JP7315874B2

JP7315874B2 - 厚鋼板

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Publication number: JP7315874B2
Application number: JP2021575118A
Authority: JP
Inventors: 仁秀吉村; 崇之加賀谷; 洋志熊谷; 史寿高峰; 仁志古谷
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2020-02-03
Filing date: 2020-02-03
Publication date: 2023-07-27
Anticipated expiration: 2040-02-03
Also published as: WO2021156925A1; JPWO2021156925A1

Description

本発明は、厚鋼板に関し、より詳しくは７０ｍｍ以上の板厚を有する高強度の厚鋼板であって、例えば、橋梁、建築、造船及び圧力容器等の構造体に使用するのに有用な低温靱性に優れた厚鋼板に関する。

橋梁、建築、造船及び圧力容器等の構造体は高度の安全性が求められることなどから、これらの構造体に使用される厚鋼板に対しては、強度に加えて低温靭性が要求されることが多い。これに関連して、従来技術においても、これらの構造体において使用するための種々の厚鋼板及びその製造方法が提案されている（特許文献１～１０等を参照）。

例えば、特許文献１では、質量％で、Ｃ：０．０３～０．２０％、Ｓｉ：０．０５～０．６０％、Ｍｎ：０．３～２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０７％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成と、ポリゴナルフェライト相と上部ベイナイト相の混合組織であって、ポリゴナルフェライト相の面積分率が１０～４５％、平均結晶粒径が１８μｍ以下、結晶粒径の標準偏差が８μｍ以下で、上部ベイナイト相中の島状マルテンサイトの面積分率が５％以下となるミクロ組織を備えたことを特徴とする高強度厚鋼板が記載されている。また、特許文献１では、上記の構成によれば、引張強度５９０ＭＰａ以上で、低温靭性および全伸びに優れた板厚１２ｍｍ以上の厚鋼板が得られると記載されている。

特許文献２では、所定の化学組成を有する鋼を、加熱後圧延してＡｒ₃点以上の温度域で圧延を終了し、圧延後、板厚平均温度がＡｒ₃点以上の状態から、板厚平均温度が５００℃以下となるまで、２℃／秒以上の平均冷却速度で冷却を行い、次いで、焼戻しを、最高到達温度を５００℃以上とし、加熱速度が５００℃以上の温度範囲において０．５℃／秒以上とし、かつ、焼戻しパラメーターＴＰが所定の条件を満たすように行うことを特徴とする高張力鋼の製造方法が記載されている。また、特許文献２では、ｖＴｓ（延性脆性破面遷移温度）による靭性の評価がｖＴｓ＝－１０４℃である板厚１００ｍｍで引張強度が５９０ＭＰａ以上の厚鋼板が具体的に開示されている。

特開２０１１－１９５８８３号公報特開２００２－２４１８３７号公報特開平１１－１３１１７７号公報特許第６０２４９２８号公報特開２００７－２１７７７２号公報特許第５９４９０２３号公報特開２０１８－１３１６７８号公報国際公開第２０１５／１６２９３９号国際公開第２０１７／１３５１７９号特開２０１８－０１２８５３号公報

橋梁、建築、造船及び圧力容器等の構造体においては、溶接で生じた残留応力を除去又は緩和等するために溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）が一般に行われる。近年、これらの構造体の大型化や過酷な使用環境などを考慮し、鋼板の厚肉化（板厚７０ｍｍ以上、さらには１００ｍｍ以上）に加えて、ＰＷＨＴ後の鋼板の強度及び低温靱性を向上させることも求められている。

とりわけ、低温靱性の低下による脆性破壊は、瞬時に構造体全体を崩壊させ得るため、避けるべき破壊形態である。しかしながら、ＰＷＨＴ後には不純物元素の濃化や合金炭化物の粗大化等により低温靱性が低下する傾向があるため、ＰＷＨＴ後の低温靱性を向上させることは一般に困難である。

本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、厚鋼板、より具体的には高強度の厚鋼板においてＰＷＨＴ後の低温靱性を改善することにある。

本発明者らは、上記目的を達成するために、厚鋼板の化学組成及び製造条件について検討を行った。その結果、本発明者らは、厚鋼板の化学組成を所定の範囲内としつつ、熱間圧延前の熱処理、熱間圧延、及び／又は熱間圧延後の冷却速度等を適切なものとすることにより、高強度の厚鋼板において結晶粒を微細化してＰＷＨＴ後の低温靭性を向上させることができることを見出し、本発明を完成させた。

上記目的を達成し得た厚鋼板は、以下のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．０５０～０．１３０％、
Ｓｉ：０．１００～０．６００％、
Ｍｎ：１．１００～１．８００％、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．０５０～０．５００％、
Ｖ：０．００５～０．１００％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ａｌ：０．００１～０．１２０％（ただし、［Ａｌ］×［Ｎ］＜３．２×１０^-4の場合にはＡｌ：０．００１～０．０８０％、ここで、［Ａｌ］及び［Ｎ］はそれぞれＡｌ及びＮの含有量（質量％）である）、
Ｂ：０～０．００３０％、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｎｉ：０～０．８００％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０～０．１００％（ただし、Ｂ含有量が０．０００３％以上の場合にはＴｉ：０．００５～０．１００％）、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を含み、
方位差１５°以上の境界で囲まれた結晶粒の粗大粒径が４５μｍ以下であり、かつ前記結晶粒の平均粒径が２５μｍ以下である組織を含み、
５８０～７３０ＭＰａの引張強度を有し、
７０ｍｍ以上の板厚を有することを特徴とする、厚鋼板。
（２）４００ＭＰａ以上の降伏強度を有することを特徴とする、上記（１）に記載の厚鋼板。
（３）前記化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５０～０．１３０％、
Ｓｉ：０．１００～０．６００％、
Ｍｎ：１．１００～１．８００％、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．０５０～０．５００％、
Ｖ：０．００５～０．１００％、
Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
Ａｌ：０．００１～０．０８０％、
Ｂ：０．０００３％未満、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｎｉ：０～０．８００％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなることを特徴とする、上記（１）又は（２）に記載の厚鋼板。
（４）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０５０～０．５００％、
Ｎｉ：０．１００～０．８００％、
Ｃｒ：０．０５～０．５０％、
Ｗ：０．０５～０．５０％、
Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
Ｓｎ：０．００５～０．０５０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、及び
ＲＥＭ：０．０００５～０．０１００％
からなる群から選択される１種又は２種以上を含むことを特徴とする、上記（３）に記載の厚鋼板。
（５）前記化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５０～０．１３０％、
Ｓｉ：０．１００～０．６００％、
Ｍｎ：１．１００～１．８００％、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．０５０～０．５００％、
Ｖ：０．００５～０．１００％、
Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
Ａｌ：０．００１～０．０８０％、
Ｂ：０．０００３～０．００３０％、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｎｉ：０～０．８００％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなることを特徴とする、上記（１）又は（２）に記載の厚鋼板。
（６）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０５０～０．５００％、
Ｎｉ：０．１００～０．８００％、
Ｃｒ：０．０５～０．５０％、
Ｗ：０．０５～０．５０％、
Ｓｎ：０．００５～０．０５０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、及び
ＲＥＭ：０．０００５～０．０１００％
からなる群から選択される１種又は２種以上を含むことを特徴とする、上記（５）に記載の厚鋼板。
（７）前記化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５０～０．１３０％、
Ｓｉ：０．１００～０．６００％、
Ｍｎ：１．１００～１．８００％、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．０５０～０．５００％、
Ｖ：０．００５～０．１００％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ａｌ：０．０８１～０．１２０％、
Ｂ：０．０００３％未満、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｎｉ：０～０．８００％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
［Ａｌ］×［Ｎ］≧３．２×１０^-4（ここで、［Ａｌ］及び［Ｎ］はそれぞれＡｌ及びＮの含有量（質量％）である）を満足することを特徴とする、上記（１）又は（２）に記載の厚鋼板。
（８）前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
Ｃｕ：０．０５０～０．５００％、
Ｎｉ：０．１００～０．８００％、
Ｃｒ：０．０５～０．５０％、
Ｗ：０．０５～０．５０％、
Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
Ｓｎ：０．００５～０．０５０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、及び
ＲＥＭ：０．０００５～０．０１００％
からなる群から選択される１種又は２種以上を含むことを特徴とする、上記（７）に記載の厚鋼板。
（９）前記化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５０～０．１３０％、
Ｓｉ：０．１００～０．６００％、
Ｍｎ：１．１００～１．８００％、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．０５０～０．５００％、
Ｖ：０．００５～０．１００％、
Ａｌ：０．００１～０．０８０％、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｎｉ：０～０．８００％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなることを特徴とする、上記（１）又は（２）に記載の厚鋼板。
（１０）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０５０～０．５００％、
Ｎｉ：０．１００～０．８００％、
Ｃｒ：０．０５～０．５０％、
Ｗ：０．０５～０．５０％、
Ｓｎ：０．００５～０．０５０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、及び
ＲＥＭ：０．０００５～０．０１００％
からなる群から選択される１種又は２種以上を含むことを特徴とする、上記（９）に記載の厚鋼板。

本発明によれば、高強度の厚鋼板においてＰＷＨＴ後の低温靱性を顕著に改善することができる。

＜厚鋼板＞
本発明の厚鋼板は、高強度の厚鋼板、より具体的には５８０～７３０ＭＰａの引張強度、特には溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）に相当する６５０℃×１５時間の熱処理を行った場合に５８０～７３０ＭＰａの引張強度を有する厚鋼板において、結晶粒を微細化してＰＷＨＴ後の低温靭性を向上させたものである。ここで、本発明において、結晶粒とは、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）で結晶方位を測定した場合に、隣接する粒の方位差が１５°以上の境界で囲まれた領域をいうものである。また、後で詳しく説明するが、本発明において、粗大粒径及び平均粒径とは、上記ＥＢＳＤによって測定された各結晶粒の円相当直径等に基づいて算出される粒径をいうものである。本発明の厚鋼板は、以下に示す具体的な実施形態によって実現することが可能である。以下、本発明の厚鋼板を実現するための具体的な実施形態１～４についてより詳しく説明するが、これらの説明は、本発明の好ましい実施形態の単なる例示を意図するものであって、本発明をこのような特定の実施形態に限定することを意図するものではない。

＜実施形態１＞
本発明の実施形態１に係る厚鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．０５０～０．１３０％、
Ｓｉ：０．１００～０．６００％、
Ｍｎ：１．１００～１．８００％、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．０５０～０．５００％、
Ｖ：０．００５～０．１００％、
Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
Ａｌ：０．００１～０．０８０％、
Ｂ：０．０００３％未満、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｎｉ：０～０．８００％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を含み、
方位差１５°以上の境界で囲まれた結晶粒の粗大粒径が４５μｍ以下であり、かつ前記結晶粒の平均粒径が２５μｍ以下である組織を含み、
５８０～７３０ＭＰａの引張強度を有し、
７０ｍｍ以上の板厚を有することを特徴としている。

先に述べたとおり、溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）後には不純物元素の濃化や合金炭化物の粗大化等により低温靱性が低下する傾向があるため、ＰＷＨＴ後の低温靱性を向上させることは一般に困難である。これに関連して、粗大な組織の形成を抑制するためにピン止め粒子の利用及び制御が有効な場合があることが知られている。このような観点から、本発明者らは、結晶粒の微細化に関連してピン止め粒子としてＮｂＣＮ（ＮｂＣＮとは、ＮｂＣ、ＮｂＮ、ＮｂＣのＣの一部がＮに置き換わったもの、及び／又はＮｂＮのＮの一部がＣに置き換わったものを言う）を利用することに着目しそして検討を行った。ここで、Ｎｂは一般に正偏析部に偏析する性質を有するため、単にＮｂを厚鋼板中に含有させても、形成されるＮｂＣＮがピン止め粒子として有効には機能せず、負偏析部に粗大粒が形成しやすいという問題がある。そこで、本発明者らは、Ｎｂ含有量を０．００５～０．１００％の範囲内とするとともに、当該Ｎｂ含有量に応じた条件下で、熱間圧延の前に均質化熱処理を行うことでＮｂ偏析を拡散させ、形成されるＮｂＣＮをピン止め粒子として有効に機能させることで粗大粒の形成、特には負偏析部での粗大粒の形成を抑制することができることを見出した。

より具体的には、本発明者らは、均質化熱処理の際に下記式１によって求められる温度Ｔ℃以上で滞留した時間と当該滞留時間（ｈ）における平均温度（℃）との積Ｓを２００００～１０００００（℃・ｈ）の範囲内とすることで、厚鋼板において結晶粒の粗大粒径が４５μｍ以下でかつ当該結晶粒の平均粒径が２５μｍ以下である微細な組織を形成させることができることを見出した。その結果として、本発明の実施形態１によれば、低温靱性が一般に低下するＰＷＨＴ後であっても、結晶粒の粗大粒径及び平均粒径が上記範囲内にない組織の場合と比較して、顕著に改善された低温靭性を有する厚鋼板を得ることが可能となる。
Ｔ＝４５００／（２－ｌｏｇ［Ｎｂ］）－２００・・・式１
ここで、［Ｎｂ］はＮｂ含有量（質量％）である。

以下、本発明の実施形態１に係る厚鋼板について詳しく説明する。以下の説明において、各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味するものである。

［Ｃ：０．０５０～０．１３０％］
炭素（Ｃ）は、母材の強度確保のために必要な元素であり、ピン止め粒子であるＮｂＣＮを構成する元素でもある。これらの効果を十分に得るために、Ｃ含有量は０．０５０％以上とする。Ｃ含有量は０．０６０％以上、０．０７０％以上又は０．０８０％以上であってもよい。一方で、Ｃを過度に含有すると、母材に加え、溶接熱影響部（ＨＡＺ）、中でも溶融線（ＦＬ）近傍のＨＡＺの靭性劣化が顕著となる場合があり、また強度が過大となる傾向もある。したがって、Ｃ含有量は０．１３０％以下とする。Ｃ含有量は０．１２０％以下、０．１１０％以下又は０．１００％以下であってもよい。

［Ｓｉ：０．１００～０．６００％］
ケイ素（Ｓｉ）は脱酸元素であり、強度の向上にも寄与する元素である。これらの効果を十分に得るために、Ｓｉ含有量は０．１００％以上とする。Ｓｉ含有量は０．１５０％以上、０．２００％以上又は０．２５０％以上であってもよい。一方で、Ｓｉを過度に含有すると、島状マルテンサイトが生成し、靭性が低下する場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．６００％以下とする。Ｓｉ含有量は０．５００％以下、０．４００％以下又は０．３５０％以下であってもよい。

［Ｍｎ：１．１００～１．８００％］
マンガン（Ｍｎ）は脱酸元素であり、焼入れ性を向上させる元素でもある。母材及びＨＡＺの強度を十分に確保するために、Ｍｎ含有量は１．１００％以上とする。Ｍｎ含有量は１．２００％以上、１．２５０％以上又は１．３５０％以上であってもよい。一方で、Ｍｎを過度に含有すると、偏析が増大し、焼入れ性が過剰となるため、強度が過度に上昇して靱性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．８００％以下とする。Ｍｎ含有量は１．７００％以下、１．６５０％以下又は１．６００％以下であってもよい。

［Ｐ：０．０２００％以下］
リン（Ｐ）は不純物であり、粒界に偏析して靭性を低下させる。このため、Ｐ含有量は０．０２００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０１５０％以下、より好ましくは０．０１００％以下、最も好ましくは０．００８０％以下である。Ｐ含有量は少ないほど好ましいため、下限は特に規定しない。しかしながら、製造コストの観点から、Ｐ含有量は０．０００１％以上、０．０００５％以上又は０．００１０％以上であってもよい。

［Ｓ：０．０１００％以下］
硫黄（Ｓ）は不純物であり、中心偏析を助長し、脆性破壊の起点となる延伸形状のＭｎＳが生成する原因となることがある。このため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００８０％、より好ましくは０．００６０％、最も好ましくは０．００５０％以下である。Ｓ含有量は少ないほど好ましいため、下限は特に規定しない。しかしながら、製造コストの観点から、Ｓ含有量は０．０００１％以上、０．０００５％以上又は０．００１０％以上であってもよい。

［Ｍｏ：０．０５０～０．５００％］
モリブデン（Ｍｏ）は、母材の強度と靱性を向上させる元素である。このような効果を十分に得るために、Ｍｏ含有量は０．０５０％以上とする。Ｍｏ含有量は０．１００％以上、０．１５０％以上又は０．２００％以上であってもよい。一方で、Ｍｏを過度に含有すると、母材の強度が過剰に上昇して靱性を損なうことがある。このため、Ｍｏ含有量は０．５００％以下とする。Ｍｏ含有量は０．４５０％以下、０．４００％以下又は０．３５０％以下であってもよい。

［Ｖ：０．００５～０．１００％］
バナジウム（Ｖ）は、焼戻工程及び溶接後熱処理工程で炭窒化物を析出し、母材の強度の向上に寄与する元素である。このような効果を十分に得るために、Ｖ含有量は０．００５％以上とする。Ｖ含有量は０．０１０％以上、０．０１５％以上又は０．０２０％以上であってもよい。一方で、Ｖを過度に含有させても効果が飽和し、靱性劣化を招くことがある。このため、Ｖ含有量は０．１００％以下とする。Ｖ含有量は０．０８０％以下、０．０６０％以下又は０．０４０％以下であってもよい。

［Ｎｂ：０．００５～０．１００％］
ニオブ（Ｎｂ）は、ＮｂＣＮの形態におけるピン止め効果により組織を微細化し、低温靱性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．００５％以上である必要がある。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０１５％以上、最も好ましくは０．０２０％以上である。一方で、Ｎｂを過度に含有させてもピン止め効果が飽和するとともに、粗大な炭化物や窒化物の析出による靱性劣化を招くことがある。このため、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とする。Ｎｂ含有量は０．０８０％以下、０．０７０％以下又は０．０５０％以下であってもよい。

［Ａｌ：０．００１～０．０８０％］
アルミニウム（Ａｌ）は脱酸元素であり、セメンタイト生成を抑制する元素でもある。さらに、Ａｌはピン止め粒子ＡｌＮとして細粒化に寄与する。これらの効果の少なくとも１つを得るために、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。Ａｌ含有量は０．０１５％以上、０．０２０％以上又は０．０２５％以上であってもよい。一方で、Ａｌを過度に含有すると、介在物が多くなり、靱性低下を招くことがある。このため、Ａｌ含有量は０．０８０％以下とする。Ａｌ含有量は０．０７０％以下、０．０６０％以下又は０．０５０％以下であってもよい。

［Ｂ：０．０００３％未満］
ホウ素（Ｂ）は粒界に偏析して焼入れ性を高める元素である。しかしながら、Ｂを過度に含有すると、強度が高くなりすぎたり、上部ベイナイトの形成が促進させて靭性の低下を招いたりすることがある。このため、Ｂ含有量は０．０００３％未満とする。Ｂ含有量は０．０００２％以下、０．０００１％以下又は０％であってもよい。

［Ｎ：０．０１００％以下］
窒素（Ｎ）は窒化物を形成する元素であり、過度に含有すると粗大な窒化物が生成し、靭性が低下する原因となる。このため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下、より好ましくは０．００６０％以下、最も好ましくは０．００５０％以下である。一方で、Ｎを過度に低減すると、脱窒コストがかかり、さらにはピン止め粒子であるＮｂＣＮを十分に形成できない場合がある。したがって、Ｎ含有量は０．０００３％以上であることが好ましく、０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。

［Ｏ：０．０１００％以下］
酸素（Ｏ）は不純物であり、このため０．０１００％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．００６０％以下、より好ましくは０．００４０％以下、最も好ましくは０．００３０％以下である。Ｏは可能な限り低減することが好ましいが、脱酸コストの観点から、Ｏ含有量は０．０００１％以上、０．０００２％以上、又は０．０００３％以上であってもよい。

本発明の実施形態１に係る厚鋼板の基本化学組成は上記のとおりである。さらに、当該厚鋼板は、必要に応じて以下の任意選択元素のうち１種又は２種以上を含有してもよい。以下、これらの任意選択元素について詳しく説明する。

［Ｃｕ：０～０．５００％］
銅（Ｃｕ）は、強度の上昇に寄与する元素である。Ｃｕ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｃｕ含有量は０．０５０％以上であることが好ましい。Ｃｕ含有量は０．１５０％以上、０．２００％以上又は０．２５０％以上であってもよい。一方で、Ｃｕを過度に含有すると、母材の靱性が低下することがある。このため、Ｃｕ含有量は０．５００％以下とする。Ｃｕ含有量を０．４５０％以下、０．４００％以下又は０．３５０％以下であってもよい。

［Ｎｉ：０～０．８００％］
ニッケル（Ｎｉ）は、靱性を確保するために有効な元素である。Ｎｉ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｎｉ含有量は０．１００％以上であることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．２００％以上、０．２５０％以上又は０．３００％以上であってもよい。一方で、Ｎｉを過度に含有すると、製造コストが上昇するのに加えて、焼入れ性が過剰となり却って母材の靱性が低下することがある。このため、Ｎｉ含有量は０．８００％以下とする。Ｎｉ含有量は０．７００％以下、０．６５０％以下又は０．６００％以下であってもよい。

［Ｃｒ：０～０．５０％］
クロム（Ｃｒ）は、耐炭酸ガス腐食性や焼入れ性の向上に寄与し、強度に影響を与える元素である。Ｃｒ含有量は０％であってもよいが、これらの効果を得るためには、Ｃｒ含有量は０．０５％以上であることが好ましい。Ｃｒ含有量は０．１０％以上、０．１５％以上又は０．２０％以上であってもよい。一方で、Ｃｒを過度に含有すると、ＨＡＺの靱性が低下することがある。このため、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とする。Ｃｒ含有量は０．４５％以下、０．４０％以下又は０．３５％以下であってもよい。

［Ｗ：０～０．５０％］
タングステン（Ｗ）は、耐食性向上に寄与し、強度に影響を与える元素である。Ｗ含有量は０％であってもよいが、これらの効果を得るためには、Ｗ含有量は０．０５％以上であることが好ましい。Ｗ含有量は０．１０％以上、０．１５％以上又は０．２０％以上であってもよい。一方で、Ｗを過度に含有すると、ＨＡＺの靱性が低下することがある。このため、Ｗ含有量は０．５０％以下とする。Ｗ含有量は０．４５％以下、０．４０％以下又は０．３５％以下であってもよい。

［Ｔｉ：０～０．１００％］
チタン（Ｔｉ）は、脱酸に利用すると、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎからなる酸化物相を形成し、組織を微細化し強度に影響を与える効果が得られる。Ｔｉ含有量は０％であってもよいが、上記の効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．００５％以上であることが好ましい。Ｔｉ含有量は０．０１０％以上、０．０１５％以上又は０．０２０％以上であってもよい。一方で、Ｔｉを過度に含有すると、Ｔｉ酸化物やＴｉ－Ａｌ酸化物が形成されて分散密度が低下し、小入熱の溶接熱影響部の組織を微細化する効果が低下することがある。このため、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０８０％以下、０．０６０％以下又は０．０５０％以下であってもよい。

［Ｓｎ：０～０．０５０％］
スズ（Ｓｎ）は、強度に影響を与える元素である。Ｓｎ含有量は０％であってもよいが、この効果を得るためには、Ｓｎ含有量は０．００５％以上であることが好ましい。Ｓｎ含有量は０．０１０％以上、０．０１５％以上又は０．０２０％以上であってもよい。一方で、Ｓｎを過度に含有すると、靱性が低下することがある。このため、Ｓｎ含有量は０．０５０％以下とする。Ｓｎ含有量は０．０４５％以下、０．０４０％以下又は０．０３５％以下であってもよい。

［Ｃａ：０～０．００５０％］
カルシウム（Ｃａ）は、酸化物や硫化物の形態を制御する元素である。Ｃａ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、０．０００１％以上であることが好ましい。Ｃａ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。Ｃａを過度に含有すると、上記の効果が飽和し、介在物の形成によって靭性を損なうことがある。このため、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。Ｃａ含有量は０．００４５％以下、０．００４０％以下又は０．００３５％以下であってもよい。

［Ｍｇ：０～０．００５０％］
マグネシウム（Ｍｇ）は、酸化物や硫化物の形態を制御する元素である。Ｍｇ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、０．０００１％以上であることが好ましい。Ｍｇ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。Ｍｇを過度に含有すると、上記の効果が飽和し、介在物の形成によって靭性を損なうことがある。このため、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下とする。Ｍｇ含有量は０．００４５％以下、０．００４０％以下又は０．００３５％以下であってもよい。

［ＲＥＭ：０～０．０１００％］
希土類金属（ＲＥＭ）は、酸化物や硫化物の形態を制御する元素である。ＲＥＭ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、０．０００１％以上であることが好ましい。ＲＥＭ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。ＲＥＭを過度に含有すると、上記の効果が飽和し、介在物の形成によって靭性を損なうことがある。このため、ＲＥＭ含有量は０．０１００％以下とする。ＲＥＭ含有量は０．００８０％以下、０．００６０％以下又は０．００４０％以下であってもよい。
なお、本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、及び、ランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選択される１種以上の元素であり、ＲＥＭ含有量はこれら元素の合計含有量である。

本発明の実施形態１に係る厚鋼板において、上記の元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物とは、厚鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分等である。

以下、実施形態１に係る厚鋼板の炭素当量（Ｃｅｑ）、結晶粒の粗大粒径、結晶粒の平均粒径、厚鋼板の組織、板厚、及び機械特性について説明するが、これらの説明は実施形態２～４においても共通する。したがって、これらの特徴に関する以下の説明は、実施形態１だけでなく実施形態２～４においても適用するものとする。

［炭素当量（Ｃｅｑ）：０．３７０～０．６００（実施形態１～４において共通）］
炭素当量（Ｃｅｑ）は焼入れ性の指標である。一般的には、Ｃｅｑが高くなるほど、厚鋼板の引張強度が高くなる傾向があり、一方で、Ｃｅｑが低くなるほど、焼入れ性が低下するため、当該厚鋼板の引張強度が低下する傾向がある。本実施形態においては、Ｃｅｑは下記式２によって算出する。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５・・・式２
式中、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］及び［Ｖ］は各元素の含有量（質量％）であり、元素を含有しない場合は０である。本実施形態においては、化学組成を上で説明した範囲内とすることで適切な引張強度を達成することが可能である。したがって、厚鋼板のＣｅｑは特に限定されないが、一般的には０．３７０～０．６００である。例えば、Ｃｅｑは、０．４００以上若しくは０．４５０以上であってもよく、及び／又は０．５５０以下若しくは０．５００以下であってもよい。

［結晶粒の粗大粒径：４５μｍ以下（実施形態１～４において共通）］
厚鋼板中の粗大な組織は脆性破壊の起点となるため、一般に当該厚鋼板の靱性、特には低温靭性を低下させる。これに関連して、本実施形態によれば、厚鋼板において顕著に改善された低温靭性を達成するために、方位差１５°以上の境界で囲まれた結晶粒の粗大粒径を４５μｍ以下とする。結晶粒の粗大粒径は、好ましくは４０μｍ以下、より好ましくは３５μｍ以下、最も好ましくは３０μｍ以下である。結晶粒の粗大粒径は小さいほど好ましいため、下限は特に規定しない。しかしながら、一般的には、結晶粒の粗大粒径は５μｍ以上又は８μｍ以上であってよい。

本発明において、結晶粒の粗大粒径は以下のように決定される。まず、厚鋼板の板厚１／４位置のＬ断面（厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面）を鏡面研磨し、次いで電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）により任意の１．０ｍｍ×０．４ｍｍの領域の結晶方位を１箇所測定し、隣接する粒の方位差が１５°以上ある領域を１つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の粒径を円相当直径として算出する。これらの結晶粒のうち円相当直径の大きいものから１０個選択し、それらの円相当直径の平均値を「結晶粒の粗大粒径」として決定する。

［結晶粒の平均粒径：２５μｍ以下（実施形態１～４において共通）］
低温靱性の向上には結晶粒の粗大粒径だけでなく、当該結晶粒の平均粒径も所定の範囲とすることが重要である。具体的には、結晶粒の粗大粒径を４５μｍ以下とすることに加えて、当該結晶粒の平均粒径を２５μｍ以下とすることにより、厚鋼板において組織を微細化して顕著に改善された低温靭性を達成することができる。結晶粒の平均粒径は、好ましくは２０μｍ以下、より好ましくは１５μｍ以下、最も好ましくは１０μｍ以下である。結晶粒の平均粒径は小さいほど好ましいため、下限は特に規定しない。しかしながら、一般的には、結晶粒の平均粒径は１μｍ以上又は３μｍ以上であってよい。

本発明において、結晶粒の平均粒径は以下のように決定される。まず、粗大粒径の場合と同様に、厚鋼板の板厚１／４位置のＬ断面（厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面）を鏡面研磨し、次いで電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）により任意の１．０ｍｍ×０．４ｍｍの領域の結晶方位を１箇所測定し、隣接する粒の方位差が１５°以上ある領域を１つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の粒径を円相当直径として算出する。算出された全ての結晶粒に基づいて算出される面積平均を「結晶粒の平均粒径」として決定する。より具体的には、面積平均（ｄ）は、各結晶粒が占める面積（ａ_i）と各結晶粒の円相当直径（ｄ_i）とから下記式３によって算出される。
ｄ＝Σ（ａ_i×ｄ_i）／Σａ_i ・・・式３

［結晶粒のアスペクト比（実施形態１～４において共通）］
結晶粒のアスペクト比は、特に限定されないが、例えば１．８以下、１．６以下又は１．５以下であってもよい。結晶粒のアスペクト比を小さくすることで、金属組織の異方性を低減することができる。本発明において、結晶粒のアスペクト比は以下のように決定される。まず、厚鋼板の板厚１／４位置のＬ断面（厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面）を鏡面研磨し、次いで電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）により任意の１．０ｍｍ×０．４ｍｍの領域の結晶方位を１箇所測定し、隣接する粒の方位差が１５°以上ある領域を１つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の圧延方向長さ及び板厚方向長さを測定し、各結晶粒のアスペクト比を算出する。算出された全ての結晶粒のアスペクト比の算術平均を「結晶粒のアスペクト比」として決定する。

［厚鋼板の組織（実施形態１～４において共通）］
本実施形態に係る厚鋼板の組織は、主としてフェライトから構成される。後で説明する厚鋼板の製造方法では、焼戻し処理について記載されているものの、このような焼戻し処理を行っても、厚鋼板の組織は主としてフェライトから構成されており、例えば組織中の焼戻しマルテンサイト及び焼戻し下部ベイナイトの含有量は合計で３０％以下である。

［板厚：７０ｍｍ以上（実施形態１～４において共通）］
本実施形態に係る厚鋼板は７０ｍｍ以上の板厚を有する。厚鋼板の化学組成及び組織を上で説明した範囲内とすることで、このような厚い鋼板においても、高強度を維持しつつ、優れた低温靭性、特には優れたＰＷＨＴ後の低温靱性を達成することが可能となる。本実施形態においては、厚鋼板の板厚は、特に限定されないが、８０ｍｍ以上、９０ｍｍ以上又は１００ｍｍ以上であってもよい。上限は特に限定されないが、一般的には、厚鋼板の板厚は１５０ｍｍ以下である。

［機械特性（実施形態１～４において共通）］
本実施形態の厚鋼板によれば、優れた機械特性、例えば高強度、より具体的には５８０～７３０ＭＰａの引張強度（ＴＳ）を達成することができる。引張強度は好ましくは６００ＭＰａ以上であり、より好ましくは６５０ＭＰａ以上である。引張強度は７００ＭＰａ以下又は６８０ＭＰａ以下であってもよい。また、本実施形態の厚鋼板によれば、ＰＷＨＴ後においても高強度を維持することができ、例えば６５０℃で１５時間加熱（ＰＷＨＴに相当）した場合でも５８０～７３０ＭＰａの引張強度（ＴＳ）を達成することができる。６５０℃で１５時間加熱後の引張強度は好ましくは６００ＭＰａ以上、より好ましくは６５０ＭＰａ以上であり、７００ＭＰａ以下又は６８０ＭＰａ以下であってもよい。さらに、本実施形態の厚鋼板によれば、同様にＰＷＨＴの有無にかかわらず優れた降伏強度（ＹＳ）を達成することが可能である。より具体的には、本実施形態の厚鋼板は、６５０℃で１５時間加熱（ＰＷＨＴに相当）した場合及びこのような加熱処理を行わない場合の両方で４００ＭＰａ以上、好ましくは４５０ＭＰａ以上、より好ましくは５００ＭＰａ以上の降伏強度を達成することができる。加えて、本実施形態の厚鋼板によれば、同様にＰＷＨＴの有無にかかわらず優れた低温靭性を達成することが可能である。より具体的には、本実施形態の厚鋼板は、６５０℃で１５時間加熱（ＰＷＨＴに相当）した場合及びこのような加熱処理を行わない場合の両方で、－３５℃でのＪＩＳ４号シャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ_-35）の平均値が７０Ｊ以上、好ましくは１００Ｊ以上、より好ましくは１５０Ｊ以上の低温靭性を達成することができる。本実施形態に係る厚鋼板は、上記のようにＰＷＨＴ前だけでなくＰＷＨＴ後においても優れた強度及び低温靭性を示すため、例えば、橋梁、建築、造船及び圧力容器等の構造体において使用するのに非常に適している。とりわけ、圧力容器用鋼板は、－１０℃以下の低温領域で各種ガスを反応させるような圧力容器等の用途においても極めて有用である。

引張強度（ＴＳ）及び降伏強度（ＹＳ）は、厚鋼板の板幅方向に平行な方向（Ｃ方向）から採取したＪＩＳ５号試験片に基づいてＪＩＳＺ２２４１：２０１１に準拠した引張試験を行うことで測定される。シャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ_-35）の平均値は、同様に厚鋼板のＣ方向から採取したＪＩＳ４号試験片に基づいてＪＩＳＺ２２４２：２００５の規定に準拠して、半径２ｍｍの衝撃刃を用いて－３５℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーを３本測定し、それらを平均することにより算出される。

［実施形態１に係る厚鋼板の製造方法］
次に、実施形態１に係る厚鋼板の製造方法について説明する。以下の説明は、実施形態１に係る厚鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該厚鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。

実施形態１に係る厚鋼板の製造方法は、均質化熱処理工程、熱間圧延工程、焼入工程、中間熱処理工程、及び焼戻工程を含む。以下、各工程についてより詳細に説明する。本製造方法に供する鋼片としては、本実施形態の化学組成の範囲内であれば、特には限定されず、当業者に公知の任意の適切な鋳造条件下で製造された鋼片を使用することができる。例えば、鋼片は、造塊－分塊スラブであってもよいし、連続鋳造スラブであってもよい。製造効率、歩留り及び省エネルギーの観点からは、鋼片としては連続鋳造スラブを用いることが好ましい。

［均質化熱処理工程］
まず、実施形態１において規定される化学組成を有する鋼片が、熱間圧延工程の前に均質化熱処理工程において均質化のために加熱される。粗大な組織の形成を抑制するためには、ピン止め粒子の利用及び制御が重要である。本実施形態では、ピン止め粒子としてＮｂＣＮが利用される。しかしながら、Ｎｂは一般に正偏析部に偏析する性質を有するため、単にＮｂを厚鋼板中に含有させても、形成されるＮｂＣＮがピン止め粒子として有効には機能せず、負偏析部に粗大粒が形成しやすい。本実施形態においては、Ｎｂ含有量に応じた条件下で、熱間圧延の前に均質化熱処理を行うことでＮｂ偏析を拡散させ、形成されるＮｂＣＮをピン止め粒子として有効に機能させることで粗大粒の形成、特には負偏析部での粗大粒の形成を抑制することができる。

より具体的には、均質化熱処理の際に下記式１によって求められる温度Ｔ℃以上で滞留した時間と当該滞留時間（ｈ）における平均温度（℃）との積Ｓを２００００～１０００００（℃・ｈ）の範囲内とすることで、厚鋼板において結晶粒の粗大粒径が４５μｍ以下でかつ当該結晶粒の平均粒径が２５μｍ以下である微細な組織を形成させることができる。
Ｔ＝４５００／（２－ｌｏｇ［Ｎｂ］）－２００・・・式１
ここで、［Ｎｂ］はＮｂ含有量（質量％）である。

Ｓが２００００（℃・ｈ）未満の場合には、均質化熱処理が十分でないために、負偏析部での粗大粒の形成を十分に抑制することができない。一方で、Ｓが１０００００（℃・ｈ）を超えるような高温長時間の均質化熱処理を行うと、たとえＮｂ偏析を拡散させてＮｂＣＮ粒子を形成しても、当該ＮｂＣＮ粒子によるピン止め効果を十分に発揮させることができず、結晶粒の粗大化が進行してしまうことがある。均質化熱処理工程後、鋼片は室温まで空冷される。

［熱間圧延工程］
次に、鋼片は、熱間圧延工程において再加熱され、次いで一般的に圧下率５０％以上で熱間圧延される。再加熱の温度は、圧延ロールの負荷を低減する観点から１０００℃以上とすることが好ましく、組織の粗大化を抑制する観点から１２５０℃以下とすることが好ましい。

次いで、熱間圧延された鋼板は、８００℃から５００℃まで０．０５０℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却される。このような比較的遅い冷却速度で冷却することにより、熱間圧延後の組織においてフェライト分率を増加させ、最終組織を細粒化させるとともに靱性を向上させることができる。一方で、８００℃から５００℃までの平均冷却速度が０．０５℃／ｓを超えると、熱間圧延後の組織においてベイナイト分率が増加し、最終組織が粗大化して靱性が低下する場合がある。

［焼入工程］
熱間圧延工程後、鋼板は一旦１５０℃以下まで冷却され、次いで８００℃以上の温度（焼入温度）に再加熱され、次に１．０℃／ｓ以上の平均冷却速度で２００℃以下まで冷却される。このような焼入れ処理を行うことにより、組織を微細化してＰＷＨＴ後であっても所望の強度（引張強度及び降伏強度）を確保するとともに低温靭性を向上させることができる。一方で、１．０℃／ｓ未満での冷却又は２００℃よりも高温での冷却停止では、十分な焼入組織を得ることができず、所望の強度を確保できない場合がある。

［中間熱処理工程］
次に、鋼板は、中間熱処理工程において６５０～８５０℃に加熱され、次いで１．０℃／ｓ以上の平均冷却速度で２００℃以下まで冷却される。このような中間熱処理を行うことにより、軟化と繰り返し焼入れの効果で組織の微細化を促進させることができる。ただし、中間熱処理工程は、後述する焼戻工程で十分な焼戻しを行うことができる場合には省略してもよい。

［焼戻工程］
最後に、鋼板は、焼戻工程において焼戻し処理され、具体的には５５０～７００℃の焼戻温度で３０分～１時間にわたり加熱される。このような焼戻し処理により、強度を適切な範囲に調整するとともに靭性の向上を図ることができる。焼戻し後の冷却速度は特に限定されず、例えば空冷によって冷却すればよい。

＜実施形態２＞
本発明の実施形態２に係る厚鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．０５０～０．１３０％、
Ｓｉ：０．１００～０．６００％、
Ｍｎ：１．１００～１．８００％、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．０５０～０．５００％、
Ｖ：０．００５～０．１００％、
Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
Ａｌ：０．００１～０．０８０％、
Ｂ：０．０００３～０．００３０％、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｎｉ：０～０．８００％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を含み、
方位差１５°以上の境界で囲まれた結晶粒の粗大粒径が４５μｍ以下であり、かつ前記結晶粒の平均粒径が２５μｍ以下である組織を含み、
５８０～７３０ＭＰａの引張強度を有し、
７０ｍｍ以上の板厚を有することを特徴としている。

実施形態２では、実施形態１の場合と同様に、Ｎｂ含有量を０．００５～０．１００％の範囲内とするとともに、当該Ｎｂ含有量に応じた条件下で、熱間圧延の前に均質化熱処理を行うことでＮｂ偏析を拡散させ、形成されるＮｂＣＮ（ＮｂＣＮとは、ＮｂＣ、ＮｂＮ、ＮｂＣのＣの一部がＮに置き換わったもの、及び／又はＮｂＮのＮの一部がＣに置き換わったものを言う）をピン止め粒子として有効に機能させることで粗大粒の形成、特には負偏析部での粗大粒の形成を抑制することができる。これに加えて、本発明者らは、焼入れ性を向上させるが窒化ホウ素（ＢＮ）を形成して靭性低下を招く虞があるホウ素（Ｂ）をチタン（Ｔｉ）と組み合わせて使用することで、実施形態１の場合と同様に、厚鋼板において組織を微細化して、ＰＷＨＴ後であっても顕著に改善された低温靭性を達成することができることを見出した。

以下、本発明の実施形態２に係る厚鋼板について詳しく説明する。以下の説明において、各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味するものである。

［Ｂ：０．０００３～０．００３０％］
ホウ素（Ｂ）は粒界に偏析して焼入れ性を向上させる元素であり、また最終組織を細粒化する効果を有する。これらの効果を十分に得るために、Ｂ含有量は０．０００３％以上とする。Ｂ含有量は０．０００５％以上、０．０００７％以上、０．００１０％以上であってもよい。一方で、Ｂを過度に含有すると、窒化ホウ素（ＢＮ）を形成して靭性の低下を招くことがある。このため、Ｂ含有量は０．００３０％以下とする。Ｂ含有量は０．００２８％以下、０．００２５％以下又は０．００２０％以下であってもよい。

［Ｎ：０．０１００％以下］
窒素（Ｎ）は窒化物を形成する元素であり、特にＢＮを形成すると、Ｂの持つ焼入れ性向上効果を阻害する場合がある。このため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下、より好ましくは０．００６０％以下、最も好ましくは０．００５０％以下である。一方で、Ｎを過度に低減すると、脱窒コストがかかり、さらにはピン止め粒子であるＮｂＣＮを十分に形成できない場合がある。したがって、Ｎ含有量は０．０００３％以上であることが好ましく、０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。

［Ｔｉ：０．００５～０．１００％］
Ｂを焼入れ性向上において有効に機能させるためには、ＢをＢＮとして析出させないこと、すなわちＮを固定する必要がある。チタン（Ｔｉ）は、窒化チタン（ＴｉＮ）を形成して鋼中の固溶窒素を消費することにより、Ｂが固溶窒素と結びついてＢＮを形成するのを阻害するのに有効な元素である。このような効果を十分に得るために、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とする。Ｔｉ含有量は０．０１０％以上、０．０１５％以上又は０．０２０％以上であってもよい。一方で、Ｔｉを過度に含有すると、Ｔｉ酸化物やＴｉ－Ａｌ酸化物が形成されて分散密度が低下し、小入熱の溶接熱影響部の組織を微細化する効果が低下することがある。このため、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０８０％以下、０．０６０％以下又は０．０５０％以下であってもよい。

本発明の実施形態２に係る厚鋼板の基本化学組成は上記のとおりである。さらに、当該厚鋼板は、必要に応じて以下の任意選択元素のうち１種又は２種以上を含有してもよい。以下、これらの任意選択元素について詳しく説明する。

本発明の実施形態２に係る厚鋼板において、上記の元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物とは、厚鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分等である。

実施形態２に係る厚鋼板の炭素当量（Ｃｅｑ）、結晶粒の粗大粒径、結晶粒の平均粒径、結晶粒のアスペクト比、厚鋼板の組織、板厚、及び機械特性については、実施形態１に関連して上で説明したとおりである。

［実施形態２に係る厚鋼板の製造方法］
次に、実施形態２に係る厚鋼板の製造方法について説明する。以下の説明は、実施形態２に係る厚鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該厚鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。

実施形態２に係る厚鋼板の製造方法は、均質化熱処理工程、熱間圧延工程、焼入工程、中間熱処理工程、及び焼戻工程を含む。以下、各工程についてより詳細に説明する。本製造方法に供する鋼片としては、本実施形態の化学組成の範囲内であれば、特には限定されず、当業者に公知の任意の適切な鋳造条件下で製造された鋼片を使用することができる。例えば、鋼片は、造塊－分塊スラブであってもよいし、連続鋳造スラブであってもよい。製造効率、歩留り及び省エネルギーの観点からは、鋼片としては連続鋳造スラブを用いることが好ましい。

［均質化熱処理工程］
まず、実施形態２において規定される化学組成を有する鋼片が、熱間圧延工程の前に均質化熱処理工程において均質化のために加熱される。粗大な組織の形成を抑制するためには、ピン止め粒子の利用及び制御が重要である。本実施形態では、ピン止め粒子としてＮｂＣＮが利用される。しかしながら、Ｎｂは一般に正偏析部に偏析する性質を有するため、単にＮｂを厚鋼板中に含有させても、形成されるＮｂＣＮがピン止め粒子として有効には機能せず、負偏析部に粗大粒が形成しやすい。本実施形態においては、Ｎｂ含有量に応じた条件下で、熱間圧延の前に均質化熱処理を行うことでＮｂ偏析を拡散させ、形成されるＮｂＣＮをピン止め粒子として有効に機能させることで粗大粒の形成、特には負偏析部での粗大粒の形成を抑制することができる。

次いで、熱間圧延された鋼板は、８００℃から５００℃まで２．０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却される。このような冷却速度で冷却することにより、熱間圧延後の組織においてフェライト分率を増加させ、最終組織を細粒化させるとともに靱性を向上させることができる。Ｂを０．０００３％以上含む実施形態２に係る厚鋼板の製造では、熱間圧延後の冷却を２．０℃／ｓ未満の比較的遅い平均冷却速度で実施すると、熱間圧延後の組織においてベイナイト分率が増加し、最終組織が粗大化して靱性が低下する場合がある。

＜実施形態３＞
本発明の実施形態３に係る厚鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．０５０～０．１３０％、
Ｓｉ：０．１００～０．６００％、
Ｍｎ：１．１００～１．８００％、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．０５０～０．５００％、
Ｖ：０．００５～０．１００％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ａｌ：０．０８１～０．１２０％、
Ｂ：０．０００３％未満、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｎｉ：０～０．８００％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を含み、
［Ａｌ］×［Ｎ］≧３．２×１０^-4（ここで、［Ａｌ］及び［Ｎ］はそれぞれＡｌ及びＮの含有量（質量％）である）を満足し、
方位差１５°以上の境界で囲まれた結晶粒の粗大粒径が４５μｍ以下であり、かつ前記結晶粒の平均粒径が２５μｍ以下である組織を含み、
５８０～７３０ＭＰａの引張強度を有し、
７０ｍｍ以上の板厚を有することを特徴としている。

先に述べたとおり、溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）後には不純物元素の濃化や合金炭化物の粗大化等により低温靱性が低下する傾向があるため、ＰＷＨＴ後の低温靱性を向上させることは一般に困難である。これに関連して、粗大な組織の形成を抑制するためにピン止め粒子の利用及び制御が有効な場合があることが知られている。このような観点から、本発明者らは、結晶粒の微細化に関連してピン止め粒子としてＡｌＮを利用することに着目しそして検討を行った。ここで、ピン止めには微細分散した粒子が効果的であり、粗大な粒子はピン止めに寄与しないことが一般に知られている。一方で、粗大なＡｌＮが存在すると、ピン止めに寄与しないばかりではなく、部分的に結晶粒が粗大化してしまうという問題がある。そこで、本発明者らは、Ａｌ及びＮ含有量を適切な範囲内とするとともに、熱間圧延工程の前にこれらの含有量に応じた温度条件下で加熱を行うことによりＡｌＮを一旦固溶させ、熱間圧延工程後に粗大なＡｌＮが残留しないようにすることで、ＡｌＮをピン止め粒子として有効に機能させて粗大粒の形成を抑制することができることを見出した。

より具体的には、本発明者らは、熱間圧延工程前の加熱の際に下記式４によって求められるＡｌＮ固溶温度Ｔｓ℃以上でかつ１３００℃以下の温度で鋼片を加熱することで、熱間圧延工程後に粗大なＡｌＮを残留させずに、当該ＡｌＮをピン止め粒子として有効に機能させて、厚鋼板において結晶粒の粗大粒径が４５μｍ以下でかつ当該結晶粒の平均粒径が２５μｍ以下である微細な組織を形成させることができることを見出した。その結果として、本発明の実施形態３によれば、低温靱性が一般に低下するＰＷＨＴ後であっても、結晶粒の粗大粒径及び平均粒径が上記範囲内にない組織の場合と比較して、顕著に改善された低温靭性を有する厚鋼板を得ることが可能となる。
Ｔｓ＝７４００／（１．９５－ｌｏｇ（［Ａｌ］×［Ｎ］））－２７３・・・式４
ここで、［Ａｌ］及び［Ｎ］はそれぞれＡｌ及びＮの含有量（質量％）である。

以下、本発明の実施形態３に係る厚鋼板について詳しく説明する。以下の説明において、各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味するものである。

［Ｃ：０．０５０～０．１３０％］
炭素（Ｃ）は、母材の強度確保のために必要な元素である。このような効果を十分に得るために、Ｃ含有量は０．０５０％以上とする。Ｃ含有量は０．０６０％以上、０．０７０％以上又は０．０８０％以上であってもよい。一方で、Ｃを過度に含有すると、母材に加え、溶接熱影響部（ＨＡＺ）、中でも溶融線（ＦＬ）近傍のＨＡＺの靭性劣化が顕著となる場合があり、また強度が過大となる傾向もある。したがって、Ｃ含有量は０．１３０％以下とする。Ｃ含有量は０．１２０％以下、０．１１０％以下又は０．１００％以下であってもよい。

［Ａｌ：０．０８１～０．１２０％］
アルミニウム（Ａｌ）は脱酸元素であり、セメンタイト生成を抑制する元素でもある。さらに、Ａｌはピン止め粒子ＡｌＮとして細粒化に寄与する。これらの効果を十分に得るために、Ａｌ含有量は０．０８１％以上とする。Ａｌ含有量は０．０８５％以上、０．０９０％以上又は０．０９５％以上であってもよい。一方で、Ａｌを過度に含有すると、ＡｌＮの固溶が困難になり、粗大なＡｌＮ自体が脆性破壊の起点となり、靱性低下を招くことがある。このため、Ａｌ含有量は０．１２０％以下とする。Ａｌ含有量は０．１１５％以下、０．１１０％以下又は０．１０５％以下であってもよい。

［Ｎ：０．０１００％以下］
窒素（Ｎ）は窒化物を形成する元素であり、過度に含有すると粗大な窒化物が生成し、靭性が低下する原因となる。このため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００９０％以下、より好ましくは０．００８０％以下、最も好ましくは０．００７０％以下である。一方で、Ｎを過度に低減すると、脱窒コストがかかり、さらにはピン止め粒子であるＡｌＮを十分に形成できない場合がある。したがって、Ｎ含有量は０．００２７％以上であることが好ましく、０．００３０％以上、０．００３５％以上又は０．００４０％以上であってもよい。

［［Ａｌ］×［Ｎ］≧３．２×１０^-4］
本実施形態においては、ＡｌＮをピン止め粒子として利用することが重要である。このため、Ａｌ及びＮの含有量をそれぞれ別々に規定しただけでは、ＡｌＮをピン止め粒子として適切な量及び大きさにおいて生成できない場合がある。本実施形態では、Ａｌ及びＮ含有量をそれらの含有量の積においても適切な範囲内としつつ、後で詳しく説明するように熱間圧延工程の前に当該含有量の積に応じた温度条件下で加熱を行うことにより、ＡｌＮをピン止め粒子として有効に機能させて粗大粒の形成を抑制することができる。これに関連して、本実施形態では、Ａｌ及びＮの含有量は、［Ａｌ］×［Ｎ］≧３．２×１０^-4、好ましくは［Ａｌ］×［Ｎ］≧４．０×１０^-4を満足するようにすることが必要である。［Ａｌ］×［Ｎ］の上限値は特に限定されないが、［Ａｌ］×［Ｎ］の値が高くなりすぎると、ＡｌＮを固溶させるための熱間圧延工程前の加熱温度が高くなる。このため、一般的にはＡｌ及びＮの含有量は、［Ａｌ］×［Ｎ］≦９．５×１０^-4を満足することが好ましい。

本発明の実施形態３に係る厚鋼板の基本化学組成は上記のとおりである。さらに、当該厚鋼板は、必要に応じて以下の任意選択元素のうち１種又は２種以上を含有してもよい。以下、これらの任意選択元素について詳しく説明する。

［Ｎｂ：０～０．１００％］
ニオブ（Ｎｂ）は、ＮｂＣＮの形態におけるピン止め効果により組織を微細化し、低温靱性を向上させる元素である。Ｎｂ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．００５％以上であることが好ましい。Ｎｂ含有量は０．０１０％以上、０．０１５％以上又は０．０２０％以上であってもよい。一方で、Ｎｂを過度に含有させてもピン止め効果が飽和するとともに、粗大な炭化物や窒化物の析出による靱性劣化を招くことがある。このため、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とする。Ｎｂ含有量は０．０８０％以下、０．０７０％以下又は０．０５０％以下であってもよい。

本発明の実施形態３に係る厚鋼板において、上記の元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物とは、厚鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分等である。

実施形態３に係る厚鋼板の炭素当量（Ｃｅｑ）、結晶粒の粗大粒径、結晶粒の平均粒径、結晶粒のアスペクト比、厚鋼板の組織、板厚、及び機械特性については、実施形態１に関連して上で説明したとおりである。

［実施形態３に係る厚鋼板の製造方法］
次に、実施形態３に係る厚鋼板の製造方法について説明する。以下の説明は、実施形態３に係る厚鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該厚鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。

実施形態３に係る厚鋼板の製造方法は、加熱工程、熱間圧延工程、焼入工程、及び焼戻工程を含む。以下、各工程についてより詳細に説明する。本製造方法に供する鋼片としては、本実施形態の化学組成の範囲内であれば、特には限定されず、当業者に公知の任意の適切な鋳造条件下で製造された鋼片を使用することができる。例えば、鋼片は、造塊－分塊スラブであってもよいし、連続鋳造スラブであってもよい。製造効率、歩留り及び省エネルギーの観点からは、鋼片としては連続鋳造スラブを用いることが好ましい。

［加熱工程］
まず、実施形態３において規定される化学組成を有する鋼片が熱間圧延工程の前に加熱される。粗大な組織の形成を抑制するためには、ピン止め粒子の利用及び制御が重要である。粗大なオーステナイト（γ）粒は、ピン止めが外れた際に発生するものだからである。これに関連して、ピン止めには微細分散した粒子が効果的であり、粗大な粒子はピン止めに寄与しないことが一般に知られている。本実施形態では、ピン止め粒子としてＡｌＮが利用されるが、粗大なＡｌＮが存在すると、ピン止めに寄与しないばかりではなく、部分的に結晶粒が粗大化してしまうという問題がある。本実施形態においては、熱間圧延工程の前にＡｌ及びＮ含有量の積に応じた温度条件下で加熱を行うことによりＡｌＮを一旦固溶させ、熱間圧延工程後に粗大なＡｌＮが残留しないようにすることで、ＡｌＮをピン止め粒子として有効に機能させて粗大粒の形成を抑制することができる。

より具体的には、熱間圧延工程前の加熱の際に下記式４によって求められるＡｌＮ固溶温度Ｔｓ℃以上でかつ１３００℃以下の温度で鋼片を加熱することで、熱間圧延工程後に粗大なＡｌＮを残留させずに、当該ＡｌＮをピン止め粒子として有効に機能させて、厚鋼板において結晶粒の粗大粒径が４５μｍ以下でかつ当該結晶粒の平均粒径が２５μｍ以下である微細な組織を形成させることができる。加熱温度が高くなりすぎると、加熱工程において組織が粗大化してしまうため、このような組織の粗大化を抑制するために、加熱温度は１３００℃以下とする。
Ｔｓ＝７４００／（１．９５－ｌｏｇ（［Ａｌ］×［Ｎ］））－２７３・・・式４
ここで、［Ａｌ］及び［Ｎ］はそれぞれＡｌ及びＮの含有量（質量％）である。

［熱間圧延工程］
加熱工程後、鋼片は、熱間圧延工程において一般的に圧下率５０％以上で熱間圧延され、次いで８００℃から５００℃まで０．１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却される。このような冷却速度で冷却することにより、一旦固溶したＡｌＮが冷却中に粗大析出することを抑制し、次の焼入工程における昇温の際に析出するＡｌＮをピン止め粒子として有効に機能させることで微細なγ粒を得ることができる。一方で、８００℃から５００℃までの平均冷却速度が０．１０℃／ｓ未満になると、焼入れ前にＡｌＮの粗大化が生じてしまい、部分的に粗大なγ粒を形成して最終的に得られる厚鋼板において靱性が低下する場合がある。

［焼入工程］
熱間圧延工程後、鋼板は一旦１５０℃以下まで冷却され、次いで８５０℃以上の温度（焼入温度）に再加熱され、次に１．０℃／ｓ以上の平均冷却速度で２００℃以下まで冷却される。このような焼入れ処理を行うことにより、組織を微細化してＰＷＨＴ後であっても所望の強度（引張強度及び降伏強度）を確保するとともに低温靭性を向上させることができる。一方で、１．０℃／ｓ未満での冷却又は２００℃よりも高温での冷却停止では、十分な焼入組織を得ることができず、所望の強度を確保できない場合がある。

＜実施形態４＞
本発明の実施形態４に係る厚鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．０５０～０．１３０％、
Ｓｉ：０．１００～０．６００％、
Ｍｎ：１．１００～１．８００％、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．０５０～０．５００％、
Ｖ：０．００５～０．１００％、
Ａｌ：０．００１～０．０８０％、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｎｉ：０～０．８００％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を含み、
方位差１５°以上の境界で囲まれた結晶粒の粗大粒径が４５μｍ以下であり、かつ前記結晶粒の平均粒径が２５μｍ以下である組織を含み、
５８０～７３０ＭＰａの引張強度を有し、
７０ｍｍ以上の板厚を有することを特徴としている。

先に述べたとおり、溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）後には不純物元素の濃化や合金炭化物の粗大化等により低温靱性が低下する傾向があるため、ＰＷＨＴ後の低温靱性を向上させることは一般に困難である。これに関連して、粗大な組織の形成を抑制するためにピン止め粒子の利用及び制御が有効な場合があることが知られている。このような観点から、本発明者らは、結晶粒の微細化に関連してピン止め粒子としてＴｉＮを利用することに着目しそして検討を行った。そこで、本発明者らは、Ｔｉ及びＮ含有量を適切な範囲内とするとともに、熱間圧延工程においてこれらの含有量に応じた条件下で圧延を行うことにより粗大粒の形成を抑制することができることを見出した。

より具体的には、本発明者らは、熱間圧延工程の際に下記式５によって求められるパラメータＺが７以上となるように熱間圧延することにより、熱間圧延後の組織においてフェライト分率を増加させて熱処理の際に結晶粒が粗大化することを抑制することで、厚鋼板において結晶粒の粗大粒径が４５μｍ以下でかつ当該結晶粒の平均粒径が２５μｍ以下である微細な組織を形成させることができることを見出した。その結果として、本発明の実施形態４によれば、低温靱性が一般に低下するＰＷＨＴ後であっても、結晶粒の粗大粒径及び平均粒径が上記範囲内にない組織の場合と比較して、顕著に改善された低温靭性を有する厚鋼板を得ることが可能となる。
Ｚ＝０．０８×ε＋３００×ｆ＋１０×ε×ｆ・・・式５
ここで、εは８００℃以下における累積圧下率（％）であり、ｆはＴｉ含有量（質量％）と３．４×Ｎ含有量（質量％）のうち小さい方の値である。

以下、本発明の実施形態４に係る厚鋼板について詳しく説明する。以下の説明において、各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味するものである。

［Ｎ：０．０１００％以下］
窒素（Ｎ）は窒化物を形成する元素であり、過度に含有すると粗大な窒化物が生成し、靭性が低下する原因となる。このため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下、より好ましくは０．００６０％以下、最も好ましくは０．００５０％以下である。一方で、Ｎを過度に低減すると、脱窒コストがかかり、さらにはピン止め粒子であるＴｉＮを十分に形成できない場合がある。したがって、Ｎ含有量は０．０００３％以上であることが好ましく、０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。

［Ｔｉ：０．００５～０．１００％］
チタン（Ｔｉ）は、ピン止め粒子ＴｉＮとして細粒化に寄与し靭性を向上させる。上記の効果を十分に得るために、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とする。Ｔｉ含有量は０．０１０％以上、０．０１５％以上又は０．０２０％以上であってもよい。一方で、Ｔｉを過度に含有すると、ＴｉＮが多量に生成して破壊の起点となり、靭性の低下を招く場合がある。このため、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０８０％以下、０．０６０％以下又は０．０５０％以下であってもよい。実施形態２では、ＴｉはＢを有効に機能させるために添加されるのに対し、実施形態４では、Ｔｉはピン止め粒子ＴｉＮを形成させるために添加される。したがって、実施形態４では、Ｔｉ含有量はＢ含有量とは無関係に０．００５～０．１００％の範囲から適切に決定することができる。

本発明の実施形態４に係る厚鋼板の基本化学組成は上記のとおりである。さらに、当該厚鋼板は、必要に応じて以下の任意選択元素のうち１種又は２種以上を含有してもよい。以下、これらの任意選択元素について詳しく説明する。

本発明の実施形態４に係る厚鋼板において、上記の元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物とは、厚鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分等である。

実施形態４に係る厚鋼板の炭素当量（Ｃｅｑ）、結晶粒の粗大粒径、結晶粒の平均粒径、結晶粒のアスペクト比、厚鋼板の組織、板厚、及び機械特性については、実施形態１に関連して上で説明したとおりである。

［実施形態４に係る厚鋼板の製造方法］
次に、実施形態４に係る厚鋼板の製造方法について説明する。以下の説明は、実施形態４に係る厚鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該厚鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。

実施形態４に係る厚鋼板の製造方法は、均質化熱処理後の、熱間圧延工程、焼入工程、中間熱処理工程、及び焼戻工程を含む。上記の均質化熱処理は、任意選択的なものであり、行っても行わなくてもよい。以下、他の各工程についてより詳細に説明する。本製造方法に供する鋼片としては、本実施形態の化学組成の範囲内であれば、特には限定されず、当業者に公知の任意の適切な鋳造条件下で製造された鋼片を使用することができる。例えば、鋼片は、造塊－分塊スラブであってもよいし、連続鋳造スラブであってもよい。製造効率、歩留り及び省エネルギーの観点からは、鋼片としては連続鋳造スラブを用いることが好ましい。

［熱間圧延工程］
まず、実施形態４において規定される化学組成を有する鋼片が、熱間圧延工程において加熱され、次いで下記式５によって求められるパラメータＺが７以上となるように熱間圧延される。加熱の温度は、圧延ロールの負荷を低減する観点から１０００℃以上とすることが好ましく、組織の粗大化を抑制する観点から１２５０℃以下とすることが好ましい。
Ｚ＝０．０８×ε＋３００×ｆ＋１０×ε×ｆ・・・式５
ここで、εは８００℃以下における累積圧下率（％）であり、ｆはＴｉ含有量（質量％）と３．４×Ｎ含有量（質量％）のうち小さい方の値である。

より具体的には、熱間圧延工程の際に上記式５によって求められるパラメータＺが７以上となるように熱間圧延することにより、熱間圧延後の組織においてフェライト分率を増加させて、ピン止め粒子ＴｉＮによる効果と組み合わせて熱処理の際に結晶粒が粗大化することを抑制することで、厚鋼板において結晶粒の粗大粒径が４５μｍ以下でかつ当該結晶粒の平均粒径が２５μｍ以下である微細な組織を形成させることができる。一方で、パラメータＺが７未満の場合には、熱間圧延後の組織においてベイナイト分率が増加し、最終組織が粗大化して靭性が低下する場合がある。

次いで、熱間圧延された鋼板は、８００℃から５００℃まで０．２０℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却される。このような比較的遅い冷却速度で冷却することにより、熱間圧延後の組織においてフェライト分率を増加させ、最終組織を細粒化させるとともに靱性を向上させることができる。一方で、平均冷却速度が０．２０℃／ｓを超えると、熱間圧延後の組織においてベイナイト分率が増加し、最終組織が粗大化して靱性が低下する場合がある。

以下、実施例によって本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に何ら限定されるものではない。

以下の実施例では、実施形態１～４に係る厚鋼板をそれぞれ例Ａ～Ｄにおいて製造し、得られた厚鋼板の機械特性について調べた。例Ａ～Ｄで得られた厚鋼板における結晶粒の粗大粒径、平均粒径及びアスペクト比、並びに機械特性は下記の方法により決定した。

［結晶粒の粗大粒径］
結晶粒の粗大粒径は以下のように決定した。まず、厚鋼板の板厚１／４位置のＬ断面（厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面）を鏡面研磨し、次いで電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）により任意の１．０ｍｍ×０．４ｍｍの領域の結晶方位を１箇所測定し、隣接する粒の方位差が１５°以上ある領域を１つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の粒径を円相当直径として算出した。次に、これらの結晶粒のうち円相当直径の大きいものから１０個選択し、それらの円相当直径の平均値を「結晶粒の粗大粒径」として決定した。

［結晶粒の平均粒径］
結晶粒の平均粒径は以下のように決定した。まず、粗大粒径の場合と同様に、厚鋼板の板厚１／４位置のＬ断面（厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面）を鏡面研磨し、次いで電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）により任意の１．０ｍｍ×０．４ｍｍの領域の結晶方位を１箇所測定し、隣接する粒の方位差が１５°以上ある領域を１つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の粒径を円相当直径として算出した。算出された全ての結晶粒に基づいて算出される面積平均を「結晶粒の平均粒径」として決定し、より具体的には、面積平均（ｄ）は、各結晶粒が占める面積（ａ_i）と各結晶粒の円相当直径（ｄ_i）とから下記式３によって算出した。
ｄ＝Σ（ａ_i×ｄ_i）／Σａ_i ・・・式３

［結晶粒のアスペクト比］
結晶粒のアスペクト比は以下のように決定した。まず、厚鋼板の板厚１／４位置のＬ断面（厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面）を鏡面研磨し、次いで電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）により任意の１．０ｍｍ×０．４ｍｍの領域の結晶方位を１箇所測定し、隣接する粒の方位差が１５°以上ある領域を１つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の圧延方向長さ及び板厚方向長さを測定し、各結晶粒のアスペクト比を算出した。次に、算出された全ての結晶粒のアスペクト比の算術平均を「結晶粒のアスペクト比」として決定した。

［機械特性］
厚鋼板に関するＰＷＨＴ後の機械特性を評価するため、得られた厚鋼板に対してＰＷＨＴに相当する６５０℃×１５時間の熱処理を行った場合の引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）及びシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ_-35）の平均値を測定した。ＴＳ及びＹＳは、上記熱処理を行った厚鋼板の板幅方向に平行な方向（Ｃ方向）から採取したＪＩＳ５号試験片に基づいてＪＩＳＺ２２４１：２０１１に準拠した引張試験を行うことで測定した。ｖＥ_-35の平均値は、同様に上記熱処理を行った厚鋼板のＣ方向から採取したＪＩＳ４号試験片に基づいてＪＩＳＺ２２４２：２００５の規定に準拠して、半径２ｍｍの衝撃刃を用いて－３５℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーを３本測定し、それらを平均することにより算出した。

以下の例Ａ～Ｄでは、ＴＳが５８０～７３０ＭＰａであり、ｖＥ_-35の平均値が７０Ｊ以上である場合を、ＰＷＨＴ後の低温靱性が改善された高強度の厚鋼板として評価した。

［例Ａ（実施形態１に対応）］
まず、連続鋳造法により表１に示す化学組成を有するスラブを鋳造した。次いで、これらのスラブから表２に示す製造条件により板厚７０ｍｍ以上の厚鋼板を製造した。表１に示す成分以外の残部はＦｅ及び不純物である。熱間圧延は圧下率５０％以上で実施し、熱間圧延工程後、鋼板を一旦１５０℃以下まで冷却し、次いで表２に示す焼入温度に再加熱した。結果を表３に示す。また、表３には示していないが、結晶粒のアスペクト比は、表３中の全ての実施例において１．５以下であった。

表１～３を参照すると、比較例１３３～１３７では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ又はＶ含有量が低かったために十分なＴＳが得られなかった。比較例１３８では、Ｎｂ含有量が低かったために、ＮｂＣＮによるピン止め効果が十分に得られず、結晶粒が粗大化して低温靭性が低下した。比較例１３９では、Ａｌが含まれていなかったために、ＡｌＮによるピン止め効果が得られず、結晶粒が粗大化して低温靭性が低下した。比較例１４０、１４２及び１４６～１４８では、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｍｏ又はＶ含有量が高かったために強度が過大となり低温靭性が低下した。比較例１４１では、Ｓｉ含有量が高かったために島状マルテンサイトが生成して低温靭性が低下した。

比較例１４３～１４５では、Ｐ、Ｓ又はＣｕ含有量が高かったために低温靭性が低下した。比較例１４９及び１５０では、Ｎｂ又はＡｌ含有量が高かったために粗大な析出物が析出したり、介在物の量が多くなったりして低温靭性が低下した。比較例１５１では、Ｂ含有量が高かったために強度が高くなりすぎ、低温靭性が低下した。比較例１５２及び１５３では、Ｎ又はＯ含有量が高かったために介在物などが多く生成して低温靭性が低下した。比較例１５４～１５６では、均質化熱処理工程における制御が適切でなかったために、ＮｂＣＮによるピン止め効果が十分に得られず、結晶粒が粗大化して低温靭性が低下した。比較例１５７及び１５８では、熱間圧延後の平均冷却速度が速かったためにベイナイト分率が増加し、最終組織が粗大化して低温靭性が低下した。

これとは対照的に、全ての実施例において、厚鋼板の化学組成及び結晶粒の粒径を適切なものとすることにより、ＰＷＨＴに相当する６５０℃×１５時間の熱処理を行った場合でも、高強度でかつ低温靭性に優れた厚鋼板を得ることができ、さらには４００ＭＰａ以上の高いＹＳを達成することができた。また、表３には示していないが、ＰＷＨＴ前の機械特性についても測定したところ、全ての実施例に係るＰＷＨＴ前の厚鋼板において、ＴＳ：５８０～７３０ＭＰａ、ｖＥ_-35の平均値：７０Ｊ以上、及びＹＳ：４００ＭＰａ以上を達成することができた。また、ＳＥＭ観察等による組織分析の結果から、全ての実施例に係る厚鋼板は、主としてフェライトから構成されており、組織中の焼戻しマルテンサイト及び焼戻し下部ベイナイトの含有量は合計で３０％以下であることがわかった。

［例Ｂ（実施形態２に対応）］
まず、連続鋳造法により表４に示す化学組成を有するスラブを鋳造した。次いで、これらのスラブから表５に示す製造条件により板厚７０ｍｍ以上の厚鋼板を製造した。表４に示す成分以外の残部はＦｅ及び不純物である。熱間圧延は圧下率５０％以上で実施し、熱間圧延工程後、鋼板を一旦１５０℃以下まで冷却し、次いで表２に示す焼入温度に再加熱した。結果を表６に示す。また、表６には示していないが、結晶粒のアスペクト比は、表６中の全ての実施例において１．５以下であった。

表４～６を参照すると、比較例２２８～２３１及び２３３では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ又はＶ含有量が低かったために十分なＴＳが得られなかった。比較例２３２では、Ｎｂ含有量が低かったために、ＮｂＣＮによるピン止め効果が十分に得られず、結晶粒が粗大化して低温靭性が低下した。比較例２３４では、Ｔｉ含有量が低かったためにＴｉＮの形成による鋼中の固溶窒素の消費が少なく、結果としてＢＮが多く生成して低温靭性が低下したと考えられる。比較例２３５では、Ｂ含有量が低かったためにＢによる細粒化効果が十分に得られず、結晶粒が粗大化して低温靭性が低下した。比較例２３６では、Ａｌが含まれていなかったために、ＡｌＮによるピン止め効果が得られず、結晶粒が粗大化して低温靭性が低下した。比較例２３７、２３９、２４２～２４４及び２４６では、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ又はＶ含有量が高かったために強度が過大となり低温靭性が低下した。比較例２３８では、Ｓｉ含有量が高かったために島状マルテンサイトが生成して低温靭性が低下した。

比較例２４０及び２４１では、Ｐ又はＳ含有量が高かったために低温靭性が低下した。比較例２４５及び２４９では、Ｎｂ又はＡｌ含有量が高かったために粗大な析出物が析出したり、介在物の量が多くなったりして低温靭性が低下した。比較例２４７では、Ｔｉ含有量が高かったためにＴｉ酸化物等が形成して低温靭性が低下した。比較例２４８では、Ｂ含有量が高かったためにＢＮが形成して低温靭性が低下した。比較例２５０及び２５１では、Ｎ又はＯ含有量が高かったために介在物などが多く生成して低温靭性が低下した。比較例２５２及び２５３では、均質化熱処理工程における制御が適切でなかったために、ＮｂＣＮによるピン止め効果が十分に得られず、結晶粒が粗大化して低温靭性が低下した。比較例２５４及び２５５では、熱間圧延後の平均冷却速度が遅かったためにベイナイト分率が増加し、最終組織が粗大化して低温靭性が低下した。

これとは対照的に、全ての実施例において、厚鋼板の化学組成及び結晶粒の粒径を適切なものとすることにより、ＰＷＨＴに相当する６５０℃×１５時間の熱処理を行った場合でも、高強度でかつ低温靭性に優れた厚鋼板を得ることができ、さらには４００ＭＰａ以上の高いＹＳを達成することができた。また、表６には示していないが、ＰＷＨＴ前の機械特性についても測定したところ、全ての実施例に係るＰＷＨＴ前の厚鋼板において、ＴＳ：５８０～７３０ＭＰａ、ｖＥ_-35の平均値：７０Ｊ以上、及びＹＳ：４００ＭＰａ以上を達成することができた。また、ＳＥＭ観察等による組織分析の結果から、全ての実施例に係る厚鋼板は、主としてフェライトから構成されており、組織中の焼戻しマルテンサイト及び焼戻し下部ベイナイトの含有量は合計で３０％以下であることがわかった。

［例Ｃ（実施形態３に対応）］
まず、連続鋳造法により表７に示す化学組成を有するスラブを鋳造した。次いで、これらのスラブから表８に示す製造条件により板厚７０ｍｍ以上の厚鋼板を製造した。表７に示す成分以外の残部はＦｅ及び不純物である。熱間圧延は圧下率５０％以上で実施し、熱間圧延工程後、鋼板を一旦１５０℃以下まで冷却し、次いで表８に示す焼入温度に再加熱し、次に１．０℃／ｓ以上の平均冷却速度で２００℃以下まで冷却した。結果を表８に示す。また、表８には示していないが、結晶粒のアスペクト比は、表８中の全ての実施例において１．５以下であった。

表７及び８を参照すると、比較例３１１、３１３、３１５、３２０及び３２２は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ又はＶ含有量が低かったために十分なＴＳが得られなかった。一方、比較例３１２、３１４、３１６、３２１及び３２３では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ又はＶ含有量が高かったためにＴＳは良好であったものの、低温靭性が低下した。比較例３１７及び３１８では、Ｐ又はＳ含有量が高かったために低温靭性が低下した。比較例３１９では、Ｎｉ含有量が高かったために焼入れ性が過剰となり低温靭性が低下した。比較例３２４では、Ａｌ含有量が低かったためにＡｌＮによるピン止め効果が十分に得られず、結晶粒が粗大化して低温靭性が低下した。一方、比較例３２５では、Ａｌ含有量が高かったために粗大なＡｌＮが形成して低温靭性が低下した。

比較例３２６では、Ｂ含有量が高かったために強度が過大となり低温靭性が低下した。比較例３２７では、［Ａｌ］×［Ｎ］が低かったためにＡｌＮによるピン止め効果が十分に得られず、結晶粒が粗大化して低温靭性が低下した。比較例３２８～３３０では、加熱工程における制御が適切でなかったために、熱間圧延工程後に粗大なＡｌＮが残留し、当該ＡｌＮによるピン止め効果が十分に得られず、結晶粒が粗大化して低温靭性が低下した。比較例３３１及び３３２では、熱間圧延後の平均冷却速度が遅かったために、ＡｌＮの粗大化が生じて低温靭性が低下した。

これとは対照的に、全ての実施例において、厚鋼板の化学組成及び結晶粒の粒径を適切なものとすることにより、ＰＷＨＴに相当する６５０℃×１５時間の熱処理を行った場合でも、高強度でかつ低温靭性に優れた厚鋼板を得ることができ、さらには４００ＭＰａ以上の高いＹＳを達成することができた。また、表８には示していないが、ＰＷＨＴ前の機械特性についても測定したところ、全ての実施例に係るＰＷＨＴ前の厚鋼板において、ＴＳ：５８０～７３０ＭＰａ、ｖＥ_-35の平均値：７０Ｊ以上、及びＹＳ：４００ＭＰａ以上を達成することができた。また、ＳＥＭ観察等による組織分析の結果から、全ての実施例に係る厚鋼板は、主としてフェライトから構成されており、組織中の焼戻しマルテンサイト及び焼戻し下部ベイナイトの含有量は合計で３０％以下であることがわかった。

［例Ｄ（実施形態４に対応）］
まず、連続鋳造法により表９に示す化学組成を有するスラブを鋳造した。次いで、これらのスラブから表１０に示す製造条件により板厚７０ｍｍ以上の厚鋼板を製造した。表９に示す成分以外の残部はＦｅ及び不純物である。熱間圧延工程後、鋼板を一旦１５０℃以下まで冷却し、次いで表１０に示す焼入温度に再加熱した。結果を表１１に示す。また、表１１には示していないが、結晶粒のアスペクト比は、表１１中の全ての実施例において１．５以下であった。

表９～１１を参照すると、比較例４２２～４２６では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ又はＶ含有量が低かったために十分なＴＳが得られなかった。比較例４２７では、Ｔｉ含有量が低かったために、ＴｉＮによるピン止め効果が十分に得られず、結晶粒が粗大化して低温靭性が低下した。比較例４２８では、Ａｌ含有量が低かったために、ＡｌＮによるピン止め効果が十分に得られず、低温靭性が低下した。比較例４２９及び４３１では、Ｃ又はＭｎ含有量が高かったために強度が過大となり低温靭性が低下した。比較例４３０及び４３２～４３４では、Ｓｉ、Ｐ、Ｓ又はＣｕ含有量が高かったために低温靭性が低下した。比較例４３５～４３７では、Ｎｉ、Ｍｏ又はＶ含有量が高かったために強度が過大となり低温靭性が低下した。

比較例４３８では、Ｔｉ含有量が高かったために、ＴｉＮが多量に生成してしまい低温靭性が低下した。比較例４３９では、Ａｌ含有量が高かったために介在物の量が多くなり低温靭性が低下した。比較例４４０では、Ｎ含有量が高かったために介在物などが多く生成して低温靭性が低下した。比較例４４１では、熱間圧延工程におけるパラメータＺが適切でなかったために、熱間圧延後の組織においてベイナイト分率が増加し、最終組織が粗大化して低温靭性が低下した。比較例４４２では、熱間圧延後の平均冷却速度が速かったために、同様に熱間圧延後の組織においてベイナイト分率が増加し、最終組織が粗大化して低温靭性が低下した。

これとは対照的に、全ての実施例において、厚鋼板の化学組成及び結晶粒の粒径を適切なものとすることにより、ＰＷＨＴに相当する６５０℃×１５時間の熱処理を行った場合でも、高強度でかつ低温靭性に優れた厚鋼板を得ることができ、さらには４００ＭＰａ以上の高いＹＳを達成することができた。また、表１１には示していないが、ＰＷＨＴ前の機械特性についても測定したところ、全ての実施例に係るＰＷＨＴ前の厚鋼板において、ＴＳ：５８０～７３０ＭＰａ、ｖＥ_-35の平均値：７０Ｊ以上、及びＹＳ：４００ＭＰａ以上を達成することができた。また、ＳＥＭ観察等による組織分析の結果から、全ての実施例に係る厚鋼板は、主としてフェライトから構成されており、組織中の焼戻しマルテンサイト及び焼戻し下部ベイナイトの含有量は合計で３０％以下であることがわかった。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０５０～０．１３０％、
Ｓｉ：０．１００～０．６００％、
Ｍｎ：１．１００～１．８００％、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．０５０～０．５００％、
Ｖ：０．００５～０．１００％、
Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
Ａｌ：０．００１～０．０８０％、
Ｂ：０．０００３％未満、
Ｎ：０．０００３～０．０１００％、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｎｉ：０～０．８００％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を含み、
方位差１５°以上の境界で囲まれた結晶粒の粗大粒径が４５μｍ以下であり、かつ前記結晶粒の平均粒径が２５μｍ以下である組織を含み、
５８０～７３０ＭＰａの引張強度を有し、
７０ｍｍ以上の板厚を有し、
前記結晶粒の粗大粒径は、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）による測定で、板厚１／４位置のＬ断面（厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面）の任意の１箇所の１．０ｍｍ×０．４ｍｍの領域の結晶方位において、隣接する粒の方位差が１５°以上ある領域を１つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の粒径を円相当直径として算出した結晶粒のうち円相当直径の大きいものから１０個選択した円相当直径の平均値であり、前記結晶粒の平均粒径は、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）による測定で、板厚１／４位置のＬ断面（厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面）の任意の１箇所の１．０ｍｍ×０．４ｍｍの領域の結晶方位において、隣接する粒の方位差が１５°以上ある領域を１つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の粒径を円相当直径として算出した全ての結晶粒に基づいて算出した面積平均であることを特徴とする、厚鋼板。
前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０５０～０．５００％、
Ｎｉ：０．１００～０．８００％、
Ｃｒ：０．０５～０．５０％、
Ｗ：０．０５～０．５０％、
Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
Ｓｎ：０．００５～０．０５０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、及び
ＲＥＭ：０．０００５～０．０１００％
からなる群から選択される１種又は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。
質量％で、
Ｃ：０．０５０～０．１３０％、
Ｓｉ：０．１００～０．６００％、
Ｍｎ：１．１００～１．８００％、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．０５０～０．５００％、
Ｖ：０．００５～０．１００％、
Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
Ａｌ：０．００１～０．０８０％、
Ｂ：０．０００３～０．００３０％、
Ｎ：０．０００３～０．０１００％、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｎｉ：０～０．８００％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を含み、
方位差１５°以上の境界で囲まれた結晶粒の粗大粒径が４５μｍ以下であり、かつ前記結晶粒の平均粒径が２５μｍ以下である組織を含み、
５８０～７３０ＭＰａの引張強度を有し、
７０ｍｍ以上の板厚を有し、
前記結晶粒の粗大粒径は、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）による測定で、板厚１／４位置のＬ断面（厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面）の任意の１箇所の１．０ｍｍ×０．４ｍｍの領域の結晶方位において、隣接する粒の方位差が１５°以上ある領域を１つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の粒径を円相当直径として算出した結晶粒のうち円相当直径の大きいものから１０個選択した円相当直径の平均値であり、前記結晶粒の平均粒径は、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）による測定で、板厚１／４位置のＬ断面（厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面）の任意の１箇所の１．０ｍｍ×０．４ｍｍの領域の結晶方位において、隣接する粒の方位差が１５°以上ある領域を１つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の粒径を円相当直径として算出した全ての結晶粒に基づいて算出した面積平均であることを特徴とする、厚鋼板。
前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０５０～０．５００％、
Ｎｉ：０．１００～０．８００％、
Ｃｒ：０．０５～０．５０％、
Ｗ：０．０５～０．５０％、
Ｓｎ：０．００５～０．０５０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、及び
ＲＥＭ：０．０００５～０．０１００％
からなる群から選択される１種又は２種以上を含むことを特徴とする、請求項３に記載の厚鋼板。
質量％で、
Ｃ：０．０５０～０．１３０％、
Ｓｉ：０．１００～０．６００％、
Ｍｎ：１．１００～１．８００％、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．０５０～０．５００％、
Ｖ：０．００５～０．１００％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ａｌ：０．０８１～０．１２０％、
Ｂ：０．０００３％未満、
Ｎ：０．００２７～０．０１００％、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｎｉ：０～０．８００％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を含み、
［Ａｌ］×［Ｎ］≧３．２×１０^-4（ここで、［Ａｌ］及び［Ｎ］はそれぞれＡｌ及びＮの含有量（質量％）である）を満足し、
方位差１５°以上の境界で囲まれた結晶粒の粗大粒径が４５μｍ以下であり、かつ前記結晶粒の平均粒径が２５μｍ以下である組織を含み、
５８０～７３０ＭＰａの引張強度を有し、
７０ｍｍ以上の板厚を有し、
前記結晶粒の粗大粒径は、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）による測定で、板厚１／４位置のＬ断面（厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面）の任意の１箇所の１．０ｍｍ×０．４ｍｍの領域の結晶方位において、隣接する粒の方位差が１５°以上ある領域を１つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の粒径を円相当直径として算出した結晶粒のうち円相当直径の大きいものから１０個選択した円相当直径の平均値であり、前記結晶粒の平均粒径は、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）による測定で、板厚１／４位置のＬ断面（厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面）の任意の１箇所の１．０ｍｍ×０．４ｍｍの領域の結晶方位において、隣接する粒の方位差が１５°以上ある領域を１つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の粒径を円相当直径として算出した全ての結晶粒に基づいて算出した面積平均であることを特徴とする、厚鋼板。
前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
Ｃｕ：０．０５０～０．５００％、
Ｎｉ：０．１００～０．８００％、
Ｃｒ：０．０５～０．５０％、
Ｗ：０．０５～０．５０％、
Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
Ｓｎ：０．００５～０．０５０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、及び
ＲＥＭ：０．０００５～０．０１００％
からなる群から選択される１種又は２種以上を含むことを特徴とする、請求項５に記載の厚鋼板。
質量％で、
Ｃ：０．０５０～０．１３０％、
Ｓｉ：０．１００～０．６００％、
Ｍｎ：１．１００～１．８００％、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．０５０～０．５００％、
Ｖ：０．００５～０．１００％、
Ａｌ：０．００１～０．０８０％、
Ｎ：０．０００３～０．０１００％、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｎｉ：０～０．８００％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を含み、
方位差１５°以上の境界で囲まれた結晶粒の粗大粒径が４５μｍ以下であり、かつ前記結晶粒の平均粒径が２５μｍ以下である組織を含み、
５８０～７３０ＭＰａの引張強度を有し、
７０ｍｍ以上の板厚を有し、
前記結晶粒の粗大粒径は、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）による測定で、板厚１／４位置のＬ断面（厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面）の任意の１箇所の１．０ｍｍ×０．４ｍｍの領域の結晶方位において、隣接する粒の方位差が１５°以上ある領域を１つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の粒径を円相当直径として算出した結晶粒のうち円相当直径の大きいものから１０個選択した円相当直径の平均値であり、前記結晶粒の平均粒径は、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）による測定で、板厚１／４位置のＬ断面（厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面）の任意の１箇所の１．０ｍｍ×０．４ｍｍの領域の結晶方位において、隣接する粒の方位差が１５°以上ある領域を１つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の粒径を円相当直径として算出した全ての結晶粒に基づいて算出した面積平均であることを特徴とする、厚鋼板。
前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０５０～０．５００％、
Ｎｉ：０．１００～０．８００％、
Ｃｒ：０．０５～０．５０％、
Ｗ：０．０５～０．５０％、
Ｓｎ：０．００５～０．０５０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、及び
ＲＥＭ：０．０００５～０．０１００％
からなる群から選択される１種又は２種以上を含むことを特徴とする、請求項７に記載の厚鋼板。
４００ＭＰａ以上の降伏強度を有することを特徴とする、請求項１～８のいずれか１項に記載の厚鋼板。