JP6923104B1 - 厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Abstract

厚鋼板およびその製造方法を提供する。本発明の厚鋼板は、特定の成分組成からなり、以下の（１）式で定義されるＣｅｑと板厚ｔとが、０．０００４ｔ＋０．２５≦Ｃｅｑ≦０．５５を満足する成分組成を有し、鋼組織は、板厚中心位置における平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、板厚中心偏析部におけるＭｎ、Ｐ、Ｓの濃度が以下の（２）式を満足する。Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５・・・（１）［Ｍｎ＊］＋２０［Ｐ＊］＋５０［Ｓ＊］≦１５・・・（２）

Description

本発明は、特に板厚が厚い鋼板であっても、鋼板の強度、鋼板の靱性、および溶接部の耐遅れ破壊特性を高い水準で兼ね備えた厚鋼板に関するものである。また、本発明は厚鋼板の製造方法に関するものである。
エネルギー産業の成長に伴い、例えば海洋資源の掘削能率の向上や発電効率の向上のため、海洋上に建造される海洋構造物や洋上風力発電機の大型化が進んでいる。構造物や発電機の大型化に伴い、より厚く、より強度の高い鋼板が使用されるようになってきており、鋼板の板厚に応じて高い強度を確保することが求められている。それに応じて鋼板中に含まれる合金元素の量が増加している。また、海洋では、波浪や流氷等が構造物等に使用される鋼板に衝突するため、優れた靱性も必要である。
さらに、上記した構造物等の一部は海水中にあるため、鋼板表層の腐食反応で生成した水素が鋼板中に侵入し、水素に起因した遅れ破壊が発生し得る使用環境となっている。こうした遅れ破壊は、鋼板の中でも強度が高い組織かつ応力状態が大きい箇所で生じやすくなる。上記構造物等では、鋼板を溶接する時の高い冷却速度によって、溶接部に鋼板母材組織よりも強度の高い組織が形成され、かつ溶接部の近傍に溶接後の大きな残留応力が発生している。そのため、上記構造物等の溶接部近傍では、遅れ破壊に対する特性を有することも求められている。
従来より、鋼板の強度は、合金元素の添加と、オーステナイト域からの冷却速度とを高めることで、鋼組織の種類をより高強度のものに制御して向上することが知られている。
鋼板の靱性は、鋼組織の結晶粒径の微細化を行うことで向上することが知られている。例えば特許文献１に記載されるように、結晶粒径の微細化のために、特にオーステナイトの再結晶が抑制され未再結晶温度域となる低温域で圧延を行い、この圧延で導入されたひずみを変態核に利用する制御圧延が有効であることが知られている。
鋼板の靭性と強度を兼備する鋼板として、例えば特許文献２には、質量％で、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔｉの適正量を含み、さらに０．５％≦Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ≦３．０％を満足するようにＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏを含み、１．８≦Ｔｉ／Ｎ≦４．５を満足するようにＮを含み、ポリゴナルフェライトの面積分率が１０％未満であり、板厚中心における有効結晶粒形が１５μｍ以下であり、有効結晶粒形の標準偏差が１０μｍ以下とする厚鋼板が記載されている。
特公昭４９−７２９１号公報 国際公開第２０１４／１３２６２７号
しかしながら、特許文献１や特許文献２に記載の技術は、強度や低温靭性を改善することが目的であり、腐食環境下における耐遅れ破壊特性についての検討は行われていない。
また、上述したように従来の技術では、特に板厚が厚い高強度鋼板は高合金成分となるため、溶接部の強度が非常に高くなり、耐遅れ破壊特性と母材強度の両立が困難となる。さらに、鋼板の板厚中心部にはスラブ鋳造時に、鋼組織を脆化させる作用を持ったＭｎ、ＰおよびＳといった脆化元素が濃化した中心偏析が存在しているため、偏析のない箇所に比べて著しく遅れ破壊が生じやすい箇所となる。
そのため、特に板厚の厚い鋼板で高強度、靭性、および優れた耐遅れ破壊特性を兼備するのは難しい。
本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであり、特に板厚が厚い厚鋼板における、鋼板の高強度、高靱性、および溶接部の優れた耐遅れ破壊特性を高い水準で兼ね備えた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。
ここで、高強度とは、引張試験における板厚中心位置での降伏強度が３００ＭＰａ以上、引張強度が４００ＭＰａ以上であることを指す。
また、高靱性とは、板厚中心位置での−４０℃でのシャルピー衝撃吸収試験による衝撃吸収エネルギーが６０Ｊ以上であることを指す。該衝撃吸収エネルギーは、好ましくは１００Ｊ以上である。
また、優れた耐遅れ破壊特性とは、入熱３．０ｋＪ／ｍｍの溶接後に溶接線位置から採取したサンプルの水素チャージ引張試験時の絞り率が２５％以上であることを指す。
なお、上記の引張試験、シャルピー衝撃吸収試験、水素チャージ引張試験は、後述する実施例に記載の方法で行うことができる。
本発明者等は、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った結果、以下の知見を得た。
まず、鋼板の板厚に応じて必要な強度を確保しつつ、かつ焼入れ性が過剰に高くなり溶接部に著しく強度の高い組織が生成されることを防ぐために、炭素当量（Ｃｅｑ）とオーステナイトから変態が生じる温度域である７００〜５５０℃間の冷却速度とを制御した。
次に、鋼板の板厚中心位置の結晶粒径を微細化し、靱性の優れた組織を得るためには、未再結晶温度域の圧延条件を制御することが有効である。そこで、未再結晶温度域で圧下を行えるようにするために、固溶Ｎｂや微細析出ＮｂＣによりオーステナイトの未再結晶温度域を高温側に上昇させる効果を有するＮｂを含有した。Ｎｂ含有鋼の未再結晶温度は（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）以下である。
次に、鋼板の板厚中心偏析部での遅れ破壊の発生を抑制するために、スラブ鋳造時の凝固速度を向上させることでデンドライト間に偏析する合金元素量を低減し、スラブ鋳造段階での脆化元素であるＭｎ、ＰおよびＳの偏析の低減を行った。加えて、熱間圧延時に圧延ひずみを駆動力とした再結晶による偏析元素の再分配効果により、スラブ鋳造段階で存在していたスラブの中心偏析をさらに低減させる。このために、再結晶温度域である（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）を超える温度域での総圧下率が２５％以上となる強圧下を行った。
次に、溶接部の耐遅れ破壊特性を向上させるためには、溶接熱影響部の組織の結晶粒微細化も必要となる。そのため、溶接入熱時の粒成長を抑制する効果を持ったＴｉＮを形成させるために、Ｔｉの添加を行った。また、Ｔｉと同様の粒成長を抑制する効果を持っており、特に融点直下まで温度が上昇する溶接線近傍においても固溶せずに安定に存在し得るＣａ系介在物を形成させるために、Ｃａの添加を行った。
以上のように、鋼板の板厚に応じたＣｅｑと７００〜５５０℃間の冷却速度の制御、未再結晶温度域での圧下による鋼板組織（母材組織）の微細化、スラブ鋳造時と熱間圧延時の板厚中心偏析の低減、および溶接熱影響部の組織の微細化効果を有する合金元素の添加により、特に板厚が厚い鋼板であっても、鋼板の高強度および高靱性と、溶接部の優れた耐遅れ破壊特性との兼備が可能となることを見出した。
本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨構成は次のとおりである。
１． 質量％で、
Ｃ ：０．０４〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０３〜０．７０％、
Ｍｎ：０．３０〜２．３０％、
Ｐ ：０．０２０％以下、
Ｓ ：０．００５０％以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０２００％、
Ｏ：０．０１％以下、および
Ｎ ：０．０１％以下を含み、
残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
下記（１）式で定義されるＣｅｑと板厚ｔ［ｍｍ］とが、０．０００４ｔ＋０．２５≦Ｃｅｑ≦０．５５を満足する成分組成を有し、
鋼組織は、板厚中心位置における平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、
板厚中心偏析部における、Ｍｎの濃度、Ｐの濃度、Ｓの濃度が、下記（２）式を満足する、厚鋼板。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５・・・（１）
［Ｍｎ＊］＋２０［Ｐ＊］＋５０［Ｓ＊］≦１５・・・（２）
ただし、上記（１）式における各元素記号は当該元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合は０とし、上記（２）式における各元素記号は板厚中心偏析部における当該元素の濃度（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合は０とする。
２． 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：２．００％以下、
Ｎｉ：２．５０％以下、
Ｃｒ：１．５０％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｖ ：０．３０％以下、
Ｂ ：０．０１００％以下、
Ｗ ：０．５０％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下、および
ＲＥＭ：０．０５００％以下
からなる群より選択される１種または２種以上を含む、［１］に記載の厚鋼板。
３． ［１］または［２］に記載の厚鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有するスラブを、連続鋳造時のスラブの板厚中心位置の温度が１６００〜１５００℃の温度域における平均冷却速度を０．１０℃／秒以上で製造し、
前記スラブを１０００〜１２００℃の温度に加熱し、
加熱された前記スラブを、板厚中心位置の温度が（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）を超える温度域の総圧下率を２５％以上、かつ（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）以下の温度域の総圧下率を２５％以上で圧下する熱間圧延を行い、
板厚中心位置の温度で７００〜５５０℃の温度域における平均冷却速度が、鋼板の板厚をｔ［ｍｍ］としたとき、２５００×ｔ−１．７℃／秒以上で冷却する、厚鋼板の製造方法。
４． 前記冷却後、さらに、６５０℃以下の焼戻し温度で焼戻す、［３］に記載の厚鋼板の製造方法。
本発明によれば、特に板厚が厚い鋼板であっても、鋼板の高強度および高靱性と、溶接部の優れた耐遅れ破壊特性とを高い水準で兼ね備えた厚鋼板およびその製造方法を提供することができる。
なお、本発明の厚鋼板は、海洋構造物用や洋上風力発電用のみに限定されず、例えば造船、ラインパイプ、建築用等にも適用可能である。
以下、本発明について詳細に説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
まず、本発明の厚鋼板における成分組成および鋼組織について説明する。
［成分組成］
本発明では、厚鋼板およびその製造に用いられる鋼素材が、上記した成分組成を有することが重要である。そこで、本発明において鋼素材の成分組成を上記のように限定した理由を以下に説明する。なお、成分組成に関する「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０４〜０．１２％
Ｃは、鋼板の強度を最も安価に向上させられる元素であり、またオーステナイト粒界の強化に寄与する元素である。Ｃ含有量が０．０４％未満であると、オーステナイトの粒界強度が低下し、スラブの熱間割れが生じるため、製造性が著しく低下する。一方、Ｃ含有量が０．１２％を超えると、溶接部の強度が上昇することで溶接部の耐遅れ破壊が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．０４〜０．１２％とする。なお、Ｃ含有量は０．０５％以上が好ましく、Ｃ含有量は０．１１％以下が好ましい。より好ましくは０．０６％以上であり、より好ましくは０．１０％以下である。
Ｓｉ：０．０３〜０．７０％
Ｓｉは、脱酸に有効な元素であるが、Ｓｉ含有量が０．０３％未満であると十分な効果を得ることができない。しかし、Ｓｉ含有量が０．７０％を超えると溶接性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．０３〜０．７０％とする。なお、Ｓｉ含有量は０．０４％以上が好ましく、Ｓｉ含有量は０．６０％以下が好ましい。より好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．５５％以下である。
Ｍｎ：０．３０〜２．３０％
Ｍｎは、低コストで鋼の焼入れ性を向上させ、強度を向上させることができる元素である。その効果を得るには０．３０％以上のＭｎの含有が必要である。一方、Ｍｎ含有量が２．３０％を超えると、鋼板の板厚中心偏析部のＭｎ量が高くなり耐遅れ破壊特性を低下させる。そのため、Ｍｎ含有量は０．３０〜２．３０％とする。なお、Ｍｎ含有量は０．５０％以上が好ましく、Ｍｎ含有量は２．１０％以下が好ましい。より好ましくは０．７０％以上であり、より好ましくは２．００％以下である。
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、粒界を脆化させる作用の大きい元素であり、また板厚中心での偏析傾向の大きい元素であるため、多量に含有すると、鋼の靭性と耐遅れ破壊特性を低下させる。そのため、Ｐ含有量は０．０２０％以下とする。一方、Ｐは少ないほど好ましいため、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。しかし、Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、過度の低Ｐ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｐ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．００５０％以下
Ｓは、粒界を脆化させる作用の大きい元素であり、また板厚中心での偏析傾向の大きい元素であるため、多量に含有すると、鋼の靭性と耐遅れ破壊特性を低下させる。そのため、Ｓ含有量は０．００５０％以下とする。一方、Ｓは少ないほど好ましいため、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。しかし、Ｓは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、過度の低Ｓ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｓ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％
Ｎｂは、固溶Ｎｂや微細析出したＮｂＣによりオーステナイトにひずみが加わった際の再結晶を抑制し、蓄えられたひずみがフェライト等の変態核として作用することで細粒化に寄与する元素である。その効果を得るためには０．００５％以上のＮｂの含有が必要である。一方、０．１００％を超えるＮｂの含有は溶接性を劣化させる。そのため、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．１００％とする。なお、Ｎｂ含有量は０．００７％以上が好ましく、Ｎｂ含有量は０．０７５％以下が好ましい。より好ましくは０．００９％以上であり、より好ましくは０．０６０％以下である。
Ｔｉ：０．００５〜０．１００％
Ｔｉは、ＴｉＮとして析出することで結晶粒界の移動をピン止めし、粒成長を抑制する効果を有する元素であり、特に溶接部近傍での効果が大きい。その効果を得るためには、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とすることが必要である。一方、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると、鋼素材や鋼板の清浄度が低下し、その結果、延性および靭性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．１００％とする。なお、Ｔｉ含有量は０．００６％以上が好ましく、Ｔｉ含有量は０．０７５％以下が好ましい。より好ましくは０．００８％以上であり、より好ましく０．０６５％以下である。
Ａｌ：０．００１〜０．１００％
Ａｌは、脱酸剤として有効であるとともに、窒化物を形成してオーステナイト粒径を小さくする効果を有する元素である。その効果を得るためにはＡｌ含有量を０．００１％以上とする必要がある。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、鋼素材や鋼板の清浄度が低下し、その結果、延性および靭性が低下する。そのため、Ａｌ含有量を０．００１〜０．１００％とする。なお、Ａｌ含有量は０．００５％以上が好ましく、Ａｌ含有量は０．０８０％以下が好ましい。
Ｃａ：０．０００５〜０．０２００％
Ｃａは、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することで粒成長を抑制する効果を有する元素であり、特に多層溶接により融点直下まで昇温される溶接線直近での粒成長の抑制効果が大きい。さらにＣａは、耐遅れ破壊特性の劣化に大きく影響する、板厚中心偏析部に固溶したＳを硫化物として固定し無害化する効果を有する元素である。それらの効果を得るために、Ｃａ含有量は０．０００５％以上とする。一方、Ｃａ含有量が０．０２００％を超えると、鋼素材や鋼板の清浄度が低下して鋼板の靭性が損なわれる。そのため、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．０２００％とする。なお、Ｃａ含有量は０．０００６％以上が好ましい。Ｃａ含有量は、０．０１８０％以下が好ましく、０．０１５０％以下がより一層好ましい。
Ｏ：０．０１％以下
Ｏは、延性、靭性を低下させる元素であるため、Ｏ含有量を０．０１％以下とする。一方、Ｏは少ないほど好ましいため、Ｏ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。しかし、Ｏは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、過度の低Ｏ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｏ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、延性、靭性を低下させる元素であるため、Ｎ含有量を０．０１％以下とする。一方、Ｎは少ないほど好ましいため、Ｎ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。しかし、Ｎは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってもよい。なお、過度の低Ｎ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｎ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
本発明の厚鋼板は、以上の成分を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物である。
本発明の厚鋼板は、上記した成分を基本の成分組成とする。上記した必須元素で本発明で目的とする特性は得られるが、鋼板母材や溶接部の強度、靱性、耐遅れ破壊特性のさらなる向上を目的として、必要に応じて下記の元素を含有することができる。
Ｃｕ：２．００％以下、Ｎｉ：２．５０％以下、Ｃｒ：１．５０％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｖ：０．３０％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｗ：０．５０％以下、Ｍｇ：０．０２００％以下、およびＲＥＭ：０．０５００％以下からなる群より選択される１種または２種以上
Ｃｕ：２．００％以下
Ｃｕは、母材および靭性を大きく劣化させることなく鋼板の強度を向上させることができる元素である。一方、Ｃｕ含有量が２．００％を超えると、スケール直下に生成するＣｕ濃化層に起因するスラブや鋼板の熱間割れが問題となる。そのため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は２．００％以下とすることが好ましい。なお、より一層好ましくは０．０１％以上であり、より一層好ましくは１．５０％以下である。さらに好ましくは０．１５％以上であり、さらに好ましくは１．００％以下である。
Ｎｉ：２．５０％以下
Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高めるとともに、靭性を向上させる効果を有する元素である。一方、Ｎｉ含有量が２．５０％を超えると製造コストの増加が問題となる。そのため、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量は２．５０％以下とすることが好ましい。なお、より一層好ましくは０．０１％以上であり、より一層好ましくは２．００％以下である。さらに好ましくは０．２０％以上であり、さらに好ましくは１．７０％以下である。
Ｃｒ：１．５０％以下
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させることにより鋼板の強度を向上させることができる元素である。一方、Ｃｒ含有量が１．５０％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は１．５０％以下とすることが好ましい。なお、より一層好ましくは０．０１％以上であり、より一層好ましくは１．２０％以下である。さらに好ましくは０．２０％以上であり、さらに好ましくは０．８０％以下である。
Ｍｏ：１．００％以下
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させることにより鋼板の強度を向上させることができる元素である。一方、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は１．００％以下とすることが好ましい。なお、より一層好ましくは０．０１％以上であり、より一層好ましくは０．８０％以下である。さらに好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．６０％以下である。
Ｖ：０．３０％以下
Ｖは、鋼の焼入れ性の向上とともに、炭窒化物の生成により鋼板の強度を向上させることができる元素である。一方、Ｖ含有量が０．３０％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は０．３０％以下とすることが好ましい。なお、より一層好ましくは０．０１％以上であり、より一層好ましくは０．２５％以下である。さらに好ましくは０．０２％以上であり、さらに好ましくは０．０８％以下である。
Ｂ：０．０１００％以下
Ｂは、極微量の添加で焼入れ性を向上させることにより、鋼板の強度を向上させる効果を有する元素である。一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量を０．０１００％以下とすることが好ましい。なお、より一層好ましくは０．０００１％以上であり、より一層好ましくは０．００７０％以下である。さらに好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．００４０％以下である。
Ｗ：０．５０％以下
Ｗは、鋼の焼入れ性を向上させることにより、鋼板の強度を向上させることができる元素である。一方、Ｗ含有量が０．５０％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｗを含有する場合、Ｗ含有量を０．５０％以下とすることが好ましい。なお、より一層好ましくは０．０１％以上であり、より一層好ましくは０．４０％以下である。さらに好ましくは０．１０％以上であり、さらに好ましくは０．３５％以下である。
Ｍｇ：０．０２００％以下
Ｍｇは、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することで溶接性を向上させる元素である。一方、Ｍｇ含有量が０．０２００％を超えると、Ｍｇの添加効果が飽和して含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。そのため、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量を０．０２００％以下とする。なお、より一層好ましくは０．０００１％以上であり、より一層好ましくは０．０１８０％以下である。さらに好ましくは０．００１０％以上であり、さらに好ましくは０．００６０％以下である。
ＲＥＭ：０．０５００％以下
ＲＥＭ（希土類金属）は、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することで溶接性を向上させる元素である。一方、ＲＥＭ含有量が０．０５００％を超えると、ＲＥＭの添加効果が飽和して含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。そのため、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ含有量を０．０５００％以下とする。なお、より一層好ましくは０．０００１％以上であり、より一層好ましくは０．０４５０％以下である。さらに好ましくは０．００２０％以上であり、さらに好ましくは０．０１００％以下である。
上記厚鋼板の成分組成は、さらに次の条件を満足する必要がある。
Ｃｅｑと板厚ｔ［ｍｍ］の関係：０．０００４ｔ＋０．２５≦Ｃｅｑ≦０．５５
下記（１）式で定義されるＣｅｑは、含有元素による焼入れ性を示す指標である。本発明で目的とする高強度組織を得るためには、ある鋼板の冷却速度すなわち板厚に応じた合金添加量を制御する必要があり、Ｃｅｑが（０．０００４ｔ＋０．２５）未満であると必要な強度が得られない。一方、Ｃｅｑが０．５５よりも大きくなると、溶接部組織の強度が高くなりすぎるため、溶接部の耐遅れ破壊特性が低位となる。そのため、０．０００４ｔ＋０．２５≦Ｃｅｑ≦０．５５とした。なお、Ｃｅｑは（０．０００４ｔ＋０．２６）以上とすることが好ましく、Ｃｅｑは０．５１以下とすることが好ましい。より好ましくは（０．０００４ｔ＋０．２７）以上であり、０．５０以下である。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５・・・（１）
ただし、（１）式における各元素記号は当該元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合は０とする。
［鋼組織］
本発明の厚鋼板は、上記成分組成を有することに加えて、厚鋼板の板厚中心位置における平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、板厚中心偏析部における、Ｍｎの濃度、Ｐの濃度、Ｓの濃度が、下記（２）式を満足する鋼組織を有する。そこで、本発明において鋼組織を上記のように限定した理由を以下に説明する。
板厚中心位置における平均結晶粒径：２０μｍ以下
鋼板の板厚中心位置における鋼組織の結晶粒径が細かくなるほど、板厚中心位置での靱性は向上する。板厚が厚い鋼板において、その効果を得るためには上記した位置の平均結晶粒径を２０μｍ以下とする必要がある。そのため、板厚中心位置の平均結晶粒径を２０μｍ以下とする。なお好ましくは１５μｍ以下である。
なお、上述のように結晶粒径は細かいほど好ましいため、平均結晶粒径の下限は特に限定しない。製造コストの観点からは、上記した位置の平均結晶粒径は１μｍ以上とすることが好ましい。より好ましくは５μｍ以上である。
本発明において、「板厚中心位置」とは、厚鋼板の板厚１／２位置を指すものとする。また、「板厚中心位置における平均結晶粒径」とは、結晶方位差が１５°以上の境界によって囲まれた領域を結晶粒としたとき、板厚中心位置におけるすべての結晶粒の平均を指すものとする。なお、平均結晶粒径は後述する実施例に記載の方法で測定することができる。
板厚中心偏析部における、Ｍｎの濃度、Ｐの濃度、Ｓの濃度：
［Ｍｎ＊］＋２０［Ｐ＊］＋５０［Ｓ＊］≦１５・・・（２）
ただし、（２）式における各元素記号は板厚中心偏析部における当該元素の濃度（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合は０とする。
Ｍｎ、ＰおよびＳは耐遅れ破壊特性を劣化させる元素であり、その影響の大きさは各元素により異なる。また上述のように、鋼板の板厚中心にはスラブ鋳造時にＭｎ、ＰおよびＳといった脆化元素が濃化した中心偏析（板厚中心偏析部）が存在しているため、スラブ鋳造時や熱間圧延時の条件を適切に制御することで鋼板に残存する中心偏析を低減することが重要である。そこで、本発明では、上記の（２）式により各元素の含有量から板厚中心偏析部の低減を推定できることを見出した。
本発明では、上記した（２）式の左辺（［Ｍｎ＊］＋２０［Ｐ＊］＋５０［Ｓ＊］）で求められる値が１５を超えると、耐遅れ破壊特性が低くなる。そのため、（［Ｍｎ＊］＋２０［Ｐ＊］＋５０［Ｓ＊］）の値を１５以下とした。なお本発明では、（［Ｍｎ＊］＋２０［Ｐ＊］＋５０［Ｓ＊］）の下限は特に限定しないが、製造コストの観点からは、３以上とすることが好ましい。好ましくは１４以下であり、より好ましくは５以上である。
ここでは、板厚中心偏析部における、Ｍｎの濃度（［Ｍｎ＊］）、Ｐの濃度（［Ｐ＊］）、Ｓの濃度（［Ｓ＊］）は、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。
なお、本発明における「厚鋼板」とは、板厚６ｍｍ以上の鋼板を指すものとする。厚鋼板の板厚は、８０ｍｍ超えとすることが好ましく、９０ｍｍ以上とすることがより一層好ましい。板厚の上限は特に限定されず、任意の厚さとすることができるが、１８０ｍｍ以下とすることが好ましい。
［製造方法］
次に、本発明の一実施形態における厚鋼板の製造方法について説明する。
本発明の厚鋼板は、上記した成分組成を有するスラブ（鋼素材）を上記した条件で連続鋳造して製造し、次いで上記した条件で熱間圧延し、次いで上記した条件で冷却することで得られる。当該冷却後、さらに任意の焼き戻し工程を行うことができる。
以下、詳細に説明する。なお、以下の製造方法の説明では、温度に関する「℃」表示は、特に断らない限り、スラブや鋼板の表面温度とする。これらの表面温度は、例えば放射温度計等で測定することができる。また、スラブや鋼板の板厚中心位置（板厚１／２位置）の温度は、例えば、鋼板の板厚中心に熱電対を付けて測定することや、鋼板断面内の温度分布を伝熱解析により計算し、その結果を鋼板の表面温度によって補正することで求めることができる。
本発明において、スラブの溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の溶製方法のいずれもが適合する。スラブは、例えば連続鋳造法によって、所望寸法に製造される。溶鋼にはさらに、取鍋精錬等の二次精錬を施してもよい。
上記のとおり、連続鋳造時のスラブの板厚中心位置の温度で１６００〜１５００℃の温度域における平均冷却速度が０．１０℃／秒以上となるように製造されたスラブを、１０００〜１２００℃の温度に加熱する。
連続鋳造時のスラブの板厚中心位置の温度で１６００〜１５００℃の温度域における平均冷却速度：０．１０℃／秒以上
上述のように、本発明では、鋼板の板厚中心偏析部における遅れ破壊の発生を抑制するため、スラブ鋳造時の凝固速度を適正に制御することが重要である。溶鋼の凝固時の冷却速度を速くすることで、デンドライト間隔が狭くなり、デンドライト間に偏析する合金元素量が低減される。その効果を得るためには、凝固が生じる温度域である１６００〜１５００℃間の平均冷却速度を０．１０℃／秒以上にする必要がある。さらに、より大きな耐遅れ破壊特性向上効果を得るには０．１５℃／秒以上とするのが好ましい。なお、１６００〜１５００℃の温度域における平均冷却速度の上限は特に限定しないが、製造コストの観点より、２℃／秒以下とするのが好ましい。より好ましくは０．７０℃／秒以下とする。上記した平均冷却速度にするため、例えば冷却水の水量を制御することが好ましい。
スラブの加熱温度：１０００〜１２００℃
スラブの加熱温度が１０００℃未満になると、スラブ鋳造時にスラブ内部に析出していた粗大ＮｂＣが再固溶せずに残存する。これにより、固溶Ｎｂや熱間圧延中に再析出する微細ＮｂＣによる未再結晶温度域の低温化効果が得られなくなる。一方、スラブの加熱温度が１２００℃を超えると、オーステナイトの粒成長により熱間圧延開始時の結晶粒径が粗大になる。これにより、熱間圧延後の最終組織の粒径も粗大になり、靱性が低下する。そのため、スラブの加熱温度は１０００〜１２００℃の温度とした。好ましくは１０２０℃以上であり、好ましくは１１８０℃以下である。
なお本発明では、スラブを製造した後、例えば一旦室温まで冷却し、その後再度加熱したり、また例えば室温まで冷却しないで温片のままで加熱炉に装入したり、あるいは、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延してもよい。
次いで、加熱されたスラブを熱間圧延する。熱間圧延では、スラブの板厚中心位置の温度で（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）を超える温度域における総圧下率が２５％以上となるように圧下し、かつ（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）以下の温度域における総圧下率が２５％以上となるように圧下する。ここでは、スラブの板厚中心位置の温度で（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）を超える温度域を再結晶温度域と称し、スラブの板厚中心位置の温度で（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）〜Ａｒ３点の温度域を未再結晶温度域と称する。なお、上記した［Ｎｂ］は当該元素の含有量（質量％）を表す。
板厚中心位置で再結晶温度域の圧延条件：（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）を超える温度域における総圧下率が２５％以上
板厚中心位置において、再結晶温度域である（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）を超える温度域で圧延ひずみを加えることで、オーステナイト粒の再結晶が生じる。これにより、組織の微細化とともに、再結晶の進行に伴う偏析元素の再分配が生じてスラブ鋳造段階で存在していた中心偏析が低減される。そのような効果を得るために、板厚中心位置の温度が（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）を超える温度域での総圧下率が２５％以上となるように圧下を加える必要がある。好ましくは２８％以上である。上限は規定しないが、圧延能率の観点から、好ましくは２００％以下であり、より好ましくは１００％以下である。
なお、再結晶温度域での総圧下率は、（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）を超える温度域で、最初の圧延を開始した板厚をｒ０、最後の圧延を行った後の板厚をｒ１とするとき、総圧下率＝（ｒ０−ｒ１）／ｒ０×１００（％）で計算される。
板厚中心位置で未再結晶温度域の圧延条件：（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）以下の温度域における総圧下率が２５％以上
板厚中心位置が未再結晶温度域である（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）〜Ａｒ３点の温度範囲における総圧下率が２５％以上の圧下を加えることで、板厚中心位置のオーステナイト中に加工ひずみが導入される。これが後述する最終冷却時の変態核として作用することで、靱性が良好な微細組織を得られる。そのため、板厚中心位置の温度が（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）以下の温度域での総圧下率を２５％以上とした。好ましくは３０％以上とする。なお、圧延能率の観点から、この温度域での総圧下率は８０％以下とすることが好ましく、７０％以下とすることがより一層好ましい。
なお、未再結晶温度域での総圧下率は、（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）以下の温度域で最初の圧延を開始した板厚をｒ２とし、（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）以下Ａｒ３点以上の温度域で最後の圧延を行った後の板厚をｒ３とするとき、総圧下率＝（ｒ２−ｒ３）／ｒ２×１００（％）で計算される。
また、Ａｒ３点はフォーマスタ試験などで求めることができる。
上記熱間圧延後、得られた厚鋼板を冷却する。冷却では、鋼板の板厚中心位置の温度で７００〜５５０℃の温度域における平均冷却速度が、熱間圧延後の板厚をｔ［ｍｍ］とするとき、２５００×ｔ−１．７℃／秒以上となるように行う。冷却方法は、例えばノズルから水を噴射する水冷等が挙げられる。本発明では、鋼板の両面が同条件で冷却されるように、鋼板両面に冷却操作（処理）を施すことが好ましい。
板厚中心位置の温度で７００〜５５０℃の温度域の平均冷却速度：２５００×ｔ−１．７℃／秒以上
上述のように、本発明では、板厚中心位置の温度で７００〜５５０℃の温度域における冷却速度を適正に制御することが重要である。
熱間圧延後の板厚中心位置の温度で７００〜５５０℃間の平均冷却速度が２５００×ｔ−１．７℃／秒未満の場合、オーステナイトから低温変態組織への変態が生じる温度域での冷却速度不足により、本発明で目的とする必要な強度が得られない。したがって、板厚中心位置の温度で７００〜５５０℃の温度域の平均冷却速度は、２５００×ｔ−１．７℃／秒以上とした。好ましくは２８００×ｔ−１．７℃／秒以上であり、また冷却設備コストの観点から好ましくは１５０００×ｔ−１．７℃／秒以下である。ここで、冷却時の平均冷却速度は、（（冷却前の鋼板の板厚中心温度−冷却後の鋼板の板厚中心温度）／冷却時間）で求められる値（℃／秒）とする。
本発明では、上記冷却後に、必要に応じて、強度および靭性をさらに向上させることを目的として、焼戻しを行うことができる。この場合には、鋼板を、さらに６５０℃以下の焼戻し温度で焼戻す。
焼戻し温度：６５０℃以下
焼戻し温度が６５０℃より高いと、著しい軟化が生じて必要な強度を確保できなくなる場合がある。そのため、焼戻し温度を６５０℃以下とすることが好ましい。一方、焼戻し温度の下限は特に限定されないが、２００℃以上とすることが好ましい。より一層好ましくは３００℃以上であり、より一層好ましくは６４０℃以下である。なお、焼戻しの時間は、適宜調整可能である。ここでの焼戻し温度は、鋼板表面の温度である。
以下、実施例に基づいて本発明をさらに具体的に説明する。なお、以下の実施例は、本発明の好適な一例を示すものであり、本発明は、この実施例によって何ら限定されるものではない。
まず、表１に示す成分組成を有する溶鋼を溶製し、連続鋳造により鋼素材（スラブ）を製造した。なお、表１の空欄は、意図的に添加しないことを表しており、含有しない（０％）の場合だけでなく、不可避的に含有する場合も含む。連続鋳造時の冷却速度は、表２に示す条件とした。なお、スラブの冷却速度は、上述のように、伝熱解析により計算により求めた値（板厚中心の温度）を用いて求めた平均冷却速度である。また、連続鋳造中のスラブの板厚中心位置の温度が１６００〜１５００℃間における連続鋳造機による圧下の勾配が０．３ｍｍ／ｍ以上となるように、圧下を行った。
次に、得られたスラブに対して、加熱、熱間圧延、冷却の各工程を順次行い、表２に示す板厚ｔ（ｍｍ）の厚鋼板を得た。さらに、得られた厚鋼板のうち一部の厚鋼板については、冷却後に焼戻しのための再加熱を行った。各工程の製造条件は、表２に示す通りとした。なお、熱間圧延後の冷却は、鋼板の表裏面より大流量で水を噴射して行った。鋼板の温度は、鋼板の表層温度は放射率温度計で測定し、鋼板の板厚中心位置の温度は鋼板の板厚中心に熱電対を付けることで測定した値である。
得られた厚鋼板について、以下に記す方法で、平均結晶粒径、Ａｒ３点の温度および板厚中心偏析部におけるＭｎ、ＰおよびＳの含有量を測定し、引張試験、シャルピー衝撃吸収試験および水素チャージ引張試験を行った。測定結果および試験結果をそれぞれ表３に示す。
［平均結晶粒径］
得られた各厚鋼板から、該鋼板の長手方向および幅方向における中央位置において板厚中心位置の鋼板長手方向断面が評価面となるように、サンプルを採取した。得られたサンプルの表面をコロイダルシリカ仕上で鏡面研磨し、次の条件でＥＢＳＰ（後方散乱電子線回折法）により測定した。測定領域は板厚方向３００μｍ×板長手方向４００μｍ、測定ステップサイズは１μｍとした。得られた結晶方位マップより、隣接する結晶粒との結晶方位差が１５°以上となる大角粒界で囲まれた組織の円相当直径を求め、上記測定領域における円相当直径の平均値を平均結晶粒径とした。
［Ａｒ３点の温度］
得られた各スラブの板厚１／４ｔ位置からフォーマスタ試験片を採取した。フォーマスタ試験では、フォーマスタ試験片を用いて、室温から１０００℃まで１０℃／秒で加熱した後、１０００℃から室温まで０．１℃／秒で冷却した際のＡｒ３点の温度を測定し、評価に用いた。
［板厚中心偏析部におけるＭｎ、ＰおよびＳの量］
得られた各厚鋼板から、該鋼板の長手方向および幅方向における中央位置の板厚中心位置において、幅方向の長さが５００ｍｍ、板厚方向の厚さが３ｍｍの直方体形状のサンプルを切り出した。切り出されたサンプルを、さらに幅方向に２０等分となるように切断し、幅方向の長さが２５ｍｍの測定用サンプルを２０個得た。次いで、この測定用サンプルの圧延方向と直角な面（幅方向の長さ２５ｍｍ×板厚方向の厚さ３ｍｍ）を鏡面研磨した後、鏡面研磨された面を測定面とした。直ちに、この測定面に対して、電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）による検量線法で定量分析を行った。
ＥＰＭＡによる測定の条件は以下の通りとした。測定用サンプル（２０サンプル）を用いて、下記に示す測定範囲における［Ｍｎ＊］＋２０［Ｐ＊］＋５０［Ｓ＊］の最大値を求めて、その値を評価に用いた。なお、各測定点のうち、測定範囲に硫化物が含まれている箇所は、評価から除外した。
（ＥＰＭＡ測定条件）
加速電圧：２０ｋＶ
照射電流：０．５μＡ
積算時間：０．１５秒
ビーム径：１５μｍ
測定範囲：板厚方向の長さ３ｍｍ×幅方向の長さ２５ｍｍ
測定数：２０サンプル
［引張試験］
得られた各厚鋼板を用いて、該鋼板の長手方向および幅方向の中央位置における板厚中心位置（板厚１／２位置）から、引張試験片の長手方向が鋼板の圧延方向と平行になるように引張試験片を採取した。次いで、引張試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）を評価した。引張試験片はＪＩＳ４号形状のものを使用した。
[シャルピー衝撃吸収試験]
得られた各厚鋼板を用いて、該鋼板の長手方向および幅方向の中央位置からシャルピー試験片を採取した。シャルピー試験片は、表層下１ｍｍの位置および板厚中心位置（板厚１／２位置）から、シャルピー試験片の長手方向が鋼板の板幅方向と平行になるように採取した。次いで、各シャルピー試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ２２４２（２０１８）に準拠したシャルピー衝撃吸収試験を行い、衝撃吸収エネルギーを評価した。シャルピー試験片はＶノッチの標準試験片を使用し、−４０℃で３本試験した結果の平均値を評価に用いた。
［耐遅れ破壊特性評価試験］
耐遅れ破壊特性の評価は、次に説明する水素チャージ引張試験で行った。
得られた各厚鋼板を用いて、下記条件で溶接継手を作成した。
溶接方向：圧延方向と平行
開先形状：レ開先あるいはＫ開先
溶接方法：サブマージアーク溶接
溶接材料：ＰＦＨ−５５ＬＴ／ＵＳ−３６Ｊ
溶接入熱：３．０ｋＪ／ｍｍ
予熱温度：１５０℃
パス間温度：１５０℃
得られた各溶接継手を用いて、ストレート側の溶接線の板厚中心位置から、平行部の径を５ｍｍ、平行部の長さを３０ｍｍとしたＪＩＳ１４Ａ号丸棒引張試験片（ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１））を試験片の長手方向が溶接方向と平行になるように採取した。さらに、丸棒引張試験片を２５℃の１０％チオシアン酸アンモニウム水溶液に７２時間浸漬させて、水素を丸棒引張試験片に吸収させた。その後、丸棒引張試験片からの水素の放散を防ぐために、ＺｎＣｌ２、ＮＨ４Ｃｌからなるめっき浴にて、丸棒引張試験片表面に１０〜１５μｍ厚さの亜鉛めっきを施した。次いで、得られた丸棒引張試験片を用いて、ひずみ速度１．１×１０−５／秒にて引張試験を行い、破断後の絞り率をＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して測定した。なお、引張試験は各３回ずつ行い、その絞り率の平均値を評価に用いた。また、引張試験片と同条件で水素吸収を行ったサンプルを用い、昇温式水素分析装置にて４００℃まで昇温を行った際の総水素放出量（ｐｐｍ）を測定した。その値は１．４〜２．５ｐｐｍであった。
Figure 0006923104
Figure 0006923104
Figure 0006923104
表３に示した結果から分かるように、本発明の条件を満たす厚鋼板は、板厚１７０ｍｍまでの極厚鋼板において、板厚中心位置の高強度と、板厚中心位置の高靱性と、溶接部の優れた耐遅れ破壊特性を兼ね備えていた。
これに対して、本発明の条件を満たさない比較例の鋼板は、強度、靭性、溶接部の耐遅れ破壊特性のいずれかが劣位であった。
例えば、Ｎｏ．２１の鋼板ではＰ含有量が高いため、板厚中心偏析部で鋼板が脆化しており靱性と耐遅れ破壊特性が低い。
Ｎｏ．２２の鋼板ではＳ含有量が高いため、板厚中心偏析部で鋼板が脆化しており耐遅れ破壊特性が低い。
Ｎｏ．２３の鋼板ではＴｉ含有量が低いため、溶接部の耐遅れ破壊特性が低い。
Ｎｏ．２４の鋼板ではＣａ含有量が低いため、Ｓを硫化物として固定できていない。このため、板厚中心偏析部での耐遅れ破壊特性が低い。
Ｎｏ．２５の鋼板ではＭｎ含有量が高いため、板厚中心偏析部で鋼板が脆化しており耐遅れ破壊特性が低い。
Ｎｏ．２６の鋼板ではＣｅｑが高いため、溶接部が非常に強度の高い組織となる。このため耐遅れ破壊特性が低い。
Ｎｏ．２７、２８の鋼板ではＣｅｑが板厚に対して低いため、板厚中心位置の強度（ＹＳ、ＴＳ）が低い。
Ｎｏ．２９の鋼板ではスラブ加熱温度が低いため、再結晶抑制効果のあるＮｂが析出物のまま未固溶となる。このため、制御圧延による結晶粒微細化効果が小さく、靱性が低い。
Ｎｏ．３０の鋼板では加熱温度が高いため、熱間圧延開始段階の結晶粒径が粗大になり、最終組織の結晶粒径も粗大になるため靱性が低い。
Ｎｏ．３１、３２の鋼板では、スラブ鋳造時の冷却速度が低いため、板厚中心偏析の濃化度が高くなっており、耐遅れ破壊特性や靱性が低い。
Ｎｏ．３３、３４の鋼板では、未再結晶域での圧下量が不十分で、組織が粗大となったため靱性が低い。
Ｎｏ．３５、３６の鋼板では、熱間圧延後の冷却において板厚に対して冷却速度が遅いため、強度が低い。また、結晶粒径が２０μｍ以上であったため靭性が低い。
Ｎｏ．３７、３８の鋼板では、再結晶温度域での圧下率が低く、再結晶による偏析元素の再分配が不十分であるため、中心偏析の濃化度が高くなっており、耐遅れ破壊特性が低い。

Claims (4)

  1. 質量％で、
    Ｃ ：０．０４〜０．１２％、
    Ｓｉ：０．０３〜０．７０％、
    Ｍｎ：０．３０〜２．３０％、
    Ｐ ：０．０２０％以下、
    Ｓ ：０．００５０％以下、
    Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、
    Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
    Ｃａ：０．０００５〜０．０２００％、
    Ｏ ：０．０１％以下、および
    Ｎ ：０．０１％以下を含み、
    残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
    下記（１）式で定義されるＣｅｑと板厚ｔ［ｍｍ］とが、０．０００４ｔ＋０．２５≦Ｃｅｑ≦０．５５を満足する成分組成を有し、
    鋼組織は、板厚中心位置における平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、
    板厚中心偏析部における、Ｍｎの濃度、Ｐの濃度、Ｓの濃度が、下記（２）式を満足し、
    前記板厚ｔが４０ｍｍ以上１７０ｍｍ以下である、厚鋼板。
    Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５・・・（１）
    ［Ｍｎ＊］＋２０［Ｐ＊］＋５０［Ｓ＊］≦１５・・・（２）
    ただし、上記（１）式における各元素記号は当該元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合は０とし、上記（２）式における各元素記号は板厚中心偏析部における当該元素の濃度（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合は０とする。
  2. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｃｕ：２．００％以下、
    Ｎｉ：２．５０％以下、
    Ｃｒ：１．５０％以下、
    Ｍｏ：１．００％以下、
    Ｖ ：０．３０％以下、
    Ｂ ：０．０１００％以下、
    Ｗ ：０．５０％以下、
    Ｍｇ：０．０２００％以下、および
    ＲＥＭ：０．０５００％以下
    からなる群より選択される１種または２種以上を含む、請求項１に記載の厚鋼板。
  3. 請求項１または２に記載の厚鋼板の製造方法であって、
    前記成分組成を有するスラブを、連続鋳造時のスラブの板厚中心位置の温度が１６００〜１５００℃の温度域における平均冷却速度を０．１０℃／秒以上で製造し、
    前記スラブを１０００〜１２００℃の温度に加熱し、
    加熱された前記スラブを、板厚中心位置の温度が（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）を超える温度域の総圧下率を２５％以上、かつ（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）以下の温度域の総圧下率を２５％以上で圧下する熱間圧延を行い、
    板厚中心位置の温度で７００〜５５０℃の温度域における平均冷却速度が、鋼板の板厚をｔ［ｍｍ］としたとき、２５００×ｔ−１．７℃／秒以上１５０００×ｔ ―１．７ ℃／秒以下で冷却する、厚鋼板の製造方法。
  4. 前記冷却後、さらに、６５０℃以下の焼戻し温度で焼戻す、請求項３に記載の厚鋼板の製造方法。
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