(57)【要約】【課題】特に船舶に適した４９０ＭＰａ級の高強度レベルを有する厚鋼板であって、均一伸び（一様伸び）と溶接性（ＨＡＺ靭性）に優れた厚鋼板を提供する。【解決手段】Ｃ：０．０２〜０．２０％（質量％の意味。以下化学成分について同じ）、Ｓｉ：０．２〜０．５％、Ｍｎ：１〜１．８％、Ｃｕおよび／またはＮｉ：合計で０．２〜１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎ：０．００１５〜０．０１０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼であり、上記Ｔｉ，Ｎ，Ｂの含有量は下記（１）式を満足し、フェライト分率が８０体積％以上、残留オーステナイト分率が１体積％以上で、且つ前記残留オーステナイト中のＣ量が０．８０〜１．１０質量％の高張力厚鋼板である。０≦［Ｎ］−０．２９２×［Ｔｉ］≦（１４／１０．８）×（［Ｂ］−０．０００３）・・・（１）【選択図】図２
2008045195.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．０２〜０．２０％（質量％の意味。以下化学成分について同じ）、
Ｓｉ：０．２〜０．５％、
Ｍｎ：１〜１．８％、
Ｃｕおよび／またはＮｉ：合計で０．２〜１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎ  ：０．００１５〜０．０１０％、
Ｂ  ：０．０００５〜０．００３％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼であり、
上記Ｔｉ，Ｎ，Ｂの含有量は下記（１）式を満足し、
フェライト分率        ：８０体積％以上、
残留オーステナイト分率：１体積％以上で、且つ
前記残留オーステナイト中のＣ量が０．８０〜１．１０質量％であることを特徴とする高張力厚鋼板。
０≦［Ｎ］−０．２９２×［Ｔｉ］≦（１４／１０．８）×（［Ｂ］−０．０００３）
・・・（１）
［上記（１）式中、［  ］は、元素の含有量を示している。］
【請求項２】
前記Ｃが０．０２〜０．１０％である請求項１に記載の高張力厚鋼板。
【請求項３】
更に他の元素として、下記（ａ）〜（ｃ）のうち少なくとも１種を含有する請求項１または２に記載の高張力厚鋼板。
（ａ）Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）
（ｂ）Ｍｏ：０．２％以下（０％を含まない）
（ｃ）Ｖ，Ｎｂ，Ｚｒ，ＨｆおよびＴａよりなる群から選ばれる１種以上：合計で０．０５％以下（０％を含まない）
【請求項４】
更に他の元素として、Ａｌ：１％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の高張力厚鋼板。
【請求項５】
更に他の元素として、Ｍｇ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａ，ＣｅおよびＬａよりなる群から選ばれる１種以上を、合計で０．０１％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の高張力厚鋼板。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれかに記載の高張力厚鋼板を製造するに当たり、
８０体積％以上のフェライトと１体積％以上の残留オーステナイトを生成させる第一の工程と、前記残留オーステナイト中のＣ量を０．８０〜１．１０質量％の範囲内に制御する第二の工程とを含み、前記第二の工程は、
５００〜３００℃の間の任意の温度範囲を１℃／秒以下の平均冷却速度で５０〜３６００秒間徐冷するか、または
５００〜３００℃の間の任意の温度で５０〜３６００秒間保持することを特徴とする高張力厚鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、船舶等の大型構造物に使用される厚鋼板およびその製造方法に関し、特に引張強度が４９０ＭＰａ以上、５９０ＭＰａ未満（以下、４９０ＭＰａ級ということがある）で、厚みが約５ｍｍ以上の厚鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
船舶同士が衝突したり、船舶が座礁すると、船体が破断して穴が開き、浸水して沈没してしまう他、船内から積荷や燃料等が流出し、海洋汚染を引き起こすため社会問題になっている。そこで船舶同士が衝突したり、船舶が座礁したときに、船体が受けた衝撃エネルギーを吸収し、船体の破壊による弊害を防止できる船体用鋼板が種々提案されている。
【０００３】
こうした衝撃エネルギー吸収能に優れた船体用鋼板として、特許文献１には、鋼板の少なくとも板厚の１／８以上の表裏層に面積率で１．０〜２０％の残留オーステナイト（残留γ）を含む鋼板が提案されている。オーステナイト（γ）組織が残留した鋼板は、ＴＲＩＰ（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ  Ｉｎｄｕｃｅｄ  Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ；変態誘起塑性）鋼板として知られており、ＴＲＩＰ鋼板を加工変形すると、残留γが応力によってマルテンサイトに誘起変態し、γによる優れた伸びとマルテンサイトによる高い強度とが得られる。
【０００４】
上記特許文献１には、衝撃エネルギー吸収能（ＥＡ）と鋼材の機械的特性の関係として、鋼材の伸び特性［全伸び（Ｅｌ）のこと］と強度特性（ＹＰ，ＴＳ）の積が大きいほど衝撃エネルギー吸収能（ＥＡ）が向上すると記載されている。
【０００５】
しかし全伸び（Ｅｌ）による吸収エネルギーの評価は、必ずしも船体構造の安全性の評価に繋がるとは限らず、引張試験における標点間距離とは比べものにならない長大なスパンで防撓材に支えられている船体外板の伸び変形を評価するには、船体外板の伸び特性と相関が高いと考えられる均一伸び（一様伸び）で評価する必要があると考えられている（特許文献２参照）。
【０００６】
ところで本出願人は、建築構造物等に好適に用いられるＴＲＩＰ鋼板として、５９０ＭＰａ級の高張力厚鋼板の均一伸びを高めた技術を先に提案している（特許文献３および特許文献４参照）。特許文献３では、鋼組織をベイナイト主体とすることで、高い母材強度を確保し、また鋼中に残留γを生成させることで均一伸びを改善している。特許文献４では、鋼組織を低温変態ベイナイトとすることで、母材強度を確保し、また島状マルテンサイトと残留γを生成させることで均一伸びを高めている。
【０００７】
しかし船体用鋼板においては設計上の要求から必要な降伏応力が決められており、使用する部位に応じて鋼板の強度等級が変更されるために、上記特許文献３や特許文献４のように、必要以上の強度は要求されない。その一方で、上記特許文献３や特許文献４に記載されている方法によれば、均一伸びは概ね１５％程度しか得られず、船舶に適するには均一伸びの更なる改善が求められている。また、船体用鋼板についても、上記特許文献３や特許文献４に記載されている５９０ＭＰａ級の高張力厚鋼板のように、溶接したときの熱影響部（以下、ＨＡＺということがある）における靭性が優れていることが求められる。
【特許文献１】特開平１１−２４６９３４号公報
【特許文献２】特開２００１−２６２２７２号公報
【特許文献３】特開２００２−２６６０４８号公報
【特許文献４】特開２００３−１６０８３５号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、この様な状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、特に船舶に適した４９０ＭＰａ級の高強度レベルを有する厚鋼板であって、均一伸び（一様伸び）と溶接性（ＨＡＺ靭性）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、こうした厚鋼板の製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記課題を解決することのできた本発明に係る高張力厚鋼板とは、Ｃ：０．０２〜０．２０％（質量％の意味。以下化学成分について同じ）、Ｓｉ：０．２〜０．５％、Ｍｎ：１〜１．８％、Ｃｕおよび／またはＮｉ：合計で０．２〜１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎ：０．００１５〜０．０１０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼であり、上記Ｔｉ，Ｎ，Ｂの含有量は、下記（１）式を満足し、フェライト分率が８０体積％以上、残留オーステナイト分率が１体積％以上で、且つ前記残留オーステナイト中のＣ量が０．８０〜１．１０質量％である点に要旨を有する。但し、下記（１）式中、［  ］は、元素の含有量を示している。
０≦［Ｎ］−０．２９２×［Ｔｉ］≦（１４／１０．８）×（［Ｂ］−０．０００３）
・・・（１）
【００１０】
前記Ｃは、０．０２〜０．１０％であることが好ましい。本発明の厚鋼板は、更に他の元素として、下記（ａ）〜（ｃ）のうち少なくとも１種を含有してもよい。
（ａ）Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）
（ｂ）Ｍｏ：０．２％以下（０％を含まない）
（ｃ）Ｖ，Ｎｂ，Ｚｒ，ＨｆおよびＴａよりなる群から選ばれる１種以上：合計で０．０５％以下（０％を含まない）
【００１１】
また、本発明の厚鋼板は、更に他の元素として、Ａｌ：１％以下（０％を含まない）を含有してもよい。また、本発明の厚鋼板は、更に他の元素として、Ｍｇ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａ，ＣｅおよびＬａよりなる群から選ばれる１種以上を、合計で０．０１％以下（０％を含まない）を含有してもよい。
【００１２】
本発明の高張力厚鋼板は、８０体積％以上のフェライトと１体積％以上の残留オーステナイトを生成させる第一の工程と、前記残留オーステナイト中のＣ量を０．８０〜１．１０質量％の範囲内に制御する第二の工程とを含み、前記第二の工程として、５００〜３００℃の間の任意の温度範囲を１℃／秒以下の平均冷却速度で５０〜３６００秒間徐冷するか、または５００〜３００℃の間の任意の温度で５０〜３６００秒間保持する製法を採用することで製造できる。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、残留γ中のＣ量（ＣγＲ）が適切に制御されているため、残留γによるＴＲＩＰ効果が確実に発揮され、厚鋼板の均一伸びを格段に高めることができる。また、本発明によれば、鋼板の成分組成を適切に調整しているため、溶接してもＨＡＺ靭性を高めることができる。本発明の厚鋼板は、特に船舶に適した４９０ＭＰａ級の高強度レベルを有しているため、例えば船体の素材に用いることにより、万が一、衝突事故・座礁事故が起こった場合でも、船体が破断して穴が開くことを防止、或いは破断面積を従来よりも著しく減少させることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
本発明者らは、均一伸びに優れた４９０ＭＰａ級ＴＲＩＰ厚鋼板を提供するため、前述した特許文献３や特許文献４に記載の５９０ＭＰａ級ＴＲＩＰ厚鋼板をベースにして、鋭意検討を行ってきた。その結果、これらの特許文献に開示された残留γ生成手段を単純にそのまま適用し、且つ船舶に適した強度レベルにまで低下させるために母相を軟質のフェライト組織としたとしても、所望の均一伸び（具体的には１８％以上）は得られないことが本発明者らによる多くの基礎実験によって明らかになった。
【００１５】
そこで本発明者らが更に検討を重ねた結果、（ａ）残留γ中のＣ量を適切に制御することにより、４９０ＭＰａ級ＴＲＩＰ厚鋼板の均一伸びを格段に高めることができること、（ｂ）残留γ中のＣ量を適切に制御するには、鋼中成分のうち特にＳｉを０．５％以下に低減し、且つ必須成分としてＣｕおよび／またはＮｉを添加すると共に、熱間圧延後、５００〜３００℃の温度範囲における冷却条件を保持時間との関係で厳密に調整する必要があることを見出し、本発明を完成した。
【００１６】
このように本発明では、残留γ中のＣ量を０．８０〜１．１０質量％の範囲に制御して均一伸びを１８％以上にまで高めたところに特徴がある。残留γ中のＣ量を適切に制御することによって、強度レベルが４９０ＭＰａ級の厚鋼板においても残留γによるＴＲＩＰ効果を確実に発揮させることができる。このことを図面を用いて説明する。
【００１７】
図２は、後記する実施例の結果に基づいて残留γ中のＣ量と均一伸びの関係を示したグラフである。図中、○は表４〜表７におけるＮｏ．１〜５，Ｎｏ．７，Ｎｏ．１３，Ｎｏ．１６〜２３，Ｎｏ．２９，Ｎｏ．３０，Ｎｏ．４０，Ｎｏ．４２〜４６，Ｎｏ．４８〜５１，Ｎｏ．５３の結果であり、■は表４〜表７におけるＮｏ．１０，Ｎｏ．１１，Ｎｏ．１４，Ｎｏ．３７〜３９，Ｎｏ．４１の結果である。なお、図２では、フェライト分率と残留γ分率が、本発明で規定している範囲を満足している例のみをプロットした。
【００１８】
図２から明らかなように、残留γ中のＣ量を上記範囲に制御することによって、厚鋼板の均一伸びを格段に高めることができる。
【００１９】
また、特許文献３や特許文献４で教示するように、圧延後の冷却条件を制御して所定量の残留γ（具体的には１体積％以上）を生成したとしても、所望する均一伸びは得られない。このことも後記する実施例におけるＮｏ．５とＮｏ．１１を対比すると明らかである（下記表４と表６参照）。これらはいずれも残留γ量が２．０面積％の例であり、鋼中成分を制御することによって残留γ中のＣ量（ＣγＲ）を変化させているが、残留γ量が本発明で規定する範囲を満足していてもＣγＲが本発明で規定する範囲を外れるＮｏ．１１は、均一伸びが低下した（下記表６参照）。以下、本発明について詳細に説明する。
【００２０】
まず、本発明の厚鋼板の化学成分について説明する。本発明の厚鋼板は、基本元素として、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｎ，Ｂと、Ｃｕおよび／またはＮｉを含有する。これらの元素の含有量は、次の通りである。
【００２１】
Ｃ：０．０２〜０．２０％
Ｃは、強度を確保するために必要な元素であり、特に、フェライトと残留γを生成させるために含有するが、溶接したときのＨＡＺ靭性を高めるには、Ｃは少ない方が好ましい。しかしＣ量が０．０２％未満では、フェライトが多く生成して所定量の残留γが生成しないため、均一伸びを高めることができない。従ってＣは０．０２％以上であり、好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｃ量が０．２０％を超えると、フェライトの生成が少なくなり、均一伸びが低下する。また、フェライト分率が低くなり、母材の靭性が劣化する。従ってＣは０．２０％以下であり、好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１２％以下である。特に溶接したときのＨＡＺ靭性を一層高めるには、Ｃは０．１０％以下であることが好ましく、より好ましくは０．０８％以下である。
【００２２】
Ｓｉ：０．２〜０．５％
Ｓｉは、５００〜３００℃の温度域で保持したときに、γからセメンタイトへの分解を抑制し、所定量の残留γと残留γ中のＣ量を確保するのに重要な元素である。またＳｉは、固溶強化により母材の引張強度を高める元素である。しかしＳｉ量が０．２％未満では、γの分解を充分に抑制することができず、均一伸びを高めるのに有用な残留γを充分に生成させることができない。従ってＳｉは０．２％以上であり、好ましくは０．２５％以上、より好ましくは０．３０％以上である。一方、Ｓｉが０．５％を超えても残留γは生成するが、Ｓｉを過剰に含有すると、生成した残留γ中のＣ量が多くなり過ぎるため、均一伸びが低下する。また、フェライトが脆化して溶接後のＨＡＺ靭性が劣化する。従ってＳｉは０．５％以下である。
【００２３】
Ｍｎ：１〜１．８％
Ｍｎは、５００〜３００℃の温度域で保持したときに、残留γの分解を抑制すると共に、残留γ中のＣの濃化作用を有する元素である。またＭｎは、焼入れ性を高める元素であり、強度を確保するためにも重要な元素である。しかしＭｎ量が１％未満では、強度不足になると共に、残留γ中に濃化するＣ量が少なくなり、均一伸びを充分に高めることができない。従ってＭｎは１％以上であり、好ましくは１．２％以上、より好ましくは１．３％以上、更に好ましくは１．４％以上である。一方、Ｍｎ量が１．８％を超えると、焼入れ性が良くなり過ぎてフェライトが生成し難く、強度が高くなり過ぎる。また、フェライト分率が低くなると、均一伸びも悪くなる。従ってＭｎは１．８％以下、好ましくは１．６％以下である。
【００２４】
Ｃｕおよび／またはＮｉ：合計で０．２〜１％
ＣｕおよびＮｉは、ＳｉおよびＭｎと同様に、５００〜３００℃の温度域で保持したときに、γが分解してセメンタイトを形成するのを抑制し、残留γを生成させるのに作用する元素である。またＣｕとＮｉは、残留γ中にＣを濃化させて均一伸びを高める元素である。また、本発明においてＣｕとＮｉは、Ｓｉの代替元素としての作用も有している。前述したように、Ｓｉの多量添加は母材靭性の低下を招き溶接性に悪影響をもたらすが、本発明によればＳｉと同様の作用を有するＣｕおよび／またはＮｉを添加することで、Ｓｉ量を低減しても所望とする残留γを確保でき、均一伸びを充分高められる。ＣｕやＮｉを含有させても、母材靭性は損なわれない。
【００２５】
ＣｕとＮｉは、夫々単独で、或いは併用して用いることができるが、これらの元素の合計量が０．２％未満では、後記する実施例に示すように、所定量の残留γを確保できても残留γ中のＣ量が少なくなり、均一伸びを充分に高めることができない。従ってこれらの元素の合計量は０．２％以上であり、好ましくは０．３％以上、より好ましくは０．４％以上である。一方、ＣｕとＮｉの合計量が１％を超えると、焼入れ性が良くなり過ぎるため、フェライトが生成し難くなり、均一伸びを高めることができない。従ってＣｕとＮｉの合計量は１％以下であり、好ましくは０．９％以下、より好ましくは０．８％以下である。
【００２６】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは、厚鋼板中のＮと結合してＴｉＮを形成する元素であり、このＴｉＮが、溶接時に熱を受けたときに結晶粒が粗大化するのを阻止する効果（ピンニング効果）を発揮し、ＨＡＺ靭性を高める。しかしＴｉが０．００５％未満では、ＴｉＮの生成量が少なく、ＨＡＺ靭性を高めることができない。従ってＴｉは０．００５％以上であり、好ましくは０．００７％以上であり、より好ましくは０．００８％以上である。一方、Ｔｉを過剰に含有すると、ＴｉＮが粗大化し、ＨＡＺ靭性改善効果が発揮されなくなる。従ってＴｉは０．０２５％以下であり、好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１８％以下である。
【００２７】
Ｎ：０．００１５〜０．０１０％
Ｎは、上記Ｔｉと結合してＴｉＮを形成する元素であり、上記Ｔｉと同様に、ＨＡＺ靭性を高めるのに作用する元素である。しかしＮが０．００１５％未満では、ＴｉＮの生成量が少なく、ＨＡＺ靭性を高めることができない。従ってＮは０．００１５％以上であり、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００３％以上である。一方、Ｎを過剰に含有すると、ＴｉＮが粗大化してしまい、ＨＡＺ靭性改善効果が発揮されなくなる。従ってＮは０．０１０％以下であり、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０５％以下である。
【００２８】
Ｂ：０．０００５〜０．００３％
Ｂは、粒界フェライト［アロトリオモルフィックフェライト（allotriomorphic ferrite）または初析フェライトと呼ばれることがある］が生成するのを抑制する元素であり、これによりＨＡＺ靭性を向上させることができる。しかしＢが０．０００５％未満では、粒界フェライトが生成するのを抑制することができず、ＨＡＺ靭性を高めることができない。従ってＢは０．０００５％以上であり、好ましくは０．０００８％以上、より好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｂを過剰に含有させても粒界フェライトが生成するのを抑制する効果は飽和し、また過剰なＢはＮ等と結合して硼化物を形成し、却ってＨＡＺ靭性を劣化させる。従ってＢは０．００３％以下であり、好ましくは０．００２８％以下、より好ましくは０．００２５％以下である。
【００２９】
上記Ｔｉ，Ｎ，Ｂの含有量は、下記（１）式を満足している必要がある。なお、下記（１）式中、［  ］は、元素の含有量を示している。
０≦［Ｎ］−０．２９２×［Ｔｉ］≦（１４／１０．８）×（［Ｂ］−０．０００３）
・・・（１）
【００３０】
ＮとＴｉの原子量比が
０≦［Ｎ］−０．２９２×［Ｔｉ］
の関係を満足すれば、ＮはＴｉと結合してＴｉＮを結合するか、フリーＮとして鋼中に存在することになる。このときＮがＴｉの化学量論比よりも過剰に存在していることで、ＴｉＮが微細化し、ＨＡＺ靭性を改善することができる。
【００３１】
また、ＢとＮとＴｉの含有量が、
［Ｎ］−０．２９２×［Ｔｉ］≦（１４／１０．８）×（［Ｂ］−０．０００３）
で示される関係を満足すれば、厚鋼板中にフリーＢとして必要な０．０００３質量％（３ｐｐｍ）以上のＢが存在し、粒界フェライトが生成するのを抑制することができる。なお、１４はＮ（窒素）の原子量であり、１０．８はＢ（ホウ素）の原子量である。
【００３２】
本発明の厚鋼板は、上記元素を含有するものであり、残部はＦｅおよび不可避不純物である。不可避不純物としては、例えば、ＰやＳなどを挙げることができる。
【００３３】
ＰとＳは、フェライトを脆化させる元素であり、できるだけ少ない方が望ましい。Ｐは、０．０５％以下であることが好ましく、より好ましくは０．０４％以下であり、更に好ましくは０．０３％以下である。Ｓは、０．０５％以下であることが好ましく、より好ましくは０．０３％以下、更に好ましくは０．０２％以下である。
【００３４】
本発明の厚鋼板は、更に他の元素として、下記（ａ）〜（ｃ）の少なくとも１種や、Ａｌ、Ｍｇ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａ，ＣｅおよびＬａよりなる群から選ばれる１種以上の元素を含有してもよい。
【００３５】
（ａ）Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｍｏ：０．２％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｖ，Ｎｂ，Ｚｒ，ＨｆおよびＴａよりなる群から選ばれる１種以上を：合計で０．０５％以下（０％を含まない）、のうち少なくとも１種
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｚｒ，ＨｆおよびＴａは、いずれも鋼中に炭化物を形成する元素であり、析出強化により強度を高めるのに有効に作用する。しかし炭化物が生成し過ぎると残留γが生成するのを阻害するため却って本発明の効果に悪影響を及ぼす。
【００３６】
従ってＣｒは０．５％以下であり、好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．３％以下である。上記作用を発揮させるには、０．０２％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。
【００３７】
Ｍｏは０．２％以下であり、好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１％以下である。上記作用を発揮させるには、０．０２％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０４％以上である。
【００３８】
Ｖ，Ｎｂ，Ｚｒ，ＨｆおよびＴａは、合計で０．０５％以下であり、好ましくは０．０４％以下である。上記作用を発揮させるには、０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上である。
【００３９】
上記（ａ）〜（ｃ）に示した元素は、夫々単独で（例えば、Ｃｒのみ、Ｍｏのみ、Ｖのみ）含有してもよいし、任意に選ばれる元素を組み合わせて（例えば、ＣｒとＭｏ、ＣｒとＶ）含有してもよい。
【００４０】
Ａｌ：１％以下（０％を含まない）
Ａｌは、γが分解してセメンタイトを形成するのを抑制し、所定量の残留γを生成させるのに作用する元素である。しかしＡｌ量が１％を超えると、固溶Ａｌが増加してフェライトが脆化し、均一伸びが低下する。従ってＡｌは１％以下であり、好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．３％以下である。上記作用を発揮させるには、０．０２％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０２５％以上である。
【００４１】
Ｍｇ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａ，ＣｅおよびＬａよりなる群から選ばれる１種以上の元素を、合計で０．０１％以下（０％を含まない）
Ｍｇ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａ，ＣｅおよびＬａは、厚鋼板中に微細な酸化物を形成する元素であり、この酸化物が、溶接時に熱を受けたときにＨＡＺ部の組織が粗大化するのを防止し、ＨＡＺ靭性を高めるのに寄与する。しかしこれらの元素を合計で０．０１％を超えて含有させてもＨＡＺ靭性向上効果は飽和し、また酸化物量が多くなり過ぎて母材の引張強度や靭性を劣化させる原因となる。従って上記元素は、合計で０．０１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００５％以下、更に好ましくは０．００３％以下である。上記作用を発揮させるには、０．０００５％以上含有させることが好ましい。
【００４２】
上記Ｍｇ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａ，ＣｅおよびＬａは、夫々単独で、或いは任意に選ばれる２種以上の元素を併用して含有してもよい。
【００４３】
次に、本発明の厚鋼板の組織について説明する。本発明の厚鋼板は、母相組織としてフェライト分率を８０体積％以上含有し、第二相組織として残留γを１体積％以上含有している。
【００４４】
本発明の厚鋼板では、４９０ＭＰａ級の引張強度を確保するために、組織をフェライト主体とする。フェライトは、軟質で、可塑性が高い組織であり、均一伸びの向上にも寄与している。このような作用を発揮させるために、フェライト分率を８０体積％以上とする。フェライト分率は、好ましくは８３体積％以上であり、より好ましくは８６体積％以上である。しかしフェライトが生成し過ぎて組織がフェライト単相化すると、残留γが生成せず、均一伸びが低下するため、上限は９９体積％である。好ましい上限は９７体積％、より好ましい上限は９５体積％である。
【００４５】
本発明の厚鋼板の組織は、第二相として残留γが生成している。残留γは、応力を受けてマルテンサイトに変態し、このＴＲＩＰ効果によって良好な均一伸びを発揮させる。こうした効果を発揮させるには、残留γ分率は１体積％以上でなければならない。残留γ分率は、好ましくは２体積％以上であり、より好ましくは２．５体積％以上である。しかし残留γ分率が大きくなり過ぎると残留γ中のＣ量が少なくなり、後述するように、残留γが安定化せず、ＴＲＩＰ効果を得ることができない。従って残留γ分率は２０体積％以下であることが好ましく、より好ましくは１５体積％以下であり、更に好ましくは１０体積％以下である。
【００４６】
更に本発明では、残留γ中のＣ量は０．８０〜１．１０質量％であることが重要である。後記する実施例で実証するように、フェライトを主体とし、第二相として所定量の残留γが生成しているだけでは均一伸びを充分に高めることができない。残留γ中のＣ量は、残留γの安定性（残留γの生成によるＴＲＩＰ効果）と密接な関係があり、本発明で対象とする４９０ＭＰａ級の厚鋼板では、残留γ中のＣ量が上記範囲に制御されていることで、最高荷重点の手前で残留γが加工誘起変態するときに、最も良好な均一伸びを発揮する。即ち、残留γ中のＣ量が０．８０質量％未満では、残留γが不安定になり、残留γが容易に加工誘起変態してしまい、均一伸びを高めることができない。従って残留γ中のＣ量は０．８０質量％以上であり、好ましくは０．８５質量％以上、より好ましくは０．９０質量％以上である。一方、残留γ中のＣ量が１．１０質量％を超えると、残留γが安定化し過ぎるため、残留γが加工誘起変態し難くなり、ＴＲＩＰ効果を得ることができない。従って残留γ中のＣ量の上限は１．１０質量％であり、好ましい上限は１．０５質量％、より好ましい上限は１．００質量％である。
【００４７】
本発明の厚鋼板は少なくとも８０体積％以上のフェライト分率と、１体積％以上の残留γ分率を有していればよく、これら以外の組織が含まれていてもよい。例えば、ベイナイトやマルテンサイト、パーライトなどが生成していてもよい。残部の組織割合は、例えば、１９体積％以下であればよく、特に１５体積％以下であることが好ましい。
【００４８】
厚鋼板の組織の割合や、残留γ中のＣ量は、後記する実施例の項に記載した方法で測定すればよい。なお、厚鋼板の組織の割合については、顕微鏡観察で測定した面積率は、体積率と等しいと考えてよい。
【００４９】
本発明の厚鋼板は、例えば、強度が４９０ＭＰａレベルで、高い均一伸びや溶接性（ＨＡＺ靭性）が要求される船舶等の大型構造物の素材として好適に用いることができる。
【００５０】
本発明に係る厚鋼板の製造方法は、例えば以下に示す方法を採用して製造できる。即ち、８０体積％以上のフェライトと１体積％以上の残留オーステナイトを生成させる第一の工程と、前記残留オーステナイト中のＣ量を０．８０〜１．１０質量％の範囲内に制御する第二の工程とを含み、前記第二の工程では、（ａ）５００〜３００℃の間の任意の温度範囲を１℃／秒以下（０℃／秒を含まない）の平均冷却速度で５０〜３６００秒間徐冷するか、または（ｂ）５００〜３００℃の間の任意の温度で５０〜３６００秒間保持すればよい。
【００５１】
具体的には、上記化学成分を有する鋼を、γ単相温度域に加熱した後、熱間圧延し、これを冷却するに当たり、８５０〜６２０℃の間の任意の温度範囲を２℃／秒以下の平均冷却速度で徐冷することでフェライトを生成させ、徐冷後、５００〜３００℃の間の任意の温度まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で急冷することで、残留γを生成させ、急冷後、（ａ）５００〜３００℃の間の任意の温度範囲を１℃／秒以下の平均冷却速度で所定時間徐冷するか、（ｂ）５００〜３００℃の間の任意の温度で所定時間保持することで、残留γ中にＣを濃化させることができ、厚鋼板の均一伸びを高めることができる。これらの工程を図面を参照しつつ説明する。
【００５２】
図１は、本発明の厚鋼板を製造するときの熱履歴を模式的に示した図である。図１では、圧延材を、水冷設備と熱処理炉を用い、下記表３に示す条件で処理した。即ち、得られた圧延材を、徐冷開始温度Ｔ１（℃）から徐冷終了温度Ｔ２（℃）までを平均冷却速度Ｒ１（℃／秒）で徐冷し、Ｔ２から徐冷開始温度Ｔ３（℃）までを平均冷却速度Ｒ２（℃／秒）で急冷し、Ｔ３から徐冷終了温度Ｔ４（℃）までを平均冷却速度Ｒ３（℃／秒）で徐冷（温度Ｔ３で恒温保持する場合を含む）した。なお、徐冷開始温度Ｔ１から徐冷終了温度Ｔ２までにかかった時間をｔ１（秒）とし、徐冷開始温度Ｔ３から徐冷終了温度Ｔ４までにかかった時間をｔ２（秒）としている。
【００５３】
まず、上記化学成分を有する鋼を、γ単相温度域に加熱してオーステナイト化する。γ単相温度域とは、９１０〜１３００℃程度である。
【００５４】
γ単相温度域に加熱した後、常法に従って熱間圧延する。熱間圧延の仕上げ温度は、９００〜８００℃程度とし、仕上げ板厚は５〜５０ｍｍ程度とすればよい。
【００５５】
熱間圧延後、８５０〜６２０℃の間の任意の温度範囲Ｔ１〜Ｔ２（℃）を、２℃／秒以下の平均冷却速度で２０秒間以上（ｔ１）かけて徐冷する。この工程は、特に母相のフェライト組織を確保するのに重要であり、徐冷開始温度が８５０℃を超えると、フェライトの生成量が少なくなり、徐冷終了温度が６２０℃を下回ると、オーステナイトがパーライトやベイナイトに変態し、フェライトの生成量が少なくなると共に、残留γが生成しない。
【００５６】
また、上記温度範囲での滞留時間ｔ１が２０秒間を下回ると、フェライトの生成量が少なくなる。
【００５７】
上記温度範囲Ｔ１〜Ｔ２（℃）の平均冷却速度Ｒ１（℃／秒）は、２℃／秒以下とすればよく、好ましくは１℃／秒以下である。平均冷却速度Ｒ１は０℃／秒であってもよい。例えば、後記する実施例の表３の条件ｂでは、７５０℃で３０秒間恒温保持している（Ｔ１＝Ｔ２）。
【００５８】
徐冷または恒温保持後、温度Ｔ２から５００〜３００℃の間の任意の温度Ｔ３（℃）までをパーライト変態やベイナイト変態を避けながら１０℃／秒以上の平均冷却速度（Ｒ２）で急冷する。これにより、フェライトに変態していないオーステナイトを残留γとして生成させると共に、生成した残留γがパーライトやベイナイトに変態するのを防止することができる。平均冷却速度Ｒ２は、１５℃／秒以上にすることが好ましく、より好ましくは２０℃／秒以上とする。
【００５９】
温度Ｔ３まで急冷した後は、５００〜３００℃の間の任意の温度範囲Ｔ３〜Ｔ４（℃）を、１℃／秒以下の平均冷却速度（Ｒ３）で５０〜３６００秒間（ｔ２）かけて徐冷するか、５００〜３００℃の間の任意の温度（Ｔ３）で５０〜３６００秒間（ｔ２）恒温保持する（このときＲ３は０℃／秒であり、Ｔ３＝Ｔ４である）。徐冷開始温度Ｔ３または恒温保持開始温度Ｔ３が５００℃を超えると、残留γがパーライト変態し、残留γを生成させることができない。また、徐冷終了温度が３００℃を下回っても残留γを生成させることができない。
【００６０】
この工程は、残留γのＣ量を確保するのに極めて重要である。特に当該温度域を所定時間（ｔ２）かけて徐冷または恒温保持することにより、はじめて上記のＣ量が得られる（後記する実施例参照）。なお、前述した特許文献３や特許文献４に記載されている方法には、この工程を包含していないため、所望のＣγＲが得られていないと考えられる。
【００６１】
この温度範囲Ｔ３〜Ｔ４での平均冷却速度Ｒ３が１℃／秒を超えるか、或いはこの温度域での滞留時間ｔ２が５０秒未満では、残留γへのＣの濃化が不充分となり、厚鋼板の均一伸びを高めることができない。従って平均冷却速度Ｒ３は１℃／秒以下とし、好ましくは０．５℃／秒以下とする。平均冷却速度Ｒ３は０℃／秒であってもよい。冷却速度が０℃／秒の場合は、温度Ｔ３で恒温保持することとなり、Ｔ３＝Ｔ４となる。例えば、後記する実施例の表３の条件ｄでは、４００℃で１８００秒間恒温保持している。
【００６２】
また、滞留時間ｔ２は５０秒以上とし、好ましくは１００秒以上、より好ましくは３００秒以上とする。しかし滞留時間ｔ２が３６００秒を超えると、残留γ中にＣが濃化し過ぎて、残留γが安定化し、均一伸びが低下する。従って滞留時間ｔ２は３６００秒以下とし、好ましくは３０００秒以下、より好ましくは２０００秒以下とする。
【００６３】
５００〜３００℃の温度域で徐冷または恒温保持した後は、常法に従って空冷すればよい。
【実施例】
【００６４】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更し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含まれる。
【００６５】
小型真空溶解炉で溶製して得られた成分組成が下記表１または表２に示す鋼（残部はＦｅおよび不可避不純物）を、１１００℃で３０分間加熱し、オーステナイト単相にした後、熱間圧延した。仕上げ圧延温度は８００℃とし、仕上げ板厚は１２．５ｍｍとした。下記表１または表２には、鋼の成分組成から、上記（１）式を用いて、「［Ｎ］−０．２９２×［Ｔｉ］」の値と、「（１４／１０．８）×（［Ｂ］−０．０００３）」の値を算出し、その値も併せて示した。
【００６６】
得られた熱間圧延材を、水冷設備と熱処理炉を用い、下記表３に示す条件で冷却した。表３中、Ｔ１〜Ｔ４、ｔ１〜ｔ２、Ｒ１〜Ｒ３は、前述した図１に付した記号と対応している。
【００６７】
徐冷終了温度Ｔ４まで冷却した後は、室温まで空冷して厚鋼板（板厚１２．５ｍｍ）を製造した。
【００６８】
得られた厚鋼板について、下記の要領で組織［フェライト分率、残留γ分率、残留γ中のＣ量］と、母材特性［降伏点（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、均一伸び（ＵＥ）、靭性］を測定した。測定結果を下記表４〜表７に示す。
【００６９】
［組織］
本実施例では、（ａ）フェライト分率、（ｂ）残留γ分率、（ｃ）残留γ中のＣ量は、厚鋼板の板厚１／４部位で測定した。但し、組織の観察部位はこれに限定されず、例えば、板厚１／２部位でも板厚１／４部位と同じ組織が生成していることを確認している。
【００７０】
（ａ）フェライト分率
厚鋼板の板厚１／４部位を鏡面研磨した試験片を、３％ナイタール溶液でエッチング（腐食）した後、光学顕微鏡を用いて４００倍で１０視野の写真を撮影した。個々の写真について白い等軸状の領域をフェライト、その他の領域を第二相としてトレースし、これを画像解析ソフト（ｍｉｃｒｏｍｅｄｉａ製「Ｉｍａｇｅ−ｐｒｏ」）で解析してフェライトの面積率を測定し、１０視野の平均値を算出した。このフェライト面積率をフェライト分率とした。
【００７１】
なお、トレースしたときの線の面積による誤差をなくすために、フェライト面積率は、下記式を用いて算出した。
フェライト面積率＝［トレースした線で囲まれたフェライトの面積／（観察視野の面積−トレースした線の総面積）］×１００
【００７２】
（ｂ）残留γ分率（ＶγＲ）
厚鋼板の板厚１／４部位を鏡面研磨した試験片をＸ線回折し、リーベルト法で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て、残留γ分率を求めた。Ｘ線回折装置は、理学電気製の「ＲＡＤ−ＲＵ３００」を使用し、ターゲットはＣｏ、ターゲット出力は４０ｋＶ，２００ｍＡとした。
【００７３】
（ｃ）残留γ中のＣ量（ＣγＲ）
厚鋼板の板厚１／４部位を鏡面研磨した試験片に、標準物質としてＳｉを塗布し、Ｓｉと残留γ（γＲ）のピーク位置を決定し、これらのピークを用いて、Ｄ．Ｊ．Ｄｙｓｏｎ  ｅｔ  ａｌ．，  Ｊｏｕｒｎａｌ  ｏｆ  Ｔｈｅ  Ｉｒｏｎ  ａｎｄ  Ｓｔｅｅｌ  Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ，（１９７０），ｐ４６９〜４７４に記載されている手順に基づいて、γＲの格子定数ａ０を測定した。使用したピークは、（１１１），（２００），（２２０），（３１１）である。
【００７４】
格子定数ａ０から、以下の式を用いて残留γ中のＣ量（ＣγＲ）を求めた。
ＣγＲ＝（ａ０−３．５７８−０．０００９５×［Ｍｎ］＋０．０００２×［Ｎｉ］−０．０００６×［Ｃｒ］−０．０２２×［Ｎ］−０．００５６×［Ａｌ］＋０．０００４×［Ｃｏ］−０．００１５×［Ｃｕ］−０．００３１×［Ｍｏ］−０．００５１×［Ｎｂ］−０．００３９×［Ｔｉ］−０．００１８×［Ｖ］−０．００１８×［Ｗ］）／０．０３３
【００７５】
［母材特性］
（ａ）引張試験
厚鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ  Ｚ２２０１で規定されている１４号試験片（平行部径は１０ｍｍ）を用い、ＪＩＳ  Ｚ２２４１で規定されている「金属材料引張試験方法」に基づいて降伏点（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、均一伸び（ＵＥ）を測定した。引張試験時の試験速度は０．５ｍｍ／秒とした。ＴＳが４９０ＭＰａ以上、５９０ＭＰａ未満の場合を合格、ＵＥが１８．０％以上の場合を合格とした。ＵＥとは最高荷重点における伸びを意味する。また、残留γ中のＣ量と均一伸びの関係を図２に示す。
【００７６】
（ｂ）衝撃試験
厚鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ  Ｚ２２０２で規定されているＶノッチ試験片を用い、ＪＩＳ  Ｚ２２４２で規定されている「金属材料衝撃試験方法」に基づいてシャルピー衝撃試験を行うことにより−４０℃での吸収エネルギー（ｖＥ-40）を測定した。ｖＥ-40が１００Ｊ以上の場合を合格とした。
【００７７】
（ｃ）ＨＡＺ靭性
溶接時の熱影響部（ＨＡＺ部）を模擬するために、上記厚鋼板を１３５０℃で５秒間加熱した後、連続冷却した。このとき８００℃から５００℃の温度域を４０秒かけて冷却し、その後、空冷した。空冷後、ＪＩＳ  Ｚ２２０２で規定されているＶノッチ試験片を切出し、ＪＩＳ  Ｚ２２４２で規定されている「金属材料衝撃試験方法」に基づいてシャルピー衝撃試験を行うことにより−２０℃での吸収エネルギー（ｖＥ-20）を測定した。ｖＥ-20が１００Ｊ以上の場合を合格とした。
【００７８】
【表１】
2008045195.tif 000003
【００７９】
【表２】
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【００８０】
【表３】
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【００８１】
【表４】
2008045195.tif 000006
【００８２】
【表５】
2008045195.tif 000007
【００８３】
【表６】
2008045195.tif 000008
【００８４】
【表７】
2008045195.tif 000009
【００８５】
表４〜表７から次のように考察できる。Ｎｏ．１〜５，Ｎｏ．７，Ｎｏ．１３，Ｎｏ．１６〜２３，Ｎｏ．２９〜３０，Ｎｏ．４０，Ｎｏ．４２〜４６，Ｎｏ．４８〜５１，Ｎｏ．５３は、いずれも本発明で規定している要件を満足する例であり、厚鋼板の成分組成と組織が適切に制御されているため、均一伸びが高く、ＨＡＺ靭性にも優れた４９０ＭＰａ級の厚鋼板が得られた。
【００８６】
一方、Ｎｏ．６は、Ｃが少ない例であり、フェライトは生成しているが、残留γの生成量が少なく、均一伸びが低い。Ｎｏ．８は、Ｃが多い例であり、フェライトの生成が少ないため、強度が高くなり過ぎている。また均一伸びが低く、母材靭性とＨＡＺ靭性も低い。Ｎｏ．９は、Ｓｉが少ない例であり、残留γが生成していない。そのため均一伸びが低い。Ｎｏ．１０は、Ｓｉが多い例であり、均一伸びが低い。また、母材靭性とＨＡＺ靭性も悪い。Ｎｏ．１１は、Ｍｎが少ない例であり、残留γ中のＣ量が少なく、均一伸びが低い。Ｎｏ．１２は、Ｍｎが多い例であり、フェライト分率が小さいため、強度が高くなり過ぎて均一伸びも低い。Ｎｏ．１４は、ＣｕとＮｉを含有しない例であり、残留γ中のＣ量が少なく、均一伸びが低い。Ｎｏ．１５は、ＣｕとＮｉの合計含有量が多い例であり、フェライト分率が小さく、強度が高くなり過ぎて均一伸びが低い。Ｎｏ．２４〜２８は、いずれもＴｉ，Ｂ，Ｎの含有量が本発明で規定する範囲から外れている例であり、ＨＡＺ靭性が低い。Ｎｏ．４１は、ＣｕとＮｉの含有量が少ない例であり、残留γ中のＣ量が少なく、均一伸びが低い。Ｎｏ．４７は、Ｔｉ，Ｎ，Ｂの含有量が上記（１）式を満足しない例であり、ＨＡＺ靭性が劣化している。
【００８７】
Ｎｏ．３１〜３９とＮｏ．５２は、いずれも製造条件が本発明で推奨する範囲から外れている例であり、フェライト分率が低いか（Ｎｏ．３１と３２，Ｎｏ．５２）、残留γが生成していないか（Ｎｏ．３１，３３〜３６）、残留γ中のＣ量が本発明で規定する範囲に制御できていない（Ｎｏ．３７〜３９，Ｎｏ．５２）ため、均一伸びが低い。
【図面の簡単な説明】
【００８８】
【図１】図１は、本発明の厚鋼板を製造するときの熱履歴を模式的に示した図である。
【図２】図２は、残留γ中のＣ量と均一伸びの関係を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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