JP2008156751A - 板厚方向の脆性亀裂伝播停止特性に優れる板厚５０ｍｍ以上の鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】大型コンテナ船やバルクキャリアーなどの船殻における隅肉溶接構造体の被溶接材（フランジ）のクラックアレスターとして好適な板厚方向の脆性亀裂伝播停止特性に優れる板厚５０ｍｍ以上の鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】板厚方向［Ｚ−ＬもしくはＺ−Ｔ方向］の靭性が、圧延方向［Ｌ−Ｔ方向］および圧延直角方向［Ｔ−Ｌ方向］の靭性より低く、板厚の１％以上の領域において所定のミクロ組織とし、さらに、フェライトの長軸方向の平均結晶粒径が５μｍ以上でアスペクト比が２以上とするか、または、旧オーステナイト粒の長軸方向の平均粒径が１０μｍ以上でアスペクト比が２以上とする。前記ミクロ組織の領域を含む、板厚方向の厚さ１０ｍｍ以上の領域において、表面２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験により得られるエネルギー遷移温度に対し板厚貫通方向のエネルギー遷移温度が２０℃以上高くなるようにした鋼板である。
【選択図】図１

Description

本発明は、脆性亀裂伝播停止特性に優れる厚物鋼板およびその製造方法に関し、特に板厚方向［Ｌ−Ｚ方向］の脆性亀裂伝播停止特性に優れる板厚５０ｍｍ以上の鋼板およびその製造方法で、
大型コンテナ船やバルクキャリアーなどの船殻における隅肉溶接構造体の被溶接材（フランジ）のクラックアレスターとして好適なものに関する。

コンテナ船やバルクキャリアーは、積載能力の向上や荷役効率の向上等のため、上部開口部を大きくとった構造で、船体構造においては、万一溶接部から脆性破壊が発生した場合にも、脆性亀裂の伝播を停止させ船体分離を防止することが必要と考えられ、例えば特許文献１には、船舶の船殻外板の補強材に、特定のミクロ組織を有し、耐脆性破壊に優れた鋼板を用いることが記載されている。

最近、これらの船で船体外板を厚肉化することが必要とされ、６，０００〜２０，０００ＴＥＵの大型コンテナ船では、用いられる船体外板は板厚５０ｍｍ以上に厚肉化される傾向にある。

板厚５０ｍｍ未満の造船用鋼板溶接部の脆性亀裂伝播挙動については、日本造船研究協会第１４７委員会において、実験的に検討がなされている（非特許文献１）。

第１４７委員会では、溶接部にて強制的に発生させた脆性亀裂の伝播経路、伝播挙動を実験的に調査した結果、溶接部の破壊靱性がある程度確保されていれば、溶接残留応力の影響により脆性亀裂は溶接部から母材側に逸れることが多いが、溶接部に沿って脆性亀裂が伝播する例も複数が確認され、実船で脆性破壊が溶接部に沿って直進伝播する可能性が無いとは言い切れないことが示された。
特開２００４−２３２０５２号公報 山口ら：「超大型コンテナ船の開発 ― 新しい高強度極厚鋼板の実用 ―」，日本船舶海洋工学会誌，３，（２００５），Ｐ７０．

しかしながら、第１４７委員会での解析実験に適用した溶接と同等の溶接を板厚５０ｍｍ未満の鋼板に適用して建造された船舶が異常なく就航しているという多くの実績があることに加え、靱性が良好な鋼板母材（造船Ｅ級鋼など）は脆性亀裂を停止する能力が十分にあるとの認識から、造船用鋼材溶接部の脆性亀裂伝播停止特性は船級規則等には要求されてこなかった。

最近の６，０００ＴＥＵを越える大型コンテナ船では鋼板の板厚は５０ｍｍを超え、板厚効果により破壊靱性が低下することに加え、溶接入熱もより大きくなるため、溶接部の破壊靭性が一層低下する傾向にある。

そこで、本発明は、隅肉溶接構造体のウェブとなる母材または隅肉溶接部から、脆性破壊が発生し、脆性亀裂がフランジに伝播して大規模破壊に至る前に、脆性亀裂を停止させることが可能な、板厚方向の脆性亀裂伝播停止特性に優れる板厚５０ｍｍ以上の鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、ウェブとなる母材または隅肉溶接部で脆性破壊が発生した場合、まず、脆性亀裂が、フランジの板表面から板厚方向に突入し伝播することに着目して、化学組成および圧延条件を変化させて、靱性の異方性を有する種々の鋼板を製造し、靭性の異方性と板厚方向の脆性亀裂伝播挙動の関係を調査した。

図３は、以下の説明における［Ｌ−Ｔ方向］、［Ｌ−Ｚ方向］および［Ｚ−Ｌ方向］もしくは［Ｚ−Ｔ方向］をシャルピー衝撃試験片を用いて説明する図で、板厚方向［Ｌ−Ｚ方向］とは符号Ｌ−Ｚのシャルピー衝撃試験片で亀裂が進展する方向を指す。
また、板厚方向の靭性とは、図３に示す［Ｚ−Ｌ方向］のシャルピー衝撃試験片もしくは［Ｚ−Ｔ方向］のシャルピー衝撃試験片により得られる靭性のことである。

ここで、靭性の異方性は、板厚貫通ノッチの２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験により得られるエネルギー遷移温度ｖＴｒＥ［Ｌ−Ｔ］と表面ノッチの２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験により得られるエネルギー遷移温度ｖＴｒＥ［Ｌ−Ｚ］の差とした。

また、上記靭性の異方性を、被溶接部材（フランジ）の板厚の一部の領域において変化させた隅肉溶接継手および十字継手を数多く作製し、隅肉および十字溶接継手部における脆性亀裂伝播停止現象に及ぼす、１．上記靭性の異方性の度合いと２．板厚方向における靱性異方性の高い領域の寸法の影響を調査した。

その結果、１については、隅肉溶接部および十字溶接部において被接合部材（フランジ）となる鋼材の、その板厚方向［Ｚ−Ｌ方向］の靱性が、圧延方向［Ｌ−Ｔ方向］および圧延方向に直角［Ｔ−Ｌ方向］の靱性よりも、適度に低下する、靭性異方性を備えた場合、接合部材（ウェブ）から被接合部材（フランジ）に突入してくる脆性亀裂先端に伝播抵抗となるクラックが発生し、脆性亀裂を被接合部材（フランジ）で停止させることが可能なこと、２については、上記１の特性が板厚方向の厚さ１０ｍｍ以上の領域において得られれば良いことを見出した。

すなわち、化学組成および圧延条件を制御し、被溶接部材（フランジ）の板厚方向における板厚の１０ｍｍ以上の任意の領域の靱性異方性の制御により、当該任意領域の板厚方向［Ｌ−Ｚ方向］の脆性亀裂伝播停止性能を飛躍的に向上させ、これまで停止が困難と考えられてきた厚鋼板を用いた溶接材（ウェブ）もしくは隅肉溶接部を伝播してきた脆性亀裂を停止させうることを知見したのである。

対象板厚は特に問わないが、板厚５０ｍｍ未満の場合は、本発明を用いるまでもなく、従来Ｅ級鋼で脆性き裂を停止させることが可能である。よって、本発明では対象を厚さ５０ｍｍ以上の厚鋼板とした。

更に、そのような特性を備えた被接合部材（フランジ）として好適な鋼材成分範囲と製造方法を見出した。尚、板厚方向［Ｚ−Ｌ方向］の靱性と板厚方向［Ｚ−Ｔ方向］の靱性は等しく、本発明では板厚方向［Ｚ−Ｌ方向］を板厚方向［Ｚ−Ｔ方向］とすることが可能である。

本発明は得られた知見に更に、検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．板厚方向［Ｚ−ＬもしくはＺ−Ｔ方向］の靭性が、圧延方向［Ｌ−Ｔ方向］および圧延直角方向［Ｔ−Ｌ方向］の靭性より低く、前記板厚方向の板厚の１％以上の領域におけるミクロ組織が、フェライトとパーライトの混合組織、または、フェライト、パーライトおよびベイナイトの混合組織からなり、前記フェライトの長軸方向の平均結晶粒径が５μｍ以上でアスペクト比が２以上である、板厚方向［Ｌ−Ｚ方向］の脆性亀裂伝播停止特性に優れる板厚５０ｍｍ以上の鋼板。
２．前記板厚方向の板厚の１％以上の領域におけるミクロ組織が、フェライトとベイナイトの混合組織、または、ベイナイトとマルテンサイトの混合組織、もしくは、ベイナイト単相組織、あるいは、マルテンサイト単相組織からなり、旧オーステナイト粒の長軸方向の平均粒径が１０μｍ以上でアスペクト比が２以上である、１記載の板厚方向［Ｌ−Ｚ方向］の脆性亀裂伝播停止特性に優れる板厚５０ｍｍ以上の鋼板。
３．更に、前記ミクロ組織の領域を含む、板厚方向の厚さ１０ｍｍ以上の領域において、板厚貫通２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験により得られるエネルギー遷移温度ｖＴｒＥ［Ｌ−Ｔ］と表面２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験により得られるエネルギー遷移温度ｖＴｒＥ［Ｌ−Ｚ］が下式（１）を満足することを特徴とする、１または２記載の板厚方向の脆性亀裂伝播停止特性に優れる板厚５０ｍｍ以上の鋼板。
ｖＴｒＥ［Ｌ−Ｚ］≦ｖＴｒＥ［Ｌ−Ｔ］−２０（℃）・・・・・（１）
４．鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：０．８０〜１．８０％、Ｓ：０．００１〜０．０５％を含み、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％またはＮｂ：０．００１〜０．１％の内から選んだ少なくとも１種を含み、更に、Ｃｕ：２．０％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｗ：０．５％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｚｒ：０．５％以下の内から選んだ少なくとも１種を含有することを特徴とする１乃至３のいずれか一つに記載の板厚方向の脆性亀裂伝播停止特性に優れる板厚５０ｍｍ以上の鋼板。
５．４に記載の成分組成を有する鋼素材を、９００〜１３５０℃の温度に加熱し、次いで鋼板表面温度１０００〜８５０℃の温度域において累積圧下率１０％以上圧延した後、鋼板素材表面温度９００〜６００℃で且つ鋼板内部温度が鋼板表面温度より５０〜１５０℃高温となる状態とした後に、１パス圧下率７％以下、累積圧下率５０％以上で、圧延終了時の鋼板表面温度８００〜５５０℃の条件にて熱間圧延することを特徴とする脆性亀裂伝播停止特性に優れる、板厚方向の脆性亀裂伝播停止特性に優れる板厚５０ｍｍ以上の鋼板の製造方法。
６．更に、熱間圧延を終了した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃まで冷却することを特徴とする５記載の板厚方向の脆性亀裂伝播停止特性に優れる板厚５０ｍｍ以上の鋼板の製造方法。
７．更に、熱間圧延を終了した後、７℃／ｓ以上の冷却速度で室温まで冷却することを特徴とする５記載の板厚方向の脆性亀裂伝播停止特性に優れる板厚５０ｍｍ以上の鋼板の製造方法。
８．１乃至４のいずれか一つに記載の板厚方向の脆性亀裂伝播停止特性に優れる板厚５０ｍｍ以上の鋼板を少なくとも被溶接材（フランジ）に用いたことを特徴とするＴ字もしくは十字型隅肉溶接構造体。
９．１乃至４のいずれか一つに記載の板厚方向の脆性亀裂伝播停止特性に優れる板厚５０ｍｍ以上の鋼板を少なくクラックアレスター用鋼板（高アレスト鋼板）として選別することを特徴とするクラックアレスター用鋼板（高アレスト鋼板）の選別方法。

本発明は、鋼板内に破壊靱性の異方性（靱性差）を付与し、板厚方向に進展する脆性亀裂の先端部に、亀裂伝播抵抗となるクラックが生成するようにしたので、これまで困難であった板厚５０ｍｍ以上の厚物材における、溶接部材（ウェブ）から被溶接部材（フランジ）への脆性亀裂の伝播を停止させることが可能である。

その結果、脆性亀裂伝播停止特性に優れた隅肉溶接構造体が得られ、船体などに脆性亀裂が発生し伝播した場合でも、船体分離などの大規模な脆性破壊の危険性を回避でき、船体構造の安全性を確保するうえで大きく寄与し、産業上極めて有用である。

本発明に係る、板厚方向の脆性亀裂伝播停止特性に優れる板厚５０ｍｍ以上の鋼板は、板厚方向［Ｚ−Ｌ方向］の靭性が、圧延方向［Ｌ−Ｔ方向］および圧延直角方向［Ｔ−Ｌ方向］の靭性より低いことを特徴とし、Ｔ字型隅肉溶接部の被溶接部材（フランジ）に用いると、溶接部材（ウェブ）から被溶接部材（フランジ）に流れ込んできた脆性亀裂を停止させる場合に優れた性能を発揮する。以下、詳細に説明する。

本発明に係る厚鋼板は、板厚方向［Ｚ−Ｌ方向］の靭性が、圧延方向［Ｌ−Ｔ方向］および圧延直角方向［Ｔ−Ｌ方向］の靭性より低い、靭性の異方性を備える。ここで、板厚方向の靭性とはＺ−Ｌ方向、圧延方向および圧延直角方向の靭性とはＬ−Ｔ方向、Ｔ−Ｌ方向の靭性とする（図３）。

このような鋼材に、鋼板表面から脆性亀裂が突入してくると、その先端部に、亀裂伝播方向と垂直かつ鋼板表面に平行にミクロクラックあるいはマクロクラックが発生する。

脆性亀裂先端に垂直にクラックが発生すると、当該クラックは脆性亀裂の進展に対する抵抗となる。脆性亀裂がクラックに合体する過程では、脆性亀裂の破壊駆動力（エネルギー開放率）は大きくなるが、合体後大幅に低下するため、脆性亀裂が停止する。

なお、クラックは、脆性亀裂により応力場が高揚した際に発生し、その後、脆性亀裂が当該クラックの発生位置に到達することで脆性亀裂の進展を阻止するので、高速で伝播する脆性劈開クラックであることが望ましい。

上記条件を満足させるため、板厚貫通ノッチの２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験により得られるエネルギー遷移温度ｖＴｒＥ［Ｌ−Ｔ］と表面ノッチの２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験により得られるエネルギー遷移温度ｖＴｒＥ［Ｌ−Ｚ］が下式（１）を満足することが望ましい。

ｖＴｒＥ［Ｌ−Ｚ］≦ｖＴｒＥ［Ｌ−Ｔ］−２０（℃）・・・・・（１）
図２に、成分組成と圧延条件を変化させて製造した、板厚５０ｍｍの種々の鋼板について、板厚貫通ノッチの２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験により得られるエネルギー遷移温度ｖＴｒＥ［Ｌ−Ｔ］と、表面ノッチの２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験により得られるエネルギー遷移温度ｖＴｒＥ［Ｌ−Ｚ］の関係を示す。

図において、ｖＴｒＥ［Ｌ−Ｚ］≦ｖＴｒＥ［Ｌ−Ｔ］−２０（℃）を満足する、矢印を付したデータが得られた試験片には、板厚方向に亀裂が伝播する表面２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験において、亀裂に垂直方向（＝鋼板表面に平行）にクラックの発生が確認され、当該クラックが破壊抵抗となっていることが破面から確認された。

このようなクラックは亀裂サイズが大きい、すなわち、応力拡大係数が大きく、亀裂垂直方向応力が大きいほど生じやすくなる。従って、シャルピー衝撃試験片は１０ｍｍ角であることより、１０ｍｍ以上の領域が上記（１）式を満足すれば、板厚方位に進展する、亀裂前縁にクラックが発生することになる。

そして、上記（１）式を満足する領域の内、板厚方向の板厚１％以上の領域は、フェライトとパーライトの混合組織、またはフェライト、パーライトおよびベイナイトの混合組織で、いずれの混合組織においても、フェライト長軸方向の平均結晶粒径が５μｍ以上でアスペクト比が２以上のミクロ組織を有するものとする。

ミクロ組織中にフェライト長軸方向の平均結晶粒径が５μｍ以上でアスペクト比が２以上のフェライトが含まれていると、フェライト短軸方向に伝播する亀裂が接近した場合に、フェライト長軸方向にクラックが生じやすくなる。本発明の鋼においては、ミクロ組織にフェライトを含むことが好ましい。

フェライト長軸方向の平均結晶粒径が５μｍ未満となると、板厚方向［Ｚ−ＬもしくはＺ−Ｔ方向］の靱性（クラック発生面の靱性）が良好になりすぎ、クラックが発生しなくなるため、フェライト長軸方向の平均結晶粒径を５μｍ以上とした。

一方、フェライト粒のアスペクト比が２未満であると、靱性異方性が小さくなり、き裂前縁にクラックが発生しずらくなるため、フェライト粒のアスペクト比を２以上とした。

また、本発明においては、上記（１）式を満足する領域の内、板厚方向の板厚１％以上の領域は、フェライトとベイナイトの混合組織、または、ベイナイトとマルテンサイトの混合組織、もしくは、ベイナイト単相組織、あるいは、マルテンサイト単相組織であっても良い。いずれの組織においても、旧オーステナイト粒の長軸方向の平均結晶粒径が１０μｍ以上でアスペクト比が２以上のミクロ組織を有するものとする。

ミクロ組織中に旧オーステナイト粒の長軸方向の平均結晶粒径が１０μｍ以上でアスペクト比が２以上の旧オーステナイト粒が含まれていると、旧オーステナイト粒短軸方向に伝播する亀裂が接近した場合に、旧オーステナイト粒長軸方向にクラックが生じやすくなる。

旧オーステナイト粒長軸方向の平均結晶粒径が１０μｍ未満となると、板厚方向［Ｚ−ＬもしくはＺ−Ｔ方向］の靱性（クラック発生面の靱性）が良好になりすぎ、クラックが発生しなくなるため、旧オーステナイト粒長軸方向の平均結晶粒径を１０μｍ以上とした。

一方、旧オーステナイト粒のアスペクト比が２未満であると、靱性異方性が小さくなり、き裂前縁にクラックが発生しずらくなるため、旧オーステナイト粒のアスペクト比を２以上とした。

また、上記ミクロ組織の規定を満足する、シャルピー衝撃試験片の破面を詳細に破面観察した結果、脆性亀裂先端において十分な大きさの板表面に平行なクラックが少なくとも１箇所で発生すれば、脆性亀裂を停止させることが可能であることが判明した。このため、上記ミクロ組織の規定を満足する領域は、板厚の１％の領域で十分である。

従って、本発明に係る鋼板は、板厚方向で１０ｍｍ以上の領域が上記（１）式を満足すし、当該領域において、板厚方向で板厚の１％以上となる領域が、上記ミクロ組織の規定を満足する鋼板である。尚、上記ミクロ組織は、実質的に上記規定を満足すればよく、微量の他の相を含んでも良い。

隅肉溶接部においては、表層から０．５ｍｍ以内の領域は溶接熱影響を受け材質が変化もしくは劣化することが多いため、前記領域を、表層から０．５ｍｍ以内の領域を除く部分に規定しても良い。

上述したミクロ組織と特性を有する鋼板の好ましい成分組成と製造条件は以下のようである。説明において％は質量％とする。
［成分組成］
Ｃ：０．１５％以下
Ｃは強度を確保するために必要であるが、０．１５％を超えると溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性が低下するので、０．１５％以下に限定した。なお、（２１１）面および（１００）面の集合組織をより一層発達させるために好ましい範囲は０．０３％以下である．
Ｓｉ：０．６０％以下
Ｓｉは強度上昇に有効な元素であるが、０．６０％を超えると溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性を著しく劣化させるので、０．６０％以下に限定した．なお、０．２０％未満では強度上昇に効果が少なく、好ましくは０．２０〜０．６０％である。

Ｍｎ：０．８０〜１．８０％
Ｍｎは高強度化に有効な元素であり、強度確保の観点から下限を０．８０％とした。しかし、Ｍｎ量が１．８０％を超えると、母材靭性の劣化が懸念される。このため，Ｍｎは０．８０〜１．８０％の範囲とした。なお、好ましい範囲は１．００〜１．７０％である。

Ｓ：０．００１〜０．０５％以下
本発明においては、脆性亀裂前縁にクラック（鋼板表面に平行な割れ）を発生させる必要があるため、Ｓの０．００１％以上の添加が必要である。しかし、Ｓは非金属介在物を形成し延性・靭性を劣化させるため、０．０５％以下に制限した。

Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％
Ｔｉは、炭化物や窒化物の析出物を形成することにより、鋼板製造時の加熱段階でのオーステナイト粒の成長を抑制して細粒化に寄与するとともに、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の結晶粒粗大化も抑制しＨＡＺ靱性を向上する効果がある。これらの効果を得るには、０．００５％以上の含有が必要である。一方、過度の含有は、靱性を劣化するため、０．０５％を上限とする。

Ｎｂ：０．００１〜０．１％
Ｎｂは析出強化および靱性の向上にも有効である。また、オーステナイトの再結晶を抑制し、後述する圧延条件による効果を促進する。これらの効果を得るためには、０．００１％以上の添加が必要であるが、０．１％をこえて添加すると、焼き入れ組織が針状化して靱性が劣化する傾向にあるため、０．１％を上限とする。

Ｃｕ：２．０％以下
Ｃｕは、主として析出強化のために用いることができるが、２．０％をこえて添加すると、析出強化が過多となり靱性が劣化する。

Ｖ：０．２％以下
Ｖは固溶と析出強化効果が利用できる成分であるが、０．２％を超えて含有すると、母材靭性および溶接性を大きく損なうので、０．２％以下に限定した．
Ｎｉ：２．０％以下
Ｎｉは、強度および靱性を向上し、またＣｕを添加した場合には圧延時のＣｕ割れを防止するのに有効であるが、高価である上、過剰に添加してもその効果が飽和するため、２．０％以下の範囲で添加することが好ましい。なお、より好ましい添加量は０．０５％以上である。

Ｃｒ：０．６％以下
Ｃｒは、強度を上昇させる効果を有するが、０．６％を超えて含有すると溶接部靱性が劣化するため、Ｃｒ含有量は０．６％以下の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましい含有量は０．０５％以上である。

Ｍｏ：０．６％以下
Ｍｏは、常温および高温での強度を上昇させる効果を有するが、０．６％を超えて含有すると、溶接性が劣化するため、含有量は０．６％以下の範囲とするのが好ましい。なお、より好ましい含有量は０．０５％以上である。

Ｗ：０．５％以下
Ｗは、高温強度を上昇させる効果を有しているが、０．５％を超えると靱性を劣化させるだけでなく、高価であるので、０．５％以下の範囲で含有するのが好ましい。なお、より好ましい含有量は０．０５％以上である。

Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは圧延中にＢＮとして析出し、圧延後のフェライト粒を細かくするが、０．００５０％を超えると靱性が劣化するので０．００５０％以下に限定した。

Ｚｒ：０．５％以下
Ｚｒは、強度を上昇させるほか、亜鉛めっき材の耐めっき割れ性を向上させる元素であるが、０．５％を超えて含有すると溶接部靱性が劣化するので、Ｚｒ含有量は０．５％を上限とするのが好ましい。なお、より好ましい含有量は０．０５％以上である。

製造条件では、加熱温度、熱間圧延条件、冷却条件を規定することが好ましい。説明において規定がない場合、温度、冷却速度は板厚方向の平均値とする。
［加熱温度］
鋼素材は、９００〜１３５０℃の温度に加熱する。加熱温度を９００℃以上とするのは、材質の均質化と後述する制御圧延を行うために必要な加熱であり１３５０℃以下とするのは、過度に高温になると表面酸化が顕著になるとともに、結晶粒の粗大化が避けられなくなるからである。なお、靱性の向上のためには、上限を１１５０℃とすることが好ましい。

［熱間圧延条件］
鋼板表面温度１０００〜８５０℃の温度域において累積圧下率１０％以上圧延
当該温度域で圧延することによって、オーステナイト粒が部分的に再結晶するため、組織が微細かつ均一になる。

なお、１０００℃を超える温度での圧延は、オーステナイト粒の成長を助長するので、細粒化のためには好ましくない。一方、８５０℃未満では完全に未再結晶域に入るので、結晶粒の均一化のためには好ましくない。

鋼板素材表面温度９００〜６００℃で且つ鋼板内部温度が鋼板表面温度より５０〜１５０℃高温となる状態とした後に、１パス圧下率７％以下、累積圧下率５０％以上で、圧延終了時の鋼板表面温度８５０〜５５０℃の条件にて熱間圧延する。

鋼板素材表面温度９００〜６００℃で且つ鋼板内部温度が鋼板表面温度より５０〜１５０℃高温となる状態とすることにより、表面近傍がほぼ２相域で且つ鋼板内部がほぼγ未再結晶域となる。

この条件で１パス圧下率７％以下の圧延を施すと、相対的に強度の低くなっている鋼板内部に優先的に圧延歪が導入され、高アスペクト比のオーステナイト粒が形成される。

１パス圧下率７％超えの圧下を施すと、最終的に得られるフェライト粒の長軸径が５μｍより小さくなってしまうため、１パス圧下率７％以下とすることが必要である。

その後、鋼板表面温度８５０〜５５０℃まで圧延することにより、鋼板内部が２相域で圧延され高アスペクト比の長軸５μｍ以上のフェライトを含むミクロ組織が形成される。

上記ミクロ組織をき裂前縁クラック発生に効果的なレベルにするには、累積圧下率５０％以上が必要となる。

［冷却条件］
４００℃までの温度域を５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却すると、フェライトに混合する組織がパーライトから脆い上部ベイナイトを適度に含んだ組織に移行するため、脆性き裂前縁におけるクラックの生成が一層促進され、き裂が停止し易くなる。なお上記冷却方法においては、より好ましい冷却開始温度は７００℃以上である。

また、熱間圧延を終了した後、７℃／ｓ以上の冷却速度で室温まで冷却しても良い。前記熱間圧延の後、７℃／ｓ以上の冷却速度で冷却すると、組織が異方性を有し且つ靭性の良好な下部ベイナイトもしくはマルテンサイトを適度に含んだ組織に移行するため、脆性き裂前縁におけるクラックの生成を保ちつつ、且つマトリックス靭性が良好となるため、き裂が停止し易くなる。なお上記冷却方法においては、より好ましい冷却開始温度は７００℃以上である。

表１に示す種々の化学組成の鋼スラブを用いて、表２に示す条件により板厚５５〜６５ｍｍの厚鋼板を製造した。

各厚鋼板について、板厚方向に１ｍｍピッチ毎にミクロ組織観察を光学顕微鏡（４００倍）で行い、ミクロ組織の種類を判別すると共に、フェライト粒のアスペクト比の板厚方向分布を求めた。次にアスペクト比が最大となる部位を中心としてシャルピー試験片を採取し、シャルピーエネルギー遷移温度ｖＴｒＥをＬ−Ｚ方向およびＬ−Ｔ方向について測定した。

次に、前記厚鋼板を溶接材（ウェブ）、被溶接材（フランジ）に用いて、完全溶け込みＴ字型の隅肉溶接継手を作製した。得られたＴ字型隅肉溶接継手を用いて、図１に示す十字型ＥＳＳＯ試験片を作製し、脆性亀裂伝播停止試験（ＥＳＳＯ試験）に供した。

試験は、応力２４ｋｇｆ／ｍｍ^２、温度−１０℃の条件にて実施した。機械ノッチに打撃を与え脆性亀裂を発生させ、伝播した脆性亀裂が、隅肉溶接部で停止するか否かを調査した。ここで、応力２４ｋｇｆ／ｍｍ^２は、船体に多用されている降伏強度３６ｋｇｆ／ｍｍ^２級鋼板の最大許容応力であり、温度−１０℃は船舶の設計温度である。

結果を、表２に示す。本発明例では脆性亀裂が隅肉溶接部で停止しており、本発明範囲外では、脆性亀裂が停止しなかったことがわかる。

十字型ＥＳＳＯ試験片形状を説明する図。 板厚貫通２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験により得られるエネルギー遷移温度ｖＴｒＥ［Ｌ−Ｔ］と、表面２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験により得られるエネルギー遷移温度ｖＴｒＥ［Ｌ−Ｚ］の関係を示す図。 靭性試験の亀裂進展方向を説明する図。

Claims (9)

1. 板厚方向［Ｚ−ＬもしくはＺ−Ｔ方向］の靭性が、圧延方向［Ｌ−Ｔ方向］および圧延直角方向［Ｔ−Ｌ方向］の靭性より低く、前記板厚方向の板厚の１％以上の領域におけるミクロ組織が、フェライトとパーライトの混合組織、または、フェライト、パーライトおよびベイナイトの混合組織からなり、前記フェライトの長軸方向の平均結晶粒径が５μｍ以上でアスペクト比が２以上である、板厚方向［Ｌ−Ｚ方向］の脆性亀裂伝播停止特性に優れる板厚５０ｍｍ以上の鋼板。
2. 前記板厚方向の板厚の１％以上の領域におけるミクロ組織が、フェライトとベイナイトの混合組織、または、ベイナイトとマルテンサイトの混合組織、もしくは、ベイナイト単相組織、あるいは、マルテンサイト単相組織からなり、旧オーステナイト粒の長軸方向の平均粒径が１０μｍ以上でアスペクト比が２以上である、請求項１記載の板厚方向［Ｌ−Ｚ方向］の脆性亀裂伝播停止特性に優れる板厚５０ｍｍ以上の鋼板。
3. 更に、前記ミクロ組織の領域を含む、板厚方向の厚さ１０ｍｍ以上の領域において、板厚貫通２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験により得られるエネルギー遷移温度ｖＴｒＥ［Ｌ−Ｔ］と表面２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験により得られるエネルギー遷移温度ｖＴｒＥ［Ｌ−Ｚ］が下式（１）を満足することを特徴とする、請求項１または２記載の板厚方向の脆性亀裂伝播停止特性に優れる板厚５０ｍｍ以上の鋼板。
   ｖＴｒＥ［Ｌ−Ｚ］≦ｖＴｒＥ［Ｌ−Ｔ］−２０（℃）・・・・・（１）
4. 鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：０．８０〜１．８０％、Ｓ：０．００１〜０．０５％を含み、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％またはＮｂ：０．００１〜０．１％の内から選んだ少なくとも１種を含み、更に、Ｃｕ：２．０％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｗ：０．５％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｚｒ：０．５％以下の内から選んだ少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか一つに記載の板厚方向の脆性亀裂伝播停止特性に優れる板厚５０ｍｍ以上の鋼板。
5. 請求項４に記載の成分組成を有する鋼素材を、９００〜１３５０℃の温度に加熱し、次いで鋼板表面温度１０００〜８５０℃の温度域において累積圧下率１０％以上圧延した後、鋼板素材表面温度９００〜６００℃で且つ鋼板内部温度が鋼板表面温度より５０〜１５０℃高温となる状態とした後に、１パス圧下率７％以下、累積圧下率５０％以上で、圧延終了時の鋼板表面温度８００〜５５０℃の条件にて熱間圧延することを特徴とする脆性亀裂伝播停止特性に優れる、板厚方向の脆性亀裂伝播停止特性に優れる板厚５０ｍｍ以上の鋼板の製造方法。
6. 更に、熱間圧延を終了した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃まで冷却することを特徴とする請求項５記載の板厚方向の脆性亀裂伝播停止特性に優れる板厚５０ｍｍ以上の鋼板の製造方法。
7. 更に、熱間圧延を終了した後、７℃／ｓ以上の冷却速度で室温まで冷却することを特徴とする請求項５記載の板厚方向の脆性亀裂伝播停止特性に優れる板厚５０ｍｍ以上の鋼板の製造方法。
8. 請求項１乃至４のいずれか一つに記載の板厚方向の脆性亀裂伝播停止特性に優れる板厚５０ｍｍ以上の鋼板を少なくとも被溶接材（フランジ）に用いたことを特徴とするＴ字もしくは十字型隅肉溶接構造体。
9. 請求項１乃至４のいずれか一つに記載の板厚方向の脆性亀裂伝播停止特性に優れる板厚５０ｍｍ以上の鋼板を少なくクラックアレスター用鋼板（高アレスト鋼板）として選別することを特徴とするクラックアレスター用鋼板（高アレスト鋼板）の選別方法。

Images