JP4964007B2 - 材質異方性が少なくｈａｚ靭性および低温母材靭性に優れた厚鋼板 - Google Patents
材質異方性が少なくｈａｚ靭性および低温母材靭性に優れた厚鋼板 Download PDFInfo
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Description
本発明は、例えば船舶および海洋構造物などの溶接構造物に適用される厚鋼板に関し、材質異方性が少なく、超大入熱溶接した後の熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ、ＨＡＺ）の靭性に優れると共に、低温母材靭性にも優れた厚鋼板に関する。
近年、例えばコンテナ船等の大型化が進められ、板厚が６０ｍｍ以上の厚鋼板が用いられることがある。このような厚鋼板を効率良く溶接するために、入熱量が４０ｋＪ／ｍｍ以上である超大入熱溶接を行ってもＨＡＺ靭性に優れていることが求められる。また当然のことながら、低温母材靭性に優れていることも重要である。
しかし超大入熱溶接を行うと、ＨＡＺが高温のオーステナイト領域まで加熱されてから徐冷されるため、その組織が粗大化し、ＨＡＺ靭性が著しく劣化するという問題があった。そのため従来では、溶接入熱量の制限を余儀なくされていた。
このような超大入熱溶接で良好なＨＡＺ靭性を達成するために、例えば特許文献１は、低Ｃ化、低Ｐ化に加えてＮｂとＢの添加バランスを調節している。また特許文献２では、溶接用鋼中に存在するＴｉＮ系介在物の中に積極的にＮｂを含有させて、粗大フェライトの生成を抑制している。しかしこれら特許文献１〜２では、ＴｉＮが不足しているか、又はＴｉＮが足りている場合にはそのＴｉＮが粗大化しており、さらなるＨＡＺ靭性の改善余地があった。また低温母材靭性についても考慮されていなかった。
特許文献３は、鋼材にＮを比較的多量に添加し、かつＴｉとＢの添加バランスを適切に制御すれば、大入熱溶接したときのＨＡＺ靭性を改善できるとしている。しかし特許文献３でも、ＴｉＮやＢＮの析出量が十分でなかったり、微細でなかったり、またはＮｂ無添加で焼入性が低いためにフェライトが粗大になったりするため、さらなるＨＡＺ靭性の改善余地がある。また低温母材靭性についても考慮されていない。
ところで、厚鋼板は、材質異方性が低いことも重要である。しかし低温母材靭性と材質異方性の両立も、難度の高い技術的課題の一つである。例えば、熱間圧延を制御して音響異方性を改善する技術として特許文献４、５が知られている。特許文献４では、９５０℃以下の温度域における累積圧下率を５０％以下にし、圧延仕上温度を８００℃以上にすることによって音響異方性を低減している。また特許文献５では、オーステナイト未再結晶域での累積圧下率を６０％以下にし、オーステナイトの未再結晶化温度−８０℃以上で圧延を終了することによって音響異方性を低減している。しかし、本発明者らの検討によれば、熱間圧延の制御が十分でなく、音響異方性及び低温母材靭性のどちらかをさらに改善する余地がある。
特開２００３−１６６０３３号公報
特開２００４−２１８０１０号公報
特開２００５−２００７１６号公報
特開平１１−１９３４４５号公報
特開２００２−５３９１２号公報
従って本発明の目的は、材質異方性が少なく、超大入熱溶接しても優れたＨＡＺ靭性を示すと共に、低温母材靭性にも優れる厚鋼板を提供することにある。
前記課題を解決しえた本発明の材質異方性が少なくＨＡＺ靭性および低温母材靭性に優れた厚鋼板は、Ｃ：０．０３０〜０．１０％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．０３５％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０１５〜０．０３％、Ｂ：０．００１０〜０．００３５％、およびＮ：０．００５０〜０．０１％を含有し、
さらにＣｕ：２．０％以下（０％を含む）、Ｎｉ：２．０％以下（０％を含む）、Ｃｒ：１％以下（０％を含む）、Ｍｏ：０．５％以下（０％を含む）およびＶ：０．１％以下（０％を含む）を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる厚鋼板であって、
旧オーステナイト粒の平均円相当径が１００μｍ以下、かつその扁平率（長径／短径）が２．５以下であり、
しかも下記式（１）および（２）を満足する点にその要旨を有する。
１．５≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦４ … （１）
４０≦Ｘ値≦１６０ … （２）
Ｘ値＝５００［Ｃ］＋３２［Ｓｉ］＋８［Ｍｎ］−９［Ｎｂ］
＋１４［Ｃｕ］＋１７［Ｎｉ］−５［Ｃｒ］−２５［Ｍｏ］−３４［Ｖ］
（式中、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｂ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］は鋼板中の各元素の含有量（質量％）を表す）
本発明の厚鋼板では、δ域の温度範囲が、例えば、４０℃以下である。また深さｔ／４の位置（ｔ＝板厚）において、Ｔｉ系炭窒化物の平均粒子径が４３ｎｍ以下である。
さらにＣｕ：２．０％以下（０％を含む）、Ｎｉ：２．０％以下（０％を含む）、Ｃｒ：１％以下（０％を含む）、Ｍｏ：０．５％以下（０％を含む）およびＶ：０．１％以下（０％を含む）を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる厚鋼板であって、
旧オーステナイト粒の平均円相当径が１００μｍ以下、かつその扁平率（長径／短径）が２．５以下であり、
しかも下記式（１）および（２）を満足する点にその要旨を有する。
１．５≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦４ … （１）
４０≦Ｘ値≦１６０ … （２）
Ｘ値＝５００［Ｃ］＋３２［Ｓｉ］＋８［Ｍｎ］−９［Ｎｂ］
＋１４［Ｃｕ］＋１７［Ｎｉ］−５［Ｃｒ］−２５［Ｍｏ］−３４［Ｖ］
（式中、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｂ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］は鋼板中の各元素の含有量（質量％）を表す）
本発明の厚鋼板では、δ域の温度範囲が、例えば、４０℃以下である。また深さｔ／４の位置（ｔ＝板厚）において、Ｔｉ系炭窒化物の平均粒子径が４３ｎｍ以下である。
本発明の厚鋼板は、さらにＣａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｈｆ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｃｏ：２．５％以下（０％を含まない）、Ｗ：２．５％以下（０％を含まない）などを含有していてもよい。
本発明の厚鋼板は前記成分組成を満足し、かつ前記式（１）及び（２）を満足するスラブを、温度９５０〜１３００℃に加熱した後、下記式によって求まるＹ値±３０℃の温度範囲を、圧下率が累積で４０％以上となるようにかつ各パス終了から次のパス開始までの時間を５秒以上１０秒以下になる様に圧延し、さらにＹ値−３０℃未満の温度範囲の圧下率を累積で１０％以下に抑えて圧延を終了させることによって製造できる。
Ｙ値＝７５０＋４０００［Ｎｂ］＋３２６００［Ｂ］＋２５０［Ｍｏ］＋４００［Ｖ］
（式中、［Ｎｂ］、［Ｂ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］は鋼板中の各元素の含有量（質量％）を表す）
なお本明細書において「炭窒化物」は、炭化物、窒化物も含む意味で使用する。
Ｙ値＝７５０＋４０００［Ｎｂ］＋３２６００［Ｂ］＋２５０［Ｍｏ］＋４００［Ｖ］
（式中、［Ｎｂ］、［Ｂ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］は鋼板中の各元素の含有量（質量％）を表す）
なお本明細書において「炭窒化物」は、炭化物、窒化物も含む意味で使用する。
本発明によれば、各元素の量をそれぞれ単独で制御するだけでなく、Ｘ値、Ｔｉ／Ｎ比などの観点から各元素量の相互の関係を制御しており、しかも旧オーステナイト（γ）粒の大きさと形態を制御しているため、材質異方性が少なく、超大入熱溶接しても優れたＨＡＺ靭性を示し、かつ低温母材靭性にも優れている厚鋼板を得ることができる。
本発明の厚鋼板では、ＨＡＺ靭性及び低温母材靭性（吸収エネルギー）を改善するために（Ａ）Ｘ値、（Ｂ）Ｔｉ／Ｎ比、及び（Ｃ１）旧オーステナイト粒径を制御し、また材質異方性を改善するために（Ｃ２）旧オーステナイト粒の形態を制御している。以下、順に説明する。
（Ａ）Ｘ値
Ｘ値はδ域の温度範囲に関する関数である。ＨＡＺ靭性の改善を試みて、このＸ値に到達した経緯を説明する。まず始めに本発明者らは、Ｔｉ系炭窒化物を微細化することによって、超大入熱溶接でも良好なＨＡＺ靭性を達成することを試みた。従来のＴｉ系炭窒化物の分散状態は、溶鋼凝固時の冷却速度が一定であれば、Ｔｉ、Ｎの添加バランスのみにより定まるものと考えられてきた。しかし本発明者らが鋭意検討した結果、鋼の状態図において表されるδ域の温度範囲を縮小させることにより、同じＴｉ、Ｎ添加量でも、Ｔｉ系炭窒化物を微細分散させ得ることを見出した。
Ｘ値はδ域の温度範囲に関する関数である。ＨＡＺ靭性の改善を試みて、このＸ値に到達した経緯を説明する。まず始めに本発明者らは、Ｔｉ系炭窒化物を微細化することによって、超大入熱溶接でも良好なＨＡＺ靭性を達成することを試みた。従来のＴｉ系炭窒化物の分散状態は、溶鋼凝固時の冷却速度が一定であれば、Ｔｉ、Ｎの添加バランスのみにより定まるものと考えられてきた。しかし本発明者らが鋭意検討した結果、鋼の状態図において表されるδ域の温度範囲を縮小させることにより、同じＴｉ、Ｎ添加量でも、Ｔｉ系炭窒化物を微細分散させ得ることを見出した。
前記「δ域」とは、鋼の状態図においてδ鉄が含まれる領域を意味する。この「δ鉄が含まれる領域」は、δ鉄のみの領域の他にも、δ＋γの２相領域など、δ鉄と他の状態が含まれる領域も包含する。そして「δ域の温度範囲」とは、δ鉄が含まれる温度範囲（δ域の上限温度と下限温度との差）をいう。特定組成の鋼において、例えば、δ鉄のみの温度範囲とδ＋γ鉄の温度範囲がある場合、これらの温度範囲の合計が、δ域の温度範囲である。このδ域の温度範囲は、総合熱力学計算ソフトウェア（Ｔｈｅｒｍｏ−ｃａｌｃ、ＣＲＣ総合研究所から購入可能）に、鋼板の化学成分組成を入力することにより計算することができる。
このδ鉄中ではＴｉの拡散速度が速い。δ域の温度範囲が広いほど、δ鉄が存在する時間が長くなってＴｉの拡散が進むため、粗大なＴｉ系炭窒化物が形成され易くなると考えられる。そこで化学成分組成を調整してδ域の温度範囲を縮小することにより、Ｔｉ系炭窒化物を微細化することを検討した。特定成分を基準にしつつ化学成分量の１つだけを変更しながらＴｈｅｒｍｏ−ｃａｌｃの計算を繰り返すことにより、各化学成分のδ域の温度範囲への影響を調べた。この計算に基づき、δ域の温度範囲と相関関係があり、化学成分組成の関数として表されるＸ値（下記式（３））を定めた：
Ｘ値＝５００［Ｃ］＋３２［Ｓｉ］＋８［Ｍｎ］−９［Ｎｂ］
＋１４［Ｃｕ］＋１７［Ｎｉ］−５［Ｃｒ］−２５［Ｍｏ］−３４［Ｖ］…（３）
（式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｂ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］は鋼板中の各元素の含有量（質量％）を表す。）
Ｘ値＝５００［Ｃ］＋３２［Ｓｉ］＋８［Ｍｎ］−９［Ｎｂ］
＋１４［Ｃｕ］＋１７［Ｎｉ］−５［Ｃｒ］−２５［Ｍｏ］−３４［Ｖ］…（３）
（式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｂ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］は鋼板中の各元素の含有量（質量％）を表す。）
Ｘ値を定める上記式（３）中の係数は、特定成分の鋼から、各化学成分を変化させた場合のδ域の温度範囲の減少量に対応する。具体的には、例えば［Ｃ］の係数の「５００」は、Ｃ量を０．０１％だけ増大させたときに、Ｔｈｅｒｍｏ−ｃａｌｃの計算にてδ域の温度範囲が約５℃減少することを意味する。そしてＸ値とδ域の温度範囲とは、ほぼ反比例の関係（Ｘ値が増大すれば、δ域の温度範囲は減少するという関係）にある。
そして様々なＸ値を有する鋼板を製造してそれらの特性を調べたところ、Ｘ値を増大させることによって（δ域の温度範囲を狭くすることによって）、Ｔｉ系炭窒化物が微細化し、かつ小入熱溶接及び超大入熱溶接のいずれであってもＨＡＺ靭性が向上することが判明した。
さらにＸ値を増大させることで、Ｎｂ系炭窒化物が微細化するためか、鋼板の低温母材靭性（吸収エネルギー）も向上することも解った。Ｎｂ系炭窒化物はＴｉ系炭窒化物を核にして析出するため、Ｔｉ系炭窒化物を微細化すれば、Ｎｂ系炭窒化物も微細化するものと思われる。
従って本発明の厚鋼板では、Ｘ値の値が下記式（２）を満足するようにする。なおＸ値の意味は上記のように解釈されるが、最も重要なのはＸ値と諸特性との間に相関関係がある点であり、解釈の如何に拘わらずＸ値を満足するものは本発明に含まれる。
４０≦Ｘ値≦１６０ … （２）
４０≦Ｘ値≦１６０ … （２）
Ｘ値の範囲は、４０以上、好ましくは４５以上、さらに好ましくは５０以上である。Ｘ値が大きくなるほど、Ｔｉ系炭窒化物が微細化し（かつそれによってＮｂ系炭窒化物も微細化するためか）、ＨＡＺ靭性及び低温母材靭性（吸収エネルギー）が良好になる。しかしＸ値が大きくなると、硬質の第２相である島状マルテンサイト組織（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ（ＭＡ））が増大し、ＨＡＺ靭性及び低温母材靭性（吸収エネルギー）が劣化する。従ってＸ値は、１６０以下、好ましくは１００以下、さらに好ましくは７５以下である。
（Ｂ）Ｔｉ／Ｎ比
また本発明の厚鋼板では、Ｔｉ量とＮ量とのバランスをとることによって、ＨＡＺ靭性と低温母材靭性（吸収エネルギー）を改善している。具体的には下記式（１）を満足するようにしている。
１．５≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦４ … （１）
（式中、［Ｔｉ］、［Ｎ］は鋼板中の各元素の含有量（質量％）を表す。）
また本発明の厚鋼板では、Ｔｉ量とＮ量とのバランスをとることによって、ＨＡＺ靭性と低温母材靭性（吸収エネルギー）を改善している。具体的には下記式（１）を満足するようにしている。
１．５≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦４ … （１）
（式中、［Ｔｉ］、［Ｎ］は鋼板中の各元素の含有量（質量％）を表す。）
［Ｔｉ］／［Ｎ］が４を超えると、Ｔｉ系炭窒化物が粗大になり、ＨＡＺ靭性が低下する。好ましい［Ｔｉ］／［Ｎ］は、３．５以下である。また逆に［Ｔｉ］／［Ｎ］が１．５未満であれば、過剰Ｎの影響で、ＨＡＺ靭性および低温母材靭性（吸収エネルギー）が低下する。好ましい［Ｔｉ］／［Ｎ］は、２．０以上、より好ましくは２．５以上、さらに好ましくは３．０以上、特に３．５以上である。
靭性の観点から、本発明の厚鋼板中のＴｉ系炭窒化物は微細であることが好ましい。本発明の厚鋼板中のＴｉ系炭窒化物は、例えば、４３ｎｍ以下、好ましくは４０ｎｍ以下、さらに好ましくは３５ｎｍ以下、特に３０ｎｍ以下である。
なお本発明におけるＴｉ系炭窒化物の平均粒子径の値は、以下のようにして測定した値である。まず、鋼板の熱履歴を代表する部分として深さｔ／４の位置（ｔ＝板厚）を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で、観察倍率６万倍以上（後述する実施例では６万倍）、観察視野２．０×２．０μｍ以上（後述する実施例では２．０×２．０μｍ）、観察箇所５箇所以上（後述する実施例では５箇所）の条件で観察する。そしてその視野中の各炭窒化物の面積を測定し、この面積から各炭窒化物の円相当径を算出する。この各炭窒化物の円相当径を算術平均（相加平均）して得られる値を、本発明におけるＴｉ系炭窒化物の平均粒子径とする。
なおＴｉ系炭窒化物であるかの判別は、各炭窒化物粒子の主体となる成分によって定まる。すなわちＴｉ系炭窒化物とは、炭素および窒素を除いた残りの元素の合計質量を１００％としたとき、Ｔｉの割合が５０質量％以上になるものをいう。元素の量はエネルギー分散型Ｘ線検出器（ＥＤＸ）によって決定することができる。なお、あまりに微細な炭窒化物は測定できないため、本発明における炭窒化物とは、円相当径が５ｎｍ以上のものに限定する。
（Ｃ１）（Ｃ２）旧オーステナイト粒の粒径と扁平率
さらに本発明の厚鋼板では、旧オーステナイト粒の粒径（平均円相当径）を１００μｍ以下にし、その扁平率（長径／短径）を２．５以下にしている。旧オーステナイト粒の粒径の微細化は、低温母材靭性（吸収エネルギー）の改善にとって重要である。そして、本発明の特徴は、旧オーステナイト粒の粒径を微細化しながら、さらにその扁平率も抑制して異方性を低減している点にある。
さらに本発明の厚鋼板では、旧オーステナイト粒の粒径（平均円相当径）を１００μｍ以下にし、その扁平率（長径／短径）を２．５以下にしている。旧オーステナイト粒の粒径の微細化は、低温母材靭性（吸収エネルギー）の改善にとって重要である。そして、本発明の特徴は、旧オーステナイト粒の粒径を微細化しながら、さらにその扁平率も抑制して異方性を低減している点にある。
旧オーステナイト粒を微細化することによって母材靭性を改善すること自体は知られている。旧オーステナイト粒を微細化するためには、一般に、低温圧延が行われている。しかし、低温圧延すると、変態後の組織に異方性が生じてしまい、材質異方性が高くなる傾向がある。一方、組織の異方性を軽減するには、高温で圧延することが考えられる。例えば、前述の特許文献４では９５０℃以下の圧下率を小さくすることで（換言すれば、９５０℃超での圧延負荷を大きくすることで）、異方性を軽減している。また特許文献５でも、オーステナイト未再結晶温度域（実質的には、殆どの例で約９５０℃以上）で、実質的に圧下率約５０％程度で圧延することで、異方性を軽減している。しかし、高温圧延すると、今度は旧オーステナイト粒が粗大化してしまい、母材靭性が劣化する。これらのため、これまで旧オーステナイト粒の微細化とその扁平率の抑制を両立させることは困難であった。本発明では、後述する特定の熱間圧延方法を採用しているため、旧オーステナイト粒を微細化しながら、さらにその扁平率も抑制できている。
旧オーステナイト粒の平均円相当径は、好ましくは９５μｍ以下、さらに好ましくは９０μｍ以下である。なお平均円相当径の下限を設定する必要はないが、容易に達成できる範囲が望ましく、例えば、４０μｍ以上、好ましくは６０μｍ以上であってもよい。
また旧オーステナイト粒の扁平率は、好ましくは２．０以下であり、最も優れている場合には１．８以下（特に１．５以下）にすることも可能である。扁平率の下限を設定する必要はないが、容易に達成できる範囲が望ましく、例えば、１以上、好ましくは１．１以上であってもよい。
なお旧オーステナイト粒の平均円相当径及び扁平率（長径／短径）の測定法は以下の通りである。鋼板を圧延方向に沿って切断し、この切断面のｔ／４（ｔ＝板厚）位置をナイタール腐食した後、光学顕微鏡写真（観察倍率：１００倍、観察視野：６００×８００μｍ）を撮影する（ｎ数＝１０）。撮影した写真を画像解析装置（Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ製、Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ）で処理することよって、平均円相当径（μｍ）と扁平率が求まる。なお前記扁平率は、各オーステナイト粒の扁平率の算術平均（相加平均）として求まる。
上述したように本発明では、（Ａ）Ｘ値、（Ｂ）Ｔｉ／Ｎ比、（Ｃ）旧オーステナイト粒の粒径と扁平率などを制御することによって、材質異方性、ＨＡＺ靭性、低温母材靭性（吸収エネルギー）を改善している。しかし、これらの効果を有効に発揮させるためには、鋼板の成分組成も重要である。本発明の鋼板の成分組成及びその限定理由は、以下の通りである。
［Ｃ：０．０３０〜０．１０％］
Ｃは、鋼板の強度を確保するために必要な元素であり、また鋼の状態図におけるδ域の温度範囲を縮小させるために有効な元素である。Ｃ量が０．０３０％未満では強度を確保することができなくなる。一方、Ｃ量が０．１０％を超えると、硬質の第２相組織（ＭＡ）が多くなりすぎて、母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化する。そこでＣ量を０．０３０〜０．１０％と定めた。Ｃ量の好ましい下限は０．０４％以上、さらに好ましくは０．０５％以上である。またＣ量の好ましい上限は０．０９％以下、さらに好ましくは０．０７％以下である。
Ｃは、鋼板の強度を確保するために必要な元素であり、また鋼の状態図におけるδ域の温度範囲を縮小させるために有効な元素である。Ｃ量が０．０３０％未満では強度を確保することができなくなる。一方、Ｃ量が０．１０％を超えると、硬質の第２相組織（ＭＡ）が多くなりすぎて、母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化する。そこでＣ量を０．０３０〜０．１０％と定めた。Ｃ量の好ましい下限は０．０４％以上、さらに好ましくは０．０５％以上である。またＣ量の好ましい上限は０．０９％以下、さらに好ましくは０．０７％以下である。
［Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）］
Ｓｉは、鋼板の強度を確保するために有効な元素であり、そのためには、０．０１％以上添加することが好ましい。しかしＳｉを過剰に添加すると、ＭＡ組織が多く生成し、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下するため、その上限を１．０％とする必要がある。Ｓｉ量の好ましい下限は、０．０５％以上、さらに好ましくは０．１０％以上である。Ｓｉの好ましい上限は０．８％以下であり、より好ましくは０．５％以下である。
Ｓｉは、鋼板の強度を確保するために有効な元素であり、そのためには、０．０１％以上添加することが好ましい。しかしＳｉを過剰に添加すると、ＭＡ組織が多く生成し、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下するため、その上限を１．０％とする必要がある。Ｓｉ量の好ましい下限は、０．０５％以上、さらに好ましくは０．１０％以上である。Ｓｉの好ましい上限は０．８％以下であり、より好ましくは０．５％以下である。
［Ｍｎ：０．８〜２．０％］
Ｍｎは、焼入れ性を向上させ、鋼板の強度を確保するのに有効な元素である。Ｍｎ量が０．８％未満では、強度確保の作用が充分に発揮されない。一方、Ｍｎ量が２．０％を超えると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下する。そこでＭｎ量を、０．８〜２．０％と定めた。Ｍｎ量の好ましい下限は１．０％以上であり、より好ましくは１．２％以上である。一方、Ｍｎ量の好ましい上限は１．８％以下、より好ましくは１．６％以下である。
Ｍｎは、焼入れ性を向上させ、鋼板の強度を確保するのに有効な元素である。Ｍｎ量が０．８％未満では、強度確保の作用が充分に発揮されない。一方、Ｍｎ量が２．０％を超えると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下する。そこでＭｎ量を、０．８〜２．０％と定めた。Ｍｎ量の好ましい下限は１．０％以上であり、より好ましくは１．２％以上である。一方、Ｍｎ量の好ましい上限は１．８％以下、より好ましくは１．６％以下である。
［Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）］
不純物元素であるＰは、母材靭性およびＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすため、その量は、できるだけ少ないことが好ましい。よってＰ量は、０．０３％以下、好ましくは０．０２％である。しかし工業的に、鋼中のＰ量を０％にすることは困難である。
不純物元素であるＰは、母材靭性およびＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすため、その量は、できるだけ少ないことが好ましい。よってＰ量は、０．０３％以下、好ましくは０．０２％である。しかし工業的に、鋼中のＰ量を０％にすることは困難である。
［Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）］
Ｓは、ＭｎＳを形成して延性を低下させる元素であり、特に高張力鋼において悪影響が大きくなるため、その量は、できるだけ少ないことが好ましい。よってＳ量は、０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下である。しかし工業的に、鋼中のＳ量を０％にすることは困難である。
Ｓは、ＭｎＳを形成して延性を低下させる元素であり、特に高張力鋼において悪影響が大きくなるため、その量は、できるだけ少ないことが好ましい。よってＳ量は、０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下である。しかし工業的に、鋼中のＳ量を０％にすることは困難である。
［Ａｌ：０．０１〜０．１０％］
Ａｌは、脱酸、およびミクロ組織の微細化により母材靭性を向上させる効果を有する元素である。このような効果を充分に発揮させるため、Ａｌを０．０１％以上添加する。もっともＡｌを過剰に添加すると、かえって母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下するため、上限を０．１０％とする。Ａｌ量の好ましい下限は０．０２％以上である。一方、その好ましい上限は０．０６％以下であり、より好ましくは０．０４％以下である。
Ａｌは、脱酸、およびミクロ組織の微細化により母材靭性を向上させる効果を有する元素である。このような効果を充分に発揮させるため、Ａｌを０．０１％以上添加する。もっともＡｌを過剰に添加すると、かえって母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下するため、上限を０．１０％とする。Ａｌ量の好ましい下限は０．０２％以上である。一方、その好ましい上限は０．０６％以下であり、より好ましくは０．０４％以下である。
［Ｎｂ：０．０３５％以下（０％を含まない）］
Ｎｂは、素地の焼入れ性を向上させて鋼板の強度を高めるために有効な元素である。このような効果を充分に発揮させるために、Ｎｂは、好ましくは、０．００１％以上、さらに好ましくは０．００３％以上、特に０．００５％以上であることが望まれる。しかしＮｂを過剰に添加すると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下するため、その上限量を０．０３５％と定めた。Ｎｂ量は、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０２０％以下である。
Ｎｂは、素地の焼入れ性を向上させて鋼板の強度を高めるために有効な元素である。このような効果を充分に発揮させるために、Ｎｂは、好ましくは、０．００１％以上、さらに好ましくは０．００３％以上、特に０．００５％以上であることが望まれる。しかしＮｂを過剰に添加すると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下するため、その上限量を０．０３５％と定めた。Ｎｂ量は、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０２０％以下である。
［Ｔｉ：０．０１５〜０．０３％］
Ｔｉは、Ｎと微細な窒化物を形成し、溶接時におけるＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制することにより（いわゆるピンニング効果により）、ＨＡＺ靭性を向上させるために有効な元素である。このような効果を充分に発揮させるため、Ｔｉを０．０１５％以上添加する。しかしＴｉ量が過剰であると、かえってＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｔｉ量の上限を０．０３％と定めた。Ｔｉ量は、好ましくは０．０１７％以上（特に０．０２０％以上）、０．０２５％以下である。
Ｔｉは、Ｎと微細な窒化物を形成し、溶接時におけるＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制することにより（いわゆるピンニング効果により）、ＨＡＺ靭性を向上させるために有効な元素である。このような効果を充分に発揮させるため、Ｔｉを０．０１５％以上添加する。しかしＴｉ量が過剰であると、かえってＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｔｉ量の上限を０．０３％と定めた。Ｔｉ量は、好ましくは０．０１７％以上（特に０．０２０％以上）、０．０２５％以下である。
［Ｂ：０．００１０〜０．００３５％］
Ｂは、超大入熱溶接の際に、ＨＡＺ、殊にボンド部の付近で、ＢＮを核にした粒内フェライトを生成させると共に、固溶Ｎの固定作用も有し、ＨＡＺ靭性改善に重要な元素である。本発明では、その効果を充分に発揮させるためにＢを、通常の厚鋼板中の含有量よりも多く、０．００１０％以上含有させている。しかしＢ量が過剰であると、超大入熱溶接の際に粗大なベイナイト組織が形成されるため、かえってＨＡＺ靭性が劣化する。そのためＢ量の上限を０．００３５％と定めた。Ｂ量は、好ましくは０．００１５％以上（特に０．００２０％以上）、０．００３０％以下（特に０．００２５％以下）である。
Ｂは、超大入熱溶接の際に、ＨＡＺ、殊にボンド部の付近で、ＢＮを核にした粒内フェライトを生成させると共に、固溶Ｎの固定作用も有し、ＨＡＺ靭性改善に重要な元素である。本発明では、その効果を充分に発揮させるためにＢを、通常の厚鋼板中の含有量よりも多く、０．００１０％以上含有させている。しかしＢ量が過剰であると、超大入熱溶接の際に粗大なベイナイト組織が形成されるため、かえってＨＡＺ靭性が劣化する。そのためＢ量の上限を０．００３５％と定めた。Ｂ量は、好ましくは０．００１５％以上（特に０．００２０％以上）、０．００３０％以下（特に０．００２５％以下）である。
［Ｎ：０．００５０〜０．０１％］
Ｎは、Ｔｉと結合して微細な炭窒化物を形成し、超大入熱溶接の際にオーステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性を向上させる効果を有する元素である。Ｎ量が少なすぎると、上記効果が充分に発揮されないため、その下限を０．００５０％以上に定めた。一方、Ｎ量が過剰であると、母材靭性およびＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすため、その上限を０．０１％と定めた。Ｎ量の好ましい下限は０．００６％以上であり、より好ましくは０．００７％以上である。またＮ量の好ましい上限は０．００９％以下であり、より好ましくは０．００８％以下である。
Ｎは、Ｔｉと結合して微細な炭窒化物を形成し、超大入熱溶接の際にオーステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性を向上させる効果を有する元素である。Ｎ量が少なすぎると、上記効果が充分に発揮されないため、その下限を０．００５０％以上に定めた。一方、Ｎ量が過剰であると、母材靭性およびＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすため、その上限を０．０１％と定めた。Ｎ量の好ましい下限は０．００６％以上であり、より好ましくは０．００７％以上である。またＮ量の好ましい上限は０．００９％以下であり、より好ましくは０．００８％以下である。
本発明の厚鋼板は、上記各成分を必須成分として含有するが、必要に応じてさらに追加の成分を含有していてもよい。例えば、本発明の厚鋼板は、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖなどの第１の追加成分を、下記に示す範囲で含有していてもよい。なお任意成分であるため、下限値は０％に設定しているが、積極添加する場合には下限値は０％超になる。またこれらＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖなどは、単独で添加してもよく、２種以上を組み合わせて添加してもよい。
［Ｃｕ：２．０％以下（０％を含む）］
Ｃｕは、焼入れ性を高めて強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。またＣと同様にδ域の温度範囲を縮小させて、Ｔｉ系炭窒化物を微細化する効果を有すると考えられる。このような効果を充分に発揮させるために、Ｃｕ量は、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．２％以上であることが推奨される。しかしＣｕ量が過剰であると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下する傾向があるため、その上限を２．０％と定めた。Ｃｕ量は好ましくは１．０％以下、さらに好ましくは０．５％以下である。
Ｃｕは、焼入れ性を高めて強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。またＣと同様にδ域の温度範囲を縮小させて、Ｔｉ系炭窒化物を微細化する効果を有すると考えられる。このような効果を充分に発揮させるために、Ｃｕ量は、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．２％以上であることが推奨される。しかしＣｕ量が過剰であると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下する傾向があるため、その上限を２．０％と定めた。Ｃｕ量は好ましくは１．０％以下、さらに好ましくは０．５％以下である。
［Ｎｉ：２．０％以下（０％を含む）］
Ｎｉも、Ｃｕと同様に、焼入れ性を高めて強度向上に寄与し、δ域の温度範囲を縮小させるために有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。このような効果を充分に発揮させるために、Ｎｉ量は、好ましくは０．２％以上、より好ましくは０．３％以上であることが推奨される。しかしＮｉ量が過剰であると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下する傾向があるため、その上限を２．０％と定めた。Ｎｉ量は好ましくは１．０％以下、さらに好ましくは０．５％以下である。
Ｎｉも、Ｃｕと同様に、焼入れ性を高めて強度向上に寄与し、δ域の温度範囲を縮小させるために有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。このような効果を充分に発揮させるために、Ｎｉ量は、好ましくは０．２％以上、より好ましくは０．３％以上であることが推奨される。しかしＮｉ量が過剰であると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下する傾向があるため、その上限を２．０％と定めた。Ｎｉ量は好ましくは１．０％以下、さらに好ましくは０．５％以下である。
［Ｃｒ：１％以下（０％を含む）］
Ｃｒも、Ｃｕと同様に、焼入れ性を高めて強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。このような効果を充分に発揮させるために、Ｃｒ量は、好ましくは０．２％以上、より好ましくは０．４％以上であることが推奨される。しかしＣｒ量が過剰であると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下するので、その上限を１％と定めた。Ｃｒ量の好ましい上限は０．８％である。
Ｃｒも、Ｃｕと同様に、焼入れ性を高めて強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。このような効果を充分に発揮させるために、Ｃｒ量は、好ましくは０．２％以上、より好ましくは０．４％以上であることが推奨される。しかしＣｒ量が過剰であると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下するので、その上限を１％と定めた。Ｃｒ量の好ましい上限は０．８％である。
［Ｍｏ：０．５％以下（０％を含む）］
Ｍｏは、焼入れ性を高めて強度を向上させることに加えて、焼戻し脆性を防止するために有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。このような効果を充分に発揮させるために、Ｍｏ量は、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上であることが推奨される。しかしＭｏ量が過剰であると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、その上限を０．５％と定めた。Ｍｏ量は、好ましくは０．３％以下である。
Ｍｏは、焼入れ性を高めて強度を向上させることに加えて、焼戻し脆性を防止するために有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。このような効果を充分に発揮させるために、Ｍｏ量は、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上であることが推奨される。しかしＭｏ量が過剰であると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、その上限を０．５％と定めた。Ｍｏ量は、好ましくは０．３％以下である。
［Ｖ：０．１％以下（０％を含む）］
Ｖは、少量の添加により、焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める効果を有する元素であり、必要に応じて添加することができる。このような効果を充分に発揮させるために、Ｖ量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上であることが推奨される。しかしＶ量が過剰であると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、その上限を０．１％と定めた。Ｖ量は、好ましくは０．０５％以下である。
Ｖは、少量の添加により、焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める効果を有する元素であり、必要に応じて添加することができる。このような効果を充分に発揮させるために、Ｖ量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上であることが推奨される。しかしＶ量が過剰であると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、その上限を０．１％と定めた。Ｖ量は、好ましくは０．０５％以下である。
本発明の厚鋼板では、さらに必要に応じて第２の追加の成分を含有していてもよい。第２の追加の成分を添加する場合、それらの組み合わせ及び添加量は、以下の通りである。
（イ）Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、及びＲＥＭ：０．０１％以下（０％を含まない）から選択される少なくとも１種、
（ロ）Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＨｆ：０．０５％以下（０％を含まない）、
（ハ）Ｃｏ：２．５％以下（０％を含まない）および／またはＷ：２．５％以下（０％を含まない）。
（イ）Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、及びＲＥＭ：０．０１％以下（０％を含まない）から選択される少なくとも１種、
（ロ）Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＨｆ：０．０５％以下（０％を含まない）、
（ハ）Ｃｏ：２．５％以下（０％を含まない）および／またはＷ：２．５％以下（０％を含まない）。
なお前記（イ）、（ロ）、（ハ）は、いずれか一つを実施してもよく、二つ以上を組み合わせて実施してもよい。以下、（イ）、（ロ）、（ハ）の詳細を説明する。
（イ）Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、及びＲＥＭ：０．０１％以下から選択される少なくとも一種について
Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭ（希土類元素）は、ＨＡＺ靭性を向上させる効果を有する元素である。詳しくは、ＣａおよびＲＥＭは、ＭｎＳの球状化効果、言い換えれば介在物の形態制御による異方性の低減作用があり、ＨＡＺ靭性を向上させる。一方、Ｍｇは、ＭｇＯを形成し、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制することによってＨＡＺ靭性を向上させる。このような効果を充分に発揮させるために鋼板中に、Ｃａは０．０００５％以上、Ｍｇは０．０００１％以上、ＲＥＭは０．０００５％以上含有させることが好ましい。しかしこれらの量が過剰であると、かえって母材靭性およびＨＡＺ靭性を劣化させるので、Ｃａは０．００５％以下、Ｍｇは０．００５％以下、ＲＥＭは０．０１％以下と定めた。好ましくはＣａが０．００３％以下、Ｍｇが０．００３５％以下、ＲＥＭが０．００７％以下である。
Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭ（希土類元素）は、ＨＡＺ靭性を向上させる効果を有する元素である。詳しくは、ＣａおよびＲＥＭは、ＭｎＳの球状化効果、言い換えれば介在物の形態制御による異方性の低減作用があり、ＨＡＺ靭性を向上させる。一方、Ｍｇは、ＭｇＯを形成し、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制することによってＨＡＺ靭性を向上させる。このような効果を充分に発揮させるために鋼板中に、Ｃａは０．０００５％以上、Ｍｇは０．０００１％以上、ＲＥＭは０．０００５％以上含有させることが好ましい。しかしこれらの量が過剰であると、かえって母材靭性およびＨＡＺ靭性を劣化させるので、Ｃａは０．００５％以下、Ｍｇは０．００５％以下、ＲＥＭは０．０１％以下と定めた。好ましくはＣａが０．００３％以下、Ｍｇが０．００３５％以下、ＲＥＭが０．００７％以下である。
（ロ）Ｚｒ：０．１％以下および／またはＨｆ：０．０５％以下について
ＺｒおよびＨｆは、Ｔｉと同様に窒化物を形成し、溶接時におけるＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制するので、ＨＡＺ靭性の改善に有効な元素である。このような効果を充分に発揮させるため、Ｚｒ量は、好ましくは０．０００５％以上、Ｈｆ量は、好ましくは０．００１％以上であることが推奨される。しかしこれらの量が過剰であると、かえって母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下させるので、これらを含有させる場合、Ｚｒ量の上限を０．１％、Ｈｆ量の上限を０．０５％と定めた。
ＺｒおよびＨｆは、Ｔｉと同様に窒化物を形成し、溶接時におけるＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制するので、ＨＡＺ靭性の改善に有効な元素である。このような効果を充分に発揮させるため、Ｚｒ量は、好ましくは０．０００５％以上、Ｈｆ量は、好ましくは０．００１％以上であることが推奨される。しかしこれらの量が過剰であると、かえって母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下させるので、これらを含有させる場合、Ｚｒ量の上限を０．１％、Ｈｆ量の上限を０．０５％と定めた。
（ハ）Ｃｏ：２．５％以下および／またはＷ：２．５％以下について
ＣｏおよびＷは、焼入れ性を向上させ、鋼板の強度を高める効果を有する元素である。このような効果を充分に発揮させるため、これらの１つまたは両方を、それぞれ０．１％以上で含有させることが好ましい。しかしこれらの量が過剰であると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、これらの量の上限を、それぞれ２．５％と定めた。
ＣｏおよびＷは、焼入れ性を向上させ、鋼板の強度を高める効果を有する元素である。このような効果を充分に発揮させるため、これらの１つまたは両方を、それぞれ０．１％以上で含有させることが好ましい。しかしこれらの量が過剰であると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、これらの量の上限を、それぞれ２．５％と定めた。
本発明の厚鋼板では、残部は、Ｆｅおよび不可避不純物であってもよい。
本発明の厚鋼板は、概略、上記化学成分量、［Ｔｉ］／［Ｎ］およびＸ値の要件を満たす鋼を、通常の溶製法によって溶製し、この溶鋼を冷却してスラブとし、通常の条件で加熱（例えば、加熱温度：９５０〜１３００℃程度）した後、後述する所定の方法で熱間圧延することによって製造できる。なお熱間圧延後は、放冷してもよく、加速冷却してもよい。またその後、必要により、焼入れ・焼戻ししてもよい。
本発明の厚鋼板は、概略、上記化学成分量、［Ｔｉ］／［Ｎ］およびＸ値の要件を満たす鋼を、通常の溶製法によって溶製し、この溶鋼を冷却してスラブとし、通常の条件で加熱（例えば、加熱温度：９５０〜１３００℃程度）した後、後述する所定の方法で熱間圧延することによって製造できる。なお熱間圧延後は、放冷してもよく、加速冷却してもよい。またその後、必要により、焼入れ・焼戻ししてもよい。
まず溶鋼の冷却について詳述すると、本発明の厚鋼板は、Ｘ値を制御してδ域の温度範囲を狭くしているので、溶鋼を通常の条件で冷却（例えば１５００℃から１１００℃までを０．１〜２．０℃／秒の冷却速度で冷却）してスラブを形成しても、Ｔｉ系炭窒化物およびＮｂ系炭窒化物の平均粒子径を十分に小さくできる。但し、より微細な炭窒化物を形成させるために、鋳造機の冷却水量や冷却方法を変更して、凝固時の冷却速度を向上させることが好ましい。
そして本発明の厚鋼板の製造工程で最も重要なのは、熱間圧延条件である。本発明の熱間圧延では、Ｙ値±３０℃の間の圧下率を累積で４０％以上（例えば、４０〜６０％程度）にし、かつＹ値±３０℃の間の圧延の各パス間時間を５〜１０秒に制御すると共に、Ｙ値−３０℃未満の温度範囲の圧下率を累積で１０％以下に抑えている。なおＹ値については後で詳述するが、実施例では、８３０〜８６０℃程度であることが多い。Ｙ値＋３０℃以下で実質的な圧延を行い、Ｙ値−３０℃未満の圧延を抑えることによって、旧オーステナイト粒の扁平化を防ぐことができる。そしてＹ値−３０℃以上、Ｙ値＋３０℃以下で実質的な圧延をする場合、通常であれば旧オーステナイト粒が粗大化してしまうが、本発明では各パス間時間を制御しているため、旧オーステナイト粒を微細化できる。パス間時間が短くても、長くても、旧オーステナイト粒が粗大化する。なおパス間時間とは、前パスの進行方向後端の圧延時と、本パスの進行方向後端の圧延時との時間差のことをいう。またＹ値＋３０℃以上での累積圧下率は特に限定されず、例えば、０〜８０％程度の範囲から適宜設定できる。
Ｙ値は、上述した様に、旧オーステナイト粒の扁平化に対して影響する値である。このＹ値は、下記式によって求まる。
Ｙ値＝７５０＋４０００［Ｎｂ］＋３２６００［Ｂ］＋２５０［Ｍｏ］＋４００［Ｖ］
（式中、［Ｎｂ］、［Ｂ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］は鋼板中の各元素の含有量（質量％）を表す）
Ｙ値＝７５０＋４０００［Ｎｂ］＋３２６００［Ｂ］＋２５０［Ｍｏ］＋４００［Ｖ］
（式中、［Ｎｂ］、［Ｂ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］は鋼板中の各元素の含有量（質量％）を表す）
前記Ｙ値に到達した経緯は、以下の通りである。すなわち所定の化学成分の鋼板について、その４／ｔ位置から直径８ｍｍ×長さ１２ｍｍの試験片を採取し、加工フォーマスター試験機にセットし、温度１１００℃に加熱した後、所定の試験温度まで急冷し、この試験温度で、６パス（各パスの相当歪は０．２）の加工を行った。試験温度を２０℃刻みで変更し（最高値１０００℃、最低値７００℃）、オーステナイトが扁平化し始める試験温度（具体的には、旧オーステナイト粒の扁平率が２．０以上になる試験温度）を求めた。
鋼板の化学成分を種々変更し、オーステナイトが扁平化し始める温度（Ｙ値とする）に対して、化学成分が与える影響を調べ、重回帰計算して各成分の係数を求めた。
本発明の厚鋼板は、ＪＩＳの厚鋼板の定義に従い、板厚が３．０ｍｍ以上であるが、好ましくは、２０ｍｍ以上、さらに好ましくは４０ｍｍ以上、特に６０ｍｍ以上である。本発明によれば、超大入熱溶接しても良好なＨＡＺ靭性を示すため、板厚を厚くしても、ＨＡＺ靭性を低下することなく溶接できる。
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、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
実験Ｎｏ．１〜５９
表１〜３に示す組成の鋼を、通常の溶製法によって溶製し、この溶鋼を冷却（１５００℃から１１００℃までの冷却速度：０．１〜２．０℃／秒）し、スラブを得た（スラブ厚＝２７０ｍｍ）。このスラブを温度１１００℃に加熱した後、厚さ６０ｍｍまで熱間圧延した。この熱間圧延では、Ｙ値±３０℃の範囲、及びＹ値−３０℃未満の範囲を表４〜５に示す累積圧下率で圧下し、さらにＹ値±３０℃の範囲の各パス間時間を表４〜５に示す通りにした。熱間圧延終了後、放冷した。
表１〜３に示す組成の鋼を、通常の溶製法によって溶製し、この溶鋼を冷却（１５００℃から１１００℃までの冷却速度：０．１〜２．０℃／秒）し、スラブを得た（スラブ厚＝２７０ｍｍ）。このスラブを温度１１００℃に加熱した後、厚さ６０ｍｍまで熱間圧延した。この熱間圧延では、Ｙ値±３０℃の範囲、及びＹ値−３０℃未満の範囲を表４〜５に示す累積圧下率で圧下し、さらにＹ値±３０℃の範囲の各パス間時間を表４〜５に示す通りにした。熱間圧延終了後、放冷した。
鋼板の化学成分組成から計算した［Ｔｉ］／［Ｎ］およびＸ値、Ｔｈｅｒｍｏ−ｃａｌｃから計算したδ域の温度範囲の値（表中で「δ域」と記載）、並びにＹ値を表１〜３に示す。
また上記のようにして製造した鋼板について、前述した要領で、旧オーステナイト粒の粒径及び扁平率、並びにＴｉ系炭窒化物の平均粒径を調べた。また下記要領で、鋼板の引張強さ、母材靭性（低温靭性）、およびＨＡＺ靭性を測定した。これらの結果を表４〜５に示す。
［引張強さ］
深さｔ／４の位置（ｔ＝板厚）で、長さ方向が幅方向（Ｃ方向）になるようにＪＩＳ４号試験片を採取し、引張試験を行うことにより、引張強度を測定した。引張強さが４４０ＭＰａ以上のものを合格とした。
深さｔ／４の位置（ｔ＝板厚）で、長さ方向が幅方向（Ｃ方向）になるようにＪＩＳ４号試験片を採取し、引張試験を行うことにより、引張強度を測定した。引張強さが４４０ＭＰａ以上のものを合格とした。
［母材靭性］
深さｔ／４の位置（ｔ＝板厚）で、長さ方向が圧延方向（Ｌ方向）又は幅方向（Ｃ方向）になるようにＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定するＶノッチ標準試験片を採取し、−４０℃でシャルピー衝撃試験（衝撃刃半径２ｍｍ）を行い、吸収エネルギー（ｖＥ-40）を測定した。Ｌ方向の吸収エネルギーが２００Ｊ以上であり、Ｌ方向とＣ方向の間の吸収エネルギー差が９０Ｊ以下であるものを合格とした。
深さｔ／４の位置（ｔ＝板厚）で、長さ方向が圧延方向（Ｌ方向）又は幅方向（Ｃ方向）になるようにＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定するＶノッチ標準試験片を採取し、−４０℃でシャルピー衝撃試験（衝撃刃半径２ｍｍ）を行い、吸収エネルギー（ｖＥ-40）を測定した。Ｌ方向の吸収エネルギーが２００Ｊ以上であり、Ｌ方向とＣ方向の間の吸収エネルギー差が９０Ｊ以下であるものを合格とした。
［ＨＡＺ靭性］
板厚６０ｍｍの鋼板に対して入熱４０ｋＪ／ｍｍでセガーク（ＳＥＧＡＲＣ）溶接を行った。図１に示すｔ／２部（ｔ＝板厚）からＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定するＶノッチ標準試験片を採取し（ノッチ位置は、ボンドから０．５ｍｍＨＡＺ側）、−４０℃でシャルピー衝撃試験（衝撃刃半径２ｍｍ）を行い、吸収エネルギー（ｖＥ-40）を測定した。吸収エネルギーが２００Ｊ以上のものを合格とした。
板厚６０ｍｍの鋼板に対して入熱４０ｋＪ／ｍｍでセガーク（ＳＥＧＡＲＣ）溶接を行った。図１に示すｔ／２部（ｔ＝板厚）からＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定するＶノッチ標準試験片を採取し（ノッチ位置は、ボンドから０．５ｍｍＨＡＺ側）、−４０℃でシャルピー衝撃試験（衝撃刃半径２ｍｍ）を行い、吸収エネルギー（ｖＥ-40）を測定した。吸収エネルギーが２００Ｊ以上のものを合格とした。
また本発明の成分範囲を満足する実験Ｎｏ．１〜３６の結果に基づき、Ｘ値、Ｔｉ系炭窒化物の平均粒径、ＨＡＺ靭性（ｖＥ-40）、及び低温母材靭性の関係を整理した。結果を図２〜４に示す。
さらに本発明の成分範囲とＸ値を満足する実験Ｎｏ．１〜３５及び５３〜５５の結果に基づき、Ｙ値±３０℃での累積圧下率、旧オーステナイト粒の粒径、及び低温母材靭性（ｖＥ-40）との関係を整理した。結果を図５〜６に示す。
また実験Ｎｏ．１〜５９の結果に基づき、旧オーステナイト粒の扁平率と低温母材靭性の異方性（ΔｖＥ-40）との関係を整理した。結果を図７に示す。
図２〜４から明らかなように、Ｘ値を４０以上にした実験Ｎｏ．１〜３５の例では、Ｔｉ系炭窒化物の平均粒径を小さくでき、ＨＡＺ靭性（ｖＥ-40）を改善できる。またＸ値を４０以上にした実験例Ｎｏ．１〜３５の例では、Ｎｂ系炭窒化物も微細化できるためか、低温母材靭性（ｖＥ-40）も改善できる。
さらに図５〜６から明らかなように、Ｙ値±３０℃の圧下率を累積で４０％以上にした実験Ｎｏ．１〜３５の例では、旧オーステナイト粒を微細にでき、低温母材靭性（ｖＥ-40）を改善できる。加えて図７から明らかなように、旧オーステナイト粒の扁平率を２．５以下にした実験例Ｎｏ．１〜３５の例では、異方性を軽減できる。
これらに対して、実験Ｎｏ．３６、５１、５２はＸ値が小さすぎる例であり、低温母材靭性（ｖＥ-40）及びＨＡＺ靭性が悪化する。Ｎｏ．５０はＸ値が大きすぎ、低温母材靭性（ｖＥ-40）及びＨＡＺ靭性が悪化する。Ｎｏ．３７〜４９は、成分範囲やＴｉ／Ｎ比が不適切であるため、低温母材靭性（ｖＥ-40）及びＨＡＺ靭性が劣化した。
Ｎｏ．５３〜５５は、Ｙ値±３０℃の累積圧下率が低く、その結果、実質的な圧延温度がＹ値＋３０℃超になってしまい、旧オーステナイト粒が粗大化して、低温母材靭性（ｖＥ-40）が劣化した。
Ｎｏ．５６〜５７では、Ｙ値−３０℃未満の累積圧下率が大きい為、旧オーステナイト粒が扁平し、異方性が大きくなった。
Ｎｏ．５８と５９は、Ｙ値±３０℃の間を圧延するときのパス間時間が不適切であって、旧オーステナイト粒が粗大化し、低温母材靭性が劣化した。
本発明の厚鋼板の引張強度クラスは、例えば、４４０ＭＰａ以上、好ましくは４９０ＭＰａ以上であり、さらに好ましくは５４０ＭＰａ以上であり、最も好ましい場合には５９０ＭＰａ以上の厚鋼板も提供できる。本発明の厚鋼板は、例えば、船舶および海洋構造物などの溶接構造物に適用でき、特に引張強度の優れた高張力鋼板は、大型のコンテナ船等の製造に適している。
Claims (8)
- Ｃ：０．０３０〜０．１０％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．０３５％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０１５〜０．０３％、Ｂ：０．００１０〜０．００３５％、およびＮ：０．００５０〜０．０１％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる厚鋼板であって、
旧オーステナイト粒の平均円相当径が１００μｍ以下、かつその扁平率（長径／短径）が２．５以下であり、
しかも下記式（１）および（２）を満足することを特徴とする材質異方性が少なくＨＡＺ靭性および低温母材靭性に優れた厚鋼板。
１．５≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦４ … （１）
４０≦Ｘ値≦１６０ … （２）
Ｘ値＝５００［Ｃ］＋３２［Ｓｉ］＋８［Ｍｎ］−９［Ｎｂ］
＋１４［Ｃｕ］＋１７［Ｎｉ］−５［Ｃｒ］−２５［Ｍｏ］−３４［Ｖ］
（式中、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｂ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］は鋼板中の各元素の含有量（質量％）を表す） - さらに、
Ｃｕ：０％超、２．０％以下、Ｎｉ：０％超、２．０％以下、Ｃｒ：０％超、１％以下、Ｍｏ：０％超、０．５％以下、およびＶ：０％超、０．１％以下から選択される少なくとも１種を含有する請求項１に記載の厚鋼板。 - δ域の温度範囲が４０℃以下である請求項１又は２に記載の厚鋼板。
- 深さｔ／４の位置（ｔ＝板厚）において、Ｔｉ系炭窒化物の平均粒子径が４３ｎｍ以下である請求項１〜３のいずれかに記載の厚鋼板。
- さらにＣａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、及びＲＥＭ：０．０１％以下（０％を含まない）から選択される少なくとも１種を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の厚鋼板。
- さらにＺｒ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＨｆ：０．０５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜５のいずれかに記載の厚鋼板。
- さらにＣｏ：２．５％以下（０％を含まない）および／またはＷ：２．５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜６のいずれかに記載の厚鋼板。
- 請求項１、２、５、６又は７に記載の成分組成を満足し、かつ前記式（１）及び（２）を満足するスラブを、温度９５０〜１３００℃に加熱した後、下記式によって求まるＹ値±３０℃の温度範囲を、圧下率が累積で４０％以上となるようにかつ各パス終了から次のパス開始までの時間を５秒以上１０秒以下になる様に圧延し、さらにＹ値−３０℃未満の温度範囲の圧下率を累積で１０％以下に抑えて圧延を終了させることを特徴とする材質異方性が少なくＨＡＺ靭性および低温母材靭性に優れた厚鋼板。
Ｙ値＝７５０＋４０００［Ｎｂ］＋３２６００［Ｂ］＋２５０［Ｍｏ］＋４００［Ｖ］
（式中、［Ｎｂ］、［Ｂ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］は鋼板中の各元素の含有量（質量％）を表す）
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