(57)【要約】【課題】優れた靭性と、780MPa以上の引張強さとを有する高靭性高張力鋼板を、安価にしかも高い生産能率で製造できる高靭性高張力鋼板の製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：0.05〜0.15％、Si：0.05〜0.50％、Mn：0.4〜2.0％、Cr：0.03〜1.0％、Mo：0.05〜0.80％、Al：0.005〜0.1％、Ｎ：0.007％以下を含有し、残部が実質的に鉄および不可避的不純物からなる組成の鋼片に、1000℃以上1300℃以下の温度に加熱し、所定板厚の鋼板とする熱間圧延を行い、引続き鋼板の平均温度がAr3変態点以上の温度から（Ms点＋40℃）〜（Ms点−100℃）の温度範囲の温度まで冷却し、冷却停止する。冷却停止から30秒未満の間に、鋼板の平均温度が１℃/s以下の加熱速度で、表面の最高到達温度が400℃以上Ac1変態点以下の温度に再加熱する再加熱処理を施す。これにより、板厚方向のいずれの位置においても従来にくらべ優れた靭性と、780MPa以上の引張強さとを有する高靭性高張力鋼板を、安価にしかも高い生産能率で製造できる。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.05〜0.15％、                      Si：0.05〜0.50％、
Mn：0.4〜2.0％、                        Cr：0.03〜1.0％、
Mo：0.05〜0.80％、                      Al：0.005〜0.1％、
Ｎ：0.007％以下
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片に、1000〜1300℃の範囲の温度に加熱し、所望板厚の鋼板とする熱間圧延と、該熱間圧延後直ちに、該鋼板に該鋼板の平均温度でAr３変態点以上の温度から冷却を開始し、（Ｍs点＋40℃）〜（Ｍs点−100℃）の範囲の温度で冷却を停止する冷却処理と、該冷却を停止してから30ｓ未満以内に、該鋼板の平均温度で1℃/s以下の加熱速度で、該鋼板の表面の最高到達温度が400℃以上Ac１変態点以下の温度となるように再加熱する再加熱処理とを、順次施すことを特徴とする引張強さが780MPa以上の高靭性高張力鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記冷却処理における冷却を、前記鋼板の平均温度で、上部臨界冷却速度以上の冷却速度で行う処理とすることを特徴とする請求項１に記載の高靭性高張力鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記組成に加えてさらに、質量％で、下記ａ群〜ｃ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１または２に記載の高靭性高張力鋼板の製造方法。
記
ａ群：Ni：0〜3.5％、Cu：0.1〜1.0％、Ｖ：0.005〜0.1％、Ｂ：0.0005〜0.003％のうちから選ばれた1種または2種以上、
ｂ群：Ti：0.005〜0.03％、Nb：0.005〜0.05％のうちから選ばれた1種または2種、
ｃ群：Ca：0.0005〜0.01％
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、海洋構造物、タンク、圧力容器、ペンストック、橋梁などの溶接構造物用として好適な高張力鋼板の製造方法に係り、とくに引張強さが780MPa以上で靭性に優れた高靭性高張力鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、溶接構造物の大型化に伴い、使用される鋼板には高強度化が要求され、特に、海洋構造物、タンク、圧力容器、ペンストック、橋梁などの溶接構造物には、780MPa級あるいは950MPa級の引張強さを有する高張力鋼板が使用されている。通常、780MPa級以上の高張力鋼板では、Ni、Cr、Moなどの焼入性を高める元素を多量に添加し、焼入れ（直接焼入れを含む）処理によりマルテンサイト相を主体とする組織としたのち、さらに焼戻処理を施すことにより、強度・靭性バランスを適正化した鋼板としている。一般に、焼入れままのマルテンサイト組織は、高強度であるが脆いため、焼戻処理が必須となっている。
【０００３】
しかし、このような鋼板の高強度化に伴い、溶接性や靭性が低下する傾向にあることから、溶接構造物の信頼性、安全性の観点から、溶接性の向上や溶接継手部の靭性向上は勿論のこと、母材靭性に対しても更なる向上が要求されている。
このような要求に対し、例えば、特許文献１には、Ｃ、Si、Mn、Nb、Ti、Cu、Ni、Al、Ｎを適正量に調整した鋼を、加熱したのち、900℃以下の温度で累積圧下率50％以上の圧下を加え、900℃〜Ａr３変態点の温度で圧延を完了し、直ちに580〜300℃の温度まで加速冷却し、冷却後該温度域で等温保持、または該温度域で0.5℃／ｓ以下の冷却速度で冷却し、ついでＡc３変態点〜（Ａc３変態点＋100℃）の温度域に再加熱したのち焼入れし、その後焼戻す、780MPa級高張力鋼の製造方法が提案されている。しかし、特許文献1に記載された技術では、900℃以下の温度で累積圧下率50％以上という通常より低い温度で負荷の大きい圧延が必要であるとともに、これら一連の複雑な処理を必要とするため、生産能率が低下するとともに製造コストが増大するという問題があった。
【０００４】
また、特許文献２には、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Mo、Ｎ、Nb、Ti、Ｂ、Al、Ｎを適正量に調整した鋼片の熱間圧延において、一次圧延後、表面温度が350℃以上Ａr３変態点−25℃以下の温度まで水冷したのち、冷却を中断し、Ａc１変態点とＡc３変態点の中間温度以上に復熱する過程で、表層部がオーステナイト（γ）未再結晶温度域に、中心部がγ再結晶温度域にある状態で、累積圧下率50％以上の圧延を行い、復熱後焼入れ,焼戻する、亀裂伝播停止特性に優れた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２に記載された技術でも、圧延負荷と一連の処理の複雑さにより、生産能率の著しい低下を招くおそれがあり、実操業プロセスに適用するにはさらに解決しなければならない多くの問題を残している。
【０００５】
また、特許文献３には、Ｃ、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、Ｂを適正量に調整し、さらに含有合金元素量に関係し、冷却後の組織を表現するパラメータＨを適正範囲とした鋼材に、所定温度域に加熱し、800℃以下歪回復温度以上の温度で圧下率30％以上の熱間圧延を施し、500℃以下の温度域に急冷する溶接性と表層部靭性に優れた高張力鋼板の製造方法が提案されている。この方法によれば、溶接性および、表層部を含めて、厚肉鋼板の靭性を向上させることができるとしている。しかし、特許文献３に記載された方法では、オースフォーミング効果を十分に確保するため、800℃以下の極端に低い温度での圧延を必須としており、やはり、圧延負荷が増大するとともに、生産能率が大幅に低下するという問題があった。
【０００６】
また、特許文献４には、Ｃ、Si、Mn、Alを適正量含む鋼片に、熱間圧延を施したのち、Ａr３変態点以上の温度域から350〜500℃の温度域まで急冷し、さらに200℃以下の温度域まで空冷あるいは徐冷し、しかるのちに焼戻処理する、引張強さが78kgf/mm２（765MPa）以上で降伏比85％以下の低降伏比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４に記載された方法は、200℃以下の温度域まで空冷または徐冷するのに時間を要するとともに、これら一連の複雑な処理を必要とするため、生産能率が低下するうえ、特許文献４に記載された技術で製造された鋼板は、実施例から判断して通常の焼入れ焼戻処理による鋼板に比べて、靭性が向上しないという問題があった。
【特許文献１】特許第2692523号公報
【特許文献２】特開平9-041077号公報
【特許文献３】特開2001-303169号公報
【特許文献４】特開平4-52225号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
一般に、下部ベイナイト組織を有する鋼板はマルテンサイト組織の鋼板に比べて、強度・靭性バランスが優れていることが知られており、従来の焼入れ処理においても、冷却速度を制御することによって下部ベイナイト組織を得ることができるが、下部ベイナイト組織を得るための適正な冷却速度範囲は非常に狭い。このため、鋼板の部位によって冷却速度に僅かなばらつきがあると、冷却速度が速い部分ではマルテンサイトが、遅い部分では上部ベイナイトや島状マルテンサイトが生成する場合があり、従来の技術によって、靭性の向上と高い生産能率を両立させて、安定した強度、靭性を有する下部ベイナイト組織を得るには、多くの困難な問題が残されていた。
【０００８】
本発明は、上記した従来技術の問題点を有利に解決し、従来の焼入れ焼戻し処理により製造された鋼板に比べて、板厚方向のいずれの位置においても優れた靭性と、780MPa以上の引張強さとを有する高靭性高張力鋼板を、安価にしかも高い生産能率で製造できる、高靭性高張力鋼板の製造方法を提供することを目的とする。なお、本発明の「高張力鋼板」は、板厚：15〜70mm程度の厚鋼板を対象とする。また、本発明でいう「高靭性」とは、JIS Z 2242−2005の規定に準拠して決定された破面遷移温度vTrsが−70℃以下である場合をいうものとする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
発明者らは、上記した課題を解決するために、780MPa級以上の高張力鋼板の靭性向上に及ぼす各種要因について鋭意研究した。その結果、熱間圧延後の直接焼入れの冷却に際し、中央部を低温まで冷却することなく所定温度範囲内の温度とし、しかも冷却停止後直ちに、鋼板中央部をゆっくりした加熱速度で、所定の温度まで再加熱することにより、とくに中央部が優れた靭性となるとともに、板厚方向のいずれの位置においても、優れた靭性を有する高靭性高張力鋼板とすることができることを知見した。また、同時に生産能率も顕著に上昇することを知見した。
【００１０】
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.05〜0.15％、Si：0.05〜0.50％、Mn：0.4〜2.0％、Cr：0.03〜1.0％、Mo：0.05〜0.80％、Al：0.005〜0.1％、Ｎ：0.007％以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼片に、1000〜1300℃の範囲の温度に加熱し、所望板厚の鋼板とする熱間圧延と、該熱間圧延後直ちに、該鋼板に該鋼板の平均温度でAr３変態点以上の温度から冷却を開始し、（Ｍs点＋40℃）〜（Ｍs点−100℃）の範囲の温度で冷却を停止する冷却処理と、該冷却を停止してから30ｓ未満以内に、該鋼板の平均温度で1℃/s以下の加熱速度で、該鋼板の表面の最高到達温度が400℃以上Ac１変態点以下の温度となるように再加熱する再加熱処理とを、順次施すことを特徴とする引張強さが780MPa以上の高靭性高張力鋼板の製造方法。
【００１１】
（２）（１）において、前記冷却処理における冷却を、前記鋼板の平均温度で、上部臨界冷却速度以上の冷却速度で行う処理とすることを特徴とする高靭性高張力鋼板の製造方法。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、次ａ群〜ｃ群
ａ群：Ni：0〜3.5％、Cu：0.1〜1.0％、Ｖ：0.005〜0.1％、Ｂ：0.0005〜0.003％のうちから選ばれた1種または2種以上、
ｂ群：Ti：0.005〜0.03％、Nb：0.005〜0.05％のうちから選ばれた1種または2種、
ｃ群：Ca：0.0005〜0.01％、
のうちから選ばれた１群または２群以上を含有する組成とすることを特徴とする高靭性高張力鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、板厚方向のいずれの位置においても従来にくらべ優れた靭性と、780MPa以上の引張強さとを有する高靭性高張力鋼板を、安価にしかも高い生産能率で製造でき、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】
【００１３】
本発明の高靭性高張力鋼板の製造方法では、所定の組成を有する溶鋼を公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法、造塊−分塊圧延等の公知の方法で鋼片（スラブ）とし、出発素材とする。まず、本発明で出発素材として使用する鋼片の組成限定理由について説明する。なお、以下、％は、とくに断わらない限り、質量％を表すものとする。
Ｃ：0.05〜0.15％
Ｃは、高張力鋼板としての母材強度確保に有効な元素であり、本発明では0.05％以上の含有を必要とする。Ｃ含有量が0.05％未満では、焼入れ性が低下し、強度確保のために、Cu、Ni、Cr、Moなどの焼入性向上元素の多量含有を必要とし、溶接性の低下を招くとともに、製造コストの高騰を招く。一方、0.15％を超える含有は、溶接性を著しく低下させることに加え、溶接継手部の靭性低下を招く。このため、Ｃは0.05〜0.15％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.08〜0.14％である。
【００１４】
Si：0.05〜0.50％
Siは、母材強度および溶接継手強度を確保する上で有効な元素であり、本発明では0.05％以上の含有を必要とする。しかし、0.50％を超える多量の含有は、溶接性の低下と溶接継手部の靭性低下を招く。このため、Siは0.05〜0.50％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.05〜0.40％である。
【００１５】
Mn：0.4〜2.0％
Mnは、母材強度および溶接継手部強度を確保する上で有効な元素であり、本発明では0.4％以上の含有を必要とする。しかし、2.0％を超える多量の含有は、溶接性を低下させ、必要以上の焼入性向上をもたらし、母材靭性および溶接熱影響部の靭性を低下させる。このため、Mnは、0.4〜2.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.5〜1.7％である。
【００１６】
Cr：0.03〜1.0％
Crは、焼入性を高め、鋼板の強度確保のために有効な元素であり、本発明では0.03％以上の含有を必要とする。一方、1.0％を超える過剰な含有は溶接熱影響部を硬化させ、溶接性および溶接熱影響部の靭性を低下させる。このため、Crは0.03〜1.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.1〜0.7％である。
【００１７】
Mo：0.05〜0.80％
Moは、焼入性を向上させ、さらに析出物を形成して鋼板の強度確保に有効な元素であり、本発明では0.05％以上の含有を必要とする。しかし、0.80％を超える多量の含有は、溶接性を低下させ、必要以上に焼入性を向上させる。このため、Moは0.05〜0.80％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.05〜0.75％である。
【００１８】
Al：0.005〜0.1％
Alは、鋼の脱酸剤として作用するとともに、Ｎと結合し結晶粒を微細化し、母材靭性の向上に寄与する元素であり、脱酸剤としては0.005％以上の含有で効果が認められるが、結晶粒微細化のためには0.010％程度以上の含有を必要とする。しかし、0.1％を超える含有は、母材靭性を低下させる。このため、Alは0.005〜0.1％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.010〜0.06％である。
【００１９】
Ｎ： 0.007％以下
Ｎは、不可避的に混合するが、Alと反応して析出物（AlN）を形成し、結晶粒を微細化し、母材靭性を向上させる。また、Ｎは、他の合金元素と結合して、析出物（窒化物、炭窒化物）を形成し、鋼板強度向上に寄与するため、このような目的で添加するようにしてもよい。一方、0.007％を超える含有は、むしろ母材靭性および溶接熱影響部の靭性を低下させる。このため、Ｎは0.007％以下に限定した。
【００２０】
上記した成分を基本成分とし、さらに必要に応じて、下記ａ群〜ｃ群から選ばれた１群または２群以上を選択して含有してもよい。
ａ群：Ni：0〜3.5%、Cu：0.1〜1.0％、Ｖ：0.005〜0.1％、Ｂ：0.0005〜0.003％のうちから選ばれた1種または2種以上
ａ群のNi、Cu、Ｖ、Ｂはいずれも、鋼板の母材強度を向上させる元素であり、選択して含有できる。
【００２１】
Niは、溶接性を害することなく鋼板の母材強度さらには母材靭性を向上させる元素であり、溶接部の破壊靭性などの要求がある場合に含有することが望ましい。このような効果を得るためには0.1％以上含有することが望ましいが、3.5％を超えて含有すると、溶接割れ感受性を増大させる恐れがある。このため、Niは、含有する場合には0.1〜3.5％の範囲とすることが好ましい。
【００２２】
Cuは、鋼中に固溶してあるいは析出物を形成して、鋼板の母材強度を向上させる元素である。このような効果は0.1％以上の含有で顕著となる。一方、1.0％を超える含有は、母材靭性および溶接熱影響部の靭性を低下させ、さらに熱間での延性を低下させる。このため、Cuは、含有する場合には0.1〜1.0％の範囲とすることが好ましい。
Ｖは、鋼板の母材強度を向上させる元素である。このような効果は0.005％以上の含有で顕著となる。一方、0.1％を超える含有は溶接性を低下させる。このため、Ｖは、含有する場合には0.005〜0.1％の範囲とすることが好ましい。
【００２３】
Ｂは、焼入れ性の向上により鋼板の母材強度を向上させる元素であり、極く微量の含有で焼入れ性向上効果が得られる。一方、過剰に含有すると、Ｂ析出物（例えばBN）を形成し、逆に焼入れ性が低下し、却って鋼板の母材強度が低下する。また、Ｂの過剰含有は、溶接熱影響部を著しく硬化させる。このようなことから、Ｂは含有する場合には0.0005〜0.0030％の範囲とすることが好ましい。
【００２４】
ｂ群：Ti：0.005〜0.03％、Nb：0.005〜0.05％のうちから選ばれた1種または2種
ｂ群のTi、Nbはいずれも、組織微細化に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。
Tiは、析出物を形成し、組織を微細化させる元素であり、このような効果は0.005％以上の含有で顕著となるが、0.03％を超える含有は、鋼板の母材靭性を低下させる。このため、Tiは、含有する場合には0.005〜0.03％の範囲とすることが好ましい。
【００２５】
Nbは、圧延時にNb（C，N）として析出し、ピンニング効果により再結晶粒の粗大化を抑制し、組織の微細化に寄与する。また、Nbは、析出強化により母材強度も向上させる。このような効果は、0.005％以上の含有で認められるが、0.05％を超えて含有すると、溶接割れ感受性が高まるとともに、溶接熱影響部の靭性が低下する。このため、Nbは、含有する場合には0.005〜0.05％の範囲とすることが好ましい。
【００２６】
ｃ群：Ca：0.0005〜0.01％
ｃ群のCaは、MnS等の、靭性に悪影響を及ぼす硫化物の形態を、圧延方向と垂直な方向の靭性向上に有利な球状に近い形態に制御する作用を有する元素であり、含有する場合には0.0005％以上とすることが好ましい。一方、0.01％を超える含有は、鋼の清浄性を低下させるとともに、内部欠陥発生の原因となる。このため、Caは、含有する場合には0.0005〜0.01％の範囲と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である。不可避的不純物としては、Ｐ：0.030％以下、Ｓ：0.025％以下、などが許容できる。
Ｐは、母材靭性および溶接熱影響部の靭性を低下させるため、できるだけ低減することが望ましいが、0.02％までは許容できる。また、Ｓは、介在物となり、清浄度を低下するとともに靭性を低下させる有害な元素であり、できるだけ低減することが望ましいが、0.005％までは許容できる。0.005％を超えて過剰に含有すると、清浄度が低下するとともに、Ｓを無害化するために必要なCa量が増加する。
【００２８】
本発明では、上記した組成の鋼片（スラブ）を、加熱し所望板厚の鋼板とする熱間圧延と、該熱間圧延後直ちに、該鋼板に冷却を行う冷却処理と、さらに該冷却処理に引き続き鋼板に再加熱を行う再加熱処理と、を順次施す。
熱間圧延
熱間圧延は、鋼片（スラブ）を1000〜1300℃の温度に加熱し、所望板厚の鋼板に圧延する処理とする。鋼片（スラブ）の加熱温度が、1000℃未満では、鋼中の成分を均一化し、Mo、V、Nbなどの析出強化元素を固溶させることが不十分となり、所望の強度、靭性が確保できない。一方、鋼片（スラブ）の加熱温度が、1300℃を超えて高温になると、結晶粒が粗大化し、母材の靭性低下を招くおそれがある。このため、鋼片（スラブ）の加熱温度は1000〜1300℃とするのが好ましい。なお、より好ましくは1200℃以下である。本発明では、加熱温度以外の熱間圧延の条件はとくに限定する必要はないが、母材靭性を向上させ、安定的に維持する観点から、1050℃以下の温度域で累積圧下率20％以上の圧延を行うのが好ましい。これにより、オーステナイト（γ）粒の再結晶が促進され、組織が細粒化し、母材靭性の向上および安定化が図れる。なお、同様の効果を得るために、各圧延パス毎の圧下率を5％以上、好ましくは10％以上としてもよい。
【００２９】
冷却処理
熱間圧延後直ちに行う冷却処理は、鋼板の平均温度で、Ａr３変態点以上の温度から冷却を開始し、（Ｍｓ点＋40℃）〜（Ｍｓ点−100℃）の範囲の温度で冷却を停止する処理とする。熱間圧延後の冷却開始温度は、鋼板の平均温度でＡr３変態点以上の温度とする。冷却開始温度がＡr３変態点未満の温度では、冷却開始前にフェライト変態が開始して、鋼板組織を所望の組織とすることができず、したがって、所望の母材強度および母材靭性を確保することができなくなる。なお、「平均温度」とは、板厚、表面温度および冷却条件等から、シミュレーション計算等により求められるものを用いることができるが、本発明では、差分法を用いて、板厚方向の温度分布を平均化することにより得られた温度を用いるものとする。
【００３０】
冷却処理おける冷却の方法は、とくに限定する必要はないが、通常の厚鋼板製造で用いられる水冷とすることが好ましい。
また、鋼板の平均温度での冷却速度は、冷却によって、所望の焼入れ組織が得られる冷却速度であればよく、とくに限定する必要はないが、フェライトや上部ベイナイトが析出しない冷却速度である、上部臨界冷却速度以上の冷却速度とすることが好ましい。上部臨界冷却速度は概ね５℃／ｓであるが、鋼板組成によって決まるため、予め実験などにより把握しておくことが好ましい。
【００３１】
上記した冷却は、（Ｍｓ点＋40℃）〜（Ｍｓ点−100℃）の範囲の温度で停止する。冷却停止後は、空冷することが好ましい。本発明では、冷却の停止温度を精度良く制御することにより、鋼板の組織調整を行う。冷却の停止温度が、（Ｍｓ点＋40℃）を超えて高い場合には、冷却停止とほぼ同時に上部ベイナイト変態あるいは島状マルテンサイトが生じる。このため、鋼板の強度および靭性が大きく低下する。一方、冷却の停止温度が（Ｍｓ点−100℃）未満の場合には、マルテンサイト変態が進行し、所望の組織を確保できなくなる。このようなことから、冷却の停止温度は、（Ｍｓ点＋40℃）〜（Ｍｓ点−100℃）の範囲の温度とする。なお、好ましくは（Ｍｓ点＋20℃）〜（Ｍｓ点−80℃）の範囲の温度である。なお、Ｍs点は、鋼板組成によって決まるため、予め実験などにより把握しておく必要があるが、次式によっても推定することができる。
【００３２】
Ｍs＝539−423Ｃ−30.4Mn−12.1Cr−17.7Ni−7.5Mo
（ここで、Ｃ、Mn、Cr、Ni、Mo：各元素の含有量（質量％））
再加熱処理
再加熱処理では、冷却停止後30ｓ未満以内に再加熱を開始する。再加熱処理は、鋼板の平均温度で1℃/s以下の加熱速度で、該鋼板の表面の最高到達温度が400℃以上Ac１変態点以下の温度となるように加熱する処理とする。冷却停止後の時間が30ｓ未満では、下部ベイナイト変態が完了せず、未変態オーステナイトが残存している。未変態オーステナイトが残存している状態から、鋼板の平均温度で１℃/s以下の加熱温度で加熱することにより、未変態オーステナイトから下部ベイナイトへの変態が促進され、鋼板中央部の組織を下部ベイナイト相を主相とする組織とすることができ、靭性が顕著に向上する。また、冷却停止後30ｓ未満という短時間で再加熱することにより、鋼板中央部を低温まで冷却することがなくなり鋼板中央部の組織を下部ベイナイト相を主相とする組織とすることが容易となるとともに、製造時間の短縮にも繋がる。なお、加熱速度が１℃/sより速い場合には、未変態オーステナイトが高温で変態し、上部ベイナイトまたは島状マルテンサイトが生成し、靭性が低下する。未変態オーステナイトを含む状態から再加熱されることにより、中央部の組織は下部ベイナイト相を主相とする組織となる。
【００３３】
再加熱処理は、例えば、図１に示すような、誘導加熱装置10により行うことができる。誘導加熱装置の配置は、本発明のプロセスを実現するためには、オンラインとすることが好ましい。また、誘導加熱装置によらず、図２に示すような、ガスを用いたバーナ炎２による加熱としてもよいが、誘導加熱装置による方が短時間で再加熱処理できるため、好ましい。なお、本発明では、再加熱処理は、上記した装置に限定されないことはいうまでもない。
【００３４】
再加熱処理における表面の最高到達温度が400℃未満の温度では、表層部の十分な焼戻し効果が期待できない。一方、表面の最高到達温度が、Ac１変態点を超える高い温度では、表層部でα→γ変態が生じ、靭性が低下する。なお、鋼板の中央部で下部ベイナイト相を主体とする組織を得るためには、１℃／ｓ以下の徐加熱が必要であるが、目的の母材強度を得るために、再加熱に際して強度確保のために適正な中心部温度とすることが好ましい。なお、本発明でいう「鋼板の表層部」とは、表面および裏面から板厚×0.2の領域を言い、「鋼板の中央部」とは、表面および裏面から板厚×0.2の領域を除いた鋼板内部をいうものとする。
【００３５】
鋼板の靭性向上という観点からは、板厚全域を下部ベイナイト相を主相とする組織とすることが好ましい。そこで、本発明では、上記したように冷却処理後に再加熱処理を施し、鋼板中央部を下部ベイナイト相を主相とする組織とする。下部ベイナイト相を主相とする組織は、40体積％超の下部ベイナイト組織であり、下部ベイナイト相分率が増えるほど、母材靭性が向上する傾向にあり、中央部では、とくに下部ベイナイト相が40体積％超で母材靭性が顕著に向上する。なお、中央部では、下部ベイナイト相が、部分的に95体積％以上となる組織としてもよいことはいうまでもない。鋼板の靭性向上という観点からは、中央部でも、下部ベイナイト相が多い方が好ましい。
【００３６】
厚鋼板に焼入れ処理を施した場合、鋼板の表面に近いほど冷却速度が速く、また、冷却を途中で停止したとしても、鋼板の表面に近いほどより低温まで冷却されるため、表面に近いほど低温変態相であるマルテンサイト相分率が高くなることは避けられない。
上記した条件で冷却したのち、上記した条件で再加熱処理を行う本発明では、鋼板表層部の組織は、再加熱処理により焼戻された、焼戻マルテンサイト相を主相とし、一部、下部ベイナイト相を、表層部全体の平均で５体積%以上含む組織となる。
【００３７】
表層部の焼戻マルテンサイト相は、鋼板の平均温度で加熱速度：１℃／ｓ以下の再加熱処理により得られた焼戻マルテンサイト相である。この焼戻マルテンサイト相は、比較的ゆっくり加熱され焼戻されたマルテンサイト相であり、マルテンサイト組織のラス内部に炭化物がその最大部寸法0.1μｍ程度で微細に析出した組織となる。なお、ここでいう「主相」とは、当該組織の分率が50体積％以上である場合をいうものとする。
【００３８】
また、表層部における下部ベイナイト相分率の上限はとくに規定する必要はないが、本発明の成分、製造方法では、30体積％程度とする。
【実施例】
【００３９】
表１に示す組成の鋼片に、表２に示す条件で、熱間圧延と、冷却処理と、再加熱処理とを順次施し、表２に示す各種板厚の厚鋼板とした。なお、冷却処理は、熱間圧延終了後直ちに水冷し、表２に示す温度で冷却を停止した。冷却停止後、表２に示す時間、空冷したのち再加熱処理を施した。再加熱処理では、誘導加熱装置を用いて、表２に示す加熱速度（平均温度）で、表２に示す表面到達温度まで焼戻する再加熱処理を施した。なお、一部は、同じく誘導加熱装置による急速再加熱処理とし比較例とした。
【００４０】
得られた厚鋼板について、組織調査、引張試験、シャルピー衝撃試験を実施し、強度および靭性を評価した。試験方法はつぎのとおりとした。
（１）組織調査
得られた各厚鋼板の板厚1/2ｔ部（中央部）、および表面から（板厚×0.2）の領域（表層部）から、試験片を採取し、光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡または透過型電子顕微鏡を用いて、組織観察を行い、各部における組織分率（体積％）を求めた。組織分率（体積％）は、顕微鏡観察により得られた面積分率（面積％）を体積分率（体積％）に変換することにより求めた。なお、下部ベイナイト相は、セメンタイトの分散状態から、マルテンサイト相（焼戻マルテンサイト相）と区別した。
（２）引張試験
得られた各厚鋼板の板厚1/2ｔ部から、引張試験片（JIS４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。
（３）シャルピー衝撃試験
得られた各厚鋼板の表面下6mm、および板厚1/2ｔの位置を中心として、シャルピー衝撃試験片（Ｖノッチ試験片）を採取し、JIS Z 2242−2005の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度vTrsを求めた。
【００４１】
得られた結果を表３に示す。
【００４２】
【表１】
2007119890.tif 000002
【００４３】
【表２】
2007119890.tif 000003
【００４４】
【表３】
2007119890.tif 000004
【００４５】
【表４】
2007119890.tif 000005
【００４６】
【表５】
2007119890.tif 000006
【００４７】
本発明例はいずれも、中央部および表層部ともに所望の組織を呈し、780MPa以上の引張強さと、vTrsが−70℃以下の優れた靭性と、を有する高靭性高張力鋼板となっている。一方、本発明範囲を外れる比較例は、中央部あるいは表層部で、引張強さ、靭性のいずれか一方、あるいは両方が所望の特性を満足できていない。
冷却の停止温度が本発明の好適範囲を高く外れた比較例（鋼板No.4、No.22）は、鋼板の表層部および中央部で所定の下部ベイナイト相分率が確保できず、強度、靭性がともに低下している。また、冷却の停止温度が本発明の好適範囲を低く外れた比較例（鋼板No.7、No.8、No.23）は、鋼板の表層部および中央部で所定の下部ベイナイト相分率が確保できず、マルテンサイト相主体の組織となっているため、強度は高いが、靭性が低下している。
【００４８】
また、再加熱処理の加熱速度が本発明範囲を高く外れる比較例（鋼板No.12、No.13）は、鋼板の中央部で所定の下部ベイナイト相分率が確保できず、強度、靭性が低下している。
また、冷却停止後、空冷した比較例（鋼板No.15）は、中央部での下部ベイナイト変態が不十分で、とくに中央部の靭性が低下しており、その影響で表層部の靭性も低下している。なお、この製造工程では空冷時間が長いため、生産能率が低下する。
【図面の簡単な説明】
【００４９】
【図１】本発明の再加熱処理に好適に使用できる誘導加熱装置の一例を模式的に示す説明図である。（ａ）は平面図、（ｂ）は側面図、（ｃ）は正面図である。
【図２】本発明の再加熱処理に好適に使用できる別の装置の一例を模式的に示す説明図である。
【符号の説明】
【００５０】
１    鋼板
２    バーナ炎
１０    誘導加熱装置
３０    テーブルローラ
【図１】
2007119890.tif 000007
【図２】
2007119890.tif 000008