JP2012122103A - 耐水素誘起割れ性、脆性亀裂伝播停止特性および耐食性に優れた厚鋼板 - Google Patents

Abstract

【課題】引張特性、ＤＷＴＴ特性、耐ＨＩＣ性および耐食性が良好であり、高騰するエネルギーコストを抑えて安価に製造できる厚鋼板の提供。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１７％、Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：０．４〜１．８％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．０１％未満、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｓｎ：０．０３〜０．５０％、Ｎ：０．０１％以下およびＯ：０．００５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ、下記の(1)式で示されるＶＳの値が０．２５〜０．６５である化学組成を有し、ミクロ組織がベイナイトの割合が９０％以上であることを特徴とする厚鋼板。さらに、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｂ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭのうちから選んだ１種以上の元素を特定量含んでもよい。
ＶＳ＝Ｃ＋Ｍｎ／５＋５Ｐ−Ｎｉ／１０−Ｍｏ／１０＋Ｃｕ／１０・・・(1)
ただし、上記(1)式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｎｉ、ＭｏおよびＣｕは、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。
【選択図】なし

Description

本発明は、厚鋼板に関し、詳しくは、耐水素誘起割れ性（以下、「耐ＨＩＣ性」という。）、脆性亀裂伝播停止特性（以下、「ＤＷＴＴ特性」という。）および耐食性に優れた厚鋼板に関する。さらに、詳しくは、製造エネルギー原単位が低く、環境にもやさしい優れた耐食性を有する厚鋼板、なかでも、ラインパイプ用など各種の素材として好適に用いることができる厚鋼板に関する。

なお、本発明の厚鋼板は、主として板厚２０ｍｍを超えるものが対象であり、強度クラスとしては米国石油協会（Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｐｅｔｒｏｌｅｕｍ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ）（以下、「ＡＰＩ」という。）規格でＸ６５（降伏強さ：４４８〜６００ＭＰａ、引張強さ：５３１ＭＰａ以上）〜Ｘ７０級（降伏強さ：４８３〜６２１ＭＰａ、引張強さ：５６５ＭＰａ以上）の高張力のものが対象となる。

大型構造物に用いられる厚鋼板は、スラブをオーステナイト温度域、すなわち、Ａｃ₃点以上に加熱後、所定の厚みまで圧延を行い、冷却処理することにより製造される。

厚鋼板の特性は、鋼組成、加熱温度条件、圧延条件、冷却条件などにより決定し、これらの条件を適宜調整することにより、付加価値の高い厚鋼板を製造することが可能になる。

厚鋼板の製造における加熱温度は、通常、１１５０℃程度とオーステナイト温度域でも比較的高い温度で行われてきた。これは、高温加熱によるスラブの軟化作用により、次工程である圧延工程において、圧下の負荷を小さくするためである。

なお、鋼板、なかでも、厚鋼板の製造では常にエネルギー原単位の減少が求められるが、近年のエネルギー資源の価格の高騰から、より一層のエネルギー原単位の減少が要求されるようになってきた。また、近年の環境への配慮から二酸化炭素などの温室効果ガスをなるべく出さずに鋼板を製造する技術が求められている。

厚鋼板の製造では、加熱工程として、スラブを加熱し、該スラブの中央部まで温度を均一化することが好ましい。このため、加熱工程では大量のエネルギーを必要とする。よって、加熱温度を低くして、例えば、加熱温度を１０００℃以下として、厚鋼板を製造することができれば、上述の要求を満足することができる。

厚鋼板の製造方法が、例えば、特許文献１〜３に開示されている。

すなわち、特許文献１には、加熱温度をＡｃ₃点以上と規定し、１０００℃以下の温度で加熱した実施例を含む発明が開示されている。

また、特許文献２には、加熱温度をＡｃ₃点以上、１２００℃以下と規定し、９５０℃および１０００℃で加熱した実施例を含む発明が開示されている。

さらに、特許文献３には、加熱温度を９５０℃以上と規定し、９７５℃、１０００℃で加熱した実施例を含む発明が開示されている。

しかし、これらの特許文献１〜３に開示された技術は、その実施例に１０００℃を超える加熱温度の記載が多数あることからも明らかなように、積極的に１０００℃以下の低い加熱温度で厚鋼板を製造する技術ではない。

一方、特に、ラインパイプ用等の素材として有用な鋼材あるいは厚鋼板が、例えば、特許文献４〜６に開示されている。これらの特許文献に記載の発明では１０００℃以下の低い加熱温度でスラブを加熱して厚鋼板を製造している。

すなわち、特許文献４には、Ｎｂを必須含有させたスラブを用いて、Ａｃ₃＋２００℃以下に加熱する厚手耐サワー鋼板の製造方法の発明が開示されている。なお、特許文献４における本発明鋼のスラブに対する加熱温度として、具体的には８６０〜９８０℃が示されている。

特許文献５には、Ｎｂを必須含有させたスラブを用いて、９００〜１０５０℃に加熱して高張力鋼板を製造する方法の発明が開示されている。

特許文献６には、鋼中のＮｂ析出物による耐ＨＩＣ性劣化を避けるために鋼中へのＮｂ添加を排除したスラブを９００〜１１５０℃に加熱する、耐サワー高強度鋼板の製造方法の発明が開示されている。

しかしながら、特許文献４および特許文献５に記載の発明は、オーステナイト粒の成長を抑制することを目的として低温度域でのスラブ加熱を行ったものであるが、そもそもエネルギーコストや温室効果ガス排出をも考慮したものではない。

一方、特許文献６に記載の発明は、エネルギーコストを考慮して低温度域でのスラブ加熱を行い厚鋼板を製造する発明ではあるものの、その技術的思想は、その段落［０００４］に記載されているとおり、いわゆる「Ｎｂフリーの厚鋼板」を製造することにある。

一方で、ラインパイプは海浜地域や融雪塩が散布される地域等、飛来塩分量が多い環境下、あるいは海水飛沫環境下に施設される場合も多い。

一般に、耐候性鋼材を大気腐食環境中に暴露すると、その表面に保護性のあるさび層が形成され、それ以降の鋼材腐食が抑制される。そのため、耐候性鋼材は、塗装せずに裸のまま使用できるミニマムメンテナンス鋼材として構造物に用いられている。

ところが、海浜地域だけでなく、内陸部であっても融雪塩や凍結防止剤が散布される地域のように飛来塩分量が多い地域では、耐候性鋼材の表面に保護性のあるさび層が形成されにくいために、腐食を抑制する効果が発揮されにくい。そのため、これらの地域では、裸のままの耐候性鋼材を用いることができず、普通鋼に塗装を施して使用する普通鋼の塗装使用が一般的である。しかし、このような普通鋼の塗装使用の場合には、腐食による塗膜劣化のため約１０年毎に再塗装する必要があり、そのため維持管理に要する費用は莫大なものとなる。

近年、日本工業規格（ＪＩＳ）で規格化された耐候性鋼（ＪＩＳ Ｇ ３１１４：溶接構造用耐候性熱間圧延鋼材）は、飛来塩分量がＮａＣｌとして０．０５ｍｇ／ｄｍ^２／ｄａｙ（０．０５ｍｄｄ）以上の地域、たとえば海浜地域では、ウロコ状錆や層状錆等の発生により腐食減量が大きいため、無塗装では使用できないことになっている（建設省土木研究所、（社）鋼材倶楽部、（社）日本橋梁建設協会：耐候性鋼の橋梁への適用に関する共同研究報告書（ＸＸ）−無塗耐候性橋梁の設計・施工要領（改訂版−１９９３．３）参照）。

このように、海浜地域などの塩分の多い環境下では、通常普通鋼材に塗装を行って対処している。しかしながら、河口付近の海浜地域や融雪塩を撒く山間部等の道路に建設される構造物は腐食が著しく、再塗装せざるを得ないのが現状である。これらの再塗装には多大な工数がかかることから、無塗装で使用できる鋼材への要望が強い。

最近、Ｎｉを１〜３％程度添加したＮｉ系高耐候性鋼が開発された。しかしながら、飛来塩分量が０．３〜０．４ｍｄｄを越える地域では、このようなＮｉ添加だけでは、無塗装で使用できる鋼材への適用が難しいことが判明してきた。

鋼材の腐食は、飛来塩分量が多くなるにしたがって激しくなるため、耐食性と経済性の観点からは、飛来塩分量に応じた耐候性鋼材が必要になる。また、使用される場所や部位により鋼材の腐食環境は同じではない。例えば、降雨、結露水および日照に曝される部位もあれば、結露水に曝されるが雨掛かりはない部位もある。一般に、飛来塩分量が多い環境では、前者の部位より後者の部位の方が腐食が激しいと言われている。

また、融雪塩や凍結防止剤を道路に撒く環境では、その塩が走行中の車に巻き上げられ、鋼構造物に付着するので、厳しい腐食環境となる。さらに、海岸から少し離れた軒下等も厳しい塩害環境に曝され、このような地域では、飛来塩分量が１ｍｄｄ以上の厳しい腐食環境になる。

このような問題に対応するため、飛来塩分量が多い環境での腐食を防止する鋼材の開発が従来から進められている。

たとえば、特許文献７にはクロム（Ｃｒ）の含有量を増加させた耐候性鋼材が提案され、そして、特許文献８にはニッケル（Ｎｉ）含有量を増加させた耐候性鋼材が提案されている。

しかしながら、上記特許文献７で提案されたクロム（Ｃｒ）の含有量を増加させた耐候性鋼材は、ある程度以下の飛来塩分量の領域においては耐候性を改善することができるものの、それを超える厳しい塩分環境においては逆に耐候性を劣化させる。

また、上記特許文献８で提案されたニッケル（Ｎｉ）含有量を増加させた耐候性鋼材の場合、耐候性はある程度改善されるが、鋼材自体のコストが高くなる。これを避けるため、Ｎｉ含有量を少なくすると、耐候性はさほど改善されず、飛来塩分量が多い場合には、鋼材の表面に層状の剥離さびが生成し、腐食が著しく、長期間の使用に耐えられないという問題が生じる。

特開平６−２９９２３７号公報 特開平８−６０２３９号公報 特開２００４−２９３４号公報 特開平８−２８３８４４号公報 特開平８−４１５３６号公報 特開平７−３１６６５１号公報 特開平９−１７６７９０号公報 特開平５−１１８０１１号公報

本発明の目的は、耐ＨＩＣ性およびＤＷＴＴ特性が良好であり、高騰するエネルギーコストを抑えて安価に製造できる経済性に優れた厚鋼板を提供することにある。本発明の別の面からの目的は、エネルギー消費量が小さいために二酸化炭素など温室効果ガスの放出を抑制することが可能な、地球環境に配慮した厚鋼板を提供することにある。さらに、本発明の別の面からの目的は、高塩化物環境における耐食性（塗装が剥離せず且つ塗装欠陥部における腐食が抑制され耐食性が維持されること（耐塗装剥離性）および無塗装時の耐候性を含む）にも優れた厚鋼板を提供することにある。

本発明者らは、上記課題を解決するため種々検討を重ねた。その結果、鋼材の化学組成およびミクロ組織を適宜コントロールすることにより、耐水素誘起割れ性および脆性亀裂伝播停止特性に優れ、さらに耐食性を有する厚鋼板を製造できることが明らかになった。

特に耐食性に関し、本発明者らは、飛来塩分量の多い環境での腐食について検討した結果、このような環境下では、ＦｅＣｌ_３溶液の乾湿繰り返しが腐食の本質的な条件となり、Ｆｅ^３＋の加水分解によりｐＨが低下した状態で、かつＦｅ^３＋が酸化剤として作用することによって腐食が加速されることを見出した。

このときの腐食反応は、以下に示すとおりである。
カソード反応としては、主として、次の反応が起こる。
Ｆｅ^３＋＋ｅ⁻→Ｆｅ^２＋ (Ｆｅ^３＋の還元反応)
そして、この反応以外にも、次のカソード反応も併発する。
２Ｈ_２Ｏ＋Ｏ_２＋２ｅ⁻→４ＯＨ⁻、
２Ｈ^＋＋２ｅ⁻→Ｈ_２
一方、上記のＦｅ^３＋の還元反応に対して、次のアノード反応が起こる。
アノード反応：Ｆｅ→Ｆｅ^２＋＋２ｅ⁻ (Ｆｅの溶解反応)
従って、腐食の総括反応は、次の(A)式のとおりである。
２Ｆｅ^３＋＋Ｆｅ→３Ｆｅ^２＋・・・・・・(A)式

上記(A)式の反応により生成したＦｅ^２＋は、空気酸化によってＦｅ^３＋に酸化され、生成したＦｅ^３＋は再び酸化剤として作用し、腐食を加速する。この際、Ｆｅ^２＋の空気酸化の反応速度は低ｐＨ環境では一般に遅いが、濃厚塩化物溶液中では加速され、Ｆｅ^３＋が生成され易くなる。このようなサイクリックな反応のため、飛来塩分量が非常に多い環境では、Ｆｅ^３＋が常に供給され続け、鋼の腐食が加速され、耐食性が著しく劣化することになることが判明した。

本発明者らは、このような塩分環境における腐食のメカニズムを基に、種々の合金元素の耐候性への影響について検討した結果、下記の(a)〜(c)に示す知見を得た。

(a)Ｓｎは、Ｓｎ^２＋として溶解し、２Ｆｅ^３＋＋Ｓｎ^２＋→２Ｆｅ^２＋＋Ｓｎ^４＋なる反応によりＦｅ^３＋の濃度を低下させることで、(A)式の反応を抑制する。Ｓｎには、さらにアノード溶解を抑制するという作用もある。

(b)Ｃｕは、従来から飛来塩分量の多い環境において耐食性改善効果の基本とされていた元素であり、比較的濡れ時間が長い環境において耐食性改善効果は見られる。しかしながら、塩化物濃度がさらに大きくなり、局部的にｐＨが下がるような環境、例えば塩分が付着し、湿度が変化することにより乾湿が繰り返され、β−ＦｅＯＯＨが生成するような比較的ドライな環境では、Ｃｕはむしろ腐食を促進することが判明した。

(c)このように、この鋼材は、高い耐食性が期待できる。さらに耐食性が高いことから、鋼材に塗装を行っても、鋼材の腐食に起因する塗装の剥離が少なく塗装欠陥部の腐食を抑制する一方、塗膜による防食効果も期待できるため、塗装をした場合には、より一層の耐食性の効果が期待できる。したがって、耐食性のほかに、塗装の寿命を延長化でき、補修塗装間隔を大きく延ばす作用をも有する。

本発明の要旨は、下記（１）〜（７）に示す厚鋼板にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１７％、Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：０．４〜１．８％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．０１％未満、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｓｎ：０．０３〜０．５０％、Ｎ：０．０１％以下およびＯ：０．００５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ、下記の(1)式で示されるＶＳの値が０．２５〜０．６５である化学組成を有し、ミクロ組織がベイナイトの割合が９０％以上であることを特徴とする厚鋼板。
ＶＳ＝Ｃ＋Ｍｎ／５＋５Ｐ−Ｎｉ／１０−Ｍｏ／１０＋Ｃｕ／１０・・・(1)
ただし、上記(1)式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｎｉ、ＭｏおよびＣｕは、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。

（２）質量％で、さらに、Ｃｕ：０．２％未満を含有し、Ｃｕ／Ｓｎ比が１．０以下であることを特徴とする上記（１）に記載の厚鋼板。

（３）質量％で、さらに、Ｃｒ：０．７％以下、Ｍｏ：０．７％以下、Ｖ：０．４％以下およびＴｉ：０．２％以下の元素のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の厚鋼板。

（４）質量％で、さらに、Ｎｉ：０．７％以下を含有することを特徴とする上記（１）から（３）までのいずれかに記載の厚鋼板。

（５）質量％で、さらに、Ｂ：０．００１０％以下を含有することを特徴とする上記（１）から（４）までのいずれかに記載の厚鋼板。

（６）質量％で、さらに、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＲＥＭ：０．０１％以下の元素のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）から（５）までのいずれかに記載の厚鋼板。

（７）上記（１）から（６）までのいずれかに記載の化学組成を有するスラブの加熱温度をＡｃ₃点以上１０００℃未満として製造したものであることを特徴とする厚鋼板。

なお、本発明における「ＲＥＭ」は、ランタニドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素の総称であり、これらの元素のうちの１種以上を含有させることができる。なお、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。

残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料をはじめとして製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

本発明で規定するミクロ組織は、厚鋼板の板厚中心部におけるものをいう。

本発明で規定するスラブの加熱温度は、スラブの板厚中央部（板厚ｔの（１／２）部）における温度を指す。板厚中央部の温度を直接測定する手段はないので、伝熱計算を基にした計算温度管理を行い、計算温度をスラブの板厚中央部の温度、すなわちスラブの加熱温度として採用すればよい。

本発明の厚鋼板は、高騰するエネルギーコストを抑えて工業的な規模で低コストに製造することが容易であり、耐ＨＩＣ性およびＤＷＴＴ特性にも優れている。このため、ラインパイプ用など各種の素材として好適に用いることができる。また、この厚鋼板の製造時のエネルギー消費量は小さくてもよいので、二酸化炭素など温室効果ガスの放出を抑制することができるという効果も得られる。さらに、この厚鋼板は、高塩化物環境における耐食性も良好であり、ラインパイプ用厚鋼板として有効に使用できる。

以下に、本発明の構成要件について詳しく説明する。なお、各成分元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

（Ａ）化学組成について：
Ｃ：０．０１〜０．１７％
Ｃは、強度を確保するために必要な元素である。Ｃ含有量が０．０１％未満では所望の強度を得難い。一方、Ｃの含有量が０．１７％を超えると、一般に「Ｐｃｍ」と表記される「溶接割れ感受性組成」が上昇して溶接割れ感受性が大きくなる。また、連続鋳造スラブを用いた場合には、連続鋳造スラブの凝固過程における包晶反応の影響によりスラブ割れが発生しやすくなるとともに、連続鋳造スラブの中心部にＣが過度に濃化して偏析帯を形成してしまう。このため、Ｃ含有量は０．０１〜０．１７％とする。Ｃ含有量の下限は好ましくは０．０２％、より好ましくは０．０４％である。Ｃ含有量の上限は好ましくは０．１４％、より好ましくは０．１０％である。

Ｓｉ：０．０１〜０．６０％
Ｓｉは、脱酸作用を有する。Ｓｉには、鋼を強化する作用もある。しかしながら、Ｓｉの含有量が０．０１％未満では脱酸が不十分となる。一方、Ｓｉの含有量が０．６０％を超えると、溶接熱影響部（以下「ＨＡＺ」という。）にマルテンサイトが多く生成して靱性を極度に劣化させる。このため、Ｓｉの含有量は０．０１〜０．６０％とする。Ｓｉ含有量の下限は好ましくは０．２０％である。また、Ｓｉ含有量の上限は好ましくは０．４０％である。

Ｍｎ：０．４〜１．８％
Ｍｎは、鋼を強化するとともに靱性を高める作用を有する。しかしながら、Ｍｎの含有量が０．４％未満では高張力厚鋼板として要求される強度が得られない。一方、Ｍｎの含有量が１．８％を超えると、スラブの中心偏析が増大してＨＩＣの発生が多くなる。このため、Ｍｎ含有量は０．４〜１．８％とする。Ｍｎ含有量の下限は好ましくは０．６％、より好ましくは０．９％である。また、Ｍｎ含有量の上限は好ましくは１．６％、より好ましくは１．４％である。

Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、不純物であり、できるだけ少ないほうが好ましい元素である。Ｐの含有量が多くなって特に０．０２％を超えると、スラブにおける中心偏析度が上昇し、局部的な硬さ上昇が発生する。そこで、Ｐの含有量は０．０２％以下とする。

Ｓ：０．０１％以下
ＳもＰと同様に、不純物であり、できるだけ少ないほうが好ましい元素である。Ｓの含有量が多くなって特に０．０１％を超えると、鋼に対して有害な介在物であるＭｎＳが多く生成する。そこで、Ｓの含有量は０．０１％以下とする。

Ｎｂ：０．００１％以上０．０１％未満
Ｎｂは、未再結晶領域を拡大させ、圧延の際に転位の導入を行い易くして、微細組織を形成する作用を有する。この効果は、Ｎｂの含有量が０．００１％以上で得られる。しかしながら、Ｎｂはスラブ中でＮｂ炭窒化物を形成し、このＮｂ炭窒化物がマトリックスに固溶せずクラスターを形成すると、特に、Ｎｂの含有量が多くなって０．０１％以上になり、Ｎｂ炭窒化物が１０μｍを超えるサイズのクラスターを形成すると、これを起点としたＨＩＣの発生を招いて耐ＨＩＣが劣化する。したがって、Ｎｂの含有量は０．００１％以上０．０１％未満とする。

なお、Ｎｂの含有量が０．０１％以上の場合には、スラブ加熱温度が低く、特に、１０００℃未満であると、上記Ｎｂ炭窒化物の１０μｍを超えるサイズのクラスター形成が多くなって、耐ＨＩＣの劣化が著しくなる。

一方、Ｎｂの含有量が０．０１％未満であっても、スラブ加熱温度が低く、特に、１０００℃未満である場合には、Ｎｂ炭窒化物のクラスターは形成されるが、そのサイズは１０μｍを超えることはなく、また、その数も少ないため、耐ＨＩＣ性が劣化することはない。

なお、Ｎｂ含有量の下限は好ましくは０．００３％、より好ましくは０．００４％である。また、Ｎｂ含有量の上限は０．００９％未満であることが好ましく、０．００７％未満であれば一層好ましい。

Ａｌ：０．００１〜０．０６％
Ａｌは、脱酸のために必須の元素であり、本発明に係る厚鋼板の場合には、０．００１％以上の含有量が必要である。しかしながら、Ａｌの含有量が０．０６％を超えると、特にＨＡＺにおいて靱性が劣化しやすくなる。これは、粗大なクラスター状のアルミナ系介在物粒子が形成されやすくなるためと考えられる。したがって、Ａｌ含有量は０．００１〜０．０６％とする。Ａｌ含有量の下限は好ましくは０．００５％である。また、Ａｌ含有量の上限は好ましくは０．０５％である。

Ｓｎ：０．０３〜０．５０％
Ｓｎは、Ｓｎ^２＋となって溶解し、酸性塩化物溶液中でのインヒビター作用により腐食を抑制する作用を有する。また、Ｆｅ^３＋を速やかに還元させ、酸化剤としてのＦｅ^３＋濃度を低減する作用を有することにより、Ｆｅ^３＋の腐食促進作用を抑制するので、高飛来塩分環境における耐候性を向上させる。また、Ｓｎには鋼のアノード溶解反応を抑制し耐食性を向上させる作用がある。これらの作用は、Ｓｎを０．０３％以上含有させることにより得られ、０.５０％を超えると飽和する。したがって、Ｓｎの含有量は０．０３〜０．５０％とする。なお、好ましいＳｎの含有量の下限は０．０５％であり、上限は０．３０％である。

Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、不純物として鋼中に存在し、含有量が多い場合には、母材、ＨＡＺとも靱性が劣化するのを避けることができず、特に、その含有量が０．０１％を超えると、母材およびＨＡＺの靱性劣化が著しくなる。このため、Ｎの含有量は０．０１％以下とする。なお、Ｎ含有量の上限は好ましくは０．００５％である。

Ｏ：０．００５％以下
Ｏ（酸素）は、不純物として鋼中に存在し、含有量が多い場合には母材靱性に悪影響を及ぼし、特に、その含有量が０．００５％を超えると、母材靱性の劣化が著しくなる。このため、Ｏの含有量は０．００５％以下とする。Ｏ含有量の上限は好ましくは０．００３％である。

本発明の厚鋼板の一つは、上記元素のほか、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ、次の(1)式で示されるＶＳの値が０．２５〜０．６５の化学組成を有するものである。
ＶＳ＝Ｃ＋Ｍｎ／５＋５Ｐ−Ｎｉ／１０−Ｍｏ／１０＋Ｃｕ／１０・・・(1)
ただし、上記(1)式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｎｉ、ＭｏおよびＣｕは、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。

本発明の厚鋼板の他の一つは、上記の元素に加えてさらに、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｂ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭのうちから選んだ１種以上の元素を含有する化学組成を有していてもよい。以下、これらの任意元素の作用効果と、含有量の限定理由について説明する。

Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＴｉは、強度を高める作用を有する。このため、より大きな強度を確保したい場合には、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のＣｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＴｉについて詳しく説明する。

Ｃｕ：０．２％未満かつＣｕ／Ｓｎ比 １．０以下
Ｃｕは必要に応じて含有させることができる。Ｃｕを含有させると、強度を向上させることができる。すなわち、Ｃｕを含有させると、特に、焼入れ−焼戻しの熱処理を行った場合に、Ｃｕによる時効硬化によって一層強度を高めることができる。また、Ｃｕには、耐食性を向上させる作用もある。したがって、上記の効果を得るためにＣｕを含有してもよい。Ｃｕの含有量が多いと、コスト上昇に見合った性能の改善が見られない。また、Ｓｎを含有する鋼では、Ｃｕの含有による耐食性の低下が著しい。さらに、鋼材を製造する際、Ｃｕの含有による圧延割れの原因ともなる。このため、含有させる場合のＣｕ含有量は０．２％未満とし、かつＳｎ含有量に対するＣｕ含有量の比、すなわち、Ｃｕ／Ｓｎ比を１．０以下とする。なお、Ｃｕによる上記の効果を安定的に発現させるためには、Ｃｕを０．０１％以上含有させることが好ましい。含有させる場合のＣｕ含有量の下限はより好ましくは０．０５％である。また、Ｃｕ含有量の上限はより好ましくは０．１５％である。

Ｃｒ：０．７％以下
Ｃｒは必要に応じて含有させることができる。Ｃｒを含有させると、強度を上昇させることができる。すなわち、Ｃｒは、スラブの凝固過程において中心偏析部に濃化し難いので、熱間圧延後の厚鋼板の水冷時に、オーステナイトからのフェライトやパーライトへの変態を遅らせて焼入れ性を高めて厚鋼板の強度を上昇させ、また、焼戻し処理あるいは高温でのＳＲ処理の際に、素地フェライトの軟化を遅らせて微細な特殊炭化物の析出硬化作用により軟化抵抗の増加をもたらす。そのため、特に、ラインパイプ用厚鋼板の場合には、耐ＨＩＣ性と高強度をともに確保するために非常に有効な元素である。したがって、上記の効果を得るためにＣｒを含有してもよい。しかしながら、Ｃｒの含有量が０．７％を超えると、溶接時の作業性を極度に低下させるとともにコストが嵩む。このため、含有させる場合のＣｒの含有量は０．７％以下とする。含有させる場合のＣｒ含有量の上限は好ましくは０．５％である。なお、Ｃｒによる上記の効果を安定的に発現させるためには、Ｃｒを０．０１％以上含有させることが好ましい。含有させる場合のＣｒ含有量の下限はより好ましくは０．１％である。

Ｍｏ：０．７％以下
Ｍｏは必要に応じて含有させることができる。Ｍｏを含有させると、強度を上昇させることができる。また、Ｍｏには、靱性を向上させる作用もある。したがって、上記の効果を得るためにＭｏを含有してもよい。しかしながら、Ｍｏの含有量が０．７％を超えると、特に、ＨＡＺの硬さが高くなって靱性と耐ＳＳＣ性を損なう。このため、含有させる場合のＭｏの含有量は０．７％以下とする。含有させる場合のＭｏ含有量の上限は好ましくは０．５％である。なお、Ｍｏによる上記の効果を安定的に発現させるためには、Ｍｏを０．０１％以上含有させることが好ましい。含有させる場合のＭｏ含有量の下限はより好ましくは０．１％である。

Ｖ：０．４％以下
Ｖは必要に応じて含有させることができる。Ｖを含有させると、強度を上昇させることができる。すなわち、Ｖは、主に焼戻し時の炭窒化物析出により強度を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにＶを含有してもよい。しかしながら、０．４％を超えるＶを含有させても、強度向上効果が飽和してコストが嵩むばかりか、靱性の劣化も生じる。したがって、含有させる場合のＶの含有量は０．４％以下とする。含有させる場合のＶ含有量の上限は好ましくは０．３％である。なお、Ｖによる上記の効果を安定的に発現させるためには、Ｖを０．０１％以上含有させることが好ましい。含有させる場合のＶ含有量の下限はより好ましくは０．０２５％である。

Ｔｉ：０．２％以下
Ｔｉは必要に応じて含有させることができる。Ｔｉを含有させると、強度を上昇させることができる。また、Ｔｉには、スラブの品質を安定させる作用もある。したがって、上記の効果を得るためにＴｉを含有してもよい。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．２％を超えると、特に、ＨＡＺの靱性を劣化させる。このため、含有させる場合のＴｉの含有量は０．２％以下とする。含有させる場合のＴｉ含有量の上限は好ましくは０．０５％である。なお、Ｔｉによる上記の効果を安定的に発現させるためには、Ｔｉを０．００１％以上含有させることが好ましい。含有させる場合のＴｉ含有量の下限はより好ましくは０．００５％である。

なお、上記のＣｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＴｉは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。なお、これらの元素の合計含有量は２．０％以下とすることが好ましい。

Ｎｉ：０．７％以下
Ｎｉは必要に応じて含有させることができる。Ｎｉを含有させると、靱性を向上させることができる。すなわち、Ｎｉは、固溶状態において鋼のマトリックスの靱性を高める効果がある。また、Ｎｉには、焼入れ性を高める作用もある。したがって、上記の効果を得るためにＮｉを含有してもよい。しかしながら、０．７％を超えるＮｉを含有させてもコスト上昇に見合った性能の改善が見られない。したがって、含有させる場合のＮｉの含有量は０．７％以下とする。含有させる場合のＮｉ含有量の上限は好ましくは０．５％である。Ｎｉによる上記の効果を安定的に発現させるためには、Ｎｉを０．０１％以上含有させることが好ましい。含有させる場合のＮｉ含有量の下限はより好ましくは０．１％である。

なお、Ｃｕを含有させる場合には、「Ｃｕチェッキング」と称される圧延時のひび割れが生じやすい。これを防止するために、Ｎｉ／Ｃｕ≧１．０を満足するようにＮｉを複合して含有させることが好ましい。

Ｂ：０．００１０％以下
Ｂは必要に応じて含有させることができる。Ｂを含有させると、焼入れ性を向上させることができる。したがって、上記の効果を得るためにＢを含有してもよい。しかしながら、０．００１０％を超えるＢを含有させても、上記の効果が飽和するし、著しい靱性の劣化が生じる。したがって、含有させる場合のＢの含有量は０．００１０％以下とする。含有させる場合のＢ含有量の上限は好ましくは０．０００６％である。なお、Ｂによる上記の効果を安定的に発現させるためには、Ｂを０．０００１％以上含有させることが好ましい。含有させる場合のＢ含有量の下限はより好ましくは０．０００３％である。

Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、熱間加工性を高める作用を有する。このため、より大きな熱間加工性を確保したい場合には、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のＣａ、ＭｇおよびＲＥＭについて詳しく説明する。

Ｃａ：０．０１％以下
Ｃａは必要に応じて含有させることができる。Ｃａは、熱間加工性を高める作用を有する。なお、Ｃａが鋼中のＳと反応して溶鋼中で形成する酸・硫化物（オキシサルファイド）は、ＭｎＳなどと異なって、熱間加工の一形態である圧延加工で圧延方向に伸びることがなく圧延後も球状であるため、延伸した介在物の先端などを割れの起点とする溶接割れやＨＩＣを抑制する作用がある。したがって、上記の効果を得るためにＣａを含有してもよい。しかしながら、Ｃａの含有量が０．０１％を超えると、靱性の劣化を招くことがある。したがって、Ｃａを含有させる場合の含有量を０．０１％以下とした。含有させる場合のＣａ含有量の上限は好ましくは０．００６０％である。Ｃａによる上記の効果を安定的に発現させるためには、Ｃａを０．０００５％以上含有させることが好ましい。含有させる場合のＣａ含有量の下限はより好ましくは０．００１０％である。

Ｍｇ：０．０１％以下
Ｍｇは必要に応じて含有させることができる。Ｍｇは、熱間加工性を高める作用を有する。Ｍｇには、Ｍｇ含有酸化物を生成してＴｉＮの発生核となり、ＴｉＮを微細分散させる作用もある。したがって、上記の効果を得るためにＭｇを含有してもよい。しかしながら、Ｍｇの含有量が０．０１％を超えると、酸化物が多くなりすぎて延性低下をもたらす。したがって、Ｍｇを含有させる場合の含有量を０．０１％以下とした。含有させる場合のＭｇ含有量の上限は好ましくは０．００８０％である。なお、Ｍｇによる上記の効果を安定的に発現させるためには、Ｍｇを０．００１０％以上含有させることが好ましい。含有させる場合のＭｇ含有量の下限はより好ましくは０．００２０％である。

ＲＥＭ：０．０１％以下
ＲＥＭは必要に応じて含有させることができる。ＲＥＭは、熱間加工性を高める作用を有する。ＲＥＭには、ＨＡＺ組織の微細化作用もある。したがって、上記の効果を得るためにＲＥＭを含有してもよい。しかしながら、ＲＥＭの含有量が多くなると、介在物となって清浄性を低下させるが、ＲＥＭの添加によって形成される介在物は、比較的靱性劣化への影響が小さいため、０．０１％以下であればＲＥＭを含有させても母材の靱性の低下は許容できる。したがって、ＲＥＭを含有させる場合の含有量を０．０１％以下とした。含有させる場合のＲＥＭ含有量の上限は好ましくは０．００８０％である。なお、ＲＥＭによる上記の効果を安定的に発現させるためには、ＲＥＭを０．００１０％以上含有させることが好ましい。含有させる場合のＲＥＭ含有量の下限はより好ましくは０．００２０％である。

既に述べたように本発明における「ＲＥＭ」は、ランタニドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素の総称であり、これらの元素のうちの１種以上を含有させることができる。それぞれのＲＥＭ元素に分離して鋼中に含有させてもよいし、ミッシュメタルという混合した状態で鋼中に含有させてもよい。なお、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。

なお、上記のＣａ、ＭｇおよびＲＥＭは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種以上の複合で含有させることができる。なお、これらの元素の合計含有量は０．０２５％以下とすることが好ましい。

ＶＳの値：０．２５〜０．６５
次の(1)式で表されるＶＳの値が０．６５以下であると、連続鋳造鋳片の中心偏析を改善することができるので、４００ＭＰａ以上の降伏強さを有する厚鋼板を、母材におけるＤＷＴＴ特性の劣化なく製造することが可能である。
ＶＳ＝Ｃ＋Ｍｎ／５＋５Ｐ−Ｎｉ／１０−Ｍｏ／１０＋Ｃｕ／１０・・・(1)
ただし、上記(1)式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｎｉ、ＭｏおよびＣｕは、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。
しかしながら、ＶＳの値が０．６５を超えると、連続鋳造鋳片の中心偏析、特に、Ｃｕの中心偏析を避けることができなくなって、ＤＷＴＴ特性が著しく劣化してしまう。一方、ＶＳの値が０．２５未満であると、ＡＰＩ規格Ｘ６５〜Ｘ７０級の高張力という所望の強度を確保することが難しくなる。したがって、前記(1)式で示されるＶＳの値は０．２５〜０．６５とする。

（Ｂ）ミクロ組織について：
本発明の厚鋼板に、ＡＰＩ規格Ｘ６５〜Ｘ７０級の強度を確保させるには、ミクロ組織を、ベイナイトの割合が９０％以上であるものとする必要がある。

上記の「ベイナイトの割合が９０％以上」であるミクロ組織に占めるベイナイトの割合は、より好ましくは９５％以上であり、１００％、すなわち、ベイナイトの単相組織であってもよい。そして、この場合のミクロ組織に占めるベイナイト以外の相は、フェライト、パーライト、マルテンサイト等どのような相であっても構わない。

なお、ミクロ組織に占める特定の相の割合は、通常のミクロ組織の観察手段によって面積割合を測定すればよい。これは、実際にミクロ組織における相の体積割合は面積割合に等しいことが知られているためである。ミクロ組織に占める特定の相の割合の具体的な測定方法の一例を、後述の実施例に示した。

また、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有するスラブに対し、例えば、以下の工程（ａ）〜（ｃ）で順次処理することにより、厚鋼板のミクロ組織を上述したもの、つまり、ベイナイトの割合が９０％以上であるミクロ組織にすることができる。

工程（ａ）〜（ｃ）で順次処理する場合のスラブの製造については、特にその鋳造条件を特定する必要はない。造塊−分塊法によるスラブや連続鋳造法によるスラブを用いることができるが、製造効率、歩留りおよび省エネルギーの観点から、連続鋳造スラブを用いることが好ましい。

工程（ａ）：加熱
加熱工程としての工程（ａ）では、本発明の厚鋼板製造のための圧延素材としてのスラブをＡｃ₃点以上１０００℃未満の温度に加熱する。

スラブをＡｃ₃点以上に加熱するのは、オーステナイト変態させて、均一な組織とするためである。

一方、スラブ加熱温度を１０００℃未満とするのは、エネルギー消費の減少および地球環境への配慮のためである。なお、スラブ加熱温度は、９７５℃未満であることが好ましい。

なお、スラブの中央部まで温度を均一化するために、上記温度域でのスラブの加熱時間は、４時間以上とすることが好ましい。ただし、本発明の目的から加熱時間の上限は１２時間程度とすることが好ましい。

既に述べたように、Ｎｂの含有量が０．０１％以上のスラブの場合には、スラブ加熱温度が低く、特に、１０００℃未満であると、Ｎｂ炭窒化物の１０μｍを超えるサイズのクラスター形成が多くなって、耐ＨＩＣの劣化が著しくなる。しかしながら、前記（Ａ）項に記載のＮｂの含有量が０．０１％未満のスラブの場合には、Ｎｂ炭窒化物のクラスターは形成されるが、そのサイズは１０μｍを超えることはなく、また、その数も少ないため、耐ＨＩＣ性が劣化することはない。

工程（ｂ）：圧延
圧延工程としての工程（ｂ）では、上記工程（ａ）で加熱したスラブを、粗圧延および仕上圧延に分けて圧延する。

（ｂ−１）粗圧延
スラブに対する粗圧延は、スラブ厚さが成品である厚鋼板の厚さの３〜８倍になるように行うことが好ましい。粗圧延において、スラブ厚さが成品厚さの３倍よりも薄くなるまで圧延すると、仕上げ圧延する際の圧下量が不足して厚鋼板の靱性を改善できないおそれがあり、一方、粗圧延におけるスラブ厚さが成品厚さの８倍を超えるものであると、仕上圧延での最終仕上温度をＡｒ₃点以上とすることが難しくなって、後述する工程（ｃ）の冷却によって、前述した（Ｂ）項のミクロ組織を確保できない場合がある。

なお、スラブ温度が高いほど変形抵抗が少なく圧下にかかる荷重を小さくできるので、粗圧延は９３０℃以上で行うことが好ましい。

（ｂ−２）仕上げ圧延
仕上げ圧延は、上述の粗圧延を施されたスラブに対し、冷却することなく引き続き圧下を行って、所定の板厚の成品とする工程である。この仕上圧延では、圧延終了時の成品表面温度が８００℃以上になるように、圧延を行うことが好ましい。これは、成品である厚鋼板の工程（ｃ）での冷却開始温度をＡｒ₃点以上にするためである。冷却開始温度をＡｒ₃点以上として急冷することにより、前述した（Ｂ）項のミクロ組織を確保することが容易になる。

工程（ｃ）：冷却
冷却工程としての工程（ｃ）では、仕上圧延後の成品を冷却する。冷却は、Ａｒ₃点以上の温度から、５〜８０℃／ｓの冷却速度で、４００〜５５０℃の温度域まで行い、冷却停止後は、空冷または放冷することが好ましい。

なお、工程（ｂ）の後、上記温度から冷却して５℃／ｓ以上の冷却速度を得るための方法としては、例えば、水冷が挙げられるので、以下、「冷却」に「水冷」を用いて説明する。

Ａｒ₃点以上の温度から水冷する際の冷却速度が５℃／ｓ未満であると、厚鋼板の焼入れ性が不十分となって強度および靱性が劣化したり、板厚方向の中心部における組織制御が不十分となって拡散性元素が濃化し易くなり、母材の硬さ分布が不均一になるとともに耐ＨＩＣ性能が劣化する場合がある。一方、冷却速度が８０℃／ｓを超えると、厚鋼板内部の残留応力が増大し、厚鋼板に平坦度不良が発生し易くなる場合がある。

また、水冷の停止温度が４００℃未満であると、過冷却となって前述した（Ｂ）項のミクロ組織を確保することが困難になるため、耐ＨＩＣ性が低下するとともに、降状強さが低下してＡＰＩ規格でＸ６５〜Ｘ７０級の高張力という所望の強度が得られない場合がある。一方、水冷の停止温度が５５０℃を超えると、上記所望の強度が得られないばかりか、靱性も低下する場合がある。

以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

表１および表２に示す化学組成を有する鋼１〜３８およびｘ１〜ｘ１５を通常の方法で溶製、連続鋳造して厚さが２２０〜３００ｍｍのスラブにした。なお、表１および表２には、鋼の化学組成から推定されるＡｃ₃点（℃）およびＡｒ₃点（℃）の値を併記した。

表１中の鋼１〜２６ならびに表２中の鋼２７〜３８、鋼ｘ１および鋼ｘ２は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、表２中の鋼ｘ３〜ｘ１５は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。

これらの各種の鋼のスラブを用い、表３に示す製造条件に基づいて種々の厚鋼板を製造した。なお、スラブを加熱する際、その中央部まで温度を均一化するために、いずれのスラブについても加熱炉に４時間以上滞留させた。また、圧延完了後の冷却は水冷によって行い、表３に記載の「冷却停止温度」で水冷を停止した。

上記のようにして得た各厚鋼板について、先ず、ミクロ組織を調査した。

すなわち、圧延面に平行な面であるいわゆる「Ｌ断面」が被検面になるように、各鋼板の板厚中心部から試験片を採取し、次いで、その試験片を樹脂に埋め込んで鏡面研磨した後ナイタールによって腐食して、板厚中心の±３ｍｍの領域におけるミクロ組織を調査した。

具体的には、ナイタールによって腐食した面を光学顕微鏡を用いて倍率を２００倍として１０視野観察し、ミクロ組織とともにＮｂ炭窒化物を確認した。

表４に、ミクロ組織の調査結果を示す。

次に、得られた各厚鋼板について機械的特性としての引張特性、ＤＷＴＴ特性、耐ＨＩＣ性および耐食性の調査を行った。

引張特性は、ＡＰＩ ５Ｌ ４３ｒｄ（２００４）に準じた引張試験片を、板厚１／２位置を中心として圧延方向と直角な方向である「Ｃ方向」に採取し、ＡＳＴＭ Ａ３７０に記載の方法で室温での引張試験を行って調査し、降伏強度（以下、「ＹＳ」という。）と引張強度（以下、「ＴＳ」という。）を測定した。

なお、引張試験速度を１０Ｎ／（ｍｍ・ｓ）とした場合の０．５％耐力を上記のＹＳとした。引張特性の目標は、４４８ＭＰａ以上のＹＳおよび５３５ＭＰａ以上のＴＳを有することとした。

ＤＷＴＴ特性は、「Ｃ方向」に採取した、長さ３０５ｍｍ、幅７６．２ｍｍで、板厚１／２位置を中心として削り出した１９．０５ｍｍ厚さのものに、深さ５．１ｍｍのプレスノッチ（Ｒ＝０．０２５ｍｍ）を付与した試験片を用いて試験し、せん断破面率が８５％以上となる遷移温度（以下、「８５％ＳＡＴＴ」という。）を測定することにより調査した。

なお、上記の８５％ＳＡＴＴが低いほど厚鋼板のＤＷＴＴ特性が優れていると判断できる。そこで、ＤＷＴＴ特性の目標は、８５％ＳＡＴＴが−１５℃以下であることとした。

耐ＨＩＣ性は、板厚の表裏面を減厚して作製した長さ１００ｍｍ、幅２０ｍｍで、厚さ２ｍｍの試験片を、液温度が２５±３℃で、ｐＨを２．８〜３．３に調整したＨ₂Ｓの飽和溶液（２３００〜３５００ｐｐｍ）に９６時間浸漬して試験した後、超音波探傷法により割れを探傷することで判定した。

なお、耐ＨＩＣ性の目標は、上記の試験環境で割れが生じないこととした。

そして、耐食性は、得られた鋼材から得た試験片をＳＡＥ（Society of Automotive Engineers）J２３３４試験により評価した。ＳＡＥ J２３３４試験は、湿潤：５０℃、１００％ＲＨ、６時間、塩分付着：０.５％ＮａＣｌ、０.１％ＣａＣｌ_２、０.０７５％ＮａＨＣＯ_３水溶液浸漬、０.２５時間、乾燥：６０℃、５０％ＲＨ、１７.７５時間を１サイクル（合計２４時間）とした加速試験であり、腐食形態が大気暴露試験に類似しているとされている（長野博夫、山下正人、内田仁著：環境材料学、共立出版（２００４）、ｐ.７４）。なお、本試験は、飛来塩分量が１ｍｄｄを超えるような厳しい腐食環境を模擬する試験である。

ＳＡＥ Ｊ２３３４試験１２０サイクル終了後、各試験片の表面のさび層を除去し、板厚減少量を測定した。ここで、「板厚減少量」は、試験片の平均の板厚減少量であり、試験前後の重量減少と試験片の表面積を用いて算出したものである。

また、耐塗装剥離性を調べるために、１５０×７０ｍｍの大きさの試験片にエアースプレーにより変性エポキシ塗料（バンノー２００：中国塗料製）を乾燥膜厚で１５０μｍになるように塗装し、鋼材素地に達する深さでクロスカットを入れてから、同じくＳＡＥ Ｊ２３３４試験により評価した。
なお、以上の耐食性試験では、板厚減少量が０．２５ｍｍ、剥離面積率３０％以下であることを目標とした。

表４に、上記のようにして求めた引張特性、ＤＷＴＴ特性、耐ＨＩＣ性および耐食性の調査結果を併せて示す。

表４から、本発明で規定する条件から外れた比較例の試験番号ｘ１〜ｘ１５の厚鋼板の場合には、引張特性、ＤＷＴＴ特性、耐ＨＩＣ性および耐食性の目標を全て同時には達成することができないことが明らかである。なお、試験番号ｘ１は本発明で規定する組成範囲内にあるが、ミクロ組織がマルテンサイトであるため、ＴＳが目標に到達しなかった。また、試験番号ｘ２は本発明で規定する組成範囲内にあるが、ミクロ組織がベイナイトとマルテンサイトの混合組織であるため、割れが生じ、耐ＨＩＣ性が得られなかった。

これに対して、本発明で規定する条件を満たす本発明例の試験番号１〜３８の厚鋼板の場合には、引張特性、ＤＷＴＴ特性、耐ＨＩＣ性および耐食性の目標を全て同時に達成することができた。

以上のとおり、本発明の厚鋼板は、高騰するエネルギーコストを抑えて工業的な規模で低コストに製造することが容易であり、耐ＨＩＣ性およびＤＷＴＴ特性にも優れている。このため、ラインパイプ用など各種の素材として好適に用いることができる。また、この厚鋼板の製造時のエネルギー消費量は小さくてもよいので、二酸化炭素など温室効果ガスの放出を抑制することができるという効果も得られる。さらに、高塩化物環境における耐食性にも優れ、補修塗装間隔の延長によるライフサイクルコストの低減も図ることができる。

Claims (7)

1. 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１７％、Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：０．４〜１．８％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．０１％未満、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｓｎ：０．０３〜０．５０％、Ｎ：０．０１％以下およびＯ：０．００５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ、下記の(1)式で示されるＶＳの値が０．２５〜０．６５である化学組成を有し、ミクロ組織がベイナイトの割合が９０％以上であることを特徴とする厚鋼板。
   ＶＳ＝Ｃ＋Ｍｎ／５＋５Ｐ−Ｎｉ／１０−Ｍｏ／１０＋Ｃｕ／１０・・・(1)
   ただし、上記(1)式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｎｉ、ＭｏおよびＣｕは、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。
2. 質量％で、さらに、Ｃｕ：０．２％未満を含有し、Ｃｕ／Ｓｎ比が１．０以下であることを特徴とする請求項１に記載の厚鋼板。
3. 質量％で、さらに、Ｃｒ：０．７％以下、Ｍｏ：０．７％以下、Ｖ：０．４％以下およびＴｉ：０．２％以下の元素のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の厚鋼板。
4. 質量％で、さらに、Ｎｉ：０．７％以下を含有することを特徴とする請求項１から３までのいずれかに記載の厚鋼板。
5. 質量％で、さらに、Ｂ：０．００１０％以下を含有することを特徴とする請求項１から４までのいずれかに記載の厚鋼板。
6. 質量％で、さらに、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＲＥＭ：０．０１％以下の元素のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１から５までのいずれかに記載の厚鋼板。
7. 請求項１から６までのいずれかに記載の化学組成を有するスラブの加熱温度をＡｃ₃点以上１０００℃未満として製造したものであることを特徴とする厚鋼板。