JP4379085B2

JP4379085B2 - 高強度高靭性厚鋼板の製造方法

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Publication number: JP4379085B2
Application number: JP2003377854A
Authority: JP
Inventors: 純二嶋村; 健次大井
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2003-11-07
Filing date: 2003-11-07
Publication date: 2009-12-09
Anticipated expiration: 2023-11-07
Also published as: JP2005139517A

Description

本発明は、造船、海洋構造物、建築機械、建築、橋梁、タンク、パイプライン、ペンストックなどの溶接鋼構造物に利用して好適な高強度高靭性厚鋼板の製造方法に係り、とくに強度−靭性バランスの向上、板厚方向特性の均質性向上に関する。なお、本発明でいう「高強度」とは、引張強さ590MPa以上の強度をいうものとする。また、本発明でいう「厚鋼板」とは、板厚12mm以上の鋼板をいうものとする。

一般に、鋼板の強度が増加するにしたがい、低温靭性は低下する傾向にある。とくに、引張強さが590MPa以上の高強度鋼板において、良好な低温靭性を具備させることは容易ではない。

引張強さ590MPa以上の高強度厚鋼板は、従来からオーステナイト温度域に再加熱したのち焼入れする再加熱焼入れ処理により製造されてきた。最近、例えば、特許文献１には、熱間圧延後に直ちに焼入れる直接焼入れ処理による高強度厚鋼板の製造方法が提案されている。しかしながら、良好な靭性を得るためには、再加熱焼入れ処理による場合も、直接焼入れ処理による場合もいずれも、焼入れ時に生成したマルテンサイトの硬度を低下させて靭性を回復させるための焼戻し処理を行う必要があり、生産性、製造コスト、工期等の点で問題を残していた。

これらの問題点を解決する方法として、例えば、特許文献２には、Ｃ、Si、Mn、Cr、Ti、Ｂ、Al、Ｎ量を適正量に調整した鋼素材を、900℃以下の温度域で累積圧下率50％以上の熱間圧延を施したのち、直にAr₃点以上の温度から焼入れを開始し、（Ms点＋100℃）〜（Ms点−250℃）の温度域で焼入れを停止し、表層部をマルテンサイト組織とする、靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材の製造方法が記載されている。特許文献２に記載された技術は、焼入れをMs点を挟む温度域の温度で停止して、表層部をマルテンサイト単相組織とし、内層部を下部ベイナイトとマルテンサイトの混合組織とするものである。特許文献２に記載された技術によれば、焼戻し処理を行うことなく、高強度で高靭性を有する厚鋼板を製造できるとしている。しかしながら、この技術では、板厚方向の硬さ分布にばらつきが生じて板厚方向材質の均質性に劣るとともに、マルテンサイト単相組織となる表層部の靭性が低下するなどの問題があった。

また、例えば、特許文献３には、1000〜900℃の温度範囲で累積圧下率が50％以上の熱間圧延を施し、引き続き900℃未満810℃以上の未再結晶γ域で、１パスあたりの圧下率が10％未満の軽圧下圧延により累積圧下率を10〜30％としたのち、直ちに焼入れし、その後焼戻しを行う、板厚方向の均質性に優れた溶接用超高張力鋼板の製造方法が提案されている。しかし、特許文献３に記載された技術では、板厚方向の均質性は向上するが、焼入れ後の焼戻しを必須としており、工程が複雑かつ長期化するため、生産性、製造コストの観点から問題を残していた。
特開平2-27407号公報特開2002-80930号公報特公平６-70248号公報

本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、引張強さ590MPa以上の高強度を有し、かつ強度−靭性バランスに優れ、板厚方向特性が均質である高強度高靭性厚鋼板を、焼戻し処理を行うことなく、高能率でかつ安価に製造できる、高強度高靭性厚鋼板の製造方法を提案することを目的とする。

本発明者らは、上記した課題を達成するために、引張強さ590MPa以上の強度レベルにおいて、低温靭性に及ぼす各種要因について鋭意検討した。その結果、オーステナイト域温度から特定冷却速度で焼入れ冷却し、Ｍｓ点以下の温度域で焼入れ冷却を停止、該温度域で特定時間保持することにより、表層部、中心部などの板厚位置によらず焼戻マルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織となり、強度−靭性バランスが向上し、板厚方向特性が均質化するという知見を得た。

低炭素（Ｃ：0.01〜0.20質量％）鋼では、焼入れ冷却時にオーステナイトが変態して、ラス状組織を形成する。この際、ラス間にＣの濃縮が起こり未変態オーステナイト（γ）フィルムが残留しやすく、靭性に有害な針状の島状マルテンサイト（Martensite-Austenite constituent）（以下，ＭＡともいう）を形成しやすい。

本発明者らは、焼入れ冷却をＭｓ点以下の温度で停止し、その温度で等温保持すると、焼入れ冷却時に生成したマルテンサイトが焼戻されることに加えて、下部ベイナイトが微細でかつ多量に生成し、下部ベイナイトのラス間のＭＡは少なくなり、靭性が向上することを見い出した。また、本発明者らは、等温保持を適正時間行うことにより、下部ベイナイトのラス間のγの分解が進行し、未変態γ量が少なくなり、ＭＡの生成量も少なく靭性の劣化が少なくなることを知見した。

一方、焼入れ冷却をＭｓ点より僅かに高い（Ms点直上）温度で停止し、その温度で等温保持すると、下部ベイナイト変態が生じ、下部ベイナイトのラス間に長く伸びた針状のＭＡあるいは塊状のＭＡを形成しやすく、靭性が低下する。

このように、本発明者らは、焼入れ冷却を、Ms点以下の温度で停止し、その温度で等温保持することにより、島状マルテンサイト相の生成をより少なくすることができ、さらに微細な下部ベイナイト相を高分率で得ることができ、高強度でかつ高靭性の厚鋼板の製造が可能となることを知見した。

本発明は、このような知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。

（１）質量％で、Ｃ：0.01〜0.20％、Si：0.01〜0.60％、Mn：0.50〜2.50％、Ｐ：0.020％以下、Ｓ：0.0070％以下、solAl：0.001〜0.100％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、加熱したのち、圧延終了温度をAr₃変態点以上の温度域の温度とする熱間圧延を施し、ついで、Ar₃変態点以上の温度域から、次（１）式
logCR_M＝2.94−0.75β ・・・・（１）
ここで、β＝2.7Ｃ＋0.4Si＋Mn＋0.45Ni＋0.8Cr＋２Mo（Ｂ≧0.0005質量％の場合）
＝2.7Ｃ＋0.4Si＋Mn＋0.45Ni＋0.8Cr＋Mo−１（Ｂ＜0.0005質量％の場合）
CR_M：マルテンサイト生成臨界冷却速度（℃／ｓ）
Ｃ、Si、Mn、Ni、Cr、Mo：各元素の含有量（質量％）
で定義されるマルテンサイト生成臨界冷却速度ＣＲ_Ｍ以上の冷却速度で冷却を開始し、マルテンサイト変態開始温度以下300℃以上の温度域の焼入れ冷却停止温度まで冷却したのち、該焼入れ冷却停止温度で所定時間等温保持するか、あるいは該焼入れ冷却停止温度から室温までの温度域を0.1℃／ｓ以上10℃／ｓ未満の冷却速度で冷却し、体積率で、50％以上の下部ベイナイトを含み、焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの組織分率が80％以上となる混合組織を有する板厚：12mm以上の厚鋼板とすることを特徴とする高強度高靭性厚鋼板の製造方法。

（２）（１）において、前記所定時間が、1〜60minであることを特徴とする高強度高靭性厚鋼板の製造方法。

（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、次Ａ〜Ｃ群
Ａ群：質量％で、Cu：0.10〜1.00％、Ni：0.10〜5.00％、Cr：0.10〜0.80％、Mo：0.01〜0.80％、Ｂ：0.0002〜0.0025％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ群：質量％で、Ti：0.03％以下、Ｖ：0.005〜0.100％、Nb：0.050％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃ群：質量％で、Ca：0.010％以下、REM：0.020％以下のうちから選ばれた1種または2種
のうちから選ばれた1群または２群以上を含有することを特徴とする高強度高靭性厚鋼板の製造方法。

本発明によれば、引張強さ590MPa以上の高強度を有し、かつ強度−靭性バランスに優れ、板厚方向特性が均質である高強度高靭性厚鋼板を、焼戻し処理を行うことなく、高能率でかつ安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明により得られた高強度厚鋼板は、熱加工精度の信頼性が高いという効果もある。

本発明で使用する鋼素材の組成限定理由についてまず説明する。以下、組成における質量％は、単に％で記す。

Ｃ：0.01〜0.20％
Ｃは、鋼の強度を増加する元素であり、所望の高強度とするためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.20％を超えて含有すると溶接性が劣化し、溶接割れが生じやすくなるとともに、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下する。このため、Ｃは0.01〜0.20％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.02〜0.16％である。

Si：0.01〜0.60％
Siは、脱酸材として作用し、さらに固溶強化により鋼材の強度を増加させる元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とするが、0.60％を超える含有は、ＨＡＺ靭性を著しく劣化させる。このため、Siは0.01〜0.60％の範囲とした。なお、好ましくは、0.05〜0.20％である。

Mn：0.50〜2.50％
Mnは、鋼の焼入れ性を高めるとともに、靭性を向上させる作用を有する元素であり、本発明では、0.50％以上の含有を必要とするが、2.50％を超える含有は、溶接性を劣化させる恐れがある。このため、本発明では、Mnは0.50〜2.50％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.80〜2.50％である。

Ｐ：0.020％以下
Ｐは、固溶強化により強度を増加させる元素であるが、靭性、溶接性を劣化させるため、本発明ではできるだけ低減することが好ましいが、0.020％までの含有は許容できる。このため、Ｐは0.020％以下に限定した。なお、好ましくは0.017％以下である。また、極端な低減は溶製コストの高騰を招くため、本発明では、0.008％以上とすることが好ましい。

Ｓ：0.0070％以下
Ｓは、鋼中では硫化物として存在し、延性を低下させる作用を示す。このため、Ｓはできるだけ低減することが望ましいが、0.0070％までは許容できる。なお、好ましくは0.0030％以下である。また、極端な低減は溶製コストの高騰を招くため、本発明では0.0005％以上とすることが好ましい。

solAl：0.001〜0.100％
Alは、製鋼時の脱酸材として作用し、本発明では、0.001％以上の含有を必要とするが、0.100％を超える含有は、靭性の低下を招く。このため、solAlは0.001〜0.100％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.001〜0.060％である。

上記した基本組成に加えて、本発明では、さらに次Ａ〜Ｃ群
Ａ群：質量％で、Cu：0.10〜1.00％、Ni：0.10〜5.00％、Cr：0.10〜0.80％、Mo：0.01〜0.80％、Ｂ：0.0002〜0.0025％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ群：質量％で、Ti：0.03％以下、Ｖ：0.005〜0.100％、Nb：0.050％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃ群：質量％で、Ca：0.010％以下、REM：0.020％以下のうちから選ばれた1種または2種
のうちから選ばれた1群または２群以上を含有することができる。

Ａ群のCu、Ni、Cr、Mo、Ｂは、いずれも鋼の焼入れ性をより向上させる元素であり、必要に応じ選択して１種または２種以上を含有できる。

Cuは、焼入れ性をより向上させる作用を有する。0.10％未満の含有では、このような効果を期待することができず、一方、1.00％を超える含有は熱間脆性を引き起こす危険性が増大する。このため、Cuは0.10〜1.00％に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.10〜0.30％である。

Niは、鋼の焼入れ性をより向上させるとともに、靭性をも向上させる作用を有する。このような効果は、0.10％以上の含有で認められるが、5.00％を超える含有は、製造コスト上昇を招く傾向になる。このため、Niは0.10〜5.00％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、0.20〜2.00％である。

Crは、鋼の焼入れ性を向上させる安価な元素であり、このような効果は0.10％以上の含有で認められるが、0.80％を超える含有は、溶接性および靭性を劣化させる。このため、Crは0.10〜0.80％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、0.20〜0.80％である。

Moは、鋼の焼入れ性をより向上させる作用を有する元素であり、このような効果は0.01％以上の含有で認められるが、0.80％を超える含有は、溶接性および靭性を劣化させる。このため、Moは0.01〜0.80％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、0.10〜0.60％である。

Ｂは、少量で鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、このような効果は0.0002％以上の含有で認められるが、0.0025％を超えて含有すると、却って焼入れ性が低下する。このため、Ｂは0.0002〜0.0025％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0005〜0.0020％である。

Ｂ群の、Ti、Ｖ、Nbはいずれも炭化物および／または窒化物の形成を介して強度増加に影響する元素であり、必要に応じ選択して１種または２種以上を含有できる。

Tiは、鋼中のＮと結合しTiＮを形成し、結晶粒の粗大化を抑制してＨＡＺ靭性の向上に寄与するとともに、固溶Ｎを減少させＢの焼入れ性向上効果を確保する作用を有する。このような効果は、0.005％以上の含有で認められるが、0.03％を超えて含有すると、TiNが粗大化し、γ粒の微細化効果が消失し、靭性が劣化する。このため、Tiは0.03％以下に限定することが好ましい。

Ｖは、炭化物および／または窒化物として析出し、析出硬化により鋼の強度を増加させる作用を有する。このような効果は0.005％以上の含有で認められるが、0.100％を超えて含有すると、溶接性が劣化する。このため、Ｖは0.005〜0.100％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.010〜0.060％である。

Nbは、熱間圧延時のオーステナイト粒の再結晶を抑制して、熱間圧延によるオーステナイト粒の展伸を容易にし、フェライトを微細化させて強度、靭性を向上させる作用を有する。このような効果は、0.003％以上の含有で顕著となるが、0.050％を超える含有は、溶接性およびＨＡＺ部靭性を劣化させる。このため、Nbは0.050％以下の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.010〜0.030％である。

Ｃ群のCa、REMはいずれも、硫化物形成元素であり、硫化物を球状化し延性を向上させる元素であり、必要に応じ選択し1種または２種を含有できる。このような効果は、Ca：0.001％以上、REM：0.001％以上の含有で顕著となるが、Ca：0.010％、REM：0.020％を超える含有は硫化物が過剰に形成され靭性が劣化する。このため、Ca：0.010％以下、REM：0.020％以下に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からなる。

上記した組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉等の通常の溶製手段で溶製し、連続鋳造法または造塊−分塊法等の通常の鋳造法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、溶製方法、鋳造法については上記した方法に限定されるものではない。

鋼素材は、オーステナイト単相となる温度に加熱される。

鋼素材の加熱温度は、鋼素材をオーステナイト単相組織となる温度、好ましくは1050〜1250℃とする。鋼素材の加熱温度が1050℃未満では、熱間変形抵抗が高すぎて１回あたりの圧下率を高く採れず、生産性が低下する。また、Ｖ、Nb等の析出物形成元素を含有する場合には、これら元素が十分にオーステナイト中に固溶せず、これら元素の効果を十分に発揮することが困難となる。一方、加熱温度が1250℃を超えると、結晶粒が粗大化するとともに、スケールロス量の増加や炉の改修頻度の増加を招く。このため、鋼素材の加熱温度は、1050〜1250℃の範囲とすることが好ましい。

加熱された鋼素材は、圧延終了温度をAr₃変態点以上の温度域の温度とする熱間圧延を施され、厚鋼板とされる。圧延終了温度がAr₃変態点未満の温度では、圧延中にフェライトが析出し、その後に焼入れ処理を行っても所望の組織が得られず、所望の強度を確保できなくなる。なお、Ar₃変態点以上の温度域での累積圧下率は30％以上とすることが好ましい。累積圧下率が30％未満では、十分なオーステナイト粒の微細化が達成できない。

熱間圧延終了後、厚鋼板は、Ar₃変態点以上の温度域から焼入れ冷却される。焼入れ冷却の開始温度が、Ar₃変態点未満では、焼入れ冷却開始時の組織がオーステナイト単相ではなく、一部フェライト等への変態が開始していることになり、焼入れ処理を施してもマルテンサイト量が少なく所望の強度を確保することができなくなる。

また、焼入れ冷却の冷却速度は、マルテンサイト生成臨界冷却速度ＣＲ_Ｍ以上の冷却速度とする。なお、本発明でいうマルテンサイト生成臨界冷却速度ＣＲ_Ｍは、次（１）式
logCR_M＝2.94−0.75β ・・・・（１）
ここで、β＝2.7Ｃ＋0.4Si＋Mn＋0.45Ni＋0.8Cr＋２Mo（Ｂ≧0.0005質量％の場合）
＝2.7Ｃ＋0.4Si＋Mn＋0.45Ni＋0.8Cr＋Mo−１（Ｂ＜0.0005質量％の場合）
CR_M：マルテンサイト生成臨界冷却速度（℃／ｓ）
Ｃ、Si、Mn、Ni、Cr、Mo：各元素の含有量（質量％）
で定義される冷却速度をいう。

本発明では、マルテンサイト生成臨界冷却速度ＣＲ_Ｍ以上の冷却速度で、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）以下300℃以上の温度域の焼入れ冷却停止温度まで冷却する、焼入れ処理を施す。これにより、板厚方向各位置で部分的にマルテンサイトがまず生成する。

ここで部分的にマルテンサイトを生成させることは、生成したマルテンサイトと未変態のオーステナイトとの界面にマルテンサイト変態時の膨張を利用した歪の生成を狙ったものである。この歪エネルギーにより未変態のオーステナイトが下部ベイナイトへ変態しやすくなるとともに、下部ベイナイト相を従来に比べて微細でかつ多量に生成することが可能となる。

焼入れ冷却の冷却速度がマルテンサイト生成臨界冷却速度ＣＲ_Ｍ未満では、マルテンサイト変態前に粗大なベイナイトが生成し、上記したマルテンサイト変態による歪の生成が不十分となり、所期した効果を期待できなくなる。

また、焼入れ冷却停止温度が、Ｍｓ点を超える温度では、マルテンサイトの生成による歪生成効果が期待できず、下部ベイナイト相への変態促進が不十分となるうえ、その後の等温保持、あるいは冷却（徐冷）により、靭性に有害な島状マルテンサイト量が増加する。一方、焼入れ冷却停止温度が300℃未満では、Ｃの拡散が不十分となり、亀裂伝播抵抗に有効な炭化物がベイニティックフェライト中に析出しない。このようなことから、焼入れ冷却停止温度はＭｓ点以下300℃以上の温度域の温度とした。なお、好ましくは、Ｍｓ点以下350℃以上の温度範囲である。

ついで、厚鋼板は、上記した範囲の焼入れ冷却停止温度で所定時間等温保持するか、あるいは該焼入れ冷却停止温度から室温までの温度域を0.1℃／ｓ以上10℃／ｓ未満の冷却速度で冷却される。

焼入れ冷却停止温度で所定時間等温保持することにより、マルテンサイトが自己焼鈍される一方、未変態オーステナイトの下部ベイナイトへの変態が促進され、焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織を得ることができる。等温保持における保持の所定時間は、１〜60minとすることが好ましい。等温保持時間が１min未満では、未変態オーステナイトの下部ベイナイトへの変態が完了せず、Ｃが濃縮された未変態オーステナイトが、その後の冷却により島状マルテンサイトとなるため、靭性が劣化する。一方、等温保持時間が60minを超えて長くしても、内部組織に大きな変化は見られなくなる。このため、等温保持時間は１〜60minとすることが好ましい。

また、本発明では等温保持に代えて、焼入れ冷却停止温度から室温までの温度域を0.1℃／ｓ以上10℃／ｓ未満の冷却速度で冷却（徐冷）してもよい。徐冷することにより、未変態オーステナイトが下部ベイナイトへ変態しやすくなる。焼入れ冷却停止温度から室温までの冷却速度を10℃／s以上とすると、冷却中にさらにマルテンサイトが生成し、靭性が低下する。このため、焼入れ冷却停止温度から室温までの温度域を10℃／ｓ未満の冷却速度で冷却することが好ましい。

上記した製造条件で得られる厚鋼板は、上記した組成を有しかつ、板厚方向位置に拠らず、焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織を有する。焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの組織分率は、体積率で80％以上となる。なお、下部ベイナイトの組織分率は、体積率で全体の50％以上とする。また、焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイト以外の相としては、体積率で20％以下の上部ベイナイトやフェライトの混在が許容できる。なお、ここでいう「焼戻しマルテンサイト」とは、炭化物が析出あるいは球状化したマルテンサイトをいうものとする。また、ここでいう「下部ベイナイト」は、炭化物が球状化した焼戻し下部ベイナイトをも含むものとする。

なお、実操業においては、鋼板の温度管理は、鋼板表面温度により行われ、リアルタイムで鋼板全体の平均温度を計算して、この平均温度に基いて温度制御や速度制御を行うのが一般的であるため、本発明でいう「温度」は鋼板全体の平均温度、「冷却速度」は鋼板全体の平均冷却速度を意味するものとする。

また、本発明では、Ar₃、Msの各変態点は、各鋼素材（厚鋼板）中の各元素の含有量に基づいた、次（２）、（３）式
Ar₃＝910-273Ｃ−74Mn−56Ni−16Cr−９Mo−5Cu ………（２）
Ms＝517−300Ｃ−11Si−33Mn−22Cr−17Ni−11Mo ………（３）
（ここで、Ｃ、Mn、Si、Cr、Ni、Mo、Cu：各元素の含有量（％））
を用いて計算して得られる値を用いるものとする。

表１に示す組成の溶鋼を真空溶解炉で溶製した鋼塊を熱間圧延により100mm厚のスラブ（鋼素材）とした。ついで、これらスラブに表２に示す条件の熱間圧延とそれに続いて焼入れ処理を施して、厚鋼板（板厚：12〜50mm）とした。

得られた厚鋼板について、板厚方向1／２の位置からJIS Z 2201の規定に準拠して、4号引張試験片を採取して、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、引張強さＴＳを求めた。なお、表層部とは、表面から１mmの位置をいうものとする。

また、得られた厚鋼板の板厚方向1／２の位置からJIS Z 2202の規定に準拠して、Ｖノッチ標準寸法のシャルピー衝撃試験片を採取して、JIS Z 2242の規定に準拠して衝撃試験を実施し、−40℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーvＥ_-40（Ｊ）を求めた。

また、得られた厚鋼板から、硬さ測定試験片を採取し、圧延方向に直交する断面（Ｃ断面）で板厚方向に表面から裏面まで連続的にビッカース硬度計を用いて硬さを測定した。得られた板厚方向の硬さ分布から、最高値と最低値の差、ΔＨｖを求め、厚鋼板の板厚方向の均質性を評価した。

また、得られた厚鋼板から、組織観察用試験片を採取し、走査型電子顕微鏡および透過型電子顕微鏡により板厚方向1／２の位置の組織観察を行い、組織の同定、および各組織の組織分率を求めた。なお、焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトは炭化物の析出形態により判別した。各組織の組織分率は、走査型電子顕微鏡を用いて線分法により平均オーステナイト（γ）粒径を測定し、その平均的なγ粒径の粒をランダムに10個選び、そのγ粒内の各組織の領域をそれぞれ断面面積率として求め、10個の断面面積率の平均値をその鋼板各位置の組織分率とした。なお、表２中の鋼板温度、冷却速度は、平均温度、平均冷却速度を用いて表示してある。

得られた結果を表３に示す。

本発明例はいずれも、引張強さ590MPa以上の高強度と、各強度に応じた高靭性を有し、しかも板厚方向のΔＨｖも小さく板厚方向特性の均質性に優れた厚鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、いずれも下部ベイナイト量が少なく、強度、靭性、あるいは均質性のうちのいずれかが低下している。とくに、下部ベイナイト量の増加は靭性向上に大きく寄与していることがわかる。

例えば、焼入れ冷却の冷却速度が本発明範囲を外れる、鋼板No.29、No.30、No.31では靭性は優れているが、合金元素含有量に見合う所望の強度レベルが得られていない。また、焼入れ冷却停止温度がＭｓ点より高く、本発明範囲を外れる、鋼板No.32、No.34では靭性が劣化している。また、焼入れ冷却停止温度を室温（50℃）とし、本発明範囲を外れる、鋼板No.33でも、同様である。

また、焼入れ冷却停止温度からの冷却で冷却速度を10℃／ｓ以上とする、本発明の範囲を外れる、鋼板No.35、No.36では、同一強度レベルの本発明例に比べて靭性が大きく劣化している。

また、化学成分が本発明の範囲を外れる鋼板No.37〜41はいずれも、同一強度レベルの本発明例に比べて靭性が大きく劣化している。

Claims

質量％で、
Ｃ：0.01〜0.20％、 Si：0.01〜0.60％、
Mn：0.50〜2.50％、Ｐ：0.020％以下、
Ｓ：0.0070％以下、 solAl：0.001〜0.100％
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、加熱したのち、圧延終了温度をAr₃変態点以上の温度域とする熱間圧延を施し、ついで、Ar₃変態点以上の温度域から、下記（１）式で定義されるマルテンサイト生成臨界冷却速度ＣＲ_Ｍ以上の冷却速度で冷却を開始し、マルテンサイト変態開始温度以下300℃以上の温度域の焼入れ冷却停止温度まで冷却したのち、該焼入れ冷却停止温度で所定時間等温保持するか、あるいは該焼入れ冷却停止温度から室温までの温度域を0.1℃／ｓ以上10℃／ｓ未満の冷却速度で冷却し、体積率で、50％以上の下部ベイナイトを含み、焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの組織分率が80％以上となる混合組織を有する板厚：12mm以上の厚鋼板とすることを特徴とする高強度高靭性厚鋼板の製造方法。
記
logCR_M＝2.94−0.75β ・・・・（１）
ここで、β＝2.7Ｃ＋0.4Si＋Mn＋0.45Ni＋0.8Cr＋２Mo（Ｂ≧0.0005質量％の場合）
＝2.7Ｃ＋0.4Si＋Mn＋0.45Ni＋0.8Cr＋Mo−１（Ｂ＜0.0005質量％の場合）
CR_M：マルテンサイト生成臨界冷却速度（℃／ｓ）
Ｃ、Si、Mn、Ni、Cr、Mo：各元素の含有量（質量％）
前記所定時間が、1〜60minであることを特徴とする請求項１に記載の高強度高靭性厚鋼板の製造方法。
前記組成に加えてさらに、質量％で、下記Ａ〜C群のうちから選ばれた1群または２群以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度高靭性厚鋼板の製造方法。
記
A群：質量％で、Cu：0.10〜1.00％、Ni：0.10〜5.00％、Cr：0.10〜0.80％、Mo：0.01〜0.80％、Ｂ：0.0002〜0.0025％のうちから選ばれた１種または２種以上
B群：質量％で、Ti：0.03％以下、Ｖ：0.005〜0.100％、Nb：0.050％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃ群：質量％で、Ca：0.010％以下、REM：0.020％以下のうちから選ばれた1種または2種