(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．２％、
Ｓｉ：０．０１〜１％、
Ｍｎ：０．１〜３％、
Ｐ  ：０．０２％以下、
Ｓ  ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｎｉ：０．３〜１０％、
Ｔｉ：０．００３〜０．１％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１５％、
Ｎ  ：０．００２〜０．０１％を含有し、
Ｎｂ：０．００５〜０．５％、
Ｔａ：０．０２〜１％、
Ｍｏ：０．１〜２％、
Ｗ  ：０．５〜４％、
Ｂ  ：０．０００２〜０．００５％
の１種または２種以上を、さらに含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、粒子径が０．００２〜０．１μｍのＭｇ含有酸化物粒子、および、Ｍｇ含有酸化物とこれを核として析出した炭窒化物とからなる粒子径が０．００５〜２μｍの複合粒子の１種または２種を合計で１×１０4 〜１×１０8 個／ｍｍ2 含み、かつ、旧オーステナイト平均粒径が５０μｍ以下であるマルテンサイト組織あるいはマルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織が７０％以上を占める組織からなることを特徴とする、溶接部靱性に優れた高靱性高張力鋼。
【請求項２】
旧オーステナイト粒が、鋼表裏面のそれぞれ、表面から板厚方向に板厚の１０％以上にわたって、アスペクト比２以上の扁平粒であって、かつ、短軸の平均粒径が２０μｍ以下であることを特徴とする、請求項１に記載の溶接部靱性に優れた高靱性高張力鋼。
【請求項３】
質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜１．５％、
Ｃｒ：０．０５〜２％、
Ｖ  ：０．０１〜０．５％、
Ｚｒ：０．００５〜０．１％
の１種または２種以上を、さらに含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の溶接部靱性に優れた高靱性高張力鋼。
【請求項４】
質量％で、
Ｙ  ：０．００１〜０．１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．００５〜０．１％
の１種または２種以上を、さらに含有することを特徴とする、請求項１〜３のいずれかに記載の溶接部靱性に優れた高靱性高張力鋼。
【請求項５】
溶存酸素量が０．００１〜０．０２％の溶鋼に、Ｍｇ，Ｔｉ，Ａｌを同時に添加した後、鋳造して鋼片とすることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の溶接部靱性に優れた高靱性高張力鋼の製造方法。
【請求項６】
溶存酸素量が０．００１〜０．０２％の溶鋼に、Ｍｇ，Ｔｉ，Ａｌを添加するに際して、Ａｌを最後に添加した後，鋳造して鋼片とすることを特徴とする、請求項１〜４のいずれかに記載の溶接部靱性に優れた高靱性高張力鋼の製造方法。
【請求項７】
鋼片を、Ａｃ3 変態点〜１２００℃に加熱し、平均オーステナイト粒径を２０〜１００μｍとした後、開始温度が９００℃以下、終了温度が６５０℃以上で、累積圧下率が３０〜９５％の熱間圧延を行い、引き続き、６００℃以上から開始し、５００℃以下で終了する冷却速度が１〜１００℃／ｓの加速冷却を行うことを特徴とする、請求項１〜４のいずれかに記載の溶接部靱性に優れた高靱性高張力鋼の製造方法。
【請求項８】
鋼片を、Ａｃ3 変態点〜１２００℃に加熱し、平均オーステナイト粒径を２０〜１００μｍとした後、開始温度が９００℃以下、終了温度が６５０℃以上で、累積圧下率が３０〜９５％の熱間圧延を行い、引き続き、６００℃以上から開始し、５００℃以下で終了する冷却速度が１〜１００℃／ｓの加速冷却を行うことを特徴とする、請求項５または６に記載の溶接部靱性に優れた高靱性高張力鋼の製造方法。
【請求項９】
加速冷却後に、４００℃以上、Ａｃ1 変態点未満の温度で焼き戻すことを特徴とする、請求項８に記載の溶接部靱性に優れた高靱性高張力鋼の製造方法。
【請求項１０】
熱間圧延に先立って、１１５０〜１３００℃で２〜４８ｈ保持する溶体化処理を施すことを特徴とする、請求項８または９に記載の溶接部靱性に優れた高靱性高張力鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、引張強度が５７０ＭＰａ級以上で、靭性保証温度が−４０℃以下の優れた低温靭性が母材、溶接部ともに要求される構造物全般に供される構造物用鋼に関するもので、例えば、低温貯槽タンク、低温圧力容器、海洋構造物、船舶、橋梁、ラインパイプ等の溶接構造物に用いることができる。さらに、母材、溶接部の靱性保証温度が−１００℃以下の鋼や母材の脆性き裂伝播停止特性が必要とされる鋼において特に有用である。また、鋼の形態は特に問わないが、構造部材として用いられ、低温靭性が要求される鋼板、特に厚板、鋼管素材、あるいは形鋼で有用である。
【０００２】
【従来の技術】
従来から、引張強度が５７０ＭＰａ級以上の高強度鋼においては、再加熱焼入れ・焼戻し処理により製造されることが主流となっている。再加熱焼入れ・焼戻し処理材において、靱性を確保するためには、焼入れ組織を制御するとともに、加熱オーステナイト（γ）粒径を微細化する必要があり、そのためには、再加熱焼入れの加熱温度（焼入れ温度あるいはオーステナイト化温度）を制限する必要がある。しかし、焼入れ温度を低下させることは、強化に有効な元素の十分な固溶が望めなくなり、そのための強度低下や未固溶炭化物による靱性劣化等を招く恐れがあり、強度と靱性とをともに高めることは容易でない。
【０００３】
また、再加熱焼入れ・焼戻し処理の場合、特に厚手材においては、焼入れにおける表層と内部との冷却速度の違いから、表層部と内部とで焼入れ組織が大きく異なり、その結果として、材質も表層部と内部とで大きく異なる問題もある。すなわち、表層部の組織を強度・靱性面から最適な下部ベイナイト（ＢL ）あるいは下部ベイナイトとマルテンサイト（Ｍ）との混合組織となる化学組成とした場合には、冷却速度の小さい板厚中心部の組織が靱性に好ましくない上部ベイナイト（ＢU ）となり、板厚中心部の強度・靱性確保が困難となる一方、板厚中心部の組織改善のために合金元素を添加すると、冷却速度の大きい表層部の焼入性が過剰となり、マルテンサイト単相組織となってしまうため、表層部の靱性向上が不十分となってしまい、表層〜板厚中心部までの材質を安定的に向上させることが困難である。
【０００４】
上記再加熱焼入れ・焼戻し処理における問題点を克服する一つの方策として、加工熱処理を用いた技術が開示されている。例えば、特公昭６３−５８９０６号公報においては、表層部の焼入性が過剰となるような化学成分条件において、加工熱処理（直接焼入れ・焼戻し）によって鋼板を製造するに際して、制御圧延によって表層部を伸長オーステナイト粒とすることで、マルテンサイト単相組織となる表層部の靱性改善を図っている。
以上、母材特性においては、熱間圧延や熱処理の方法を工夫することによって強度・靭性をある程度調整することは可能であるが、溶接構造物に用いる鋼材に必要な溶接継手特性を母材並に確保するためには別途方策が必要である。
【０００５】
溶接継手の特性は、鋼材が溶接の熱影響を受けた溶接熱影響部（ＨＡＺ）の特性に支配されるが、溶接金属と隣接する熱影響部（フージョンライン：ＦＬ）近傍では鋼材が非常な高温に晒されるため、鋼材の製造工程で作り込まれた特性はほぼ完全に解消されてしまう。従って、従来は、ＨＡＺの強度・靭性確保は化学組成の調整のみに頼っていた。例えば、特開昭６３−７９９２１号公報では、溶接入熱に応じて鋼材の焼入性を示すパラメターを適正化することによってＨＡＺ組織中の上部ベイナイトを抑制して、多層盛り溶接ＨＡＺの靭性を向上させる方法が開示されている。
しかし、上記方法によっては、溶接条件ごとに化学組成を変更する必要があり，また、溶接入熱が大きい場合には、焼入性を高めるために合金元素を多量に添加する必要があり、鋼材コストの上昇や，溶接性の劣化が避けられない場合もあり、化学組成の調整だけによらないＨＡＺ靭性改善方法が求められる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、引張強度が５７０ＭＰａ級以上で、靭性保証温度が−４０℃以下、あるいはさらに、−１００℃以下の優れた低温靭性を母材、ＨＡＺともに達成できる鋼材とその製造方法を提供することを課題とする。
母材に関しては、加工熱処理によって、再加熱焼入れ・焼戻し処理材に比べて優れた強度・靱性の調質高張力鋼の製造が可能となったが、さらに広い範囲の化学組成範囲、板厚範囲において、板厚方向の材質変動が少なく、かつ、その材質達成レベルが従来鋼からさらに改善され、あるいは、脆性き裂伝播停止特性（アレスト性）にも優れた高靱性高張力鋼を得るための新たな手段が求められる。
ＨＡＺに関しては、化学組成の調整だけによらず、様々な溶接方法、溶接入熱に一般的に適用可能で母材と同等の靱性が得られる靭性改善方法が求められる。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記課題解決のための手段を種々実験的に検討し、その結果、母材特性に関しては、焼入れ組織を適正化するとともに旧オーステナイト粒の形態と粒径とを適正化することにより、本発明の目標とする強度・靱性を達成するための製造方法を知見するに至った。
一方、ＨＡＺ特性に関しては、４９０〜５７０ＭＰａ級鋼の大入熱〜超大入熱ＨＡＺ靭性向上に用いられている、酸化物あるいは窒化物を微細でかつ均一に分散させる方法を、本発明が目的としている高強度鋼にも応用した結果、主として微細な酸化物を微細分散することにより、高温に晒されるＨＡＺの組織を下部ベイナイト主体組織とした上で、旧オーステナイト粒径を微細化でき、ＨＡＺ靭性が溶接方法、入熱に依存せず、改善されることを見出して発明に至った。
【０００８】
本発明の要旨とするところは以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜３％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎｉ：０．３〜１０％、Ｔｉ：０．００３〜０．１％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１５％、Ｎ：０．００２〜０．０１％を含有し、
Ｎｂ：０．００５〜０．５％、Ｔａ：０．０２〜１％、Ｍｏ：０．１〜２％、Ｗ：０．５〜４％、Ｂ：０．０００２〜０．００５％の１種または２種以上を、さらに含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、粒子径が０．００２〜０．１μｍのＭｇ含有酸化物粒子、および、Ｍｇ含有酸化物とこれを核として析出した炭窒化物とからなる粒子径が０．００５〜２μｍの複合粒子の１種または２種を合計で１×１０4 〜１×１０8 個／ｍｍ2 含み、かつ、旧オーステナイト平均粒径が５０μｍ以下であるマルテンサイト組織あるいはマルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織が７０％以上を占める組織からなることを特徴とする、溶接部靱性に優れた高靱性高張力鋼。
【０００９】
（２）旧オーステナイト粒が、鋼表裏面のそれぞれ、表面から板厚方向に板厚の１０％以上にわたって、アスペクト比２以上の扁平粒であって、かつ、短軸の平均粒径が２０μｍ以下であることを特徴とする、前記（１）に記載の溶接部靱性に優れた高靱性高張力鋼。
（３）質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜２％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｚｒ：０．００５〜０．１％の１種または２種以上を、さらに含有することを特徴とする、前記（１）または（２）に記載の溶接部靱性に優れた高靱性高張力鋼。
【００１０】
（４）質量％で、Ｙ：０．００１〜０．１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、ＲＥＭ：０．００５〜０．１％の１種または２種以上を、さらに含有することを特徴とする、前記（１）〜（３）のいずれかに記載の溶接部靱性に優れた高靱性高張力鋼。
（５）溶存酸素量が０．００１〜０．０２％の溶鋼に、Ｍｇ，Ｔｉ，Ａｌを同時に添加した後、鋳造して鋼片とすることを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれかに記載の溶接部靱性に優れた高靱性高張力鋼の製造方法。
【００１１】
（６）溶存酸素量が０．００１〜０．０２％の溶鋼に、Ｍｇ，Ｔｉ，Ａｌを添加するに際して、Ａｌを最後に添加した後、鋳造して鋼片とすることを特徴とする、前記（１）〜（４）のいずれかに記載の溶接部靱性に優れた高靱性高張力鋼の製造方法。
（７）鋼片を、Ａｃ3 変態点〜１２００℃に加熱し、平均オーステナイト粒径を２０〜１００μｍとした後、開始温度が９００℃以下、終了温度が６５０℃以上で、累積圧下率が３０〜９５％の熱間圧延を行い、引き続き、６００℃以上から開始し、５００℃以下で終了する冷却速度が１〜１００℃／ｓの加速冷却を行うことを特徴とする、前記（１）〜（４）のいずれかに記載の溶接部靱性に優れた高靱性高張力鋼の製造方法。
【００１２】
（８）鋼片を、Ａｃ3 変態点〜１２００℃に加熱し、平均オーステナイト粒径を２０〜１００μｍとした後、開始温度が９００℃以下、終了温度が６５０℃以上で、累積圧下率が３０〜９５％の熱間圧延を行い、引き続き、６００℃以上から開始し、５００℃以下で終了する冷却速度が１〜１００℃／ｓの加速冷却を行うことを特徴とする、前記（５）または（６）に記載の溶接部靱性に優れた高靱性高張力鋼の製造方法。
（９）加速冷却後に、４００℃以上、Ａｃ1 変態点未満の温度で焼き戻すことを特徴とする、前記（８）に記載の溶接部靱性に優れた高靱性高張力鋼の製造方法。
（１０）熱間圧延に先立って、１１５０〜１３００℃で２〜４８ｈ保持する溶体化処理を施すことを特徴とする、前記（８）または（９）に記載の溶接部靱性に優れた高靱性高張力鋼の製造方法にある。
【００１３】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。
先ず、本発明において、化学組成の限定理由を述べる。
Ｃは、鋼の強度を向上させる有効な成分として含有するもので、０．０１％未満では構造用鋼に必要な強度の確保が困難であるが、０．２％を超える過剰の含有は母材及び溶接部の靭性や耐溶接割れ性を低下させるので、０．０１〜０．２％の範囲とした。
【００１４】
次に、Ｓｉは，脱酸元素として、また、母材の強度確保に有効な元素であるが、０．０１％未満の含有では脱酸が不十分となり、また強度確保に不利である。逆に１％を超える過剰の含有は粗大な酸化物を形成して延性や靭性の劣化を招く。そこで、Ｓｉの範囲は０．０１〜１％とした。
また、Ｍｎは、母材の強度、靭性の確保に必要な元素であり、最低限０．１％以上含有する必要があるが、過剰に含有すると、硬質相の生成や粒界脆化等により母材靱性や溶接部の靭性、さらに溶接割れ性など劣化させるため、材質上許容できる範囲で上限を３％とした。
【００１５】
Ｐ，Ｓは、不純物元素で、延性、靭性を劣化させる元素であり、極力低減することが好ましいが、材質劣化が大きくなく、許容できる量として、Ｐの上限を０．０２％、Ｓの上限を０．０１％に限定する。
Ａｌは、脱酸、オーステナイト粒径の細粒化等に有効な元素である。また、後述するように、ＨＡＺ靱性向上に必要なＭｇＯ、Ｍｇ含有酸化物の微細分散に寄与する。効果を発揮するためには０．００１％以上含有する必要がある。一方、０．１％を超えて過剰に含有すると、粗大な酸化物を形成して延性を極端に劣化させるため、０．００１％〜０．１％の範囲に限定する必要がある。
【００１６】
Ｎｉは、靱性確保のために最も有効な元素であり、効果を発揮させるためには０．３％以上含有させる必要がある。含有量が多くなると強度、靭性は向上するが、１０％を超えて添加しても効果が飽和する一方で、溶接性の劣化を招くため，上限を１０％とする。
Ｔｉは、析出強化により母材強度向上に寄与するとともに、高温でも安定なＴｉＮの形成により加熱オーステナイト粒径微細化にも有効な元素であり、加工熱処理を基本とする本発明においては必須の元素である。また、後述するように、ＨＡＺ靱性向上に必要なＭｇＯ、Ｍｇ含有酸化物の微細分散に寄与する。効果を発揮するためには０．００３％以上の含有が必要である。一方、０．１％を超えると、粗大な析出物、介在物を形成して靭性や延性を劣化させるため、上限を０．１％とする。
【００１７】
Ｍｇは、後述するように、ＨＡＺの加熱オーステナイト粒径を微細化するために、粒子径が０．００２〜０．１μｍのＭｇ含有酸化物粒子、および、Ｍｇ含有酸化物とこれを核として析出した炭窒化物とからなる粒子径が０．００５〜２．０μｍの複合粒子の１種または２種を、１×１０4 〜１×１０8 個／ｍｍ2 鋼中に含ませるために必須の元素である。
該複合粒子の必要性、限定理由については、本発明の必須要件であるため、別途詳細に説明するが、全Ｍｇ含有量も、該粒子の分布状態を達成するために限定する必要がある。すなわち、全Ｍｇ量が０．０００１％未満では粒子個数を確保できず、０．０１５％超であると、Ｍｇを含有する酸化物あるいは硫化物が極端に粗大となって、靭性を劣化させるため、Ｍｇ含有量は０．０００１〜０．０１５％の範囲とする。
【００１８】
Ｎは、ＡｌやＴｉと結びついてオーステナイト粒微細化に有効に働くため、微量であれば機械的性質向上寄与する。また、工業的に鋼中のＮを完全に除去することは不可能であり、必要以上に低減することは製造工程に過大な負荷をかけるため好ましくない。そのため、工業的に制御が可能で、製造工程への負荷が許容できる範囲として下限を０．００２％とする。過剰に含有すると、固溶Ｎが増加し、延性や靭性に悪影響を及ぼす可能性があるため、許容できる範囲として上限を０．０１％とする。
【００１９】
以上が本発明の鋼材の基本成分の限定理由であるが、本発明の組織要件を満足するためには、オーステナイトの再結晶抑制に有効なＮｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，Ｂの１種または２種以上をさらに含有させる必要がある。各々の元素の添加範囲は以下のように限定する。
Ｎｂは、オーステナイト相中に固溶及び析出状態で、オーステナイトの再結晶を抑制するために、また、変態時あるいは焼戻し時にＮｂ（Ｃ，Ｎ）を形成することで強度の向上に有効な元素であるが、過剰の含有では析出脆化により靭性が劣化する。従って、靭性の劣化を招かずに、効果を発揮できる範囲として、０．００５〜０．５０％の範囲に限定する。
【００２０】
Ｔａも、Ｎｂと同一の機構によりオーステナイトの再結晶抑制、強化に有効な元素である。その効果は質量％で比較してＮｂよりも若干弱く、効果を発揮するためには０．０２％以上の含有が必要である。一方、１％を超えると、析出脆化や粗大な析出物、介在物による靭性劣化を生じるため、上限を１％とする。
Ｍｏは焼入れ性向上、強度向上、耐焼戻し脆化、耐ＳＲ脆化に有効な元素でもあるが、Ｎｂと類似のオーステナイトの再結晶抑制に有効な元素である。その効果を発揮するためには、０．１％以上の添加が必要であり、一方、２％を超える添加では逆に靱性、溶接性が劣化するため、０．１〜２％に限定する。
【００２１】
Ｗも、Ｍｏと同様の効果を有する元素であり、効果を発揮でき、かつ材質劣化を生じない範囲として、０．５〜４％の範囲に限定する。
Ｂは、固溶状態でオーステナイト粒界に偏析することで、微量で焼入れ性を高めることが可能な元素であるが、粒界に偏析した状態では、オーステナイトの再結晶抑制にも有効である。焼入性、再結晶抑制に効果を発揮するためには０．０００２％以上の添加が必要であるが、一方、０．００５％を超える過剰の添加では、ＢＮ，Ｆｅ23（Ｃ，Ｂ）6 等の粗大な析出物を生じて、靱性が劣化するため，０．０００２〜０．００５％に限定する。
【００２２】
さらに、本発明においては、強度・靭性の調整のために、必要に応じて、Ｃｕ，Ｃｒ，Ｖ，Ｚｒの１種または２種以上を含有することができる。
Ｃｕは、ほぼＮｉと同様の効果を有するが、１．５％超では熱間加工性に問題を生じるため、効果を発揮し、かつ熱間加工性等の問題を生じない範囲として、本発明においては、０．０１〜１．５％の範囲に限定する。
Ｃｒは、焼入れ性向上、析出強化により母材の強度向上に有効な元素であるが、明瞭な効果を生じるためには０．０５％以上必要であり、一方、２％を超えて添加すると、靭性及び溶接性が劣化する傾向を有するため、０．０５〜２％の範囲とする。
【００２３】
ＶはＶＮを形成して強度向上に有効な元素であるが、過剰の含有では析出脆化により靭性が劣化する。従って、靭性の大きな劣化を招かずに、効果を発揮できる範囲として、０．０１〜０．５％の範囲に限定する。
Ｚｒも窒化物を形成する元素であり、Ｖと同様の効果を有するが、その効果を発揮するためには０．００５％以上の含有が必要である。一方、０．１％を超えると、粗大な析出物、介在物を形成して靭性や延性を劣化させるため、０．００５〜０．１％の範囲に限定する。
【００２４】
またさらに、延性の向上、継手靭性の向上のために、必要に応じて、Ｙ，Ｃａ，ＲＥＭの１種または２種以上を含有することができる。
Ｙ，Ｃａ，ＲＥＭはいずれも硫化物の熱間圧延中の展伸を抑制して延性特性向上に有効である。酸化物を微細化させて継手靭性の向上にも有効に働く。その効果を発揮するための下限の含有量は、Ｙは０．００１％、Ｃａは０．０００５％、ＲＥＭは０．００５％である。一方、過剰に含有すると、硫化物や酸化物の粗大化を生じ、延性、靭性の劣化を招くため、上限を各々、Ｃａは０．０１％、Ｙ，ＲＥＭは０．１％とする。なお、Ｃａは後述するようにＡｌとほぼ同様の機構により、ＭｇＯ，Ｍｇ含有酸化物の微細化に寄与するが、そのためには、やはり、０．０００５％以上含有させる必要がある。
【００２５】
次に、本発明の基本要件の一つである、ＨＡＺ靭性を溶接方法、溶接入熱に依存せずに向上させるための手段について説明する。
本発明が対象としているような、引張強度が５７０ＭＰａ以上の高張力鋼におけるＨＡＺ靭性の劣化は、ＦＬ直近のＨＡＺでは溶接の熱影響により鋼材が１４００℃を超えるような高温に晒されるために、加熱オーステナイト粒径が粗大化し、そのために変態後の組織も粗大となることが最も大きな要因となる。母材で造り込んだ組織の変化も靭性劣化要因となるが、こちらについては、加熱オーステナイト粒径が微細になれば、主要な靭性劣化要因とはならない。ただし、ＨＡＺの２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃特性の保証温度が−１００℃以下となるような、特別に低温靭性を改善する必要がある場合は、特開昭６３−７９９２１号公報に示されている方法で、鋼の焼入性を溶接入熱に応じて適正化しておくことが好ましい。
【００２６】
引張強度が５７０ＭＰａ級以下程度の比較的合金含有量の低い鋼の場合、ＨＡＺの組織を微細化して靱性を向上させる技術としては、▲１▼粒内変態フェライト（ＩＧＦ）による粒内組織の微細化、▲２▼加熱オーステナイトの微細化、の２通りの方法が一般的で、各々、種々の手段が確立されている。
しかしながら、本発明が目的としているような、引張強度が５７０ＭＰａ以上の鋼の場合は、強度確保のために、合金元素の含有量が必然的に多くなり、鋼の焼入性が高くなるため、上記▲１▼の粒内変態フェライトの生成は困難であり、従って、ＨＡＺ靱性改善手段としては、▲２▼の加熱オーステナイト粒径微細化を基本とする必要がある。
【００２７】
ＦＬ近傍ＨＡＺの加熱オーステナイト粒径微細化の手段としては、従来から、ＴｉＮ等の炭窒化物によるピン止めによるオーステナイトの成長抑制効果が用いられてきた。ただし、炭窒化物の中でも安定なＴｉＮを用いても、１４００℃を超えるような高温では凝集・粗大化が避けられず、大入熱溶接では細粒化効果を発揮し難い。また、入熱が５ｋＪ／ｍｍ程度以下の小〜中入熱の溶接では、高温での滞留時間が比較的短時間のため、細粒化に有効ではあるが、それでもオーステナイト粒径で１００〜２００μｍであり、本発明が目的としている−４０℃以下の低温靱性を安定的に達成することは困難であり、粒内変態との組み合わせ、あるいはさらなるオーステナイト粒径の微細化が必要となる。
【００２８】
本発明者らは、本発明が目的としているような、引張強度が５７０ＭＰａ以上の鋼の場合は粒内変態を用いることができないと考えられたことから、オーステナイト粒径の微細化が唯一の手段と考え、ＨＡＺオーステナイト粒径とＨＡＺ靱性との関係や、溶接方法や、溶接入熱によらず、安定にＦＬ近傍のＨＡＺのオーステナイト粒径を微細化する手段を種々検討した結果、本発明が目的としているような、引張強度が５７０ＭＰａ以上の鋼で、母材と同程度にＨＡＺ靱性を確保するためには、ＦＬ近傍のオーステナイト粒径を１００μｍ未満とすることが必要であり、高温でも安定な酸化物主体の粒子、特に、Ｍｇ含有酸化物を核として析出した炭窒化物より構成される複合粒子を適正に分散させることにより、ＦＬ直近においても、ＨＡＺのオーステナイト粒径を溶接方法や、溶接入熱によらず微細化できることを発明するに至った。
【００２９】
具体的には、「粒子径が０．００２〜０．１μｍのＭｇ含有酸化物粒子および、Ｍｇ含有酸化物とこれを核として析出した炭窒化物とからなる粒子径が０．００５〜２μｍの複合粒子の１種または２種を合計で１×１０4 〜１×１０8 個／ｍｍ2 含む」ことが要件となる。
酸化物の種類をＭｇ含有酸化物に限定するのは、強脱酸元素であるＭｇからなる酸化物でないと、ＦＬ近傍のＨＡＺの加熱オーステナイト粒径を１００μｍ未満とするために必要な高温で安定な粒子の高密度な分散を達成できないためである。１４００℃を超えるような高温に晒される場合でも粗大化せず、個数の減少もほとんどない安定なピン止め粒子としてＭｇ含有酸化物は必須であるが、該粒子は粒内変態核としてではなく、ピン止め粒子として寄与するものであるため、酸化物は単独の形態でも、また、Ｍｇ含有酸化物を核として析出した炭窒化物より構成される複合粒子形態でも構わない。また炭窒化物の種類も問わない。
【００３０】
Ｍｇ含有酸化物の例としてＭｇＯが挙げられる。ＭｇＯは、結晶構造からＭｇＯと判断されるもので、構成元素にＭｇ，Ｏ以外の元素、例えば、Ｔｉ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｃａ等の脱酸元素が質量％で２０％程度未満含まれていても構わない。また、複合酸化物であっても、主たる酸化物がＭｇＯであればＭｇＯと同様の機能を有する。また、本発明で言うところのＭｇ含有酸化物とは、酸化物中のＭｇ含有量が質量％で５％以上であるものを意味し、他の構成元素の種類は問わない。また、酸化物の結晶構造も問わない。ただし、より安定に微細分散する酸化物としては、Ｍｇに加えてＡｌ，Ｔｉ，Ｃａの１種〜２種以上を主構成元素とするスピネル型酸化物が好ましい。
【００３１】
粒子径が０．００２〜０．１μｍのＭｇ含有酸化物粒子、および、Ｍｇ含有酸化物とこれを核として析出した炭窒化物とからなる粒子径が０．００５〜２μｍの複合粒子の密度は、ＦＬ直近におけるＨＡＺのオーステナイト粒径が溶接方法や溶接入熱に大きく依存せず、安定に１００μｍ未満となるために必要な密度から限定される。実験結果に基づいて、本発明では，両者の合計量として１×１０4 〜１×１０8 個／ｍｍ2 に限定する。
【００３２】
各々の粒子径の下限を規定したのは、下限未満の粒子径ではピン止め効果が不十分であり、一方、粒子径の上限を規定したのは、粒子径が上限を超えた粗大な粒子は靱性に悪影響を及ぼす可能性が大であるためである。個数については、下限未満ではピン止め効果が不十分であり、上限超ではオーステナイト粒径微細化効果が飽和する一方で、酸化物，炭窒化物の含有率が過大であるために、鋼材の延性、靱性が劣化する恐れがあるためである。
【００３３】
なお、本発明における酸化物、酸化物を包含もしくは周辺に析出した炭窒化物より構成される粒子の同定、サイズ、個数の測定は電子顕微鏡を用いて行われることが好ましい。酸化物の分布状態によって観察、測定倍率は変化させて構わないが、１〜３万倍程度で１０視野以上について観察、測定し、粒子の種類の同定、平均粒子サイズ、個数を求めることが望ましい。また、上記粒子の測定は、鋼材の板厚中心部で行うことが望ましい。これは凝固速度の最も小さい板厚中心部の酸化物個数の確保が最も困難であるため、板厚中心部で本発明を満足していれば、他の箇所の酸化物個数は確実に板厚中心部より多くなっているためである。
【００３４】
以上、Ｍｇ含有酸化物あるいはＭｇ含有酸化物を核として、酸化物を包含もしくは周辺に析出した炭窒化物より構成される粒子が本発明で規定される密度で分散していれば、その達成手段によらず、効果を発揮するが、本発明では、該酸化物あるいは／及び該酸化物を核として、酸化物を包含もしくは周辺に析出した炭窒化物より構成される粒子を最適に分散するための方法も提供する。すなわち、鋼材、構造材料として用いるような板厚、サイズの鋼材において、酸化物粒子を高密度に分散させるためには、該酸化物を構成する元素を脱酸元素として、溶鋼中に添加して溶鋼中あるいは凝固中に酸化物として析出させる方法（脱酸法）が実用的に最も有用である。
【００３５】
本発明者らは、脱酸法において、Ｍｇ含有酸化物を高密度に分散させる手段を種々検討し、脱酸元素添加前のＯ（酸素）量と、Ｍｇと他の脱酸元素との添加順序が酸化物のサイズ、個数に最も大きな影響を及ぼす因子であることを見いだした。具体的な要件としては、「溶存酸素量が０．００１〜０．０２％の溶鋼にＭｇ，Ｔｉ，Ａｌを同時に添加した後、鋳造して鋼片とすること」及び「溶存酸素量が０．００１〜０．０２％の溶鋼にＭｇ，Ｔｉ，Ａｌを添加するに際して、Ａｌを最後に添加した後，鋳造して鋼片とすること」を特徴とする。すなわち、ＭｇＯあるいはＭｇ含有酸化物の微細分散のためには、Ｍｇ添加前の溶鋼中の溶存酸素量を先ず限定する必要がある。これは、０．００１％未満では形成される全酸化物量が不十分となりやすく、０．０２％超では粗大な酸化物が形成されて、微細な酸化物の個数が減少し、かつ粗大な酸化物が靱性に悪影響を及ぼす恐れがあるためである。
【００３６】
また、溶鋼中にＭｇを添加するに際しては、Ｍｇだけでなく、Ｍｇと他の脱酸元素、特にＴｉ，Ａｌの添加順序が大きな影響を及ぼし、Ｍｇ，Ｔｉ，Ａｌを同時に添加するか、別々に添加する場合には、ＭｇとＴｉの添加順序は問わないが、Ａｌについては最後に添加することが好ましい。このように添加順序を限定すると、ＭｇＯ、Ｍｇ含有酸化物のサイズ、個数がより安定、多量に確保できる。また、ＣａもＡｌと類似の効果を有するため、延性改善等の目的でＣａを添加する場合には、Ｍｇと同時に添加するか、Ｍｇと別々に添加する場合には、Ａｌと同時か、Ａｌの後に添加することが好ましい。
【００３７】
Ｍｇ，Ｔｉ，Ａｌ，及びＣａを別々に溶鋼中へ添加する場合はの時間間隔の影響は工業的に実施できる範囲であれば粒子分散や材質への影響は大きくない。ただし、最初の添加から最後の添加完了までは２ｈ以内であることが望ましい。また、実験結果によれば、添加間隔が３０ｓ以内と短時間である場合は、ほぼ同時添加と同じ効果が得られるため、本発明では、添加間隔が３０ｓ以内の場合は同時添加とみなす。
なお、溶鋼中に添加するＭｇの形態は特に問わない。純Ｍｇであっても、Ｆｅ，Ｓｉ，Ｎｉ，Ｃｕ等の１種または２種以上からなる合金を母合金とした原料でも、歩留まりを考慮して、本発明の化学組成範囲となるように添加すれば、同様の効果を得られる。他の脱酸元素についても同様である。母合金を用いる場合の、母合金中のＭｇ含有量も特に問わない。
【００３８】
以上のように、Ｍｇ含有酸化物あるいはＭｇ含有酸化物を核として、酸化物を包含もしくは周辺に析出した炭窒化物より構成される粒子を適正に分散させた鋼では、溶接方法、溶接入熱に大きく依存せずに加熱オーステナイト粒径が顕著に微細化されるために、本発明は、アーク溶接一般、例えば、手溶接、ＣＯ2 溶接、サブマージ溶接、ＴＩＧ溶接、ＭＩＧ溶接等々、また、エレクトロガスアーク溶接、エレクトロスラグ溶接等の大入熱溶接、さらには電子ビーム溶接、レーザー溶接等、いずれの溶接によってもほぼ同様の効果が得られる。また、溶接入熱も、５ｋＪ／ｍｍ程度以下の小〜中入熱だけでなく、引張強度７８０ＭＰａ級鋼以下の鋼であれば、２０ｋＪ／ｍｍ以下、７８０ＭＰａ超級鋼でも１０ｋＪ／ｍｍ以下であれば、適用可能である。
【００３９】
次に、本発明が目的としている母材特性を達成するための要件について説明する。
本発明は、加工熱処理をベースとしたもので、その組織形態を規定することにより、再加熱焼入れ・焼戻し処理材や既存の加工熱処理材からさらに強度・靱性を改善するものである。すなわち、本発明の化学組成範囲内である鋼において、▲１▼「旧オーステナイト平均粒径が５０μｍ以下であるマルテンサイト組織あるいはマルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織が７０％以上を占める組織からなる」、及び、▲２▼「前記形態の組織であって、旧オーステナイト粒が、鋼表裏面のそれぞれ、表面から板厚方向に板厚の１０％以上にわたって、アスペクト比２以上の扁平粒で、かつ、短軸の平均粒径が２０μｍ以下である」ことを満足させることにより、引張強度が５７０ＭＰａ級以上の高張力鋼において優れた強度・靱性を得ることが可能となる。▲１▼の組織形態を満足することで靱性保証温度を−４０℃以下とすることが可能であり、さらに▲２▼に要件を満足することで、いっそうの靱性向上と鋼材の脆性破壊伝播停止特性（アレスト性）を付与することが可能となる。
【００４０】
靱性は主に有効結晶粒径と破壊の起点となる島状マルテンサイトや析出物、パーライト等の硬質第二相のサイズ、分布とに支配され、有効結晶粒径が微細なほど、硬質第二相のサイズが小さく、密度が小さいほど靱性は向上する。有効結晶粒径はへき開破壊したときの破面単位と対応し、フェライト主体組織ではほぼフェライト粒径と一致する。フェライトをほとんど含まないベイナイト〜マルテンサイト組織においては、組織から厳密に有効結晶粒径を測定することはできないが、旧オーステナイト粒径との対応関係は認められる。一般的に旧オーステナイト粒内がさらに分割され、ほぼ（１００）方位が揃った領域が有効結晶粒径となる。そこで本発明では、後述の組織形態を前提としたときに、靱性確保に必要な旧オーステナイト粒径を調査し、旧オーステナイト粒の形態にかかわらず、平均粒径が５０μｍであれば−４０℃以下の靱性保証が可能であることを知見した。従って、本発明では鋼材（母材）の有すべき組織の要件の一つとして、旧オーステナイト平均粒径を５０μｍ以下とすることを規定した。
【００４１】
本発明では、上記旧オーステナイト粒径を前提とした上で、マルテンサイト組織あるいはマルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織が７０％以上を占めることとしているが、これは、該組織形態とすることによって有効結晶粒径が微細化されることに加えて、脆性破壊の起点となる硬質第二相のサイズ、個数を低減する上で必要な組織規定である。すなわち、マルテンサイト及び下部ベイナイト組織は変態温度がフェライトや上部ベイナイトよりも低いために、同じオーステナイト粒径でも有効結晶粒径が上部ベイナイトよりも微細化するが、さらに、粗大な第二相を生成せず、変態ままでは、ほとんど析出物を生じないか、セメンタイトを主とする析出物が非常に微細にかつ均一に分布する。また、焼戻し処理を行っても、焼戻し加熱温度がＡｃ1 変態点以上となるような高温焼戻しでなければ析出物の粗大化が許容できる結果、マルテンサイト、下部ベイナイトは上部ベイナイトに比べて靱性は極めて良好となる。
【００４２】
フェライト相については、同じ有効結晶粒径で比較した場合、粗大な粒界セメンタイトが生成するような場合を除けばマルテンサイト、下部ベイナイトとの靱性に大きな差はないが、フェライト相主体では本発明が目的としているところの強度を満足することが困難となる。なお、連続冷却で生じる組織の場合、結晶学的に上部ベイナイトと下部ベイナイトとを区別することは困難であるが、本発明においては、靱性の優劣の観点から、ベイナイトラス境界に沿って島状マルテンサイトや、光学顕微鏡で確認できる粗大なセメンタイトが生成している組織を上部ベイナイト、島状マルテンサイトを実質的に含まず、ベイナイトラス内にセメンタイトが微細に析出したベイナイトを下部ベイナイトと定義する。
【００４３】
以上から、本発明においては、主たる組織をマルテンサイト組織あるいはマルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織とするが、該組織の割合は７０％以上とする。これは、マルテンサイト、下部ベイナイト以外の相、例えば、フェライト，パーライト、上部ベイナイトの割合が３０％未満であれば、実質的に強度・靱性への悪影響が小さいためである。
【００４４】
なお、詳細には、旧オーステナイト粒径が同じであれば、マルテンサイト単相よりもマルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織の方が組織が微細に分割され、有効結晶粒径が微細となるため、マルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織の方が靱性向上にはより好ましい。さらには、マルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織においても、下部ベイナイトの割合が多い方がいっそう靱性向上に好ましい。マルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織中の下部ベイナイトの割合が６０〜９０％のときに最適な靱性が達成できる。ただし、そのような組織を得るためには、Ｎｉ量は最低でも２％必要となる。
【００４５】
以上の組織規定に加えて、旧オーステナイト粒の形態を▲２▼「鋼表裏面のそれぞれ、表面から板厚方向に板厚の１０％以上にわたって、アスペクト比２以上の扁平粒で、かつ、短軸の平均粒径が２０μｍ以下である」ようにすれば、さらに顕著な靱性向上とアレスト性の向上とが可能となる。これは、旧オーステナイト粒を扁平化することにより粒界面積を増やすことで、実質的なオーステナイト粒の微細化になるとともに、扁平なオーステナイト粒から下部ベイナイトあるいはマルテンサイト変態した方が、より有効結晶粒径の微細な変態組織を生じるために，靱性が顕著に向上する。また、旧オーステナイトの扁平化によりバンド組織の形成と集合組織の発達も図られ、アレスト性の向上にも有効となる。
【００４６】
上記▲２▼の組織要件を満足することによる効果が明確となるためには、旧オーステナイトの扁平化はアスペクト比で２以上必要で、かつ、短軸の平均粒径を２０μｍ以下とする必要がある。なお、ここでのアスペクト比とは、圧延方向に平行な板厚方向断面（Ｌ断面）の組織において、旧オーステナイトが最も伸長した方向（長軸）の平均粒径をその直角方向（短軸）の平均粒径で除した値である。
全面が上記要件を満足した組織となっていれば当然、好ましいが、アレスト性に関しては鋼材の表面の特性の影響が大であり、鋼表裏面のそれぞれ、表面から板厚方向に板厚の１０％以上にわたって、アスペクト比２以上の扁平粒で、かつ、短軸の平均粒径が２０μｍ以下であれば、−４０℃以下での明確なアレスト性の改善が達成される。ただし、アレスト性として、−１２０℃でのＫｃａが４０００Ｎ／ｍｍ１．５以上とするためには、全面的に「旧オーステナイトの扁平化はアスペクト比で２以上で、かつ、短軸の平均粒径を２０μｍ以下」とする必要がある。
【００４７】
以上の、組織規定において、組織の判別、測定は光学顕微鏡組織、電子顕微鏡組織いずれによっても良いが、組織割合の測定対象は、鉄母相、すなわち、フェライト、パーライト、上部ベイナイト、下部ベイナイト、マルテンサイトであり、島状マルテンサイト、残留オーステナイト等の微細第二相、パーライト以外に存在するセメンタイト、その他析出物、介在物は除外する。また、焼戻しの有無については区別する必要はない。
以上が、本発明における鋼材（母材の）の具備すべき組織要件についての説明である。本発明を満足していれば、鋼材の特性向上は可能であり、組織要件の達成手段は問わない。ただし、本発明においては、本発明の組織要件を達成するに適した鋼の製造方法も提供する。すなわち、その要件は、以下の通りである。
【００４８】
（ア）鋼片をＡｃ3 変態点〜１２００℃に加熱し平均オーステナイト粒径を２０〜１００μｍとした後、開始温度が９００℃以下、終了温度が６５０℃以上で、累積圧下率が３０〜９５％の熱間圧延を行い、引き続き、６００℃以上から開始し、５００℃以下で終了する冷却速度が１〜１００℃／ｓの加速冷却を行う。また、必要に応じて、
（イ）前記加速冷却後に、４００℃以上、Ａｃ1 変態点未満の温度で焼き戻す、
（ウ）熱間圧延に先立って、１１５０〜１３００℃で２〜４８ｈ保持する溶体化処理を施す、ことも特性向上に有効である。
【００４９】
本発明においては、詳細な実験の結果に基づき、加工熱処理プロセスを基本とした場合に、本発明の組織要件、特に変態後の旧オーステナイトの形態を達成するためには、上記（ア）の方法が有効であることを見いだした。
制御圧延に入る前の規定として、「鋼片を、Ａｃ3 変態点〜１２００℃に加熱し、平均オーステナイト粒径を２０〜１００μｍ」とする。後述の開始温度が９００℃以下の未再結晶域圧延に入る前のオーステナイト粒径を２０〜１００μｍとするのは、該オーステナイト粒径が１００μｍ超では、後の製造工程を工夫しても、最終組織の旧オーステナイトの平均粒径を確実に５０μｍ以下にすることが困難で、得られる強度・靱性が十分でないためである。未再結晶域圧延前のオーステナイト粒径は微細であればあるほど、好ましいが、２０μｍ未満としても効果が飽和するのと、加熱段階あるいは再結晶域圧延によって、工業的に２０μｍ未満とすることは困難であるため、本発明では下限を２０μｍとする。
【００５０】
未再結晶域圧延前のオーステナイト粒径を２０〜１００μｍに制御する方法は問わない。すなわち、化学組成、加熱条件の調整によって加熱オーステナイト粒径が本発明範囲内であれば、鋼片を加熱後、直接未再結晶域圧延に入っても構わないし、あるいは、加熱オーステナイト粒径が粗大な場合には、オーステナイトの再結晶域での圧延を加えてオーステナイト粒径を調整することも可能である。さらに、加熱段階ですでにオーステナイト粒径が本発明範囲を満足している場合でも、未再結晶域圧延に入る前の平均オーステナイトが１００μｍを超えない限りは、板厚調整等の目的で、再結晶域圧延を行うことも問題ない。なお、該オーステナイトは等軸のオーステナイトを基本とはするが、例えば、化学組成によっては、該オーステナイトを得るための圧延が一部未再結晶域に入って伸長粒となっても、平均粒径で２０〜１００μｍが満足され、また、開始温度が９００℃以下の未再結晶域圧延の条件が本発明の要件を満足していれば、構わない。
【００５１】
なお、本発明においては、鋼片の加熱温度をＡｃ3 変態点〜１２００℃に限定するが、これは、加熱温度がＡｃ3 変態点未満であると、溶体化が不十分となって、添加元素の効果が十分発揮できなくなるためと、組織、材質の不均一性が大きくなるためであり、１２００℃超であると、加熱オーステナイト粒径が極端に粗大となって、再結晶域圧延を行ってもオーステナイト粒径を十分微細化できないためと、鋼片の表面性状が悪化するためである。
加熱段階での、あるいは再結晶域圧延後の、平均オーステナイト粒径を２０〜１００μｍとした鋼に、引き続き、「開始温度が９００℃以下、終了温度が６５０℃以上で、累積圧下率が３０〜９５％の熱間圧延」を行って、オーステナイトを伸長粒とし、またオーステナイトに加工歪を導入する。
【００５２】
圧延開始温度を９００℃以下に限定したのは、アレスト性付与のために鋼表裏面のそれぞれ、表面から板厚方向に板厚の１０％以上にわたって、アスペクト比２以上の扁平オーステナイト粒を形成するに必要なためである。９００℃超では、化学組成によっては部分再結晶域となる場合もあり、十分な割合の未再結晶オーステナイトが得られず、靱性の向上が不十分となる。一方、終了温度を６５０℃以上に限定したのは、終了温度が６５０℃未満であると、化学組成によっては圧延中あるいは圧延終了後、加速冷却前に変態が開始してしまう可能性があるためである。加速冷却前に変態が生じると、強度・靭性に好ましくない粗大なフェライトや粗大な上部ベイナイト組織となる可能性が大である。なお、表面だけでなく、板厚内部まで全面的にアスペクト比２以上の扁平オーステナイト粒とする場合には、圧延開始温度を８５０℃以下とすることが望ましい。
【００５３】
開始温度が９００℃以下、６５０℃以上のオーステナイトの未再結晶域圧延は累積圧下率を３０％〜９５％とする必要がある。累積圧下率が３０％未満であるとオーステナイトの扁平化と加工歪の導入が不十分で、未再結晶域圧延による強度・靭性向上効果が不十分となる。一方、累積圧下率は大きければ大きいほど、強度・靭性は向上する傾向にはあるが、その程度は９５％超では飽和傾向がある。また、９５％を超える圧延は圧延機への負荷が過大となったり、圧延時間が長くなって、圧延終了温度を確保できない等の問題も生じる可能性があるため、本発明では累積圧下率の上限を９５％とする。
【００５４】
上記、９００℃以下でのオーステナイトへの加工は、オーステナイトの未再結晶域であるため、加工の効果は累積的となる。従って、圧延の効果は累積圧下率で評価できる。すなわち、本発明の圧延温度範囲と累積圧下率範囲内であれば、個々の圧延パスの温度や圧下率の組み合わせ、さらにはパス間隔等は如何様でも構わない。
熱間圧延終了後、引き続いて、加速冷却をする必要がある。すなわち、加速冷却することで、粗大なフェライトや上部ベイナイトの生成を抑制して、マルテンサイト組織、あるいは、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可能となる。
【００５５】
加速冷却条件は「６００℃以上から開始し、５００℃以下で終了する冷却速度が１〜１００℃／ｓの加速冷却」とする。加速冷却を６００℃以上から開始するのは、加速冷却の開始が６００℃未満であると、加速冷却前に変態が開始してしまう可能性があるためである。加速冷却前に変態が生じると、強度・靭性に好ましくない粗大なフェライトや上部ベイナイト組織となる可能性が大である。一方、加速冷却の終了温度が５００℃超であると、主たる変態が終了する前に加速冷却が終了して、同様に粗大な組織が出現する恐れがある。該冷却終了温度が５００℃以下であれば、本発明で目的としている強度・靭性に好ましい組織形態とすることが可能である。加速冷却における冷却速度は１〜１００℃／ｓに限定する。加速冷却中の粗大組織の出現抑制のためには最低限１℃／ｓでの冷却は必要である。冷却速度は大きい方が好ましいが、１００℃／ｓ超では効果が飽和するため，冷却速度の上限は１００℃／ｓとする。
【００５６】
以上が、本発明の製造方法に関する基本要件であるが、本発明においては、鋼板の残留応力の除去、強度調整等の目的で加速冷却後に焼戻しを施すことが可能である。焼戻しを施す場合は、焼戻し温度は４００℃以上、Ａｃ1 変態点未満に限定する。これは、焼戻し温度が４００℃未満であると、焼戻しの効果が十分でなく、一方、Ａｃ1 変態点以上では、加熱時に逆変態オーステナイトが生成し、該オーステナイトが焼戻しの冷却段階で焼入れままのマルテンサイトに変態して、靭性を大きく劣化させるためである。なお、焼戻しの保持時間や冷却条件については、材質への影響は加熱温度に比べて非常に小さく、現実的な条件範囲では特に規定する必要はないが、組織の粗大化抑制のためには、保持時間は４８ｈ以下、冷却条件としては放冷以上の冷却速度の冷却方法がより好ましい。
また，さらに，本発明においては，必要に応じて，熱間圧延に先立って，１１５０〜１３００℃で２〜４８ｈ保持する溶体化処理を施すことが可能である。溶体化処理はミクロ偏析を軽減し，析出物の分布を安定化する効果により，耐水素脆化特性，さらなる靭性向上が要求される場合に特に有効である。
【００５７】
溶体化処理を施す場合は、加熱温度は１１５０〜１３００℃の範囲とするが、これは、１１５０℃未満では、元素の拡散が工業的に可能な保持時間内では不十分なためであり、１３００℃超では析出物の粗大化が顕著となり、その後の熱間圧延段階では微細化されず、靭性に悪影響を及ぼすためと、表面が過度に酸化されて鋼板の表面状態が劣化するためである。その際の保持時間を２〜４８ｈとするのは、該加熱温度範囲で溶体化の効果が他の特性への悪影響なしに発揮されるために最適であるためで、２ｈ未満では加熱温度が低温の場合に元素の拡散が不十分であり、逆に４８ｈ超では加熱温度が高い場合に析出物の粗大化が避けられない可能性が生じる。なお、溶体化処理後の冷却条件は問わないが、溶体化処理の目的から、空冷以下の冷却速度で冷却する方が好ましい。
【００５８】
【実施例】
以上が、本発明の要件についての説明であるが、さらに、実施例に基づいて本発明の効果を示す。
表１に示す化学組成の供試鋼を用いて、表２および表３〜表４に示す製造条件で鋼板を製造した。表２は鋼片の製造条件と、ＭｇＯあるいはＭｇ含有酸化物の分散状態を示している。製造した鋼板の、機械的性質（鋼材の引張特性、靭性、ＥＳＳＯ特性，継手靭性）の測定結果も合わせて表３〜表４に示す。
引張特性は圧延方向に直角な方向（Ｃ方向）の板厚中心部から丸棒引張試験片を採取して測定した。靱性評価は２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験における破面遷移温度（ｖＴrs）で評価したが、試験片は引張特性と同様、Ｃ方向板厚中心部から採取した。
【００５９】
【表１】
0004213833.tif 000002
【００６０】
【表２】
0004213833.tif 000003
【００６１】
【表３】
0004213833.tif 000004
【００６２】
【表４】
0004213833.tif 000005
【００６３】
脆性き裂伝播停止特性は温度勾配型ＥＳＳＯ試験により調査し、Ｋcaが４０００Ｎ／ｍｍ1.5 となる温度（ＴKca4000 ）で評価した。試験方向は２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験と同じである。
継手靭性は、２種類の溶接法により溶接継手を作製し、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃特性を調査した。すなわち、１種類は入熱１．５ｋＪ／ｍｍのＴＩＧ溶接、もう一種類は入熱４．５ｋＪ／ｍｍのＳＡＷ溶接により継手を作製した。両継手ともレ形開先で多層盛溶接とし、ＦＬが垂直側となるＨＡＺのＦＬにノッチを導入してｖＴrsで靭性を評価した。なお、板厚２５ｍｍ以下の鋼材の場合は元厚ままで、２５ｍｍ超の場合は２５ｍｍに減厚してから継手を作成した。また、試験片は試験片中心部が鋼材の板厚中心部となるように採取した。
【００６４】
表３〜表４のうちの鋼材番号Ａ１〜Ａ１５は、本発明の化学組成を有し、かつＭｇ含有酸化物、該酸化物と炭窒化物との複合化された粒子のサイズ、密度が本発明を満足する鋼片番号１〜１２を用いて、本発明の製造方法により製造し、本発明の規定する組織を満足する鋼板であり、いずれも良好な母材の強度、靱性、アレスト性、及びＨＡＺ靱性とが同時に達成されていることが明らかである。
一方、同様に表１，表２の結果から、本発明の範囲を逸脱している鋼材番号Ｂ１〜Ｂ７の鋼板は本発明により製造された鋼材番号Ａ１〜Ａ１５の鋼板に比べて、母材の強度、靱性、アレスト性、あるいはＨＡＺ靱性のうちの１つ以上の特性が大幅に劣っていることが明らかである。
【００６５】
鋼材番号Ｂ１〜Ｂ４は化学組成あるいはＭｇ含有酸化物、該酸化物と炭窒化物との複合化された粒子のサイズ、密度が本発明を満足していないために、製造方法は本発明を満足しているものの、十分な特性を達成できなかった例である。
すなわち、鋼材番号Ｂ１は、Ｃ量が過剰なため、製造方法は本発明を満足しているにもかかわらず、靭性が母材、ＨＡＺともに本発明に比べて大幅に劣る。
鋼材番号Ｂ２は、オーステナイトの再結晶抑制のために必要な元素が必要量添加されていないため、オーステナイト粒の扁平化、オーステナイトへの歪導入が不十分なため、母材特性が本発明による鋼に比べて十分でない。
【００６６】
鋼材番号Ｂ３は、Ｔｉが無添加であるため、母材組織の微細化が十分でなく、母材靱性が劣る。加えて、酸化物の分散が不十分となるため、ＨＡＺ靱性の改善も認められない。
鋼材番号Ｂ４は、溶鋼のＭｇによる脱酸を実施していないため、ＭｇＯないしはＭｇ含有酸化物の個数が極端に少なく、ＨＡＺ靱性の劣化が顕著である。
一方、鋼材番号Ｂ５〜Ｂ７は、母材組織が本発明の範囲を逸脱しているために、本発明により製造したものに比べて、特に母材特性の特性が目立っている例である。
【００６７】
すなわち、鋼材番号Ｂ５は、旧オーステナイト粒径が粗大であるため、組織形態は本発明を満足しているものの、母材靱性，アレスト性が良好でない。
鋼材番号Ｂ６，Ｂ７は圧延後の加速冷却の冷却速度が十分でなかったり、加速冷却を実施しなかったために、組織形態が本発明を満足できず、粗大な上部ベイナイト主体組織となり、母材特性が劣化した例である。
以上の実施例からも、本発明によれば、強度と靱性とがともに良好な鋼の製造が可能であることが明白である。
【００６８】
【発明の効果】
本発明により、引張強度が５７０ＭＰａ級以上で、母材、ＨＡＺの靭性保証温度が−４０℃以下の優れた低温靭性を有する鋼の製造が可能となる。さらに、必要に応じて、母材、溶接部の靱性保証温度が−１００℃以下の鋼や母材の脆性き裂伝播停止特性が必要とされる鋼にも適用可能である。その結果、低温貯槽タンク、低温圧力容器、海洋構造物、船舶、橋梁、ラインパイプ等へ、安全性に極めて優れた構造材料を提供することが可能となり、産業上の効果は極めて大きい。