(57)【要約】【課題】アレスト特性に優れた高強度厚鋼板を高い生産性の下に提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．４〜２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ａｌ：０．００２〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有する厚肉鋼板であって、次の(1)式で示される炭素当量Ｃeqが０．３２〜０．４０であり、板厚中心部における圧延面の（１００）面のＸ線強度比が２以上，板厚の(1/4)t部における圧延面の（１１０）面のＸ線強度比が１．５未満であることを特徴とするアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。さらに、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭを含んでもよい。Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・(1)  ここで、式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、それぞれの元素の鋼板中における含有量（質量％）を意味する。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．４〜２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ａｌ：０．００２〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有する厚肉鋼板であって、次の(1)式で示される炭素当量Ｃeqが０．３２〜０．４０であり、板厚中心部における圧延面の（１００）面のＸ線強度比が２以上，板厚の(1/4)t部における圧延面の（１１０）面のＸ線強度比が１．５未満であることを特徴とするアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・(1)
ここで、式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、それぞれの元素の鋼板中における含有量（質量％）を意味する。
【請求項２】
板厚中心部における圧延面の（２１１）面Ｘ線強度比が１．８以上であることを特徴とする、請求項１に記載のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
【請求項３】
板厚中心部における圧延面の（３３２）面Ｘ線強度比が１．５以上であることを特徴とする、請求項１または２に記載のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
【請求項４】
さらに、質量％で、Ｎｉ：１．０％以下を含有することを特徴とする、請求項１から３までのいずれかに記載のレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
【請求項５】
さらに、質量％で、Ｃｕ：２．０％以下，Ｃｒ：１．０％以下，Ｍｏ：０．５％以下，Ｖ：０．１％以下，Ｎｂ：０．１％以下およびＢ：０．００５％以下の元素のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１から４までのいずれかに記載のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
【請求項６】
さらに、質量％で、Ｔｉ：０．１％以下を含有することを特徴とする、請求項１から５までのいずれかに記載のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
【請求項７】
さらに、質量％で、Ｃａ：０．００４％以下，Ｍｇ：０．００２％以下およびＲＥＭ：０．００２％以下の元素のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１から(6)までのいずれかに記載のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
【請求項８】
請求項１および請求項４から７までのうちのいずれかに記載の化学組成を有する鋼塊を、下記の工程１〜３によって、加熱し、圧延し、そして、冷却することを特徴とする、アレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板の製造方法。
［工程１］ 鋼塊の加熱温度Ｔｒ（℃）と加熱時間ｔ（ｈｒ）が次の(2)式を満足するように鋼塊を加熱する工程。
ｔ×exp（Ｔｒ３／２７０００００００）≦５８０      ・・・・・・・・・・(2)
ここで、ｔは鋼塊の加熱時間（ｈｒ）を、そして、Ｔｒは加熱温度（℃）を、それぞれ表す。
［工程２］ 圧延途中の任意の厚みＡ（ｍｍ）における圧延温度Ｂ（℃）と、最終圧延により最終の厚肉鋼の板厚Ｇ（ｍｍ）に仕上げる際の仕上圧延温度Ｃ（℃）が、次の(3)式、(4)式および(5)式を満足するように圧延する工程。
Ａ−１．５Ｇ≧０                        ・・・・・・・・・・・・・・・・(3)
Ｃ−６７０−Ｇ≦０                      ・・・・・・・・・・・・・・・・(4)
Ｂ−Ｃ−２０−１４００／Ｇ≦０          ・・・・・・・・・・・・・・・・(5)
ここで、Ａは圧延途中の任意の厚み（ｍｍ）を、ＢはＡにおける圧延温度（℃）を、Ｃは仕上圧延温度（℃）を、そして、Ｇは最終の厚肉鋼の板厚（ｍｍ）を、それぞれ表す。
［工程３］ 水冷停止温度Ｅ（℃）および板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）が、次の(6)式および(7)式を満足するように水冷を行う工程。
Ｅ−５００≦０                          ・・・・・・・・・・・・・・・・(6)
Ｆ−２≧０                              ・・・・・・・・・・・・・・・・(7)
ここで、Ｅは水冷停止温度（℃）を、そして、Ｆは板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）を、それぞれ表す。
【請求項９】
請求項１および請求項４から７までのうちのいずれかに記載の化学組成を有する鋼塊を、下記の工程１〜４によって、加熱し、圧延し、冷却し、そして焼戻すことを特徴とする、アレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板の製造方法。
［工程１］ 鋼塊の加熱温度Ｔｒ（℃）と加熱時間ｔ（ｈｒ）が次の(2)式を満足するように鋼塊を加熱する工程。
ｔ×exp（Ｔｒ３／２７０００００００）≦５８０      ・・・・・・・・・・(2)
ここで、ｔは鋼塊の加熱時間（ｈｒ）を、そして、Ｔｒは加熱温度（℃）を、それぞれ表す。
［工程２］ 圧延途中の任意の厚みＡ（ｍｍ）における圧延温度Ｂ（℃）と、最終圧延により最終の厚肉鋼の板厚Ｇ（ｍｍ）に仕上げる際の仕上圧延温度Ｃ（℃）が、次の(3)式、(4)式および(5)式を満足するように圧延する工程。
Ａ−１．５Ｇ≧０                        ・・・・・・・・・・・・・・・・(3)
Ｃ−６７０−Ｇ≦０                      ・・・・・・・・・・・・・・・・(4)
Ｂ−Ｃ−２０−１４００／Ｇ≦０          ・・・・・・・・・・・・・・・・(5)
ここで、Ａは圧延途中の任意の厚み（ｍｍ）を、ＢはＡにおける圧延温度（℃）を、Ｃは仕上圧延温度（℃）を、そして、Ｇは最終の厚肉鋼の板厚（ｍｍ）を、それぞれ表す。
［工程３］ 水冷停止温度Ｅ（℃）および板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）が、次の(6)式および(7)式を満足するように水冷を行う工程。
Ｅ−５００≦０                          ・・・・・・・・・・・・・・・・(6)
Ｆ−２≧０                              ・・・・・・・・・・・・・・・・(7)
ここで、Ｅは水冷停止温度（℃）を、そして、Ｆは板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）を、それぞれ表す。
［工程４］ Ａｃ１点以下の温度で焼戻す工程。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、靭性に優れた厚鋼板、特に万が一、脆性き裂が発生した際に構造物全体の崩壊を阻止するために、脆性き裂伝ぱ停止特性（アレスト特性）に優れた高強度厚肉鋼板およびその製造方法に関する。なお、この場合の高強度厚肉鋼板とは板厚５０ｍｍを超えるクラスのものが対象であり、そして、強度クラスとしては引張強さが４９０ＭＰａ以上のものが対象となる。
【背景技術】
【０００２】
近年、各種の鋼構造物の規模が大型化するに伴い、その素材として使用される各種の鋼板に要求される板厚や強度はますます高くなってきている。特に、近年では国際商取引が活発になり、海上輸送需要が増大していることから、商業用船舶はより大型化してきている。そのため板厚５０ｍｍを超える船体構造用の高強度厚肉鋼板が求められるようになってきた。このような高強度厚肉鋼板においては、使用時の力学的な拘束力も大きくなることから、板厚中心部の特性のさらなる向上が要求される傾向にある。しかしながら、板厚中心部の特性の向上は未だ不十分である。
【０００３】
あらゆる構造物において、脆性破壊は瞬時に構造物全体の崩壊をもたらし、甚大な被害が想定されることから、絶対に避けるべき破壊形態である。したがって、建造物は脆性破壊の発生を避けるべく設計がなされるものの、設計を上回る外力の作用や施工に起因する欠陥など、設計者の想定外の異常事態に起因して脆性破壊が発生してしまう場合も考慮する必要がある。一般に、脆性破壊が発生すると、極めて高速のき裂伝ぱにより脆性破壊が構造物全体に広がって構造物全体が破壊してしまう。
【０００４】
しかしながら、き裂伝ぱに対する抵抗性を著しく高めた鋼材は、伝ぱにより進展してきたき裂を停止させることができる特性を有する。この特性を一般的に「アレスト特性」と呼ぶ。アレスト特性を有した部材を適所に配した構造物は、脆性き裂の発生を避けるだけでなく、万が一脆性き裂が発生しても、伝ぱにより進展してきたき裂を停止させることができるので、脆性き裂の発生と伝ぱの段階で二重の安全性（ダブルインテグリティ）を有することになる。構造物の設計思想として極めて重要なものである。
【０００５】
例えば造船分野では、このダブルインテグリティに基づいた設計思想の下に船舶が建造される方向にある。しかしながら、上述したとおり、商業用船舶等の構造物の大型化に伴い使用鋼材の板厚はますます厚肉化しているので、材料的特性および力学的特性の両面において、厚肉鋼材の特性向上に対する要求はより苛酷なものとなってきている。
【０００６】
鋼材にアレスト特性を付与する方法として最も単純なものは、靭性を著しく向上させる元素であるＮｉを添加することである。Ｎｉの添加によるアレスト特性の改善効果は大きく、アレスト特性を向上させることができることが判っている。例えば、−１６５℃という極低温環境でダブルインテグリティを保証する鋼材としては、９％のＮｉを添加したいわゆる９％Ｎｉ鋼が一般的であり、日本工業規格（ＪＩＳ）にも規定されている。
【０００７】
特許文献１および２には、表層組織を極細粒化することにより、脆性き裂伝ぱ時のシアリップ形成を促す鋼板の製造方法が開示されている。
【０００８】
特許文献３では、鋼板の集合組織を規定することで脆性き裂伝ぱ停止特性を改善した鋼板およびその製造方法が開示されている。
【０００９】
また、非特許文献１には、厚さが16mmであって、本発明で目指す厚肉材を対象にしたものではないが、低温域（オーステナイト-フェライト域）で制御圧延を行うことにより、組織の微細化を図り、Ｌ方向のアレスト特性を向上させる方法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開平３−２３２２号公報
【特許文献２】特開平７−１２６７９８号公報
【特許文献３】特開２００８−２１４６５２号公報
【非特許文献】
【００１１】
【非特許文献１】勝田順一著「セパレーションを発生する鋼板の鋼構造物への適用に関する基礎研究」（博士学位論文）、長崎大学、１９９１年９月
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
上述したとおり、Ｎｉによるアレスト特性の改善効果は大きく、アレスト特性を向上させることができる。しかしながら、Ｎｉは非常に高価な元素であり、Ｎｉを９％も添加するとなると、鋼材コストの高騰を引き起こすことになる。したがって、Ｎｉ添加によるアレスト特性の向上は、コスト面での問題が多い。
【００１３】
これに対して、特許文献１〜２に開示された発明によれば、Ｎｉなどの高価な元素を添加することなく、アレスト特性を向上させることが可能である。しかしながら、圧延方向に対して平行な方向（Ｌ方向）のアレスト特性と、圧延方向に対して垂直な方向（Ｃ方向）のアレスト特性は向上させることができるものの、圧延方向に対して４５°角度の方向のアレスト特性は向上させることが困難である。構造物において、応力が負荷される方向は必ずしも一定とは限らないため、これらの方法でアレスト性を向上させても、その安全性は十分とは言えない。
【００１４】
非特許文献１には、高温域（オーステナイト域）で制御圧延した鋼に比べ、低温域で制御圧延を行った鋼はＬ方向のアレスト特性の顕著な向上を図ることができるとされている。しかしながら、45°方向のアレスト特性は低位であり、高温域で圧延した鋼と同等レベルに留まる。さらに、シャルピー衝撃試験の結果も、Ｌ方向やＣ方向では優れているものの45°方向ではよくない。
【００１５】
構造物によっては主応力方向が明らかであり、決まった方向以外の特性は考慮する必要がない場合もあるが、脆性破壊が発生し伝ぱするような非常事態において、設計において想定した応力作用方向が維持されるのかどうかは不明であり実測したデータもない。つまり仮に45°方向に強い力が働き、同方向にき裂が伝ぱしてしまった場合には、L方向にいくら優れた特性を有していても意味がないことになってしまう。
【００１６】
このような方向の違いによる脆性き裂伝ぱ停止特性の違いは鋼板の集合組織に関係すると考えられる。特許文献３では、鋼板の集合組織を規定することで脆性き裂伝ぱ停止特性を改善するものが開示されているが、板厚方向の脆性き裂伝ぱ停止特性のみを考慮しているに過ぎない。
【００１７】
本発明は、このような状況に鑑み、高価な元素添加を行うことなしに、アレスト特性に優れた高強度厚鋼板、とりわけ面内異方性の小さいアレスト特性に優れた高強度厚鋼板を高い生産性の下に提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１８】
まず、本発明者らは、構造物の破壊局面の応力状態が予測不可能であることから面内のあらゆる方向の特性を均一に向上せしめる技術の研究に着手し、種々の検討と実験を行った結果、次の(a)〜(f)に示す知見を得た。
【００１９】
(a) 方向の違いによる脆性き裂伝ぱ停止特性の違いは鋼板の集合組織に依存する。通常の制御圧延で製造した厚肉鋼板では、４５°方向にα鉄のへき開面である（１００）面が集積するため、制御圧延材に対してさまざまな角度で破壊靭性試験を行うと４５°方向の特性が最も悪くなる。これは45°方向にα鉄のへき開面である（１００）面が集積しているためであることが判った。
【００２０】
(b) この集合組織を回避するためには、厚肉鋼板の（１００）面を制御し、へき開面を構造物の破壊に対して最も無関係な方向である板厚表裏面に平行面（圧延面）にへき開面を集積するのがよい。特に、板厚中心部（「板厚の(1/2)t部」ということもある。）における圧延面の（１００）面のＸ線強度比を２以上に制御し、４５°方向における脆性き裂伝ぱ停止特性を向上させる必要がある。
【００２１】
(c) ただし、板厚tの鋼板の板厚中心部における圧延面の（１００）面のＸ線強度比を２以上にするだけでは充分ではない。本発明で扱う厚肉鋼板は一定の厚みを有するため、板厚方向の位置によっても集合組織が異なるからである。板厚tの鋼板の表面から1/4の板厚部（「板厚の(1/4)t部」ということもある。）では、集合組織が異なり、正確なメカニズムは不明であるが、圧延面の（１１０）面のＸ線強度比が４５°方向における靭性特性に大きく関係していることが判明した。板厚の(1/4)t部の位置の圧延面における（１１０）面の集積を抑えることも合わせて重要であり、特に、板厚の(1/4)t部における圧延面の（１１０）面Ｘ線強度比が１．５未満とするのがよいことが判った。
【００２２】
(d) 脆性き裂伝ぱ停止特性の向上に寄与する大きな集合組織は、上述の（１００）面および（１１０）面である。しかし、α鉄の主なへき開面としては、（１００）面以外に（２１１）面や（３３２）面があり、これらの面も同様に圧延面に集積させることによって、面内の破壊靭性の均一化を図り、もって、アレスト特性の面内異方性を小さくすることができることがわかった。特に、板厚中心部における圧延面の（２１１）面Ｘ線強度比を１．８以上とするのが好ましく、また、板厚中心部における圧延面の（３３２）面のＸ線強度比を１．５以上とするのが好ましい。
【００２３】
(e) さらに、上記した集合組織の適正なコントロールのほか、構造用鋼として必要な基本的な性質を具備させるため、化学成分や焼入性を示す指標である炭素当量を適切にコントロールすることも重要である。特に、高強度厚肉鋼板は強度部材として使用されることから、規格材として十分な強度が求められるので、適切な焼入れ性を有していることが必要である。
【００２４】
高強度厚肉鋼板の焼入れ性を表すパラメータとしては炭素当量を用いることができる。特に、引張強さが４９０ＭＰａ以上の強度クラスの高強度厚肉鋼板の場合には、ＩＩＷ（International Institute of Welding： 国際溶接学会）で規定されている炭素当量式を用いることができる。すなわち、次の(1)式で示される炭素当量Ｃeqを用いて整理することができる。この炭素当量Ｃeqは、０．３２〜０．４０とするのがよい。
Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・(1)
ここで、式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。
【００２５】
この炭素当量Ｃeqが０．３２を下回る場合には十分な強度が確保されず、逆に０．４０を超える場合には板厚中心部のフェライト組織分率を確保できない。後述するとおり、炭素当量Ｃeqの好ましい範囲は０．３２〜０．３８である。
【００２６】
(f) そして、鋼塊を熱間で加工する際の加熱及び加工の条件、並びに冷却条件を検討することも重要である。
【００２７】
特に、肉厚鋼板の素材である鋼塊の加熱条件のコントロール、すなわち、加熱温度と加熱時間のコントロールは、鋼塊再加熱時の初期γ粒径化を制御するものである。後述するとおり、加熱の低温化又は短時間化を図ることにより、圧延後の変態時にフェライト変態を起こさせ、もって初期γ粒径を細粒にすることができるので、肉厚鋼板の素材である鋼塊の加熱工程においては、鋼塊の加熱温度Ｔｒ（℃）と加熱時間ｔ（ｈｒ）が、次の(2)式を満足していることが、アレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板を経済的に製造する条件として好ましいことが分かった。
ｔ×exp（Ｔｒ３／２７０００００００）≦５８０      ・・・・・(2)
ここで、ｔは鋼塊の加熱時間（ｈｒ）を、そして、Ｔｒは加熱温度（℃）を、それぞれ表す。
【００２８】
そして、引き続き行われる圧延工程での調整板厚と、圧延温度および仕上圧延温度のコントロールも有効である。未再結晶域での圧延量を増加させ、α変態前のγ中の転位密度を高くすることでフェライト変態を促進するというＴＭＣＰ技術を適用することで、厚肉材の板厚中心部でも十分なフェライト変態を期待することができる。
【００２９】
この未再結晶域での圧下量を制御するためには、圧延工程においては、圧延途中の任意の厚み（調整板厚）Ａ（ｍｍ）における圧延温度（調整時圧延温度）Ｂ（℃）と、最終圧延により最終の厚肉鋼の板厚Ｇ（ｍｍ）に仕上げる際の仕上圧延温度Ｃ（℃）が、次の(3)式、(4)式、(5)式および(6)式を満足するように圧延を行うのがよいことが判った。
Ａ−１．５Ｇ≧０                        ・・・・・・(3)
Ｃ−６７０−Ｇ≦０                      ・・・・・・(4)
Ｂ−Ｃ−２０−１４００／Ｇ≦０          ・・・・・・(5)
ここで、Ａは圧延途中の任意の厚み（ｍｍ）を、ＢはＡにおける圧延温度（℃）を、Ｃは仕上圧延温度（℃）を、そして、Ｇは最終の厚肉鋼の板厚（ｍｍ）を、それぞれ表す。
【００３０】
また、十分な強度を確保するために、このような厚肉材の場合には、圧延後の冷却工程における冷却速度と冷却停止温度のコントロールも有効であり、水冷停止温度Ｅ（℃）および板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）が、次の(6)式および(7)式を満足するように水冷を行うのが好ましいことも判った。
Ｅ−５００≦０                          ・・・・・・・・・・・・・・・・(6)
Ｆ−２≧０                              ・・・・・・・・・・・・・・・・(7)
ここで、Ｅは水冷停止温度（℃）を、そして、Ｆは板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）を、それぞれ表す。
【００３１】
また、冷却後にＡｃ１点以下の温度で焼戻すと、ベイナイト組織中の硬化組織が一部無害化する効果を有する場合があるので、必要に応じ実施するとよい。
【００３２】
本発明に係るアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板は、このような知見に基づいて完成したものであり、下記の(1)〜(7)に示すアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板と、下記の(8)および(9)に示すアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板の製造方法をその要旨とする。以下、それぞれ、本発明(1)〜本発明(9)という。本発明(1)〜本発明(9)を総称して、本発明ということがある。
【００３３】
(1) 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．４〜２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ａｌ：０．００２〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有する厚肉鋼板であって、次の(1)式で示される炭素当量Ｃeqが０．３２〜０．４０であり、板厚中心部における圧延面の（１００）面のＸ線強度比が２以上，板厚の(1/4)t部における圧延面の（１１０）面のＸ線強度比が１．５未満であることを特徴とするアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・(1)
ここで、式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、それぞれの元素の鋼板中における含有量（質量％）を意味する。
【００３４】
(2) 板厚中心部における圧延面の（２１１）面Ｘ線強度比が１．８以上であることを特徴とする、上記(1)のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
【００３５】
(3) 板厚中心部における圧延面の（３３２）面Ｘ線強度比が１．５以上であることを特徴とする、上記(1)または(2)のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
【００３６】
(4) さらに、質量％で、Ｎｉ：１．０％以下を含有することを特徴とする、上記(1)〜(3)のいずれかのアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
【００３７】
(5) さらに、質量％で、Ｃｕ：２．０％以下，Ｃｒ：１．０％以下，Ｍｏ：０．５％以下，Ｖ：０．１％以下，Ｎｂ：０．１％以下およびＢ：０．００５％以下の元素のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記(1)〜(4)のいずれかのアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
【００３８】
(6) さらに、質量％で、Ｔｉ：０．１％以下を含有することを特徴とする、上記(1)〜(5)のいずれかのアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
【００３９】
(7) さらに、質量％で、Ｃａ：０．００４％以下，Ｍｇ：０．００２％以下およびＲＥＭ：０．００２％以下の元素のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記(1)〜(6)のいずれかのアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
【００４０】
(8) 上記(1)および(4)〜(7)のうちのいずれかに記載された化学組成を有する鋼塊を、下記の工程１〜３によって、加熱し、圧延し、そして、冷却することを特徴とする、アレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板の製造方法。
［工程１］ 鋼塊の加熱温度Ｔｒ（℃）と加熱時間ｔ（ｈｒ）が次の(2)式を満足するように鋼塊を加熱する工程。
【００４１】
ｔ×exp（Ｔｒ３／２７０００００００）≦５８０      ・・・・・・・・・・(2)
ここで、ｔは鋼塊の加熱時間（ｈｒ）を、そして、Ｔｒは加熱温度（℃）を、それぞれ表す。
［工程２］ 圧延途中の任意の厚みＡ（ｍｍ）における圧延温度Ｂ（℃）と、最終圧延により最終の厚肉鋼の板厚Ｇ（ｍｍ）に仕上げる際の仕上圧延温度Ｃ（℃）が、次の(3)式、(4)式および(5)式を満足するように圧延する工程。
【００４２】
Ａ−１．５Ｇ≧０                        ・・・・・・・・・・・・・・・・(3)
Ｃ−６７０−Ｇ≦０                      ・・・・・・・・・・・・・・・・(4)
Ｂ−Ｃ−２０−１４００／Ｇ≦０          ・・・・・・・・・・・・・・・・(5)
ここで、Ａは圧延途中の任意の厚み（ｍｍ）を、ＢはＡにおける圧延温度（℃）を、Ｃは仕上圧延温度（℃）を、そして、Ｇは最終の厚肉鋼の板厚（ｍｍ）を、それぞれ表す。
［工程３］ 水冷停止温度Ｅ（℃）および板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）が、次の(6)式および(7)式を満足するように水冷を行う工程。
【００４３】
Ｅ−５００≦０                          ・・・・・・・・・・・・・・・・(6)
Ｆ−２≧０                              ・・・・・・・・・・・・・・・・(7)
ここで、Ｅは水冷停止温度（℃）を、そして、Ｆは板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）を、それぞれ表す。
【００４４】
(9) 上記(1)および(4)〜(7)のうちのいずれかに記載された化学組成を有する鋼塊を、下記の工程１〜４によって、加熱し、圧延し、冷却し、そして焼戻すことを特徴とする、アレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板の製造方法。
［工程１］ 鋼塊の加熱温度Ｔｒ（℃）と加熱時間ｔ（ｈｒ）が次の(2)式を満足するように鋼塊を加熱する工程。
【００４５】
ｔ×exp（Ｔｒ３／２７０００００００）≦５８０      ・・・・・・・・・・(2)
ここで、ｔは鋼塊の加熱時間（ｈｒ）を、そして、Ｔｒは加熱温度（℃）を、それぞれ表す。
［工程２］ 圧延途中の任意の厚みＡ（ｍｍ）における圧延温度Ｂ（℃）と、最終圧延により最終の厚肉鋼の板厚Ｇ（ｍｍ）に仕上げる際の仕上圧延温度Ｃ（℃）が、次の(3)式、(4)式および(5)式を満足するように圧延する工程。
【００４６】
Ａ−１．５Ｇ≧０                        ・・・・・・・・・・・・・・・・(3)
Ｃ−６７０−Ｇ≦０                      ・・・・・・・・・・・・・・・・(4)
Ｂ−Ｃ−２０−１４００／Ｇ≦０          ・・・・・・・・・・・・・・・・(5)
ここで、Ａは圧延途中の任意の厚み（ｍｍ）を、ＢはＡにおける圧延温度（℃）を、Ｃは仕上圧延温度（℃）を、そして、Ｇは最終の厚肉鋼の板厚（ｍｍ）を、それぞれ表す。
［工程３］ 水冷停止温度Ｅ（℃）および板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）が、次の(6)式および(7)式を満足するように水冷を行う工程。
【００４７】
Ｅ−５００≦０                          ・・・・・・・・・・・・・・・・(6)
Ｆ−２≧０                              ・・・・・・・・・・・・・・・・(7)
ここで、Ｅは水冷停止温度（℃）を、そして、Ｆは板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）を、それぞれ表す。
［工程４］ Ａｃ１点以下の温度で焼戻す工程。
【発明の効果】
【００４８】
本発明によれば、高価な元素添加を行うことなしに、アレスト特性に優れた高強度厚鋼板、とりわけ面内異方性の小さいアレスト特性に優れた高強度厚鋼板を高い生産性の下に提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００４９】
以下に、本発明の各要件について詳しく説明する。ここで、化学組成を表す「％」は、特に断らない限り、「質量％」を意味する。
【００５０】
（Ａ）化学組成について
Ｃ：０．０１〜０．１２％
Ｃは、強度確保のために必要な元素である。そして、実用的な強度を有する鋼とするためには、０．０１％以上を含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が０．１２％を超えると、ベイナイト変態領域の靭性劣化が顕著化するとともに、溶接熱影響部の靭性も損ねる。したがって、Ｃの含有量は０．０１〜０．１２％とする。強度とアレスト特性のバランスの点から、Ｃの含有量の好ましい範囲は０．０３〜０．１０％である。より好ましい範囲は０．０３〜０．０７％である。
【００５１】
Ｓｉ：０．５％以下
Ｓｉは、精錬段階での脱酸に必要な元素であるとともに強度上昇に寄与する元素である。しかしながら、Ｓｉの含有量が０．５％を超えると、溶接熱影響部における島状マルテンサイトの生成を助長して靭性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｓｉの含有量を０．５％以下とする必要がある。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．３％以下である。なお、Ｓｉの効果を安定的に発現させるためには、Ｓｉを０．０３％以上含有させるのが好ましい。
【００５２】
Ｍｎ：０．４〜２．０％
Ｍｎは、強度確保のための必要な元素である。そして、実用的な強度を有する鋼とするためには、０．４％以上を含有させる必要がある。しかしながら、２．０％を超えると溶接熱影響部の靭性が大幅に劣化する。したがって、Ｍｎの含有量の上限は２．０％とする。Ｍｎの含有量の好ましい上限は１．６％である。なお、Ｍｎによる強度確保を安定的に得るためには、０．４％以上含有させるのが好ましい。より好ましい含有量は０．６％以上である。
【００５３】
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、不純物として存在し、溶接熱影響部における粒界割れの原因となる。Ｐの含有量が０．０５％を超えると、溶接熱影響部における粒界割れの発生が著しくなることから、Ｐ含有量の上限を０．０５％とする必要がある。なお、その混入量はできるだけ低くするのが好ましく、アレスト特性を安定的に得るためには、Ｐの含有量を０．０３％以下とするのが好ましい。
【００５４】
Ｓ：０．００８％以下
Ｓは、不純物として存在し、脆性破壊の基点となるＭｎＳを形成して、アレスト特性を損なう元素である。Ｓの含有量が０．００８％を超えると、アレスト特性が顕著に劣化するため、不純物元素としてのＳ含有量の上限を０．００８％とする必要がある。なお、その混入量はできるだけ低くするのが好ましく、アレスト特性を安定的に得るためには、Ｓの含有量を０．００３％以下とするのが好ましい。
【００５５】
Ａｌ：０．００２〜０．０５％
Ａｌは鋼の脱酸に必要な元素である。本発明に係る鋼材の場合、脱酸にはＡｌは０．００２％以上の含有量が必要である。しかし、その含有量が０．０５％を超えると析出物の増加を通じてアレスト特性の劣化が顕著化する。したがってＡｌの含有量は０．００２〜０．０５％とする。好ましくは０．００２〜０．０４％である。
【００５６】
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、不純物として存在し、析出物を形成することで靭性劣化をもたらす元素である。Ｎの含有量が０．０１％を超えるとアレスト特性の劣化が顕著化するため、Ｎの含有量は０．０１％以下とする必要がある。なお、低温靭性確保のためには低い方が良く、好ましくは０．００６％以下である。
【００５７】
本発明に係る厚肉鋼板は、上記の化学組成を有し、残部がＦｅおよび不純物からなる。ここで、不純物とは、厚肉鋼板を工業的に製造する際に鉱石やスクラップ等のような原料をはじめとして製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００５８】
本発明に係る厚肉鋼板は、次のとおり、上記の元素の他に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、Ｔｉ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭのうち、少なくとも１種を含有させてもよい。
【００５９】
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、必要に応じて含有させることができる。Ｎｉを含有させると、鋼板のアレスト特性を向上させることができる。しかしながら、Ｎｉの含有はコストアップ要因となるため、その含有量を１．０％以下とする。好ましくは０．６％以下である。なお、Ｎｉによるアレスト特性の向上効果を安定的に発現させるためには、Ｎｉを０．０３％以上含有させることが好ましい。
【００６０】
Ｃｕ：２．０％以下
Ｃｕは、必要に応じて含有させることができる。Ｃｕを含有させると、靭性を劣化させずに強度を向上させることができる。しかしながら、その含有量が２．０％を超えると、却って析出物増加によりアレスト特性の劣化をきたし、更に、熱間での加工の際、表面に微小な割れを発生させるので、その含有量の上限は２．０％とする。Ｃｕの好ましい上限は１％である。なお、Ｃｕによる強度向上効果を安定的に発現させるためには、Ｃｕを０．０３％以上含有させることが好ましい。
【００６１】
Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは、必要に応じて含有させることができる。Ｃｒを含有させると、強度を上昇させることができる。しかしながら、その含有量が１．０％を超えると、却って靭性の劣化をきたし、更に、溶接熱影響部に硬化した組織を形成し靭性を劣化させるので、その含有量の上限は１．０％とする。Ｃｒの好ましい上限は０．６％である。なお、Ｃｒによる強度向上効果を安定的に発現させるためには、Ｃｒを０．０５％以上含有させることが好ましい。
【００６２】
Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは、必要に応じて含有させることができる。Ｍｏを含有させると、焼入れ性を高め、強度を向上させることができる。しかしながら、Ｍｏの含有はコストアップ要因となり、また、その含有量が０．５％を超えると、却って溶接熱影響部の靭性を劣化させるので、その含有量の上限は０．５％とする。Ｍｏの好ましい上限は０．３％である。なお、Ｍｏによる焼入性と強度の向上効果を安定的に発現させるためには、Ｍｏを０．０２％以上含有させることが好ましい。
【００６３】
Ｖ：０．１％以下
Ｖは、必要に応じて含有させることができる。Ｖを含有させると、焼入れ性の向上及び析出硬化による強度の向上に有効となる。しかしながら、Ｖの含有量が０．１％を超えると、却って靭性の著しい劣化をもたらすので、その含有量の上限は０．１％とする。Ｖの好ましい上限は０．０６％である。なお、Ｖによる焼入性と強度の向上効果を安定的に発現させるためには、Ｖを０．００３％以上含有させることが好ましい。
【００６４】
Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは、組織の微細化、焼入れ性の向上及び析出硬化による強度上昇に有効な元素であり、特に未再結晶域の拡大効果が大きいことから、ＴＭＣＰ法を適用する鋼材には含有させるのが好ましい。しかし、その含有量が０．１％を超えると、析出物の増加により却って靭性の劣化をもたらす。したがって、Ｎｂの含有量の上限は０．１％とする。Ｎｂの好ましい上限は０．０４％である。なお、Ｎｂによる組織の微細化、焼入れ性の向上及び析出硬化による強度上昇の効果を安定的に発言させるためには、Ｎｂを０．００３％以上含有させることが好ましい。
【００６５】
Ｂ：０．００５％以下
Ｂは、必要に応じて含有させることができる。Ｂを含有させると、オーステナイト粒界からのフェライト変態を抑制して焼入れ性を向上させ、強度を高めることができる。しかしながら、Ｂの含有量が０．００５％を超えると靭性が劣化するので、その含有量の上限は０．００５％以下とする。Ｂの好ましい上限は０．００１５％である。なお、Ｂによる焼入性および強度の向上効果を安定的に発現させるためには、Ｂを０．０００３％以上含有させることが好ましい。さらに、本発明においては板厚中心部のフェライト量を確保することが必要であるので、Ｂを含有させるときは、炭素当量で示される焼入れ性とのバランスを十分考慮することが重要となる。
【００６６】
Ｔｉ：０．１％以下
Ｔｉは、必要に応じて含有させることができる。Ｔｉを含有させると、酸化物粒子の構成元素として有効となり、また高温延性を高めて連続鋳造で製造される鋼塊のひび割れを防止するのに有効となる。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．１％を超えると、ＴｉＣを生成し、靭性を劣化させるので、その含有量の上限は０．１％とする。Ｔｉの好ましい上限は０．０４％である。なお、Ｔｉによるこれらの効果を安定的に発現させるためには、Ｔｉを０．００３％以上含有させることが好ましい。
【００６７】
Ｃａ：０．００４％以下
Ｃａは、必要に応じて含有させることができる。Ｃａを含有させると、介在物の形態制御効果を有し、アレスト特性の向上に寄与する。しかしながら、その含有量が０．００４％を超えると、鋼の清浄度自体を大きく低下させるので、その含有量の上限は０．００４％以下とする。Ｃａの好ましい上限は０．００２％である。なお、Ｃａによるこれらの効果を安定的に発現させるためには、Ｃａを０．０００３％以上含有させるのが好ましい。
【００６８】
Ｍｇ：０．００２％以下
Ｍｇは、必要に応じて含有させることができる。Ｍｇを含有させると、微細酸化物の分散密度を増すことができる。しかしながら、その含有量が０．００２％を超えると、微細酸化物が得られないし、鋼の清浄度を大きく低下させるので、その含有量の上限は０．００２％以下とする。Ｍｇの好ましい上限は０．００１５％である。なお、Ｍｇによる微細酸化物の分散密度の向上効果を安定的に発現させるためには、Ｍｇを０．０００２％以上含有させることが好ましい。ここで、Ｍｇを溶鋼中に含有させる工程は、Ａｌを溶鋼中に含有させる前に行うのが好ましい。
【００６９】
ＲＥＭ：０．００２％以下
ＲＥＭ（希土類元素）は、必要に応じて含有させることができる。ＲＥＭを含有させると、Ｍｇと同様に、微細酸化物の分散密度を増すことができる。さらに、過剰なＳを硫化物として固定する効果も得られる。しかしながら、その含有量が０．００２％を超えると、微細酸化物が得られないし、鋼の清浄度を大きく低下させるので、その含有量の上限は０．００２％以下とする。ＲＥＭの好ましい上限は０．００１５％である。なお、ＲＥＭによるこれらの効果を安定的に発現させるためには、ＲＥＭを０．０００２％以上含有させることが好ましい。
【００７０】
ここで、ＲＥＭを溶鋼中に含有させる工程は、Ａｌを溶鋼中に含有させる前に行うのが好ましい。またＲＥＭとは、ランタニドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素の総称であり、これらの元素のうちの１種以上を含有させることができる。それぞれのＲＥＭ元素に分離して鋼中に含有させてもよいし、ミッシュメタルという混合した状態で鋼中に含有させてもよい。なお、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。
【００７１】
（Ｂ）焼入れ性について
本発明で規定する高強度厚肉鋼板は強度部材として使用されることから、規格材として十分な強度を保有している必要がある。したがって、高強度厚肉鋼板の化学組成は各々の規定範囲を満足するだけではなく、適切な焼入れ性を有していることが必要である。高強度厚肉鋼板の焼入れ性を表すパラメータとしては炭素当量を用いることができる。特に、引張強さが４９０ＭＰａ以上の強度クラスの高強度厚肉鋼板の場合には、ＩＩＷ（International Institute of Welding： 国際溶接学会）で規定されている炭素当量式を用いることができる。すなわち、次の(1)式で示される炭素当量Ｃeqを用いて整理することができる。
Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・(1)
ここで、式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。
【００７２】
この炭素当量Ｃeqが０．３２を下回る場合には十分な強度が確保されず、逆に０．４０を超える場合には板厚中心部のフェライト組織分率を確保できない。したがって、炭素当量Ｃeqを０．３２〜０．４０と規定する。炭素当量Ｃeqの好ましい範囲は０．３２〜０．３８である。
【００７３】
（Ｃ）集合組織について
方向の違いによる脆性き裂伝ぱ停止特性の違いは鋼板の集合組織に依存する。通常の制御圧延で製造した厚肉鋼板では、４５°方向にα鉄のへき開面である（１００）面が集積するため、破壊靭性試験を行うと４５°方向の特性が最も悪くなる。よって、厚肉鋼板の（１００）面を制御し、へき開面を構造物の破壊に対して最も無関係な方向にへき開面を集積させる必要がある。より具体的には、板厚中心部における圧延面の（１００）面のＸ線強度比を２以上に制御し、４５°方向における脆性き裂伝ぱ停止特性を向上させる必要がある。
【００７４】
ただし、板厚中心部における圧延面の（１００）面のＸ線強度比を２以上にするだけでは充分ではない。本発明で扱う厚肉鋼板は一定の厚みを有するため、板厚方向の位置によっても集合組織が異なる。具体的には、板厚中心部と板厚の(1/4)t部とでは集合組織が異なる。正確なメカニズムは不明であるが、板厚の(1/4)t部では、圧延面の（１１０）面のＸ線強度比が４５°方向における靭性特性に大きく関係していることが判明した。板厚の(1/4)t部における圧延面の（１１０）面Ｘ線強度比が１．５未満であることも必要である。
【００７５】
脆性き裂伝ぱ停止特性の向上に寄与する大きな集合組織は、上述の（１００）面および（１１０）面である。しかし、α鉄の主なへき開面としては、（１００）面以外に（２１１）面や（３３２）面があり、これらの面も同様に圧延面に集積させることによって、さらなる面内の破壊靭性の均一化を図ることができる。板厚中心部における圧延面の（２１１）面Ｘ線強度比を１．８以上とするのが好ましく、また、板厚中心部における圧延面の（３３２）面のＸ線強度比を１．５以上とするのが好ましい。
【００７６】
なお、上記のＸ線強度比は、板厚中心部または板厚の(1/4)t部における圧延面の（１００）面、（１１０）面、（２１１）面および（３３２）面におけるＸ線強度とランダムな結晶方位を持った無配向性試料のＸ線強度との比を意味し、これはＸ線回折装置を用いて測定することができる。
【００７７】
（Ｄ）製造条件について
以下に詳述する製造条件は、上述の厚肉鋼板を経済的に要領よく実現するための方法の一つであり、厚肉鋼板自体の技術的範囲はこの製造条件によって規定されるものではない。
【００７８】
肉厚鋼板の素材である鋼塊の加熱条件のコントロール、すなわち、加熱温度と加熱時間のコントロールは、鋼塊再加熱時の初期γ粒径化を制御する主な製造条件であり、本発明において極めて重要である。
【００７９】
高温度の加熱あるいは長時間の加熱はγ粒の成長を促進するので、α変態時のフェライト生成核が少なくなり、最終組織におけるフェライト組織分率が減少するとともに、圧延中の待ち時間が長時間化するので、経済性を損ねる結果となる。したがって、加熱温度を低く、そして、加熱時間を短く制御する必要がある。ただし、温度と時間には等価性があるため、どちらか一方の条件を満足すればよい。すなわち、加熱の低温化又は短時間化を図ることにより、圧延後の変態時にフェライト変態を起こさせ、もって初期γ粒径を細粒にすることができる。この等価性を実験的に明らかにしたところ、肉厚鋼板の素材である鋼塊の加熱工程においては、鋼塊の加熱温度Ｔｒ（℃）と加熱時間ｔ（ｈｒ）が、次の(2)式を満足していることが、アレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板を経済的に製造する条件として好ましいことが分かった。
ｔ×exp（Ｔｒ３／２７０００００００）≦５８０      ・・・・・(2)
ここで、ｔは鋼塊の加熱時間（ｈｒ）を、そして、Ｔｒは加熱温度（℃）を、それぞれ表す。
【００８０】
なお、加熱温度が極端に低い場合には、変形抵抗の増加などにより圧延の実現が困難となるので、加熱温度は８００℃以上にすることが好ましい。ただし、加熱温度は１０５０℃以下にすることが好ましい。
【００８１】
次に、アレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板を経済的に得る方法としては、引き続き行われる圧延工程での調整板厚と、圧延温度および仕上圧延温度のコントロールも有効である。未再結晶域での圧延量を増加させ、α変態前のγ中の転位密度を高くすることでフェライト変態を促進するというＴＭＣＰ技術を適用することで、厚肉材の板厚中心部でも十分なフェライト変態を期待することができるからである。
【００８２】
この未再結晶域での圧下量を制御する製造上のパラメータとしては、調整板厚、調整時の圧延温度および仕上圧延温度の３つが重要であることを知見した。
【００８３】
本発明者らによる多数の実験により得られた条件は、圧延工程においては、圧延途中の任意の厚み（調整板厚）Ａ（ｍｍ）における圧延温度（調整時圧延温度）Ｂ（℃）と、最終圧延により最終の厚肉鋼の板厚Ｇ（ｍｍ）に仕上げる際の仕上圧延温度Ｃ（℃）が、次の(3)式、(4)式、(5)式および(6)式を満足するように圧延を行う。
Ａ−１．５Ｇ≧０                        ・・・・・・(3)
Ｃ−６７０−Ｇ≦０                      ・・・・・・(4)
Ｂ−Ｃ−２０−１４００／Ｇ≦０          ・・・・・・(5)
ここで、Ａは圧延途中の任意の厚み（ｍｍ）を、ＢはＡにおける圧延温度（℃）を、Ｃは仕上圧延温度（℃）を、そして、Ｇは最終の厚肉鋼の板厚（ｍｍ）を、それぞれ表す。
【００８４】
上記(3)式〜(5)式のうち、一つでも満足しない場合には、α変態前の転位密度が不足し、板厚中心部の組織におけるフェライト組織分率が低下することになるので、アレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板を効率よく得ることができない。
【００８５】
また、十分な強度を確保するために、このような厚肉材の場合には、圧延後の冷却工程における冷却速度と冷却停止温度のコントロールも有効であり、水冷時の冷却速度が２℃／ｓ以上であり、かつ水冷停止温度が５００℃以下とするのが好ましい。すなわち、水冷停止温度Ｅ（℃）および板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）が、次の(6)式および(7)式を満足するように水冷を行うのが好ましい。
Ｅ−５００≦０                          ・・・・・・・・・・・・・・・・(6)
Ｆ−２≧０                              ・・・・・・・・・・・・・・・・(7)
ここで、Ｅは水冷停止温度（℃）を、そして、Ｆは板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）を、それぞれ表す。
【００８６】
また、冷却後にＡｃ１点以下の温度で焼戻すと、ベイナイト組織中の硬化組織が一部無害化する効果を有する場合があるので、必要に応じ実施する。
【実施例】
【００８７】
表１に記載した化学成分を有する各種の供試鋼を用い、表２に示す製造条件に基づいて種々の高強度厚肉鋼板を製造し、得られた鋼板の特性値を測定した（表３および表４）。なお、これらの鋼のうち、鋼No.３８〜４３は比較鋼であって、本発明で規定する成分範囲又は(1)式で示される炭素当量Ｃeqを満足していない。また、試験No.１−２については、表２中では明示していないが、冷却後５２０℃で焼戻しを行った。
【００８８】
なお、得られた鋼板の特性については、引張試験ではＪＩＳ−Ｚ−２２０１に記載の試験方法に準じて試片を採取した。採取位置は、板厚の(1/4)t部でかつＣ方向（圧延方向と直角の方向）とした。ここで、降伏点は１０Ｎ／（ｍｍ・ｓ）の試験速度として下降伏点を求め、明確な降伏点が現れない場合は０．２％耐力とした。強度の目標値は、引張強度ＴＳ≧４９０ＭＰａとした。
【００８９】
アレスト特性の評価方法としては、温度勾配型ＥＳＳＯ試験をＬ方向と４５°方向で複数体実施し、得られた結果をアレニウス形式のグラフ上にプロットして線形近似を行い、−１０℃でのＫｃａ値をその鋼のアレスト特性（Ｎ／ｍｍ１．５）としての評価代表値とした。アレスト特性の目標値としては６０００Ｎ／ｍｍ１．５、Ｌ方向および45°方向のアレスト特性差の目標値は１０００Ｎ／ｍｍ１．５とした。なお、アレスト特性の面内異方性の大小は、Ｌ方向および45°方向のアレスト特性差の大小によって判断することができる。
【００９０】
表３に各供試鋼の板厚中心部の圧延面での（１００）面と（２１１）面と（３３２）面のＸ線強度比および板厚の(1/4)t部での（１１０）面のＸ線強度比を示す。Ｘ線強度比の目標値は、板厚中心部の圧延面での（１００）面のＸ線強度比が２以上であり、そして、板厚の(1/4)t部での（１１０）面のＸ線強度比が１．５未満である。
【００９１】
表４に、それぞれの高強度厚肉鋼板の機械的特性（降伏強度ＹＳ[MPa]と引張強度ＴＳ[MPa]）およびアレスト特性（Ｌ方向と４５゜方向）の評価結果を示す。
【００９２】
【表１】
2011127207.tif 000002
【００９３】
【表２】
2011127207.tif 000003
【００９４】
【表３】
2011127207.tif 000004
【００９５】
【表４】
2011127207.tif 000005
【００９６】
この結果、本発明例に係る試験No.１−２、１−３、２−５、３−１および試験No.４〜３７は、いずれも厚肉鋼板であるにもかかわらず、必要な強度特性を確保したまま、高いアレスト特性を確保していた。さらに、アレスト特性のＬ方向および45°方向の差はいずれも１０００Ｎ／ｍｍ１．５以内であり、アレスト特性は小さい面内異方性を確保していることが判った。
【００９７】
これに対して、比較例として示される試験No.１−１、１−４、２−１、２−２、２−３、２−４、３−２および３８〜４３に係る厚肉鋼板は、次に示すとおり、強度特性、アレスト特性およびその面内異方性のうち、少なくとも一つが不充分であった。
【００９８】
すなわち、試験No.１−１およびNo.１−４は、(2)式に関する加熱条件を満足していない。よって、試験No.１−１では板厚の(1/4)t部の圧延面での（１１０）面Ｘ線強度比が1.5を超え、そして、試験No.１−４では板厚の(1/4)t部の圧延面での（１１０）面Ｘ線強度比が1.5を超えたのに加え、板厚中心部の圧延面での（１００）面Ｘ線強度比が小さくなった。このため、アレスト特性が不足している。加えて、その面内異方性も大きい。
【００９９】
試験No.２−１は、(4)式に関する圧延条件を満足していない。よって、試験No.２−１では板厚の(1/4)t部の圧延面での（１１０）面強度が1.5を超えたのに加え、板厚中心部の圧延面での（１００）面Ｘ線強度比が小さくなった。このため、アレスト特性が不足している。加えて、その面内異方性も大きい。
【０１００】
試験No.２−２は、(3)式に関する圧延条件を満足していない。よって、試験No.２−２では、板厚中心部の圧延面での（１００）面Ｘ線強度比が2.0未満となった。このため、アレスト特性が不足している。加えて、その面内異方性も大きい。
【０１０１】
試験No.２−３は、(7)式に関する冷却速度条件を満足していない。よって、試験No.２−３では板厚中心部の圧延面での（１００）面Ｘ線強度比が2.0未満となった。このため、45°方向のアレスト特性が不足している。加えて、その面内異方性も大きい。
【０１０２】
試験No.２−４は、(6)式に関する冷却速度条件を満足していない。よって、試験No.２−４では、板厚中心部の圧延面での（１００）面Ｘ線強度比が2.0未満となった。このため、L方向の十分なアレスト特性は有しているものの、45°方向のアレスト特性が不足している。加えて、その面内異方性も大きい。
【０１０３】
試験No.３−２は、(2)式および(5)式に関する加熱条件を満足していない。よって、試験No.３−２では板厚の(1/4)t部の圧延面での（１１０）面Ｘ線強度比が1.5を超え、板厚中心部の圧延面での（２１１）面Ｘ線強度比が小さくなった。このため、アレスト特性が不足している。加えて、その面内異方性も大きい。
【０１０４】
そして、試験No.３８〜４３は、本発明で規定する成分範囲又は(1)式を満足していない。したがって、いずれもアレスト特性が低い値となっている。加えて、その面内異方性も大きい。
【産業上の利用可能性】
【０１０５】
以上のとおりであるから、本発明によれば、高価な元素添加を行うことなしに、アレスト特性に優れた高強度厚鋼板、とりわけ面内異方性の小さいアレスト特性に優れた高強度厚鋼板を高い生産性の下に提供することができる。