｃｍを超える超大入熱溶接熱影響部の靭性改善を達成するのである。
【００２４】
この時、上記の成分組成範囲では、フェライト安定化元素であるＡｌとＭｏの適正量添加により、前掲特許文献３において開示した成分範囲に比べて、９１０  ℃以上の平衡状態においてγ単相から高温域における（α＋γ）２相となるＡｃ４点がさらに低下すると共に、高温域における（α＋γ）２相である温度域幅が一層拡大して、（α＋γ）２相となる温度域幅が２５℃以上となり、オーステナイト粒の粗大化抑制に極めて有効であることが突き止められた。
【００２５】
すなわち、この発明の要点は、Ｎｂを低減し、Ｍｏを添加することにより母材強度を確保しつつ、溶接熱影響部の組織はベイナイト単相とし、さらに１０００  ｋＪ／ｃｍを超える超大入熱溶接熱影響部におけるＮｂ（Ｃ，Ｎ）  の析出を抑制すると共に、ＡｌとＭｏの複合添加効果により、高温での（α＋γ）２相域を利用したγ粒粗大化抑制効果とを組み合わせて、１０００  ｋＪ／ｃｍを超える超大入熱溶接熱影響部の靭性を効果的に改善することである。
【００２６】
図１〜図３にそれぞれ、市販の計算ソフトによって算出した、従来鋼、特許文献３および本発明鋼のＦｅ−Ｃ状態図を、比較して示す。
図１に示したとおり、従来鋼では、高温域における（α＋γ）２相領域が非常に狭く、γ単相から（α＋γ）２相となるＡｃ４点が、１４００℃以下となるＣ量範囲は存在しない。
また、図２に示したとおり、特許文献３に示した鋼では、（α＋γ）２相領域が拡大されるものの、Ｃ量が０．０１〜０．０１５  ｍａｓｓ％程度の狭い範囲で、γ単相から（α＋γ）２相となるＡｃ４点が１４００℃以下となる程度であり、また（α＋γ）２相となる温度域幅は狭くて２５℃未満であるため、γ粒粗大化抑制の効果は限定される。
【００２７】
これに対して、図３に示したとおり、この発明に従い成分調整した鋼では、（α＋γ）２相領域が拡大されるだけでなく、低温側に移動し、Ｃ量が０．０１〜０．０３ｍａｓｓ％という広い範囲で、γ単相から（α＋γ）２相となるＡｃ４点が１４００℃以下となる。また、上記のＣ量範囲では、（α＋γ）２相となる温度域幅が拡大されて２５℃以上となるため、γ粒の粗大化を効果的に抑制することができる。
【００２８】
ここに、高温域で（α＋γ）２  相となるＡｃ４点について、１４００℃以下と規定したのは、１０００  ｋＪ／ｃｍを超える超大入熱溶接において溶接熱影響部の粒成長が特に問題となるのは、１４００℃以上の温度域であり、１４００℃以上での平衡状態を高温域における（α＋γ）２  相とすることによってγ粒の粗大化を抑制することが、溶接熱影響部の靱性改善に効果的だからである。
【００２９】
また、（α＋γ）２相となる温度域幅を２５℃以上としたのは、２５℃以上でないと、溶接入熱量が１０００  ｋＪ／ｃｍを超える超大入熱溶接時のオーステナイト粒成長を効果的に抑制できないからである。
【００３０】
この発明の鋼材では、具体的には低合金鋼の範囲で鋼の成分を調整することによって得ることができるが、図１〜３は計算状態図であるので、実際には綿密な実験によって成分組成を規定する必要がある。
以下、この発明に従う高強度鋼材の成分を前記の組成範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
【００３１】
Ｃ：０．００１  〜０．０３％
溶接熱影響部の組織をベイナイト単相にすると共に、炭化物の析出を抑えて溶接熱影響部の靭性劣化を抑制するためには、Ｃ量は０．０３％以下にする必要がある。一方、大量生産の工程において、Ｃ量を  ０．００１％以下とすることは生産性を劣化させるので、Ｃは  ０．００１〜０．０３％の範囲に限定する。
【００３２】
Ｓｉ：０．０５〜１．０  ％
Ｓｉは、製鋼上、少なくとも０．０５％を必要とし、一方  １．０％を超えると母材の靱性を劣化させるので、Ｓｉは０．０５〜１．０  ％の範囲に限定する。
【００３３】
Ｍｎ：１．０  〜３．０  ％
Ｍｎは、極低炭素域での鋼のフェライト変態を抑制し、鋼材の組織をベイナイト化することで強度を増加させる効果を有しており、１．０  ％以上の含有を必要とする。一方、３．０  ％を超えて含有すると、母材および溶接熱影響部が著しく劣化する。このため、Ｍｎは  １．０〜３．０  ％の範囲に限定する。
【００３４】
Ａｌ：０．１  〜０．６  ％
Ａｌは、この発明において重要な合金成分であり、０．１  ％以上の添加が必要であるが、０．６  ％を超えると鋼自体の靱性を劣化させる傾向にある。従って、この発明で対象とする極低炭素高強度鋼の場合には、その上限を  ０．６％とする必要がある。それゆえ、Ａｌは  ０．１〜０．６  ％の範囲に限定した。
【００３５】
Ｎｂ：０．０１０  ％以下
Ｎｂは、極低炭素域での鋼材の組織をベイナイト単相とする作用を有するが、溶接入熱が１０００  ｋＪ／ｃｍを超える超大入熱溶接熱影響部では、冷却過程にＮｂ（Ｃ，Ｎ）  を析出し、靭性を劣化させる。このためＮｂは  ０．０１０％以下に制限する。
【００３６】
Ｍｏ：０．１  〜１．０  ％
Ｍｏは、この発明における重要な合金成分であり、極低炭素域での鋼材の組織をベイナイト単相とする作用を有するだけでなく、Ａｌとの複合添加により  ９１０℃以上の平衡状態においてγ単相から高温域における（α＋γ）２相となる温度領域を効果的に拡大する効果を有している。この効果は  ０．１％以上の添加で認められるが、１．０  ％を超えて添加すると、鋼自体の靭性を劣化させるので、Ｍｏは  ０．１〜１．０  ％の範囲に限定する。
【００３７】
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％
Ｂは、極低炭素域の鋼のフェライト変態を抑制し、ベイナイト単相とする作用を有する有用元素である。すなわち、Ｂは、オーステナイト域からの冷却時に旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界フェライトの生成を抑制する。このような効果は、０．０００５％以上の含有で認められるが、０．００３０％を超えて含有すると効果が飽和する。このため、Ｂは０．０００５〜０．００３０％に限定する。
【００３８】
Ｐ：０．０５０  ％以下、Ｓ：０．００５０％以下
Ｐは、含有量が  ０．０５０％を超えると溶渡部の靱性を劣化させるので、０．０５０  ％以下に抑制するものとする。
同じく、Ｓも、０．００５０％を超えて含有されると母材および溶接部の靱性を劣化させるので、０．００５０％以下に抑制するものとする。
【００３９】
さて、表１に示すように、Ｃ，Ｓｉ，ＭｎおよびＢ量は一定の値に固定し、Ａｌ量とＭｏ量を種々に変化させた鋼を製造し、超大入熱溶接熱影響部を模擬した再現熱サイクル試験を行った。
図４に、試験片に付与した再現熱サイクルパターンを示す。このパターンは、１０００  ｋＪ／ｃｍ程度の超大入溶熱溶接の熱影響部を模擬したものである。
【００４０】
【表１】
2004285369.tif 000003
【００４１】
図５は、再現熱サイクル試験後の組織を観察し、オーステナイト粒径に及ぼすＡｌおよびＭｏ添加量の影響を調査した結果である。
同図から明らかなように、Ａｌの添加量の増加に従ってオーステナイト粒径は減少し、その効果は  ０．１％以上の添加で顕著である。特に好ましくは  ０．２％以上である。
一方、Ｍｏについても、添加量の増加に従ってオーステナイト粒径は減少し、特に好ましくは  ０．２％以上である。
【００４２】
次に、図６に、再現熱サイクル試験後のシャルピー衝撃試験結果を示す。図中の各記号は、その位置のＡｌ，Ｍｏ量の組成を有する鋼の−３０℃における吸収エネルギー（  ｖＥ−３０  ）の値を示したもので、○は  ｖＥ−３０  ≧２００  Ｊの場合、△は  ２００Ｊ＞  ｖＥ−３０  ≧１００  Ｊの場合、そして×は  ｖＥ−３０  ＜１００  Ｊの場合である。
【００４３】
同図に示したとおり、鋼中のＡｌおよびＭｏ量が、先に示した成分組成範囲内ある場合には、溶接熱影響部において優れた高靭性が得られている。
この理由は、Ｎｂ量を０．０１％以下に抑制した上で、ＡｌとＭｏ量を先に示した成分組成範囲とすることにより、溶接熱影響部の組織がベイナイト単相となり、溶接熱影響部の冷却過程におけるＮｂ（Ｃ，Ｎ）  の析出が抑制され、しかもγ単相から（α＋γ）２相となるＡｃ４点が１４００℃以下で存在し、かつ（α＋γ）２相となる温度域幅が２５℃以上とするため、オーステナイト粒の粗大化が効果的に抑制され、微細化が達成されるためである。
【００４４】
以上、基本成分について説明したが、この発明ではその他にも、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ｖ：０．１  ％以下、Ｔｉ：０．１  ％以下
ＶおよびＴｉはいずれも、鋼材の強度を高めるのに有用な元素であるが、含有量が  ０．１％を超えると靱性を劣化させるので、いずれも  ０．１％以下で含有させるものとする。
【００４５】
Ｃｕ：３．０  ％以下、Ｎｉ：５．０  ％以下、Ｃｒ：１．０  ％以下
Ｃｕ，ＮｉおよびＣｒはいずれも、鋼の強度向上に有用な元素であるが、Ｃｕは含有量が  ３．０％を超えると熱間脆性を生じて鋼材の表面性状を劣化させ、Ｎｉは高価であり、Ｃｒは含有量が  １．０％を超えると溶接熱影響部の靱性を劣化させるので、それぞれ上記の範囲で含有させるものとする。
【００４６】
Ｎ：０．０１０  ％以下、Ｃａ：０．００３０％以下、  ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．００５  ％以下
Ｎは、不純物として鋼中に不可避に混入してくる元素であるが、含有量が０．０１０  ％を超えると鋼材の靱性を劣化させるので、Ｎは  ０．０１０％以下で含有させるものとする。
Ｃａは、Ｓの固定による靱性向上に有用な元素であるが、含有量が０．００３０％を超えるとその効果は飽和するので、Ｃａは０．００３０％以下で含有させるものとする。
ＲＥＭ  は、靱性の向上に有効に寄与するが、含有量が０．０２％を超えるとその効果は飽和するので、上限を０．０２％とした。
Ｍｇは、結晶粒の細粒化に有用な元素であるが、含有量が  ０．００５％を超えるとその効果は飽和に達するので、上限を  ０．００５％とした。
【００４７】
次に、この発明の製造方法について説明する。
この発明の溶接構造用鋼を製造するには、上述した好適成分組成に調整した鋼片を、まずＡｃ３点〜１３５０℃の温度に加熱後、１０℃／ｓ以下の速度で冷却するか、あるいは同様にＡｃ３点〜１３５０℃の温度に加熱後に、最終仕上げ温度：８００  ℃以上にて熱間圧延を終了し、次いで１０℃／ｓ以下の速度で冷却する。かくして、高強度化と共に、溶接性の向上を効果的に達成することができる。
ここで、加熱温度をＡｃ３点以上とするのは、組織を一旦オーステナイトとして均質化を図るためであり、一方加熱温度が１３５０℃を超えると、鋼材の表面酸化が激しくなるので、１３５０℃以下とする。
【００４８】
ついで、熱間圧延を施すが、この熱間圧延における最終仕上げ温度は  ８００℃以上とするのが好適である。というのは、仕上げ温度が  ８００℃未満では、フェライトの析出により十分な強度が得られず、また圧延効率が低下するからである。
ついで、１０℃／ｓ以下の速度で冷却を行う。ここに、冷却速度の上限を１０℃／ｓとしたのは、冷却速度が１０℃／ｓを超えると、母材組織が微細なグラニュラーベイニティックフェライトにならず、靱性が劣化するためである。
【００４９】
【実施例】
表２に示す種々の成分組成になる鋼スラブを、表３に示す条件で、加熱したのち熱間圧延し、ついで冷却することにより、板厚：８５ｍｍの厚鋼板とした。得られた各鋼板の板厚１／４  位置から、ＪＩＳ  ４  号引張試験片を採取し、引張試験を行って母材の降伏点（ＹＰ）および引張強さ（ＴＳ）を求めた。また、同じく各鋼板の板厚１／４  位置からＪＩＳ  ４  号衛撃試験片を採取し、シャルピー試験を行って母材の−３０℃における吸収エネルギー（  ｖＥ−３０  ）  を求めた。
また、各鋼板から採取した継手用試験板に、図７に示すような開先を準備し、エレタトロスラグ溶接（溶接入熱量：１２００  ｋＪ／ｃｍ）により、溶接継手を作製した。その後、図８に示すように、溶接継手部から切り欠き位置をボンド部とするＪＩＳ  ４  号衝撃試験片を採取し、試験温度：−３０℃におけるシヤルピー衝撃試験を行って、継手ボンド部の−３０℃における吸収エネルギー（  ｖＥ−３０  ）  を求めた。
得られた結果を表３に併記する。
【００５０】
【表２】
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【００５１】
【表３】
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【００５２】
表３に示したとおり、発明例はいずれも、溶接入熱：１２００  ｋＪ／ｃｍの超大入熱溶接施工を施した場合であっても、ボンド部での  ｖＥ−３０  が  ２００Ｊ以上と優れた溶接熱影響部靭性が得られることが分かる。
【００５３】
【発明の効果】
かくして、この発明によれば、非調質高強度鋼材について、１０００  ｋＪ／ｃｍを超える超大入熱溶接を施した場合であっても、母材については言うまでもなく、溶接熱影響部靭性について優れた靭性を、安定して得ることができる。
従って、この発明は、構造物の大型化や施工能率向上に寄与するところ大である。
【図面の簡単な説明】
【図１】この発明の概念を説明するために市販の計算ソフトによって算出した従来鋼の平衡状態図である。
【図２】この発明の概念を説明するために市販の計算ソフトによって算出した特許文献３に開示の鋼の平衡状態図である。
【図３】この発明の概念を説明するために市販の計算ソフトによって算出した本発明鋼の平衡状態図である。
【図４】試験片に付与した再現熱サイクルパターンを示した図である。
【図５】溶接熱影響部のオーステナイト粒径に及ぼすＡｌ量とＭｏ量の影響を示したグラフである。
【図６】溶接熱影響部の靭性に及ぼすＡｌ量とＭｏ量の影響を示したグラフである。
【図７】溶接継手部の開先形状を示した図である。
【図８】溶接継手部から切り欠き位置をボンド部とするＪＩＳ  ４  号衝撃試験片の採取要領を示した図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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