JP7780082B2 - 厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、厚鋼板およびその製造方法に関し、より詳しくは構造体の成形に当たってレーザー切断を施して利用する厚鋼板およびその製造方法に関する。

船舶、建築部材、産業機械、橋梁等の大型鋼構造物には多量の厚鋼板が使用されている。これらの鋼構造物の構築では、切断および溶接が施工工数の多くを占める。そのため、切断工数を削減するとともに、溶接工数を削減するために精度の良い切断を行うことが求められる。

鋼板の切断方法としては、従来のガス切断に加えて、レーザー切断やプラズマ切断が知られている。レーザー切断は、従来のガス切断と比較して、切断面の精度に優れ、切断による熱影響部が小さく、さらには自動化による工数削減が可能なことから薄手の鋼板の切断を中心に普及してきた。近年では、高出力のレーザー切断機の実用化により、前記大型鋼構造物に用いられる厚手の鋼板の切断においてもレーザー切断が行われることがある。

厚鋼板等の鋼板の製造はスラブを熱間圧延する工程を一般に含み、熱間圧延された鋼板には大気中で酸化してその表面にスケール（酸化鉄）が形成することが知られている。鋼板のレーザー切断はレーザーを照射することによって鋼板に熱を与え、鋼板を溶融させて切断することから、レーザーが照射された箇所における吸熱性の変化によって溶融状況が大きく変化する。鋼板の吸熱性は表面のスケールの状態によって大きく変動するため、その状態によっては鋼板が安定して切断できなかったり、切断面にえぐれた異常切断部が生じたりし、却って工数の増大や切断精度の劣化が起こる。特に、レーザー照射によって表面のスケールが不規則に剥離する場合、吸熱性も同様に不規則に大きく変動するため、レーザー切断は特に不安定となり、バーニングと呼ばれる切断部からの溶融物の噴出が発生する。

レーザー切断性を改善する手法として、例えば、特許文献１では、鋼板の表面にチタニア粉末および亜鉛粉末およびアルミニウム粉末および黒色酸化鉄顔料、黒色焼成顔料の１種または２種以上からなる着色顔料を含有する乾燥塗膜を付与した鋼材が提案されている。特許文献１では、塗装鋼材の塗膜中にレーザー吸収性の高いチタニア粉末を添加してレーザーの吸収率を高めることによりレーザー切断性を向上させることが教示されている。また、特許文献２では、表面に２以上のアルコキシ基を有するアルコキシシランおよび／もしくはその加水分解物もしくは縮合物（例、テトラアルコキシシラン）、亜鉛末、ならびにリン酸アルミニウム（好ましくはトリポリリン酸アルミニウム）の粉末もしくはリン酸アルミニウムとリン酸亜鉛との混合粉末を含有する塗料組成物を塗布した鋼材が提示されている。

一方、特許文献３では、レーザー切断性を改善するために、鋼板表面のスケールに占めるマグネタイト相（Ｆｅ₃Ｏ₄）の割合を８５％以上として密着性を高め、かつ、当該スケールの厚さを６μｍ以下に制限した鋼板が提示されている。

また、特許文献４では、熱間鋳片を熱間圧延後に冷却するに当たって、巻取り温度を５２５～３２５℃の範囲に制御することで、スケール中のマグネタイトを地鉄との界面から生成させ、スケールの密着性を向上させてレーザー切断性を高める技術が提案されている。更に、特許文献５では、熱間圧延後の鋼板を当該鋼板の表面酸素濃度が２０％未満の雰囲気中で温度変化が０．４００℃／分以下となるように２５０℃以上４００℃以下の温度範囲で５分間以上２４０分間以下の時間にわたって均熱保持することで、鋼板表面のスケールをマグネタイト相からなる層と、ウスタイト相および粒状マグネタイト相からなる層とからなる構造とし、スケールの密着性を向上させてレーザー切断性を高める技術が提案されている。

また、特許文献６では、厚鋼板のスケールと地鉄との界面に合金元素の濃化層を形成することで、スケールの密着性を高め、レーザー切断性を高める技術が提案されている。更に、特許文献７では、スケールにおけるマグネタイト相の分率を５０％以上とすることで、スケールの密着性を高め、レーザー切断性を高める技術が提案されている。

国際公開第２０１３／０６５３４９号 特開２００８－１５６３７７号公報 特開２００３－２２１６４０号公報 特開平１０－１５８７３４号公報 特開２０２０－１１４９３８号公報 特開２００２－３３２５４１号公報 特開２００８－０９５１５５号公報

人口減社会における省コスト化のため、鋼板をレーザーによって切断するに当たって、その自動化の要求は一層高まっている。一方、構造体の大型化による切断対象の厚肉化と、高出力のファイバーレーザーによる切断の高速化に対応するため、従来よりも更にレーザー切断性に優れた鋼板が必要とされている。具体的には、レーザー切断性を改善するために、従来よりも高出力のレーザー照射に対して切断中にバーニングを起こさない鋼板が求められている。レーザー切断では、切断幅が狭いために溶融物が当該切断幅内で詰まる場合があり、このような詰まりを起点として周辺部が過剰に溶融したり、溶融物が吹き上げたりするバーニングと呼ばれる切断不良が発生することがあり、特に高出力のレーザー照射では、バーニングの発生が大きな課題となり得る。

特許文献１～７では、レーザーの吸収率を高めたり、スケールの密着性を高めたりすることなどによってレーザー切断性を高めることが提案されているものの、バーニングの発生を抑制または防止するという観点からは必ずしも十分な検討はなされていない。したがって、これらの特許文献に記載の鋼材では、レーザー切断性の向上に関して依然として改善の余地があった。

そこで、本発明は、レーザー切断におけるバーニングの発生が抑制または防止され、それゆえレーザー切断を適用するのに有用な厚鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記目的を達成するため、レーザー切断において安定して連続切断を行うために必要な鋼板表層について検討を行った。その結果、レーザーを連続照射する鋼板表層において、スケールの相および各相の厚さを適切なものとし、更に、スケールを形成する主要な相であるウスタイト相の結晶粒径を微細とすることにより、バーニングの発生を顕著に抑制または防止することができ、それによって厚鋼板のレーザー切断性が改善することを見出した。

上記スケールの特徴のレーザー切断性への作用メカニズムは不明であるが、スケールの相およびそれぞれの厚さが適正化されることでレーザー照射時の表層のスケール溶融に伴う吸熱量が安定すると推定される。更に、スケールの最表面に存在する主相を固定し、かつ、レーザーの入射方向に対するウスタイト相の結晶方位が微細化に伴ってランダムとなることで、スケールのレーザー照射による入熱の吸熱性が安定すると推定される。本発明に係る厚鋼板では、これらの効果によって、高出力レーザーによる切断を試みた際のバーニングの発生を抑制できると推定している。

上記目的を達成し得た本発明は下記の通りである。
（１）鋼板と、前記鋼板の表面に形成されたスケールとを含み、前記スケールが表面から順にヘマタイトからなる第１層と、マグネタイトからなる第２層と、ウスタイトからなるかまたはウスタイトおよびフェライトとマグネタイトの共析組織からなる第３層とを有し、前記第１層の平均厚さが０．５～５．０μｍであり、前記第１層による前記鋼板の表面被覆率が５０％以上であり、前記第２層の平均厚さが前記スケールの平均厚さの１０～４０％であり、前記第３層の平均厚さが前記スケールの平均厚さの５０％以上であり、前記第３層の厚さの板幅方向における偏差が０．４０以下であり、かつ、前記第３層におけるウスタイトの平均粒径が１５μｍ以下である、厚鋼板。
（２）前記スケールの平均厚さが６～６０μｍである、上記（１）に記載の厚鋼板。
（３）前記鋼板が、質量％で、
Ｃ：０．００１～０．３００％、
Ｓｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｎ：０．１０～２．５０％、
Ｐ：０．００１～０．０５０％、
Ｓ：０．０００１～０．０１００％、
Ａｌ：０．００１～０．２００％、
Ｎ：０．０１５０％以下、
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｃｒ：０～１．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｎｂ：０～０．５００％、
Ｔｉ：０～０．５００％、
Ｖ：０～１．０００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｓｎ：０～０．５００％、
Ｓｂ：０～０．５００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
Ｈｆ：０～０．０１００％、
Ｔｅ：０～０．０１００％、
Ｓｒ：０～０．０１００％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、ならびに
残部：Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有する、上記（１）または（２）に記載の厚鋼板。
（４）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０１～１．００％、
Ｎｉ：０．０１～２．００％、
Ｃｒ：０．０１～１．００％、
Ｍｏ：０．０１～１．００％、
Ｗ：０．００３～０．５０％、
Ｎｂ：０．００３～０．５００％、
Ｔｉ：０．００３～０．５００％、
Ｖ：０．００３～１．０００％、
Ｂ：０．０００３～０．０１００％、
Ｓｎ：０．００３～０．５００％、
Ｓｂ：０．００３～０．５００％、
Ｃａ：０．０００３～０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００３～０．０１００％、
Ｈｆ：０．０００３～０．０１００％、
Ｔｅ：０．０００３～０．０１００％、
Ｓｒ：０．０００３～０．０１００％、および
ＲＥＭ：０．０００３～０．０１００％
からなる群から選択される１種または２種以上を含む、上記（３）に記載の厚鋼板。
（５）第３層に占める前記共析組織の割合が２０～８０％である、上記（１）～（４）のいずれか１項に記載の厚鋼板。
（６）スラブを加熱する工程であって、前記スラブの表面温度が１０５０～１３００℃となる最高加熱温度まで加熱し、１０５０℃を超えてから加熱工程完了までの経過時間が下記式（１）を満たすように制御される加熱工程、
前記スラブを熱間圧延する工程であって、前記スラブの表面温度が１０００～１１００℃の温度範囲で累積圧下率が１５～３０％の圧延を施した後、得られた圧延材の表面温度が１０００～１１００℃の温度範囲で高圧水デスケーリングを施し、更に１０００℃以下の温度域において１０００℃に到達した時点の板厚に比して累積圧下率を３０％以上とする圧延であって、２以上の圧延パスを含み、各圧延パスの圧下率が３０％未満であり、少なくとも１つの圧延パスの圧下率が５％以上であり、最終圧延パスの圧延温度が８００～９５０℃である圧延を施す熱間圧延工程、
得られた鋼板を冷却する工程であって、熱間圧延工程完了から水冷開始までの経過時間が下記式（２）を満たすように制御され、水冷停止温度を５００～６００℃とする冷却工程
を含む、上記（１）～（５）のいずれか１項に記載の厚鋼板の製造方法。
１．０≦ｘ₁₀≦１０．０ ・・・式（１）
ｘ₁＝Ｄ₁・Ｄ₂・（Ｔ₁ ³＋Ｄ₃Ｔ₁ ²＋Ｄ₄Ｔ₁＋Ｄ₅）・（Ｔ₁－Ｄ₆）^0.5・｛１－ｅｘｐ（Ｄ₇Ｔ₁＋Ｄ₈）｝^0.5・Δｔ^0.5
ｔ_n＝ｘ_n ²・Ｄ₁ ^-2・Ｄ₂ ^-2・（Ｔ_n+1 ³＋Ｄ₃Ｔ_n+1 ²＋Ｄ₄Ｔ_n+1＋Ｄ₅）^-2・（Ｔ_n+1－８７５）^-1・｛１－ｅｘｐ（Ｄ₆Ｔ_n+1＋Ｄ₇）｝^-1
ｘ_n＝Ｄ₁・Ｄ₂・（Ｔ_n ³＋Ｄ₃Ｔ_n ²＋Ｄ₄Ｔ_n＋Ｄ₅）・（Ｔ_n－Ｄ₆）^0.5・｛１－ｅｘｐ（Ｄ₇Ｔ_n＋Ｄ₈）｝^0.5・（ｔ_n-1＋Δｔ） ^0.5
Ｄ₁＝（１－０．８５０［Ｃ］－０．０５２［Ｓｉ］－０．０２６［Ｍｎ］－０．０６５［Ａｌ］）^0.5
ｘ_nは、加熱工程においてスラブの表面温度が１０５０℃を超えてから加熱工程完了までの経過時間を１０等分し、各区間が完了した後のスケールの成長度合いを表す指標であり、ｎは１０等分した区間のｎ番目に当たる計算であることを示し、
Ｄ₁はスラブの化学組成による影響を考慮したものであり、上記式中の［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］および［Ａｌ］はスラブにおけるそれぞれの元素の含有量［質量％］であり、
Ｄ₂、Ｄ₃、Ｄ₄、Ｄ₅、Ｄ₆、Ｄ₇およびＤ₈は定数であり、それぞれ８．６６×１０^-10、－３．９９×１０³、５．３６×１０⁶、－２．３２×１０⁹、８．７５×１０²、－３．５０×１０^-3および３．０６×１０⁰であり、
Ｔ_nは１０等分した区間のｎ番目の領域における平均スラブ温度［℃］であり、
Δｔは前記経過時間の１０分の１の時間［秒］であり、
ｘ₁₀は、上記計算式によりｘ₁からｘ₂、ｘ₃・・・と順に計算することで得られ、
１．０≦ｙ₁₀≦１０．０ ・・・式（２）
ｙ₁＝Ｅ₁・（１＋Ｅ₂・Ｍｎ）・ｅｘｐ｛Ｅ₃Ｊ₁＋Ｅ₄／（Ｊ₁＋Ｅ₅）｝・Δｋ^0.5
ｋ_n＝ｙ_n ²・Ｅ₁ ^-2・（１＋Ｅ₂・Ｍｎ）^-2・ｅｘｐ｛－２・Ｅ₃Ｊ_n+1－２・Ｅ₄／（Ｊ_n+1＋Ｅ₅）｝
ｙ_n＝Ｅ₁・（１＋Ｅ₂・Ｍｎ）・ｅｘｐ｛Ｅ₃Ｊ_n＋Ｅ₄／（Ｊ_n＋Ｅ₅）｝・（ｋ_n-1＋Δｋ）^0.5
ｙ_nは、冷却工程において熱間圧延工程完了から水冷開始までの経過時間を１０等分し、各区間が完了した後のスケールの成長度合いを表す指標であり、ｎは１０等分した区間のｎ番目に当たる計算であることを示し、
Ｅ₁、Ｅ₂、Ｅ₃、Ｅ₄およびＥ₅は定数であり、それぞれ５．００×１０⁷、１．２４×１０^-1、－９．５６×１０^-3、－１．０５×１０⁴および２．７３×１０²であり、
Ｊ_nは１０等分した区間のｎ番目の領域における平均鋼板温度［℃］であり、
Δｋは前記経過時間の１０分の１の時間［秒］であり、
ｙ₁₀は、上記計算式により、ｙ₁からｙ₂、ｙ₃・・・と順に計算することで得られる。
（７）水冷停止後、４００～５００℃の温度範囲における平均冷却速度を０．１０～１０．０℃／分とする、上記（６）に記載の厚鋼板の製造方法。

本発明によれば、レーザー切断におけるバーニングの発生を抑制または防止し、それゆえレーザー切断を適用するのに有用な厚鋼板およびその製造方法を提供することができる。

本発明の実施形態に係る厚鋼板のスケール構造の模式図を示す。 ＥＢＳＤ法を用いた結晶方位解析によるスケール内部でのヘマタイト、マグネタイトおよびウスタイトの分布を示す。 ＥＢＳＤ法を用いた結晶方位解析によるウスタイト結晶粒の判別例を示す。

以下、本発明の実施形態に係る厚鋼板およびその製造方法についてより詳しく説明するが、これらの説明は本発明の好ましい形態の例示を意図するものであって、本発明を特定の実施形態に限定することを意図するものではない。

［好ましい化学組成］
本発明の実施形態においては、鋼板の化学組成は、特に限定されず、レーザー切断において適用するのに有用な範囲内で適切に決定すればよい。本発明は、上記のとおり、レーザー切断におけるバーニングの発生が抑制または防止され、それゆえレーザー切断を適用するのに有用な厚鋼板を提供することを目的とするものであって、スケールが表面から順にヘマタイトからなる第１層と、マグネタイトからなる第２層と、ウスタイトからなるかまたはウスタイトおよびフェライトとマグネタイトの共析組織からなる第３層とを有し、第１層の平均厚さを０．５～５．０μｍ、第１層による鋼板の表面被覆率を５０％以上、第２層の平均厚さをスケールの平均厚さの１０～４０％、第３層の平均厚さをスケールの平均厚さの５０％以上、そして第３層の厚さの板幅方向における偏差を０．４０以下とし、さらには第３層におけるウスタイトの平均粒径を１５μｍ以下とすることによって上記の目的を達成するものである。したがって、鋼板の化学組成自体は、本発明の目的を達成する上で必須の技術的特徴でないことは明らかである。以下、本発明の実施形態に係る鋼板の好ましい化学組成について説明するが、これらの説明は、単なる例示を意図するものであって、本発明をこのような特定の化学組成を有する鋼板に限定することを意図するものではない。また、以下の説明において、各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りが無い限り、「質量％」を意味するものである。

［Ｃ：０．００１～０．３００％］
Ｃは一般的な製鉄法において不可避的に含まれる元素であり、０．００１％未満に制限することは製錬工程における負荷が大きく、経済的に好ましくない。この観点から、Ｃの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ｃは強度を大きく高める元素であり、強度を高めるため、０．０３０％以上含有することが好ましく、０．０５０％以上含有することが更に好ましい。一方、Ｃが０．３００％を超えると、鋼板の靭性が大きく劣化するため、Ｃの含有量は０．３００％以下とすることが好ましい。また、Ｃは溶接性および溶接部の靭性を損なう元素であり、この観点から、Ｃの含有量は０．２３０％以下であることが好ましく、０．２００％以下であることが更に好ましい。

［Ｓｉ：０．０１～１．００％］
Ｓｉは脱酸元素であり、強度の向上にも寄与する元素である。これらの効果を十分に得るため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。特に強度を高めるため、Ｓｉの含有量は０．０５％以上であることが好ましく、０．１０％以上であることが更に好ましい。一方、Ｓｉの含有量が多いと、鋼板の表面におけるスケールの形成挙動が不均質となる場合があるため、Ｓｉの含有量は１．００％以下とすることが好ましい。また、Ｓｉは鋼板の靭性を損なう元素であり、この観点からＳｉの含有量は０．７０％以下であることが好ましく、０．５０％以下であることが更に好ましい。

［Ｍｎ：０．１０～２．５０％］
Ｍｎは強度の向上に寄与する元素であり、この効果を十分に得るため、Ｍｎの含有量は０．１０％以上とすることが好ましい。強度を高める観点から、Ｍｎの含有量は０．３０％以上とすることが好ましく、０．５０％以上とすることが更に好ましい。一方、Ｍｎを過度に含有すると、粗大なＭｎＳが生成し、鋼板の靭性が大きく劣化する懸念がある。この観点から、Ｍｎの含有量は２．５０％以下に制限することが好ましい。また、Ｍｎは溶接性および溶接部の靭性を損なう元素であり、この観点からＭｎの含有量は２．００％以下であることが好ましく、１．８０％以下であることが更に好ましい。

［Ｐ：０．００１～０．０５０％］
Ｐは一般的な製鉄法において不可避的に含まれる元素であり、０．００１％未満に制限することは製錬工程における負荷が大きく、経済的に好ましくない。この観点から、Ｐの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｐは靭性を損なう元素であり、この観点から、Ｐの含有量は０．０５０％以下に制限することが好ましい。また、Ｐは溶接性および溶接部の靭性を損なう元素であり、この観点からＰの含有量は０．０３０％以下であることが好ましく、０．０２０％以下であることが更に好ましい。

［Ｓ：０．０００１～０．０１００％］
Ｓは一般的な製鉄法において不可避的に含まれる元素であり、０．０００１％未満に制限することは製錬工程における負荷が大きく、経済的に好ましくない。この観点から、Ｓの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｓは粗大な硫化物を形成して靭性を損なう元素であり、この観点から、Ｓの含有量は０．０１００％以下に制限することが好ましい。また、Ｓは溶接性および溶接部の靭性を損なう元素であり、この観点からＳの含有量は０．００６０％以下であることが好ましく、０．００４０％以下であることが更に好ましい。

［Ａｌ：０．００１～０．２００％］
Ａｌは脱酸元素であり、その効果を得るため、Ａｌの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。脱酸効果を十分に発揮するためには、Ａｌの含有量は０．００５％以上であることが好ましい。一方、Ａｌは靭性を損なう元素であり、Ａｌの含有量は０．２００％以下に制限することが好ましい。また、Ａｌは溶接性および溶接部の靭性も損なうことから、Ａｌの含有量は０．１２０％以下であることが好ましく、０．０８０％以下であることが更に好ましい。

［Ｎ：０．０１５０％以下］
Ｎは一般的な製鉄法において不可避的に含まれる元素である。多量のＮが含まれると粗大な窒化物が形成され、鋼板の靭性が損なわれるため、Ｎの含有量は０．０１５０％以下に制限することが好ましい。また、Ｎは溶接部の靭性を損なう元素であり、この観点から、Ｎの含有量は０．０１００％以下にすることが好ましく、０．００６０％以下とすることが更に好ましい。Ｎの含有量の下限は特に設けないが、０．０００３％未満に制限することは製錬工程における負荷が大きく、経済的に好ましくないため、０．０００３％以上とすることが好ましい。

［Ｏ：０．００５０％以下］
Ｏは一般的な製鉄法において不可避的に含まれる元素である。多量のＯが含まれると粗大な酸化物が形成され、鋼板の靭性が損なわれるため、Ｏの含有量は０．００５０％以下に制限することが好ましい。また、Ｏは溶接部の靭性を損なう元素であり、この観点から、Ｏの含有量は０．００３５％以下にすることが好ましく、０．００２５％以下とすることが更に好ましい。Ｏの含有量の下限は特に設けないが、０．０００２％未満に制限することは製錬工程における負荷が大きく、経済的に好ましくないため、０．０００２％以上とすることが好ましい。

本発明の実施形態に係る鋼板の基本化学組成は上記のとおりである。さらに、当該鋼板は、必要に応じて以下の任意選択元素のうち１種または２種以上を含有してもよい。鋼板は、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～２．００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｍｏ：０～１．００％およびＷ：０～０．５０％からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。また、鋼板は、Ｎｂ：０～０．５００％、Ｔｉ：０～０．５００％およびＶ：０～１．０００％からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。また、鋼板は、Ｂ：０～０．０１００％を含有してもよい。また、鋼板は、Ｓｎ：０～０．５００％およびＳｂ：０～０．５００％からなる群から選択される１種または２種を含有してもよい。また、鋼板は、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｈｆ：０～０．０１００％、Ｔｅ：０～０．０１００％、Ｓｒ：０～０．０１００％およびＲＥＭ：０～０．０１００％からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。以下、これらの任意選択元素について詳しく説明する。

［Ｃｕ：０～１．００％］
Ｃｕは、Ｎｉと共に鋼板とスケールの密着性を高め、鋼板のレーザー切断性を高める元素である。Ｃｕの含有量は０％であってもよいが、含有させる場合には０．００１％以上であってもよい。この効果を得るには、Ｃｕの含有量は０．０１％以上とすることが好ましく、０．０４％以上とすることが更に好ましい。一方、Ｃｕの含有量が過剰であると、鋳片の表面に疵が発生し、圧延に支障が生じる懸念があるため、Ｃｕの含有量は１．００％以下に制限することが好ましい。また、Ｃｕは溶接性を劣化させるため、Ｃｕの含有量は０．５０％以下とすることが更に好ましい。

［Ｎｉ：０～２．００％］
Ｎｉは、Ｃｕと共に鋼板とスケールの密着性を高め、鋼板のレーザー切断性を高める元素である。Ｎｉの含有量は０％であってもよいが、含有させる場合には０．００１％以上であってもよい。この効果を得るには、Ｎｉの含有量は０．０１％以上とすることが好ましく、０．０４％以上とすることが更に好ましい。一方、Ｎｉの含有量が過剰であると、鋳片の表面に疵が発生し、圧延に支障が生じる懸念があるため、Ｎｉの含有量は２．００％以下に制限することが好ましい。また、Ｎｉは溶接性を劣化させるため、Ｎｉの含有量は１．００％以下とすることが更に好ましい。

［Ｃｒ：０～１．００％］
Ｃｒは強度の向上に寄与する元素である。Ｃｒの含有量は０％であってもよいが、含有させる場合には０．００１％以上または０．０１％以上であってもよい。強度を高める観点から、Ｃｒの含有量は０．０５％以上とすることが好ましく、０．１５％以上とすることが更に好ましい。一方、Ｃｒを過度に含有すると、粗大なＣｒ炭窒化物が生成し、鋼板の靭性が大きく劣化する懸念がある。この観点から、Ｃｒの含有量は１．００％以下に制限することが好ましい。また、Ｃｒは溶接性および溶接部の靭性を損なう元素であり、この観点からＣｒの含有量は０．６０％以下であることが好ましい。

［Ｍｏ：０～１．００％］
Ｍｏは強度の向上に寄与する元素である。Ｍｏの含有量は０％であってもよいが、含有させる場合には０．００１％以上または０．０１％以上であってもよい。強度を高める観点から、Ｍｏの含有量は０．０２％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることが更に好ましい。一方、Ｍｏを過度に含有すると、溶接性および溶接部の靭性が損なわれる懸念がある。この観点から、Ｍｏの含有量は１．００％以下に制限することが好ましく、０．３０％以下であることが更に好ましい。

［Ｗ：０～０．５０％］
Ｗは強度の向上に寄与する元素である。Ｗの含有量は０％であってもよいが、含有させる場合には０．００１％以上または０．００３％以上であってもよい。強度を高める観点から、Ｗの含有量は０．０５％以上とすることが好ましく、０．１５％以上とすることが更に好ましい。一方、Ｗを過度に含有すると、溶接性および溶接部の靭性が損なわれる懸念がある。この観点から、Ｗの含有量は０．５０％以下に制限することが好ましく、０．３０％以下であることが更に好ましい。

［Ｎｂ：０～０．５００％］
Ｎｂは強度の向上に寄与する元素である。Ｎｂの含有量は０％であってもよいが、含有させる場合には０．００１％以上または０．００３％以上であってもよい。強度を高める観点から、Ｎｂの含有量は０．００５％以上とすることが好ましく、０．０１０％以上とすることが更に好ましい。一方、Ｎｂを過度に含有すると、粗大なＮｂ炭窒化物が生成し、鋼板および溶接部の靭性が大きく劣化する懸念がある。この観点から、Ｎｂの含有量は０．５００％以下に制限することが好ましく、０．１００％以下であることが更に好ましい。

［Ｔｉ：０～０．５００％］
Ｔｉは強度の向上に寄与する元素である。Ｔｉの含有量は０％であってもよいが、含有させる場合には０．００１％以上または０．００３％以上であってもよい。強度を高める観点から、Ｔｉの含有量は０．００５％以上とすることが好ましく、０．０１０％以上とすることが更に好ましい。一方、Ｔｉを過度に含有すると、粗大なＴｉ炭窒化物が生成し、鋼板および溶接部の靭性が大きく劣化する懸念がある。この観点から、Ｔｉの含有量は０．５００％以下に制限することが好ましく、０．２００％以下であることが更に好ましい。

［Ｖ：０～１．０００％］
Ｖは強度の向上に寄与する元素である。Ｖの含有量は０％であってもよいが、含有させる場合には０．００１％以上または０．００３％以上であってもよい。強度を高める観点から、Ｖの含有量は０．０３０％以上とすることが好ましく、０．０８０％以上とすることが更に好ましい。一方、Ｖを過度に含有すると、溶接性および溶接部の靭性が損なわれる懸念がある。この観点から、Ｖの含有量は１．０００％以下に制限することが好ましく、０．６００％以下であることが更に好ましい。

［Ｂ：０～０．０１００％］
Ｂは強度の向上に寄与する元素である。Ｂの含有量は０％であってもよいが、含有させる場合には０．０００１％以上であってもよい。強度を高める観点から、Ｂの含有量は０．０００３％以上とすることが好ましく、０．０００８％以上とすることが更に好ましい。一方、Ｂを過度に含有すると、溶接性および溶接部の靭性が損なわれる懸念がある。この観点から、Ｂの含有量は０．０１００％以下に制限することが好ましく、０．００３５％以下であることが更に好ましい。

［Ｓｎ：０～０．５００％］
Ｓｎは、鋼板とスケールの界面に濃化し、同界面近傍における他の金属元素の濃縮を促進する元素であり、ＣｕＮｉ濃化部の形成を促進して、スケールの密着性を高める効果がある。Ｓｎの含有量は０％であってもよいが、スケールの密着性を高め、レーザー切断性を向上させるため、Ｓｎの含有量は０．００１％以上または０．００３％以上であることが好ましい。この効果を十分に得るには、Ｓｎの含有量は０．００５％以上であることが好ましく、０．０２５％以上であることが更に好ましい。一方、Ｓｎを多量に含有すると、溶接性および溶接部の靭性が損なわれるため、Ｓｎの含有量は０．５００％以下に制限することが好ましい。この観点から、Ｓｎの含有量は０．３００％以下とすることが好ましく、０．２００％以下であることが更に好ましい。

［Ｓｂ：０～０．５００％］
Ｓｂは、鋼板とスケールの界面に濃化し、同界面近傍における他の金属元素の濃縮を促進する元素であり、ＣｕＮｉ濃化部の形成を促進して、スケールの密着性を高める効果がある。Ｓｂの含有量は０％であってもよいが、スケールの密着性を高め、レーザー切断性を向上させるため、Ｓｂの含有量は０．００１％以上または０．００３％以上であることが好ましい。この効果を十分に得るには、Ｓｂの含有量は０．００５％以上であることが好ましく、０．０２５％以上であることが更に好ましい。一方、Ｓｂを多量に含有すると、溶接性および溶接部の靭性が損なわれるため、Ｓｂの含有量は０．５００％以下に制限することが好ましい。この観点から、Ｓｂの含有量は０．３００％以下とすることが好ましく、０．２００％以下であることが更に好ましい。

［Ｃａ：０～０．０１００％］
［Ｍｇ：０～０．０１００％］
［Ｈｆ：０～０．０１００％］
［Ｔｅ：０～０．０１００％］
［Ｓｒ：０～０．０１００％］
［ＲＥＭ：０～０．０１００％］
Ｃａ、Ｍｇ、Ｈｆ、Ｔｅ、ＳｒおよびＲＥＭは、硫化物を微細化し、鋼板の靭性を向上させる元素である。Ｃａ、Ｍｇ、Ｈｆ、Ｔｅ、ＳｒおよびＲＥＭの含有量は０％であってもよいが、この効果を得るには、Ｃａ、Ｍｇ、Ｈｆ、Ｔｅ、ＳｒおよびＲＥＭの含有量は、それぞれ０．０００１％以上または０．０００３％以上であることが好ましい。一方、これらの元素を過度に含有すると、効果が飽和し、それゆえＣａ、Ｍｇ、Ｈｆ、Ｔｅ、ＳｒおよびＲＥＭを必要以上に鋼板に含有させることは製造コストの上昇を招く。従って、Ｃａ、Ｍｇ、Ｈｆ、Ｔｅ、ＳｒおよびＲＥＭの含有量は０．０１００％以下に制限することが好ましく、０．００４０％以下であることが更に好ましい。ここで、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイド（Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、ＹｂおよびＬｕ）の総称であり、これら１７元素の含有量の総計をＲＥＭの含有量とする。

本発明の実施形態に係る鋼板において、上記の元素以外の残部はＦｅおよび不純物からなる。不純物とは、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等である。

鋼板の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、鋼板の化学組成は、誘導結合プラズマ発光分光分析（ＩＣＰ－ＡＥＳ：Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。ＣおよびＳは燃焼―赤外線吸収法を用いる。

続いて、本発明の実施形態に係る厚鋼板について、そのスケールにおける特徴を述べる。

［第１層：ヘマタイト（Ｆｅ₂Ｏ₃）、第２層：マグネタイト（Ｆｅ₃Ｏ₄）、第３層：ウスタイト（ＦｅＯ）またはウスタイト相およびフェライトとマグネタイトの共析組織］
本発明の実施形態に係る厚鋼板は、表層に３つの層を有するスケールを有する。図１に、本発明の実施形態に係る厚鋼板のスケール構造の模式図を示す。図１を参照すると、厚鋼板１０は、鋼板（地鉄）１１と、当該鋼板１１の表面に形成された３つの層を含むスケール１２とを備え、スケール１２のうち厚鋼板１０の最表面にある第１層１３は、ヘマタイトからなり、続いて存在する第２層１４はマグネタイトからなり、３つの層のうち最もスケール／鋼板（地鉄）界面に近い第３層１５はウスタイトからなるかまたはウスタイトおよびフェライトとマグネタイトの共析組織からなる。表層のスケールは、地鉄側から拡散する鉄（Ｆｅ）と大気中の酸素（Ｏ₂）とが反応することによって生成されるため、地鉄側ほどウスタイト等の低次の酸化鉄が生成され、大気側ほどヘマタイト等の高次の酸化鉄が生成されることとなる。本発明の実施形態に係る厚鋼板においては、上記３つの層の厚さを適切なものとしつつ、スケールを構成する主要相であるウスタイトの粒径等を小さくすることによりレーザー切断性を向上させるものである。以下、各層についてより詳細に説明する。

［第１層の平均厚さ：０．５～５．０μｍ］
本発明の実施形態に係る厚鋼板におけるスケールの第１層は、レーザーの照射を主に受ける層であり、十分な厚さで存在することにより、第１層を形成する相の物性に応じて、レーザーによる入熱を吸収することができる。第１層の平均厚さが０．５μｍを下回ると、レーザーの照射による蒸散や、厚鋼板の取り回しにおける摩耗などにより、第１層がレーザー照射を受ける層として働かない領域が広範囲に渡って発生し、スケールの吸熱性が大きく変動するため、レーザー切断性が損なわれる。一方、第１層の平均厚さを５．０μｍ超とすると、過剰な酸素供給によってスケール内にき裂や空孔が多数発生し、スケールが剥離しやすくなり、レーザー照射に伴う熱応力によってスケールが剥離して厚鋼板の吸熱性が大きく変動するため、レーザー切断性が損なわれる。以上の観点から、本発明の実施形態に係る厚鋼板において、スケールの第１層の平均厚さは０．５～５．０μｍとし、好ましくは０．８～４．０μｍとする。第１層がこのような平均厚さを有することで、照射されたレーザーを安定して受けることができ、すなわちレーザー照射による入熱の吸熱性が安定し、バーニング等の発生を十分に抑制または防止してレーザー切断性を改善することが可能となる。

［第１層の表面被覆率：５０％以上］
レーザーの照射によるスケールの吸熱性を安定にするには、鋼板のスケール表面における第１層の表面被覆率を５０％以上とする必要がある。前記表面被覆率が５０％を下回ると、スケールの吸熱性に与える第２層の影響が大きくなり、場所による吸熱性の変動が大きくなり、レーザー切断性が損なわれる。前記表面被覆率は大きいほど好ましいことから、６５％以上とすることが好ましく、８０％以上とすることがより好ましく、１００％とすることが最も好ましい。

［第２層の平均厚さ：スケール平均厚さの１０～４０％］
本発明の実施形態に係る厚鋼板におけるスケールの第２層について、その平均厚さをスケール平均厚さの１０～４０％に制限する。第２層の厚さが過度に薄いと、第２層が存在しない箇所が発生してスケールの吸熱量が場所によって大きく変動するようになり、レーザー切断性が損なわれるため、第２層の平均厚さをスケール平均厚さの１０％以上とする。第２層の平均厚さはスケール平均厚さの１５％以上または２０％以上であってもよい。一方で、第２層の厚さが過度に厚いと、所定の厚さを有する第１層および／または第３層を得ることが困難となり、レーザー切断性が損なわれるため、第２層の平均厚さをスケール平均厚さの４０％以下とする。第２層の平均厚さはスケール平均厚さの３５％以下または３０％以下であってもよい。

［第３層の平均厚さ：スケール平均厚さの５０％以上］
本発明の実施形態に係る厚鋼板におけるスケールの第３層は、本発明の実施形態に係る厚鋼板のスケールを構成する主要な層であり、スケールに占める第３層の割合を高めることで、スケールの溶融時の吸熱量を安定にすることができる。この観点から、第３層の平均厚さはスケールの平均厚さの５０％以上とし、６０％以上とすることが好ましい。一方、第３層がスケールに占める割合が過剰に大きくなると、第１層および／または第２層が十分に存在できず、レーザー切断性が劣化するため、第３層の平均厚さはスケールの平均厚さの８５％以下とすることが好ましく、７５％以下とすることが更に好ましい。

［第３層におけるウスタイトの平均粒径：１５μｍ以下］
第３層における吸熱性は、第１層と同様に、スケールの吸熱性に大きく影響する。スケールの吸熱性は、その結晶方位に依存しており、結晶方位に偏りがあると吸熱性にも偏りが生じ、レーザー切断性が損なわれる。第３層における吸熱性を安定させるため、第３層におけるウスタイトの結晶粒径を微細とすることで、粗大な結晶粒の場合と比較して多様な結晶方位からなるスケールとすることができる。また、第３層にはフェライトとマグネタイトの共析組織も含まれるが、同共析組織はウスタイトを母相として生成するため、ウスタイトの粒径を微細とすることにより、同共析組織も微細となり、多様な結晶方位からなるスケールとなる。以上の観点から、第３層におけるウスタイトの平均粒径は１５μｍ以下とし、１２μｍ以下または１０μｍ以下とすることが好ましく、８μｍ以下であってもよい。ウスタイトの平均粒径の下限は特に設定しないが、ウスタイトを微細にする過程でスケールにき裂が発生し、スケールの密着性が損なわれ、レーザー切断性が劣化する懸念があることから、ウスタイトの平均粒径は１μｍ以上または３μｍ以上に留めることが好ましい。

［第３層の厚さの板幅方向偏差：０．４０以下］
第３層の厚さはスケールの溶融における吸熱量に大きく影響するため、その厚さは厚鋼板の各所で均質であることが好ましい。第３層の厚さの板幅方向における偏差は０．４０以下とすることが好ましく、０．２５以下とすることが更に好ましく、０．１５以下とすることがより好ましい。下限値は特に限定されないが、例えば、第３層の厚さの板幅方向における偏差は０．０１以上または０．０２以上であってもよい。

［第３層に占めるフェライトとマグネタイトの共析組織の割合：２０～８０％］
第３層はウスタイトからなるかまたはウスタイトおよびフェライトとマグネタイトの共析組織からなる層である。好ましくは、同共析組織の割合を２０％以上とすることで、同共析組織の割合が場所により大きく変動するのを顕著に抑制することができ、第３層の吸熱性および溶融に当たっての吸熱量をより安定化させることが可能となる。より好ましくは、第３層に占めるフェライトとマグネタイトの共析組織の割合は３０％以上である。一方、同共析組織の割合を８０％超としても共析組織の割合の変動を抑える効果は飽和し、かつ、その割合を得るには圧延工程において長時間の徐冷が必要となる。このため、経済的な観点からは、第３層に占めるフェライトとマグネタイトの共析組織の割合は８０％以下とすることが好ましく、７０％以下とすることが更に好ましい。

本発明の実施形態に係る厚鋼板において、その表層のスケールは上記の３つの層を有するが、上記の各層における特徴を満たす範囲において、その他の層や内容物をスケールに含んでも構わない。例えば、本発明の実施形態に係る厚鋼板のスケールは、第３層と鋼板との間に、ファイアライト（Ｆｅ₂ＳｉＯ₄）などからなる薄い合金元素濃化層を含んでも構わない。また、スケール内の各層に、それぞれの層を構成する相とは異なる相からなる微細な粒子、例えば金属Ｃｕやファイアライト、あるいは第２層におけるウスタイトなど、が含まれていても構わない。

［スケールの平均厚さ：６～６０μｍ］
本発明の実施形態に係る厚鋼板におけるスケールの平均厚さは、６～６０μｍとすることが好ましい。スケールの平均厚さを６μｍ以上とすることで、各層の厚さを確保することができ、特に第１層の厚さを十分に確保することができるため、上記のスケールの特徴を比較的容易に満足させることが可能となる。スケールの平均厚さは、１０μｍ以上、１５μｍ以上または２０μｍ以上であってもよい。一方、スケールの密着性を十分に確保してレーザー切断性をさらに改善する観点からは、スケールの平均厚さは適度な厚さであることが好ましく、例えば６０μｍ以下であることが好ましく、５０μｍ以下、４０μｍ以下または３０μｍ以下であってもよい。

ここまで述べたスケールの特徴の評価は、スケールの断面における結晶方位解析ならびに組織観察によって行う。具体的には、厚鋼板の１／４幅、１／２幅および３／４幅の各箇所から小片を切り出し、圧延方向に平行で板面に垂直な断面を観察面とし、観察面に湿式研磨およびコロイダルシリカによる研磨を施して鏡面とし、厚鋼板の最表面からスケール／鋼板界面までの区間において、電界放出型走査型電子顕微鏡（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ（ＦＥ－ＳＥＭ））を用いた観察と、ＦＥ－ＳＥＭに搭載した電子線後方散乱回折法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：ＥＢＳＤ法）を用いた結晶方位解析装置による解析を行う。ＥＢＳＤ法を用いた結晶方位解析により、図２に示す通り、スケール内部でのヘマタイト、マグネタイトおよびウスタイトの分布が分かり、更に、図３に示す通り、ウスタイトの結晶粒を判別することができる。また、ＦＥ－ＳＥＭによる観察により、フェライトとマグネタイトの共析組織の分布が分かる。

各観察サンプルにおいて、観察面における表層の評価は、圧延方向に平行な長さ１００μｍの範囲において行う。スケールおよびスケール内の各層の厚さは、各観察サンプルにおいて板面に垂直な方向に任意の５本の線を引き、それぞれの線上においてスケールおよびスケール内の各層に対応する線分の長さを評価し、５つの線における値の単純平均によって同サンプルにおけるスケールおよびスケール内の各層の厚さとする。各厚鋼板におけるスケールおよびスケール内の各層の平均厚さは、１／４幅、１／２幅および３／４幅の各箇所から切り出した計３つのサンプルにおけるそれぞれの厚さの単純平均とする。また、第３層の厚さの板幅方向偏差は、前記３つのサンプルにおける第３層の厚さの最大値と最小値の差を、前記３つのサンプルにおける第３層の厚さの平均値で除したものとする。

第１層の表面被覆率は、ＥＢＳＤ法によって得られる相分布マップから、スケールの最表面の長さとスケールの最表面においてヘマタイト相が存在する箇所の合計長さを読み取り、後者を前者で除すことによって得られる。また、第３層におけるウスタイト相の平均粒径は、ＥＢＳＤ法によって得られる相分布マップから読み取った任意の１０個のウスタイト結晶粒における円相当直径の単純平均をそのサンプルにおけるウスタイトの粒径とし、前記３つのサンプルにおけるウスタイトの粒径の単純平均をもってウスタイトの平均粒径とする。

第３層に占めるフェライトとマグネタイトの共析組織の割合は、ＦＥ－ＳＥＭにより圧延方向に平行な長さ１００μｍの範囲のスケールを観察し、撮影した写真上に板厚方向に平行な任意の５本の線を引き、それぞれの線上において、同共析組織が占める線分の長さを評価して同共析組織の厚さとし、前記３つのサンプルにおける同共析組織の厚さの平均値をもって同共析組織の平均厚さとし、それを上記第３層の平均厚さによって除すことで得られる。

本発明の実施形態に係る厚鋼板は、レーザー切断の適用が可能である任意の厚さを有することができ、特に限定されないが、例えば６～４０ｍｍの板厚を有していてもよい。板厚は、例えば８ｍｍ以上、１０ｍｍ以上、１５ｍｍ以上または２０ｍｍ以上であってもよい。同様に、板厚は、例えば３５ｍｍ以下、３０ｍｍ以下または２５ｍｍ以下であってもよい。

続いて、本発明の実施形態に係る厚鋼板について、その好ましい製造方法について説明する。以下の説明は、本発明の実施形態に係る厚鋼板を製造するための特徴的な方法の例示であって、当該厚鋼板を、以下に説明する製造方法によって製造されるものに限定するものではない。

本発明の実施形態に係る厚鋼板の製造方法は、
スラブを加熱する工程であって、前記スラブの表面温度が１０５０～１３００℃となる最高加熱温度まで加熱し、１０５０℃を超えてから加熱工程完了までの経過時間が下記式（１）を満たすように制御される加熱工程、
前記スラブを熱間圧延する工程であって、前記スラブの表面温度が１０００～１１００℃の温度範囲で累積圧下率が１５～３０％の圧延を施した後、得られた圧延材の表面温度が１０００～１１００℃の温度範囲で高圧水デスケーリングを施し、更に１０００℃以下の温度域において１０００℃に到達した時点の板厚に比して累積圧下率を３０％以上とする圧延であって、２以上の圧延パスを含み、各圧延パスの圧下率が３０％未満であり、少なくとも１つの圧延パスの圧下率が５％以上であり、最終圧延パスの圧延温度が８００～９５０℃である圧延を施す熱間圧延工程、
得られた鋼板を冷却する工程であって、熱間圧延工程完了から水冷開始までの経過時間が下記式（２）を満たすように制御され、水冷停止温度を５００～６００℃とする冷却工程
を含むことを特徴としている。
１．０≦ｘ₁₀≦１０．０ ・・・式（１）
ｘ₁＝Ｄ₁・Ｄ₂・（Ｔ₁ ³＋Ｄ₃Ｔ₁ ²＋Ｄ₄Ｔ₁＋Ｄ₅）・（Ｔ₁－Ｄ₆）^0.5・｛１－ｅｘｐ（Ｄ₇Ｔ₁＋Ｄ₈）｝^0.5・Δｔ^0.5
ｔ_n＝ｘ_n ²・Ｄ₁ ^-2・Ｄ₂ ^-2・（Ｔ_n+1 ³＋Ｄ₃Ｔ_n+1 ²＋Ｄ₄Ｔ_n+1＋Ｄ₅）^-2・（Ｔ_n+1－８７５）^-1・｛１－ｅｘｐ（Ｄ₆Ｔ_n+1＋Ｄ₇）｝^-1
ｘ_n＝Ｄ₁・Ｄ₂・（Ｔ_n ³＋Ｄ₃Ｔ_n ²＋Ｄ₄Ｔ_n＋Ｄ₅）・（Ｔ_n－Ｄ₆）^0.5・｛１－ｅｘｐ（Ｄ₇Ｔ_n＋Ｄ₈）｝^0.5・（ｔ_n-1＋Δｔ） ^0.5
Ｄ₁＝（１－０．８５０［Ｃ］－０．０５２［Ｓｉ］－０．０２６［Ｍｎ］－０．０６５［Ａｌ］）^0.5
ｘ_nは、加熱工程においてスラブの表面温度が１０５０℃を超えてから加熱工程完了までの経過時間を１０等分し、各区間が完了した後のスケールの成長度合いを表す指標であり、ｎは１０等分した区間のｎ番目に当たる計算であることを示し、
Ｄ₁はスラブの化学組成による影響を考慮したものであり、上記式中の［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］および［Ａｌ］はスラブにおけるそれぞれの元素の含有量［質量％］であり、
Ｄ₂、Ｄ₃、Ｄ₄、Ｄ₅、Ｄ₆、Ｄ₇およびＤ₈は定数であり、それぞれ８．６６×１０^-10、－３．９９×１０³、５．３６×１０⁶、－２．３２×１０⁹、８．７５×１０²、－３．５０×１０^-3および３．０６×１０⁰であり、
Ｔ_nは１０等分した区間のｎ番目の領域における平均スラブ温度［℃］であり、
Δｔは前記経過時間の１０分の１の時間［秒］であり、
ｘ₁₀は、上記計算式によりｘ₁からｘ₂、ｘ₃・・・と順に計算することで得られ、
１．０≦ｙ₁₀≦１０．０ ・・・式（２）
ｙ₁＝Ｅ₁・（１＋Ｅ₂・Ｍｎ）・ｅｘｐ｛Ｅ₃Ｊ₁＋Ｅ₄／（Ｊ₁＋Ｅ₅）｝・Δｋ^0.5
ｋ_n＝ｙ_n ²・Ｅ₁ ^-2・（１＋Ｅ₂・Ｍｎ）^-2・ｅｘｐ｛－２・Ｅ₃Ｊ_n+1－２・Ｅ₄／（Ｊ_n+1＋Ｅ₅）｝
ｙ_n＝Ｅ₁・（１＋Ｅ₂・Ｍｎ）・ｅｘｐ｛Ｅ₃Ｊ_n＋Ｅ₄／（Ｊ_n＋Ｅ₅）｝・（ｋ_n-1＋Δｋ）^0.5
ｙ_nは、冷却工程において熱間圧延工程完了から水冷開始までの経過時間を１０等分し、各区間が完了した後のスケールの成長度合いを表す指標であり、ｎは１０等分した区間のｎ番目に当たる計算であることを示し、
Ｅ₁、Ｅ₂、Ｅ₃、Ｅ₄およびＥ₅は定数であり、それぞれ５．００×１０⁷、１．２４×１０^-1、－９．５６×１０^-3、－１．０５×１０⁴および２．７３×１０²であり、
Ｊ_nは１０等分した区間のｎ番目の領域における平均鋼板温度［℃］であり、
Δｋは前記経過時間の１０分の１の時間［秒］であり、
ｙ₁₀は、上記計算式により、ｙ₁からｙ₂、ｙ₃・・・と順に計算することで得られる。

［鋳造工程］
本発明の実施形態に係る厚鋼板に適用されるスラブの製造方法は特に指定せず、例えば、連続鋳造法、あるいは、分塊法によって製造することができる。また、レーザー切断性の安定化や、製品の外観向上などを目的として、鋳造後のスラブ表面を研削し、スケールおよびスケール／鋼板界面を除いても構わない。

［加熱工程］
製造したスラブを、熱間圧延するため、最高加熱温度を、１０５０～１３００℃の範囲とする加熱処理に供する。この加熱処理によって、スラブ表面におけるスケールの成長を促し、スケール内部に空隙やき裂を発生させて剥離しやすいスケールとすることで、後述するデスケーリング工程において均質に剥がれ落ちるスケールを有するスラブが得られる。その結果として、その後のスケール形成を均質なものとし、最終的に所望のスケール構造を達成してレーザー照射による入熱の吸熱性を安定化させることで、バーニング等の発生を十分に抑制または防止することが可能となる。加熱温度が１０５０℃を下回ると、スケールの成長が不十分となって剥離しづらいスケールを有するスラブとなり、デスケーリング後にスケールが過度に残存し、その後のスケールの形成が不均質となり、第３層の厚さ偏差が大きくなる。その結果として、レーザーが照射された際の吸熱性が不安定となり、バーニング等の発生を十分に抑制または防止することができず、レーザー切断性が損なわれる。一方、加熱温度が１３００℃を超えると、スラブにおけるスケール／鋼板界面の凹凸が過度に大きくなり、デスケーリング後のスケール残存度合いが不均質となり、その後のスケールの形成が不均質となり、レーザー切断性が損なわれる。以上の観点から、スラブの最高加熱温度は１０５０～１３００℃とし、１０８０～１２５０℃とすることが好ましい。

加熱工程におけるスラブ表面でのスケールの成長には、加熱温度に加え、加熱される時間も大きく影響するため、加熱は、１０５０℃を超えてから加熱工程完了までの経過時間が下記式（１）を満たすように施す。ここで、式（１）のｘ₁₀は後述する計算によって求められる、加熱過程での刻々の温度に応じた時間経過によるスケール成長への影響の変化を考慮した、スラブ表面でのスケールの成長度合いを表す指標である。経過時間が短すぎ、ｘ₁₀が１．０を下回ると、スケールの成長が不十分となって剥離しづらいスケールを有するスラブとなり、デスケーリング後にスケールが過度に残存し、その後のスケールの形成が不均質となり、レーザー切断性が損なわれる。このため、ｘ₁₀を１．０以上とする。スラブのスケールの密着性を下げ、デスケーリングによるスケールの除去を容易にするため、ｘ₁₀は１．５以上とすることが好ましく、２．０以上とすることが更に好ましい。一方、経過時間が長すぎると、スケールの成長によってスラブにおけるスケール／鋼板界面の凹凸が過度に大きくなり、デスケーリング後のスケールの残存度合いが不均質となり、その後のスケールの形成が不均質となり、レーザー切断性が損なわれる。このため、ｘ₁₀は１０．０以下に制限し、９．０以下とすることが好ましく、８．０以下とすることが更に好ましい。
１．０≦ｘ₁₀≦１０．０ ・・・式（１）
ｘ₁＝Ｄ₁・Ｄ₂・（Ｔ₁ ³＋Ｄ₃Ｔ₁ ²＋Ｄ₄Ｔ₁＋Ｄ₅）・（Ｔ₁－Ｄ₆）^0.5・｛１－ｅｘｐ（Ｄ₇Ｔ₁＋Ｄ₈）｝^0.5・Δｔ^0.5
ｔ_n＝ｘ_n ²・Ｄ₁ ^-2・Ｄ₂ ^-2・（Ｔ_n+1 ³＋Ｄ₃Ｔ_n+1 ²＋Ｄ₄Ｔ_n+1＋Ｄ₅）^-2・（Ｔ_n+1－８７５）^-1・｛１－ｅｘｐ（Ｄ₆Ｔ_n+1＋Ｄ₇）｝^-1
ｘ_n＝Ｄ₁・Ｄ₂・（Ｔ_n ³＋Ｄ₃Ｔ_n ²＋Ｄ₄Ｔ_n＋Ｄ₅）・（Ｔ_n－Ｄ₆）^0.5・｛１－ｅｘｐ（Ｄ₇Ｔ_n＋Ｄ₈）｝^0.5・（ｔ_n-1＋Δｔ） ^0.5
Ｄ₁＝（１－０．８５０［Ｃ］－０．０５２［Ｓｉ］－０．０２６［Ｍｎ］－０．０６５［Ａｌ］）^0.5

これらの計算は、加熱工程においてスラブの表面温度（スラブ温度ともいう）が１０５０℃を超えてから加熱工程完了までの経過時間を１０等分し、各区間が完了した後のスケールの成長度合い（ｘ_n）を評価するものであり、添字ｎは１０等分した区間のｎ番目に当たる計算であることを示す。Ｄ₁はスラブの化学組成による影響を考慮するための項であり、上記式で計算される値であり、式中の［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］および［Ａｌ］はスラブにおけるそれぞれの元素の含有量［質量％］である。Ｄ₂、Ｄ₃、Ｄ₄、Ｄ₅、Ｄ₆、Ｄ₇およびＤ₈は定数であり、それぞれ８．６６×１０^-10、－３．９９×１０³、５．３６×１０⁶、－２．３２×１０⁹、８．７５×１０²、－３．５０×１０^-3および３．０６×１０⁰である。Ｔ_nは１０等分した区間のｎ番目の領域における平均スラブ温度［℃］、すなわち、ｎ番目の領域全体における所定時間ごと、例えば１０秒ごとの温度測定値の算術平均である。Δｔは、前記経過時間の１０分の１の時間［秒］である。式（１）におけるｘ₁₀は、上記計算式により、ｘ₁からｘ₂、ｘ₃・・・と順に計算することで得られる。

［熱間圧延工程］
前記加熱処理を施したスラブの表面には、剥離しやすい不均質なスケールが存在する。よって、熱間圧延および高圧水によるデスケーリングを施し、不均質なスケールの大部分を除去し、かつ、鋼板の表面全域におけるスケールの残存量を揃えることで、その後のスケールの形成挙動を均質化し、その後に適正な圧延および冷却処理を施すことによって、本発明の実施形態に係る厚鋼板におけるスケールの構造を得ることができる。

デスケーリングによってスケールを十分に除去するため、デスケーリングに先立って熱間圧延を施し、スケールを破砕する。デスケーリングに先立つ圧延は、スラブの表面温度が１０００～１１００℃の温度範囲において、１回ないし複数回に分けて施し、その圧下率は、スラブ厚に対して、累積で１５～３０％とする。すなわち、デスケーリングに先立つ圧延を複数回に分けて施す場合には、スラブ厚に対する当該複数回の圧延完了後の板厚によって求められる累積圧下率を１５～３０％とする。スラブ温度が１０００℃を下回ると、スケールが過剰に破砕され、デスケーリング後にスケールが不均質に残存し、その後のスケールの形成挙動が不均質となって、レーザー切断性が劣化する。一方、スラブ温度が１１００℃を上回ると、スケールの破砕が不十分となり、デスケーリング後のスケールの残存度合いが不均質となり、その後のスケールの形成挙動が不均質となって、レーザー切断性が劣化する。

また、上記熱間圧延の累積圧下率が１５％未満であると、スケールの破砕が不十分となり、デスケーリング後にスケールが不均質に残存し、その後のスケールの形成挙動が不均質となって、レーザー切断性が劣化する。一方、当該熱間圧延の累積圧下率が３０％を超えると、スケールが過剰に破砕され、デスケーリングによってスケールが過剰に除去され、却ってその後のスケールの形成挙動が不均質となって、レーザー切断性が劣化する。

上記熱間圧延の後、得られた圧延材に対して高圧水によるデスケーリングを施す。デスケーリングは、例えば衝突圧が１０～１５ＭＰａの高圧水を用いて実施することができる。ここで、デスケーリングを施す温度（圧延材の表面温度）が１０００℃を下回ると、一部の不均質に成長したスケールが残存し、その後のスケールの形成が不均質となる。一方、デスケーリングを施す温度が１１００℃を超えると、デスケーリングによってスケールが過剰に除去され、その後のスケールの形成が不均質となる。上記の観点から、上記熱間圧延後にデスケーリングを施す温度は、１０００～１１００℃の範囲に制限する。

上記デスケーリング後、鋼板の表層にはウスタイトが形成されるが、その粒径を微細とするため、１０００℃以下の温度域において、１０００℃に到達した時点の板厚に比して累積３０％以上の圧下率の圧延を施す。より詳しくは、１０００℃に到達した時点の板厚に対する１０００℃以下の温度域における全圧延完了後の板厚によって求められる累積圧下率が３０％以上となる圧延を施す。ここで、１パスの圧延で圧下率３０％以上の圧延を施すと、スケールにき裂が生じ、き裂を伝ってスケール／鋼板界面に酸素が供給され、マグネタイトが多量に生成して第２層が過剰に厚くなり、レーザー切断性が損なわれる。圧延は２パス以上で施す多段圧延とし、４パス以上で施すことが好ましい。

一方、全ての圧延パスにおける圧下率が、各圧延パスで付与される各圧延パス前での板厚に比して、全て５％未満であると、ウスタイトへ十分にひずみが付与されず、ウスタイトが粗大となり、レーザー切断性が損なわれるため、少なくとも１つの圧延パスでの前記圧下率は５％以上とする必要があり、前記圧下率が５％以上の圧延を４回以上施すことが好ましい。

また、１０００℃に到達した時点の板厚に比して、累積での圧下率が３０％未満であると、ウスタイトへ十分にひずみが付与されず、ウスタイトが粗大となり、レーザー切断性が損なわれるため、累積圧下率は３０％以上とする。この累積圧下率は、ウスタイトを十分に微細にするため、４０％以上とすることが好ましく、５０％以上とすることが更に好ましい。一方、この累積圧下率の上限は特に規定しないが、累積圧下率が９５％を超えると、スケールにき裂が生じ、き裂を伝ってスケール／鋼板界面に酸素が供給され、マグネタイトが多量に生成して第２層が過剰に厚くなり、レーザー切断性が損なわれる懸念があり、好ましくない。また、１０００℃超の温度域における圧延ではウスタイトへ十分にひずみが付与されないため、この累積圧下率では考慮しない。

複数のパスで施す圧延のうち、最終圧延パスにおける圧延温度は、８００～９５０℃とする。８００℃を下回って圧延を施すと、スケールにき裂が生じ、き裂を伝ってスケール／鋼板界面に酸素が供給され、マグネタイトが多量に生成して第２層が過剰に厚くなり、レーザー切断性が損なわれる。一方、９５０℃超の温度域で圧延を完了すると、ウスタイトが成長して粗大化し、レーザー切断性が損なわれる。以上の観点から、最終圧延パスにおける圧延温度は８００～９５０℃とし、８３０～９２０℃とすることが好ましい。

スケールの過剰な成長を抑制し、外観品位を向上させる目的で、上記デスケーリングに続いて施す圧延と、上記最終圧延パスの圧延との間に、更に１回ないし２回以上のデスケーリングを施しても構わない。

［冷却工程］
熱間圧延工程完了から水冷開始までの経過時間を制御し、スケール表層にヘマタイトおよびマグネタイトを形成し、本発明の実施形態に係る厚鋼板におけるスケール構造を形成する。両相の形成速度は温度によって異なるため、熱間圧延工程完了から水冷開始までの経過時間は式（２）によって管理する。ここで、熱間圧延工程完了から水冷開始までの経過時間が短すぎ、ｙ₁₀が１．０を下回ると、スケールの成長が過度に抑制され、スケール表面でのヘマタイトおよび／またはマグネタイトの形成が不十分となり、十分な厚さの第１層および／または第２層を得ることができず、レーザー切断性が損なわれるため、ｙ₁₀を１．０以上とする。一方、熱間圧延工程完了から水冷開始までの経過時間が長すぎ、ｙ₁₀が１０．０を超えると、スケールに過度に酸素が供給され、第１層および／または第２層が過度に成長し、レーザー切断性が損なわれるため、ｙ₁₀を１０．０以下とする。スケールの構造を整え、レーザー切断性を高めるには、ｙ₁₀は２．０以上、８．０以下とすることが好ましく、３．０以上、７．０以下とすることが更に好ましい。
１．００≦ｙ₁₀≦１０．００ ・・・式（２）
ここで、ｙ_nは下記の計算によって求められる。
ｙ₁＝Ｅ₁・（１＋Ｅ₂・Ｍｎ）・ｅｘｐ｛Ｅ₃Ｊ₁＋Ｅ₄／（Ｊ₁＋Ｅ₅）｝・Δｋ^0.5
ｋ_n＝ｙ_n ²・Ｅ₁ ^-2・（１＋Ｅ₂・Ｍｎ）^-2・ｅｘｐ｛－２・Ｅ₃Ｊ_n+1－２・Ｅ₄／（Ｊ_n+1＋Ｅ₅）｝
ｙ_n＝Ｅ₁・（１＋Ｅ₂・Ｍｎ）・ｅｘｐ｛Ｅ₃Ｊ_n＋Ｅ₄／（Ｊ_n＋Ｅ₅）｝・（ｋ_n-1＋Δｋ）^0.5

これらの計算は、冷却工程において熱間圧延工程完了から水冷開始までの経過時間を１０等分し、各区間が完了した後のスケールの成長度合い（ｙ_n）を評価するものであり、添字ｎは１０等分した区間のｎ番目に当たる計算であることを示す。Ｅ₁、Ｅ₂、Ｅ₃、Ｅ₄およびＥ₅は定数であり、それぞれ５．００×１０⁷、１．２４×１０^-1、－９．５６×１０^-3、－１．０５×１０⁴および２．７３×１０²である。Ｊ_nは１０等分した区間のｎ番目の領域における平均鋼板温度［℃］、すなわち、ｎ番目の領域全体における所定時間ごとの温度測定値の算術平均である。Δｋは、前記経過時間の１０分の１の時間［秒］である。式（３）におけるｙ₁₀は、上記計算式により、ｙ₁からｙ₂、ｙ₃・・・と順に計算することで得られる。

前記水冷は、鋼板温度が５００～６００℃に達した時点で停止する。この水冷停止温度が高すぎると、スケール表面の一部のヘマタイトがマグネタイトへと変化し、スケール表面における第１層の表面被覆率が低下し、レーザー切断性が損なわれる。一方、水冷停止温度が低すぎると、水冷中に熱応力によってスケールにき裂が発生し、水冷停止後に酸素がき裂に沿って侵入して、第２層が過剰に成長し、レーザー切断性が損なわれる。以上の観点から、前記水冷の停止温度は５１５～５８５℃とすることが好ましい。

更に、水冷完了後、第３層における共析変態を適度に進めるため、４００～５００℃の温度範囲における平均冷却速度を０．１０～１０．０℃／分に制限することが好ましい。平均冷却速度が過剰に小さいと、共析変態と並行してマグネタイトの成長が進み、ヘマタイトが侵食されて第１層が薄くなり、レーザー切断性が損なわれる。一方、平均冷却速度が過剰に大きいと、共析変態が十分に進まず、共析組織が部分的に生じ、スケールが不均質となってレーザー切断性が損なわれる。

本発明の実施形態に係る厚鋼板の製造方法では、４００℃以下での鋼板の冷却条件は特に定めないが、水冷後に過度に保熱すると鋼板の靭性が損なわれる懸念があり、放冷ないし空冷することが好ましい。あるいは、水冷後ないし水冷中の鋼板をコイル状に巻き取り、更に、上記の製造方法の特徴を満たした上で、水冷、空冷、および／または放冷しても構わない。また、鋼板を冷却完了後、本発明の実施形態に係る厚鋼板の特徴を損なわない範囲で、焼戻処理を施しても構わない。

本発明の実施形態に係る厚鋼板の製造方法では、上記の加熱工程、熱間圧延工程、冷却工程に加えて、ホットレベラー等による平坦化工程を更に含んでいてもよい。

本発明の実施形態に係る厚鋼板の製造方法によって製造された厚鋼板は、鋼板と、前記鋼板の表面に形成されたスケールとを含み、前記スケールが表面から順にヘマタイトからなる第１層と、マグネタイトからなる第２層と、ウスタイトからなるかまたはウスタイトおよびフェライトとマグネタイトの共析組織からなる第３層とを有し、前記第１層の平均厚さが０．５～５．０μｍであり、第１層による前記鋼板の表面被覆率が５０％以上であり、前記第２層の平均厚さが前記スケールの平均厚さの１０～４０％であり、前記第３層の平均厚さが前記スケールの平均厚さの５０％以上であり、前記第３層の厚さの板幅方向における偏差が０．４０以下であり、かつ、前記第３層におけるウスタイトの平均粒径が１５μｍ以下であるため、レーザー照射による入熱の吸熱性が安定化し、それによってレーザー切断作業におけるバーニングの発生を抑制または防止し、安定して任意の形状への切断を進めることができ、造成、建築、産業機械、橋梁等の構造物に供することができる。

以下、実施例によって本発明をより詳細に説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するために採用する一条件例である。本発明は、これらの条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用しうる。

以下の実施例では、本発明の実施形態に係る厚鋼板を種々の条件下で製造し、得られた厚鋼板をレーザー切断した際のバーニングの発生の有無について調べた。

まず、表１に示す化学組成を有するスラブを用い、表２に示す条件で加熱工程、熱間圧延工程および冷却工程を実施することで、実施例および比較例を含む、実験例としての厚鋼板を得た。特に、実験例２、５、１３、１９、３１、３２、３７、４２および６７は加熱完了からデスケーリングを施すまでの間に圧延材を誘導加熱によって再加熱し、圧延材温度を制御した実験例である。

［レーザー切断による評価］
得られた厚鋼板のレーザー切断性は、レーザー切断試験に供した際のバーニング発生の有無によって以下のようにして評価した。まず、５００ｍｍ×５００ｍｍの寸法に切り出した厚鋼板に対し、以下の条件で照射するＣＯ₂レーザーによって１００ｍｍ×１００ｍｍの小片の切断を実施するレーザー切断を行い、次いで同切断を３回行ってバーニングが発生しない物を「◎」、１回発生するものを「○」、２回発生するものを「△」、３回全てで発生するものを「×」とし、「◎」または「○」が得られた厚鋼板を、レーザー切断におけるバーニングの発生が抑制または防止され、それゆえレーザー切断性に優れた厚鋼板として、判断した。切断に供する厚鋼板の厚さは１６ｍｍとした。実験例のうち、板厚が１６ｍｍを超える厚鋼板はレーザーを照射する面と反対の面を研削して切断部の厚さを１６ｍｍとした。実験例のうち、板厚が１６ｍｍを下回る厚鋼板はレーザーを照射する面と反対の面を研削し、同じく表面を研削した同一の厚鋼板と研削面同士が重なるように積層し、板厚の合計が１６ｍｍとなるようにして切断した。その結果を表３に示す。
レーザー出力：３５００Ｗ
周波数：５００Ｈｚ
デューティ：７５％
アシストガス圧力：１５ＭＰａ
切断速度：７５０ｍｍ／分

表１～３に記載する実験例において、実験例１０は、加熱工程におけるスラブの最高加熱温度が低く、スケールの第３層の厚さが不均質であり、すなわち第３層の厚さの板幅方向における偏差が大きくなり、レーザー切断性が劣位となった比較例である。一方、実験例２９は、加熱工程におけるスラブの最高加熱温度が高く、同様にスケールの第３層の厚さが不均質であり、レーザー切断性が劣位となった比較例である。
実験例２３は、加熱工程における加熱時間が短く、式（１）が満たされない場合であり、スケールの第３層の厚さが不均質であり、レーザー切断性が劣位となった比較例である。一方、実験例５０は、加熱工程における加熱時間が長く、式（１）が満たされない場合であり、スケールの第３層の厚さが不均質であり、レーザー切断性が劣位となった比較例である。
実験例１３は、デスケーリング前に熱間圧延を施す温度が低く、スケールの第３層の厚さが不均質であり、レーザー切断性が劣位となった比較例である。また、実験例５６は、デスケーリング前に熱間圧延を施す温度が高く、スケールの第３層の厚さが不均質であり、レーザー切断性が劣位となった比較例である。
実験例２８は、デスケーリング前に施す熱間圧延の累積圧下率が小さく、スケールの第３層の厚さが不均質であり、レーザー切断性が劣位となった比較例である。また、実験例２２は、デスケーリング前に施す熱間圧延の累積圧下率が大きく、スケールの第３層の厚さが不均質であり、レーザー切断性が劣位となった比較例である。
実験例５７は、デスケーリングを施す温度が低く、スケールの第３層の厚さが不均質であり、レーザー切断性が劣位となった比較例である。一方、実験例５は、デスケーリングを施す温度が高く、スケールの第３層の厚さが不均質であり、レーザー切断性が劣位となった比較例である。
実験例８は、１０００℃以下で施す圧延の最大圧下率が小さく、スケールの第３層のウスタイトが粗大となり、レーザー切断性が劣位となった比較例である。実験例１６は、１０００℃以下で施す圧延の最大圧下率が大きく、スケールの第２層および第３層の厚さが本発明の範囲を逸脱し、レーザー切断性が劣位となった比較例である。
実験例６１は、１０００℃以下で施す圧延の累積圧下率が小さく、スケールの第３層のウスタイトが粗大となり、レーザー切断性が劣位となった比較例である。
実験例４は、最終圧延パスの圧延温度が低く、スケールの第２層の厚さが大きくなり、レーザー切断性が劣位となった比較例である。また、実験例６０は、最終圧延パスの圧延温度が高く、スケールの第３層のウスタイトが粗大となり、レーザー切断性が劣位となった比較例である。
実験例２１および７４は、熱間圧延工程完了から水冷開始までの経過時間が短く、式（２）が満たされない場合であり、スケールの第１層あるいは第２層が十分に得られず、レーザー切断性が劣位となった比較例である。一方、実験例３および５３は、熱間圧延工程完了から水冷開始までの経過時間が長く、式（２）が満たされない場合であり、スケールの第１層および／または第２層の厚さが過剰となり、レーザー切断性が劣位となった比較例である。
実験例７５は、水冷停止温度が低く、スケールの第２層の厚さが過剰となり、レーザー切断性が劣位となった比較例である。また、実験例９は、水冷停止温度が高く、スケールの第１層のスケール表面被覆率が小さく、レーザー切断性が劣位となった比較例である。
実験例８２は鋼板のＳｉ含有量が過多であり、スケールの第３層の厚さが不均質となり、レーザー切断性が劣位となった比較例である。

上記の比較例を除く実験例、すなわち、実験例１、２、６、７、１１、１２、１４、１５、１７～２０、２４～２７、３０～４９、５１、５２、５４、５５、５８、５９、６２～７３および７６～８１は、本発明の実施例であり、レーザー切断におけるバーニングの発生が抑制または防止され、それゆえレーザー切断性に優れた厚鋼板が得られた。

１０ 厚鋼板
１１ 鋼板
１２ スケール
１３ 第１層
１４ 第２層
１５ 第３層

Claims (7)

1. 鋼板と、前記鋼板の表面に形成されたスケールとを含み、前記スケールが表面から順にヘマタイトからなる第１層と、マグネタイトからなる第２層と、ウスタイトからなるかまたはウスタイトおよびフェライトとマグネタイトの共析組織からなる第３層とを有し、前記第１層の平均厚さが０．５～５．０μｍであり、前記第１層による前記鋼板の表面被覆率が５０％以上であり、前記第２層の平均厚さが前記スケールの平均厚さの１０～４０％であり、前記第３層の平均厚さが前記スケールの平均厚さの５０％以上であり、前記第３層の厚さの板幅方向における偏差が０．４０以下であり、かつ、前記第３層におけるウスタイトの平均粒径が１５μｍ以下である、厚鋼板。
2. 前記スケールの平均厚さが６～６０μｍである、請求項１に記載の厚鋼板。
3. 前記鋼板が、質量％で、
   Ｃ：０．００１～０．３００％、
   Ｓｉ：０．０１～１．００％、
   Ｍｎ：０．１０～２．５０％、
   Ｐ：０．００１～０．０５０％、
   Ｓ：０．０００１～０．０１００％、
   Ａｌ：０．００１～０．２００％、
   Ｎ：０．０１５０％以下、
   Ｏ：０．００５０％以下、
   Ｃｕ：０～１．００％、
   Ｎｉ：０～２．００％、
   Ｃｒ：０～１．００％、
   Ｍｏ：０～１．００％、
   Ｗ：０～０．５０％、
   Ｎｂ：０～０．５００％、
   Ｔｉ：０～０．５００％、
   Ｖ：０～１．０００％、
   Ｂ：０～０．０１００％、
   Ｓｎ：０～０．５００％、
   Ｓｂ：０～０．５００％、
   Ｃａ：０～０．０１００％、
   Ｍｇ：０～０．０１００％、
   Ｈｆ：０～０．０１００％、
   Ｔｅ：０～０．０１００％、
   Ｓｒ：０～０．０１００％、
   ＲＥＭ：０～０．０１００％、ならびに
   残部：Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有する、請求項１または２に記載の厚鋼板。
4. 前記化学組成が、質量％で、
   Ｃｕ：０．０１～１．００％、
   Ｎｉ：０．０１～２．００％、
   Ｃｒ：０．０１～１．００％、
   Ｍｏ：０．０１～１．００％、
   Ｗ：０．００３～０．５０％、
   Ｎｂ：０．００３～０．５００％、
   Ｔｉ：０．００３～０．５００％、
   Ｖ：０．００３～１．０００％、
   Ｂ：０．０００３～０．０１００％、
   Ｓｎ：０．００３～０．５００％、
   Ｓｂ：０．００３～０．５００％、
   Ｃａ：０．０００３～０．０１００％、
   Ｍｇ：０．０００３～０．０１００％、
   Ｈｆ：０．０００３～０．０１００％、
   Ｔｅ：０．０００３～０．０１００％、
   Ｓｒ：０．０００３～０．０１００％、および
   ＲＥＭ：０．０００３～０．０１００％
   からなる群から選択される１種または２種以上を含む、請求項３に記載の厚鋼板。
5. 第３層に占める前記共析組織の割合が２０～８０％である、請求項１～４のいずれか１項に記載の厚鋼板。
6. スラブを加熱する工程であって、前記スラブの表面温度が１０５０～１３００℃となる最高加熱温度まで加熱し、１０５０℃以上を超えてから加熱工程完了までの経過時間が下記式（１）を満たすように制御される加熱工程、
   前記スラブを熱間圧延する工程であって、前記スラブの表面温度が１０００～１１００℃の温度範囲で累積圧下率が１５～３０％の圧延を施した後、得られた圧延材の表面温度が１０００～１１００℃の温度範囲で高圧水デスケーリングを施し、更に１０００℃以下の温度域において１０００℃に到達した時点の板厚に比して累積圧下率を３０％以上とする圧延であって、２以上の圧延パスを含み、各圧延パスの圧下率が３０％未満であり、少なくとも１つの圧延パスの圧下率が５％以上であり、最終圧延パスの圧延温度が８００～９５０℃である圧延を施す熱間圧延工程、
   得られた鋼板を冷却する工程であって、熱間圧延工程完了から水冷開始までの経過時間が下記式（２）を満たすように制御され、水冷停止温度を５００～６００℃とする冷却工程
   を含む、請求項１～５のいずれか１項に記載の厚鋼板の製造方法。
   １．０≦ｘ₁₀≦１０．０ ・・・式（１）
   ｘ₁＝Ｄ₁・Ｄ₂・（Ｔ₁ ³＋Ｄ₃Ｔ₁ ²＋Ｄ₄Ｔ₁＋Ｄ₅）・（Ｔ₁－Ｄ₆）^0.5・｛１－ｅｘｐ（Ｄ₇Ｔ₁＋Ｄ₈）｝^0.5・Δｔ^0.5
   ｔ_n＝ｘ_n ²・Ｄ₁ ^-2・Ｄ₂ ^-2・（Ｔ_n+1 ³＋Ｄ₃Ｔ_n+1 ²＋Ｄ₄Ｔ_n+1＋Ｄ₅）^-2・（Ｔ_n+1－８７５）^-1・｛１－ｅｘｐ（Ｄ₆Ｔ_n+1＋Ｄ₇）｝^-1
   ｘ_n＝Ｄ₁・Ｄ₂・（Ｔ_n ³＋Ｄ₃Ｔ_n ²＋Ｄ₄Ｔ_n＋Ｄ₅）・（Ｔ_n－Ｄ₆）^0.5・｛１－ｅｘｐ（Ｄ₇Ｔ_n＋Ｄ₈）｝^0.5・（ｔ_n-1＋Δｔ） ^0.5
   Ｄ₁＝（１－０．８５０［Ｃ］－０．０５２［Ｓｉ］－０．０２６［Ｍｎ］－０．０６５［Ａｌ］）^0.5
   ｘ_nは、加熱工程においてスラブの表面温度が１０５０℃を超えてから加熱工程完了までの経過時間を１０等分し、各区間が完了した後のスケールの成長度合いを表す指標であり、ｎは１０等分した区間のｎ番目に当たる計算であることを示し、
   Ｄ₁はスラブの化学組成による影響を考慮したものであり、上記式中の［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］および［Ａｌ］はスラブにおけるそれぞれの元素の含有量［質量％］であり、
   Ｄ₂、Ｄ₃、Ｄ₄、Ｄ₅、Ｄ₆、Ｄ₇およびＤ₈は定数であり、それぞれ８．６６×１０^-10、－３．９９×１０³、５．３６×１０⁶、－２．３２×１０⁹、８．７５×１０²、－３．５０×１０^-3および３．０６×１０⁰であり、
   Ｔ_nは１０等分した区間のｎ番目の領域における平均スラブ温度［℃］であり、
   Δｔは前記経過時間の１０分の１の時間［秒］であり、
   ｘ₁₀は、上記計算式によりｘ₁からｘ₂、ｘ₃・・・と順に計算することで得られ、
   １．０≦ｙ₁₀≦１０．０ ・・・式（２）
   ｙ₁＝Ｅ₁・（１＋Ｅ₂・Ｍｎ）・ｅｘｐ｛Ｅ₃Ｊ₁＋Ｅ₄／（Ｊ₁＋Ｅ₅）｝・Δｋ^0.5
   ｋ_n＝ｙ_n ²・Ｅ₁ ^-2・（１＋Ｅ₂・Ｍｎ）^-2・ｅｘｐ｛－２・Ｅ₃Ｊ_n+1－２・Ｅ₄／（Ｊ_n+1＋Ｅ₅）｝
   ｙ_n＝Ｅ₁・（１＋Ｅ₂・Ｍｎ）・ｅｘｐ｛Ｅ₃Ｊ_n＋Ｅ₄／（Ｊ_n＋Ｅ₅）｝・（ｋ_n-1＋Δｋ）^0.5
   ｙ_nは、冷却工程において熱間圧延工程完了から水冷開始までの経過時間を１０等分し、各区間が完了した後のスケールの成長度合いを表す指標であり、ｎは１０等分した区間のｎ番目に当たる計算であることを示し、
   Ｅ₁、Ｅ₂、Ｅ₃、Ｅ₄およびＥ₅は定数であり、それぞれ５．００×１０⁷、１．２４×１０^-1、－９．５６×１０^-3、－１．０５×１０⁴および２．７３×１０²であり、
   Ｊ_nは１０等分した区間のｎ番目の領域における平均鋼板温度［℃］であり、
   Δｋは前記経過時間の１０分の１の時間［秒］であり、
   ｙ₁₀は、上記計算式により、ｙ₁からｙ₂、ｙ₃・・・と順に計算することで得られる。
7. 水冷停止後、４００～５００℃の温度範囲における平均冷却速度を０．１０～１０．０℃／分とする、請求項６に記載の厚鋼板の製造方法。