JP2023148714A

JP2023148714A - 高強度厚鋼板とその製造方法

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Publication number: JP2023148714A
Application number: JP2022056888A
Authority: JP
Inventors: 信幸吉村; Nobuyuki Yoshimura; 博一臼杵; Hirokazu Usuki; 康浩篠原; Yasuhiro Shinohara; 義之渡部; Yoshiyuki Watabe; 洋嗣古川; Hirotsugu Furukawa
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2022-03-30
Filing date: 2022-03-30
Publication date: 2023-10-13

Abstract

【課題】降伏強度が５００ＭＰａ以上で、ＳＲ処理の前後で良好な母材強度及び母材靭性を有し、多層盛り溶接した際に、良好な継手ＣＴＯＤ特性を有する鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。【解決手段】板厚が６０～１００ｍｍであり、降伏強度が５００ＭＰａ以上であり、引張強度が５７０ＭＰａ以上、溶接継手のＨＡＺ最高硬さが２５０ＨＶ以下であり、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎ、Ｏ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｂを所定範囲、残部がＦｅ及び不純物からなる成分を有し、板厚ｔ／４部分が所定の複相組織であり、板厚中心部の結晶粒の平均円相当直径が５０μｍ以下であり、板厚中心部の最大硬度ＨＶｍａｘが式（２）を満足し、更に鋼組織中に含まれるＴｉ含有介在物の粒子について、式（４）に示す粒内変態に有効なＴｉ含有介在物の粒子の個数密度（ＥＩＧＦＤ）が２０個／ｍｍ２以上となる鋼板。【選択図】図３

Description

本発明は、溶接継手に低温靭性が要求される海洋構造物用の鋼板を主な対象としているが、この用途に限らず、船舶、建築、橋梁、タンク等の幅広い用途の溶接構造物に用いられる高強度厚鋼板に関するものである。

海洋構造物に限らず船舶、建築、橋梁、タンク等の種々の構造物を所定の形状に組み上げるには、溶接を行う。使用する鋼板の板厚が厚くなると、多パスの溶接を行うことが一般的である。ＨＡＺ（ＨｅａｔＡｆｆｅｃｔｅｄＺｏｎｅ）とは、溶接継手の鋼板側において、溶接の際の再加熱で、加工熱処理により造り込まれた母材の金属組織が熱的な影響をうけた領域を指す。

溶接ＨＡＺの最脆化部は、溶接金属に接する母材部分で、粗大な金属組織を有するＣＧＨＡＺ（ＣｏａｒｓｅＧｒａｉｎＨｅａｔＡｆｆｅｃｔｅｄＺｏｎｅ）部であることが知られている。ＣＧＨＡＺは、鋼の溶融線近傍にまで再加熱されるため、再加熱時に生成するオーステナイト粒が成長する。続く冷却の際に、粗大なオーステナイト粒から再変態するため、最終的に得られる金属組織が粗大になる。

ＣＧＨＡＺでは粗大なオーステナイト粒から冷却されるため、焼きが入りやすくなり、母材に比べ硬度が上昇する。加えて、後続の溶接パスによりＣＧＨＡＺがフェライトとオーステナイトの２相域まで再加熱されると、硬質で脆性破壊の起点となるＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－ＡｕｓｔｅｎｉｔｅＣｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）が生成する。

鋼板に強度が要求される場合は、炭素をはじめとする合金元素を添加する。高強度化かつ厚手化に伴い添加する合金元素量が増えると、ＨＡＺの硬さは上昇し、ＭＡなどの脆化相が増加する。ＨＡＺ靭性に影響を及ぼす因子として、組織の粒径、脆化相の大きさ、硬さが知られている。ＣＧＨＡＺは粗大な金属組織を有し、脆化相が多く、更に硬いことから、溶接ＨＡＺの最脆化部となる。構造物の安全性確保には、多層盛り溶接継手のＣＧＨＡＺ組織制御が重要である。

ＣＧＨＡＺの靭性向上のため、組織微細化技術として、特許文献１には、鋼中にＴｉＮ粒子を分散させて、溶融線近傍まで再加熱されるＣＧＨＡＺのオーステナイト粒成長を抑制し、変態組織を微細化させ、鋼板の高い強度とＨＡＺ靭性を両立させる技術が記載されている。しかし溶接条件により、ＣＧＨＡＺの再加熱温度が１３５０℃以上となる場合はＴｉＮが溶解する場合があり、粒成長抑制による細粒化効果が十分に得られず、靭性が低下する。

その他にＣＧＨＡＺの組織を微細化させる手段として、鋼中にＴｉ酸化物を微細分散させ、それらを変態核として粒内変態フェライト（ＩＧＦ：Ｉｎｔｒａ－ＧｒａｎｕｌａｒＦｅｒｒｉｔｅ）を生成させる技術がある。例えば特許文献２に示すように低温でのＨＡＺ靭性に優れた鋼板が開発されている。

更に、海洋構造物の大型化に伴い、海洋構造物向け厚鋼板も一層の高強度化及び厚手化が要求されている。高強度厚鋼板では、溶接施工で発生する残留応力を除去する目的でＳＲ（ＳｔｒｅｓｓＲｅｌｉｅｆ）処理する場合がある。鋼材の機械的特性の安定性の観点から、ＳＲ処理前とＳＲ処理後で鋼材の機械的特性の変化が小さい事が求められる。ＳＲ処理後の母材靭性を確保するためにはＰやＳ等の不純物元素を低減することが必要であるが、中心偏析部は不純物元素の濃度が高く、更に合金元素の濃化により局所的に高硬度となるため、合金元素を多く含む高強度厚手鋼板ではＳＲ処理後にＳＲ処理前なみの母材靭性を得ることが難しかった。ＳＲ後の母材靭性の維持する手法として鋳片を高温で長時間保持する均質化処理（ＳＰ（ＳｏａｋｉｎｇＰｒｏｃｅｓｓ）処理）し、中心偏析部の不純物の低減及び合金元素濃化を抑制する方法があるが、生産コストの増大を招く。更に、均質化処理（ＳＰ処理）は母材靭性の維持には効果があるものの、ＳＲによる強度の低下を抑制することが難しかった。

特開２０１２－２０７２３７号公報特開平７－２７８６５３号公報

本発明は、降伏強度が５００ＭＰａ以上で、ＳＲ処理の前後で良好な母材強度及び母材靭性を有し、多層盛り溶接した際に、良好な継手ＣＴＯＤ特性を有する鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは課題である降伏強度５００ＭＰａ以上の母材強度と、良好な母材靭性、継手靭性を両立する鋼板について鋭意研究したところ、
１）Ｔｉ酸化物を含むＴｉ含有介在物によるＩＧＦ変態の促進およびＣＧＨＡＺ組織の微細化、
２）鋼成分適正化によるＣＧＨＡＺ硬さ抑制、
３）鋼成分の適正化による母材強度確保と、板厚中心部の金属組織細粒化、板厚中心部の硬度及び応力集中源の低減による板厚中心部靭性の確保、
４）Ｍｏ添加による焼もどし軟化抵抗を活用したＳＲ処理後の強度低下抑制と母材靭性の維持、
が上記課題解決に有効であるとの知見を得た。

１）従来、介在物は、多くの場合、総体的に一つの存在として捉えられ、その寸法、形状、及び／又は、個数が、鋼板の特性に影響を及ぼす要素として扱われてきたが、本発明者らの実験結果によれば、介在物自体の組成が、ＨＡＺにおける粒内変態フェライトの生成に大きく関与していることが判明した。具体的には、Ｔｉ酸化物（ＴｉＯ、Ｔｉ_２Ｏ_３）を含むＴｉ含有介在物は、他のＡｌ酸化物、Ｍｇ酸化物、Ｃａ酸化物等も包含しており、それらを複合的に含むＴｉ含有介在物におけるＴｉ酸化物の含有割合が増加するほど、（ｉ－１）粒内変態フェライト（Ｉｎｔｒａ－ＧｒａｎｕｌａｒＦｅｒｒｉｔｅ：ＩＧＦ）の生成が促進され、（ｉ－２）粒界フェライト（ＧｒａｉｎＢｏｕｎｄａｒｙＦｅｒｒｉｔｅ：ＧＢＦ）やフェライトサイドプレート（ＦｅｒｒｉｔｅＳｉｄｅＰｌａｔｅ：ＦＳＰ）（いずれも脆化組織）の生成が抑制されて、ＨＡＺにおける低温靱性が顕著に向上することを知見した。

２）鋼板の靭性は、その強度とトレードオフ関係があるとされており、ＣＧＨＡＺ靭性確保においても適正な強度レベルに調整することが必要である。ＣＧＨＡＺの組織は、溶接入熱によって加熱、冷却条件が決定されるため、強度を適正化するには成分の適正化が必要となる。この成分適正化によりＣＧＨＡＺの最高硬さを抑制することで継手靭性を確保出来ることを見出した。

３）母材強度を確保するために、合金を添加し焼き入れ性を確保するが、靭性が低下する。板厚中心部において方位差１５°以上の大角粒界で囲まれる結晶粒の平均円相当直径を５０μｍ以下にし、かつ破壊の起点となるＭｎＳ等の応力集中源を低減させ、更に板厚中心部の硬度を低減することで、目標の強度と靭性を確保出来る事を見出した。具体的には－７２６［Ｓ］＋３１５≧ＨＶｍａｘを満足させることで、靭性を確保出来ることを見出した。

４）ＳＲ後の母材強度を維持する手法として焼もどし軟化抵抗の大きいＭｏを添加することで、強度低下を抑制した。ＭｏはＨＡＺを硬化させることでＣＧＨＡＺ靭性を低下させるが、鋼成分を最適化することで、継手靭性とＳＲ後の強度維持を両立させた。更にＭｏを添加することでＳＲ後の母材靭性低下も抑制できることを見出した。

本発明は上記知見を基に、更なる検討を加えて完成された。本発明の要旨は以下の通りである。

〈１〉
板厚が６０～１００ｍｍであり、降伏強度が５００ＭＰａ以上であり、引張強さが５７０ＭＰａ以上であり、
質量％で、
Ｃ：０．０２０～０．１２０％、
Ｓｉ：０．０５～０．３０％、
Ｍｎ：０．８０～２．００％、
Ｔｉ：０．００５～０．０１８％、
Ｃｕ：０．０５～１．５０％、
Ｎｉ：０．０５～２．００％、
Ｍｏ：０．０５％～０．５０％、
Ｎｂ：０．００５～０．０２５％、
Ｎ：０．００１５～０．００６０％、
Ｏ：０．００１０～０．００４５％、
を含有し、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０～０．００４％、
Ｍｇ：０～０．００１０％、
Ｃａ：０～０．００１０％、
Ｂ：０～０．００１５％、
であり、
下記式（１）で計算されるＣｅｑ．値が０．４４０ ≦Ｃｅｑ．を満足し、残部がＦｅ及び不純物からなる成分を有し、
板厚ｔ／４部分のフェライト分率が０～１５面積％で残部がベイナイト、マルテンサイトの１種類以上からなる複相組織であり、
板厚中心部の結晶方位差１５°の大角粒界に囲まれた領域の最大面積から上位１０個の結晶粒の平均円相当直径が５０μｍ以下であり、
板厚中心部の最大硬度ＨＶｍａｘが式（２）を満足し、
更に鋼組織中に含まれる、Ｔｉと、Ａｌ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃａ及びＭｎの１種又は２種以上を含有し、円相当径で０．５μｍ以上５．０μｍ以下であるＴｉ含有介在物の粒子について、ＥＤＳで測定した元素の質量比を元に式（３）でＴｉ含有介在物の粒子毎のＴｉ含有割合（ＴＣＰ）を算出し、ＴＣＰが４０％以上のグループＡ、ＴＣＰが４０％未満かつ２０％以上のグループＢに分類したとき、式（４）に示す粒内変態に有効なＴｉ含有介在物の粒子の個数密度（ＥＩＧＦＤ）が２０個／ｍｍ^２以上となることを特徴とする高強度厚鋼板。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋Ｍｏ／５＋［Ｃｕ］／１５＋［Ｎｉ］／１５ … 式（１）
－７２６［Ｓ］＋３１５≧ＨＶｍａｘ … 式（２）
ＴＣＰ＝［Ｔｉ］／（［Ｔｉ］＋［Ａｌ］＋［Ｍｇ］＋［Ｃａ］） … 式（３）
ＥＩＧＦＤ＝（ＸＡ×０．８）＋（ＸＢ×０．５） … 式（４）
前記式（１）において、［Ｃ］は、Ｃの質量％、［Ｍｎ］は、Ｍｎの質量％、［Ｍｏ］は、Ｍｏの質量％、［Ｃｕ］は、Ｃｕの質量％、［Ｎｉ］は、Ｎｉの質量％である。
前記式（２）において、［Ｓ］は、Ｓの質量％である。
前記式（３）において、［Ｔｉ］、［Ａｌ］、［Ｍｇ］、［Ｃａ］は、Ｔｉ含有介在物のＥＤＳ分析から得られるＴｉ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａ含有量（質量％）であり、含有しない場合は０を代入する。
前記式（４）において、ＸＡ、ＸＢは、それぞれグループＡ、グループＢに分類される介在物個数密度（個／ｍｍ^２）の測定値である。

〈２〉
さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｖ：０．０３％以下、
の１種又は２種を含有し、
Ｃｅｑ値が前記式（１）に代えて下記式（１）’で計算される、〈１〉に記載の高強度厚鋼板。
Ｃｅｑ．＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｕ］／１５＋［Ｎｉ］／１５＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／５＋［Ｖ］／５ … 式（１）’
前記式（１）’において、［Ｃ］は、Ｃの質量％、［Ｍｎ］は、Ｍｎの質量％、［Ｃｕ］は、Ｃｕの質量％、［Ｎｉ］は、Ｎｉの質量％、［Ｃｒ］は、Ｃｒの質量％、［Ｍｏ］は、Ｍｏの質量％、［Ｖ］は、Ｖの質量％である。

〈３〉
前記〈１〉または〈２〉のいずれかに記載の成分組成を有し、連続鋳造法で製造した鋼片を９５０℃～１２００℃で再加熱し、１パスあたり圧下率の平均で７．５％以上となるように粗圧延を行い、厚み１３５～２１０ｍｍとした後に、６７０℃～８００℃から１パスあたり圧下率の平均で６．０％以上となるように仕上げ圧延を行った後、板厚中心部が１０℃／ｓ以下となる冷却速度で冷却することを特徴とする高強度厚鋼板の製造方法。

〈４〉
板厚中心部が１０℃／ｓ以下となる冷却速度で冷却した後に、３００℃以上かつ６７０℃以下で熱処理することを特徴とする前記〈３〉に記載の高強度厚鋼板の製造方法。

本発明により小入熱から中入熱溶接の多層盛り溶接ＨＡＺ部において優れたＣＴＯＤ特性を有し、かつ母材の降伏強度が５００ＭＰａ以上、引張強度が５７０ＭＰａ以上で、ＳＲ処理の前後で良好な母材強度と母材靭性を有する板厚６０ｍｍ以上の高強度厚鋼板が製造可能となる。これにより、例えば海洋構造物等の非常に厳格な環境で使用される鋼構造物の大型化や軽量化、鋼材使用量低減によるコスト低減が可能となる。

本実施形態に係る鋼板のＣｅｑ．０．４８～０．５０におけるＳＲ後の母材靭性（ΔｖＴｒｓ、℃）とＭｏ添加量の関係を示す図である。本実施形態に係る鋼板のＣｅｑ．０．４８～０．５０におけるＳＲ後の継手ＨＡＺ靭性（継手ＣＴＯＤ、ｍｍ）とＭｏ添加量の関係を示す図である。本実施形態に係る鋼板の介在物の模式図である。粒内変態フェライトの生成能力を調査した際の熱サイクルを示す図である。本実施形態に係る鋼板の介在物を起点とする粒内変態の有無を判定した例である。本実施形態に係る鋼板の熱サイクル後に板厚ｔ／４部分の１ｍｍ×１ｍｍ領域に存在する全介在物の組成解析結果とＩＧＦ生成挙動の一例を図示したグラフである。本実施形態に係る鋼板の熱サイクル後に板厚ｔ／４部分の１ｍｍ×１ｍｍ領域に存在する全介在物の組成解析結果とＩＧＦ生成挙動の一例を図示したグラフである。本実施形態に係る鋼板の熱サイクル後に板厚ｔ／４部分の１ｍｍ×１ｍｍ領域に存在するＴｉ含有介在物のＴＣＰ算出結果の一例を図示したグラフである。本実施形態に係る鋼板の式（４）とＳＲ後継手ＨＡＺ靭性の関係を示す図である。

以下に本発明の実施の形態について説明する。

［板厚］
本願発明では、船舶、建築、橋梁、タンク等の大型溶接構造物に好適な高強度厚鋼板を対象とし、特に板厚が６０ｍｍ～１００ｍｍの鋼板に関する。

［降伏強度、引張強度］
降伏強度は５００ＭＰａ以上とする。海洋構造物の大型化に伴い、海洋構造物向け厚鋼板も一層の高強度化及び厚手化が要求されている。そのため、板厚が６０～１００ｍｍの鋼板において、降伏強度５００ＭＰａ以上、引張強度５７０ＭＰａ以上を指標とする。また、溶接継手のＨＡＺ最高硬さ２５０ＨＶ以下を指標とする。

［化学組成］
本実施形態に係る鋼板の化学組成について説明する。
本実施形態に係る鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２０～０．１２０％、Ｓｉ：０．０５～０．３０％、Ｍｎ：０．８０～２．００％、Ｔｉ：０．００５～０．０１８％、Ｃｕ：０．０５～１．５０％、Ｎｉ：０．０５～２．００％、Ｍｏ：０．０５％～０．５０％、Ｎｂ：０．００５～０．０２５％、Ｎ：０．００１５～０．００６０％、Ｏ：０．００１０～０．００４５％、を含有し、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｍｇ：０．００１０％以下、Ｃａ：０．００１０％以下、Ｂ：０．００１５％以下、に制限し、下記式（１）で計算されるＣｅｑ．値が０．４４０ ≦Ｃｅｑ．を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
Ｃｅｑ.＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋Ｍｏ／５＋［Ｃｕ］／１５＋［Ｎｉ］／１５ … 式（１）
前記式（１）において、［Ｃ］は、Ｃの質量％、［Ｍｎ］は、Ｍｎの質量％、［Ｍｏ］は、Ｍｏの質量％、［Ｃｕ］は、Ｃｕの質量％、［Ｎｉ］は、Ｎｉの質量％である。

なお、以下の化学成分の説明では、質量％を％と表記する。また、以下の説明において元素含有量の上限値と下限値を「～」で結んで範囲表示する場合、特に注釈しない限り、上限値と下限値を含む範囲を意味する。したがって、質量％で０．０１～０．２０％と表記した場合、その範囲は０．０１質量％以上、０．２０質量％以下の範囲を意味する。

Ｃ：０．０２０～０．１２０％
Ｃは、母材の強度を上昇させる元素である。Ｃ含有量が０．０２０％未満では母材強度の向上効果が小さいので０．０２０％を下限とした。より好ましいＣ含有量の下限は０．０３０％である。一方、Ｃが０．１２０％を超えて含有されると、脆性破壊の起点となるセメンタイトやマルテンサイトとオーステナイトの混成物（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－ＡｕｓｔｅｎｉｔｅＣｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ：ＭＡという。）が増加するため、ＨＡＺ靭性が低下する。したがって、Ｃ含有量の上限を０．１２０％とする。特に、大入熱溶接のＨＡＺ靭性や低温靭性に対しては、比較的少量の小さなセメンタイトやＭＡでも脆性破壊の起点となりやすくＨＡＺ靭性を低下させる場合があるため、Ｃ含有量の上限値については厳格に規制することが好ましい。Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．１１０％であり、より好ましくは０．１００％であり、より一層好ましくは０．０９０％であり、更に好ましくは０．０８０％である。

Ｓｉ：０．０５～０．３０％
Ｓｉは、脱酸剤として機能し、強度の上昇にも寄与する。特にＴｉ脱酸鋼の場合には、脱酸能を高めるためにＳｉを添加する場合が多く、０．０５％を下限とした。より好ましいＳｉ含有量の下限は０．０６％である。一方で、過剰に含有させるとＨＡＺのミクロ組織中に硬質な脆化組織であるＭＡが生成しやすくなる。このＭＡは、ＨＡＺの靭性を劣化させるため、Ｓｉの含有量を制限することが望ましく、上限を０．３０％とした。Ｓｉ含有の上限は、好ましくは０．２３％、より好ましくは０．１５％とする。

Ｍｎ：０．８０～２．００％
Ｍｎは焼入れ性を向上させる元素で、鋼板の強度確保のためには０．８０％以上含有させる。またＳと結合しＴｉ酸化物上にＭｎＳとして複合析出することで粒内変態を促進させる効果がある。一方、多量のＭｎの含有は偏析や硬質相の生成に繋がり、ＨＡＺ靭性を低下させる。特にＳＲ後においては、粒界脆化を助長させるため、母材およびＨＡＺ靭性を劣化させる。これらを許容できる範囲で上限を２．００％とした。Ｍｎ含有量のより好ましい上限は１．８０％である。

Ｔｉ：０．００５～０．０１８％
Ｔｉは、Ｔｉ酸化物を含むＴｉ含有介在物を形成し、ＨＡＺにおける粒内変態フェライトの生成を促進する本発明において重要な元素の一つである。また、窒化物を形成し、γ粒界のピニング効果によってもミクロ組織を微細化し、靭性の向上に寄与する。Ｔｉが０．００５％未満では、十分なＴｉ含有介在物および窒化物粒子個数が得られない可能性があるため、下限を０．００５％とする。より多数の粒子を生成させるために、好ましくはＴｉ含有量の下限を０．００８％、より好ましくは０．００９％、より一層好ましくは０．０１０％とする。一方で、多量に添加すると粗大に成長した窒化物が、脆性破壊の発生起点となり、靭性が劣化する。また、ＳＲ後の粒界脆化を助長し、母材およびＨＡＺ靭性を劣化させる。粗大窒化物の生成を抑制するには、Ｔｉの上限を０．０１８％とすることが好ましい。Ｔｉの上限は、より好ましくは０．０１６％である。

Ｃｕ：０．０５％～１．５０％
Ｃｕは過剰に添加しなければ溶接熱影響部の靭性に悪影響を与えることなく母材の強度、靭性を向上させる。これらの効果を発揮させるためには０．０５％以上含有させるが、添加しすぎるとＨＡＺ靭性、及び溶接性を損なうため、上限を１．５０％とした。

Ｎｉ：０．０５％～２．００％
ＮｉはＣｕと同様、過剰に添加しなければ溶接熱影響部の靭性に悪影響を与えることなく母材の強度、靭性を向上させる。これらの効果を発揮させるためには少なくとも０．０５％以上含有させる。高価な元素であることに加え、含有しすぎるとＨＡＺ靭性及び溶接性を損なう事から、工業生産上添加の上限を２．００％とした。

Ｍｏ：０．０５％～０．５０％
Ｍｏは、焼入れ性を向上させて、母材の強度を上昇させる元素である。また、特に本発明においては、ＳＲ後の母材およびＨＡＺ靭性確保の観点するうえで必須の元素である。一般的に、ＳＲ処理中およびその後の徐冷中にはＰの粒界偏析が助長されるが、鋼中にＭｏが一定量以上存在することで、ＭｏがＰの拡散および偏析を抑制することができる。その効果を得るためには０．０５％以上の添加が必要である。さらに好ましくは、Ｍｏ含有量の下限が０．０７％である。ただし、０．５０％を超えてＭｏを含有させると、ＨＡＺに硬質組織が生成し、ＨＡＺ靭性が低下することがあるため、Ｍｏ含有量の上限を０．５０％に制限する。好ましくはＭｏ含有量の上限を０．４５％、より好ましくは０．４０％とする。

Ｎｂ：０．００５％～０．０２５％
Ｎｂは母材強度の向上のために有効である。その効果を得るためには０．００５％以上の添加が必要である。一方、過度な添加はＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼす。また、ＳＲ後の粒界脆化を助長し、母材およびＨＡＺ靭性を劣化させる。そのため上限を０．０２５％とする。より好ましくは上限を０．０２０％とする。さらに好ましくは上限を０．０１８％とする。

Ｎ：０．００１５～０．００６０％
Ｎは、窒化物を形成する元素であり、窒化物によるγ粒ピニング効果を得るうえで必須の元素であり、そのための下限を０．００１５％とした。下限は、好ましくは、０．００１８％、より好ましくは０．００２０％である。一方、Ｎ含有量が多いと粗大なＡｌＮやＴｉＮなどの窒化物を生成しやすくなる。これらの粗大な粒子は、脆性破壊の発生起点となり、ＨＡＺ靭性の低下を招く場合がある。そのためＮ含有量の上限を０．００６０％とする。Ｎ含有量の好ましい上限は０.００５５％であり、より好ましくは０.００５０％である。

Ｏ：０．００１０～０．００４５％
Ｏは、酸化物を形成する元素であり、粒内変態フェライト核となるＴｉ含有介在物を生成させるうえで、重要な元素の一つである。Ｔｉ含有介在物の分散を得るために、その下限は０．００１０％とした。一方で、含有量が多いと粗大な酸化物が生成しやすくなる。粗大な酸化物は破壊の発生起点となり、ＨＡＺ靭性を低下させるため、Ｏ含有量の上限を０．００４５％とする。好ましいＯ含有量の上限は０.００４０％であり、より好ましくは０．００３５％である。

Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、粒界脆化をもたらし、靭性に有害な元素である。特に、本発明においては、ＳＲ処理中およびその後の徐冷中に粒界への偏析が助長されるため、ＳＲ後の母材およびＨＡＺ靭性確保の観点では、非常に有害な元素である。そのため、Ｐ含有量は少ないほうが望ましい。本発明では均質化熱処理で中心偏析部やミクロ偏析部のＰを低下させるため、ある程度添加量を緩和することが可能となる。０．０１５％超のＰを含有すると、ＳＲ後の母材及びＨＡＺ靭性が顕著に低下するのでＰ含有量の上限を０．０１５％に制限する。好ましくは、上限が０.０１３％、更に好ましくは、０.０１１％である。Ｐ含有量の下限を特に制限する必要はないが、Ｐ含有量を０％にするのは、技術的に容易ではないので、０％超としてもよい。Ｐ含有量の下限は０．００１％であってもよい。

Ｓ：０．００５０％以下
Ｓは、ＭｎＳなどの介在物を生成する元素であり、板厚中心部に粗大な延伸ＭｎＳが生成すると靭性低下（ＨＡＺ、母材）や板厚方向の伸びを低下させる。したがって、Ｓ含有量の上限を０.００５０％とする。好ましいＳ含有量の上限は０.００４０％である。ＨＡＺ靭性向上のため、Ｓ含有量の上限を０.００３０％、０.００２５％としてもよい。Ｓ含有量の下限値を特に制限する必要はないが、Ｓ含有量を０％にするのは、技術的に容易ではないので、０％超としてもよい。一方、粒内変態核にＭｎＳを複合析出させ、粒内変態をより安定的に得ることを狙う場合は、Ｓ含有量の下限は０.０００５％が好ましい。より多量のＭｎＳを生成させるため、Ｓ含有量の下限を０.００１０％としてもよい。

Ａｌ：０～０．００４％
Ａｌは、脱酸剤として機能し、溶鋼の溶存酸素量を減少させる元素であるが、Ｔｉ含有介在物中にＡｌが多く含まれるとＴｉ酸化物の粒内変態フェライト核としての機能が失われ、ＨＡＺ靭性が劣化する。そのため、Ａｌ含有量の上限を０．００４％とした。好ましいＡｌ含有量の上限は０.００３％である。Ａｌ含有量の下限値を特に制限する必要はなく、その下限を０％としてもよい。

Ｍｇ：０～０．００１０％
Ｍｇは、脱酸剤および脱硫剤として機能し、溶鋼の溶存酸素量およびＳ量を減少させる元素である。ただし、Ｍｇ酸化物が増加すると、粒内変態フェライトの生成に最も有効なＴｉ酸化物が減少するため、Ｍｇ酸化物の生成は極力抑えることが好ましい。そのため、Ｍｇ含有量の上限を０．００１０％とする。好ましくは、Ｍｇ含有量の上限を０．０００５％としても良い。Ｍｇ含有量の下限値を特に制限する必要はなく、その下限を０％としてもよい。

Ｃａ：０～０．００１０％
Ｃａは、脱酸剤および脱硫剤として機能し、溶鋼の溶存酸素量およびＳ量を減少させる元素である。ただし、Ｔｉ含有介在物中にＣａ酸化物やＣａ硫化物が多く含まれるとＴｉ酸化物の粒内変態フェライト核としての機能が失われ、ＨＡＺ靭性が劣化する。そのため、Ｃａ含有量の上限を０．００１０％とする。好ましくは、Ｃａ含有量の上限を０．０００５％としても良い。Ｃａ含有量の下限値を特に制限する必要はなく、その下限を０％としてもよい。

Ｂ：０～０．００１５％
Ｂは、焼き入れ性を顕著に高めて母材やＨＡＺの強度、靭性を向上させる元素であり、Ｂを含有させても良い。しかし、多量に添加すると強度のバラつきが大きくなり、その分靭性が不安定となる場合がある。そのため、Ｂ含有量の上限は０．００１５％とした。好ましいＢ含有量の上限は０．００１３％、より好ましい上限は０．００１０％である。Ｂ含有量の下限値は０％であってもよいが、Ｂ含有量を０％にするのは、技術的に容易ではないので、０％超としてもよい。強度の上昇の効果を得るために、Ｂ含有量の下限は０．０００３％が好ましい。より好ましくはＢ含有量の下限を０．０００５％とする。

Ｃｅｑ．≧０．４４０
下記式（１）で計算されるＣｅｑ値は鋼成分の焼き入れ性を示す指標であり、Ｃｅｑ．が高い程鋼板の強度が高くなる。板厚６０～１００でＹＰ５００ＭＰａ以上の厚鋼板を得るにはＣｅｑ．を０．４４０以上にする。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋Ｍｏ／５＋［Ｃｕ］／１５＋［Ｎｉ］／１５ … 式（１）
式（１）において、［Ｃ］は、Ｃの質量％、［Ｍｎ］は、Ｍｎの質量％、［Ｍｏ］は、Ｍｏの質量％、［Ｃｕ］は、Ｃｕの質量％、［Ｎｉ］は、Ｎｉの質量％である。

また、本実施形態に係る鋼板は、上記の化学成分を含むことを基本とするが、鋼板（母材）の機械特性やＨＡＺ靭性を向上させるために、必要に応じて、Ｆｅの一部に代えて更に任意成分として、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｖ：０．０３％以下の１種又は２種を含有してもよい。

Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは、焼入れ性の向上や析出強化によって母材の強度を上昇させる元素であり、Ｃｒを含有させてもよい。ただし、０．５０％を超えてＣｒを含有させると、ＨＡＺにＭＡが生成しやすくなり、ＨＡＺ靭性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量の上限を０．５０％に制限する。好ましくはＣｒ含有量の上限を０．４０％、より好ましくは０．３０％とする。Ｃｒは溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。母材の強度を向上させるためには、Ｃｒ含有量の下限は０．０２％が好ましい。より好ましくはＣｒ含有量の下限を０．１０％とする。

Ｖ：０．０３％以下
Ｖは、焼入れ性を向上させる元素であり、また、炭化物や窒化物を形成し、母材の強度の上昇に有効な元素であるため、Ｖを含有させてもよい。しかし、０．０３％を超えてＶを含有させるとＨＡＺにおける炭窒化物の析出が顕著になり、ＨＡＺ靭性が低下することがあるため、Ｖ含有量を０．０３％以下に制限する。好ましくはＶ含有量を０．０２５％以下とする。Ｖは溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。母材の強度を向上させるためにはＶ含有量は０．０１％以上が好ましい。

本発明の高強度厚鋼板は、任意成分としてこれらの１種または２種以上を含有する場合、Ｃｅｑ値が下記式（１）’で計算される。
Ｃｅｑ．＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｕ］／１５＋［Ｎｉ］／１５＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／５＋［Ｖ］／５ … 式（１）’
式（１）’において、［Ｃ］は、Ｃの質量％、［Ｍｎ］は、Ｍｎの質量％、［Ｃｕ］は、Ｃｕの質量％、［Ｎｉ］は、Ｎｉの質量％、［Ｃｒ］は、Ｃｒの質量％、［Ｍｏ］は、Ｍｏの質量％、［Ｖ］は、Ｖの質量％である。

本実施形態に係る鋼板の化学成分の残部は、鉄（Ｆｅ）及び不純物である。不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料その他の要因により混入する成分であって、本実施形態に係る鋼材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

［金属組織］
フェライト分率が１５％を超えると、母材の降伏強度が５００ＭＰａを満足できないため、板厚ｔ／４部分の金属組織のフェライト分率を１５％以下、かつ残部がベイナイトおよび／またはマルテンサイトから構成される金属組織とする。フェライト分率が１５％を超えた場合、もしくは、フェライト分率が１５％以下であっても、残部がベイナイトおよび／またはマルテンサイトから構成される金属組織でない場合は、母材の降伏強度が５００ＭＰａを満足できなくなる。したがって、板厚ｔ／４部分のフェライト分率を１５面積％以下、残部がベイナイト、マルテンサイトの１種類以上からなる組織とする。なお、フェライト分率は、鋼板の板厚ｔ／４部分の、圧延方向と平行な板厚方向断面から金属組織観察用試料を加工し、５００倍の光学顕微鏡観察視野から測定することができる。

［平均円相当直径≦５０μｍ］
金属組織が細かい程母材の靭性が向上する。板厚中心部（板厚ｔ／２部分）において方位差１５°以上の大角粒界に囲まれる結晶粒の平均円相当直径が５０μｍ以下であると低温で良好な母材靭性が得られるため、平均円相当直径の上限を５０μｍとした。なお、平均円相当直径は、面積の最大から上位１０個の結晶粒の円相当径（直径）の平均である。脆性破壊の要因となるのは粒径の大きい結晶粒であるため、最大面積から上位１０個の結晶粒の円相当直径を規定した。なお、金属組織の円相当直径測定は、フェライトやベイナイトなどの組織分類を考慮せず、観察視野全体を測定対象とする。なお、粒径は、鋼板の板厚ｔ／２部分を中心とする、圧延方向と平行な板厚方向断面から金属組織観察用試料を加工してＥＢＳＤ（ＥｌｅｃｔｒｏＢａｃｋＳｃａｔｅｒｉｎｇＤｉｆｒａｃｔｉｏｎ）測定し、例えば結晶方位差１５°以上の境界で規定される面積の最大から上位１０個の円相当径の平均より求めることができる。

［板厚中心部の最大硬度ＨＶｍａｘ］
板厚中心部の最大硬度ＨＶｍａｘは、－７２６．１７８［Ｓ］＋３１５．７６２４≧ＨＶｍａｘ（式（２））を満足する必要がある。母材強度を確保するために、合金元素を添加し、焼き入れ性を確保するが、靭性が低下する。破壊の起点となるＭｎＳ等の応力集中源を低減させ、更に板厚中心部の硬度を低減することで、母材靭性を確保出来ることを見出した。この関係（式（２））を満足しない場合、板厚中心部の母材靭性が低下する。ここで［Ｓ］は、Ｓの質量％である。

［Ｔｉ含有介在物］
本実施形態に係る鋼板は、Ｔｉによる脱酸を含む製造方法により製造される鋼板であることを前提とする。本発明者らは、ＨＡＺの組織と靭性との関係に関する詳細な調査・研究を実施した。その結果、ＨＡＺ靭性の向上は、旧オーステナイト粒内で生じるフェライト変態を促進する必要があることを見出した。粒内変態フェライト生成の促進には、粒内変態核となる介在物粒子の分散が有効であり、酸化物種としては上述の通り、Ｔｉ酸化物（ＴｉＯ、Ｔｉ_２Ｏ_３）が望ましい。しかし、実機製造においては、Ｔｉ脱酸であってもＡｌやＭｇ、Ｃａといった元素を含む複合酸化物が多く含まれる場合があり、それらの存在比率によっては十分に粒内変態が生じないことが判明した。

本発明者らは、上記の事情に鑑み、粒内変態核となるＴｉ含有介在物の粒子組成とミクロ組織について検討を行い、各Ｔｉ含有介在物の組成によって粒内変態の発生確率が変化することを確認した。更に、製鋼工程における製造条件を最適化することによって、鋼中に所定量のＴｉ含有比となるＴｉ含有介在物の粒子を所定範囲の個数密度となるように生成させ、かつ、ＨＡＺ靭性向上に寄与する条件についても検討を行った。

本実施形態に係る鋼材は、ＨＡＺ靭性の確保のために粒内変態フェライト生成が必須であり、そのためにＴｉ酸化物を含むＴｉ含有介在物の各粒子の分散状態を定義する。Ｔｉ含有介在物は、Ｔｉ酸化物の他、Ａｌ酸化物、Ｍｇ酸化物、Ｓｉ酸化物、Ｃａ酸化物、Ｃａ硫化物および、Ｍｎ硫化物の１種又は２種以上を含む場合がある。また、Ｔｉ含有介在物中には、鋼中に極微量に含まれる不純物元素、Ｚｒ、Ｙ、Ｈｆ、ＲＥＭ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｓｅ、Ｂｉ、Ｐｂなどが混入する場合もある。図３に、Ｔｉ含有介在物（Ｔｉ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｍｎ含有複合介在物）の粒子の模式図を示す。Ｔｉ含有介在物の粒子の周囲には、部分的に、Ｍｎ硫化物（ＭｎＳ）が析出している。

本発明者らは、Ｔｉ含有介在物に対するＡｌ酸化物、Ｍｇ酸化物、Ｃａ酸化物、Ｃａ硫化物等の質量又は質量比が、ＨＡＺ靱性の良否に大きく影響することを見いだした。Ｔｉ酸化物は、陽イオン空孔を含む特徴を有し、凝固冷却時においてＴｉ含有介在物の粒子の周囲にＭｎ欠乏層を形成することで、粒内変態フェライト形成の促進に寄与する。Ａｌ酸化物、Ｍｇ酸化物、Ｃａ酸化物、Ｃａ硫化物等はＴｉ酸化物よりも生成温度が高いため、Ｔｉ含有介在物の粒子の形成に混在することで、Ｍｎ欠乏層の形成を阻害すると考えられる。したがって、粒内変態フェライト生成の促進は、Ｔｉ含有介在物中のＴｉ酸化物の割合が多いほど効果が高く、その他のＡｌ酸化物、Ｍｇ酸化物、Ｃａ酸化物、Ｃａ硫化物等の割合が多いほど効果が低くなる。なお、Ｍｎ酸化物、Ｓｉ酸化物のようにＴｉ酸化物よりも低温で生成する酸化物は、必ずしもＭｎ欠乏層の形成を阻害しないと考えられる。

Ｔｉ含有介在物の粒子に含まれているＴｉ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａの含有量については、走査電子顕微鏡（ＳｃａｎｎｉｎｇＥｌｅｃｔｒｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｙ、ＳＥＭ）による断面観察時において、ＥＤＳマッピング（エネルギー分散型Ｘ線分光器による元素マッピング）をＴｉ含有介在の粒子全体について測定し、その平均値として求めることができる。

粒内変態フェライトに有効なＴｉ含有介在物の粒子のサイズ（円相当径）は、０．５～５．０μｍである。Ｔｉ含有介在物の粒子のサイズが小さいと粒内変態フェライトの生成が生じにくくなるため、下限を０．５μｍとした。また、粗大なＴｉ含有介在物の粒子はそれ自体が脆性破壊の起点となり、靭性を低下させる可能性があるため、上限を５．０μｍとした。なお、粒子サイズの測定には、ＳＥＭにてＴｉ含有介在物の粒子の写真を測定後、画像解析を用いて断面積から円相当径を求める方法が好適である。

Ｔｉ含有介在物は、鋼材を１３５０～１４００℃に加熱し、３～３０秒程度保持して急冷した鋼材からミクロ試料を作製して観察してもよい。これは、例えば、合金の炭窒化物などが生成していると、観察対象である０．５μｍ以上５．０μｍ以下のサイズのＴｉ含有介在物の粒子の個数を測定し難いためである。高温に加熱して観察対象以外の析出物を固溶させ、その後急冷するか、又は、急冷途中でフェライトが生成する熱サイクルを付与すれば、炭窒化物が少ない試料を作製することができる。Ｔｉ酸化物を含むＴｉ含有介在物は高温に加熱しても安定であり、冷却中に形態がほぼ変化しないため、このような熱サイクルを付与してもＴｉ含有介在物の粒子個数の測定結果はほとんど変わらない。また、Ｔｉ含有介在物の粒子の観察は、ナイタール腐食などの組織を現出させた状態でも、鏡面研磨でも、どちらでも良い。

Ｔｉ含有介在物の組成の判定には、まずＴｉ含有量の少ないＴｉ含有介在物の粒子を除外する。この判定には、酸硫化物ＥＤＳ分析により、主な構成元素であるＴｉ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｓ、Ｓｉの質量％の値を用いて、[Ｔｉ]／（[Ｔｉ]＋[Ａｌ]＋[Ｍｇ]＋[Ｃａ]＋[Ｍｎ]＋[Ｓ]＋[Ｓｉ]）を算出する。この[Ｔｉ]／（[Ｔｉ]＋[Ａｌ]＋[Ｍｇ]＋[Ｃａ]＋[Ｍｎ]＋[Ｓ]＋[Ｓｉ]）が１０％以上のＴｉ含有介在物を対象とするＴｉ含有介在物として、１０％未満のものを除外する。なお、[Ｔｉ]、[Ａｌ]、[Ｍｇ]、[Ｃａ]、[Ｍｎ]、[Ｓ]、[Ｓｉ]は、それぞれ介在物のＥＤＳ分析から得られるＴｉ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｓ、Ｓｉ含有量（質量％）であり、含有しない場合は０を代入する。

つぎに、Ｔｉ含有介在物中に含まれるＴｉ酸化物の割合（ＴＣＰ）を式（３）に基づいて算出する。
ＴＣＰ＝［Ｔｉ］／（［Ｔｉ］＋［Ａｌ］＋［Ｍｇ］＋［Ｃａ］） … 式（３）

そして、Ｔｉ含有介在物中に含まれるＴｉ含有割合によってＴｉ含有介在物の各粒子の粒内変態能を判定する。酸硫化物ＥＤＳによる各粒子の分析値を元に、Ｔｉ含有介在物の粒子毎のＴｉ含有割合（ＴＣＰ）を算出することで、粒内変態が発生する確率が高いＴｉ含有介在物の粒子かどうか判断できる。

具体的には、ＴＣＰが４０％以上だと粒内変態が最も生じやすく（グループＡ）、ＴＣＰが４０％未満かつ２０％以上だとやや粒内変態能が劣り（グループＢ）、ＴＣＰ２０％未満では粒内変態がほとんど期待できない。ここで、ＴＣＰは下記の式（３）により算出できる。
ＴＣＰ＝［Ｔｉ］／（［Ｔｉ］＋［Ａｌ］＋［Ｍｇ］＋［Ｃａ］） … 式（３）
前記式（３）において、［Ｔｉ］、［Ａｌ］、［Ｍｇ］、［Ｃａ］は、それぞれＴｉ含有介在物のＥＤＳ分析から得られるＴｉ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａ含有量（質量％）であり、含有しない場合は０を代入する。

なお、Ｔｉ含有介在物の粒子には、ＭｎＳやＴｉＮなどの硫化物や窒化物が複合析出する場合がある。Ｔｉ含有介在物の組成計算にこれらの化合物を含めると酸化物組成を正しく評価することができなくなるため、上述のＥＤＳマッピング分析結果からＴｉ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａの含有量を算出する際には、相対的にＳやＮが高く、ＭｎＳやＴｉＮなどの硫化物や窒化物が存在すると判定された領域を除外する。

上述のＴＣＰを用いて、組織中にどの程度粒内変態が生じるかを推定することができる。本発明者らの検討によると、グループＡのＴｉ含有介在物については粒内変態確率が約８０％、グループＢのＴｉ含有介在物については粒内変態確率が約５０％、それ以外のＴｉ含有介在物については粒内変態がほとんど生じないことがわかっている。また、同じグループでも、粒内変態の発生有無が生じる。Ｔｉ含有介在物の複合形態や鋼材のミクロ偏析などによってＴｉ含有介在物の各粒子毎に粒内変態の生じ易さが異なるためと考えられる。これらの粒内変態確率を考慮し、粒内変態に有効なＴｉ含有介在物の粒子の個数密度（ＥＩＧＦＤ）が２０個／ｍｍ^２以上となるとＨＡＺ靭性の向上効果を得ることができる。ここで、ＥＩＧＦＤは下記の式（４）を用いて算出できる。
ＥＩＧＦＤ＝（ＸＡ×０．８）＋（ＸＢ×０．５） … 式（４）
式（４）において、ＸＡ、ＸＢは、それぞれグループＡ、グループＢに分類されるＴｉ含有介在物の粒子の個数密度（個／ｍｍ^２）の測定値である。

各分類のＴｉ含有介在物の粒子の個数密度ＸＡ、ＸＢの測定に関しては、基本的には観察視野が連続した１ｍｍ^２の領域を観察およびマップ分析し、算出することが望ましい。ただし、Ｔｉ含有介在物の粒子個数が多い場合には１００個以上となるため、Ｔｉ含有介在物の全粒子を逐一マップ分析することは大変な作業となる。そのため、連続した測定視野で、少なくとも３０個以上の円相当径０．５μｍ～５．０μｍのＴｉ含有介在物の粒子について粒子組成を測定し、その存在割合から個数密度を求めればよい。

［製造方法］
次に、本実施形態に係る鋼材の製造方法について説明する。
［溶製工程］
鋼中のＴｉ含有介在物を制御する場合、溶製工程を制御することが有効である。具体的には、Ｔｉ含有介在物中のＴｉ酸化物の質量％を高め、Ａｌ酸化物、Ｍｇ酸化物、Ｃａ酸化物、Ｃａ硫化物の質量％を低くする必要がある。通常、溶鋼はＡｌ系脱酸材で脱酸するが、本実施形態の製造方法では、Ａｌ酸化物の質量％を低くする必要があるので、Ａｌ系脱酸材は用いないことが好ましい。

また、二次精錬設備であるＲＨを用いた精錬工程では、必要な溶鋼温度を確保するために、溶鋼への金属Ａｌの投入、及び、酸素の吹付けによる昇熱反応によって溶鋼の温度を高めることがあるが、本実施形態の製造方法においては、Ａｌ酸化物の質量％を低くする必要があるので、上記精錬工程では、上記昇熱反応は行わない。

したがって、本実施形態の製造方法では、昇熱処理を必要としない溶鋼温度を予め確保しておく必要がある。必要な溶鋼温度は、鋼種、精錬設備及び工程、鋳造条件等により異なるが、本実施形態の製造方法では、溶鋼温度を、昇熱処理を必要としない一般的な温度の１５９０℃以上に維持することが好ましい。

さらに、溶製工程では、不純物としてのＡｌ、ＭｇやＣａの混入を防ぐことで、Ｔｉ含有介在物中のＡｌ酸化物、Ｍｇ酸化物、Ｃａ酸化物、Ｃａ硫化物の生成を抑制することができる。通常、操業に用いられる炉材、フラックス、スラグにはＡｌ、Ｍｇ、Ｃａが含まれているため、ある程度の混入は不可避であるが、溶鋼成分の調整に用いる添加原料に不純物元素として混在しているＡｌ、ＭｇおよびＣａを極力抑えることが必要である。添加原料の不純物Ａｌ、ＭｇおよびＣａの濃度は、狙いの添加量にもよるため明確な規定はできないが、ＲＨでの成分調整後の溶鋼サンプルで、Ａｌ：０．００４０％以下、Ｍｇ：０．００１０％以下、Ｃａ：０．００１０％以下となるように上限を調整すればよい。より好ましくは、Ａｌ：０．００３５％以下、Ｍｇ：０．０００５％以下、Ｃａ：０．０００５％以下となるように上限を調整すればよい。

ＲＨでの成分調整後、溶鋼の還流によっても、溶鋼中に存在するＡｌ酸化物、Ｍｇ酸化物、Ｃａ酸化物を除去することができる。上述のＲＨでの成分調整後に、３分以上還流時間を確保することで、Ｔｉ含有介在物中のＡｌ酸化物、Ｍｇ酸化物、Ｃａ酸化物、Ｃａ硫化物の割合を低くすることができる。上述の通り、ＲＨでの成分調整し還流処理を加えた溶鋼サンプルで、Ａｌ：０．００４０％以下、Ｍｇ：０．００１０％以下、Ｃａ：０．００１０％以下とすればよい。より好ましくは、Ａｌ：０．００３５％以下、Ｍｇ：０．０００５％以下、Ｃａ：０．０００５％以下とすればよい。

鋳造後の加熱、圧延、熱処理条件は、鋼材の目標とする機械的性質に応じて、例えば、制御圧延・制御冷却、圧延後直接焼入れ・焼き戻し、圧延後一旦冷却後焼入れ・焼戻し、など適宜選定すればよい。例えば、本発明鋼板の成分組成と同じ成分組成の鋼片を、９５０℃～１２００℃で再加熱し、１パスあたり圧下率の平均で７．５％以上となるように粗圧延を行い、厚み１３５～２１０ｍｍとした後に、６７０℃～８００℃から１パスあたり圧下率の平均で６．０％以上となるように仕上げ圧延を行った後、板厚中心部を１０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する。以下に製造プロセスの代表例を示す。

［鋼片加熱温度：９５０℃以上１２００℃以下］
熱間圧延するに際し、鋼片加熱温度が９５０℃未満であると、凝固中に生成した靱性に悪影響を及ぼす粗大介在物がマトリックス中に固溶せず残存する場合がある。また圧延負荷が高くなることで、圧延機の能力によっては圧下が不十分となり、センターポロシティが残存してしまい内質欠陥が発生する場合や、Ｃの元素の拡散が不十分となり板厚中心の硬度が上昇するなど、板厚中心の靭性を低下させることがある。したがって、鋼片加熱温度は９５０℃以上とする。好ましくは９８０℃以上である。一方、鋼片加熱温度が１２００℃を超えると、Ｔｉ窒化物が粗大化し鋼板の靭性劣化や溶接熱影響部の靭性改善効果が期待できなくなる。また、初期オーステナイト粒が粗大になり鋼の焼き入れ性が高まることで板厚中心の硬度が上昇し、板厚中心の靭性を悪化させる。結晶粒の粗大化抑制を考慮すると、１１５０℃以下がより好ましい。

［粗圧延：１パスあたり圧下率（平均で７．５％以上）、厚み１３５～２１０ｍｍ］
加熱直後の粗圧延は、通常、９００℃～１２００℃程度で行う圧延であり、スラブ内質欠陥であるセンターポロシティを圧潰するとともに、圧延加工によって加熱γが再結晶し微細化する工程である。１パス当たりの圧下率が平均で７．５％未満だと、ｔ／２部分での圧下が不十分となり、センターポロシティの残存やγ再結晶が不十分となることで、靭性が確保できなくなる。また同様に、上記粗圧延の効果を十分得るためには、粗圧延終了厚みの上限は２１０ｍｍとする。一方、粗圧延終了厚みが１３５ｍｍ未満であると、後工程の仕上げ圧延での圧下量が確保できなくなることから下限を１３５ｍｍとした。なお、粗圧延の１パスあたり圧下率の上限は、設備能力等の観点から、例えば２０％程度である。

［仕上げ圧延温度範囲：６７０℃～８００℃、１パスあたり圧下率（平均で６．０％以上）］
粗圧延後の仕上げ圧延は、未再結晶温度域まで冷却させたのちに圧延することで、加工ひずみをγ粒内に導入し、のちのフェライト変態組織が微細化し、靭性を確保するために必要な工程である。また、最終板厚である６０～１００ｍｍに仕上げる工程でもある。最終仕上圧延を６７０℃よりも低い温度で圧延すると、加工されたフェライトが多く生成し、母材の靭性が劣化する。更にフェライト分率が高くなり、強度が満足できない場合がある。一方、８００℃よりも高い温度で圧延すると、最終組織の微細化効果が十分でなく、母材の靭性が劣化する。また、鋼の焼き入れ性が高まることで中心偏析部の硬度が上昇し、板厚中心部の靭性を悪化させる場合がある。更に、仕上げ圧延の１パスあたり圧下率が平均で６．０％未満だと、ｔ／２部分まで効果的に加工ひずみを導入することができず、金属組織の微細化効果が十分でないため、１パスあたり圧下率の平均の下限値を６．０％以上とする。仕上げ圧延の１パスあたり圧下率の上限は、設備能力等の観点から、例えば１５％程度である。

［圧延後の冷却速度：１０℃／ｓ以下］
圧延後の冷却は、板厚ｔ／２部分の冷却速度が１０℃／ｓを超えると冷却時の温度制御が困難になるため、１０℃／ｓ以下で行うこととする。また、冷却速度が早いと板厚中心の硬度が上昇し、板厚中心の靭性を悪化させる場合がある。但し、母材強度の確保を容易にするために、冷却速度は１℃／ｓ以上が好ましい。

本発明製造方法においては、鋼板の特性向上のため、冷却した鋼板を、３００℃以上６７０℃以下の温度域に加熱し、熱処理（ＳＲ処理）を施してもよい。

［焼戻し温度域：３００℃以上６７０℃以下］
上記冷却後、鋼板の母材強度靭性バランスを改善させる目的で、熱処理（ＳＲ処理）してもよい。熱処理により強度バランスを改善させるには、３００℃～６７０℃で熱処理する必要が有る。３００℃よりも低いと十分な焼もどし効果が得られない。また６７０℃よりも高い温度で熱処理すると、炭窒化物の粗大化が起こり、強度や靭性が低下する。

次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。

（実施例１）
［供試鋼］
転炉－連続鋳造－厚板圧延工程で種々の成分の鋼板を製造し、その材質を調査した。表１－１、表１－２に示す５３種の成分組成の１５９０℃以上の溶鋼を連続鋳造し、厚さ２４０ｍｍあるいは３００ｍｍ厚の連鋳片とした。

［溶製工程］
各スラブのＲＨ後で採取した成分分析サンプルのＡｌ、Ｍｇ、Ｃａ含有量を表２－１、表２－２に示す。

［熱間圧延］
連鋳片を表２－１、表２－２に示す加熱温度、圧延（粗圧延の平均圧下率、移送厚、仕上圧延の平均圧下率、最終温度）、冷却速度、熱処理温度の条件で熱間圧延鋼板を製造した。板厚は、６０～１００ｍｍとした。一部の鋼板には、水冷後に熱処理（ＳＲ処理）を施した。このように作製したラボ圧延鋼板を供試鋼として用いた。各鋼板の圧延実績を表２に示す。材質はＳＲ(ＳｔｒｅｓｓＲｅｌｉｅｆ)処理の前後で調査した。ＳＲ条件（熱処理温度）についても、表２－１、表２－２に併せて示す。

［鋼板強度の評価］
ＳＲ処理前の鋼板の強度は、鋼板の板厚方向１／４部分から、圧延方向と垂直方向にＪＩＳ４号の引張試験片を採取し、評価した。降伏強度が５００ＭＰａ以上かつ引張強度が５７０ＭＰａ以上となる鋼板を母材強度が優れる鋼板とした。ＳＲ処理の後、ＳＲ処理前と同様に板厚方向１／４部分から、圧延方向と垂直方向にＪＩＳ４号の引張試験片を採取し試験した。降伏強度が５００ＭＰａ以上かつ引張強度が５７０ＭＰａ以上かつＳＲ処理による引張強度の低下量ΔＴＳが－２０ＭＰａ以内の鋼板をＳＲ処理後の母材強度が優れる鋼板とした。

ＳＲ処理前の鋼板の靭性は、鋼板の板厚方向１／２ｔ部分より、圧延方向と垂直方向に、１０ｍｍ×１０ｍｍのフルサイズＶノッチシャルピー試験片を採取し、－４０℃で３本試験した。－４０℃での吸収エネルギーの平均値で評価し、１００Ｊ以上を良好な母材靭性とした。ＳＲ処理の後、ＳＲ処理前と同様に鋼板の板厚方向１／２ｔ部分より、圧延方向と垂直方向に、１０ｍｍ×１０ｍｍのフルサイズＶノッチシャルピー試験片を採取し、－４０℃で３本試験した。－４０℃での吸収エネルギーの平均値が１００Ｊ以上かつＳＲ処理による延性脆性遷移温度ｖＴｒｓの低下量ΔｖＴｒｓが１５℃以内の鋼板をＳＲ処理後の母材靭性に優れる鋼板とした。

継手靭性はＢＳ７４４８規格の規定に従い、ＣＴＯＤ試験を実施した。溶接は、入熱３．５ｋＪ／ｍｍ多層盛りのサブマージアーク溶接を実施した。レ型開先のストレート側をＣＴＯＤ試験のノッチ導入位置とし、－１０℃にて３点曲げ試験を行った。－１０℃でのＣＴＯＤ値が０．５０以上の鋼板を継手靭性が良好な鋼板とした。ＳＲ処理の後、ＳＲ処理前と同様にレ型開先のストレート側をＣＴＯＤ試験のノッチ導入位置とし、－１０℃にて３点曲げ試験を行った。ＳＲ後においても、－１０℃でのＣＴＯＤ値が０．５０以上の鋼板をＳＲ後継手靭性が良好な鋼板とした。

［鋼板組織等の評価］
フェライト分率は鋼板の板厚ｔ／４部分の、圧延方向と平行な板厚方向断面から金属組織観察用試料を加工し、５００倍の光学顕微鏡観察視野から測定した。光学顕微鏡観察において、フェライトは、白色のコントラストで観察される塊状組織であり、粒内には黒い点状コントラストで観察されるセメンタイトや、黒い線状のコントラストで観察されるラス組織や加工組織などをあまり含まず、基本的に一様なコントラストを示す。ただし、フェライトでも、粒内に数個程度であれば点状や線状の黒いコントラストが存在していても良い。また、フェライト粒界は明瞭な黒いコントラストで滑らかな曲線を示し、旧オーステナイト粒界が不明瞭となる。ただし、結晶粒間の方位差によっては、フェライト粒界が不明瞭な場合もある。なお、フェライト以外の残部は、ベイナイト、マルテンサイトの１種類以上からなる複相組織である。組織分率の算出は基本的に目視で行い、顕微鏡写真上でフェライト部分をマーキングして二値化する方法が適用できる。

粒径は鋼板の板厚ｔ／２部分を中心とする、圧延方向と平行な板厚方向断面から金属組織観察用試料を加工し、５００μｍ×５００μｍ視野を１μｍピッチでＥＢＳＤ（ＥｌｅｃｔｒｏＢａｃｋＳｃａｔｅｒｉｎｇＤｉｆｒａｃｔｉｏｎ）測定し、結晶方位差１５°以上の境界で規定される面積の最大から上位１０個の円相当径の平均より求めた。

板厚中心部の硬さは、板厚ｔ／２部分を中心とする、圧延方向と平行な板厚方向断面から金属組織観察用試料を加工し、ｔ／２部で５００倍の光学顕微鏡観察を無作為に５視野撮影し、各２か所の硬度を荷重２５ｇのビッカース試験で測定した。１０点測定点の最大硬度を板厚中心部の最大硬度ＨＶｍａｘとした。

ＨＡＺの硬さは溶接方向に垂直な断面から金属組織観察用試料を加工し、板厚中心部（板厚ｔ／２部分）、板厚ｔ／４部分の位置で溶接金属からＨＡＺを渡り母材まで、１ｍｍピッチで荷重１０ｋｇのビッカース試験で測定した際の最大硬度をＨＡＺ最高硬さとした。

［Ｔｉ含有介在物の組成、サイズ、個数分析］
試鋼の板厚１／４部分の位置より、熱サイクル試験片（１２ｍｍ×１２ｍｍ×１２０ｍｍ）を採取し、溶接を模擬した再現熱サイクル試験（１４００℃で３秒保持後、２０℃／秒で２００℃まで冷却。２００℃で３秒保持後、２０℃／秒で７２０℃まで昇温。７２０℃で３秒保持後、１２℃／秒で２００℃まで冷却。２００℃で３秒保持後、２０℃／秒で５００℃まで昇温。５００℃で３秒保持後、１２℃／秒で２０℃まで冷却）を行い、介在物調査用のサンプルとした。再現熱サイクル試験片の均熱帯において、ＳＥＭ－ＥＤＳで、観察視野１．０ｍｍ×１．０ｍｍの範囲内で、粒子解析が可能な０．５μｍ以上のＴｉ含有介在物について元素分析を行った。観察視野中のＴｉ含有介在物を上述の組成分類で分けて、ＥＩＧＦＤを算出したものを表４に示す。

表１－１、表１－２に開発鋼と比較鋼の鋼成分を、表２－１、表２－２に鋼板の製造条件を、表３－１、表３－２に鋼板の機械的特性を、表４に鋼板のＴｉ含有介在物の分析結果を示す。本発明例であるＮｏ．１～Ｎｏ．２０は、全ての鋼板が降伏強度５００ＭＰａ以上、引張強度５７０ＭＰａ以上の母材強度を有し、ｖＥ－４０が１００Ｊ以上、ＳＲ前後でのｖＴＲｓの変化ΔｖＴｒｓが１５℃以内、－１０℃のＣＴＯＤ試験値が０．５０以上となっている。

一方、スラブＮｏ．２１～５３のスラブを用いた比較例の３３個の鋼板は、成分組成、及び、製造方法の一方又は両方が本発明の範囲外となり、ＳＲ前あるいはＳＲ後の母材強度、母材靭性、継手ＣＴＯＤのうち１つ又は２つ以上の特性が未達である。

スラブＮｏ．２１～４０のスラブは、成分範囲が本発明の範囲外である。

スラブＮｏ．２１のスラブは、Ｃ含有量が多いため、焼入れ組織の硬さが高くなることで、板厚中心部の最大硬度ＨＶｍａｘが式（２）を満足せず、継手の靭性が劣位である。
スラブＮｏ．２２のスラブは、Ｓｉ含有量が多いため、ＭＡ生成量が増加するとともに粒界炭化物が微細化することで、継手の靭性が劣位である。
スラブＮｏ．２３のスラブは、Ｍｎ含有量が多いため、中心偏析部のＭｎ濃度が高くなり、板厚中心部の最大硬度ＨＶｍａｘが式（２）を満足せず、ＳＲ後の母材および継手の靭性が確保されない。
スラブＮｏ．２４のスラブは、Ｍｎ含有量が少ないため、焼入れ性が低下することで強度が劣位であり、また、靭性劣位な上部ベイナイト組織が形成するため、継手靭性が劣位である。

スラブＮｏ．２５のスラブは、Ｔｉ含有量が少ないため、粒内変態フェライトの生成核となるＴｉ_２Ｏ_３の割合が低く、所要のＥＩＧＦＤを満たしていない。
スラブＮｏ．２６のスラブは、Ｔｉ含有量が多いため、脆性き裂の発生原因となる粗大な介在物が形成している可能性があり、ＳＲ後母材靭性とＨＡＺ靭性が劣位である。

スラブＮｏ．２７のスラブは、ＣｕおよびＮｉ含有量が多いため、中心偏析部のＮｉ、Ｃｕ濃度が高くなり、板厚中心部の最大硬度ＨＶｍａｘが式（２）を満足せず、ＳＲ後の継手の靭性が確保されない。

スラブＮｏ．２８のスラブは、Ｍｏ含有量が多いため、焼入れ性が過剰で特に中心偏析部の硬度が過剰となり、ＳＲ前後の母材及び継手靭性を満たしていない。
スラブＮｏ．２９のスラブは、Ｍｏ含有量が少ないため、ＭｏによるＰ偏析抑制効果が得られず、ＳＲ前後の母材及び継手靭性を満たしていない。

スラブＮｏ．３０のスラブは、Ｎｂ含有量が多いため、中心偏析部のＮｂ濃度が高くなり、板厚中心部の最大硬度ＨＶｍａｘが式（２）を満足せず、ＳＲ後の継手の靭性が確保されない。
スラブＮｏ．３１のスラブは、Ｎ含有量が多いため、ミクロ組織中の特に粒界近傍に粗大な窒化物が多く形成され、ＳＲ後の継手の靭性が確保されない。
スラブＮｏ．３２のスラブは、Ｏ含有量が多いため、鋼中の酸化物系介在物が粗大化し、母材および継手の靭性が劣位である。

スラブＮｏ．３３のスラブは、Ｐ含有量が多いため、旧γ粒界およびフェライト粒界の偏析Ｐが増加し粒界脆化が生じ易くなるため、ＳＲ後の母材および継手の靭性が確保されない。
スラブＮｏ．３４のスラブは、Ｓ含有量が多いため、鋼中の硫化物系介在物が粗大化し、継手の靭性が劣位である。

スラブＮｏ．３５～３７のスラブは、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａ含有量が多いため、粒内変態フェライトの生成核となるＴｉ_２Ｏ_３の割合が低く、所要のＥＩＧＦＤを満たしていない。
スラブＮｏ．３８のスラブは、Ｂ含有量が多いため、焼入れ性が過剰で硬質組織が多く形成され、板厚中心部の最大硬度ＨＶｍａｘが式（２）を満足せず、継手の靭性が劣位である。

スラブＮｏ．３９のスラブは、Ｃｒ含有量が多いため、焼入れ性が過剰で硬質組織が多く形成され、ＳＲ後の継手の靭性が確保されない。
スラブＮｏ．４０のスラブは、Ｖ含有量が多いため、焼入れ性が過剰で硬質組織が多く形成され、ＳＲ後の継手の靭性が確保されない。

スラブＮｏ．４１のスラブは、溶製工程でＡｌ昇熱を行っており、粒内変態フェライトの生成核となるＴｉ_２Ｏ_３の割合が低く、所要のＥＩＧＦＤを満たしていない。

スラブＮｏ．４２のスラブは、加熱温度が低く、Ｎｂ、Ｂなどの未固溶元素が残ることから、強度不足である。
スラブＮｏ．４３のスラブは、加熱温度が高く本発明の範囲外である。

スラブＮｏ．４４のスラブは、粗圧延の１パスあたり圧下率の平均が低く、未再結晶域圧延での変態核導入による細粒組織形成効果が十分に得られず、ＳＲ後の母材の靭性が劣位である。

スラブＮｏ．４５のスラブは、移送厚が過大であり、再結晶域圧延での変態前オーステナイト粒の微細化による細粒組織形成効果が十分に得られず、ＳＲ後の母材の靭性が劣位である。
スラブＮｏ．４６のスラブは、移送厚が過小であり、未再結晶域圧延での変態核導入による細粒組織形成効果が十分に得られず、板厚中心部の最大硬度ＨＶｍａｘが式（２）を満足せず、ＳＲ後の母材の靭性が劣位である。

スラブＮｏ．４７のスラブは、仕上げ圧延の１パスあたり圧下率の平均が低く、未再結晶域圧延での変態核導入による細粒組織形成効果が十分に得られず、板厚中心部の最大硬度ＨＶｍａｘが式（２）を満足せず、ＳＲ後の母材の靭性が劣位である。

スラブＮｏ．４８のスラブは、最終仕上圧延温度が高く本発明の範囲外である。
スラブＮｏ．４９のスラブは、冷却速度が過大であり、硬質組織が過剰に多く生成するため、板厚中心部の最大硬度ＨＶｍａｘが式（２）を満足せず、ＳＲ後の母材の靭性が劣位である。
スラブＮｏ．５０のスラブは、冷却後の熱処理温度が高く、焼戻しによる微細炭化物の凝集粗大化が過剰となり、ＳＲ後の母材の靭性が劣位である。

前述したように、本発明によれば、小入熱から中入熱溶接の多層盛り溶接ＨＡＺ部において優れたＣＴＯＤ特性を有し、かつ母材の降伏強度が５００ＭＰａ以上で、ＳＲ処理の前後で良好な母材の靭性を有する板厚６０ｍｍ以上の高強度厚鋼板が製造可能となる。これにより、例えば海洋構造物等の非常に厳格な環境で使用される鋼構造物の大型化や軽量化、鋼材使用量低減によるコスト低減が可能となる。よって、本発明は、産業上の利用可能性が高い。

Claims

板厚が６０～１００ｍｍであり、降伏強度が５００ＭＰａ以上であり、引張強さが５７０ＭＰａ以上であり、
質量％で、
Ｃ：０．０２０～０．１２０％、
Ｓｉ：０．０５～０．３０％、
Ｍｎ：０．８０～２．００％、
Ｔｉ：０．００５～０．０１８％、
Ｃｕ：０．０５～１．５０％、
Ｎｉ：０．０５～２．００％、
Ｍｏ：０．０５％～０．５０％、
Ｎｂ：０．００５～０．０２５％、
Ｎ：０．００１５～０．００６０％、
Ｏ：０．００１０～０．００４５％、
を含有し、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０～０．００４％、
Ｍｇ：０～０．００１０％、
Ｃａ：０～０．００１０％、
Ｂ：０～０．００１５％、
であり、
下記式（１）で計算されるＣｅｑ．値が０．４４０ ≦Ｃｅｑ．を満足し、残部がＦｅ及び不純物からなる成分を有し、
板厚ｔ／４部分のフェライト分率が０～１５面積％で残部がベイナイト、マルテンサイトの１種類以上からなる複相組織であり、
板厚中心部の結晶方位差１５°の大角粒界に囲まれた領域の最大面積から上位１０個の結晶粒の平均円相当直径が５０μｍ以下であり、
板厚中心部の最大硬度ＨＶｍａｘが式（２）を満足し、
更に鋼組織中に含まれる、Ｔｉと、Ａｌ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃａ及びＭｎの１種又は２種以上を含有し、円相当径で０．５μｍ以上５．０μｍ以下であるＴｉ含有介在物の粒子について、ＥＤＳで測定した元素の質量比を元に式（３）でＴｉ含有介在物の粒子毎のＴｉ含有割合（ＴＣＰ）を算出し、ＴＣＰが４０％以上のグループＡ、ＴＣＰが４０％未満かつ２０％以上のグループＢに分類したとき、式（４）に示す粒内変態に有効なＴｉ含有介在物の粒子の個数密度（ＥＩＧＦＤ）が２０個／ｍｍ^２以上となることを特徴とする高強度厚鋼板。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋Ｍｏ／５＋［Ｃｕ］／１５＋［Ｎｉ］／１５ … 式（１）
－７２６［Ｓ］＋３１５≧ＨＶｍａｘ … 式（２）
ＴＣＰ＝［Ｔｉ］／（［Ｔｉ］＋［Ａｌ］＋［Ｍｇ］＋［Ｃａ］） … 式（３）
ＥＩＧＦＤ＝（ＸＡ×０．８）＋（ＸＢ×０．５） … 式（４）
前記式（１）において、［Ｃ］は、Ｃの質量％、［Ｍｎ］は、Ｍｎの質量％、［Ｍｏ］は、Ｍｏの質量％、［Ｃｕ］は、Ｃｕの質量％、［Ｎｉ］は、Ｎｉの質量％である。
前記式（２）において、［Ｓ］は、Ｓの質量％である。
前記式（３）において、［Ｔｉ］、［Ａｌ］、［Ｍｇ］、［Ｃａ］は、Ｔｉ含有介在物のＥＤＳ分析から得られるＴｉ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａ含有量（質量％）であり、含有しない場合は０を代入する。
前記式（４）において、ＸＡ、ＸＢは、それぞれグループＡ、グループＢに分類される介在物個数密度（個／ｍｍ^２）の測定値である。
さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｖ：０．０３％以下、
の１種又は２種を含有し、
Ｃｅｑ値が前記式（１）に代えて下記式（１）’で計算される、請求項１に記載の高強度厚鋼板。
Ｃｅｑ．＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｕ］／１５＋［Ｎｉ］／１５＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／５＋［Ｖ］／５ … 式（１）’
前記式（１）’において、［Ｃ］は、Ｃの質量％、［Ｍｎ］は、Ｍｎの質量％、［Ｃｕ］は、Ｃｕの質量％、［Ｎｉ］は、Ｎｉの質量％、［Ｃｒ］は、Ｃｒの質量％、［Ｍｏ］は、Ｍｏの質量％、［Ｖ］は、Ｖの質量％である。
請求項１または２のいずれかに記載の成分組成を有し、連続鋳造法で製造した鋼片を９５０℃～１２００℃で再加熱し、１パスあたり圧下率の平均で７．５％以上となるように粗圧延を行い、厚み１３５～２１０ｍｍとした後に、６７０℃～８００℃から１パスあたり圧下率の平均で６．０％以上となるように仕上げ圧延を行った後、板厚中心部が１０℃／ｓ以下となる冷却速度で冷却することを特徴とする高強度厚鋼板の製造方法。
板厚中心部が１０℃／ｓ以下となる冷却速度で冷却した後に、３００℃以上かつ６７０℃以下で熱処理することを特徴とする請求項３に記載の高強度厚鋼板の製造方法。