(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
低降伏比かつ高強度高靭性の厚肉鋼板であって、
化学組成の質量百分率含有量は、Ｃ：０．０６０〜０．０８０％、Ｍｎ：５．５〜６．０％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ａｌ：０．０１５〜０．０４０％、Ｍｏ：０．１５〜０．３０％、Ｃｒ：０．２０〜０．４０％、Ｎｉ：０．１５〜０．４０％、Ｔｉ：０．０１〜０．０３％、Ｓ≦０．００６％、Ｐ≦０．０１０％であり、残部はＦｅ及び不可避的不純物元素であり、
ただし、前記厚肉鋼板のミクロ組織は焼戻しマルテンサイトと逆変態オーステナイトとを含み、
前記厚肉鋼板において、降伏強度≧６９０ＭＰａ以上であり、降伏比≦０．８０以下であり、−６０℃シャルピー衝撃試験による横衝撃吸収エネルギー≧６０Ｊ以上であり、厚さは５０〜１００ｍｍである、
ことを特徴とする低降伏比かつ高強度高靭性の厚肉鋼板。
【請求項２】
前記厚肉鋼板の前記ミクロ組織における前記逆変態オーステナイトの体積分率は５〜１５％である、
ことを特徴とする請求項１に記載の低降伏比かつ高強度高靭性の厚肉鋼板。
【請求項３】
低降伏比かつ高強度高靭性の厚肉鋼板の製造方法であって、
（１）加熱：ビレットの加熱温度を１０７０〜１１５０℃に制御し、ビレット中心が該温度に達してから９０〜１５０ｍｉｎに保温するステップと、
（２）圧延：圧延開始温度を≦１０２０℃に、圧延停止温度を≧８２０℃に、総変形量を≧６５％に制御し、圧延後に水冷し、冷却停止温度を≦１３０℃とするステップと、
（３）熱処理：鋼板を６０５〜６４５℃に加熱し、鋼板中心が該温度に達してから５０〜１２０ｍｉｎ保温し、そして室温まで空冷するステップと、を含む、
ことを特徴とする請求項１又は２に記載の低降伏比かつ高強度高靭性の厚肉鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記ステップ（２）において、圧延後の水冷の冷却停止温度は室温乃至１３０℃である、
ことを特徴とする請求項３に記載の低降伏比かつ高強度高靭性の厚肉鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は鋼板及びその製造方法に関し、特に、低降伏比かつ高強度高靭性の厚肉鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
船体、橋梁、建物、圧力容器及び海洋プラットフォームの構造材料上の要件が高まっているのに伴い、高強度で、高靭性の厚肉鋼板の開発が大きな注目を集めている。しかし、高強度鋼板には、降伏比を下げることが困難であるという大きな問題がある。降伏比は、材料の加工硬化能力を反映した、降伏強度と引張強度との比である。降伏比が高いほど、鋼板の変形時に局部応力集中又は大きな局部変形が起こりやすく、鋼構造が少量のエネルギーを吸収するだけで材料の破断や構造の不安定化を招く。降伏比が低いほど、鋼板が塑性変形から最終破断まで受けた変形能力が大きくなり、吸収されたエネルギーが大きくなるほど、鋼構造の耐震性能が向上する。したがって、鋼構造物の安定性上の要件が高い場合は、降伏比の低い鋼板を使用する必要がある。しかしながら、既存の焼入れ、焼戻しプロセスにより製造された高強度鋼板は、降伏比が一般的に０．９２以上である。より高い降伏比が鋼板の用途の範囲を制限する。
【０００３】
一般的に、ベイナイト、マルテンサイトなど単一組織型の鋼は、高い降伏強度と高い引張強度とを容易に達成することができるが、降伏強度と引張強度との差が大きくないため、降伏比が比較的高い。プロセスを改善することによる多相組織は、例えば、フェライト＋マルテンサイト、フェライト＋ベイナイト、ベイナイト＋マルテンサイトなどを含み、高強度及び低降伏比を達成するための有効な方法である。多相組織は変形時、軟質相がまず降伏し、硬質相がさらなる変形中に引張強度を与えるため、降伏比が下がる。先行技術の低降伏比多相組織を得るプロセスは一般的に変態温度焼き入れに基づくものであり、例えば、再加熱焼入れ−変態温度焼入れ−焼戻し、焼均し−変態温度焼入れ−焼戻し、直接焼入れ−変態温度焼入れ−焼戻し、ＴＭＣＰ−変態温度焼入れ−焼戻し、変態温度区間直接焼入れ−焼戻しなどのプロセスである。しかしながら、このようなプロセスはサイクルタイムが長いという欠点を有する。変態温度焼入れに基づくプロセスと比較して、急速加熱オンライン熱処理に基づくプロセスは、多相組織を柔軟に制御することができ、かつサイクルタイムが短く、効率が高いが、製造機器に対する要件が非常に高く、普及しにくい。
【０００４】
また、低降伏比と高強度との矛盾に加えて、高強度と高靭性とを両立することも困難であり、かつ、厚肉条件下で高強度を得ることも困難である。そのため、厚肉鋼板の高強度、高靭性及び低降伏比を簡単なプロセスで達成することが急務となっている。
【０００５】
特許文献１は低温衝撃靭性に優れた低降伏比かつ高強度高靭性の厚肉鋼板及びその製造方法を開示し、該低降伏比かつ高強度高靭性の厚肉鋼板は化学組成において３．６％以上のＮｉを有するため、コストが高い。
【０００６】
特許文献２は低コストかつ低降伏比の調質型Ｑ６９０Ｅ鋼板及びその製造方法を開示し、該低降伏比調質型Ｑ６９０Ｅ鋼板の厚さはわずか８〜４０ｍｍである。
【０００７】
特許文献３は低降伏比高強度橋梁用鋼及びその製造方法を開示し、該低降伏比高強度橋梁用鋼は降伏強度が６００ＭＰａ以下であり、かつ−４０℃の衝撃靭性しか保証できない。
【０００８】
特許文献４は低降伏比高塑性の超微細粒高強度鋼及びその製造方法を開示し、該低降伏比高塑性の超微細粒高強度鋼の組織はベイナイトである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】中国特許出願公開第１０４７８９８９２号明細書
【特許文献２】中国特許出願公開第１０６３９９８４０号明細書
【特許文献３】中国特許出願公開第１０３３５２１６７号明細書
【特許文献４】中国特許出願公開第１０２２７７５３９号明細書
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明の目的は、高強度、高靭性、厚肉及び低降伏比という優れた特性を有する低降伏比かつ高強度高靭性の厚肉鋼板を提供することにある。
【００１１】
本発明のもう１つの目的は、低降伏比で、高強度高靭性の厚肉鋼板を得ることができる低降伏比かつ高強度高靭性の厚肉鋼板の製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
低降伏比かつ高強度高靭性の厚肉鋼板であって、前記鋼板の化学組成の質量百分率含有量は、Ｃ：０．０６０〜０．０８０％、Ｍｎ：５．５〜６．０％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ａｌ：０．０１５〜０．０４０％、Ｍｏ：０．１５〜０．３０％、Ｃｒ：０．２０〜０．４０％、Ｎｉ：０．１５〜０．４０％、Ｔｉ：０．０１〜０．０３％、Ｓ≦０．００６％、Ｐ≦０．０１０％であり、残部はＦｅ及び不可避的不純物元素である。
【００１３】
本発明の低降伏比かつ高強度高靭性の厚肉鋼板における各化学成分の含有量を限定した理由は以下の通りである。
【００１４】
Ｃ元素は、固溶強化によってマトリックスの強度を著しく増加させることができるとともに、オーステナイト相を安定化させることができるが、材料の延性−脆性遷移温度を低下させるために、Ｃ含有量を可能限り低下させるべきである。さらに、Ｃも材料の溶接特性に有利ではない。したがって、本発明は、Ｃ含有量を０．０６０〜０．０８０％の低いレベルに制御する。
【００１５】
Ｍｎは、本発明に記載の鋼板の主な合金元素として、フェライト強化元素でもあり、オーステナイト安定化元素でもある。材料の低温靭性を向上させる観点から、Ｍｎ／Ｃ比を増加させると延性−脆性遷移温度を著しく低下させることができるため、Ｍｎは高価なＮｉをある程度に置き換えることができるが、過剰なＭｎ含有量により、偏析度が高くなり、製錬が困難になり、そして材料のコストも増加してしまう。したがって、本発明はＭｎ含有量を５．５〜６．０％に制御する。
【００１６】
Ｓｉは製鋼工程における脱酸元素であり、適量のＳｉはＭｎとＰとの偏析を抑制することができ、また過剰なＯ含有量、ＭｎとＰとの偏析はいずれも靭性を損なう。Ｓｉはさらに固溶強化を生じさせることができるが、その含有量が０．３％を超えると延性−脆性遷移温度の上昇を引き起こすため、その含有量を多くしすぎてはいけない。本発明はＳｉ含有量を０．１０〜０．３０％に制御する。
【００１７】
Ａｌは製鋼工程における脱酸元素であり、固溶Ｎ原子の量を減らすこともでき、それによって靭性及びひずみ時効耐性を改善することができ、かつ形成されたＡｌＮは結晶粒を微細化することもでき、それによって延性−脆性遷移温度をさらに下げる。しかしながら、過剰な添加により、大型のＡｌ３Ｏ２及びＡｌＮを形成するとともに靭性を損なう。したがって、本発明はＡｌ含有量を０．０１５〜０．０４０％に制御する。
【００１８】
Ｍｏは焼戻し後のマルテンサイトの強度を増加させることができ、さらに、靭性を改善するためにＭｎの粒界偏析を弱めることができる。過剰なＭｏ含有量により、溶接性を劣化させるとともに材料コストを増大させる。したがって、本発明はＭｏ含有量を０．１５〜０．３０％に制御する。
【００１９】
Ｃｒは固溶強化を引き起こす可能性があるが、過剰なＣｒ含有量により、溶接性が低下する。したがって、本発明はＣｒ含有量を０．２０〜０．４０％に制御する。
【００２０】
Ｎｉは、オーステナイト相を安定化させ、焼入れ性を改善し、延性−脆性遷移温度を低下させることができるとともに、変形特性を改善することができ、また溶接性に寄与する。しかしながら、Ｎｉ元素を過剰に添加すると、コストが著しく増大する可能性がある。したがって、本発明はＮｉ含有量を０．１５〜０．４０％に制御する。
【００２１】
Ｔｉは高温オーステナイト結晶粒を微細化することができ、これは強度及び靭性の改善に寄与する。微量の添加で機能可能であり、過剰に添加すると介在物が増加してしまう。したがって、本発明はＴｉ含有量を０．０１０〜０．０３０％に制御する。
【００２２】
ＳはＭｎとともにＭｎＳを容易に形成することができ、またＰは粒界で偏析しやすく、かつ粒界の亀裂進展抵抗力を低下させる傾向があり、材料の靭性を向上させるためには、Ｓ、Ｐを最小限に抑える必要がある。したがって、本発明はＳ≦０．００６％及びＰ≦０．０１０％を必要とする。
【００２３】
ただし、該鋼板の微細構造下のミクロ組織は焼戻しマルテンサイトと逆変態オーステナイトとの多相組織である。焼戻しマルテンサイトはマトリックス構造として、材料の降伏強度を決定する。逆変態オーステナイトは分散して分布する第二相として、材料の靭性を向上させることができる一方で、変形中に相変化が発生するとともに引張強度を向上させることができ、それによって降伏比を低下させることができる。ここで、Ｘ線回折装置で測定した逆変態オーステナイトの体積分率は５〜１５％である。
【００２４】
前記鋼板は厚さが５０〜１００ｍｍであり、降伏強度≧６９０ＭＰａ、降伏比≦０．８０、−６０℃シャルピー衝撃試験による横衝撃吸収エネルギー≧６０Ｊである。
【００２５】
本発明に記載の低降伏比かつ高強度高靭性の厚肉鋼板の製造方法は、加熱、圧延及び熱処理というステップを含む。具体的には以下の通りである。
【００２６】
（１）加熱：上記の低降伏比かつ高強度高靭性の厚肉鋼板と同じ化学組成を有するビレットを加熱し、ビレットの加熱温度を１０７０〜１１５０℃に制御し、ビレット中心が該温度に達してから９０〜１５０ｍｉｎに保温する。ビレットを加熱すると、高温オーステナイト組織が得られ、また合金元素は拡散により均質化される。加熱温度が高すぎるか、又は保温時間が長すぎると、高温オーステナイト結晶粒が粗大になり、加熱温度が低すぎるか、又は保温時間が短すぎると、合金元素の均質化に寄与しない。従って、本発明は、加熱温度を１０７０〜１１５０℃に制御し、保温時間を９０〜１５０ｍｉｎに制御する。
【００２７】
（２）圧延：加熱後、ビレットを圧延し、圧延開始温度を≦１０２０℃に、圧延停止温度を≧８２０℃に、総変形量を≧６５％に制御し、圧延後に水冷し、冷却停止温度を≦１３０℃とする。圧延温度区間はオーステナイト相領域にあり、圧延開始温度が高すぎると結晶粒微細化に有利ではなく、圧延停止温度が低すぎると変形が困難になるため、本発明は、圧延開始温度を≦１０２０℃に、圧延停止温度を≧８２０℃に制御する。総変形量≧６５％であれば、十分なひずみ蓄積を確保するとともにオーステナイト組織を微細化することができる。圧延後に水冷し、冷却停止温度を≦１３０℃とし、マルテンサイト変態終点より低くし、オーステナイトをラスマルテンサイトに変態させ、組織をさらに微細化する。ここで、圧延後の水冷の冷却停止温度は室温乃至１３０℃である。
【００２８】
（３）熱処理：鋼板を６０５〜６４５℃に加熱し、鋼板中心が該温度に達してから５０〜１２０ｍｉｎ保温し、そして室温まで空冷する。６０５〜６４５℃の熱処理温度は、フェライト−オーステナイト二相領域にあり、５〜１５％の体積分率を有する逆変態オーステナイトを形成することができ、オーステナイトは、十分な熱安定性を得るために加熱過程及び５０〜１２０ｍｉｎの保温過程にＣ、Ｍｎのような合金元素を富化し、−６０℃に冷却した時にも面心立方構造を維持することができる。さらに、マルテンサイトは高温で適度の回復が発生し、強度が低下するに対して塑性靭性が向上する。保温後、室温まで空冷し、焼戻しマルテンサイト＋逆変態オーステナイトの多相組織を得る。
【発明の効果】
【００２９】
本発明に記載の低降伏比かつ高強度高靭性の厚肉鋼板は、高降伏強度及び低降伏比を有し、降伏強度≧６９０ＭＰａで、降伏比≦０．８０で、−６０℃シャルピー衝撃試験による横衝撃吸収エネルギー≧６０Ｊであり、良好な低温衝撃靭性を有し、また、該鋼板の厚さ仕様は５０〜１００ｍｍに達する。本発明に記載の低降伏比かつ高強度高靭性の厚肉鋼板の製造方法により、高強度で、高靭性で、低降伏比の厚肉鋼板を製造することができ、また、製造プロセスは１回の熱処理しか必要とせず、プロセスが簡単であり、製造が実施しやすい。
【図面の簡単な説明】
【００３０】
【図１】実施例１における低降伏比かつ高強度高靭性の厚肉鋼板の透過型電子顕微鏡写真である。
【発明を実施するための形態】
【００３１】
（実施例１）
厚さ５０ｍｍの低降伏比高靭性鋼板を製造することは、以下のステップ（１）〜（３）に従って行う。
【００３２】
（１）加熱：厚さ２００ｍｍのビレットを加熱炉に入れ、１１１０℃まで加熱してから１２０ｍｉｎ保温し、ビレットの化学組成及びその質量百分率を、Ｃ：０．０６０％、Ｍｎ：５．５％、Ｓｉ：０．２２％、Ａｌ：０．０３０％、Ｍｏ：０．１５％、Ｃｒ：０．２０％、Ｎｉ：０．１５％、Ｔｉ：０．０１０％、Ｓ：０．００３％、Ｐ：０．００６％とし、残部をＦｅ及び不可避的不純物元素とする。
【００３３】
（２）圧延：加熱後のビレットを圧延し、圧延開始温度を１０２０℃、圧延停止温度を８４５℃とし、圧延機の圧延スケジュールを表１に従って作成する。
表１：実施例１  圧延スケジュール
【表１】
0006798041.tif 000002
総変形量を７５％とし、圧延終了後に水冷し、冷却停止温度を２５℃とする。
【００３４】
（３）熱処理：鋼板を加熱炉に入れ、６４５℃まで加熱してから５０ｍｉｎ保温し、鋼板を取り出した後、室温まで冷却する。
【００３５】
該鋼板の化学組成及びその質量百分率は、Ｃ：０．０６０％、Ｍｎ：５．５％、Ｓｉ：０．２２％、Ａｌ：０．０３０％、Ｍｏ：０．１５％、Ｃｒ：０．２０％、Ｎｉ：０．１５％、Ｔｉ：０．０１０％、Ｓ：０．００３％、Ｐ：０．００６％であり、残部はＦｅ及び不可避的不純物元素である。該鋼板組織は焼戻しマルテンサイト＋逆変態オーステナイトの多相組織であり、該鋼板組織の透過型電子顕微鏡写真である図１に示すように、間隔的に分布している焼戻しマルテンサイトと逆変態オーステナイトとの間隔分布が観察され、そこでは色の薄い部分は焼戻しマルテンサイトであり、色の濃い部分は逆変態オーステナイトである。該鋼板は降伏強度が７５２ＭＰａであり、降伏比が０．８０であり、−６０℃シャルピー衝撃試験による横衝撃吸収エネルギーが１５５Ｊである。
【００３６】
（実施例２）
厚さ７０ｍｍの低降伏比高靭性鋼板を製造することは、以下のステップ（１）〜（３）に従って行う。
【００３７】
（１）加熱：厚さ２００ｍｍのビレットを加熱炉に入れ、１１１５℃まで加熱してから１１０ｍｉｎ保温し、ビレットの化学組成及びその質量百分率を、Ｃ：０．０６５％、Ｍｎ：５．６％、Ｓｉ：０．２０％、Ａｌ：０．０２７％、Ｍｏ：０．１８％、Ｃｒ：０．２２％、Ｎｉ：０．２４％、Ｔｉ：０．０２６％、Ｓ：０．００６％、Ｐ：０．０１０％とし、残部をＦｅ及び不可避的不純物元素とする。
【００３８】
（２）圧延：加熱後のビレットを圧延し、圧延開始温度を１００６℃とし、圧延停止温度を８２７℃とし、圧延機の圧延スケジュールを表２に従って作成する。
表２：実施例２  圧延スケジュール
【表２】
0006798041.tif 000003
総変形量を６５％とし、圧延終了後に水冷し、冷却停止温度を６８℃とする。
【００３９】
（３）熱処理：鋼板を加熱炉に入れ、６２５℃まで加熱してから９０ｍｉｎ保温し、鋼板を取り出した後、室温まで冷却する。
【００４０】
該鋼板の化学組成及びその質量百分率は、Ｃ：０．０６５％、Ｍｎ：５．６％、Ｓｉ：０．２０％、Ａｌ：０．０２７％、Ｍｏ：０．１８％、Ｃｒ：０．２２％、Ｎｉ：０．２４％、Ｔｉ：０．０２６％、Ｓ：０．００６％、Ｐ：０．０１０％であり、残部はＦｅ及び不可避的不純物元素である。該鋼板組織は焼戻しマルテンサイト＋逆変態オーステナイトの多相組織であり、降伏強度が７４３ＭＰａであり、降伏比が０．７５であり、−６０℃シャルピー衝撃試験による横衝撃吸収エネルギーが１０２Ｊである。
【００４１】
（実施例３）
厚さ８０ｍｍの低降伏比高靭性鋼板を製造することは、以下のステップ（１）〜（３）に従って行う。
【００４２】
（１）加熱：厚さ３２０ｍｍのビレットを加熱炉に入れ、１１５０℃まで加熱してから９０ｍｉｎ保温し、ビレットの化学組成及びその質量百分率を、Ｃ：０．０７３％、Ｍｎ：５．８％、Ｓｉ：０．１０％、Ａｌ：０．０４０％、Ｍｏ：０．２２％、Ｃｒ：０．２７％、Ｎｉ：０．４０％、Ｔｉ：０．０３０％、Ｓ：０．００２％、Ｐ：０．００８％とし、残部をＦｅ及び不可避的不純物元素とする。
【００４３】
（２）圧延：加熱後のビレットを圧延し、圧延開始温度を１００５℃とし、圧延停止温度を８２０℃とし、圧延機の圧延スケジュールを表３に従って作成する。
表３：実施例３  圧延スケジュール
【表３】
0006798041.tif 000004
総変形量を７５％とし、圧延終了後に水冷し、冷却停止温度を７２℃とする。
【００４４】
（３）熱処理：鋼板を加熱炉に入れ、６２０℃まで加熱してから９０ｍｉｎ保温し、鋼板を取り出した後、室温まで冷却する。
【００４５】
該鋼板の化学組成及びその質量百分率は、Ｃ：０．０７３％、Ｍｎ：５．８％、Ｓｉ：０．１０％、Ａｌ：０．０４０％、Ｍｏ：０．２２％、Ｃｒ：０．２７％、Ｎｉ：０．４０％、Ｔｉ：０．０３０％、Ｓ：０．００２％、Ｐ：０．００８％であり、残部はＦｅ及び不可避的不純物元素である。該鋼板組織は焼戻しマルテンサイト＋逆変態オーステナイトの多相組織であり、降伏強度が７０８ＭＰａであり、降伏比が０．７１であり、−６０℃シャルピー衝撃試験による横衝撃吸収エネルギーが９３Ｊである。
【００４６】
（実施例４）
厚さ１００ｍｍの低降伏比高靭性鋼板を製造することは、以下のステップ（１）〜（３）に従って行う。
【００４７】
（１）加熱：厚さ３２０ｍｍのビレットを加熱炉に入れ、１０７０℃まで加熱してから１５０ｍｉｎ保温し、ビレットの化学組成及びその質量百分率を、Ｃ：０．０８０％、Ｍｎ：６．０％、Ｓｉ：０．３０％、Ａｌ：０．０１５％、Ｍｏ：０．３０％、Ｃｒ：０．４０％、Ｎｉ：０．３１％、Ｔｉ：０．０２１％、Ｓ：０．００１％、Ｐ：０．００８％とし、残部をＦｅ及び不可避的不純物元素とする。
【００４８】
（２）圧延：加熱後のビレットを圧延し、圧延開始温度を１００２℃とし、圧延停止温度を８３７℃とし、圧延機の圧延スケジュールを表４に従って作成する。
表４：実施例４  圧延スケジュール
【表４】
0006798041.tif 000005
総変形量を６９％とし、圧延終了後に水冷し、冷却停止温度を１３０℃とする。
【００４９】
（３）熱処理：鋼板を加熱炉に入れ、６０５℃まで加熱してから１２０ｍｉｎ保温し、鋼板を取り出した後、室温まで冷却する。
【００５０】
該鋼板の化学組成及びその質量百分率は、Ｃ：０．０８０％、Ｍｎ：６．０％、Ｓｉ：０．３０％、Ａｌ：０．０１５％、Ｍｏ：０．３０％、Ｃｒ：０．４０％、Ｎｉ：０．３１％、Ｔｉ：０．０２１％、Ｓ：０．００１％、Ｐ：０．００８％であり、残部はＦｅ及び不可避的不純物元素である。該鋼板組織は焼戻しマルテンサイト＋逆変態オーステナイトの多相組織であり、降伏強度が６９０ＭＰａであり、降伏比が０．７４であり、−６０℃シャルピー衝撃試験による横衝撃吸収エネルギーが６０Ｊである。
【００５１】
（付記）
（付記１）
低降伏比かつ高強度高靭性の厚肉鋼板であって、
化学組成の質量百分率含有量は、Ｃ：０．０６０〜０．０８０％、Ｍｎ：５．５〜６．０％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ａｌ：０．０１５〜０．０４０％、Ｍｏ：０．１５〜０．３０％、Ｃｒ：０．２０〜０．４０％、Ｎｉ：０．１５〜０．４０％、Ｔｉ：０．０１〜０．０３％、Ｓ≦０．００６％、Ｐ≦０．０１０％であり、残部はＦｅ及び不可避的不純物元素であり、
ただし、前記鋼板のミクロ組織は焼戻しマルテンサイトと逆変態オーステナイトとを含む、
ことを特徴とする低降伏比かつ高強度高靭性の厚肉鋼板。
【００５２】
（付記２）
前記鋼板の厚さは５０〜１００ｍｍである、
ことを特徴とする付記１に記載の低降伏比かつ高強度高靭性の厚肉鋼板。
【００５３】
（付記３）
前記鋼板のミクロ組織における逆変態オーステナイトの体積分率は５〜１５％である、
ことを特徴とする付記１に記載の低降伏比かつ高強度高靭性の厚肉鋼板。
【００５４】
（付記４）
低降伏比かつ高強度高靭性の厚肉鋼板の製造方法であって、
（１）加熱：ビレットの加熱温度を１０７０〜１１５０℃に制御し、ビレット中心が該温度に達してから９０〜１５０ｍｉｎに保温するステップと、
（２）圧延：圧延開始温度を≦１０２０℃に、圧延停止温度を≧８２０℃に、総変形量を≧６５％に制御し、圧延後に水冷し、冷却停止温度を≦１３０℃とするステップと、
（３）熱処理：鋼板を６０５〜６４５℃に加熱し、鋼板中心が該温度に達してから５０〜１２０ｍｉｎ保温し、そして室温まで空冷するステップと、を含む、
ことを特徴とする付記１〜３のいずれか１つに記載の低降伏比かつ高強度高靭性の厚肉鋼板の製造方法。
【００５５】
（付記５）
前記ステップ（２）において、圧延後の水冷の冷却停止温度は室温乃至１３０℃である、
ことを特徴とする付記４に記載の低降伏比かつ高強度高靭性の厚肉鋼板の製造方法。
【図１】
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