(57)【要約】【課題】  590MPa以上の引張強さと、80％以下の低降伏比を有し、さらに溶接入熱量が400kJ／cmを超えるような超大入熱溶接においても優れたＨＡＺ靭性を有する、超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた高強度厚鋼板を非調質で製造する方法を提案する。【解決手段】  Ｃ：0.05〜0.13％を含み、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Alを適正量とし、さらに、Ti：0.005〜0.030％、Ｎ：0.0030〜0.0070％、Ca：0.0005〜0.0050％、Ｏ：0.0010〜0.0030％を含有し、炭素当量Ceqが0.35〜0.44％で、かつACRが0.2〜0.8を満足する組成を有する鋼素材を、1000℃〜1300℃の範囲に加熱し、圧延終了温度がAr３変態点以上となる熱間圧延を施した後、１〜20℃／sの平均冷却速度で600℃以下の温度まで冷却する加速冷却処理を施す。これにより、ＴＳ：590MPa以上、ＹＲ：80％以下を有し、溶接入熱が400kJ／cmを超えるような超大入熱溶接の溶接熱影響部でも優れたＨＡＺ靱性を示す厚鋼板が非調質で得られる。【選択図】    なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
mass％で、
Ｃ：0.05〜0.13％、                    Si：0.05〜0.50％、
Mn：0.5〜2.0％、                      Ｐ：0.02％以下、
Ｓ：0.0050％以下、                    Al：0.1％以下、
Ti：0.005〜0.030％、                Ｎ：0.0030〜0.0070％、
Ca：0.0005〜0.0050％、              Ｏ：0.0010〜0.0030％
を含有し、下記（１）式で定義される炭素当量Ceqが0.35〜0.44％で、かつ下記（２）式で定義されるACRが0.2〜0.8を満足し、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℃の範囲に加熱し、圧延終了温度がＡr3変態点以上となる熱間圧延を施した後、１〜20℃／sの平均冷却速度で600℃以下の温度まで冷却する加速冷却処理を施すことを特徴とする引張強さ：590MPa以上、降伏比：80％以下を有する超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた非調質高強度厚鋼板の製造方法。
記
Ceq＝Ｃ＋Mn／６＋（Ni＋Cu）／15＋（Cr＋Mo＋Ｖ）／５    ………（１）
ここで、Ｃ、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、Ｖ：各元素の含有量（mass％）
ACR＝{Ca−（0.18＋130×Ca）×Ｏ}／（1.25×Ｓ）  …………………（２）
ここで、Ca、Ｏ、Ｓ：各元素の含有量（mass％）
【請求項２】
前記組成に加えてさらに、mass％で、Cu：1.0％以下、Ni：2.0％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とすることを特徴とする請求項1に記載の非調質高強度厚鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記組成に加えてさらに、mass％で、Cr：0.7％以下、Mo：1.0％以下、Nb：0.05％以下、Ｖ：0.2％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に記載の非調質高強度厚鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記組成に加えてさらに、mass％で、REM：0.02％以下、Mg：0.005％以下のうちから選ばれた１種または２種を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非調質高強度厚鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、建築構造用として好適な厚鋼板に係り、とくに引張強さ(ＴＳ)が590MPa以上で、降伏比80％以下を有し、かつ超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた非調質高強度厚鋼板に関する。なお、本発明でいう厚鋼板とは、板厚20mm以上の鋼板を言うものとする。また、本発明でいう「超大入熱溶接」とは、溶接入熱が400kJ／cmを超える溶接をいうものとする。
【背景技術】
【０００２】
近年、建築構造物の大型化と大スパン化に伴い、使用鋼材の厚肉化、高強度化が要望されている。一方、鋼構造物の安全性の観点から、使用される鋼材の降伏比の低減が要求されている。降伏比を低減することにより、降伏点以上の応力が付加されても破壊までに許容される応力が大きくなり、また、一様伸びが大きくなるため、塑性変形能に優れた鋼材となる。
【０００３】
このような建築構造物は、溶接接合によって所望形状の構造物に仕上げられる。しかし、兵庫県南部地震に際して指摘されているように、溶接構造物では、地震時のような急激でかつ大きな負荷荷重を受けると、十分な塑性変形が生じる前に、溶接部を主体に脆性破壊を生じる場合がある。このため、近年、溶接構造用鋼材には、溶接部をも含めて良好な靭性を具備することが求められている。例えば、柱−梁の大入熱溶接部については、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。
【０００４】
一方、構造物の施行能率向上と施行コストの低減の観点から、溶接効率の向上が求められ、高能率の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、溶接入熱が400kJ／cmを超えるような超大入熱のサブマージアーク溶接やエレクトロスラグ溶接などが適用されるようになっている。
【０００５】
一般に、鋼材に大入熱溶接を適用した際に、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、脆化な上部ベイナイト組織に変態し易い。さらに、このボンド部では、ウッドマンステッテン組織や島状マルテンサイトといった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。とくに、引張強さが590MPaを超える高強度厚鋼板では、強度確保のために合金を多量に添加することが一般的であるため、降伏比が上昇する傾向にあり、ＨＡＺ靭性も低くなる。このため、低降伏比と優れたＨＡＺ靭性とを兼備した高強度厚鋼板の開発が要望されている。
【０００６】
このような要望に対して、例えば、特許文献１、特許文献２、特許文献３、特許文献４には、低降伏比高強度鋼の製造方法が提案されている。特許文献１、特許文献２に記載された技術は、いずれも圧延後、直ちに焼入れする直接焼入れ法であり、圧延後の冷却開始を遅らせ、５〜60％程度のフェライトを析出させた後、急冷して、フェライト相＋硬質相の２相組織としている。これにより、高強度化と低降伏比化を実現している。一方、特許文献３に記載された技術では、フェライト析出温度域に保持させた後に急冷し、フェライト＋硬質相の２相組織とすることにより、高強度化と低降伏比化を達成している。また特許文献４に記載された技術では、熱間圧延後の鋼板を焼入れした後、再度フェライト＋オーステナイトの２相域まで加熱し、焼入れした後、焼戻しを行い、高強度化と低降伏比化を達成している。しかしながら、特許文献１、特許文献２、特許文献３、特許文献４に記載された技術では、このように、高強度化と低降伏比化を達成できても、十分なＨＡＺ靭性を有するまでには至っていないという問題がある。
【０００７】
このような問題に対して、例えば、特許文献５、特許文献６、特許文献７、特許文献８には、大入熱溶接のＨＡＺ靭性を向上させる技術が提案されている。特許文献５には、100 kJ／cmの溶接ボンド部靭性の改善を目指し、希土類元素とTiとを複合添加して、鋼中に微細粒子を分散させてオーステナイト粒成長を抑制し、溶接ボンド部の靭性向上を図る技術が提案されている。また、特許文献６には、Ti酸化物を微細分散させ、大入熱ＨＡＺの高靭化を図る技術が提案されている。また、特許文献７には、Tiの酸化物を微細分散させて、フェライト変態の核生成サイトとして利用し、大入熱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８には、固溶Ｎを徹底的に低減するために、Tiと十分なAl量を含有させ、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強度鋼板が提案されている。
【０００８】
しかし、特許文献５、特許文献６、特許文献７、特許文献８に記載された技術によっても、引張強さが590MPa以上の高強度で、かつ母材降伏比を80％以下の低降伏比とし、さらに溶接入熱量が400kJ／cmを超えるような超大入熱溶接においても優れたＨＡＺ靭性を安定して保持させることは困難であった。
【特許文献１】特公昭58−10442号公報
【特許文献２】特開昭62−77419号公報
【特許文献３】特開平２−34721号公報
【特許文献４】特開平４−99817号公報
【特許文献５】特開昭60−184663号公報
【特許文献６】特開昭57−51243号公報
【特許文献７】特開昭60−245768号公報
【特許文献８】特開2001−107177号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、590MPa以上の引張強さと、80％以下の低降伏比を有し、さらに溶接入熱量が400kJ／cmを超えるような超大入熱溶接においても優れたＨＡＺ靭性を有する、超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた非調質高強度厚鋼板の製造方法を提案することを目的とする。本発明でいう、「超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた」とは、溶接入熱量が400kJ／cmを超える超大入熱溶接熱影響部の、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。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは、上記した課題を達成するために、強度、降伏比およびＨＡＺ靭性に及ぼす各種要因について鋭意研究した。その結果、溶接入熱量が400kJ／cmを超える超大入熱ＨＡＺにおいて高靭性を確保するためには、溶接時に高温に加熱された領域におけるオーステナイト粒の粗大化抑制と、冷却時にフェライト変態を促進する変態核の分散が重要であることを知見した。そのためには、厳格な成分調整により、TiNを微細分散させることおよび、溶製時Ca添加の際の溶存酸素量を0.0010〜0.0050％に調整したうえで、Ca、Ｓ、Ｏの添加量をACRが0.2〜0.8％を満足するように調整することが、オーステナイト粒の粗大化を抑制しフェライト変態を促進するために肝要であることを知見した。また、母材の引張強さを590MPa以上とし、かつ母材強度と靭性を両立させるためには、厳格な成分調整とともに、炭素当量Ceqを0.35〜0.44％の範囲とすることが肝要であることも知見した。
【００１１】
さらに、上記のように成分調整した鋼素材に熱間圧延を施した後、冷却速度と冷却停止温度を適正化した加速冷却処理を施すことにより、上記した優れた超大入熱ＨＡＺ靭性と、引張強さで590MPa以上を有し、かつ80％以下の低降伏比を有し、かつ高靭性の母材特性とを兼備させることができることを知見した。
【００１２】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明は、mass％で、Ｃ：0.05〜0.13％、Si：0.05〜0.50％、Mn：0.5〜2.0％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.0050％以下、Al：0.1％以下、Ti：0.005〜0.030％、Ｎ：0.0030〜0.0070％、Ca：0.0005〜0.0050％、Ｏ：0.0010〜0.0030％を含有し、次（１）式
Ceq＝Ｃ＋Mn／６＋（Ni＋Cu）／15＋（Cr＋Mo＋Ｖ）／５    ………（１）
（ここで、Ｃ、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、Ｖ：各元素の含有量（質量％））
で定義される炭素当量Ceqが0.35〜0.44％で、かつ次（２）式
ACR＝{Ca−（0.18＋130×Ca）×Ｏ}／（1.25×Ｓ）  …………………（２）
（ここで、Ca、Ｏ、Ｓ：各元素の含有量（質量％））
で定義されるACRが0.2〜0.8を満足し、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℃の範囲に加熱し、圧延終了温度がＡｒ３変態点以上となる熱間圧延を施した後、１〜20℃／sの平均冷却速度で600℃以下の温度まで冷却する加速冷却処理を施すことを特徴とする引張強さ：590MPa以上、降伏比：80％以下を有する超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた非調質高強度厚鋼板の製造方法であり、また、本発明では、前記組成に加えてさらに、mass％で、Cu：1.0％以下、Ni：2.0％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とすることが好ましく、また、本発明では、前記各組成に加えてさらに、mass％で、Cr：0.7％以下、Mo：1.0％以下、Nb：0.05％以下、Ｖ：0.2％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることが好ましく、また、本発明では、前記各組成に加えてさらに、mass％で、REM：0.02％以下、Mg：0.005％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とすることが好ましい。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、引張強さが590MPa以上で、降伏比が80％以下の低降伏比を有し、
400kJ／cmを超える超大入熱溶接ＨＡＺ靱性に優れた高強度厚鋼板を安価に製造することができ、鋼構造物の大型化や、鋼構造物の耐震性の向上、施工効率の向上に大きく寄与し、産業上格段の効果を奏する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
まず、本発明で使用する鋼素材の成分限定理由について具体的に説明する。なお、成分に関する％表示は、特に断らない限りmass％を意味するものとする。
【００１５】
Ｃ：0.05〜0.13％
Ｃは、鋼の強度を増加させ、構造用鋼材として必要な強度を確保するのに有用な元素であり、この発明では、上記した効果を得るために、0.05％以上の含有を必要とする。一方、0.13％を超える含有は、ＨＡＺ靱性、耐溶接割れ性を劣化させる。このため、Ｃは0.05〜0.13％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.05〜0.12％である。
【００１６】
Si：0.05〜0.50％
Siは、脱酸剤として作用し、製鋼上、少なくとも0.05％必要であるが、0.50％を超えて含有すると、母材の靱性が劣化するとともに、超大入熱ＨＡＺにおいて島状マルテンサイトが生成し、ＨＡＺ靱性が顕著に劣化する。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、0.05〜0.35％である。
【００１７】
Mn：0.5〜2.0％
Mnは、鋼の強度を増加させる作用を有しており、この発明では、引張強さ590MPa以上を確保するために、0.5％以上の含有を必要とする。一方、2.0％を超えて含有すると、母材の靱性およびＨＡＺ靱性が著しく劣化する。このため、Mnは0.5〜2.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.6〜1.5％である。
【００１８】
Ｐ：0.02％以下
Ｐは、鋼の強度を増加させ靱性を劣化させる元素であり、とくに溶接部の靱性を劣化させるため、できるだけ低減することが望ましい。Ｐが0.02％を超えて含有されるとこの傾向が顕著となるため、0.02％を上限とした。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％以上とすることが望ましい。
【００１９】
Ｓ：0.0050％以下
Ｓは、Caと結合してCaS粒子として凝固段階で微細に晶出する。これらの微細粒子は熱間圧延後の冷却時に、フェライト変態核として作用し、加速冷却後の組織を軟質のフェライト相と硬質のベイナイト相の二相組織とし、母材の低降伏比化に寄与する。さらに、溶接時には、CaS粒子上にMnSとして析出し、フェライト変態核として作用し、溶接部靱性を向上させる効果を有する。このような効果は、0.0005％以上の含有で顕著に認められる。一方、0.0050％を超えて含有すると母材および溶接部の靱性を劣化させる。このため、Ｓは0.0050％以下に限定した。
【００２０】
Al：0.1％以下
Alは、脱酸剤として作用し、高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスにおいて、もっとも汎用的に使われる。また、鋼中のＮをAlNとして固定し、結晶粒の粗大化を防止し母材の靭性向上に寄与する。このような効果は0.005％以上の含有で顕著に認められる。一方、0.1％を超える含有は、母材の靱性が低下するとともに、溶接時に溶接金属部に混入して、靱性を劣化させる。このため、Alは0.1％以下に限定した。なお、好ましくは、0.01〜0.07％である。
【００２１】
Ti：0.005〜0.030％
Tiは、Ｎとの親和力が強く凝固時にTiNとして析出し、ＨＡＺでのオーステナイト粒の粗大化抑制、あるいはフェライト変態核としてＨＡＺの高靱化に寄与する。また、熱間圧延後の加速冷却時においては、溶製段階で形成されたTiNがフェライト相を生成する変態核として作用し、加速冷却後の組織を軟質のフェライト相と硬質のベイナイト相の二相組織として、母材の低降伏比化に寄与する。このような効果を得るためには、0.005％以上の含有が必要である。一方、0.030％を超えて含有すると、TiN粒子が粗大化し、上記した効果が期待できなくなる。このため、Tiは0.005〜0.030％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.010〜0.030％である。
【００２２】
Ｎ：0.0030〜0.0070％
Ｎは、Tiと結合してTiNとして析出して、ＨＡＺでのオーステナイト粒の粗大化を抑制し、あるいはフェライト変態核としてＨＡＺの高靱化に寄与する。また、熱間圧延後の加速冷却時においては、溶製段階に形成されたTiNがフェライト相を生成する変態核として作用し、加速冷却後の組織を軟質のフェライト相と硬質のベイナイト相の二相組織として、母材の低降伏比化に寄与する。このような効果を有するTiNの必要量を確保するために、Ｎは0.0030％以上含有する必要がある。一方、0.0070％を超えて含有すると、TiNが溶解する温度まで加熱されるＨＡＺでは、固溶Ｎ量が増加し、ＨＡＺ靱性が著しく低下する。このため、Ｎは0.0030〜0.0070％に限定する。
【００２３】
Ca：0.0005〜0.0050％
Caは、硫化物の形態制御を介して、鋼の延性向上に寄与する元素である。このような効果を発揮させるには、少なくとも0.0005％含有することが必要であるが、0.0050％を超えて含有しても効果が飽和する。このため、本発明では、Caは0.0005〜0.0050％の範囲に限定した。なお、本発明では、後述するように、Ca添加直前の溶存酸素量を0.0050％以下に調整した後、Caを添加して、Ca酸化物の生成を抑制してCaSを晶出させる。CaSは、溶鋼中で酸化物に比べて低温で晶出するため、鋼中で微細かつ均一な分散が可能となる。このような微細なCaS粒子はMnSと複合して溶接時にフェライト変態核として作用し、ＨＡＺ靱性の向上に寄与する。さらに、微細なCaS粒子は、熱間圧延後の加速冷却時に、フェライト変態核として作用し、加速冷却後の組織を、軟質のフェライト相と硬質のベイナイト相の二相組織とし、母材の低降伏化に寄与する。
【００２４】
Ｏ：0.0010〜0.0030％
Ｏは、不可避的不純物として含有され、鋼中では酸化物として存在し、清浄度を低下させる。このため、本発明では、できるだけ低減することが好ましいが、過度の低減は精錬コストの高騰を招くため、0.0010％以上に限定した。一方、酸素含有量が0.0030％を超えると、CaO系介在物が粗大化して、靱性に悪影響を及ぼす。このため、本発明ではＯを0.0010〜0.0030％の範囲に限定した。なお、本発明では、CaをCaSとして晶出させるために、Caとの結合力が強いＯは、Ca添加前に、脱ガスを強化するか脱酸剤を投入して、溶鋼中のＯを0.0050％以下に低減しておくことが好ましい。
【００２５】
炭素当量Ceq：0.35〜0.44％
本発明では、上記した成分範囲内で、さらに、炭素当量Ceqが0.35〜0.44％となるように、各成分の含有量を調整する。本発明で使用する炭素当量Ceqは、次（１）式
Ceq＝Ｃ＋Mn／６＋（Ni＋Cu）／15＋（Cr＋Mo＋Ｖ）／５    ………（１）
（ここで、Ｃ、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、Ｖ：各元素の含有量（mass％））
で定義される。
【００２６】
Ceqが0.35％未満では、圧延後加速冷却時の焼入れ性が不足し、加速冷却後の組織がフェライト主体組織となるために、所望の引張強さ590MPa以上を確保できなくなる。一方、Ceqが0.44％を超えると、圧延後加速冷却後の母材靭性が著しく劣化する。このため、本発明では、Ceqは0.35〜0.44％の範囲に限定した。
【００２７】
ACR：0.2〜0.8
本発明では、Ca添加時の溶鋼中の溶存酸素量を0.0010〜0.0050％と調整した上で、Ca、ＳおよびＯを次（２）式
ACR＝{Ca−（0.18＋130×Ca）×Ｏ}／（1.25×Ｓ）             （２）
（ここで、Ca、Ｏ、Ｓ：各元素の含有量（mass％））
で定義されるACRを0.2〜0.8を満足するように調整する。
【００２８】
ACRが0.2未満では、CaSが晶出しないために、ＳはMnS単独の形態で析出する。このMnSは鋼板製造時の圧延で伸長されて均一かつ微細に分散しないため、母材の靱性低下を招くとともに、溶接ＨＡＺ靱性の向上にも寄与しない。一方、ACRが0.8を超えると、ＳがCaによって固定されMnSとなるＳが不足し、MnSがフェライト生成核として働くCaS上へ析出しないことから、ＨＡＺ靱性の向上が期待できない。ACRが、0.2〜0.8を満足してはじめて、CaS上にMnSが析出した複合硫化物の形態となる。この複合硫化物の存在により、フェライト変態核として機能し、ＨＡＺ組織が微細化されてＨＡＺ靱性が向上する。
【００２９】
本発明では、上記した基本成分に加えてさらに、Cu：1.0％以下、Ni：2.0％以下のうちから選ばれた１種または２種、および／または、Cr：0.7％以下、Mo：1.0％以下、Nb：0.05％以下、Ｖ：0.2％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、REM：0.02％以下、Mg：0.005％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有することができる。
【００３０】
Cu：1.0％以下、Ni：2.0％以下のうちから選ばれた１種または２種
Cu、Niはいずれも、高靱性を保ちつつ強度を増加させることが可能で、しかもＨＡＺ靱性への影響も小さいため、高強度化のために有用な元素であり、必要に応じ選択して含有できる。このような効果は、Cu：0.1％以上、Ni：0.1％以上の含有で顕著となる。一方、Cu：1.0％を超える含有は、熱間脆性が生じ鋼板の表面性状が劣化する。また、Ni：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、経済的に不利になる。このため、Cuは1.0％以下、Niは2.0％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、Cu：0.2〜0.7％、Ni：0.2〜1.7％である。
【００３１】
Cr：0.7％以下、Mo：1.0％以下、Nb：0.05％以下、Ｖ：0.2％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Cr、Mo、Nb、Ｖは、いずれも鋼の強度向上に寄与する元素であり、必要に応じ選択して含有できる。このような効果は、Cr：0.05％以上、Mo：0.05％以上、Nb：0.005％以上、Ｖ：0.01％以上の含有で顕著となる。一方、Cr：0.7％を超える含有はＨＡＺ靱性を劣化させ、Mo：1.0％を超える含有は、母材靭性およびＨＡＺ靱性を劣化させ、Nb：0.05％を超える含有は、母材靭性およびＨＡＺ靱性を劣化させ、Ｖ：0.2％を超える含有は、ＨＡＺ靱性を劣化させる。このため、Crは0.7％以下、Moは1.0％以下、Nbは0.05％以下、Ｖは0.2％以下に限定することが望ましい。
【００３２】
REM：0.02％以下、Mg：0.005％以下のうちから選ばれた１種または２種
REMおよびMgは、いずれも靱性向上に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果は、REM：0.002％以上の含有で顕著となる。一方、0.02％を超えて含有しても効果が飽和するため、REMは0.02％を上限とした。Mgは、結晶粒の微細化を介して靱性を向上する有用な元素であり、このような効果はMg：0.001％以上の含有で顕著となるが、0.005％を超えて含有しても効果が飽和するため、0.005％を上限とした。
【００３３】
なお、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。
【００３４】
本発明で使用する鋼素材の製造方法は、とくに限定する必要はなく、通常の溶製方法、鋳造方法がいずれも適用できる。
【００３５】
上記した組成の溶鋼を、通常の溶製方法である転炉、電気炉、真空溶解炉等で溶製し、脱酸処理や脱ガスプロセスを用いて、ガス成分の制御を行った後、CaSiワイヤの添加により介在物制御を行ったうえで、連続鋳造法などの通常の鋳造方法で鋼素材（スラブ）とすることが好ましい。
【００３６】
なお、溶製時に、CaをCaSとして晶出させるために、Caとの結合力の強いＯはCa添加前に、脱ガスを強化するか、脱酸剤を投入して、溶鋼中のＯを0.0050％以下に低減しておくことが好ましい。また、本発明では、Ca添加時の溶鋼酸素量を0.0050％以下に調整したうえで、ACRが0.2〜0.8を満足するように、Ca、Ｓを添加、調整することが好ましい。
【００３７】
ついで、これらの鋼素材を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パス当たりの圧下率が大きく取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、加熱時のスケールによって表面疵が生じやすく、圧延後の手入れ負荷が増大する。このため、鋼素材の再加熱温度は1000〜1300℃の範囲に限定した。
【００３８】
再加熱された鋼素材は、圧延終了温度がＡr３変態点以上となる熱間圧延を施され、所定の板厚の厚鋼板とされる。熱間圧延条件は、圧延終了温度をＡr３変態点とする以外には、所定の板厚および形状を満足できればよく、その条件はとくに限定されない。なお、板厚が80mmを超える極厚鋼板の場合には、ザク圧着のために１パスあたりの圧下率が15％以上となる圧延パスを少なくとも１パス以上確保することが望ましい。
【００３９】
圧延終了温度がＡr３変態点未満では、変形抵抗が高くなり圧延荷重が増大し、圧延機への負荷が大きくなる。また、厚肉材をＡr３変態点未満まで圧延終了温度を低下させるためには、圧延途中で待機する必要があり、生産性を大きく阻害する。このため、本発明では圧延終了温度をＡr３変態点以上に限定した。
【００４０】
なお、Ａr３変態点は、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：各元素の含有量（mass％））
で整理できる。
【００４１】
熱間圧延終了後、厚鋼板は、直ちに１〜20℃／ｓの平均冷却速度で、600℃以下まで加速冷却処理を施される。加速冷却処理の冷却速度が１℃／ｓ未満では、加速冷却処理後のミクロ組織がフェライト主体組織となるため、目標の引張強さ590MPa以上を満足することができない。一方、冷却速度が20℃／ｓを超えると、加速冷却処理後のミクロ組織がベイナイト単相組織となり、目標の降伏比80％以下を満足できない。熱間圧延後の加速冷却処理の冷却速度が１〜20℃／ｓの範囲を満足してはじめて、加速冷却処理後のミクロ組織がベイナイト主体の組織中に、TiN等の微細介在物を核としてフェライト相が生成したベイナイト＋フェライト二相組織となる。このベイナイト＋フェライト二相組織が、高強度化と低降伏比に有効に作用する。なお、本発明でいう冷却速度は、厚鋼板の板厚１／４位置における、冷却開始から600℃までの平均冷却速度をいうものとする。
【００４２】
本発明では、加速冷却処理の冷却停止温度を、600℃以下とする。冷却停止温度が600℃を超えると、目標の引張強さ590MPa以上を確保することができない。なお、冷却停止温度は室温以上とすることが好ましい。厚鋼板は、加速冷却処理の冷却停止温度から、室温まで放冷される。
【００４３】
上記した組成の鋼素材を用いて、上記した条件の熱間圧延と、熱間圧延後の加速冷却処理を行うことにより、引張強さ590MPa以上の高強度と、降伏比80％以下の低降伏比とを兼備し、かつ超大入熱溶接時のＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板を容易に製造することができる。
【実施例】
【００４４】
転炉−取鍋精錬−連続鋳造法で、表１に示す組成に調製された鋼素材（スラブ：板厚310mm）を、表２に示す条件の熱間圧延、加速冷却処理により表２に示す板厚の厚鋼板とした。
【００４５】
得られた各厚鋼板の板厚１／４位置から、JIS４号引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性を調査した。また、得られた各厚鋼板の板厚１／４位置から、JIS Z 2202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実施し、０℃における吸収エネルギー（vE0）を求め、母材靱性を評価した。
【００４６】
また、得られた各厚鋼板から、継手用試験板（大きさ：400×600mm）を採取し、図１に示すような開先形状としたエレクトロスラグ溶接（溶接入熱量：1000kJ／cm）により、溶接継手を作製した。なお、供給ワイヤは、JIS Z 3353 YES62相当品、フラックスはJIS Z 3353 FS−FG3相当品を使用した。
【００４７】
得られた溶接継手から、図２に示すように切欠き位置をボンド部とするＶノッチ試験片を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠して、試験温度：０℃でのシャルピー衝撃試験を行って、継手ボンド部の０℃における吸収エネルギー（vE0）を求め、継手靱性を評価した。
【００４８】
得られた結果を表３に示す。
【００４９】
【表１】
2005220379.tif 000002
【００５０】
【表２】
2005220379.tif 000003
【００５１】
【表３】
2005220379.tif 000004
【００５２】
本発明はいずれも、引張強さ590MPa以上、降伏比80％以下の高強度、低降伏比で、かつ０℃での吸収エネルギー（vE0）100J以上の高靱性の母材特性を有するとともに、溶接入熱：1000kJ／cmの超大入熱溶接施工を施した場合であっても、ボンド部のvE0が100J以上と優れたＨＡＺ靱性を示している。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、母材強度、降伏比、母材靱性、ＨＡＺ靱性のうち、いずれか、あるいは複数の特性が目標値を満足していない。
【図面の簡単な説明】
【００５３】
【図１】実施例で用いたエレクトロスラグ溶接継手の開先形状を示す説明図である。
【図２】実施例におけるエレクトロスラグ溶接継手部からのシャルピー衝撃試験片の採取要領を示す説明図である。
【図１】
2005220379.tif 000005
【図２】
2005220379.tif 000006