(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．０８％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｂ：０．０００３％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｏ：０．００３０％以下を含有し、さらにＣｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｖ：０．１０％以下の中から選ばれる１種または２種以上を含有し、式(１)で規定されるＣｅｑを０．２８以上、式(２)で規定されるＰＨＩＣを１．００以下、式(３)で規定されるＡＣＲを１．０〜４．０とし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる厚鋼板であり、板厚ｔの１／２ｔ位置である板厚中央部の組織が平均アスペクト比２．０以下、平均粒径４０μｍ以下のポリゴナルフェライトおよび擬ポリゴナルフェライトを含む軟質フェライトを１０〜６０ｖｏｌ％含む組織で、硬質第２相との硬度（Ｈｖ）差が２０〜１００であることを特徴とする耐サワー性能に優れた調質型低降伏比厚鋼板。
【数１】
0005796369.tif 000013
【数２】
0005796369.tif 000014
【数３】
0005796369.tif 000015
【請求項２】
請求項１に記載の調質型低降伏比厚鋼板の製造方法であり、連続鋳造鋳片を再加熱し熱間圧延した後、室温から（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２以上Ａｃ３点以下の温度まで加熱、保持した後、８００〜５００℃の冷却速度を１５℃／ｓ以上８０℃／ｓ以下で水冷し、再び室温から５５０℃以上Ａｃ１点以下の温度に再加熱、保持した後に空冷することを特徴とする耐サワー性能に優れた調質型低降伏比厚鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、湿潤硫化水素腐食環境下にある石油精製プラントの圧力容器などに使用される厚鋼板およびその製造方法に関し、特に耐サワー性能と低降伏比を両立した３５０〜５５０ＭＰａ級厚鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
原油の品質は年々低下し、硫化水素濃度が高くなってきている。そのため、石油精製プラントの圧力容器にも湿潤硫化水素腐食応力下に対する抵抗力、すなわち優れた耐水素誘起割れ（ＨＩＣ）性および耐硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣ）性（これら両者を合せて耐サワー性という）が求められている。また、圧力容器は一般に冷間、熱間加工により作製されるため、それに用いられる厚鋼板は加工時のスプリングバックを抑制するために低降伏比（降伏応力／引張強さ×１００）である方が望ましく、さらに、構造部材として用いる際に溶接によって接合される周囲の部材に対して著しく降伏応力が高いと、地震などの振動を受けた際に周囲の部材の塑性化を助長することになるため、破壊安全性を確保するためにも低降伏比であることが望ましい。一般的に降伏比が８５％以下の厚鋼板であれば、これらの特性に優れるとされている。
【０００３】
耐サワー性能の確保のための検討は、主にラインパイプ分野で数多くなされており、ＨＩＣ特性の改善のためには、低Ｃ化による第２相組織の生成量低減、低Ｍｎ−低Ｓ化による伸長ＭｎＳの低減、低Ｍｎ−低Ｐ化による中央偏析の低減、Ｃａ添加量の最適化によるＭｎＳの球状化およびＣａクラスタの生成抑制などの手法が一般的に用いられる。一方、ＳＳＣ特性の改善のためには、母材、ＨＡＺ、溶接金属の表層硬さを低減することが有効とされ、合金元素の低減による焼入性の低下や加速冷却や焼入条件の最適化、焼戻による表層硬さの低減などが一般的に行われる。
【０００４】
また、圧力容器分野においても様々な検討が行われている。例えば、特許文献１および２では母材強度の低下を少なくしつつ、ＨＡＺ硬さを効果的に低減する成分系として低Ｃ−Ｂフリー系を選択し、またＮｂを添加し制御圧延後ただちに加速冷却もしくは、直接焼入＋焼戻を行うことによって、析出強化により強度の不足を補う方法が開示されている。
【０００５】
また、特許文献３および４では、制御圧延で組織を均一微細化させた厚鋼板に焼準を行うことによって、耐サワー性能と熱間加工性を両立させる方法が開示されている。また、特許文献５では、Ｂ添加鋼の圧延加熱温度を最適化することによって焼入焼戻処理後の表層硬さを低減することにより、耐ＳＳＣ特性を向上させる方法が開示されている。また、特許文献６では制御圧延後に２相域焼入＋焼戻処理を行うことにより、優れた靱性と耐ＨＩＣ性能を確保している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平２−８３２２号公報
【特許文献２】特開平２−２６３９１８号公報
【特許文献３】特開平８−２８３８３９号公報
【特許文献４】特開平８−２８３８４０号公報
【特許文献５】特開昭５９−７４２１９号公報
【特許文献６】特開昭５６−９０９２１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、特許文献１および２で開示されている直接焼入やＴＭＣＰによって作製される厚鋼板は熱間加工を行った際に、圧延により微細化させた組織が再変態してしまうため、熱間加工後に熱処理を行っても、当初得られていた強度−靱性バランスが得られないこと、および制御圧延により形成された伸展組織はＨＩＣのき裂伝播経路となるため、ＨＩＣ特性を確保することが難しいという問題がある。
【０００８】
特許文献３および４では、焼準処理により全厚に渡って微細均一組織にすることで耐ＨＩＣ性能と熱間加工性能を両立しているが、強度の確保がし難い製造方法であり、強度確保のためには多量の合金添加を必要とし、コストの増大を招くばかりでなく、ＨＡＺ硬さの増大により耐ＳＳＣ性能の劣化が問題となる。
【０００９】
特許文献５では母材の表層硬さを効果的に低減することができるが、最適とするＣ量が高くまたＢ添加を必須としているため、この範囲ではＨＡＺ硬さを低減することが困難であり、ＨＡＺを起点としたＳＳＣの発生をさけることができない。
【００１０】
特許文献６の製造方法や成分範囲では、人工海水、１００％Ｈ２Ｓ（通称、ＢＰサワー条件）では所望の特性が得られるとされるが、本発明で課題とするＣＨ３ＣＯＯＨ＋５％ＮａＣｌ、１００％Ｈ２Ｓ（通称、ＮＡＣＥサワー条件）では、成分をさらに厳格に制御し、第２相分率や介在物の量や形態を制御しなれけば割れを防ぐことができない。
【００１１】
また、降伏比の低い厚鋼板は主に建築分野を対象とした検討で多く開示されているが、これらの検討では耐サワー性能を確保するための方策が開示されていない。
【００１２】
このように、これまでの発明では、耐サワー性能を低下させることなく、降伏比が低く冷間〜熱間における加工性に優れた厚鋼板を製造することは難しかった。
【００１３】
そこで、本発明では、耐サワー性能を低下させることなく、降伏比が低く冷間〜熱間における加工性に優れた厚鋼板およびそ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】
【００１４】
発明者らは、熱間加工性に優れるとされる焼準および焼入焼戻処理を行う厚鋼板を対象に、前記の課題を解決するために鋼材の化学成分、製造方法および組織形態について鋭意検討し、以下の知見を得た。
【００１５】
まず、優れた耐ＨＩＣ性能を得るためには、従来からいわれているように低Ｃ−低Ｍｎ−低Ｓ−低Ｐ−Ｃａ添加量の最適化を行うことが有効であると確認した。とくに、Ｃａの最適添加量については、式（３）で規定されるＡＣＲを１．０〜４．０に制御することにより伸長ＭｎＳの球状化による板厚中央部（以下１／２ｔと呼ぶ）でのＨＩＣ割れおよびＣａクラスタの生成による板厚の１／４部（以下１／４ｔと呼ぶ）でのＨＩＣ割れを抑制することができることが分かった。
【００１６】
また、伸長ＭｎＳがほとんどなくなった場合においても１／２ｔでは中央偏析部の硬さが高い場合にＮｂＣなどの微細析出物や気包などの欠陥を起点にＨＩＣ割れが発生することがわかった。
【００１７】
本発明では中心偏析の硬さに及ぼす成分の影響を合理的に評価する指標として式（２）で規定されるＰＨＩＣを用いることで中央偏析部に起因する１／２ｔのＨＩＣ割れに及ぼす合金成分の影響を評価することを可能にした。ＰＨＩＣが大きくなるほど中央偏析部の硬さが増大し、割れが発生しやすくなるが、焼入焼戻処理を行うことにより、（１）等軸組織化によるＨＩＣ割れの伝播抑制、（２）焼戻処理による中央偏析部の硬さ低減を行うことができ、ラインパイプのようなＴＭＣＰによって作製される厚鋼板に比べてＨＩＣ割れ限界の上限値が大きくなることがわかった。
【００１８】
また、焼入焼戻処理は、焼準処理に比べて低成分で母材強度を確保することができるため、ＨＡＺ硬さを低減でき、耐ＳＳＣ特性に優れていることが分かった。また、成分の影響としては従来からいわれているように低Ｃ−Ｂフリー化が望ましいことをあらためて確認した。
【００１９】
一方、焼入焼戻鋼の降伏比は、Ｃを低減するほど高くなることが知られており、耐サワー性能との両立が困難とされている。そこで、本発明では、焼入焼戻によって得られた組織の形態と降伏比の関係を調査した。
【００２０】
その結果、焼入れ温度を（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２以上Ａｃ３点以下、焼入れ冷却速度を１５℃／ｓ以上とすることによって、逆変態によってオーステナイト化した部分が焼入れにより硬質なベイナイトやマルテンサイトとなり、逆変態しなかった残部が等軸の焼戻されたポリゴナルフェライトおよび擬ポリゴナルフェライトとなることによって、耐サワー性能を劣化させることなく、降伏比を下げることができることがわかった。
【００２１】
また、ポリゴナルフェライトおよび擬ポリゴナルフェライト（以下軟質フェライトと呼ぶ）と硬質なベイナイトやマルテンサイト（以下硬質第２相と呼ぶ）との硬さの差が大きいほど降伏比が低下するが、硬さの差が大きくなりすぎると耐ＨＩＣ性および靱性が劣化することもわかった。一方、焼戻温度をＡｃ１〜（Ａｃ１＋Ａｃ３）／４にすることで、Ｃがより濃化し、より硬度の高い硬質第２相を軟質フェライト中に分散させることができ、降伏比が著しく低下することも分かったが、この焼入温度範囲では、耐サワー性能を確保することが不可能であった。
【００２２】
本発明は、上記した知見にさらに検討を加えてなされたもので、本発明の要旨は以下の通りである。
【００２３】
第一の発明は、Ｃ：０．０３％以上０．０８％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｂ：０．０００３％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｏ：０．００３０％以下を含有し、さらにＣｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｖ：０．１０％以下の中から選ばれる１種または２種以上を含有し、式（１）で規定されるＣｅｑを０．２８以上、式（２）で規定されるＰＨＩＣを１．００以下、式（３）で規定されるＡＣＲを１．０〜４．０とし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる厚鋼板であり、板厚中央部の組織が平均アスペクト比２．０以下、平均粒径４０μｍ以下のポリゴナルフェライトおよび擬ポリゴナルフェライトを１０〜６０ｖｏｌ％含む組織で、硬質第２相との硬度（Ｈｖ）差が２０〜１００であることを特徴とする耐サワー性能に優れた調質型低降伏比厚鋼板である。
【００２４】
【数１】
0005796369.tif 000002
【００２５】
【数２】
0005796369.tif 000003
【００２６】
【数３】
0005796369.tif 000004
【００２７】
第二の発明は、第一の発明に記載の成分組成を有する連続鋳造鋳片を再加熱し熱間圧延した後、室温から（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２以上Ａｃ３点以下の温度まで加熱、保持した後、８００〜５００℃の冷却速度を１５℃／ｓ以上８０℃／ｓ以下で水冷し、再び室温から５５０℃以上Ａｃ１点以下の温度に再加熱、保持した後に空冷することを特徴とする耐サワー性能に優れた調質型低降伏比厚鋼板の製造方法である。
【発明の効果】
【００２８】
本発明により、湿潤硫化水素腐食環境下にある石油精製プラントの圧力容器などに使用される厚鋼板およびその製造方法に関し、特に耐サワー性能と低降伏比を両立した３５０〜５５０ＭＰａ級厚鋼板の製造が可能となり、産業上極めて有効である。
【発明を実施するための形態】
【００２９】
以下に本発明の各構成要件の限定理由について説明する。
【００３０】
１．成分組成について
はじめに、本発明の鋼の成分組成を規定した理由を説明する。なお、成分％は、すべて質量％を意味する。
【００３１】
Ｃ：０．０３％以上０．０８％未満
Ｃは、焼入処理時の焼入性を高め母材強度を高めるのに最も有効な元素である。Ｃが０．０３％未満では十分な強度を確保できず、０．０８％以上では第２相組織の分率や硬さが上昇しＨＩＣ性能が劣化する。また、ＨＡＺ硬さも上昇するため、Ｃ量は０．０３％以上０．０８％未満の範囲とする。好ましくは、０．０３％以上０．０５％未満の範囲である。
【００３２】
Ｓｉ：０．５％以下
Ｓｉは脱酸のために添加するがＳｉ量が０．５％を超えて添加すると靱性や溶接性が劣化するため、Ｓｉ量は０．５％以下とする。好ましくは０．３％以下である。
【００３３】
Ｍｎ：０．５〜１．５％
Ｍｎは母材の強度、靱性の向上のために添加するが、０．５％未満では効果が十分でなく、１．５％を超えて添加すると中央偏析部の硬さの上昇やＭｎＳの生成に起因してＨＩＣ性能が劣化するためよりＭｎ量は０．５〜１．５％の範囲とする。好ましくは、１．０〜１．４％の範囲である。
【００３４】
Ｐ：０．０１０％以下
Ｐは不可避的不純物であり、中心偏析部の硬さを顕著に上昇させ、その結果ＨＩＣ性能を劣化させる。この傾向は０．０１０％を超えると顕著になるため、Ｐ量は０．０１０％以下とする。好ましくは、０．００８％以下である。
【００３５】
Ｓ：０．００３０％以下
Ｓは鋼中においては一般にＭｎＳ系介在物となるが、Ｃａ添加によりＭｎＳから球状のＣａ（Ｏ、Ｓ）系介在物に形態制御される。しかしながら、Ｓ量が多いとＣａ（Ｏ、Ｓ）系介在物の総量が増加し、ＨＩＣ割れの起点となるため、Ｓ量は０．００３０％以下とする。好ましくは、０．００１０％以下である。
【００３６】
Ａｌ：０．００５〜０．０５０％
Ａｌは脱酸剤として添加され、酸化物を固定するために０．００５％以上の含有を必要とするが、０．０５０％を超えると清浄度が低下して延性が低下するためＡｌ量は、０．００５〜０．０５０％の範囲とする。
【００３７】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
ＴｉはＴｉＮを形成して焼入前の加熱保持中のγ粒の粗大化を抑制して、母材靱性を確保するために必須の元素である。また、ＴｉＮは高温でも安定であるため溶接を行った際に形成されるＣＧＨＡＺを微細化し、靱性の向上とＨＡＺ硬さの低減が実現される。これらの効果を得るためには、０．００５％以上の添加が必要であるが、０．０２５％超える添加によりＴｉＮが粗大化しピンニング力が飽和し、また、熱間加工やＳＲなどの処理中にＴｉＣとして析出し靱性を劣化させるため、Ｔｉ量は０．００５〜０．０２５％の範囲とする。好ましくは、０．００５〜０．０１５％の範囲である。
【００３８】
Ｂ：０．０００３％以下
Ｂは耐ＳＳＣ性に有害な元素であり、本発明においてはＢの混入を極力抑えるため製鋼原料を吟味して、０．０００３％以下とする。
【００３９】
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
Ｃａは酸硫化物系介在物の形態を制御して、延性の改善と耐ＨＩＣ性能の向上に有効な元素であるが、０．０００５％未満ではその効果は小さく、０．００５０％を越える添加ではＣａクラスタの生成によりＨＩＣ割れの発生起点や変形時の延性き裂の発生起点となるため、Ｃａ量は０．０００５〜０．００５０％の範囲とする。
【００４０】
Ｏ：０．００３０％以下
Ｏは、ＡｌやＣａなどと酸化物を形成し鋼中に不可避的介在物として存在する。Ｏが０．００３０％を超えるほどの酸化物が生成するとＨＩＣの割れの発生起点や延性き裂の発生起点となるため、Ｏ量は０．００３０％以下とする。
【００４１】
以上が本発明の基本成分であるが、所望の強度、靭性を得るために以下に示すＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖの中から選ばれる１種または２種以上を含有してもよい。
【００４２】
Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは、靱性の改善と強度の上昇のために有効な元素であるが、０．５％を超えて添加すると溶接性が劣化するため、Ｃｕを添加する場合は、Ｃｕ量は０．５％以下とすることが好ましい。
【００４３】
Ｎｉ：０．５％以下
Ｎｉは、靱性の改善と強度の上昇のために有効な元素であるが、０．５％を超えて添加すると溶接性が劣化するため、Ｎｉを添加する場合は、Ｎｉ量は０．５％以下とすることが好ましい。
【００４４】
Ｃｒ：０．５％以下
Ｃｒは焼入性を高め、また焼戻軟化抵抗を向上させるため焼戻後の強度低下を小さくする両方の効果から、焼入焼戻処理鋼の強度確保のために有効な元素であるが、０．５％を超える添加により溶接性が劣化するため、Ｃｒを添加する場合は、Ｃｒ量は０．５％以下とすることが好ましい。
【００４５】
Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは焼入性を高め、また焼戻軟化抵抗を向上させるため焼戻後の強度低下を小さくする両方の効果があり、その効果はＣｒよりも大きく、焼入焼戻処理鋼の強度確保のためには最も有効な元素であるが、０．５％を超える添加により溶接性が劣化するため、Ｍｏを添加する場合は、Ｍｏ量は０．５％以下とすることが好ましい。
【００４６】
Ｎｂ：０．１０％以下
Ｎｂは焼入性を高める効果及び焼戻処理時のＮｂＣの析出の両方の効果により、強度上昇に有効であるが、０．１０％を超える添加により析出脆化を引き起こし靱性が劣化することおよび、ＨＡＺ硬さを上昇させることによるＳＳＣ性能の劣化を引き起こすため、Ｎｂを添加する場合は、Ｎｂ量は０．１０％以下とすることが好ましい。
【００４７】
また、Ｎｂは焼入れ温度で析出状態で存在するものは強度上昇へほとんど付与しないため、溶接部靱性を向上させる必要がある場合は、０．０１０％未満とすることが望ましい。本発明の焼入れ条件ではさらに好ましくは、０．００４％以上０．０１０％未満である。
【００４８】
本発明では、さらに、式（１）〜（３）に規定するＣｅｑ、ＰＨＩＣ、ＡＣＲの範囲を定める。
【００４９】
Ｃｅｑ：０．２８以上
Ｃｅｑは値が高いほど焼入性が高まり高強度が得られる。本発明で対象とする３５０〜５５０ＭＰａ級の強度を得るためにＣｅｑは０．２８以上とする。
【００５０】
【数１】
0005796369.tif 000005
【００５１】
ＰＨＩＣ：１．００以下
ＰＨＩＣは各合金元素の含有量から中心偏析部の材質を推定するために考案された式であり、ＰＨＩＣが高いほど中心偏析部の濃度が高くなり、中心偏析部硬度が上昇する。本発明では焼戻処理を行うことにより中心偏析部硬さの低減を図っているが、ＰＨＩＣが１．００を超えると中心偏析部の硬化に起因したＨＩＣ割れが発生するため、ＰＨＩＣは１．００以下とする。
【００５２】
【数２】
0005796369.tif 000006
【００５３】
ＡＣＲ：１．０〜４．０
ＣａはＯとの親和性が高く、まずＣａＯを生成し、残ったＣａがＳと結合しＣａＳを形成する。ＡＣＲはこれらの鋼中のＯとＳとＣａの存在形態を表す指標であり、ＡＣＲが１．０未満の場合は、Ｃａに対して、ＯとＳが過剰に存在するため、ＳがＭｎＳとなり１／２ｔのＨＩＣ割れを助長する。一方、４．０を超えると過剰に添加されたＣａがクラスタ状になり１／４ｔのＨＩＣ割れを助長する、よって、ＡＣＲは１．０〜４．０の範囲とする。好ましくは、１．５〜３．５の範囲である。
【００５４】
【数３】
0005796369.tif 000007
【００５５】
２．組織について
本発明では、厚鋼板の１／２ｔでの金属組織の体積分率、粒径、アスペクト比を規定する。
【００５６】
ポリゴナルフェライトおよび擬ポリゴナルフェライトの体積分率：１０〜６０ｖｏｌ％
降伏比は体積分率が４０ｖｏｌ％で最も低くなり、体積分率が６０ｖｏｌ％を超えると強度の低下が著しいため上限を６０ｖｏｌ％とした。また、１０ｖｏｌ％未満になると降伏比の上昇が大きいため、ポリゴナルフェライトおよび擬ポリゴナルフェライトの体積分立は、１０〜６０ｖｏｌ％の範囲とする。より好ましくは、２０〜５０ｖｏｌ％の範囲である。
【００５７】
ポリゴナルフェライトおよび擬ポリゴナルフェライトの平均粒径：４０μｍ以下
ポリゴナルフェライトおよび擬ポリゴナルフェライトの平均粒径が大きいほど降伏比は低下するが、平均粒径が４０μｍを超えると靱性が劣化するため、４０μｍ以下以下とする。より好ましくは、２５μｍ以下である。一方、前記平均粒径が細かいほど靱性は向上するが、降伏比の増加はそれほど大きくないため、平均粒径の下限は特に規定しない。
【００５８】
ポリゴナルフェライト、擬ポリゴナルフェライトおよび硬質第２相の平均アスペクト比：２．０以下
ポリゴナルフェライトおよび擬ポリゴナルフェライトは等軸であるほど、ＨＩＣ割れに対する伝播抵抗が高まるため好ましいが、アスペクト比が２．０を超えると伝播抵抗が弱まりＨＩＣ特性が劣化するため、ポリゴナルフェライトおよび擬ポリゴナルフェライトの平均アスペクト比は２．０以下とする。
【００５９】
第２相の組織
第２相が硬質であると軟質フェライト（ポリゴナルフェライトおよび擬ポリゴナルフェライト）との硬度（Ｈｖ）差に起因したひずみ集中が起こり、降伏比が低下するので、軟質フェライトとの硬度差をつけるには、第２相の組織は焼戻しベイナイトもしくは焼戻しマルテンサイトおよびその混合組織とするのが良い。硬度差が大きいほど降伏比を低減できるからである。一方、焼入れままのベイナイトおよびマルテンサイトは母材靱性を劣化させ、軟質フェライトとの硬度差が大きくなり過ぎてＨＩＣ割れの伝播経路となる。よって、第２相の組織は焼戻しベイナイトもしくは焼戻しマルテンサイトおよびその混合組織とする。
【００６０】
ポリゴナルフェライトおよび擬ポリゴナルフェライトと第２相とのの硬度（Ｈｖ）差：
２０〜１００
ポリゴナルフェライトおよび擬ポリゴナルフェライトと第２相との硬度（Ｈｖ）差が大きいほど降伏比が低下するが、硬度（Ｈｖ）差が大きすぎると母材靱性が劣化し、ＨＩＣ割れの伝播経路となることでＨＩＣ特性が劣化する。硬度（Ｈｖ）差が１００を超えるとその影響が顕著なため、上限を１００とする。一方、硬度（Ｈｖ）差が２０未満では降伏比が低下しないため、ポリゴナルフェライトおよび擬ポリゴナルフェライトと硬質第２相との硬度（Ｈｖ）差を２０〜１００の範囲とする。より好ましくは、２０〜６０の範囲である。
【００６１】
３．製造方法について
連続鋳造
本発明で規定したＡＣＲは連続鋳造で最適とされる範囲であり、造塊法ではＭｎＳやＣａクラスタの生成を適切に抑制できないため、連続鋳造に限定する。
【００６２】
焼入温度：（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２以上Ａｃ３点以下
焼入れ温度がＡｃ３以上になると未変態のポリゴナルフェライトおよび擬ポリゴナルフェライトが残存せずに、降伏比を低くすることができない。また、焼入れ温度が（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２よりも低くなると、逆変態オーステナイトへのＣの濃縮が著しくなり、焼入れ時に非常に硬質のマルテンサイトや島状マルテンサイト（ＭＡ）が生成してしまい、ＨＩＣの割れの起点になるため、焼入温度は、（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２以上Ａｃ３点以下とする。なお、Ａｃ１、Ａｃ３点はフォーマスタ試験などで求めることが望ましいが、式（４）、式（５）で求めてもさしつかえない。
【００６３】
【数４】
0005796369.tif 000008
【００６４】
【数５】
0005796369.tif 000009
【００６５】
焼入冷却速度：１５℃／ｓ以上８０℃／ｓ以下
焼入時の８００℃から５００℃までの冷却速度は１５℃／ｓ以上とする。焼入れ時の冷却速度が速いほど逆変態オーステナイトが再び変態するときに生じる組織が硬質となり高強度化が図れるとともに、降伏比を下げることができる。焼入冷却速度が１５℃／ｓ未満の場合、十分な硬度をもつ第２相を得られないため、所望の強度および降伏比が得られず、反対に８０℃／ｓを超えると硬質なマルテンサイトを多量に生成し、ＨＩＣ割れ起点になり靱性も劣化するため、焼入冷却速度は１５℃／ｓ以上８０℃／ｓ以下とする。
【００６６】
焼戻温度：５５０℃以上Ａｃ１点以下
焼戻処理を行うことで、中央偏析部の硬さが低下しＨＩＣ性能が向上する。また、表層硬さも低減し、ＳＳＣ特性が向上する。この効果は５５０℃未満では得られず、また、Ａｃ１点を超えると逆変態を起こし、高Ｃの逆変態組織が靱性を劣化させるため、焼戻温度は５５０℃以上Ａｃ１点以下とする。
【実施例１】
【００６７】
表１に示す化学成分の鋼（Ａ〜Ｊ）を連続鋳造法によりスラブとし、再加熱して板厚が１５〜１２０ｍｍになるように高温（９５０℃以上）で熱間圧延して、その後室温まで空冷した。続いて、ショットブラストで表面スケールを除去後、表２に示す条件で焼入焼戻処理を行い、厚鋼板Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１４を製作した。焼入および焼戻の保持温度は炉の保持温度を、保持時間は、炉温度が目標温度−２０℃に達してから炉から厚鋼板を取り出すまでの時間を採用した。焼入時の冷却速度は、厚鋼板Ｎｏ．１を作製する際に、焼入まま（焼戻処理前）の厚鋼板から一部サンプルを採取し、１／２ｔの硬さと９３０℃１０ｍｉｎ保持のＣＣＴ線図の硬さを比較することで各板厚毎の冷却速度を推定した。焼戻の冷却は、空冷によって行った。
【００６８】
また、比較として厚鋼板Ｎｏ．１５は、連続鋳造スラブを１１５０℃に再加熱して、９５０℃以下５０％の圧下圧延を行い、７６０℃で圧延を終了し、板厚３０ｍｍとした後、７２０℃から４００℃まで１０℃／ｓで水冷し、室温まで空冷することによって作製した（ＴＭＣＰと呼ぶ）。
【００６９】
【表１】
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【００７０】
【表２】
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【００７１】
これらの鋼板について以下に示す方法で特性評価試験およびミクロ組織の定量化を行った。引張試験は、ＡＳＴＭＡ３７０−０７ａに準拠した直径１２．７ｍｍの丸棒引張試験片を１／２ｔ位置で圧延直角方向から採取して行った。板厚が１２．７ｍｍに満たないものは、６．４ｍｍΦの丸棒引張試験片を用いた。のこのとき、引張強度が４１５ＭＰａ（Ａ５１６−Ｇｒ．６０の下限値相当）を超えるものおよび降伏比（０．５％降伏応力／引張強さ×１００）が８５％以下のものを合格とした。
【００７２】
シャルピー試験は、１／２ｔ位置で圧延直角方向から採取した２ｍｍＶ切欠き試験片を−５０℃で各３本試験しその平均値を用い、２７Ｊ以上を合格とした。
【００７３】
ＨＩＣ特性は、ＮＡＣＥ  Ｓｔａｎｄａｒｄ  ＴＭ０２８４−２００３に基づいて、各３個のサンプルを採取して、ｐＨが約３の硫化水素を飽和させた５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ３ＣＯＯＨ水溶液中に試験片を９６時間浸漬した後、超音波探傷により試験片全面の割れの有無を調査し、割れ面積率（ＣＬＲ）で評価した。ここで、それぞれの鋼板の最大値をその鋼板のＣＬＲとしてＣＬＲ≦６％を合格とした。
【００７４】
ＳＳＣ特性は、ＮＡＣＥ  Ｓｔａｎｄａｒｄ  ＴＭ０１７７に基づいて、各２個の丸棒引張型サンプルを採取して、負荷応力を母材の８０％かけて、ｐＨが約３の硫化水素を飽和させた５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ３ＣＯＯＨ水溶液中に試験片を７２０時間浸漬して破断するか否か評価した。このとき２本とも破断しなかった場合は、Ｎｏ  ｃａｃｋ、１本でも破断した場合は、Ｃｒａｃｋと評価した。
【００７５】
ミクロ組織の体積分率およびアスペクトはそれぞれの厚鋼板の１／２ｔ位置から採取したＬ面観察サンプルを鏡面研磨後、３％ナイタールエッチングして、光学顕微鏡で４００倍の写真を３枚撮影して、画像解析を行うことで求めた。このとき、ポリゴナルフェライトおよび擬ポリゴナルフェライトの体積分率は、面積率が体積率と同じと仮定して、全視野と当該組織部との比をとることで求めた。
【００７６】
また、ポリゴナルフェライトおよび擬ポリゴナルフェライトの平均粒径は各結晶粒の円相当径の平均値を、アスペクト比は各結晶粒の長辺／短辺の平均値を採用した。ポリゴナルフェライトおよび擬ポリゴナルフェライトと第２相との硬さの差は、マイクロビッカースで組織中央を１０ｇで各２０点ずつ測定し、その平均値を用いた。
【００７７】
表３に得られた試験結果を示す。
【００７８】
【表３】
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【００７９】
厚鋼板Ｎｏ．１〜６はいずれも本発明の成分範囲、組織形態範囲、製造方法範囲を満たすため、所望の強度、靱性、耐ＨＩＣおよび耐ＳＳＣ特性が得られている。一方、厚鋼板Ｎｏ．７〜Ｎｏ．１６は比較例で本発明の範囲外であるため、強度、靭性等のいずれかの特性を満たしていない。Ｎｏ．７は、焼入保持温度が高いため軟質フェライトが得られず、降伏比が高い。Ｎｏ．８は、焼入れ温度が低いために、フェライト分率が多すぎることによりフェライト中に硬質第２相が分散する組織形態となりＨＩＣ特性が劣化している。Ｎｏ．９は、焼入れ冷却速度が遅く、硬質第２相の硬さが低いため、所望の強度が得られていない。Ｎｏ．１０は、焼戻しを行っていないため、第２相との硬さ差が大きく、ＨＩＣで割れが発生している。Ｎｏ．１１は、ＭｎおよびＰＨＩＣが上限を超えているため、ＨＩＣで多くの割れがみられる。Ｎｏ．１２は、ＡＣＲが低いため、ＨＩＣで多くの割れがみられる。Ｎｏ．１３は、Ｃが上限を超えているため、ＨＩＣで多くの割れがみられ、ＳＳＣでも割れが発生している。Ｎｏ．１４は、Ｔｉが添加されていないため、フェライト粒が粗大化し靱性が劣化している。Ｎｏ．１５は、Ｂが添加されているため、ＳＳＣで割れが発生している。Ｎｏ．１６は、ＴＭＰＣで製造されており、軟質フェライトおよび第２相のアスペクト比が大きいため、ＨＩＣで割れが多くみられる。