JP2015190008A - 溶接熱影響部靭性に優れた非調質低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】溶接入熱が４００ｋＪ／ｃｍ超えの大入熱溶接が適用されても、溶接熱影響部靭性に優れるとともに、鋼板内部の靭性にも優れた非調質低降伏比高強度厚鋼板を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：０．６〜１．８％、Ｐ：０．００９％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｎ：０．００４０％以下、Ｍｏ：０．２０〜０．６０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｖ：０．００１〜０．０７０％を含有し、２．０≰Ｔｉ／Ｎ≰４．０とし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、引張強さ６４０ＭＰａ以上、降伏比８０％以下の溶接熱影響部靭性に優れた非調質低降伏比高張力厚鋼板。【選択図】図１

Description

本発明は、建築鋼構造物等の溶接構造物用として好適な、非調質低降伏比高張力厚鋼板に関する。特に、建築ボックス柱の施工において、サブマージアーク溶接あるいはエレクトロスラグ溶接などの溶接入熱が４００ｋＪ／ｃｍ超えの大入熱溶接が適用されても、溶接熱影響部靭性に優れるとともに、鋼板内部の靭性にも優れた非調質低降伏比高張力厚鋼板に関する。なお、本発明における厚鋼板とは、板厚１９ｍｍ以上の鋼板であり、とりわけ板厚５０ｍｍ以下のものとする。

建築鋼構造物には耐震性の向上が要求される。例えば、塑性変形能確保のために降伏比（ＹＲ）を８０％以下とする鋼材の低降伏比化が要求されている。また、鋼構造物は溶接接合により組み立てられるため、溶接部を含めて良好な靭性を保持することが要求されている。溶接鋼構造物は、地震時のように大きな負荷荷重を受けると、塑性変形が生じる前に溶接部から脆性破壊が発生する場合がある。このため、特に溶接継手部において高い靱性が要求されるようになっている。

最近では、構造物の施工能率向上と施工コストの低減という要望から溶接効率の向上が求められ、大入熱溶接の適用範囲が拡大されている。例えば、高層建築物に用いられるボックス柱では、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。このような大入熱溶接を適用する部位としては、例えば、角継手部のサブマージアーク溶接やダイヤフラム接合部のエレクトロスラグ溶接などが挙げられる。

一般に、このような大入熱溶接部では、溶接熱影響部（以下、ＨＡＺともいう。）の靭性劣化が問題となる。これは、大入熱溶接により融点近傍まで加熱された領域では、冷却が遅いため高温域での滞留時間が長く、オーステナイト粒が粗大化しやすいうえ、さらにその後の冷却の際に、ＭＡ（島状マルテンサイトともいう）等の硬質な脆化相が生じやすいことに起因する。このようなＨＡＺの靭性劣化は、鋼材の強度が増加するにしたがい、顕著となり、とくに、ＴＳ５９０ＭＰａ級鋼材で問題となることが多い。

このような問題に対し、例えば特許文献１には、重量比でＣ：０．０５〜０．１１％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．６〜１．６％を含み、Ｐ、Ｓを適正範囲内に調整し、さらに、Ｃｕ：０．８０〜１．６０％、Ｎｉ：０．３０〜１．０％を含み、Ｎｂ：０．００５〜０．０２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎ：０．００１〜０．００４％、Ｏ：０．００１〜０．００６％を含む鋼を熱間圧延後、再加熱焼入れし、さらに二相域に再加熱し焼入れ、焼戻する大入熱溶接熱影響部靭性の優れた建築用低降伏比６００Ｎ／ｍｍ^２級鋼板の製造方法が記載されている。特許文献１に記載された技術では、低Ｃとし、Ｂ無添加でＴｉ酸化物を利用して大入熱溶接熱影響部靭性を向上させるとともに、二相域加熱焼入れとＣｕによる析出硬化を利用することにより、低降伏比で、６００Ｎ／ｍｍ^２級の高強度を有する鋼板の製造が可能になるとしている。

また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜３．０％を含み、Ａｌ、Ｐ、Ｓを適正範囲に調整して含有し、さらに、Ｔｉ：０．００４〜０．０３％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｎ：０．００２０〜０．００７０％、Ｏ：０．００５０％以下を含み、さらに、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：２．０％以下のうちから選ばれた１種または２種を、炭素当量Ｃｅｑが０．３５％以上、Ｃａ、Ｏ、Ｓ含有量からなる関係式であるＡＣＲが０．３〜０．８％を満足する範囲で含む鋼素材に、熱間圧延を施し厚鋼板とし、該厚鋼板に再加熱焼入れ工程と、ついで、二相域の温度に再加熱したのち焼入れ、焼戻する、大入熱溶接熱影響部靭性に優れる低降伏比高張力厚鋼板の製造方法が提案されている。特許文献２に記載された技術では、大入熱溶接部靭性を向上するために、ＴｉＮを利用してＨＡＺでのオーステナイト粒の粗大化を抑制しつつ、ＡＣＲを０．３〜０．８％を満足するようにＣａ、Ｏ、Ｓを調整して、ＣａＳ上にＭｎＳが析出した複合硫化物を析出させ、フェライト変態核として作用させ、粒内フェライトの核生成を促進させてＨＡＺ組織の微細化を図り、大入熱溶接部靭性を向上させるとしている。さらに、特許文献２に記載された技術では、固溶強化に有効なＣｕ、Ｎｉ量を適正化して、二相域加熱し、焼入れる処理により、引張強さＴＳ５９０ＭＰａ以上の高強度化と、８０％以下の低降伏比化を、大入熱溶接ＨＡＺ靭性の劣化を招くことなく達成できるとしている。

また、特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．６〜１．６％を含み、Ｐ、Ｓ、Ａｌを適正範囲に調整して含有し、さらに、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．００３０〜０．００６０％、Ｏ：０．００１０〜０．００３０％を、Ｃａ、Ｏ、Ｓ含有量からなる関係式であるＡＣＲが０．２〜０．８％、Ｃｅｑが０．４７％以下となる範囲で含む鋼素材を、熱間圧延後、加速冷却を施し厚鋼板とし、さらに二相域の温度に再加熱したのち焼入れ、焼戻する、大入熱溶接熱影響部靭性に優れる低降伏比高張力厚鋼板の製造方法が提案されている。特許文献３に記載された技術では、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微細分散が、大入熱溶接部靭性を向上するために重要であるとして、ＴｉＮの利用と、Ｃａ、Ｏ、Ｓの含有量をＡＣＲが適正範囲となるように調整して形態を最適化したＣａの酸化物または硫化物を鋼中に分散して粒内フェライトの核生成を促進させてＨＡＺの組織を微細化し、大入熱溶接部靭性を向上させるとしている。

しかしながら、特許文献１〜３に記載された技術はいずれも、二相域熱処理を行う。このため、工程が複雑となり、製造期間が長期化し、生産性に問題を残している。このため、上記した二相域熱処理を省略した非調質低降伏比高張力鋼材が求められている。

一方、二相域熱処理を行なうことなく、優れた大入熱溶接部靭性と低降伏比とを両立させることができる技術として、特許文献４が挙げられる。特許文献４は、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％を含み、Ｐ、Ｓ、Ａｌを適正範囲に調整して含有し、さらに、Ｔｉ：０．００４〜０．０２％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｎ：０．００２０〜０．００７０％を、ＡＣＲが０．３〜０．８％となる範囲で含む鋼素材を、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上とする熱間圧延を施し、１℃／ｓ以上の冷却速度で６００〜２５０℃の範囲まで冷却し、空冷する加速冷却を施す、大入熱溶接熱影響部靭性に優れる低降伏比建築構造用厚鋼板の製造方法である。特許文献４に記載された技術では、熱間圧延条件および圧延終了後の加速冷却条件を調整して、母材厚鋼板の低降伏比化を図るとともに、Ｃａ、Ｏ、Ｓ含有量からなる関係式であるＡＣＲを適正範囲となるように調整して、溶接時にフェライト変態核となる微細な粒子を多数生成して、ＨＡＺの組織を微細化し、大入熱溶接熱影響部靭性を改善するとしている。

また、特許文献５では熱間圧延後の加速冷却を二段階に分けることにより、鋼板に適度な延性を与えて、二相域熱処理を施すことなくＴＳが５９０ＭＰａ以上、降伏比が８０％以下の高強度鋼板を作ることを達成しようとしている。

特開平０６−１２８６３５号公報 特開２００５−６８４７８号公報 特開２００５−６８５１９号公報 特開２００３−１８３７６７号公報 特開２０１１−２１４０５３号公報

しかしながら、特許文献４に記載された技術は、引張強さＴＳが４９０ＭＰａ以上の強度を有する厚鋼板を対象としており、引張強さＴＳが６４０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板には適用できない。また、特許文献５に記載された技術は、厚鋼板の組織がフェライトとベイナイトの２相組織であり、軟質なフェライト相を含んでいる。このため、安定して引張強さＴＳが６４０ＭＰａ以上の厚鋼板を製造することは困難である。

本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、溶接入熱が４００ｋＪ／ｃｍ超えの大入熱溶接が適用されても、溶接熱影響部靭性に優れるとともに、母材の靭性にも優れた、引張強さ６４０ＭＰａ以上、降伏比８０％以下の非調質低降伏比高張力厚鋼板を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記した目的を達成するために、以下の知見を得た。

熱間圧延終了後、第一の加速冷却として、鋼板表面温度が（Ｂ_Ｓ−１５０）℃以上（Ｂ_Ｓ−３０）℃以下となるまで加速冷却し、加速冷却停止後に冷却停止温度から３０℃以上復熱させる。このような、加速冷却および復熱により、鋼板表層部をベイナイト（Ｂ）＋島状マルテンサイト（ＭＡ）の２相組織にすることができる。このような２相組織にすることにより鋼板表層部が低応力で降伏するようになる。このため、鋼板全体としても降伏応力が低下し、その結果、鋼板全体を低降伏比化することが可能である。また、このような２相組織にすることにより、軟質相であるフェライト（Ｆ）を含んだＦ＋Ｂの２相鋼とは異なり、高強度を保ったまま低降伏比化を達成することが可能である。また、鋼板全体をＢ＋ＭＡの２相組織にしてしまうと、鋼板内部の靭性が著しく劣化してしまう。このため、鋼板表層部のみＢ＋ＭＡの２相組織とするとともに、復熱後の第二の冷却を施すことにより、鋼板内部はベイナイトを主相とし、島状マルテンサイトが少ない組織にすることで、鋼板内部の靭性を保つことができる。鋼板の靭性は、表層の靭性がほとんど影響しないため、鋼板内部を高靭性とすることで鋼板全体の靭性が確保できる。

本発明は上記知見に基づくものであり、その特徴は以下の通りである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：０．６〜１．８％、Ｐ：０．００９％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｎ：０．００４０％以下、Ｍｏ：０．２０〜０．６０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、を含有し、２．０≦Ｔｉ／Ｎ≦４．０とし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板表面から板厚方向に５ｍｍ未満の範囲における金属組織が、面積率で、島状マルテンサイト（ＭＡ）が５〜２０％であり、残部がベイナイトであり、板厚方向に５ｍｍ以上から板厚中央部までの範囲における金属組織が、旧オーステナイト粒径が６０μｍ以下であり、面積率で、ベイナイトが７０％以上、残部が、島状マルテンサイト（ＭＡ）が１０％以下（０％を含む）、あるいはさらに、パーライトおよび／またはフェライトからなり、引張強さ６４０ＭＰａ以上、降伏比８０％以下であることを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた非調質低降伏比高張力厚鋼板。
［２］さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０５〜０．６０％、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：０．０５〜０．８０％、Ｖ：０．００１〜０．０７０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、さらに下記（１）式で定義されるＣｅｑが、０．４０〜０．５０を満足することを特徴とする［１］に記載の非調質低降伏比高張力厚鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／４０＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４…（１）
上記式（１）において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖは各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
［３］［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼素材を、１０５０〜１２００℃に加熱後、表面温度が９５０℃以下の温度域での累積圧下量が３０％以上で、圧延終了温度が表面温度でＡｒ３変態点以上９００℃以下となる熱間圧延を行い、その後、第一の冷却として、表面温度でＡｒ３変態点以上の温度から冷却を開始し、表面の平均冷却速度が５０℃／ｓ以上で冷却し、表面温度で（Ｂ_Ｓ−１５０）℃以上（Ｂ_Ｓ-３０）℃以下で冷却を停止する加速冷却を行い、前記第一の冷却停止後、表面温度が冷却停止から３０℃以上上昇して、かつ、Ｂ_Ｓ以下の温度まで復熱し、次いで、第二の冷却として、板厚の１／２位置の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上として、１／２位置温度がＭｓ以上６００℃以下になるまで加速冷却することを特徴とする引張強さ６４０ＭＰａ以上、降伏比８０％以下である溶接熱影響部靭性に優れた非調質低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。
ここで、Ｂ_Ｓはベイナイト変態開始温度であり、Ｂ_Ｓ＝８３０−２７０×Ｃ−９０×Ｍｎ−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ−８３Ｍｏ…（２）とする。式（２）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは各元素の含有量（質量％）とする。
［４］前記第二の冷却後、４００℃以上７００℃以下の温度で焼戻しを行うことを特徴とする［３］に記載の非調質低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。

本発明によれば、大入熱溶接熱影響部靭性と鋼板内部の靭性に優れた、引張強さ６４０ＭＰａ以上、降伏比８０％以下である低降伏比高張力厚鋼板を、熱処理を施すことなく、また、多量な合金含有を行うことなく製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明の非調質低降伏比高張力厚鋼板は、鋼構造物の軽量化や、鋼構造物の耐震性の向上に大きく寄与するという効果もある。

なお、ここでいう「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部のボンド部近傍の熱影響部（ボンド部から１ｍｍ）において、シャルピー衝撃試験の０℃における吸収エネルギー（ｖＥｏ）が５０Ｊ以上を示す場合をいうものとする。

本発明の冷却条件の概略を示す模式図である。

以下、本発明について具体的に説明する。なお、以下の説明において、鋼成分組成の各元素の含有量の単位は「質量％」であり、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。

まず、本発明の対象とする非調質低降伏比高張力厚鋼板の成分組成について説明する。

Ｃ：０．０５〜０．１０％
Ｃは、鋼の焼入れ性を高め、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る。また、焼入れ性を高めてベイナイト組織を得るために必須の元素である。さらにＣは、硬質相（ＭＡ）の体積率、および硬さを増加させ、降伏比を低下させる作用を有する。このような効果を得るために、Ｃの含有量は０．０５％以上とする。一方、０．１０％を超える含有は、溶接性と靭性を顕著に低下させる。このため、Ｃは０．０５〜０．１０％の範囲に限定する。なお、好ましくは０．０６〜０．０９％である。

Ｓｉ：０．０１〜０．１０％
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶し鋼材の強度を増加させる。このような効果を得るためには、Ｓｉの含有量は０．０１％以上とする。一方、０．１０％を超える含有は、母材の靱性を低下させるとともに、溶接熱影響部靱性を顕著に低下させる。このため、Ｓｉは０．０１〜０．１０％の範囲に限定する。なお、好ましくは、０．０２〜０．０７％である。

Ｍｎ：０．６〜１．８％
Ｍｎは、焼入れ性を高め鋼の強度を増加させる作用を有する元素であり、ベイナイト組織とするため必要である。また、他の合金元素と比べ安価である。このため、所望の高強度および組織を確保するために、０．６％以上の含有を必要とする。一方、１．８％を超える含有は、母材の靱性およびＨＡＺ靱性を著しく低下させる。このため、Ｍｎは０．６〜１．８％の範囲に限定する。なお、好ましくは１．３〜１．６％である。

Ｐ：０．００９％以下
Ｐは、溶接部の靱性を低下させる元素であるため、本発明ではできるだけ低減することが望ましい。０．００９％を超えて含有すると、上記した悪影響が顕著となるため、Ｐは０．００９％以下に限定する。なお、過度のＰ低減は、精錬コストを上昇させ、経済的に不利となるため、Ｓは０．００１％程度以上とすることが望ましい。

Ｓ：０．００３％以下
Ｓは、鋼中ではＭｎＳ等の硫化物系介在物として存在し、母材および溶接部の靱性を劣化させるとともに、鋳片中央偏析部などに多量に偏在して鋳片等における欠陥を発生しやすくする。このような傾向は０．００３％を超える含有で顕著となる。このため、Ｓは０．００３％以下に限定する。好ましくは０.００２％以下である。なお、過度のＳ低減は、精錬コストを上昇させ、経済的に不利となるため、Ｓは０．００１％程度以上とすることが望ましい。

Ａｌ：０．０５％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスにおいては、脱酸剤として、もっとも汎用的に使われる。このような効果を得るためには、０．０１％以上含有することが望ましい。しかし、０．０５％を超える含有は、母材の靱性が低下するとともに、溶接時に溶接金属に混入して溶接金属部靱性を低下させる。このため、Ａｌは０．０５％以下に限定する。なお、好ましくは０．０１０〜０．０４５％である。

Ｎ：０．００４０％以下
Ｎは、鋼中に固溶している場合には、冷間加工後に歪時効を起こし靭性を劣化させる。このため、Ｔｉなどの窒化物形成元素を添加して窒化物として固定することにより、固溶窒素は可能な限り低減することが好ましい。ＴｉＮなどの窒化物は、粒界をピンニングして結晶粒の粗大化を防止し、あるいは、フェライト変態核として作用し、ＨＡＺ靭性の向上に寄与する。このため、Ｎは０．００１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｎの含有量が０．００４０％を超えると、Ｔｉなどの窒化物形成元素により窒化物として固定しても、窒化物が粗大になり、靭性の劣化が著しくなる。このため、Ｎの含有量は０．００４０％以下に限定した。好ましくは０．００３０％以下である。

Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％
Ｔｉは、Ｎとの親和力が強い元素であり、凝固時にＴｉＮとして析出し、鋼中の固溶Ｎを減少させ、冷間加工後のＮの歪時効による靭性劣化を低減する作用を有する。また、Ｔｉは、ＨＡＺの組織改善を介して、ＨＡＺ靭性の向上にも寄与する。このような効果を得るためには、０．００５％以上の含有を必要とする。一方、０．０２０％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０．００５〜０．０２０％の範囲に限定する。なお、好ましくは０．００７〜０．０１５％である。

Ｍｏ：０．２０〜０．６０％
Ｍｏは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。ＴＳが６４０ＭＰａ以上の鋼板を安定して製造するためには０．２０％以上の含有を必要とする。しかし、０．６０％を超えると溶接性が劣化する。このため、Ｍｏは０．２０〜０．６０％の範囲に限定する。なお、好ましくは０．５０％以下である。

Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％
Ｎｂは、焼入れ性を向上する元素である。また、結晶粒の成長を抑制しＨＡＺ靭性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、０．００５％以上の含有を必要とする。しかし、０．０３０％を超えると、焼入れ性が過剰に高くなり、ＨＡＺ靭性および母材靭性が劣化する。このため、Ｎｂは０．００５〜０．０３０％の範囲に限定する。なお、好ましくは０．０１０〜０．０２５％である。

２．０≦Ｔｉ／Ｎ≦４．０
本発明では、Ｎ含有量に見合う量のＴｉを含有させ、固溶ＮをＴｉＮとして固定する。ＴｉＮは、粒界をピンニングして結晶粒の粗大化を防止し、あるいは、フェライト変態核として作用し、ＨＡＺ靭性の向上に寄与する。このため、Ｔｉ含有量（質量％）とＮ含有量（質量％）との比、Ｔｉ／Ｎが２．０以上４．０以下を満足するように、Ｔｉ量およびＮ量を調整する。Ｔｉ／Ｎが２．０未満では、Ｎ量に比べてＴｉ量が少なすぎるため、多くのＮが固溶Ｎとして残存する。その結果、ＨＡＺ靭性が低下したり、溶接部からの脆性破壊発生により部材変形性能が低下する場合がある。このため、Ｔｉ／Ｎを２．０以上に限定する。一方、Ｔｉ／Ｎが４．０を超えると、ＴｉＮ粒子が粗大化して、所望の効果を確保できなくなる。このため、Ｔｉ／Ｎを２．０〜４．０の範囲に限定する。なお、好ましくは、３．０〜３．８の範囲である。

上記以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。

さらに、上記成分組成に、Ｃｒ：０．０５〜０．６０％、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：０．０５〜０．８０％、Ｖ：０．００１〜０．０７０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、の1種または２種以上を含有し、さらにＣｅｑが、０．４０〜０．５０を満足することにより、鋼板の強度、ＨＡＺ靭性をさらに改善することができる。
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｂはいずれも、鋼の強度を増加させる作用を有する元素であり、１種または２種以上を選択して含有できる。

Ｃｒ：０．０５〜０．６０％
Ｃｒは、焼入性向上を介し、母材の強度を増加させる元素であり、厚鋼板の高強度化に有用な元素である。このような効果を得るためには、０．０５％以上含有することが好ましいが、０．６０％を超える含有は、合金コストの増加を招く。このため、含有する場合には、Ｃｒは０．０５〜０．６０％の範囲に限定する。なお、より好ましくは０．１０〜０．６０％である。

Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：０．０５〜０．８０％
Ｃｕ、Ｎｉは、固溶強化や焼入性向上を介して、鋼板の強度を増加させ、厚鋼板の高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、０．０５％以上含有することが好ましいが、Ｃｕの０．５０％を超える含有、Ｎｉの０．８０％を超える含有は、合金コストの増加を招くうえ、熱間脆性による表面性状の劣化を招く。このため、含有する場合には、Ｃｕは０．０５〜０．５０％、Ｎｉは０．０５〜０．８０％、の範囲に限定する。なお、より好ましくはＣｕ、Ｎｉとも０．１０〜０．５０％である。

Ｖ：０．００１〜０．０７０％
Ｖは、析出強化によって、強度を増加させるのに有効な元素である。このような効果を得るためには、０．００１％以上の含有が好ましい。しかし、０．０７０％を超えて添加すると、ＨＡＺ靭性および母材靭性が劣化する。従って、Ｖを添加する場合は０．０７０％以下とする。より好適には０．００５〜０．０６０％である。

Ｂ：０．０００３〜０．００３０％
Ｂは焼入れ性の向上を介し、鋼の強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るために、０．０００３％以上含有することが好ましい。しかし、０．００３０％を超える含有は、母材やＨＡＺ靭性を劣化させる。このため、含有する場合には、Ｂは０．０００３〜０．００３０％の範囲に限定する。なお、より好ましくは０．０００６〜０．００２０％である。

Ｃｅｑ：０．４０〜０．５０
Ｃｅｑが、０．４０未満では、所望の母材強度を確保できないうえ、溶接熱影響部の軟化を所望の許容限度内に抑えることができない。一方、Ｃｅｑが、０．５０を超えて高くなると、溶接性が低下するとともに、母材靭性、ＨＡＺ靭性が低下する。このため、Ｃｅｑは０．４０〜０．５０の範囲に限定した。なお、Ｃｅｑは下記式（１）で定義される。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／４０＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４…（１）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、は各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。

次に、本発明の金属組織について説明する。

本発明では、引張強さ６４０ＭＰａ以上と、降伏比８０％以下とを兼備させるために、鋼板表面から板厚方向に５ｍｍ未満の範囲における金属組織が、島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積率が５〜２０％であり、残部がベイナイトであり、板厚方向に５ｍｍ以上から板厚中央部までの範囲における金属組織が、旧オーステナイト粒径が６０μｍ以下であり、ベイナイトの面積率が７０％以上、ベイナイト以外の残部が、島状マルテンサイト（ＭＡ）が１０％以下（０％含む）、あるいはさらに、パーライトおよび／またはフェライト、からなる金属組織とする。

鋼板表面から板厚方向に５ｍｍ未満の範囲における金属組織：面積率で、島状マルテンサイト（ＭＡ）が５〜２０％であり、残部がベイナイト
鋼板表面から板厚方向に５ｍｍ未満までの範囲において、鋼板表層部をベイナイト（Ｂ）＋島状マルテンサイト（ＭＡ）の２相組織にすることにより、高強度を保ったまま低降伏比化を実現することができる。ＭＡはベイナイトと比べ硬質であり、その周りのベイナイトを歪ませて可動転位を多数導入できる。このため、ベイナイト（Ｂ）＋島状マルテンサイト（ＭＡ）の２相組織では、ベイナイト単相組織に比べ、より低応力で転位が移動するようになるため、降伏応力が低下し、ベイナイト単相組織に比べ、低降伏比とすることが可能である。また、このような２相組織にすることにより、軟質相であるフェライト（Ｆ）を含んだＦ＋Ｂの２相鋼とは異なり、高強度を保ったまま低降伏比を達成することが可能である。表層が低降伏比であると、表層がより低応力で降伏する。表層が降伏すると、表層以外の部分に応力が集中して、表層以外の部分も降伏するため、鋼板全体の見かけの降伏応力が低下して、鋼板全体を低降伏比とすることができる。

本発明において、島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積率が５％未満では、可動転位の導入が少なく、所望の低降伏比とすることができない。また、ＭＡはベイナイトと比べ硬質であり、脆性亀裂の発生起点として作用するため、ＭＡの面積率が２０％を超えると母材の靭性が極度に低下する。このため、鋼板表面から板厚方向に５ｍｍ未満までの範囲において、ＭＡは５〜２０％とする。好ましくは８〜１８％である。

なお、一般的に、上部ベイナイトはベイナイトラス間、あるいは粒界に島状マルテンサイト（ＭＡ）を含む組織であり、ベイナイトを構成するベイニティックフェライト（ベイナイトラス）とＭＡの両方を含む組織全体をベイナイトとしている。しかし、本発明では、ＭＡはベイナイトと別の組織として区別した。本発明では一般的な上部ベイナイト組織からＭＡを除いた部分をベイナイトとする。また、ＭＡを含まない下部ベイナイトは組織全体をベイナイトとする。

板厚方向に５ｍｍ以上から板厚中央部までの範囲における金属組織：旧オーステナイト粒径が６０μｍ以下
旧オーステナイト粒径はベイナイト変態する前のオーステナイトの粒径である。ベイナイトは、原子の長距離拡散を伴わずに剪断的にオーステナイトから変態した変態生成相である。このため、ベイナイト変態前のオーステナイト粒界は保存され、旧オーステナイト粒径は組織観察により容易に測定できる。ベイナイト変態により、オーステナイト結晶粒は、ほぼ同じ結晶方位を有する下部組織（ラス）の集団であるブロックまたはパケットに分断される。したがって、オーステナイト粒径が小さくなると、必然的に変態後のブロックまたはパケットの粒径も小さくなる。ブロックまたはパケットは脆性破壊における破面単位であるので、旧オーステナイト粒径が小さくなると、破面単位が小さくなり靭性が向上する。このため、板厚方向に５ｍｍ以上から板厚中央部までの範囲における金属組織の旧オーステナイト粒径を６０μｍ以下と規定した。旧オーステナイト粒径が６０μｍを超えると所望の靭性が得られない。好ましくは５０μｍ以下である。なお、旧オーステナイト粒径の下限は特に限定しないが、実際上、本発明の製造条件では旧オーステナイト粒径は１０μｍ以上である。

板厚方向に５ｍｍ以上から板厚中央部までの範囲における金属組織：面積率で、ベイナイトが７０％以上、残部が、島状マルテンサイト（ＭＡ）１０％以下（０％を含む）、あるいはさらに、パーライトおよび／またはフェライト
鋼板全体を、前述したＢ＋ＭＡの２相組織にしてしまうと、鋼板内部の靭性が著しく劣化してしまう。このため、鋼板内部（板厚方向に５ｍｍ以上板厚中央部までの範囲）については、主相をベイナイトとし、ベイナイトの面積率を７０％以上にすることにより、強度と靭性を保つことができる。ベイナイトの面積率が７０％未満では所望の強度が得られない。このため、ベイナイトの面積率は７０％以上とする。ベイナイトの面積率は好ましくは９０％以上、より好ましくは９５％以上である。また、ベイナイト以外の残部は、島状マルテンサイト、あるいはさらに、パーライトおよび／またはフェライトとする。島状マルテンサイト（ＭＡ）が多く存在すると靭性を保つことができないため、島状マルテンサイト（ＭＡ）は１０％以下（０％を含む）とする。島状マルテンサイト（ＭＡ）が１０％超えでは、靭性が低下し所望の靭性が得られない。なお、ベイナイト以外のＭＡ、パーライトおよびフェライトは少ないほど好ましく、鋼板内部はベイナイト１００％（ベイナイト単相）が最も好ましい。すなわち、ＭＡ、パーライトおよびフェライトは、全く、無い方が好ましい。なお、この場合のベイナイトはＭＡを含まないベイナイト（下部ベイナイト）である。また、ＭＡではないマルテンサイト（一般的なマルテンサイト）は生成させない。マルテンサイト組織は結晶粒の一部または全部で、ある程度広い領域にわたって、マルテンサイトである組織であり、ベイナイトラス間あるいは粒界に小さいマルテンサイトが分散して生成するＭＡとは異なる。マルテンサイトが生成すると、マルテンサイトは高強度で降伏強度も高いため、低降伏比とすることが困難となり、靭性も低下する。

次に、本発明の製造条件について、説明する。

本発明の製造方法は、上述した成分組成を有する鋼を、１０５０〜１２００℃に加熱後、表面温度が９５０℃以下の温度域での累積圧下量が３０％以上で、圧延終了温度が表面温度でＡｒ３変態点以上９００℃以下となる熱間圧延を行い、その後、第一の冷却として、表面温度でＡｒ３変態点以上の温度から冷却を開始し、表面の平均冷却速度が５０℃／ｓ以上で冷却し、表面温度で（Ｂ_Ｓ−１５０）℃以上（Ｂ_Ｓ−３０）℃以下で冷却を停止する加速冷却を行い、前記第一の冷却停止後、表面温度が冷却停止温度から３０℃以上上昇しかつ、Ｂ_Ｓ℃以下の温度まで復熱し、次いで、第二の冷却として、板厚の１／２位置の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上として、１／２位置温度がＭｓ以上６００℃以下になるまで加速冷却する。なお、鋼材（鋼素材（スラブ）または鋼板）の温度は特に断らない限り、鋼材の表面温度を意味する。

まず、上述した成分組成を有する鋼を、転炉、電気炉等の溶製手段により溶製し、連続鋳造法または造塊〜分塊法等でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、溶製方法、鋳造法について上記した方法に限定されるものではない。その後、所望の形状に圧延し、圧延後に、冷却および加熱を行う。

鋼素材の加熱温度：１０５０〜１２００℃
加熱温度が１０５０℃未満では、Ｔｉ、Ｍｏなどの炭化物を完全に固溶させることができず、得られる厚鋼板の強度が低下しやすい。一方、鋼素材の加熱温度が１２００℃を超えると、組織が粗大化して得られる厚鋼板の靭性が低下する。このため、鋼素材の加熱温度は１０５０〜１２００℃とする。なお、好ましくは１０８０℃〜１１５０℃である。

表面温度が９５０℃以下の温度域での累積圧下量：３０％以上
本発明では、得られる厚鋼板のミクロ組織を適度に微細化するため制御圧延を行う。表面温度で９５０℃以下の温度域での累積圧下量が３０％未満では、組織が粗大化し、得られる厚鋼板において所望の靭性を確保できなくなる。このため、表面温度で９５０℃以下の温度域での累積圧下量を３０％以上に限定する。なお、好ましくは３３％以上である。なお、９５０℃を超える温度域では、圧延後に再結晶が瞬時に起こり、結晶粒が成長するため、結晶粒の微細化には９５０℃を超える温度域での圧下量は結晶の微細化にほとんど寄与しない。

圧延終了温度：表面温度でＡｒ３変態点以上９００℃以下
圧延終了温度が表面温度で９００℃を超えると、組織が粗大化し得られる厚鋼板において所望の靭性を確保できなくなる。一方、圧延終了温度が表面温度でＡｒ３変態点未満では、圧延中あるいは圧延直後にフェライトが生成し、粗大化して、表層部の靱性が低下する。このため、圧延終了温度は表面温度でＡｒ３温度以上９００℃以下に限定する。好ましくは７８０〜８５０℃である。

なお、Ａｒ３変態点は、下記式を用いて算出した値を用いるものとする。
Ａｒ３変態点（℃）＝９００−３３２Ｃ＋６Ｓｉ−７７Ｍｎ−２０Ｃｕ−５０Ｎｉ−１８Ｃｒ−６８Ｍｏ・・・（３）
上記式（３）において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、各元素の含有量（質量％）とし、上記式で記載された元素が含有されない場合には、当該元素を零として計算するものとする。

次に、本発明の冷却条件について図１を用いて説明する。図１は表面および板厚１／２の温度履歴をＣＣＴ図（連続冷却変態図）に重ねた模式図である（この図は本発明の冷却条件と組織形成の関係を模式的に表したものであり、実際のＣＣＴ図、冷却曲線を示すものではない）。図中のＢ、Ｆ、Ｐ、Ｍはそれぞれベイナイト、フェライト、パーライト、マルテンサイトが生成する温度−時間領域である。第１の冷却によって鋼板表層部は、表面温度で平均冷却速度が５０℃／ｓ以上で冷却される。板厚１／２は第１の冷却によって冷却されるが、表層ほど急速には温度が低下しない。また、板厚１／２は、表層が冷却されてから熱伝導によって冷却されるため、板厚１／２の温度変化は加速冷却の開始から時間的遅れがある。このため、板厚１／２の第一の冷却は、第一の冷却の開始によって板厚１／２の冷却速度が増加しはじめた時点から、第一の冷却の停止によって板厚１／２の冷却速度が減少しはじめた時点までとする。なお、表面温度は加速冷却の開始と同時に冷却速度が増加し、加速冷却の停止と同時に冷却速度が低下する。第一の冷却によって表層はベイナイト変態を開始し、表面温度が（Ｂ_Ｓ−１５０）℃以上（Ｂ_Ｓ−３０）℃以下で冷却を停止する。第一の冷却の停止後、表層は復熱し温度が上昇する。第一の冷却の停止後、板厚１／２の温度の冷却速度は低下し、板厚１／２の温度はＡｒ３変態点以上を保つ。表面温度が３０℃以上上昇した後、表面温度がＢｓ以下の温度から第二の冷却を開始する。板厚の１／２位置の平均冷却速度を１０℃／ｓ以上で加速冷却し、１／２位置温度がＭｓ以上６００℃以下になるまで加速冷却する。表面の温度は、板厚の１／２位置よりも急速に冷却され、第二の冷却を停止すると復熱し温度が上昇する。なお、前述のように、板厚の１／２位置の温度変化は加速冷却の開始、停止から時間的遅れを伴う。このため、第二の冷却による板厚の１／２位置の平均冷却速度は、第二の冷却の開始によって板厚１／２の冷却速度が増加しはじめた時点から、第二の冷却の停止によって板厚１／２の冷却速度が減少しはじめた時点までの平均冷却速度とする。

以下に、各冷却温度条件について説明する。

第一の冷却の開始温度：表面温度でＡｒ３変態点以上の温度
第一の冷却の開始温度が、Ａｒ３変態点未満では、加速冷却開始前にフェライトが生成し、粗大化するため、表層部のフェライト粒の微細化が達成できなくなり、表層部の靭性が低下する。このため、第一の冷却の開始温度をＡｒ３変態点以上に限定する。

第一の冷却の冷却速度：表面の平均冷却速度が５０℃／ｓ以上
冷却速度が５０℃／ｓ未満では、板厚の１／２位置の温度がＡｒ３変態点以上を保ったまま、表面温度を（Ｂ_Ｓ−１５０）℃以上（Ｂ_Ｓ−３０）℃以下まで低下させるとが困難である。このため、第一の冷却の冷却速度を、表面の平均冷却速度が５０℃／ｓ以上とする。なお、ここでいう「表面の平均冷却速度」とは、鋼板表面における加速冷却開始から終了までの平均の冷却速度をいう。

第一の冷却の冷却停止温度：表面温度が（Ｂ_Ｓ−１５０）℃以上（Ｂ_Ｓ−３０）℃以下、板厚の１／２位置の温度がＡｒ３変態点以上
第一の冷却では、表層部と内部との温度差がある程度生じるように冷却し、冷却停止後の復熱により、表層部に島状マルテンサイトを生成させる。また、第一の冷却での加速冷却において、冷却停止温度が表面温度で（Ｂ_Ｓ−１５０）℃未満では温度が低くなりすぎ、ＭＡが生成しない下部ベイナイト組織、あるいはマルテンサイト組織が生じてしまう。一方、冷却停止温度が表面温度で（Ｂ_Ｓ−３０）℃を超える温度ではベイナイト変態がほとんど進まず、その後の復熱においても変態せず、大部分が未変態のオーステナイトとして残存する。この未変態のオーステナイトは第二の冷却により変態し、ＭＡが生成しない下部ベイナイト組織、あるいはマルテンサイト組織となる。したがって、冷却停止温度が表面温度で（Ｂ_Ｓ−３０）℃を超える温度では所望のＭＡ量を確保できない。このため、冷却停止時の表面温度は（Ｂ_Ｓ−１５０）℃以上（Ｂ_Ｓ−３０）℃以下とする。また、板厚の１／２位置の温度はＡｒ３変態点以上を保持し、フェライト変態を起こさないようにする。これは、鋼板内部を第二の冷却でベイナイトを主体とする組織とするためである。鋼板内部は冷却されにくいので、第一の冷却でＡｒ３変態点未満まで冷却されると、第一の冷却の停止後、冷却速度が低下することにより、フェライトが生成する。このため、ベイナイトを主体とする組織とすることが困難となる。したがって、冷却停止時の板厚の１／２位置の温度はＡｒ３変態点以上とする。
なお、Ｂｓはベイナイト変態開始温度であり、以下の式で定義される。
Ｂ_Ｓ＝８３０−２７０×Ｃ−９０×Ｍｎ−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ−８３Ｍｏ…（２）
式（２）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは各元素の含有量（質量％）とする。

第一の冷却停止後、表面温度が３０℃以上上昇し、Ｂｓ以下の温度まで復熱
本発明では、第一の冷却停止後、表面温度が３０℃以上上昇し、Ｂｓ以下の温度まで復熱後、第二の冷却を開始する。復熱は、表面温度が３０℃以上上昇する時点まで行う。そして、第二の冷却を開始する。ただし、第一の冷却停止後、表面温度はＢｓを超えてはならない。本発明では、第一の冷却と第二の冷却との間の冷却停止中の復熱中に、島状マルテンサイトを生成させる。このため、復熱後の温度、すなわち第二の冷却の冷却開始温度が、島状マルテンサイト生成という組織制御の観点から重要な因子となる。第一の冷却停止後、ベイナイト変態は完全に完了しておらず、ベイナイトラス間に未変態のオーステナイトが残存した状態になっている。この状態で冷却が停止されると、ベイナイトラスからＣが吐き出され、未変態のオーステナイトにＣが濃化する。この未変態のオーステナイトにＣが十分濃化されていれば、未変態のオーステナイトは、第二の冷却により島状マルテンサイト（ＭＡ）に変態する。このため、冷却を停止して復熱を十分にさせなければ所望量のＭＡを含む組織が得られない。このため第一の冷却停止後、表面温度が３０℃以上上昇するまで復熱する。ただし、第一の冷却停止後、表面温度はＢｓを超えてはならない。復熱により、表面温度がＢｓ℃を超えると、表層部において、ベイナイト変態が進行しなくなり、未変態のオーステナイトが残存する。この未変態のオーステナイトが第二の冷却によって急冷されると、ＭＡを含まないベイナイト（下部ベイナイト）、あるいは、マルテンサイトとなる。これらの相はＭＡを含まないため所望のＭＡ量が得られない。また、これらの相は、比較的高温で生成するＭＡを伴うベイナイト（上部ベイナイト）よりも強度が高く、降伏比が高くなってしまう。

第二の冷却の冷却速度：板厚の１／２位置の平均冷却速度で１０℃／ｓ以上
本発明の第二冷却は、上述したように、第一の冷却停止後、表面温度が３０℃以上復熱（ただし、表面温度がＢｓ℃を超えない）した後、第二の冷却を開始する。第二の冷却により、鋼板内部については、ベイナイトを主相とする組織となるので、鋼板内部の靭性に優れた高張力厚鋼板を得ることができる。本発明では、第二の冷却では、板厚の１／２位置の平均冷却速度で１０℃／ｓ以上で冷却する。板厚の１／２位置を、平均冷却速度で１０℃／ｓ以上で冷却することにより。鋼板内部をベイナイト主体の組織とすることができる。また、板厚の１／２位置の平均冷却速度で１０℃／ｓ以上であれば、表層はこれを上回る冷却速度で冷却されるため、ベイナイト中の未変態オーステナイトをＭＡに変態させ、ベイナイト中にＭＡを含む組織とすることができる。また、平均冷却速度が１０℃／ｓ未満では、ベイナイトが十分生成せず、ベイナイト以外にフェライトおよびパーライトが過剰に生成するため、鋼板内部を所望の組織とすることができない。なお、板厚の１／２位置の平均冷却速度は、第二の冷却の開始によって板厚１／２の冷却速度が増加しはじめた時点から、第二の冷却の停止によって板厚１／２の冷却速度が減少しはじめた時点までの平均冷却速度とする。

第二の冷却の冷却停止温度：板厚の１／２位置温度でＭｓ以上６００℃以下
第二の冷却の冷却停止温度が、板厚の１／２位置温度で６００℃超えの場合、ベイナイトが十分生成せず、ベイナイト以外にフェライトおよびパーライトが過剰に生成するため、鋼板内部を所望の組織とすることができない。

第二の冷却の冷却停止温度の下限は板厚の１／２位置温度でＭｓとする。Ｍｓ未満まで加速冷却を続けるとマルテンサイト（島状マルテンサイト（ＭＡ）ではない一般的なマルテンサイト）が生成するため、所望の組織とすることができない。
なおＭｓはマルテンサイト変態の開始温度であり、以下の式で定義される。
Ｍｓ＝４９９−３０８Ｃ-１０．８Ｓｉ−３２．４Ｍｎ−１６．２Ｎｉ−２７Ｃｒ−１０．８Ｍｏ・・・（４）
式（４）において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは各元素の含有量（質量％）とする。

なお、上記した冷却工程を施したのち、必要に応じて、強度および靭性の調整を目的として、焼戻工程を施してもよい。焼戻しは、４００℃以上７００℃以下の温度で行うことが好ましい。焼戻温度が４００℃未満では、所望の効果を期待できない。一方、７００℃を超える温度では、強度低下が著しくなる。

以下、実施例に基いて、さらに本発明について説明する。

表１に示す成分組成を有する鋼素材を用いて、表２に示す製造条件で厚鋼板を作製した。なお、冷却は、第一の冷却と、冷却停止−復熱を経て、第二の冷却とからなる冷却とした。第一の冷却および第二の冷却は高速水流による加速冷却であり、これ以外では鋼板は空冷により温度低下する。各工程における鋼板温度は、赤外線放射温度計で表面温度を測定し、これに基づき、必要に応じて、板厚の１／２位置の温度を、伝熱計算を用いて算出した。

得られた厚鋼板について、組織観察、引張特性、衝撃特性、ＨＡＺ靭性をそれぞれ求めた。各試験方法は次の通りとした。
（１）組織観察
板厚全厚の組織観察用試験片のＬ方向断面を研磨、ナイタール腐食して鋼板表面から１ｍｍ間隔で鋼板の中央まで、光学顕微鏡（倍率：４００倍）および走査型電子顕微鏡（倍率：２０００倍）を用いて、ミクロ組織を各３視野以上観察し、撮像して画像解析により、組織の種類、旧オーステナイト粒径、および組織分率（面積率％）を求めた。鋼板表層部（鋼板表面から板厚方向に５ｍｍ未満）の組織は、表面から１、２、３，４ｍｍ位置のミクロ組織から求め、旧オーステナイト粒径、組織分率は、これらの位置の平均とした。表面直下の組織は表面脱炭による影響が大きいため、表面直下の組織は表層の組織に含めない。また、鋼板内部（板厚方向に５ｍｍ以上から板厚中央まで）の組織は、表面から５ｍｍ位置、および、これより中央よりの各位置のミクロ組織から求め、旧オーステナイト粒径、組織分率は、これらの位置の平均とした。フェライトの判別は、光学顕微鏡（倍率：４００倍）によるミクロ組織写真で結晶粒内に下部組織が認められないものをフェライトとし、面積分率を測定した。また、光学顕微鏡によるミクロ組織写真から、旧オーステナイト粒径を測定した。ベイナイト、ＭＡ、マルテンサイト（ＭＡを除く）、パーライトの判別は走査型電子顕微鏡によるミクロ組織写真（倍率：２０００倍）で行った。ＭＡはベイナイトラス間、結晶粒界などに存在する扁平な粒状、あるいは球状の組織をＭＡとした。なお、ＭＡは倍率２０００倍で識別可能な粒径０．５μｍ以上のもののみをＭＡとして判断した。また、炭化物がラメラ状（層状）なっているものをパーライトと判断した。また、結晶粒全体にラス状の下部組織を示し、内部に炭化物の析出のないものをマルテンサイトとした。フェライト、ＭＡ、パーライト、マルテンサイト以外の組織はすべてベイナイトとした。
（２）引張特性
引張方向がＬ方向となるように、ＪＩＳ Ｚ ２２０１の規定に準拠して、ＪＩＳ５号全厚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（降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ）を求めた。また、得られた測定値から、降伏比ＹＲ（＝ＹＳ／ＴＳ×１００％）を算出した。
（３）衝撃特性
板厚（ｔ）の１／２位置から、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して、Ｖノッチ衝撃試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）を求めた。なお、ｖＴｒｓが、−４０℃以下である場合を靭性に優れるとした。
（４）大入熱溶接部靭性（ＨＡＺ靭性）
得られた厚鋼板からダイヤフラム厚６０ｍｍとし、エレクトロスラグ溶接ＥＳＷ（溶接入熱量：４６０ｋＪ／ｃｍ）により溶接継手（ＥＳＷ継手）を作製した。得られた溶接継手から、試験片の切欠き位置を、ボンド部から１ｍｍ離れた位置のＨＡＺとするＶノッチ試験片を採取し、ＪｌＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施し、試験温度：０℃における吸収エネルギー（ｖＥｏ）を求め、大入熱溶接ＨＡＺ靱性を評価した。なお、吸収エネルギー値は、試験片３本の平均値とした。

得られた結果を表３に示す。

表３の結果から、本発明例はいずれも、引張強さ６４０ＭＰａ以上、降伏比８０％以下を有し、さらに衝撃特性は−４０℃以下を満足する、非調質低降伏比高張力厚鋼板となっている。さらに、本発明例はいずれも、溶接入熱量：４６０ｋＪ／ｃｍの溶接継手の溶接ボンドから１ｍｍ離れた位置のＨＡＺの０℃における吸収エネルギーが５０Ｊ以上と、大入熱溶接部靭性にも優れている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、強度、降伏比が不足しているか、あるいは大入熱溶接部靭性が低下している。

Claims (4)

1. 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：０．６〜１．８％、Ｐ：０．００９％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｎ：０．００４０％以下、Ｍｏ：０．２０〜０．６０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％を含有し、２．０≦Ｔｉ／Ｎ≦４．０とし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
   鋼板表面から板厚方向に５ｍｍ未満の範囲における金属組織が、面積率で、島状マルテンサイト（ＭＡ）が５〜２０％であり、残部がベイナイトであり、
   板厚方向に５ｍｍ以上から板厚中央部までの範囲における金属組織が、旧オーステナイト粒径が６０μｍ以下であり、面積率で、ベイナイトが７０％以上、残部が、島状マルテンサイト（ＭＡ）が１０％以下（０％を含む）、あるいはさらに、パーライトおよび／またはフェライトからなり、引張強さ６４０ＭＰａ以上、降伏比８０％以下であることを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた非調質低降伏比高張力厚鋼板。
2. さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０５〜０．６０％、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：０．０５〜０．８０％、Ｖ：０．００１〜０．０７０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％の１種または２種以上を含有し、さらに下記（１）式で定義されるＣｅｑが、０．４０〜０．５０を満足することを特徴とする請求項１に記載の非調質低降伏比高張力厚鋼板。
   Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／４０＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４…（１）
   上記式（１）において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖは各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
3. 請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼素材を、１０５０〜１２００℃に加熱後、表面温度が９５０℃以下の温度域での累積圧下量が３０％以上で、圧延終了温度が表面温度でＡｒ３変態点以上９００℃以下となる熱間圧延を行い、その後、第一の冷却として、表面温度でＡｒ３変態点以上の温度から冷却を開始し、表面の平均冷却速度が５０℃／ｓ以上で冷却し、表面温度が（Ｂ_Ｓ−１５０）℃以上（Ｂ_Ｓ-３０）℃以下、さらに、板厚の１／２位置の温度がＡｒ３変態点以上で、冷却を停止する加速冷却を行い、前記第一の冷却停止後、表面温度が冷却停止から３０℃以上上昇して、かつ、Ｂ_Ｓ以下の温度まで復熱し、次いで、第二の冷却として、板厚の１／２位置の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上として、１／２位置温度がＭｓ以上６００℃以下になるまで加速冷却することを特徴とする引張強さ６４０ＭＰａ以上、降伏比８０％以下である溶接熱影響部靭性に優れた非調質低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。
   ここで、Ｂ_Ｓはベイナイト変態開始温度であり、
   Ｂ_Ｓ＝８３０−２７０×Ｃ−９０×Ｍｎ−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ−８３Ｍｏ…（２）
   とする。式（２）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは各元素の含有量（質量％）とする。
4. 前記第二の冷却後、４００℃以上７００℃以下の温度で焼戻しを行うことを特徴とする請求項３に記載の非調質低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。

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