JP2017082267A - 厚鋼板 - Google Patents

Abstract

【課題】優れたＩＣＣＧＨＡＺ靭性が実現できる厚鋼板を提供する。【解決手段】所定の化学成分組成を満足し、下記式（１）で求められるＦ値が４００以下であり、且つ、板厚をｔとしたとき、ｔ／４位置での圧延方向および板厚方向に平行な断面の金属組織において、円相当径：１．５μｍ以上の酸化物の平均真円度が１．８以下であると共に、前記酸化物の個数密度が２００個／ｍｍ2以下である。Ｆ値＝５５０−１１７６×［Ｃ］−７３×［Ｍｎ］−３１×［Ｎｉ］・・・（１）但し、［Ｃ］、［Ｍｎ］および［Ｎｉ］は、夫々Ｃ、ＭｎおよびＮｉの質量％での含有量を表す。【選択図】なし

Description

本発明は、厚鋼板に関する。詳細には、海洋構造物等に用いられ、溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板に関する。

近年、石油などの資源の採掘は、沿岸近傍を離れて極地へ向かっている。こうした極地で構築される海洋構造物に用いられる鋼板、特に厚さが６ｍｍ以上となる厚鋼板には、母材部や溶接熱影響部における靭性、特に低温での靭性が優れていることが求められる。前記「溶接熱影響部」を、以下ではＨＡＺ（Ｈｅａｔ−Ａｆｆｅｃｔ Ｚｏｎｅ）と呼ぶ。

海洋構造物等に使用される厚鋼板を溶接する方法としては、一般に入熱量が５．０ｋＪ／ｍｍ程度の小入熱で多パスの多層盛溶接が適用される。こうした溶接法によれば、複数パスの溶接熱影響を受けたＨＡＺの中でも、１パス目でＡｃ₃変態点以上の温度に加熱されて粗大な組織が形成された後に、２パス目でＡｃ₁変態点〜Ａｃ₃変態点のオーステナイトとフェライトの二相域の温度領域では、二相域の温度領域で生成した逆変態オーステナイトが、その後の冷却過程において、オーステナイトとマルテンサイトの混合組織である硬質な島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）が多数形成される。以下では島状マルテンサイトを、「ＭＡ」と略記することがある。

硬質なＭＡが多数形成される領域を、以下ではＩＣＣＧ領域（Ｉｎｔｅｒ−Ｃｒｉｔｉｃａｌｌｙ Ｒｅｈｅａｔｅｄ Ｃｏａｒｓｅ Ｇｒａｉｎ Ｚｏｎｅ）と呼び、このＩＣＣＧ領域のＨＡＺを、「ＩＣＣＧＨＡＺ」と略記することがある。

例えば非特許文献１には、１パス目でＡｃ₃変態点以上の温度に加熱されて粗大な組織が形成された後に、再度同様の高温に再加熱されて粗粒組織が形成されるＣＧ（Ｃｏａｒｓｅ Ｇｒａｉｎ）領域の他に、上記のような硬質なＭＡが多数形成されるＩＣＣＧ領域が、溶接金属付近に存在することが示されている。そして、このようなＩＣＣＧ領域は、ＨＡＺ内での局所脆化域となって、ＣＴＯＤ（Ｃｒａｃｋ−Ｔｉｐ Ｏｐｅｎｉｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ）試験において限界ＣＴＯＤ値が低くなり得ることが示されている。

ＩＣＣＧ領域で多数形成されるＭＡは、周囲のマトリクス金属組織に比べて硬質であるため、脆性破壊の起点となりやすい。即ち、粗大組織中にＭＡが多数形成したＩＣＣＧＨＡＺでの靭性は、著しく低くなることが知られている。

ＨＡＺ靭性の評価は、溶接金属とＨＡＺとの境界であるＦＬ（Ｆｕｓｉｏｎ Ｌｉｎｅ）領域、およびＨＡＺと母材の境界であるＩＣ（Ｉｎｔｅｒ−Ｃｒｉｔｉｃａｌｌｙ ＨＡＺ）領域で行なわれるのが一般的である。またＩＣＣＧ領域やＣＧ領域は、上記ＦＬ領域の一部に相当するが、ＦＬ領域のＨＡＺ靭性はＣＧ領域で評価されるのが一般的である。

しかしながら、多層盛溶接におけるＨＡＺ靭性を評価するに当たっては、ＦＬ領域のうちのＣＧ領域やＩＣ領域の各領域で靭性を評価するだけでは不十分である。こうしたことから、溶接継手全体の低温靭性を向上させるためには、最脆化部であるＩＣＣＧＨＡＺでの低温靭性を更に改善することが重要となる。

ＨＡＺ靭性向上に関して、これまで様々な研究が行われてきた。現在、ＨＡＺ靭性を向上させる手段としては、ＴｉＮ等の介在物のピン止め効果によるオーステナイト粗大化抑制や、酸化物を起点とした粒内核生成による組織微細化、合金元素低減によるＨＡＺ硬さ低減が行われている。

更に、海洋構造物に使用される厚鋼板では、良好なＨＡＺ靭性を確保すると共に、鋼板母材としての強度が高いことも必要である。こうした観点から厚鋼板に要求される高い強度と共に良好なＨＡＺ靭性を確保するため、例えば特許文献１〜３に示す様々な技術が提案されている。

特許文献１では、化学成分組成を調整して非金属介在物を低減すると共に、ＨＡＺでの硬さを低減し、且つＴｉ酸化物による粒内変態を活用して、ＨＡＺ組織を微細化することで、−６０℃での良好な低温継手靭性を確保している。

特許文献２では、圧延終了後室温まで冷却した後、焼戻しを行い、微細なＭｏ炭化物やＴｉ−Ｎｂ炭窒化物がＣｕの析出を促進し、析出強化によって高い母材強度を確保すると共に、Ａｌ量を低減し、溶接部のＭＡを低減している。

特許文献３では、Ｔｉ／Ｎ比を制御してＴｉＮを分散させ、オーステナイト粒を微細化すると共に、Ｃ、ＳｉおよびＡｌの添加量を制限して、鋼板中のＭＡの生成量を低減することによって、−４０℃以下でのＣＴＯＤ試験で良好な靭性を確保している。

一方、特許文献４には、入熱量が２５ｋＪ／ｍｍを超える大入熱溶接おいて形成されるＨＡＺの靭性を向上させる技術が提案されている。この技術では、ＨＡＺのミクロ組織において、ＭＡの面積率を１．０面積％未満とすると共に、鋼中にＡｌとＣａを含む粒径５．０μｍ以下の介在物を存在させ、その介在物のアスペクト比を１．９以下としている。

日本造船学会誌 第７２３号：平成元年９月 第４７〜５４頁「材料研究・最近の動向」−（その４）海洋構造物用鋼の溶接熱影響部における局所脆化域−

特開２０１０−２４８５９０号公報 特開２０００−４５０４４号公報 特開２０１２−７２４２１号公報 特開２０１３−８７３３４号公報

本発明は、このような事情に鑑みてなされたものであり、その主な目的は、優れたＩＣＣＧＨＡＺ靭性が実現できる厚鋼板を提供することにある。

また、本発明の他の目的は、優れた母材靭性が実現できる厚鋼板を提供することにある。

また、本発明の他の目的は、高強度の厚鋼板を提供することにある。

本発明の前記並びにその他の目的と新規な特徴は、本明細書の記述から明らかになるであろう。

上記課題を解決した本発明の厚鋼板は、
質量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．０８％、
Ｓｉ：０％以上、０．５％以下、
Ｍｎ：１．０〜２．２％、
Ｐ ：０％超、０．０２％以下、
Ｓ ：０％超、０．０１５％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．０６％、
Ｎｉ：０．５〜３．０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０６％、
Ｔｉ：０．００２〜０．０５％、
Ｎ ：０．００１〜０．０１％、
を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、
下記式（１）で求められるＦ値が４００以下であり、且つ、
板厚をｔとしたとき、ｔ／４位置での圧延方向および板厚方向に平行な断面の金属組織において、円相当径：１．５μｍ以上の酸化物の平均真円度が１．８以下であると共に、前記酸化物の個数密度が２００個／ｍｍ²以下であることを特徴とする。
Ｆ値＝５５０−１１７６×［Ｃ］−７３×［Ｍｎ］−３１×［Ｎｉ］・・・（１）
但し、［Ｃ］、［Ｍｎ］および［Ｎｉ］は、夫々Ｃ、ＭｎおよびＮｉの質量％での含有量を表す。

本発明において、酸化物の「円相当径」とは、酸化物の大きさを同一面積の円に換算したときの直径を意味する。

本発明の厚鋼板においては、前記ｔ／４位置における圧延方向および板厚方向に平行な断面での金属組織において、１００μｍ×１００μｍの任意の視野を、走査型電子顕微鏡を用いてＥＢＳＰ法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｐａｔｔｅｒｎ：電子後方散乱解析像法）により０．２μｍのステップ間隔で結晶方位を測定し、その方位差が１５°以上となる粒界と、板厚方向に引いた４本の直線との交点の数から測定した交点間距離の測定値の平均値ｄが５．０μｍ以下であることが好ましい。

本発明の厚鋼板においては、前記ｔ／４位置における圧延方向および板厚方向に平行な断面での金属組織において、（Ａ）フェライトの分率が０〜２０面積％であること、（Ｂ）島状マルテンサイトの分率が６．０面積％以下であること、（Ｃ）前記島状マルテンサイトの平均円相当径が２．０μｍ以下であること等が好ましい。

尚、島状マルテンサイトの「平均円相当径」とは、島状マルテンサイトの大きさを同一面積の円に換算したときの直径の平均値を意味する。

本発明の厚鋼板は、必要に応じて、更に（ｉ）Ｃｕ：０％超、１．５％以下、Ｍｏ：０％超、１．５％以下、Ｃｒ：０％超、１．５％以下およびＶ：０％超、０．５％以下よりなる群から選択される１種以上を含有し、Ｃｕを含むときはＮｉ／Ｃｕ≧１の関係を満足する、（ii）ＲＥＭ：０％超、０．０１％以下およびＺｒ：０％超、０．００７％以下よりなる群から選択される１種以上、（iii）Ｃａ：０％超、０．００３％以下を含有することも有用であり、含有される成分の種類に応じて厚鋼板の特性が更に改善される。

本明細書において開示される発明によって得られる効果を簡単に説明すれば、以下の通りである。即ち、本発明によれば、ＩＣＣＧＨＡＺ靭性に優れた厚鋼板を実現することができる。

図１は、本発明に係る厚鋼板を示す概略説明図である。

本発明者らは、優れたＩＣＣＧＨＡＺ靭性を得るための要件について、様々な角度から検討した。その結果、下記に詳述するＦ値を４００以下とすると共に、所定大きさの酸化物の真円度や個数密度を適切に制御すれば、優れたＩＣＣＧＨＡＺ靭性が実現できることを見出し、本発明を完成した。以下、優れたＩＣＣＧＨＡＺ靭性を実現させるための上記要件、および母材の強度や靭性を確保するための要件について順次説明する。

本発明では、上記式（１）で表されるＦ値を４００以下にすることが必要である。ＩＣＣＧＨＡＺ靭性を向上させるためには、ＭＡの硬さを低減することが必要であり、ＭＡ中のオーステナイトの割合を増加させることでＭＡの硬さが低減される。オーステナイトを安定化させるには、Ｃをオーステナイト中に濃縮させる必要があるが、そのためにはマルテンサイト変態を遅らせること、即ち逆変態オーステナイトのマルテンサイト変態開始温度であるＭｓ点を下げる必要がある。逆変態オーステナイトのＭｓ点は、Ｃ、ＭｎおよびＮｉの含有量を調整することによって制御することができる。所望とするＩＣＣＧＨＡＺ靭性を満たすには、上記式（１）で表されるＦ値を４００以下にする必要がある。

上記Ｆ値は、好ましくは３８０以下であり、より好ましくは３６０以下である。上記Ｆ値の下限については、Ｃ、ＭｎおよびＮｉの含有量によって必然的に決定されるが、好ましくは２８０以上であり、より好ましくは３００以上、更に好ましくは３２０以上である。

本発明の厚鋼板においては、板厚をｔとしたとき、ｔ／４位置での圧延方向および板厚方向に平行な断面の金属組織において、（ａ）円相当径：１．５μｍ以上の酸化物の平均真円度が１．８以下、（ｂ）円相当径：１．５μｍ以上の酸化物の個数密度が２００個／ｍｍ²以下、等の要件を満足する必要がある。本発明で規定するこれらの要件について説明する。以下では、「溶接金属」や「溶接熱影響部」と区別して、鋼板自体を指すときには、「母材」と呼んでいる。

図１は、本発明に係る厚鋼板を示す概略説明図である。このうち図１（ａ）は、本発明に係る厚鋼板の概略斜視図であり、図１（ｂ）は、本発明に係る厚鋼板の概略側面図である。図１中、Ｌは圧延方向、Ｗは幅方向、Ｄは板厚方向を示しており、Ｓ１は鋼板の表面を、Ｓ２は圧延方向Ｌおよび板厚方向Ｄに平行な断面を示している。

上記（ａ）および（ｂ）の各要件は、上記断面Ｓ２において、板厚をｔとしたときにｔ／４位置での金属組織の要件である。尚、金属組織の要件を規定する位置として、上記「ｔ／４位置」を選択したのは、母材組織を評価する上で適切な位置だからである。また、板厚のｔ／４位置における断面は、基本的に線上の領域となるが、実際の組織観察をするときには、その位置を中心として一定の広がりのある領域を観察することになる（後記実施例を参照）。

上記ｔ／４位置での圧延方向および板厚方向に平行な断面の金属組織において、ＭＡの分率は、６．０面積％以下にすることが好ましい。ＭＡは、周囲のマトリクスと比べて硬質なため応力集中が起こり易く、ＭＡと母相マトリクスとの界面、若しくはＭＡ自身が脆性破壊の起点となりやすい。ＭＡの分率が６．０面積％を上回ると、所望とする母材靭性が得られ難くなる。ＭＡの分率は、より好ましくは４．０面積％以下であり、更に好ましくは２．０面積％以下である。尚、ＭＡの分率の下限は、特に限定されないが、本発明の厚鋼板においては、０面積％とすることは殆ど不可能であり、概ね０．１面積％以上存在することになる。

また、ＭＡの平均円相当径は２．０μｍ以下であることが好ましい。上述の通り、ＭＡは、母相マトリクスと比べて硬質なため脆性破壊の起点となりやすく、特にＭＡが粗大化した場合には、ＭＡと母相マトリクスとの界面の面積が大きくなるため、初期亀裂が大きくなってしまい、破壊発生を助長する。こうした観点から、母材靭性の確保のため、ＭＡの平均円相当径は２．０μｍ以下とすることが好ましい。ＭＡの平均円相当径は、より好ましくは１．５μｍ以下であり、更に好ましくは１．０μｍ以下である。尚、ＭＡの平均円相当径の測定限界は、０．１μｍ以上である。

本発明の鋼板において、主な金属組織はベイナイトである。具体的には、ベイナイトを、分率で８０面積％以上含むものである。好ましくは８５面積％以上、より好ましくは９０面積％以上である。

更に、本発明の鋼板の組織として、上記ｔ／４位置での圧延方向および板厚方向に平行な断面の金属組織において、フェライトの分率を０〜２０面積％にすることが好ましい。特に、鋼板の強度確保のため、軟質な組織であるフェライトの分率の上限は２０面積％とすることが好ましい。フェライトの分率の上限は、好ましくは１８面積％以下であり、より好ましくは１６面積％以下である。

また、ベイナイト、フェライトおよびＭＡを除いた残部組織は、マルテンサイトやセメンタイトである。

本発明の厚鋼板における金属組織における各相の形態は上記の通りであるが、上記金属組織中に分散している酸化物の形態も、適切に調整する必要がある。即ち、本発明の厚鋼板においては、円相当径が１．５μｍ以上となる粗大な酸化物の平均真円度を１．８以下にすることが必要である。

上記粗大な酸化物は、周囲のマトリクスと比べて硬質であるため、応力集中を起こしやすく、特に粗大な酸化物ほど破壊の発生を助長する原因となる。また歪な形状を有する酸化物では、より局所的に応力が高まってしまう。そのため、円相当径が１．５μｍ以上の酸化物の平均真円度が１．８を超えると、所望とする母材靭性およびＩＣＣＧＨＡＺ靭性が得られなくなる。

ここで酸化物の形態として、「平均真円度」で規定したのは、例えばアスペクト比のように長径と短径の比を規定すると、歪な形状の酸化物を含む可能性があり、上記特性を正確に評価できないからである。尚、酸化物の平均真円度は、下記式（２）から求められる真円度の平均値である。この平均真円度は、１に近ければ近いほどより真円に近いものとなるが、好ましくは１．４以下であり、より好ましくは１．２以下であり、最も好ましくは１である。
真円度＝（酸化物の周囲長さ）²／［４×π×（酸化物の面積）］・・・（２）

円相当径が１．５μｍ以上の酸化物の個数密度は、２００個／ｍｍ²以下とする必要がある。上述の通り、酸化物は応力集中の原因となるため、特に破壊の起点となりやすい粗大な酸化物の数を低減する必要がある。円相当径が１．５μｍ以上の酸化物の個数密度が２００個／ｍｍ²を上回ると、所望とする母材靭性およびＩＣＣＧＨＡＺ靭性が得られなくなる。円相当径が１．５μｍ以上の酸化物の個数密度は、好ましくは１５０個／ｍｍ²以下であり、より好ましくは１２０個／ｍｍ²以下である。この酸化物の個数密度の下限については、特に限定するものではないが、概ね５０個／ｍｍ²以上となる。個数密度の測定対象となる酸化物は、円相当径が１．５μｍ以上の酸化物の全てであり、必ずしも真円度が１．８以下のものに限らない。

尚、本発明において酸化物の種類は特に限定されず、例えばＴｉ、Ａｌ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｍｎ、Ｓｉ等を含む酸化物が挙げられる。

上記の要件を満足することによって、母材の強度および靭性、並びにＩＣＣＧＨＡＺ靭性に優れた厚鋼板が得られる。母材靭性を更に改善する上で、下記の要件を満足することが好ましい。即ち、ｔ／４位置における圧延方向および板厚方向に平行な断面での金属組織において、１００μｍ×１００μｍの任意の視野を、走査型電子顕微鏡を用いてＥＢＳＰ法により０．２μｍのステップ間隔で結晶方位を測定し、その方位差が１５°以上となる粒界と、板厚方向に引いた４本の直線との交点の数から交点間距離を測定したとき、その測定値の平均値ｄが５．０μｍ以下とすることによって、母材靭性を更に改善できる。

上記したとおり本発明の厚鋼板は、上記要件を満足するフェライトおよびＭＡと残部組織はベイナイトであり、一部マルテンサイトを含むことがある。上記交点間距離の測定値の平均値ｄ（以下、「平均交点間距離ｄ」と呼ぶことがある）は、こうした混合組織における各相の結晶粒の平均値を示している。上記の測定方法によれば、混合組織中に含まれる酸化物の形態に影響されることなく、混合組織における各相の結晶粒を測定できる。こうした要件を満足することによって、母材靭性を更に改善した厚鋼板が得られる。平均交点間距離ｄは、より好ましくは４．０μｍ以下であり、更に好ましくは３．０μｍ以下である。尚、平均交点間距離ｄの下限は概ね１．０μｍ以上である。

次に、本発明の高強度厚鋼板の化学成分組成について説明する。本発明では、その化学成分組成（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｎｂ、ＴｉおよびＮ）を適切に調整することも重要な要件である。これらの成分による作用および範囲設定理由は下記の通りである。

Ｃ：０．０１〜０．０８％
Ｃは、母材の強度を確保する上で重要な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｃ含有量は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、Ｃ含有量が過剰になると、ＭＡが増加し、母材靭性が劣化する。また、溶接時においてＭＡが生成しやすくなり、ＩＣＣＧＨＡＺ靭性が劣化するため、０．０８％以下とする必要がある。好ましくは０．０７％以下であり、より好ましくは０．０６％以下である。

Ｓｉ：０％以上、０．５％以下
Ｓｉは、母材の強度を確保する上で有効な元素であるが、含有量が過剰になるとＭＡが増加し、母材およびＨＡＺ靭性が低下するため、その上限は０．５％以下とする必要がある。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４０％以下、より好ましくは０．３５％以下である。尚、Ｓｉ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよいが、０．０５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．１％以上である。

Ｍｎ：１．０〜２．２％
Ｍｎは、母材の強度を確保する上で必要な元素である。Ｍｎ含有量が１．０％未満であると、強度が不足することになる。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．１％以上であり、より好ましくは１．２％以上である。一方、Ｍｎ含有量が２．２％を超えて過剰になると、ＩＣＣＧＨＡＺの硬さが上昇し、ＩＣＣＧＨＡＺ靭性劣化の原因となる。Ｍｎ含有量の好ましい上限は２．０％以下であり、より好ましくは１．８％以下である。

Ｐ：０％超、０．０２％以下
Ｐは、偏析しやすく粒界割れの原因となり母材靭性に悪影響を及ぼす不純物元素であるため、含有量はできるだけ少ないことが好ましい。こうした観点から、Ｐ含有量は０．０２％以下に制御する必要がある。Ｐ含有量は、好ましくは０．０１８％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。

Ｓ：０％超、０．０１５％以下
Ｓは、偏析しやすく粒界割れの原因となり母材靭性に悪影響を及ぼす不純物元素であるため、含有量はできるだけ少ないことが望ましい。こうした観点から、Ｓ含有量は０．０１５％以下に制御する必要がある。Ｓ含有量の好ましい上限は、０．０１２％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。

Ａｌ：０．００１〜０．０６％
Ａｌは脱酸元素として有用な元素である。そのためＡｌ含有量は、０．００１％以上とする必要がある。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００２％以上、より好ましくは０．００５％以上、更に好ましくは０．０１０％以上である。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると、炭化物析出を抑制し、ＭＡの増加の原因となるため、０．０６％以下とする必要がある。Ａｌ含有量の好ましい上限は、０．０５０％以下であり、より好ましくは０．０４５％以下である。

Ｎｉ：０．５〜３．０％
Ｎｉは、ＩＣＣＧＨＡＺ靭性および母材強度の向上に有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｎｉは０．５％以上含有させる必要がある。即ち、Ｎｉ含有量が０．５％に満たないと、母材強度が低下すると共に、ＩＣＣＧＨＡＺ靭性が劣化する。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．６５％以上であり、より好ましくは０．８％以上である。しかしながら、Ｎｉは高価な元素であり、コストの観点から上限は３．０％以下とする。好ましくは２．０％以下であり、より好ましくは１．５％以下である。

Ｎｂ：０．００１〜０．０６％
Ｎｂは、母材の強度を向上する上で有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｎｂは０．００１％以上含有させる必要がある。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００５％以上であり、より好ましくは０．０１０％以上である。しかしながら、Ｎｂ含有量が過剰になると、ＭＡを形成しやすく、母材靭性およびＩＣＣＧＨＡＺ靭性が劣化するため、０．０６％以下とする必要がある。好ましくは０．０４％以下であり、より好ましくは０．０３％以下である。

Ｔｉ：０．００２〜０．０５％
Ｔｉは、ＴｉＮを形成して旧オーステナイト粒径の粗大化を抑制し、ＩＣＣＧＨＡＺの組織の微細化を図り、ＩＣＣＧＨＡＺ靭性の向上に有効な元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｔｉは０．００２％以上含有させる必要がある。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００５％以上であり、より好ましくは０．０１０％以上である。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になるとＴｉＮが粗大化し、母材およびＩＣＣＧＨＡＺ靭性の劣化を招く。こうした観点から、Ｔｉ含有量は０．０５％以下とする必要がある。好ましい上限は０．０３％以下であり、より好ましくは０．０２％以下である。

Ｎ：０．００１〜０．０１％
Ｎは、ＴｉＮ等のＴｉ窒化物を形成し、旧オーステナイト粒径の粗大化を抑制する効果がある。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｎは０．００１％以上含有させる必要がある。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００２％以上であり、より好ましくは０．００３％以上である。しかしながら、Ｎ含有量が過剰になると、ＴｉＮ等のＴｉ窒化物が粗大化し、靭性に悪影響がある。その結果、母材靭性およびＩＣＣＧＨＡＺ靭性の劣化を招く。こうした観点から、Ｎ含有量は０．０１％以下とする必要がある。好ましくは０．００８５％以下であり、より好ましくは０．００７％以下である。

本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部は鉄および不可避不純物である。不可避不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容され得る。また、本発明の厚鋼板は、必要に応じて以下の元素を含有していても良く、含有される元素の種類に応じて厚鋼板の特性が更に改善される。

Ｃｕ：０％超、１．５％以下、Ｍｏ：０％超、１．５％以下、Ｃｒ：０％超、１．５％以下およびＶ：０％超、０．５％以下よりなる群から選択される１種以上であり、Ｃｕを含むときはＮｉ／Ｃｕ≧１の関係を満足すること
Ｃｕ、Ｍｏ、ＣｒおよびＶは、いずれも母材の高強度化に有効な元素である。上記効果を発揮させるためには、ＣｕおよびＣｒについては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％以上である。またＭｏについては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％以上であり、更に好ましくは０．２％以上である。Ｖについては、０．００１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．００２％以上である。しかしながら、これらの元素を過剰に含有させると、ＩＣＣＧＨＡＺが硬くなり過ぎて、ＩＣＣＧＨＡＺ靭性の劣化を招く。こうした観点から、Ｃｕ、ＭｏおよびＣｒについては、１．５％以下とすることが好ましい。より好ましくは、１．０％以下である。またＶについては、０．５％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．４％以下である。

尚、Ｃｕを含むときは、Ｃｕ起因による赤熱脆性と呼ばれる加工中の表面割れを抑制するという観点から、Ｃｕ含有量とＮｉ含有量の比、即ちＮｉ／Ｃｕは１以上とすることが好ましい。Ｎｉ／Ｃｕのより好ましい下限は、１．２以上であり、更に好ましくは１．５以上である。また、Ｎｉ／Ｃｕの好ましい上限は、８．０以下であり、より好ましくは６．０以下であり、更に好ましくは４．０以下である。

ＲＥＭ：０％超、０．０１％以下およびＺｒ：０％超、０．００７％以下よりなる群から選択される１種以上
ＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）は、酸化物を形成し、粒内組織を微細化させるため、母材靭性およびＩＣＣＧＨＡＺ靭性の向上に有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、ＲＥＭは０．０００２％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０００５％以上である。しかしながら、ＲＥＭを過剰に含有させると酸化物が粗大になり、母材靭性およびＩＣＣＧＨＡＺ靭性の劣化を招くので、０．０１％以下にすることが好ましい。より好ましくは０．００５％以下である。尚、本発明においてＲＥＭは、周期律表３族に属するスカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）、およびランタノイド系列希土類元素（原子番号５７〜７１）のいずれをも用いることができる。特に、Ｌａ、Ｃｅを用いることが好ましい。

一方、ＺｒはＲＥＭと同様に、酸化物を形成し、粒内組織を微細化させて、母材靭性およびＩＣＣＧＨＡＺ靭性の向上に有効である。こうした効果を発揮させるためには、０．０００２％以上含有させることが好ましい。より好ましくは、０．０００５％以上である。しかしながら、Ｚｒを過剰に含有させると、酸化物が粗大になり靭性の劣化を招くので、０．００７％以下にすることが好ましい。より好ましくは０．００５％以下である。

Ｃａ：０％超、０．００３％以下
Ｃａは、母材靭性およびＩＣＣＧＨＡＺ靭性に有害となる圧延方向に伸長するＭｎＳの生成を抑制するために有効な元素である。また脱酸のためにも有効な元素である。これらの効果を有効に発揮させるため、Ｃａ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００８％以上であり、更に好ましくは０．００１０％以上である。しかしながら、Ｃａ含有量が過剰になると、粗大な酸化物が増加するので、０．００３％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００２８％以下であり、更に好ましくは０．００２５％以下である。

本発明の厚鋼板を得るためには、化学成分組成を上記のように適切に調整した鋼を用い、下記のような適切な製造条件を実施することが好ましい。以下、本発明で規定する各要件、および本発明の好ましい要件を満足させるための製造条件について、製造手順に従って説明する。尚、下記に示す適切な製造条件以外は特に限定されず、従前の方法を利用することができる。また、本発明で規定する構成を逸脱しない範囲であれば、必要に応じて、例えば、焼鈍、焼準、時効、焼き入れ、焼き戻しなどを適宜施して、金属組織の調整がなされてもよい。

まず溶製時には、Ａｌ、Ｃａなどの脱酸元素の添加から凝固完了までの時間を２００分以内とする。この時間が２００分を超えると、粗大な酸化物が増加し、最終的な酸化物の個数密度が所定の範囲を外れることになる。好ましくは１７５分以内、より好ましくは１５０分以内である。実際の操業を考慮すると、脱酸元素の添加から凝固完了までの時間の下限は、概ね３０分程度である。尚、脱酸元素の添加順序は、何ら限定されず、例えばＡｌを添加してからＣａを添加してもよいし、その逆であっても良い。要するに、脱酸元素を添加してから凝固完了までの時間が上記のように調整されていればよい。尚、脱酸元素を添加してから凝固完了までの時間は、鋳造を開始するまでの時間を制御することによって、調整できる。また、凝固完了の時期は、鋳型形状に基づき、計算によって算出することができる。

凝固完了後は、１５００℃から１４５０℃までの冷却時間を３００秒以下とする。この時間が３００秒よりも長くなると、溶鋼中に生成した酸化物表面に酸化物や硫化物といった二次介在物が生成し、最終的な酸化物の平均真円度が所定の範囲を逸脱する。平均真円度が悪くなると、応力集中が起こり、母材靭性およびＩＣＣＧＨＡＺ靭性を損ねる。好ましくは２８０秒以下であり、より好ましくは２５０秒以下である。実際の操業を考慮すると冷却時間の下限は１５０秒程度である。

最終圧延温度は、Ａｒ₃変態点以上、８６０℃以下とすることが好ましい。最終圧延温度が８６０℃を超えると、組織の微細化が十分達成できなくなり、好ましい要件である所定のＭＡサイズが維持できなくなる。また最終圧延温度がＡｒ₃変態点を下回ると、フェライト変態が開始してしまい、組織の微細化が達成できない。最終圧延温度のより好ましい下限はＡｒ₃変態点＋２０℃以上であり、更に好ましくはＡｒ₃変態点＋４０℃以上である。また最終圧延温度のより好ましい上限は８４０℃以下であり、更に好ましくは８２０℃以下である。

上記Ａｒ₃変態点は、下記式（３）によって求められる値である。尚、本発明で規定する化学成分組成では、Ａｒ₃変態点は６７０〜７４０℃程度となる。
Ａｒ₃変態点＝９１０−２３０×［Ｃ］＋２５×［Ｓｉ］−７４×［Ｍｎ］−５６×［Ｃｕ］−１６×［Ｎｉ］−９×［Ｃｒ］−５×［Ｍｏ］−１６２０×［Ｎｂ］・・・（３）
但し、[Ｃ]，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］および［Ｎｂ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，ＭｏおよびＮｂの質量％での含有量を示す。

仕上げ圧延時においては、１パスあたりの圧下率を４％以上とすることが好ましい。この圧下率は、仕上げ圧延時の各パスの圧下率の最小値を意味する。このときの圧下率が４％未満となると、結晶粒の微細化が不十分となり、最終的な組織サイズが所定の範囲を逸脱し、好ましい要件である５．０μｍ以下の平均交点間距離ｄが得られ難くなる。但し、このときの圧下率が１５％を超えると、ミルへの負荷が大きくなる。圧延時の１パスあたりの圧下率は、より好ましくは５％以上であり、１２％以下である。

尚、上記「圧下率」は、式（４）から計算される値である。
圧下率＝（ｔ₀−ｔ₁）／ｔ₀×１００ ・・・（４）
式（４）中、ｔ₀は、表面の温度が圧延温度範囲にあるときの鋼片の圧延開始厚み（単位：ｍｍ）、ｔ₁は、表面の温度が圧延温度範囲にあるときの鋼片の圧延終了厚み（単位：ｍｍ）を、夫々示す。

仕上げ圧延時のパス間時間は２０秒以下とすることが好ましい。このパス間時間は、仕上げ圧延時の各パス間時間の最大値を意味する。パス間時間が２０秒を超えると、再結晶が進行し過ぎるため、微細な組織が得られず、最終的な組織サイズが所定の範囲を逸脱し、好ましい要件である５．０μｍ以下の平均交点間距離ｄが得られ難くなる。実際の工程負荷を考えると下限は４秒程度となる。パス間時間は、より好ましくは１５秒以下であり、５秒以上である。

仕上げ圧延後の平均冷却速度は、２℃／秒以上、１５℃／秒以下とすることが好ましい。このときの平均冷却速度が２℃／秒未満となると、好ましい要件であるフェライトの分率が所定の範囲を超えることになる。またこの平均冷却速度を２℃／秒以上とすることによって、ベイナイトを主体とする組織とすることができる。一方、平均冷却速度が１５℃／秒を超えると、鋼板が反ってしまうので１５℃／秒以下とすることが好ましい。平均冷却速度は、より好ましくは５℃／秒以上であり、１３℃／秒以下である。

上記平均冷却速度で冷却したときの冷却停止温度は、３００〜５００℃の温度範囲とすることが好ましい。この冷却停止温度が３００℃よりも低くなると、ＭＡの分率が所定の範囲を逸脱する。一方、冷却停止温度が５００℃よりも高くなると、粗大な組織が生成し、ＭＡサイズが所定の範囲を維持できなくなる。冷却停止温度は、より好ましくは３５０℃以上、４５０℃以下である。

本発明の厚鋼板の板厚は、少なくとも６ｍｍ以上、好ましくは１５ｍｍ以上、より好ましくは２０ｍｍ以上、１００ｍｍ以下程度である。

本発明は、入熱量が１．５〜６．０ｋＪ／ｍｍ程度の小中熱溶接によって多層盛溶接したときのＩＣＣＧＨＡＺ靭性の向上を図るものである。適用される溶接法については、上記のような条件で多層盛溶接が実施できるものであれば何ら限定されず、代表的な溶接法として、ＭＩＧ溶接（ｉｎｅｒｔ−ｇａｓ ｍｅｔａｌ−ａｒｃ ｗｅｌｄｉｎｇ法）、炭酸ガスアーク溶接、およびＭＡＧ溶接（ｍｅｔａｌ ａｃｔｉｖｅ−ｇａｓ ｓｈｉｅｌｄｅｄ ａｒｃ ｗｅｌｄｉｎｇ法）等が挙げられる。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前記、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。

表１に示す化学成分組成の鋼材を用いて、真空溶解炉により１５０ｋｇの溶鋼を溶製し、鋳造してスラブとした後、加熱、熱間圧延、冷却の工程を経ることで、仕上げ板厚が５０ｍｍの厚鋼板を製造した。この製造において、Ａｌ、Ｃａなどの脱酸元素の添加から凝固完了までの時間、鋳造時の１５００℃から１４５０℃までの冷却時間、最終圧延温度、仕上げ圧延時の各パス圧下率の最小値、仕上げ圧延時の各パス間時間の最大値、平均冷却速度、冷却停止温度は、表２に示す条件とした。尚、表１において、「−」と表示された部分は未添加であることを意味する。

得られた各鋼板について、以下の要領に従って、ＭＡの分率、ＭＡの平均円相当径、円相当直径が１．５μｍ以上の酸化物の平均真円度、円相当直径１．５μｍ以上の酸化物の個数密度、および平均交点間距離ｄを測定すると共に、母材の強度、母材靭性およびＩＣＣＧＨＡＺ靭性を評価した。

（ＭＡの分率の測定）
板厚をｔとしたとき、各鋼板の表面から深さｔ／４の位置から試験片を切り出し、圧延方向および板厚方向に平行な断面をレペラ試薬で腐食し、１０００倍にて光学顕微鏡で５６００μｍ²の面積を有する視野を２視野撮影し、画像解析によりＭＡの分率（以下、「ＭＡ分率」と呼ぶ）を算出した。このときの観察領域は、鋼板の表面から深さｔ／４の位置を中心とし、５６００μｍ²の面積を有する視野とした。

（ＭＡの平均円相当径の測定）
板厚をｔとしたとき、各鋼板の表面から深さｔ／４の位置から試験片を切り出し、圧延方向および板厚方向に平行な断面をレペラ試薬で腐食し、１０００倍にて光学顕微鏡で５６００μｍ²の面積を有する視野を２視野撮影し、画像解析によりＭＡの平均円相当径（以下、「ＭＡ平均円相当径」と呼ぶ）を算出した。このときの観察領域は、鋼板の表面から深さｔ／４の位置を中心とし、５６００μｍ²の面積を有する視野とした。

（円相当径１．５μｍ以上の酸化物の平均真円度の測定）
各鋼板の表面から深さｔ／４の位置から試験片を切り出し、圧延方向および板厚方向に平行な断面を鏡面研磨し、４００倍にて光学顕微鏡で３５０００μｍ²の面積を有する視野を５視野撮影し、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ」を用いて画像解析を行い、円相当径が１．５μｍ以上の酸化物の平均真円度を算出した。このときの観察領域は、鋼板の表面から深さｔ／４の位置を中心とし、３５０００μｍ²の面積を有する視野とした。

（円相当径が１．５μｍ以上の酸化物の個数密度の測定）
各鋼板の表面から深さｔ／４の位置から試験片を切り出し、圧延方向および板厚方向に平行な断面を鏡面研磨し、４００倍にて光学顕微鏡で３５０００μｍ²の面積を有する視野を５視野撮影し、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ」を用いて画像解析を行い、円相当径１．５μｍ以上の酸化物におけるｍｍ²当たりの個数、即ち個数密度を算出した。このときの観察領域は、鋼板の表面から深さｔ／４の位置を中心とし、３５０００μｍ²の面積を有する視野とした。

（平均交点間距離ｄの測定）
各鋼板の表面から深さｔ／４の位置から試験片を切り出し、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、走査型電子顕微鏡を用いてＥＢＳＰ法により１００μｍ×１００μｍの視野を０．２μｍのステップ間隔で結晶方位を測定した。方位差が１５度以上の粒界と、板厚方向に引いた４本の直線との交点の数から交点間距離の平均値を平均交点間距離ｄとして算出した。このときの観察領域は、鋼板の表面から深さｔ／４の位置を中心とし、板厚方向両側に夫々５０μｍの広がりのある領域とした。

（フェライト分率の測定）
各鋼板の表面から深さｔ／４の位置から試験片を切り出し、圧延方向および板厚方向に平行な断面を鏡面研磨の後、ナイタール腐食した試料から、４００倍にて光学顕微鏡で３５０００μｍ²の面積を有する視野を２視野撮影し、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ」を用いて画像解析を行い、フェライトの分率の平均値を算出した。このときの観察領域は、鋼板の表面から深さｔ／４の位置を中心とし、３５０００μｍ²の面積を有する視野とした。

（母材強度の評価）
各厚鋼板の表面から深さｔ／２の位置から、圧延方向に対して直角の方向に、ＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って各１回の引張試験を行い、降伏強度ＹＳ（Ｙｉｅｌｄ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）を測定した。

（母材靭性の評価）
各厚鋼板の表面から深さｔ／２の位置から、板幅方向に平行に、ＪＩＳ Ｚ２２４２のＶノッチシャルピー衝撃試験片を３本ずつ採取した。このとき、試験片の軸心が前記ｔ／２の位置を通るように採取した。採取した試験片に対し、−８０℃でシャルピー衝撃試験を実施し、３本のシャルピー衝撃試験片の脆性破面率を測定し、その平均値が６０％以下を基準として母材靭性を評価した。更に、その平均値が５０％以下であるとき、即ち破面遷移温度が−８０℃以下となるものを、母材靭性がより優れると評価した。

（ＩＣＣＧＨＡＺ靭性の評価）
各厚鋼板の表面から深さｔ／４の位置から、１２．５ｍｍ×３２ｍｍ×５５ｍｍの試験片を切り出し、ＩＣＣＧＨＡＺを模擬した熱サイクル試験を行った。このときの熱サイクル試験は１４００℃で５秒間保持した後、室温までガス冷却し、更に７５０℃で５秒保持した後、ガス冷却を行った。これら試験片から、シャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２４２のＶノッチ試験片）を３本ずつ採取し、−４０℃でシャルピー衝撃試験を行った。このとき、３本の試験片について吸収エネルギーｖＥ_-40を測定し、吸収エネルギーｖＥ_-40の平均が３９Ｊ以上を基準としてＩＣＣＧＨＡＺ靭性を評価した。

上記の測定結果を、下記表３に示す。

表３から、次のように考察できる。まず試験Ｎｏ．１〜２１、３０〜３５は、本発明で規定する要件を満足する例であり、ＩＣＣＧＨＡＺ靭性の基準を満たすことを確認した。

上記のうち、試験Ｎｏ．１〜２１は、本発明の好ましい要件を全て満たす例であり、ＩＣＣＧＨＡＺ靭性に加えて、母材の降伏強度ＹＳの基準を満たし、更に優れた母材靭性を有することを確認した。

試験Ｎｏ．３０は、ＩＣＣＧＨＡＺ靭性は基準を満たしたが、最終圧延温度が好ましい範囲よりも高くなって、ＭＡの平均円相当径が大きくなり、また平均交点間距離ｄも大きくなった例であり、母材靭性が基準を満たさなかった。

試験Ｎｏ．３１、３２は、「平均交点間距離ｄが５．０μｍ以下」の要件を除いて、本発明の好ましい要件を満たす例であり、ＩＣＣＧＨＡＺ靭性、母材の降伏強度ＹＳおよび母材靭性の基準を満たすことを確認した。

試験Ｎｏ．３３は、ＩＣＣＧＨＡＺ靭性、母材靭性は基準を満たしたが、冷却停止温度が好ましい範囲よりも高いため、フェライト分率が高くなり、母材の降伏強度ＹＳが基準を満たさなかった。

試験Ｎｏ．３４は、ＩＣＣＧＨＡＺ靭性、母材の降伏強度ＹＳは基準を満たしたが、冷却停止温度が好ましい範囲よりも低いため、ＭＡ分率が高くなり、母材靭性が基準を満たさなかった。

試験Ｎｏ．３５は、ＩＣＣＧＨＡＺ靭性、母材靭性は基準を満たしたが、平均冷却速度が好ましい範囲よりも低いため、フェライト分率が高くなり、母材の降伏強度ＹＳが基準を満たさなかった。

これに対し試験Ｎｏ．２２〜２９は、本発明で規定する要件のいずれかを満足しない例であり、ＩＣＣＧＨＡＺ靭性が基準を満たさなかった。

このうち試験Ｎｏ．２２〜２７は、元素の添加量が適正な範囲を逸脱した例である。その結果、母材の特性、ＨＡＺ靭性の少なくともいずれかの評価基準を満たしていない。具体的には、試験Ｎｏ．２２は、Ｃ含有量が過剰な鋼材を用いた例であり、ＭＡ分率が大きくなって、母材靭性およびＩＣＣＧＨＡＺ靭性のいずれも劣化している。試験Ｎｏ．２３は、Ｍｎ含有量が過剰な鋼材を用いた例であり、ＩＣＣＧＨＡＺ靭性が劣化している。

試験Ｎｏ．２４は、Ｍｎ含有量が少なく且つＦ値が４００よりも大きい鋼材を用いた例であり、母材の強度が低下すると共に、ＩＣＣＧＨＡＺ靭性が劣化している。試験Ｎｏ．２５は、Ｎｂ含有量が過剰な鋼材を用いた例であり、母材靭性およびＩＣＣＧＨＡＺ靭性のいずれも劣化している。試験Ｎｏ．２６は、Ｆ値が４００よりも大きい鋼材を用いた例であり、ＩＣＣＧＨＡＺ靭性が劣化している。試験Ｎｏ．２７は、Ｎｉ含有量が少ない鋼材を用いた例であり、母材の強度が低下すると共に、ＩＣＣＧＨＡＺ靭性が劣化している。

一方、試験Ｎｏ．２８、２９は、化学成分組成は本発明で規定する範囲内であるが、製造条件が適正な範囲を逸脱し、本発明で規定する要件のいずれかを満たさない例である。具体的には、試験Ｎｏ．２８は、脱酸元素の添加から凝固完了までの時間が長くなって酸化物の個数密度が大きくなった例であり、母材靭性およびＩＣＣＧＨＡＺ靭性が基準を満たさなかった。

試験Ｎｏ．２９は、鋳造時の１５００℃から１４５０℃までの冷却時間が長くなって、酸化物の平均真円度が１．８を超えた例であり、母材靭性およびＩＣＣＧＨＡＺ靭性が基準を満たさなかった。

Claims (8)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０１〜０．０８％、
   Ｓｉ：０％以上、０．５％以下、
   Ｍｎ：１．０〜２．２％、
   Ｐ ：０％超、０．０２％以下、
   Ｓ ：０％超、０．０１５％以下、
   Ａｌ：０．００１〜０．０６％、
   Ｎｉ：０．５〜３．０％、
   Ｎｂ：０．００１〜０．０６％、
   Ｔｉ：０．００２〜０．０５％、
   Ｎ ：０．００１〜０．０１％、
   を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、
   下記式（１）で求められるＦ値が４００以下であり、且つ、
   板厚をｔとしたとき、ｔ／４位置での圧延方向および板厚方向に平行な断面の金属組織において、円相当径：１．５μｍ以上の酸化物の平均真円度が１．８以下であると共に、前記酸化物の個数密度が２００個／ｍｍ²以下であることを特徴とする厚鋼板。
   Ｆ値＝５５０−１１７６×［Ｃ］−７３×［Ｍｎ］−３１×［Ｎｉ］・・・（１）
   但し、［Ｃ］、［Ｍｎ］および［Ｎｉ］は、夫々Ｃ、ＭｎおよびＮｉの質量％での含有量を表す。
2. 前記ｔ／４位置における圧延方向および板厚方向に平行な断面での金属組織において、１００μｍ×１００μｍの任意の視野を、走査型電子顕微鏡を用いてＥＢＳＰ法により０．２μｍのステップ間隔で結晶方位を測定し、その方位差が１５°以上となる粒界と、板厚方向に引いた４本の直線との交点の数から測定される交点間距離の平均値ｄが５．０μｍ以下である請求項１に記載の厚鋼板。
3. 前記ｔ／４位置における圧延方向および板厚方向に平行な断面での金属組織において、フェライトの分率が０〜２０面積％である請求項１または２に記載の厚鋼板。
4. 前記ｔ／４位置における圧延方向および板厚方向に平行な断面での金属組織において、島状マルテンサイトの分率が６．０面積％以下である請求項１〜３のいずれかに記載の厚鋼板。
5. 前記島状マルテンサイトの平均円相当径が２．０μｍ以下である請求項４に記載の厚鋼板。
6. 更に、Ｃｕ：０％超、１．５％以下、Ｍｏ：０％超、１．５％以下、Ｃｒ：０％超、１．５％以下およびＶ：０％超、０．５％以下よりなる群から選択される１種以上を含有するものであり、Ｃｕを含むときはＮｉ／Ｃｕ≧１の関係を満足する請求項１〜５のいずれかに記載の厚鋼板。
7. 更に、ＲＥＭ：０％超、０．０１％以下およびＺｒ：０％超、０．００７％以下よりなる群から選択される１種以上を含有する請求項１〜６のいずれかに記載の厚鋼板。
8. 更に、Ｃａ：０％超、０．００３％以下を含有する請求項１〜７のいずれかに記載の厚鋼板。

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