(57)【要約】【要  約】【課  題】  引張強さ：700MPa超級の高強度を有し、かつ大入熱溶接熱影響部靭性に優れる非調質厚鋼板及びその製造方法を提案する。  【解決手段】  質量％で、Ｃ：0.005〜0.015％、Si：0.05〜0.4％、Mn：1.5〜3.0％、を含み、Ｐ、Ｓ、Alを適正量に調整し、Mo：0.20〜1.0％、Ti：0.010〜0.030％、Ｂ：0.0010〜0.0040％、Ｎ：0.0030〜0.0060％を含有し、かつTi／Ｎを3.4超4.8未満に調整した組成の鋼素材を、1000〜1300℃に加熱したのち、圧延終了温度が700℃以上となる熱間圧延を施し、熱延終了後、３℃／ｓ以上の冷却速度で、450℃以下の温度まで冷却する。これにより、組織がベイニティックフェライト相を主体の組織となり、ＴＳ：700MPa超の高強度を有し、大入熱溶接熱影響部靭性が向上した厚鋼板が得られる。【選択図】        なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.005〜0.015％、                Si：0.05〜0.4％、
Mn：1.5〜3.0％、                    Ｐ：0.050％以下、
Ｓ：0.0050％以下、                  Al：0.01〜0.08％、
Mo：0.20〜1.0％、                   Ti：0.010〜0.030％、
Ｂ：0.0010〜0.0040％、              Ｎ：0.0030〜0.0060％
を含有し、かつTi、Ｎを、Ti含有量とＮ含有量の比Ti／Ｎが3.4超4.8未満の範囲になるように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、面積率で80％以上のベイニティックフェライト相を含む組織を有することを特徴とする大入熱溶接熱影響部靭性に優れた700MPa超級非調質厚鋼板。
【請求項２】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.05〜2.0％、Ni：0.05〜2.0％、Cr：0.05〜2.0％、Ｖ：0.003〜0.08％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700MPa超級非調質厚鋼板。
【請求項３】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0003〜0.0030％、REM：0.0003〜0.010％、Mg：0.0003〜0.005％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または２に記載の700MPa超級非調質厚鋼板。
【請求項４】
質量％で、
Ｃ：0.005〜0.015％、                Si：0.05〜0.4％、
Mn：1.5〜3.0％、                    Ｐ：0.050％以下、
Ｓ：0.0050％以下、                  Al：0.01〜0.08％、
Mo：0.20〜1.0％、                   Ti：0.010〜0.030％、
Ｂ：0.0010〜0.0040％、              Ｎ：0.0030〜0.0060％
を含有し、かつTi、Ｎを、Ti含有量とＮ含有量の比Ti／Ｎが3.4超4.8未満の範囲になるように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、1000〜1300℃に加熱したのち、該鋼素材に、圧延終了温度が700℃以上となる熱間圧延を施し、該熱間圧延終了後、３℃／ｓ以上の冷却速度で、450℃以下の冷却停止温度まで冷却することを特徴とする、大入熱溶接熱影響部靭性に優れた700MPa超級非調質厚鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記鋼素材の組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.05〜2.0％、Ni：0.05〜2.0％、Cr：0.05〜2.0％、Ｖ：0.003〜0.08％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に記載の700MPa超級非調質厚鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記鋼素材の組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0003〜0.0030％、REM：0.0003〜0.010％、Mg：0.0003〜0.005％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700MPa超級非調質厚鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、非調質厚鋼板に係わり、特に、船舶、橋梁、建築構造物、建築機械、海洋構造物、ペンストック等に用いて好適な、引張強さ：700MPa超の高強度を有し、かつ高靭性で大入熱溶接熱影響部靭性に優れた非調質厚鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、引張強さ（ＴＳ）700MPa級以上の厚鋼板は、鋼強度と高靭性をバランスよく確保するため、焼入れ焼戻し処理（調質処理）を施されて製造されていた。調質処理は、高強度で高靭性の優れた特性を有する製品を安定して製造できるという利点はあるが、調質処理を施された鋼板は圧延ままの非調質鋼板と比較して、長い製造期間を要するとともに、製造コストが高くなるという問題がある。
【０００３】
このような問題に対し、ＴＳが700MPa以上の高強度を有する厚鋼板を、圧延ままで製造する試みが行われてきた。
【０００４】
例えば、特許文献１には、Ｃ、Si、Mnを適正範囲に調整したうえで、さらにMo、Nb、Al、Ｂを適量含有する組成の鋼片に、２相域圧延を施す、ＴＳ：780N/mm２以上を満足する非調質高張力鋼の製造方法が提案されている。しかし、２相域で熱間圧延を行うとセパレーションが発生しやすくなり、シャルピー衝撃試験における吸収エネルギーが低下するという問題がある。
【０００５】
また、特許文献２には、極低Ｃとし、Mnを1.0〜3.0％に高め、Cu：1.0〜2.0％、Ti：0.005〜0.05％、Ｂ：0.0003〜0.0050％を含み、あるいはさらにNbを適量含有させた鋼片を、1000〜1350℃に加熱したのち、950〜1100℃の温度域における累積圧下率が50％以上で、かつ圧延終了温度が800℃以上とする熱間圧延を施し、圧延終了後、Ａr３変態点より高い温度から、１℃／ｓ以上、30℃／ｓ以下の冷却速度で冷却し、（Ａr３−20℃）以下、550℃以上の温度で加速冷却を停止する、非調質厚鋼板の製造方法が提案されている。この技術によれば、ＴＳ：700MPa以上の高張力を非調質で製造できるとしている。
【０００６】
また、本出願人らは、特許文献３に、Ｃ、Si、Mn、Alを適正量に調整したうえ、さらにMoとNbを適正量含有する鋼素材を、1100〜1300℃に加熱後、1000〜1250℃における累積圧下率を30％以上、オーステナイト未再結晶域における累積圧下率を30％以上、圧延終了温度をＡr３点以上とする熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、0.1〜20℃／ｓで冷却する、非調質高強度低降伏比高靭性厚鋼板の製造方法を開示した。特許文献３に記載された厚鋼板は、耐震性が要求される鋼構造物に好適に用いられることができる、ＴＳ700MPa級以上の高強度を有し高靭性で、かつ降伏比80％以下の厚鋼板である。
【特許文献１】特開平８−１８８８２３号公報
【特許文献２】特開平１１−２６４０１７号公報
【特許文献３】特開２００３−１４７４７７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
近年では、建築構造物の大型化に伴い、使用鋼材の厚肉化、高強度化が要望されている。さらに、構造物の施工能率向上と施工コストの低減の観点から、大入熱溶接の適用範囲が拡大している。例えば、建築構造用ボックス柱では、サブマージアーク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。
【０００８】
また、近年、建築構造物の耐震性向上が熱望され、溶接継手部においても高い靭性を有することが要求されるようになっている。例えば、柱−梁接合部については、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要求されている。また、ボックス柱の溶接部にも、同様の要求がある。
【０００９】
一般に、鋼材に大入熱溶接を適用した場合に、最も問題となるのは、溶接熱影響部（以下、HAZともいう）のボンド部における靭性劣化である。このボンド部では、大入熱溶接時に溶融点直下の高温に曝されオーステナイト結晶粒が最も粗大化し易く、また、引続く冷却によって、脆弱な上部ベイナイト組織に変態し靭性が劣化する。特許文献２、あるいは特許文献３に記載された厚鋼板を用いて、大入熱あるいは400kJ／cmを超える超大入熱溶接継手を作製し、溶接継手部靭性について調査したところ、溶接熱影響部の靭性が著しく低下するという問題が見出された。
【００１０】
本発明は、上記した従来技術の問題点を有利に解決し、引張強さ：700MPa超級の高強度を有し、かつ大入熱あるいは400kJ／cmを超える超大入熱溶接熱影響部靭性に優れる非調質厚鋼板及びその製造方法を提案することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは、上記した課題を達成するため、ＴＳ：700MPa級以上の非調質高強度鋼板について、大入熱溶接熱影響部靭性に及ぼす合金元素の影響について鋭意検討した。その結果、極低Ｃ鋼における大入熱溶接熱影響部においては、Nbが溶接後の冷却過程でNb（Ｃ、Ｎ）として析出し、この析出硬化作用により靭性を低下させていることを見出した。そして、大入熱溶接熱影響部靭性を向上させるためには、Nb無添加とすることが良いことに想到した。
【００１２】
しかし、Nbは、鋼板の強度を確保するために有効に作用する合金元素であり、Nb無添加にすることにより強度の低下が懸念される。そこで、本発明者らは、MoとともにＢを添加することにより、強度確保が可能であることを見出した。また、Nbは熱間圧延時、オーステナイト未再結晶温度域を拡大して未再結晶温度域圧延を容易にし母材靭性を向上させる作用を有するため、Nb無添加とすると、母材靭性の劣化が懸念される。このような母材靭性劣化の問題に対し、本発明者らは更なる検討を行い、Mo含有量の増加により対処できるという結論を得た。
【００１３】
また、本発明者らは、超大入熱溶接領域でのHAZ靭性を向上させるためには、HAZ組織を制御することが必要であることに想到し、種々検討の結果、Ｃ含有量を0.015％以下に低減することにより、靭性に悪影響を及ぼすとされる島状マルテンサイトの発生をさらに抑制することができ、HAZ靭性が向上することを見出した。さらに、本発明者らは、HAZ靭性をさらに向上させるために、Ti含有量とＮ含有量およびその比（Ti／Ｎ）を適正範囲に規制する必要があることに思い至った。TiとＮは鋼中でTiNを形成し、溶接熱影響部のオーステナイト粒粗大化を抑制することは従来からよく知られた技術であるが、本発明では上記のHAZ組織制御と組み合わせることにより、顕著なHAZ靭性の向上が達成できることを見出した。
【００１４】
なお、本発明では、基本的に、ミクロ組織をベイニティックフェライト主体の組織にすることを鋼板の強度確保の原理としている。すなわち、熱間圧延後の冷却時の拡散的なフェライト変態を極力抑制し、より低温でせん断的な変態を実現させることにより、高強度高靭性を得るものである。
【００１５】
本発明は、上記した知見に基づいて、さらに化学成分、製造条件等について検討を加えて完成されたものである。
【００１６】
すなわち、本発明の要旨は、つぎのとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.005〜0.015％、Si：0.05〜0.4％、Mn：1.5〜3.0％、Ｐ：0.050％以下、Ｓ：0.0050％以下、Al：0.01〜0.08％、Mo：0.20〜1.0％、Ti：0.010〜0.030％、Ｂ：0.0010〜0.0040％、Ｎ：0.0030〜0.0060％を含有し、かつTi、Ｎを、Ti含有量とＮ含有量の比Ti／Ｎが3.4超4.8未満の範囲になるように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、面積率で80％以上のベイニティックフェライト相を含む組織を有することを特徴とする大入熱溶接熱影響部靭性に優れた700MPa超級非調質厚鋼板。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.05〜2.0％、Ni：0.05〜2.0％、Cr：0.05〜2.0％、Ｖ：0.003〜0.08％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700MPa超級非調質厚鋼板。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0003〜0.0030％、REM：0.0003〜0.010％、Mg：0.0003〜0.005％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700MPa超級非調質厚鋼板。
（４）質量％で、Ｃ：0.005〜0.015％、Si：0.05〜0.4％、Mn：1.5〜3.0％、Ｐ：0.050％以下、Ｓ：0.0050％以下、Al：0.01〜0.08％、Mo：0.20〜1.0％、Ti：0.010〜0.030％、Ｂ：0.0010〜0.0040％、Ｎ：0.0030〜0.0060％を含有し、かつTi、Ｎを、Ti含有量とＮ含有量の比Ti／Ｎが3.4超4.8未満の範囲になるように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、1000〜1300℃に加熱したのち、該鋼素材に、圧延終了温度が700℃以上となる熱間圧延を施し、該熱間圧延の終了後、３℃／ｓ以上の冷却速度で、450℃以下の冷却停止温度まで冷却することを特徴とする、大入熱溶接熱影響部靭性に優れた700MPa超級非調質厚鋼板の製造方法。
（５）（４）において、前記鋼素材の組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.05〜2.0％、Ni：0.05〜2.0％、Cr：0.05〜2.0％、Ｖ：0.003〜0.08％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700MPa超級非調質厚鋼板の製造方法。
（６）（４）または（５）において、前記鋼素材の組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0003〜0.0030％、REM：0.0003〜0.010％、Mg：0.0003〜0.005％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700MPa超級非調質厚鋼板の製造方法。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
まず、本発明厚鋼板の組成限定理由について説明する。以下、組成における質量％は、単に％で記す。
【００１８】
Ｃ：0.005〜0.015％
Ｃは、鋼の強度を増加させる元素であり、本発明では所定の鋼板母材強度を確保するためには0.005％以上の含有を必要とする。一方、0.015％を超えて含有すると、大入熱HAZの島状マルテンサイト含有率が多くなり、大入熱HAZ靭性が劣化する。このため、Ｃは0.005〜0.015％に限定した。なお、好ましくは0.008〜0.013％である。
【００１９】
Si：0.05〜0.4％
Siは、脱酸剤として作用する元素であり、本発明では製鋼上0.05％以上の含有を必要とするが、0.4％を超えて含有すると、靭性が劣化する。このため、Siは0.05〜0.4％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.20〜0.35％である。
【００２０】
Mn：1.5〜3.0％
Mnは、鋼の強度を増加させる元素であり、鋼板母材の引張強さを700MPa超えとするためには、1.5％以上の含有を必要とする。一方、3.0％を超える含有は、溶接部の靭性を著しく劣化させる。このため、Mnは1.5〜3.0％の範囲に限定した。
【００２１】
Ｐ：0.050％以下、Ｓ：0.0050％以下
Ｐ、Ｓは、いずれも靭性を劣化させる作用を有するため本発明ではできるだけ低減することが望ましい。0.050％を超えるＰの含有は、溶接部の靭性を劣化させるため、本発明ではＰは0.050％以下に抑制するものとする。また、0.0050％を超えるＳの含有は、鋼板母材および溶接部の靭性を劣化させるため、Ｓは0.0050％以下に抑制するものとする。
【００２２】
Al：0.01〜0.08％
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、このためには0.01％以上の含有を必要とするが、0.08％を超えて含有すると、鋼板母材の靭性を低下させるとともに、溶接金属部への希釈によって溶接金属部の靭性を劣化させる。このため、Alは0.01〜0.08％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.02〜0.04％である。
【００２３】
Mo：0.20〜1.0％
Moは、焼入れ性の増加により鋼板の強度を増加させる元素であり、鋼板母材の高強度化に有効に作用する。このような効果を得るためには、0.20％以上の含有を必要とする。また、Moは、オーステナイト未再結晶域を拡大させる作用を持ち、鋼板母材の鋼靭性化に有効に作用する。一方、1.0％を超える含有は、靭性に悪影響を与える。このため、Moは0.20〜1.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.30〜0.50％である。
【００２４】
Ti：0.010〜0.030％
Tiは、TiNを形成して鋼中のＮを固定することによってＢの効果を有効に発揮させる有効元素である。また、Tiは、大入熱溶接熱影響部でのオーステナイト粒成長を抑制して組織の微細化に寄与する。このような効果を十分に発揮させるには、0.010％以上のTi含有を必要とするが、0.030％を超えて添加すると鋼板母材の靭性が低下する。このため、Tiは0.010〜0.030％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.012〜0.025％である。
【００２５】
Ｂ：0.0010〜0.0040％
Ｂは、微量の含有で、オーステナイト粒界エネルギーを減少させてフェライトの核生成を抑制するのに有効に寄与する。このような効果を発現させるには、0.0010％以上の含有を必要とするが、0.0040％を超える含有は、鋼板母材の靭性を劣化させる。このため、Ｂは0.0010〜0.0040％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0015〜0.0030％である。
【００２６】
Ｎ：0.0030〜0.0060％
Ｎは、Tiと結合してTiNを形成し、大入熱溶接熱影響部でのオーステナイト粒成長を抑制する。このような効果を十分に発現させるためにはＮは0.0030％以上含有する必要があるが、0.0060％を超えて含有すると、TiNが一部溶解する1400℃以上に加熱された溶接熱影響部においては固溶Ｎが増加し靭性劣化が顕著になる。このため、Ｎは0.0030〜0.0060％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0035〜0.0055％である。
【００２７】
本発明では、Ti、Ｎは、上記した範囲でかつ、Ti／Ｎが3.4超え4.8未満を満足するように含有する。
【００２８】
Ti／Ｎ：3.4超え4.8未満
本発明ではTi／Ｎが上記した範囲内となるように、Ti、Ｎ量を調整することが、母材の強度確保及び溶接熱影響部のオーステナイト粒の粗大化抑制の観点から肝要となる。Ti／Ｎが3.4以下では、固溶Ｎが増加し、Ｂと結合してBNとして析出するため、母材強度を確保するためのＢの有効活用を阻害する。また、Ti／Ｎが4.8以上では、TiNが微細に析出せず、大入熱HAZにおけるオーステナイト粒の粗大化抑制に有効に寄与しなくなる。このため、Ti／Ｎは3.4超4.8未満の範囲に限定した。なお好ましくは3.4超4.5以下である。
【００２９】
以上が基本成分であるが、本発明では、これら基本成分に加えてさらに、Cu：0.05〜2.0％、Ni：0.05〜2.0％、Cr：0.05〜2.0％、Ｖ：0.003〜0.08％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：0.0003〜0.0030％、REM：0.0003〜0.010％、Mg：0.0003〜0.005％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。
【００３０】
Cu：0.05〜2.0％、Ni：0.05〜2.0％、Cr：0.05〜2.0％、Ｖ：0.003〜0.08％のうちから選ばれた１種または２種以上
Cu、Ni、Cr、Ｖは、いずれも鋼の強度を上昇させる元素であり、必要に応じ選択して１種又は２種以上を含有できる。
【００３１】
Cuは、固溶強化および析出強化により鋼の強度を上昇させる元素であり、含有する場合、0.05％以上含有することが好ましいが、2.0％を超えて含有すると、靭性が劣化する。このため、Cuは0.05〜2.0％に限定することが好ましい。
【００３２】
Niは、母材靭性を保ちつつ強度を増加できる元素であり、含有する場合、0.05％以上含有することが好ましいが、2.0％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、Niは0.05〜2.0％に限定することが好ましい。
【００３３】
Crは、鋼の強度を上昇させるとともに、ベイナイト変態開始温度を低下させベイニティックフェライト相の生成を促進させる作用も有している。このような効果を得るために0.05％以上含有することが好ましいが、2.0％を超えて含有すると靭性が劣化する。このため、Crは0.05〜2.0％の範囲に限定することが好ましい。
【００３４】
Ｖは、Ｃ、Ｎと結合し、Ｖ（ＣＮ）として析出し、析出強化により強度上昇に有効に作用する元素である。このような効果を得るためには0.003％以上含有することが好ましい。0.08％を超えて含有すると、靭性が低下する。このため、Ｖは0.003〜0.08％の範囲に限定することが好ましい。
【００３５】
Ca：0.0003〜0.0030％、REM：0.0003〜0.010％、Mg：0.0003〜0.005％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ca、REM、Mgは、いずれも介在物の形成を介してHAZ靭性向上に有効に寄与する。
【００３６】
Caは、介在物の形態制御によりＳ、Ｏとのバランスを適切に選択することでHAZ靭性を向上させる。このような効果は、0.0003％以上の含有で顕著となる。一方、0.0030％を超えて含有してもその効果が飽和する。このため、Caは0.003〜0.0030％の範囲に限定することが好ましい。
【００３７】
REMは、REM（Ｏ、Ｓ）を形成してHAZ靭性を向上させる。このような効果は0.0003％以上の含有で認められるが、0.010％を超えて含有しても、その効果が飽和する。このためREMは0.0003〜0.010％に限定することが好ましい。
【００３８】
Mgは、MgOを形成して、HAZ靭性を向上させる。このような効果は0.0003％以上の含有で認められるが、0.005％を超えて含有しても、その効果が飽和する。このためREMは0.0003〜0.005％に限定することが好ましい。
【００３９】
上記とした成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としては、Nb：0.005％以下とすることが好ましい。Nbは0.005％を超えて含有するとNb炭化物を形成し溶接熱影響部の固溶Ｃ量を低減して、粒界脆化起因の靭性低下を招く。
【００４０】
つぎに、本発明鋼板の組織限定理由について説明する。
【００４１】
本発明鋼板は、上記した組成に加えて、面積率で80％以上のベイニティックフェライト相を含む組織を有する。本発明では、グラニュラ−ベイニティックフェライトの生成を抑制し、主としてベイニティックフェライト相を含む組織とする。なお、本発明でいうグラニュラ−ベイニティックフェライトとは、粒状のベイナイト組織で転位密度の高いサブ組織を有するものをいうものとする。ベイニティックフェライト相が、面積率で80％未満では、高強度で高靭性を有する厚鋼板が得にくくなる。なお、ベイニティックフェライト相以外の第二相としては、面積率で２％以下の島状マルテンサイト相、20％以下のグラニュラーベイニティックフェライト相の存在が許容できる。島状マルテンサイト相が２％を超えて多くなると母材靭性が劣化する。また、グラニュラーベイニティックフェライト相が20％を超えて多くなると、母材靭性が低下する。
【００４２】
次に、本発明鋼板の好ましい製造条件について説明する。
【００４３】
まず、上記した組成の溶綱を、転炉等の、通常公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造等の通常公知の鋳造方法で鋼素材とする。
【００４４】
ついで、鋼素材を、1000〜1300℃の温度範囲に加熱し、鋼素材を完全にオーステナイト化する。加熱温度が1000℃未満では、熱間圧延を低温で行うことになり、圧延能率が低下する。一方、加熱温度が1300℃を超えると、結晶粒が粗大化するうえ、酸化ロスが顕著となり歩留が低下する。
【００４５】
加熱したのち、鋼素材に熱間圧延を施し厚鋼板とする。熱間圧延は、圧延終了温度を700℃以上とする圧延とすることが好ましい。圧延終了温度が700℃未満では、圧延能率が低下することに加えて、ポリゴナルフェライト相の生成が顕著となり、鋼板組織をベイニティックフェライト相を主体とする組織とすることができない。なお、熱間圧延における全積圧下率は50％以上とすることが、母材靭性確保の観点から好ましい。
【００４６】
熱間圧延終了後、厚鋼板を平均冷却速度：６℃／ｓ以上で、450℃以下の冷却停止温度まで冷却することが好ましい。
【００４７】
平均冷却速度で３℃／ｓ未満で、グラニュラ−ベイニティックフェライトの生成量が多くなり母材の強度が不足する。このため、熱間圧延終了後の冷却は、平均冷却速度で３℃／ｓ以上とすることが好ましい。冷却速度の上限は、冷却装置の能力により決定されるが、概ね、40℃／ｓ程度である。なお、冷却の停止温度は、ベイニティックフェライトの変態を完了させるという観点から、450℃以下とすることが好ましい。より好ましくは、鋼板形状の観点から冷却停止温度は450〜300℃である。
【実施例】
【００４８】
表１に示す組成の溶綱を、転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼素材（スラブ）とした。これらスラブ（鋼素材：250ｍｍ厚）を用いて、表２に示す加熱・圧延・冷却条件で、熱間圧延を行い、板厚60ｍｍの厚鋼板とした。
【００４９】
これらの厚鋼板について、組織、引張特性、靭性および溶接熱影響部の靭性を調査した。
試験方法はつぎのとおりである。
（１）組織
各厚鋼板から試験片を採取し、Ｌ断面の１／４ｔ位置について、ナイタール腐食して光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡により組織を撮像し、画像解析装置を用いて、組織の種類を同定し、組織分率を求めた。
（２）引張特性
各厚鋼板の板厚１／４ｔ位置から、JIS Z 2201の規定に準拠してJIS ４号試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、ＹＳ、ＴＳを測定した。
（３）靭性
各厚鋼板の板厚中心から、JIS Z 2201の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取し、JIS Z  2242の規定に準拠して、シャルピー衝撃試験を行い、０℃での吸収エネルギー（vE0）を求めた。
（４）溶接熱影響部靭性
各厚鋼板から採取した継手用試験板に、図１に示すような開先を準備し、エレクトロスラグ溶接（溶接入熱量：800kJ／cm）により、溶接継手を作製した。その後、図２に示すように、溶接継手部から切欠き位置をボンド部とするＶノッチ試験片を採取し、試験温度：０℃でのシャルピー衝撃試験を行って、溶接継手ボンド部の０℃における吸収エネルギー（vE0）を求めた。
【００５０】
得られた結果を表２に示す。
【００５１】
【表１】
2005272861.tif 000002
【００５２】
【表２】
2005272861.tif 000003
【００５３】
本発明例はいずれも、引張強さ700MPa以上の高強度と、vE0：100Ｊ以上と高い母材靭性を有している。また、溶接入熱：800kJ／cmの大入熱溶接施工を施した場合であっても、継手ボンド部でのvE0が70Ｊ以上と優れた溶接熱影響部靭性を有していることが分かる。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、強度が不足するか、あるいは熱影響部靭性が劣化している。
【図面の簡単な説明】
【００５４】
【図１】実施例で用いた溶接継手の開先形状を模式的に示す説明図である。
【図２】実施例で用いた溶接熱影響部からの衝撃試験片の採取要領を模式的に示す説明図である。
【図１】
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【図２】
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