WO2024038684A1 - 厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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WO2024038684A1
WO2024038684A1 PCT/JP2023/023875 JP2023023875W WO2024038684A1 WO 2024038684 A1 WO2024038684 A1 WO 2024038684A1 JP 2023023875 W JP2023023875 W JP 2023023875W WO 2024038684 A1 WO2024038684 A1 WO 2024038684A1
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less
steel plate
thick steel
cooling
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PCT/JP2023/023875
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正雄 柚賀
祐也 佐藤
俊一 村上
善明 村上
仁 末吉
義浩 兵藤
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the present invention relates to a thick steel plate, and in particular, it combines high strength, low yield ratio, and high toughness, and has excellent toughness at the bond part of a welded joint even in high heat input welding where the welding heat input exceeds 40 kJ/mm.
  • the thick steel plate of the present invention is also suitable for industrial production and can be extremely suitably used as a steel material for construction.
  • the present invention also relates to a method for manufacturing the thick steel plate.
  • the thick steel plates used as such steel materials are required to have excellent mechanical properties, specifically, to have high tensile strength, yield stress, and toughness.
  • the thick steel plates used are also required to have a low yield ratio (ratio of yield stress to tensile strength).
  • the thick steel plates used are required to have excellent toughness not only of the plate itself (base metal toughness) but also of the weld heat-affected zone.
  • welded joints have excellent toughness, especially the bond portions of welded joints.
  • the biggest problem is the deterioration of the toughness of the bond part of the welded joint.
  • the bond zone is exposed to high temperatures just below the melting point during high heat input welding, so coarsening of austenite crystal grains is most noticeable.
  • the coarsened austenite crystal grains transform into a brittle upper bainite structure due to the temperature drop after welding, and furthermore, a coarse island-like martensite (Martensite-Austenite constituent, MA), which is a brittle structure, is generated.
  • the toughness decreases. Therefore, if the toughness of the bond portion of a welded joint in high heat input welding can be improved, the safety of steel structures can be significantly improved.
  • thick steel plates are required not only to have excellent mechanical properties such as strength, yield ratio, and toughness, but also to have excellent toughness in the weld heat affected zone.
  • Various techniques have been proposed to meet these demands.
  • Patent Document 1 proposes a technology for manufacturing high-strength steel by quenching a hot-rolled steel plate, then heating and quenching it again to a two-phase region of ferrite + austenite, and then performing a tempering treatment. has been done.
  • Patent Document 2 proposes a low yield ratio high tensile strength steel plate that has a predetermined composition and has a retained austenite amount of 1.0% or more.
  • Patent Document 3 discloses a low yield ratio, high tensile strength steel plate that has a predetermined component composition, has a microstructure containing bainite and island martensite, and has a controlled circular equivalent diameter and average aspect ratio of prior austenite grains. is proposed.
  • Patent Document 1 aims to prevent cracking during low heat input welding, and does not pay attention to the toughness of the weld heat affected zone during high heat input welding. There wasn't.
  • Patent Document 2 takes into consideration the toughness of the welded part.
  • evaluations have only been performed at relatively low heat inputs of 5 kJ/mm or 15 kJ/mm, and the toughness of the weld heat affected zone in high heat input welding where the welding heat input exceeds 40 kJ/mm has not been considered.
  • the volume fraction of ferrite and martensite tends to change depending on the manufacturing conditions and the position within the steel sheet. Therefore, in order to obtain the desired product, it is necessary to strictly adjust the manufacturing conditions, and it is not suitable for industrial production due to the high operational load.
  • Patent Document 3 achieves high bond part toughness in high heat input welding where the welding heat input exceeds 40 kJ/mm, in addition to a low yield ratio and high strength.
  • a first water cooling step and an air cooling step are performed under controlled temperature conditions.
  • a second water cooling step to control the formation of island martensite.
  • temperature variations tend to occur in the longitudinal and width directions of the steel plate, so controlling the structure during such a cooling process requires extremely strict adjustment of manufacturing conditions, resulting in a high operational load.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances.
  • the present invention combines high strength, low yield ratio, and high toughness, and also has excellent toughness of the bond part of the welded joint even in high heat input welding where the welding heat input exceeds 40 kJ/mm, and is suitable for industrial production.
  • the purpose is to provide thick steel plates suitable for.
  • the present inventors conducted extensive research to achieve the above-mentioned problems and obtained the following knowledge.
  • the above Mn concentration distribution can be obtained by controlling the component composition, especially the content of C and Mn, within a specific range, and by appropriately controlling the temperature raising conditions in the reheating step after hot rolling. can.
  • the present invention has been completed based on the above findings.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the component composition is in mass%, Cu: 3.0% or less, Ni: 3.0% or less, Cr: 3.0% or less, Mo: 1.5% or less, W: 3.0% or less, Nb: 0.10% or less, V: 0.10% or less, B: 0.0050% or less, Ca: 0.005% or less, REM: 0.020% or less,
  • the thick steel plate after the first cooling step is heated at the 1/4 position of the plate thickness, average heating rate in the temperature range from Ac1 point to Ac3 point: 2.0 ° C / s or less, Ac3 point -100 ° C to Ac3 point
  • a reheating step The thick steel plate after the reheating process, Average cooling rate at 1/4 plate thickness position: 1.0 to 200.0°C/s, accelerated cooling to an accelerated cooling stop temperature of 100°C to 600°C, and then air cooling to a temperature of 100°C or less
  • a heat treatment step is included after the first cooling step and before the reheating step, In the heat treatment step, The thick steel plate after the first cooling step is heated to a heat treatment temperature of 3 Ac or more and 1050 ° C or less, Holding at the heat treatment temperature for a holding time of 5 minutes or more, 4.
  • a thick steel plate that has high strength, low yield ratio, and high toughness, and has excellent toughness at the bond part of welded joints even in high heat input welding where the welding heat input exceeds 40 kJ/mm is produced.
  • the thick steel plate of the present invention can be extremely suitably used as a steel material for construction, and contributes to increasing the size of steel structures and improving earthquake resistance.
  • the thick steel plate of the present invention can be manufactured by a process with low operational load, and is suitable for industrial production.
  • FIG. 3 is a schematic diagram showing a groove shape in electroslag welding performed for evaluation of bond part toughness.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing the sampling positions of Charpy impact test pieces from electroslag welds.
  • the toughness of the unwelded thick steel plate itself is sometimes referred to as "base metal toughness" to distinguish it from the bond part toughness after welding.
  • Component composition The thick steel plate of the present invention and the steel material used for manufacturing the thick steel plate need to have the above-mentioned composition.
  • Each component included in the component composition will be explained below.
  • "%" representing the content of each component means “mass %”.
  • C 0.010-0.14% C is an element that has the effect of increasing the strength of thick steel plates. If the C content is less than 0.010%, the desired tensile strength cannot be obtained. Therefore, the C content is set to 0.010% or more, preferably 0.020% or more, and more preferably 0.030% or more. On the other hand, when the C content exceeds 0.14%, the formation of coarse island-like martensite and cementite is promoted, and the toughness of the base material decreases, and the toughness of the bond portion also deteriorates significantly. Therefore, the C content is set to 0.14% or less, preferably 0.10% or less, and more preferably 0.08% or less.
  • Si 0.01 ⁇ 0.50%
  • Si is an element that functions as a deoxidizing agent and has the effect of increasing the strength of thick steel plates.
  • the Si content is set to 0.01% or more.
  • the Si content is set to 0.50% or less, preferably 0.35% or less.
  • Mn 0.9-3.0%
  • Mn is an element that has the effect of increasing the strength of thick steel plates. Further, by controlling the Mn concentration distribution as described later, high strength, low yield ratio, and high toughness can be achieved. If the Mn content is less than 0.9%, the above effects cannot be obtained. Therefore, the Mn content is set to 0.9% or more, preferably 1.2% or more. On the other hand, when the Mn content exceeds 3.0%, the area fraction of the Mn-enriched portion increases and coarse MA is generated, resulting in a decrease in base material toughness. In addition, the weld heat affected zone hardens, and the toughness of the bonded part decreases significantly. Therefore, the Mn content is 3.0% or less, preferably 2.6% or less.
  • the component composition explained here is the average composition of the thick steel plate. Therefore, the value of the above Mn content is used as the "average Mn content" in the definition of the Mn concentration distribution described later.
  • P 0.015% or less
  • P is an element that deteriorates the toughness of the base material and the toughness of the bond part, and it is desirable to reduce it as much as possible.
  • the P content exceeds 0.015%, the base material toughness and the bonding part toughness decrease significantly. This is considered to be because when the P content is high, P segregates in the Mn-enriched area and hardens the structure. Therefore, the P content is set to 0.015% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited and may be 0%. However, excessive reduction leads to an increase in cost. Therefore, from the viewpoint of manufacturing cost, it is preferable that the P content is 0.001% or more.
  • S 0.0050% or less
  • S is an element that deteriorates the toughness of the base material, and it is desirable to reduce it as much as possible. If the S content is higher than 0.0050%, desired base material toughness and bond portion toughness cannot be obtained. Therefore, the S content is set to 0.0050% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited and may be 0%. However, excessive reduction leads to an increase in cost. Therefore, from the viewpoint of manufacturing cost, it is preferable that the S content is 0.0003% or more.
  • Al 0.002-0.080%
  • Al is an element that acts as a deoxidizing agent. Furthermore, Al fixes N in the steel as AlN, contributing to improving the toughness of the base material. In order to obtain the above effect, the Al content is set to 0.002% or more, preferably 0.010% or more. On the other hand, when the Al content exceeds 0.080%, the toughness of the base material decreases. Therefore, the Al content is 0.080% or less, preferably 0.060% or less.
  • Ti 0.003 ⁇ 0.030%
  • Ti is an element that functions as a deoxidizing agent and also contributes to improving the strength of thick steel plates. Further, Ti combines with N and precipitates as TiN, which is a nitride that is stable even at high temperatures. Therefore, the pinning effect of TiN prevents austenite grains from becoming coarser when heated, and improves base material toughness and bonding part toughness. In order to obtain the above effect, the Ti content is set to 0.003% or more, preferably 0.005% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.030%, the base material toughness and the bond toughness will deteriorate, so the Ti content should be 0.030% or less, preferably 0.025% or less, and more preferably 0.020% or less. % or less.
  • N 0.0015-0.0080% N combines with Al and Ti to precipitate nitrides.
  • the nitride suppresses coarsening of austenite grains and improves the toughness of the base material and bond portion.
  • the N content is set to 0.0015% or more, preferably 0.0025% or more.
  • the N content is set to 0.0080% or less, preferably 0.0065% or less, and more preferably 0.0060% or less.
  • the component composition in one embodiment of the present invention may have a component composition consisting of the above-mentioned elements, the remainder Fe, and unavoidable impurities.
  • the inevitable impurity includes, for example, oxygen (O).
  • the content of oxygen contained as an unavoidable impurity is preferably 0.0030% or less.
  • the thick steel plate of the present invention achieves excellent mechanical properties by forming a predetermined Mn concentration distribution as described later.
  • the value of "4.83C+Mn" determined from the C content and Mn content in the component composition needs to be 1.4% by mass or more. The reason for this will be explained below.
  • 4.83C+Mn is set to 3.3% by mass or less.
  • Ti/N 2.0-4.3
  • TiN has the effect of suppressing the growth of austenite grains in the weld heat affected zone due to the pinning effect and improving the toughness of the bond part. If Ti/N is less than 2.0, the amount of TiN necessary to obtain the above effect cannot be secured, and the toughness of the bond portion deteriorates. Therefore, Ti/N is set to 2.0 or more, preferably 2.4 or more. On the other hand, when Ti/N exceeds 4.3, the base material toughness and the bond toughness deteriorate due to the generation of TiC particles and coarsening of TiN. Therefore, Ti/N is set to 4.3 or less, preferably 4.0 or less.
  • PCM 0.30% by mass or less If PCM defined by the following formula (1) is higher than 0.30% by mass, good bond toughness cannot be obtained. Therefore, the PCM content is 0.30% by mass or less, preferably 0.28% by mass or less, more preferably 0.26% by mass or less.
  • P CM [C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5 [B]...(1)
  • the parentheses in the above formula represent the content (mass%) of the element within the parentheses, and when the element is not contained, it is set to 0.
  • PCM is preferably 0.15% by mass or more, more preferably 0.17% by mass or more, and even more preferably 0.19% by mass or more.
  • the component composition is optionally selected from the group consisting of Cu, Ni, Cr, Mo, W, Nb, V, B, Ca, REM, Mg, and Zr. It may further contain at least one of the following.
  • Cu 3.0% or less
  • Cu is an element that further improves the strength of the thick steel plate while maintaining its high toughness, and can be contained arbitrarily depending on the required strength. However, if the Cu content exceeds 3.0%, hot embrittlement occurs and the surface quality of the steel sheet deteriorates. Therefore, when containing Cu, the Cu content is 3.0% or less.
  • the Cu content is preferably 2.0% or less.
  • the lower limit of the Cu content is not particularly limited, but in order to sufficiently obtain the above effects, the Cu content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more.
  • Ni 3.0% or less
  • Ni is an element that further improves the strength of the thick steel plate while maintaining its high toughness, and can be contained arbitrarily depending on the required strength. However, if the Ni content exceeds 3.0%, the effect of addition becomes saturated, which is economically disadvantageous. Therefore, when Ni is contained, the Ni content is set to 3.0% or less.
  • the Ni content is preferably 2.0% or less.
  • the lower limit of the Ni content is not particularly limited, but in order to sufficiently obtain the above effects, the Ni content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.10% or more.
  • Cr 3.0% or less Cr is an element that further improves the strength of the thick steel plate, and can be contained arbitrarily depending on the required strength. However, if the Cr content exceeds 3.0%, the toughness of the base material and the bond portion will deteriorate, so when Cr is contained, the Cr content is set to 3.0% or less.
  • the Cr content is preferably 2.0% or less.
  • the lower limit of the Cr content is not particularly limited, but from the viewpoint of sufficiently obtaining the strength-improving effect of Cr, the Cr content is preferably 0.01% or more, and preferably 0.10% or more. is more preferable.
  • Mo 1.5% or less
  • Mo is an element that further improves the strength of a thick steel plate, and can be contained arbitrarily depending on the required strength.
  • the Mo content exceeds 1.5%, the toughness of the base material and the bond portion deteriorates.
  • quench cracking is likely to occur during the manufacturing process of thick steel plates, resulting in reduced productivity. Therefore, when Mo is contained, the Mo content is set to 1.5% or less, preferably 1.0% or less.
  • the lower limit of the Mo content is not particularly limited, but from the viewpoint of sufficiently obtaining the strength-improving effect of Mo, the Mo content is preferably 0.01% or more, and preferably 0.10% or more. is more preferable.
  • W 3.0% or less W, like Cr and Mo, is an element that further improves the strength of a thick steel plate, and can be contained arbitrarily depending on the required strength.
  • the W content exceeds 3.0%, the toughness of the base material and the bond portion deteriorates. Therefore, when containing W, the W content is set to 3.0% or less, preferably 2.0% or less.
  • the lower limit of the W content is not particularly limited, but from the viewpoint of sufficiently obtaining the strength-improving effect of W, the W content is preferably 0.01% or more, and preferably 0.10% or more. is more preferable.
  • Nb 0.10% or less
  • Nb like Cr, Mo, and W, is an element that further improves the strength of a thick steel plate, and can be contained arbitrarily depending on the required strength.
  • the Nb content should be 0.10% or less, preferably 0.05% or less.
  • the lower limit of the Nb content is not particularly limited, but from the viewpoint of sufficiently obtaining the strength-improving effect of Nb, it is preferable that the Nb content is 0.005% or more.
  • V 0.10% or less
  • V like Cr, Mo, W, and Nb, is an element that further improves the strength of a thick steel plate, and can be contained arbitrarily depending on the required strength.
  • the V content should be 0.10% or less, preferably 0.05% or less.
  • the lower limit of the V content is not particularly limited, but from the viewpoint of sufficiently obtaining the strength-improving effect of V, it is preferable that the V content is 0.005% or more.
  • B 0.0050% or less
  • B is an element that has the effect of further improving the strength of thick steel plates by improving hardenability.
  • B has the effect of further improving the toughness of the bond portion by fixing solid solution nitrogen as nitride in the weld heat affected zone during high heat input welding.
  • the B content is set to 0.0050% or less, preferably 0.0020% or less.
  • the lower limit of the B content is not particularly limited, but from the viewpoint of sufficiently obtaining the effect of B addition, the B content is preferably 0.0003% or more.
  • Ca 0.005% or less
  • Ca is an element that has the effect of further improving base material toughness by refining crystal grains, and can be contained arbitrarily depending on the required base material toughness.
  • the Ca content exceeds 0.005%, the effect of addition is saturated, so when Ca is contained, the Ca content is set to 0.005% or less.
  • the lower limit of the Ca content is not particularly limited, but from the viewpoint of sufficiently obtaining the toughness improving effect of Ca, the Ca content is preferably 0.001% or more.
  • REM 0.020% or less REM (rare earth metal), like Ca, is an element that has the effect of further improving base material toughness by refining crystal grains, and can be used as desired depending on the required base material toughness. It can be contained in However, when the REM content exceeds 0.020%, the effect of addition is saturated, so when REM is contained, the REM content is set to 0.020% or less. On the other hand, the lower limit of the REM content is not particularly limited, but from the viewpoint of sufficiently obtaining the effect of improving toughness due to REM, it is preferable that the REM content is 0.002% or more.
  • Mg 0.005% or less
  • Mg is an element that has the effect of further improving base material toughness by refining crystal grains, and may be optionally included depending on the required base material toughness. can.
  • the Mg content exceeds 0.005%, the effect of addition is saturated, so when Mg is contained, the Mg content is set to 0.005% or less.
  • the lower limit of the Mg content is not particularly limited, but from the viewpoint of sufficiently obtaining the effect of improving toughness due to Mg, it is preferable that the Mg content is 0.001% or more.
  • Zr 0.020% or less Like Ca, REM, and Mg, Zr is an element that has the effect of further improving base material toughness by refining crystal grains, and can be added arbitrarily depending on the required base material toughness. It can be contained in However, if the Zr content exceeds 0.020%, the effect of addition is saturated, so when containing Zr, the Zr content is set to 0.020% or less. On the other hand, the lower limit of the Zr content is not particularly limited, but from the viewpoint of sufficiently obtaining the effect of improving toughness due to Zr, it is preferable that the Zr content is 0.002% or more.
  • the thick steel plate of the present invention has a microstructure that contains bainite and island martensite and has an area fraction of bainite of 80.0% or more.
  • area fraction in the following description refers to the area fraction with respect to the entire microstructure, unless otherwise specified.
  • the above-mentioned microstructure refers to the microstructure at a position of 1/4 of the thickness of the steel plate.
  • Microstructure containing bainite and island martensite Bainite is a structure necessary to improve the strength and toughness of thick steel plates, as described below.
  • island martensite (MA) has a structure with higher hardness than bainite because it is enriched with C. Therefore, by forming MA, tensile strength can be improved.
  • MA island martensite
  • tensile strength can be improved.
  • a large amount of mobile dislocations are introduced around the MA, an increase in yield stress is suppressed. Therefore, in order to achieve both high strength and low yield ratio, it is necessary to have a microstructure containing bainite and island martensite.
  • Area fraction of bainite 80.0% or more If the area fraction of bainite is less than 80.0%, sufficient strength and base material toughness cannot be obtained. Therefore, the area fraction of bainite is set to 80.0% or more, preferably 85.0% or more, and more preferably 90.0% or more. On the other hand, although the upper limit of the area fraction of bainite is not particularly limited, if it is too high, the area fraction of island-like martensite becomes relatively low, making it difficult to sufficiently reduce the yield ratio. Therefore, the bainite area fraction is preferably 99.0% or less. Note that the area fraction of bainite can be measured by the method described in Examples.
  • the toughness of the bond portion decreases. This is considered to be due to the following reasons. That is, during welding, the bond portion is heated to a high temperature close to the melting point, so MA contained in the thick steel plate is once decomposed by the heating. However, during the cooling process after welding, MA is regenerated at the bond portion. At this time, the amount of regenerated MA increases as the amount of MA contained in the thick steel plate before welding increases. When the amount of MA regenerated in the bond portion is large, the toughness of the bond portion decreases.
  • the area fraction of island martensite in the microstructure of a thick steel plate is less than 5.0%, preferably 4.9% or less, and more preferably 4.7%.
  • the content is more preferably 4.5% or less.
  • the lower limit of the area fraction of MA is not particularly limited, but as described above, MA has the effect of improving tensile strength and suppressing the increase in yield stress. From the viewpoint of fully exhibiting these effects, the area fraction of MA in the microstructure is preferably 1.0% or more, more preferably 2.0% or more.
  • Patent Document 3 desired mechanical properties are achieved by increasing the area fraction of MA, so it is essential that the area fraction of MA be 5% or more.
  • desired mechanical properties are achieved by controlling the Mn concentration distribution, as will be described later. Therefore, excellent mechanical properties can be obtained even though the area fraction of MA is less than 5.0%.
  • the area fraction of MA in the base material is low at less than 5.0%, the bond portion toughness is superior to that in Patent Document 3. From this, the difference between the thick steel plate of the present invention and the thick steel plate disclosed in Patent Document 3 is clear. Furthermore, unlike Patent Document 3, there is no need to perform complex cooling control consisting of a first water cooling process, an air cooling process, and a second water cooling process to control the generation of MA.
  • the size of the average circular equivalent diameter MA of island-shaped martensite is not particularly limited, and may be any size. However, if the MA is excessively coarse, the toughness of the thick steel plate decreases. Therefore, from the viewpoint of further improving the toughness, the average circular equivalent diameter of MA is preferably 5.0 ⁇ m or less, more preferably 4.0 ⁇ m or less. On the other hand, the lower limit of the average equivalent circle diameter of MA is not particularly limited, but usually may be 0.8 ⁇ m or more, and may be 1.0 ⁇ m or more.
  • the area fraction and average circular equivalent diameter of MA were determined using a scanning electron microscope (SEM) at a magnification of 1000 after subjecting a steel plate as a sample to repeller corrosion (Journal of Metals, March, 1980, p.38-39). It can be determined by observing at magnification and analyzing the photographed image using an image analysis device.
  • SEM scanning electron microscope
  • the microstructure in one embodiment of the present invention may consist of bainite and island martensite.
  • the microstructure in other embodiments of the present invention may contain other structures in addition to bainite and island martensite.
  • the other tissue may be any tissue without particular limitation.
  • the other structure may be at least one selected from the group consisting of ferrite, pearlite, martensite, and retained austenite.
  • the total area fraction of the other structures is preferably 19% or less, more preferably 15% or less, and even more preferably 10% or less. .
  • the thick steel plate in one embodiment of the present invention has an area fraction of 80-99.0% bainite, 1.0 to 15.0% island martensite, and remnant tissue,
  • the residual structure may be at least one selected from the group consisting of ferrite, pearlite, martensite, and retained austenite.
  • Mn concentration distribution The present inventors intentionally created microscopic variations in Mn concentration inside a thick steel plate by controlling the C and Mn contents and the temperature raising conditions in the reheating process after hot rolling. I found out what I can do. It was also found that by appropriately controlling the microscopic variation in the Mn concentration, that is, the Mn concentration distribution, a thick steel plate having high strength, low yield ratio, and high toughness can be obtained. This is considered to be because the distribution and size of MA are affected by the Mn concentration distribution. For example, MA tends to be formed in regions where Mn is concentrated. As mentioned earlier, MA has a harder structure than bainite, so it has the effect of improving strength. In addition, MA has the effect of lowering the yield ratio through the introduction of mobile dislocations. Therefore, by controlling the Mn concentration distribution, the MA distribution is controlled, and as a result, both high strength and low yield ratio can be achieved.
  • the thick steel plate of the present invention has a Mn concentration distribution that satisfies the following conditions (1) to (3).
  • the Mn concentration distribution in the present invention refers to the Mn concentration distribution at a position of 1/4 of the thickness of the steel plate.
  • the area fraction of the average Mn concentration region is less than 90%.
  • the area fraction of the Mn concentration region is 1.0% or more.
  • the average equivalent circle diameter of the Mn concentration region is 7. 0 ⁇ m or less
  • the area fraction of the average concentration region of Mn is less than 90% If the area fraction of the average concentration region of Mn is 90% or more, the hard structure containing MA becomes insufficient, making it difficult to obtain the desired strength. I can't. Further, Mn concentration in the Mn-concentrated region becomes insufficient, and the effect of reducing yield stress due to the formation of MA becomes insufficient. As a result, the yield ratio tends to increase as well. Therefore, the area fraction of the average Mn concentration region is less than 90%, preferably less than 85%, more preferably less than 80%. On the other hand, the lower limit of the area fraction of the average concentration region of Mn is not particularly limited.
  • the area fraction of the average concentration region of Mn is preferably 50% or more, more preferably 60% or more.
  • the "average Mn concentration region" here is defined as a region having a Mn concentration of 0.9 to 1.1 times the average Mn content (mass %).
  • the area fraction of the Mn enriched region is set to 1.0% or more, preferably 1.5% or more, more preferably 2.0% or more, and still more preferably 6.2% or more.
  • the upper limit of the area fraction of the Mn-enriched region is not particularly limited, but if the area fraction of the Mn-enriched region is too high, the size of the enriched region becomes large, and it is formed in the enriched region. MA tends to become coarse.
  • the area fraction of the Mn enriched region is preferably less than 50%, more preferably less than 40%, and even more preferably 20% or less. Note that since the Mn enriched region disappears by heating during welding, the presence of the Mn enriched region does not adversely affect the bond toughness after welding. Therefore, according to the present invention, it is possible to achieve both excellent mechanical properties of a thick steel plate and high bond portion toughness.
  • Average circular equivalent diameter of the Mn enriched region 7.0 ⁇ m or less If the average equivalent circular diameter of the Mn enriched region is larger than 7.0 ⁇ m, the MA formed in the Mn enriched region also becomes coarse. Toughness of thick steel plate decreases. Therefore, the average equivalent circular diameter of the Mn-enriched region is 7.0 ⁇ m or less, preferably 4.0 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the average equivalent circle diameter of the Mn enriched region is not particularly limited, but generally may be 1.0 ⁇ m or more, and may be 1.5 ⁇ m or more.
  • the Mn concentration distribution can be measured using an electron beam microanalyzer (EPMA). Specifically, a test piece is taken from a thick steel plate so that the observation position is 1/4 the thickness of the plate. The Mn concentration distribution in the test piece is measured by EPMA, and the area fraction of the average Mn concentration region, the area fraction of the Mn enriched region, and the average equivalent circular diameter of the Mn enriched region are calculated. The measurement of the Mn concentration distribution by EPMA is performed in two or more fields selected at random, each field having a size of 50 ⁇ m ⁇ 50 ⁇ m, and each field having 250 ⁇ 250 measurement points.
  • EPMA electron beam microanalyzer
  • the thick steel plate of the present invention has a Charpy absorbed energy: vE 0 of 70 J or more at 0°C. Charpy absorbed energy is one of the indicators of toughness, and the thick steel plate of the present invention with vE 0 of 70 J or more exhibits excellent seismic safety even when used in high-rise buildings.
  • vE 0 is preferably 80J or more, more preferably 100J or more.
  • the higher vE 0 is, the better, so the upper limit of vE 0 is not particularly limited. However, in general, it may be 250J or less, 220J or less, or 210J or less.
  • the Charpy absorbed energy at 0°C of the above-mentioned thick steel plate was calculated according to the JIS Z 2242 standard using a V-notch test piece taken from the 1/4th position of the thick steel plate in accordance with the JIS Z 2202 standard. can be measured in accordance with
  • the yield stress (YS) of the thick steel plate of the present invention is not particularly limited, but from the viewpoint of increasing the strength as building structures become taller, it is preferably 600 MPa or more, and preferably 620 MPa or more. preferable.
  • the upper limit of the yield stress is also not particularly limited, but may be, for example, 900 MPa or less, 880 MPa or less, or 850 MPa or less.
  • the tensile strength (TS) of the thick steel plate of the present invention is not particularly limited, but from the viewpoint of increasing strength as building structures become taller, it is preferably 780 MPa or more, and 800 MPa or more. It is more preferable.
  • the upper limit of the tensile strength is also not particularly limited, but may be, for example, 1100 MPa or less, or 1000 MPa or less.
  • the yield ratio (YR) of the thick steel plate of the present invention is not particularly limited, but from the viewpoint of improving the deformation performance of the building structure considering the allowable margin for destruction during earthquakes, it is preferably 85% or less. preferable.
  • the lower limit of the yield ratio is also not limited, but may be, for example, 70% or more, or 75% or more. Note that the yield ratio here is a value expressed as a percentage of the ratio of yield stress (YS) to tensile strength (TS), that is, YS/TS ⁇ 100 (%).
  • the above yield stress and tensile strength can be measured by a tensile test in accordance with the provisions of JIS Z 2241 using a JIS No. 4 tensile test piece taken from a 1/4th thickness position of a thick steel plate. Further, the yield ratio can be calculated from the yield stress and tensile strength measured by the above method.
  • the bond part toughness of the thick steel plate of the present invention is not particularly limited, but it is preferable that the Charpy absorbed energy (vE 0 ) of the bond part at 0° C. is 47 J or more.
  • the upper limit of vE 0 in the bond portion is also not particularly limited, but may generally be 150 J or less.
  • vE 0 at the bond portion is a JIS No. 4 Charpy impact sample obtained from a welded joint fabricated by electroslag welding with a welding heat input of 40 kJ/mm or more so that the notch position is at the bond portion. This is the value measured using a test piece. More specifically, it can be measured by the method described in Examples.
  • the thickness of the above-mentioned thick steel plate is not particularly limited, and can be any thickness.
  • the thickness of the thick steel plate is preferably 6 mm or more, more preferably 9 mm or more, and even more preferably 12 mm or more. From the viewpoint of coping with the increase in the height of building structures, the thickness is preferably 40 mm or more, and more preferably 60 mm or more.
  • the upper limit of the thickness of the thick steel plate is not particularly limited either, but it is preferably 100 mm or less.
  • the thick steel plate can be manufactured by sequentially performing the steps (a) to (d) on a steel material having the above-mentioned composition.
  • (a) Hot rolling process (b) First cooling process (c) Reheating process (d) Second cooling process
  • temperature means the temperature at the center of the plate thickness (1/2 position of the plate thickness).
  • the temperature at the center of the plate thickness can be determined by heat transfer calculation from the steel plate surface temperature measured with a radiation thermometer.
  • the temperature under the heating conditions and cooling conditions after the hot rolling process was the temperature at the 1/4 position of the plate thickness, and the heating rate and cooling rate were also calculated based on the temperature at the 1/4 position of the plate thickness. Means average heating rate or average cooling rate.
  • the steel material may be, for example, a steel slab.
  • the method for manufacturing the steel material is not particularly limited, for example, it can be manufactured by melting steel having the above-mentioned composition and casting. The melting can be performed by any method such as a converter, an electric furnace, an induction furnace, or the like. Further, from the viewpoint of productivity, the casting is preferably carried out by a continuous casting method, but it can also be carried out by an ingot-forming-decomposition rolling method.
  • the steel material is hot rolled into a thick steel plate.
  • the hot rolling conditions are not particularly limited and can be carried out under any conditions.
  • a steel material is heated to a predetermined heating temperature and then rolled. The heating may be performed after once cooling the steel material obtained by a method such as casting, or the obtained steel material may be directly subjected to the heating without cooling.
  • the microstructure and properties of the thick steel plate are controlled in the reheating process and second cooling process after hot rolling. Therefore, the heating temperature in the hot rolling process is not particularly limited and can be set to any temperature. However, if the heating temperature is less than 1000° C., the deformation resistance of the steel material is high, so the load on the rolling mill during hot rolling increases, and hot rolling may become difficult. Therefore, the heating temperature is preferably 1000°C or higher. On the other hand, if the heating temperature is higher than 1250° C., oxidation of the steel becomes significant, and as a result, loss due to oxidation increases, resulting in a decrease in yield. Therefore, the heating temperature is preferably 1250°C or less.
  • the rolling end temperature is not particularly limited, but is preferably 1000°C or less. Moreover, it is preferable that the said rolling completion temperature is 750 degreeC or more.
  • cooling in the first cooling step can be performed under any conditions without particular limitations. .
  • the cooling stop temperature in the first cooling step only needs to be below Ac1 point. It is preferable that the cooling stop temperature is 500°C or less. If the cooling stop temperature is 500° C. or lower, coarsening of precipitates can be suppressed and Mn-enriched regions can be formed more uniformly.
  • the cooling stop temperature is 250°C or less.
  • the lower limit of the cooling stop temperature is not limited either, and cooling can be performed to any temperature.
  • the cooling stop temperature is preferably 0°C or higher, more preferably 10°C or higher, and even more preferably 20°C or higher.
  • the cooling stop temperature is set to room temperature or higher.
  • Cooling in the first cooling step can be performed by any method without particular limitation.
  • the cooling can be performed by one or both of air cooling and water cooling.
  • the cooling is preferably performed by water cooling, and the water cooling is at least one selected from the group consisting of spray cooling, mist cooling, and laminar cooling. It is more preferable to do so.
  • the thick steel plate after the first cooling step is heated to a reheating temperature in a predetermined heating pattern, and held at the reheating temperature.
  • Average temperature increase rate in the temperature range from Ac1 point to Ac3 point 2.0°C/s or less During the temperature increase process, bainite and martensite are generated when passing through the temperature range from Ac1 point to Ac3 point (two-phase region). Mn is distributed into austenite produced by reverse transformation, resulting in microscopic variations in Mn concentration. However, if the average temperature increase rate in the temperature range from Ac1 point to Ac3 point is higher than 2.0°C/s, the distribution of Mn will not proceed sufficiently, and as a result, the desired Mn concentration distribution cannot be obtained. .
  • the average heating rate of the thick steel plate after the first cooling process in the temperature range from Ac1 point to Ac3 point at the 1/4 position of the plate thickness: 2.0°C/s or less to increase the temperature.
  • the lower limit of the average temperature increase rate is not particularly limited. However, if the temperature increase rate is too slow, the effect of controlling the temperature increase rate becomes saturated, and the time required for heating increases, resulting in a decrease in productivity. Therefore, it is preferable that the average temperature increase rate is 0.01° C./s or more.
  • Residence time in the temperature range from Ac3 point -100°C to Ac3 point 60 seconds or more Similarly, if the residence time in the temperature range from Ac3 point -100°C to Ac3 point is less than 60 seconds, Mn distribution is sufficient. As a result, the desired Mn concentration distribution cannot be obtained. Therefore, in the temperature raising process of the reheating step, the residence time in the temperature range from Ac3 point -100°C to Ac3 point is set to 60 seconds or more. On the other hand, if the residence time is too long, productivity will decrease. Therefore, it is preferable that the residence time is 60 minutes or less.
  • the temperature increase pattern in the above temperature increase process only needs to satisfy the above conditions, and other conditions are not particularly limited.
  • the temperature may be raised continuously to the reheating temperature or may be intentionally maintained in a two-phase region.
  • Ac1 point and Ac3 point are determined by the following equations (2) and (3).
  • Ac1 (°C) 751-26.6C+17.6Si-11.6Mn-169Al-23Cu-23Ni+24.1Cr+22.5Mo+233Nb-39.7V-5.7Ti-895B...(2)
  • Ac3(°C) 937-476.5C+56Si-19.7Mn-16.3Cu-4.9Cr-26.6Ni+38.1Mo+124.8V+136.3Ti+198Al+3315B...(3)
  • the element symbols in the above formulas (2) and (3) represent the content (mass%) of each element, and are set to 0 if the element is not contained.
  • Reheating temperature 3 points Ac or higher, 3 points Ac + 60°C or lower
  • the thick steel plate is heated to a reheating temperature of 3 points Ac or higher and 3 points Ac + 60°C or lower.
  • the reheating temperature is set to Ac3 point or higher.
  • the reheating temperature is set to below Ac3 point + 60°C, more preferably below Ac3 point + 55°C, even more preferably below Ac3 point + 50°C.
  • Holding time at reheating temperature 10 minutes or more
  • the thick steel plate is heated to the reheating temperature and then held at the reheating temperature for a predetermined holding time. If the holding time is less than 10 minutes, the average equivalent circular diameter of the Mn enriched region in the finally obtained thick steel plate cannot be 7.0 ⁇ m or less. This is considered to be because the short holding time increased the variation in grain size of the reversely transformed austenite, and as a result, the size of the Mn-enriched region became non-uniform. Therefore, the holding time is set to 10 minutes or more.
  • the upper limit of the holding time is not particularly limited, but it is preferably 100 minutes or less since productivity decreases if holding is carried out for an excessively long time.
  • heating method can be used in the reheating step.
  • An example of the heating method is furnace heating.
  • the furnace heating is not particularly limited, and a general heat treatment furnace can be used.
  • the thick steel plate after the reheating step is cooled. Specifically, the thick steel plate after the reheating step is accelerated to an accelerated cooling stop temperature of 100°C to 600°C at an average cooling rate of 1.0 to 200.0°C/s at the 1/4 position of the plate thickness. Cool and then air cool to a temperature below 100°C.
  • Average cooling rate 1.0 to 200.0°C/s
  • the average cooling rate is 1.0°C/s or more, preferably 5.0°C/s or more.
  • the average cooling rate is 200.0°C/s or less, preferably 150.0°C/s or less, and more preferably 100.0°C/s or less.
  • the method of accelerated cooling is not particularly limited, but cooling can be performed by any method.
  • the accelerated cooling is preferably performed by one or both of air cooling and water cooling, and more preferably by water cooling.
  • water cooling any method using water (eg, spray cooling, mist cooling, laminar cooling, etc.) can be used.
  • mist cooling it is preferable to use mist cooling.
  • Accelerated cooling stop temperature 100-600°C
  • accelerated cooling is performed to an accelerated cooling stop temperature of 100° C. to 600° C., and then air cooling is performed. If the accelerated cooling stop temperature is less than 100° C., all austenite will be transformed into bainite, making it impossible to obtain a microstructure containing island martensite. In addition, since the tempering effect cannot be obtained, the toughness of the thick steel plate decreases. Therefore, the accelerated cooling stop temperature is set to 100°C or higher, preferably 200°C or higher. On the other hand, if the accelerated cooling stop temperature is higher than 600° C., ferrite is likely to be generated, and the area fraction of bainite cannot be increased to 80.0% or more. Therefore, the accelerated cooling stop temperature is set to 600°C or lower, preferably 500°C or lower.
  • the thick steel plate is further air cooled to a temperature of 100°C or less.
  • the air cooling may be not forced cooling but natural cooling.
  • the thick steel plate may be cooled to a temperature of 100° C. or less, but there is no need to stop the air cooling at a specific temperature, and it is usually sufficient to air cool the steel plate to ambient temperature.
  • the cooling rate in the air cooling is not particularly limited, and cooling can be performed at any rate.
  • the cooling rate in the air cooling may be less than 1.0°C/s, and may be 0.5°C/s or less.
  • the lower limit of the cooling rate in the air cooling is not particularly limited, but may be 0.001°C/s or more, 0.01°C/s or more, or 0.07°C/s or more. It's okay.
  • the time required for the air cooling is not particularly limited.
  • the air cooling time may be more than 300 seconds, may be 310 seconds or more, or may be 320 seconds or more.
  • the upper limit of the air cooling time is not particularly limited either, but may be, for example, 24 hours or less, or 12 hours or less. Note that here, in the second cooling step, the time taken from the start of air cooling until the temperature reaches 100° C. is defined as the air cooling time.
  • the thick steel plate of the present invention can be manufactured by controlling the chemical composition, especially the content of C and Mn, within a specific range, and by appropriately controlling the temperature increase conditions in the reheating process after hot rolling. can do. Therefore, the thick steel plate of the present invention is easier to produce than the steel plate of Patent Document 3, which requires controlling the conditions in the cooling process after reheating to control the generation of MA, and is suitable for industrial production. ing.
  • heat treatment can be further performed after the first cooling step and before the reheating step in order to further increase the strength and lower the yield ratio of the thick steel plate.
  • a thick steel plate can be manufactured by sequentially performing the steps (a) to (e) on a steel material having the above-mentioned composition.
  • (a) Hot rolling process (b) First cooling process (c) Heat treatment process (d) Reheating process (e) Second cooling process
  • the steel plate after the first cooling step is heated to a heat treatment temperature of 3 Ac or more and 1050°C or less, held at the heat treatment temperature for a holding time of 5 minutes or more, and then heated to 500°C or less. Cool down to the cooling stop temperature.
  • a heat treatment temperature 3 Ac or more and 1050°C or less
  • the location of the Mn-enriched portion becomes homogeneous, and the frequency of reverse transformation nucleation increases.
  • the formation of microscopic variations in the Mn concentration is promoted, and the final area fraction of the Mn-enriched region increases.
  • the area fraction of the concentrated region can be 6.2% or more.
  • MA is formed in the Mn-enriched region, it is possible to achieve both high strength and low yield ratio.
  • Heat treatment temperature Ac 3 points or more and 1050° C. or less
  • desired bainite and martensitic structures can be obtained. If the heat treatment temperature is less than the Ac3 point, desired base material toughness cannot be obtained. This is considered to be because coarse ferrite is produced during heat treatment, resulting in the formation of an upper bainite structure containing coarse carbides in the final microstructure.
  • the desired base material toughness cannot be obtained. This is considered to be because coarse bainite and coarse martensite are generated during heat treatment, resulting in the formation of a coarse bainite structure in the final microstructure.
  • Holding time 5 minutes or more
  • the holding time at the heat treatment temperature is 5 minutes or more, preferably 10 minutes or more, in order to reduce variations in austenite grain size.
  • the upper limit of the holding time is not particularly limited, but if it is too long, the effect will be saturated, so in consideration of productivity, it is preferably 100 minutes or less, and more preferably 60 minutes or less.
  • any heating method can be used as long as the heat treatment temperature and holding time can be controlled as described above.
  • An example of a heating method that can be used is furnace heating.
  • the furnace heating is not particularly limited, and a general heat treatment furnace can be used.
  • Cooling stop temperature 500°C or less
  • the thick steel plate is cooled to a cooling stop temperature of 500°C or less.
  • the austenite produced in the heat treatment step is transformed into a low-temperature transformed phase of bainite and martensite, and in the subsequent reheating step, higher strength and lower yield ratio can be obtained.
  • the cooling temperature is set to 500°C or lower, preferably 400°C or lower, and more preferably 200°C or lower.
  • the lower limit of the cooling stop temperature is not particularly limited. However, since excessive cooling reduces productivity, the cooling stop temperature is preferably 0°C or higher, more preferably 10°C or higher, and even more preferably 20°C or higher. Typically, it is preferable that the cooling stop temperature is set to room temperature or higher.
  • the method for performing the cooling is not particularly limited, and any method such as air cooling or water cooling can be used.
  • water cooling any cooling method using water, such as spray cooling, mist cooling, laminar cooling, etc., can be used.
  • the thick steel plate after cooling may be subjected to the next reheating step.
  • the thick steel plate after the first cooling process may be subjected to the next reheating process without performing heat treatment.
  • a further tempering step can be optionally performed after the reheating step for the purpose of correcting the shape of the thick steel plate.
  • the cooling stop temperature in the cooling step after reheating is lower, it can be expected that the toughness of the base material is further improved due to the effect of tempering.
  • the heating temperature for tempering is preferably 200°C to 500°C.
  • the steel plate after the above-mentioned tempering process can be cooled by any method since the material quality does not change depending on the cooling rate.
  • a thick steel plate was manufactured using the procedure described below, and its properties were evaluated.
  • the obtained thick steel plate was cooled to the cooling stop temperature shown in Tables 2 and 3 using the cooling method shown in Tables 2 and 3 (first cooling step).
  • the thick steel plate after the first cooling step was reheated under the conditions shown in Tables 2 and 3 (reheating step).
  • the thick steel plate after the first cooling step was heat treated under the conditions shown in Tables 2 and 3 (heat treatment step), and then reheated.
  • the reheating was performed using a heat treatment furnace.
  • the microstructure, Mn concentration distribution, mechanical properties, and bond toughness after welding were evaluated. The evaluation was performed by the method described below.
  • microstructure A test piece for microstructure observation was taken from the thick steel plate so that the observation position was 1/4 of the plate thickness. The test piece was buried in resin so that the cross section perpendicular to the rolling direction served as the observation surface, and mirror-polished. Next, after performing repeller corrosion, it was observed with a scanning electron microscope at a magnification of 1000 times, an image of the structure was taken, and an island-like martensite structure was identified. The captured images of five fields of view were analyzed by an image analysis device, and the area fraction and average circular equivalent diameter of the island-like martensite structure were determined.
  • a test piece for microstructure observation was taken from the thick steel plate so that the observation position was 1/4 of the thickness of the plate.
  • the test piece was buried in resin so that the cross section perpendicular to the rolling direction served as the observation surface, and mirror-polished.
  • an image of the structure was taken, and a bainite structure was identified.
  • the captured images of five fields of view were analyzed by an image analysis device, and the area fraction of the bainite structure was determined.
  • Mn concentration distribution A test piece was taken from the thick steel plate so that the observation position was 1/4 the thickness of the plate.
  • the Mn concentration distribution in the test piece was measured by EPMA, and the area fraction of the average Mn concentration region, the area fraction of the Mn enriched region, and the average equivalent circular diameter of the Mn enriched region were calculated.
  • the measurement of the Mn concentration distribution by EPMA was carried out in two or more fields selected at random, the size of one field was 50 ⁇ m x 50 ⁇ m, and the number of measurement points per field was 250 x 250.
  • a JIS No. 4 tensile test piece was taken from the 1/4th thickness position of the thick steel plate. Using the tensile test piece, a tensile test was conducted in accordance with the provisions of JIS Z 2241, and the yield stress, tensile strength, and yield ratio of the thick steel plate were measured. Further, a V-notch test piece was taken from a position of 1/4 of the thickness of the thick steel plate in accordance with the regulations of JIS Z 2202. Using the V-notch test piece, Charpy absorbed energy (vE 0 ) was determined by a Charpy impact test at 0° C. in accordance with JIS Z 2242, and base material toughness was evaluated.
  • vE 0 Charpy absorbed energy
  • a set of joint test plates having the same thickness as the thick steel plate were taken from the thick steel plate.
  • one of the joint test plates as the skin plate 1 and the other as the diaphragm 2
  • a groove 3 having the shape shown in FIG. 1 was prepared.
  • electroslag welding was performed with a welding heat input of 40 kJ/mm or more to produce a welded joint 5.
  • a JIS No. 4 Charpy impact test piece 8 was taken from the welded joint 5 so that the notch 9 was located at the bond portion.
  • the notch 9 was located at the intersection of the welding line and a straight line passing 6 mm from the surface of the skin plate 1. Further, Charpy impact test piece 8 was taken such that the longitudinal direction of the test piece was perpendicular to the weld line.
  • the absorbed energy (vE 0 ) at the bond portion of the welded joint was measured in a Charpy impact test at 0°C. Note that the bond toughness was not evaluated for some thick steel plates whose base material properties did not meet the target.
  • the yield stress is 600 MPa or more
  • the tensile strength is 780 MPa or more
  • the yield ratio is 85% or less
  • the absorbed energy at 0°C (vE 0 ) is 70 J or more
  • the absorbed energy (vE 0 ) at 0°C of the bond part of the welded joint is A score of 47J or higher was considered a pass.
  • All thick steel plates that meet the conditions of the present invention have a yield stress of 600 MPa or more, a tensile strength of 780 MPa or more, a yield ratio (YR) of 85% or less, and an absorbed energy vE 0 at 0 ° C. of 70 J or more, It had high strength and low yield ratio, as well as excellent base material toughness.
  • vE 0 at the welded joint bond was 47 J or more, and the welded joint had excellent bond toughness.
  • thick steel plates that did not meet the conditions of the present invention were poor in at least one of the following properties: base metal strength, yield ratio, base metal toughness, and welded joint bond toughness.

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Abstract

高強度、低降伏比、および高靱性を兼ね備えるとともに、溶接入熱量が４０ｋＪ／ｍｍを超える大入熱溶接であっても継手ボンド部の靭性に優れる厚鋼板を提供する。所定の成分組成とミクロ組織を有し、平均Ｍｎ含有量（質量％）の０．９倍～１．１倍のＭｎ濃度を有する領域と定義されるＭｎの平均濃度領域の面積分率が９０％未満、平均Ｍｎ含有量（質量％）の１．１５倍以上のＭｎ濃度を有する領域と定義されるＭｎの濃化領域の面積分率が１．０％以上、かつ前記Ｍｎの濃化領域の平均円相当径が７．０μｍ以下であるＭｎ濃度分布を有し、０℃におけるシャルピー吸収エネルギー：ｖＥ０が７０Ｊ以上である、厚鋼板。

Description

厚鋼板およびその製造方法
　本発明は、厚鋼板に関し、特に、高強度、低降伏比、および高靱性を兼ね備えるとともに、溶接入熱量が４０ｋＪ／ｍｍを超える大入熱溶接であっても溶接継手のボンド部の靭性に優れる厚鋼板に関する。本発明の厚鋼板は、上記の優れた特性を備えることに加え、工業的な生産にも適しており、建築用鋼材として極めて好適に用いることができる。また、本発明は、前記厚鋼板の製造方法に関する。
　近年、建築構造物の高層化および大スパン化に伴い、使用される鋼材の厚肉化が進んでいる。そして、そのような鋼材として使用される厚鋼板には、優れた機械的特性を備えること、具体的には、高い引張強さ、降伏応力、および靱性を兼ね備えることが求められている。
　また、鋼構造物の安全性の観点からは、使用される厚鋼板には降伏比（引張強さに対する降伏応力の比）が低いことも求められている。降伏比が低いほど塑性変形能が向上するため、構造物の耐震安全性の向上に寄与する。
　降伏比が低減された厚鋼板の製造プロセスとしては、多段熱処理を用いたプロセスが実用化されている。前記多段熱処理では、熱間圧延後の厚鋼板を、フェライト＋オーステナイト２相域へ再加熱し、焼入れした後、焼戻しが施される。しかし、前記多段熱処理では、焼戻しによる組織の回復により降伏点が上昇するため、高強度と低降伏比を両立させることが困難であった。
　さらに、鋼構造物を建造する際には鋼材同士を溶接により接合することが一般的である。そのため、使用される厚鋼板には、厚鋼板自体の靭性（母材靭性）だけでなく、溶接熱影響部（Heat-Affected Zone）の靭性に優れることが求められる。特に、建築構造物の耐震性向上の観点からは、溶接継手の靭性、特に溶接継手のボンド部の靭性に優れることが要求される。
　また、使用される鋼材の厚肉化が進んでいることから、施工能率向上と施工コスト低減のために大入熱溶接（溶接時の入熱量が大きい溶接）の適用範囲が拡大している。特に、近年では、サブマージアーク溶接やエレクトロスラグ溶接など、溶接入熱量が４０ｋＪ／ｍｍを超えるような大入熱溶接の適用が一般化している。そのため、厚鋼板には、溶接入熱量が４０ｋＪ／ｍｍを超えるような大入熱溶接を施した場合でも、溶接熱影響部の靭性に優れることが求められる。
　一般に、鋼材に大入熱溶接を適用した際に最も問題となるのは、溶接継手のボンド部の靭性の劣化である。溶接熱影響部の中でもボンド部では、大入熱溶接時に溶融点直下の高温に曝されるため、オーステナイト結晶粒の粗大化が最も顕著である。そして、粗大化したオーステナイト結晶粒は、溶接後の温度低下により、脆弱な上部ベイナイト組織に変態し、さらに、脆化組織である粗大な島状マルテンサイト（Martensite-Austenite constituent、ＭＡ）が生成して靭性が低下する。したがって、大入熱溶接における溶接継手のボンド部の靭性を向上させることができれば、鋼構造物の安全性を格段に向上させることができる。
　このように、厚鋼板には、強度、降伏比、靭性などの機械的特性に優れることに加え、溶接熱影響部の靭性にも優れることが求められている。そして、このような要求に応えるために様々な技術が提案されている。
　例えば、特許文献１では、熱間圧延後の鋼板を焼入れした後、再度フェライト＋オーステナイトの２相域まで加熱して焼入れした後、焼戻処理を行うことにより高張力鋼を製造する技術が提案されている。
　特許文献２では、所定の成分組成を備え、残留オーステナイト量が１．０％以上である低降伏比高張力鋼板が提案されている。
　特許文献３では、所定の成分組成を備え、ベイナイトと島状マルテンサイトを含むミクロ組織を有し、かつ、旧オーステナイト粒の円相当径と平均アスペクト比が制御された低降伏比高張力厚鋼板が提案されている。
特開平０６－２４８３３７号公報 特開２００１－２２６７４０号公報 特開２０１８－０９０８７２号公報
　しかし、特許文献１で提案されている技術では、小入熱溶接における割れの発生を防止することが目的とされており、大入熱溶接における溶接熱影響部の靭性には注意が払われていなかった。
　一方、特許文献２に提案されている技術では、溶接部の靭性が考慮されていた。しかし、５ｋＪ／ｍｍまたは１５ｋＪ／ｍｍという比較的低い入熱量でのみ評価が行われており、溶接入熱量が４０ｋＪ／ｍｍを超える大入熱溶接における溶接熱影響部の靭性は考慮されていなかった。また、特許文献２に開示されている製造プロセスでは、製造条件や鋼板内位置によりフェライトとマルテンサイトの体積分率が変化しやすい。そのため、所望の製品を得るためには製造条件を厳密に調整する必要があり、操業負荷の高さから工業的生産には適さない。
　また、特許文献３で提案されている技術では、低降伏比および高強度に加え、溶接入熱量が４０ｋＪ／ｍｍを超える大入熱溶接における高いボンド部靭性が実現されている。しかし、特許文献３では、前記特性を実現するために、島状マルテンサイトの面積分率を５％以上とすることが必須とされている。そして、特許文献３における製造プロセスでは、島状マルテンサイトの面積分率を５％以上とするために、熱延鋼板を再加熱した後に、制御された温度条件下で第一水冷工程、空冷工程、および第２水冷工程を行って島状マルテンサイトの生成を制御する必要がある。冷却時には、鋼板の長手方向および幅方向に温度のばらつきが生じやすいため、このような冷却過程における組織制御のためには、極めて厳格な製造条件の調整が必要であり、操業負荷が高い。
　本発明は、上記実状に鑑みてなされたものである。本発明は、高強度、低降伏比、および高靱性を兼ね備えるとともに、溶接入熱量が４０ｋＪ／ｍｍを超える大入熱溶接であっても溶接継手のボンド部の靭性に優れ、かつ工業的な生産に適した厚鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を達成するために鋭意研究を行い、以下の知見を得た。
（１）ベイナイトと島状マルテンサイトを含み、ベイナイトの面積分率が８０．０％以上である厚鋼板において、所定のＭｎ濃度分布を形成することにより、島状マルテンサイトの面積分率が５．０％未満と比較的低いにもかかわらず、高強度、低降伏比、および高靱性を実現することができる。
（２）成分組成、特にＣおよびＭｎの含有量を特定の範囲に制御するとともに、熱間圧延後の再加熱工程における昇温条件を適切に制御することにより、上記Ｍｎ濃度分布を得ることができる。
　本発明は、上記知見に基づいて完成されたものである。本発明の要旨は次のとおりである。
１．質量％で、
　　Ｃ　：０．０１０～０．１４％、
　　Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
　　Ｍｎ：０．９～３．０％、
　　Ｐ　：０．０１５％以下、
　　Ｓ　：０．００５０％以下、
　　Ａｌ：０．００２～０．０８０％、
　　Ｔｉ：０．００３～０．０３０％、および
　　Ｎ　：０．００１５～０．００８０％、を含有し、
　　残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、
　　Ｃ含有量（質量％）とＭｎ含有量（質量％）で表される４．８３Ｃ＋Ｍｎが１．４～３．３質量％であり、
　　Ｎ含有量（質量％）に対するＴｉ含有量（質量％）の比Ｔｉ／Ｎが２．０～４．３であり、
　　下記（１）式で示されるＰＣＭが０．３０質量％以下である成分組成を有し、
　ベイナイトおよび島状マルテンサイトを含み、かつ、
　ベイナイトの面積分率が８０．０％以上、
　島状マルテンサイトの面積分率が５．０％未満であるミクロ組織を有し、
　平均Ｍｎ含有量（質量％）の０．９倍～１．１倍のＭｎ濃度を有する領域と定義されるＭｎの平均濃度領域の面積分率が９０％未満、
　平均Ｍｎ含有量（質量％）の１．１５倍以上のＭｎ濃度を有する領域と定義されるＭｎの濃化領域の面積分率が１．０％以上、かつ
　前記Ｍｎの濃化領域の平均円相当径が７．０μｍ以下であるＭｎ濃度分布を有し、
　０℃におけるシャルピー吸収エネルギー：ｖＥ０が７０Ｊ以上である、厚鋼板。
　ＰＣＭ＝[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5[B]…（１）
　ただし、上記式における括弧は、該括弧内の元素の含有量（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、質量％で、
　Ｃｕ：３．０％以下、
　Ｎｉ：３．０％以下、
　Ｃｒ：３．０％以下、
　Ｍｏ：１．５％以下、
　Ｗ　：３．０％以下、
　Ｎｂ：０．１０％以下、
　Ｖ　：０．１０％以下、
　Ｂ　：０．００５０％以下、
　Ｃａ：０．００５％以下、
　ＲＥＭ：０．０２０％以下、
　Ｍｇ：０．００５％以下、および
　Ｚｒ：０．０２０％以下
からなる群より選択される少なくとも１つをさらに含有する、上記１に記載の厚鋼板。
３．前記ミクロ組織において、
　前記島状マルテンサイトの面積分率が１．０％以上、５．０％未満、かつ
　前記島状マルテンサイトの平均円相当径が５．０μｍ以下である、上記１または２に記載の厚鋼板。
４．上記１または２に記載の成分組成を有する鋼素材を熱間圧延して厚鋼板とする熱延工程と、
　前記熱延工程後の厚鋼板を冷却する第一冷却工程と、
　前記第一冷却工程後の厚鋼板を、板厚１／４位置における、Ａｃ１点からＡｃ３点までの温度域における平均昇温速度：２．０℃／ｓ以下、Ａｃ３点－１００℃からＡｃ３点までの温度域における滞在時間：６０秒以上の条件で、Ａｃ３点以上、Ａｃ３点＋６０℃以下の再加熱温度まで昇温し、次いで、前記再加熱温度で１０分以上の保持時間の間保持する再加熱工程と、
　前記再加熱工程後の厚鋼板を、
　　板厚１／４位置における平均冷却速度：１．０～２００．０℃／ｓで、１００℃～６００℃の加速冷却停止温度まで加速冷却し、次いで、１００℃以下の温度まで空冷する第二冷却工程とを含む、厚鋼板の製造方法。
５．さらに、前記第一冷却工程後、前記再加熱工程前に熱処理工程を含み、
　前記熱処理工程では、
　　前記第一冷却工程後の厚鋼板をＡｃ３点以上、１０５０℃以下の熱処理温度まで昇温し、
　　前記熱処理温度に５分以上の保持時間の間保持し、
　　次いで、５００℃以下の冷却停止温度まで冷却する、上記４に記載の厚鋼板の製造方法。
　本発明によれば、高強度、低降伏比、および高靱性を兼ね備えるとともに、溶接入熱量が４０ｋＪ／ｍｍを超える大入熱溶接であっても溶接継手のボンド部の靭性に優れた厚鋼板を得ることができる。本発明の厚鋼板は、建築用鋼材として極めて好適に用いることができ、鋼構造物の大型化および耐震性の向上に資する。また、本発明の厚鋼板は、操業負荷が低いプロセスで製造可能であり、工業的な生産に適している。
ボンド部靭性の評価のために行ったエレクトロスラグ溶接における開先形状を示す模式図である。 エレクトロスラグ溶接部からのシャルピー衝撃試験片の採取位置を示す模式図である。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、以下の説明は、本発明の好適な一実施態様を示すものであり、本発明は、以下の説明によって何ら限定されるものではない。また、本明細書では、溶接後のボンド部靭性と区別するため、溶接されていない厚鋼板自体の靭性を「母材靭性」という場合がある。
［成分組成］
　本発明の厚鋼板、および厚鋼板の製造に用いる鋼素材は、上述した成分組成を有する必要がある。以下、前記成分組成に含まれる各成分について説明する。なお、特に断らない限り、各成分の含有量を表す「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０１０～０．１４％
　Ｃは、厚鋼板の強度を増加させる効果を有する元素である。Ｃ含有量が０．０１０％未満であると所望の引張強さを得ることができない。そのため、Ｃ含有量は０．０１０％以上、好ましくは０．０２０％以上、より好ましくは０．０３０％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．１４％を超えると、粗大な島状マルテンサイトやセメンタイトの生成が促進され、母材靭性が低下するとともに、ボンド部の靭性も顕著に劣化する。そのため、Ｃ含有量を０．１４％以下、好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０８％以下とする。
Ｓｉ：０．０１～０．５０％
　Ｓｉは、脱酸剤として機能するとともに、厚鋼板の強度を高める効果を有する元素である。前記効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、粗大な島状マルテンサイトの生成が促進され、母材靭性およびボンド部の靭性の低下が顕在化する。そのため、Ｓｉ含有量を０．５０％以下、好ましくは０．３５％以下とする。
Ｍｎ：０．９～３．０％
　Ｍｎは、厚鋼板の強度を増加させる効果を有する元素である。また、後述するようにＭｎ濃度分布を制御することにより、高強度、低降伏比、および高靱性を実現することができる。Ｍｎ含有量が０．９％未満であると前記効果を得ることができない。そのため、Ｍｎ含有量を０．９％以上、好ましくは１．２％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、Ｍｎ濃化部の面積分率が増加し、粗大なＭＡが生成するため、母材靭性が低下する。また、溶接熱影響部が硬化し、ボンド部靱性が著しく低下する。そのため、Ｍｎ含有量は３．０％以下、好ましくは２．６％以下とする。
　なお、ここで説明する成分組成は、厚鋼板の平均組成である。したがって、後述するＭｎ濃度分布の規定における「平均Ｍｎ含有量」としては、上記Ｍｎ含有量の値を用いる。
Ｐ：０．０１５％以下
　Ｐは、母材靭性およびボンド部靭性を劣化させる元素であり、できるだけ低減することが望ましい。Ｐ含有量が０．０１５％を超えると、母材靭性およびボンド部靭性の低下が顕著となる。これは、Ｐ含有量が高いとＭｎ濃化部にＰが偏析し、組織が硬化するためであると考えられる。そのため、Ｐ含有量は０．０１５％以下とする。一方、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよい。しかし、過度の低減はコストの上昇を招く。そのため、製造コストの観点からは、Ｐ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．００５０％以下
　Ｓは、母材の靭性を劣化させる元素であり、できるだけ低減することが望ましい。Ｓ含有量が０．００５０％より高いと、所望の母材靭性およびボンド部靭性を得ることができない。そのため、Ｓ含有量は０．００５０％以下とする。一方、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよい。しかし、過度の低減はコストの上昇を招く。そのため、製造コストの観点からは、Ｓ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．００２～０．０８０％
　Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。また、Ａｌは、鋼中のＮをＡｌＮとして固定し、母材靭性の向上に寄与する。前記効果を得るために、Ａｌ含有量を０．００２％以上、好ましくは０．０１０％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．０８０％を超えると、母材靭性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．０８０％以下、好ましくは０．０６０％以下とする。
Ｔｉ：０．００３～０．０３０％
　Ｔｉは、脱酸剤として機能するとともに、厚鋼板の強度向上に寄与する元素である。また、Ｔｉは、Ｎと結合して高温でも安定な窒化物であるＴｉＮとして析出する。そのため、ＴｉＮのピンニング効果により、加熱された際のオーステナイト粒の粗大化が防止され、母材靭性およびボンド部靭性が向上する。前記効果を得るために、Ｔｉ含有量を０．００３％以上、好ましくは０．００５％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０．０３０％を超えると、母材靱性およびボンド部靭性が劣化するため、Ｔｉ含有量は０．０３０％以下、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０２０％以下とする。
Ｎ：０．００１５～０．００８０％
　Ｎは、ＡｌやＴｉと結合して窒化物を析出する。前記窒化物は、オーステナイト粒の粗大化を抑制して母材およびボンド部の靭性を向上させる。前記効果を得るために、Ｎ含有量は０．００１５％以上、好ましくは０．００２５％以上とする。一方、Ｎ含有量が０．００８０％を超えると、固溶Ｎ量の増加により、母材およびボンド部の靭性がかえって低下する。そのため、Ｎ含有量は０．００８０％以下、好ましくは０．００６５％以下、より好ましくは０．００６０％以下とする。
　本発明の一実施形態における成分組成は、上記の元素と、残部のＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するものとすることができる。ただし、本発明の作用効果を害しない限り、他の微量元素の含有を妨げない。なお、前記不可避的不純物としては、例えば、酸素（Ｏ）が挙げられる。不可避的不純物として含まれる酸素の含有量は、０．００３０％以下であることが好ましい。
４．８３Ｃ＋Ｍｎ：１．４～３．３質量％
　本発明の厚鋼板では、後述するように所定のＭｎ濃度分布を形成することにより優れた機械的特性を実現している。そして、前記Ｍｎ濃度分布を実現するためには、上記成分組成におけるＣ含有量およびＭｎ含有量から求められる「４．８３Ｃ＋Ｍｎ」の値が１．４質量％以上である必要がある。その理由について、以下、説明する。
　最終的に得られる厚鋼板に前記Ｍｎ濃度分布を形成するためには、該厚鋼板の製造過程において、厚鋼板の内部にＭｎ濃度の微視的なバラツキを生じさせる必要がある。そのためには、４．８３Ｃ＋Ｍｎを１．４質量％以上とし、後述するように再加熱工程における昇温条件を制御する必要がある。４．８３Ｃ＋Ｍｎが１．４質量％以上である鋼板に対して、所定の条件で再加熱を行うことにより、逆変態オーステナイト中へのＭｎの分配が促進され、Ｍｎ濃度の微視的なバラツキを形成することができる。４．８３Ｃ＋Ｍｎの値が１．４質量％未満であると、逆変態オーステナイト中へのＭｎの分配が不十分となるため、所望のＭｎ濃度分布を得ることができない。そしてその結果、厚鋼板強度が低下し、降伏比が上昇する。そのため、４．８３Ｃ＋Ｍｎは１．４質量％以上、好ましくは１．７質量％以上とする。一方、４．８３Ｃ＋Ｍｎが、３．３質量％を超えると効果が飽和する。そのため、４．８３Ｃ＋Ｍｎは３．３質量％以下とする。
Ｔｉ／Ｎ：２．０～４．３
　ＴｉＮはピンニング効果により溶接熱影響部でのオーステナイト粒の成長を抑制し、ボンド部靭性を向上させる効果を有している。Ｔｉ／Ｎが２．０未満では、前記効果を得るために必要なＴｉＮ量を確保できず、ボンド部靭性が劣化する。そのため、Ｔｉ／Ｎを２．０以上、好ましくは２．４以上とする。一方、Ｔｉ／Ｎが４．３を超えると、ＴｉＣ粒子の生成およびＴｉＮの粗大化のため、母材靭性およびボンド部靭性が劣化する。そのため、Ｔｉ／Ｎを４．３以下、好ましくは４．０以下とする。
ＰＣＭ：０．３０質量％以下
　下記式（１）で定義されるＰＣＭが０．３０質量％よりも高いと、良好なボンド部靭性を得ることができない。そのため、ＰＣＭを０．３０質量％以下、好ましくは０．２８質量％以下、より好ましくは０．２６質量％以下とする。
ＰＣＭ＝[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5[B]…（１）
ただし、上記式における括弧は、該括弧内の元素の含有量（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。
　一方、ＰＣＭの下限は特に限定されないが、ＰＣＭが過度に低いと厚鋼板の強度が低下する。そのため、ＰＣＭは０．１５質量％以上とすることが好ましく、０．１７質量％以上とすることがより好ましく、０．１９質量％以上とすることがさらに好ましい。
　また、本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、任意に、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、およびＺｒからなる群より選択される少なくとも１つをさらに含有することができる。
Ｃｕ：３．０％以下
　Ｃｕは、厚鋼板の高靭性を保ちつつ強度をさらに向上させる元素であり、求められる強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｃｕ含有量が３．０％を超えると熱間脆性を生じて鋼板の表面性状が悪くなる。そのため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は３．０％以下とする。Ｃｕ含有量は２．０％以下とすることが好ましい。一方、Ｃｕ含有量の下限は特に限定されないが、前記効果を十分に得るためには、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましい。
Ｎｉ：３．０％以下
　Ｎｉは、Ｃｕと同様に、厚鋼板の高靭性を保ちつつ強度をさらに向上させる元素であり、求められる強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｎｉ含有量が３．０％を超えると、添加効果が飽和するため、経済的に不利になる。そのため、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量を３．０％以下とする。Ｎｉ含有量は２．０％以下とすることが好ましい。一方、Ｎｉ含有量の下限は特に限定されないが、前記効果を十分に得るためには、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましい。
Ｃｒ：３．０％以下
　Ｃｒは、厚鋼板の強度をさらに向上させる元素であり、求められる強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｃｒ含有量が３．０％を超えると母材およびボンド部の靭性が劣化するため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量を３．０％以下とする。Ｃｒ含有量は２．０％以下とすることが好ましい。一方、Ｃｒ含有量の下限は特に限定されないが、Ｃｒによる強度向上効果を十分に得るという観点からは、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましい。
Ｍｏ：１．５％以下
　Ｍｏは、Ｃｒと同様、厚鋼板の強度をさらに向上させる元素であり、求められる強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｍｏ含有量が１．５％を超えると母材およびボンド部の靭性が劣化する。また、厚鋼板の製造過程において焼き割れが発生しやすくなり、製造性が低下する。そのため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量を１．５％以下、好ましくは１．０％以下とする。一方、Ｍｏ含有量の下限は特に限定されないが、Ｍｏによる強度向上効果を十分に得るという観点からは、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましい。
Ｗ：３．０％以下
　Ｗは、Ｃｒ、Ｍｏと同様に、厚鋼板の強度をさらに向上させる元素であり、求められる強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｗ含有量が３．０％を超えると母材およびボンド部の靭性が劣化する。そのため、Ｗを含有する場合、Ｗ含有量を３．０％以下、好ましくは２．０％以下とする。一方、Ｗ含有量の下限は特に限定されないが、Ｗによる強度向上効果を十分に得るという観点からは、Ｗ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましい。
Ｎｂ：０．１０％以下
　Ｎｂは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗと同様に、厚鋼板の強度をさらに向上させる元素であり、求められる強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｎｂ含有量が０．１０％を超えると母材およびボンド部の靭性が低下するため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量を０．１０％以下、好ましくは０．０５％以下とする。一方、Ｎｂ含有量の下限は特に限定されないが、Ｎｂによる強度向上効果を十分に得るという観点からは、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｖ：０．１０％以下
　Ｖは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂと同様に、厚鋼板の強度をさらに向上させる元素であり、求められる強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｖ含有量が０．１０％を超えると母材およびボンド部の靭性が低下するため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量を０．１０％以下、好ましくは０．０５％以下とする。一方、Ｖ含有量の下限は特に限定されないが、Ｖによる強度向上効果を十分に得るという観点からは、Ｖ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｂ：０．００５０％以下
　Ｂは、焼入性を向上させることにより、厚鋼板の強度をさらに向上させる作用を有する元素である。また、Ｂは、大入熱溶接時には、溶接熱影響部において固溶窒素を窒化物として固着することにより、ボンド部靭性をさらに向上させる効果を有している。しかし、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、焼入性が過度に高くなり、母材およびボンド部の靭性がかえって低下する。そのため、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量を０．００５０％以下、好ましくは０．００２０％以下とする。一方、Ｂ含有量の下限は特に限定されないが、Ｂの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
Ｃａ：０．００５％以下
　Ｃａは、結晶粒を微細化することによって母材靭性をさらに向上させる効果を有する元素であり、求められる母材靭性に応じて任意に含有できる。しかし、Ｃａ含有量が０．００５％を超えると、添加効果が飽和するため、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量を０．００５％以下とする。一方、Ｃａ含有量の下限は特に限定されないが、Ｃａによる靭性向上効果を十分に得るという観点からは、Ｃａ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
ＲＥＭ：０．０２０％以下
　ＲＥＭ（希土類金属）は、Ｃａと同様に、結晶粒を微細化することによって母材靭性をさらに向上させる効果を有する元素であり、求められる母材靭性に応じて任意に含有できる。しかし、ＲＥＭ含有量が０．０２０％を超えると、添加効果が飽和するため、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ含有量を０．０２０％以下とする。一方、ＲＥＭ含有量の下限は特に限定されないが、ＲＥＭによる靭性向上効果を十分に得るという観点からは、ＲＥＭ含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。
Ｍｇ：０．００５％以下
　Ｍｇは、Ｃａ、ＲＥＭと同様に、結晶粒を微細化することによって母材靭性をさらに向上させる効果を有する元素であり、求められる母材靭性に応じて任意に含有できる。しかし、Ｍｇ含有量が０．００５％を超えると、添加効果が飽和するため、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量を０．００５％以下とする。一方、Ｍｇ含有量の下限は特に限定されないが、Ｍｇによる靭性向上効果を十分に得るという観点からは、Ｍｇ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｚｒ：０．０２０％以下
　Ｚｒは、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇと同様に、結晶粒を微細化することによって母材靭性をさらに向上させる効果を有する元素であり、求められる母材靭性に応じて任意に含有できる。しかし、Ｚｒ含有量が０．０２０％を超えると、添加効果が飽和するため、Ｚｒを含有する場合、Ｚｒ含有量を０．０２０％以下とする。一方、Ｚｒ含有量の下限は特に限定されないが、Ｚｒによる靭性向上効果を十分に得るという観点からは、Ｚｒ含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。
［ミクロ組織］
　本発明の厚鋼板は、ベイナイトおよび島状マルテンサイトを含み、かつ、ベイナイトの面積分率が８０．０％以上であるミクロ組織を有する。以下、ミクロ組織を上記の範囲に限定する理由について説明する。なお、以下の説明における「面積分率」とは、特に断らない限り、ミクロ組織全体に対する面積分率を指すものとする。また、上記ミクロ組織は、鋼板の板厚１／４位置におけるミクロ組織を指すものとする。
ベイナイトおよび島状マルテンサイトを含むミクロ組織
　ベイナイトは、後述するように厚鋼板の強度と靭性を向上させるために必要な組織である。一方、島状マルテンサイト（ＭＡ）は、Ｃが濃縮しているためベイナイトよりもさらに硬度が高い組織である。そのため、ＭＡを形成することにより、引張強さを向上させることができる。加えて、ＭＡの周囲には可動転位が多量に導入されるため、降伏応力の上昇が抑制される。したがって、高強度と低降伏比を両立させるためには、ベイナイトおよび島状マルテンサイトを含むミクロ組織とする必要がある。
ベイナイトの面積分率：８０．０％以上
　ベイナイトの面積分率が８０．０％未満であると、十分な強度と母材靭性を得ることができない。そのため、ベイナイトの面積分率を８０．０％以上、好ましくは８５．０％以上、より好ましくは９０．０％以上とする。一方、ベイナイトの面積分率の上限は特に限定されないが、過度に高いと、相対的に島状マルテンサイトの面積分率が低くなるため、降伏比を十分に低減することが困難となる。そのため、ベイナイト面積分率は、９９．０％以下とすることが好ましい。なお、ベイナイトの面積分率は、実施例に記載の方法で測定することができる。
島状マルテンサイトの面積分率
　本発明者らの検討の結果、母材のＭＡであっても、面積分率が５．０％以上であると、ボンド部靭性が低下することが分かった。これは、次のような理由によると考えられる。すなわち、溶接の際、ボンド部は融点に近い高温まで加熱されるため、厚鋼板に含まれるＭＡは前記加熱により一旦分解される。しかし、溶接後の冷却過程において、ボンド部にＭＡが再生成する。この際、再生成するＭＡの量は、溶接前の厚鋼板に含まれていたＭＡが多いほど増加する。そして、ボンド部に再生成するＭＡの量が多いと、ボンド部靭性が低下する。そこで、本発明では、ボンド部靭性を向上させるために厚鋼板のミクロ組織における島状マルテンサイトの面積分率を５．０％未満、好ましくは４．９％以下、より好ましくは４．７％以下、さらに好ましくは４．５％以下とする。
　一方、ＭＡの面積分率の下限についてはとくに限定されないが、上述したように、ＭＡは、引張強さを向上させる効果と、降伏応力の上昇を抑制する効果を有している。これらの効果を十分に発揮させるという観点からは、上記ミクロ組織におけるＭＡの面積分率を１．０％以上とすることが好ましく、２．０％以上とすることがより好ましい。
　なお、特許文献３では、ＭＡの面積分率を高くすることによって所望の機械的特性を実現しているため、ＭＡの面積分率を５％以上とすることが必須とされている。これに対して本発明では、後述するように、Ｍｎ濃度分布を制御することにより所望の機械的特性を実現している。そのため、ＭＡの面積分率が５．０％未満であるにもかかわらず優れた機械的特性を得ることができる。また、母材におけるＭＡの面積分率が５．０％未満と低いことから、特許文献３に比べてボンド部靭性が優れている。このことからも、本発明の厚鋼板と、特許文献３に開示された厚鋼板の違いは明らかである。さらに、特許文献３のように、第一水冷工程、空冷工程、および第２水冷工程からなる複雑な冷却制御を行ってＭＡの生成を制御する必要もない。
島状マルテンサイトの平均円相当径
　ＭＡのサイズは特に限定されず、任意のサイズであってよい。しかし、ＭＡが過度に粗大であると、厚鋼板の靭性が低下する。そのため、靭性をさらに向上させるという観点からは、ＭＡの平均円相当径を５．０μｍ以下とすることが好ましく、４．０μｍ以下とすることが好ましい。一方、ＭＡの平均円相当径の下限は特に限定されないが、通常は、０．８μｍ以上であってよく、１．０μｍ以上であってもよい。
　ＭＡの面積分率および平均円相当径は、試料としての鋼板にレペラ腐食（Journal of Metals, March, 1980, p.38-39）を施した後、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率１０００倍で観察を行い、撮影した画像を、画像解析装置を用いて解析することにより求めることができる。
その他の組織
　本発明の一実施形態におけるミクロ組織は、ベイナイトおよび島状マルテンサイトからなるものであってよい。また、本発明の他の実施形態におけるミクロ組織は、ベイナイトと島状マルテンサイトに加え、その他の組織を含有していてもよい。前記その他の組織は、特に限定されることなく任意の組織であってよい。例えば、前記その他の組織は、フェライト、パーライト、マルテンサイト、および残留オーステナイトからなる群より選択される少なくとも１つであってよい。ミクロ組織にその他の組織が含まれる場合、前記その他の組織の合計面積分率は、１９％以下であることが好ましく、１５％以下であることがより好ましく、１０％以下であることがさらに好ましい。
　本発明の一実施形態における厚鋼板は、面積分率で、
　　８０～９９．０％のベイナイト、
　　１．０～１５．０％の島状マルテンサイト、
　　および残部組織からなり、
　前記残部組織が、フェライト、パーライト、マルテンサイト、および残留オーステナイトからなる群より選択される少なくとも１つであってよい。
［Ｍｎ濃度分布］
　本発明者らは、ＣおよびＭｎの含有量と、熱間圧延後の再加熱工程における昇温条件を制御することにより、厚鋼板の内部に意図的にＭｎ濃度の微視的なバラツキを形成できることを見出した。そして、前記Ｍｎ濃度の微視的なバラツキ、すなわちＭｎ濃度分布を適切に制御することにより、高強度、低降伏比、および高靱性を兼ね備えた厚鋼板を得られることが分かった。これは、前記Ｍｎ濃度分布により、ＭＡの分布やサイズが影響を受けるためであると考えられる。例えば、Ｍｎが濃化した領域にはＭＡが形成される傾向がある。先にも述べたように、ＭＡはベイナイトより硬質な組織であるため強度を向上させる効果を有している。加えて、ＭＡは可動転位の導入を通じて降伏比を低下させる作用を有している。したがって、Ｍｎ濃度分布を制御することにより、ＭＡの分布が制御され、その結果として、高強度と低降伏比を両立させることができる。
　本発明は、上記の技術的思想に立脚するものであり、具体的には、本発明の厚鋼板は下記（１）～（３）の条件を満たすＭｎ濃度分布を有している。なお、本発明におけるＭｎ濃度分布は、鋼板の板厚１／４位置におけるＭｎ濃度分布を指すものとする。
（１）Ｍｎの平均濃度領域の面積分率が９０％未満
（２）Ｍｎの濃化領域の面積分率が１．０％以上
（３）Ｍｎの濃化領域の平均円相当径が７．０μｍ以下
（１）Ｍｎの平均濃度領域の面積分率：９０％未満
　Ｍｎの平均濃度領域の面積分率が９０％以上であると、ＭＡを含む硬質な組織が不十分となり、所望の強度を得ることができない。また、Ｍｎの濃化領域へのＭｎの濃化が不十分となり、ＭＡの形成による降伏応力の低減効果が不十分となる。そしてその結果、降伏比も高くなりやすい。そのため、Ｍｎの平均濃度領域の面積分率は、９０％未満、好ましくは８５％以下、より好ましくは８０％以下とする。一方、Ｍｎの平均濃度領域の面積分率の下限は特に限定されない。しかし、Ｍｎの平均濃度領域の面積分率が低すぎると、Ｍｎの濃化領域のサイズが大きくなり、その結果、濃化領域に形成されるＭＡが粗大になる。そのため、Ｍｎの平均濃度領域の面積分率は、５０％以上であることが好ましく、６０％以上であることがより好ましい。なお、ここで「Ｍｎの平均濃度領域」とは、平均Ｍｎ含有量（質量％）の０．９倍～１．１倍のＭｎ濃度を有する領域と定義される。
（２）Ｍｎの濃化領域の面積分率：１．０％以上
　Ｍｎの濃化領域の面積分率が１．０％未満であると、ＭＡの形成が不十分となり、高強度と低降伏比を両立させることができない。そのため、Ｍｎの濃化領域の面積分率は、１．０％以上、好ましくは１．５％以上、より好ましくは２．０％以上、さらに好ましくは６．２％以上とする。一方、Ｍｎの濃化領域の面積分率の上限は特に限定されないが、Ｍｎの濃化領域の面積分率が高すぎると、該濃化領域のサイズが大きくなり、濃化領域に形成されるＭＡが粗大になりやすい。そのため、Ｍｎの濃化領域の面積分率は５０％未満とすることが好ましく、４０％未満とすることがより好ましく、２０％以下とすることがさらに好ましい。なお、前記Ｍｎの濃化領域は、溶接時の加熱により消滅するため、該濃化領域の存在が溶接後のボンド部靭性に悪影響を及ぼすことはない。そのため、本発明によれば、優れた厚鋼板の機械的特性と、高いボンド部靭性を両立させることができる。
Ｍｎの濃化領域の平均円相当径：７．０μｍ以下
　Ｍｎの濃化領域の平均円相当径が７．０μｍより大きいと、Ｍｎの濃化領域内に形成されるＭＡも粗大化するため、厚鋼板の靭性が低下する。そのため、Ｍｎの濃化領域の平均円相当径は７．０μｍ以下、好ましくは４．０μｍ以下とする。一方、Ｍｎの濃化領域の平均円相当径の下限は特に限定されないが、一般的には、１．０μｍ以上であってよく、１．５μｍ以上であってもよい。
　前記Ｍｎ濃度分布は、電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用いて測定することができる。具体的には、厚鋼板から、板厚１／４位置が観察位置となるように試験片を採取する。前記試験片におけるＭｎ濃度分布を、ＥＰＭＡで測定し、Ｍｎの平均濃度領域の面積分率、Ｍｎの濃化領域の面積分率、およびＭｎの濃化領域の平均円相当径を算出する。前記ＥＰＭＡによるＭｎ濃度分布の測定は、無作為に選択した２視野以上で行い、１つの視野のサイズは５０μｍ×５０μｍ、１視野あたりの測定点は２５０×２５０点とする。
 [機械的特性]
・靭性
　本発明の厚鋼板は、０℃におけるシャルピー吸収エネルギー：ｖＥ０が７０Ｊ以上である。シャルピー吸収エネルギーは靭性の指標の一つであり、ｖＥ０が７０Ｊ以上である本願発明の厚鋼板は、高層の建築物に使用した場合でも優れた耐震安全性を奏する。ｖＥ０は８０Ｊ以上であることが好ましく、１００Ｊ以上であることがより好ましい。一方、耐震性の観点からはｖＥ０が高ければ高いほどよいため、ｖＥ０の上限は特に限定されない。しかし、一般的には２５０Ｊ以下であってよく、２２０Ｊ以下であってよく、２１０Ｊ以下であってもよい。
　なお、上記厚鋼板の０℃におけるシャルピー吸収エネルギーは、該厚鋼板の板厚１／４位置からＪＩＳ　Ｚ　２２０２の規定に準拠して採取したＶノッチ試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２の規定に準拠して測定することができる。
・降伏応力
　本発明の厚鋼板の降伏応力（ＹＳ）は、特に限定されないが、建築構造物の高層化に伴う高強度化の観点から、６００ＭＰａ以上とすることが好ましく、６２０ＭＰａ以上であることが好ましい。降伏応力の上限も特に限定されないが、例えば、９００ＭＰａ以下であってよく、８８０ＭＰａ以下であってよく、８５０ＭＰａ以下であってもよい。
・引張強さ
　本発明の厚鋼板の引張強さ（ＴＳ）は、特に限定されないが、建築構造物の高層化に伴う高強度化の観点から、７８０ＭＰａ以上とすることが好ましく、８００ＭＰａ以上であることがより好ましい。引張強さの上限も特に限定されないが、例えば、１１００ＭＰａ以下であってよく、１０００ＭＰａ以下であってもよい。
・降伏比
　本発明の厚鋼板の降伏比（ＹＲ）は、特に限定されないが、地震時の破壊に対する許容裕度を考慮した建築構造物の変形性能向上の観点から、８５％以下であることが好ましい。一方、降伏比の下限についても限定されないが、例えば、７０％以上であってよく、７５％以上であってもよい。なお、ここで降伏比とは、引張強さ（ＴＳ）に対する降伏応力（ＹＳ）の比をパーセンテージで表した値、すなわち、ＹＳ／ＴＳ×１００（％）とする。
　上記降伏応力および引張強さは、厚鋼板の板厚１／４位置から採取したＪＩＳ４号引張試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠した引張試験により測定することができる。また、前記方法で測定された降伏応力および引張強さから、降伏比を算出することができる。
・ボンド部靭性
　本発明の厚鋼板のボンド部靭性は、特に限定されないが、ボンド部の０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ０）が４７Ｊ以上であることが好ましい。前記ボンド部におけるｖＥ０の上限も特に限定されないが、一般的には１５０Ｊ以下であってよい。
　なお、前記ボンド部におけるｖＥ０は、溶接入熱量が４０ｋＪ／ｍｍ以上であるエレクトロスラグ溶接により溶接継手を作製し、該溶接継手から、ノッチ位置がボンド部となるように採取したＪＩＳ４号シャルピー衝撃試験片を用いて測定される値とする。より具体的には、実施例に記載した方法で測定することができる。
・板厚
　上記厚鋼板の板厚は特に限定されず、任意の厚さとすることができる。前記厚鋼板の板厚は、６ｍｍ以上であることが好ましく、９ｍｍ以上であることがより好ましく、１２ｍｍ以上であることがさらに好ましい。建築構造物の高層化への対応の観点からは、４０ｍｍ以上とすることが好ましく、６０ｍｍ以上とすることがより好ましい。一方、厚鋼板の板厚の上限についても特に限定されないが、１００ｍｍ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。前記厚鋼板は、上述した成分組成を有する鋼素材に対して、（ａ）～（ｄ）の工程を順次施すことによって製造することができる。
（ａ）熱延工程
（ｂ）第一冷却工程
（ｃ）再加熱工程
（ｄ）第二冷却工程
　以下、各工程における条件について具体的に説明する。なお、以下の説明において、特に断らない限り、温度は板厚中央（板厚１／２位置）における温度を意味するものとする。板厚中央における温度は、放射温度計で測定した鋼板表面温度から、伝熱計算により求めることができる。また、熱延工程後の昇温条件および冷却条件における温度は、板厚１／４位置における温度とし、昇温速度および冷却速度も、それぞれ板厚１／４位置における温度に基づいて算出された平均昇温速度または平均冷却速度を意味する。
（鋼素材）
　上記鋼素材としては、任意の形態の素材を使用することができる。前記鋼素材は、例えば、鋼スラブであってよい。鋼素材の製造方法は、とくに限定されないが、例えば、上記した成分組成を有する鋼を溶製し、鋳造して製造することができる。前記溶製は、転炉、電気炉、誘導炉等、任意の方法により行うことができる。また、前記鋳造は、生産性の観点から連続鋳造法で行うことが好ましいが、造塊－分解圧延法により行うこともできる。
（熱延工程）
　熱延工程では、上記鋼素材を熱間圧延して厚鋼板とする。前記熱間圧延の条件は特に限定されず、任意の条件で行うことができる。典型的には、鋼素材を所定の加熱温度に加熱した後、圧延する。前記加熱は、鋳造などの方法によって得た鋼素材を一旦冷却した後に行ってもよく、また、得られた鋼素材を冷却することなく直接、前記加熱に供することもできる。
　なお、本発明においては熱間圧延後の再加熱工程および第二冷却工程において厚鋼板のミクロ組織や特性を制御。そのため、前記熱延工程における加熱温度は特に限定されず、任意の温度とすることができる。しかし、前記加熱温度が１０００℃未満であると、鋼素材の変形抵抗が高いため、熱間圧延における圧延機への負荷が増大し、熱間圧延を行うことが困難となる場合がある。そのため、前記加熱温度は１０００℃以上とすることが好ましい。一方、前記加熱温度が１２５０℃より高いと、鋼の酸化が顕著となり、酸化によるロスが増大する結果、歩留まりが低下する。そのため、前記加熱温度は１２５０℃以下とすることが好ましい。
　圧延終了温度は特に限定されないが、１０００℃以下とすることが好ましい。また、前記圧延終了温度は、７５０℃以上であることが好ましい。
（第一冷却工程）
　次いで、上記熱延工程で得られた厚鋼板を冷却する（第一冷却工程）。本発明では、この後の再加熱工程および第二冷却工程において厚鋼板のミクロ組織や特性を制御するため、この第一冷却工程における冷却は特に限定されることなく任意の条件で行うことができる。ただし、次の再加熱工程において、Ａｃ１点からＡｃ３点までの温度域における平均昇温速度を制御する必要があるため、第一冷却工程における冷却停止温度はＡｃ１点以下であればよい。前記冷却停止温度は５００℃以下であることが好ましい。前記冷却停止温度は５００℃以下でれば、析出物の粗大化を抑制するとともに、Ｍｎの濃化領域をより均一に生成させることができる。そしてその結果、厚鋼板の強度および靭性をさらに向上させ、また、降伏比をさらに低減することができる。前記冷却停止温度は２５０℃以下であることがより好ましい。一方、前記冷却停止温度の下限についても限定されず、任意の温度まで冷却することができる。しかし、過度の冷却は生産性を低下させるため、前記冷却停止温度は０℃以上とすることが好ましく、１０℃以上とすることがより好ましく、２０℃以上とすることがさらに好ましい。典型的には、前記冷却停止温度を室温以上とすることが好ましい。
　前記第一冷却工程における冷却は、特に限定されることなく任意の方法で行うことができる。例えば、前記冷却は、空冷および水冷の一方または両方により行うことができる。厚鋼板の強度と靭性をさらに向上させるという観点からは、前記冷却を、水冷で行うことが好ましく、該水冷は、スプレー冷却、ミスト冷却、およびラミナー冷却からなる群より選択される少なくとも１つで行うことがより好ましい。
（再加熱工程）
　次に、前記第一冷却工程後の厚鋼板を、所定の昇温パターンで再加熱温度まで昇温し、前記再加熱温度で保持する。
Ａｃ１点からＡｃ３点までの温度域における平均昇温速度：２．０℃／ｓ以下
　昇温過程では、Ａｃ１点以上Ａｃ３点以下の温度域（二相域）を通過する際にベイナイトおよびマルテンサイトから逆変態で生成するオーステナイト中へＭｎが分配し、その結果、Ｍｎ濃度の微視的なバラツキが生じる。しかし、Ａｃ１点からＡｃ３点までの温度域における平均昇温速度が２．０℃／ｓより高いと、Ｍｎの分配が十分に進行せず、その結果、所望のＭｎ濃度分布を得ることができない。そのため、前記再加熱工程においては、前記第一冷却工程後の厚鋼板を、板厚１／４位置における、Ａｃ１点からＡｃ３点までの温度域における平均昇温速度：２．０℃／ｓ以下で昇温する。一方、前記平均昇温速度の下限は特に限定されない。しかし、昇温速度が過度に遅いと、昇温速度を制御する効果が飽和することに加え、加熱に要する時間が長くなって生産性が低下する。そのため、前記平均昇温速度は０．０１℃／ｓ以上であることが好ましい。
Ａｃ３点－１００℃からＡｃ３点までの温度域における滞在時間：６０秒以上
　同様に、Ａｃ３点－１００℃からＡｃ３点までの温度域における滞在時間が６０秒未満であると、Ｍｎの分配が十分に進行せず、その結果、所望のＭｎ濃度分布を得ることができない。そのため、前記再加熱工程の昇温過程においては、Ａｃ３点－１００℃からＡｃ３点までの温度域における滞在時間を６０秒以上とする。一方、前記滞在時間が過度に長いと生産性が低下する。そのため、前記滞在時間は６０分以下であることが好ましい。
　なお、上記昇温過程における昇温パターンは、上記の条件を満たしていればよく、それ以外の条件は特に限定されない。例えば、再加熱温度まで連続的に昇温してもよく、意図的に二相域に保持してもよい。
　なお、Ａｃ１点およびＡｃ３点は下記（２）式および（３）式により求められる。
Ａｃ１（℃）＝７５１－２６．６Ｃ＋１７．６Ｓｉ－１１．６Ｍｎ－１６９Ａｌ－２３Ｃｕ－２３Ｎｉ＋２４．１Ｃｒ＋２２．５Ｍｏ＋２３３Ｎｂ－３９．７Ｖ－５．７Ｔｉ－８９５Ｂ・・・（２）
Ａｃ３（℃）＝９３７－４７６．５Ｃ＋５６Ｓｉ－１９．７Ｍｎ－１６．３Ｃｕ－４．９Ｃｒ－２６．６Ｎｉ＋３８．１Ｍｏ＋１２４．８Ｖ＋１３６．３Ｔｉ＋１９８Ａｌ＋３３１５Ｂ・・・（３）
ただし、上記（２）および（３）式中の元素記号は各元素の含有量（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。
再加熱温度：Ａｃ３点以上、Ａｃ３点＋６０℃以下
　上記再加熱工程においては、厚鋼板をＡｃ３点以上、Ａｃ３点＋６０℃以下の再加熱温度まで昇温する。これにより、第一冷却工程が完了した時点の厚鋼板に含まれるベイナイトやマルテンサイトなどの組織がオーステナイトへ逆変態し、オーステナイト単相からなるミクロ組織となる。
　前記再加熱温度がＡｃ３点未満であると、ミクロ組織中に軟質な回復組織が生成し、母材の強度が低下する。さらに、Ｍｎの濃化領域に粗大なＭＡが生成し母材の靭性が低下する。そのため、前記再加熱温度はＡｃ３点以上とする。一方、前記再加熱温度がＡｃ３点＋６０℃より高いと、オーステナイト結晶粒が粗大化するとともに、組成の均一化が進行する結果、所望のＭｎ濃度の分布を得ることができない。そのため、前記再加熱温度はＡｃ３点＋６０℃以下、より好ましくはＡｃ３点＋５５℃以下、さらに好ましくはＡｃ３点＋５０℃以下とする。
再加熱温度での保持時間：１０分以上
　上記再加熱工程では、厚鋼板を上記再加熱温度まで昇温した後、該再加熱温度で所定の保持時間、保持する。前記保持時間が１０分未満であると、最終的に得られる厚鋼板におけるＭｎの濃化領域の平均円相当径を７．０μｍ以下とすることができない。これは、保持時間が短いために逆変態オーステナイトの粒径のばらつきが大きくなり、その結果、Ｍｎの濃化領域の大きさが不均一となったためであると考えられる。そのため、前記保持時間を１０分以上とする。一方、前記保持時間の上限は特に限定されないが、過度に長い時間保持を行うと生産性が低下するため、１００分以下とすることが好ましい。
　前記再加熱工程では、任意の加熱方法を用いることができる。加熱方法の一例としては、炉加熱が挙げられる。前記炉加熱には、特に限定されることなく、一般的な熱処理炉を用いることができる。
（第二冷却工程）
　次いで、再加熱工程後の厚鋼板を冷却する。具体的には、前記再加熱工程後の厚鋼板を、板厚１／４位置における平均冷却速度：１．０～２００．０℃／ｓで、１００℃～６００℃の加速冷却停止温度まで加速冷却し、次いで、１００℃以下の温度まで空冷する。
平均冷却速度：１．０～２００．０℃／ｓ
　上記条件で加速冷却を行うことにより、逆変態オーステナイトをベイナイトに変態させ、ベイナイト主体のミクロ組織を得ることができる。前記平均冷却速度が１．０℃／ｓ未満であると、フェライトが生成するため、ベイナイトの面積分率を８０．０％以上とすることができない。そのため、前記平均冷却速度は１．０℃／ｓ以上、好ましくは５．０℃／ｓ以上とする。一方、前記平均冷却速度が２００．０℃／ｓより高いと、鋼板内の各位置における温度制御が困難となり、板幅方向や圧延方向に材質のばらつきが出やすくなり、その結果、強度特性などの材質上のばらつきが生じる。そのため、前記平均冷却速度は２００．０℃／ｓ以下、好ましくは１５０．０℃／ｓ以下、より好ましくは１００．０℃／ｓ以下とする。
　前記加速冷却の方法は特に限定されないが、任意の方法で冷却を行うことができる。典型的には、前記加速冷却は、空冷および水冷の一方または両方により行うことが好ましく、水冷により行うことがより好ましい。前記水冷としては、水を用いた任意の方法（例えば、スプレー冷却、ミスト冷却、ラミナー冷却など）を用いることができる。前記水冷の方法としては、ミスト冷却を用いることが好ましい。
加速冷却停止温度：１００～６００℃
　上記第二冷却工程では、１００℃～６００℃の加速冷却停止温度まで加速冷却を行い、次いで、空冷する。前記加速冷却停止温度が１００℃未満であると、オーステナイトがすべてベイナイト変態してしまうため、島状マルテンサイトを含むミクロ組織を得ることができない。また、焼戻し効果を得ることができないため、厚鋼板の靭性が低下する。そのため、前記加速冷却停止温度は１００℃以上、好ましくは２００℃以上とする。一方、前記加速冷却停止温度が６００℃より高いと、フェライトが生成しやすくなり、ベイナイトの面積分率を８０．０％以上とすることができない。そのため、前記加速冷却停止温度は６００℃以下、好ましくは５００℃以下とする。
１００℃以下の温度まで空冷
　上記加速冷却を停止した後、さらに１００℃以下の温度まで厚鋼板を空冷する。前記空冷は、強制冷却ではなく、放冷、すなわち自然冷却であってよい。前記空冷では、厚鋼板を１００℃以下の温度まで冷却すればよいが、特定の温度で空冷を停止する必要はなく、通常は室温（ambient temperature）まで空冷すればよい。
　前記空冷におけるその他の条件は厚鋼板の組織等に実質的な影響を与えないため、特に限定されない。例えば、前記空冷における冷却速度はとくに限定されず、任意の速度で冷却することができる。典型的には、前記空冷における冷却速度は、１．０℃／ｓ未満であってよく、０．５℃／ｓ以下であってよい。また、前記空冷における冷却速度の下限も特に限定されないが、０．００１℃／ｓ以上であってもよく、０．０１℃／ｓ以上であってもよく、０．０７℃／ｓ以上であってもよい。
　同様に、前記空冷に要する時間（空冷時間）もとくに限定されない。本実施形態では、前記空冷の後には特段の処理を行う必要がないため、時間をかけて空冷を行っても問題ない。典型的には、前記空冷時間は３００ｓ超であってもよく、３１０ｓ以上であってもよく、３２０ｓ以上であってもよい。一方、空冷時間の上限についてもとくに限定されないが、例えば、２４時間以下であってもよく、１２時間以下であってもよい。なお、ここでは、第二冷却工程において、空冷を開始してから１００℃に到達するまでにかかった時間を空冷時間と定義する。
　以上のとおり、本発明の厚鋼板は、成分組成、特にＣおよびＭｎの含有量を特定の範囲に制御するとともに、熱間圧延後の再加熱工程における昇温条件を適切に制御することにより製造することができる。そのため、本発明の厚鋼板は、再加熱後の冷却過程における条件を制御してＭＡの生成を制御する必要がある特許文献３の厚鋼板に比べ、生産が容易であり、工業的生産に適している。
　また、本発明では、上述したように再加熱工程における昇温条件を制御することによって意図的にＭｎ濃度の微視的なバラツキが生じさせている。そして、その結果、最終的に得られる厚鋼板には上述したＭｎ濃度分布が形成される。これに対して特許文献３では、本発明のようにＭｎ濃度の微視的なバラツキを生じさせるための昇温条件の制御を行っていない。そのため、特許文献３に記載された製造プロセスでは、本発明の条件を満たすＭｎ濃度分布を備えた厚鋼板を得ることができない。特許文献３の厚鋼板にはＭＡが存在しているが、このＭＡの周囲のＭｎ濃度は、マトリックス中のＭｎ濃度と同じ平均的な濃度であり、本発明の条件を満たす濃化領域は存在しないと考えられる。
　本発明の他の実施形態においては、厚鋼板のさらなる高強度化および低降伏比化のため、前記第一冷却工程後、前記再加熱工程前に、さらに熱処理を行うことができる。すなわち、前記実施形態においては、上述した成分組成を有する鋼素材に対して、（ａ）～（ｅ）の工程を順次施すことによって厚鋼板を製造することができる。
（ａ）熱延工程
（ｂ）第一冷却工程
（ｃ）熱処理工程
（ｄ）再加熱工程
（ｅ）第二冷却工程
（熱処理工程）
　上記熱処理工程では、前記第一冷却工程後の厚鋼板をＡｃ３点以上、１０５０℃以下の熱処理温度まで昇温し、前記熱処理温度に５分以上の保持時間の間保持し、次いで、５００℃以下の冷却停止温度まで冷却する。前記熱処理を行うことにより、高強度と低降伏比をさらに高い水準で両立させることができる。その理由は、次のように考えられる。前記熱処理工程の後に再加熱工程を実施することにより、Ｍｎ濃化部の存在位置が均質化し、逆変態核生成頻度が上がる。その結果、Ｍｎ濃度の微視的なバラツキの形成が促進され、最終的なＭｎの濃化領域の面積分率が増加する。具体的には、濃化領域の面積分率を６．２％以上とすることができる。上記のようにＭｎの濃化領域にはＭＡが形成されるため、高強度化と低降伏比化の両立に繋がる。
熱処理温度：Ａｃ３点以上、１０５０℃以下
　前記熱処理温度をＡｃ３点以上、１０５０℃以下とすることにより、焼入性を確保して所望のベイナイトおよびマルテンサイト組織を得ることができる。前記熱処理温度がＡｃ３点未満であると、所望の母材靭性を得ることができない。これは、熱処理時に粗大なフェライトが生成する結果、最終的に得られるミクロ組織に粗大な炭化物を含む上部ベイナイト組織が形成されるためであると考えられる。一方、前記熱処理温度が１０５０℃より高い場合にも、所望の母材靭性を得ることができない。これは、熱処理時に粗大なベイナイトおよび粗大なマルテンサイトが生成する結果、最終的に得られるミクロ組織に粗大なベイナイト組織が形成されるためであると考えられる。
保持時間：５分以上
　前記熱処理温度での保持時間は、オーステナイト粒径のばらつきを小さくするために、５分以上、好ましくは１０分以上とする。一方、前記保持時間の上限はとくに限定されないが、過度に長くしても効果が飽和するため、生産性を考慮すると、１００分以下とすることが好ましく、６０分以下とすることがより好ましい。
　前記熱処理工程における加熱には、熱処理温度と保持時間を上記の通り制御することができるものであれば、任意の加熱方法を用いることが用いることができる。使用できる加熱方法の一例としては、炉加熱が挙げられる。前記炉加熱には、特に限定されることなく、一般的な熱処理炉を用いることができる。
冷却停止温度：５００℃以下
　上記熱処理温度での保持の後、厚鋼板を５００℃以下の冷却停止温度まで冷却する。前記冷却により、前記熱処理工程で生成したオーステナイトをベイナイトおよびマルテンサイトの低温変態相とし、その後の前記再加熱工程において、さらなる高強度と低降伏比を得ることができる。前記冷却停止温度が５００℃より高いと、所望の強度および靭性を確保できない。そのため、前記冷却温度を５００℃以下、好ましくは４００℃以下、より好ましくは２００℃以下とする。一方、前記冷却停止温度の下限は特に限定されない。しかし、過度の冷却は生産性を低下させるため、前記冷却停止温度は０℃以上とすることが好ましく、１０℃以上とすることがより好ましく、２０℃以上とすることがさらに好ましい。典型的には、前記冷却停止温度を室温以上とすることが好ましい。
　前記冷却を行う方法は特に限定されず、例えば、空冷、水冷など、任意の方法で行うことができる。前記水冷としては、水を用いた任意の冷却方法、例えば、スプレー冷却、ミスト冷却、ラミナー冷却などを用いることができる。
　上記熱処理工程を行った場合には、冷却後の厚鋼板を、次の再加熱工程に供すればよい。なお、上記熱処理工程を行わない場合には、第一冷却工程後の厚鋼板を、熱処理を施すことなく次の再加熱工程に供すればよい。
　本発明の他の実施形態においては、厚鋼板の形状を矯正する目的などのために、再加熱工程後に、任意に、さらに焼戻し工程を施すことができる。また、再加熱後の冷却工程の冷却停止温度が低い場合ほど、焼戻しの効果により、母材の靱性をさらに向上させることが期待できる。焼戻しを実施する場合の加熱温度は２００℃～５００℃とすることが好ましい。上記焼戻し工程の後の鋼板の冷却は、その冷却速度によって材質が変化することはないため、任意の方法で行うことができる。
　以下に述べる手順で厚鋼板を製造し、その特性を評価した。
　まず、表１に示す成分組成を有する溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法によって鋼素材としての鋼スラブ（厚さ：２６０ｍｍ）とした。なお、上述した（１）式よって求めたＰＣＭ（質量％）、（２）式によって求めたＡｃ１点（℃）、および（３）式によって求めたＡｃ３点（℃）を表１に併記する。
　前記鋼スラブを１１５０℃に加熱した後、熱間圧延して表２、３に示した板厚の厚鋼板とした（熱延工程）。前記熱間圧延における圧延終了温度を表２、３に示す。
　得られた厚鋼板を、表２、３に示した冷却方法で、表２、３に示した冷却停止温度まで冷却した（第一冷却工程）。
　次いで、前記第一冷却工程後の厚鋼板に対し、表２、３に示した条件で再加熱を施した（再加熱工程）。ただし、一部の実施例においては、前記第一冷却工程後の厚鋼板に対し、表２、３に示した条件で熱処理を施し（熱処理工程）、その後、再加熱を施した。前記再加熱は、熱処理炉を用いて行った。
　最後に、前記再加熱の後、表２、３に示した条件で加速冷却を行い、前記加速冷却を停止した後、室温まで空冷（放冷）した。前記加速冷却は、水冷で実施した。また、前記空冷における空冷時間（１００℃に達するまでにかかった時間）は１時間以上であった。
　上記のようにして得た厚鋼板のそれぞれについて、ミクロ組織、Ｍｎ濃度分布、機械的特性、および溶接後のボンド部靭性を評価した。前記評価は、以下に述べる方法で行った。
（ミクロ組織）
　前記厚鋼板から、板厚１／４位置が観察位置となるように、組織観察用の試験片を採取した。前記試験片を、圧延方向と垂直な断面が観察面となるよう樹脂に埋め、鏡面研磨した。次いで、レペラ腐食を実施した後、倍率１０００倍の走査電子顕微鏡で観察して組織の画像を撮影し、島状マルテンサイト組織を同定した。撮影された５視野分の画像を画像解析装置によって解析し、島状マルテンサイト組織の面積分率および平均円相当径を求めた。
　また、前記厚鋼板から、板厚１／４位置が観察位置となるように、組織観察用の試験片を採取した。前記試験片を、圧延方向と垂直な断面が観察面となるよう樹脂に埋め、鏡面研磨した。次いで、ナイタール腐食を実施した後、倍率２００倍の走査型電子顕微鏡で観察して組織の画像を撮影し、ベイナイト組織を同定した。撮影された５視野分の画像を画像解析装置によって解析し、ベイナイト組織の面積分率を求めた。
（Ｍｎ濃度分布）
　前記厚鋼板から、板厚１／４位置が観察位置となるように試験片を採取した。前記試験片におけるＭｎ濃度分布を、ＥＰＭＡで測定し、Ｍｎの平均濃度領域の面積分率、Ｍｎの濃化領域の面積分率、およびＭｎの濃化領域の平均円相当径を算出した。前記ＥＰＭＡによるＭｎ濃度分布の測定は、無作為に選択した２視野以上で行い、１つの視野のサイズは５０μｍ×５０μｍ、１視野あたりの測定点は２５０×２５０点とした。
（機械的特性）
　前記厚鋼板の板厚１／４位置から、ＪＩＳ４号引張試験片を採取した。前記引張試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して引張試験を実施し、厚鋼板の降伏応力、引張強さ、降伏比を測定した。また、前記厚鋼板の板厚１／４位置から、ＪＩＳ　Ｚ　２２０２の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取した。前記Ｖノッチ試験片を用い、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２の規定に準拠して０℃におけるシャルピー衝撃試験によるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ０）を求め、母材靭性を評価した。
（ボンド部靭性）
　前記厚鋼板の溶接熱影響部の靭性を評価するために、以下の手順で溶接継手を作成し、ボンド部におけるシャルピー吸収エネルギーを測定した。
　まず、前記厚鋼板から、該厚鋼板と同じ板厚を有する継手用試験板を一組採取した。前記継手用試験板の一方をスキンプレート１、他方をダイアフラム２として用い、図１に示す形状の開先３を準備した。次いで、４０ｋＪ／ｍｍ以上の溶接入熱量でエレクトロスラグ溶接を行い、溶接継手５を作製した。
　次に、図２に示すように、溶接継手５から、ノッチ９の位置がボンド部となるようにＪＩＳ４号シャルピー衝撃試験片８を採取した。なお、ノッチ９の位置は、スキンプレート１の表面から６ｍｍの位置を通る直線と溶接線との交点とした。また、シャルピー衝撃試験片８は、該試験片の長手方向が溶接線に対して垂直方向になるように採取した。
　前記シャルピー試験片を用い、０℃におけるシャルピー衝撃試験での溶接継手のボンド部における吸収エネルギー（ｖＥ０）を測定した。なお、母材特性が目標を満足しない一部の厚鋼板については、ボンド部靭性の評価を実施しなかった。
　得られた結果を表４、５に示す。なお、降伏応力が６００ＭＰａ以上、引張強さが７８０ＭＰａ以上、降伏比が８５％以下、０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０）が７０Ｊ以上、溶接継手のボンド部の０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０）が４７Ｊ以上を合格とした。
　本発明の条件を満たす厚鋼板は、いずれも、降伏応力が６００ＭＰａ以上、引張強さが７８０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が８５％以下、０℃での吸収エネルギーｖＥ０が７０Ｊ以上であり、高強度、かつ低降伏比であるとともに、母材靭性にも優れていた。また、溶接入熱量が４０ｋＪ／ｍｍを超える大入熱溶接を施した場合であっても、溶接継手のボンド部におけるｖＥ０が４７Ｊ以上と、優れた溶接継手のボンド部靭性を有していた。一方、本発明の条件を満たさない厚鋼板は、母材強度、降伏比、母材靭性および溶接継手のボンド部靭性のうち、少なくとも１つの特性が劣っていた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
１　スキンプレート
２　ダイアフラム
３　開先
４　当金
５　溶接継手
６　溶接金属
７　熱影響部（ＨＡＺ）
８　シャルピー衝撃試験片
９　ノッチ

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    　　Ｃ　：０．０１０～０．１４％、
    　　Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
    　　Ｍｎ：０．９～３．０％、
    　　Ｐ　：０．０１５％以下、
    　　Ｓ　：０．００５０％以下、
    　　Ａｌ：０．００２～０．０８０％、
    　　Ｔｉ：０．００３～０．０３０％、および
    　　Ｎ　：０．００１５～０．００８０％、を含有し、
    　　残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、
    　　Ｃ含有量（質量％）とＭｎ含有量（質量％）で表される４．８３Ｃ＋Ｍｎが１．４～３．３質量％であり、
    　　Ｎ含有量（質量％）に対するＴｉ含有量（質量％）の比Ｔｉ／Ｎが２．０～４．３であり、
    　　下記（１）式で示されるＰＣＭが０．３０質量％以下である成分組成を有し、
    　ベイナイトおよび島状マルテンサイトを含み、かつ、
    　ベイナイトの面積分率が８０．０％以上、
    　島状マルテンサイトの面積分率が５．０％未満であるミクロ組織を有し、
    　平均Ｍｎ含有量（質量％）の０．９倍～１．１倍のＭｎ濃度を有する領域と定義されるＭｎの平均濃度領域の面積分率が９０％未満、
    　平均Ｍｎ含有量（質量％）の１．１５倍以上のＭｎ濃度を有する領域と定義されるＭｎの濃化領域の面積分率が１．０％以上、かつ
    　前記Ｍｎの濃化領域の平均円相当径が７．０μｍ以下であるＭｎ濃度分布を有し、
    　０℃におけるシャルピー吸収エネルギー：ｖＥ０が７０Ｊ以上である、厚鋼板。
    　ＰＣＭ＝[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5[B]…（１）
    　ただし、上記式における括弧は、該括弧内の元素の含有量（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、質量％で、
    　Ｃｕ：３．０％以下、
    　Ｎｉ：３．０％以下、
    　Ｃｒ：３．０％以下、
    　Ｍｏ：１．５％以下、
    　Ｗ　：３．０％以下、
    　Ｎｂ：０．１０％以下、
    　Ｖ　：０．１０％以下、
    　Ｂ　：０．００５０％以下、
    　Ｃａ：０．００５％以下、
    　ＲＥＭ：０．０２０％以下、
    　Ｍｇ：０．００５％以下、および
    　Ｚｒ：０．０２０％以下
    からなる群より選択される少なくとも１つをさらに含有する、請求項１に記載の厚鋼板。
  3. 　前記ミクロ組織において、
    　前記島状マルテンサイトの面積分率が１．０％以上、５．０％未満、かつ
    　前記島状マルテンサイトの平均円相当径が５．０μｍ以下である、請求項１または２に記載の厚鋼板。
  4. 　請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼素材を熱間圧延して厚鋼板とする熱延工程と、
    　前記熱延工程後の厚鋼板を冷却する第一冷却工程と、
    　前記第一冷却工程後の厚鋼板を、板厚１／４位置における、Ａｃ１点からＡｃ３点までの温度域における平均昇温速度：２．０℃／ｓ以下、Ａｃ３点－１００℃からＡｃ３点までの温度域における滞在時間：６０秒以上の条件で、Ａｃ３点以上、Ａｃ３点＋６０℃以下の再加熱温度まで昇温し、次いで、前記再加熱温度で１０分以上の保持時間の間保持する再加熱工程と、
    　前記再加熱工程後の厚鋼板を、
    　　板厚１／４位置における平均冷却速度：１．０～２００．０℃／ｓで、１００℃～６００℃の加速冷却停止温度まで加速冷却し、次いで、１００℃以下の温度まで空冷する第二冷却工程とを含む、厚鋼板の製造方法。
  5. 　さらに、前記第一冷却工程後、前記再加熱工程前に熱処理工程を含み、
    　前記熱処理工程では、
    　　前記第一冷却工程後の厚鋼板をＡｃ３点以上、１０５０℃以下の熱処理温度まで昇温し、
    　　前記熱処理温度に５分以上の保持時間の間保持し、
    　　次いで、５００℃以下の冷却停止温度まで冷却する、請求項４に記載の厚鋼板の製造方法。
     
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