JPWO2015088040A1 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Abstract

本発明に従い、所定の鋼板成分を有すると共に、Ｂを０．０００３％未満に抑制し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板成分を有し、Ｔｉ、ＮｂおよびＭｏを、Ｔｉ量（〔Ｔｉ〕）、Ｎｂ量（〔Ｎｂ〕）およびＭｏ量（〔Ｍｏ〕）が、〔Ｎｂ〕／（〔Ｔｉ〕＋〔Ｎｂ〕＋〔Ｍｏ〕）≧０．３の関係を満足する範囲で含みかつ平均粒子径が２０ｎｍ以下の析出物を有する鋼板とすることによって、海洋構造物や船舶、圧力容器、ペンストックなど鉄鋼構造物に用いて好適な、降伏応力（ＹＳ）が４６０ＭＰａ以上で、多層溶接部の溶接熱影響部の低温靭性（ＣＴＯＤ特性）と溶接施工時の熱処理後の強度靭性（ＰＷＨＴ特性）に優れる厚肉高張力鋼板を得ることができる。

Description

本発明は、海洋構造物や船舶、圧力容器、ペンストックなど鉄鋼構造物に用いられる高張力の鋼板およびその製造方法に関し、特に、降伏応力（ＹＳ）が４６０ＭＰａ以上で、鋼板の強度・靭性に優れるだけでなく、多層溶接部の低温靭性（ＣＴＯＤ特性）および溶接施工時の熱処理（ＰＷＨＴ）後の強度と靭性（ＰＷＨＴ特性）にも優れる厚肉高張力の鋼板とその製造方法に関するものである。
船舶や海洋構造物、圧力容器などに用いられる鋼板は、溶接接合されて、所望の形状の構造物として仕上げられる。そのため、これらの鋼板には、構造物の安全性の観点から、強度が高く、靭性が優れていることはもちろんのこと、溶接を施した際の溶接継手部（溶接金属や熱影響部）の靭性に優れていることも要求される。
従来、鋼板の靭性の評価基準としては、主にシャルピー衝撃試験による吸収エネルギーが用いられてきたが、近年では、より信頼性を高めるために、き裂開口変位試験（Ｃｒａｃｋ Ｔｉｐ Ｏｐｅｎｉｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ Ｔｅｓｔ、以下、ＣＴＯＤ試験と称する）が用いられることが多い。この試験は、靭性を評価する部位に疲労予き裂を施した試験片を３点曲げし、破壊直前のき裂の口開き量（塑性変形量）を測定して脆性破壊の発生抵抗を評価するものである。
ＣＴＯＤ試験では疲労予き裂を用いるので、極めて微小な領域が靭性評価部となる。そのため、鋼板中に局所脆化域が存在すると、シャルピー衝撃試験で良好な靭性が得られたとしても、ＣＴＯＤ試験では低い値を示す場合がある。
この局所脆化域は、板厚が厚い鋼板などにおいて、多層盛溶接によって複雑な熱履歴を受ける溶接熱影響部（以下、ＨＡＺとも称する）で発生しやすく、加えて、ボンド部（溶接金属と母材の境界）や、２相域にボンド部が再加熱される部分（１サイクル目の溶接で粗粒となり、後続の溶接パスによりフェライトとオーステナイトの２相域に加熱される領域、以下、２相域再加熱部と称する）が局所脆化域となりやすい。
ここで、ボンド部は、溶接時に融点直下の高温にさらされるため、オーステナイト粒が粗大化し、引続く冷却によって靭性の低い上部ベイナイト組織に変態しやすいことから、マトリクス自体の靭性が低くなりやすい。さらに、ボンド部は、ウッドマンステッテン組織や島状マルテンサイト（以下、Ｍ−Ａとも称する）などの脆化組織が生成しやすく、この脆化組織が生成すると、鋼板の靭性はさらに低下しやすくなる。
ここに、溶接熱影響部の靭性を向上させるため、例えば鋼板中にＴｉＮを微細分散させて、オーステナイト粒の粗大化を抑制したりフェライト変態核として利用したりする技術が実用化されている。しかしながら、ボンド部においては、ＴｉＮが溶解する温度域にまで加熱されることがあり、溶接部の低温靭性要求が厳しいほど加熱温度が高いので、上述のＴｉＮを微細分散させた作用効果が発現しにくくなる。
これらの問題を解決するために、特許文献１や特許文献２には、希土類元素（ＲＥＭ）をＴｉと共に複合添加して、鋼板中に微細粒子を分散させることにより、オーステナイトの粒成長を抑制して、溶接部靭性を向上させる技術が開示されている。
併せて、特許文献１や特許文献２には、Ｔｉの酸化物を分散させる技術や、ＢＮのフェライト核生成能と酸化物分散を組み合わせる技術、さらにはＣａやＲＥＭを添加して硫化物の形態を制御することにより、靭性を高める技術などが提案されている。
また、特許文献３には、Ｔｉ酸化物を鋼中に分散させて、ＨＡＺ靭性を向上させる技術ついて開示されている。
さらに、２相域再加熱部について言えば、２相域再加熱によってオーステナイトに逆変態した領域に炭素が濃化し、冷却中に島状マルテンサイトを含む脆弱なベイナイト組織が生成されて、鋼の靭性は低下するが、この靭性低下を防ぐために、鋼板成分を低Ｃ、低Ｓｉ化し、島状マルテンサイトの生成を抑制して靭性を向上し、Ｃｕを添加することによって母材強度を確保する技術が開示されている（例えば、特許文献４および５）。
ここで、特許文献４に記載の技術は、圧延後の冷却速度を０．１℃／ｓ以下とし、この過程でＣｕ粒子を析出させる方法を取っているが、製造安定性に課題がある。
また、特許文献５に記載の技術では、Ｎ／Ａｌ比を０．３〜３．０とすることでＡｌＮの粗大化や固溶Ｎの悪影響による靭性劣化を抑制しているが、固溶ＮはＴｉによる制御の方がより簡便である。
なお、ＹＳが４６０ＭＰａを超える厚肉材においては、溶接施工時に後熱処理（ＰＷＨＴ）を施される場合がある。このとき母材も同時に加熱されるため、ＰＷＨＴ処理を受けても母材特性を保持しなければならないが、従来、熱を受けた場合の強度低下を抑えるためには、その温度で析出物を形成する元素を添加することが一般的であった。
特公平０３−０５３３６７号公報 特開昭６０−１８４６６３号公報 特許第３６９７２０２号公報 特許第３０４５８５６号公報 特許第４４３２９０５号公報
ここで、特許文献１および２に記載された技術は、比較的低強度で合金元素量の少ない鋼材が対象であるところ、より高強度で合金元素量の多い厚肉材の場合は、ＨＡＺ組織がフェライトを含まない組織となるために適用することができないという問題が有る。
また、特許文献３に記載された技術では、Ｔｉ酸化物を鋼中に安定して微細分散させることが困難であるという問題が有った。
さらに、Ｃｕ析出物による強度確保は、靭性の低下を招くことが多く、鋼板の低温靭性確保に課題があった。また、特許文献５に記載されるＣｕ析出強化を用いた鋼材では、ＰＷＨＴ処理の過程でＣｕ粒子が大きく成長し、強度が低下しやすいという問題があった。
加えて、近年では、船舶や海洋構造物、圧力容器、ペンストックなど、鉄鋼構造物においてはその大型化に伴い、いっそうの高強度化が要望されている。
これら鉄鋼構造物に用いられる鋼材は、例えば、板厚が３５ｍｍ以上の厚肉材が多いので、降伏応力４６０ＭＰａ級やそれ以上の強度を確保するためには、添加する合金元素を多く含有する鋼成分系が有利となっている。
しかしながら、合金元素量の多い高強度鋼材を対象とするボンド部や２相域再加熱部の靭性向上については、十分検討されているとは言難かった。そして、ＰＷＨＴ後の鋼板特性の確保は、従来の単純な析出元素の添加では強度と靭性の維持が困難であった。
本発明は、上記した問題を有利に解決するもので、海洋構造物や船舶、圧力容器、ペンストックなど鉄鋼構造物に用いて好適な、降伏応力（ＹＳ）が４６０ＭＰａ以上（本発明ではこのＹＳを満足することを高張力という）で、多層溶接部の溶接熱影響部の低温靭性（ＣＴＯＤ特性）と溶接施工時の熱処理後の強度および靭性（ＰＷＨＴ特性）に優れる厚肉高張力鋼とその製造方法を提供することを目的とする。
発明者らは、上記した問題を解決すべく鋭意研究を重ね、以下の知見を得た。
（ａ）ＣＴＯＤ特性は鋼板全厚の試験片で評価されるため、成分の濃化する中心偏析部が破壊の起点となる。
従って、溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性を向上するためには、鋼板の中心偏析として濃化しやすい元素を適正量に制御し、中心偏析部の硬化を抑制することが効果的である。また、溶鋼が凝固する際に最終凝固部となるスラブの中心において、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、ＮｉおよびＮｂが他の元素に比べて濃化度が高いため、これらの元素の添加量を中心偏析部の硬さ指標により制御して、中心偏析部での硬さを抑制することが効果的である。
（ｂ）溶接熱影響部の靭性を向上させるためには、ＴｉＮを有効利用して、溶接ボンド部近傍でのオーステナイト粒の粗大化を抑制することが効果的である。特に、Ｔｉ／Ｎ比を適正量に制御すれば、鋼中にＴｉＮを均一微細に分散することができる。
（ｃ）硫化物の形態制御を目的として添加しているＣａの化合物（ＣａＳ）の晶出を溶接熱影響部の靭性向上に利用することが効果的である。
ＣａＳは、酸化物に比べて低温で晶出するため、均一に微細分散することができる。そして、Ｃａの添加量および添加時の溶鋼中の溶存酸素量を適正範囲に制御することによって、ＣａＳ晶出後でも固溶Ｓが確保されるので、ＣａＳの表面上にＭｎＳが析出して複合硫化物を形成する。このＭｎＳの周囲には、Ｍｎの希薄帯が形成されるので、フェライト変態がより促進される。
（ｄ）析出物を形成するＮｂに加えて、ＴｉやＭｏを必須添加とすることで、ＰＷＨＴ（おおよそ５５０〜６５０℃、２〜４ｈの範囲で実施）による加熱でも粗大化しないＭｏ，Ｔｉ，Ｎｂの複合炭窒化物を厚鋼板の製造段階で微細析出させることができる。
従来、ＹＳ：４６０ＭＰａ超級の鋼板では、ＰＷＨＴ後に強度の低下が顕著であったが、開発鋼板では、微細なＭｏ，Ｔｉ，Ｎｂ複合析出物（炭化物、窒化物または炭窒化物）が安定して存在することで、析出強化を維持することができ、鋼板の強度低下を抑制することが可能であることが分かった。また、微細なＭｏ，Ｔｉ，Ｎｂ複合析出物の存在により、鋼板の靭性も併せて維持できることが分かった。
本発明は上記した知見に基づき完成したものであって、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：０．０２０〜０．０９０％
Ｓｉ：０．０１〜０．３５％
Ｍｎ：１．４０〜２．００％
Ｐ：０．００８％以下
Ｓ：０．００３５％以下
Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％
Ｎｉ：０．４０〜２．００％
Ｍｏ：０．０５〜０．５０％
Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｎ：０．００２０〜０．００５０％
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
Ｏ：０．００３５％以下
を含有し、下記（１）式で規定されるＣｅｑが０．４２０〜０．５２０％の範囲であって、下記（２）式、（３）式および（４）式を満たすと共に、Ｂを０．０００３％未満に抑制し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板成分と、
Ｔｉ、ＮｂおよびＭｏを、Ｔｉ量（〔Ｔｉ〕）、Ｎｂ量（〔Ｎｂ〕）およびＭｏ量（〔Ｍｏ〕）が、〔Ｎｂ〕／（〔Ｔｉ〕＋〔Ｎｂ〕＋〔Ｍｏ〕）≧０．３の関係を満足する範囲で含みかつ平均粒子径が２０ｎｍ以下の析出物を有する鋼板。
記
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／ ５・・・（１）
１．５≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦４．０ ・・・（２）
０＜｛［Ｃａ］−（０．１８＋１３０×［Ｃａ］）×［Ｏ］｝／１．２５／［Ｓ］＜１．５ ・・・（３）
５．５［Ｃ］（４／３）＋１５［Ｐ］＋０．９０［Ｍｎ］＋０．１２［Ｎｉ］＋７．９［Ｎｂ］（１／２）＋０．５３［Ｍｏ］ ≦３．７０ ・・・（４）
但し、［Ｍ］は、鋼板中の元素Ｍの含有量（質量％）を表す。
２．前記鋼板成分に、さらに質量％で、Ｃｕ：０．７％未満、Ｃｒ：０．１〜１．０％およびＶ：０．００５〜０．０５％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する前記１に記載の鋼板。
３．前記鋼板成分に、さらに質量％で、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％およびＲＥＭ：０．００１０〜０．０２００％のうちから選ばれる１種または２種を含有する前記１または２に記載の鋼板。
４．前記１〜３のいずれかに記載の鋼板成分を有する鋼に、９５０〜１１５０℃に加熱後、９００℃以上の温度域における累積圧下率が３０％以上、９００℃未満の温度域における累積圧下率が３０〜７０％となる熱間圧延を施し、その後、少なくとも５００℃までを冷却速度１．０℃／ｓ以上で冷却する鋼板の製造方法。
５．前記冷却後、さらに４５０〜６５０℃で焼戻し処理を施す前記４に記載の鋼板の製造方法。
本発明によれば、海洋構造物など大型の鉄鋼構造物に用いて好適な降伏応力（ＹＳ）が４６０ＭＰａ以上であって、多層溶接部のＣＴＯＤ特性およびＰＷＨＴ特性に優れる厚肉高張力鋼板とその製造方法が得られるので、産業上極めて有用である。
ＰＷＨＴ熱処理における強度、靭性変化と析出物・サイズ組成の関係を示す図である。 鋼板中の析出物のＴＥＭレプリカ観察とＥＤＸ分析結果を示す図である。
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、鋼板（以下、厚肉材ともいう）の成分組成（鋼成分）を上記の範囲に限定した理由について、成分毎に詳しく説明する。なお、以下に述べる鋼板の成分組成を示す％表示は特に断らない限り質量％を意味する。
Ｃ：０．０２０〜０．０９０％
Ｃは、高張力鋼板としての強度確保に必要な元素である。０．０２０％未満の添加では、焼入性が低下し、強度確保のために、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏなどの焼入性向上元素の多量添加が必要となって、コスト高を招く。一方、０．０９０％を超える添加は溶接部靭性を低下させる。従って、Ｃ量は０．０２０〜０．０９０％の範囲とする。好ましくは、０．０２０〜０．０８０％の範囲である。
Ｓｉ：０．０１〜０．３５％
Ｓｉは、脱酸元素として、また、鋼板強度を得るために添加する成分であり、これらの効果を得るためには０．０１％以上の添加が必要である。一方、０．３５％を超える多量の添加は、溶接性の低下と溶接継手靭性の低下を招く。従って、Ｓｉ量は０．０１〜０．３５％の範囲とする必要がある。好ましくは、０．０１〜０．２３％である。
Ｍｎ：１．４０〜２．００％
Ｍｎは、鋼板強度および溶接継手強度を確保するため、１．４０％以上添加する必要がある。一方、２．００％を超える添加は、溶接性を低下させ、焼入性が過剰となって、鋼板靭性および溶接継手靭性を低下させる。従って、Ｍｎ量は１．４０〜２．００％の範囲とする。さらに好ましくは、１．４０〜１．９５％である。
Ｐ：０．００８％以下
不純物元素であるＰは、鋼板靭性および溶接部靭性を低下させ、特に溶接部における含有量が０．００８％を超えるとＣＴＯＤ特性が著しく低下するので、０．００８％以下とする。好ましくは、０．００６％以下である。なお、Ｐの含有量は、極力少ないほうが良いが、精錬コスト等の点から、その下限値は、０．００２％程度である。
Ｓ：０．００３５％以下
Ｓは、不純物元素であり、０．００３５％を超えて含有すると鋼板および溶接部靭性を低下させるため、０．００３５％以下とする。好ましくは、０．００３０％以下である。なお、Ｓの含有量は、極力少ないほうが良いが、精錬コスト等の点から、その下限値は、０．０００４％程度である。
Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％
Ａｌは、溶鋼を脱酸するために添加される元素であり、０．０１０％以上含有させる必要がある。一方、０．０６０％を超えて添加すると鋼板および溶接部靭性を低下させるとともに、溶接による希釈によって溶接金属部に混入し、靭性を低下させるので、０．０６０％以下に制限する。好ましくは、０．０１７〜０．０５５％である。なお、本発明においてＡｌ量は、酸可溶性Ａｌ（Ｓｏｌ．Ａｌなどとも称される）で規定するものとする。
Ｎｉ：０．４０〜２．００％
Ｎｉは、鋼板の強度と靭性の向上に有効な元素であり、溶接部ＣＴＯＤ特性の向上にも有効である。この効果を得るには０．４０％以上の添加が必要である。一方、Ｎｉは高価な元素であること、また過度の添加は鋳造時にスラブの表面にキズを発生しやすくするので、含有する上限は２．００％とする。
Ｍｏ：０．０５〜０．５０％
Ｍｏは、本発明において重要な役割を果たし、適量添加によって鋼板を高強度化するのに有効な元素である。これは、焼入れ性と、焼き戻し時の軟化抵抗性の向上による効果である。また、ＴｉやＮｂと形成する複合析出物を微細に維持し、厚肉材の強化と靭性低下抑制の効果がある。これらの効果を得るためには、Ｍｏを０．０５％以上含有する必要がある。一方、過剰に含有すると、厚肉材の靭性に悪影響を与えるので、Ｍｏ量の上限は０．５０％とする。なお、Ｍｏ量は０．０８〜０．４０％の範囲であることがより好ましい。また、０．１６〜０．３０％の範囲であることがさらに好ましい。
Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％
Ｎｂは、低温域で、オーステナイトの未再結晶域を形成するので、その温度域で圧延を施すことにより、鋼板の組織微細化や、高靭化を図ることができる。また、Ｎｂは、焼入れ性の向上効果を有するとともに、ＭｏやＴｉと複合添加することで、焼戻し時の軟化抵抗を高める効果を有し、鋼板強度の向上に有効な元素でもある。これらの効果を得るためには、Ｎｂを０．００５％以上含有する必要がある。一方、０．０４０％を超えて含有すると靭性を劣化させるので、Ｎｂ量の上限は、０．０４０％とし、好ましくは０．０３５％とする。
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは、溶鋼が凝固する際にＴｉＮとなって析出し、溶接部におけるオーステナイトの粗大化を抑制して溶接部の靭性向上に寄与する。さらにＭｏ，Ｎｂと併せて複合添加することで焼戻し時の軟化抵抗を高める効果がある。しかし、０．００５％未満の含有ではその効果が小さい一方で、０．０２５％を超えて含有すると、ＴｉＮが粗大化し、鋼板や溶接部の靭性改善効果が得られないため、Ｔｉは、０．００５〜０．０２５％の範囲とする。
Ｎ：０．００２０〜０．００５０％
Ｎは、ＴｉやＡｌと反応して析出物を形成することで、結晶粒を微細化し、鋼板靭性を向上させる。また、溶接部の組織の粗大化を抑制するＴｉＮを形成させるために必要な元素である。これらの作用を発揮するには、Ｎを０．００２０％以上含有することが必要である。一方、Ｎは、０．００５０％を超えて添加すると固溶Ｎが鋼板や溶接部の靭性を著しく低下させたり、ＴｉおよびＮｂの複合析出物生成による固溶Ｎｂ減少に伴う強度低下を招いたりするので、上限を０．００５０％とする。
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
Ｃａは、Ｓを固定することによって靭性を向上させる元素である。この効果を得るためには、少なくとも０．０００５％の添加が必要である。一方、０．００５０％を超えて含有してもその効果は飽和するため、Ｃａは０．０００５〜０．００５０％の範囲で添加する。
Ｏ：０．００３５％以下
Ｏは、０．００３５％を超えると鋼板の靭性が劣化するため、０．００３５％以下、好ましくは０．００２８％以下とする。なお、Ｏの含有量は、極力少ないほうが良いが、精錬コスト等の点から、その下限値は、０．００１０％程度である。
Ｃｅｑ：０．４２０〜０．５２０％
以下の式で規定されるＣｅｑが０．４２０％未満の場合、４６０ＭＰａ級の厚肉材強度が得られない。一方、０．５２０％を超えると、厚肉材の溶接性や溶接部靭性が低下するため、０．５２０％以下とする。好ましくは、０．４４０〜０．５２０％の範囲である。なお、以下、［Ｍ］は元素Ｍの鋼中含有量（質量％）を表す。また、含有しない元素は０で計算する。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／ ５
［Ｔｉ］／［Ｎ］：１．５〜４．０
［Ｔｉ］／［Ｎ］の値が１．５未満では生成するＴｉＮ量が減少し、ＴｉＮとならない固溶Ｎが溶接部の靭性を低下させてしまう。一方、［Ｔｉ］／［Ｎ］の値が４．０を超えると、ＴｉＮが粗大化し、溶接部靭性を低下させる。従って、［Ｔｉ］／［Ｎ］の値の範囲は１．５〜４．０、好ましくは、１．８〜３．５とする。
０＜｛［Ｃａ］−（０．１８＋１３０×［Ｃａ］）×［Ｏ］｝／１．２５／［Ｓ］＜１．５
｛［Ｃａ］−（０．１８＋１３０×［Ｃａ］）×［Ｏ］｝／１．２５／［Ｓ］は、硫化物形態制御に有効なＣａとＳの原子濃度の比を示す値で、Ｃａの添加量および添加時の溶鋼中の溶存酸素量を適正範囲に制御することによって調整することができ、ＡＣＲ（Ａｔｏｍｉｃ Ｃｏｎｃｅｎｔｒａｔｉｏｎ Ｒａｔｉｏ）とも称される。このＡＣＲ値によって硫化物の形態を推定することができるが、本発明では、高温でも溶解しないフェライト変態生成核ＣａＳを微細分散させる指標として規定する。
ここで、ＡＣＲ値が０以下の場合、ＣａＳが晶出しない。そのため、Ｓは、ＭｎＳ単独の形態で析出するので、溶接熱影響部では容易に固溶してしまいフェライト生成核が得られない。また、単独で析出したＭｎＳは、圧延時に伸長されて、鋼板の靭性低下を引き起こしてしまう。従って、本発明では、ＡＣＲ値を０超とする必要がある。
一方、ＡＣＲ値が１．５以上の場合には、Ｃａ系介在物中の酸化物の割合が多くなって、変態核として機能する硫化物の割合が低下し、靭性向上効果が得られない。従って、本発明では、ＡＣＲ値を１．５未満とする必要がある。
従って、ＡＣＲ値を０超かつ１．５未満に制御すると、ＣａＳを主体とする複合硫化物が効果的に形成し、フェライト生成核として有効に機能させることができる。なお、ＡＣＲ値は、好ましくは０．１５〜１．３０の範囲である。より好ましくは、０．２０〜１．００の範囲である。
５．５［Ｃ］（４／３）＋１５［Ｐ］＋０．９０［Ｍｎ］＋０．１２［Ｎｉ］＋７．９［Ｎｂ］（１／２）＋０．５３［Ｍｏ］ ≦３．７０
上記式の左辺（５．５［Ｃ］（４／３）＋１５［Ｐ］＋０．９０［Ｍｎ］＋０．１２［Ｎｉ］＋７．９［Ｎｂ］（１／２）＋０．５３［Ｍｏ］）は、中心偏析部に濃化しやすい成分で構成された中心偏析部の硬さ指標であり、以下の説明ではＣｅｑ＊値と称する。
ＣＴＯＤ試験は、鋼板全厚での試験のため、試験片は中心偏析を含み、中心偏析での成分濃化が顕著な場合には、溶接熱影響部に硬化域が生成するので、ＣＴＯＤ試験として、良好な結果が得られない。
そこで、本発明では、Ｃｅｑ＊値を適正範囲に制御することによって、中心偏析部における過度の硬度上昇を抑制し、板厚が厚い鋼板の溶接部においても優れたＣＴＯＤ特性が得られるのである。
Ｃｅｑ＊値の適正範囲は、実験的に求められたものであり、Ｃｅｑ＊値が３．７０を超えるとＣＴＯＤ特性が低下するので３．７０以下とする。好ましくは３．５０以下である。なお、Ｃｅｑ＊値の下限に特に制限はないが、生産性の観点などから２．２程度が好ましい。
また、本発明では、上記した必須成分に加えて、焼入性を高めるために、Ｃｕ：０．７％未満、Ｃｒ：０．１〜１．０％およびＶ：０．００５〜０．０５％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することができる。
Ｃｕ：０．７％未満
Ｃｕは添加することで、鋼板強度を向上させることができる。ただし、０．７％を超えての添加は熱間延性を低下させるので、０．７％以下に制限する。好ましくは、０．１〜０．６％である。
Ｃｒ：０．１〜１．０％
Ｃｒは、鋼板を高強度化するのに有効な元素であり、この効果を発揮するには０．１％以上を含有する。しかし、過剰に含有すると靭性に悪影響を与えるので、含有する場合は０．１〜１．０％の範囲が好ましく、０．２〜０．８％の範囲であることがより好ましい。
Ｖ：０．００５〜０．０５％
Ｖは、０．００５％以上の含有で鋼板の強度と靭性の向上に有効な元素であるが、含有量が０．０５％を超えると靭性低下を招くので、含有する場合は０．００５〜０．０５％であることが好ましい。
さらに本発明では、上記した必須成分に加えて、ＨＡＺ靭性を高めるために、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％およびＲＥＭ：０．００１０〜０．０２００％のうちから選ばれる１種または２種を含有することができる。
ＭｇおよびＲＥＭは、酸化物の分散による靭性改善効果を有する元素である。このような効果を発現させるために、Ｍｇは０．０００２％以上、ＲＥＭは０．００１０％以上添加する。一方、Ｍｇは０．００５０％超、ＲＥＭは０．０２００％超を添加しても、その効果は飽和するだけである。よってこれらの元素を添加する場合は、それぞれ上記した範囲とするのが好ましい。より好ましくは、Ｍｇ：０．０００５〜０．００２０％、ＲＥＭ：０．００２０〜０．０１５０％である。
上記、鋼板成分以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物であるが、特にＢは、鋼板がオーステナイト域から冷却される際に、オーステナイト粒界に偏析してフェライト変態を抑制し、Ｍ−Ａを多量に含むベイナイト組織を生成させることで、特に溶接熱影響部の組織を脆化させる不利がある。よって、本発明において、鋼板中のＢ量は、０．０００３％未満に抑制する必要がある。
また、鋼板中、析出物はＰＷＨＴ前後でサイズの変化が少なく、鋼板の強度靭性を維持することが必要である。図１には、ＰＷＨＴ後の析出物サイズと析出物組成と、ＰＷＨＴ前後での強度・靭性変化（ΔＴＳ、ΔｖＴｒｓ）の関係を、また、図２には、鋼中析出物のＴＥＭレプリカ観察とＥＤＸ分析結果を示す。
強度、靭性について、ＰＷＨＴ前後の変化は、安定性の観点から、それぞれ、ΔＴＳが５〜−１５ＭＰａ、ΔｖＴｒｓが１０〜−５℃の範囲を満足することが必要である。そして、その範囲を満足するためには、析出物の平均サイズを２０ｎｍ以下に抑えつつ、析出物中のＴｉ量（〔Ｔｉ〕と表す）、Ｎｂ量（〔Ｎｂ〕と表す）およびＭｏ量（〔Ｍｏ〕と表す）が、〔Ｎｂ〕／（〔Ｔｉ〕＋〔Ｎｂ〕＋〔Ｍｏ〕）≧０．３の関係を満足することが必要であることが図１から分かる。
また、上記した析出物は、図２中の鋼中析出物のＥＤＸ分析結果を示した表１から分かるように、Ｔｉ、ＮｂおよびＭｏの析出物であるが、析出物中のＴｉ量、Ｎｂ量およびＭｏ量が、〔Ｎｂ〕／（〔Ｔｉ〕＋〔Ｎｂ〕＋〔Ｍｏ〕）≧０．３の関係を満足すればよいので、上記析出物は少なくともＮｂの析出物であればよく、ＴｉおよびＭｏの析出物はこの関係を満足する範囲で含まれていれば良い。なお、本発明でＰＷＨＴ特性に優れるとは、ΔＴＳが５〜−１５ＭＰａ、ΔｖＴｒｓが１０〜−５℃の範囲を満足することである。また、本発明における析出物（複合析出物）とは、Ｍｏや，Ｔｉ，Ｎｂの析出物であって、具体的には、Ｍｏや，Ｔｉ，Ｎｂの、炭化物、窒化物または炭窒化物、あるいはこれらの混合物である。
〔析出物粒子径の求め方〕
本発明における析出物粒子径の求め方は、ＴＥＭレプリカ法に準拠する。すなわち、鋼中の、Ｔｉ、ＮｂおよびＭｏの炭化物の析出部を適宜採取したのち、１０万倍で４視野による観察から画像処理を用いて平均円相当径を求め、これを析出物の粒子径とする。なお、本発明では、析出物粒径の測定対象の下限値を２ｎｍとする。これ未満の析出物粒径の析出物では、測定が難しくなるからである。
次に、本発明鋼の製造方法を説明する。本発明鋼は以下に説明する製造方法で製造することが好ましい。
前記した本発明範囲内の鋼板成分に調整した溶鋼を、転炉や、電気炉、真空溶解炉などを用いた通常の方法で溶製し、次いで、連続鋳造の工程を経てスラブとした後、熱間圧延により所望の板厚とし、その後冷却して必要に応じて焼戻し処理を施す。なお、本発明における熱間圧延ではスラブ加熱温度と、圧下率を規定する。
なお、本発明において、特に記載しない限り、鋼板の温度条件は、鋼板の板厚中心部の温度で規定するものとする。板厚中心部の温度は、板厚、表面温度および冷却条件などから、シミュレーション計算などにより求められる。たとえば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することによって、板厚中心部の温度を求めることができる。
スラブ加熱温度：９５０〜１１５０℃
スラブ加熱温度は、スラブに存在する鋳造欠陥を熱間圧延によって着実に圧着させるため９５０℃以上とする。一方、スラブを、１１５０℃を超える温度に加熱するとオーステナイト結晶粒が粗大化して鋼板の靭性が低下するため、加熱温度の上限を１１５０℃とする。
９００℃以上の温度域における熱間圧延の累積圧下率：３０％以上
鋳造欠陥の圧着による無害化と、オーステナイト粒を再結晶により微細なミクロ組織とするために、９００℃以上の温度域における熱間圧延の累積圧下率を３０％以上とする。３０％未満では、加熱時に生成した粗大粒が残存して、鋼板の靭性に悪影響を及ぼすからである。なお、９００℃以上の温度域における熱間圧延の累積圧下率の上限は特に限定されないが、工業的には９５％程度である。
９００℃未満の温度域における熱間圧延の累積圧下率：３０〜７０％
この温度域で圧延されたオーステナイト粒は十分に再結晶しないため、圧延後のオーステナイト粒は偏平に変形したままで、内部に変形帯などの欠陥を多量に含む内部歪の高い状態となる。これらは、フェライト変態の駆動力として働き、相変態を促進する。
しかし、累積圧下率が３０％未満では、内部歪による内部エネルギーの蓄積が十分でないためフェライト変態が起こりにくく鋼板靭性が低下する一方で、累積圧下率が７０％を超えると、逆にポリゴナルフェライトの生成が促進されて、高強度と高靭性が両立しない。従って、本発明では、９００℃未満の温度域における熱間圧延の累積圧下率を３０〜７０％の範囲とする。
少なくとも５００℃まで冷却速度：１．０℃／ｓ以上
熱間圧延後、冷却速度を１．０℃／ｓ以上として少なくとも５００℃まで加速冷却する。冷却速度が１．０℃／ｓ未満では十分な鋼板の強度が得られないからである。また、５００℃より高い温度で冷却を停止するとフェライト＋パーライト組織の分率が高くなって、厚肉材の高強度と高靭性とが両立しない。なお、加速冷却の停止温度の下限は特に限定されるものではなく、室温まで行っても良い。
焼戻し温度：４５０〜６５０℃
本発明で焼戻し処理を行う場合、４５０℃未満の焼戻し温度では十分な焼戻しの効果が得られない。一方、６５０℃を超える温度で焼戻しを行うと、析出物が粗大になって靭性が低下したり、強度が低下したりすることもあるため好ましくない。
また、本発明の焼戻し処理は、誘導加熱を用いることにより、焼戻し時の炭化物の粗大化が抑制されるためより好ましい。その場合は、差分法などのシミュレーションによって計算される鋼板の中心温度が４５０〜６５０℃となるようにすることが望ましい。
なお、本発明において、ＴＭＣＰ鋼板等、鋼板の所望の性能が得られている場合には、上記焼戻し処理を行わなくても良い。
本発明の厚肉材は、厚みが１５ｍｍ以上である。従って、本発明において厚肉とは、鋼の厚みが１５ｍｍ以上であるが、最も本発明の効果が得られるのは、鋼の厚みが４０〜１００ｍｍの範囲である。なお、上記した厚肉高張力鋼の製造条件以外の製造条件は、常法に従えば良い。
本発明に従う厚肉高張力鋼は、溶接熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を抑制しつつ、高温でも溶解しないフェライト変態生成核を微細に分散させることで、溶接熱影響部の組織を微細化するので、高い靭性が得られる。また、多層溶接時の熱サイクルにより２相域に再加熱される領域においても、最初の溶接による溶接熱影響部の組織が微細化されているので２相域再加熱領域で未変態領域の靭性が向上し、再変態するオーステナイト粒も微細化して、靭性の低下度合いを小さくすることが可能である。加えて、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏの複合析出物を微細に生成させることによって、ＣＴＯＤ特性およびＰＷＨＴ特性に優れる厚肉高張力鋼板となる。
次に、本発明の実施例について説明する。
表２に示す成分組成を有する鋼記号Ａ〜Ｚの連続鋳造スラブを素材とした後、表３に示す熱間圧延と熱処理とを行い、厚さが５０〜１５０ｍｍの厚鋼板を製造した。鋼板の評価方法として、引張試験は鋼板の板厚の１／２位置より試験片の長手方向が鋼板の圧延方向と垂直になるようにＪＩＳ４号試験片を採取し、降伏応力（ＹＳ）および引張強さ（ＴＳ）を測定した。
また、シャルピー衝撃試験は、鋼板の板厚の１／２位置より試験片の長手方向が鋼板の圧延方向と垂直になるようにＪＩＳ４号２ｍｍＶノッチ試験片を採取し、−４０℃における吸収エネルギーｖＥ−４０℃を測定した。なお、本実施例では、ＹＳ≧４６０ＭＰａ、ＴＳ≧５７０ＭＰａおよびｖＥ−４０℃≧２００Ｊの全てを満たすものを鋼板特性が良好であると評価した。
溶接部靭性の評価は、レ型開先を用いて、溶接入熱３５ｋＪ／ｃｍのサブマージアーク溶接による多層盛溶接継手を作製し、鋼板の板厚の１／２位置のストレート側の溶接ボンド部をシャルピー衝撃試験のノッチ位置として、−４０℃の温度における吸収エネルギーｖＥ−４０℃を測定した。そして、３本の平均がｖＥ−４０℃≧１５０Ｊを満足するものを溶接部靭性が良好と判断した。
また、ストレート側の溶接ボンド部をＣＴＯＤ試験片のノッチ位置として、−１０℃におけるＣＴＯＤ値であるδ−１０℃を測定し、試験数量３本のうちＣＴＯＤ値（δ−１０℃）の最小値が０．５ｍｍ以上である場合を、溶接継手のＣＴＯＤ特性が良好と判断した。
さらに、鋼中の析出部をＴＥＭレプリカ法により採取し、１０万倍４視野による観察から画像処理により平均円相当径を求め、これを析出物サイズとした。また、ＥＤＸにより粒子径がほぼ平均に近い析出物を選び、その析出物組成を求め、３個の平均として〔Ｎｂ〕／（〔Ｔｉ〕＋〔Ｎｂ〕＋〔Ｍｏ〕）を求めた。
ＰＷＨＴ後の鋼板特性変化については、ΔＴＳ（＝ＴＳ（ＰＷＨＴ後）−ＴＳ（ＰＷＨＴ前））、ΔｖＴｒｓ（＝ｖＴｒｓ（ＰＷＨＴ後）−ｖＴｒｓ（ＰＷＨＴ前））を求めた。ＰＷＨＴ熱処理は、５８０℃で４ｈ保持とし、昇温、降温速度を７０℃／ｈとして行った。
表３に、熱間圧延条件、熱処理条件とともに、鋼板特性および上記溶接部のシャルピー衝撃試験結果とＣＴＯＤ試験結果、析出物サイズ・組成、ＰＷＨＴ後の鋼板特性変化を併記する。
表２に示したように、鋼記号Ａ〜Ｅは、本発明の適合鋼で、鋼記号Ｆ〜Ｚは鋼成分のいずれかが本発明の範囲外の比較鋼である。また、表３の試料Ｎｏ．１、２、５、６、８および１１は、いずれも発明例であり、溶接ボンド部のシャルピー衝撃試験結果、溶接ボンド部の三点曲げＣＴＯＤ試験結果、鋼板中の析出物サイズ・組成およびＰＷＨＴ特性の全てにおいて目標を満足する結果が得られている。
一方、試料Ｎｏ．３、４、７、９、１０、１２〜３１は、鋼板成分、製造条件、析出物サイズ・組成の少なくとも一つが本発明の範囲外であり、鋼板特性や、溶接ボンド部のシャルピー衝撃試験結果、溶接ボンド部の三点曲げＣＴＯＤ試験結果、ＰＷＨＴ特性のいずれかが目標を満足しなかった。なお、表３中、ヨコ線の項目は、当該項目の測定ができなかったことを意味する。
また、本発明に従った発明例の鋼は、鋼板の降伏応力（ＹＳ）が４６０ＭＰａ以上で、シャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−４０℃）が２００Ｊ以上を有しており、鋼板の強度、靭性が共に優れていることと、更に溶接継手ボンド部についても、ｖＥ−４０℃が１５０Ｊ以上で、ＣＴＯＤ値が０．５ｍｍ以上であり、溶接熱影響部の靭性にも優れていることが分かる。また、析出物の平均粒子径が２０μｍ以下でかつ〔Ｎｂ〕／（〔Ｔｉ〕＋〔Ｎｂ〕＋〔Ｍｏ〕）≧０．３であれば、ＰＷＨＴ後の鋼板特性にも優れている。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例では、上記の特性いずれかにおいて劣った鋼板しか得られていないことが分かる。
本発明は上記した知見に基づき完成したものであって、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：０．０２０〜０．０９０％
Ｓｉ：０．０１〜０．３５％
Ｍｎ：１．４０〜２．００％
Ｐ：０．００８％以下
Ｓ：０．００３５％以下
Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％
Ｎｉ：０．４０〜２．００％
Ｍｏ：０．０５〜０．５０％
Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｎ：０．００２０〜０．００５０％
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％および
Ｏ：０．００３５％以下
を含有し、下記（１）式で規定されるＣｅｑが０．４２０〜０．５２０％の範囲であって、下記（２）式、（３）式および（４）式を満たすと共に、Ｂを０．０００３％未満に抑制し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板成分と、
Ｔｉ、ＮｂおよびＭｏを、Ｔｉ量（〔Ｔｉ〕）、Ｎｂ量（〔Ｎｂ〕）およびＭｏ量（〔Ｍｏ〕）が、〔Ｎｂ〕/（〔Ｔｉ〕+〔Ｎｂ〕+〔Ｍｏ〕）≧０．３の関係を満足する範囲で含みかつ平均粒子径が２ｎｍ以上２０ｎｍ以下の析出物を有し、さらに、ＹＳ≧４６０ＭＰａ、ＴＳ≧５７０ＭＰａおよびｖＥ -40 ℃≧２００Ｊであり、溶接部の靭性が、ｖＥ -40 ℃≧１５０Ｊ、ＣＴＯＤ値（δ−１０℃）の最小値が０．５ｍｍ以上、また、強度、靭性について、ＰＷＨＴ前後の変化が、ΔＴＳが５〜−１５ＭＰａ、ΔｖＴｒｓが１０〜−５℃の範囲を満足する鋼板。
記
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／ ５・・・（１）
１．５≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦４．０ ・・・（２）
０＜｛［Ｃａ］−（０．１８＋１３０×［Ｃａ］）×［Ｏ］｝／１．２５／［Ｓ］＜１．５ ・・・（３）
５．５［Ｃ］(4/3)＋１５［Ｐ］＋０．９０［Ｍｎ］＋０．１２［Ｎｉ］＋７．９［Ｎｂ］(1/2)＋０．５３［Ｍｏ］ ≦３．７０ ・・・（４）
但し、［Ｍ］は、鋼板中の元素Ｍの含有量（質量％）を表す。
４．前記１〜３のいずれかに記載の鋼板を製造する方法であって、前記１〜３のいずれかに記載の鋼板成分を有する鋼に、９５０〜１１５０℃に加熱後、９００℃以上の温度域における累積圧下率が３０％以上、９００℃未満の温度域における累積圧下率が３０〜７０％となる熱間圧延を施し、その後、少なくとも５００℃までを冷却速度１．０℃／ｓ以上で冷却する鋼板の製造方法。
本発明は上記した知見に基づき完成したものであって、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：０．０２０〜０．０９０％
Ｓｉ：０．０１〜０．３５％
Ｍｎ：１．４０〜２．００％
Ｐ：０．００８％以下
Ｓ：０．００３５％以下
Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％
Ｎｉ：０．４０〜２．００％
Ｍｏ：０．０５〜０．５０％
Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｎ：０．００２０〜０．００５０％
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％および
Ｏ：０．００３５％以下
を含有し、下記（１）式で規定されるＣｅｑが０．４２０〜０．５２０％の範囲であって、下記（２）式、（３）式および（４）式を満たすと共に、Ｂを０．０００３％未満に抑制し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板成分と、
Ｔｉ、ＮｂおよびＭｏを、Ｔｉ量（〔Ｔｉ〕）、Ｎｂ量（〔Ｎｂ〕）およびＭｏ量（〔Ｍｏ〕）が、〔Ｎｂ〕/（〔Ｔｉ〕+〔Ｎｂ〕+〔Ｍｏ〕）≧０．３の関係を満足する範囲で含み、かつ、析出物粒径が２ｎｍ以上である析出物を測定対象にして算出した平均粒子径が２０ｎｍ以下の析出物を有し、さらに、ＹＳ≧４６０ＭＰａ、ＴＳ≧５７０ＭＰａおよびｖＥ-40℃ ≧２００Ｊであり、溶接部の靭性が、ｖＥ-40℃ ≧１５０Ｊ、ＣＴＯＤ値（δ−１０℃）の最小値が０．５ｍｍ以上、また、強度、靭性について、ＰＷＨＴ前後の変化が、ΔＴＳが５〜−１５ＭＰａ、ΔｖＴｒｓが１０〜−５℃の範囲を満足する鋼板。
記
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／ ５・・・（１）
１．５≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦４．０ ・・・（２）
０＜｛［Ｃａ］−（０．１８＋１３０×［Ｃａ］）×［Ｏ］｝／１．２５／［Ｓ］＜１．５ ・・・（３）
５．５［Ｃ］(4/3)＋１５［Ｐ］＋０．９０［Ｍｎ］＋０．１２［Ｎｉ］＋７．９［Ｎｂ］(1/2)＋０．５３［Ｍｏ］ ≦３．７０ ・・・（４）
但し、［Ｍ］は、鋼板中の元素Ｍの含有量（質量％）を表す。
次に、本発明の実施例について説明する。
表２に示す成分組成を有する鋼記号Ａ〜Ｚの連続鋳造スラブを素材とした後、表３に示す熱間圧延と熱処理とを行い、厚さが５０〜１５０ｍｍの厚鋼板を製造した。鋼板の評価方法として、引張試験は鋼板の板厚の１／２位置より試験片の長手方向が鋼板の圧延方向と垂直になるようにＪＩＳ４号試験片を採取し、降伏応力（ＹＳ）および引張強さ（ＴＳ）を測定した。
また、シャルピー衝撃試験は、鋼板の板厚の１／２位置より試験片の長手方向が鋼板の圧延方向と垂直になるようにＪＩＳ４号２ｍｍＶノッチ試験片を採取し、−４０℃における吸収エネルギーｖＥ-40℃ を測定した。なお、本実施例では、ＹＳ≧４６０ＭＰａ、ＴＳ≧５７０ＭＰａおよびｖＥ-40℃ ≧２００Ｊの全てを満たすものを鋼板特性が良好であると評価した。
溶接部靭性の評価は、レ型開先を用いて、溶接入熱３５ｋＪ／ｃｍのサブマージアーク溶接による多層盛溶接継手を作製し、鋼板の板厚の１／２位置のストレート側の溶接ボンド部をシャルピー衝撃試験のノッチ位置として、−４０℃の温度における吸収エネルギーｖＥ-40℃ を測定した。そして、３本の平均がｖＥ-40℃ ≧１５０Ｊを満足するものを溶接部靭性が良好と判断した。
また、ストレート側の溶接ボンド部をＣＴＯＤ試験片のノッチ位置として、−１０℃におけるＣＴＯＤ値であるδ−１０℃を測定し、試験数量３本のうちＣＴＯＤ値（δ−１０℃）の最小値が０．５ｍｍ以上である場合を、溶接継手のＣＴＯＤ特性が良好と判断した。
さらに、鋼中の析出部をＴＥＭレプリカ法により採取し、１０万倍４視野による観察から画像処理により平均円相当径を求め、これを析出物サイズとした。また、ＥＤＸにより粒子径がほぼ平均に近い析出物を選び、その析出物組成を求め、３個の平均として〔Ｎｂ〕/（〔Ｔｉ〕+〔Ｎｂ〕+〔Ｍｏ〕）を求めた。
ＰＷＨＴ後の鋼板特性変化については、ΔＴＳ（＝ＴＳ（ＰＷＨＴ後）−ＴＳ（ＰＷＨＴ前））、ΔｖＴｒｓ（＝ｖＴｒｓ（ＰＷＨＴ後）−ｖＴｒｓ（ＰＷＨＴ前））を求めた。ＰＷＨＴ熱処理は、５８０℃で４ｈ保持とし、昇温、降温速度を７０℃／ｈとして行った。
表３に、熱間圧延条件、熱処理条件とともに、鋼板特性および上記溶接部のシャルピー衝撃試験結果とＣＴＯＤ試験結果、析出物サイズ・組成、ＰＷＨＴ後の鋼板特性変化を併記する。
また、本発明に従った発明例の鋼は、鋼板の降伏応力（ＹＳ）が４６０ＭＰａ以上で、シャルピー吸収エネルギー（ｖＥ-40℃ ）が２００Ｊ以上を有しており、鋼板の強度、靭性が共に優れていることと、更に溶接継手ボンド部についても、ｖＥ-40℃ が１５０Ｊ以上で、ＣＴＯＤ値が０．５ｍｍ以上であり、溶接熱影響部の靭性にも優れていることが分かる。また、析出物の平均粒子径が２０μｍ以下でかつ〔Ｎｂ〕/（〔Ｔｉ〕+〔Ｎｂ〕+〔Ｍｏ〕）≧０．３であれば、ＰＷＨＴ後の鋼板特性にも優れている。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例では、上記の特性いずれかにおいて劣った鋼板しか得られていないことが分かる。

Claims (5)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０２０〜０．０９０％
    Ｓｉ：０．０１〜０．３５％
    Ｍｎ：１．４０〜２．００％
    Ｐ：０．００８％以下
    Ｓ：０．００３５％以下
    Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％
    Ｎｉ：０．４０〜２．００％
    Ｍｏ：０．０５〜０．５０％
    Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％
    Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
    Ｎ：０．００２０〜０．００５０％
    Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％および
    Ｏ：０．００３５％以下
    を含有し、下記（１）式で規定されるＣｅｑが０．４２０〜０．５２０％の範囲であって、下記（２）式、（３）式および（４）式を満たすと共に、Ｂを０．０００３％未満に抑制し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板成分と、
    Ｔｉ、ＮｂおよびＭｏを、Ｔｉ量（〔Ｔｉ〕）、Ｎｂ量（〔Ｎｂ〕）およびＭｏ量（〔Ｍｏ〕）が、〔Ｎｂ〕／（〔Ｔｉ〕＋〔Ｎｂ〕＋〔Ｍｏ〕）≧０．３の関係を満足する範囲で含みかつ平均粒子径が２０ｎｍ以下の析出物を有する鋼板。
    記
    Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／ ５・・・（１）
    １．５≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦４．０ ・・・（２）
    ０＜｛［Ｃａ］−（０．１８＋１３０×［Ｃａ］）×［Ｏ］｝／１．２５／［Ｓ］＜１．５ ・・・（３）
    ５．５［Ｃ］（４／３）＋１５［Ｐ］＋０．９０［Ｍｎ］＋０．１２［Ｎｉ］＋７．９［Ｎｂ］（１／２）＋０．５３［Ｍｏ］ ≦３．７０ ・・・（４）
    但し、［Ｍ］は、鋼板中の元素Ｍの含有量（質量％）を表す。
  2. 前記鋼板成分に、さらに質量％で、Ｃｕ：０．７％未満、Ｃｒ：０．１〜１．０％およびＶ：０．００５〜０．０５％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１に記載の鋼板。
  3. 前記鋼板成分に、さらに質量％で、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％およびＲＥＭ：０．００１０〜０．０２００％のうちから選ばれる１種または２種を含有する請求項１または２に記載の鋼板。
  4. 請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼板成分を有する鋼に、９５０〜１１５０℃に加熱後、９００℃以上の温度域における累積圧下率が３０％以上、９００℃未満の温度域における累積圧下率が３０〜７０％となる熱間圧延を施し、その後、少なくとも５００℃までを冷却速度１．０℃／ｓ以上で冷却する鋼板の製造方法。
  5. 前記冷却後、さらに４５０〜６５０℃で焼戻し処理を施す請求項４に記載の鋼板の製造方法。
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