WO2014132627A1 - 厚鋼板及び厚鋼板の製造方法 - Google Patents

厚鋼板及び厚鋼板の製造方法 Download PDF

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steel plate
thick steel
less
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祐介 寺澤
克行 一宮
謙次 林
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Definitions

  • the present invention relates to a thick steel plate used for offshore structures, construction machinery, bridges, pressure vessels, storage tanks, buildings, etc., and having excellent toughness even in a low temperature environment, and a method for producing the same.
  • Patent Documents 1 to 8 disclose methods for improving the toughness of a steel sheet by refining the steel sheet structure.
  • Patent Documents 1 and 2 may have insufficient low-temperature toughness (toughness in a low-temperature environment) at the center of the plate thickness depending on the application.
  • the present inventors have used steel sheets having a specific component composition, the area fraction of polygonal ferrite, the effective crystal grain size at the center of the plate thickness, the effective crystal grain size By adjusting the standard deviation, it was found that the steel sheet has high tensile strength and yield strength and is excellent in low-temperature toughness, and the present invention has been completed.
  • the present invention provides the following.
  • 1st invention is the mass%, C: 0.04-0.15%, Si: 0.1-2.0%, Mn: 0.8-2.0%, P: 0.025% or less , S: 0.020% or less, Al: 0.001 to 0.100%, Nb: 0.010 to 0.050%, Ti: 0.005 to 0.050%, and further 0.5% ⁇ Cu + Ni + Cr + Mo ⁇ Cu, Ni, Cr, and Mo are included so as to satisfy 3.0%, N is included so that 1.8 ⁇ Ti / N ⁇ 4.5 is satisfied, and the balance is Fe and inevitable impurities.
  • a thick steel plate characterized in that the area fraction of ferrite is less than 10%, the effective crystal grain size at the center of the plate thickness is 15 ⁇ m or less, and the standard deviation of the effective crystal grain size is 10 ⁇ m or less.
  • V 0.01 to 0.10%
  • W 0.01 to 1.00%
  • B 0.0005 to 0.0050%
  • Ca 0.0005 to 0.0060 %
  • REM 0.0020 to 0.0200%
  • Mg 0.0002 to 0.0060%
  • a steel plate having the component composition described in the first invention or the second invention is heated to 950 ° C. or higher and 1150 ° C. or lower, and after the heating step, the plate thickness center temperature is 930 ° C.
  • a recrystallization temperature region rolling step in which rolling with a rolling shape ratio of 0.5 or more and a rolling reduction per pass of 6.0% or more in a temperature range of 1050 ° C. or less and 3 passes or more, and the recrystallization temperature region
  • a non-recrystallization temperature region rolling step in which, after the rolling step, the rolling thickness ratio is 0.5 or more and the rolling reduction is 35% or more in a temperature range where the plate thickness center temperature is less than 930 ° C.
  • cooling is started from a temperature where the sheet thickness center temperature is Ar 3 + 15 ° C. or more, and the average cooling rate between the sheet thickness center temperatures of 700 ° C. and 500 ° C. is 3.5 ° C. / Cooler that cools under conditions of more than / sec It characterized by having a a method for producing the first or the steel plate of the second invention.
  • the fourth invention is the manufacturing method according to the third invention, further comprising a tempering step of performing a tempering treatment at a temperature of 700 ° C. or lower after the cooling step.
  • the thick steel plate of the present invention and the thick steel plate manufactured by the manufacturing method of the present invention have high tensile strength and yield strength, and have excellent low temperature toughness.
  • FIG. 1 is a diagram showing conditions for a thermal expansion test in determining Ar 3 .
  • the thick steel plate of the present invention is, in mass%, C: 0.04 to 0.15%, Si: 0.1 to 2.0%, Mn: 0.8 to 2.0%, P: 0.025%
  • Ti: 0.005 to 0.050%, and further 0.5% ⁇ Cu + Ni + Cr + Mo Cu, Ni, Cr, and Mo are included so as to satisfy ⁇ 3.0%
  • Ti and N are included so that 1.8 ⁇ Ti / N ⁇ 4.5 is satisfied, and the balance is Fe and inevitable impurities.
  • % representing the content of each component means “mass%”.
  • C 0.04 to 0.15%
  • C is an element that improves the strength of the thick steel plate.
  • the lower limit of the C content is 0.04%.
  • the upper limit of the C content is 0.15%.
  • the minimum of preferable content of C is 0.045%, and an upper limit is 0.145%.
  • Si 0.1-2.0%
  • Si is an element that mainly improves the yield strength of thick steel plates by solid solution strengthening.
  • the lower limit of the Si content is set to 0.1%.
  • the upper limit of the Si content in the present invention is 2.0%.
  • the minimum of content of preferable Si is 0.10%, and an upper limit is 1.90%.
  • Mn 0.8 to 2.0%
  • Mn is an element that improves the strength of the thick steel plate by improving the hardenability of the steel.
  • the Mn content is 0.8% or more and 2.0% or less.
  • the range is preferably 1.10% or more and 1.80% or less.
  • P 0.025% or less
  • P is an element unavoidably present in steel as an impurity. Moreover, P may reduce the toughness of steel. For this reason, it is desirable to reduce the content of P as much as possible. In particular, when P exceeds 0.025%, the toughness of the thick steel plate tends to be lowered. In the present invention, the P content is 0.025% or less. Preferably it is 0.010% or less.
  • S 0.020% or less
  • S is an element unavoidably present in steel as an impurity. Moreover, S may reduce the toughness of steel and the drawing in the thickness direction tensile test. For this reason, it is desirable to reduce the S content as much as possible. In particular, when the S content exceeds 0.020%, the above-described deterioration in characteristics tends to be remarkable. Therefore, in the present invention, the S content is 0.020% or less. Preferably it is 0.004% or less.
  • Al 0.001 to 0.100%
  • Al is an element that acts as a deoxidizing material, and is the most widely used element as a deoxidizing material in the deoxidation process of molten steel.
  • the lower limit of the Al content is set to 0.001%.
  • the upper limit of the Al content is 0.100%.
  • the lower limit is 0.003% and the upper limit is 0.050%.
  • Nb 0.010 to 0.050%
  • Nb is an element that widens the non-recrystallization temperature range of the austenite phase, and is an element necessary for efficiently rolling in the non-recrystallization temperature range and obtaining a desired microstructure. For this reason, the content of Nb is set to 0.010% or more. However, if the Nb content exceeds 0.050%, the toughness is deteriorated, so the upper limit is made 0.050%.
  • the Nb content is preferably 0.015% at the lower limit and 0.035% at the upper limit.
  • Cu + Ni + Cr + Mo 0.5-3.0%
  • Cu, Ni, Cr, and Mo are elements that increase the hardenability of the steel and improve the strength of the thick steel plate. By making these total contents 0.5% or more, polygonal ferrite formation can be suppressed and the yield strength can be increased. However, if the total content exceeds 3.0%, the weldability of the thick steel plate deteriorates. Therefore, in the present invention, the total content of Cu + Ni + Cr + Mo is 0.5 to 3.0%, preferably the lower limit is 0.7% and the upper limit is 2.5%.
  • each element symbol of “Cu + Ni + Cr + Mo” means the content of each element.
  • Ti 0.005 to 0.050%
  • Ti suppresses coarsening of austenite grains during slab heating when rolling the steel sheet.
  • Ti is an effective element that contributes to the refinement of the final structure obtained after rolling and helps to improve the toughness of the thick steel plate.
  • the Ti content is set to 0.005% or more.
  • the Ti content in the present invention is 0.005 to 0.050%, preferably the lower limit is 0.005% and the upper limit is 0.040%.
  • the thick steel plate of the present invention has the above-described components as the basic composition. Further, the thick steel plate of the present invention is further provided for the purpose of adjusting strength, toughness and improving joint toughness, V: 0.01 to 0.10%, W: 0.01 to 1.00%, B: 0.0005 to One or more of 0.0050%, Ca: 0.0005 to 0.0060%, REM: 0.0020 to 0.0200%, Mg: 0.0002 to 0.0060% can be contained.
  • V 0.01 to 0.10%
  • V is an element that further improves the strength and toughness of the thick steel plate, and exhibits an effect when added in an amount of 0.01% or more.
  • the upper limit of the V content is preferably 0.10%. More preferably, the V content is 0.03 to 0.08%.
  • W 0.01-1.00%
  • W is an element that improves the strength of the thick steel plate, and exhibits an effect when added in an amount of 0.01% or more. However, if the W content exceeds 1.00%, there may be a problem that weldability is lowered. Therefore, the W content is preferably 0.01 to 1.00%. A more preferable W content is 0.05 to 0.15%.
  • B 0.0005 to 0.0050%
  • B is an element effective for improving the hardenability by containing a very small amount and thereby improving the strength of the thick steel plate.
  • the B content is preferably 0.0005% or more.
  • the upper limit of the B content is preferably 0.0050%.
  • Ca 0.0005 to 0.0060%
  • Ca suppresses the generation of MnS by fixing S, and improves the drawing characteristics in the plate thickness direction.
  • Ca also has the effect of improving the weld heat affected zone toughness.
  • the Ca content is preferably 0.0005% or more.
  • the toughness of the thick steel plate may be reduced, so the upper limit of the Ca content is preferably 0.0060%.
  • REM 0.0020 to 0.0200%
  • the REM suppresses the generation of MnS by fixing S and improves the drawing characteristics in the plate thickness direction.
  • REM also has the effect of improving the weld heat affected zone toughness.
  • the REM content is preferably 0.0020% or more.
  • the upper limit of the content of REM is preferably 0.0200%.
  • Mg 0.0002 to 0.0060%
  • Mg is an element that suppresses the growth of austenite grains in the weld heat affected zone and is effective in improving the toughness of the weld heat affected zone.
  • the Mg content is preferably 0.0002% or more.
  • the upper limit of the Mg content is preferably 0.0060%.
  • the balance other than the above components is Fe and inevitable impurities.
  • inevitable impurities are O and the like.
  • O is a typical inevitable impurity that is inevitably mixed in the stage of manufacturing a steel material.
  • a typical inevitable impurity is O, but the inevitable impurity refers to a component other than the essential components. Therefore, it is also within the scope of the present invention to include an arbitrary component to the extent that it does not impair the effects of the present invention, whether intentional or accidental.
  • the area ratio of polygonal ferrite less than 10%
  • the area ratio of polygonal ferrite is 10% or more, the yield strength of the thick steel plate decreases. Therefore, in the thick steel plate of the present invention, the area ratio of polygonal ferrite is limited to less than 10%.
  • the area ratio is preferably 8% or less, and most preferably 5% or less.
  • the area ratio of polygonal ferrite refers to the ratio of polygonal ferrite in the observation surface of the steel sheet structure.
  • the above-mentioned observation of the steel sheet structure is performed by polishing the plate thickness section parallel to the rolling direction of the thick steel plate, corroding the plate thickness section with 3% nital, and examining the corroded plate thickness section with SEM (scanning electron microscope). In this method, 10 fields of view are observed at a magnification of 2000 times. In addition, commercially available image processing software or the like can be used for deriving the area ratio.
  • the main structures are bainite and martensite. Further, the smaller the crystal grain size of the crystal structure, the better. This crystal grain size means the following effective crystal grain size in the present invention.
  • Effective crystal grain size 15 ⁇ m or less
  • the effective crystal grain size at the center of the plate thickness is 15 ⁇ m or less.
  • the effective crystal grain size is larger than 15 ⁇ m, the toughness of the thick steel plate is deteriorated.
  • a more preferable effective crystal grain size is 10 ⁇ m or less.
  • the effective crystal grain size can be derived by an EBSP (Electron Backscatter Diffraction Pattern) method.
  • the effective crystal grain size can be obtained by deriving the average of the effective crystal grain sizes on the observation plane.
  • commercially available image processing software etc. can also be used for derivation
  • the effective crystal grain size is measured by mirror-polishing a cross section parallel to the rolling direction taken from the thickness center of the thick steel plate, and performing an EBSP analysis on a 5 mm ⁇ 5 mm region at the thickness center. Even if there is a sample having an effective crystal grain size exceeding 15 ⁇ m in this range, it is within the scope of the present invention if the proportion of the effective crystal grain size of 15 ⁇ m or less is 80% or more of the total.
  • Standard deviation of effective crystal grain size 10 ⁇ m or less
  • the standard deviation of the grain size distribution of the effective crystal grain size is 10 ⁇ m or less.
  • the standard deviation is preferably 7 ⁇ m or less.
  • the manufacturing method and manufacturing conditions of the thick steel plate of the present invention are not particularly limited.
  • the thick steel plate of the present invention can be manufactured by a method including a heating step, a recrystallization temperature region rolling step, a non-recrystallization temperature region rolling step, and a cooling step.
  • the crystal grain size of the crystal structure is fine as possible.
  • One way to achieve this goal is to refine the austenite grains under high pressure in the recrystallization temperature range of austenite, introduce transformation nuclei by reduction in the non-recrystallization temperature range of austenite, and then There is a method of rapid cooling.
  • ld / hm ⁇ R (h i ⁇ h 0 ) ⁇ 1/2 / ⁇ (h i + 2h 0 ) / 3 ⁇
  • ld at each symbol, respectively each rolling pass projected contact arc length
  • hm average thickness
  • R roll radius
  • h i thickness at entrance side
  • h 0 thickness at delivery side of a.
  • the rolling shape ratio is expressed by the above formula and relates to the strain distribution in the thickness direction when rolling. If the rolling shape ratio is small, the strain tends to concentrate on the surface of the steel sheet. If the roll has the same diameter, the rolling shape ratio is reduced if the reduction amount is reduced. Moreover, when the rolling shape ratio is large, not only the surface of the steel sheet but also the thickness center part tends to be distorted. In order to increase the rolling shape ratio, if the roll has the same diameter, the reduction amount may be increased.
  • the heating step is a step of heating a steel plate having the above component composition.
  • the heating temperature is less than 950 ° C., the austenite untransformed part is partially formed, and thus necessary characteristics cannot be obtained after rolling.
  • the heating temperature exceeds 1150 ° C., the austenite grains become coarse and a fine grain structure, which is a desired steel sheet structure, cannot be obtained after controlled rolling.
  • a particularly preferable heating temperature is 950 ° C. or higher and 1120 ° C. or lower.
  • the recrystallization temperature range rolling step is a rolling process in which the center thickness of the sheet is 930 ° C. or more and 1050 ° C. or less, the rolling shape ratio is 0.5 or more, and the rolling reduction per pass is 6.0% or more. This is a process of performing more than pass. Further, the strain applied to the steel sheet during rolling differs depending on the plate thickness position, and the smaller the rolling shape ratio, the smaller the strain applied to the plate thickness center. In order to add a strain corresponding to the reduction ratio to the center of the plate thickness, it is necessary to adjust the rolling shape ratio to 0.5 or more. In order to cause recrystallization, a rolling reduction of 6.0% or more per pass is required. In addition, Preferably it is 8% or more per path
  • the temperature range of the sheet thickness center temperature when performing this step is less than 930 ° C., recrystallization hardly occurs during rolling, and there is a tendency that the required amount of austenite grains is not reduced.
  • the temperature range is preferably 930 ° C. or higher and 1050 ° C. or lower.
  • the plate thickness center temperature was calculated by conducting heat transfer calculations of conduction heat transfer, convection heat transfer, and radiation heat transfer, taking into account the descaling water and the cooling water injection for adjusting the temperature of the steel plate.
  • the non-recrystallization temperature region rolling step is a temperature range in which the sheet thickness center temperature is less than 930 ° C. after the recrystallization temperature region rolling step, the rolling shape ratio is 0.5 or more, and the reduction ratio or the total reduction ratio is 35. % Is a step of performing rolling for 1 pass or more.
  • this step is performed at 930 ° C. or higher, recrystallization is likely to occur, and the introduced strain will not be accumulated because it will be consumed during recrystallization, and the final structure cannot be used as a transformation nucleus at the time of subsequent cooling. Become coarse.
  • the rolling shape ratio is less than 0.5
  • the rolling reduction or the sum of the rolling reductions is less than 35%
  • the strain applied to the center of the sheet thickness is reduced, and the fine grains at the transformation of the austenite phase
  • the required amount is not generated.
  • Rolling is preferably 2 passes or more, and a preferable range of the sum of the rolling reductions is 45% or more.
  • the cooling step refers to the cooling starting from a temperature at which the sheet thickness center temperature is Ar 3 + 15 ° C. or higher after the non-recrystallization temperature region rolling step, and the average cooling rate is between 700 ° C. and 500 ° C. This is a step of cooling under conditions of 3.5 ° C./sec or more.
  • the cooling start temperature at the center of the plate thickness is less than Ar 3 + 15 ° C.
  • the ferrite transformation starts before the rapid cooling of the center portion of the plate thickness starts, and the yield strength of the thick steel plate decreases. Therefore, the cooling start temperature at the center of the plate thickness is limited to Ar 3 + 15 ° C. or higher.
  • Ar 3 uses the value obtained in the thermal expansion test shown in the examples.
  • the average cooling speed at the center of the plate thickness is less than 3.5 ° C./sec, a ferrite phase is generated and the yield strength is lowered. Therefore, the average cooling speed between 700 and 500 ° C. at the center of the plate thickness is limited to 3.5 ° C./sec or more.
  • the tempering temperature When the tempering temperature is higher than 700 ° C., a ferrite phase is generated and the yield strength of the thick steel plate is lowered. For this reason, the tempering temperature was limited to 700 ° C. or lower.
  • the tempering temperature is preferably 650 ° C. or lower.
  • Table 1 shows the composition of the steel used for the evaluation.
  • Steel types A to H are invention examples whose component compositions satisfy the scope of the present invention
  • steel types I to M are comparative examples whose component compositions are outside the scope of the present invention.
  • Table 3 shows the results of producing a thick steel plate using these steel types under the production conditions shown in Table 2, and evaluating the structure of the obtained thick steel plate, the strength of the base metal, and the toughness.
  • the plate thickness center temperature was measured by attaching a thermocouple to the plate length, width, and plate thickness direction center when rolling the steel plate.
  • Tissue size is sampled from the center of plate length, width, thickness direction, mirror polished and subjected to EBSP analysis under the following conditions. Adjacent to the obtained crystal orientation map The equivalent circle diameter of a structure surrounded by large-angle grain boundaries whose orientation difference from the crystal grains was 15 ° or more was evaluated as an effective crystal grain size. Based on the evaluation results, the effective crystal grain size (average value) and standard deviation were derived.
  • V-notch test piece was sampled in accordance with the provisions of JISZ2202 (1998) in the direction perpendicular to the rolling direction from the nearest thickness center position of the obtained EBSP sample of the steel sheet, and the provisions of JISZ2242 (1998).
  • the Charpy impact test was conducted according to the above, and the ductile-brittle fracture surface transition temperature (vTrs) was evaluated. Evaluation criteria of -60 ° C or less were evaluated as excellent in low temperature toughness.
  • No. Nos. 1 to 8 and 18 are invention examples.
  • Reference numerals 9 to 17 and 19 are comparative examples.
  • inventive examples obtained in accordance with the present invention all have excellent strength and low temperature toughness with a yield strength of 500 MPa or more, a tensile strength of 600 MPa or more and a vTrs of ⁇ 60 ° C. or less.
  • the total amount of Cu, Ni, Cr and Mo is less than the range of the present invention, so that the required strength is not obtained.
  • the amount of Nb was less than the range of the present invention, and the reduction of the unrecrystallized region could not be effectively performed, so the effective crystal grain size became coarse, the toughness was lowered, and the required strength was not obtained.
  • Ti / N is larger than the range of the present invention, and coarse Ti precipitates are generated, so that the toughness is low.
  • No. No. 13 has a low toughness because the amount of Nb is larger than the range of the present invention.
  • No. No. 18 has a slightly lower strength than the preferred invention example because the cooling rate is out of the invention range of the production method.
  • the tempering temperature was higher than the range of the present invention, and polygonal ferrite was generated, so that the deviation of the effective crystal grain size was increased, the toughness was lowered, and the strength was lowered.

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Abstract

　引張強度及び降伏強度が高く、優れた低温靭性を有する厚鋼板、及びその厚鋼板の製造方法を提供する。　質量％で、Ｃ：０．０４～０．１５％、Ｓｉ：０．１～２．０％、Ｍｎ：０．８～２．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％、Ｔｉ：０．００５～０．０５０％、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、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、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径が１５μｍ以下であり、有効結晶粒径の標準偏差が１０μｍ以下であることを特徴とする厚鋼板とする。

Description

厚鋼板及び厚鋼板の製造方法
　本発明は、海洋構造物、建設機械、橋梁、圧力容器、貯蔵タンク、建築物等に使用される厚鋼板であって、低温環境下でも靭性に優れる厚鋼板およびその製造方法に関するものである。
　海洋構造物、建設機械、橋梁、圧力容器、貯蔵タンク、建築物等に使用される厚鋼板は、降伏強度、引張強度が高いことに加え安全性の観点から高い靭性が要求される。
　一般的に鋼板組織の高強度と高靭性を両立させるためには、結晶粒径の微細化が有効であることが知られている。例えば、特許文献１～８には、鋼板組織の微細化による鋼板の靭性向上方法が開示されている。
特開２０１０－２４８５９９号公報 特開２００９－７４１１１号公報 特開２００３－１２９１３３号公報 特開２０１１－１９５８８３号公報 特開２００１－４９３８５号公報 特開２００１－２００３３４号公報 特開２００１－６４７２７号公報 特開２００１－６４７２３号公報
　近年、より厳しい環境、特に低温環境下で、厚鋼板を使用することが検討されているため、また、構造物の安全性を高めるために、厚鋼板の１／２ｔ部（板厚中心部）での靭性のさらなる向上が求められる。
　しかし、特許文献１、２に記載の方法では、用途によっては、板厚中心部での低温靭性（低温環境下での靭性）が不十分な場合がある。
　また、特許文献３に記載の方法では、平均結晶粒径は微細となっても一部に存在する粗大な結晶粒が起点となり脆性破壊が発生する場合があり、この場合には靭性のばらつき、靭性の低下が生じる。
　また、特許文献４に記載の方法では、鋼板組織の一部をポリゴナルフェライトにするため、安定的に高降伏強度を満足することができない場合がある。また、特許文献４に記載の圧延形状比の高い強圧下を１パス行う方法では、パス回数が１回のため全ての結晶粒で再結晶が均等に生じない。その結果、再結晶により微細化した粒と粗大なまま残存した結晶粒が混在した状態となる。このような状態となることで、靭性の劣る粗大粒を起点に脆性破壊が生じるため、良好な靭性が得られない。
　また、特許文献５～８に記載の圧延形状比の大きい圧下による方法では、１回の圧延によるひずみ量が不十分であった場合、再結晶は生じず加えられた転位は回復によって消滅してしまうため、組織微細化は起こらず良好な靭性は得られない。
　本発明は上記課題を解決するためになされたものであり、その目的は、引張強度及び降伏強度が高く、優れた低温靭性を有する厚鋼板、及びその厚鋼板の製造方法を提供することにある。
　本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討した結果、特定の成分組成を有する鋼板を用い、ポリゴナルフェライトの面積分率、板厚中心における有効結晶粒径、有効結晶粒径の標準偏差を調整することで、引張強度及び降伏強度が高く、低温靭性に優れる厚鋼板になることを見出し、本発明を完成するに至った。本発明は以下のものを提供する。
　第一の発明は、質量％で、Ｃ：０．０４～０．１５％、Ｓｉ：０．１～２．０％、Ｍｎ：０．８～２．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％、Ｔｉ：０．００５～０．０５０％、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、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、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径が１５μｍ以下であり、有効結晶粒径の標準偏差が１０μｍ以下であることを特徴とする厚鋼板である。
　第二の発明は、さらに、Ｖ：０．０１～０．１０  ％、Ｗ：０．０１～１．００％、Ｂ：０．０００５～０．００５０％、Ｃａ：０．０００５～０．００６０％、ＲＥＭ：０．００２０～０．０２００％、Ｍｇ：０．０００２～０．００６０％のうちの１種または２種以上を含むことを特徴とする、第一の発明に記載の厚鋼板である。
　第三の発明は、第一の発明又は第二の発明に記載の成分組成を有する鋼板を、９５０℃以上１１５０℃以下まで加熱する加熱工程と、前記加熱工程後に、板厚中心温度が９３０℃以上１０５０℃以下の温度範囲で、圧延形状比が０．５以上かつ１パス当たりの圧下率が６．０％以上の圧延を３パス以上行う再結晶温度領域圧延工程と、前記再結晶温度領域圧延工程後に、板厚中心温度が９３０℃未満の温度範囲で、圧延形状比が０．５以上、圧下率の合計が３５％以上となる圧延を１パス以上行う未再結晶温度領域圧延工程と、前記未再結晶温度領域圧延工程後に、板厚中心温度がＡｒ３＋１５℃以上の温度から冷却を開始し、板厚中心温度が７００℃～５００℃の間の平均冷却速度が３．５℃／ｓｅｃ以上となる条件で冷却を行う冷却工程を有することを特徴とする、第一又は第二の発明の厚鋼板を製造する方法である。
　第四の発明は、前記冷却工程後に７００℃以下の温度で焼戻し処理を行う焼戻工程を、さらに有することを特徴する、第三の発明の製造方法である。
　本発明の厚鋼板、本発明の製造方法で製造された厚鋼板は、引張強度及び降伏強度が高く、優れた低温靭性を有する。
図１は、Ａｒ３の決定における、熱膨張試験の条件を示す図である。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　本発明の厚鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０４～０．１５％、Ｓｉ：０．１～２．０％、Ｍｎ：０．８～２．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％、Ｔｉ：０．００５～０．０５０％、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Ｔｉ、Ｎを含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。以下、厚鋼板に含まれる成分について説明する。なお、以下の説明において、各成分の含有量を表す「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０４～０．１５％
　Ｃは、厚鋼板の強度を向上させる元素である。本発明では強度を確保するために、Ｃの含有量の下限は０．０４％である。また、Ｃの含有量が０．１５％を超えると厚鋼板の溶接性が低下する。このため、本発明においてＣの含有量の上限は０．１５％である。また、Ｃの好ましい含有量の下限は０．０４５％、上限は０．１４５％である。
　Ｓｉ：０．１～２．０％
　Ｓｉは固溶強化により主に厚鋼板の降伏強度を向上させる元素である。本発明では降伏強度を確保するために、Ｓｉの含有量の下限を０．１％にする。また、Ｓｉの含有量が２．０％を超えると厚鋼板の溶接性が低下する。このため、本発明においてＳｉの含有量の上限は２．０％である。また、好ましいＳｉの含有量の下限は０．１０％、上限は１．９０％である。
　Ｍｎ：０．８～２．０％
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性の向上により厚鋼板の強度を向上させる元素である。しかし、過剰にＭｎを含有すると、厚鋼板の溶接性が低下する。このため、本発明においてＭｎの含有量は０．８％以上２．０％以下である。なお好ましくは１．１０％以上１．８０％以下の範囲である。
　Ｐ：０．０２５％以下
　Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に存在する元素である。また、Ｐは鋼の靭性を低下させる場合がある。このため、Ｐの含有量は可能な限り低減することが望ましい。特に０．０２５％を超えてＰを含有すると、厚鋼板の靭性が低下しやすい傾向にある。本発明においてＰの含有量は０．０２５％以下である。好ましくは０．０１０％以下である。
　Ｓ：０．０２０％以下
　Ｓは、不純物として鋼中に不可避的に存在する元素である。また、Ｓは鋼の靭性や板厚方向引張試験における絞りを低下させる場合がある。このため、Ｓの含有量は可能な限り低減することが望ましい。特にＳの含有量が０．０２０％を超えると、上記した特性の低下が著しくなる傾向にある。そこで、本発明においてＳの含有量は０．０２０％以下である。好ましくは０．００４％以下である。
　Ａｌ：０．００１～０．１００％
　Ａｌは、脱酸材として作用する元素であり、溶鋼の脱酸プロセスにおいて、脱酸材としてもっとも汎用的に使用される元素である。この脱酸材としてのＡｌが充分機能するために、Ａｌの含有量の下限を０．００１％にする。一方、Ａｌの含有量が０．１００％を超えると、Ａｌが粗大な炭化物を形成して、厚鋼板の延性を低下させる傾向にある。このため、本発明においてＡｌの含有量の上限は０．１００％である。好ましくは下限が０．００３％、上限が０．０５０％である。
　Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％
　Ｎｂは、オーステナイト相の未再結晶温度域を広げる元素であり、未再結晶温度域での圧延を効率的に行い、所望の微細組織を得るために必要な元素である。このため、Ｎｂの含有量を０．０１０％以上にする。しかし、Ｎｂの含有量が０．０５０％を超えるとかえって靭性の低下を招くため、上限は０．０５０％とする。なお、Ｎｂの含有量は好ましくは下限が０．０１５％、上限が０．０３５％である。
　Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ：０．５～３．０％
　Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、鋼の焼入れ性を増加させて、厚鋼板の強度を向上させる元素である。これらの合計含有量を０．５％以上にすることで、ポリゴナルフェライト形成を抑制し、降伏強度を高められる。しかし、合計含有量が３．０％を超えると厚鋼板の溶接性が劣化する。このため、本発明においてはＣｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏの合計含有量は０．５～３．０％であり、好ましくは下限が０．７％、上限が２．５％である。なお、「Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ」の各元素記号は、各元素の含有量を意味する。
　Ｔｉ：０．００５～０．０５０％
　Ｔｉは、ＴｉＮとして析出する結果、鋼板を圧延する際のスラブ加熱時にオーステナイト粒が粗大化することを抑制する。このように、Ｔｉは圧延後に得られる最終組織の微細化に寄与し、厚鋼板の靭性向上に役立つ有効な元素である。このような効果を得るためにＴｉの含有量は０．００５％以上とする。一方、Ｔｉの含有量が０．０５０％を超えると、溶接熱影響部の靭性が低下する。このため、本発明におけるＴｉの含有量は０．００５～０．０５０％であり、好ましくは下限が０．００５％、上限が０．０４０％である。
　１．８≦Ｔｉ／Ｎ≦４．５を満足するＮ
　１．８＞Ｔｉ／Ｎ（質量比）とすると、ＴｉＮがスラブ加熱時に溶解し易くなりオーステナイト粒の粗大化抑制効果が得難くなる。さらに固溶Ｎの存在により厚鋼板の靭性が劣化する。一方、Ｔｉ／Ｎ＞４．５とするとＮに対して過剰に存在するＴｉが粗大ＴｉＣを形成することで厚鋼板の靭性が劣化する。このため、１．８≦Ｔｉ／Ｎ≦４．５の範囲に限定した。なお好ましくは２．０≦Ｔｉ／Ｎ≦４．０である。
　本発明の厚鋼板は、上記した成分を基本組成とする。また、本発明の厚鋼板は、さらに強度、靭性調整、継手靭性向上を目的として、Ｖ：０．０１～０．１０％、Ｗ：０．０１～１．００％、Ｂ：０．０００５～０．００５０％、Ｃａ：０．０００５～０．００６０％、ＲＥＭ：０．００２０～０．０２００％、Ｍｇ：０．０００２～０．００６０％のうちの１種または２種以上を含有できる。
　Ｖ：０．０１～０．１０％
　Ｖは、厚鋼板の強度と靭性をさらに向上させる元素であり、０．０１％以上の添加で効果を発揮する。しかし、Ｖの含有量が０．１０％を超えるとかえって靭性の低下を招くことがあるため、Ｖの含有量の上限を０．１０％とするのが好ましい。なお、さらに好ましくは、Ｖの含有量が０．０３～０．０８％である。
　Ｗ：０．０１～１．００％
　Ｗは、厚鋼板の強度を向上させる元素であり、０．０１％以上の添加で効果を発揮する。しかし、Ｗの含有量が１．００％を超えると溶接性が低下する問題が生じる場合がある。したがって、Ｗの含有量は０．０１～１．００％であることが好ましい。より好ましいＷの含有量は０．０５～０．１５％である。
　Ｂ：０．０００５～０．００５０％
　Ｂは、極微量の含有で焼入れ性を向上させ、それにより厚鋼板の強度を向上させるのに有効な元素である。このような効果を得るにはＢの含有量を０．０００５％以上にするのが好ましい。一方、０．００５０％を超えてＢを含有すると、溶接性が低下する場合があるため、Ｂの含有量の上限は０．００５０％が好ましい。
　Ｃａ：０．０００５～０．００６０％
　Ｃａは、Ｓを固定することによってＭｎＳの生成を抑制して、板厚方向の絞り特性を改善する。また、Ｃａは溶接熱影響部靭性を改善する効果も有する。このような効果を得るためには、Ｃａの含有量を０．０００５％以上にするのが好ましい。一方、０．００６０％を超えるＣａの含有は、厚鋼板の靭性を低下させる場合があるため、Ｃａの含有量の上限は０．００６０％が好ましい。
　ＲＥＭ：０．００２０～０．０２００％
　ＲＥＭは、Ｓを固定することによってＭｎＳの生成を抑制して、板厚方向の絞り特性を改善する。また、ＲＥＭは溶接熱影響部靭性も改善する効果を有する。このような効果を得るために、ＲＥＭの含有量を０．００２０％以上にするのが好ましい。一方、０．０２００％を超えるＲＥＭの含有は、厚鋼板の靭性を低下させる場合があるため、ＲＥＭの含有量の上限は０．０２００％が好ましい。
　Ｍｇ：０．０００２～０．００６０％
　Ｍｇは、溶接熱影響部においてオーステナイト粒の成長を抑制し、溶接熱影響部の靭性の改善に有効な元素である。このような効果を得るには、Ｍｇの含有量を０．０００２％以上にするのが好ましい。一方、０．００６０％を超えるＭｇの含有は、効果が飽和して含有量に見合う効果が期待できずに経済的に不利となる場合がある。そこで、Ｍｇの含有量の上限は０．００６０％が好ましい。
　上記成分以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。ここで不可避的不純物とはＯ等である。Ｏは鋼材を製造する段階で不可避的に混入する代表的な不可避的不純物である。代表的な不可避的不純物はＯであるが、不可避的不純物とは上記必須成分以外の成分を指す。したがって、意図的、偶発的を問わず、本発明の効果を害さない程度に任意成分を含むものも本発明の範囲である。
　続いて、厚鋼板の鋼板組織について説明する。
　ポリゴナルフェライトの面積率：１０％未満
　ポリゴナルフェライトの面積率が１０％以上になると、厚鋼板の降伏強度が低下する。そのため、本発明の厚鋼板においてはポリゴナルフェライトの面積率を１０％未満に限定した。なお、上記面積率は８％以下が好ましく、最も好ましくは５％以下である。ここで、ポリゴナルフェライトの面積率とは、鋼板組織の観察面中にポリゴナルフェライトが占める割合を指す。なお、鋼板組織の上記観察は、厚鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３％ナイタールで上記板厚断面を腐食させ、この腐食させた板厚断面をＳＥＭ（走査電子顕微鏡）で２０００倍の倍率で１０視野観察する方法で行う。また、面積率の導出には、市販の画像処理ソフト等を用いることができる。
　本発明の厚鋼板において、主体組織はベイナイトおよびマルテンサイトである。また、結晶組織の結晶粒径が微細になるほど好ましい。この結晶粒径は、本発明においては下記の有効結晶粒径のことを指す。
　有効結晶粒径：１５μｍ以下
　本発明の厚鋼板においては、板厚中心の有効結晶粒径が１５μｍ以下である。有効結晶粒径が１５μｍより大きくなると、厚鋼板の靭性が劣化する。より好ましい有効結晶粒径は１０μｍ以下である。なお、有効結晶粒径は、ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｐａｔｔｅｒｎ：電子線後方散乱パターン）法により導出することができる。そして、観察面における有効結晶粒径の平均を導出することで有効結晶粒径が得られる。なお、有効結晶粒径の導出には市販の画像処理ソフト等を用いることもできる。
　また、有効結晶粒径の測定は、厚鋼板の板厚中心から採取した圧延方向に平行な断面を鏡面研磨し、板厚中心の５ｍｍ×５ｍｍの領域をＥＢＳＰ解析することで行う。この範囲に有効結晶粒径が１５μｍを超えるサンプルがあったとしても、有効結晶粒径が１５μｍ以下のものが占める割合が全体の８０％以上であれば本発明の範囲内である。
　有効結晶粒径の標準偏差：１０μｍ以下
　本発明においては、有効結晶粒径の粒径分布の標準偏差は、１０μｍ以下である。上記標準偏差が１０μｍよりも大きくなると一部に存在する粗大粒が脆性破壊の起点となることで、厚鋼板の靭性を劣化させる。また、本発明において上記標準偏差は、７μｍ以下が好ましい。
　次いで、本発明の厚鋼板の製造方法について説明する。本発明の厚鋼板の製造方法、製造条件は特に限定されない。例えば、本発明の厚鋼板は、加熱工程と、再結晶温度領域圧延工程と、未再結晶温度領域圧延工程と、冷却工程を有する方法で製造可能である。
　本発明の厚鋼板は、結晶組織の結晶粒径を最大限微細化することが重要である。この目的を達成するための一つの方法として、オーステナイトの再結晶温度域での強圧下によるオーステナイト粒の微細化を行い、オーステナイトの未再結晶温度域の圧下による変態核の導入を行い、その後の急速冷却を行う方法がある。
　再結晶温度領域圧延工程において、各パスの圧下時に再結晶が起こるかどうかは各パスで加えられる歪み量に依存する。また、未再結晶温度領域圧延工程において、圧下により加えられた歪みによる変態核の効果は歪み量の総和に依存する。さらに、いずれの圧延工程においても、圧延による歪みを板厚中心にまで加えるには、下式で示される各圧延パス時の圧延形状比（ｌｄ／ｈｍ）を大きくする必要がある。
ｌｄ／ｈｍ＝｛Ｒ（ｈｉ－ｈ０）｝１／２／｛（ｈｉ＋２ｈ０）／３｝
　ここで、各記号はそれぞれ各圧延パス時のｌｄ：投影接触弧長、ｈｍ：平均板厚、Ｒ：ロール半径、ｈｉ：入側板厚、ｈ０：出側板厚、である。
　パススケジュール、圧下率および圧延形状比を種々変化させて、板厚中心の組織の平均サイズを微細化し、かつ組織サイズのばらつきを低減することで優れた低温靭性を有し、降伏強度及び引張強度が一定水準以上になる厚鋼板を製造できる。各工程の内容及び各工程で採用することが好ましい条件は以下の通りである。なお、圧延形状比とは上記の式で表され、圧延を行った際の板厚方向のひずみ分布に関する。圧延形状比が小さいと鋼板表面にひずみが集中する傾向にある。同径のロールであれば圧下量を小さくすれば圧延形状比は小さくなる。また、圧延形状比が大きいと鋼板の表面だけでなく板厚中心部までひずみが入る傾向にある。圧延形状比を大きくするためには、同径のロールであれば圧下量を大きくすればよい。
　加熱工程とは、上記成分組成を有する鋼板を加熱する工程である。本工程においては、９５０℃以上１１５０℃以下まで鋼板を加熱することが好ましい。加熱温度が９５０℃未満であるとオーステナイト未変態部が部分的にできてしまうため、圧延後に必要な特性が得られない。一方、加熱温度が１１５０℃を超えると、オーステナイト粒が粗大になり制御圧延後に所望の鋼板組織である細粒組織が得られなくなる。本工程において、特に好ましい加熱温度は９５０℃以上１１２０℃以下である。
　再結晶温度領域圧延工程とは、板厚中心温度が９３０℃以上１０５０℃以下の温度範囲で、圧延形状比が０．５以上かつ１パス当たりの圧下率が６．０％以上の圧延を３パス以上行う工程である。また、圧延時に鋼板に加わる歪みは板厚位置により異なっており、圧延形状比が小さいほど板厚中心に加わる歪みの割合が小さくなる。圧下比相当の歪みを板厚中心に加えるためには圧延形状比を０．５以上に調整する必要がある。また、再結晶を生じさせるには１パスあたり６．０％以上の圧下率が必要である。なお、好ましくは１パスあたり８％以上である。
　本工程を行う際の板厚中心温度の温度範囲が、９３０℃未満であると、圧延時に再結晶が起こり難くなりオーステナイト粒の微細化が必要量生じない傾向にある。また、１０５０℃より高い温度では、圧延時に再結晶による細粒化効果が小さくなる。そのため、上記温度範囲は９３０℃以上１０５０℃以下が好ましい。なお、板厚中心温度はデスケーリング水、鋼板の温度調整用冷却水の噴射も考慮した、伝導伝熱、対流伝熱、ふく射伝熱の伝熱計算による計算値を用いた。
　また、本工程で、板厚中心温度が９３０℃以上１０５０℃以下の温度範囲で、圧延形状比が０．５以上であり、且つ１パス当たりの圧下率が６．０％以上の圧下の回数が２回以下の場合では、再結晶が生じていない粗大なままの粒が一部残存してしまう。１パス当たりの圧下率が小さいか、圧下回数が少ないと、特に板厚中央部の靭性が大きく劣化する。
　未再結晶温度領域圧延工程とは、上記再結晶温度領域圧延工程後に、板厚中心温度が９３０℃未満の温度範囲で、圧延形状比が０．５以上、圧下率又は圧下率の合計が３５％以上となる圧延を１パス以上行う工程である。
　本工程を９３０℃以上で行うと再結晶が生じ易くなり、導入された歪みは再結晶の際に消費されてしまうため蓄積されず、後の冷却時の変態核として利用できずに最終組織は粗大となる。
　また、本工程において、圧延形状比が０．５未満の圧延の場合、圧下率又は圧下率の和が３５％未満の場合、板厚中心に加わる歪みが小さくなりオーステナイト相の変態時の細粒化が必要量生じない。圧延は２パス以上であることが好ましく、圧下率の和の好ましい範囲は４５％以上である。
　冷却工程とは、上記未再結晶温度領域圧延工程後に、板厚中心温度がＡｒ３＋１５℃以上の温度から冷却を開始し、板厚中心温度が７００℃～５００℃の間の平均冷却速度が３．５℃／ｓｅｃ以上となる条件で冷却を行う工程である。
　板厚中心の冷却開始温度がＡｒ３＋１５℃未満になると、板厚中心部の急速冷却が開始する前にフェライト変態が開始してしまい、厚鋼板の降伏強度が低下する。そのため、板厚中心の冷却開始温度をＡｒ３＋１５℃以上に限定する。なおＡｒ３は実施例に示す熱膨張試験で求めた値を使用する。
　板厚中心の平均冷速が３．５℃／ｓｅｃ未満になると、フェライト相が生じ降伏強度が低下する。そのため、板厚中心の７００～５００℃間平均冷速を３．５℃／ｓｅｃ以上に限定する。
　本発明においては、上記冷却工程後に７００℃以下の温度で焼戻し処理を行う焼戻工程を、さらに有することが好ましい。
　焼戻し温度が７００℃よりも大きくなると、フェライト相が生成し厚鋼板の降伏強度が低下する。このため焼戻し温度を７００℃以下に限定した。なお、上記焼戻し温度は６５０℃以下が好ましい。
　以下、実施例について本発明を説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。
　表１に評価に用いた鋼の組成を示す。鋼種Ａ～Ｈは成分組成が本発明の範囲を満足する発明例であり、鋼種Ｉ～Ｍは成分組成が本発明の範囲外の比較例である。
　これらの鋼種を用いて表２に示す製造条件により厚鋼板を製造し、得られた厚鋼板の組織、母材の強度、靭性を評価した結果を表３に示す。
　なお、板厚中心温度は鋼板圧延時に板の長手、幅、板厚方向中心に熱電対を取り付け測定した。
　Ａｒ３の決定
　鋼板圧延に使用したスラブの（１／４）ｔ（ｔは板厚を表す）位置より８Φ×１２ｍｍのサンプルを採取し、図１に示す条件で熱膨張試験を行い、変態膨張からＡｒ３を評価した。
　ポリゴナルフェライトの面積率
　得られた各厚鋼板について、鋼板組織の同定を行うとともに、その面積率（％）を測定した。鋼板組織は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面について、３％ナイタールによる腐食現出組織を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で２０００倍、１０視野の条件で観察した。これを画像解析ソフト（Ｉｍａｇｅ－Ｐｒｏ；Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製）により解析し、各々の相について当該相とこれ以外の相とに２値化した画像を作製した。マルテンサイト相と残留オーステナイト相は、識別が困難なため、両相を同一とみなして２値化した。これらをソフトの機能を用いてポリゴナルフェライト相の面積率を求めた。また、主な相は、ベイナイト、マルテンサイト組織であった。
　有効結晶粒径の測定
　組織サイズは板の長手、幅、板厚方向中心よりサンプルを採取し、鏡面研磨仕上げを行った後下記の条件でＥＢＳＰ解析を行い、得られた結晶方位マップより隣接する結晶粒との方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた組織の円相当直径を有効結晶粒径として評価した。この評価結果に基づいて有効結晶粒径（平均値）と標準偏差を導出した。
　ＥＢＳＰ条件
　解析領域：板厚中心の１ｍｍ×１ｍｍ領域
　ステップサイズ：０．４μｍ
　降伏強度及び引張強度の測定
　また、得られた鋼板のＥＢＳＰサンプルの直近の板厚中心位置から圧延方向と直角な方向にＪＩＳ４号引張試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１（１９９８年）の規定に準拠して引張試験を行い、降伏強度と引張強度を評価した。
　また、得られた鋼板のＥＢＳＰサンプルの直近の板厚中心位置から圧延方向と直角な方向にＪＩＳＺ２２０２（１９９８年）の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４２（１９９８年）の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、延性－脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を評価した。評価基準は－６０℃以下のものを低温靭性に優れると評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　Ｎｏ．１～８、１８は発明例であり、Ｎｏ．９～１７、１９は比較例である。
　本発明に従い得られた発明例は、いずれも降伏強度が５００ＭＰａ以上、引張強度６００ＭＰａ以上かつｖＴｒｓが－６０℃以下という優れた強度、低温靭性を有する。
　Ｎｏ．９は、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏの合計量が本発明範囲より少ないため、必要な強度が得られていない。
　Ｎｏ．１０は、Ｎｂ量が本発明範囲より少なく、未再結晶域圧下が有効に行えなかったため有効結晶粒径が粗大になり、靭性が低下し、また必要な強度が得られなかった。
　Ｎｏ．１１は、Ｔｉが少なく且つＴｉ／Ｎが本発明範囲よりも小さいため、スラブ加熱時のγ粒が粗大になり最終組織の有効結晶粒径が粗大になり靭性が低い。
　Ｎｏ．１２は、Ｔｉ／Ｎが本発明範囲よりも大きく、粗大なＴｉ析出物が生成したため靭性が低い。
　Ｎｏ．１３は、Ｎｂ量が本発明範囲より多いため靭性が低い。
　Ｎｏ．１４は、再結晶温度域での圧延条件が適正条件より不足していたため、有効結晶粒径が粗大になり、靭性が低い。
　Ｎｏ．１５は、加熱温度が適正範囲よりも高いため、スラブ加熱時のγ粒が粗大になり最終組織の有効結晶粒径が粗大になったため、靭性が低い。
　Ｎｏ．１６は、未再結晶温度域での圧延条件が本発明範囲外のため、有効結晶粒径が粗大になり、靭性が低い。
　Ｎｏ．１７は、冷却開始温度が本発明範囲より低く、ポリゴナルフェライトが生成したため有効結晶粒径の偏差が大きくなり靭性が低下、また強度が低下した。
　Ｎｏ．１８は、冷却速度が、製造方法の発明範囲から外れるため、好ましい発明例と比較すると強度がやや低い。
　Ｎｏ．１９は、焼戻し温度が本発明範囲よりも高く、ポリゴナルフェライトが生成したため有効結晶粒径の偏差が大きくなり靭性が低下、また強度が低下した。
 

Claims (4)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０４～０．１５％、Ｓｉ：０．１～２．０％、Ｍｎ：０．８～２．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％、Ｔｉ：０．００５～０．０５０％、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、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
    　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径が１５μｍ以下であり、
    　有効結晶粒径の標準偏差が１０μｍ以下であることを特徴とする厚鋼板。
  2. 　さらに、Ｖ：０．０１～０．１０％、Ｗ：０．０１～１．００％、Ｂ：０．０００５～０．００５０％、Ｃａ：０．０００５～０．００６０％、ＲＥＭ：０．００２０～０．０２００％、Ｍｇ：０．０００２～０．００６０％のうちの１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項１に記載の厚鋼板。
  3. 　請求項１又は２に記載の成分組成を有する鋼板を、９５０℃以上１１５０℃以下まで加熱する加熱工程と、
    　前記加熱工程後に、板厚中心温度が９３０℃以上１０５０℃以下の温度範囲で、圧延形状比が０．５以上かつ１パス当たりの圧下率が６．０％以上の圧延を３パス以上行う再結晶温度領域圧延工程と、
    　前記再結晶温度領域圧延工程後に、板厚中心温度が９３０℃未満の温度範囲で、圧延形状比が０．５以上、圧下率の合計が３５％以上となる圧延を１パス以上行う未再結晶温度領域圧延工程と、
    　前記未再結晶温度領域圧延工程後に、板厚中心温度がＡｒ３＋１５℃以上の温度から冷却を開始し、板厚中心温度が７００℃～５００℃の間の平均冷却速度が３．５℃／ｓｅｃ以上となる条件で冷却を行う冷却工程を有することを特徴とする請求項１又は２に記載の厚鋼板の製造方法。
  4. 　前記冷却工程後に７００℃以下の温度で焼戻し処理を行う焼戻工程を、さらに有することを特徴する請求項３に記載の厚鋼板の製造方法。
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