(57)【要約】【課題】低降伏比でしかも高靭性な特性を発揮する厚鋼板を提供する。【解決手段】Ｃ：０．１０％未満（０％を含まない）、Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０５〜０．５０％、Ｔｉ：０．００８〜０．０３０％、Ｎ：０．００２０〜０．０１０％およびＣａ：０．００３５％以下（０％を含まない）を夫々含有する他、Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）およびＣｒ：２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有し、ｔ／４（ｔ：板厚）位置のミクロ組織において、フェライトおよびベイナイトの混合組織からなると共に、ベイナイト中に残留オーステナイトが分散しており、且つフェライトの平均粒径が１０〜５０μｍであると共に、ベイナイト中に存在する残留オーステナイトが面積分率で２．０％以上存在するものである。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．１０％（「質量％」の意味、化学成分については以下同じ）未満（０％を含まない）、Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０５〜０．５０％、Ｔｉ：０．００８〜０．０３０％、Ｎ：０．００２０〜０．０１０％およびＣａ：０．００３５％以下（０％を含まない）を夫々含有する他、Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）およびＣｒ：２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有し、ｔ／４（ｔ：板厚）位置のミクロ組織において、フェライトおよびベイナイトの混合組織からなると共に、ベイナイト中に残留オーステナイトが分散しており、且つフェライトの平均粒径が１０〜５０μｍであると共に、ベイナイト中に存在する残留オーステナイトが面積分率で２．０％以上存在するものであることを特徴とする低降伏比高靭性厚鋼板。
【請求項２】
Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．００３％以下（０％を含まない）およびＶ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有するものである請求項１に記載の低降伏比高靭性厚鋼板。
【請求項３】
更に、Ｍｇ：０．０１％以下（０％を含まない）および／または希土類元素：０．０１％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１または２に記載の低降伏比高靭性厚鋼板。
【請求項４】
更に、Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の低降伏比高靭性厚鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、建築、海洋構造物、ラインパイプ、造船、土木、建設機械等の分野での使用に好適な、低降伏比高靭性厚鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、各種溶接構造用鋼材においては、高強度、高靭性に加え、耐震性の観点から、弾塑性設計を適用する場合には、降伏応力ＹＳと引張強さＴＳの比で表される降伏比ＹＲ（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）を低くすることも要求されている。一般に、鋼材の金属組織を、フェライトの様な軟質相の中に、ベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相が適度に分散した組織にすることで、鋼材の低降伏比化が可能であることが知られている。
【０００３】
上記のような軟質相の中に硬質相が適度に分散した組織を得る製造方法として、例えば、特許文献１には、焼入れ（Ｑ）と焼戻し（Ｔ）の中間に、フェライトとオーステナイトの二相域からの焼入れ（Ｑ’）を施す熱処理方法が提案されている。
【０００４】
また特許文献２には、製造工程が増加することがない方法として、Ａｒ3変態点温度以上で圧延を終了した後、鋼材の温度がフェライトの生成するＡｒ3変態点温度以下になるまで加速冷却の開始を遅らせる方法が開示されている。
【０００５】
一方、特許文献３には、特許文献１、特許文献２に開示されている様な複雑な熱処理を行わずに低降伏比を達成する技術として、フェライト、ベイナイトおよび島状マルテンサイトの三相組織とする方法が提案されている。更に、特許文献４には、残留オーステナイトを含有させることによって、低降伏比と母材靭性を兼備させることに成功しているものの、そのＨＡＺ靭性については良好なものが確保できているかは不明である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開昭５５−９７４２５号公報
【特許文献２】特開昭５５−４１９２７号公報
【特許文献３】特開２００５−２３４２３号公報
【特許文献４】特開２０００−３４５２８３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、これまで提案されている技術では、高加工度（Ｄ／ｔ＜１０、Ｄ：鋼管直径ｍｍ、ｔ：板厚）が要求される板厚：４０ｍｍ以上の円形鋼管加工などにおいて、極低降伏比（ＹＲ＜７０％）と高靭性（ｖＴｒｓ＜−２０℃）を両立化することは困難であった。
【０００８】
本発明はこの様な事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、低降伏比でしかも高靭性な特性を発揮する厚鋼板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記課題を解決することのできた本発明に係る低降伏比高靭性厚鋼板とは、Ｃ：０．１０％（「質量％」の意味、化学成分については以下同じ）未満（０％を含まない）、Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０５〜０．５０％、Ｔｉ：０．００８〜０．０３０％、Ｎ：０．００２０〜０．０１０％およびＣａ：０．００３５％以下（０％を含まない）を夫々含有する他、Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）およびＣｒ：２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有し、ｔ／４（ｔ：板厚）位置のミクロ組織において、フェライトおよびベイナイトの混合組織からなると共に、ベイナイト中に残留オーステナイトが分散しており、且つフェライトの平均粒径が１０〜５０μｍであると共に、ベイナイト中に存在する残留オーステナイトが面積分率で２．０％以上存在するものである点に要旨を有するものである。
【００１０】
本発明の厚鋼板には、必要に応じて更に他の元素として、（ａ）Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．００３％以下（０％を含まない）およびＶ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｂ）Ｍｇ：０．０１％以下（０％を含まない）および／または希土類元素：０．０１％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）、等を含有させることも有用であり、含有される成分に応じて鋼板の特性が改善される。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、鋼材の化学成分組成を適切に調整すると共に、そのミクロ組織をフェライトおよびベイナイトの混合組織とし、ベイナイト中に残留オーステナイトが分散したものとし、且つフェライトの平均粒径およびベイナイト中に存在する残留オーステナイトの分率を適切な範囲に調整することによって、低降伏比でしかも高靭性な特性を発揮する厚鋼板が実現できた。こうした厚鋼板は、建築、海洋構造物、ラインパイプ、造船、土木、建設機械等の溶接構造物の素材として極めて有用である。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
本発明者らは、低降伏比と母材靭性の相反する特性の両立化を目指して、最適な組織形態について鋭意研究を重ねた。その結果、低降伏比には硬質相と軟質相が必要であり、母材靭性の確保には軟質相のサイズと硬質相の硬さ・サイズを適度に制御することで達成できることを知見した。
【００１３】
従来からのフェライト・マルテンサイト鋼では、硬質のマルテンサイトが、靭性を劣化させる。一方、フェライト・ベイナイト鋼では、ベイナイトの硬さが不十分で低降伏比が得られない。最適な組織形態としては、フェライト、ベイナイトおよび島状マルテンサイト（ＭＡ＝マルテンサイトとオーステナイトの混合組織）の三相組織である。また、従来技術のようにＭＡが鋼組織中にランダムに存在するのでは良好な降伏比−靭性バランスが実現できず、ベイナイト中にＭＡが分散して存在する方がより降伏比−靭性バランスに優れることを知見した。また、ＭＡとして存在する微細第二相のうち、残留オーステナイト（以下、「残留γ」と略称することがある）を一定量以上含有させることで、安定的な特性が確保できることも知見した。残留γの生成とＨＡＺ靭性兼備の観点から、適正な成分系（Ａｌを多量に含有させてＣを最小限とし、Ｔｉ，Ｎを適量添加する）を見出し、本発明を完成した。
【００１４】
本発明の鋼板は、ｔ／４（ｔ：板厚）位置のミクロ組織において、フェライトおよびベイナイトの混合組織であるが、この組織のフェライト分率は１０〜９０面積％程度であることが好ましい。フェライト分率が１０面積％未満になると、降伏応力ＹＳが高くなりすぎて、降伏比が大きくなり、９０面積％を超えると、引張強さＴＳ：４９０ＭＰａ以上を確保することができなくなる。
【００１５】
本発明の鋼板では、上記フェライトの平均粒径が１０〜５０μｍであることも必要である。このフェライトの平均粒径が１０μｍ未満では降伏応力ＹＳが高くなり過ぎ、５０μｍを超えると母材靭性が劣化する。
【００１６】
本発明の厚鋼板では、ミクロ組織上の特徴として、ベイナイト中に残留γが分散して存在するものであるが、ベイナイト中に存在する残留γの面積分率が全面積に対して２．０％以上であることも必要である。残留γの面積分率が２．０％未満では降伏応力ＹＳが高くなり過ぎる。
【００１７】
本発明の厚鋼板では、その化学成分組成も適切に調整する必要があるが、各成分の範囲限定理由は以下の通りである。
【００１８】
［Ｃ：０．１０％未満（０％を含まない）］
Ｃは鋼板の強度を確保するために必要な元素であり、また残留γを確保するために必要な元素である。しかしながら、Ｃを過剰に含有させると靭性が却って低下することになる。こうしたことから、Ｃ含有量は０．１０％未満とする必要がある。尚、Ｃ含有量の好ましい下限は０．０３％（より好ましくは０．０４％）であり、好ましい上限は０．０８％（より好ましくは０．０５％）である。
【００１９】
［Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）］
Ｓｉは鋼板の強度を確保するために有効な元素であり、また残留γ生成に必要な元素である。しかしながら、Ｓｉを過剰に含有されると靭性が却って低下することになる。こうしたことから、その上限を１．０％とした。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１％であり、好ましい上限は０．７％（より好ましくは０．５％）である。
【００２０】
［Ｍｎ：１．０〜２．０％］
Ｍｎは焼入れ性を向上させて鋼板強度を確保する上で有効な元素であり、こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎは１．０％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有させると、母材靭性が劣化するので上限を２．０％とする。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．３％であり、好ましい上限は１．８％である。
【００２１】
［Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）］
Ｐは不可避的に混入してくる不純物であり、母材およびＨＡＺの靭性に悪影響を及ぼすのでできるだけ少ない方が好ましい。こうした観点から、Ｐは０．０１５％以下に抑制するのが良い。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１％である。
【００２２】
［Ｓ：０．０１０％以下（０％を含まない）］
Ｓは、鋼板中の合金元素と化合して種々の介在物を形成し、鋼板の延性や靭性に有害に作用する不純物であるので、できるだけ少ない方が好ましい。実用鋼の清浄度の程度を考慮してその上限を０．０１０％に抑制するのが良い。尚、Ｓは鋼に不可避的に含まれる不純物であり、その量を０％とすることは工業生産上困難である。
【００２３】
［Ａｌ：０．０５〜０．５０％］
Ａｌは脱酸剤として有効な元素であると共に、残留γの生成を促進する元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ａｌ含有量は０．０５％以上とする必要がある。しかしながら、Ａｌが過剰に含有されると母材靭性を劣化させる。こうしたことから、その上限を０．５０％とした。尚、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、好ましい上限は０．４０％である。
【００２４】
［Ｔｉ：０．００８〜０．０３０％］
Ｔｉは、鋼中にＴｉＮを分散させて圧延前加熱時の残留γ粒の粗大化を防止する効果がある。こうした効果を発揮させるためには、Ｔｉを０．００８％以上含有させる必要がある。しかし、Ｔｉ含有量が過剰になると、母材およびＨＡＺの靭性が劣化するため、０．０３０％以下とする。
【００２５】
［Ｎ：０．００２０〜０．０１０％］
不純物として含有されるＮは、Ａｌ，Ｔｉ，ＮｂおよびＢ等と結合し、窒化物を形成して母材組織を微細化させる効果があるとともに、母材圧延前の加熱時および溶接時のγ粒の微細化等に寄与する。こうした効果を発揮させるには、Ｎは０．００２０％以上含有させる必要がある。しかしながら、固溶Ｎは母材靭性を劣化させる原因となる。全窒素量の増加により、前述の窒化物は増加するが固溶Ｎも過剰となり、有害となるため、０．０１０％以下とする必要がある。
【００２６】
［Ｃａ：０．００３５％以下（０％を含まない）］
Ｃａは硫化物の形態を制御してＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。しかし、０．００３５％を超えて過剰に含有させてもＨＡＺ靭性が却って劣化する。尚、Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００２０％、より好ましくは０．００１５％である。
【００２７】
［Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）およびＣｒ：２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上］
Ｃｕ、ＮｉおよびＣｒは、いずれも焼入れ性を高めて鋼板の強度を向上させるのに有効な元素である。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、母材靭性が却って低下するので、いずれも２％以下（より好ましくは１％以下）とするのがよい。上記効果を発揮させるための好ましい下限は、いずれも０．２０％（より好ましくは０．４０％）である。
【００２８】
本発明の鋼板において、上記成分の他は、鉄および不可避的不純物（例えば、Ｓｂ，Ｓｅ，Ｔｅ等）からなるものであるが、その特性を阻害しない程度の微量成分（許容成分）も含み得るものであり、こうした鋼板も本発明の範囲に含まれるものである。また必要によって、以下の元素を含有することも有効である。これらの成分を含有させるときの範囲限定理由は、次の通りである。
【００２９】
［Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．００３％以下（０％を含まない）およびＶ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上］
Ｍｏ、Ｎｂ、ＢおよびＶは、焼入れ性を向上させて母材強度を向上させる効果を発揮するため必要に応じて添加される。またＶは焼戻し軟化抵抗を高くする効果もある。しかしながら、Ｍｏ含有量が過剰になると母材およびＨＡＺの靭性が劣化するので、０．５％以下（好ましくは０．３０％以下）とすることが好ましい。またＮｂが多量に含有されると炭化物の生成が多くなり母材およびＨＡＺの靭性が劣化するため、０．０５％以下（より好ましくは０．０４％以下、更に好ましくは０．０３％以下）とすることが好ましい。Ｂが多量に含有されると母材靭性が劣化するため、０．００３％以下（より好ましくは０．００２％以下、０．００１５％以下）とするのが良い。Ｖは上記効果を有効に発揮させるためには０．０１％以上含有させることが好ましいが、多量に含有させると母材およびＨＡＺの靭性が劣化するため、０．１％以下（より好ましくは０．０５％以下）とするのが良い。
【００３０】
［Ｍｇ：０．０１％以下（０％を含まない）および／または希土類元素（ＲＥＭ）：０．０１％以下（０％を含まない）］
Ｍｇおよび希土類元素は、鋼材中に不可避的に混入してくる介在物（酸化物や硫化物等）の形状を微細化・球状化することによって、ＨＡＺの靭性向上に寄与する元素であり、必要によって含有される。こうした効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、その含有量が過剰になると、介在物が粗大化してＨＡＺ靭性が劣化するため、いずれも０．０１％以下に抑えることが好ましい。尚、本発明において、ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｎまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味である。
【００３１】
［Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）］
Ｚｒは、Ｔｉと同様、Ｎと窒化物を形成し、溶接時におけるＨＡＺのオーステナイト粒を微細化し、ＨＡＺ靭性改善に有効な元素である。しかし、過剰に含有されるとＨＡＺ靭性を却って低下させる。このため、Ｚｒを含有するときには、Ｚｒは０．１％以下とする。
【００３２】
本発明の厚鋼板を製造するに当たっては、上記化学成分量を満たす鋼を、通常の溶製法によって溶製し、この溶鋼を冷却してスラブとした後、例えば、９５０〜１３００℃の範囲に加熱した後熱間圧延を行い、Ａｒ3変態点＋１００℃〜Ａｒ3変態点＋１５０℃の温度範囲での圧下率を１０％以上とし、仕上げ圧延温度を８００〜７００℃とした後、冷却開始を仕上げ圧延温度から−５０℃以内で加速冷却を開始し、５〜５０℃／秒の平均冷却速度で５００℃〜３００℃まで水冷した後、この冷却停止温度から−１００℃までの温度域に３００秒以上滞留させるようにすればよい。この方法における各条件の範囲設定理由は次の通りである。
【００３３】
［加熱温度：９５０〜１３００℃］
鋼板の組織を一旦全てオーステナイト化するという観点から９５０℃以上とする必要があるが、加熱温度が１３００℃を超えると、オーステナイトが粗大化して後の工程で所定の組織を得ることは難しくなる。
【００３４】
［Ａｒ3変態点＋１００℃〜Ａｒ3変態点＋１５０℃の温度範囲での圧下率：１０％以上］
この温度範囲での圧下率を１０％以上とすることによって、フェライトの粒径を微細化できる。この温度範囲を外れたり、圧下率が１０％未満では、フェライトの粒径が粗大化するようになる。尚、本発明において「Ａｒ3変態点」とは、下記（１）式で求められた値である。
Ａｒ3＝９１０−２３０×［Ｃ］＋２５×［Ｓｉ］−７４×［Ｍｎ］−５６×［Ｃｕ］
−１６×［Ｎｉ］−９×［Ｃｒ］−５×［Ｍｏ］−１６２０×［Ｎｂ］…（１）
但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］および［Ｎｂ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，ＭｏおよびＮｂの含有量（質量％）を示す。
【００３５】
［仕上げ圧延温度：８００〜７００℃］
仕上げ圧延温度が８００℃を超えると、フェライト粒径が粗大化となり、７００℃未満となると、フェライト粒径が１０μｍ未満となって降伏応力ＹＳが高くなりすぎる。
【００３６】
［冷却開始温度：仕上げ圧延温度から−５０℃以内］
圧延後の冷却開始温度が、仕上げ圧延温度から−５０℃よりも低くなると、フェライトの粗大化を招く。
【００３７】
［５〜５０℃／秒の平均冷却速度で５００〜３００℃まで加速冷却］
加速冷却時の平均冷却速度が５℃／秒未満では、フェライト粒の粗大化を招き、５０℃／秒を超えるとフェライト量が不足する。また、冷却停止温度を５００〜３００℃とするのは、残留γを所定量生成させるためである。
【００３８】
［冷却停止温度から−１００℃までの温度域に３００秒以上滞留］
上記滞留時間が３００秒未満では、残留γ量が不足することになる。上限を特に設けるものではないが、生産性の観点では１０００秒未満であることが望ましい。また、「冷却停止温度から−１００℃までの温度域」とは残留γを安定化させる温度域の意味である。
【００３９】
尚上記で示した温度は、鋼板表面の位置の温度で管理したものである。また、本発明の鋼板は、厚鋼板を想定したものであるが、このときの板厚は約４０ｍｍ以上であり、上限については特に限定されないが、通常１００ｍｍ以下である。
【００４０】
本発明では、上記のように化学成分組成および特定領域での組織を規定することによって、靭性（母材靭性）に優れた低降伏比厚鋼板が実現できるのであるが、こうした厚鋼板は、溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」と示す）の靭性も基本的に良好なものである。即ち、本発明の厚鋼板は、建築、海洋構造物、ラインパイプ、造船、土木、建設機械等の分野の溶接構造物として適用されるものであり、溶接されたときのＨＡＺの靭性が良好であることも要求されるが、こうしたＨＡＺ靭性も良好なものとなる。
【実施例】
【００４１】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００４２】
下記表１、２に化学成分組成を示す各種溶鋼（鋼種Ａ〜Ｐ、Ａ１〜Ｎ１）を、通常の溶製法によって溶製し、この溶鋼を冷却してスラブとした後、下記表３、４に示した条件で熱間圧延および冷却を行い、各種鋼板（厚み：５０ｍｍ）を得た。尚、下記表１において、ＲＥＭはＬａを５０％程度とＣｅを２５％程度含有するミッシュメタルの形態で添加した。尚、下記表１、２中「−」は元素を添加していないことを示している。
【００４３】
【表１】
2010248599.tif 000002
【００４４】
【表２】
2010248599.tif 000003
【００４５】
【表３】
2010248599.tif 000004
【００４６】
【表４】
2010248599.tif 000005
【００４７】
得られた各鋼板について、母材組織（フェライト粒径、フェライト分率、残留γ分率）、機械的特性（母材の引張特性、母材の衝撃特性）を下記の方法によって測定すると共に、ＨＡＺ靭性についても評価した。測定結果を、下記表５、６に示す。
【００４８】
［フェライト分率、フェライト粒径の測定］
各鋼板のｔ／４部（ｔ：板厚）の位置から採取した２ｃｍ角の試験片を鏡面研磨し、ナイタール腐食液（２％硝酸−エタノール溶液）でエッチング後、光学顕微鏡によって組織を観察し（倍率１００倍：ｎ＝１０）、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５２規定の比較法の手法に基づきフェライト粒径（平均値）を測定した。
【００４９】
［残留γ面積分率の測定］
各鋼板の表面から深さｔ／４部（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、Ｃａｒｌ  Ｚｅｉｓｓ社製の電解放出式走査顕微鏡「ＳＵＰＲＡ３５（商品名）」（ＦＥ−ＳＥＭ）を用いて、観察倍率：６００倍、観察視野：０．０４ｍｍ2、観察箇所：５箇所の条件で観察し、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒ  Ｄｉｆｆｒｒａｃｔｉｏｎ  Ｒａｔｔｅｒｍｓ）法で解析することによって算出した。
【００５０】
[母材の引張特性の評価]
各鋼板のｔ／４部（ｔ：板厚）の位置からＵ１４Ａ試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に従って引張試験を行うことによって、降伏応力ＹＳ（降伏点ＹＰ）および引張強さＴＳを測定し、降伏比ＹＲを計算した。
【００５１】
[母材の衝撃特性（靭性）の評価]
母材の衝撃特性（靭性）は、Ｖノッチシャルピー試験を行い、遷移曲線によりｖＴｒｓ（脆性破面遷移温度）を求めた。ｔ／４部（ｔ：板厚）からＵ１４Ａ試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ２２４２に従って試験を実施した。このとき各温度（最低４温度以上）の測定につき、ｎ＝３で試験を実施し、３点中最も脆性破面率の高い点を通るように脆性破面遷移曲線を描き、脆性破面率５０％の温度を脆性破面遷移温度ｖＴｒｓとして算出した（ｖＴｒｓが最も高温側となるように線を引く）。
【００５２】
［ＨＡＺ靭性試験］
サブマージアーク溶接（２ｋＪ／ｍｍ）を行ったときの熱サイクルを模擬したＨＡＺ靭性評価法として、加熱温度：１４００℃で５秒保持、その後冷却が８００〜５００℃の冷却時間（Ｔｃ）：２５秒の熱サイクルで各供試鋼板を熱処理した後、温度−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（Ｖノッチ）を測定した。尚、試験片としては、板厚ｔ／４部（ｔ：板厚）の位置から採取したサイズ１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍの棒状で、中央部片面に深さ；２ｍｍのＶノッチを形成したものを使用した。このときＶシャルピー衝撃値（ｖＥ−40）が１００Ｊ以上を合格とした。
【００５３】
【表５】
2010248599.tif 000006
【００５４】
【表６】
2010248599.tif 000007
【００５５】
これらの結果から明らかなように、実験Ｎｏ．１〜１６は、本発明で規定する要件を満足する例であり、母材、ＨＡＺともに靭性が良好な低降伏比厚鋼板が得られている。これに対して、実験Ｎｏ．１７〜３５では、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例であり（実験Ｎｏ．１７〜３０は本発明で規定する化学成分組成が外れるもの、実験Ｎｏ．３１〜３５は製造条件が外れることによって適切なミクロ組織が得られていないもの）、いずれかの特性が得られていないことが分かる。