(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０２〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５％、
Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ｐ  ：０．０２０％以下、
Ｓ  ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０．００３〜０．０５０％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％、
Ａｌ：０．００２〜０．１０％、
Ｎ  ：０．００１０〜０．００８０％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、結晶方位差が１５゜以上の境界を粒界とする有効結晶粒の平均円相当径が、表面から板厚の１／１０の位置では２５μｍ以下、板厚中心部では３５μｍ以下であり、更に圧延面、圧延方向に対する集合組織強度比I{ｈｋｌ}<ｕｖｗ>が、表面から板厚の１／１０の位置では、
Ｉ{００１}<１１０>＋Ｉ{１１２}<１１０>＋Ｉ{３３２}<１１３>≧５、
Ｉ{１１０}<００１>＋Ｉ{１１０}<１１０>＋Ｉ{００１}<０１０>≦３
を満足し、かつ板厚中心部では、
Ｉ{００１}<１１０>＋Ｉ{１１２}<１１０>＋Ｉ{３３２}<１１３>≧３．５
を満足することを特徴とする脆性き裂伝播停止特性に優れた厚手高強度鋼板。
【請求項２】
質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜１．５％、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜２．０％、
Ｖ  ：０．００５〜０．１０％、
Ｂ  ：０．０００２〜０．００３０％
の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に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた厚手高強度鋼板。
【請求項３】
質量％で、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％
の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又は２に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた厚手高強度鋼板。
【請求項４】
請求項１〜３の何れかに記載の組成を有する鋼片を用いて、９５０〜１１５０℃に加熱し、９００℃以上の温度で累積圧下率３０％以上の粗圧延を行った後、鋼板の表裏面が３００℃以上Ａｒ３−１００℃以下となるまで５〜３０℃／ｓの冷却速度で冷却した後、鋼板の表裏面がＡｒ３−５０℃以上Ａｒ３＋５０℃以下、板厚中心部がＡｒ３＋８０℃以上９００℃以下となる温度にて、各パス圧下率１０％以下、累積圧下率４０％以上の仕上圧延を行い、引き続き板厚平均で８℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃以下の温度まで加速冷却を行うことを特徴とする脆性き裂伝播停止特性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
【請求項５】
加速冷却終了後、３００〜６５０℃の温度で焼戻し処理することを特徴とする請求項４に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、造船、建築、橋梁、タンク、海洋構造物等の溶接構造物に好適な、脆性き裂伝播停止特性（以下、アレスト性ともいう。）に優れた板厚５０ｍｍ以上の厚手高強度鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年の鋼構造物の大型化にともない、使用される鋼材の厚手化及び高強度化、更には、安全性確保の観点から、脆性き裂伝播停止特性への要求が厳しくなってきている。しかし、降伏強度が３５５〜４６０ＭＰａ級の高強度鋼板では、板厚が５０ｍｍ以上になると、アレスト性を確保することが極めて困難になる。したがって、大型の溶接構造物への適用が可能な、アレスト性に優れた厚手高強度鋼板が要求されている。
【０００３】
アレスト性を向上させる手段としては、従来から結晶粒微細化がよく知られているが、近年では集合組織制御の観点からも検討が行われている。すなわち、脆性き裂は鋼のへき開面を伝播することから、鋼板のへき開面が、き裂伝播方向と一致しないように集合組織を制御し、鋼材のアレスト性を向上させる方法できる。具体的には、板厚中心部の温度と圧延条件を制御して、圧延面に平行な集合組織において、（１００）面の集積度を高めた鋼板が提案されている（例えば、特許文献１、２参照）。これらは、冷却時のフェライト変態開始温度であるＡｒ3の近傍の特定の温度範囲での圧下率を高めて製造される。
【０００４】
また、鋼板の表面から発生した脆性き裂の伝播を停止させるため、Ａｒ3以下の温度、すなわちオーステナイトとフェライトが共存する二相域で熱間圧延する技術が提案されている（例えば、特許文献３参照）。更に、鋼板の表面温度をＡｒ3以下に冷却して複熱過程で熱間圧延を行う方法が提案されている（例えば、特許文献４参照）。これは、鋼板の表層の組織の微細化及び集合組織の制御により、アレスト性を向上させるものである。
【０００５】
また、鋼板の表面温度をオーステナイト低温域から二相域、板厚中心部の温度をオーステナイト域として熱間圧延し、板厚方向に集合組織が異なるような分布とする技術が提案されている（例えば、特許文献５参照）。これは、表層部に発生した脆性き裂を分岐させて、アレスト性を高めるものである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００９−２２１５８５号公報
【特許文献２】特開２００９−２３５４５８号公報
【特許文献３】特開２００８−１５６７５０号公報
【特許文献４】特開２００２−０２０８３５号公報
【特許文献５】特開２００８−１６９４６７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかし、特許文献４によって提案されている方法は、表層部の集合組織及び組織に着目しているが、板厚内部の組織及び集合組織を制御するものではない。しかし、アレスト性は、鋼板の全厚の特性であるため、板厚内部の組織及び集合組織が不適切であると、アレスト性が向上しない場合がある。また、特許文献５によって提案されている方法は、板厚方向の集合組織の分布を大幅に変化させるものではなく、アレスト性の向上には限界があると考えられる。
【０００８】
更に、特許文献１〜５の方法に共通する問題であるが、特定の面のＸ線面強度比を有する鋼板であってもアレスト性が十分でない場合がある。例えば、圧延面と平行な（１００）面強度比を規定しても、（００１）［０１０］と（００１）［１１０］とでは、アレスト性への寄与が異なる。すなわち、アレスト性を高めるには、三次元の集合組織を制御することが必要である。
【０００９】
また、アレスト性と同時に、需要家の短納期化に対する要望も年々大きくなり、鋼板製造工程における生産性向上が強く望まれている。しかし、特許文献４によって提案されている方法のように、表層部のフェライトを再結晶させるには、Ａｃ1以上の温度域での圧下率を十分確保する必要があり、生産性が著しく低下してしまう。特許文献５によって提案された方法は、通常の制御圧延技術の延長線上にあり、生産性の向上は期待できない。
【００１０】
本発明は、このような実状に鑑みてなされたものであり、板厚が５０ｍｍ以上の厚手材で、降伏強度が３５５〜４６０ＭＰａ級でも、Ｋｃａ＝６０００Ｎ／ｍｍ1.5となる温度ＴKca=6000が−１０℃以下となる、大型構造物に適用可能な、脆性き裂伝播停止特性に優れた鋼板（以下、高アレスト鋼板ともいう。）、及び、高アレスト鋼板を安定的かつ効率的に製造する技術を提供するものである。なお、以下では、Ｋｃａ＝６０００Ｎ／ｍｍ1.5となる温度ＴKca=6000を、アレスト性指標と記すことがある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明は、従来、空冷していた粗圧延後に加速冷却を行うことによって、生産性を著しく高め、かつ、鋼板の表裏面及び板厚中心部の三次元の集合組織を制御した、脆性き裂伝播停止特性に優れた厚手高強度鋼板及びその製造方法である。本発明の要旨は以下のとおりである。
【００１２】
（１）  質量％で、
Ｃ  ：０．０２〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５％、
Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ｐ  ：０．０２０％以下、
Ｓ  ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０．００３〜０．０５０％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％、
Ａｌ：０．００２〜０．１０％、
Ｎ  ：０．００１０〜０．００８０％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、結晶方位差が１５゜以上の境界を粒界とする有効結晶粒の平均円相当径が、表面から板厚の１／１０の位置では２５μｍ以下、板厚中心部では３５μｍ以下であり、更に圧延面、圧延方向に対する集合組織強度比I{hkl}<uvw>が、表面から板厚の１／１０の位置では、
Ｉ{001}<110>＋Ｉ{112}<110>＋Ｉ{332}<113>≧５、
Ｉ{110}<001>＋Ｉ{110}<110>＋Ｉ{001}<010>≦３
を満足し、かつ板厚中心部では、
Ｉ{001}<110>＋Ｉ{112}<110>＋Ｉ{332}<113>≧３．５
を満足することを特徴とする脆性き裂伝播停止特性に優れた厚手高強度鋼板。
【００１３】
（２）  質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜１．５％、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜２．０％、
Ｖ  ：０．００５〜０．１０％、
Ｂ  ：０．０００２〜０．００３０％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた厚手高強度鋼板。
【００１４】
（３）  質量％で、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた厚手高強度鋼板。
【００１５】
（４）  上記（１）〜（３）の何れかに記載の組成を有する鋼片を用いて、９５０〜１１５０℃に加熱し、９００℃以上の温度で累積圧下率３０％以上の粗圧延を行った後、鋼板の表裏面が３００℃以上Ａｒ3−１００℃以下となるまで５〜３０℃／ｓの冷却速度で冷却した後、鋼板の表裏面がＡｒ3−５０℃以上Ａｒ3＋５０℃以下、板厚中心部がＡｒ3＋８０℃以上９００℃以下となる温度にて、各パス圧下率１０％以下、累積圧下率４０％以上の仕上圧延を行い、引き続き板厚平均で８℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃以下の温度まで加速冷却を行うことを特徴とする脆性き裂伝播停止特性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
【００１６】
（５）  加速冷却終了後、３００〜６５０℃の温度で焼戻し処理することを特徴とする上記（４）に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によって、板厚が５０ｍｍ以上の厚手材で、降伏強度が３５５〜４６０ＭＰａ級でも、アレスト性指標ＴKca=6000が−１０℃以下となる、大型構造物に適用可能な高アレスト鋼板を、効率的な製造方法により提供することが可能になり、厚手かつ高強度の高アレスト鋼板を安価に提供することができるなど、産業上の効果は極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１】従来鋼の板厚方向集合組織分布を表わすＯＤＦの例を示す図である。
【図２】ＯＤＦ上に図示した結晶方位と材料軸との関係を示す図である。
【図３】本発明鋼の板厚方向集合組織分布を表わすＯＤＦの例を示す図である。
【図４】アレスト性に及ぼす｛００１｝<１１０>、｛１１２｝<１１０>、｛３３２｝<１１３>集合組織強度比の和の影響を示すグラフである。
【図５】アレスト性に及ぼす｛１１０｝<００１>、｛１１０｝<１１０>、｛００１｝<０１０>集合組織強度比の和の影響を示すグラフである。
【図６】アレスト性に及ぼすＥＢＳＰ粒径の影響を示すグラフである。
【図７】アレスト性に及ぼす仕上圧延の表層部温度の影響を示すグラフである。
【図８】アレスト性に及ぼす仕上圧延の中心部温度の影響を示すグラフである。
【図９】アレスト性に及ぼす仕上圧延の各パス圧下率の影響を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
一般に、鋼板のアレスト性は、温度勾配型ＥＳＳＯ試験や二重引張試験によって評価される。試験後の破面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて観察し、ティアリッジと呼ばれる延性破壊部で囲まれたへき開面の単位を「破面単位」と定義すると、この破面単位が細かいほどアレスト性が向上することが知られている。破面単位は、結晶方位差が１５゜以上の境界を粒界とする有効結晶粒と相関があり、アレスト性の向上にはミクロ組織の微細化が有効である。
【００２０】
そこで、本発明者らは、破面単位を効率的に微細化する手段について、種々の実験的検証を行った。まず、ミクロ組織を微細化するための有効な手段である、オーステナイト（γ）未再結晶温度域における制御圧延（Controlled Rolling；ＣＲ）と、これに続く加速冷却（Accelerated Cooling；ＡＣＣ）について検討した。具体的には、鋼片を種々の圧延条件及び加速冷却条件で熱間圧延し、降伏強度が３５５ＭＰａ級、板厚が５０ｍｍ以上の鋼板を製造して、温度勾配型ＥＳＳＯ試験によりアレスト性を評価し、更にミクロ組織の観察と破面単位の測定を行った。
【００２１】
その結果、圧延温度が低く、累積圧下率が大きいほど、更に、冷却速度が大きく、冷却停止温度が低いほど、破面単位が小さく、ミクロ組織が微細になり、鋼板のアレスト性が向上する傾向を確認した。ところが、この方法では厚手材の板厚全体にわたってミクロ組織、例えば、フェライト粒径を細かくすることは困難であるとともに、仕上圧延の開始まで長時間の温度待ちが生じるため生産性が著しく低下してしまう。
【００２２】
そこで、本発明者らは、生産性を向上させつつ、板厚方向の組織分布を制御してアレスト性を確保するべく、仕上圧延とその前後の水冷との組み合わせについて詳細な検討を行った。具体的には、表面をＡｒ3以下の適当な温度域に冷却した後、表面と内部がそれぞれ所定の温度域となるまで待ち、１パス当たりの圧下率を規制しつつ、累積圧下率を確保するように圧延する方法である。
【００２３】
種々のプロセスによって製造した鋼板を用いて、アレスト性に及ぼす鋼板の集合組織の影響を明確化するために、ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering Pattern：後方散乱電子回折）による解析を実施した。測定面は圧延方向（ＲＤ）に垂直な面（ＲＤ面とする）とし、測定位置は、表面からｔ／１０、ｔ／４、ｔ／２（ｔ：板厚）の位置とした。測定は１．５×１ｍｍの領域を１０μｍ間隔で行い、結晶方位分布関数（Crystallite Orientation Distribution Function；ＯＤＦ）を作成した上で、ランダム強度に対する特定の集合組織強度の比を読み取った。集合組織の解析には、（株）ＴＳＬソリューションズ製の解析装置を使用した。
【００２４】
図１に、Ｂｕｎｇｅの表示法によるφ2＝４５゜断面のＯＤＦの例を示す。供試鋼は従来の鋼材であり、通常のＣＲ−ＡＣＣにより製造したものである。結晶方位を圧延面（ＮＤ面）、圧延方向（ＲＤ方向）にそれぞれ平行な結晶面｛ｈｋｌ｝、結晶方向<ｕｖｗ>を用いて表現すると、ｔ／２部におけるＯＤＦは、｛００１｝<１１０>、｛１１２｝<１１０>、｛３３２｝<１１３>方位に集積が見られる。これは、圧縮歪を受けたγから変態した場合の典型的な集合組織である。
【００２５】
図２に、ＯＤＦ上に示される結晶方位と鋼材の結晶面との関係を模式的に示した。なお、脆性き裂の伝播方向は、圧延方向と直交する方向（ＴＤ）である。図２に示すように、従来の鋼板では、へき開面である｛１００｝面、すなわち、｛００１｝<０１０>、｛１１０｝<１１０>、｛１１０｝<００１>が、き裂伝播方向（ＴＤ）に配置している。そのため、従来の鋼板では、脆性き裂が伝播方向に直進しやすく、アレスト性に劣ると考えられる。
【００２６】
図１に示したＯＤＦのうち、ｔ／２部のＯＤＦでは、｛００１｝<０１０>、｛１１０｝<１１０>、｛１１０｝<００１>には集積が見られず、き裂は直進しにくいと考えられる。一方、図１のｔ／４部のＯＤＦは、ランダムに近いものの、若干、｛００１｝<０１０>や｛１１０｝<００１>に集積がみられ、ｔ／２部に比べると、き裂が伝播しやすいものと推測される。なお、ｔ／４のＯＤＦは、せん断歪を受けたγから変態した集合組織と似ている。また、図１のｔ／１０部のＯＤＦは、ｔ／４部のものと近い。
【００２７】
これに対して、図３にアレスト性に優れる鋼板の各板厚位置におけるＯＤＦを示す。図３のＯＤＦのうち、ｔ／２部とｔ／４部のＯＤＦは、それぞれ、図１に示した従来鋼のものとほぼ同じである。しかし、図３のｔ／１０部のＯＤＦは、図１のｔ／１０部のＯＤＦとは大きく異なっており、ｔ／２部のＯＤＦと似ていることを確認した。これは、表層部でもｔ／２部のようにき裂が直進しにくくなることを示唆しており、アレスト性向上の原因と考えられる。
【００２８】
図３に示したＯＤＦは、表層域が軽度の二相域圧延組織、内部が低温ＣＲ組織であり、表面をＡｒ3以下、内部をＡｒ3以上とし、温度差をつけた状態で熱間圧延した鋼板の集合組織である。また、内部をＡｒ3以上の未再結晶温度で熱間圧延することにより、中心部のＣＲ効果が高まり、細粒化が促進される。一方、表層部では、特異な集合組織が発達して、き裂伝播抵抗を高めることができる。
【００２９】
次に、アレスト性と集合組織との関係について、詳細に検討を行った。なお、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞方位のランダム強度に対する比をＩ{hkl}<uvw>と表記する。図４は、板厚中心部（ｔ／２）と表層部（ｔ／１０）のＩ{001}<110>、Ｉ{112}<110>、Ｉ{332}<113>の和と、本発明のアレスト性指標である、Ｋｃａ＝６０００Ｎ／ｍｍ1.5となる温度ＴKca=6000との関係を示したものである。図５は、表層部（ｔ／１０）のＩ{110}<001>、Ｉ{110}<110>、Ｉ{001}<010>の和と、本発明のアレスト性指標である、Ｋｃａ＝６０００Ｎ／ｍｍ1.5となる温度ＴKca=6000との関係を示したものである。
【００３０】
図４及び図５に示したように、アレスト性を確保するためには、以下の条件が必要であることがわかった。
（ａ）ｔ／１０部においてＩ{001}<110>、Ｉ{112}<110>、Ｉ{332}<113>の和（ΣＩａ）が５以上
（ｂ）ｔ／１０部においてＩ{110}<001>、Ｉ{110}<110>、Ｉ{001}<010>の和（ΣＩｐ）が３以下
（ｃ）ｔ／２部においてＩ{001}<110>、Ｉ{112}<110>、Ｉ{332}<113>の和（ΣＩａ）が３．５以上
なお、ｔ／４部の集合組織については、製造プロセスによって大きく変化しない。また、本発明における集合組織の測定にはＥＢＳＰを用いたが、Ｘ線回折やＥＣＰ（電子チャンネリングパターン）等他の方法で測定しても差し支えない。
【００３１】
更に、本発明者らは、鋼板のミクロ組織についても、ＥＢＳＰを用いて調査した。ＥＢＳＰ測定は、４００×３００μｍの領域を１μｍ間隔で行い、結晶方位差が１５゜以上の界面を粒界と定義したときの結晶粒（有効結晶粒）の円相当径を算出した。なお、有効結晶粒の円相当径を有効結晶粒径ということがある。各板厚位置における有効結晶粒径とアレスト性指標との関係を詳細に解析した結果を図６に示す。図６に示したように、アレスト性を確保するためには、有効結晶粒径を、ｔ／１０部で２５μｍ以下、ｔ／２部で３５μｍ以下とすることが必要である。
【００３２】
アレスト性に優れたミクロ組織、集合組織を有する鋼板を得るためには、仕上圧延として、表層を二相域、板厚中心をγ未再結晶域とする制御圧延（ＣＲ）を行うことが必要である。したがって、本発明の鋼板の製造方法では、最も重要な工程は、仕上圧延前の水冷と仕上圧延である。本発明者らは、良好なアレスト特性を得るための水冷、仕上圧延条件を検討し、以下の知見を得た。なお、水冷は鋼板の表裏面から行うが、以下では、単に表面ということがある。
【００３３】
まず、仕上圧延前の水冷は、表裏面が３００℃以上Ａｒ3−１００℃以下となるまで、５〜３０℃／ｓの冷却速度で行う必要がある。これは、３００℃未満まで水冷すると、その後の複熱によって温度が上昇せず、表層部の圧延温度が低下し、アレスト性を確保することができないためである。一方、仕上圧延前の水冷直後、表面の温度がＡｒ3−１００℃を超えていると、中心部の温度が低下するまでに時間が掛かり、表層部のフェライトが粗大化したり、生産性が低下してしまう。また、表層部の冷却速度が５℃／ｓ未満であると、冷却時に粗大なフェライトが生成し、仕上圧延後の組織が不均一な加工フェライトとなり、靭性が低下してしまう。一方、冷却速度が３０℃／ｓ超となると、均一に冷却することが困難となり、最終的な組織、材質にばらつきが生じる可能性がある。
【００３４】
仕上圧延前冷却の開始温度については特に規定する必要はない。生産性の観点からは、温度待ちをせず直ちに冷却を行うのが望ましいが、事前に計算しておいた条件に合わせるために温度待ちを行ってもよい。本発明の粗圧延条件では、温度待ちの間にオーステナイトが顕著に粒成長して材質に悪影響を及ぼす恐れはほとんどない。
【００３５】
水冷後の仕上圧延は、表面の温度がＡｒ3−５０℃以上Ａｒ3＋５０℃以下で行う必要がある。図７に示すように、仕上圧延の表面温度がＡｒ3−５０℃未満であると、表層部に過度の二相域圧延が施され、表層部の加工フェライトが増加し、靭性とアレスト性が低下する。一方、仕上圧延の表面温度がＡｒ3＋５０℃を超えると仕上圧延前の冷却によって生成した表層部のフェライトが粗大化し、アレスト性が低下する可能性がある。
【００３６】
また、水冷後の仕上圧延は、板厚中心部の温度がＡｒ3＋８０℃以上９００℃以下で行う必要がある。図８に示すように、板厚中心部の温度が９００℃超であると、組織が十分に微細化せず、アレスト性が低下する。また、板厚中心部の温度が高いと、アレスト性に有利な集合組織が発達しないことがある。一方、中心部温度をＡｒ3＋８０℃未満にするには、温度の低下に時間が掛かり、表層のフェライトが粗大化したり、生産性が低下することがある。
【００３７】
仕上圧延の１パス当たりの圧下率は、１０％以下に抑える必要がある。図９に示すように、１０％を超えると加工発熱により板厚中心部の組織が粗大化するとともに、表層部の集合組織にも影響を及ぼし、アレスト特性が低下する場合がある。下限は特に規制する必要はないが、パス数が多くなりすぎると圧延効率が低下するため、通常は３％程度とすることが多い。仕上圧延の累積圧下率は４０％以上を確保する必要がある。４０％未満であるとＣＲの効果が不十分となり、微細組織が得られず、アレスト特性が低下する。また、仕上圧延の累積圧下率が低いと、表層部及び板厚中心部で、アレスト性に有利な集合組織が発達しないことがある。累積圧下率は、鋼片及び製品の板厚、粗圧延における累積圧下率から、適宜決定すればよく、上限を規定しない。
【００３８】
本発明では、仕上圧延前の水冷の条件、仕上圧延の温度、圧下率を制御することによって、アレスト性の確保が可能になり、かつ、仕上圧延の温度待ち時間が従来の１／３程度以下に短縮されるために、生産性が大幅に向上する。
【００３９】
続いて本発明におけるその他の製造条件の限定理由について説明する。
【００４０】
本発明では鋼片の加熱温度を９５０〜１１５０℃とした。再加熱温度が９５０℃未満では合金元素の溶体化が不十分で材質不均一の原因となる。一方、再加熱温度が、１１５０℃を超えると加熱γ粒径が粗大化してしまい最終的な組織の微細化が困難になるおそれがある。
【００４１】
再加熱後、９００℃以上の温度で行う圧延を粗圧延といい、３０％以上の累積圧下率で行う。９００℃以上での累積圧下率が３０％未満であると、オーステナイト（γ）の再結晶が十分進行せず混粒組織となり、材質が不均一になることがある。粗圧延の開始温度及び累積圧下率の上限は特に規定しない。粗圧延は、加熱炉から鋼片を抽出した後、直ちに開始してもよい。また、粗圧延の累積圧下率は、３０％未満にならないように、鋼片の板厚と製品の板厚、仕上圧延の圧下率に応じて適宜決定すればよい。
【００４２】
仕上圧延後、板厚平均で８℃／ｓ以上の冷却速度で、５００℃以下の温度まで加速冷却を行う。冷却速度が８℃／ｓ未満、あるいは冷却停止温度が５００℃よりも高いと、強度が不足するだけでなく、組織の微細化が不十分となり、アレスト性が低下してしまう。加速冷却の冷却速度の上限は特に規定しないが、本発明は、板厚が５０ｍｍ以上の厚手材を対象とするため、３０℃／ｓを超えることは難しい。加速冷却の停止温度の下限も特に限定せず、室温まで冷却してもよい。ただし、本発明は、板厚が５０ｍｍ以上の厚手材を対象とするため、１００℃未満まで加速冷却するには時間が掛かるため、生産性を考慮すると、１００℃以上で加速冷却を停止することが好ましい。
【００４３】
加速冷却の開始温度については特に規定する必要はないが、ＣＲの効果を最大限享受するためにはできる限り速やかに冷却を開始することが望ましい。
【００４４】
加速冷却後は、強度及び靭性を調整するために、焼戻し処理を行ってもよい。延性や靭性を高めるには、焼戻し処理を３００℃以上で行うことが好ましい。一方、セメンタイトや結晶粒が粗大化を抑制して、アレスト性を確保するには、焼戻し温度の上限を６５０℃以下にすることが好ましい。
【００４５】
次に、本発明の成分限定理由について説明する。
【００４６】
Ｃは、安価に強度を高めるのに不可欠な元素であるため０．０２％以上添加する。一方、Ｃ量が増えると大入熱ＨＡＺ靭性確保が困難となるため０．１８％を上限とする。なお、Ｃ量は０．０３％以上、０．１３％以下が好ましい。
【００４７】
Ｓｉは、安価な脱酸元素であり、マトリクスを固溶強化するため０．０３％以上添加する。一方、Ｓｉ量が０．５％を超えると溶接性とＨＡＺ靭性を劣化させるため上限を０．５％とする。Ｓｉ量は、０．１％以上、０．３％以下が好ましい。
【００４８】
Ｍｎは、母材の強度及び靭性を向上させる元素として有効であるため０．３％以上添加する。一方、Ｍｎを過剰に添加すると、ＨＡＺ靭性、溶接割れ性を劣化させるため２．０％を上限とする。Ｍｎ量は、０．７％以上、１．７％以下が好ましく、更に好ましくは、０．９％以上、１．５％以下である。
【００４９】
Ｐ、Ｓは、不純物であり、靭性、アレスト性を確保するため、Ｐは０．０２％、Ｓは０．０１％を上限とする。Ｐ及びＳの含有量は少ないほど望ましい。
【００５０】
Ｎｂ及びＴｉは、微量の添加により組織微細化、変態強化、析出強化に寄与し、母材強度確保に有効な元素であるため、それぞれ、０．００３％以上添加する。一方、Ｔｉ及びＮｂを過剰に添加するとＨＡＺを硬化させ著しく靭性を劣化させるため、それぞれ、０．０５０％を上限とする。Ｎｂ及びＴｉの添加量の上限は、０．０３％以下が好ましく、更に好ましくは、０．０２％以下である。
【００５１】
Ａｌは、重要な脱酸元素であるため０．００２％以上添加する。一方、Ａｌを過剰に添加すると鋼片の表面品位を損ない、靭性に有害な介在物を形成するため０．１０％を上限とする。Ａｌ量の好ましい上限は、０．０５％以下であり、更に好ましくは、０．０３％以下である。
【００５２】
Ｎは、Ｔｉと共に窒化物を形成しＨＡＺ靭性を向上させるため、含有量の下限を０．００１０％以上とする。一方、Ｎの含有量が過剰であると、固溶Ｎによる脆化が生じたり、粗大な窒化物を生成して靭性が低下するため、上限を０．００８０％以下とする。Ｎ量の好ましい上限は、０．００５０％以下であり、更に好ましくは、０．０００４％以下である。
【００５３】
更に、選択成分として、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｖ、Ｂの群およびＭｇ、Ｃａ、ＲＥＭの群の内の１種又は２種以上を添加してもよい。
【００５４】
Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは、何れも焼入れ性を向上させ、高強度化に有効であるため、０．０５％以上を添加することが好ましい。一方、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏを過剰に添加すると、ＨＡＺ靭性が低下することがあるため、Ｃｕは１．５％以下、Ｃｒ及びＭｏはそれぞれ１．０％以下を上限とすることが好ましい。より好ましいＣｕ、Ｃｒ、Ｍｏの上限は、それぞれ、０．５％以下、０．８％以下、０．６％以下である。
【００５５】
Ｎｉは、強度確保とアレスト性、ＨＡＺ靭性向上に有効であるため０．０５％以上を添加することが好ましい。しかし、２．０％を超えてＮｉを添加しても効果が飽和し、過度に添加するとコストが上昇するため、上限を２．０％以下することが好ましい。
【００５６】
Ｖは、析出強化により強度上昇に寄与するため０．００５％以上を添加することが好ましい。一方、０．１０％超のＶを添加すると、ＨＡＺ靭性を損なうことがあるため、０．１０％以下を上限とすることが好ましい。より好ましいＶ量の上限は、０．０５％以下である。
【００５７】
Ｂは、焼入れ性を向上させる元素であり、適量添加により鋼の強度を高めるのに有効である。鋼の焼入れ性を高めて強度を確保するには、０．０００２％以上を添加することが好ましい。一方、Ｂを過度に添加すると、溶接性を損ねることがあるため、Ｂ量の上限は０．００３０％以下が好ましい。
【００５８】
Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭは、いずれも微細な酸化物や硫化物を形成しＨＡＺ靭性向上に寄与する元素であり、Ｍｇは０．０００３％以上、Ｃａは０．０００５％以上、ＲＥＭは０．０００５％以上の１種または２種以上を添加することが好ましい。一方、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭを過度に添加すると、介在物が粗大化し、靭性を損なうことがあるため、Ｍｇは０．００５０％以下、Ｃａは０．００３０％以下、ＲＥＭは０．０１０％以下を、それぞれの上限とすることが好ましい。より好ましいＭｇ、Ｃａ、ＲＥＭの上限は、それぞれ、である。０．００３０％以下、０．００２０％以下、０．００５０％以下である。なお、ＲＥＭとはＬａ，Ｃｅ等の希土類元素のことである。
【実施例】
【００５９】
表１の化学成分を有する鋼片を用いて、表２、３の製造条件により板厚５０〜８０ｍｍの鋼板を試作した。なお、表３の中心温度は圧延温度モデルによる計算値である。鋼板の表面から板厚の１／１０の位置及び板厚中心部から試料を採取し、ＥＢＳＰによって、集合組織及び有効結晶粒径を求めた。
【００６０】
降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）は、板厚中心部から圧延方向と直角の方向に採取したＪＩＳ  Ｚ  ２２０１の４号引張試験片を用いて評価した。引張試験は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して行った。アレスト性についてはＷＥＳ  ３００３（低温用圧延鋼板判定基準）に記載されている方法をもとに温度勾配型ＥＳＳＯ試験を行い、Ｋｃａ＝６０００Ｎ／ｍｍ1.5を示す温度にて評価した。生産性は、鋼片重量を粗圧延開始から仕上圧延終了までの時間で割ることにより算出した。表４に母材強度、アレスト性、生産性を示す。
【００６１】
【表１】
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【００６２】
【表２】
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【００６３】
【表３】
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【００６４】
【表４】
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【００６５】
本発明例のＮｏ．１〜１５は化学成分が所定の範囲内にあり、かつ所定の条件で製造したため、何れもＹＰ：３５５〜４６０ＭＰａ級鋼として十分な強度を有しており、アレスト性指標ＴKca=6000も−１０℃以下と良好で、生産性も１８０ｔｏｎ／ｈ以上で高かった。
【００６６】
一方、比較例のＮｏ．１６〜３０は化学成分、製造条件の何れかが本発明の範囲を逸脱していたために、所定の結晶粒径、集合組織強度を満たさず、アレスト性が低下、あるいは生産性が低下している。Ｎｏ．１８は粗圧延後の冷却を実施しない通常の製造方法であり、所定の集合組織が発達しないためにアレスト性が低く、生産性も極端に低下した。
【００６７】
Ｎｏ．２５は鋼片の再加熱温度が高く、Ｎｏ．２４は粗圧延の累積圧下率が小さく、仕上圧延の表面温度が高い例であり、有効結晶粒径が微細にならず、集合組織も発達せず、アレスト性が低下している。Ｎｏ．１６は粗圧延後の冷却過程で、表面の温度が低下しすぎた例であり、仕上圧延時の表面の温度が十分上がらず、表層部に不利な集合組織が発達し、アレスト性が低下している。Ｎｏ．１７は粗圧延後の冷却速度が小さい例であり、表層部に粗大なαが生成するとともに、有利な集合組織が発達せず、アレスト性が低下している。
【００６８】
Ｎｏ．２３は板厚中心部の仕上圧延温度が高かったために、有効結晶粒が微細化されず、アレスト性に有利な集合組織が発達しなかった例であり、アレスト性が低下している。Ｎｏ．２０は仕上圧延の累積圧下率が小さい例であり、表層部と板厚中心部でアレスト性に有利な集合組織が発達せず、有効結晶粒が微細化されず、アレスト性が低下している。Ｎｏ．２８は仕上圧延の温度が、表面では低く、板厚中心部では高い例であり、中心部の結晶粒が微細化されず、表層部と板厚中心部でアレスト性に有利な集合組織が発達せず、アレスト性が低下している。
【００６９】
Ｎｏ．２７は、表面の温度が低下した例であり、表層部に加工フェライトが生成し、アレスト性に有利な集合組織が発達せず、アレスト性が低下しており、また、仕上圧延前の待ち時間が長いため、生産性も低下している。Ｎｏ．２２は仕上圧延の各パス圧下率が大きかったために、加工発熱により板厚中心部の結晶粒径が大きくなり、表層部ではアレスト性に有利な集合組織が発達せず、アレスト性が低下している。
【００７０】
Ｎｏ．２１は圧延終了後の加速冷却の冷却速度が小さく、Ｎｏ．２６は冷却停止温度が高い例であり、有効結晶粒の微細化が不十分になり、アレスト性が低下している。Ｎｏ．１９は熱処理温度が高く、セメンタイト及び組織が粗大化し、アレスト性が低下した例である。Ｎｏ．２９はＣ含有量が多く、強度が過大となった例であり、アレスト性が低下している。Ｎｏ．３０はＮｂ量が多い例であり、加熱時に残存した粗大な未固溶Ｎｂが脆性破壊の起点となり、アレスト性が低下している。
【図２】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１】
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【図３】
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