(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｍｎ：１．６〜２．２％、Ｎｉ：０．５〜１．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｃｕ：０．２〜０．６％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
表面直下ｔ／１０の位置（ｔは鋼材の厚さ（ｍｍ）、以下同一である）までの領域において、微細組織として、９０面積％以上（１００面積％を含む）のベイナイトを含み、ＥＢＳＤで測定した１５度以上の高傾角境界を有する結晶粒の粒度が１０μｍ以下（０μｍを除く）であり、
降伏強度が４６０ＭＰａ以上であり、板厚が５０〜１００ｍｍであることを特徴とする極厚物高強度鋼材。
【請求項２】
表面直下ｔ／１０の位置からｔ／２の位置までの領域において、微細組織として、９５面積％以上（１００面積％を含む）のアシキュラーフェライトとベイナイトの複合組織、及び５面積％以下（０面積％を含む）の島状マルテンサイトを含むことを特徴とする請求項１に記載の極厚物高強度鋼材。
【請求項３】
ＡＳＴＭ  ２０８−０６に規定されたＮＲＬ−ＤＷＴ（Ｎａｖａｌ  Ｒｅｓｅａｒｃｈ  Ｌａｂｏｒａｔｏｒｙ−Ｄｒｏｐ  Ｗｅｉｇｈｔ  Ｔｅｓｔ）による、前記鋼板の表面から採取された試験片のＮＤＴ（Ｎｉｌ−Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ  Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ）の温度が−６０℃以下であることを特徴とする請求項１に記載の極厚物高強度鋼材。
【請求項４】
表面直下ｔ／４の位置から採取された試験片の衝撃遷移温度が−４０℃以下であることを特徴とする請求項１に記載の極厚物高強度鋼材。
【請求項５】
質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｍｎ：１．６〜２．２％、Ｎｉ：０．５〜１．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｃｕ：０．２〜０．６％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるスラブを再加熱する段階と、
前記再加熱されたスラブを粗圧延した後、Ａｒ３℃以上（Ａｒ３＋１００）℃以下の温度まで０．５℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却する段階と、
前記冷却されたスラブを仕上げ圧延した後、水冷する段階と、を含み、
前記温度と冷却速度はｔ／４の位置（ｔは鋼材の厚さ、以下同一である）を基準とし、
表面直下ｔ／１０の位置までの領域において、微細組織として、９０面積％以上（１００面積％を含む）のベイナイトを含み、ＥＢＳＤで測定した１５度以上の高傾角境界を有する結晶粒の粒度が１０μｍ以下（０μｍを除く）であり、
降伏強度が４６０ＭＰａ以上であり、板厚が５０〜１００ｍｍであることを特徴とする極厚物高強度鋼材の製造方法。
【請求項６】
前記スラブ再加熱温度は１０００〜１１５０℃であることを特徴とする請求項５に記載の極厚物高強度鋼材の製造方法。
【請求項７】
前記粗圧延時の温度は９００〜１１５０℃であることを特徴とする請求項５に記載の極厚物高強度鋼材の製造方法。
【請求項８】
前記粗圧延時の累積圧下率は４０％以上であることを特徴とする請求項５に記載の極厚物高強度鋼材の製造方法。
【請求項９】
前記水冷時の冷却速度は３℃／ｓｅｃ以上であることを特徴とする請求項５に記載の極厚物高強度鋼材の製造方法。
【請求項１０】
前記水冷時の冷却終了温度は５００℃以下であることを特徴とする請求項５に記載の極厚物高強度鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、表面部ＮＲＬ−ＤＷＴ物性に優れる極厚物鋼材及びその製造方法に係り、より詳しくは、本発明の極厚物高強度鋼材の表面直下ｔ／１０の位置（ｔは鋼材の厚さ（ｍｍ））までの領域において、微細組織として、９０面積％以上（１００面積％を含む）のベイナイトを含み、ＥＢＳＤで測定した１５度以上の高傾角境界を有する結晶粒の粒度が１０μｍ以下（０μｍを除く）である表面部ＮＲＬ−ＤＷＴ物性に優れる極厚物鋼材及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
最近、国内外の船舶などの構造物を設計するにあたり、高強度極厚物鋼材の開発が要求されている。これは、構造物の設計時に高強度極厚物鋼材を用いる場合、構造物の形態を軽量化することにより経済的な利益が得られるだけでなく、構造物の厚さを薄くすることができることから、加工及び溶接作業の容易性をともに確保することができるためである。
【０００３】
一般に、高強度極厚物鋼材の製造時の合計圧下率の低下により、組織全般に十分な変形が行われないため組織が粗大化し、強度確保のための急速冷却時の厚い厚さが原因となって、表面部−中心部間に冷却速度差が発生するようになる。その結果、表面部にベイナイトなどの粗大な低温変態相が多く生成され、靭性を確保することが困難になる。特に、構造物の安定性を示す脆性亀裂伝播抵抗性の場合、船舶などの主要構造物への適用時にその保証を要求するケースが増加しつつある。しかし、極厚物鋼材の場合、靭性の低下により、かかる脆性亀裂伝播抵抗性を保証するのに大きく苦労している。
【０００４】
実際、多くの船級協会及び鉄鋼メーカーでは、脆性亀裂伝播抵抗性を保証するために、脆性亀裂伝播抵抗性を正確に評価することができる大型引張試験を行っている。しかし、試験を行うためには多大な費用がかかることから、量産適用時に保証することが難しい状況にある。このような不合理を改善させるために、最近では、大型引張試験を代替することができる小型代替試験に対する研究が着実に行われている。最も有力な試験としては、ＡＳＴＭ  Ｅ２０８−０６規格の表面部ＮＲＬ−ＤＷＴ（Ｎａｖａｌ  Ｒｅｓｅａｒｃｈ  Ｌａｂｏｒａｔｏｒｙ−Ｄｒｏｐ  Ｗｅｉｇｈｔ  Ｔｅｓｔ）試験が挙げられ、多くの船級協会及び鉄鋼メーカーで採用されている状況にある。
【０００５】
表面部ＮＲＬ−ＤＷＴ試験の場合は、従来の研究に加えて、表面部の微細組織を制御するにあたり、脆性亀裂伝播時にクラックの伝播速度を遅らせることで脆性亀裂伝播抵抗性を優れるようにするという研究結果に基づいて採用されており、ＮＲＬ−ＤＷＴの物性を向上させるべく、他の研究者による表面部の粒度を微細化するための仕上げ圧延における表面冷却の適用、及び圧延中に曲げ応力を与えることによる粒度調節のような様々な技術が考案されている。但し、技術自体が、一般の量産システムに適用するには生産性が大きく低下するという問題がある。
【０００６】
一方、靭性の向上に役立つＮｉなどの元素を大量に添加する場合には、表面部ＮＲＬ−ＤＷＴ物性を向上させることができると知られているが、かかる元素は高価な元素であるため、製造コストの観点で商業的適用が難しい状況である。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明のいくつかの目的の一つとして、表面部ＮＲＬ−ＤＷＴ物性に優れる極厚物鋼材及びその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明は、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｍｎ：１．６〜２．２％、Ｎｉ：０．５〜１．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｃｕ：０．２〜０．６％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、表面直下ｔ／１０の位置（ｔは鋼材の厚さ（ｍｍ）、以下同一である）までの領域において、微細組織として、９０面積％以上（１００面積％を含む）のベイナイトを含み、ＥＢＳＤで測定した１５度以上の高傾角境界を有する結晶粒の粒度が１０μｍ以下（０μｍを除く）である極厚物高強度鋼材を提供する。
【０００９】
また、本発明は、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｍｎ：１．６〜２．２％、Ｎｉ：０．５〜１．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｃｕ：０．２〜０．６％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるスラブを再加熱する段階と、前記再加熱されたスラブを粗圧延した後、Ａｒ３℃以上（Ａｒ３＋１００）℃以下まで０．５℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却する段階と、前記冷却されたスラブを仕上げ圧延した後、水冷する段階と、を含む極厚物高強度鋼材の製造方法を提供する。
【発明の効果】
【００１０】
本発明のいくつかの効果の一つは、本発明による構造用極厚物鋼材は、表面部ＮＲＬ−ＤＷＴ物性に優れるという長所がある。
【００１１】
本発明の様々且つ有意義な長所及び効果は上述した内容に限定されず、本発明の具体的な実施形態を説明する過程でさらに容易に理解される。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
以下、本発明の一側面である表面部ＮＲＬ−ＤＷＴ物性に優れる極厚物鋼材について詳細に説明する。
【００１３】
まず、本発明の極厚物鋼材の合金成分及び好ましい含有量範囲について詳細に説明する。後述する各成分の含有量は、特に記載しない限り、すべて質量基準であることを予め明らかにしておく。
【００１４】
Ｃ：０．０４〜０．１％
本発明において基本的な強度を確保するのに最も重要な元素であるため、適切な範囲内で鋼中に含有される必要がある。本発明では、かかる効果を得るために、０．０４％以上含まれることが好ましい。但し、Ｃの含有量が０．１％を超えると、硬化能が向上して大量の島状マルテンサイトが生成され、低温変態相の生成が促されて靭性が低下する可能性がある。したがって、Ｃの含有量は、０．０４〜０．１％であることが好ましく、０．０４〜０．０９％であることがより好ましい。
【００１５】
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％
Ｓｉ及びＡｌは、製鋼及び連続鋳造工程時の溶鋼内の溶存酸素をスラグの形で析出させて脱酸作業を行うための必須の合金元素である。一般に、転炉を用いた鋼材の製造時には、Ｓｉ及びＡｌがそれぞれ０．０５％及び０．０１％以上含まれる。但し、その含有量が過度である場合には、Ｓｉ、Ａｌの複合酸化物が粗大に生成されるか、または微細組織内に粗大な島状マルテンサイトが大量に生成される可能性がある。これを防止するための観点でＳｉの含有量の上限は０．５％に限定することが好ましく、０．４％に限定することがより好ましい。また、Ａｌの含有量の上限は０．０５％に限定することが好ましく、０．０４％に限定することがより好ましい。
【００１６】
Ｍｎ：１．６〜２．２％
Ｍｎは、固溶強化により強度を向上させ、低温変態相が生成されるように硬化能を向上させる有用な元素である。４６０ＭＰａ以上の降伏強度を満たすためには、１．６％以上添加する必要がある。しかし、２．２％を超えて添加すると、硬化能が増加しすぎるようになり、上部ベイナイト（Ｕｐｐｅｒ  ｂａｉｎｉｔｅ）及びマルテンサイトの生成を促して、衝撃靭性及び表面部ＮＲＬ−ＤＷＴ物性を大幅に低下させることがある。したがって、Ｍｎの含有量は、１．６〜２．２％であることが好ましく、１．６〜２．１％であることがより好ましい。
【００１７】
Ｎｉ：０．５〜１．２％
Ｎｉは、低温において転位のクロススリップ（Ｃｒｏｓｓ  ｓｌｉｐ）を容易にして衝撃靭性を向上させるとともに、硬化能を向上させることで強度を向上させる重要な元素である。４６０ＭＰａ以上の降伏強度を有する高強度鋼における衝撃靭性及び脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるためには、０．５％以上添加することが好ましい。しかし、１．２％を超えて添加すると、硬化能を過度に上昇させて低温変態相が生成されるようになって靭性を低下させるとともに、製造コストを上昇させるという問題がある。したがって、Ｎｉの含有量は、０．５〜１．２％であることが好ましく、０．６〜１．１％であることがより好ましい。
【００１８】
Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％
Ｎｂは、ＮｂＣまたはＮｂＣＮの形で析出して母材の強度を向上させる。また、高温における再加熱時に固溶されたＮｂは、圧延中にＮｂＣの形で非常に微細に析出してオーステナイトの再結晶を抑制することで組織を微細化させるという効果を奏する。したがって、Ｎｂは０．００５％以上添加されることが好ましいが、０．０５０％を超えて添加すると、鋼材の角に脆性クラックを生じさせる可能性がある。したがって、Ｎｂの含有量は、０．００５〜０．０５０％であることが好ましく、０．０１〜０．０４０％であることがより好ましい。
【００１９】
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉの添加は、再加熱時にＴｉＮとして析出して母材及び溶接熱影響部の結晶粒成長を抑制し、低温靭性を大幅に向上させる。効果的なＴｉＮの析出のためには、Ｔｉを０．００５％以上添加する必要がある。しかし、０．０３％を超えて過度に添加すると、連鋳ノズルの詰まりや中心部晶出による低温靭性の低下の問題がある。したがって、Ｔｉの含有量は、０．００５〜０．０３％であることが好ましく、０．０１〜０．０２５％であることがより好ましい。
【００２０】
Ｃｕ：０．２〜０．６％
Ｃｕは、硬化能を向上させ、固溶強化を起こすことで鋼材の強度を向上させる主要な元素でありながら、焼戻し（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）適用時にイプシロンＣｕ析出物の生成を通じて降伏強度を上げる重要な元素であるため、０．２％以上添加することが好ましい。しかし、０．６％を超えて添加すると、製鋼工程において赤熱脆性（ｈｏｔ  ｓｈｏｒｔｎｅｓｓ）によるスラブの亀裂を発生させることがある。したがって、Ｃｕの含有量は、０．２〜０．６％であることが好ましく、０．２５〜０．５５％であることがより好ましい。
【００２１】
Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下
Ｐ及びＳは、結晶粒界に脆性を誘発するか、または粗大な介在物を形成させて脆性を誘発する元素であるため、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるために、Ｐ：１００ｐｐｍ以下及びＳ：４０ｐｐｍ以下に制限することが好ましい。
【００２２】
前記組成以外の残りの成分はＦｅである。但し、通常の製造過程では、原料や周囲の環境から意図しない不純物が必然的に混入される可能性があるため、これを排除することはできない。かかる不純物は、該当技術分野における通常の技術者であれば誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を具体的に記載しない。
【００２３】
以下、本発明の極厚物高強度鋼材の微細組織について詳細に説明する。
【００２４】
本発明の極厚物高強度鋼材は、表面直下ｔ／１０の位置（ｔは鋼材の厚さ（ｍｍ）、以下同一である）までの領域において、微細組織として、９０面積％以上（１００面積％を含む）のベイナイトを含み、ＥＢＳＤで測定した１５度以上の高傾角境界を有する結晶粒の粒度が１０μｍ以下（０μｍを除く）であることを特徴とする。
【００２５】
上述のように、一般に、高強度極厚物鋼材を製造するにあたり、組織全般に十分な変形が行われないため組織が粗大化し、強度確保のための急速冷却時の厚い厚さが原因となって、表面部−中心部間に冷却速度差が発生するようになる。その結果、表面部にベイナイトなどの粗大な低温変態相が多く生成され、靭性を確保することが困難になる。
【００２６】
これに対し、本発明の場合、製造工程上、粗圧延後の冷却を介して表面部において予めベイナイト変態が起こるようにし、その後、仕上げ圧延を介して表面部におけるベイナイト組織が微細化するようにすることにより、結果的に得られる極厚物鋼材の表面直下ｔ／１０の位置（ｔは鋼材の厚さ、以下同一である）までの領域において、ＥＢＳＤで測定した１５度以上の高傾角境界を有する結晶粒の粒度が１０μｍ以下になるように制御する。ここで、表面部に大量（９０面積％以上）のベイナイトを含んでいるにもかかわらず、非常に優れる表面部ＮＲＬ−ＤＷＴ物性を有する極厚物鋼材を提供することができるようになる。一方、本発明では、表面直下ｔ／１０の位置までの領域におけるベイナイト以外の残部組織については特に限定しないが、例えば、ポリゴナルフェライト、アシキュラーフェライト、及びマルテンサイトからなる群より選択される１種以上である。
【００２７】
一例によると、本発明の極厚物鋼材は、表面直下ｔ／１０の位置からｔ／２の位置までの領域において、微細組織として、９５面積％以上（１００面積％を含む）のアシキュラーフェライトとベイナイトの複合組織、及び５面積％以下（０面積％を含む）の島状マルテンサイトを含むことができる。複合組織の面積率が９５％未満であるか、または島状マルテンサイトの面積率が５面積％を超えると、衝撃靭性及び母材のＣＴＯＤ物性が劣化する可能性がある。
【００２８】
本発明の一側面によると、前記複合組織、すなわち、アシキュラーフェライト及びベイナイトの分率に関係なく複合して含む場合、本発明で目標とする物性を満たすことができるため、前記複合組織の各相（ｐｈａｓｅ）分率については具体的に限定しない。
【００２９】
本発明の極厚物高強度鋼材には、表面部ＮＲＬ−ＤＷＴ物性に非常に優れるという長所がある。一例によると、ＡＳＴＭ  ２０８−０６に規定されたＮＲＬ−ＤＷＴ（Ｎａｖａｌ  Ｒｅｓｅａｒｃｈ  Ｌａｂｏｒａｔｏｒｙ−Ｄｒｏｐ  Ｗｅｉｇｈｔ  Ｔｅｓｔ）による、鋼材の表面から採取された試験片のＮＤＴ（Ｎｉｌ−Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ  Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ）の温度が−６０℃以下であってもよい。
【００３０】
また、本発明の極厚物高強度鋼材には、低温靭性に非常に優れるという長所がある。一例によると、表面直下ｔ／４の位置から採取された試験片の衝撃遷移温度が−４０℃以下であってもよい。
【００３１】
また、本発明の極厚物高強度鋼材には、降伏強度に非常に優れるという長所もある。一例によると、本発明の極厚物高強度鋼材は、板厚が５０〜１００ｍｍ、降伏強度が４６０ＭＰａ以上であってもよい。
【００３２】
上述した本発明の極厚物高強度鋼材は様々な方法で製造することができるが、その製造方法は特に制限されない。但し、好ましい一例として、以下のような方法により製造することができる。
【００３３】
以下、本発明の他の一側面である表面部ＮＲＬ−ＤＷＴ物性に優れる極厚物鋼材の製造方法について詳細に説明する。以下の製造方法について説明するにあたり、特に記載しない限り、熱延鋼板（スラブ）の温度とは、熱延鋼板（スラブ）の表面から板厚方向にｔ／４（ｔ：鋼板の厚さ）の位置における温度を意味する。また、冷却時における冷却速度の測定基準となる位置も同一である。
【００３４】
まず、上述した成分系を有するスラブを再加熱する。
一例によると、スラブ再加熱温度は、１０００〜１１５０℃であってもよく、好ましくは１０５０〜１１５０℃であってもよい。再加熱温度が１０００℃未満の場合には、鋳造中に形成されたＴｉ及び／またはＮｂの炭窒化物が十分に固溶されない可能性がある。これに対し、再加熱温度が１１５０℃を超えると、オーステナイトが粗大になるおそれがある。
【００３５】
次に、再加熱されたスラブを粗圧延する。
一例によると、粗圧延温度は９００〜１１５０℃であることができる。前記のような温度範囲で粗圧延を行う場合には、鋳造中に形成されたデンドライトなどの鋳造組織を破壊することに加えて、粗大なオーステナイトの再結晶を介して粒度を小さくするという効果を得ることができるという長所がある。
【００３６】
粗圧延時の累積圧下率は４０％以上であることができる。累積圧下率を前記のような範囲に制御する場合、十分な再結晶を起こすことで、組織を微細化することができる。
【００３７】
次に、粗圧延されたスラブを冷却する。本工程は、仕上げ圧延に先立って、表面部において予めベイナイト変態が起こるようにするために行う工程である。ここで、冷却とは水冷を意味する。
【００３８】
このとき、冷却終了温度はＡｒ３℃以上（Ａｒ３＋１００）℃以下であることが好ましい。冷却終了温度が（Ａｒ３＋１００）℃を超えると、冷却中の表面部においてベイナイト変態が十分に行われず、後工程の仕上げ圧延中に圧延及び復熱による逆変態が起こらないようになって表面部における最終組織が粗大化するという問題がある。これに対し、Ａｒ３℃未満の場合には、表面部だけでなく、表面直下ｔ／４の位置においても変態が起こり、遅い冷却中に生成されたフェライトが二相域圧延になって長く延伸されて強度及び靭性が劣化することがある。
【００３９】
このとき、冷却速度は０．５℃／ｓｅｃ以上であることが好ましい。冷却速度が０．５℃／ｓｅｃ未満の場合には、表面部においてベイナイト変態が十分に行われず、後工程の仕上げ圧延中に圧延及び復熱による逆変態が起こらないようになって表面部における最終組織が粗大化するという問題がある。一方、冷却速度が速いほど、目標とする組織の確保には有利であるため、その上限については特に限定しないが、冷却水による冷却を行っても、現実的に１０℃／ｓｅｃを超える冷却速度を得ることは難しいため、これを考慮するとき、その上限を１０℃／ｓｅｃに限定する。
【００４０】
次に、冷却されたスラブを仕上げ圧延して熱延鋼板を得る。このとき、仕上げ圧延温度は粗圧延されたスラブの冷却終了温度との関係で決定されるものであるが、本発明では、仕上げ圧延温度については特に限定しない。但し、仕上げ圧延温度がＡｒ３℃未満（スラブの表面から板厚方向にｔ／４の位置）の場合、目標とする組織の確保が困難になるため、これを考慮すると、仕上げ圧延温度をＡｒ３℃以上に限定することはできる。
【００４１】
次に、熱延鋼板を水冷する。
水冷時の冷却速度は３℃／ｓｅｃ以上であることができる。冷却速度が３℃／ｓｅｃ未満の場合には、熱延鋼板の中心部微細組織が適切に形成されず、降伏強度が低下する可能性がある。
一例によると、水冷時の冷却終了温度は６００℃以下であることができる。冷却終了温度が６００℃を超えると、熱延鋼板の中心部微細組織が適切に形成されず、降伏強度が低下するおそれがある。
【実施例】
【００４２】
以下、実施例を通じて本発明をより具体的に説明する。但し、下記実施例は本発明を例示してより詳細に説明するためのもので、本発明の権利範囲を限定するためのものではないことに留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項及びこれから合理的に類推される事項によって決定されるためである。
【００４３】
（実施例）
表１の組成を有する厚さ４００ｍｍの鋼スラブを１０６０℃に再加熱した後、１０２０℃の温度で粗圧延を行ってバー（ｂａｒ）を製造した。粗圧延時の累積圧下率は５０％と同一に行い、粗圧延されたバーの厚さは２００ｍｍと同一にした。粗圧延後、下記表２の条件下で冷却してから仕上げ圧延して熱延鋼板を得た。その後、３．５〜５℃／ｓｅｃの冷却速度で３００〜４００℃の温度まで水冷して極厚物鋼材を製造した。
【００４４】
次に、製造された極厚物鋼材の微細組織を分析し、且つ引張特性を評価してその結果を表３に示した。このとき、鋼材の微細組織は、光学顕微鏡で観察して測定し、引張特性は通常の常温引張試験により行って測定した。
【００４５】
【表１】
0006818146.tif 000002
【００４６】
【表２】
0006818146.tif 000003
（前記表２において、最終パス圧延は仕上げ圧延を意味する。）
【００４７】
【表３】
0006818146.tif 000004
【００４８】
表３から分かるように、本発明が提案する条件をすべて満たす発明例１〜５の場合は、降伏強度が４６０ＭＰａ以上、表面直下ｔ／４の位置から採取された試験片の衝撃遷移温度が−４０℃以下、ＡＳＴＭ  ２０８−０６に規定されたＮＲＬ−ＤＷＴ（Ｎａｖａｌ  Ｒｅｓｅａｒｃｈ  Ｌａｂｏｒａｔｏｒｙ−Ｄｒｏｐ  Ｗｅｉｇｈｔ  Ｔｅｓｔ）による、鋼板の表面から採取された試験片のＮＤＴ（Ｎｉｌ−Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ  Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ）の温度が−６０℃以下を示すことが確認できる。
【００４９】
これに対し、比較例１及び４の場合は、粗圧延後の冷却時の冷却終了温度がＡｒ３℃未満であることから、冷却中の表面部に十分なベイナイト変態が起こり、仕上げ圧延中に域変態による粒度の微細化が行われているものの、これに加えて、中心部に軟質相が大量に生成されたため、降伏強度が４６０ＭＰａ未満と低いことが分かる。
また、比較例２及び３の場合は、粗圧延後の冷却時の冷却終了温度が（Ａｒ３＋１００）℃を超えることから、冷却中の表面部に十分なベイナイト変態が起こらず、仕上げ圧延中に域変態による粒度微細化が行われず、水冷後の表面部に粗大なベイナイトが生成され、その結果、衝撃遷移温度及びＮＤＴ（Ｎｉｌ−Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ  Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ）の温度が本発明で提案する範囲を超えていることが確認できる。
【００５０】
比較例５の場合は、本発明で提示するＣの上限よりも高い値を有することから、表面部に微細なベイナイトが生成されたにもかかわらず、高いＣの含有量により、衝撃遷移温度及びＮＤＴ（Ｎｉｌ−Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ  Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ）の温度が本発明で提案する範囲を超えていることが確認できる。
比較例６の場合は、本発明で提示するＭｎの上限よりも高い値を有することから、表面部に微細なベイナイトが生成されたにもかかわらず、高いＭｎの含有量により、高強度のベイナイトが生成され、その結果、ＮＤＴ（Ｎｉｌ−Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ  Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ）の温度が本発明で提案する範囲を超えていることが確認できる。
比較例７の場合は、本発明で提示するＣ及びＭｎの下限よりも低い値を有することから、表面部及び中心部に軟質相が多く生成され、その結果、表面部の粒度が粗大化し、特に中心部に軟質相が多く生成されて、本発明で提示する降伏強度４６０ＭＰａよりも降伏強度が低いことが分かる。
【００５１】
比較例８の場合は、本発明で提示するＮｉの上限よりも低い値を有することから、十分に微細なベイナイト組織が表面部に生成されたにもかかわらず、低いＮｉの含有量よる靭性の低下が原因となって、衝撃遷移温度及びＮＤＴ（Ｎｉｌ−Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ  Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ）の温度が本発明で提案する範囲を超えていることが分かる。
比較例９の場合は、本発明で提示するＴｉ及びＮｂの上限よりも高い値を有することから、過度な硬化能により強度が上昇し、析出強化による靭性低下の影響で、衝撃遷移温度及びＮＤＴ（Ｎｉｌ−Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ  Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ）の温度が本発明で提案する範囲を超えていることが分かる。
【００５２】
以上、本発明の実施形態について詳細に説明したが、本発明の権利範囲はこれに限定されず、特許請求の範囲に記載された本発明の技術的思想から外れない範囲内で多様な修正及び変形が可能であるということは、当技術分野の通常の知識を有する者には明らかである。