(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２５％、
Ｓｉ：０．００１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．５〜３．０％
を含有し、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｏ：０．０１０％以下
に制限し、残部Ｆｅ及び不純物からなる鋼を鋳造後、そのまま、又は、一旦冷却してＡｃ３〜１３００℃に加熱し、終了温度をＡｒ３〜１１００℃の範囲内とする熱間圧延を行った後、
表面温度がＡｒ３以上の温度から、板厚方向の平均冷却速度を３〜５０℃／ｓとする制御冷却を開始し、
下記（１）〜（３）式によって前記表面温度Ｔ（℃）の温度履歴から算出されるフェライト生成指標ＳＩが０．５５〜２．００になるように前記制御冷却を行い、
板厚方向の平均温度が４５０〜６７５℃、表面温度が３５０〜６７５℃の範囲で前記制御冷却を終了し、
そのまま室温まで放冷する
ことを特徴とする厚鋼板の製造方法。
ＳＩ＝ＳＩ１＋ＳＩ２・・・（１）
ＳＩ１＝∫（１／２０３７）×（Ａｒ３−Ｔ）ｄｔ  （ただし、Ｔ≧６００℃）・・・（２）
ＳＩ２＝∫（２／２０３７）×（６５０−Ｔ）ｄｔ  （ただし、６００℃≦Ｔ≦６５０℃）・・・（３）
【請求項２】
前記制御冷却を板厚方向の平均温度が５５０〜６７５℃、表面温度が４５０〜６７５℃の範囲で終了することを特徴とする請求項１に記載の厚鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記制御冷却を板厚方向の平均温度が４５０〜６００℃、表面温度が３５０〜６００℃の範囲で終了することを特徴とする請求項１に記載の厚鋼板の製造方法。
【請求項４】
更に、前記鋼が、質量％で、
Ｃｕ：２．０％以下、
Ｎｉ：３．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｗ：２．０％以下、
Ｖ：０．３０％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｔｉ：０．０５％以下、
Ｂ：０．００２％以下、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の厚鋼板の製造方法。
【請求項５】
更に、前記鋼が、質量％で、
ＲＥＭ：０．１０％以下、
Ｍｇ：０．０２％以下、
Ｃａ：０．０２％以下、
Ｚｒ：０．３０％以下、
Ｈｆ：０．３０％以下、
Ｔａ：０．３０％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の厚鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、厚鋼板の製造方法、特に、引張強度が４９０Ｎ／ｍｍ２級や５７０Ｎ／ｍｍ２級で、例えば、音響異方性が小さく延性に優れた厚鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、構造物の大型化により、引張強度が４９０Ｎ／ｍｍ２級以上の高張力鋼が用いられる機会が増加している。その一方で、安全性の観点から、母材や溶接部の高い靱性が求められている。このように、強度を高めつつ靱性を向上させる方法として、オンラインの水冷装置を用いて加速冷却を行い、金属組織を制御し、結晶粒を微細にする方法が提案されている（例えば、特許文献１、２を参照）。
【０００３】
特許文献１、２に提案されている方法は、ＮｂやＴｉなどの微量元素を利用し、制御圧延及び加速冷却を行うものである。しかしながら、熱間圧延後に鋼板を水冷する場合、製造条件によっては、鋼板の硬度が過剰に上昇し、延性が低下することがある。特に、圧延の生産性を向上させたり、鋼板の音響異方性を改善する目的で高温圧延を行った場合などに、このような傾向が強くなる。
【０００４】
このため、上述したような延性が低下する傾向の緩和を目的として、緩冷却の適用などが試みられ、提案されている（例えば、特許文献３を参照）。また、一様伸びを改善し、延性を向上する方法として、５００〜６００℃の温度範囲まで第１の強制冷却を行った後、放冷以下の冷却速度で冷却し、さらに第２の強制冷却を行って金属組織を制御する方法が提案されている（例えば、特許文献４を参照）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特公昭５７−２１００７号公報
【特許文献２】特公昭５９−１４５３５号公報
【特許文献３】特開平５−２１４４４０号公報
【特許文献４】特開平７−２３３４１４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、従来、高い生産性を維持して、強度、延性、靱性、音響異方性といった様々な特性を最適に制御することはできていなかった。そのため、生産性を阻害することなく、様々な特性、例えば、強度を向上させながらも、他の特性、例えば、延性や靱性、また、音響異方性を劣化させることのない、厚鋼板の製造方法が必要とされていた。
【０００７】
本発明はこのような実情に鑑み、例えば、音響異方性が小さく、延性に優れた、引張強度が４９０Ｎ／ｍｍ２級や５７０Ｎ／ｍｍ２級の厚鋼板を効率良く製造することが可能な、厚鋼板の製造方法の提供を課題とするものである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者等は、上記問題を解決するため、鋼の成分と製造条件、特に、鋼の変態温度と表面の温度履歴との関係について詳細に検討を行った。その結果、熱間圧延後、制御冷却を開始して、鋼の表面の温度が、ベイナイト変態やマルテンサイト変態を生じる温度に低下するまでの間に、十分にフェライトが生成するように、特に、表面の温度履歴を制御する必要があることを知見した。ここで、制御冷却とは、空冷よりも冷却速度が速い水冷等の加速冷却や、空冷よりも冷却が遅い徐冷を含む工程であり、途中で加熱してもよい。加速冷却の冷却速度を途中で変更する多段冷却や、加速冷却を途中で停止して空冷し、加速冷却を再開する間欠冷却なども制御冷却に含まれる。
【０００９】
鋼板の制御冷却では、熱間圧延後、加速冷却によって鋼板の表面の温度をＡｒ３（冷却時にオーステナイトからフェライトへの変態が開始する温度）よりも低い温度域に低下させてフェライトを生成させる。本発明者等は、制御冷却時の鋼板のフェライトの生成量が、鋼板の表面温度とＡｒ３との差と、鋼板の表面温度がＡｒ３以下の温度域に滞留する時間と、に影響されると考え、検討を行った。その結果、ベイナイト変態が生じる可能性のある６００℃未満に表面の温度が低下する前に、鋼板の表面のフェライトの生成量を制御すれば、ベイナイトの生成が抑制されて、鋼板の表面の硬度の上昇が抑制されることを見出した。
【００１０】
そして、制御冷却を開始してから鋼板の表面温度が６００℃未満に低下するまでの間に、フェライトの生成度合を表すパラメータ（フェライト生成指標）ＳＩが０．５５以上になるように冷却条件を制御することによって、鋼板の表面の硬度の上昇の抑制が可能になることがわかった。フェライト生成指標ＳＩは、下記（１）〜（３）式によって算出されるもので、その数値が大きいほどフェライト生成量が増加し、表面硬度が低下して、延性や靱性が向上する。
【００１１】
ＳＩは、制御冷却の開始から表面温度が６００℃以上の範囲で下記（２）式によって算出したＳＩ１に、６００℃以上６５０℃以下の範囲で下記（３）式によって算出したＳＩ２を加えて求める。ここで、下記（３）式で算出されるＳＩ２は、６５０℃以下でのフェライト変態駆動力の上昇による核生成頻度の増加を考慮した項である。表面温度６５０℃超で制御冷却を終了する場合は、上記（２）式で求めたＳＩ１が、そのままＳＩとなる。
ＳＩ＝ＳＩ１＋ＳＩ２・・・（１）
ＳＩ１＝∫（１／２０３７）×（Ａｒ３−Ｔ）ｄｔ    （ただし、Ｔ≧６００℃）・・・（２）
ＳＩ２＝∫（２／２０３７）×（６５０−Ｔ）ｄｔ  （ただし、６００℃≦Ｔ≦６５０℃）・・・（３）
ここで、上記（２）式及び（３）式におけるＴは鋼の表面温度（℃）である。
【００１２】
本発明は上記知見に基づいてなされたものであり、従来よりも高度な制御冷却により、鋼の組織を微細化し、かつ、過剰な表面の硬化を防止し、例えば、音響異方性が小さく、延性に優れた厚鋼板を効率良く製造する方法である。
本発明の要旨は以下のとおりである。
【００１３】
［１］質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２５％、
Ｓｉ：０．００１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．５〜３．０％
を含有し、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｏ：０．０１０％以下
に制限し、残部Ｆｅ及び不純物からなる鋼を鋳造後、そのまま、又は、一旦冷却してＡｃ３〜１３００℃に加熱し、終了温度をＡｒ３〜１１００℃の範囲内とする熱間圧延を行った後、
表面温度がＡｒ３以上の温度から、板厚方向の平均冷却速度を３〜５０℃／ｓとする制御冷却を開始し、
下記（１）〜（３）式によって前記表面温度Ｔ（℃）の温度履歴から算出されるフェライト生成指標ＳＩが０．５５〜２．００になるように前記制御冷却を行い、
板厚方向の平均温度が４５０〜６７５℃、表面温度が３５０〜６７５℃の範囲で前記制御冷却を終了し、
そのまま室温まで放冷する
ことを特徴とする厚鋼板の製造方法。
ＳＩ＝ＳＩ１＋ＳＩ２・・・（１）
ＳＩ１＝∫（１／２０３７）×（Ａｒ３−Ｔ）ｄｔ    （ただし、Ｔ≧６００℃）・・・（２）
ＳＩ２＝∫（２／２０３７）×（６５０−Ｔ）ｄｔ  （ただし、６００℃≦Ｔ≦６５０℃）・・・（３）
［２］前記制御冷却を板厚方向の平均温度が５５０〜６７５℃、表面温度が４５０〜６７５℃の範囲で終了することを特徴とする上記［１］に記載の厚鋼板の製造方法。
［３］前記制御冷却を板厚方向の平均温度が４５０〜６００℃、表面温度が３５０〜６００℃の範囲で終了することを特徴とする上記［１］に記載の厚鋼板の製造方法。
【００１４】
［４］更に、前記鋼が、質量％で、
Ｃｕ：２．０％以下、
Ｎｉ：３．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｗ  ：２．０％以下、
Ｖ  ：０．３０％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｔｉ：０．０５％以下、
Ｂ：０．００２％以下、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記［１］〜［３］の何れか１項に記載の厚鋼板の製造方法。
［５］更に、前記鋼が、質量％で、
ＲＥＭ：０．１０％以下、
Ｍｇ：０．０２％以下、
Ｃａ：０．０２％以下、
Ｚｒ：０．３０％以下、
Ｈｆ：０．３０％以下、
Ｔａ：０．３０％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記［１］〜［４］の何れか１項に記載の厚鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１５】
本発明の厚鋼板の製造方法によれば、例えば、音響異方性が小さく、延性に優れた、引張強度が４９０Ｎ／ｍｍ２級や５７０Ｎ／ｍｍ２級の厚鋼板を高効率で製造することが可能になり、産業上の貢献が極めて顕著である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
以下、本発明の厚鋼板の製造方法の実施の形態について説明する。なお、この実施形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。
【００１７】
本発明の厚鋼板の製造方法は、特に、下記（１）〜（３）式によって算出され、フェライトの生成度合を表すパラメータ（フェライト生成指標）ＳＩにより、鋼板の表面のフェライトの生成量を制御し、ベイナイトの生成を抑制して、表面の硬度の上昇を抑制することを最大の特徴とする。
ＳＩ＝ＳＩ１＋ＳＩ２・・・（１）
ＳＩ１＝∫（１／２０３７）×（Ａｒ３−Ｔ）ｄｔ    （ただし、Ｔ≧６００℃）・・・（２）
ＳＩ２＝∫（２／２０３７）×（６５０−Ｔ）ｄｔ  （ただし、６００℃≦Ｔ≦６５０℃）・・・（３）
ここで、上記（２）式及び（３）式におけるＴは鋼の表面温度（℃）である。
【００１８】
従来の制御圧延及び加速冷却は、熱間圧延の加熱条件及び圧延条件、更に、冷却条件を制御するものであり、ある程度、結晶粒を微細化する効果が得られる。特に、低温で熱間圧延する制御圧延と加速冷却とを組み合わせると、結晶粒を顕著に微細化することができる。一方、低温で制御圧延を行う場合、熱間圧延の途中で鋼板の温度の低下を待つ必要があり、生産性が低下するという問題がある。また、低温で熱間圧延を行うと、結晶粒が圧延方向に伸長し、鋼板の特性に異方性が生じ、特に音響異方性が劣化するという問題がある。
【００１９】
生産性を損なわずに異方性を低減するためには、高温で熱間圧延を終了した後、鋼板を加速冷却する方法が考えられる。しかしながら、高温で水冷を開始すると、鋼板の硬度、特に表面の硬度が上昇するため、延性や靱性が低下する。この原因は、１）表面と板厚中心部との温度差と、２）オーステナイトの粗大化である。
【００２０】
ここで、原因の１つ目である板厚中心部と表面との温度差は、高温から加速冷却を開始することによって拡大する。特に、鋼板の表面では、冷却速度が大きいため、ベイナイトやマルテンサイトが増加し、硬度上昇が顕著になる。また、原因の２つ目であるオーステナイトの粗大化は、高温で熱間圧延を終了する場合に、圧延温度が高くなることに起因する。圧延温度が高いと、オーステナイトの結晶粒が大きくなり、焼入性が高くなるため、加速冷却後、鋼板の中心部、表面ともに硬度が上昇しやすくなる。
【００２１】
したがって、鋼板の延性及び靭性を向上させるために、高温で熱間圧延を完了し、水冷の水量を低減して緩やかに冷却する（緩冷却）方法が考えられる。しかしながら、単に冷却速度を遅くすると、当初の狙いである水冷による結晶粒微細化の効果が期待通りに得られなくなる。そこで、本発明者等は、より高度な制御冷却により、鋼の組織を微細化し、かつ、過剰な硬化を防止する方法を検討した。その結果、熱間圧延を高温で実施し、高度の制御冷却、即ち、緩冷却や間欠冷却を精緻に行う方法が最適であることを見出した。
【００２２】
高温での熱間圧延後、緩冷却や間欠冷却を行うことにより、温度待ちによる生産性の低下や音響異方性の発生を回避することができる。更には、表層のフェライトの生成を促進し、硬度の過剰な上昇を回避することが可能になる。同時に、板厚方向中心部の冷却速度が上昇し、板厚中心部のフェライトが微細になる。このような緩冷却や間欠冷却は、フェライトが生成する下限の温度の近傍、本発明の成分では、引張強度４９０Ｎ／ｍｍ２級鋼で５５０〜６７５℃程度（鋼板の表面温度）まで、引張強度５７０Ｎ／ｍｍ２級鋼では４５０〜６００℃程度（鋼板の表面温度）まで冷却することが必要である。なお、また、緩冷却は、冷却開始から冷却停止まで、比較的遅い冷却速度で冷却する方法である。一方、間欠冷却は、冷却開始後、１回以上、冷却を中断して鋼板の温度を復熱させる方法である。
【００２３】
（フェライト生成指標ＳＩ：０．５５〜２．００）
制御冷却では、冷却時の鋼板の表面のフェライトの生成量が、Ａｒ３と鋼板の温度との差の大きさと、Ａｒ３未満の温度域での滞留時間に影響されることから、最適な条件について検討を行った。その結果、フェライト生成度合を表すパラメータである「ＳＩ（フェライト生成指標）」が重要であることがわかった。このＳＩは、Ａｒ３と鋼板の表面の温度Ｔとの差（Ａｒ３−Ｔ）の時間変化の積分に依存する。６５０℃以下ではフェライト変態駆動力の上昇による核生成頻度の増加を考慮する必要があり、増分は６５０℃と鋼板の表面の温度Ｔとの差（６５０−Ｔ）の時間変化の積分に依存する。フェライト生成指標ＳＩは、鋼板の表面のフェライト生成量を増加させ、表面硬度の上昇を抑制して、延性や靱性を向上させるために、０．５５以上とする。ＳＩを大きくするとフェライト量が増加し、表面がほぼフェライトになるように、ＳＩを１．００以上にすることが好ましい。一方、フェライト生成指標ＳＩの上限は、２を超えると、フェライトが成長し、結晶粒が粗大化して靱性や延性が低下することがあるため、２．００以下とする。
【００２４】
以下では、フェライト生成指標ＳＩの技術的意義、算出方法について説明する。
【００２５】
熱間圧延後の制御冷却によって鋼板の表面に生成するフェライトの量は、Ａｒ３と鋼板の表面温度との差と、表面温度がＡｒ３以下の温度域に滞留する時間に影響される。ただし、６００℃未満になるとベイナイト変態が生じる可能性があるため、制御冷却の開始から６００℃以上の温度範囲の制御冷却が重要である。即ち、フェライト生成指標は、（Ａｒ３−Ｔ）の時間変化の積分値に依存し、本発明の成分組成を有する鋼の場合、制御冷却の開始から鋼板の表面温度Ｔが６００℃以上の範囲で、フェライト生成指標ＳＩ１を下記（２）式で求める。ここで、１／２０３７は、本発明の成分組成を有する鋼を用いて実験によって求めた係数である。
ＳＩ１＝∫（１／２０３７）×（Ａｒ３−Ｔ）ｄｔ    （ただし、Ｔ≧６００℃）・・・（２）
【００２６】
更に、本発明の成分組成を有する鋼の場合、鋼板の表面の温度が６５０℃以下になると、フェライト駆動力の上昇によって核生成の頻度が増加し、フェライトの生成が促進される。フェライト変態の核生成の頻度の上昇によるフェライト生成量の増加は、６５０℃と鋼板の表面温度との差と、表面温度が６５０℃以下の温度域に滞留する時間に影響される。このフェライト生成量の増加は、（６５０℃−Ｔ）の時間変化の積分値に依存し、本発明の成分組成を有する鋼の場合、制御冷却の開始から鋼板の表面温度Ｔが６００〜６５０℃の範囲で、フェライト生成量の減少を表わすフェライト生成指標ＳＩ２を下記（３）式で求める。ここで、２／２０３７は、本発明の成分組成を有する鋼を用いて実験によって求めた係数である。
ＳＩ２＝∫（２／２０３７）×（６５０−Ｔ）ｄｔ  （ただし、６００℃≦Ｔ≦６５０℃）・・・（３）
【００２７】
以上のように、上記（２）式で求めるＳＩ１と上記（３）式で求めるＳＩ２との合計が、制御冷却を行う際に、冷却時の鋼板の表面の温度履歴から求めたフェライト生成指標ＳＩである（下記（１）式）。ＳＩは、鋼板の表面の温度を測定することにより、Ａｒ３の温度差の時間変化から算出することができる。例えば、Ａｒ３の温度差を時間に対してプロットし、数値解析等によって、温度履歴を示す曲線よりも下の部分の面積としてＳＩを求めればよい。したがって、ＳＩは、一定の冷却速度で加速冷却する場合（緩冷却）に限らず、途中で冷却速度を変更する場合（多段冷却）や、加速冷却を途中で停止する場合（間欠冷却）にも適用することができる。
ＳＩ＝ＳＩ１＋ＳＩ２・・・（１）
【００２８】
また、近似的に、冷却速度が一定である場合、Ｔｄｔは（１／ＣＲ）ｄＴとなる。鋼板の表面温度Ｔが６５０℃超の温度では、冷却速度が一定の温度範囲で冷却速度ＣＲ（℃／ｓ）を用いて、（４）式によってＳＩを求めることができる。一方、鋼板の表面温度Ｔが６００〜６５０℃の温度では、（５）式によってＳＩを算出することができる。冷却速度の変化が複数回であるような、複雑な制御冷却を行う場合は、冷却速度が一定の温度範囲で、鋼板の表面温度に応じて（４）式及び（５）式でＳＩを求め、全てを合計すればよい。また、間欠冷却では、加速冷却を停止した間のＳＩを、加速冷却の停止後、直ちに復熱温度に達すると仮定して求めればよい。
ＳＩ＝［｛（１／２０３７）×（Ａｒ３−Ｔ２）２｝／ＣＲ］／２−［｛（１／２０３７）×（Ａｒ３−Ｔ１）２｝／ＣＲ］／２  （ただし、Ｔ＞６５０℃）・・・（４）
ＳＩ＝［｛（１／２０３７）×（Ａｒ３−Ｔ２）２｝／ＣＲ］／２−［｛（１／２０３７）×（Ａｒ３−Ｔ１）２｝／ＣＲ］／２＋｛（１／２０３７）×（６５０−Ｔ２）２｝／ＣＲ−｛（１／２０３７）×（６５０−Ｔ１）２｝／ＣＲ  （ただし、６００℃≦Ｔ≦６５０℃）・・・（５）
ここで、Ｔ１は冷却速度の変化が開始した時の鋼の表面温度（℃）、Ｔ２は、前記Ｔ１の冷却速度から更に冷却速度が変化した時の鋼の表面温度（℃）である（Ｔ１＞Ｔ２）。ＣＲ（℃／ｓ）は近似的に一定とみなした冷却速度であって、前記Ｔ１と前記Ｔ２との温度差を冷却に要した時間によって除して求める。冷却速度が一定である温度範囲内に６５０℃が含まれる場合は、６５０℃超と６５０℃以下で温度範囲を分割し、６５０℃超のＳＩを式（４）で、６５０℃以下のＳＩを式（５）で求めればよい。
【００２９】
次に、本発明鋼の化学成分について説明する。なお、以下の説明においては、組成における質量％は、単に％と記載する。
【００３０】
（Ｃ：０．０３〜０．２５％）
Ｃは、鋼材の焼入性を高め、炭化物を生成する元素である。本発明では、鋼材の強度を向上させるために、Ｃ量の下限を０．０３％以上とする。しかしながら、Ｃを過剰に含有させると、パ−ライト、マルテンサイト及びセメンタイトなど、硬質の第２相組織の形成量が増加して、鋼材の延性及び靱性の低下を招く。したがって、Ｃ含有量の上限を０．２５％以下とする。また、Ｃ量が多いと、鋼材の溶接性及び溶接部の靱性が劣化することがあるため、Ｃ含有量の上限を０．１５％以下にすることがより好ましい。
【００３１】
（Ｓｉ：０．００１〜０．５０％）
Ｓｉは、鋼材の脱酸元素であり、鋼材の酸素濃度を低減する目的で添加され、効果を得るためにＳｉ含有量を０．００１％以上とする。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、鋼中に高炭素マルテンサイト−オーステナイト（Ｍ−Ａ）混合物などが生成し、靱性を劣化させる。したがって、Ｓｉの含有量は、０．５０％以下に制限する。また、Ｓｉ量が多いと、スケール生成挙動が変化し、鋼の表面性状が劣化することがあるため、Ｓｉ含有量の上限は、０．３０％以下がより好ましい。一方、Ｓｉは、固溶強化元素として、強度の上昇に寄与するため、Ｓｉ含有量の下限は０．０１％以上が好ましい。
【００３２】
（Ｍｎ：０．５〜３．０％）
Ｍｎは、鋼の焼き入れ性を高め、強度向上に寄与する元素である。本発明では、鋼の強度を高めるために、Ｍｎ含有量を０．５％以上とする。また、Ｍｎ含有量のより好ましい下限は、１．０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、凝固時に生成するミクロ偏析が顕著になる。鋼材中において、添加量以上にＭｎが濃縮している部位では、焼き入れ性が高く、また溶接部靱性を劣化させるＭ−Ａ混合物を生成しやすい。そこで、本発明においては、Ｍ−Ａ混合物の生成回避の観点から、Ｍｎ含有量の上限を３．０％以下とする。また、Ｍｎ含有量のより好ましい上限は、２．５％以下である。
【００３３】
（Ｐ：０．０５０％以下）
Ｐは不純物であり、主に粒界に偏析して厚鋼板の靭性を低下させる。したがって、本発明では、Ｐの含有量の上限を０．０５０％以下に制限する。なお、鋼の靭性を高めるには、Ｐ量の上限を０．０２０％以下に制限することがより好ましい。また、Ｐ量の下限は特に限定しないが、製造コストの増加を避けるために、０．００１％以上を含有させてもよい。
【００３４】
（Ｓ：０．０５０％以下）
Ｓは不純物であり、鋼中でＭｎと結合してＭｎＳを生成する。Ｓの含有量が０．０５０％を超えると、ＭｎＳが粗大になり、熱間加工性を損なうため、上限を０．０５０％以下に制限する。また、Ｓ量のより好ましい上限は、０．０１０％以下であり、更に好ましくは、０．００５％以下に制限する。なお、鋼中に分散した微細なＭｎＳは、結晶粒の成長の抑制に有効であり、フェライト変態の生成核として作用するため、０．０００５％以上を含有させることが好ましい。
【００３５】
（Ａｌ：０．０５％以下）
Ａｌは脱酸元素であり、酸素濃度を低減する目的で添加され、効果を得るためにＡｌ含有量を０．００１％以上とする。しかし、Ａｌ含有量が０．０５％を超えると、厚鋼板の靱性及び表面性状が劣化するため、上限を０．０５％以下とする。なお、粗大な介在物の生成を抑制するには、Ａｌ含有量の上限を０．０３％以下にすることがより好ましい。また、Ａｌの含有量の下限値は特に限定しないが、結晶粒の微細化に寄与する窒化物を形成させるためには、０．０１％以上を添加することが好ましい。
【００３６】
（Ｎ：０．０１０％以下）
Ｎは不純物であり、過剰に含有すると固溶Ｎに起因して靭性が低下するため、Ｎ量の上限を０．０１０％以下に制限する。また、Ｎは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ａｌ、Ｚｒ、Ｔａ及びＨｆなどと窒化物を形成し、結晶粒の微細化に有効に作用するため、０．０００３％以上を含有させることが好ましい。また、窒化物の粗大化を抑制し、靭性を確保するには、Ｎ含有量の上限を０．００５％以下に制限することが好ましい。
【００３７】
（Ｏ：０．０１０％以下）
Ｏ（酸素）は不純物であり、介在物の粗大化を防止するために、Ｏ量の上限を０．０１０％以下に制限する。また、Ｏ含有量のより好ましい上限は、０．００２％以下である。また、Ｔｉ、Ａｌ及びＭｎ等の酸化物が鋼中に微細に分散すると、熱間圧延の再加熱時に結晶粒の成長を抑制したり、熱間圧延後の冷却時に粒内でのフェライト変態を促進する。厚鋼板の結晶粒を微細化し、鋼の強度及び靭性を向上させるには、Ｏ含有量の下限を０．０００１％以上にすることが好ましい。
【００３８】
本発明で使用する鋼には、更に、上記各成分に加えて、厚鋼板の強度や強度を向上させるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を添加することができる。
【００３９】
（Ｃｕ：２．０％以下）
Ｃｕは、焼入れ性の向上に有効であり、また、固溶強化及び析出強化によって、厚鋼板の強度を向上させる元素でもある。Ｃｕを添加し、熱処理を施すと、微細な金属Ｃｕが析出し、結晶粒の微細化や延性の劣化の抑制にも寄与する。厚鋼板の強度を上昇させるためには、Ｃｕ含有量の下限を０．００１％以上にすることが好ましい。一方、Ｃｕ含有量が過剰であると、析出強化が著しくなることから、厚鋼板の靭性を確保するためには、Ｃｕ量の上限を２．０％以下とすることが好ましい。また、Ｃｕが鋳造時に粒界に析出すると、内部割れを引き起こし、鋼片及び鋼板の表面疵が発生しやすくなるため、Ｃｕ量の上限を０．７０％以下にすることがより好ましい。また、熱間加工性等の劣化を抑制するには、Ｃｕ量の上限を０．５０％以下にすることがより好ましい。
【００４０】
（Ｎｉ：３．０％以下）
Ｎｉは、焼入れ性を高め、特に靭性を低下させることなく強度を向上させる、有用な元素である。厚鋼板の強度及び靭性を高めるには、Ｎｉ含有量の下限を０．００１％以上にすることが好ましい。一方、３．０％を超える量のＮｉを含有させても、効果が飽和するため、Ｎｉ量の上限を３．０％以下にすることが好ましい。また、合金コストの観点から、Ｎｉ量の上限は１．５０％以下がより好ましく、０．５０％以下が更に好ましい。
【００４１】
（Ｃｒ：１．０％以下）
Ｃｒは、焼入れ性を向上させる元素であり、また、炭化物、窒化物を生じ、析出強化にも寄与する。厚鋼板の強度を高めるには、Ｃｒの含有量の下限を０．００１％以上にすることが好ましい。一方、Ｃｒ量が１．０％を超えると、靭性が低下することがあるため、上限を１．０％以下にすることが好ましい。また、Ｃｒ量のより好ましい上限は、０．５０％以下である。
【００４２】
（Ｍｏ：１．０％以下）
Ｍｏは、焼入れ性を向上させる元素である。また、Ｍｏは、有用な固溶強化元素であり、炭化物を生じて析出強化にも寄与する。厚鋼板の強度を高めるには、Ｍｏ含有量を０．００１％以上にすることが好ましい。一方、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると、合金コストが上昇するため、上限を１．０％以下にすることが好ましい。なお、Ｍｏ量のより好ましい上限は、０．３０％以下である。
【００４３】
（Ｗ：２．０％以下）
Ｗは、Ｍｏと同様、焼入れ性の向上、固溶強化及び析出強化に寄与する元素である。厚鋼板の強度を向上させるには、Ｗ含有量を０．００１％以上にすることが好ましい。この含有量未満では、析出強化に寄与することができず、十分な強度が確保できない。一方、Ｗ含有量が２．０％を超えると、合金コストが上昇するため、上限を２．０％以下にすることが好ましい。なお、Ｗ量のより好ましい上限は、０．３０％以下である。
【００４４】
（Ｔｉ：０．０５％以下）
Ｔｉは、炭化物、窒化物を形成する元素である。これらの析出物を利用して結晶粒を微細化するには、０．０００１％以上のＴｉを添加することが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．０５％を超えると、厚鋼板の靭性が低下することがあるため、上限は０．０５％以下が好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０３％以下、更に好ましくは０．０２％以下とする。
【００４５】
（Ｎｂ：０．０５％以下）
Ｎｂは、Ｔｉと同様、炭化物、窒化物を形成する元素である。これらの析出物を利用して結晶粒を微細化するには、０．０００１％以上のＮｂを添加することが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．０５％を超えると、厚鋼板の靭性が低下することがあるため、上限は０．０５％以下が好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０３％以下、更に好ましくは０．０２％以下とする。
【００４６】
（Ｖ：０．３０％以下）
Ｖは、Ｔｉ、Ｎｂと同様、炭化物、窒化物を形成する元素であり、結晶粒を微細化するには、０．０００１％以上のＶを添加することが好ましい。一方、Ｖ含有量が０．３０％超になると、厚鋼板の靭性が低下することがあるため、上限は０．３０％以下が好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．１０％以下、更に好ましくは０．０５％以下とする。
【００４７】
（Ｂ：０．００２％以下）
Ｂは、微量の添加で、厚鋼板の焼き入れ性を著しく向上させる元素である。厚鋼板の強度を高めるには、０．０００１％以上の添加が好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００３％以下とする。一方、Ｂ含有量が０．００２％を超えると、過剰に焼入れ性が向上して靭性を損なうことがあるため、Ｂ量の上限を０．００２％以下にすることが好ましい。
【００４８】
更に、本発明で使用する鋼には、上記各成分に加えて、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｃａからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を添加してもよい。
【００４９】
（Ｚｒ：０．３０％以下）
Ｚｒは、炭化物、窒化物を形成する元素であり、脱酸剤としても有効である。厚鋼板の結晶粒を微細化するには、０．０００１％以上のＺｒを添加することが好ましい。一方、Ｚｒの含有量が０．３０％を超えると、厚鋼板の靱性及び表面性状が劣化することがある。したがって、Ｚｒの含有量の上限は、０．３０％以下が好ましい。Ｚｒ含有量は、より好ましくは０．１０以下、更に好ましくは０．０５％以下とする。
【００５０】
（Ｈｆ：０．３０％以下）
Ｈｆは、Ｚｒと同様、炭化物、窒化物を形成する元素であり、脱酸剤としても有効である。厚鋼板の結晶粒を微細化するには、０．０００１％以上のＨｆを添加することが好ましい。一方、Ｈｆの含有量が０．３０％を超えると、厚鋼板の靱性及び表面性状が劣化することがあるため、上限を０．３０％以下にすることが好ましい。Ｈｆ含有量は、より好ましくは０．１０％以下、更に好ましくは０．０５％以下とする。
【００５１】
（Ｔａ：０．３０％以下）
Ｔａは、Ｚｒ及びＨｆと同様、炭化物、窒化物を形成する元素であり、脱酸剤としても有効である。厚鋼板の結晶粒を微細化するには、０．０００１％以上のＴａの添加が好ましい。一方、Ｔａの含有量が０．３０％を超えると、厚鋼板の靱性及び表面性状が劣化することがあるため、上限は０．３０％以下が好ましい。Ｔａ含有量は、より好ましくは０．１０％以下、更に好ましくは０．０５％以下とする。
【００５２】
（ＲＥＭ：０．１０％以下）
ＲＥＭは、硫化物等、介在物の形態の制御に有効な元素であり、熱間加工性の向上に寄与する。また、微細な酸化物を生じ、結晶粒やＨＡＺの粒径の粗大化の防止に有効である。厚鋼板の靭性を向上させるには、０．０００１％以上のＲＥＭを添加することが好ましい。一方、ＲＥＭを過剰に添加すると、介在物が粗大化し、靭性が損なわれることがあるため、ＲＥＭの含有量を０．１０％以下にすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．０５％以下、更に好ましくは０．０２％以下とする。
【００５３】
（Ｍｇ：０．０２％以下）
Ｍｇは、ＲＥＭと同様、硫化物等、介在物の形態の制御に有効な元素である。特に、Ｍｇは、微細な酸化物を生じ、ピン止め効果に加えて、粒内でのフェライト変態を促進するため、結晶粒やＨＡＺの粒径の粗大化の防止に極めて有効である。厚鋼板の靭性を向上させるには、０．０００１％以上のＭｇを添加することが好ましい。一方、Ｍｇを過剰に添加すると介在物が粗大化し、靭性が損なわれることがあるため、含有量の上限を０．０２％以下にすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．０１％以下とする。
【００５４】
（Ｃａ：０．０２％以下）
Ｃａは、Ｍｇ及びＲＥＭと同様、硫化物等、介在物の形態の制御に有効な元素である。特に、Ｃａは、粗大なＭｎＳの生成を抑制し、硫化物の形態の制御に有効である。一方、Ｃａを過剰に添加すると、介在物が粗大化し、靭性が損なわれることがあるため、含有量の上限を０．０２％以下にすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０１％以下とする。
【００５５】
また、本発明で使用する鋼の上記各成分以外の成分は、Ｆｅ及び不純物である。ここで、不純物とは、厚鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。ただし、本発明においては、不純物のうち、Ｐ、Ｓ、Ｎ及びＯについては、上述のように、上限を規定する必要がある。
【００５６】
次に、本発明の厚鋼板の製造工程及び製造条件について説明する。
【００５７】
本発明の厚鋼板は、鋼を溶製し、組成を調整した後、鋳造し、熱間圧延を施し、制御冷却を行って製造する。鋼を溶製し、鋳造して得られた鋼片を室温まで冷却することなくそのまま熱間圧延してもよく、鋳造後に、鋼片を、一旦、Ａｒ３以下、更には室温まで冷却し、Ａｃ３（加熱時にフェライトからオーステナイトへの変態が開始する温度）以上に再加熱して熱間圧延してもよい。鋼片の組織を微細にするには、鋳造後、室温まで冷却して再加熱することが好ましい。Ａｃ３及びＡｒ３は、熱膨張試験によって、加熱及び冷却による変態に伴う体積の膨張及び収縮が生じる温度を測定し、求めることができる。
【００５８】
熱間圧延の後、表面温度がＡｒ３以上の温度から制御冷却を開始する。制御冷却は、冷却速度が速いほど好ましく、水冷が望ましい。放冷から、ファン冷却、ミスト冷却、水冷などにより、冷却速度が高くなるに従って、一般に、鋼の金属組織は、比較的に粗粒のフェライト、細粒フェライト、ベイナイト、マルテンサイトへと変化する。制御冷却では、ＳＩを調整するため、冷却速度を制御して１回の中間速度冷却を行ってもよく、一旦、冷却を停止し、表面の温度を復熱させる間欠冷却を採用してもよい。また、間欠冷却では、冷却の停止を２回以上行ってもよい。
【００５９】
（熱間圧延の加熱温度：Ａｃ３〜１３００℃）
鋼片の温度をＡｒ３以下に冷却した場合は、鋼片の金属組織をオ−ステナイト単相にするため、加熱温度をＡｃ３以上にする必要がある。音響異方性を向上させるために高温で熱間圧延を終了することが好ましく、熱間圧延の加熱温度を９００℃以上とすることが好ましい。更に、熱間圧延の終了温度を高くするには、熱間圧延の加熱温度を９５０℃以上にすることがより好ましい。一方、熱間圧延の加熱温度が１３００℃を超えると、鋼片の組織が著しく粗大となり、鋼板の結晶粒の微細化が困難になるため、熱間圧延の加熱温度の上限を１３００℃以下とする。なお、加熱温度は、加熱炉内の温度であり、鋼片の中心部がこの温度に加熱されるものとする。
【００６０】
（熱間圧延終了温度（表面温度）：Ａｒ３〜１１００℃）
熱間圧延の終了温度の下限は、金属組織がオーステナイト単相である温度で熱間圧延を終了させるため、Ａｒ３以上とする。また、熱間圧延の終了温度の下限は、より好ましくは９００℃以上とする。これは、圧延の生産性を低下させる低温での制御圧延を回避し、鋼板の音響異方性を損なう圧延異方性の発現を抑制するためである。また、異方性の観点からは、オーステナイトの未再結晶温度以上で圧延を終了することが好ましい。未再結晶状態での圧延を回避するためには、９５０℃以上で熱間圧延を終了することがより好ましい。一方、細粒化の観点からは圧延温度は低い方がよいので、熱間圧延の終了温度の上限を１１００℃以下とする。また、熱間圧延の終了温度のより好ましい上限は、１０００℃以下である。
【００６１】
（制御冷却開始温度（表面温度）：Ａｒ３以上）
表面温度がＡｒ３未満から制御冷却を開始すると、冷却開始前に粗大なフェライトが生成し、鋼板の強度が低下し、靱性も劣化するため、制御冷却の開始温度は表面温度でＡｒ３以上とする。制御冷却の開始温度の上限は特に定めず、熱間圧延の終了後、直ちに制御冷却を開始してもよい。ただし、高温で制御冷却を開始すると、制御冷却を停止した際に板厚中心部と鋼板表面との温度差が大きくなる。したがって、表面の温度を６００℃以上に保持してフェライトを生成させ、かつ、板厚中心部の終了温度を低下させて強度を確保するために、１０００℃以下で制御冷却を開始することが好ましい。
【００６２】
（板厚方向の平均冷却速度：３〜５０℃／ｓ）
本発明では、熱間圧延後の鋼板の結晶粒を微細化するため、制御冷却を実施する。制御冷却のうち、加速冷却は、通常、水冷で行うが、十分な細粒化の効果が得られる板厚方向の平均冷却速度として３℃／ｓ以上を下限とする。また、制御冷却の板厚方向の平均冷却速度の下限は、より微細なフェライトを安定的に生成させるために、５℃／ｓ以上にすることがより好ましい。より好ましくは１５℃／ｓ以上とする。本発明では、制御冷却の終了後、放冷する間にもフェライト変態が生じるため、制御冷却の板厚方向の平均冷却速度の上限は、工業的規模で実現可能なレベルとして５０℃／ｓ以下とする。制御冷却の板厚方向の平均冷却速度の上限は、３０℃／ｓ以下であってもよい。板厚方向の平均冷却速度は、板厚方向の平均温度の変化及び所要時間から算出する。なお、板厚方向の平均温度（鋼板表面から板厚中央部にかけての平均温度）は、鋼板表面の温度を基にしたシミュレーション計算などによって求める。即ち、制御冷却を開始する時の板厚方向の温度分布から平均温度を求め、制御冷却を終了した時の板厚方向の温度分布から平均温度を求め、これらの温度差を所要時間によって除して求める。
【００６３】
制御冷却による鋼板の表面の硬化を抑制するために、鋼板の表面の冷却速度を制御してもよい。特に、制御冷却を終了する直前の表面の加速冷却の冷却速度（ただし、近似的に一定の冷却速度）は、フェライト生成の制御や細粒化の観点から、３℃／ｓ以上にすることが好ましい。より好ましくは５℃／ｓ以上である。また、制御冷却を終了する直前の加速冷却の表面の冷却速度は、工業的規模で実現可能なレベルとして、最も速い場合でも、２００℃／ｓを超えることはない。ここで、加速冷却とは、空冷よりも冷却速度が速い冷却であって、上述のファン冷却、ミスト冷却、水冷などによる冷却である。
【００６４】
（制御冷却の終了温度（板厚方向の平均温度）：４５０〜６７５℃）
板厚方向平均の冷却終了温度は、６７５℃を超えると、粗大フェライトが増加し、鋼板の強度や靱性が低下する。好ましくは板厚方向平均の冷却終了温度を６００℃以下とする。強度を高めるためには、板厚方向平均の冷却終了温度は低い方が好ましい。一方、板厚方向平均の冷却終了温度が４５０℃未満になると、ベイナイト量の増加や、マルテンサイトの生成によって延性や靱性が低下する。延性や靱性を高めるためには、板厚方向平均の冷却終了温度は高い方が好ましい。
【００６５】
板厚方向平均の冷却終了温度は、引張強度のレベルに応じて適正な範囲が異なっている。引張強度が４９０Ｎ／ｍｍ２級の鋼板の場合、強度が過剰に高くならないように、板厚方向平均の冷却終了温度を５５０℃以上にすることが好ましい。引張強度が５７０Ｎ／ｍｍ２級の鋼板の場合は、延性や靱性を確保するために、板厚方向平均の冷却終了温度を、好ましくは６００℃以下、より好ましくは５５０℃未満とする。
【００６６】
（制御冷却の終了温度（表面温度）：３５０〜６７５℃）
表面の冷却終了温度は、微細なフェライトを生成させるために６７５℃以下とする。強度を高めるためには、適正なベイナイトが生成するように、表面の冷却終了温度を低くすることが好ましい。一方、表面の冷却終了温度が３５０℃未満になると、ベイナイト量の増加や、マルテンサイトの生成によって鋼板の表面が硬化し、延性や靱性が低下する。
【００６７】
表面の冷却終了温度も、引張強度のレベルに応じて適正な範囲が異なっている。引張強度が４９０Ｎ／ｍｍ２級の鋼板の場合、強度が過剰に高くならないように、表面の冷却終了温度を４５０℃以上にすることが好ましい。引張強度が５７０Ｎ／ｍｍ２級の鋼板の場合は、延性や靱性を確保するために、表面の冷却終了温度を、好ましくは６００℃以下、より好ましくは５７５℃以下とする。
【実施例】
【００６８】
以下、本発明に係る音響異方性が小さく延性に優れた厚鋼板の製造方法の実施例を挙げ、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限定されるものではなく、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含まれるものである。
【００６９】
表１に示す組成の鋼を常法で溶製し、鋳造し、得られた鋼片を再加熱し、熱間圧延及び制御冷却を施した後、そのまま室温まで空冷し、鋼板を製造した。熱間圧延及び制御冷却は、表２、表４、表５、表８、表９、表１１及び表１２に示した条件で行った。表２は、加速冷却（水冷）を途中で停止せず、制御冷却を終了した例であり、その他は、加速冷却（水冷）を途中で、１回以上、停止した例である。
【００７０】
得られた鋼板の引張特性（降伏応力ＹＳ、引張強度ＴＳ、均一伸びｕＥＬ、全伸びＥＬ）を、各鋼板から採取した５号試験片を用いて、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して評価した。また、各鋼板から、Ｖノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠してシャルピー試験を行い、靱性（延性−脆性破面遷移温度ｖＴｒｓおよび０℃における吸収エネルギーｖＥ０）を評価した。また、溶接入熱を７ＫＪ／ｍｍ相当としてサブマージアーク溶接したときの溶接熱影響部の靱性（シャルピー試験の−４０℃における吸収エネルギーｖＥ−４０）をＪＩＳ  Ｚ  ３１２８に準拠して評価した。
【００７１】
また、母材の板厚方向硬度分布は、１０ｋｇビッカース硬度計により表面下１ｍｍの硬度と板厚方向中心部の硬度差ΔＨｖを測定した。更に、音響異方性（圧延方向と幅方向の音速比）も、超音波測定装置を用いて測定した。
【００７２】
結果を表３、表６、表７、表１０及び表１３に示す。
【００７３】
【表１】
0006736959.tif 000002
【００７４】
【表２】
0006736959.tif 000003
【００７５】
【表３】
0006736959.tif 000004
【００７６】
【表４】
0006736959.tif 000005
【００７７】
【表５】
0006736959.tif 000006
【００７８】
【表６】
0006736959.tif 000007
【００７９】
【表７】
0006736959.tif 000008
【００８０】
【表８】
0006736959.tif 000009
【００８１】
【表９】
0006736959.tif 000010
【００８２】
【表１０】
0006736959.tif 000011
【００８３】
【表１１】
0006736959.tif 000012
【００８４】
【表１２】
0006736959.tif 000013
【００８５】
【表１３】
0006736959.tif 000014
【００８６】
表１〜１３から明らかなように、本発明の範囲内で製造した本発明例の厚鋼板は、母材の強度及び靭性、溶接熱影響部の靭性のいずれの特性も優れている。これに対して、本発明で規定する各成分や条件の範囲外で製造した比較例の厚鋼板は、強度や延性、靱性又は音響異方性のいずれかが低下する結果となった。これらの結果から、上述した知見を確認することができ、また、上述した各鋼成分の限定の根拠を裏付けることが可能となる。従って、本発明の厚鋼板の製造方法により、音響異方性が小さく、延性に優れた、引張強度が４９０Ｎ／ｍｍ２級以上の厚鋼板を高効率で製造することが可能であることが明らかである。