JP6252291B2 - 鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、アレスト性に優れた板厚の大きい高強度の鋼板及びその製造方法に関する。
造船、建築、タンク、海洋構造物、ラインパイプなどの構造物に用いられる厚鋼板には、構造物の脆性破壊を抑制するために、脆性破壊が伝播することを抑制する能力であるアレスト性（脆性破壊伝播停止性能）が求められる。近年、構造物の大型化に伴い、降伏応力が３９０ＭＰａ〜５００ＭＰａ、板厚が４０ｍｍ〜１００ｍｍの高強度厚鋼板を使用するケースが多くなっている。しかし、上記したアレスト性は、一般に強度及び板厚それぞれに相反する傾向にある。このため、高強度厚鋼板においてアレスト性を向上させる技術が望まれている。
特許文献１には、圧延途中の冷却およびその後の復熱過程での圧延によるフェライト粒の再結晶およびＡｃ３変態点以上への昇温によって、α→γ逆変態を利用し、鋼板の表層部近傍の結晶粒を微細化し、アレスト性を向上させる技術が開示されている。しかしながらこうした技術では、Ａｃ３変態点以上の復熱が必須の工程であるので、生産性が低下するという問題がある。
特許文献２には、圧延中に鋼板表面を水冷し、Ａｒ１変態点以下とすることで一旦フェライト変態させた後、板厚中心部の顕熱を利用して、表層部のフェライト組織を昇温させながらさらに圧延を行うことで、表層部のみを細粒化し、アレスト性を向上させる技術が開示されている。しかしながらこの技術では表層部のみを細粒化するため、板厚が厚い場合には十分なアレスト性を得ることが困難である。
そこで特許文献３には、Ｎｉ添加量を適正な値にすることで、ベイナイトを母相とするミクロ組織を有し、表層部での結晶粒の平均径が１５μｍ以下、板厚中心部での結晶粒の平均径が４０μｍ以下である、アレスト性に優れた高強度厚鋼板が開示されている。
特許文献２には、圧延中に鋼板表面を水冷し、Ａｒ１変態点以下とすることで一旦フェライト変態させた後、板厚中心部の顕熱を利用して、表層部のフェライト組織を昇温させながらさらに圧延を行うことで、表層部のみを細粒化し、アレスト性を向上させる技術が開示されている。しかしながらこの技術では表層部のみを細粒化するため、板厚が厚い場合には十分なアレスト性を得ることが困難である。
そこで特許文献３には、Ｎｉ添加量を適正な値にすることで、ベイナイトを母相とするミクロ組織を有し、表層部での結晶粒の平均径が１５μｍ以下、板厚中心部での結晶粒の平均径が４０μｍ以下である、アレスト性に優れた高強度厚鋼板が開示されている。
上記特許文献３の鋼板は、高価な合金元素であるＮｉを０．１５％以上添加することが必須とされているため、低コストで強度、アレスト性に優れた鋼板を製造することが困難である。
本発明は上記の事情を考慮してなされたものであり、その目的は、工業的に安定的かつ効率的に製造が可能な、靭性及びアレスト性に優れた厚手高強度鋼板およびその製造方法を提供することにある。
本発明によれば、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：１．４０〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｎ：０．０００５〜０．００５０％、Ａｌ：０．００２〜０．０５０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜０．１５％未満、Ｃｒ：０〜０．５０％、Ｖ：０〜０．１０％、Ｃａ：０〜０．００５０％、Ｍｇ：０〜０．００５０％、ＲＥＭ：０〜０．００５０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、残部：鉄および不純物であり、下記式１−１または下記式１−２によって定義されるＢｓｏｌが０．０００５％以上であり、下記２式によって定義されるＡｒ３が６９０℃以上７６０℃以下であり、面積率で４０％以上７０％未満のベイナイト、３０％以上６０％以下のフェライトを含有し、結晶方位差が１５°以上の境界を結晶粒界と定義し、前記結晶粒界によって囲まれた領域を結晶粒と定義した場合に、表面から深さ５ｍｍの位置における前記結晶粒の平均粒径が１０μｍ以下、板厚の１／４位置における前記結晶粒の平均粒径が２０μｍ以下、板厚の中央部における前記結晶粒の平均粒径が３０μｍ以下であり、降伏強さが４６０〜５８０ＭＰａであり、板厚の１／４位置において採取される試験片で、ＪＩＳ Ｚ２２４２：２００５ 附属書Ｄに定められた破面遷移温度が−８０℃以下であり、表面で採取される試験片で、ＡＳＴＭ Ｅ２０８−０６に定められたＮＤＴ温度が−８５℃以下である、鋼板が提供される。
Ｂｓｏｌ＝［Ｂ］ （［Ｔｉ］／［Ｎ］が３．４以上の場合） ・・・ 式１−１
Ｂｓｏｌ＝［Ｂ］＋０．２２６［Ｔｉ］−０．７２２［Ｎ］ （［Ｔｉ］／［Ｎ］が３．４未満の場合） ・・・ 式１−２
Ａｒ３＝９４０−３１０×［Ｃ］＋４０×［Ｓｉ］−９０×［Ｍｎ］−４０×［Ｃｕ］−６０×［Ｎｉ］−１５×［Ｃｒ］−４００００×［Ｍｏ］×Ｂｓｏｌ ・・・ 式２
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｂ］、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂ、ＴｉおよびＮの質量％で表した含有量を意味する。
Ｂｓｏｌ＝［Ｂ］ （［Ｔｉ］／［Ｎ］が３．４以上の場合） ・・・ 式１−１
Ｂｓｏｌ＝［Ｂ］＋０．２２６［Ｔｉ］−０．７２２［Ｎ］ （［Ｔｉ］／［Ｎ］が３．４未満の場合） ・・・ 式１−２
Ａｒ３＝９４０−３１０×［Ｃ］＋４０×［Ｓｉ］−９０×［Ｍｎ］−４０×［Ｃｕ］−６０×［Ｎｉ］−１５×［Ｃｒ］−４００００×［Ｍｏ］×Ｂｓｏｌ ・・・ 式２
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｂ］、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂ、ＴｉおよびＮの質量％で表した含有量を意味する。
本発明の鋼板は、板厚が例えば４０〜１００ｍｍである。また、引張強さが例えば５７０〜７２０ＭＰａである。また、下記式３によって定義されるＰｃｍが例えば０．２２％以下である。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］ ・・・ 式３
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］および［Ｂ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢの質量％で表した含有量を意味する。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］ ・・・ 式３
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］および［Ｂ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢの質量％で表した含有量を意味する。
また本発明によれば、前記鋼板を製造する方法であって、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：１．４０〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｎ：０．０００５〜０．００５０％、Ａｌ：０．００２〜０．０５０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜０．１５％未満、Ｃｒ：０〜０．５０％、Ｖ：０〜０．１０％、Ｃａ：０〜０．００５０％、Ｍｇ：０〜０．００５０％、ＲＥＭ：０〜０．００５０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、残部：鉄および不純物であり、下記式１−１または下記式１−２によって定義されるＢｓｏｌが０．０００５％以上であり、下記２式によって定義されるＡｒ３が６９０℃以上７６０℃以下である鋼片を９５０〜１１００℃に加熱して熱間圧延を行い、前記熱間圧延の仕上げ圧延における圧下率を５０％以上とし、表面における前記仕上げ圧延の開始温度をＡｒ３−３０℃〜Ａｒ３＋５０℃、板厚の中央部における前記仕上げ圧延の開始温度をＡｒ３℃〜８５０℃とし、Ａｒ３−３０℃以上の表面温度で冷却を開始して、板厚の中央部における冷却速度を３℃／ｓ以上とし、４００℃以下の表面温度で冷却を終了する、鋼板の製造方法が提供される。
Ｂｓｏｌ＝［Ｂ］ （［Ｔｉ］／［Ｎ］が３．４以上の場合） ・・・ 式１−１
Ｂｓｏｌ＝［Ｂ］＋０．２２６［Ｔｉ］−０．７２２［Ｎ］ （［Ｔｉ］／［Ｎ］が３．４未満の場合） ・・・ 式１−２
Ａｒ３＝９４０−３１０×［Ｃ］＋４０×［Ｓｉ］−９０×［Ｍｎ］−４０×［Ｃｕ］−６０×［Ｎｉ］−１５×［Ｃｒ］−４００００×［Ｍｏ］×Ｂｓｏｌ ・・・ 式２
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｂ］、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂ、ＴｉおよびＮの質量％で表した含有量を意味する。
Ｂｓｏｌ＝［Ｂ］ （［Ｔｉ］／［Ｎ］が３．４以上の場合） ・・・ 式１−１
Ｂｓｏｌ＝［Ｂ］＋０．２２６［Ｔｉ］−０．７２２［Ｎ］ （［Ｔｉ］／［Ｎ］が３．４未満の場合） ・・・ 式１−２
Ａｒ３＝９４０−３１０×［Ｃ］＋４０×［Ｓｉ］−９０×［Ｍｎ］−４０×［Ｃｕ］−６０×［Ｎｉ］−１５×［Ｃｒ］−４００００×［Ｍｏ］×Ｂｓｏｌ ・・・ 式２
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｂ］、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂ、ＴｉおよびＮの質量％で表した含有量を意味する。
本発明の製造方法は、冷却後、５００〜６００℃で焼戻ししても良い。
本発明によれば、板厚が厚く強度が高く、アレスト性に優れた鋼板を得ることができる。本発明によれば、溶接鋼構造物の低コスト化や安全性向上を図ることが可能となる。
以下、本発明の実施形態について説明する。本発明の鋼板は、例えば造船、建築、タンク、海洋構造物、ラインパイプなどの構造物に用いられる板厚の厚い（例えば、４０〜１００ｍｍ）高強度の鋼板を対象とする。
先ず、本発明の鋼板の成分について説明する。なお、成分についての％は質量％を意味する。
（必須成分）
Ｃ：０．０５〜０．１０％
Ｃは焼入れ性向上により鋼板の強度と靭性を確保するために０．０５％以上必要であり、０．０５％が下限である。一方、Ｃが０．１０％を超えると溶接性および継手靭性（ＨＡＺ靭性）が低下することから、０．１０％が上限である。好ましくは、Ｃ：０．０６〜０．０９％である。
Ｃ：０．０５〜０．１０％
Ｃは焼入れ性向上により鋼板の強度と靭性を確保するために０．０５％以上必要であり、０．０５％が下限である。一方、Ｃが０．１０％を超えると溶接性および継手靭性（ＨＡＺ靭性）が低下することから、０．１０％が上限である。好ましくは、Ｃ：０．０６〜０．０９％である。
Ｓｉ：０．０１〜０．３０％
Ｓｉは脱酸元素および強化元素として有効であるため、０．０１％以上必要であるが、０．３０％を超えると継手靭性が低下し、また、Ａｒ３が上昇するため、０．３０％が上限である。好ましくは、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％である。
Ｓｉは脱酸元素および強化元素として有効であるため、０．０１％以上必要であるが、０．３０％を超えると継手靭性が低下し、また、Ａｒ３が上昇するため、０．３０％が上限である。好ましくは、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％である。
Ｍｎ：１．４０〜２．００％
Ｍｎは鋼板の強度を確保し、また、Ａｒ３を低下させるために１．４０％以上必要である。ただし、２．０％を超えてＭｎを添加すると、溶接性および継手靭性が低下するため、２．０％が上限である。好ましくは、Ｍｎ：１．５０〜１．８０％である。
Ｍｎは鋼板の強度を確保し、また、Ａｒ３を低下させるために１．４０％以上必要である。ただし、２．０％を超えてＭｎを添加すると、溶接性および継手靭性が低下するため、２．０％が上限である。好ましくは、Ｍｎ：１．５０〜１．８０％である。
Ｍｏ：０．０１〜０．２０％
ＭｏはＢとの複合効果により焼入れ性を向上させ、鋼板の強度を上昇させるとともに、Ａｒ３を低下させるために０．０１％以上とする。一方、０．２０％を超えると鋼板の靭性と継手靭性を低下させるため、０．２０％以下とする。好ましくは、Ｍｏ：０．０３〜０．１０％である。
ＭｏはＢとの複合効果により焼入れ性を向上させ、鋼板の強度を上昇させるとともに、Ａｒ３を低下させるために０．０１％以上とする。一方、０．２０％を超えると鋼板の靭性と継手靭性を低下させるため、０．２０％以下とする。好ましくは、Ｍｏ：０．０３〜０．１０％である。
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％
Ｎｂは再結晶温度を抑制し、組織細粒化へ寄与し、鋼板の強度を上昇させるため０．００５％以上とする。一方、０．０３０％を超えると溶接性が低下するため、０．０３０％を上限とする。好ましくは、Ｎｂ：０．００８〜０．０１５％である。
Ｎｂは再結晶温度を抑制し、組織細粒化へ寄与し、鋼板の強度を上昇させるため０．００５％以上とする。一方、０．０３０％を超えると溶接性が低下するため、０．０３０％を上限とする。好ましくは、Ｎｂ：０．００８〜０．０１５％である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
ＴｉはＴｉＮを形成し、ＴｉＮを微細分散にさせることより鋼板の靭性と継手靭性を向上させるため０．００５％以上必要である。一方、０．０３０％を超えると鋼板の靭性と継手靭性を低下させるため、０．０３０％を上限とする。好ましくは、Ｔｉ：０．００８〜０．０１５％である。
ＴｉはＴｉＮを形成し、ＴｉＮを微細分散にさせることより鋼板の靭性と継手靭性を向上させるため０．００５％以上必要である。一方、０．０３０％を超えると鋼板の靭性と継手靭性を低下させるため、０．０３０％を上限とする。好ましくは、Ｔｉ：０．００８〜０．０１５％である。
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％
Ｂは焼入れ性向上により鋼板の強度を上昇させるので０．０００５％以上とする。一方、０．００３０％を超えると靭性を劣化させ、溶接性を低下させるため、０．００３０％を上限とする。好ましくは、Ｂ：０．００１０〜０．００２０％である。
Ｂは焼入れ性向上により鋼板の強度を上昇させるので０．０００５％以上とする。一方、０．００３０％を超えると靭性を劣化させ、溶接性を低下させるため、０．００３０％を上限とする。好ましくは、Ｂ：０．００１０〜０．００２０％である。
Ｎ：０．０００５〜０．００５０％
Ｎは鋼材中にＴｉＮを形成させることより鋼板の靭性と継手靭性を向上させるために０．０００５％を下限とする。一方、スラブ疵の抑制のため、０．００５０％を上限とする。好ましくは、Ｎ：０．００２０〜０．００４０％である。
Ｎは鋼材中にＴｉＮを形成させることより鋼板の靭性と継手靭性を向上させるために０．０００５％を下限とする。一方、スラブ疵の抑制のため、０．００５０％を上限とする。好ましくは、Ｎ：０．００２０〜０．００４０％である。
Ａｌ：０．００２〜０．０５０％
Ａｌは脱酸を担い、不純物元素であるＯを低減するために必要である。また、鋼中のフリーＮをＡｌＮとし無害化する。そのため０．００２％以上とする。一方、Ａｌが０．０５０％を超えると、継手靭性が低下するため、０．０５０％が上限である。好ましくは、Ａｌ：０．０１０〜０．０４０％である。
Ａｌは脱酸を担い、不純物元素であるＯを低減するために必要である。また、鋼中のフリーＮをＡｌＮとし無害化する。そのため０．００２％以上とする。一方、Ａｌが０．０５０％を超えると、継手靭性が低下するため、０．０５０％が上限である。好ましくは、Ａｌ：０．０１０〜０．０４０％である。
（任意成分）
本発明の鋼板は、以上の必須成分に加えて、さらに以下の任意成分を含有しても良い。
本発明の鋼板は、以上の必須成分に加えて、さらに以下の任意成分を含有しても良い。
Ｃｕ：０〜０．５０％
Ｃｕは強度を向上させ、また、Ａｒ３を低下させる効果がある。その効果を得るためにはＣｕを０．１％以上含有することが望ましい。一方、０．５０％を超えると溶接性、継手靭性が低下するため、０．５０％を上限とする。好ましい上限は、０．４０％である。
Ｃｕは強度を向上させ、また、Ａｒ３を低下させる効果がある。その効果を得るためにはＣｕを０．１％以上含有することが望ましい。一方、０．５０％を超えると溶接性、継手靭性が低下するため、０．５０％を上限とする。好ましい上限は、０．４０％である。
Ｎｉ：０〜０．１５％未満
Ｎｉは強度を向上させ、また、Ａｒ３を低下させる効果がある。その効果を得るためにはＮｉを０．０５％以上含有することが望ましい。一方、Ｎｉは高価であり過剰な添加はコスト高になるので、０．１５％未満とする。好ましい上限は、０．１０％である。
Ｎｉは強度を向上させ、また、Ａｒ３を低下させる効果がある。その効果を得るためにはＮｉを０．０５％以上含有することが望ましい。一方、Ｎｉは高価であり過剰な添加はコスト高になるので、０．１５％未満とする。好ましい上限は、０．１０％である。
Ｃｒ：０〜０．５０％
Ｃｒは鋼板の強度を上昇させる効果がある。その効果を得るためにはＣｒを０．１％以上含有することが望ましい。一方、０．５０％を超えると溶接性、継手靭性が低下するので、０．５０％を上限とする。好ましい上限は、０．２０％である。
Ｃｒは鋼板の強度を上昇させる効果がある。その効果を得るためにはＣｒを０．１％以上含有することが望ましい。一方、０．５０％を超えると溶接性、継手靭性が低下するので、０．５０％を上限とする。好ましい上限は、０．２０％である。
Ｖ：０〜０．１０％
Ｖは析出強化による強度上昇の効果がある。その効果を得るためにはＶを０．０２％以上含有することが望ましい。一方、０．１０％を超えると継手靭性が低下するので、０．１０％を上限とする。好ましい上限は、０．０５％である。
Ｖは析出強化による強度上昇の効果がある。その効果を得るためにはＶを０．０２％以上含有することが望ましい。一方、０．１０％を超えると継手靭性が低下するので、０．１０％を上限とする。好ましい上限は、０．０５％である。
Ｃａ：０〜０．００５０％
Ｃａは継手靭性を向上させるため０．０００３％以上含有することが望ましい。一方、０．００５０％を超えると継手靭性が低下するので、０．００５０％を上限とする。好ましい上限は、０．００３０％である。
Ｃａは継手靭性を向上させるため０．０００３％以上含有することが望ましい。一方、０．００５０％を超えると継手靭性が低下するので、０．００５０％を上限とする。好ましい上限は、０．００３０％である。
Ｍｇ：０〜０．００５０％
Ｍｇは継手靭性を向上させるため０．０００３％以上含有することが望ましい。一方、０．００５０％を超えると継手靭性が低下するので、０．００５０％を上限とする。好ましい上限は、０．００３０％である。
Ｍｇは継手靭性を向上させるため０．０００３％以上含有することが望ましい。一方、０．００５０％を超えると継手靭性が低下するので、０．００５０％を上限とする。好ましい上限は、０．００３０％である。
ＲＥＭ：０〜０．００５０％、
ＲＥＭ（希土類元素）継手靭性を向上させるため０．０００３％以上含有することが望ましい。一方、０．００５０％を超えると継手靭性が低下するので、０．００５０％を上限とする。好ましい上限は、０．００３０％である。
ＲＥＭ（希土類元素）継手靭性を向上させるため０．０００３％以上含有することが望ましい。一方、０．００５０％を超えると継手靭性が低下するので、０．００５０％を上限とする。好ましい上限は、０．００３０％である。
（不純物）
本発明の鋼板は、以上の必須成分および必要な任意含成分を含有し、残部：Ｆｅおよび不純物である。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原料に含まれるもの、製造工程において含まれるものが例示される。但し、本発明の目的とする鋼材の特性を阻害しない範囲で、その他の成分を含有することは許容される。例えば、Ｐ、Ｓは鋼中に不純物として含有されるが、それらは以下のように制限されることが望ましい。
本発明の鋼板は、以上の必須成分および必要な任意含成分を含有し、残部：Ｆｅおよび不純物である。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原料に含まれるもの、製造工程において含まれるものが例示される。但し、本発明の目的とする鋼材の特性を阻害しない範囲で、その他の成分を含有することは許容される。例えば、Ｐ、Ｓは鋼中に不純物として含有されるが、それらは以下のように制限されることが望ましい。
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは不純物元素であり、溶接性および継手靭性を低下させるため０．０１５％以下に低減する必要がある。好ましくは０．０１０％以下である。
Ｐは不純物元素であり、溶接性および継手靭性を低下させるため０．０１５％以下に低減する必要がある。好ましくは０．０１０％以下である。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは不純物元素であり、ＭｎＳ生成による靭性の低下、溶接性の低下を招くため０．０１０％以下に低減する必要がある。好ましくは０．００５％以下である。
Ｓは不純物元素であり、ＭｎＳ生成による靭性の低下、溶接性の低下を招くため０．０１０％以下に低減する必要がある。好ましくは０．００５％以下である。
（Ｂｓｏｌ）
また本発明の鋼板では、下記式１−１または下記式１−２で定義されるＢｓｏｌが０．０００５％以上である。Ｂｓｏｌで示される鋼中のフリーＢをこの範囲とすることにより、粒界にＢが偏析し焼入れ性が向上し、またベイナイト分率が高くなって強度および靱性が向上する。一方、０．００３０％を超えると焼き入れ性向上効果が飽和するため、０．００３０％以下であることが好ましい。
Ｂｓｏｌ＝［Ｂ］ （［Ｔｉ］／［Ｎ］が３．４以上の場合） ・・・ 式１−１
Ｂｓｏｌ＝［Ｂ］＋０．２２６［Ｔｉ］−０．７２２［Ｎ］ （［Ｔｉ］／［Ｎ］が３．４未満の場合） ・・・ 式１−２
ここで、［Ｂ］および［Ｔｉ］は、それぞれＢおよびＴｉの質量％で表される含有量である。
また本発明の鋼板では、下記式１−１または下記式１−２で定義されるＢｓｏｌが０．０００５％以上である。Ｂｓｏｌで示される鋼中のフリーＢをこの範囲とすることにより、粒界にＢが偏析し焼入れ性が向上し、またベイナイト分率が高くなって強度および靱性が向上する。一方、０．００３０％を超えると焼き入れ性向上効果が飽和するため、０．００３０％以下であることが好ましい。
Ｂｓｏｌ＝［Ｂ］ （［Ｔｉ］／［Ｎ］が３．４以上の場合） ・・・ 式１−１
Ｂｓｏｌ＝［Ｂ］＋０．２２６［Ｔｉ］−０．７２２［Ｎ］ （［Ｔｉ］／［Ｎ］が３．４未満の場合） ・・・ 式１−２
ここで、［Ｂ］および［Ｔｉ］は、それぞれＢおよびＴｉの質量％で表される含有量である。
本発明では、オースフォームドベイナイトを利用するため、可能な限り低温圧延を実施する。そのために、下記２式によって定義されるＡｒ３を６９０℃以上７６０℃以下とする。
Ａｒ３＝９４０−３１０×［Ｃ］＋４０×［Ｓｉ］−９０×［Ｍｎ］−４０×［Ｃｕ］−６０×［Ｎｉ］−１５×［Ｃｒ］−４００００×［Ｍｏ］×Ｂｓｏｌ ・・・ 式２
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］および［Ｍｏ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの質量％で表した含有量を意味する。
Ａｒ３＝９４０−３１０×［Ｃ］＋４０×［Ｓｉ］−９０×［Ｍｎ］−４０×［Ｃｕ］−６０×［Ｎｉ］−１５×［Ｃｒ］−４００００×［Ｍｏ］×Ｂｓｏｌ ・・・ 式２
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］および［Ｍｏ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの質量％で表した含有量を意味する。
Ａｒ３が６９０℃未満では焼き入れ性が過剰となり、強度オーバーとなって靱性が劣化してしまう。特に、鋼板中心部での靭性が劣化しやすくなる。一方、７６０℃を超えると低温での圧延時に鋼板の表層部が二相域圧延となり、粗大な加工フェライトが生成され、アレスト性が劣化してしまう。
（Ｐｃｍ）
鋼中に含まれる合金元素は溶接の際の熱影響で硬い組織を生成させ、熱影響部の延性が低下して低温割れを発生しやすくなる。Ｐｃｍは溶接割れ感受性を示す値であり、本発明の鋼板では、下記式１で定義されるＰｃｍが０．２２％以下である。Ｐｃｍが０．２２％以下であれば、溶接する際に予熱が省略（予熱フリー）できるようになるので好ましい。一方、０．１８％未満としても予熱条件の緩和等の更なる向上は見込めないので、０．１８％以上であることが好ましい。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］ ・・・ 式１
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］および［Ｂ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢの質量％で表される含有量である。
鋼中に含まれる合金元素は溶接の際の熱影響で硬い組織を生成させ、熱影響部の延性が低下して低温割れを発生しやすくなる。Ｐｃｍは溶接割れ感受性を示す値であり、本発明の鋼板では、下記式１で定義されるＰｃｍが０．２２％以下である。Ｐｃｍが０．２２％以下であれば、溶接する際に予熱が省略（予熱フリー）できるようになるので好ましい。一方、０．１８％未満としても予熱条件の緩和等の更なる向上は見込めないので、０．１８％以上であることが好ましい。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］ ・・・ 式１
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］および［Ｂ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢの質量％で表される含有量である。
ＭｏとＢを複合添加すると優れた強度向上効果が得られることが知られている。Ｂは固溶Ｂとしてオーステナイト粒界に偏析することで、フェライトの生成を抑え焼き入れ性を向上させるが、図１に示すように、低温で仕上げ圧延を行う条件下ではＢ炭化物が析出してしまい効果が低下する。Ｍｏを複合添加するとＢ炭化物の生成を抑えることができ、Ｂによる焼き入れ性向上効果が一層高まる。Ｂによる焼き入れ性向上効果を得るためには固溶Ｂ（Bsol）が5ppm以上必要である。ＢがＢＮ（Ｂ窒化物）として析出することを防ぐため、Ｔｉを添加しＮをＴｉＮ（Ｔｉ窒化物）として固定している。
（ミクロ組織）
本発明の鋼板のミクロ組織は、面積率で４０％以上７０％未満のベイナイト、３０％以上６０％以下のフェライトを含有する。ベイナイト分率を４０％以上とする理由は、板厚が厚く強度が高い鋼板とするためである。一方、ベイナイト分率が７０％以上になると、特に板厚中心部の靭性が劣化してしまうため、フェライト分率を３０％以上６０％以下することで靭性の劣化を抑制している。また、フェライト分率が３０％未満では十分な靭性劣化抑制効果が得られず、フェライト分率が６０％を超えると、板厚が厚く強度が高い鋼板とすることが困難となる。
本発明は、上記ベイナイト、フェライトが上記範囲内であれば、他のミクロ組織、例えば、パーライト、マルテンサイト等を含有しても良い。
本発明の鋼板のミクロ組織は、面積率で４０％以上７０％未満のベイナイト、３０％以上６０％以下のフェライトを含有する。ベイナイト分率を４０％以上とする理由は、板厚が厚く強度が高い鋼板とするためである。一方、ベイナイト分率が７０％以上になると、特に板厚中心部の靭性が劣化してしまうため、フェライト分率を３０％以上６０％以下することで靭性の劣化を抑制している。また、フェライト分率が３０％未満では十分な靭性劣化抑制効果が得られず、フェライト分率が６０％を超えると、板厚が厚く強度が高い鋼板とすることが困難となる。
本発明は、上記ベイナイト、フェライトが上記範囲内であれば、他のミクロ組織、例えば、パーライト、マルテンサイト等を含有しても良い。
（平均粒径）
本発明の鋼板は、結晶方位差が１５°以上の境界を結晶粒界と定義し、前記結晶粒界で囲まれる領域を結晶粒と定義した場合において、表面から深さ５ｍｍの位置における前記結晶粒の平均粒径が１０μｍ以下、板厚の１／４位置における前記結晶粒の平均粒径が２０μｍ以下、板厚の中央部における前記結晶粒の平均粒径が３０μｍ以下である。
本発明の鋼板は、結晶方位差が１５°以上の境界を結晶粒界と定義し、前記結晶粒界で囲まれる領域を結晶粒と定義した場合において、表面から深さ５ｍｍの位置における前記結晶粒の平均粒径が１０μｍ以下、板厚の１／４位置における前記結晶粒の平均粒径が２０μｍ以下、板厚の中央部における前記結晶粒の平均粒径が３０μｍ以下である。
結晶粒径が微細なほどアレスト性は向上するが、生産性を考慮すると、表面から深さ５ｍｍの位置における結晶粒の平均粒径は３μｍ以上、板厚の１／４位置、板厚の中央部では１０μｍ以上としても良い。
結晶粒径が微細になることによりアレスト性が向上する理由は、以下の通りである。結晶粒界においては隣接する結晶粒間で結晶方位が異なるため、この部分においてき裂が伝播する方向が変化する。このき裂伝播方向が変化した部分では微小な延性破壊領域（テアリッジ）が形成されるため、き裂伝播に要するエネルギーが増加する。従って材料のき裂伝播に対する抵抗力が高まり、アレスト性が向上する。
一般的に厚鋼板の表層では脆性破壊が生じ難く、延性破壊領域（シアリップ）が形成されやすい。表層を細粒化し、更に細粒化層の厚みを大きくするとシアリップ領域が拡大する。シアリップ形成前の未破断領域ではき裂を閉口させる応力が働き、き裂伝播の駆動力を低下させる。また、未破断領域が最終的に延性破壊するため、き裂伝播に要するエネルギーが増加する。このため、アレスト性が向上する。
結晶方位差を１５°以上とした理由は、１５°未満では、結晶粒界が脆性き裂伝播の障害とはなり難く、上記のようなアレスト性向上効果が減少するからである。また、鋼板の表層部の結晶粒径を１０μｍ以下とした理由は、１０μｍ超では、シアリップの形成に必要な靭性が得られないからである。また、板厚の１／４位置における結晶粒の平均粒径が２０μｍを超えるか、板厚の中央部における結晶粒の平均粒径が３０μｍを超えると、靭性が低下し、板厚内部の脆性き裂の伝播が支配的となり、アレスト性が低下する。
なお、結晶粒の平均粒径は、ＥＢＳＰ法により評価した場合の結晶方位差が１５°以上の境界で囲まれる領域の面積の円相当径の平均値で求められる。
（製造方法）
次に、本発明の鋼板を製造する方法について説明する。まず、上記した適切な化学成分に調整した溶鋼を、転炉等の通常公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造等の通常公知の鋳造方法で鋼素材である鋼片とする。
次に、本発明の鋼板を製造する方法について説明する。まず、上記した適切な化学成分に調整した溶鋼を、転炉等の通常公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造等の通常公知の鋳造方法で鋼素材である鋼片とする。
（加熱温度）
まず、鋳造時の冷却途中あるいは冷却後に鋼片を９５０〜１１００℃に加熱し、オーステナイト単相化する。加熱抽出温度が９５０℃未満ではオーステナイト化が不十分となり粗大組織を形成され、強度・靭性が劣化するからである。一方、１１００℃超ではオーステナイト粒が粗大化して、靭性が低下するからである。
まず、鋳造時の冷却途中あるいは冷却後に鋼片を９５０〜１１００℃に加熱し、オーステナイト単相化する。加熱抽出温度が９５０℃未満ではオーステナイト化が不十分となり粗大組織を形成され、強度・靭性が劣化するからである。一方、１１００℃超ではオーステナイト粒が粗大化して、靭性が低下するからである。
本発明では、オースフォームドベイナイトを利用するため、可能な限り低温圧延を実施する。Ａｒ３点を下げるため、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｂ等を添加することでＡｒ３点を低下させて靭性を確保している。
（熱間圧延）
そして加熱抽出された鋼片に熱間圧延を行い、仕上げ圧延における圧下率を５０％以上として、板厚が例えば４０〜１００ｍｍの鋼板を製造する。この時、表面における仕上げ圧延の開始温度をＡｒ３−３０℃〜Ａｒ３＋５０℃、板厚の中央部における仕上げ圧延の開始温度をＡｒ３℃〜８５０℃とする。仕上げ圧延における累積圧下率が５０％未満では、オーステナイト中に導入される転位、変形帯が不十分となり靭性が劣化してしまう。また、表面における仕上げ圧延の開始温度がＡｒ３−３０℃未満では、表層部近傍に粗大な加工フェライトが生成し、表層部の細粒化ができずアレスト性が低下してしまう。一方Ａｒ３＋５０℃を超えると、オーステナイト中に導入される転位、変形帯が不十分となり靭性が劣化してしまう。また、板厚の中央部における仕上げ圧延の開始温度がＡｒ３℃未満では、板厚内部に粗大な加工フェライトが生成し、強度・靭性が劣化してしまう。一方８５０℃を超えると、オーステナイト中に導入される転位、変形帯が不十分となり靭性が劣化してしまう。また、累積圧下率が７５％を超えると、圧延パス回数が増加し生産性が低下するため、累積圧下率は７５％以下であることが好ましい。
そして加熱抽出された鋼片に熱間圧延を行い、仕上げ圧延における圧下率を５０％以上として、板厚が例えば４０〜１００ｍｍの鋼板を製造する。この時、表面における仕上げ圧延の開始温度をＡｒ３−３０℃〜Ａｒ３＋５０℃、板厚の中央部における仕上げ圧延の開始温度をＡｒ３℃〜８５０℃とする。仕上げ圧延における累積圧下率が５０％未満では、オーステナイト中に導入される転位、変形帯が不十分となり靭性が劣化してしまう。また、表面における仕上げ圧延の開始温度がＡｒ３−３０℃未満では、表層部近傍に粗大な加工フェライトが生成し、表層部の細粒化ができずアレスト性が低下してしまう。一方Ａｒ３＋５０℃を超えると、オーステナイト中に導入される転位、変形帯が不十分となり靭性が劣化してしまう。また、板厚の中央部における仕上げ圧延の開始温度がＡｒ３℃未満では、板厚内部に粗大な加工フェライトが生成し、強度・靭性が劣化してしまう。一方８５０℃を超えると、オーステナイト中に導入される転位、変形帯が不十分となり靭性が劣化してしまう。また、累積圧下率が７５％を超えると、圧延パス回数が増加し生産性が低下するため、累積圧下率は７５％以下であることが好ましい。
表面における仕上げ圧延の開始温度がＡｒ３−３０℃未満である場合、図２（ａ）に示すように鋼板の表層部近傍が二相域圧延（α＋γの二相が存在する温度域での圧延）となり、粗大な加工フェライト（圧延中生成したフェライト）が生成する。一方、仕上げ圧延の開始温度がＡｒ３−３０℃以上であると、粗大な加工フェライト生成を抑制でき、かつオーステナイト中にフェライト核生成サイトとなる転位や変形帯を十分導入した状態で急冷（CLCでの水冷）ができるため、図２（ｂ）に示すようなフェライトとベイナイトの微細組織を形成することができる。
（冷却）
熱間圧延の終了後、Ａｒ３−３０℃以上の表面温度で冷却を開始して、板厚の中央部における冷却速度を３℃／ｓ以上とし、４００℃以下の表面温度で冷却を終了する。冷却の開始温度がＡｒ３−３０℃未満では、冷却開始前に粗大なフェライトが生成し、強度・靭性が劣化してしまう。ベイナイト変態させるためには３℃／ｓ以上の冷却速度が必要である。なお、１５℃／ｓを超える冷却速度は厚手材では実現が困難である。また、十分なベイナイト組織を得るために、冷却停止温度を４００℃以下とする。
熱間圧延の終了後、Ａｒ３−３０℃以上の表面温度で冷却を開始して、板厚の中央部における冷却速度を３℃／ｓ以上とし、４００℃以下の表面温度で冷却を終了する。冷却の開始温度がＡｒ３−３０℃未満では、冷却開始前に粗大なフェライトが生成し、強度・靭性が劣化してしまう。ベイナイト変態させるためには３℃／ｓ以上の冷却速度が必要である。なお、１５℃／ｓを超える冷却速度は厚手材では実現が困難である。また、十分なベイナイト組織を得るために、冷却停止温度を４００℃以下とする。
（焼き戻し）
また、冷却後に５００〜６００℃の温度で焼戻し熱処理を行い、鋼板の強度と靭性を調節することが望ましい。焼戻しの温度が６００℃を超えると強度が低下する。一方、５００℃未満ではひずみ除去による靭性改善が不十分である。
また、冷却後に５００〜６００℃の温度で焼戻し熱処理を行い、鋼板の強度と靭性を調節することが望ましい。焼戻しの温度が６００℃を超えると強度が低下する。一方、５００℃未満ではひずみ除去による靭性改善が不十分である。
以上の製造方法を実施することにより、複雑な熱処理工程を必要とせずにアレスト性の優れた板厚の大きい高強度の鋼板を、低コストで製造することができる。こうして製造された本発明の鋼板は、降伏強さＹＰが４６０〜５８０ＭＰａとなり、板厚の１／４位置において採取される試験片で、ＪＩＳ Ｚ２２４２：２００５ 附属書Ｄに定められた破面遷移温度が−８０℃以下となり、表面で採取される試験片で、ＡＳＴＭ Ｅ２０８−０６に定められたＮＤＴ温度が−８５℃以下となる。また、引張強さＴＳを５７０〜７２０ＭＰａとすることも可能となる。
製鋼工程において溶鋼の化学成分調整を行った後、連続鋳造によって鋼片を造り、この鋼片を９５０〜１１００℃に再加熱し、さらに熱間圧延によって板厚が４０〜１００ｍｍの鋼板を造り、冷却した。その後、焼き戻しの熱処理を行い、厚鋼板を製造した。表１に各鋼の化学成分、Ｂｓｏｌ、Ｐｃｍ、Ａｒ３を示す。また、表２に各試験ナンバーの鋼板の熱間圧延前のスラブ厚、熱間圧延後の板厚（製品厚）、加熱抽出温度、仕上げ圧延の累積圧下率（ＣＲ率）、圧延開始表面温度、圧延開始板厚中心（ｔ/２）温度、熱間圧延後の冷却開始温度と終了温度、板厚中心（ｔ/２）の冷却速度、焼き戻し温度をそれぞれ示す。
製造された各試験ナンバーの鋼板のミクロ組織における各相の面積率（フェライト、パーライト、ベイナイト）、表面から深さ５ｍｍの位置、板厚の１/４の位置、板厚中央における平均粒径、降伏強さＹＰ、引張強さＴＳ、破面遷移温度ｖＴｒｓ、ＮＲＬ落下荷重試験におけるＮＤＴ温度を測定した。測定結果を表３に示す。ミクロ組織相分率は、光学顕微鏡により板厚表面から深さ５ｍｍの位置、板厚の１／４の位置、１／２の位置を４００倍の倍率でミクロ組織を撮影し、画像解析によりそれぞれの位置で測定した全視野領域に対する各相の面積率の平均値を求めた。また平均結晶粒径は、ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）法により、５００μｍ×５００μｍの領域を１μｍピッチで測定し、隣接粒との結晶方位差が１５°以上の粒界マップを作成し、そのときの結晶粒の円相当径を画像解析によって求めた。また、降伏応力（ＹＳ）及び引張応力（ＴＳ）は、板厚ｔ／４の位置から圧延方向と直角の方向に２つの試験片を採取して測定し、それらの平均値を求めた。引張試験の方法はＪＩＳ Ｚ２２４１記載の４号引張試験片による。また、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）は、板厚ｔ／４の位置から圧延方向と平行の方向に複数の試験片を採取し、−８０℃を含む複数の温度でのシャルピー衝撃試験をおこない、ＪＩＳ Ｚ２２４２：２００５ 付属書Ｄに定められた方法により求めた。ＮＤＴ温度は、表層部から圧延方向と平行の方向に複数の試験片を採取し、ＡＳＴＭ Ｅ２０８−０６に従って求めた。
成分および製造条件が適正である発明例の鋼板は、各相の分率、平均粒径、降伏強さＹＰ、破面遷移温度ｖＴｒｓ、ＮＤＴ温度のいずれも本発明範囲を満足した。これに対して成分および製造条件のいずれかが発明範囲を外れている比較例の鋼板は、ベイナイト分率、フェライト分率、平均粒径、降伏強さＹＰ、破面遷移温度ｖＴｒｓ、ＮＤＴ温度のいずれかが本発明の範囲外となった。以上の実施例から、本発明を適用することにより、アレスト性に優れた高強度の鋼板を提供できることが確認された。
本発明は、アレスト性に優れた板厚の大きい高強度の鋼板について有用である。
Claims (7)
- 質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、
Ｍｎ：１．４０〜２．００％、
Ｍｏ：０．０１〜０．２０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｎ：０．０００５〜０．００５０％、
Ａｌ：０．００２〜０．０５０％、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｎｉ：０〜０．１５％未満、
Ｃｒ：０〜０．５０％、
Ｖ：０〜０．１０％、
Ｃａ：０〜０．００５０％、
Ｍｇ：０〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０〜０．００５０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
残部：鉄および不純物であり、
下記式１−１または下記式１−２によって定義されるＢｓｏｌが０．０００５％以上であり、
下記２式によって定義されるＡｒ３が６９０℃以上７６０℃以下であり、
面積率で４０％以上７０％未満のベイナイト、３０％以上６０％以下のフェライトを含有し、
結晶方位差が１５°以上の境界を結晶粒界と定義し、前記結晶粒界によって囲まれた領域を結晶粒と定義した場合に、表面から深さ５ｍｍの位置における前記結晶粒の平均粒径が１０μｍ以下、板厚の１／４位置における前記結晶粒の平均粒径が２０μｍ以下、板厚の中央部における前記結晶粒の平均粒径が３０μｍ以下であり、
降伏強さが４６０〜５８０ＭＰａであり、
板厚の１／４位置において採取される試験片で、ＪＩＳ Ｚ２２４２：２００５ 附属書Ｄに定められた破面遷移温度が−８０℃以下であり、
表面で採取される試験片で、ＡＳＴＭ Ｅ２０８−０６に定められたＮＤＴ温度が−８５℃以下である、鋼板。
Ｂｓｏｌ＝［Ｂ］ （［Ｔｉ］／［Ｎ］が３．４以上の場合） ・・・ 式１−１
Ｂｓｏｌ＝［Ｂ］＋０．２２６［Ｔｉ］−０．７２２［Ｎ］ （［Ｔｉ］／［Ｎ］が３．４未満の場合） ・・・ 式１−２
Ａｒ３＝９４０−３１０×［Ｃ］＋４０×［Ｓｉ］−９０×［Ｍｎ］−４０×［Ｃｕ］−６０×［Ｎｉ］−１５×［Ｃｒ］−４００００×［Ｍｏ］×Ｂｓｏｌ ・・・ 式２
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｂ］、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂ、ＴｉおよびＮの質量％で表した含有量を意味する。 - 板厚が４０〜１００ｍｍである、請求項1に記載の鋼板。
- 引張強さが５７０〜７２０ＭＰａである、請求項１または２に記載の鋼板。
- 下記式３によって定義されるＰｃｍが０．２２％以下である、請求項１〜３のいずれかに記載の鋼板。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］ ・・・ 式３
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］および［Ｂ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢの質量％で表した含有量を意味する。 - 請求項１〜４のいずれか一つに記載の鋼板を製造する方法であって、
質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、
Ｍｎ：１．４０〜２．００％、
Ｍｏ：０．０１〜０．２０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｎ：０．０００５〜０．００５０％、
Ａｌ：０．００２〜０．０５０％、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｎｉ：０〜０．１５％未満、
Ｃｒ：０〜０．５０％、
Ｖ：０〜０．１０％、
Ｃａ：０〜０．００５０％、
Ｍｇ：０〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０〜０．００５０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
残部：鉄および不純物であり、
下記式１−１または下記式１−２によって定義されるＢｓｏｌが０．０００５％以上であり、
下記２式によって定義されるＡｒ３が６９０℃以上７６０℃以下である鋼片を９５０〜１１００℃に加熱して熱間圧延を行い、
前記熱間圧延の仕上げ圧延における圧下率を５０％以上とし、
表面における前記仕上げ圧延の開始温度をＡｒ３−３０℃〜Ａｒ３＋５０℃、板厚の中央部における前記仕上げ圧延の開始温度をＡｒ３℃〜８５０℃とし、
Ａｒ３−３０℃以上の表面温度で冷却を開始して、板厚の中央部における冷却速度を３℃／ｓ以上とし、４００℃以下の表面温度で冷却を終了する、鋼板の製造方法。
Ｂｓｏｌ＝［Ｂ］ （［Ｔｉ］／［Ｎ］が３．４以上の場合） ・・・ 式１−１
Ｂｓｏｌ＝［Ｂ］＋０．２２６［Ｔｉ］−０．７２２［Ｎ］ （［Ｔｉ］／［Ｎ］が３．４未満の場合） ・・・ 式１−２
Ａｒ３＝９４０−３１０×［Ｃ］＋４０×［Ｓｉ］−９０×［Ｍｎ］−４０×［Ｃｕ］−６０×［Ｎｉ］−１５×［Ｃｒ］−４００００×［Ｍｏ］×Ｂｓｏｌ ・・・ 式２
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｂ］、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂ、ＴｉおよびＮの質量％で表した含有量を意味する。 - 前記鋼片は、下記式３によって定義されるＰｃｍが０．２２％以下である、請求項５に記載の鋼板の製造方法。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］ ・・・ 式３
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］および［Ｂ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢの質量％で表した含有量を意味する。 - 冷却後、５００〜６００℃で焼戻しする、請求項５または６に記載の鋼板の製造方法。
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