(57)【要約】【課題】ベイナイト相を主体とする鋼板において、各結晶方位関係を適切に規定することによって、疲労亀裂進展抑制および脆性破壊抑制に優れたものとした鋼板を提供する。【解決手段】本発明の鋼板は、Ｃ等の化学成分を含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、ベイナイト相を主体とする組織からなり、深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置において、１５°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当径（大角粒界径）が１５μｍ以下であって、且つ隣接する結晶粒同士の方位差が５５〜６０°である平均割合が０．３０以上であり、深さｔ／２の位置において大角粒界径が２０μｍ以下である。【選択図】図１
2008297575.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０６〜０．１２％(質量％の意味、以下同じ)、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．４〜２％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｐ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎ：０．００２〜０．００９％およびＢ：０．０００５〜０．００３％を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、
ベイナイト相を主体とする組織からなり、
表面から深さｔ／４（ｔは板厚を表す、以下同じ）の位置において、２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、当該結晶粒の平均円相当径が１５μｍ以下であって、且つ隣接する結晶粒同士の方位差が５５〜６０°である平均割合が０．３０以上であり、
表面から深さｔ／２の位置において、２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、当該結晶粒の平均円相当径が２０μｍ以下であることを特徴とする疲労亀裂進展抑制特性および脆性破壊抑制特性に優れた鋼板。
【請求項２】
更に、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜０．４％、Ｎｉ：０．０５〜１％、Ｍｏ：０．０３〜０．３％およびＶ：０．００５〜０．１％よりなる群から選択される１種以上を含有するものである請求項１に記載の鋼板。
【請求項３】
更に、Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）および／または希土類元素：０．００３％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１または２に記載の鋼板。
【請求項４】
板厚が４０〜１００ｍｍであり、引張強さが５７０ＭＰａ以上である請求項１〜３のいずれかに記載の鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主として船舶や橋梁の構造材として用いられる鋼板に関するものであり、特に亀裂の進展速度を抑制して良好な疲労寿命を確保する共に、脆性破壊の発生を抑制する特性にも優れた鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
造船や橋梁分野を始めとする各種構造材料では、繰り返し応力が加わるものが少なくないことから、構造材料の安全性を確保するためには、素材として用いられている鋼材には疲労特性が良好であることが設計上極めて重要である。
【０００３】
鋼材の疲労過程は、応力集中部での亀裂の発生と、一旦発生した亀裂の進展という２つの過程に大別して考えられる。そして、通常の機械部品では巨視的な亀裂の発生が、使用限界として考えられており、設計上亀裂の進展についてはそれほど考慮されていない。しかしながら、溶接構造物においては、疲労亀裂が発生しても直ちに破壊に至ることはなく、亀裂進展速度を遅くすることができれば、破壊に至るまでの寿命を長くすることができ、定期検査などで亀裂を発見することが可能であり、早期に取り替えずとも続けて使用することが可能である。
【０００４】
ところで、溶接構造物では、応力集中部としての溶接止端部や欠陥部が多数存在しており、疲労亀裂の発生を完全に防止することは実際問題として不可能であり、こうした設計は経済的にも得策とはいえない。即ち、溶接構造物の疲労寿命を良好にするためには、亀裂の発生そのものを防止するよりも、亀裂が既に存在している状態からの亀裂進展寿命を大幅に延長することが有効であり、そのためには鋼材の亀裂の進展速度をできるだけ遅くするような設計が重要な事項となる。
【０００５】
疲労亀裂進展の速度を抑制する特性（以下、「疲労亀裂進展抑制特性」ということがある）を改善する技術としてもこれまで様々なものが提案されており、例えば特許文献１には、鋼板表面の法線方向をＮＤとしたとき、α鉄の（１００）面がＮＤと平行な方位{（１００）//ＮＤ｝を有する結晶粒と、α鉄の（１１１）面がＮＤと平行な方位{（１１１）//ＮＤ｝を有する結晶粒との間の境界が亀裂の進展方向に沿って少なくとも３０μｍに１箇所以上横切ることや、鋼板表面に平行な測定面で鋼板内部のα（１１１）面強度比とα（１００）面強度比の比が１．２５〜２．０とすることによって疲労亀裂進展抑制特性に優れた鋼板とすることが提案されている。
【０００６】
高い応力下で使用される鋼板であるほど疲労特性に対する関心は高くなるのであるが、前記技術はフェライトを主体（例えば、７０面積％以上）とするものであるので、３９０〜４９０ＭＰａ程度の強度クラスにしか対応できず、特に疲労亀裂が問題となる部分には適用できないという問題がある。
【０００７】
また前記技術では、結晶方位を前記のように制御するために、フェライトを７０面積％以上析出させたγ−α二相域の低温度温度領域またはα温度域で強加工をすることが示されている。こうしたフェライト組織に対して、ベイナイトを主体とする組織（これを「単にベイナイト組織」と呼ぶことがある）では、オーステナイトと一定の方位関係を持って生成することが知られており、前記技術と同様の手段では、結晶方位を制御することはできない。
【０００８】
特許文献２では、ベイナイト組織またはマルテンサイト組織で、最大引張・圧縮歪で±０．０１２、繰り返し速度０．５Ｈｚ、最大歪までの波数１２の漸増・漸減繰り返し負荷を１５回与えたときの、１回の最大歪時の応力σ1と１５回の最大歪時の応力σ15との比σ1／σ15で示される繰り返し軟化パラメータが０．６５以上０．９５以下であるような疲労亀裂進展特性に優れた鋼材が提案されている。そして、この技術では、亀裂先端の転位の移動、消滅による軟化によって歪が緩和され、亀裂進展が抑制されることが示されている。この技術では、汎用鋼と類似の成分系において一般的な製法で製造することによって、疲労亀裂進展抑制特性に優れた鋼板とすることができるとしているが、必ずしも一般材との区別が明確にされている訳ではなく、前記のような軟化パラメータを規定するだけで希望する特性が発揮されるとはいえない。更に、破面遷移温度ｖＴｒｓが０℃を超える実施例が存在し、構造物としての特性を充分に満足できない可能性がある。
【０００９】
一方、構造物としての安全性を確保するには、鋼材内で脆性破壊による亀裂が発生するのを抑制すること［以下、「脆性破壊抑制特性」またはＣＴＯＤ（Ｃｒａｃｋ−Ｔｉｐ  Ｏｐｅｎｉｎｇ  Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ）特性ということがある］が望まれる。脆性亀裂が発生すれば構造物自体が破壊するからである。上記のような疲労亀裂が発生した場合、低温域では、その亀裂（疲労亀裂）の進展が抑制できても脆性破壊が生ずることがある。そこで構造物の安全上、脆性破壊の発生が充分に抑制されることも必要である。しかし疲労亀裂進展抑制特性および脆性破壊抑制特性の両方に優れた鋼材に関する技術は、これまで提案されていない。
【特許文献１】特開２０００−１７３７９号公報
【特許文献２】特開２００４−２７３５５号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明は前記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、ベイナイトを主体とする鋼板において、板厚方向における所定位置での各結晶方位関係を適切に規定することによって、疲労亀裂進展抑制特性および脆性破壊抑制特性のいずれにも優れた鋼板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
前記目的を達成することのできた本発明の鋼板とは、Ｃ：０．０６〜０．１２％(質量％の意味、以下同じ)、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．４〜２％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｐ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎ：０．００２〜０．００９％およびＢ：０．０００５〜０．００３％を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、
ベイナイト相を主体とする組織からなり、
表面から深さｔ／４（ｔは板厚を表す、以下同じ）の位置において、２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、当該結晶粒の平均円相当径が１５μｍ以下であって、且つ隣接する結晶粒同士の方位差が５５〜６０°である平均割合が０．３０以上であり、
表面から深さｔ／２の位置において、２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、当該結晶粒の平均円相当径が２０μｍ以下である点に要旨を有するものである。尚、本発明において、「ベイナイトを主体とする」とは、ベイナイト相が組織中に９０面積％以上を占める状態を意味する。また２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒としたときの当該結晶粒の平均円相当径を、以下、「大角粒界径」と略称することがある。
【００１２】
本発明の鋼板は、必要によって更に、（１）Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜０．４％、Ｎｉ：０．０５〜１％、Ｍｏ：０．０３〜０．３％およびＶ：０．００５〜０．１％よりなる群から選択される１種以上、（２）Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）および／または希土類元素：０．００３％以下（０％を含まない）を含有していても良い。また本発明の鋼板は、板厚が４０〜１００ｍｍであり、引張強さが５７０ＭＰａ以上であるものが好ましい。
【発明の効果】
【００１３】
本発明の鋼板においては、ベイナイトを主体とする組織を有する鋼板において、板厚方向における所定位置での各結晶方位関係を適切に規定することによって、疲労亀裂進展抑制特性および脆性破壊抑制特性のいずれにも優れた鋼板が実現でき、こうした鋼板は、造船や橋梁分野を始めとする各種構造材料の素材として有用である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
本発明者らは、前記課題を解決するために、特にベイナイト組織である鋼板に着目し、その鋼板における疲労亀裂進展速度を抑制するための手段について様々な角度から検討した。その結果、次のような知見が得られた。即ち、前記のようなベイナイト組織ではオーステナイトに対して、何通りかの方位関係を持って生成することになるのであるが、鋼板の化学成分組成、組織の生成温度、その他の条件等によって選択される各結晶格子の方位関係が変化することになり、一定の結晶方位差を有する結晶粒界では、特に疲労亀裂進展が抑制されることが判明したのである。そして、結晶方位分布を適切に規定すれば、疲労亀裂進展の抑制を良好に実現できる鋼板が実現できることを見出した。以下、本発明が完成された経緯に沿って、本発明の作用効果について説明する。
【００１５】
ベイナイト相を主体とするような単相組織では、粒界が亀裂進展の抵抗となるものと考えられるが、亀裂進展の際に粒界と亀裂が衝突する頻度を高めれば、亀裂の進展が抑制できるものと考えられた。即ち、粒界を細かくすることによって、亀裂との衝突頻度を高めれば良いとの知見が得られた。但し、粒界を形成する両端の方位差が小さい（例えば、１５°未満の）小角粒界（小傾角境界）では、粒界エネルギーが小さくなってその効果が小さいので、前記方位差が１５°以上の大角粒界（大傾角境界）を対象とする必要がある。また、大角粒界のうちでも、隣接する結晶粒同士の方位差が５５〜６０°である割合が高くなるほど、亀裂進展の抑制に有効であることも判明したのである（後記図１参照）。
【００１６】
つまり表面から深さｔ／４の位置において、前記方位差が１５°以上である大角粒界に囲まれた結晶粒で、同一面積の円に換算したときの直径（円相当直径）の平均値で１５μｍ以下とした結晶粒であって、隣接する結晶粒の方位差の分布において、方位差が５５〜６０°である平均割合が０．３０以上（３０％以上）とすることによって、疲労亀裂進展抑制に優れた鋼板が実現できたのである。本発明の鋼板において、疲労亀裂進展抑制を改善するに当たって、結晶粒の方位関係を、表面から深さｔ／４の位置で評価したのは、板厚全体の代表位置であり、疲労亀裂進展抑制は全厚で抑制される必要があるからである。
【００１７】
尚、前記「方位差」は、「ずれ角」若しくは「傾角」とも呼ばれているものであり、以下では「結晶方位差」と呼ぶことがある。またこうした結晶方位差を測定するには、後述する実施例で示すように、ＥＢＳＰ法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ  Ｐａｔｔｅｒｎ法）を採用すれば良い。
【００１８】
また、本発明者らが検討したところによれば、表面から深さｔ／２の位置において大角粒界径を微細化すること（具体的には２０μｍ以下にすること）によって、脆性破壊を抑制できることも見出した。脆性破壊は一般に表面から深さｔ／２の位置（即ち、板厚中央部）で発生するので、この位置の組織を微細化することによって脆性破壊が抑制できると考えられる。尚、本発明における「表面から深さｔ／２の位置での結晶粒」は、表面から深さｔ／４の位置と同様に、「２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域」を指す。
【００１９】
本発明の鋼板は、化学成分組成が適正に調整されていることも特徴の１つとする。以下では、化学成分の範囲限定理由を説明する。
【００２０】
［Ｃ：０．０６〜０．１２％］
Ｃは、鋼板の強度確保のために必要な元素である。高強度、即ち概ね５７０ＭＰａ程度（使用する鋼板の肉厚にもよるが）を得るためには、０．０６％以上含有させることが必要である。しかし、０．１２％を超えて過剰に含有させると溶接性が劣化すると共に、ブロックサイズが粗大化して小角粒界の割合が増加して、５５〜６０°の結晶方位差を有する大角粒界の割合が減少する傾向を示す。こうしたことから、Ｃ含有量は０．０６〜０．１２％とした。尚、Ｃ含有量の好ましい下限は０．０７％であり、好ましい上限は０．１１％である。
【００２１】
［Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）］
Ｓｉは脱酸と強度確保のために必要な元素であり、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０５％以上の量で含有させることが推奨される。しかし０．５％を超えて過剰に含有させると溶接性が劣化する。尚、Ｓｉ含有量のより好ましい上限は０．４％である。
【００２２】
［Ｍｎ：１．４〜２％］
Ｍｎは鋼板の強度および靭性確保のために有効な元素であり、こうした効果を発揮させるためには１．４％以上含有させる必要がある。しかしながら、過剰に含有させると溶接性、割れ感受性が劣化するので２％以下とする必要がある。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．５％であり、好ましい上限は１．８％である。
【００２３】
［Ａｌ：０．０１〜０．０６％］
Ａｌは脱酸のために有用な元素であり、０．０１％に満たないと脱酸効果がない。しかしながら、過剰に含有させると溶接部の靭性を劣化させるので０．０６％以下とする必要がある。
【００２４】
［Ｐ：０．０２５％以下（０％を含まない）］
Ｐは結晶粒に偏析し、延性や靭性に有害に作用する不純物であるので、できるだけ少ない方が好ましいのであるが、実用鋼の清浄度の程度を考慮して０．０２５％以下に抑制するのが良い。尚、Ｐは鋼に不可避的に含まれる不純物であり、その量を０％とすることは、工業生産上、困難である。
【００２５】
［Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）］
Ｓは、鋼板中の合金元素と化合して種々の介在物を形成し、鋼板の延性や靭性に有害に作用する不純物であるので、できるだけ少ない方が好ましいのであるが、実用鋼の清浄度の程度を考慮して０．０１％以下に抑制するのが良い。尚、Ｓは鋼に不可避的に含まれる不純物であり、その量を０％とすることは、工業生産上、困難である。
【００２６】
［Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％］
Ｎｂは、変態を抑制し、ベイナイト変態開始温度Ｂｓを低下させることによって、組織単位を細かくする作用を発揮する。またベイナイトは、変態の際にＫ−Ｓ関係（Ｋｕｒｄｊｉｕｍｏｖ−Ｓａｃｈｓの関係）を持って変態するが、低温で変態することで、単一のバリアント（いわゆる兄弟晶）からなる微細なブロックが生成するようになる。こうした効果を発揮させるためには、Ｎｂを０．００５％以上（好ましくは０．０１２％以上）の量で含有させる必要がある。しかしながら、過剰に含有させると溶接性を損なうので、Ｎｂ含有量は０．０２５％以下（好ましくは０．０２０％以下）とするのが良い。
【００２７】
［Ｔｉ：０．００５〜０．０３％］
Ｔｉは、Ｎｂと同様に、変態を抑制してＢｓを低下させることで、微細なブロック形成に有効な元素である。しかしながら、Ｔｉの含有量が過剰になると溶接性が損なわれる。こうしたことからＴｉ含有量は、０．００５％以上（好ましくは０．００７％以上）、０．０３％以下（好ましくは０．０２５％以下）とした。
【００２８】
［Ｎ：０．００２〜０．００９％］
Ｎは、ＴｉやＡｌ等の元素と窒化物を形成してＨＡＺ靭性を向上させる元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｎは０．００２％以上（好ましくは０．００３％以上）含有させる必要がある。尚、固溶Ｎは、ＨＡＺの靭性を劣化させる原因となる。全窒素量の増加により、前述の窒化物は増加するが固溶Ｎも過剰となるため、本発明では０．００９％以下に抑える。
【００２９】
［Ｂ：０．０００５〜０．００３％］
Ｂは、Ｎｂと同様に、変態を抑制してＢｓを低下させることで、微細なブロック形成に有効である。こうした効果を発揮させるためには、０．０００５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｂ含有量が過剰になると溶接性が損なわれので、０．００３％以下とした。
【００３０】
本発明の鋼板における基本成分は前記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物（例えばＯ等）からなるものである。また本発明の鋼板には、前記成分のほか必要に応じて、下記の成分を含有させることも有効である。
【００３１】
［Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜０．４％、Ｎｉ：０．０５〜１％、Ｍｏ：０．０３〜０．３％およびＶ：０．００５〜０．１％よりなる群から選択される１種以上］
これらの元素は、Ｎｂと同様に、変態を抑制してＢｓを低下させることで、微細なブロック形成に有効である。そこでこれら元素を含有させる場合、Ｃｕ，ＣｒおよびＮｉは０．０５％以上、Ｍｏは０．０３％以上、およびＶは０．００５％以上含有させることが好ましい。しかしその量が過剰になると溶接性が損なわれる。そこでこれらの元素を含有させる場合の上限を、前記のように定めた。尚、これらの元素は、積極的に含有させなくても、原料等に起因して不可避的に微量混入してくることがあるので、上記下限よりも少ない量で含まれる場合は、不可避不純物扱いとなる。
【００３２】
［Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）および／または希土類元素（ＲＥＭ）：０．００３％以下（０％を含まない）］
ＣａおよびＲＥＭは、Ｓの固定による靭性の向上に有効な元素であり、その効果を発揮させるためには、いずれも０．０００５％以上含有させることが好ましい。しかしながら、過剰に含有させてもその効果が飽和するので、Ｃａで０．００５％以下、ＲＥＭで０．００３％以下とすることが好ましい。Ｃａを含有させるときのより好ましい下限は０．００１％である。
【００３３】
本発明の鋼板は、ベイナイトを主体とする組織からなるものであるが、オーステナイト状態で冷却を行うことによって、過冷状態となり、ベイナイト組織とすることができる。こうしたベイナイト組織は、オーステナイトと何通りかの一定の方向の方位関係をもって変態するが、特に低温で変態させると、選択できるバリアントが限定され、ある結晶方位差に大きなピークを持つようになる。変態点を低下させるには、合金元素の添加や冷却速度の増加等が有効である。
【００３４】
具体的な製造条件としては、前記の化学成分組成の要件を満たすスラブを１０００〜１２００℃の温度範囲に加熱して熱間圧延を行う。変態組織の微細化のためには、オーステナイト組織を圧延して再結晶させるのが有効である。そしてオーステナイトの再結晶温度（再結晶が開始する最低温度）は、鋼材の化学成分組成に左右されるが、本発明の化学成分組成であれば、通常８５０〜９００℃程度である。こうした温度範囲（再結晶温度以上）で圧延するためには（即ち、熱間圧延を行うためには）、加熱温度を１０００℃以上とするのが良い。しかし加熱温度が高すぎると、初期オーステナイト組織が粗大化し過ぎるため、変態組織を充分に微細化することができない。そこで加熱温度を１２００℃以下とするのが良い。
【００３５】
次に、表面から深さｔ／２の位置が９００〜８５０℃である温度範囲での圧延において、下記式（１）から計算される累積圧下率が１５％以上であり、且つ表面から深さ２ｍｍと深さｔ／２との位置の温度差を４５℃以内に調整するのが良い。
累積圧下率＝（ｔ0−ｔ1）／ｔ0×１００  ・・・  （１）
〔式（１）中、ｔ0は鋼片のｔ／２位置の温度が９００℃であるときの鋼片の厚みを表し、ｔ1は鋼片のｔ／２位置の温度が８５０℃であるときの鋼片の厚みを表す。〕
【００３６】
このように制御することによって、表面から深さｔ／２の位置の結晶粒の大角粒界径を均一に小さくできる。詳しくは、表面から深さｔ／２の位置が９００〜８５０℃である温度範囲（再結晶温度直上）で充分な圧延を施すことによって、表面から深さｔ／２の位置で、微細なオーステナイト組織を形成でき、その結果、微細な変態組織を形成できる。これに対してこの温度範囲で圧下率が不充分であると、粗大なオーステナイトが形成されるおそれがある。またこの温度範囲の圧延時に、表面から深さ２ｍｍと表面から深さｔ／２との位置の温度差が過大になると、得られる変態組織として、粗大なものと微細なものとが混在することとなり、脆性破壊の抑制にばらつきが発生するおそれがある。尚、上記表面から深さｔ／２との位置の温度差を採用する基準として、「表面から深さ２ｍｍ」の位置としたのは、表層部は水等の外部からの影響を直接受けるため、表層部として安定した評価ができる位置として選択したものである。
【００３７】
表面から深さｔ／２の位置の温度は、下記実施例で示すような方法で求めることができる。また表面から深さ２ｍｍと深さｔ／２との位置の温度差は、温調する板厚、水冷時間、および空冷時間を調整することによって制御できる。
【００３８】
尚、オーステナイト未再結晶温度域で圧延を施して、オーステナイト粒にひずみを導入することによっても、その後に生成する変態組織を微細化することができるが、その効果は大きくは無い。そこで未再結晶温度域での圧延の微細化効果を期待せずに、（Ａｒ3変態点＋１０℃）以上の温度で圧延を終了するのが良い。こうすることによって、圧延後の加速冷却（例えば水冷）の高強度化および組織微細化の効果を充分に発揮させることができるからである。
【００３９】
圧延後の冷却については、５℃／秒以上の冷却速度で加速冷却（例えば水冷）を行なうことが好ましい。また加速冷却の停止温度については、組織がベイナイト主体となる温度まで冷却する必要があるので、４５０℃以下とする。このような加速冷却を行うことによって、変態組織（特にｔ／４の位置での変態組織）を充分に微細化でき、鋼板の高強度化および充分な疲労亀裂進展抑制を図ることができる。
【００４０】
前記製造工程に加えて、必要に応じて５００〜７００℃の温度範囲で焼戻し処理を行っても良い。
【００４１】
前記のような製造方法によって、本発明の化学成分組成の要件および組織要件を満たし、且つ引張強さが５７０ＭＰａ以上である鋼板を製造することができる。本発明の鋼板の板厚は、４０〜１００ｍｍであることが好ましい。
【００４２】
以下、実施例を挙げて本発明をより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、上・下記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含されるものである。
【実施例】
【００４３】
実施例１
下記表１に示す化学成分組成の鋼を転炉で溶製し、種々の冷却、圧延条件によって鋼板を製造した。このときの製造条件を下記表２に示す。尚、下記表２中、「ＡｃＣ」は「加速冷却（水による冷却）」、「ＡＣ」は「空冷」、「ＱＴ」は「焼入れ・焼戻し」を夫々意味する。尚、鋼片のｔ／２部の温度は、差分法を用いたプロセスコンピューターによって算出し、深さ２ｍｍとｔ／２部の温度差は、温度調整する板厚、冷却時間、空冷時間等を制御することによって調整した。具体的な温度管理の手順は下記の通りである。
【００４４】
［圧延中の温度測定方法］
１．プロセスコンピュータを用い、加熱開始から加熱終了までの雰囲気温度や在炉時間に基づいて鋼片の所定の位置（表面からｔ／２の位置）加熱温度を算出する。
２．算出した加熱温度を用い、圧延中の圧延パススケジュールやパス間の冷却方法（水冷あるいは空冷）のデータに基づいて、板厚方向の任意の位置における圧延温度を差分法など計算に適した方法を用いて計算しつつ圧延を実施する。
３．鋼板の表面温度は圧延ライン上に設置された放射型温度計を用いて実測する。但し、プロセスコンピュータでも理論値を計算しておく。
４．粗圧延開始時、粗圧延終了時、仕上げ圧延開始時にそれぞれ実測した鋼板の表面温度を、プロセスコンピュータから算出される計算温度と照合する。
５．計算温度と実測温度の差が±３０℃以上の場合は、計算表面温度が実測温度と一致するように再計算してプロセスコンピュータ上の計算温度とし、±３０℃未満の場合は、プロセスコンピュータから算出された計算温度をそのまま用いる。
６．上記算出された計算温度を用い、制御対象としている領域の圧延温度を管理する。
【００４５】
【表１】
2008297575.tif 000003
【００４６】
【表２】
2008297575.tif 000004
【００４７】
得られた各鋼板について、ベイナイト分率、表面から深さｔ／４の位置における大角粒界径および結晶方位差が５５〜６０°である割合、表面から深さｔ／２の位置における大角粒界径、引張強さＴＳ、疲労亀裂進展速度、並びに脆性亀裂抑制特性（δｃ-10℃）を下記の方法によって測定した。これらの結果を一括して、下記表３に示す。
【００４８】
［ベイナイト分率］
鋼板の深さｔ／４の部位から、鋼板の圧延方向に平行で且つ鋼板の表面に対して垂直な面が露出するようにサンプルを切り出し、これを、♯１５０〜♯１０００までの湿式エメリー研磨紙を用いて研磨し、その後に研磨剤としてダイヤモンドスラリーを用いて鏡面仕上げした。この鏡面研磨片を、２％硝酸−エタノール溶液（ナイタール溶液）でエッチングした後、１５０μｍ×２００μｍの視野を観察倍率４００倍で観察し、画像解析にてベイナイト分率を測定した。尚、フェライト以外のラス状組織は全てベイナイトとみなした。合計で５視野のベイナイト分率を求め、その平均値を採用した。
【００４９】
［深さｔ／４およびｔ／２の位置における大角粒界径］
表面から深さｔ／４およびｔ／２の位置における鋼板の圧延方向に平行な断面において、ＦＥ−ＳＥＭ−ＥＢＳＰ（電子放出型走査電子顕微鏡を用いた電子後方散乱回折像法）によって大角粒界径を測定した。具体的には、Ｔｅｘ  ＳＥＭ  Ｌａｂｏｒａｔｒｉｅｓ社のＥＢＳＰ装置（商品名：「ＯＩＭ」）を、ＥＦ−ＳＥＭと組み合わせて用い、傾角（結晶方位差）が１５°以上の境界を結晶粒界として、大角粒界径を測定した。このときの測定条件は、測定領域：２００μｍ、測定ステップ：０．５μｍ間隔とし、測定方位の信頼性を示すコンフィデンス・インデックス（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ  Ｉｎｄｅｘ）が０．１よりも小さい測定点は解析対象から除外した。このようにして求められる大角粒界径の平均値を算出して、本発明における「大角粒界径（平均円相当径）」とした。尚、大角粒界径が２．０μｍ以下のものについては、測定ノイズと判断し、平均値計算の対象から除外した。
【００５０】
［表面から深さｔ／４の位置における結晶方位差が５５〜６０°である割合］
ＯＩＭ自動分析ソフトにより、各粒界における方位差を測定することによって、表面から深さｔ／４の位置における結晶方位差が５５〜６０°である割合を求めた（計算した）。この割合の測定に際して、例えば２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒（大角粒）とし、この大角粒に隣接する結晶粒が６個あるとすれば、その内１の個だけが方位差：５５〜６０°を満足するものであるときには、「割合」は１／６となる。こうした計算を、全ての大角粒について実施して平均化、隣接する結晶粒同士の方位差が５５〜６０°である平均割合を求めることになる。即ち、大角粒のうち、結晶方位差が５５〜６０°である割合が０．３０未満となるものが含まれていたとしても、平均化したときに（平均割合で）０．３０以上となっていれば、本発明の要件を満足することになる。
【００５１】
［引張強さ］
各鋼板の深さｔ／４の部位からＮＫ  Ｕ１４Ａ試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に従って引張試験を行うことによって、引張強さＴＳを測定した。引張強さの基準は５７０ＭＰａ以上とした。
【００５２】
［疲労亀裂進展速度］
ＡＳＴＭ  Ｅ６４７に準拠し、コンパクト型試験片を用いて、疲労亀裂進展試験を実施することによって、疲労亀裂進展速度を求めた。この際、下記（２）式によって規定されるパリス則が成り立つ安定成長領域ΔＫ＝２０（ＭＰａ・√ｍ）での値を代表値として評価した。尚、疲労亀裂進展速度の評価基準については、通常の鋼材が４〜６×１０-5ｍｍ／ｃｙｃｌｅ（ΔＫ＝２０のとき）程度の進展速度であることから、３．０×１０-5ｍｍ／ｃｙｃｌｅ未満を基準とした。
ｄａ／ｄｎ＝Ｃ（ΔＫ）m  …  （２）
〔式（２）中、ａ：亀裂長さ，ｎ：繰り返し数，Ｃ，ｍ：材料、荷重等の条件で決まる定数を夫々示す。〕
【００５３】
［脆性亀裂抑制特性の評価］
脆性亀裂抑制特性は、社団法人日本溶接協会（ＷＥＳ）発行のＷＥＳ１１０８（１９９５年２月１日制定）で規定される「亀裂先端開口変位試験（ＣＴＯＤ試験）」に基づいて亀裂先端開口変位試験を行い、不安定破壊開始時の開口変位（δｃ）を測定し、この結果に基づいて評価した。尚、亀裂先端開口変位試験を行う際には、ＷＥＳ１１０９（１９９５年４月１日制定）で規定される「溶接熱影響部ＣＴＯＤ試験方法に関する指針」も参酌した。
【００５４】
試験片は、ＷＥＳ１１０８（１９９５年２月１日制定）のＰ．６の図６に示されている「標準三点曲げ試験片」を用いた。試験温度は−１０℃とし、δｃ-10℃（ｍｍ）を測定した。本発明では、δｃ-10℃が０．２０ｍｍ以上の場合を合格とする。
【００５５】
【表３】
2008297575.tif 000005
【００５６】
表３の結果から次のように考察できる。まず試験Ｎｏ．３、７、８、１１、１３、１６、１８、２１および２３のものは、本発明の組織要件を満足するものであり、充分に疲労亀裂進展および脆性破壊が抑制されている。これに対して、本発明の組織要件のいずれかを欠くものは、亀裂進展速度またはδｃ-10℃で満足いく結果が出ていない。
【００５７】
表３の結果に基づき、深さｔ／４位置での結晶方位差が５５〜６０°である割合と疲労亀裂進展速度との関係を図１に示すが、深さｔ／４位置での大角粒界径が粗大化したもの（試験Ｎｏ．１５、１９、２６）を除いて、前記割合を０．３０以上とすることで疲労亀裂の進展が抑制されていることが分かる（亀裂進展速度＜３．０×１０−５ｍｍ／ｃｙｃｌｅ）。また深さｔ／２位置での大角粒界径とδｃ-10℃との関係を図２に示すが、この位置での大角粒界径を２０μｍ以下とすることで、脆性破壊発生が抑制されていることが分かる（δｃ-10≧０．２０ｍｍ）。
【図面の簡単な説明】
【００５８】
【図１】実施例における深さｔ／４位置での結晶方位差が５５〜６０°である平均割合と疲労亀裂進展速度との関係を示すグラフである。
【図２】実施例における深さｔ／２位置での大角粒界径とδｃ-10℃との関係を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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