(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2022130579
(43)【公開日】2022-09-06
(54)【発明の名称】母材靭性と表面性状の優れた鋼板およびその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20220830BHJP
C22C 38/14 20060101ALI20220830BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20220830BHJP
C21D 8/00 20060101ALI20220830BHJP
B21B 45/08 20060101ALI20220830BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301A
C22C38/14
C22C38/58
C21D8/00 B
B21B45/08 Z
【審査請求】有
【請求項の数】4
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2022103741
(22)【出願日】2022-06-28
(62)【分割の表示】P 2018074067の分割
【原出願日】2018-04-06
(71)【出願人】
【識別番号】000001199
【氏名又は名称】株式会社神戸製鋼所
(74)【代理人】
【識別番号】100145403
【弁理士】
【氏名又は名称】山尾 憲人
(74)【代理人】
【識別番号】100206140
【弁理士】
【氏名又は名称】大釜 典子
(74)【代理人】
【識別番号】100136777
【弁理士】
【氏名又は名称】山田 純子
(72)【発明者】
【氏名】田代 喜一郎
(57)【要約】
【課題】母材靭性と表面性状の優れた鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】成分組成が、Ｃ：０．０３～０．１７質量％、Ｓｉ：０．１５～０．６０質量％、Ｍｎ：１．０～２．０質量％、Ｐ：０質量％超、０．０３０質量％以下、Ｓ：０質量％超、０．００５質量％以下、Ａｌ：０．０１０～０．０８０質量％、Ｎ：０．００１０～０．０１００質量％、Ｔｉ：０質量％超、０．０３質量％以下、およびＣａ：０質量％超、０．０１質量％以下を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、所定の式（１）から求められるＣｅｑが０．３００質量％以上０．４２０質量％以下であり、鋼板表面のスケール層が、表面側から粉状スケール層、非粉状スケール層の順に形成されているか、または非粉状スケール層のみで形成され、かつ前記粉状スケール層の厚みが１０μｍ以下に抑えられ、更に、板厚／４の位置の－４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが１２０Ｊ以上である母材靭性と表面性状の優れた鋼板。
【選択図】図１
【解決手段】成分組成が、Ｃ：０．０３～０．１７質量％、Ｓｉ：０．１５～０．６０質量％、Ｍｎ：１．０～２．０質量％、Ｐ：０質量％超、０．０３０質量％以下、Ｓ：０質量％超、０．００５質量％以下、Ａｌ：０．０１０～０．０８０質量％、Ｎ：０．００１０～０．０１００質量％、Ｔｉ：０質量％超、０．０３質量％以下、およびＣａ：０質量％超、０．０１質量％以下を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、所定の式（１）から求められるＣｅｑが０．３００質量％以上０．４２０質量％以下であり、鋼板表面のスケール層が、表面側から粉状スケール層、非粉状スケール層の順に形成されているか、または非粉状スケール層のみで形成され、かつ前記粉状スケール層の厚みが１０μｍ以下に抑えられ、更に、板厚／４の位置の－４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが１２０Ｊ以上である母材靭性と表面性状の優れた鋼板。
【選択図】図１
【特許請求の範囲】
【請求項1】
成分組成が、
Ｃ ：０．０３～０．１７質量％、
Ｓｉ：０．１５～０．６０質量％、
Ｍｎ：１．０～２．０質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．０３０質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．００５質量％以下、
Ａｌ：０．０１０～０．０８０質量％、
Ｎ ：０．００１０～０．０１００質量％、
Ｔｉ：０質量％超、０．０３質量％以下、および
Ｃａ：０質量％超、０．０１質量％以下
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
下記式（１）により求められるＣｅｑが０．３００質量％以上０．４２０質量％以下であり、
鋼板表面のスケール層が、表面側から粉状スケール層、非粉状スケール層の順に形成されているか、または非粉状スケール層のみで形成され、かつ前記粉状スケール層の厚みが１０μｍ以下に抑えられ、更に、
板厚／４の位置の－４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが１２０Ｊ以上である母材靭性と表面性状の優れた鋼板。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４ ・・・（１）
ただし、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］および［Ｖ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの含有量を示し、含まない元素は０とする。
Ｃ ：０．０３～０．１７質量％、
Ｓｉ：０．１５～０．６０質量％、
Ｍｎ：１．０～２．０質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．０３０質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．００５質量％以下、
Ａｌ：０．０１０～０．０８０質量％、
Ｎ ：０．００１０～０．０１００質量％、
Ｔｉ：０質量％超、０．０３質量％以下、および
Ｃａ：０質量％超、０．０１質量％以下
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
下記式（１）により求められるＣｅｑが０．３００質量％以上０．４２０質量％以下であり、
鋼板表面のスケール層が、表面側から粉状スケール層、非粉状スケール層の順に形成されているか、または非粉状スケール層のみで形成され、かつ前記粉状スケール層の厚みが１０μｍ以下に抑えられ、更に、
板厚／４の位置の－４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが１２０Ｊ以上である母材靭性と表面性状の優れた鋼板。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４ ・・・（１）
ただし、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］および［Ｖ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの含有量を示し、含まない元素は０とする。
【請求項2】
更に、
Ｃｕ：０質量％超、１．５質量％以下、
Ｎｉ：０質量％超、１．５質量％以下、
Ｃｒ：０質量％超、１．５質量％以下、
Ｍｏ：０質量％超、１．５質量％以下、
Ｖ ：０質量％超、０．１質量％以下、
Ｎｂ：０質量％超、０．０６質量％以下、および
Ｂ ：０質量％超、０．００５質量％以下
よりなる群から選択される１種以上の元素を含む請求項１に記載の鋼板。
Ｃｕ：０質量％超、１．５質量％以下、
Ｎｉ：０質量％超、１．５質量％以下、
Ｃｒ：０質量％超、１．５質量％以下、
Ｍｏ：０質量％超、１．５質量％以下、
Ｖ ：０質量％超、０．１質量％以下、
Ｎｂ：０質量％超、０．０６質量％以下、および
Ｂ ：０質量％超、０．００５質量％以下
よりなる群から選択される１種以上の元素を含む請求項１に記載の鋼板。
【請求項3】
更に、
ＲＥＭ：０質量％超、０．０１質量％以下、および
Ｚｒ：０質量％超、０．０１０質量％以下
のうちの１種以上の元素を含む請求項１または２に記載の鋼板。
ＲＥＭ：０質量％超、０．０１質量％以下、および
Ｚｒ：０質量％超、０．０１０質量％以下
のうちの１種以上の元素を含む請求項１または２に記載の鋼板。
【請求項4】
請求項１～３のいずれかに記載の鋼板を製造する方法であって、
請求項１～３のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを用い、加熱工程、第１熱間圧延工程、複数の圧延パスで圧延を行う第２熱間圧延工程、および制御冷却工程をこの順に含み、
加熱工程の後であって第１熱間圧延工程の前と；第１熱間圧延工程で圧延中と；のそれぞれにおいて、スラブ表面温度が１０００～１２００℃の範囲で、第１のデスケーリングを１回以上行い、かつ、
第２熱間圧延工程を、下記（ａ）～（ｃ）を全て満たすように行う母材靭性と表面性状の優れた鋼板の製造方法。
（ａ）第２熱間圧延開始前、または、複数の圧延パスのうちの少なくともいずれかの圧延パス間（但し、最終パスとその直前の圧延パスとの間を除く）にて、１０秒以上１２０秒以下の空冷を行い、板厚／４の位置の温度を９００℃以上９４０℃以下にする。
（ｂ）板厚／４の位置が９００℃以上９４０℃以下の温度域で、累積圧下率が２０％以上６７％以下となるよう圧延を行う。
（ｃ）前記空冷後の圧延パスで第２のデスケーリングを行う。
請求項１～３のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを用い、加熱工程、第１熱間圧延工程、複数の圧延パスで圧延を行う第２熱間圧延工程、および制御冷却工程をこの順に含み、
加熱工程の後であって第１熱間圧延工程の前と；第１熱間圧延工程で圧延中と；のそれぞれにおいて、スラブ表面温度が１０００～１２００℃の範囲で、第１のデスケーリングを１回以上行い、かつ、
第２熱間圧延工程を、下記（ａ）～（ｃ）を全て満たすように行う母材靭性と表面性状の優れた鋼板の製造方法。
（ａ）第２熱間圧延開始前、または、複数の圧延パスのうちの少なくともいずれかの圧延パス間（但し、最終パスとその直前の圧延パスとの間を除く）にて、１０秒以上１２０秒以下の空冷を行い、板厚／４の位置の温度を９００℃以上９４０℃以下にする。
（ｂ）板厚／４の位置が９００℃以上９４０℃以下の温度域で、累積圧下率が２０％以上６７％以下となるよう圧延を行う。
（ｃ）前記空冷後の圧延パスで第２のデスケーリングを行う。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、母材靭性と表面性状の優れた鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
熱間圧延により製造される鋼板は、加熱および熱間圧延中にスケールが生成する。上記スケールは、熱間圧延途中のデスケーリングで除去されるが、スケール除去が十分に行われない場合がある。この場合、鋼板表面のスケール層の厚さが不均一（スケールムラ）になりやすい。このスケールムラが生じた状態で、圧下を行うと、鋼板の強度等の特性値にばらつきが生じうる。また、スケールムラが生じた状態で制御冷却を行うと、冷却ムラ、ひいては制御冷却後の温度ムラが生じ、この場合も鋼板の特性値にばらつきが生じうる。
【0003】
鋼板表面のスケールムラを抑制した技術として、例えば特許文献１が挙げられる。特許文献１は、建築用降伏強度制御鋼板の製造方法に関するものであって、所定の成分組成を満たす鋼片に対し、粗圧延および９５０℃以下の温度域から開始される制御圧延からなる熱間圧延を施し、次いで加速冷却する工程において、鋼片を圧下することなくデスケーリングするのみで圧延機に通し、デスケーリングしてから１秒以上経過した後に、再び圧下することなく、または、圧下を施すと共にデスケーリングを行うために圧延機に通す工程を、制御圧延の直前または制御圧延初期のパス間において少なくとも１回以上行うことを開示している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0004】
【特許文献1】特開平１０－２１２５２１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0005】
建築、橋梁等の構造物に用いられる鋼板には、優れた母材靭性を有することも求められる。しかし、特許文献１では優れた母材靭性の確保について言及されていない。また特許文献１の製造方法では、圧下することなくデスケーリングするのみのパスが必須であるため、生産性が十分高いとは言い難い。
【0006】
本発明は、この様な事情に鑑みてなされたものであり、優れた母材靭性と優れた表面性状を両立させた鋼板およびそ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】
【0007】
本発明の態様１は、成分組成が、
Ｃ ：０．０３～０．１７質量％、
Ｓｉ：０．１５～０．６０質量％、
Ｍｎ：１．０～２．０質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．０３０質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．００５質量％以下、
Ａｌ：０．０１０～０．０８０質量％、
Ｎ ：０．００１０～０．０１００質量％、
Ｔｉ：０質量％超、０．０３質量％以下、および
Ｃａ：０質量％超、０．０１質量％以下
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
下記式（１）により求められるＣｅｑが０．３００質量％以上０．４２０質量％以下であり、
鋼板表面のスケール層が、表面側から粉状スケール層、非粉状スケール層の順に形成されているか、または非粉状スケール層のみで形成され、かつ前記粉状スケール層の厚みが１０μｍ以下に抑えられ、更に、
板厚／４の位置の－４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが１２０Ｊ以上である母材靭性と表面性状の優れた鋼板である。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４ ・・・（１）
ただし、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］および［Ｖ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの含有量を示し、含まない元素は０とする。
Ｃ ：０．０３～０．１７質量％、
Ｓｉ：０．１５～０．６０質量％、
Ｍｎ：１．０～２．０質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．０３０質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．００５質量％以下、
Ａｌ：０．０１０～０．０８０質量％、
Ｎ ：０．００１０～０．０１００質量％、
Ｔｉ：０質量％超、０．０３質量％以下、および
Ｃａ：０質量％超、０．０１質量％以下
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
下記式（１）により求められるＣｅｑが０．３００質量％以上０．４２０質量％以下であり、
鋼板表面のスケール層が、表面側から粉状スケール層、非粉状スケール層の順に形成されているか、または非粉状スケール層のみで形成され、かつ前記粉状スケール層の厚みが１０μｍ以下に抑えられ、更に、
板厚／４の位置の－４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが１２０Ｊ以上である母材靭性と表面性状の優れた鋼板である。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４ ・・・（１）
ただし、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］および［Ｖ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの含有量を示し、含まない元素は０とする。
【0008】
本発明の態様２は、更に、
Ｃｕ：０質量％超、１．５質量％以下、
Ｎｉ：０質量％超、１．５質量％以下、
Ｃｒ：０質量％超、１．５質量％以下、
Ｍｏ：０質量％超、１．５質量％以下、
Ｖ ：０質量％超、０．１質量％以下、
Ｎｂ：０質量％超、０．０６質量％以下、および
Ｂ ：０質量％超、０．００５質量％以下
よりなる群から選択される１種以上の元素を含む態様１に記載の鋼板である。
Ｃｕ：０質量％超、１．５質量％以下、
Ｎｉ：０質量％超、１．５質量％以下、
Ｃｒ：０質量％超、１．５質量％以下、
Ｍｏ：０質量％超、１．５質量％以下、
Ｖ ：０質量％超、０．１質量％以下、
Ｎｂ：０質量％超、０．０６質量％以下、および
Ｂ ：０質量％超、０．００５質量％以下
よりなる群から選択される１種以上の元素を含む態様１に記載の鋼板である。
【0009】
本発明の態様３は、更に、
ＲＥＭ：０質量％超、０．０１質量％以下、および
Ｚｒ：０質量％超、０．０１０質量％以下
のうちの１種以上の元素を含む態様１または２に記載の鋼板である。
ＲＥＭ：０質量％超、０．０１質量％以下、および
Ｚｒ：０質量％超、０．０１０質量％以下
のうちの１種以上の元素を含む態様１または２に記載の鋼板である。
【0010】
本発明の態様４は、態様１～３のいずれかに記載の鋼板を製造する方法であって、
態様１～３のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを用い、加熱工程、第１熱間圧延工程、複数の圧延パスで圧延を行う第２熱間圧延工程、および制御冷却工程をこの順に含み、
加熱工程の後であって第１熱間圧延工程の前と；第１熱間圧延工程で圧延中と；のそれぞれにおいて、スラブ表面温度が１０００～１２００℃の範囲で、第１のデスケーリングを１回以上行い、かつ、
第２熱間圧延工程を、下記（ａ）～（ｃ）を全て満たすように行う母材靭性と表面性状の優れた鋼板の製造方法である。
（ａ）第２熱間圧延開始前、または、複数の圧延パスのうちの少なくともいずれかの圧延パス間（但し、最終パスとその直前の圧延パスとの間を除く）にて、１０秒以上１２０秒以下の空冷を行い、板厚／４の位置の温度を９００℃以上９４０℃以下にする。
（ｂ）板厚／４の位置が９００℃以上９４０℃以下の温度域で、累積圧下率が２０％以上６７％以下となるよう圧延を行う。
（ｃ）前記空冷後の圧延パスで第２のデスケーリングを行う。
態様１～３のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを用い、加熱工程、第１熱間圧延工程、複数の圧延パスで圧延を行う第２熱間圧延工程、および制御冷却工程をこの順に含み、
加熱工程の後であって第１熱間圧延工程の前と；第１熱間圧延工程で圧延中と；のそれぞれにおいて、スラブ表面温度が１０００～１２００℃の範囲で、第１のデスケーリングを１回以上行い、かつ、
第２熱間圧延工程を、下記（ａ）～（ｃ）を全て満たすように行う母材靭性と表面性状の優れた鋼板の製造方法である。
（ａ）第２熱間圧延開始前、または、複数の圧延パスのうちの少なくともいずれかの圧延パス間（但し、最終パスとその直前の圧延パスとの間を除く）にて、１０秒以上１２０秒以下の空冷を行い、板厚／４の位置の温度を９００℃以上９４０℃以下にする。
（ｂ）板厚／４の位置が９００℃以上９４０℃以下の温度域で、累積圧下率が２０％以上６７％以下となるよう圧延を行う。
（ｃ）前記空冷後の圧延パスで第２のデスケーリングを行う。
【発明の効果】
【0011】
本発明は、優れた表面性状と母材靭性を両立した鋼板およびその製造方法を提供することができる。本発明の鋼板は表面性状に優れているので、その製造工程で冷却ムラ等の発生を抑制でき、鋼板の特性値のばらつきを抑えることが可能である。
【図面の簡単な説明】
【0012】
【発明を実施するための形態】
【0013】
鋼板の特性として、表面性状と母材靭性のそれぞれの特性を改善する知見はあるが、優れた表面性状と母材靭性の両立は難しい。本発明者らは、優れた表面性状と母材靭性を両立できた鋼板と、その製造方法を得るべく鋭意検討した。その結果、まず優れた表面性状とは、鋼板表面のスケール層が、表面側から粉状スケール層、非粉状スケール層の順に形成されているか、または非粉状スケール層のみで形成されており、前記粉状スケール層の厚みが１０μｍ以下に抑えられた状態であることを見出した。
【0014】
以下、上記表面性状について述べる。鋼板の表面性状、具体的に平坦度や材質均質性を低下させる原因として、前述の通りスケールムラが生じた状態での圧下や冷却が挙げられる。よって、優れた表面性状を得るには、スケールムラを抑制することが重要である。このスケールムラに関して、本発明者らは（ｉ）鋼板表面に生成したスケール層は、粉状スケール層と非粉状スケール層に大別できること、および（ｉｉ）粉状スケール層の厚みが大きくなると、スケールムラが生じやすく、製造過程での冷却ムラ等を招くこと、よって、鋼板表面に生成するスケール層のうち、粉状スケール層の生成を抑制する必要があることを見出した。
【0015】
また粉状スケールは、デスケーリング後に不均一に残ったスケールが成長し、その後の圧延で粉砕されて生成したものであることがわかった。よって、この粉状スケールの生成を抑制するには、適切なデスケーリングを実施する必要がある。具体的なデスケーリングの方法については、後記する製造方法で詳述する。粉状スケールと非粉状スケールの区別は、後記する実施例で示す通り、光学顕微鏡での観察で行うことができる。
【0016】
なお特許文献１では、赤スケールと薄い黒灰スケールに分類しているが、この様にスケールの色で分類するのではなく、地鉄側から順に、非粉状スケール、粉状スケールという特許文献１とは異なる分類でスケール性状を判断し、かつ上記粉状スケールの厚みを制御することが、優れた表面性状と母材靭性の両立の観点から重要である。
【0017】
図１は、粉状スケール層の厚みと、平均冷却停止温度からの差との関係を示すグラフであり、次の様にして得た。即ち、後記する実施例の試験Ｎｏ．Ｅの鋼板を用い、同一鋼板において幅方向に１００ｍｍピッチで、加速冷却直後であって室温まで空冷前の鋼板表面の温度と、室温まで空冷して得られた鋼板のスケール観察を実施して粉状スケール層の厚みを測定した。本発明において、鋼板表面の温度は放射温度計で測定した。粉状スケール層の厚みは、後記する実施例に示す通り測定した。そして、幅方向の各測定位置の前記温度の平均値を「平均冷却停止温度」とし、各測定位置での測定温度と前記平均冷却停止温度との差の絶対値を「平均冷却停止温度からの差」とした。
【0018】
図１に示すように、粉状スケール層の厚みの増加に伴い、平均冷却停止温度からの差が大きくなる。このことは、粉状スケール層の厚みの増加に伴い、加速冷却後の温度偏差が大きくなる、つまり加速冷却後の冷却停止温度ムラが生じていることを意味する。加速冷却後の冷却停止温度ムラが生じると、材質均質性の劣化と、冷却後の平坦度の劣化を招きやすい。図１から、平均冷却停止温度からの差を小さくするには、粉状スケール層の厚みを抑えることが重要であることがわかる。
【0019】
また図１から、粉状スケール層の厚みが１０μｍを超えると、平均冷却停止温度からの差が著しく大きくなる傾向にあることがわかる。そこで、本発明では粉状スケール層の厚みを１０μｍ以下とした。前記粉状スケール層の厚みは、好ましくは８μｍ以下、より好ましくは５μｍ以下であり、最も好ましくは粉状スケール層の厚みが０μｍ、つまり、鋼板表面のスケール層において、粉状スケールが全くなく、鋼板表面のスケール層が非粉状スケール層のみで形成されていることである。
【0020】
なお、焼きならし、焼入れ、焼き戻し等の熱処理を実施した場合、熱処理時に高温に曝されスケール性状が変化するため、本発明では、焼きならし、焼入れ、焼き戻しを実施していない鋼板におけるスケール性状を規定するものとする。
【0021】
鋼板の優れた表面性状に加えて、前述の通り、優れた母材靭性を確保する必要もある。よって本発明では、板厚／４の位置の－４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー、具体的に、鋼板のｔ／４の位置において、－４０℃でシャルピー衝撃試験を行った際の吸収エネルギー（以下、単に「－４０℃での吸収エネルギー」ということがある）が、１２０Ｊ以上を達成すること併せて規定した。前記吸収エネルギーは、好ましくは１５０Ｊ以上、より好ましくは２００Ｊ以上である。
【0022】
次に本発明の鋼板の成分組成について説明する。
【0023】
Ｃ：０．０３～０．１７質量％
Ｃは、母材および溶接部の強度を確保するために必要不可欠な元素であり、０．０３質量％以上含有させる必要がある。Ｃ量は、好ましくは０．０４質量％以上であり、より好ましくは０．０５質量％以上である。一方、Ｃ量が多すぎると母材靭性と溶接性が劣化する。よってＣ量は０．１７質量％以下とする必要がある。好ましくは０．１６質量％以下、より好ましくは０．１５質量％以下である。
Ｃは、母材および溶接部の強度を確保するために必要不可欠な元素であり、０．０３質量％以上含有させる必要がある。Ｃ量は、好ましくは０．０４質量％以上であり、より好ましくは０．０５質量％以上である。一方、Ｃ量が多すぎると母材靭性と溶接性が劣化する。よってＣ量は０．１７質量％以下とする必要がある。好ましくは０．１６質量％以下、より好ましくは０．１５質量％以下である。
【0024】
Ｓｉ：０．１５～０．６０質量％
Ｓｉは、脱酸作用を有すると共に、母材および溶接部の強度向上に有効な元素である。これらの効果を得るため、Ｓｉ量を０．１５質量％以上とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．２０質量％以上であり、より好ましくは０．２５質量％以上である。しかし、Ｓｉ量が多すぎると溶接性や靭性が劣化する。またＳｉ量が過剰であると、スケールと母材の密着性が高まりスケール制御が困難となる。よってＳｉ量は、０．６０質量％以下に抑える必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは０．５５質量％以下、より好ましくは０．５０質量％以下である。
Ｓｉは、脱酸作用を有すると共に、母材および溶接部の強度向上に有効な元素である。これらの効果を得るため、Ｓｉ量を０．１５質量％以上とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．２０質量％以上であり、より好ましくは０．２５質量％以上である。しかし、Ｓｉ量が多すぎると溶接性や靭性が劣化する。またＳｉ量が過剰であると、スケールと母材の密着性が高まりスケール制御が困難となる。よってＳｉ量は、０．６０質量％以下に抑える必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは０．５５質量％以下、より好ましくは０．５０質量％以下である。
【0025】
Ｍｎ：１．０～２．０質量％
Ｍｎは、母材および溶接部の強度向上に有効な元素であり、本発明では１．０質量％以上含有させる。Ｍｎ量は、好ましくは１．０５質量％以上であり、より好ましくは１．１０質量％以上である。しかし、Ｍｎ量が多すぎると、ＭｎＳが生成されて母材靭性が劣化するだけでなく、本発明の鋼板を用いて溶接を行ったときに形成されるＨＡＺ（ＨＥＡＴ－ＡＦＦＥＣＴＥＤ ＺＯＮＥ）の靭性と溶接性が劣化する。よってＭｎ量の上限を２．０質量％とする。Ｍｎ量は、好ましくは１．９質量％以下であり、より好ましくは１．８質量％以下、さらに好ましくは１．７０質量％以下である。
Ｍｎは、母材および溶接部の強度向上に有効な元素であり、本発明では１．０質量％以上含有させる。Ｍｎ量は、好ましくは１．０５質量％以上であり、より好ましくは１．１０質量％以上である。しかし、Ｍｎ量が多すぎると、ＭｎＳが生成されて母材靭性が劣化するだけでなく、本発明の鋼板を用いて溶接を行ったときに形成されるＨＡＺ（ＨＥＡＴ－ＡＦＦＥＣＴＥＤ ＺＯＮＥ）の靭性と溶接性が劣化する。よってＭｎ量の上限を２．０質量％とする。Ｍｎ量は、好ましくは１．９質量％以下であり、より好ましくは１．８質量％以下、さらに好ましくは１．７０質量％以下である。
【0026】
Ｐ：０質量％超、０．０３０質量％以下
Ｐは、鋼材中に不可避的に含まれる元素であり、Ｐ量が０．０３０質量％を超えると母材やＨＡＺの靭性劣化が著しい。よって本発明ではＰ量を０．０３０質量％以下に抑える。Ｐ量は、好ましくは０．０２５質量％以下、より好ましくは０．０２０質量％以下である。
Ｐは、鋼材中に不可避的に含まれる元素であり、Ｐ量が０．０３０質量％を超えると母材やＨＡＺの靭性劣化が著しい。よって本発明ではＰ量を０．０３０質量％以下に抑える。Ｐ量は、好ましくは０．０２５質量％以下、より好ましくは０．０２０質量％以下である。
【0027】
Ｓ：０質量％超、０．００５質量％以下
Ｓは、多すぎるとＭｎＳを多量に生成し母材靭性を著しく劣化させる元素であるため、本発明ではＳ量の上限を０．００５質量％とする。Ｓ量は、好ましくは０．００３質量％以下である。
Ｓは、多すぎるとＭｎＳを多量に生成し母材靭性を著しく劣化させる元素であるため、本発明ではＳ量の上限を０．００５質量％とする。Ｓ量は、好ましくは０．００３質量％以下である。
【0028】
Ａｌ：０．０１０～０．０８０質量％
Ａｌは強脱酸元素であり、溶鋼の脱酸に必要な元素であり、本発明では、Ａｌを０．０１０質量％以上とする必要がある。Ａｌ量は、好ましくは０．０１５質量％以上、より好ましくは０．０２０質量％以上である。一方、Ａｌ含有量が多すぎると、Ａｌの酸化物がクラスター状に生成し母材靭性の劣化を招く。よってＡｌ量は０．０８０質量％以下とする必要がある。Ａｌ量は、好ましくは０．０７０質量％以下であり、より好ましくは０．０６０質量％以下である。
Ａｌは強脱酸元素であり、溶鋼の脱酸に必要な元素であり、本発明では、Ａｌを０．０１０質量％以上とする必要がある。Ａｌ量は、好ましくは０．０１５質量％以上、より好ましくは０．０２０質量％以上である。一方、Ａｌ含有量が多すぎると、Ａｌの酸化物がクラスター状に生成し母材靭性の劣化を招く。よってＡｌ量は０．０８０質量％以下とする必要がある。Ａｌ量は、好ましくは０．０７０質量％以下であり、より好ましくは０．０６０質量％以下である。
【0029】
Ｎ：０．００１０～０．０１００質量％
Ｎは、鋼中にＴｉＮとして析出し、加熱時にオーステナイト粒の粗大化を抑制して母材靭性を向上させる元素である。また、上記ＴｉＮが析出することで、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化が抑制されると共に、フェライト変態が促進され、ＨＡＺの靭性が向上する。これらの効果を得るにはＮを０．００１０質量％以上含有させる必要がある。Ｎ量は、好ましくは０．００２０質量％以上であり、より好ましくは０．００３０質量％以上であり、更に好ましくは０．００４０質量％以上である。しかしＮ量が多すぎると、固溶Ｎの存在により母材靭性がかえって劣化するため、Ｎ量は、０．０１００質量％以下とする必要がある。Ｎ量は、好ましくは０．００８０質量％以下であり、より好ましくは０．００７０質量％以下である。
Ｎは、鋼中にＴｉＮとして析出し、加熱時にオーステナイト粒の粗大化を抑制して母材靭性を向上させる元素である。また、上記ＴｉＮが析出することで、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化が抑制されると共に、フェライト変態が促進され、ＨＡＺの靭性が向上する。これらの効果を得るにはＮを０．００１０質量％以上含有させる必要がある。Ｎ量は、好ましくは０．００２０質量％以上であり、より好ましくは０．００３０質量％以上であり、更に好ましくは０．００４０質量％以上である。しかしＮ量が多すぎると、固溶Ｎの存在により母材靭性がかえって劣化するため、Ｎ量は、０．０１００質量％以下とする必要がある。Ｎ量は、好ましくは０．００８０質量％以下であり、より好ましくは０．００７０質量％以下である。
【0030】
Ｔｉ：０質量％超、０．０３質量％以下
Ｔｉは、鋼中にＴｉＮとして析出し、加熱時にオーステナイト粒の粗大化を抑制して母材靭性を向上させる元素である。また、上記ＴｉＮが析出することで、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化が抑制されると共に、フェライト変態が促進され、ＨＡＺの靭性が向上する。これらの効果を得るため、Ｔｉ量を０質量％超とする。Ｔｉ量は、好ましくは０．００３質量％以上、より好ましくは０．００５質量％以上、更に好ましくは０．０１０質量％以上である。一方、Ｔｉ量が過多になると、固溶Ｔｉの存在やＴｉＣの析出により母材靭性が劣化するため、Ｔｉ量は０．０３質量％以下とする。Ｔｉ量は、好ましくは０．０２０質量％以下、より好ましくは０．０１５質量％以下である。
Ｔｉは、鋼中にＴｉＮとして析出し、加熱時にオーステナイト粒の粗大化を抑制して母材靭性を向上させる元素である。また、上記ＴｉＮが析出することで、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化が抑制されると共に、フェライト変態が促進され、ＨＡＺの靭性が向上する。これらの効果を得るため、Ｔｉ量を０質量％超とする。Ｔｉ量は、好ましくは０．００３質量％以上、より好ましくは０．００５質量％以上、更に好ましくは０．０１０質量％以上である。一方、Ｔｉ量が過多になると、固溶Ｔｉの存在やＴｉＣの析出により母材靭性が劣化するため、Ｔｉ量は０．０３質量％以下とする。Ｔｉ量は、好ましくは０．０２０質量％以下、より好ましくは０．０１５質量％以下である。
【0031】
Ｃａ：０質量％超、０．０１質量％以下
Ｃａは、脱硫作用によりＭｎＳの生成を抑制し母材靭性を高めるのに有効な元素である。この効果を得るため、Ｃａ量を０質量％超とする。Ｃａ量は、好ましくは０．０００３質量％以上、より好ましくは０．００１０質量％以上である。一方、Ｃａを過剰に含有させると、粗大な介在物が形成され母材靭性が劣化するため、Ｃａ量の上限は０．０１質量％とする。Ｃａ量は、好ましくは０．００５０質量％以下、更に好ましくは０．００３０質量％以下、より更に好ましくは０．００２５質量％以下である。
Ｃａは、脱硫作用によりＭｎＳの生成を抑制し母材靭性を高めるのに有効な元素である。この効果を得るため、Ｃａ量を０質量％超とする。Ｃａ量は、好ましくは０．０００３質量％以上、より好ましくは０．００１０質量％以上である。一方、Ｃａを過剰に含有させると、粗大な介在物が形成され母材靭性が劣化するため、Ｃａ量の上限は０．０１質量％とする。Ｃａ量は、好ましくは０．００５０質量％以下、更に好ましくは０．００３０質量％以下、より更に好ましくは０．００２５質量％以下である。
【0032】
炭素当量Ｃｅｑはその値が大きいほど高強度化を図ることができる。本発明の鋼板では、各成分組成が上記含有量の範囲にあることに加えて、Ｃｅｑを調整する。Ｃｅｑが低すぎると、構造物として求められる強度を安定的に確保することが困難となるため、Ｃｅｑを０．３００質量％以上とする。好ましくは０．３１０質量％以上、より好ましくは０．３２０質量％以上、更に好ましくは０．３３０質量％以上である。一方、Ｃｅｑが高すぎると、母材やＨＡＺ部の硬化が生じ、母材靭性およびＨＡＺ靭性の劣化を招くため、Ｃｅｑの上限は０．４２０質量％以下とする。好ましくは０．４１０質量％以下、更に好ましくは０．４００質量％以下である。
【0033】
なお、上記Ｃｅｑは下記式（１）により算出することができる。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４ ・・・（１）
ただし、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］および［Ｖ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの含有量を示し、含まない元素は０とする。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４ ・・・（１）
ただし、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］および［Ｖ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの含有量を示し、含まない元素は０とする。
【0034】
本発明の鋼板の基本成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避的不純物（例えば、Ｏ、Ｓｂ等）である。不可避的不純物は、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素である。なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避的不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避的不純物」とは、別途その組成範囲が規定されている元素を除いたものである。
【0035】
本発明の鋼板は、必要に応じて下記元素を更に含有させても良い。
【0036】
Ｃｕ：０質量％超、１．５質量％以下、
Ｎｉ：０質量％超、１．５質量％以下、
Ｃｒ：０質量％超、１．５質量％以下、
Ｍｏ：０質量％超、１．５質量％以下、
Ｖ ：０質量％超、０．１質量％以下、
Ｎｂ：０質量％超、０．０６質量％以下、および
Ｂ ：０質量％超、０．００５質量％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
Ｎｉ：０質量％超、１．５質量％以下、
Ｃｒ：０質量％超、１．５質量％以下、
Ｍｏ：０質量％超、１．５質量％以下、
Ｖ ：０質量％超、０．１質量％以下、
Ｎｂ：０質量％超、０．０６質量％以下、および
Ｂ ：０質量％超、０．００５質量％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
【0037】
これらの元素は、いずれも焼入れ性を向上させる元素である。
【0038】
Ｃｕは、焼入れ性を向上させて強度を高めるのに有効な元素である。この効果を得るには、Ｃｕを０質量％超含有させることが好ましく、０．０１質量％以上含有させることがより好ましい。Ｃｕ量は、更に好ましくは０．０５質量％以上、より更に好ましくは０．１０質量％以上である。しかし、Ｃｕ量が１．５質量％を超えると靭性が劣化するため、Ｃｕ量は１．５質量％以下とすることが好ましい。Ｃｕ量は、より好ましくは１．０質量％以下、更に好ましくは０．５０質量％以下、より更に好ましくは０．２５質量％以下である。
【0039】
Ｎｉは、母材および溶接部の強度と靭性の向上に有効な元素である。この効果を得るためには、Ｎｉ量を０質量％超とすることが好ましく、０．０１質量％以上とすることがより好ましい。Ｎｉ量は、更に好ましくは０．０５質量％以上、より更に好ましくは０．１０質量％以上である。しかしＮｉが多量に含まれるとスケールと母材の密着性が高まりスケール制御が困難となるため、Ｎｉ量は１．５質量％以下とすることが好ましい。Ｎｉ量は、より好ましくは１．０質量％以下、更に好ましくは０．５０質量％以下、より更に好ましくは０．３０質量％以下である。
【0040】
Ｃｒは、強度の向上に有効な元素であり、この効果を得るには、Ｃｒ量を０質量％超とすることが好ましく、０．０１質量％以上とすることがより好ましい。Ｃｒ量は、更に好ましくは０．０５質量％以上、より更に好ましくは０．１０質量％以上である。一方、Ｃｒ量が１．５質量％を超えると母材靭性が劣化する。よってＣｒ量は１．５質量％以下とすることが好ましい。Ｃｒ量は、より好ましくは１．０質量％以下、更に好ましくは０．５０質量％以下、より更に好ましくは０．３０質量％以下である。
【0041】
Ｍｏは、母材の強度と靭性の向上に有効な元素である。この効果を得るには、Ｍｏ量を０質量％超とすることが好ましく、０．０１質量％以上とすることがより好ましい。Ｍｏ量は、更に好ましくは０．０５質量％以上、より更に好ましくは０．１０質量％以上である。しかし、Ｍｏ量が１．５質量％を超えると母材靭性および溶接性が劣化する。よってＭｏ量は１．５質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは１．０質量％以下、更に好ましくは０．５０質量％以下、より更に好ましくは０．２５質量％以下である。
【0042】
Ｖは、強度の向上に有効な元素であり、この効果を得るには、Ｖ量を０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．００３質量％以上、更に好ましくは０．０１０質量％以上である。一方、Ｖ含有量が０．１質量％を超えると溶接性と母材靭性が劣化する。よってＶ量は、０．１質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０８質量％以下である。
【0043】
Ｎｂは、溶接性を劣化させることなく強度と母材靭性を高めるのに有効な元素である。この効果を得るには、Ｎｂ量を０質量％超とすることが好ましく、０．００２質量％以上とすることがより好ましい。Ｎｂ量は、更に好ましくは０．００５質量％以上である。しかし、Ｎｂ量が０．０６質量％を超えると母材とＨＡＺの靭性が劣化する。よって、本発明ではＮｂ量の上限を０．０６質量％とすることが好ましい。Ｎｂ量は、より好ましくは０．０５０質量％以下、更に好ましくは０．０４０質量％以下、より更に好ましくは０．０３５質量％以下、特に好ましくは０．０３０質量％以下である。
【0044】
Ｂは、焼入れ性を高め、母材および溶接部の強度を高める効果を有する。更にＢは、溶接時に、加熱されたＨＡＺが冷却する過程でＮと結合してＢＮを析出し、オーステナイト粒内からのフェライト変態を促進するため、ＨＡＺの靭性を向上させる効果も有する。これらの効果を得るには、Ｂ量を０質量％超とすることが好ましく、０．０００２質量％以上含有させることが好ましい。Ｂ量は、より好ましくは０．０００５質量％以上であり、更に好ましくは０．００１０質量％以上である。しかし、Ｂ含有量が過多になると、母材靭性と溶接性の劣化を招くため、Ｂ量は０．００５質量％以下とすることが好ましい。Ｂ量は、より好ましくは０．００４質量％以下、更に好ましくは０．００３０質量％以下である。
【0045】
ＲＥＭ：０質量％超、０．０１質量％以下、およびＺｒ：０質量％超、０．０１０質量％以下のうちの１種以上の元素
【0046】
これらの元素は、介在物の形成を制御して母材靭性に寄与する元素である。
【0047】
ＲＥＭ（希土類元素）は、脱硫作用によりＭｎＳの生成を抑制し母材靭性を高めるのに有効な元素である。このような効果を発揮させるには、ＲＥＭを０質量％超含有させることが好ましく、０．０００２質量％以上含有させることがより好ましい。ＲＥＭ量は、更に好ましくは０．０００５質量％以上、より更に好ましくは０．００１０質量％以上である。一方、ＲＥＭを多量に含有させても効果が飽和する。よってＲＥＭ量の上限は０．０１質量％とすることが好ましい。鋳造時の浸漬ノズルの閉塞を抑えて生産性を高める観点からは、ＲＥＭ量を０．００５０質量％以下とすることがより好ましく、更に好ましくは０．００３０質量％以下、より更に好ましくは０．００２０質量％以下である。尚、本発明において、上記ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｕまでの１５元素）とＳｃ（スカンジウム）およびＹを意味する。
【0048】
Ｚｒは、脱酸作用により酸化物を形成し微細に分散することで母材靭性の向上に寄与する元素である。これらの効果を発揮させるには、Ｚｒ量を０質量％超とすることが好ましく、０．０００２質量％以上とすることがより好ましい。Ｚｒ量は、更に好ましくは０．０００３質量％以上、より更に好ましくは０．０００５質量％以上、特に好ましくは０．００１０質量％以上である。一方、Ｚｒを過剰に添加すると粗大な介在物が形成され母材靭性が劣化する。よってＺｒ量は０．０１０質量％以下とすることが好ましい。Ｚｒ量は、より好ましくは０．００５０質量％以下、更に好ましくは０．００３０質量％以下、より更に好ましくは０．００２０質量％以下である。
【0049】
本発明の鋼板は、板厚が例えば１０ｍｍ以上４０ｍｍ以下、更には３５ｍｍ以下であることが挙げられる。上記板厚の範囲内の場合に、本発明で規定する製造方法により本発明で規定する鋼板が得られやすい。
【0050】
上記特性を有する本発明の鋼板は、造船、建築、橋梁、海洋構造物等に好適に使用される。
【0051】
本発明の製造方法は、前記鋼板を製造する方法であって、前記成分組成を有する鋼片を用い、加熱工程、第１熱間圧延工程、複数の圧延パスで圧延を行う第２熱間圧延工程、および制御冷却工程をこの順に含み、
前記加熱工程の後であって第１熱間圧延工程の前と；第１熱間圧延工程で圧延中と；のそれぞれにおいて、スラブ表面温度が１０００～１２００℃の範囲で、第１のデスケーリングを１回以上行い、かつ、
第２熱間圧延工程を、下記（ａ）～（ｃ）を全て満たすように行う点に特徴がある。
（ａ）第２熱間圧延開始前、または、複数の圧延パスのうちの少なくともいずれかの圧延パス間（但し、最終パスとその直前の圧延パスとの間を除く）にて、１０秒以上１２０秒以下の空冷を行って、板厚／４の位置の温度を９００℃以上９４０℃以下にする。
（ｂ）板厚／４の位置が９００℃以上９４０℃以下の温度域で、累積圧下率が２０％以上６７％以下となるよう圧延を行う。
（ｃ）前記空冷後の圧延パスで第２のデスケーリングを行う。
前記加熱工程の後であって第１熱間圧延工程の前と；第１熱間圧延工程で圧延中と；のそれぞれにおいて、スラブ表面温度が１０００～１２００℃の範囲で、第１のデスケーリングを１回以上行い、かつ、
第２熱間圧延工程を、下記（ａ）～（ｃ）を全て満たすように行う点に特徴がある。
（ａ）第２熱間圧延開始前、または、複数の圧延パスのうちの少なくともいずれかの圧延パス間（但し、最終パスとその直前の圧延パスとの間を除く）にて、１０秒以上１２０秒以下の空冷を行って、板厚／４の位置の温度を９００℃以上９４０℃以下にする。
（ｂ）板厚／４の位置が９００℃以上９４０℃以下の温度域で、累積圧下率が２０％以上６７％以下となるよう圧延を行う。
（ｃ）前記空冷後の圧延パスで第２のデスケーリングを行う。
【0052】
以下、本発明に係る鋼板の製造方法について、工程順に説明する。
【0053】
（加熱工程）
加熱工程でのスラブの加熱温度は鋼板の種類に応じて適宜選択できる。例えば、１０００～１２５０℃で加熱することが挙げられる。
加熱工程でのスラブの加熱温度は鋼板の種類に応じて適宜選択できる。例えば、１０００～１２５０℃で加熱することが挙げられる。
【0054】
（第１熱間圧延工程）
第１熱間圧延工程（粗圧延工程）では、加熱工程で加熱したスラブに対し、往復または一方向の圧延を行う。前記加熱工程の後であって第１熱間圧延工程の前と；第１熱間圧延工程で圧延中と；のいずれにおいても、スラブ表面温度が１０００～１２００℃の範囲で、第１のデスケーリングを１回以上行う。以下、詳細に説明する。
第１熱間圧延工程（粗圧延工程）では、加熱工程で加熱したスラブに対し、往復または一方向の圧延を行う。前記加熱工程の後であって第１熱間圧延工程の前と；第１熱間圧延工程で圧延中と；のいずれにおいても、スラブ表面温度が１０００～１２００℃の範囲で、第１のデスケーリングを１回以上行う。以下、詳細に説明する。
【0055】
前記加熱工程で生成したスケールを除去するため、まず第１熱間圧延前に、スラブ表面温度が１０００～１２００℃の範囲でデスケーリングを１回以上行う。更に、第１熱間圧延工程で圧延中に、スラブ表面温度が１０００～１２００℃の範囲でデスケーリングを１回以上行う。いずれのデスケーリングも、衝突圧を５．０ＭＰａ以上とすることが好ましい。前記衝突圧は、より好ましくは７．０ＭＰａ以上である。前記衝突圧のデスケーリングとして、高水圧でのデスケーリングが挙げられる。
【0056】
第１熱間圧延前のデスケーリングの回数は、生産性の観点から１回が好ましい。第１熱間圧延工程での圧延は１回以上行うことができる。すなわち、複数の圧延パスで圧延を行うことができ、この場合、第１熱間圧延工程で圧延中のデスケーリングは、圧延パス間でデスケーリングを行うことができる。圧延中のデスケーリングの回数の上限は、例えば５回とすることができる。
【0057】
第１熱間圧延工程の上記以外の条件は特に限定されず、圧下率等について従来の条件を採用することができる。例えば、板厚／４の温度が１０００℃以上１２００℃以下の温度域で、累積圧下率が１０～９０％の圧延を行うことが挙げられる。
【0058】
（第２熱間圧延工程）
第２熱間圧延工程（仕上圧延工程）では、前記第１熱間圧延工程を経た鋼板に対し、複数の圧延パスで圧延を行う。前述した粉状スケールの抑制と、優れた母材靭性確保との両立のため、第２熱間圧延工程では、下記（ａ）～（ｃ）を全て満たすように行う必要がある。
（ａ）第２熱間圧延開始前、または、複数の圧延パスのうちの少なくともいずれかの圧延パス間（但し、最終パスとその直前の圧延パスとの間を除く）にて、１０秒以上１２０秒以下の空冷を行い、板厚／４の位置の温度を９００℃以上９４０℃以下にする。
（ｂ）板厚／４の位置（以下「板厚／４位置」と示すことがある）が９００℃以上９４０℃以下の温度域で、累積圧下率が２０％以上６７％以下となるよう圧延を行う。
（ｃ）前記空冷後の圧延パスでデスケーリングを行う。
第２熱間圧延工程（仕上圧延工程）では、前記第１熱間圧延工程を経た鋼板に対し、複数の圧延パスで圧延を行う。前述した粉状スケールの抑制と、優れた母材靭性確保との両立のため、第２熱間圧延工程では、下記（ａ）～（ｃ）を全て満たすように行う必要がある。
（ａ）第２熱間圧延開始前、または、複数の圧延パスのうちの少なくともいずれかの圧延パス間（但し、最終パスとその直前の圧延パスとの間を除く）にて、１０秒以上１２０秒以下の空冷を行い、板厚／４の位置の温度を９００℃以上９４０℃以下にする。
（ｂ）板厚／４の位置（以下「板厚／４位置」と示すことがある）が９００℃以上９４０℃以下の温度域で、累積圧下率が２０％以上６７％以下となるよう圧延を行う。
（ｃ）前記空冷後の圧延パスでデスケーリングを行う。
【0059】
以下、（ａ）～（ｃ）の各条件について説明する。
【0060】
（ａ）第２熱間圧延開始前、または、複数の圧延パスのうちの少なくともいずれかの圧延パス間（但し、最終パスとその直前の圧延パスとの間を除く）にて、１０秒以上１２０秒以下の空冷を行い、板厚／４の位置の温度を９００℃以上９４０℃以下にする。
【0061】
優れた母材靭性を確保するには、後記する通り、板厚／４位置が９００℃以上９４０℃以下の温度域での累積圧下率（以下、単に「累積圧下率」ということがある）を一定以上確保する必要がある。前記第１熱間圧延工程を経てから、板厚／４位置の温度を、９００℃以上９４０℃以下の温度域にまで低下させるには、第２熱間圧延工程において空冷を設ける必要がある。
【0062】
空冷時間は、１０秒以上１２０秒以下とする。空冷時間を１０秒以上とすることによって、板厚／４位置における温度を９４０℃以下に冷却でき、後記する累積圧下率を確保することができる。空冷時間は、好ましくは１５秒以上、より好ましくは２０秒以上である。一方、空冷時間が１２０秒を超えると、スケールが成長するため、空冷後のデスケーリングを実施しても適切なスケール制御ができず粉状スケールが残存する。空冷時間は、好ましくは１１５秒以下、より好ましくは１１０秒以下である。
【0063】
図２は、空冷時間と、板厚／４位置が９００℃以上９４０℃以下の温度域での累積圧下率との関係を示すグラフである。図２は、種々の空冷時間で空冷を行ってから、同一パス数の圧延を行った場合の、９００℃以上９４０℃以下の温度域での累積圧下率を求めたものである。この図２に示す通り、空冷時間が１０秒を下回り短い場合、鋼板の温度が十分低下しない状態での圧下、つまり９４０℃を超える高温状態での圧延が主となり、板厚／４位置が９００℃以上９４０℃以下の温度域での累積圧下率を確保できていない。
【0064】
上記所定の時間の空冷を少なくとも１回行う。空冷を複数回行う場合、２回目以降の空冷で板厚／４の位置の温度が９００℃以上９４０℃以下となればよい。
【0065】
空冷の実施時期は次の通りである。即ち、空冷後に所定の温度域での圧下を行って母材靭性の確保を図る観点から、空冷は、第２熱間圧延開始前、すなわち、第１熱間圧延終了後であって第２熱間圧延開始前に実施するか、または、複数の圧延パスのうち、最終パスとその直前の圧延パスとの間を除く、少なくともいずれかの圧延パス間で実施する。言い換えると、空冷後は、少なくとも２回の圧延パスを経ることとなる。
【0066】
（ｂ）板厚／４の位置が９００℃以上９４０℃以下の温度域での累積圧下率が２０％以上６７％以下
【0067】
優れた母材靭性を確保するため、制御圧延での圧下率制御が必要である。本発明では、板厚／４位置が９００℃以上９４０℃以下の温度域での累積圧下率を２０％以上とすることで、結晶粒径を微細にでき、優れた母材靭性を確保できる。図３は、板厚／４位置が９００℃以上９４０℃以下の温度域での累積圧下率と、板厚／４位置の－４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーとの関係を示すグラフであり、後記する実施例の結果を整理したものである。この図３から、前記累積圧下率を２０％以上とすることで、前記吸収エネルギー１２０Ｊ以上を達成できることがわかる。前記累積圧下率は、好ましくは２５％以上、より好ましくは３０％以上である。
【0068】
一方、前記累積圧下率が大きすぎると、鋼板組織が極端に偏平して特性に異方性が生じやすくなる。よって本発明では、前記累積圧下率を６７％以下とする。前記累積圧下率は、好ましくは６０％以下、より好ましくは５５％以下である。
【0069】
鋼板／４の位置における温度は、プロセスコンピュータを用いて、差分法等計算に適した方法で算出した。本発明では、母材靭性を、鋼板の板厚／４位置のシャルピー衝撃吸収エネルギーで評価しているため、圧下率の管理も板厚の１／４の位置での温度で行った。
【0070】
第２熱間圧延工程では複数の圧延パスで圧延を行う。例えば、圧延パスを６～１０回とすることができる。第２熱間圧延工程において、１回の空冷と、前記累積圧下率を確保するための圧下（圧延パス）との組み合わせとして、例えば以下の態様（Ｉ）、（ＩＩ）が挙げられる。
（Ｉ）所定温度域に限定されない１パス以上の圧下→空冷→所定温度域での２パス以上の圧下
（ＩＩ）空冷→所定温度域での２パス以上の圧下
（Ｉ）所定温度域に限定されない１パス以上の圧下→空冷→所定温度域での２パス以上の圧下
（ＩＩ）空冷→所定温度域での２パス以上の圧下
【0071】
（ｃ）空冷後の圧延パスでの第２のデスケーリングの実施
空冷を実施すると、空冷中にスケールが成長し、その後の圧延で粉状スケールが生成し、制御冷却（加速冷却）後の温度ムラが大きくなる。よって、上記スケールの成長を抑制するため、空冷後に第２のデスケーリングを実施する。
空冷を実施すると、空冷中にスケールが成長し、その後の圧延で粉状スケールが生成し、制御冷却（加速冷却）後の温度ムラが大きくなる。よって、上記スケールの成長を抑制するため、空冷後に第２のデスケーリングを実施する。
【0072】
第２のデスケーリングは、衝突圧を１．０ＭＰａ以上とすることが好ましい。前記衝突圧は、より好ましくは１．５ＭＰａ以上である。前記衝突圧のデスケーリングとして、高水圧でのデスケーリングが挙げられる。第２のデスケーリングの回数は１回以上とすることができる。また第２のデスケーリングの実施時期は、空冷後の１回目の圧延パス以降であればよい。好ましくは、空冷直後の圧延パス、つまり空冷後の１回目の圧延パスで、１回のデスケーリングを行うことである。
【0073】
図４Ａと図４Ｂは、空冷後のデスケーリングの有無が、鋼板の幅方向における各部位（幅中央と幅両端）の平均冷却停止温度からの差に及ぼす影響をみたグラフであり、図４Ａが空冷後のデスケーリングなしの場合、図４Ｂが空冷後のデスケーリングありの場合である。図４Ａと図４Ｂの比較から、空冷後に、デスケーリングを実施しなかった場合、粉状スケールが生成して表面性状が不均一となり、加速冷却直後の温度ムラが大きく、鋼板幅方向の温度ムラは６０℃程度に達した。一方、空冷後にデスケーリングを実施した場合、粉状スケールの生成が抑制されたため、加速冷却直後の温度ムラが低減し、鋼板幅方向の温度ムラは２０℃未満に抑えられた。
【0074】
母材靭性の確保を目的に、一定温度域での圧下率を確保するため、圧延途中で鋼板の温度調整を行うのみでは、スケールが不均一に成長し、優れた表面性状と母材靭性の両立は困難であった。しかし本発明では、特に上記（ａ）～（ｃ）を満たすように第２熱間圧延（仕上圧延）を行うことで、優れた表面性状と母材靭性の両立を実現できる。
【0075】
（制御冷却工程）
前記第２熱間圧延後は制御冷却を行う。制御冷却の条件として、例えば、仕上圧延後直ちに４００～６００℃の温度域まで平均冷却速度５～２５℃／ｓｅｃで冷却し、その後に室温まで空冷することが挙げられる。
前記第２熱間圧延後は制御冷却を行う。制御冷却の条件として、例えば、仕上圧延後直ちに４００～６００℃の温度域まで平均冷却速度５～２５℃／ｓｅｃで冷却し、その後に室温まで空冷することが挙げられる。
【0076】
制御冷却工程後は、従来から行われている通り、例えば熱間矯正、空冷を経て、本発明の鋼板を得ることができる。
【実施例0077】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前述および後述する趣旨に合致し得る範囲で、適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【0078】
下記表１に示す成分組成の鋼を溶製、鋳造してスラブを得た。そして、スラブを１０５０～１２５０℃に再加熱した後、第１熱間圧延工程（粗圧延工程）で圧延を行う前に、スラブ表面温度が１０００～１２００℃の範囲で衝突圧が５．０ＭＰａ以上のデスケーリングを１回実施した。それから粗圧延を実施した。この粗圧延の途中で、表面温度が１０００～１２００℃の範囲で衝突圧が５．０ＭＰａ以上のデスケーリングを１回実施した。
【0079】
その後更に、第２熱間圧延工程（仕上圧延工程）で６パスまたは８パスの熱間リバース圧延を行った。また仕上圧延では、表２に示す条件で、圧延、空冷、デスケーリングを行った。そして、仕上圧延を表面温度が８３０～９００℃の範囲で終了し、４００～６００℃の温度域まで、平均冷却速度５～２５℃／ｓｅｃで冷却し、その後空冷して、板厚が２０ｍｍの鋼板を得た。
【0080】
表２の「空冷タイミング」における「１パス目の前」とは、仕上圧延開始前に空冷を実施したことを意味する。また表２の「空冷後のデスケーリングの有無」では、仕上圧延中の空冷後に衝突圧が１．０ＭＰａ以上のデスケーリングを実施した場合を「有」、該デスケーリングを実施しなかった場合を「無」とした。上記デスケーリングの実施時期は、表２に示す空冷タイミングで空冷した直後の圧延パスとした。例えば空冷タイミングが「１パス目の前」の場合は、１パス目の圧延中にデスケーリングを行った。
【0081】
表２において、試験Ｎｏ．Ｅは、仕上圧延工程において１０秒以上の空冷を設けていない従来例に相当する。試験Ｎｏ．Ｅにおける空冷時間７秒は、圧延パス間の時間を示したものである。
【0082】
表２における、板厚／４の位置が９００℃以上９４０℃以下の温度域の累積圧下率は、下記式（２）を用いて算出した。
板厚／４の位置が９００℃以上９４０℃以下の温度域の累積圧下率［％］
＝（Ｈ１－Ｈ２）／Ｈ１×１００ ・・・（２）
ただし、Ｈ１：板厚／４の位置が９４０℃のときの圧下開始板厚［ｍｍ］
Ｈ２：板厚／４の位置が９００℃のときの圧下完了板厚［ｍｍ］
板厚／４の位置が９００℃以上９４０℃以下の温度域の累積圧下率［％］
＝（Ｈ１－Ｈ２）／Ｈ１×１００ ・・・（２）
ただし、Ｈ１：板厚／４の位置が９４０℃のときの圧下開始板厚［ｍｍ］
Ｈ２：板厚／４の位置が９００℃のときの圧下完了板厚［ｍｍ］
【0083】
得られた鋼板を用い、下記に説明する要領で、鋼板の表面性状の評価のために、鋼板表面のスケール性状を観察し、また母材靭性の評価を行うため、鋼板の板厚／４位置の－４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーを求めた。
【0084】
［スケール性状の観察］
鋼板の板厚方向の断面が観察できるよう採取した鋼片を樹脂に埋め込んだ後、鏡面研磨を行い腐食（エッチング）は行わない試料を用意し、光学顕微鏡を用いて観察した。そして、粉状スケール部を含み、観察倍率４００倍で、スケールが写真横方向と平行となるよう写真を撮影した。粉状スケール層は、一部研磨されていないスケール粉末の表面が入射光に対して垂直でないため、反射光が接眼レンズに到達しにくく黒色として観察される。この効果を利用して、スケール部を撮影した写真を、画像解析ソフトを用いて二値化し、黒色部分を粉状スケールと判定した。撮影した写真の一例を図５に示す。図５において、Ｘが粉状スケール層、Ｒが非粉状スケール層、Ｑが鋼板である。粉状スケール層の厚みは、図５に示す通り、写真横幅の左端から順に、１／４部に第１測定線１、１／２部に第２測定線２、３／４部に第３測定線３の３箇所の線を引き、各線上の粉状スケール層の厚みを求め、３箇所の厚みを平均して求めた。
鋼板の板厚方向の断面が観察できるよう採取した鋼片を樹脂に埋め込んだ後、鏡面研磨を行い腐食（エッチング）は行わない試料を用意し、光学顕微鏡を用いて観察した。そして、粉状スケール部を含み、観察倍率４００倍で、スケールが写真横方向と平行となるよう写真を撮影した。粉状スケール層は、一部研磨されていないスケール粉末の表面が入射光に対して垂直でないため、反射光が接眼レンズに到達しにくく黒色として観察される。この効果を利用して、スケール部を撮影した写真を、画像解析ソフトを用いて二値化し、黒色部分を粉状スケールと判定した。撮影した写真の一例を図５に示す。図５において、Ｘが粉状スケール層、Ｒが非粉状スケール層、Ｑが鋼板である。粉状スケール層の厚みは、図５に示す通り、写真横幅の左端から順に、１／４部に第１測定線１、１／２部に第２測定線２、３／４部に第３測定線３の３箇所の線を引き、各線上の粉状スケール層の厚みを求め、３箇所の厚みを平均して求めた。
【0085】
そして、鋼板表面のスケール層が、表面側から粉状スケール層、非粉状スケール層の順に形成されているか、または非粉状スケール層のみで形成され、かつ粉状スケール層の厚みが１０μｍ以下（０μｍを含む）の場合を「○」、前記粉状スケール層の厚みが１０μｍを超えていた場合を「×」とした。その結果を表２に示す。尚、表２の試験Ｎｏ．Ｅは、下記シャルピー衝撃試験により得られたシャルピー吸収エネルギーが低く、母材靭性の劣化した比較例であるため、スケール性状については評価しなかった。
【0086】
［シャルピー衝撃試験］
シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ２２４２、またはＡＳＴＭ Ａ３７０に従い、試験温度－４０℃で行って、－４０℃でのシャルピー吸収エネルギーを求めた。本実施例では、採取した計３本の試験片の－４０℃でのシャルピー吸収エネルギーの値を求め、この３本の平均値が１２０Ｊ以上の場合を母材靭性に優れると評価した。表２において、※を付与したデータは、上記ＡＳＴＭの方法で試験した結果であり、それ以外のデータは、ＪＩＳの方法で試験した結果である。その結果を表２に示す。
シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ２２４２、またはＡＳＴＭ Ａ３７０に従い、試験温度－４０℃で行って、－４０℃でのシャルピー吸収エネルギーを求めた。本実施例では、採取した計３本の試験片の－４０℃でのシャルピー吸収エネルギーの値を求め、この３本の平均値が１２０Ｊ以上の場合を母材靭性に優れると評価した。表２において、※を付与したデータは、上記ＡＳＴＭの方法で試験した結果であり、それ以外のデータは、ＪＩＳの方法で試験した結果である。その結果を表２に示す。
【0087】
【表1】
【0088】
【表2】
【0089】
表１および２から次の通り考察できる。
【0090】
試験Ｎｏ．Ａ～Ｄは、成分組成および製造条件が本発明で規定する範囲内にあるため、得られた鋼板は、優れた表面性状を示し、かつ優れた母材靭性を示した。これに対し、試験Ｎｏ．Ｅは、１０秒以上の空冷を設けず、板厚／４位置が９４０℃よりも高温域で圧下を開始した。その結果、板厚／４位置が９００℃以上９４０℃以下の温度域での累積圧下率が不足したため、母材靭性が劣化した。また試験Ｎｏ．Ｆは、本発明で規定する通り空冷を行ったが、空冷後のデスケーリングを実施しなかったため、粉状スケール層が２０μｍと厚くなり、鋼板の表面性状が悪くなった。
【図1】
【図2】
【図3】
【図4A】
【図4B】
【図5】
