JP2012229470A - 低温靭性および溶接継手破壊靭性に優れた鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】優れた低温靭性と溶接継手破壊靭性を示す鋼板（特には、大水深域や寒冷域に建設される海洋構造物に好適に用いられる鋼板）を提供する。
【解決手段】規定の成分組成を満たし、下記（Ａ）〜（Ｄ）の全ての条件を満たす高強度鋼板。（Ａ）表面部、ｔ（板厚）／４部、およびｔ／２部のうちの、アシキュラーフェライト分率の最低値（Ａｍｉｎ）が５０面積％以上であり、かつ、上記分率の最高値（Ａｍａｘ）と前記Ａｍｉｎの差が２０面積％以下である。（Ｂ）表面部、ｔ／４部、およびｔ／２部のうちの、大角結晶粒径の最高値（Ｍｍａｘ）が４０μｍ以下であり、かつ、Ｍｍａｘと上記粒径の最低値（Ｍｍｉｎ）の差が４０μｍ未満である。（Ｃ）表面部、ｔ／４部、およびｔ／２部にのうちの、硬さの最高値（Ｈｖｍａｘ）と最低値（Ｈｖｍｉｎ）の差が５０以下である。（Ｄ）ＪＩＳ Ｇ ０９０１で規定の超音波探傷試験を、検出感度＋１２ｄＢで全面探傷したときに、内部欠陥のＵＴエコー高さが５０％以下である。
【選択図】なし

Description

本発明は、（母材の）低温靭性および溶接継手（ＨＡＺ）破壊靭性に優れた鋼板およびその製造方法に関するものであり、例えば寒冷地の海洋構造物等に使用される場合であっても、優れた低温靭性および溶接継手破壊靭性を発揮する鋼板、およびその製造方法に関するものである。

近年、石油等の資源の掘削や生産は、海洋の大水深域や寒冷域へ移行している。よってこの様な領域において、資源の掘削等に用いられる海洋構造物用の鋼板には、低温靭性および溶接継手破壊靭性に優れていることが要求される。

上記溶接継手破壊靭性を高めたものとして、例えば特許文献１がある。この特許文献１には、Ｔｉ、Ｎの化学成分値、ＴｉＮの粒径、及びその粒径の個数を規定することで、溶接熱影響部の破壊靱性に優れた高ＣＴＯＤ保証低温用鋼が得られる旨示されている。具体的には、溶接前の鋼材中に粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮが５×１０^５〜５×１０^６個／ｍｍ^２存在し、かつ粒径０．５μｍ以上のＴｉＮを１０個／ｃｍ^２以下とすればよいことが示されている。

特許文献２には、極寒冷氷海域での海洋構造物などに適した鋼板が示されており、（ａ）有効結晶粒径の細粒化、（ｂ）島状マルテンサイトの低減と微量Ｎｂによる粒界焼入れ性の向上、（ｃ）析出硬化の抑制、（ｄ）ＨＡＺ硬さの低減、の４つを同時に組み合わせて実施することにより、多層盛溶接部のＣＴＯＤ特性を著しく向上できた旨示されている。また、製造条件として、
（ア）鋼スラブを、９５０〜１３００℃に加熱し、再結晶温度域で圧下率が１０〜９０％の粗圧延を行い、続いてＡｒ_３点以上の未再結晶温度域で圧下率が１０〜９０％の仕上圧延を行い、直ちに冷却速度が１〜５０℃／ｓで６５０〜５００℃まで制御冷却し、室温まで空冷するか、または、
（イ）鋼スラブを、９５０〜１３００℃に加熱し、再結晶温度域で圧下率が１０〜９０％の粗圧延を行い、続いてＡｒ_３点以上の未再結晶温度域で圧下率が１０〜９０％の仕上圧延を行い、直ちに冷却速度が１〜５０℃／ｓで２００℃以下に制御冷却し、その後、５００℃〜６５０℃で焼き戻しを行うことがあげられている。

特許文献３には、低温靱性と溶接性に優れた厚手高張力鋼板の製造方法が示されており、規定の鋼を９００〜１１５０℃に加熱し、中間段階厚さまで圧延して一旦圧延を中断して冷却するかまたは圧延せずスラブ状態のまま冷却し、表面温度がＡｒ_３を割る前に該鋼をＡｒ_３＋１５０℃〜Ａｒ_３の温度に均一に保熱し、次いでＡｒ_３以上で圧下率５０〜７０％の圧延を行い、圧延後、冷却速度１〜１０℃／ｓｅｃで２５０〜６００℃まで冷却し、引き続き空冷する方法や、鋼を９００〜１１５０℃に加熱し、中間段階厚さまで圧延して一旦圧延を中断して冷却するか、または圧延せずスラブ状態のまま冷却し表面温度がＡｒ_３を割る前に該鋼をＡｒ_３＋１５０℃〜Ａｒ_３の温度に均一に保熱し、次いでＡｒ_３以上で圧下率５０〜７０％の圧延を行い、圧延後、冷却速度１〜１０℃／ｓｅｃで２５０〜６００℃まで冷却し、引き続き空冷する方法が提案されている。

特許文献４には、大入熱で溶接を行った場合にもＨＡＺの低温靭性に優れると共に、母材（鋼板）の低温靭性にも優れた低降伏比高張力鋼板が示されており、その製造方法として、熱間圧延を行った後、鋼板の（Ａｒ_３変態点−４０℃）を超える温度から１０℃／秒以上の平均冷却速度で（Ａｒ_３変態点−４０℃）以下の温度まで冷却し、当該温度で一旦冷却を中断して３０〜１５０秒の空冷を行い、引き続きｔ／４（ｔ：板厚）位置の温度が（Ａｒ_３変態点−８０℃）〜（Ａｒ_３変態点−１９０℃）の温度範囲から３５０℃超、５５０℃以下の温度範囲まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却することが示されている。

しかし特許文献１〜４には、母材の低温靭性として、特に確保の困難な板厚中央部（ｔ／２）Ｃ方向の低温靭性を高めると共に、溶接継手破壊靭性（ＨＡＺ−ＣＴＯＤ特性）を高めることについては検討されていない。

特開２００１−２４７９３２号公報 特開平１１−２２９０７７号公報 特公平６−７４４５４号公報 特開２００８−２６６７３５号公報

本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、従来の鋼板よりも優れた低温靭性と溶接継手破壊靭性を示す鋼板（特には、大水深域や寒冷域に建設される海洋構造物に好適に用いられる鋼板）と、該鋼板の製造方法を確立することにある。

上記課題を解決し得た本発明の低温靭性および溶接継手破壊靭性に優れた鋼板は、
Ｃ：０．０２〜０．１０％（「質量％」の意味。以下同じ）、
Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｎｉ：０．１０〜１％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
Ｎ：０．００３０〜０．０６５％、
Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、および
Ａｌ：０．０１〜０．０６％
を満たし、残部が鉄および不可避不純物であって、
下記（Ａ）〜（Ｄ）の全ての条件を満たし、引張強さが４７０ＭＰａ以上であるところに特徴を有する。

（Ａ）表面部、ｔ／４部［ｔは板厚を示す。以下同じ］、およびｔ／２部において、アシキュラーフェライト分率を測定したときに、アシキュラーフェライト分率の最低値（Ａｍｉｎ）が５０面積％以上であり、かつ、アシキュラーフェライト分率の最高値（Ａｍａｘ）と前記最低値（Ａｍｉｎ）の差が下記（１）式を満たす。
Ａｍａｘ−Ａｍｉｎ≦２０面積％・・・・・（１）
（Ｂ）表面部、ｔ／４部、およびｔ／２部において、２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域（大角結晶粒）の平均結晶粒径を測定したときに、該平均結晶粒径の最高値（Ｍｍａｘ）が４０μｍ以下であり、かつ、前記最高値（Ｍｍａｘ）と前記平均結晶粒径の最低値（Ｍｍｉｎ）の差が下記（２）式を満たす。
Ｍｍａｘ−Ｍｍｉｎ＜４０μｍ・・・・・（２）
（Ｃ）表面部、ｔ／４部、およびｔ／２部において、硬さを測定したときに、硬さの最高値（Ｈｖｍａｘ）と硬さの最低値（Ｈｖｍｉｎ）の差が下記（３）式を満たす。
Ｈｖｍａｘ−Ｈｖｍｉｎ≦５０・・・・・（３）
（Ｄ）ＪＩＳ Ｇ ０９０１で規定の超音波探傷試験を、検出感度＋１２ｄＢで全面探傷したときに、内部欠陥のＵＴエコー高さが５０％以下である。

上記鋼板は、更に他の元素として、
Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｂ：０．０００５〜０．００３％、および
Ｃａ：０．０００５〜０．００３％
よりなる群から選択される少なくとも１種の元素を含んでいてもよい。

また上記鋼板は、更に他の元素として、
Ｃｕ：０．３％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）、および
Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）
よりなる群から選択される少なくとも１種の元素を含んでいてもよい。

上記鋼板は、海洋構造物用として用いることができる。

本発明は、上記鋼板の製造方法も規定するものであって、該製造方法は、上記成分組成を満たすスラブを用い、１０５０℃以上に加熱した後、第１熱間圧延、第１冷却、第２熱間圧延、および第２冷却を、それぞれ下記条件（ａ）〜（ｄ）を満たすように順次行うところに特徴を有する。

（ａ）第１熱間圧延において、ｔ／２部の温度が９５０℃以上の状態で圧下率が１０％以上の最終パス圧延を行う。

（ｂ）第１冷却として、下記条件を満たす２段階冷却を行うことにより、表面部とｔ／２部の温度差を７０℃以内にする。
（１段目冷却）０．６℃／ｓ以上の板厚方向平均冷却速度で０．５Ｔ秒以上［Ｔは、第１冷却の開始板厚（ｍｍ）を示す。以下同じ］１．５Ｔ秒以下冷却した後、空冷を０．５Ｔ秒以上１．５Ｔ秒以下行う。
（２段目冷却）１段目冷却に引き続き、０．６℃／ｓ以上の板厚方向平均冷却速度で０．０７Ｔ秒以上１．３Ｔ秒以下冷却した後、空冷を０．０７Ｔ秒以上１．３Ｔ秒以下行う。

（ｃ）第２熱間圧延において、ｔ／２部の温度が９５０℃未満の温度範囲の圧延を、下記（４）式を満たすように行う。
Ｑ＋（Ｎｉ＋Ｎｂ）×１０≧３３・・・・・（４）
［上記（４）式において、
Ｑ：ｔ／２部の温度が９５０℃未満の温度範囲における累積圧下率（％）、
Ｎｉ：Ｎｉ含有量（質量％）、
Ｎｂ：Ｎｂ含有量（質量％）を示す。
尚、圧下率は、下記（５）式で求められるものである。
圧下率＝１００×（圧延開始前厚−圧延完了厚）／圧延開始前厚・・・・・（５）］

（ｄ）第２冷却として、表面部の温度がＡｒ_３変態点以上の温度域から、ｔ／２部の温度が５００℃以下の温度域までを、下記（６）式を満たす板厚方向平均冷却速度で冷却する。
板厚方向平均冷却速度≧６４２０ｔ^{−１．６０}・・・・・（６）
［上記（６）式において、ｔは最終製品板厚（ｍｍ）を示す。
また、板厚方向平均冷却速度は、下記（７）式から求められるものである。
板厚方向平均冷却速度（℃／ｓ）＝（θｓ−θｆ）／τ・・・・・（７）
上記（７）式において、θｓは冷却開始時の板厚方向平均温度（℃）、θｆは冷却停止時の板厚方向平均温度（℃）、τは冷却時間（ｓ）を示す。］

本発明によれば、板厚方向によらず組織や硬さが一定であり、かつ鋼板内部の欠陥が抑制されているため、従来の鋼板よりも優れた低温靭性と溶接継手破壊靭性を兼備する。この様な本発明の鋼板は、特に、大水深域や寒冷域に建設される海洋構造物に好適に用いられる。

図１は、アシキュラーフェライト分率差（Ａｍａｘ−Ａｍｉｎ）とｔ／２部Ｃ方向のｖＴｒｓの関係を示した図である。 図２は、大角結晶粒径差（Ｍｍａｘ−Ｍｍｉｎ）とｔ／２部Ｃ方向のｖＴｒｓの関係を示した図である。 図３は、硬さ差（Ｈｖｍａｘ−Ｈｖｍｉｎ）とＨＡＺ部の限界ＣＴＯＤ値（−１０℃）の関係を示した図である。 図４は、超音波探傷試験におけるエコー高さと、ＨＡＺ部の限界ＣＴＯＤ値（−１０℃）との関係を示した図である。 図５は、本発明の製造工程を概略的に示した図である。 図６は、第１熱間圧延における最終パス圧延の圧下率と超音波探傷試験におけるエコー高さの関係を示した図である。 図７は、（第１冷却後の）表面部とｔ／２部の温度差と、硬さ差（Ｈｖｍａｘ−Ｈｖｍｉｎ）の関係を示した図である。 図８は、１段目冷却係数と、（第１冷却後の）表面部とｔ／２部の温度差との関係を示した図である。 図９は、２段目冷却係数と、（第１冷却後の）表面部とｔ／２部の温度差との関係を示した図である。 図１０は、（４）式の左辺値［Ｑ＋（Ｎｉ＋Ｎｂ）×１０］とアシキュラーフェライト分率差（Ａｍａｘ−Ａｍｉｎ）の関係を示した図である。 図１１は、（４）式の左辺値［Ｑ＋（Ｎｉ＋Ｎｂ）×１０］と大角結晶粒径差（Ｍｍａｘ−Ｍｍｉｎ）の関係を示した図である。 図１２は、実施例における試験片の採取位置を示した図であり、斜線部で示した断面が、光学顕微鏡観察面およびＥＢＳＰ観察面である。 図１３は、実施例における溶接形態を示す図である。

本発明者は、優れた低温靭性と溶接継手破壊靭性、具体的には、下記（Ｉ）および（ＩＩ）を満たす鋼板を得るべく鋭意研究を重ねた。
（Ｉ）母材の優れた低温靭性として、後述する実施例で測定する板厚中央部（ｔ／２）Ｃ方向のｖＴｒｓが、−１００℃以下（好ましくは−１１０℃以下、より好ましくは−１２０℃以下、更に好ましくは−１３０℃以下）を示すこと。
（ＩＩ）優れた溶接継手破壊靭性として、後述する実施例で測定するＨＡＺ部の限界ＣＴＯＤ値（−１０℃）（以下、この特性を「ＨＡＺ−ＣＴＯＤ特性」ということがある）が、０．４６ｍｍ以上（好ましくは０．６ｍｍ以上、より好ましくは０．８ｍｍ以上、更に好ましくは１ｍｍ以上、特に好ましくは１．２ｍｍ以上）を示すこと。

尚、本発明で、上記（Ｉ）の低温靭性の評価位置を、特に「板厚中央部（ｔ／２）Ｃ方向」としたのは、脆性亀裂発生特性としてｔ／２部の靭性を評価することが重要であり、またｔ／２部において、Ｌ方向よりＣ方向の方がｖＴｒｓは＋２０℃ほど高い値を示すことが知られているが、本発明では、Ｌ方向よりも評価のより厳しい（即ち、より安全側の評価となる）Ｃ方向で評価することによって、確実に優れた低温靭性を示す鋼板を得るためである。

そして本発明者は、上記（Ｉ）（ＩＩ）の両特性を達成させるには、主として、板厚方向における組織や硬さ等を均一にする必要があることをまず見出し、更に詳細について研究したところ、上述した（Ａ）〜（Ｄ）の全ての条件を満たすようにすればよいことを見出した。以下、上記両特性と（Ａ）〜（Ｄ）の条件の関係について詳述する。

まず上記（Ｉ）を満たすには、下記の（Ａ）および（Ｂ）を満たすようにすればよいことを見いだした。
（Ａ）表面部、ｔ／４部、およびｔ／２部において、アシキュラーフェライト分率を測定したときに、アシキュラーフェライト分率の最低値（Ａｍｉｎ）が５０面積％以上であり、かつ、アシキュラーフェライト分率の最高値（Ａｍａｘ）と前記最低値（Ａｍｉｎ）の差が下記（１）式を満たす。
Ａｍａｘ−Ａｍｉｎ≦２０面積％・・・・・（１）
（Ｂ）表面部、ｔ／４部、およびｔ／２部において、２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域（大角結晶粒）の平均結晶粒径を測定したときに、該平均結晶粒径の最高値（Ｍｍａｘ）が４０μｍ以下であり、かつ、前記最高値（Ｍｍａｘ）と前記平均結晶粒径の最低値（Ｍｍｉｎ）の差が下記（２）式を満たす。
Ｍｍａｘ−Ｍｍｉｎ＜４０μｍ・・・・・（２）

上記（Ａ）について説明する。

本発明では、板厚方向全体の組織の均一化を図るため、広い製造条件で安定した均一組織の得られやすいアシキュラーフェライトを主体とすることとした。即ち、本発明の鋼板は、板厚方向によらずアシキュラーフェライト主体の組織を有するものである。

従来の鋼板は、表面部やｔ／４部の組織はアシキュラーフェライト主体であっても、ｔ／２部が別の組織（即ち、アシキュラーフェライトが５０面積％未満）であるため、板厚方向で組織に違いが生じ、これが、母材の低温靭性向上の阻害要因の一つになっていたものと考えられる。本発明では、鋼板の表面部やｔ／４部だけでなく、ｔ／２部もアシキュラーフェライト主体（５０面積％以上）として、板厚方向によらずアシキュラーフェライト主体の組織とする（即ち、板厚方向でのアシキュラーフェライト分率の差を小さくする）ことによって、最も確保しにくいと言われているｔ／２部Ｃ方向の低温靭性を確保できたのである。

図１は、後述する実施例の結果を用い（以下、図２〜４、６〜１１も同様に実施例の結果を用いて整理したものである）、表面部、ｔ／４部、およびｔ／２部のアシキュラーフェライト分率の最大値と最小値の差（Ａｍａｘ−Ａｍｉｎ，アシキュラーフェライト分率差）と、ｔ／２部Ｃ方向のｖＴｒｓの関係を整理したものであるが、この図１から、（Ａｍａｘ−Ａｍｉｎ）を２０面積％以下とすることによって、ｖＴｒｓ≦−１００℃を達成できることがわかる。（Ａｍａｘ−Ａｍｉｎ）は、好ましくは１５面積％以下であり、より好ましくは１０面積％以下である。

尚、アシキュラーフェライト分率の最小値（Ａｍｉｎ）は、５０面積％以上であり、好ましくは５５面積％以上、より好ましくは６０面積％以上である。

本発明は、板厚方向のいずれの位置においても、アシキュラーフェライト主体（５０面積％以上）であることを規定するが、その他の組織については特に問わず、例えば上部ベイナイト等の組織が存在しうる。

次に（Ｂ）について説明する。

上述したアシキュラーフェライトを主体とするような単相組織では、粒界が亀裂進展の抵抗となるものと考えられる。そして亀裂進展の際に粒界と亀裂が衝突する頻度を高めれば、亀裂の進展が抑制できるものと考えられる。即ち、粒界を細かくすることによって、亀裂との衝突頻度を高めれば良いと考えられる。但し、粒界を形成する２つの結晶面の方位差が小さい（例えば１５°未満の）小角粒界では、粒界エネルギーが小さくその効果が小さいので、前記方位差が１５°以上の大角粒界（大傾角境界）を対象に、この大角粒界で囲まれた結晶粒（大角結晶粒）の粒径（大角結晶粒径）を微細化する必要がある。

この様な観点から、本発明では、表面部、ｔ／４部、およびｔ／２部の大角結晶粒径の最大値（Ｍｍａｘ）を４０μｍ以下とする。Ｍｍａｘは好ましくは３５μｍ以下、より好ましくは３０μｍ以下である。

本発明では更に、板厚方向にわたって、大角結晶粒の均一な微細化を図ることにより、板厚方向全体において低温靭性を確保することができ、ｔ／２部Ｃ方向の優れた低温靭性を確保することができる。

図２は、表面部、ｔ／４部、およびｔ／２部における大角結晶粒の平均結晶粒径の最大値と最小値の差（Ｍｍａｘ−Ｍｍｉｎ，大角結晶粒径差）と、ｔ／２部Ｃ方向のｖＴｒｓの関係を示した図である。この図２から、（Ｍｍａｘ−Ｍｍｉｎ）を４０μｍ未満とすることによって、ｖＴｒｓ≦−１００℃を達成できることがわかる。（Ｍｍａｘ−Ｍｍｉｎ）は、好ましくは３５μｍ以下であり、より好ましくは３０μｍ以下であり、更に好ましくは２０μｍ以下である。

次に、上記（ＩＩ）を満たすには、下記の（Ｃ）および（Ｄ）を満たすようにすればよいことを見いだした。
（Ｃ）表面部、ｔ／４部、およびｔ／２部において、硬さを測定したときに、硬さの最高値（Ｈｖｍａｘ）と硬さの最低値（Ｈｖｍｉｎ）の差が下記（３）式を満たす。
Ｈｖｍａｘ−Ｈｖｍｉｎ≦５０・・・・・（３）
（Ｄ）ＪＩＳ Ｇ ０９０１で規定の超音波探傷試験を、検出感度＋１２ｄＢで全面探傷したときに、内部欠陥のＵＴエコー高さが５０％以下である。

上記（Ｃ）についてまず説明する。

鋼板の表面部と内部の硬さ差が大きいと、そこに応力集中が生じ、破壊靱性（ＨＡＺ−ＣＴＯＤ特性）が劣化する。よって表面部と内部の硬さ差は小さくするのがよい。

図３は、表面部、ｔ／４部、およびｔ／２部の硬さの最大値（Ｈｖｍａｘ）と最小値（Ｈｖｍｉｎ）の差（硬さ差、Ｈｖｍａｘ−Ｈｖｍｉｎ）と、ＨＡＺ部の限界ＣＴＯＤ値（−１０℃）の関係を示した図であるが、この図３から、上記硬さ差を５０以下とすることによって、ＨＡＺ部の限界ＣＴＯＤ値（−１０℃）：０．４６ｍｍ以上を達成できることがわかる。上記硬さ差は、好ましくは４０以下であり、より好ましくは３０以下である。

次に上記（Ｄ）について説明する。

内部欠陥のＵＴエコー高さが大きい、つまり大きな欠陥があると、そこに応力集中が生じ、破壊靱性が低下する。

図４は、超音波探傷試験におけるエコー高さと、ＨＡＺ部の限界ＣＴＯＤ値（−１０℃）との関係を示した図であるが、この図４から、ＵＴによるエコー高さが５０％以下であると、ＨＡＺ部の限界ＣＴＯＤ値（−１０℃）：０．４６ｍｍ以上を達成できることがわかる。前記ＵＴによるエコー高さは、好ましくは４５％以下であり、より好ましくは４０％以下である。

［製造方法］
本発明の鋼板は、上記の通り、特に（Ａｍａｘ−Ａｍｉｎ）、（Ｍｍａｘ−Ｍｍｉｎ）、（Ｈｖｍａｘ−Ｈｖｍｉｎ）を小さくするなど、板厚方向における組織等を均一にする必要があるが、厚肉材になると、圧延時の板厚方向の温度差が大きくなるため、上記均一化は困難となる。本発明は、この様な状況下、上記（Ａ）〜（Ｄ）の全てを満たし、更には４７０ＭＰａ以上の引張強さを有する鋼板を得るための手段についても検討した。

その結果、製造工程において、後述する成分組成を満たすスラブを用い、１０５０℃以上に加熱した後、特には、第１熱間圧延、第１冷却、第２熱間圧延、および第２冷却を、規定の条件（ａ）〜（ｄ）を満たすように順次行う必要があることを見いだした。

以下、製造工程順に説明する。

まず図５に示すとおり、スラブを１０５０℃以上に加熱するが、これは、アシキュラーフェライトの形成や結晶粒の微細化に有効なＮｂを全固溶させること、および組織をオーステナイト単相とすることを目的とする。上記加熱温度は好ましくは１１００℃以上であるが、上限は１２００℃程度である。

〈（ａ）第１熱間圧延 〉
第１熱間圧延（粗圧延）において、ｔ／２部の温度が９５０℃以上の状態で圧下率が１０％以上の最終パス圧延を行う。図６は、上記圧下率とＵＴによるエコー高さの関係を示した図である。この図６より、上記圧下率を１０％以上とすることによって、内部欠陥が圧着され、上記（Ｄ）で規定するＵＴによるエコー高さ：５０％以下を達成できることがわかる。この様にＵＴによるエコー高さ：５０％以下を達成することで、前記図４に示した通り、ＨＡＺ−ＣＴＯＤ特性を高めることができる。上記圧下率は、好ましくは１２％以上、より好ましくは１５％以上である。

上記圧下率の上限は、第２熱間圧延時の累積圧下率を確保する観点から、２０％程度となる。

尚、第１熱間圧延におけるその他の条件については問わず、例えば最終前のパスの圧延条件についても特に限定されない。

〈（ｂ）第１冷却 〉
第１冷却として、下記条件を満たす２段階冷却を行うことにより、第１冷却後の表面部とｔ／２部の温度差（以下、単に「表面部とｔ／２部の温度差」ということがある。）を７０℃以内にする。尚、この第１冷却は、第１熱間圧延（粗圧延）に引き続いて行えばよく、下記の２段階冷却の開示温度は特に問わないが、表面温度にておおよそ９００〜９５０℃の範囲内である。

（１段目冷却）０．６℃／ｓ以上の板厚方向平均冷却速度で０．５Ｔ秒以上［Ｔは、第１冷却の開始板厚（ｍｍ）］１．５Ｔ秒以下冷却した後、空冷を０．５Ｔ秒以上１．５Ｔ秒以下行う。
（２段目冷却）１段目冷却に引き続き、０．６℃／ｓ以上の板厚方向平均冷却速度で０．０７Ｔ秒以上１．３Ｔ秒以下冷却した後、空冷を０．０７Ｔ秒以上１．３Ｔ秒以下行う。

前記図３に示したとおり、ＨＡＺ−ＣＴＯＤ特性を十分に高めるには、Ｈｖｍａｘ−Ｈｖｍｉｎ≦５０を達成させる必要がある。本発明では、この硬さ差の規定を達成すべく検討したところ、この第１冷却で、表面部とｔ／２部の温度差を７０℃以内とすればよいことをまず見出した。

図７は、表面部とｔ／２部の温度差と、硬さ差（Ｈｖｍａｘ−Ｈｖｍｉｎ）の関係を示した図である。この図７より、上記硬さ差を５０以下とするには、表面部とｔ／２部の温度差を７０℃以内とする必要があることがわかる。表面部とｔ／２部の温度差は、好ましくは６５℃以内であり、より好ましくは６０℃以内とすれば、上記硬さ差を更に小さくでき、結果としてより優れたＨＡＺ−ＣＴＯＤ特性を確保できる。また、Ａｍｉｎ、（Ａｍａｘ−Ａｍｉｎ）、Ｍｍａｘ、（Ｍｍａｘ−Ｍｍｉｎ）を規定の範囲内とするためにも、この第１冷却で表面部とｔ／２部の温度差を７０℃以内とすることが有効である。

また本発明者は、表面部とｔ／２部の温度差を７０℃以内とするための具体的手段についても検討した。その結果、第１熱間圧延（粗圧延）後の冷却（第１冷却）を上記の通り２段階冷却とすればよいことを見出した。更に、２段階冷却における１段目冷却、２段目冷却のそれぞれにおいて、冷却速度、冷却時間を規定することによって、結晶粒の粗大化を招くことなく短時間で、表面部とｔ／２部の温度差を７０℃以内にできることを見出した。

まず１段目冷却は、０．６℃／ｓ以上の板厚方向平均冷却速度（以下、このときの冷却速度を「Ｃ_１１」と示すことがある）で０．５Ｔ秒以上１．５Ｔ秒以下冷却し、次いで、空冷を０．５Ｔ秒以上１．５Ｔ秒以下行う。板厚方向平均冷却速度は、後述する実施例に示す方法で求められる冷却速度である（以下、同じ）。

Ｃ_１１が、０．６℃／ｓ未満であると、表面部とｔ／２部の温度差を規定の時間内に７０℃以内にすることが困難となる。好ましくは０．７℃／ｓ以上、より好ましくは０．８℃／ｓ以上、更に好ましくは１．０℃／ｓ以上である。尚、Ｃ_１１が高すぎると鋼板表面部にスケールが生成し、冷却効率が低下する。よってこれを防止するため、Ｃ_１１の上限は５．０℃／ｓ程度とする。

Ｃ_１１：０．６℃／ｓ以上での冷却時間（Ｃ_１１冷却時間）は、０．５Ｔ秒以上１．５Ｔ秒以下である。

図８は、１段目冷却において（Ｃ_１１冷却時間／第１冷却の開始板厚）（この比を「１段目冷却係数」という）の値と、表面部とｔ／２部の温度差との関係を示す図である。この図８より、表面部とｔ／２部の温度差を７０℃以内とするには、１段目冷却係数を０．５以上とする必要があることがわかる。１段目冷却係数は、好ましくは０．８以上、より好ましくは１．０以上である。

一方、１段目冷却係数が大きすぎても、即ち、冷却時間が長すぎても、鋼板表面に酸化物が生成して冷却効率が低下し、表面部とｔ／２部の温度差を７０℃以内とすることができないため、１段目冷却係数の上限は１．５とする。

Ｃ_１１：０．６℃／ｓ以上で冷却を行った後は、空冷を０．５Ｔ秒以上１．５Ｔ秒以下行う。この空冷を行って復熱させることによって、鋼板表面に生成する酸化物を最小限にして、効率的に冷却することができる。

この空冷での１段目冷却係数の決定理由は、上記の通りである。尚、表面部とｔ／２部の温度差を短時間で確実に７０℃以内とするには、空冷時間を、Ｃ_１１での冷却時間と同等以上とするのがよいことから、空冷における１段目冷却係数は、上記０．６℃／ｓ以上で冷却時の１段目冷却係数と同じとするか、またはそれ以上（但し、上限は１．５）とすればよい。

上記１段目冷却に引き続き、２段目冷却を行う。

２段目冷却は、０．６℃／ｓ以上の板厚方向平均冷却速度（以下、このときの冷却速度を「Ｃ_１２」と示すことがある）で０．０７Ｔ秒以上１．３Ｔ秒以下冷却し、次いで、空冷を０．０７Ｔ秒以上１．３Ｔ秒以下行う。

Ｃ_１２を０．６℃／ｓ以上とした理由は、１段目冷却と同じである。

Ｃ_１２：０．６℃／ｓ以上での冷却時間（Ｃ_１２冷却時間）は、０．０７Ｔ秒以上１．３Ｔ秒以下である。

図９は、２段目冷却において（Ｃ_１２冷却時間／第１冷却の開始板厚）（この比を「２段目冷却係数」という）の値と、表面部とｔ／２部の温度差との関係を示す図である。この図９より、表面部とｔ／２部の温度差を７０℃以内とするには、２段目冷却係数を０．０７以上とする必要があることがわかる。２段目冷却係数は、好ましくは０．１以上、より好ましくは０．２以上である。

一方、２段目冷却係数が大きすぎても、即ち、冷却時間が長すぎても鋼板表面に酸化物が生成して冷却効率が低下し、表面部とｔ／２部の温度差を７０℃以内とすることができないため、２段目冷却係数の上限は１．３とする。

Ｃ_１２：０．６℃／ｓ以上で冷却を行った後は、空冷を０．０７Ｔ秒以上１．３Ｔ秒以下行う。この空冷を行って復熱させることによって、鋼板表面に生成する酸化物を最小限にして、効率的に冷却することができる。

この空冷での２段目冷却係数の決定理由は、上記の通りである。尚、表面部とｔ／２部の温度差を短時間で確実に７０℃以内とするには、ここでの空冷時間も、Ｃ_１２での冷却時間と同等以上とするのがよい。よって空冷における２段目冷却係数は、上記０．６℃／ｓ以上で冷却時の２段目冷却係数と同じとするか、またはそれ以上（但し、上限は１．３）とすればよい。

本発明では、上記の通り、上記１段目冷却に引き続いて２段目冷却を行うところに重要なポイントを有する。（０．６℃／ｓ以上で冷却＋空冷）を２回繰り返し実施することにより、１段目冷却における空冷（複熱）時に鋼板表面に生成する酸化皮膜を除去して冷却効率を高めることができる。その結果、１回のみの（０．６℃／ｓ以上で冷却＋空冷）とトータルの冷却時間が同じでも、冷却効率がより高いため、結晶粒の粗大化を招くことなく、表面部とｔ／２部の温度差を７０℃以内とすることができる。

これに対し、上述した特許文献２や特許文献４では、この様な冷却方法について記載されておらず、生産性の観点から、通常、０．６℃／ｓ以上の冷却１回のみであると思われる。その結果、これら従来技術においては、板厚方向の組織等の均一化が図られていないものと思われる。

また、特許文献３の製造方法とは、板厚表層部からｔ／２の温度差を小さくするというコンセプトは同じであるが、この特許文献３では、鋼片を保温するという手段をとっている。しかしこの様に保温を行うと、板厚表層部からｔ／２の温度差が小さくなるのに時間がかかる、即ち、長時間高温にさらされるため、結晶粒の粗大化を招くことが想定される。

〈（ｃ）第２熱間圧延 〉
第２熱間圧延（仕上げ圧延）において、ｔ／２部の温度が９５０℃未満の温度範囲の圧延を、下記（４）式を満たすように行う。
Ｑ＋（Ｎｉ＋Ｎｂ）×１０≧３３・・・・・（４）
［上記（４）式において、
Ｑ：ｔ／２部の温度が９５０℃未満の温度範囲における累積圧下率（％）、
Ｎｉ：Ｎｉ含有量（質量％）、
Ｎｂ：Ｎｂ含有量（質量％）を示す。
尚、圧下率は、下記（５）式で求められる。
圧下率＝１００×（圧延開始前厚−圧延完了厚）／圧延開始前厚・・・・・（５）］

第２熱間圧延（仕上げ圧延）を上記条件で行うことによって、板厚方向全体をアシキュラーフェライト組織化でき、（Ａ）で規定するアシキュラーフェライトの規定を達成させることができる。また（Ｂ）で規定する大角結晶粒の規定を達成させることができる。

図１０は、（４）式の左辺値［Ｑ＋（Ｎｉ＋Ｎｂ）×１０］とアシキュラーフェライト分率差（Ａｍａｘ−Ａｍｉｎ）の関係を示す図であるが、この図より、（４）式の左辺値が３３以上となるように第２熱間圧延を行う（即ち、鋼中Ｎｉ量およびＮｂ量に応じて、（４）式の左辺値が３３以上となるように、ｔ／２部の温度が９５０℃未満の温度範囲における累積圧下率をコントロールする）ことによって、（Ａｍａｘ−Ａｍｉｎ）を２０面積％以下にできることがわかる。

また図１１は、（４）式の左辺値と、大角結晶粒径の最大値と最小値の差（Ｍｍａｘ−Ｍｍｉｎ、大角結晶粒径差）の関係を示す図であるが、この図より、（４）式の左辺値が３３以上となるように第２熱間圧延を行うことによって、（Ｍｍａｘ−Ｍｍｉｎ）を４０μｍ未満にできることがわかる。

（４）式の左辺値は、好ましくは４０以上、より好ましくは５０以上である。

第２熱間圧延（仕上げ圧延）におけるその他の条件については特に限定されず、一般に行われている条件を採用することができる。

本発明では、前記第２熱間圧延の後、更に第２冷却を、下記条件（ｄ）を満たすように行うことによって、一定以上の強度を確保することができる。

〈（ｄ）第２冷却 〉
第２冷却として、表面部の温度がＡｒ_３変態点以上の温度域から、ｔ／２部の温度が５００℃以下の温度域までを、下記（６）式を満たす板厚方向平均冷却速度（以下、このときの冷却速度を「Ｃ_２」と示すことがある）で冷却する。
板厚方向平均冷却速度≧６４２０ｔ^{−１．６０}・・・・・（６）
［上記（６）式において、ｔは最終製品板厚（ｍｍ）を示す。
また、板厚方向平均冷却速度は、下記（７）式から求められるものである。
板厚方向平均冷却速度（℃／ｓ）＝（θｓ−θｆ）／τ・・・・・（７）
上記（７）式において、θｓは冷却開始時の板厚方向平均温度（℃）、θｆは冷却停止時の板厚方向平均温度、τは冷却時間（ｓ）を示す。］

本発明では、第２熱間圧延を上記条件で行い、かつ表面部の温度がＡｒ_３変態点以上の温度域から、ｔ／２部の温度が５００℃以下の温度域までの冷却速度（Ｃ_２）を、上記（６）式を満たす板厚方向平均冷却速度とすることで、広い冷却速度範囲内（冷却速度が約２〜３０℃／ｓの範囲）で硬さの値が安定し、一定以上の強度（４７０ＭＰａ以上、好ましくは５１０ＭＰａ以上の引張強さ）を確実に確保することができる。

第２冷却後（即ち、ｔ／２部の温度が５００℃以下の温度域までを上記条件で冷却した後）、室温までの冷却については特に問わず、空冷等により冷却してもよい。

以上の説明を、前記図５において概略的に示している。

本発明の鋼板は、その後に、熱処理（焼入れ、焼戻し）等を行わなくとも、上述した（Ｉ）（ＩＩ）の特性を発揮するため、上記冷却ままで使用することができる。

本発明の鋼板は、母材の低温靭性、ＨＡＺ−ＣＴＯＤ特性の両特性を具備すべく、特に、上記条件で製造して規定の組織等を確保する点にポイントを有するが、上記組織等を確実に確保して、上記両特性を十分に発揮させると共に、例えば海洋構造物等に用いられる鋼板として溶接性、高強度等も兼備させるには、下記成分組成を満たす必要がある。

〔Ｃ：０．０２〜０．１０％〕
Ｃは、鋼材（母材）の強度を確保するために欠くことのできない元素である。こうした効果を発揮させるには、０．０２％以上含有させる必要がある。Ｃは、０．０４％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。しかしＣが０．１０％を超えると、溶接時にＨＡＺに島状マルテンサイト（ＭＡ）を多く生成してＨＡＺの靭性劣化を招くばかりでなく、溶接性にも悪影響を及ぼす。また、アシキュラーフェライトの確保が困難となる他、硬さ差や大角結晶粒径差が大きくなる。従ってＣは０．１０％以下、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下とする。

〔Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）〕
Ｓｉは、固溶強化により鋼材の強度を確保するのに寄与する元素である。しかしＳｉが０．５％を超えると、溶接時にＨＡＺに島状マルテンサイト（ＭＡ）を多く生成してＨＡＺ靭性の劣化を招くばかりでなく、溶接性にも悪影響を及ぼす。従ってＳｉは０．５％以下とする。好ましくは０．３％以下であり、より好ましくは０．２％以下、更に好ましくは０．１８％以下である。なお、Ｓｉを添加して鋼材の強度を確保するためには、０．０２％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１％以上含有させるのがよい。

〔Ｍｎ：１．０〜２．０％〕
Ｍｎは、鋼材（母材）の強度向上に寄与する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、１．０％以上含有させる必要がある。Ｍｎは、好ましくは１．２％以上、より好ましくは１．４％以上含有させるのがよい。しかし２．０％を超えると、鋼材（母材）の溶接性を劣化させる。従ってＭｎは、２．０％以下に抑える必要がある。好ましくは１．８％以下であり、より好ましくは１．６％以下とする。

〔Ｎｉ：０．１０〜１％〕
Ｎｉは、鋼材の強度を高めると共に、鋼材自体の靭性を向上させるのにも寄与する元素である。また変態開始温度を長時間・低温側へシフトさせる働きがあり、これが組織のアシキュラーフェライト化を促す。また、Ｎｉを含有させて、焼入れ性を高めることで、板厚方向における冷却速度の差異の影響を小さくでき、結果として板厚方向における硬さ差を小さくすることができる。こうした作用を有効に発揮させるには、０．１０％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．１２％以上、更に好ましくは０．１４％以上である。Ｎｉはできるだけ含有させることが好ましいが、高価な元素であるため、過剰に含有するとコスト高となる。従って、経済的理由から上限は１％とすることが好ましい。より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．６％以下である。

〔Ｎｂ：０．００５〜０．０３％〕
Ｎｂは、固溶によるソリュートドラック効果および炭窒化物析出によるピン止め効果の２つの効果により、再結晶粒の粗大化を抑制するため、母材靭性の向上に寄与する。またＮｉと同様に変態開始温度を長時間・低温側へシフトさせる働きがあり、これが組織のアシキュラーフェライト化を促す。更に、ＮｂはＮｂ析出物を形成して析出強化を図るのに有効な元素であるが、Ｎｂ量が少なく、Ｎｂ析出物量が少ない場合、表面部は冷却速度が高いため、高強度（高硬度）を確保できるが、ｔ／２部は冷却速度が小さくかつＮｂ析出物も少ないため、強度（硬度）が低く、結果として表面部とｔ／２部の硬さ差が生じる。
これらのことから、Ｎｂは０．００５％以上含有させる。好ましくは０．００７％以上、より好ましくは０．００９％以上である。しかしＮｂが０．０３％を超えると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化する。従ってＮｂは０．０３％以下とする。好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０２％以下である。

〔Ｔｉ：０．００５〜０．０２％〕
Ｔｉは、鋼材中にＴｉＮなどの窒化物やＴｉ酸化物を生成し、ＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。こうした効果を発揮させるには、Ｔｉは０．００５％以上含有させる必要がある。好ましくは０．００７％以上、より好ましくは０．０１０％以上とする。しかしＴｉが過剰に含まれると鋼材（母材）の靭性が劣化するため、Ｔｉは０．０２％以下に抑えるべきである。Ｔｉは、好ましくは０．０１８％以下であり、より好ましくは０．０１６％以下である。

〔Ｎ：０．００３０〜０．０６５％〕
Ｎは、窒化物（例えば、ＴｉＮなど）を析出する元素であり、該窒化物は、ピン止め効果により、溶接時にＨＡＺに生成するオーステナイト粒の粗大化を防止してフェライト変態を促進し、ＨＡＺ靭性の向上に寄与する。こうした効果を有効に発揮させるには、０．００３０％以上含有させる必要がある。Ｎは、好ましくは０．００３５％以上、より好ましくは０．００４％以上である。Ｎは多いほどＴｉ含有窒化物を形成してオーステナイト粒の微細化が促進されるため、ＨＡＺの靭性向上に有効に作用する。しかしＮが０．０６５％を超えると、固溶Ｎ量が増大して母材自体の靭性が劣化し、ＨＡＺ靭性も低下する。従ってＮは０．０６５％以下に抑える必要がある。好ましくは０．０５５％以下、より好ましくは０．０４５％以下とする。

〔Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）〕
Ｐは、偏析し易い元素であり、特に鋼材中の結晶粒界に偏析して母材の靭性を劣化させる。従ってＰは０．０２％以下に抑制する必要がある。Ｐは、好ましくは０．０１８％以下、より好ましくは０．０１５％以下とする。

〔Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）〕
Ｓは、Ｍｎと結合して硫化物（ＭｎＳ）を生成し、母材の靭性や板厚方向の延性を劣化させる有害な元素である。従ってＳは０．０１５％以下に抑制する必要がある。好ましくは０．０１２％以下であり、より好ましくは０．００８％以下、更に好ましくは０．００６％以下である。

〔Ａｌ：０．０１〜０．０６％〕
Ａｌは、脱酸のために有用な元素であり、またＡｌＮを形成して結晶粒の微細化に有効な元素である。こうした効果を発揮させるにはＡｌ量を０．０１％以上とする必要がある。好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上である。しかしながら過剰になると、母材靭性およびＨＡＺ靭性を劣化させるため、Ａｌは０．０６％以下に抑える必要がある。Ａｌは、好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０３５％以下である。

本発明の鋼材は、上記元素を必須成分として含有するものであり、残部は鉄および不可避不純物からなる。不可避不純物は鋼材の諸特性を害さない程度に含まれていてもよく、例えば、ＭｇやＡｓ，Ｓｅ等が合計で０．１％程度以下、好ましくは０．０９％程度以下含まれていてもよい。

本発明の鋼材は、更に他の元素として、ＨＡＺ靭性を更に向上させる元素（Ｖ、Ｂ、Ｃａ）や、鋼材の強度を向上させる元素（Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ）を含有させることも有効である。詳細は以下の通りである。

〔Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．０００５〜０．００３％、およびＣａ：０．０００５〜０．００３％よりなる群から選択される少なくとも１種の元素〕
Ｖ、Ｂ、Ｃａは、いずれもＨＡＺ靭性を向上させる元素である。

Ｖを含有させる場合、０．００２％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．００５％以上、更に好ましくは０．０１％以上である。一方、Ｖ量が０．５％を超えると、析出する炭窒化物が粗大化して母材靭性が劣化する。よって、Ｖ量は０．５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．１％以下、更に好ましくは０．０５％以下である。

Ｂは、粒界フェライトの生成を抑制してＨＡＺ靭性を向上させる元素である。この様な効果を発揮させるには、０．０００５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．００１０％以上である。しかしＢ量が０．００３％を超えると、オーステナイト粒界にＢＮとして析出し、ＨＡＺ靭性の低下を招く。従ってＢ量は０．００３％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００２％以下である。

Ｃａは、添加するとＴｉＮ生成温度が下がるため、微細なＴｉＮを析出させ、ＨＡＺ靭性を向上させる元素である。また、Ｃａを含有させることによって、粗大な析出物（Ａｌ_２Ｏ_３を核とした粗大なＴｉＮ）の形成を抑制し、ＨＡＺ靭性を高めることができる。

この様なＣａによる作用を有効に発揮させるには、０．０００５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．００１０％以上である。しかしＣａ量が０．００３％を超えると、余分な介在物が析出してＨＡＺ靭性の低下を招く。従ってＣａ量は０．００３％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００２％以下である。

これらの元素は、単独で、または複数を含有させてもよい。

〔Ｃｕ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種の元素〕
Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは、いずれも鋼材の強度を高めるのに寄与する元素であり、Ｃｕは、固溶強化して鋼材の強度を高める元素であり、Ｃｒ、Ｍｏは、焼き入れ性を向上させて鋼材の強度を高める元素である。これらの効果を発揮させるには、それぞれ下記含有量とするのがよい。

Ｃｕは、０．０５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．２％以上である。しかし０．３％を超えて含有すると、鋼材の靭性が劣化するため、Ｃｕは０．３％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．２８％以下であり、更に好ましくは０．２５％以下である。

Ｃｒは、０．１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．２％以上、更に好ましくは０．２５％以上である。しかしＣｒ量が０．５％を超えると、鋼材（母材）の焼入れ性が著しく高まることで母材靭性が劣化し、またＭＡ（島状マルテンサイト）などの生成により、ＨＡＺ靭性も低下する。従ってＣｒは０．５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．４％以下、更に好ましくは０．３％以下である。

Ｍｏは、０．１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．２％以上、更に好ましくは０．３％以上である。しかしＭｏ量が０．５％を超えると、上記Ｃｒの場合と同様に、鋼材（母材）の焼入れ性が著しく高まることで母材靭性が劣化し、またＭＡ（島状マルテンサイト）などの生成により、ＨＡＺ靭性も低下する。従ってＭｏは０．５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．４５％以下、更に好ましくは０．４％以下である。

これらの元素は、単独で、または複数を含有させてもよい。

本発明は、特に、板厚方向の組織等の均一化が困難である比較的厚肉の鋼板（板厚が例えば３０〜１００ｍｍ程度の鋼板）を対象とすれば、本発明の効果が存分に発揮される。

また本発明の鋼板は、上述したとおり、低温靭性および溶接継手破壊靭性に優れているので、例えば寒冷地等に建設される海洋構造物に好適に用いられる。その他、造船等にも用いることができる。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

鋼を溶製し、凝固して得られた下記表１に示す化学成分組成の各種スラブを用い、前記図５および下記表２，３に示す製造条件にて各種鋼板を製作した。尚、第１冷却における１段目冷却時の空冷時間は、表２に示す各Ｃ_１１冷却時間と同じとし、第１冷却における２段目冷却時の空冷時間は、表２に示す各Ｃ_１２冷却時間と同じとした。また、圧延中の板厚方向各部の温度は、下記の方法で測定した。

［圧延中の板厚方向各部の温度測定方法］
１．プロセスコンピュータを用い、加熱開始から加熱終了までの雰囲気温度や在炉時間に基づいて鋼片の表面から裏面までの位置の加熱温度を算出する。
２．算出した加熱温度を用い、圧延中の圧延パススケジュールやパス間の冷却方法（水冷あるいは空冷）のデータに基づいて、板厚方向の任意の位置における圧延温度を差分法など計算に適した方法を用いて計算しつつ圧延を実施する。
３．鋼板の表面温度は圧延ライン上に設置された放射型温度計を用いて実測する。但し、プロセスコンピュータでも理論値を計算しておく。
４．第１熱間圧延（粗圧延）開始時、第１熱間圧延（粗圧延）終了時、第２熱間圧延（仕上げ圧延）開始時にそれぞれ実測した鋼板の表面温度を、プロセスコンピュータから算出される計算温度と照合する。
５．計算温度と実測温度の差が±３０℃以上の場合は、実測表面温度を計算表面温度に置き換えプロセスコンピュータ上の計算温度とし、±３０℃未満の場合は、プロセスコンピュータから算出された計算温度をそのまま用いる。
６．上記算出された計算温度を用い、制御対象としている領域の圧延温度を管理する。

製造過程における「板厚方向平均温度」は、上記方法で求められた、鋼片の表面から裏面までの位置の温度の平均値である。

また、板厚方向平均冷却速度は、下記（７）式から求めたものである。
板厚方向平均冷却速度（℃／ｓ）＝（θｓ−θｆ）／τ・・・・・（７）
［上記（７）式において、θｓは冷却開始時の板厚方向平均温度（℃）、θｆは冷却停止時の板厚方向平均温度（℃）、τは冷却時間（ｓ）を示す。］

上記の様にして得られた各鋼板について、鋼板（母材）およびＨＡＺにおける評価を、それぞれ下記の要領で実施した。

［板厚方向の硬さ差（Ｈｖｍａｘ−Ｈｖｍｉｎ）］
図１２において拡大された試験片（板幅（Ｃ方向）中央部から採取され、試験片上面は鋼板表面であり、試験片下面は別の鋼板表面である）の断面（斜線部）の表面から１ｍｍ深さの位置（表面部）、ｔ／４部、ｔ／２部の３箇所において、各箇所につき５点ずつ、ビッカース硬さ試験（荷重９８Ｎ）を実施した。そして合計３部×５点＝１５点のうちの最高値（Ｈｖｍａｘ）と最低値（Ｈｖｍｉｎ）を求め、（Ｈｖｍａｘ−Ｈｖｍｉｎ）を計算した。その結果を表４に示す。

［板厚方向のアシキュラーフェライト分率差（Ａｍａｘ−Ａｍｉｎ）］
上記硬さ差の測定と同様に図１２に示された試験片を用い、断面における表面から１ｍｍ深さの位置、ｔ／４部、ｔ／２部の３部において各部につき５箇所ずつ、ナイタール腐食した光学顕微鏡写真（倍率：４００倍）を撮影し、画像解析を行った。詳細には、上記光学顕微鏡写真をアシキュラーフェライトの組織写真（例えば、鋼のベイナイト写真集-Ｉ, 社団法人日本鉄鋼協会, 1992, P89）と比較して、上記光学顕微鏡写真中のアシキュラーフェライト部を塗りつぶし、上記光学顕微鏡写真に占める塗りつぶした部分の面積率を画像解析により測定し、アシキュラーフェライト分率とした。これを合計３部×５箇所＝１５箇所について行い、この１５箇所のうち、アシキュラーフェライト分率の最高値（Ａｍａｘ）とアシキュラーフェライト分率の最低値（Ａｍｉｎ）を求め、次いで（Ａｍａｘ−Ａｍｉｎ）（アシキュラーフェライト分率差）を計算した。その結果を表４に示す。

［板厚方向の大角結晶粒径差（Ｍｍａｘ−Ｍｍｉｎ）］
上記硬さ差の測定と同様に図１２に示された試験片を用い、断面における表面から１ｍｍ深さの位置、ｔ／４部、ｔ／２部の３部において各部につき５箇所ずつ、ＦＥ−ＳＥＭ−ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）（電子放出型走査電子顕微鏡を用いた電子後方散乱回折像法）によって大角粒界径（大角結晶粒径）を測定した。具体的には、以下の通りである。
（ｉ）前記図１２に示すとおり、圧延方向と板厚方向からなる面であって、板厚方向が０〜ｔである（即ち、鋼板の表裏面を含む）サンプルを準備する。
（ｉｉ）＃１５０〜＃１０００までの湿式エメリー研磨紙、またはそれと同等の機能を有する研磨方法（上記湿式エメリー研磨紙以外の研磨紙、ダイヤモンドスラリーなどの研磨剤を用いた研磨方法）によって鏡面仕上を施す。
（ｉｉｉ）ＴｅｘＳＥＭ Ｌａｂｏｒａｔｏｒｉｅｓ社製のＥＢＳＰ装置を使用し、ｔ／４部において、結晶方位差が１５°以上の境界を結晶粒界と設定して大角粒界で囲まれた領域（大角結晶粒）の結晶粒径を測定した。このときの測定条件は、測定範囲：２００×２００μｍ、測定ステップ：０．５μｍ間隔とし、測定方位の信頼性を示すコンフィデンス・インデックス（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘ）が０．１よりも小さい測定点は解析対象から除外した。
（ｉｖ）データの解析法として、上記結晶粒径が２．５μｍ以下のものはノイズと考え削除した。そして１観察面における大角結晶粒の平均結晶粒径を、合計３部×５箇所＝１５箇所のそれぞれにおいて求めた。

そして、上記１５箇所の大角結晶粒の平均結晶粒径のうち、最高値をＭｍａｘ、最低値をＭｍｉｎとし、（Ｍｍａｘ−Ｍｍｉｎ）を求めた。その結果を表４に示す。

［超音波探傷試験］（内部欠陥のＵＴエコー高さ）
ＪＩＳ Ｇ ０９０１に規定する方法で、＋１２ｄＢ全面探傷を行い、内部欠陥のＵＴエコー高さを測定した。その結果を表４に示す。

［母材の低温靭性］
ｔ／２部（板厚中央部）において試験片の長手方向がＣ方向（圧延方向に垂直な方向）となるように、ＮＫ Ｕ４号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定の方法でシャルピー衝撃試験を実施し、遷移曲線よりｖＴｒｓ（脆性破面遷移温度）を求めた。そして、ｖＴｒｓ≦−１００℃を母材の低温靭性に優れると評価した。その結果を表４に示す。

［ＨＡＺ−ＣＴＯＤ特性の評価］
下記表５の条件で図１３に示すとおり、ＳＡＷ溶接を行って溶接継手を作成した。ＣＴＯＤ試験は、ＡＰＩ−２Ｚに従って、ＣＧ−ＨＡＺ領域を１５％以上含むようにノッチを導入し、ＢＳ７４４８に従って試験を実施した。詳細には、図１３に示すとおり、試験片板厚中央をセンター採寸として２／３の領域において、Ｆｕｓｉｏｎ Ｌｉｎｅから母材側に０．５ｍｍの粗大粒領域（ＣＧ ＨＡＺ）が１５％以上含まれるようにノッチを導入し、試験温度−１０℃においてＣＴＯＤ試験を３本について行い、限界ＣＴＯＤ値を求めた。そして、３本のうち最も小さい限界ＣＴＯＤ値が０．４６ｍｍ以上のものを溶接継手破壊靭性に優れると評価した。その結果を表４に示す。

［引張試験］
ＡＳＴＭ Ａ３７０-０７ａに記載のＤｉａｍｅｔｅｒ＝１２．５ｍｍ、Ｇａｕｇｅ ｌｅｎｇｔｈ＝５０ｍｍの形状の試験片を板厚方向ｔ／４ Ｃ方向から採取し、ＡＳＴＭ Ａ３７０に規定の方法で引張試験を行い、引張強さ（ＴＳ）、降伏強さ（ＹＰ）、ＥＬ（伸び）、ＹＲ（降伏比）を求めた。その結果を表４に示す。尚、本発明の鋼板は、ＴＳ≧４７０ＭＰａ、ＹＰ≧３４５ＭＰａ、およびＥＬ≧２３％を満たしている。

表１〜４から次のように考察できる。

即ち、Ｎｏ．１〜１２は、本発明の要件を全て満たすものであり、優れた低温靭性および溶接継手破壊靭性を発揮していることがわかる。

これに対し、本発明で規定する要件を外れるものは、特性の劣るものとなっている。

Ｎｏ．１３、２６は、第１冷却における１段目冷却時間（Ｃ_１１冷却時間、空冷時間）が短いため、鋼板の冷却が不十分となり、表面部とｔ／２部の温度差を７０℃以内にできず、その結果、硬さ差、Ａｍｉｎ、（Ａｍａｘ−Ａｍｉｎ）、Ｍｍａｘ、（Ｍｍａｘ−Ｍｍｉｎ）が規定範囲を外れ、低温靭性と溶接継手破壊靭性のどちらにも劣るものとなった。

Ｎｏ．１５は、第１冷却における１段目冷却時間（Ｃ_１１冷却時間、空冷時間）が長すぎるため、また、Ｎｏ．１６は、第１冷却における２段目冷却時間（Ｃ_１２冷却時間、空冷時間）が長すぎるため、いずれも表面部とｔ／２部の温度差を７０℃以内にできず、その結果、硬さ差、Ａｍｉｎ、（Ａｍａｘ−Ａｍｉｎ）、Ｍｍａｘ、（Ｍｍａｘ−Ｍｍｉｎ）が規定範囲を外れ、低温靭性と溶接継手破壊靭性のどちらにも劣るものとなった。

Ｎｏ．１４、２７は、第１冷却における２段目冷却時間（Ｃ_１２冷却時間、空冷時間）が短いため、１段目冷却で生成した鋼板表面の酸化皮膜を十分除去できず、冷却効率が低下した結果、表面部とｔ／２部の温度差が７０℃を超えたと想定される。その結果、硬さ差、Ａｍｉｎ、（Ａｍａｘ−Ａｍｉｎ）、Ｍｍａｘ、（Ｍｍａｘ−Ｍｍｉｎ）が規定範囲を外れ、低温靭性と溶接継手破壊靭性のどちらにも劣るものとなった。

Ｎｏ．２５は、第１冷却における１段目と２段目のどちらの冷却時間も短いため、硬さ差、Ａｍｉｎ、（Ａｍａｘ−Ａｍｉｎ）、Ｍｍａｘ、（Ｍｍａｘ−Ｍｍｉｎ）が規定範囲を外れ、低温靭性と溶接継手破壊靭性のどちらにも劣るものとなった。

Ｎｏ．１７は、第１冷却における１段目冷却のＣ_１１が、またＮｏ．１８は、第１冷却における２段目冷却のＣ_１２が、いずれも０．６℃／ｓを下回っているため、表面部とｔ／２部の温度差を７０℃以内にできず、その結果、（Ａｍａｘ−Ａｍｉｎ）や、（Ｍｍａｘ−Ｍｍｉｎ）が規定上限を超えた。また、硬さ差も規定上限を超えるものとなった。その結果、低温靭性と溶接継手破壊靭性のどちらにも劣っている。

Ｎｏ．２８は、第１冷却を、２段階冷却とせず１段のみの冷却としたので、この冷却で生成した鋼板表面の酸化皮膜が十分に取れず、冷却効率が低下した結果、表面部とｔ／２部の温度差が７０℃を超えたと想定される。その結果、硬さ差、Ａｍｉｎ、（Ａｍａｘ−Ａｍｉｎ）、Ｍｍａｘ、（Ｍｍａｘ−Ｍｍｉｎ）が規定範囲を外れ、低温靭性と溶接継手破壊靭性のどちらにも劣るものとなった。

Ｎｏ．２３、２４は、第１熱間圧延を規定の条件で行わなかったため、内部欠陥が十分に圧着せず、内部欠陥のＵＴエコー高さが高くなり、その結果、ＨＡＺ−ＣＴＯＤ特性に劣るものとなった。

Ｎｏ．２９は、成分組成を満たしているが、第２熱間圧延において（４）式を満たす条件（累積圧下率）で圧延を行わなかったため、（Ａｍａｘ−Ａｍｉｎ）や、（Ｍｍａｘ−Ｍｍｉｎ）が規定上限を超えた。その結果、溶接継手破壊靭性と低温靭性に劣るものとなった。

Ｎｏ．１９は、第２冷却が規定の条件を満たしていないため、所望の強度を確保することができなかった。

Ｎｏ．２０〜２２は、製造条件は規定の通りであるが、成分組成が規定範囲を外れている例である。Ｎｏ．２０は、Ｎｉ量が不足し（４）式を満足せず、Ｎｏ．２１は、Ｎｂ量が不足し（４）式を満足せず、また、Ｎｏ．２２は、Ｃ量が過剰であるため、いずれもＡｍｉｎが著しく小さくなり、（Ａｍａｘ−Ａｍｉｎ）や、（Ｍｍａｘ−Ｍｍｉｎ）が規定上限を超えた。また、硬さ差も規定上限を超えるものとなった。その結果、低温靭性と溶接継手破壊靭性のどちらにも劣るものとなった。

Claims (5)

1. Ｃ：０．０２〜０．１０％（「質量％」の意味。以下同じ）、
   Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、
   Ｍｎ：１．０〜２．０％、
   Ｎｉ：０．１０〜１％、
   Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
   Ｎ：０．００３０〜０．０６５％、
   Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、
   Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、および
   Ａｌ：０．０１〜０．０６％
   を満たし、残部が鉄および不可避不純物であって、
   下記（Ａ）〜（Ｄ）の全ての条件を満たし、引張強さが４７０ＭＰａ以上であることを特徴とする低温靭性および溶接継手破壊靭性に優れた鋼板。
   （Ａ）表面部、ｔ／４部［ｔは板厚を示す。以下同じ］、およびｔ／２部において、アシキュラーフェライト分率を測定したときに、アシキュラーフェライト分率の最低値（Ａｍｉｎ）が５０面積％以上であり、かつ、アシキュラーフェライト分率の最高値（Ａｍａｘ）と前記最低値（Ａｍｉｎ）の差が下記（１）式を満たす。
   Ａｍａｘ−Ａｍｉｎ≦２０面積％・・・・・（１）
   （Ｂ）表面部、ｔ／４部、およびｔ／２部において、２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域（大角結晶粒）の平均結晶粒径を測定したときに、該平均結晶粒径の最高値（Ｍｍａｘ）が４０μｍ以下であり、かつ、前記最高値（Ｍｍａｘ）と前記平均結晶粒径の最低値（Ｍｍｉｎ）の差が下記（２）式を満たす。
   Ｍｍａｘ−Ｍｍｉｎ＜４０μｍ・・・・・（２）
   （Ｃ）表面部、ｔ／４部、およびｔ／２部において、硬さを測定したときに、硬さの最高値（Ｈｖｍａｘ）と硬さの最低値（Ｈｖｍｉｎ）の差が下記（３）式を満たす。
   Ｈｖｍａｘ−Ｈｖｍｉｎ≦５０・・・・・（３）
   （Ｄ）ＪＩＳ Ｇ ０９０１で規定の超音波探傷試験を、検出感度＋１２ｄＢで全面探傷したときに、内部欠陥のＵＴエコー高さが５０％以下である。
2. 更に他の元素として、
   Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、
   Ｂ：０．０００５〜０．００３％、および
   Ｃａ：０．０００５〜０．００３％
   よりなる群から選択される少なくとも１種の元素を含む請求項１に記載の鋼板。
3. 更に他の元素として、
   Ｃｕ：０．３％以下（０％を含まない）、
   Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）、および
   Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）
   よりなる群から選択される少なくとも１種の元素を含む請求項１または２に記載の鋼板。
4. 海洋構造物に用いられる請求項１〜３のいずれかに記載の鋼板。
5. 請求項１〜４のいずれかに記載の鋼板の製造方法であって、
   請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を満たすスラブを用い、１０５０℃以上に加熱した後、第１熱間圧延、第１冷却、第２熱間圧延、および第２冷却を、それぞれ下記条件（ａ）〜（ｄ）を満たすように順次行うことを特徴とする低温靭性および溶接継手破壊靭性に優れた鋼板の製造方法。
   （ａ）第１熱間圧延において、ｔ／２部の温度が９５０℃以上の状態で圧下率が１０％以上の最終パス圧延を行う。
   （ｂ）第１冷却として、下記条件を満たす２段階冷却を行うことにより、表面部とｔ／２部の温度差を７０℃以内にする。
   （１段目冷却）０．６℃／ｓ以上の板厚方向平均冷却速度で０．５Ｔ秒以上［Ｔは、第１冷却の開始板厚（ｍｍ）を示す。以下同じ］１．５Ｔ秒以下冷却した後、空冷を０．５Ｔ秒以上１．５Ｔ秒以下行う。
   （２段目冷却）１段目冷却に引き続き、０．６℃／ｓ以上の板厚方向平均冷却速度で０．０７Ｔ秒以上１．３Ｔ秒以下冷却した後、空冷を０．０７Ｔ秒以上１．３Ｔ秒以下行う。
   （ｃ）第２熱間圧延において、ｔ／２部の温度が９５０℃未満の温度範囲の圧延を、下記（４）式を満たすように行う。
   Ｑ＋（Ｎｉ＋Ｎｂ）×１０≧３３・・・・・（４）
   ［上記（４）式において、
   Ｑ：ｔ／２部の温度が９５０℃未満の温度範囲における累積圧下率（％）、
   Ｎｉ：Ｎｉ含有量（質量％）、
   Ｎｂ：Ｎｂ含有量（質量％）を示す。
   尚、圧下率は、下記（５）式で求められるものである。
   圧下率＝１００×（圧延開始前厚−圧延完了厚）／圧延開始前厚・・・・・（５）］
   （ｄ）第２冷却として、表面部の温度がＡｒ_３変態点以上の温度域から、ｔ／２部の温度が５００℃以下の温度域までを、下記（６）式を満たす板厚方向平均冷却速度で冷却する。
   板厚方向平均冷却速度≧６４２０ｔ^{−１．６０}・・・・・（６）
   ［上記（６）式において、ｔは最終製品板厚（ｍｍ）を示す。
   また、板厚方向平均冷却速度は、下記（７）式から求められるものである。
   板厚方向平均冷却速度（℃／ｓ）＝（θｓ−θｆ）／τ・・・・・（７）
   上記（７）式において、θｓは冷却開始時の板厚方向平均温度（℃）、θｆは冷却停止時の板厚方向平均温度（℃）、τは冷却時間（ｓ）を示す。］