JP6665659B2 - 厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、厚鋼板およびその製造方法に関する。特に、脆性亀裂伝播停止特性（以下、アレスト性ともいう。）および溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：以下、「ＨＡＺ」という。）のＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板およびその製造方法に関する。

船舶、海洋構造物、低温貯蔵タンク、ならびに、建築および土木構造物に代表される大型構造物に対しては、破壊に対する安全性を担保する必要がある。特に、脆性破壊がひとたび発生すると高速かつ長範囲にわたって破壊が進むため、環境および経済に甚大な影響を与えうる。

近年、コンテナ船では、海上輸送の高効率化を目的に、１００００ＴＥＵを超えるような大型コンテナ船の需要が増加している。そのため、コンテナ船の重要部材である船体上部のアッパーデッキまたはハッチサイドコーミングに使用される鋼材は、高強度化および厚肉化が要求されている。一般的に、強度が高くなり、かつ、板厚が増加すると、脆性破壊の発生、および、伝播に対する抵抗は小さくなる。そのため、万が一、鋼材に亀裂が入った際にも、亀裂が停まる脆性亀裂伝播停止特性（ＢＣＡ：Ｂｒｉｔｔｌｅ Ｃｒａｃｋ Ａｒｒｅｓｔ；以下、アレスト性ともいう。）、および、鋼材そのものに亀裂が入らないようにする脆性亀裂発生特性（ＣＴＯＤ：Ｃｒａｃｋ Ｔｉｐ Ｏｐｅｎｉｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ）の両方の特性を併せ持つ鋼材を開発する必要がある。

例えば、特許文献１には、各組織の面積率および結晶粒径に相当する結晶粒界密度を規定し、さらに１／４ｔ部の｛１００｝面を有する組織分率、１／２ｔ部の｛１１０｝面を有する組織分率を規定することで、良好なアレスト特性を担保した高強度厚鋼板が開示されている。

特許文献２では、ミクロ組織および表層で形成される組織の粒径および硬さ、ならびに、中心部の粒径を規定し、さらに各板厚位置での（１００）面の面積率を規定することで、良好なアレスト特性を担保した高強度厚鋼板が開示されている。

特許文献３では、ミクロ組織および表層で形成される粗大粒の存在率、ならびに、中心部の粒径を規定し、さらに各板厚位置での（１００）面の面積率を規定することで、良好なアレスト特性を担保した高強度厚鋼板が開示されている。

特許文献４では、ミクロ組織および板厚中心部の粒径を規定し、良好なアレスト特性を担保した厚鋼板が開示されている。厚鋼板の製造時には、板厚中心部の温度を制御しながら最適な圧下を与えることを特徴としている。

特許文献５では、表層および板厚中心部の結晶粒径、ならびに、集合組織を規定し、良好なアレスト特性を担保した厚手高強度鋼板が開示されている。

特許文献６では、ミクロ組織および表層の粗大なフェライトを抑制し、さらにセメンタイトのサイズを制御し、また、アレスト特性を満足するため必要な有効結晶粒径の最大値をＮｉ量と板厚とから計算することにより、良好なアレスト特性を担保した厚手高強度鋼板が開示されている。厚鋼板の製造時にも同様に、Ｎｉ量と板厚とから必要な圧延温度を規定することを特徴としている。

特許文献７では、焼き戻し時の昇温速度、表面および内部の温度状態、ならびに、焼き戻し温度を規定することで、良好なアレスト特性を担保した厚手高強度鋼板の製造方法が開示されている。

特許文献８では、工業的に安定的かつ効率的な製造が可能な厚手高強度鋼板の製造方法であって、加速冷却後から焼き戻しまでの時間を規定することで、良好なアレスト特性を担保した厚手高強度鋼板の製造方法が開示されている。

特許文献９では、１次仕上圧延および２次仕上圧延において、最適な温度で最適な圧下を行うことで、良好なアレスト特性を担保した厚手高強度鋼板の製造方法が開示されている。

特許文献１０では、比較的低温で圧延し、さらに仕上圧延後の鋼板の表面温度を制御して表層の結晶粒を微細化させることで、良好なアレスト特性を担保した厚手高強度鋼板の製造方法が開示されている。

特許文献１１では、Ｍｇ、ＭｎおよびＡｌからなる酸化物と、ＭｎＳとからなる、粒径０．６μｍ未満の複合介在物を鋼材中に１×１０^６個／ｍｍ^３以上存在させることにより、旧オーステナイト粒の粗大化を抑制し、その結果、３００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接をした場合であっても、優れた靱性を確保することができる鋼材が開示されている。

特許文献１２では、鋼中に、ＭｎＳ粒子の析出核となりやすいＭｎ酸化物およびＡｌ酸化物からなる、粒径０．１〜１０μｍの微小粒子を、鋼材断面積の１ｍｍ^２あたり３０〜２０００個分散させることにより、大入熱（２００ｋＪ／ｃｍ）で溶接を行った場合であっても、ＨＡＺ靱性の良好な厚鋼板が開示されている。

国際公開第１３／１５０６８７号 特開２０１３−２２１１９０号公報 特開２０１３−２２１１８９号公報 特開２０１２−１７２２５８号公報 特開２０１１−２１４１１６号公報 特開２００８−２４８３８２号公報 特開２０１１−５２２４４号公報 特開２０１１−５２２４３号公報 特開２００８−２６１０３０号公報 特開２０１５−２５２０５号公報 特開２０１４−５５２７号公報 特開平５−２７１８６４号公報

一般的に、板厚が増加すると板厚中央部の焼入れ性が低下するため、必要な強度が得られない。板厚が７０ｍｍ以下の領域では、冷却速度を増加させることで焼入れ性不足を補うことができる。しかしながら、板厚が７０ｍｍを超えると、板厚中央部の冷却速度は板厚に依存して決まる。そのため、成分を最適化することで強度を担保しつつ、さらに良好なアレスト特性を付与させるためのミクロ組織、ならびに、加熱および圧延条件を見出す必要があった。

アレスト特性の確保に関しては、一般的に、結晶粒の微細化を推進することが望ましいとされている。しかしながら、板厚が７０ｍｍを超えると、従来知見されている結晶粒径を実現させるためには、成分および製造条件を調整するだけでアレスト性を確保することは難しく、表層から板厚内部に至るまでのミクロ組織を精緻に制御する必要があった。

近年、海洋構造物などの溶接構造物に用いられる厚鋼板は、厚肉で、かつ、強度が高いことが求められている。しかしながら、特に、板厚が５０ｍｍ以上の厚鋼板では、溶接時の入熱が増加するため、ＨＡＺの低温における靱性を確保することが困難であるという問題があった。したがって、ＨＡＺの靱性を確保するためには、破壊起点となりやすい組織形成の抑制を図る必要があった。

本発明は、このような現状に鑑み、ＨＡＺの低温靱性に優れ、かつ、アレスト性に優れた、板厚が７０ｍｍを超える厚鋼板および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、上記の課題を解決するために鋭意検討を行った結果、下記の知見を得るに至った。

まず、鋼板の高強度厚肉化にあたり、成分の見直しを行った。

海洋構造物に用いられる鋼材をベースに、強度を上げる成分および靭性の影響について、板厚が１００ｍｍの鋼材を用いて検討した。Ｎｉ、ＭｏおよびＶについて、添加量および靭性の関係を調査したところ、Ｎｉは添加量によらず靭性の低下がみられなかったが、ＭｏおよびＶは添加量が多くなると著しく靭性が低下した。このことから、極厚の鋼材に関しては、Ｎｉが強度および靭性の向上に最も適した元素であることが分かった。ただし、ＭｏおよびＶも、添加量を制限すれば、強度を上昇させるだけでなく、一定の靭性を確保できることが分かった。なお、ｖＴｒｓが−８０℃までを許容値とした場合、Ｍｏ含有量の上限値は０．３５％、Ｖ含有量の上限値は０．１５％となる。

次に、板厚が７０〜１００ｍｍの各種成分が添加された鋼材を用いて、ＥＨ４７の強度規格を満足するために必要な炭素当量（Ｃｅｑ．）および各板厚の中心部の強度の関係について、圧延条件およびテンパー条件を変えて調査した。その結果、板厚が７０ｍｍの場合にはＣｅｑ.を０．４０以上とすること、板厚が１００ｍｍの場合にはＣｅｑ.を０．４７以上とすることで、ＥＨ４７の強度規格を満足できることが分かった。また、Ｃｅｑ.を０．５２以上とすると、必要以上に強度が高くなり、靭性が低下することが分かった。

さらに、本発明者らは、板厚が７０ｍｍを超える厚鋼板において、アレスト特性を確保するために、組織およびその粒径に着目した。一般的に、結晶粒径を小さくすれば、アレスト特性は向上すると言われている。また、板厚が７０ｍｍを超える厚鋼板では、鋼板内部を急速に冷却することが困難であるため、鋼板内部にフェライト組織が必ず発現する。そこで、フェライト−ベイナイト組織からなる板厚が７０ｍｍを超える厚鋼板について、結晶粒径およびフェライト分率の関係について調査した。

図１は、フェライト分率と平均有効結晶粒径との関係を示すグラフである。フェライト分率の増加により有効結晶粒径が微細化されることがわかる。良好なアレスト特性を得るためには、フェライト分率を増加させることが有効である。しかしながら、フェライト分率の過度の増加は、強度の低下をもたらす。そのため、厚肉高強度材においては、フェライト分率の増加による有効結晶粒径の微細化は有効でない。そこで、ベイナイト粒径と有効結晶粒径との関係について着目した。図２は、ベイナイト粒径と平均有効結晶粒径との関係を示すグラフである。有効結晶粒径は、ベイナイト粒径の微細化により微細化する。よって、鋼板強度を満たすフェライト分率を一定量確保し、かつ、ベイナイト粒径を微細化できれば、著しくアレスト特性を向上できると考えた。そこで、ベイナイト組織の微細化について、同一組成のスラブ厚３０５ｍｍの材料を用いて、ＣＲ率について検討した。その結果、ＣＲ率の増加では、顕著にベイナイト粒径が微細化しなかった。これは、ＣＲ率を確保するためには、再結晶域で行われる１次圧延の圧下量を確保する必要があるが、前記圧下量が確保できなかったため、オーステナイト粒が微細化せず、ＣＲ率上昇の効果が得られなかったためだと考えられる。そのため、先ほどと同一のスラブを用いて、加熱温度の影響について検討した。図３は、加熱温度と、板厚中央部のベイナイトおよびフェライトの平均粒径との関係を示すグラフである。図３から分かるように、加熱温度を変えて８０ｍｍの厚鋼板を作製したところ、フェライト粒径はほぼ一定であるが、平均のベイナイト粒径は、加熱温度の低下とともに著しく微細化された。

そして、同一組成のスラブを用い、製造条件を変えて板厚が８０ｍｍの厚鋼板を作製したところ、フェライト分率、フェライト粒径、および、有効結晶粒径が変わらないにもかかわらず、アレスト特性が大きく異なる場合があった。例えば、１０５０℃でスラブ加熱を行い、仕上圧延を７３０℃または７８０℃で行った厚鋼板については、フェライト分率およびフェライト粒径はほぼ変わらなかった。また、有効結晶粒径についても、７８０℃仕上圧延の厚鋼板で、１９．０μｍ（板厚をｔとするときの１／４ｔ部、以下、単に「１／４ｔ」とする。）、２４．０μｍ（板厚をｔとするときの１／２ｔ部、以下、単に「１／２ｔ」とする。）、７３０℃仕上圧延の厚鋼板で１７．６μｍ（１／４ｔ）、２２．８μｍ（１／２ｔ）とさほど変わらなかった。しかしながら、アレスト特性については、−１０℃におけるがＫｃａ値がそれぞれ５９６Ｎ／ｍｍ^１．５、７００７Ｎ／ｍｍ^１．５であり、一桁異なる結果となった。そこで、これらの厚鋼板について詳細に調べたところ、厚鋼板の表層部の組織が大きく異なることが判明した。高アレスト特性が得られた７３０℃仕上圧延の厚鋼板では、組織が圧延方向に沿って扁平な組織となっており、この組織が初期段階で厚鋼板に亀裂が入るのを防止しているものと考えられる。

厚鋼板を１４００℃近傍まで加熱すると、ＨＡＺでは、結晶粒成長により粗大なγ粒が成長する。こうした粗大なγ粒の成長は、ＨＡＺの靱性低下の一因となる。ＨＡＺ靱性を確保する手段としては、結晶粒を微細化させることにより、破壊単位を減少させることが有効である。結晶粒を微細化させる手法として、従来、（ｉ）旧γ粒界成長をＴｉＮなどで抑制するピン留め効果を活用する手法、および、（ｉｉ）旧γ粒内に存在する介在物を起点に微細な粒内フェライトを成長させ、結晶粒微細化を図る手法が提案されている。

前記（ｉ）の手法については、製鋼過程においてＴｉ、Ａｌ、ＯおよびＮのバランスを制御する事により、微細なＴｉＮ粒子を鋼中に分散させることにより、ＴｉＮ粒子がＨＡＺにおいてγ粒成長を抑制し（ピン留め効果）、粗大なγ粒成長を抑制する事が可能となることを見出した。

一方、ＴｉＮは、１４００℃近傍で溶解しやすくなるため、ピン留め効果が低下し、その結果、粗大なγ粒が成長しやすくなる。そこで、本発明では前記（ｉｉ）の手法も併せて活用する。溶接時に旧γ粒内にて粒内フェライトを効果的に成長させるためには、粒内フェライト生成核となる介在物の制御が必須である。特に、板厚が５０ｍｍ以上の厚鋼板では、表面および内部での冷却速度の差異により、板厚方向での介在物組成および個数制御が困難であるため、これらを制御する必要がある。そこで、粒内フェライト成長のメカニズムについて解明したところ、以下のことが分かった。

［１］溶接冷却時に、介在物周囲にＭｎＳが複合析出する際に形成されるＭｎ濃度傾斜により、マトリックスから介在物内部へとＭｎが拡散する駆動力が生じる。

［２］Ｔｉ系酸化物内部に存在する原子空孔へ、Ｍｎが吸収される。

［３］介在物周囲にＭｎ濃度が少なくなるＭｎ欠乏層が形成され、この部分のフェライト成長開始温度が上昇する。

［４］冷却時に、介在物からフェライトが優先成長する。

これらを前提として、本発明者らは、粒内フェライト核となる介在物のＭｎＳ複合量が、粒内フェライト成長に影響を及ぼすという知見を得た。すなわち、複合したＭｎＳが多いと、介在物周囲に、より大きなＭｎ濃度勾配を形成することにより、Ｍｎ拡散駆動力を増加させ、その結果、Ｍｎ欠乏層を形成しやすくなる。一方、複合したＭｎＳが少ないと、介在物周囲にＭｎ濃度勾配が形成されにくくなり、その結果、Ｍｎ欠乏層が形成されにくくなる。以上のメカニズムに基づき、本発明では、介在物に複合するＭｎＳ量および個数密度を制御することにより、効果的に粒内フェライトを析出させるに至った。

本発明は、上記の知見を基礎としてなされたものであり、その要旨は、下記に示す厚鋼板およびその製造方法にある。

（１）板厚が７０ｍｍを超える厚鋼板であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：１．３０〜２．２０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００１０〜０．０１００％、
Ｃｕ：０．０５〜１．００％、
Ｎｉ：０．０５〜１．５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以下、
Ｏ：０．００１０〜０．００５０％、
Ｎ：０．００１０〜０．０１００％以下、
Ｃｒ：０〜０．５０％、
Ｍｏ：０〜０．３５％、
Ｖ：０〜０．１５％、
Ｂ:０〜０．００３０％、
Ｃａ:０〜０．０１０％、
Ｍｇ:０〜０．００５０％、
ＲＥＭ:０〜０．００５０％、ならびに、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記式（ｉ）で示されるＣｅｑ．が０．４０〜０．５２であり、かつ、
下記（ａ）〜（ｆ）を満足する、厚鋼板。
（ａ）表層５ｍｍ以内の組織は圧延方向に伸長した組織を形成し、この組織の平均アスペクト比は１．５以上である。
（ｂ）鋼板内部のミクロ組織はフェライトおよびベイナイトの複合組織を有し、板厚の１／４ｔ部のフェライト分率が１５．０〜４０．０％、板厚の１／２ｔ部のフェライト分率が１０．０〜４０．０％であり、かつ、各板厚位置において、フェライトおよびベイナイト以外の組織を面積％で合計５％未満（０％を含む）有する。
（ｃ）板厚の１／４ｔ部の平均ベイナイト粒径が２５．０μｍ以下、かつ、板厚の１／２ｔ部の平均ベイナイト粒径が３５．０μｍ以下である。
（ｄ）板厚の１／４ｔ部の平均有効結晶粒径が２２．０μｍ以下、かつ、板厚の１／２ｔ部の平均有効結晶粒径が３２．０μｍ以下である。
（ｅ）鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含み、前記複合介在物の断面における前記ＭｎＳの面積率が、１０％以上９０％未満であり、前記複合介在物の界面における前記ＭｎＳの割合が、１０％以上である。
（ｆ）粒径０．５〜５．０μｍの前記複合介在物の面分散密度が、１０〜１００個／ｍｍ^２である。
Ｃｅｑ．＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（ｉ）

（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．３５％、および、
Ｖ：０．００５〜０．１５％、
から選択される１種以上を含有する、前記（１）に記載の厚鋼板。

（３）前記化学組成が、質量％で、
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、
を含有する、前記（１）または（２）に記載の厚鋼板。

（４）前記化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、および、
ＲＥＭ:０．０００５〜０．００５０％、
から選択される１種以上を含有する、前記（１）〜（３）のいずれか一つに記載の厚鋼板。

（５）前記（１）〜（４）のいずれか一つに記載の厚鋼板を製造する方法であって、
ＲＨでのＴｉ添加前の酸素ポテンシャルが１０〜６０ｐｐｍに制御され鋳造された前記（１）〜（４）のいずれか一つに記載の組成を有する鋼片を用いて、板厚中心部をＡｃ_３〜１０００℃に加熱し、
板厚中心部がＡｃ_３〜１０００℃の温度域において、累積圧下率を１５．０〜６０．０％、各パスの平均圧下率を３．５％以上で粗圧延を行った後、
板厚中心部の温度がＡｒ_３〜９５０℃で累積圧下率を４０％以上、各パスの平均圧下率を５．０％以上で仕上圧延を行い、
さらに、この仕上圧延の最終パス開始温度を板厚表面でＡｒ_３−２０℃〜Ａｒ_３＋３０℃として圧延を完了し、
次いで、加速冷却を開始し、表面温度が５５０℃以下まで加速冷却を行う、厚鋼板の製造方法。

（６）前記加速冷却終了後、３５０〜６５０℃の温度で焼戻し処理を行う、前記（５）に記載の厚鋼板の製造方法。

本発明によれば、ＨＡＺの低温靱性に優れ、かつ、アレスト性に優れた、板厚が７０ｍｍを超える厚鋼板およびその製造方法を提供することができる。

図１は、フェライト分率と平均有効結晶粒径との関係を示すグラフである。 図２は、ベイナイト粒径と平均有効結晶粒径との関係を示すグラフである。 図３は、加熱温度と、板厚中央部のベイナイトおよびフェライトの平均粒径との関係を示すグラフである。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。

（Ａ）化学組成について
各元素の作用効果と、含有量の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。

Ｃ：０．０４〜０．１２％
Ｃは、鋼材の強度を高める元素である。Ｃ含有量が０．０４％未満では、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が０．１２％を超えると、強度の上昇により靭性の低下、溶接性の劣化、および、溶接熱影響部（ＨＡＺ：Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ）靭性および継手ＣＴＯＤ特性が劣化する。また、アレスト特性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０４〜０．１２％とする。Ｃ含有量は、０．０５％以上であることが好ましく、０．０９％以下であることが好ましい。

Ｓｉ:０．０５〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸元素および強度に有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．０５％未満では、これらの効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、ＨＡＺが硬化することにより、ＨＡＺ靭性および継手ＣＴＯＤ特性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５〜０．５０％とする。Ｓｉ含有量は、０．１０％以上であることが好ましく、０．３０％以下であることが好ましい。

Ｍｎ:１．３０〜２．２０％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高め、鋼材の強度および靭性を高める元素である。Ｍｎ含有量が１．３０％未満では、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が２．２０％を超えると、中心偏析が顕著となり板厚中心部の靭性が顕著に低下する。また、アレスト特性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．３０〜２．２０％とする。Ｍｎ含有量は、１．６０％以上であることが好ましく、２．００％以下であることが好ましい。

Ｐ:０．０２０％以下
Ｐは不純物元素であり、鋼材の機械的特性を低下させ、特に、低温靭性を低下させる。したがって、Ｐ含有量は０．０２０％以下とする。Ｐ含有量は０．０１５％以下であることが好ましく、なるべく低い方がより好ましい。

Ｓ:０．００１０〜０．０１００％
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成する。ＭｎＳを複合析出させるため、Ｓ含有量は０．００１０％以上とする。一方、Ｓが過剰に含まれると、粗大な単体ＭｎＳの析出につながり、靱性低下の要因となる。そのため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。ＭｎＳ複合析出およびＨＡＺ靱性および継手ＣＴＯＤ特性確保の観点から、Ｓ含有量は０．００２０％以上であることが好ましく、０．００５０％以下であることが好ましい。

Ｃｕ:０．０５〜１．００％
Ｃｕは、鋼に固溶して靭性を損なわずに強度を高めることができ、アレスト特性を改善する元素である。Ｃｕ含有量が０．０５％未満では、これらの効果が得られない。一方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、靭性の低下、および、析出物増加によりアレスト特性の劣化をきたし、さらに、熱間での加工の際、表面に微小な割れを発生させる。したがって、Ｃｕ含有量は０．０５〜１．００％とする。Ｃｕ含有量は０．２０％以上であることが好ましく、０．５０％以下であることが好ましい。

Ｎｉ:０．０５〜１．５０％
Ｎｉは、鋼に固溶して靭性を損なわずに強度を高めることができ、アレスト特性を改善する元素である。Ｎｉ含有量が０．０５％未満では、これらの効果が得られない。一方、Ｎｉは高価な元素であり、過剰添加はコストの上昇を招く。したがって、Ｎｉ含有量は０．０５〜１．５０％とする。Ｎｉ含有量は、０．３０％以上であることが好ましく、１．１０％以下であることが好ましい。

Ｎｂ:０．００５〜０．０５０％
Ｎｂは、本発明の鋼板において重要な元素である。Ｎｂは、微量の添加により、未再結晶オーステナイト域を拡大し、組織微細化による強度およびアレスト特性の改善に寄与する。さらに、変態強化および析出強化に寄与する。Ｎｂ含有量が０．００５％未満では、上記効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えると、粗大なＮｂ析出物が生成し、アレスト特性が劣化するだけでなく、ＨＡＺ靭性および継手ＣＴＯＤ特性を著しく劣化させる。したがって、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．０５０％とする。Ｎｂ含有量は、０．００７％以上であることが好ましく、０．０２０％以下であることが好ましい。

Ｔｉ:０．００５〜０．０５０％
Ｔｉは、本発明の鋼板において重要な元素である。Ｔｉは、Ｔｉ系酸化物を形成し、粒内フェライトの生成核として作用する。さらに、Ｔｉ系酸化物の形成後に残ったＴｉは、ＴｉＮを形成し、鋼片の加熱時にオーステナイト粒径が大きくなることを抑制する。オーステナイト粒径が大きくなると、変態後のベイナイトの粒径も大きくなる。Ｔｉ含有量が０．００５％未満の場合、粒内フェライトの生成核としてのＴｉ系酸化物の面分散密度が減少し、ＨＡＺ靭性および継手ＣＴＯＤ特性が低下するとともに、所望のベイナイト粒径が得られない。そのため、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０．０５０％を超えると、Ｔｉ系酸化物の面分散密度の増加および粗大なＴｉ系酸化物が増加し、ＨＡＺ靭性および継手ＣＴＯＤ特性が低下するとともに、粗大なＴｉＣが生成して靭性およびアレスト特性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は、０．０５０％以下とする。Ｔｉ含有量は０．００７％以上であることが好ましく、０．０２０％以下であることが好ましい。

ｓｏｌ．Ａｌ: ０．００５％以下
ｓｏｌ．Ａｌは、不純物元素であり、Ａｌ含有量の増加により、Ｔｉ系酸化物の生成が抑制される。その結果、ＨＡＺ靭性および継手ＣＴＯＤ特性が低下する。そのため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００５％以下とする。

Ｏ：０．００１０〜０．００５０％
Ｏは、Ｔｉ系酸化物生成に必須の元素である。充分な介在物の面分散密度を得るため、Ｏ含有量は０．００１０％以上とする。Ｏが過剰に含有されると、破壊起点となり得る粗大な酸化物が形成されやすくなる。そのため、Ｏ含有量は０．００５０％以下とする。粗大な介在物形成を抑制する観点から、Ｏ含有量は、０．００３０％以下であることが好ましい。

Ｎ:０．００１０〜０．０１００％
Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制する作用を有する元素である。Ｎ含有量が０．００１０％未満では、この効果が得られない。一方、Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、不純物として存在するため、靭性の低下を招く。その結果、アレスト特性を劣化させる。したがって、Ｎ含有量は０．００１０〜０．０１００％とする。Ｎ含有量は、０．００２０％以上であることが好ましく、０．００６０％以下であることが好ましい。

Ｃｒ:０〜０．５０％
Ｃｒは、鋼材の強度を高める元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。Ｃｒ含有量が０．５０％を超えると、鋼材の強度増加に伴う靭性の低下が顕著となる。したがって、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とする。一方、Ｃｒ含有量が０．０５％未満では、鋼材の強度を充分に高めることができない場合がある。したがって、Ｃｒ含有量は０．０５％以上であることが好ましい。

Ｍｏ:０〜０．３５％
Ｍｏは、鋼材の強度を高める元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。Ｍｏ含有量が０．３５％を超えると、鋼材の強度増加に伴う靭性の低下が顕著となる。また、アレスト特性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．３５％以下とする。一方、Ｍｏ含有量が０．０５％未満では、鋼材の強度を充分に高めることができない場合がある。したがって、Ｍｏ含有量は０．０５％以上であることが好ましい。

Ｖ:０〜０．１５％
Ｖは、炭窒化物を形成し、鋼材を析出強化する作用を有するため、必要に応じて含有させてもよい。Ｖ含有量が０．１５％を超えると、析出強化に伴う靭性の低下が顕著となる。したがって、Ｖ含有量は０．１５％以下とする。一方、Ｖ含有量が０．００５％未満では、鋼材を充分に析出強化できない場合がある。したがって、Ｖ含有量は０．００５％以上であることが好ましい。

Ｂ:０〜０．００３０％
Ｂは、微量の添加で焼入れ性を高める元素であり、必要に応じて含有させてもよい。Ｂ含有量が０．００３０％を超えると、効果が飽和するとともに、ＨＡＺの靭性を低下させる。したがって、Ｂ含有量は０．００３０％以下とする。一方、Ｂ含有量が０．０００３％未満では、焼入れ性を安定して高めることができない場合がある。したがって、Ｂ含有量は０．０００３％以上であることが好ましい。

Ｃａ:０〜０．０１０％
Ｃａは、ＨＡＺ靭性を向上させる元素であり、必要に応じて含有させてもよい。Ｃａ含有量が０．０１０％を超えると、ＨＡＺ靭性および溶接性が悪化する。そのため、Ｃａ含有量は０．０１０％以下とする。一方、Ｃａ含有量が０．０００５％未満では、ＨＡＺ靭性を安定して向上させることができない場合がある。したがって、Ｃａ含有量は０．０００５％以上であることが好ましい。

Ｍｇ:０〜０．００５０％
Ｍｇは、ＨＡＺ靭性を向上させる元素であり、必要に応じて含有させてもよい。Ｍｇが０．００５０％を超えると、ＨＡＺ靭性および溶接性が悪化する。そのため、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下とする。一方、Ｍｇ含有量が０．０００５％未満では、ＨＡＺ靭性を安定して向上させることができない場合がある。したがって、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上であることが好ましい。

ＲＥＭ:０〜０．００５０％
ＲＥＭは、ＨＡＺ靭性を向上させる元素であり、必要に応じて含有させてもよい。ＲＥＭが０．００５０％を超えると、ＨＡＺ靭性および溶接性が悪化する。そのため、ＲＥＭ含有量は０．００５０％以下とする。一方、ＲＥＭ含有量が０．０００５％未満では、ＨＡＺ靭性を安定して向上させることができない場合がある。したがって、ＲＥＭ含有量は０．０００５％以上であることが好ましい。

本発明の厚鋼板は、上記の元素を含有し、残部はＦｅおよび不純物である化学組成を有する。「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

Ｃｅｑ．：０．４０〜０．５２
鋼板の炭素当量Ｃｅｑ．は、下記式（ｉ）で示される。Ｃｅｑ．が０．４０未満では、板厚中心部まで焼きが入らず、降伏強度４６０ＭＰａ以上の高強度が得られない。また、靭性が低下することもある。一方、Ｃｅｑ．が０．５２を超えると、必要な強度を容易に得ることができるが、靭性の低下および溶接性の低下が起こるとともに、コストも増加する。また、アレスト特性が低下する。したがって、Ｃｅｑ．は０．４０〜０．５２とする。
Ｃｅｑ．＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（ｉ）

（Ｂ）ミクロ組織
以下に示す（ａ）〜（ｄ）の組織規定のいずれか一つでも満足しない場合、良好な強度およびアレスト特性が得られない。

（ａ）表層５ｍｍ以内の組織は圧延方向に伸長した組織を形成し、この組織の平均アスペクト比は１．５以上である。

鋼板表層５ｍｍ以内のＬ断面に形成される組織の短軸と長軸の比であるアスペクト比の平均を１．５以上としなければならない。鋼板表層５ｍｍ以内のＬ断面に形成される組織のアスペクト比を１．５以上にすることは、本発明で良好なアレスト特性を得るのに最も重要な因子の一つである。前記アスペクト比が１．５未満の場合、アレスト特性が著しく低下する。前記アスペクト比が１．５以上であると、シアリップの形成が良好となり、アレスト特性が顕著に改善される。本発明の鋼板は、板厚が７０ｍｍを超えるため、表層組織は内部組織と異なる傾向がある。特に規定はしないが、表層組織は、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、焼戻しベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトのいずれか１種またはこれらの混合組織で形成されることが好ましい。

（ｂ）鋼板内部のミクロ組織はフェライトおよびベイナイトの複合組織を有し、板厚の１／４ｔ部のフェライト分率が１５．０〜４０．０％、板厚の１／２ｔ部のフェライト分率が１０．０〜４０．０％であり、かつ、各板厚位置において、フェライトおよびベイナイト以外の組織を面積％で合計５％未満（０％を含む）有する。

鋼板に良好な強度を付与するために、本発明ではフェライトおよびベイナイトの組織分率を調整する必要がある。本発明の鋼板は、基本的にフェライトおよびベイナイトの複合組織からなる。本発明の鋼板の製造にあたっては、焼戻しを行う場合があるが、ベイナイトおよび焼戻しベイナイト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトを区別せずに扱ってよい。

また、前記組織分率は、アレスト特性にも影響する。ＥＢＳＤを用いてＩｍａｇｅ Ｑｕａｌｉｔｙ像と１５°以上の方位差を有する境界を粒界と定義したＧｒａｉｎ Ｂｏｕｎｄａｒｙ像を重ね合わせてベイナイト組織を評価したところ、ベイナイトに該当する組織はフェライト組織に比べて粗大な結晶粒を呈することが分かった。このことから、フェライトおよびベイナイトの組織分率は、鋼板の後述する有効結晶粒径に影響を与える一つの要素となる。強度を付与するとともに、適切に有効結晶粒径を制御してアレスト特性を向上させるためには、板厚の１／４ｔ部のフェライト分率を１５．０〜４０．０％、板厚の１／２ｔ部のフェライト分率を１０．０〜４０．０％とする必要がある。板厚の１／４ｔ部および板厚の１／２ｔ部でそれぞれフェライト組織分率を規定したのは、板厚が７０ｍｍを超えると、圧延時のオーステナイト粒径および蓄積される歪み量が、板厚の１／４ｔ部と板厚の１／２ｔ部とで大きく異なるためである。

なお、鋼板内部のミクロ組織は、各板厚位置において、フェライトおよびベイナイト以外の組織を面積％で合計５％未満（０％を含む）有する。フェライトおよびベイナイト以外の組織としては、パーライト、マルテンサイト、島状マルテンサイト（ＭＡ）などが挙げられる。

以上、組織分率について示したが、強度およびアレスト特性は各組織の状態にも依存するため、さらに組織について以下の要件を満足する必要がある。

（ｃ）板厚の１／４ｔ部の平均ベイナイト粒径が２５．０μｍ以下、かつ、板厚の１／２ｔ部の平均ベイナイト粒径が３５．０μｍ以下である。

板厚の１／４ｔ部および１／２ｔ部の平均ベイナイト粒径は、それぞれ２５．０μｍ以下、３５．０μｍ以下としなければならない。ベイナイト粒径が前記値を超える場合、有効結晶粒径が顕著に微細化されず、良好なアレスト特性が得られない。ベイナイト粒径は微細化するほどアレスト特性が良好となる。しかしながら、７０ｍｍを超える板厚の場合、ベイナイト粒径の微細化を達成するには、低温で圧下率を高くした圧延を行わなければならず、圧延装置に負担がかかり、製造が困難になるため工業的でない。ベイナイト粒径の下限値は規定しないが、本発明の製造方法により製造する場合には、１／４ｔ部および１／２ｔ部の平均ベイナイト粒径は、それぞれ、実質的に７．５μｍ以上、１５．０μｍ以上となる。なお、板厚の１／４ｔ部と板厚の１／２ｔ部でそれぞれ平均ベイナイト粒径を規定した理由は、板厚が７０ｍｍを超えると、圧延時のオーステナイト粒径および蓄積される歪み量が、板厚の１／４ｔ部と板厚の１／２ｔ部とで大きく異なるためである。

（ｄ）板厚の１／４ｔ部の平均有効結晶粒径が２２．０μｍ以下、かつ、板厚の１／２ｔ部の平均有効結晶粒径が３２．０μｍ以下である。

板厚の１／４ｔ部および１／２ｔ部の有効結晶粒径の平均値は、それぞれ２２．０μｍ以下、３２．０μｍ以下としなければならない。有効結晶粒径は、良好なアレスト特性を得るのに最も重要な因子であり、微細化するほどアレスト特性が良好となる。そのため、各板厚位置における平均有効結晶粒径が前記値を超える場合、良好なアレスト特性が得られない。

７０ｍｍを超える板厚の場合、有効結晶粒径を微細化するには、低温で圧下率を高くした圧延を行わなければならず、圧延装置に負担がかかり製造が困難になるため工業的でない。平均有効結晶粒径の下限値は規定しないが、本発明の製造方法により製造する場合には、１／４ｔ部および１／２ｔ部の平均有効結晶粒径はそれぞれ、実質的に５．０μｍ以上、１０．０μｍ以上となる。なお、板厚の１／４ｔ部と板厚の１／２ｔ部でそれぞれ平均有効結晶粒径を規定した理由は、板厚が７０ｍｍを超えると、圧延時のオーステナイト粒径および蓄積される歪み量が、板厚の１／４ｔ部と板厚の１／２ｔ部とで大きく異なるためである。

（Ｃ）複合介在物
本発明の厚鋼板は、鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含む。

複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率：１０％以上９０％未満
本発明では、任意の切断面に現出した複合介在物を分析し、その複合介在物の断面積におけるＭｎＳの面積率を測定することにより、複合介在物中のＭｎＳ量を規定している。複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率が１０％未満であると、複合介在物中のＭｎＳ量が少なく、充分なＭｎ欠乏層を形成できない。その結果、粒内フェライトの生成が困難となる。一方、複合介在物の断面におけるＭｎＳの割合が９０％以上であると、複合介在物がＭｎＳ主体となり、Ｔｉ系酸化物の占める割合が低下する。その結果、Ｍｎ吸収能が低下し、充分なＭｎ欠乏層を形成できないため、粒内フェライトの生成が困難となる。

複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合：１０％以上
ＭｎＳは、複合介在物の周囲からＭｎを吸収する必要があるため、複合介在物の界面に存在する必要がある。複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合が１０％未満であると、複合介在物の周囲から充分にＭｎを吸収できないため、Ｍｎ欠乏層を形成できない。その結果、粒内フェライトの生成が困難となる。

複合介在物の粒径：０．５〜５．０μｍ
複合介在物の粒径が０．５μｍ未満では、複合介在物の周囲から吸収できるＭｎ量が少なく、その結果、粒内フェライトの生成に必要なＭｎ欠乏層の形成が困難となる。一方、複合介在物の粒径が５．０μｍより大きいと、複合介在物が破壊の起点となる。

粒径０．５〜５．０μｍの複合介在物の面分散密度：１０〜１００個／ｍｍ^２
安定した粒内フェライトを生成させるためには、各複合介在物が旧γ内に少なくとも１つ程度含まれる必要がある。そのため、複合介在物の面分散密度は、１０個／ｍｍ^２以上とする。一方、複合介在物が過剰に多い場合は、破壊起点となりやすい。そのため、複合介在物の面分散密度は、１００個／ｍｍ^２以下とする。

（Ｄ）製造方法
鋳造工程：ＲＨでのＴｉ添加前のＯｘｐが１０〜６０ｐｐｍ
組織微細化に有効な介在物は、製鋼工程のＲＨ→ＣＣにかけての凝固過程にて、鋼中に微細分散する。効果的に介在物を分散させるためには、ＲＨ前にＡｒガスを上部より溶鋼内に吹き込むバブリング処理を行い、溶鋼表面のスラグと溶鋼とを反応させることにより、スラグ内のトータルＦｅ量を調整し、溶鋼内の酸素ポテンシャルＯｘｐを１０ｐｐｍ以上、６０ｐｐｍ以下の範囲に制御する必要がある。バブリング処理後、ＲＨでの成分調整時にＡｌを添加せずＴｉを添加する。これにより、Ｔｉ酸化物が鋼中に微細分散する。

加熱温度：Ａｃ_３〜１０００℃
加熱温度は、板厚中心部の温度を基準としてＡｃ_３〜１０００℃とする。板厚が７０ｍｍを超える厚肉材の場合、鋼板の表面と板厚中心部とでは温度差が発生するため、管理温度を表面にしてしまうと、板厚中心部の温度が低下していないにも関わらず次工程に進んでしまう。その結果、必要な強度、靭性およびアレスト特性を満足できない恐れがある。そのため、加熱温度は、板厚中心部の温度を基準とする。加熱温度が１０００℃を超えると、加熱γ粒が粗大化するため、アレスト特性を得るための微細な組織を得ることが困難になる。一方、加熱温度がＡｃ_３℃未満であると、完全に溶体化されないため、最終的なアレスト特性が劣化する場合がある。また、圧延における荷重が高くなりすぎるため、最適な圧延荷重での圧延が困難となる。加熱温度は、９００℃以上であることが好ましく、９８０℃以下であることが好ましい。

粗圧延：板厚中心部がＡｃ_３〜１０００℃の温度域において、累積圧下率が１５．０〜６０．０％、各パスの平均圧下率が３．５％以上
粗圧延（一次圧延）の温度域は、板厚中心部の温度を基準としてＡｃ_３〜１０００℃の範囲とする。板厚中心部の温度を基準とするのは、前記加熱温度において板厚中心部の温度を基準とした理由と同じである。粗圧延の温度域が１０００℃を超えると、オーステナイト粒が大きくなる場合がある。一方、粗圧延の温度域がＡｃ_３℃未満であると、完全に溶体化されないため最終的なアレスト特性が劣化する場合がある。また、圧延における荷重が高くなりすぎるため、最適な圧延荷重での圧延が困難となり、鋳造時に生成したポロシティなどの内部欠陥の影響を低減できない恐れがある。また、累積圧下率は１５．０％以上とする。累積圧下率が１５．０％未満であると、鋳造時に生成したポロシティなどの内部欠陥の影響を低減できないだけでなく、製品に必要な鋼材の幅が得られない。粗圧延における累積圧下率が６０．０％を超えると、再結晶オーステナイトの微細化、および、一部オーステナイトへの圧延ひずみの導入が進行するが、次いで行う仕上圧延での累積圧下量を確保できなくなる。そのため、粗圧延における累積圧下率は６０．０％以下とする。また、各パスの平均圧下率は、３．５％以上とする。各パスの平均圧下率が３．５％未満であると、鋳造時に生成したポロシティなどの内部欠陥の影響を低減できないだけでなく、パス数が増加することにより、生産性が低下する。各パスの平均圧下率の上限は特に設けないが、各パスでの平均圧下率が１０．０％を超えると、再結晶オーステナイトが粗大化する場合がある。そのため、各パスの平均圧下率は、１０．０％以下であることが好ましい。また、各パスの平均圧下率は、４．０％以上であることが好ましい。

仕上圧延：板厚中心部の温度がＡｒ_３〜９５０℃、累積圧下率が４０％以上、各パスの平均圧下率が５．０％以上
仕上圧延（二次圧延）の温度域は、板厚中心部の温度を基準としてＡｒ_３〜９５０℃とする。板厚中心部の温度を基準とするのは、前記加熱温度において板厚中心部の温度を基準とした理由と同じである。仕上圧延の温度域が９５０℃を超えると、オーステナイトの扁平が得られず、冷却後に微細な組織が得られない。一方、仕上圧延の温度域がＡｒ_３点未満であると、フェライトおよびオーステナイトの二相域圧延となり、表層および１／４ｔ部で粗大なフェライトが多数生成し、アレスト特性が得られなくなる。また、累積圧下率が４０％未満であると、ＣＲ（制御圧延）の効果が不充分となり、微細な組織が得られなくなる。そのため、累積圧下率は４０％以上とする。累積圧下率の上限値は特に設けないが、板厚が７０ｍｍを超えると、仕上圧延で６５％を超える累積圧下率を確保しようとすると、粗圧延での累積圧下率を確保できなくなる。そのため、累積圧下率は６５％以下であることが好ましい。また、各パスの平均圧下率は５．０％以上とする。各パスの平均圧下率が５．０％未満であると、鋼板内部まで圧延歪みが導入されず、微細な組織が得られないだけでなく、パス回数が増加し生産性が低下する。

仕上圧延の最終パス開始温度：板厚表面でＡｒ_３−２０℃〜Ａｒ_３＋３０℃
仕上圧延の最終パス開始温度は、板厚表面の温度でＡｒ_３−２０℃〜Ａｒ_３＋３０℃とする。仕上圧延の最終パス開始温度がＡｒ_３＋３０℃を超えると、板厚表面５ｍｍ以内にアスペクト比が１．５以上の組織が形成されない。一方、仕上圧延の最終パス開始温度がＡｒ_３−２０℃未満であると、板厚表面５ｍｍを超える領域にもアスペクト比が１．５以上の組織が形成され、アレスト特性が低下する。

加速冷却：仕上圧延完了後に加速冷却を開始し、表面温度が５５０℃以下まで加速冷却
加速冷却は、仕上圧延の完了後、加速冷却を開始する。強度および靭性向上の観点から、加速冷却は、圧延完了後から２０℃以上温度が低下する前に開始することが好ましい。板厚が７０ｍｍを超える厚鋼板では、熱伝達が遅延することから、板厚中心部の冷却速度は１〜１０℃／ｓ程度にしかならない。しかし、本発明では、鋼板表面の組織状態を制御するため、表面温度の冷却速度を５０℃／ｓ以上にすることが好ましい。加速冷却の停止温度は、表面温度が５５０℃以下とする。加速冷却の停止温度が５５０℃を超えると、板厚中心部の冷却が不充分となり、強度および靭性が低下する。そのため、室温まで冷却することが望ましい。しかしながら、実際の製造においては、鋼板の脱水素を考慮する必要がある。そのため、加速冷却の停止温度は３００℃以上であることが好ましく、４００℃以下であることが好ましい。

焼戻し温度：３５０〜６５０℃
加速冷却終了後、焼戻し処理を行う場合には、焼戻し温度は３５０〜６５０℃とする。焼戻し温度が３５０℃未満であると、焼戻しの効果が不充分となる。また、焼戻し温度が３５０℃未満であると、焼戻し温度が３５０℃以上である場合に得られる効果と同等の効果を得るには、長時間の熱処理が必要なるため、工業的でない。一方、焼戻し温度が６５０℃を超えると、強度の低下が著しくなり、充分な強度が得られない。また、微細な析出部の生成により組織が硬化し、靭性が低下する恐れがある。焼戻し温度は、４００℃以上であることが好ましく、５５０℃以下であることが好ましい。

以上の工程により得られた本発明の厚鋼板は、板厚が７０ｍｍを超える。本発明の厚鋼板は、板厚が７０ｍｍを超えても、良好なアレスト特性を有する。板厚の上限は特に設けないが、本発明の厚鋼板は、板厚が１００ｍｍであっても、良好なアレスト特性が担保できる。

本発明の厚鋼板は、降伏強度（ＹＳ）が４６０ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）が５７０〜７２０ＭＰａ、および、シャルピー衝撃試験において脆性破面が５０％になる温度（ｖＴｒｓ）が−４０℃以下を満たす。また、本発明の厚鋼板は、アレスト特性の評価指標である−１０℃におけるＫｃａ値が６０００Ｎ／ｍｍ^１．５以上を満たす。さらに、本発明の厚鋼板の継手ＣＴＯＤでの限界亀裂進展長さδcは、試験温度−１０℃にて０．４ｍｍ以上を満たす。

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

＜厚鋼板の製造＞
表１に示す化学組成を有する鋼種ａ〜ｔを、表２に示す条件で製造することにより、試験Ｎｏ．１〜３１の厚鋼板を得た。各厚鋼板の板厚を表３に示す。

＜組織の測定方法＞
熱処理を実施する前の各厚鋼板の各板厚位置からＬ断面のサンプルを切り出し、鏡面研磨後、コロイダルシリカによる試料調整を実施し、フェライト分率、ベイナイト粒径および有効結晶粒径を、ＥＢＳＤを用いて測定した。有効結晶粒径の測定方法は、倍率を９０倍に設定し、１ｍｍ×２ｍｍの範囲を２μｍピッチで測定し、１５°傾角を粒界と判定し、算出した。また、フェライト分率およびベイナイト粒径の算出は、倍率を４００倍に設定し、２００μｍ×３００μｍの範囲を０．２５μｍピッチで測定し、その後、ＧＡＭの閾値を０．５に設定し、０．５以下をフェライト組織、０．５超をベイナイト組織と判定して分離することにより、フェライト分率およびベイナイト粒径を求めた。表層５ｍｍ以内のアスペクト比は、Ｌ断面のナイタール腐食した組織を光学顕微鏡の５００倍で撮影することにより、求めた。結果を表３に示す。

＜複合介在物の断面におけるＭｎＳ面積率の算出＞
＜複合介在物の界面におけるＭｎＳ割合の算出＞
複合介在物分析用の試験片は、前記厚鋼板の板厚１／４ｔ部より採取したものを用いた。複合介在物は、電子プローブマイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用い、複合介在物を面分析したマッピング画像から、ＭｎＳ面積率および複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合を測定した。より具体的には、ＭｎＳ面積率は、複合介在物全体の断面積と複合介在物全体に占めるＭｎＳ部分の断面積とを画像から測定することにより算出した。複合介在物の界面におけるＭｎＳ割合は、複合介在物中のＴｉ酸化物の周長とそのＴｉ酸化物に接するＭｎＳ界面の長さとを画像から測定することにより算出した。なお、測定のばらつきを少なくするため、ＭｎＳ面積率および複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合は、各供試材につき２０個ずつＥＰＭＡによる分析を行い、平均値を算出することにより求めた。結果を表３に示す。

＜複合介在物の面分散密度の算出＞
複合介在物の個数は、ＳＥＭ−ＥＤＸを組み合わせた自動介在物分析装置により行い、検出された複合介在物の形状測定データから、粒径が０．５〜５．０μｍの範囲である複合介在物の個数を算出することにより、面分散密度を算出した。結果を表３に示す。

＜降伏強度および引張強度試験＞
各厚鋼板の１／４ｔ部および１／２ｔ部からそれぞれ、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）で規定される４号試験片を、圧延方向と平行な方向に採取し、降伏強度（ＹＳ）および引張強度（ＴＳ）を測定した。結果を表３に示す。なお、降伏強度の目標値は４６０ＭＰａ以上、引張強度の目標値は５７０〜７２０ＭＰａとした。

＜シャルピー衝撃試験＞
各厚鋼板の表面、１／４ｔ部および１／２ｔ部からそれぞれ、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５で規定されるＶノッチ試験片を、圧延方向と平行な方向に採取してシャルピー衝撃試験を行い、脆性破面が５０％になる温度（ｖＴｒｓ）を測定した。結果を表３に示す。なお、ｖＴｒｓの目標値は−４０℃以下とした。

＜アレスト特性評価＞
アレスト特性は、−１０℃におけるＫｃａ値を算出することにより、行った。Ｋｃａ値は、温度勾配型のＥＳＳＯ試験を実施することにより算出した。具体的には、負荷応力を少なくとも３条件以上として温度勾配型のＥＳＳＯ試験を実施し、負荷応力および脆性亀裂長さから求まるＫｃａ値を、脆性亀裂が停止した位置の温度でグラフを描画し、対数近似から−１０℃におけるＫｃａ値を算出した。結果を表３に示す。なお、−１０℃におけるＫｃａ値の目標値は、６０００Ｎ／ｍｍ^１．５以上とした。

＜ＣＴＯＤ試験＞
作成した供試材からＣＴＯＤ試験用の試験片をｎ＝３で採取した。各試験片に開先加工を施し、サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）にて入熱５．０ｋＪ／ｍｍにて多層溶接を行った。作成した溶接継手のＨＡＺにノッチ加工を施し、試験温度−１０℃でＢＳ７４４８規格準拠にて、ＣＴＯＤ試験を行った。試験結果の良否は、下記の基準に基づいて判定した。下記の基準のうち、判定が◎または○であった試験片を合格とした。結果を表３に示す。
◎：３本の試験片がすべてゲージオーバー
○：３本の試験片うち、０〜２本がゲージオーバー、かつ、ゲージオーバーでない試験片すべてのＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ以上
×：３本の試験片のうち、１本以上の試験片のＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満

なお、ゲージオーバーとは、取り付けたクリップゲージが限界まで開ききることをいう。また、通常要求される−１０℃における継手のＣＴＯＤ特性は、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ以上であるため、ＣＴＯＤ値の基準を０．４ｍｍとした。

試験Ｎｏ．１〜７の厚鋼板は、本発明で規定される要件をすべて満たすため、良好な特性が得られた。

試験Ｎｏ．８および２０の厚鋼板は、それぞれ、ＣおよびＭｏ成分が最適な範囲から外れるため、アレスト性能および継手ＣＴＯＤ特性が低下した。

試験Ｎｏ．９の厚鋼板は、Ｍｎが最適な成分範囲内にないため、中心偏析および中心部に生成するＭｎＳの影響で、アレスト性能および継手ＣＴＯＤ特性が低下した。

試験Ｎｏ．１０の厚鋼板は、Ｓが最適な成分範囲内にないため、介在物に占める断面のＭｎＳ面積率および界面のＭｎＳ割合が低下し、その結果、継手ＣＴＯＤ特性が低下した。

試験Ｎｏ．１１の厚鋼板は、Ｓが最適な成分範囲内にないため、介在物に占める断面のＭｎＳ面積率および界面のＭｎＳ割合が過剰となり、その結果、継手ＣＴＯＤ特性が低下した。

試験Ｎｏ．１２の厚鋼板は、Ｃｕが最適な成分範囲内にないため、Ｃｕチェッキングにより表面の靭性が低下し、また、内部はＣｕ析出により靭性が低下した。その結果、アレスト性能が低下した。

試験Ｎｏ．１３の厚鋼板は、Ｎｂが最適な成分範囲内にないため、Ｎｂ析出物が増加することにより靭性が低下し、その結果、アレスト性能が低下した。

試験Ｎｏ．１４の厚鋼板は、Ａｌが最適な成分範囲内にないため、粒内変態に有効な介在物の面分散密度が不足し、その結果、継手ＣＴＯＤ特性が低下した。

試験Ｎｏ．１５の厚鋼板は、ＲＨ時のＯｘｐを最適な範囲に制御できなかったため、Ｏ含有量が少なくなり、粒内変態に有効な介在物の面分散密度が不足した。その結果、継手ＣＴＯＤ特性が低下した。

試験Ｎｏ．１６の厚鋼板は、ＲＨ時のＯｘｐが最適な範囲に制御できなかったため、Ｏ含有量が多くなり、鋼中に粗大な介在物が増加した。その結果、継手ＣＴＯＤ特性が低下した。

試験Ｎｏ．１７の厚鋼板は、Ｔｉが最適な成分範囲内にないため、粒内変態に有効な介在物の面分散密度が不足した。その結果、継手ＣＴＯＤ特性が低下した。

試験Ｎｏ．１８の厚鋼板は、Ｔｉが最適な成分範囲内にないため、Ｔｉ析出物および介在物が増加することにより、靭性が低下した。その結果、アレスト性能および継手ＣＴＯＤ特性が低下した。

試験Ｎｏ．１９の厚鋼板は、Ｃｅｑが最適な範囲から外れるため、強度が著しく上昇し、さらに、アレスト性能および継手ＣＴＯＤ特性が低下した。

試験Ｎｏ．２１の厚鋼板は、加熱温度が最適範囲から外れるため、ベイナイト粒径が粗大となった。その結果、有効結晶粒径が顕著に微細化せず、アレスト性能が低下した。

試験Ｎｏ．２２の厚鋼板は、加熱温度が低すぎて、すべて溶体化しなかった。そのため、フェライト分率、強度、靭性、および、アレスト性能が低下した。

試験Ｎｏ．２３の厚鋼板は、１次圧延における累積圧下率が大きすぎたことにより、２次圧延での累積圧下率を充分に確保できなかった。そのため、未再結晶オーステナイトへのひずみの蓄積が不充分となった結果、フェライト生成量不足し、かつ、有効結晶粒径の微細化が達成されなかった。その結果、アレスト性能が低下した。

試験Ｎｏ．２４の厚鋼板は、１次圧延における平均圧下率が低いため、内部欠陥を低減することができなかった。その結果、アレスト性能が低下した。

試験Ｎｏ．２５の厚鋼板は、２次圧延における圧延開始温度が高いため、圧延初期に実質未再結晶域での圧下が行われておらず、オーステナイト内部へのひずみの蓄積が進まなかった。そのため、有効結晶粒径の微細化が達成されず、その結果、アレスト性能が低下した。

試験Ｎｏ．２６の厚鋼板は、圧延終了温度が内部に渡って低下しているため、粗大なフェライトが多数生成した。その結果、強度が低下するだけでなく、アレスト性能も低下した。

試験Ｎｏ．２７の厚鋼板は、平均圧下率が低いため、オーステナイト内部へのひずみの蓄積が進まなかった。そのため、有効結晶粒径の微細化が達成されず、その結果、アレスト性能が低下した。

試験Ｎｏ．２８の厚鋼板は、仕上時の最終パス温度が高いため、表面の伸長組織が未発達となり、その結果、アレスト性能が低下した。

試験Ｎｏ．２９の厚鋼板は、冷却停止温度が高いため、内部組織に焼きが入らず、板厚１／２ｔ部のフェライト分率が高くなり、その結果、強度が低下した。

試験Ｎｏ．３０の厚鋼板は、焼き戻し温度が最適な範囲から外れるため、ＭＡ生成によりＹＳが低下し、さらに、アレスト性能が低下した。

本発明によれば、ＨＡＺの低温靱性に優れ、かつ、アレスト性に優れた、板厚が７０ｍｍを超える厚鋼板およびその製造方法を提供することができる。したがって、本発明の厚鋼板は、海洋構造物などの溶接構造物、特に、板厚が７０ｍｍを超える厚鋼板に好適に用いることができる。

Claims (6)

1. 板厚が７０ｍｍを超える厚鋼板であって、
   化学組成が、質量％で、
   Ｃ：０．０４〜０．１２％、
   Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
   Ｍｎ：１．３０〜２．２０％、
   Ｐ：０．０２０％以下、
   Ｓ：０．００１０〜０．０１００％、
   Ｃｕ：０．０５〜１．００％、
   Ｎｉ：０．０５〜１．５０％、
   Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、
   ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以下、
   Ｏ：０．００１０〜０．００５０％、
   Ｎ：０．００１０〜０．０１００％、
   Ｃｒ：０〜０．５０％、
   Ｍｏ：０〜０．３５％、
   Ｖ：０〜０．１５％、
   Ｂ:０〜０．００３０％、
   Ｃａ:０〜０．０１０％、
   Ｍｇ:０〜０．００５０％、
   ＲＥＭ:０〜０．００５０％、ならびに、
   残部：Ｆｅおよび不純物であり、
   下記式（ｉ）で示されるＣｅｑ．が０．４０超〜０．５２であり、かつ、
   下記（ａ）〜（ｆ）を満足し、アレスト特性の評価指標である−１０℃におけるＫｃａ値が６０００Ｎ／ｍｍ ^１．５ 以上を満たす、厚鋼板。
   （ａ）表層５ｍｍ以内の組織は圧延方向に伸長した組織を形成し、この組織の平均アスペクト比は１．５以上である。
   （ｂ）鋼板内部のミクロ組織はフェライトおよびベイナイトの複合組織を有し、板厚の１／４ｔ部のフェライト分率が１５．０〜４０．０％、板厚の１／２ｔ部のフェライト分率が１０．０〜４０．０％であり、かつ、各板厚位置において、フェライトおよびベイナイト以外の組織を面積％で合計５％未満（０％を含む）有する。
   （ｃ）板厚の１／４ｔ部の平均ベイナイト粒径が２５．０μｍ以下、かつ、板厚の１／２ｔ部の平均ベイナイト粒径が３５．０μｍ以下である。
   （ｄ）板厚の１／４ｔ部の平均有効結晶粒径が２２．０μｍ以下、かつ、板厚の１／２ｔ部の平均有効結晶粒径が３２．０μｍ以下である。
   （ｅ）鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含み、前記複合介在物の断面における前記ＭｎＳの面積率が、１０％以上９０％未満であり、前記複合介在物の界面における前記ＭｎＳの割合が、１０％以上である。
   （ｆ）粒径０．５〜５．０μｍの前記複合介在物の面分散密度が、１０〜１００個／ｍｍ２である。
   Ｃｅｑ．＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（ｉ）
2. 前記化学組成が、質量％で、
   Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、
   Ｍｏ：０．０５〜０．３５％、および、
   Ｖ：０．００５〜０．１５％、
   から選択される１種以上を含有する、請求項１に記載の厚鋼板。
3. 前記化学組成が、質量％で、
   Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、
   を含有する、請求項１または２に記載の厚鋼板。
4. 前記化学組成が、質量％で、
   Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、
   Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、および、
   ＲＥＭ:０．０００５〜０．００５０％、
   から選択される１種以上を含有する、請求項１〜３のいずれか一つに記載の厚鋼板。
5. 請求項１〜４のいずれか一つに記載の厚鋼板を製造する方法であって、
   ＲＨでのＴｉ添加前の酸素ポテンシャルが１０〜６０ｐｐｍに制御され鋳造された請求項１〜４のいずれか一つに記載の組成を有する鋼片を用いて、板厚中心部をＡｃ_３〜１０００℃に加熱し、
   板厚中心部がＡｃ_３〜１０００℃の温度域において、累積圧下率を１５．０〜６０．０％、各パスの平均圧下率を３．５％以上で粗圧延を行った後、
   板厚中心部の温度がＡｒ_３〜９５０℃で累積圧下率を４０％以上、各パスの平均圧下率を５．０％以上で仕上圧延を行い、
   さらに、この仕上圧延の最終パス開始温度を板厚表面でＡｒ_３−２０℃〜Ａｒ_３＋３０℃として圧延を完了し、
   次いで、加速冷却を開始し、表面温度が５５０℃以下まで加速冷却を行う、厚鋼板の製造方法。
6. 前記加速冷却終了後、３５０〜６５０℃の温度で焼戻し処理を行う、請求項５に記載の厚鋼板の製造方法。