(57)【要約】      （修正有）【課題】耐疲労亀裂伝播特性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた高張力厚鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：0.03〜0.3％、Si：0.03〜1.5％、Mn：0.1〜3.0％、Al：0.1％以下、Ｎ：0.01％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、平均粒径が40μm以上のフェライト相とパーライト相とからなる組織を有する鋼素材を、（Ac1変態点＋30℃）〜（Ac1変態点＋100℃）の温度域の温度に加熱したのち、累積圧下率80％以上、圧延終了温度550℃以上とする小圧下多パス圧延を施し、ついで加速冷却を施す。これにより、平均粒径：３μm以下のフェライト相を主相とし、第二相として、伸長したベイナイト相および／またはマルテンサイト相を含む複相組織となり、強度、靭性、耐疲労亀裂伝播特性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板となる。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
フェライト相を主相とし、第二相として伸長したベイナイト相および／またはマルテンサイト相を含む複相組織を有する高張力厚鋼板であって、前記フェライト相が、平均粒径：３μm以下の微細フェライト相をフェライト相全量に対する面積率で40％以上含む相であり、前記ベイナイト相および／またはマルテンサイト相の長径が平均で５μm以上であることを特徴とする高張力厚鋼板。
【請求項２】
前記高張力厚鋼板が、質量％で、
Ｃ：0.03〜0.3％、                      Si：0.03〜1.5％、
Mn：0.1〜３％、                        Al：0.1％以下、
Ｎ：0.01％以下
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ことを特徴とする請求項１に記載の高張力厚鋼板。
【請求項３】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.001〜0.05％、Ｖ：0.001〜0.1％、Ti：0.001〜0.1％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成であることを特徴とする請求項２に記載の高張力厚鋼板。
【請求項４】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.01〜３％、Ni：0.01〜３％、Cr：0.01〜３％、Mo：0.01〜１％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成であることを特徴とする請求項２または３に記載の高張力厚鋼板。
【請求項５】
質量％で、
Ｃ：0.03〜0.3％、                      Si：0.03〜1.5％、
Mn：0.1〜３％、                        Al：0.1％以下、
Ｎ：0.01％以下
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し、平均粒径が40μm以上のフェライト相とパーライト相とからなる組織を有する鋼素材を、（Ac1変態点＋30℃）〜（Ac1変態点＋100℃）の温度域の温度に加熱したのち、該鋼素材に、累積圧下率80％以上、圧延終了温度550℃以上とする小圧下多パス圧延を施し厚鋼板とし、ついで該厚鋼板に２〜80℃/sの平均冷却速度で300℃以下まで冷却する加速冷却を施すことを特徴とする高張力厚鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.001〜0.05％、Ｖ：0.001〜0.1％、Ti：0.001〜0.1％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成を有することを特徴とする請求項５に記載の高張力厚鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.01〜３％、Ni：0.01〜３％、Cr：0.01〜３％、Mo：0.01〜１％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成を有することを特徴とする請求項５または６に記載の高張力厚鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記加速冷却を施した後、200℃〜Ac1変態点の温度域の温度で焼鈍処理を施すことを特徴とする請求項５ないし７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、橋梁、建築物、タンク等の溶接鋼構造物用として好適な高張力厚鋼板に係り、とくに耐疲労亀裂伝播特性および脆性亀裂伝播停止特性の改善に関する。
【背景技術】
【０００２】
船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、タンクなどの溶接鋼構造物に使用される鋼材には、強度、靭性などの機械的特性および溶接性に優れていることはもちろん、構造安全性を確保するため、近年とくに、耐疲労特性にも優れていることが要求されている。
疲労特性は、一般に、疲労亀裂発生特性と、疲労亀裂伝播特性とに分けて評価されている。溶接鋼構造物では、溶接止端部が応力集中部となりやすく、また溶接止端部には、引張の残留応力も作用するため、溶接止端部が疲労亀裂の発生源となることが多い。そのため、なめ付け溶接により止端部形状を改善して、溶接止端部に応力が集中するのを抑制したり、あるいは溶接止端部にショットピーニング等を施し圧縮の残留応力を導入する、溶接止端部からの疲労亀裂発生防止策が知られている。
【０００３】
しかし、溶接鋼構造物には多数の溶接止端部があり、上記した防止策を実行するには、多くの労力と時間とを必要とし施工工数の増加や、施工コストの高騰を招くという問題がある。このため、これらの防止策は工業的規模での実施には不適当であるとして、現状では溶接鋼構造物の耐疲労亀裂発生特性の改善は行われていないというのが実情である。したがって、溶接鋼構造物の耐疲労特性の向上は、実質的に、使用される鋼材自体の耐疲労亀裂伝播特性の向上に依存することになる。このため、溶接鋼構造物に使用される鋼材には、耐疲労亀裂伝播特性に優れていることが要望されている。
【０００４】
また、近年、不慮の事故等で溶接鋼構造物に亀裂が発生した場合であっても、構造物の破壊に至ることを防止する観点から、これら溶接鋼構造物に使用される鋼材には、低温における脆性亀裂伝播停止特性、いわゆるアレスト特性にも優れることが強く要望されている。特に、船舶用鋼材には、衝突事故後に船舶を再利用する場合の安全性確保の観点から、更に一段と優れた脆性亀裂伝播停止特性を保持することが要求されている。
【０００５】
このような要望に対し、例えば、特許文献１には、Ｃ、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Al、Ｎを適正量含有し、炭素当量が0.35〜1.0％の鋼素材に、Ar3変態点以上1050℃以下の温度に加熱したのち、オ−ステナイト（γ）単相域での圧延を行うか、あるいは500℃以下まで冷却したのち（Ac1変態点＋50℃）〜（Ac3変態点−10℃）の温度に再加熱して、（オーステナイト＋フェライト）二相温度域（（α＋γ）二相域）で累積圧下率が50〜90％の圧延を行う低温靭性と疲労強度に優れた高強度鋼材の製造方法が提案されている。特許文献１に記載された技術によれば、平均粒径が３μm以下の微細フェライトを10〜70体積％含み、残部が平均粒径10μm以下のベイナイトあるいはマルテンサイト、あるいはベイナイトとマルテンサイトの混合組織を有する低温靭性と疲労強度に優れた高強度鋼材が得られるとしている。
【０００６】
また、特許文献２には、Ｃ、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Al、Ｎを適正量含有し、組織が、マルテンサイトあるいはベイナイト単相またはそれらの混合組織、あるいはフェライト割合が20％未満で、フェライトとマルテンサイト、ベイナイト、パーライトのうちの１種又は２種以上からなる混合組織、あるいはフェライト割合が20％以上でフェライトの平均粒径が20μm以下であり、フェライト単相組織あるいはフェライトとマルテンサイト、ベイナイト、パーライトのうちの１種又は２種以上からなる混合組織、を有する鋼を、Ac3変態点〜（Ac3変態点−100℃）の温度に加熱し、圧延中の鋼の温度を（Ac1変態点−50℃）〜（Ac3変態点−50℃）の範囲内として累積圧下率50〜90％の圧延を施す、靭性と疲労強度とに優れた高張力鋼の製造方法が提案されている。特許文献２に記載された技術で製造された鋼板は、平均フェライト粒径が１〜３μm程度の超微細粒組織を有し、引張強さ490MPa以上を有し、優れた靭性と脆性亀裂伝播停止特性と、同時に良好な溶接継手疲労特性を有するとしている。
【０００７】
また、特許文献３には、表裏層部にそれぞれ板厚の２％以上の範囲にわたって、テンパーカラー法により現出させた組織において同様の色調で構成される同一結晶方位を有する集合組織コロニーが、５μｍ以下の平均短軸径を有し、かつ圧延面に平行な集合組織の（１００）面強度比が1.5以上を有することを特徴とする脆性破壊特性と疲労特性に優れた鋼板が開示されている。この鋼板は、NDT温度が−70℃以下、Kca＝600kgf/mm1.5以上を示す温度が−70℃以下である、脆性亀裂伝播停止特性を有するとともに、優れた溶接継手部の耐疲労特性を有するとしている。
【特許文献１】特開平10−168542号公報
【特許文献２】特開2002−363644号公報
【特許文献３】特許第2659654号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかしながら、特許文献１に記載された技術では、平均粒径が３μm以下の微細粒フェライトを主体とする組織を得ることはできるが、γ単相域での圧延を行ったのち、（γ＋α）二相温度域での圧延を行うため、圧延待ち時間が大幅に増加し、表層と中心部の温度差が大きくなり、最終的に得られる鋼板の板厚方向特性が不均一になるという問題がある。また、特許文献１に記載された技術では、γ域に加熱した後、一旦低温まで冷却したのち二相温度域に再加熱し、圧延するため、製造工程が複雑となり、製造能率が低下するばかりでなく、製造コストが高くなるという問題がある。また、特許文献１に記載された技術で製造された鋼板は、微細フェライトを主体とする組織を有し、低温靭性、耐疲労亀裂発生特性には優れているものの、耐疲労亀裂伝播特性はまだ不十分であり、耐疲労亀裂伝播特性の改善が問題として残されていた。
【０００９】
また、特許文献２に記載された技術では、均一な微細フェライト粒組織を製造できるが、二相温度域での圧延前に、鋼片を所定の組織に調整しておく必要があり、鋼板を製造するうえで、大きな制約となる。例えば、二相温度域での圧延前の鋼片組織を、マルテンサイト、ベイナイトを主体とする組織とするためには、鋼片の加速冷却を行うことが不可欠であるし、また、平均粒径が20μm以下のフェライトを主体とする組織とするためには、二相温度域での圧延前に熱処理あるいは熱間圧延を行う必要があり、製造工程が複雑になり、製造能率が低下し、製造コストの高騰を招くという問題がある。また、特許文献２に記載された技術で製造された鋼板は、均一な微細フェライト粒組織を有し、靭性、脆性亀裂伝播停止特性、溶接継手疲労特性には優れているものの、耐疲労亀裂伝播特性はまだ不十分であり、耐疲労亀裂伝播特性の改善が問題として残されていた。
【００１０】
また、特許文献３に記載された技術では、圧延中に表層部をAr1変態点以下まで急冷したのち、該表装部がAr3変態点以上の温度から圧延を開始もしくは再開するという複雑な製造工程を経る必要があり、製造能率が低下し、製造コストの高騰を招くという問題がある。また、特許文献３に記載された技術で製造された鋼板は、鋼板表裏層に集合組織コロニーを有し、靭性、脆性亀裂伝播停止特性、溶接継手疲労特性に優れているとされているものの、鋼板母材の耐疲労亀裂伝播特性が、最近の要求特性に比べてまだ不十分であり、また、脆性亀裂伝播停止特性としてのNDT温度も−70℃以下と高く、最近の要求特性に比べて不十分であり、更なる改善が問題として残されていた。
【００１１】
本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、工業的に容易にかつ安価に、耐疲労亀裂伝播特性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた高張力厚鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。なお、ここでいう「高張力厚鋼板」とは、引張強さ：570MPa以上の高強度を有する、板厚：10mm以上の鋼板をいうものとする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
発明者らは、上記した目的を達成するために、耐疲労亀裂伝播特性および脆性亀裂伝播停止特性に及ぼすミクロ組織の影響について、鋭意研究した。その結果、鋼板の組織を、フェライト相を主相とし、該フェライト相が平均粒径が３μm以下の微細フェライト相をフェライト相全量に対する面積率で40％以上含む相とし、第二相として、伸長したマルテンサイト相および／またはベイナイト相を含む複相組織とすることにより、疲労亀裂の進展を有効に抑制することができ、耐疲労亀裂伝播特性を向上させることができると同時に、脆性亀裂伝播停止特性も向上させることができることを新たに見出した。なお、ここでいう「主相」とは、面積率で50％以上である相をいうものとする。
【００１３】
そして更なる研究により、このような複相組織は、鋼板の出発素材である、鋼素材を平均粒径が40μm以上の粗大なフェライト＋パーライト組織としたうえで、該鋼素材を二相温度域に加熱し、多パス圧延を施したのち加速冷却するという、工業的に極めて簡易なプロセスで実現できることを新規に見出した。
すなわち、鋼素材を、粗大なフェライト＋パーライト組織として二相温度域に加熱すると、粗大なフェライト＋オーステナイト組織となる。そのような組織に、圧延終了温度を550℃以上とする、累積圧下率80％以上の小圧下多パス圧延を施すと、フェライト相に圧延歪が集中し、フェライトの連続再結晶が誘起されフェライトが微細化するとともに、オーステナイトが伸長する。その後、加速冷却を施すことにより、伸長したオーステナイトが伸長したベイナイトあるいはマルテンサイトに変態し、上記した複相組織が形成される。
【００１４】
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、本発明の要旨はつぎのとおりである。
（１）フェライト相を主相とし、第二相として、伸長したベイナイト相および／またはマルテンサイト相を含む複相組織を有する高張力厚鋼板であって、前記フェライト相が、平均粒径：３μm以下の微細フェライト相をフェライト相全量に対する面積率で40％以上含む相であり、前記ベイナイト相および／またはマルテンサイト相の長径が平均で５μm以上であることを特徴とする高張力厚鋼板。
【００１５】
（２）（１）において、前記高張力厚鋼板が、質量％で、Ｃ：0.03〜0.3％、Si：0.03〜1.5％、Mn：0.1〜３％、Al：0.1％以下、Ｎ：0.01％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする高張力厚鋼板。
（３）（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.001〜0.05％、Ｖ：0.001〜0.1％、Ti：0.001〜0.1％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成であることを特徴とする高張力厚鋼板。
【００１６】
（４）（２）または（３）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.01〜３％、Ni：0.01〜３％、Cr：0.01〜３％、Mo：0.01〜１％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成であることを特徴とする高張力厚鋼板。
（５）質量％で、Ｃ：0.03〜0.3％、Si：0.03〜1.5％、Mn：0.1〜３％、Al：0.1％以下、Ｎ：0.01％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、平均粒径が40μm以上のフェライト相とパーライト相とからなる組織を有する鋼素材を、（Ac1変態点＋30℃）〜（Ac1変態点＋100℃）の温度域の温度に加熱したのち、該鋼素材に、累積圧下率80％以上、圧延終了温度550℃以上とする小圧下多パス圧延を施し厚鋼板とし、ついで該厚鋼板に２〜80℃／ｓの平均冷却速度で300℃以下まで冷却する加速冷却を施すことを特徴とする高張力厚鋼板の製造方法。
【００１７】
（６）（５）において、前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.001〜0.05％、Ｖ：0.001〜0.1％、Ti：0.001〜0.1％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成を有することを特徴とする高張力厚鋼板の製造方法。
（７）（５）または（６）において、前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.01〜3％、Ni：0.01〜3％、Cr：0.01〜3％、Mo：0.01〜1％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成を有することを特徴とする高張力厚鋼板の製造方法。
【００１８】
（８）（５）ないし（７）のいずれかにおいて、前記加速冷却を施した後、200℃〜Ac1変態点の温度域の温度で焼鈍処理を施すことを特徴とする高張力厚鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１９】
本発明によれば、複雑な製造工程を経ることなく、工業的に容易にかつ安価に、耐疲労亀裂伝播特性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた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】
【００２０】
まず、本発明の高張力厚鋼板の組成限定理由について説明する。以下、とくに断らないかぎり、質量％は単に％と記す。
Ｃ：0.03〜0.3％
Ｃは、セメンタイトの形成を介してフェライトの連続再結晶を促進させ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0.03％以上の含有を必要とする。一方、0.3％を超える含有は、溶接性が低下する。このため、Ｃは0.03〜0.3％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.05〜0.15％である。
【００２１】
Si：0.03〜1.5％
Siは、脱酸剤として作用するとともに、固溶強化により鋼の強度を増加させる作用を有する有効な元素である。このような効果は、0.03％以上の含有で認められる。一方、1.5％を超える含有は、表面性状を損なううえ、靭性が極端に低下する。このため、Siは0.03〜1.5％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.03〜0.5％である。
【００２２】
Mn：0.1〜３％
Mnは、鋼中では強化元素として作用する。このような効果は0.1％以上の含有で認められる。一方、３％を超える多量の含有は、溶接性を低下させるとともに、材料コストの高騰を招く。このため、Mnは0.1〜３％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.1〜1.5％である。
【００２３】
Al：0.1％以下
Alは、脱酸剤として作用する元素であるが、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、0.1％を超える含有は、介在物量を増加させるとともに、靭性をも低下させる。このため、Alは0.1％以下に限定した。なお、好ましくは、0.06％以下である。
【００２４】
Ｎ：0.01％以下
Ｎは、鋼中のAlと結合しAlＮを形成し、圧延加工時の結晶粒の微細化を介して鋼の強化にも寄与する元素であり、このような効果を得るためには、0.002％以上含有することが望ましい。一方、0.01％を超える含有は、靭性を低下させる。このため、Alは0.01％以下に限定した。なお、好ましくは、0.002〜0.005％である。
【００２５】
上記した成分が基本成分であるが、本発明では基本成分に加えてさらに、Nb：0.001〜0.05％、Ｖ：0.001〜0.1％、Ti：0.001〜0.1％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Cu：0.01〜３％、Ni：0.01〜３％、Cr：0.01〜３％、Mo：0.01〜１％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。
Nb：0.001〜0.05％、Ｖ：0.001〜0.1％、Ti：0.001〜0.1％のうちから選ばれた１種または２種以上
Nb、Ｖ、Tiはいずれも、窒化物、炭化物、あるいは炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化し、鋼を強化する効果を有する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有できる。このような効果を得るためには、Nb、Ｖ、Tiを、それぞれ0.001％以上含有することが望ましい。一方、Nb：0.05％、Ｖ：0.1％、Ti：0.1％を超えて多量に含有すると、鋳片に割れを生じ、製造コストの高騰を招く。このため、Nb：0.001〜0.05％、Ｖ：0.001〜0.1％、Ti：0.001〜0.1％、の範囲にそれぞれ限定することが好ましい。
【００２６】
Cu：0.01〜３％、Ni：0.01〜３％、Cr：0.01〜３％、Mo：0.01〜１％のうちから選ばれた１種または２種以上
Cu、Ni、Cr、Moはいずれも、鋼の焼入れ性を高め、強度向上に直接寄与するとともに、靭性、高温強度あるいは耐候性などをも向上させる元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上含有できる。このような効果は、Cu、Ni、Cr、Mo、それぞれ0.01％以上の含有で顕著となるが、Cu：３％、Ni：３％、Cr：３％、Mo：１％をそれぞれ超える過度の含有は、靭性、溶接性を低下させる。このため、Cuは0.01〜３％、Niは0.01〜３％、Crは0.01〜３％、Moは0.01〜１％の範囲に、それぞれ限定することが好ましい。
【００２７】
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。不可避的不純物としては、Ｐ：0.04％以下、Ｓ：0.02％以下が許容できる。Ｐ：0.04％、Ｓ：0.02％をそれぞれ超える含有は、靭性を低下させる。
なお、本発明の効果が損なわれない限り、上記した成分以外に、Ｂ、REM、Zr、Ca、Mg等の元素を微量（0.01％以下程度）含有してもよい。
【００２８】
本発明の高張力厚鋼板は、上記した組成を有し、さらに、フェライト相を主相とし、第二相として、伸長したベイナイト相および／またはマルテンサイト相を含む複相組織を有する。なお、主相であるフェライト相は、面積率で70％以上とすることが好ましい。第二相としては、伸長したベイナイト相および／またはマルテンサイト相以外の相として、パーライト相を含有してもなんら問題はない。
【００２９】
耐疲労亀裂伝播特性および脆性亀裂伝播停止特性の向上に有利な組織は、微細な硬質相と超微細フェライト相の複相組織よりもむしろ、超微細フェライト相を含むフェライト相と、伸長した層状の硬質相（マルテンサイトおよび／またはベイナイト）との複相組織である。伸長した層状の硬質相は、超微細フェライト相との複合効果により耐疲労亀裂伝播特性および脆性亀裂伝播停止特性を飛躍的に向上させる。
【００３０】
本発明の厚鋼板では、主相である、フェライト相は、平均粒径：３μm以下の微細フェライト相を、フェライト相全量に対する面積率で40％以上含有する。微細フェライト相の粒径が３μmを超えて粗大化したり、微細フェライト相がフェライト相全量に対する面積率で40％未満では、厚鋼板の基本特性である所望の強度・靭性を確保することができなくなる。
【００３１】
また、本発明の厚鋼板は、第二相として、長径が平均で５μm以上の伸長した硬質相である、ベイナイト相および／またはマルテンサイト相を含む組織を有する。第二相を伸長した硬質相とすることにより、主相の微細フェライト相との複合効果により、疲労亀裂の伝播を遅延あるいは阻止することができると同時に、脆性亀裂の伝播も抑止することができるようになる。なお、第二相がパーライト相の場合には、耐疲労亀裂伝播特性および脆性亀裂伝播停止特性の向上は大きくない。主相を微細フェライト相としたうえで、第二相を硬質なベイナイト相および／またはマルテンサイト相を含む組織として初めて耐疲労亀裂伝播特性および脆性亀裂伝播停止特性が顕著に向上する。
【００３２】
なお、本発明では、硬質なベイナイト相および／またはマルテンサイト相の含有量は、とくに規定しないが、組織全量に対し面積率で10〜30％とすることが好ましい。10％未満では、耐疲労亀裂伝播特性および脆性亀裂伝播停止特性の向上が少なく、一方、30％を超えると靭性が低下する。
なお、硬質相の長径が５μm未満では、疲労亀裂伝播あるいは脆性亀裂伝播の障害にならず、疲労亀裂の伝播を遅延あるいは阻止する能力、あるいは脆性亀裂の伝播を抑止する能力が低下する。一方、硬質相の短径は、とくに規定しないが、３μm以下となる。硬質相の長径は、圧延方向断面を走査型顕微鏡（倍率：2000倍）で組織観察し、３個以上の硬質相についてその伸長方向の長さを求め、その平均値をいうものとする。
【００３３】
つぎに、上記した組成、組織を有する本発明高張力厚鋼板の好ましい製造方法について説明する。
本発明で使用する鋼素材（スラブ）は、上記した組成を有し、さらに粗大なフェライト＋パーライト組織を有する鋼素材とする。本発明で使用する鋼素材の組織限定理由はつぎのとおりである。
【００３４】
鋼素材の圧延前の組織（圧延前組織）を、粗大なフェライト＋パーライト組織とすることにより、圧延に際し、二相温度域に加熱すると、パーライト領域が逆変態してある程度粗大なオーステナイトとなる。この粗大なオーステナイトの影響で、その後に二相温度域における小圧下多パス圧延を施すと、フェライト粒に圧延による歪（圧延歪）を効果的に分配することができ、フェライトの連続再結晶が促進され、平均粒径で３μm以下の超微細なフェライト相を含むフェライト相を主相とした組織を形成することができる。また、この粗大なオーステナイト自体が、二相温度域での小圧下多パス圧延により伸長あるいは連結され、伸長したオーステナイトとなる。このような伸長したオーステナイトは、その後、急冷することにより、伸長したマルテンサイト相あるいはベイナイト相とすることができる。
【００３５】
このようなことは、鋼素材が平均粒径が40μm以上である粗大なフェライト＋パーライト組織を有する場合に顕著となる。鋼素材のフェライト粒径を40μm以上とすると、パーライトの大きさもそれに応じて粗大となり、二相温度域加熱時にある程度粗大なオーステナイトに逆変態する。平均粒径が40μm未満のフェライト＋パーライト組織では、その後に二相温度域圧延を施しても、上記したようなフェライトの連続再結晶を促進することはできず、微細なフェライト相を多く含むフェライト相を主相とした組織を形成することができない。このようなことから、鋼素材の圧延前組織における、フェライト＋パーライトの平均粒径を40μm以上に限定した。
【００３６】
一方、鋼素材の圧延前組織が、ベイナイトやマルテンサイト主体の組織である場合には、鋼素材を二相温度域に加熱すると、微細に分散したセメンタイトを核生成サイトとして微細なオーステナイトが析出するとともに、ベイナイトやマルテンサイトが焼戻された組織となる。このような微細なオーステナイトが存在する組織に、二相温度域での圧延を施すと、フェライト相に圧延歪を効果的に分配することができなくなり、フェライトの連続再結晶が促進されず、微細なフェライト相を形成させることができなくなる。また、圧延後に水冷しても、得られる組織は、微細なマルテンサイト相および／またはベイナイト相を含む組織となるだけである。
【００３７】
このように、圧延前の鋼素材の組織（圧延前組織）が、粗大なフェライト＋パーライト組織でない場合には、その後に二相温度域圧延を施しても、微細なフェライト相を多く含むフェライト相を主相とし、第二相として、層状の、伸長したマルテンサイト相および／またはベイナイト相を含む複相組織を得ることが困難である。
上記した組成および組織を有する鋼素材の製造方法は、とくに限定する必要なく、公知の方法がいずれも適用できる。上記した組成の溶鋼を通常の溶製方法で溶製し、通常の鋳造方法で所定の寸法形状の鋼素材とすることが好ましい。上記した組織を確保するために、鋳造のまま、あるいは鋳造後、オーステナイト再結晶域で圧延し、その後、空冷することが好ましい。これにより、フェライト＋パーライト組織でフェライト粒が40μm以上の粗大組織を得ることができる。
【００３８】
ついで、上記した組成および組織を有する鋼素材は、（Ac1変態点＋30℃）〜（Ac1変態点＋100℃）の温度域の温度に加熱される。鋼素材の加熱は、Ac1変態点未満の温度から行い、加熱速度はとくに限定されない。加熱温度が（Ac1変態点＋30℃）未満では、形成されるオーステナイトの面積率が５％以下と少なく、その後の圧延でフェライトに効果的に歪を導入することができなくなり、フェライトの連続再結晶が促進されず、微細なフェライト相を形成することができないことに加えて、冷却後に第二相である伸長した層状のマルテンサイト相やベイナイト相が少量しか得られず、優れた耐疲労亀裂伝播特性および優れた脆性亀裂伝播停止特性を確保できなくなる。一方、加熱温度が、（Ac1変態点＋100℃）を超えて高温となると、オーステナイト面積率が50％を超え、冷却後に生成するベイナイトやマルテンサイトの量が増えて逆に靭性の低下を招く。このようなことから、鋼素材の加熱温度は、（Ac1変態点＋30℃）〜（Ac1変態点＋100℃）の温度域の温度に限定した。
【００３９】
ついで、上記した条件で加熱された鋼素材に、累積圧下率80％以上、圧延終了温度550℃以上とする小圧下多パス圧延を施し厚鋼板とする。
上記した条件で加熱された鋼素材に、累積圧下率：80％以上の小圧下多パス圧延を施すことにより、フェライトの連続再結晶が生じ、平均結晶粒径で３μm以下という、フェライト結晶粒の微細化が達成できる。これにより、厚鋼板の高靭化が可能となるうえ、層状の第二相が形成でき、耐疲労亀裂伝播特性および脆性亀裂伝播停止特性を飛躍的に向上させることが可能となる。一方、累積圧下率：80％未満ではフェライトの連続再結晶が十分に促進されず、微細フェライト相をフェライト相全量に対する面積率で40％以上とすることができず、靭性、耐疲労亀裂伝播特性および脆性亀裂伝播停止特性を向上させることができなくなるとともに、オーステナイトを伸長した層状のオーステナイト相とすることができず、その後に加速冷却を施しても、伸長し、長径が５μm以上の、層状の硬質相を形成することができず、耐疲労亀裂伝播特性および脆性亀裂伝播停止特性を顕著に向上させることができなくなる。
【００４０】
小圧下多パス圧延を二相温度域の温度で開始しても、多パス圧延の過程で鋼板からの抜熱により、圧延温度が低下する。連続再結晶したフェライトの粒径は圧延温度が低くなるほど微細になるため、強度・靭性向上の観点からは、多少、圧延温度が低下しても大きな問題とはならない。しかし、圧延温度が550℃より低下すると、厚板製造設備への負荷が大きくなるうえ、フェライトの連続再結晶が生じにくくなり、単に加工を受けて展伸しただけのフェライト相となる領域が増加する。このため、圧延終了温度を550℃以上の温度に限定した。
【００４１】
なお、ここでいう「小圧下多パス圧延」とは、平均圧下率（１パス当りの圧下率）が５〜15％の圧延パスを複数回行い所定の累積圧下率とする圧延をいうものとする。１パス当りの圧下率が５％未満では、圧延時の抜熱が大きくなり、フェライトの連続再結晶が生じにくくなる。また、１パスあたりの圧下率が15％を超えると圧延負荷が過大となる。
なお、各圧延パスでの歪速度はとくに限定する必要はなく、通常の厚板製造設備における歪速度である５〜30／ｓ程度あれば十分である。また、フェライトの連続再結晶を生じさせるためには、上記した温度域での各圧延パス間の時間を10ｓ以下とすることが好ましい。
【００４２】
上記した多パス圧延を終了後、厚鋼板に、ついで加速冷却を施す。加速冷却を施すことにより、伸長した層状のオーステナイト相を、伸長した層状のマルテンサイト相および／またはベイナイト相に変態させる。加速冷却における冷却速度は、平均冷却速度で２〜80℃／ｓ程度とすることが好ましい。平均冷却速度が２℃／ｓ未満では第二相としてパーライトの混入が多くなり、一方80℃／ｓを超えると歪が多くなり、板矯正を必要とし工程が複雑となる。
【００４３】
また、加速冷却の冷却停止温度は、オーステナイトがベイナイトまたはマルテンサイトに変態完了する温度以下、すなわち、本発明における組成範囲であれば、300℃以下の温度とすることが好ましい。冷却停止温度が300℃超ではオーステナイトからベイナイトまたはマルテンサイトが十分に得られない。
また、上記した小圧下多パス圧延を行った後、200℃以上Ac1変態点未満の温度域の温度で焼鈍処理を行ってもよい。小圧下多パス圧延後に焼鈍処理を施すことにより、鋼板の強度・靭性バランスが改善する。焼鈍温度が200℃未満では、焼鈍温度が低すぎて、所期した効果が得られない。一方、Ac1変態点以上の高温となると、冷却後に硬質相が生成し靭性が低下する。このため、焼鈍処理は200℃以上Ac1変態点未満の温度域の温度で行うことが好ましい。なお、目標強度を満足するように、鋼片の組成に応じて上記した焼鈍処理の好適温度範囲内で、適宜、焼鈍温度を調整することが必要となることはいうまでもない。
【実施例１】
【００４４】
表１に示す組成の溶鋼を溶製し、インゴット（150kg）に鋳造した。そしてこれらインゴットを分塊圧延し、鋼素材（板厚120mm）とした。得られた鋼素材の組織を表２に示す。なお、鋼素材の製造においては、オーステナイトの再結晶温度域である950〜1100℃での圧下量を変化させ、再結晶オーステナイト粒径を調整し、γ→α変態後のフェライト粒径を20〜100μmの範囲に調整した。なお、一部の鋼素材では、分塊圧延後に水冷し、組織をベイナイト組織とした。
【００４５】
次いで該鋼素材に、表２に示す加熱温度に加熱したのち、実験圧延設備を用いて、表２に示す条件で小圧下多パス圧延を施し、圧延終了後、表２に示す条件で加速冷却を施し、表２に示す板厚の厚鋼板とした。参考として、小圧下多パス圧延の加熱時のオーステナイトの面積率を表２に併記した。加熱時のオーステナイトの面積率は、圧延用とは別に同一鋼素材を用意し、該鋼素材を加熱した状態から水冷して組織を観察することにより求めた。なお、平均冷却速度は、冷却開始から300℃までの平均値で示した。
【００４６】
一部の厚鋼板については焼鈍処理を施した。なお、焼鈍処理は所定の温度に60min保持したのち空冷する処理とした。
また、小圧下多パス圧延の１パス当りの平均圧下率は11％、圧延パス数は８〜20パス、パス間時間は概ね８ｓ程度、また歪速度は10／ｓ程度であった。
なお、各鋼素材の変態点（Ac1、Ac3）は、次式から算出した。
【００４７】
Ac1（℃）=751−26.6Ｃ＋17.6Si−11.6Mn−22.9Cu−23Ni＋24.1Cr＋22.5Mo
−39.7Ｖ−5.7Ti＋233Nb−169sol.Al−895Ｂ
Ac3（℃）＝937−476.5Ｃ＋56Si−19.7Mn−16.3Cu−26.6Ni−4.9Cr＋38.1Mo
＋124.8Ｖ＋136.3Ti−19Nb＋198 sol.Al＋3315Ｂ
（ここで、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ti、Nb、Al、Ｂ：元素含有量（質量％））
得られた厚鋼板について、引張試験、衝撃試験、および疲労亀裂伝播試験を実施し、強度、靭性、および耐疲労亀裂伝播停止特性を評価した。
【００４８】
引張試験は、得られた厚鋼板の板厚中心部から引張方向が圧延方向（板長方向）となるように、JIS 4号試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、降伏強さYS、引張強さTSを求めた。
衝撃試験は、得られた厚鋼板の板厚中心部から圧延方向に、Ｖノッチ試験片を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、20℃における吸収エネルギー（Ｊ）および破面遷移温度vＴrs（℃）を求めた。なお、20℃における吸収エネルギー（Ｊ）は試験片３本の平均値とした。
【００４９】
疲労亀裂伝播試験は、得られた厚鋼板の板厚中心部から、疲労亀裂伝播方向が圧延方向と直角方向になるように、図１に示すようなコンパクト試験片を採取し、試験した。なお、試験片には、予め疲労予亀裂を導入した。試験条件は、周波数：25Hz、最大荷重：720kgf、最小荷重：72kgfとし、ΔＫ＝15MPa √mにおける疲労亀裂伝播速度da/dN（m/cycle）を求めた。
【００５０】
なお、得られた厚鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面について、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡（倍率：2000倍）を用いて撮像し、画像解析装置を用いて、フェライト相の平均結晶粒径および面積分率、平均粒径３μm以下の粒径を有する微細フェライト相の面積率、硬質相の長径を測定した。なお、フェライト相の平均結晶粒径は、フェライト粒それぞれの面積を測定し、その面積から円相当径を算出し該結晶粒の粒径とし、その平均値をその鋼板のフェライト相の平均結晶粒径とした。なお、測定する視野数は３視野以上とした。
【００５１】
得られた結果を表３に示す。
【００５２】
【表１】
2007277697.tif 000002
【００５３】
【表２】
2007277697.tif 000003
【００５４】
【表３】
2007277697.tif 000004
【００５５】
本発明例はいずれも、目標の引張強さ：570MPa以上の強度と、目標の20℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーvＥ20が70Ｊ以上の靭性を有し、疲労亀裂伝播速度が低下して耐疲労亀裂伝播特性に優れた高張力厚鋼板となっている。なお、小圧下多パス圧延後に焼鈍処理を施すことにより、フェライトの静的再結晶により、強度が若干低下するが靭性が顕著に向上し、強度−靭性バランスが向上した厚鋼板となっている（鋼板No.14、No.15）。
【００５６】
一方、本発明の範囲を外れる比較例は、強度が不足しているか、あるいは靭性が不足しているか、耐疲労亀裂伝播特性が低下しているか、あるいは強度、靭性、耐疲労亀裂伝播特性がともに低下している。
鋼素材の加熱温度が本発明範囲を低く外れた比較例（鋼板No.１、No.２）では、圧延開始時のオーステナイトの面積率が０％、４％と、低いため、累積圧下率90％の多パス圧延を施しているにもかかわらず、フェライトの連続再結晶が十分に誘起せず、微細なフェライト相の面積率が少ない。鋼板No.１では、加熱温度がAc1変態点未満であったため、第二相が伸長したパーライト相となっている。鋼板No.２では、第二相として伸長したマルテンサイト相が形成されるがその量が少なく、耐疲労亀裂伝播特性が低下している。また、鋼素材の加熱温度が本発明範囲を高く外れた比較例（鋼板No.５）では、圧延開始時のオーステナイトの面積率が65％と高くなり、第二相が増加し、微細フェライト相の面積率が低下し、靭性が低下している。
【００５７】
また、鋼素材のフェライト相の平均粒径が本発明の範囲を低く外れた比較例（鋼板No.６）では、圧延前の加熱状態でのオーステナイト粒径が適正範囲を外れ、第二相として長径：５μm以上の伸展した硬質相が得られず、また、鋼素材の組織が本発明の範囲を外れた比較例（鋼板No.８）では、第二相として長径：５μm以上の伸展した硬質相が得られず、耐疲労亀裂伝播特性が低下している。
【００５８】
また、小圧下多パス圧延での累積圧下率が本発明範囲を低く外れた比較例（鋼板No.９、No.10）では、小圧下多パス圧延でフェライトの連続再結晶が十分に促進されず微細フェライトの面積率が低い。また、第二相としてパーライト相が多く混入するため、靭性、耐疲労亀裂伝播特性が低下している。
また、小圧下多パス圧延の圧延終了温度が本発明範囲を低く外れた比較例（鋼板No.12）では、微細フェライトの面積率が低下し、伸長したフェライト相が増加するため、靭性が著しく低下している。
【実施例２】
【００５９】
表１に示す組成の溶鋼を溶製し、インゴット（150kg）に鋳造した。そしてこれらインゴットを分塊圧延し、鋼素材（板厚120mm）とした。得られた鋼素材の組織を表４に示す。なお、鋼素材の製造においては、オーステナイトの再結晶温度域である950〜1100℃での圧下量を変化させ、再結晶オーステナイト粒径を調整し、γ→α変態後のフェライト粒径を20〜100μmの範囲に調整した。なお、一部の鋼素材では、分塊圧延後に水冷し、組織をベイナイト組織とした。
【００６０】
次いで該鋼素材に、表４に示す加熱温度に加熱したのち、実験圧延設備を用いて、表４に示す条件で小圧下多パス圧延を施し、圧延終了後、表４に示す条件で加速冷却を施し、表４に示す板厚の厚鋼板とした。参考として、小圧下多パス圧延の加熱時のオーステナイトの面積率を表４に併記した。加熱時のオーステナイトの面積率は、実施例１と同様に、圧延用とは別に同一鋼素材を用意し、該鋼素材を加熱した状態から水冷して組織を観察することにより求めた。なお、平均冷却速度は、冷却開始から300℃までの平均値で示した。
【００６１】
実施例１と同様に、一部の厚鋼板については焼鈍処理を施した。なお、焼鈍処理は所定の温度に60min保持したのち空冷する処理とした。
また、小圧下多パス圧延の１パス当りの平均圧下率は11％、圧延パス数は８〜20パス、パス間時間は概ね８ｓ程度、また歪速度は10／ｓ程度であった。
なお、各鋼素材の変態点（Ac1、Ac3）は、次式から算出した。
【００６２】
Ac1（℃）=751−26.6Ｃ＋17.6Si−11.6Mn−22.9Cu−23Ni＋24.1Cr＋22.5Mo
−39.7Ｖ−5.7Ti＋233Nb−169sol.Al−895Ｂ
Ac3（℃）＝937−476.5Ｃ＋56Si−19.7Mn−16.3Cu−26.6Ni−4.9Cr＋38.1Mo                      ＋124.8Ｖ＋136.3Ti−19Nb＋198 sol.Al＋3315Ｂ
（ここで、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ti、Nb、Al、Ｂ：元素含有量（質量％））
得られた厚鋼板について、引張試験、衝撃試験、および脆性亀裂伝播停止試験を実施し、強度、靭性、および脆性亀裂伝播停止特性を評価した。
【００６３】
引張試験、衝撃試験は、実施例１と同様に、実施した。
脆性亀裂伝播停止試験は、ＮＲＬ落重試験とした。ＮＲＬ落重試験は、得られた厚鋼板からNRL落重試験片（Ｐ−２試験片：厚さ19mm×幅50mm×長さ130mm）を、試験片長手方向が厚鋼板の圧延方向に一致するように採取し、ASTM E208の規定に準拠して行い、NDT温度を求めた。
【００６４】
なお、得られた厚鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面について、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡（倍率：2000倍）を用いて撮像し、画像解析装置を用いて、フェライト相の平均結晶粒径および面積分率、平均粒径３μm以下の粒径を有する微細フェライト相の面積率、硬質相の長径を測定した。なお、フェライト相の平均結晶粒径は、フェライト粒それぞれの面積を測定し、その面積から円相当径を算出し該結晶粒の粒径とし、その平均値をその鋼板のフェライト相の平均結晶粒径とした。なお、測定する視野数は３視野以上とした。
【００６５】
得られた結果を表５に示す。
【００６６】
【表４】
2007277697.tif 000005
【００６７】
【表５】
2007277697.tif 000006
【００６８】
本発明例はいずれも、目標の引張強さ：570MPa以上の強度と、目標の20℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーvＥ20が70Ｊ以上の靭性を有し、NDT温度が−130℃以下と脆性亀裂伝播停止特性に優れた高張力厚鋼板となっている。なお、小圧下多パス圧延後に焼鈍処理を施すことにより、フェライトの静的再結晶により、強度が若干低下するが靭性が顕著に向上し、強度−靭性バランスが向上した厚鋼板となっている（鋼板No.33、No.34）。
【００６９】
一方、本発明の範囲を外れる比較例は、強度が不足しているか、あるいは靭性が不足しているか、脆性亀裂伝播停止特性が低下しているか、あるいは強度、靭性、脆性亀裂伝播停止特性がともに低下している。
鋼素材の加熱温度が本発明範囲を低く外れた比較例（鋼板No.20、No.21）では、圧延開始時のオーステナイトの面積率が０％、４％と、低いため、累積圧下率90％の多パス圧延を施しているにもかかわらず、フェライトの連続再結晶が十分に誘起せず、微細なフェライト相の面積率が少ない。鋼板No.20では、加熱温度がAc1変態点未満であったため、第二相が伸長したパーライト相となっている。鋼板No.21では、第二相として伸長したマルテンサイト相が形成されるがその量が少なく、脆性亀裂伝播停止特性が低下している。また、鋼素材の加熱温度が本発明範囲を高く外れた比較例（鋼板No.24）では、圧延開始時のオーステナイトの面積率が65％と高くなり、第二相が増加し、微細フェライト相の面積率が低下し、靭性が低下している。
【００７０】
また、鋼素材のフェライト相の平均粒径が本発明の範囲を低く外れた比較例（鋼板No.25）、では、圧延前の加熱状態でのオーステナイト粒径が適正範囲を外れ、第二相として長径：５μm以上の伸展した硬質相が得られず、また、鋼素材の組織が本発明の範囲を外れた比較例（鋼板No.27）、では、第二相として長径：５μm以上の伸展した硬質相が得られず、脆性亀裂伝播停止特性が低下している。
【００７１】
また、小圧下多パス圧延での累積圧下率が本発明範囲を低く外れた比較例（鋼板No.28、No.29）では、小圧下多パス圧延でフェライトの連続再結晶が十分に促進されず微細フェライトの面積率が低い。また、第二相としてパーライト相が多く混入するため、靭性、耐疲労亀裂伝播特性が低下している。
また、小圧下多パス圧延の圧延終了温度が本発明範囲を低く外れた比較例（鋼板No.31）では、微細フェライトの面積率が低下し、伸長したフェライト相が増加するため、靭性が著しく低下している。
【図面の簡単な説明】
【００７２】
【図１】実施例で疲労亀裂伝播試験に用いた、コンパクト試験片の寸法形状を示す説明図である。
【図１】
2007277697.tif 000007