JP2018504520A - 脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 - Google Patents

脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

【課題】結晶粒強化による強度の向上と共に、亀裂の生成及び伝播が最小に抑えられ、脆性亀裂伝播抵抗性が向上する脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法を提供する。【解決手段】本発明は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１％、Ｍｎ：０．９〜１．５％、Ｎｉ：０．８〜１．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．１〜０．４％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残部が鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物からなり、フェライト単相組織、ベイナイト単相組織、フェライトとベイナイトの複合組織、フェライトとパーライトの複合組織、及びフェライト、ベイナイトとパーライトの複合組織からなる群より選択された一つの組織を含む微細組織を有し、且つ厚さが５０ｍｍ以上であることを特徴とする。本発明によると、高い降伏強度及び優れた脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材を得ることができる。【選択図】図１

Description

本発明は、脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法に係り、より詳しくは、鋼材の組織を微細化させることで、結晶粒強化による強度の向上と共に、亀裂の生成及び伝播が最小に抑えられ、脆性亀裂伝播抵抗性が向上する脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法に関する。
近年、国内外の船舶、海洋、建築、及び土木分野で用いられる構造物を設計するにあたり、高強度特性を有する極厚物鋼の開発が求められている。
構造物の設計時に高強度鋼を用いる場合、構造物を軽量化することができ、経済的な利益が得られるだけでなく、鋼板の厚さを薄くすることができるため、加工及び溶接作業の容易性を同時に確保することができる。
一般的に、高強度鋼では、極厚物材の製造時に総圧下率が低下し、薄物材に比べて十分な変形ができなくなるため、極厚物材の微細組織が粗大となり、これに伴い、結晶粒度が最も大きな影響を及ぼす低温物性が低下する。
特に、構造物の安定性を示す脆性亀裂伝播抵抗性の場合、船舶などの主要構造物への適用時に保証を求める事例が増加しつつあるが、微細組織が粗大化 すると、脆性亀裂伝播抵抗性が非常に低下する現象が発生するため、極厚物高強度鋼材の脆性亀裂伝播抵抗性を向上させることは非常に難しい状況である。
一方、降伏強度３９０ＭＰａ以上の高強度鋼であると、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるために、表層部の粒度微細化のための仕上げ圧延時における表面冷却の適用、及び圧延時における曲げ応力の付与による粒度調節といった多様な技術が導入されている。
しかしながら、上記技術の場合、表層部の組織微細化には有利であるが、表層部を除いた残りの組織粗大化による衝撃靭性の低下は解決できないため、脆性亀裂伝播抵抗性への根本的な対策とは言い難い。
また、技術そのものを、一般的な量産体制に適用するには大きな生産性の低下が予想されるため、商業的に適用するには無理のある技術と言える。
本発明の目的とするところは、結晶粒強化による強度の向上と共に、亀裂の生成及び伝播が最小に抑えられ、脆性亀裂伝播抵抗性が向上する脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法を提供することである。
本発明は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１％、Ｍｎ：０．９〜１．５％、Ｎｉ：０．８〜１．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．１〜０．４％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残部が鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物からなり、フェライト単相組織、ベイナイト単相組織、フェライトとベイナイトの複合組織、フェライトとパーライトの複合組織、及びフェライト、ベイナイトとパーライトの複合組織からなる群より選択された一つの組織を含む微細組織を有し、且つ厚さが５０ｍｍ以上であることを特徴とする。
前記Ｃｕ及びＮｉの含量は、Ｃｕ／Ｎｉ重量比が０．６以下になるように設定されることを特徴とする。
前記フェライトは針状フェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）又は多角形フェライト（ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ）であり、並びにベイナイトはグラニュラーベイナイト（ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｅ）であることを特徴とする。
前記鋼材の微細組織がパーライトを含む複合組織であり、パーライトの分率は体積％で２０％以下であることを特徴とする。
前記鋼材は、鋼材の厚さ方向に表層部から板厚１／４部までＥＢＳＤ方法で測定した結晶方位の差が１５度以上の高傾角境界を有する結晶粒の粒度が１５μｍ以下であることを特徴とする。
前記鋼材は、降伏強度が３９０ＭＰａ以上であることを特徴とする。
前記鋼材の厚さの１／４部までの圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率が３０％以上であることを特徴とする。
前記鋼材の厚さが８０〜１００ｍｍであることを特徴とする。
また、本発明は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１％、Ｍｎ：０．９〜１．５％、Ｎｉ：０．８〜１．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．１〜０．４％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残部が鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物からなるスラブを９５０〜１１００℃に再加熱した後、１１００〜９００℃の温度で粗圧延する段階と、前記粗圧延されたバー（ｂａｒ）をＡｒ３＋３０℃〜Ａｒ３−３０℃の間の温度で仕上げ圧延して厚さ５０ｍｍ以上の鋼板を得る段階と、前記鋼板を７００℃以下の温度まで冷却する段階と、を含むことを特徴とする 。
前記粗圧延時の最終３パスにおいては、パス当たりの圧下率が５％以上であり、累積圧下率が４０％以上であることを特徴とする。
前記粗圧延後、仕上げ圧延前のバーの１．４ｔ部（ここで、ｔ：鋼板厚）における結晶粒の大きさは、１５０μｍ以下であることを特徴とする。
前記仕上げ圧延時における圧下比は、スラブ厚（ｍｍ）／仕上げ圧延後の鋼板厚（ｍｍ）の比が３．５以上になるように設定されることを特徴とする。
前記鋼板の冷却は、２℃／ｓ以上の中心部の冷却速度で行うことを特徴とする。
前記鋼板の冷却は、３〜３００℃／ｓの平均冷却速度で行うことを特徴とする。
本発明によれば、高い降伏強度及び脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材を得ることができる。
本発明の鋼１（発明鋼１）の厚さ中心部を光学顕微鏡で観察した写真である。
本発明の発明者らは、厚さが５０ｍｍ以上の厚い鋼材の降伏強度及び脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるために研究及び実験を行い、その結果に基づいて本発明を提案するに至った。
本発明は、鋼材の鋼組成、組織、集合組織、及び製造条件を制御して、厚い鋼材の降伏強度及び脆性亀裂伝播抵抗性をさらに向上させたものであり、その主要概念は、次の通りである。
１）固溶強化による強度の向上を計るために鋼組成を適切に制御し、特に、固溶強化のためにＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、及びＳｉの含量を最適化した。
２）硬化能向上による強度の向上を計るために鋼組成を適切に制御し、特に、硬化能を向上させるために、炭素含量と共に、Ｍｎ、Ｎｉ、及びＣｕの含量を最適化した。
このように硬化能を向上させることで、遅い冷却速度でも５０ｍｍ以上の厚い鋼材の中心部まで微細な組織が確保される。
３）強度及び脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるために、鋼材の組織を微細化させる。特に、鋼材の厚さ方向に表層部から鋼材厚さ１／４部までの領域における組織を微細化させた。
このように、鋼材の組織を微細化させることで、結晶粒強化による強度の向上と共に、亀裂の生成及び伝播が最小に抑えられ、脆性亀裂伝播抵抗性が向上する。
４）脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるために、鋼材の集合組織を制御する。
亀裂とは、鋼材の幅方向、即ち圧延方向に垂直な方向に伝播することと、体心立方構造（ＢＣＣ）の脆性破面が（１００）面ということを考慮して、圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率が最大となるようにしたものである。
特に、鋼材の厚さ方向に表層部から鋼材厚さの１／４部までの領域における集合組織を制御した。
圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面は、亀裂の伝播を遮断する役割を果たす。
このように、鋼材の集合組織を制御することにより、たとえ亀裂が生じたとしても、亀裂の伝播が遮断され、脆性亀裂伝播抵抗性が向上する。
５）鋼材の組織をより微細化させるために粗圧延条件を制御した。
特に、粗圧延時に圧下条件を制御することで、微細な組織が確保される。
６）鋼材の組織をより微細化させるために、仕上げ圧延条件を制御した。特に、仕上げ圧延温度及び圧下条件を制御することで、仕上げ圧延時における変形誘起変態によって非常に微細なフェライトが結晶粒界及び結晶粒の内部に生成し、鋼材の中心部まで微細な組織が確保される。
以下、本発明の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材について詳細に説明する。
本発明の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１％、Ｍｎ：０．９〜１．５％、Ｎｉ：０．８〜１．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．１〜０．４％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残部が鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物からなり、フェライト単相組織、ベイナイト単相組織、フェライトとベイナイトの複合組織、フェライトとパーライトの複合組織、及びフェライト、ベイナイトとパーライトの複合組織からなる群より選択された一つの組織を含む微細組織を有する。
以下、本発明の鋼成分及び成分範囲について説明する。
Ｃ（炭素）：０．０５〜０．１０％（以下、各成分の含量は、重量％を意味する。）
Ｃは、基本的な強度を確保するのに最も重要な元素であるため、適切な範囲内において鋼中に含有される必要があり、このような添加効果を得るためには、Ｃを０．０５％以上添加することが好ましい。
Ｃの含量が０．１０％を超えると、島状マルテンサイトの多量生成、及びフェライト自体の高い強度、並びに低温変態相の多量生成などによって低温靭性を低下させるため、上記Ｃの含量は０．０５〜０．１０％に限定することが好ましく、より好ましいのは０．０５９〜０．０９１％であり、さらに好ましいのは０．０６５〜０．０８５％である。
Ｍｎ（マンガン）：０．９〜１．５％
Ｍｎは、固溶強化により強度を向上させ、低温変態相が生成するように硬化能を向上させる有用な元素であって、このような効果を得るためには、０．９％以上添加されることが好ましい。
Ｍｎの含量が１．５％を超えると、過度な硬化能の増加によって上部ベイナイト（Ｕｐｐｅｒ ｂａｉｎｉｔｅ）、及びマルテンサイトの生成を促進し、中心部偏析を引き起こして粗大な低温変態相を生成させ、衝撃靭性及び脆性亀裂伝播抵抗性を低下させる。
したがって、Ｍｎ含量は、０．９〜１．５％に限定することが好ましく、より好ましいのは０．９５〜１．２６％であり、さらに好ましいのは１．１５〜１．３０％である。
Ｎｉ（ニッケル）：０．８〜１．５％
Ｎｉは、低温で転位の交差すべり（Ｃｒｏｓｓ ｓｌｉｐ）を容易にして衝撃靭性を向上させ、硬化能を向上させて強度を向上させるのに重要な元素であって、このような効果を得るためには、０．８％以上添加するのが好ましい。 Ｎｉが１．５％以上添加されると、硬化能が過度に上昇して低温変態相が生成し、靭性を低下させ、製造原価も上昇させるため、Ｎｉ含量の上限は１．５％に限定することが好ましい。
より好ましいＮｉ含量の限定範囲は０．９４〜１．３８％であり、さらに好ましくは１．０１〜１．３５％である。
Ｎｂ（ニオビウム）：０．００５〜０．１％
Ｎｂは、ＮｂＣ又はＮｂＣＮの形態で析出して母材強度を向上させる。
また、高温に再加熱する時に固溶されたＮｂは、圧延時にＮｂＣ形態として極めて微細に析出し、オーステナイトの再結晶を抑制することで、組織を微細化させる効果がある。
したがって、Ｎｂは０．００５％以上添加されることが好ましいが、添加過多になると、鋼材の角に脆性クラックを引き起こす可能性があるため、Ｎｂ含量の上限は０．１％に制限することが好ましい。
より好ましいＮｂ含量の限定範囲は０．０１６〜０．０３４％であり、さらに好ましくは０．０１８〜０．０２４％である。
Ｔｉ（チタニウム）：０．００５〜０．１％
Ｔｉは、再加熱時にＴｉＮとして析出し、母材及び溶接熱影響部の結晶粒の成長を抑制することで低温靭性を大きく向上させる成分であり、このような添加効果を得るためには、０．００５％以上添加されることが好ましい。
Ｔｉが０．１％を超えて添加されると、連続鋳造ノズルの詰まりや中心部の晶出によって低温靭性が減少する可能性があるため、Ｔｉ含量は０．００５〜０．１％に限定することが好ましい。
より好ましいＴｉ含量の限定範囲は０．００７〜０．０２３％であり、さらに好ましくは０．０１１〜０．０１８％である。
Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下
Ｐ、Ｓは、結晶粒界に脆性を誘発するか、粗大な介在物を形成させて脆性を誘発する元素であって、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるためにＰ：１００ｐｐｍ以下及びＳ：４０ｐｐｍ以下に制限することが好ましい。
Ｓｉ：０．１〜０．４％
Ｓｉは、鋼材の強度を向上させ、強力な脱酸効果を持ち、清浄鋼の製造に必須の元素であるため、０．１％以上添加されることが好ましい。しかし、多量に添加すると、粗大な島状マルテンサイト（ＭＡ）相を生成させて脆性亀裂伝播抵抗性を低下させるため、上記Ｓｉ含量の上限は０．４％に制限することが好ましい。
より好ましいＳｉ含量の限定範囲は０．２１〜０．３３％であり、さらに好ましくは０．２５〜０．３％である。
Ｃｕ：０．１〜０．６％
Ｃｕは、硬化能を向上させ、固溶強化を起こして鋼材の強度を向上させる主要な元素であり、焼き戻し（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）への適用時、イプシロンＣｕ析出物の生成により降伏強度を高める主要な元素であるため、０．１％以上添加されることが好ましい。しかし、多量に添加すると、製鋼工程において赤熱脆性（ｈｏｔ ｓｈｏｒｔｎｅｓｓ）によるスラブの亀裂を発生させることがあるため、上記Ｃｕ含量の上限は０．６％に制限することが好ましい。
より好ましいＣｕ含量の限定範囲は０．１３〜０．５５％であり、さらに好ましくは０．１８〜０．３％である。
上記Ｃｕ及びＮｉの含量は、Ｃｕ／Ｎｉ重量比が０．６以下、好ましくは０．５以下になるようにする。
Ｃｕ／Ｎｉ重量比を設定すると、表面品質が更に改善される。
残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。
通常の製造過程では、原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入されることもあるため、これを排除することはできない。
本発明の鋼材は、フェライト単相組織、ベイナイト単相組織、フェライトとベイナイトの複合組織、フェライトとパーライトの複合組織、及びフェライト、ベイナイトとパーライトの複合組織からなる群より選択された一つの組織を含む微細組織を有する。
フェライトは多角形フェライト（Ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ）若しくは針状フェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）が好ましく、ベイナイトはグラニュラーベイナイト（ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｅ）が好ましい。
Ｍｎ及びＮｉ含量が増加するほど、針状フェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）、及びグラニュラーベイナイト（ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｅ）の分率が増加し、これに伴って、強度も増加する。
上記鋼材の微細組織がパーライトを含む複合組織であれば、パーライトの分率は体積％で２０％以下に限定することが好ましい。
上記鋼材は、好ましくは鋼材の厚さ方向に表層部から鋼材厚さ１／４部までにおいてＥＢＳＤ方法で測定した結晶方位の差が１５度以上の高傾角境界を有する結晶粒の粒度が１５μｍ（マイクロメートル）以下であってもよい。
このように、鋼材の厚さ方向に表層部から鋼材厚さ１／４部までにおいてＥＢＳＤ方法で測定した結晶方位の差が１５度以上の高傾角境界を有する結晶粒の粒度を１５μｍ（マイクロメートル）以下と微細化させることで、結晶粒強化による強度の向上と共に、亀裂の生成及び伝播が最小に抑えられ、脆性亀裂伝播抵抗性が向上する。
上記鋼材は、好ましくは鋼材の厚さ方向に表層部から板厚の１／４部までにおける圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率が３０％以上であってもよい。
上記のように集合組織を制御した主な理由は、次の通りである。
亀裂（ｃｒａｃｋ）は鋼材の幅方向、即ち圧延方向に垂直な方向に伝播し、体心立方構造（ＢＣＣ）の脆性破面は（１００）面である。
そこで、本発明は、圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率が最大となるようにしたものである。
特に、鋼材の厚さ方向に表層部から鋼材厚さの１／４部までの領域における集合組織を制御した。
圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面は、亀裂の伝播を遮断する役割を果たす。
このように、鋼材の集合組織、特に、鋼材の厚さ方向に表層部から板厚の１／４部までの圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率を３０％以上に制御することで、たとえ亀裂が生じたとしても、亀裂の伝播が遮断され、脆性亀裂伝播抵抗性が向上する。
本発明の鋼材は、降伏強度３９０ＭＰａ以上が好ましい。
また、板厚は５０ｍｍ以上で、５０〜１００ｍｍの厚さにすることができ、さらに８０〜１００ｍｍの厚さを有することもできる。
以下、本発明の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法について詳細に説明する。
本発明は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１％、Ｍｎ：０．９〜１．５％、Ｎｉ：０．８〜１．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．１〜０．４％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残部が鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物からなるスラブを９５０〜１１００℃に再加熱した後、１１００〜９００℃の温度で粗圧延する段階と、粗圧延されたバー（ｂａｒ）をＡｒ３＋３０℃〜Ａｒ３−３０℃の温度で仕上げ圧延して鋼板を得る段階と、前記鋼板を７００℃以下まで冷却する段階と、を含む。
スラブ再加熱
粗圧延の前工程として、スラブを再加熱する。
スラブの再加熱温度は、９５０℃以上とすることが好ましいが、これは、鋳造中に形成されたＴｉ及び／又はＮｂの炭窒化物を固溶させるためである。また、Ｔｉ及び／又はＮｂの炭窒化物を十分に固溶させるためには、１０００℃以上に加熱することがより好ましい。但し、過度に高い温度に再加熱すると、オーステナイトが粗大化する恐れがあるため、上記再加熱温度の上限は１１００℃であることが好ましい。
粗圧延
再加熱されたスラブを粗圧延する。
粗圧延温度は、オーステナイトの再結晶が止まる温度（Ｔｎｒ）以上にすることが好ましい。圧延により鋳造中に形成されたデンドライトなどの鋳造組織が破壊され、さらに、オーステナイトの大きさを小さくする効果も得られる。このような効果を得るには、粗圧延温度は１１００〜９００℃に制限することが好ましい。
本発明では、粗圧延時に中心部の組織を微細化するために、粗圧延時における最終３パスに対しては、パス当たりの圧下率が５％以上、総累積圧下率が４０％以上であることが好ましい。
粗圧延時の初期圧延により再結晶した組織は、高い温度によって結晶粒成長するが、最終３パスを行う際には、圧延待機中にバーが空冷されることによって結晶粒成長速度が低下し、これに伴って、粗圧延時における最終３パスの圧下率が最終微細組織の粒度に最も大きな影響を及ぼすことになる。
また、粗圧延のパス当たりの圧下率が低くなると、中心部に十分な変形が伝わらず、中心部の粗大化による靭性の低下が発生する恐れがある。したがって、最終３パスのパス当たりの圧下率を５％以上に制限することが好ましい。
一方、中心部の組織を微細化するために、粗圧延時の総累積圧下率は４０％以上に設定することが好ましい。
仕上げ圧延
粗圧延されたバーをＡｒ３（フェライト変態開始温度）＋３０℃〜Ａｒ３−３０℃で仕上げ圧延して鋼板を得る。
これは、より微細化された微細組織を得るためであり、Ａｒ３温度の直上若しくは直下で圧延を行うと、変形誘起変態によって非常に微細なフェライトが結晶粒界及び結晶粒の内部に生成し、結晶粒を小さくする効果を得ることができる。
また、変形誘起変態を効果的に生じさせるためには、仕上げ圧延時における累積圧下率を４０％以上に保持し、最終形状を平らにする圧延を除いたパス当たりの圧下率を８％以上に保持することが好ましい。
本発明の条件により、仕上げ圧延時に板厚方向に表層部から板厚１／４部までＥＢＳＤ方法で測定した結晶方位の差が１５度以上の高傾角境界を有する結晶粒度が１５μｍ（マイクロメートル）以下の微細組織を得ることができる。
仕上げ圧延温度をＡｒ３−３０℃以下に下げると、粗大なフェライトが圧延前に生成し、圧延中に長く延伸され、衝撃靭性を低下させる。Ａｒ３＋３０℃以上で仕上げ圧延すると、粒度微細化に効果的ではないため、仕上げ圧延温度をＡｒ３＋３０℃〜Ａｒ３−３０℃の範囲で行うことが好ましい。
粗圧延後、仕上げ圧延前のバーの１／４ｔ部（ここで、ｔ：鋼板厚）における結晶粒の大きさは１５０μｍ以下、好ましくは１００μｍ以下、より好ましくは８０μｍ以下にさせることができる。
粗圧延後、仕上げ圧延前のバーの１／４ｔ部における結晶粒の大きさは粗圧延条件などによって制御できる。
粗圧延後、仕上げ圧延前のバーの１／４ｔ部における結晶粒の大きさを制御すると、オーステナイト結晶粒の微細化によって最終微細組織が微細化され、低温衝撃靭性が向上する。
仕上げ圧延時における圧下比は、スラブ厚（ｍｍ）／仕上げ圧延後の鋼板厚（ｍｍ）の比が３．５以上、好ましくは３．８以上になるように設定する。
上記のように圧下比を制御すると、粗圧延及び仕上げ圧延時に圧下量が増加するに伴い、最終微細組織の微細化による降伏／引張強度の上昇及び低温靭性の向上、さらには厚さ中心部の粒度減少による中心部の靭性の向上が得られる。
仕上げ圧延後の鋼板の厚さは、５０ｍｍ以上であるが、厚さを５０〜１００ｍｍ、さらには８０〜１００ｍｍとすることもできる。
冷却
仕上げ圧延の後、鋼板を７００℃以下に冷却する。
冷却終了温度が７００℃を超えると、微細組織が適切に形成されなくなり、降伏強度が３９０Ｍｐａ以下になる可能性がある。
鋼板中心部の冷却は、２℃／ｓ以上で行なう。鋼板の中心部の冷却速度が２℃／ｓ未満であると、微細組織が適切に形成されず、降伏強度が３９０Ｍｐａ以下になる可能性がある。
鋼板の冷却は、３〜３００℃／ｓの平均冷却速度で行ってもよい。
以下、実施例により本発明をより具体的に説明する。
（実施例１）
表１の組成を有する厚さ４００ｍｍの鋼スラブを１０４０℃の温度に再加熱した後、１０１０℃の温度で粗圧延してバーを製造した。粗圧延時における累積圧下率は、５０％とした。
粗圧延されたバーの厚さは、１８０ｍｍであり、粗圧延後、仕上げ圧延前の１／４ｔ部における結晶粒の大きさは９５μｍであった。
粗圧延の後、表２に示した仕上げ圧延温度とＡｒ３温度との温度差で仕上げ圧延を行って表２の厚さの鋼板を得た後、４．２℃／ｓｅｃの冷却速度で７００℃以下の温度に冷却した。
得られた鋼板に対して、微細組織、降伏強度、厚さ１／４ｔ部の平均粒度、板厚方向に表層部から板厚の１／４部までの圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率、Ｋｃａ値（脆性亀裂伝播抵抗性係数）を調査し、その結果を表２に示した。
表２のＫｃａ値は、鋼板に対してＥＳＳＯ ｔｅｓｔを実施して評価した値である。
Figure 2018504520
Figure 2018504520
 ＊ＰＦ：多角形フェライト（Ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ）、Ｐ：パーライト（Ｐｅａｒｌｉｔｅ）、ＡＦ：針状フェライト（Ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）、ＧＢ：グラニュラーベイナイト（Ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｅ）、ＵＢ：上部ベイナイト（Ｕｐｐｅｒ ｂａｉｎｉｔｅ）、相分率（％）：体積％
表２に示す通り、比較鋼１では、仕上げ圧延時に仕上げ圧延温度−Ａｒ３の温度差が５０℃以上に制御されており、十分な圧下が加わっていないため、１／４ｔ部の粒度が２４．７μｍであり、板厚方向に表層部から板厚の１／４部までにおける圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率が３０％以下であり、また、−１０℃で測定されたＫｃａ値が一般的な造船用鋼材において求められる６０００を超えていないことが分かる。
比較鋼２では、Ｃの含量が本発明のＣ含量の上限よりも高い値となっており、粗圧延時の冷却によって中心部のオーステナイトの粒度を微細化したにも関わらず、上部ベイナイト（ｕｐｐｅｒ ｂａｉｎｉｔｅ）が生成したことにより最終微細組織の粒度が３２．９μｍとなり、表層部から板厚の１／４部までにおける圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率が３０％以下であり、さらに、脆性が発生しやすい上部ベイナイトを基地組織として有することから、Ｋｃａ値も−１０℃で６０００以下の値を有することが分かる。
比較鋼３では、Ｓｉの含量が本発明のＳｉ含量の上限よりも高い値となっており、粗圧延時の冷却によって中心部のオーステナイトの粒度を微細化したにも関わらず、中心部において上部ベイナイト（ｕｐｐｅｒ ｂａｉｎｉｔｅ）が一部生成し、さらに、Ｓｉが多量添加されることにより、ＭＡ組織が粗大に多量生成されることから、Ｋｃａ値も−１０℃で６０００以下の値を有することが分かる。
比較鋼４では、Ｍｎ含量が本発明のＭｎ含量の上限よりも高い値となっており、高い硬化能によって母材の微細組織が上部ベイナイトであり、粗圧延時の冷却によって中心部のオーステナイトの粒度を微細化したにも関わらず、最終微細組織の粒度が３１．１μｍを示し、表層部から板厚の１／４部までにおける圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率が３０％以下であり、したがって、Ｋｃａ値も−１０℃で６０００以下の値を有することが分かる。
比較鋼５では、Ｎｉ含量が本発明のＮｉ含量の上限よりも高い値となっており、高い硬化能によって母材の微細組織がグラニュラーベイナイト（ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｅ）と上部ベイナイトであり、また、粗圧延時の冷却によって中心部のオーステナイトの粒度を微細化したにも関わらず、最終微細組織の粒度が２９．３μｍを示し、したがって、Ｋｃａ値も−１０℃で６０００以下の値を有することが分かる。
比較鋼６では、Ｐ、Ｓの含量が本発明のＰ、Ｓ含量の上限よりも高い値となっており、他の条件が全て本発明で提示する条件を満たしているにも関わらず、高いＰ、Ｓによって脆性が発生し、Ｋｃａ値が−１０℃で６０００以下の値を有することが分かる。
これに対し、本発明の成分範囲と製造範囲を満たす発明鋼１〜６では、降伏強度３９０ＭＰａ以上、１／４ｔ部の粒度１５μｍ以下を満たしており、フェライトとパーライト組織又は針状フェライト単相組織、若しくは針状フェライトとグラニュラーベイナイトの複合組織、針状フェライト、パーライトとグラニュラーベイナイトの複合組織を微細組織として有することが分かる。
また、厚さの表層部から板厚の１／４部までにおける圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率が３０％以上であり、Ｋｃａ値も−１０℃で６０００以上の値を満たしていることが分かる。
図１には発明鋼１の厚さ中心部を光学顕微鏡で観察した写真を示すが、図１からも分かるように、厚さ中心部の組織が微細化されている。
（実施例２）
鋼スラブのＣｕ／Ｎｉ重量比を表３に示すように変化させたこと以外は、実施例１の発明鋼２と同様の組成及び製造条件で鋼板を製造し、製造された鋼板の表面特性を調査し、その結果を表３に示した。
表３において、鋼板の表面特性とは、Ｈｏｔ ｓｈｏｒｔｎｅｓｓによる表面部のスタークラックの発生有無を測定したことをいう。
Figure 2018504520
 表３に示すように、Ｃｕ／Ｎｉ重量比を適切に制御することで、鋼板の表面特性が改善されることが分かる。
（実施例３）
粗圧延後、仕上げ圧延前の結晶粒の大きさ（μｍ）を表４に示すように変化させたこと以外は、実施例１の発明鋼１と同一の組成及び製造条件で鋼板を製造し、製造された鋼板の１／４ｔ部の衝撃遷移温度特性を調査し、その結果を表４に示した。
Figure 2018504520
 表４に示したように、粗圧延後のバー状態の１／４ｔにおける結晶粒の大きさが減少するほど、衝撃遷移温度が減少することが分かり、これによって、脆性亀裂伝播抵抗性が向上することが予想できる。
以上、本発明に関する好ましい実施例を説明したが、本発明は前記実施形態に限定されるものではなく、本発明の属する技術分野を逸脱しない範囲での全ての変更が含まれる。

Claims (15)

  1. 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１％、Ｍｎ：０．９〜１．５％、Ｎｉ：０．８〜１．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．１〜０．４％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残部が鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物からなり、フェライト単相組織、ベイナイト単相組織、フェライトとベイナイトの複合組織、フェライトとパーライトの複合組織、及びフェライト、ベイナイトとパーライトの複合組織からなる群より選択された一つの組織を含む微細組織を有し、且つ厚さが５０ｍｍ以上であることを特徴とする脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材。
  2. 前記Ｃｕ及びＮｉの含量は、Ｃｕ／Ｎｉ重量比が０．６以下になるように設定されることを特徴とする請求項１に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材。
  3. 前記フェライトは針状フェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）又は多角形フェライト（ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ）であり、並びにベイナイトはグラニュラーベイナイト（ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｅ）であることを特徴とする請求項１に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材。
  4. 前記鋼材の微細組織がパーライトを含む複合組織であり、パーライトの分率は体積％で２０％以下であることを特徴とする請求項１に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材。
  5. 前記鋼材は、鋼材の厚さ方向に表層部から板厚１／４部までＥＢＳＤ方法で測定した結晶方位の差が１５度以上の高傾角境界を有する結晶粒の粒度が１５μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材。
  6. 前記鋼材は、降伏強度が３９０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材。
  7. 前記鋼材の厚さの１／４部までの圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率が３０％以上であることを特徴とする請求項１に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材。
  8. 前記鋼材の厚さが８０〜１００ｍｍであることを特徴とする請求項１に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材。
  9. 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１％、Ｍｎ：０．９〜１．５％、Ｎｉ：０．８〜１．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．１〜０．４％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残部が鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物からなるスラブを９５０〜１１００℃に再加熱した後、１１００〜９００℃の温度で粗圧延する段階と、前記粗圧延されたバー（ｂａｒ）をＡｒ３＋３０℃〜Ａｒ３−３０℃の間の温度で仕上げ圧延して厚さ５０ｍｍ以上の鋼板を得る段階と、前記鋼板を７００℃以下の温度まで冷却する段階と、を含むことを特徴とする脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  10. 前記Ｃｕ及びＮｉの含量は、Ｃｕ／Ｎｉ重量比が０．６以下になるように設定されることを特徴とする請求項９に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  11. 前記粗圧延時の最終３パスにおいては、パス当たりの圧下率が５％以上であり、累積圧下率が４０％以上であることを特徴とする請求項９に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  12. 前記粗圧延後、仕上げ圧延前のバーの１．４ｔ部（ここで、ｔ：鋼板厚）における結晶粒の大きさは、１５０μｍ以下であることを特徴とする請求項９に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  13. 前記仕上げ圧延時における圧下比は、スラブ厚（ｍｍ）／仕上げ圧延後の鋼板厚（ｍｍ）の比が３．５以上になるように設定されることを特徴とする請求項９に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  14. 前記鋼板の冷却は、２℃／ｓ以上の中心部の冷却速度で行うことを特徴とする請求項９に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  15. 前記鋼板の冷却は、３〜３００℃／ｓの平均冷却速度で行うことを特徴とする請求項９に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
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