WO2016079978A1 - 材質均一性に優れた厚肉高靭性高張力鋼板およびその製造方法 - Google Patents

材質均一性に優れた厚肉高靭性高張力鋼板およびその製造方法 Download PDF

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茂樹 木津谷
克行 一宮
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    • Y10T428/12458—All metal or with adjacent metals having composition, density, or hardness gradient

Definitions

  • the present invention is suitable for steel structures such as buildings, bridges, shipbuilding, offshore structures, construction machinery, tanks and penstock, and has excellent strength, elongation and toughness, and material uniformity in the thickness direction. Further, the present invention relates to an excellent thick steel plate and a manufacturing method thereof.
  • the yield strength at the center of the plate thickness is 500 MPa or more
  • the drawing value by tension in the plate thickness direction at the center of the plate thickness is 40% or more
  • the low temperature toughness at ⁇ 60 ° C. at the center of the plate thickness is 70 J or more.
  • the present invention relates to a thick-walled high-toughness high-tensile steel plate having a thickness of 100 mm or more.
  • excellent material uniformity means that the hardness difference in the thickness direction is small.
  • a thick steel plate having a plate thickness of 100 mm or more is usually manufactured by subjecting a large steel ingot produced by the ingot-making method to ingot rolling and hot rolling the resulting ingot slab.
  • this ingot-bundling process needs to cut off the thick segregation part of the feeder and the negative segregation part of the bottom of the steel ingot, so that the yield does not increase and the manufacturing cost increases and the construction period becomes longer. There is.
  • the thickness of the continuous cast slabs is manufactured by the ingot casting method. Since it is smaller than a slab, there is a problem that the amount of rolling down to the product thickness is small. Also, in recent years, there is a general tendency to demand higher strength and thicker steel materials, and the amount of alloying elements added to ensure the necessary properties has increased, resulting in center segregation. New problems such as the occurrence of center porosity and deterioration of internal quality due to the increase in size have occurred.
  • Non-Patent Document 1 describes a technique for crimping center porosity by increasing the rolling shape ratio during hot rolling of a continuously cast slab.
  • Patent Documents 1 and 2 describe a technique for crimping the center porosity of a continuous cast slab by processing using a roll or flat metal in a continuous caster when manufacturing a continuous cast slab. Yes.
  • Patent Document 3 describes a technique for crimping center porosity by forging before hot rolling when manufacturing a thick steel plate having a cumulative reduction of 70% or less from a continuous cast slab.
  • Patent Document 4 in the production of extra heavy steel plates from continuous cast slabs by forging and thick plate rolling with a total reduction ratio of 35 to 67%, the center of the thickness of the material is brought to a temperature of 1200 ° C or higher before forging. It describes a technique for holding for 20 hours or more, setting the forging reduction ratio to 16% or more, and reducing the center segregation zone to improve the tempering embrittlement resistance in addition to the disappearance of the center porosity.
  • Patent Document 5 describes a technique for improving center porosity and center segregation by performing hot rolling after performing cross-forging on a continuously cast slab.
  • Patent Document 6 states that a continuous cast slab is maintained at a temperature of 1200 ° C. or higher for 20 hours or more, the forging reduction ratio is 17% or more, and the total rolling reduction including forging is in the range of 23 to 50%. And a method of manufacturing a thick steel plate having a tensile strength of 588 MPa or more in which the center segregation zone is reduced in addition to the disappearance of the center porosity by performing the quenching treatment twice after the thick plate rolling.
  • Patent Document 7 describes a hot-working process in which a continuously cast slab having a specific component is reheated to 1100 to 1350 ° C, the strain rate at 1000 ° C or higher is 0.05 to 3 / s, and the cumulative reduction is 15% or higher. Describes a method for producing a thick steel plate having excellent weldability and ductility in the thickness direction.
  • JP-A-55-114404 JP-A 61-273201 Japanese Patent No. 3333619 Japanese Patent Laid-Open No. 2002-194431 JP 2000-263103 A JP 2006-1111918 A JP 2010-106298 A
  • Non-Patent Document 1 it is necessary to repeatedly perform rolling with a high rolling shape ratio in order to obtain a steel sheet with good inner quality.
  • the range exceeds the upper limit of the equipment specifications of the rolling mill. There is a problem.
  • board thickness center part becomes inadequate, there exists a possibility that center porosity remains and improvement of an internal quality cannot be achieved.
  • Patent Documents 3 to 7 are effective in reducing the center porosity and improving the center segregation zone, these techniques have a yield strength of 500 MPa or more and a large amount of alloy addition.
  • the toughness deteriorates due to the trade-off relationship as the material becomes stronger and thicker, so it has been difficult to secure the toughness at the center of the plate thickness at ⁇ 60 ° C. by the conventional rolling method or forging method.
  • the present invention advantageously solves the above-mentioned problems, and even in a thick high-strength steel sheet that needs to increase the amount of alloying elements added, it has a high thickness and excellent strength, elongation and toughness at the center of the thickness.
  • the object is to provide a tensile steel sheet together with its advantageous production method.
  • the inventors have conducted intensive research on the microstructure control factors inside the steel sheet, particularly with respect to the strength, elongation and toughness at the center of the sheet thickness, especially for thick steel sheets with a thickness of 100 mm or more. The following findings were obtained.
  • the steel composition In order to obtain good strength and toughness at the center of the plate thickness where the cooling rate is remarkably slow compared to the steel plate surface, the steel composition should be selected appropriately, and the microstructure should be reduced even at a slow cooling rate. It is important to have a martensite and / or bainite structure.
  • the present invention has been completed with further studies based on the above-described findings.
  • the gist of the present invention is as follows. 1. In mass%, C: 0.08 to 0.20%, Si: 0.40% or less, Mn: 0.5 to 5.0%, P: 0.015% or less, S: 0.0050% or less, Ni: 5.0% or less, Ti: 0.005 to 0.020%, Al : 0.080% or less, N: 0.0070% or less and B: 0.0030% or less, further Cu: 0.50% or less, Cr: 3.0% or less, Mo: 1.50% or less, V: 0.200% or less and Nb: 0.100% or less
  • Ceq IIW C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 15 + (Cr + Mo + V) / 5 (1)
  • each element symbol is the content (% by mass) in the steel, and those not contained are calculated as 0.
  • Mg 0.0005 to 0.0100%
  • Ta 0.01 to 0.20%
  • Zr 0.005 to 0.1%
  • Y 0.001 to 0.01%
  • Ca 0.0005 to 0.0050%
  • REM 0.0005 to 0.0200%
  • the steel plate After cooling, the steel plate is cooled to form a thick steel plate, and then the thick steel plate is reheated to Ac 3 to 1050 ° C and then rapidly cooled to 350 ° C or below and then tempered at 550 to 700 ° C.
  • a method for producing thick, high toughness, high strength steel sheets with excellent properties is reheated to Ac 3 to 1050 ° C and then rapidly cooled to 350 ° C or below and then tempered at 550 to 700 ° C.
  • a steel plate having a thickness of 100 mm or more which is excellent in the strength, elongation and toughness of the base material and excellent in material uniformity, and is capable of increasing the size of the steel structure and the safety of the steel structure.
  • good characteristics can be obtained without taking measures such as increasing the size of the continuous casting equipment. be able to.
  • C 0.08 to 0.20% C is an element useful for obtaining inexpensively the strength required for structural steel, and at least 0.08% of addition is required to obtain the effect. On the other hand, if the content exceeds 0.20%, the toughness of the base metal and the welded portion is remarkably deteriorated, so the upper limit is made 0.20%. A more preferable amount of C is in the range of 0.08 to 0.14%.
  • Si 0.40% or less Si is added for deoxidation, but if added over 0.40%, the toughness of the base metal and the weld heat-affected zone is remarkably lowered, so the Si amount is 0.40% or less.
  • a more preferable Si amount is in the range of 0.05 to 0.30%, and a still more preferable Si amount is in the range of 0.1 to 0.30%.
  • Mn 0.5-5.0% Mn is added from the viewpoint of securing the strength of the base material. However, the effect of adding less than 0.5% is not sufficient, while adding more than 5.0% not only deteriorates the toughness of the base material, The upper limit is set to 5.0% to promote center segregation and increase the slab porosity. A more preferable amount of Mn is in the range of 0.6 to 2.0%, and a more preferable amount of Mn is in the range of 0.6 to 1.6%.
  • P 0.015% or less
  • the toughness of the base metal and the weld heat affected zone is remarkably reduced, so the content is limited to 0.015% or less.
  • the lower limit value of the P amount is not particularly limited, and may be 0%.
  • S 0.0050% or less If S is contained in excess of 0.0050%, the toughness of the base metal and the weld heat-affected zone is remarkably reduced, so the content is limited to 0.0050% or less. Note that the lower limit of the amount of S is not particularly limited, and may be 0%.
  • Ni 5.0% or less Ni is a beneficial element that improves the strength of the steel and the toughness of the heat affected zone of the steel. However, if added over 5.0%, the economic efficiency is significantly reduced, so the upper limit of Ni content is 5.0. %. A more preferable amount of Ni is in the range of 0.5 to 4.0%.
  • Ti produces TiN during heating, effectively suppresses coarsening of austenite and improves the toughness of the base metal and the weld heat affected zone, so it is contained in an amount of 0.005% or more. However, if Ti is added in excess of 0.020%, Ti nitride becomes coarse and the toughness of the base material decreases, so the Ti content is in the range of 0.005 to 0.020%. A more preferable Ti amount is in the range of 0.008 to 0.015%.
  • Al 0.080% or less Al is added to sufficiently deoxidize molten steel, but adding more than 0.080% increases the amount of Al that dissolves in the base metal, reducing the base metal toughness.
  • Al content is 0.080% or less.
  • a more preferable Al amount is in the range of 0.030 to 0.080%, and a further preferable Al amount is in the range of 0.030 to 0.060%.
  • N 0.0070% or less N has the effect of refining the structure by forming a nitride such as Ti and improving the toughness of the base metal and the weld heat affected zone, but if added over 0.0070%, the base material The amount of N dissolved therein increases, the toughness of the base metal decreases remarkably, and coarse carbonitrides are formed also in the weld heat affected zone to reduce the toughness. Therefore, the N amount is set to 0.0070% or less. A more preferable N amount is 0.0050% or less, and a still more preferable N amount is 0.0040% or less. Note that the lower limit value of the N amount is not particularly limited, and may be 0%.
  • B 0.0030% or less B has the effect of suppressing the ferrite transformation from the grain boundary by segregating at the austenite grain boundary and improving the hardenability, but when added over 0.0030%, it precipitates as carbonitride. Since the hardenability is lowered and the toughness is lowered, the B content is made 0.0030% or less. A more preferable amount of B is in the range of 0.0003 to 0.0030%, and a more preferable amount of B is in the range of 0.0005 to 0.0020%. Note that the lower limit value of the B amount is not particularly limited, and may be 0%.
  • one or more selected from Cu, Cr, Mo, V and Nb are contained for the purpose of further improving the strength and toughness.
  • Cu 0.50% or less Cu can improve the strength of the steel without impairing toughness, but if added over 0.50%, it will crack on the surface of the steel sheet during hot working, so it should be 0.50% or less.
  • the lower limit of the amount of Cu is not particularly limited, and may be 0%.
  • Cr 3.0% or less Cr is an element effective for increasing the strength of the base metal, but if added in a large amount, the weldability is lowered.
  • a more preferable amount of Cr from the viewpoint of manufacturing cost is in the range of 0.1 to 2.0%.
  • Mo 1.50% or less Mo is an element effective for increasing the strength of the base metal, but if added over 1.50%, the strength is increased by precipitation of hard alloy carbides and the toughness is lowered. 1.50%.
  • a more preferable amount of Mn is in the range of 0.02 to 0.80%.
  • V 0.200% or less V is effective in improving the strength and toughness of the base metal, and is effective in reducing solid solution N by being precipitated as VN, but if added over 0.200%, it is hard. Since the toughness of steel decreases due to precipitation of VC, the V content is 0.200% or less. A more preferable amount of V is in the range of 0.005 to 0.100%.
  • Nb 0.100% or less Nb is effective because it is effective in improving the strength of the base material. However, if it exceeds 0.100%, the toughness of the base material is remarkably lowered, so the upper limit is made 0.100%. A more preferable Nb amount is 0.025% or less.
  • Mg 0.0005-0.0100%
  • Mg is an effective element for forming a stable oxide at high temperature, effectively suppressing the coarsening of old ⁇ (austenite) grains in the weld heat affected zone, and improving the toughness of the weld zone. It is preferable to contain 0.0005% or more. However, if Mg is added in excess of 0.0100%, the amount of inclusions increases and the toughness decreases, so when adding Mg, it is preferably 0.0100% or less. A more preferable Mg amount is in the range of 0.0005 to 0.0050%.
  • Ta 0.01-0.20%
  • the amount of Ta added is less than 0.01%, a clear effect cannot be obtained.
  • the amount of Ta is preferably 0.01 to 0.20%. .
  • Zr 0.005-0.1%
  • Zr is an element effective in increasing the strength. However, when the amount added is less than 0.005%, a remarkable effect cannot be obtained. On the other hand, when Zr exceeds 0.1%, coarse precipitates are generated and the toughness is increased. Therefore, the Zr content is preferably 0.005 to 0.1%.
  • Y 0.001 to 0.01%
  • Y is an element effective for forming a stable oxide at a high temperature, effectively suppressing the coarsening of old ⁇ grains in the weld heat affected zone, and improving the toughness of the weld zone.
  • the Y amount is preferably 0.001 to 0.01%.
  • Ca 0.0005 to 0.0050%
  • Ca is an element useful for controlling the morphology of sulfide inclusions, and 0.0005% or more is preferably added in order to exert its effect. However, if Ca is added over 0.0050%, the cleanliness is lowered and the toughness is deteriorated. Therefore, when Ca is added, the content is preferably 0.0005 to 0.0050%. A more preferable amount of Ca is in the range of 0.0005 to 0.0025%.
  • REM 0.0005-0.0200% REM, like Ca, has the effect of improving the material by forming oxides and sulfides in steel, and 0.0005% or more must be added to obtain the effect. On the other hand, even if REM is added in excess of 0.0200%, the effect is saturated. Therefore, when REM is added, it is preferably 0.0200% or less. A more preferable REM amount is in the range of 0.0005 to 0.0100%.
  • Ceq IIW 0.55-0.80
  • an appropriate component which is defined by the following formula (1) It is necessary to adjust the components so that Ceq IIW (%) satisfies the relationship of 0.55 to 0.80.
  • Ceq IIW C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 15 + (Cr + Mo + V) / 5 (1)
  • each element symbol in a formula shows content (mass%) of each element.
  • the present invention for a thick steel plate having a component composition as described above having a thickness of 100 mm or more, by applying a forging process described later, the center porosity of the thick steel plate is crimped, It becomes possible to make it substantially harmless. Further, by applying a hot working process described later, the strength, ductility and toughness at the center of the plate thickness can be improved.
  • the yield strength at the center of the plate thickness is 500 MPa or more, and the plate at the center of the plate thickness is The drawing value by tensile in the thickness direction can be 40% or more, and the low temperature toughness at ⁇ 60 ° C. at the center of the plate thickness can be 70 J or more.
  • the hardness distribution in the plate thickness direction is generally higher in the steel plate surface and decreases as it reaches the center of the plate thickness. If it is inappropriate and hardenability is insufficient, it becomes a structure mainly composed of ferrite and upper bainite, and the change in hardness distribution in the thickness direction (the difference in hardness between the surface and the center of the thickness) becomes large, and the material uniformity. Deteriorates.
  • the microstructure can be changed to a martensite and / or bainite structure by appropriately adjusting the steel plate components and ensuring hardenability.
  • the uniformity can be further improved.
  • the average hardness (HVS) of the plate thickness surface and the average hardness (HVC) of the plate thickness center are, for example, a position 2 mm center side and a plate thickness center position from the steel plate surface in a cross section parallel to the longitudinal direction of the steel plate. Can be obtained by measuring the hardness of several points respectively and averaging these.
  • the temperature “° C.” means the temperature at the center of the plate thickness.
  • it is essential to subject the steel material to hot forging under the conditions described below in order to make casting defects such as center porosity in the steel material harmless.
  • Hot forging conditions for steel materials Heating temperature: 1200-1350 °C
  • a slab having the above composition or a steel material of a slab is melted by a generally known method such as a converter, electric furnace, vacuum melting furnace or the like, continuously cast, and then heated to 1200 to 1350 ° C.
  • the heating temperature is less than 1200 ° C.
  • the predetermined cumulative reduction amount and the lower temperature limit in hot forging cannot be ensured, and the deformation resistance during hot forging is high, so that a sufficient reduction amount per pass cannot be ensured.
  • the increase in the number of required passes not only causes a decrease in production efficiency, but also prevents casting defects such as center porosity in the steel material from being pressed and made harmless, so the slab heating temperature is 1200 ° C. That's it.
  • the heating temperature exceeds 1350 ° C, a large amount of energy is consumed, surface flaws are likely to occur due to the scale during heating, and the maintenance load after hot forging increases, so the upper limit is set to 1350 ° C.
  • Hot forging in the present invention is performed by a pair of opposed molds having a long side in the width direction of the continuous cast slab and a short side in the traveling direction of the continuous cast slab, as shown in FIG.
  • the feature of the hot forging of the present invention is that the short sides of the opposing molds have different lengths.
  • reference numeral 1 is an upper mold
  • 2 is a lower mold
  • 3 is a slab.
  • the short side length of the mold having the shorter short side (the upper mold in FIG. 1)
  • the shorter side facing the long side is longer.
  • the strain distribution inside the steel can be made asymmetric. As a result, it becomes possible not to match the position where the strain applied during forging is minimized and the position where the center porosity of the continuous casting slab is generated. As a result, the center porosity can be made more harmless. is there.
  • the die used for hot forging in the present invention has a short side length of 1.1 from the short side length of the pair of opposed dies, assuming that the short side length of the short side is 1. It is important to set it to 3.0.
  • the mold having the shorter short side length may be above or below the continuous casting slab, and the short side length of the opposing mold satisfies the above ratio. good. That is, in FIG. 1, the lower mold may be a mold having a shorter short side length.
  • FIG. 2 shows that the upper and lower molds have the same short side length (conventional mold represented by white circles in the figure), and the short side length ratio between the short side and the long side is 2.5.
  • a mold a mold according to the present invention represented by a black circle in the figure
  • the conditions for hot forging using the above mold are the same except for the shape of the mold, heating temperature: 1250 ° C., processing start temperature: 1215 ° C., processing end temperature: 1050 ° C., cumulative reduction amount: 16%, Strain rate: 0.1 / s, maximum 1-pass reduction amount: 8%, no processing in the width direction.
  • FIG. 2 it can be seen that the hot forging using the mold according to the present invention can impart sufficient strain to the center of the slab.
  • Hot forging temperature 1000 ° C or more
  • the deformation resistance during hot forging increases, so the load on the forging machine increases and the center porosity is reliably rendered harmless. Since it cannot be used, the temperature is set to 1000 ° C.
  • the upper limit of the forging temperature is not particularly limited, but is preferably about 1350 ° C. from the viewpoint of manufacturing cost.
  • Cumulative reduction of hot forging 15% or more If the cumulative reduction of hot forging is less than 15%, casting defects such as center porosity in the steel material cannot be crimped and made harmless. And The larger the cumulative reduction amount, the more effective the detoxification of casting defects, but the upper limit of this cumulative reduction amount is about 30% from the viewpoint of manufacturability.
  • thickness is increased by hot forging the width direction of a continuous casting slab, it is set as the cumulative reduction amount from the thickness.
  • one pass or more with a reduction rate of 5% or more per pass during hot forging it is preferable to ensure. More preferably, the rolling reduction per pass is 7% or more.
  • Strain rate of hot forging 3 / s or less If the strain rate of hot forging exceeds 3 / s, the deformation resistance during hot forging increases, the load on the forging machine increases, and the center porosity is rendered harmless. 3 / s or less because it cannot be done. If the strain rate is less than 0.01 / s, the hot forging time becomes longer and the productivity is lowered. A more preferred strain rate is in the range of 0.05 / s to 1 / s.
  • At least two passes with a reduction rate of 4% or more after reheating to Ac 3 points or more and 1250 ° C. or less are performed.
  • Hot rolling is performed twice. By performing such rolling, it becomes possible to apply sufficient processing to the center portion of the plate thickness, and the structure can be refined by promoting recrystallization, and the mechanical characteristics can be improved.
  • the number of passes is preferably 10 passes or less.
  • the Ar 3 transformation point is a value calculated by the following equation (3).
  • Ar 3 (° C) 910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo (3)
  • each element symbol in Formula (3) shows the content (mass%) in steel of each alloy element.
  • the temperature at the center of the plate thickness can be obtained by simulation calculation or the like from the plate thickness, surface temperature, cooling conditions, and the like.
  • the plate thickness center temperature is obtained by calculating the temperature distribution in the plate thickness direction using the difference method.
  • the quenching method is generally water cooling industrially, but since it is desirable that the cooling rate be as fast as possible, the cooling method may be other than water cooling, for example, gas cooling.
  • Tempering temperature 550-700 ° C After quenching, tempering at 550 to 700 ° C is less effective at removing residual stresses at temperatures below 550 ° C. On the other hand, at temperatures above 700 ° C, various carbides precipitate and the matrix structure becomes coarse, resulting in strength. This is because the toughness is greatly reduced. In particular, tempering at a temperature of preferably 600 ° C. or higher, more preferably 650 ° C. or higher is suitable for adjusting the yield strength and improving the low temperature toughness in the tempering process.
  • it may be repeatedly quenched for the purpose of toughening the steel, and may be repeatedly quenched in the present invention, but in the final quenching, after heating to Ac 3 to 1050 ° C, It is necessary to rapidly cool to below 350 ° C and then temper at 550-700 ° C.
  • desired characteristics can be obtained even when the rolling ratio from the slab before processing is 3 or less, which has been difficult in the prior art to obtain the above-described excellent characteristics.
  • a steel sheet having excellent strength and toughness can be produced by quenching and tempering.
  • Tensile test A round bar tensile test piece ( ⁇ : 12.5mm, GL: 50mm) was taken from the center of the thickness of each steel plate in the direction perpendicular to the rolling direction, yield strength (YS), and tensile strength (TS). was measured.

Abstract

　所定の成分組成に調整した連続鋳造スラブを、1200～1350℃に加熱後、対向する金型の短辺が異なる金型で、短辺が短い方の短辺長さを１とした場合、短辺が長い方の短辺長さが1.1～3.0となる金型を用い、温度：1000℃以上、歪速度：３/s以下、累積圧下量：15％以上の条件で熱間鍛造を行ったのち、放冷して鋼素材とし、該鋼素材を、再度Ａc3点～1250℃に加熱後、１パス当たりの圧下率が４％以上のパスを少なくとも２回行う熱間圧延を行ったのち、放冷して厚肉鋼板とし、ついで該厚肉鋼板を、Ａc3点～1050℃に再々加熱後、350℃以下まで急冷したのち、550～700℃で焼戻すことにより、板厚中心部の強度、伸びおよび靭性に優れ、かつ材質均一性にも優れた厚肉高張力鋼板を提供する。

Description

材質均一性に優れた厚肉高靭性高張力鋼板およびその製造方法
　本発明は、建築、橋梁、造船、海洋構造物、建産機、タンクおよびペンストックなどの鉄鋼構造物に用いて好適な、強度、伸び、靭性に優れ、さらには板厚方向の材質均一性にも優れた厚鋼板およびその製造方法に関するものである。
　特に本発明は、板厚中心部における降伏強度が500MPa以上で、板厚中心部における板厚方向引張による絞り値が40％以上で、板厚中心部における－60℃での低温靭性が70Ｊ以上である、板厚が100mm以上の厚肉高靭性高張力鋼板に関するものである。
　本発明において、材質均一性に優れるとは、板厚方向における硬度差が小さいことをいう。
　建築、橋梁、造船、海洋構造物、建産機、タンクおよびペンストック等の各分野で鋼材が使用される場合、これらの鉄鋼構造物の形状に対応して、溶接により所望の形状に仕上げられる。近年、鉄鋼構造物の大型化が著しく進展しており、使用される鋼材の高強度化や厚肉化が顕著に進んでいる。
　板厚が100mm以上の厚肉の鋼板は、通常、造塊法により製造された大型鋼塊を分塊圧延し、得られた分塊スラブを熱間圧延することによって製造されている。しかし、この造塊－分塊プロセスは押湯部の濃厚偏析部や、鋼塊底部の負偏析部を切り捨てる必要があるため、歩留りが上がらず、製造コストの上昇や、工期が長くなるという課題がある。
　一方、板厚が100mm以上の厚肉鋼板の製造を、連続鋳造スラブを素材とするプロセスで行った場合、上記のような懸念はないものの、連続鋳造スラブの厚さが造塊法で製造されたスラブに比べて小さいため、製品厚までの圧下量が小さいという問題がある。また、近年では、一般的に鋼材の高強度化や、厚肉化を要求する傾向にあり、必要な特性を確保するために添加される合金元素量が増加し、その結果、中心偏析に起因したセンターポロシティの発生や、大型化による内質の劣化などが新たな問題として発生している。
　これらの問題を解決するために、連続鋳造スラブから極厚鋼板を製造する過程で、センターポロシティを圧着して、鋼板内の中心偏析部の特性を改善することを目的に、以下のような技術が提案されている。
　例えば、非特許文献１には、連続鋳造スラブの熱間圧延時の圧延形状比を大きくすることによって、センターポロシティを圧着する技術が記載されている。
　また、特許文献１および２には、連続鋳造スラブを製造する際に、連続鋳造機中でロールまたは平金敷を用いて加工することにより、連続鋳造スラブのセンターポロシティを圧着する技術が記載されている。
　特許文献３には、連続鋳造スラブから累積圧下率が70％以下の厚肉鋼板を製造する際に、熱間圧延前に鍛造加工することによりセンターポロシティの圧着を図る技術が記載されている。
　特許文献４には、全圧下率：35～67％の鍛造および厚板圧延により、連続鋳造スラブから極厚鋼板を製造するに当たり、鍛造前に素材の板厚中心部を1200℃以上の温度に20時間以上保持し、鍛造の圧下率を16％以上として、センターポロシティの消滅に加え、中心偏析帯を軽減して、耐焼戻し脆化特性の改善を図る技術が記載されている。
　特許文献５には、連続鋳造スラブにクロス鍛造を実施したのち、熱間圧延することによって、センターポロシティと中心偏析の改善を図る技術が記載されている。
　特許文献６には、連続鋳造スラブを1200℃以上の温度に20時間以上保持し、鍛造の圧下率を17％以上とし、厚板圧延は鍛造を含めた全圧下率が23～50％の範囲で行い、さらに厚板圧延後に２回焼入れ処理を行うことで、センターポロシティの消滅に加え、中心偏析帯を軽減した引張強さ588MPa以上の厚鋼板の製造方法が記載されている。
　特許文献７には、特定の成分を有する連続鋳造スラブを、1100～1350℃に再加熱後、1000℃以上における歪速度を0.05～３/s、累積圧下量を15％以上とする熱間加工を施すことにより、溶接性と板厚方向の延性に優れる厚鋼板の製造方法が記載されている。
特開昭５５－１１４４０４号公報 特開昭６１－２７３２０１号公報 特許第３３３３６１９号公報 特開２００２－１９４４３１号公報 特開２０００－２６３１０３号公報 特開２００６－１１１９１８号公報 特開２０１０－１０６２９８号公報
鉄と鋼, 66（1980）, 201-210頁
　しかしながら、非特許文献１に記載の技術では、内質の良好な鋼板を得るために圧延形状比の高い圧延を繰り返し行う必要があるが、圧延機の設備仕様の上限を超える範囲となり、製造上の課題がある。また、通常の方法で圧延すると、板厚中心部の加工が不十分となり、センターポロシティが残存し、内質の改善が達成できない懸念がある。
　また、特許文献１および２に記載された技術では、板厚が100mm以上の厚鋼板を製造するためには連続鋳造設備を大型化する必要があり、大規模な設備投資を必要とするという課題がある。
　さらに、特許文献３～７に記載された技術は、センターポロシティの低減や、中心偏析帯の改善には有効であるものの、これらの技術を、降伏強度が500MPa以上で、合金添加量が多く、板厚が100mm以上の厚肉鋼板の製造に適用する場合には、次のような問題があった。すなわち、材料の高強度化および厚肉化に伴いトレードオフの関係で靭性が劣化するため、従来の圧延方法や鍛造方法では－60℃における板厚中心部の靭性確保は困難であった。
　本発明は、上記した諸問題を有利に解決するもので、合金元素の添加量を増やす必要がある厚肉の高強度鋼板においても、板厚中心部の強度、伸びおよび靭性に優れる厚肉高張力鋼板を、その有利な製造方法と共に提供することを目的とする。
　さて、発明者らは、上記の課題を解決すべく、特に板厚100mm以上の厚肉鋼板を対象に、板厚中心部における強度、伸び、靭性に関して、鋼板内部のミクロ組織制御因子について鋭意研究を行い、以下の知見を得た。
（Ａ）鋼板表面に比べて著しく冷却速度が遅い板厚中心部において、良好な強度および靭性を得るためには、鋼組成を適切に選定して、遅い冷却速度であっても、ミクロ組織をマルテンサイトおよび／またはベイナイト組織とすることが重要である。
（Ｂ）高強度化により延性が低下しやすく、しかも延性に対する欠陥の感受性が高まる厚鋼板の板厚中心部において良好な延性を確保するためには、熱間鍛造時の金型の形状および総圧下量と、その時の歪速度を管理して、センターポロシティを圧着し無害化することが重要である。
　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、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、Ｃ：0.08～0.20％、Si：0.40％以下、Mn：0.5～5.0％、Ｐ：0.015％以下、Ｓ：0.0050％以下、Ni：5.0％以下、Ti：0.005～0.020％、Al：0.080％以下、Ｎ：0.0070％以下およびＢ：0.0030％以下を含有し、さらにCu：0.50％以下、Cr：3.0％以下、Mo：1.50％以下、Ｖ：0.200％以下およびNb：0.100％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、下記(1)式に示す関係式ＣeqIIWが0.55～0.80を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼板であって、板厚中心部における降伏強度が500MPa以上、板厚中心部における板厚方向引張による絞り値が40％以上、板厚中心部における－60℃での低温靭性が70Ｊ以上である、板厚が100mm以上の材質均一性に優れた厚肉高靭性高張力鋼板。
　　　　　　　　　　　　　　　記
　　ＣeqIIW ＝ Ｃ＋Mn/6＋(Cu＋Ni)/15＋(Cr＋Mo＋Ｖ)/5 　　・・・ (1)
　上掲式において各元素記号は鋼中の含有量（質量％）とし、含有しないものは０として計算する。
２．さらに、質量％で、Mg：0.0005～0.0100％、Ta：0.01～0.20％、Zr：0.005～0.1％、Ｙ：0.001～0.01％、Ca：0.0005～0.0050％およびREM：0.0005～0.0200％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する前記１に記載の材質均一性に優れた厚肉高靭性高張力鋼板。
３．板厚方向の硬度分布について、板厚表面の平均硬さ（HVS）と板厚中心部の平均硬さ（HVC）の差ΔHV（＝HVS－HVC）が30以下である前記１または２に記載の材質均一性に優れた厚肉高靭性高張力鋼板。
４．前記１～３のいずれかに記載の厚肉高靭性高張力鋼板を製造する方法であって、
　前記１または２に記載の成分組成になる連続鋳造スラブを、1200～1350℃に加熱後、対向する金型の短辺が異なる金型で、短辺が短い方の短辺長さを１とした場合、短辺が長い方の短辺長さが1.1～3.0となる金型を用い、温度：1000℃以上、歪速度：３/s以下、累積圧下量：15％以上の条件で熱間鍛造を行ったのち、放冷して鋼素材とし、該鋼素材を、再度Ａc3点～1250℃に加熱後、１パス当たりの圧下率が４％以上のパスを少なくとも２回行う熱間圧延を行ったのち、放冷して厚肉鋼板とし、ついで該厚肉鋼板を、Ａc3点～1050℃に再々加熱後、350℃以下まで急冷したのち、550～700℃で焼戻す、材質均一性に優れた厚肉高靭性高張力鋼板の製造方法。
５．前記厚肉高靭性高張力鋼板の製造に際し、加工前の前記連続鋳造スラブから熱間圧延後の前記厚肉鋼板までの圧下比を３以下とする前記４に記載の材質均一性に優れた厚肉高靭性高張力鋼板の製造方法。
　本発明によれば、母材の強度、伸びおよび靭性に優れ、かつ材質均一性に優れた板厚が100mm以上の厚鋼板を得ることができ、鉄鋼構造物の大型化、鉄鋼構造物の安全性の向上、歩留りの向上、製造工期の短縮に大きく寄与するので、産業上極めて有用である。特に、従来十分な板厚中心部の特性が得られなかった、加工前のスラブからの圧下比が３以下の場合でも、連続鋳造設備の大型化などの対策を行わずに良好な特性を得ることができる。
本発明に従う、非対称金型を用いたスラブの鍛造要領を示した図である。 上下対称の従来金型と上下非対称の本発明に従う金型を用いた場合における、素材（鋼板）中の相当塑性ひずみを、比較して示した図である。
　以下、本発明を具体的に説明する。
　まず、本発明における、鋼板成分の適正範囲を説明する。なお、鋼板成分における各元素の含有量の％表示は全て、質量％である。
Ｃ：0.08～0.20％
　Ｃは、構造用鋼に求められる強度を安価に得るために有用な元素であり、その効果を得るためには少なくとも0.08％の添加を必要とする。一方、0.20％を超えて含有すると、母材および溶接部の靭性を顕著に劣化させるため上限は0.20％とする。より好ましいＣ量は0.08～0.14％の範囲である。
Si：0.40％以下
　Siは、脱酸のために添加するが、0.40％を超えて添加すると母材および溶接熱影響部の靭性が顕著に低下するため、Si量は0.40％以下とする。より好ましいSi量は0.05～0.30％の範囲、さらに好ましいSi量は0.1～0.30％の範囲である。
Mn：0.5～5.0％
　Mnは、母材強度を確保する観点から添加するが、0.5％未満の添加ではその効果が十分でなく、一方5.0％を超えてMnを添加すると、母材の靭性が劣化するだけではなく、中心偏析を助長し、スラブのポロシティを大型化するため上限は5.0％とする。より好ましいMn量は0.6～2.0％の範囲、さらに好ましいMn量は0.6～1.6％の範囲である。
Ｐ：0.015％以下
　Ｐは、0.015％を超えて含有すると、母材および溶接熱影響部の靭性を著しく低下させるため0.015％以下に制限する。なお、Ｐ量の下限値は特に限定されず０％であっても良い。
Ｓ：0.0050％以下
　Ｓは、0.0050％を超えて含有すると、母材および溶接熱影響部の靭性を顕著に低下させるため、0.0050％以下に制限する。なお、Ｓ量の下限値は特に限定されず０％であっても良い。
Ni：5.0％以下
　Niは、鋼の強度および溶接熱影響部の靭性を向上させる有益な元素であるが、5.0％を超えて添加すると、経済性が著しく低下するため、Ni量の上限は5.0％とする。より好ましいNi量は0.5～4.0％の範囲である。
Ti：0.005～0.020％
　Tiは、加熱時にTiＮを生成し、オーステナイトの粗大化を効果的に抑制し、母材および溶接熱影響部の靭性を向上させるので、0.005％以上含有させる。しかし、0.020％を超えてTiを添加すると、Ti窒化物が粗大化し母材の靭性を低下させるので、Ti量は0.005～0.020％の範囲とする。より好ましいTi量は0.008～0.015％の範囲である。
Al：0.080％以下
　Alは、溶鋼を十分に脱酸するために添加されるが、0.080％を超えて添加すると母材中に固溶するAl量が多くなり、母材靭性を低下させるので、Al量は0.080％以下とする。より好ましいAl量は0.030～0.080％の範囲、さらに好ましいAl量は0.030～0.060％の範囲である。
Ｎ：0.0070％以下
　Ｎは、Tiなどと窒化物を形成することによって組織を微細化し、母材および溶接熱影響部の靭性を向上させる効果を有するが、0.0070％を超えて添加すると、母材中に固溶するＮ量が増大し、母材靭性が著しく低下し、さらに溶接熱影響部においても粗大な炭窒化物を形成し靭性を低下させるので、Ｎ量は0.0070％以下とする。より好ましいＮ量は0.0050％以下、さらに好ましいＮ量は0.0040％以下である。なお、Ｎ量の下限値は特に限定されず０％であっても良い。
Ｂ：0.0030％以下
　Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することで粒界からのフェライト変態を抑制し、焼入性を高める効果を有するが、0.0030％を超えて添加すると、炭窒化物として析出し焼入性を低下させ、靭性が低下するので、Ｂ量は0.0030％以下とする。より好ましいＢ量は0.0003～0.0030％の範囲、さらに好ましいＢ量は0.0005～0.0020％の範囲である。なお、Ｂ量の下限値は特に限定されず０％であっても良い。
　また、本発明では、上記した元素に加え、さらに強度・靭性を高める目的で、Cu、Cr、Mo、ＶおよびNbのうちから選んだ１種または２種以上を含有させる。
Cu：0.50％以下
　Cuは、靭性を損なうことなく鋼の強度の向上が図れるが、0.50％より多く添加すると熱間加工時に鋼板表面に割れを生じるので0.50％以下とする。なお、Cu量の下限値は特に限定されず０％であっても良い。
Cr：3.0％以下
　Crは、母材の高強度化に有効な元素であるが、多量に添加すると溶接性を低下させるので、3.0％以下とする。製造コストの観点からより好ましいCr量は0.1～2.0％の範囲である。
Mo：1.50％以下
　Moは、母材の高強度化に有効な元素であるが、1.50％を超えて添加すると硬質の合金炭化物の析出による強度の上昇を引き起こして靭性を低下させるので、上限を1.50％とする。より好ましいMn量は0.02～0.80％の範囲である。
Ｖ：0.200％以下
　Ｖは、母材の強度・靭性の向上に効果があり、またＶＮとして析出することで、固溶Ｎの低減に有効であるが、0.200％を超えて添加すると、硬質なＶＣの析出によって鋼の靭性が低下するので、Ｖ量は0.200％以下とする。より好ましいＶ量は0.005～0.100％の範囲である
Nb：0.100％以下
　Nbは、母材の強度の向上に効果があるため有効であるが、0.100％を超える添加は母材の靭性を顕著に低下させるため上限を0.100％とする。より好ましいNb量は0.025％以下である。
　以上、基本成分について説明したが、本発明では、上記の成分に加えて、さらに材質を改善する目的で、Mg、Ta、Zr、Ｙ、CaおよびREMのうちから選んだ１種または２種以上を含有させることができる。
Mg：0.0005～0.0100％
　Mgは、高温で安定な酸化物を形成し、溶接熱影響部の旧γ（オーステナイト）粒の粗大化を効果的に抑制し、溶接部の靭性を向上させるのに有効な元素であるので、0.0005％以上含有させることが好ましい。しかし、0.0100％を超えてMgを添加すると、介在物量が増加し靭性が低下するので、Mgを添加する場合は、0.0100％以下とするのが好ましい。より好ましいMg量は0.0005～0.0050％の範囲である。
Ta：0.01～0.20％
　Taは、適正量添加すると、強度向上に有効である。しかし、Taの添加量が0.01％未満の場合は明瞭な効果が得られず、一方0.20％を超える場合は析出物生成によって靭性が低下するため、Ta量は0.01～0.20％とするのが好ましい。
Zr：0.005～0.1％
　Zrは、強度上昇に有効な元素であるが、添加量が0.005％未満の場合は顕著な効果が得られず、一方0.1％を超えるZr添加の場合は粗大な析出物を生成して、靭性の低下を来すため、Zr量は0.005～0.1％とするのが好ましい。
Ｙ：0.001～0.01％
　Ｙは、高温で安定な酸化物を形成し、溶接熱影響部の旧γ粒の粗大化を効果的に抑制し、溶接部の靭性を向上させるのに有効な元素である。しかし、0.001％未満のＹ添加では効果が得られず、一方0.01％を超えてＹを添加すると介在物量が増加し靭性が低下するので、Ｙ量は0.001～0.01％とするのが好ましい。
Ca：0.0005～0.0050％
　Caは、硫化物系介在物の形態制御に有用な元素であり、その効果を発揮させるためには、0.0005％以上添加することが好ましい。しかし、0.0050％を超えてCaを添加すると、清浄度の低下を招き靭性を劣化させるので、Caを添加する場合は、0.0005～0.0050％とするのが好ましい。より好ましいCa量は0.0005～0.0025％の範囲である。
REM：0.0005～0.0200％
　REMも、Caと同様、鋼中で酸化物および硫化物を形成して材質を改善する効果があり、その効果を得るためには0.0005％以上の添加が必要である。一方、0.0200％を超えてREMを添加しても、その効果が飽和するため、REMを添加する場合は、0.0200％以下とするのが好ましい。より好ましいREM量は0.0005～0.0100％の範囲である。
　以上、基本成分および選択成分について説明したが、本発明では、CeqIIWで示される炭素当量を適正範囲に調整することも重要である。
CeqIIW（％）：0.55～0.80
　本発明では、板厚中心部において降伏強度500MPa以上の強度と、－60℃における良好な低温靭性を確保するために、適切な成分の添加が必要であり、次式（1）式で定義するCeqIIW（％）が 0.55～0.80の関係を満たすように成分を調整する必要がある。
　　CeqIIW ＝Ｃ＋Mn/6＋（Cu＋Ni）/15＋（Cr＋Mo＋Ｖ）/5   ・・・ (1)
　　なお、式中の各元素記号はそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
　本発明は、上述したような成分組成になる板厚が100mm以上の厚肉鋼板に対し、後述する鍛造プロセスを適用することにより、厚肉鋼板の板厚中心部のセンターポロシティを圧着して、実質的に無害化することが可能となる。
　また、その後、後述する熱間加工プロセスを適用することにより、板厚中心部における強度、延性および靱性を向上させることができ、板厚中心部における降伏強度を500MPa以上、板厚中心部における板厚方向引張による絞り値を40％以上、板厚中心部における－60℃での低温靭性を70Ｊ以上とすることができる。
　また、降伏強度500MPa以上で板厚が100mm以上の厚肉鋼板において、一般的には板厚方向の硬度分布は、鋼板表面が高く、板厚中心部になるほど低下していくが、鋼板成分が不適切で、焼入性が不十分な場合は、フェライトおよび上部ベイナイト主体の組織となり、板厚方向の硬度分布の変化（表面近傍と板厚中心部の硬度差）が大きくなり、材質均一性が劣化する。
　本発明においては、前述したとおり鋼板成分を適切に調整して、焼入性を確保することにより、ミクロ組織を、マルテンサイトおよび／またはベイナイト組織とすることが可能である。
　特に、板厚方向の硬度分布において、板厚表面の平均硬さ（HVS）と板厚中心部の平均硬さ（HVC）の差ΔHV（＝HVS－HVC）を30以下とすることにより、材質均一性の一層の向上を図ることができる。
　なお、板厚表面の平均硬さ（HVS）および板厚中心部の平均硬さ（HVC）は、例えば、鋼板長手方向に平行な断面において、鋼板表面から２mm中心側の位置および板厚中心位置でそれぞれ数点硬さを測定し、これらを平均することで求めることができる。
　次に、本発明の製造条件について説明する。
　以下の説明において、温度「℃」は、板厚中心部における温度を意味するものとする。特に、本発明における厚鋼板の製造方法では、鋼素材中のセンターポロシティなどの鋳造欠陥を無害化させるため、以下に述べる条件で鋼素材に熱間鍛造を施すことを必須とする。
Ｉ　鋼素材の熱間鍛造条件
加熱温度：1200～1350℃
　上述の組成を有する鋳片または鋼片の鋼素材を、転炉、電気炉、真空溶解炉等、通常公知の方法で溶製し、連続鋳造したのち、1200～1350℃に加熱する。加熱温度が1200℃未満では、熱間鍛造における所定の累積圧下量と温度下限を確保できず、また熱間鍛造時の変形抵抗が高く、１パスあたりの十分な圧下量を確保できない。その結果、必要パス数が増加することで、製造能率の低下を招くだけでなく、鋼素材中のセンターポロシティなどの鋳造欠陥を圧着して無害化することができないため、スラブ加熱温度は1200℃以上とする。一方、加熱温度が1350℃を超えると、多大なエネルギーを消費し、加熱時のスケールにより表面疵が生じやすくなり、熱間鍛造後の手入れ負荷が増大するため、上限は1350℃とする。
　本発明における熱間鍛造は、連鋳スラブの幅方向に長辺を持ち、連鋳スラブの進行方向に短辺を有する対向する１対の金型によって行われるが、図１に示すように、この対向する金型の短辺同士が異なる長さを有しているところに、本発明の熱間鍛造の特徴がある。
　図１中、符号１が上金型、２が下金型、３がスラブである。
　そして、この対向する上下一対の金型のうち、短辺が短い方の金型（図１中では上金型）の短辺長さを１とした場合、これに対向する短辺が長い方の金型（図１中では下金型）の短辺長さを、短い方の短辺長さに比して1.1から3.0倍とすることで、鋼材内部における歪分布を非対称にすることができるのみならず、鍛造時に加えられる歪が最小となる位置と、連続鋳造スラブのセンターポロシティの発生位置とを合致させないようにすることが可能となる結果、センターポロシティをより確実に無害化できるのである。
　短辺が短い方と長い方の短辺長さ比が1.1未満の場合には、十分な無害化効果が得られず、一方3.0を超える場合には、熱間鍛造の著しい能率の低下を招く。従って、本発明における熱間鍛造に用いる金型は、対向する１対の金型の短辺長さについて、短い方の短辺長さを１とすると、長い方の短辺長さは1.1から3.0とすることが肝要である。なお、短辺長さが短い方の金型は、連続鋳造スラブの上方であっても下方であっても構わず、対向する金型の短辺長さが上記の比を満足していれば良い。すなわち、図１において、下金型が短辺長さが短い方の金型であっても良い。
　次に、図２に、上下金型の短辺長さが等しい金型（図中、白丸で表す従来金型）と、短辺が短い方と長い方の短辺長さ比を2.5とした金型（図中、黒丸で表す本発明に従う金型）を用いて熱間鍛造を行った場合における、スラブ中の相当塑性ひずみを、スラブの板厚方向に計算した結果を、比較して示す。なお、上記金型を用いた熱間鍛造の条件は、金型形状以外は同じとし、加熱温度：1250℃、加工開始温度：1215℃、加工終了温度：1050℃、累積圧下量：16％、歪速度：0.1/s、最大１パス圧下量：８％、幅方向加工無し、とした。
　図２より明らかなように、本発明に従う金型を用いた熱間鍛造の方が、スラブ中心まで、十分な歪を付与できていることが分かる。
熱間鍛造温度：1000℃以上
　熱間鍛造の鍛造温度が1000℃未満の場合、熱間鍛造時の変形抵抗が高くなるため、鍛造機への負荷が大きくなり、センターポロシティを確実に無害化することができなくなるため1000℃以上とする。なお、鍛造温度の上限に特に限定はないが、製造コストの観点から1350℃程度が好ましい。
熱間鍛造の累積圧下量：15％以上
　熱間鍛造の累積圧下量が15％未満の場合、鋼素材中のセンターポロシティなどの鋳造欠陥を圧着して無害化することができないため、15％以上とする。累積圧下量は大きいほど鋳造欠陥の無害化に有効であるが、製造性の観点からこの累積圧下量の上限値は30％程度とする。なお、連続鋳造スラブの幅方向を熱間鍛造することで厚みを増した場合は、その厚みからの累積圧下量とする。
　また、特に板厚が120mm以上の厚肉鋼板を製造する場合は、センターポロシティを確実に無害化するため、熱間鍛造時の１パスあたりの圧下率が５％以上となるパスを１パス以上確保することが好ましい。より好ましくは、１パスあたりの圧下率が７％以上である。
熱間鍛造の歪速度：３/s以下
　熱間鍛造の歪速度が３/sを超えると、熱間鍛造時の変形抵抗が高くなり、鍛造機への負荷が増大し、センターポロシティを無害化することができなくなるため３/s以下とする。
　なお、歪速度が0.01/s未満になると、熱間鍛造時間が長くなって生産性の低下を招くため、0.01/s以上とすることが好ましい。より好ましい歪速度は0.05/s～１/sの範囲である。
　なお、本発明では、上記の熱間鍛造後に熱間加工を施して、所望の板厚の鋼板にすると共に、板厚中心部における強度および靭性の向上を図る。
II　鍛造後の熱間加工条件
熱間鍛造後の鋼素材の再加熱温度：Ａc3点～1250℃
　熱間鍛造後の鋼素材をＡc3変態点以上に再加熱するのは、鋼をオーステナイト組織一相に均一化するためであり、加熱温度としてはＡc3点以上1250℃以下とする必要がある。
　ここで、本発明では、Ａc3変態点を、次式(2)により計算される値とする。
Ａc3（℃）＝937.2－476.5Ｃ＋56Si－19.7Mn－16.3Cu－26.6Ni－4.9Cr＋38.1Mo＋124.8Ｖ＋136.3Ti＋198.4Al＋3315Ｂ    ・・・(2)
　なお、(2)式中での各元素記号はそれぞれの合金元素の鋼中含有量（質量％）を示す。
１パス当たりの圧下率が４％以上のパスを少なくとも２回行う熱間圧延
　本発明では、Ａc3点以上1250℃以下に再加熱後、１パス当たりの圧下率が４％以上のパスを少なくとも２回行う熱間圧延を行う。このような圧延を行うことで、板厚中心部に十分な加工を加えることが可能となり、再結晶の促進により組織が微細化し、機械的特性の向上を図ることができる。なお、この熱間圧延におけるパス回数が少ないほど機械的特性が向上するため、パス回数は10パス以下とするのが好適である。
熱間圧延後の熱処理条件
　板厚中心部での強度と靭性を向上させるために、本発明では熱間圧延後、放冷し、Ａc3点～1050℃に再々加熱したのち、少なくともＡr3点の温度から350℃以下まで急冷する。再々加熱温度を1050℃以下とするのは、1050℃を超える高温の再加熱ではオーステナイト粒の粗大化による母材靭性の低下が著しいためである。
　ここで、本発明では、Ａr3変態点を、次式(3)により計算される値とする。
　　Ａr3（℃）＝910－310Ｃ－80Mn－20Cu－15Cr－55Ni－80Mo        ・・・ (3)
　　なお、(3)式中での各元素記号はそれぞれの合金元素の鋼中含有量（質量％）を示す。
　板厚中心部の温度は、板厚、表面温度および冷却条件等から、シミュレーション計算等により求めることができる。例えば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することにより、板厚中心温度が求められる。
　急冷の方法は、工業的には水冷とすることが一般的であるが、冷却速度は可能な限り速いほうが望ましいため、冷却方法は水冷以外でも良く、例えばガス冷却などの方法もある。
焼戻し温度：550～700℃
　急冷後、550～700℃で焼戻すのは、550℃未満では残留応力の除去効果が少なく、一方700℃を超える温度では、種々の炭化物が析出するとともに、母材の組織が粗大化し、強度、靭性が大幅に低下するためである。特に、焼戻し過程において、降伏強度を調整して、低温靭性を向上させるには、好ましくは600℃以上、より好ましくは650℃以上の温度での焼戻しが適している。
　工業的には、鋼の強靭化を目的に繰返し焼入れする場合があり、本発明においても繰り返し焼入れをしても良いが、最終の焼入れの際には、Ａc3点～1050℃に加熱後、350℃以下まで急冷し、その後550～700℃で焼戻す必要がある。
　さらに、本発明によれば、上記した優れた特性を得るには従来技術では困難とされた、加工前のスラブからの圧下比が３以下の範囲でも、所望の特性を得ることができる。
　以上説明したように、本発明の鋼板の製造では、焼入れ焼戻しを行うことによって、強度および靭性に優れる鋼板を製造することが可能となる。
　表１に示す鋼番１～32の鋼を溶製し、連続鋳造スラブとしたのち、表２に示す条件で、熱間鍛造および熱間圧延を施した。熱間圧延のパス回数は10回以下とした。その際、板厚は100～240mmの範囲とした。その後、表３に示す条件で焼入れ、焼戻し処理を行って、表２，３に試料No.１～44として示した鋼板を製造した。ついで、これらの鋼板を以下の試験に供した。
（１）引張試験
　各鋼板の板厚中心部から、圧延方向と直角方向に丸棒引張試験片（Φ：12.5mm、 GL：50mm）を採取し、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）を測定した。
（２）板厚方向引張試験
　各鋼板について板厚方向に丸棒引張試験片（φ10mm）を３本採取し、破断後の絞りを測定し、その最小値で評価した。
（３）シャルピー衝撃試験
　各鋼板の板厚中心部から、圧延方向を長手方向とする２mmVノッチシャルピー試験片を各３本ずつ採取し、各試験片について－60℃でシャルピー衝撃試験により吸収エネルギー（VE-60）を測定し、それぞれ３本の平均値を求めた。
（４）硬度の測定
　各鋼板の鋼板長手方向に平行な断面の硬度が測定できるように、表面および板厚中心から硬度測定用試験片を採取した。これらの試験片を、埋め込み研磨した後、表面位置は表面から２mm中心側の位置を、また板厚中心はまさに板厚中心位置をビッカース硬度計を用いて荷重98Ｎ（10kgf）でそれぞれ３点ずつ測定し、その平均値を各位置の平均硬さとした。そして、（板厚表面の平均硬さ－板厚中心部の平均硬さ）を硬度差ΔHVとした。
　上記の試験結果を表３に併記する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示したとおり、本発明に従い得られた鋼板（試料No.1～21）はいずれも、ＹＳが500MPa以上、ＴＳが610MPa以上、母材の靭性（VE-60）が70Ｊ以上であり、さらに板厚方向引張試験時の絞りが40％以上で、しかも硬度差ΔHVが30以下であり、母材の強度、靭性、板厚方向引張特性および材質均一性に優れていることが分かる。
　これに対し、試料No.22～44は、成分、製造条件が好適範囲から外れているため、上記のいずれかの特性が劣っていた。
　１　上金型
　２　下金型
　３　スラブ

Claims (5)

  1. 　質量％で、Ｃ：0.08～0.20％、Si：0.40％以下、Mn：0.5～5.0％、Ｐ：0.015％以下、Ｓ：0.0050％以下、Ni：5.0％以下、Ti：0.005～0.020％、Al：0.080％以下、Ｎ：0.0070％以下およびＢ：0.0030％以下を含有し、さらにCu：0.50％以下、Cr：3.0％以下、Mo：1.50％以下、Ｖ：0.200％以下およびNb：0.100％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、下記(1)式に示す関係式ＣeqIIWが0.55～0.80を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼板であって、板厚中心部における降伏強度が500MPa以上、板厚中心部における板厚方向引張による絞り値が40％以上、板厚中心部における－60℃での低温靭性が70Ｊ以上である、板厚が100mm以上の材質均一性に優れた厚肉高靭性高張力鋼板。
    　　　　　　　　　　　　　　　記
    　　ＣeqIIW ＝ Ｃ＋Mn/6＋(Cu＋Ni)/15＋(Cr＋Mo＋Ｖ)/5 　　・・・ (1)
    　上掲式において各元素記号は鋼中の含有量（質量％）とし、含有しないものは０として計算する。
  2. 　さらに、質量％で、Mg：0.0005～0.0100％、Ta：0.01～0.20％、Zr：0.005～0.1％、Ｙ：0.001～0.01％、Ca：0.0005～0.0050％およびREM：0.0005～0.0200％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する請求項１に記載の材質均一性に優れた厚肉高靭性高張力鋼板。
  3. 　板厚方向の硬度分布について、板厚表面の平均硬さ（HVS）と板厚中心部の平均硬さ（HVC）の差ΔHV（＝HVS－HVC）が30以下である請求項１または２に記載の材質均一性に優れた厚肉高靭性高張力鋼板。
  4. 　請求項１～３のいずれかに記載の厚肉高靭性高張力鋼板を製造する方法であって、
    　請求項１または２に記載の成分組成になる連続鋳造スラブを、1200～1350℃に加熱後、対向する金型の短辺が異なる金型で、短辺が短い方の短辺長さを１とした場合、短辺が長い方の短辺長さが1.1～3.0となる金型を用い、温度：1000℃以上、歪速度：３/s以下、累積圧下量：15％以上の条件で熱間鍛造を行ったのち、放冷して鋼素材とし、該鋼素材を、再度Ａc3点～1250℃に加熱後、１パス当たりの圧下率が４％以上のパスを少なくとも２回行う熱間圧延を行ったのち、放冷して厚肉鋼板とし、ついで該厚肉鋼板を、Ａc3点～1050℃に再々加熱後、350℃以下まで急冷したのち、550～700℃で焼戻す、材質均一性に優れた厚肉高靭性高張力鋼板の製造方法。
  5. 　前記厚肉高靭性高張力鋼板の製造に際し、加工前の前記連続鋳造スラブから熱間圧延後の前記厚肉鋼板までの圧下比を３以下とする請求項４に記載の材質均一性に優れた厚肉高靭性高張力鋼板の製造方法。
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