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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2023-12-07
(45)【発行日】2023-12-15
(54)【発明の名称】厚鋼板およびその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20231208BHJP
C21D 8/02 20060101ALI20231208BHJP
C22C 38/14 20060101ALI20231208BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20231208BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301B
C21D8/02 B
C22C38/14
C22C38/58
【請求項の数】
5
(21)【出願番号】P 2020007626
(22)【出願日】2020-01-21
(65)【公開番号】P2020176329
(43)【公開日】2020-10-29
【審査請求日】2022-11-01
(31)【優先権主張番号】P 2019081271
(32)【優先日】2019-04-22
(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP
(73)【特許権者】
【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】100136777
【弁理士】
【氏名又は名称】山田 純子
(72)【発明者】
【氏名】名古 秀徳
【審査官】川口 由紀子
(56)【参考文献】
【文献】特開２０１３－２０４１４５（ＪＰ，Ａ）
【文献】国際公開第２０１９／０５８４２４（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特表２０１９－５０２０１８（ＪＰ，Ａ）
【文献】国際公開第２０１１／０９６４５６（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特開２０１１－１７９０４２（ＪＰ，Ａ）
【文献】特許第５６７９０９１（ＪＰ，Ｂ１）
【文献】特許第５８１２１９３（ＪＰ，Ｂ２）
【文献】特開２０１６－１４８１０５（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開平０８－１５８００６（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００９－１２７０６５（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００８－０２５０１４（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００７－２７０１９４（ＪＰ，Ａ）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００－３８／６０
Ｃ２１Ｄ ８／０２
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
成分組成が、Ｃ ：０．０２質量％～０．０７０質量％、
Ｓｉ：０質量％超、０．４０質量％以下、
Ｍｎ：１．３０質量％～１．８０質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．０１５質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．００５質量％以下、
Ａｌ：０．００５質量％～０．０７０質量％、
Ｎｂ：０．０１５質量％～０．０４８質量％、
Ｔｉ：０．００５質量％～０．０２４質量％、
Ｎ ：０．００３０質量％～０．００８０質量％、および
Ｃａ：０．０００８質量％以上、０．００４０質量％以下
を満たし、
更に、Ｃｕ：０質量％超、０．７５質量％以下、およびＮｉ：０質量％超、１．４質量％以下よりなる群から選択される１種以上の元素を含み、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
下記式（１）から求められるＤｉ＋１０Ｎｂ：１．２０～２．５０を満たし、
結晶方位差１５°以上の大角粒界に囲まれる結晶粒のうち、円相当直径が７．５μｍ以下の結晶粒の合計面積分率ＳＡが、板厚の１／４位置で３４％以上、かつ板厚の１／２位置で２７％以上である厚鋼板。
Ｄｉ＝１．１６×（［Ｃ］／１０）０．５×（０．７×［Ｓｉ］＋１）×（５．１×（［Ｍｎ］－１．２）＋５）×（０．３５×［Ｃｕ］＋１）×（０．３６×［Ｎｉ］＋１）×（２．１６×［Ｃｒ］＋１）×（３×［Ｍｏ］＋１）×（１．７５×［Ｖ］＋１）×（２００×［Ｂ］＋１）・・・（１）
式（１）において、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］および［Ｂ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
【請求項2】
更に、Ｍｏ：０質量％超、０．５０質量％以下、
Ｖ ：０質量％超、０．０６０質量％以下、
Ｃｒ：０質量％超、０．８質量％以下、および
Ｂ ：０質量％超、０．０００７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に記載の厚鋼板。
【請求項3】
更に、ＲＥＭ：０質量％超、０．００６０質量％以下、および
Ｚｒ：０質量％超、０．００５０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または２に記載の厚鋼板。
【請求項4】
板厚が４０ｍｍ超である、請求項１～３のいずれかに記載の厚鋼板。
【請求項5】
請求項１～４のいずれかに記載の厚鋼板を製造する方法であって、請求項１～４のいずれかに記載の成分組成を有する鋼片を、１０２０℃超、１２００℃未満に加熱する工程と、前記加熱後の熱間圧延工程とを含み、
前記熱間圧延工程は、圧延パス数を３パス以上とし、かつ下記（ａ）～（ｄ）の条件を全て満たすように、熱間圧延と該熱間圧延後の冷却を行う厚鋼板の製造方法。
（ａ）８５０℃以下の温度域での累積圧下率が４０％以上
（ｂ）最終３パスの圧延の平均圧下率が５．５％以上
（ｃ）仕上圧延温度が７２０～８３０℃
（ｄ）熱間圧延後、仕上圧延温度～６９０℃の冷却開始温度から、３２０～５５０℃の冷却停止温度までを、平均冷却速度０．５～２０℃／ｓで冷却する。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は厚鋼板およびその製造方法に関する。特には、母材靭性に優れた高強度の厚鋼板と、該厚鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
例えばＬＰＧタンク等の大型化に伴い、高強度かつ、母材の低温靭性、ＨＡＺの低温靭性を兼備した厚鋼板の需要が高まりつつある。
【0003】
ＨＡＺ靭性に優れた高強度鋼として、例えば特許文献１には、所定の成分を満たし、鋼板の中心偏析部の平均化学分析値のＣ濃度が、鋼材の平均Ｃ濃度の１．２倍以下、ＪＩＳ規格で測定される介在物の清浄度が０．０３％以下、かつ鋼板断面で観察される平均直径１０μｍ以上の酸化物系介在物の個数が１個以下／１ｍｍ2、０．０５～５μｍの酸化物及び窒化物の析出物の個数が１００個以上／１ｍｍ2を満たす鋼が示されている。
【0004】
特許文献２では、所定の化学成分を満たし、アシキュラーフェライト組織分率が５０％以上で、さらに平均円相当径で１～５μｍの島状マルテンサイト（ＭＡ）組織分率が３～１０％を満たすようにすることによって、母材低温靭性およびＨＡＺ低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板が得られている。
【0005】
特許文献３では、所定の成分組成を満たし、ミクロ組織がベイナイト組織であり、降伏強度５００Ｎ／ｍｍ２以上かつ引張強度６１０Ｎ／ｍｍ２以上である鋼材が開示されている。また該鋼材は、溶接後の残留応力除去のための焼鈍熱処理を必須とせず、ＬＰＧ・アンモニア運搬船用タンクの製造に適していることが示されている。
【0006】
特許文献４では、所定の成分組成を満たし、かつパラメータである、９×Ｃｅｑ＋４×Ｐ≧４．８と、［Ｃ］／（［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）が０．６～１．７の鋼を、１１００～１３００℃の温度に加熱し、７５０℃以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、２０℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃未満の温度まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０～７００℃まで再加熱を行なうことを特徴とする耐ＳＲ（Stress Relief）特性に優れた高強度鋼板の製造方法が示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0007】
【文献】特開平８－１５８００６号公報
【文献】特開２００９－１２７０６５号公報
【文献】特開２００８－０２５０１４号公報
【文献】特開２００７－２７０１９４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0008】
特許文献１では、良好な強度と靭性のバランスが得られているものの、実施例では４０ｍｍ以下の板厚しか考慮されておらず、より厚めの鋼板を考慮した技術は提案されていない。特許文献２では、母材およびＨＡＺの低温靭性と強度との両立を図っているが、低温靭性は－６０℃で評価されており、より低温での優れた靭性を実現するには更なる検討が必要であると考える。特許文献３では、板厚ｔ／４位置でしか機械的特性を評価しておらず、更に鋼板内部の機械的特性までは考慮されていない。特許文献４では、ＳＲ後も良好な機械的特性を有する厚鋼板の製造方法が開示されているが、靭性の評価温度は－１０℃にすぎず、より低温での靭性までは検討されていない。本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、板厚が厚くとも鋼板の内部にわたって、優れた強度－靭性バランスを発揮、特には、高強度と従来よりも低温での優れた靭性とを示す厚鋼板、および該厚鋼板の製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【0009】
本発明の態様１は、
成分組成が、
Ｃ ：０．０２質量％～０．０７０質量％、
Ｓｉ：０質量％超、０．４０質量％以下、
Ｍｎ：１．３０質量％～１．９５質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．０１５質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．００５質量％以下、
Ａｌ：０．００５質量％～０．０７０質量％、
Ｎｂ：０．０１５質量％～０．０４８質量％、
Ｔｉ：０．００５質量％～０．０２４質量％、
Ｎ ：０．００３０質量％～０．００８０質量％、および
Ｃａ：０質量％超、０．００４０質量％以下
を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
下記式（１）から求められるＤｉ＋１０Ｎｂ：１．２０～２．５０を満たし、
結晶方位差１５°以上の大角粒界に囲まれる結晶粒のうち、円相当直径が７．５μｍ以下の結晶粒の合計面積分率ＳＡが、板厚の１／４位置で３４％以上、かつ板厚の１／２位置で２７％以上である厚鋼板である。
Ｄｉ＝１．１６×（［Ｃ］／１０）０．５×（０．７×［Ｓｉ］＋１）×（５．１×（［Ｍｎ］－１．２）＋５）×（０．３５×［Ｃｕ］＋１）×（０．３６×［Ｎｉ］＋１）×（２．１６×［Ｃｒ］＋１）×（３×［Ｍｏ］＋１）×（１．７５×［Ｖ］＋１）×（２００×［Ｂ］＋１）・・・（１）
式（１）において、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］および［Ｂ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
成分組成が、
Ｃ ：０．０２質量％～０．０７０質量％、
Ｓｉ：０質量％超、０．４０質量％以下、
Ｍｎ：１．３０質量％～１．９５質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．０１５質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．００５質量％以下、
Ａｌ：０．００５質量％～０．０７０質量％、
Ｎｂ：０．０１５質量％～０．０４８質量％、
Ｔｉ：０．００５質量％～０．０２４質量％、
Ｎ ：０．００３０質量％～０．００８０質量％、および
Ｃａ：０質量％超、０．００４０質量％以下
を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
下記式（１）から求められるＤｉ＋１０Ｎｂ：１．２０～２．５０を満たし、
結晶方位差１５°以上の大角粒界に囲まれる結晶粒のうち、円相当直径が７．５μｍ以下の結晶粒の合計面積分率ＳＡが、板厚の１／４位置で３４％以上、かつ板厚の１／２位置で２７％以上である厚鋼板である。
Ｄｉ＝１．１６×（［Ｃ］／１０）０．５×（０．７×［Ｓｉ］＋１）×（５．１×（［Ｍｎ］－１．２）＋５）×（０．３５×［Ｃｕ］＋１）×（０．３６×［Ｎｉ］＋１）×（２．１６×［Ｃｒ］＋１）×（３×［Ｍｏ］＋１）×（１．７５×［Ｖ］＋１）×（２００×［Ｂ］＋１）・・・（１）
式（１）において、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］および［Ｂ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
【0010】
本発明の態様２は、更に、
Ｃｕ：０質量％超、０．７５質量％以下、および
Ｎｉ：０質量％超、１．４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に記載の厚鋼板である。
Ｃｕ：０質量％超、０．７５質量％以下、および
Ｎｉ：０質量％超、１．４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に記載の厚鋼板である。
【0011】
本発明の態様３は、更に、
Ｍｏ：０質量％超、０．５０質量％以下、
Ｖ ：０質量％超、０．０６０質量％以下、
Ｃｒ：０質量％超、０．８質量％以下、および
Ｂ ：０質量％超、０．０００７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または２に記載の厚鋼板である。
Ｍｏ：０質量％超、０．５０質量％以下、
Ｖ ：０質量％超、０．０６０質量％以下、
Ｃｒ：０質量％超、０．８質量％以下、および
Ｂ ：０質量％超、０．０００７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または２に記載の厚鋼板である。
【0012】
本発明の態様４は、更に、
ＲＥＭ：０質量％超、０．００６０質量％以下、および
Ｚｒ：０質量％超、０．００５０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１～３のいずれかに記載の厚鋼板である。
ＲＥＭ：０質量％超、０．００６０質量％以下、および
Ｚｒ：０質量％超、０．００５０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１～３のいずれかに記載の厚鋼板である。
【0013】
本発明の態様５は、
態様１～４のいずれかに記載の厚鋼板を製造する方法であって、
態様１～４のいずれかに記載の成分組成を有する鋼片を、１０２０℃超、１２００℃未満に加熱する工程と、前記加熱後の熱間圧延工程とを含み、
前記熱間圧延工程は、圧延パス数を３パス以上とし、かつ下記（ａ）～（ｄ）の条件を全て満たすように、熱間圧延と該熱間圧延後の冷却を行う厚鋼板の製造方法。
（ａ）８５０℃以下の温度域での累積圧下率が４０％以上
（ｂ）最終３パスの圧延の平均圧下率が５．５％以上
（ｃ）仕上圧延温度が７２０～８３０℃
（ｄ）熱間圧延後、仕上圧延温度～６９０℃の冷却開始温度から、３２０～５５０℃の冷却停止温度までを、平均冷却速度０．５～２０℃／ｓで冷却する。
態様１～４のいずれかに記載の厚鋼板を製造する方法であって、
態様１～４のいずれかに記載の成分組成を有する鋼片を、１０２０℃超、１２００℃未満に加熱する工程と、前記加熱後の熱間圧延工程とを含み、
前記熱間圧延工程は、圧延パス数を３パス以上とし、かつ下記（ａ）～（ｄ）の条件を全て満たすように、熱間圧延と該熱間圧延後の冷却を行う厚鋼板の製造方法。
（ａ）８５０℃以下の温度域での累積圧下率が４０％以上
（ｂ）最終３パスの圧延の平均圧下率が５．５％以上
（ｃ）仕上圧延温度が７２０～８３０℃
（ｄ）熱間圧延後、仕上圧延温度～６９０℃の冷却開始温度から、３２０～５５０℃の冷却停止温度までを、平均冷却速度０．５～２０℃／ｓで冷却する。
【発明の効果】
【0014】
本発明によれば、板厚が厚くとも鋼板の内部にわたって、優れた強度－靭性バランスを発揮、特には、高強度と従来よりも低温での優れた靭性とを示す厚鋼板、およびその製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【0015】
【発明を実施するための形態】
【0016】
本発明では、ＳＲ前の状態すなわち熱間圧延ままの状態で、強度と従来よりも低温での靭性とのバランスの改善された厚鋼板を得るべく鋭意研究を行った。特に、板厚が厚くとも板厚の１／４位置および１／２位置において、強度－靭性バランスに優れている、具体的には本発明で定める強度－靭性バランスに関するパラメータＹ＝２０×ｖＴｒｓ－７×ＹＰが、十分低い鋼板を得るべく鋭意研究を行った。
【0017】
その結果、成分組成を制御すると共に、板厚の１／４位置および１／２位置において、微細なアシキュラーフェライト組織を所定量確保、より具体的には、後述する方法で測定された円相当直径７．５μｍ以下のアシキュラーフェライトを所定量確保すれば、上記良好な特性が得られることを見出した。以下では、板厚の１／４位置を「ｔ／４位置」、板厚の１／２位置を「ｔ／２位置」ということがある。
【0018】
また、上記微細なアシキュラーフェライト組織を所定量形成するには、下記（Ａ）～（Ｃ）の全てを実施することが有効であることを見出した。上記アシキュラーフェライトは、以下では「ＡＦ」ということがある。
（Ａ）オーステナイト相からフェライト相への変態前に、熱間圧延によりオーステナイト相に十分な加工歪を加える。この加工により導入された転位組織や変形帯を核にＡＦ結晶粒が生成することで、微細組織が実現される。
（Ｂ）熱間での未再結晶域圧延前に、固溶Ｎｂを確保する。そうすることで、変態に先立つ加工歪が得られやすくなり、上述の通り微細なＡＦ結晶粒が生成しやすい。前記固溶Ｎｂの確保は、後述する通り、圧延前加熱温度を１０２０℃超とし、かつ８５０℃以上の圧延での圧下率を下げることが有効である。
（Ｃ）フェライト相への変態温度を適切に制御する。フェライト相への変態温度が高いとＡＦ生成に先立ち粒界フェライト組織が形成され、ＡＦ量が減少する。逆に、フェライト相への変態温度が低いと、ＡＦ組織が形成されないままマルテンサイト組織が生成する。フェライト相への変態温度を適切に制御するには、成分組成におけるＣ、Ｍｎ、ＣｕとＮｉの少なくともいずれかを含む場合にはこれらの含有量、およびＤｉ＋１０Ｎｂの各範囲を制御すると共に、後述する通り、熱間圧延後の所定温度域の平均冷却速度を０．５℃／ｓ以上とするのがよい。
（Ａ）オーステナイト相からフェライト相への変態前に、熱間圧延によりオーステナイト相に十分な加工歪を加える。この加工により導入された転位組織や変形帯を核にＡＦ結晶粒が生成することで、微細組織が実現される。
（Ｂ）熱間での未再結晶域圧延前に、固溶Ｎｂを確保する。そうすることで、変態に先立つ加工歪が得られやすくなり、上述の通り微細なＡＦ結晶粒が生成しやすい。前記固溶Ｎｂの確保は、後述する通り、圧延前加熱温度を１０２０℃超とし、かつ８５０℃以上の圧延での圧下率を下げることが有効である。
（Ｃ）フェライト相への変態温度を適切に制御する。フェライト相への変態温度が高いとＡＦ生成に先立ち粒界フェライト組織が形成され、ＡＦ量が減少する。逆に、フェライト相への変態温度が低いと、ＡＦ組織が形成されないままマルテンサイト組織が生成する。フェライト相への変態温度を適切に制御するには、成分組成におけるＣ、Ｍｎ、ＣｕとＮｉの少なくともいずれかを含む場合にはこれらの含有量、およびＤｉ＋１０Ｎｂの各範囲を制御すると共に、後述する通り、熱間圧延後の所定温度域の平均冷却速度を０．５℃／ｓ以上とするのがよい。
【0019】
以下では、本発明の厚鋼板の鋼組織と成分組成、特性および製造方法について順に説明する。
【0020】
１．鋼組織
以下に本発明の厚鋼板の鋼組織について詳述する。以下の鋼組織の説明では、そのような組織を有することにより各種の特性を向上できるメカニズムについて説明している場合がある。これらは本発明者らが現時点で得られている知見により考えたメカニズムであるが、本発明の技術的範囲を限定するものではないことに留意されたい。
以下に本発明の厚鋼板の鋼組織について詳述する。以下の鋼組織の説明では、そのような組織を有することにより各種の特性を向上できるメカニズムについて説明している場合がある。これらは本発明者らが現時点で得られている知見により考えたメカニズムであるが、本発明の技術的範囲を限定するものではないことに留意されたい。
【0021】
本発明では、結晶方位差１５°以上の大角粒界に囲まれる結晶粒のうち、円相当直径が７．５μｍ以下の結晶粒を、微細なアシキュラーフェライト（ＡＦ）組織と定義する。本発明において「微細なアシキュラーフェライト（ＡＦ）組織を所定量形成させる」とは、この結晶方位差１５°以上の大角粒界に囲まれる結晶粒であって、円相当直径が７．５μｍ以下の結晶粒を、下記に示す通り、ｔ／４位置において３４％以上、かつｔ／２位置において２７％以上確保することをいう。
【0022】
本発明では、板厚が厚くとも優れた強度－靭性バランスを示す厚鋼板を得るべく、結晶方位差１５°以上の大角粒界に囲まれる結晶粒のうち、円相当直径が７．５μｍ以下の結晶粒の合計面積分率ＳＡ、つまり微細なアシキュラーフェライト（ＡＦ）組織の面積分率を、ｔ／４位置とｔ／２位置の両方で規定する。詳細には、上記合計面積分率ＳＡが、ｔ／４位置で３４％以上、かつｔ／２位置で２７％以上を満たすようにする。ｔ／４位置の上記合計面積分率ＳＡは、好ましくは３５％以上、より好ましくは３６％以上である。またｔ／２位置の上記合計面積分率ＳＡは、好ましくは２８％以上、より好ましくは３０％以上である。なお、優れた強度－靭性バランスを得る観点から、ｔ／４位置とｔ／２位置の各位置の上記合計面積分率ＳＡの上限は特に限定されない。本発明の厚鋼板の製造条件を考慮すると、ｔ／４位置の合計面積分率ＳＡの上限は、８０％程度、ｔ／２位置の合計面積分率ＳＡの上限は、７０％程度となる。
【0023】
上記微細なアシキュラーフェライト以外の組織として、ベイナイト、フェライト、セメンタイト、残留オーステナイト、マルテンサイト等が挙げられる。上記合計面積分率ＳＡが本発明で規定する範囲内にある限り、上記円相当直径が７．５μｍ超のアシキュラーフェライトが存在していてもよい。
【0024】
２．組成
以下に本発明に係る厚鋼板の組成について説明する。
以下に本発明に係る厚鋼板の組成について説明する。
【0025】
Ｃ：０．０２質量％～０．０７０質量％
Ｃは、フェライト変態温度を適切に制御し、脆性破壊起点として作用し強度－靭性バランス劣化の原因となる粒界フェライトが、ＡＦ生成前に生成するのを抑制する効果を有する。該効果を発揮させる観点から、Ｃ量は、０．０２質量％以上、好ましくは０．０２３質量％以上、より好ましくは０．０３０質量％以上である。一方、Ｃ量が過剰であると、硬質なマルテンサイト組織が生成し、脆性破壊起点として作用することで強度－靭性バランスが劣化する。よって、Ｃ量は０．０７０質量％以下とする。Ｃ量は、好ましくは０．０６５質量％以下、より好ましくは０．０６０質量％以下である。
Ｃは、フェライト変態温度を適切に制御し、脆性破壊起点として作用し強度－靭性バランス劣化の原因となる粒界フェライトが、ＡＦ生成前に生成するのを抑制する効果を有する。該効果を発揮させる観点から、Ｃ量は、０．０２質量％以上、好ましくは０．０２３質量％以上、より好ましくは０．０３０質量％以上である。一方、Ｃ量が過剰であると、硬質なマルテンサイト組織が生成し、脆性破壊起点として作用することで強度－靭性バランスが劣化する。よって、Ｃ量は０．０７０質量％以下とする。Ｃ量は、好ましくは０．０６５質量％以下、より好ましくは０．０６０質量％以下である。
【0026】
Ｓｉ：０質量％超、０．４０質量％以下
Ｓｉは脱酸元素であり、その含有量は０質量％超である。Ｓｉ量は、０．０５質量％以上であってもよく、更に０．１０質量％以上であってもよい。一方、Ｓｉ量が過剰であると、硬質なマルテンサイト組織が生成し、脆性破壊起点として作用することで強度－靭性バランスが劣化する。よって、Ｓｉ量は、０．４０質量％以下、好ましくは０．３８質量％以下、より好ましくは０．３５質量％以下である。
Ｓｉは脱酸元素であり、その含有量は０質量％超である。Ｓｉ量は、０．０５質量％以上であってもよく、更に０．１０質量％以上であってもよい。一方、Ｓｉ量が過剰であると、硬質なマルテンサイト組織が生成し、脆性破壊起点として作用することで強度－靭性バランスが劣化する。よって、Ｓｉ量は、０．４０質量％以下、好ましくは０．３８質量％以下、より好ましくは０．３５質量％以下である。
【0027】
Ｍｎ：１．３０質量％～１．９５質量％
Ｍｎは、フェライト変態温度を適切に制御し、脆性破壊起点として作用し強度－靭性バランス劣化の原因となる粒界フェライトが、ＡＦ生成前に生成するのを抑制する効果を有する。該効果を発揮させる観点から、Ｍｎ量は、１．３０質量％以上、好ましくは１．４０質量％以上、より好ましくは１．４５質量％以上である。一方、Ｍｎ量が過剰であると、硬質なマルテンサイト組織が生成し、脆性破壊起点として作用することで強度－靭性バランスが劣化する。よってＭｎ量は、１．９５質量％以下、好ましくは１．９０質量％以下、より好ましくは１．８０質量％以下である。
Ｍｎは、フェライト変態温度を適切に制御し、脆性破壊起点として作用し強度－靭性バランス劣化の原因となる粒界フェライトが、ＡＦ生成前に生成するのを抑制する効果を有する。該効果を発揮させる観点から、Ｍｎ量は、１．３０質量％以上、好ましくは１．４０質量％以上、より好ましくは１．４５質量％以上である。一方、Ｍｎ量が過剰であると、硬質なマルテンサイト組織が生成し、脆性破壊起点として作用することで強度－靭性バランスが劣化する。よってＭｎ量は、１．９５質量％以下、好ましくは１．９０質量％以下、より好ましくは１．８０質量％以下である。
【0028】
Ｐ：０質量％超、０．０１５質量％以下
Ｐは、不純物元素であり、過剰に含まれると粒界が脆化して強度－靭性バランスが劣化する。よってＰ量は、０．０１５質量％以下とする。Ｐ量は、好ましくは０．００８質量％以下、より好ましくは０．００７質量％以下である。一方、工業上、Ｐ量を０質量％にすることは困難であることから、Ｐ量の下限は０質量％超である。
Ｐは、不純物元素であり、過剰に含まれると粒界が脆化して強度－靭性バランスが劣化する。よってＰ量は、０．０１５質量％以下とする。Ｐ量は、好ましくは０．００８質量％以下、より好ましくは０．００７質量％以下である。一方、工業上、Ｐ量を０質量％にすることは困難であることから、Ｐ量の下限は０質量％超である。
【0029】
Ｓ：０質量％超、０．００５質量％以下
Ｓは、不純物元素であり、過剰に含まれると粒界が脆化して強度－靭性バランスが劣化する。よってＳ量は、０．００５質量％以下とする。Ｓ量は、好ましくは０．００４質量％以下、より好ましくは０．００３質量％以下である。一方、工業上、Ｓ量を０質量％にすることは困難であることから、Ｓ量の下限は０質量％超である。
Ｓは、不純物元素であり、過剰に含まれると粒界が脆化して強度－靭性バランスが劣化する。よってＳ量は、０．００５質量％以下とする。Ｓ量は、好ましくは０．００４質量％以下、より好ましくは０．００３質量％以下である。一方、工業上、Ｓ量を０質量％にすることは困難であることから、Ｓ量の下限は０質量％超である。
【0030】
Ａｌ：０．００５質量％～０．０７０質量％
Ａｌは、脱酸元素である。十分な脱酸を行って鋼中酸素を低減し、酸化物による強度－靭性バランスの劣化を抑制するため、Ａｌ量は０．００５質量％以上とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０１０質量％以上、より好ましくは０．０１５質量％以上である。一方、Ａｌ量が過剰であると、粗大酸化物が形成されて、強度－靭性バランスが劣化する。よって、Ａｌ量は０．０７０質量％以下、好ましくは０．０５０質量％以下、より好ましくは０．０４５質量％以下である。
Ａｌは、脱酸元素である。十分な脱酸を行って鋼中酸素を低減し、酸化物による強度－靭性バランスの劣化を抑制するため、Ａｌ量は０．００５質量％以上とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０１０質量％以上、より好ましくは０．０１５質量％以上である。一方、Ａｌ量が過剰であると、粗大酸化物が形成されて、強度－靭性バランスが劣化する。よって、Ａｌ量は０．０７０質量％以下、好ましくは０．０５０質量％以下、より好ましくは０．０４５質量％以下である。
【0031】
Ｎｂ：０．０１５質量％～０．０４８質量％
Ｎｂは、ＡＦの生成を促進させる元素である。微細なＡＦ組織を十分に生成させて良好な強度－靭性バランスを得るため、Ｎｂ量は、０．０１５質量％以上、好ましくは０．０１６質量％以上、より好ましくは０．０１８質量％以上とする。一方、Ｎｂ量が過剰であると、硬質なマルテンサイト組織が生成し、この組織が脆性破壊起点として作用することで強度－靭性バランスが劣化する。よって、Ｎｂ量は０．０４８質量％以下、好ましくは０．０４５質量％以下、より好ましくは０．０４０質量％以下である。
Ｎｂは、ＡＦの生成を促進させる元素である。微細なＡＦ組織を十分に生成させて良好な強度－靭性バランスを得るため、Ｎｂ量は、０．０１５質量％以上、好ましくは０．０１６質量％以上、より好ましくは０．０１８質量％以上とする。一方、Ｎｂ量が過剰であると、硬質なマルテンサイト組織が生成し、この組織が脆性破壊起点として作用することで強度－靭性バランスが劣化する。よって、Ｎｂ量は０．０４８質量％以下、好ましくは０．０４５質量％以下、より好ましくは０．０４０質量％以下である。
【0032】
Ｔｉ：０．００５質量％～０．０２４質量％
Ｔｉは、ＴｉＮ形成によりＨＡＺ靭性向上に寄与する元素である。該効果を発揮させる観点から、Ｔｉ量は、０．００５質量％以上、好ましくは０．００７質量％以上、より好ましくは０．００９質量％以上である。一方、Ｔｉ量が過剰であると、粗大な晶出ＴｉＮが生成し、強度－靭性バランスが劣化する。よってＴｉ量は、０．０２４質量％以下、好ましくは０．０２２質量％以下、より好ましくは０．０２０質量％以下である。
Ｔｉは、ＴｉＮ形成によりＨＡＺ靭性向上に寄与する元素である。該効果を発揮させる観点から、Ｔｉ量は、０．００５質量％以上、好ましくは０．００７質量％以上、より好ましくは０．００９質量％以上である。一方、Ｔｉ量が過剰であると、粗大な晶出ＴｉＮが生成し、強度－靭性バランスが劣化する。よってＴｉ量は、０．０２４質量％以下、好ましくは０．０２２質量％以下、より好ましくは０．０２０質量％以下である。
【0033】
Ｎ：０．００３０質量％～０．００８０質量％
Ｎは、ＴｉＮ形成によりＨＡＺ靭性向上に寄与する元素である。該効果を発揮させる観点から、Ｎ量は０．００３０質量％以上、好ましくは０．００３２質量％以上、より好ましくは０．００３５質量％以上である。一方、Ｎ量が過剰であると、固溶Ｎが増加し、強度－靭性バランスが劣化する。よってＮ量は、０．００８０質量％以下、好ましくは０．００７５質量％以下、より好ましくは０．００７０質量％以下である。
Ｎは、ＴｉＮ形成によりＨＡＺ靭性向上に寄与する元素である。該効果を発揮させる観点から、Ｎ量は０．００３０質量％以上、好ましくは０．００３２質量％以上、より好ましくは０．００３５質量％以上である。一方、Ｎ量が過剰であると、固溶Ｎが増加し、強度－靭性バランスが劣化する。よってＮ量は、０．００８０質量％以下、好ましくは０．００７５質量％以下、より好ましくは０．００７０質量％以下である。
【0034】
Ｃａ：０質量％超、０．００４０質量％以下
Ｃａは脱酸元素であり、その含有量は０質量％超である。また、鋼中Ｍｎ量が多い場合、ｔ／２位置では鋳造時のＭｎ濃化により粗大なＭｎＳが生成しやすくなり、ｔ／２位置の靭性が低下しやすいと考えられる。このＭｎＳの形成抑制のために、Ｃａ量を０質量％超とすることが好ましく、０．０００８質量％以上とすることがより好ましく、更に好ましくは０．００１０質量％以上である。一方、Ｃａ量が過剰であると、粗大酸化物が形成されて、強度－靭性バランスが劣化する。よって、Ｃａ量は０．００４０質量％以下、好ましくは０．００２８質量％以下、より好ましくは０．００２５質量％以下である。
Ｃａは脱酸元素であり、その含有量は０質量％超である。また、鋼中Ｍｎ量が多い場合、ｔ／２位置では鋳造時のＭｎ濃化により粗大なＭｎＳが生成しやすくなり、ｔ／２位置の靭性が低下しやすいと考えられる。このＭｎＳの形成抑制のために、Ｃａ量を０質量％超とすることが好ましく、０．０００８質量％以上とすることがより好ましく、更に好ましくは０．００１０質量％以上である。一方、Ｃａ量が過剰であると、粗大酸化物が形成されて、強度－靭性バランスが劣化する。よって、Ｃａ量は０．００４０質量％以下、好ましくは０．００２８質量％以下、より好ましくは０．００２５質量％以下である。
【0035】
残部は、Ｆｅおよび不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎなどの微量元素の混入が許容される。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概念である。
【0036】
本発明の厚鋼板は、成分組成において、上記元素を含んでいればよい。下記に述べる選択元素は、含まれていなくてもよいが、上記元素と共に必要に応じて含有させることにより、高強度等をより容易に達成させることができる。また、所望の組織をより容易に確保でき、本発明で求める強度－靭性バランスをより容易に達成することができる。以下、選択元素について述べる。
【0037】
Ｃｕ：０質量％超、０．７５質量％以下、およびＮｉ：０質量％超、１．４質量％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
これらの元素は、フェライト変態温度を適切に制御し、脆性破壊起点として作用し強度－靭性バランス劣化の原因となる粒界フェライトが、ＡＦ生成前に生成するのを抑制する効果を有する。該効果を発揮させる観点から、Ｃｕを含有させる場合には、０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０５質量％以上、更に好ましくは０．１０質量％以上、より更に好ましくは０．１５質量％以上である。Ｎｉを含有させる場合には、０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．１０質量％以上、更に好ましくは０．１５質量％以上、より更に好ましくは０．２０質量％以上である。一方、これらの元素が過剰であると、硬質なマルテンサイト組織が生成し、該組織が、脆性破壊起点として作用し、強度－靭性バランスの劣化を招く。よって、Ｃｕ量は、０．７５質量％以下であることが好ましく、より好ましくは０．７０質量％以下、更に好ましくは０．６８質量％以下である。Ｎｉ量は、１．４質量％以下であることが好ましく、より好ましくは１．２質量％以下、更に好ましくは１．０質量％以下である。
これらの元素は、フェライト変態温度を適切に制御し、脆性破壊起点として作用し強度－靭性バランス劣化の原因となる粒界フェライトが、ＡＦ生成前に生成するのを抑制する効果を有する。該効果を発揮させる観点から、Ｃｕを含有させる場合には、０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０５質量％以上、更に好ましくは０．１０質量％以上、より更に好ましくは０．１５質量％以上である。Ｎｉを含有させる場合には、０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．１０質量％以上、更に好ましくは０．１５質量％以上、より更に好ましくは０．２０質量％以上である。一方、これらの元素が過剰であると、硬質なマルテンサイト組織が生成し、該組織が、脆性破壊起点として作用し、強度－靭性バランスの劣化を招く。よって、Ｃｕ量は、０．７５質量％以下であることが好ましく、より好ましくは０．７０質量％以下、更に好ましくは０．６８質量％以下である。Ｎｉ量は、１．４質量％以下であることが好ましく、より好ましくは１．２質量％以下、更に好ましくは１．０質量％以下である。
【0038】
Ｍｏ：０質量％超、０．５０質量％以下、Ｖ：０質量％超、０．０６０質量％以下、Ｃｒ：０質量％超、０．８質量％以下、およびＢ：０質量％超、０．００３０質量％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
これらの元素は、強度向上に有効な元素である。該効果を発揮させる観点から、Ｍｏを含有させる場合は、０質量％超であることが好ましく、より好ましくは０．０５質量％以上、更に好ましくは０．１０質量％以上である。Ｖを含有させる場合は、０質量％超であることが好ましく、より好ましくは０．０１質量％以上、更に好ましくは０．０２質量％以上である。Ｃｒを含有させる場合は、０質量％超であることが好ましく、より好ましくは０．１０質量％以上、更に好ましくは０．２０質量％以上である。Ｂを含有させる場合は、０質量％超であることが好ましく、より好ましくは０．０００３質量％以上である。
これらの元素は、強度向上に有効な元素である。該効果を発揮させる観点から、Ｍｏを含有させる場合は、０質量％超であることが好ましく、より好ましくは０．０５質量％以上、更に好ましくは０．１０質量％以上である。Ｖを含有させる場合は、０質量％超であることが好ましく、より好ましくは０．０１質量％以上、更に好ましくは０．０２質量％以上である。Ｃｒを含有させる場合は、０質量％超であることが好ましく、より好ましくは０．１０質量％以上、更に好ましくは０．２０質量％以上である。Ｂを含有させる場合は、０質量％超であることが好ましく、より好ましくは０．０００３質量％以上である。
【0039】
一方、これらの元素の含有量が過剰であると、硬質なマルテンサイト組織が生成し、該組織が脆性破壊起点として作用し、強度－靭性バランスの劣化を招く。よって、Ｍｏ量は、０．５０質量％以下であることが好ましく、より好ましくは０．４５質量％以下、更に好ましくは０．４０質量％以下である。Ｖ量は、０．０６０質量％以下であることが好ましく、より好ましくは０．０５０質量％以下、更に好ましくは０．０４５質量％以下である。Ｃｒ量は、０．８質量％以下であることが好ましく、より好ましくは０．７０質量％以下、更に好ましくは０．６０質量％以下である。Ｂ量は、０．０００７質量％以下であることが好ましく、より好ましく０．０００６質量％以下である。
【0040】
ＲＥＭ：０質量％超、０．００６０質量％以下、およびＺｒ：０質量％超、０．００５０質量％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
これらの元素は脱酸元素である。該効果を発揮させるには、ＲＥＭを含有させる場合、０質量％超であることが好ましく、より好ましくは０．００１０質量％以上、更に好ましくは０．００１５質量％以上である。Ｚｒを含有させる場合、０質量％超であることが好ましく、より好ましくは０．００１０質量％以上、更に好ましくは０．００１２質量％以上である。一方、これらの元素が過剰であると、粗大酸化物が形成され、強度－靭性バランスが劣化する。よってＲＥＭ量は、０．００６０質量％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００５０質量％以下、更に好ましくは０．００４５質量％以下である。Ｚｒ量は、０．００５０質量％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００４５質量％以下、更に好ましくは０．００４０質量％以下である。前記ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｕまでの１５元素）、Ｓｃ（スカンジウム）およびＹ（イットリウム）を含む意味である。
これらの元素は脱酸元素である。該効果を発揮させるには、ＲＥＭを含有させる場合、０質量％超であることが好ましく、より好ましくは０．００１０質量％以上、更に好ましくは０．００１５質量％以上である。Ｚｒを含有させる場合、０質量％超であることが好ましく、より好ましくは０．００１０質量％以上、更に好ましくは０．００１２質量％以上である。一方、これらの元素が過剰であると、粗大酸化物が形成され、強度－靭性バランスが劣化する。よってＲＥＭ量は、０．００６０質量％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００５０質量％以下、更に好ましくは０．００４５質量％以下である。Ｚｒ量は、０．００５０質量％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００４５質量％以下、更に好ましくは０．００４０質量％以下である。前記ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｕまでの１５元素）、Ｓｃ（スカンジウム）およびＹ（イットリウム）を含む意味である。
【0041】
Ｄｉ＋１０Ｎｂ：１．２０～２．５０（Ｄｉは下記式（１）から求められる）
Ｄｉ＝１．１６×（［Ｃ］／１０）０．５×（０．７×［Ｓｉ］＋１）×（５．１×（［Ｍｎ］－１．２）＋５）×（０．３５×［Ｃｕ］＋１）×（０．３６×［Ｎｉ］＋１）×（２．１６×［Ｃｒ］＋１）×（３×［Ｍｏ］＋１）×（１．７５×［Ｖ］＋１）×（２００×［Ｂ］＋１）・・・（１）
式（１）において、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］および［Ｂ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
Ｄｉ＝１．１６×（［Ｃ］／１０）０．５×（０．７×［Ｓｉ］＋１）×（５．１×（［Ｍｎ］－１．２）＋５）×（０．３５×［Ｃｕ］＋１）×（０．３６×［Ｎｉ］＋１）×（２．１６×［Ｃｒ］＋１）×（３×［Ｍｏ］＋１）×（１．７５×［Ｖ］＋１）×（２００×［Ｂ］＋１）・・・（１）
式（１）において、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］および［Ｂ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
【0042】
Ｄｉ＋１０Ｎｂは、フェライト変態温度に影響を及ぼすパラメータである。フェライト変態温度を適切に制御することで、ＡＦ生成前の粒界フェライトの生成を抑制し、またＡＦ以外のパーライト組織やマルテンサイト組織の過剰な生成を抑制し、ＡＦ生成を促進させることができる。これらの観点から、本発明ではＤｉ＋１０Ｎｂを１．２０～２．５０の範囲内とした。Ｄｉ＋１０Ｎｂの値が小さすぎると、粒界フェライトとともにパーライト組織が生成し、強度－靭性バランスが劣化する。よってＤｉ＋１０Ｎｂは、１．２０以上とする。Ｄｉ＋１０Ｎｂは、好ましくは１．２５以上、より好ましくは１．３０以上である。一方、Ｄｉ＋１０Ｎｂの値が大きすぎると、硬質なマルテンサイト組織が生成し、脆性破壊起点として作用することで強度－靭性バランス劣化する。よってＤｉ＋１０Ｎｂは、２．５０以下とする。Ｄｉ＋１０Ｎｂは、好ましくは２．２０以下、より好ましくは２．００以下である。
【0043】
本発明の厚鋼板の板厚は、１６ｍｍ以上であることが好ましく、より好ましくは３０ｍｍ以上、更に好ましくは４０ｍｍ以上、特に好ましくは４０ｍｍ超である。なお、板厚の上限は特に限定されず、例えば８０ｍｍ以下であることが好ましい。
【0044】
本発明の厚鋼板は、下記の特性を有しており、例えば大型のＬＰＧタンク、船舶等の製造に適している。
【0045】
３．特性
本発明において、強度と従来よりも低い温度での靭性とのバランスの評価に、下記式（２）で示されるパラメータであるＹ値を用いる。Ｙ値は、下記式（２）に示される通り、降伏強度ＹＰ、脆性延性遷移温度ｖＴｒｓを含んでいる。なお、下記式（２）における降伏強度ＹＰとして、ＳＳカーブ（「応力－ひずみ線図」ともいう）が、降伏点の明らかでないラウンド型の場合は０．２％耐力（０．２ＹＳ）を使用し、降伏点を有する場合はＹＰを使用する。
本発明において、強度と従来よりも低い温度での靭性とのバランスの評価に、下記式（２）で示されるパラメータであるＹ値を用いる。Ｙ値は、下記式（２）に示される通り、降伏強度ＹＰ、脆性延性遷移温度ｖＴｒｓを含んでいる。なお、下記式（２）における降伏強度ＹＰとして、ＳＳカーブ（「応力－ひずみ線図」ともいう）が、降伏点の明らかでないラウンド型の場合は０．２％耐力（０．２ＹＳ）を使用し、降伏点を有する場合はＹＰを使用する。
【0046】
本発明の厚鋼板は、熱間圧延ままであって、圧延方向に対して直角なＣ方向において、ｔ／４位置のＹが－５２００未満、かつｔ／２位置のＹが－４７００未満を満たす場合を、強度－靭性バランスに優れていると評価する。
Ｙ＝２０×ｖＴｒｓ－７×ＹＰ・・・（２）
Ｙ＝２０×ｖＴｒｓ－７×ＹＰ・・・（２）
【0047】
上記ｔ／４位置におけるＹ値は、好ましくは－５３００以下、より好ましくは－５４００以下であり、また、上記ｔ／２位置におけるＹ値は、好ましくは－４８００以下、より好ましくは－５０００以下である。これらの値が低いほど、強度－靭性バランスに優れることを意味する。
【0048】
本発明は、特性として上記パラメータを達成すればよい。降伏強度ＹＰ、脆性延性遷移温度ｖＴｒｓのそれぞれについては、上記パラメータを達成することを前提に、例えば降伏強度ＹＰが好ましくは３５０～５５０ＭＰａの範囲、脆性延性遷移温度ｖＴｒｓが好ましくは－７０℃未満の範囲、より好ましくは－８０℃未満の範囲とすることが挙げられる。また測定位置別に、ｔ／４位置では、上記パラメータを達成することを前提に、例えば、降伏強度ＹＰは４１０ＭＰａ以上であることが好ましく、より好ましくは４３０ＭＰａ以上、更に好ましくは４６０ＭＰａ以上、より更に好ましくは４８０ＭＰａ以上、特には５００ＭＰａ以上であり、脆性延性遷移温度ｖＴｒｓは、－９０℃以下であることが好ましく、－９５℃以下であることがより好ましく、－１００℃以下であることが更に好ましく、より更に好ましくは－１１０℃以下である。またｔ／２位置では、上記パラメータを達成することを前提に、例えば、降伏強度ＹＰは４００ＭＰａ以上であることが好ましく、より好ましくは４３０ＭＰａ以上、更に好ましくは４６０ＭＰａ以上、より更に好ましくは４８０ＭＰａ以上、特には５００ＭＰａ以上であり、脆性延性遷移温度ｖＴｒｓは、－８０℃以下であることが好ましく、－９０℃以下であることがより好ましく、－９５℃以下であることが更に好ましく、－１００℃以下であることがより更に好ましい。
【0049】
４．製造方法
本発明に係る厚鋼板の製造方法は、前記成分組成を有する鋼片を、１０２０℃超、１２００℃未満に加熱する工程と、前記加熱後の熱間圧延工程とを含み、前記熱間圧延工程は、圧延パス数を３パス以上とし、かつ下記（ａ）～（ｄ）の条件を全て満たすように、熱間圧延と該熱間圧延後の冷却を行う厚鋼板の製造方法。
（ａ）８５０℃以下の温度域での累積圧下率が４０％以上
（ｂ）最終３パスの圧延の平均圧下率が５．５％以上
（ｃ）仕上圧延温度が７２０～８３０℃
（ｄ）熱間圧延後、仕上圧延温度～６９０℃の冷却開始温度から、３２０～５５０℃の冷却停止温度までを、平均冷却速度０．５～２０℃／ｓで冷却する。
以下、各製造条件について詳述する。
本発明に係る厚鋼板の製造方法は、前記成分組成を有する鋼片を、１０２０℃超、１２００℃未満に加熱する工程と、前記加熱後の熱間圧延工程とを含み、前記熱間圧延工程は、圧延パス数を３パス以上とし、かつ下記（ａ）～（ｄ）の条件を全て満たすように、熱間圧延と該熱間圧延後の冷却を行う厚鋼板の製造方法。
（ａ）８５０℃以下の温度域での累積圧下率が４０％以上
（ｂ）最終３パスの圧延の平均圧下率が５．５％以上
（ｃ）仕上圧延温度が７２０～８３０℃
（ｄ）熱間圧延後、仕上圧延温度～６９０℃の冷却開始温度から、３２０～５５０℃の冷却停止温度までを、平均冷却速度０．５～２０℃／ｓで冷却する。
以下、各製造条件について詳述する。
【0050】
［前記成分組成を有する鋼片を、１０２０℃超、１２００℃未満に加熱する工程］
熱間圧延の加熱において、加熱温度が１０２０℃以下であると、鋳造時に生成したＮｂＣが十分に固溶せず、固溶ＮｂによるＡＦ生成の促進効果が得られなくなる。よって加熱温度は、１０２０℃超、好ましくは１０４０℃以上、より好ましくは１０５０℃以上、更に好ましくは１０６０℃以上とする。一方、加熱温度が１２００℃以上であると、オーステナイト粒が粗大化し、組織が全般的に粗大化する。よって加熱温度は、１２００℃未満、好ましくは１１８０℃以下、より好ましくは１１５０℃以下とする。
熱間圧延の加熱において、加熱温度が１０２０℃以下であると、鋳造時に生成したＮｂＣが十分に固溶せず、固溶ＮｂによるＡＦ生成の促進効果が得られなくなる。よって加熱温度は、１０２０℃超、好ましくは１０４０℃以上、より好ましくは１０５０℃以上、更に好ましくは１０６０℃以上とする。一方、加熱温度が１２００℃以上であると、オーステナイト粒が粗大化し、組織が全般的に粗大化する。よって加熱温度は、１２００℃未満、好ましくは１１８０℃以下、より好ましくは１１５０℃以下とする。
【0051】
［前記加熱後の熱間圧延工程］
本発明は、後述する通り、最終３パスの圧延の平均圧下率を制御するところに特徴があり、前記加熱後は、圧延パスが３パス以上の熱間圧延を行うが、総パス数（圧延パスの回数）は組織と特性に影響を及ぼすものでなく限定されない。前記圧延パスは、更には７パス以上、より更には１０パス以上であって、生産性の観点から６０パス以下とすることができる。
本発明は、後述する通り、最終３パスの圧延の平均圧下率を制御するところに特徴があり、前記加熱後は、圧延パスが３パス以上の熱間圧延を行うが、総パス数（圧延パスの回数）は組織と特性に影響を及ぼすものでなく限定されない。前記圧延パスは、更には７パス以上、より更には１０パス以上であって、生産性の観点から６０パス以下とすることができる。
【0052】
本発明では、下記（ａ）～（ｄ）の条件を全て満たすように前記熱間圧延を行い、かつ熱間圧延後の冷却を行う。
【0053】
（ａ）８５０℃以下の温度域での累積圧下率：４０％以上
十分なＡＦ組織を得ることを目的に、オーステナイト相に十分な加工歪を導入するには、熱間圧延における８５０℃以下の温度域での累積圧下率（「総圧下率」ともいう）を４０％以上とする必要がある。ところで８５０℃以上の圧延での圧下率が増加すると、圧延中にＮｂＣが析出し、固溶Ｎｂが減少すると考えられる。この８５０℃以上の圧延での累積圧下率を抑える観点からも、上記８５０℃以下の温度域での累積圧下率を４０％以上とする。前記累積圧下率は、好ましくは５０％以上、より好ましくは５５％以上である。前記累積圧下率の上限は生産性の観点から８０％程度である。
十分なＡＦ組織を得ることを目的に、オーステナイト相に十分な加工歪を導入するには、熱間圧延における８５０℃以下の温度域での累積圧下率（「総圧下率」ともいう）を４０％以上とする必要がある。ところで８５０℃以上の圧延での圧下率が増加すると、圧延中にＮｂＣが析出し、固溶Ｎｂが減少すると考えられる。この８５０℃以上の圧延での累積圧下率を抑える観点からも、上記８５０℃以下の温度域での累積圧下率を４０％以上とする。前記累積圧下率は、好ましくは５０％以上、より好ましくは５５％以上である。前記累積圧下率の上限は生産性の観点から８０％程度である。
【0054】
（ｂ）最終３パスの圧延の平均圧下率：５．５％以上
最終３パスの圧下で導入された転位組織は、比較的回復が進行しないまま冷却工程に移行するため、ＡＦ促進効果が大きい。本発明では、上記転位組織導入のためにオーステナイト相に十分な加工歪を導入すべく、最終３パスの圧延における平均圧下率を５．５％以上とする。本発明では、最終３パスの圧延の平均圧下率を制御することによって、鋼板内部、特にはｔ／２位置においてもＡＦ組織が一定以上の所望の組織が得られる点で、最終３パスの圧延の平均圧下率を制御していない従来の方法と異なる。前記平均圧下率は、好ましくは５．８％以上、より好ましくは６．０％以上である。一方、圧延機負荷の観点から、上記平均圧下率の上限は２０％程度となる。
最終３パスの圧下で導入された転位組織は、比較的回復が進行しないまま冷却工程に移行するため、ＡＦ促進効果が大きい。本発明では、上記転位組織導入のためにオーステナイト相に十分な加工歪を導入すべく、最終３パスの圧延における平均圧下率を５．５％以上とする。本発明では、最終３パスの圧延の平均圧下率を制御することによって、鋼板内部、特にはｔ／２位置においてもＡＦ組織が一定以上の所望の組織が得られる点で、最終３パスの圧延の平均圧下率を制御していない従来の方法と異なる。前記平均圧下率は、好ましくは５．８％以上、より好ましくは６．０％以上である。一方、圧延機負荷の観点から、上記平均圧下率の上限は２０％程度となる。
【0055】
（ｃ）仕上圧延温度（Finishing Rolling Temperature、ＦＲＴ）：７２０～８３０℃
鋼材の温度が８５０℃を上回ると、最終３パスの圧延を上記平均圧下率で行っても、オーステナイト相に十分な加工歪が導入されず、ＡＦ組織量が不足する。本発明では、ＡＦ組織量を十分に確保するため、仕上圧延温度を８３０℃以下とする。仕上圧延温度は、好ましくは８２０℃以下、より好ましくは８１０℃以下である。一方、仕上圧延温度が７２０℃を下回ると、圧延中に粗大なフェライトが形成され、靭性が劣化する。よって仕上圧延温度は、７２０℃以上、好ましくは７５０℃以上、より好ましくは７６０℃以上とする。
鋼材の温度が８５０℃を上回ると、最終３パスの圧延を上記平均圧下率で行っても、オーステナイト相に十分な加工歪が導入されず、ＡＦ組織量が不足する。本発明では、ＡＦ組織量を十分に確保するため、仕上圧延温度を８３０℃以下とする。仕上圧延温度は、好ましくは８２０℃以下、より好ましくは８１０℃以下である。一方、仕上圧延温度が７２０℃を下回ると、圧延中に粗大なフェライトが形成され、靭性が劣化する。よって仕上圧延温度は、７２０℃以上、好ましくは７５０℃以上、より好ましくは７６０℃以上とする。
【0056】
（ｄ）熱間圧延後、仕上圧延温度～６９０℃の冷却開始温度から、３２０～５５０℃の冷却停止温度までを、平均冷却速度０．５～２０℃／ｓで冷却する。
一定の温度域を平均冷却速度０．５～２０℃／ｓで冷却することによって、ＡＦ組織を十分に確保することができる。平均冷却速度が２０℃／ｓを上回ると、ＡＦ組織が十分に形成されないままマルテンサイト変態が起こるための好ましくない。前記平均冷却速度は、好ましくは１５℃／ｓ以下、より好ましくは１２℃／ｓ以下である。前述の通り、フェライト相への変態温度を適切に制御し、ＡＦ組織を十分に確保するには、成分組成におけるＣ、Ｍｎ、ＣｕとＮｉの少なくともいずれかを含む場合にはこれらの含有量、およびＤｉ＋１０Ｎｂの各範囲を制御すると共に、上記平均冷却速度を０．５℃／ｓ以上とする。上記平均冷却速度が０．５℃／ｓを下回ると、冷却時に粗大な粒界フェライトが生成し、ＡＦ組織量が不足する。平均冷却速度は、好ましくは２．０℃／ｓ以上、より好ましくは３．０℃／ｓ以上である。上記平均冷却速度の冷却方法として、例えば水冷が挙げられる。
一定の温度域を平均冷却速度０．５～２０℃／ｓで冷却することによって、ＡＦ組織を十分に確保することができる。平均冷却速度が２０℃／ｓを上回ると、ＡＦ組織が十分に形成されないままマルテンサイト変態が起こるための好ましくない。前記平均冷却速度は、好ましくは１５℃／ｓ以下、より好ましくは１２℃／ｓ以下である。前述の通り、フェライト相への変態温度を適切に制御し、ＡＦ組織を十分に確保するには、成分組成におけるＣ、Ｍｎ、ＣｕとＮｉの少なくともいずれかを含む場合にはこれらの含有量、およびＤｉ＋１０Ｎｂの各範囲を制御すると共に、上記平均冷却速度を０．５℃／ｓ以上とする。上記平均冷却速度が０．５℃／ｓを下回ると、冷却時に粗大な粒界フェライトが生成し、ＡＦ組織量が不足する。平均冷却速度は、好ましくは２．０℃／ｓ以上、より好ましくは３．０℃／ｓ以上である。上記平均冷却速度の冷却方法として、例えば水冷が挙げられる。
【0057】
上記冷却の開始温度は、仕上圧延温度～６９０℃における任意の温度とする。鋼材の温度が７１０℃を下回ると、冷却開始前に粒界フェライトが生成したり、オーステナイト相に導入された加工歪が回復するといった不具合が生じる。その結果、ＡＦ組織量が不足する。本発明では、ＡＦ組織量を十分に確保するため、上記平均冷却速度での冷却開始温度（Start Cooling Temperature、ＳＣＴ）を、６９０℃以上とする。上記冷却開始温度は、好ましくは７１０℃以上、より好ましくは７２０℃以上である。
【0058】
上記冷却の終了温度（Finish Cooling Temperature、ＦＣＴ）は、３２０～５５０℃における任意の温度とする。上記平均冷却速度での冷却、例えば水冷を、５５０℃超の温度域で停止すると、水冷停止後の緩冷却時に粒界フェライトが生成し、ＡＦ組織を十分に確保することが難しくなる。よって、前記終了温度は５５０℃以下とする。前記終了温度は、好ましくは５００℃以下、より好ましくは４８０℃以下である。一方、上記平均冷却速度での冷却を、例えば３２０℃を下回る温度域まで行うと、ＡＦ組織が十分に形成されないままマルテンサイト変態が生じる。よって、前記終了温度は３２０℃以上とする。前記終了温度は、好ましくは３４０℃以上、より好ましくは３６０℃以上である。
【0059】
本発明の製造方法は、上記熱間圧延工程以外は、特に限定されず、通常行われている条件で実施すればよい。
【0060】
以上に説明した本発明の実施形態に係る高強度鋼板の製造方法に接した当業者であれば、試行錯誤により、上述した製造方法と異なる製造方法により本発明に係る高強度鋼板を得ることができる可能性がある。
【実施例】
【0061】
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。
【0062】
１．サンプル作製
表１に示す成分組成の鋼を１５０ｋｇＶＩＦ（Vacuum Induction Furnace）または実機転炉にて溶製し、鋳造して得られたスラブを、表２に示す種々の条件で熱間圧延して、表２に示す板厚の鋼板を得た。前記熱間圧延において、総パス数（圧延パスの回数）は２０回超とした。表１において「－」は意図的に添加していないことを示す。表２において、ＦＲＴは仕上圧延温度、ＳＣＴは冷却開始温度、ＦＣＴは冷却終了温度を示す。前記冷却停止温度ＦＣＴは、鋼板表面を長手方向に１～３点、放射温度計で計測し、その平均値を算出した。またＦＲＴ、ＳＣＴは、放射温度計で鋼材表面の１点を計測して求めた。
表１に示す成分組成の鋼を１５０ｋｇＶＩＦ（Vacuum Induction Furnace）または実機転炉にて溶製し、鋳造して得られたスラブを、表２に示す種々の条件で熱間圧延して、表２に示す板厚の鋼板を得た。前記熱間圧延において、総パス数（圧延パスの回数）は２０回超とした。表１において「－」は意図的に添加していないことを示す。表２において、ＦＲＴは仕上圧延温度、ＳＣＴは冷却開始温度、ＦＣＴは冷却終了温度を示す。前記冷却停止温度ＦＣＴは、鋼板表面を長手方向に１～３点、放射温度計で計測し、その平均値を算出した。またＦＲＴ、ＳＣＴは、放射温度計で鋼材表面の１点を計測して求めた。
【0063】
【表1】
【0064】
【表2】
【0065】
２．鋼組織
上記熱間圧延材の圧延幅方向に垂直な断面のｔ／４（ｔ：板厚）およびｔ／２位置で、ＥＢＳＤ（Electron Back Scatter Diffraction）測定を実施した。測定条件は下記の通りである。
ＥＢＳＤ測定条件
・装置：日本電子製ＪＥＯＬ－５４１０またはＪＳＭ－ＩＴ１００
・観察倍率：４００倍
・測定面積：２００×２００μｍ
・ステップ（ピクセル）サイズ：０．４μｍ
・考慮する相：フェライト、オーステナイト
上記熱間圧延材の圧延幅方向に垂直な断面のｔ／４（ｔ：板厚）およびｔ／２位置で、ＥＢＳＤ（Electron Back Scatter Diffraction）測定を実施した。測定条件は下記の通りである。
ＥＢＳＤ測定条件
・装置：日本電子製ＪＥＯＬ－５４１０またはＪＳＭ－ＩＴ１００
・観察倍率：４００倍
・測定面積：２００×２００μｍ
・ステップ（ピクセル）サイズ：０．４μｍ
・考慮する相：フェライト、オーステナイト
【0066】
得られたＥＢＳＤデータを、株式会社 ＴＳＬソリューションズ製解析ソフトＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓにより解析した。得られたデータにおいて、Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘが０．１００以下の点を除去し、隣接するピクセルとの結晶方位が１５°以上の粒界を大角粒界と定義した。この大角粒界で囲まれたユニットのうち、ピクセルサイズが１０以上のユニットを大角粒とみなした。また、測定視野の端部にかかる大角粒は解析から除外した。大角粒の平均円相当径を求め、大角粒の合計面積に占める、該平均円相当径が７．５μｍ以下の大角粒の合計面積分率ＳＡを算出した。
【0067】
３．機械的特性
（降伏強度ＹＳ）
熱間圧延ままの鋼板のｔ／４位置およびｔ／２位置において、板幅方向（Ｃ方向）に平行に、ＡＳＴＭ丸棒引張り試験片を採取し、ＡＳＴＭの要領で引張試験を行って、降伏強度ＹＳを測定した。
（母材の低温靭性）
熱間圧延ままの鋼板のｔ／４位置およびｔ／２位置において、板幅方向（Ｃ方向）に平行に、Ｖノッチシャルピー試験片を採取し、ＡＳＴＭの要領でシャルピー衝撃試験を実施した。そして脆性破面率が５０％となる温度ｖＴｒｓを評価した。
（降伏強度ＹＳ）
熱間圧延ままの鋼板のｔ／４位置およびｔ／２位置において、板幅方向（Ｃ方向）に平行に、ＡＳＴＭ丸棒引張り試験片を採取し、ＡＳＴＭの要領で引張試験を行って、降伏強度ＹＳを測定した。
（母材の低温靭性）
熱間圧延ままの鋼板のｔ／４位置およびｔ／２位置において、板幅方向（Ｃ方向）に平行に、Ｖノッチシャルピー試験片を採取し、ＡＳＴＭの要領でシャルピー衝撃試験を実施した。そして脆性破面率が５０％となる温度ｖＴｒｓを評価した。
【0068】
上記測定して得られた降伏強度ＹＰ、脆性延性遷移温度ｖＴｒｓを下記式（２）に代入し、ｔ／４位置、ｔ／２位置それぞれの位置のＹ値を求めた。その結果を表２に併記する。なお表２において、ｖＴｒｓ＞－３０℃の場合は、Ｙ値の計算に際しｖＴｒｓ＝－３０℃として計算した。またｖＴｒｓ＜－１３０℃の場合は、Ｙ値の計算に際しｖＴｒｓ＝－１３０℃として計算した。
Ｙ＝２０×ｖＴｒｓ－７×ＹＰ・・・（２）
Ｙ＝２０×ｖＴｒｓ－７×ＹＰ・・・（２）
【0069】
表１、２から次のことがわかる。実験Ｎｏ．１～１１は、本発明で規定する成分組成を満たし、かつ規定する条件で厚鋼板を製造したため、得られた厚鋼板は、板厚が厚くとも鋼板の内部にわたって、強度－靭性バランスに優れている。特には、高強度を示すと共に従来よりも低温での靭性に優れている。これに対して実験Ｎｏ．１２～１７は、成分組成、製造条件の少なくともいずれかが本発明で規定する範囲内にないため、得られた厚鋼板は、強度－靭性バランスに劣る結果となった。
【0070】
実験Ｎｏ．１２は、成分組成は本発明の範囲内にあるものの、製造条件において、８５０℃以下の温度域での累積圧下率が不足したため、ｔ／４およびｔ／２のいずれの位置においてもＡＦ組織が不足し、強度－靭性バランスに劣る結果となった。
【0071】
実験Ｎｏ．１３および１４は、成分組成は本発明の範囲内にあるものの、製造条件において、仕上圧延温度が高かったため、ｔ／４およびｔ／２のいずれの位置においてもＡＦ組織が不足し、強度－靭性バランスに劣る結果となった。
【0072】
実験Ｎｏ．１５は、Ｄｉ＋１０Ｎｂが規定の範囲を下回ったため、強度－靭性バランスに劣る結果となった。この実験Ｎｏ．１５では、上記Ｄｉ＋１０Ｎｂが規定の範囲を下回ったことにより、粒界フェライトとともにパーライト組織が生成したと考えられる。その結果、ＡＦ組織が不足して強度－靭性バランスが劣ったと考えられる。
【0073】
実験Ｎｏ．１６および１７は、Ｄｉ＋１０Ｎｂが規定の範囲を上回ったため、強度－靭性バランスに劣る結果となった。この実験Ｎｏ．１６および１７では、上記Ｄｉ＋１０Ｎｂが規定の範囲を上回ったことにより、硬質なマルテンサイト組織が生成したと考えられる。その結果、この硬質なマルテンサイト組織が脆性破壊起点として作用することで、強度－靭性バランスが劣ったと考えられる。
【0074】
実験Ｎｏ．１８は、成分組成は本発明の範囲内にあるものの、製造条件において、熱間圧延前の加熱温度が低く、かつ仕上圧延温度が高いため、十分なＡＦ組織を確保することができず、強度－靭性バランスに劣る結果となった。
【0075】
実験Ｎｏ．１９は、成分組成は本発明の範囲内にあるものの、製造条件において、熱間圧延前の加熱温度が高いため、微細なＡＦ組織を一定以上確保することができず、強度－靭性バランスに劣る結果となった。
【0076】
実験Ｎｏ．２０は、Ｂ量が０．０００８％であり、上限の０．０００７％を上回っているため、硬質なマルテンサイトが生成して、ｔ／４位置およびｔ／２位置のＳＡが不足し、特性が悪くなった。
【0077】
実験Ｎｏ．２１は、成分組成は本発明の範囲内にあるものの、製造条件において、熱間圧延時の最終３パスの圧延の平均圧下率が低すぎたため、微細なＡＦ組織を一定以上確保することができず、強度－靭性バランスに劣る結果となった。
【0078】
実験Ｎｏ．２２は、Ｎｂ量が不足しており、かつ製造条件において、８５０℃以下の温度域での累積圧下率と最終３パスの圧延の平均圧下率も低いため、微細なＡＦ組織を一定以上確保することができず、強度－靭性バランスに劣る結果となった。
【0079】
図１は、上記実施例をもとに作成した、結晶方位差１５°以上の大角粒界に囲まれる結晶粒のうち、円相当直径が７．５μｍ以下の結晶粒の合計面積分率ＳＡと、Ｙ値の関係を示すグラフである。なお、図１における下向きの矢印は、測定されたｖＴｒｓが－１３０℃よりも低かったため、Ｙ値は、プロットされた値よりも低い値であると推測されることを意味し、上向きの矢印は、測定されたｖＴｒｓが－３０℃よりも高かったため、Ｙ値は、プロットされた値よりも高い値であると推測されることを意味する。
【0080】
この図１から、鋼板におけるｔ／４位置、ｔ／２位置のいずれにおいても、前記合計面積分率ＳＡとＹ値との間には相関があり、ｔ／４位置において、Ｙ値を－５２００未満とするには、前記合計面積分率ＳＡを３４％以上とする必要があり、またｔ／２位置において、Ｙ値を－４７００未満とするには、前記合計面積分率ＳＡを２７％以上とする必要があることがわかる。
【図1】