WO2021054344A1 - 厚鋼板および厚鋼板の製造方法 - Google Patents

厚鋼板および厚鋼板の製造方法 Download PDF

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WO2021054344A1
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祐介 寺澤
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a thick steel sheet having high levels of strength, toughness and bendability.
  • the present invention also relates to a method for manufacturing a thick steel sheet.
  • the thick steel plate for wind power generators used in the monopile type which is the mainstream among the support structure types of wind power generators on the ocean, is formed into a pipe shape by bending. Furthermore, in offshore wind power generators, waves, drift ice, etc. collide with the surface layer of steel plates used for supporting structures. Therefore, the thick steel sheet needs to have high bending workability and excellent toughness at the surface layer of the steel sheet and the center of the sheet thickness.
  • the toughness of a steel sheet can be improved by refining the crystal grain size of the steel structure.
  • rolling is performed in a low temperature range in which recrystallization of austenite is suppressed and the unrecrystallized temperature range is reached, and the strain introduced there is transformed. It is known that controlled rolling used for nuclei is effective.
  • Patent Document 2 contains appropriate amounts of C, Si, Mn, P, S, Al, Ti, N, Nb, V, and Cr in mass%, and further.
  • Ti and N satisfy 4.0 ⁇ Ti / N ⁇ 2.0, and the carbon equivalent Ceq defined by a predetermined formula satisfies 0.35 to 0.50, consisting of the balance Fe and unavoidable impurities. It is a composition, and the structure in the range from the surface of the steel plate to the position of 5 mm in the plate thickness direction consists of a polygonal ferrite phase with an area ratio of 30 to 70%, and the balance is a bainite phase, a martensite phase, or a mixed phase thereof.
  • the structure in the range from the position of 5 mm in the plate thickness direction from the surface of the steel plate to the position of the center of the plate thickness consists of a polygonal ferrite phase with an area ratio of 30% or less and a bainite phase, a pearlite phase, or a mixed phase thereof.
  • a thick steel plate having a Vickers hardness HV of 260 HV or less at a position 1 mm in the plate thickness direction from the surface of the steel plate is described.
  • Patent Document 2 aims to improve the strength and bendability, and the toughness of the surface layer of the steel sheet and the center of the thickness has not been studied.
  • the temperature distribution in the plate thickness direction is large, especially for thick steel sheets, so the austenite structure changes to a low-temperature formation structure such as ferrite or pearlite near the surface layer of the steel sheet. Rolling is performed with the transformation occurring. As a result, processing strain due to rolling is introduced into the surface structure of the steel sheet, and bending workability and toughness are significantly deteriorated.
  • the present invention has been made in view of the above problems, and has a high level of high strength, excellent toughness at the surface layer of the steel sheet and the center of the sheet thickness, and excellent bending workability, especially in a thick steel sheet.
  • An object of the present invention is to provide a steel plate.
  • Another object of the present invention is to provide a method for manufacturing the thick steel sheet.
  • the high strength means that the yield strength at the center position of the plate thickness in the tensile test is 300 MPa or more and the tensile strength is 400 MPa or more.
  • excellent toughness means that the impact absorption energy by the Charpy impact absorption test at ⁇ 40 ° C. at the position 1 mm below the surface of the steel sheet and the position at the center of the plate thickness is 60 J or more, respectively.
  • the shock absorption energy is preferably 100 J or more.
  • excellent bending workability means that a 180 ° bending test was performed on the surface layer of the steel sheet under the condition that the bending radius R (radius of the bending punch) / t (plate thickness) was 1.0, and no bending cracks occurred. Point to that.
  • the above-mentioned tensile test, Charpy impact absorption test and bending test can be performed by the methods described in Examples described later.
  • the present inventors have obtained the following findings as a result of diligent studies to solve the above problems.
  • the carbon equivalent (Ceq) and the cooling rate between 700 and 550 ° C. which is the temperature range in which transformation occurs from austenite, were controlled.
  • a structure in which a processing strain having poor bending workability and toughness is introduced is formed on the surface layer of the steel sheet. It is possible to reduce the unrecrystallized temperature range at the center position of the plate thickness while suppressing the above. For this reason, Nb having an effect of raising the unrecrystallized temperature range of austenite to the high temperature side by solid solution Nb and fine precipitation NbC was contained.
  • the unrecrystallized temperature of the Nb-containing steel is (8250 [Nb] + 770 ° C.) or less.
  • the hot rolling conditions of the surface layer of the steel sheet and the center of the sheet thickness should be appropriately controlled. Is valid. Therefore, in order to control the structure of the surface layer of the steel sheet, the control is performed as follows. With respect to the surface layer of the steel sheet, first, the surface layer of the steel sheet is once cooled to Ar3 temperature or less during hot rolling to transform austenite into a low-temperature formation structure such as ferrite, and then the surface layer of the steel sheet is heated to Ac3 temperature or more by reheating. The temperature is changed to austenite structure, and the surface layer of the steel sheet is made into fine austenite.
  • processing strain is applied to the austenite of the steel sheet surface layer. Is introduced.
  • rolling is performed so that the total rolling reduction in the temperature range where the surface layer temperature of the steel sheet is less than Ar3 temperature is 15% or less, thereby preventing the structure of the surface layer of the steel sheet from becoming ferrite or pearlite into which processing strain is introduced.
  • the following control is performed while the above-mentioned hot rolling is performed on the surface layer of the steel sheet.
  • the steel sheet By rolling the steel sheet with a total reduction ratio of 25% or more in a temperature range where the center temperature of the sheet thickness is the unrecrystallized temperature range (8250 [Nb] + 770 ° C.) or less with respect to the center of the sheet thickness.
  • a high toughness structure having a fine crystal grain size can be obtained even at the center position.
  • the steel sheet with a thick plate thickness Even so, it has been found that it is possible to combine high strength, excellent toughness of the surface layer of the steel sheet and the center of the sheet thickness, and excellent bending workability.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • [1] By mass% C: 0.04 to 0.14%, Si: 0.03 to 0.70%, Mn: 0.30 to 2.50%, P: 0.030% or less, S: 0.0200% or less, Nb: 0.001 to 0.100%, Al: 0.001 to 0.100%, O: 0.01% or less, and N: 0.01% or less, including
  • the rest consists of Fe and unavoidable impurities
  • the Ceq defined by the following equation (1) and the plate thickness t [mm] have a component composition satisfying 0.0004t + 0.25 ⁇ Ceq ⁇ 0.0004t + 0.45.
  • the dislocation density ⁇ (m -2 ) at a position 1 mm below the surface of the steel sheet is ⁇ ⁇ 4 ⁇ 10 14 .
  • the average crystal grain size at a position 1 mm below the surface of the steel sheet is 15 ⁇ m or less.
  • Ceq [C] + [Mn] / 6+ ([Cr] + [Mo] + [V]) / 5+ ([Cu] + [Ni]) / 15 ... (1)
  • each element symbol in the above formula (1) represents the content (mass%) of the element, and is set to 0 when the element is not contained.
  • composition of the components is further increased by mass%.
  • Cu 2.00% or less
  • Mo 1.00% or less
  • V 0.30% or less
  • B 0.0100% or less
  • W 0.50% or less
  • Ca 0.0200% or less
  • the thick steel sheet according to [1] which comprises one or more selected from the group consisting of Mg: 0.0200% or less and REM: 0.0500% or less.
  • the total reduction rate is 25% or more.
  • the average cooling rate in the temperature range of 700 to 550 ° C. at the center position of the plate thickness is 2500 ⁇ t- 1.7 ° C./sec or more when the plate thickness of the steel sheet is t [mm].
  • a method for producing a thick steel plate and a thick steel plate which have high strength, excellent toughness of the surface layer of the steel plate and the center of the plate thickness, and excellent bending workability even if the steel plate is thick. be able to.
  • the application of the thick steel plate of the present invention is not limited to offshore wind power generation, but can also be applied to, for example, shipbuilding, line pipes, marine structures, construction, and the like.
  • C 0.04 to 0.14%
  • C is an element that can improve the strength of the steel sheet at the lowest cost, and is an element that contributes to the strengthening of the austenite grain boundaries. If the C content is less than 0.04%, the grain boundary strength of austenite is lowered and hot cracking of the slab occurs, so that the manufacturability is significantly lowered. Moreover, the strength desired by the present invention cannot be obtained. On the other hand, if the C content exceeds 0.14%, the weldability is lowered. Toughness is also reduced. Therefore, the C content is set to 0.04 to 0.14%.
  • the C content is preferably 0.05% or more, and the C content is preferably 0.12% or less. It is more preferably 0.06% or more, and more preferably 0.11% or less.
  • Si 0.03 to 0.70%
  • Si is an element effective for deoxidation, but if the Si content is less than 0.03%, a sufficient effect cannot be obtained. However, if the Si content exceeds 0.70%, the weldability deteriorates. Therefore, the Si content is set to 0.03 to 0.70%.
  • the Si content is preferably 0.04% or more, and the Si content is preferably 0.60% or less. It is more preferably 0.05% or more, and more preferably 0.55% or less.
  • Mn 0.30 to 2.50%
  • Mn is an element capable of improving hardenability and strength of steel at low cost. In order to obtain the effect, it is necessary to contain Mn of 0.30% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 2.50%, the weldability deteriorates. Therefore, the Mn content is set to 0.30 to 2.50%.
  • the Mn content is preferably 0.50% or more, and the Mn content is preferably 2.20% or less. It is more preferably 0.60% or more, and more preferably 2.10% or less.
  • P 0.030% or less
  • P is an element having a large effect of embrittlement of grain boundaries, and when it is contained in a large amount, the toughness of steel is lowered. Therefore, the P content is set to 0.030% or less.
  • the P content is preferably 0.025% or less.
  • the smaller the amount of P the more preferable it is. Therefore, the lower limit of the P content is not particularly limited and may be 0%.
  • P is an element that is inevitably contained in steel as an impurity, and excessive reduction of P causes an increase in refining time and an increase in cost. Therefore, the P content may be 0.001% or more. preferable.
  • S 0.0200% or less S reduces the toughness of steel, so the S content is 0.0200% or less.
  • the S content is preferably 0.0100% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited and may be 0%.
  • S is an element that is unavoidably contained in steel as an impurity, and excessive reduction in S causes an increase in refining time and an increase in cost. Therefore, the S content may be 0.0001% or more. preferable.
  • Nb 0.001 to 0.100%
  • Nb is an element that has the effect of suppressing recrystallization when the austenite structure is strained by solid solution Nb and finely precipitated NbC, and raising the temperature of the unrecrystallized temperature range. In order to obtain the effect, it is necessary to contain 0.001% or more of Nb. On the other hand, the content of Nb exceeding 0.100% deteriorates weldability. Therefore, the Nb content is set to 0.001 to 0.100%.
  • the Nb content is preferably 0.005% or more, and the Nb content is preferably 0.075% or less.
  • the Nb content is more preferably 0.050% or less.
  • Al 0.001 to 0.100%
  • Al is an element that is effective as an antacid and has the effect of forming a nitride to reduce the austenite particle size.
  • the Al content needs to be 0.001% or more.
  • the Al content is set to 0.001 to 0.100%.
  • the Al content is preferably 0.005% or more, and the Al content is preferably 0.080% or less.
  • O 0.01% or less
  • O is an element that lowers the ductility and toughness, so the O content is 0.01% or less.
  • the lower limit of the O content is not particularly limited and may be 0%.
  • O is an element that is unavoidably contained in steel as an impurity, and excessive reduction in O causes an increase in refining time and an increase in cost. Therefore, the O content may be 0.0005% or more. preferable.
  • N 0.01% or less Since N is an element that lowers the ductility and toughness, the N content is 0.01% or less. On the other hand, the smaller the amount of N, the more preferable it is. Therefore, the lower limit of the N content is not particularly limited and may be 0%. However, since N is an element that is unavoidably contained in steel as an impurity, it may be industrially more than 0%. In addition, since excessively low N causes an increase in refining time and an increase in cost, the N content is preferably 0.0005% or more.
  • the thick steel sheet of the present invention contains the above components, and the balance is Fe and unavoidable impurities.
  • the thick steel sheet of the present invention has the above-mentioned components as the basic component composition.
  • the above-mentioned essential elements can obtain the characteristics desired in the present invention, the following elements may be contained as necessary for the purpose of further improving the strength and weldability (toughness of welds, welding workability, etc.). Can be done.
  • Cu 2.00% or less, Ni: 2.50% or less, Cr: 1.50% or less, Mo: 1.00% or less, Ti: 0.100% or less, V: 0.30% or less, B: One or two selected from the group consisting of 0.0100% or less, W: 0.50% or less, Ca: 0.0200% or less, Mg: 0.0200% or less, and REM: 0.0500% or less.
  • Cu: 2.00% or less Cu is an element that can improve the strength of a steel sheet without significantly deteriorating the base material and toughness.
  • the Cu content exceeds 2.00%, hot cracking due to the Cu concentrated layer formed directly under the scale becomes a problem. Therefore, when Cu is contained, the Cu content is preferably 2.00% or less. It should be noted that it is even more preferably 0.01% or more, and even more preferably 1.50% or less. It is more preferably 0.15% or more, still more preferably 1.00% or less.
  • Ni 2.50% or less
  • Ni is an element that has the effect of improving hardenability of steel and improving toughness.
  • the Ni content is preferably 2.50% or less. It should be noted that it is even more preferably 0.01% or more, and even more preferably 2.00% or less. It is more preferably 0.15% or more, still more preferably 1.50% or less.
  • Cr 1.50% or less Cr is an element that can improve the strength of a steel sheet by improving the hardenability of steel. On the other hand, if the Cr content exceeds 1.50%, the weldability deteriorates. Therefore, when Cr is contained, the Cr content is preferably 1.50% or less. It should be noted that it is even more preferably 0.01% or more, and even more preferably 1.20% or less. It is more preferably 0.15% or more, still more preferably 0.90% or less.
  • Mo 1.00% or less Mo is an element that can improve the strength of a steel sheet by improving the hardenability of steel. On the other hand, if the Mo content exceeds 1.00%, the weldability is lowered. Therefore, when Mo is contained, the Mo content is preferably 1.00% or less. It should be noted that it is even more preferably 0.01% or more, and even more preferably 0.80% or less. It is more preferably 0.05% or more, still more preferably 0.60% or less.
  • Ti 0.100% or less
  • Ti is an element that has the effect of pinning the movement of grain boundaries by precipitating as TiN and suppressing grain growth.
  • the Ti content exceeds 0.100%, the cleanliness of the steel structure is lowered, and as a result, the ductility and toughness are lowered. Therefore, when Ti is contained, the Ti content is preferably 0.100% or less. It should be noted that it is even more preferably 0.001% or more, and even more preferably 0.080% or less. It is more preferably 0.005% or more, still more preferably 0.050% or less.
  • V 0.30% or less
  • V is an element that can improve the hardenability of steel and the strength of steel sheet by forming carbonitride.
  • the V content is preferably 0.30% or less. It should be noted that it is even more preferably 0.01% or more, and even more preferably 0.25% or less. More preferably, it is 0.15% or less.
  • B 0.0100% or less
  • B is an element having the effect of improving the strength of the steel sheet by improving the hardenability by adding a very small amount.
  • the B content is preferably 0.0100% or less. It should be noted that it is even more preferably 0.0001% or more, and even more preferably 0.0070% or less. It is more preferably 0.0005% or more, still more preferably 0.0050% or less.
  • W 0.50% or less W is an element that can improve the strength of the steel sheet by improving the hardenability of the steel. On the other hand, if the W content exceeds 0.50%, the weldability is lowered. Therefore, when W is contained, the W content is preferably 0.50% or less. It should be noted that it is even more preferably 0.01% or more, and even more preferably 0.40% or less. It is more preferably 0.05% or more, still more preferably 0.35% or less.
  • Ca 0.0200% or less
  • Ca is an element that improves weldability by forming an acid sulfide with high stability at high temperatures.
  • the Ca content exceeds 0.0200%, the cleanliness is lowered and the toughness of the steel is impaired. Therefore, when Ca is contained, the Ca content is set to 0.0200% or less. It should be noted that it is even more preferably 0.0001% or more, and even more preferably 0.0180% or less. It is more preferably 0.0005% or more, still more preferably 0.0060% or less.
  • Mg 0.0200% or less
  • Mg is an element that improves weldability by forming an acid sulfide with high stability at high temperatures.
  • the Mg content exceeds 0.0200%, the effect of adding Mg is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous. Therefore, when Mg is contained, the Mg content is set to 0.0200% or less. It should be noted that it is even more preferably 0.0001% or more, and even more preferably 0.0180% or less. It is more preferably 0.0005% or more, still more preferably 0.0060% or less.
  • REM 0.0500% or less REM (rare earth metal) is an element that improves weldability by forming an acid sulfide with high stability at high temperatures.
  • the REM content exceeds 0.0500%, the effect of adding REM is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous. Therefore, when REM is contained, the REM content is set to 0.0500% or less. It should be noted that it is even more preferably 0.0001% or more, and even more preferably 0.0450%. It is more preferably 0.0010% or more, still more preferably 0.0100% or less.
  • composition of the thick steel sheet must further satisfy the following conditions.
  • Ceq is an index of hardenability due to contained elements.
  • Ceq is (0.0004t + 0.25). If it is less than, the required strength cannot be obtained.
  • Ceq is larger than (0.0004t + 0.45), the strength becomes too high on the surface of the steel sheet where the cooling rate is faster than the center position of the plate thickness, so that the bending workability becomes low.
  • the Ceq is preferably (0.0004t + 0.27) or more, and the Ceq is preferably (0.0004t + 0.43) or less. More preferably, it is (0.0004t + 0.28) or more, and (0.0004t + 0.42) or less.
  • Ceq [C] + [Mn] / 6+ ([Cr] + [Mo] + [V]) / 5+ ([Cu] + [Ni]) / 15 ... (1)
  • each element symbol in the formula (1) represents the content (mass%) of the element, and is set to 0 when the element is not contained.
  • the thick steel sheet of the present invention has a dislocation density ⁇ (m -2 ) of ⁇ ⁇ 4 ⁇ 10 14 at a position 1 mm below the surface of the steel sheet of the thick steel sheet, and is located 1 mm below the surface of the steel sheet. It has a steel structure in which the average crystal grain size is 15 ⁇ m or less and the average crystal grain size at the center position of the thickness of the steel sheet is 20 ⁇ m or less. Therefore, the reason why the steel structure is limited as described above in the present invention will be described below.
  • Dislocation density 1 mm below the surface of the steel sheet ⁇ ⁇ 4 ⁇ 10 14 (m- 2 )
  • the bendability of a steel sheet is determined by the ductility of the surface structure of the steel sheet.
  • the dislocation density at a position 1 mm below the surface of the steel sheet was set to 4 ⁇ 10 14 (m- 2 ) or less.
  • the steel structure since the steel structure usually contains dislocations inevitably, it requires a very high manufacturing cost to reduce the size to 1 ⁇ 10 11 (m- 2) or less. Therefore, it is preferably 1 ⁇ 10 11 or more, and preferably 3 ⁇ 10 14 (m- 2 ) or less.
  • Average crystal grain size 1 mm below the surface of the steel sheet 15 ⁇ m or less
  • the average crystal grain size at a position 1 mm below the surface of the steel sheet is set to 15 ⁇ m or less. It is preferably 13 ⁇ m or less. It is preferably 4 ⁇ m or more.
  • Average crystal grain size at the center of the plate thickness 20 ⁇ m or less
  • the average crystal grain size at the center position of the plate thickness was set to 20 ⁇ m or less. It is preferably 15 ⁇ m or less. It is preferably 7 ⁇ m or more.
  • “1 mm below the surface of the steel plate” refers to a depth position of 1 mm in the thickness direction from the surface of the thick steel plate.
  • the “plate thickness center position” shall indicate the plate thickness 1/2 position of the thick steel plate.
  • the “average crystal grain size” is the average of all crystal grains at the position 1 mm below the surface of the steel sheet and the center position of the plate thickness, when the region surrounded by the boundary with a crystal orientation difference of 15 ° or more is defined as the crystal grains. Shall refer to.
  • the average crystal grain size can be measured by the method described in Examples described later.
  • the "thick steel plate” in the present invention refers to a steel plate having a plate thickness of 6 mm or more.
  • the thickness of the thick steel plate is preferably more than 40 mm, and even more preferably 70 mm or more.
  • the upper limit of the plate thickness is not particularly limited and may be any thickness, but it is preferably 190 mm or less.
  • the thick steel sheet of the present invention can be obtained by heating, hot rolling, and cooling a slab (steel material) having the above-mentioned composition under each of the above-mentioned conditions. After the cooling, an arbitrary tempering step can be further performed.
  • the “° C.” indication regarding the temperature shall be the temperature of the slab, the surface temperature of the steel plate, and the temperature at the center position of the plate thickness (1/2 position of the plate thickness) unless otherwise specified.
  • the surface temperature can be measured with, for example, a radiation thermometer. Further, the temperature at the center of the thickness of the slab or the steel plate is measured by attaching a thermocouple to the center of the thickness of the steel plate, or the temperature distribution in the cross section of the steel plate is calculated by heat transfer analysis, and the result is the steel plate. It can be obtained by correcting with the surface temperature of.
  • the slab melting method is not particularly limited, and any known melting method such as a converter, an electric furnace, or a vacuum melting furnace is suitable.
  • the slab is manufactured to a desired size, for example by a continuous casting method.
  • the molten steel may be further subjected to secondary refining such as ladle refining.
  • the produced slab is heated to a temperature of 1000-1200 ° C.
  • the heating temperature of the slab was set to a temperature of 1000 to 1200 ° C. It is preferably 1030 ° C. or higher, and preferably 1170 ° C. or lower.
  • the heated slab is then hot rolled.
  • a temperature range exceeding (8250 [Nb] + 770 ° C.) at a temperature 1 mm below the surface of the steel sheet or at the center of the thickness is referred to as a recrystallization temperature range, and at a temperature 1 mm below the surface of the steel sheet or at the center of the thickness.
  • the temperature range from (8250 [Nb] + 770 ° C.) to Ar3 temperature is referred to as an unrecrystallized temperature range.
  • the above-mentioned [Nb] represents the content (mass%) of the element.
  • Rolling conditions for the surface layer of the steel sheet First, the temperature of the steel sheet at a position 1 mm below the surface of the steel sheet is once cooled to Ar3 temperature or lower, and then reheated to exceed the Ac3 temperature. Next, the reduction is performed so that the reduction rate in the temperature range from (8250 [Nb] + 770 ° C.) to Ar3 temperature at the position 1 mm below the surface of the steel sheet is 25% or more with respect to the position 1 mm below the surface of the steel sheet. After that, the total reduction rate in the temperature range where the temperature of the steel sheet at a position 1 mm below the surface of the steel sheet is less than the Ar3 temperature is reduced to 15% or less.
  • the surface layer of the steel sheet is once cooled to Ar3 temperature or less during hot rolling to transform austenite into a low-temperature formation structure such as ferrite, and the surface layer of the steel sheet is heated to Ac3 temperature or more by subsequent reheating.
  • the austenite structure is retransformed into fine austenite on the surface layer of the steel plate.
  • this cooling include water cooling and blast cooling, and the cooling method is not limited as long as it can be controlled to a predetermined temperature.
  • cooling to Ar3 temperature or less is performed by water cooling, and the residence time at which the position 1 mm below the surface of the steel sheet is Ar3 temperature or less is preferably 5 seconds or more, and preferably 300 seconds or less.
  • the reheat after cooling is to hold the steel sheet in the atmosphere, and the holding time is preferably 30 seconds or more, and preferably 600 seconds or less.
  • the surface layer of the steel sheet is in the unrecrystallized temperature range (8250 [Nb] + 770 ° C.) to the temperature range of Ar3 temperature.
  • the rolling reduction rate in this temperature range is preferably 80% or less, and even more preferably 70% or less.
  • the upper limit of the number of passes in this temperature range is not particularly limited. Further, it is sufficient that the above-mentioned conditions for the reduction rate are satisfied, and for example, the process may be divided into a plurality of paths.
  • Total reduction rate in the temperature range below Ar3 temperature 15% or less
  • the total reduction rate in the temperature range below Ar3 temperature exceeds 15%, the ferrite structure or pearlite whose transformation is completed on the surface layer of the steel sheet
  • the surface layer of the steel sheet can have a structure having a low dislocation density, a small grain size, and excellent bending workability and toughness.
  • Rolling conditions at the center of plate thickness The reduction is applied so that the total reduction rate in the temperature range where the temperature of the steel plate at the center of the thickness is (8250 [Nb] + 770 ° C.) or less and Ar3 or more is 25% or more with respect to the center position of the thickness of the steel plate. ..
  • rolling reduction of 25% or more in the temperature range from (8250 [Nb] + 770 ° C.) to Ar3 temperature where the center position of the plate thickness is the unrecrystallized temperature range processing strain is introduced into the austenite at the center position of the plate thickness. Will be done.
  • a microstructure with good toughness can be obtained.
  • the total reduction rate in the temperature range where the center temperature of the steel plate thickness is (8250 [Nb] + 770 ° C.) or less is set to 25% or more. It is preferably 35% or more. From the viewpoint of rolling efficiency, the total rolling reduction in this temperature range is preferably 70% or less, and even more preferably 67% or less.
  • the temperature is Ar3 or higher.
  • the temperature range may overlap within each of the above-mentioned rolling conditions.
  • the reduction amount in the overlapping temperature range may be integrated as each reduction amount of the "steel plate surface layer” and the “plate thickness center position", and the integrated reduction amount may be within the range of each rolling condition. ..
  • the total rolling reduction in the recrystallization temperature range at the surface layer of the steel sheet and the center position of the sheet thickness is in the temperature range exceeding (8250 [Nb] + 770 ° C.), the plate thickness at which the first rolling is started is r 0 , and the final rolling ratio is r 0.
  • the total rolling reduction ratio (r 0 ⁇ r 1 ) / r 0 ⁇ 100 (%).
  • the Ar3 temperature and the Ac3 temperature can be obtained by a four-master test or the like.
  • the center position of the steel sheet can be made to have an excellent toughness structure with a small crystal grain size.
  • the obtained thick steel sheet is cooled.
  • the average cooling rate in the temperature range of 700 to 550 ° C. at the temperature at the center of the plate thickness of the steel plate should be 2500 x t- 1.7 ° C./sec or more when the plate thickness is t [mm].
  • Examples of the cooling method include water cooling in which water is jetted from a nozzle at a large flow rate.
  • Average cooling rate in the temperature range of 700 to 550 ° C at the center of the plate thickness 2500 ⁇ t -1.7 ° C / sec or more The average cooling rate between 700 and 550 ° C at the center of the plate thickness after hot rolling If the temperature is less than 2500 ⁇ t- 1.7 ° C / sec, the required strength desired in the present invention cannot be obtained due to insufficient cooling rate in the temperature range where austenite is transformed into a low-temperature transformed structure, and the strength is coarse. Since ferrite is formed, the toughness decreases. Therefore, the average cooling rate in the temperature range of 700 to 550 ° C. at the center position of the plate thickness was set to 2500 ⁇ t -1.7 ° C./sec or more. It is preferably 2800 ⁇ t- 1.7 ° C./sec or more, and preferably 15000 ⁇ t- 1.7 ° C./sec or less.
  • tempering can be performed for the purpose of further improving the strength and toughness, if necessary.
  • the steel sheet is cooled, it is tempered at a tempering temperature of 650 ° C. or lower.
  • tempering temperature 650 ° C or less If the tempering temperature is higher than 650 ° C, significant softening may occur and the required strength may not be secured. Therefore, the tempering temperature is preferably 650 ° C. or lower. On the other hand, the lower limit of the tempering temperature is not particularly limited, but is preferably 200 ° C. or higher. The tempering time can be adjusted as appropriate. The tempering temperature here is the temperature of the surface of the steel sheet. It is even more preferably 250 ° C. or higher, and even more preferably 630 ° C. or lower.
  • molten steel having the composition shown in Table 1 was melted, and a steel material (slab) was manufactured by continuous casting or the like.
  • the blanks in Table 1 indicate that they are not intentionally added, and include not only the case where they are not contained (0%) but also the cases where they are unavoidably contained.
  • each step of heating, hot rolling, and cooling was sequentially performed on the obtained slab to obtain a thick steel plate having a plate thickness of t (mm) shown in Table 2. Further, some of the obtained thick steel sheets were reheated for tempering after cooling.
  • the manufacturing conditions for each step are as shown in Table 2.
  • cooling is performed when the temperature 1 mm below the surface of the steel sheet is once set to Ar3 temperature or less, and the residence time when the position 1 mm below the surface of the steel sheet is set to Ar3 temperature or less is 5 seconds or more. It was cooled so as to be. Furthermore, the steel sheet after cooling was held in the atmosphere to wait for reheating. Further, cooling after hot rolling was performed by injecting water at a large flow rate from the front and back surfaces of the steel sheet. The surface temperature of the steel plate is measured by an emissivity thermometer, and the temperature at the center of the thickness is a value measured by attaching a thermocouple to the center of the thickness of the steel plate.
  • the rolling start temperature of the example of the present invention shown in Table 2 was in the range of 990 to 1140 ° C. on the surface layer of the steel sheet, and the rolling finish temperature was in the range of 670 to 830 ° C. on the surface layer of the steel sheet.
  • the dislocation density was carried out the average crystal grain size, and measurement of the temperature of the A r3 temperature and the A c3 temperature, tensile test, Charpy impact absorption test, a bending test. The measurement results and test results are shown in Table 3.
  • Samples were taken from each of the obtained thick steel sheets so that the cross section in the longitudinal direction of the steel sheet at the position 1 mm below the surface of the steel sheet and the center position of the sheet thickness was the evaluation surface at the center positions in the longitudinal direction and the width direction of the steel sheet.
  • the surface of the obtained sample was mirror-polished with a colloidal silica finish, and measured by EBSP (backscattered electron diffraction method) under the following conditions.
  • the measurement area was 300 ⁇ m ⁇ 400 ⁇ m, and the measurement step size was 1 ⁇ m.
  • the circle-equivalent diameter of the structure surrounded by the large-angle grain boundaries where the crystal orientation difference from the adjacent crystal grains is 15 ° or more is obtained, and the average value of the circle-equivalent diameters in the above measurement region is averaged.
  • the crystal grain size was used.
  • Both the surface layer of the steel sheet and the center of the thickness of the example of the present invention had a structure mainly composed of bainite and pseudopolygonal ferrite.
  • test pieces were collected from the central positions in the longitudinal direction and the width direction of the steel sheet.
  • the test piece had a shape from the outermost surface of the steel sheet to a position 12 mm below the surface layer: a test piece having a thickness of 12 mm, a width of 50 mm, and a length of 350 mm was collected so that the longitudinal direction of the bending test piece was parallel to the width direction of the steel sheet. ..
  • each test piece was used to perform a three-point bending test in accordance with JIS Z2248 (2006). Using a punch with a bending radius of 12 mm, the original steel sheet was bent 180 ° in a direction in which the outermost surface side came to the outside of the bending, and the presence or absence of cracks was evaluated.
  • the thick steel sheet satisfying the conditions of the present invention has high strength at the center position of the sheet thickness and excellent surface and center position of the sheet thickness in the extra-thick steel sheet up to 180 mm. It had both toughness and excellent bending workability.
  • the steel sheet of the comparative example that does not satisfy the conditions of the present invention was inferior in any of strength, toughness, and bendability.
  • the steel sheet 23 Since the P content of the steel sheet 23 is high, the steel sheet is brittle and has low toughness.
  • the steel sheets 35 and 38 have insufficient toughness because the amount of reduction in the unrecrystallized region is insufficient and the structure is coarse.

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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、Ｃｅｑと板厚ｔ［ｍｍ］とが、０．０００４ｔ＋０．２５≦Ｃｅｑ≦０．０００４ｔ＋０．４５を満足する成分組成を有し、鋼板表層下１ｍｍ位置の転位密度がρ≦４×１０１４ｍ－２であり、鋼板表層下１ｍｍ位置の平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、板厚中心位置での平均結晶粒径が２０μｍ以下である。

Description

厚鋼板および厚鋼板の製造方法
　本発明は、強度、靱性および曲げ加工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。
　発電効率向上のため、風力発電機の大型化が進んでおり、より高強度で、板厚の厚い鋼板が求められている。また、洋上の風力発電機の支持構造形式の中でも主流となっているモノパイル式に用いられる風力発電機用厚鋼板は、曲げ加工によりパイプ状に成形される。さらに洋上風力発電機では、波浪や流氷等が支持構造物に使用される鋼板の表層に衝突する。そのため、厚鋼板は、高い曲げ加工性と、鋼板表層および板厚中心の優れた靱性とを有することが必要である。
　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させ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させ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、そこ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。
　強度と曲げ加工性を改善した鋼板として、例えば特許文献２には、質量％で、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒの適正量を含み、さらにＴｉ、Ｎが４．０≧Ｔｉ／Ｎ≧２．０を満足し、かつ所定の式で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．３５～０．５０を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成であり、鋼板表面から板厚方向に５ｍｍの位置までの範囲における組織が、面積率で３０～７０％のポリゴナルフェライト相と、残部がベイナイト相またはマルテンサイト相、あるいはその混合相からなり、鋼板表面から板厚方向に５ｍｍの位置から板厚中央位置までの範囲における組織が、面積率が３０％以下のポリゴナルフェライト相と、残部がベイナイト相またはパーライト相、あるいはその混合相からなり、鋼板表面から板厚方向に１ｍｍの位置におけるビッカース硬さＨＶが２６０ＨＶ以下とする厚鋼板が記載されている。
特公昭４９－７２９１号 特開２０１９－５２３４１号公報
　しかしながら、特許文献２に記載の技術は、強度と曲げ加工性を改善することが目的であり、鋼板表層および板厚中心の靭性については検討されていない。
　また、上述したように、板厚が厚い鋼板で板厚中心の強度を確保するためには多量の合金元素の添加が必須であるが、高合金成分では冷却速度の速い鋼板表層が非常に強度の高い組織となるため、曲げ加工性および靱性は劣位である。
　板厚中心の靱性を向上させるために低温で圧延を行うと、特に板厚が厚い鋼板では板厚方向の温度分布が大きいため、鋼板表層付近ではオーステナイト組織からフェライトやパーライトといった低温生成組織への変態が起こった状態で圧延が行われる。その結果、鋼板の表層組織に圧延による加工ひずみが導入され、曲げ加工性および靱性が著しく劣化する。
　そのため、特に板厚の厚い鋼板で高強度、鋼板表層と板厚中心の優れた靱性、および優れた曲げ加工性を兼備することは難しい。
　本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであり、特に板厚が厚い鋼板における、高強度、鋼板表層と板厚中心の優れた靱性、および優れた曲げ加工性を高い水準で兼ね備えた厚鋼板を提供することを目的とする。また、本発明は、前記厚鋼板を製造する方法について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における降伏強度が３００ＭＰａ以上、引張強度が４００ＭＰａ以上であることを指す。
また、優れた靱性とは、鋼板表面下１ｍｍ位置および板厚中心位置での－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それぞれ６０Ｊ以上であることを指す。衝撃吸収エネルギーは、好ましくは１００Ｊ以上である。
また、優れた曲げ加工性とは、鋼板表層において、曲げ半径Ｒ（曲げパンチの半径）／ｔ（板厚）が１．０の条件で１８０°曲げ試験を行い、曲げ割れが発生しなかったことを指す。
なお、上記の引張試験、シャルピー衝撃吸収試験および曲げ試験は、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ることによって鋼板表層に靱性および曲げ加工性の劣る高強度組織が生成されることを防ぐ。このために、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、鋼板の板厚方向に対して鋼板表層と板厚中心の温度分布が大きくなる厚物材において、曲げ加工性および靱性の劣る加工ひずみが導入された組織が鋼板表層に形成されることを抑制しつつ、板厚中心位置で未再結晶温度域の圧下を行えるようにする。このために、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、板厚が厚い鋼板において、曲げ加工性、鋼板表層の靱性、および板厚中心の靱性を兼備するためには、鋼板表層および板厚中心の熱間圧延条件をそれぞれ適切に制御することが有効である。
　そこで、鋼板表層の組織制御のために、次のように制御する。鋼板表層に対して、まず、熱間圧延中に鋼板表層を一旦Ａｒ３温度以下まで冷却することでオーステナイトからフェライト等の低温生成組織に変態させ、その後の復熱で鋼板表層をＡｃ３温度以上の温度とすることでオーステナイト組織に再変態させ、鋼板表層を微細なオーステナイトとする。
続いて、鋼板表層温度が（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）～Ａｒ３温度の未再結晶温度域における圧下率が２５％以上の圧下を鋼板表層に加えることで、鋼板表層のオーステナイト中に加工ひずみを導入しておく。その後、鋼板表層温度がＡｒ３温度未満の温度域における総圧下率が１５％以下となるように圧延することで、鋼板表層の組織が加工ひずみの導入されたフェライトやパーライトになるのを防ぐ。これらの組織制御により、鋼板表層の組織を、転位密度が低く、かつ結晶粒径が小さい、優れた曲げ加工性と靱性を兼ね備えた組織とすることができる。
　さらに、板厚中心（１／２ｔ）の組織制御のために、上記した熱間圧延を鋼板表層に行っている間、次の制御を行う。鋼板の板厚中心に対して、板厚中心温度が未再結晶温度域である（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）以下の温度域における総圧下率が２５％以上の圧延を行うことで、板厚中心位置においても結晶粒径が微細な高靱性組織とすることができる。
　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、および熱間圧延中の鋼板表層と板厚中心の組織制御を行うことにより、板厚が厚い鋼板であっても、高強度、鋼板表層と板厚中心の優れた靱性、および優れた曲げ加工性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、その要旨は次のとおりである。
［１］　質量％で、
　　Ｃ　：０．０４～０．１４％、
　　Ｓｉ：０．０３～０．７０％、
　　Ｍｎ：０．３０～２．５０％、
　　Ｐ　：０．０３０％以下、
　　Ｓ　：０．０２００％以下、
　　Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
　　Ａｌ：０．００１～０．１００％、
　　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≦０．０００４ｔ＋０．４５を満足する成分組成を有し、
　鋼組織は、鋼板表面下１ｍｍ位置における転位密度ρ（ｍ－２）がρ≦４×１０１４であり、
鋼板表面下１ｍｍ位置における平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、
鋼板の板厚中心位置における平均結晶粒径が２０μｍ以下である、厚鋼板。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５・・・（１）
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、
　　Ｔｉ：０．１００％以下、
　　Ｖ　：０．３０％以下、
　　Ｂ　：０．０１００％以下、
　　Ｗ　：０．５０％以下、
　　Ｃａ：０．０２００％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１０００～１２００℃の温度に加熱し、
　加熱された前記スラブに熱間圧延を行う際に、
前記鋼板表面下１ｍｍ位置の鋼板温度を、一旦Ａｒ３温度以下まで冷却し、その後復熱でＡｃ３温度超とし、
前記鋼板表面下１ｍｍ位置の鋼板温度が（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）～Ａｒ３温度の温度域における圧下率を２５％以上とする圧下を加え、その後前記鋼板表層下１ｍｍ位置の鋼板温度がＡｒ３温度未満の温度域における総圧下率を１５％以下とする圧下を行うとともに、
前記板厚中心位置の鋼板温度が、（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）以下Ａｒ３温度以上の温度域における総圧下率を２５％以上とする圧下を行い、
　前記熱間圧延後、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。
ただし、上記[Ｎｂ]は、当該元素の含有量（質量％）を表す。
　［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、板厚が厚い鋼板であっても、高強度、鋼板表層と板厚中心の優れた靱性、および優れた曲げ加工性を兼ね備えた厚鋼板および厚鋼板の製造方法を提供することができる。
　なお、本発明の厚鋼板の適用は、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、海洋構造物、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：０．０４～０．１４％
　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。また本発明で目的とする強度を得られない。一方、Ｃ含有量が０．１４％を超えると、溶接性が低下する。靭性も低下する。そのため、Ｃ含有量は０．０４～０．１４％とする。なお、Ｃ含有量は０．０５％以上が好ましく、Ｃ含有量は０．１２％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０．１１％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含有量を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：０．３０～２．５０％
　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２．５０％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量を０．３０～２．５０％とする。なお、Ｍｎ含有量は０．５０％以上が好ましく、Ｍｎ含有量は２．２０％以下が好ましい。より好ましくは０．６０％以上であり、より好ましくは２．１０％以下である。
　Ｐ：０．０３０％以下
　Ｐは、粒界を脆化させる作用の大きい元素であり、多量に含有すると、鋼の靭性を低下させる。そのため、Ｐ含有量を０．０３０％以下とする。Ｐ含有量を０．０２５％以下とすることが好ましい。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：０．０２００％以下
　Ｓは、鋼の靭性を低下させるため、Ｓ含有量を０．０２００％以下とする。Ｓ含有量を０．０１００％以下とすることが好ましい。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：０．００１～０．１００％
　Ｎｂは、固溶Ｎｂや微細析出したＮｂＣによりオーステナイト組織にひずみが加わった際の再結晶を抑制し、また未再結晶温度域を高温化する効果のある元素である。その効果を得るためには０．００１％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０．００１～０．１００％とする。なお、Ｎｂ含有量は０．００５％以上が好ましく、Ｎｂ含有量は０．０７５％以下が好ましい。Ｎｂ含有量は０．０５０％以下がより好ましい。
　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。
　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、強度や溶接性（溶接部の靱性や溶接作業性など）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、Ｔｉ：０．１００％以下、Ｖ：０．３０％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｗ：０．５０％以下、Ｃａ：０．０２００％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含有量を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含有量を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０．１５％以上であり、さらに好ましくは１．５０％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含有量を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０．１５％以上であり、さらに好ましくは０．９０％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含有量を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。
　Ｔｉ：０．１００％以下
　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る。一方、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると、鋼組織の清浄度が低下し、その結果、延性および靭性が低下する。そのため、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ含有量を０．１００％以下とすることが好ましい。なお、より一層好ましくは０．００１％以上であり、より一層好ましくは０．０８０％以下である。さらに好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．０５０％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含有量を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０．１５％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０．００５０％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０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．３５％以下である。
　Ｃａ：０．０２００％以下
　Ｃａ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、Ｃａ含有量が０．０２００％を超えると、清浄度が低下して鋼の靭性が損なわれる。そのため、Ｃａを含有する場合、Ｃａ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０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．００６０％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０．０００５％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％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０．０１００％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≦０．０００４ｔ＋０．４５
　下記（１）式で定義されるＣｅｑは、含有元素による焼入れ性の指標である。本発明で目的とする高強度組織を得るためには、ある鋼板の板厚に応じた冷却速度および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（０．０００４ｔ＋０．４５）よりも大きくなると、板厚中心位置に比べて冷却速度の速い鋼板表面において、強度が高くなりすぎるため曲げ加工性が低位となる。そのため、０．０００４ｔ＋０．２５≦Ｃｅｑ≦０．０００４ｔ＋０．４５とした。なお、Ｃｅｑは（０．０００４ｔ＋０．２７）以上とすることが好ましく、Ｃｅｑは（０．０００４ｔ＋０．４３）以下とすることが好ましい。より好ましくは（０．０００４ｔ＋０．２８）以上であり、（０．０００４ｔ＋０．４２）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、厚鋼板の鋼板表面下１ｍｍ位置における転位密度ρ（ｍ－２）がρ≦４×１０１４であり、鋼板表面下１ｍｍ位置における平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、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。
　鋼板表面下１ｍｍ位置の転位密度：ρ≦４×１０１４（ｍ－２）
　鋼板の曲げ加工性は、鋼板の表層組織の延性によって決まる。熱間圧延時の加工ひずみにより表層組織の転位密度が増加すると、表層組織の変形限界が低下するため曲げ加工性が低下する。そのため、鋼板表面下１ｍｍ位置の転位密度を４×１０１４（ｍ－２）以下とした。なお、通常、鋼組織は不可避的に転位を含有するため、１×１０１１（ｍ－２）以下にするには非常に製造コストがかかる。そのため、好ましくは１×１０１１以上であり、好ましくは３×１０１４（ｍ－２）以下である。
　鋼板表面下１ｍｍ位置の平均結晶粒径：１５μｍ以下
　鋼板の表層組織の結晶粒径が細かくなるほど、鋼板表層の靱性は向上する。その効果を得るためには、鋼板表面下１ｍｍ位置の平均結晶粒径を１５μｍ以下とする必要がある。そのため、鋼板表面下１ｍｍ位置の平均結晶粒径を１５μｍ以下とする。なお好ましくは１３μｍ以下である。好ましくは４μｍ以上である。
　板厚中心位置の平均結晶粒径：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。その効果を得るためには、板厚中心位置における平均結晶粒径を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以下とした。なお好ましくは１５μｍ以下である。好ましくは７μｍ以上である。
　ここで、本発明において、「鋼板表面下１ｍｍ」とは、厚鋼板の表面から板厚方向に１ｍｍの深さ位置を指すものとする。「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。
「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、鋼板表面下１ｍｍ位置および板厚中心位置のそれぞれにおいて、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。
　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、４０ｍｍ超えとすることが好ましく、７０ｍｍ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、１９０ｍｍ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、上記した各条件で加熱し、熱間圧延し、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、鋼板の表面温度、および鋼板の板厚中心位置（板厚１／２位置）の温度とする。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、製造されたスラブを、１０００～１２００℃の温度に加熱する。
　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。それに伴い、制御圧延による結晶粒の微細化効果が小さくなり、靱性が低下する。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ため、それに伴い熱間圧延後の最終組織の結晶粒径も粗大になり、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１０３０℃以上であり、好ましくは１１７０℃以下である。
　次いで、加熱されたスラブを熱間圧延する。上述のように、本発明では、熱間圧延時の鋼板表層および鋼板の板厚中心の各圧延条件を適正に制御することが重要である。
なおここでは、鋼板表面下１ｍｍ位置あるいは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、鋼板表面下１ｍｍ位置あるいは板厚中心位置の温度で（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）～Ａｒ３温度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。
　鋼板表層の圧延条件：
まず、鋼板表面下１ｍｍ位置の鋼板温度を、一旦Ａｒ３温度以下まで冷却し、その後復熱でＡｃ３温度超えとする。次いで、鋼板表面下１ｍｍ位置に対して、鋼板表面下１ｍｍ位置の鋼板温度が（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）～Ａｒ３温度の温度域における圧下率を２５％以上とする圧下を行う。その後、鋼板表面下１ｍｍ位置の鋼板温度がＡｒ３温度未満の温度域における総圧下率を１５％以下とする圧下を行う。
　加熱されたスラブに対し、熱間圧延中に鋼板表層を一旦Ａｒ３温度以下まで冷却することでオーステナイトからフェライト等の低温生成組織に変態させ、さらにその後の復熱によって鋼板表層をＡｃ３温度以上の温度とすることで、オーステナイト組織に再変態させて鋼板表層を微細なオーステナイトとする。
なお、この冷却は、例えば水冷、送風冷却等の方法が挙げられ、所定の温度に制御できる限り方法は問わない。例えば、Ａｒ３温度以下とする冷却は水冷で行い、鋼板表面下１ｍｍ位置がＡｒ３温度以下となっている滞留時間は５秒以上とすることが好ましく、３００秒以下とすることが好ましい。冷却後の復熱は、大気中で鋼板を保持することとし、保持時間は３０秒以上とすることが好ましく、６００秒以下とすることが好ましい。
　（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）～Ａｒ３温度の温度域における圧下率：２５％以上
　続いて、鋼板表層が未再結晶温度域である（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）～Ａｒ３温度の温度域で２５％以上の圧下を加えることで、鋼板表層のオーステナイト中に加工ひずみが導入される。これが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が得られる。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、この温度域におけるパス数の上限は特に限定しない。また、上記した圧下率の条件を満たせば良く、例えば複数パスに分けて行ってもよい。
　Ａｒ３温度未満の温度域の総圧下率：１５％以下
　鋼板表層の温度がＡｒ３温度未満の温度域での総圧下率が１５％を超えると、鋼板表層で変態が完了したフェライト組織やパーライト組織に加工ひずみが導入されることで延性が低下し、曲げ加工性が劣化する。そのため、鋼板表層の温度がＡｒ３温度未満の温度域での総圧下率を１５％以下とした。好ましくは６％以下とする。
　上記した鋼板表層の圧延条件によってこれらの組織制御を行うことにより、鋼板表層を転位密度が低い、かつ結晶粒径が小さい、優れた曲げ加工性と靱性を兼ね備えた組織とすることができる。
　板厚中心位置の圧延条件：
鋼板の板厚中心位置に対して、板厚中心位置の鋼板温度が、（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）以下Ａｒ３温度以上の温度域における総圧下率が２５％以上となるように圧下を加える。
　（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）以下Ａｒ３温度以上の温度域の総圧下率：２５％以上
　加熱されたスラブに対し、上記した鋼板表層の圧延条件で熱間圧延を行っている間、鋼板の板厚中心位置が未再結晶温度域である（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）～Ａｒ３温度の温度域で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が得られる。そのため、鋼板板厚中心温度が（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３５％以上とする。圧延能率の観点から、この温度域での総圧下率は７０％以下とすることが好ましく、６７％以下とすることがより一層好ましい。
　なお、鋼板の板厚中心位置がＡｒ３温度未満の場合、生成したフェライトに加工ひずみが導入され、靱性が低下する。よって、Ａｒ３温度以上とすることが好ましい。
　なお本発明では、「鋼板表層に対する圧延」と「板厚中心位置に対する圧延」の２種の圧延において、上記した各圧延条件内で温度域が重複することがあり得る。この場合には、重複した温度域の圧下量を、「鋼板表層」および「板厚中心位置」の各圧下量として積算し、この積算された圧下量が各圧延条件の範囲内となればよい。
　ここで、鋼板表層および板厚中心位置における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。
また、Ａｒ３温度、Ａｃ３温度は、フォーマスタ試験などで求めることができる。
　上記した鋼板の板厚中心位置の圧延条件によってこれらの組織制御を行うことにより、鋼板中心位置を結晶粒径の小さい優れた靱性の組織とすることができる。
　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、板厚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大流量で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。
　板厚中心位置での７００～５５０℃の温度域の平均冷却速度：２５００×ｔ－１．７℃／秒以上
　熱間圧延後の板厚中心位置での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ず、また粗大なフェライトが生成するため靱性が低下する。したがって、板厚中心位置での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、好ましくは１５０００×ｔ－１．７℃／秒以下である。
　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、鋼板の冷却後に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。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とは、鋼板表面の温度である。より一層好ましくは２５０℃以上であり、より一層好ましくは６３０℃以下である。
　以下に、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、連続鋳造等により鋼素材（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。
　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に示す通りである。
　なお、表層制御圧延を行う前に鋼板表面下１ｍｍ位置を一旦Ａｒ３温度以下とする際の冷却は水冷で行い、鋼板表面下１ｍｍ位置がＡｒ３温度以下となっている滞留時間が５秒以上となるように冷却を行った。さらに、冷却後の鋼板を大気中で保持することで復熱を待った。また、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。鋼板温度は、表層温度は放射率温度計で測定し、板厚中心位置の温度は鋼板の板厚中心位置に熱電対を付けることで測定した値である。また、表２に示す本発明例の圧延開始温度は鋼板表層で９９０～１１４０℃の範囲であり、圧延仕上温度は鋼板表層で６７０～８３０℃の範囲であった。
　得られた各厚鋼板について、以下に記す方法で、転位密度、平均結晶粒径、Ａｒ３温度およびＡｃ３温度の温度の測定と、引張試験、シャルピー衝撃吸収試験、曲げ試験を行った。測定結果および試験結果を表３に示す。
　［転位密度の測定］
　得られた各鋼板の長手方向と幅方向の中央位置の、鋼板表面下１ｍｍ位置が評価面となるようにサンプルを採取した。該サンプルの表面を機械研磨と電解研磨仕上で鏡面研磨し、Ｘ線回折装置を用いてＷｉｌｌｉａｍｓｏｎ－Ｈａｌｌ法（参考文献１）で転位密度を評価した。
（参考文献１）　Ｇ．Ｋ．Ｗｉｌｌｉａｍｓ　ａｎｄ　Ｗ．Ｈ．Ｈａｌｌ：Ａｃｔａ　Ｍｅｔａｌｌ．，１（１９５３），２２
　［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の中央位置において、鋼板表面下１ｍｍ位置と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３００μｍ×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。なお、本発明例の鋼板表層、板厚中心共にベイナイトや擬ポリゴナルフェライトを主体とする組織であった。
　［Ａｒ３温度、Ａｃ３温度の測定］
　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℃／秒で加熱した際のＡｃ３温度と、１０００℃から室温まで０．１℃／秒で冷却した際のＡｒ３温度を測定し、評価に用いた。
　［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）に準拠した引張試験を行い、ＹＳ、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、鋼板表面下１ｍｍと板厚中心位置（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。
　［曲げ試験］
　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試験片を採取した。試験片は、鋼板最表面～表層下１２ｍｍ位置までの形状：厚さ１２ｍｍ×幅５０ｍｍ×長さ３５０ｍｍの試験片を、曲げ試験片の長手方向が鋼板の幅方向と平行になるように採取した。次いで、各試験片を用い、ＪＩＳ　Ｚ２２４８（２００６）に準拠した３点曲げ試験を行った。曲げ半径１２ｍｍのパンチを用い、元鋼板の最表面側が曲げの外側に来る向きで１８０°曲げを行い、割れ発生の有無を評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　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１８０ｍｍまでの極厚鋼板において、板厚中心位置の高い強度と、鋼板表面および板厚中心位置の優れた靱性と、優れた曲げ加工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、曲げ加工性のいずれかが劣位であった。
　例えば、Ｎｏ．２３の鋼板ではＰ含有量が高いため、鋼板が脆化しており靱性が低い。
　Ｎｏ．２４の鋼板ではＳ含有量が高いため、鋼板が脆化しており靱性が低い。
　Ｎｏ．２５の鋼板ではＡｌ含有量が高いため、鋼板の延性が低下しており曲げ加工性が低い。また靭性も低い。
　Ｎｏ．２６の鋼板ではＯ含有量が高いため、鋼板の延性が低下しており曲げ加工性が低い。
　Ｎｏ．２７の鋼板ではＮ含有量が高いため、鋼板の延性が低下しており曲げ加工性が低い。
　Ｎｏ．２８、３０の鋼板ではＣｅｑが板厚に対して高いため、冷却時の冷速が速い鋼板表面の組織は転位密度が高く延性の低いベイナイトを主体とする組織となる。このため、曲げ加工性が低い。
　Ｎｏ．２９、３１の鋼板ではＣｅｑが板厚に対して低いため、板厚中心の強度が低い。
　Ｎｏ．３２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ため、制御圧延による結晶粒微細化効果が小さい。また、靱性が低い。
　Ｎｏ．３３の鋼板ではスラブ加熱温度が高いため、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．３４、３７の鋼板では表層の制御圧延を行う前の、一旦の低温組織への変態とその後の復熱による逆変態が生じていないため、表層の結晶粒微細化が不十分となる。このため、表層の靱性が低い。
　Ｎｏ．３５、３８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．３６、３９の鋼板では表層温度がＡｒ３温度未満での圧下量が多いため、表層が加工ひずみを多く含んだ組織となった。このため、曲げ加工性が低い。
　Ｎｏ．４０、４１の鋼板では板厚に対して冷却速度が遅いため、強度が低い。また靭性も低い。

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    　　Ｃ　：０．０４～０．１４％、
    　　Ｓｉ：０．０３～０．７０％、
    　　Ｍｎ：０．３０～２．５０％、
    　　Ｐ　：０．０３０％以下、
    　　Ｓ　：０．０２００％以下、
    　　Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
    　　Ａｌ：０．００１～０．１００％、
    　　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≦０．０００４ｔ＋０．４５を満足する成分組成を有し、
    　鋼組織は、鋼板表面下１ｍｍ位置における転位密度ρ[ｍ－２]がρ≦４×１０１４であり、
    鋼板表面下１ｍｍ位置における平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、
    鋼板の板厚中心位置における平均結晶粒径が２０μｍ以下である、厚鋼板。
    Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５・・・（１）
    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、
    　　Ｔｉ：０．１００％以下、
    　　Ｖ　：０．３０％以下、
    　　Ｂ　：０．０１００％以下、
    　　Ｗ　：０．５０％以下、
    　　Ｃａ：０．０２００％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１０００～１２００℃の温度に加熱し、
    　加熱された前記スラブに熱間圧延を行う際に、
    前記鋼板表面下１ｍｍ位置の鋼板温度を、一旦Ａｒ３温度以下まで冷却し、その後復熱でＡｃ３温度超えとし、
    前記鋼板表面下１ｍｍ位置の鋼板温度が（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）～Ａｒ３温度の温度域における圧下率を２５％以上とする圧下を加え、その後前記鋼板表層下１ｍｍ位置の鋼板温度がＡｒ３温度未満の温度域における総圧下率を１５％以下とする圧下を行うとともに、
    前記板厚中心位置の鋼板温度が、（８２５０［Ｎｂ］＋７７０℃）以下Ａｒ３温度以上の温度域における総圧下率を２５％以上とする圧下を行い、
    　前記熱間圧延後、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。
    ただし、上記[Ｎｂ]は、当該元素の含有量（質量％）を表す。
  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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