JP2008013812A - 高靭性高張力厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】高靭性高張力厚鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：0.03〜0.3％、Si：0.03〜1.5％、Mn：0.1〜3.0％、Al：0.1％以下、Ｎ：0.01％以下を含む組成を有する鋼片を、500℃以上Ac₁変態点以下の温度域へ加熱したのち、500℃以上Ac₁変態点以下の温度域で累積圧下率70％以上の多パス圧延を施し、ついで、多パス圧延終了後直ちに、あるいは一旦冷却したのち、Ac₁変態点〜（Ac₁変態点＋80℃）の温度域に再加熱する。これにより、フェライト組織を、所定量以上の粒径が５μm以下の微細フェライトと残部塊状フェライトからなる組織とすることができ、高強度でかつ高靭性、とくに高いシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーを有する高張力厚鋼板となる。なお、上記した組成に加えてさらに、Nb、Ｖ、Tiのうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Cu、Ni、Cr、Moのうちから選ばれた１種または２種以上、を選択して含有できる。
【選択図】なし

Description

本発明は、船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、タンク等の溶接鋼構造物用として好適な高張力厚鋼板に係り、とくに靭性の改善に関する。なお、ここでいう「高張力厚鋼板」とは、板厚：10mm以上で、引張強さ：490MPa以上を有する鋼板をいうものとする。

従来から、高強度で高靭性の鋼板を目標として、強度、靭性の向上方法について種々の研究が行われてきた。そして、強度と靭性をともに向上させるには、結晶粒の微細化が有効であることが知られている。結晶粒微細化の手法として、工業的に広く利用されているものに加工熱処理（TMCP：Thermo-Mechanical Control Process）がある。例えばフェライトを主体とする組織においては、TMCPを適用することにより比較的容易に、平均粒径：５μm程度までの結晶粒の微細化が達成されている。

最近、強度、靭性の更なる向上を目的として、結晶粒の更なる微細化方法が追求されている。そして、フェライト結晶粒径を２μm前後までの微細化が可能であるとする種々の方法が提案されている。これらを大別すると、
（１）オーステナイト（γ）からフェライト（α）ヘの変態を利用する方法、
（２）フェライト（α）の再結晶を利用する方法
に分類できる。

（１）のγからαヘの変態を利用する方法は、準安定γ域から（γ＋α）二相域の温度域で、大圧下加工を加え、γ→α変態後に、２μm前後以下の微細フェライト粒と第二相粒からなる組織を得ようとする方法である。一方、（２）のαの再結晶を利用する方法（以下、「フェライト連続再結晶法」ともいう）は、α温度域で加工を行い、αの連続再結晶を利用して、２μm前後以下の微細フェライト粒からなる組織を得ようとする方法である。このフェライト連続再結晶法では、累積圧下効果を利用できるため、小圧下多パス圧延が可能となる。また変態を利用しないため、冷却による組織の不均一を生ずることがないという利点もある。小圧下多パス圧延は、厚鋼板の安定製造に最も適していると考えられる。

このフェライト連続再結晶は、新しい粒の核生成・成長による従来の不連続再結晶とは異なり、回復により生じる小傾角粒界で囲まれたサブグレインが、歪の増大とともに大傾角化して、大角粒界に囲まれた粒となる、というメカニズムによる。このため、フェライト粒径は、温度と歪速度の関数である、Zener−Hollomonパラメータで一義的に決まり、歪を与えるほど連続再結晶が促進され、超微細粒を形成する領域が増加することになる。

このようなフェライト連続再結晶法を利用し、結晶粒を微細化した鋼材の製造方法については、すでに、多くの提案が成されている。例えば特許文献１には、Ｃ：0.03〜0.45％、Si：0.01〜0.50％、Mn：0.02〜5.0％、Al：0.001〜0.1％を含有する鋼片を、鋳造後室温まで冷却しその後再加熱するか、あるいは鋳造後冷却することなく、予備的な熱間加工を行うかまたは予備的な熱間加工を行わずに、一度600℃〜室温までの温度域に冷却したのち、700〜500℃の温度域に加熱し、該温度域で１パスまたはパス間時間を20ｓ以内とする２パス以上の加工を歪速度0.1〜20／ｓ、総歪量0.8〜５となる条件で行い、放冷する、靭性に優れた高張力鋼の製造方法が提案されている。特許文献１に記載された技術によれば、フェライトの動的再結晶により結晶粒を１μm以下に微細化でき、靭性に優れた高張力鋼材を安価に提供できるとしている。

また、特許文献２には、Ｃ：0.05〜0.30mass％を含む鋼に、累積歪75％以上、かつ最終10％以上の圧延を650℃以下の温度で行い、粒径2.5μm以下のフェライトと粒状炭化物からなる組織を有し、粒状炭化物の体積率（％）と直径（μm）との比が８以上となる高強度超微細組織鋼の製造方法が提案されている。特許文献２に記載された技術によれば、引張強さ650MPa以上の高強度を有するとともに、超微細粒に特有の均一伸びの低下を抑制することができ、強度・均一伸びバランス、強度・靭性バランスに優れた鋼板が得られるとしている。

また、特許文献３には、鋼材に、350〜750℃の温度範囲において、板厚方向、板幅方向、板長手方向の累積圧下歪ε_T、ε_W、ε_Lのうち、少なくとも２つが0.3以上であり、かつ総累積圧下歪ε_T＋ε_W＋ε_Lが1.8以上となる多方向圧下温間多パス圧延を行なう超微細粒組織を有する厚鋼板の製造方法が提案されている。特許文献３に記載された技術によれば、多方向で温間圧延を行うことにより、フェライトの連続再結晶が促進され、合金元素を添加することなく、大角粒界に囲まれた粒径１μm以下の超微細粒を有する厚鋼板を製造することができ、高強度でかつ高靭性の厚鋼板となるとしている。

また、非特許文献１には、フェライト連続再結晶法を利用して製造された超微細粒厚鋼板の特性が記載され、超微細粒厚鋼板では、延性−脆性遷移温度（vＴrs）が顕著に低温となることが示されている。
特許第3383148号公報 特開2001−240935号公報 特開2003−253332号公報 鉄と鋼、vol.89（2003）、No.7、p.765

鋼材の靭性は、シャルピー衝撃試験における延性−脆性遷移温度による評価に加え、シャルピー衝撃試験における吸収エネルギーでも評価される。実際、造船や建築分野で用いられる溶接構造用鋼板においては、通常、シャルピー衝撃試験の所定温度における吸収エネルギー値が規格値として指定されている場合がある。
フェライト連続再結晶法を利用した、特許文献１〜３に記載された技術で製造された鋼材は、シャルピー衝撃試験における延性−脆性遷移温度が顕著に低温となり、延性−脆性遷移温度で評価した場合には、優れた靭性を有しているといえる。しかし、非特許文献１に示されているように、フェライト連続再結晶法を利用して製造された超微細粒鋼板では、シャルピー衝撃試験における延性−脆性遷移温度は、顕著に低温となるが、吸収エネルギーは、室温で100Ｊ程度と非常に低い値しか示さない。靭性を吸収エネルギー値で評価した場合には、フェライト連続再結晶法を利用して製造された超微細粒鋼板は、優れた靭性を有しているとは言い難いことになる。

フェライト連続再結晶法を利用して製造された超微細粒鋼材では、吸収エネルギーが室温で100Ｊ程度と非常に低い値しか示さない理由については、現在のところ、明確になっているとはいえないが、（１）板面に平行にBCC金属のへき開面である（100）面が揃うことによるセパレーションの発生、あるいは（２）フェライトの連続再結晶が不十分で部分的であり、脆い加工硬化フェライトが存在する、などの理由が考えられる。非特許文献１には、多方向圧下を行なうことにより、集合組織の集積が緩和され、連続再結晶が促進されて、セパレーションの発生が低減し、吸収エネルギーが増加することが示されている。しかし、通常の厚板圧延プロセスでは、多方向圧下を採用することが難しいという問題がある。

なお、特許文献１には、フェライト連続再結晶法を利用して製造された超微細粒鋼材に300℃〜Ac₁変態点の温度での焼戻を行ない、強度、靭性の優れた鋼材とすることが記載されている。しかし、本発明者らの検討によれば、Ac₁変態点以下の温度で焼戻処理を施すと、吸収エネルギーが増加し靭性が改善されるが、フェライト組織の回復・再結晶と粒成長が顕著となり、強度レベルが顕著に低下するという問題があった。

本発明は、上記したような従来技術の問題を解決し、引張強さ：490MPa以上の高強度を有し、かつ高靭性、とくにシャルピー衝撃試験において高い吸収エネルギーを示し、強度−吸収エネルギーバランスに優れた、高靭性高張力厚鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。なお、ここでいう「高靭性」とは、シャルピー衝撃試験の20℃における吸収エネルギーvＥ_20が120Ｊ以上を示す場合をいうものとする。

発明者らは、上記した目的を達成するために、温間圧延厚鋼板のミクロ組織とシャルピー衝撃試験の吸収エネルギー値に及ぼす、各種要因について鋭意検討した。その結果、フェライト組織を微細フェライトと塊状フェライトからなる組織とし、かつ鋼板の板厚方向1/4位置において、粒径５μm以下の微細フェライトの組織分率が、フェライト全量に対する面積率で20％以上とすることにより、強度−吸収エネルギーバランスに優れた高張力厚鋼板となることを知見した。なお、ここでいう「塊状フェライト」とは、微細フェライトを除く粒径５μmを超えるものをいうが、大部分が粒径20μm前後の粗大な再結晶フェライトである。

そして、発明者らは、上記したフェライト組織は、工業的に極めて簡易なプロセスで形成できることを知見した。すなわち、上記したフェライト組織は、所定の組成を有する鋼片に、Ac₁変態点以下の温度域で温間多パス圧延を施したのち、Ac₁変態点を超える所定の温度域に再加熱する二相域熱処理を施すことにより、容易に実現できることを見出した。
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。

（１）微細フェライトと塊状フェライトからなるフェライト組織を有する厚鋼板であって、前記微細フェライトは粒径が５μm以下であり、前記フェライト組織が、鋼板板厚方向の1/4位置において、前記微細フェライトをフェライト全量に対する面積率で、20％以上含む組織であることを特徴とする高靱性高張力厚鋼板。
（２）（１）において、前記厚鋼板が、質量％で、Ｃ：0.03〜0.3％、Si：0.03〜1.5％、Mn：0.1〜3.0％、Al：0.1％以下、Ｎ：0.01％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする高靱性高張力厚鋼板。

（３）（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.001〜0.05％、Ｖ：0.001〜0.1％、Ti：0.001〜0.1％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成を有することを特徴とする高靱性高張力厚鋼板。
（４）（２）または（３）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.01〜３％、Ni：0.01〜３％、Cr：0.01〜３％、Mo：0.01〜１％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成を有することを特徴とする高靱性高張力厚鋼板。

（５）質量％で、Ｃ：0.03〜0.3％、Si：0.03〜1.5％、Mn：0.1〜3.0％、Al：0.1％以下、Ｎ：0.01％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼片を、500℃以上Ac₁変態点以下の温度域へ加熱したのち、該鋼片に、500℃以上Ac₁変態点以下の温度域で累積圧下率70％以上の多パス圧延を施し厚鋼板とし、ついで、該厚鋼板に、前記多パス圧延の圧延終了後直ちに、あるいは一旦冷却したのち、Ac₁変態点〜（Ac₁変態点＋80℃）の温度域の温度まで再加熱し空冷する熱処理を施すことを特徴とする高靱性高張力厚鋼板の製造方法。

（６）（５）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.001〜0.05％、Ｖ：0.001〜0.1％、Ti：0.001〜0.1％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成を有することを特徴とする高靱性高張力厚鋼板の製造方法。
（７）（５）または（６）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.01〜３％、Ni：0.01〜３％、Cr：0.01〜３％、Mo：0.01〜１％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成を有することを特徴とする高靱性高張力厚鋼板の製造方法。

本発明によれば、引張強さ：490MPa以上の高強度を有し、かつ高靭性、とくにシャルピー衝撃試験において高い吸収エネルギーを示し、強度−吸収エネルギーバランスに優れた、高靭性高張力厚鋼板を工業的に容易に製造でき、産業上格段の効果を奏する。

まず、本発明厚鋼板のミクロ組織の限定理由について説明する。
本発明厚鋼板は、微細フェライトと塊状フェライトからなるフェライト組織を有する。本発明では、微細フェライトの粒径を５μm以下とする。微細フェライトの粒径を５μm以下とすることにより、所望の高強度とシャルピー衝撃試験における所望の吸収エネルギー値をともに確保できる。本発明の厚鋼板では、この微細フェライトは、鋼板の表層近傍においてその組織分率が高く、板厚中心に向かうに従いその組織分率は低下する分布を有している。そこで、本発明では、この微細フェライトの組織分率を、板厚1/4位置においてフェライト全量に対する面積率で、20％以上に限定した。微細フェライトの組織分率を20％以上とすることにより、所望の高強度とシャルピー衝撃試験における所望の吸収エネルギー値をともに確保でき、強度−吸収エネルギーバランスの優れた厚鋼板となる。なお、鋼板表層（表面から板厚の1/10までの領域）では、微細フェライトの組織分率は、フェライト全量に対する面積率で、70％以上、鋼板中央では、10％以上とすることが好ましい。

この微細フェライトは、温間圧延で形成された連続再結晶フェライト粒を起因としている。温間圧延で形成された、連続再結晶フェライト粒（超微細フェライト粒）は再加熱により徐々に粒成長するが、粒成長の駆動力が小さいために顕著な粗大化はしない。粗大化してもたかだか５μm程度である。
本発明の厚鋼板におけるフェライト組織では、上記した微細フェライト以外の残部は塊状フェライトとする。ここでいう、塊状フェライトは、微細フェライトを除く粒径５μmを超えるもので粒径20μm前後の粗大な再結晶フェライトをいうものとする。この塊状フェライトは、温間圧延で形成された伸長フェライト粒が再加熱により静的再結晶し粒成長して、粒径20μm前後の粗大な再結晶粒となったものである。伸長フェライトの組織分率が減少し、この塊状フェライトの組織分率が増加するにともない、靭性（シャルピー衝撃試験における吸収エネルギー値）が回復するが、この塊状フェライトの組織分率が所定値を超えて増加すると、強度低下のみならず、吸収エネルギー値も低下し、強度−吸収エネルギーバランスが低下する。

というのは、塊状フェライトが、伸長フェライトに加えて微細フェライト領域をも侵食して急激に成長するため、微細フェライト量が低下するからである。このため、塊状フェライトの組織分率を所定値以下とするために、微細フェライトの組織分率を、板厚1/4位置においてフェライト全量に対する面積率で、20％以上に限定した。
なお、本発明の厚鋼板では、フェライト組織以外の相は、パーライト相である。また、フェライト組織にはセメンタイトが分散している。

つぎに、本発明厚鋼板の好ましい組成について説明する。以下、とくに断らないかぎり質量％は単に％と記す。
Ｃ：0.03〜0.3％
Ｃは、セメンタイトの形成を介してフェライトの連続再結晶を促進させる作用を有する元素であり、このような効果を得るためには0.03％以上の含有を必要とする。一方、0.3％を超える含有は、溶接性が低下する。このため、Ｃは0.03〜0.3％の範囲に限定することが好ましい。

Si：0.03〜1.5％
Siは、脱酸剤として作用するとともに、固溶強化により鋼の強度を増加させる作用を有する有効な元素である。このような効果は、0.03％以上の含有で認められる。一方、1.5％を超える含有は、表面性状を損なううえ、靭性が極端に低下する。このため、Siは0.03〜1.5％の範囲に限定することが好ましい。

Mn：0.1〜3.0％
Mnは、鋼中では強化元素として作用する。このような効果は0.1％以上の含有で認められる。一方、3.0％を超える多量の含有は、溶接性を低下させるとともに、材料コストの高騰を招く。このため、Mnは0.1〜3.0％の範囲に限定することが好ましい。
Al：0.1％以下
Alは、脱酸剤として作用する元素であるが、このような効果を得るためには、0.01％以上含有することが望ましい。一方、0.1％を超える含有は、介在物量を増加させるとともに、靭性をも低下させる。このため、Alは0.1％以下に限定することが好ましい。

Ｎ：0.01％以下
Ｎは、鋼中のAlと結合しAlNを形成し、圧延加工時の結晶粒の微細化を介して鋼の強化にも寄与する元素であり、このような効果を得るためには、0.0010％以上含有することが望ましい。一方、0.01％を超える含有は、靭性を低下させる。このため、Ｎは0.01％以下に限定することが好ましい。

上記した組成が、基本組成であるが、本発明では基本組成に加えてさらに、必要に応じてNb、Ｖ、Tiのうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Cu、Ni、Cr、Moのうちから選ばれた１種または２種以上、を選択して含有できる。
Nb：0.001〜0.05％、Ｖ：0.001〜0.1％、Ti：0.001〜0.1％のうちから選ばれた１種または２種以上
Nb、Ｖ、Tiはいずれも、窒化物、炭化物、あるいは炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化し、鋼を強化する効果を有する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有できる。このような効果を得るためには、Nb、Ｖ、Tiを、それぞれ0.001％以上含有することが望ましい。一方、Nb：0.05％、Ｖ：0.1％、Ti：0.1％を超えて多量に含有すると、鋳片に割れを生じ、製造コストの高騰を招く。このため、Nb：0.001〜0.05％、Ｖ：0.001〜0.1％、Ti：0.001〜0.1％、の範囲にそれぞれ限定することが好ましい。

Cu：0.01〜３％、Ni：0.01〜３％、Cr：0.01〜３％、Mo：0.01〜１％のうちから選ばれた１種または２種以上
Cu、Ni、Cr、Moはいずれも、鋼の焼入れ性を高め、強度向上に直接寄与するとともに、靭性、高温強度あるいは耐候性などをも向上させる元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上含有できる。このような効果は、Cu、Ni、Cr、Mo、それぞれ0.01％以上の含有で顕著となるが、Cu：３％、Ni：３％、Cr：３％、Mo：１％をそれぞれ超える過度の含有は、靭性、溶接性を低下させる。このため、Cuは0.01〜３％、Niは0.01〜３％、Crは0.01〜３％、Moは0.01〜１％の範囲に、それぞれ限定することが好ましい。

上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｐ：0.04％以下、Ｓ：0.02％以下が許容できる。Ｐ：0.04％、Ｓ：0.02％をそれぞれ超える含有は、靭性を低下させる。
なお、本発明の効果が損なわれない限り、上記した成分以外に、Ｂ、REM、Zr、Ca、Mg等の元素を0.01％以下程度含有してもよい。

つぎに、本発明厚鋼板の好ましい製造方法について説明する。
上記した組成を有する溶鋼を、転炉等、通常の溶製方法で溶製し、連続鋳造法や、造塊―分塊圧延等、通常の方法で、鋼片とし、出発素材とすることが好ましい。なお、本発明で使用する鋼片は、上記した組成を有するものであればよく、とくにその組織は限定されないが、鋼片組織を、フェライト＋パーライトとした場合に比べて、ベイナイトやマルテンサイトとしたほうが、得られる厚鋼板の強度は高くなる。

出発素材である、上記した組成を有する鋼片は、まず、500℃以上Ac₁変態点以下の温度域へ加熱される。加熱温度が500℃未満では、変形抵抗が大きくなり、その後の圧延時に圧延設備に負荷がかかりすぎて圧延が困難となる。一方、加熱温度が、Ac₁変態点を超えて高温となると、加熱時にオーステナイトが形成され、冷却後に生成する硬質相の組織分率が圧延温度により大きく変化するため、その後に熱処理を施しても特性が大きくばらつく原因となる。このようなことから、鋼片の加熱温度は、500℃以上Ac₁変態点以下の温度域の温度に限定することが好ましい。なお、鋼片の加熱においては、加熱速度はとくに限定されない。

上記した温度域に加熱された鋼片は、ついで、500℃以上Ac₁変態点以下の温度域で累積圧下率70％以上の温間多パス圧延を施され、所望寸法形状の厚鋼板とされる。500℃以上Ac₁変態点以下のフェライト温度域で累積圧下率70％以上の温間多パス圧延を施すことにより、フェライトの連続再結晶が生じ、結晶粒が微細化される。なお、Ac₁変態点は、次式
Ac₁（℃）=751−26.6Ｃ＋17.6Si−11.6Mn−22.9Cu−23Ni＋24.1Cr＋22.5Mo−39.7Ｖ−5.7Ti＋233Nb−169sol.Al−895Ｂ
（ここで、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ti、Nb、sol.Al、Ｂ：各元素含有量（質量％））
で算出するものとする。

圧延温度がAc₁変態点を超えると、オーステナイトが生成し、圧延終了の冷却中にマルテンサイト等の硬質相が生成し、その生成量に依存して圧延板の強度や延性・靭性が急激に変化する。この硬質相の生成は、製品板である厚鋼板の特性が大きくばらつく原因となる。このため、圧延温度をAc₁変態点以下に限定することが好ましい。一方、上記した温度域内で圧延温度が低くなるほど、連続再結晶により生成したフェライトの粒径が微細化するため、高強度を確保するためには圧延温度はできるだけ低い方が望ましい。しかし、圧延温度が500℃未満と低くなると、圧延設備への負荷が大きくなるうえ、フェライトの連続再結晶が生じにくくなり、単に加工を受けて伸長したフェライト粒が増加することとなる。伸長したフェライト粒の増加は、靭性を低下させるうえ、温間圧延後の熱処理（再加熱）時に静的再結晶が顕著となり再結晶フェライト粒の急激な粗大化を招く。圧延温度が500℃未満では、パススケジュールによってはフェライトの連続再結晶を全く生ずることなく、すべて伸長したフェライト粒のみの組織になる場合がある。このため、圧延温度を500℃以上に限定することが好ましい。

本発明では、加熱された鋼片に、上記した温度域で、累積圧下率：70％以上の温間多パス圧延を施す。上記した温度域で累積圧下率を70％以上とすることにより、フェライトの連続再結晶が生じ、結晶粒が微細化される。なお、圧延開始温度が500℃以上Ac₁変態点以下の温度であっても、多パス圧延の過程で、パススケジュールによっては500℃未満となったり、Ac₁変態点を超えたりする場合があるが、500℃以上Ac₁変態点以下の温度で累積圧下率70％以上が確保されていればなんら問題はない。累積圧下率が70％未満では、フェライトの連続再結晶が圧延板内で全く生じない場合がある。このため、上記した温度域での、累積圧下率を70％以上に限定することが好ましい。なお、多パス圧延における１パス当りの圧下率は、平均で５〜15％とすることが好ましい。１パス当りの圧下率が５％未満では、圧延中温度低下のため、フェライトの連続再結晶が生じにくくなる。また、15％を超えて大きくなると、圧延負荷が過大となる。

また、各圧延パスでの歪速度はとくに限定する必要はなく、通常の厚板製造設備における歪速度である５〜30／ｓ程度あれば十分である。
上記した温間多パス圧延終了後直ちに、あるいは圧延終了温度より低い温度に一旦冷却したのち、厚鋼板に、Ac₁変態点〜（Ac₁変態点＋80℃）の温度域の温度まで再加熱し空冷する熱処理を施す。

累積圧下率70％以上の温間多パス圧延を施された、圧延ままの厚鋼板は、連続再結晶により生じた超微細フェライト粒（粒径：２μm未満）と圧延方向に伸長した伸長フェライト粒の混合組織となっている。伸長フェライト粒は、加工硬化したフェライト粒である。このような組織を有する厚鋼板に、再加熱処理を施すと、連続再結晶フェライト粒は徐々に粒成長するが、粒成長の駆動力が小さいため、顕著に粗大化はせず、粗大化してもせいぜい最大粒径で５μm程度まであり、微細フェライトとなる。

一方、伸長フェライト粒は、内部の転位密度が高く、これを駆動力として、再加熱時に静的再結晶を生じ、粒径20μm前後の粗大な再結晶粒（塊状フェライト）となる。再加熱温度がAc₁変態点未満では、伸長フェライトの回復・再結晶と、それに引き続く粒成長が急速に進行し、伸長フェライトに加え、微細フェライトをも侵食することとなる。
このため、本発明では、再加熱処理の加熱温度を、Ac₁変態点以上の温度に限定することとした。Ac₁変態点以上の温度に再加熱することにより、セメンタイトを核として部分的に微細なオーステナイトが生成する。この微細なオーステナイトは、伸長フェライト粒の再結晶と粒成長を遅延させ、再結晶粒による微細フェライト粒の侵食を防止する。これにより、所望量の微細フェライトを確保し、微細フェライトと塊状フェライトからなるフェライト組織とすることができる。再加熱温度がAc₁変態点未満では、伸長フェライトの回復・再結晶と、それに引き続く粒成長が急速に進行し、所望量の微細フェライト組織とすることができなくなる。

一方、再加熱温度が、（Ac₁変態点＋80℃）を超えて高温となると、伸長フェライトの再結晶・粒成長が顕著になるとともに、セメンタイトを核として生成した微細オーステナイトも粗大化する。このため、オーステナイトによる伸長フェライトの再結晶・粒成長の遅延効果が低下し、所望量の微細フェライト組織とすることができない。このようなことから、再加熱温度は（Ac₁変態点＋80℃）以下に限定することが好ましい。

なお、圧延後の厚鋼板組織をより均一微細にセメンタイトが分散した組織とし、オーステナイトによる伸長フェライトの再結晶・粒成長遅延効果を大きくするためには、鋼片組織を、ベイナイトやマルテンサイトを主体とした組織とすることがより好ましい。
また、本発明では、再加熱時の加熱速度および加熱時間はとくに限定する必要はないが、伸長フェライトの再結晶・粒成長遅延効果を有するオーステナイトを微細に析出させるという観点から、加熱速度は大きくすることが望ましく、５℃／s以上とすることが好ましい。また、加熱時間は、加熱速度にも依存するため一義的に決定できないが、例えば、誘導加熱等により加熱速度：10℃／ｓ以上で加熱する場合には、加熱温度で２min以上保持することが望ましい。というのは、加熱温度での２min以上の保持で、セメンタイトからオーステナイトが析出しはじめ、伸長フェライトの再結晶・粒成長がそれ以降遅滞するためである。

以下、実施例に基づいてさらに、本発明について詳細に説明する。

表１に示す組成の溶鋼を真空溶解炉で溶製し、インゴット（150kg）に鋳造した。そして、これらインゴットを熱間圧延により分塊し、圧延用素材（鋼片：肉厚120mm）とした。なお、鋼片の組織は一部を除いて、フェライト＋パーライト組織（α＋Ｐ）であり、平均フェライト粒径は50〜100μmであった。厚鋼板No.12、No.13では、分塊圧延後水冷し、組織をベイナイト（Ｂ）とした鋼片を用いた。表２に鋼片の組織（圧延前組織）を示す。

これら鋼片を表２に示す温度で加熱したのち、実験圧延設備を用いて、表２に示す条件で多パス圧延を施し、表２に示す板厚の厚鋼板とした。なお、多パス圧延の平均パス圧下率は11％、圧延パス数は10〜18パス、パス間時間は概ね８ｓ程度であり、圧延終了後空冷した。また歪速度は10／ｓ程度であった。
得られた厚鋼板に、ついで、誘導加熱装置により表２に示す加熱温度に再加熱し、該温度に表２に示す再加熱保持時間、保持したのち、空冷する熱処理を施した。なお、加熱速度は30℃／ｓとした。

なお、比較として、一部（鋼板No.１）では、再加熱する熱処理を行なわず、圧延ままとした。
得られた厚鋼板について、組織観察、引張試験、衝撃試験を実施し、組織、強度、靭性を評価した。
組織観察は、得られた厚鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面の表面から板厚中央部までの領域について、光学顕微鏡（倍率：500倍）で組織を観察し、とくにフェライト組織形態を調査した。また、走査型電子顕微鏡（倍率：5000倍）を用いて組織を撮像し、画像解析装置を用いて、フェライト組織の円相当径の結晶粒径を測定し分布を調べた。また、板厚の1/4位置の組織について、粒径５μm以下の粒径を有する微細フェライトのフェライト組織全量に対する面積率を測定した。なお、微細フェライトの結晶粒径は、結晶粒径５μm以下のフェライト粒の平均とした。なお、測定する視野数は３視野以上とした。

引張試験は、得られた厚鋼板の板厚中心部から引張方向が圧延方向と垂直方向（板幅方向）となるように、JIS 4号試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、降伏強さYS、引張強さTSを求めた。
衝撃試験は、得られた厚鋼板の板厚中心部から、圧延方向と垂直方向（板幅方向）に、Ｖノッチ試験片を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、試験温度：20℃における吸収エネルギーvＥ₂₀を求めた。なお、vＥ₂₀は試験片３本の平均値とした。

なお、強度−吸収エネルギーバランスを評価するため、得られた引張強さTSと、20℃における吸収エネルギーvＥ₂₀との積、TS×vＥ₂₀を算出した。
得られた結果を表３に示す。

本発明例はいずれも、板厚方向の1/4位置において所定量以上の微細フェライトを含む、微細フェライトと塊状フェライトからなるフェライト組織を有し、引張強さ：490MPa以上の高強度と、20℃における吸収エネルギーvＥ₂₀が120Ｊ以上の高靭性を有し、強度−吸収エネルギーバランス（TS×vＥ₂₀）が60000MPaＪ以上となる高靭性高張力厚鋼板となっている。なお、鋼片組織をベイナイトとした鋼板No.13は、鋼片組織をフェライト＋パーライトとした鋼板No.10に比べて、圧延ままでセメンタイトが均一かつ微細に分散しているため、Ac₁変態点以上に再加熱された場合、オーステナイトがより均一微細に析出して、塊状フェライトの急激な生成を抑制するため、微細フェライトの組織分率が高く（60％）なり、より高強度を得ている。

一方、本発明の範囲を外れる比較例では、強度が不足するか、あるいは靭性が低下している。
鋼板No.１（比較例）は、温間多パス圧延ままの厚鋼板であり、フェライト組織は平均粒径１μmの微細フェライト粒が部分的に形成されているが、残部は伸長した伸長フェライトである。このため、高強度ではあるが、vＥ₂₀が48Ｊと吸収エネルギーが低く、靭性が低下している。また、鋼板No.２（比較例）は、再加熱温度が好適範囲を外れ、伸長フェライトが残存して、フェライト組織が本発明範囲を外れているため、高強度ではあるが、vＥ₂₀が61Ｊと吸収エネルギーが低く、靭性が低下している。また、鋼板No.３（比較例）は、再加熱温度が好適範囲を外れ、伸長フェライトの再結晶が進行し塊状フェライト量が増加し、微細フェライトの組織分率が本発明範囲を外れているため、高強度ではあるが、vＥ₂₀が61Ｊと吸収エネルギーが低く、靭性が低下している。

鋼板No.４〜６（比較例）は、再加熱温度が本発明の好適範囲を外れ、伸長フェライトの再結晶が進行し、微細フェライトが消失した塊状フェライトのみのフェライト組織となり、組織が本発明範囲を外れているため、強度の低下が顕著となっている。
鋼板No.７およびNo.８（比較例）は、再加熱保持時間が好適範囲を外れ、伸長フェライト組織が多く残存し、組織が本発明範囲を外れているため、高強度ではあるが、vＥ₂₀が61〜90Ｊと吸収エネルギーが低く、靭性が低下している。

鋼板No.12（比較例）は、再加熱温度が本発明の好適範囲を外れ、伸長フェライトの再結晶が進行し、微細フェライトが消失した塊状フェライトのみのフェライト組織となり、組織が本発明範囲を外れているため、強度の低下が顕著となっている。
鋼板No.14（比較例）は、圧延温度が本発明の好適範囲を外れ、フェライトの連続再結晶を誘起することができなかったため、圧延まま組織が伸長フェライトとなり、再加熟処理により塊状フェライトのみとなって、組織が本発明範囲を外れているため、強度の低下が顕著となっている。

鋼板No.15（比較例）は、鋼板の加熱温度が本発明の好適範囲を外れ、オーステナイトが生成し、圧延終了後の冷却でマルテンサイトとなり、再加熱処理後の組織が、本発明範囲を外れているため、強度が上昇し、吸収エネルギーが低下している。
鋼板No.16（比較例）は、温間圧延の累積圧下率が本発明の好適範囲を低く外れ、フェライトの連続再結晶が誘起されず、圧延まま組織が、伸長フェライトとなり、再加熱処理によって再結晶によるフェライトの塊状化が活発に生じ、組織が本発明範囲を外れているため、強度の低下が顕著となり、強度−吸収エネルギーバランスが低下している。

鋼板No.18（比較例）は、再加熱温度が本発明の好適範囲を高く外れているため、再加熱後の組織が塊状フェライトのみの組織となり、組織が本発明範囲を外れているため、強度の低下が顕著となり、強度−吸収エネルギーバランスが低下している。
鋼板No.23、24（比較例）は、微細フェライト分率は65％と高いが、必要以上に合金元素を添加しているため靭性が劣化し、強度−吸収エネルギーバランスが低下している。

Claims (7)

1. 微細フェライトと塊状フェライトからなるフェライト組織を有する厚鋼板であって、前記微細フェライトは粒径が５μm以下であり、前記フェライト組織が、鋼板板厚方向の1/4位置において、前記微細フェライトをフェライト全量に対する面積率で、20％以上含む組織であることを特徴とする高靱性高張力厚鋼板。
2. 前記厚鋼板が、質量％で、
   Ｃ：0.03〜0.3％、 Si：0.03〜1.5％、
   Mn：0.1〜3.0％、 Al：0.1％以下、
   Ｎ：0.01％以下
   を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする請求項１に記載の高靱性高張力厚鋼板。
3. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.001〜0.05％、Ｖ：0.001〜0.1％、Ti：0.001〜0.1％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成を有することを特徴とする請求項２に記載の高靱性高張力厚鋼板。
4. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.01〜３％、Ni：0.01〜３％、Cr：0.01〜３％、Mo：0.01〜１％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成を有することを特徴とする請求項２または３に記載の高靱性高張力厚鋼板。
5. 質量％で、
   Ｃ：0.03〜0.3％、 Si：0.03〜1.5％、
   Mn：0.1〜3.0％、 Al：0.1％以下、
   Ｎ：0.01％以下
   を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼片を、500℃以上Ac₁変態点以下の温度域へ加熱したのち、該鋼片に、500℃以上Ac₁変態点以下の温度域で累積圧下率70％以上の多パス圧延を施し厚鋼板とし、ついで、該厚鋼板に、前記多パス圧延の圧延終了後直ちに、あるいは一旦冷却したのち、Ac₁変態点〜（Ac₁変態点＋80℃）の温度域の温度まで再加熱し空冷する熱処理を施すことを特徴とする高靱性高張力厚鋼板の製造方法。
6. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.001〜0.05％、Ｖ：0.001〜0.1％、Ti：0.001〜0.1％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成を有することを特徴とする請求項５に記載の高靱性高張力厚鋼板の製造方法。
7. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.01〜３％、Ni：0.01〜３％、Cr：0.01〜３％、Mo：0.01〜１％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成を有することを特徴とする請求項５または６に記載の高靱性高張力厚鋼板の製造方法。