(57)【要約】【課題】脆性亀裂伝播停止特性に優れた板厚４０ｍｍ以上の厚肉材の製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．８０％、Ｍｎ：０．２０〜２．５０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００７０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００３〜０．１００％、Ｔｉ：０．００３〜０．２０％を含有し、Ｎｂ：０．００３％未満であり、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、１０００℃〜１２００℃に加熱し、オーステナイト再結晶温度域において圧延後、オーステナイト未再結晶温度域において累積圧下率６０％以上の圧延を実施した後、Ａｒ３変態点以上の温度からオーステナイト再結晶温度域まで２℃／ｓｅｃ以上の昇温速度で加熱し、さらに、Ａｒ３変態点以上の温度から６００℃以下に加速冷却する工程を有することを特徴とする、板厚中央部における圧延面での｛１００｝＜０１１＞方位密度が３．５以上の集合組織を有する脆性亀裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。【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：０．０１〜０．８０％、Ｍｎ：０．２０〜２．５０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００７０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００３〜０．１００％、Ｔｉ：０．００３〜０．２０％を含有し、Ｎｂ：０．００３％未満であり、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、１０００℃〜１２００℃に加熱し、オーステナイト再結晶温度域において圧延後、オーステナイト未再結晶温度域において累積圧下率６０％以上の圧延を実施した後、Ａｒ３変態点以上の温度からオーステナイト再結晶温度域まで２℃／ｓｅｃ以上の昇温速度で加熱し、さらに、Ａｒ３変態点以上の温度から６００℃以下に加速冷却する工程を有することを特徴とする、板厚中央部における圧延面での｛１００｝＜０１１＞方位密度が３．５以上の集合組織を有する脆性亀裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。
【請求項２】
鋼組成に、更に、質量％で、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜２．０％、Ｖ：０．００３〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００４０％、Ｃａ：０．０００１〜０．００６０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００６０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２００％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に記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。
【請求項３】
６００℃以下に加速冷却した後、さらに、Ａｃ１変態点以下の温度に焼戻す工程を有することを特徴とする請求項１または２に記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、板厚４０ｍｍ以上の船舶、海洋構造物、低温貯蔵タンク、建築・土木構造物等の大型構造物に使用して好適な脆性亀裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
船舶、海洋構造物、低温貯蔵タンク、建築・土木構造物等の大型構造物においては、脆性破壊に伴う事故が経済や環境に及ぼす影響が大きいため、安全性の向上が常に求められ、使用される鋼材に対しては、使用温度における靭性や、脆性亀裂伝播停止特性が要求されている。コンテナ船やバルクキャリアーなどの船舶はその構造上、船体外板に高強度の厚肉材を使用するが、最近は船体の大型化に伴い一層の高強度厚肉化が進展し、一般に、鋼板の脆性亀裂伝播停止特性は高強度あるいは厚肉材ほど劣化する傾向があるため、脆性亀裂伝播停止特性への要求も一段と高度化している。
【０００３】
鋼材の脆性亀裂伝播停止特性を向上させる手段として、従来からＮｉ含有量を増加させる方法が知られており、液化天然ガス（ＬＮＧ）の貯槽タンクにおいては、９％Ｎｉ鋼が商業規模で使用されている。しかし、Ｎｉ量の増加はコストの大幅な上昇を余儀なくさせるため、ＬＮＧ貯槽タンク以外の用途には適用が難しい。
【０００４】
一方、ＬＮＧのような極低温にまで至らない、船舶やラインパイプに使用される鋼材に対しては、ＴＭＣＰ法により細粒化を図り、低温靭性を向上させて、優れた脆性亀裂伝播停止特性を付与することができる。
【０００５】
例えば特許文献１には、フェライト結晶粒の微細化のみならずフェライト結晶粒内に形成されるサブグレインに着目し、脆性亀裂伝播停止特性を向上させる、ＴＭＣＰの延長上にある技術が記載されている。
【０００６】
また、特許文献２には、制御圧延により（１１０）面Ｘ線強度比を２以上とし、かつ円相当径２０μｍ以上の粗大粒を１０％以下とすることにより、耐脆性破壊特性を向上させることが記載されている。これは、制御圧延において、変態したフェライトに圧下を加えて集合組織を発達させることにより、脆性亀裂伝播停止特性を向上させる方法である。
【０００７】
また最近では、５０ｍｍを超える厚肉材において、二相域圧延により｛１００｝＜０１１＞方位を高め、脆性亀裂伝播停止特性を向上させる技術が特許文献３に開示されている。特に、二相域圧延における圧延温度を特定し、累積圧下率、各パス毎の接触弧長等を特定することにより、厚肉材においても板厚１／４部｛１００｝＜０１１＞方位強度を高めることが可能で、更に母材靭性を向上させることで優れた脆性亀裂伝播停止特性が達成されている。これら従来技術の特徴は、いずれも圧延仕上げ温度を十分に低下させることで脆性亀裂伝播停止特性を向上させる点にある。
【０００８】
なお特許文献４には、後述する本発明の厚板製造プロセスの基本となるプロセスが開示されている。すなわち、オーステナイト未再結晶温度域で累積圧下量３０〜８０％の圧延を行って板厚２０ｍｍとした後、オーステナイト再結晶温度域へ１℃／ｓ以上の加熱速度で再加熱することにより微細な再結晶オーステナイト粒を形成させ、直接焼入れすることで靭性の向上を図っている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特許第３４６７７６７号公報
【特許文献２】特許第３５４８３４９号公報
【特許文献３】特開２００９−１３２９９５号公報
【特許文献４】特開昭６３−２２３１２５号公報
【非特許文献】
【００１０】
【非特許文献１】Ｒ．Ｋ．Ｒａｙ  ｅｔ．ａｌ    ：ＩＳＩＪ  Ｉｎｔ．，Ｖｏｌ．３４（１９９４），９２７．
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
しかしながら、脆性亀裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板の製造方法として特許文献１〜３に開示された技術は、いずれも二相域圧延などの低温圧延プロセスを特徴としており、圧延ひずみの増大、圧延能率低下など工程製造負荷の増大を伴うという問題がある。また、特許文献４には板厚４０ｍｍ以上の厚肉材は想定されておらず、脆性亀裂伝播停止特性に関する記載もない。本発明は、脆性亀裂伝播停止特性に優れた板厚４０ｍｍ以上の厚肉材の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明者らは、このような問題点を解決するため、低温圧延プロセスに依らず、脆性亀裂伝播停止特性を向上させる｛１００｝＜０１１＞方位をいかに効率よく集積させるかを検討し、非特許文献１により、オーステナイトからフェライトへの変態前に、再結晶オーステナイト集合組織｛１００｝＜００１＞を発達させておく必要があることが判った。
【００１３】
再結晶オーステナイト集合組織｛１００｝＜００１＞を得るためには、熱間圧延をオーステナイト再結晶温度域で終了しなければならないが、オーステナイト再結晶温度域は化学成分にもよるが、８５０℃以上と高温であるため、合金設計や圧延時の加熱温度などを工夫してもオーステナイト再結晶粒径は２０〜３０μｍ程度が限度である。
【００１４】
この方法では、オーステナイトからフェライトへの変態後に脆性亀裂伝播停止特性の向上に有効な｛１００｝＜０１１＞方位を発達させることはできるが、変態後の組織が粗くなるため靭性の低下を免れることができない。
【００１５】
しかし、オーステナイト未再結晶温度域で圧延した後、オーステナイト再結晶温度域へ加熱することにより、１０〜１５μｍの微細オーステナイト再結晶粒を得ることと再結晶オーステナイト集合組織｛１００｝＜００１＞を発達させることとの両立が可能であることを知見し、集合組織、細粒化効果に及ぼす圧延時の加熱・冷却・圧下パターンに着目して鋭意検討した。その結果、十分な圧下量を確保したオーステナイト未再結晶温度域圧延とその後のオーステナイト再結晶温度域への急速加熱により、無理な低温圧延プロセスに依らずに、オーステナイトからフェライトへの変態後に、細粒かつ｛１００｝＜０１１＞方位の発達した集合組織が得られ、優れた靭性と脆性亀裂伝播停止特性を有する鋼板が得られることを見いだした。本発明は上記の知見を基に完成したものであり、その要旨は下記のとおりである。
【００１６】
第一の発明は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．８０％、Ｍｎ：０．２０〜２．５０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００７０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００３〜０．１００％、Ｔｉ：０．００３〜０．２０％を含有し、Ｎｂ：０．００３％未満であり、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、１０００℃〜１２００℃に加熱し、オーステナイト再結晶温度域において圧延後、オーステナイト未再結晶温度域において累積圧下率６０％以上の圧延を実施した後、Ａｒ３変態点以上の温度からオーステナイト再結晶温度域まで２℃／ｓｅｃ以上の昇温速度で加熱し、さらに、Ａｒ３変態点以上の温度から６００℃以下に加速冷却する工程を有することを特徴とする、板厚中央部における圧延面での｛１００｝＜０１１＞方位密度が３．５以上の集合組織を有する脆性亀裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板の製造方法である。
【００１７】
第二の発明は、鋼組成に、更に、質量％で、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜２．０％、Ｖ：０．００３〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００４０％、Ｃａ：０．０００１〜０．００６０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００６０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２００％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第一の発明に記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板の製造方法である。
【００１８】
第三の発明は、６００℃以下に加速冷却した後、さらに、Ａｃ１変態点以下の温度に焼戻す工程を有することを特徴とする第一の発明または第二の発明に記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板の製造方法である。
【発明の効果】
【００１９】
本発明によれば、オーステナイト再結晶温度域圧延と累積圧下率６０％以上のオーステナイト未再結晶温度域圧延の後に、オーステナイト再結晶温度域への急速加熱を行うプロセスを有することにより、能率の悪い低温圧延プロセスに依ることなく組織が微細化しかつ｛１００｝＜０１１＞方位密度の高い厚肉鋼板が得られ、優れた脆性亀裂伝播停止特性、具体的にはＫｃａ値：５０００（Ｎ／ｍｍ３／２）以上が得られ、産業上極めて有用である。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００２１】
１．成分組成について
成分組成における％は全て質量％とする。
【００２２】
Ｃ：０．０１〜０．２０％
Ｃは鋼板の強度を確保するため、少なくとも０．０１％の添加が必要であり、０．２０％を超えて添加すると、著しく溶接性を低下させ、また母材靱性をも低下させるため、Ｃ量は、０．０１〜０．２０％の範囲とする。
【００２３】
Ｓｉ：０．０１〜０．８０％
Ｓｉは脱酸に必要な元素であるが、０．０１％未満ではその効果は少なく、０．８０％を超えて添加すると溶接性および母材靭性を著しく低下させるため、Ｓｉ量は０．０１〜０．８０％の範囲とする。
【００２４】
Ｍｎ：０．２０〜２．５０％
ＭｎはＣと同様に鋼板の強度を確保するために必要であり、過剰に添加すると母材の靭性低下に加えて溶接性を損なう問題があるため、Ｍｎ量は０．２０〜２．５０％の範囲とする。
【００２５】
Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００７０％以下
Ｐ、Ｓは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、鋼母材や、溶接熱影響部の靭性を劣化させるため、経済性を考慮して可能な範囲で低減することが好ましく、Ｐ量、Ｓ量はそれぞれ０．０２０％以下、０．００７０％以下とする。
【００２６】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００３〜０．１００％
Ａｌは脱酸元素であり、ｓｏｌ．Ａｌ量が０．００３％未満ではその効果は十分ではなく、過剰に添加すると靭性の劣化をもたらすため、ｓｏｌ．Ａｌ量は０．００３〜０．１００％の範囲とする。
【００２７】
Ｔｉ：０．００３〜０．２０％
Ｔｉはオーステナイト粒の粗粒化を抑えることにより、母材や溶接熱影響部の靭性を向上させるが、０．００３％未満ではその効果は十分ではなく、０．２０％を超えて添加すると逆に靭性の著しい低下をもたらすため、Ｔｉ量は０．００３〜０．２０％の範囲とする。
【００２８】
Ｎｂ：０．００３％未満
Ｎｂは従来の制御圧延プロセスにおいては、オーステナイトの再結晶を抑制することで母材の強度と靭性を向上させる元素であるが、本発明のプロセスにおいてはオーステナイトの再結晶を促進して微細オーステナイト粒の生成を指向するため、Ｎｂは含有しないことが望ましく、含有する場合でもＮｂ量は０．００３％未満とする必要がある。
【００２９】
本発明の基本成分組成は以上であるが、更に所望の特性を向上させる場合は、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を選択元素として添加することができる。
【００３０】
Ｃｕ：０．０１〜２．０％
Ｃｕは強度を増加させるために添加することができる元素で０．０１％以上添加するとその効果を発揮し、２．０％を超えて添加すると、熱間脆性により鋼板表面の性状を劣化するため、添加する場合、その量は０．０１〜２．０％の範囲とすることが好ましい。
【００３１】
Ｎｉ：０．０１〜２．０％
Ｎｉは母材の強度を増加させつつ靭性も向上させることが可能な元素である。０．０１％以上の添加で効果を発揮し、２．０％超えでは経済性を損なうため、Ｎｉを添加する場合は、その量は０．０１〜９．０％の範囲とすることが好ましい。
【００３２】
Ｃｒ：０．０１〜２．０％
Ｃｒは強度を増加するのに有効であり、０．０１％以上添加するとその効果を発揮し、２．０％を超えて添加すると、靭性を劣化させるため、Ｃｒを添加する場合、その量は０．０１〜２．０％の範囲とすることが好ましい。
【００３３】
Ｍｏ：０．０１〜２．０％
Ｍｏは強度を増加するのに有効であり、０．０１％以上添加するとその効果を発揮し、２．０％を超えて添加すると、著しく靭性を劣化させるとともに経済性を損なうため、Ｍｏを添加する場合、その量は０．０１〜２．０％の範囲とすることが好ましい。
【００３４】
Ｖ：０．００３〜０．５％
Ｖは母材の強度と靭性を向上させる元素であり、０．００３％以上の添加で効果を発揮する。また０．５％を超えるとかえって靭性の低下を招く恐れがある。従って、Ｖを添加する場合、その量は０．００３〜０．５％の範囲とすることが好ましい。
【００３５】
Ｂ：０．０００５〜０．００４０％
Ｂは鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、この効果によって強度を増加させることができる。この効果は０．０００５％以上の添加で顕著になり、０．００４０％を超えて添加しても効果は飽和するため、Ｂを添加する場合、その量は０．０００５〜０．００４０％の範囲とすることが好ましい。
【００３６】
Ｃａ：０．０００１〜０．００６０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００６０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２００％
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭは鋼中のＳを固定して鋼板の靭性を向上させる働きがあり、０．０００１％以上の添加で効果がある。しかし、それぞれ０．００６０％、０．００６０％、０．０２００％を超えて添加すると鋼中の介在物量が増加し靭性をかえって劣化させる。従って、これらの元素を添加する場合、Ｃａ量は０．０００１〜０．００６０％、Ｍｇ量は０．０００１〜０．００６０％、ＲＥＭ量は０．０００１〜０．０２００％の範囲とすることが好ましい。
なお、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。
【００３７】
２．製造条件について
上記した組成を有する鋼を、転炉、電気炉等の溶製手段で常法により溶製し、連続鋳造法または造塊〜分塊法等で常法によりスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、溶製方法、鋳造方法については上記した方法に限定されるものではない。その後、性能所望の形状に圧延し、圧延中または圧延後に、冷却および加熱を行う。
【００３８】
（１）加熱温度
鋳造後、鋼片温度が室温まで低下してからあるいは高温の状態で、鋼片を加熱炉に挿入して、鋼片加熱温度は１０００℃以上１２００℃以下とする。鋼片加熱温度は、靭性確保の観点からはより低温が好ましいが、１０００℃未満では鋼片厚中央の未厚着ザクが残存して、板厚１／２部の靭性を劣化させる可能性があることと、Ｎｂ，Ｖなどを添加した場合には十分に固溶しないため、１０００℃以上とする。また、過度の高温に加熱すると初期オーステナイト粒が粗大化し、靭性が劣化するので、通常、鋼片加熱温度は１２００℃以下とする。より好ましくは１１５０℃以下である。
【００３９】
（２）圧延
圧延は、鋼片等の鋼素材を、所望の形状とするために行い、オーステナイト再結晶温度域で１パス以上の圧下を行い、引き続き、オーステナイト未再結晶温度域で累積圧下率４０％以上の圧延を行う。オーステナイト再結晶温度域圧延は加熱時のオーステナイト粒をある程度まで均一微細化するのに必要であり、１パス以上、好ましくは累積圧下率が２０％以上の圧延を行う。その後のオーステナイト未再結晶温度域圧延は、圧下率が小さいと、その後の急速加熱後の再結晶オーステナイト集合組織｛１００｝＜００１＞が十分に発達しないため、累積圧下率６０％以上を確保する。また、この累積圧下率は高い方が好ましいが、工業的には８０％程度が上限となる。好ましい累積圧下率は６０％超８０％以下であり、さらに好ましくは、６５〜８０％の範囲である。
【００４０】
また、オーステナイト再結晶温度域圧延の後、オーステナイト未再結晶温度域圧延を開始するまでの間は、空冷で待ってもよいが、オーステナイト再結晶温度域圧延中あるいは同オーステナイト再結晶温度域圧延後に水冷により冷却を行い、オーステナイト未再結晶温度域圧延までの時間を空冷よりも短縮する方が効率的にも好ましく、また、空冷の場合に比べて水冷による冷却の方が再結晶オーステナイトの成長を抑制する効果があり、組織の微細化に対して、より有効である。
【００４１】
（３）圧延後の急速加熱
オーステナイト未再結晶温度域圧延の後、温度がＡｒ３変態点を下回ることのない温度域から、オーステナイト再結晶温度域までを２℃／ｓｅｃ以上の昇温速度で加熱する。加熱方法は特に限定しないが、高周波誘導加熱が好ましい。加熱後、特に保持などは行う必要はない。
【００４２】
加熱開始温度がＡｒ３変態点を下回れば、フェライト変態が起こり、再加熱時に逆変態によりオーステナイトは微細化されるが、その後の加熱時の加熱温度代が大きくなり効率および経済性を損なうとともに、Ｎｂ炭化物などの析出・粗大化が促進され、混粒組織となりやすく靭性低下の原因となるので、Ａｒ３変態点以上の温度から昇温を開始する。
【００４３】
加熱温度はオーステナイト再結晶温度以上が必要であり、オーステナイト再結晶温度の下限＋１００℃以下の低温が好ましい。必要以上に温度を上げるとオーステナイト粒の成長が起こり、オーステナイトの微細化効果が得られないためである。
【００４４】
また、昇温速度は、２℃／ｓｅｃ未満では、再結晶の前に加工組織の回復や、ＮｂやＴｉなどの炭化物の加工誘起析出が起こり、靭性を劣化させるため、２℃／ｓｅｃ以上とする。加熱後の保持は行ってもよいが、再結晶が完了するとその後に粒成長が起こるため、必要以上の保持は行うべきではなく、短時間が好ましい。
【００４５】
以上説明したように、初期オーステナイト粒径を制御した上でオーステナイト未再結晶温度域圧延の累積圧延率６０％以上を確保し、オーステナイト再結晶温度域に急速に加熱することにより、オーステナイト結晶粒径が１０〜１５μｍ以下のオーステナイト粒が得られるとともに、再結晶オーステナイト集合組織｛１００｝＜００１＞が発達し、オーステナイトからフェライトへの変態後に細粒かつ｛１００｝＜０１１＞方位の発達した集合組織が得られ、優れた靭性と脆性亀裂伝播停止特性を有する鋼板が得られる。
【００４６】
板厚中央部における圧延面での｛１００｝＜０１１＞方位密度が３．５以上である場合、組織微細化により十分な靭性が得られていれば、Ｋｃａ値：５０００（Ｎ／ｍｍ３／２）以上の優れた脆性亀裂伝播停止特性が得られるため、板厚中央部における圧延面での｛１００｝＜０１１＞方位密度を３．５以上とする。
【００４７】
ここで、｛１００｝＜０１１＞方位密度はＸ線回折装置を使用し、Ｍｏ線源を用いて（２００）、（１１０）および（２１１）正極点図を求め、得られた正極点図から計算して求めた３次元結晶方位密度関数の値である。
【００４８】
（４）加速冷却
加速冷却は、オーステナイト再結晶温度域に急速加熱した鋼板に対して行い、Ａｒ３変態点以上の温度から６００℃以下の温度まで行う。Ａｒ３変態点未満の温度から行った場合には一部フェライトが生成するため、ＹＳ：３５５ＭＰａ以上、ＴＳ：４９０ＭＰａ以上という高強度が得られない。また、６００℃以上で冷却を停止した場合も同様である。冷却速度は、空冷以上の冷却速度が必要であり、１０℃／ｓｅｃ以上の強冷却が好ましい。冷却方法は特に限定しないが、水冷による冷却が好ましい。
【００４９】
（５）焼戻し
加速冷却後、必要に応じ、焼戻しを行う。焼戻しは、主として、加速冷却により焼入れを行った鋼材に対して、強度・靭性バランスの適正化、残留応力の軽減などの目的で行われ、実施する場合はＡｃ１変態点以下の温度で行う。昇温速度、保持時間は特に限定しないが、圧延ライン上の高周波誘導加熱装置などの急速加熱装置で実施することが、靭性および効率の点で好ましい。
【００５０】
ここで、本発明の製造条件における鋼材温度は、いずれも、鋼材の平均温度とする。鋼板平均温度は、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。例えば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することにより、鋼板の平均温度が求められる。
【００５１】
Ａｒ３、Ａｃ１変態点は鋼成分によって異なるので、下式によって求めることができる。なお、各式において、各元素記号は各元素の含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０とする。
Ａｒ３＝９１０−２７３Ｃ−７４Ｍｎ−５６Ｎｉ−１６Ｃｒ−９Ｍｏ−５Ｃｕ
Ａｃ１＝７５１−２６．６Ｃ＋１７．６Ｓｉ−１１．６Ｍｎ−１６９Ａｌ−２３Ｃｕ−２３Ｎｉ＋２４．１Ｃｒ＋２２．５Ｍｏ＋２３３Ｎｂ−３９．７Ｖ−５．７Ｔｉ−８９５Ｂ
一方、オーステナイト再結晶温度域の下限温度は、鋼組成のほか、結晶粒径、加工履歴や歪量などの影響を受けるが、概ね８００〜９５０℃の範囲にある。事前に予備試験をして調査することにより、前記下限温度を推測することができる。
【００５２】
本発明は厚鋼板、形鋼、棒鋼など種々の形状の鋼製品に適用可能である。本発明で「厚鋼板」とは、板厚６ｍｍ以上の鋼板を指すものとする。
【実施例】
【００５３】
表１に示す組成の溶鋼をラボ真空溶解炉で溶製し、２００ｍｍ厚のスラブ（鋼素材）とし、表２に示す熱間圧延条件により４０〜５０ｍｍ厚の鋼板を作製した。表１において、鋼記号Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｋの供試鋼は成分組成のいずれかが本発明範囲外となっている。
【００５４】
得られた厚鋼板について、板厚の１／４部より１４φのＪＩＳ１４Ａ号試験片を試験片の長手方向が圧延方向と直角となるように採取し、引張試験を行い、降伏応力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）を測定した。ＹＳ：３５５ＭＰａ以上、ＴＳ：４９０ＭＰａ以上を目標特性とした。
【００５５】
また、板厚の１／４部よりＪＩＳ４号衝撃試験片を試験片の長手軸の方向が圧延方向と平行となるように採取し、シャルピー衝撃試験を行って、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。板厚の１／４部におけるシャルピー破面遷移温度が−５０℃以下を目標特性とした。
【００５６】
また、鋼板の集合組織を評価するため、板厚中央部における圧延面での｛１００｝＜０１１＞方位密度を求めた。この方位密度は、Ｘ線回折装置（理学電機株式会社製）を使用し、Ｍｏ線源を用いて（２００）、（１１０）および（２１１）正極点図を求め、得られた正極点図から３次元結晶方位密度関数を計算することにより求めた。
【００５７】
次に、脆性亀裂伝播停止特性を評価するため、温度勾配型ＥＳＳＯ試験を行い、Ｋｃａ（−１０℃）を求めた。
【００５８】
同じ表２にこれらの試験結果を示す。板厚中央部における集合組織が本発明の範囲内であり、良好な靭性を示している発明例の供試鋼板の場合、Ｋｃａ（−１０℃）が６０００Ｎ／ｍｍ３／２以上と優れた脆性亀裂伝播停止性能を示した。一方、鋼板の成分組成が本発明範囲外の供試鋼板および製造条件が本発明の規定を満たさない比較例の鋼板ではＫｃａの値は４５００Ｎ／ｍｍ３／２以下で本発明例に及ばなかった。
【００５９】
【表１】
2013129885.tif 000002
【００６０】
【表２】
2013129885.tif 000003