JP2010100903A - 低降伏比かつ耐脆性亀裂発生特性に優れた厚肉高張力鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】管厚２０ｍｍ以上で、引張強度６００ＭＰａを超える高強度ラインパイプ用として好適な、低降伏比且つ耐脆性き裂発生特性に優れた鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】Ｃｕ−Ｎｉ−Ｎｂ−Ｔｉ系を基本成分系とし、必要に応じて、Ｍｏ，Ｃｒ，Ｖ，Ｂ，Ｃａ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｍｇの一種または二種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、板厚中央部のビッカース硬さＨｖｍが板厚方向のビッカース硬さの平均Ｈｖａに対し、Ｈｖｍ≦１．０５Ｈｖａを満足し、ミクロ組織がベイナイトを主体とし、第２相として島状マルテンサイトがベイナイト中に面積率５〜１５％で分散している鋼。上記組成を有する鋼を、特定温度に再加熱後、１０００℃以下９５０℃以上の温度域での累積圧下率≧３０％を含む熱間圧延を行い、圧延終了後、加速冷却し、特定温度に再加熱、空冷する。
【選択図】なし

Description

本発明は、厚肉高張力鋼板およびその製造方法に関し、管厚２０ｍｍ以上で、引張強度６００ＭＰａを超える高強度ラインパイプ用として好適な、降伏比が８０％以下の優れた変形能と母材ＣＴＯＤ（Ｃｒａｃｋ Ｔｉｐ Ｏｐｅｎ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ）試験の限界開口変位量δｃ（ｍｍ）が試験温度−２０℃で０．２０ｍｍ以上と耐脆性き裂発生特性に優れるものに関する。

近年、天然ガスや原油の輸送用として使用されるラインパイプは、高圧化による輸送効率の向上や薄肉化による現地溶接施工効率の向上のため、年々高強度化されている。

同時に、大地震や凍土地帯における地盤変動を原因として、ラインパイプに大変形が生じても、延性亀裂発生にいたらないための高変形能の要求もなされるようになってきた。

高変形能の指標として、降伏強度を引張強度で割った降伏比（ＹＲ）が使われ、低ＹＲ化されるほど亀裂発生の限界歪が向上する。

鋼材のミクロ組織を軟質なフェライト相と、硬質なベイナイトやマルテンサイトなどが適度に分散した硬質相の２相組織とすることで、低ＹＲとなることが知られており、例えば特許文献１には、上記のような軟質相の中に硬質相が適度に分散した組織を得る製造方法として、焼入れ（Ｑ）と焼戻し（Ｔ）の中間に、フェライトとオーステナイトの２相域からの焼き入れ（Ｑ’）を施す熱処理方法が開示されている。

また、特許文献２には、軟質相を加工フェライトとしたフェライト＋ベイナイト＋マルテンサイト組織により低ＹＲ化が達成されることが開示されている。

さらに、特許文献３には、ベイナイト中に島状マルテンサイトを分散させて低ＹＲと高シャルピー吸収エネルギーを両立させることが開示されている。

一方、パイプラインシステムの安全化を向上させるため、操業異常が起きても母材部での脆性破壊を発生させないため、ＣＴＯＤ試験を実施し、高い限界開口変位量δｃを備えていることを要求するケースも増えてきている。
特開昭５５−９７４２５号公報 特開平０８―２０９２９１号公報 特開平２００６―２６５５７７号公報

しかしながら、特許文献１記載の技術では多数回の熱処理を行う必要があり、生産性が低下し、製造コストが上昇する。

特許文献２記載の技術による高靱性化は延性−脆性破面率の改善のために、フェライトの集合組織を積極的に発達させることによって得られるもので、シャルピー衝撃試験片の破面にはセパレーションが発生し、シャルピー衝撃試験での吸収エネルギー（シャルピー衝撃値）はむしろ低下する。

特許文献３記載の技術による低ＹＲとシャルピー吸収エネルギーは両立できるものの、板厚が２０ｍｍを超えるような厚肉材における母材ＣＴＯＤ試験を実施した場合、限界開口変位量δｃ値が顕著に低下する。すなわち、特に厚肉高強度鋼において低ＹＲと耐脆性亀裂発生特性を両立させることが困難であった。

そこで、本発明は、生産性および製造コストの上昇を伴わず、高強度、低ＹＲ、および耐脆性亀裂発生特性を両立させる厚鋼板、およびその製造方法を提供することを目的とする。

発明者等はベイナイトと島状マルテンサイトの２相組織鋼板を製造するにあたり、特に厚肉化に伴い母材ＣＴＯＤ特性が著しく低下する原因について鋭意研究を行った。

その結果、偏析部のＭｎおよびＰの濃化に伴い、板厚中央部で顕著に島状マルテンサイトが多数生成し、板厚中央部の硬さが上昇し、その部位で脆性亀裂が容易に発生しやすくなるため、母材ＣＴＯＤ試験における限界開口変位量δｃが低下することを見出した。

さらに、ビッカース硬さ試験で得られる板厚中央部硬さが、板厚方向の硬さ平均値の１．０５倍以下とすることができれば、低ＹＲ化を得るためにベイナイト組織中に島状マルテンサイトを分散させていても、脆性破壊の発生を抑制しＣＴＯＤ特性が改善されることを見出した。

本発明は得られた知見を基に、更に検討を加えてなされたもので、すなわち、
１．質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．０８％
Ｓｉ：０．０５〜０．２％
Ｍｎ：１．５〜２．０％
Ｐ≦０．００６％
Ｓ≦０．０００６％
Ａｌ：０．０１〜０．０５％
Ｃｕ：０．１〜０．７％
Ｎｉ：０．１〜１．０％
Ｎｂ：０．０１〜０．０６％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％
Ｎ：０．００１〜０．００６％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
板厚中央部のビッカース硬さＨｖｍが板厚方向のビッカース硬さの平均Ｈｖａに対し、
Ｈｖｍ≦１．０５Ｈｖａ
を満足し、
ミクロ組織がベイナイトを主体とし、第２相として島状マルテンサイトがベイナイト中に面積率５〜１５％で分散していることを特徴とする、
低降伏比かつ耐脆性亀裂発生特性に優れた厚肉高張力鋼板。
２．さらに、質量％で、
Ｍｏ：０．０１〜１％
Ｃｒ：０．０１〜１％
Ｖ：０．０１〜０．１％
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする、１記載の低降伏比かつ耐脆性亀裂発生特性に優れた厚肉高張力鋼板。
３．さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする、１または２記載の、低降伏比かつ耐脆性亀裂発生特性に優れた厚肉高張力鋼板。
４．１乃至３のいずれか一つに記載の組成を有し、連続鋳造法にて製造された鋼片を、
１０００〜１１００℃に再加熱後、熱間圧延を開始し、１０００℃以下９５０℃以上の温度域で累積圧下率≧３０％、９５０℃未満の温度域で累積圧下率≧７０％となるよう圧延を行い、圧延終了後、直ちに、７００℃以上から冷却速度２０〜８０℃／ｓで冷却を開始し、４５０〜６５０℃の温度域で冷却停止後、６００〜７００℃に再加熱し、空冷することを特徴とする、低降伏比かつ耐脆性亀裂発生特性に優れた厚肉高張力鋼板の製造方法。

本発明によれば、板厚２０ｍｍを超える、８０％以下の低降伏比と母材ＣＴＯＤ試験（試験温度ー２０℃）において０．２ｍｍを超える高い限界開口変位量δｃを達成する引張強度６００ＭＰａ以上の厚肉高張力鋼板の製造が可能となり、産業上極めて有用である。

本発明では成分組成、ミクロ組織および製造方法を規定する。

［成分組成］％は質量％とする。

Ｃ：０．０４〜０．０８％
Ｃは低温変態組織においては過飽和固溶することで強度上昇に寄与する。この効果を得るためには０．０４％以上の添加が必要であるが、０．０８％を超えて添加すると、板厚中央偏析部の島状マルテンサイトが増加し、母材ＣＴＯＤ特性の劣化を引き起こすため、上限を０．０８％とする。

Ｓｉ：０．０５〜０．２％
Ｓｉは０．０５％以上の添加で変態強化によらず固溶強化するため、母材、ＨＡＺの強度上昇に有効である。しかし、０．２％を超えて添加すると母材およびＨＡＺにおいて島状マルテンサイトが生成しやすくなる。特に、板厚中央偏析部のような、Ｍｎ，Ｐが濃化した領域でこの効果は顕著であり、偏析部の硬度上昇を通じて母材ＣＴＯＤ値の劣化を引き起こすため、上限を０．２０％とする。

Ｍｎ：１．５〜２．０％
Ｍｎは焼入性向上元素として作用する。さらに、多量に添加することで、フェライト相に固溶できるＣ量を低減する効果があり、鋼のオーステナイト域から加速冷却でベイナイト変態させる際、未変態オーステナイト領域へのＣ濃化を大きくするので、島状マルテンサイトの生成量を増加させることができる。

後述のように、島状マルテンサイトの面積率を５％以上とするためには、少なくとも１．５％以上の添加が必要である。一方、連続鋳造プロセスでは中心偏析部の濃度上昇が著しく、２．０％を超える添加を行うと、母材ＣＴＯＤ特性の劣化の原因となるため、上限を２．０％とする。

Ｐ：≦０．００６％
Ｐは鋼中に不可避不純物として存在する。特に中心偏析部での偏析が著しい元素であり、島状マルテンサイトの増加を引き起こし、母材ＣＴＯＤ特性を著しく劣化させるため、上限を０．００６％とする。好ましくは、０．００４％以下とする。

Ｓ：≦０．０００６％
Ｓもまた鋼中に不可避不純物として存在する。特に介在物として存在し、鋼の清浄度を低下させ、母材ＣＴＯＤ特性に悪影響を及ぼすため、上限を０．０００６％とする。好ましくは、０．０００４％以下とする。

Ａｌ：０．０１〜０．０５％
Ａｌは脱酸元素として作用する。０．０１％以上の添加で十分な脱酸効果が得られるが、０．０５％超えて添加すると偏析部も含めて鋼の清浄度が低下し、靭性低下の原因となるため、上限を０．０５％とする。

Ｃｕ：０．１〜０．７％
Ｃｕは０．１％以上の添加によって焼入性向上元素として作用し、多量のＭｎ添加の代替とすることができる。しかし、０．７％を超えて添加すると、過飽和に固溶したＣｕが加速冷却後の再加熱時に析出し、特に鋼の降伏強度が析出硬化によって上昇する結果、低ＹＲとすることが困難となるため、上限を０．７％とする。

Ｎｉ：０．１〜１．０％
Ｎｉもまた、焼入性向上元素として作用するほか、添加しても靱性劣化を起こさないため、有用な元素である。この効果を得るために、０．１％以上の添加が必要であるが、高価な元素であるため、上限を１．０％とする。

Ｎｂ：０．０１〜０．０６％
Ｎｂは炭化物を形成することで、特に２回以上の熱サイクルを受ける溶接熱影響部（ＨＡＺ）の焼戻し軟化を防止して、引張強度６００ＭＰａを超える高強度ラインパイプ用鋼板として必要なＨＡＺ強度を得るために必要な元素である。

また、熱間圧延時のオーステナイト未再結晶領域を高温側に拡大する効果もあり、特に９５０℃まで未再結晶領域とするためには０．０１％以上の添加が必要である。一方、０．０６％を超えて添加すると、ＨＡＺの靱性を著しく損ねることから上限を０．０６％とする。

Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％
Ｔｉは窒化物を形成し、鋼中の固溶Ｎ量低減に有効であるほか、析出したＴｉＮがピンニング効果でオーステナイト粒の粗大化を抑制をすることで、母材、ＨＡＺの靱性向上に寄与する。

必要なピンニング効果を得るためには０．００５％以上の添加が必要であるが、０．０２０％を超えて添加すると炭化物を形成するようになり、その析出硬化で靱性が著しく劣化するため、上限を０．０２０％とする。

Ｎ：０．００１〜０．００６％
Ｎは通常鋼中の不可避不純物として存在するが、前述の通りＴｉ添加を行うことで、オーステナイト粒の粗大化を抑制するＴｉＮを形成する。必要とするピンニング効果を得るためには０．００１％以上鋼中に存在することが必要であるが、０．００６％を超える場合、溶接部、特に溶融線近傍の１４５０℃以上に加熱された領域でＴｉＮが分解すると固溶Ｎの悪影響が著しいため、上限を０．００６％とする。

以上が本発明の基本成分組成であるが、更に特性を向上させる場合、Ｍｏ，Ｃｒ，Ｖ，Ｂ，Ｃａ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｍｇの一種または二種以上を添加することが可能である。

Ｍｏ，Ｃｒ，Ｖ，Ｂ：
Ｍｏ，Ｃｒ，Ｖ，Ｂは強度上昇の目的で１種または２種以上の添加を行うことができる。

Ｍｏ：０．０１〜１％
Ｍｏは０．０１％以上の添加によって焼入性向上元素として作用し、多量のＭｎ添加の代替とすることができる。しかし、高価な元素であり、かつ１％を超えて添加しても強度上昇は飽和するため、添加する場合は、上限を１％とする。

Ｃｒ：０．０１〜１％
Ｃｒもまた０．０１％以上の添加によって焼入性向上元素として作用し、多量のＭｎ添加の代替とすることができる。しかし、１％を超えて添加するとＨＡＺ靱性が著しく劣化するため、添加する場合は、上限を１％とする。

Ｖ：０．０１〜０．１％
ＶはＮｂとの複合添加により、多重溶接熱サイクル時に析出硬化し、ＨＡＺ軟化防止に寄与する。０．０１％以上添加することで、軟化防止効果が発現するが、０．１％を超えて添加すると析出硬化が著しくＨＡＺ靱性を劣化させるため、添加する場合は、上限を０．１％とする。

Ｂ：０．０００５〜０．００５％
Ｂはオーステナイト粒界に偏析し、フェライト変態を抑制することで、特にＨＡＺの強度低下防止に寄与する。この効果を得るために、０．０００５％以上の添加を必要とするが、０．００５％を超えて添加してもその効果は飽和するため、添加する場合は、上限を０．００５％とする。

Ｃａ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｍｇ
Ｃａ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｍｇは鋼中の非金属介在物であるＭｎＳの形態制御、あるいは酸化物あるいは窒化物を形成し、主に溶接熱影響部におけるオーステナイト粒の粗大化をピンニング効果で抑制するなど、溶接部を含む鋼の靱性向上の目的で添加することができる。

Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
Ｃａは鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり、０．０００５％以上添加することで靱性に有害なＭｎＳの生成を抑制する。しかし、０．０１％を超えて添加すると、ＣａＯ−ＣａＳのクラスターを形成して、靱性を劣化させるようになるので、添加する場合は、上限を０．０１％とする。

ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
ＲＥＭもまた鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり、０．０００５％以上添加することで靱性に有害なＭｎＳの生成を抑制する。しかし、高価な元素であり、かつ０．０２％を超えて添加しても効果が飽和するため、添加する場合は、上限を０．０２％とする。

Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％
Ｚｒは鋼中で炭窒化物を形成し、とくに溶接熱影響部においてオーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング効果をもたらす。十分なピンニング効果を得るためには、０．０００５％以上の添加が必要であるが、０．０３％を超えて添加すると、鋼中の清浄度が著しく低下し、靱性が低下するようになるので、添加する場合は、上限を０．０３％とする。

Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
Ｍｇは製鋼過程で鋼中に微細な酸化物を生成し、特に、溶接熱影響部においてオーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング効果をもたらす。十分なピンニング効果を得るためには、０．０００５％以上の添加が必要であるが、０．０１％を超えて添加すると、鋼中の清浄度が低下し、靱性を低下させるようになるので、添加する場合は、上限を０．０１％とする。

［ミクロ組織および硬さ］
ミクロ組織はベイナイトを主体とし、第２相として、島状マルテンサイトがベイナイト中に面積率５〜１５％となるように均一に分散した組織とする。尚、ミクロ組織中にセメンタイト、残留γを、強度、靭性を損なわない範囲で含むことを許容する。セメンタイト、残留γの量は、個々にあるいは両者を合わせても面積率１０％未満であることが望ましい。

加速冷却の冷却速度不足等でフェライト主体の組織となった場合、６００ＭＰａ以上の引張強度の達成が困難となる。一方、マルテンサイト組織化すると、強度は十分確保できるものの、靱性が低下するため、ベイナイト主体の組織とする。

低降伏比を達成させるため、ベイナイト中に母相となるベイナイトより硬い相（第２相）として、島状マルテンサイトを均一に分散して生成させる。島状マルテンサイトの面積率５％未満では、十分降伏比が低くならないため、島状マルテンサイトの面積率の下限を５％とする。一方、面積率が１５％を超えた場合、母材靱性が著しく劣化するため、上限を１５％とする。

さらに、母材ＣＴＯＤ試験における試験温度−２０℃での限界開口変位δｃ≧０．２０ｍｍを達成するために、ビッカース硬さ試験（荷重１０ｋｇ）で得られる、板厚中央部硬さＨｖｍと、板厚方向のビッカース硬さの平均値ＨｖａをＨｖｍ≦１．０５×Ｈｖａとする。

連続鋳造材では、板厚中央部に不可避的に形成されるＣ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓの偏析部において、島状マルテンサイト量が増加し、その他の領域よりも硬さが上昇する。板全厚の平均硬さに対して１．０５倍を超えると、限界開口変位δｃの低下が著しいことから、板厚中央部の硬さを規定する。好ましくは、Ｈｖｍ≦１．０２×Ｈｖａとする。

［製造方法］
本発明の厚鋼板は、以下の製造方法により製造することができる。

鋳造方法：連続鋳造法
ラインパイプ用鋼としての経済性，生産性の観点から厚鋼板用の鋼片の製造は連続鋳造法とする。

鋼片加熱温度：１０００〜１１００℃
熱間圧延を行う際、鋼片をオーステナイト化するため１０００℃以上に加熱する。一方１１００℃を超えて加熱を行うと、結晶粒粗大化が著しく、母材シャルピーおよび母材ＣＴＯＤ特性に悪影響を及ぼすため、上限を１１００℃とする。

熱間圧延：１０００℃以下９５０℃以上での累積圧下率≧３０％
板厚中央部におけるＣ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ等の偏析を軽減するため、本発明鋼は、製造条件において１０００℃以下９５０℃以上での熱間圧延での累積圧下率≧３０％と規定する。

連続鋳造による鋼片をオーステナイト化すると、板厚中心偏析部でＭｎ，Ｐ，Ｓ等がオーステナイト粒界に偏析し、未再結晶域圧延および加速冷却を行うと、粒界偏析したＭｎ，Ｐ，Ｓが変態後の組織に受け継がれる。

そのため、オーステナイト再結晶域である１０００℃以下９５０℃以上で累積圧下率≧３０％の熱間圧延を施し、再結晶を促進させることでＭｎ，Ｐ，Ｓのオーステナイト粒界への偏析を軽減させる。

当該温度域での累積圧下率が３０％未満の場合、再結晶は部分的となるため、累積圧下率は３０％以上とし、鋼片全体を再結晶組織とする。なお、再結晶の観点から圧下率の上限に制約がないが、鋼片サイズと、後述の未再結晶域での圧延に必要な圧下率確保の観点から、多くとも７０％とする。

熱間圧延：９５０℃未満での累積圧下率≧７０％
オーステナイト未再結晶域である９５０℃未満で、累積で大圧下を行い、オーステナイト粒を伸展させ、その後の加速冷却で変態生成するベイナイトを微細化する。

本発明鋼は低降伏比化のため、ベイナイト中に硬質な島状マルテンサイトを分散させるため、母相となるベイナイト相の靱性を十分高くしておく必要がある。累積圧下率７０％未満では、ベイナイトの細粒化が不十分で島状マルテンサイトにより靱性が低下するため、累積圧下率を７０％以上とする。好適には７５％以上の累積圧下率とする。

加速冷却：冷却開始温度≧７００℃、冷却速度：２０〜８０℃／ｓ、冷却停止温度：４５０〜６５０℃
引張強度６００ＭＰａ以上の高強度を達成するため、ミクロ組織をベイナイト主体の組織にする必要がある。このため、熱間圧延後加速冷却を実施する。冷却開始温度が７００℃未満となると、熱間圧延後、冷却開始までの空冷過程においてオーステナイト粒界から初析フェライトが生成し、母材強度が低下するため、加速冷却を開始する温度の下限温度を７００℃とする。

冷却速度が２０℃／ｓ未満の場合、比較的高温で変態するので、十分な強度を得ることができない。

一方、８０℃／ｓを超えた冷却速度の場合、後述の冷却停止温度に制御することが難しく、特に表面近傍でマルテンサイト変態が生じ、母材靱性が著しく低下するため、上限を８０℃／ｓとする。

本発明において、加速冷却の冷却停止温度の規定は所望のミクロ組織を得るため重要である。加速冷却の停止後に行う再加熱処理で生成させた、Ｃの濃縮した未変態オーステナイトをその後の空冷時に島状マルテンサイトへと変態させるため、ベイナイト変態途中で未変態オーステナイトが存在する温度域で冷却を停止する必要がある。

冷却停止温度が４５０℃未満では、ベイナイト変態が完了するため空冷時に島状マルテンサイトが生成せず低降伏比化が達成できない。一方、６５０℃を超えると冷却中に析出するパーライトにＣが消費され島状マルテンサイトが生成しないため、上限を６５０℃とする。

冷却停止後の再加熱：再加熱温度：６００〜７００℃
加速冷却後ただちに再加熱することで、未変態オーステナイトにＣを濃縮させその後の空冷過程で島状マルテンサイトを生成させることができる。再加熱開始までの時間が長い場合、その間の温度低下によって未変態オーステナイトが減少し、加熱後の空冷過程で生成する島状マルテンサイト量が少なくなるため、３００秒以内で再加熱を行うことが望ましい。好ましくは１００秒以内である。

さらに、再加熱温度が６００℃未満では、十分にオーステナイトへのＣ濃化が起こらず、必要とする島状マルテンサイト量を確保することができない。一方、再加熱温度が７００℃を超えると、加速冷却で変態させたベイナイトが再びオーステナイト化し十分な強度が得られないため、再加熱温度を６００℃以上、７００℃以下に規定する。

再加熱温度において、温度保持時間を設定する必要はない。また、再加熱後の冷却過程においては、冷却速度によらず島状マルテンサイトが生成するため、再加熱後の冷却条件は特に規定しないが、基本的には空冷とすることが好ましい。

なお、鋼の製鋼方法については特に限定しないが、ラインパイプ用鋼としての経済性を確保するため、転炉法による製鋼プロセスが望ましい。

表１に示す化学組成の鋼を用い、表２に示す熱間圧延・加速冷却・焼戻し条件で鋼板Ａ〜Ｉを作製した。

得られた鋼板の板幅中央部よりミクロ組織観察用サンプルを採取し、圧延長手方向と平行な板厚断面を鏡面研磨したあと、２段エッチング法を用いて島状マルテンサイトを現出させた。

その後、面走査型顕微鏡（ＳＥＭ）を用い２０００倍の倍率で無作為に１０視野ミクロ組織写真を撮影し、写真中の島状マルテンサイトの面積率を画像解析装置にて測定した。

次に、それぞれの鋼板よりＡＰＩ−５Ｌに準拠した全厚引張試験片、ＪＩＳ Ｚ２２４４（１９９８改訂版）のビッカース硬さ試験用全厚試料、ＢＳ７４４８に準拠したＢ（板厚）×２Ｂサイズの３点曲げＣＴＯＤ試験片、および板厚中央位置からＪＩＳ Ｚ２２０２（１９８０改訂版）のＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、鋼板の引張試験、鋼板板厚方向のビッカース硬さ試験、３点曲げＣＴＯＤ試験およびシャルピー衝撃試験を実施して、強度と靱性を評価した。尚、ビッカース硬さ試験の荷重は１０ｋｇで測定は１ｍｍピッチとし、３点曲げＣＴＯＤ試験およびシャルピー衝撃試験の試験温度は−２０℃で、３本の平均値を求めた。

母材のミクロ組織の画像解析結果および強度・靱性調査結果をまとめて表３に示す。なお、表３におけるＨｖｍは、板厚中央位置でのビッカース硬さ、Ｈｖａは板厚方向１ｍｍピッチで測定した全ビッカース硬さの平均値、ＣＴＯＤ−２０（ｍｍ）は−２０℃での限界開口変位量δｃ（ｍｍ）を示す。板厚中央位置でのビッカース硬さは板厚１／２を中心に厚さ方向±０．５ｍｍ内を長手方向に１ｍｍピッチで１０点測定したビッカース硬さの平均値とした。

本発明例１〜６は、いずれも本発明の鋼板化学組成、圧延・加速冷却・再加熱条件範囲内であり、板厚中央硬さが、板厚方向の平均硬さに対し、１．０５倍以下であり、かつミクロ組織がベイナイトと島状マルテンサイトからなり、さらに島状マルテンサイトの面積率が５〜１５％であるため、目標とする引張強度６００ＭＰａ以上、降伏比≦８０％、シャルピー吸収エネルギー３００Ｊ以上、およびＣＴＯＤ−２０で０．２０ｍｍ以上を満足した。

一方、９５０℃未満での累積圧下率および冷却停止温度が、本発明の下限を下回った比較例７は、ＹＲ，シャルピー吸収エネルギーおよびＣＴＯＤ値が目標を下回った。スラブ加熱温度および冷却後の再加熱温度が本発明の範囲外であった比較例８は、ＹＲおよびＣＴＯＤ値が目標を下回った。

１０００℃以下９５０℃以上での累積圧下率が本発明の下限を下回った比較例９は、オーステナイトの再結晶が不十分であったため、オーステナイト粒界におけるＭｎ，Ｐ，Ｓの偏析を起因とする島状マルテンサイト増加による硬度上昇で、板厚中央部硬さが平均硬さを大きく上回った結果、ＣＴＯＤ値が目標を下回った。

また、母材成分のＭｎ量，Ｐ量，Ｓｉ量が本発明の上限を超えた比較例１０，１１，１３はいずれも板厚中央での合金元素の偏析あるいは偏析による島状マルテンサイト生成の助長を生じ、板厚中央部硬さが平均硬さを大きく上回った結果、シャルピー吸収エネルギー、ＣＴＯＤ値とも目標を下回った。

母材成分のＳが本発明の上限を超えた比較例１２は、鋼中介在物が多いため、シャルピー吸収エネルギー、ＣＴＯＤ値とも目標を下回った。

Claims (4)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０４〜０．０８％
   Ｓｉ：０．０５〜０．２％
   Ｍｎ：１．５〜２．０％
   Ｐ≦０．００６％
   Ｓ≦０．０００６％
   Ａｌ：０．０１〜０．０５％
   Ｃｕ：０．１〜０．７％
   Ｎｉ：０．１〜１．０％
   Ｎｂ：０．０１〜０．０６％
   Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％
   Ｎ：０．００１〜０．００６％
   を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
   板厚中央部のビッカース硬さＨｖｍが板厚方向のビッカース硬さの平均Ｈｖａに対し、
   Ｈｖｍ≦１．０５Ｈｖａ
   を満足し、
   ミクロ組織がベイナイトを主体とし、第２相として島状マルテンサイトがベイナイト中に面積率５〜１５％で分散していることを特徴とする、
   低降伏比かつ耐脆性亀裂発生特性に優れた厚肉高張力鋼板。
2. さらに、質量％で、
   Ｍｏ：０．０１〜１％
   Ｃｒ：０．０１〜１％
   Ｖ：０．０１〜０．１％
   Ｂ：０．０００５〜０．００５％
   の１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１記載の低降伏比かつ耐脆性亀裂発生特性に優れた厚肉高張力鋼板。
3. さらに、質量％で、
   Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
   ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
   Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％
   Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
   の１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１または２記載の、低降伏比かつ耐脆性亀裂発生特性に優れた厚肉高張力鋼板。
4. 請求項１乃至３のいずれか一つに記載の組成を有し、連続鋳造法にて製造された鋼片を、１０００〜１１００℃に再加熱後、熱間圧延を開始し、１０００℃以下９５０℃以上の温度域で累積圧下率≧３０％、９５０℃未満の温度域で累積圧下率≧７０％となるよう圧延を行い、圧延終了後７００℃以上から冷却速度２０〜８０℃／ｓで冷却を開始し、４５０〜６５０℃の温度域で冷却停止後、６００〜７００℃に再加熱し、空冷することを特徴とする、低降伏比かつ耐脆性亀裂発生特性に優れた厚肉高張力鋼板の製造方法。