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(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】P2024066170
(43)【公開日】2024-05-15
(54)【発明の名称】重ね圧延鋼板およびその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20240508BHJP
C21D 8/02 20060101ALI20240508BHJP
C22C 38/14 20060101ALI20240508BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20240508BHJP
B21B 1/22 20060101ALI20240508BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301Z
C21D8/02 A
C21D8/02 Z
C22C38/14
C22C38/58
B21B1/22 B
【審査請求】未請求
【請求項の数】4
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2022175542
(22)【出願日】2022-11-01
(71)【出願人】
【識別番号】000001258
【氏名又は名称】ＪＦＥスチール株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100184859
【弁理士】
【氏名又は名称】磯村 哲朗
(74)【代理人】
【識別番号】100123386
【弁理士】
【氏名又は名称】熊坂 晃
(74)【代理人】
【識別番号】100196667
【弁理士】
【氏名又は名称】坂井 哲也
(74)【代理人】
【識別番号】100130834
【弁理士】
【氏名又は名称】森 和弘
(72)【発明者】
【氏名】谷澤 彰彦
(72)【発明者】
【氏名】古閑 丈晴
(72)【発明者】
【氏名】深堀 友晃
(72)【発明者】
【氏名】秋吉 進典
(72)【発明者】
【氏名】上野 剛
【テーマコード（参考）】
4E002
4K032
【Ｆターム（参考）】
4E002AB03
4E002AD01
4E002AD07
4E002AD12
4E002BC05
4E002BD07
4E002BD08
4E002CA08
4K032AA01
4K032AA02
4K032AA04
4K032AA05
4K032AA08
4K032AA11
4K032AA14
4K032AA16
4K032AA17
4K032AA19
4K032AA21
4K032AA22
4K032AA23
4K032AA26
4K032AA27
4K032AA29
4K032AA31
4K032AA35
4K032AA36
4K032AA39
4K032AA40
4K032BA00
4K032BA01
4K032CA00
4K032CA01
4K032CA02
4K032CB02
4K032CC02
4K032CC03
4K032CD01
4K032CD02
4K032CD03
4K032CF01
4K032CF02
(57)【要約】
【課題】本発明は、板厚が７０ｍｍ以上で脆性き裂伝播停止特性、具体的には使用温度－１０℃でのＫｃａが安定的に８０００Ｎ／ｍｍ１．５以上を確保でき、なおかつ母材靭性と溶接熱影響部靭性に優れた高強度である重ね圧延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【解決手段】特定の組成を有し、特定の面集積度を有し、一体化された２枚の鋼板の板厚中央におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が－５０℃以下であり、板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が－７０℃以下であり、鋼板表面におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が－８０℃以下である、接合界面の位置が板厚方向において一体化された２枚の鋼板の全板厚の３０～７０％の位置に含まれる、板厚７０ｍｍ以上の重ね圧延鋼板。
【選択図】なし
【解決手段】特定の組成を有し、特定の面集積度を有し、一体化された２枚の鋼板の板厚中央におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が－５０℃以下であり、板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が－７０℃以下であり、鋼板表面におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が－８０℃以下である、接合界面の位置が板厚方向において一体化された２枚の鋼板の全板厚の３０～７０％の位置に含まれる、板厚７０ｍｍ以上の重ね圧延鋼板。
【選択図】なし
【特許請求の範囲】
【請求項1】
一体化された２枚の鋼板と、該２枚の鋼板間に前記２枚の鋼板を接合する接合界面を有し、
それぞれ２枚の鋼板が、質量％で、
Ｃ：０．０３～０．１５％、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：０．５～２．２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０００５～０．００４０％、
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
Ａｌ：０．００５～０．０８０％、
Ｎ：０．００３５～０．００７５％、
Ｃａ：０．０００５～０．００３０％、
Ｏ：０．００４０％以下を含有し、
下記式（１）で定義されるＣｅｑが０．３６以上であり、かつ、Ｃａ、Ｏ、Ｓの各含有量は、下記式（２）を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、前記一体化された２枚の鋼板の板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度が１．２以上であり、
前記一体化された２枚の鋼板の表面における圧延面での（２００）面集積度が１．７以上であり、前記一体化された２枚の鋼板の板厚中央におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが－５０℃以下であり、前記一体化された２枚の鋼板の板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが－7０℃以下であり、前記一体化された２枚の鋼板の表面におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが－８０℃以下であり、
前記接合界面の位置が板厚方向において前記一体化された２枚の鋼板の全板厚の３０～７０％の位置に含まれる、板厚７０ｍｍ以上の重ね圧延鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・（１）
ここで、式（１）におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは各元素の含有量
（質量％）を意味し、含有しない場合は０とする。
０＜｛（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５｝／Ｓ≦０．８・・・（２）
ここで、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（質量％）を表す。
それぞれ２枚の鋼板が、質量％で、
Ｃ：０．０３～０．１５％、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：０．５～２．２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０００５～０．００４０％、
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
Ａｌ：０．００５～０．０８０％、
Ｎ：０．００３５～０．００７５％、
Ｃａ：０．０００５～０．００３０％、
Ｏ：０．００４０％以下を含有し、
下記式（１）で定義されるＣｅｑが０．３６以上であり、かつ、Ｃａ、Ｏ、Ｓの各含有量は、下記式（２）を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、前記一体化された２枚の鋼板の板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度が１．２以上であり、
前記一体化された２枚の鋼板の表面における圧延面での（２００）面集積度が１．７以上であり、前記一体化された２枚の鋼板の板厚中央におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが－５０℃以下であり、前記一体化された２枚の鋼板の板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが－7０℃以下であり、前記一体化された２枚の鋼板の表面におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが－８０℃以下であり、
前記接合界面の位置が板厚方向において前記一体化された２枚の鋼板の全板厚の３０～７０％の位置に含まれる、板厚７０ｍｍ以上の重ね圧延鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・（１）
ここで、式（１）におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは各元素の含有量
（質量％）を意味し、含有しない場合は０とする。
０＜｛（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５｝／Ｓ≦０．８・・・（２）
ここで、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（質量％）を表す。
【請求項2】
前記成分組成は、さらに質量％で、
Ｂ：０．０００３～０．００３０％、
Ｖ：０．２％以下、
Ｎｂ：０．００３～０．０３０％、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：０．７％以下、
Ｍｏ：０．７％以下、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、
Ｚｒ：０．００１～０．０２０％、
ＲＥＭ：０．００１～０．０２０％の１種以上を含有する請求項１に記載の重ね圧延鋼板。
Ｂ：０．０００３～０．００３０％、
Ｖ：０．２％以下、
Ｎｂ：０．００３～０．０３０％、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：０．７％以下、
Ｍｏ：０．７％以下、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、
Ｚｒ：０．００１～０．０２０％、
ＲＥＭ：０．００１～０．０２０％の１種以上を含有する請求項１に記載の重ね圧延鋼板。
【請求項3】
請求項１または２に記載の成分組成を有する２枚のスラブを、９５０～１１００℃の温度域に加熱した後、熱間圧延を行い、室温まで冷却し、前記２枚のスラブの片側の表面を研磨し、前記２枚のスラブの研磨面同士が接触するように重ねて、前記２枚のスラブの継目部を隅肉溶接することで１枚の重ねスラブとし、
該重ねスラブを１０００～１１５０℃の温度域に加熱した後、前記重ねスラブの板厚中央の温度がオーステナイト再結晶温度域であるときの累積圧下率が１０％以上であり、前記板厚中央の温度がオーステナイト未再結晶温度域であるときの累積圧下率が６０％以上であり、前記重ねスラブの表面の温度がＡｒ３変態点以下かつ前記板厚中央の温度がＡｒ３変態点以上の温度域であるときの累積圧下率が２０％超えである条件で熱間圧延を行い、その後、０．５℃／s以上の平均冷却速度にて５００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、５００℃以下の冷却停止温度まで冷却した後に室温まで空冷または空冷より小さい冷却速度で冷却する、板厚７０ｍｍ以上の重ね圧延鋼板の製造方法。
該重ねスラブを１０００～１１５０℃の温度域に加熱した後、前記重ねスラブの板厚中央の温度がオーステナイト再結晶温度域であるときの累積圧下率が１０％以上であり、前記板厚中央の温度がオーステナイト未再結晶温度域であるときの累積圧下率が６０％以上であり、前記重ねスラブの表面の温度がＡｒ３変態点以下かつ前記板厚中央の温度がＡｒ３変態点以上の温度域であるときの累積圧下率が２０％超えである条件で熱間圧延を行い、その後、０．５℃／s以上の平均冷却速度にて５００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、５００℃以下の冷却停止温度まで冷却した後に室温まで空冷または空冷より小さい冷却速度で冷却する、板厚７０ｍｍ以上の重ね圧延鋼板の製造方法。
【請求項4】
請求項１または２に記載の成分組成を有する２枚のスラブを、９５０～１１００℃の温度域に加熱した後、熱間圧延を行い、室温まで冷却し、前記２枚のスラブの片側の表面を研磨し、前記２枚のスラブの研磨面同士が接触するように重ねて、前記２枚のスラブの継目部を隅肉溶接することで１枚の重ねスラブとし、
該重ねスラブを１０００～１１５０℃の温度域に加熱した後、前記重ねスラブの板厚中央の温度がオーステナイト再結晶温度域であるときの累積圧下率が１０％以上であり、前記板厚中央の温度がオーステナイト未再結晶温度域であるときの累積圧下率が６０％以上であり、前記重ねスラブの表面の温度がＡｒ３変態点以下かつ前記板厚中央の温度がＡｒ３変態点以上の温度域であるときの累積圧下率が２０％超えである条件で熱間圧延を行い、その後、０．５℃／s以上の平均冷却速度にて５００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、
前記５００℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、前記重ねスラブの板厚中央の温度がＡｃ１変態点未満となる温度で焼戻処理を行う、重ね圧延鋼板の製造方法。
該重ねスラブを１０００～１１５０℃の温度域に加熱した後、前記重ねスラブの板厚中央の温度がオーステナイト再結晶温度域であるときの累積圧下率が１０％以上であり、前記板厚中央の温度がオーステナイト未再結晶温度域であるときの累積圧下率が６０％以上であり、前記重ねスラブの表面の温度がＡｒ３変態点以下かつ前記板厚中央の温度がＡｒ３変態点以上の温度域であるときの累積圧下率が２０％超えである条件で熱間圧延を行い、その後、０．５℃／s以上の平均冷却速度にて５００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、
前記５００℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、前記重ねスラブの板厚中央の温度がＡｃ１変態点未満となる温度で焼戻処理を行う、重ね圧延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、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する、板厚７０ｍｍ以上の重ね圧延鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
船舶や、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起きると、社会経済や環境などに及ぼす影響が大きい。このため、上記大型構造物は、安全性の向上が常に求められ、大型構造物の素材となる鋼板に対しては、使用温度における脆性き裂伝播停止特性が高いレベルで要求されている。
【0003】
コンテナ船やバルクキャリアーなどの船舶においては、その構造上、船体外板に高強度の極厚鋼板が使用される。最近では、船体の大型化に伴って一層の高強度化が求められ、素材となる極厚鋼板の厚肉化が進んでいる。
【0004】
一般に、鋼板の脆性き裂伝播停止特性は、高強度あるいは厚肉になるほど劣化する傾向にある。このため、大型構造物に使用される極厚鋼板に対する、脆性き裂伝播停止特性への要求も一段と高度化している。
【0005】
ここで、鋼板の脆性き裂伝播停止特性を向上させる手段として、従来から、鋼中のＮ ｉ含有量を増加させる方法が知られている。例えば、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。
【0006】
但し、鋼中Ｎｉ含有量の増加は、製造コストの大幅な上昇を余儀なくさせる。このため、９％Ｎｉ鋼は、ＬＮＧ貯槽タンク以外の用途に適用し難い。
【0007】
他方、ＬＮＧのような極低温にまで至らない、例えば、船舶やラインパイプに使用される、板厚が５０ｍｍ未満の比較的薄手の鋼板に対しては、ＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ）法により鋼板ミクロ組織の細粒化を図り、低温靭性を向上させることで、優れた脆性き裂伝播停止特性を実現することができる。
【0008】
また、合金コストを上昇させることなく、脆性き裂伝播停止特性を向上させるために、表層部の組織を超微細化した鋼板が、特許文献１において提案されている。
【0009】
特許文献１に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた鋼板は、脆性き裂が伝播する際、鋼板表層部に発生するシアリップ（塑性変形領域）が脆性き裂伝播停止特性の向上に効果があることに着目して完成されたものであり、シアリップ部分の結晶粒を微細化させることで、伝播する脆性き裂が有する伝播エネルギーを吸収することを特徴としている。また、特許文献１には、熱間圧延後の制御冷却によって表層部をＡｒ３変態点以下に冷却した後、制御冷却を停止して表層部をＡｒ３変態点以上に復熱させる工程を１回以上繰り返して行う間に、鋼板に圧下を加えることにより、繰り返し変態を生じさせ、または加工再結晶させることで、表層部分に超微細なフェライト組織を生成させることが記載されている。
【0010】
特許文献２では、フェライト－パーライトが主体のミクロ組織とする鋼板において、脆性き裂伝播停止特性を向上させるために、鋼板の両表面部を、板厚方向に対し少なくとも５％の表層領域において、円相当粒径：５μｍ以下で、かつアスペクト比：２以上のフェライト粒を有するフェライト組織としてフェライト粒径のバラツキを抑えることが重要であること、このバラツキを抑える方法として仕上げ圧延中の１パス当りの最大圧下率を１２％以下とすることで局所的な再結晶現象を抑制することが記載されている。
【0011】
特許文献３には、フェライト結晶粒の微細化だけでなく、フェライト結晶粒内に形成されるサブグレインを制御することで、脆性き裂伝播停止特性を向上させるという、ＴＭＣＰの延長上にある技術が記載されている。
【0012】
また、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、脆性き裂伝播停止特性を向上させる方法も知られている。これは、鋼板の破壊面上においてセパレーションを板面と平行な方向に生じせしめ、脆性き裂先端の応力を緩和させることにより、脆性破壊に対する抵抗を高める方法である。
【0013】
例えば、特許文献４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以上の粗大粒の面積率を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。
【0014】
特許文献５には、継手部の脆性き裂伝播停止特性の優れた溶接構造用鋼として、板厚内の圧延面における（１００）面のＸ線面強度比が１．５以上を有することを特徴とする鋼板が開示されており、当該集合組織発達による応力負荷方向と、き裂伝播方向の角度のずれにより脆性き裂伝播停止特性に優れることが記載されている。
【0015】
さらに、特許文献６には、制御圧延における平均圧下率を規定することで板厚方向の各部（板厚中心部を含め板厚全厚の１／３以上）において集合組織を発達させる脆性き裂伝播停止特性の優れた高強度厚鋼板の製造方法が記載されている。
【0016】
また、最近の６０００ＴＥＵを超える大型コンテナ船では、板厚：７０ｍｍ以上の極厚鋼板が使用される。非特許文献１では、板厚：６５ｍｍの鋼板の脆性き裂伝播停止特性を評価し、鋼板の大型脆性き裂伝播停止試験で脆性き裂が停止しない結果が報告されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0017】
【特許文献1】特公平７－１００８１４号公報
【特許文献2】特開２００２－２５６３７５号公報
【特許文献3】特許第３４６７７６７号公報
【特許文献4】特許第３５４８３４９号公報
【特許文献5】特許第２６５９６６１号公報
【特許文献6】特許第５７３３４２５号公報
【非特許文献】
【0018】
【非特許文献1】厚手造船用鋼における長大脆性き裂伝播挙動、日本船舶海洋工学会講演論文集 第３号、２００６、ｐ．３５９－３６２
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0019】
特許文献１、２に記載の技術では、鋼板表層部のみを一旦冷却した後に復熱させ、かつ復熱中に加工を加えることによって、特定の組織を得る。このため、実生産規模での制御が容易でなく、特に板厚が７０ｍｍ以上の厚肉材の製造では、圧延設備、冷却設備への負荷が大きいプロセスである。
【0020】
また、特許文献１～６に記載された鋼板は、いずれも、製造条件や開示されている実施例から、板厚：５０ｍｍ～７０ｍｍ程度が主な対象であって、７０ｍｍ以上の厚肉材への適用については、所定の特性が得られるかが不明であり、大型構造物において必要な、板厚方向のき裂伝播特性に対しては全く検証されていない。
【0021】
さらに、非特許文献１において、供試材のＥＳＳＯ試験は、使用温度－１０℃でのＫｃａが３０００Ｎ／ｍｍ１．５に満たない結果を示しており、非特許文献１の技術では、５０ｍｍを超える板厚の鋼板を適用した大型構造物の場合、安全性確保が十分とはいえないことを示唆している。
【0022】
また、造船等の分野で使用される構造用鋼材は、溶接接合により所望の形状の構造物に仕上げられる。特に板厚７０ｍｍ以上のような厚肉材の溶接接合にはサブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接およびエレクトロスラグ溶接などの高能率な大入熱溶接が適用されるため、溶接熱影響部の靱性が課題となる。しかしながら、いずれの特許文献においても、厚肉材の溶接熱影響部の靭性については十分に検討されていない。
【0023】
本発明は、かかる事情に鑑み、板厚が７０ｍｍ以上で脆性き裂伝播停止特性、具体的には使用温度－１０℃でのＫｃａが安定的に８０００Ｎ／ｍｍ１．５以上を確保でき、なおかつ母材靭性と溶接熱影響部靭性に優れた高強度である重ね圧延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。鋼板の強度レベルとしては、ＹＳで３９０ＭＰａ以上、ＴＳで５１０ＭＰａ以上（いわゆる５０キロ鋼以上）とし、溶接熱影響部靭性は、溶接ボンド部で‐２０℃の衝撃試験を実施した際に、６０Ｊ以上を満足するものとする。
【課題を解決するための手段】
【0024】
発明者らは、上記課題を解決するために、板厚７０ｍｍ以上でも優れた脆性き裂伝播停止特性、母材靭性および溶接熱影響部靭性を有する高強度極厚鋼板および当該鋼板を安定して得る製造方法について鋭意研究を重ねた。その結果、鋼板の板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度を１．２以上とし、かつ、鋼板表面（単に「表面」という場合がある）における圧延面での（２００）面集積度を１．７以上とする集合組織を有し、靭性の指標である板厚中央におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）（ｖＴｒｓともいう）が－５０℃以下、板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が－７０℃以下および鋼板表面におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が－８０℃以下であることにより、優れた脆性き裂伝播停止特性が得られることを知見した。さらに、溶接熱影響部において、ＴｉＮ、ＣａＳとＭｎＳの複合硫化物を微細に分散させることにより、溶接時の高温に曝された際の結晶粒の粒成長を抑制し、かつ、その後の冷却過程で粒内変態を促進して室温での溶接熱影響部組織を微細化することにより、優れた溶接熱影響部靭性が得られることを知見した。
【0025】
また、板厚７０ｍｍ以上の鋼板で上記の特性を得ようとしたとき、通常の連続鋳造スラブを素材として用いると十分な圧延圧下率を確保するためにスラブの初期厚を大きくする必要があるが、連続鋳造機の設備制約でそのような初期厚の大きなスラブを鋳造できない場合がある。また、初期厚の大きなスラブは一般的に内部品質が悪いため、圧延後に板厚中央部に鋳造段階の非凝固部が圧延後まで残るザクなどの内部欠陥が発生し、脆性き裂伝播停止特性にも悪影響を与える場合がある。
【0026】
上記の課題を解決するために、本発明では、２枚の連続鋳造スラブを予め再加熱後、圧延し、それらのスラブを重ねて圧延することで、（１）２回再加熱、圧延の実施による鋼板ミクロ組織の細粒化、（２）重ねスラブの初期厚確保による圧延圧下率の確保による鋼板ミクロ組織の細粒化および集合組織の発達、（３）重ね圧延鋼板の板厚中央に中心偏析やザクが位置することを回避することによる内部品質の確保および内部品質の劣化に伴う脆性き裂伝播停止特性の劣化防止、を達成することができることがわかった。
【0027】
本発明は、上記した知見に、さらに検討を加えて完成されたものである。本発明の要旨構成は次のとおりである。
［１］ 一体化された２枚の鋼板と、該２枚の鋼板間に前記２枚の鋼板を接合する接合界面を有し、
それぞれ２枚の鋼板が、質量％で、
Ｃ：０．０３～０．１５％、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：０．５～２．２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０００５～０．００４０％、
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
Ａｌ：０．００５～０．０８０％、
Ｎ：０．００３５～０．００７５％、
Ｃａ：０．０００５～０．００３０％、
Ｏ：０．００４０％以下を含有し、
下記式（１）で定義されるＣｅｑが０．３６以上であり、かつ、Ｃａ、Ｏ、Ｓの各含有量は、下記式（２）を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、前記一体化された２枚の鋼板の板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度が１．２以上であり、
前記一体化された２枚の鋼板の表面における圧延面での（２００）面集積度が１．７以上であり、前記一体化された２枚の鋼板の板厚中央におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが－５０℃以下であり、前記一体化された２枚の鋼板の板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが－７０℃以下であり、前記一体化された２枚の鋼板の表面におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが－８０℃以下であり、
前記接合界面の位置が板厚方向において前記一体化された２枚の鋼板の全板厚の３０～７０％の位置に含まれる、板厚７０ｍｍ以上の重ね圧延鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・（１）
ここで、式（１）におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは各元素の含有量
（質量％）を意味し、含有しない場合は０とする。
０＜｛（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５｝／Ｓ≦０．８・・・（２）
ここで、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（質量％）を表す。
［２］ 前記成分組成は、さらに質量％で、
Ｂ：０．０００３～０．００３０％、
Ｖ：０．２％以下、
Ｎｂ：０．００３～０．０３０％、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：０．７％以下、
Ｍｏ：０．７％以下、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、
Ｚｒ：０．００１～０．０２０％、
ＲＥＭ：０．００１～０．０２０％の１種以上を含有する［１］に記載の重ね圧延鋼板。
［３］ 前記［１］または［２］に記載の成分組成を有する２枚のスラブを、９５０～１１００℃の温度域に加熱した後、熱間圧延を行い、室温まで冷却し、前記２枚のスラブの片側の表面を研磨し、前記２枚のスラブの研磨面同士が接触するように重ねて、前記２枚のスラブの継目部を隅肉溶接することで１枚の重ねスラブとし、
該重ねスラブを１０００～１１５０℃の温度域に加熱した後、前記重ねスラブの板厚中央の温度がオーステナイト再結晶温度域であるときの累積圧下率が１０％以上であり、前記板厚中央の温度がオーステナイト未再結晶温度域であるときの累積圧下率が６０％以上であり、前記重ねスラブの表面の温度がＡｒ３変態点以下かつ前記板厚中央の温度がＡｒ３変態点以上の温度域であるときの累積圧下率が２０％超えである条件で熱間圧延を行い、その後、０．５℃／s以上の平均冷却速度にて５００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、５００℃以下の冷却停止温度まで冷却した後に室温まで空冷または空冷より小さい冷却速度で冷却する、板厚７０ｍｍ以上の重ね圧延鋼板の製造方法。
［４］ 前記［１］または［２］に記載の成分組成を有する２枚のスラブを、９５０～１１００℃の温度域に加熱した後、熱間圧延を行い、室温まで冷却し、前記２枚のスラブの片側の表面を研磨し、前記２枚のスラブの研磨面同士が接触するように重ねて、前記２枚のスラブの継目部を隅肉溶接することで１枚の重ねスラブとし、
該重ねスラブを１０００～１１５０℃の温度域に加熱した後、前記重ねスラブの板厚中央の温度がオーステナイト再結晶温度域であるときの累積圧下率が１０％以上であり、前記板厚中央の温度がオーステナイト未再結晶温度域であるときの累積圧下率が６０％以上であり、前記重ねスラブの表面の温度がＡｒ３変態点以下かつ前記板厚中央の温度がＡｒ３変態点以上の温度域であるときの累積圧下率が２０％超えである条件で熱間圧延を行い、その後、０．５℃／s以上の平均冷却速度にて５００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、
前記５００℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、前記重ねスラブの板厚中央の温度がＡｃ１変態点未満となる温度で焼戻処理を行う、重ね圧延鋼板の製造方法。
［１］ 一体化された２枚の鋼板と、該２枚の鋼板間に前記２枚の鋼板を接合する接合界面を有し、
それぞれ２枚の鋼板が、質量％で、
Ｃ：０．０３～０．１５％、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：０．５～２．２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０００５～０．００４０％、
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
Ａｌ：０．００５～０．０８０％、
Ｎ：０．００３５～０．００７５％、
Ｃａ：０．０００５～０．００３０％、
Ｏ：０．００４０％以下を含有し、
下記式（１）で定義されるＣｅｑが０．３６以上であり、かつ、Ｃａ、Ｏ、Ｓの各含有量は、下記式（２）を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、前記一体化された２枚の鋼板の板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度が１．２以上であり、
前記一体化された２枚の鋼板の表面における圧延面での（２００）面集積度が１．７以上であり、前記一体化された２枚の鋼板の板厚中央におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが－５０℃以下であり、前記一体化された２枚の鋼板の板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが－７０℃以下であり、前記一体化された２枚の鋼板の表面におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが－８０℃以下であり、
前記接合界面の位置が板厚方向において前記一体化された２枚の鋼板の全板厚の３０～７０％の位置に含まれる、板厚７０ｍｍ以上の重ね圧延鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・（１）
ここで、式（１）におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは各元素の含有量
（質量％）を意味し、含有しない場合は０とする。
０＜｛（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５｝／Ｓ≦０．８・・・（２）
ここで、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（質量％）を表す。
［２］ 前記成分組成は、さらに質量％で、
Ｂ：０．０００３～０．００３０％、
Ｖ：０．２％以下、
Ｎｂ：０．００３～０．０３０％、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：０．７％以下、
Ｍｏ：０．７％以下、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、
Ｚｒ：０．００１～０．０２０％、
ＲＥＭ：０．００１～０．０２０％の１種以上を含有する［１］に記載の重ね圧延鋼板。
［３］ 前記［１］または［２］に記載の成分組成を有する２枚のスラブを、９５０～１１００℃の温度域に加熱した後、熱間圧延を行い、室温まで冷却し、前記２枚のスラブの片側の表面を研磨し、前記２枚のスラブの研磨面同士が接触するように重ねて、前記２枚のスラブの継目部を隅肉溶接することで１枚の重ねスラブとし、
該重ねスラブを１０００～１１５０℃の温度域に加熱した後、前記重ねスラブの板厚中央の温度がオーステナイト再結晶温度域であるときの累積圧下率が１０％以上であり、前記板厚中央の温度がオーステナイト未再結晶温度域であるときの累積圧下率が６０％以上であり、前記重ねスラブの表面の温度がＡｒ３変態点以下かつ前記板厚中央の温度がＡｒ３変態点以上の温度域であるときの累積圧下率が２０％超えである条件で熱間圧延を行い、その後、０．５℃／s以上の平均冷却速度にて５００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、５００℃以下の冷却停止温度まで冷却した後に室温まで空冷または空冷より小さい冷却速度で冷却する、板厚７０ｍｍ以上の重ね圧延鋼板の製造方法。
［４］ 前記［１］または［２］に記載の成分組成を有する２枚のスラブを、９５０～１１００℃の温度域に加熱した後、熱間圧延を行い、室温まで冷却し、前記２枚のスラブの片側の表面を研磨し、前記２枚のスラブの研磨面同士が接触するように重ねて、前記２枚のスラブの継目部を隅肉溶接することで１枚の重ねスラブとし、
該重ねスラブを１０００～１１５０℃の温度域に加熱した後、前記重ねスラブの板厚中央の温度がオーステナイト再結晶温度域であるときの累積圧下率が１０％以上であり、前記板厚中央の温度がオーステナイト未再結晶温度域であるときの累積圧下率が６０％以上であり、前記重ねスラブの表面の温度がＡｒ３変態点以下かつ前記板厚中央の温度がＡｒ３変態点以上の温度域であるときの累積圧下率が２０％超えである条件で熱間圧延を行い、その後、０．５℃／s以上の平均冷却速度にて５００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、
前記５００℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、前記重ねスラブの板厚中央の温度がＡｃ１変態点未満となる温度で焼戻処理を行う、重ね圧延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【0028】
本発明によれば、板厚方向の集合組織が適切に制御されるため、板厚７０ｍｍ以上の極厚の鋼板であっても、脆性き裂伝播停止特性に優れるとともに、母材靭性および溶接熱影響部靭性にも優れ、高強度である。また、本発明によれば、圧延条件を最適化することで、工業的に極めて簡易なプロセスで、安定して重ね圧延鋼板を製造することができる。例えば、本発明の重ね圧延鋼板を、造船分野のコンテナ船、バルクキャリアーの強力甲板部構造においてハッチサイドコーミングに接合される甲板部材へ適用することにより、船舶の安全性向上に寄与し、産業上極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【0029】
【発明を実施するための形態】
【0030】
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
【0031】
＜鋼板の成分組成＞
以下、各成分について説明する。なお、成分の含有量を表す「％」は、「質量％」を意味する。
以下、各成分について説明する。なお、成分の含有量を表す「％」は、「質量％」を意味する。
【0032】
Ｃ：０．０３～０．１５％
Ｃ含有量は、構造用鋼として必要な強度を得るために０．０３％以上とする。一方、島状マルテンサイトの生成量を抑えるため、Ｃ含有量は０．１５％以下とする。Ｃ含有量は好ましくは０．１０％以下である。
Ｃ含有量は、構造用鋼として必要な強度を得るために０．０３％以上とする。一方、島状マルテンサイトの生成量を抑えるため、Ｃ含有量は０．１５％以下とする。Ｃ含有量は好ましくは０．１０％以下である。
【0033】
Ｓｉ：０．５０％以下
Ｓｉは、０．５０％を超えて含有すると、溶接熱影響部の靱性を劣化させる。このため、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは、Ｓｉ含有量は０．４０％以下である。下限は特に限定されるものではないが、Ｓｉを低減することで溶接熱影響部靭性は向上するため０％でもよい。
Ｓｉは、０．５０％を超えて含有すると、溶接熱影響部の靱性を劣化させる。このため、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは、Ｓｉ含有量は０．４０％以下である。下限は特に限定されるものではないが、Ｓｉを低減することで溶接熱影響部靭性は向上するため０％でもよい。
【0034】
Ｍｎ：０．５～２．２％
Ｍｎ含有量は、鋼板の強度を確保するために、０．５％以上は必要である。好ましくは、Ｍｎ含有量は１．０％以上である。一方、Ｍｎ含有量は２．２％を超えると溶接部の靭性を劣化させる。このため、Ｍｎ含有量は２．２％以下である。好ましくは、Ｍｎ含有量は２．０％以下である。
Ｍｎ含有量は、鋼板の強度を確保するために、０．５％以上は必要である。好ましくは、Ｍｎ含有量は１．０％以上である。一方、Ｍｎ含有量は２．２％を超えると溶接部の靭性を劣化させる。このため、Ｍｎ含有量は２．２％以下である。好ましくは、Ｍｎ含有量は２．０％以下である。
【0035】
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、不可避的に混入する不純物であり、Ｐ含有量が０．０１５％を超えると、鋼板および溶接部の靭性を低下させる。このため、Ｐ含有量を０．０１５％以下とする。
下限は特に限定されるものではないが、低減するほど鋼板および溶接部の靭性を向上させるので、０％でもよい。
Ｐは、不可避的に混入する不純物であり、Ｐ含有量が０．０１５％を超えると、鋼板および溶接部の靭性を低下させる。このため、Ｐ含有量を０．０１５％以下とする。
下限は特に限定されるものではないが、低減するほど鋼板および溶接部の靭性を向上させるので、０％でもよい。
【0036】
Ｓ：０．０００５～０．００４０％
Ｓ含有量は、所要のＣａＳあるいはＭｎＳを生成するために０．０００５％以上必要である。一方、０．００４０％を超えると鋼板の靱性を劣化させるため、Ｓ含有量は０．００４０％以下とする。
Ｓ含有量は、所要のＣａＳあるいはＭｎＳを生成するために０．０００５％以上必要である。一方、０．００４０％を超えると鋼板の靱性を劣化させるため、Ｓ含有量は０．００４０％以下とする。
【0037】
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％
Ｔｉは、製鋼プロセスにおける溶鋼の凝固時にＴｉＮとなって析出し、溶接熱影響部でのオーステナイトの粗大化を抑制するとともにフェライト変態核となって、高靱性化に寄与する。Ｔｉ含有量が０．００５％に満たないとその効果が少ない。このため、Ｔｉ含有量は０．００５％以上である。一方、０．０３０％を超えるとＴｉＮ粒子の粗大化によって上記の効果が得られなくなる。したがって、Ｔｉ含有量は０．０３０％以下とする。Ｔｉ含有量は好ましくは０．０２０％以下である。
Ｔｉは、製鋼プロセスにおける溶鋼の凝固時にＴｉＮとなって析出し、溶接熱影響部でのオーステナイトの粗大化を抑制するとともにフェライト変態核となって、高靱性化に寄与する。Ｔｉ含有量が０．００５％に満たないとその効果が少ない。このため、Ｔｉ含有量は０．００５％以上である。一方、０．０３０％を超えるとＴｉＮ粒子の粗大化によって上記の効果が得られなくなる。したがって、Ｔｉ含有量は０．０３０％以下とする。Ｔｉ含有量は好ましくは０．０２０％以下である。
【0038】
Ａｌ：０．００５～０．０８０％
Ａｌ含有量は、鋼の脱酸のため０．００５％以上必要である。好ましくは、Ａｌ含有量は０．０１０％以上である。一方、０．０８０％を超えて含有すると鋼板の靱性を低下させると同時に溶接金属の靱性を劣化させるため、Ａｌ含有量は０．０８０％以下とする。好ましくは、Ａｌ含有量は０．０６０％以下である。
Ａｌ含有量は、鋼の脱酸のため０．００５％以上必要である。好ましくは、Ａｌ含有量は０．０１０％以上である。一方、０．０８０％を超えて含有すると鋼板の靱性を低下させると同時に溶接金属の靱性を劣化させるため、Ａｌ含有量は０．０８０％以下とする。好ましくは、Ａｌ含有量は０．０６０％以下である。
【0039】
Ｎ：０．００３５～０．００７５％
Ｎは、ＴｉＮの必要量を確保するうえで必要な元素であり、Ｎ含有量が０．００３５％未満では十分なＴｉＮ量が得られない。このため、Ｎ含有量は０．００３５％以上とする。一方、０．００７５％を超えると溶接熱サイクルによってＴｉＮが溶解する領域での固溶Ｎ量の増加によって溶接熱影響部の靱性が著しく低下する。このため、Ｎ含有量は０．００７５％以下とする。好ましくは、Ｎ含有量は０．００６０％以下である。
Ｎは、ＴｉＮの必要量を確保するうえで必要な元素であり、Ｎ含有量が０．００３５％未満では十分なＴｉＮ量が得られない。このため、Ｎ含有量は０．００３５％以上とする。一方、０．００７５％を超えると溶接熱サイクルによってＴｉＮが溶解する領域での固溶Ｎ量の増加によって溶接熱影響部の靱性が著しく低下する。このため、Ｎ含有量は０．００７５％以下とする。好ましくは、Ｎ含有量は０．００６０％以下である。
【0040】
Ｃａ：０．０００５～０．００３０％
Ｃａは、Ｓの固定による鋼板の靭性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくともＣａを０．０００５％以上含有する。しかしながら、０．００３０％を超えてＣａを含有しても効果が飽和する。このため、本発明では、Ｃａ含有量を０．００３０％以下とする。
Ｃａは、Ｓの固定による鋼板の靭性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくともＣａを０．０００５％以上含有する。しかしながら、０．００３０％を超えてＣａを含有しても効果が飽和する。このため、本発明では、Ｃａ含有量を０．００３０％以下とする。
【0041】
Ｏ：０．００４０％以下
Ｏは、製鋼プロセスにおける溶鋼の凝固時に酸化物となって析出する。０．００４０％を超えてＯを含有すると、鋼板および溶接熱影響部の靭性が低下する。このため、Ｏ含有量は０．００４０％以下とする。好ましくは、Ｏ含有量は０．００２０％以下である。下限は特に限定されるものではないが、Ｏ含有量は０．０００５％以上であることが好ましい。
Ｏは、製鋼プロセスにおける溶鋼の凝固時に酸化物となって析出する。０．００４０％を超えてＯを含有すると、鋼板および溶接熱影響部の靭性が低下する。このため、Ｏ含有量は０．００４０％以下とする。好ましくは、Ｏ含有量は０．００２０％以下である。下限は特に限定されるものではないが、Ｏ含有量は０．０００５％以上であることが好ましい。
【0042】
Ｃｅｑ：０．３６以上
本発明の重ね圧延鋼板は、各成分組成が上記含有量の範囲にあることに加えて、下記式（１）で表すＣｅｑを０．３６以上に調整する。Ｃｅｑが０．３６未満では、板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度を高くし難くなるとともに、重ね圧延鋼板の強度を確保することが困難となる。なお、溶接部特性確保の点から、Ｃｅｑは０．４３以下であることが好ましい。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・（１）
ここで、式（１）におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは各元素の含有量
（質量％）を意味し、含有しない場合は０とする。
本発明の重ね圧延鋼板は、各成分組成が上記含有量の範囲にあることに加えて、下記式（１）で表すＣｅｑを０．３６以上に調整する。Ｃｅｑが０．３６未満では、板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度を高くし難くなるとともに、重ね圧延鋼板の強度を確保することが困難となる。なお、溶接部特性確保の点から、Ｃｅｑは０．４３以下であることが好ましい。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・（１）
ここで、式（１）におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは各元素の含有量
（質量％）を意味し、含有しない場合は０とする。
【0043】
０＜｛（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５｝／Ｓ≦０．８・・・（２）
ただし、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量を（質量％）を表す。
Ｃａ、ＯおよびＳは、０＜｛（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５｝／Ｓ≦０．８の関係を満足するように含有させる必要がある。式（２）を満足する場合には、ＣａＳ上にＭｎＳが析出した複合硫化物の形態となる。｛（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５｝／Ｓの値が０．８を超えると、ＳがほとんどＣａによって固定され、フェライト生成核として働くＭｎＳがＣａＳ上に析出しないため、溶接熱影響部の靭性を確保できない。また、（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５｝／Ｓの値が０以下になると、ＣａＳがほとんど析出しないため、溶接熱影響部の靭性を確保できない。
ただし、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量を（質量％）を表す。
Ｃａ、ＯおよびＳは、０＜｛（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５｝／Ｓ≦０．８の関係を満足するように含有させる必要がある。式（２）を満足する場合には、ＣａＳ上にＭｎＳが析出した複合硫化物の形態となる。｛（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５｝／Ｓの値が０．８を超えると、ＳがほとんどＣａによって固定され、フェライト生成核として働くＭｎＳがＣａＳ上に析出しないため、溶接熱影響部の靭性を確保できない。また、（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５｝／Ｓの値が０以下になると、ＣａＳがほとんど析出しないため、溶接熱影響部の靭性を確保できない。
【0044】
以上が本発明の基本成分組成であり、残部はＦｅ及び不可避的不純物である。
【0045】
本発明では、鋼板の強度および靱性、溶接熱影響部靭性をさらに改善させるため、上記成分組成に加えて、Ｂ、Ｖ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭのうちの１種以上を含有してもよい。
【0046】
Ｂ：０．０００３～０．００３０％
Ｂは、溶接熱影響部でＢＮを生成して、固溶Ｎを低減するとともにフェライト変態核として作用して粒の微細化に寄与する元素である。このような効果を得るにはＢを含有する場合には、Ｂ含有量は０．０００３％以上必要である。好ましくは、Ｂ含有量は０．０００８％以上である。一方、０．００３０％を超えてＢを含有すると焼入れ性が増して溶接熱影響部の靱性が劣化する。このため、Ｂを含有する場合には、Ｂ含有量は０．００３０％以下とする。好ましくは、Ｂ含有量は０．００２５％以下である。
Ｂは、溶接熱影響部でＢＮを生成して、固溶Ｎを低減するとともにフェライト変態核として作用して粒の微細化に寄与する元素である。このような効果を得るにはＢを含有する場合には、Ｂ含有量は０．０００３％以上必要である。好ましくは、Ｂ含有量は０．０００８％以上である。一方、０．００３０％を超えてＢを含有すると焼入れ性が増して溶接熱影響部の靱性が劣化する。このため、Ｂを含有する場合には、Ｂ含有量は０．００３０％以下とする。好ましくは、Ｂ含有量は０．００２５％以下である。
【0047】
Ｖ：０．２％以下
Ｖは、鋼板の強度・靱性の向上およびＶＮとしてのフェライト生成核として働く。しかしながら、Ｖ含有量が０．２％を超えるとかえって鋼板の靱性の低下を招く。このため、Ｖを含有する場合には、Ｖ含有量は０．２％以下とする。好ましくは、Ｖ含有量は０．０５以下である。上記効果を得るために、Ｖを含有する場合には、Ｖ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｖは、鋼板の強度・靱性の向上およびＶＮとしてのフェライト生成核として働く。しかしながら、Ｖ含有量が０．２％を超えるとかえって鋼板の靱性の低下を招く。このため、Ｖを含有する場合には、Ｖ含有量は０．２％以下とする。好ましくは、Ｖ含有量は０．０５以下である。上記効果を得るために、Ｖを含有する場合には、Ｖ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
【0048】
Ｎｂ：０．００３～０．０３０％
Ｎｂは、鋼板の強度・靱性および継手の強度を確保するのに有効な元素である。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．００３％未満ではその効果が小さい。このため、Ｎｂを含有する場合には、Ｎｂ含有量は０．００３％以上とする。一方、０．０３０％を超えてＮｂを含有すると、溶接熱影響部に島状マルテンサイトを形成することにより靱性が劣化する。このため、Ｎｂを含有する場合には、Ｎｂ含有量は０．０３０％以下とする。
Ｎｂは、鋼板の強度・靱性および継手の強度を確保するのに有効な元素である。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．００３％未満ではその効果が小さい。このため、Ｎｂを含有する場合には、Ｎｂ含有量は０．００３％以上とする。一方、０．０３０％を超えてＮｂを含有すると、溶接熱影響部に島状マルテンサイトを形成することにより靱性が劣化する。このため、Ｎｂを含有する場合には、Ｎｂ含有量は０．０３０％以下とする。
【0049】
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、鋼板の高靭性を保ちつつ強度を上昇させる。しかしながら、Ｎｉ含有量が１．０％を超えるとその効果が飽和するので、Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉ含有量は１．０％以下とする。上記効果を得るために、Ｎｉを含有する場合にはＮｉ含有量は０．１％以上とすることが好ましい。
Ｎｉは、鋼板の高靭性を保ちつつ強度を上昇させる。しかしながら、Ｎｉ含有量が１．０％を超えるとその効果が飽和するので、Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉ含有量は１．０％以下とする。上記効果を得るために、Ｎｉを含有する場合にはＮｉ含有量は０．１％以上とすることが好ましい。
【0050】
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、Ｎｉと同様に鋼板の高靭性を保ちつつ強度を上昇させる。しかしながら、Ｃｕ含有量が１．０％を超えると熱間脆性を生じ、鋼板の表面性状を劣化させる。このため、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕ含有量は１．０％以下とする。好ましくは、Ｃｕ含有量は０．５％以下である。上記効果を得るために、Ｃｕを含有する場合にはＣｕ含有量は０．１％以上とすることが好ましい。
Ｃｕは、Ｎｉと同様に鋼板の高靭性を保ちつつ強度を上昇させる。しかしながら、Ｃｕ含有量が１．０％を超えると熱間脆性を生じ、鋼板の表面性状を劣化させる。このため、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕ含有量は１．０％以下とする。好ましくは、Ｃｕ含有量は０．５％以下である。上記効果を得るために、Ｃｕを含有する場合にはＣｕ含有量は０．１％以上とすることが好ましい。
【0051】
Ｃｒ：０．７％以下
Ｃｒは、鋼板の高強度化に有効な元素である。しかしながら、Ｃｒを多量に含有すると鋼板の靱性に悪影響を与えるため、Ｃｒを含有する場合には、Ｃｒ含有量を０．７％以下とする。好ましくは、Ｃｒ含有量は０．５％以下である。上記効果を得るために、Ｃｒを含有する場合にはＣｒ含有量は０．１％以上とすることが好ましい。
Ｃｒは、鋼板の高強度化に有効な元素である。しかしながら、Ｃｒを多量に含有すると鋼板の靱性に悪影響を与えるため、Ｃｒを含有する場合には、Ｃｒ含有量を０．７％以下とする。好ましくは、Ｃｒ含有量は０．５％以下である。上記効果を得るために、Ｃｒを含有する場合にはＣｒ含有量は０．１％以上とすることが好ましい。
【0052】
Ｍｏ：０．７％以下
Ｍｏは、鋼板の高強度化に有効な元素である。しかしながら、Ｍｏを多量に含有すると鋼板の靱性に悪影響を与えるため、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏ含有量を０．７％以下とする。好ましくは、Ｍｏ含有量は０．５％以下である。上記効果を得るために、Ｍｏを含有する場合にはＭｏ含有量は０．１％以上とすることが好ましい。
Ｍｏは、鋼板の高強度化に有効な元素である。しかしながら、Ｍｏを多量に含有すると鋼板の靱性に悪影響を与えるため、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏ含有量を０．７％以下とする。好ましくは、Ｍｏ含有量は０．５％以下である。上記効果を得るために、Ｍｏを含有する場合にはＭｏ含有量は０．１％以上とすることが好ましい。
【0053】
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％
Ｍｇは、酸化物の分散による鋼板の靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには、Ｍｇを含有する場合には、少なくともＭｇを０．０００５％以上含有する。しかしながら、０．００５０％を超えてＭｇを含有するとその効果が飽和する。このため、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏ含有量は０．００５０％以下とする。
Ｍｇは、酸化物の分散による鋼板の靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには、Ｍｇを含有する場合には、少なくともＭｇを０．０００５％以上含有する。しかしながら、０．００５０％を超えてＭｇを含有するとその効果が飽和する。このため、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏ含有量は０．００５０％以下とする。
【0054】
Ｚｒ：０．００１～０．０２０％
Ｚｒは、酸化物の分散による鋼板の靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるにはＺｒを含有する場合には、少なくともＺｒを０．００１％以上含有する。しかしながら、０．０２０％を超えてＺｒを含有するとその効果が飽和する。このため、Ｚｒを含有する場合には、Ｚｒ含有量は０．０２０％以下とする。
Ｚｒは、酸化物の分散による鋼板の靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるにはＺｒを含有する場合には、少なくともＺｒを０．００１％以上含有する。しかしながら、０．０２０％を超えてＺｒを含有するとその効果が飽和する。このため、Ｚｒを含有する場合には、Ｚｒ含有量は０．０２０％以下とする。
【0055】
ＲＥＭ：０．００１～０．０２０％
ＲＥＭは、酸化物の分散による鋼板の靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには、ＲＥＭを含有する場合には、少なくともＲＥＭを０．００１％以上含有する。しかしながら、０．０２０％を超えてＲＥＭを含有するとその効果が飽和する。このため、ＲＥＭを含有する場合には、ＲＥＭ含有量は０．０２０％以下とする。
ＲＥＭは、酸化物の分散による鋼板の靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには、ＲＥＭを含有する場合には、少なくともＲＥＭを０．００１％以上含有する。しかしながら、０．０２０％を超えてＲＥＭを含有するとその効果が飽和する。このため、ＲＥＭを含有する場合には、ＲＥＭ含有量は０．０２０％以下とする。
【0056】
＜集合組織＞
本発明の重ね圧延鋼板は、脆性き裂伝播時のき裂の微細な枝分かれを促進することでき裂の伝播速度を下げ、停止させるために、重ね圧延鋼板の全板厚の板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度が１．２以上とする必要がある。さらに、脆性き裂の伝播方向を変えながら進行するようにし、脆性き裂の伝播を応力負荷方向直角方向から外すことで、き裂を停止させるために、重ね圧延鋼板の表面（極表面から表面下１ｍｍの範囲）における圧延面での（２００）面集積度が１．７以上を満たす集合組織を有する。さらに好ましくは、表面（極表面から表面下１ｍｍの範囲）における圧延面での（２００）面集積度が２．０以上を満たすことが望ましい。上記の成分組成を採用するとともに、後述する製造条件で集合組織が上記範囲を満たすように制御することで、本発明の重ね圧延鋼板が得られる。
本発明の重ね圧延鋼板は、脆性き裂伝播時のき裂の微細な枝分かれを促進することでき裂の伝播速度を下げ、停止させるために、重ね圧延鋼板の全板厚の板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度が１．２以上とする必要がある。さらに、脆性き裂の伝播方向を変えながら進行するようにし、脆性き裂の伝播を応力負荷方向直角方向から外すことで、き裂を停止させるために、重ね圧延鋼板の表面（極表面から表面下１ｍｍの範囲）における圧延面での（２００）面集積度が１．７以上を満たす集合組織を有する。さらに好ましくは、表面（極表面から表面下１ｍｍの範囲）における圧延面での（２００）面集積度が２．０以上を満たすことが望ましい。上記の成分組成を採用するとともに、後述する製造条件で集合組織が上記範囲を満たすように制御することで、本発明の重ね圧延鋼板が得られる。
【0057】
＜接合界面の位置：板厚方向において一体化された２枚の鋼板の全板厚の３０～７０％の位置＞
本発明は、２枚のスラブを重ね合わせて１枚の重ねスラブとした後に圧延して重ね圧延鋼板としている。一体化された２枚の鋼板とは、上述している重ね圧延鋼板のことを指しており、２枚の鋼板間に２枚の鋼板を接合する接合界面を有する。また、全板厚とは１枚の重ねスラブを圧延して得られた重ね圧延鋼板の板厚のことを指す。通常の鋼板では板厚中央にＭｎやＰなどの中心偏析やザクが存在し、内部品質が悪くなる場合があるが、本発明の重ね圧延鋼板では板厚中央において中心偏析やザクが位置することを回避することができ、内部品質の確保でき、その結果脆性き裂伝播停止特性の劣化防止を達成することができる。２枚のスラブを重ねたことで生じる重ね圧延鋼板の接合界面が重ね圧延鋼板の板厚方向において全板厚の３０％未満もしくは７０％超えとなると、片側のスラブの中心偏析やザクが重ね圧延鋼板の板厚中央付近に位置し、板厚中央の靭性が劣化することにより脆性き裂伝播停止特性が劣化するため、接合界面は重ね圧延鋼板の全板厚の３０～７０％の位置とする。なお、接合界面の位置は、重ね圧延鋼板の上表面から接合界面までの距離を重ね圧延鋼板の全板厚で除した値である。
本発明は、２枚のスラブを重ね合わせて１枚の重ねスラブとした後に圧延して重ね圧延鋼板としている。一体化された２枚の鋼板とは、上述している重ね圧延鋼板のことを指しており、２枚の鋼板間に２枚の鋼板を接合する接合界面を有する。また、全板厚とは１枚の重ねスラブを圧延して得られた重ね圧延鋼板の板厚のことを指す。通常の鋼板では板厚中央にＭｎやＰなどの中心偏析やザクが存在し、内部品質が悪くなる場合があるが、本発明の重ね圧延鋼板では板厚中央において中心偏析やザクが位置することを回避することができ、内部品質の確保でき、その結果脆性き裂伝播停止特性の劣化防止を達成することができる。２枚のスラブを重ねたことで生じる重ね圧延鋼板の接合界面が重ね圧延鋼板の板厚方向において全板厚の３０％未満もしくは７０％超えとなると、片側のスラブの中心偏析やザクが重ね圧延鋼板の板厚中央付近に位置し、板厚中央の靭性が劣化することにより脆性き裂伝播停止特性が劣化するため、接合界面は重ね圧延鋼板の全板厚の３０～７０％の位置とする。なお、接合界面の位置は、重ね圧延鋼板の上表面から接合界面までの距離を重ね圧延鋼板の全板厚で除した値である。
【0058】
なお、本発明の重ね圧延鋼板は、一体化された２枚の鋼板（重ね圧延鋼板）の板厚中央におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が－５０℃以下であり、前記一体化された２枚の鋼板の板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が－７０℃以下であり、鋼板表面におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が－８０℃以下である。具体的には、板厚中央におけるＭｎ、Ｐなどの成分の偏析を従来材（１枚のスラブから製造された鋼板）に比べて抑制することと、製造条件の制御により、前記板厚中央におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が－５０℃以下を得ることができる。２枚の鋼板の板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が－７０℃以下、鋼板表面におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が－８０℃以下は、以下に述べる製造条件の制御により得ることができる。
【0059】
以上より、本発明では、成分組成と後述する製造条件の制御で集合組織が以上の範囲を満たすようであれば、板厚が７０ｍｍ以上であっても、本発明の重ね圧延鋼板は、強度、靭性、溶接熱影響部靭性および脆性き裂伝播停止特性に優れるといった効果を有する。
【0060】
＜製造方法＞
上記成分組成の溶鋼を、転炉等で溶製し、連続鋳造等で２枚のスラブとし、９５０～１１００℃の温度（この温度を素材加熱温度とする）に加熱した後、熱間圧延を行い目標とする板厚に圧延した後、室温まで冷却し、２枚のスラブの片面同士を研磨し、研磨面同士が接触するように重ねて継目部を隅肉溶接することで１枚の重ねスラブとする。なお、上記の室温とは‐１０℃～５０℃である。
上記成分組成の溶鋼を、転炉等で溶製し、連続鋳造等で２枚のスラブとし、９５０～１１００℃の温度（この温度を素材加熱温度とする）に加熱した後、熱間圧延を行い目標とする板厚に圧延した後、室温まで冷却し、２枚のスラブの片面同士を研磨し、研磨面同士が接触するように重ねて継目部を隅肉溶接することで１枚の重ねスラブとする。なお、上記の室温とは‐１０℃～５０℃である。
【0061】
素材（２枚のスラブ）加熱温度が９５０℃未満では、重ねスラブ製造後の再加熱時にオーステナイトが異常粒成長し、混粒となり靭性が劣化する。そのため、素材（２枚のスラブ）加熱温度は９５０℃以上とする。好ましくは９７０℃以上である。一方、素材（２枚のスラブ）加熱温度が１１００℃超では、オーステナイト粒が粗大化し、重ねスラブ製造後の再加熱時にもオーステナイトが粗大化し、靭性の低下を招く。したがって、素材（２枚のスラブ）加熱温度は、１１００℃以下とする。鋼板の靭性向上の観点から好ましい素材（２枚のスラブ）加熱温度は、１０５０℃以下が好ましい。なお、２枚の各スラブの温度は各スラブの板厚中央の温度を意味する。
【0062】
加熱後の熱間圧延を行い目標とする板厚に圧延した後、室温まで冷却するが、その条件については特に規定せず、例えば、熱間圧延後、加速冷却を行ってもよい。
【0063】
２枚のスラブの片面同士を研磨し、研磨面を重ねて継目部を隅肉溶接することで１枚の重ねスラブとする。隅肉溶接の方法は特に規定しないが、研磨面の酸化を防止するために、電子ビームもしくはレーザによる溶接を真空中で適用することが好ましい。研磨を実施せずに重ねスラブを製作すると、重ねスラブの圧延後の接合界面に酸化物を起因とした接合不良が発生し、内部品質および靭性の低下に繋がるため、研磨は必須である。
【0064】
重ねスラブの加熱温度（この温度を製品加熱温度とする）が１０００℃未満では、オーステナイト再結晶温度域における圧延を行う時間が十分に確保できない。したがって、重ねスラブの加熱温度は１０００℃以上とする。一方、重ねスラブの製品加熱温度が１１５０℃超では、オーステナイト粒が粗大化し、靭性の低下を招く。したがって、重ねスラブの製品加熱温度は、１１５０℃以下とする。鋼板の靭性向上の観点から好ましい製品加熱温度の範囲は、１１００℃以下である。なお、重ねスラブの温度は鋼板（重ねスラブ）の板厚中央の温度を意味する。
【0065】
熱間圧延においては、まず、重ねスラブの板厚中央の温度がオーステナイト再結晶温度域であるときの累積圧下率を１０％以上とする圧延を行う。この温度域での累積圧下率を１０％以上とすることにより、重ね圧延鋼板板厚中央におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を－５０℃以下、なおかつ重ね圧延鋼板の板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を－７０℃以下とすることができる。累積圧下率が１０％未満であると、オーステナイトの細粒化が不十分で靭性が向上せず、これらのシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が達成できない。上記累積圧下率の上限は特に限定されないが、上記累積圧下率が４５％を超えると細粒化の向上効果が小さくなるため、４５％以下であることが好ましい。なお、本発明の成分組成の場合、オーステナイト再結晶温度域が１１００～９５０℃であり、重ねスラブの板厚中央の温度が１１００～９５０℃であるときの累積圧下率を１０％以上とするのが好ましい。
【0066】
さらに、重ねスラブの板厚中央の温度がオーステナイト未再結晶温度域であるときの累積圧下率を６０％以上とする圧延を行う。この温度域での累積圧下率を６０％以上とすることにより、重ね圧延鋼板の板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度が１．２以上となる集合組織とし、重ね圧延鋼板の板厚中央におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を－５０℃以下とし、さらに重ね圧延鋼板の板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を－７０℃以下とすることができる。この温度域での累積圧下率が６０％未満であると、重ね圧延鋼板の板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度が１．２以上となる集合組織もしくはそれぞれの板厚位置における所望のシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を達成できない。上記累積圧下率の上限は特に限定されないが、圧延能率を阻害しないように７５％以下とすることが好ましい。なお、本発明の成分組成の場合、オーステナイト未再結晶温度域が９５０～７００℃であり、板厚中央の温度が９５０～７００℃であるときの累積圧下率を６０％以上とするのが好ましい。
【0067】
さらに、本発明では、熱間圧延において、鋼板の表面温度がＡｒ３変態点以下かつ重ねスラブの板厚中央の温度がＡｒ３変態点以上の温度域にあるときの累積圧下率を２０％超えとする。これは本発明では重要な要件であり、この条件で熱間圧延を行うことにより、鋼板表面における圧延面での（２００）面集積度を発達させることができる。この熱間圧延時には鋼板表面は２相域であり、同時に、重ねスラブの板厚中央はオーステナイト未再結晶域の温度域である。このような状態で累積圧下率が２０％超えの圧延を行うことにより、鋼板表面近傍と板厚中央の集合組織を同時に別々の集合組織にすることが可能となる。すなわち、鋼板表面近傍は（２００）面の集合組織が発達し、重ね圧延鋼板の板厚中央は（２１１）面の集合組織が発達する。ここで、重ね圧延鋼板表面近傍の（２００）面の集合組織も、重ね圧延鋼板の板厚中央の（２１１）面の集合組織も鋼板長手方向へのき裂の進展が起こりにくい集合組織であり、さらにこれらの集合組織はき裂が進展する方向が異なる。このため、これらの集合組織の境界ではき裂は進展方向が変わらざるを得ず、集合組織の境界がさらにき裂の進展の障害となる。したがって、本発明では、単にき裂の進展しにくい集合組織で揃えるだけでなく、き裂が進展する方向が異なる別々の集合組織とすることにより、さらにき裂進展の障害が生じ、その結果、き裂伝播停止特性が向上する。
【0068】
そしてこの条件で熱間圧延を行うことにより、重ね圧延鋼板の鋼板表面における圧延面での（２００）面集積度を１．７以上、重ね圧延鋼板の鋼板表面におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を－８０℃以下とすることができる。重ねスラブの鋼板表面がこの温度域のときに累積圧下率が２０％以下であると、所望の集合組織および（ｖＴｒｓ）が得られない。ここで、Ａｒ３変態点は以下の式（３）で表す。
Ａｒ３（℃）＝９１０－３１０Ｃ－８０Ｍｎ－２０Ｃｕ－１５Ｃｒ－５５Ｎｉ－８０Ｍｏ・・・（３）
上記式（３）中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味し、含まないものは０とする。なお、Ａｒ３変態点以下の中で圧延に好適な温度域は鋼板表面の温度がＡｒ３変態点～（Ａｒ３変態点－８０）℃となる温度域である。また、Ａｒ３変態点以上の中で、圧延に好適な温度域は板厚中央の温度が（Ａｒ３変態点＋８０）℃～Ａｒ３変態点となる温度域である。
Ａｒ３（℃）＝９１０－３１０Ｃ－８０Ｍｎ－２０Ｃｕ－１５Ｃｒ－５５Ｎｉ－８０Ｍｏ・・・（３）
上記式（３）中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味し、含まないものは０とする。なお、Ａｒ３変態点以下の中で圧延に好適な温度域は鋼板表面の温度がＡｒ３変態点～（Ａｒ３変態点－８０）℃となる温度域である。また、Ａｒ３変態点以上の中で、圧延に好適な温度域は板厚中央の温度が（Ａｒ３変態点＋８０）℃～Ａｒ３変態点となる温度域である。
【0069】
また、本発明における熱間圧延では、上記規定した温度域外での圧延を制限するものではなく、少なくとも、上記規定する温度域において規定の累積圧下率の圧下が行われていればよい。
【0070】
圧延が終了した鋼板（重ね圧延鋼板）は、０．５℃／s以上の平均冷却速度にて５００℃以下の冷却停止温度まで冷却する。平均冷却速度が０．５℃／ｓ未満の場合は、重ね圧延鋼板の板厚中央位置における圧延面での（２１１）面集積度が１．２以上を確保することができない。また、冷却停止温度が５００℃超えの場合、所望の重ね圧延鋼板強度および集合組織を得ることができない。平均冷却速度の上限は特に限定されるものではなく、平均冷却速度は、７００℃から５５０℃間における平均冷却速度を指す。
【0071】
さらに、５００℃以下の冷却停止温度まで冷却した後に室温まで空冷または空冷より小さい冷却速度で冷却する。空冷または空冷より小さい冷却速度で冷却するとは、具体的に平均冷却速度が１℃／ｓ以下であることを指す。ここで述べている平均冷却速度とは冷却停止温度から室温までの平均冷却速度のことである。
【0072】
さらに、５００℃以下の冷却停止温度まで冷却した後に重ね圧延鋼板内の残留応力の低減等を目的に焼戻処理を行う場合は、重ね圧延鋼板の板厚中央の温度がＡｃ１変態点未満で行うことが必要である。焼戻処理を行うときの板厚中央の温度がＡｃ１変態点以上の場合には、圧延時に発達させた集合組織を失うこととなるからである。なお、焼戻処理を行う場合には、５００℃以下の冷却停止温度まで冷却した後の冷却条件については特に限定されるものではない。ここで、Ａｃ１変態点は以下の式（４）で表す。
Ａｃ１（℃）＝７５１－２６．６Ｃ＋１７．６Ｓｉ－１１．６Ｍｎ－１６９Ａｌ－２３Ｃｕ－２３Ｎｉ＋２４．１Ｃｒ＋２２．５Ｍｏ＋２３３Ｎｂ－３９．７Ｖ－５．７Ｔｉ－８９５Ｂ・・・（４）
式（４）中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味し、含まないものは０とする。
Ａｃ１（℃）＝７５１－２６．６Ｃ＋１７．６Ｓｉ－１１．６Ｍｎ－１６９Ａｌ－２３Ｃｕ－２３Ｎｉ＋２４．１Ｃｒ＋２２．５Ｍｏ＋２３３Ｎｂ－３９．７Ｖ－５．７Ｔｉ－８９５Ｂ・・・（４）
式（４）中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味し、含まないものは０とする。
【0073】
なお、以上の説明において、板厚中央の温度は、放射温度計で測定した鋼板表面温度から、伝熱計算により求める。また、圧延後の冷却条件における温度条件は、板厚中央の温度とし、冷却速度も板厚中央の温度に基づいて算出された７００℃から５５０℃の平均冷却速度を意味する。
【0074】
なお、本発明の重ね圧延鋼板において、接合界面の位置が板厚方向において一体化された２枚の鋼板の全板厚の３０～７０％の位置となるよう、素材となる２枚のスラブの板厚を調整して、制御している。
【0075】
さらに、素材となる２枚のスラブの成分組成は同一の場合、異なる場合のいずれも本発明で実施することができる。
【実施例0076】
次に、本発明の実施例について説明する。
【0077】
表１に示す各成分組成の溶鋼を、転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。このスラブを再加熱後、熱間圧延しその後室温まで冷却し、同じ成分組成の２枚のスラブの片面同士を研磨し、研磨面を重ねて継目部を隅肉溶接することで１枚のスラブとし、再加熱後、板厚を７０～１２０ｍｍに熱間圧延し、さらに冷却を行い表２に示す供試鋼（製品）を得た。表２に、加熱条件、熱間圧延条件、冷却条件を示す。また、冷却後に焼戻を行ったものについては焼戻温度も示した。なお、焼戻を行っていない水準については冷却停止温度まで冷却した後は全て室温まで空冷した。なお、接合界面の位置は、全板厚の１５～８０％の間で変化させた。
【0078】
【表1】
【0079】
【表2】
【0080】
得られた重ね圧延鋼板について、板厚１／４位置より、Φ１４ｍｍのＪＩＳ １４Ａ号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、引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）を測定した。ＹＳが３９０ＭＰａ以上、ＴＳが５１０ＭＰａ以上のものを高強度が得られている（目標を上回り、合格）と評価した。
【0081】
重ね圧延鋼板の板厚中央、１／４位置及び鋼板表面よりＪＩＳ ４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、シャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。重ね圧延鋼板の板厚中央における（ｖＴｒｓ）が－５０℃以下、板厚１／４位置のｖＴｒｓが－７０℃以下、鋼板表面の（ｖＴｒｓ）が－８０℃以下のものを靭性が良好である（目標を上回り、合格）と評価とした。
【0082】
また、重ね圧延鋼板の集合組織を評価するため、重ね圧延鋼板の板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度および重ね圧延鋼板の鋼板表面（鋼板表面とは、極表面から表面下１ｍｍの範囲をいう。）における圧延面での（２００）面集積度をそれぞれ測定した。
【0083】
面集積度は、Ｘ線回折装置（理学電機株式会社製）を使用し、Ｍｏ線源を用いて測定を行い、反転極点図強度から組織方位集積度を測定し、焼鈍された純鉄とのＸ線回折強度の比を取ることで求めた。
【0084】
次に、脆性き裂伝播停止特性を評価するため、ＷＥＳ２８１５に準拠する方法で温度勾配型ＥＳＳＯ試験を行い、－１０℃におけるＫｃａ（以下、Ｋｃａ（－１０℃）とも記す。）を求めた。Ｋｃａ（－１０℃）が８０００Ｎ／ｍｍ１．５以上のものを良好（目標を上回り、合格）とした。
【0085】
さらに、溶接熱影響部の靭性（ＨＡＺ靭性）を評価した。図１に溶接熱影響部の靭性（ＨＡＺ靭性）を評価するために所定の条件で作製した溶接継手の断面図を示しており、図２に溶接継手の断面図におけるシャルピー試験片の採取位置およびノッチ位置を示す。図１、図２における符号１は重ね圧延鋼板を、符号２は重ね圧延鋼板の板厚を、符号３はセラミックスバッキングを、符号４は水冷銅板をそれぞれ示す。溶接熱影響部の靭性（ＨＡＺ靭性）を評価するため、１パスもしくは複数パスの大入熱溶接（４５０～７００ｋＪ／ｃｍ）のエレクトロガス溶接（ＥＧＷ）によって図１に示す開先条件で継手を作製した後、図２に示す板厚方向の表面１ｍｍと裏面１ｍｍ位置から重ね圧延鋼板１と溶接金属８の境界におけるシャルピー衝撃試験片５、６を採取し、ボンド部にノッチ７を入れたシャルピー衝撃試験片を用いて、試験温度－２０℃での吸収エネルギー（ｖＥ－２０）を求めた。試験温度－２０℃での吸収エネルギー（ｖＥ－２０）の６本（表面１ｍｍと裏面１ｍｍで各３本ずつ）の平均値が６０Ｊ以上となるものを良好（目標を上回り、合格）と評価した。
【0086】
表３にこれらの試験結果を示す。
【0087】
【表3】
【0088】
表３に示された結果の通り、本発明例の重ね圧延鋼板は、重ね圧延鋼板の板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度が１．２以上で、かつ鋼板表面における圧延面での（２００）面集積度が１．７以上の集合組織を有し、板厚中央におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が－５０℃以下であり、板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が－７０℃以下および鋼板表面におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が－８０℃以下で靭性に優れるとともに、Ｋｃａ（－１０℃）が８０００Ｎ／ｍｍ１．５以上と優れた脆性き裂伝播停止特性が得られた。また、本発明例の重ね圧延鋼板は、溶接熱影響部のシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－２０）の６本の平均値が６０Ｊ以上であり、溶接熱影響部の靭性にも優れている。すなわち、本発明例の重ね圧延鋼板は、成分組成、面集積度は本発明の範囲内であり、ＹＳ、ＴＳ、板厚中央におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）、板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）、鋼板表面におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）、Ｋｃａ（－１０℃）、（ｖＥ－２０）は目標を上回り、合格となっている。
【0089】
一方、本発明を外れる比較例は、ＹＳ、ＴＳ、面集積度（集合組織）、ｖＴｒｓ、Ｋｃａ（－１０℃）、ｖＥ－２０のいずれかを満足しない結果となった。
【符号の説明】
【0090】
１ 重ね圧延鋼板
２ 板厚
３ セラミックスバッキング
４ 水冷銅板
５ 板厚方向の表面１ｍｍ位置から採取したシャルピー試験片
６ 板厚方向の裏表面１ｍｍ位置から採取したシャルピー試験片
７ ノッチ（ノッチ位置）
８ 溶接金属
２ 板厚
３ セラミックスバッキング
４ 水冷銅板
５ 板厚方向の表面１ｍｍ位置から採取したシャルピー試験片
６ 板厚方向の裏表面１ｍｍ位置から採取したシャルピー試験片
７ ノッチ（ノッチ位置）
８ 溶接金属
【図1】
【図2】