(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ：０．４０％以下、Ｍｎ：０．５〜５．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｃｒ：３．０％以下、Ｎｉ：５．０％以下、Ｔｉ：０．００５％〜０．０２０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０８０％、Ｎ：０．００７０％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、（１）式の関係を満たし、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚方向の全域に亘る、ミクロ組織が平均旧オーステナイト粒径が５０μｍ以下で、マルテンサイトおよび／またはベイナイト組織が面積分率で８０％以上であり、降伏強度が６２０ＭＰａ以上であり、鋼板の板厚方向引張試験における、破断後の絞りが２５％以上であり、−４０℃でのシャルピー衝撃試験による吸収エネルギーｖＥ−４０が７０Ｊ以上である板厚１００ｍｍ以上の厚肉高靭性高張力鋼板。
ＣｅｑＩＩＷ  ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≧０．５７・・・（１）
（１）式において各合金元素は含有量（質量％）とし、含有しないものは０として計算する。
【請求項２】
更に、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｖ：０．２００％以下の１種または２種以上を含有する請求項１記載の厚肉高靭性高張力鋼板
【請求項３】
更に、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５０％の１種または２種を含有する請求項１または２に記載の厚肉高靭性高張力鋼板。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか１項に記載の厚肉高靭性高張力鋼板の製造方法であり、連続鋳造スラブを、１２００℃〜１３５０℃に加熱後、１０００℃以上において歪速度が３／ｓ以下、累積圧下量が１５％以上となる熱間加工を行い、その後、放冷し、再度、Ａｃ３点〜１２００℃に加熱後、１パス当たりの圧下率が４％以上のパスを少なくとも２回以上含む熱間圧延を行った後、放冷し、Ａｃ３点〜１０５０℃に加熱後、３５０℃以下になるまで急冷し、その後、４５０℃〜７００℃で焼戻しを行う厚肉高靭性高張力鋼板の製造方法。
【請求項５】
熱間加工前に連続鋳造スラブの幅方向を１００ｍｍ以上圧下した後、歪速度が３／ｓ以下で累積圧下量が１５％以上となる熱間加工を行うことを特徴とする請求項４記載の厚肉高靭性高張力鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、建築、橋梁、造船、海洋構造物、建産機、タンク、ペンストックなど鋼製構造物に用いられる、強度、靭性および溶接性に優れる厚肉高靭性高張力鋼板およびその製造方法に関する。好適には、板厚１００ｍｍ以上、かつ降伏強度が６２０ＭＰａ以上のものに関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、鋼構造物の大型化が著しく進展し、使用される鋼材の高強度化や厚肉化が顕著に進んでいる。板厚１００ｍｍ以上の厚肉の鋼板は、通常、造塊法により製造された大型鋼塊を分塊圧延し、得られた分塊スラブを熱間圧延することによって製造される。しかし、この造塊−分塊プロセスは押湯部の濃厚偏析部や鋼塊底部の負偏析部を切り捨てる必要があるため、歩留まりが低下し、製造コストが上昇し、工期が長くなる。【０００３】
一方、連続鋳造スラブを素材として用いたプロセスではこれらの懸念はないものの、連続鋳造スラブの厚さが造塊スラブに比べて小さいために製品厚までの圧下率が小さく、鋼材が高強度化、厚肉化した場合、必要な特性を確保するために添加される合金元素量が増加して、中心偏析に起因するセンターポロシティの発生、大型化による内質の劣化が問題となる。【０００４】
この問題を解決するために、従来、連続鋳造スラブから極厚鋼板を製造する過程でセンターポロシティを圧着し、中心偏析部の特性を改善することを目的に、以下のような技術が提案されている。【０００５】
非特許文献１には、連続鋳造スラブの熱間圧延時の圧延形状比を大きくすることにより、センターポロシティを圧着する技術が記載されている。特許文献１、２には、連続鋳造スラブを製造する際に、連続鋳造機中でロールまたは平金敷を用いて加工することにより、連続鋳造スラブのセンターポロシティを圧着する技術が記載されている。【０００６】
特許文献３には、連続鋳造スラブから累積圧下率が７０％以下の厚肉鋼板を製造する際に、熱間圧延前に鍛造加工することによりセンターポロシティの圧着を図る技術が記載されている。特許文献４には、全圧下率３５〜６７％の鍛造および厚板圧延により連続鋳造スラブから極厚鋼板を製造するにあたり、鍛造前に素材の板厚中心部を１２００℃以上の温度に２０時間以上保持し、鍛造の圧下率を１６％以上として、センターポロシティの消滅に加え、中心偏析帯を軽減して耐焼もどし脆化特性の改善を図る技術が記載されている。【０００７】
特許文献５には、連続鋳造スラブにクロス鍛造を実施した後、熱間圧延することにより、センターポロシティと中心偏析の改善を図る技術が記載されている。特許文献６には、連続鋳造スラブを１２００℃以上の温度に２０時間以上保持し、鍛造の圧下率を１７％以上とし、厚板圧延は鍛造を含めた全圧下率が２３〜５０％の範囲で行い、厚板圧延後に２回焼入れ処理を行うことで、センターポロシティの消滅に加え、中心偏析帯を軽減した引張強さ５８８ＭＰａ以上の厚鋼板の製造方法に関する技術が記載されている。【０００８】
特許文献７には、特定の成分を有する連続鋳造スラブを、１１００℃〜１３５０℃に再加熱後１０００℃以上における歪速度を０．０５〜３／ｓ、累積圧下量１５％以上とする溶接性と板厚方向の延性に優れる厚鋼板の製造方法に関する技術が記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開昭５５−１１４４０４号公報
【特許文献２】特開昭６１−２７３２０１号公報
【特許文献３】特許３３３３６１９号公報
【特許文献４】特開２００２−１９４４３１号公報
【特許文献５】特開２０００−２６３１０３号公報
【特許文献６】特開２００６−１１１９１８号公報
【特許文献７】特開２０１０−１０６２９８号公報
【非特許文献】
【００１０】
【非特許文献１】鉄と鋼、ｖｏｌ．６６（１９８０）、Ｎｏ．２、Ｐ２０１−２１０
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
しかしながら、非特許文献１に記載の技術では、内質の良好な鋼板を得るために圧延形状比の高い圧延を繰り返し行うことが必要である。これは圧延機の設備仕様の上限を超える範囲となり、製造上の制約が生じる。【００１２】
特許文献１および２の技術は、連続鋳造設備を改造する大規模な設備投資が必要になるという課題があり、実施例における鋼板強度も不明である。特許文献３〜７の技術は、センターポロシティの低減、中心偏析帯の改善に有効である。しかしながら、いずれも実施例における鋼板強度は降伏強度が６２０ＭＰａ未満となっている。降伏強度が６２０ＭＰａ以上の厚肉鋼板では、強度の上昇により靭性が低下する。また、板厚の拡大により冷却速度が低下する板厚中心部においても強度を確保するためには、合金添加量を増加させる必要がある。このような合金添加量の多い厚肉鋼板を製造する場合、変形抵抗の増大によりセンターポロシティが十分に圧着されにくく加工後も残存しやすくなる。このため、板厚中心部の伸びおよび靭性が不十分なことが懸念される。このように、既存の設備を用いて、降伏強度が６２０ＭＰａ以上の厚肉高靭性高張力鋼板およびその製造方法は確立されていない。【００１３】
そこで、本発明は、合金元素の添加量が多い、降伏強度が６２０ＭＰａ以上の厚肉高靭性高張力鋼板で、板厚中心部の強度・靭性に優れる鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。対象とする板厚は１００ｍｍ以上とする。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明者等は、上記課題を解決するため、降伏強度６２０ＭＰａ以上で、板厚が１００ｍｍ以上の厚鋼板を対象に、板厚中心部における強度、靭性と、ミクロ組織の関係および当該ミクロ組織を達成する製造条件について鋭意研究を行った。本発明は得られた知見を基に更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．板厚方向の全域に亘る、ミクロ組織が平均旧オーステナイト粒径が５０μｍ以下で、マルテンサイトおよび/またはベイナイト組織が面積分率で８０％以上である板厚１００ｍｍ以上の厚肉高靭性高張力鋼板。
２．降伏強度が６２０ＭＰａ以上である１記載の厚肉高靭性高張力鋼板。
３．鋼板の板厚方向引張試験における、破断後の絞りが２５％以上であることを特徴とする１または２に記載の厚肉高靭性高張力鋼板。
４．質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ：０．４０％以下、Ｍｎ：０．５〜５．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｃｒ：３．０％以下、Ｎｉ：５．０％以下、Ｔｉ：０．００５％〜０．０２０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０８０％、Ｎ：０．００７０％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、（１）式の関係を満たし、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる連続鋳造スラブを、１２００℃〜１３５０℃に加熱後、１０００℃以上において歪速度が３／ｓ以下、累積圧下量が１５％以上となる熱間加工を行い、その後、熱間圧延、焼き入れ焼戻しを行うことを特徴とする、板厚方向の全域に亘る、ミクロ組織が平均旧オーステナイト粒径が５０μｍ以下で、マルテンサイトおよび／またはベイナイト組織が面積分率で８０％以上である板厚１００ｍｍ以上の厚肉高靭性高張力鋼板の製造方法。
ＣｅｑＩＩＷ  ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≧０．５７・・・（１）      式において各合金元素は含有量（質量％）とし、含有しないものは０として計算する。
５．降伏強度が６２０ＭＰａ以上である４記載の厚肉高靭性高張力鋼板の製造方法。
６．更に、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｖ：０．２００％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする４または５記載の厚肉高靭性高張力鋼板の製造方法。
７．更に、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５０％の１種または２種を含有することを特徴とする４乃至６のいずれか一つに記載の厚肉高靭性高張力鋼板の製造方法。
８．連続鋳造スラブを、１２００℃〜１３５０℃に加熱し、１０００℃以上における歪速度が３／ｓ以下で累積圧下量が１５％以上となる熱間加工を行った後、放冷し、再度、Ａｃ３点〜１２００℃に加熱後、１パス当たりの圧下率が４％以上のパスを少なくとも２回以上含む熱間圧延を行った後、放冷し、Ａｃ３点〜１０５０℃に加熱後、３５０℃以下になるまで急冷し、その後、４５０℃〜７００℃で焼戻しすることを特徴とする４乃至７のいずれか一つに記載の厚肉高靭性高張力鋼板の製造方法。
９．熱間加工前に連続鋳造スラブの幅方向を１００ｍｍ以上圧下した後、歪速度が３／ｓ以下で累積圧下量が１５％以上となる熱間加工を行うことを特徴とする８記載の厚肉高靭性高張力鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、板厚中心部の内質に優れた、板厚１００ｍｍ以上の厚鋼板で、降伏強度が６２０ＭＰａ以上の強度を有するとともに、靭性にも優れた厚鋼板およびその製造方法が得られ、鋼構造物の大型化、鋼構造物の安全性の向上、歩留まりの向上、製造工期の短縮に大きく寄与し、産業上格段の効果を有する。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
以下、本発明の実施の形態について、詳細に説明する。
［ミクロ組織］
本発明では、板厚１００ｍｍ以上の厚肉鋼板で、降伏強度が６２０ＭＰａ以上であり優れた靭性を確保するために、ミクロ組織を、板厚方向の全域に亘り、平均旧オーステナイト粒径が５０μｍ以下で、マルテンサイトおよび／またはベイナイト組織が面積分率で８０％以上とする必要がある。マルテンサイトおよび／またはベイナイト組織の残部の組織は特に規定しない。なお、本発明における平均旧オーステナイト粒径とは、板厚中央位置における旧オーステナイトの平均粒径とする。
［成分組成］
説明において、各元素の含有量は全て、質量％である。
Ｃ：０．０８０〜０．２００％
Ｃは、構造用鋼に求められる強度を安価に得るために有用な元素であり、その効果を得るために０．０８０％以上の添加が必要である。一方、０．２００％を超えて含有すると、母材および溶接部の靭性を顕著に劣化させるため上限を０．２００％とした。好ましくは０．０８０％〜０．１４０％である。
【００１７】
Ｓｉ：０．４０％以下
Ｓｉは脱酸のために添加する。しかしながら、０．４０％を超えて添加すると母材および溶接熱影響部の靭性が顕著に低下するため、Ｓｉ量は０．４０％以下とする。好ましくは０．０５％〜０．３０％の範囲である。より好ましくは０．１０％〜０．３０％の範囲である。
【００１８】
Ｍｎ：０．５〜５．０％
Ｍｎは母材強度を確保する観点から添加する。しかしながら、０．５％未満の添加ではその効果が十分でない。また、５．０％を超えて添加すると、母材の靭性が劣化するだけではなく、中心偏析を助長しスラブのセンターポロシティを大型化するため上限を５．０％とする。好ましくは０．６〜２．０％の範囲である。より好ましくは０．６〜１．６％の範囲である。
【００１９】
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、０．０１５％を超えて含有すると、母材および溶接熱影響部の靭性を著しく低下させるため０．０１５％以下とする。
【００２０】
Ｓ：０．００５０％以下
Ｓは、０．００５０％を超えて含有すると、母材および溶接熱影響部の靭性を顕著に低下させるため、０．００５０％以下とする。
【００２１】
Ｃｒ：３．０％以下
Ｃｒは、母材の高強度化に有効な元素である。しかしながら、多量に添加すると溶接性を低下させるので、３．０％以下とする。好ましくは、０．１％〜２．０％である。
【００２２】
Ｎｉ：５．０％以下
Ｎｉは、鋼の強度および溶接熱影響部の靭性を向上させる有益な元素である。しかしながら、５．０％を超えて添加すると、経済性が著しく低下するため、Ｎｉ量の上限は５．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．５％〜４．０％である。
【００２３】
Ｔｉ：０．００５％〜０．０２０％
Ｔｉは加熱時にＴｉＮを生成し、オーステナイトの粗大化を効果的に抑制し、母材および溶接熱影響部の靭性を向上させる。その効果を得るため、０．００５％以上添加する。しかし、０．０２０％を超えて添加すると、Ｔｉ窒化物が粗大化し母材の靭性を低下させるので、０．００５％〜０．０２０％の範囲とする。好ましくは、０．００８％〜０．０１５％の範囲である。
【００２４】
Ａｌ：０．０１０〜０．０８０％
Ａｌは溶鋼を脱酸するために添加される。しかしながら、０．０１０％未満の添加では脱酸効果が十分でなく、０．０８０％を超えて添加すると母材中に固溶するＡｌ量が多くなり、母材靭性を低下させるので、０．０１０〜０．０８０％の範囲とする。好ましくは、０．０３０〜０．０８０％の範囲とする。より好ましくは、０．０３０〜０．０６０％の範囲である。
【００２５】
Ｎ：０．００７０％以下
Ｎは、Ｔｉなどと窒化物を形成することによって組織を微細化し、母材および溶接熱影響部の靭性を向上させる効果を有する。しかしながら、０．００７０％を超えて添加すると、母材中に固溶するＮ量が増大し、母材靭性が著しく低下し、さらに溶接熱影響部においても粗大な炭窒化物を形成し靭性を低下させるので、０．００７０％以下とする。好ましくは、０．００５０％以下、より好ましくは０．００４０％以下である。
【００２６】
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することで粒界からのフェライト変態を抑制し、焼入性を高める効果を有する。この効果を十分に発揮させるために０．０００３％以上添加する。０．００３０％を超えて添加すると、炭窒化物として析出し焼入性を低下させ、靭性が低下するので、０．０００３％〜０．００３０％の範囲とする。好ましくは０．０００５〜０．００２０％の範囲である。
【００２７】
ＣｅｑＩＩＷ  ≧  ０．５７％
本発明では、板厚中心部において降伏強度で６２０ＭＰａ以上の強度と良好な靭性を両立するためにミクロ組織を造り込む必要がある。板厚が１００ｍｍ以上で板厚中心部の冷却速度が低下する条件でもマルテンサイトおよび／またはベイナイト組織が面積分率で８０％以上とするためには、下記の（１）式で定義するＣｅｑＩＩＷ  がＣｅｑＩＩＷ  ≧  ０．５７％の関係を満たすように成分を添加する必要がある。
ＣｅｑＩＩＷ  ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≧０．５７・・（１）、式中の各元素記号はそれぞれの元素の含有量（質量％）を示し、添加しない元素は０とする。
【００２８】
以上が本発明の基本成分組成で、残部はＦｅおよび不可避的不純物である。さらに強度や靭性を高める目的でＣｕ、Ｍｏ、Ｖの１種類または２種類以上を含有することができる。
【００２９】
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは、靭性を損なうことなく鋼の強度の向上が図られる。しかしながら、０．５０％を超えて添加すると熱間加工時に鋼板表面に割れを生じるので、添加する場合は０．５０％以下とする。
【００３０】
Ｍｏ：１．００％以下
Ｍｏは、母材の高強度化に有効な元素である。しかしながら、１．００％を超えて添加すると合金炭化物の析出による硬度の上昇を引き起こし靭性を低下させるので、添加する場合は、上限を１．００％とする。好ましくは、０．２０％〜０．８０％の範囲である。
【００３１】
Ｖ：０．２００％以下
Ｖは母材の強度・靭性向上に効果があり、また、ＶＮとして析出することで固溶Ｎの低下に有効である。しかしながら、０．２００％を超えて添加すると硬質なＶＣの析出により靭性が低下するので、Ｖを添加する場合は、０．２００％以下とする。好ましくは、０．０１０〜０．１００％の範囲である。
【００３２】
さらに強度や靭性を高める目的でＣａ、ＲＥＭの１種類または２種類以上を含有することができる。
【００３３】
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
Ｃａは硫化物系介在物の形態制御に有用な元素であり、その効果を発揮させる場合は、０．０００５％以上の添加が必要である。しかし０．００５０％を超えて添加すると、清浄度の低下を招き靭性を劣化させるので、添加する場合は、０．０００５〜０．００５０％とする。好ましくは０．０００５％〜０．００２５％の範囲である。
【００３４】
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５０％
ＲＥＭもＣａと同様に鋼中で酸化物および硫化物を形成して材質を改善する効果があり、その効果を発揮させる場合は０．０００５％以上の添加が必要である。しかし、０．００５０％を超えて添加しても、その効果が飽和するため、添加する場合は、０．０００５〜０．００５０％とする。好ましくは０．０００５〜０．００２５％の範囲である。
【００３５】
［製造条件］
説明において、温度「℃」は、スラブ、鋼板の板厚中心部における温度とする。本発明における厚鋼板の製造方法では、鋼素材中のセンターポロシティなどの鋳造欠陥を消失させるため、鋼素材に熱間加工を施し、一度放冷し再加熱後、または、冷却せずにそのまま、所望の板厚となるように熱間圧延を行う。板厚中心部の温度は、板厚、表面温度および冷却条件等から、シミュレーション計算等により求められる。例えば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することにより、板厚中心温度が求められる。
【００３６】
鋼素材の熱間加工条件
加熱温度：１２００℃〜１３５０℃
上述した組成を有する鋼を転炉、電気炉、真空溶解炉等、通常公知の方法で溶製し、連続鋳造し、鋳片（鋼素材）とした後、１２００℃〜１３５０℃に再加熱する。再加熱温度が１２００℃未満では、所定の熱間加工の累積圧下量を確保できず、また、熱間加工時の変形抵抗が高く、１パスあたりの十分な圧下量を確保できなくなる。
【００３７】
その結果、パス数が増加し、製造能率の低下を招き、また、鋼素材中のセンターポロシティなどの鋳造欠陥を圧着することができなくなるため、１２００℃以上とする。
【００３８】
一方、再加熱温度が１３５０℃を超えると、過大なエネルギーを消費し、加熱時のスケールにより表面疵が生じやすくなり、熱間加工後の手入れ負荷が増大するため、上限を１３５０℃とする。以下に述べる熱間加工は、少なくともスラブ厚が増大するまで、連続鋳造スラブの幅方向を圧下した後に行うと、センターポロシティをより確実に圧着することができ、好ましい。
【００３９】
熱間加工前の幅方向圧下：１００ｍｍ以上
熱間加工前にスラブ厚さを増大させて、加工代を確保するために幅方向圧下を行うのが好ましい。なお、幅方向圧下を行う場合、１００ｍｍ以上行うと、スラブ幅の両端からスラブ幅の１／４位置における厚さが増大し、当該位置に多く発生しやすいスラブのセンターポロシティの効果的な圧着が可能になるので、１００ｍｍ以上圧下することが好ましい。なお、圧下量１００ｍｍ以上は、スラブ幅両端の圧下量の合計とする。
【００４０】
熱間加工の加工温度：１０００℃以上
熱間加工の加工温度が１０００℃未満の場合、熱間加工時の変形抵抗が高くなるため、熱間加工機への負荷が大きくなり、センターポロシティを確実に圧着することができなくなるため１０００℃以上とする。好ましくは１１００℃以上である。
【００４１】
熱間加工の累積圧下量：１５％以上
熱間加工の累積圧下量が１５％未満の場合、鋼素材中のセンターポロシティなどの鋳造欠陥を圧着することができないため、１５％以上とする。連続鋳造スラブの幅方向を熱間加工することでスラブの板厚（厚み）を増した場合は、その厚みからの累積圧下量とする。
【００４２】
また、板厚１２０ｍｍ以上の厚肉鋼板を製造する場合は、センターポロシティを確実に圧着するため、熱間加工時の１パスあたりの圧下率を７％以上となるパスを１パス以上確保することが好ましい。より好ましくは、１パスあたりの圧下率が１０％以上の範囲である。
【００４３】
熱間加工の歪速度：３／ｓ以下
熱間加工の歪速度が３／ｓを超えると、熱間加工時の変形抵抗が高くなり、熱間加工機への負荷が増大し、センターポロシティを圧着することができなくなるため３／ｓ以下とする。
【００４４】
また、歪速度が０．０１／ｓ未満となる場合、熱間加工時間が長くなることで生産性が低下するため、０．０１／ｓ以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．０５／ｓ〜１／ｓの範囲である。なお、熱間加工には熱間鍛造、熱間圧延など公知の方法を利用できる。経済性および自由度の高さから熱間鍛造が好ましい。
【００４５】
上述の条件で熱間加工を行うことで、板厚中心部における引張試験時の伸びが安定的に向上する効果が得られる。
【００４６】
熱間加工後の放冷について
熱間加工後は、一度放冷し再加熱後、または、冷却せずにそのまま、所望の板厚となるように熱間圧延を行う。
【００４７】
熱間圧延条件
本発明では、熱間加工後に熱間圧延して所望の板厚の鋼板とし、得られた鋼板の板厚中心部でも６２０ＭＰａ以上の降伏強度および良好な靭性を確保するため、焼入れ焼もどし処理を行う。
【００４８】
熱間加工後の鋼素材の再加熱温度：Ａｃ３点〜１２００℃
熱間加工後の鋼素材は、オーステナイト組織一相とするため、Ａｃ３変態点以上に加熱する。１２００℃を超えると、オーステナイト組織が粗大化して靭性が低下するようになるため、Ａｃ３点以上１２００℃以下とする。なお、Ａｃ３変態点は、下記の式（２）により計算される値を用いる。
Ａｃ３＝９３７．２−４７６．５Ｃ＋５６Ｓｉ−１９．７Ｍｎ−１６．３Ｃｕ−２６．６Ｎｉ−４．９Ｃｒ＋３８．１Ｍｏ＋１２４．８Ｖ＋１３６．３Ｔｉ＋１９８．４Ａｌ＋３３１５Ｂ・・（２）
（２）式での各元素記号はそれぞれの合金元素の含有量（質量％）を示す。
【００４９】
１パス当たりの圧下率：４％以上のパスを２回以上
１パス当たりの圧下率：４％以上とすることで板厚方向の全域に亘ってオーステナイトの再結晶を促進し、２回以上行うことでオーステナイト粒の微細化、整粒化が可能となる。その結果、焼入れ、焼き戻し時の旧オーステナイト粒も微細化し靭性を向上することが可能となる。１パス当たりの圧下率は６％以上とすることがさらに好ましい。
【００５０】
熱間圧延後の熱処理条件
板厚中心部での強度と靭性を得るために、本発明では焼き入れ焼戻しを行う。焼き入れは、熱間圧延後放冷し、Ａｃ３点〜１０５０℃に再加熱し、Ａｒ３点以上の温度から３５０℃以下になるまで急冷する。再加熱温度を１０５０℃以下とするのは、１０５０℃を超える高温の再加熱ではオーステナイト粒の粗大化により母材靭性が著しく低下するためである。なお、Ａｒ３変態点は、下記の式（３）により計算される値を用いる。
Ａｒ３＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ・・（３）
（３）式での各元素記号はそれぞれの合金元素の含有量（質量％）を示す。
【００５１】
急冷の方法は、工業的には水冷とすることが一般的である。しかし、冷却速度は可能な限り速いほうが望ましいため、冷却方法は水冷以外でも良く、例えばガス冷却などの方法もある。
【００５２】
焼戻し温度は４５０℃〜７００℃とする。４５０℃未満では残留応力の除去効果が少なく、一方、７００℃を超える温度では、種々の炭化物が析出するとともに、母材の組織が粗大化し、強度、靭性が大幅に低下するため、４５０℃〜７００℃とする。
【００５３】
鋼の強靭化を目的に複数回焼入れする場合は、最終の焼入れの際に、Ａｃ３点〜１０５０℃に加熱後、３５０℃以下になるまで急冷し、その後４５０℃〜７００℃で焼もどすことが必要である。
【実施例】
【００５４】
表１に示したＮｏ．１〜２９の鋼を溶製し、板厚３１０ｍｍの鋼素材（連続鋳造スラブ）とした後、種々の条件による、熱間加工後の熱間圧延により板厚が１００ｍｍ〜２４０ｍｍの鋼板とした。その後、焼入れ、焼戻し処理を行い、試料Ｎｏ．１〜３９の製品を製造し、下記の試験に供した。【００５５】
組織評価
焼き入れままの鋼材のＬ断面について表面および板厚中心から観察面が１０×１０（ｍｍ）のサンプルを採取し、ナイタール腐食液で組織を現出させ２００倍の光学顕微鏡で５視野観察し、画像解析により組織分率を評価した。また、平均旧オーステナイト粒径については、Ｌ断面観察用サンプルを採取し、ピクリン酸で旧γ粒界を現出させ、画像解析により各旧γ粒の円相当径を評価しその平均値を算出した。【００５６】
ポロシティーの評価
板厚中心部から１２．５厚×５０長さ（ｍｍ）のサンプルを採取し、光学顕微鏡により１００μｍ以上のポロシティーの有無を評価した。【００５７】
引張試験
各鋼板の板厚中心部から、圧延方向と直角方向に丸棒引張試験片（Φ１２．５ｍｍ、  ＧＬ５０ｍｍ）を採取し、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、全伸び（ｔ．Ｅｌ）を測定した。【００５８】
シャルピー衝撃試験
各鋼板の板厚中心部から圧延方向を長手方向とする２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を各３本ずつ採取し、各試験片について−４０℃でシャルピー衝撃試験により吸収エネルギー（ＶＥ−４０）を測定し、それらの平均値を求めた。【００５９】
板厚方向引張試験
各鋼板について板厚方向に丸棒引張試験片（φ１０ｍｍ）を各３本ずつ採取し、破断後の絞りを測定し、それらの平均値を求めた。【００６０】
表２〜５に、製造条件と上記の試験結果を示す。表より、鋼の成分組成が本発明に適合する鋼番Ｎｏ．１〜１６の鋼板（試料Ｎｏ．１〜１６）は、いずれもＹＳが６２０ＭＰａ以上、ＴＳが７２０ＭＰａ以上、ｔ．Ｅｌが１６％以上、母材の靭性（ＶＥ−４０）が７０Ｊ以上、絞りが２５％以上であり、母材の強度および靭性が優れている。【００６１】
本発明の成分組成を外れる鋼番Ｎｏ．１７〜２８の比較例の鋼板（試料Ｎｏ．１７〜２８）は、母材のＹＳが６２０ＭＰａ未満、ＴＳが７２０ＭＰａ未満、ｔ．Ｅｌが１６％未満、靭性（ＶＥ−４０）が７０Ｊ未満の中のいずれか１つ以上に該当しており特性が劣っている。特に、鋼番２８はＣｅｑが外れているため、板厚中心部でマルテンサイトおよび／またはベイナイト分率が８０％未満となっており、降伏強度が低下し、目標としている強度が得られない。【００６２】
また、試料Ｎｏ．２９〜３９に示すように、鋼の成分組成が本発明に適合する鋼板でも製造条件が本発明に適合していない場合、ＹＳ、ＴＳ、ｔ．Ｅｌ、靭性（ＶＥ−４０）のいずれか１つ以上の特性が劣っている。特に試料Ｎｏ．３９は、１パス当たりの圧下率が４％以上のパス回数が不足しているため、板厚全体に亘って平均旧オーステナイト粒径を５０μｍ以下に揃えることができず、母材靭性が劣化する。【００６３】
【表１】
0005928654.tif 000002
【００６４】
【表２】
0005928654.tif 000003
【００６５】
【表３】
0005928654.tif 000004
【００６６】
【表４】
0005928654.tif 000005
【００６７】
【表５】
0005928654.tif 000006