(57)【要約】【要  約】【課  題】  溶接性と低温靭性に優れた高張力厚鋼板の製造方法を提案する。【解決手段】  Ｃ：0.003〜0.060％、Si：0.6％以下、Mn：1.0〜3.0％、Al：0.005〜0.10％、Ｂ：0.0003〜0.0050％、Ti：0.005〜0.050％を含み、さらに、Nb：0.015〜0.20％、Mo：0.15〜1.0％のうちの１種以上を含有する鋼素材を950℃〜1200℃の温度に加熱した後、クロス圧延を950℃以下の温度域で１パス以上含み、圧延終了温度を700℃以上とする熱間圧延を施す。クロス圧延では、クロス角度θを20°以上とし、950℃以下の圧延パスにおいて、Σi｛ln（Ａｉ／Ｂｉ）×sinθｉ｝で定義される累積圧延歪を0.25以上とする。これにより溶接性と低温靭性に優れた厚鋼板となる。熱間圧延終了後に、７℃／ｓ以上の冷却速度で580℃以下まで加速冷却することが好ましく、また、500〜650℃の温度範囲で焼戻すことが好ましい。なお、さらに、Ｖ、Cu、Ni、Cr、Ｗ、Ca、REMを含有してもよい。【選択図】  図１      
2005226080.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
mass％で、
Ｃ：0.003〜0.060％、                Si：0.6％以下、
Mn：1.0〜3.0％、                    Al：0.005〜0.10％、
Ｂ：0.0003〜0.0050％、              Ti：0.005〜0.050％
を含み、さらに、Nb：0.015〜0.20％、Mo：0.15〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部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被圧延材として該鋼素材に熱間圧延を施して厚鋼板とするにあたり、前記熱間圧延を、950℃〜1200℃の温度に加熱した後、前記被圧延材の圧延方向を変化させたクロス圧延を950℃以下の温度域で１パス以上含み、圧延終了温度を700℃以上とする圧延とすることを特徴とする、溶接性と低温靭性に優れた高張力厚鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記クロス圧延が、クロス角度θを20°以上とし、かつ、圧延温度950℃以下の圧延パスにおいて、下記（１）式で定義される累積圧延歪が0.25以上を満足する圧延であること特徴とする請求項１に記載の高張力厚鋼板の製造方法。
記
累積圧延歪＝Σi｛ln（Ａｉ／Ｂｉ）×sinθｉ｝  ………（１）
ここで、Ａｉ：i番目の圧延パスの入口板厚（mm）、
Ｂｉ：i番目の圧延パスの出口板厚（mm）、
θｉ  ：i番目の圧延パスにおけるクロス角（°）、ただし20°以上
【請求項３】
前記熱間圧延の終了後に、７℃／ｓ以上の冷却速度で580℃以下まで加速冷却することを特徴とする請求項１または２に記載の高張力厚鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記熱間圧延により厚鋼板とした後、該厚鋼板に、500〜650℃の温度範囲で焼戻し処理を施すことを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の高張力厚鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記組成に加えてさらに、mass％で、Ｖ：0.03〜0.10％を含有することを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の高張力厚鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記組成に加えてさらに、mass％で、Cu：0.10〜0.60％、Ni：0.10〜1.0％、Cr：0.10〜0.80％、Ｗ：0.05〜0.50％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１ないし５のいずれかに記載の高張力厚鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記各組成に加えてさらに、mass％で、Ca：0.0010〜0.0050％、REM：0.0010〜0.020％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項１ないし６のいずれかに記載の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、海洋構造物、低温貯蔵タンク、ラインパイプおよび土木・建築の分野の溶接構造物に使用される厚鋼板の製造方法に係り、特に優れた溶接性と低温靭性とが要求される使途に好適な厚鋼板の製造方法に関する。なお、本発明でいう「厚鋼板」は、板厚６mm以上の鋼板をいうものとする。また、本発明でいう「高張力厚鋼板」は引張強さ570MPa以上を有する厚鋼板をいうものとする。
【背景技術】
【０００２】
船舶、海洋構造物、低温貯蔵タンク、ラインパイプおよび土木・建築の分野の溶接構造物に使用される鋼材には、優れた溶接性と高い靭性を備えることが必要とされ、特に船舶、海洋構造物、ラインパイプなどの分野では、溶接部などから発生した脆性亀裂の伝播を停止する特性が重要視されている。そのため、シャルピー破面遷移温度（vTrs）が、例えば−90℃以下といった極めて優れた低温靭性が要求される。
【０００３】
従来から、ＴＭＣＰ法（Thermo Mechanical Control Process）に代表される技術によって、優れた強度・靭性バランスを有し、溶接性に優れた非調質鋼材が製造されている。上記したような優れた低温靭性を具備させるために、これまでは、ＴＭＣＰ法を用いて低温域（未再結晶γ域〜（α＋γ）２相域）での累積圧下率を大きくするという方法が用いられてきた。
【０００４】
例えば、特許文献１には、（α＋γ）２相域圧延を行うことによって、フェライト−パーライト組織の徹底した微細化を図り、脆性破壊発生特性を向上させるとともに、加工フェライトによるセパレーションの効果によって脆性亀裂伝播抵抗を向上させる、低温用鋼が提案されている。しかしながら、２相域圧延を用いる特許文献１に記載された技術では、低温での圧延が必須なことから、鋼板温度を低下させるために長時間の待機を必要とし生産能率が低下したり、また、フェライトを加工することによりシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが極端に低下してしまうといった問題があった。
【０００５】
また、特許文献２には、Ｃ量を0.03mass％未満とし、Ti、Ｂを適正範囲含有する組成を有する鋼素材を、950〜1350℃の温度に加熱後、1000〜900℃の温度域における累積圧下率が15％以上、かつ900℃以下変態開始温度以上のオーステナイト未再結晶域での累積圧下率が40％以上となる、熱間圧延を施す、板内均一性に優れかつ脆性亀裂伝播特性と溶接性を兼ね備えた高張力鋼の製造方法が提案されている。特許文献２に記載された技術によれば、鋼板の組織を極低炭素ベイナイト単相組織とすることができ、優れた溶接性と高強度・高靭性が同時に達成され、板内の材質ばらつきも小さくすることができるとしている。しかしながら、この技術では、低温の未再結晶域での圧下率を大きくする必要があり、圧延能率の低下が避けられなかった。特に厚肉材では、温度低下に時間を要し、圧延能率の低下が著しいという問題があった。
【０００６】
また、従来から、幅出し圧延、Ｌ−Ｃ圧延、クロス圧延などと呼ばれ、圧延中に被圧延材を90°回転させる圧延が、鋼板の形状制御や特性の異方性軽減などのために採用されてきた。例えば、特許文献３には、Ｂ含有オーステナイト系ステンレス鋼板の異方性低減のために、長さ方向の圧延と幅方向の圧延とを適正圧延比率で組み合わせる、クロス圧延を利用するＢ含有オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法が記載されている。しかし、特許文献３に記載された方法では、低合金鋼を対象とした場合、必ずしも十分な靭性改善が期待できないという問題があった。
【特許文献１】特開昭55−148746号公報
【特許文献２】特開平９−176731号公報
【特許文献３】特開2002−161341号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、圧延能率を低下させることなく、
低炭素ベイナイト組織を有し、溶接性と低温靭性に優れ、材質ばらつきも小さい高張力厚鋼板を得ることができる、高張力厚鋼板の製造方法を提案することを目的とする。なお、低炭素ベイナイト組織には、優れた溶接性と高強度・高靭性を同時に備えるという特徴がある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、上記した課題を解決するため、まず、低炭素ベイナイト組織の靭性支配因子について検討するとともに、オーステナイト未再結晶域圧延によって低炭素ベイナイトの低温靭性が向上するメカニズムについて鋭意検討し、以下のことを明らかにした。
（１）低炭素ベイナイト組織の靭性は、旧オーステナイト粒を分割するベイナイトパケットのサイズに依存し、ベイナイトパケットを微細にすることによって靭性が向上する。
（２）オーステナイト未再結晶域での圧延により、オーステナイト粒内に変形組織が形成され、それによりベイナイトパケットが分断されて微細化する。
（３）オーステナイト未再結晶域での累積圧下率を増加させることによって、オーステナイト粒が扁平化し、必然的に粗大なベイナイトパケットは存在し得なくなる。また、オーステナイト粒内の変形組織の発達も進むため、ベイナイトパケットの分断・微細化が促進されて靭性が向上する。
（４）オーステナイト未再結晶域圧延によって形成されたオーステナイト粒内の変形組織は、回復や再結晶が起きることによって消失してしまうため、回復や再結晶が起きやすい高温域の圧延では、ベイナイトパケットの微細化が難しい。
【０００９】
上記した知見に基づき本発明者らは、さらに、ベイナイトパケットの微細化を効率よく図るため、加工オーステナイトの回復や再結晶を抑制することができる有効な合金元素の種類や、有効な熱間圧延方法について鋭意検討した。その結果、以下の知見を得た。
（イ）NbあるいはMoの添加により、950℃以下での回復・再結晶が顕著に抑制される。
（ロ）被圧延材を、被圧延材の板面垂線を軸に回転させて圧延方向を変化することにより、オーステナイト粒内の変形組織の発達が促進される。これは、圧延方向の変化により、一方向圧延では活動しない別のすべり系が活発に活動し、既に形成された変形組織との相互作用によってさらに微細な変形組織を作り出すためである。
（ハ）圧延中あるいは圧延終了後の冷却中に起きる加工オーステナイトの回復・再結晶を最小限に抑制するため、圧延パス間時間はできるだけ短くすることが望ましく、圧延終了後は加速冷却することが望ましい。
【００１０】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明は、mass％で、Ｃ：0.003〜0.060％、Si：0.6％以下、Mn：1.0〜3.0％、Al：0.005〜0.10％、Ｂ：0.0003〜0.0050％、Ti：0.005〜0.050％を含み、さらに、Nb：0.015〜0.20％、Mo：0.15〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部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被圧延材として該鋼素材に熱間圧延を施して厚鋼板とするに際し、前記熱間圧延を950℃〜1200℃の温度に加熱した後、前記被圧延材の圧延方向を変化させたクロス圧延を950℃以下の温度域で１パス以上含み、圧延終了温度を700℃以上とする圧延とすることを特徴とする、溶接性と低温靭性に優れた高張力厚鋼板の製造方法であり、また、本発明では、前記クロス圧延が、クロス角度θを20°以上とし、かつ、圧延温度950℃以下の圧延パスにおいて、次（１）式
累積圧延歪＝Σi｛ln（Ａｉ／Ｂｉ）×sinθｉ｝  ………（１）
（ここで、Ａｉ：i番目の圧延パスの入口板厚（mm）、Ｂｉ：i番目の圧延パスの出口板厚（mm）、θｉ  ：i番目の圧延パスにおけるクロス角（°）、ただし20°以上）
で定義される累積圧延歪が0.25以上を満足する、圧延であることが好ましい。
【００１１】
また、本発明では、前記熱間圧延の終了後に、７℃／ｓ以上の冷却速度で580℃以下まで加速冷却することが好ましく、また、本発明では、前記熱間圧延により厚鋼板とした後、該厚鋼板に、500〜650℃の温度範囲で焼戻し処理を施すことが好ましい。
【００１２】
また、本発明では、前記組成に加えてさらに、mass％で、Ｖ：0.03〜0.10％を含有することが好ましく、また、本発明では、前記各組成に加えてさらに、mass％で、Cu：0.10〜0.60％、Ni：0.10〜1.0％、Cr：0.10〜0.80％、Ｗ：0.05〜0.50％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することが好ましく、また、本発明では、前記各組成に加えてさらに、mass％で、Ca：0.0010〜0.0050％、REM：0.0010〜0.020％のうちから選ばれた１種または２種を含有することが好ましい。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、圧延能率を低下させることなく、溶接性と低温靭性を兼ね備え、材質ばらつきも小さい高張力厚鋼板を製造でき、産業上格段の効果を奏する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
まず、本発明で使用する鋼素材の組成限定理由について説明する。なお、以下、組成におけるmass％は単に％で記す。
【００１５】
本発明で使用する鋼素材は、Ｃ：0.003〜0.060％、Si：0.6％以下、Mn：1.0〜3.0％、Al：0.005〜0.10％、Ｂ：0.0003〜0.0050％、Ti：0.005〜0.050％を含み、さらに、Nb：0.015〜0.20％、Mo：0.15〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する。
【００１６】
Ｃ：0.003〜0.060％
本発明では、Ｃを0.060％以下に低減する。鋼素材のＣ含有量を0.060％以下まで低減することにより、得られる厚鋼板の組織を低炭素ベイナイト単相組織とすることができる。厚鋼板の組織を低炭素ベイナイト単相組織とすることにより、優れた溶接性と高強度・高靭性を同時に具備した厚鋼板とすることができる。Ｃを0.060％以下に低減することにより、溶接熱影響部（以下、HAZともいう）の硬化が抑えられて、優れた溶接性を達成することができるとともに、母材やHAZ靭性を劣化させる島状マルテンサイト組織（Ｍ−Ａ相）の生成が抑制される。また、一般に低合金鋼においては、Ｃ含有量の低減に伴って機械的特性の冷却速度依存性が小さくなるため、Ｃを0.060％以下とすることによって、冷却速度の違いが生じやすい鋼板表面付近と中央付近の特性のばらつきを小さくすることもできる。なお、大量生産工程においては、0.003％未満までのＣ含有量の低減は生産性を著しく低下させるため、本発明では、Ｃは0.003〜0.060％の範囲に限定した。なお、Ｃ量を0.005〜0.030％の範囲とすることにより、さらに溶接性が向上し本発明におけるクロス圧延の効果もより顕著に発揮される。
【００１７】
Si：0.6％以下
Siは、固溶強化によって鋼の強度を上昇させる元素であり、また、鋼の焼入性向上を介して、極低炭素ベイナイト組織を得やすくする。このような効果を得るためには、0.01％以上含有することが望ましい。一方、0.6％を超える含有は、溶接性が低下するとともに、母材靭性およびHAZ靭性が低下する。このため、Siは0.6％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは0.1〜0.3％である。
【００１８】
Mn：1.0〜3.0％
Mnは、フェライトの生成を抑制し、組織をベイナイト化する作用を有する元素であり、本発明で目標とする極低炭素ベイナイト組織を得るためには、1.0％以上の含有を必要とする。一方、3.0％を超える含有は、溶接性が著しく劣化し、母材靭性およびHAZ靭性が低下するなどの悪影響をおよぼす。このため、Mnは1.0〜3.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは1.2〜2.0％である。
【００１９】
Al：0.005〜0.10％
Alは、溶鋼の脱酸剤として作用する元素であり、十分な脱酸効果を得るためには、0.005％以上の含有を必要とする。一方、0.10％を超える含有は、鋼の清浄度が低下し、母材靭性およびHAZ靭性が低下するため、0.005〜0.010％の範囲に限定した。
【００２０】
Ｂ：0.0003〜0.0050％
Ｂは、フェライト変態を抑制し、組織をベイナイト化する作用を有する元素であり、このような効果を得るためには、0.0003％以上の含有を必要とする。一方、0.0050％を超える含有は、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないうえ、冷却中のBNの析出によって逆にフェライト変態を促進する場合がある。このため、Ｂは0.0003〜0.0050％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.0008〜0.0030％である。
【００２１】
Ti：0.005〜0.050％
Tiは、Ｎと結合し、微細なTiNとして鋼中に析出、分散し、スラブ加熱時あるいは溶接時のオーステナイト粒成長をピンニング効果によって抑制し、母材靭性およびHAZ靭性を向上させる作用を有する。また、鋼中のＮをTiNとして固定することにより、Ｂの作用を助長する効果がある。このような効果を得るためには、0.005％以上の含有を必要とする。一方、0.050％を超える含有は、TiNの粗大化を助長し、靭性を劣化させる。このため、Tiは0.005〜0.050％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.007〜0.020％である。
【００２２】
Nb：0.015〜0.20％、Mo：0.15〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種
Nb、Moは、いずれも圧延中あるいは圧延後の加工オーステナイトの回復・再結晶を抑制し、圧延によって形成された変形組織を変態開始まで維持する作用を有する元素であり、このような効果は、Nb：0.015％以上、またはMo：0.15％以上の含有で認められる。一方、Nb：0.20％を超える、あるいはMo：1.0％を超える、多量のNbおよび／またはMoの含有は、鋼材の耐溶接割れ性やHAZ靭性を低下させる。このため、Nbは0.015〜0.20％、Moは0.15〜1.0％の範囲に限定した。なお、好ましくはNbは0.015〜0.050％、Moは0.15〜0.50％である。
【００２３】
上記した基本成分に加えてさらに、Ｖ：0.03〜0.10％を含有することができる。
【００２４】
Ｖ：0.03〜0.10％
Ｖは、Nbと同様に、圧延中あるいは圧延後の加工オーステナイトの回復・再結晶を抑制し、圧延によって形成された変形組織を変態開始まで維持する作用を有する元素であり、必要に応じ含有できる。このような効果は、Ｖ：0.03％以上の含有で認められる。一方、Ｖ：0.10％を超える多量の含有は、鋼材の耐溶接割れ性やHAZ靭性を低下させる。このため、Ｖは0.03〜0.10％の範囲に限定することが好ましい。
【００２５】
また、本発明では、さらに、Cu：0.10〜0.60％、Ni：0.10〜1.0％、Cr：0.10〜0.80％、Ｗ：0.05〜0.50％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することができる。
【００２６】
Cu、Ni、Cr、Ｗは、いずれも固溶強化により鋼の強度を増加させる元素であり、必要に応じ選択して含有できる。このような効果は、Cu、Ni、Crがそれぞれ0.10％以上、Ｗが0.05％以上の含有で認められる。一方、0.60％を超えるCuの含有は、靭性と熱間加工性を劣化させる。また、1.0％を超えてNiを含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利となる。また、0.80％を超えてCrを含有すると靭性が劣化する。また、0.50％超えてＷを含有すると、靭性が劣化する。このため、Cuは0.10〜0.60％、Niは0.10〜1.0％、Crは0.10〜0.80％、Ｗは0.05〜0.50％の範囲にそれぞれ限定することが好ましい。
【００２７】
また、本発明では、Ca：0.0010〜0.0050％、REM：0.0010〜0.020％のうちから選ばれた１種または２種を含有できる。
【００２８】
Ca、REMはいずれも、鋼中に酸化物、硫化物あるいは酸硫化物として分散し、溶接熱影響部のオーステナイト粒粗大化を防止する作用を有する元素であり、必要に応じ選択して含有できる。このような効果はCa：0.0010％以上、REM：0.0010％以上の含有で顕著となる。一方、Ca：0.0050％、REM：0.020％を超える含有は、清浄度を劣化させるとともに靭性を劣化させる。このため、Ca：0.0010〜0.0050％、REM：0.0010〜0.020％の範囲に限定することが好ましい。
【００２９】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｏ：0.010％以下、Ｎ：0.010％以下が許容できる。
【００３０】
本発明では、上記した組成を有する鋼素材に熱間圧延を施して厚鋼板とする。
本発明で使用する鋼素材は、上記した組成の溶鋼を、転炉等の通常の溶製方法で溶製し連続鋳造法等の通常の鋳造方法でスラブ等とすることが好ましい。なお、この鋳造方向が鋼素材の長手方向となる。
【００３１】
つぎに、熱間圧延条件の限定理由について説明する。
【００３２】
まず、鋼素材を、950℃〜1200℃の範囲の温度に加熱する。鋼素材の加熱温度が950℃未満では、熱間圧延前の組織を均一な整粒オーステナイト組織にすることができないうえ、圧延温度が低くなりすぎて、圧延荷重が過度に大きくなるため、所望の圧下率を付与できなくなる。一方、1200℃を超えて高くなると、組織が著しく粗大化する。このため、本発明では、鋼素材の加熱温度は950〜1200℃の範囲の温度に限定した。なお、好ましくは、1050〜1180℃である。
【００３３】
加熱された鋼素材は、ついで被圧延材として熱間圧延を施される。本発明では熱間圧延を、少なくとも、950℃以下の温度域で、被圧延材の圧延方向を変化させたクロス圧延を１パス以上行う圧延とし、700℃以上の温度で終了する。
【００３４】
本発明でいう「クロス圧延」とは、被圧延材を、該被圧延材の板面に垂直な軸周りに所定の角度（クロス角）だけ回転し、被圧延材の長手方向と被圧延材の圧延方向とが異なる方向とする圧延、すなわち、図１に示すように被圧延材の長手方向と被圧延材の圧延方向とが所定の角度（クロス角：θ）をなす圧延をいうものとする。なお、本発明でいう「クロス角：θ」は、被圧延材の板面内で被圧延材の圧延方向から反時計まわりまたは時計周りに測って、被圧延材の長手方向と被圧延材の圧延方向とがなす角（＝θ°）をいうものとする。なお、クロス角は20°以上とすることが好ましい。20°未満では上記した効果が少ない。クロス角度の上限は90°である。90°を超える角度は時計周りまたは反時計周りに測った場合と実質的に同じとなる。
【００３５】
本発明では、このクロス圧延を、950℃以下の温度域で、少なくとも１パス以上含む圧延とする。本発明では、クロス圧延を組織制御に積極的に活用する。少なくとも１パスのクロス圧延を行うことにより、圧延方向が変化され、単一の圧延方向では活動しないオーステナイト粒のすべり系が活動して、変形組織の発達が促進される。このオーステナイト粒内に発達した変形組織によって、その後の変態によって生じる低炭素ベイナイトのパケットが分断され、組織が微細化され靭性が向上する。このような効果を発現させるためには、回復・再結晶が起きにくい950℃以下のオーステナイト未再結晶温度域でクロス圧延を行う必要がある。
【００３６】
なお、低炭素ベイナイト組織の特徴を十分に活用し、優れた溶接性と高強度・高靭性とを同時に備え、材質ばらつきも小さい厚鋼板を、圧延能率を低下させずに実現するためには、クロス圧延を、クロス角度θが20°以上で、かつ、圧延温度950℃以下の圧延パスにおいて、次（１）式
累積圧延歪＝Σi｛ln（Ａｉ／Ｂｉ）×sinθｉ｝  ………（１）
（ここで、Ａｉ：i番目の圧延パスの入口板厚（mm）、Ｂｉ：i番目の圧延パスの出口板厚（mm）、θｉ  ：i番目の圧延パスにおけるクロス角（°）、但し20°以上）
で定義される累積圧延歪が0.25以上を満足する、圧延とすることが好ましい。累積圧延歪が0.25未満では、オーステナイト粒内の変形組織の形成が少なく、低炭素ベイナイト組織の微細化が不十分となる。
【００３７】
図２に、950℃以下のクロス圧延の累積圧下率と靭性（シャルピー衝撃試験の破面遷移温度：vTrs）との関係を示す。図２の示す結果は、mass％で、0.016％Ｃ−0.24％Si−1.25％Mn−0.24％Cu−0.36％Ni−0.049％Nb−0.015％Ti−0.0015％Ｂ系鋼の300mm厚スラブを1120℃に加熱し、圧延終了温度を800℃とする熱間圧延を施して30mm厚の厚鋼板とした場合の結果である。上記したスラブに、950℃以下の温度でクロス角と累積圧下率を種々変化したクロス圧延を施した後、16℃／ｓの冷却速度で450℃まで加速冷却した。なお、図２に示したように、950℃以下でのクロス圧延の累積圧下率とパス回数は対応している。
【００３８】
図２から、950℃以下でのクロス圧延を１パス以上施すことにより、vTrsを低下させることができ、−90℃以下を達成できる。ただし、クロス角が小さいほど多パスのクロス圧延が必要である。クロス圧延なしの場合に比較して、vTrsが20℃以上低下するような顕著な効果はクロス角20°以上の場合のみに限られる。
【００３９】
図３は、図２の結果を、上記した（１）式で定義される累積圧延歪を用いて整理し直したものである。クロス圧延の累積圧延歪の増加に伴って、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度vTrsは低下する。特に、累積圧延歪を0.25以上とした場合、vTrsは著しく低下し、vTrsが−100℃以下という極めて優れた靭性が得られている。
【００４０】
本発明では、熱間圧延の圧延終了温度は700℃以上とする。圧延終了温度を低くするほど、回復・再結晶が抑制されてオーステナイト粒内の変形組織が発達し、その後の変態によって生じた低炭素ベイナイトのパケットサイズが微細化し、靭性が向上する。しかしながら、圧延終了温度を低くするには、鋼材の温度を低下させる必要があり圧延能率の低下が避けられない。特に厚肉材では圧延に要する時間が増大し、圧延能率が顕著に低下する。そのため、本発明では、熱間圧延の圧延終了温度を700℃以上に限定した。なお、靭性は一般に圧延終了温度が低いほど向上するが、圧延能率の観点から、好ましくは800℃以上である。
【００４１】
なお、圧延中あるいは圧延終了後の冷却中のオーステナイトの回復・再結晶を最小限にするため、圧延パス間の時間はできるだけ短くすることが望ましい。また、圧延終了後は加速冷却することが望ましい。加速冷却には、合金添加量を増やさずに、すなわち溶接性を低下させることなく高強度化を達成できるという効果もある。加速冷却は、7℃／ｓ以上の冷却速度で、冷却停止温度を580℃以下とすることが好ましい。これにより、クロス圧延の効果をより顕著とでき、厚鋼板の高強度化を容易に達成できる。
【００４２】
また、圧延および冷却終了後、さらに焼戻し処理を施してもよい。焼戻し処理は、強度−靭性バランスの調整のため、あるいはベイナイトラス間に生成した島状マルテンサイト（M-A相）を分解して靭性をさらに向上させるために行う。焼戻し処理は、500℃以上650℃以下の温度で行うことが好ましい。焼戻し温度が500℃未満では、上記した焼戻しの効果が期待できない。一方、650℃を超えると強度が顕著に低下する。
【実施例】
【００４３】
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で300mm厚の鋼スラブ（鋼素材）とした。これら鋼素材に、表２に示す熱間圧延条件で厚鋼板とした。
【００４４】
得られたこれら厚鋼板から試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験、およびJIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施した。
【００４５】
試験片の採取位置は板厚中央部、採取方向は鋼板長手方向に垂直な方向（Ｃ方向）とした。なお、引張試験片はJIS ４号試験片、衝撃試験はＶノッチ試験片とした。さらに、鋼板の溶接性を評価するため、JIS Z 3158の規定に準拠して斜めｙ形溶接割れ試験を行った。
【００４６】
得られた結果を表３に示す。
【００４７】
【表１】
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【００４８】
【表２】
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【００４９】
【表３】
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【００５０】
本発明例は、いずれも500MPa以上の降伏強さ（ＹＰ）、570MPa以上の引張強さ（ＴＳ）、−90℃以下の破面遷移温度vTrsを満足する、強度・靭性に優れ、かつ溶接割れも発生せず、優れた溶接性を有する高張力厚鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、強度、靭性、溶接性のいずれか一つ以上が低下した厚鋼板となっている。
【図面の簡単な説明】
【００５１】
【図１】クロス角の定義を説明する模式図である。
【図２】破面遷移温度vTrsにおよぼす950℃以下の温度でのクロス圧延における累積圧延率の影響を示すグラフである。
【図３】破面遷移温度vTrsにおよぼす950℃以下の温度でのクロス圧延における累積圧延歪の影響を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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