(57)【要約】【課  題】入熱４００ｋＪ／ｃｍを超える超大入熱溶接の溶接熱影響部靭性に優れた高強度厚鋼板およびそ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、Ｃ：０．００１  ％以上０．０３０  ％未満、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．５  〜２．０  ％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００６０％、ＲＥＭ  ：０．０００５〜０．００５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００６０％を含み、さらにＮｂ：０．０１０  〜０．０７０  ％、Ｍｏ：０．１  〜０．８  ％のうちの１種または２種を含有し、ＡｌおよびＴｉをそれぞれ０．００４  ％以下に制限した溶鋼とし、ついで該溶鋼を鋳造して鋼素材としたのち、該鋼素材に熱間圧延を施して厚鋼板とする。これにより、平均粒径１０μｍ以下のＲＥＭ  の硫化物、酸化物、酸硫化物の粒子と、平均粒径１μｍ以下の、Ｍｎの酸化物、硫化物、酸硫化物の粒子とが分散した組織となる。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．００１  ％以上０．０３０  ％未満、  Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、
Ｍｎ：０．５  〜２．０  ％、              Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０００５〜０．００６０％、          Ａｌ：０．００４  ％以下、
Ｔｉ：０．００４  ％以下、              ＲＥＭ  ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｂ：０．０００３〜０．００６０％
を含み、さらにＮｂ：０．０１０  〜０．０７０  ％、Ｍｏ：０．１  〜０．８  ％のうちの１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ平均粒径１０μｍ以下のＲＥＭ  硫化物粒子、ＲＥＭ  酸化物粒子、ＲＥＭ  酸硫化物粒子のうちの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、が分散した組織を有することを特徴とする超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた高強度厚鋼板。
【請求項２】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：１．５  ％以下、Ｎｉ：３．０  ％以下、Ｃｒ：１．０  ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度厚鋼板。
【請求項３】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：０．２  ％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度厚鋼板。
【請求項４】
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：０．００１  ％以上０．０３０  ％未満、  Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、
Ｍｎ：０．５  〜２．０  ％、              Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０００５〜０．００６０％、          ＲＥＭ  ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｂ：０．０００３〜０．００６０％
を含み、さらにＮｂ：０．０１０  〜０．０７０  ％、Ｍｏ：０．１  〜０．８  ％のうちの１種または２種を含有し、ＡｌおよびＴｉをそれぞれ０．００４  ％以下に制限し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成の溶鋼とし、ついで該溶鋼を鋳造して鋼素材としたのち、該鋼素材に熱間圧延を施して厚鋼板とすることを特徴とする超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。
【請求項５】
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４に記載の高強度厚鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：１．５  ％以下、Ｎｉ：３．０  ％以下、Ｃｒ：１．０  ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項４または５に記載の高強度厚鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：０．２  ％以下を含有することを特徴とする請求項４ないし６のいずれかに記載の高強度厚鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、建築構造物用として好適な厚鋼板に係り、特に超大入熱溶接を施される使途に好適な厚鋼板に関する。なお、本発明でいう「超大入熱溶接」とは、溶接入熱量が４００ｋＪ／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２５ｍｍ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、使用鋼材の高強度化・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、特許文献１、特許文献２、特許文献３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。
また、特許文献４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、特許文献５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。
【０００５】
また、特許文献１０には、Ｔｉ等とＢとを共存させ、溶接時の冷却中に析出するＴｉＮ  等のうえに析出するＢＮをフェライト変態核として利用し、大入熱溶接熱影響部靭性を改善する技術が提案されている。
また、特許文献１１には、Ｎを固定するために、Ｔｉと十分な量のＡｌを含有し、さらに微細酸化物としてＣａ酸化物を利用して、超大入熱溶接の溶接熱影響部靭性を向上させる技術が提案されている。特許文献１１に記載された技術では、過剰にＡｌを含有し、融点近傍の高温域でも粒微細化効果を有する酸化物を利用することに特徴がある。
【０００６】
また、特許文献６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、特許文献７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、特許文献８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、特許文献９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】
【特許文献１】
特開平２−２５０９１７  号公報
【特許文献２】
特開平２−２５４１１８  号公報
【特許文献３】
特公平３−５３３６７号公報
【特許文献４】
特開昭５７−５１２４３号公報
【特許文献５】
特開昭６２−１７０４５９  号公報
【特許文献６】
特開昭６０−２０４８６３  号公報
【特許文献７】
特公平４−１４１８０  号公報
【特許文献８】
特公平４−５４７３４号公報
【特許文献９】
特開平５−７８７４０号公報
【特許文献１０】
特開昭６１−２５３３４４  号公報
【特許文献１１】
特開２００１−１０７１７７  号公報
【０００９】
【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、入熱４００ｋＪ／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という問題があった。さらに、特許文献１１に記載された技術では、過剰のＡｌを含有し、融点近傍で粒微細化効果を有する酸化物を利用するが、多量のＡｌを含有するため、溶接時にＡｌが溶接金属に混入し脱酸反応に影響し、溶接金属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うため、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４００ｋＪ／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、特許文献８に記載された技術によっても、入熱が４００ｋＪ／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、特許文献９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４００ｋＪ／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、建築構造物の更なる耐震性向上が要望され、建築構造物の溶接継手部においても、高靭性を有することが要求されている。例えば、梁−柱接合部で、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが７０Ｊを超えるような高靭性を有することが要求されている。また、ボックス柱にも同様な高靭性を有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、引張強さが４９０ＭＰａ以上の高強度を有し、入熱４００ｋＪ／ｃｍを超える超大入熱溶接の溶接熱影響部靭性に優れた高強度厚鋼板およびそ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４００ｋＪ／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、酸硫化物の１種または２種以上が複合した、微細な分散粒子が多量にかつ均一に形成され、この微細な分散粒子が、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することを確認した。
【００１６】
さらに、本発明者らは、ＲＥＭ  の添加量について、さらに検討した。ＲＥＭ  を多量に添加すると、ＲＥＭ  オキシサルファイドの融点が上昇し、ＲＥＭ  オキシサルファイドがクラスター化しやすくなる。このため、ＲＥＭ  オキシサルファイドが連続鋳造における鋳込み時にノズル壁に付着し、ノズル閉塞を起こしやすくなるという問題がある。このようなことから、実際の製鋼操業上ＲＥＭ  添加量はできるだけ減少することが要望されている。しかし、ＲＥＭ  添加量を減少すると、デンドライト二次アーム間隔の微細化効果が少なくなる。
【００１７】
そこで、本発明者らは、ＲＥＭ  添加量を減少しても、デンドライト二次アーム間隔を微細化できる組成についてさらに検討した。
デンドライト二次アーム間隔は、液相−固相変態の臨界過冷度と関係し、この臨界過冷度が小さいほどデンドライト二次アーム間隔が微細となる。一方、臨界過冷度は、ＲＥＭ  オキシサルファイド等の介在物と固相であるδ−Ｆｅとの結晶不整合度と関係し、結晶不整合度が小さいほど臨界過冷度が小さくなる。そこで、本発明者らは、ＲＥＭ  オキシサルファイドとδ−Ｆｅとの結晶不整合度に及ぼす化学成分の影響を検討した。その結果、Ｃ：０．０３０  ％未満とすることによりＲＥＭ  オキシサルファイドとδ−Ｆｅとの結晶不整合度が小さくなることを見出した。これにより、液相−固相変態の臨界過冷度が小さくなり、ＲＥＭ  添加量が少なくてもデンドライト二次アーム間隔を微細にすることができることを確認した。
【００１８】
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）質量％で、Ｃ：０．００１  ％以上０．０３０  ％未満、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．５  〜２．０  ％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００６０％、Ａｌ：０．００４  ％以下、Ｔｉ：０．００４  ％以下、ＲＥＭ  ：０．０００５〜０．００５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００６０％を含み、さらにＮｂ：０．０１０  〜０．０７０  ％、Ｍｏ：０．１  〜０．８  ％のうちの１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ平均粒径１０μｍ以下のＲＥＭ  硫化物粒子、ＲＥＭ  酸化物粒子、ＲＥＭ  酸硫化物粒子のうちの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、が分散した組織を有することを特徴とする超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた高強度厚鋼板。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：１．５  ％以下、Ｎｉ：３．０  ％以下、Ｃｒ：１．０  ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度厚鋼板。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：０．２  ％以下を含有することを特徴とする高強度厚鋼板。
（４）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：０．００１  ％以上０．０３０  ％未満、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．５  〜２．０  ％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００６０％、ＲＥＭ  ：０．０００５〜０．００５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００６０％を含み、さらにＮｂ：０．０１０  〜０．０７０  ％、Ｍｏ：０．１  〜０．８  ％のうちの１種または２種を含有し、ＡｌおよびＴｉをそれぞれ０．００４  ％以下に制限し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成の溶鋼とし、ついで該溶鋼を鋳造して鋼素材としたのち、該鋼素材に熱間圧延を施して厚鋼板とすることを特徴とする超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。
（５）（４）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高強度厚鋼板の製造方法。
（６）（４）または（５）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：１．５  ％以下、Ｎｉ：３．０  ％以下、Ｃｒ：１．０  ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度厚鋼板の製造方法。
（７）（４）ないし（６）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：０．２  ％以下を含有することを特徴とする高強度厚鋼板の製造方法。
【００１９】
なお、本発明でいう「超大入熱溶接熱影響部靱性に優れた」とは、４００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接での溶接熱影響部（以下、ＨＡＺ  とも記す）における、０℃におけるシャルピー吸収エネルギー  ＶＥ０  が７０Ｊ以上を有する場合をいうものとする。
【００２０】
【発明の実施の形態】
まず、本発明の高強度厚鋼板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：０．００１  ％以上０．０３０  ％未満
Ｃは、鋼の強度を増加させるとともに、ＲＥＭ  オキシサルファイド等の介在物と固相であるδ−Ｆｅとの結晶不整合度に影響する元素であり、本発明では０．０３０  ％未満とする。これにより、ＲＥＭ  の多量添加を必要とすることなく、デンドライト二次アーム間隔を小さくすることができる。また、Ｃを０．０３０  ％未満とし、Ｃ低減による強度低下を補強する意味で、Ｂ、Ｍｏ、Ｎｂ等の合金元素を複合含有することにより組織がベイナイト組織となりやすく、そのため高強度を容易に確保できるという効果もある。なお、Ｃが０．００１  ％未満では上記した効果を期待できない。このようなことから、本発明ではＣは０．００１  ％以上０．０３０  ％未満の範囲に限定した。なお、好ましくは、０．００５  〜０．０２５  ％である。
【００２１】
Ｓｉ：０．０５〜０．４０％
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、０．４０％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０．０５〜０．４０％の範囲に限定した。なお、好ましくは、０．１０〜０．３０％である。
【００２２】
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  〜１．７  ％である。
【００２３】
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。
【００２４】
Ｓ：０．０００５〜０．００６０％
Ｓは、ＲＥＭ  を含有する本発明では、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。
【００２５】
Ｓが０．０００５％未満では、ＲＥＭ  が酸化物として晶出し、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。
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。このため、ＲＥＭ  の酸化物（オキサイド）、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。
【００２６】
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。
ＲＥＭ  ：０．０００５〜０．００５０％
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）および／またはＲＥＭ  の酸硫化物（オキシサルファイド）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、デンドライト二次アーム間隔を微細化する。このような効果は、Ｃ：０．０３０  ％未満としたうえで、ＲＥＭ  を０．０００５％以上含有した場合に認められる。一方、０．００５０％を超えてＲＥＭ  を含有すると、ＲＥＭ  オキシサルファイド等が粗大化しノズル壁に付着し、鋳造時のノズル閉塞の原因となりやすい。このため、ＲＥＭ  は０．０００５〜０．００５０％の範囲に限定した。なお、好ましくは、０．００１０〜０．００４０％である。
【００２７】
Ｂ：０．０００３〜０．００６０％
Ｂは、焼入れ性の向上を介して組織をベイナイト化しやすくし、鋼の強度を増加させる作用を有する元素であり、本発明では０．０００３％以上の含有を必要とする。一方、０．００６０％を超えて含有すると、溶接性、超大入熱溶接ＨＡＺ  の靭性を劣化させる。このため、Ｂは０．０００３〜０．００６０％の範囲に限定した。なお、好ましくは、０．０００５〜０．００５０％である。
【００２８】
Ｎｂ：０．０１０  〜０．０７０  ％、Ｍｏ：０．１  〜０．８  ％のうちの１種または２種
Ｎｂ、Ｍｏは、いずれもＡｒ３変態点を低下させベイナイト組織を得やすくするとともに、母材の強度および継手部強度を増加させる作用を有し、本発明ではＮｂ、Ｍｏの１種または２種を含有する。このような効果は、Ｎｂ：０．０１０  ％以上、Ｍｏ：０．１  ％以上の含有で顕著となる。一方、Ｎｂ：０．０７０  ％、Ｍｏ：０．８  ％をそれぞれ超えて含有すると、溶接性、超大入熱溶接ＨＡＺ  の靭性を劣化させる。このため、Ｎｂは０．０１０  〜０．０７０  ％、Ｍｏは０．１  〜０．８  ％の範囲にそれぞれ限定した。なお、好ましくはＮｂ：０．０１５  〜０．０５０  ％、Ｍｏ：０．１  〜０．５  ％である。
【００２９】
上記した基本組成に加えてさらに、強度増加の目的で、Ｃｕ：１．５  ％以下、Ｎｉ：３．０  ％以下、Ｃｒ：１．０  ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することができる。
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ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、必要に応じ選択して含有することが好ましい。
【００３０】
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、０．１０％以上の含有で顕著に認められるが、３．０  ％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利となる。このため、本発明では、Ｎｉは３．０  ％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０．１０％以上の含有で顕著に認められるが、１．５  ％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１．５  ％以下に限定することが好ましい。
【００３１】
また、Ｃｒは、鋼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：０．１０％以上の含有で顕著に認められるようになるが、過剰に含有すると、靱性に悪影響を与えるため、Ｃｒは１．０  ％以下に限定することが好ましい。
Ｖ：０．２  ％以下
Ｖは、母材の強度および靱性を向上させるとともに、ＶＮとして析出し、フェライト変態の核として作用する。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。
【００３２】
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。不可避的不純物としては、Ｏ：０．００７０％以下、Ｎ：０．００４０％未満が許容できる。
Ｏは、ＲＥＭ  、Ｓとともに、酸硫化物としてデンドライトの等軸晶化に寄与し、また、Ｍｎ、および／またはＳとともに、酸化物または酸硫化物として微細に分散し、超大入熱溶接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。しかし、０．００７０％を超える含有は、鋼中の酸化物量が増加し、鋼の清浄度を劣化させるため、０．００７０％を上限とすることが好ましい。
【００３３】
また、本発明の厚鋼板は、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、が分散した組織を有する。
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が、平均粒径が、１０μｍを超えて粗大化すると、このような効果が期待できなくなる。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。また、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種以上を固液界面に晶出させるためには、ＲＥＭ  添加前の溶存酸素量を０．００３０〜０．０１２０質量％に調整することが好ましい。
【００３４】
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が、平均粒径が１μｍを超えて粗大化すると、このような効果を期待できなくなる。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。
【００３５】
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。
【００３６】
つぎに、本発明の厚鋼板の製造方法について説明する。
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  ％以下とすることが必要となる。Ａｌが０．００４  ％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。
【００３７】
本発明では、ＲＥＭ  添加前の溶存酸素量を０．００３０〜０．０１２０％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、デンドライト二次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％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％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、デンドライト二次アーム間隔を微細化することができない。
【００３８】
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％となるように、同時にＳを添加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。
【００３９】
ＲＥＭ  添加後の溶存酸素量が０．００１０％未満では、デンドライト二次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％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。
【００４０】
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、溶鋼組成を上記した組成に調整したのち、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、分散粒子のサイズおよび形態を上記した範囲に制御するためには、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。
【００４１】
ついで、これら鋼素材を、好ましくは１０００〜１３００℃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、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、圧延能率の低下を招くとともに、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。一方、再加熱温度が１３００℃を超えると、結晶粒の粗大化が著しく、また、加熱によるスケールロスが多くなり、  歩留りが低下する。このため、鋼素材の再加熱温度は１０００〜１３００℃の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは、１０５０〜１２００℃である。
【００４２】
再加熱された鋼素材は、ついで、熱間圧延を施され所定寸法形状の厚鋼板とされる。なお、圧延終了温度は音響異方性の観点から、６５０  ℃以上の温度とすることが好ましい。一方、圧延終了温度が１０００℃を超えて高くなると、生成する組織が粗大化し、母材靭性が低下する。このため、圧延終了温度は６５０  〜１０００℃の範囲とすることが好ましい。
【００４３】
熱間圧延終了後の冷却は、所望の強度を得るために、板厚に応じ、空冷あるいは加速冷却とすることが好ましい。なお、加速冷却は、平均冷却速度を１℃／ｓ以上、冷却停止温度：６００  ℃以下とすることが好ましい。また、本発明では、鋼板の残留応力低減の観点から、焼戻し処理を行ってもなんら問題はない。
【００４４】
【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（２６０  ｍｍ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。
【００４５】
ついで、得られた鋼素材を表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
得られた厚鋼板の板厚の１／４ｔ部Ｃ方向から、ＪＩＳ  ４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、降伏点ＹＰ、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１／４ｔ部Ｃ方向から、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０２の規定に準拠してＶ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。
【００４６】
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、熱サイクルを付与した。付与した熱サイクルは、入熱４００ｋＪ／ｃｍサブマージアーク溶接のボンド部相当の熱サイクル（最高加熱温度：１４００℃、８００  〜５００  ℃間の冷却時間ｔ８００  ｀  ５００  ：５５０  ｓ、平均冷却速度：０．５５℃／ｓ）、または入熱１２００ｋＪ／ｃｍ  エレクトロスラグ溶接のボンド部相当の熱サイクル（最高加熱温度：１４００℃、８００  〜５００  ℃間の冷却時間ｔ８００  ｀  ５００  ：５５０  ｓ、平均冷却速度：０．３  ℃／ｓ）とした。
【００４７】
上記した熱サイクルを付与された試験片から、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０２の規定に準拠してシャルピー衝撃試験片（Ｖノッチ）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た。シャルピー衝撃試験は０℃で行い、吸収エネルギーｖＥ０（Ｊ）を求め、超大入熱溶接部靭性を評価した。
得られた結果を表２に示す。
【００４８】
【表１】
2004176100.tif 000002
【００４９】
【表２】
2004176100.tif 000003
【００５０】
本発明例ではいずれも、ノズル閉塞を起こすことなく連続鋳造により鋳片（スラブ）とすることができた。また、本発明例はいずれも、降伏強さＹＳ：３２５ＭＰａ以上、引張強さＴＳ：４９０ＭＰａ以上の高強度（鋼板Ｎｏ．  １〜Ｎｏ．  ５）か、あるいは降伏強さＹＳ：４４０ＭＰａ以上、引張強さＴＳ：５９０ＭＰａ以上の高強度（鋼板Ｎｏ．  ６〜Ｎｏ．  １０）を有し、かつ、０℃における吸収エネルギーｖＥ０（Ｊ）が７０Ｊ以上の高靭性を有する良好な母材特性と、４００ｋＪ／ｃｍを超える超大入熱溶接のボンド部相当でシャルピー衝撃試験の０℃における吸収エネルギーｖＥ０  が７０Ｊ以上と、極めて良好な超大入熱溶接ＨＡＺ  部靭性を有する高強度厚鋼板である。
【００５１】
一方、本発明の範囲を外れる比較例は、ＲＥＭ  系介在物がクラスター状となり連続鋳造においてノズル閉塞が生じるか、あるいは母材強度が不足するか、あるいは超大入熱溶接ＨＡＺ  靭性が低下している厚鋼板となっている。
鋼板Ｎｏ．１１  、Ｎｏ．１２  、Ｎｏ．１５  （比較例）では、ＲＥＭ  含有量が本発明範囲を高く外れ、ＲＥＭ  系介在物がクラスター状となり、一部でノズル閉塞が生じた。また、鋼板Ｎｏ．１３  、Ｎｏ．１４  （比較例）では、Ｃ含有量が本発明範囲を高く外れ、ＲＥＭ  系粒子の粒数密度、Ｍｎ系粒子の粒数密度が少なく、超大入熱溶接ＨＡＺ  靭性が劣化している。鋼板Ｎｏ．１６  （比較例）では、ＲＥＭ  含有量が本発明範囲を低く外れ、ＲＥＭ  系粒子の粒数密度、Ｍｎ系粒子の粒数密度が少なく、超大入熱溶接ＨＡＺ  靭性が劣化している。鋼板Ｎｏ．１７  （比較例）では、Ｓ含有量が本発明範囲を高く外れ、ＲＥＭ  系粒子が粗大となり、また、ＲＥＭ  添加後の溶存酸素量が高くＭｎ系粒子が粗大かつ粒数密度が小さくなり、超大入熱溶接ＨＡＺ  靭性が劣化している。鋼板Ｎｏ．１８  （比較例）では、Ｓ含有量が本発明範囲を低く外れ、超大入熱溶接ＨＡＺ  靭性が劣化している。鋼板Ｎｏ．１９  （比較例）ではＢ含有量が、鋼板Ｎｏ．２０  （比較例）では、Ｎｂ、Ｍｏ含有量が、それぞれ本発明範囲を低く外れているため、所望の強度が得られていない。また、鋼板Ｎｏ．１９  （比較例）、鋼板Ｎｏ．２０  （比較例）では、ＲＥＭ  添加後の溶存酸素量が高くＭｎ系粒子が粗大かつ粒数密度が小さくなり、超大入熱溶接ＨＡＺ靭性が劣化している。鋼板Ｎｏ．２１  （比較例）、鋼板Ｎｏ．２２  （比較例）では、ＲＥＭ  添加後の溶存酸素量が低く、Ｍｎ系粒子の粒数密度が本発明範囲を低く外れ、超大入熱溶接ＨＡＺ靭性が劣化している。
【００５２】
なお、本発明の厚鋼板は、超大入熱溶接用を想定したものであるが、１００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接、あるいは炭酸ガス溶接などの小入熱溶接（入熱２０ｋＪ／ｃｍ  程度）で多層溶接を行っても、十分高いＨＡＺ  靱性が得られ、大入熱溶接用、あるいは小入熱溶接用として十分適用できることはいうまでもない。
【００５３】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば、超大入熱溶接ＨＡＺ  靭性に優れた建築構造用高強度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、施工能率の向上に大きく寄与するという効果もある。