JP5287553B2 - 降伏強度８８５ＭＰａ以上の非調質高張力厚鋼板とその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、降伏強度（ここでは、０．２％耐力を降伏強度とする）が８８５ＭＰａ以上である非調質高張力厚鋼板とその製造方法に関するものである。特に、本発明の厚鋼板は、建設機械、産業機械等の溶接構造用鋼材として好適である。

例えば、建設機械分野では、クレーンやコンクリートポンプ車などにおける大型化と排出ガス規制から、更なる軽量化の要請があり、これらのブーム等に使用される鋼材は、ＨＴ８０（降伏強度６８５ＭＰａ以上）からＨＴ１００（降伏強度８８５ＭＰａ以上）へと高張力化する傾向にある。

鋼板の高張力化のためには、焼入れ性向上を目的とした合金元素添加量の増加の対策があるが、このような鋼板ではコストの上昇を抑制することが課題である。また、そのような鋼板では、引張強度だけでなく、降伏強度や低温靭性も確保する場合には、焼入れ後にオフラインでの焼戻し熱処理（調質処理）を行うので、製造工期が１週間程度長くなり生産性が損なわれるという問題もある。

ＨＴ１００級で焼戻し処理を行う高張力厚鋼板に関する例としては、例えば、特許文献１，特許文献２，特許文献３がある。また、ＨＴ１００級で熱間圧延後に加速冷却によりベイナイトとマルテンサンサイトの複合組織を得る技術の例としては、例えば、特許文献４、特許文献５、特許文献６がある。

しかしながら、特許文献１〜３の鋼板は、ともに高価なＮｉ、Ｍｏを添加し、別工程で焼戻し処理を行うので、コストアップは避けられず、生産性も損なわれる。一方、特許文献４、特許文献５、特許文献６の鋼板は、焼戻し処理を省略しているため生産性には優れているが、特許文献４、６の鋼板はＭｏまたは更にＮｉを、特許文献５の鋼板は、ＮｉとＭｏを必須元素として添加するため、いずれも合金コストが高い。

このように、Ｎｉ、Ｍoを必須元素として添加しないようにして合金コストを低くし、かつオフラインでの焼戻し工程を省略した非調質型の鋼板であって、その降伏強度が８８５ＭＰａ以上である高張力厚鋼板およびその製造方法は、これまで見出されていなかった。

特開平８−２０９２９０号公報 特開平８−１９９２９２号公報 特開平１０−２６５８９３号公報 特開平９−４１０７４号公報 特開平９−３１５３６号公報 特開２００７−３１４８２８号公報

そこで、本発明が解決しようとする課題は、降伏強度８８５ＭＰａ以上の高張力厚鋼板を、Ｎｉ、Ｍoを共に添加しない合金コストが低い成分系によって、かつ、オフラインでの焼き戻し熱処理（調質熱処理）を省略して、オンラインでの熱処理によるミクロ組織の調整のみで得られるようにして、安価かつ短工期でそのような鋼板を製造できるようにすることである。

上記課題を解決するためには、Ｎｉ、Ｍoを添加せず通常の焼入れのままでは低い降伏強度を、オフラインでの焼き戻し熱処理を省略したオンラインの製造プロセスのみで、８８５ＭＰａ以上の降伏強度にまで高める手段が必要となる。

本発明者は、そのような観点から、鋼板の化学成分、製造方法、ミクロ組織について種々検討した。その結果、加速冷却による直接焼入れで、制御圧延による結晶粒微細化や転位強化を引き継いだ上で、常温まで冷却することなく、低温の一定範囲で加速冷却を停止することで、マルテンサイト＋下部ベイナイトの混合組織の高い転位密度の組織を得るとともに、その後の低冷却速度の冷却中の自己焼戻し時効（以下、オートエイジングと記す）で、Ｃ、Ｎ等の侵入型元素の転位への固着を促し、降伏強度を向上させることができることを見出した。

さらに、鋼板の成分を低Ｓｉ−高Ｍｎ化し、侵入型元素の拡散速度を向上させ、短時間での転位への固着を促進することにより、上記オートエイジングの効果を十分発揮させることができることを見出した。
そして、このような手段によって、高価なＮｉ、Ｍｏを添加しない、非調質型で降伏強度８８５ＭＰａ以上の高張力厚鋼板が得られることを知見した。

本発明は、以上のような検討に基づいてなされたもので、その要旨とするところは以下のとおりである。

（１） 質量％で、Ｃ：０．０８〜０.１１％、Ｓｉ：０．０３〜０．２０％、Ｍｎ：１．８５〜２．５％、Ｐ：０．０１２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．００3〜０．０５％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００５０％以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼からなり、そのミクロ組織がマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織であり、両組織の合計面積率が９５％以上であることを特徴とする降伏強度８８５ＭＰａ以上の非調質高張力厚鋼板。

（２） 上記（１）記載の鋼が、更に、質量％で、Ｃｕ：０．０９〜０．５％ 、Ｃｒ：０．０９〜０．８％、Ｖ：０．０１１〜０．１％、Ｃa：０．０００５〜０．００３０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする降伏強度885ＭＰａ以上の非調質高張力厚鋼板。

（３） 上記（１）または（２）に記載の化学組成からなる鋼片または鋳片を１１００〜１２５０℃で加熱し、９５０℃以上の温度範囲で累積圧下率を４０〜８０％とする再結晶圧延の後、累積圧下率を５０〜７０％とする未再結晶圧延をＡｒ３（℃）〜９５０℃の範囲で行い、引き続きＡｒ３以上の温度から、７００〜４００℃の間の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上となる加速冷却を行い、該加速冷却を２００〜４００℃で停止し、その後冷却速度２０℃／ｍｉｎ以下で冷却することを特徴とする（１）または（２）に記載の降伏強度８８５ＭＰａ以上の非調質高張力厚鋼板の製造方法。

本発明によれば、ＮｉとＭoを両方添加しない合金コストの低い成分系で、オフライン焼戻し熱処理工程を省略して生産性を損なうことのない、降伏強度８８５ＭＰａ以上の非調質高張力厚鋼板とその製造方法を提供することが可能であり、大きな産業上の利用可能性を有する発明である。

Ｓｉ含有量と鋼板の降伏強度の関係を示す図である。 Ｍｎ含有量と鋼板の降伏強度の関係を示す図である。

発明者らは、上記課題を解決するための鋼板の化学成分、製造方法、ミクロ組織について種々の検討を重ねた結果、Ｎｉ、Ｍoを共に添加しない成分系でも、成分とミクロ組織を特定することにより、非調質型の降伏強度８８５ＭＰａ以上の高張力厚鋼板が得られることを見出した。また、その鋼板の製造方法として、成分と熱間圧延条件や圧延後の冷却条件を特定することにより、非調質型の降伏強度８８５ＭＰａ以上の高張力厚鋼板を好適に製造可能な方法を見出した。

Ｎｉ、Ｍoを添加しない成分系の鋼材では、加速冷却による直接焼入れままでは、引張強度は高いものの、高い降伏強度は得られない。
しかし、直接焼入れによる場合でも、制御圧延による結晶粒微細化や転位強化を引き継いだ上で、マルテンサイトと下部ベイナイト混合組織とし、かつ、この混合組織の合計面積率を９５％以上にすれば、転位密度が高くなるため、８８５ＭＰａ程度の高い降伏強度を得ることが可能である。

また、水冷などの加速冷却を利用した直接焼入れプロセスによって得られるマルテンサイトと下部ベイナイトが混合した低温変態組織は、焼き入れままの状態では、転位密度は高いが可動転位が多く、そのため高い降伏強度を得ることができない。
しかし、加速冷却によって常温近くまで冷却し続けることなく、加速冷却を低温変態領域で停止し、その後を徐冷すれば、その過程で、Ｃ、Ｎ等の侵入型元素の転位への固着が促され、オートエイジング（自己焼戻し時効）効果により、降伏強度をさらに向上させて、８８５ＭＰａ以上とすることが可能となる。

さらに、鋼材組成を低Ｓｉ−高Ｍｎ化することによって、これらの侵入型元素の拡散速度を向上させ、短時間での転位への固着を促進し、オートエイジング効果を確実に得ることができるようにする。
図１、２は、ＳｉあるいはＭｎの含有量（質量％）と降伏強度（０．２％耐力）との関係を表すもので、図１においてはＳｉ以外は、図２においてはＭｎ以外は、それぞれ本発明の規定を満たす鋼を用い、ＳｉあるいはＭｎ量を変化させたものである。
図１、２によれば、Ｓｉ量が減少するにつれて、また、Ｍｎ量が増加するにつれて、降伏強度が増大していることが示されている。

以下に、本発明の各要件の意義及び限定理由について詳細に説明する。

〔Ａ〕鋼板の化学組成（単位：質量％）
まず、鋼板における元素の含有とその含有範囲を規定した理由について説明する。
Ｃは０．０８％未満ではＮｉ、Ｍｏを無添加の成分では、非調質型（非調質タイプ）で所望の降伏強度が満足できない。また、０．１１％超では、厚鋼板において、歪時効特性、溶接性や母材・溶接部の靭性が低下しやすく、上限を０．１１％とした。

Ｓｉは脱酸元素であり、添加することにより、酸化物の生成を抑制し、靭性低下を防ぐ作用をする。この作用を十分に発現させるためには、０．０３％以上含有させるのが好ましい。しかし、Ｓｉは、後述のＭｎとは逆に、Ｃ、Ｎ等の侵入型元素の拡散を遅らせるため、０．２０％超の含有では、ＮｉとＭｏ無添加の非調質プロセスでは、降伏強度を確保することが困難になる。また、Ｓｉが多いと、組織中に島状マルテンサイト（以下ＭAと記す）が生成し、マルテンサイト、下部ベイナイト以外のミクロ組織が５％超生成して靭性が低下する場合があるので、高靭性も合せて必要な場合には、Ｓｉは０．１０％以下が更に好ましい。

Ｍｎは、ＭoとＮｉをいずれも添加しない本発明鋼板では、焼入れ性を向上し、加速冷却において低温変態組織（マルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織）の生成促進のために重要な元素である。またＣ、Ｎ等の侵入型元素の拡散を早め、オートエイジングにて、これら侵入型元素の転位への固着を促進させ、従来の非調質プロセス厚鋼板では得られなかった８８５ＭＰａ以上の高い降伏強度の確保が可能となる。１．８５％未満では、所定のミクロ組織が得ることが困難であり、加速冷却＋オートエイジングの組合せでも充分な降伏強度が得られない。２．５％超では、中心偏析が顕著になり、また、母材・溶接部の靭性や溶接性を阻害することがある。

Ｐは、粒界や下部ベイナイト、マルテンサイトの混合組織のラス境界に濃化し、粒界強度や前記混合組織のラス境界強度を低下させ、ＮｉとＭｏを添加していない厚鋼板の母材において、溶接性や母材靭性や溶接部靭性を低下させたり、耐遅れ割れ性に悪影響を与えたりしやすい。０．０１２％超の含有では、前記の悪影響等が顕著に現れるので、Ｐは０．０１２％以下が望ましい。

ＳはＭｎＳ等の硫化物を形成し、靭性を低下させたり、耐遅れ割れ性に悪影響したりしやすい。０．００５％超の含有では、靭性が低下することがあるので、０．００５％以下が望ましい。

Ｎｂは、未再結晶域を高温側に拡大させ、制御圧延による直接焼入れ前の旧オーステナイト粒（γ粒）の細粒化ならびに転位の増殖に効果がある。また、鋼中のＮを窒化物として固定し、冷間加工時に導入される転位にＮが固着させるのを防ぎ、歪時効による脆化を抑制する。添加量が０．００3％未満では、これらの効果が得られない。一方０．０５％を超えて添加されると、粗大な炭化物や炭窒化物の形成によって母材靭性や溶接性が低下することがある。

Ｔｉは、圧延前のスラブ加熱段階でＮをＴｉＮとして固定し、ＢＮの生成を防止することで焼入れ時にフリーＢを粒界偏析させることができる。粒界偏析したＢは、粒界からのフェライト変態を抑制し、著しい焼入れ性向上効果を発揮する。また、鋼中のＮを窒化物又は炭窒化物として固定し、加工時に導入される転位にＮが固着させるのを防ぎ、歪時効による脆化を抑制する。０．００３％未満の添加量ではこれらの効果が得がたい。一方、粗大なＴｉＣの生成による靭性劣化抑制や、冷間曲げでの表面割れ防止の観点から、Ｔｉの上限を０．０３０％とした。

Ｂは、圧延後の加速冷却でマルテンサイト＋下部ベイナイトの混合組織を得るために０．０００３％以上必要である。また、０．００３０％超の添加は、ＢN、Ｂ炭化物やＢ炭窒化物を形成し易く、これらがフェライト変態核となり、却って焼入れ性を落としマルテンサイト＋下部ベイナイトの混合組織の生成を阻害すため０．００３０％以下とした。

Ａｌは溶綱脱酸のために０．０１％以上含有させるが、０．１％超含有すると靭性を阻害する粗大なＡｌＮや酸化物（アルミナ等）が生成しやすい。よってＡｌは、０．０１〜０．１％とする。

ＮはＡｌＮやＴｉＮを形成し、ピンニング効果によりγ粒成長を抑制するため、母材や溶接部の靭性確保に効果があるが、０．００５０％超の過剰の含有は逆にＢＮを形成促進し、焼入れ時のフリーＢの粒界偏析を抑制し、焼入れ性を低下させるため、マルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織の生成を妨げる。Ｎは０．００５０％以下とする。

本発明では、前記の基本成分以外に、下記のＣｕ、Ｃｒ、Ｖ、Ｃａの１種または２種類以上を選択的に含有せしめることができる。

Ｃｕは、靭性を余り損なうことなく強度を向上させるために有効である。０．０９％未満では、その効果が小さい。一方、Ｃｕが０．５０％超では、本発明厚鋼板のようにＮｉ無添加鋼では、厚鋼板の製造時に熱間脆性による鋼板割れが発生し易い。よってＣｕの選択的添加は、０．０９〜０．５０％とする。

Ｃｒは焼入れ性を高める元素であり、マルテンサイト＋下部ベイナイトの混合組織の生成に寄与するには０．０９％以上の添加が好ましい。上限は、溶接性の観点から０．８０％以下に制限した。

Ｖは、焼入れ性向上効果やＮｂ同様に旧γの細粒化効果がある。また、炭化物を形成し、拡散性水素をトラップすることにより耐遅れ割れ性を向上させる。０．０１１％未満の含有では、その効果が小さく、上限は溶接性の観点から０．１％以下に規制した。

ＣaはＭnＳ等の介在物の形態制御により、靭性改善効果がある。０．０００５％未満では、その効果が小さい。一方、Ｃａは０．００３０％超では、厚鋼板の清浄度を悪化させ、靭性低下を招く。Ｃａは、０．０００５〜０．００３０％とする。

ＮｉとＭｏは、合金コストアップを避けるために、本発明では積極的に添加しないが、鋼の溶製段階で、他の合金元素原料や耐火物等から混入することがある。Ｎｉは０．０８％以下、Ｍｏは０．０４％以下であれば、本発明の無添加と考えて良い。

〔Ｂ〕ミクロ組織
マルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織が必要であり、両組織の合計面積率が９５％未満の場合には、例えば、フェライトや上部ベイナイト組織やＭＡや残留γが過度に生成すると、非調質厚鋼板では降伏強度と母材靭性の両立が困難になる。そこで両組織の合計面積率は９５％以上とした。

〔Ｃ〕鋼板の製造方法
〔Ｃ−１〕加熱温度
上記の化学組成を有する鋼片または鋳片を１１００〜１２５０℃で加熱する。加熱温度が１１００℃未満では、溶体化が不十分となり焼入れ性が低下し、降伏強度及び母材靭性の確保が困難となる。また、１２５０℃超では、旧オーステナイト粒が粗大化し、母材靭性を阻害する。

〔Ｃ−２〕熱間圧延条件
鋼片または鋳片を上記温度範囲に加熱した後、９５０℃以上の温度範囲での累積圧下率を４０〜８０％とする再結晶圧延を行い、引き続いて、Ａｒ３（℃）〜９５０℃の範囲で累積圧下率を５０〜７０％とする未再結晶圧延を行う。
再結晶圧延において９５０℃未満の圧延では、未再結晶域となり、再結晶圧延での再結晶による旧オーステナイトの細粒化効果が得られず、降伏強度と靭性確保に不利となる。また、未再結晶圧延において、９５０℃超の圧延では、再結晶温度域に入る可能性があり、未再結晶域圧延で得られる高い転移密度や、細粒化したマルテンサイト＋下部ベイナイト混合組織が十分には得られず、降伏強度と靭性確保に不利となる場合がある。圧延温度がＡｒ３（℃）未満になると、圧延中に既にフェライトが生成しやすくなり、鋼板でマルテンサイト＋下部ベイナイト組織分率９５％以上が得られない場合があるためである。

再結晶圧延が９５０℃以上の温度範囲で行われる場合でも、再結晶圧延の累積圧下率が４０〜８０％であることが好ましい。再結晶圧延の累積圧下率が４０％未満では、再結晶圧延の累積圧下率が少な過ぎて、再結晶を利用した結晶粒の細粒化効果が得られない上にＢの粒界偏析によるフェライト生成抑制効果も充分得られ難く、マルテンサイト＋下部ベイナイト組織分率が９５％未満となり易く、降伏強度と母材靭性が低下することがある。また、再結晶圧延の累積圧下率が８０％超では、再結晶圧延の累積圧下率が高すぎるため、未再結晶圧延での累積圧下率が５０％未満になり易く、未再結晶圧延による細粒化効果が得られない上にＢの粒界偏析によるフェライト生成抑制効果も充分得られず、マルテンサイト＋下部ベイナイト組織分率が９５％未満となり易く、降伏強度と母材靭性が低下することがある。

更に、未再結晶圧延の累積圧下率は５０〜７０％であることが好ましい。未再結晶圧延の累積圧下率が５０％未満では、粒界にＢが偏析し難く、Ｂによるフェライト生成抑制効果が充分得ら難いので、マルテンサイト＋下部ベイナイト組織分率が９５％未満となり易く、降伏強度と母材靭性が低下することがある。未再結晶圧延の累積圧下率が７０％超では、フェライト変態核を鋼板に過度に導入することになり、Ｂ添加鋼であっても、Ｂの粒界偏析によるフェライト生成抑制効果の利用が困難で、マルテンサイト＋下部ベイナイト組織分率が９５％未満となり易く、マルテンサイト＋下部ベイナイト組織分率が４０％未満になることもあり、降伏強度が著しく低下する。

尚、Ａｒ３（℃）は、例えば、次式、
Ar3＝868−396×C＋24.6 x×Si−68.1×Mn−36.1×Ni−20.7×Cu−24.8×Cr
−29.6×Mo
で求めることが出来る。
但し、式中のC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Moは、鋼中における各元素の含有量であり、単位は質量％である。

〔Ｃ−３〕圧延後の冷却条件
熱間圧延終了後、引き続き、Ａｒ３以上の温度から、７００〜４００℃の間の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上となる加速冷却を行い、この加速冷却を２００〜４００℃で停止し、その後、冷却速度２０℃／ｍｉｎ以下で冷却する。

未再結晶圧延後の加速冷却の開始温度がＡｒ３点未満の場合には、フェライトが過度に生成するので、加速冷却を行っても、本発明で重要なマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織（両組織の合計面積率が９５％以上）とならず、高い降伏強度が得られない。

加速冷却における７００〜４００℃の冷却速度が１０℃／ｓ未満の場合には、上部ベイナイトやフェライト等、マルテンサイトと下部ベイナイトとは異なる組織が多量に生成して、非調質プロセスでは高い降伏強度が得られない。また、加速冷却の停止温度が４００℃超でも、上部ベイナイトやフェライト等、マルテンサイトと下部ベイナイトとは異なる組織が多量に生成して、非調質プロセスでは高い降伏強度が得られない。

加速冷却の停止温度が２００℃未満、又は、加速冷却停止後の冷却速度が２０℃／min超の場合には、前記のオートエイジング効果が十分に得られないので、非調質プロセスでは高い降伏強度が得られない。

加速冷却の冷却速度は、例えば冷却水の水量密度を調整すればよい。また、加速冷却後に前記の冷却速度を得るには、厚鋼板を保温炉に入れたり、厚鋼板を積み重ねて保温カバー内に保持したりすれば良い。

加速冷却停止後の緩い冷却速度は、必ずしも室温まで維持しなくても良い。厚鋼板温度が１００〜１５０℃であれば、鋼板の手入れを行うために、２０℃/min超の冷却速度で強制冷却を行っても、本発明から逸脱するものではなく、非調質プロセスにて高い降伏強度が得られる。

以上説明したような本発明により、高価なＮｉ、Ｍｏを添加せず、かつオフラインの焼戻し工程を省略したオンラインのみの製造プロセスで、降伏強度８８５ＭＰａ以上の非調質型高張力厚鋼板の製造が可能となる。

なお、一般に、冷間加工後の鋼板では、ひずみ時効によって、鋼板の靭性が低下する現象（歪時効脆化）が生じる。歪時効脆化量の抑制には、脆化の原因となる歪時効による降伏強度の増加を低減する必要がある。そのためには、加工によって新たに導入された転位への進入型元素の固着量の減少が必要であり、低Ｃ、低Ｎ化が有効であることが知られている。
本発明では、加速冷却＋オートエイジング効果によって、高い降伏強度を得ることができるので、低いＣ量で降伏応力８８５ＭＰａ以上を得ることができ、さらにＮ量の限定により、歪時効脆化量を低く抑えることが可能である。

本発明は、厚鋼板の板厚が１２〜４０ｍｍで特に有効である。１２ｍｍ以下では、加速冷却の開始温度の確保が困難であることや、開始温度が確保できた場合でも、加速冷却停止後の冷却速度が速く、オートエイジング効果を十分に得るために、冷却速度の調整（保温炉等の活用）が必要である。また、４０ｍｍ超では、直接焼入れ時（前記の加速冷却時）の冷却速度が不足する場合があり、マルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織の合計面積率が95％未満になる可能性があり、高い降伏強度が得られないことがある。

種々の化学成分、製造条件で板厚１６ｍｍの鋼板を製造した。表１及び表２（表１のつづき）に、板厚と化学成分を示し、表３及び表４（表３のつづき）に、各鋼板の製造条件、ミクロ組織、降伏強度、母材靭性を示す。尚、ＮｉとＭｏは無添加であるので表１と表２には記載していないが、鋼板１〜７８のＮｉ含有量は０．００５〜０．０６％、鋼板１〜７８のＭo含有量は０．００５〜０．０３％であった。

降伏強度は、ＪＩＳ Ｚ 2241に記載の引張試験により測定した。引張試験の試験片はＪＩＳ Ｚ 2201（試験片の長手方向を圧延と垂直方向にして採取した）に基づき、ＪＩＳ 5号（全厚試験片）を用いた。降伏強度は、０．２％耐力である。
鋼板の母材靭性は、ＪＩＳ Ｚ 2242に記載のシャルピー試験により測定した。試験片の長手方向を圧延方向として板厚中心から採取した。試験片は１０×１０ｍｍのフルサイズ、試験温度は−２０℃である。

鋼板のミクロ組織は、ナイタール腐食液で組織を現出し、板厚１／４付近で光学顕微鏡で３視野を観察し、その平均値を表３及び表４に記載した。

表１〜４の鋼板１〜４７は、本発明の化学成分、ミクロ組織と製造方法に即した発明例であり、非調質鋼板であるが、降伏強度、母材靭性ともに良好な材質特性を満足している。
これに対し、表２、表４の鋼板４８〜６１は、化学成分は本発明範囲内であるが、製造条件が本発明から逸脱した比較例であり、発明例のように全ての材質特性を満足することは出来ない。

鋼板４８は、加熱温度が低く、焼入れ性元素の固溶が不足したため、目的の鋼板組織が得られず降伏強度が低くなっており、鋼板４９は、加熱温度が高すぎ、結晶粒が粗大化し、降伏強度と靭性が低下している。

鋼板５０は、再結晶圧延終了温度が低く、再結晶を利用した結晶粒の細粒化効果が得られず、降伏強度と靭性が低下している。

鋼板５１は、再結晶圧延での累積圧下率が低く、再結晶を利用した結晶粒の細粒化効果が充分得られず、降伏強度と靭性が低下している。
鋼板５２は、再結晶圧延での累積圧下率が高すぎるため、未再結晶圧延での累積圧下率が減少し、未再結晶圧延による細粒化効果が得られず、降伏強度と靭性が低下している。

鋼板５３は、未再結晶圧延での開始温度が高すぎるため、再結晶域での圧延となっているため、未再結晶圧延を利用した結晶粒の細粒化効果得られず、降伏強度と靭性が低下している。
鋼板５４は、未再結晶圧延での終了温度が低すぎるため、変形帯等のフェライト変態核が数多く導入され、水冷開始前にフェライトが生成し、降伏強度が低下している。

鋼板５５は、未再結晶圧延での累積圧下率が低く、未再結晶圧延を利用した結晶粒の細粒化効果が充分得られず、降伏強度と靭性が低下している。
鋼板５６は、未再結晶圧延での累積圧下率が高すぎるため、過剰なフェライト変態核の導入により、フェライトが生成し、降伏強度が低下している。

鋼板５７は、水冷開始温度が低く（Ａｒ３＝６８１℃）、水冷開始前に既にフェライトが生成し、降伏強度が低下している。
鋼板５８は、冷却速度が遅く、目標のマルテンサイト＋下部ベイナイト（Ｍ＋Ｂｌ）組織が得られず、降伏強度が大幅に低下している。
鋼板５９は、冷却速度が遅く、水冷停止温度が低く、降伏強度と靭性が低下しており、鋼板６０は、水冷停止温度が高く、目標の組織が得られず、降伏強度が低下している。
鋼板６１は、水冷停止後の冷却速度が速く、時効効果が充分得られないため、降伏降伏強度と靭性が低下している。

鋼板６２〜７８は、化学成分が本発明の成分範囲外であるため、いずれも材質特性を満足しない。

鋼板６２は、Ｃ量が過少のため、降伏強度が低下しており、鋼板６３は、Ｃ量が過多のため、靭性が低下している。
鋼板６４、６５は、Ｓｉ量が過多のため、降伏強度が不足している。
鋼板６６、６７は、Ｍｎ量が過少のため、降伏強度が不足しており、鋼板６８は、Ｍｎ量が過多のため、靭性が大幅に低下している。

鋼板６９は、Ｎｂ量が少な過ぎるため、未再結晶圧延の効果が充分得られず、結晶粒の微細化効果が十分得られず、降伏強度と靭性が低下しており、鋼板７０は、Ｎｂ量が多いため、靭性が低下している。
鋼板７１は、Ｔｉ量が少ないため、Ｎを固定することができず、焼入れ時のフリーＢを確保できないため、焼入れ性が低下し、フェライトが多量に生成しＭ＋Ｂｌ組織分率が極めて少なく、降伏強度が大幅に低下し、靭性も低下しており、鋼板７２は、Ｔｉ量が多いため、粗大なＴｉＣが多量に生成し、靭性が著しく低下している。

鋼板７３は、Ｂ量が少な過ぎ、焼入れ時のフリーＢの必要量を確保できないため、焼入れ性が著しく低下し、フェライトが多量に生成しＭ＋Ｂｌ組織分率が極めて少なく、降伏強度と靭性が大幅に低下しており、鋼板７４は、Ｂ量が多いため、Ｂの炭化物、窒化物や炭化物が生成し、フェライトが生成しＭ＋Ｂｌ組織分率が少なく、降伏強度と靭性が低下している。
鋼板７５は、Ａｌ量が多いため、鋼の清浄度が低下し、靭性が低下している。
鋼板７６は、Ｎ量が多いため、ＢＮの析出物が生成し、フリーＢの必要量を確保できないため、またＢＮが加速冷却の際にフェライトの生成核となるので焼入れ性が著しく低下し、フェライトが多量に生成しＭ＋Ｂｌ組織分率が極めて少なく、降伏強度と靭性が大幅に低下している。
鋼板７７はＰ量が多過ぎるため、鋼板７８はＳ量が多過ぎるため、いずれも靭性が低下している。

Claims (3)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０８〜０.１１％、
   Ｓｉ：０．０３〜０．２０％、
   Ｍｎ：１．８５〜２．５％、
   Ｐ：０．０１２％以下、
   Ｓ：０．００５％以下、
   Ｎｂ：０．００3〜０．０５％、
   Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、
   Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、
   Ａｌ：０．０１〜０．１％、
   Ｎ：０．００５０％以下
   を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼からなり、そのミクロ組織がマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織であり、両組織の合計面積率が９５％以上であることを特徴とする降伏強度８８５ＭＰａ以上の非調質高張力厚鋼板。
2. 請求項１記載の鋼が、更に、質量％で、
   Ｃｕ：０．０９〜０．５％、
   Ｃｒ：０．０９〜０．８％、
   Ｖ：０．０１１〜０．１％、
   Ｃa：０．０００５〜０．００３０％
   の１種または２種以上を含有することを特徴とする降伏強度８８５ＭＰａ以上の非調質高張力厚鋼板。
3. 請求項１または２に記載の組成からなる鋼片または鋳片を１１００〜１２５０℃で加熱し、９５０℃以上の温度範囲で累積圧下率を４０〜８０％とする再結晶圧延の後、累積圧下率を５０〜７０％とする未再結晶圧延をＡｒ３（℃）〜９５０℃の範囲で行い、引き続きＡｒ３以上の温度から、７００〜４００℃の間の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上となる加速冷却を行い、前記の加速冷却を２００〜４００℃で停止し、その後冷却速度２０℃／ｍｉｎ以下で冷却することを特徴とする請求項１または２に記載の降伏強度８８５ＭＰａ以上の非調質高張力厚鋼板の製造方法。

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