(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.05〜0.18％、
Si：0.10〜0.60％、
Mn：0.80〜1.80％、
Ｐ：0.030 ％以下、
Ｓ：0.015 ％以下、
Al：0.005 〜0.050 ％、
Ｖ：0.04〜0.15％、
Ｎ：0.0050〜0.0150％
を含み、かつ、Ｖ／Ｎ：4.0 〜12.0を満足し、下記（１）式で定義されるCeq を0.34〜0.48％とした、残部Feおよび不可避的不純物からなる素材を、1050〜1350℃に加熱し、下記（２）式で定義されるTps 温度（℃）以下830 ℃以上の温度範囲における累積圧下率を30％以上、熱間圧延終了温度を下記（３）式で定義されるAr3 点（℃）以上900 ℃以下とする熱間圧延を施したのち、室温まで空冷することを特徴とする靱性に優れた高張力鋼材の製造方法。
記
Ceq ＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14       ………（１）
Tps ＝｛Ｖ（Ｎ−0.292Ti ）×105 ＋397 ｝／0.480         ………（２）
Ar3 ＝910 −273 Ｃ＋25Si−74Mn−56Ni−16Cr−9Mo −5Cu −1620Nb…（３）
【請求項２】
前記熱間圧延の途中で、１回または２回以上、空冷以上の冷却速度で加速冷却を施すことを特徴とする請求項１記載の高張力鋼材の製造方法。
【請求項３】
前記室温まで空冷するに代えて、空冷以上30℃/sec以下の冷却速度で（Ａr3−60℃）以下600 ℃以上の温度まで冷却することを特徴とする請求項１または２記載の高張力鋼材の製造方法。
【請求項４】
前記素材が、質量％で、
Ｃ：0.05〜0.18％、
Si：0.10〜0.60％、
Mn：0.80〜1.80％、
Ｐ：0.030 ％以下、
Ｓ：0.015 ％以下、
Al：0.005 〜0.050 ％、
Ｖ：0.04〜0.15％、
Ｎ：0.0050〜0.0150％
を含み、さらに、
Nb：0.003 〜0.030 ％、
Ti：0.005 〜0.030 ％
のうちから選ばれた１種または２種を含有し、かつ、（Ｖ＋Ti) ／Ｎ：4.0 〜12.0を満足し、前記Ceq を0.34〜0.48％とした、残部Feおよび不可避的不純物からなる素材であることを特徴とする請求項１、２または３記載の靱性に優れた高張力鋼材の製造方法。
【請求項５】
前記素材が、質量％で、
Ｃ：0.05〜0.18％、
Si：0.10〜0.60％、
Mn：0.80〜1.80％、
Ｐ：0.030 ％以下、
Ｓ：0.015 ％以下、
Al：0.005 〜0.050 ％、
Ｖ：0.04〜0.15％、
Ｎ：0.0050〜0.0150％
を含み、
Cu：0.05〜0.50％、
Ni：0.05〜0.50％、
Cr：0.05〜0.50％、
Mo：0.02〜0.20％、
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、かつ、Ｖ／Ｎ：4.0 〜12.0を満足し、前記Ceq を0.34〜0.48％とした、残部Feおよび不可避的不純物からなる素材であることを特徴とする請求項１、２または３記載の高張力鋼材の製造方法。
【請求項６】
前記素材が、質量％で、
Ｃ：0.05〜0.18％、
Si：0.10〜0.60％、
Mn：0.80〜1.80％、
Ｐ：0.030 ％以下、
Ｓ：0.015 ％以下、
Al：0.005 〜0.050 ％、
Ｖ：0.04〜0.15％、
Ｎ：0.0050〜0.0150％
を含み、
Cu：0.05〜0.50％、
Ni：0.05〜0.50％、
Cr：0.05〜0.50％、
Mo：0.02〜0.20％
のうちから選ばれた１種または２種以上、および
Nb：0.003 〜0.030 ％、
Ti：0.005 〜0.03％
のうちから選ばれた１種または２種を含有し、かつ、（Ｖ＋Ti) ／Ｎ：4.0 〜12.0を満足し、前記Ceq を0.34〜0.48％とした、残部Feおよび不可避的不純物からなる素材であることを特徴とする請求項１、２または３記載の高張力鋼材の製造方法。
【請求項７】
前記素材が、さらに質量％で、Ｂ：0.0003〜0.0020％、REM ：0.0010〜0.010 ％、Ca：0.0010〜0.010 ％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１ないし６のいずれかに記載の高張力鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高張力鋼材の製造方法に関し、とくに靱性に優れた引張強さ490MPa以上の高張力鋼材に関する。
【０００２】
【従来の技術】
厚鋼板において強度、靱性をバランスよく確保する方法として、ＴＭＣＰ（Thermo Mechanical Control Process ）による厚鋼板の製造方法が知られている。例えば、特開平3-223419号公報には、Nbを含有する鋼素材を（Ar3 ＋150 ℃）以上の再結晶温度域で30％以上の圧下を施したのち、（Ar3 ＋150 ℃）〜Ar3 の温度域で50％以上の圧下を加える厚鋼板の製造方法が提案されている。この方法では、未再結晶域での強圧下により変形帯を導入し組織の微細化を図っている。また、特開平2-25968 号公報には、Ca、TiとNbまたはＶを含有する鋼片を900 〜1100℃に加熱し、900 ℃以下の圧下量が30％以上で、かつ圧延仕上温度が680 〜860 ℃の熱間圧延を施したのち、3 〜10℃/secの冷却速度で500 ℃以下まで冷却する厚肉高張力鋼の製造方法が提案されている。
【０００３】
しかしながら、上記したような未再結晶温度域での圧延の効果を十分に発揮させるためには、より低温で高圧下を加える必要があり、圧延機に多大な負荷が掛かるため多大のエネルギーを消費するうえ、厚鋼板の場合には温度調節の待ち時間が増大して圧延能率が低下するなどの問題が残されていた。また、極厚鋼板のように低温での高圧下が確保できない場合には、変形帯の導入が不十分となりフェライト核が減少し組織の微細化が達成できず、一方、薄肉鋼板の場合には、集合組織の形成による音響の異方性や、500 ℃以下といった低温まで冷却されるため残留応力・残留歪が大きくなるなどの問題があった。
【０００４】
一方、上記した方法とは異なり、ＶＮを利用して、組織を微細化して圧延のままの強度靱性を向上させた高強度鋼が、従来から知られている（例えば、鉄と鋼、Vol.77(1991)No.1、p171. ）。また、特開平5-186848号公報には、Ｖ、Ｎに加えTiを添加し、TiN-MnS-VNの複合析出物を分散させ、フェライト生成機能を有効に作用させHAZ 部靱性を向上させる技術が示されている。しかしながら、これらの技術では、とくに極厚鋼板の場合には、必ずしもVNの作用が効率良く発揮されてはおらず、圧延のままの母材特性は不十分であるという問題を残していた。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、上記した問題を有利に解決し、高価な元素を多量に添加することなく、また、低温での強圧下を施すことなく、引張強さ490MPa以上の強度を有し靱性に優れた高張力鋼材の製造方法を提案することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記課題を達成するために、鋭意検討した結果、つぎのような知見を得た。
▲１▼Ｖ、Ｎ量を制御して、VN析出物を適量、オーステナイト中に析出分散させることにより、これら析出物がフェライトの核として作用し、微細なフェライト＋パーライト組織が形成される。さらに、このVNによる組織の微細化作用は、Ceq を0.34〜0.48％の範囲に調整することにより強化される。
【０００７】
▲２▼VNは、フェライト変態後、フェライト中にも多量に微細析出するため、強度増加に大きく寄与する。また、VNは、比較的緩冷却でも多量に微細析出するため、鋼板断面内の強度・靱性のばらつきや、残留応力・残留歪の発生を抑制できる。
▲３▼素材のＶ、Ｎ量を制御することに加えて、かかる素材にＶ、Ｎ量に関係する特定温度範囲の圧下を累積圧下率で30％以上、熱間加工終了温度をAr3 点（℃）以下900 ℃以上とする熱間加工を施すことにより、フェライト析出核となりうる10nm以上の大きさのVNの析出が促進され、より一層の組織の微細化が図れる。
【０００８】
本発明は、上記した知見をもとに完成させたものである。
すなわち、本発明は、質量％で、Ｃ：0.05〜0.18％、Si：0.10〜0.60％、Mn：0.80〜1.80％、Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.015 ％以下、Al：0.005 〜0.050 ％、Ｖ：0.04〜0.15％、Ｎ：0.0050〜0.0150％を含み、かつ、  Ｖ／Ｎ：4.0 〜12.0を満足し、次（１）式
Ceq ＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14       ………（１）
で定義されるCeq を0.34〜0.48％とした、残部Feおよび不可避的不純物からなる素材を、1050〜1350℃に加熱し、次（２）式
Tps ＝｛Ｖ（Ｎ−0.292Ti ）×105 ＋397 ｝／0.480         ………（２）
で定義されるＴps温度（℃）以下830 ℃以上の温度範囲における累積圧下率を30％以上、熱間圧延終了温度を次（３）式
Ar3 ＝910 −273 Ｃ＋25Si−74Mn−56Ni−16Cr−9Mo −5Cu −1620Nb…（３）
で定義されるＡr3点（℃）以上900 ℃以下とする熱間圧延を施したのち、室温まで空冷することを特徴とする靱性に優れた高張力鋼材の製造方法である。
【０００９】
また、本発明では、前記熱間圧延の途中で、１回または２回以上、空冷以上の冷却速度で加速冷却を施してもよい。
また、本発明では、前記室温まで空冷するに代えて、空冷以上30℃/sec以下の冷却速度で（Ａr3−60℃）以下600 ℃以上の温度まで冷却してもよい。
また、本発明では、前記素材を、質量％で、Ｃ：0.05〜0.18％、Si：0.10〜0.60％、Mn：0.80〜1.80％、Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.015 ％以下、Al：0.005 〜0.050 ％、Ｖ：0.04〜0.15％、Ｎ：0.0050〜0.0150％を含み、さらに、Nb：0.003 〜0.030 ％、Ti：0.005 〜0.03％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、かつ、（Ｖ＋Ti) ／Ｎ：4.0 〜12.0を満足し、前記Ceq を0.34〜0.48％とした、残部Feおよび不可避的不純物からなる素材とするのが好適である。
【００１０】
また、本発明では、前記素材を、質量％で、Ｃ：0.05〜0.18％、Si：0.10〜0.60％、Mn：0.80〜1.80％、Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.015 ％以下、Al：0.005 〜0.050 ％、Ｖ：0.04〜0.15％、Ｎ：0.0050〜0.0150％を含み、Cu：0.05〜0.50％、Ni：0.05〜0.50％、Cr：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜0.20％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、かつ、Ｖ／Ｎ：4.0 〜12.0を満足し、前記Ceq を0.34〜0.48％とした、残部Feおよび不可避的不純物からなる素材としてもよい。
【００１１】
また、本発明では、前記素材を、質量％で、Ｃ：0.05〜0.18％、Si：0.10〜0.60％、Mn：0.80〜1.80％、Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.015 ％以下、Al：0.005 〜0.050 ％、Ｖ：0.04〜0.15％、Ｎ：0.0050〜0.0150％を含み、Cu：0.05〜0.50％、Ni：0.05〜0.50％、Cr：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜0.20％、のうちから選ばれた１種または２種以上、およびNb：0.003 〜0.030 ％、Ti：0.005 〜0.03％、のうちから選ばれた１種または２種を含有し、かつ、（Ｖ＋Ti) ／Ｎ：4.0 〜12.0を満足し、前記Ceq を0.34〜0.48％とした、残部Feおよび不可避的不純物からなる素材としてもよい。
【００１２】
また、本発明では、前記素材が上記素材組成に加えて、質量％で、Ｂ：0.0003〜0.0020％、REM ：0.0010〜0.010 ％、Ca：0.0010〜0.010 ％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有してもよい。
【００１３】
【発明の実施の形態】
本発明でいう鋼材とは厚鋼板、熱延鋼板、鋼管、形鋼、棒鋼を含む鋼材を意味する。
本発明において、好適な素材の化学組成について説明する。
Ｃ：0.05〜0.18％
Ｃは鋼の強度を増加させる元素であり、強度確保のために0.05％以上の添加が必要である。しかし、0.18％を超えて添加すると、母材靱性および耐溶接割れ性、溶接熱影響部（HAZ 部）靱性が劣化するため、Ｃは0.05〜0.18％の範囲に制限した。なお、好ましくは0.08〜0.16％の範囲である。
【００１４】
Si：0.10〜0.60％
Siは脱酸剤として作用し、さらに固溶強化により鋼の強度を増加させる元素である。この効果を得るためには、0.10％以上の添加を必要とするが、0.60％を超えると、HAZ 部靱性を著しく劣化させる。このため、Siは0.10〜0.60％の範囲とした。なお、好ましくは0.20〜0.45％である。
【００１５】
Mn：0.80〜1.80％
Mnは鋼の強度を増加させる元素であり、強度確保のために0.80％以上の添加が必要である。しかし、1.80％を超えると、組織がフェライト＋パーライトからベイナイト等の低温生成物を主体とする組織になり、母材靱性が劣化する。このため、Mnは0.80〜1.80％の範囲とした。なお、好ましくは1.00〜1.70％である。
【００１６】
Ｐ：0.030 ％以下
Ｐは粒界に偏析し、靱性を低下させる。このため、できるだけ低減するが、0.030 ％までは許容できる。なお、0.015 ％以下とするのが好ましい。
Ｓ：0.015 ％以下
Ｓは非金属介在物を形成し、延性・靱性を劣化させるため、0.015 ％以下に制限した。なお、好ましくは0.010 ％以下である。
【００１７】
Al：0.005 〜0.050 ％
Alは脱酸剤として作用するが、多量に添加すると非金属介在物が多くなり、清浄度が低下し、靱性が劣化する。また、AlはＮと結合しAlN を形成しやすく、ＶＮの安定析出を阻害する。このため、Alは0.005 〜0.050 ％の範囲とした。なお、好ましくは0.010 〜0.040 ％である。
【００１８】
Ｖ：0.04〜0.15％
Ｖは、本発明では重要な元素であり、Ｎと結合しVNを形成し、圧延後冷却中にオーステナイト中に析出する。このVNは、フェライト析出核として作用し、結晶粒を微細化し靱性を向上させる。また、フェライト変態後フェライト中にも微細析出し、冷却を強化することなく母材強度を高めることができ、また、鋼板板厚内の特性の均一性、残留応力・残留歪を軽減できる。これらの効果を得るためには、0.04％以上の添加を必要とするが、0.15％を超えて添加すると、母材靱性、溶接性が劣化する。このため、Ｖは0.04〜0.15％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.04〜0.12％である。
【００１９】
Ｎ：0.0050〜0.0150％
ＮはＶおよび／またはTiと結合し窒化物を形成し、加熱時のオーステナイト粒の成長を抑制するとともに、フェライト析出核として作用し、結晶粒を微細化し靱性を向上させる作用を有している。0.0050％未満では、必要とする窒化物量が不足する。一方、0.0150％を超えると、固溶Ｎ量が増加し、母材靱性、HAZ 部靱性を劣化させる。このため、Ｎは0.0050〜0.0150％の範囲に制限した。なお、好ましい範囲は0.0060〜0.0120％である。
【００２０】
（Ｖ＋Ti）／Ｎ：4.0 〜12.0
本発明では、Tiを添加しないときは（Ｖ＋Ti）／Ｎは、Ｖ／Ｎとして計算する。Ｖ、Ｎを上記した範囲とし、さらに、Ｖ／Ｎを4.0 〜12.0の範囲となるようにＶ、Ｎ量を調整する。Tiを添加する場合には、Ｖ／Ｎのかわりに（Ｖ＋Ti）／Ｎを用いて計算し、同じく、4.0 〜12.0の範囲となるようにＶ、Ti、Ｎ量を調整する。Ｖ／Ｎあるいは（Ｖ＋Ti）／Ｎが4.0 未満では、固溶Ｎ量が増加し、歪時効を生じさせ、さらにHAZ 部靱性を低下させる。また、Ｖ／Ｎあるいは（Ｖ＋Ti）／Ｎが12.0を超えると、ＶあるいはＶとTi、がＣと結合し母材靱性を低下させる。このため、Ｖ／Ｎあるいは（Ｖ＋Ti）／Ｎを4.0 〜12.0の範囲とした。なお、好ましくは、5.0 〜10.0である。
【００２１】
Ceq ：0.34〜0.48％
Ceq は次（１）式で定義される。
0003635803.tif 000002
Ceq は、化学組成を調整し、0.34〜0.48％の範囲に限定する、Ceq をこの範囲とすることにより、鋼の焼入性、変態点が調節され、VNの析出を促進し、高強度と良好な靱性、溶接性を確保できる。Ceq が、0.34％未満では母材およびHAZ 軟化部の強度確保が困難となり、0.48％を超えると溶接割れ感受性が高くなり、HAZ 部靱性が劣化する。
【００２２】
Nb：0.003 〜0.030 ％、Ti：0.005 〜0.03％のうちから選ばれた１種または２種
Nbは、Ａr3点を低下させ、VNのオーステナイト中への析出を促進させる作用を有するとともに、Nb化合物の析出と結晶粒の細粒化により強度、靱性をともに向上させる。この効果を得るためには、0.003 ％以上の添加を必要とするが、0.030 ％を超えるとHAZ 部靱性、溶接性を劣化させる。このため、Nbは0.003 〜0.030 ％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.005 〜0.025 ％である。
【００２３】
TiはＮと結合しTiN を形成し、加熱時のオーステナイト粒の成長を抑制するとともに、さらにオーステナイト中に残留あるいは析出し、VNのオーステナイト中への析出を促進させる作用を有する。この効果を得るためには、0.005 ％以上の添加が必要であるが、0.050 ％を超えると、鋼の清浄度を低下させるとともに、VNの析出を抑制し、母材の靱性を劣化させる。このため、Tiは0.005 〜0.050 ％の範囲とした。なお、好ましくは0.010 〜0.025 ％である。
【００２４】
Cu：0.05〜0.50％、Ni：0.05〜0.50％、Cr：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜0.20％のうちから選ばれた１種または２種以上
Cu、Ni、Cr、Moはいずれも焼入性を向上させ、強度を増加させる作用を有しており、１種または２種以上を添加できる。このような効果を得るためには、Cu、Ni、Cr、Moはそれぞれ0.05％、0.05％、0.05％、0.02％以上の添加が必要である。しかし、Cu、Niは0.50％を超えて添加しても効果が飽和し、経済的にも高価となる。このため、Cu、Niはいずれも0.05〜0.50％の範囲に限定した。Cr、Moは、それぞれ0.50％、0.20％を超えると溶接性、母材靱性が劣化する。このため、Crは0.05〜0.50％、Moは0.02〜0.20％の範囲に限定した。
【００２５】
Ｂ：0.0003〜0.0020％、REM ：0.0010〜0.010 ％、Ca：0.0010〜0.010 ％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ、REM 、Caはいずれもフェライト粒の微細化に寄与する作用を有しており、必要に応じ１種または２種以上を添加できる。
Ｂは粒界に偏析し、粗大な粒界フェライトの析出を抑制し、フェライト粒の微細化に寄与する。このような効果を得るためには、0.0003％以上の添加を必要とするが、0.0020％を超えて添加すると、靱性を低下させる。このため、Ｂは0.0003〜0.0020％の範囲に限定した。
【００２６】
REM 、Caは高温においても安定な酸化物を形成し微細に鋼中に分散して、オーステナイト粒の成長を抑制し、圧延後のフェライト粒を微細化する。また、HAZ 部の組織を微細化し、HAZ 部靱性を向上させる効果も有している。0.0010％未満ではその効果が少なく、一方、0.010 ％を超えて添加すると、酸化物量が増加し、しかも粗大化するため、清浄度が低下し靱性が劣化する。このため、REM 、Caは0.0010〜0.010 ％の範囲に限定した。
【００２７】
その他、残部Feおよび不可避的不純物である。上記に規定した元素以外の元素では、Ｏ：0.010 ％以下、Zr：0.02％以下、Mg：0.02％以下の含有が許容できる。
つぎに、製造方法の限定理由について説明する。
上記した組成の鋼の溶製は、転炉、電気炉等通常公知の溶製方法がいずれも適用でき、とくに限定する必要はない。溶製された溶鋼は、連続鋳造法あるいは造塊法により凝固され加工用素材とされる。
【００２８】
本発明の素材は、熱間圧延により、厚鋼板、熱延鋼板、鋼管、形鋼、棒鋼等に成形することができる。
熱間圧延の加熱温度は、1050〜1350℃とする。
加熱温度が1050℃未満では、Ｖ、Nb等の析出物が十分に固溶せず、これら析出強化元素の効果を十分に発揮することが困難なうえに、変形抵抗の増加により、所定の累積圧下率の確保が困難となる。一方、1350℃を超えると、加熱炉原単位を悪化させるとともにスケールロスの増加や炉補修回数の増加等を招く。このため、素材の加熱温度は1050〜1350℃の範囲とした。
【００２９】
素材を加熱後、ついで、次（２）式
Tps ＝｛Ｖ（Ｎ−0.292Ti ）×105 ＋397 ｝／0.480         ………（２）
で定義されるTps 温度（℃）以下830 ℃以上の温度範囲における累積圧下率を30％以上、熱間圧延終了温度を次（３）式
Ar3 ＝910 −273 Ｃ＋25Si−74Mn−56Ni−16Cr−9Mo −5Cu −1620Nb…（３）
で定義されるAr3 点（℃）以上900 ℃以下とする熱間圧延を施す。
【００３０】
熱間圧延で導入される歪によりVNの歪誘起析出が促進され、このVNを核として粒内フェライトが生成され組織が微細化される。このVNの歪誘起析出を促進するためには、熱間圧延の累積圧下率は30％以上を必要とする。しかし、（２）式で定義されるTps 温度を超える温度での圧延は、導入される歪によるVN歪誘起析出の促進効果を期待できない。また、830 ℃未満の温度での圧延は、歪誘起析出により析出するVNの大きさが10nm以下と小さく、粒内フェライトの核とはなりにくい。このため、Tps 温度（℃）以下830 ℃以上の温度範囲における累積圧下量を30％以上と規定した。なお、（２）式で用いられるＶ、Ｎ、Tiはそれぞれの重量％である。
【００３１】
熱間圧延終了温度が低下するにしたがい、VNによる細粒化効果に加え、未再結晶温度域圧延の効果によりさらに組織が微細化し、靱性が向上する。この未再結晶温度域圧延の効果を得るために、熱間圧延終了温度は900 ℃以下とするが、VN析出促進のための熱間圧延条件を満足していれば、組織の微細化は十分であり、熱間圧延終了温度を必要以上に低温とする必要はなく、熱間圧延終了温度はAr3 点以上とした。熱間圧延終了温度がAr3 点未満と低温になると、集合組織が形成され、また靱性の劣化などの弊害が生じる。
【００３２】
また、本発明では、前記熱間圧延の途中で、１回または２回以上、空冷以上の冷却速度で加速冷却を施してもよい。熱間圧延途中で、圧延を中断し、空冷以上好ましくは１℃/sec以上の冷却速度で冷却する。冷却は１回あたり50〜150 ℃程度冷却し、過冷により、VNが析出する前にAlN 、NbN 等としてＮが固定されるのを抑制し、VNを有効に析出させ、VN析出粒子数を増加させる。
【００３３】
圧延終了後、室温まで空冷する。
空冷のような緩冷却を施すことにより、強度・靱性のばらつき、残留応力・残留歪が軽減できる。
また、本発明では、前記室温まで空冷するに代えて、空冷以上30℃/sec以下の冷却速度で（Ar3 −60℃）以下600 ℃以上の温度まで冷却してもよい。空冷以上30℃/sec以下の冷却速度で加速冷却することにより、粒界フェライトの生成が抑えられ、オーステナイトが過冷され、VNを核とする粒内フェライトの生成による組織微細化効果が顕著になる。しかし、冷却速度が30℃/secを超えると板厚方向の温度差が顕著になり強度・靱性のばらつき、残留応力・残留歪の発生が顕著となる。
【００３４】
また、加速冷却を（Ａr3−60℃）を超える温度で停止すると、加速冷却の効果が認められない。一方、加速冷却を600 ℃未満の温度まで行うと、ベイナイト等の低温変態生成物が多量に生成し、靱性が劣化する。
なお、本発明で規定する温度、冷却速度は鋼材の板厚中心部での値である。
【００３５】
【実施例】
表１に示す組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で240 〜310mm 厚のスラブとした。ついで、これらスラブを表２に示す温度に加熱し、表２に示す熱間圧延条件で厚鋼板とした。圧延終了後、直ちに表２に示す冷却速度で冷却した。
これらの厚鋼板を用いて、母材の引張特性、靱性、および溶接HAZ 部靱性を調査した。その結果を表２に示す。
【００３６】
【表１】
0003635803.tif 000003
【００３７】
【表２】
0003635803.tif 000004
【００３８】
なお、母材の引張特性、靱性、溶接熱影響部の靱性の試験方法は下記に示す通りである。
（１）母材の引張試験
上記製品板の板厚1/2 Ｔ部から圧延方向と直角方向にJIS Z 2201に規定する４号試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠して、降伏点（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）を求めた。
（２）母材の靱性試験
上記製品板の板厚1/2 Ｔ部から圧延方向と直角方向にJIS Z 2202に規定する４号試験片を採取し、JIS Z 2242に準拠して、試験を実施し、破面遷移温度（vTrs）を求めた。
（３）溶接熱影響部の靱性試験
上記製品板の板厚1/2 Ｔ部から圧延方向と直角方向に試験片を採取し、高周波加熱装置により、入熱50kJ/cm のサブマージアーク溶接の粗粒域HAZ 部（最高加熱温度1400℃）の受ける熱サイクルを付与したのち、JIS Z 2202に規定する４号試験片を採取し、JIS Z 2242に準拠して、−20℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ VＥ-20 ）を求めた。
【００３９】
表２から、本発明例では、ＴＳで500MPa以上の高強度で、vTrsが−70℃以下の高靱性が得られ、母材の強度・靱性に優れているとともに、HAZ 部の靱性もvE-20 が87Ｊ以上と高靱性が得られ、HAZ 部靱性も優れていることがわかる。
化学組成が本発明範囲から外れる比較例No.17 、No.18 、No.19 、No.20 では強度、母材靱性、HAZ 部靱性が低下している。
【００４０】
また、累積圧下率が本発明範囲から外れる比較例No.3では、母材の強度、靱性が劣化し、加速冷却停止温度が低い比較例No.4では、母材の靱性が劣化し、熱間圧延終了温度が本発明の範囲を外れる比較例No.7、No.15 では母材の靱性が劣化している。加熱温度が本発明の範囲を外れる比較例No.10 、No.12 では、母材の靱性が劣化している。
【００４１】
【発明の効果】
この発明によれば、強度・靱性ともに優れた引張強さ490MPa以上の高張力鋼材を、高価な元素を多量添加することもなく、また低温での強圧下を施すこともなく工業的に容易に製造でき、また、板厚方向の強度靱性のばらつきも少ない鋼材を容易に製造でき、産業上多大な効果を奏する。