JP2018090872A - 低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】１回の熱処理で製造することが可能であり、安定した母材性能を備えるとともに、溶接入熱量が４００ｋＪ／ｃｍを超えるような大入熱溶接においても高い溶接熱影響部靭性を有する低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】Ｎ含有量に対するＴｉ含有量の比Ｔｉ／Ｎが２．０超、４．２未満に制御された特定の成分組成を有し、旧オーステナイト粒の平均円相当径が１０〜４０μｍ、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が３．０以下、ベイナイト相の面積分率が８０％以上、島状マルテンサイトの面積分率が５〜２０％、島状マルテンサイトの平均円相当径が１．０〜５．０μｍ、かつ島状マルテンサイトの個数密度が１．０×１０３〜５．０×１０５個/ｍｍ２であるミクロ組織を有する、低降伏比高張力厚鋼板。【選択図】 なし

Description

本発明は、低降伏比高張力厚鋼板に関し、特に、音響異方性が小さく、溶接入熱量が４００ｋＪ／ｃｍを超えるような大入熱溶接であっても溶接熱影響部の靭性に優れる、建築用として好適な、低降伏比高張力厚鋼板に関する。また、本発明は、前記低降伏比高張力厚鋼板の製造方法に関する。

近年、建築構造物の大型化、長スパン化に伴い、使用される鋼材の厚肉化、高強度化が要望され、鋼構造物の安全性の観点からは、高い許容応力を有するとともに、降伏比（＝引張強さに対する降伏強さの比）を低減することが要求されている。

降伏比を低減すると、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。特に、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａを超える高張力鋼板では、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、降伏比が上昇すると靭性も低下する。

従来、低降伏比高張力厚鋼板の製造プロセスとしては、フェライト＋オーステナイト２相域への再加熱焼入れを含む多段熱処理が一般的である。しかしながら、前記多段熱処理によって得られる厚鋼板のミクロ組織は、主相としてのフェライト相に硬質第２相としてのベイナイトまたはマルテンサイトが分散したものであるため、フェライト相の体積分率によっては、７８０ＭＰａ以上の引張強さおよび６３０ＭＰａ以上の降伏強さを安定して達成することが困難である。

また、建築用の鋼板では、溶接欠陥が破壊発生の起点となりやすいため、超音波探傷試験で欠陥の有無を調査し、欠陥が存在する場合、その部位の補修作業を行う。しかし、探傷方向によって著しく音速が変化する鋼板、すなわち音響異方性の高い鋼板では、超音波探傷試験で溶接欠陥部の正確な位置を検出できないため、音響異方性が小さいことが要求される。

さらに、構造物に鋼板を使用する場合は、一般に溶接接合が用いられ、安全性の観点から、使用される鋼材の母材靭性は勿論のこと、溶接熱影響部（ＨＡＺと称することもある）の靭性に優れることが要求される。

近年では、上述したように建築構造物の大型化に伴い、使用鋼材の厚肉化が要望され、構造物の施工能率向上と施工コストの低減の観点から、大入熱溶接の適用範囲が拡大している。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量が４００ｋＪ／ｃｍを超えるような超大入熱溶接が適用されている。

また、近年、建築構造物の耐震性向上が求められ、溶接継手部についても、高い靭性を有することが要求されるようになっている。例えば、柱−梁接合部については、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが４７Ｊ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。

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、溶接熱影響部のボンド部における靭性劣化である。ボンド部では、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、また引き続く冷却によって、脆弱な上部ベイナイト組織に変態し、脆化組織である島状マルテンサイトが生成して靭性が低下する。そのため、高強度、低降伏比、高靭性といった母材機械的特性と溶接熱影響部靭性とを併せ持った厚鋼板が要望されており、種々の提案がなされている。

特許文献１、特許文献２には、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相域まで加熱して焼入れを行うことにより、高強度化と低降伏比化を達成することが記載されている。

特許文献３には、圧延後、直ちに焼入れする直接焼入れ法により、焼入れ後のミクロ組織をベイナイト相あるいはマルテンサイト相とした後、再度フェライト＋オーステナイトの２相域まで加熱して焼ならしを行うことにより、高強度化と低降伏比化を達成することが記載されている。

特許文献４には、圧延後、一定時間経過し、フェライトを析出させた後、焼入れを行う直接焼入れ法により、フェライト相＋マルテンサイト相の２相組織とし、高強度化と低降伏比化を達成することが記載されている。

特許文献５には、成分調整の後、圧延後直接焼入れ法により、残留オーステナイト（残留γと称することもある。）を生成させることにより、母材の高強度化と低降伏比化と溶接部の高靭性を達成することが記載されている。

特開２００１−２８８５１２号公報 特開平６−２４８３３７号公報 特開平５−２３０５３０号公報 特開平７−９７６２６号公報 特開２００１−２２６７４０号公報

しかしながら、特許文献１、特許文献２および特許文献３に記載された技術では、２段以上の熱処理プロセスが用いられているため、製造コストの上昇と工程の増加が懸念される。また、特許文献４および特許文献５に記載された技術では、製造条件や鋼板内位置により、フェライトとマルテンサイト相の体積分率が変化しやすく、高強度化と低降伏比を安定的に得るために製造条件を調整する操業負荷が大きい。

さらに、特許文献１〜５に記載された技術では、溶接入熱量が４００ｋＪ／ｃｍを超えるような大入熱溶接の溶接熱影響部靭性を安定して達成することを想定していない。

本発明は、かかる事情に鑑み、１回の熱処理で製造することが可能であり、安定した母材性能を備えるとともに、溶接入熱量が４００ｋＪ／ｃｍを超えるような大入熱溶接においても高い溶接熱影響部靭性を有する低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記課題を達成するために、鋭意研究を行い、以下の知見を得た。
（１）熱間圧延後の厚鋼板に特定条件で再加熱処理を施すことにより、音響異方性の小さい厚鋼板を製造することができる。その際、再加熱後に特定のパターンで冷却を行うことにより、１回の熱処理でミクロ組織をベイナイト＋島状マルテンサイトとし、低降伏比を達成することができる。

（２）溶接入熱量が４００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接の溶接熱影響部で高靭性を安定して達成するためには、鋼の成分組成を適切な範囲とする必要がある。その際、Ｔｉ含有量およびＮ含有量、ならびにそれらのバランスを厳格に制御して、溶接熱影響部でのオーステナイト粒の成長を抑制することが特に重要である。

本発明は、上記知見を元に、さらに検討を加えて完成されたものである。本発明の要旨は次のとおりである。

１．質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．１３％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．８〜３．０％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００４〜０．０３０％、および
Ｎ ：０．００１５〜０．００６５％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、
Ｎ含有量（質量％）に対するＴｉ含有量（質量％）の比Ｔｉ／Ｎが２．０超、４．２未満である成分組成を有し、
旧オーステナイト粒の平均円相当径が１０〜４０μｍ、
旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が３．０以下、
ベイナイト相の面積分率が８０％以上、
島状マルテンサイトの面積分率が５〜２０％、
島状マルテンサイトの平均円相当径が１．０〜５．０μｍ、かつ
島状マルテンサイトの個数密度が１．０×１０^３〜５．０×１０^５個／ｍｍ^２であるミクロ組織を有する、低降伏比高張力厚鋼板。

２．前記成分組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｃｒ：１．５％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｖ ：０．２％以下、
Ｃａ：０．００５％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００５％以下、および
Ｂ：０．００５％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、上記１に記載の低降伏比高張力厚鋼板。

３．質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．１３％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．８〜３．０％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００４〜０．０３０％、および
Ｎ ：０．００１５〜０．００６５％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、
Ｎ含有量（質量％）に対するＴｉ含有量（質量％）の比Ｔｉ／Ｎが２．０超、４．２未満である成分組成を有する鋼素材を熱間圧延して厚鋼板とする熱間圧延工程と、
前記厚鋼板を、９００〜１０００℃の再加熱温度まで再加熱し、前記再加熱温度に１０分以上保持する再加熱工程と、
前記再加熱工程後の厚鋼板を、Ａｒ_３変態点以上の冷却開始温度から、板厚１／４位置における平均冷却速度：１〜２００℃／ｓで、４００〜５５０℃の冷却停止温度まで冷却する第１水冷工程と、
前記第１水冷工程後の厚鋼板を３０〜３００ｓ空冷する空冷工程と、
前記空冷工程後の厚鋼板を、板厚１／４位置における平均冷却速度：１〜２００℃／ｓで、３００℃以下の冷却停止温度まで冷却する第２水冷工程とを有する、
低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。

４．前記成分組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｃｒ：１．５％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｖ ：０．２％以下、
Ｃａ：０．００５％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００５％以下、および
Ｂ ：０．００５％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、上記３に記載の低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。

５．前記第２水冷工程後の厚鋼板を、４００℃以上Ａｃ_１変態点未満の焼き戻し温度で焼き戻す焼き戻し工程をさらに有する、上記３または４に記載の低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。

本発明によれば、音響異方性が小さく、溶接入熱量が４００ｋＪ／ｃｍを超えるような大入熱溶接であっても溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板を得ることができる。また、本発明によれば、低降伏比高張力厚鋼板を、少ない熱処理プロセスで安定して製造することができる。そのため、本発明は、鋼構造物の大型化、耐震性の向上、および施工能率向上に大きく寄与し、産業上格段の効果を奏する。

溶接部靭性の評価のために行ったエレクトロスラグ溶接における開先形状を示す模式図である。 エレクトロスラグ溶接部からのシャルピー衝撃試験片の採取位置を示す模式図である。

以下、本発明の実施形態について説明する。なお、以下の説明は、本発明の好適な一実施態様を示すものであり、本発明は、以下の説明によって何ら限定されるものではない。

［成分組成］
本発明の低降伏比高張力厚鋼板、および低降伏比高張力厚鋼板の製造に用いる鋼素材は、上述した成分組成を有する必要がある。以下、前記成分組成に含まれる各成分について説明する。なお、特に断らない限り、各成分の含有量を表す「％」は、「質量％」を意味する。

Ｃ：０．０３〜０．１３％
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効果を有する元素である。前記効果を得るために、Ｃ含有量を０．０３％以上とする。Ｃ含有量は、０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃ含有量が０．１３％を超えると、特に大入熱溶接熱影響部の靭性を顕著に劣化させるとともに、耐溶接割れ性および母材の低温靭性が低下する。そのため、Ｃ含有量を０．１３％以下とする。Ｃ含有量は、０．０８％以下とすることが好ましい。

Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸材として機能するとともに、母材強度を高める効果を有する元素である。前記効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、島状マルテンサイトの生成が促進され、靭性や溶接性の低下が顕在化する。そのため、Ｓｉ含有量を０．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は０．３５％以下とすることが好ましい。

Ｍｎ：０．８〜３．０％
Ｍｎは、鋼の強度を増加させる効果を有する元素である。大入熱溶接熱影響部のミクロ組織中の島状マルテンサイトを低減し、微細化することで靭性を確保するとともに、６３０ＭＰａ以上の母材の降伏強さを確保するためには、Ｍｎ含有量を０．８％以上とする必要がある。Ｍｎ含有量は１．５％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、母材の靭性および溶接熱影響部靭性が著しく劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は３．０％以下とする。Ｍｎ含有量は２．８％以下とすることが好ましい。

Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、ＨＡＺ組織において島状マルテンサイトに濃化し、島状マルテンサイトの生成を助長するため、ＨＡＺ靭性を低下させる。そのため、ＨＡＺ靭性向上のためにはＰを低減することが望ましい。よって、Ｐ含有量は０．０１５％以下とする。

Ｓ：０．００５０％以下
Ｓは、母材の低温靭性を劣化させる元素であり、できるだけ低減することが望ましい。Ｓ含有量が０．００５０％を超えて含有すると、前記低温靭性の劣化が顕著となるため、Ｓ含有量は０．００５０％以下とする。

Ａｌ：０．００５〜０．１％
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、もっとも汎用的に使われる。また、Ａｌは、鋼中のＮをＡｌＮとして固定し、母材の靭性向上に寄与する。前記効果を得るために、Ａｌ含有量は０．００５％以上とする。Ａｌ含有量は、０．０１０％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．１％を超えると、母材の靭性が低下するとともに、溶接時に溶接金属部にＡｌが混入して靭性を劣化させる。そのため、Ａｌ含有量は０．１％以下とする。Ａｌ含有量は０．０７％以下とすることが好ましい。

Ｔｉ：０．００４〜０．０３０％
Ｔｉは、Ｎとの親和力が強く、凝固時にＴｉＮとして析出する。高温でも安定なＴｉＮのピンニング効果により、大入熱溶接熱影響部でのオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制することで、溶接熱影響部の靭性を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｔｉ含有量を０．００４％以上とする必要がある。Ｔｉ含有量は０．００６％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．０３０％を超えると、ＴｉＮ粒子が粗大化し、オーステナイト粒の粗大化抑制効果が飽和する。そのため、Ｔｉ含有量は０．０３０％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０２５％以下とすることが好ましい。

Ｎ：０．００１５〜０．００６５％
Ｎは、ＴｉＮを確保するために必要な元素であり、０．００１５％未満では十分なＴｉＮ量が確保できない。そのため、Ｎ含有量は０．００１５％以上とする。Ｎ含有量は、０．００３０％以上とすることが好ましい。一方、Ｎ含有量が０．００６５％を超えると、固溶Ｎ量の増加により、母材および溶接部靭性が著しく低下する。そのため、Ｎ含有量は０．００６５％以下とする。Ｎ含有量は０．００６０％以下とすることが好ましい。

本発明の一実施形態における成分組成は、上記元素と、残部のＦｅおよび不可避的不純物からなる。

本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、任意に、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、およびＢからなる群より選択される１または２以上をさらに含有することができる。

Ｃｕ：０．０１〜１．０％
Ｃｕは、高靭性を保ちつつ強度を増加させることが可能な元素である。加えてＣｕは、大入熱溶接熱影響部靭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る。Ｃｕを含有する場合には、前記効果を得るために、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とする。Ｃｕ含有量は０．１０％以上とすることが好ましく、０．２０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｃｕ含有量が１．０％を超えると熱間脆性を生じて鋼板の表面性状が劣化するため、Ｃｕ含有量は１．０％以下とする。Ｃｕ含有量は０．７％以下とすることが好ましい。

Ｎｉ：０．０１〜２．０％
Ｎｉは、Ｃｕと同様、高靭性を保ちつつ強度を増加させることが可能な元素である。加えてＮｉは、大入熱溶接熱影響部靭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る。Ｎｉを含有する場合には、前記効果を得るために、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とする。Ｎｉ含有量は０．１０％以上とすることが好ましく、０．２０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｎｉ含有量が２．０％を超えると、添加効果が飽和し、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。そのため、Ｎｉ含有量は２．０％以下とする。Ｎｉ含有量は１．７％以下とすることが好ましい。

Ｃｒ：１．５％以下
Ｃｒは、鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｃｒ含有量が１．５％を超えると大入熱溶接熱影響部靭性が劣化するため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量を１．５％以下とする。なお、Ｃｒによる強度向上効果を得るという観点からは、Ｃｒ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。

Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏは、Ｃｒと同様、鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると大入熱溶接熱影響部靭性が劣化するため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量を１．０％以下とする。なお、Ｍｏによる強度向上効果を得るという観点からは、Ｍｏ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。

Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは、Ｃｒ、Ｍｏと同様、鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｎｂ含有量が０．１％を超えると母材靭性および大入熱溶接熱影響部靭性が劣化するため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量を０．１％以下とする。なお、Ｎｂによる強度向上効果を得るという観点からは、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。

Ｖ：０．２％以下
Ｖは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂと同様、鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｖ含有量が０．２％を超えると大入熱溶接熱影響部靭性が劣化するため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量を０．２％以下とする。なお、Ｖによる強度向上効果を得るという観点からは、Ｖ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。

Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは、結晶粒を微細化することによって靭性を向上させる効果を有する元素であり、所望する特性に応じて任意に含有できる。しかし、Ｃａ含有量が０．００５％を超えると、添加効果が飽和するため、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量を０．００５％以下とする。なお、Ｃａによる靭性向上効果を得るという観点からは、Ｃａ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。

ＲＥＭ：０．０２％以下
ＲＥＭ（希土類金属）は、Ｃａと同様に靭性向上効果を有しており、所望する特性に応じて任意に含有できる。しかし、ＲＥＭ含有量が０．０２％を超えると、添加効果が飽和するため、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ含有量を０．０２％以下とする。なお、ＲＥＭによる靭性向上効果を得るという観点からは、ＲＥＭ含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。

Ｍｇ：０．００５％以下
Ｍｇは、Ｃａと同様に結晶粒を微細化することによって靭性を向上させる効果を有する元素であり、所望する特性に応じて任意に含有できる。しかし、Ｍｇ含有量が０．００５％を超えると、添加効果が飽和するため、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量を０．００５％以下とする。なお、Ｍｇによる靭性向上効果を得るという観点からは、Ｍｇ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。

Ｂ：０．００５％以下
Ｂは、焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度を向上させる作用を有する元素である。また、Ｂは、大入熱溶接時には、溶接熱影響部において固溶窒素を窒化物として固着することにより靭性を向上させる効果を有している。しかしＢ含有量が０．００５％を超えると、焼入れ性が過度に高くなり、母材の靭性および延性が低下する。そのため、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量を０．００５％以下とする。Ｂ含有量は０．００２０％以下とすることが好ましい。なお、Ｂの添加効果を得るという観点からは、Ｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。

Ｔｉ／Ｎ：２．０超、４．２未満
さらに本発明においては、低降伏比高張力厚鋼板の成分組成、および低降伏比高張力厚鋼板の製造に用いる鋼素材の成分組成におけるＮ含有量（質量％）に対するＴｉ含有量（質量％）の比（以下、単に「Ｔｉ／Ｎ」という）が、２．０＜（Ｔｉ／Ｎ）＜４．２の条件を満たすことが重要である。先に説明したように、ＴｉＮはピンニング効果により大入熱溶接熱影響部でのオーステナイト結晶粒の成長を抑制し、溶接熱影響部靭性を向上させる効果を有している。しかし、Ｔｉ／Ｎが２．０以下であると、前記効果を得るため必要なＴｉＮ量を確保できず、溶接熱影響部靭性に劣る。そのため、Ｔｉ／Ｎを２．０超とする。Ｔｉ／Ｎは２．４以上とすることが好ましく、２．６以上とすることがより好ましく、２．８以上とすることがさらに好ましい。一方、Ｔｉ／Ｎが４．２以上であると、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熱影響部靭性が劣化する。そのため、Ｔｉ／Ｎは４．２未満とする。Ｔｉ／Ｎは４．１以下とすることが好ましく、４．０以下とすることがより好ましい。

［ミクロ組織］
本発明の低降伏比高張力厚鋼板は、以下の条件をすべて満たすミクロ組織を有する必要がある。
・旧オーステナイト粒の平均円相当径が１０〜４０μｍ。
・旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が３．０以下。
・ベイナイト相の面積分率が８０％以上。
・島状マルテンサイトの面積分率が５〜２０％。
・島状マルテンサイトの平均円相当径が１．０〜５．０μｍ。
・島状マルテンサイトの個数密度が１．０×１０^３〜５．０×１０^５個／ｍｍ^２。
以下、ミクロ組織を上記の範囲に限定する理由について説明する。

（島状マルテンサイト）
本発明では、低降伏比高張力厚鋼板のミクロ組織が、硬質相第２相として島状マルテンサイト（Martensite-Austenite constituent、以下、単に「ＭＡ」という場合がある）を含むことが重要である。まず、この島状マルテンサイトについて説明する。

面積分率：５〜２０％
ＭＡは転位密度が非常に高く、また、Ｃが濃縮しているため、母相と比べて非常に硬い相である。したがって、ＭＡを含むミクロ組織とすることにより、引張強さ（ＴＳ）を向上させるとともに、多量に導入された可動転位によって降伏強さ（ＹＰ）の上昇を抑制できるため、高強度と低降伏比の両立に有効である。ＭＡの面積分率が５％未満では、前記のような高強度化と低降伏比化の効果が得られないため、ＭＡの面積分率は５％以上とする。ＭＡの面積分率は６％以上とすることが好ましい。一方、ＭＡの面積分率が２０％を超えると、母材の延性および靭性が劣化する。そのため、ＭＡの面積分率は２０％以下とする。ＭＡの面積分率は１６％以下とすることが好ましい。

平均円相当径：１．０〜５．０μｍ
ＭＡの平均円相当径が１．０μｍ未満では、上記のような高強度化と低降伏比化の効果が得られない。そのため、ＭＡの平均円相当径は１．０μｍ以上とする。一方、ＭＡの平均円相当径が５．０μｍを超えると溶接部の靭性が劣化する。そのため、ＭＡの平均円相当径は５．０μｍ以下とする。

個数密度：１．０×１０^３〜５．０×１０^５個／ｍｍ^２
ＭＡの個数密度が１．０×１０^３個／ｍｍ^２未満であると、所望の低降伏比が得られない。そのため、ＭＡの個数密度は１．０×１０^３個／ｍｍ^２以上とする。一方、ＭＡの個数密度が５．０×１０^５個／ｍｍ^２を超えると溶接性が低下する。そのため、ＭＡの個数密度は５．０×１０^５個／ｍｍ^２以下とする。

なお、ＭＡの面積分率、平均円相当径、および個数密度は、試料としての鋼板にレペラ腐食（Journal of Metals, March, 1980, p.38-39）を施した後、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率１０００倍で観察を行い、撮影した画像を画像解析装置を用いて解析することにより求めることができる。

（ベイナイト）
面積分率：８０％以上
本発明では、低降伏比高張力厚鋼板のミクロ組織のうち、上記ＭＡを除く母相を、ベイナイト主体とする。強度確保の観点から、ミクロ組織全体に対するベイナイトの面積分率は、８０％以上とする。

ＭＡの面積分率とベイナイトの面積分率が上記条件を満たしていれば、ミクロ組織がセメンタイトなど他の組織を含有することも許容される。セメンタイトが存在する場合、該セメンタイトの面積分率は１０％以下とすることが好ましい。

（旧オーステナイト粒）
平均円相当径：１０〜４０μｍ
所望の母材特性を得るためには、旧オーステナイト（旧γ）粒の平均円相当径を１０〜４０μｍとする必要がある。旧γ粒の平均円相当径が１０μｍ未満であると、焼入れ性が低下し、所望の強度特性が得られない。そのため、旧γ粒の平均円相当径は１０μｍ以上とする。一方、旧γ粒の平均円相当径が４０μｍを超えると、島状マルテンサイトが均一に微細分散した組織が得られず、所望の強度特性が得られない。そのため、旧γ粒の平均円相当径は４０μｍ以下とする。

平均アスペクト比：３．０以下
旧γ粒の平均アスペクト比が３．０を超えると、低降伏比高張力厚鋼板の音響異方性が大きくなる。そのため、旧γ粒の平均アスペクト比は３．０以下とする。なお、ここで旧γ粒の「平均アスペクト比」とは、旧γ粒の最小径に対する最大径の比の平均値を意味するものとする。前記平均アスペクト比の下限は特に限定されないが、前記定義上、最小値は１となる。

なお、旧オーステナイト粒の平均円相当径とアスペクト比は、試料としての鋼板にピクリン酸腐食を施した後、光学顕微鏡を用いて倍率２００倍で観察を行い、撮影した画像を画像解析装置を用いて解析することにより求めることができる。

［板厚］
本発明の低降伏比高張力厚鋼板の板厚は特に限定されず、任意の厚さとすることができるが、１２ｍｍ以上１００ｍｍ以下とすることが好ましい。

［機械的特性］
（降伏強さ）
本発明の低降伏比高張力厚鋼板の降伏強さ（ＹＰ）は、特に限定されず任意の値とすることができるが、６３０ＭＰａ以上とすることが好ましい。

（引張強さ）
本発明の低降伏比高張力厚鋼板の引張強さ（ＴＳ）は、特に限定されず任意の値とすることができるが、７８０ＭＰａ以上とすることが好ましい。

（降伏比）
本発明の低降伏比高張力厚鋼板の降伏比（ＹＲ）は、特に限定されず任意の値とすることができるが、８０％以下とすることが好ましい。なお、ここで降伏比とは、引張強さ（ＴＳ）に対する降伏強さ（ＹＰ）の比をパーセンテージで表した値、すなわち、ＹＰ／ＴＳ＊１００（％）を指すものとする。

［製造方法］
次に、本発明の一実施形態における低降伏比高張力厚鋼板の製造方法について説明する。なお、以下の説明においては、特に断らない限り、温度は板厚中央の温度を指すものとする。板厚中央の温度は、放射温度計で測定した鋼板表面温度から、伝熱計算により求めることができる。また、熱間圧延後の冷却条件における温度条件は、板厚１／４位置における温度とし、冷却速度も板厚１／４位置における温度に基づいて算出された平均冷却速度を意味する。

本発明の低降伏比高張力厚鋼板は、上述した成分組成を有する鋼素材を、熱間圧延した後、音響異方性を低減するための再加熱処理を行い、次いで、母材の強度と靭性を向上させるための冷却を行うことにより製造することができる。その際、前記冷却を、Ａｒ_３変態点以上の温度から開始することに加え、途中に空冷をはさむ２段階の加速冷却とする。以下、各工程について具体的に説明する。

（熱間圧延工程）
上述した成分組成を有する鋼素材を熱間圧延して厚鋼板とする。前記鋼素材の製造方法は、とくに限定されないが、例えば、上記した組成を有する溶鋼を常法により溶製し、鋳造して製造することができる。前記溶製は、転炉、電気炉、誘導炉等、任意の方法により行うことができる。また、前記鋳造は、生産性の観点から連続鋳造法で行うことが好ましいが、造塊−分解圧延法により行うこともできる。前記鋼素材としては、例えば、鋼スラブを用いることができる。

前記鋼素材は、圧延に先立って加熱される。前記加熱は、鋳造などの方法によって得た鋼素材を一旦冷却した後に行ってもよく、また、得られた鋼素材を冷却することなく直接、前記加熱に供することもできる。なお、本発明においては熱間圧延後の熱処理によって厚鋼板のミクロ組織や特性を制御するため、前記加熱温度は特に限定されず、任意の温度とすることができる。しかし、前記加熱温度が９００℃未満であると、鋼素材の変形抵抗が高いため、熱間圧延における圧延機への負荷が増大し、熱間圧延を行うことが困難となる場合がある。そのため、前記加熱温度は９００℃以上とすることが好ましい。一方、前記加熱温度が１２５０℃より高いと、鋼の酸化が顕著となり、酸化によるロスが増大する結果、歩留まりが低下する。そのため、前記加熱温度は１２５０℃以下とすることが好ましい。

上記加熱の後、加熱された鋼素材を熱間圧延して厚鋼板とする。厚鋼板の最終板厚は特に限定されないが、上述したように、１２ｍｍ以上１００ｍｍ以下とすることが好ましい。

熱間圧延が終了した後、後述するように再加熱が行われるが、熱間圧延と再加熱との間において、厚鋼板を冷却することもできる。前記冷却を行う場合の条件は特に限定されないが、空冷、水冷など、任意の方法で冷却を行うことができる。前記水冷としては、水を用いた任意の冷却方法（例えば、スプレー冷却、ミスト冷却、ラミナー冷却など）を用いることができる。冷却温度は、特に限定されないが、例えば、常温（２０℃など）以上、３００℃以下とすることができる。

（再加熱工程）
上記熱間圧延によって得られた厚鋼板に伸長粒が残存すると音響異方性が低下するため、再加熱処理を行う。前記再加熱工程においては、特定の再加熱温度まで厚鋼板を加熱した後、前記再加熱温度に保持する。前記再加熱処理を行うことにより、均一で細かいオーステナイト組織とすることができる。

再加熱温度：９００〜１０００℃
再加熱工程における再加熱温度が９００℃未満であると、焼入性が低下して粗大な上部ベイナイトまたはフェライトが生成する。そのため、再加熱温度は９００℃以上とする。
一方、再加熱温度が１０００℃を超えると、オーステナイト粒が粗大となり、厚鋼板の靭性が低下する。そのため、再加熱温度１０００℃以下とする。

保持時間：１０分以上
再加熱処理の保持時間は１０分以上とする。保持時間が１０分未満では、オーステナイト粒径のバラツキが大きくなるからである。

前記再加熱には、再加熱温度と保持時間を上記の通り制御することできるものであれば、任意の加熱方法を用いることが用いることができる。加熱方法の一例としては、炉加熱が挙げられる。前記炉加熱には、特に限定されることなく、一般的な熱処理炉を用いることができる。

（第１水冷工程）
次に、前記再加熱工程後の厚鋼板を、冷却する。本発明における冷却は、途中に空冷を挟んだ２回の加速冷却からなる。第１水冷工程において４００℃〜５５０℃の冷却停止温度まで冷却を行った後、３０〜３００秒間空冷することによって、鋼板組織の８０％以上をベイナイト変態させ、かつ未変態のオーステナイトへＣを濃化させる。その後、再度加速冷却することで、未変態のオーステナイトを島状マルテンサイトに変態させることができる。まず、第１水冷工程における上限について以下に説明する。

冷却開始温度：Ａｒ_３変態点以上
第１水冷工程における冷却開始温度がＡｒ_３変態点未満であると、熱間圧延時に形成された伸長粒が残存する。そのため、冷却開始温度はＡｒ_３変態点以上とする。なお、Ａｒ_３変態点（℃）は下記（１）式により求めることができる。
Ａｒ_３＝８６８−３９６Ｃ＋２５Ｓｉ−６８Ｍｎ−２１Ｃｕ−３６Ｎｉ−２５Ｃｒ−３０Ｍｏ…（１）
ただし、上記（１）式中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、およびＭｏは、各元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合は０とする。

冷却停止温度：４００〜５５０℃
冷却停止温度が５５０℃より高いと、フェライトが生成したり、ベイナイトへの変態が不十分となるなどし、必要な量の島状マルテンサイトが得られない。そのため、冷却停止温度は５５０℃以下とする。一方、冷却停止温度が４００℃未満であると、ほぼ１００％ベイナイト変態してしまい、島状マルテンサイトが得られない。そのため、冷却停止温度は４００℃以上とする。

平均冷却速度：１〜２００℃／ｓ
上記第１水冷工程における平均冷却速度が１℃／ｓ未満であると、ベイナイトを主体とし、かつ所定の島状マルテンサイトを含む焼入組織が得られない。そのため、前記平均冷却速度は１℃／ｓ以上とする。一方、平均冷却速度が２００℃／ｓより高いと、鋼板内の各位置における温度制御が困難となり、板幅方向や圧延方向に材質のばらつきが出やすくなり、その結果、引張特性などの材質上のばらつきが生じる。そのため、平均冷却速度を２００℃／ｓ以下とする。

前記第１水冷工程における水冷は、特に限定されることなく、水を用いた任意の冷却方法で行うことができる。前記冷却方法としては、例えば、スプレー冷却、ミスト冷却、ラミナー冷却などが挙げられ、中でも、ミスト冷却を用いることが好ましい。

（空冷工程）
空冷時間：３０〜３００ｓ
上記第１水冷工程終了後、空冷を行う。前記空冷を行う時間（以下、「空冷時間」という）が３０ｓ未満であると、ベイナイト変態率が不十分となり、島状マルテンサイトが得られない。そのため、空冷時間は３０ｓ以上とする。一方、空冷時間が３００ｓより長いと、操業能率が悪くなる。そのため空冷時間は３００ｓ以下とする。

（第２水冷工程）
平均冷却速度：１〜２００℃／ｓ
上記空冷工程終了後、平均冷却速度：１〜２００℃／ｓでの第２水冷工程を実施する。前記平均冷却速度が１℃／ｓ未満であると、ベイナイトを主体とし、所定の島状マルテンサイトを含む焼入組織が得られない。そのため、平均冷却速度は１℃／ｓ以上とする。一方、平均冷却速度が２００℃／ｓより高いと、鋼板内の各位置における温度制御が困難となり、板幅方向や圧延方向に材質のばらつきが出やすくなり、その結果、引張特性などの材質上のばらつきが生じる。そのため、平均冷却速度を２００℃／ｓ以下とする。

冷却停止温度：３００℃以下
第２水冷工程における冷却停止温度が３００℃より高いと、島状マルテンサイトの生成が不十分となり、強度特性を満足できない。そのため、前記冷却停止温度を３００℃以下とする。

前記第２水冷工程における水冷は、特に限定されることなく、水を用いた任意の冷却方法で行うことができる。前記冷却方法としては、例えば、スプレー冷却、ミスト冷却、ラミナー冷却などが挙げられ、中でも、ミスト冷却を用いることが好ましい。なお、第１水冷工程と第２水冷工程における冷却方法は、同じであってもよく、異なっていてもよい。

［焼き戻し工程］
本発明の一実施形態においては、厚鋼板の靭性を向上させるために、上記第２水冷工程後、任意に、さらに焼き戻しを行うことができる。

焼き戻し温度：４００℃以上Ａｃ_１変態点未満
焼き戻し処理後のミクロ組織において、硬質相の硬度が、母相の硬度よりも十分に高ければ、高強度と低降伏比を両立させる効果を一層高めることができる。焼き戻し温度が４００℃未満では、上記の効果が得られない。そのため、焼き戻し温度を４００℃以上とする。一方、焼き戻し温度がＡｃ_１変態点以上であると、厚鋼板の強度が低下して７８０ＭＰａ以上の引張強さを達成し難くなる。そのため、焼き戻し温度はＡｃ_１変態点未満とする。なお、Ａｃ_１変態点（℃）は例えば、下記（２）式により求めることができる。
Ａｃ_１＝７５１−２７Ｃ＋１８Ｓｉ−１２Ｍｎ−２３Ｃｕ−２３Ｎｉ＋２４Ｃｒ＋２３Ｍｏ−４０Ｖ−６Ｔｉ＋２３３Ｎｂ−１６９Ａｌ・・・（１）
ただし、上記（１）式中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＡｌは各合金元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合は０とする。

前記焼き戻し工程における、前記焼き戻し温度での保持時間は、０〜２０分とすることが好ましい。前記保持時間が０の場合は、温度保持を行わないことを意味する。温度保持を行わない場合には、前記焼き戻し温度に到達した時点で加熱を停止すればよく、例えば、熱処理炉を用いている場合には、炉から厚鋼板を取り出すことができる。

表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法によって鋼素材としての鋼スラブ（厚さ：２５０ｍｍ）とした。なお、上述した（１）式よって求めたＡｒ_３変態点（℃）および（２）式によって求めたＡｃ_１変態点（℃）を表１に併記する。

前記鋼スラブを１１５０℃に加熱した後、熱間圧延して厚鋼板とした。前記熱間圧延における圧延終了温度と最終板厚を表２に示す。

次いで、熱間圧延後の厚鋼板を、表２に示した方法で２００℃まで冷却した。なお、Ｎｏ．２３では、熱延後の冷却を、８００℃〜５００℃の間の平均冷却速度が１６℃／ｓである制御冷却（水冷）とした。同様に、Ｎｏ．２５では、熱延後の冷却を、８００℃〜５００℃の間の平均冷却速度が４０℃／ｓである制御冷却（水冷）とした。

次いで、前記厚鋼板に対して、表２に示した条件で再加熱処理を施した。前記再加熱には、熱処理炉を用いた。なお、比較のため、一部の比較例では再加熱工程、第１水冷工程、空冷工程、および第２水冷工程を行わなかった。

次に、再加熱された厚鋼板に対して、表２に示した条件で第１水冷、空冷、および第２水冷を順次施した。なお、比較のため、一部の比較例においては、第１水冷を行った後、空冷および第２水冷を行わなかった。さらに、一部の厚鋼板に対しては、表２に示した条件で焼き戻しを施した。

上記のようにして得た厚鋼板のそれぞれについて、ミクロ組織、機械的特性、溶接部靭性、および音響異方性を評価した。前記評価は、以下に述べる方法で行った。

（ミクロ組織）
前記厚鋼板から、板厚１／４位置が観察位置となるように、組織観察用の試験片を採取した。前記試験片を、圧延方向と垂直な断面が観察面となるよう樹脂に埋め、鏡面研磨した。次いで、レペラ腐食を実施した後、倍率１０００倍の走査電子顕微鏡で観察して組織の画像を撮影し、島状マルテンサイト組織を同定した。撮影された５視野分の画像を画像解析装置によって解析し、島状マルテンサイト組織の面積分率、平均円相当径、個数密度を求めた。

次いで、島状マルテンサイト組織観察後の試料を再度鏡面研磨し、ピクリン酸腐食を実施した後、倍率２００倍の光学顕微鏡で旧オーステナイト組織を観察し、撮影された５視野分の画像を、画像解析装置を用いて解析することにより、旧オーステナイト粒の平均円相当径および平均アスペクト比を求めた。

さらに、前記厚鋼板から、板厚１／４位置が観察位置となるように、組織観察用の試験片を採取した。前記試験片を、圧延方向と垂直な断面が観察面となるよう樹脂に埋め、鏡面研磨した。次いで、ナイタール腐食を実施した後、倍率２００倍の走査型電子顕微鏡で観察して組織の画像を撮影した。撮影された５視野分の画像を画像解析装置によって解析し、ベイナイト組織の面積分率を求めた。

（機械的特性）
前記厚鋼板の板厚中央（板厚１／２位置）から、ＪＩＳ４号引張試験片を採取した。前記引張試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して引張試験を実施して、厚鋼板の降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）を評価した。

また、前記厚鋼板の板厚中央（板厚１／２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た。前記Ｖノッチ試験片を用い、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℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ_０）を求め、母材靭性を評価した。

（溶接部靭性）
前記厚鋼板の溶接部靭性を評価するために、溶接継手１０を作成し、溶接継手１０の溶接ボンド部におけるシャルピー吸収エネルギーを測定した。

溶接継手１０は、まず、前記厚鋼板から採取した継手用試験板をスキンプレート１１およびダイアフラム１２として用いて図１に示す開先を準備し、次いで、エレクトロスラグ溶接（溶接入熱量≧４００ｋＪ／ｃｍ）を施すことにより作製した。前記継手用試験板の板厚ｔは、前記厚鋼板の板厚のままとした。

図２に示すように、溶接継手１０の溶接継手部から、ノッチ位置１７がボンド部となるようにＪＩＳ４号シャルピー衝撃試験片を採取した。前記シャルピー試験片を用い、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（ｖＥ_０）を求めた。

（音響異方性）
厚鋼板の音響異方性を評価するために、ＪＩＳ Ｚ ３０６０に規定されている横波音速比を評価した。ここで、横波音速比は、横波の振動方向を圧延直交方向（Ｃ方向）としたときの音速ＣＳＣ（ｍ／秒）に対する、横波の振動方向を圧延方向（Ｌ方向）としたときの音速ＣＳＬ（ｍ／秒）の比、ＣＳＬ／ＣＳＣとして定義される値である。

以上方法による評価結果を、表３に示す。なお、引張り強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上、降伏強さ（ＹＰ）が６３０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が８０％以下、０℃における吸収エネルギー（ｖＥ_０）が１００Ｊ以上、継手ボンド部の０℃における吸収エネルギー（ｖＥ_０）が４７Ｊ以上、ＣＳＬ／ＣＳＣが１．０２０以下となることが望ましい。

以上の結果から分かるように、本発明の条件を満たす厚鋼板は、いずれも、引張強さ：７８０ＭＰａ以上、降伏強さ：６３０ＭＰａ以上、降伏比：８０％以下、０℃での吸収エネルギーｖＥ_０：１００Ｊ以上であり、高強度、低降伏比であるとともに、靭性にも優れていた。また、溶接入熱量が４００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施した場合であっても、ボンド部におけるｖＥ_０が４７Ｊ以上と、優れた大入熱溶接熱影響部靭性を有していた。さらに、ＣＳＬ／ＣＳＣが１．０２０以下であり、音響異方性も低減されていた。一方、本発明の条件を満たさない厚鋼板は、母材強度、降伏比、母材靭性、大入熱溶接熱影響部靭性、および音響異方性のうち、少なくとも１つの特性が劣っていた。

１０ 溶接継手
１１ スキンプレート
１２ ダイアフラム
１３ 当金
１４ 溶接金属
１５ 熱影響部（ＨＡＺ）
１６ シャルピー試験片採取位置
１７ ノッチ位置（ボンド部）

Claims (5)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０３〜０．１３％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
   Ｍｎ：０．８〜３．０％、
   Ｐ ：０．０１５％以下、
   Ｓ ：０．００５０％以下、
   Ａｌ：０．００５〜０．１％、
   Ｔｉ：０．００４〜０．０３０％、および
   Ｎ ：０．００１５〜０．００６５％を含有し、
   残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、
   Ｎ含有量（質量％）に対するＴｉ含有量（質量％）の比Ｔｉ／Ｎが２．０超、４．２未満である成分組成を有し、
   旧オーステナイト粒の平均円相当径が１０〜４０μｍ、
   旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が３．０以下、
   ベイナイト相の面積分率が８０％以上、
   島状マルテンサイトの面積分率が５〜２０％、
   島状マルテンサイトの平均円相当径が１．０〜５．０μｍ、かつ
   島状マルテンサイトの個数密度が１．０×１０^３〜５．０×１０^５個／ｍｍ^２であるミクロ組織を有する、低降伏比高張力厚鋼板。
2. 前記成分組成が、質量％で、
   Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
   Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
   Ｃｒ：１．５％以下、
   Ｍｏ：１．０％以下、
   Ｎｂ：０．１％以下、
   Ｖ ：０．２％以下、
   Ｃａ：０．００５％以下、
   ＲＥＭ：０．０２％以下、
   Ｍｇ：０．００５％以下、および
   Ｂ ：０．００５％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、請求項１に記載の低降伏比高張力厚鋼板。
3. 質量％で、
   Ｃ ：０．０３〜０．１３％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
   Ｍｎ：０．８〜３．０％、
   Ｐ ：０．０１５％以下、
   Ｓ ：０．００５０％以下、
   Ａｌ：０．００５〜０．１％、
   Ｔｉ：０．００４〜０．０３０％、および
   Ｎ ：０．００１５〜０．００６５％を含有し、
   残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、
   Ｎ含有量（質量％）に対するＴｉ含有量（質量％）の比Ｔｉ／Ｎが２．０超、４．２未満である成分組成を有する鋼素材を熱間圧延して厚鋼板とする熱間圧延工程と、
   前記厚鋼板を、９００〜１０００℃の再加熱温度まで再加熱し、前記再加熱温度に１０分以上保持する再加熱工程と、
   前記再加熱工程後の厚鋼板を、Ａｒ_３変態点以上の冷却開始温度から、板厚１／４位置における平均冷却速度：１〜２００℃／ｓで、４００〜５５０℃の冷却停止温度まで冷却する第１水冷工程と、
   前記第１水冷工程後の厚鋼板を３０〜３００ｓ空冷する空冷工程と、
   前記空冷工程後の厚鋼板を、板厚１／４位置における平均冷却速度：１〜２００℃／ｓで、３００℃以下の冷却停止温度まで冷却する第２水冷工程とを有する、
   低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。
4. 前記成分組成が、質量％で、
   Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
   Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
   Ｃｒ：１．５％以下、
   Ｍｏ：１．０％以下、
   Ｎｂ：０．１％以下、
   Ｖ ：０．２％以下、
   Ｃａ：０．００５％以下、
   ＲＥＭ：０．０２％以下、
   Ｍｇ：０．００５％以下、および
   Ｂ ：０．００５％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、請求項３に記載の低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。
5. 前記第２水冷工程後の厚鋼板を、４００℃以上Ａｃ_１変態点未満の焼き戻し温度で焼き戻す焼き戻し工程をさらに有する、請求項３または４に記載の低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。

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