JP5510620B1 - 鋼板 - Google Patents

Abstract

この鋼板は、Ａ値が４．５％以下であり；Ｐｃｍ値が０．２５％以下であり；降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ^２〜５８０Ｎ／ｍｍ^２、かつ、引張強さが５５０Ｎ／ｍｍ^２〜６７０Ｎ／ｍｍ^２であり；表面から板厚方向に沿って板厚の１／８の位置である１／８ｔ部の硬さと、前記表面から前記板厚方向に沿って前記板厚の１／２の位置である１／２ｔ部の硬さとの差が、ビッカース硬度で２０以下であり、前記１／８ｔ部における平均結晶粒径が３５μｍ以下である。

Description

本発明は、建築物、建設機械、海洋構造物、船舶用大型クレーン、土木構造物などの溶接構造物への適用に好適な強度である降伏強度４６０Ｎ／ｍｍ^２〜５８０Ｎ／ｍｍ^２、引張強さ５５０Ｎ／ｍｍ^２〜６７０Ｎ／ｍｍ^２の強度を有し、さらに、板厚方向に均一な特性を有し、溶接性と母材靭性と溶接熱影響部靭性とに優れ、板厚８０ｍｍ以上に好適な厚手高張力鋼板に関する。

近年、建築物、建設機械、海洋構造物、船舶用大型クレーン、土木構造物などの溶接構造物では、構造物の大型化に伴い厚手高張力鋼板の適用が進んでいる。
厚手高張力鋼板を大型構造物に適用する場合、板厚方向における強度差及び靱性差は、複雑な溶接構造物を構築、設計する上で、それらの変形挙動や破壊挙動を予測して高度かつ合理的な安全性を構築する場合に好ましいものではない。そのため、板厚方向に均一な特性を有する厚手高張力鋼板が求められている。
厚手高張力鋼板は、大型海洋構造物や大型クレーンなどにおいて、高度な安全性が要求される部位に使用される場合が多い。構造物の破壊で最も懸念されるのは、溶接欠陥などの溶接継手部から、脆性破壊が発生することである。したがって、溶接部においては欠陥の発生を防止するために優れた溶接性が求められるとともに、脆性破壊に対しては高い溶接熱影響部靭性（以下、ＨＡＺ靱性とする）を求められる場合が多い。

特に、板厚が８０ｍｍ以上となる厚手高張力鋼板は、通常、板厚中心部まで所定の強度を付与することを目的として、焼入れ性を向上させるＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖなどの合金元素が適量添加され、焼入れおよび焼戻し処理により製造される。焼入れ処理時においては、板厚方向における冷却速度の差に起因して、表層から板厚中心部にかけて、板厚方向深さに応じて強度や靭性が変化することが良く知られている。また、板厚が厚くなると、焼入れ処理時の冷却速度の差だけでなく、焼入れ処理の加熱時においても、表層と板厚中心部との加熱速度の差が大きくなる。鋼板の表層部では、板厚中心部に比べて高温で保持される時間が長くなり、板厚中心部に比べて結晶粒が粗大となりやすい。表層付近と板厚中心部とで結晶粒に差異が生じると、強度をはじめとする材質に差異が生じる場合がある。
一般に、多くの鋼材規格では鋼板の表面から板厚方向に沿って板厚の１／４の位置、言い換えれば、鋼板の表面から板厚方向に板厚の中心部へ向かって板厚の１／４進んだ位置（以下、１／４ｔ部）の特性が規定されている。しかしながら、海洋構造物などにおいて板厚が厚くなり、かつ、破壊に対して高度な安全性が要求されるようになると、鋼板の表面から板厚中心部方向へ向かって板厚の１／２の位置（以下、１／２ｔ部）においても安定して高い特性が必要となる。

以上のような観点から、今後の大型構造物に適用される厚手高張力鋼板としては、溶接性に優れ、母材靱性及び溶接熱影響部靭性が高いだけでなく、厚手高張力鋼板特有の板厚方向の不均一性を排除したものであることが重要である。溶接性は、多くの研究から合金組成により決定されることが明らかとなっており、例えばＰｃｍ値などの指標で評価できる。多くの場合、Ｃｒ、Ｍｏなどの焼入れ性の高い合金元素の含有量を制限し、Ｐｃｍ値を例えば０．２５％以下とすることで、予熱が不要な良溶接性を達成できる。したがって、優れた溶接性を確保する上で、上述したように、焼入れ性を上昇させる元素を極力添加しないで強度を確保することが重要である。そのような先行技術のひとつとして、Ｃｕを多く含む高張力鋼板の発明が従来から開示されている。

例えば、特許文献１および特許文献２には、Ｃｕをそれぞれ０．６％〜１．５％および０．５％〜２．０％含有する高張力鋼板の製造方法に関する発明が開示されている。これらの発明は、熱間圧延時に制御圧延を施し、原則として圧延後の加速冷却を伴う熱加工制御の適用を前提としたものである。そのため、特許文献１及び２に開示された製造方法は、８０ｍｍ以上を対象とする厚手高張力鋼板の製造には適さない。さらに、これらの製造方法を用いた場合、制御圧延などの効果により板厚表層部近傍と中心部とのミクロ組織などが大きくことなることから、必然的に板厚方向の特性も大きく変化してしまう懸念がある。

特許文献３には、Ｃｕを０．５％〜４．０％含有する、伸び特性が優れてかつ引張強さが６８６ＭＰａ以上である高靱性高強度鋼（高張力鋼板）の製造法が開示されている。特許文献３で対象とされているのは、引張強さが本発明の想定を超える６８６ＭＰａ以上の高強度鋼であり、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖなどの合金元素の添加が許容された焼入れ性の高い高強度鋼である。そのため、特許文献３に記載の製造方法は、板厚方向の材質均一性への懸念から、本発明で意図している課題を解決するための手段としては採用できない。

特許文献４には、Ｃｕを０．８％〜１．５％含有する、溶接部靭性に優れた高張力鋼板が開示されている。この高張力鋼板は、ＣｕおよびＮｉが添加されているものの、板厚の想定が文献４の実施例から分かるように７７ｍｍであり、８０ｍｍ以上の板厚に好適な本発明とはその意図が異なる。また、特許文献４では、高張力鋼板の製造において、９００℃以下での総圧下量を規制しながら圧延し、圧延後に直接水冷処理を行なうことが明記されている。そのため、板厚方向の材質均一性にとって、大きな懸念がある。また、Ｎ／Ａｌ比が０．３〜３．０の範囲と規定されているが、実施例に開示されているように、Ａｌの含有量は０．０１３％以下である。その結果、通常のＡｌによる脱酸ができず、従来の一般的な製造方法からやや逸脱し、安定性に欠けたり、コストが高くなる懸念がある。

特許文献５、特許文献６および特許文献７には、いずれもＣｕを０．２％〜２．０％含有する低温靭性の優れた大入熱溶接用鋼の製造法について開示されている。これらの鋼板の特徴は、Ｓ含有量を０．００３％〜０．００８％となるように制御することである。Ｓを添加し、Ｓ含有量を上記の範囲とすることで、鋼中に微細なＭｎＳが析出し、大入熱溶接に対して優れたＨＡＺ靭性が得られている。これらの技術は、大入熱溶接に対しては一定の効果があるものの、対象となる板厚は３２ｍｍ程度の薄手材であって、本発明の意図とは大きく異なる。さらにＳの添加は、特に厚手高張力鋼板において、靭性に悪影響を与える可能性が高いＭｎＳ介在物の生成を促進する。そのため、特許文献５〜７に開示された技術は、厚手高張力鋼板の製造を前提とすると優れた方法ではない。

特許文献８には、Ｃｕを０．７０％〜１．７５％含有する、ＣＴＯＤ特性に優れた高強度厚鋼板が開示されている。しかしながら、これらの鋼板の強度レベルは７８０ＭＰａ級（引張強さ７８０ＭＰａ以上）であって、本発明が意図する強度とは著しく異なっている。さらに、これらの鋼板は、Ｂが０．００５％〜０．００１５％含有されていることから、板厚表層部近傍の硬さの上昇が極めて大きくなる。そのため、特許文献８に開示された鋼板では、板厚方向における強度差が大きいと推定される。さらに、これらの鋼板は、Ａｌの含有量が０．０１％以下と極めて少なく、通常のＡｌによる脱酸ができない。そのため、従来の一般的な製造方法からやや逸脱し、安定性にかけるコストの高いものとなるなど、本発明の課題を解決するためには、適さないものである。

上述の通り、Ｃｕ添加は従来から多くの発明に適用されてきた技術である。しかしながら、例えば８０ｍｍを超える厚手高張力鋼板に対して、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖなどの合金元素を実質的に含有させなくても板厚方向の材質均一性を確保できる従来技術はなかった。

日本国特公平７−８１１６４号公報 日本国特開平５−１７９３４４号公報 日本国特開平５−１８６８２０号公報 日本国特許第４４３２９０５号公報 日本国特開平２−２５４１１８号公報 日本国特開平２−２５０９１７号公報 日本国特開平３−２６４６１４号公報 日本国特開２００１−３３５８８４号公報

本発明は、従来の発明では達成できなかった、降伏強度４６０Ｎ／ｍｍ^２〜５８０Ｎ／ｍｍ^２、引張強さ５５０Ｎ／ｍｍ^２〜６７０Ｎ／ｍｍ^２を有する、例えば８０ｍｍ以上の厚手高張力鋼板であって、板厚方向に均一な特性を有し、溶接性、母材靭性及びＨＡＺ靭性に優れた厚手高張力鋼板を提供するものである。

本発明者らは、厚手高張力鋼板の製造法について多くの実験を重ねた。その結果、母材の高い溶接性とＨＡＺ靭性とを確保するためには、Ｐｃｍ値を０．２５％以下の範囲に制御し、焼入れ性の高いＣｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢを実質的に含有させないことが重要であることを見出した。なお、本発明において、高い溶接性とは、実際の溶接において０℃でも溶接割れが発生しないことを示す。この場合、溶接時に予熱が不要となる。
さらに、応力除去焼鈍後の特性やＨＡＺ靭性を確保するためには、高い濃度のＣｕと同時に高い濃度のＮｉを含有することが有効であることを知見した。さらに、板厚方向の材質均一性を有する厚手高張力鋼板とするためには、Ｃｕ、Ｎｉの含有量を特定の高い濃度範囲に制限した上で、従来のＣｕ添加鋼の主流であったＴＭＣＰ処理（Ｔｈｅｒｍｏ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ）ではなく、焼入れおよび焼戻し処理を適用することが有効であることを見出した。

図１は、Ｃｕを１．１５％含有し、Ｎｉを１．８１％または３．２２％含有する２種類の板厚１１０ｍｍの鋼板における、焼入れおよび焼戻し処理後の板厚方向の断面硬さ分布を示した図である。一般に厚手高張力鋼板の板厚方向断面硬さは、内部から表層部近傍に向かって硬さが上昇する傾向を示し、その程度は、焼入れ性を向上させる合金元素の含有量が多いほど顕著となる。図１から分かるように、１．８１％Ｎｉ含有鋼（Ｎｉ含有量が１．８１％である鋼）に比べて、３．２２％Ｎｉ含有鋼の場合、表層部から板厚内部に渡って硬さの高い範囲が広がっており、鋼板の表面から板厚方向に沿って板厚の１／８の位置（以下１／８ｔ部）でのビッカース硬さと１／２ｔ部でのビッカース硬さとの差（ΔＨｖ）は、３８となる。３．２２％Ｎｉ含有鋼のΔＨｖは、１．８１％Ｎｉ鋼より著しく高い値を示している。ここで、鋼板の表面というのは、圧延時の特定の表面を意味するものでなく、単に鋼板のある片方の表面を意味している。

上記のように、ΔＨｖは、合金元素の含有量に依存する。ΔＨｖと合金元素の含有量との関係を実験的に求めた結果を図２に示す。図２は、Ｃｕ及びＮｉの含有量を変化させた板厚１００ｍｍの鋼板において、鋼板の１／８ｔ部での硬さと１／２ｔ部での硬さとの差であるΔＨｖを示したものである。図中の円の中の数字が、ΔＨｖである。鋼板の板厚方向断面の硬さを測定する場合、板厚の中心部付近では、鋳片の状態に応じて、中心偏析に起因する局所的に硬さの高い領域が現れる場合がある。このような局所的に硬さの高い領域（局所的な硬化部）は、厚手高張力鋼板の板厚全体に対して極めて微小な領域なので、鋼の強度にはほとんど影響を及ぼさないと考えられる。そのため、鋼板の断面の硬さ分布を測定する場合、上述のような局所的な硬化部のデータは除外する方が望ましい。この図２から分かるように、Ｃｕ含有量及びＮｉ含有量の合計であるＡ値（Ａ＝Ｃｕ＋Ｎｉ）と、ΔＨｖとの間には相関があり、Ａ値が４．５％を超えてしまうと、ΔＨｖが２０を超えることが分かった。さらに、Ｃｕ含有量が１．５％以下の低い値であってもＮｉ含有量が３．０％を超えてしまうとやはりΔＨｖが２０を超えてしまうおそれがあることが分かった。一方、Ａ値の下限値については、特に制約を設けるものではない。しかしながら、後に述べるＨＡＺ靱性および強度の確保の観点からＮｉ含有量およびＣｕ含有量については、それぞれ１．２％および０．７％が下限となる。したがって、Ａ値の下限値は、Ｃｕ含有量とＮｉ含有量とのそれぞれの下限値の合計である１．９％とすることが好ましい。

さらに、本発明者らは、本発明の大きな要素であるＨＡＺ靭性（ｖＥ（ＨＡＺ））におよぼすＣｕ含有量及びＮｉ含有量の影響を調べるために、−４０℃における溶接熱影響部を模擬した衝撃試験も行なった。その結果を図３に示す。通常の大型構造物において、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが４２Ｊ以上であれば、脆性破壊の発生を阻止できるとされている。そのため、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーが４２Ｊ以上か否かを合否の判定基準とした。図３における図中の円の中の数値が、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーである。図３から分かるように、Ｎｉ含有量の増加により鋼材の靱性が大きく改善し、後述するような衝撃試験値で４２Ｊ以上を確保するためには、１．２％以上のＮｉ含有量が必要であることが分かった。しかしながら、Ｃｕ含有量が２．５％を超えると、Ｎｉ含有量が１．２％以上であっても靱性が低下することも判明した。

上記したように、ＨＡＺ靱性は、合金組成（合金成分の含有量）に強く影響される。一方、母材の靱性については、合金組成に加え、ミクロ組織、具体的には結晶粒径を考慮した検討が必要となる。特に８０ｍｍを超える厚手高張力鋼板の板厚位置ごとに、結晶粒径がどのようになるかを検討する必要がある。本発明で想定されるような引張強さが５５０Ｎ／ｍｍ^２〜６７０Ｎ／ｍｍ^２の鋼では、一般的に、ミクロ組織が、フェライトおよびベイナイトの混在した組織になる。そのため、従来実施されている光学顕微鏡を用いたミクロ組織観察から結晶粒径を評価することは容易ではない。そこで、本発明では、結晶方位解析に多く用いられるＥＢＳＤ法（電子ビーム後方散乱回折パターン解析法）を用い、その結晶方位差が３０°以上の角度を持つ粒界によって囲まれる領域を結晶粒と定義し、その結晶粒の円相当粒径を結晶粒径と定義した。そして、測定された結晶粒径の頻度分布を算出し、細粒側からの累積頻度が７０％となる結晶粒径を平均結晶粒径と定義した。実際に測定された例を図４に示す。図４は、０．０８％Ｃ−０．１５％Ｓｉ−１．５１％Ｍｎ−０．００８％Ｐ−０．００１０％Ｓ−１．１５％Ｃｕ−１．２３％Ｎｉ−０．０１２％Ｔｉ−０．０１２％Ｎｂ−０．０３５％Ａｌ−０．００３９％Ｎを成分として有する鋼の、結晶粒径に対する累積頻度（％）を示したものである。累積頻度を求めるにあたり、まず、上記成分に溶製された鋼を、板厚が１４０ｍｍになるように熱間圧延を実施し、熱間圧延後に焼入れ焼戻しを行った。そして、焼入れ焼戻し後の鋼板における鋼板の表層部（つまり表面部または最表層）、１／８ｔ部、２／８ｔ部（１／４ｔ部）および３／８ｔ部の各板厚位置での結晶粒径を求め、結晶粒径に対する累積頻度（％）を得た。累積頻度が７０％に相当する結晶粒径が平均結晶粒径である。図４から分かるように、この実験結果では各板厚位置における平均結晶粒径は、鋼板の板厚方向の採取位置により変化し、概ね、最表層および１／８ｔ部において、２０μｍ以上であるのに対し、２／８ｔ部および３／８ｔ部では１５μｍ以下であった。

さらに、本発明者らは、上記のように定義した結晶粒に対して靭性がどのように変化するかについて調べた。図５には、先に示した０．０８％Ｃ−０．１５％Ｓｉ−１．５１％Ｍｎ−０．００８％Ｐ−０．００１０％Ｓ−１．１５％Ｃｕ−１．２３％Ｎｉ−０．０１２％Ｔｉ−０．０１２％Ｎｂ−０．０３５％Ａｌ−０．００３９％Ｎを成分とした板厚１４０ｍｍの焼入れ焼戻し鋼における、結晶粒径と、試験温度を２０℃間隔で変化させながら実施したシャルピー試験で得られた靭性との関係を示す。靭性の指標としては、シャルピー試験で得られた破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を用いた。ここで、ｖＴｒｓとは、試験片の破断面の特徴から延性破面と脆性破面とを識別し、全破面の面積に対する脆性破面の面積率を測定し、その脆性破面の面積率と試験温度との関係を求めた際の、脆性破面の面積率が５０％を示す温度である。ｖＴｒｓは、その値が小さいほど靭性がよいことを示す。なお、シャルピー試験片の採取位置は、結晶粒径を測定した部位と同じ位置であり、採取方向は圧延方向に対して直角方向である。
図５において、縦軸がｖＴｒｓ（靭性)、横軸のｄ^−１／２が平均結晶粒径の平方根の逆数である。この図においては、横軸のｄ^−１／２×１００の値が大きいほど結晶粒径が細かいことを表している。
図５から明らかなように、ｖＴｒｓとｄ^−１／２とにはほぼ直線の相関関係が認められる。これは、従来からホール・ペッチの関係と呼ばれる関係に相当する。なお、縦軸のｖＴｒｓは、成分系にも影響され、特にＮｉ含有量が増加すると靱性が向上することが知られている。図５はＮｉ含有量が１．２３％の場合であり、このＮｉ量はＨＡＺ靭性の向上を図るために必要なＮｉ量の下限値である１．２％に近い。そのため、この図５を用いると靭性に与える影響が最も大きい合金成分であるＮｉの含有量が本発明範囲の下限値に近い場合に、どの程度の結晶粒径が必要なのかを予測することが可能となる。以下、詳細に説明する。

通常の大型構造物における破壊は溶接継手部から発生するため、鋼材としてはＨＡＺ靭性が重要である。しかしながら、より構造物の安全性を高めるためには、ＨＡＺ靭性だけでなく母材（溶接熱影響を受けていない部分）においても高い靭性が必要とされる。一般に、脆性破壊は溶接欠陥などから発生する場合が想定されるが、それらの欠陥の多くは、発見が容易な表面に存在する欠陥ではなく、鋼板内部に存在する欠陥である場合に脆性破壊に最も大きく影響する。これは、鋼板内部の欠陥が、発見される可能性が低くなると同時に、作用応力状態にもよるが、き裂の進展に対して最も厳しい応力状態になり得ると想定されるからである。
溶接部の欠陥からの破壊を想定した場合、万が一、脆性き裂が発生したとしても、母材でそれを阻止するためには、欠陥近傍の母材の靭性が高くなければならない。このような厳しい応力状態となるのは、主に鋼板の内部側である１／８ｔ部〜７／８ｔ部の領域であると想定される。それゆえ、母材に対して必要な靭性は、板厚の表層近傍よりもむしろ１／８ｔ部より鋼板の中心に近い内部側で規定されるべきである。
以上の理由から、一般に要求される−４０℃におけるシャルピーの吸収エネルギー（ｖＥ−４０）として要求される４２Ｊ以上のエネルギー値は、鋼板表面から１／８ｔ部より鋼板の内側において必要とされる。そこで、本発明においては、１／８ｔ部より内部側の結晶粒径を規定する。
さて、従来の鋼板で得られた遷移曲線から考えると、−４０℃での吸収エネルギー４２Ｊを満足するためにはｖＴｒｓが−１０℃以下であることが必要である。
図５から、ｖＴｒｓが−１０℃（図中の破線）に相当する平均結晶粒径は、３５μｍである。従って、平均結晶粒径が３５μｍ以下であれば、ｖＴｒｓ≦−１０℃を満足できることがわかった。図５中の各点は、（ ）内の表示で示された板厚位置から採取されたものである。先に述べたように、鋼板表層部は実際の構造物の破壊にあまり影響しないと考えられるので、本発明では、最表層部から１／８ｔ部までの領域を除いた位置での平均結晶粒径を規定する。厚手鋼板は長時間にわたって熱処理炉内で保持されるため、鋼板表層部側の方が板厚中心部に比べて結晶粒径が粗大になる傾向がある。そのため、特に板厚の１／８ｔ部の平均結晶粒径を３５μｍ以下とすることが重要である。さらに、板厚の３／８ｔ部の平均結晶粒径を３５μｍ以下とすることで、板厚の１／８ｔ部及び３／８ｔ部の両方の平均結晶粒径を３５μｍ以下としても差し支えない。
なお、上記のように平均結晶粒径は細粒であるほど靱性が向上するが、細粒にすることは容易でない。そのため、平均結晶粒径の下限値を５μｍ、１０μｍ又は１５μｍとしてもよい。
鋼構造物の安全性を向上させるために、歪時効などを考慮し、母材に対してより高い靭性を必要とする考え方がある。特に歪時効の場合、発明者らの検討によれば、５％程度の歪を冷間で付与し、その後、２５０℃（２時間保持）で時効処理を実施した場合、シャルピー遷移温度が、−１５℃程度上昇することが判明している。そこで、歪時効を考慮してさらに高い靭性が要求される場合は、ｖＴｒｓは、さらに１５℃低い、−２５℃以下であることが望ましい。このためには、同じく図５より、板厚の１／８ｔ部の平均結晶粒径を２５μｍ以下とすればよいことが判った。すなわち、前記と同様な理由により、板厚の３／８ｔ部の平均結晶粒径も２５μｍ以下としてもよい。
なお、鋼板の表層付近は鋼板内部より焼入れ時の冷却速度が高くなるため、十分な焼入れ組織が得られやすい半面、強度が高くなる傾向がある。そのため、表層付近の靭性は鋼板内部（例えば、１／４ｔ部）と比べ、必ずしも高いとは言えない。しかしながら、先に述べた様に、構造物としての脆性破壊に対する安全性を考えた場合、極端な曲げ変形が生じない条件下では、溶接欠陥などの潜在的なき裂の発見が容易であり、かつ、拘束力が低い表層近傍より板厚内部（１／８ｔより内部）の方がより脆性き裂の発生に対してはより厳しくなる傾向にある。このため、本発明においては、１／８ｔより内部の靭性を考慮すれば、構造物の安全性の確保に対して、十分であると考え、１／８ｔより内部の平均結晶粒径を規定することとした。
以上のような技術に基づいて製造された鋼板は、その板厚方向の均一性を確保しながら、優れた溶接性、母材靱性および溶接熱影響部靭性を示す。特に、板厚が８０ｍｍ以上の鋼板においてその効果は大きい。しかしながら、板厚が２００ｍｍを超える鋼板では、板厚中心部の冷却速度が著しく低下し、ミクロ組織の粗大化を招くことにより、所定の強度および靱性を満足できなくなる可能性が高い。したがって、本発明により製造する鋼板の板厚は２００ｍｍ以下としてもよい。必要に応じて、板厚の上限を１７５ｍｍ、１５０ｍｍ又は１２５ｍｍとしてもよい。板厚の下限を９０ｍｍ又は１００ｍｍとしてもよい。

このように、本発明は、従来Ｃｒ、Ｍｏなどの合金元素が多く含有されていた例えば８０ｍｍ以上の厚手高張力鋼板に対し、実質的にこれらの元素を含有せず、ＣｕおよびＮｉの含有量を適切に制御することで板厚方向に均一でかつ、溶接性および母材靭性とＨＡＺ靱性が優れた鋼を製造できる条件を特定したことを基本として構成されたものである。

（１）すなわち、本発明の一態様に係る鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０３％〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５％〜０．３０％、Ｍｎ：１．２０％〜１．６５％、Ｃｕ：０．７％〜２．５％、Ｎｉ：１．２％〜３．０％、Ｎｂ：０．００５％〜０．０３０％、Ｔｉ：０．００５％〜０．０３０％、Ａｌ：０．０１５％〜０．０６５％、Ｎ：０．００２０％〜０．００６０％、Ｍｏ：０％〜０．０４％、Ｃｒ：０％〜０．０８％、Ｖ：０％〜０．０１％、Ｂ：０％〜０．０００５％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃａ：０％〜０．００３０％、Ｍｇ：０％〜０．００３０％、ＲＥＭ：０％〜０．００３０％、残部：Ｆｅ及び不純物であり；下記（ａ）式で示されるＡ値が４．５％以下であり；下記（ｂ）式で示されるＰｃｍ値が０．２５％以下であり；降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ^２〜５８０Ｎ／ｍｍ^２、かつ、引張強さが５５０Ｎ／ｍｍ^２〜６７０Ｎ／ｍｍ^２であり；表面から板厚方向に沿って板厚の１／８の位置である１／８ｔ部の硬さと、前記表面から前記板厚方向に沿って前記板厚の１／２の位置である１／２ｔ部の硬さとの差が、ビッカース硬度で２０以下であり；電子ビーム後方散乱回析パターン解析法を用いた結晶方位解析を行い、結晶方位差が３０°以上の粒界で囲まれる領域を結晶粒と定義し、前記結晶粒の円相当粒径を結晶粒径と定義し、前記結晶粒径の頻度分布を算出した場合の累積頻度が細粒側から７０％となる前記結晶粒径を、平均結晶粒径と定義したとき、前記１／８ｔ部における前記平均結晶粒径が３５μｍ以下である。
Ａ＝Ｃｕ＋Ｎｉ…（ａ）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ…（ｂ）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ及びＢは、各元素の含有量で、その単位は質量％である。

（２）上記（１）に記載の鋼板では、さらに、前記鋼板の前記表面から前記板厚方向に沿って前記板厚の３／８の位置である３／８ｔ部における前記平均結晶粒径が３５μｍ以下であってもよい。

（３）上記（１）に記載の鋼板では、さらに、前記１／８ｔ部における前記平均結晶粒径が２５μｍ以下であってもよい。

（４）上記（３）に記載の鋼板では、さらに、前記鋼板の前記表面から前記板厚方向に沿って前記板厚の３／８の位置である３／８ｔ部における前記平均結晶粒径が２５μｍ以下であってもよい。

（５）上記（１）〜（４）のいずれか一項に記載の鋼板では、前記鋼板の前記板厚が、８０ｍｍ以上であってもよい。

本発明によれば、板厚方向の母材材質の均一性に優れ、溶接性、母材靭性、およびＨＡＺ靭性に優れた厚手高張力鋼板の提供が可能となる。

０．１２％Ｃ−０．０８％Ｓｉ−１．４５％Ｍｎ−１．１５％Ｃｕを基本の成分系として、Ｎｉ含有量が１．８１％または３．２２％、その他の成分はすべて本実施形態の範囲内である板厚１１０ｍｍの２種類の鋼板について焼入れおよび焼戻し後の鋼板の板厚方向断面での硬さ分布を測定した結果を示した図である。 ０．１３％Ｃ−０．１２％Ｓｉ−１．５５％Ｍｎを基本の成分系として、さらに、Ｃｕ含有量が０．３％〜３．６％、Ｎｉ含有量が０．５７％〜３．５％、その他成分系が本実施形態の範囲内である、熱間圧延後に焼入れおよび焼戻し処理した板厚１００ｍｍの鋼板について、表層から１２．５ｍｍ（１／８ｔ部）の硬さと、１／２ｔ部の硬さとの差（Ｈｖ：９８Ｎ）を求め、ＣｕおよびＮｉ量の影響を示した図である。 ０．１３％Ｃ−０．１２％Ｓｉ−１．５５％Ｍｎ−０．０１２％Ｔｉ−０．０１３％Ｎｂを基本成分系として、Ｃｕ含有量が０．３％〜３．６％、Ｎｉ含有量が０．５７％〜３．５％、その他成分が本実施形態の範囲内である、板厚１００ｍｍの焼入れおよび焼戻し処理鋼の１／２ｔ部について、溶接時に受ける入熱（３．５ｋＪ／ｍｍ）に相当する溶接熱サイクルを与え、その後、−４０℃での衝撃試験を実施したときのシャルピー吸収エネルギー（Ｊ）と、ＣｕおよびＮｉ含有量との関係を示す図である。 ０．０８％Ｃ−０．１５％Ｓｉ−１．５１％Ｍｎ−０．００８％Ｐ−０．００１０％Ｓ−１．１５％Ｃｕ−１．２３％Ｎｉ−０．０１２％Ｔｉ−０．０１２％Ｎｂ−０．０３５％Ａｌ−０．００３９％Ｎの成分を有する板厚１４０ｍｍの鋼板の、焼入れ焼戻し後における板厚最表層部、１／８ｔ部〜３／８ｔ部の各板厚位置における結晶粒径と累積頻度（％）との関係を示した図である。 ０．０８％Ｃ−０．１５％Ｓｉ−１．５１％Ｍｎ−０．００８％Ｐ−０．００１０％Ｓ−１．１５％Ｃｕ−１．２３％Ｎｉ−０．０１２％Ｔｉ−０．０１２％Ｎｂ−０．０３５％Ａｌ−０．００３９％Ｎの成分を有する板厚１４０ｍｍの鋼板の、焼入れおよび焼戻し処理後における、板厚最表層部（６ｍｍ下を試験片の中心とする）及び１／８ｔ部〜３／８ｔ部の各板厚位置から圧延方向に直角に採取した試験片を用いた試験から得られたｖＴｒｓと、各板厚位置での平均結晶粒径の平方根の逆数との関係（ホール・ペッチの関係）を示した図である。 ０．０６％Ｃ−０．１８％Ｓｉ−１．３５％Ｍｎ−１．０５％Ｃｕ−１．３５％Ｎｉ−０．０１３％Ｔｉ−０．０１５％Ｎｂを基本成分系とし、Ｍｏ含有量を０．１２％まで変化させた板厚１００ｍｍの鋼板において、入熱２５ｋＪ／ｍｍで多層溶接を実施した後、溶接線に対して直角方向に全厚のＣＴＯＤ試験片を採取し、ノッチ位置として、溶接金属と母材との融合線（ＦＬ）及びＦＬから３ｍｍの位置（ＦＬ＋３ｍｍ）において試験温度−１０℃で３本ずつＣＴＯＤ試験を実施したときの、限界ＣＴＯＤ値（δｃ）の平均値と、Ｍｏ含有量との関係を示した図である。 ０．０５％〜０．０６％Ｃ−０．１５％〜０．１８％Ｓｉ−１．３０％〜１．３５％Ｍｎ−１．０５％〜１．１０％Ｃｕ−１．３０％〜１．３５％Ｎｉ−０．０１２％〜０．０１３％Ｔｉ−０．０１２％〜０．０１５％Ｎｂを基本成分系とし、Ｃｒ含有量が０．０５％〜０．１４％である成分を有し、９００℃の焼入れおよび５８０℃の焼戻しを実施した後に入熱２５ｋＪ／ｍｍで多層溶接された板厚１００ｍｍの鋼板において、採取方向が溶接線に対して直角方向でノッチ位置が溶接金属と母材との融合線（ＦＬ）から３ｍｍの位置（ＦＬ＋３ｍｍ）である全厚のＣＴＯＤ試験片を用いて、試験温度−１０℃で３本ずつ実施したＣＴＯＤ試験で得られた限界ＣＴＯＤ値（δｃ）の平均値と、Ｃｒの含有量との関係を示した図である。 ０．０５％〜０．０６％Ｃ−０．１５％〜０．１８％Ｓｉ−１．３０％〜１．３５％Ｍｎ−１．０５％〜１．１０％Ｃｕ−１．３０％〜１．３５％Ｎｉ−０．０１２％〜０．０１３％Ｔｉ−０．０１２％〜０．０１５％Ｎｂを基本成分系とし、Ｖ含有量が０．００５％〜０．０５％である成分を有し、９００℃の焼入れおよび５８０℃の焼戻しを実施した後に入熱２５ｋＪ／ｍｍで多層溶接された板厚１００ｍｍの鋼板において、採取方向が溶接線に対して直角方向でノッチ位置が溶接金属と母材との融合線（ＦＬ）から３ｍｍの位置（ＦＬ＋３ｍｍ）である全厚のＣＴＯＤ試験片を用いて、試験温度−１０℃で３本ずつ実施したＣＴＯＤ試験で得られた限界ＣＴＯＤ値（δｃ）の平均値と、Ｖの含有量との関係を示した図である。 ０．０８％Ｃ−０．１５％Ｓｉ−１．５１％Ｍｎ−０．００８％Ｐ−０．００１０％Ｓ−１．１５％Ｃｕ−１．２３％Ｎｉ−０．０１２％Ｔｉ−０．０１２％Ｎｂ−０．０３５％Ａｌ−０．００３９％Ｎである成分を有し、圧延、保持温度が４５０℃および５５０℃で、保持時間を変化させた予備熱処理、９２０℃で１２０分保持した後に水冷する焼入れ処理、および５９０℃で１００分保持した後に空冷する焼戻し処理が行われた板厚１４０ｍｍの鋼板において、予備熱処理の保持温度と１／８ｔ部の平均結晶粒径との関係を示した図である。

以下、本発明の一実施形態に係る鋼板（本実施形態に係る鋼板）について詳細に説明する。
まず、本実施形態に係る鋼板の化学組成の限定理由を述べる。

Ｃ：０．０３％〜０．１２％
Ｃは、母材の強度を向上させる元素である。その効果を得るためには、Ｃ含有量を、０．０３％以上とする必要がある。強度の向上のため、Ｃ含有量の下限を０．０４％、０．０５％、０．０６％又は０．０７％としてもよい。一方、Ｃ含有量が０．１２％を超えると焼入れ性の増加により板厚方向の材質均一性が損なわれる。また、溶接部の硬さが上昇すると同時にＨＡＺ靭性が低下する。そのため、Ｃ含有量の上限を０．１２％とする。ＨＡＺ靭性の改善のため、Ｃ含有量の上限を０．１１％、０．１０％、０．０９％又は０．０８％としてもよい。

Ｓｉ：０．０５％〜０．３０％
Ｓｉは、脱酸に有効な元素であるとともに、強度を向上させる元素である。その効果を得るためには、Ｓｉ含有量を０．０５％以上とする必要がある。強度の向上のため、Ｓｉ含有量の下限を０．０６％、０．０８％、０．１０％又は０．１３％としてもよい。一方、Ｓｉ含有量が０．３０％を超えると、ＨＡＺ靭性が低下するので、Ｓｉ含有量の上限を０．３０％とする。ＨＡＺ靭性の向上のため、Ｓｉ含有量の上限を０．２５％、０．２２％、０．２０％又は０．１８％としてもよい。

Ｍｎ：１．２０％〜１．６５％
Ｍｎは、脱酸に有効な元素であるとともに、強度を向上させる元素である。その効果を得るためには、Ｍｎ含有量を１．２０％以上とする必要がある。強度の向上のため、Ｍｎ含有量の下限を１．２５％、１．２８％、１．３０％、１．３３％、１．３５％又は１．３７％としてもよい。一方、Ｍｎ含有量が１．６５％を超えると、焼入れ性の増加により板厚方向の材質均一性が損なわれるとともに、鋳片での偏析が顕著になってＨＡＺ靭性を低下させる。そのため、Ｍｎ含有量の上限を１．６５％とする。ＨＡＺ靭性の向上のため、Ｍｎ含有量の上限を１．６０％、１．５８％、１．５５％、１．５２％、１．５０％又は１．４７％としてもよい。

Ｃｕ：０．７％〜２．５％
Ｃｕは、本実施形態に係る鋼板にとって主要な合金元素であり、溶接性およびＨＡＺ靭性を損なわずに母材の強度を向上させる数少ない元素である。Ｃｕ含有量を０．７％以上とすることで強度の上昇に著しい効果がある。このため、Ｃｕ含有量の下限は０．７％とする。強度の向上のため、Ｃｕ含有量の下限を０．７５％、０．８％、０．８５％、０．９％、０．９５％、１．０％、１．０５％又は１．１％としてもよい。一方、Ｃｕ含有量が２．５％を超えた場合、焼入れ性の上昇を招き、図３に示されたようにＨＡＺ靭性が低下することが懸念される。そのため、Ｃｕ含有量の上限を２．５％とする。ＨＡＺ靭性の向上のため、Ｃｕ含有量の上限を２．３％、２．１％、１．９％、１．７％、１．６％、１．５％又は１．４％としてもよい。

Ｎｉ：１．２％〜３．０％
Ｎｉも、本実施形態に係る鋼板にとって主要な合金元素であり、母材強度および靭性の改善、ならびにＨＡＺ靭性改善に有効な元素である。Ｎｉ含有量は、ＨＡＺ靭性の観点から、図３に示されたように、１．２％以上が必要である。上記の特性の改善のため、Ｎｉ含有量の下限を１．２５％、１．３％、１．３５％、１．４％、１．４５％、１．５％、１．５５％又は１．６％としてもよい。一方、Ｎｉ含有量が３．０％を超えると、図２に示されたように、板厚方向の材質差を生じる。そのため、Ｎｉ含有量の上限を３．０％に制限する。板厚方向の材質差をより小さくするため、Ｎｉ含有量の上限を２．８％、２．６％、２．４％、２．２％、２．０％、１．９％又は１．８％としてもよい。

Ｎｂ：０．００５％〜０．０３０％
Ｎｂは、強度を向上させるとともに、母材結晶粒の細粒化に有効な元素である。その効果を得るためには、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とする必要がある。強度向上と結晶粒の微細化とのため、Ｎｂ含有量の下限を０．００７％、０．０１０％、０．０１２％、０．０１３％又は０．０１５％としてもよい。一方、Ｎｂ含有量が、０．０３０％を超えるとＨＡＺ靭性が低下するので、Ｎｂ含有量の上限を０．０３０％とする。ＨＡＺ靭性の向上のため、Ｎｂ含有量の上限を０．０２７％、０．０２５％、０．０２２％又は０．０２０％としてもよい。

Ｔｉ：０．００５％〜０．０３０％
Ｔｉは窒化物を形成し溶接熱影響部における結晶粒の細粒化に寄与する元素である。その効果を得るためには、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とする必要がある。ＨＡＺ靭性の向上のため、Ｔｉ含有量の下限を０．００７％、０．０１０％、又は０．０１２％としてもよい。一方、Ｔｉ含有量が０．０３０％を超えると、窒化物が粗大化してしまいかえってＨＡＺ靭性の低下を招くことが懸念される。そのため、Ｔｉ含有量の上限を０．０３０％とする。ＨＡＺ靭性の低下防止のため、Ｔｉ含有量の上限を０．０２５％、０．０２０％、又は０．０１８％としてもよい。

Ａｌ：０．０１５％〜０．０６５％以下
Ａｌは脱酸に有効であると同時に、窒化物を形成し母材およびＨＡＺ結晶粒の細粒化に有効な元素である。その効果を得るためには、Ａｌ含有量を０．０１５％以上とする必要がある。母材およびＨＡＺ結晶粒の細粒化のため、Ａｌ含有量の下限を０．０２０％、０．０２５％、０．０２８％、０．０３１％又は０．０３５％としてもよい。一方、Ａｌ含有量が０．０６５％を超えると粗大な窒化物が形成され靱性が低下する傾向がある。そのため、Ａｌ含有量の上限を０．０６５％とする。靭性低下防止のため、Ａｌの含有量の上限を０．０６０％、０．０５５％、０．０５２％、０．０５０％又は０．０４８％としてもよい。

Ｎ：０．００２０％〜０．００６０％
ＮはＴｉ、Ａｌ等の元素と結合し、窒化物を形成する元素である。窒化物の形成の観点からはＮ含有量を０．００２０％以上とすることが必要である。より確実に窒化物を形成させるため、Ｎの含有量の下限を０．００２４％又は０．００２８％としてもよい。一方、Ｎ含有量が０．００６０％を越えると、ＨＡＺ靭性が低下するので、Ｎ含有量の上限を０．００６０％とする。ＨＡＺ靭性の低下防止のため、Ｎの含有量の上限を０．０５５％、０．０５０％又は０．０４５％としてもよい。

Ｃｒ：０％〜０．０８％
Ｍｏ：０％〜０．０４％
Ｖ：０％〜０．０１％
Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、焼入れ性を増加させ、厚手高張力鋼板においては、表層部と板厚中心部との硬さの差を大きくする元素である。またＣｒ、Ｍｏ及びＶを含有すると、ＨＡＺ靭性が低下することが懸念される。そのため、本実施形態に係る鋼板においてはこれらの元素を低減する必要がある。
前述したように、ＨＡＺ靱性の評価は、多くの場合シャルピー試験が用いられるが、最近はより破壊力学を考慮した設計に反映できるＣＴＯＤ値を求めるＣＴＯＤ試験も実施される。ＣＴＯＤ値とはき裂開口変位のことであり、疲労き裂先端からの脆性破壊が発生した時のき裂先端の開口量である。このＣＴＯＤ値を実験的に求める方法がＣＴＯＤ試験である。ＣＴＯＤ試験は、通常、構造物が実際に運用される設計温度で実施される。ＣＴＯＤ値は、疲労き裂先端の鋼板のミクロ組織、すなわち、硬さや結晶粒径、炭化物の状態、脆化組織の有無などに影響されるので、シャルピー試験よりこれらの冶金学的な要因に敏感であるといわれている。なお、多くの場合、ＣＴＯＤ値が０．１ｍｍ以上であれば、その鋼板は、脆性破壊に対する十分な抵抗性を有すると判断される。

本発明者らは、特に焼入れ性の高い元素であるＣｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量が、ＣＴＯＤ値へ及ぼす影響を検証した。図６は、Ｍｏ量を変化させた複数の鋼板の実溶接継手部に対しＣＴＯＤ試験を実施し、Ｍｏ量の影響を評価した結果を示す図である。この試験に際しては、まず０．０６％Ｃ−０．１８％Ｓｉ−１．３５％Ｍｎ−１．０５％Ｃｕ−１．２５％Ｎｉ−０．０１３％Ｔｉを基本成分系とし、それにＭｏ含有量を無添加（不純物として含まれる含有量）から０．１２％まで変化させた鋼を溶製し、熱間圧延により板厚１００ｍｍの鋼板を製造した。その後、鋼板に対し、９００℃の焼入れおよび５８０℃の焼戻しを実施したのち、入熱２５ｋＪ／ｍｍで多層溶接を実施した。溶接された鋼板から、溶接線に対して直角方向に全厚のＣＴＯＤ試験片を採取した。ＣＴＯＤ試験のノッチ位置は、溶接金属と母材との融合線（ＦＬ）およびＦＬから３ｍｍの位置（ＦＬ＋３ｍｍ）とした。そして、採取した試験片に対して試験温度−１０℃で３本ずつＣＴＯＤ試験を実施した。
図６は、縦軸が−１０℃での限界ＣＴＯＤ値δｃ（δｃ−１０℃と記載する場合がある）の３本の平均値であり、横軸がＭｏ含有量である。図６から、Ｍｏは、溶接継手のＣＴＯＤ特性、その中でもＦＬ＋３ｍｍの位置及びＦＬ位置でのＣＴＯＤ特性を低下させることが分かる。また、δｃ≧０．１ｍｍを合格の目安とすると、Ｍｏ含有量を０．０４％以下にする必要があることが分かる。
Ｍｏ含有量については、少ない方が望ましいが、完全に含有しないようにすることはコストの上昇を招くため望ましくない。また、不純物として又は意図的に含有される場合を考慮し、Ｍｏの含有量の上限を０．０４％とする。より好ましい含有量の上限は０．０３％、０．０２％又は０．０１％である。

同様に、Ｃｒ含有量およびＶ含有量のＨＡＺ靱性への影響を調査した。その結果を図７、図８に示す。この両図は、図６と同様に溶接継手を作成した上で、ＦＬ＋３ｍｍの位置にノッチを入れて試験温度−１０℃でＣＴＯＤ試験を実施し、得られたδｃとＣｒおよびＶの含有量との関係を示した図である。Ｃｒ、Ｖともに含有量が増加していくと、ある含有量でδｃが０．１ｍｍを下回る結果となっている。δｃが０．１ｍｍを下回らない両者の含有量の上限値を図７、図８から求めると、Ｃｒ含有量の上限は０．０８％、Ｖ含有量の上限は０．０１％となる。そのため、不純物として又は意図的な含有によらず、Ｃｒ含有量の上限は０．０８％とする。ＨＡＺ靭性の向上のため、Ｃｒの含有量の上限を０．０６％、０．０５％、０．０４％又は０．０３％としてもよい。また、Ｖ含有量の上限は、不純物として又は意図的な含有によらず、０．０１％とする。ＨＡＺ靭性の向上のため、Ｖの含有量の上限を０．００８％、０．００５％、０．００３％又は０．００１％としてもよい。
なお、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは溶鋼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、その下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％である。

ＢもまたＣｒ、Ｍｏ、Ｖと同様に微量の含有量で焼入れ処理後の硬さを上昇させ、焼入れ性の向上に有効な元素である。しかし、厚手高張力鋼板の場合、Ｂの含有により表層部と板厚中心部との焼入れ硬さの差が拡大してしまう。従って、板厚方向の均一性の観点から、Ｂの含有は好ましくない。しかしながらこれらを完全に含有しないとすることは技術的に困難である。従って、不純物として含有される場合を考慮し、Ｂ含有量の上限を０．０００５％とする。なお、意図的に含有させた場合でも上限は、０．０００５％である。板厚方向の一層の均一性のため、Ｂの含有量の上限を０．０００４％、０．０００３％、０．０００２％又は０．０００１％としてもよい。Ｂは溶鋼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、その下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％である。

ＰおよびＳは、鋼中に含まれる不純物元素であり、母材靭性及びＨＡＺ靭性を低下させるため、その含有量は少ないほど好ましい。本発明においては、Ｐの上限は、０．０１０％以下、好ましくは０．００７％、０．００５％以下又は０．００３％、およびＳの上限は０．００２％以下に制限する。Ｓの上限を０．００１％又は０．０００８％に制限してもよい。Ｐ量およびＳ量の下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％である。

Ｃａは、鋼板の硫化物を球状化して、靱性にとって有害なＭｎＳの影響を軽減する効果がある。この効果を得るため、０．０００１％以上含有しても良い。しかしＣａ含有量が過剰となると溶接性が損われるため、Ｃａ含有量を０．００５０％以下に制限する。溶接性の改善のため、Ｃａの含有量の上限を０．００４０％、０．００３５％又は０．００３０％としてもよい。Ｃａは溶鋼製造時にスクラップや、耐火物等から不純物として混入する場合があるが、その下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％である。

ＭｇおよびＲＥＭは、鋼板中で酸化物を形成して、ＨＡＺ靭性を向上させる元素である。この効果を得るため、０．０００１％以上含有してもよい。しかしＭｇ、ＲＥＭの含有量が過剰であると、粗大な酸化物が生成し、靭性の低下を招く。そのため、Ｍｇ含有量、ＲＥＭ含有量は、それぞれ０．００３０％以下に制限する。必要に応じて、これらの含有量の上限を０．００２５％又は０．００２０％としてもよい。Ｍｇ、ＲＥＭは溶鋼製造時にスクラップや、耐火物等から不純物として混入する場合があるが、その下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％である。
ここで、ＲＥＭとは、ランタノイドの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種または２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。

なお、下限の規定がない合金元素（例えば、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｂ、Ｐ、Ｓ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ）が意図的に添加されたとしても、または不純物として混入されたとしても、その含有量が請求範囲内にあれば、その鋼板は本発明の請求範囲内と解釈する。
本実施形態に係る鋼板は、上記成分を含有し、残部が鉄および不純物である。しかしながら、本実施形態に係る鋼板には、上記成分の他に、鋼材自体の強度、靭性等を一段と改善する目的で、あるいはスクラップ等の副原料からの不純物として、さらに、Ｓｂ、Ａｓ、Ｓｎ、Ｐｂ，Ｚｒ、Ｚｎ、Ｗ、Ｃｏを含有してもよい。しかしながら、その含有量の上限は、以下の通りとすることが望ましい。
ＳｂはＨＡＺの靭性を損なうため、Ｓｂ含有量の上限を０．０２％としてもよい。ＨＡＺ靭性を向上させるため、Ｓｂ含有量の上限を、０．０１％、０．００５％又は０．００２％としてもよい。
ＡｓおよびＳｎはＨＡＺの靭性を損なうため、ＡｓおよびＳｎの含有量の上限を０．０２％としてもよい。必要に応じて、ＡｓおよびＳｎの含有量の上限を、０．０１％、０．００５％又は０．００２％としてもよい。
また、強度及び靭性の向上のため、Ｐｂ、Ｚｒ、Ｚｎ及びＷの含有量を、それぞれ０．１％以下、０．０１％又は０．００５％以下としてもよい。これらの下限を特に決める必要はなく、０％である。
Ｃｏは、Ｎｉの中に不純物として含まれる場合がある。ＣｏはＨＡＺ靭性を損なうため、Ｃｏ含有量の上限を０．３％、０．１％又は０．０５％としてもよい。その下限を特に決める必要はなく、その下限は０％である。

Ａ値（＝Ｃｕ＋Ｎｉ）：４．５％以下
本実施形態では母材の板厚方向について、主として強度の均一性を示す指標であるΔＨｖを制御する必要がある。図２から分かるように、Ｃｕ＋Ｎｉ、すなわち、Ｃｕ含有量とＮｉ含有量との合計であり、下記式（１）で表されるＡ値が、４．５％を超えると１／８ｔ部でのビッカース硬さと１／２ｔ部でのビッカース硬さとの差であるΔＨｖが２０を超え、板厚方向における特性が不均一となる。この結果から、上記の個々の元素の範囲の限定に加えて、Ａ値の上限を４．５％とする。板厚方向の硬さの差をより低減するため、必要に応じて、Ａ値の上限を４．２％、４．０％、３．８％、３．５％、３．３％又は３．０％としてもよい。Ａ値の下限は特に限定する必要がないが、Ｃｕ含有量及びＮｉ含有量のそれぞれの下限の合計の１．９％が実質的な下限となる。
Ａ＝Ｃｕ＋Ｎｉ…（１）
ここで、上記式（１）中のＣｕおよびＮｉは各元素の含有量で、その単位は質量％である。

さらに、本実施形態に係る鋼板では溶接性を確保するため、個々の元素の範囲の限定に加えて、下記の式（２）で求められるＰｃｍ値が０．２５％以下となるように化学組成を限定する。Ｐｃｍ値は炭素当量（Ｃｅｑ）と同様に溶接割れ感受性を表す指標として多く適用されており、鋼に含まれる合金の含有量から計算される。式（２）には本発明において実質的に含有しないＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂなどの元素も含まれている。しかしながら、これらの元素は、工業的に製造される過程で各種合金原料から不純物として混入してしまう可能性があるため、溶接性を評価する場合にはこのような不純物も含めた合金元素の含有量を評価する必要がある。なお、各合金元素が含有されない（検出されない）場合には、その項を０として計算すればよい。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ…（２）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ及びＢは各元素の含有量で、その単位は質量％である。
本実施形態に係る鋼板においては、Ｐｃｍ値が０．２５％を超えると０℃で溶接した時の低温割れが発生しやすくなることから、Ｐｃｍ値の上限を０．２５％としている。Ｐｃｍ値の下限を特に規定する必要はないが、その下限を０．１５％又は０．１８％としてもよい。

次に本実施形態に係る鋼板は、以下の製造方法によって製造することができる。
まず、上述した範囲に調整した鋼成分（化学組成）を有する溶鋼を、連続鋳造または造塊分塊法によってスラブとする（鋳造工程：Ｓ１）。その後、得られたスラブを加熱する（加熱工程：Ｓ２）。なお、加熱工程において目標とする加熱温度は、厚手高張力鋼板を圧延する際に板厚中心部まで十分に圧下の効果を得る目的で、その下限を９５０℃とすることが望ましい。一方で、加熱温度が１２５０℃を超えると、鋼板のスケールが剥離できず、鋼板表面疵が発生してしまう場合があるので、その上限を１２５０℃とすることが望ましい。

加熱工程後、加熱されたスラブを熱間圧延して鋼板とする（熱間圧延工程：Ｓ３）。熱間圧延工程後、鋼板をそのまま３５０℃以下まで冷却する（冷却工程：Ｓ４）。冷却工程後にＡｃ３変態点以上に再加熱するため、冷却場所等の制約があれば、必要に応じて、加速冷却を行ってもよい。なお、冷却工程における冷却停止温度が３５０℃を超えると、窒化アルミなど粗大な析出物などによる脆化が生じる恐れがあるので、望ましくない。
なお、ここで言うＡｃ１変態点とは、鋼を室温のフェライト相から昇温した場合、オーステナイトが局部的に生じ始める温度を言う。また、さらに昇温した場合には、フェライトとオーステナイトとの二相状態からオーステナイト単相になる。このオーステナイト単相になる時の温度をＡｃ３変態点と言う。これら変態点は、通常、フェライトとオーステナイトとの熱膨張率の差を利用して実験的に求めることができる。すなわち、鋼を一定の加熱速度（例えば２．５℃/ｍｉｎなど)で加熱して得られる膨張−温度曲線を測定し、熱膨張の変化点から実験的に求めることができる。
冷却工程後、Ａｃ３変態点以上に加熱し水冷する焼入れ処理、およびＡｃ１変態点以下の温度に加熱し空冷する焼戻し処理を行なう（焼入れ焼戻し工程：Ｓ５）。
焼入れ時の加熱温度がＡｃ３変態点未満であると、十分な焼入れ組織が得られないため、強度又は靭性が低下する。一方で、結晶粒の粗大化を防止する点から、焼入れ時の加熱温度は低い方が好ましい。このため、加熱温度の上限を９３０℃、９１０℃又は８９０℃としてもよい。また、焼戻し時の加熱温度がＡｃ１変態点超であると、強度又は靭性が著しく低下する場合がある。
近年、本実施形態のように圧延後に冷却された鋼板を再加熱し焼入れ処理および焼戻し処理をする方法ではなく、圧延後に直接冷却を施し、それを焼き戻す方法（直接焼入れ＋焼戻し処理）が、高張力鋼板の製造においても適用される例がある。しかし、この方法は、本実施形態に係る鋼板には適さない。その理由は、以下のとおりである。
圧延後に直接焼入れ処理をされた鋼板の結晶粒径は、加熱および圧延温度に依存する。結晶粒径の細粒化を図るために、低温加熱を実施したり、低温で圧延を実施したりすると、冷却されやすい鋼板表面側において圧延温度が低くなる。その結果、圧延直後には、板厚表面側が熱間圧延により扁平な細粒なオーステナイト組織となり、中心部側が圧延の影響を受けにくい、再結晶によって生成した等方的でやや粗粒なオーステナイト組織となる場合が多い。これらのオーステナイト組織を有する鋼板に直接焼入れを実施すると、圧延の影響を受ける表層から１／８ｔ部付近までの領域は、加工されたオーステナイトから変態した細粒フェライトおよびベイナイト組織を主体するするミクロ組織となり、逆に２／８ｔ部より内側では、粗粒なフェライトおよびベイナイト組織となる。この結果、３／８ｔ部の平均結晶粒径が３５μｍ以上となる。
すなわち、このように直接焼入れ処理が行われた鋼板（直接焼入れ鋼）の結晶粒は、表層から１／８ｔ側が板厚中心部側より細粒となり、本実施形態に係る鋼板とは全く逆のミクロ組織の構成となる。すなわち、直接焼入れ鋼において、１／８ｔ部における母材の結晶粒径を規定したとしても、それより鋼板内部での結晶粒径が１／８ｔ部での結晶粒径よりも粗大であるので、本発明範囲における制約で母材の靭性を規定することはできない。さらに、表層側の結晶粒が細粒であることから、板厚方向の硬さ分布においても表層側が硬化する傾向が高く、ΔＨｖ≦２０を満足できない。
以上のように、厚手高張力鋼板において、板厚方向の材質均一性を確保し、かつ優れた靱性を付与する手段としては、直接焼入れ＋焼戻し法は適さない。板厚方向の材質均一性を確保し、１／８ｔ部の平均結晶粒径を３５μｍ以下とするためには、一旦冷却後に焼入れ処理および焼戻し処理を行う必要がある。

さらに、本実施形態においては、熱間圧延工程後と焼入れ焼戻し工程との間に、焼入れ時の板厚方向の結晶粒径の均一化を図る目的で、鋼板の温度が５５０℃以上、Ａｃ１変態点以下でかつ、この温度域での保持時間が５時間以上、５００時間以内となるような予備熱処理を実施する工程（予備熱処理工程：Ｓ６）をさらに有することが好ましい。この予備熱処理工程を行うことで、図４に示されたような板厚方向の結晶粒径の差異を小さくすることができる。すなわち、この予備熱処理とは、先に述べたような厚手高張力鋼板の焼入れ処理時の加熱工程において、表層〜１／８ｔ部の加熱時間が長時間にわたる場合に生じる結晶粒の粗大化を防止するために、焼入れに先立って行う処理である。この予備熱処理の冶金学的な意味は、熱間圧延後に微細に析出しているＴｉおよびＮｂの炭窒化物または窒化アルミニウム析出物を、オストワルド成長により、焼入れ時にピン止め粒子として作用するように、適度な大きさに粗大化させることにある。図９は、０．０８％Ｃ−０．１５％Ｓｉ−１．５１％Ｍｎ−０．００８％Ｐ−０．００１０％Ｓ−１．１５％Ｃｕ−１．２３％Ｎｉ−０．０１２％Ｔｉ−０．０１２％Ｎｂ−０．０３５％Ａｌ−０．００３９％Ｎの成分を有する鋼を１４０ｍｍに圧延後、４５０℃および５５０℃の各温度で保持時間を変えて予備熱処理を実施し、その後、９２０℃で１２０分保持された後に水冷する焼入れ処理および５９０℃で１００分保持し空冷する焼戻し処理を行なった鋼板の、１／８ｔ部の平均結晶粒径の変化を示す図である。
図９から分かるように、予備熱処理の温度が４５０℃の場合は、保持時間が長時間となると徐々に平均結晶粒径が小さくなる傾向があるものの、平均結晶粒径を２５μｍ以下とするには、１００時間以上と非常に長い保持時間が必要である。一方、予備熱処理の温度が５５０℃の場合は、保持時間が５時間以上で、平均結晶粒径が２５μｍ以下となり、明らかな細粒化が認められた。以上のことから、粗大化しやすい板厚の１／８ｔ部近傍の平均結晶粒径の微細化を図るためには、予備熱処理として、５５０℃以上で５時間以上の保持を行なうことが望ましいことが分かった。平均結晶粒径が細粒化されることで、より靭性が向上した。さらに、上述の予備熱処理による結晶粒微細化効果は、表層側の結晶粒に対しての方がより効果がより大きいので、板厚中央部との靭性の差異が小さくなり板厚方向も靭性が均一化する傾向にある。しかしながら、予備熱処理における保持時間が５００時間以上となると、予備熱処理中に析出粒子の粗大化が著しく進行するとともに、それに伴い粒子の個数密度が減少することによってピン止め効果はかえって小さくなる。したがって、その保持時間の上限を５００時間とすることが望ましい。なお、予備熱処理温度がＡｃ１変態点を越えると鋼板内でオーステナイト変態が部分的に生じる。この場合、フェライトとオーステナイトとで析出物の成長速度が異なることから、鋼板内で均一な析出物の成長が期待できない。そのため、予備熱処理の際の加熱温度（保持温度）は、Ａｃ１変態点以下とすることが好ましい。

予備熱処理工程後、鋼板を３５０℃以下まで冷却した後、焼入れ処理が実施される。焼入れ処理は、Ａｃ３変態点を越える温度に加熱された鋼板に水冷を行う処理である。結晶粒の粗大化を防止する点から、焼入れ時の加熱温度が低い方が好ましい。このため、加熱温度の上限を９３０℃、９１０℃又は８９０℃としてもよい。

焼入れ処理に引き続き、焼戻し処理が実施される。焼戻し処理は、強度および靭性を所定の範囲に制御する目的で重要な処理である。本実施形態においては、焼戻し処理は、板厚方向の材質の均一性を確保することを目的として、Ａｃ１変態点以下の温度で実施される。その温度範囲は、好ましくは５００℃〜６５０℃の範囲であり、より好ましくは５５０℃〜６１０℃である。板厚方向の硬さ分布において表面からの板厚の１／８ｔ部と１／２ｔ部とでのビッカース硬さの差ΔＨｖを２０以下とするには、上記温度で焼戻し処理を行うことが有効である。

表１、表２に示す成分組成を有するＡ１〜Ａ１０およびＢ１〜Ｂ２９の鋼を溶製して得られた鋼片を、表３、表４に示す製造条件により、板厚８０〜２００ｍｍの鋼板とした。

製造にあたっては、加熱温度は、９５０℃〜１２５０℃、その後、熱間圧延を実施した後、空冷もしくは水冷した。その後、試験番号５、１０、１５および２６については、焼入れ処理の前に予備熱処理を実施した。試験番号１〜５１の鋼板について、試験番号１８以外は、焼入れおよび焼戻し処理を実施した。なお、試験番号１８は、圧延後直ちに１００℃まで水冷を実施し、焼入れを行わずに、焼戻しのみを実施した。その後、母材の強度特性を評価するために、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定の１４号引張試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定の引張試験を行った。そして、その試験の結果、降伏強度４６０Ｎ／ｍｍ^２〜５８０Ｎ／ｍｍ^２、かつ、引張強さ５５０Ｎ／ｍｍ^２〜６７０Ｎ／ｍｍ^２を合格と判定した。さらに、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して衝撃試験片を採取し、試験を実施した。母材靱性の評価として実施した衝撃試験については、−４０℃での３本の吸収エネルギーの平均値をｖＥ−４０（母材）として記載し、４２Ｊ以上を合格とした。なお、引張試験片については、通常の鋼材規格でも規定されることが多い板厚の１／４ｔ部から採取した。衝撃試験片は１／８ｔ部、１／４ｔ部、１／２ｔ部の３か所から採取したが、表３、表４には、最も靭性が低くなった１／２ｔ部（板厚中心部）の試験結果のみ記載した。採取方向は、いずれも圧延方向に対して直角方向とした。Ａｃ１およびＡｃ３変態点については、板厚の１／４ｔ部から、直径が３ｍｍφ、長さが１０ｍｍの円柱型試験片を機械加工により採取し、熱電対を試験片の端部に装着した後、高周波誘導加熱により２．５℃／ｍｉｎの加熱速度で、室温から９５０℃まで加熱された時の試験片の長手方向の熱膨張量の変化から読み取った。

また、板厚の１／８ｔ部および３／８ｔ部から圧延方向に対して直角方向にミクロ組織試験片を採取し、鏡面研磨した後、ＥＢＳＤ法を用い、その結晶方位が３０°以上の角度を持つ粒界によって囲まれる領域を結晶粒と定義し、その結晶粒の円相当径を結晶粒径と定義した。そして、各試料の結晶粒径に対する頻度分布を測定し、細粒側から計算された累積頻度が７０％となる結晶粒径を平均結晶粒径と定義した。

さらに、板厚方向断面のビッカース硬さ分布（荷重９８Ｎ）を測定し、板厚の１／８ｔ部と１／２ｔ部との硬さの差を材質均一性の指標としてΔＨｖで記載した。また、ΔＨｖが２０以下である場合を合格とした。ここで、板厚の１／８ｔ部とは、鋼板中において２箇所存在する（すなわち、一方の表面からみた場合には、１／８ｔ部と７／８ｔ部となる位置）が、ΔＨｖはいずれか１／８ｔ部と１／２ｔ部との硬さの差のうち大きい方である。

溶接性の評価として、ＪＩＳ Ｚ ３１５８に規定のｙ型溶接割れ試験での評価を行った。溶接はＣＯ_２溶接で入熱１．５ｋＪ／ｍｍで実施し、供試鋼板として板厚中心部を中心に５０ｍｍ厚となるように、表裏面を切削加工された鋼板を用いた。試験の結果、ルート割れ率が０％となる試験温度を求め、０℃であれば合格とした。

一方、ＨＡＺ靭性の評価を目的として、潜弧溶接により入熱３．５ｋＪ／ｍｍ〜４．５ｋＪ／ｍｍの開先形状がＫ型の突合せ継手を作成した。そして、この突合せ継手から、切欠き位置をフュージョンラインとしてＪＩＳ Ｚ ３１２８に準拠した衝撃試験片を３本採取し、試験温度−４０℃で衝撃試験を行った。３本の試験片の平均値をｖＥ−４０（ＨＡＺ）として、表３、表４に記載した。
また、同じ突合せ継手から、ノッチ位置をＣＧＨＡＺ（Ｃｏａｒｓｅ ｇｒａｉｎ ＨＡＺ）とよばれるフージョンラインとして、ＢＳ７４４８に準拠した全厚ＣＴＯＤ試験片（Ｂ×Ｂタイプ）を採取し、試験温度−１０℃で、ＡＰＩ（Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｐｅｔｒｏｌｅｕｍ Ｉｎｓｔｉｔｕｅ）規格ＲＰ ２Ｚ及びＢＳ（Ｂｒｉｔｉｓｈ Ｓｔａｎｄａｒｄｓ）規格７４４８に準拠したＣＴＯＤ試験をそれぞれ３本行った。これらの最低値をδｃ−１０℃として表３、表４に記載した。なお、衝撃試験においては４２Ｊ以上を、ＣＴＯＤ試験（δｃ）では０．１ｍｍ以上を合格として評価した。
なお、衝撃試験の結果とＣＴＯＤ試験の結果とには、大まかな相関があるとされているが、一方が良好であってももう一方が低い場合もある。そのため、破壊に対して要求が厳しい構造物では、ＨＡＺ靭性として両者を満足する必要がある。

なお、表１、表２中で下線を付した鋼成分、Ａ値（Ｃｕ＋Ｎｉ）およびＰｃｍ値は、その値が本発明外であることを示し、表３、表４中で下線を付した数値は、特性が不十分であることを示している。また、表１、表２中の残部はＦｅ及び不純物である。

表３の試験番号１〜１７においては、鋼成分および製造条件がすべて本発明範囲内である。これらの鋼はいずれも母材の引張特性および靭性（衝撃特性）、さらに板厚方向の均一性の指標であるΔＨｖにおいて、いずれも目標値を満足している。さらに、溶接性も、すべて０℃で割れ発生が認められず、ＨＡＺ靭性も、吸収エネルギー（ｖＥ−４０）およびＣＴＯＤ値（δｃ−１０℃）のいずれもが目標値を満足している。

なお、その中でも、本発明範囲の予備熱処理が実施された試験番号５、１０および１５について、平均結晶粒径を見ると、その他のものに比べて、板厚の１／８ｔ部および３／８ｔ部もの平均結晶粒径がいずれも２５μｍ以下となっている。また、その結果、試験番号５、１０および１５は他の鋼に比べて母材の靭性が良好である。

これに対し、表４中の試験番号１８〜２２は、成分が本発明範囲内であるが、製造条件が望ましいものではなく、母材特性及び／または板厚方向の均一性が目標値を満たしていない。また、試験番号２３〜５１は、化学組成が本発明の範囲を逸脱している鋼を用いて製造した鋼板である。試験番号２３〜５１は、表４に示されたように、母材の強度および靱性、ΔＨｖ、割れ停止温度、ｖＥ−４０（ＨＡＺ）およびδｃ−１０℃の少なくとも１つについて目標値を満足しない結果となった。

試験番号１８は、圧延後ただちに水冷処理（直接焼入れ）された鋼板に対し、焼戻し処理のみを行なったものであり、焼入れ処理が省略されて製造されている。この鋼板においては、母材靱性が２９Ｊと低いうえにΔＨｖが２９と高い。試験番号１９は、焼入れ温度が二相域焼入れ処理となった結果、母材の引張特性が目標値を満足していない例である。試験番号２０は、焼戻し温度が７０５℃であり、Ａｃ１変態点を越えた結果、降伏強度が低く、ΔＨｖも目標値を満足していない例である。試験番号２１は、圧延後の冷却停止温度が、３９５℃と高く、そこから焼入れのための加熱を開始した例である。この例では、冷却停止温度が高温のため、次工程である焼入れ工程の加熱段階で析出物の粗大化が生じ、母材の靭性が低くなった。
さらに、試験番号２２は、焼入れ温度が９５０℃と望ましい範囲を逸脱して実施された例である。試験番号２２は、結晶粒径が粗大であり、母材靭性が低くなっている。
試験番号２３、２５および２７は、それぞれＣ、ＳｉおよびＭｎの含有量が本発明範囲を低めにはずれた例である。これらは母材の引張強さが目標値を満足しておらず、さらに試験番号２３、２５では降伏強度も低い。
逆に、試験番号２４は、Ｃが０．１４％と本発明範囲を高めにはずれかつ、Ｐｃｍ値も０．２７％とはずれた例である。その結果、母材靱性が低く、ΔＨｖが３２と板厚方向の均一性に劣り、割れ停止温度も２５℃と高く、溶接部の吸収エネルギーもδｃも低い。同様に、試験番号２８は、Ｍｎが１．８９％、試験番号４６はＣｒが０．１１％および試験番号４９はＢが０．０００６％といずれも本発明範囲を高めに逸脱している。これらの元素はすべて母材の焼入れ性を上昇させる元素なので、試験番号２８、４６、４９は、いずれもΔＨｖが２０を超える値であり、降伏強度および母材靱性が本発明範囲を満足しないものもある。
一方、試験番号２６はＳｉが０．３７％、試験番号２９はＰが０．０１２％、試験番号３０はＳが０．００４％、試験番号４０はＮｂが０．０３８％、試験番号４２はＴｉが０．０３６％、試験番号４４はＡｌが０．０７７％、試験番号４５はＮが０．００７５％、試験番号４７はＭｏが０．０５％、試験番号４８はＶが０．０１２％、といずれも本発明範囲を高めに逸脱している。これらの元素が、本発明範囲を超えて含有されると、ＨＡＺ靭性が低下する。従って、ｖＥ−４０（ＨＡＺ）もしくはδｃ−１０℃の値いずれかまたは両者が目標値を満足していない。
次に、本発明鋼にとって、主要な元素であるＣｕ、Ｎｉの効果について述べる。試験番号３１、試験番号３７および試験番号３８は、Ｃｕがいずれも本発明範囲を低めにはずれている。そのため、試験番号３１では、引張強さが低く、試験番号３７、３８では、引張強度及び降伏強度が低い。さらに、試験番号３７は、Ｎｉが３．２９％と本発明範囲を高めにはずれていることから、ΔＨｖも５５と高く、試験番号３８は、逆にＮｉが１．１１と低めにはずれており、溶接部の靭性がいずれも低い。
さらに、試験番号３２、３５および３６は、Ｃｕが本発明範囲を高めにはずれ、さらにＰｃｍ値も０．２５％を超えた例である。その結果、これらのすべてで割れ停止温度が２５℃となっており目標を満足しておらず、ＨＡＺ靱性も低い。その中でも試験番号３５は、Ｎｉも１．０５％と本発明範囲を低めに逸脱しており、ｖＥ−４０（ＨＡＺ）およびδｃ−１０℃が低い。また、試験番号３６は、逆にＮｉが本発明範囲を高めにはずれた例であるので、Ｃｕ＋Ｎｉが６．００％と発明範囲である４．５％を外れており、その結果ΔＨｖが５９と目標を満足していない。
試験番号３３および試験番号３４は、Ｃｕが本発明範囲内で含有されたものであるがＮｉが本発明範囲を逸脱した例である。すなわち、試験番号３３は、Ｎｉが０．９２％と本発明範囲を低めにはずれており、その結果、母材及び溶接部の靭性が目標を満足していない。一方、試験番号３４は、逆にＮｉが３．１５％と本発明範囲を高めにはずれた例で、同時にＣｕ＋Ｎｉも４．６３％と本発明範囲である４．５％を逸脱しているので、ΔＨｖが４５と高くなっている。
試験番号３９は、Ｎｂが低めにはずれた例であり、母材の降伏強度および引張強さが低い。試験番号４１はＴｉが０．００３％と低めにはずれた例でありｖＥ−４０（ＨＡＺ）が低い。試験番号４３は、Ａｌが０．０１４％と低めにはずれた例であり、母材の結晶粒の細粒化が不十分であり、母材の靭性が低い。試験番号５０および５１は、個々の成分範囲については本発明範囲であるが、Ａ値またはＰｃｍ値がそれぞれ単独ではずれた例である。試験番号５０は、Ａ値が４．６０％と本発明範囲である４．５％を逸脱した例であるこの場合、ΔＨｖが３１となり本発明範囲を満足しない。試験番号５１はＰｃｍ値が０．２７％と本発明範囲を逸脱しており、その結果、割れ停止温度が２５℃と高く目標値を満足してない。

本発明によれば、板厚方向の母材材質の均一性に優れ、母材の靭性、溶接性およびＨＡＺ靭性に優れた厚手高張力鋼板の提供が可能となる。

Claims (5)

1. 化学組成が、質量％で、
   Ｃ：０．０３％〜０．１２％、
   Ｓｉ：０．０５％〜０．３０％、
   Ｍｎ：１．２０％〜１．６５％、
   Ｃｕ：０．７％〜２．５％、
   Ｎｉ：１．２％〜３．０％、
   Ｎｂ：０．００５％〜０．０３０％、
   Ｔｉ：０．００５％〜０．０３０％、
   Ａｌ：０．０１５％〜０．０６５％、
   Ｎ：０．００２０％〜０．００６０％、
   Ｍｏ：０％〜０．０４％、
   Ｃｒ：０％〜０．０８％、
   Ｖ：０％〜０．０１％、
   Ｂ：０％〜０．０００５％、
   Ｐ：０．０１０％以下、
   Ｓ：０．００２％以下、
   Ｃａ：０％〜０．００３０％、
   Ｍｇ：０％〜０．００３０％、
   ＲＥＭ：０％〜０．００３０％、
   残部：Ｆｅ及び不純物であり；
   下記（１）式で示されるＡ値が４．５％以下であり；
   下記（２）式で示されるＰｃｍ値が０．２５％以下であり；
   降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ^２〜５８０Ｎ／ｍｍ^２、かつ、引張強さが５５０Ｎ／ｍｍ^２〜６７０Ｎ／ｍｍ^２であり；
   表面から板厚方向に沿って板厚の１／８の位置である１／８ｔ部の硬さと、前記表面から前記板厚方向に沿って前記板厚の１／２の位置である１／２ｔ部の硬さとの差が、ビッカース硬度で２０以下であり；
   電子ビーム後方散乱回析パターン解析法を用いた結晶方位解析を行い、結晶方位差が３０°以上の粒界で囲まれる領域を結晶粒と定義し、前記結晶粒の円相当粒径を結晶粒径と定義し、前記結晶粒径の頻度分布を算出した場合の累積頻度が細粒側から７０％となる前記結晶粒径を、平均結晶粒径と定義したとき、前記１／８ｔ部における前記平均結晶粒径が３５μｍ以下である；
   ことを特徴とする鋼板。
   Ａ＝Ｃｕ＋Ｎｉ…（１）
   Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ…（２）
   ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ及びＢは、各元素の含有量で、その単位は質量％である。
2. さらに、前記鋼板の前記表面から前記板厚方向に沿って前記板厚の３／８の位置である３／８ｔ部における前記平均結晶粒径が３５μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
3. さらに、前記１／８ｔ部における前記平均結晶粒径が２５μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
4. さらに、前記鋼板の前記表面から前記板厚方向に沿って前記板厚の３／８の位置である３／８ｔ部における前記平均結晶粒径が２５μｍ以下であることを特徴とする請求項３に記載の鋼板。
5. 前記鋼板の前記板厚が、８０ｍｍ以上であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の鋼板。

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