JP5732017B2

JP5732017B2 - 歪時効前後の靭性変化が少ない厚鋼板

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Publication number: JP5732017B2
Application number: JP2012221137A
Authority: JP
Inventors: 朗伊庭野; 田村　栄一; 栄一田村; 悠介三大寺
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2012-10-03
Filing date: 2012-10-03
Publication date: 2015-06-10
Anticipated expiration: 2032-10-03
Also published as: KR20140043868A; CN103710621A; JP2014074194A; CN103710621B; KR101553748B1

Description

本発明は、海洋構造物などに好適に用いられる厚鋼板、特に歪時効前後の靭性変化が少ない厚鋼板に関するものである。

鋼材は、歪時効によって降伏強度（ＹＳ）が上昇することが知られている。一方、降伏強度（ＹＳ）が上昇することにより靭性が低下することも知られている。すなわち、歪時効によって靭性が低下するということができる。この歪時効中に起こる現象は、圧延まま組織中に含まれている転位や歪付与によって導入された転位に、固溶C／Nが固着するためといわれている。これらのことから、歪時効による特性変化を小さくするためには、転位の状態を制御するか、もしくは固溶C／N量を低減することが有効であると考えられる。

このような鋼材の歪時効による靭性の変化に着目し、歪時効後であっても靭性の低下を抑制でき、優れた靭性を確保できる鋼材に関する技術について、従来から様々な提案がなされている。

特許文献１記載の技術は、固溶C／N量を低減することが、歪時効前後の靭性変化が少ない鋼板を得るのに有効であるとして提案された技術であり、固溶Ｃ量に着目し、鋼材中のＣの含有量を低含有量（０．０３０ｗｔ％未満）とした上で、Ｔｉ、Ｎｂのいずれか１種以上を添加し、固溶Ｃ量の低減と、靭性が低下しない範囲で高ＹＲ化しないよう析出炭化物の粗大化を図ることで、歪時効後（冷間成形後）の靭性を確保できるとした鋼板が提案されている。

しかしながら、特許文献１に記載された鋼板のＣの含有量は０．０３０ｗｔ％未満であり、且つ、巻取り温度が５５０℃以上であるため、金属組織は、ポリゴナルフェライトが略１００％で、ベイナイトや硬質相（マルテンサイト、ＭＡ）が殆ど含まれない組織となるため、歪時効前のＹＳが十分に高くならないことが予想される。

一方、特許文献２により、固溶Ｃ／Ｎ量以外の因子に着目して、歪時効による靭性変化を抑制した鋼材に関する技術が提案されている。具体的には、歪付与により導入される転位の可動性を向上させることで、ＴＳレベルが５００−６９０ＭＰａで、歪時効による靭性（ｖＴｒｓ：破面遷移温度）変化が小さい（ΔｖＴｒｓ２５℃以内）、板厚２０−１００ｍｍの鋼板の製造を可能にしている。

しかしながら、この鋼板の製造においては、９５０℃以上で圧延を終了するか、或いは、９５０℃以下、Ａｒ３点以上の温度域で圧下率４０％以上の圧下を行うことが必要である。圧延終了温度を９５０℃以上の高い温度とする場合には、得られた鋼板のＹＳが不足するという問題が発生する。一方、９５０℃以下、Ａｒ３点以上の温度域で圧下率４０％以上の圧下を行うことは、仕上げ板厚７５ｍｍ以上の厚鋼板を製造する際には十分なスラブ厚を確保する必要があり、スラブ製造が難しいという問題が存在する。

更には、圧延後の冷却停止温度は６００℃程度であり、特許文献１記載の技術と同様に、製造される鋼板の金属組織が、ポリゴナルフェライトが略１００％で、ベイナイトや硬質相（マルテンサイト、ＭＡ）が殆ど含まれない組織となることが予想される。

また、Ｎｉが選択元素であり、ΔＧ／［Ｓｉ］を制御しようという技術思想ではなく、成分組成のバランスが本願発明とは異なり、たとえ、この特許文献２記載の鋼材が歪時効前後の靭性変化が少ない鋼材であるとしても、強度（ＹＳ、ＴＳ）−靭性（ｖＴｒｓ：破面遷移温度）−歪時効による靭性変化バランスは本願発明とは異なる。

また、歪時効による靭性変化に着目し、固溶C／N制御は行っていないものの、Ｃｕ、Ｎｉを添加した鋼材に関する技術が、特許文献３〜６として提案されている。

特許文献３記載の技術は、建築用鋼材の表層付近の延性、大入熱ＨＡＺ靭性、および低降伏比改善を課題として開発された技術であり、その課題を達成するために、鋼材にＣｕ、Ｎｉが添加された実施例が記載されている。しかし、実施例に記載された鋼材中の［Ｔｉ］×［Ｎ］は低レベルであり、本願発明と同様のプロセスで鋼板を作製すると、規定の組織が造り込めないと考えられる。

特許文献４には、溶接継手のＨＡＺ靭性を改善する技術が記載されており、特に母材の製造技術については詳細に記載されていないものの、母材にＣｕ、Ｎｉが添加された実施例が記載されている。しかし、この母材にはＢが１０ｐｐｍ以上含有されており、金属組織はベイナイト主体となり、且つ固溶Ｃ量が多くなるということができ、歪時効によるｖＴｒｓの変化が大きくなると考えられる。

特許文献５記載には、発生した脆性亀裂の伝播を停止する特性を改善すると共に、板厚中央部の母材靭性にも優れた鋼板に関する技術が記載されており、その課題を達成するために、鋼板にＣｕ、Ｎｉを添加することが記載されている。しかしながら、製造過程における圧延後の冷却停止温度が高温であるため、金属組織が規定の組織とならず、ＴＳ、もしくはＴＳ−靭性クラスが十分とならないことが考えられる。

特許文献６には、表層付近の延性に優れ、耐震性を向上させた建築用鋼板に関する技術が記載されており、その課題を達成するために、鋼板にＣｕ、Ｎｉを添加した実施例が記載されている。しかしながら、固溶Ｃ量制御にとって重要な要件である圧延後の冷却停止温度が２８０℃と低く、十分な靭性を得ること、或いは歪時効による靭性変化を少なくすることは難しいと考えられる。また、実施例には厚鋼板の靭性確保にとって重要なＣａが添加されていないものが多く、介在物が靭性に悪影響することも考えられる。

特開平９−４１０３５号公報特開２００３−１３１７４号公報特開２０１０−２２９４４２号公報特開２００９−０６８０７８号公報特開２００８−２８０６００号公報特開２００３−３２８０８０号公報

本発明は、上記従来の問題を解決せんとしてなされたもので、歪時効前後の靭性変化が少ない厚鋼板、より詳しくは、強度で、ＹＳ（降伏強度）：４００ＭＰａ以上、ＴＳ（引張強さ）：５００−７００ＭＰａ、歪時効後のｖＴｒｓ（破面遷移温度）で、−６０℃以下、歪時効によるｖＴｒｓ変化で、３０℃以内という優れた強度−靭性−歪時効による靭性変化バランスを有する厚鋼板を提供することを課題とするものである。

請求項１記載の発明は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０６％、Ｓｉ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．２５〜１．７５％、Ｐ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００３％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０２５〜０．０３５％、Ｃｕ：０．１〜０．４％、Ｎｉ：０．４５〜０．７５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎ：０．００３０〜０．００６０％、Ｃａ：０．００１０〜０．００２５％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物でなると共に、ΔＧ／［Ｓｉ］＞０．４、および、［Ｔｉ］×［Ｎ］≧４．０×１０^−５を満足し、且つ、フェライト分率が４０〜９０面積％、ベイナイト分率が５〜６０面積％の混合組織を有し、フェライト分率＋ベイナイト分率の合計が９０面積％以上であると共に、硬質相が１面積％以上含まれており、有効結晶粒径が３〜２５μｍであって、更に、全組織に含まれる固溶Ｃ量が０．０３５質量％以下であることを特徴とする歪時効前後の靭性変化が少ない厚鋼板である。
但し、前式中、ΔＧ＝（Ａ３−Ｂｓ）／Ａ３であり、Ａ３＝８９４．５−２６９．４［Ｃ］＋３７．４［Ｓｉ］−３１．６［Ｍｎ］−１９．０［Ｃｕ］−２９．２［Ｎｉ］−１１．９［Ｃｒ］＋１９．５［Ｍｏ］＋２２．２［Ｎｂ］）、Ｂｓ＝８３０−２７０［Ｃ］−９０［Ｍｎ］−３７［Ｎｉ］−７０［Ｃｒ］−８３［Ｍｏ］である。尚、前記した各式中、［］は質量％を示す。

請求項２記載の発明は、更に、質量％で、Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）、および／または、Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１記載の歪時効前後の靭性変化が少ない厚鋼板である。

本発明の厚鋼板によると、歪時効前後の靭性変化が少ない厚鋼板、特に、強度で、ＹＳ（降伏強度）：４００ＭＰａ以上、ＴＳ（引張強さ）：５００−７００ＭＰａ、歪時効後のｖＴｒｓ（破面遷移温度）：−６０℃以下、歪時効によるｖＴｒｓ変化：３０℃以内という優れた強度−靭性−歪時効による靭性変化バランスを有する厚鋼板を得ることができる。

本発明者らは、歪時効前後の靭性変化が少ない厚鋼板、特に、強度（ＹＳ、ＴＳ）−靭性（ｖＴｒｓ：破面遷移温度）−歪時効による靭性変化のバランスが優れた厚鋼板を得るために、成分組成、金属組織といった様々な角度から鋭意研究を行った。その結果、Ｃｕ、Ｎｉを必須添加元素として厚鋼板の成分組成を規定したうえで、ΔＧ／［Ｓ］および［Ｔｉ］×［Ｎ］を適切な範囲とし、また、金属組織中に占めるベイナイトとフェライト、および硬質相の割合（面積％）を適切に制御し、更に、有効結晶粒子径、および全組織に含まれる固溶Ｃ量を適正な範囲内に収めることで、所望の厚鋼板を得ることができることを見出し、本発明の完成に至った。尚、［］は各元素の質量％を示す。（以下の記載でも、同じ。）

以下、本発明を実施形態に基づき詳細に説明する。

前記したように、本発明では、厚鋼板の成分組成と、成分組成から求められるΔＧ／［Ｓ］および［Ｔｉ］×［Ｎ］、金属組織中に占めるベイナイトとフェライト、および硬質相の割合（面積％）、有効結晶粒子径、全組織に含まれる固溶Ｃ量を規定するが、まず、成分組成について詳細に説明する。以下、各元素（化学成分）の含有率については単に％と記載するが、全て質量％を示す。

（成分組成）
Ｃ：０．０３〜０．０６％
Ｃは、鋼板の強度を確保するための必須元素である。Ｃの含有量が０．０３％未満の場合は、鋼板が必要とする強度を確保できなくなる。Ｃの含有量の好ましい下限は０．０２％である。一方で、Ｃの含有量が過剰になると、固溶Ｃ量が増加し、また、ベイナイトが生成されなくなり、硬質な島状マルテンサイト（ＭＡ）が多く生成して靭性劣化を招くことになる。従って、Ｃの含有量は０．０６％以下とする。Ｃの含有量の好ましい上限は０．０５％である。

Ｓｉ：０．３５％以下（０％を含まない）
Ｓｉは、Ｃと同様に鋼板の強度を確保するために有用な元素であるが、その含有量が過剰になると、固溶Ｃの炭化物への析出を促進し、また、硬質な島状マルテンサイト（ＭＡ）の生成を促し、鋼板の靭性劣化を招くことになる。従って、Ｓｉの含有量は０．３５％以下とする。好ましい上限は０．２０％、より好ましい上限は０．１０％である。尚、Ｓｉの含有量の下限は特に規定しないが、好ましい下限は０．０１％である。

Ｍｎ：１．２５〜１．７５％
Ｍｎも、鋼板の強度を確保するのに有用な元素であり、こうした効果を有効に発揮させるには１．２５％以上含有させる必要がある。Ｍｎの含有量の好ましい下限は１．３５％、より好ましい下限は１．４５である。一方、１．７５％を超えて過剰に含有させると偏析を抑制するため、Ｍｎの含有量は１．７５％以下とする。Ｍｎの含有量の好ましい上限は１．６５％、より好ましい上限は１．５５％である。

Ｐ：０．０１０％以下（０％を含まない）
Ｐは、粒界破壊を起こし易く靭性に悪影響を及ぼす不純物元素であるので、その含有量はできるだけ少ないことが好ましい。靭性を確保するという観点からは、Ｐの含有量は０．０１０％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．００７％以下とする。Ｐの含有量の下限については特に規定しないが、工業的に鋼中のＰを０％にすることは困難である。

Ｓ：０．００３％以下（０％を含まない）
Ｓは、Ｍｎ硫化物を形成して靭性を劣化させる元素であるので、その含有量はできるだけ少ないことが好ましい。靭性を確保するという観点からは、Ｓの含有量は０．００３％以下に抑制する必要がある。Ｓの含有量の下限については特に規定しないが、工業的に鋼中のＳを０％にすることは困難である。

Ａｌ：０．０２５〜０．０３５％
Ａｌは、不純物Ｎを固定し、歪時効による靭性変化を低減するために有用な元素であり、こうした効果を有効に発揮させるには０．０２５％以上含有させる必要がある。一方、０．０３５％を超えて過剰に含有させると靭性を低下させるため、Ａｌの含有量は０．０３５％以下とする。

Ｃｕ：０．１〜０．４％
Ｃｕは、鋼板の強度確保、また、歪時効後の靭性確保のため有用な元素である。こうした効果を有効に発揮させるには０．１％以上含有させる必要があり、好ましくは０．２％以上とする。一方、偏析による脆化を抑制するため、また、添加Ｎｉに対して所定以上の割合とならないように０．４以下とする。好ましくは０．３％以下とする。特に、Ｎｉ−Ｃｕの複合添加は、コスト増を低減し、歪時効後の靭性確保に効果的である。尚、確かではないが、Ｃｕの添加が歪時効後の靭性確保に寄与するのは、Ｃｕ添加によって歪付与時に導入される転位分布が変化することに起因していると考えられる。

Ｎｉ：０．４５〜０．７５
Ｎｉは、強度−靭性バランスの向上、また、歪時効後の靭性確保のため有用な元素である。こうした効果を有効に発揮させるには０．４５％以上含有させる必要があり、好ましくは０．５％以下とする。一方でＮｉは高価な元素であるため、その含有量は０．７５％以下、好ましくは０．６５％以下とする。尚、確かではないが、Ｎｉの添加が歪時効後の靭性確保に寄与するのは、Ｎｉ添加によって歪付与時に導入される転位分布が変化することに起因していると考えられる。

Ｎｂ：０．０１〜０．０５％
Ｎｂは、鋼板の強度確保のため有用な元素であるため、０．０１％以上含有させる必要がある。一方、Ｎｂの過剰な添加はスラブ段階での粗大なＮｂ晶出物形成を招き靭性を低下させるため、０．０５％以下とする。尚、０．０１〜０．０５％の範囲内では、Ｎｂの添加量は多い方が、固溶Ｃ量を低減することができ、且つ、ＴＳレベルを向上させることができるので好ましい。好ましくは０．０２０％以上、より好ましくは０．０２３％以上、更に好ましくは０．０２５％以上である。

Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは、不純物Ｎを固定する作用を有するため、０．００５％以上含有させる必要がある。一方、破壊の起点となりうる粗大ＴｉＮを抑制し、靭性を確保するため、含有量を０．０２５％以下とする。尚、０．００５〜０．０２５％の範囲内では、Ｔｉの添加量は多い方が固溶Ｃ量を低減することができ、且つ、ＴＳレベルを向上させることができるので好ましい。好ましくは０．０１５％以上、より好ましくは０．０１８％以上である。

Ｎ：０．００３０〜０．００６０％
Ｎは、不可避的に混入する不純物元素であるが、ＡｌＮ、ＴｉＮ活用による旧γ粒粗大化抑制作用を有するため、０．００３０％以上含有させる必要がある。一方、歪時効による靭性劣化を抑制するために０．００６０％以下とする必要がある。

Ｃａ：０．００１０〜０．００２５％
Ｃａは、靭性を確保するために少量添加することが好ましく、ＭｎＳを無害化させる作用もある。こうした効果を有効に発揮させるためには、０．００１０％以上含有させる必要がある。しかし、過剰に含有させると粗大な介在物を形成して靭性を低下させるため、０．００２５％以下に抑える必要がある。

以上が本発明で規定する必須の含有元素であって、残部は鉄および不可避的不純物である。不可避的不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれるＳｎ、Ａｓ、Ｐｂ等の元素の混入が許容される。また、更に以下に示す元素を積極的に含有させることも有効であり、厚鋼板の特性が更に改善される。また、Ｂは積極的に添加しない。

Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）、および／または、Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）
Ｃｒ、Ｍｏは、強度を向上させるのに有効な元素である。但し、過剰に添加すると、ベイナイト分率が過剰、および／または、固溶Ｃが過剰となるため、いずれも０．５％以下とする。

Ｂ：添加しない
Ｂは、鋼中に含まれる不純物を除いて基本的には添加しない。Ｎｂを０．０１〜０．０５％添加した鋼材に、更にＢを添加するとフェライト変態の遅延が著しくなり、狙いとするフェライト分率が得られなくなる。

ΔＧ／［Ｓｉ］＞０．４
本発明では、厚鋼板が含有する各元素の含有量に加えて、ΔＧ／［Ｓｉ］＞０．４を満足する必要がある。前式を満足することで、圧延後の冷却時の固溶Ｃの炭化物析出への反応を促進することができる。好ましくは、ΔＧ／［Ｓｉ］≧０．５、より好ましくは、ΔＧ／［Ｓｉ］≧１．５とする。尚、前式の分子：ΔＧは反応の駆動力を近似しており、分母：［Ｓｉ］は反応速度を近似している。

前式のΔＧ＝（Ａ３−Ｂｓ）／Ａ３に記載の、Ａ３およびＢｓは、下記の式より求めることができる。つまり、ΔＧは鋼中に含有される全成分により制御できる。尚、本発明の厚鋼板はベイナイト単相ではないが、各鋼種の変態点の比較に、Ｓｔｅｖｅｎらが求めたＢｓが有効と判断し参考とした。Ａ３については、サーモカルクにより各成分のｂｃｃ析出開始温度を求め、回帰式を作成した。
Ａ３＝８９４．５−２６９．４［Ｃ］＋３７．４［Ｓｉ］−３１．６［Ｍｎ］−１９．０［Ｃｕ］−２９．２［Ｎｉ］−１１．９［Ｃｒ］＋１９．５［Ｍｏ］＋２２．２［Ｎｂ］）
Ｂｓ＝８３０−２７０［Ｃ］−９０［Ｍｎ］−３７［Ｎｉ］−７０［Ｃｒ］−８３［Ｍｏ］

［Ｔｉ］×［Ｎ］≧４．０×１０^−５
また、［Ｔｉ］×［Ｎ］≧４．０×１０^−５を満足する必要がある。この式を満足しない場合、すなわち、［Ｔｉ］×［Ｎ］＜４．０×１０^−５の場合は、粒成長を抑制する微細ＴｉＮの数密度が不足する。特に、高い圧下率が付与できない厚鋼板を対象とする本発明においては、この微細ＴｉＮによる細粒化効果の補助が重要である。

（組織）
フェライト分率：４０〜９０％、ベイナイト分率：５〜６０％等
本発明の厚鋼板が目標とする強度（ＹＳ、ＴＳ）を達成するためには、フェライト分率が４０〜９０面積％、ベイナイト分率が５〜６０面積％の混合組織とし、フェライト分率＋ベイナイト分率の合計が９０面積％以上とすると共に、硬質相（マルテンサイト、ＭＡ）が１面積％以上含まれ金属組織としなければならない。

フェライト分率が９０面積％を超えてしまうと、ＹＳ（降伏強度）、ＴＳ（引張強さ）の少なくとも一方が不足することになる。一方、フェライト分率が４０面積％を下回った場合、或いはベイナイト分率が６０面積％を超えた場合は、ＴＳ（引張強さ）が過剰となる。更には、ベイナイト分率が５面積％未満、或いは硬質相の割合が１面積％未満の場合には、ＹＳ（降伏強度）、ＴＳ（引張強さ）の少なくとも一方が不足することになる。また、フェライト分率＋ベイナイト分率の合計が９０面積％未満の場合は、残部に比較的硬質な第３相が形成されるため、靭性が低下する。

尚、本発明の厚鋼板の金属組織の大部分は、ベイナイト組織とフェライト組織が占めるが、残部は、硬質相のほか、パーライト、擬似パーライトを含む場合がある。

有効結晶粒径：３〜２５μｍ
本発明では有効結晶粒径も規定する。有効結晶粒径は、時効前の母材靭性を確保するために２５μｍ以下としなければならない。一方、歪時効による靭性劣化量を所定以下にするため３μｍ以上とする。尚、有効結晶粒径の測定方法については、実施例の欄で説明する。

固溶Ｃ量：０．０３５質量％以下
本発明では、更に厚鋼板の全組織に含まれる固溶Ｃ量も規定する。歪時効によるｖＴｒｓ変化を所定の温度差以内に収めるためには、固溶Ｃ量の上限を規定することが必要で、本発明ではｖＴｒｓ変化を３０℃以内とするため、固溶Ｃ量を０．０３５質量％以下とする。

（製造要件）
本発明の厚鋼板は、前記成分組成を満足する鋼を用い、通常の溶製法により溶製し、スラブとした後、通常の加熱、熱間圧延（粗圧延、仕上げ圧延）、冷却という工程を経ることで得ることができるが、特に、スラブ加熱温度、スラブから仕上げまでのトータル圧下率、粗圧延時の圧下率、圧延終了温度（ＦＲＴ）、圧延後の冷却開始までの時間、冷却開始温度、圧延後の冷却速度、冷却停止温度、停止後の冷却速度、調質を、夫々以下に説明する条件とすることで、確実に本発明の要件を満足する厚鋼板を製造することができる。

スラブ加熱温度：１０００〜１２５０℃
熱間圧延前のスラブの加熱温度を、１０００〜１２５０℃とすることで固溶Ｎｂの必要量を確保することができる。加熱温度が１０００℃未満の場合は、固溶Ｎｂを確保できず、その結果、後の冷却工程でベイナイト形成が不十分となる。一方、加熱温度が１２５０℃を超えた場合は、加熱中に旧γ粒径が粗大化し、靭性に悪影響をもたらす。

トータル圧下率：５０％以上、粗圧延時の圧下率：２０％以上
再結晶域で旧γ粒径を所定以下まで小さくするため、温度調節までに粗圧延で所定の圧下を行うことが必要である。本発明では粗圧延時の圧下率を２０％以上とする。また、結晶粒径を粗大化させないためには、スラブから仕上げまでのトータル圧下率を５０％以上として圧延を行う必要がある。粗圧延圧下率が２０％未満、或いは、トータル圧下率が５０％未満となる場合は、結晶粒径が粗大化してしまう。

尚、未再結晶γに対して所定以上の歪を加えることで、所望の粒径を有する組織（ベイナイト＋フェライト）を確保できる。特に、所定の全圧下率内での粗圧延および仕上げ圧延を行う場合の圧下率のバランスを考えると、７５ｍｍ以上の板厚の厚鋼板であっても、温度調節後に圧下率が確保できるよう、粗圧延圧下率を４０％以下とすることが好ましい。

圧延終了温度（ＦＲＴ）：７００〜９００℃
圧延終了温度（ＦＲＴ）は７００〜９００℃とする。下限を７００℃以上としたのは、圧延負荷低減等のためであり、上限を９００℃としたのは、未再結晶γ域で歪を導入し所望の変態組織（ベイナイト＋フェライト）を得るためである。圧延終了温度（ＦＲＴ）が９００℃を超えると、後工程の冷却負荷が大きくなるばかりでなく、粗大なフェライトが多く生成してしまう。

圧延後の冷却開始までの時間：１２０秒以内
圧延後の冷却開始までの時間は１２０秒以内とする。１２０秒とした理由は、高温域でのフェライト変態で形成される粗大なフェライトを抑制するためであり、冷却開始までの時間が１２０秒を超えると、結晶粒径が粗大化してしまう。

冷却開始温度：６５０℃以上
冷却開始温度は６５０℃以上とする。６５０℃以上とした理由は、駆動力の観点から、高温域でのフェライト変態を抑制し粗大なフェライトを抑制するためである。

圧延後の冷却速度：２〜３０℃／ｓ
圧延後の冷却は２〜３０℃／ｓの冷却速度で実施する。冷却速度の下限を２℃／ｓとしたのは、必要以上のフェライトの生成を抑制するためであり、また、生産性を低下させないためである。一方、冷却速度の上限を３０℃／ｓとしたのは、組織をフェライトとベイナイトの混合組織とし強度を確保するためである。

冷却停止温度：３５０〜４５０℃
組織をフェライトとベイナイトの混合組織とするためには、冷却停止温度を３５０〜４５０℃としなければならない。冷却停止温度が３５０℃を下回る場合は、全面ベイナイト、もしくはマルテンサイト組織となってしまう。また、固溶Ｃも多くなる。一方、冷却停止温度が４５０℃を超える場合は、ベイナイトが十分に得られない。また、結晶粒径が粗大化してしまう。

停止後の冷却速度：１℃／ｓ以下
冷却停止後の冷却速度を１℃／ｓ以下とすることで、固溶Ｃの析出を促すことができる。

調質：なし
本発明の厚鋼板を製造するにあたり、生産性向上という観点から、焼戻しなどの調質は基本的に行わない。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。

表１および表２に示す各成分組成の鋼を用い、通常の溶製法により溶製し、スラブとした後、加熱、熱間圧延（粗圧延、仕上げ圧延）、冷却という工程を経ることで仕上げ板厚：１００ｍｍの厚鋼板を得た。スラブ加熱温度、粗圧延時の圧下率、スラブから仕上げまでのトータル圧下率、圧延終了温度（ＦＲＴ）、圧延後の冷却開始までの時間、冷却開始温度、圧延後の冷却速度、冷却停止温度、停止後の冷却速度は、表３および表４に示す条件とした。尚、粗圧延の圧下温度は９００℃以上、仕上げ温度は７２０℃とした。

以上の要件で製造した各厚鋼板の、フェライト分率、ベイナイト分率、硬質相分率、有効結晶粒径、固溶Ｃ量、更に、ＹＳ（降伏強度）、ＴＳ（引張強さ）、歪時効によるｖＴｒｓ変化、歪時効前のｖＴｒｓ（破面遷移温度）を、測定等によって求めた。これらの測定結果を表５および表６に示す。

（フェライト分率、ベイナイト分率、硬質相分率、有効結晶粒径）
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向に平行な断面において、エッチングを行い、８００μｍ×６００μｍの範囲を１００倍で３視野以上を観察し、金属組織中に占めるフェライト分率（面積％）、ベイナイト分率（面積％）、および硬質相分率（面積％）を求めた。尚、本実施例では、ナイタール腐食後に、アスペクト比が２未満の結晶粒をフェライトと定義した。また、アスペクト比が２以上の結晶粒で、レペラ腐食後に白いコントラストではないものをベイナイト、白いコントラスト部を硬質相と定義した。有効結晶粒径およびアスペクト比は線分法により測定した。腐食によって周囲と比べてもえぐられるようになるため、光学顕微鏡観察では黒線コントラストで囲まれる領域を有効結晶粒径とし、各視野について１００個以上の長軸と短軸を求め、それらの平均を有効結晶粒径とした。

（固溶Ｃ量）
Ｘ線回析（ＸＲＤ）により、炭化物（セメンタイト）量を測定した。測定後、炭化物量＝析出Ｃ量として、下記式より固溶Ｃ量を算出した。尚、Ｘ線回折では一定以上小さい炭化物は検出できないため、炭化物量は少なめに測定される。よって、計算される固溶Ｃ量は、実際の固溶Ｃ量よりも大きい値と考えられる。一方で、実際の固溶Ｃ量と相関していると考えられ、下記式を採用した。
固溶Ｃ量＝全Ｃ量−析出Ｃ量

（降伏強度および引張り強さの評価）
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から、圧延方向に直角にＪＩＳＺ２２０１の４号試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１の引張り試験を実施して、試験片の圧延方向の降伏強度（ＹＳ）、および引張り強さ（ＴＳ）を測定により求めた。本実施例では、ＹＳが４００ＭＰａ以上、ＴＳが５００〜７００ＭＰａという条件を満たす厚鋼板を、合格条件を満足するものと評価した。

（歪時効によるｖＴｒｓ変化、歪時効前のｖＴｒｓの評価）
歪時効前後の各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から、シャルピー衝撃試験片（ＪＩＳＺ２２４２の４号試験片）を３本ずつ採取（試験片の軸心が前記ｔ／４の位置を通るように採取）し、Ｖノッチシャルピー衝撃試験を行った。各試験片について、３温度以上の条件で脆性破面率を測定し、脆性破面率の平均値が５０％となる温度を５℃刻みで求めた。本実施例では、歪時効によるｖＴｒｓ変化が３０℃以内、歪時効前のｖＴｒｓが−６０℃以下のものを合格と評価した。

（試験結果）
Ｎｏ．１〜２０は、本発明の要件を満足する発明例であり、成分組成のほか、ΔＧ／［Ｓｉ］＞０．４、および、［Ｔｉ］×［Ｎ］≧４．０×１０^−５、ベイナイト分率、フェライト分率、硬質相分率、固溶Ｃ量が本発明の要件を満足している。その結果、降伏強度（ＹＳ）、引張り強さ（ＴＳ）、歪時効によるｖＴｒｓ変化、歪時効前のｖＴｒｓが、全て本実施例の評価基準を満足する結果となった。

これに対し、Ｎｏ．２１〜３０は、成分組成が本発明で規定する要件を外れる比較例（Ｎｏ．２１〜２４、２７はベイナイト分率、フェライト分率、硬質相分率のいずれかで、Ｎｏ．２１、２３は固溶Ｃ量でも本発明の要件を満足しない。）である。その結果、降伏強度（ＹＳ）、引張り強さ（ＴＳ）、歪時効によるｖＴｒｓ変化、歪時効前のｖＴｒｓの全ての評価基準を満足する結果となった。

また、Ｎｏ．３１〜３７は、成分組成は本発明で規定する要件を満足するものの、ベイナイト分率、フェライト分率、硬質相分率、固溶Ｃ量のいずれか一つ以上で本発明で規定する要件を外れる比較例である。その結果、降伏強度（ＹＳ）、引張り強さ（ＴＳ）、歪時効によるｖＴｒｓ変化、歪時効前のｖＴｒｓの何れか１項目以上で評価基準を満足しない結果となった。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０６％、Ｓｉ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．２５〜１．７５％、Ｐ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００３％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０２５〜０．０３５％、Ｃｕ：０．１〜０．４％、Ｎｉ：０．４５〜０．７５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎ：０．００３０〜０．００６０％、Ｃａ：０．００１０〜０．００２５％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物でなると共に、
ΔＧ／［Ｓｉ］＞０．４、および、［Ｔｉ］×［Ｎ］≧４．０×１０^−５を満足し、
且つ、フェライト分率が４０〜９０面積％、ベイナイト分率が５〜６０面積％の混合組織を有し、フェライト分率＋ベイナイト分率の合計が９０面積％以上であると共に、硬質相が１面積％以上含まれており、
有効結晶粒径が３〜２５μｍであって、
更に、全組織に含まれる固溶Ｃ量が０．０３５質量％以下であることを特徴とする歪時効前後の靭性変化が少ない厚鋼板。
但し、前式中、ΔＧ＝（Ａ３−Ｂｓ）／Ａ３であり、
Ａ３＝８９４．５−２６９．４［Ｃ］＋３７．４［Ｓｉ］−３１．６［Ｍｎ］−１９．０［Ｃｕ］−２９．２［Ｎｉ］−１１．９［Ｃｒ］＋１９．５［Ｍｏ］＋２２．２［Ｎｂ］）、
Ｂｓ＝８３０−２７０［Ｃ］−９０［Ｍｎ］−３７［Ｎｉ］−７０［Ｃｒ］−８３［Ｍｏ］である。
尚、前記した各式中、［］は質量％を示す。
更に、質量％で、Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）、および／または、Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１記載の歪時効前後の靭性変化が少ない厚鋼板。