JP4612735B2 - 脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法、及び、脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接での熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：以下、ＨＡＺと称することがある）の靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法、及び、脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板に関する。本発明に係る厚手高強度鋼板は、大型コンテナ船等の船舶向けとして主に使用されるが、建築、橋梁、タンク及び海洋構造物等、その他の溶接構造物に使用することも可能である。
本願は、２００７年１２月６日に出願された日本国特許出願第２００７−３１５８４０号に対し優先権を主張し、その内容をここに援用する。

船舶に代表される溶接構造物の近年のニーズとして、構造物の大型化、破壊に対する高い安全性、建造における溶接の高能率化、及び素材である鋼材の経済性等が挙げられる。このような動向を受け、溶接構造物に使用される鋼板に対して、（１）大きな板厚での高い強度、（２）良好な脆性破壊伝播停止特性、（３）良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性、及び（４）低い製造コスト等のニーズが高まりつつある。このため、大型コンテナ船などでは、降伏強度３９０ＭＰａ級（引張り強さ５１０ＭＰａ級）または４６０ＭＰａ級（引張強さ５７０ＭＰａ級）の船体構造用鋼板などが使用されるようになってきている。
具体的には、非特許文献１などのように、大型コンテナ船などの大型船舶に用いられる鋼板に対して、（１）板厚５０〜８０ｍｍの厚手鋼板（以下、厚手材と称することがある）での降伏強度３９０〜４６０ＭＰａ級（すなわち引張強度５１０〜５７０ＭＰａ級）の確保、（２）脆性破壊伝播停止特性Ｋｃａが６０００Ｎ／ｍｍ^１．５となる温度Ｔ_{ｋｃａ＝６０００}（以下、アレスト性指標Ｔ_{ｋｃａ＝６０００}と称することがある）≦−１０℃の確保、（３）溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍ以上の溶接部のＨＡＺ靭性（シャルピー衝撃吸収エネルギー）ｖＥ（−２０℃）≧４７Ｊの確保、及び（４）高価合金元素の低減（Ｎｉ量≦１％等）を同時に満たすことが要求される。

特許文献１は、船舶向け厚手高強度鋼板に関する技術の一例であり、この特許文献１には、板厚５０〜８０ｍｍを有しつつ、上記（１）、（３）及び（４）のニーズを部分的に満足できる技術が開示されている。しかしながら、特許文献１に記載の厚手高強度鋼板は、その実施例の記載からわかるように、上記（２）のニーズを満足できるような技術は示されていない。

また、非特許文献２には、板厚が６５ｍｍと厚手の鋼板では、小型試験片によるシャルピー衝撃吸収エネルギーが、ｖＥ（−４０℃）＝１７０Ｊと十分に高くても、大型破壊試験で確認される脆性破壊伝播停止特性はＴ_{ｋｃａ＝６０００}＝１８℃と不十分であることが示されている（同文献Ｆｉｇ．７参照）。これは、厚手鋼板では、小型試験片によるシャルピー衝撃吸収エネルギーｖＥ（−４０℃）を目安にして大型破壊試験で確認される脆性破壊伝播停止特性Ｔ_{ｋｃａ＝６０００}≦−１０℃を保証することは困難であることを示している。すなわち、大型船舶向けの厚手高強度鋼板に要求される脆性破壊伝播停止特性を小型試験片によるシャルピー衝撃特性と関連付けて判定することは、従来の技術では困難であり、ＥＳＳＯ試験（ＷＥＳ ３００３準拠）に代表される全厚試験体の大型破壊試験を用いた方法でなければ、正確に評価することができなかった。

従来から、脆性破壊伝播停止特性は板厚に依存し、板厚が大きくなるほど当該特性が劣化することが知られていた。しかしながら、本発明が対象とするような５０ｍｍ以上の厚手材については、この板厚効果に関する実験データは皆無であり、厚手化に起因して脆性破壊伝播停止特性がどれくらい劣化するのかが不明であった。

ところで、ＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ）によって製造される厚手鋼板では、従来からボロン（Ｂ）添加による高強度化が図られてきた。Ｂの添加による効果としては、圧延後の加速冷却においてオーステナイト（γ）粒界に偏析した固溶Ｂが、変態時の焼入性を高めることが挙げられる。特許文献１では、ＢにＮｂを複合添加することによって高強度化を図っている。特許文献１の実施例に示されているように、この場合の圧延終了温度は９３０〜１０００℃と高いことが特徴であり、再結晶オーステナイト（再結晶γ）から加速冷却することを必須条件として、ＮｂとＢの複合効果を発揮させて高い焼入性を引き出すことにより、強度を高めている。一方、特許文献１では、圧延終了温度を９３０℃よりも低い未再結晶域として低温圧延を行った場合、靭性は満足するものの強度特性は満足できず、Ｎｂ−Ｂ複合効果による高強度化が難しいことも示されている。

また、特許文献１では、大入熱溶接ＨＡＺにおけるＢ利用技術を開示しており、０．３０〜０．３８％のＣｅｑのもとで、γ中の固溶Ｂによる粒界フェライト抑制効果（焼入性向上効果）と、γ中のＢＮによる粒内フェライト促進効果（焼入性低減効果）を併用する有効性を示している。つまり、この場合、Ｂは焼入性に関して相反する二つの役割を担っている。以上から、特許文献１におけるＢ利用技術を要約すると、γ中の固溶Ｂによる焼入性向上効果を、直接焼入れ母材と大入熱溶接ＨＡＺで利用し、同時に、γ中の析出Ｂ（ここではＢＮ）による焼入性低減効果を、大入熱溶接ＨＡＺで利用している。

また、本発明者等は、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を高めるために、ＨＡＺの冷却過程でγ中に析出するＶＮをピン止め粒子（酸化物、硫化物）に複合析出させ、このＶＮ複合粒子がフェライト変態核として作用してＨＡＺ組織を微細化する発明を完成させ、特許文献２、３に開示している。また、非特許文献３に示されるように、Ｖ添加によって母材の強度が上昇する効果は広く知られている。
以上説明したように、ＢあるいはＶの添加によって、母材の強度が向上する効果と、大入熱溶接ＨＡＺの靭性が向上する効果が知られている。

一般に、母材やＨＡＺの靭性を高める希少な元素としてＮｉが知られており、上記（２）や（３）の観点からＮｉの有効利用が考えられる。しかしながら、Ｎｉは非常に高価な元素であり、その価格は近年著しく上昇している。また、Ｎｉを添加した鋼は表面疵が生じやすいため、その手入工程が発生するという問題がある。従って、Ｎｉ添加に関して、上記（４）のニーズと上記（２）及び（３）のニーズとの間で、その利害が対立する。また、上記（１）の観点から合金添加量を増加すると、炭素当量（Ｃｅｑ）が高まって大入熱溶接の場合のＨＡＺが硬化して脆化するので、上記（１）のニーズと上記（３）のニーズとの間で利害が対立する。さらに、上記（２）の観点からＴＭＣＰにおける変態前γ組織の微細化を追求すると、焼入性が低下して強度が減少するので、上記（１）のニーズと上記（２）のニーズとの間で利害が対立する。
このため、上述のような互いに利害が対立する上記（１）〜（４）の四つのニーズを同時に満足する鋼板の開発が強く求められていた。
特許第３５９９５５６号公報 特開２００５−２９８９００号公報 特開２００７−２６２５０８号公報 財団法人 日本海事協会「大型コンテナ船のＹＰ４７鋼の使用に関するガイドライン（２００８年１０月） 日本船舶海洋工学講演会論文集、２００６Ａ−Ｇ４−１０ ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ、６（１９９３）、ｐ６８４

本発明は上記問題に鑑みてなされたものであり、（１）板厚５０〜８０ｍｍ、降伏強度３９０〜４６０ＭＰａ級、かつ引張強度５１０〜５７０ＭＰａ級の厚手高強度で、（２）アレスト性指標Ｔ_{ｋｃａ＝６０００}≦−１０℃の良好な脆性破壊伝播停止特性を有し、（３）溶接入熱量≧２０ｋＪ／ｍｍでもｖＥ（−２０℃）≧４７Ｊとなる良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性を有し、（４）高価合金元素の低減（Ｎｉ≦１％等）等による低い製造コストを実現できる、脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法、及び脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板を提供することを目的とする。

上記問題を解決するための本発明の要旨は以下のとおりである。
本発明の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｖ：０．０１〜０．１５％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ：０．００２〜０．０１％、及びＯ：０．００４％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる連続鋳造スラブをＡｒ_３−２００℃以下まで冷却した後、９５０〜１１００℃に再加熱し、次いで、９００℃以上で累積圧下量が３０％以上である粗圧延を前記連続鋳造スラブに行い、次いで、７００℃以上で累積圧下量が５０％以上である仕上圧延を、仕上圧延開始温度および仕上圧延終了温度が、ともに、次式｛−０．５×（スラブ加熱温度（℃））＋１３２５｝（℃）で表される温度以下とされた条件で行って圧延原板とし、次いで、加速冷却を適用して前記圧延原板を５００℃以下まで冷却して鋼板とする。前記連続鋳造スラブは、有効Ｂ量：Ｂｅｆ（％）の算出値が０％以下であり、炭素当量Ｃｅｑが０．３２〜０．４２％の範囲を満たす。
ここで、残存酸素量Ｏ_Ｔｉ（％）を、下記式（１）で表される量としたとき、有効Ｂ量：Ｂｅｆ（％）は、下記式（２）で表される。また炭素当量Ｃｅｑ（％）は、下記式（３）で表され、Ａｒ_３は、下記式（４）で表される。
Ｏ_Ｔｉ（％）＝Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ・・・（１）｛但し、式（１）において、不可避的不純物扱いの成分元素も計算に含める｝
Ｂｅｆ（％）＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ）｝ ・・・（２）｛但し、式（２）において、Ｏ_Ｔｉ≦０のとき、Ｏ_Ｔｉ＝０とする。また、Ｏ_Ｔｉ＞０のときは、Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ≧０．００５（％）を満たすものとする。さらに、Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ）≦０（但し、Ｏ_Ｔｉ≦０のとき、Ｏ_Ｔｉ＝０）のときは、Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ）＝０とする。｝
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ ・・・（３）
Ａｒ_３（℃）＝（９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ） ・・・（４）
本発明の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法では、前記加速冷却の後、さらに、３５０〜７００℃で５〜６０分の焼戻し熱処理を施してもよい。
前記連続鋳造スラブの前記Ｓの含有量が０．０００５〜０．００５％であり、かつ前記Ｏの含有量が０．００１〜０．００４％であり、前記連続鋳造スラブは、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００３〜０．００４％及びＭｇ：０．０００３〜０．００４％のうちの１種又は２種を含有してもよい。
前記連続鋳造スラブは、さらに、質量％で、Ｎｉ：０．０１〜１％、Ｃｕ：０．０１〜１％、Ｃｒ：０．０１〜１％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、及びＮｂ：０．００３〜０．０３％のうちの１種又は２種以上を含有してもよい。
前記連続鋳造スラブは、さらに、質量％で、ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％及びＺｒ：０．０００３〜０．０２％のうちの１種又は２種を含有してもよい。

本発明の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｖ：０．０１〜０．１５％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ：０．００２〜０．０１％、及びＯ：０．００４％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、残存酸素量Ｏ _Ｔｉ （％）を、下記式（５）で表される量としたとき、下記式（６）で表される有効Ｂ量：Ｂｅｆ（％）の算出値が０％以下であり、さらに、下記式（７）で表される炭素当量Ｃｅｑが０．３２〜０．４２％の範囲を満たし、板厚が５０〜８０ｍｍであり、降伏強度が３９０〜４６０ＭＰａ級であり、脆性破壊伝播停止特性Ｋｃａが６０００Ｎ／ｍｍ^１．５となる温度Ｔ_{ｋｃａ＝６０００}が−１０℃以下であり、溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接部のＨＡＺ靭性の指標であるシャルピー衝撃吸収エネルギーｖＥ（−２０℃）が４７Ｊ以上である。
Ｏ_Ｔｉ（％）＝Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ・・・（５）｛但し、式（５）において、不可避的不純物扱いの成分元素も計算に含める｝
Ｂｅｆ（％）＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ）｝ ・・・（６）｛但し、式（６）において、Ｏ_Ｔｉ≦０のとき、Ｏ_Ｔｉ＝０とする。また、Ｏ_Ｔｉ＞０のときは、Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ≧０．００５（％）を満たすものとする。さらに、Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ）≦０（但し、Ｏ_Ｔｉ≦０のとき、Ｏ_Ｔｉ＝０）のときは、Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ）＝０とする。｝
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ ・・・（７）
本発明の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板では、前記Ｓの含有量が０．０００５〜０．００５％であり、かつ前記Ｏの含有量が０．００１〜０．００４％であり、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００３〜０．００４％及びＭｇ：０．０００３〜０．００４％のうちの１種又は２種を含有してもよい。
さらに、質量％で、Ｎｉ：０．０１〜１％、Ｃｕ：０．０１〜１％、Ｃｒ：０．０１〜１％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、及びＮｂ：０．００３〜０．０３％のうちの１種又は２種以上を含有してもよい。
さらに、質量％で、ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％及びＺｒ：０．０００３〜０．０２％のうちの１種又は２種を含有してもよい。

本発明の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法、及び脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板によれば、（１）板厚５０〜８０ｍｍ、降伏強度３９０〜４６０ＭＰａ級（すなわち引張強度５１０〜５７０ＭＰａ級）の厚手高強度で、（２）アレスト性指標Ｔ_{ｋｃａ＝６０００}≦−１０℃の良好な脆性破壊伝播停止特性を有し、（３）溶接入熱量≧２０ｋＪ／ｍｍでもｖＥ（−２０℃）≧４７Ｊとなる良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性を有し、（４）高価合金元素の低減（Ｎｉ≦１％等）等による低い製造コストを実現できる。
このような本発明による厚手高強度鋼板が大型船舶をはじめとする各種の溶接構造物に使用されることで、溶接構造物の大型化、破壊に対する高い安全性、建造における溶接の高能率化、及び素材である鋼材の経済性等々が同時に満たされることから、その産業上の効果は計り知れない。

以下、本発明の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法、及び脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の実施の形態について説明する。
なお、この実施形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。

＜鋼板製造条件（製造方法）＞
船舶等の溶接構造物に使用される鋼板においては、（１）大きな板厚での高い強度、（２）良好な脆性破壊伝播停止特性、（３）良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性、及び（４）低い製造コスト等のニーズが高まっている。
このようなニーズに対し、本発明に係る脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｖ：０．０１〜０．１５％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ：０．００２〜０．０１％、及びＯ ：０．００４％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる連続鋳造スラブを、連続鋳造後にＡｒ_３−２００℃以下まで冷却した後、９５０〜１１００℃に再加熱する工程と、次いで、９００℃以上で累積圧下量が３０％以上である粗圧延を連続鋳造スラブに行い、次いで、７００℃以上で累積圧下量が５０％以上である仕上圧延を、仕上圧延開始温度および仕上圧延終了温度が、ともに、次式｛−０．５×（スラブ加熱温度（℃））＋１３２５｝（℃）で表される温度以下とされた条件で行って圧延原板とする工程と、次いで、加速冷却を適用して圧延原板を５００℃以下まで冷却して鋼板とする工程とを有する。前記連続鋳造スラブは、有効Ｂ量：Ｂｅｆ（％）の算出値が０％以下であり、炭素当量Ｃｅｑが０．３２〜０．４２％の範囲を満たす。
ここで、残存酸素量Ｏ_Ｔｉ（％）を、下記式（１）で表される量としたとき、有効Ｂ量：Ｂｅｆ（％）は、下記式（２）で表される。また炭素当量Ｃｅｑ（％）は、下記式（３）で表され、Ａｒ_３は、下記式（４）で表される。
また、スラブ加熱温度とは、連続鋳造スラブを再加熱する際の温度（再加熱温度）である。
Ｏ_Ｔｉ（％）＝Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ ・・・（１）｛但し、式（１）において、不可避的不純物扱いの成分元素も計算に含める｝
Ｂｅｆ（％）＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ）｝ ・・・（２）｛但し、式（２）において、Ｏ_Ｔｉ≦０のとき、Ｏ_Ｔｉ＝０とする。また、Ｏ_Ｔｉ＞０のときは、Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ≧０．００５（％）を満たすものとする。さらに、Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ）≦０（但し、Ｏ_Ｔｉ≦０のとき、Ｏ_Ｔｉ＝０）のときは、Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ）＝０とする。｝
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ ・・・（３）
Ａｒ_３（℃）＝（９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ） ・・・（４）
なお、本明細書において、式中の元素記号は、連続鋳造スラブ又は厚手高強度鋼板中のその元素の含有量（質量％）を示す。
また、本発明において連続鋳造スラブの製造方法は特に限定されない。例えば、高炉、転炉や電炉等による溶製に引き続き、各種の２次精練で目的の成分含有量になるように成分調整を行い、次いで通常の連続鋳造によって製造される。

本発明に係る脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法では、上記化学成分組成において、上記各元素のうち、Ｓの含有量の下限を０．０００５％、Ｏの含有量の下限を０．００１％とすることができる。さらに、必要に応じて、Ｃａ：０．０００３〜０．００４％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００４％、Ｎｉ：０．０１〜１％、Ｃｕ：０．０１〜１％、Ｃｒ：０．０１〜１％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．００３〜０．０３％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％、及びＺｒ：０．０００３〜０．０２％のうちの１種または２種以上を選択的に含有することができる。
なお、ＲＥＭとは、希土類金属であり、Sc，Y，及びランタノイドのLa，Ce，Pr，Nd，Pm，Sm，Eu，Gd，Tb，Dy，Ho，Er，Tm，Yb，及びLuから選択される１種以上である。

本発明の要点は、ＴＭＣＰ型で製造する厚手鋼板において、強度、脆性破壊伝播停止特性、大入熱溶接ＨＡＺ靭性、及び低い製造コスト等を同時に満足するために、ＢとＶを複合添加することを特徴とし、これら窒化物形成元素と結合するＮを精緻に制御することでオーステナイト（γ）中のＢとＶの存在状態を最適化し、母材と大入熱溶接ＨＡＺの変態組織を制御する技術である。
具体的には、γ中のＢの存在状態に関しては、母材と大入熱溶接ＨＡＺの両方において、固溶Ｂを存在させずに全てのＢをＢＮとして析出させる技術思想である。γ中のＶの存在状態に関しては、母材では固溶Ｖとして利用し、大入熱溶接ＨＡＺでは析出Ｖ（ＶＮ等）として利用する技術思想である。

以下、詳細を説明する。
まず、本発明における最大の技術課題である脆性破壊伝播停止特性を満足するため、厚手鋼板の結晶粒径を極限まで微細化するＴＭＣＰ条件を検討した。
ここで、脆性破壊が結晶学的に同一の結晶面（へき開面：体心立方構造の鉄では｛１００｝面に対応）で生じる最小単位は破面単位と呼ばれ、この破面単位に対応するサイズの金属組織単位を本発明では「結晶粒径」と呼ぶこととする。
ＴＭＣＰにおける低温加熱と低温圧延を徹底して変態前γの微細化を限界まで追求すれば、板厚が５０〜８０ｍｍである厚手鋼板であっても結晶粒径が充分に微細化し、脆性破壊伝播停止特性が目標を満足できることが明らかとなった。その条件は、Ａｒ_３（℃）が次式（９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ）で計算されるとき、連続鋳造スラブを｛Ａｒ_３（℃）−２００（℃）｝以下の温度まで冷却した後に１１００℃以下に低温加熱（再加熱）し、次いで、９００℃以上で累積圧下量が３０％以上である粗圧延を行い、次いで、７００℃以上で累積圧下量が５０％以上である仕上圧延を、仕上圧延開始温度（℃）及び仕上圧延終了温度（℃）が、ともに、次式｛−０．５×（スラブ加熱温度（℃））＋１３２５｝（℃）で表される温度以下とされた条件で行い、次いで、加速冷却を適用して５００℃以下まで冷却することである。

低温加熱、低温圧延を徹底するＴＭＣＰの第一条件として、連続鋳造後のスラブ（連続鋳造スラブ）をＡｒ_３−２００℃以下に冷却してγ（オーステナイト）→α（フェライト）変態させ、その後に１１００℃以下に低温加熱（再加熱）することでα→γ変態させる。この製造条件を適用する理由は、加熱時のγを徹底的に整細粒化するためである。
スラブを、｛Ａｒ_３（℃）−２００（℃）｝を超える高温から再加熱すると、スラブ内部でγ→α変態が未完了のうちに再加熱されて鋳造時の粗大γが残存してしまう。上記式（４）はスラブが連続鋳造されて冷却する際の極めて小さな冷却速度について成り立つ関係であり、厚板圧延のように冷却速度が相対的に大きい場合には適用されない。
スラブの再加熱温度が１１００℃を超えるような高温加熱を行うと、ＴｉＮのオストワルド成長が始まるため、ピン止め効果が低減して整細粒γを安定的に確保することが難しくなる。加熱時のγを徹底的に整細粒化できなければ、現実的なスラブ厚みの制約下（通常は２００〜４００ｍｍ）において、圧延条件を如何に工夫したとしても、板厚が５０〜８０ｍｍである鋼板の変態前γを十分に微細化することは困難である。

低温加熱、低温圧延を徹底するＴＭＣＰの第二条件として、９００℃以上で累積圧下量が３０％以上である粗圧延を行う。この製造条件を適用する理由は、再結晶域での圧延によって加熱時よりもさらに整細粒なγを得るためである。
粗圧延が９００℃未満であったり、また、累積圧下量が３０％未満であると、再結晶が不十分となって歪誘起粒成長が起こり、加熱時の初期γよりもむしろ粗大になる恐れがある。

低温加熱、低温圧延を徹底するＴＭＣＰの第三条件として、７００℃以上で累積圧下量が５０％以上である仕上圧延を、仕上圧延開始温度（℃）及び仕上圧延終了温度（℃）を、ともに、次式｛−０．５×（スラブ加熱温度（℃））＋１３２５｝（℃）で表される温度以下とされた条件で行う。この製造条件を適用する理由は、粗圧延で十分に整細粒化した再結晶粒を未再結晶域圧延することで、γ粒を延伸化させて粒界の面積を増やすとともに粒界を活性化させ、さらにγ粒内に変形帯を導入し、変態前γにおける核生成サイト密度と核生成頻度を限界まで高めるためである。
仕上圧延の累積圧下量が５０％未満であったり、また、次式｛−０．５×（スラブ加熱温度（℃））＋１３２５｝（℃）で表される温度以下の条件を満たさない場合は、変態前γの微細化が不十分となる。
上記式｛−０．５×（スラブ加熱温度（℃））＋１３２５｝（℃）で表される温度以下の条件の金属学的な意味としては、加熱温度が高く初期γが粗大であるほど、仕上圧延をより低温で行って未再結晶域圧延を強化する必要があることを示している。例えば、スラブ加熱温度が１１００℃ならば仕上圧延を７７５℃以下で行う必要があり、スラブ加熱温度が１０００℃ならば８２５℃以下で圧延を行う必要がある。このように、スラブ加熱温度に連動させて仕上圧延温度を規制する極めて厳格なＴＭＣＰ条件を適用しないと、厚手鋼板で良好な脆性破壊伝播停止特性を安定して確保することはできない。
７００℃よりも低温域で仕上圧延を行うと、圧延中あるいは加速冷却までの待機時間中に鋼板の表層側が変態を開始してしまい、表層部組織が軟化すると同時に粗大化してしまい、強度と脆性破壊伝播停止特性が劣化する。

低温加熱、低温圧延を徹底するＴＭＣＰの第四条件として、加速冷却を適用して５００℃以下まで冷却する。この製造条件を適用する理由は、上述のごとく加熱、圧延条件を徹底して変態前γを限界まで微細化しても、その後の冷却が空冷であるとγ→α変態時の過冷度が小さく、結晶粒径が十分に微細化できないからである。
加速冷却を５００℃よりも高温で停止すると、板厚表層に比べて温度の高い板厚内部では、変態の途中で加速冷却が終了して空冷になるため、板厚内部の結晶粒径が十分に微細化できない。

以上が、低Ｎｉを前提に結晶粒径を十分に微細化して脆性破壊伝播停止特性を満足するためのＴＭＣＰ条件であり、上記（２）と（４）のニーズを満足できる。
しかしながら、上述のＴＭＣＰ条件では、変態前γの徹底した微細化と厚手鋼板特有の小さな冷却速度が相俟って、変態時の焼入性が大幅に低下する問題が生じる。その結果、ベイナイト／フェライト混合組織におけるベイナイト分率が減少してフェライト分率が増加し、所定の引張強度を確保することが難しい。同時に、このようなＴＭＣＰ条件ではγ中の固溶Ｂに起因する焼入性も不安定となり、強度不足に加えて強度ばらつきが大きくなる問題が判明した。このように、上述のＴＭＣＰ条件では、上記（１）のニーズを満たせないことが新たな課題として浮上した。
強度のばらつきの第一の理由は、後述する有効Ｂ量（Ｂｅｆ）で見積もられるγ中の固溶Ｂ量が、大量生産時の鋼成分変動（Ｏ量、強脱酸元素量、Ｔｉ量、Ｎ量、Ｂ量の変動）に起因して増減するためである。第二の理由は、低温圧延された未再結晶域γ状態では、圧延条件や圧延後の加速冷却開始までの待機時間に依存して、鉄炭硼化物（Ｆｅ_２３（Ｃ，Ｂ）_６等）の歪誘起析出量が変動し、その裏返しとしてγ中の固溶Ｂ量が増減するためである。以上のように、上述のＴＭＣＰ条件ではＢ焼入性に頼って母材強度を安定確保することは容易でなく、Ｂ焼入性以外の強化手段を利用する必要性が生じた。

そこで本発明では、上記（１）のニーズを満たすために、母材強度を安定かつ十分に確保することを狙って、下記の二つの手段を講じる。
第一の手段は、ＴＭＣＰにおいてγ中に固溶Ｂを存在させず、全てのＢをＢＮとして析出させることで、γ中の固溶Ｂ量の変動に起因する焼入性の不安定性を排除する。これは、従来のＢ利用技術とは全く反対の考え方であり、母材強度のためにＢ焼入性を使わない技術思想である。これにより、大量生産における強度ばらつきを抑えることができる。具体的には、後述する有効Ｂ量（Ｂｅｆ）を０％以下に制御する。本発明でＢを添加する意義は大入熱溶接ＨＡＺにあり、この点については後述する。
第二の手段は、Ｖ炭化物による析出強化を利用して母材強度を高める。
上述のＴＭＣＰ条件では、０．０１％のＶを添加することで板厚７０ｍｍ材の引張強度が１０ＭＰａ程度上昇することが判明し、Ｖ添加が極めて有効な強化手段であることが定量的に明らかとなった。これは、低温加熱と低温圧延を徹底して十分に微細化したベイナイト／フェライト混合組織が、加速冷却や焼き戻し処理においてＶ炭化物（ＶＣ、Ｖ_４Ｃ_３等）が微細高密度に析出する素地として好適であるためである。本発明でＶを添加するもう一つの意義は、大入熱溶接ＨＡＺにあり、この点については後述する。

以上説明したように、ＴＭＣＰにおいてＢ焼入性を使わずにＶ添加で母材強度を確保するために、Ｂを除く鋼成分の焼入性の目安として採用する炭素当量Ｃｅｑを０．３２％以上確保したうえで、有効Ｂ量Ｂｅｆを０％以下に制御し、Ｖを０．０１％以上添加し、加熱温度を９５０℃以上に制御し、加速冷却を５００℃以下まで行うことが必要である。
Ｃｅｑが０．３２％未満の場合、Ｖを添加したとしても母材強度を安定確保することが難しい。さらに、ＨＡＺ軟化が大きくなって溶接継手の引張強度が不足する恐れがある。
上記式（２）で算出される有効Ｂ量が０％を超えて多い数値の場合、γ中の固溶Ｂが存在してＢ焼入性が発現してしまい、強度がばらつく恐れがある。
加熱温度が９５０℃未満の場合、Ｖ炭窒化物の溶体化が不十分となり、γ中の固溶Ｖが不足することで、加速冷却や焼き戻し処理で析出するＶ炭化物が不足して母材強度を安定確保できない。
加速冷却ではなく空冷を適用すると、冷却速度が小さすぎてフェライトが粗大化すると同時にベイナイト分率が減少し、変態強化が十分に得られない。
加速冷却を５００℃よりも高温で停止すると、温度の高い板厚内部は変態途中で加速冷却が終了してしまうため、板厚内部の変態強化が十分に得られない。
加速冷却においては、０．３ｍ^３／ｍ^２／ｍｉｎ以上の水量密度を確保することが、強度と靭性を両立する微細なベイナイト／フェライト組織を得るのに好ましい。
以上が、脆性破壊発生特性を重視したＴＭＣＰ条件において、低Ｎｉを前提に強度を満足できる技術であり、これによって上記（１）、（２）、（４）のニーズを同時に満足することができる。

また、加速冷却後に３５０〜７００℃で５〜６０分の焼戻し熱処理を行ってもよい。これにより、製造コストは上昇するものの、強度や伸び、シャルピー衝撃特性を、高精度で所定の範囲に制御できる。
焼戻し熱処理の温度が３５０℃未満の場合、または焼戻し熱処理の時間が５分未満の場合、焼戻し効果が発揮されない。また、焼戻し熱処理の温度が７００℃超の場合、または焼戻し熱処理の時間が６０分超の場合、焼戻し現象が適正範囲を超えて過剰に発現され、強度低下とシャルピー衝撃特性劣化が著しくなって、適正な機械的性質が得られない。

次に、上記（３）のニーズである大入熱溶接ＨＡＺ靭性を満足するための技術について説明する。
本発明の大入熱溶接ＨＡＺ靭性の支配要因は、大別して次の三つである。第一に硬さであり、第二にＭＡ（マルテンサイト・オーステナイト混合相）であり、第三に有効結晶粒径である。
本発明では、硬さとＭＡの両面から、炭素当量Ｃｅｑを０．４２％以下に制限する。炭素当量Ｃｅｑが０．４２％を超えると、ＨＡＺが過剰に硬化すると同時にＭＡが増加し、ＨＡＺが大きく脆化するからである。
さらに、有効Ｂ量（Ｂｅｆ）を０％以下に制御することによって、ＨＡＺにおいてＢ焼入性が発現されることを回避し、硬化とＭＡ増加を抑える。

本発明者等は、硬さの観点から、Ｖ添加の優位性を見出した。また、本発明のようにＨＡＺがベイナイト主体となる場合、Ｖ添加してもＨＡＺは硬化しにくいことを知見した。
つまり、ＣやＭｎなどＶ以外の元素を添加して母材を強化すると、ベイナイト主体のＨＡＺは著しく硬化してＨＡＺは大きく脆化する。これに対して、本発明のようにＶを添加して母材を強化すると、ベイナイト主体のＨＡＺは硬化が抑えられる。この新しい知見に基づくと、Ｖによる母材強度の上昇分を相殺するようにＣやＭｎを低減して低Ｃｅｑ化すれば、ＨＡＺにおいては低Ｃｅｑ化した分だけ硬さが低減するので、ＨＡＺ靭性が向上する。このような、母材とＨＡＺでのＶ硬化挙動の差異を利用したＨＡＺ靭性向上技術は、従来には無かった。

本発明では、ＭＡの観点から、可能な限りＳｉを低減する必要がある。
また、本発明のＴＭＣＰ条件では、Ｎｂは母材材質への貢献が小さいにも関わらずＭＡ生成を助長する。本発明の比較的高いＣｅｑ範囲では、Ｍｏは高価であるにも関わらずＭＡ生成を助長する。従って、ＮｂとＭｏは本発明においては可能な限り低減する必要がある。

本発明では、有効結晶粒径の観点から、二つのＨＡＺ組織微細化技術を適用する。
第一は、γ中のＢ析出物とＶ析出物を変態核として同時に利用することである。上記式（２）で表される有効Ｂ量｛Ｂｅｆ（％）｝が０％以下となるようにＮ量を適性に高めることによって、大入熱溶接の冷却中にγ粒界やγ粒内にＢＮとＶＮ、Ｖ（Ｃ，Ｎ）が析出し、これらの単独あるいは複合の粒子がフェライトのみならずベイナイトの変態核としても有効に作用し、ＨＡＺ組織を微細化する。
さらにＨＡＺ組織を微細化する第二の技術は、ＣａやＭｇの適正添加によって微細な酸化物や硫化物を多数分散させ、γ粒成長をピン止め効果によって抑制することで、ベイナイトのパケットを微細化する。微細な酸化物や硫化物の一部には、Ｂ析出物やＶ析出物が複合析出し、ピン止め粒子に変態核機能が付加されることで、γ粒界から変態するベイナイトをより一層微細化する効果もある。
以上のようなＨＡＺ組織微細化技術は、結果的にＨＡＺの焼入性を低めるので、硬さとＭＡを低減する観点からも貢献する。第一の技術によって−２０℃のシャルピー吸収エネルギーを確保し、これに第二の技術を組み合わせることでＨＡＺ組織を極限まで微細化すれば、−４０℃のシャルピー吸収エネルギーを確保できる可能性がある。
以上説明した硬さ低減、ＭＡ低減、及びＨＡＺ組織微細化の施策を通じて、本発明の大入熱溶接ＨＡＺは高いｖＥ（−２０℃）を達成することができる。これにより、上記（１）、（２）、及び（４）に加えて、（３）のニーズを満たすことが可能となる。

＜化学成分組成（厚手高強度鋼板）＞
本発明に係る脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板は、上述したような、（１）大きな板厚での高い強度、（２）良好な脆性破壊伝播停止特性、（３）良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性、及び（４）低い製造コスト等のニーズを満足するため、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｖ：０．０１〜０．１５％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ：０．００２〜０．０１％、及びＯ：０．００４％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、残存酸素量Ｏ _Ｔｉ （％）を、下記式（５）で表される量としたとき、下記式（６）で表される有効Ｂ量：Ｂｅｆ（％）の算出値が０％以下であり、さらに、下記式（７）で表される炭素当量Ｃｅｑが０．３２〜０．４２％の範囲を満たし、板厚が５０〜８０ｍｍであり、降伏強度が３９０〜４６０ＭＰａ級で、引張強度が５１０〜５７０ＭＰａ級であり、脆性破壊伝播停止特性Ｋｃａが６０００Ｎ／ｍｍ^１．５となる温度Ｔ_{ｋｃａ＝６０００}が−１０℃以下であり、溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接部のＨＡＺ靭性の指標であるシャルピー衝撃吸収エネルギーｖＥ（−２０℃）が４７Ｊ以上とされている。
Ｏ_Ｔｉ（％）＝Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ ・・・（５）｛但し、式（５）において、不可避的不純物扱いの成分元素も計算に含める｝
Ｂｅｆ（％）＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ）｝ ・・・（６）｛但し、式（６）において、Ｏ_Ｔｉ≦０のとき、Ｏ_Ｔｉ＝０とする。また、Ｏ_Ｔｉ＞０のときは、Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ≧０．００５（％）を満たすものとする。さらに、Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ）≦０（但し、Ｏ_Ｔｉ≦０のとき、Ｏ_Ｔｉ＝０）のときは、Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ）＝０とする。｝
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ ・・・（７）
なお、上記式（５）〜（７）の各式において、式（５）は上記式（１）と共通の式であり、また、式（６）は上記式（２）、式（７）は上記式（３）とそれぞれ共通の式である。

また、本発明に係る脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板は、上記化学成分組成において、上記各元素のうち、Ｓの含有量の下限を０．０００５％、Ｏの含有量の下限を０．００１％とすることができる。さらに、必要に応じて、Ｃａ：０．０００３〜０．００４％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００４％、Ｎｉ：０．０１〜１％、Ｃｕ：０．０１〜１％、Ｃｒ：０．０１〜１％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．００３〜０．０３％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％、及びＺｒ：０．０００３〜０．０２％のうちの１種または２種以上を選択的に含有する構成とすることができる。
以下に、本発明における鋼（厚手高強度鋼板）の化学成分についての限定理由を説明する。

「Ｃ：炭素」０．０５〜０．１２％
Ｃは、強度向上のために重要な元素である。低温加熱、低温圧延を徹底したＴＭＣＰ型厚手鋼板において、所定の強度を安定確保するために、０．０５％以上のＣを添加する必要がある。また、後述する理由から、本発明ではＮｂ、Ｎｉ、及びＭｏの添加量を必要最小限に抑える必要があるので、これらの元素を増加して高強度化することは困難である。従って、Ｃは非常に重要な強化元素である。さらに、Ｃは大入熱ＨＡＺにおけるＶ（Ｃ，Ｎ）変態核の析出を促す効果もある。しかしながら、良好なＨＡＺ靭性を安定確保するためには、Ｃを０．１２％以下に抑えることが必要であり、ＨＡＺ靭性を高めるためには０．１０％以下とすることが好ましい。

「Ｓｉ：ケイ素」０．３％以下
Ｓｉは、脱酸作用を有するが、強力な脱酸元素であるＡｌが十分に添加されている場合には不要である。Ｓｉは、母材を強化する作用もあるが、他の元素に比べるとその効果は相対的に小さい。また、比較的高い炭素当量Ｃｅｑが必要となる本発明の大入熱溶接ＨＡＺでは、ＳｉはＭＡ生成を助長する危険性が高いため、０．３％以下に抑える必要があり、ＨＡＺ靭性の観点からＳｉの添加量を極力低くなるように、０．２０％以下とすることが好ましい。強度確保と脱酸をおこなうために、Ｓｉを０．０１％以上添加することが望ましい。

「Ｍｎ：マンガン」１〜２％
Ｍｎは、経済的に強度を確保するために１％以上の添加量が必要であり、１．４０％以上とすることが好ましい。但し、２％を超えてＭｎを添加すると、スラブの中心偏析の有害性が顕著となるうえ、大入熱溶接ＨＡＺの硬化とＭＡ生成を助長して脆化させるため、これを上限とする。この脆化を防止するために、Ｍｎを１．６０％以下に制限することが好ましい。

「Ｐ：リン」０．０１５％以下
Ｐは、不純物元素であり、良好な脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接ＨＡＺ靭性を安定的に確保するために、０．０１５％以下に低減する必要がある。ＨＡＺ靭性を高めるためには、０．０１０％以下とすることが好ましい。

「Ｓ：硫黄」０．０００５〜０．００５％
Ｓは、０．００５％以下に抑える必要がある。Ｓが０．００５％を超えると、硫化物の一部が粗大化して破壊起点として有害性をもたらし、母材と大入熱溶接ＨＡＺの靭性が劣化する。この有害性をより少なくするために、０．００３％以下とすることが好ましい。一方で、ＨＡＺのピン止め効果を利用する際には、Ｓは０．０００５％以上確保する必要がある。その理由は、ＨＡＺの溶融線近傍において、ＨＡＺ靭性を高めるためにＣａやＭｇの適正添加によって微細な硫化物を多数分散させ、ピン止め効果を強化してγ細粒化を図るためである。Ｓが０．０００５％未満の場合、硫化物個数が不足して十分なピン止め効果が得られない。

「Ｂ：ボロン（ホウ素）」０．０００３〜０．００３％
Ｂは、本発明の特徴的な元素である。既に詳述したように、本発明では母材と大入熱溶接ＨＡＺの両方において、γ中に固溶Ｂを存在させずに全てのＢをＢＮとして析出させ、Ｂ焼入性が発現しないように、上記式（２）で表される有効Ｂ量（Ｂｅｆ）の算出値を０％以下に制御する。γ中に析出させたＢＮは変態核として作用し、ＨＡＺの組織微細化、硬さ低減、及びＭＡ低減を通じて靭性を高める。そのためには、Ｂを０．０００３％以上添加する必要がある。但し、０．００３％を超えてＢを添加すると、粗大なＢ析出物が生成してＨＡＺ靭性が劣化するため、これを上限とする。ＨＡＺ靭性を安定的に確保するためには、０．００２０％以下とすることが好ましい。

「Ｖ：バナジウム」０．０１〜０．１５％
Ｖは、本発明の特徴的な元素である。既に詳述したように、Ｖは本発明のＴＭＣＰ条件において母材を効果的に強化する。その一方で、Ｖは本発明の大入熱溶接ＨＡＺにおいて硬化やＭＡ増加を抑えると同時に、γ中に析出させたＶＮやＶ（Ｃ，Ｎ）は変態核として作用し、ＨＡＺ組織を微細化して靭性を高める。この効果を発揮するためには、０．０１％以上のＶが必要である。しかしながら、Ｖが０．１５％を超えると、ＨＡＺの組織微細化効果が飽和すると同時にＨＡＺの硬化が著しくなるので、ＨＡＺ靭性が劣化する。従って、０．１５％がＶの上限であり、０．１０％以下とすることが好ましい。

「Ａｌ：アルミニウム」０．００１〜０．１％
Ａｌは、脱酸を担い、Ｏを低減して鋼の清浄度を高めるために必要である。Ａｌ以外のＳｉ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒ等も脱酸作用があるが、たとえこれらの元素が添加される場合でも、０．００１％以上のＡｌがないと安定的にＯ（酸素）を０．００４％以下に抑えることは難しい。但し、Ａｌが０．１％を超えるとアルミナ系粗大酸化物がクラスター化する傾向を強め、製鋼ノズルつまりが発生したり、破壊起点としての有害性が顕在化するため、これを上限とする。有害性をより少なくするためには、Ａｌを０．０６０％以下とすることが好ましい。

「Ｔｉ：チタン」０．００５〜０．０２％、「Ｎ：窒素」０．００２〜０．０１％、及び「有効Ｂ量：Ｂｅｆ（％）」０％以下（上記式（２）の算出値）
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時と大入熱溶接ＨＡＺでピン止め効果に貢献し、γ細粒化に寄与する結果、母材やＨＡＺの組織を微細化して靭性を高める。そして、ＴｉＮを形成した残りのＮはＢと結合してＢＮを形成し、γ中に固溶Ｂを存在させずに全てのＢをＢＮとして析出させ、Ｂ焼入性が発現しないようにする。
以上のような効果を同時に発揮するためには、Ｔｉを０．００５〜０．０２％、Ｎを０．００２〜０．０１％、及び上記式（２）で表される有効Ｂ量（Ｂｅｆ）の算出値を０％以下とする必要がある。
ＴｉとＮが、それぞれ０．００５％、０．００２％に満たないと、ＴｉＮによるピン止め効果が十分に発揮されず、母材とＨＡＺの靭性が劣化する。ＴｉとＮがそれぞれ０．０２％、０．０１％を超えると、ＴｉＣ析出や固溶Ｎ増加によって母材とＨＡＺの靭性が劣化する。よりＨＡＺ靭性を高くするために、ＴｉとＮをそれぞれ０．０１５％、０．００７％以下とすることが望ましい。さらに、ＴｉとＮが適正範囲にあっても、有効Ｂ量が０％を超えると、γ中の固溶Ｂの量が増加してＢ焼入性が発現し、母材強度のばらつきやＨＡＺの硬化（脆化）をもたらす。

以下に、有効Ｂ量（Ｂｅｆ）の考え方を説明する。
化学成分として添加されたＴｉは、溶鋼中の脱酸で消費される場合があり（低Ａｌの場合に起こりやすい）、脱酸後に残ったＴｉが凝固後のγ中でＴｉＮを形成する。この際、Ｔｉに対してＮが過剰であると、ＴｉＮを形成した後に残ったＮがＢの一部と結合してＢＮを形成する。そして、ＢＮを形成した残りのＢが固溶Ｂとして焼入性を発現してしまう。この焼入性に寄与するγ中の固溶Ｂ量を本発明では有効Ｂ量Ｂｅｆ（％）として扱う。

各元素の添加量、熱力学的な反応順序、及び生成物質の化学量論組成に基づいた有効Ｂ量Ｂｅｆの計算方法について以下に説明する。
まず、脱酸力の高い順に、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ（希土類元素）、Ｚｒ、及びＡｌがＯと結合すると仮定する。この際の脱酸生成物として、ＣａＯ、ＭｇＯ、ＲＥＭ_２Ｏ_３、ＺｒＯ_２、及びＡｌ_２Ｏ_３を仮定して、脱酸されるＯ量を計算する。
Ｔｉよりも脱酸力の強いこれらの元素によって脱酸が完了しない場合、これらの強脱酸元素による脱酸後に残存し弱脱酸元素であるＴｉによって脱酸され得る残存酸素量Ｏ_Ｔｉ（％）を、下記式（１）で表される量とした時、次式｛Ｏ_Ｔｉ（％）＞０｝を満たす。
Ｏ_Ｔｉ（％） ＝ Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ ・・・（１）
但し、上記式（１）において、不可避的不純物扱いの成分元素も計算に含める。

この場合、残ったＯ（＝Ｏ_Ｔｉ）をＴｉが脱酸することになる。そこで、Ｔｉ_２Ｏ_３を仮定して、脱酸で消費されるＴｉを差し引いた残りのＴｉは、Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ≧０．００５（％）で表され、この値が０．００５％以上になる必要がある。ここで、脱酸で消費されるＴｉを差し引いた残りのＴｉが０．００５％以上必要なのは、上述したように、本発明に必要なＴｉＮを確保するためである。
脱酸で消費されるＴｉを差し引いた残りのＴｉが０．００５％未満であると、ＴｉＮによるピン止め効果が十分に発揮されず、厚手母材と大入熱溶接ＨＡＺ靭性が劣化する。

また、脱酸で残った０．００５％以上のＴｉがＴｉＮを形成し、Ｎが残る場合は下記式が正の値になり、Ｎが残らない場合は下記式が０又は負の値になる。
Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ） ＞ ０ ：Ｎが残る場合
Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ） ≦ ０ ：Ｎが残らない場合

また、上記式｛Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ）｝が正の値となってＮが残る場合は、Ｂの一部がＢＮとして消費されるので、下記式（２）によって有効Ｂ量Ｂｅｆが算出される。
Ｂｅｆ（％） ＝ Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ）｝ ・・・（２）
但し、上記式（２）において、Ｏ_Ｔｉ≦０のとき、Ｏ_Ｔｉ＝０とする。また、Ｏ_Ｔｉ＞０のときは、式｛Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ≧０．００５（％）｝を満たすものとする。さらに、式｛Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ）≦０（但し、Ｏ_Ｔｉ≦０のとき、Ｏ_Ｔｉ＝０）｝のときは、式｛Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ）＝０｝とする。

また、式｛Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ）｝が０または負の値となってＮが残らない場合は、有効Ｂ量Ｂｅｆは、Ｂｅｆ（％）＝Ｂで表される量となる。

次に、上述した残存酸素量Ｏ_Ｔｉの式におけるＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒ、及びＡｌの係数について述べると、溶鋼中での脱酸反応（酸化反応）による生成物（酸化物）としてＣａＯ、ＭｇＯ、ＲＥＭ_２Ｏ_３、ＺｒＯ_２、Ａｌ_２Ｏ_３を仮定し、これらの酸化物として存在するＯ量を質量％で計算する。例えば、ＣａＯの場合、原子量はＣａが４０でＯが１６であるから、Ｃａの質量％に対して１６／４０＝０．４のＯが結合する。Ａｌ_２Ｏ_３であれば、原子量はＡｌが２７でＯが１６であるから、Ａｌの質量％に対して（１６×３）／（２７×２）＝０．８９のＯが結合する。以下同様の計算概念として、上述のＯ_Ｔｉ式の各元素の係数（０．６６：Ｍｇ、０．１７：ＲＥＭ、及び０．３５：Ｚｒ）を規定した。

また、有効Ｂ量Ｂｅｆの導出式概念を、低温側から高温側に遡って示すと以下のようになる。
有効Ｂ量Ｂｅｆ（％） ＝ 成分Ｂ量−Ｂ ａｓ ＢＮ
→ Ｂ ａｓ ＢＮ ＝ ０．７７（Ｎ − Ｎ ａｓ ＴｉＮ）
→ Ｎ ａｓ ＴｉＮ ＝ ０．２９（Ｔｉ − Ｔｉ ａｓ Ｔｉ_２Ｏ_３）
→ Ｔｉ ａｓ Ｔｉ_２Ｏ_３ ＝ ２（Ｏ − Ｏ ａｓ ＣａＯ − Ｏ ａｓ ＭｇＯ − Ｏ ａｓ ＲＥＭ_２Ｏ_３ − Ｏ ａｓ ＺｒＯ_２ − Ｏ ａｓ Ａｌ_２Ｏ_３）
→ Ｏ ａｓ ＣａＯ ＝ ０．４Ｃａ
→ Ｏ ａｓ ＭｇＯ ＝ ０．６６Ｍｇ
→ Ｏ ａｓ ＲＥＭ_２Ｏ_３ ＝ ０．１７ＲＥＭ
→ Ｏ ａｓ ＺｒＯ_２ ＝ ０．３５Ｚｒ
→ Ｏ ａｓ Ａｌ_２Ｏ_３ ＝ ０．８９Ａｌ

次に、有効Ｂ量Ｂｅｆの導出式概念を、高温側から低温側への反応順に示すと以下のようになる。すなわち、製鋼での精錬→凝固工程において、以下の順で反応する。

［１］液相（溶鋼中）での脱酸反応（１６００℃付近）
Ｏとの化学的親和力の強い順にＣａＯ→ＭｇＯ→ＲＥＭ_２Ｏ_３→ＺｒＯ_２→Ａｌ_２Ｏ_３の反応が生じ、溶鋼中の溶存Ｏが減少していく。これで脱酸が完了する場合は、Ｏ_Ｔｉ≦０で表される。脱酸が完了せずに溶存Ｏが残る場合は、Ｏ_Ｔｉ＞０、Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ≧０．００５（％）で表され、Ａｌより弱脱酸元素であるＴｉがＴｉ_２Ｏ_３として脱酸に寄与し、成分Ｔｉから脱酸で消費されたＴｉ ａｓ Ｔｉ_２Ｏ_３を差し引いた残りのＴｉが０．００５％以上となる。

［２］固相（凝固γ中）での脱窒反応（１３００℃付近〜８００℃付近）
Ｎとの化学的親和力の強い順にＴｉＮ→ＢＮ→ＡｌＮの反応が生じ、固相γ中の固溶Ｎが減少していく。まず、脱酸で消費された残りのＴｉが脱窒反応を起こす。これで脱窒が完了する場合は、Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ）≦０で表され、γ中に固溶Ｎが存在しないので、ＢはＢＮを形成せずに全てが固溶Ｂとして存在する。一方、Ｔｉによって脱窒が完了せず、固溶Ｎが残る場合は、Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ）＞０で表され、Ｂの一部がＢＮを生成して残りが固溶Ｂとなる。

一方、Ｔｉよりも脱酸力の強い元素によって脱酸が完了する場合には、下記式を満たす。
Ｏ_Ｔｉ≦０
この場合、Ｔｉは脱酸では消費されない。ＴｉがＴｉＮを形成し、Ｎが残る場合は下記式を満たす。
Ｎ−０．２９Ｔｉ＞０
この際の有効Ｂ量Ｂｅｆは下記式で計算される。
Ｂｅｆ（％）＝Ｂ−０．７７（Ｎ−０．２９Ｔｉ）
ＴｉがＴｉＮを形成し、Ｎが残らない場合は下記式を満たす。
Ｎ−０．２９Ｔｉ≦０
この際の有効Ｂ量Ｂｅｆは下記式で計算される。
Ｂｅｆ（％）＝Ｂ

なお、上記各式において、式（Ｎ−０．２９Ｔｉ）における０．２９Ｔｉは、Ｎ ａｓ ＴｉＮを意味する。ここで、原子量はＴｉが４８でＮが１４であるから、Ｔｉ（正確には脱酸で消費されたＴｉを差し引いた残りのＴｉ）の質量％に対して１４／４８＝０．２９のＮが結合する。また、Ｎ−０．２９Ｔｉ≦０であれば、Ｎは全てＴｉＮで固定され、γ素地中に固溶Ｎは存在しない。一方、Ｎ−０．２９Ｔｉ＞０ならば、γ素地中にはＴｉＮの他に固溶Ｎが存在するので、この固溶Ｎは、Ｂと結合してＢＮを生成し、有効Ｂ量を減少させる。

「Ｏ：酸素」０．００１〜０．００４％以下
Ｏは、０．００４％以下に抑える必要がある。Ｏが０．００４％を超えると、酸化物の一部が粗大化して破壊起点として有害性をもたらし、母材と大入熱溶接ＨＡＺの靭性が劣化する。一方で、ＨＡＺのピン止め効果を利用する際には、Ｏは０．００１％以上確保する必要がある。その理由は、ＨＡＺの溶融線近傍において、ＨＡＺ靭性を高めるためにＣａやＭｇの適正添加によって微細な酸化物を多数分散させ、ピン止め効果を強化してγ細粒化を図るためである。Ｏが０．００１％未満の場合、酸化物個数が不足して十分なピン止め効果が得られなくなる虞がある。

「Ｃａ：カルシウム」０．０００３〜０．００４％、及び「Ｍｇ：マグネシウム」０．０００３〜０．００４％
Ｃａ及びＭｇは、溶鋼への添加順序を考慮しつつ、一方あるいは両方を０．０００３％以上添加することで、ＣａやＭｇを含有する１０〜５００ｎｍの酸化物や硫化物を１０００個／ｍｍ^２以上確保することができる。ＣａやＭｇが０．０００３％未満の場合、大入熱溶接ＨＡＺのピン止め粒子である酸化物や硫化物の個数が不足する虞がある。また、それぞれ０．００４％超添加すると、酸化物や硫化物が粗大化してピン止め粒子の個数が不足すると同時に、破壊起点としての有害性も顕著となり、良好なＨＡＺ靭性が得られなくなる虞がある。

「Ｎｉ：ニッケル」０．０１〜１％
Ｎｉは、靭性の劣化を抑えて強度を確保するために有効である。そのためには０．０１％以上のＮｉ添加が必要である。しかしながら、Ｎｉは合金コストが非常に高いうえに、表面疵の手入工程が発生するという問題がある。従って、Ｎｉは１％以下に抑える必要がある。また、表面疵を回避するために、Ｎｉは極力低くすることが好ましいため、０．７％以下または０．５％以下に制限することがよい。

「Ｃｕ：銅」０．０１〜１％、「Ｃｒ：クロム」０．０１〜１％、及び「Ｍｏ：モリブデン」０．０１〜０．５％
Ｃｕ、Ｃｒ、及びＭｏは、強度を確保するために有効であり、ともに０．０１％以上の添加量で効果を発揮する。一方、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を劣化させる観点から、それぞれ１％、１％、及び０．５％が上限であり、それぞれ０．４％、０．３％、０．１％以下とすることが望ましい。特に、ＣｒおよびＭｏはＮｉ同様に高価な元素であり、さらにＨＡＺのＭＡ生成を助長する危険性も高いので、添加しないことが好ましい。

「Ｎｂ：ニオブ」０．００３〜０．０３％
Ｎｂは、仕上圧延における未再結晶域圧延を促すために有効である。そのためには０．００３％以上のＮｂ添加が好ましい。また、Ｎｂは、大入熱溶接ＨＡＺ靭性に対しては有害である。従って、本発明では未再結晶域圧延を促すために０．０３％以下の微量のＮｂを添加してもよい。ＨＡＺ靭性の観点からは、０．０２％以下または０．０１％以下に抑えることがよい。また、仕上圧延での累積圧下量を大きく確保できる場合には、Ｎｂ無添加でも充分に母材組織が微細化して良好な脆性破壊伝播停止特性が得られるため、Ｎｂを添加しないことがＨＡＺ靭性の観点からさらに好ましい。

「ＲＥＭ：希土類元素（ランタノイド系元素）」０．０００３〜０．０２％、及び「Ｚｒ：ジルコニウム」０．０００３〜０．０２％
ＲＥＭ（希土類元素）及びＺｒは、脱酸と脱硫に関与して、中心偏析部の粗大な延伸ＭｎＳの生成を抑えて硫化物を球状無害化し、母材と大入熱溶接ＨＡＺの靭性を改善する。これらの効果を発揮するためには、ＲＥＭとＺｒの下限はともに０．０００３％である。但し、これらの添加量を増やしても効果は飽和するため、経済性の観点からＲＥＭとＺｒの上限はともに０．０２％である。なお、本発明で添加するＲＥＭとは、ＬａやＣｅなどのランタノイド系元素である。

以上説明したように、本発明に係る脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法、及び脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板によれば、鋼成分を、各元素を上記範囲で含有するとともに上記各関係式を満たす成分組成とし、また、上記各製造条件とすることにより、（１）板厚５０〜８０ｍｍ、降伏強度３９０〜４６０ＭＰａ級（すなわち引張強度５１０〜５７０ＭＰａ級）の厚手高強度で、（２）アレスト性指標Ｔ_{ｋｃａ＝６０００}≦−１０℃の良好な脆性破壊伝播停止特性を有し、（３）溶接入熱量≧２０ｋＪ／ｍｍでもｖＥ（−２０℃）≧４７Ｊとなる良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性を有し、（４）高価合金元素の低減（Ｎｉ≦０．５％等）等による低い製造コストを実現した厚手高強度鋼板が得られる。
このような、本発明による厚手高強度鋼板が大型船舶をはじめとする各種の溶接構造物に使用されることで、溶接構造物の大型化、破壊に対する高い安全性、建造における溶接の高能率化、素材である鋼材の経済性等々が同時に満たされことから、その産業上の効果は計り知れない。

以下、本発明に係る脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法、及び脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の実施例を挙げ、本発明をより具体的に説明するが、本発明は、もとより下記実施例に限定されるものではなく、前記および後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。

［サンプル作製］
製鋼工程において溶鋼の脱酸・脱硫と化学成分を制御し、連続鋳造によって下記表１〜４に示す化学成分のスラブ（連続鋳造スラブ）を作製した。そして、下記表５〜１０に示す製造条件で、前記スラブを再加熱して厚板圧延することで板厚５０〜８０ｍｍに仕上げ、加速冷却を行い、さらに、必要に応じてオフラインでの焼戻し処理を行い、厚手鋼板のサンプルを作製した。

本実施例における、本発明鋼の厚手鋼板の化学成分組成の一覧を表１，２に示すとともに、比較鋼の化学成分組成の一覧を表３，４に示す。また、本発明鋼の鋼板の製造条件の一覧を表５，６に示すとともに、比較鋼の鋼板の製造条件の一覧を表７，８に示す。また、表１，２に示す本発明鋼の「鋼No.１」の化学成分組成で、各製造条件を変化させて鋼板を製造した比較鋼の条件一覧を表９，１０に示す。

なお、表２，４において、Ｃｅｑ、Ａ式、Ｂ式、Ｃ式、Ｄ式、及びＡｒ_３は、以下のように規定される。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５
Ａ式＝Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ
Ｂ式＝Ｎ−０．２９Ｔｉ
Ｃ式＝Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）
Ｄ式＝Ｎ−０．２９〔Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）〕
Ａｒ_３＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ （スラブ）
また、有効Ｂ量は、以下のように規定される。
（ｉ）Ａ式の値＜０の場合
（ａ）Ｂ式の値＞０の場合、有効Ｂ量＝Ｂ−０．７７（Ｎ−０．２９Ｔｉ)
（ｂ）Ｂ式の値≦０の場合、有効Ｂ量＝Ｂ
（ｉｉ）Ａ式の値≧０の場合
Ｃ式の値≧０．００５
（ａ）Ｄ式の値＞０の場合、有効Ｂ量＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９〔Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）〕｝
（ｂ）Ｄ式の値≦０の場合、有効Ｂ量＝Ｂ

［評価試験］
上記方法によって作製した厚手鋼板のサンプルについて、以下のような評価試験を行った。
母材の引張特性及びシャルピー衝撃特性については、厚手鋼板サンプルの板厚１／２部−圧延長手（Ｌ）方向から試験片を採取して測定して評価した。
母材の脆性破壊伝播停止特性については、全厚試験体を温度勾配型ＥＳＳＯ試験（ＷＥＳ ３００３準拠）によって破壊し、アレスト性指標Ｔ_{ｋｃａ＝６０００}を求めて評価した。
継手のＨＡＺ靭性については、突合せ開先をエレクトロガス溶接（ＥＧＷ）によって１パス溶接し、板厚１／２部の溶融線から１ｍｍ離れたＨＡＺにノッチを入れて調べた。この際、−２０℃で３本のシャルピー衝撃試験を行い、平均の吸収エネルギー値を評価した。また、参考として、−４０℃における特性も調べた。

厚手鋼板と溶接継手の機械的性質について、表５，６に示す製造条件で製造した本発明鋼の機械的性質一覧を表１１に示し、また、表７，８に示す製造条件で製造した比較鋼の機械的性質一覧を表１２に示す。
本発明鋼の「鋼No.１」の化学成分組成で、製造条件を表９，１０に示す条件で変化させて製造した比較鋼の、厚手鋼板と溶接継手の機械的性質一覧を表１３に示す。

［評価結果］
表１，２に示す鋼No.１〜１６は本発明鋼であり、鋼の化学成分を適正化し、ＴＭＣＰにおける低温加熱と低温圧延を徹底することにより、厚手であるのにも関わらず、表１１に示すように、３９０〜４６０ＭＰａ級の降伏強度と５１０〜５６０ＭＰａ級の引張強度、及び、−１０℃未満の良好な脆性破壊伝播停止特性Ｔ_{ｋｃａ＝６０００}を満足し、さらに、大入熱溶接であるのにも関わらず、−２０℃において良好なＨＡＺ靭性が、Ｎｉ添加量を１％以下に抑えながら、同時に満足できていることがわかる。

一方、表３，４に示す比較鋼No.１７〜３６は、鋼の化学成分が適正でなく、また、表９，１０に示す比較鋼１Ａ〜１Ｉは鋼板製造条件が適正でないため、表１２，１３に示すように、降伏強度、引張強度、Ｔ_{ｋｃａ＝６０００}、及び大入熱溶接ＨＡＺ靭性のいずれかが劣り、本発明の厚手高強度鋼板のように、これら複数の要求特性を同時に満足することができないことがわかる。

鋼No.１７はＣとＣｅｑが低いため、また、鋼No.２０はＭｎが低いため、焼入性が不足して降伏強度や引張強度が劣っている。
鋼No.１８はＣが高いため、鋼No.１９はＳｉが高いため、鋼No.２１はＭｎが高いため、また、鋼No.２２はＢが低いため、それぞれ大入熱溶接ＨＡＺの靭性が劣っている。
鋼No.２３はＶが低いため、板厚が同じでＣｅｑが低い鋼No.１より強度が低く、また鋼No.１よりＣｅｑが高いにもかかわらず、鋼No.１が満たす４６０ＭＰａ級降伏強度と５７０ＭＰａ級引張強度を満たすことができない。さらに、大入熱溶接ＨＡＺの靭性が劣っている。
鋼No.２４はＶが高いため、板厚とＣｅｑが同じ鋼No.１１よりも強度が大幅に高いが、大入熱溶接ＨＡＺの靭性が劣っている。
鋼No.２５、２６、２７、３０、３１、３４、及び３５はＣｅｑと板厚が同じであり、また表７，８のＴＭＣＰ条件も同一であるが、有効Ｂ量が８〜１０ｐｐｍ存在するため、降伏強度は４４０〜６００ＭＰａであり、引張強度は５５０〜７００ＭＰａであり、強度の変動が大きい。さらに、大入熱溶接ＨＡＺの靭性が劣っている。

鋼No.２８はＰが高いため、また鋼No.２９はＳが高いために、それぞれ母材靭性と大入熱ＨＡＺの靭性が劣っている。
鋼No.３１はＡｌが低いためにＯが高くなり、鋼No.３２はＡｌが高いためにアルミナクラスターが生成し、ともに粗大な有害酸化物が増えて母材と大入熱ＨＡＺの靭性が劣っている。
鋼No.３３はＴｉが低いため、また鋼No.３５はＮが低いために、それぞれＴｉＮの生成が不十分で母材とＨＡＺの結晶粒が十分に微細化されず、母材靭性、アレスト性、及び大入熱ＨＡＺ靭性が劣っている。
鋼No.３４はＴｉが高いため、また鋼No.３６はＮが高いため、それぞれＴｉＣ脆化や固溶Ｂ脆化によって母材靭性と大入熱ＨＡＺ靭性が劣っている。

鋼No.１Ａは、スラブ再加熱の開始温度が高いため、また鋼No.１Ｂは加熱温度が高いために、それぞれ加熱時のγ粒が粗大化して脆性破壊伝播停止特性Ｔ_{ｋｃａ＝６０００}が劣っている。
鋼No.１Ｃは、加熱温度が低すぎるためにＶ炭窒化物の溶体化が不十分となり、析出強化を担うＶ炭化物が不足して母材強度が低下しているため、鋼No.１に比べて降伏強度と引張強度がともに２０ＭＰａ低くなり、０．０２％のＶを添加した強度のメリットを享受できていない。さらに、粗圧延の終了温度が低すぎるために再結晶粒が十分に整細粒化されず、Ｔ_{ｋｃａ＝６０００}が劣っている。
鋼No.１Ｄは、粗圧延の終了温度が低すぎるため、また、鋼No.１Ｅは粗圧延の累積圧下量が少ないために再結晶粒が十分に整細粒化されず、それぞれＴ_{ｋｃａ＝６０００}が劣っている。
鋼No.１Ｆと鋼No.１Ｇは、仕上圧延の開始温度と終了温度が高すぎて上記式｛−０．５×（スラブ加熱温度（℃））＋１３２５｝を満足しないため、母材の結晶粒径の微細化が不十分であり、Ｔ_{ｋｃａ＝６０００}が劣っている。
鋼No.１Ｈは、仕上圧延の累積圧下量が少ないため、母材の結晶粒径の微細化が不十分であり、Ｔ_{ｋｃａ＝６０００}が劣っている。
鋼No.１Ｉは、加速冷却の停止温度が高いため、板厚内部の変態強化と結晶粒径微細化が不十分となり、引張強度とＴ_{ｋｃａ＝６０００}が劣っている。

以上説明した実施例の結果より、本発明の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板が、（１）板厚５０〜８０ｍｍ、降伏強度３９０〜４６０ＭＰａ級（すなわち引張強度５１０〜５７０ＭＰａ級）の厚手高強度で、（２）アレスト性指標Ｔ_{ｋｃａ＝６０００}≦−１０℃の良好な脆性破壊伝播停止特性を有し、（３）溶接入熱量≧２０ｋＪ／ｍｍでもｖＥ（−２０℃）≧４７Ｊとなる良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性を有し、（４）高価合金元素の低減（Ｎｉ≦１％等）等による低い製造コストを実現できることが明らかである。

本発明の厚手高強度鋼板は、大型船舶をはじめとする各種の溶接構造物に使用されることで、溶接構造物の大型化、破壊に対する高い安全性、建造における溶接の高能率化、及び素材である鋼材の経済性等が同時に満たされる。このため、本発明に係る厚手高強度鋼板は、大型コンテナ船等の船舶用途や、建築、橋梁、タンク及び海洋構造物等のその他の溶接構造物に適用できる。

Claims (9)

1. 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｖ：０．０１〜０．１５％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ：０．００２〜０．０１％、及びＯ：０．００４％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる連続鋳造スラブをＡｒ_３−２００℃以下まで冷却した後、９５０〜１１００℃に再加熱し、
   次いで、９００℃以上で累積圧下量が３０％以上である粗圧延を前記連続鋳造スラブに行い、
   次いで、７００℃以上で累積圧下量が５０％以上である仕上圧延を、仕上圧延開始温度および仕上圧延終了温度が、ともに、次式｛−０．５×（スラブ加熱温度（℃））＋１３２５｝（℃）で表される温度以下とされた条件で行って圧延原板とし、
   次いで、加速冷却を適用して前記圧延原板を５００℃以下まで冷却して鋼板とし、
   前記連続鋳造スラブは、有効Ｂ量：Ｂｅｆ（％）の算出値が０％以下であり、炭素当量Ｃｅｑが０．３２〜０．４２％の範囲を満たすことを特徴とする、脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
   ここで、残存酸素量Ｏ_Ｔｉ（％）を、下記式（１）で表される量としたとき、有効Ｂ量：Ｂｅｆ（％）は、下記式（２）で表される。また炭素当量Ｃｅｑ（％）は、下記式（３）で表され、Ａｒ_３は、下記式（４）で表される。
   Ｏ_Ｔｉ（％）＝Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ ・・・（１）｛但し、式（１）において、不可避的不純物扱いの成分元素も計算に含める｝
   Ｂｅｆ（％）＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ）｝ ・・・（２）｛但し、式（２）において、Ｏ_Ｔｉ≦０のとき、Ｏ_Ｔｉ＝０とする。また、Ｏ_Ｔｉ＞０のときは、Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ≧０．００５（％）を満たすものとする。さらに、Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ）≦０（但し、Ｏ_Ｔｉ≦０のとき、Ｏ_Ｔｉ＝０）のときは、Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ）＝０とする。｝
   Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ ・・・（３）
   Ａｒ_３（℃）＝（９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ） ・・・（４）
2. 前記加速冷却の後、さらに、３５０〜７００℃で５〜６０分の焼戻し熱処理を施すことを特徴とする、請求項１に記載の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
3. 前記連続鋳造スラブの前記Ｓの含有量が０．０００５〜０．００５％であり、かつ前記Ｏの含有量が０．００１〜０．００４％であり、
   前記連続鋳造スラブは、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００３〜０．００４％及びＭｇ：０．０００３〜０．００４％のうちの１種又は２種を含有することを特徴とする、請求項１又は２に記載の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
4. 前記連続鋳造スラブは、さらに、質量％で、Ｎｉ：０．０１〜１％、Ｃｕ：０．０１〜１％、Ｃｒ：０．０１〜１％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、及びＮｂ：０．００３〜０．０３％のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１〜３のいずれかに記載の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
5. 前記連続鋳造スラブは、さらに、質量％で、ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％及びＺｒ：０．０００３〜０．０２％のうちの１種又は２種を含有することを特徴とする、請求項１〜４のいずれかに記載の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
6. 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｖ：０．０１〜０．１５％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ：０．００２〜０．０１％、及びＯ：０．００４％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
   残存酸素量Ｏ _Ｔｉ （％）を、下記式（５）で表される量としたとき、下記式（６）で表される、有効Ｂ量：Ｂｅｆ（％）の算出値が０％以下であり、
   さらに、下記式（７）で表される炭素当量Ｃｅｑが０．３２〜０．４２％の範囲を満たし、
   板厚が５０〜８０ｍｍであり、降伏強度が３９０〜４６０ＭＰａ級であり、
   脆性破壊伝播停止特性Ｋｃａが６０００Ｎ／ｍｍ^１．５となる温度Ｔ_{ｋｃａ＝６０００}が−１０℃以下であり、
   溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接部のＨＡＺ靭性の指標であるシャルピー衝撃吸収エネルギーｖＥ（−２０℃）が４７Ｊ以上であることを特徴とする、脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板。
   Ｏ_Ｔｉ（％）＝Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ ・・・（５）｛但し、式（５）において、不可避的不純物扱いの成分元素も計算に含める｝
   Ｂｅｆ（％）＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ）｝ ・・・（６）｛但し、式（６）において、Ｏ_Ｔｉ≦０のとき、Ｏ_Ｔｉ＝０とする。また、Ｏ_Ｔｉ＞０のときは、Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ≧０．００５（％）を満たすものとする。さらに、Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ）≦０（但し、Ｏ_Ｔｉ≦０のとき、Ｏ_Ｔｉ＝０）のときは、Ｎ−０．２９（Ｔｉ−２Ｏ_Ｔｉ）＝０とする。｝
   Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ ・・・（７）
7. 前記Ｓの含有量が０．０００５〜０．００５％であり、かつ前記Ｏの含有量が０．００１〜０．００４％であり、
   さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００３〜０．００４％及びＭｇ：０．０００３〜０．００４％のうちの１種又は２種を含有することを特徴とする、請求項６に記載の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板。
8. さらに、質量％で、Ｎｉ：０．０１〜１％、Ｃｕ：０．０１〜１％、Ｃｒ：０．０１〜１％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、及びＮｂ：０．００３〜０．０３％のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項６又は７に記載の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板。
9. さらに、質量％で、ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％及びＺｒ：０．０００３〜０．０２％のうちの１種又は２種を含有することを特徴とする、請求項６〜８のいずれかに記載の脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板。