(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．０２〜０．０６％（質量％の意味。以下同じ）、
Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：１．１５〜１．６％、
Ｎ  ：０．００２〜０．００９％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含有し、
更に、
Ｎｂ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：１％以下（０％を含まない）、および
Ｃｕ：０．３５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる２種以上含有し、
残部が鉄および不可避不純物からなる厚鋼板であって、
化学成分は、下記式（１）〜式（３）を満足し、
金属組織は、マルテンサイトと残留オーステナイトとの混合物の平均円相当直径が２．０μｍ以下（０μｍを含まない）で、且つ残留オーステナイトの体積分率が０．５〜４．０％であることを特徴とする靱性および歪時効特性に優れた厚鋼板。
２．０≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦５．０    ・・・（１）
５．３≦７×［Ｓｉ］＋２×［Ｎｉ］＋［Ｍｎ］＋１２×（５×［Ｎｂ］＋３×［Ｔｉ］）≦７．１    ・・・（２）
６５≦３９×［Ｍｎ］＋１７×［Ｎｉ］＋１０×［Ｃｕ］≦７８    ・・・（３）
［上記式中、［  ］は厚鋼板中の各元素の含有量（質量％）を示す。］
【請求項２】
固溶Ｎ量が０．００２０％以下（０％を含む）である請求項１に記載の厚鋼板。
【請求項３】
厚さが７５〜１００ｍｍである請求項１または２に記載の厚鋼板。
【請求項４】
請求項１に記載の成分組成を満足する鋼を熱間圧延し、７００〜７５０℃の温度範囲で仕上圧延を行い、圧延終了後、冷却停止温度を３５０〜４５０℃として冷却を行うと共に、７００〜４５０℃の温度範囲における平均冷却速度を３．０〜６．０℃／秒とすることを特徴とする靱性および歪時効特性に優れた厚鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記鋼を１０００〜１２００℃に加熱してから前記熱間圧延を行う請求項４に記載の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、海洋構造物などに用いられる厚鋼板に関するものであり、特に靱性に優れており、しかも歪時効による靱性劣化の少ない厚鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、海洋構造物は、大型化および建設地の寒冷地化が進んでおり、海洋構造物の素材には、従来にも増して更なる高強度化、高靱性化が求められている。特に、海洋構造物は氷点下となる海域においても建設されるため、低温靱性の向上が求められている。
【０００３】
低温靱性を改善する技術としては特許文献１、２が知られている。特許文献１には、Ｎｉを２．０〜４．５％の範囲で含有させたＮｉ添加鋼について、バンド状のＮｉ偏析を低減すると共に、焼き入れ組織を生成させ、この組織を微細化し、且つ組織の偏平化を抑制することによって、母材の低温靱性（具体的には、−７０℃における靱性）を改善する技術が提案されている。特許文献２には、炭素当量Ｃｅｑを０．５０〜０．６８％とし、体積率で９０％以上のベイニティックフェライト相を含む組織とすることによって、引張強さが９００ＭＰａ以上の鋼板の低温靱性（具体的には、−４０℃における靱性）を改善する技術が提案されている。
【０００４】
ところで、鋼板に塑性変形を加えると機械的特性（特に、靱性）が劣化することが一般に知られている。この劣化は歪時効によるものであり、塑性変形により歪が付与されると、鋼板に固溶しているＣ元素やＮ元素が炭窒化物として析出し、析出した炭窒化物が歪付与により導入された転位を固定するため鋼板が硬化することによって靱性が劣化する。そこで鋼板には、歪時効による靱性劣化を生じさせない特性（本明細書では、この特性を歪時効特性と呼ぶ）が良好であることも要求される。
【０００５】
本出願人は、歪時効による靱性劣化の少ない鋼板を特許文献３に開示している。特許文献３には、結晶方位差が１５°以上の結晶粒の平均粒径と鋼板に含まれるＣ、Ｎ、Ｔｉ、Ｎｂ量の関係を適切に制御することによって、結晶粒界に固溶ＣやＮを固定し、歪時効による靱性劣化を低減する技術を提案している。
【０００６】
なお、鋼中に固溶しているＣやＮを炭窒化物として固定し、高純度化した鋼として、ＩＦ（Interstitial Free）鋼が知られている（非特許文献１）。ＩＦ鋼では、ＴｉやＮｂを添加し、固溶Ｃ、Ｎを、予めＴｉやＮｂの炭窒化物として析出させることによって固溶Ｃ、Ｎを低減している。しかしＴｉやＮｂを多量に添加すると粗大な炭窒化物が析出し、靱性が劣化することがある。また、ＩＦ鋼では、Ｃ含有量を最小限に抑えているため、厚鋼板に適用すると強度不足となり、引張強度で３００ＭＰａレベルしか得られない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特許第４５３８０９５号公報
【特許文献２】特開２００５−２８１８０７号公報
【特許文献３】特許３８４８０９１号公報
【非特許文献】
【０００８】
【非特許文献１】日本金属学会会報、第３０巻、第８号（１９９１）
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
上記特許文献１、２に提案されている技術では、鋼板の低温靱性を改善できるが、歪時効特性については全く考慮されていない。一方、本出願人が先に提案した上記特許文献３の技術によって、歪時効特性を改善でき、しかも靱性についてもある程度改善できている。
【００１０】
本発明は、このような状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、上記特許文献３とは異なる方法で海洋構造物などの素材として要求される強度（具体的には、４５０〜５５０ＭＰａ）を維持しつつ、靱性および歪時効特性に優れた厚鋼板を提供することにある。また、本発明の他の目的は、こうした厚鋼板を製造する方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
上記課題を解決することのできた本発明に係る厚鋼板とは、Ｃ：０．０２〜０．０６％（質量％の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．１５〜１．６％、Ｎ：０．００２〜０．００９％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含有し、更に、Ｎｂ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：１％以下（０％を含まない）、およびＣｕ：０．３５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる２種以上含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる厚鋼板である。そして、この厚鋼板は、化学成分が下記式（１）〜式（３）を満足し、金属組織は、マルテンサイトと残留オーステナイトとの混合物の平均円相当直径が２．０μｍ以下（０μｍを含まない）で、且つ残留オーステナイトの体積分率が０．５〜４．０％で点に要旨を有している。下記式中、［  ］は厚鋼板中の各元素の含有量（質量％）を示す。
２．０≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦５．０    ・・・（１）
５．３≦７×［Ｓｉ］＋２×［Ｎｉ］＋［Ｍｎ］＋１２×（５×［Ｎｂ］＋３×［Ｔｉ］）≦７．１    ・・・（２）
６５≦３９×［Ｍｎ］＋１７×［Ｎｉ］＋１０×［Ｃｕ］≦７８    ・・・（３）
【００１２】
なお、本明細書では、残留オーステナイトを「残留γ」と表記することがある。また、マルテンサイトと残留オーステナイトとの混合物を「Ｍ−Ａ変態生成物」ということがある。
【００１３】
本発明の厚鋼板は、固溶Ｎ量が０．００２０％以下（０％を含む）であることが好ましい。厚鋼板の厚さは、例えば、７５〜１００ｍｍであってもよい。
【００１４】
本発明の厚鋼板は、上記成分組成を満足する鋼を熱間圧延し、７００〜７５０℃の温度範囲で仕上圧延を行い、圧延終了後、冷却停止温度を３５０〜４５０℃として冷却を行うと共に、７００〜４５０℃の温度範囲における平均冷却速度を３．０〜６．０℃／秒とすることにより製造できる。上記鋼は、１０００〜１２００℃に加熱してから熱間圧延を行うことが好ましい。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、厚鋼板の成分組成を適切に制御し、且つ金属組織のうちＭ−Ａ変態生成物を微細化すると共に、残留γ量を適切な範囲に制御することによって、厚鋼板の靱性および歪時効特性を改善できる。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
本発明者らは、海洋構造物の素材として要求される強度を維持したうえで、靱性および歪時効特性を改善するために鋭意検討を重ねてきた。その結果、歪時効による靱性劣化を低減するために厚鋼板中の固溶Ｎ量を低減するには、厚鋼板に含まれるＴｉ量とＮ量の比を所定の範囲に制御すると共に、金属組織中に微細なＭ−Ａ変態生成物を生成させ、且つ残留γを所定量生成させればよいこと、上記Ｍ−Ａ変態生成物を微細化することによって靱性も改善できること、微細なＭ−Ａ変態生成物を生成させるには、厚鋼板に含まれる化学成分が上記式（２）を満足するように調整すればよいこと、残留γを所定量生成させるには、厚鋼板に含まれる化学成分が上記式（３）を満足するように調整すればよいこと、を見出し、本発明を完成した。
【００１７】
まず、本発明を完成するに至った経緯について説明する。本発明者らが厚鋼板の歪時効特性を改善するために検討したところ、厚鋼板中の固溶Ｎ量を低減するには、厚鋼板に含まれるＴｉ量とＮ量を別々に制御するだけでは不充分であり、Ｔｉ量とＮ量の比（［Ｔｉ］／［Ｎ］）を適切に制御することが有効であることが明らかになった［上記式（１）を参照］。しかし、Ｔｉ量とＮ量の比を適切に制御しても厚鋼板中の固溶Ｎ量を完全に無くすことはできなかった。そこで本発明者らは、厚鋼板中に残存する固溶Ｎを固定することによって歪時効特性を更に改善できないか検討を重ねた。その結果、厚鋼板の金属組織中に、マルテンサイトと残留γとの混合物（Ｍ−Ａ変態生成物）を生成させれば良いことが判明した。マルテンサイトは、硬質な組織であるため、厚鋼板の高強度化に寄与し、残留γは、厚鋼板中の固溶Ｎを固定し、歪時効特性を改善するのに寄与する。
【００１８】
ところがＭ−Ａ変態生成物は母相に比べて硬いため、へき開破壊の起点となり、靱性を劣化させることが知られている。そこで本発明者らは、靱性を劣化させることなく歪時効特性を改善するために検討を重ねた。その結果、母相に対してＭ−Ａ変態生成物を微細分散させれば、へき開破壊が発生し難くなり、靱性が劣化し難くなることが明らかになった。そしてＭ−Ａ変態生成物を微細分散させるには、厚鋼板の化学成分が上記式（２）を満足するように制御すれば良いことも明らかになった。
【００１９】
また、厚鋼板中の固溶Ｎを固定するには、残留γを所定量確保する必要がある。しかし残留γは不安定なため、マルテンサイトに容易に変態し易い。従って、Ｍ−Ａ変態生成物中の残留γがマルテンサイト変態すると、マルテンサイトが生成する。マルテンサイトは残留γより硬質なため、靱性を劣化させる原因となる。そこで残留γを安定化させ、マルテンサイト変態するのを抑制して残留γを所定量確保するために検討したところ、厚鋼板の化学成分が上記式（３）を満足するように制御すれば良いことも明らかになった。
【００２０】
以上の通り、本発明の厚鋼板は、Ｔｉ量とＮ量の含有バランスを制御したうえで、Ｍ−Ａ変態生成物を微細分散させ、更に残留γを所定量生成させているところに特徴がある。以下、本発明の厚鋼板について詳述する。
【００２１】
［式（１）について］
本発明の厚鋼板は、Ｔｉ量［Ｔｉ］とＮ量［Ｎ］の比（［Ｔｉ］／［Ｎ］）が２．０〜５．０である。Ｔｉ量とＮ量の含有バランスを適切に制御することによって、厚鋼板中の固溶Ｎ量を低減でき、歪時効特性を改善できる。
【００２２】
［Ｔｉ］／［Ｎ］の値が２．０を下回ると、固溶Ｎ量が増大するため歪時効特性が劣化する。従って［Ｔｉ］／［Ｎ］の値は２．０以上、好ましくは２．２以上、より好ましくは２．３以上である。しかし、［Ｔｉ］／［Ｎ］の値が５．０を超えるとＴｉ量が過剰になるため、粗大なＴｉ系炭窒化物が生成し、靱性が低下する。従って［Ｔｉ］／［Ｎ］の値は５．０以下、好ましくは４．８５以下、より好ましくは４．５以下である。
【００２３】
本発明の厚鋼板に含まれる固溶Ｎ量は、０．００２０％以下であることが好ましい。固溶Ｎ量を低減することによって歪時効特性を一層改善できる。固溶Ｎ量は、より好ましくは０．００１８％以下、更に好ましくは０．００１５％以下、特に好ましくは０．００１０％以下、最も好ましくは０％である。
【００２４】
上記厚鋼板に含まれる固溶Ｎ量は、電解抽出法によって測定できる。電解抽出は、電解液として、例えば、メタノール１００ｃｃ中にアセチルアセトン１０ｃｃとテトラメチルアンモニウムクロリド１ｇを含有する溶液を用い、例えば、常温で２０ｍＡ／ｃｍ2以下の電流で行えばよい。電解抽出後の電解液をポアサイズ０．１μｍのフィルターを用いてろ過し、フィルターに残った抽出残渣中のＮ量を誘導結合プラズマ（Inductively Coupled Plasma、ＩＣＰ）発光分析によって定量する。厚鋼板に含まれる全Ｎ量から、上記抽出残渣中のＮ量を引いた値を固溶Ｎ量とすればよい。
【００２５】
［Ｍ−Ａ変態生成物の平均円相当直径について］
本発明の厚鋼板は、金属組織に含まれるＭ−Ａ変態生成物の平均円相当直径が２．０μｍ以下である。Ｍ−Ａ変態生成物の平均円相当直径が２．０μｍを超えると破壊起点となり、靱性が劣化する。従ってＭ−Ａ変態生成物の平均円相当直径は２．０μｍ以下、好ましくは１．８μｍ以下、より好ましくは１．５μｍ以下である。Ｍ−Ａ変態生成物の平均円相当直径は靱性を高める観点からできるだけ小さい方が好ましいが、下限値は、通常０．３μｍ程度である。
【００２６】
Ｍ−Ａ変態生成物の円相当直径は、次の手順で測定できる。厚鋼板を圧延方向に沿って切断し、この切断面のｔ／４（ｔは板厚）位置をレペラー腐食した後、光学顕微鏡写真を撮影する。観察倍率は例えば１０００倍、観察視野は例えば５０μｍ×５０μｍ、視野数ｎは例えば１０視野とすればよい。撮影した写真を画像解析装置（Media Cybernetics製「Image-Pro Plus」）で処理することによって、Ｍ−Ａ変態生成物の個々の円相当直径を算出し、その算術平均（相加平均）を平均円相当直径とする。
【００２７】
Ｍ−Ａ変態生成物の合計面積率は、金属組織に対し、例えば、５％以下であることが好ましい。
【００２８】
［式（２）について］
本発明では、上記Ｍ−Ａ変態生成物の平均円相当直径を２．０μｍ以下に制御するために、厚鋼板に含まれる化学成分に基づいて求められる下記式（２）’の値（以下、Ｘ１値ということがある）を５．３〜７．１の範囲に調整する。
Ｘ１＝７×［Ｓｉ］＋２×［Ｎｉ］＋［Ｍｎ］＋１２×（５×［Ｎｂ］＋３×［Ｔｉ］）    ・・・（２）’
【００２９】
上記Ｘ１値は、Ｍ−Ａ変態生成物の生成量およびその形態を制御するために規定した値である。即ち、式（２）’中、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｍｎは、Ｍ−Ａ変態生成物の生成量を増加させるのに作用する元素である。一方、ＮｂとＴｉは、金属組織（マトリックス）を微細化するのに作用する元素であり、マトリックスを微細化することによってＭ−Ａ変態生成物を微細化できる。なお、各元素の係数は種々の実験を繰り返すことによって決定した。
【００３０】
上記Ｘ１の値を変化させた厚鋼板を種々製造しそれらの物性を調べたところ、Ｘ１値を５．３〜７．１の範囲に調整すれば、厚鋼板の靱性および歪時効特性を改善できることが明らかとなった。即ち、上記Ｘ１値が７．１を超えると、Ｍ−Ａ変態生成物量が過剰になり、粗大なＭ−Ａ変態生成物が生成するため靱性が劣化する。従って上記Ｘ１値は７．１以下、好ましくは６．８以下、より好ましくは６．５以下である。しかし、上記Ｘ１値が５．３を下回るとＭ−Ａ変態生成物量が少なくなり過ぎるためＮを固定できず、固溶Ｎ量が増大して歪時効特性が劣化する。従って上記Ｘ１値は５．３以上、好ましくは５．５以上、より好ましくは５．６以上、更に好ましくは５．８以上である。
【００３１】
［残留γの体積分率について］
本発明の厚鋼板は、金属組織に含まれる残留γの体積分率が０．５〜４．０％である。残留γの体積分率が０．５％未満では、残留γ量が不足するため固溶Ｎを固定できず、固溶Ｎ量が増大するため歪時効特性を改善できない。従って残留γの体積分率は、０．５％以上、好ましくは０．６％以上、より好ましくは０．７％以上、更に好ましくは０．８％以上である。しかし残留γの体積分率が４．０％を超えると粗大なＭ−Ａ変態生成物もあわせて生じるため靱性が劣化する。従って残留γの体積分率は、４．０％以下、好ましくは３．５％以下、より好ましくは３．０％以下、更に好ましくは２．８％以下である。
【００３２】
上記残留γの体積分率は、次の手順で測定できる。鋼板のｔ／４（ｔは板厚）位置から得られた試験片を鏡面研磨し、Ｘ線回折によってリードベルト法でα−Ｆｅ（２００）面とγ−Ｆｅ（２００）面のピーク強度比を求める。求めたピーク強度比から理論強度比を計算によって求め、残留γの体積分率を求める。
【００３３】
［式（３）について］
本発明では、上記残留γの体積分率を０．５〜４．０％の範囲に制御するために、厚鋼板に含まれる化学成分に基づいて求められる下記式（３）’の値（以下、Ｘ２値ということがある）を６５〜７８の範囲に調整する。
Ｘ２＝３９×［Ｍｎ］＋１７×［Ｎｉ］＋１０×［Ｃｕ］    ・・・（３）’
【００３４】
上記Ｘ２値は、金属組織に占める残留γ量を制御するために規定した値である。即ち、式（３）’中、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕは、いずれもオーステナイトを安定化させるのに作用する元素であり、これらの含有量を適切に制御することによってオーステナイトがマルテンサイト変態するのを抑制でき、残留γの残存量を確保できる。そして、生成した残留γに鋼中の固溶Ｎが固定されることによって歪時効特性を改善できる。なお、各元素の係数は種々の実験を繰り返すことによって決定した。
【００３５】
上記Ｘ２の値を変化させた厚鋼板を種々製造しそれらの物性を調べたところ、Ｘ２値を６５〜７８の範囲に調整すれば、厚鋼板の靱性を劣化させることなく、歪時効特性を改善できることが明らかとなった。即ち、上記Ｘ２値が７８を超えると、元素の添加量が多くなるため、固溶硬化により強度が高くなり過ぎ、靱性が劣化する。従って上記Ｘ２値は７８以下、好ましくは７５以下、より好ましくは７３以下である。しかし、上記Ｘ２値が６５を下回ると残留γが不安定となり、マルテンサイト変態するのを抑制することができないため残留γ量が減少する。残留γ量が減少すると、固溶Ｎを固定できないため、歪時効特性が劣化する。従って上記Ｘ２値は６５以上、好ましくは６７以上、より好ましくは７０以上である。
【００３６】
本発明に係る厚鋼板の母相組織（主体組織）は特に限定されず、例えば、フェライトやベイナイト、またはこれらの混合組織であればよい。
【００３７】
以上の通り、厚鋼板の靱性および歪時効特性を改善するには、Ｔｉ量とＮ量の含有バランスを最適化し、また金属組織のうちＭ−Ａ変態生成物の平均円相当直径を所定値以下とすると共に、残留γの残存量を所定の範囲に制御することが重要であるが、厚鋼板の成分組成も適切に制御する必要がある。
【００３８】
次に、本発明の厚鋼板の成分組成について説明する。
【００３９】
［Ｃ：０．０２〜０．０６％］
Ｃは、厚鋼板の強度を確保するために欠くことのできない元素である。従ってＣ量は０．０２％以上、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０４％以上である。しかし、Ｃ量が過剰になるとＭ−Ａ変態生成物が粗大化して靱性が劣化する。またＣ量が過剰になると残留γを殆ど含まない硬質な島状マルテンサイトが多く生成するため、強度が高くなり過ぎて靱性が劣化する。さらに、固溶Ｃ量が増加するため歪時効特性が悪化する。従ってＣ量は０．０６％以下、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０４５％以下である。
【００４０】
［Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）］
Ｓｉは、厚鋼板の強度を確保し、且つＭ−Ａ変態生成物を生成させるために有用な元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｓｉは０．０１％以上含有させることが好ましい。Ｓｉ量は、より好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．２％以上である。しかし、Ｓｉ量が過剰になると残留γを殆ど含まない硬質な島状マルテンサイトが多く生成して靱性の劣化を招くことになる。従ってＳｉ量は０．５％以下、好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．３５％以下である。
【００４１】
［Ｍｎ：１．１５〜１．６％］
Ｍｎは、焼入れ性を向上させて厚鋼板の強度を確保ために必要な元素である。従ってＭｎ量は１．１５％以上、好ましくは１．２％以上、より好ましくは１．３％以上である。しかしＭｎ量が過剰になると残留γが多く生成し、靱性および歪時効特性が劣化する。従ってＭｎ量は１．６％以下、好ましくは１．５５％以下、より好ましくは１．５％以下である。
【００４２】
［Ｎ：０．００２〜０．００９％］
Ｎは、Ｔｉと結合することにより微細な窒化物を形成し、鋼中の固溶Ｎを固定化する作用を有する元素である。また、微細な窒化物には、溶接の際にオーステナイト粒の粗大化を抑制し、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靱性を向上させる作用も期待できる。従ってＮ量は０．００２％以上、好ましくは０．００３０％以上、より好ましくは０．００４０％以上である。しかしＮ量が過剰になると固溶Ｎ量が増大し、歪時効特性が劣化する。また粗大なＴｉＮが生成すると、靱性も劣化することがある。従ってＮ量は０．００９％以下、好ましくは０．００７％以下、より好ましくは０．００６０％以下である。
【００４３】
［Ｔｉ：０．００５〜０．０３％］
Ｔｉは、Ｎと結合して微細な窒化物を形成し、Ｎを固定する作用を有している元素である。また、微細な窒化物は、ＨＡＺ靱性を向上させるのにも作用する。従ってＴｉ量は０．００５％以上、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０１５％以上である。しかしＴｉ量が過剰になると残留γが多く生成し、靱性および歪時効特性が劣化する。従ってＴｉ量は０．０３％以下、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０２％以下である。
【００４４】
本発明の厚鋼板は、上記各成分を必須成分として含有し、更にＮｂ、Ｎｉ、およびＣｕよりなる群から選ばれる２種以上の元素を含有している必要がある。Ｎｂ、Ｎｉ、およびＣｕは、いずれも焼入れ性を高めて厚鋼板の強度を高める元素であり、１種のみの添加では、Ｍ−Ａ変態生成物が粗大化したり、残留γが生成しにくくなるため、靱性または歪時効靱性のうち少なくとも一方の特性が劣化する。
【００４５】
［Ｎｂ：０．０３％以下（０％を含まない）］
Ｎｂは、ベイナイト変態を生じやすくさせ、しかも微細なＭ−Ａ変態生成物を増加させる作用も有している。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｎｂ量は好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０１３％以上、更に好ましくは０．０１５％以上である。しかしＮｂを過剰に含有すると、Ｍ−Ａ変態生成物が増加し過ぎて粗大化し、靱性および歪時効特性が劣化する。また、粗大なＮｂ炭窒化物が析出することによっても靱性および歪時効特性が劣化する。従ってＮｂ量は０．０３％以下、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０２０％以下である。
【００４６】
［Ｎｉ：１％以下（０％を含まない）］
Ｎｉは、マルテンサイト変態を生じ難くして所望量の残留γを残存させる作用を有している元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｎｉ量は０．２％以上含有することが好ましい。Ｎｉ量は、より好ましくは０．３％以上、更に好ましくは０．５％以上である。しかし、Ｎｉを過剰に含有すると、Ｍ−Ａ変態生成物が増加して粗大化し、また残留γも多く生成するため、靱性が劣化する。従ってＮｉ量は１％以下、好ましくは０．９０％以下、より好ましくは０．８％以下である。
【００４７】
［Ｃｕ：０．３５％以下（０％を含まない）］
Ｃｕは、マルテンサイト変態を生じ難くして所望量の残留γを残存させる作用を有している元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃｕ量は０．０５％以上含有することが好ましい。Ｃｕ量は、より好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．２％以上である。しかし強化元素であるＣｕを過剰に含有すると、材料強度が高くなり過ぎるため、靱性が劣化する。従ってＣｕ量は０．３５％以下、好ましくは０．３４％以下、更に好ましくは０．３３％以下である。
【００４８】
本発明に係る厚鋼板の成分組成は上記の通りであり、残部成分は、鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって混入する微量元素（例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎなど）が許容される。
【００４９】
本発明は厚鋼板に関するものであり、該分野において厚鋼板とは、ＪＩＳで定義されるように、一般に板厚が３．０ｍｍ以上であるものを指す。本発明の厚鋼板は、特に板厚が７５〜１００ｍｍであっても靱性および歪時効特性に優れたものとなる。例えば、上記特許文献３では、粗圧延時の累積圧下率や仕上圧延時の累積相当塑性歪量を制御することによって、結晶粒の平均粒径を調整している。しかし、板厚が７５〜１００ｍｍ程度の極厚鋼板においては、圧延条件による結晶粒径の制御は非常に困難である。
【００５０】
本発明の厚鋼板は、海洋構造物の素材として好適に用いることができる他、圧力容器やタンクの素材としても用いることができる。
【００５１】
本発明の厚鋼板を製造するに当たっては、常法に従って溶製して得られた上記成分組成を満たす鋼を、例えば１０００〜１２００℃に加熱してから熱間圧延し、７００〜７５０℃の温度範囲で仕上圧延を行い、圧延終了後、冷却停止温度を３５０〜４５０℃として冷却を行うと共に、７００〜４５０℃の温度範囲における平均冷却速度を３．０〜６．０℃／秒とすればよい。この方法における各条件の範囲設定理由は次の通りである。
【００５２】
上記成分組成を満たす鋼（スラブ）は常法に従って溶製して作製すればよい。但し、鋼中に粗大なＴｉＮが生成していると靱性が劣化することがあるため、例えば、１５００〜１１００℃の温度範囲における平均冷却速度を０．１〜２．０℃／秒として冷却を行い、凝固時の冷却速度を高めて粗大なＴｉＮの生成を抑制することが好ましい。
【００５３】
上記成分組成を満たす鋼（スラブ）は、通常の温度範囲で加熱してから熱間圧延すればよく、その温度範囲は特に限定されないが、例えば、１０００〜１２００℃とすることが好ましい。加熱温度を１０００〜１２００℃とすることによって、鋼中にＴｉＮを充分に生成させることができるため、鋼中の固溶Ｎ量を０．００２０％以下に低減できる。その結果、歪時効特性を一段と改善できる。加熱温度は、好ましくは１０５０℃以上であり、好ましくは１１５０℃以下である。
【００５４】
加熱した上記鋼は、仕上圧延温度を７００〜７５０℃として熱間圧延を行う必要がある。この温度範囲で仕上圧延を行うことによって、金属組織を微細化でき、これに伴ってＭ−Ａ変態生成物を微細化できる。その結果、靱性を改善できる。また、仕上圧延温度が７００℃を下回ると圧延負荷が大きくなるため、仕上圧延時に割れが発生しやすくなる。従って仕上圧延温度は７００℃以上、好ましくは７１０℃以上とする。一方、仕上圧延温度は好ましくは７４０℃以下、より好ましくは７３０℃以下である。
【００５５】
圧延終了後は、冷却停止温度を３５０〜４５０℃として冷却を行う必要がある。冷却停止温度が４５０℃を超えると、セメンタイトが多量に析出するため、残留γの残存量が減少し、歪時効特性を改善できない。従って冷却停止温度は４５０℃以下、好ましくは４４０℃以下、より好ましくは４３０℃以下である。しかし冷却停止温度が３５０℃を下回ると、マルテンサイト変態が生じるため、残留γの残存量が減少し、歪時効特性を改善できない。従って冷却停止温度は３５０℃以上、好ましくは３６０℃以上、より好ましくは３７０℃以上とする。
【００５６】
圧延終了後の冷却は、７００〜４５０℃の温度範囲における平均冷却速度を３．０〜６．０℃／秒とする必要がある。この温度範囲における平均冷却速度が３．０℃／秒を下回るとＭ−Ａ変態生成物量が減少するため残留γの残存量が少なくなり、歪時効特性が劣化する。従って平均冷却速度は３．０℃／秒以上、好ましくは３．２℃／秒以上、より好ましくは３．４℃／秒以上である。しかし平均冷却速度が６．０℃／秒を超えるとマルテンサイト変態が生じやすくなるため残留γの残存量が少なくなり、歪時効特性が劣化する。従って平均冷却速度は６．０℃／秒以下、好ましくは５．５℃／秒以下、より好ましくは５．０℃／秒以下である。
【００５７】
このようにして得られた厚鋼板は、靱性に優れており、しかも歪時効による靱性劣化が低減されている。
【００５８】
以下、実施例を挙げて本発明を具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合しうる範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【実施例】
【００５９】
下記表１に示す成分組成（残部は、鉄および不可避不純物）を満足する鋼を溶製し、１５００〜１１００℃の温度範囲における平均冷却速度を約０．３℃／秒として冷却してスラブを得た。得られたスラブ（鋼）を、下記表２または表３に示す温度に加熱し、熱間圧延を行なった。仕上圧延温度を下記表２または表３に示す。圧延終了後、下記表２または表３に示す冷却停止温度まで冷却を行い、下記表２または表３に示す厚みの鋼板を製造した。
【００６０】
下記表１には、表１に示した成分組成に基づいて算出した上記式（１）の中辺の値（［Ｔｉ］／［Ｎ］）、上記式（２）の中辺の値（Ｘ１値）、上記式（３）の中辺の値（Ｘ２値）を夫々示す。また、下記表２または表３には、７００〜４５０℃の温度範囲における平均冷却速度を示す。
【００６１】
得られた鋼板の金属組織を次の手順で観察し、Ｍ−Ａ変態生成物の平均円相当直径および残留γの体積分率を算出した。
【００６２】
［Ｍ−Ａ変態生成物の平均円相当直径の算出］
得られた鋼板を圧延方向に沿って切断し、切断面のｔ／４（ｔは板厚）位置をレペラー腐食した後、光学顕微鏡写真を撮影する。観察倍率は１０００倍、観察視野は５０μｍ×５０μｍ、観察視野数は１０とした。撮影した写真を画像解析装置（Media Cybernetics製「Image-Pro Plus」）で処理することによって、観察視野内に認められるＭ−Ａ変態生成物の個々の円相当直径を算出し、その算術平均（相加平均）を算出した。算出したＭ−Ａ変態生成物の平均円相当直径を下記表２または表３に示す。
【００６３】
［残留γの体積分率の算出］
得られた鋼板のｔ／４（ｔは板厚）位置から試験片を切り出し、これを鏡面研磨し、Ｘ線回折によるリードベルト法でα−Ｆｅ（２００）面とγ−Ｆｅ（２００）面のピーク強度比から理論強度比を計算によって求め、残留γの体積分率を算出した。Ｘ線回折装置としては理学電気製の「ＲＡＤ−ＲＵ３００」を用い、ターゲットとしてはＣｏを用い、ターゲット出力は４０ｋＶ、２００ｍＡとしてＸ線回折を行った。算出した残留γの体積分率を下記表２または表３に示す。
【００６４】
なお、下記表２、表３には、鋼板の母相組織（主体組織）を走査型電子顕微鏡で観察した結果を示す。下記表２、表３において、αはフェライトが８０面積％以上、Ｂはベイナイトが８０面積％以上、α＋Ｂはフェライトとベイナイトの混合組織を意味している。
【００６５】
次に、得られた鋼板に含まれる固溶Ｎ量を次の手順で測定した。
【００６６】
［固溶Ｎ量の測定］
得られた鋼板に含まれる固溶Ｎ量は、電解抽出法によって測定した。電解抽出は、電解液として、メタノール１００ｃｃ中にアセチルアセトン１０ｃｃとテトラメチルアンモニウムクロリド１ｇを含有する溶液を用い、常温で１０ｍＡ／ｃｍ2の電流で行った。電解抽出後の電解液をポアサイズ０．１μｍのフィルターを用いてろ過し、フィルターに残った抽出残渣中のＮ量を誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）発光分析によって定量した。厚鋼板に含まれる全Ｎ量から、上記抽出残渣中のＮ量を引いた値を固溶Ｎ量とした。測定結果を下記表２または表３に示す。
【００６７】
次に、得られた鋼板の引張強度、靱性、歪時効特性を評価した。
【００６８】
［引張強度の評価］
得られた鋼板のｔ／４（ｔは板厚）位置から、試験片の長手方向が鋼板の板幅方向（Ｃ方向）となるようにＪＩＳ  ４号試験片を採取した。得られた試験片を用いて引張試験を行い、引張強度を測定した。測定結果を下記表２または表３に示す。本実施例では、引張強度が４５０〜５５０ＭＰａの範囲のものを高強度であると評価する（発明例）。
【００６９】
［靱性の評価］
得られた鋼板のｔ／４（ｔは板厚）位置から、試験片の長手方向が鋼板の圧延方向（Ｌ方向）となるようにＪＩＳ  Ｚ２２４２に規定されているＶノッチ標準試験片を採取した。得られた試験片を用いて種々の温度でシャルピー衝撃試験（衝撃刃半径は２ｍｍ）を行い、破面の脆性破面率が５０％となる温度を破面遷移温度（ｖＴｒｓ）として測定した。測定結果を下記表２または表３に示す。本実施例では、ｖＴｒｓが−８５℃以下のものを靱性に優れている（発明例）と評価する。
【００７０】
［歪時効特性の評価］
得られた鋼板に８％の歪を付与した後、２５０℃で１時間の時効処理を施した。その後、上記靱性の評価と同じ条件で試験片を採取した。得られた試験片を用いて種々の温度でシャルピー衝撃試験を行い、ｖＴｒｓを測定した。測定結果を下記表２または表３に示す。本実施例では、ｖＴｒｓが−７０℃以下のものを歪時効特性に優れている（発明例）と評価する。
【００７１】
下記表２または表３から次のように考察できる。Ｎｏ．１〜１８は、本発明で規定する要件を満足している例であり、引張強度が４５０〜５５０ＭＰａで、且つ靱性および歪時効特性に優れている。
【００７２】
一方、Ｎｏ．１９〜４１は、本発明で規定する何れかの要件を満足していない例である。詳細には、Ｎｏ．１９、２４、２８は、仕上圧延温度が高過ぎるため、Ｍ−Ａ変態生成物が粗大化し、靱性が劣化している。Ｎｏ．２０、２３、３０は、平均冷却速度が大き過ぎるため、残留γの残存量が少なくなり、歪時効特性が劣化している。Ｎｏ．２１と２６は、平均冷却速度が小さ過ぎるため、残留γの残存量が少なくなり、歪時効特性が劣化している。Ｎｏ．２２、２７、３１は、冷却停止温度が低過ぎるため、マルテンサイト変態が生じ、残留γの残存量が少なくなっている。従って歪時効特性を改善できていない。Ｎｏ．２５と２９は、冷却停止温度が高過ぎるため、セメンタイトが多量に生成し、残留γの残存量が少なくなっている。従って歪時効特性を改善できていない。
【００７３】
Ｎｏ．３２は、Ｃ量が多過ぎる例であり、Ｍ−Ａ変態生成物が粗大化しているため、靱性が劣化している。また、残留γを殆ど含まない硬質な島状マルテンサイトが多く生成することによって、引張強度が高くなり過ぎて靱性が劣化している。更に固溶Ｃ量が増加したため、歪時効特性も悪化している。Ｎｏ．３３は、上記Ｘ１値が本発明で規定する範囲を超えている例であり、Ｍ−Ａ変態生成物が粗大化しているため、靱性が劣化している。また、ＴｉとＮの関係が上記式（１）の下限値を下回っているため、固溶Ｎ量が過剰になり、歪時効特性が劣化している。Ｎｏ．３４は、Ｃ量およびＭｎ量が少な過ぎる例であり、強度が低下している。なお、Ｎｏ．３４では、歪時効特性に影響を及ぼすＣ量が少ないため、歪時効特性は良好になっている。
【００７４】
Ｎｏ．３５は、Ｎ量が過剰で、ＴｉとＮの関係が上記式（１）の下限値を下回っているため、固溶Ｎ量が多くなり、歪時効特性が劣化している。Ｎｏ．３６は、Ｍｎ量およびＴｉ量が過剰で、しかもＴｉとＮの関係が上記式（１）の上限値を超えているため、残留γが多く残存し、靱性および歪時効特性が劣化している。Ｎｏ．３７は、Ｎｂ量が過剰なため、Ｍ−Ａ変態生成物が粗大化し、靱性および歪時効特性が劣化している。Ｎｏ．３８は、Ｎｉ量が過剰なため、Ｍ−Ａ変態生成物が粗大化し、また残留γが多く残存しているため、靱性が劣化している。Ｎｏ．３９は、上記Ｘ２値が本発明で規定する範囲を超えているため、強度が高くなり過ぎて靱性が劣化している。
【００７５】
Ｎｏ．４０は、Ｎｂ、Ｎｉ、およびＣｕよりなる元素群のうちＮｂを単独で含有している例であり、ＮｉまたはＣｕの少なくとも一方を含有していないため、マルテンサイト変態が生じ易く、残留γ量が少なくなっている。従って靱性および歪時効特性が劣化している。Ｎｏ．４１は、Ｎｂ、Ｎｉ、およびＣｕよりなる元素群のうちＮｉを単独で含有している例であり、ＮｂまたはＣｕの少なくとも一方を含有していないため、Ｍ−Ａ変態生成物が粗大化している。従って靱性および歪時効特性が劣化している。
【００７６】
【表１】
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【００７７】
【表２】
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【００７８】
【表３】
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