(57)【要約】【課題】パイプラインに利用して好適な強度、靭性、ＤＷＴＴ特性、更にはＣＴＯＤ特性に優れた高張力ラインパイプ用鋼板の製造方法を提供する。【解決手段】特定成分を有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、１０００〜１２００℃に加熱後，圧延終了温度をＡｒ３変態点以上の熱間圧延を行い，好ましくは、オーステナイト未再結晶温度域で累積圧下率を５０％以上の熱間圧延を行い、その後，Ａｒ３変態点以上の温度域から，マルテンサイト生成臨界冷却速度Ｖｃｒｍ以上の冷却速度で、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）以下、３００℃以上の温度域の焼入れ冷却停止温度まで冷却した後，冷却停止後から１ｓ〜１００ｓの間，鋼の温度を冷却停止温度±５０℃以内に維持し，または直ちに該温度から４５０℃以上Ａｃ１変態点以下の温度域へ１℃／ｓ以上の昇温速度で急速加熱する。【選択図】無し。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で，Ｃ：０．０４〜０．１２％，Ｓｉ：≦０．５０％，Ｍｎ：１．８０〜２．５０％，Ｐ≦０．０１０％，Ｓ≦０．００２％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％，Ｃｕ：０．０１〜０．８％，Ｎｉ：０．１〜１．０％，Ｃｒ：０．０１〜０．８％，Ｍｏ：０．０１〜０．８％，Ｎｂ：０．０１〜０．０８％，Ｖ：０．０１〜０．１０％，Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％，Ｂ：０．０００５〜０．００３０％，Ｃａ：≦０．０１％，ＲＥＭ：≦０．０２％，Ｎ：０．００１〜０．００６％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、１０００〜１２００℃に加熱後，圧延終了温度をＡｒ３変態点以上の熱間圧延を行い，その後，Ａｒ３変態点以上の温度域から，下記式（１）で定義されるマルテンサイト生成臨界冷却速度Ｖｃｒｍ以上の冷却速度で、下記式（２）で定義されるマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）以下３００℃以上の温度域の焼入れ冷却停止温度まで冷却した後，冷却停止後から６０ｓ〜３００ｓの間，オンライン加熱により、鋼の温度を冷却停止温度±５０℃以内に維持し，その後、室温まで空冷することを特徴とする高張力ラインパイプ用鋼板の製造方法。
ｌｏｇＶｃｒｍ＝２．９４−０．７５β
（β（％）＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋２Ｍｏ）      ・・・（１）
ここで、Ｖｃｒｍ：マルテンサイト生成臨界冷却速度（℃／ｓ）
Ｍｓ＝５１７−３００Ｃ−１１Ｓｉ−３３Ｍｎ−２２Ｃｒ−１７Ｎｉ−１１Ｍｏ        ・・・（２）
【請求項２】
質量％で，Ｃ：０．０４〜０．１２％，Ｓｉ：≦０．５０％，Ｍｎ：１．８０〜２．５０％，Ｐ≦０．０１０％，Ｓ≦０．００２％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％，Ｃｕ：０．０１〜０．８％，Ｎｉ：０．１〜１．０％，Ｃｒ：０．０１〜０．８％，Ｍｏ：０．０１〜０．８％，Ｎｂ：０．０１〜０．０８％，Ｖ：０．０１〜０．１０％，Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％，Ｂ：０．０００５〜０．００３０％，Ｃａ：≦０．０１％，ＲＥＭ：≦０．０２％，Ｎ：０．００１〜０．００６％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、１０００〜１２００℃に加熱後，圧延終了温度をＡｒ３変態点以上の熱間圧延を行い，その後，Ａｒ３変態点以上の温度域から，下記式（１）で定義されるマルテンサイト生成臨界冷却速度Ｖｃｒｍ以上の冷却速度で、下記式（２）で定義されるマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）以下３００℃以上の温度域の焼入れ冷却停止温度まで冷却した後，冷却停止後から６０ｓ〜３００ｓの間，オンライン加熱により、鋼の温度を冷却停止温度±５０℃以内に維持し，その後、直ちに該温度から４５０℃以上Ａｃ１変態点以下の温度域へ１℃／ｓ以上の昇温速度で急速加熱することを特徴とする高張力ラインパイプ用鋼板の製造方法。
ｌｏｇＶｃｒｍ＝２．９４−０．７５β
（β（％）＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋２Ｍｏ）      ・・・（１）
ここで、Ｖｃｒｍ：マルテンサイト生成臨界冷却速度（℃／ｓ）
Ｍｓ＝５１７−３００Ｃ−１１Ｓｉ−３３Ｍｎ−２２Ｃｒ−１７Ｎｉ−１１Ｍｏ        ・・・（２）
【請求項３】
請求項１または２記載の高張力ラインパイプ用鋼板の製造において、熱間圧延の際、オーステナイト未再結晶温度域で累積圧下率を５０％以上の熱間圧延を行うことを特徴とする高張力ラインパイプ用鋼板の製造方法。
【請求項４】
水冷後の加熱を、冷却装置の下流側に、前記冷却装置と同一ライン上に設置した、高周波誘導加熱装置により行うことを特徴とする請求項１乃至３の何れか一つに記載の高張力ラインパイプ用鋼板の製造方法。
【請求項５】
請求項１乃至４の何れか一つに記載の製造条件で製造され、ミクロ組織が体積率９０％以上の焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織からなり、さらに下部ベイナイトを少なくとも体積率５０％以上含有する高張力ラインパイプ用鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高張力ラインパイプ用鋼板の製造方法に係り、特にパイプラインに利用して好適な強度、靭性、ＤＷＴＴ特性、更にはＣＴＯＤ特性に優れた高張力ラインパイプ用鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年，天然ガスや原油の輸送用として使用されるラインパイプは、高圧化による輸送効率の向上や薄肉化による現地溶接施工能率の向上のため、年々高強度化されている。これまでに、ＡＰＩ規格でＸ１００グレードのラインパイプが実用化され、更に、引張強さ９００ＭＰａを超えるＸ１２０グレードに対する要望が具体化されつつある。
【０００３】
このような高強度ラインパイプ用溶接鋼管、およびその素材となる高強度厚鋼板の製造方法に関し、例えば特許文献１は、高価な合金元素添加量を削減しつつ、高強度・高靱性を得るための加速冷却および焼戻し条件に関する技術を開示している。
【０００４】
また、特許文献２においては、母材については特許文献１と同様に合金元素添加量を削減し、縦シーム溶接部の溶接金属において、高強度・高靱性が得られる成分設計技術が開示されている。
【特許文献１】特開２００２−１７３７１０号公報
【特許文献２】特開２０００−３５５７２９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、母材の合金元素量を低く抑えたまま加速冷却等の手段によって高強度化を進めた場合、縦シームの溶接方法を適宜選定しないと、ＨＡＺの冷却速度は一定であるので、ＨＡＺの強度が低いままで、母材と、溶接熱影響部（Ｈｅａｔ  Ａｆｆｅｃｔｅｄ  Ｚｏｎｅ，以降ＨＡＺと略す）強度との乖離が生じる。
【０００６】
この結果、母材部のみ高強度化しても、例えば、水圧試験のような実管試験を行った場合には強度の低いＨＡＺ部で破壊が生じ、実用に際し安全性に問題が残る。縦シーム溶接部の溶接金属の高強度化は、このようなＨＡＺ軟化部が起因の継手強度不足を補う働きをするが、十分とは言えない。
【０００７】
一方、母材の強度・靭性バランスに優れるミクロ組織形態として下部ベイナイト組織を利用することは広く知られており、合金添加を含めた適切な成分設計により、下部ベイナイト組織を得ることが可能である。この組織を有効に活用することにより、溶接後の継手強度を確保することができる。しかしながら、この組織を得るための最適な製造方法についてはこれまで明確ではなかった。
【０００８】
本発明は、下部ベイナイト組織の活用が可能な成分系で、母材の強度・靭性バランス、ＤＷＴＴ特性、更にはＣＴＯＤ特性に優れたラインパイプ用鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者等は、上記した課題を達成するために、引張強さ９００ＭＰａ以上の強度レベルにおいて、低温靭性に及ぼす各種要因についてラインパイプ用鋼板を対象に鋭意検討した。
【００１０】
その結果、焼入れを、Ｍｓ点以下の温度で停止し、該温度域で短時間維持した後、空冷、あるいは該温度域で短時間維持した後、急速加熱焼戻しをした場合について以下の知見を得た。
【００１１】
１  オーステナイト域温度から特定冷却速度で焼入れし、Ｍｓ点以下の温度域で焼入れを停止、該温度域で特定時間維持した後、空冷すると、表層部、中心部など板厚位置によらず焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織が得られ、強度−靭性バランスが向上する。
【００１２】
低炭素鋼では、焼入れ時にオーステナイトが変態して、ラス状組織を形成するが、この際、ラス間にＣの濃縮が起こり未変態オーステナイト（γ）フイルムが残留しやすく、靭
性に有害な針状の島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ  ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）（以下、ＭＡ）を形成しやすいが、焼入れをＭｓ点以下の温度で停止し、該温度域で短時間維持した後、空冷すると、焼入れ時に生成したマルテンサイトが焼戻されることに加えて、下部ベイナイトが微細でかつ多量に生成し、ＭＡが少なくなくなることにより、靭性が向上する。
【００１３】
２  焼入れをＭｓ点以下の温度で停止し、該温度域で短時間維持した後、特定の昇温速度で急速加熱して焼戻しを行うことにより、強度の劣化が少なく、かつ靭性が向上する。
【００１４】
３  ライン上に高周波誘導加熱装置を配置した設備を用いると、以上の熱履歴、特に焼入れをＭｓ点以下の温度で停止し、該温度域で短時間維持する、を安定して付与することが可能で極めて有効である。
【００１５】
さらに、上記知見に加えて焼入れ前の熱間圧延においてオーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率を高くするとＣＴＯＤ特性が向上することを知見した。
尚、本発明で「高張力」「高強度」とは、引張強さ９００ＭＰａ以上の強度とする。
【００１６】
本発明は，このような知見に基づき，さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
１．  質量％で，Ｃ：０．０４〜０．１２％，Ｓｉ：≦０．５０％，Ｍｎ：１．８０〜２．５０％，Ｐ≦０．０１０％，Ｓ≦０．００２％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％，Ｃｕ：０．０１〜０．８％，Ｎｉ：０．１〜１．０％，Ｃｒ：０．０１〜０．８％，Ｍｏ：０．０１〜０．８％，Ｎｂ：０．０１〜０．０８％，Ｖ：０．０１〜０．１０％，Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％，Ｂ：０．０００５〜０．００３０％，Ｃａ：≦０．０１％，ＲＥＭ：≦０．０２％，Ｎ：０．００１〜０．００６％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、１０００〜１２００℃に加熱後，圧延終了温度をＡｒ３変態点以上の熱間圧延を行い，その後，Ａｒ３変態点以上の温度域から，下記式（１）で定義されるマルテンサイト生成臨界冷却速度Ｖｃｒｍ以上の冷却速度で、下記式（２）で定義されるマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）以下３００℃以上の温度域の焼入れ冷却停止温度まで冷却した後，冷却停止後から６０ｓ〜３００ｓの間，オンライン加熱により、鋼の温度を冷却停止温度±５０℃以内に維持し，その後、室温まで空冷することを特徴とする高張力ラインパイプ用鋼板の製造方法。
ｌｏｇＶｃｒｍ＝２．９４−０．７５β
（β（％）＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋２Ｍｏ）      ・・・（１）
ここで、Ｖｃｒｍ：マルテンサイト生成臨界冷却速度（℃／ｓ）
Ｍｓ＝５１７−３００Ｃ−１１Ｓｉ−３３Ｍｎ−２２Ｃｒ−１７Ｎｉ−１１Ｍｏ        ・・・（２）
２．  質量％で，Ｃ：０．０４〜０．１２％，Ｓｉ：≦０．５０％，Ｍｎ：１．８０〜２．５０％，Ｐ≦０．０１０％，Ｓ≦０．００２％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％，Ｃｕ：０．０１〜０．８％，Ｎｉ：０．１〜１．０％，Ｃｒ：０．０１〜０．８％，Ｍｏ：０．０１〜０．８％，Ｎｂ：０．０１〜０．０８％，Ｖ：０．０１〜０．１０％，Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％，Ｂ：０．０００５〜０．００３０％，Ｃａ：≦０．０１％，ＲＥＭ：≦０．０２％，Ｎ：０．００１〜０．００６％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、１０００〜１２００℃に加熱後，圧延終了温度をＡｒ３変態点以上の熱間圧延を行い，その後，Ａｒ３変態点以上の温度域から，下記式（１）で定義されるマルテンサイト生成臨界冷却速度Ｖｃｒｍ以上の冷却速度で、下記式（２）で定義されるマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）以下３００℃以上の温度域の焼入れ冷却停止温度まで冷却した後，冷却停止後から６０ｓ〜３００ｓの間，オンライン加熱により、鋼の温度を冷却停止温度±５０℃以内に維持し，その後、直ちに該温度から４５０℃以上Ａｃ１変態点以下の温度域へ１℃／ｓ以上の昇温速度で急速加熱することを特徴とする高張力ラインパイプ用鋼板の製造方法。
ｌｏｇＶｃｒｍ＝２．９４−０．７５β
（β（％）＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋２Ｍｏ）      ・・・（１）
ここで、Ｖｃｒｍ：マルテンサイト生成臨界冷却速度（℃／ｓ）
Ｍｓ＝５１７−３００Ｃ−１１Ｓｉ−３３Ｍｎ−２２Ｃｒ−１７Ｎｉ−１１Ｍｏ        ・・・（２）
３．  １または２記載の高張力ラインパイプ用鋼板の製造において、熱間圧延の際、オーステナイト未再結晶温度域で累積圧下率を５０％以上の熱間圧延を行うことを特徴とする高張力ラインパイプ用鋼板の製造方法。
４．  水冷後の加熱を、冷却装置の下流側に、前記冷却装置と同一ライン上に設置した、高周波誘導加熱装置により行うことを特徴とする１乃至３の何れか一つに記載の高張力ラインパイプ用鋼板の製造方法。
５．  １乃至４の何れか一つに記載の製造条件で製造され、ミクロ組織が体積率９０％以上の焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織からなり、さらに下部ベイナイトを少なくとも体積率５０％以上含有する高張力ラインパイプ用鋼板。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば，引張強さ９００ＭＰａ以上の高強度を有し，かつ強度−靭性バランス，ＤＷＴＴ特性、更にはＣＴＯＤ特性に優れた高張力ラインパイプ用鋼板を，高能率かつ安価に製造することができ，産業上格段の効果を奏する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１８】
本発明は鋼の成分組成、製造条件を規定する。組成における％は質量％である。
［成分組成］
Ｃ：０．０４〜０．１２％
Ｃは，鋼の強度を増加する元素であり，所望の高強度とするためには，０．０４％以上の含有を必要とする。一方，０．１２％を超えて含有すると溶接性が劣化し，溶接割れが生じやすくなるとともに，母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下する。
【００１９】
このため，Ｃは０．０４〜０．１２％の範囲に限定する。尚，好ましくは０．０４〜０．０６％である。
【００２０】
Ｓｉ：≦０．５０％
Ｓｉは，脱酸材として作用し，さらに固溶強化により鋼材の強度を増加させる元素である。しかし，０．５０％を超える含有は，ＨＡＺ靭性を著しく劣化させる。このため，Ｓｉは≦０．５０％とする。尚，好ましくは，０．０５〜０．２０％である。
【００２１】
Ｍｎ：１．８０〜２．５０％
Ｍｎは，鋼の焼入れ性を高めるとともに，靭性を向上させる作用を有する元素であり，本発明では，１．８０％以上の含有を必要とするが，２．５０％を超える  含有は、溶接性を劣化させる恐れがある。このため，本発明では，Ｍｎは１．８０〜２．５０％の範囲に限定する。尚，好ましくは，１．８０％〜２．２０％である。
【００２２】
Ｐ：０．０１０％以下
Ｐは、固溶強化により強度を増加させる元素であるが、靭性、溶接性を劣化させるため
、本発明ではできるだけ低減することが好ましいが、０．０１０％までの含有は許容できる。このため、Ｐは０．０１０％以下に限定する。
【００２３】
Ｓ：０．００２０％以下
Ｓは、鋼中では硫化物として存在し、延性を低下させる作用を示す。このため、Ｓはできるだけ低減することが望ましいが、０．００２０％まで許容する。
【００２４】
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ａｌは，製鋼時の脱酸材として作用し，本発明では，０．０１％以上の含有を必要とするが，０．０８％を超える含有は，靭性の低下を招く。このため，Ａｌは０．０１〜０．０８％の範囲に限定する。尚，好ましくは，０．０１〜０．０５％である。
【００２５】
Ｃｕ：０．０１〜０．８％，Ｃｒ：０．０１〜０．８％，Ｍｏ：０．０１〜０．８％
Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏはいずれも焼入性向上元素として作用し、０．０１％未満ではその効果が得られない。これらは多量のＭｎ添加の代替のため使用することで，同じように低温変態組織を得て母材・ＨＡＺの高強度化に寄与するが，高価な元素であり，かつそれぞれ０．８％以上添加しても高強度化の効果は飽和するため，上限を０．８％とする。
【００２６】
Ｎｉ：０．１〜１．０％
Ｎｉもまた，焼入性向上元素として作用するほか，添加しても靱性劣化を起こさないため，有用な元素である。この効果を得るために，０．１％以上の添加が必要であるが，高価な元素であるため，上限を１．０％とする。
【００２７】
Ｎｂ：０．０１〜０．０８％，Ｖ：０．０１〜０．１０％
Ｎｂ，  Ｖは炭化物を形成することで，特に２回以上の熱サイクルを受けるＨＡＺの焼戻し軟化を防止して，必要なＨＡＺ強度を得るために必要な元素である。これらの効果を得るためには０．０１％以上の添加が必要である。  
【００２８】
また，Ｎｂは，熱間圧延時のオーステナイト未再結晶領域を拡大する効果もあり，特に９５０℃まで未再結晶領域とするためには０．０１％以上の添加が必要である。一方，０．０８％を超えて添加すると，ＨＡＺの靱性を著しく損ねることから上限を０．０８％とした．また，Ｖについても同様に，０．１０％を超えて添加すると，ＨＡＺの靱性を著しく損ねることから上限を０．１０％とする。
【００２９】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは窒化物を形成し，鋼中の固溶Ｎ量低減に有効であるほか，析出したＴｉＮがピンニング効果でオーステナイト粒の粗大化を抑制防止し，母材，ＨＡＺの靱性向上に寄与する。
【００３０】
必要なピンニング効果を得るためには０．００５％以上の添加が必要であるが，０．０２５％を超えて添加すると炭化物を形成するようになり，その析出硬化で靱性が著しく劣化するため，上限を０．０２５％とする。
【００３１】
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％
Ｂはオーステナイト粒界に偏析し，フェライト変態を抑制することで，特にＨＡＺの強度低下防止に寄与する。この効果を得るために，０．０００５％以上の添加を必要とするが，０．００３０％を超えて添加してもその効果は飽和するため，上限を０．００３０％とする。
【００３２】
Ｃａ：≦０．０１％
Ｃａは鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり，添加することで靱性に有害なＭｎＳの生成を抑制する。しかし，０．０１％を超えて添加すると，ＣａＯ−ＣａＳのクラスターを形成し，かえって靱性を劣化させるので，上限を０．０１％とする。
【００３３】
ＲＥＭ：≦０．０２％
ＲＥＭもまた鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり，添加することで靱性に有害なＭｎＳの生成を抑制する。しかし，高価な元素であり，かつ０．０２％を超えて添加しても効果が飽和するため，上限を０．０２％とする。
【００３４】
Ｎ：０．００１〜０．００６％
Ｎは通常鋼中の不可避不純物として存在するが，前述の通りＴｉ添加を行うことで，オーステナイト粗大化を抑制するＴｉＮを形成する。必要とするピンニング効果をえるためには０．００１％以上鋼中に存在することが必要であるが，０．００６％を超える場合，溶接部，特に溶融線近傍で１４５０℃以上に加熱されたＨＡＺでＴｉＮが分解した場合，固溶Ｎの悪影響が著しいため，上限を０．００６％とする。
【００３５】
［製造条件］
上記した組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉等の通常の溶製手段で溶製し、連続鋳造法または造塊−分塊法等の通常の鋳造法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。尚、溶
製方法、鋳造法については上記した方法に限定されるものではない。
【００３６】
鋼素材は、オーステナイト単相組織となる温度に加熱する。鋼素材の加熱温度は、鋼素材をオーステナイト化するため、好ましくは１０００〜１２００℃とする。鋼素材の加熱温度が１０００℃未満では、熱間変形抵抗が高すぎて１回あたりの圧下率を高く採れず、生産性が低下する。また、Ｖ、Ｎｂ等の析出物形成元素を含有する場合には，これら元素が十分にオーステナイト中に固溶せず，これら元素の効果を十分に発揮することが困難となる。
【００３７】
一方，加熱温度が１２００℃を超えると、結晶粒が粗大化するとともに，スケールロス量の増加や炉の改修頻度の増加を招く。このため，鋼素材の加熱温度は１０００〜１２００℃の範囲に限定した。
【００３８】
加熱された鋼素材は，９５０℃以下の温度域での累積圧下量≧７０％，圧延終了温度をＡｒ３変態点以上の温度域の温度とする熱間圧延を施すが，特に、優れたＣＴＯＤ特性を所望する場合は、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率を５０％以上とし、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上の温度域の温度とする熱間圧延を施す。
【００３９】
オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率が５０％未満では、優れたＣＴＯＤ特性に必要な微細組織とすることが得られない。
【００４０】
圧延終了温度がＡｒ３変態点未満の温度では，圧延中にフェライトが析出し，その後に焼入れ処理を行っても所望の組織が得られず，所望の強度を確保できなくなる。
【００４１】
熱間圧延終了後，鋼板を，Ａｒ３変態点以上の温度域から焼入れ冷却する。焼入れ冷却の開始温度が，Ａｒ３変態点未満では、焼入れ冷却開始時の組織がオーステナイト単相ではなく，一部フェライト等への変態が開始していることになり，焼入れ処理を施してもマルテンサイト量が少なく所望の強度を確保することができなくなる。
【００４２】
また，焼入れ冷却の冷却速度は，マルテンサイト生成臨界冷却速度Ｖｃｒｍ以上の冷却速度とする。尚，本発明でマルテンサイト生成臨界冷却速度Ｖｃｒｍは次（１）式で定義される冷却速度を指す。
ｌｏｇＶｃｒｍ＝２．９４−０．７５β  
（β（％）＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋２Ｍｏ）      ・・・（１）
（ここで，Ｖｃｒｍ：マルテンサイト生成臨界冷却速度（℃／ｓ））
「マルテンサイト生成臨界冷却速度Ｖｃｒｍ」とは、全組織中の９０％以上の分率でマルテンサイト組織を含有するような冷却速度を意味する。
【００４３】
本発明では，マルテンサイト生成臨界冷却速度Ｖｃｒｍ以上の冷却速度で，マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以下３００℃以上の温度域の焼入れ冷却停止温度まで冷却する焼入れ処理を施すことにより，板厚方向各位置で部分的にマルテンサイトがまず生成する。
【００４４】
部分的にマルテンサイトを生成させ，生成したマルテンサイトと未変態のオーステナイトとの界面にマルテンサイト変態時の膨張を利用した歪を生成させる。
【００４５】
歪エネルギーにより未変態のオーステナイトが下部ベイナイトへ変態しやすくなるとともに，下部ベイナイト相を従来に比べて微細でかつ多量に生成することが可能となる。
【００４６】
焼入れ冷却の冷却速度がマルテンサイト生成臨界冷却速度Ｖｃｒｍ未満では，マルテンサイト変態前に粗大なベイナイトの生成量が増加し，上記したマルテンサイト変態による歪の生成が不十分となり，所期した効果を期待できなくなる。
【００４７】
また，焼入れ冷却停止温度が，Ｍｓ点を超える温度では，マルテンサイトの生成による歪生成効果が期待できず，下部ベイナイト相への変態促進が不十分となるうえ，その後の等温保持中あるいは空冷中に生成する靭性に有害な島状マルテンサイト量が増加する。
【００４８】
一方，焼入れ冷却停止温度が３００℃未満では，Ｃの拡散が不十分となり，亀裂伝播抵抗に有効な炭化物がベイニティックフェライト内部に析出しない。
【００４９】
従って，焼入れ冷却停止温度はＭｓ点以下３００℃以上の温度域の温度とする。尚，好ましくは、Ｍｓ点以下３５０℃以上の温度範囲である。
【００５０】
次いで，上記した範囲の焼入れ冷却停止温度で冷却停止した後６０〜３００ｓの間，鋼の温度を冷却停止温度±５０℃以内に維持し，その後室温まで空冷する。
【００５１】
焼入れ冷却停止温度±５０℃以内で６０〜３００ｓ維持することにより，マルテンサイトが自己焼鈍される一方，未変態オーステナイトの下部ベイナイトへの変態が促進され，焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織が得られる。
【００５２】
維持される時間が３００ｓを超えて長くすると，マトリクス組織の粗大化が起こるため強度が低下する。一方，６０Ｓ未満の維持では、下部ベイナイトへの変態が十分でなく、目標の強度・靭性が得られない。このため、該温度域での維持時間を６０〜３００ｓの範囲に限定する。
【００５３】
また、本発明では厚鋼板の温度を冷却停止温度±５０℃以内に６０〜３００ｓの間維持した後，直ちに該温度から４５０℃以上Ａｃ１変態点以下の温度域へ１℃／ｓ以上の昇温速度で急速加熱して焼戻しを行うことにより，マルテンサイトが自己焼鈍される一方，未変態オーステナイトの下部ベイナイトへの変態が促進され，焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織を得ることができる。
【００５４】
これにより，強度をほとんど劣化させることなく靭性を向上することが可能となる。加熱温度が４５０℃未満の時，靭性向上の効果はほとんど得られず，Ａｃ１変態点以上の温度とすると強度の低下が起こるため，加熱温度は４５０℃以上Ａｃ１変態点以下とする。
【００５５】
また，昇温速度を１℃／ｓ未満とすると，靭性は向上するが強度の低下が著しくなる。このため，昇温速度は１℃／ｓ以上とする。
【００５６】
上記した製造条件で得られる厚鋼板は，上記した組成を有し、かつ，板厚方向位置に拠らず，焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織を有する。焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの組織分率は，体積率で９０％以上となる。尚，下部ベイナイトの組織分率は，体積率で全体の５０％以上となることが好ましい。
【００５７】
また，焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイト以外の相としては，体積率で１０％以下の上部ベイナイトやフェライトの混在が許容できる。尚，ここでいう「焼戻しマルテンサイト」とは，炭化物が析出あるいは球状化したマルテンサイトを指すものとする。
【００５８】
また，「下部ベイナイト」は，炭化物が析出あるいは球状化した焼戻し下部ベイナイトをも含むものとする。
【００５９】
実操業においては，鋼板の温度管理は，鋼板表面温度により行われ，リアルタイムで鋼板全体の平均温度を計算して，この平均温度に基づいて温度制御や速度  制御を行うのが一般的である。本発明で「温度」は鋼板全体の平均温度，「冷却速度」は鋼板全体の平均冷却速度，「昇温速度」は鋼板全体の平均昇温速度を意味するものとする。
【００６０】
本発明は、焼入れのための冷却装置の下流側の搬送ライン上に、焼入れ後、一定温度に維持したり、再加熱したりする場合の加熱装置として高周波誘導加熱装置を配置した設備を用いると、焼入れ停止以降の熱履歴、特に焼入れをＭｓ点以下の温度で停止し、該温度域で短時間維持する、を安定して付与することが可能で極めて有効である。
【００６１】
鋼の製鋼方法については特に限定しないが，経済性の観点から，転炉法による製鋼プロセスと，連続鋳造プロセスによる鋼片の鋳造を行うことが望ましい．
また，本発明では，Ａｒ３，Ａｃ１の各変態点は、各鋼素材（厚鋼板）中の各元素の含有量に基づく次式（４），（５）
Ａｒ３＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ      ・・・（４）
Ａｃ１＝７５１−２６．６Ｃ＋１７．６Ｓｉ−１１．６Ｍｎ−１６９Ａｌ−２３Ｃｕ−２３Ｎｉ＋２４．１Ｃｒ＋２２．５Ｍｏ−３９．７Ｖ＋２３３Ｎｂ−５．７Ｔｉ−８９５Ｂ
・・・（５）
を用いて計算して得られる値を用いるものとする。
【実施例】
【００６２】
表１に示す化学組成の鋼を用い，表２に示す熱間圧延・加速冷却・オンライン加熱条件で鋼板１−１〜９を作製した。尚、表２中の鋼板温度，冷却速度は，平均温度，平均冷却速度を示す。
【００６３】
【表１】
2006265722.tif 000002
【００６４】
【表２】
2006265722.tif 000003
【００６５】
表２の製造条件で得られた鋼板より，ＡＰＩ−５Ｌに準拠した全厚引張試験片と，ＤＷＴＴ試験片，板厚中央位置からＪＩＳ  Ｚ２２０２のＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し，鋼板の引張試験，ＤＷＴＴ試験およびシャルピー衝撃試験を実施して，強度と靱性を評価した。
【００６６】
また，組織観察用試験片を採取し，走査型電子顕微鏡および透過型電子顕微鏡により板厚方向１／２の位置の組織観察を行い，組織の同定，および各組織の組織分率を求めた。
【００６７】
尚、焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトは炭化物の析出形態により判別した。各組織の組織分率は、走査型電子顕微鏡を用いて線分法により平均オーステナイト（γ）粒径を測定し、その平均的なγ粒径の粒をランダムに１０個選び，そのγ粒内の各組織の領域をそれぞれ断面面積率として求め，１０個の断面面積率の平均値をその鋼板各位置の組織分率とした。
【００６８】
母材の強度・靱性の評価結果をまとめて表３に示す。
【００６９】
【表３】
2006265722.tif 000004
【００７０】
本発明範囲の鋼板化学組成，圧延条件の本発明例は，９００ＭＰａを超える母材強度，かつ−３０℃でのシャルピー衝撃試験において，２００Ｊを超える高い靭性を示し，ＤＷＴＴ試験において−２０℃での延性破面率がいずれも８５％以上が得られた。
【００７１】
一方，冷却開始温度が本発明の下限を下回った比較例Ｎｏ．１−３は，はじめに一部の組織がフェライト変態したために，強度が低下した。
【００７２】
圧延後の冷却停止温度が本発明の上限を上回った比較例Ｎｏ．２−３は，マルテンサイト変態が起こらず，ベイナイト単相組織となり，また，より高温での冷却停止のためにベイナイト下部組織が粗大化した結果，強度が低下した。
【００７３】
圧延後の冷却停止温度が本発明の下限を下回った比較例Ｎｏ．３−２は，下部ベイナイト主体組織ではなく，焼戻しマルテンサイト主体組織となったために，強度は高い値を示したが，シャルピー吸収エネルギーおよびＤＷＴＴ特性が低下した。
【００７４】
圧延後の冷却速度が本発明の下限を下回った比較例Ｎｏ．４−３は，著しく強度が低下した。冷却停止後のオンライン加熱温度が本発明の上限を上回った比較例Ｎｏ．４−４は，鋼板のＡｃ１変態点を超えた結果，α−γ逆変態が起きて，Ｍ−Ａが生成したが，その量が十分でなく強度が低下した。
【００７５】
冷却停止温度±５０℃での保持時間が本発明の上限を上回った比較例Ｎｏ．５−３は，母材強度およびＤＷＴＴ特性が低下した。冷却停止後オンライン加熱時の昇温速度が本発明の下限を下回った比較例Ｎｏ．６−２は，母材強度は高い値を示したが，シャルピー吸収エネルギーおよびＤＷＴＴ特性が低下した。
【００７６】
Ｂ添加量が本発明の下限を下回った比較例Ｎｏ．７は，焼入性不足の結果，強度が低下した。
【００７７】
鋼板のＭｎ添加量が本発明の下限を下回った比較例Ｎｏ．８においても，強度が低下した。一方，鋼板のＣ添加量が本発明の上限を上回った比較例Ｎｏ．９は，高い強度を示したものの，強度およびＹＲが高くなり過ぎて，シャルピー吸収エネルギーおよびＤＷＴＴ特性が低下した。
【００７８】
上述したように、成分組成および／または製造条件が本発明範囲外の比較例は本発明例に対し、特性に劣ることが確認された。
【００７９】
また、表１中の鋼種Ｄを用いて、熱間圧延における未変態オーステナイト域での累積圧下率を変えて鋼板４−１、４−２、４−５、４−６を製造し、上述した試験項目の他に、ＢＳ７７４８に準拠したＢ（板厚）×２Ｂサイズの３点曲げＣＴＯＤ試験片を採取し、ＣＴＯＤ試験を実施した。
【００８０】
表４に製造条件を、表５に試験結果を示す。請求項３記載の本発明例であるＮｏ．４−１，４−２では、ＣＴＯＤ試験において試験温度ー２０℃での限界開口変位量が０．１５ｍｍ以上が得られた。
【００８１】
一方、オーステナイト未再結晶域の累積圧下率が請求項３記載の本発明の下限を下回った比較例Ｎｏ．４−５，４−６はオーステナイト粒の細粒化が十分でなく、ＣＴＯＤ特性が本発明例と比較して劣る。
【００８２】
【表４】
2006265722.tif 000005
【００８３】
【表５】
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