本发明涉及使用供于海洋结构物、风力发电、船舶、压力容器、压力水管等钢结构物的高张力钢板作为母材的焊接接头，特别涉及将屈服应力(YS)为355MPa以上且实施多层焊接时的该焊接部的低温韧性优异的高张力钢板作为母材，介由具有优异的韧性的焊接金属制作的焊接接头。
背景技术：
在船舶、海洋结构物、风力发电设备、压力容器中使用的钢经焊接接合，精加工成所希望的形状的结构物。因此，从结构物的安全性的观点考虑，对于这些钢而言，要求母材的强度高、韧性优异自不必说，还要求焊接接头部(焊接金属、焊接热影响部)的韧性优异。
作为钢的韧性的评价基准，以往，主要使用由夏比冲击试验得到的吸收能量，但近年来，为了进一步提高可靠性，大多使用裂纹尖端张开位移试验(Crack Tip Opening Displacement Test，以下作为CTOD试验，将该试验中的评价结果称为CTOD特性或CTOD值)。在该试验中，将在韧性评价部产生了疲劳预裂纹的试验片进行3点弯曲，测定临破坏前的裂纹的张开量(塑性变形量)，由此评价脆性破坏的产生阻力。
由于在CTOD试验中使用疲劳预裂纹，因而当极微小的区域成为韧性评价部，存在局部脆化区域时，存在即使在夏比冲击试验中得到良好的韧性，也会显示低韧性的情况。
上述局部脆化区域容易产生在板厚较厚的钢等由于多层堆焊而经过复杂的热历程的焊接热影响部(以下，也称为HAZ)，接合部(焊接金属与母材的边界)、接合部被再次加热成双相区的部分(在第1循环的焊接中成为粗粒，因后续的焊道焊接被加热成铁素体和奥氏体的双相区的区域，以下称为双相区再加热部)成为局部脆化区域。
由于上述接合部被暴露在略低于熔点的高温下，所以奥氏体晶粒粗大化，经过后续的冷却而容易转变为韧性低的上贝氏体组织，因此基体本身的韧性低。另外，接合部容易生成魏氏体组织、岛状马氏体(MA)等脆化组织，韧性进一步降低。
为了提高焊接热影响部(HAZ)的韧性，例如使Ti/N微细地分散在钢中，抑制奥氏体晶粒的粗大化，或者作为铁素体转变核进行利用的技术已实用化。然而，在接合部中有时加热到Ti/N溶解的温度区域，焊接部的低温韧性要求越严格，上述的作用效果越得不到发挥。
另一方面，在专利文献1、专利文献2中公开了如下技术，即通过与Ti一起复合添加稀土元素(REM)，使微细粒子分散在钢中，从而抑制奥氏体的晶粒生长，提高焊接部韧性。
另外，还提出了使Ti的氧化物分散的技术、将BN的铁素体成核能力和氧化物分散进行组合的技术、通过进一步添加Ca、REM来控制硫化物的形态而提高韧性的技术。
但是，这些技术以强度较低、合金元素量少的钢材为对象，当为强度更高、合金元素量多的钢材时，HAZ组织成为不含有铁素体的组织，因而无法应用。
因此，作为容易在焊接热影响部生成铁素体的技术，专利文献3中公开了一种主要将Mn的添加量提高到2％以上的技术。但是，对于连续铸造材料而言，Mn容易偏析于钢坯的中心部，不仅在母材，在焊接热影响部，中心偏析部的硬度也会增加，成为破坏的起点，因此引起母材和HAZ韧性降低。
另一方面，对于双相区再加热部，利用双相区再加热，碳在逆转变为奥氏体的区域稠化，在冷却中生成包含岛状马氏体的脆弱的贝氏体组织，韧性降低。因此，已公开如下技术，通过使钢组成低C化、低Si化，抑制岛状马氏体的生成，提高韧性，添加Cu，从而确保母材强度(例如，专利文献4)。这些方法是利用Cu的析出强化来提高强度的方法，但专利文献4采取将轧制后的冷却速度设为0.1℃/s以下，在该过程中析出Cu粒子的方法，但在制造稳定性上存在问题。
另外，在专利文献5中提出了利用钢板组成和焊接金属组成的组合得到的韧性优异的焊接接头。在该技术中，通过在钢板和焊接金属中确保规定量以上的B，从而对HAZ和焊接金属进行组织控制，得到优异的韧性。但是，根据焊接条件，添加B有时导致马氏体等硬质相生成，反而使韧性恶化。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特公平03－053367号公报
专利文献2：日本特开昭60－184663号公报
专利文献3：日本专利第3697202号公报
专利文献4：日本专利第3045856号公报
专利文献5：日本专利第3722044号公报
技术实现要素：
近年来，随着船舶、海洋结构物、风力发电设备、压力容器、压力水管等钢铁结构物的大型化，对钢材迫切期望更进一步的高强度化。这些钢铁结构物中使用的钢材多为例如板厚为30mm以上的厚壁材料，因此，为了确保屈服应力355MPa级或其以上的强度，增加所添加的合金元素的钢成分体系是有利的。然而，如上所述，难以说以合金元素量多的高强度钢材为对象地对接合部、双相区再加热部的韧性提高进行了充分研究。
因此，本发明的目的在于提供一种将高张力钢板作为母材的CTOD特性优异的焊接接头，上述高张力钢板适合供于海洋结构物、船舶、风力发电设备、压力容器、压力水管等钢铁结构物，屈服应力(YS)为355MPa以上，多层焊接部的焊接热影响部的低温韧性(CTOD特性)优异。
发明人等为了解决上述课题反复进行了深入研究，结果基于以下技术思想进行具体的成分设计，从而完成了本发明。
i)由于CTOD特性是用钢板整个厚度的试验片进行评价的，因此成分稠化的中心偏析部成为破坏的起点。因此，为了提高焊接热影响部的CTOD特性，将容易作为钢板的中心偏析而稠化的元素控制为适当量，抑制中心偏析部的固化。钢水凝固时在成为最终凝固部的钢坯的中心，C、Mn、P、Ni和Nb与其它元素相比，稠化度高，因此利用中心偏析部硬度指标，控制这些元素的添加量，从而抑制在中心偏析的硬度。
ii)为了提高焊接热影响部的韧性，有效利用Ti/N，在焊接接合部附近抑制奥氏体晶粒的粗大化。通过将Ti/N控制为适当量，能够使Ti/N均匀地微细分散在钢中。
iii)将出于硫化物的形态控制的目的而添加的Ca的化合物(CaS)的结晶化用于焊接热影响部的韧性提高。CaS与氧化物相比，在低温下结晶化，因此能够均匀地微细分散。然后，通过将CaS的添加量和添加时的钢水中的溶解氧量控制在适当范围内，从而即使在CaS结晶化后也能够确保固溶S，因此在CaS的表面上MnS析出而形成复合硫化物。在该MnS的周围形成Mn的稀薄带，从而进一步促进铁素体转变。
iv)为了确保焊接金属的低温韧性，希望抑制晶界铁素体的生成、魏氏体铁素体的生成，形成微细的针状铁素体。因此，在焊接金属中添加因偏析于晶界而抑制铁素体的生成的B是有利的。然而，根据焊接条件，有时生成粗大的铁碳硼化物，反而降低韧性，因此需要将B设为适当量。另一方面，由于B从焊接金属向母材侧(HAZ)扩散，提高HAZ的淬透性，所以有时也助长了作为脆化相的马氏体的生成，使韧性恶化，因此仍然需要将B设为适当量。
本发明是基于上述见解而完成的，本发明的主旨构成如下。
1.一种焊接接头，是将钢板作为母材，介由焊接金属制作而成的，
上述钢板以质量％计，含有C：0.03～0.09％、Si：0.01～0.35％、Mn：1.3～2.0％、P：0.012％以下、S：0.0035％以下、Al：0.01～0.06％、Ni：小于0.3％、Mo：小于0.10％、Nb：0.005～0.023％、Ti：0.005～0.025％、B：小于0.0003％、N：0.002～0.005％、Ca：0.0005～0.0050％和O：0.0030％以下，由下述式(1)规定的Ceq：0.320～0.420、Ti/N：1.5～4.0以及满足下述式(2)和式(3)，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
上述焊接金属含有C：0.040～0.090％、Si：0.1～0.8％、Mn：1.0～2.5％、Al：0.02％以下、Ni：0.1～1.0％、Mo：0.05～0.50％、Ti：0.005～0.050％和B：0.0015％以下Ti：0.005～0.050％，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成。
Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5…(1)
0＜[[Ca]－(0.18+130×[Ca])×[O]]/1.25/[S]＜1…(2)
5.5[C]4/3+15[P]+0.90[Mn]+0.12[Ni]+7.9[Nb]1/2+0.53[Mo]≤3.00…(3)
这里，[]为该括弧内的元素的含量(质量％)
2.根据上述1所述的焊接接头，其特征在于，上述钢板以质量％计，进一步含有选自Cu：0.7％以下、Cr：0.1～1.0％和V：0.005～0.050％中的1种或2种以上。
3.根据上述1或2所述的焊接接头，其特征在于，上述钢板的中心偏析部的硬度满足下述式(4)。
Hvmax/Hvave≤1.35+0.006/[C]－t/500·····(4)
这里，Hvmax：中心偏析部的维氏硬度的最大值，Hvave：除了从表面到板厚的1/4为止、从背面到板厚的1/4为止和中心偏析部以外的部分的维氏硬度的平均值，[C]：C含量(质量％)，t：钢板的板厚(mm)
4.根据上述1、2或3所述的焊接接头，其特征在于，上述焊接金属以质量％计，进一步含有选自Cu：0.01～0.20％、Cr：0.01～0.50％、V：0.001～0.080％和Nb：0.001～0.040％中的1种或2种以上。
根据本发明，能够得到适用于海洋结构物等大型的钢结构物的屈服应力(YS)为355MPa以上、多层焊接部的CTOD特性优异的焊接接头，在产业上极其有用。
具体实施方式
对在本发明中将钢板和焊接金属的成分组成限定于上述范围的理由，对应每个成分进行详细说明。应予说明，与以下描述的成分组成有关的“％”只要没有特别说明，就表示“质量％”。
首先，示出作为母材的钢板的化学组成的限定理由。
C：0.03～0.09％
C是确保作为母材的钢板的强度所必需的元素。C小于0.03％时，淬透性降低，为了确保强度，需要大量添加Cu、Ni、Cr和Mo等提高淬透性的元素，会导致成本高。另外，超过0.09％的添加使焊接部韧性降低。因此，将C量设为0.03～0.09％的范围。优选为0.040～0.085％。
Si：0.01～0.35％
Si是作为脱氧材料并且是为了得到母材强度而添加的成分。但是，超过0.35％的大量添加会导致焊接性的降低和焊接接头韧性的降低，因此需要将Si量设为0.01～0.35％。优选为0.28％以下。进一步优选为0.03～0.25％。
Mn：1.3～2.0％
Mn为了确保母材强度和焊接接头强度而添加1.3％以上。但是，超过2.0％的添加使焊接性降低，淬透性过剩，降低母材韧性和焊接接头韧性，因此设为1.3～2.0％的范围。优选为1.4～1.9％。进一步优选为1.4～1.8％。
P：0.012％以下
作为杂质元素的P使母材韧性和焊接部韧性降低。特别是，在焊接部中含量超过0.012％时，CTOD特性显著降低，因此设为0.012％以下。优选为0.009％以下。
S：0.0035％以下
S是不可避免地混入的杂质，超过0.0035％地含有时，降低母材和焊接部韧性，因此，设为0.0035％以下。优选为0.0030％以下。
Al：0.01～0.06％
Al是为了使钢水脱氧而添加的元素，需要含有0.01％以上。另一方面，添加超过0.06％时，降低母材和焊接部韧性，并且由于焊接引起的稀释而混入焊接金属部，降低韧性，限制为0.06％以下。优选为0.017～0.055％。应予说明，在本发明中，用酸可溶性Al(也称为Sol.Al等)规定Al量。
Ni：小于0.3％
Ni是对提高钢的强度和韧性有效的元素，也对提高焊接部CTOD特性有效。因此，优选设为0.05％以上。但是，Ni是一种昂贵的元素，另外过量添加在铸造时容易在钢坯的表面产生划伤，因此含有时，将上限设为小于0.3％。进一步优选为0.06～0.28％。
Mo：小于0.10％(包括0)
Mo是对提高强度有效的元素，有时根据需要而含有。另一方面，因为Mo在焊接热影响部生成脆弱的马氏体，所以含有Mo时，设为小于0.10％。优选为小于0.08％。
Nb：0.005～0.023％
Nb有助于在奥氏体的低温区域形成未再结晶区域，通过在该低温区域实施轧制，能够实现母材的组织微细化和高韧化。另外，也是对提高淬透性、回火时的软化阻力有效、对提高母材强度有效的元素。为了得到上述效果，需要含有0.005％以上，超过0.023％的含量促进在焊接热影响部的韧性差的上贝氏体、马氏体的生成，因此将上限设为0.023％。优选将上限设为0.020％。进一步优选为0.008～0.020％。
Ti：0.005～0.025％
Ti在钢水凝固时以Ti/N的形式析出，抑制焊接部的奥氏体粗大化，有助于提高焊接部的韧性。但是，含有小于0.005％时，其效果小，另一方面，如果含有超过0.025％，则Ti/N粗大化，得不到母材、焊接部韧性改善效果，因此设为0.005～0.025％。优选为0.006～0.020％。进一步优选为0.008～0.016％。
B：小于0.0003％
B在从奥氏体区域冷却钢时，在奥氏体晶界发生偏析，抑制铁素体转变，生成大量含有马氏体的贝氏体组织。B的添加特别使焊接热影响部的组织脆化，因此限制在小于0.0003％。
N：0.002～0.005％
N通过与Ti、Al反应而形成析出物，从而使结晶粒微细化，提高母材韧性。另外，N是用于形成抑制焊接部的组织的粗大化的Ti/N所必需的元素。为了发挥这些作用，需要含有0.002％以上的N。另一方面，添加超过0.005％时，固溶N使母材、焊接部的韧性显著降低，或者因生成Ti/Nb复合析出物导致固溶Nb减少，随之强度降低，因此将上限设为0.005％。进一步优选为0.0025～0.0045％。
Ca：0.0005～0.0050％
Ca是通过固定S来提高韧性的元素。为了得到该效果，至少需要添加0.0005％。但是，即便含有超过0.0050％，其效果也饱和，因此在0.0005～0.0050％的范围内进行添加。进一步优选为0.008～0.0035％。
O：0.0030％以下
O超过0.0030％时，母材的韧性恶化，因此设为0.0030％以下，优选为0.0025％以下。
此外，重要的是由下述式(1)规定的Ceq：0.320～0.420、Ti/N：1.5～4.0，以及满足下述式(2)和式(3)。应予说明，各式中的[]为该括弧内的元素的含量(质量％)。
Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5…(1)
0＜[[Ca]－(0.18+130×[Ca])×[O]]/1.25/[S]＜1…(2)
5.5[C]4/3+15[P]+0.90[Mn]+0.12[Ni]+7.9[Nb]1/2+0.53[Mo]≤3.00…(3)
Ceq：0.320～0.420
由上述式(1)规定的Ceq小于0.320时，难以得到屈服应力355MPa级的强度。另一方面，如果Ceq超过0.420，则焊接性、焊接部韧性降低，因此设为0.420以下。优选为0.340～0.420。
Ti/N：1.5～4.0
Ti/N小于1.5时，生成的Ti/N量减少，未形成Ti/N的固溶N使焊接部韧性降低。另外，如果Ti/N超过4.0，则Ti/N粗大化，使焊接部韧性降低。因此，Ti/N的范围设为1.5～4.0，优选设为1.8～3.5。应予说明，Ti/N为各元素的含量(质量％)之比。
0＜[[Ca]－(0.18+130×[Ca])×[O]]/1.25/[S]＜1
[[Ca]－(0.18+130×[Ca])×[O]]/1.25/[S]是表示对硫化物形态控制有效的Ca与S的原子浓度之比的值，也被称为ACR(Atomic Concentration Ratio)。利用该值可以推断硫化物的形态，为了使在高温下也不溶解的铁素体转变生成核CaS微细分散，需要对其进行规定。即，ACR为0以下时，CaS不结晶。因此，S以MnS单独的形态析出，结果得不到在焊接热影响部的铁素体生成核。另外，单独析出的MnS在轧制时伸长，导致母材的韧性降低。
另一方面，ACR为1以上时，S完全被Ca固定，作为铁素体生成核起作用的MnS不在CaS上析出，因此，复合硫化物无法实现铁素体生成核的微细分散，得不到韧性提高效果。这样，ACR超过0且小于1时，MnS析出在CaS上，形成复合硫化物，该复合硫化物作为铁素体生成核有效地发挥功能。应予说明，ACR优选为0.2～0.8的范围。
5.5[C]4/3+15[P]+0.90[Mn]+0.12[Ni]+7.9[Nb]1/2+0.53[Mo]≤3.00
5.5[C]4/3+15[P]+0.90[Mn]+0.12[Ni]+7.9[Nb]1/2+0.53[Mo]是由因中心偏析而容易稠化的成分构成的中心偏析部硬度指标，在以下的说明中称为Ceq*值。此外，CTOD试验是将钢板整个厚度作为对象的试验。因此，供给该试验的试验片包括中心偏析，在中心偏析的成分稠化显著时，在焊接热影响部生成固化区域，因此得不到良好的CTOD值。通过将Ceq*值控制为适当范围，能够抑制中心偏析部的过度的硬度上升，即使在板厚较厚的钢材的焊接部也能够得到优异的CTOD特性。Ceq*值的适当范围由实验求得，Ceq*值超过3.00时，CTOD特性降低，因此设为3.00以下。优选为2.90以下。
以上是本发明的基本成分组成，但期待进一步提高特性，可以含有选自Cu：0.7％以下、Cr：0.1～1.0％和V：0.005～0.050％中的1种或2种以上。
Cu：0.7％以下
Cu对提高母材的强度是有效的，因此，优选添加0.1％以上。但是，添加超过0.7％时会降低热延性，因此优选设为0.7％以下。更优选为0.6％以下。
Cr：0.1～1.0％
Cr是对使母材高强度化有效的元素，为了发挥该效果，优选含有0.1％以上。但是，过量含有时，对韧性造成不良影响，因此添加时优选设为1.0％以下。进一步优选为0.2～0.8％。
V：0.005～0.050％
V是含有0.005％以上对提高母材的强度和韧性有效的元素，但含量超过0.050％时，导致韧性降低，因此添加时优选为0.005～0.050％。
此外，如下规定钢板的中心偏析部的硬度在提高CTOD特性方面是有利的。
Hvmax/Hvave≤1.35+0.006/[C]－t/500
首先，在上式中，Hvmax表示中心偏析部的维氏硬度的最大值，Hvave表示钢板的除了从表面到板厚的1/4为止，从背面到板厚的1/4为止和中心偏析部以外的部分的维氏硬度的平均值，[C]表示C含量(质量％)，t表示板厚(mm)。
即，Hvmax/Hvave是表示中心偏析部的硬度的无量纲参数，其值大于由1.35+0.006/[C]－t/500求出的值时，CTOD值降低，因此优选设为1.35+0.006/[C]－t/500以下。更优选设为1.25+0.006/[C]－t·500以下。
这里，Hvmax是在钢板的厚度方向利用维氏硬度试验机(荷重10kgf)对包括中心偏析部的(板厚/40)mm的范围沿板厚方向以0.25mm间隔的方式进行测定而得到的测定值中的最大值。另外，Hvave是以维氏硬度试验机的荷重10kgf对从钢板表面到板厚的1/4的位置与从其背面到板厚的1/4的位置之间的不包括中心偏析部的范围沿板厚方向以一定间隔(例如1～2mm)测定的值的平均值。
接下来，对焊接金属的化学组成示出各成分的限定理由。
C：0.040～0.090％
C为了确保焊接金属的强度，需要添加0.04％以上。另一方面，添加超过0.09％时，因淬透性过度而导致韧性降低。因此，C量为0.04～0.09％。优选为0.050～0.085％。
Si：0.1～0.8％
Si为了确保脱氧和强度而添加，但小于0.1％时，焊接金属的流动性降低，容易产生焊接缺陷。另外，如果超过0.8％，则焊接金属的强度过度，产生裂纹、韧性降低。因此，Si量设为0.1～0.8％。优选为0.1～0.6％。进一步优选为0.1～0.5％。
Mn：1.0～2.5％
Mn为了确保焊接金属的强度而需要添加1.0％以上。另一方面，超过2.5％时，淬透性过度，韧性降低。因此，Mn量设为1.0～2.5％。优选为1.0～2.0％。
Al：0.020％以下
Al为了脱氧，优选需要0.004％以上。另一方面，超过0.020％时，夹杂物增加，抑制Ti氧化物的生成，导致焊接金属组织的粗大化，使韧性降低，因而Al设为0.020％以下。
Ni：0.1～1.0％
Ni为了确保焊接金属的强度和韧性而需要添加，小于0.1％时，没有效果。另一方面，如果超过1.0％，则使流动性降低。因此，设为0.1～1.0％。优选为0.1～0.8％。
Mo：0.05～0.50％
Mo为了确保焊接金属的强度和韧性而需要添加，小于0.05％时，没有效果，另一方面，如果超过0.50％，则该效果饱和，因此将上限设为0.50％。优选为0.08～0.45％。
Ti：0.005～0.050％
Ti使焊接金属中的N成为Ti/N而固定，或者形成氧化物作为针状铁素体的生成核发挥重要作用。小于0.005％时，无法充分地得到该效果，如果超过0.050％，则由于固溶Ti的增加而使韧性明显降低。因此，Ti量设为0.005～0.050％。优选为0.006～0.045％。
B：0.0015％以下
B对焊接金属的强度提高有效，优选添加0.0003％以上。但是，过量的添加使粗大的铁碳硼化物生成，因此设为0.0015％以下。
此外，作为用于利用焊接热输入而调整淬透性的选择元素，可以根据需要单独或复合地添加Cu、Cr、V和Nb。
Cu：0.01～0.20％
Cu对焊接金属的强度提高有效，为了得到该效果，优选添加0.01％以上，但超过0.20％时，高温裂纹、韧性降低，优选设为0.20％以下。
Cr：0.01～0.50％
Cr对焊接金属的强度提高有效，为了得到该效果，优选添加0.01％以上。另一方面，超过0.50％时，韧性降低，因此优选设为0.50％以下。
V：0.001～0.080％
V对焊接金属的强度提高有效，为了得到该效果，优选添加0.001％以上。另一方面，超过0.080％时，韧性降低，因此优选设为0.080％以下。
Nb：0.001～0.040％
Nb对焊接金属的强度提高有效，为了得到该效果，优选添加0.001％以上。另一方面，超过0.040％时，韧性降低，因此优选设为0.040％以下。
本发明的焊接接头优选按照以下所示的制造方法进行制造。
即，利用使用了转炉、电炉或真空溶解炉等的通常的方法对调整为上述成分组成的钢水进行熔炼。接着，经过连续铸造工序形成钢坯后，利用热轧形成所希望的板厚，然后冷却，或追加实施回火处理，制成厚度为30mm以上的钢板。
此时，在热轧工序中，优选对钢坯加热温度和压下率进行规定。具体而言，从对母材赋予高强度和良好的韧性的观点考虑，优选将钢坯加热温度设为1000～1200℃和将总压下率设为50％以上。
将如此得到的钢板作为母材，使用调整为上述成分组成的焊接金属制作焊接接头。此时，钢板的板厚为40mm以下时，对钢板进行X形状的坡口加工，实施双面1层的埋弧焊。钢板的板厚超过40mm时，对钢板进行X或V形状的坡口加工，实施多层堆焊的埋弧焊。
即，双面1层的埋弧焊仅限于板厚为40mm以下的薄钢板的情况下使用。另外，多层堆焊的埋弧焊可以在热输入量为80kJ/cm以上进行。这里，板厚超过40mm实施双面1层焊接时，热输入量大大超过100kJ/cm，有时无法维持焊接部的特性。与此相对，在多层堆焊中，大致可以将100kJ/cm作为上限进行施工。
实施例
将表1所示的成分组成的钢熔炼后，制造厚度为30mm～100mm的厚钢板。作为母材的评价方法，拉伸试验是从钢板的板厚的1/2位置以试验片的长边方向与钢板的轧制方向垂直的方式采取JIS4号试验片，根据JIS Z2241测定屈服应力(YS)和拉伸强度(TS)。
另外，夏比冲击试验是从钢板的板厚的1/2位置以试验片的长边方向与钢板的轧制方向垂直的方式采取JIS V缺口试验片，测定－40℃时的吸收能量vE－40℃。
应予说明，对于母材特性，将满足YS≥355MPa、TS≥470MPa和vE－40℃≥200J的全部的母材评价为良好。
作为焊接部接头，利用埋弧焊制作多层堆焊接头。这里，焊接以热输入量100kJ/cm来实施。
韧性的评价是将钢板的板厚的1/4位置的焊接金属中央和焊接接合部作为夏比冲击试验的缺口位置，测定－40℃的温度时的吸收能量vE－40℃。
对于焊接部特性，将3根的平均值满足vE－40℃≥150J的焊接部接头判断为焊接部接头韧性良好。
另外，将焊接金属中央和焊接接合部作为CTOD试验片的缺口位置，对作为－10℃时的CTOD值的δ－10℃进行测定，将试验数量3根中的CTOD值(δ－10℃)的最小值为0.50mm以上的情况判断为焊接接头的CTOD特性良好。
将焊接金属的化学组成、焊接接头的夏比冲击试验结果和CTOD试验结果一并记于表2。
这里，对于母材的成分组成，钢No.1～5为发明例，钢6～24为成分组成中的任一成分量或各式的值在本发明范围外的比较例。
在表2中接头No.A、B、D、E、H、I、J和M均为本发明例，得到了满足目标的焊接接合部的夏比冲击试验结果和焊接接合部的三点弯曲CTOD试验结果。
另一方面，接头No.C、F、G、K和N～S的钢板组成和/或焊接金属组成在本发明范围外，母材特性或焊接接合部的夏比冲击试验结果和焊接接合部的三点弯曲CTOD试验结果不满足目标。
由表1和2所示的结果可知，根据本发明的钢板的母材的屈服应力(YS)为355MPa以上，且夏比吸收能量(vE-40℃)有200J以上，母材的强度和韧性都优异，进而，焊接接头的焊接金属和接合部的vE－40℃为150J以上，CTOD值为0.5mm以上，焊接热影响部的韧性也优异。与此相对，在偏离本发明的范围的比较例中，只能得到上述的任一种以上的特性差的结果。
[表1]
[表2]