(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
mass ％で、
Ｃ：0.05〜0.15％、              Si：0.05〜0.50％、
Mn：1.0 〜2.0 ％、              Ｐ：0.015 ％以下、
Ｓ：0.0005〜0.0050％、          Al：0.005 〜0.06％、
Ti：0.01〜0.03％、              Ni：1.5 ％以下、
Ｎ：0.003 〜0.007 ％、          Ca：0.0005〜0.0030％、
Ｏ：0.0030％以下を含み、かつ
下記（１）式および下記（２）式を満足し、残部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、1050〜1200℃に加熱後、 Ar3変態点〜（ Ar3変態点＋100 ℃）の温度域における累積圧下率を35％以上とする熱間圧延を施した後、板厚1/4 位置において２℃/s以上の冷却速度で 450℃以下の温度域まで冷却することを特徴とする大入熱溶接部靱性に優れた厚肉高張力鋼材の製造方法。
記
０＜｛Ca−(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ｝／（1.25／Ｓ）＜１    ………（１）
2.5 ＜ Ti ／Ｎ  ＜5.0                     ………（２）
ここで、Ca、Ｏ、Ｓ、Ti、Ｎ：各合金元素の含有量（mass％）
【請求項２】
前記鋼素材が、溶鋼中の溶存酸素量を0.0030mass％以下に調整したのち、Caを添加し、前記（１）式を満足するように、Ca、Ｓ含有量を調整してなる鋼素材であることを特徴とする請求項１に記載の大入熱溶接部靱性に優れた厚肉高張力鋼材の製造方法。
【請求項３】
前記鋼素材が、mass％で、 
Ｃ：0.05〜0.15％、              Si：0.05〜0.50％、
Mn：1.0 〜2.0 ％、              Ｐ：0.015 ％以下、
Ｓ：0.0005〜0.0050％、          Al：0.016 〜0.06％、
Ti：0.01〜0.03％、              Ni：1.5 ％以下、
Ｎ：0.003 〜0.007 ％、          Ca：0.0005〜0.0030％、
Ｏ：0.0030％以下を含み、かつ
前記（１）式および前記（２）式を満足し、さらに、Ｖ：0.2 ％以下、Cu：1.0 ％以下、Cr：0.7 ％以下、Mo：0.7 ％以下、Ｂ：0.002 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする請求項１または２に記載の大入熱溶接部靱性に優れた厚肉高張力鋼材の製造方法。
【請求項４】
前記冷却後、さらに、450 〜650 ℃の温度範囲での焼戻しを施す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大入熱溶接部靱性に優れた厚肉高張力鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、造船、建築、土木等の各分野で溶接構造物用として好適な高張力鋼材に係わり、とくに、大入熱溶接部靭性に優れた、板厚50mm以上の厚肉高張力鋼材に関する。なお、本発明でいう「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、本発明でいう「厚肉高張力鋼材」は厚鋼板、形鋼を含むものとする。
【０００２】
【従来の技術】
一般に、造船、建築、土木等の各分野における鋼構造物は、鋼材を溶接により接合し、所望の形状に組み立てられることが多い。こうした溶接鋼構造物に使用される鋼材には、安全性確保の観点から、母材靱性はもちろん、溶接部靱性にも優れることが要求されている。
【０００３】
近年、溶接鋼構造物の大型化に伴い、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、溶接入熱の増大が指向されてきた。その際、最も問題となるのは、溶接部のボンド部靱性である。ボンド部は、溶接時に溶融点直下の高温に晒され、結晶粒がもっとも粗大化しやすく、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る。さらにボンド部では、ウィ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やすく、靱性が低下しやすい。
【０００４】
このような溶接ボンド部の靭性低下に対し、たとえば、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 又は 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、溶接ボンド部の靭性を改善する技術が提案されている。
また、特開昭60-184663 号公報には、入熱量100kJ/cmの溶接ボンド部の靱性改善をめざし、希土類元素（REM ）とTiとを複合添加し、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抑制し、溶接ボンド部の靱性向上を図る技術が提案されている。
【０００５】
また、特開昭60-245768 号公報、特開昭61-79745号公報等には、Tiの酸化物を微細分散させ、フェライト変態の核生成サイトとして利用し、溶接ボンド部の靭性を改善す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 などの上に析出するBNをフェライト変態の核として利用し、溶接熱影響部の靭性を改善する技術が提案されている。
【０００６】
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溶接熱影響部靭性を向上させる高張力鋼板が提案されている。
また、特開昭60−204863号公報、特公平４− 14180号公報では、CaやREM を添加し硫化物の形態制御を介して、溶接部を高靱性化する技術が提案されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、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、溶接部を安定して高靭性とすることが困難となる。
また、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、溶接ボンド部近傍が高温度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、大入熱溶接部を高靭性とすることができなくなるという問題があった。また、上記した従来技術では、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、著しく溶接部靱性が低下する場合があるという問題があった。
【０００８】
また、特開2001-107177 号公報に記載された技術では、Al、Caを多く添加するため酸化物がクラスター化し、これが破壊の起点になることで靱性を低下させる場合があるという問題があった。
また、CaやREM を添加する従来技術では、溶接入熱300kJ/cmを超える大入熱溶接部で、高靱性を確保することは困難であるという問題があった。
【０００９】
一方、近年、鋼構造物の一層の大型化に伴い、使用される鋼材はより厚肉でかつ高強度を有するものが要望されるようになっている。鋼材の厚肉化、高強度化には、通常、合金元素の多量添加が安易な方法であるが、合金元素の多量添加は溶接部の靱性低下を招く。したがって、最近では、厚肉材のように製造時の冷却速度が比較的遅い場合においても、合金元素の多量添加を行うことなく、母材を高強度化させた厚肉高張力鋼材が要望されている。
【００１０】
本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、母材降伏強さが355N/mm2以上と高く、かつ母材靭性が、−40℃におけるシャルピー吸収エネルギー VＥ-40 で200 Ｊ以上と優れ、さらに溶接入熱300kJ/cmを超える大入熱溶接においても優れた溶接部靱性を有する、大入熱溶接部靱性に優れた板厚：50mm以上の厚肉高張力鋼材を安定かつ効率的に製造できる、厚肉高張力鋼材の製造方法を提案することを目的とする。なお、本発明でいう「大入熱溶接部靱性に優れる」とは、溶接入熱300kJ/cmを超える大入熱溶接での溶接熱影響部が、−40℃におけるシャルピー吸収エネルギー VＥ-40 で41Ｊ以上を有する場合をいうものとする。
【００１１】
【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、大入熱溶接部の靱性におよぼす各種要因について、研究、検討を重ねた。その結果、まず、大入熱溶接部とくに溶接ボンド部の靱性は、脆化組織の生成の有無に大きく影響される。そして、脆化組織の生成は、高温に加熱された領域におけるオーステナイトの粗大化抑制と、冷却時にフェライト変態を促進する変態核の微細分散により、防止できることを見出した。従来は、これらが不十分であったために、溶接部を安定して高靭性とすることができなかった。
【００１２】
本発明者らは、フェライト変態核の微細分散のために、硫化物の形態制御の役割を担うCaに注目し、凝固時にCaS を晶出させることを想到した。CaS は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。CaS の晶出のためには、まずCa添加時の溶鋼中の溶在酸素量を0.0030mass％以下に調整する。そして、Ca添加時の溶鋼中の溶存酸素量を0.0030mass％以下に調整したうえで、Ca，Ｓの添加量を次（１）式
０＜｛Ca−(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ｝／（1.25／Ｓ）＜１    ………（１）
ここで、Ca、Ｏ、Ｓ：各合金元素の含有量（mass％）
を満足するように調整することにより、CaS の晶出後に固溶Ｓ量が確保でき、CaS の表面上にMnS が析出する複合硫化物を形成できることを見出した。MnS はフェライト核生成能があることが知られており、さらにはその周囲にMnの希薄帯が形成されフェライト変態がさらに促進される。また、MnS 上にTiN ，BN，AlN 等のフェライト生成核が析出することによっても、より一層フェライト変態が促進することも新たに発見した。
【００１３】
また、本発明者らは、従来から高張力鋼母材の高強度化、高靭化のために添加されてきたNbを無添加とすることにより、TiN の溶解温度が上昇し、溶接時に高温に加熱される領域でのオーステナイト粗大化が顕著に抑制されることを見出した。またさらに、Nbを無添加とすることで、溶接熱影響部粗粒域での上部ベイナイトの生成も抑制されることを見出した。
【００１４】
また、さらに、本発明者らは、Nb無添加鋼の溶接部靭性に及ぼす前組織の影響を検討した。その結果、母材のフェライト平均粒径が５μｍ以下となるように、熱間圧延時に、Ａr3〜Ａr3＋100 ℃の温度域において35％以上の累積圧下率を付与し、母材のフェライト平均粒径が５μｍ以下にすることにより、溶接における昇温時に、オーステナイト生成サイトが増加し、オーステナイト粒が微細化し、溶接部の靱性向上に効果があることを見出した。
【００１５】
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、下記の構成を要旨とするものである。
（１）mass％で、Ｃ：0.05〜0.15％、Si：0.05〜0.50％、Mn：1.0 〜2.0 ％、Ｐ：0.015 ％以下、Ｓ：0.0005〜0.0050％、Al：0.005 〜0.06％、Ti：0.01〜0.03％、Ni：1.5 ％以下、Ｎ：0.003 〜0.007 ％、Ca：0.0005〜0.0030％、Ｏ：0.0030％以下を含み、かつ次（１）式および（２）式
０＜｛Ca−(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ｝／（1.25／Ｓ）＜１    ………（１）
2.5 ＜ Ti ／Ｎ  ＜5.0                     ………（２）
（ここで、Ca、Ｏ、Ｓ、Ti、Ｎ：各合金元素の含有量（mass％））
を満足し、残部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、1050〜1200℃に加熱後、 Ar3変態点〜（ Ar3変態点＋100 ℃）の温度域における累積圧下率を35％以上とする熱間圧延を施した後、板厚1/4 位置において２℃/s以上の冷却速度で 450℃以下の温度域まで冷却することを特徴とする大入熱溶接部靱性に優れた厚肉高張力鋼材の製造方法。
（２）（１）において、前記鋼素材が、溶鋼中の溶存酸素量を0.0030mass％以下に調整したのちCaを添加し、前記（１）式を満足するように、Ca，Ｓ含有量を調整してなる鋼素材であることを特徴とする大入熱溶接部靱性に優れた厚肉高張力鋼材の製造方法。
（３）（１）または（２）において、前記鋼素材が、mass％で、Ｃ：0.05〜0.15％、Si：0.05〜0.50％、Mn：1.0 〜2.0 ％、Ｐ：0.015 ％以下、Ｓ：0.0005〜0.0050％、Al：0.016 〜0.06％、Ti：0.01〜0.03％、Ni：1.5 ％以下、Ｎ：0.003 〜0.007 ％、Ca：0.0005〜0.0030％、Ｏ：0.0030％以下を含み、かつ次（１）式および（２）式
０＜｛Ca−(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ｝／（1.25／Ｓ）＜１    ………（１）
2.5 ＜ Ti ／Ｎ  ＜5.0                     ………（２）
（ここで、Ca、Ｏ、Ｓ、Ti、Ｎ：各合金元素の含有量（mass％））
を満足し、さらに、Ｖ：0.2 ％以下、Cu：1.0 ％以下、Cr：0.7 ％以下、Mo：0.7 ％以下、Ｂ：0.002 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする大入熱溶接部靱性に優れた厚肉高張力鋼材の製造方法。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記冷却後、さらに、450 〜650 ℃の温度範囲での焼戻しを施すことを特徴とする大入熱溶接部靱性に優れた厚肉高張力鋼材の製造方法。
【００１６】
【発明の実施の形態】
まず、本発明で使用する鋼素材の組成限定理由について説明する。以下、組成におけるmass％は単に％で記す。
Ｃ：0.05〜0.15％
Ｃは、鋼の強度を増加させる元素であり、構造用高張力鋼として必要な強度（母材降伏強さ：355N/mm2以上）を得るためには、少なくとも0.05％は必要である。しかし、過剰に含有すると、溶接部の靱性を劣化させる。このため、本発明では、Ｃは0.05〜0.15％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.06〜0.12％である。
【００１７】
Si：0.05〜0.50％
Siは、脱酸剤として作用し、製鋼上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。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、0.10〜0.35％である。
Mn：1.0 〜2.0 ％
Mnは、鋼の強度を増加させる元素であり、本発明では所定の母材強度を確保するため、1.0 ％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1.0 〜2.0 ％の範囲に限定した。
【００１８】
Ｐ：0.015 ％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、粒界に偏析して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、0.015 ％を超えて含有すると、溶接部靱性の劣化が著しくなる。このため、本発明では、Ｐは0.015 ％以下に限定した。
【００１９】
Ｓ：0.0005〜0.0050％
Ｓは、Caを含有する本発明では、Caと結合しCaS 粒子として凝固段階で微細に晶出し、さらに溶接時に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靭性を向上させる効果を有する。このような効果はＳ：0.0005％以上の含有で認められる。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0.0005〜0.0050％に限定した。
【００２０】
Al：0.005 〜0.06％
Alは、脱酸剤として作用し、鋼の脱酸上0.005 ％以上の含有を必要とするが、0.06％を超えて含有すると、母材の靱性が低下し、同時に溶接時に溶接金属部に混入して、溶接金属部の靱性を劣化させる。このため、Alは0.005 〜0.06％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.016 ％以上0.05％未満である。
【００２１】
Ti：0.01〜0.03％
Tiは、Ｎとの親和力が強くTiN として析出して、溶接熱影響部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溶接熱影響部の高靱性化に寄与する。このような効果は、0.01％以上の含有で認められるが、0.03％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0.01〜0.03％の範囲に限定した。
【００２２】
Ni：1.5 ％以下
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り、本発明では 0.2％以上の含有が望ましいが、1.5 ％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1.5 ％以下に限定した。なお、好ましくは 0.2〜 1.2％である。
【００２３】
Ｎ：0.003 〜0.007 ％
Ｎは、Tiと結合しTiN として析出して、溶接熱影響部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溶接熱影響部の高靱性化に寄与する。このような効果を有するTiN の必要量を確保するために、0.003 ％以上のＮを含有する必要がある。一方、0.007 ％を超えて含有すると、溶接熱によってTiN が溶解する温度まで加熱される領域では、固溶Ｎ量が増加し、靱性が著しく低下する。このため、Ｎは0.003 〜0.007 ％の範囲に限定した。
【００２４】
Ca：0.0005〜0.0030％
Caは、硫化物の形態を制御して鋼の靱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、0.0030％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0.0005〜0.0030％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0.0030％以下に調整したのち、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CaS 微細粒子はMnS と複合して溶接時にフェライト変態核として作用し、溶接部靭性の向上に寄与する。
【００２５】
Ｏ：0.0030％以下
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。Ｏ含有量が0.0030％を超えるとCaＯ系介在物が粗大化して、靭性に悪影響を及ぼす。また、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、脱酸剤を投入するかして、溶鋼中のＯを0.0030％以下に低減しておくことが好ましい。
【００２６】
また、本発明では、Ca添加時の溶鋼中の溶在酸素量を0.0030mass％以下に調整したうえで、Ca，Ｓを次（１）式を満足するように添加、調整する。
０＜｛Ca−(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ｝／（1.25／Ｓ）＜１    ………（１）
ここで、Ca、Ｏ、Ｓ：各合金元素の含有量（mass％）
｛Ca−(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ｝が、０以下では、CaS が晶出しないため、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、母材の靱性低下を引き起こすとともに、溶接熱影響部靭性の向上が達成されない。｛Ca−(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ｝が、１以上では、Ｓが完全にCaによって固定され、フェライト生成核として働くMnS がCaS 上に析出しない。このため、溶接熱影響部靭性の向上が達成されない。CaおよびＳ含有量が、前記（１）式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、フェライト変態の核として機能し、溶接熱影響部の組織が微細化され、溶接熱影響部靭性が向上する。
【００２７】
また、本発明では、Tiは、Ｎ含有量との関係で、次（２）式
2.5 ＜ Ti ／Ｎ  ＜5.0   ………（２）
（ここで、Ti、Ｎ：各合金元素の含有量（mass％））
を満足するように添加し、Ti含有量を調整する。 Ti ／Ｎが、2.5 以下では、母材靭性および溶接部靭性の向上に必要なTiN 量を確保できない。一方、 Ti ／Ｎが、5.0 以上では、TiC 粒子の生成および TiNの粗大化のため、母材靭性および溶接部靭性が低下する。従来のTiとNbを複合して含有する鋼では、TiN にNbが固溶するため、Ti／Ｎが２付近で靱性が最も優れていたが、本発明では、Nb無添加であるため、Ti／Ｎが化学量論比（3.4 ）に近い領域で靱性が最も良好になる。
【００２８】
本発明では、上記した基本組成に加えてさらに、Ｖ：0.2 ％以下、Cu：1.0 ％以下、Cr：0.7 ％以下、Mo：0.7 ％以下、Ｂ：0.002 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有できる。
Ｖ：0.2 ％以下、Cu：1.0 ％以下、Cr：0.7 ％以下、Mo：0.7 ％以下、Ｂ：0.002 ％以下から選ばれる少なくとも１種または２種以上
Ｖ、Cu、Cr、Mo、Ｂは、いずれも鋼の強度を増加させる元素であり、必要に応じ選択して含有できる。
【００２９】
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、0.01％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、強度を増加するとともに、靭性を向上させる作用を有する。このような効果は 0.2％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。
【００３０】
Cr，Mo，Ｂは、いずれも鋼材（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：0.1 ％以上、Ｂ：0.0005％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、Ｂ：0.002 ％以下、にそれぞれ限定することが好ましい。
【００３１】
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。
つぎに、上記した組成を有する鋼素材に、下記に述べる製造工程を施し厚肉高張力鋼材とする。
上記した組成の溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等通常公知の方法で溶製し、連続鋳造法、造塊法などの通常公知の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とする。
【００３２】
ついで、これら鋼素材を、1050〜1200℃に加熱する。加熱温度が1050℃未満では、次工程の熱間圧延で、鋼素材（スラブ）中の鋳造欠陥を圧着することができない。一方、1200℃を超える加熱温度では、TiN が粗大化し、溶接部の靱性向上が期待できなくなる。このため、鋼素材の加熱温度は1050〜1200℃の範囲に限定した。
【００３３】
上記した範囲の温度に加熱された鋼素材は、ついで、Ａr3変態点〜（Ａr3変態点＋100 ℃）の温度域における累積圧下率を35％以上とする熱間圧延を施される。Ａr3変態点〜（Ａr3変態点＋100 ℃）の温度域における累積圧下率が35％未満では、図１に示すように、変態後、平均粒径５μｍ以下のフェライト組織が得られない。本発明では、Nb無添加のため、オーステナイトの未再結晶領域がほとんど存在しない。変態後のフェライト粒径に大きく影響する再結晶オーステナイト粒径が加工温度に依存するため、より低温で加工するほどオーステナイト粒径が微細化する。Ａr3変態点〜（Ａr3変態点＋100 ℃）の温度域における累積圧下率が35％以上とすることにより、再結晶オーステナイト粒が微細化し、変態後、平均粒径５μｍ以下のフェライト組織が得られる。平均粒径５μｍ以下のフェライト組織とすること、すなわち、Ａr3変態点〜（Ａr3変態点＋100 ℃）の温度域における累積圧下率を35％以上とする熱間圧延を施すこと、により図１に示すように、1400℃加熱、800 〜500 ℃の冷却時間が270 ｓの大入熱溶接熱影響部 HAZ（ボンド部近傍）のシャルピー吸収エネルギー、vE-40 が70Ｊ以上となり、溶接部靭性が顕著に向上する。なお、Ａr3は次式
Ａr3（℃）=910-273C-74Mn-57Ni-16Cr-9Mo-5Cu
（ただし、Ｃ，Mn，Ni，Cr，Mo，Cu：各合金元素の含有量（mass％））により求めるものとする。
【００３４】
熱間圧延後は、板厚 1/4位置において２℃／ｓ以上の冷却速度で450 ℃以下の温度域まで冷却する。冷却速度が２℃/s未満では、フェライト粒が粗大化し、強度・靱性が低下する。
また、冷却した後、鋼材に、450 〜650 ℃の範囲で焼戻しを施すことが好ましい。焼戻しを施すことは、鋼材（母材）の残留応力低減に有効であるため、鋼材の残留応力を除去する必要が生じた場合に行うことが好ましい。
【００３５】
焼戻し温度が650 ℃超えると、各種炭窒化物が生成し、析出強化による強度上昇により、靱性の劣化が認められる。一方、焼戻し温度が450 ℃未満では残留応力の除去効果がない。
【００３６】
【実施例】
つぎに、本発明の効果を実施例に基づいてさらに詳細に説明する。
表１に示す組成に調整した鋼スラブ（鋼素材）に、表２に示す条件で熱間圧延を施し、厚鋼板（厚肉鋼材：板厚50〜100mm ）とした。なお、本発明例では、Ca添加に際して、Ca添加直前の溶鋼中の溶存酸素量を、脱酸剤の投入を行うことにより調整した。
【００３７】
得られた各厚鋼板について、母材の引張試験及びシャルピー衝撃試験を実施した。
引張試験は、各厚鋼板の板厚1/4 位置から、JIS 4 号引張試験片を採取し、降伏点YP、引張強さTSを求めた。
シャルピー衝撃試験は、各厚鋼板の板厚1/4 位置から、JIS 4 号衝撃試験片を採取し、−40℃での吸収エネルギー（ VＥ-40 ）を求めた。
【００３８】
また、得られた各厚鋼板から、溶接継手作製用試験片を採取した。試験片に、Ｖ開先を加工し、エレクトロガスアーク溶接（溶接入熱量：350 kJ/cm （板厚：50mm）、または450 kJ/cm （板厚：65mm））により、溶接継手を作製した。これら溶接継手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：−40℃でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギー（ VＥ-40 ）を求めた。
【００３９】
得られた結果を表３に示す。
【００４０】
【表１】
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【００４１】
【表２】
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【００４２】
【表３】
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【００４３】
【表４】
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【００４４】
本発明例は、いずれも、YP：355N/mm2以上の母材強度と、 VＥ-40 ：200J以上の母材靭性を有する、母材の強度・靱性に優れた厚肉高張力鋼板である。さらに溶接入熱量：350 〜450 kJ/cm の大入熱溶接（エレクトロガスアーク溶接）継手ボンド部の VＥ-40 が79J 以上と、優れた大入熱溶接熱影響部靱性を有する厚肉高張力鋼板となっている。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例は、母材の強度、母材の靱性、大入熱溶接熱影響部の靱性のうちの、少なくとも一つが低下した厚肉鋼板となっている。
【００４５】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば、300kJ/cmを超える大入熱溶接においても、優れた溶接熱影響部靱性を有する、降伏強さ355N/mm2以上、板厚50mmを超える厚肉高張力鋼材が、非調質で安価に製造でき、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大きく寄与するという効果もある。
【図面の簡単な説明】
【図１】フェライト粒径およびHAZ 靱性（ VＥ-40 ℃）と、Ａr3変態点〜（Ａr3変態点＋100 ℃）での累積圧下率との関係を示すグラフである。
【図１】
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