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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2024012615
(43)【公開日】2024-01-30
(54)【発明の名称】厚鋼板の製造方法
(51)【国際特許分類】
C21D 8/02 20060101AFI20240123BHJP
C22C 38/00 20060101ALI20240123BHJP
C22C 38/06 20060101ALI20240123BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20240123BHJP
【ＦＩ】
C21D8/02 A
C22C38/00 301A
C22C38/06
C22C38/58
【審査請求】有
【請求項の数】2
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2023194593
(22)【出願日】2023-11-15
(62)【分割の表示】P 2022578776の分割
【原出願日】2022-09-22
(31)【優先権主張番号】P 2021189013
(32)【優先日】2021-11-19
(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP
(71)【出願人】
【識別番号】000001258
【氏名又は名称】ＪＦＥスチール株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100147485
【弁理士】
【氏名又は名称】杉村 憲司
(74)【代理人】
【識別番号】100165696
【弁理士】
【氏名又は名称】川原 敬祐
(74)【代理人】
【識別番号】100179589
【弁理士】
【氏名又は名称】酒匂 健吾
(72)【発明者】
【氏名】寺澤 祐介
(57)【要約】
【課題】特別な設備を必要とせずに低コストで製造可能である、内質特性に優れた厚鋼板を提供する。
【解決手段】所定の成分組成とし、かつ、板厚中心位置における空隙欠陥の面積率を０．５％以下とする。
【選択図】なし
【解決手段】所定の成分組成とし、かつ、板厚中心位置における空隙欠陥の面積率を０．５％以下とする。
【選択図】なし
【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量％で、
Ｃ ：０．０３～０．１８％、
Ｓｉ：０．０３～０．７０％、
Ｍｎ：０．３０～２．５０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｏ ：０．０１００％以下および
Ｎ ：０．０１００％以下
であり、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有し、
板厚中心位置における空隙欠陥の面積率が０．５％以下である、厚鋼板を製造するための方法であって、
前記成分組成を有するスラブを準備する、準備工程と、
該スラブを熱間圧延する、熱間圧延工程と、をそなえ、
該熱間圧延工程における以下の（ａ）および（ｂ）を満足する圧延パスでの合計の圧下率が３０％超である、厚鋼板の製造方法。
（ａ）スラブの板厚中心位置における温度：７００℃以上
（ｂ）スラブの表面と板厚中心位置における温度差：１００℃以上
Ｃ ：０．０３～０．１８％、
Ｓｉ：０．０３～０．７０％、
Ｍｎ：０．３０～２．５０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｏ ：０．０１００％以下および
Ｎ ：０．０１００％以下
であり、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有し、
板厚中心位置における空隙欠陥の面積率が０．５％以下である、厚鋼板を製造するための方法であって、
前記成分組成を有するスラブを準備する、準備工程と、
該スラブを熱間圧延する、熱間圧延工程と、をそなえ、
該熱間圧延工程における以下の（ａ）および（ｂ）を満足する圧延パスでの合計の圧下率が３０％超である、厚鋼板の製造方法。
（ａ）スラブの板厚中心位置における温度：７００℃以上
（ｂ）スラブの表面と板厚中心位置における温度差：１００℃以上
【請求項2】
前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：２．００％以下、
Ｎｉ：２．５０％以下、
Ｃｒ：１．５０％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｂ：０．１００％以下、
Ｔｉ：０．１００％以下、
Ｖ ：０．３０％以下、
Ｂ ：０．０１００％以下、
Ｗ ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下および
ＲＥＭ：０．０５００％以下
からなる群より選択される１種または２種以上を含む、請求項１に記載の厚鋼板の製造方法。
Ｃｕ：２．００％以下、
Ｎｉ：２．５０％以下、
Ｃｒ：１．５０％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｂ：０．１００％以下、
Ｔｉ：０．１００％以下、
Ｖ ：０．３０％以下、
Ｂ ：０．０１００％以下、
Ｗ ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下および
ＲＥＭ：０．０５００％以下
からなる群より選択される１種または２種以上を含む、請求項１に記載の厚鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、厚鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【0002】
近年、船舶、ラインパイプ、建築物、橋梁、海洋構造物、風力発電機、建産機および圧力容器等の分野において、構造物の大型化が進んでいる。それに伴い、上記の分野で使用される鋼板の板厚も厚くなっている。
【0003】
このような板厚の厚い鋼板（以下、厚鋼板ともいう）およびその製造方法に関する技術として、例えば、特許文献１には、
「上金敷及び下金散開において軸対称形状の鋼材を鍛伸する鋼材の熱間鍛造方法において、鍛伸を開始して鍛伸を終了するまでの間に、鋼材の鍛伸する方向に垂直な断面形状を長辺の長さと短辺の長さとの比が少なくとも１．４である長方形又は略長方形にする工程を設けたことを特徴とする鋼材の熱間鍛造方法。」
が開示されている。
「上金敷及び下金散開において軸対称形状の鋼材を鍛伸する鋼材の熱間鍛造方法において、鍛伸を開始して鍛伸を終了するまでの間に、鋼材の鍛伸する方向に垂直な断面形状を長辺の長さと短辺の長さとの比が少なくとも１．４である長方形又は略長方形にする工程を設けたことを特徴とする鋼材の熱間鍛造方法。」
が開示されている。
【0004】
特許文献２には、
「スラブに対し、上金敷と下金敷の幅が異なる非対称金敷を用いて、連続的に幅方向ついで厚み方向に圧下を加えることからなるスラブ鍛造方法において、
上記の幅方向の圧下をスラブ長手方向の一方の端部から行うものとし、その際、スラブ長手方向の他方の端部側における上下金敷の端部位置のずれ量をΔＬ、上下金敷のうちスラブとの接触長さが短い方の接触長さをＢとするとき、これらの比ΔＬ／Ｂを０．２０以下に制限することを特徴とするスラブ鍛造方法。」
が開示されている。
「スラブに対し、上金敷と下金敷の幅が異なる非対称金敷を用いて、連続的に幅方向ついで厚み方向に圧下を加えることからなるスラブ鍛造方法において、
上記の幅方向の圧下をスラブ長手方向の一方の端部から行うものとし、その際、スラブ長手方向の他方の端部側における上下金敷の端部位置のずれ量をΔＬ、上下金敷のうちスラブとの接触長さが短い方の接触長さをＢとするとき、これらの比ΔＬ／Ｂを０．２０以下に制限することを特徴とするスラブ鍛造方法。」
が開示されている。
【0005】
特許文献３には、
「連続鋳造により製造したスラブに対し、上下非対称の金敷を用いて、連続的に幅方向ついで厚み方向に圧下を加えることからなるスラブの熱間鍛造方法において、
上記幅方向のスラブ圧下を、１段目と２段目との間にスラブの反転を行う２段階で、かつ各段階において少なくとも２回の圧下を行うものとし、各段階における幅方向のスラブ圧下の際、短尺側の金敷としてその幅が４００～１２００ｍｍの金敷を、また長尺側の金敷としてその幅が８００～１５００ｍｍの金敷を用い、該短尺側の金敷での圧下位置が、最初のスラブ圧下時におけるスラブ送り代境界と次回の圧下時における金敷接触長さ（Ｂ）の中心とのずれ（ΔＬ）がΔＬ≦０．２０Ｂを満足するように、圧下位相をずらして行うと共に、
上記幅方向のスラブ圧下におけるそれぞれの圧下率を４％以上とし、かつ
上記厚み方向のスラブ圧下における総圧下率を１０％以上とする
ことを特徴とするスラブの熱間鍛造方法。」
が開示されている。
「連続鋳造により製造したスラブに対し、上下非対称の金敷を用いて、連続的に幅方向ついで厚み方向に圧下を加えることからなるスラブの熱間鍛造方法において、
上記幅方向のスラブ圧下を、１段目と２段目との間にスラブの反転を行う２段階で、かつ各段階において少なくとも２回の圧下を行うものとし、各段階における幅方向のスラブ圧下の際、短尺側の金敷としてその幅が４００～１２００ｍｍの金敷を、また長尺側の金敷としてその幅が８００～１５００ｍｍの金敷を用い、該短尺側の金敷での圧下位置が、最初のスラブ圧下時におけるスラブ送り代境界と次回の圧下時における金敷接触長さ（Ｂ）の中心とのずれ（ΔＬ）がΔＬ≦０．２０Ｂを満足するように、圧下位相をずらして行うと共に、
上記幅方向のスラブ圧下におけるそれぞれの圧下率を４％以上とし、かつ
上記厚み方向のスラブ圧下における総圧下率を１０％以上とする
ことを特徴とするスラブの熱間鍛造方法。」
が開示されている。
【0006】
特許文献４には、
「連続鋳造法による鋳片を粗圧延工程で幅出し圧延を行い、さらに仕上げ圧延工程で製品厚みまで圧延する極厚鋼板の製造方法において、
上記仕上げ圧延工程では圧延速度を２００～３５０ｍｍ／ｓｅｃで複数パス圧延することを特徴とする内部性状の優れた極厚鋼板の製造方法。」
が開示されている。
「連続鋳造法による鋳片を粗圧延工程で幅出し圧延を行い、さらに仕上げ圧延工程で製品厚みまで圧延する極厚鋼板の製造方法において、
上記仕上げ圧延工程では圧延速度を２００～３５０ｍｍ／ｓｅｃで複数パス圧延することを特徴とする内部性状の優れた極厚鋼板の製造方法。」
が開示されている。
【0007】
特許文献５には、スラブに
「Ａｌ：０．０７重量％以下のアルミキルド釧の連続鋳造ストランドを所定長に切断した直後に熱鋳片のまま、分塊均熱炉にホットチャージし、１０５０～１１５０℃の温度に均熱して、下記式に従う形状比Ｒの値が０．５以上となるスラブ圧延を行うこと、
ついでこのスラブにその肉厚中心部に内蔵された拡散性水素を１．２ｐｐｍ以下に低減させる脱水素処理を施すこと、
その後スラブを９５０～１０５０℃に再加熱してから、５０ｍｍ以上の必要厚みに予定された仕上り板厚に厚板圧延を行うことおよび、
この厚板圧延の終了後、Ａｒ３ないしこれより４０℃以上は低くない温度から、５００～３５０℃までの間に、毎分１５℃以上の抜熱速度にて加速冷却を施すこと、
の順序結合を特徴とする、連続鋳造による内質が優れた高じん性厚鋼板の製造方法。」
が開示されている。
「Ａｌ：０．０７重量％以下のアルミキルド釧の連続鋳造ストランドを所定長に切断した直後に熱鋳片のまま、分塊均熱炉にホットチャージし、１０５０～１１５０℃の温度に均熱して、下記式に従う形状比Ｒの値が０．５以上となるスラブ圧延を行うこと、
ついでこのスラブにその肉厚中心部に内蔵された拡散性水素を１．２ｐｐｍ以下に低減させる脱水素処理を施すこと、
その後スラブを９５０～１０５０℃に再加熱してから、５０ｍｍ以上の必要厚みに予定された仕上り板厚に厚板圧延を行うことおよび、
この厚板圧延の終了後、Ａｒ３ないしこれより４０℃以上は低くない温度から、５００～３５０℃までの間に、毎分１５℃以上の抜熱速度にて加速冷却を施すこと、
の順序結合を特徴とする、連続鋳造による内質が優れた高じん性厚鋼板の製造方法。」
が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0008】
【特許文献1】特開昭５８－１６７０４５号公報
【特許文献2】特許第６１３７０８０号
【特許文献3】特許第６１５６３２１号
【特許文献4】特公平６－６９５６９号公報
【特許文献5】特開昭５９－７４２２０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0009】
ところで、厚鋼板は、その板厚が厚いために、延性破壊、脆性破壊および疲労破壊等の破壊の発生リスクが高い。そのため、このような破壊の発生リスクを低減した、優れた内質特性を有する厚鋼板が求められる。しかし、特許文献１～５の技術により製造した厚鋼板では、このような破壊の発生リスクを必ずしも十分に低減できず、優れた内質特性が得られない場合がある。
【0010】
また、特許文献１～３の技術は、スラブに熱間鍛造を施すものである。しかし、熱間鍛造の製造能率は、熱間圧延の製造能率に比べて非常に低い。そのため、生産能力が低く、また製造コストが高くなってしまうという問題がある。
【0011】
特許文献４および５の技術は、スラブに熱間鍛造ではなく、熱間圧延を施すものであるが、圧延形状比が大きな圧下を加える必要がある。しかし、スラブの板厚が厚い段階において圧延形状比が大きな圧下を加えるには、１パス当たりの圧下量を大きくする必要がある。そのため、耐荷重上限やトルク上限の高い高価な圧延設備の導入が必要になるという問題がある。
【0012】
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであって、特別な設備を必要とせずに低コストで（換言すれば、高い生産性の下で）製造可能である、内質特性に優れた厚鋼板を提供することを目的とする。また、本発明は、上記の厚鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【0013】
本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った結果、以下の知見を得た。
・厚鋼板の圧延または鍛造素材であるスラブは、一般的に連続鋳造法や造塊法等で製造される。そのため、通常、スラブの板厚中心位置近傍が最終凝固位置となる。溶鋼が凝固する際には、体積収縮が起きる。そのため、スラブの板厚中心位置近傍には、空隙欠陥が不可避的に生じる。そして、この空隙欠陥が延性破壊、脆性破壊および疲労破壊等の破壊の起点となり、空隙欠陥の量が多くなるほど、破壊の発生頻度が高くなる。
・スラブの板厚中心位置近傍の空隙欠陥の発生量を低減するには、熱間圧延時に導入される当該位置近傍でのひずみ量を増加させることが有効である。しかし、熱間圧延によりスラブに導入されるひずみの板厚方向の分布は、圧延ロールに接触しているスラブの表面近傍で最も大きくなり、板厚中心に近づくほど小さくなる。したがって、スラブの板厚中心位置ではひずみ量が最も小さくなり、空隙欠陥圧着能力も最も低くなる。
・厚鋼板の圧延または鍛造素材であるスラブは、一般的に連続鋳造法や造塊法等で製造される。そのため、通常、スラブの板厚中心位置近傍が最終凝固位置となる。溶鋼が凝固する際には、体積収縮が起きる。そのため、スラブの板厚中心位置近傍には、空隙欠陥が不可避的に生じる。そして、この空隙欠陥が延性破壊、脆性破壊および疲労破壊等の破壊の起点となり、空隙欠陥の量が多くなるほど、破壊の発生頻度が高くなる。
・スラブの板厚中心位置近傍の空隙欠陥の発生量を低減するには、熱間圧延時に導入される当該位置近傍でのひずみ量を増加させることが有効である。しかし、熱間圧延によりスラブに導入されるひずみの板厚方向の分布は、圧延ロールに接触しているスラブの表面近傍で最も大きくなり、板厚中心に近づくほど小さくなる。したがって、スラブの板厚中心位置ではひずみ量が最も小さくなり、空隙欠陥圧着能力も最も低くなる。
【0014】
そこで、本発明者らは、特別な設備を用いることなく、熱間圧延においてスラブの板厚中心位置近傍でのひずみ量を増加させるべく、種々検討を重ねた。
その結果、本発明者らは、以下の知見を得た。
・スラブの表面と板厚中心位置における温度差を一定以上とした圧下を施すことにより、スラブの表面近傍の変形抵抗を板厚中心位置に対して相対的に高くしてスラブの表面近傍に加わるひずみ量を低減できる。そして、そのスラブの表面近傍に加わるひずみ量の低減分によって、板厚中心位置近傍に加わるひずみ量を増加させる効果がある。
・また、スラブの板厚中心位置における温度を一定以上、具体的には７００℃以上の状態で圧下を施すことにより、より有利に、空隙欠陥を圧延ひずみにより閉塞させて金属結合により圧着できる。
その結果、本発明者らは、以下の知見を得た。
・スラブの表面と板厚中心位置における温度差を一定以上とした圧下を施すことにより、スラブの表面近傍の変形抵抗を板厚中心位置に対して相対的に高くしてスラブの表面近傍に加わるひずみ量を低減できる。そして、そのスラブの表面近傍に加わるひずみ量の低減分によって、板厚中心位置近傍に加わるひずみ量を増加させる効果がある。
・また、スラブの板厚中心位置における温度を一定以上、具体的には７００℃以上の状態で圧下を施すことにより、より有利に、空隙欠陥を圧延ひずみにより閉塞させて金属結合により圧着できる。
【0015】
そして、本発明者らは、上記の知見を基にさらに検討を重ね、特に、以下の（ａ）および（ｂ）を満足する圧延パスでの圧下率を高めることにより、スラブの板厚中心位置近傍の空隙欠陥の発生量を大幅に低減することができる、という知見を得た。
（ａ）スラブの板厚中心位置における温度：７００℃以上
（ｂ）スラブの表面と板厚中心位置における温度差：１００℃以上
（ａ）スラブの板厚中心位置における温度：７００℃以上
（ｂ）スラブの表面と板厚中心位置における温度差：１００℃以上
【0016】
また、本発明者らは、さらに検討を重ね、以下の知見を得た。
・厚鋼板の板厚中心位置における空隙欠陥の面積率を０．５％以下とすることにより、破壊の発生リスクを十分に低減した優れた内質特性が得られる。
・厚鋼板の板厚中心位置における空隙欠陥の面積率を０．５％以下とするには、熱間圧延工程において上記（ａ）および（ｂ）を満足する圧延パスでの合計の圧下率を３０％超とすることが有効である。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
・厚鋼板の板厚中心位置における空隙欠陥の面積率を０．５％以下とすることにより、破壊の発生リスクを十分に低減した優れた内質特性が得られる。
・厚鋼板の板厚中心位置における空隙欠陥の面積率を０．５％以下とするには、熱間圧延工程において上記（ａ）および（ｂ）を満足する圧延パスでの合計の圧下率を３０％超とすることが有効である。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
【0017】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
【0018】
［１］質量％で、
Ｃ ：０．０３～０．１８％、
Ｓｉ：０．０３～０．７０％、
Ｍｎ：０．３０～２．５０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｏ ：０．０１００％以下および
Ｎ ：０．０１００％以下
であり、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有し、
板厚中心位置における空隙欠陥の面積率が０．５％以下である、厚鋼板。
Ｃ ：０．０３～０．１８％、
Ｓｉ：０．０３～０．７０％、
Ｍｎ：０．３０～２．５０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｏ ：０．０１００％以下および
Ｎ ：０．０１００％以下
であり、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有し、
板厚中心位置における空隙欠陥の面積率が０．５％以下である、厚鋼板。
【0019】
［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：２．００％以下、
Ｎｉ：２．５０％以下、
Ｃｒ：１．５０％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｂ：０．１００％以下、
Ｔｉ：０．１００％以下、
Ｖ ：０．３０％以下、
Ｂ ：０．０１００％以下、
Ｗ ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下および
ＲＥＭ：０．０５００％以下
からなる群より選択される１種または２種以上を含む、前記［１］に記載の厚鋼板。
Ｃｕ：２．００％以下、
Ｎｉ：２．５０％以下、
Ｃｒ：１．５０％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｂ：０．１００％以下、
Ｔｉ：０．１００％以下、
Ｖ ：０．３０％以下、
Ｂ ：０．０１００％以下、
Ｗ ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下および
ＲＥＭ：０．０５００％以下
からなる群より選択される１種または２種以上を含む、前記［１］に記載の厚鋼板。
【0020】
［３］前記［１］または［２］に記載の厚鋼板を製造するための方法であって、
前記［１］または［２］に記載の成分組成を有するスラブを準備する、準備工程と、
該スラブを熱間圧延する、熱間圧延工程と、をそなえ、
該熱間圧延工程における以下の（ａ）および（ｂ）を満足する圧延パスでの合計の圧下率が３０％超である、厚鋼板の製造方法。
（ａ）スラブの板厚中心位置における温度：７００℃以上
（ｂ）スラブの表面と板厚中心位置における温度差：１００℃以上
前記［１］または［２］に記載の成分組成を有するスラブを準備する、準備工程と、
該スラブを熱間圧延する、熱間圧延工程と、をそなえ、
該熱間圧延工程における以下の（ａ）および（ｂ）を満足する圧延パスでの合計の圧下率が３０％超である、厚鋼板の製造方法。
（ａ）スラブの板厚中心位置における温度：７００℃以上
（ｂ）スラブの表面と板厚中心位置における温度差：１００℃以上
【発明の効果】
【0021】
本発明によれば、特別な設備を必要とせずに低コストで製造可能である、内質特性に優れた厚鋼板を得ることができる。
なお、本発明の厚鋼板は、特に用途が限定される訳ではなく、船舶、ラインパイプ、建築物、橋梁、海洋構造物、風力発電機、建産機および圧力容器等、一般的に厚鋼板が適用される幅広い分野に適用可能である。
なお、本発明の厚鋼板は、特に用途が限定される訳ではなく、船舶、ラインパイプ、建築物、橋梁、海洋構造物、風力発電機、建産機および圧力容器等、一般的に厚鋼板が適用される幅広い分野に適用可能である。
【発明を実施するための形態】
【0022】
本発明の厚鋼板を、以下の実施形態に基づき説明する。
まず、本発明の一実施形態に従う厚鋼板の成分組成について説明する。なお、成分組成における元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であり、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
まず、本発明の一実施形態に従う厚鋼板の成分組成について説明する。なお、成分組成における元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であり、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
【0023】
Ｃ：０．０３～０．１８％
Ｃは、鋼の強度を最も安価に向上させられる元素である。また、Ｃは、オーステナイト粒界の強化に寄与する元素である。Ｃ含有量が０．０３％未満であると、オーステナイトの粒界強度が低下し、スラブの熱間割れが生じる。そのため、製造性が著しく低下する。また、十分な強度も得られない。一方、Ｃ含有量が０．１８％を超えると、溶接性が低下する。また、靭性も低下する。そのため、Ｃ含有量は０．０３～０．１８％とする。なお、Ｃ含有量は０．０５％以上が好ましい。また、Ｃ含有量は０．１７％以下が好ましい。
Ｃは、鋼の強度を最も安価に向上させられる元素である。また、Ｃは、オーステナイト粒界の強化に寄与する元素である。Ｃ含有量が０．０３％未満であると、オーステナイトの粒界強度が低下し、スラブの熱間割れが生じる。そのため、製造性が著しく低下する。また、十分な強度も得られない。一方、Ｃ含有量が０．１８％を超えると、溶接性が低下する。また、靭性も低下する。そのため、Ｃ含有量は０．０３～０．１８％とする。なお、Ｃ含有量は０．０５％以上が好ましい。また、Ｃ含有量は０．１７％以下が好ましい。
【0024】
Ｓｉ：０．０３～０．７０％
Ｓｉは、脱酸に有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．０３％未満であると、十分な効果を得ることができない。しかし、Ｓｉ含有量が０．７０％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．０３～０．７０％とする。なお、Ｓｉ含有量は０．０４％以上が好ましい。また、Ｓｉ含有量は０．６０％以下が好ましい。
Ｓｉは、脱酸に有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．０３％未満であると、十分な効果を得ることができない。しかし、Ｓｉ含有量が０．７０％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．０３～０．７０％とする。なお、Ｓｉ含有量は０．０４％以上が好ましい。また、Ｓｉ含有量は０．６０％以下が好ましい。
【0025】
Ｍｎ：０．３０～２．５０％
Ｍｎは、低コストで鋼の焼入れ性を向上させ、強度を向上させる元素である。このような効果を得る観点から、Ｍｎ含有量は０．３０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．５０％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は０．３０～２．５０％とする。なお、Ｍｎ含有量は０．５０％以上が好ましい。また、Ｍｎ含有量は２．２０％以下が好ましい。
Ｍｎは、低コストで鋼の焼入れ性を向上させ、強度を向上させる元素である。このような効果を得る観点から、Ｍｎ含有量は０．３０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．５０％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は０．３０～２．５０％とする。なお、Ｍｎ含有量は０．５０％以上が好ましい。また、Ｍｎ含有量は２．２０％以下が好ましい。
【0026】
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、粒界を脆化させる作用の大きい元素である。そのため、Ｐが多量に含有されると、鋼の靭性が低下する。よって、Ｐ含有量は０．０３０％以下とする。Ｐ含有量は０．０２５％以下が好ましい。一方、Ｐは少ないほど好ましいため、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。しかし、Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、過度の低Ｐ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招く。そのため、Ｐ含有量を０．００１％以上が好ましい。
Ｐは、粒界を脆化させる作用の大きい元素である。そのため、Ｐが多量に含有されると、鋼の靭性が低下する。よって、Ｐ含有量は０．０３０％以下とする。Ｐ含有量は０．０２５％以下が好ましい。一方、Ｐは少ないほど好ましいため、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。しかし、Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、過度の低Ｐ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招く。そのため、Ｐ含有量を０．００１％以上が好ましい。
【0027】
Ｓ：０．０２００％以下
Ｓは、鋼の靭性を低下させる。そのため、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。Ｓ含有量は０．０１００％以下が好ましい。一方、Ｓは少ないほど好ましいため、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。しかし、Ｓは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、過度の低Ｓ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招く。そのため、Ｓ含有量は０．０００１％以上が好ましい。
Ｓは、鋼の靭性を低下させる。そのため、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。Ｓ含有量は０．０１００％以下が好ましい。一方、Ｓは少ないほど好ましいため、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。しかし、Ｓは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、過度の低Ｓ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招く。そのため、Ｓ含有量は０．０００１％以上が好ましい。
【0028】
Ａｌ：０．００１～０．１００％
Ａｌは、脱酸に有効な元素である。また、Ａｌは、窒化物を形成してオーステナイト粒径を小さくする効果を有する元素である。このような効果を得るため、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、鋼の清浄度が低下する。その結果、延性および靭性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．００１～０．１００％とする。なお、Ａｌ含有量は０．００５％以上が好ましい。また、Ａｌ含有量は０．０８０％以下が好ましい。
Ａｌは、脱酸に有効な元素である。また、Ａｌは、窒化物を形成してオーステナイト粒径を小さくする効果を有する元素である。このような効果を得るため、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、鋼の清浄度が低下する。その結果、延性および靭性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．００１～０．１００％とする。なお、Ａｌ含有量は０．００５％以上が好ましい。また、Ａｌ含有量は０．０８０％以下が好ましい。
【0029】
Ｏ：０．０１００％以下
Ｏは、延性および靭性を低下させる元素である。そのため、Ｏ含有量は０．０１００％以下とする。一方、Ｏは少ないほど好ましいため、Ｏ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。しかし、Ｏは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、過度の低Ｏ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招く。そのため、Ｏ含有量は０．０００５％以上が好ましい。
Ｏは、延性および靭性を低下させる元素である。そのため、Ｏ含有量は０．０１００％以下とする。一方、Ｏは少ないほど好ましいため、Ｏ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。しかし、Ｏは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、過度の低Ｏ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招く。そのため、Ｏ含有量は０．０００５％以上が好ましい。
【0030】
Ｎ：０．０１００％以下
Ｎは、延性および靭性を低下させる元素である。そのため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。一方、Ｎは少ないほど好ましいため、Ｎ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。しかし、Ｎは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってもよい。なお、過度の低Ｎ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招く。そのため、Ｎ含有量は０．０００５％以上が好ましい。
Ｎは、延性および靭性を低下させる元素である。そのため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。一方、Ｎは少ないほど好ましいため、Ｎ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。しかし、Ｎは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってもよい。なお、過度の低Ｎ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招く。そのため、Ｎ含有量は０．０００５％以上が好ましい。
【0031】
以上、本発明の一実施形態に従う厚鋼板の基本成分組成について説明したが、さらに、強度や溶接性（溶接部の靱性や溶接作業性など）のさらなる向上の観点から、適宜、以下の任意添加元素の１種または２種以上を含有させることができる。
Ｃｕ：２．００％以下、
Ｎｉ：２．５０％以下、
Ｃｒ：１．５０％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｂ：０．１００％以下、
Ｔｉ：０．１００％以下、
Ｖ ：０．３０％以下、
Ｂ ：０．０１００％以下、
Ｗ ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下および
ＲＥＭ：０．０５００％以下
Ｃｕ：２．００％以下、
Ｎｉ：２．５０％以下、
Ｃｒ：１．５０％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｂ：０．１００％以下、
Ｔｉ：０．１００％以下、
Ｖ ：０．３０％以下、
Ｂ ：０．０１００％以下、
Ｗ ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下および
ＲＥＭ：０．０５００％以下
【0032】
Ｃｕ：２．００％以下
Ｃｕは、靭性を大きく劣化させることなく、鋼の強度を向上させる元素である。しかし、Ｃｕ含有量が２．００％を超えると、スケール直下に生成するＣｕ濃化層に起因する熱間割れが問題となる。そのため、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量は２．００％以下とすることが好ましい。なお、Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．０１％以上である。また、Ｃｕ含有量は、より好ましくは１．５０％以下である。
Ｃｕは、靭性を大きく劣化させることなく、鋼の強度を向上させる元素である。しかし、Ｃｕ含有量が２．００％を超えると、スケール直下に生成するＣｕ濃化層に起因する熱間割れが問題となる。そのため、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量は２．００％以下とすることが好ましい。なお、Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．０１％以上である。また、Ｃｕ含有量は、より好ましくは１．５０％以下である。
【0033】
Ｎｉ：２．５０％以下
Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高める元素である。また、Ｎｉは、靭性を向上させる効果を有する元素でもある。しかし、Ｎｉ含有量が２．５０％を超えると、製造コストの増加が問題となる。そのため、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量は２．５０％以下とすることが好ましい。なお、Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．０１％以上である。また、Ｎｉ含有量は、より好ましくは２．００％以下である。
Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高める元素である。また、Ｎｉは、靭性を向上させる効果を有する元素でもある。しかし、Ｎｉ含有量が２．５０％を超えると、製造コストの増加が問題となる。そのため、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量は２．５０％以下とすることが好ましい。なお、Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．０１％以上である。また、Ｎｉ含有量は、より好ましくは２．００％以下である。
【0034】
Ｃｒ：１．５０％以下
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度を向上させる元素である。しかし、Ｃｒ含有量が１．５０％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｃｒを含有させる場合、Ｃｒ含有量は１．５０％以下とすることが好ましい。なお、Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．０１％以上である。また、Ｃｒ含有量は、より好ましくは１．２０％以下である。
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度を向上させる元素である。しかし、Ｃｒ含有量が１．５０％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｃｒを含有させる場合、Ｃｒ含有量は１．５０％以下とすることが好ましい。なお、Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．０１％以上である。また、Ｃｒ含有量は、より好ましくは１．２０％以下である。
【0035】
Ｍｏ：１．００％以下
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度を向上させる元素である。しかし、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量は１．００％以下とすることが好ましい。なお、Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０１％以上である。また、Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．８０％以下である。
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度を向上させる元素である。しかし、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量は１．００％以下とすることが好ましい。なお、Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０１％以上である。また、Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．８０％以下である。
【0036】
Ｎｂ：０．１００％以下
Ｎｂは、固溶Ｎｂや微細析出したＮｂＣにより、オーステナイト組織にひずみが加わった際の再結晶を抑制する元素である。また、Ｎｂは、未再結晶温度域を高温化する効果を有する元素でもある。しかし、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｎｂを含有させる場合、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。なお、Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．００１％以上、さらに好ましくは０．００５％以上である。また、Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０７５％以下、さらに好ましくは０．０５０％以下である。
Ｎｂは、固溶Ｎｂや微細析出したＮｂＣにより、オーステナイト組織にひずみが加わった際の再結晶を抑制する元素である。また、Ｎｂは、未再結晶温度域を高温化する効果を有する元素でもある。しかし、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｎｂを含有させる場合、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。なお、Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．００１％以上、さらに好ましくは０．００５％以上である。また、Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０７５％以下、さらに好ましくは０．０５０％以下である。
【0037】
Ｔｉ：０．１００％以下
Ｔｉは、ＴｉＮとして析出することで結晶粒界の移動をピン止めし、粒成長を抑制する効果を有する元素である。しかし、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると、鋼の清浄度が低下する。その結果、延性および靭性が低下する。そのため、Ｔｉを含有させる場合、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。なお、Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．００１％以上である。また、Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０８０％以下である。
Ｔｉは、ＴｉＮとして析出することで結晶粒界の移動をピン止めし、粒成長を抑制する効果を有する元素である。しかし、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると、鋼の清浄度が低下する。その結果、延性および靭性が低下する。そのため、Ｔｉを含有させる場合、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。なお、Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．００１％以上である。また、Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０８０％以下である。
【0038】
Ｖ：０．３０％以下
Ｖは、鋼の焼入れ性の向上および炭窒化物の生成により、鋼の強度を向上させる元素である。しかし、Ｖ含有量が０．３０％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｖを含有させる場合、Ｖ含有量は０．３０％以下とすることが好ましい。なお、Ｖ含有量は、より好ましくは０．０１％以上である。また、Ｖ含有量は、より好ましくは０．２５％以下である。
Ｖは、鋼の焼入れ性の向上および炭窒化物の生成により、鋼の強度を向上させる元素である。しかし、Ｖ含有量が０．３０％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｖを含有させる場合、Ｖ含有量は０．３０％以下とすることが好ましい。なお、Ｖ含有量は、より好ましくは０．０１％以上である。また、Ｖ含有量は、より好ましくは０．２５％以下である。
【0039】
Ｂ：０．０１００％以下
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度を向上させる元素である。しかし、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｂを含有させる場合、Ｂ含有量は０．０１００％以下とすることが好ましい。なお、Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００１％以上である。また、Ｂ含有量は、より好ましくは０．００７０％以下である。
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度を向上させる元素である。しかし、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｂを含有させる場合、Ｂ含有量は０．０１００％以下とすることが好ましい。なお、Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００１％以上である。また、Ｂ含有量は、より好ましくは０．００７０％以下である。
【0040】
Ｗ：０．５０％以下
Ｗは、鋼の焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度を向上させる元素である。しかし、Ｗ含有量が０．５０％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｗを含有させる場合、Ｗ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。なお、Ｗ含有量は、より好ましくは０．０１％以上である。また、Ｗ含有量は、より好ましくは０．４０％以下である。
Ｗは、鋼の焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度を向上させる元素である。しかし、Ｗ含有量が０．５０％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｗを含有させる場合、Ｗ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。なお、Ｗ含有量は、より好ましくは０．０１％以上である。また、Ｗ含有量は、より好ましくは０．４０％以下である。
【0041】
Ｃａ：０．０２００％以下
Ｃａは、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することにより、溶接性を向上させる元素である。しかし、Ｃａ含有量が０．０２００％を超えると、鋼の清浄度が低下して鋼の靭性が低下する。そのため、Ｃａを含有させる場合、Ｃａ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。なお、Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００１％以上である。また、Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０１８０％以下である。
Ｃａは、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することにより、溶接性を向上させる元素である。しかし、Ｃａ含有量が０．０２００％を超えると、鋼の清浄度が低下して鋼の靭性が低下する。そのため、Ｃａを含有させる場合、Ｃａ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。なお、Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００１％以上である。また、Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０１８０％以下である。
【0042】
Ｍｇ：０．０２００％以下
Ｍｇは、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することにより、溶接性を向上させる元素である。しかし、Ｍｇ含有量が０．０２００％を超えると、Ｍｇの添加効果が飽和して含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。そのため、Ｍｇを含有させる場合、Ｍｇ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。なお、Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．０００１％以上である。また、Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．０１８０％以下である。
Ｍｇは、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することにより、溶接性を向上させる元素である。しかし、Ｍｇ含有量が０．０２００％を超えると、Ｍｇの添加効果が飽和して含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。そのため、Ｍｇを含有させる場合、Ｍｇ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。なお、Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．０００１％以上である。また、Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．０１８０％以下である。
【0043】
ＲＥＭ：０．０５００％以下
ＲＥＭ（希土類金属）は、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することにより、溶接性を向上させる元素である。しかし、ＲＥＭ含有量が０．０５００％を超えると、ＲＥＭの添加効果が飽和して含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。そのため、ＲＥＭを含有させる場合、ＲＥＭ含有量は０．０５００％以下とすることが好ましい。なお、ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．０００１％以上である。また、ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．０４５０％以下である。
ＲＥＭ（希土類金属）は、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することにより、溶接性を向上させる元素である。しかし、ＲＥＭ含有量が０．０５００％を超えると、ＲＥＭの添加効果が飽和して含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。そのため、ＲＥＭを含有させる場合、ＲＥＭ含有量は０．０５００％以下とすることが好ましい。なお、ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．０００１％以上である。また、ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．０４５０％以下である。
【0044】
本発明の一実施形態に従う厚鋼板の成分組成における上記の元素以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。なお、上記した任意添加成分に係る元素について、その含有量が各好適下限値未満の場合には、当該元素を不可避的不純物として扱うものとする。
【0045】
また、本発明の一実施形態に従う厚鋼板では、板厚中心位置における空隙欠陥の面積率を０．５％以下とすることが極めて重要である。
【0046】
板厚中心位置における空隙欠陥の面積率：０．５％以下
厚鋼板内部の空隙欠陥は、延性破壊、脆性破壊および疲労破壊等の破壊の起点となる。特に、厚鋼板の板厚中心位置において空隙欠陥が多量に残存する、具体的には、板厚中心位置における空隙欠陥の面積率が０．５％を超えると、このような破壊が生じる頻度が高くなり、内質特性に優れた厚鋼板が得られない。そのため、板厚中心位置における空隙欠陥の面積率は０．５％以下とする。板厚中心位置における空隙欠陥の面積率は、好ましくは０．３％以下である。なお、板厚中心位置における空隙欠陥の面積率の下限は特に限定されず、０％であってもよい。
厚鋼板内部の空隙欠陥は、延性破壊、脆性破壊および疲労破壊等の破壊の起点となる。特に、厚鋼板の板厚中心位置において空隙欠陥が多量に残存する、具体的には、板厚中心位置における空隙欠陥の面積率が０．５％を超えると、このような破壊が生じる頻度が高くなり、内質特性に優れた厚鋼板が得られない。そのため、板厚中心位置における空隙欠陥の面積率は０．５％以下とする。板厚中心位置における空隙欠陥の面積率は、好ましくは０．３％以下である。なお、板厚中心位置における空隙欠陥の面積率の下限は特に限定されず、０％であってもよい。
【0047】
ここで、板厚中心位置における空隙欠陥の面積率は、後述する実施例に記載の要領に従い測定する。また、内質特性に優れた（優れた内質特性）とは、ＡＳＴＭ Ａ３７０（２０１０）に準拠した引張試験により測定される厚鋼板の板厚方向における絞り率が、３５％以上であることを意味する。なお、詳細な試験条件は、後述する実施例の［板厚方向引張試験］に記載の要領のとおりである。
【0048】
また、本発明の一実施形態に従う厚鋼板の板厚は、３０～２４０ｍｍが好ましい。本発明の一実施形態に従う厚鋼板の板厚は、より好ましくは５０ｍｍ以上であり、さらに好ましくは１０１ｍｍ以上である。また、本発明の一実施形態に従う厚鋼板の板厚は、より好ましくは２３０ｍｍ以下である。
【0049】
次に、本発明の一実施形態に従う厚鋼板の製造方法を説明する。
本発明の一実施形態に従う厚鋼板の製造方法は、
上記した成分組成を有するスラブ（鋼素材）を準備する、準備工程と、
該スラブを熱間圧延する、熱間圧延工程と、をそなえ、
該熱間圧延工程における以下の（ａ）および（ｂ）を満足する圧延パスでの合計の圧下率が３０％超である、というものである。
（ａ）スラブの板厚中心位置における温度：７００℃以上
（ｂ）スラブの表面と板厚中心位置における温度差：１００℃以上
これにより、上記した本発明の一実施形態に従う厚鋼板を、好適に製造することができる。以下、各工程について説明する。
本発明の一実施形態に従う厚鋼板の製造方法は、
上記した成分組成を有するスラブ（鋼素材）を準備する、準備工程と、
該スラブを熱間圧延する、熱間圧延工程と、をそなえ、
該熱間圧延工程における以下の（ａ）および（ｂ）を満足する圧延パスでの合計の圧下率が３０％超である、というものである。
（ａ）スラブの板厚中心位置における温度：７００℃以上
（ｂ）スラブの表面と板厚中心位置における温度差：１００℃以上
これにより、上記した本発明の一実施形態に従う厚鋼板を、好適に製造することができる。以下、各工程について説明する。
【0050】
なお、スラブの表面温度は、例えば、放射温度計等で測定することができる。また、スラブの板厚中心位置の温度は、例えば、スラブの板厚中心位置に熱電対を付けて測定する、または、スラブ断面内の温度分布を伝熱解析により計算し、その結果をスラブの表面温度によって補正することで求めることができる。以下、特に断らない場合には、スラブおよび鋼板の温度は、表面温度を意味するものとする。また、ここでは、熱間圧延工程中の被圧延材について、便宜的に、鋼板（熱延鋼板や厚鋼板）ではなく、スラブと呼ぶこととする。
【0051】
［準備工程］
準備工程では、上記した成分組成を有するスラブを準備する。準備方法は限定されない。例えば、転炉、電気炉および真空溶解炉等の公知の溶製方法により、溶鋼を溶製する。任意に、取鍋精錬等の二次精錬を行ってもよい。ついで、溶製した溶鋼を、例えば、連続鋳造法や造塊法等によりスラブとして、上記した成分組成を有するスラブを準備する。なお、各条件については常法に従えばよい。
準備工程では、上記した成分組成を有するスラブを準備する。準備方法は限定されない。例えば、転炉、電気炉および真空溶解炉等の公知の溶製方法により、溶鋼を溶製する。任意に、取鍋精錬等の二次精錬を行ってもよい。ついで、溶製した溶鋼を、例えば、連続鋳造法や造塊法等によりスラブとして、上記した成分組成を有するスラブを準備する。なお、各条件については常法に従えばよい。
【0052】
［熱間圧延工程］
ついで、準備工程で準備したスラブを必要に応じて加熱し、熱間圧延を施して厚鋼板（熱延鋼板）とする。そして、この際、以下の条件を満足させることが極めて重要である。
ついで、準備工程で準備したスラブを必要に応じて加熱し、熱間圧延を施して厚鋼板（熱延鋼板）とする。そして、この際、以下の条件を満足させることが極めて重要である。
【0053】
（ａ）および（ｂ）を満足する圧延パス（以下、所定条件の圧延パスともいう）での合計の圧下率：３０％超
（ａ）スラブの板厚中心位置における温度：７００℃以上
（ｂ）スラブの表面と板厚中心位置における温度差：１００℃以上
スラブの板厚中心位置近傍に存在する空隙欠陥を閉塞させて金属結合により圧着するには、スラブの板厚中心位置における温度が７００℃以上の状態でひずみを加えることが有効である。また、スラブの板厚中心位置近傍に加わるひずみ量を増加させるには、スラブの表面と板厚中心位置における温度差を１００℃以上とした状態で、圧延を行うことが必要である。このようなスラブの板厚中心位置近傍に存在する空隙欠陥の閉塞および圧着のために必要なひずみ量を確保する観点から、所定条件の圧延パスでの合計の圧下率は３０％超とする。所定条件の圧延パスでの合計の圧下率は、好ましくは４０％以上である。なお、所定条件の圧延パスでの合計の圧下率の上限は特に限定されるものではないが、所定条件の圧延パスでの合計の圧下率は６５％以下とすることが好ましい。
（ａ）スラブの板厚中心位置における温度：７００℃以上
（ｂ）スラブの表面と板厚中心位置における温度差：１００℃以上
スラブの板厚中心位置近傍に存在する空隙欠陥を閉塞させて金属結合により圧着するには、スラブの板厚中心位置における温度が７００℃以上の状態でひずみを加えることが有効である。また、スラブの板厚中心位置近傍に加わるひずみ量を増加させるには、スラブの表面と板厚中心位置における温度差を１００℃以上とした状態で、圧延を行うことが必要である。このようなスラブの板厚中心位置近傍に存在する空隙欠陥の閉塞および圧着のために必要なひずみ量を確保する観点から、所定条件の圧延パスでの合計の圧下率は３０％超とする。所定条件の圧延パスでの合計の圧下率は、好ましくは４０％以上である。なお、所定条件の圧延パスでの合計の圧下率の上限は特に限定されるものではないが、所定条件の圧延パスでの合計の圧下率は６５％以下とすることが好ましい。
【0054】
なお、所定条件の圧延パスでの合計の圧下率は、次式（１）により算出する。
ｒｔ＝１００×｛（ｔｉ１－ｔｆ１）／ｔｉ１＋（ｔｉ２－ｔｆ２）／ｔｉ２＋（ｔｉ３－ｔｆ３）／ｔｉ３＋・・・＋（ｔｉＮ－ｔｆＮ）／ｔｉＮ｝ ・・・（１）
ここで、
ｒｔは、所定条件の圧延パスでの合計の圧下率（％）
ｔｉＮは、所定条件の圧延パスのうち、Ｎ番目の圧延パスの圧延開始時点でのスラブの板厚（ｍｍ）、
ｔｆＮは、所定条件の圧延パスのうち、Ｎ番目の圧延パスの圧延終了時点でのスラブの板厚（ｍｍ）、
Ｎは、所定条件の圧延パスのパス数、である。
ｒｔ＝１００×｛（ｔｉ１－ｔｆ１）／ｔｉ１＋（ｔｉ２－ｔｆ２）／ｔｉ２＋（ｔｉ３－ｔｆ３）／ｔｉ３＋・・・＋（ｔｉＮ－ｔｆＮ）／ｔｉＮ｝ ・・・（１）
ここで、
ｒｔは、所定条件の圧延パスでの合計の圧下率（％）
ｔｉＮは、所定条件の圧延パスのうち、Ｎ番目の圧延パスの圧延開始時点でのスラブの板厚（ｍｍ）、
ｔｆＮは、所定条件の圧延パスのうち、Ｎ番目の圧延パスの圧延終了時点でのスラブの板厚（ｍｍ）、
Ｎは、所定条件の圧延パスのパス数、である。
【0055】
また、上記（ａ）および（ｂ）で規定する温度条件を満足するか否かは、当該圧延パスの圧延開始時点のスラブの表面温度および板厚中心位置での温度により、判断する。
【0056】
なお、スラブの表面と板厚中心位置における温度差の調整方法は特に限定されない。例えば、スラブの表面を空冷または水冷などにより強制冷却することにより、スラブの表面と板厚中心位置における温度差を上記の範囲に調整することができる。
【0057】
上記以外の条件については限定されず、常法に従えばよい。
例えば、スラブ加熱温度は９５０～１３００℃とすることが好ましい。熱間圧延における合計の圧延パスは、５～６０パスとすることが好ましい。Ｎ（所定条件の圧延パスのパス数）は、５～５０パスとすることが好ましい。熱間圧延の圧下比（＝［熱間圧延開始（最初の圧延パス開始）時点のスラブの厚さ（ｍｍ）］／［熱間圧延終了（最終の圧延パス終了）後に得られる鋼板の板厚（ｍｍ）］）は、１．６～１６とすることが好ましい。仕上げ圧延終了温度（最終パスの出側温度）は、６５０～１０００℃とすることが好ましい。
例えば、スラブ加熱温度は９５０～１３００℃とすることが好ましい。熱間圧延における合計の圧延パスは、５～６０パスとすることが好ましい。Ｎ（所定条件の圧延パスのパス数）は、５～５０パスとすることが好ましい。熱間圧延の圧下比（＝［熱間圧延開始（最初の圧延パス開始）時点のスラブの厚さ（ｍｍ）］／［熱間圧延終了（最終の圧延パス終了）後に得られる鋼板の板厚（ｍｍ）］）は、１．６～１６とすることが好ましい。仕上げ圧延終了温度（最終パスの出側温度）は、６５０～１０００℃とすることが好ましい。
【0058】
なお、上記の熱間圧延工程後、さらに任意の冷却処理を行ってもよい。また、さらに、焼入れ、焼なまし、焼戻し等の任意の熱処理を行ってもよい。これらの冷却処理条件および熱処理条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
【実施例0059】
表１に示す成分組成を有する溶鋼を溶製し、連続鋳造法や造塊法等により、板厚：２６０～６００ｍｍのスラブ（スラブ）を準備した。なお、表１の元素の欄で空欄となっている箇所は、意図的に添加していないことを表しており、含有しない（０％）の場合だけでなく、不可避的に含有する場合も含む。
【0060】
次に、準備したスラブに、表２に示す条件で熱間圧延を行い、表２に示す板厚（ｍｍ）の厚鋼板を得た。なお、熱間圧延の圧下比は２．５～３．５の範囲とし、Ｎ（所定条件の圧延パスのパス数）は、５～３７パスとした。また、スラブの表面温度は放射温度計で測定した値を用い、スラブの板厚中心温度は熱電対により測温した値を用いた。なお、スラブの表面と板厚中心位置における温度差は、スラブの表面を空冷または水冷などにより強制冷却することにより、調整した。上記以外の条件については、常法に従うものとした。
【0061】
かくして得られた各厚鋼板について、以下の要領で、板厚中心位置における空隙欠陥の面積率を測定した。測定結果を表２に併記する。
【0062】
［板厚中心位置における空隙欠陥の面積率の測定］
得られた各厚鋼板から、該厚鋼板の長手方向（圧延方向）中央位置において、厚鋼板の板厚中心位置の厚鋼板の幅方向（圧延直角方向）断面が評価面となるように、厚鋼板全幅分のサンプルを採取した。ついで、得られた各サンプルをアルミナバフ研磨仕上で鏡面研磨した。ついで、各サンプルにおいて評価領域を、板厚方向：板厚中心位置±３ｍｍ×幅方向：板幅全幅とし、画像解析により、当該評価領域における空隙欠陥の面積率を測定した。そして、その測定値を、板厚中心位置の空隙欠陥の面積率とした。
得られた各厚鋼板から、該厚鋼板の長手方向（圧延方向）中央位置において、厚鋼板の板厚中心位置の厚鋼板の幅方向（圧延直角方向）断面が評価面となるように、厚鋼板全幅分のサンプルを採取した。ついで、得られた各サンプルをアルミナバフ研磨仕上で鏡面研磨した。ついで、各サンプルにおいて評価領域を、板厚方向：板厚中心位置±３ｍｍ×幅方向：板幅全幅とし、画像解析により、当該評価領域における空隙欠陥の面積率を測定した。そして、その測定値を、板厚中心位置の空隙欠陥の面積率とした。
【0063】
また、得られた各厚鋼板について、以下の要領で、板厚方向引張試験を行い、内質特性を評価した。評価結果を表２に併記する。
【0064】
［板厚方向引張試験］
得られた各厚鋼板から、該厚鋼板の長手方向（圧延方向）中央位置において、引張試験片の長手方向が厚鋼板の板厚方向と平行になるように、引張試験片を採取した。ここで、引張試験片は、引張試験片の長手方向中心位置が、厚鋼板の板厚中心位置（板厚１／２位置）となるように採取した。また、板幅方向の採取ピッチを１００ｍｍとして、当該引張試験片を板幅全幅にわたり採取した。引張試験片の形状は、ＡＳＴＭ Ａ７７０（２００７） Ｔｙｐｅ３形状のものとした。ついで、採取した各引張試験片を用い、ＡＳＴＭ Ａ３７０（２０１０）に準拠した引張試験を行い、絞り率を測定した。そして、厚鋼板の板幅全幅にわたり採取した各引張試験片で測定した絞り率のうち、最小値を当該厚鋼板の絞り率とした。そして、その値が３５％以上の場合に、優れた内質特性が得られていると評価した。
得られた各厚鋼板から、該厚鋼板の長手方向（圧延方向）中央位置において、引張試験片の長手方向が厚鋼板の板厚方向と平行になるように、引張試験片を採取した。ここで、引張試験片は、引張試験片の長手方向中心位置が、厚鋼板の板厚中心位置（板厚１／２位置）となるように採取した。また、板幅方向の採取ピッチを１００ｍｍとして、当該引張試験片を板幅全幅にわたり採取した。引張試験片の形状は、ＡＳＴＭ Ａ７７０（２００７） Ｔｙｐｅ３形状のものとした。ついで、採取した各引張試験片を用い、ＡＳＴＭ Ａ３７０（２０１０）に準拠した引張試験を行い、絞り率を測定した。そして、厚鋼板の板幅全幅にわたり採取した各引張試験片で測定した絞り率のうち、最小値を当該厚鋼板の絞り率とした。そして、その値が３５％以上の場合に、優れた内質特性が得られていると評価した。
【0065】
【表1】
【0066】
【表2】
【0067】
表２に示したように、本発明例の厚鋼板ではいずれも、優れた内質特性が得られた。また、本発明例の厚鋼板はいずれも、一般的な熱間圧延設備により製造可能であり、特別な設備を必要とせずに低コストで（高い生産性の下で）製造可能なものであった。
【0068】
一方、比較例の厚鋼板ではいずれも、十分な内質特性が得られなかった。