(57)【要約】【課題】母材および溶接熱影響部の低温靭性が優れた厚肉鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】ベイナイトの面積率が９０％以上のミクロ組織を有する厚肉鋼板であって、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１５％、Ｓｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：１．３〜１．７％、Ｎ：０．００３〜０．０１０％、Ａｌ：０．０３〜０．０６％、Ｔｉ：０．００８〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成とし、ベイナイト中で円相当直径０．０５μｍ以下のＴｉＮの個数密度が１×１０６個／ｍｍ２以上であり、かつ、隣接組織との結晶方位差が１５度以上となるところを境界線として当該境界線に囲まれる領域の円相当直径が４０μｍ以下であることを特徴とする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
ベイナイトの面積率が９０％以上のミクロ組織を有する厚肉鋼板であって、
質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１５％、
Ｓｉ：０．３５％以下、
Ｍｎ：１．３〜１．７％、
Ｎ：０．００３〜０．０１０％、
Ａｌ：０．０３〜０．０６％、
Ｔｉ：０．００８〜０．０１５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３５％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成とし、
前記ベイナイト中で円相当直径０．０５μｍ以下のＴｉＮの個数密度が１×１０６個／ｍｍ２以上であり、かつ、隣接組織との結晶方位差が１５度以上となるところを境界線として当該境界線に囲まれる領域の円相当直径が４０μｍ以下であることを特徴とする厚肉鋼板。
【請求項２】
前記厚肉鋼板の鋼組成は、さらに他の元素として、
Ｂ：３０ｐｐｍ以下、
Ｃａ：３〜５０ｐｐｍ、
Ｍｇ：３〜５０ｐｐｍ、
ＲＥＭ：１〜５０ｐｐｍ
よりなる群から選択される少なくとも１種を含むことを特徴とする請求項１に記載の厚肉鋼板。
【請求項３】
請求項１または請求項２に記載の鋼組成の鋼材を溶製、鋳造し、その鋼材を１０５０〜１２００℃の加熱温度で加熱処理する加熱処理工程と、
前記加熱処理工程で加熱処理された鋼材を、下式（１）で定義される部分再結晶温度域（ＰＲＴＢ）の上限値を超える温度で粗圧延する粗圧延工程と、
前記粗圧延工程で作製された圧延板を、前記部分再結晶温度域（ＰＲＴＢ）の下限値未満の温度で仕上圧延し、仕上圧延終了後に平均冷却速度０．５℃／ｓ以上で冷却して、厚肉鋼板とする仕上圧延工程とを含むことを特徴とする厚肉鋼板の製造方法。
４００×[Ｃ]−４２００×[Ｎ]＋１６００×[Ｔｉ]＋３３５０×[Ｎｂ]＋０．１５３×[Ｔ]＋５９５≦ＰＲＴＢ≦４００×[Ｃ]−４２００×[Ｎ]＋１６００×[Ｔｉ]＋３３５０×[Ｎｂ]＋０．１５３×[Ｔ]＋６４５・・・（１）
ここで、[Ｃ]：炭素濃度（質量％）、[Ｎ]：窒素濃度（質量％）、[Ｔｉ]：チタン濃度（質量％）、[Ｎｂ]：ニオブ濃度（質量％）、[Ｔ]：加熱温度（Ｋ）とする。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、造船等の溶接構造物に用いられる厚肉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】
従来から、造船等の溶接構造物に用いられる鋼板では、輸送時にマイナス温度域を下回る海洋を航行することもあることから、−２０℃程度の低温にも耐える靭性が要求される。こうした用途に使用される鋼板においては、板厚の厚い鋼板の靭性を改善することが難しく、また、鋼板の溶接熱影響部においては、溶接熱によるミクロ組織変化によって靭性が低下し易かった。そのため、低温靭性に優れた厚肉の鋼板が強く求められている。
【０００３】
そこで、低温靭性を改善した厚肉鋼板として、例えば、特許文献１には、所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、ＢおよびＡｌ、さらにはＮｂ、Ｔｉを含有する鋼組成を有し、Ｂを含有する炭化物、窒化物、炭窒化物のなかで所定寸法のものの個数密度が５×１０７個／ｍｍ２未満、ベイナイトとマルテンサイトとの体積率の和が６０％以上であり、かつ、ベイナイト中で隣接組織との結晶方位差が１５度以上となる領域の平均寸法が２０μｍ以下である鋼板が記載されている。
【０００４】
また、特許文献１には、このような鋼板の製造方法として、前記鋼組成を有する鋼片または鋳片を１０５０〜１３５０℃の温度域で加熱して、前記温度域に２０分以上保持した後に圧延を開始し、Ａｒ３点〜９００℃で圧延を終了した後、２０秒以内に平均冷却速度０．５℃／ｓ以上で冷却を行い、３５０℃以上で冷却を終了した後、空冷する方法が記載されている。さらに、圧延を再結晶温度未満７００℃以上で行うことが好ましいことが記載されている。
【特許文献１】特開２００４−１５６０９５号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、特許文献１に記載された鋼板は、その製造の圧延プロセスにおいて、再結晶温度未満７００℃以上の温度域、すなわち、部分再結晶温度域を含む温度域で圧延が行われるため、γ粒が粗大化してベイナイトが粗大化する。そして、このベイナイトの粗大化によって、鋼板（母材および溶接熱影響部）の低温靭性が低下するという問題があった。
【０００６】
そこで、本発明は、このような問題を解決すべく創案されたもので、その目的は、母材および溶接熱影響部の低温靭性が優れた厚肉鋼板およびその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
前記課題を解決するために、請求項１に係る厚肉鋼板は、ベイナイトの面積率が９０％以上のミクロ組織を有する厚肉鋼板であって、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１５％、Ｓｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：１．３〜１．７％、Ｎ：０．００３〜０．０１０％、Ａｌ：０．０３〜０．０６％、Ｔｉ：０．００８〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成とし、前記ベイナイト中で円相当直径０．０５μｍ以下のＴｉＮの個数密度が１×１０６個／ｍｍ２以上であり、かつ、隣接組織との結晶方位差が１５度以上となるところを境界線として当該境界線に囲まれる領域の円相当直径が４０μｍ以下であることを特徴とする。
【０００８】
前記構成によれば、ベイナイト主体のミクロ組織を有し、所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂを含有する鋼組成とし、ＴｉＮの個数密度、および、隣接組織との結晶方位差が１５度以上となるところを境界線として当該境界線に囲まれる領域の円相当直径が所定範囲であることによって、ベイナイト中のγ粒の粗大化が抑制され、ベイナイトが微細化する。
【０００９】
請求項２に係る厚肉鋼板は、鋼組成が、さらに他の元素として、Ｂ：３０ｐｐｍ以下、Ｃａ：３〜５０ｐｐｍ、Ｍｇ：３〜５０ｐｐｍ、ＲＥＭ：１〜５０ｐｐｍよりなる群から選択される少なくとも１種を含むことを特徴とする。
【００１０】
前記構成によれば、鋼組成がＢ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭよりなる群から選択される少なくとも１種を所定量含むことによって、γ粒の粗大化がより一層抑制され、ベイナイトがより一層微細化する。
【００１１】
請求項３に係る厚肉鋼板の製造方法は、請求項１または請求項２に記載の鋼組成の鋼材を溶製、鋳造し、その鋼材を１０５０〜１２００℃の加熱温度で加熱処理する加熱処理工程と、前記加熱処理工程で加熱処理された鋼材を、下式（１）で定義される部分再結晶温度域（ＰＲＴＢ）の上限値を超える温度で粗圧延する粗圧延工程と、前記粗圧延工程で作製された圧延板を、前記部分再結晶温度域（ＰＲＴＢ）の下限値未満の温度で仕上圧延し、仕上圧延終了後に平均冷却速度０．５℃／ｓ以上で冷却して、厚肉鋼板とする仕上圧延工程とを含むことを特徴とする。
４００×［Ｃ］−４２００×［Ｎ］＋１６００×［Ｔｉ］＋３３５０×［Ｎｂ］＋０．１５３×［Ｔ］＋５９５≦ＰＲＴＢ≦４００×［Ｃ］−４２００×［Ｎ］＋１６００×［Ｔｉ］＋３３５０×［Ｎｂ］＋０．１５３×［Ｔ］＋６４５・・・（１）
ここで、［Ｃ］：炭素濃度（質量％）、［Ｎ］：窒素濃度（質量％）、［Ｔｉ］：チタン濃度（質量％）、［Ｎｂ］：ニオブ濃度（質量％）、［Ｔ］：加熱温度（Ｋ）とする。
【００１２】
前記手順によれば、所定温度で加熱処理する加熱処理工程を含むことによって、ベイナイト中に微細化されたＴｉＮが析出すると共に、γ粒の粗大化を抑制する。また、所定温度で圧延する粗圧延工程および仕上圧延工程を含むことによって、ベイナイト中のγ粒を粗大化させる部分再結晶温度域（ＰＲＴＢ）での圧延が行われないこととなる。その結果、ベイナイト中のγ粒の粗大化が抑制され、ベイナイトが微細化する。さらに、仕上圧延工程における冷却を所定速度で行うことによって、鋼板のミクロ組織がベイナイト主体のものとなる。
【発明の効果】
【００１３】
本発明に係る厚肉鋼板は、母材および溶接熱影響部の低温靭性が優れている。また、本発明に係る厚肉鋼板の製造方法によれば、低温靭性に優れた厚肉鋼板を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】
【００１４】
本発明に係る厚肉鋼板およびその製造方法の実施の形態について、詳細に説明する。
＜厚肉鋼板＞
厚肉鋼板は、ベイナイト主体（面積率９０％以上）のミクロ組織を有するものであって、所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成とし、ベイナイト中の円相当直径０．０５μｍ以下のＴｉＮの個数密度、および、隣接組織との結晶方位差が１５度以上となるところを境界線として当該境界線に囲まれる領域の円相当直径が所定範囲のものである。なお、本発明において、厚肉とは、板厚４０ｍｍ以上を意味する。以下、厚肉鋼板（以下、鋼板と称する場合がある）の各構成における数値範囲の限定理由について説明する。
【００１５】
（ベイナイトの面積率：９０％以上）
ベイナイトの面積率が９０％未満であると、鋼板、特に、大入熱溶接された鋼板の溶接熱影響部の低温靭性が改善されない。したがって、ベイナイトの面積率は９０％以上である必要がある。そして、ベイナイトの面積率の制御は、後記する鋼組成のＣ量、および、仕上圧延工程での冷却速度で制御する。
【００１６】
（Ｃ：０．０４〜０．１５質量％）
Ｃは溶接時における鋼板の溶接熱影響部の耐溶接割れ性と母材強度を両立させ、かつ溶接（特に、大入熱溶接）された鋼板の母材と溶接熱影響部の低温靭性を改善するために重要な元素である。Ｃが０．１５質量％を超えると、ベイナイトでなくマルテンサイトが生成され、耐溶接割れ性が低下する。また、低冷却速度側ではマルテンサイトが多量に生成するようになるため、隣接組織との結晶方位差が１５度以上となるところを境界線として当該境界線に囲まれる領域の円相当直径が大きくなり、溶接熱影響部の低温靭性が改善されない。一方、Ｃが０．０４質量％未満では、母材強度が低下する。したがって、Ｃは０．０４〜０．１５質量％である必要がある。
【００１７】
（Ｓｉ：０．３５質量％以下）
Ｓｉは脱酸剤として有用な元素である。Ｓｉが０．３５質量％を超えて添加されると、鋼板の溶接性および溶接熱影響部の低温靭性が低下する。したがって、Ｓｉは０．３５質量％以下である必要がある。
【００１８】
（Ｍｎ：１．３〜１．７質量％）
Ｍｎは焼入れ改善作用を有すると共に、ベイナイトの結晶粒を微細化して、鋼板の溶接熱影響部の低温靭性を改善するために有用な元素である。Ｍｎが１．７質量％を超えると、溶接熱影響部の低温靭性の改善効果が飽和すると共に、鋼板の溶接熱影響部の耐溶接割れ性が低下する。一方、Ｍｎが１．３質量％未満では、溶接熱影響部の低温靭性の改善効果が十分に確保できないと共に、十分な母材強度が得られない。したがって、Ｍｎは１．３〜１．７質量％である必要がある。
【００１９】
（Ｎ：０．００３〜０．０１０質量％）
Ｎは、Ｔｉと窒化物（ＴｉＮ）を形成すると共に、ベイナイト中のγ粒を微細化し、鋼板の母材および溶接熱影響部の低温靭性を改善するために重要な元素である。Ｎが０．００３質量％未満では、円相当直径０．５μｍ以下のＴｉＮの個数密度が小さくなる。また、γ粒が微細化されないため、隣接組織との結晶方位差が１５度以上となるところを境界線として当該境界線に囲まれる領域の円相当直径が大きくなる。その結果、母材および溶接熱影響部の低温靭性の改善効果が十分に確保できない。一方、Ｎが０．０１０質量％を超えると、マルテンサイトが多量に生成するようになるため、隣接組織との結晶方位差が１５度以上となるところを境界線として当該境界線に囲まれる領域の円相当直径が大きくなり、母材および溶接熱影響部の低温靭性が低下する。したがって、Ｎは０．００３〜０．０１０質量％である必要がある。円相当直径０．５μｍ以下のＴｉＮの個数密度を十分に確保するために、Ｎは０．００４質量％以上とすることが好ましく、０．００５質量％以上とすることが更に好ましい。
【００２０】
（Ａｌ：０．０３〜０．０６質量％）
Ａｌは脱酸剤として有用な元素である。Ａｌが０．０３質量％未満では、ＡｌＮ系析出物を生成して鋼板の溶接熱影響部の低温靭性を改善する効果が十分に確保できない。一方、Ａｌが０．０６質量％を超えて添加されると、酸化物系介在物量が増大して、鋼板の母材の低温靭性が低下する。したがって、Ａｌは０．０３〜０．０６質量％である必要がある。
【００２１】
（Ｔｉ：０．００８〜０．０１５質量％）
Ｔｉは、Ｎと窒化物（ＴｉＮ）を形成すると共に、ベイナイト中のγ粒を微細化し、鋼板の母材および溶接熱影響部の低温靭性を改善するために重要な元素である。Ｔｉが０．００８質量％未満では、円相当直径０．５μｍ以下のＴｉＮの個数密度が小さくなる。また、γ粒が微細化されないため、隣接組織との結晶方位差が１５度以上となるところを境界線として当該境界線に囲まれる領域の円相当直径が大きくなる。その結果、母材および溶接熱影響部の低温靭性の改善効果が十分に確保できない。一方、Ｔｉが０．０１５質量％を超えると、粗大なＴｉＮが生成するようになるため、円相当直径０．５μｍ以下のＴｉＮの個数密度が小さくなる。また、γ粒が微細化されないため、隣接組織との結晶方位差が１５度以上となるところを境界線として当該境界線に囲まれる領域の円相当直径が大きくなる。その結果、母材および溶接熱影響部の低温靭性が低下する。したがって、Ｔｉは０．００８〜０．０１５質量％である必要がある。
【００２２】
（Ｎｂ：０．００５〜０．０３５質量％）
Ｎｂは、窒化物の形成による固溶Ｎ量に影響し、微細析出物（Ｎｂ炭窒化物）による析出強化に有効な元素であると共に、ベイナイト中のγ粒を微細化し、鋼板の母材および溶接熱影響部の低温靭性を改善するために重要な元素である。Ｎｂが０．００５質量％未満では、γ粒が微細化されないため、隣接組織との結晶方位差が１５度以上となるところを境界線として当該境界線に囲まれる領域の円相当直径が大きくなる。その結果、母材および溶接熱影響部の低温靭性の改善効果が十分に確保できない。一方、Ｎｂが０．０３５質量％を超えると、粗大なＮｂ炭窒化物の生成によって、γ粒が微細化されないため、隣接組織との結晶方位差が１５度以上となるところを境界線として当該境界線に囲まれる領域の円相当直径が大きくなる。その結果、母材および溶接熱影響部の低温靭性が低下する。したがって、Ｎｂは０．００５〜０．０３５質量％である必要がある。
【００２３】
（不可避的不純物）
不可避的不純物としては、例えば、Ｐ、Ｓ等が挙げられる。これらのＰ、Ｓは、積極的に低減することも有効であり、例えば、Ｐは０．０１５質量％以下（好ましくは０．０１０質量％以下）に低減するのがよい。Ｐが多くなると溶接性が劣化するからである。なお、Ｐは０．００１質量％以下であれば殆ど実害は生じない。
【００２４】
また、Ｓは０．００５質量％以下（好ましくは０．００３質量％以下）に低減するのがよい。Ｓが多くなると硫化物系介在物が増大して鋼板の母材の低温靭性が低下しやすくなるからである。なお、Ｓは０．００１質量％以下であれば殆ど実害は生じない。
【００２５】
（円相当直径０．０５μｍ以下のＴｉＮの個数密度：１×１０６個／ｍｍ２以上）
円相当直径０．０５μｍ以下のＴｉＮの個数密度は、１×１０６個／ｍｍ２未満であると鋼板の母材および溶接熱影響部の低温靭性が低下するため、１×１０６個／ｍｍ２以上である必要がある。そして、鋼板の製造において、所定量のＮ、Ｔｉを含有する鋼材を使用し、鋼材を所定の加熱温度で加熱処理することによって、鋼板の円相当直径０．０５μｍ以下のＴｉＮの個数密度が１×１０６個／ｍｍ２以上となる。
【００２６】
（隣接組織との結晶方位差が１５度以上となるところを境界線として当該境界線に囲まれる領域の円相当直径：４０μｍ以下）
隣接組織との結晶方位差が１５度以上となるところを境界線として当該境界線に囲まれる領域の円相当直径は、４０μｍを超えると鋼板の母材および溶接熱影響部の低温靭性が低下するため、４０μｍ以下である必要がある。そして、鋼板の製造において、所定量のＣ、Ｎ、Ｔｉ、Ｎｂを含有する鋼材を使用し、鋼材を所定温度域で粗圧延、仕上圧延（部分再結晶温度域（ＰＲＴＢ）で圧延を行わない）すると共に、圧延によって作製された圧延板を所定の平均冷却速度で冷却することによって、隣接組織との結晶方位差が１５度以上となるところを境界線として当該境界線に囲まれる領域の円相当直径が４０μｍ以下となる。ここで、隣接組織との結晶方位差が１５度以上となるところを境界線として当該境界線に囲まれる領域とは、図３に示すＡ、ＢおよびＣの領域である。図３は、ミクロ組織の模式図であって、太線はベイナイトブロック、細線は旧オーステナイト粒界、Ａ、ＢおよびＣはベイナイトパケットである。
【００２７】
本発明に係る厚肉鋼板は、前記鋼組成に加えて、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭよりなる群から選択される少なくとも１種を所定量含むものであってもよい。以下に、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの数値範囲の限定理由について説明する。
【００２８】
（Ｂ：３０ｐｐｍ以下）
Ｂは、焼入れ改善作用を有すると共に、ベイナイト中のγ粒を微細化して、鋼板の母材の低温靭性を改善する効果を有する元素である。Ｂが３０ｐｐｍを超えると、γ粒が微細化されないため、隣接組織との結晶方位差が１５度以上となるところを境界線として当該境界線に囲まれる領域の円相当直径が大きくなり、母材の低温靭性が低下する。また、溶接熱影響部の耐溶接割れ性が低下する。したがって、Ｂは３０ｐｐｍ以下が好ましい。
【００２９】
（Ｃａ、Ｍｇ、３〜５０ｐｐｍ、ＲＥＭ：１〜５０ｐｐｍ）
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭは、介在物（酸化物、硫化物、酸硫化物等）を形成することによって、ベイナイト中のγ粒を微細化させ、鋼板の母材および溶接熱影響部の低温靭性を安定化させるために有用な元素である。Ｃａ、Ｍｇは３ｐｐｍ未満、ＲＥＭは１ｐｐｍ未満では、母材および溶接熱影響部の低温靭性を安定化させる効果が十分に確保できない。一方、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭが５０ｐｐｍを越えると、介在物が粗大化して、隣接組織との結晶方位差が１５度以上となるところを境界線として当該境界線に囲まれる領域の円相当直径が大きくなり、母材および溶接熱影響部の低温靭性を低下させる。したがって、Ｃａ、Ｍｇは３〜５０ｐｐｍが、ＲＥＭは１〜５０ｐｐｍが好ましい。
【００３０】
次に、本発明に係る厚肉鋼板の製造方法について説明する。ここで、図１は厚肉鋼板の製造方法を示す工程フロー、図２は圧延パススケジュールを示す模式図である。厚肉鋼板の製造方法は、加熱処理工程Ｓ１と、粗圧延工程Ｓ２と、仕上圧延工程Ｓ３とを含む。また、粗圧延工程Ｓ２および仕上圧延工程Ｓ３の圧延パススケジュールは、図２のスケジュールＡに従って行う。以下、各工程について説明する。
【００３１】
（加熱処理工程：Ｓ１）
加熱処理工程Ｓ１は、前記した鋼組成を有する鋼材を溶製、鋳造し、その鋼材を１０５０〜１２００℃の加熱温度で加熱処理する工程である。ここで、溶製、鋳造は従来公知の方法で行う。以下、加熱温度の数値範囲の限定理由について説明する。
【００３２】
加熱温度が１２００℃を超えると、ＴｉＮが粗大化して、円相当直径０．５μｍ以下のＴｉＮの個数密度が小さくなると共に、ベイナイト中のγ粒が粗大化して、隣接組織との結晶方位差が１５度以上となるところを境界線として当該境界線に囲まれる領域の円相当直径が大きくなる。その結果、鋼板の母材および溶接熱影響部の低温靭性が低下する。加熱温度が１０５０℃未満であると、後記する粗圧延工程Ｓ２、仕上圧延工程Ｓ３での圧下抵抗が増すこととなり、鋼板の生産性が低下する。なお、加熱処理時間については、特に限定されないが、２〜４時間が好ましい。
【００３３】
（粗圧延工程：Ｓ２）
粗圧延工程Ｓ２は、前記加熱処理工程Ｓ１で加熱処理された鋼材を、下式（１）で定義される部分再結晶温度域（ＰＲＴＢ）の上限値を超える温度で粗圧延する工程である。なお、ＰＲＴＢの上限値を超える温度とは、前記鋼組成を有する鋼材の再結晶温度域を意味する（図１のスケジュールＡ参照）。また、下式（１）については、予め実験等を行って算出したものである。
【００３４】
４００×[Ｃ]−４２００×[Ｎ]＋１６００×[Ｔｉ]＋３３５０×[Ｎｂ]＋０．１５３×[Ｔ]＋５９５≦ＰＲＴＢ≦４００×[Ｃ]−４２００×[Ｎ]＋１６００×[Ｔｉ]＋３３５０×[Ｎｂ]＋０．１５３×[Ｔ]＋６４５・・・（１）
ここで、[Ｃ]：炭素濃度（質量％）、[Ｎ]：窒素濃度（質量％）、[Ｔｉ]：チタン濃度（質量％）、[Ｎｂ]：ニオブ濃度（質量％）、[Ｔ]：加熱温度（Ｋ）とする。
【００３５】
粗圧延をＰＲＴＢの上限値以下の温度、すなわち、ＰＲＴＢで行うと、ベイナイト中のγ粒が粗大化して、隣接組織との結晶方位差が１５度以上となるところを境界線として当該境界線に囲まれる領域の円相当直径が大きくなる。その結果、鋼板の母材および溶接熱影響部の低温靭性が低下する。したがって、粗圧延をＰＲＴＢの上限値を超える温度（再結晶温度域）で行う必要がある。なお、粗圧延は従来公知の方法で行い、その圧下率は３０〜６０％が好ましい。
【００３６】
また、粗圧延終了後の圧延板は、空冷、水冷等の冷却方法で冷却する。これにより、ＰＲＴＢに圧延板が保持される時間が短縮され、γ粒の粗大化を抑制できる。さらに、粗圧延工程Ｓ２における粗圧延は、１パスに特定されず、複数パス行ってもよい。
【００３７】
（仕上圧延工程：Ｓ３）
仕上圧延工程Ｓ３は、前記粗圧延工程Ｓ２で作製された圧延板を、ＰＲＴＢの下限値未満の温度で仕上圧延し、仕上圧延終了後に平均冷却速度０．５℃／ｓ以上で冷却して、厚肉鋼板とする工程である。なお、ＰＲＴＢの下限値未満の温度とは、前記鋼組成の圧延板の未再結晶温度域を意味する（図１のスケジュルールＡ参照）。
【００３８】
仕上圧延をＰＲＴＢの下限値以上の温度、すなわち、ＰＲＴＢで行うと、ベイナイト中のγ粒が粗大化して、隣接組織との結晶方位差が１５度以上となるところを境界線として当該境界線に囲まれる領域の円相当直径が大きくなる。その結果、鋼板の母材および溶接熱影響部の低温靭性が低下する。したがって、仕上圧延をＰＲＴＢの下限値未満の温度（未再結晶温度域）で行う必要がある。なお、仕上圧延は従来公知の方法で行い、その圧下率は３０〜６０％が好ましい。
【００３９】
また、仕上圧延終了後の冷却を平均冷却速度の０．５℃／ｓ未満で行うと、作製される厚肉鋼板が、フェライト主体のミクロ組織となり、本発明に係る鋼板のベイナイト主体（面積率で９０％以上）とするミクロ組織とは異なる組織が生成し、鋼板の母材および溶接熱影響部の低温靭性が不足する。したがって、仕上圧延終了後の冷却は、平均冷却速度０．５℃／ｓ以上で行う必要がある。なお、冷却方法としては、空冷、水冷等の方法を用いる。さらに、仕上圧延工程Ｓ３における仕上圧延は、１パスに特定されず、複数パス行ってもよい。
【実施例】
【００４０】
次に、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。
（実施例１〜２１）
表１に示す鋼組成（鋼種Ｎｏ．１〜２１）の鋼材を溶製、鋳造した。これらの鋼材を、表２に示す加熱温度Ｔで加熱処理した（加熱処理時間は全て２時間以上とした）。加熱処理された鋼材を、図２に示すスケジュールＡの圧延パススケジュールで圧延した。具体的には、再結晶温度域で表２に示す温度Ｔ１（圧延終了温度）、圧下率で粗圧延し圧延板とした。その後、急冷し、これらの圧延板を未再結晶温度域で表２に示す温度Ｔ２（圧延開始温度）、圧下率で仕上圧延し、表２に示す平均冷却速度で冷却して厚肉鋼板を作製した。
【００４１】
次に、作製された厚肉鋼板（実施例１〜２１）について、以下の測定方法でベイナイト面積率（表２ではＢ面積率）、円相当直径０．５μｍ以下のＴｉＮ個数密度（表２ではＴｉＮ個数密度）、隣接組織との結晶方位差が１５度以上となるところを境界線として当該境界線に囲まれる領域の円相当直径（表２では円相当直径）を測定した。その結果を表２に示す。
【００４２】
（ベイナイト面積率）
厚肉鋼板の表面をナイタールで腐食し、板厚／４の位置で圧延面と平行な腐食面における任意の測定領域（５０μｍ×５０μｍ）をＦＥ−ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で観察した（観察倍率：１５００倍）。そして、ＳＥＭ画像から色調差によってベイナイトを識別して、ミクロ組織の全組織に対するベイナイトの面積率を算出した。なお、ＳＥＭ画像においてベイナイトは濃灰色を示す。
【００４３】
（円相当直径０．５μｍ以下のＴｉＮ個数密度）
厚肉鋼板の表面を、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）で、観察倍率：１５０００倍、観察視野：２μｍ×２μｍ、観察深さ：板厚／４、観察箇所：５箇所の条件で観察した。そして画像解析によって、その視野中の各Ｔｉ含有窒化物の面積を測定し、この面積から各Ｔｉ含有窒化物の円相当直径を算出した。なお、Ｔｉ含有窒化物であることは、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によって判別した。そして、円相当直径が０．０５μｍ以下となるＴｉ含有窒化物の個数を、１ｍｍ２当りに換算して個数密度とした。
【００４４】
（隣接組織との結晶方位差が１５度以上となるところを境界線として当該境界線に囲まれる領域の円相当直径）
厚肉鋼板の２００００μｍ２の領域について、ＥＢＳＰ（電子後方散乱回析像）を用いて画像解析し、隣接組織との結晶方位差が１５度以上となるところを境界線として当該境界線に囲まれる領域を抽出した。その領域の平均面積を測定し、その平均面積より円相当直径を計算した。なお、画像解析にはＥＤＡＸ／ＴＳＬ社のＯＩＭシステムを用いた。なお、測定ソフトはＯＩＭ  Ｄａｔａ  Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ、解析ソフトはＯＩＭ  Ａｎａｌｙｓｉｓを用いた。
【００４５】
また、作製された厚肉鋼板について、以下の測定方法で破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を測定し、低温靭性の評価基準とした。その結果を表２に示す。
【００４６】
（破面遷移温度：ｖＴｒｓ）
厚肉鋼板の板厚／４位置から圧延方向にＪＩＳ  Ｚ  ２２０２に規定されたＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠してシャルピー衝撃試験を行い、シャルピー試験片の脆性破面率が５０％となる温度を近似して破面遷移温度（ｖＴｒｓ）として測定した。その結果を表２に示す。
ここで、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が−４０℃より低いとき、厚肉鋼板（母材および溶接熱影響部）の低温靭性が優れていると評価できる。
【００４７】
実施例に示す厚肉鋼板と比較するために、以下に示す厚肉鋼板（比較例１〜３２）を作製した。
（比較例１〜１８）
表１に示す鋼組成（実施例１〜９と同様の鋼種Ｎｏ．１〜９）の鋼材を溶製、鋳造した。これらの鋼材を、表３に示す加熱温度Ｔで加熱処理した（加熱処理時間は全て２時間以上とした）。加熱処理された鋼材を、図２に示すスケジュールＢ（比較例１〜９）、スケジュールＣ（比較例１０〜１８）の圧延パススケジュールで圧延した。具体的には、再結晶温度域で表３に示す温度Ｔ１（圧延終了温度）、圧下率で粗圧延し圧延板とした。その後、急冷し、これらの圧延板を部分再結晶温度域（ＰＲＴＢ）で表３に示す圧下率で圧延し、その後、急冷し、未再結晶温度域で表３に示す温度Ｔ２（圧延開始温度）、圧下率で仕上圧延し、表３に示す平均冷却速度で冷却して厚肉鋼板を作製した。
【００４８】
次に、作製された厚肉鋼板（比較例１〜１８）について、実施例と同様にして、ベイナイト面積率（表３ではＢ面積率）、円相当直径０．５μｍ以下のＴｉＮ個数密度（表３ではＴｉＮ個数密度）、隣接組織との結晶方位差が１５度以上となるところを境界線として当該境界線に囲まれる領域の円相当直径（表３では円相当直径）、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を測定した。その結果を表３に示す。
【００４９】
（比較例１９〜３２）
表４に示す鋼組成（鋼種Ｎｏ．２２〜３５）の鋼材を溶製、鋳造した。これらの鋼材を、表５に示す加熱温度Ｔで加熱処理した（加熱処理時間は全て２時間以上とした）。加熱処理された鋼材を、図２に示すスケジュールＡの圧延パススケジュールで圧延した。具体的には、再結晶温度域で表５に示す温度Ｔ１、圧下率で粗圧延し圧延板とした。その後、急冷し、これらの圧延板を未再結晶温度域で表５に示す温度Ｔ２、圧下率で仕上圧延し、表５に示す平均冷却速度で冷却して厚肉鋼板を作製した。
【００５０】
次に、作製された厚肉鋼板（比較例１９〜３２）について、実施例と同様にして、ベイナイト面積率（表５ではＢ面積率）、円相当直径０．５μｍ以下のＴｉＮ個数密度（表５ではＴｉＮ個数密度）、隣接組織との結晶方位差が１５度以上となるところを境界線として当該境界線に囲まれる領域の円相当直径（表５では円相当直径）、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を測定した。その結果を表５に示す。
【００５１】
【表１】
2010031309.tif 000002
【００５２】
【表２】
2010031309.tif 000003
【００５３】
【表３】
2010031309.tif 000004
【００５４】
【表４】
2010031309.tif 000005
【００５５】
【表５】
2010031309.tif 000006
【００５６】
表１、表２の結果から、実施例１〜２１の厚肉鋼板は、破面遷移温度が−４０℃より低く、低温靭性が優れていた。これに対して、表１、表３の結果から、比較例１〜１８の厚肉鋼板は、部分再結晶温度域で圧延を行ったために、隣接組織との結晶方位差が１５度以上となるところを境界線として当該境界線に囲まれる領域の円相当直径が本発明の請求範囲を外れた。その結果、破面遷移温度が−４０℃より高く、低温靭性が劣っていた。なお、比較例１４の厚肉鋼板は、仕上圧延工程での平均冷却速度も本発明の請求範囲を外れていた。また、表４、表５の結果から、比較例１９〜３２の厚肉鋼板は部分再結晶温度域で圧延を行わなかったが、比較例１９〜２９、３１、３２は鋼組成が本発明の請求範囲を外れ、比較例３０は加熱処理工程の加熱温度が本発明の請求範囲を外れていたために、ＴｉＮ個数密度、および、隣接組織との結晶方位差が１５度以上となるところを境界線として当該境界線に囲まれる領域の円相当直径が本発明の請求範囲を外れた。その結果、破面遷移温度が−４０℃より高く、低温靭性が劣っていた。
【図面の簡単な説明】
【００５７】
【図１】本発明に係る厚肉鋼板の製造方法を示す工程フローです。
【図２】圧延パススケジュールを示す模式図である。
【図３】鋼板のミクロ組織の模式図である。
【符号の説明】
【００５８】
Ｓ１    加熱処理工程
Ｓ２    粗圧延工程
Ｓ３    仕上圧延工程
Ａ、Ｂ、Ｃ  ベイナイトパケット
【図１】
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【図２】
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【図３】
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