JP2020037734A - 母材と溶接熱影響部の靭性に優れかつ音響異方性の小さい高強度低降伏比厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents
母材と溶接熱影響部の靭性に優れかつ音響異方性の小さい高強度低降伏比厚鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】高強度と低降伏比を示し、低温での母材靭性に優れ、かつ音響異方性が低減されると共に、溶接により形成されるＨＡＺの靭性にも優れた鋼板を提供する。【解決手段】所定の成分組成を満たし、式（１）で表される炭素当量Ｃｅｑが０．３２〜０．３８質量％、式（２）で表される溶接熱影響部靭性指標ｆＨＡＺが０．４６質量％以下、式（３）で表される溶接割れ感受性組成ＰＣＭが０．１５〜０．２４質量％であり、鋼組織が、フェライトからなる軟質相と、ベイナイト、パーライト、およびマルテンサイトのうちの１以上を合計で８０面積％以上含む硬質相とからなり、全組織に占めるフェライトの分率が５０〜８０面積％、フェライトのアスペクト比が２．０以下、全組織に占める島状マルテンサイト（ＭＡ）の分率が１面積％以下、平均結晶粒径：１２．０〜２２．０μｍ、および結晶粒径の標準偏差σ：１３．０μｍ以下を満たす厚鋼板である。【選択図】なし
Description
本発明は、母材と溶接熱影響部の靭性に優れかつ音響異方性の小さい高強度低降伏比厚鋼板およびその製造方法に関する。
例えば建築構造物や橋梁などの大型構造物に用いられる厚鋼板には、高強度であって、かつ、溶接により形成される溶接接合部の靭性や、地震発生時の安全性、信頼性も高いことが求められる。
例えば特許文献１には、鋼成分（質量％）から計算される炭素当量Ｃｅｑが０．３３％以上０．４３％以下、溶接割れ感受性組成ＰＣＭが０．１５％以上０．２４％以下、溶接熱影響部靭性指標ｆＨＡＺが０．３０％以上０．４７％以下の組成を有する鋼からなり、鋼板元厚での引張試験における降伏強さが３２５〜５０５ＭＰａ、引張強さが４９０〜６７０ＭＰａ、降伏比が８０％以下、鋼板元厚ままでの一様伸びが１３％以上であり、鋼板表裏面から採取した２ｍｍＶノッチシャルピー値が、−４０℃で９０Ｊ／ｃｍ２以上でしかも−１０℃で１８０Ｊ／ｃｍ２以上の冷間プレス成形角形鋼管用厚鋼板が示されている。
また本出願人は、特許文献２で、成分組成を特定すると共に、鋼組織の９０体積％以上がベイナイトであり、ベイナイトブロックサイズが１５μｍ以下であり、旧γ粒の平均アスペクト比が３．０以下であり、かつ、（１）式：ＴＡ１＝［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］で規定されるＴＡ１値が２．００〜４．００の範囲内にある厚鋼板を提案している。
更に本出願人は、特許文献３で、成分組成を特定すると共に、主圧延方向に平行な板厚断面における旧オーステナイト結晶粒径の平均アスペクト比（主圧延方向の平均粒径／板厚方向の平均粒径）が１．８超５．３以下であり、引張強度が５７０ＭＰａ以上である高強度高靭性ベイナイト非調質鋼板を提案している。
特許文献１では、低降伏比、ＨＡＺ靭性および母材靭性の確保を図っているが、より低温での良好な母材靭性を確保するには更なる検討を要すると思われる。また特許文献１は、音響異方性の低減を図ったものでもない。
特許文献２では、音響異方性の低減と母材靭性の確保を図っているが、より低温での良好な母材靭性を図ったものではない。特許文献３でも、音響異方性の低減と、母材靭性の向上の両立を図っているが、高強度を確保したまま低降伏比を実現することについては示されていない。また、母材のより低温での靭性向上を図ったものでもない。
母材靭性、特に−６０℃以下とより低温での母材靭性と、音響異方性の低減と、母材の強度特性として高強度および低降伏比とは、トレードオフの関係にあり、全てを満足させることは困難であった。本発明は、この事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、低温での母材靭性、音響異方性の低減、および母材の強度特性として高強度と低降伏比を実現すると共に、溶接で形成される溶接熱影響部（ＨＡＺ：Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ）の靭性にも優れた厚鋼板と、この厚鋼板の製造方法を提供することにある。
本発明の態様１は、成分組成が、
Ｃ ：０．１１〜０．１８質量％、
Ｓｉ：０．１０〜０．５０質量％、
Ｍｎ：１．００〜１．５０質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．０２０質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．００５質量％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．０６０質量％、
Ｎｂ：０〜０．００４質量％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０質量％、
Ｂ ：０〜０．０００３質量％、
Ｃａ：０．０００３〜０．００６０質量％、および
Ｎ ：０．００１０〜０．０１００質量％
を満たし、残部が鉄および不可避的不純物である厚鋼鈑であって、
下記式（１）で表される炭素当量Ｃｅｑが０．３２〜０．３８質量％、
下記式（２）で表される溶接熱影響部靭性指標ｆＨＡＺが０．４６質量％以下、
下記式（３）で表される溶接割れ感受性組成ＰＣＭが０．１５〜０．２４質量％であり、
鋼組織が、
フェライトからなる軟質相と、ベイナイト、パーライト、およびマルテンサイトのうちの１以上を合計で８０面積％以上含む硬質相とからなり、
全組織に占めるフェライトの分率が５０〜８０面積％、
フェライトのアスペクト比が２．０以下、
全組織に占める島状マルテンサイト（ＭＡ）の分率が１面積％以下、
平均結晶粒径が１２．０〜２２．０μｍ、および
結晶粒径の標準偏差σが１３．０μｍ以下
を満たす、母材と溶接熱影響部の靭性に優れかつ音響異方性の小さい高強度低降伏比厚鋼板である。
Ｃｅｑ（質量％）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４ …（１）
式（１）中の［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、含まない元素はゼロとする。
ｆＨＡＺ（質量％）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／８＋６×（［Ｐ］＋［Ｓ］）＋１２×［Ｎ］−４×［Ｔｉ］ …（２）
式（２）中の［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｐ］、［Ｓ］、［Ｎ］および［Ｔｉ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ＮおよびＴｉの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。またＴｉの含有量が０．００５質量％以下の場合、［Ｔｉ］＝０質量％とする。
ＰＣＭ（質量％）＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］ …（３）
式（３）中の［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。
Ｃ ：０．１１〜０．１８質量％、
Ｓｉ：０．１０〜０．５０質量％、
Ｍｎ：１．００〜１．５０質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．０２０質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．００５質量％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．０６０質量％、
Ｎｂ：０〜０．００４質量％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０質量％、
Ｂ ：０〜０．０００３質量％、
Ｃａ：０．０００３〜０．００６０質量％、および
Ｎ ：０．００１０〜０．０１００質量％
を満たし、残部が鉄および不可避的不純物である厚鋼鈑であって、
下記式（１）で表される炭素当量Ｃｅｑが０．３２〜０．３８質量％、
下記式（２）で表される溶接熱影響部靭性指標ｆＨＡＺが０．４６質量％以下、
下記式（３）で表される溶接割れ感受性組成ＰＣＭが０．１５〜０．２４質量％であり、
鋼組織が、
フェライトからなる軟質相と、ベイナイト、パーライト、およびマルテンサイトのうちの１以上を合計で８０面積％以上含む硬質相とからなり、
全組織に占めるフェライトの分率が５０〜８０面積％、
フェライトのアスペクト比が２．０以下、
全組織に占める島状マルテンサイト（ＭＡ）の分率が１面積％以下、
平均結晶粒径が１２．０〜２２．０μｍ、および
結晶粒径の標準偏差σが１３．０μｍ以下
を満たす、母材と溶接熱影響部の靭性に優れかつ音響異方性の小さい高強度低降伏比厚鋼板である。
Ｃｅｑ（質量％）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４ …（１）
式（１）中の［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、含まない元素はゼロとする。
ｆＨＡＺ（質量％）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／８＋６×（［Ｐ］＋［Ｓ］）＋１２×［Ｎ］−４×［Ｔｉ］ …（２）
式（２）中の［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｐ］、［Ｓ］、［Ｎ］および［Ｔｉ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ＮおよびＴｉの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。またＴｉの含有量が０．００５質量％以下の場合、［Ｔｉ］＝０質量％とする。
ＰＣＭ（質量％）＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］ …（３）
式（３）中の［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。
態様２は、更に、
Ｃｕ：０質量％超、０．５０質量％以下、
Ｎｉ：０質量％超、０．５０質量％以下、
Ｃｒ：０質量％超、０．５０質量％以下、
Ｍｏ：０質量％超、０．５０質量％以下、
Ｖ：０質量％超、０．１質量％以下、および、
ＲＥＭ：０質量％超、０．１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に記載の高強度低降伏比厚鋼板である。
Ｃｕ：０質量％超、０．５０質量％以下、
Ｎｉ：０質量％超、０．５０質量％以下、
Ｃｒ：０質量％超、０．５０質量％以下、
Ｍｏ：０質量％超、０．５０質量％以下、
Ｖ：０質量％超、０．１質量％以下、および、
ＲＥＭ：０質量％超、０．１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に記載の高強度低降伏比厚鋼板である。
態様３は、冷間成形角形鋼管用である態様１または２に記載の高強度低降伏比厚鋼板である。
態様４は、態様１〜３のいずれかに記載の高強度低降伏比厚鋼板を製造する方法であって、
態様１または２に記載の成分組成を有する鋼片を、１０００〜１２００℃に加熱してから、熱間圧延を、平均温度が９００〜８２０℃の温度域での累積圧下率：１０〜５０％、平均温度が８２０℃未満の未再結晶γ域での累積圧下率：５％以下の条件で行い、熱間圧延後、７３０℃以上の冷却開始温度から、平均冷却速度５〜３０℃／ｓで、３５０〜６５０℃の冷却停止温度まで冷却する、母材と溶接熱影響部の靭性に優れかつ音響異方性の小さい高強度低降伏比厚鋼板の製造方法である。
態様１または２に記載の成分組成を有する鋼片を、１０００〜１２００℃に加熱してから、熱間圧延を、平均温度が９００〜８２０℃の温度域での累積圧下率：１０〜５０％、平均温度が８２０℃未満の未再結晶γ域での累積圧下率：５％以下の条件で行い、熱間圧延後、７３０℃以上の冷却開始温度から、平均冷却速度５〜３０℃／ｓで、３５０〜６５０℃の冷却停止温度まで冷却する、母材と溶接熱影響部の靭性に優れかつ音響異方性の小さい高強度低降伏比厚鋼板の製造方法である。
態様５は、前記冷却後に、５００〜７００℃で焼戻しを行う態様４に記載の製造方法である。
態様６は、態様１〜３のいずれかに記載の高強度低降伏比厚鋼板を製造する方法であって、
態様１または２に記載の成分組成を有する鋼片を、１０００〜１２００℃に加熱してから、熱間圧延を、平均温度が９００〜８２０℃の温度域での累積圧下率：１０〜７０％、平均温度が８２０℃未満の未再結晶γ域での累積圧下率：５％以下の条件で行い、熱間圧延後、仕上圧延温度〜（仕上圧延温度−１５０℃）の冷却開始温度から、室温までを、平均冷却速度５．０℃／ｓ未満で冷却し、
次いで熱間圧延材を、７２０〜８５０℃に再加熱してから焼入れを行い、その後、４００〜７００℃で焼戻しを行う、母材と溶接熱影響部の靭性に優れかつ音響異方性の小さい高強度低降伏比厚鋼板の製造方法である。
態様１または２に記載の成分組成を有する鋼片を、１０００〜１２００℃に加熱してから、熱間圧延を、平均温度が９００〜８２０℃の温度域での累積圧下率：１０〜７０％、平均温度が８２０℃未満の未再結晶γ域での累積圧下率：５％以下の条件で行い、熱間圧延後、仕上圧延温度〜（仕上圧延温度−１５０℃）の冷却開始温度から、室温までを、平均冷却速度５．０℃／ｓ未満で冷却し、
次いで熱間圧延材を、７２０〜８５０℃に再加熱してから焼入れを行い、その後、４００〜７００℃で焼戻しを行う、母材と溶接熱影響部の靭性に優れかつ音響異方性の小さい高強度低降伏比厚鋼板の製造方法である。
本発明によれば、４９０ＭＰａ以上の高強度と低降伏比を示すと共に、低温での母材靭性に優れ、かつ音響異方性が低減されると共に、溶接で形成されるＨＡＺの靭性にも優れた厚鋼板と、この厚鋼板の製造方法を提供することが可能である。
本発明者らが従来技術について再考したところ、従来の結晶粒径制御による靭性向上技術の殆どが、熱間圧延時の再結晶γ域の圧下率、未再結晶γ域の圧下率の規定によって平均結晶粒径の微細化を目指したものであった。しかしそれでは、より低温での優れた母材靭性と、音響異方性の低減と、母材の優れた強度特性の全てを実現することは困難であった。なお、再結晶γ域は、オーステナイト再結晶温度域ともいい、未再結晶γ域は、オーステナイト未再結晶温度域ともいう。
本発明者らは、（１）母材の優れた低温靭性、（２）音響異方性の低減、（３）母材の強度特性として高強度かつ低ＹＲ、（４）優れたＨＡＺ靭性の４つの特性を兼備させるべく、鋭意検討を行った。その結果、上記（４）優れたＨＡＺ靭性を満足させるべく所定のパラメータを満たす成分組成とし、かつ、製造工程において、再結晶γ域と未再結晶γ域の圧下率の制御、特には再結晶γ域において、更に温度範囲を絞って圧下率を制御し、かつ未再結晶γ域での圧下を極力抑制すること、更には熱間圧延後の冷却を所定の加速冷却とするか、または空冷後に一定条件の焼入れ・焼戻しを行うことによって、鋼組織の制御を行うことが有効であることを見出した。以下、本発明の厚鋼板を「鋼板」ということがある。
以下、本発明の鋼板の特性、鋼組織、成分組成およびその製造方法について順に説明する。
１．特性
本発明の鋼板の上記特性（１）〜（４）について以下に詳述する。これらの特性を兼備することで、例えば建築構造物用として、地震発生時における安全性と信頼性のより高い鋼板を提供できる。
本発明の鋼板の上記特性（１）〜（４）について以下に詳述する。これらの特性を兼備することで、例えば建築構造物用として、地震発生時における安全性と信頼性のより高い鋼板を提供できる。
（１）母材の優れた低温靭性：ｖＥ−６０℃（平均）≧７０Ｊ、ｖＥ−６０℃（最小値）≧４９Ｊ、ｖＴｒｓ≦−６０℃
鋼板を冷間加工し、例えば角形鋼管とする際、角形鋼管の角部は加工硬化に伴い靭性が劣化する。一般的に角形鋼管の角部の曲率半径は、ｔを鋼管の板厚（ｍｍ）としたときに３．５ｔ±０．５ｔであり、曲率半径が小さい場合でも０℃で高靭性を安定的に確保するには、鋼板としてｖＥ−６０℃（平均）≧７０Ｊ、ｖＥ−６０℃（最小値）≧４９Ｊ、およびｖＴｒｓ≦−６０℃を満たすことが要求される。これらの測定方法は後述する実施例に記載の通りである。
鋼板を冷間加工し、例えば角形鋼管とする際、角形鋼管の角部は加工硬化に伴い靭性が劣化する。一般的に角形鋼管の角部の曲率半径は、ｔを鋼管の板厚（ｍｍ）としたときに３．５ｔ±０．５ｔであり、曲率半径が小さい場合でも０℃で高靭性を安定的に確保するには、鋼板としてｖＥ−６０℃（平均）≧７０Ｊ、ｖＥ−６０℃（最小値）≧４９Ｊ、およびｖＴｒｓ≦−６０℃を満たすことが要求される。これらの測定方法は後述する実施例に記載の通りである。
この（１）優れた母材靭性を実現するには、
（1-1）鋼組織において、平均結晶粒径の上限を設定すると共に、結晶粒径の標準偏差σを一定以下に抑えることが有効である。またそのためには、製造工程における熱間圧延で、平均温度が９００〜８２０℃の温度域での累積圧下率を一定以上とすることが有効である。
（1-2）更に鋼組織において、島状マルテンサイト（ＭＡ、Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）の分率を一定以下に抑えることが有効であり、そのためには製造工程で、加速冷却の冷却停止温度を一定以上とすることが有効である。
（1-1）鋼組織において、平均結晶粒径の上限を設定すると共に、結晶粒径の標準偏差σを一定以下に抑えることが有効である。またそのためには、製造工程における熱間圧延で、平均温度が９００〜８２０℃の温度域での累積圧下率を一定以上とすることが有効である。
（1-2）更に鋼組織において、島状マルテンサイト（ＭＡ、Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）の分率を一定以下に抑えることが有効であり、そのためには製造工程で、加速冷却の冷却停止温度を一定以上とすることが有効である。
（２）音響異方性の低減：ＶＬ／ＶＣ≦１．０２０
建築分野等では構造物について溶接部の健全性を保証することが必要である。溶接部の健全性は超音波探傷を用いて確認する。超音波探傷により溶接部の欠陥位置を正確に特定するため、ＪＩＳ Ｚ ３０６０に規定されているように、圧延方向Ｌと圧延直角方向Ｃの横波音速比が１．０２０以下に抑えられていることが要求される。
建築分野等では構造物について溶接部の健全性を保証することが必要である。溶接部の健全性は超音波探傷を用いて確認する。超音波探傷により溶接部の欠陥位置を正確に特定するため、ＪＩＳ Ｚ ３０６０に規定されているように、圧延方向Ｌと圧延直角方向Ｃの横波音速比が１．０２０以下に抑えられていることが要求される。
この（２）音響異方性の低減を図るには、鋼組織において、フェライトのアスペクト比を一定以下とすることが有効であり、そのためには製造工程で、未再結晶γ域での累積圧下率を極力抑えることが有効であることを見出した。
（３）母材の強度特性（高強度かつ低ＹＲ）：ＹＰまたは０．２％ＹＳが３２５〜４４５ＭＰａ、ＴＳ４９０〜６１０ＭＰａ、ＹＲ≦８０％
地震発生時における安全性を高め得る４９０ＭＰａ級低降伏比厚鋼板として、ＪＩＳ規格であるＳＮ４９０Ｂと同等の強度特性が要求される。具体的には、降伏強度ＹＰまたは０．２％ＹＳが３２５〜４４５ＭＰａ、引張強度ＴＳが４９０〜６１０ＭＰａを満たした上で、低降伏比（ＹＲ：降伏強度／引張強度）≦８０％を満たすことが要求される。
地震発生時における安全性を高め得る４９０ＭＰａ級低降伏比厚鋼板として、ＪＩＳ規格であるＳＮ４９０Ｂと同等の強度特性が要求される。具体的には、降伏強度ＹＰまたは０．２％ＹＳが３２５〜４４５ＭＰａ、引張強度ＴＳが４９０〜６１０ＭＰａを満たした上で、低降伏比（ＹＲ：降伏強度／引張強度）≦８０％を満たすことが要求される。
この（３）高強度かつ低ＹＲを実現するには、
（3-1）フェライトの分率を一定範囲内とすることが有効であり、そのためには製造工程で、熱間圧延後に、所定の冷却停止温度まで加速冷却を行うか、または、熱間圧延後に空冷等の比較的遅い冷却を行った後、二相域温度まで再加熱して焼入れと焼戻しを行うことが有効である。
（3-2）更に、平均結晶粒径を一定以上に大きくすることが有効であり、そのためには製造工程の熱間圧延において、再結晶γ域中の所定温度域で累積圧下率を一定以下とし、かつ未再結晶γ域での累積圧下率を極力抑えることが有効であることを見出した。
（3-1）フェライトの分率を一定範囲内とすることが有効であり、そのためには製造工程で、熱間圧延後に、所定の冷却停止温度まで加速冷却を行うか、または、熱間圧延後に空冷等の比較的遅い冷却を行った後、二相域温度まで再加熱して焼入れと焼戻しを行うことが有効である。
（3-2）更に、平均結晶粒径を一定以上に大きくすることが有効であり、そのためには製造工程の熱間圧延において、再結晶γ域中の所定温度域で累積圧下率を一定以下とし、かつ未再結晶γ域での累積圧下率を極力抑えることが有効であることを見出した。
（４）ＨＡＺ靭性：炭素当量Ｃｅｑ≦０．３８質量％、溶接熱影響部靭性指標ｆＨＡＺ≦０．４６質量％、溶接割れ感受性組成ＰＣＭ≦０．２４質量％
溶接施工により形成される溶接熱影響部（ＨＡＺ）には一般的に脆化組織が生成し、地震時に脆性破壊が生じることが懸念される。ＨＡＺ靭性の向上には一般的に、溶接熱影響部靭性指標ｆＨＡＺ、炭素当量Ｃｅｑ、および溶接割れ感受性組成ＰＣＭの低減が有効であることが知られている。本発明においても良好なＨＡＺ靭性確保のため、Ｃｅｑ≦０．３８質量％、ｆＨＡＺ≦０．４６質量％、およびＰＣＭ≦０．２４質量％を満たすことを前提とする。
溶接施工により形成される溶接熱影響部（ＨＡＺ）には一般的に脆化組織が生成し、地震時に脆性破壊が生じることが懸念される。ＨＡＺ靭性の向上には一般的に、溶接熱影響部靭性指標ｆＨＡＺ、炭素当量Ｃｅｑ、および溶接割れ感受性組成ＰＣＭの低減が有効であることが知られている。本発明においても良好なＨＡＺ靭性確保のため、Ｃｅｑ≦０．３８質量％、ｆＨＡＺ≦０．４６質量％、およびＰＣＭ≦０．２４質量％を満たすことを前提とする。
本発明では成分組成として、上記の炭素当量Ｃｅｑ、溶接熱影響部靭性指標ｆＨＡＺ、および溶接割れ感受性組成ＰＣＭと共に、特にＣ量とＮｂ量を厳密に制御した上で、製造条件を制御し、鋼組織が下記の全てを満たすようにすれば、上記特性（１）〜（４）の全てを満足できることを見出した。
２．鋼組織
本発明の厚鋼板の鋼組織は、フェライトからなる軟質相と、ベイナイト、パーライト、およびマルテンサイトのうちの１以上を合計で８０面積％以上含む硬質相からなり、
全組織に占めるフェライトの分率が５０〜８０面積％、
フェライトのアスペクト比が２．０以下、
全組織に占める島状マルテンサイト（ＭＡ）の分率が１面積％以下、
平均結晶粒径が１２．０〜２２．０μｍ、および
結晶粒径の標準偏差σが１３．０μｍ以下を満たす。
本発明の厚鋼板の鋼組織は、フェライトからなる軟質相と、ベイナイト、パーライト、およびマルテンサイトのうちの１以上を合計で８０面積％以上含む硬質相からなり、
全組織に占めるフェライトの分率が５０〜８０面積％、
フェライトのアスペクト比が２．０以下、
全組織に占める島状マルテンサイト（ＭＡ）の分率が１面積％以下、
平均結晶粒径が１２．０〜２２．０μｍ、および
結晶粒径の標準偏差σが１３．０μｍ以下を満たす。
上記鋼組織は、後述する通り、厚鋼板の板厚ｔの１／４部位において観察されるものである。以下に各要件について説明する。
まず本発明の厚鋼板は、鋼組織が、フェライトからなる軟質相と、硬質相とからなり、軟質相であるフェライトの分率が５０〜８０面積％である。本発明における「硬質相」とは、ベイナイト、パーライト、およびマルテンサイトのうちの１以上を、硬質相に占める割合で、合計で８０面積％以上含む相である。本発明では高強度を確保するため、全組織に占めるフェライトの分率を８０面積％以下とする。フェライトの分率は、好ましくは７５面積％以下である。一方、フェライトの分率が低すぎると、相対的に硬質相が過剰となり、強度が必要以上に高くなり、例えば建築構造用圧延鋼材のＪＩＳ規格であるＳＮ４９０Ｂの強度を超えてしまう。また降伏比も高くなりやすい。よって、全組織に占めるフェライトの分率は５０面積％以上とする。
軟質相であるフェライトのアスペクト比を２．０以下とすることによって、音響異方性を低減できる。フェライトのアスペクト比は、好ましくは１．８以下、より好ましくは１．５以下である。フェライトのアスペクト比の下限は特に限定されず、例えば０．８程度とすることができる。
前記硬質相には、島状マルテンサイト（ＭＡ）も含みうる。ＭＡの分率を、全組織に占める割合で１面積％以下に抑えることによって、母材靭性、特に低温での母材靭性を高めることができる。ＭＡの分率は小さい程好ましく、最も好ましくはＭＡの分率がゼロの場合である。
全組織の平均結晶粒径を、１２．０μｍ以上とすることによって、高強度かつ低ＹＲを実現、特に低ＹＲを実現することができる。平均結晶粒径は、好ましくは１２．５μｍ以上、より好ましくは１３．０μｍ以上である。一方、母材靭性、特に低温での母材靭性を高める観点からは、全組織の平均結晶粒径を２２．０μｍ以下、かつ結晶粒径の標準偏差σを１３．０μｍ以下とする。平均結晶粒径は、好ましくは２１．０μｍ以下、より好ましくは２０．０μｍ以下である。結晶粒径の標準偏差σは、好ましくは１２．０μｍ以下、より好ましくは１１．０μｍ以下である。尚、結晶粒径の標準偏差σは小さいほど好ましいが、製造条件等を考慮すると、その下限は３．０μｍ程度となる。
３．成分組成
本発明では、後記する各成分の範囲を満たした上で、式（１）〜（３）で示されるパラメータとして、炭素当量Ｃｅｑ、溶接熱影響部靭性指標ｆＨＡＺ、溶接割れ感受性組成ＰＣＭも下記範囲内とする必要がある。以下、各パラメータについて説明する。
本発明では、後記する各成分の範囲を満たした上で、式（１）〜（３）で示されるパラメータとして、炭素当量Ｃｅｑ、溶接熱影響部靭性指標ｆＨＡＺ、溶接割れ感受性組成ＰＣＭも下記範囲内とする必要がある。以下、各パラメータについて説明する。
下記式（１）で表される炭素当量Ｃｅｑが０．３２〜０．３８質量％
Ｃｅｑ（質量％）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４ …（１）
式（１）中の［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、含まない元素はゼロとする。
Ｃｅｑ（質量％）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４ …（１）
式（１）中の［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、含まない元素はゼロとする。
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。０．３２質量％未満の低炭素当量では、鋼板の製造工程で加速冷却またはオフラインでの熱処理を適用しても、求められる降伏強度ＹＰまたは０．２％ＹＳ、引張強度ＴＳを安定的に確保することが困難となる。よって、炭素当量Ｃｅｑは０．３２質量％以上とする。炭素当量Ｃｅｑは、好ましくは０．３３０質量％以上、より好ましくは０．３４０質量％以上である。一方、炭素当量Ｃｅｑが０．３８質量％を超えて高いと、母材やＨＡＺの硬化、マルテンサイト生成の危険性が高まり、母材靭性およびＨＡＺ靭性を高水準で安定して確保することが困難になる。そこで、炭素当量Ｃｅｑは０．３８質量％以下に抑える。炭素当量Ｃｅｑは、好ましくは０．３７０質量％以下である。
下記式（２）で表される溶接熱影響部靭性指標ｆＨＡＺが０．４６質量％以下
ｆＨＡＺ（質量％）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／８＋６×（［Ｐ］＋［Ｓ］）＋１２×［Ｎ］−４×［Ｔｉ］ …（２）
式（２）中の［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｐ］、［Ｓ］、［Ｎ］および［Ｔｉ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ＮおよびＴｉの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。またＴｉの含有量が０．００５質量％以下の場合、［Ｔｉ］＝０質量％とする。
ｆＨＡＺ（質量％）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／８＋６×（［Ｐ］＋［Ｓ］）＋１２×［Ｎ］−４×［Ｔｉ］ …（２）
式（２）中の［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｐ］、［Ｓ］、［Ｎ］および［Ｔｉ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ＮおよびＴｉの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。またＴｉの含有量が０．００５質量％以下の場合、［Ｔｉ］＝０質量％とする。
溶接熱影響部靭性指標ｆＨＡＺは、多層盛り溶接継手靭性（ＨＡＺ靭性）の目安を与える指標である。ｆＨＡＺは、Ｃ、Ｍｎ等の焼入性を高める元素が多いほど、後述する不純物元素であるＰ、Ｓが多いほど、またＴｉが低いほど高くなる。ｆＨＡＺの値が低いほど、ＨＡＺ靭性の向上を図ることができる。よって本発明では、ｆＨＡＺを０．４６質量％以下とする。ｆＨＡＺは、好ましくは０．４３質量％以下、より好ましくは０．４０質量％以下である。ＨＡＺ靭性の向上の観点から下限は特に限定されないが、本発明の成分組成を考慮すると、ｆＨＡＺの下限値はおおよそ０．３０質量％である。
下記式（３）で表される溶接割れ感受性組成ＰＣＭが０．１５〜０．２４質量％
ＰＣＭ（質量％）＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］ …（３）
式（３）中の［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。
ＰＣＭ（質量％）＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］ …（３）
式（３）中の［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。
溶接割れ感受性組成ＰＣＭが０．１５質量％未満と低い成分組成の場合、上述した炭素当量Ｃｅｑが０．３２質量％未満の場合と同様に、鋼板の製造工程で加速冷却またはオフラインでの熱処理を行ったとしても、求められる降伏強度ＹＰまたは０．２％ＹＳ、引張強度ＴＳを安定的に確保することが難しい。よってＰＣＭは０．１５質量％以上とする。ＰＣＭは、好ましくは０．１７０質量％以上、より好ましくは０．１９０質量％以上である。一方、ＰＣＭが０．２４質量％を超えて高い場合、母材やＨＡＺの硬化、マルテンサイト生成の危険性が高まり、その結果、母材靭性およびＨＡＺ靭性を高水準で安定して確保することが困難になる。よってＰＣＭは０．２４質量％以下とする。ＰＣＭは、好ましくは０．２３０質量％以下、より好ましくは０．２２５質量％以下である。
次に、各成分の範囲について説明する。
［Ｃ：０．１１〜０．１８質量％］
Ｃは、母材及び溶接部の強度を確保するため、０．１１質量％以上含有させることが必要である。Ｃ量は、好ましくは０．１２質量％以上である。但し、Ｃ量が多すぎると、母材及び溶接熱影響部の靭性を低下させるとともに溶接性を劣化させるので、その上限を０．１８質量％とする。Ｃ量は、好ましくは０．１６質量％以下である。
Ｃは、母材及び溶接部の強度を確保するため、０．１１質量％以上含有させることが必要である。Ｃ量は、好ましくは０．１２質量％以上である。但し、Ｃ量が多すぎると、母材及び溶接熱影響部の靭性を低下させるとともに溶接性を劣化させるので、その上限を０．１８質量％とする。Ｃ量は、好ましくは０．１６質量％以下である。
［Ｓｉ：０．１０〜０．５０質量％］
Ｓｉは脱酸のために鋼に含有される。そのため、Ｓｉ量の下限を０．１０質量％とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．２０質量％以上、より好ましくは０．２５質量％以上である。但し、多すぎると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化するので、Ｓｉ量の上限を０．５０質量％とする。Ｓｉ量は好ましくは０．４５質量％以下である。
Ｓｉは脱酸のために鋼に含有される。そのため、Ｓｉ量の下限を０．１０質量％とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．２０質量％以上、より好ましくは０．２５質量％以上である。但し、多すぎると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化するので、Ｓｉ量の上限を０．５０質量％とする。Ｓｉ量は好ましくは０．４５質量％以下である。
［Ｍｎ：１．００〜１．５０質量％］
Ｍｎは、母材及び溶接部の強度、靭性を確保するために不可欠である。そのために下限を１．００質量％とした。Ｍｎ量は、好ましくは１．１０質量％以上である。但し、Ｍｎが多すぎるとＨＡＺ靭性を劣化させ、また、スラブの中心偏析を助長し、溶接性を劣化させる。よってＭｎ量の上限を１．５０質量％とする。Ｍｎ量は、好ましくは１．４０質量％以下、より好ましくは１．３０質量％以下である。
Ｍｎは、母材及び溶接部の強度、靭性を確保するために不可欠である。そのために下限を１．００質量％とした。Ｍｎ量は、好ましくは１．１０質量％以上である。但し、Ｍｎが多すぎるとＨＡＺ靭性を劣化させ、また、スラブの中心偏析を助長し、溶接性を劣化させる。よってＭｎ量の上限を１．５０質量％とする。Ｍｎ量は、好ましくは１．４０質量％以下、より好ましくは１．３０質量％以下である。
［Ｐ：０質量％超、０．０２０質量％以下］
Ｐは不純物元素であり、母材とＨＡＺの良好な材質を確保するには、Ｐ量を０．０２０質量％以下に低減する必要がある。Ｐ量は、好ましくは０．０１５質量％以下、より好ましくは０．０１０質量％以下である。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、母材とＨＡＺの良好な材質を確保するには、Ｐ量を０．０２０質量％以下に低減する必要がある。Ｐ量は、好ましくは０．０１５質量％以下、より好ましくは０．０１０質量％以下である。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。
［Ｓ：０質量％超、０．００５質量％以下］
Ｓは不純物元素である。Ｓを低減させることによってＭｎＳが低減し、母材及びＨＡＺの板厚方向材質を向上させることができる。この観点から、Ｓ量を０．００５質量％以下とする。Ｓ量は好ましくは０．００３質量％以下である。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は不純物元素である。Ｓを低減させることによってＭｎＳが低減し、母材及びＨＡＺの板厚方向材質を向上させることができる。この観点から、Ｓ量を０．００５質量％以下とする。Ｓ量は好ましくは０．００３質量％以下である。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。
［Ａｌ：０．００５〜０．０６０質量％］
Ａｌは、脱酸を担い、Ｏ（酸素）を低減して鋼の清浄度を高めるための必須元素である。その効果を安定して確実に発揮させるため、Ａｌ量を０．００５質量％以上とする必要がある。Ａｌ量は、好ましく０．０１０質量％以上、より好ましくは０．０２０質量％以上である。しかしながら、多量に含有すると母材靭性及び溶接部の靭性の低下を招くため、Ａｌ量の上限を０．０６０質量％とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０５０質量％以下、より好ましくは０．０４０質量％以下である。
Ａｌは、脱酸を担い、Ｏ（酸素）を低減して鋼の清浄度を高めるための必須元素である。その効果を安定して確実に発揮させるため、Ａｌ量を０．００５質量％以上とする必要がある。Ａｌ量は、好ましく０．０１０質量％以上、より好ましくは０．０２０質量％以上である。しかしながら、多量に含有すると母材靭性及び溶接部の靭性の低下を招くため、Ａｌ量の上限を０．０６０質量％とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０５０質量％以下、より好ましくは０．０４０質量％以下である。
［Ｎｂ：０〜０．００４質量％］
Ｎｂを多く添加すると、ＨＡＺ中に島状マルテンサイトが生成しやすくなり、ＨＡＺ靭性が大きく低下する。またＮｂを多く添加することで、未再結晶γ域が高温側へ引き上げられ、ＹＲや音響異方性の上昇を招く。よってＮｂ量は、０．００４質量％以下に抑える。Ｎｂ量は、好ましくは０．００３質量％以下、より好ましくは０．００２質量％以下であり、最も好ましくは０質量％である。
Ｎｂを多く添加すると、ＨＡＺ中に島状マルテンサイトが生成しやすくなり、ＨＡＺ靭性が大きく低下する。またＮｂを多く添加することで、未再結晶γ域が高温側へ引き上げられ、ＹＲや音響異方性の上昇を招く。よってＮｂ量は、０．００４質量％以下に抑える。Ｎｂ量は、好ましくは０．００３質量％以下、より好ましくは０．００２質量％以下であり、最も好ましくは０質量％である。
［Ｔｉ：０．００５〜０．０２０質量％］
Ｔｉは、ＨＡＺ組織の微細化に有効なＴｉ系酸化物およびＴｉＮを形成する元素である。また、鋼板の製造過程における１３５０℃以下のスラブ加熱時に、Ｔｉ系酸化物に加えてＴｉＮも最大限に活用することにより、強力なピンニング効果を発現させ、γ粒の粗大化を抑制する。これらの効果を発揮させるには、Ｔｉ量を０．００５質量％以上とする必要がある。Ｔｉ量は好ましくは０．００８質量％以上である。一方、Ｔｉ量の上限は、過剰のＴｉＣの析出によるＨＡＺ脆化を防止するため、０．０２０質量％とする。Ｔｉ量は、好ましくは０．０１８質量％以下、より好ましくは０．０１５質量％以下である。
Ｔｉは、ＨＡＺ組織の微細化に有効なＴｉ系酸化物およびＴｉＮを形成する元素である。また、鋼板の製造過程における１３５０℃以下のスラブ加熱時に、Ｔｉ系酸化物に加えてＴｉＮも最大限に活用することにより、強力なピンニング効果を発現させ、γ粒の粗大化を抑制する。これらの効果を発揮させるには、Ｔｉ量を０．００５質量％以上とする必要がある。Ｔｉ量は好ましくは０．００８質量％以上である。一方、Ｔｉ量の上限は、過剰のＴｉＣの析出によるＨＡＺ脆化を防止するため、０．０２０質量％とする。Ｔｉ量は、好ましくは０．０１８質量％以下、より好ましくは０．０１５質量％以下である。
［Ｂ：０〜０．０００３質量％］
Ｂは、焼入性を高め、強度を得るために添加する場合もあるが、４９０ＭＰａ級の鋼板では必ずしも必要ではない。Ｂ量が０．０００３質量％を超えると、同じ鋼種の厚鋼板を大量生産した際に、母材やＨＡＺで固溶Ｂ量の変動が増加しやすく、製品ごとの材質ばらつきが大きくなる。よって、Ｂを添加する場合でも、０．０００３質量％を上限とする。
Ｂは、焼入性を高め、強度を得るために添加する場合もあるが、４９０ＭＰａ級の鋼板では必ずしも必要ではない。Ｂ量が０．０００３質量％を超えると、同じ鋼種の厚鋼板を大量生産した際に、母材やＨＡＺで固溶Ｂ量の変動が増加しやすく、製品ごとの材質ばらつきが大きくなる。よって、Ｂを添加する場合でも、０．０００３質量％を上限とする。
［Ｃａ：０．０００３〜０．００６０質量％］
Ｃａは、ＭｎＳの球状化に寄与し、母材靭性や板厚方向の延性の改善に有効な元素である。このような効果を発揮させるため、Ｃａ量を０．０００３質量％以上とする。Ｃａ量は、好ましくは０．００１０質量％以上である。しかしながら、Ｃａ量が０．００６０質量％を超えて過剰になると、介在物が粗大化し、母材靭性が劣化する。よってＣａ量は０．００６０質量％以下とする。Ｃａ量は、好ましくは０．００４０質量％以下、より好ましくは０．００３０質量％以下である。
Ｃａは、ＭｎＳの球状化に寄与し、母材靭性や板厚方向の延性の改善に有効な元素である。このような効果を発揮させるため、Ｃａ量を０．０００３質量％以上とする。Ｃａ量は、好ましくは０．００１０質量％以上である。しかしながら、Ｃａ量が０．００６０質量％を超えて過剰になると、介在物が粗大化し、母材靭性が劣化する。よってＣａ量は０．００６０質量％以下とする。Ｃａ量は、好ましくは０．００４０質量％以下、より好ましくは０．００３０質量％以下である。
［Ｎ：０．００１０〜０．０１００質量％］
Ｎは、ＴｉＮを形成してＨＡＺ靭性を向上させるために必須の元素である。十分な量のＴｉＮを確保するため下限を０．００１０質量％とした。Ｎ量は、好ましくは０．００２０質量％以上である。一方、固溶ＮによるＨＡＺの脆化を防止するため、Ｎ量は０．０１００質量％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．００８０質量％以下、より好ましくは０．００６０質量％以下である。
Ｎは、ＴｉＮを形成してＨＡＺ靭性を向上させるために必須の元素である。十分な量のＴｉＮを確保するため下限を０．００１０質量％とした。Ｎ量は、好ましくは０．００２０質量％以上である。一方、固溶ＮによるＨＡＺの脆化を防止するため、Ｎ量は０．０１００質量％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．００８０質量％以下、より好ましくは０．００６０質量％以下である。
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た元素がある。このため、本明細書における上記「不可避的不純物」とは、別途その組成範囲が規定された元素を除いたものを意味する。
本発明の鋼板は、成分組成において、上記元素を含み、式（１）〜（３）で表されるパラメータが所定の範囲内にあればよい。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、母材靭性等の更なる向上に寄与する。
［Ｃｕ：０質量％超、０．５０質量％以下、Ｎｉ：０質量％超、０．５０質量％以下、Ｃｒ：０質量％超、０．５０質量％以下、Ｍｏ：０質量％超、０．５０質量％以下、Ｖ：０質量％超、０．１質量％以下、および、ＲＥＭ：０質量％超、０．１質量％以下よりなる群から選択される１種以上の元素］
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、ＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ、希土類元素）は、本発明の鋼板の優れた特徴を損なうことなく、母材の強度、靭性などの特性を更に向上させるのに有効な元素である。これらの元素を含有させる場合、いずれの元素も０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０１質量％以上である。一方、本発明の鋼板の特性を十分に発揮させることとコスト等を考慮すると、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量はそれぞれ、好ましくは０．５０質量％以下、より好ましくは０．３０質量％以下、更に好ましくは０．１０質量％以下である。またＶ、ＲＥＭの含有量はそれぞれ、好ましくは０．１質量％以下、より好ましくは０．０５質量％以下、更に好ましくは０．０３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。
４．製造方法
次に本発明に係る高強度低降伏比厚鋼板の製造方法について説明する。本発明者らは、所定の成分組成を有する鋼片に、後述する条件の熱間圧延を行い、熱間圧延後に加速冷却を行うか、熱間圧延後に空冷し、その後に再加熱して二相域温度から焼入れし、焼戻しを行うことによって、上述の所望の鋼組織を得ることができ、その結果、上述した所望の特性を有する厚鋼板が得られることを見出した。
次に本発明に係る高強度低降伏比厚鋼板の製造方法について説明する。本発明者らは、所定の成分組成を有する鋼片に、後述する条件の熱間圧延を行い、熱間圧延後に加速冷却を行うか、熱間圧延後に空冷し、その後に再加熱して二相域温度から焼入れし、焼戻しを行うことによって、上述の所望の鋼組織を得ることができ、その結果、上述した所望の特性を有する厚鋼板が得られることを見出した。
本発明の製造方法は、下記の製造方法Ｉ〜IIIのいずれかによる。
（製造方法Ｉ）
前記成分組成を満たす鋼片を、１０００〜１２００℃に加熱してから、熱間圧延を、平均温度が９００〜８２０℃の温度域での累積圧下率：１０〜５０％、平均温度が８２０℃未満の未再結晶γ域での累積圧下率：５％以下の条件で行い、熱間圧延後、７３０℃以上の冷却開始温度から、平均冷却速度５〜３０℃／ｓで、３５０〜６５０℃の冷却停止温度まで冷却する。
（製造方法II）
前記製造方法Ｉの冷却の後、更に５００〜７００℃で焼戻しを行う。
（製造方法III）
前記成分組成を満たす鋼片を、１０００〜１２００℃に加熱してから、熱間圧延を、平均温度が９００〜８２０℃の温度域での累積圧下率：１０〜７０％、平均温度が８２０℃未満の未再結晶γ域での累積圧下率：５％以下の条件で行い、熱間圧延後、仕上圧延温度〜（仕上圧延温度−１５０℃）の冷却開始温度から、室温までを、平均冷却速度５．０℃／ｓ未満で冷却し、次いで熱間圧延材を、７２０〜８５０℃に再加熱してから焼入れを行い、その後、４００〜７００℃で焼戻しを行う。
（製造方法Ｉ）
前記成分組成を満たす鋼片を、１０００〜１２００℃に加熱してから、熱間圧延を、平均温度が９００〜８２０℃の温度域での累積圧下率：１０〜５０％、平均温度が８２０℃未満の未再結晶γ域での累積圧下率：５％以下の条件で行い、熱間圧延後、７３０℃以上の冷却開始温度から、平均冷却速度５〜３０℃／ｓで、３５０〜６５０℃の冷却停止温度まで冷却する。
（製造方法II）
前記製造方法Ｉの冷却の後、更に５００〜７００℃で焼戻しを行う。
（製造方法III）
前記成分組成を満たす鋼片を、１０００〜１２００℃に加熱してから、熱間圧延を、平均温度が９００〜８２０℃の温度域での累積圧下率：１０〜７０％、平均温度が８２０℃未満の未再結晶γ域での累積圧下率：５％以下の条件で行い、熱間圧延後、仕上圧延温度〜（仕上圧延温度−１５０℃）の冷却開始温度から、室温までを、平均冷却速度５．０℃／ｓ未満で冷却し、次いで熱間圧延材を、７２０〜８５０℃に再加熱してから焼入れを行い、その後、４００〜７００℃で焼戻しを行う。
まず製造方法Ｉの条件について説明する。
［加熱温度：１０００〜１２００℃］
鋼片を加熱時に、加熱温度が低いと、元素が固溶し難く、圧延やその後の熱処理で所望の組織が得られ難くなる。そのため加熱温度は１０００℃以上とした。好ましくは１０５０℃以上である。一方、加熱温度が高すぎると、γが粗大となってしまい、焼入れ性が高くなり軟質相の確保が難しくなる。よって、加熱温度は１２００℃以下とする。好ましくは１１５０℃以下である。
鋼片を加熱時に、加熱温度が低いと、元素が固溶し難く、圧延やその後の熱処理で所望の組織が得られ難くなる。そのため加熱温度は１０００℃以上とした。好ましくは１０５０℃以上である。一方、加熱温度が高すぎると、γが粗大となってしまい、焼入れ性が高くなり軟質相の確保が難しくなる。よって、加熱温度は１２００℃以下とする。好ましくは１１５０℃以下である。
［平均温度が９００〜８２０℃の温度域での累積圧下率：１０〜５０％］
［平均温度が８２０℃未満の未再結晶γ域での累積圧下率：５％以下］
従来技術では、鋼組織の制御として、未再結晶γ域での圧下率と、再結晶γ域での圧下率のみを制御していた。これに対して本発明では、再結晶γ域において更に温度の上下限値を規定し、その温度域での圧下率の上下限値を設定している。つまり、従来技術よりも圧延条件を厳格に管理することによって、上記組織を達成できることを見出した。
［平均温度が８２０℃未満の未再結晶γ域での累積圧下率：５％以下］
従来技術では、鋼組織の制御として、未再結晶γ域での圧下率と、再結晶γ域での圧下率のみを制御していた。これに対して本発明では、再結晶γ域において更に温度の上下限値を規定し、その温度域での圧下率の上下限値を設定している。つまり、従来技術よりも圧延条件を厳格に管理することによって、上記組織を達成できることを見出した。
詳細には、平均温度が９００〜８２０℃の温度域での累積圧下率を１０％以上とすることによって、平均結晶粒径を２２．０μｍ以下、かつ結晶粒径の標準偏差σを１３．０μｍ以下と結晶粒を均一かつ微細にすることができる。その結果、低温での母材靭性を確保することができる。前記９００〜８２０℃の温度域での累積圧下率は、好ましくは１５．０％以上、より好ましくは２０．０％以上である。一方、９００〜８２０℃の温度域での累積圧下率を５０％以下とし、かつ平均温度が８２０℃未満の未再結晶γ域での累積圧下率を、５％以下に抑えることによって、平均結晶粒径を１２．０μｍ以上とすることができ、その結果、高強度かつ低ＹＲ、特に低ＹＲを実現することができる。また、前記未再結晶γ域での累積圧下率を５％以下に抑えることによって、フェライトのアスペクト比を２．０以下とすることができ、その結果、音響異方性を低減できる。前記９００〜８２０℃の温度域での累積圧下率は、好ましくは４５％以下である。また、前記未再結晶γ域での累積圧下率は、好ましくは２％以下であり、最も好ましくは０％である。なお特許文献１では、未再結晶γ域での圧延を適用していることから、音響異方性については改善されていないと思われる。
前記「平均温度」とは、鋼板の板厚方向の温度の平均をいい、後述する実施例に記載の方法で求められる温度である。
上記累積圧下率の計算方法は、下式により算出した。
９００〜８２０℃の温度域での累積圧下率＝（Ｈ１−Ｈ２）／Ｈ１×１００
未再結晶γ域での累積圧下率＝（Ｈ３−ｔ）／Ｈ３×１００
上記において、Ｈ１は９００〜８２０℃の温度域での圧延開始時の板厚、Ｈ２は９００〜８２０℃の温度域での圧延終了時の板厚、Ｈ３は未再結晶γ域での圧延開始時の板厚、ｔは仕上厚さであり、いずれも単位はｍｍである。
９００〜８２０℃の温度域での累積圧下率＝（Ｈ１−Ｈ２）／Ｈ１×１００
未再結晶γ域での累積圧下率＝（Ｈ３−ｔ）／Ｈ３×１００
上記において、Ｈ１は９００〜８２０℃の温度域での圧延開始時の板厚、Ｈ２は９００〜８２０℃の温度域での圧延終了時の板厚、Ｈ３は未再結晶γ域での圧延開始時の板厚、ｔは仕上厚さであり、いずれも単位はｍｍである。
［熱間圧延後の冷却時の平均冷却速度：５〜３０℃／ｓ］
［冷却停止温度：３５０〜６５０℃］
熱間圧延後は、７３０℃以上の冷却開始温度から、平均冷却速度５〜３０℃／ｓで、３５０〜６５０℃の冷却停止温度まで冷却を行う。この冷却によって、フェライトの分率を５０〜８０面積％の範囲内とすることができ、その結果、高強度かつ低ＹＲを実現することができる。フェライトの分率を抑えて高強度を確保するため、製造方法Ｉでは平均冷却速度を５℃／ｓ以上とする。前記平均冷却速度は、好ましくは１０℃／ｓ以上、より好ましくは１５℃／ｓ以上である。一方、平均冷却速度が速すぎると、フェライトが不足し、硬質相が過剰になり、強度が必要以上に高まり、降伏比も高くなる。前記平均冷却速度は、好ましくは２８℃／ｓ以下、より好ましくは２５．０℃／ｓ以下である。
［冷却停止温度：３５０〜６５０℃］
熱間圧延後は、７３０℃以上の冷却開始温度から、平均冷却速度５〜３０℃／ｓで、３５０〜６５０℃の冷却停止温度まで冷却を行う。この冷却によって、フェライトの分率を５０〜８０面積％の範囲内とすることができ、その結果、高強度かつ低ＹＲを実現することができる。フェライトの分率を抑えて高強度を確保するため、製造方法Ｉでは平均冷却速度を５℃／ｓ以上とする。前記平均冷却速度は、好ましくは１０℃／ｓ以上、より好ましくは１５℃／ｓ以上である。一方、平均冷却速度が速すぎると、フェライトが不足し、硬質相が過剰になり、強度が必要以上に高まり、降伏比も高くなる。前記平均冷却速度は、好ましくは２８℃／ｓ以下、より好ましくは２５．０℃／ｓ以下である。
上述平均冷却速度での冷却を、６５０℃よりも高温域で終了すると、フェライト分率が高くなり、高強度を確保できないといった不具合が生じる。よって、冷却停止温度は６５０℃以下とする。冷却停止温度は、好ましくは６３０℃以下である。一方、上記平均冷却速度での冷却を、３５０℃よりも低い温度まで行うと、フェライトが不足し、硬質相が増加して強度が必要以上に高くなる。また、ＭＡが多く生じて優れた母材靭性の達成が難しくなる。よって、冷却停止温度は３５０℃以上とする。冷却停止温度は、好ましくは４００℃以上、より好ましくは４５０℃以上である。
前記冷却停止温度から室温までの冷却は、例えば空冷とすることができる。
次に、製造方法IIと製造方法IIIについて説明する。下記製造方法IIと製造方法IIIの説明において、前記製造方法Ｉと同じ工程については説明を省略する。
製造方法IIでは、熱間圧延後の冷却までを製造方法Ｉと同じ方法で行い、冷却後、更に焼戻しを行う。この焼戻しを行うことによって強度の調整ができる。焼戻し温度は、５００℃以上とすることが好ましく、より好ましくは６００℃以上である。また焼戻し温度は７００℃以下とすることが好ましい。焼戻しの効果を得る観点から、焼戻し時間は０分超、６０分以下とすることができる。焼戻し後は、室温まで空冷とすればよい。
製造方法IIIでは、スラブ加熱までを製造方法Ｉと同じ方法で行った後、製造方法Ｉと多少異なる条件で熱間圧延し、その後、製造方法Ｉよりも遅い速度で冷却する。そして製造方法IIIでは、冷却後に二相域温度からの焼入れと焼戻し（テンパー）を行う。以下、製造方法IIIにおける熱間圧延、冷却と、二相域温度からの焼入れ・焼戻しについて説明する。
［平均温度が９００〜８２０℃の温度域での累積圧下率：１０〜７０％］
［平均温度が８２０℃未満の未再結晶γ域での累積圧下率：５％以下］
平均温度が９００〜８２０℃の温度域での累積圧下率を１０％以上とすることによって、平均結晶粒径を２２．０μｍ以下、かつ結晶粒径の標準偏差σを１３．０μｍ以下と結晶粒を均一かつ微細にすることができる。その結果、低温での母材靭性を確保することができる。前記９００〜８２０℃の温度域での累積圧下率は、好ましくは１５．０％以上、より好ましくは２０．０％以上である。一方、９００〜８２０℃の温度域での累積圧下率を７０％以下とし、かつ平均温度が８２０℃未満の未再結晶γ域での累積圧下率を、５％以下に抑えることによって、平均結晶粒径を１２．０μｍ以上とすることができ、その結果、高強度かつ低ＹＲ、特に低ＹＲを実現することができる。また、前記未再結晶γ域での累積圧下率を５％以下に抑えることによって、フェライトのアスペクト比を２．０以下とすることができ、その結果、音響異方性を低減できる。前記９００〜８２０℃の温度域での累積圧下率は、好ましくは６０％以下である。また、前記未再結晶γ域での累積圧下率は、好ましくは２％以下であり、最も好ましくは０％である。
［平均温度が８２０℃未満の未再結晶γ域での累積圧下率：５％以下］
平均温度が９００〜８２０℃の温度域での累積圧下率を１０％以上とすることによって、平均結晶粒径を２２．０μｍ以下、かつ結晶粒径の標準偏差σを１３．０μｍ以下と結晶粒を均一かつ微細にすることができる。その結果、低温での母材靭性を確保することができる。前記９００〜８２０℃の温度域での累積圧下率は、好ましくは１５．０％以上、より好ましくは２０．０％以上である。一方、９００〜８２０℃の温度域での累積圧下率を７０％以下とし、かつ平均温度が８２０℃未満の未再結晶γ域での累積圧下率を、５％以下に抑えることによって、平均結晶粒径を１２．０μｍ以上とすることができ、その結果、高強度かつ低ＹＲ、特に低ＹＲを実現することができる。また、前記未再結晶γ域での累積圧下率を５％以下に抑えることによって、フェライトのアスペクト比を２．０以下とすることができ、その結果、音響異方性を低減できる。前記９００〜８２０℃の温度域での累積圧下率は、好ましくは６０％以下である。また、前記未再結晶γ域での累積圧下率は、好ましくは２％以下であり、最も好ましくは０％である。
［熱間圧延後の冷却時の平均冷却速度：５．０℃／ｓ未満］
熱間圧延後、仕上圧延温度〜（仕上圧延温度−１５０℃）の冷却開始温度から、室温までを、平均冷却速度５．０℃／ｓ未満で冷却する。前記冷却として空冷が挙げられる。なお、平均冷却速度の下限は、高い降伏強度を容易に確保する観点からは、０．５℃／ｓ以上とすることが好ましい。
熱間圧延後、仕上圧延温度〜（仕上圧延温度−１５０℃）の冷却開始温度から、室温までを、平均冷却速度５．０℃／ｓ未満で冷却する。前記冷却として空冷が挙げられる。なお、平均冷却速度の下限は、高い降伏強度を容易に確保する観点からは、０．５℃／ｓ以上とすることが好ましい。
［焼入れ温度：７２０〜８５０℃］
焼入れ温度は二相域の温度に該当する。焼入れ温度が低いと、逆変態分率が不足し、硬質相の分率が不足して高強度を達成できない。よって、焼入れ温度は７２０℃以上とする。好ましくは７５０℃以上である。一方、焼入れ温度が高いと、逆変態分率は増加するが、硬質相となる部分の成分濃縮が不足し、硬質相の硬さが低下する。よって、焼入れ温度は８５０℃以下とする。好ましくは８４０℃以下である。また、焼入れ温度での保持時間が少ないと、元素が濃縮し難く硬さを確保できない。よって、焼入れ加熱時間は５分以上とすることが好ましい。より好ましくは１０分以上である。一方、焼入れ加熱時間が長いと、生産性が低下するため６０分以下とすることが好ましい。
焼入れ温度は二相域の温度に該当する。焼入れ温度が低いと、逆変態分率が不足し、硬質相の分率が不足して高強度を達成できない。よって、焼入れ温度は７２０℃以上とする。好ましくは７５０℃以上である。一方、焼入れ温度が高いと、逆変態分率は増加するが、硬質相となる部分の成分濃縮が不足し、硬質相の硬さが低下する。よって、焼入れ温度は８５０℃以下とする。好ましくは８４０℃以下である。また、焼入れ温度での保持時間が少ないと、元素が濃縮し難く硬さを確保できない。よって、焼入れ加熱時間は５分以上とすることが好ましい。より好ましくは１０分以上である。一方、焼入れ加熱時間が長いと、生産性が低下するため６０分以下とすることが好ましい。
前記焼入れ温度で保持後は、ほぼ室温まで焼入れを行う。焼入れは、水焼入れや油焼入れ等を行うことができる。前記二相域加熱によって逆変態したオーステナイトには、Ｃ、Ｍｎ等が濃縮しており、焼入れ性の高い状態となっている。よって、焼入れ時の平均冷却速度が遅くとも硬質相となりえるが、硬質相の硬さを確実に高めるため、焼入れは１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することが好ましい。
［焼戻し温度：４００〜７００℃］
前記二相域温度からの焼入れ後は、４００〜７００℃で焼戻しを行う。焼戻し温度が低温では、硬質相が硬くなりすぎて強度が必要以上に高くなる。よって、焼戻し温度の下限は、４００℃以上とする。焼戻し温度は、４５０℃以上とすることが好ましい。一方、焼戻し温度が高温になると、硬質相の硬さが低下し、強度不足となりやすく、軟質相と硬質相の硬さ比が低下して降伏比が上昇する。よって焼戻し温度は、７００℃以下とする。焼戻し温度は、６００℃以下とすることが好ましい。また、焼戻しの効果を得るため、焼戻し時間は５分以上とすることが好ましい。より好ましくは１０分以上である。一方、生産性の観点から、焼戻し時間は６０分以下とすることが好ましい。
前記二相域温度からの焼入れ後は、４００〜７００℃で焼戻しを行う。焼戻し温度が低温では、硬質相が硬くなりすぎて強度が必要以上に高くなる。よって、焼戻し温度の下限は、４００℃以上とする。焼戻し温度は、４５０℃以上とすることが好ましい。一方、焼戻し温度が高温になると、硬質相の硬さが低下し、強度不足となりやすく、軟質相と硬質相の硬さ比が低下して降伏比が上昇する。よって焼戻し温度は、７００℃以下とする。焼戻し温度は、６００℃以下とすることが好ましい。また、焼戻しの効果を得るため、焼戻し時間は５分以上とすることが好ましい。より好ましくは１０分以上である。一方、生産性の観点から、焼戻し時間は６０分以下とすることが好ましい。
製造方法IIIにおいて、前記二相域温度からの焼入れと焼戻しは、オフライン熱処理として行うことができる。
本発明の厚鋼板は、板厚が、例えば１６〜４０ｍｍであることが挙げられる。
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。
表１に示す成分組成を満たす鋼片（スラブ）を常法により得た。上記鋼片を、表２に示す加熱温度まで加熱してから、表２に示す条件で熱間圧延と、熱間圧延直後の冷却を行った。なお、表２の「圧下率」における「再結晶γ」は、９００〜８２０℃の温度域での累積圧下率を示し、「未再結晶γ」は、８２０℃未満の未再結晶γ域での累積圧下率を示す。また表２において、ＦＲＴ、ＳＣＴ、ＦＣＴはそれぞれ、仕上圧延温度、表２に示す平均冷却速度での冷却の開始温度と停止温度を示す。表２に示す冷却停止温度から、室温までは空冷とした。次いで、試験Ｎｏ．４、７〜９、１１〜１３では、更に表２に示す焼戻し温度で焼戻し時間１５分間の条件で焼戻しを行った。試験Ｎｏ．６、１４および１５では、室温から表２に示す焼入れ温度まで再加熱後に焼入れし、それから表２に示す焼戻し温度で焼戻し時間１０分間の条件で焼戻しを行った。これらの製造方法により表２に仕上厚として示す板厚の鋼板を得た。
前記製造工程における熱間圧延、焼入れ温度、焼戻し温度における各温度は、鋼板の表面温度から、板厚、熱伝導率等のパラメータを用いて計算により求めた平均温度である。冷却開始温度と冷却停止温度は表面温度である。冷却速度は表面の冷却開始温度、冷却停止温度と冷却時間により求めた速度である。
得られた鋼板に対し、下記の要領で鋼組織、引張試験、母材の低温靭性、および音響異方性の評価を行った。
［鋼組織の観察］
〔フェライトの分率、フェライトのアスペクト比〕
圧延方向に平行でかつ鋼板表面に対して垂直な板厚断面を観察できるよう上記鋼板からサンプルを採取した。前記断面を研磨し、ナイタール腐食を行ってフェライトからなる軟質相を現出させた。板厚の１／４位置を、光学顕微鏡を用いて観察倍率４００倍で組織を撮影し、軟質相であるフェライトの分率を求めた。更に、軟質相であるフェライトの圧延方向と板厚方向の粒径を測定し、それらの比からフェライトのアスペクト比を算出した。なお本発明では、全組織から前記軟質相であるフェライトの分率を差し引いた値を、硬質相の分率とした。この硬質相は、ベイナイト、パーライト、およびマルテンサイトのうちの１以上を合計で８０面積％以上含むことを確認した。
〔フェライトの分率、フェライトのアスペクト比〕
圧延方向に平行でかつ鋼板表面に対して垂直な板厚断面を観察できるよう上記鋼板からサンプルを採取した。前記断面を研磨し、ナイタール腐食を行ってフェライトからなる軟質相を現出させた。板厚の１／４位置を、光学顕微鏡を用いて観察倍率４００倍で組織を撮影し、軟質相であるフェライトの分率を求めた。更に、軟質相であるフェライトの圧延方向と板厚方向の粒径を測定し、それらの比からフェライトのアスペクト比を算出した。なお本発明では、全組織から前記軟質相であるフェライトの分率を差し引いた値を、硬質相の分率とした。この硬質相は、ベイナイト、パーライト、およびマルテンサイトのうちの１以上を合計で８０面積％以上含むことを確認した。
〔平均結晶粒径と結晶粒径の標準偏差〕
圧延方向に平行でかつ鋼板表面に対して垂直な板厚断面を研磨し、板厚の１／４位置にて、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、電子線後方散乱回折）法による測定装置（ＥＤＡＸ社製ＯＩＭシステム）を用い、測定領域：２００μｍ×２００μｍ、測定ステップ：０．５μｍ間隔の条件で行って、全組織の結晶粒径の平均値と、該結晶粒径の標準偏差σを算出した。
圧延方向に平行でかつ鋼板表面に対して垂直な板厚断面を研磨し、板厚の１／４位置にて、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、電子線後方散乱回折）法による測定装置（ＥＤＡＸ社製ＯＩＭシステム）を用い、測定領域：２００μｍ×２００μｍ、測定ステップ：０．５μｍ間隔の条件で行って、全組織の結晶粒径の平均値と、該結晶粒径の標準偏差σを算出した。
〔ＭＡの分率〕
圧延方向に平行でかつ鋼板表面に対して垂直な板厚断面を観察できるよう上記鋼板からサンプルを採取した。前記断面を研磨し、レペラ試薬でエッチングしてＭＡ相を現出させた。そして板厚の１／４位置を、光学顕微鏡を用い、倍率１０００倍で組織を撮影してＭＡの分率を算出した。
圧延方向に平行でかつ鋼板表面に対して垂直な板厚断面を観察できるよう上記鋼板からサンプルを採取した。前記断面を研磨し、レペラ試薬でエッチングしてＭＡ相を現出させた。そして板厚の１／４位置を、光学顕微鏡を用い、倍率１０００倍で組織を撮影してＭＡの分率を算出した。
［引張試験（強度特性の評価）］
全厚から圧延方向と垂直に平型引張試験片（ＪＩＳ１Ａ号またはＪＩＳ５号試験片と同じ）を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の要領で引張試験を行い、降伏強度ＹＰまたは０．２％ＹＳと引張強度ＴＳを測定し、降伏比ＹＲを求めた。そして降伏強度ＹＰまたは０．２％ＹＳが３２５〜４４５ＭＰａ、引張強度ＴＳが４９０〜６１０ＭＰａ、かつ降伏比ＹＲが８０％以下の場合を、高強度かつ低降伏比を示すと評価した。
全厚から圧延方向と垂直に平型引張試験片（ＪＩＳ１Ａ号またはＪＩＳ５号試験片と同じ）を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の要領で引張試験を行い、降伏強度ＹＰまたは０．２％ＹＳと引張強度ＴＳを測定し、降伏比ＹＲを求めた。そして降伏強度ＹＰまたは０．２％ＹＳが３２５〜４４５ＭＰａ、引張強度ＴＳが４９０〜６１０ＭＰａ、かつ降伏比ＹＲが８０％以下の場合を、高強度かつ低降伏比を示すと評価した。
［母材の低温靭性の評価］
板厚の１／４部位において試験片の長手方向がＬ方向、即ち圧延方向となるように、ＪＩＳ４号試験片を３本採取した。そして、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定の方法でＶノッチシャルピー衝撃試験を実施した。本発明では、低温靭性の指標として、試験温度：−６０℃で上記試験片３本のエネルギー値を測定した。また上記衝撃試験を行って、試験温度と脆性破面率の関係を示す曲線から、脆性破面遷移温度を求めた。そして、上記試験片３本のエネルギー値の最小値が４９Ｊ以上、すなわち上記試験片３本のエネルギー値がいずれも４９Ｊ以上であると共に、平均値が７０Ｊ以上であり、かつ上記脆性破面遷移温度ｖＴｒｓが−６０℃以下を満たす場合を、母材が優れた低温靭性を安定して発揮すると評価した。
板厚の１／４部位において試験片の長手方向がＬ方向、即ち圧延方向となるように、ＪＩＳ４号試験片を３本採取した。そして、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定の方法でＶノッチシャルピー衝撃試験を実施した。本発明では、低温靭性の指標として、試験温度：−６０℃で上記試験片３本のエネルギー値を測定した。また上記衝撃試験を行って、試験温度と脆性破面率の関係を示す曲線から、脆性破面遷移温度を求めた。そして、上記試験片３本のエネルギー値の最小値が４９Ｊ以上、すなわち上記試験片３本のエネルギー値がいずれも４９Ｊ以上であると共に、平均値が７０Ｊ以上であり、かつ上記脆性破面遷移温度ｖＴｒｓが−６０℃以下を満たす場合を、母材が優れた低温靭性を安定して発揮すると評価した。
［音響異方性の評価］
ＪＩＳ Ｚ ３０６０に規定の通り、横波の振動方向を主圧延方向（Ｌ方向）に一致させたときの横波音速値ＶＬと、Ｌ方向に垂直な方向（Ｃ方向）に一致させたときの横波音速値ＶＣを測定し、横波音速比ＶＬ／ＶＣを求めた。そして、該音速比が１．０２０以下の場合を音響異方性が小さいと評価した。これらの結果を表３に示す。
ＪＩＳ Ｚ ３０６０に規定の通り、横波の振動方向を主圧延方向（Ｌ方向）に一致させたときの横波音速値ＶＬと、Ｌ方向に垂直な方向（Ｃ方向）に一致させたときの横波音速値ＶＣを測定し、横波音速比ＶＬ／ＶＣを求めた。そして、該音速比が１．０２０以下の場合を音響異方性が小さいと評価した。これらの結果を表３に示す。
表１〜３の結果を考察する。
試験Ｎｏ．６〜１５は、本発明で規定する成分組成を満足する鋼種を用いて、本発明で規定する製造条件で製造した例である。これらは、高強度かつ低降伏比を示し、母材の低温靭性に優れ、かつ音響異方性が小さい。更に、本発明で規定するｆＨＡＺ、Ｃｅｑ、およびＰＣＭの範囲をいずれも満たし、溶接を施したときに形成されるＨＡＺが優れた靭性を発揮し得ることがわかる。これに対し、試験Ｎｏ．１〜５は、成分組成は本発明で規定する範囲内にあるが、本発明で規定する製造条件の少なくともいずれかを満たさず、強度特性、靭性、音響異方性の少なくともいずれかが劣る結果となった。
試験Ｎｏ．１は、熱間圧延後に加速冷却を行った例であるが、冷却停止温度が低いため、フェライト分率が不足し、ＭＡ分率が大きくなった。この様にフェライト分率が不足し、相対的に硬質相が過剰となったため、引張強度が必要以上に高くなった。また、ＭＡ分率が大きいため、母材の優れた低温靭性が得られなかった。
試験Ｎｏ．２は、９００〜８２０℃の温度域での累積圧下率が大きいため、平均結晶粒径が過度に微細化し、ＹＲが上限を超過した。また未再結晶γ域での圧下率も大きいため、フェライトのアスペクト比が増加し、音響異方性が上昇した。
試験Ｎｏ．３は、熱間圧延後に空冷を行って鋼板を得た例であり、空冷後に二相域焼入れと焼戻しを行わなかった例である。この例の場合、フェライト分率が大きいため、高強度を確保できなかった。
試験Ｎｏ．４は、９００〜８２０℃の温度域での圧下を行わなかったため、平均結晶粒径が大きく、かつ結晶粒径の標準偏差σも大きくなり、母材の低温靭性が低下した。
試験Ｎｏ．５は、熱間圧延後の冷却時の平均冷却速度が大きく、フェライト分率が不足したため、降伏強度と引張強度が必要以上に高くなり、ＹＲが上限を上回った。
本発明の厚鋼板は、低温での母材靭性に優れ、かつ音響異方性が小さく、溶接で形成されるＨＡＺの靭性にも優れた４９０ＭＰａ級の低降伏比鋼板である。本発明の厚鋼板は、地震発生時における安全性、信頼性の確保を必要とする建築構造部材用として好適である。特には、例えば、鉄骨構造の柱に使用される冷間成形角形鋼管用、特に冷間プレス成形角形鋼管用として好適である。
Claims (6)
- 成分組成が、
Ｃ ：０．１１〜０．１８質量％、
Ｓｉ：０．１０〜０．５０質量％、
Ｍｎ：１．００〜１．５０質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．０２０質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．００５質量％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．０６０質量％、
Ｎｂ：０〜０．００４質量％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０質量％、
Ｂ ：０〜０．０００３質量％、
Ｃａ：０．０００３〜０．００６０質量％、および
Ｎ ：０．００１０〜０．０１００質量％
を満たし、残部が鉄および不可避的不純物である厚鋼鈑であって、
下記式（１）で表される炭素当量Ｃｅｑが０．３２〜０．３８質量％、
下記式（２）で表される溶接熱影響部靭性指標ｆＨＡＺが０．４６質量％以下、
下記式（３）で表される溶接割れ感受性組成ＰＣＭが０．１５〜０．２４質量％であり、
鋼組織が、
フェライトからなる軟質相と、ベイナイト、パーライト、およびマルテンサイトのうちの１以上を合計で８０面積％以上含む硬質相とからなり、
全組織に占めるフェライトの分率が５０〜８０面積％、
フェライトのアスペクト比が２．０以下、
全組織に占める島状マルテンサイト（ＭＡ）の分率が１面積％以下、
平均結晶粒径が１２．０〜２２．０μｍ、および
結晶粒径の標準偏差σが１３．０μｍ以下
を満たす、母材と溶接熱影響部の靭性に優れかつ音響異方性の小さい高強度低降伏比厚鋼板。
Ｃｅｑ（質量％）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４ …（１）
式（１）中の［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、含まない元素はゼロとする。
ｆＨＡＺ（質量％）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／８＋６×（［Ｐ］＋［Ｓ］）＋１２×［Ｎ］−４×［Ｔｉ］ …（２）
式（２）中の［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｐ］、［Ｓ］、［Ｎ］および［Ｔｉ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ＮおよびＴｉの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。またＴｉの含有量が０．００５質量％以下の場合、［Ｔｉ］＝０質量％とする。
ＰＣＭ（質量％）＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］ …（３）
式（３）中の［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。 - 更に、
Ｃｕ：０質量％超、０．５０質量％以下、
Ｎｉ：０質量％超、０．５０質量％以下、
Ｃｒ：０質量％超、０．５０質量％以下、
Ｍｏ：０質量％超、０．５０質量％以下、
Ｖ：０質量％超、０．１質量％以下、および、
ＲＥＭ：０質量％超、０．１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に記載の高強度低降伏比厚鋼板。 - 冷間成形角形鋼管用である請求項１または２に記載の高強度低降伏比厚鋼板。
- 請求項１〜３のいずれかに記載の高強度低降伏比厚鋼板を製造する方法であって、
請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼片を、１０００〜１２００℃に加熱してから、熱間圧延を、平均温度が９００〜８２０℃の温度域での累積圧下率：１０〜５０％、平均温度が８２０℃未満の未再結晶γ域での累積圧下率：５％以下の条件で行い、熱間圧延後、７３０℃以上の冷却開始温度から、平均冷却速度５〜３０℃／ｓで、３５０〜６５０℃の冷却停止温度まで冷却する、母材と溶接熱影響部の靭性に優れかつ音響異方性の小さい高強度低降伏比厚鋼板の製造方法。 - 前記冷却後に、５００〜７００℃で焼戻しを行う請求項４に記載の製造方法。
- 請求項１〜３のいずれかに記載の高強度低降伏比厚鋼板を製造する方法であって、
請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼片を、１０００〜１２００℃に加熱してから、熱間圧延を、平均温度が９００〜８２０℃の温度域での累積圧下率：１０〜７０％、平均温度が８２０℃未満の未再結晶γ域での累積圧下率：５％以下の条件で行い、熱間圧延後、仕上圧延温度〜（仕上圧延温度−１５０℃）の冷却開始温度から、室温までを、平均冷却速度５．０℃／ｓ未満で冷却し、
次いで熱間圧延材を、７２０〜８５０℃に再加熱してから焼入れを行い、その後、４００〜７００℃で焼戻しを行う、母材と溶接熱影響部の靭性に優れかつ音響異方性の小さい高強度低降伏比厚鋼板の製造方法。
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