JP2007284712A - 靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法及び靭性に優れた厚手高強度鋼板 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【課題】高い母材強度、良好な板厚中心部靭性、良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性、及び高い圧延能率を高い次元で同時に満足する厚手鋼板を提供する。
【解決手段】Ｃ:０．０１〜０．０７％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ:０．２〜１．８％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｎｂ：０．０２％超０．０６％以下、Ａｌ：０．００１〜０．００３４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ：０．００１〜０．００８％、Ｏ：０．００１〜０．００４％を含有し、更にＣａ：０．０００３〜０．００４％、Ｍｇ：０．００３〜０．００４％のうち一種以上を含有し、かつ有効Ｂ量及びＣｅｑが所定の条件を満たす鋳片を、Ａｒ３−２００℃以下まで冷却した後に１０００〜１２５０℃に再加熱した後に粗圧延を行い、その後に下式（３）を満たす仕上圧延を８００℃〜９００℃で行い、その後Ａｒ３以上の温度から加速冷却する。
【選択図】なし
【解決手段】Ｃ:０．０１〜０．０７％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ:０．２〜１．８％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｎｂ：０．０２％超０．０６％以下、Ａｌ：０．００１〜０．００３４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ：０．００１〜０．００８％、Ｏ：０．００１〜０．００４％を含有し、更にＣａ：０．０００３〜０．００４％、Ｍｇ：０．００３〜０．００４％のうち一種以上を含有し、かつ有効Ｂ量及びＣｅｑが所定の条件を満たす鋳片を、Ａｒ３−２００℃以下まで冷却した後に１０００〜１２５０℃に再加熱した後に粗圧延を行い、その後に下式（３）を満たす仕上圧延を８００℃〜９００℃で行い、その後Ａｒ３以上の温度から加速冷却する。
【選択図】なし
Description
本発明は、大入熱溶接の熱影響部（Heat Affected Zone：ＨＡＺ）靭性と母材靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法及び厚手高強度鋼板に関する。
厚手鋼板は、一般に大型コンテナ船等の造船、建築、タンク、海洋構造物、ラインパイプなどの溶接構造物に用いられている。近年は、造船等に代表されるように溶接構造物の大型化、破壊に対する高い安全性の要求、建造における溶接の高能率化の要求などにより、溶接構造物に用いられる厚手鋼板には、（１）高い母材強度（例えば降伏強度）、（２）良好な板厚中心部靭性（例えばシャルピー衝撃試験によって得られる破面遷移温度や吸収エネルギー）、（３）良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性、（４）高い圧延能率、というニーズが高まっている。
具体的には、大型コンテナ船の建造に用いられる板厚５０〜８０ｍｍの鋼板に対して、（１）降伏応力：３９０〜４６０ＭＰａ級、(２)板厚中心部靭性：ｖＴｒｓ≦―６０℃、（３）溶接入熱量≧２０ｋＪ／ｍｍのＨＡＺ靭性：ｖＥ（−４０℃）≧４７Ｊ、（４）高圧延能率を目的として圧延終了温度≧８００℃、を同時に満たすことが要求されている。
具体的には、大型コンテナ船の建造に用いられる板厚５０〜８０ｍｍの鋼板に対して、（１）降伏応力：３９０〜４６０ＭＰａ級、(２)板厚中心部靭性：ｖＴｒｓ≦―６０℃、（３）溶接入熱量≧２０ｋＪ／ｍｍのＨＡＺ靭性：ｖＥ（−４０℃）≧４７Ｊ、（４）高圧延能率を目的として圧延終了温度≧８００℃、を同時に満たすことが要求されている。
特許文献１は造船向け厚手高強度鋼板に関する技術の一例である。特許文献１には、板厚５０〜７０ｍｍを有しつつ，上記（１）、（３）、（４）のニーズを部分的に満足する技術が開示されている。しかし、上記（２）のニーズは満足していない。
また、非特許文献１の図９に示されるように、厚手鋼板では板厚の１／２部、すなわち板厚中心部の靭性が板厚の１／４部に比べて低いのが一般的であるから、厚手鋼板を用いた溶接建造物の安全性を考える場合には、板厚１／２部の靭性を重視する必要がある。例えば船舶の安全性においては、溶接部から発生した脆性破壊が母材部分で停止すること(アレスト性)が重要である。アレスト性は、板厚の厚手化に伴って板厚１／２部の靭性に支配される傾向を強める。従って、大型船舶の安全性向上のためには、厚手鋼板の板厚１／２部の靭性を高めることが必要である。今後の安全性を重視した大型船舶に関しては、上記したように板厚中心部靭性：ｖＴｒｓ≦―６０℃を満たすことが望ましいが、特許文献１に記載の技術では、板厚中心部靭性：ｖＴｒｓ≦―４０℃を満たすことはできるがｖＴｒｓ≦―６０℃を満たすことはできない。
また、従来から母材の靭性向上には、ＴＭＣＰ（Thermo Mechanical Control Process）を前提として、圧延終了温度を低く制御することにより鋼板の金属組織を微細化することが有効であることが知られている。上記した非特許文献１の図９及び図１２には、鋼板表面温度で７００〜７８０℃の範囲において圧延終了温度（圧延仕上温度）を低くするほど板厚１／２部の靭性が高まることが示されている。これにより、―５０℃〜―７０℃程度のｖＴｒｓが達成されている。また非特許文献２の図４に示す例では、圧延終了温度（圧延仕上げ温度）を７００℃程度まで低くすることで、−６０℃程度のｖＴｒｓが達成されている。
このように、従来のＴＭＣＰ技術では、圧延終了温度を８００℃未満の低い温度に制御することで厚手鋼板の板厚１／２部の靭性を高めていた。しかし、このような低温圧延では圧延途中の温度待ち時間が長くなって圧延能率が著しく低下し、生産性の低下によって製造原価が増加してしまう。また、短期間に多量の鋼板供給が求められる場合には、必要は鋼板量を供給できない場合もある。
従って、圧延終了温度を８００℃以上に高めて圧延能率を阻害することなく厚手鋼板の板厚１／２部の靭性を確保する技術が望まれている。
従って、圧延終了温度を８００℃以上に高めて圧延能率を阻害することなく厚手鋼板の板厚１／２部の靭性を確保する技術が望まれている。
ところで、ＴＭＣＰによって製造される厚手鋼板では、従来からＢ（ボロン）添加による高強度化が行われていた。Ｂを添加すると、圧延後の加速冷却過程においてγ粒界にＢが偏析し、これにより変態時の焼入性が高められると考えられている。特許文献１では、Ｂ及びＮｂを複合添加することにより高強度化を図っているが、実施例に示されるように圧延終了温度は９３０〜１０００℃と高いので、板厚５５〜７０ｍｍの鋼板において板厚１／２部の靭性が良好な値（−６０℃程度のｖＴｒｓ）を達成することは難しい。
非特許文献３では、板厚２０ミリの薄手鋼板ではあるが、Ｂ及びＭｏを複合添加することにより、焼入れ性が高まり、圧延終了温度が８００℃〜８８０℃において良好な強度と靭性をともに達成できることが示されている。ただしこの場合、板厚が薄いために圧延によるγ微細効果が大きく、かつ８００℃から５００℃への平均冷却速度も２０℃／ｓと大きい。
更に、非特許文献３では、Ｍｏが０．３５％と多い。これは、薄手鋼板に大入熱溶接が適用されることはないので、大入熱溶接時の局所脆化相ＭＡ（Martensite Austenite constituent）の増加というＭｏの有害性を気にする必要がないためである。しかしながら本発明が対象としている厚手鋼板では施工効率の向上の観点から大入熱溶接の要求が強く、その場合には０．３５％というような高いＭｏはＭＡの増加等から添加することは適当ではない。
上記したように、厚手鋼板（例えば板厚が４０ｍｍ以上）において、高い母材強度、良好な板厚中心部靭性、良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性、及び高い圧延能率を高い次元で同時に満足する技術を確立する必要がある。
本発明は上記のような事情を考慮してなされたものであり、その目的は、高い母材強度、良好な板厚中心部靭性、良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性、及び高い圧延能率を高い次元で同時に満足する厚手鋼板の製造方法及び厚手鋼板を提供することにある。
本発明は上記のような事情を考慮してなされたものであり、その目的は、高い母材強度、良好な板厚中心部靭性、良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性、及び高い圧延能率を高い次元で同時に満足する厚手鋼板の製造方法及び厚手鋼板を提供することにある。
上記課題を解決するための本発明の要旨は以下の通りである。
（Ａ）質量％で、Ｃ:０．０１〜０．０７％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ:０．２〜１．８％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｎｂ：０．０２％超０．０６％以下、Ａｌ：０．００１〜０．００３４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ：０．００１〜０．００８％、Ｏ：０．００１〜０．００４％を含有し、更にＣａ：０．０００３〜０．００４％、Ｍｇ：０．００３〜０．００４％のうち一種以上を含有し、かつ下式（１）及び（２）を満たし、残部が鉄及び不可避的不純物によって化学成分が構成される鋳片を、鋳造後の冷却過程でＡｒ３−２００℃以下まで冷却した後に１０００〜１２５０℃に再加熱した後に粗圧延を行い、その後に下式（３）を満たす仕上圧延を８００℃〜９００℃で行い、その後Ａｒ３以上の温度から加速冷却することを特徴とする、靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
ただし、有効Ｂ量≧０．０００３％…（１）
０．１０％≦Ｃｅｑ≦０．４０％…（２）
スラブ厚み（ｍｍ）／圧延終了時鋼板厚み（ｍｍ）≧１．５…（３）
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ＋５５Ｎｉ−８０Ｍｏ…（４）
なお、有効Ｂ量とは、変態前のγ（オーステナイト）素地に固溶しているＢ量の鋼板に対する割合、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５である。
また有効Ｂ量は、以下の式を満たす。
（ａ）Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ≦０のとき、
（ａ１）Ｎ−０．２９Ｔｉ＞０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ−０．７７（Ｎ−０．２９Ｔｉ）
（ａ２）Ｎ−０．２９Ｔｉ≦０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ
（ｂ）Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ＞０、かつＴｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）≧０．００５のとき、
（ｂ１）Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）］＞０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）］｝
（ｂ２）Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）］＞０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ
（Ａ）質量％で、Ｃ:０．０１〜０．０７％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ:０．２〜１．８％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｎｂ：０．０２％超０．０６％以下、Ａｌ：０．００１〜０．００３４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ：０．００１〜０．００８％、Ｏ：０．００１〜０．００４％を含有し、更にＣａ：０．０００３〜０．００４％、Ｍｇ：０．００３〜０．００４％のうち一種以上を含有し、かつ下式（１）及び（２）を満たし、残部が鉄及び不可避的不純物によって化学成分が構成される鋳片を、鋳造後の冷却過程でＡｒ３−２００℃以下まで冷却した後に１０００〜１２５０℃に再加熱した後に粗圧延を行い、その後に下式（３）を満たす仕上圧延を８００℃〜９００℃で行い、その後Ａｒ３以上の温度から加速冷却することを特徴とする、靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
ただし、有効Ｂ量≧０．０００３％…（１）
０．１０％≦Ｃｅｑ≦０．４０％…（２）
スラブ厚み（ｍｍ）／圧延終了時鋼板厚み（ｍｍ）≧１．５…（３）
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ＋５５Ｎｉ−８０Ｍｏ…（４）
なお、有効Ｂ量とは、変態前のγ（オーステナイト）素地に固溶しているＢ量の鋼板に対する割合、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５である。
また有効Ｂ量は、以下の式を満たす。
（ａ）Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ≦０のとき、
（ａ１）Ｎ−０．２９Ｔｉ＞０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ−０．７７（Ｎ−０．２９Ｔｉ）
（ａ２）Ｎ−０．２９Ｔｉ≦０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ
（ｂ）Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ＞０、かつＴｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）≧０．００５のとき、
（ｂ１）Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）］＞０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）］｝
（ｂ２）Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）］＞０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ
（Ｂ）更に質量％で、Ｃｕ：０．０１〜１％、Ｎｉ：０．０１〜３％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．００１〜０．１％のうち一種以上を含有することを特徴とする、上記（Ａ）に記載の靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
（Ｃ）更に質量％で、ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０２％のうち一種以上を含有し、上式（１）に代えて下式（５）を満たすことを特徴とする、上記（Ａ）又は（Ｂ）に記載の靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
有効Ｂ量（％）≧０．０００３％…（５）
ただし、
（ｃ）Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ≦０のとき、
（ｃ１）Ｎ−０．２９Ｔｉ＞０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ−０．７７（Ｎ−０．２９Ｔｉ）
（ｃ２）Ｎ−０．２９Ｔｉ≦０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ
（ｄ）Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ＞０、かつＴｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ―０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）≧０．００５のとき、
（ｄ１）Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ―０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）］＞０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ―０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）］｝
（ｄ２）Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ―０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）］≦０の場合には
有効Ｂ量＝Ｂ
有効Ｂ量（％）≧０．０００３％…（５）
ただし、
（ｃ）Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ≦０のとき、
（ｃ１）Ｎ−０．２９Ｔｉ＞０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ−０．７７（Ｎ−０．２９Ｔｉ）
（ｃ２）Ｎ−０．２９Ｔｉ≦０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ
（ｄ）Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ＞０、かつＴｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ―０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）≧０．００５のとき、
（ｄ１）Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ―０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）］＞０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ―０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）］｝
（ｄ２）Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ―０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）］≦０の場合には
有効Ｂ量＝Ｂ
（Ｄ）質量％で、Ｃ:０．０１〜０．０７％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ:０．２〜１．８％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｎｂ：０．０２％超０．０６％以下、Ａｌ：０．００１〜０．００３４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ：０．００１〜０．００８％、Ｏ：０．００１〜０．００４％を含有し、更にＣａ：０．０００３〜０．００４％、Ｍｇ：０．００３〜０．００４％のうち一種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物によって化学成分が構成され、
板厚：５０〜８０ｍｍ、降伏強度：３９０〜５００ＭＰａ、板厚中心部の靭性：ｖＴｒｓ≦―６０℃、溶接入熱量≧２０ｋＪ／ｍｍにおけるＨＡＺ靭性：ｖＥ（−４０℃）≧４７Ｊを満たす、靭性に優れた厚手高強度鋼板。
ただし、有効Ｂ量≧０．０００３％…（１）
０．１０％≦Ｃｅｑ≦０．４０％…（２）
ただし有効Ｂ量とは、変態前のγ（オーステナイト）素地に固溶しているＢ量の鋼板に対する割合であり、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５である。
また有効Ｂ量は、以下の式を満たす。
（ａ）Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ≦０のとき、
（ａ１）Ｎ−０．２９Ｔｉ＞０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ−０．７７（Ｎ−０．２９Ｔｉ）
（ａ２）Ｎ−０．２９Ｔｉ≦０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ
（ｂ）Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ＞０、かつＴｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）≧０．００５のとき、
（ｂ１）Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）］＞０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）］｝
（ｂ２）Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）］＞０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ
板厚：５０〜８０ｍｍ、降伏強度：３９０〜５００ＭＰａ、板厚中心部の靭性：ｖＴｒｓ≦―６０℃、溶接入熱量≧２０ｋＪ／ｍｍにおけるＨＡＺ靭性：ｖＥ（−４０℃）≧４７Ｊを満たす、靭性に優れた厚手高強度鋼板。
ただし、有効Ｂ量≧０．０００３％…（１）
０．１０％≦Ｃｅｑ≦０．４０％…（２）
ただし有効Ｂ量とは、変態前のγ（オーステナイト）素地に固溶しているＢ量の鋼板に対する割合であり、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５である。
また有効Ｂ量は、以下の式を満たす。
（ａ）Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ≦０のとき、
（ａ１）Ｎ−０．２９Ｔｉ＞０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ−０．７７（Ｎ−０．２９Ｔｉ）
（ａ２）Ｎ−０．２９Ｔｉ≦０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ
（ｂ）Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ＞０、かつＴｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）≧０．００５のとき、
（ｂ１）Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）］＞０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）］｝
（ｂ２）Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）］＞０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ
（Ｅ）更に質量％で、
ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０２％のうち一種以上を含有し、上式（１）に代えて下式（５）を満たすことを特徴とする、上記（Ｄ）に記載の靭性に優れた厚手高強度鋼板。
有効Ｂ量（％）≧０．０００３％…（５）
ただし、
（ｃ）Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ≦０のとき、
（ｃ１）Ｎ−０．２９Ｔｉ＞０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ−０．７７（Ｎ−０．２９Ｔｉ）
（ｃ２）Ｎ−０．２９Ｔｉ≦０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ
（ｄ）Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ＞０、かつＴｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ―０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）≧０．００５のとき、
（ｄ１）Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ―０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）］＞０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ―０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）］｝
（ｄ２）Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ―０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）］≦０の場合には
有効Ｂ量＝Ｂ
ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０２％のうち一種以上を含有し、上式（１）に代えて下式（５）を満たすことを特徴とする、上記（Ｄ）に記載の靭性に優れた厚手高強度鋼板。
有効Ｂ量（％）≧０．０００３％…（５）
ただし、
（ｃ）Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ≦０のとき、
（ｃ１）Ｎ−０．２９Ｔｉ＞０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ−０．７７（Ｎ−０．２９Ｔｉ）
（ｃ２）Ｎ−０．２９Ｔｉ≦０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ
（ｄ）Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ＞０、かつＴｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ―０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）≧０．００５のとき、
（ｄ１）Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ―０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）］＞０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ―０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）］｝
（ｄ２）Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ―０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）］≦０の場合には
有効Ｂ量＝Ｂ
（Ｆ）旧オーステナイトの公称粒径が４０μｍ以下である上記（Ｄ）又は（Ｅ）に記載の靭性に優れた厚手高強度鋼板。
本発明によれば、板厚が５０〜８０ｍｍの厚手鋼板においても、（１）高い母材強度、（２）良好な板厚中心部靭性、（３）良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性、（４）高い圧延能率というニーズを同時に満足することができる。従って、本発明にかかる厚手鋼板を造船等の溶接構造物に使用することで、溶接構造物の大型化、建造における溶接の高能率化、溶接構造物の破壊に対する高い安全性、鋼材の安定供給と経済性が同時に満たされる。
本発明は、厚手鋼板において、母材強度、母材靭性、大入熱溶接ＨＡＺ靭性、及び圧延能率を高い次元でバランスさせる技術である。これら複数の特性を高い次元でバランスさせるために発明者が鋭意検討した結果、Ｂ及び極少量のＮｂの組み合わせによる未再結晶温度の向上効果が見出された。この効果は緩冷条件で特に顕著になる。本発明はこの知見に基づいた技術であり、緩冷条件となる厚手母材と大入熱溶接ＨＡＺの両方で生成する上部ベイナイトの靭性を高め、さらにＮｂを適正量添加することにより、未再結晶温度を上昇させて圧延温度を高温化させて高い圧延能率を実現させるものである。
以下、本発明の経緯について、詳細に説明する。まず第一に、母材強度と大入熱ＨＡＺ靭性が相反することの解決を目指した。板厚５０〜８０ｍｍでの加速冷却時の冷却温度は、現有設備による通常の冷却条件における平均冷却速度は３〜１０℃／ｓと小さく、板厚の中心部である板厚１／２部ではさらに緩冷になる。このような緩冷条件の下で十分な焼入性を確保して３９０〜５００ＭＰａの降伏強度を達成するためには、単純には合金元素を多量に添加すればよいが、これを行うと大入熱溶接ＨＡＺの焼入性も高まってＨＡＺが硬化して脆化する。そこで、ＨＡＺ硬さの目安である炭素当量（Ｃｅｑ）をできるだけ低減しつつ、母材強度を確保する技術としてＢとＭｏの複合添加に着眼し、ＴＭＣＰ型厚手鋼板を前提に、母材強度、大入熱溶接ＨＡＺ靭性、母材靭性、圧延能率を同時に満足する最適な鋼の化学成分と鋼板製造条件を検討した。
まず、母材でＢ添加による焼入性を引き出すためにＭｏに着眼したが、Ｍｏは非常に高価であり、また大入熱溶接ＨＡＺでＭＡ生成（マルテンサイト−オーステナイト混合相生成：Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｒｔ） を助長する有害性があることから、従来技術に対してＭｏの添加量を可能な限り抑制しつつ、その効果を有効に引き出す工夫が不可欠である。そこで、Ｂに複合させる微量Ｍｏの効果と、その効果が発揮さる条件を定量的に明確化することが肝心であると考えた。その上で圧延温度の向上を指向して、ＮｂとＢの複合添加による未再結晶温度の効果が発現される条件の定量的検討を行った。
まず、Ｂ添加を前提にしたＭｏ低減を系統的に検討した。
図１は１０ｐｐｍのＢを含む鋼材（ベース組成：０．０５％Ｃ−０．１％Ｓｉ−１．５％Ｍｎ−０．０１％Ａｌ−０．０１％Ｔｉ−０．００３％Ｎ−０．００２％Ｏ−０．００１％Ｃａ）にＭｏを添加した場合の変態点（Ａｒ３）の低下代と冷却速度の関係を示す。
図１に示す結果から、Ｂに加えてわずか０．０８％のＭｏを鋼材に添加することにより、１０℃／ｓ以下（例えば０．５〜１０℃／ｓ）の緩冷条件において鋼材の焼入性が効果的に上昇することを見出した。この効果は、冷却速度が小さくなるほど増大していた。
図１は１０ｐｐｍのＢを含む鋼材（ベース組成：０．０５％Ｃ−０．１％Ｓｉ−１．５％Ｍｎ−０．０１％Ａｌ−０．０１％Ｔｉ−０．００３％Ｎ−０．００２％Ｏ−０．００１％Ｃａ）にＭｏを添加した場合の変態点（Ａｒ３）の低下代と冷却速度の関係を示す。
図１に示す結果から、Ｂに加えてわずか０．０８％のＭｏを鋼材に添加することにより、１０℃／ｓ以下（例えば０．５〜１０℃／ｓ）の緩冷条件において鋼材の焼入性が効果的に上昇することを見出した。この効果は、冷却速度が小さくなるほど増大していた。
つまり、加速冷却される板厚５０〜８０ｍｍの鋼板（平均冷却速度３〜１０℃／ｓ）において、Ｂに加えて極微量のＭｏを複合添加することにより、焼入性の向上効果が得られることが見出された。さらには厚手になるほど、かつ板厚の中心部に近づくほど冷却速度は遅くなるため、この効果は増大することが見出された。
次に、大入熱溶接のＨＡＺ靭性において、Ｍｏ、Ｎｂ添加の有害性を抑えること、すなわちＭＡの増加や硬さの過度の増加を抑えることを目指した。単純にＢ及び微量Ｍｏ、Ｎｂの複合添加することのみでは、大入熱溶接ＨＡＺにおける変態温度が低下し、ＭＡを含む上部ベイナイトが多く生成して靭性が不安定になる。そこでＢ及び微量Ｍｏ、Ｎｂの複合添加を前提として大入熱溶接ＨＡＺにおける変態温度を高め、冷却中のＭＡ分解を促進することを検討した。
その結果、ＣとＳｉを適正な量に制御（低減）することにより、ＭＡを極少量しか含まない、又はＭＡを全く含まない上部ベイナイトが高温で生成することが見出された。そして、Ｂ及び微量Ｍｏに低Ｃ及び低Ｓｉを組み合わせることにより、脆化相であるＭＡが減少し、かつ脆化相であるセメンタイトが少量になるとともに微細に分散し、硬さも低下することが判明した。なお、ＭＡ減少には、必要に応じて水冷停止温度の高温化や６５０℃以下の焼き戻し処理を適用することが有効であるが、母材強度が低下するため、必要な母材強度が得られる範囲で適用する必要はある。
上記のような成分最適化により、大入熱溶接ＨＡＺの上部ベイナイトにおいてＭＡ減少、セメンタイト少量微細化、及び硬さ低減といった３つの効果が重畳し、Ｂ及び微量Ｍｏ成分でも良好な大入熱ＨＡＺ靭性を達成できる見込みが得られた。
さらに、ＨＡＺ靭性を安定化させるために、ＣａやＭｇの適正添加によって微細な酸化物や硫化物を鋼材中に多数分散させる、γ（オーステナイト）粒成長抑制技術（ピン止め技術）を組み合わせることを検討した。ＨＡＺ靭性が上部ベイナイトによって制御される場合、脆性破壊における破面単位は旧γ粒径（旧γの公称粒径）に略一致する。このような場合、破面単位の微細化を通じて靭性を向上させる手段はγ細粒化しかないと考えられる。これに対して従来鋼のＨＡＺはフェライトとベイナイトが混在し、かつ粒内変態を利用できる余地がある。このため、本発明のように母材組織は上部ベイナイトが主体の場合は、ピン止めによるγ粒成長抑制が従来鋼と比較して寄与が大きいと考えられる。
このような理由から、本発明の大入熱溶接ＨＡＺではピン止め効果を積極的に利用する。このときＣｅｑを０．１０％〜０．４０％に制御する必要がある。これは、Ｃｅｑが０．１０％を下回ると母材の強度が低下するためであり、また０．４０％を超えると、たとえ低Ｃ−低Ｓｉ−微量Ｍｏ−Ｂという成分系においても、上部ベイナイトにおけるＭＡ増加と硬さ上昇を回避することが難しく、γ細粒化を図っても良好なＨＡＺ靭性を得ることが難しくなるためである。
次いで、母材靭性と圧延能率が相反することを解決する技術を検討した。すなわち圧延終了温度を８００℃以上に高め、かつ板厚中心部（板厚１／２部）の靭性を高めることが課題である。本発明の母材組織は上部ベイナイトが主体であるため、まずは、上部ベイナイトの脆性破壊における金属学的要因を、本成分系のもとで具体的に検討した。
その結果、γ粒微細化、ＭＡ低減、並びにセメンタイトの少量化及び微細化が、板厚１／２部の靭性向上にとっても極めて重要であるとの結論に達した。すなわち上記したＨＡＺ靭性への対策が有効であるとの結論に達した。
その結果、γ粒微細化、ＭＡ低減、並びにセメンタイトの少量化及び微細化が、板厚１／２部の靭性向上にとっても極めて重要であるとの結論に達した。すなわち上記したＨＡＺ靭性への対策が有効であるとの結論に達した。
なお、ＭＡ低減には、必要に応じて水冷停止温度の高温化や６５０℃以下の焼戻し処理を適用することが有効であるが、これらによって母材強度が低下するので、母材強度が所望する値より低くならないように注意する必要がある。
また、以下の手法により、γ粒微細化が図られる。すなわちスラブ再加熱時のγ粒を微細化することができるが、このためには、鋳造後(例えば連続鋳造後)のスラブをＡｒ３−２００℃以下にしてγ→α変態させ、その後に１２５０℃以下に再加熱することでα→γ変態させる必要がある。スラブをＡｒ３−２００℃以上の温度から再加熱を始めると、スラブ内部でγ→α変態が未完了のうちに再加熱が始まって鋳造時の粗大γが残留する。特に本成分系では鋳造時のγが従来鋼より粗大化する傾向があるため、確実にγ→α→γ変態を生じさせる必要がある。
本発明では、スラブ冷却時や圧延後加速冷却までの空冷時を対象に、以下の式を用いてＡｒ３を計算する。上記した空冷時の場合、冷却速度が窮めて小さいため、Ｂの焼入性は実質的に無視できるほど小さいため、以下の式を適用することができる。
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ＋５５Ｎｉ−８０Ｍｏ…（i）
本発明では、スラブ冷却時や圧延後加速冷却までの空冷時を対象に、以下の式を用いてＡｒ３を計算する。上記した空冷時の場合、冷却速度が窮めて小さいため、Ｂの焼入性は実質的に無視できるほど小さいため、以下の式を適用することができる。
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ＋５５Ｎｉ−８０Ｍｏ…（i）
また、再加熱温度が１２５０℃を超えるとγ粒成長が著しくなり粗大γが生成する。更に、圧延終了温度が８００〜９００℃のもとでは圧延再結晶が繰り返される。このため、スラブ厚み／圧延終了時鋼板厚みが１．５以上という十分な累積圧下量を確保する必要がある。累積圧下量がこれより小さいと、圧延再結晶によるγが十分に微細化しない。また圧延終了温度が９００℃を超えると、圧延途中や圧延終了後に再結晶γが成長して粗大化する。これは、Ｂと微量Ｍｏ、Ｎｂの複合添加による再結晶γ粒の成長抑制効果が９００℃を超えるとほとんど効かなくなるためである。
なお、鋼板が厚手になると、スラブをＡｒ３−２００℃以上の温度に冷却した場合においても、板厚１／２部が再結晶温度以上になる可能性が出てくる。このような場合、板厚１／２部でγ粒の粗大化が進む。これを抑制するためには、Ｎｂを適正量添加することにより、γ粒の未再結晶温度を上昇させることが有効である。これにより、圧延終了温度を８００℃以上にしても母材の厚さ中心部でγ粒の再結晶が生じることを抑制でき、その結果、圧延能率を高くできる。
次に、本発明における鋼の化学成分の限定理由をまとめて説明する。
Ｃは厚手母材で高い強度を確保するために、０．０１％以上必要である。ただし、Ｂ、微量Ｍｏ、及びＮｂを添加した状態で良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性と良好な板厚１／２部靭性を確保するためには、Ｃを０．０７％以下に抑える必要がある。
Ｓｉは脱酸作用を有するが、Ｂ及び微量Ｍｏ成分のもとで良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性と良好な板厚１／２部靭性を確保するためには、０．２％以下に抑える必要がある。
Ｍｎは脱酸作用を有すると同時に、厚手母材が高い強度を経済的に得るために必要である。その下限値は１．２％であるが、Ｍｎが２．０％を超えるとスラブの中心偏析による有害性、すなわち板厚１／２部靭性及び大入熱ＨＡＺ靭性が劣化するために、これが上限になる。
Ｃは厚手母材で高い強度を確保するために、０．０１％以上必要である。ただし、Ｂ、微量Ｍｏ、及びＮｂを添加した状態で良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性と良好な板厚１／２部靭性を確保するためには、Ｃを０．０７％以下に抑える必要がある。
Ｓｉは脱酸作用を有するが、Ｂ及び微量Ｍｏ成分のもとで良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性と良好な板厚１／２部靭性を確保するためには、０．２％以下に抑える必要がある。
Ｍｎは脱酸作用を有すると同時に、厚手母材が高い強度を経済的に得るために必要である。その下限値は１．２％であるが、Ｍｎが２．０％を超えるとスラブの中心偏析による有害性、すなわち板厚１／２部靭性及び大入熱ＨＡＺ靭性が劣化するために、これが上限になる。
Ｐは不純物元素であり、Ｂ及び微量Ｍｏ成分のもとで良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性と良好な板厚１／２部靭性を確保するためには、０．０１５％以下に抑える必要がある。
Ｓは必要な元素であり、後述する大入熱ＨＡＺでのピン止め効果のために０．００５％以上添加する。ただし、Ｓが０．００５％を超えると硫化物が粗大化してピン止め効果が低下すると同時に、破壊起点になってＨＡＺ靭性を低下させるという有害性も顕著になるため、これが上限である。
Ｓは必要な元素であり、後述する大入熱ＨＡＺでのピン止め効果のために０．００５％以上添加する。ただし、Ｓが０．００５％を超えると硫化物が粗大化してピン止め効果が低下すると同時に、破壊起点になってＨＡＺ靭性を低下させるという有害性も顕著になるため、これが上限である。
Ｂ及びＭｏは、上記したように本発明にとって重要な元素である。これらを上記した低Ｃ及び低Ｓｉの鋼材に添加することにより、母材強度、大入熱溶接ＨＡＺ靭性、及び母材靭性を高い次元で同時に得ることができる。具体的には、Ｂを０．０００３％以上、かつＭｏを０．０１％以上添加する必要がある。このような極微量のＭｏであっても、上記したように、小さな冷却速度のもとではＢの焼入性を効果的に高める作用を有することが明らかになった。ただし、Ｂの添加量が０．００３％を超えると鋼材の焼入性が低下し、かつＢ系の粗大析出物が生成して厚手母材の靭性及び大入熱溶接ＨＡＺの靭性双方が低下するため、これを上限とする。また、Ｍｏの添加量が０．２％を超えると大入熱溶接ＨＡＺ及び厚手母材の双方においてＭＡが増加して靭性が低下する。その上、Ｍｏは非常に高価であるため、０．３％以上の多量添加は経済性を著しく損なう。以上のことから、Ｍｏの添加量は０．２％を上限とする。ただし、大入熱溶接ＨＡＺ靭性と経済性の双方を考慮すると、Ｍｏの添加量を０．１５％以下にするのが好ましい。
Ａｌは脱酸のために必要である。Ａｌ以外のＳＩ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｇなども脱酸作用を有するが、たとえこれらの元素が添加される場合であっても、０．００１％以上のＡｌがないと安定的にＯを０．００４％以下に抑えることは難しい。ただし、Ａｌが０．００３４％を超えると、アルミナ系の粗大酸化物がクラスター化する傾向を強め、破壊起点となってしまうため、これが上限である。
ＴｉはＮと結合してＴｉＮを形成することにより、固溶しているＮを低減する。その結果、ＢがＢＮとなることを抑制し、γ中の固溶Ｂすなわち有効Ｂ（詳細は後述）を確保してＢの焼入性向上効果を確保できる。また、ＴｉＮはスラブ再加熱時と大入熱溶接ＨＡＺでピン止め効果を発揮してγ細粒化に寄与する。このような２つの効果を発揮するためには、Ｔｉを０．００５〜０．０２％、Ｎを０．００１〜０．００８％、有効Ｂ量を０．０００３％以上にする必要がある。すなわちＴｉ及びＮがそれぞれ０．００５％未満及び０．００１％未満の場合、ＴｉＮによるピン止め効果が十分に発揮されず、厚手母材と大入熱溶接ＨＡＺ靭性が劣化する。またＴｉ及びＮがそれぞれ０．０２％超及び０．００８％超になると、ＴｉＣの析出及び固溶Ｎの増加によって厚手母材の靭性及び大入熱溶接ＨＡＺの靭性双方が低下する。さらに、Ｔｉ及びＮそれぞれが適正範囲にあっても有効Ｂ量が０．０００３％未満の場合はγ中の固溶Ｂが不足して焼入性を確保できず、強度及び靭性を確保できなくなる。
Ｏは０．００４％以下に抑える必要がある。Ｏが０．００４％を超えると酸化物の一部が粗大化して破壊起点になり、厚手母材の靭性及び大入熱溶接ＨＡＺ靭性が劣化する。一方で、Ｏは０．００１％以上確保する必要がある。その理由は、大入熱溶接ＨＡｚの溶融線近傍においてＨＡＺ靭性を安定化させるためには、上記したようにＣａやＭｇの適正添加によって微細な酸化物を多数分散させ、ピン止め効果によってγ細粒化をはかる必要があるためである。
Ｃａ及びＭｇは、溶鋼への添加順序を考慮しつつ、一方又は双方を０．０００３％以上添加する。これにより、ＣａやＭｇを含有する直径１０〜５００ｎｍの酸化物や硫化物を１０００個／ｍｍ２以上確保することができ、ピン止め効果によってγ細粒化が図られる。しかし、添加量が０．００４％を超えると酸化物や硫化物が粗大化するため、ピン止め粒子の個数が不足し、かつ破壊起点となって大入熱溶接ＨＡＺ靭性が劣化する。このため、Ｃａ及びＭｇの添加量の上限は０．００４％である。
Ｎｂは本発明において特に重要である。上記したようにγ粒の未再結晶温度を上昇させて圧延終了温度を８００℃以上でもγ粒の再結晶が生じないようにするためには、Ｎｂを０．０２超添加する必要がある。一方、Ｎｂを過剰に添加するとＮｂＣの析出により大入熱溶接ＨＡＺ靭性が低下するため、０．０６％を上限とする。
また、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、及びＶは厚手母材の強度と靭性を確保するために有効であるが、いずれの元素も大入熱溶接ＨＡＺのＭＡ生成を助長するため、各元素の添加量は利害得失を伸張に判断して決める必要がある。これらの元素が厚手母材の材質改善に効果を発揮するための添加量の下限値はＣｕ、Ｎｉ、及びＣｒにおいては０．０１％、Ｖにおいては０．００１％である。一方、添加量の上限値は、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、及びＶそれぞれにおいて、１％、３％、０．５％、及び０．１％である。
ＲＥＭ（希土類元素：例えばＬａ、Ｃｅなどのランタノイド系元素）及びＺｒは脱酸及び脱硫に寄与し、また板厚１／２部において粗大な延伸ＭｎＳが生成することを抑制して硫化物を球状無害化する。これにより、厚手母材の靭性及び大入熱ＨＡＺ靭性が改善される。このような効果を発揮するために必要なＲＥＭ及びＺｒの添加量の下限値は、それぞれ０．０００３％である。また、添加量を増加させた場合に上記した効果は飽和するため、経済性の観点から上限値を０．０２％とする。
次に、有効Ｂ量について説明する。
化学成分として添加されたＴｉは、溶鋼中の脱酸で消費される場合があり（特に低Ａｌの場合に生じやすい）、脱酸後に残ったＴｉが凝固後のγ中でＴｉＮを形成する。このときＴｉに対してＮが過剰であると、ＴｉＮを形成した後に残ったＮが一部のＢと結合してＢＮを形成する。そして、ＢＮを形成した後に残ったＢが固溶Ｂとして焼入性に寄与する。この焼入性に寄与する固溶Ｂの鋼板に対する割合を本発明では有効Ｂ量として扱う。
化学成分として添加されたＴｉは、溶鋼中の脱酸で消費される場合があり（特に低Ａｌの場合に生じやすい）、脱酸後に残ったＴｉが凝固後のγ中でＴｉＮを形成する。このときＴｉに対してＮが過剰であると、ＴｉＮを形成した後に残ったＮが一部のＢと結合してＢＮを形成する。そして、ＢＮを形成した後に残ったＢが固溶Ｂとして焼入性に寄与する。この焼入性に寄与する固溶Ｂの鋼板に対する割合を本発明では有効Ｂ量として扱う。
各元素の添加量、熱力学的な反応順序、及び生成物質の化学量論組成に基づいた有効Ｂ量の計算方法を以下に説明する。最初にＴｉよりも脱酸力が強いＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒ、及びＡｌがＯと結合すると仮定する。このときの反応生成物がＣａＯ、ＭｇＯ、ＲＥＭ２Ｏ３、ＺｒＯ２、及びＡｌ２Ｏ３であると仮定して、脱酸されるＯ量を計算する。
これらの元素によって脱酸が完了しない為には、下式を満たす必要がある。
Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ＞０…（ii）
これらの元素によって脱酸が完了しない為には、下式を満たす必要がある。
Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ＞０…（ii）
式（ii）を満たす場合、残ったＯとＴｉが結合する。上記したように脱酸後に残るＴｉ（すなわち鋼材中のＴｉ）は０．００５％以上必要である。反応生成物がＴｉ２Ｏ３であると仮定した場合、脱酸後に残るＴｉを０．００５％以上にするためには、下式を満たす必要がある。
Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）≧０．００５…（iii）
Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）≧０．００５…（iii）
また、脱酸で残ったＴｉがＴｉＮを形成した後にＮが残る場合は下式が正の値を示し、Ｎが残らない場合は下式が０以下の値を示す。
Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）］＞０…(vi)：Ｎが残る場合
Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）］≦０…（v）：Ｎが残らない場合
Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）］＞０…(vi)：Ｎが残る場合
Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）］≦０…（v）：Ｎが残らない場合
ＴｉＮ形成後にＮが残る場合、Ｂの一部がＢＮとして消費されるから、下式によって有効Ｂ量が計算される。
有効Ｂ量＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）］｝｝…（vi）
またＴｉＮ形成後にＮが残らない場合、有効Ｂ量は下式のようになる。
有効Ｂ量＝Ｂ…（vii）
有効Ｂ量＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）］｝｝…（vi）
またＴｉＮ形成後にＮが残らない場合、有効Ｂ量は下式のようになる。
有効Ｂ量＝Ｂ…（vii）
なお、上記した各式における係数は、各元素の原子量に基づいて計算されている。例えばＣａとＯが結合してＣａＯが形成される場合、Ｃａの原子量は４０でありＯの原子量は１６であるため、脱酸量を算出する式におけるＣａの係数は１６／４０＝０．４になる。同様にして各係数も算出される。またＡｌとＯが結合してＡｌ２Ｏ３が形成される場合、Ａｌの原子量が２７であるため、Ａｌの質量％に対して（１６×３）／（２７×２）＝０．８９がＡｌの係数になる。他の元素の係数も同様にして産出される。
また、有効Ｂ量の式の導出概念を遡って示すと、下記のようになる。なお、以下において、「ＡasＡＣ」とは、「Ｃ」と結合している「Ａ」の後半に対する割合（重量％）を示す。例えば「ＢasＢＮ」とは、Ｎと結合しているＢの鋼板に対する割合（重量％）を示す。
有効Ｂ量＝成分Ｂ量―ＢasＢＮ
→ＮasＴｉＮ＝０．２９（Ｔｉ−ＴｉasＴｉ２Ｏ３）
→ＴｉasＴｉ２Ｏ３＝２（Ｏ−ＯasＣａＯ−ＯasＭｇＯ−ＯasＲＥＭ２Ｏ３−ＯasＺｒＯ２−ＯasＡｌ２Ｏ３）
→ＯasＣａＯ＝０．４Ｃａ
ＯasＭｇＯ＝０．６６Ｍｇ
ＯasＲＥＭ２Ｏ３＝０．１７Ｍｇ
ＯasＺｒＯ２＝０．３５Ｚｒ
ＯasＡｌ２Ｏ３＝０．８９Ａｌ
有効Ｂ量＝成分Ｂ量―ＢasＢＮ
→ＮasＴｉＮ＝０．２９（Ｔｉ−ＴｉasＴｉ２Ｏ３）
→ＴｉasＴｉ２Ｏ３＝２（Ｏ−ＯasＣａＯ−ＯasＭｇＯ−ＯasＲＥＭ２Ｏ３−ＯasＺｒＯ２−ＯasＡｌ２Ｏ３）
→ＯasＣａＯ＝０．４Ｃａ
ＯasＭｇＯ＝０．６６Ｍｇ
ＯasＲＥＭ２Ｏ３＝０．１７Ｍｇ
ＯasＺｒＯ２＝０．３５Ｚｒ
ＯasＡｌ２Ｏ３＝０．８９Ａｌ
次に、有効Ｂ量の導出概念を、プロセスにおける反応順すなわち製鋼での精錬→凝固工程に沿って説明する。
１） 液相（溶鋼中）における脱酸反応（１６００℃付近）
Ｏとの化学的親和力が強い順に各元素が酸素と結合するため、ＣａＯ→ＭｇＯ→ＲＥＭ２Ｏ３→ＺｒＯ２→Ａｌ２Ｏ３の順に生成する。これにより溶鋼中の溶存Ｏが減少する。この段階で脱酸が完了する場合には、上記式（ii）を満たさない。
また脱酸が完了しない場合は、上記式（ii）を満たした上で、Ａｌより弱脱酸元素であるＴｉが脱酸に寄与してＴｉ２Ｏ３が生成する。そして反応後の残存Ｔｉが０．００５％以上になる。
１） 液相（溶鋼中）における脱酸反応（１６００℃付近）
Ｏとの化学的親和力が強い順に各元素が酸素と結合するため、ＣａＯ→ＭｇＯ→ＲＥＭ２Ｏ３→ＺｒＯ２→Ａｌ２Ｏ３の順に生成する。これにより溶鋼中の溶存Ｏが減少する。この段階で脱酸が完了する場合には、上記式（ii）を満たさない。
また脱酸が完了しない場合は、上記式（ii）を満たした上で、Ａｌより弱脱酸元素であるＴｉが脱酸に寄与してＴｉ２Ｏ３が生成する。そして反応後の残存Ｔｉが０．００５％以上になる。
２）固相（凝固γ中）における脱窒反応（１３００℃付近〜８００℃付近）
Ｎとの化学的親和力が強い順に各元素が窒素と結合するため、ＴｉＮ→ＢＮ→ＡｌＮの順に生成する。これにより固相γ中の固溶Ｎが減少していく。詳細には、まず脱酸後に残っているＴｉが脱窒反応を生じてＴｉＮが形成される。これで脱窒が完了する場合には下式（viii）及び上記式（v）を満たし、γ中に固溶Ｎが存在しない。このためＢはＢＮを形成せずにすべてが固溶Ｂすなわち有効Ｂとして存在することになり、上記式（vii）を満たす。
Ｎ−０．２９Ｔｉ≦０…（viii）
Ｎとの化学的親和力が強い順に各元素が窒素と結合するため、ＴｉＮ→ＢＮ→ＡｌＮの順に生成する。これにより固相γ中の固溶Ｎが減少していく。詳細には、まず脱酸後に残っているＴｉが脱窒反応を生じてＴｉＮが形成される。これで脱窒が完了する場合には下式（viii）及び上記式（v）を満たし、γ中に固溶Ｎが存在しない。このためＢはＢＮを形成せずにすべてが固溶Ｂすなわち有効Ｂとして存在することになり、上記式（vii）を満たす。
Ｎ−０．２９Ｔｉ≦０…（viii）
また脱窒が完了しない場合には下記式（ix）及び上記式（vi）を満たし、Ｂの一部がＢＮとなるため、残りのＢが固溶Ｂとなる。この場合の固溶Ｂ量すなわち有効Ｂ量は上記式（５）により計算される。
Ｎ−０．２９Ｔｉ＞０…（ix）
Ｎ−０．２９Ｔｉ＞０…（ix）
なお、上記式（viii）及び（ix）における０．２９Ｔｉは、ＮａｓＴｉＮを意味する。係数の０．２９は（Ｎの原子量）／（Ｔｉの原子量）＝１４／４８により算出される。
なお、母材靭性が必要な値を有するためには、母材の旧オーステナイトの公称粒径が４０μｍ以下であるのが好ましい。ただし、公称粒径ｄｎはASTM Designation E112-82で規定され、例えば梅本実により「ふぇらむVol.2(1997)No.10」で解説されているように試料面上での粒1個の平均面積ａ(mm2)によって以下の数１で計算されるものである。
次に、本発明に係る厚手高強度鋼板の製造方法について説明する。製鋼工程において溶鋼の化学成分調整を行った後、連続鋳造によって鋳片を造る。その後、Ａｒ３−２００℃以下まで冷却した後に鋼片を再加熱する。再加熱温度は１０００〜１２５０℃である。ここでスラブ再加熱温度が１０００℃未満だとＢ炭化物が溶解しないため、有効Ｂ量が十分でも実質的にγに固溶しているＢが不足してＢの焼入性効果が不足する。また、スラブ再加熱温度が１２５０℃を超えるとＴｉＮが溶解して固溶Ｎが増加して、圧延中又は圧延後にＢＮが析出するため、有効Ｂ量が十分でも実質的にγに固溶しているＢが不足してＢの焼入性効果が不足する。また、いずれの場合においてもピン止め効果が低減したγ粒の粗大化が生じる。
次いで、厚板圧延によって所定の厚みの鋼板を造る。このとき、スラブ厚み／圧延終了時鋼板厚みを１．５以上にする。圧延後にＡｒ３以上の温度から加速冷却（例えば水冷）を行う。厚板圧延において、仕上げ圧延の開始温度は８００℃〜９００℃であり、スラブ厚み（ｍｍ）／圧延終了時鋼板厚み（ｍｍ）≧１．５である。また加速冷却の平均冷却速度は、３〜１０℃／ｓであるが、このような冷却速度は、例えば水量密度を０．３ｍ３／ｍ２／ｍｉｎで行うことにより達成できる。これにより、鋼板は十分に焼入れが行われ、高い降伏応力が得られる。また、確実にγ→α→γ変態が生じ、母材靭性も向上する。なお、圧延後の加速冷却をＡｒ３未満の温度で行うと鋼材中のフェライトの割合が増加して降伏強度が大きく低下する。また加速冷却の平均冷却速度が３℃／ｓ未満だと焼入性が不足して降伏強度が低下する。
製鋼工程で溶鋼の化学成分を制御して連続鋳造によってスラブ（厚さ２００ｍｍ）を作製し、これを再加熱して圧延することで板厚４０〜７０ｍｍの鋼板を作成し、加速冷却を行った。全ての鋼板において、再加熱開始温度はＡｒ３−２００℃以下であり、再加熱温度は１０５０℃又は１１５０℃であり、仕上げ圧延の開始温度は８００〜９００℃であり、圧延終了温度は８００℃以上であり、かつスラブ厚み（ｍｍ）／圧延終了時鋼板厚み（ｍｍ）≧１．５である。また加速冷却の開始温度は全ての鋼材でＡｒ３以上である。さらにオフラインでの焼戻処理を行った。焼戻処理は５３０℃で２０分又は３０分ほど行った。
表１に鋼板の化学成分（単位は重量％）を示す。表２に鋼板製造条件を示す。表３に鋼板の機械的性質を示す。なお、表１における式Ａ〜Ｄそれぞれは、以下の通りである。
式Ａ＝Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ
式Ｂ＝Ｎ−０．２９Ｔｉ
式Ｃ＝Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）
式Ｄ＝Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）］
式Ａ＝Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ
式Ｂ＝Ｎ−０．２９Ｔｉ
式Ｃ＝Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）
式Ｄ＝Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）］
鋼１〜５は本発明鋼である。すなわち鋼成分を適正化し、かつ圧延時の条件を適正化することにより、圧延能率を重視して圧延終了温度を８００℃以上としても、厚手鋼板の板厚１／２部のＬ方向において３９０〜４７０ＭＰａという高い降伏強度と、ｖＴｒｓ＜−６０℃という良好な母材靭性が得られ、かつ入熱量が４０ｋＪ／ｍｉｎにおける−４０℃での溶接ＨＡＺ靭性すなわちｖＥ（−４０℃）が１２０Ｊ以上と良好な値を示した。
一方、比較例である鋼６は、Ｃ濃度が本発明の範囲を超えたため、溶接ＨＡＺ靭性を示すｖＥ（−４０℃）が２１Ｊと低い値を示した。また、比較例である鋼７は、Ｎｂ濃度が本発明の範囲を超えたため、溶接ＨＡＺ靭性を示すｖＥ（−４０℃）が１８Ｊと低い値を示した。また、比較例である鋼８は、Ｎｂ濃度が本発明の範囲を下回ったため、母材のγ粒が粗大化してｖＴｒｓが−３５℃と悪い値を示した。また比較例９は有効Ｂ量が本発明の範囲を下回ったため、ｖＴｒｓ及びｖＥ（−４０℃）それぞれが−３０℃及び３０Ｊと悪い値を示した。
以上の結果から、上記実施形態で説明したように鋼成分し、かつ圧延時の熱処理条件を適正化することにより、高い母材強度（例えば降伏応力及びシャルピー試験値）、良好な板厚中心部靭性、良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性、及び高い圧延能率を高い次元で同時に満足する厚手鋼板を製造することができることが示された。
尚、本発明は上述した実施形態又は実施例に限定されるものではなく、本発明の主旨を逸脱しない範囲内で種々変更して実施することが可能である。
Claims (6)
- 質量％で、Ｃ:０．０１〜０．０７％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ:０．２〜１．８％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｍｏ：０．０１〜０．２％、Ｎｂ：０．０２％超０．０６％以下、Ａｌ：０．００１〜０．００３４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ：０．００１〜０．００８％、Ｏ：０．００１〜０．００４％を含有し、更にＣａ：０．０００３〜０．００４％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００４％のうち一種以上を含有し、かつ下式（１）及び（２）を満たし、残部が鉄及び不可避的不純物によって化学成分が構成される鋳片を、鋳造後の冷却過程でＡｒ３−２００℃以下まで冷却した後に、１０００〜１２５０℃に再加熱してから粗圧延を行い、その後に下式（３）を満たす仕上圧延を８００℃〜９００℃で行い、その後Ａｒ３以上の温度から加速冷却することを特徴とする、靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
ただし、有効Ｂ量≧０．０００３％…（１）
０．１０％≦Ｃｅｑ≦０．４０％…（２）
スラブ厚み（ｍｍ）／圧延終了時鋼板厚み（ｍｍ）≧１．５…（３）
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ＋５５Ｎｉ−８０Ｍｏ…（４）
なお、有効Ｂ量とは、変態前のγ（オーステナイト）素地に固溶しているＢ量の鋼板に対する割合、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５である。
また有効Ｂ量は、以下の式を満たす。
（ａ）Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ≦０のとき、
（ａ１）Ｎ−０．２９Ｔｉ＞０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ−０．７７（Ｎ−０．２９Ｔｉ）
（ａ２）Ｎ−０．２９Ｔｉ≦０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ
（ｂ）Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ＞０、かつＴｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）≧０．００５のとき、
（ｂ１）Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）］＞０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）］｝
（ｂ２）Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）］≦０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ - 更に質量％で、Ｃｕ：０．０１〜１％、Ｎｉ：０．０１〜３％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．００１〜０．１％のうち一種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
- 更に質量％で、
ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０２％のうち一種以上を含有し、上式（１）に代えて下式（５）を満たすことを特徴とする、請求項１又は２に記載の靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
有効Ｂ量（％）≧０．０００３％…（５）
ただし、
（ｃ）Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ≦０のとき、
（ｃ１）Ｎ−０．２９Ｔｉ＞０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ−０．７７（Ｎ−０．２９Ｔｉ）
（ｃ２）Ｎ−０．２９Ｔｉ≦０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ
（ｄ）Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ＞０、かつＴｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ―０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）≧０．００５のとき、
（ｄ１）Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ―０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）］＞０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ―０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）］｝
（ｄ２）Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ―０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）］≦０の場合には
有効Ｂ量＝Ｂ - 質量％で、Ｃ:０．０１〜０．０７％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ:０．２〜１．８％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｍｏ：０．０１〜０．２％、Ｎｂ：０．０２％超０．０６％以下、Ａｌ：０．００１〜０．００３４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ：０．００１〜０．００８％、Ｏ：０．００１〜０．００４％を含有し、更にＣａ：０．０００３〜０．００４％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００４％のうち一種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物によって化学成分が構成され、
板厚：５０〜８０ｍｍ、降伏強度：３９０〜５００ＭＰａ、板厚中心部の靭性：ｖＴｒｓ≦―６０℃、溶接入熱量≧２０ｋＪ／ｍｍにおけるＨＡＺ靭性：ｖＥ（−４０℃）≧４７Ｊを満たす、靭性に優れた厚手高強度鋼板。
ただし、有効Ｂ量≧０．０００３％…（１）
０．１０％≦Ｃｅｑ≦０．４０％…（２）
ただし有効Ｂ量とは、変態前のγ（オーステナイト）素地に固溶しているＢ量の鋼板に対する割合であり、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５である。
また有効Ｂ量は、以下の式を満たす。
（ａ）Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ≦０のとき、
（ａ１）Ｎ−０．２９Ｔｉ＞０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ−０．７７（Ｎ−０．２９Ｔｉ）
（ａ２）Ｎ−０．２９Ｔｉ≦０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ
（ｂ）Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ＞０、かつＴｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）≧０．００５のとき、
（ｂ１）Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）］＞０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）］｝
（ｂ２）Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）］≦０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ - 更に質量％で、
ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０２％のうち一種以上を含有し、上式（１）に代えて下式（５）を満たすことを特徴とする、請求項４に記載の靭性に優れた厚手高強度鋼板。
有効Ｂ量（％）≧０．０００３％…（５）
ただし、
（ｃ）Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ≦０のとき、
（ｃ１）Ｎ−０．２９Ｔｉ＞０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ−０．７７（Ｎ−０．２９Ｔｉ）
（ｃ２）Ｎ−０．２９Ｔｉ≦０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ
（ｄ）Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ＞０、かつＴｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ―０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）≧０．００５のとき、
（ｄ１）Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ―０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）］＞０の場合には、
有効Ｂ量＝Ｂ−０．７７｛Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ―０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）］｝
（ｄ２）Ｎ−０．２９［Ｔｉ−２（Ｏ−０．４Ｃａ−０．６６Ｍｇ―０．１７ＲＥＭ−０．３５Ｚｒ−０．８９Ａｌ）］≦０の場合には
有効Ｂ量＝Ｂ - 母材の旧オーステナイトの公称粒径が４０μｍ以下である請求項４又は５に記載の靭性に優れた厚手高強度鋼板。
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