(57)【要約】  【課題】板厚方向の靱性のバラツキが少ない高張力厚鋼板を低コストで製造する方法の提供。  【解決手段】Ｂ：０．０００５〜０．００２０％を含有する鋼片を、９００〜１１８０℃に加熱した後、８５０℃以下の温度での累積圧下率が５０％以上で、圧延終了温度が６８０℃以上の圧延を行い、圧延終了後２０秒以上の時間が経過した後に、６５０℃以上の温度から水冷を開始し、２００℃以下の温度で水冷を停止する。水冷停止した後さらに、５００〜６５０℃の温度で、保持時間（分）≧板厚（ｍｍ）／２を満たす時間保持してもよい。  【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．００２０％を含有する鋼片を、９００〜１１８０℃に加熱した後、８５０℃以下の温度での累積圧下率が５０％以上で、圧延終了温度が６８０℃以上の圧延を行い、圧延終了後２０秒以上の時間が経過した後に、６５０℃以上の温度から水冷を開始し、２００℃以下の温度で水冷を停止することを特徴とする高張力厚鋼板の製造方法。
【請求項２】
質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．００２０％を含有する鋼片を、９００〜１１８０℃に加熱した後、８５０℃以下の温度での累積圧下率が５０％以上で、圧延終了温度が６８０℃以上の圧延を行い、圧延終了後２０秒以上の時間が経過した後に、６５０℃以上の温度から水冷を開始し、２００℃以下の温度で水冷を停止し、その後さらに、５００〜６５０℃の温度で、保持時間（分）≧板厚（ｍｍ）／２を満たす時間保持することを特徴とする高張力厚鋼板の製造方法。
【請求項３】
鋼片が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０１２％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｃｒ：０．２〜１．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｖ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００２〜０．０２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２〜０．０８％、Ｂ：０．０００５〜０．００２０％、Ｎ：０．００５％以下およびＯ：０．００２％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなるものであることを特徴とする請求項１または２に記載の高張力厚鋼板の製造方法。
【請求項４】
鋼片が、質量％で、さらに、Ｃｕ：０．８％以下およびＭｏ：０．８％以下の１種以上を含有するものであることを特徴とする請求項３に記載の高張力厚鋼板の製造方法。
【請求項５】
鋼片が、質量％で、さらに、Ｎｉ：１．８％以下を含有するものであることを特徴とする請求項３または４に記載の高張力厚鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高張力厚鋼板の製造方法に関し、詳しくは、建築物、水圧鉄管、海洋構造物や低温ガス貯蔵タンクなど大形鉄鋼構造物の素材として好適な高張力厚鋼板の製造方法に関する。さらに詳しくは、板厚方向の靱性のバラツキが少ない高張力厚鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
なお、本明細書における「厚鋼板」とは、板厚が２０ｍｍ以上の鋼板を指す。
【背景技術】
【０００３】
近年、溶接構造物の大型化の傾向は顕著になってきており、それに対応してこれら構造物に使用される鋼板への高強度化および厚肉化の要求が高まっている。
【０００４】
例えば、揚水型発電所の水圧鉄管や海洋構造物のジャッキアップ型掘削リグのラック材等に、厚肉の７８０ＭＰａ級の高張力鋼板が使用されるに至っている。さらに、現在では、８８０ＭＰａを超える引張強さを有する高張力厚鋼板の供給が望まれるようになっている。厚鋼板の高強度化は、単に構造物の質量低減にとどまらず、溶接施工費用の大幅な低減をもたらすので、その要求には根強いものがある。
【０００５】
高張力厚鋼板は、巨大な力を支える構造物に使用されることが多いので、一旦破壊が発生すれば市民生活に影響する大事故へと発展する。このため、高張力厚鋼板には優れた耐脆性破壊特性が必要とされる。
【０００６】
一般に、靱性の評価方法としては、小型のシャルピー試験が用いられるが、試験片の採取位置は、海洋構造物を除いて、板厚表面および板厚１／４位置（以下、「１／４ｔ位置」ともいう。）が代表位置とされる。この場合、板厚全体の耐脆性破壊特性を安定化させるには板厚中心位置（以下、「１／２ｔ位置」ともいう。）まで靱性のバラツキが小さいことが前提となる。
【０００７】
しかしながら、一般に、１／２ｔ位置のほうが靱性は低く、この傾向は、鋼板が高強度化するほど、また、厚肉化するほど、顕著となる。したがって、板厚方向の靱性のバラツキを抑制することができる高張力厚鋼板の製造技術に対する要望が極めて大きくなっている。
【０００８】
そこで、前記した要望に応えるべく、特許文献１に、重量割合にて、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｎｂ：０．０２〜０．１５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０〜０．０５％、Ｃｒ：０〜１％、Ｍｏ：０〜１％、Ｃｕ：０〜２％、Ｎｉ：０〜３％、Ｖ：０〜０．２％およびＢ：０〜０．００３％を含有する鋼を、１１００〜１２５０℃に加熱し、９００〜１０５０℃の温度域での累積圧下率３０％以上の圧延を行って９００℃以上で圧延を終了し、圧延後９００〜１０００℃の温度域に３分以上保持した後に、２℃／秒以上の冷却速度で３００℃以下まで冷却するか、または、２〜５０℃／秒の冷却速度で４００〜６００℃まで加速冷却する工程を含む「靱性の優れた厚鋼板の製造方法」が開示されている。
【０００９】
【特許文献１】特開平１０−１５２７２２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
前述の特許文献１で開示された技術は、圧延後に補熱を行って、強度と靱性に優れた厚鋼板を製造する技術であるため、補熱のための設備を設ける必要があって設備コストが嵩み、コストの増加を避けられない。さらに、必ずしも、板厚方向の靱性のバラツキ抑制について十分に検討されたものではない。
【００１１】
そこで、本発明の目的は、板厚方向の靱性のバラツキが少なく、大型溶接構造物の素材、なかでも、揚水型発電所の水圧鉄管や海洋構造物のジャッキアップ型掘削リグのラック材等の素材として好適な高張力厚鋼板を低コストで製造する方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明者らは、前記した課題を解決するために、種々の検討を行った。その結果、下記（ａ）〜（ｄ）の知見を得た。
【００１３】
（ａ）熱間圧延後に厚鋼板を直接水冷するにあたり、圧延終了後に適度の時間が経過した後で適正な温度域から水冷を開始すれば、高張力厚鋼板の板厚方向の靱性のバラツキを抑制することができる。
【００１４】
この理由の１つは、圧延終了直後では厚鋼板の板厚方向の各位置における温度分布が一定ではないため、圧延終了後に時間をおくことなく直ちに水冷すると、板厚方向の各位置にて、仕上げ直後の温度分布に応じた特性バラツキが発生してしまうのに対して、適度の時間を経過させることで、圧延直後の温度分布が均一化され、その結果、特性バラツキが抑制されるものと考えられる。
【００１５】
（ｂ）Ｂ（ボロン）は、鋼の焼入れ性を顕著に向上させる元素として知られているが、この効果はＢがオーステナイト結晶粒界に偏析した場合にのみ発現されるものである。したがって、厚鋼板の中心部まで焼きが入るようにして、板厚方向における特性のバラツキを抑制するためには、含有させたＢをオーステナイトの結晶粒界に偏析させることが極めて重要となる。
【００１６】
（ｃ）熱間圧延終了直後は、Ｂのオーステナイト結晶粒界への偏析が均一ではなく、直接水冷した際の焼入れ性が不均一となる。しかしながら、圧延終了後に適度の時間を経過させることで、Ｂのオーステナイト結晶粒界への均一な偏析が促進されて良好な焼入れ性が得られるので、特性バラツキが抑制される。
【００１７】
（ｄ）上記の圧延終了から水冷開始までに必要な経過時間は、熱伝導や拡散速度等により決定されるが、工業的には２０秒以上の確保にて十分である。
【００１８】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）〜（５）に示す高張力厚鋼板の製造方法にある。
【００１９】
（１）質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．００２０％を含有する鋼片を、９００〜１１８０℃に加熱した後、８５０℃以下の温度での累積圧下率が５０％以上で、圧延終了温度が６８０℃以上の圧延を行い、圧延終了後２０秒以上の時間が経過した後に、６５０℃以上の温度から水冷を開始し、２００℃以下の温度で水冷を停止することを特徴とする高張力厚鋼板の製造方法。
【００２０】
（２）質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．００２０％を含有する鋼片を、９００〜１１８０℃に加熱した後、８５０℃以下の温度での累積圧下率が５０％以上で、圧延終了温度が６８０℃以上の圧延を行い、圧延終了後２０秒以上の時間が経過した後に、６５０℃以上の温度から水冷を開始し、２００℃以下の温度で水冷を停止し、その後さらに、５００〜６５０℃の温度で、保持時間（分）≧板厚（ｍｍ）／２を満たす時間保持することを特徴とする高張力厚鋼板の製造方法。
【００２１】
（３）鋼片が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０１２％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｃｒ：０．２〜１．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｖ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００２〜０．０２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２〜０．０８％、Ｂ：０．０００５〜０．００２０％、Ｎ：０．００５％以下およびＯ：０．００２％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなるものであることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の高張力厚鋼板の製造方法。
【００２２】
（４）鋼片が、質量％で、さらに、Ｃｕ：０．８％以下およびＭｏ：０．８％以下の１種以上を含有するものであることを特徴とする上記（３）に記載の高張力厚鋼板の製造方法。
【００２３】
（５）鋼片が、質量％で、さらに、Ｎｉ：１．８％以下を含有するものであることを特徴とする上記（３）または（４）に記載の高張力厚鋼板の製造方法。
【００２４】
なお、鋼片の「加熱温度」とは炉内雰囲気温度を指す。また、圧延開始から水冷停止までの「温度」は被処理材である鋼板の表面温度をいう。さらに、保持時間（分）≧板厚（ｍｍ）／２を満たす時間保持する５００〜６５０℃の温度は、炉内雰囲気温度を指す。
【００２５】
また、８５０℃以下の温度での「累積圧下率」とは、圧延終了後の厚鋼板の板厚と、最初に８５０℃以下の温度で圧下が加わる際の被圧延材の板厚（以下、「原板厚」という。）との差の原板厚に対する百分率を指す。
【００２６】
以下、上記（１）〜（５）に示す高張力厚鋼板の製造方法に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」〜「本発明（５）」という。また、総称して「本発明」ということがある。
【発明の効果】
【００２７】
本発明によれば、板厚方向の靱性のバラツキが少なく、大型溶接構造物の素材、なかでも、揚水型発電所の水圧鉄管や海洋構造物のジャッキアップ型掘削リグのラック材等の素材として好適な高張力厚鋼板を低コストで製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２８】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
【００２９】
（Ａ）鋼片の化学組成：
本発明に係る高張力厚鋼板の素材となる鋼片は、Ｂを０．０００５〜０．００２０％含むものとする必要がある。以下、このことについて説明する。
【００３０】
Ｂ：０．０００５〜０．００２０％
Ｂは、既に述べたように、オーステナイト結晶粒界に偏析して、鋼の焼入れ性を顕著に向上させる作用を有する。さらに、Ｂを有効活用すれば、厚鋼板の板厚方向の焼入れムラを抑制できるので、板厚方向の特性バラツキを抑制することもできる。こうした効果を得るためには、０．０００５％以上のＢ含有量が必要である。しかしながら、Ｂの含有量が０．００２０％を超えると、ホウ化物の析出による靱性劣化および溶接性の低下を招く。したがって、Ｂの含有量は、０．０００５〜０．００２０％とする。
【００３１】
上記の理由から、本発明（１）および本発明（２）においては、高張力厚鋼板の素材として、Ｂを０．０００５〜０．００２０％含む鋼片を用いることとした。
【００３２】
本発明に係る高張力厚鋼板の素材となる鋼片はＢを含有すればよいが、好ましい化学組成としては、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０１２％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｃｒ：０．２〜１．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｖ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００２〜０．０２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２〜０．０８％、Ｂ：０．０００５〜０．００２０％、Ｎ：０．００５％以下およびＯ：０．００２％以下を含み、必要に応じて、（１）Ｃｕ：０．８％以下およびＭｏ：０．８％以下の１種以上、（２）Ｎｉ：１．８％以下、から選ばれる１群以上の元素を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなるものが挙げられる。
【００３３】
以下、上記したＣからＮｉまでの各元素のうち、既に述べたＢを除いた元素について、詳しく説明する。
【００３４】
Ｃ：０．０３〜０．１５％
Ｃは、厚鋼板の強度上昇に極めて有効な元素である。しかしながら、その含有量が０．０３％未満では所望の強度確保が困難になる場合があり、また、焼入れ性が低下して十分な焼入れ組織を生成させることが困難になる場合がある。一方、Ｃの含有量が過剰になり、特に、０．１５％を超えると、溶接性および継手靱性の著しい低下を招く場合がある。このため、含有させる場合のＣの含有量は０．０３〜０．１５％とすることが好ましい。より好ましいＣの含有量は、０．０３〜０．１２％である。
【００３５】
Ｓｉ：０．０２〜０．５％
Ｓｉは、Ａｌとともに脱酸剤として有効な元素であり、また、厚鋼板の強度上昇にも極めて有効な元素である。しかしながら、その含有量が０．０２％未満では前記した効果を得難い場合がある。一方、Ｓｉの含有量が過剰になり、特に、０．５％を超えると、溶接熱影響部靱性の低下を招く場合がある。このため、含有させる場合のＳｉの含有量は０．０２〜０．５％とすることが好ましい。一層好ましいＳｉの含有量は、０．０５〜０．３％である。
【００３６】
Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させて靱性を確保する作用を有する。しかしながら、その含有量が０．５％未満では前記した効果を得難い場合がある。一方、Ｍｎの含有量が２．０％を超えると、焼戻し脆性が大きくなり、溶接性が劣化するなどの問題を生じる場合がある。このため、含有させる場合のＭｎの含有量は０．５〜２．０％とすることが好ましい。より好ましいＭｎの含有量は、０．７〜１．５％である。
【００３７】
Ｐ：０．０１２％以下
Ｐは、厚鋼板の機械的特性、なかでも低温靱性を低下させる場合がある元素である。このため、Ｐの含有量は極力低減することが望ましい。しかしながら、Ｐの除去には著しいコスト上昇を伴うため、０．０１２％をＰ含有量の上限とすることが好ましい。より好ましいＰの含有量は、０．０１０％以下である。  
Ｓ：０．００３％以下
Ｓは、粒界への偏析およびＭｎＳ生成を通じて、靱性および溶接性を低下させる場合がある元素である。このため、Ｓの含有量は極力低減することが望ましい。しかしながら、Ｓの除去には著しいコスト上昇が避けられないため、０．００３％をＳ含有量の上限とすることが好ましい。一層好ましいＳの含有量は、０．００２％以下である。
【００３８】
Ｃｒ：０．２〜１．２％
Ｃｒは、鋼材の強度を上昇させる作用を有する。しかしながら、その含有量が０．２％未満では前記効果を得難い場合がある。一方、Ｃｒの含有量が１．２％を超えると、前記効果が飽和するばかりか、溶接性の著しい低下をもたらす場合がある。このため、含有させる場合のＣｒの含有量は０．２〜１．２％とすることが好ましい。より好ましいＣｒの含有量は０．３〜１．０％である。
【００３９】
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％
Ｎｂは、オーステナイトの低温域で微細なＮｂ炭窒化物を形成することによりオーステナイト粒を微細化する作用を有する。さらに、析出したＮｂ炭窒化物は圧延などによる加工を受けた未再結晶オーステナイト粒の回復、再結晶を抑制する効果を有しており、母材靱性の確保にも有効な元素である。しかしながら、その含有量が０．００５％未満ではこれらの効果を得難い場合がある。一方、Ｎｂを０．０３０％を超えて含有させると、溶接時に割れを招く場合がある。このため、含有させる場合のＮｂの含有量は０．００５〜０．０３０％とすることが好ましい。一層好ましいＮｂの含有量は、０．０１〜０．０２５％である。
【００４０】
Ｖ：０．００５〜０．０５％
Ｖは、前記Ｃｒに比べて極めて少量を含有させることで析出強化による強度上昇効果が得られる元素である。しかしながら、その含有量が０．００５％未満では前記効果を得難い場合がある。一方、Ｖを０．０５％を超えて含有させても前記の効果が飽和し、また、溶接部靱性の劣化を招いてしまう場合がある。したがって、含有させる場合のＶの含有量は０．００５〜０．０５％とすることが好ましい。なお、より好ましいＶ含有量の範囲は、０．０１〜０．０４％である。
【００４１】
Ｔｉ：０．００２〜０．０２％
Ｔｉは、鋼中のフリーＮを固定して、スラブ表面や厚鋼板表面の清浄性を確保するのに極めて有効な元素である。しかしながら、その含有量が０．００２％未満では前記の効果を得難い場合がある。一方、Ｔｉの含有量が過剰になり、特に、０．０２％を超えると、衝撃特性の著しい低下をきたす場合がある。したがって、含有させる場合のＴｉの含有量は０．００２〜０．０２％とすることが好ましい。より好ましいＴｉの含有量は、０．００５〜０．０１５％である。
【００４２】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２〜０．０８％
Ａｌは、鋼中のフリーＮをＡｌＮとして固定し無害化する作用を有する。しかしながら、Ａｌの含有量がｓｏｌ．Ａｌ（「酸可溶性Ａｌ」）として０．０２％未満では前記の効果を得難い場合がある。一方、Ａｌをｓｏｌ．Ａｌとして０．０８％を超えて含有させても前記の効果が飽和したり、溶接熱影響部靱性の低下を招く場合がある。このため、含有させる場合のｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．０２〜０．０８％とすることが好ましい。なお、より好ましいｓｏｌ．Ａｌの含有量は、０．０３〜０．０６％である。
【００４３】
Ｎ：０．００５％以下
Ｎは、固溶状態で存在した場合には母材および継手の靱性の低下を招くことがある元素である。このため、Ｎの含有量は極力低減して、０．００５％以下とすることが好ましい。なお、より好ましいＮの含有量は、０．００４％以下である。
【００４４】
Ｏ：０．００２％以下
Ｏは、不可避不純物であり、酸化物として鋼中に存在するが、母材および継手の靱性を低下させたり、溶接性を劣化させる場合がある元素である。このため、Ｏの含有量は極力低減することが望ましく、０．００２％以下とするのがよい。
【００４５】
Ｃｕ：０．８％以下
Ｃｕは、強度を向上させる作用を有する。しかしながら、Ｃｕを０．８％を超えて多量に含有させると溶接性が損なわれたり、いわゆる「Ｃｕチェッキング」による高温割れをきたす場合がある。このため、含有させる場合のＣｕの含有量は０．８％以下とすることが好ましい。
【００４６】
なお、前記したＣｕの効果は、その含有量が０．１％以上で確実に得られる。したがって、含有させる場合のＣｕのより好ましい含有量は、０．１〜０．８％であり、また、さらに一層好ましい含有量は０．１〜０．５％である。
【００４７】
Ｍｏ：０．８％以下
Ｍｏは、強度を上昇させる作用を有する。しかしながら、Ｍｏを０．８％を超えて含有させても前記効果が飽和してコストが嵩む場合があり、また、溶接性の著しい低下をきたす場合もある。このため、含有させる場合のＭｏの含有量は０．８％以下とすることが好ましい。
【００４８】
なお、前記したＭｏの効果は、その含有量が０．１％以上で確実に得られる。したがって、含有させる場合のＭｏの好ましい含有量は、０．１〜０．８％であり、また、さらに一層好ましい含有量は０．１〜０．６％である。
【００４９】
上記のＣｕおよびＭｏは、それぞれ単独であるいは両者を複合して含有させることができる。
【００５０】
Ｎｉ：１．８％以下
Ｎｉは、低温靱性および脆性破壊伝播停止特性を向上させる作用を有する。しかしながら、Ｎｉを１．８％を超えて含有させても、コスト上昇の割にはその効果が小さい場合がある。したがって、含有させる場合のＮｉの含有量は１．８％以下とすることが好ましい。
【００５１】
なお、前記したＮｉの効果は、その含有量が０．１％以上で確実に得られる。したがって、含有させる場合のＮｉの好ましい含有量は、０．１〜１．８％であり、また、さらに一層好ましい含有量は０．３〜１．５％である。
【００５２】
上記の理由から、本発明（３）においては、高張力厚鋼板の素材として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、ｓｏｌ．Ａｌ、Ｂ、ＮおよびＯを上述した範囲で含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる鋼片を用いることとした。
【００５３】
また、本発明（４）においては、高張力厚鋼板の素材として、上記本発明（３）の場合に加えて、さらに、ＣｕおよびＭｏの１種以上を上述した範囲で含有する鋼片を用いることとした。
【００５４】
本発明（５）においては、高張力厚鋼板の素材として、上記の本発明（３）または本発明（４）の場合に加えて、さらに、Ｎｉを上述した範囲で含有する鋼片を用いることとした。
【００５５】
（Ｂ）高張力厚鋼板の製造方法：
高張力厚鋼板は、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する鋼を溶製した後、連続鋳造や分塊圧延を行って得た鋼片を、「９００〜１１８０℃に加熱した後、８５０℃以下の温度での累積圧下率が５０％以上で、圧延終了温度が６８０℃以上の圧延を行い、圧延終了後２０秒以上の時間が経過した後に、６５０℃以上の温度から水冷を開始し、２００℃以下の温度で水冷を停止する」ことによって、あるいは、「９００〜１１８０℃に加熱した後、８５０℃以下の温度での累積圧下率が５０％以上で、圧延終了温度が６８０℃以上の圧延を行い、圧延終了後２０秒以上の時間が経過した後に、６５０℃以上の温度から水冷を開始し、２００℃以下の温度で水冷を停止し、その後さらに、５００〜６５０℃の温度で、保持時間（分）≧板厚（ｍｍ）／２を満たす時間保持する」ことによって製造する。
【００５６】
なお、上記鋼片の製造に際しては、コスト低減の観点から、連続鋳造によってスラブを作製することが好ましい。
【００５７】
さらに、板厚中心位置の介在物制御の観点から、連続鋳造過程においては、溶鋼の温度を過度に高くせず、溶鋼組成から決まる凝固温度に対してその差が５０℃以内になるように管理するとともに、凝固直前の電磁攪拌および凝固時の圧下を行うことが好ましい。
【００５８】
（Ｂ−１）熱間圧延：
熱間圧延は、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する鋼片を、９００〜１１８０℃に加熱した後、８５０℃以下の温度での累積圧下率が５０％以上で、圧延終了温度が６８０℃以上となるように行う必要がある。
【００５９】
先ず、鋼片を９００〜１１８０℃に加熱するのは、加熱温度が９００℃未満の低い温度では、Ｂの析出物、さらにはＮｂの析出物のマトリックスへの固溶が十分でなく、所望の強度が確保できない。一方、１１８０℃を超える高い加熱温度では、圧延前のオーステナイト粒を細粒かつ整粒に保つことができなくなり、その後の圧延においてもオーステナイト粒が均一細粒化されないからである。
【００６０】
次に、上記温度域に加熱した鋼片に対して、８５０℃以下の温度での累積圧下率が５０％以上となるようにするのは、未再結晶域の圧下を十分に確保することで、良好な「強度−靱性バランス」を具備させるのに必要な歪の導入を実現するためである。
【００６１】
なお、圧延は、その終了温度が６８０℃以上となるように行うことが肝要である。これは、特性バラツキを小さくするためには、圧延終了後、６５０℃以上の高温から水冷を開始してフェライトの生成を避ける必要があるが、圧延終了温度が６８０℃を下回る場合には、厚鋼板内の温度分布の均一化のためやＢのオーステナイト結晶粒界への均一な偏析を促進して良好な焼入れ性を得るための時間を確保すれば、水冷開始温度が６５０℃を下回ってしまい、フェライトが生成して特性バラツキが大きくなるからである。
【００６２】
したがって、本発明（１）および本発明（２）においては、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する鋼片を、９００〜１１８０℃に加熱した後、８５０℃以下の温度での累積圧下率が５０％以上で、圧延終了温度が６８０℃以上となるように行うこととした。
【００６３】
なお、９００〜１１８０℃に加熱した鋼片に対して施す熱間圧延における８５０℃以下の温度での累積圧下率の上限は、再結晶温度域での圧下量の確保および圧延能率の向上の理由から７０％とするのが好ましい。
【００６４】
既に述べたように、鋼片の「加熱温度」とは炉内雰囲気温度を指す。また、上記の圧延開始から終了までの「温度」は被処理材である鋼板の表面温度をいう。
【００６５】
（Ｂ−２）圧延終了後水冷開始までに経過させる時間：
前記（Ｂ−１）項の熱間圧延を終了した後は、水冷開始までに２０秒以上の時間を経過させる必要がある。
【００６６】
これは、圧延終了後に２０秒以上の時間を経過させることによって、厚鋼板内の温度分布の均一化がなされるとともに、Ｂのオーステナイト結晶粒界への均一な偏析が促進されて良好な焼入れ性が確保されて、特性バラツキが抑制されるからである。
【００６７】
なお、圧延終了後水冷開始までに経過させる時間の上限は、例えば、圧延設備、圧延環境や厚鋼板の板厚などに応じて、圧延終了から厚鋼板の表面温度が６５０℃に低下するまでの時間を測定して適宜決定すればよい。
【００６８】
したがって、本発明（１）および本発明（２）においては、（Ｂ−１）項の熱間圧延を終了した後、水冷開始までに２０秒以上の時間を経過させることとした。
【００６９】
（Ｂ−３）圧延後の水冷：
圧延終了後に前記（Ｂ−２）項の時間を経過した後は、６５０℃以上の温度から水冷を開始し、２００℃以下の温度で水冷を停止する必要がある。
【００７０】
これは、ベイナイトおよびマルテンサイトの変態温度域である５００℃前後において、十分な冷却速度を確保することで、厚鋼板のミクロ組織として、マルテンサイトとベイナイトの混合組織を安定して得るためである。
【００７１】
したがって、本発明（１）および本発明（２）においては、（Ｂ−２）項の時間を経過させた後、６５０℃以上の温度から水冷を開始し、２００℃以下の温度で水冷を停止することとした。
【００７２】
なお、水冷開始温度の上限は、未再結晶温度域での圧下およびその後の待ち時間の確保の観点より８００℃とするのが好ましい。
【００７３】
既に述べたように、上記の水冷開始から停止までの「温度」は被処理材である鋼板の表面温度をいう。
【００７４】
（Ｂ−４）水冷後の熱処理：
前記（Ｂ−３）項の圧延後の水冷を停止した後は、必要に応じてさらに、５００〜６５０℃の温度で、保持時間（分）≧板厚（ｍｍ）／２を満たす時間保持する条件での熱処理（焼戻し）を行ってもよい。
【００７５】
これは、５００〜６５０℃の温度で焼戻しすることによって、マルテンサイト組織中への微細炭化物生成が促進され、鋼材靱性の安定化を図ることが可能であるためである。
【００７６】
なお、対象とする厚鋼板の板厚によって、板厚中心位置までを均一に再加熱するための時間が変化するが、保持時間（分）≧板厚（ｍｍ）／２を満たす時間保持すれば、全厚にわたって均一な加熱が行えるので、より安定かつ確実に、均一な特性を確保することが可能となる。
【００７７】
したがって、本発明（２）においては、（Ｂ−３）項の圧延後の水冷を停止した後、さらに、５００〜６５０℃の温度で、保持時間（分）≧板厚（ｍｍ）／２を満たす時間保持することとした。
【００７８】
既に述べたように、保持時間（分）≧板厚（ｍｍ）／２を満たす時間保持する５００〜６５０℃の温度は、炉内雰囲気温度を指す。
【００７９】
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【実施例】
【００８０】
転炉溶製後に連続鋳造して、表１に示す化学組成を有する鋼１〜６の鋼片（スラブ）を作製し、得られた各鋼片から、表２に示す条件で４０ｍｍの鋼板を製造した。
【００８１】
表１中の鋼１〜４は、化学組成におけるＢが本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、表１中の鋼５および鋼６は、化学組成におけるＢが本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。
【００８２】
なお、表２の「焼戻し」欄における「−」は焼戻しを実施していないことを示す。
【００８３】
【表１】
2008184646.tif 000002
【００８４】
【表２】
2008184646.tif 000003
【００８５】
このようにして得た各鋼板について、機械的性質としての引張特性、衝撃特性を調査した。
【００８６】
引張特性は、平行部の直径が１４ｍｍのＪＩＳ  Ｚ  ２２０１（１９９８）に記載の４号引張試験片を採取して室温で行い、降伏強度（ＹＳ）と引張強度（ＴＳ）を測定した。上記の引張試験片は、厚鋼板の幅方向中央部において、１／４ｔ位置から圧延方向（すなわち、鋼板の長さ方向）と直角の方向に採取した。
【００８７】
なお、６５０ＭＰａ以上のＹＳと７５０ＭＰａ以上のＴＳを有することを引張特性の目標とした。
【００８８】
衝撃特性は、得られた厚鋼板の幅方向中央部における１／４ｔ位置および１／２ｔ位置から、圧延方向と直角の方向について、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０２（１９９８）に記載の幅１０ｍｍの「Ｖノッチ試験片」を採取してシャルピー衝撃試験を行い、１／４ｔ位置および１／２ｔ位置のそれぞれにおける破面遷移温度（ｖＴｓ）を求め、１／４ｔ位置と１／２ｔ位置のｖＴｓの差（以下、「ΔｖＴｓ」という。）で評価した。
【００８９】
なお、耐脆性破壊特性に優れる厚鋼板として１／２ｔ位置でのｖＴｓの目標を−４０℃以下、ΔｖＴｓの目標を５０℃以下とした。
【００９０】
表３に、上記の各試験結果をまとめて示す。
【００９１】
【表３】
2008184646.tif 000004
【００９２】
表３から、本発明の方法で製造した試験番号１、試験番号５、試験番号９、試験番号１３および試験番号１４の高張力厚鋼板は板厚方向の靱性のバラツキが少ない。
【００９３】
これに対して、本発明で規定する条件から外れた方法で製造した試験番号の厚鋼板の場合、降伏強度（ＹＳ）および引張強度（ＴＳ）については目標値を上回っているものの、板厚方向の靱性のバラツキが大きい。
【００９４】
すなわち、試験番号２および試験番号３の厚鋼板は、鋼片の加熱温度が本発明で規定する条件から外れているため、板厚方向の靱性バラツキが大きい。
【００９５】
試験番号４、試験番号８および試験番号１２の厚鋼板は、圧延終了後、水冷開始までの経過時間が２０秒を下回っており、板厚方向の靱性バラツキが大きい。
【００９６】
試験番号６および試験番号７の厚鋼板は、熱間圧延の条件が本発明で規定する条件から外れているため、板厚方向の靱性バラツキが大きい。
【００９７】
試験番号１０および試験番号１１の厚鋼板は、圧延後の水冷条件が本発明で規定する条件から外れているため、板厚方向の靱性バラツキが大きい。
試験番号１５および試験番号１６の厚鋼板は、Ｂ含有量が本発明で規定する条件から外れているため、板厚方向の靱性バラツキが大きい。