(57)【要約】【課題】  引張強さ590MPa以上の高強度を有し、かつ強度−靭性バランスに優れ、かつ板厚方向特性が均質である高強度高靭性厚鋼板の製造方法を提案する。【解決手段】  質量％で、Ｃ：0.01〜0.20％、Si：0.01〜0.60％、Mn：0.50〜2.50％、Ｐ：0.020％以下、Ｓ：0.0070％以下、sol.Al：0.001〜0.100％を含有する鋼素材をオーステナイト単相組織となる温度域に加熱した後、圧延終了温度をＡr3変態点以上とする熱間圧延を施し、ついで、マルテンサイト生成臨界冷却速度CRM以上で、Ｍs点〜300℃の焼入れ停止温度まで焼入れ冷却し、焼入れ冷却停止後、１〜60ｓ間、（焼入れ冷却停止温度±50℃）の温度域に保持し室温まで空冷するか、あるいは該温度域の温度に保持した後、直ちに１℃／ｓ以上の加熱速度で450℃以上Ａc１変態点以下まで急速加熱したのち直ちに、空冷する焼戻し処理を施す。さらに、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｂの１種以上、Ti、Ｖ、Nbのうちの１種以上、Ca、REMのうちの１種以上、のうちの１群以上を含有してもよい。【選択図】    なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.01〜0.20％、                    Si：0.01〜0.60％、
Mn：0.50〜2.50％、                    Ｐ：0.020％以下、
Ｓ：0.0070％以下、                sol.Al：0.001〜0.100％
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を加熱したのち、圧延終了温度をＡr３変態点以上の温度域とする熱間圧延を施して厚鋼板とし、引き続いて、該厚鋼板をＡr３変態点以上の温度域から、下記（１）式で定義されるマルテンサイト生成臨界冷却速度CRＭ以上の冷却速度でマルテンサイト変態開始温度以下300℃以上の温度域の焼入れ冷却停止温度まで冷却し、ついで焼入れ冷却停止直後から１〜60ｓ間、該厚鋼板の温度を（焼入れ冷却停止温度±50℃）の温度域の温度に保持し、その後室温まで空冷することを特徴とする高強度高靭性厚鋼板の製造方法。
記
log CRＭ＝2.94−0.75β        ………（１）
ここで、β＝2.7Ｃ＋0.4Si＋Mn＋0.45Ni＋0.8Cr＋２Mo（Ｂ≧0.0005質量％の場合）
＝2.7Ｃ＋0.4Si＋Mn＋0.45Ni＋0.8Cr＋Mo  （Ｂ＜0.0005質量％の場合）
CRＭ：マルテンサイト生成臨界冷却速度（℃／ｓ）
Ｃ、Si、Mn、Ni、Cr、Mo：各元素の含有量（質量％）
【請求項２】
前記（焼入れ冷却停止温度±50℃）の温度域の温度に保持した後、直ちに１℃／ｓ以上の加熱速度で450℃以上Ａc１変態点以下の焼戻し温度まで急速加熱したのち、空冷する焼戻し処理を施すことを特徴とする請求項1に記載の高強度高靭性厚鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記組成に加えてさらに、下記Ａ〜Ｃ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度高靭性厚鋼板の製造方法。
記
Ａ群：質量％で、Cu：0.10〜1.00％、Ni：0.10〜5.00％、Cr：0.10〜0.80％、Mo：0.01〜0.80％、Ｂ：0.0002〜0.0025％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ群：質量％で、Ti：0.03％以下、Ｖ： 0.100％以下、Nb：0.050％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃ群：質量％で、Ca：0.010％以下、REM：0.020％以下のうちから選ばれた１種または２      種
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、船舶、海洋構造物、建設機械、建築構造物、橋梁、タンク、パイプライン、ペンストックなどの溶接鋼構造物用として好適な、高強度高靭性厚鋼板の製造方法に係り、とくに強度−靭性バランスの向上、板厚方向特性の均質性向上に関する。なお、本発明でいう「高強度」とは、引張強さ590MPa以上の強度をいうものとする。また、本発明でいう「厚鋼板」とは、板厚２mm以上の鋼板をいうものとする。
【背景技術】
【０００２】
一般に、鋼板の強度が増加するにしたがい、低温靭性は低下する傾向にある。とくに、引張強さが590MPa以上の高強度鋼板において、良好な低温靭性を具備させることは容易ではない。引張強さ590MPa以上の高強度厚鋼板は、従来からオーステナイト温度域に再加熱したのち焼入れする再加熱焼入れ処理により製造されてきた。
【０００３】
最近、例えば、特許文献１には、熱間圧延後直ちに焼入れる直接焼入れ処理による高強度厚鋼板の製造方法が提案されている。しかしながら、良好な靭性を得るためには、再加熱焼入れ処理による場合も、直接焼入れ処理による場合もいずれも、焼入れ時に生成したマルテンサイトの硬度を低下させて靭性を回復させるための焼戻し処理を行う必要があり、生産性、製造コスト、工期等の点で問題を残していた。
【０００４】
これらの問題点を解決する方法として、例えば、特許文献２には、Ｃ、Si、Mn、Cr、Ti、Ｂ、Al、Ｎ量を適正量に調整した鋼素材を、900℃以下の温度域で累積圧下率50％以上の熱間圧延を施したのち、直ちにＡr３点以上の温度から焼入れを開始し、（Ｍs点＋100℃）〜（Ｍs点−250℃）の温度域で焼入れを停止し、表層部をマルテンサイト組織とする、靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材の製造方法が記載されている。特許文献２に記載された技術は、焼入れをＭs点を挟む温度域の温度で停止して、表層部をマルテンサイト単相組織とし、内層部を下部ベイナイトとマルテンサイトの混合組織とするものである。特許文献２に記載された技術によれば、焼戻し処理を行うことなく、高強度で高靭性を有する厚鋼板を製造できるとしている。しかしながら、この技術では、板厚方向の硬さ分布にばらつきが生じて板厚方向材質の均質性が劣るとともに、マルテンサイト単相となる表層部の靭性が低下するなどの問題があった。
【０００５】
また、例えば、特許文献３には、1000〜900℃の温度範囲で累積圧下率が50％以上の熱間圧延を施し、引き続き900℃未満810℃以上の未再結晶γ域で、１パスあたりの圧下率が10％未満の軽圧下圧延により累積圧下率を10〜30％としたのち、直ちに焼入れをし、その後焼戻しを行う、板厚方向の均質性に優れた溶接用超高張力鋼板の製造方法が提案されている。しかし、特許文献３に記載された技術では、板厚方向の均質性は向上するが、焼入れ後の焼戻しを必須としており、工程が複雑かつ長期化するため、生産性、製造コストの観点から問題を残していた。
【特許文献１】特開平２−27407号公報
【特許文献２】特開2002−80930号公報
【特許文献３】特公平６−70248号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、引張強さ590MPa以上の高強度を有し、かつ強度−靭性バランスに優れ、板厚方向特性が均質である高強度高靭性厚鋼板を、高能率でかつ安価に製造できる、高強度高靭性厚鋼板の製造方法を提案することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者らは、上記した課題を達成するために、引張強さ590MPa以上の強度レベルにおいて、低温靭性に及ぼす各種要因について鋭意検討した。その結果、オーステナイト域温度から特定冷却速度で焼入れ冷却し、Ｍs点以下の特定温度域で焼入れ冷却を停止したのち、（焼入れ停止温度±50℃）の温度域で短時間保持すること、あるいはさらに該温度域から適正加熱速度で所定の焼戻し温度まで急速加熱する焼戻し処理を施すことにより、組織が表層部、中心部などの板厚位置によらず焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織となり、強度−靭性バランスが向上し、板厚方向特性が均質化するという知見を得た。
【０００８】
低炭素（Ｃ：0.01〜0.20質量％）鋼では、焼入れ冷却時にオーステナイトが変態して、ラス状組織を形成する。この際、ラス間にＣの濃縮が起こり未変態オーステナイト（γ）フイルムが残留しやすく、靭性に有害な針状の島状マルテンサイト（Martensite-Austenite constituent）（以下、ＭＡともいう）を形成しやすい。
【０００９】
本発明者らは、Ｍs点以下の特定温度域で焼入れ冷却を停止し、（焼入れ停止温度±50℃）の温度域で短時間保持した後、空冷すると、焼入れ冷却時に生成したマルテンサイトが焼戻されることに加えて、下部ベイナイトが微細でかつ多量に生成するため、ＭＡの生成量は少なくなり、靭性が向上することを見いだした。
【００１０】
また、本発明者らは、Ｍs点以下の特定温度域で焼入れ冷却を停止し、（焼入れ停止温度±50℃）の温度域で短時間保持した後、該温度域から適正加熱速度で所定の焼戻し温度まで急速加熱する焼戻し処理を施すことにより、強度の低下が少なく、かつ靭性が向上することを知見した。
【００１１】
一方、焼入れ冷却をＭs点より高い温度で停止すると、下部ベイナイト変態だけでなく上部ベイナイト変態が生じるため、上部ベイナイトのラス間に長く伸びた針状のＭＡあるいは塊状のＭＡが形成されやすく、そのため靭性が劣化する。
【００１２】
このように、本発明者らは、Ｍs点以下の特定温度域で焼入れ冷却を停止し、（焼入れ停止温度±50℃）の温度域で短時間保持した後、空冷するか、あるいはさらに該温度域から適正加熱速度で所定の焼戻し温度まで急速加熱する焼戻し処理を施すことにより、島状マルテンサイト相の生成をより少なくでき、さらに、微細な下部ベイナイト相を高分率で得ることができ、高強度でかつ高靭性を有する厚鋼板の製造が可能となることを知見した。本発明は、このような知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.01〜0.20％、Si：0.01〜0.60％、Mn：0.50〜2.50％、                    Ｐ：0.020％以下、Ｓ：0.0070％以下、sol.Al：0.001〜0.100％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を加熱したのち、圧延終了温度をＡr３変態点以上の温度域とする熱間圧延を施して厚鋼板とし、引き続いて、該厚鋼板をＡr３変態点以上の温度域から、次（１）式
log CRＭ＝2.94−0.75β        ………（１）
（ここで、β＝2.7Ｃ＋0.4Si＋Mn＋0.45Ni＋0.8Cr＋２Mo（Ｂ≧0.0005質量％の場合）、β＝2.7Ｃ＋0.4Si＋Mn＋0.45Ni＋0.8Cr＋Mo  （Ｂ＜0.0005質量％の場合）、CRＭ：マルテンサイト生成臨界冷却速度（℃／ｓ）、Ｃ、Si、Mn、Ni、Cr、Mo：各元素の含有量（質量％））
で定義されるマルテンサイト生成臨界冷却速度CRＭ以上の冷却速度でマルテンサイト変態開始温度以下300℃以上の温度域の焼入れ冷却停止温度まで焼入れ冷却し、ついで焼入れ冷却停止直後から１〜60ｓ間、該厚鋼板の温度を（焼入れ冷却停止温度±50℃）の温度域の温度に保持し、その後室温まで空冷することを特徴とする高強度高靭性厚鋼板の製造方法。
（２）（１）において、前記（焼入れ冷却停止温度±50℃）の温度域の温度に保持した後、直ちに１℃／ｓ以上の加熱速度で450℃以上Ａc１変態点以下の焼戻し温度まで急速加熱したのち、空冷する焼戻し処理を施すことを特徴とする高強度高靭性厚鋼板の製造方法。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、次Ａ〜Ｃ群
Ａ群：質量％で、Cu：0.10〜1.00％、Ni：0.10〜5.00％、Cr：0.10〜0.80％、Mo：0.01〜0.80％、Ｂ：0.0002〜0.0025％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ群：質量％で、Ti：0.03％以下、Ｖ：0.100％以下、Nb：0.050％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃ群：質量％で、Ca：0.010％以下、REM：0.020％以下のうちから選ばれた１種または２      種
のうちから選ばれた１群または２群以上を含有することを特徴とする高強度高靭性厚鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、引張強さ590MPa以上の高強度を有し、かつ強度−靭性バランスに優れ、板厚方向特性が均質である高強度高靭性厚鋼板を、高能率でかつ安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明により得られた高強度厚鋼板は、熱加工精度の信頼性が高いという効果もある。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
本発明で使用する鋼素材の組成限定理由についてまず説明する。以下、組成における質量％は単に％で記す。
【００１５】
Ｃ：0.01〜0.20％
Ｃは、鋼の強度を増加する元素であり、所望の高強度とするためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.20％を超えて含有すると溶接性が劣化し、溶接割れが生じやすくなるとともに、母材靭性およびHAZ靭性が低下する。このため、Ｃは0.01〜0.20％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.02〜0.16％である。
【００１６】
Si：0.01〜0.60％
Siは、脱酸剤として作用し、さらに固溶強化により鋼材の強度を増加させる元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とするが、0.60％を超える含有は、HAZ靭性を著しく劣化させる。このため、Siは0.01〜0.60％の範囲とした。なお、好ましくは、0.05〜0.20％である。
【００１７】
Mn：0.50〜2.50％
Mnは、鋼の焼入れ性を高めるとともに、靭性を向上させる作用を有する元素であり、本発明では、0.50％以上の含有を必要とするが、2.50％を超える含有は、溶接性を劣化させる恐れがある。このため、本発明では、Mnは0.50〜2.50％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.80〜2.50％である。
【００１８】
Ｐ：0.020％以下
Ｐは、固溶強化により強度を増加させる元素であるが、靭性、溶接性を劣化させるため、本発明ではできるだけ低減することが好ましいが、0.020％までの含有は許容できる。このため、Ｐは0.020％以下に限定した。なお、好ましくは0.017％以下である。また、極端なＰの低減は溶製コストの高騰を招くため、本発明では、0.008％以上とすることが好ましい。
【００１９】
Ｓ：0.0070％以下
Ｓは、鋼中では硫化物として存在し、延性を低下させる作用を示す元素である。このため、Ｓはできるだけ低減することが望ましいが、0.0070％までは許容できる。なお、好ましくは0.0030％以下である。極端なＳの低減は溶製コストの高騰を招くため、本発明では0.0005％以上とすることが好ましい。
【００２０】
sol.Al：0.001〜0.100％
Alは、製鋼時の脱酸剤として作用し、本発明では、0.001％以上の含有を必要とするが、0.100％を超える含有は、靭性の低下を招く。このため、sol.Alは0.001〜0.100％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.060％以下である。
【００２１】
上記した基本組成に加えて、本発明では、さらに次Ａ〜Ｃ群
Ａ群：質量％で、Cu：0.10〜1.00％、Ni：0.10〜5.00％、Cr：0.10〜0.80％、Mo：0.01〜0.80％、Ｂ：0.0002〜0.0025％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ群：質量％で、Ti：0.03％以下、Ｖ：0.100％以下、Nb：0.050％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃ群：質量％で、Ca：0.010％以下、REM：0.020％以下のうちから選ばれた１種または２      種
のうちから選ばれた１群または２群以上を含有することもできる。
【００２２】
Ａ群のCu、Ni、Cr、Mo、Ｂは、いずれも鋼の焼入れ性をより向上させる元素であり、必要に応じ選択して１種または２種以上を含有できる。
【００２３】
Cu：0.10〜1.00％
Cuは、焼入れ性をより向上させる作用を有する。0.10％未満の含有では、このような効果を期待することができず、一方、1.00％を超える含有は熱間脆性を引き起こす危険性が増大する。このため、Cuは0.10〜1.00％に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、0.10〜0.30％である。
【００２４】
Ni：0.10〜5.00％
Niは、鋼の焼入れ性をより向上させるとともに、靭性をも向上させる作用を有する。このような効果は、0.10％以上の含有で認められるが、5.00％を超える含有は、製造コスト上昇を招く傾向になる。このため、Niは0.10〜5.00％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、0.20〜2.00％である。
【００２５】
Cr：0.10〜0.80％
Crは、鋼の焼入れ性を向上させる安価な元素であり、このような効果は0.10％以上の含有で認められるが、0.80％を超える含有は、溶接性および靭性を劣化させる。このため、Crは0.10〜0.80％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、0.20〜0.80％である。
【００２６】
Mo：0.01〜0.80％
Moは、鋼の焼入れ性をより向上させる作用を有する元素であり、このような効果は0.01％以上の含有で認められるが、0.80％を超える含有は、溶接性および靭性を劣化させる。このため、Moは0.01〜0.80％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、0.10〜0.60％である。
【００２７】
Ｂ：0.0002〜0.0025％
Ｂは、少量で鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、このような効果は0.0002％以上の含有で認められるが、0.0025％を超えて含有すると、却って焼入れ性が低下する。このため、Ｂは0.0002〜0.0025％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0005〜0.0020％である。
【００２８】
Ｂ群の、Ti、Ｖ、Nbはいずれも炭化物および／または窒化物の形成を介して強度増加に影響する元素であり、必要に応じ選択して１種または２種以上を含有できる。
【００２９】
Ti：0.03％以下
Tiは、鋼中のＮと結合しTiNを形成し、結晶粒の粗大化を抑制してHAZ靭性の向上に寄与するとともに、固溶Ｎを減少させ、Ｂの焼入れ性向上効果を確保する作用を有する。このような効果は、0.005％以上の含有で認められるが、0.03％を超えて含有すると、TiNが粗大化し、γ粒の微細化効果が消滅し、靭性が劣化する。このため、Tiは0.03％以下に限定することが好ましい。
【００３０】
Ｖ：0.100％以下
Ｖは炭化物または窒化物として析出し、析出硬化により鋼の強度を増加させる作用を有する。このような効果は0.005％以上の含有で認められるが、0.100％を超えて含有すると、溶接性が劣化する。このため、Ｖは0.100％以下の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、0.010〜0.060％である。
【００３１】
Nb：0.050％以下
Nbは、熱間圧延時のオーステナイト粒の再結晶を抑制して、熱間圧延によるオーステナイト粒の展伸を容易にし、フェライトを微細化させて強度、靭性を向上させる作用を有する。このような効果は、0.003％以上の含有で顕著となるが、0.050％を超える含有は、溶接性およびHAZ靭性を劣化させる。このため、Nbは0.050％以下の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、0.010〜0.030％である。
【００３２】
Ｃ群のCa、REMはいずれも、硫化物形成元素であり、硫化物を球状化し延性を向上させる元素であり、必要に応じ選択し、１種または２種を含有できる。このような効果は、Ca：0.001％以上、REM：0.001％以上の含有で顕著となるが、Ca：0.010％、REM：0.020％を超える含有は靭性を劣化させる。このため、Ca：0.010％以下、REM：0.020％以下に限定することが好ましい。
【００３３】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。
【００３４】
上記した組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉等の通常の溶製手段で溶製し、連続鋳造法または造塊−分塊法等の通常の鋳造法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、溶製方法、鋳造法については上記した方法に限定されるものではない。
【００３５】
鋼素材は、オーステナイト単相組織となる温度に加熱される。
【００３６】
鋼素材の加熱温度は、鋼素材をオーステナイト化するため、好ましくは1050〜1250℃とする。鋼素材の加熱温度が1050℃未満では、熱間変形抵抗が高すぎて１回あたりの圧下率を高く採れず、生産性が低下する。また、Ｖ、Nb等の析出物形成元素を含有する場合には、これら元素が十分にオーステナイト中に固溶せず、これら元素の効果を十分に発揮することが困難となる。一方、加熱温度が1250℃を超えると、結晶粒が粗大化するとともに、スケールロス量の増加や炉の改修頻度の増加を招く。このため、鋼素材の加熱温度は1050〜1250℃の範囲に限定した。
【００３７】
加熱された鋼素材は、圧延終了温度をＡr３変態点以上の温度域の温度とする熱間圧延を施され、厚鋼板とされる。圧延終了温度がＡr３変態点未満の温度では、圧延中にフェライトが析出し、その後に焼入れ処理を行っても所望の組織が得られず、所望の強度を確保できなくなる。なお、Ａr３変態点以上の温度域での累積圧下率は30％以上とすることが好ましい。累積圧下率が30％未満では、十分なオーステナイト粒の微細化が達成できない。
【００３８】
熱間圧延終了後、厚鋼板は、Ａr３変態点以上の温度域から焼入れ冷却される。焼入れ冷却の開始温度が、Ａr３変態点未満では、焼入れ冷却開始時の組織がオーステナイト単相ではなく、一部フェライト等への変態が開始していることになり、焼入れ処理を施してもマルテンサイト量が少なく所望の強度を確保することができなくなる。
【００３９】
また、焼入れ冷却の冷却速度は、マルテンサイト生成臨界冷却速度CRＭ以上の冷却速度とする。なお、本発明でいうマルテンサイト生成臨界冷却速度CRＭは次（１）式
log CRＭ＝2.94−0.75β        ………（１）
ここで、β＝2.7Ｃ＋0.4Si＋Mn＋0.45Ni＋0.8Cr＋２Mo（Ｂ≧0.0005質量％の場合）、β＝2.7Ｃ＋0.4Si＋Mn＋0.45Ni＋0.8Cr＋Mo  （Ｂ＜0.0005質量％の場合）、CRＭ：マルテンサイト生成臨界冷却速度（℃／ｓ）、
Ｃ、Si、Mn、Ni、Cr、Mo：各元素の含有量（質量％）
で定義される冷却速度をいう。なお、ここでいう「マルテンサイト生成臨界冷却速度CRＭ」とは、マルテンサイト相が断面組織観察により導出した面積率で90％以上の分率で形成される冷却速度を意味する。
【００４０】
本発明の焼入れ冷却処理では、Ａr３変態点以上の温度域からマルテンサイト生成臨界冷却速度CRＭ以上の冷却速度で、マルテンサイト変態開始温度（Ｍs点）以下300℃以上の温度域の焼入れ冷却停止温度まで冷却する。これにより、板厚方向各位置で部分的にマルテンサイトがまず生成する。
【００４１】
ここで、部分的にマルテンサイトを生成させることは、生成したマルテンサイトと未変態のオーステナイトとの界面にマルテンサイト変態時の膨張を利用した歪の生成を狙ったものである。この歪エネルギーにより未変態のオーステナイトが下部ベイナイトへ変態しやすくなるとともに、下部ベイナイト相を従来に比べて微細かつ多量に生成することが可能となる。
【００４２】
焼入れ冷却の冷却速度がマルテンサイト生成臨界冷却速度CRＭ未満では、マルテンサイト変態前に粗大なベイナイトの生成量が増加し、上記したマルテンサイト変態による歪の生成が不十分となり、所期した効果を期待できなくなる。
【００４３】
また、焼入れ冷却停止温度が、Ｍs点を超える温度では、マルテンサイトの生成による歪生成効果が期待できず、下部ベイナイト相への変態促進が不十分となるうえ、その後の
（焼入れ冷却停止温度±50℃）の温度域での短時間保持により、靭性に有害な島状マルテンサイト量が増加する。一方、焼入れ冷却停止温度が300℃未満では、Ｃの拡散が不十分となり、亀裂伝播抵抗に有効な炭化物がベイニティックフェライト内部に析出しない。このようなことから、焼入れ冷却停止温度はＭs点以下300℃以上の温度域の温度とした。なお、好ましくは、Ｍs点以下350℃以上の温度範囲である。
【００４４】
上記した範囲の焼入れ冷却停止温度で焼入れ冷却を停止した後、該焼入れ冷却の停止直後から1〜60ｓ間、厚鋼板の温度を（焼入れ冷却停止温度±50℃）の温度域の温度に保持し、その後室温まで空冷する。
【００４５】
（焼入れ冷却停止温度±50℃）の温度域の温度で１〜60ｓ間保持することにより、マルテンサイトが自己焼鈍されるとともに、未変態オーステナイトの下部ベイナイトへの変態が促進され、焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織を得ることができる。本発明では、厚鋼板の温度は、（焼入れ冷却停止温度±50℃）の温度域の一定温度としても、また、冷却停止による復熱、あるいは高周波加熱装置等による加熱等により該温度域内で任意に変動させてもいずれでもよい。なお、保持温度が、（焼入れ冷却停止温度＋50℃）を超えると、ミクロ組織の粗大化が顕著になり、強度、靭性が低下する。一方、（焼入れ冷却停止温度−50℃）未満となると、下部ベイナイトへの変態が促進されない。このため、保持温度は（焼入れ冷却停止温度±50℃）の温度域の温度とした。
【００４６】
また、保持時間が１ｓ未満では上記した効果が不十分であり、一方、60ｓを超えて長くすると、転位の回復が起こり、強度、靭性が低下する。このため、（焼入れ冷却停止温度±50℃）の温度域の温度での保持時間は１〜60ｓとした。なお、保持時間は好ましくは30〜60ｓである。保持後、室温まで空冷することにより、未変態オーステナイトが下部ベイナイトへ変態しやすくなる。
【００４７】
また、本発明では、（焼入れ冷却停止温度±50℃）の温度域の温度に保持した後、空冷せずに、直ちに１℃／ｓ以上の加熱速度で450℃以上Ａc１変態点以下の焼戻し温度まで急速加熱し、該焼戻し温度に到達したのち直ちに、空冷する焼戻し処理を厚鋼板に施してもよい。これにより、強度をほとんど低下させることなく、靭性を顕著に向上させることができる。
【００４８】
焼戻し処理の加熱速度が１℃／ｓ未満では、靭性は向上するが強度の劣化が著しくなる。なお、加熱速度の上限はとくに限定する必要はなく、設備能力で決定されるが、概ね５℃／ｓ以上である。また、焼戻し温度が450℃未満では、上記した効果がほとんど認められず、一方、Ａc１変態点を超えて高くなると、強度の低下が顕著となる。
【００４９】
上記した製造条件で得られる厚鋼板は、上記した組成を有しかつ、板厚方向位置に拠らず、焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織を有する。焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの組織分率は、体積率で80％以上となる。なお、下部ベイナイトの組織分率で全体の50％以上となることが好ましい。また、焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイト以外の相としては、体積率で20％以下の上部ベイナイトやフェライトの混在が許容できる。なお、ここでいう「焼戻しマルテンサイト」とは、炭化物が析出あるいは球状化したマルテンサイトをいうものとする。また、ここでいう「下部ベイナイト」は、炭化物が析出あるいは球状化した焼戻し下部ベイナイトをも含むものとする。
【００５０】
なお、実操業においては、鋼板の温度管理は、鋼板表面温度により行われ、リアルタイムで鋼板全体の平均温度を計算して、この平均温度に基づいて温度制御や速度制御を行うのが一般的であるため、本発明でいう「温度」は鋼板全体の平均温度、「冷却速度」は鋼板全体の平均冷却速度、「加熱速度」は鋼板全体の平均加熱速度を意味するものとする。
【００５１】
また、本発明では、Ａr３変態点、Ｍs点、Ａc１変態点は、各鋼素材（厚鋼板）中の各元素の含有量に基づいた、次（２）、（３）、（４）式
Ａr３＝910−273Ｃ−74Mn−56Ni−16Cr−９Mo−５Cu    ………（２）
Ｍs  ＝517−300Ｃ−11Si−33Mn−22Cr−17Ni−11Mo    ………（３）
Ａc１＝751−26.6Ｃ＋17.6Si−11.6Mn−169Al−23Cu−23Ni＋24.1Cr＋22.5Mo−39.7Ｖ＋233Nb−5.7Ti−895Ｂ                      ………（４）
（ここで、Ｃ、Si、Mn、Al、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Nb、Ti、Ｂ：各元素の含有量（質量％）
を用いて計算して得られる値を用いるものとする。なお、含有しない元素は零として計算するものとする。
【実施例】
【００５２】
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で230mm厚のスラブとし、さらにこれらスラブに熱間圧延を施し肉厚100mmの鋼素材とした。ついで、これら鋼素材に、表２に示す条件の仕上熱間圧延とそれに続いて焼入れ冷却処理を施して、厚鋼板（板厚：16〜40mm）とした。
【００５３】
得られた厚鋼板について、板厚方向１／２の位置からJIS Z 2201の規定に準拠して、４号引張試験片を採取して、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、0.2％耐力ＹＳおよび引張強さＴＳを求めた。なお、表層部とは、表面から１mmの位置をいうものとする。
【００５４】
また、得られた厚鋼板の板厚方向１／２の位置からJIS Z 2202の規定に準拠して、Ｖノッチシャルピー衝撃試験片（厚さ：10mm）を採取して、JIS Z 2241の規定に準拠して衝撃試験を実施し、−40℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーvE-40（Ｊ）を求めた。
【００５５】
また、得られた厚鋼板から、硬さ測定試験片を採取し、圧延方向に直交する断面（Ｃ断面）で板厚方向に表面から裏面まで連続的にビッカース硬度計を用いて硬さを測定した。得られた板厚方向の硬さ分布から、最高値と最低値の差、ΔＨＶを求め、厚鋼板の板厚方向の均質性を評価した。
【００５６】
また、得られた厚鋼板から、組織観察用試験片を採取し、走査型電子顕微鏡および透過型電子顕微鏡により板厚方向１／２の位置の組織観察を行い、組織の同定、および各組織の組織分率を求めた。なお、焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトは炭化物の析出形態により判別した。各組織の組織分率は、走査型電子顕微鏡を用いて線分法により平均オーステナイト（γ）粒径を測定し、その平均的なγ粒径の粒をランダムに10個選び、そのγ粒内の各組織の領域をそれぞれ断面面積率として求め、10個の断面面積率をその鋼板各位置の組織分率とした。なお、表２中の鋼板温度、冷却速度は、平均温度、平均冷却速度を用いて表示した。
【００５７】
得られた結果を表３に示した。
【００５８】
【表１】
2005256037.tif 000002
【００５９】
【表２】
2005256037.tif 000003
【００６０】
【表３】
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【００６１】
【表４】
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【００６２】
【表５】
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【００６３】
本発明はいずれも、引張強さ590MPa以上の高強度と、各強度に応じた高靭性を有し、しかも板厚方向のΔＨＶも小さく板厚方向特性の均質性に優れた厚鋼板となっている。とくに、鋼板No.13、14、15と鋼板No.８、10、12をそれぞれ比較することにより、焼入れ冷却停止後に、急速加熱焼戻し処理を施すことにより、強度が低下することなく靭性がさらに向上していることがわかる。
【００６４】
一方、本発明の範囲を外れる比較例は、いずれも下部ベイナイト量が少なく、強度、靭性、あるいは均質性のうちいずれかが低下している。とくに、下部ベイナイト量の増加は靭性向上に大きく寄与していることがわかる。
【００６５】
例えば、焼入れ冷却開始温度が本発明の範囲を外れる比較例（鋼板No.21）では同一鋼種の発明例に比べてＹＳが低下している。一方、焼入れ冷却の冷却速度が本発明範囲を外れる比較例（鋼板No.22、No.23）では下部ベイナイト量が50％以下と少なく、靭性が劣化している。また、焼入れ冷却停止温度がＭs点より高い比較例（鋼板No.26）では靭性が劣化している。また、焼入れ冷却停止温度が本発明範囲より低めに外れる比較例（鋼板No.24、No.25）でも、同様に靭性が劣化している。
【００６６】
また、急速加熱焼戻し処理における、焼戻し温度あるいは加熱速度のいずれかが、本発明の範囲を外れる比較例（鋼板No.27、No.28、No.29）では、靭性は優れているものの、その合金量に見合ったレベルの強度に達しておらず、本発明例に比べて強度の低下が大きくなっている。また、化学組成が本発明の範囲を外れる比較例（鋼板No.16〜No.20）はいずれも、本発明例に比べて板厚方向均質性、引張強度、靭性のいずれかが大きく劣化している。