JP2009521601A - 厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】本発明は厚さ中心部の強度及び靭性に優れて、厚さ方向の硬度偏差が少ない溶接構造用極厚物鋼材及びその製造方法に関するもので、より詳細には鋼板の溶接性を確保するために、合金元素の添加量を制限しながらも、厚さ中心部の強度及び靭性に優れて、厚さ方向の硬度偏差が少ない高強度、厚鋼板の製造方法に関するものである。
【解決手段】
上記目的を達成するための本発明の極厚物鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０重量％、Ｓｉ：０．１０〜０．５重量％、Ｍｎ：１．３〜１．７重量％、Ｂ：０．０００５〜０．００２５重量％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３重量％、Ｎ：０．０１０重量％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０３重量％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０５５重量％、残部Ｆｅ及び不可避な不純物からなり、上記ＴｉとＮの含量比率Ｔｉ／Ｎが２．０以上で、下記の関係式１で表される成分指数（ＣＰ）が４０乃至５０の間であることを特徴とする。
［関係式１］
ＣＰ＝１６５×％Ｃ＋６．８×％Ｓｉ＋１０．２×％Ｍｎ＋８０．６×％Ｎｂ＋９．５×％Ｃｕ＋３．５×％Ｎｉ＋１２．５×％Ｃｒ＋１４．４×％Ｍｏ
【選択図】図１

Description

本発明は厚さ中心部の強度及び靭性に優れて厚さ方向の材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼材及びその製造方法に関するもので、より詳細には鋼板の溶接性を確保するために合金元素の添加量を制限しながらも、厚さ中心部の強度及び靭性に優れて、厚さ方向の材質偏差の少ない高強度、厚鋼板の製造方法に関するものである。

従来、高強度鋼板を製造するためには多量の合金元素を添加し、いわゆる、鋼の焼入れ性を向上させる方法が多く用いられてきた。このような場合、鋼の調質処理等の冷却処理を通じ鋼材の内部にマルテンサイトやベイナイト等の低温組織が多量に生成され鋼の強度が向上されることができる。

しかし、船舶建造、海洋構造物、建築構造物等に用いられる鋼板の場合は必ず溶接工程を経るが、上記のような溶接工程を経る溶接用鋼板が合金元素を多量に含む場合は、溶接部の低温靭性が非常に劣化するという問題を引き起こすことがあり得る。

上記の問題を解決するために、特許文献１には鋼の炭素当量（Ｃｅｑ）を制限し、これと共にＴｉＮ介在物を用いて溶接熱影響部（ＨＡＺ）の組織粗大化を防ぐことができるようにし、圧延後急冷することにより強度を確保する技術が提案された。

これと類似な技術として、特許文献２にはＣ、Ｓｉ、Ｍｎ等の元素の量を制限すると共にＴｉ、Ａｌ等の元素含量を制御してＴｉ−Ａｌ系非金属介在物を鋼中に多量に形成させ、溶接時組織粗大化を防いで靭性を向上させる技術が提案されている。

上記の技術は全て溶接性を確保するために合金元素の量を極力抑制し、鋼材内部に組織の変態の析出核になり、組織粗大化を防ぐピンニング（ｐｉｎｎｉｎｇ）効果を与えることができる非金属介在物を多量に分散分布させ溶接性を先ず向上させた後、強度は急冷して低温変態組織を多量に形成する技術である。即ち、上記技術による場合、１）合金元素の量を制限し、微細介在物を分布させ溶接性を向上させるための条件を先ず確保し、２）強度を確保するために冷却速度を増加させることにより鋼材の強度と溶接性を全て向上させることができる。

しかし、上記従来の技術は、厚さが５０ｍｍ以上の厚物鋼板には適用することが困難である。これは鋼板の厚さが厚くなる程、鋼板表面と内部の冷却速度は大きく差が出、上記冷却の速度差により、たとえ表面には低温変態組織が多量に生成されても鋼板の内部、特に鋼板厚さ中心部にはポリゴナルフェライトまたはパーライトのような軟質低温変態組織が主に生成され鋼板全体の強度が薄鋼板に比べ減少するようになるためである。

上記の問題を解決するために、特許文献３には、炭素を極低炭素領域のＣ：０．００１〜０．０１０ｗｔ％にその含量を調節し、その他にＳｉ：０．６０ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．２０〜３．００ｗｔ％、Ｔｉ：０．００５〜０．２０ｗｔ％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０ｗｔ％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０ｗｔ％及びＡｌ：０．１００ｗｔ％以下を含む組成からなる鋼素材を熱間圧延する時、１１００〜１３５０℃の温度で加熱した後、１１００〜９００℃の温度域で行う圧延パスの間で５〜３００秒等温維持または１℃／秒以下の冷却速度で冷却し、８００℃以上の温度で圧延を終了してから冷却してベイナイト鋼材を製造する方法に関する発明が開示されている。

上記発明で対象とする鋼材は、炭素含量が０．０１０ｗｔ％以下の極低炭素鋼材であるが、このような鋼材の内部に生成されるベイナイト組織は通常のベイナイト組織とは多少異なる形態の組織で、通常ＵＬＣＢ（Ｕｌｔｒａ Ｌｏｗ Ｃａｒｂｏｎ Ｂａｉｎｉｔｅ）という組織である。

上記ＵＬＣＢ組織は、母材の靭性が良好で、厚さ方向の硬度偏差が低いため材質偏差の少ない高強度、高靭性の鋼材に用いるのに適合している。しかし、このようなＵＬＣＢ組織は上記公報の実施例でも確認できるように、ｔ／４時点の降伏強度が４００ＭＰａ級でこれを厚さ中心部の降伏強度で類推すると３５０ＭＰａ程度であるが、これは本発明で目標とする厚さ中心部降伏強度３９０ＭＰａ以上と比較すると不十分な水準である。また、上記ＵＬＣＢ材は溶接部の靭性が劣悪しその保証温度が０℃に過ぎないのが実情である。

上記ＵＬＣＢ鋼材の強度を向上させるためにはＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ等を単独または複合で多量に添加、またはＣｕを多量に添加し後続の熱処理を行う等複雑な処理工程を経なければならないが、このような場合、製造費用が上昇する上、合金元素を多量に添加することにより溶接部の靭性が非常に劣化する恐れがある。

日本特許公開公報特開昭６２−１７０４５９号 日本特許公開公報特開平７−２６８５４０号 大韓民国特許登録公報１０−０２６６３７８号

本発明は、上記問題を解決するためのもので、５０ｍｍ以上の厚さを有し、厚さ中心部の引張強度と降伏強度が夫々５３０ＭＰａ以上及び３９０ＭＰａ以上の高強度で、延性−脆性遷移温度が−５０℃以下である上、厚さ方向の硬度偏差も５０Ｈｖ以下の低合金溶接構造用極厚物鋼板を提供することをその目的とする。

上記目的を達成するための本発明の極厚物鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０重量％、Ｓｉ：０．１０〜０．５重量％、Ｍｎ：１．３〜１．７重量％、Ｂ：０．０００５〜０．００２５重量％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３重量％、Ｎ：０．０１０重量％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０３重量％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０５５重量％、残部Ｆｅ及び不可避な不純物からなり、上記ＴｉとＮの含量比率Ｔｉ／Ｎが２．０以上で、下記の関係式１で表される成分指数（ＣＰ）が４０乃至５０の間であることを特徴とする。

［関係式１］
ＣＰ＝１６５×％Ｃ＋６．８×％Ｓｉ＋１０．２×％Ｍｎ＋８０．６×％Ｎｂ＋９．５×％Ｃｕ＋３．５×％Ｎｉ＋１２．５×％Ｃｒ＋１４．４×％Ｍｏ

この時、上記組成の他に重量％でＣｕ：０．５重量％以下、Ｎｉ：０．５重量％以下、Ｃｒ：０．１５重量％以下及びＭｏ：０．１５重量％以下からなるグループのうち選ばれた１種または２種以上をさらに含むことが好ましい。

そして、上記不純物として存在するＰとＳは夫々重量％でＰ：０．０１２％以下及びＳ：０．００５％以下に制御されることが好ましい。

不純物による悪影響をより減少させるためには、上記不純物として存在するＰとＳは夫々重量％でＰ：０．０１０％以下及びＳ：０．００３％以下に制御されることがよい

本発明の極厚物鋼板は、上記特徴にさらに厚さ中心部（全体を厚さをｔとしたとき、ｔ／４〜３ｔ／４の範囲）のポリゴナルフェライトの面積分率が１０％以下で、表層部（表層下１ｍｍからｔ／４の範囲、反対側も同一）マルテンサイトの面積分率が１０％以下であることがよい。

そして、上記鋼板は厚さ方向の硬度偏差がＨｖ５０以内であることが好ましい。

また、本発明は５０〜１００ｍｍの厚さを有する鋼板を対象とするとき効果的である。

上記の有利な効果を有する本発明の鋼板を製造するための方法は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０重量％、Ｓｉ：０．１０〜０．５重量％、Ｍｎ：１．３〜１．７重量％、Ｂ：０．０００５〜０．００２５重量％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３重量％、Ｎ：０．０１０重量％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０３重量％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０５５重量％、残部Ｆｅ及び不可避な不純物からなり、上記ＴｉとＮの含量比率Ｔｉ／Ｎが２．０以上で、下記の関係式２で表される成分指数（ＣＰ）が４０乃至５０の間である鋼スラブを１０００〜１２５０℃の温度範囲で再加熱し、圧下量３０％以上の仕上げ圧延をＡｒ_３〜オーステナイトの再結晶温度の温度範囲で行った後、Ａｒ_３以上の温度で鋼板の中心部を基準に１．５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却を開始し３５０〜５５０℃温度で冷却を停止することを特徴とする。

［関係式２］
ＣＰ＝１６５×％Ｃ＋６．８×％Ｓｉ＋１０．２×％Ｍｎ＋８０．６×％Ｎｂ＋９．５×％Ｃｕ＋３．５×％Ｎｉ＋１２．５×％Ｃｒ＋１４．４×％Ｍｏ

このとき、本製造方法の対象とするスラブは、上記の有利な組成の他に重量％でＣｕ：０．５重量％以下、Ｎｉ：０．５重量％以下、Ｃｒ：０．１５重量％以下及びＭｏ：０．１５重量％以下からなるグループのうち選ばれた１種または２種以上をさらに含むことが好ましい。

そして、上記不純物として存在するＰとＳは夫々重量％でＰ：０．０１２％及びＳ：０．００５％以下に制御されることがよい。

また、上記不純物として存在するＰとＳは夫々重量％でＰ：０．０１０％及びＳ：０．００３％以下に制御されることがよい。

そして、上記製造される鋼板は、厚さが５０〜１００ｍｍのとき本発明の有利な効果を得ることができる。

本発明による場合、厚さ５０ｍｍ以上の溶接構造用極厚物鋼板で溶接性のために合金成分の添加を最小化しながら厚さ中心部の強度及び靭性が非常に優れて厚さ方向の硬度差の少ない溶接構造用極厚物鋼板及びこれを製造することができる方法を提供することができる。

以下、本発明を詳細に説明する。

（鋼板の組織）
本発明で対象とする鋼板は内部にポリゴナルフェライトまたはマルテンサイトをなるべく含まない針状フェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）またはベイナイト組織を有することが好ましい。特に、厚さ中心部（全体の厚さをｔとしたとき、ｔ／４〜３ｔ／４の厚さ範囲、即ち、厚さの中心（ｔ／２）±ｔ／４）のポリゴナルフェライトの含量が１０％以下に抑制されなければ本発明で目的とする鋼板の強度及び靭性を得ることが出来ず、表層部（表層下１ｍｍからｔ／４の範囲、反対側も同一）でマルテンサイトの含量が１０％以下に抑制されなければ本発明で目的とする鋼板の厚さ方向の硬度偏差を得ることができない。

このような場合、上述の本発明の鋼組成を満たす鋼板は、表層下１ｍｍと厚さ中心偏析部を除いた厚さ方向の全ての部位で針状フェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）を主体にし、その他ベイナイト（ｂａｉｎｉｔｅ）を含む組織を得ることができる。

（鋼の組成）
本発明で対象としている鋼板の組成は、重量百分率でＣ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０〜０．５％、Ｍｎ：１．３〜１．７％、Ｐ：０．０１２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００２５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０５５％、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部はＦｅ及びその他不可避な不純物からなることをその特徴とする。また、Ｔｉ／Ｎ比が２．０以上で下記の関係式１で表される指数（ＣＰ）が４０〜５０範囲になければならない。

［関係式１］
ＣＰ＝１６５×％Ｃ＋６．８×％Ｓｉ＋１０．２×％Ｍｎ＋８０．６×％Ｎｂ＋９．５×％Ｃｕ＋３．５×％Ｎｉ＋１２．５×％Ｃｒ＋１４．４×％Ｍｏ

以下で本発明で対象とする鋼板の組成の限定理由を説明する。

Ｃ：０．０５〜０．１０重量％
Ｃは、固溶強化を起し鋼の焼入れ性を向上させ、強度の上昇に有効な元素で厚さ中心部で目的とする引張強度を確保するためには０．０５重量％以上は投入しなければならない。また、溶接部で低温靭性を確保するためには溶接後、冷却中にホウ炭化物を形成させることにより針状フェライトのような軟質の組織が形成することができるように０．０５重量％以上は投入しなければならない。しかし、過多に投入すると表面部の硬度を増加させることにより厚さ方向の硬度偏差を増大させる上、母材の靭性を減少させ溶接部にＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｉｔｉｔｕｅｎｔ；島状マルテンサイト）の面積分率を増加させ、返って溶接部の靭性が非常に劣化するため、炭素の上限は０．１重量％にする。

Ｓｉ：０．１０〜０．５重量％
Ｓｉは、アルミニウムを補助し溶鋼を脱酸する役割をするため、０．１０重量％以上投入する必要がある。しかし、Ｓｉが過多に投入される場合は溶接ＨＡＺで形成された島状マルテンサイトが分解されないため、脆性破壊が生じる危険性が著しく高くなる問題があり、母材の靭性も減少させるため、０．５重量％を超えて投入すると不利である。

Ｍｎ：１．３〜１．７重量％
Ｍｎは、鋼の強度を上昇させながら降伏比を低める役割をし、特に鋼の硬化能を増加させることでポリゴナルフェライトの面積分率を抑制する効果があるため、１．３重量％以上添加される必要がある。しかし、Ｍｎが過渡に添加される場合、強度は高いが靭性が低下し、また、溶接熱影響部（ＨＡＺ、Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ）の靭性を減少させる元素であるため、１．７重量％以下にその含量が制御されなければならない。

Ｂ：０．０００５〜０．００２５重量％
Ｂは、本発明の核心的な元素で、少量の添加により鋼の硬化能を増加させる元素である。本発明で目的とする極厚鋼板の厚さ中心部でポリゴナルフェライトが殆どない針状フェライト組織を得て、目的とする強度を確保するためには、０．０００５重量％以上の添加が必要であるが、０．００２５重量％を超えて過渡に添加される場合は厚さ中心部における硬化能を減少させ強度低下を起こし厚さ方向の硬度偏差を増大させることができるため、その添加量は０．００２５重量％以下に制御されなければならない。

Ｔｉ：０．００５〜０．０３重量％
本発明でＴｉは、Ｂと共に非常に重要な元素であるが、Ｂの硬化能の向上効果のためには、圧延完了後にＢは原子状態で存在しなければならず、このためにはＢと親和力の強いＮが、圧延再加熱または圧延中に固溶Ｎ状態で存在すれば、ＢＮ化合物を形成することによりＢの硬化能の増大効果はなくなる。従って、Ｂに比べＮと親和力がより強いＴｉを添加することでＴｉＮを先ず形成させてＢＮ形成を抑制する必要がある。このような目的のためには、Ｔｉは最少０．００５重量％以上添加されなければならず、０．０３重量％を超える場合は、その効果は飽和され、過多に添加される場合は連続鋳造操業中のノズルの塞がりまたは粗大な介在物が多量に形成されることにより鋼材の靭性の低下を起こすことができるため、０．０３重量％以下に制御する必要がある。

Ｎ：０．０１０重量％以下
Ｎは、鋼を製造する製鋼工程で避けられない元素であるが、Ｔｉ及び／またはＡｌと反応し窒化物を形成して、その結果、組織を微細化させる効果を有する。しかし、Ｎを０．０１０重量％以上投入するためには、製鋼過程で窒化マンガンやシアン化化合物等を過多に投入する等特別な加窒処理が必要である上、鋼中の固溶Ｎが存在することによりＢの硬化能の向上効果を害する等の問題があるため、上記Ｎは０．０１０重量％以下に制限することが好ましい。

一方、より好ましくはＴｉとＮの含量は、その含量比を考慮して制御されることが必要である。即ち、ＴｉとＮの重量比（Ｔｉ／Ｎ比）を２．０以上に制御しなければＴｉで固溶Ｎを効果的に制御できないため、Ｔｉ含量はＴｉ／Ｎ重量比２．０以上で添加しなければならない。

Ｎｂ：０．００５〜０．０３重量％
Ｎｂは、Ｂ及びＴｉと共に本発明で重要な元素であるが、Ｂの硬化能の向上効果を十分に活用するためにはＮｂを同時に添加することが必要である。また、Ｎｂはオーステナイト粒径を微細化させ、未再結晶領域を広くすると共に最終組織の微細化及び強度の向上にも寄与する。このような目的のためには０．００５重量％以上投入する必要があるが、高価な合金元素で０．０３重量％を超えて添加する場合はその効果が大きく増大されない上、溶接部の靭性を害するためその上限を０．０３重量％にする。

Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０５５重量％
Ａｌは、鋼の主要な脱酸剤であるため、その有効成分であるＳｏｌ．Ａｌが０．００５重量％以上添加される必要がある。しかし、０．０５５重量％を超えて含まれる場合は脱酸効果が飽和されるため、その上限を０．０５５重量％にする。

上記の鋼組成は高強度、高靭性の優れた性質を有する上、厚さ方向の材質偏差を低減することに有利な組成である。但し、上記鋼組成に加えて、より有利な効果を得るためには下記のＣｕ、Ｎｉ、ＣｒまたはＭｏのうち１種以上をさらに含ませることが好ましい。

Ｃｕ：０．５重量％以下及びＮｉ：０．５重量％以下
ＣｕとＮｉは、溶接部の靭性を大きく低下させず、鋼の硬化能を増加させ、結果的に鋼の組織内にポリゴナルフェライトが生成されることを抑制する役割と固溶強化により強度の向上にも効果的である。しかし、上記Ｃｕ及びＮｉは高価な元素で一定量以上添加する場合、その効果が飽和するため夫々の上限を０．５重量％にする。

Ｃｒ：０．１５重量％以下
Ｃｒは、鋼の硬化能を大幅向上させることができる元素であるためＣｒの含量が増加するほど、ポリゴナルフェライトの形成を抑制し鋼の強度を向上することができる。しかし、過多に添加される場合、溶接性を害する上、マルテンサイトが形成されることができ、非常に高価であるため、０．１５重量％以下で添加することが好ましい。

Ｍｏ：０．１５重量％以下
ＭｏもＣｒと同じ効果があるため、ポリゴナルフェライトの抑制と強度の増加に効果的な元素であるが、過多に添加される場合、溶接性を害しマルテンサイトが形成されることができ、非常に高価な元素であるため、０．１５重量％以下で添加することが好ましい。

その他、本発明の鋼は製鋼過程で完全に除去することが不可能なＰ、Ｓ等の不純物を含むことができ、これらは鋼の物性をさらに向上させるために下記の条件で制限されることがより好ましい。

Ｐ：０．０１２重量％以下（好ましくは０．０１０重量％以下）
Ｐは、粒界偏析を起こさせることにより鋼を脆化させる元素で、本発明のように針状フェライト及び／またはベイナイトが主要組織の鋼では靭性を向上させるために積極的に低減しなければならない必要があるが、Ｐを極限まで低減するためには、製鋼工程の負荷が深化し０．０１２重量％以下では上記問題点が大きくは発生しないため、その上限を０．０１２重量％にする。このようなＰ含量は、０．０１０重量％以下にすることが上記のようなＰの悪影響を排除するためにより好ましい。

Ｓ：０．００５重量％以下（好ましくは０．００３重量％以下）
Ｓは、鋼の赤熱脆性を起こす元素で、上記Ｐと同様に製鋼工程の負荷を考慮しその上限を０．００５重量％、好ましくは０．００３％以下に限定する。

上記組成に加え、本発明による鋼は下記の関係式２で表される成分指数（ＣＰ）が４０〜５０範囲でなければならない。上記成分指数は厚い鋼板を水冷却する場合、厚さ中心部ではポリゴナルフェライトをどの程度抑制することができるかを決めることができ、表層部ではマルテンサイトをどの程度抑制することができるかを同時に決めることができる尺度である。

［関係式２］
ＣＰ＝１６５×％Ｃ＋６．８×％Ｓｉ＋１０．２×％Ｍｎ＋８０．６×％Ｎｂ＋９．５×％Ｃｕ＋３．５×％Ｎｉ＋１２．５×％Ｃｒ＋１４．４×％Ｍｏ

本発明で上記ＣＰを提案した理由は以下の通りである。

本発明の発明者の研究結果によると、現在まで提案された鋼板の冷却方式を用いて鋼板を冷却するとき、本発明で対象とする厚さ５０ｍｍ以上１００ｍｍ程度の極厚物材の厚さ中心部で得ることができる最大冷却速度は鋼板の厚さと冷却方法によって変わるが、略３〜６℃／ｓｅｃ程度である。一方、上記の中心部の最大冷却速度を得るために表層部１ｍｍ直下で得られる冷却速度は２０〜４０℃／ｓｅｃ程度で厚さ中心部と表層部直下の冷却速度は大きな差が出る。

従って、通常の鋼板では、冷却速度が速い表層部はマルテンサイトが形成されやすく、逆に冷却速度が遅い中心部はポリゴナルフェライトが形成されやすい傾向を有する。このような傾向を抑制できない場合、鋼板表層部にはマルテンサイトの面積分率が高くなり、中心部にはポリゴナルフェライトの面積分率が高くなるが、マルテンサイトは代表的な硬質組織で、鋼の強度は向上させるが、靭性を脆弱にする組織で、逆にポリゴナルフェライトは代表的な軟質組織で靭性を確保することには効果的であるが、鋼の高強度化には適合しない。従って、このような組織偏差を有する鋼は表層部は靭性が劣悪で、逆に中心部は強度が低い材質偏差が酷い鋼材になる。また、このような場合、中心部と表層部の硬度差も深刻になり、本発明で目的とする硬度偏差の低減効果を達成することが困難である。

従って、上記ＣＰは本発明の発明者がこのような問題を解決するために長期間の研究の末、導出した変数で、上記ＣＰが一定の範囲に維持される場合、表層部のマルテンサイトと中心部のポリゴナルフェライトが形成される傾向が抑制されることができ、鋼板全体の材質偏差が最小化されることができる。本発明の目的を達成するためには、鋼板の異常部位を除いた残りの部位のポリゴナルフェライトとマルテンサイトの面積分率が夫々１０％以下に抑制される必要がある。鋼板の異常部位とは、鋼板内部に形成された中心偏析部位と表層部から表層部直下１ｍｍの深さまでの部位をいうが、中心偏析部位は異常に固溶元素が多量に偏析された部位で通常の鋼材の性質を確保することが困難な位置を言い、表層部から表層部直下１ｍｍの深さまでの位置は冷却速度による影響を極断的に受ける部位であるためである。

上述のように、本発明で目的とする強度と靭性及び鋼材の溶接性を確保するために各成分の上限と下限を厳しく規制し、上記のように各成分の上下限により決まる多くの部分の鋼板組成で本発明の目的を達成することができる。しかし、たとえ上述したように本発明の鋼板の組成を満たす場合でも本発明の目的を達成できない場合が一部発見された。従って、本発明者は本発明の鋼板組成の範囲内で本発明を満たす場合と満たさない一部の場合に対して比較分析した結果、上述のＣＰという値によりその傾向を説明することができ、従って、本発明で規定している組成範囲内で上記ＣＰを一定の範囲に制御すれば本発明の目的を達成することができることを確認することができた。

上記の実験結果を、図１に示したが、下記表１に示したＣＰを変化させた合金に対して上記異常部位を除いた部位のポリゴナルフェライトとマルテンサイト面積分率を点算法で測定した結果を図示した。図１でポリゴナルフェライトの面積分率は上述したように５０〜１００ｍｍ厚さの鋼板を加速冷却する場合に中心部で通常得ることができる最大冷却速度である３℃／ｓｅｃの５０％に該当する１．５℃／ｓｅｃで測定し、マルテンサイトの面積分率は上述したように５０〜１００ｍｍ厚さの鋼板を加速冷却する場合、表層下１ｍｍから通常制御できる冷却速度の４０℃／ｓｅｃで測定した。

図１で分かるように上記関係式１で表される指数（ＣＰ）が４０以上ではポリゴナルフェライトの面積分率が１０％以下で、これはＣＰが４０以上の場合は１．５℃／ｓｅｃ（５０〜１００ｍｍ厚さ中心部の通常の冷却速度の３℃／ｓｅｃより遅い冷却速度である）でもポリゴナルフェライトの面積分率は１０％以下に維持することができることを意味する。一方、上記ＣＰが５０以下ではマルテンサイトの面積分率が１０％以下で、これはＣＰが５０以下の場合は５０〜１００ｍｍ厚さの表層下１ｍｍにおける通常の冷却速度の４０℃／ｓｅｃでもマルテンサイトの面積分率を１０％以下に維持することができることを意味する。

図２には、上述のＣＰを変化させた合金の１００ｍｍ厚さの鋼板に対して厚さ方向２ｍｍ間隔で測定されたビッカース硬度の最大値と最小値の差異を示した。上述したように本発明のＣＰ範囲の４０〜５０の間の場合に硬度差を５０Ｈｖ以下に制御することができることが分かる。上述したように、これは表層部ではマルテンサイトが１０％以下に抑制され厚さ中心部ではポリゴナルフェライトが１０％以下に抑制された結果である。

また、上述の本発明の条件を全て満たす極厚物鋼材は５０〜１００ｍｍの厚さを有しながらも厚さ方向の硬度偏差がＨｖ５０以内に制御された極厚物鋼材である。

上記のような条件の極厚物鋼は、下記のような厳しい製造条件により製造されることが好ましい。

（圧延及び冷却条件）
本発明は、本質的に厚鋼板の製造で一般的に通用されている制御圧延と加速冷却工法において上述の成分と組織が制御されることにより発明の効果を発揮することができる。しかし、発明の効果をより高めるためには、圧延と冷却条件を通常の方法より、より精密に制御する必要がある。

再加熱温度：１０００℃〜１２５０℃
上述の成分で構成された鋼スラブを熱間圧延するためには、所定の温度で加熱することが必要である。本発明の目的を達成するためには、後続の圧延完了後にＢが原子状態で存在しなければならない。このためには加熱中にＢは固溶状態で維持させる一方、ＮはＴｉＮで析出させることにより固溶Ｎを低めることにより圧延後、冷却中にＢＮが析出しないように制御することが必要である。このような効果を確保するためには、スラブは１０００℃以上加熱することにより凝固中に形成されたＢＮを鋼中に再び固溶させなければならない。一方、１２５０℃以上で加熱する場合はＴｉＮ析出物が溶解されることにより鋼中に固溶Ｎが多量に含まれる。

従って、スラブの再加熱温度は１０００℃以上、１２５０℃以下に制御することが必要である。

仕上げ圧延温度：Ａｒ_３〜オーステナイトの再結晶温度
仕上げ圧延温度は、本発明の目的を達成するための重要な構成手段のうち一つである、フェライト変態温度のＡｒ_３以下で仕上げ圧延が行われる場合は、ポリゴナルフェライトが形成されることにより本発明で目的とするポリゴナルフェライトの面積分率を１０％以下にすることが困難になる。従って、仕上げ圧延はＡｒ_３温度以上で行わなければならない。一方、仕上げ圧延温度が高すぎてオーステナイトの再結晶温度以上になる場合は、結晶粒が粗大になることにより靭性が悪くなる上、表層部における鋼の硬化能が非常に大きくなりマルテンサイトの面積分率が１０％以上に高くなることができるため、その上限はオーステナイトの再結晶温度以下にすることが好ましい。

従って、仕上げ圧延開始温度は、オーステナイトの再結晶温度以下Ａｒ_３変態温度以上であることが好ましい。

仕上げ圧延時の圧下量：３０％以上
仕上げ圧延時オーステナイト結晶粒を微細化させる効果を十分に得るためには、上記仕上げ圧延時の圧下量は３０％以上であることが好ましい。より好ましくは４５％以上にすることがオーステナイト結晶粒の微細化に非常に効果的である。若し、上記仕上げ圧延時の圧下量が３０％未満の場合はオーステナイト結晶粒の微細化の効果が不十分であるため、鋼材の靭性が低下され強度向上効果が不十分になるためである。

冷却開始温度：Ａｒ_３以上
鋼材がＡｒ_３以上で仕上げ圧延を完了してもＡｒ_３以上の温度で水冷却が開始されない場合は、空冷中に粗大なポリゴナルフェライトが形成されるようになる。このような場合には、本発明で目的としている組織を得ることができる上、強度と靭性も低下するようになる。従って、鋼材の温度がフェライト生成領域に入る前に、即ち、Ａｒ_３に到達する前に冷却を開始しなければ本発明で提供する所期の目的を達成することができない。

冷却速度：１．５℃／ｓｅｃ以上
通常の方法で加速冷却を行う場合は、上述の成分範囲で本発明の目的を達成することができる。しかし、鋼材の冷却速度が非常に遅い場合、例えば、圧延完了後空冷を行う場合は、鋼板全体にわたってポリゴナルフェライトが多量に生成されることによりその目的が達成できなくなる。従って、本発明の目的を効果的に達成するためには、厚さ中心部でポリゴナルフェライトが抑制されることができる程度に冷却することが必要になる。

即ち、このような目的のためには、鋼材の中心部の冷却速度は１．５℃／ｓｅｃ以上の必要がある。

冷却停止温度：３５０〜５５０℃
鋼材の冷却が５５０℃以上の温度で停止される場合は、厚さ中心部でポリゴナルフェライトの生成が起こり得り、本発明で目的とする針状フェライトの形成を妨害する。また、鋼材の冷却が３５０℃未満の温度で停止される場合はベイナイトやマルテンサイトのような低温組織の面積分率が高くなるが、上記ベイナイトやマルテンサイトのような低温組織は応力−ひずみ曲線で確認できる降伏挙動が、降伏点が表れていない、いわゆる連続降伏を起こすようになるため、一定水準まではその面積分率が増加するほど、返って降伏強度が減少する現象を齎す。

従って、本発明のように鋼板全体の厚さに低温組織を生成させることが困難な厚物鋼板の場合は、上記低温組織の面積分率が高くなることを防ぐことが降伏強度をより向上させることに効果的であることができる。そのため、鋼材の冷却停止温度は３５０〜５５０℃であることが好ましい。

（実施例１）
本発明により提供される鋼板の物性を確認するために下記表１に記載の鋼組成のスラブを粗圧延した後、各組成別に未再結晶域の温度とＡｒ３の間の温度で４０％の累積圧下率で熱間圧延を行い、この時、鋼板の厚さは５０ｍｍと１００ｍｍであった。圧延後Ａｒ_３＋１０℃以上の温度で冷却を開始し冷却時鋼板中心部の冷却速度が３℃／ｓｅｃになるよう冷却条件を調節した。

但し、上記表１中、各元素の含量は重量％を意味し、言及されていないＳｏｌ．Ａｌの含量は、本発明の範囲（０．００５〜０．０５５重量％）を満たすように添加された。

上記の条件で厚さ５０ｍｍと１００ｍｍの鋼板を製造した。１００ｍｍ厚さの鋼板では、微細組織と硬度差を測定し、５０ｍｍと１００ｍｍ各鋼板の中心部で採取した試片（試片の厚さ方向の中心線と鋼板の厚さ方向の中心線を一致させて採取）の物性を測定した。また、３００ｋＪ／ｃｍの入熱量で溶接した溶接部の溶融線（ｆｕｓｉｏｎ ｌｉｎｅ）で衝撃靭性を測定し、その全ての結果を下記表２に示した。

但し、ここでＶＦはポリゴナルフェライトの面積分率で厚さ中心部（鋼板の厚さをｔとしたとき、表面からｔ／４〜３ｔ／４の範囲）の０．０１ｍｍ^２当り点算法により測定されたポリゴナルフェライトの面積分率で、ＶＭは表層下２ｍｍから厚さのｔ／４の範囲で同じ方法で測定されたマルテンサイトの面積分率である。硬度差は表面から表層下２ｍｍの範囲と厚さ中心部の偏析部を除いた地域でビッカース硬度で測定された最高硬度と最少硬度の差である。母材と溶接部のＤＢＴＴは常温（２０℃）から−１４０℃の範囲で２０℃間隔で測定されたＣｈａｒｐｙ Ｖ−ｎｏｃｈの衝撃試験の結果から測定された延性−脆性遷移温度で２００Ｊのエネルギー値を見せる温度である。

上記表２の実施例で分かるように、本発明で組成された鋼は１００ｍｍ厚さの鋼板の厚さ中心部ではポリゴナルフェライトが１０％以下に抑制され、表層部ではマルテンサイトが１０％以下に抑制されることにより結果的に厚さ方向の硬度差が５０Ｈｖ以下に制御されることができる。また、５０ｍｍと１００ｍｍ厚さの鋼板の厚さ中心部の降伏強度は３９９ＭＰａ以上で引張強度も５３６ＭＰａ以上で、ＤＢＴＴも−５２℃以下で本発明が目的とすることが達成されることが分かる。一方、溶接部の靭性を測定した結果でも本発明で組成された相は−２０℃における衝撃靭性が１３２Ｊ以上で、ＤＢＴＴも−３５℃以下で非常に優れていることが分かる。

これに反し大韓民国登録特許公報（Ｂ１）１０−０２６６３７８の代表的な成分である比較鋼１をみると、厚さ方向の組織の面積分率と硬度偏差は、本発明と類似にその目的を達成しているが、上述したようにＣ含量が非常に低いことにより１００ｍｍ厚さ中心部の強度は非常に低い上、溶接部の靭性も非常に低いことが分かる。

一方、Ｃの含量が非常に高い比較鋼２の場合は、強度は非常に高いが、表層部のマルテンサイト面積分率の増加と、Ｃの固溶強化の増加により硬度差が５０Ｈｖ以上で、特に母材のＤＢＴＴも−５０℃より高く溶接部の靭性も本発明の目的に適合しないことが分かる。

Ｓｉの含量が本発明の上限を超えた比較鋼３の場合にも上述したように硬度偏差と強度は本発明の目的に適合すると言えるが、母材と溶接部の靭性が非常に低いことが分かる。

一方、Ｍｎの含量が本発明の下限より少ない比較鋼４は硬化能が低いため、１００ｍｍ厚さの鋼板で厚さ方向の組織と硬度偏差及び厚さ中心部の強度が本発明の目的に適合せず、Ｍｎの含量が本発明の上限より多い比較鋼５は母材と溶接部の衝撃靭性が非常に低いため、本発明の目的に適合しないことが分かる。

Ｐ含量が本発明の上限より高い比較鋼６の場合には、母材と溶接部の衝撃靭性が低いため、本発明に適合しない。

Ｂが添加されていない比較鋼７は、厚さ中心部でポリゴナルフェライトの面積分率が１０％以上に高く、結果的に１００ｍｍ鋼板の厚さ中心部で強度が低下され本発明が目的とすることを満たさないことが分かる。一方、Ｂが過度に添加された比較鋼８の場合も、上述したようにＢのホウ炭化物等の析出により返ってＢによる効果が弱くなることにより硬度偏差が５０Ｈｖ以上である上、１００ｍｍ鋼板の厚さ中心部の強度及び靭性も本発明の目的に適合しないことが分かる。

Ｔｉを添加しない比較鋼９とＴｉ／Ｎ比が２以下である比較鋼１０の場合には、上述したように鋼中の固溶Ｎを充分に低めることが出来なかったため、ＢＮが形成されることにより厚さ中心部でポリゴナルフェライトの面積分率が１０％以上で厚さ方向の硬度差も５０Ｈｖ以上で、厚さ中心部の引張強度も本発明で目的とする水準以下であることが分かる。

比較鋼１１は、Ｎｂが添加されない場合で、ＮｂによるＢの硬化能の向上効果が発現されなかったため、厚さ中心部のポリゴナルフェライトの面積分率が１０％を超え、硬度偏差も５０Ｈｖ以上である上、１００ｍｍ厚さ鋼板の厚さ中心部の強度が本発明で目的とする水準以下であることが分かる。

比較鋼１２と比較鋼１３は、各自の成分が本発明の範囲にあるが、本発明で提案したＣＰが本発明の範囲を超える場合に対する結果である。ＣＰが本発明の下限より少ない比較鋼１２は厚さ中心部のポリゴナルフェライトが１０％を超え、硬度偏差も５０Ｈｖを超える上、５０ｍｍと１００ｍｍ鋼材の厚さ中心部の強度が本発明で目的とすることに遥かに至らないことが分かる。一方、ＣＰが本発明の上限を超える比較鋼１３は表層部のマルテンサイト面積分率が１０％を超え、硬度偏差も５０Ｈｖを超えることが分かる、また、比較鋼１３の場合には、過度な強度の上昇により母材と溶接部の衝撃靭性が本発明が目的とすることに至らないことが分かる。

以上の結果から、本発明による鋼板の有利な効果を確認することができた。

（実施例２）
本発明の条件による組成である上記表１の発明鋼１乃至発明鋼１７の組成を有する鋼スラブを用いて粗圧延を行った後、下記表３に記載の条件で圧延及び冷却を行って１００ｍｍ厚さを有する厚鋼板を夫々製造した。

但し、ここで、Ｔｎｒはオーステナイトの再結晶温度、Ａｒ３はオーステナイト→フェライト変態開始温度を示す。また、Ｔ４とＴ５は仕上げ圧延開始温度と終了温度を示す。

上記表３の方法により製造した鋼板から上記実施例１と同じ方式で採取した試片の物性を測定した結果を下記表４に記載した。

但し、ここでＤＢＴＴは、延性−脆性破壊遷移温度（Ｄｕｃｔｉｌｅ−Ｂｒｉｔｔｌｅ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）を意味する。

上記のように本発明で圧延と冷却条件による発明材１乃至発明材２５の場合は、全て厚さ中心部のポリゴナルフェライトの面積分率が１０％以下で、表層下２ｍｍを除いた残りの部位ではマルテンサイトの面積分率が１０％以下の値を示しており、結果的に本発明で目的とすることのように硬度差は５０Ｈｖ以下であることが分かる。また、厚さ中心部の降伏強度は３９５ＭＰａ以上、引張強度は５３２ＭＰａ以上で、脆性破壊遷移温度（ＤＢＴＴ）が−５２℃以下で優れた低温靭性を示していることが分かる。

しかし、再加熱温度が本発明の範囲から外れた比較材１の場合は、固溶Ｎが多量に存在したため、Ｂの硬化能の向上の役割が充分でないため、厚さ中心部にポリゴナルフェライトの面積分率が本発明の範囲を超え、結果的に硬度差が５０Ｈｖを超え、厚さ中心部の降伏強度と引張強度も目的とすることに至らない低い値を示した。

一方、再加熱温度が高すぎる比較材２の場合は、硬度差と強度は本発明の目的に附合するが、オーステナイト結晶粒が非常に大きくなるため、厚さ中心部のＤＢＴＴが非常に高く、本発明の目的に適合しないことが分かる。

オーステナイトの再結晶温度以上で仕上げ圧延を行った比較材３の場合は表層部の硬化能が非常に高くなることにより表層部に多量のマルテンサイトが形成され結果的に大きな硬度差を示した。また、圧延による結晶粒の微細化が殆ど起こることができなかったため、ＤＢＴＴが−３２℃で発明材に比べ不十分な結果を示していた。

そして、フェライト変態が既に開示された温度であるＡｒ３以下の温度で仕上げ圧延を行った比較材５は表層部と厚さ中心部の全てのポリゴナルフェライトが多量に形成されることにより、硬度偏差も５０Ｈｖを超える上、鋼材厚さ中心部の引張強度が４８６ＭＰａ、ＤＢＴＴは−３９℃で本発明で目的とする値より優れていないことが分かる。

一方、仕上げ圧延はＡｒ_３以上の温度で行ったが、冷却をＡｒ_３以下で行った比較材６の場合も比較材５と類似に鋼板の全体にわたってポリゴナルフェライトの面積分率が１０％を超えており、結果的に強度が低いという結果を示した。

比較材４は、仕上げ圧延時の圧下量が２０％で本願の条件に附合しない場合であるが、これによる結晶粒の微細化の効果が不十分で、低温靭性が低くなり、ＤＢＴＴが−３３℃であり、降伏強度も３８７ＭＰａで多少不十分であった。

比較材７は、圧延条件は本願の発明に附合するが、冷却速度が、空冷に近い程、非常に遅い場合であるが、非常に遅い冷却速度により厚さの全範囲にわたってポリゴナルフェライトの面積分率が１０％を超えており、これにより強度はもちろんＤＢＴＴ特性も発明材に比べ非常に不十分であることを示した。

比較材８は、冷却終了温度が２７９℃で本発明で規定した温度範囲より低い場合である。この場合は、厚さ中心部でもマルテンサイトの面積分率が１０％を超える等低温組織が過多に生成され引張試験時、素材内部で連続降伏が起こり、その結果、降伏強度が減少する結果を示した。

比較材９は、冷却終了温度が６２６℃で本発明で規定した温度範囲より高い温度で冷却が終了した場合である。このような場合、内部にポリゴナルフェライトへの変態が多量に発生され、硬度差が５０Ｈｖを超える上、厚さ中心部の引張強度が低下することにより本発明の目的に適合しないことが分かる。

上記で述べたように、本発明の成分範囲と微細組織の制御を通じ本発明の目的を達成することができ、本質的には通常の厚鋼板の制御圧延と制御冷却条件を適用する場合に本発明の目的を達成することができる。しかし、本発明で既定している条件、即ち、鋼板を構成している成分により決まる鋼板の製造条件を満たせば、本発明で目的としている微細組織の制御はもちろん厚さ方向の硬度差の制御及び鋼板中心部の強度及び靭性が向上された溶接構造用極厚物の鋼板を製造することができることを確認することができた。

成分指数（ＣＰ）による表層部のマルテンサイトの面積分率と中心部のポリゴナルフェライトの面積分率を示すグラフである。 成分指数（ＣＰ）による厚さによる硬度偏差の分布を示すグラフである。

Claims (12)

1. 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０重量％、Ｓｉ：０．１０〜０．５重量％、Ｍｎ：１．３〜１．７重量％、Ｂ：０．０００５〜０．００２５重量％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３重量％、Ｎ：０．０１０重量％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０３重量％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０５５重量％、残部Ｆｅ及び不可避な不純物からなり、前記ＴｉとＮの含量比率Ｔｉ／Ｎが２．０以上で、下記の関係式１で表される成分指数（ＣＰ）が４０乃至５０の間であることを特徴とする厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板。
   ［関係式１］
   ＣＰ＝１６５×％Ｃ＋６．８×％Ｓｉ＋１０．２×％Ｍｎ＋８０．６×％Ｎｂ＋９．５×％Ｃｕ＋３．５×％Ｎｉ＋１２．５×％Ｃｒ＋１４．４×％Ｍｏ
2. 重量％でＣｕ：０．５重量％以下、Ｎｉ：０．５重量％以下、Ｃｒ：０．１５重量％以下及びＭｏ：０．１５重量％以下からなるグループのうち選ばれた１種または２種以上をさらに含むことを特徴とする請求項１に記載の厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板。
3. 前記不純物として存在するＰとＳは夫々重量％でＰ：０．０１２％以下及びＳ：０．００５％以下に制御されたものであることを特徴とする請求項１に記載の厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板。
4. 前記不純物として存在するＰとＳは夫々重量％でＰ：０．０１０％以下及びＳ：０．００３％以下に制御されたものであることを特徴とする請求項３に記載の厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板。
5. 厚さ中心部（全体を厚さをｔとしたとき、ｔ／４〜３ｔ／４の範囲）のポリゴナルフェライトの面積分率が１０％以下で、表層部（表層下１ｍｍからｔ／４の範囲、反対側も同一）のマルテンサイトの面積分率が１０％以下であることを特徴とする請求項１乃至請求項４のうちいずれかに記載の厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板。
6. 前記鋼板は、厚さ方向の硬度偏差がＨｖ５０以内であることを特徴とする請求項１乃至請求項４のうちいずれかに記載の厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板。
7. 前記鋼板の厚さは、５０〜１００ｍｍであることを特徴とする請求項６に記載の厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板。
8. 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０重量％、Ｓｉ：０．１０〜０．５重量％、Ｍｎ：１．３〜１．７重量％、Ｂ：０．０００５〜０．００２５重量％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３重量％、Ｎ：０．０１０重量％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０３重量％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０５５重量％、残部Ｆｅ及び不可避な不純物からなり、前記ＴｉとＮの含量比率Ｔｉ／Ｎが２．０以上で、下記の関係式２で表される成分指数（ＣＰ）が４０乃至５０の間である鋼スラブを１０００〜１２５０℃の温度範囲で再加熱し、圧下量３０％以上の仕上げ圧延をＡｒ_３〜オーステナイトの再結晶温度の温度範囲で行った後、Ａｒ_３以上の温度で鋼板の中心部を基準に１．５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却を開始し３５０〜５５０℃温度で冷却を停止することを特徴とする厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板の製造方法。
   ［関係式２］
   ＣＰ＝１６５×％Ｃ＋６．８×％Ｓｉ＋１０．２×％Ｍｎ＋８０．６×％Ｎｂ＋９．５×％Ｃｕ＋３．５×％Ｎｉ＋１２．５×％Ｃｒ＋１４．４×％Ｍｏ
9. 重量％でＣｕ：０．５重量％以下、Ｎｉ：０．５重量％以下、Ｃｒ：０．１５重量％以下及びＭｏ：０．１５重量％以下からなるグループのうち選ばれた１種または２種以上をさらに含むことを特徴とする請求項８に記載の厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板の製造方法。
10. 前記不純物として存在するＰとＳは夫々重量％でＰ：０．０１２％以下及びＳ：０．００５％以下に制御することを特徴とする請求項８に記載の厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板。
11. 前記不純物として存在するＰとＳは夫々重量％でＰ：０．０１０％以下及びＳ：０．００３％以下に制御することを特徴とする請求項１０に記載の厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板。
12. 前記鋼板の厚さが５０〜１００ｍｍになるようにすることを特徴とする請求項８乃至請求項１１のうちいずれかに記載の厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板の製造方法。

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