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WO2020153085A1 - 厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents

厚鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2020153085A1
WO2020153085A1 PCT/JP2019/050700 JP2019050700W WO2020153085A1 WO 2020153085 A1 WO2020153085 A1 WO 2020153085A1 JP 2019050700 W JP2019050700 W JP 2019050700W WO 2020153085 A1 WO2020153085 A1 WO 2020153085A1
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WO
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less
thick steel
steel plate
cooling
steel sheet
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2019/050700
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English (en)
French (fr)
Inventor
義浩 兵藤
仁 末吉
横田　智之
聡 伊木
和田　裕
羽鳥　聡
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
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Publication date
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Priority to CN202311433530.0A priority patent/CN117568718A/zh
Priority to KR1020217022156A priority patent/KR102557520B1/ko
Priority to JP2020518831A priority patent/JP6981546B2/ja
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a thick steel plate, and particularly to a thick steel plate excellent in both total elongation and fatigue crack propagation resistance.
  • INDUSTRIAL APPLICABILITY The thick steel plate of the present invention can be suitably used for welded structures, such as ships, marine structures, bridges, buildings, and tanks, which are strongly required to have structural safety.
  • the present invention also relates to a method for manufacturing the thick steel plate.
  • Heavy steel plates are widely used in structures such as ships, offshore structures, bridges, buildings, and tanks.
  • the thick steel plate is required to have excellent fatigue properties as well as mechanical properties such as strength and toughness and weldability.
  • the thick steel plate is required to have fatigue characteristics capable of ensuring the safety of the structure even under such a repeated load. In particular, it is effective to improve the fatigue crack propagation resistance of the thick steel plate in order to prevent ultimate fracture such as breakage of the member.
  • Patent Document 1 proposes a steel plate for a tanker, which has excellent fatigue crack propagation resistance in a wet hydrogen sulfide environment.
  • the steel sheet has a mixed structure of ferrite as the first phase and bainite and/or pearlite as the second phase.
  • the average grain size of ferrite is set to 20 ⁇ m or less.
  • Patent Document 2 proposes a steel sheet having excellent fatigue crack propagation resistance.
  • the steel sheet has a microstructure composed of a hard part and a soft part, and a hardness difference between the hard part and the soft part is 150 or more in Vickers hardness.
  • Patent Document 3 proposes a duplex stainless steel having a microstructure composed of bainite and ferrite having an area ratio of 38 to 52%.
  • the fatigue crack propagation resistance is improved by controlling the Vickers hardness of the ferrite phase portion and the density of the boundary between the ferrite phase and the bainite phase.
  • Patent Documents 1 to 3 have the following problems (1) to (3).
  • the thick steel plate has excellent fatigue crack propagation resistance not only in one direction but also in the plate thickness direction, rolling direction, and width direction. Is required.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and an object of the present invention is to provide a thick steel plate having the following excellent features (1) to (3).
  • (1) It has both excellent fatigue crack propagation resistance and total elongation.
  • (2) Excellent fatigue crack propagation resistance in the plate thickness direction, rolling direction, and width direction.
  • (3) It can be manufactured without requiring a high degree of cooling control in the two-phase region.
  • this invention aims at providing the manufacturing method of the said thick steel plate.
  • the present inventors have obtained the following findings as a result of investigations to solve the above problems.
  • a bainite as a soft phase and a pearlite as a hard phase are both contained in a specific area fraction, and a bainite and a parlor each have a microstructure having a crystal grain size within a specific range.
  • a thick steel sheet having both excellent fatigue crack propagation resistance and total elongation can be obtained.
  • the thick steel sheet having the microstructure can be manufactured by controlling the manufacturing conditions, particularly the conditions in hot rolling and subsequent accelerated cooling. Since the thick steel sheet has bainite as the first phase, it is more suitable for production by an online process than conventional steel sheets.
  • the present invention was made based on the above findings, and has the following gist.
  • composition of the components is% by mass, Cr: 0.01-1.00%, Cu: 0.01 to 1.00%, Ni: 0.01 to 1.00%, Mo: 0.01 to 1.00%, Nb: 0.005 to 0.050%, V: 0.005 to 0.050%, Ti: 0.005 to 0.050%, B: 0.0001 to 0.0050%, Ca: 0.0001 to 0.020%, 2.
  • the thick steel sheet according to 1 above which contains one or more selected from the group consisting of Mg: 0.0001 to 0.020% and REM: 0.0001 to 0.020%.
  • Hot rolling the heated steel material into a hot rolled steel sheet The hot rolled steel sheet is acceleratedly cooled under the conditions of a cooling start temperature: Ar 3 points or higher, a cooling stop temperature: 450 to 700° C., and an average cooling rate on the surface of the steel sheet from the start of cooling to a stop of cooling: 20 to 60° C./s.
  • a method of manufacturing a thick steel plate In the hot rolling, a cumulative reduction ratio in a temperature range of 950° C. or higher is 80% or higher, and a cumulative reduction ratio in a temperature range of lower than 950° C. and Ar 3 points or higher is 50% or higher. Manufacturing method.
  • the thick steel plate of the present invention has both excellent fatigue crack propagation resistance and total elongation, and is also excellent in fatigue crack propagation resistance in all of the plate thickness direction, rolling direction, and width direction. Further, the thick steel plate of the present invention can be stably manufactured without requiring a high degree of cooling control in the two-phase region. Therefore, the thick steel sheet of the present invention greatly contributes to the improvement of reliability of the steel structure and the reduction of life cycle cost.
  • C 0.01 to 0.16%
  • C is an element having an effect of improving strength. Further, C has an effect of promoting generation of a pearlite phase which is advantageous in fatigue resistance. If the C content is less than 0.01%, the desired strength and fatigue crack propagation resistance cannot be obtained. Therefore, the C content is set to 0.01% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.16%, the total elongation and weldability deteriorate. Therefore, the C content is 0.16% or less, preferably 0.15% or less, more preferably 0.10% or less.
  • Si 1.00% or less
  • Si is an element that has a deoxidizing effect and also has an effect of further improving strength. Si also has an effect of suppressing excessive cementite formation. However, if the Si content exceeds 1.00%, not only the weldability and toughness deteriorate, but also the formation of a pearlite phase advantageous for fatigue resistance is suppressed. Therefore, the Si content is 1.00% or less, preferably 0.50% or less.
  • the lower limit of the Si content is not particularly limited, but from the viewpoint of enhancing the effect of adding Si, the Si content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.10% or more.
  • Mn 0.50-2.00%
  • Mn is an element having the effect of enhancing the hardenability and, as a result, improving the strength and toughness of the thick steel plate.
  • the Mn content is set to 0.50% or more, preferably 0.80% or more.
  • the Mn content exceeds 2.00%, the hardenability becomes too high, and as a result, the formation of the pearlite phase, which is advantageous in fatigue resistance, is suppressed.
  • the Mn content exceeds 2.00%, the total elongation and toughness decrease. Therefore, the Mn content is 2.00% or less, preferably 1.65% or less.
  • P 0.030% or less
  • P is an element contained in the thick steel plate as an impurity and deteriorates toughness and total elongation. Therefore, the P content is set to 0.030% or less.
  • the lower the P content the better. Therefore, the lower limit of the P content is not particularly limited, and the P content may be 0% or more, or may be more than 0%. However, since excessive reduction increases the manufacturing cost, from the viewpoint of manufacturing cost, the P content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.001% or more.
  • S 0.020% or less S is an element contained in the thick steel plate as an impurity and deteriorates toughness. Therefore, the S content is 0.020% or less, preferably 0.010% or less. On the other hand, since the lower the S content, the better, the lower limit of the S content is not particularly limited, and the S content may be 0% or more, or may be more than 0%. However, since excessive reduction increases the manufacturing cost, from the viewpoint of manufacturing cost, the S content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.001% or more.
  • Al 0.06% or less
  • Al is an element that acts as a deoxidizing agent and is generally used in the molten steel deoxidizing process. Further, Al fixes N in the steel as AlN and contributes to the improvement of the toughness of the base material. However, when the Al content exceeds 0.06%, the toughness and total elongation of the base material (thick steel plate) are reduced, and Al is mixed in the weld metal portion during welding, and the toughness of the weld portion is deteriorated. Therefore, the Al content is 0.06% or less, preferably 0.05% or less.
  • the lower limit of the Al content is not particularly limited, but the Al content is preferably 0.01% or more from the viewpoint of enhancing the effect of adding Al.
  • N 0.0060% or less
  • N is an element that combines with Al in steel to form AlN and contributes to the improvement of strength through refinement of crystal grains during hot rolling.
  • the N content is 0.0060% or less, preferably 0.0050% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited, but the N content is preferably 0.0020% or more from the viewpoint of enhancing the effect of adding N.
  • the thick steel plate according to one embodiment of the present invention may have a component composition containing the above elements and the balance Fe and inevitable impurities.
  • the component composition of the thick steel plate according to another embodiment of the present invention may further contain at least one of the following elements.
  • properties such as strength, toughness, weldability, and weather resistance of the thick steel plate can be further improved.
  • Cr 0.01-1.00%
  • Cr is an element having an effect of further improving strength and weather resistance. Further, Cr is an element that promotes the production of cementite, and promotes the production of a pearlite phase that is advantageous in fatigue resistance.
  • the Cr content is set to 0.01% or more, preferably 0.10% or more in order to obtain the above effect. On the other hand, if the Cr content exceeds 1.00%, the weldability and toughness are impaired. Therefore, the Cr content is 1.00% or less, preferably 0.80% or less, and more preferably 0.50% or less.
  • Cu 0.01-1.00%
  • Cu is an element having the effects of further increasing strength by solid solution and improving weather resistance.
  • the Cu content is set to 0.01% or more in order to obtain the above effect.
  • the Cu content exceeds 1.00%, the weldability is impaired, and defects are likely to occur during the production of thick steel plates. Therefore, the Cu content is 1.00% or less, preferably 0.70% or less, and more preferably 0.40% or less.
  • Ni 0.01-1.00%
  • Ni is an element having an effect of improving low temperature toughness and weather resistance, and Ni improves hot embrittlement when Cu is added.
  • the Ni content is set to 0.01% or more in order to obtain the above effect.
  • the Ni content is 1.00% or less, preferably 0.70% or less, and more preferably 0.40% or less.
  • Mo 0.01-1.00%
  • Mo is an element having an effect of further improving strength.
  • the Mo content is 0.01% or more in order to obtain the above effect.
  • the Mo content exceeds 1.00%, the weldability and toughness are impaired. Therefore, the Mo content is 1.00% or less, preferably 0.70% or less, and more preferably 0.40% or less.
  • Nb 0.005 to 0.050%
  • Nb is an element that has an effect of suppressing recrystallization of austenite during hot rolling and refining the finally obtained crystal grains. Further, Nb precipitates during air cooling after accelerated cooling, and further improves the strength.
  • the Nb content is 0.005% or more in order to obtain the above effect.
  • the Nb content exceeds 0.050%, the hardenability becomes excessive and martensite is formed, so that the desired structure cannot be obtained and the toughness decreases. Therefore, the Nb content is 0.050% or less, preferably 0.040% or less.
  • V 0.005 to 0.050%
  • V is an element that precipitates during air cooling after accelerated cooling and has the effect of further improving strength.
  • the V content is set to 0.005% or more in order to obtain the above effect.
  • the V content exceeds 0.050%, the weldability and toughness deteriorate. Therefore, the V content is 0.050% or less, preferably 0.030% or less.
  • Ti 0.005 to 0.050%
  • Ti is an element which has the effect of further increasing the strength and improving the toughness of the weld.
  • the Ti content is 0.005% or more in order to obtain the above effect.
  • the Ti content exceeds 0.050%, the cost increase becomes remarkable. Therefore, the Ti content is 0.050% or less, preferably 0.030% or less, more preferably 0.020% or less.
  • B 0.0001 to 0.0050%
  • B is an element having the effect of enhancing the hardenability and, as a result, further improving the strength.
  • the B content is 0.0001% or more in order to obtain the above effect.
  • the B content is 0.0050% or less, preferably 0.0030% or less.
  • Ca 0.0001 to 0.020%
  • Ca is an element that controls the morphology of sulfides and, as a result, has the effect of further improving toughness.
  • the Ca content is 0.0001% or more in order to obtain the above effect.
  • the Ca content exceeds 0.020%, the effect is saturated. Therefore, the Ca content is 0.020% or less.
  • Mg 0.0001 to 0.020%
  • Mg is an element that has the effect of improving toughness through the refinement of crystal grains.
  • the Mg content is 0.0001% or more in order to obtain the above effect.
  • the Mg content exceeds 0.02%, the effect is saturated. Therefore, the Mg content is 0.020% or less.
  • REM 0.0001 to 0.020% REM (rare earth metal) is an element having an effect of improving toughness.
  • the REM content is 0.0001% or more in order to obtain the above effect.
  • the REM content exceeds 0.020%, the effect is saturated. Therefore, the REM content is 0.020% or less.
  • the thick steel plate according to one embodiment of the present invention includes, by area fraction, 75 to 97% bainite and 3 to 25% pearlite, and the bainite crystal grain size is 18 ⁇ m or less in terms of an average circle equivalent diameter. It has a microstructure having a particle diameter of 10 ⁇ m or less in terms of an average circle equivalent diameter.
  • the microstructure in the present invention refers to the microstructure at the 1/4 position (1/4 t position) of the plate thickness t of the thick steel plate.
  • the area fraction and crystal grain size of each structure can be measured by observing a cross section parallel to the rolling direction at a depth of 1/4 from the surface of the thick steel plate and observing it. More specifically, the area fraction and the crystal grain size can be determined by the method described in the examples.
  • bainite is the first phase in the microstructure and functions as a soft phase.
  • Ferrite is a typical soft phase contained in steel materials, but bainite is more effective in suppressing crack growth than ferrite. Therefore, by setting the area fraction of bainite to 75% or more, the growth of fatigue cracks can be suppressed. If the area fraction of bainite is less than 75%, the desired fatigue crack propagation resistance cannot be obtained.
  • the area fraction of bainite is preferably 80% or more. On the other hand, when the area fraction of bainite exceeds 97%, pearlite becomes insufficient, and as a result, fatigue crack propagation cannot be suppressed. Therefore, the area fraction of bainite is set to 97% or less.
  • Bainite crystal grain size 18 ⁇ m or less
  • the bainite crystal grain size is 18 ⁇ m or less in terms of average circle equivalent diameter.
  • By refining bainite desired toughness and total elongation characteristics can be obtained. If the bainite crystal grain size exceeds 18 ⁇ m in terms of average circle equivalent diameter, desired toughness and total elongation cannot be obtained.
  • the lower limit of the grain size of bainite is not particularly limited, excessive grain refining makes production difficult. Therefore, in actual production, the grain size of bainite is preferably 5 ⁇ m or more.
  • the bainite in the present invention includes upper bainite, acicular ferrite, and granular bainite.
  • pearlite is the second phase in the microstructure and functions as a hard phase.
  • the area fraction of pearlite is set to 3% or more, preferably 5% or more.
  • the area fraction of pearlite is 25% or less, preferably 20% or less.
  • Crystal grain size of pearlite 10 ⁇ m or less
  • the crystal grain size of pearlite is 10 ⁇ m or less in terms of average circle equivalent diameter.
  • desired toughness and total elongation characteristics can be obtained. If the crystal grain size of pearlite is more than 10 ⁇ m in average circle equivalent diameter, desired toughness and total elongation cannot be obtained.
  • the lower limit of the crystal grain size of pearlite is not particularly limited, but may be 1 ⁇ m or more and may be 2 ⁇ m or more.
  • the perlite in the present invention includes perlite and pseudo perlite.
  • the thick steel plate according to the embodiment of the present invention may have a microstructure composed of bainite and pearlite.
  • the microstructure may further optionally include other tissues.
  • the other structure may be, for example, one or both of martensite and ferrite.
  • the martensite includes island martensite, lath martensite, and lens martensite.
  • the area fraction (total area fraction) of the other organizations is not particularly limited.
  • the area fraction of the other organizations is preferably 5% or less.
  • the thick steel plate according to the embodiment of the present invention 75-97% bainite, It may have a microstructure consisting of 3 to 25% pearlite, and 0 to 5% bainite and a structure other than pearlite.
  • a steel plate having a plate thickness of 6 mm or more is defined as a “thick steel plate” according to the usual definition.
  • the upper limit of the plate thickness is not particularly limited, but the present invention is particularly suitably applied to a relatively thin thick steel plate. Therefore, the plate thickness of the thick steel plate in the present invention is preferably 25 mm or less, and more preferably less than 20 mm.
  • the thick steel plate of the present invention can have excellent tensile strength (TS) as a result of having the above-described composition and microstructure.
  • TS tensile strength
  • the value of TS is not particularly limited, it is preferably 500 MPa or more, more preferably 530 MPa or more, still more preferably 550 MPa or more.
  • the upper limit of TS is not limited, but may be, for example, 720 MPa or less, 700 MPa or less, 640 MPa or less, or 620 MPa or less.
  • the yield stress (YS) of the thick steel plate of the present invention is not particularly limited, but may be 420 MPa or higher, 430 MPa or higher, and 440 MPa or higher. Further, YS may be 560 MPa or less, 530 MPa or less, and 520 MPa or less.
  • the thick steel plate of the present invention has excellent toughness as a result of having the above-described composition and microstructure.
  • the toughness of the thick steel sheet of the present invention is not particularly limited, but the Charpy absorbed energy vE 0 at 0° C., which is one of the indicators of toughness, is preferably 100 J or more, more preferably 130 J or more, and 150 J or more. More preferably, and most preferably 200 J or more.
  • the upper limit of vE 0 is not limited, but may be, for example, 400 J or less, 300 J or less, or 270 J or less. Note that vE 0 can be measured by the method described in the examples.
  • the thick steel plate of the present invention has excellent total elongation (EL) as a result of having the above-described composition and microstructure.
  • EL total elongation
  • the value of EL is not particularly limited, it is preferably 15% or more, more preferably 16% or more, further preferably 17% or more, and most preferably 20% or more.
  • the upper limit of EL is also not particularly limited, but may be 30% or less. EL can be measured by the method described in the examples.
  • the difference between the Vickers hardness at a position 1 mm deep from the surface of the thick steel plate and the Vickers hardness at the plate thickness center portion of the thick steel plate (hereinafter referred to as “hardness difference”) is 40 HV or less.
  • the lower limit of the hardness difference may be 0HV.
  • the hardness difference may be, for example, 10 HV or more. The hardness difference can be measured by the method described in the examples.
  • the thick steel plate of the present invention can have excellent fatigue crack propagation resistance in all of the plate thickness direction, rolling direction, and width direction.
  • the fatigue crack propagation resistance (da/dN) can be used as an index of fatigue crack propagation resistance.
  • the value of the fatigue crack propagation velocity is not particularly limited.
  • the fatigue crack propagation speed in the plate thickness direction (Z direction) preferably satisfies the following conditions (a) and (b).
  • either one of the fatigue crack propagation speed in the rolling direction (L direction) and the fatigue crack propagation speed in the width direction (C direction) satisfies the following conditions (c) and (d): It is more preferable that both satisfy the conditions of (c) and (d).
  • C Fatigue crack propagation velocity under the condition of stress intensity factor range ⁇ K: 15 MPa/m 1/2 is 1.75 ⁇ 10 ⁇ 8 (m/cycle) or less
  • D Fatigue crack propagation velocity under the condition of stress intensity factor range ⁇ K: 25 MPa/m 1/2 is 8.50 ⁇ 10 ⁇ 8 (m/cycle) or less
  • the thick steel plate in one embodiment of the present invention can be manufactured by sequentially performing the following steps (1) to (3) on a steel material having the above-described composition. (1) Heating (2) Hot rolling (3) Accelerated cooling
  • the temperature refers to the surface temperature of the object to be treated (steel material or hot rolled steel sheet).
  • the cooling rate is the cooling rate at the average temperature in the thickness direction of the steel sheet.
  • Step material Any steel material may be used as long as it has the above-described composition.
  • the composition of the thick steel plate finally obtained is the same as that of the steel material used.
  • the steel material for example, a steel slab can be used.
  • Heating Heating temperature 1000 to 1250°C
  • the steel material is heated to a heating temperature of 1000° C. or higher and 1250° C. or lower. If the heating temperature is lower than 1000°C, the temperature required for the next hot rolling cannot be secured. On the other hand, when the heating temperature exceeds 1250° C., the crystal grains of steel become coarse and the toughness deteriorates.
  • the heated steel material is hot rolled into a hot rolled steel sheet.
  • the cumulative rolling reduction in the hot rolling needs to satisfy the following conditions.
  • Cumulative rolling reduction in the temperature range of 950° C. or higher 80% or more
  • the austenite grains are refined.
  • bainite produced by transformation during accelerated cooling and pearlite produced from untransformed austenite are refined. If the cumulative rolling reduction is less than 80%, the bainite and pearlite are not sufficiently refined, and the toughness is lowered, so that the total elongation is deteriorated.
  • the upper limit of the cumulative rolling reduction ratio in the temperature range of 950° C. or higher is not particularly limited, but may be 90% or lower, for example.
  • Cumulative rolling reduction in temperature range below 950°C, Ar3 point or higher 50% or more
  • austenite grains are refined and accelerated. Bainite produced by transformation during cooling and pearlite produced from untransformed austenite are refined.
  • the upper limit of the cumulative rolling reduction ratio in a temperature range of less than 950° C. and three or more points of Ar is not particularly limited, but may be 80% or less and 75% or less, for example.
  • Ar3 point can be obtained by the following formula.
  • Ar3(°C) 910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo
  • the element symbol in the above formula represents the content (mass %) of the element in the steel material, and is set to zero when the element is not contained in the steel material.
  • Cooling start temperature Ar 3 points or more If the cooling start temperature in the above accelerated cooling is less than Ar 3 points, ferrite and coarse pearlite excessively precipitate, and the strength and fatigue crack propagation resistance decrease. Therefore, the cooling start temperature is set to 3 Ar or higher.
  • the upper limit of the cooling start temperature is not particularly limited, but it is preferably 870° C. or lower from the viewpoint of ensuring the cumulative reduction ratio in the temperature range of Ar 3 points or higher.
  • the fact that the cooling start temperature is at or above the Ar 3 point means that the rolling end temperature is at or above the Ar 3 point. If the rolling end temperature is less than Ar3 points, the rolling will be in the two-phase region and the total elongation will be deteriorated. If the rolling end temperature is at or above the Ar3 point, rolling will be performed in the austenite single-phase region, so that the total elongation will be deteriorated. Can be prevented.
  • Cooling stop temperature 450-700°C
  • the cooling stop temperature in the accelerated cooling is set to 700°C or lower, preferably 650°C or lower.
  • the cooling stop temperature exceeds 700° C.
  • the cooling stop temperature is lower than 450° C.
  • the amount of martensite produced increases, so that a desired microstructure cannot be obtained and toughness and total elongation decrease.
  • the cooling stop temperature is 450° C. or higher, preferably 500° C. or higher, and more preferably 550° C. or higher.
  • Average cooling rate 20-60°C/s
  • the average cooling rate in the accelerated cooling is 20° C./s or more. If the average cooling rate is lower than 20° C./s, ferrite is generated and the desired microstructure is not formed, so that the fatigue crack propagation resistance decreases. Further, since the toughness decreases, the desired total elongation cannot be obtained. On the other hand, if the average cooling rate exceeds 60° C./s, residual stress due to cooling strain and excessive martensite occur, resulting in deterioration of total elongation. Therefore, the upper limit of the cooling rate is set to 60°C/s.
  • the average cooling rate is preferable to reduce the average cooling rate. Specifically, by setting the average cooling rate to 50° C./s or less, the hardness difference can be set to 40 HV or less.
  • the said average cooling rate shall point out the average cooling rate in the steel plate surface from the acceleration cooling start to the acceleration cooling stop.
  • the method for performing the accelerated cooling is not particularly limited, and any method can be used.
  • the accelerated cooling can be performed by intermittent cooling in which water cooling and air cooling are alternately repeated. After water cooling for a certain time from the start of cooling, by stopping the water cooling and air cooling, the heat retained by the central part of the steel sheet that has not yet fully cooled causes recuperation on the steel sheet surface side and the temperature distribution in the thickness direction. Becomes uniform. Then, accelerated cooling by water cooling is performed again from the reheated temperature range. By repeating the water cooling and the air cooling at least once, the average cooling rate in the vicinity of the surface can be controlled within a predetermined range and the formation of the hard phase can be suppressed.
  • the processing after the above accelerated cooling is not particularly limited.
  • the thick steel plate after the accelerated cooling can be left to cool in the atmosphere.
  • the temperature can be cooled to room temperature, for example.
  • the warp of the thick steel plate can be optionally corrected by a hot leveler.
  • the thick steel plate of the present invention is manufactured by an on-line process using equipment provided with a rolling device and an accelerated cooling device on the transportation line.
  • the thick steel plate was manufactured by the following procedure.
  • a steel slab (steel material) having the chemical composition shown in Table 1 was produced by the converter-continuous casting method.
  • the thickness of the steel slab was as shown in Table 2.
  • the steel slab was heated to the heating temperature shown in Table 2 and then hot-rolled at the cumulative rolling reduction shown in Table 2 to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • Table 2 also shows the rolling end temperature in the hot rolling and the plate thickness (final plate thickness) of the obtained hot rolled steel plate. Then, the hot rolled steel sheet was accelerated and cooled under the conditions shown in Table 2 to obtain a thick steel sheet.
  • the plate thickness of the obtained thick steel plate is the same as the final plate thickness.
  • the length direction cross section refers to a cross section perpendicular to the width direction of the thick steel plate.
  • SEM scanning electron microscope
  • Crystal grain size of bainite was measured using the sample for microstructure observation.
  • the surface of the sample was mirror-polished, and the crystal orientation was measured from the electron backscattering diffraction image using an Electron Back-Scattering Pattern (EBSP) device attached to SEM.
  • EBSP Electron Back-Scattering Pattern
  • a region surrounded by 200 ⁇ m squares was measured at intervals of 0.3 ⁇ m, and a region surrounded by grain boundaries having a crystal orientation difference between adjacent crystal grains of 15° or more was defined as a crystal grain.
  • the average equivalent circle diameter was determined.
  • the obtained average equivalent circle diameter is regarded as the grain size of bainite.
  • a Charpy impact test piece was sampled from the center of the plate thickness of the thick steel plate in parallel with the rolling direction (L direction), and a Charpy impact test was performed at 0° C. according to JIS Z 2202 to obtain an absorbed energy vE 0 . It was measured.
  • the difference (hardness difference) between the Vickers hardness at the position 1 mm deep from the surface of the thick steel plate and the Vickers hardness at the central portion of the thickness of the thick steel plate was measured by the following procedure. After the cross section of the sample used for the observation of the microstructure was mirror-polished, the Vickers hardness was measured according to JIS Z 2244. The measurement was carried out at 3 points each at a position 1 mm deep from the surface of the thick steel plate and at the center of the plate thickness, and an average value was obtained. The load during measurement was 10 kgf. The obtained average value was used to calculate the difference (hardness difference) between the Vickers hardness at the position 1 mm deep from the surface of the thick steel plate and the Vickers hardness at the plate thickness center portion of the thick steel plate.
  • the fatigue crack propagation speed (da/dN) in the plate thickness direction (Z direction), rolling direction (L direction), and width direction (direction perpendicular to rolling direction, C direction). was measured under two conditions of stress intensity factor range ⁇ K: 15 MPa/m 1/2 and 25 MPa/m 1/2 .
  • the fatigue crack propagation speed in the rolling direction was measured using a test piece taken from a thick steel plate such that the load direction was the rolling direction.
  • the fatigue crack propagation speed in the width direction was measured using a test piece taken from a thick steel plate such that the load direction was the width direction.
  • the test piece was a compact tension test piece according to ASTM E647. In the above measurement, a fatigue crack propagation test was carried out based on the crack gauge method, and the fatigue crack propagation rate was obtained.
  • the one-side notched simple tensile fatigue test piece shown in Fig. 1 was used.
  • the test piece was sampled from a thick steel plate, and the fatigue crack propagation speed when the crack propagated in the plate thickness direction was measured.
  • the thick steel plate satisfying the conditions of the present invention had extremely excellent properties satisfying all the following conditions. In particular, it had both excellent fatigue crack propagation resistance and total elongation, and was also excellent in fatigue crack propagation resistance in all of the plate thickness direction, rolling direction, and width direction.
  • the thick steel plate of the comparative example that did not satisfy the conditions of the present invention did not satisfy at least one of the following conditions.
  • ⁇ TS 500 MPa or more
  • ⁇ EL 15% or more (when using JIS No. 1A test piece)
  • EL 19% or more (when using JIS No.

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Abstract

優れた疲労き裂伝播抵抗性と全伸びを兼ね備えるとともに、板厚方向、圧延方向、および幅方向のすべてにおいて疲労き裂伝播抵抗性に優れている厚鋼板を提供する。　質量％で、Ｃ：０．０１～０．１６％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：０．５０～２．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０６％以下、およびＮ：０．００６０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、面積分率で、７５～９７％のベイナイト、および３～２５％のパーライトを含み、ベイナイトの結晶粒径が平均円相当径で１８μｍ以下、パーライトの結晶粒径が平均円相当径で１０μｍ以下であるミクロ組織を有する、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、全伸びと疲労亀裂伝播抵抗性の両者に優れた厚鋼板に関する。本発明の厚鋼板は、船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、タンクなど、構造安全性が強く求められる溶接構造物に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。
　厚鋼板は、船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、タンクなどの構造物に広く用いられている。前記厚鋼板には、強度、靭性などの機械的特性および溶接性が優れることに加え、疲労特性に優れることが求められる。
　すなわち、上述したような構造物を使用する際には、該構造物に対して、風や地震による振動など、繰返し荷重がかかる。そのため、厚鋼板には、そのような繰返し荷重が負荷された場合でも構造物の安全性を確保できる疲労特性が求められる。特に、部材の破断といった終局的な破壊を防止するためには、厚鋼板の疲労亀裂伝播抵抗性を向上させることが効果的である。
　そこで、鋼板の疲労き裂伝播抵抗性を向上させるために様々な検討が行われている。
　例えば、特許文献１では、湿潤硫化水素環境下で疲労き裂伝播抵抗性に優れた、タンカー用の鋼板が提案されている。前記鋼板は、第１相としてのフェライトと、第２相としてのベイナイトおよび／またはパーライトからなる混合組織を有している。また、前記鋼板では、フェライトの平均粒径が２０μｍ以下とされている。
　また、特許文献２でも、疲労き裂伝播抵抗性に優れた鋼板が提案されている。前記鋼板は、硬質部と軟質部とからなるミクロ組織を有し、前記硬質部と軟質部の間の硬度差が、ビッカース硬度で１５０以上であることを特徴としている。
　特許文献３では、ベイナイトと、面積率で３８～５２％のフェライトとからなるミクロ組織を有する二相鋼が提案されている。特許文献３で提案されている技術においては、フェライト相部分のビッカース硬さと、フェライト相とベイナイト相の間の境界の密度を制御することで疲労き裂伝播抵抗性を向上させている。
特開平０６－３２２４７７号公報 特開平０７－２４２９９２号公報 特開平０８－２２５８８２号公報
　しかし、特許文献１～３に記載されているような従来の技術には、下記（１）～（３）のような問題点があることが分かった。
（１）船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、タンクなどの構造物に使用される鋼材では、規格において全伸び値が規定されることが一般的である。したがって、優れた疲労き裂伝播抵抗性を有する鋼板であっても、全伸びが規格値を満たすことが求められる。
　しかし、疲労き裂伝播抵抗性と全伸びは相反する性質であるため、特許文献１～３に記載されているような従来の技術では、優れた疲労き裂伝播抵抗性と全伸び両立させることができなかった。
　すなわち、特許文献１～３で提案されている技術においては、全伸びが考慮されていない。実際、特許文献１～３で提案されている鋼板は、いずれも、軟質相としてのフェライトと、硬質相としてのベイナイトまたはマルテンサイトからなるミクロ組織を有している。前記鋼板では、軟質相と硬質相の硬度差を拡大することで疲労き裂伝播抵抗性を向上させている。しかし、軟質相と硬質相の硬度差が大きいと組織が不均質となり、その結果、鋼板の全伸びが低下する。
（２）また、構造物の安全性を確保するという観点からは、厚鋼板には、一方向だけでなく、板厚方向、圧延方向、および幅方向のすべてにおいて疲労き裂伝播抵抗性に優れることが求められる。
　すなわち、一般的な構造物においては、鋼板に対して様々な方向から、自由に溶接が施される。したがって、疲労亀裂が発生、伝播する方向は様々である。また、挟角の角部を有する溶接施工箇所では、その構造的特徴から疲労き裂の発生が不可避であり、発生した疲労き裂はまず板厚方向へ進展する傾向がある。しかし、疲労き裂による構造物の崩落を防止するためには、疲労き裂が鋼板の厚さ方向に貫通した後においても、板幅方向、圧延方向への疲労き裂進展を抑制することが重要である。
　しかし、特許文献１～３に記載されているような従来の技術においては、上記疲労き裂伝播抵抗性の方向依存性が考慮されていなかった。
（３）さらに、上記ミクロ組織を有する従来の鋼板は、製造条件の制御が困難である。すなわち、前記鋼板をオンラインプロセスで製造する場合、所望の組織を得るために、熱間圧延後の冷却工程において、フェライトとオーステナイトの二相域から加速冷却を開始し、かつ、冷却停止温度を低くする必要がある。その際、最終的に得られるミクロ組織における軟質相と硬質相の面積分率は、冷却開始時の温度によって大きく変動する。したがって、上記従来の鋼板の製造においては、所望のミクロ組織を得るために、冷却条件を厳格に制御する必要があった。
　本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、下記（１）～（３）の優れた特徴を兼ね備えた厚鋼板を提供することを目的とする。
（１）優れた疲労き裂伝播抵抗性と全伸びを兼ね備えている。
（２）板厚方向、圧延方向、および幅方向のすべてにおいて疲労き裂伝播抵抗性に優れている。
（３）二相域での高度な冷却制御を必要とすることなく製造することができる。
また、本発明は前記厚鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは上記課題を解決するために検討を行った結果、以下の知見を得た。
（ａ）ミクロ組織における軟質相と硬質相の硬度差が、特許文献１～３ほど大きくなくとも、十分な疲労き裂伝播抵抗性が得られる。
（ｂ）第１相としてベイナイトを用いることにより、疲労き裂伝播抵抗性を従来よりも向上させることができる。
（ｃ）軟質相としてのベイナイトと、硬質相としてのパーライトの両者を、特定の面積分率で含み、かつベイナイトとパーラーとの結晶粒径がそれぞれ特定の範囲内であるミクロ組織とすることにより、優れた疲労き裂伝播抵抗性と全伸びを兼ね備えた厚鋼板を得ることができる。
（ｄ）前記ミクロ組織を有する厚鋼板は、製造条件、特に、熱間圧延とその後の加速冷却における条件を制御することにより製造することができる。前記厚鋼板は、ベイナイトを第１相としているため、従来の鋼板に比べ、オンラインプロセスによる製造に適している。
　本発明は上述の知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とするものである。
１．質量％で、
　　Ｃ　：０．０１～０．１６％、
　　Ｓｉ：１．００％以下、
　　Ｍｎ：０．５０～２．００％、
　　Ｐ　：０．０３０％以下、
　　Ｓ　：０．０２０％以下、
　　Ａｌ：０．０６％以下、および
　　Ｎ　：０．００６０％以下を含有し、
　　残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
　面積分率で、
　　７５～９７％のベイナイト、および
　　３～２５％のパーライトを含み、
　　ベイナイトの結晶粒径が平均円相当径で１８μｍ以下、
　　パーライトの結晶粒径が平均円相当径で１０μｍ以下であるミクロ組織を有する、厚鋼板。
２．前記成分組成が、さらに、質量％で、
　　Ｃｒ：０．０１～１．００％、
　　Ｃｕ：０．０１～１．００％、
　　Ｎｉ：０．０１～１．００％、
　　Ｍｏ：０．０１～１．００％、
　　Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、
　　Ｖ　：０．００５～０．０５０％、
　　Ｔｉ：０．００５～０．０５０％、
　　Ｂ　：０．０００１～０．００５０％、
　　Ｃａ：０．０００１～０．０２０％、
　　Ｍｇ：０．０００１～０．０２０％、および
　　ＲＥＭ：０．０００１～０．０２０％からなる群より選択される１または２以上を含む、上記１に記載の厚鋼板。
３．前記厚鋼板の表面から１ｍｍ深さの位置におけるビッカース硬さと、前記厚鋼板の板厚中央部におけるビッカース硬さとの差が、４０ＨＶ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、１０００℃以上、１２５０℃以下の加熱温度に加熱し、
　加熱された前記鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とし、
　前記熱延鋼板を、冷却開始温度：Ａｒ３点以上、冷却停止温度：４５０～７００℃、冷却開始から冷却停止までの鋼板表面における平均冷却速度：２０～６０℃／ｓの条件で加速冷却する、厚鋼板の製造方法であって、
　前記熱間圧延における、９５０℃以上の温度域での累積圧下率が８０％以上であり、かつ、９５０℃未満、Ａｒ３点以上の温度域での累積圧下率が５０％以上である、厚鋼板の製造方法。
５．前記加速冷却における前記平均冷却速度が２０～５０℃／ｓである、上記４に記載の厚鋼板の製造方法。
　本発明の厚鋼板は、優れた疲労き裂伝播抵抗性と全伸びを兼ね備えており、さらに、板厚方向、圧延方向、および幅方向のすべてにおいて疲労き裂伝播抵抗性に優れている。また、本発明の厚鋼板は、二相域での高度な冷却制御を必要とすることなく安定して製造することができる。したがって、本発明の厚鋼板は、鋼構造物の信頼性向上、ライフサイクルコストの低減に大きく寄与する。
板厚方向における疲労き裂伝播特性の評価に使用した、片側切欠単純引張型疲労試験片の形状および寸法を示す図である。
　以下、本発明について詳細に説明する。なお、本発明はこの実施形態に限定されるものではない。
［成分組成］
　まず、本発明の厚鋼板の成分組成について説明する。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：０．０１～０．１６％
　Ｃは、強度を向上させる効果を有する元素である。また、Ｃは、耐疲労特性に有利なパーライト相の生成を促進する効果を有する。Ｃ含有量が０．０１％未満であると、所望の強度および疲労き裂伝播抵抗性を得ることができない。そのため、Ｃ含有量を０．０１％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．１６％を超えると、全伸びと溶接性が劣化する。そのため、Ｃ含有量を０．１６％以下、好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１０％以下とする。
Ｓｉ：１．００％以下
　Ｓｉは、脱酸作用を有するとともに、強度をさらに向上させる効果も有する元素である。また、Ｓｉは、過剰なセメンタイト生成を抑制する効果も有している。しかし、Ｓｉ含有量が１．００％を超えると、溶接性、靭性が劣化することに加え、耐疲労特性に有利なパーライト相の生成が抑制されてしまう。そのため、Ｓｉ含有量を１．００％以下、好ましくは０．５０％以下とする。一方、Ｓｉ含有量の下限は特に限定されないが、Ｓｉの添加効果を高めるという観点からは、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることが好ましい。
Ｍｎ：０．５０～２．００％
　Ｍｎは、焼入れ性を高め、その結果、厚鋼板の強度と靭性を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るために、Ｍｎ含有量を０．５０％以上、好ましくは０．８０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、焼入れ性が高くなり過ぎる結果、耐疲労特性に有利なパーライト相の生成が抑制される。また、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、全伸びおよび靭性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は２．００％以下、好ましくは１．６５％以下とする。
Ｐ：０．０３０％以下
　Ｐは、不純物として厚鋼板に含まれる元素であり、靭性および全伸びを劣化させる。そのため、Ｐ含有量を０．０３０％以下とする。一方、Ｐ含有量は低ければ低いほど良いため、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、Ｐ含有量は０％以上であってよく、０％超であってもよい。しかし、過度の低減は製造コストを増加させるため、製造コストの観点からは、Ｐ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００１％以上とすることがより好ましい。
Ｓ：０．０２０％以下
　Ｓは、不純物として厚鋼板に含まれる元素であり、靭性を劣化させる。そのため、Ｓ含有量は０．０２０％以下、好ましくは０．０１０％以下とする。一方、Ｓ含有量は低ければ低いほど良いため、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、Ｓ含有量は０％以上であってよく、０％超であってもよい。しかし、過度の低減は製造コストを増加させるため、製造コストの観点からは、Ｓ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００１％以上とすることがより好ましい。
Ａｌ：０．０６％以下
　Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、溶鋼脱酸プロセスにおいて一般的に用いられる。また、Ａｌは、鋼中のＮをＡｌＮとして固定し、母材の靭性向上に寄与する。しかし、Ａｌ含有量が０．０６％を超えると、母材（厚鋼板）の靭性および全伸びが低下するとともに、溶接時に溶接金属部にＡｌが混入して、溶接部の靭性が劣化する。そのため、Ａｌ含有量は０．０６％以下、好ましくは０．０５％以下とする。一方、Ａｌ含有量の下限は特に限定されないが、Ａｌの添加効果を高めるという観点からは、Ａｌ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｎ：０．００６０％以下
　Ｎは、鋼中のＡｌと結合してＡｌＮを形成し、熱間圧延時の結晶粒の微細化を介して強度向上に寄与する元素である。しかし、Ｎ含有量が０．００６０％を超えると、靭性が低下する。そのため、Ｎ含有量は０．００６０％以下、好ましくは０．００５０％以下とする。一方、Ｎ含有量の下限は特に限定されないが、Ｎの添加効果を高めるという観点からは、Ｎ含有量を０．００２０％以上とすることが好ましい。
　本発明の一実施形態における厚鋼板は、上記元素を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することができる。
　また、本発明の他の実施形態における厚鋼板の成分組成は、さらに以下に挙げる元素の少なくとも１つを任意に含有することができる。これらの任意添加元素を添加することにより、厚鋼板の強度、靭性、溶接性、耐候性などの特性をさらに向上させることができる。
Ｃｒ：０．０１～１．００％
　Ｃｒは、強度と耐候性をさらに向上させる効果を有する元素である。また、Ｃｒはセメンタイト生成を促進する元素であり、耐疲労特性に有利なパーライト相の生成を促進する。Ｃｒを添加する場合、前記効果を得るために、Ｃｒ含有量を０．０１％以上、好ましくは０．１０％以上とする。一方、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると溶接性と靭性が損なわれる。そのため、Ｃｒ含有量は１．００％以下、好ましくは０．８０％以下、より好ましくは、０．５０％以下とする。
Ｃｕ：０．０１～１．００％
　Ｃｕは、固溶により強度をさらに上昇させ、また耐候性を向上させる効果を有する元素である。Ｃｕを添加する場合、前記効果を得るため、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とする。一方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、溶接性が損なわれ、また、厚鋼板の製造時に疵が生じやすくなる。そのため、Ｃｕ含有量は１．００％以下、好ましくは０．７０％以下、より好ましくは０．４０％以下とする。
Ｎｉ：０．０１～１．００％
　Ｎｉは、低温靭性および耐候性を向上させる効果を有する元素である、また、Ｎｉは、Ｃｕを添加した場合の熱間脆性を改善する。Ｎｉを添加する場合、前記効果を得るために、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とする。一方、Ｎｉ含有量が１．００％を超えると溶接性が損なわれ、鋼材コストが上昇する。そのため、Ｎｉ含有量は１．００％以下、好ましくは０．７０％以下、より好ましくは０．４０％以下とする。
Ｍｏ：０．０１～１．００％
　Ｍｏは、強度をさらに向上させる効果を有する元素である。Ｍｏを添加する場合、前記効果を得るためにＭｏ含有量を０．０１％以上とする。一方、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると溶接性と靭性が損なわれる。そのため、Ｍｏ含有量は１．００％以下、好ましくは０．７０％以下、より好ましくは０．４０％以下とする。
Ｎｂ：０．００５～０．０５０％
　Ｎｂは、熱間圧延時のオーステナイトの再結晶を抑制し、最終的に得られる結晶粒を細粒化する効果を有する元素である。また、Ｎｂは、加速冷却後の空冷時に析出し、強度をさらに向上させる。Ｎｂを添加する場合、前記効果を得るために、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とする。一方、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えると、焼入れ性が過剰となり、マルテンサイトが生成するため所望の組織が得られなくなり、靭性が低下する。そのため、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下、好ましくは０．０４０％以下とする。
Ｖ：０．００５～０．０５０％
　Ｖは、加速冷却後の空冷時に析出し、強度をさらに向上させる効果を有する元素である。Ｖを添加する場合、前記効果を得るために、Ｖ含有量を０．００５％以上とする。一方、Ｖ含有量が０．０５０％を超えると溶接性と靭性が低下する。そのため、Ｖ含有量は０．０５０％以下、好ましくは０．０３０％以下とする。
Ｔｉ：０．００５～０．０５０％
　Ｔｉは、強度をさらに上昇させるとともに、溶接部靭性を向上させる効果を有する元素である。Ｔｉを添加する場合、前記効果を得るために、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０．０５０％を超えるとコストの上昇が顕著となる。そのため、Ｔｉ含有量は０．０５０％以下、好ましくは０．０３０％以下、より好ましくは０．０２０％以下とする。
Ｂ：０．０００１～０．００５０％
　Ｂは、焼入れ性を高め、その結果、強度をさらに向上させる効果を有する元素である。Ｂを添加する場合、前記効果を得るために、Ｂ含有量を０．０００１％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると焼入れ性過剰となりマルテンサイトが生成して所望の組織が得られなくなるほか、溶接性が低下する。そのため、Ｂ含有量は０．００５０％以下、好ましくは０．００３０％以下とする。
Ｃａ：０．０００１～０．０２０％
　Ｃａは、硫化物の形態を制御し、その結果、靭性をさらに向上させる効果を有する元素である。Ｃａを添加する場合、前記効果を得るために、Ｃａ含有量を０．０００１％以上とする。一方、Ｃａ含有量が０．０２０％を超えると、その効果が飽和する。そのため、Ｃａ含有量は０．０２０％以下とする。
Ｍｇ：０．０００１～０．０２０％
　Ｍｇは、結晶粒の微細化を介して靭性を向上させる効果を有する元素である。Ｍｇを添加する場合、前記効果を得るために、Ｍｇ含有量を０．０００１％以上とする。一方、Ｍｇ含有量が０．０２％を超えると、その効果が飽和する。そのため、Ｍｇ含有量は０．０２０％以下とする。
ＲＥＭ：０．０００１～０．０２０％
　ＲＥＭ（希土類金属）は、靭性を向上させる効果を有する元素である。ＲＥＭを添加する場合、前記効果を得るために、ＲＥＭ含有量を０．０００１％以上とする。一方、ＲＥＭ含有量が０．０２０％を超えると、その効果が飽和する。そのため、ＲＥＭ含有量は０．０２０％以下とする。
［ミクロ組織］
　次に、厚鋼板のミクロ組織について説明する。本発明の一実施形態における厚鋼板は、面積分率で、７５～９７％のベイナイト、および３～２５％のパーライトを含み、ベイナイトの結晶粒径が平均円相当径で１８μｍ以下、パーライトの結晶粒径が平均円相当径で１０μｍ以下であるミクロ組織を有する。なお、本発明におけるミクロ組織は、厚鋼板の板厚ｔの１／４位置（１／４ｔ位置）におけるミクロ組織を指すものとする。各組織の面積分率および結晶粒径は、厚鋼板の表面から１／４深さにおける圧延方向に平行な断面をナイタール腐食し、観察することにより測定することができる。より具体的には、実施例に記載した方法で面積分率および結晶粒径を求めることができる。
ベイナイトの面積分率：７５～９７％
　本発明において、ベイナイトは前記ミクロ組織における第１相であり、軟質相として機能する。鉄鋼材料に含まれる軟質相としてはフェライトが代表的であるが、ベイナイトはフェライトよりも、き裂進展の抑制効果が高い。そのため、ベイナイトの面積分率を７５％以上とすることにより、疲労き裂の進展を抑制することができる。ベイナイトの面積分率が７５％未満であると、所望の疲労き裂伝播抵抗性を得ることができない。ベイナイトの面積分率は、８０％以上とすることが好ましい。一方、ベイナイトの面積分率が９７％を超えると、パーライトが不十分となり、その結果、疲労き裂の伝播を抑制することができなくなる。そのため、ベイナイトの面積分率は、９７％以下とする。
ベイナイトの結晶粒径：１８μｍ以下
　ベイナイトの結晶粒径を平均円相当径で１８μｍ以下とする。ベイナイトを微細化することにより、所望の靭性および全伸び特性を得ることができる。ベイナイトの結晶粒径が平均円相当径で１８μｍ超では、所望の靭性および全伸びが得られない。一方、ベイナイトの結晶粒径の下限はとくに限定されないが、過度の微細化は製造を困難とすることから、実際の製造においてはベイナイトの結晶粒径を５μｍ以上とすることが好ましい。
　なお、本発明におけるベイナイトは、上部ベイナイト、アシキュラーフェライト、およびグラニュラーベイナイトを包含するものとする。
パーライトの面積分率：３～２５％
　本発明において、パーライトは前記ミクロ組織における第２相であり、硬質相として機能する。ベイナイト中を伝播する疲労き裂が硬質相であるパーライトに到達すると、ベイナイトとパーライトの間の界面で、き裂が停留または屈曲する。そしてその結果、き裂の伝播が抑制される。前記効果を得るために、パーライトの面積分率を３％以上、好ましくは５％以上とする。一方、パーライトの面積分率が２５％を超えると、全伸びが低下する。そのため、パーライトの面積分率は２５％以下、好ましくは２０％以下とする。
パーライトの結晶粒径：１０μｍ以下
　パーライトの結晶粒径を平均円相当径で１０μｍ以下とする。パーライトを微細化することにより、所望の靭性および全伸び特性を得ることができる。パーライトの結晶粒径が平均円相当径で１０μｍ超では、所望の靭性および全伸びが得られない。一方、パーライトの結晶粒径の下限はとくに限定されないが、１μｍ以上であってよく、２μｍ以上であってもよい。
　なお、本発明におけるパーライトは、パーライトおよび擬似パーライトを包含するものとする。
（他の組織）
　本発明の一実施形態における厚鋼板は、ベイナイトおよびパーライトからなるミクロ組織を有することができる。しかし、前記ミクロ組織は、さらに任意に他の組織を含んでもよい。前記他の組織は、例えば、マルテンサイトおよびフェライトの一方または両方であってよい。ここで、前記マルテンサイトは、島状マルテンサイト、ラス状マルテンサイト、およびレンズ状マルテンサイトを包含するものとする。
　その他の組織が存在する場合、前記他の組織の面積分率（合計面積分率）はとくに限定されない。しかし、マルテンサイトが過剰に存在すると、局所的に高硬度な領域が形成され、強度は上昇するが、全伸びが悪化し、靭性が低下するおそれがある。また、フェライトが過剰に存在すると、疲労き裂伝播速度が悪化するほか、局所的に軟質な領域が形成され、硬度差の拡大により全伸びが悪化するおそれがある。したがって、その他の組織の面積分率は低ければ低いほど好ましいが、５％以下であれば影響が無視できる。そのため、ベイナイトおよびパーライト以外の組織の合計面積分率を５％以下とすることが好ましい。
　言い換えると、本発明の一実施形態における厚鋼板は、
　　７５～９７％のベイナイト、
　　３～２５％のパーライト、および
　　０～５％のベイナイトおよびパーライト以外の組織からなるミクロ組織を有することができる。
（板厚）
　本発明では、通常の定義に従い、板厚６ｍｍ以上の鋼板を「厚鋼板」と定義する。一方、板厚の上限はとくに限定されないが、本発明は比較的薄い厚鋼板に対してとくに好適に適用される。したがって、本発明における厚鋼板の板厚は、２５ｍｍ以下とすることが好ましく、２０ｍｍ未満とすることがより好ましい。
（引張強さ）
　本発明の厚鋼板は、上記成分組成とミクロ組織を有する結果、優れた引張強さ（ＴＳ）を備えることができる。ＴＳの値はとくに限定されないが、５００ＭＰａ以上とすることが好ましく、５３０ＭＰａ以上とすることがより好ましく、５５０ＭＰａ以上とすることがさらに好ましい。一方、ＴＳの上限についても限定されないが、例えば、７２０ＭＰａ以下であってよく、７００ＭＰａ以下であってよく、６４０ＭＰａ以下であってよく、６２０ＭＰａ以下であってよい。
（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、４２０ＭＰａ以上であってよく、４３０ＭＰａ以上であってよく、４４０ＭＰａ以上であってよい。また、ＹＳは、５６０ＭＰａ以下であってよく、５３０ＭＰａ以下であってよく、５２０ＭＰａ以下であってよい。
（靭性）
　本発明の厚鋼板は、上記成分組成とミクロ組織を有する結果、優れた靭性を備える。本発明の厚鋼板の靭性はとくに限定されないが、靭性の指標の一つである、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーｖＥ０を１００Ｊ以上とすることが好ましく、１３０Ｊ以上とすることがより好ましく、１５０Ｊ以上とすることがさらに好ましく、２００Ｊ以上とすることが最も好ましい。一方、ｖＥ０の上限についても限定されないが、例えば、４００Ｊ以下であってよく、３００Ｊ以下であってよく、２７０Ｊ以下であってよい。なお、ｖＥ０は実施例に記載した方法で測定することができる。
（全伸び）
　本発明の厚鋼板は、上記成分組成とミクロ組織を有する結果、優れた全伸び（ＥＬ）を備える。ＥＬの値はとくに限定されないが、１５％以上とすることが好ましく、１６％以上とすることがより好ましく、１７％以上とすることがさらに好ましく、２０％以上とすることが最も好ましい。ＥＬの上限についても特に限定されないが、３０％以下であってよい。なお、ＥＬは実施例に記載した方法で測定することができる。
（硬度差）
　前記厚鋼板の表面から１ｍｍ深さの位置におけるビッカース硬さと、前記厚鋼板の板厚中央部におけるビッカース硬さとの差（以下、「硬度差」という）が、４０ＨＶ以下であることが好ましい。前記硬度差を４０ＨＶ以下とすることにより、全伸び特性をさらに向上させることができる。全伸び特性を向上させるという観点からは、前記硬度差は低ければ低いほどよいため、
前記硬度差の下限は０ＨＶであってよい。しかし、実際の製造において前記硬度差を０ＨＶとすることは困難であるため、前記硬度差は、例えば、１０ＨＶ以上であってよい。前記硬度差は、実施例に記載した方法で測定することができる。
（疲労き裂伝播抵抗性）
　本発明の厚鋼板は、上記成分組成とミクロ組織を有する結果、板厚方向、圧延方向、および幅方向のすべてにおいて優れた疲労き裂伝播抵抗性を備えることができる。疲労き裂伝播抵抗性の指標としては、疲労き裂伝播速度（ｄａ／ｄＮ）を用いることができる。前記疲労き裂伝播速度の値はとくに限定されない。
　なお、板厚方向（Ｚ方向）における疲労き裂伝播速度は、次の（ａ）および（ｂ）の条件を満たすことが好ましい。
（ａ）応力拡大係数範囲ΔＫ：１５ＭＰａ／ｍ１／２の条件における疲労き裂伝播速度が、８．７５×１０－９（ｍ／ｃｙｃｌｅ）以下、
（ｂ）応力拡大係数範囲ΔＫ：２５ＭＰａ／ｍ１／２の条件における疲労き裂伝播速度が、４．２５×１０－８（ｍ／ｃｙｃｌｅ）以下
　また、圧延方向（Ｌ方向）における疲労き裂伝播速度および幅方向（Ｃ方向）における疲労き裂伝播速度のいずれか一方が、次の（ｃ）および（ｄ）の条件を満たすことが好ましく、両方が（ｃ）および（ｄ）の条件を満たすことがより好ましい。
（ｃ）応力拡大係数範囲ΔＫ：１５ＭＰａ／ｍ１／２の条件における疲労き裂伝播速度が、１．７５×１０－８（ｍ／ｃｙｃｌｅ）以下、
（ｄ）応力拡大係数範囲ΔＫ：２５ＭＰａ／ｍ１／２の条件における疲労き裂伝播速度が、８．５０×１０－８（ｍ／ｃｙｃｌｅ）以下
［製造条件］
　次に、本発明の厚鋼板の製造方法について説明する。本発明の一実施形態における厚鋼板は、上記成分組成を有する鋼素材に対して、下記（１）～（３）の工程を順次施すことによって製造することができる。
（１）加熱
（２）熱間圧延
（３）加速冷却
　以下、各工程における条件について説明する。なお、とくに断らない限り、温度は被処理物（鋼素材または熱延鋼板）の表面温度を指すものとする。また、冷却速度は鋼板の厚さ方向の平均温度における冷却速度とする。
（鋼素材）
　上記鋼素材としては、上述した成分組成を有するものであれば任意のものを用いることができる。最終的に得られる厚鋼板の成分組成は、使用した鋼素材の成分組成と同じである。前記鋼素材としては、例えば、鋼スラブを用いることができる。
（１）加熱
加熱温度：１０００～１２５０℃
　まず、上記鋼素材を１０００℃以上、１２５０℃以下の加熱温度に加熱する。前記加熱温度が１０００℃未満であると、次の熱間圧延に必要な温度を確保することができない。一方、前記加熱温度が１２５０℃を超えると、鋼の結晶粒が粗大化し、靭性が劣化する。
（２）熱間圧延
　次に、加熱された前記鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とする。その際、本発明の条件を満たす厚鋼板を製造するためには、前記熱間圧延における累積圧下率が以下の条件を満たす必要がある。
９５０℃以上の温度域での累積圧下率：８０％以上
　９５０℃以上の温度域での累積圧下率を８０％以上とすることにより、オーステナイト粒を微細化する。そしてその結果、加速冷却中に変態により生成するベイナイトや未変態オーステナイトから生成するパーライトが微細化する。前記累積圧下率が８０％未満では、ベイナイトおよびパーライトの微細化が不十分となり、靭性低下により全伸びが劣化する。一方、９５０℃以上の温度域での累積圧下率の上限は特に限定されないが、例えば、９０％以下であってよい。
９５０℃未満、Ａｒ３点以上の温度域での累積圧下率：５０％以上
　９５０℃未満、Ａｒ３点以上の温度域での累積圧下率を５０％以上とすることにより、オーステナイト粒を微細化し、加速冷却中に変態により生成するベイナイトや未変態オーステナイトから生成するパーライトを微細化させる。Ａｒ３点以上での圧下率が５０％を下回ると、ベイナイトおよびパーライトの微細化が不十分となり、靭性および全伸びが劣化する。一方、９５０℃未満、Ａｒ３点以上の温度域での累積圧下率の上限は特に限定されないが、例えば、８０％以下であってよく、７５％以下であってよい。
　ここで、Ａｒ３点は次の式により求めることができる。
Ａｒ３（℃）＝９１０－３１０Ｃ－８０Ｍｎ－２０Ｃｕ－１５Ｃｒ－５５Ｎｉ－８０Ｍｏ
ただし、上記の式における元素記号は、鋼素材における当該元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が鋼素材に含まれていない場合にはゼロとする。
（３）加速冷却
　次いで、上記熱間圧延工程で得た熱延鋼板を加速冷却する。前記加速冷却における条件は次の通りとする必要がある。
冷却開始温度：Ａｒ３点以上
　上記加速冷却における冷却開始温度がＡｒ３点未満であるとフェライトおよび粗大なパーライトが過剰に析出し、強度および疲労き裂伝播抵抗性が低下する。そのため、前記冷却開始温度をＡｒ３点以上とする。一方、前記冷却開始温度の上限は特に限定されないが、Ａｒ３点以上の温度域での累積圧下率を確保するという観点からは、８７０℃以下とすることが好ましい。
　また、冷却開始温度がＡｒ３点以上であるということは、必然的に圧延終了温度がＡｒ３点以上であることを意味する。圧延終了温度がＡｒ３点未満であると、二相域圧延となり、全伸びが劣化するが、圧延終了温度がＡｒ３点以上であれば、オーステナイト単相域で圧延が行われるため、全伸びの劣化を防止できる。
冷却停止温度：４５０～７００℃
　未変態オーステナイトを硬質相（パーライト）に変態させるため、上記加速冷却における冷却停止温度を７００℃以下、好ましくは６５０℃以下とする。前記冷却停止温度が７００℃を超える場合、パーライトの生成が不十分となり、所望の疲労き裂伝播抵抗性が得られない。一方、前記冷却停止温度が４５０℃未満である場合、マルテンサイトの生成量が増加する結果、所望のミクロ組織が得られず、靭性および全伸びが低下する。また、パーライトの生成も不十分となるため、所望の疲労き裂伝播抵抗性が得られない。そのため、前記冷却停止温度は、４５０℃以上、好ましくは５００℃以上、より好ましくは５５０℃超とする。
平均冷却速度：２０～６０℃／ｓ
　前記加速冷却における平均冷却速度は、２０℃／ｓ以上とする。平均冷却速度が２０℃／ｓより低いとフェライトが生成し、所望のミクロ組織とならないため、疲労き裂伝播抵抗性が低下する。また、靭性が低下するので所望の全伸びが得られない。一方、平均冷却速度が６０℃／ｓを超えると、冷却歪による残留応力や過度のマルテンサイトが発生し、全伸びの劣化を生じる。このため、冷却速度の上限を６０℃／ｓとする。また、厚鋼板の表面から１ｍｍ深さの位置におけるビッカース硬さと、前記厚鋼板の板厚中央部におけるビッカース硬さとの差を低減するという観点からも、前記平均冷却速度を低くすることが好ましい。具体的には、前記平均冷却速度を５０℃／ｓ以下とすることにより、前記硬度差を４０ＨＶ以下とすることができる。なお、前記平均冷却速度は、加速冷却開始から加速冷却停止までの鋼板表面における平均冷却速度を指すものとする。
　上記加速冷却を行う方法はとくに限定されず、任意の方法を用いることができるが、例えば、前記加速冷却を、水冷と空冷を交互に繰返す間欠冷却によって行うことができる。冷却開始から一定時間水冷した後、水冷を停止して空冷することにより、まだ十分に冷え切っていない鋼板の中央部分が保有する熱により鋼板表面側に復熱が生じ、板厚方向の温度分布が均一化する。そして、復熱した温度域から、再度水冷による加速冷却を行う。この水冷と空冷を少なくとも１回以上繰返すことにより、表面近傍の平均冷却速度を所定の範囲内に制御し、硬質相の形成を抑制することができる。
　上記加速冷却終了後の処理はとくに限定されない。例えば、加速冷却終了後の厚鋼板を雰囲気中で放冷することができる。前記放冷では、例えば、室温まで冷却することができる。また、前記加速冷却終了後、任意に、ホットレベラにより厚鋼板の反りを矯正することもできる。
　なお、熱間圧延後、鋼板温度は直ちに低下する。そのため、本発明の厚鋼板は、搬送ライン上に圧延装置、加速冷却装置を設けた設備を利用するオンラインプロセスで製造することが好ましい。
　以下、本発明の作用・効果について、実施例を用いて説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。
　以下の手順で厚鋼板を製造した。
　まず、転炉－連続鋳造法により、表１に示す成分組成を有する鋼スラブ（鋼素材）を作製した。前記鋼スラブの厚さは表２に示す通りとした。
　次に、前記鋼スラブを、表２に示した加熱温度に加熱し、次いで、表２に示した累積圧下率で熱間圧延して熱延鋼板とした。前記熱間圧延における圧延終了温度と、得られた熱延鋼板の板厚（最終板厚）を表２に併記する。その後、前記熱延鋼板を表２に示した条件で加速冷却して、厚鋼板を得た。得られた厚鋼板の板厚は、前記最終板厚と同じである。
　得られた厚鋼板のそれぞれについて、ミクロ組織、機械的特性、および疲労亀裂伝播特性を評価した。評価方法を以下に説明する。また、評価結果を表３に示す。
（ミクロ組織）
　まず、厚鋼板の板厚方向１／４ｔ位置から、長さ方向断面が観察面となるようにミクロ組織観察用サンプルを採取した。ここで、長さ方向断面とは、厚鋼板の幅方向に垂直な断面を指すものとする。次いで、前記サンプルの表面をナイタール腐食した後、４００倍の光学顕微鏡と２０００倍の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で組織を撮影した。撮影された画像を用いて、存在する組織を同定するとともに、画像を解析しベイナイトの面積分率、パーライトの面積分率、およびその他の組織の合計面積分率を求めた。なお、パーライト組織の同定にはＳＥＭ画像を使用し、各組織の面積分率の測定には光学顕微鏡画像を使用した。
（ベイナイトの結晶粒径）
　さらに、前記ミクロ組織観察用サンプルを用いて、ベイナイトの結晶粒径を測定した。前記測定においては、まず、前記サンプルの表面を鏡面研磨し、ＳＥＭに付帯するElectron Back-Scattering Pattern（ＥＢＳＰ）装置を用いて電子線後方散乱回折像から結晶方位を測定した。２００μｍ四方に囲まれた領域内を０．３μｍ間隔で測定し、隣り合う結晶粒との結晶方位差が１５°以上である粒界に囲まれた領域を結晶粒と定義し、前記結晶粒の平均円相当径を求めた。得られた平均円相当径をベイナイトの結晶粒径と見なす。
（パーライトの結晶粒径）
　上記ミクロ組織観察用サンプルのナイタール腐食後の観察面を光学顕微鏡画像で観察した際に黒色に映る領域をＳＥＭ観察し、ラメラ組織を有するパーライトであることを同定した。その後、画像解析ソフト（Ｉｍａｇｅ－Ｊ）を用いて、前記光学顕微鏡画像における黒色領域のPixel数から面積を求め、パーライトの平均円相当径に換算した。得られた平均円相当径をパーライトの結晶粒径と見なす。
（機械的特性）
　厚鋼板の板幅方向（Ｃ方向）から全厚引張試験片を採取した。前記全厚引張試験片を用い、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して引張試験を実施して降伏強度（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、および全伸び（ＥＬ）を測定した。なお、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１の規定に準じ、前記全厚引張試験片としては、Ｃ含有量が０．１６％未満の厚鋼板についてはＪＩＳ　１Ａ号試験片を、Ｃ含有量が０．１６％以上の厚鋼板についてはＪＩＳ　５号試験片を、それぞれ使用した。
　また、前記厚鋼板の板厚中心部から、圧延方向（Ｌ方向）に平行にシャルピー衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２０２に準拠してシャルピー衝撃試験を０℃で行い、吸収エネルギーｖＥ０を測定した。
（硬度差）
　以下の手順で、前記厚鋼板の表面から１ｍｍ深さの位置におけるビッカース硬さと、前記厚鋼板の板厚中央部におけるビッカース硬さの差（硬度差）を測定した。上記ミクロ組織の観察に使用したサンプルの断面を鏡面研磨した後、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４に準拠して、ビッカース硬さ測定を行った。前記測定は、厚鋼板の表面から１ｍｍ深さの位置と板厚中心部の両者で、それぞれ３点ずつ行い、平均値を求めた。測定時の荷重は１０ｋｇｆとした。得られた平均値を用いて、前記厚鋼板の表面から１ｍｍ深さの位置におけるビッカース硬さと、前記厚鋼板の板厚中央部におけるビッカース硬さの差（硬度差）を算出した。　
（疲労き裂伝播抵抗性）
　疲労き裂伝播抵抗性の指標として、板厚方向（Ｚ方向）、圧延方向（Ｌ方向）、および幅方向（圧延方向と垂直な方向、Ｃ方向）における疲労き裂伝播速度（ｄａ／ｄＮ）を、それぞれ応力拡大係数範囲ΔＫ：１５ＭＰａ／ｍ１／２と２５ＭＰａ／ｍ１／２の２条件において測定した。
・圧延方向および幅方向
　圧延方向（Ｌ方向）における疲労き裂伝播速度は、荷重負荷方向が圧延方向となるように厚鋼板から採取した試験片を用いて測定した。同様に、幅方向（Ｃ方向）における疲労き裂伝播速度は、荷重負荷方向が幅方向となるように厚鋼板から採取した試験片を用いて測定した。前記試験片は、ＡＳＴＭ　Ｅ６４７に準拠したコンパクトテンション試験片とした。前記測定においては、クラックゲージ法に基づいて疲労亀裂伝播試験を実施し、疲労き裂伝播速度を求めた。
・板厚方向
　一方、板厚方向（Ｚ方向）における疲労き裂伝播速度の測定においては、図１に示す片側切欠単純引張型疲労試験片を使用した。厚鋼板から前記試験片を採取し、板厚方向にき裂が進展する時の疲労き裂伝播速度を測定した。
　表３に示した結果から分かるように、本発明の条件を満たす厚鋼板は、以下の条件をすべて満たす、極めて優れた特性を備えていた。特に、優れた疲労き裂伝播抵抗性と全伸びを兼ね備えており、さらに、板厚方向、圧延方向、および幅方向のすべてにおいて疲労き裂伝播抵抗性に優れていた。これに対して、本発明の条件を満たさない比較例の厚鋼板は、以下の条件の少なくとも１つを満たさなかった。
・ＴＳ：５００ＭＰａ以上
・ＥＬ：１５％以上（ＪＩＳ　１Ａ号試験片を使用した場合）、
　ＥＬ：１９％以上（ＪＩＳ　５号試験片を使用した場合）
・ｖＥ０：１００Ｊ以上
・Ｌ方向およびＣ方向における疲労亀裂伝播速度：
　ΔＫ：１５ＭＰａ／ｍ１／２の条件において１．７５×１０－８（ｍ／ｃｙｃｌｅ）以下、
　ΔＫ：２５ＭＰａ／ｍ１／２の条件において８．５０×１０－８（ｍ／ｃｙｃｌｅ）以下
・Ｚ方向における疲労亀裂伝播速度：
　ΔＫ：１５ＭＰａ／ｍ１／２の条件において８．７５×１０－９（ｍ／ｃｙｃｌｅ）以下、
　ΔＫ：２５ＭＰａ／ｍ１／２の条件において４．２５×１０－８（ｍ／ｃｙｃｌｅ）以下
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    　　Ｃ　：０．０１～０．１６％、
    　　Ｓｉ：１．００％以下、
    　　Ｍｎ：０．５０～２．００％、
    　　Ｐ　：０．０３０％以下、
    　　Ｓ　：０．０２０％以下、
    　　Ａｌ：０．０６％以下、および
    　　Ｎ　：０．００６０％以下を含有し、
    　　残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    　面積分率で、
    　　７５～９７％のベイナイト、および
    　　３～２５％のパーライトを含み、
    　　ベイナイトの結晶粒径が平均円相当径で１８μｍ以下、
    　　パーライトの結晶粒径が平均円相当径で１０μｍ以下であるミクロ組織を有する、厚鋼板。
  2. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    　　Ｃｒ：０．０１～１．００％、
    　　Ｃｕ：０．０１～１．００％、
    　　Ｎｉ：０．０１～１．００％、
    　　Ｍｏ：０．０１～１．００％、
    　　Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、
    　　Ｖ　：０．００５～０．０５０％、
    　　Ｔｉ：０．００５～０．０５０％、
    　　Ｂ　：０．０００１～０．００５０％、
    　　Ｃａ：０．０００１～０．０２０％、
    　　Ｍｇ：０．０００１～０．０２０％、および
    　　ＲＥＭ：０．０００１～０．０２０％からなる群より選択される１または２以上を含む、請求項１に記載の厚鋼板。
  3. 　前記厚鋼板の表面から１ｍｍ深さの位置におけるビッカース硬さと、前記厚鋼板の板厚中央部におけるビッカース硬さとの差が、４０ＨＶ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、１０００℃以上、１２５０℃以下の加熱温度に加熱し、
    　加熱された前記鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とし、
    　前記熱延鋼板を、冷却開始温度：Ａｒ３点以上、冷却停止温度：４５０～７００℃、冷却開始から冷却停止までの鋼板表面における平均冷却速度：２０～６０℃／ｓの条件で加速冷却する、厚鋼板の製造方法であって、
    　前記熱間圧延における、９５０℃以上の温度域での累積圧下率が８０％以上であり、かつ、９５０℃未満、Ａｒ３点以上の温度域での累積圧下率が５０％以上である、厚鋼板の製造方法。
  5. 　前記加速冷却における前記平均冷却速度が２０～５０℃／ｓである、請求項４に記載の厚鋼板の製造方法。
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