JP4985086B2

JP4985086B2 - 脆性亀裂伝播停止特性に優れた高張力厚鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: JP4985086B2
Application number: JP2007126331A
Authority: JP
Inventors: 達己木村; 伸一鈴木; 伸夫鹿内
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2006-12-28
Filing date: 2007-05-11
Publication date: 2012-07-25
Anticipated expiration: 2027-05-11
Also published as: JP2008179878A

Description

本発明は、船舶、ラインパイプ、低温貯蔵タンク、建築物、土木構造物などの各種構造物に好適な、高張力厚鋼板およびその製造方法に係り、とくに、高張力厚鋼板の脆性亀裂伝播停止特性の向上、および優れた脆性亀裂伝播停止特性を有する高張力厚鋼板を、高い生産性を維持しつつ製造できる、高張力厚鋼板の製造方法に関する。なお、ここでいう「高張力厚鋼板」とは、降伏強さYP：325MPa以上、引張強さTS：490MPa以上を有する厚鋼板をいい、また、「厚鋼板」とは、板厚10mm以上、特に板厚20ｍｍを超える鋼板を指す。また、ここでいう「優れた脆性亀裂伝播停止特性」とは、ASTM E208 に規定される落重試験のＮＤＴ温度が−50℃以下である場合をいうものとする。

船舶、ラインパイプ、低温貯蔵タンク、建築物、土木構造物などの各種構造物に使用される高張力鋼材には、構造物の安全性確保という観点から優れた靭性を具備することが，従来から要求されている。このような要求に対し、TMCP法（Thermo−Mechanical Control Process）に代表される制御圧延技術を利用して、靭性に優れた高張力鋼材が製造されてきた。

しかしながら、実際の構造物においては、予想しない施工上の欠陥や、腐食、さらには地震、衝突等による変形などが生じる場合があり、これらを起点として脆性亀裂が発生する可能性を完全に払拭することができない。そのため、構造物に使用される鋼材には、発生した脆性亀裂の伝播を停止する能力に優れること、すなわち、優れた脆性亀裂伝播停止特性を保持することが要求される。さらに、実際の構造物においては、脆性亀裂は、ある程度の塑性変形の後に発生することが想定されることから、使用する鋼材には、予歪付与後にも、優れた脆性亀裂伝播停止特性を保持することが望まれている。

このような要望に対し、例えば、特許文献１には、脆性破壊発生抵抗特性と脆性亀裂停止特性の優れた低温用鋼が提案されている。特許文献１に記載された低温用鋼は、Ｃ、Mn、Ｐ、Ｓ、Tiの適正量を含有し、Ｃeqが0.25〜0.35％となるように、Si、Ni、Cr、Cuの１種または２種以上含有する鋼を、950〜1200℃に加熱したのち、Ar₃変態点と（Ar₃変態点＋100℃）の間で30〜60％の圧延を行い、ついでAr₃変態点とAr₁変態点の間で50〜80％の圧延を行って得られるものであり、脆性破壊発生抵抗特性と脆性亀裂停止特性とがともに優れた低温用鋼であるとされる。特許文献１に記載された技術では、（α＋γ）の２相温度域で十分な圧延を行うことで、より大きな細粒化効果に加えて、既析出フェライトに対するある程度の加工硬化と集合組織の形成などを介し、セパレーション破面の生成を促進することが重要であるとしている。

また、特許文献２には、脆性破壊伝播停止特性の優れた溶接用構造用鋼板の製造方法が提案されている。特許文献２に記載された技術は、鋼片または鋼板を、最終製品板厚をｔ、圧延中途中急冷時の板厚をｔ_０とした時、表層から少なくとも板厚方向に0.1×ｔ_０／ｔ（mm）以上の表層部を急冷し、その後、表層部がＡ_c3以下の温度から、圧延を開始または再開し、仕上圧延終了温度を（Ａ_c3−150℃）〜Ａ_c3の温度範囲とする脆性破壊伝播停止特性の優れた溶接用構造用鋼板の製造方法である。この技術は、板厚方向の温度分布が冷却中に不均一になることを利用して、鋼板表層部のみを改質する技術であり、これにより、表層から0.1mm以上の範囲で、平均円相当径で３μｍ以下のフェライト粒が形成され、脆性破壊伝播停止特性が向上するとしている。

また、特許文献３には、Ｃ：0.005〜0.03％、Si：0.05〜0.5％、Mn：1.3〜3.0％、Al：0.01〜0.08％、Ti：0.005〜0.05％、Nb：0.005〜0.060％、Ｂ：0.0015〜0.0040％を含む鋼素材を、1000〜1300℃に加熱後、オーステナイト未再結晶域での累積圧下率：60％以上、圧延終了温度：700〜850℃の条件で熱間圧延したのち、冷却速度：10℃／ｓ以上の速度で450℃以下まで冷却する、引張強さが700MPa以上の脆性亀裂伝播停止性能に優れた非調質高強度厚鋼板の製造方法が提案されている。

また、特許文献４には、Ｃ：0.001〜0.013％、Si：0.01〜0.6％、Mn：1.0〜2.0％、Al：0.005〜0.10％、Nb：0.004％以下、Ｖ：0.010％以下、Mo：0.20〜1.0％、Ｂ：0.0003〜0.0050％、Ti：0.005〜0.050％、Ｎ：0.0010〜0.060％を含む鋼素材を、950〜1250℃に加熱後、オーステナイト未再結晶域での累積圧下率：50％以上、圧延終了温度：600〜800℃の条件で熱間圧延したのち、冷却速度：７℃／ｓ以上の速度で580℃以下まで冷却する、引張強さが590MPa以上で、脆性亀裂伝播停止性能および超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた高張力厚鋼板の製造方法が提案されている。

また、特許文献５には、Ｃ：0.05〜0.20％、Si：0.05〜1.0％、Mn：0.5〜1.6％、Al：0.001〜0.20％、Ni：0.3〜1.9％、Nb：0.005〜0.030％、Ti：0.005〜0.030％含み、炭素当量が0.42％以下の鋼に、Ａ_r3点以上の温度に加熱し、オーステナイト未再結晶域での圧下率：50％以上、二相域で引続き圧下率：50％以上の圧延を行い、650℃以上で圧延を終了し、その後加速冷却を施す、溶接継手部の脆性破壊伝播停止特性に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法が提案されている。
特開昭55‐148746号公報特許第2633757号公報特開2005‐97694号公報特開2005‐97683号公報特開平８−120338号公報

しかしながら、特許文献１に記載された技術では、２相温度域での圧延を充分に行うために、被圧延材の温度が２相温度域に低下するまで熱間圧延を中断して待機する必要があり、生産性が極めて低いという問題があった。また、特許文献２に記載された技術では、例えば鋼板間のばらつき等を抑え、安定した特性を確保するためには、高精度の温度制御を必要とするという問題があり、工業的な大量生産には不向きな技術であると考えられる。さらに、特許文献２に記載された技術のように、脆性亀裂伝播停止特性を向上させるうえでフェライト粒の微細化を利用する技術では、更なる高強度化が必要な場合には、自ずと限界が生じるという問題がある。また、特許文献３，特許文献４に記載された技術はいずれも、熱間圧延を、オーステナイト未再結晶域という低温での累積圧下率を大きく設定した圧延とすることを必要とし、さらに熱間圧延後加速冷却を行うため、特許文献１に記載された技術と同様に、生産性が極めて低いという問題があった。また、特許文献５に記載された技術では、熱間圧延を、オーステナイト未再結晶域および二相域という、低温度域での圧下率を大きく設定した圧延としており、またさらに、熱間圧延後加速冷却を行うため、特許文献１に記載された技術と同様に、生産性が極めて低いという問題があった。

また、例えばコンテナ船やバルクキャリヤー船などの船舶においては、その構造上、船体外板に高強度の厚肉材を使用する場合が多い。一般に、鋼材の脆性亀裂伝播停止特性は、高強度あるいは厚肉となるほど劣化すると言われており、船舶の安全性確保の観点から使用する鋼材に対する脆性亀裂伝播停止特性への要求は一段と高度化する傾向となっている。また、上記した特許文献１〜５に記載された技術は、板厚50mm未満の比較的薄肉の高張力鋼材の脆性亀裂伝播停止特性の向上に対しては比較的有効であると考えられるが、特許文献１〜５に記載された技術によっても、厚肉の高張力鋼材の脆性亀裂伝播停止特性を工業的規模で安定して向上させることは、かなり難しいと考えられる。

また、従来から、厚鋼板（鋼材）における脆性亀裂伝播停止特性は、ＥＳＳＯ試験等の標準的試験で評価されているが、図３に示すような厚鋼板の板厚を貫通する脆性亀裂の伝播停止を対象としている。しかし、例えば、コンテナ船やバルクキャリヤー船などの強力甲板部構造では、図４に示すように、ウェブ材にフランジ材がＴ字型に溶接されたＴ字継手構造となっている。このような構造では、溶接部で発生しウェブ材を進展してきた脆性亀裂は、Ｔ字継手部でフランジ材へ進展することになるが、フランジ材では脆性亀裂は、板厚方向への進展となる。しかし、特許文献１〜５に記載された技術においては、板厚方向の脆性亀裂伝播停止特性について、なんの言及もない。

本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、脆性亀裂伝播停止特性、とくに板厚方向の脆性亀裂伝播停止特性、に優れた高張力厚鋼板を提供すること、および脆性亀裂伝播停止特性に優れた高張力厚鋼板を、生産性の低下なく高能率に製造できる、高張力厚鋼板の製造方法を提供することを目的とする。

本発明は、上記した目的を達成するために、厚鋼板の脆性亀裂伝播停止特性、とくに板厚方向の脆性亀裂伝播停止特性に影響する要因について鋭意検討した。その結果、脆性亀裂伝播停止特性を向上させるためには、板面（圧延面）と平行に（100）面の集積度を高めた、集合組織を形成することが重要であり、そのためには、（α＋γ）二相温度領域において所定量以上の圧下を施す圧延を行うことが有効であることを知見した。

そして次に、本発明者らは、二相温度領域において所定量以上の圧下を施す圧延を、熱間圧延時の生産性を阻害することなく能率よく行う方策について、鋭意研究した。その結果、厚鋼板の二相温度領域を、圧延のための待機を必要としない、例えば、850℃以上の高温とすることに想到した。そして、厚鋼板の二相温度領域をこのような高温化するためには、Alおよび／またはSiの多量含有が有効であることに思い至った。しかし、本発明者らの検討によれば、単にAlおよび／またはSiの多量含有のみでは、脆性亀裂伝播停止特性の向上のための所望の集合組織の形成が達成できず、Alおよび／またはSiの多量含有に加えて、さらに適正量のNbを含有することが必要となることを新規に見出した。

というのは、本発明者らの検討によれば、単にAlおよび／またはSiのみを多量に含有した厚鋼板では、二相温度領域は高温となるが、そのような高温の二相温度域で圧延を施すと、加工αの回復再結晶が進行し、脆性亀裂伝播停止特性の向上のための所望の集合組織の形成が達成できないためであるという知見を得ている。また、本発明者らの検討によれば、このような加工αの回復再結晶を抑制するためには、Alおよび／またはSiのみの多量含有に加えて、適正量のNbの含有が有効である、という知見を得ている。

まず、本発明者らが行った、本発明の基礎となった実験結果について、説明する。
鋼No.Ａ（質量％で、0.13％Ｃ−0.25％Si−1.57％Mn―0.013％Ｐ−0.003％Ｓ―0.032％Al−0.001％Nb）、鋼No.Ｂ（質量％、0.12％Ｃ−0.36％Si−1.49％Mn―0.014％Ｐ−0.004％Ｓ−1.21％Al−0.001％Nb）、鋼No.Ｃ（0.050％Ｃ−0.36％Si−1.46％Mn―0.013％Ｐ−0.003％Ｓ−1.00％Al−0.045％Nb）、の３種の鋼素材をそれぞれ1300℃に加熱した後、該各鋼素材に、圧延終了温度を690〜900℃の範囲の温度とする熱間圧延を施し、該熱間圧延を終了した後、空冷し、板厚13mmの厚鋼板とした。得られた厚鋼板の板厚中央部から板面に平行に試験片を採取し、Ｘ線回折を用いて、（100）面からのＸ線回折強度を測定し、ランダム試験片に対する回折強度の比、ランダム強度比（単に強度比ともいう）を算出し、その厚鋼板における、板面に平行な（100）面の集積度とした。得られた（100）面強度比を、圧延終了温度との関係で図１に示す。なお、強度比が高いほど、集合組織が発達していることを意味している。

図１から、鋼No.Ａでは、（100）面強度比は、圧延終了温度が780℃以上の高温の場合には1.2程度であり、圧延終了温度が730℃以下と低温になってはじめて、1.7程度と高い値を示す。このことから、脆性亀裂伝播停止特性の向上のための所望の集合組織を形成するためには、鋼Ａでは約750℃以下程度の低温で圧延を行う必要があることがわかる。したがって、鋼No.Ａを素材とする厚鋼板では、約750℃以下の温度になるまで圧延を中断し、待機する必要があり、生産性が極めて低い。一方、鋼No.Ｃでは、圧延終了温度が約900℃という高温であっても、（100）面強度比が3.5程度と高い値を示しており、Alを多量に含有しNbを含む鋼No.Ｃを素材とする厚鋼板では、圧延終了温度が約900℃という高温でも、脆性亀裂伝播停止特性の向上のための所望の集合組織を形成することができ、圧延途中で待機することなく、操業ができ、生産性の阻害要因がないことがわかる。

しかし、Alを多量に含有しNbを含有しない鋼No.Ｂを素材とする厚鋼板では、鋼No.Ａを素材とする厚鋼板と同様に、圧延終了温度を高温とする圧延を行った場合、（100）面強度比は約1.2程度である。鋼No.Ｂを素材とする場合、待機なしで、圧延終了温度が高温となる圧延では、鋼No.Ａを素材とする厚鋼板と同様に、脆性亀裂伝播停止特性の向上のための所望の集合組織を形成することができない。これは、圧延終了温度が約900℃であっても、鋼No.Ｂを素材とする厚鋼板では、（α＋γ）二相温度域での圧延となるが、Nb含有量が少ないために、加工αの回復、再結晶化が進行したためであると本発明者らは推察している。

このようなことから、熱間圧延時の生産性阻害の要因である圧延途中での待機を必要とすることなく、脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板を製造するためには、Alの多量含有とNb含有とを同時に満足する組成の鋼素材を用いることが肝要であるという知見を得た。
さらに、本発明者らの検討によれば、板厚方向の各位置で異なる集合組織、すなわち、表層部における圧延面に平行な面での（100）面強度比が2.0以上、板厚1/4部における圧延面に平行な面での（110）面強度比が1.5以上、板厚中央部における圧延面に平行な面での（100）面強度比が2.0以上である集合組織、を発達させることにより、板厚方向の脆性亀裂伝播停止特性が顕著に向上することを知見した。なお、本発明者らの検討によれば、上記した組成の鋼素材に、（α＋γ）二相温度域である850〜950℃の温度範囲の累積圧下率を50％以上、圧延終了温度を850〜950℃の温度範囲とし、あるいはさらに１パス当たりの圧下率を５％以上とする熱間圧延を施すことにより、上記した集合組織を形成できるという知見を得ている。

本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.001〜0.25％、Si：0.05〜2.0％、Mn：0.1〜2.0％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.03％以下、Al：0.08〜3.0％、Nb：0.005〜0.1％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、表層部における圧延面に平行な面での（100）面強度比が2.0以上、板厚1/4部における圧延面に平行な面での（110）面強度比が1.5以上、板厚中央部における圧延面に平行な面での（100）面強度比が2.0以上である集合組織を有することを特徴とする脆性亀裂伝播停止特性に優れた高張力厚鋼板。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：2.0％以下、Ni：2.0％以下、Cr：2.0％以下、Mo：2.0％以下、Ｖ：0.5％以下、Ti：0.05％以下、Ｂ：0.005％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする高張力厚鋼板。
（３）質量％で、Ｃ：0.001〜0.25％、Si：0.05〜2.0％、Mn：0.1〜2.0％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.03％以下、Al：0.08〜3.0％、Nb：0.005〜0.1％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材に、加熱温度を1000〜1350℃とし、850〜950℃の温度範囲の累積圧下率を50％以上、圧延終了温度を850〜950℃の温度範囲とする熱間圧延を施し、該熱間圧延後、放冷することを特徴とする、優れた脆性亀裂伝播停止特性を有する高張力厚鋼板の製造方法。
（４）（３）において、前記熱間圧延が、850〜950℃の温度範囲における、１パス当たりの圧下率を５％以上とする圧延であることを特徴とする高張力厚鋼板の製造方法。
（５）（３）または（４）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：2.0％以下、Ni：2.0％以下、Cr：2.0％以下、Mo：2.0％以下、Ｖ：0.5％以下、Ti：0.05％以下、Ｂ：0.005％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする高張力厚鋼板の製造方法。
（６）（３）ないし（５）のいずれかにおいて、前記熱間圧延後の放冷に代えて、前記熱間圧延後、１℃／ｓ以上の平均冷却速度で700〜100℃の温度域まで加速冷却することを特徴とする高張力厚鋼板の製造方法。
（７）（３）ないし（６）のいずれかにおいて、前記放冷後または前記加速冷却後に、さらに焼戻処理を施すことを特徴とする高張力厚鋼板の製造方法。

本発明によれば、熱間圧延時の生産性を損なうことなく、脆性亀裂伝播停止特性、とくに板厚方向の脆性亀裂伝播停止特性の向上に有効な集合組織を発達させることが可能となり、熱間圧延時の生産性を阻害することなく簡易なプロセスで容易にしかも安定して、脆性亀裂伝播停止特性に優れた高張力厚鋼板を製造することができ、産業上格段の効果を奏する。

まず、本発明で使用する鋼素材の組成限定理由について説明する。以下、特に断らない限り質量％は単に％と記す。
Ｃ：0.001〜0.25％
Ｃは、強度を増加させる作用を有する元素であり、構造用鋼として必要な母材強度を確保するために有用な元素である。このような効果を得るためには、0.001％以上の含有を必要とする。一方、0.25％を超える含有は、母材および溶接部の靭性を低下させる。このため、Ｃは0.001〜0.25％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.010〜0.18％である。

Si：0.05〜2.0％
Siは、脱酸剤として作用するとともに、固溶して鋼の強度を増加させる作用を有する元素であり、このような効果は、0.05％以上の含有で認められる。またさらに、Siは、Ar₁変態点およびAr₃変態点を上昇させる作用を有する元素で、本発明ではAlと同様に有効な元素の一つであり、このような効果は、0.05％以上の含有で顕著となる。なお、変態点を有効に上昇させるために、0.2％以上とすることが好ましい。一方、2.0％を超える含有は、母材靭性を低下させる。このため、Siは0.05〜2.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.2〜1.5％である。

Mn：0.1〜2.0％
Mnは、鋼の強度を増加させる作用を有する元素であり、構造用鋼として所望の母材強度を確保するために有用な元素である。このような効果を得るためには、0.1％以上の含有を必要とする。一方、2.0％を超える含有は、Ar₁変態点およびAr₃変態点を低下させ、（α＋γ）二相温度域を低温化する。このため、Mnは0.1〜2.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.5〜1.6％である。

Ｐ：0.03％以下
Ｐは、鋼中では不可避的不純物として存在する元素であり、0.03％を超えて多量に含有すると、板厚中心部の母材靭性および溶接部靭性、とりわけ脆性亀裂伝播停止特性を低下させるため、本発明ではＰは0.03％以下に限定した。なお、好ましくは0.025％以下である。

Ｓ：0.03％以下
Ｓは、鋼中では硫化物として存在する元素であり、0.03％を超えて多量に含有すると、板厚中心部の母材および溶接部の靭性、とりわけ脆性亀裂伝播停止特性を低下させるため，本発明ではＳは0.03％以下に限定した。なお、好ましくは、0.025％以下である。
Al：0.08〜3.0％
Alは、変態点を上昇させ、（α+γ）二相温度領域を高温側へ拡大させる作用を有する元素で、本発明においては、生産性を阻害することなく高温で二相域圧延を行うために重要な元素の一つである。また、Alは、熱間での変形抵抗を低減する作用を有する元素であり、所望の１パス当たりの圧下率を確保することが容易となるとともに、生産性を飛躍的に向上させることが可能となる。このような効果を得るためには0.08％以上の含有を必要とする。一方、3.0％を超える多量の含有は、必要以上に（α+γ）二相温度領域を高温まで拡大させるうえ、母材の脆化を招く傾向が増大するとともに、材料コストが高騰し経済的にも不利となる。このようなことから、Alは0.08〜3.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.1〜1.8％、より好ましくは0.2超え1.8％以下、さらに好ましくは0.5〜1.5％である。

図２に、A₁変態点およびA₃変態点とAl含有量の関係を示す。図２から、Alは、A₁変態点およびA₃変態点を大きく上昇させ、二相温度領域を大きく拡大させることがわかる。また、図２（ｃ）に示すように、AlとSiを複合含有させることにより、二相温度領域がさらに拡大できる。
Nb：0.005〜0.1％
Nbは、二相温度領域で加工された加工αの回復、再結晶を抑制し、脆性亀裂伝播停止特性を向上させる集合組織の発達を促す作用を有する元素であり、本発明において、Al、Siと同様に重要な元素の一つである。このような効果を確保するためには、0.005％以上のNbを含有する必要がある。一方、0.1％を超える含有は、Nb化合物が多量に析出し、母材および溶接部が析出硬化し、靭性が低下する。このため、Nbは0.005〜0.1％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.010〜0.070％である。

上記した成分が基本の成分であるが、基本組成に加えてさらに、Cu：2.0％以下、Ni：2.0％以下、Cr：2.0％以下、Mo：2.0％以下、Ｖ：0.5％以下、Ti：0.05％以下、Ｂ：0.005％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を、必要に応じて選択して含有することができる。
Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ti、Ｂはいずれも、強度を増加させる元素であり、必要に応じて選択して含有できる。

Cuは、固溶強化および析出強化により強度増加に寄与する元素であり、このような効果は、0.05％以上の含有で顕著となるが、2.0％を超える含有は、熱間加工性を低下させる。このため、Cuは2.0％以下に限定することが好ましい。
NiおよびCrは、焼入れ性を増加させる元素であり、冷却後の第２相の分率や硬さの増加を介して、強度を増加させる作用を有する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果は、Ni：0.05％以上、Cr：0.05％以上の含有で顕著となるが、高価なNiを2.0％を超えて多量に含有すると、材料コストの高騰を招き、経済的に不利となる。また、Crを2.0％を超えて多量に含有すると、溶接部靭性が低下する。このため、Niは2.0％以下、Crは2.0％以下にそれぞれ限定することが好ましい。

Moは、NiやCrと同じく、焼入れ性を増加させ、さらに加えて、冷却後のフェライト中にMo炭化物として析出して、強度上昇に寄与する元素である。このような効果は、0.05％以上の含有で顕著となるが、2.0％を超える含有は、溶接部の靭性を低下させる。このため、Moは2.0％以下に限定することが好ましい。
Ｖは、フェライト中にＶ（Ｃ，Ｎ）として析出し、析出強化を介して強度増加に寄与する元素であり、このような効果は0.005％以上の含有で顕著となる。一方、0.5％を超える含有は、溶接部の靭性を低下させる。このため、Ｖは0.5％以下に限定することが好ましい。

Tiは、固溶ＮをTiＮとして固定し、固溶Ｎ量を減少させ、耐歪時効特性を向上させる作用を有するとともに、結晶粒を微細化する作用を有し、それにより強度増加に寄与する元素であり、このような効果は0.005％以上の含有で顕著となる。一方、0.05％を超える含有はTiＣとして析出するため、靭性が低下する。このため、Tiは0.05％以下に限定することが好ましい。

Ｂは、焼入れ性を増加させる作用を有し、焼入れ性増加を介して強度増加に寄与する元素であり、このような効果は0.0003％以上の含有で顕著となる。一方、0.005％を超えル含有はボライドを形成して熱間加工性を低下させる。このため、Ｂは0.005％以下に限定することが好ましい。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としては、Ｎ：0.010％以下、Ｏ：0.005％以下が許容できる。

本発明で出発素材として使用する鋼素材は、溶鋼を、転炉等の公知の溶製方法で溶製し、好ましくはＲＨ等の公知の脱ガス処理を経て、上記した組成の溶鋼としたのち、連続鋳造法、造塊−分塊圧延法等の公知の鋳造方法でスラブ等の所望の寸法形状とすることが好ましい。しかし、本発明では、上記した方法に限定されることはなく、通常の鋼素材の製造方法がいずれも適用できる。

ついで、鋼素材は、熱間圧延のための加熱処理を施される。加熱温度は1000〜1350℃の範囲の温度とする。
加熱温度：1000〜1350℃
熱間圧延のための加熱処理では、鋼素材の中心まで十分に均熱し、変形抵抗を低くするため、加熱温度を、少なくとも1000℃以上とする。加熱温度が1000℃未満では、均熱が不十分で変形抵抗が高く、圧延負荷が過大となりやすい。一方、加熱温度を1350℃を超える高温とすると、組織が粗大化して厚鋼板の母材靭性が低下する。このため、鋼素材の加熱温度は1000〜1350℃の範囲の温度に限定した。なお、好ましくは1050〜1300℃である。

上記した加熱処理を施された鋼素材は、ついで熱間圧延を施される。熱間圧延は、850〜950℃の累積圧下率：50％以上、圧延終了温度：850〜950℃の条件で行う。
850〜950℃の累積圧下率：50％以上
本発明では、850〜950℃の累積圧下率が50％以上の圧延を施す。上記した組成の、本発明で使用する鋼素材であれば、850〜950℃の温度域は（α＋γ）二相温度領域であり、この温度領域での累積圧下率が50％以上の圧延を施すことにより、脆性亀裂伝播停止特性を向上させる集合組織が発達する。この温度領域における累積圧下率が50％未満では、脆性亀裂伝播停止特性を向上させる集合組織の発達が不十分となり、脆性亀裂伝播停止特性の向上が得られないうえ、厚鋼板の母材靭性も低下する。この温度領域での累積圧下率の上限はとくに限定する必要はないが、累積圧下率が95％を超えると、加工αの再結晶が生じ易くなり、脆性亀裂伝播停止特性を向上させる集合組織が軽減される。このようなことから、850〜950℃の累積圧下率は95％以下とすることが好ましい。

なお、上記した850〜950℃の温度域での熱間圧延では、１パス当たりの圧下率を、５％以上とすることが好ましい。１パス当たりの圧下率を５％以上とすることにより、脆性亀裂伝播停止特性を向上させる集合組織の形成が安定的に容易となる。一方、５％未満では、板厚1/4部、板厚中央部における集合組織の形成が不十分となり、脆性亀裂の進展抑制効果が低減するとともに、靭性も低下する。なお、好ましくは７％以上である。脆性亀裂伝播停止特性の向上の観点からは、少なくとも３パス以上で、１パス当たりの圧下率が７％以上のパスを確保することが望ましい。

圧延終了温度：850〜950℃
圧延終了温度が、850℃未満では、圧延途中で待機する必要があり、熱間圧延時の生産性が阻害される。また、圧延終了温度が950℃を超える高温では、加工αの回復再結晶が促進され、所望の集合組織の発達が抑制されるため、優れた脆性亀裂伝播停止特性を確保することができなくなる。このようなことから、熱間圧延の圧延終了温度は850〜950℃の範囲に限定した。

なお、熱間圧延終了後は、そのまま放冷（空冷）する。
放冷に代えて、１℃／ｓ以上の平均冷却速度で700〜100℃の温度域まで加速冷却してもよい。熱間圧延終了後に、上記した条件で加速冷却を施すことにより、所望の強度増加を図ることが容易となる。加速冷却の冷却速度が、１℃／ｓ未満では、第一相であるフェライト相に加えて、硬質な第二相の生成量が不十分となり、所望の強度増加が図れなくなる。また、加速冷却を700℃を超える温度で停止すると、硬質な第二相の生成量が不十分となり、所望の強度増加が図れなくなる。また、加速冷却を100℃未満まで行っても、母材材質への影響は少ない。このようなことから、熱間圧延終了後の加速冷却条件は、１℃／ｓ以上の平均冷却速度で、700〜100℃の温度域まで冷却する条件とすることが好ましい。なお、冷却速度は、厚鋼板表面における速度とし、冷却開始温度から冷却停止温度までの平均とする。

なお、放冷あるいは加速冷却後、歪取りの観点から、さらに焼戻処理をしても構わない。焼戻処理では、フェライト（加工α）の回復を極力抑制するために、加熱温度は700℃以下、保持も短時間とすることが望ましい。このような処理としては、放冷後あるいは加速冷却直後に、オンラインで急速加熱が可能な加熱法、例えば誘導加熱等による処理とすることが望ましい。また、オフラインで焼戻しを行う場合には、フェライト（加工α）の回復が促進されるため、焼戻の加熱温度は650℃以下とすることが好ましい。

かくして得られる高張力厚鋼板は、上記した組成を有し、脆性亀裂伝播停止特性を向上させる集合組織を有する厚鋼板となる。ここでいう「脆性亀裂伝播停止特性を向上させる集合組織」とは、表層部における圧延面に平行な面での（100）面強度比が2.0以上、板厚1/4部における圧延面に平行な面での（110）面強度比が1.5以上、板厚中央部における圧延面に平行な面での（100）面強度比が2.0以上である集合組織をいうものとする。なお、ここでいう面強度比は、Ｘ線回折を用いて、所定の面からの回折強度と、ランダム試験片における所定の面からの回折強度との比、ランダム強度比を意味する。

脆性亀裂が板厚方向に進展してきた場合、まず表層部に脆性亀裂の進展方向に垂直に劈開面（（100）面）が集積しているため、亀裂の進展とともに、亀裂の進展方向と垂直に、微細クラックが発生して、微細セパレーションによる応力緩和効果により脆性亀裂の伝播エネルギーが吸収されて亀裂の進展が抑制される。また、板厚1/4部で、圧延面に平行に（110）面が発達しているため、詳細は不明であるが、脆性亀裂が板厚方向に鋼板内部に進展しようとすると、亀裂伝播エネルギーを吸収され、さらに脆性亀裂の進展が抑制される。また、板厚1/2部でも表層部と同様に、脆性亀裂の進展方向に垂直に劈開面（（100）面）が集積しているため、亀裂の進展とともに、亀裂の進展方向と垂直に、微細クラックが発生して、脆性亀裂の伝播エネルギーが吸収されて厚鋼板内部への脆性亀裂の進展が抑制される。

脆性亀裂先端にクラックが発生すると、脆性亀裂の進展には抵抗となる。さらに脆性亀裂がクラックに合体する過程では、脆性破壊の駆動エネルギー（エネルギー開放率）は大きくなるが、合体後に駆動エネルギーが急激に低下するため、脆性亀裂は停止することになる。このようなことにより、上記した集合組織を有する厚鋼板は、脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板となる。なお、厚鋼板に進入した脆性亀裂が、厚鋼板の表層部で停止するか、さらに厚鋼板の内部まで進展し、板厚方向のある位置で停止するかは、溶接継手部の構造や応力状態に依存して決まる。

溶接部で脆性亀裂の発生を防止できない場合においても、本発明におけるように、厚鋼板が優れた板厚方向の脆性亀裂伝播停止特性を有し、厚鋼板に進入した脆性亀裂を表層部で停止できれば、板厚方向の大部分は健全な状態で残存するため負荷応力の伝達を行うことが可能であり、構造物の安全性を著しく向上させることができる。

表１に示す組成の溶鋼を真空溶解炉で溶製して、小型鋼塊（100kg）に鋳造したのち圧延により肉厚：100mmの鋼素材とした。これら鋼素材に、表２に示す条件で加熱、熱間圧延、および冷却放冷（空冷）または加速冷却（ACC）を施し、表２に示す板厚の厚鋼板とした。なお、一部の厚鋼板には、冷却後、熱処理（焼戻処理）を施した。
得られた厚鋼板から、試験片を採取し、集合組織、引張特性、靭性、脆性亀裂伝播停止特性について調査した。調査方法は次のとおりとした。
（１）集合組織
得られた厚鋼板の板厚中央部、板厚1/4部、表層部から板面（圧延面）に平行に試験片を採取し、Ｘ線回折を用いて、板厚中央部および表層部については、（100）面からの回折強度を、板厚1/4部については（110）面からの回折強度をそれぞれ測定し、ランダム試験片に対する回折強度の比、ランダム強度比（単に強度比ともいう）を算出し、その厚鋼板の板厚中央部、表層部における、板面（圧延面）に平行な（100）面の集積度、または板厚1/4部における、板面（圧延面）に平行な（110）面の集積度とした。なお、表層部とは、厚鋼板の外表面から板厚方向に0.5mm内側の位置をいう。
（２）引張特性
得られた厚鋼板の板厚中央部から、圧延時の幅方向が引張方向となるようにJIS ４号試験片（平行部：14mmφ）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、降伏強さYS、引張強さTSを求めた。
（３）靭性
得られた厚鋼板の板厚中央部から、圧延幅方向（Ｃ方向）に、Ｖノッチ試験片を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度vＴrs（℃）を求めた。
（４）脆性亀裂伝播停止特性
脆性亀裂伝播停止特性は、ＮＲＬ落重試験を実施して求めた。ＮＲＬ落重試験は、得られた厚鋼板からＮＲＬ落重試験片（試験片：厚さ19mm×幅50mm×長さ130mm）を、試験片長手方向が厚鋼板の圧延方向に一致するように採取し、ASTM E208の規定に準拠して行い、ＮＤＴ温度を求めた。

また、熱間圧延時の生産性は、各厚鋼板の熱間圧延の開始から圧延終了までの所要時間を測定し、熱間圧延を中断して待機を行うことなく圧延を行った従来例（厚鋼板No.1）を基準（100）として、それに対する比率で評価した。この比率が高いほど、生産性が低いことを意味する。
得られた結果を表３に示す。

本発明例はいずれも、降伏強さ：325MPa以上、引張強さ：490MPa以上の高強度と、vＴrsが−63℃以下の高靭性と、表層部および板厚中央部で板面に平行な面における（100）面強度比が2.0以上、板厚1/4部で板面に平行な面における（110）面強度比が1.5以上を示す集合組織を有しNDT温度が−40℃以下の優れた脆性亀裂伝播停止特性を有している。また、本発明例はいずれも、生産性も、基準である従来例（厚鋼板No.１）とほぼ同等で、生産性の阻害のない効率のよい圧延で製造できている。

本発明範囲を外れた比較例では、脆性亀裂伝播停止特性が低下しているか、生産性が低下している。圧延終了温度を低温（680℃）とした比較例（厚鋼板No.2）では、従来例（厚鋼板No.1）に比べて、望ましい集合組織が形成され、NDT温度：−50℃と低温となり、脆性亀裂伝播停止特性が向上しているが、圧延途中での待機を必要とし、生産性が低下している。また、Al含有量が本発明範囲を外れる比較例（厚鋼板No.３、No.23）では、変態温度が低く、圧延終了温度が890℃である圧延では、（α＋γ）二相温度域での圧延が実施できないため、望ましい集合組織の形成が少なく、脆性亀裂伝播停止特性の向上が得られていない。また、Nb含有量が本発明範囲を外れる比較例（厚鋼板No.４）では、加工αが回復再結晶し、望ましい集合組織の形成が少なく、NDT温度：−7℃と高く、脆性亀裂伝播停止特性の向上が得られていない。

また、850〜950℃における累積圧下率、１パス当たりの圧下率が本発明範囲を外れる比較例（厚鋼板No.10）、圧延終了温度が本発明範囲を外れる比較例（厚鋼板No.11）では、靭性、脆性亀裂伝播停止特性のいずれも低下している。

各厚鋼板における（100）面強度比と圧延終了温度との関係を示すグラフである。各Ｃ含有量における、A₁変態点およびA₃変態点の変化に及ぼすAl含有量の影響を示すグラフである。厚鋼板における脆性亀裂の伝播を模式的に説明する説明図である。Ｔ字継手構造における脆性亀裂の伝播を模式的に説明する説明図である。（ａ）はウェブ材、（ｂ）はフランジ材、における脆性亀裂の伝播を示す。

Claims

質量％で、
Ｃ：0.001〜0.25％、 Si：0.05〜2.0％、
Mn：0.1〜2.0％、Ｐ：0.03％以下、
Ｓ：0.03％以下、 Al：0.08〜3.0％、
Nb：0.005〜0.1％
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、表層部における圧延面に平行な面での（１００）面強度比が2.0以上、板厚1/4部における圧延面に平行な面での（１１０）面強度比が1.5以上、板厚中央部における圧延面に平行な面での（１００）面強度比が2.0以上である集合組織を有することを特徴とする脆性亀裂伝播停止特性に優れた高張力厚鋼板。
前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：2.0％以下、Ni：2.0％以下、Cr：2.0％以下、Mo：2.0％以下、Ｖ：0.5％以下、Ti：0.05％以下、Ｂ：0.005％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１に記載の高張力厚鋼板。
質量％で、
Ｃ：0.001〜0.25％、 Si：0.05〜2.0％、
Mn：0.1〜2.0％、Ｐ：0.03％以下、
Ｓ：0.03％以下、 Al：0.08〜3.0％、
Nb：0.005〜0.1％
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材に、加熱温度を1000〜1350℃とし、850〜950℃の温度範囲の累積圧下率を50％以上、圧延終了温度を850〜950℃の温度範囲とする熱間圧延を施し、該熱間圧延後、放冷することを特徴とする、優れた脆性亀裂伝播停止特性を有する高張力厚鋼板の製造方法。
前記熱間圧延が、850〜950℃の温度範囲における、１パス当たりの圧下率を５％以上とする圧延であることを特徴とする請求項３に記載の高張力厚鋼板の製造方法。
前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：2.0％以下、Ni：2.0％以下、Cr：2.0％以下、Mo：2.0％以下、Ｖ：0.5％以下、Ti：0.05％以下、Ｂ：0.005％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項３または４に記載の高張力厚鋼板の製造方法。
前記熱間圧延後の放冷に代えて、前記熱間圧延後、１℃／ｓ以上の平均冷却速度で700〜100℃の温度域まで加速冷却することを特徴とする請求項３ないし５のいずれかに記載の高張力厚鋼板の製造方法。
前記放冷後または前記加速冷却後に、さらに焼戻処理を施すことを特徴とする請求項３ないし６のいずれかに記載の高張力厚鋼板の製造方法。