JP5598618B1 - 脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用高強度厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

船舶に用いて好適な板厚５０ｍｍ以上の脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用高強度厚鋼板およびその製造方法を提供する。
特定の成分組成を有し、金属組織がベイナイト主体であり、板厚中央部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度が１．５〜４．０の集合組織を有し、かつ表層部および板厚中央部におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが−４０℃以下である厚鋼板およびその製造方法。

Description

本発明は、脆性亀裂伝播停止特性(brittle crack arrestability)に優れた大入熱溶接(high heat input welding)用高強度厚鋼板(high-strength thick steel plate)およびその製造方法に関し、特に、船舶に用いて好適な板厚５０ｍｍ以上のものに関する。

船舶等の大型構造物においては、脆性破壊(brittle fracture)に伴う事故が経済や環境に及ぼす影響が大きい。このため、安全性の向上が常に求められ、使用される鋼材に対しては、使用温度における靭性(toughness)や、脆性亀裂伝播停止特性が要求されている。

コンテナ船やバルクキャリアーなどの船舶はその構造上、船体外板(outer plate of ship's hull)に高強度の厚肉材を使用する。最近は船体の大型化に伴い一層の高強度厚肉化が進展し、一般に、鋼板の脆性亀裂伝播停止特性は高強度あるいは厚肉材ほど劣化する傾向があるため、脆性亀裂伝播停止特性への要求も一段と高度化している。

鋼材の脆性亀裂伝播停止特性を向上させる手段として、従来からＮｉ含有量を増加させる方法が知られており、液化天然ガス（ＬＮＧ：Liquefied Natural Gas）の貯槽タンクにおいては、９％Ｎｉ鋼が商業規模で使用されている。

しかし、Ｎｉ量の増加はコストの大幅な上昇を余儀なくさせるため、ＬＮＧ貯槽タンク以外の用途には適用が難しい。

一方、ＬＮＧのような極低温(ultra low temperature)にまで至らない、船舶やラインパイプに使用される、板厚が５０ｍｍ未満の比較的薄手の鋼材に対しては、ＴＭＣＰ(Thermo-Mechanical Control Process)法により細粒化を図り、低温靭性を向上させることにより、優れた脆性亀裂伝播停止特性を付与することができる。

また、合金コストを上昇させることなく、脆性亀裂伝播停止特性を向上させるために、表層部の組織を超微細化(ultra fine grained steel)した鋼材が特許文献１で提案されている。

特許文献１には、脆性亀裂が伝播する際、鋼材表層部に発生するシアリップ（塑性変形領 shear-lips）が脆性亀裂伝播停止特性の向上に効果があることに着目し、シアリップ部分の結晶粒を微細化させて、伝播する脆性亀裂が有する伝播エネルギーを吸収させることを特徴とする脆性亀裂伝播停止特性に優れた鋼材が記載されている。

また、特許文献１には、熱間圧延後の制御冷却により表層部分をＡ_ｒ３変態点(transformation point)以下に冷却し、その後制御冷却(controlled cooling)を停止して表層部分を変態点以上に復熱(recuperate)させる工程を１回以上繰り返して行い、この間に鋼材に圧下を加えることにより、繰り返し変態させ又は加工再結晶させて、表層部分に超微細なフェライト組織(ferrite structure)又はベイナイト組織(bainite structure)を生成させることが記載されている。

さらに、特許文献２では、フェライト−パーライト(pearlite)を主体のミクロ組織とする鋼材において脆性亀裂伝播停止特性を向上させるためには、鋼材の両表面部は円相当粒径(circle-equivalent average grain size)：５μｍ以下、アスペクト比(aspect ratio of the grains)：２以上のフェライト粒を有するフェライト組織を５０％以上有する層で構成し、フェライト粒径のバラツキを抑えることが重要であるとしている。バラツキを抑える方法として仕上げ圧延中の１パス当りの最大圧下率(maximum rolling reduction)を１２％以下とし局所的な再結晶現象を抑制することが記載されている。

しかし、特許文献１、２に記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れた鋼材は、鋼材表層部のみを一旦冷却した後に復熱させ、かつ復熱中に加工を加えることによって、特定の組織を得るものであるため、実生産規模では制御が容易ではない。特に板厚が５０ｍｍを超える厚肉材では、圧延、冷却設備への負荷が大きいプロセスである。

一方、特許文献３には、フェライト結晶粒の微細化のみならずフェライト結晶粒内に形成されるサブグレイン(subgrain)に着目し、脆性亀裂伝播停止特性を向上させる、ＴＭＣＰの延長上にある技術が記載されている。

具体的には、板厚３０〜４０ｍｍの鋼板において、鋼板表層の冷却および復熱などの複雑な温度制御を必要とせずに、（ａ）微細なフェライト結晶粒を確保する圧延条件、（ｂ）鋼材板厚の５％以上の部分に微細フェライト組織を生成する圧延条件、（ｃ）微細フェライトに集合組織(texture)を発達させるとともに加工（圧延）により導入した転位(dislocation)を熱的エネルギーにより再配置しサブグレインを形成させる圧延条件、（ｄ）形成した微細なフェライト結晶粒と微細なサブグレイン粒の粗大化を抑制する冷却条件、によって脆性亀裂伝播停止特性を向上させる。

また、制御圧延において、変態したフェライトに圧下を加えて集合組織を発達させることにより、脆性亀裂伝播停止特性を向上させる方法も知られている。この方法は、鋼材の破壊面上にセパレーション(separation)を板面と平行な方向に生ぜしめ、脆性亀裂先端の応力を緩和させることにより、脆性破壊に対する抵抗を高める。

例えば、特許文献４には、制御圧延により（１１０）面Ｘ線強度比(X-ray plane intensity ratio in the (110) plane showing a texture developing degree)を２以上とし、かつ円相当径(diameter equivalent to a circle in the crystal grains)２０μｍ以上の粗大粒を１０％以下とすることにより、耐脆性破壊特性を向上させることが記載されている。

特許文献５には継手部の脆性亀裂伝播停止性能の優れた溶接構造用鋼として、板厚内部の圧延面における（１００）面のＸ線面強度比が１．５以上を有することを特徴とする鋼板が開示され、当該集合組織発達による応力負荷方向と亀裂伝播方向の角度のずれにより優れた脆性亀裂伝播停止特性が得られることが記載されている。

特公平７−１００８１４号公報 特開２００２−２５６３７５号公報 特許第３４６７７６７号公報 特許第３５４８３４９号公報 特許第２６５９６６１号公報 特許第３５４６３０８号公報

井上ら：厚手造船用鋼における長大脆性き裂伝播挙動、日本船舶海洋工学会講演会論文集 第３号、２００６、ｐｐ３５９〜３６２ 「脆性亀裂アレスト設計指針」２００９年９月（財）日本海事協会

ところで、最近の６、０００ＴＥＵ(Twenty-foot Equivalent Unit)を超える大型コンテナ船では板厚５０ｍｍを超える厚鋼板が使用される。非特許文献１は、板厚６５ｍｍの鋼板の脆性亀裂伝播停止性能を評価し、母材の大型脆性亀裂伝播停止試験で脆性亀裂が停止しない結果を報告している。

また、供試材の標準ＥＳＳＯ試験(ESSO test compliant with WES 3003)では使用温度−１０℃におけるＫｃａの値（以下、Ｋｃａ（−１０℃）とも記載する。）が３０００Ｎ／ｍｍ^３／２に満たない結果が示され、５０ｍｍを超える板厚の鋼板を適用した船体構造の場合、安全性確保が課題となることが示唆されている。

上述した特許文献１〜５に記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れる鋼板は、製造条件や開示されている実験データから、板厚５０ｍｍ程度までの鋼板が主な対象であると考えられる。特許文献１〜５記載の技術を５０ｍｍを超える厚肉材へ適用した場合、所定の特性が得られるか不明であり、船体構造で必要な板厚方向の亀裂伝播に対しての特性については全く検証されていない。

一方、鋼板の厚肉化にともない、溶接施工には、サブマージアーク溶接(submerged arc welding)、エレクトロガス溶接(electrogas arc welding)、エレクトロスラグ溶接(electroslag welding)などの高能率(high efficiency)な大入熱溶接が適用されている。一般に、溶接入熱量が大きくなると、溶接熱影響部(Heat Affected Zone;HAZ)の組織が粗大化するために、溶接熱影響部の靭性は低下することが知られている。このような大入熱溶接による靭性の低下問題を解決するために、大入熱溶接用鋼材が既に開発され、実用化に至っている。例えば、特許文献６においては、鋼中に析出するＴｉＮを制御することにより溶接熱影響部組織の粗大化(coarsening)を防止するとともに、フェライト生成核の分散によって粒内フェライト変態を促進することにより、溶接熱影響部を高靭化する技術が開示されている。しかし、大入熱溶接部の溶接熱影響部の靭性には優れるものの、脆性亀裂伝播停止特性は考慮されておらず、両特性を満足するものは得られていなかった。

そこで本発明は、鋼成分、圧延条件を最適化し、板厚方向での集合組織を制御する、工業的に極めて簡易なプロセスで安定して製造し得る脆性亀裂伝播停止特性に優れる大入熱溶接用高強度厚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、上記課題の達成に向けて鋭意研究を重ね、厚肉鋼板でも優れた脆性亀裂伝播停止特性を有する高強度厚鋼板について以下の知見を得た。
１．板厚５０ｍｍを超える厚鋼板について、標準ＥＳＳＯ試験を行った。図１（ａ）（ｂ）は標準ＥＳＳＯ試験片１のノッチ２から突入した亀裂３が母材５において先端形状４で伝播を停止した例を模式的に示す図で（ａ）に模式的に示すような、短い亀裂の分岐３ａが確認された場合に、高いアレスト性が得られることを確認した。亀裂の分岐３ａにより応力が緩和さるためと推測される。
２．上記の破面形態を得るためには、亀裂を分岐させる組織形態にする必要がある。ここで、フェライトを主体とする鋼組織よりも、内部にパケット(packet)等が存在するベイナイトを主体とする鋼組織のほうが有利であり、また、へき開面である（１００）面を亀裂の進展方向である圧延方向あるいは板幅方向に対して斜めに集積させることが有効である。
３．一方、（１００）面の集積度を高めすぎると、極短い亀裂の分岐から、大きな亀裂の分岐が発生する。船体構造の脆性亀裂アレスト設計指針を示した非特許文献２に記載されているように、標準ＥＳＳＯ試験においては、脆性亀裂の分岐を抑制する必要があるため、亀裂の明瞭な分岐を防止するために面集積度の上限を規定する必要がある。
４．標準ＥＳＳＯ試験の破面を詳細に観察・解析した結果、亀裂の先端部となる板厚中央部の材質を制御することがアレスト性能改善に効果的であり、特に板厚中央部の靭性および集合組織に関する指標として下記（２）式をみたすことが有効である。
ｖＴｒｓ_{（１／２ｔ）}−１２×Ｉ_{ＲＤ／／（１１０）［１／２ｔ］}≦−７０・・・（２）
上記式（２）において、
ｖＴｒｓ_{（１／２ｔ）}：板厚中央部（＝１／２ｔ）の破面遷移温度（℃）
Ｉ_{ＲＤ／／（１１０）［１／２ｔ］}：板厚中央部（＝１／２ｔ）のＲＤ／／（１１０）面の集積度
とし、ｔは板厚（ｍｍ）である。
５．さらに、オーステナイト再結晶温度域にある状態において累積圧下率を２０％以上とする圧延を実施することによって組織の細粒化を図り、その後、オーステナイト未再結晶温度域にある状態において累積圧下率を４０〜７０％とし、かつ、最初のパスの圧延温度と最後のパスの圧延温度との差が４０℃以内である圧延を実施することによって、板厚中央部の集合組織を制御して、上述の組織を実現できる。
６．大入熱溶接部の靭性を向上する手法として、ＴｉＮ，ＣａＳとＭｎＳの複合硫化物を微細に分裂させ、溶接の高温に曝された際の粒成長を抑制、且つ、その後の冷却過程で粒内変態を促進して室温での熱影響部組織を微細化することが有効である。

本発明は得られた知見を基に更に検討を加えてなされたものである。すなわち、本発明は、
１．鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１．４０〜２．５０％、Ａｌ：０．００５〜０．０８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００３０％、Ｎ：０．００３６〜０．００７０％、Ｔｉ：０．００４〜０．０３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％を含有し、且つ、Ｃａ、Ｓ、Ｏの各含有量が、下記（１）式を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物で、金属組織がベイナイトを主体とし、板厚中央部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度が１．５〜４．０の集合組織を有し、かつ表層部および板厚中央部におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが−４０℃以下であることを特徴とする脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用高強度厚鋼板。
０．３０≦（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ≦０．８０・・・（１）
ただし、式（１）において、Ｃａ、Ｏ、Ｓは含有量（質量％）とする。
２．鋼組成が、更に、質量％で、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｂ：０．００３％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする１に記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用高強度厚鋼板。
３．板厚中央部のシャルピー破面遷移温度およびＲＤ／／（１１０）面の集積度が、下記（２）式を満たすことを特徴とする１または２記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用高強度厚鋼板。
ただし、式（２）において、
ｖＴｒｓ_{（１／２ｔ）}−１２×Ｉ_{ＲＤ／／（１１０）［１／２ｔ］}≦−７０・・・（２）
ｖＴｒｓ_{（１／２ｔ）}：板厚中央部（１／２ｔ）の破面遷移温度（℃）
Ｉ_{ＲＤ／／（１１０）［１／２ｔ］}：板厚中央部（１／２ｔ）のＲＤ／／（１１０）面の集積度
とする。なお、ｔは板厚（ｍｍ）である。
４．１または２に記載の組成を有する鋼素材を、１０００〜１２００℃の温度に加熱し、オーステナイト再結晶温度域およびオーステナイト未再結晶温度域における累積圧下率の合計が６５％以上の圧延を実施し、このとき、板厚中央部がオーステナイト再結晶温度域にある状態においては累積圧下率が２０％以上の圧延を行い、次いで、板厚中央部がオーステナイト未再結晶温度域にある状態においては、累積圧下率が４０〜７０％とする圧延を行い、かつ、前記板厚中央部がオーステナイト未再結晶温度域にある状態における圧延のうち最初のパスの圧延温度と最後のパスの圧延温度との差が４０℃以内であり、その後、４．０℃／ｓ以上の冷却速度にて４５０℃以下まで冷却することを特徴とする脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用高強度厚鋼板の製造方法。
５．４５０℃以下に加速冷却した後、さらに、Ａ_ｃ１点以下の温度に焼戻す工程を有することを特徴とする４に記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用高強度厚鋼板の製造方法。

本発明によれば、板厚方向に集合組織が適切に制御され、脆性亀裂伝播停止特性、大入熱溶接継手靭性に優れる、高強度厚肉鋼板およびその製造方法が得られる。板厚５０ｍｍ以上、好ましくは板厚５０ｍｍ超え、より好ましくは板厚５５ｍｍ以上、一層好ましくは板厚６０ｍｍ以上の鋼板に本発明を適用することが、従来技術に係る鋼に対してより顕著な優位性を発揮するため、有効である。そして、例えば、造船分野では大型のコンテナ船、バルクキャリアーの強力甲板部構造においてハッチサイドコーミングや甲板部材へ本発明を適用することにより船舶の安全性向上に寄与するなど、産業上極めて有用である。

図１は、板厚５０ｍｍを超える厚鋼板の標準ＥＳＳＯ試験の破面形態を模式的に示す図であり、（ａ）は試験片を平面側から観察した図、（ｂ）は試験片の破面を示す図である。

本発明では、１．鋼組成、２．板厚表層部および中央部の靭性と板厚中央部の集合組織、３．金属組織、および４．製造条件を規定する。

１．鋼組成
以下、本発明における好ましい化学成分について説明する。説明において％は質量％とする。

Ｃ：０．０３〜０．１５％
Ｃは鋼の強度を向上する元素であり、本発明では、所望の強度を確保するためには０．０３％以上の含有を必要とする。一方、０．１５％を超えると、溶接性が劣化するばかりか靭性にも悪影響がある。このため、Ｃは、０．０３〜０．１５％の範囲に規定する。好ましくは、０．０５〜０．１５％である。

Ｓｉ：０．０１〜０．５％
Ｓｉは脱酸元素として、また、鋼の強化元素として有効である。しかし、０．０１％未満の含有量ではその効果がない。一方、０．５％を超えると鋼の表面性状を損なうばかりか靭性が極端に劣化する。従ってその添加量を０．０１〜０．５％とする。好ましくは、０．０２〜０．４５％の範囲である。

Ｍｎ：１．４０〜２．５０％
Ｍｎは、強化元素として添加する。１．４０％より少ないとその効果が十分でない。一方、２．５０％を超えると溶接性が劣化し、鋼材コストも上昇する。このため、Ｍｎは１．４０〜２．５０％とする。好ましくは、１．４２〜２．４０％の範囲である。

Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、０．０３％を超えると、溶接部の靭性を著しく劣化させる。このため上限を０．０３％とする。好ましくは０．０２％以下である。

Ｓ：０．０００５〜０．００３０％
Ｓは、必要なＣａＳおよびＭｎＳを生成させるために０．０００５％以上必要である。一方、０．００３０％を超えると母材の靭性を劣化させる。このため、Ｓは０．０００５〜０．００３０％とする。好ましくは、０．０００６〜０．００２５％の範囲である。

Ａｌ：０．００５〜０．０８％
Ａｌは、脱酸剤として作用し、このためには０．００５％以上の含有を必要とする。しかし、０．０８％を超えて含有すると、靭性を低下させるとともに、溶接した場合に、溶接金属部の靭性を低下させる。このため、Ａｌは、０．００５〜０．０８％の範囲に規定する。好ましくは、０．０２〜０．０６％である。

Ｔｉ：０．００４〜０．０３０％
Ｔｉは微量の添加により、窒化物、炭化物、あるいは炭窒化物を形成し、溶接熱影響部でのオーステナイトの粗大化を抑制することにより、および／または、フェライト変態核としてフェライト変態を促進することにより、結晶粒を微細化して母材靭性を向上させる効果を有する。その効果は０．００４％以上の添加によって得られる。しかし、０．０３０％を超える含有は、ＴｉＮ粒子の粗大化により、母材および溶接熱影響部の靭性を低下させる。このため、Ｔｉは、０．００４〜０．０３０％の範囲にする。好ましくは、０．００６〜０．０２８％の範囲である。

Ｎ：０．００３６〜０．００７０％
Ｎは、ＴｉＮの必要量を確保する上で必要な元素である。０．００３６％未満では十分なＴｉＮ量が得られず、溶接部靭性が劣化する。０．００７０％を超えると、溶接熱サイクルを受けた際にＴｉＮが再固溶して固溶Ｎが過剰に生成して靭性が著しく劣化する。このため、Ｎは０．００３６〜０．００７０％とする。好ましくは、０．００３８〜０．００６５％の範囲である。

Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％
Ｃａは、Ｓの固定による靭性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくとも０．０００５％以上含有する必要がある。しかし、０．００３０％を超えて含有しても効果が飽和する。このため、本発明では、Ｃａは０．０００５〜０．００３０％の範囲に限定する。好ましくは、０．０００７〜０．００２８％の範囲である。

本発明において、以下の式（１）を満足する必要がある。
０．３０≦（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ≦０．８０・・・（１）
ただし、式（１）において、Ｃａ、Ｏ、Ｓは含有量（質量％）とする。
ＣａおよびＳは、（１）式の関係を満足するように含有させる必要がある。この場合には、ＣａＳ上にＭｎＳが析出した複合硫化物の形態となる。この複合硫化物がフェライト変態の核として機能するので、溶接熱影響部の組織が微細化され、溶接熱影響部の靭性が向上する。（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓの値が０．３０に満たないと、ＣａＳが晶出しないためにＳはＭｎＳ単独の形態で析出する。このＭｎＳは鋼板製造時の圧延で伸長されて母材靭性低下を引き起こすとともに、本発明の主眼である溶接熱影響部でＭｎＳが溶融するために微細分散が達成されない。一方、（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓの値が０．８０を超えると、ＳがほとんどＣａによって固定され、フェライト生成核として作用するＭｎＳがＣａＳ上に析出しないため、十分な靭性向上が達成されない。（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓの値の好ましい範囲は、０．３２〜０．７８％である。

以上が本発明の基本成分組成である。更に特性を向上させるため、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、ＲＥＭの１種以上を含有することが可能である。

Ｎｂ：０．０５％以下
Ｎｂは、ＮｂＣとしてフェライト変態時あるいは再加熱時に析出し、高強度化に寄与する。また、オーステナイト域の圧延において未再結晶温度域を拡大させる効果をもちベイナイトのパケットの細粒化に寄与するので、靭性の改善にも有効である。その効果は０．００５％以上含有することにより発揮されるので、含有させる場合には、０．００５％以上とすることが好ましい。しかしながら、０．０５％を超えて添加すると、粗大なＮｂＣが析出し、逆に靭性の低下を招くので、含有させる場合には、その上限を０．０５％とするのが好ましい。より好ましくは、０．００７〜０．０４５％の範囲である。

Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏはいずれも鋼の焼入れ性を高める元素である。圧延後の強度アップに直接寄与するとともに、靭性、高温強度、あるいは耐候性などの機能向上のために添加することができ、これらの効果は０．０１％以上含有することにより発揮されるので、含有させる場合には、０．０１％以上とすることが好ましい。しかしながら、過度に含有すると靭性や溶接性が劣化するため、含有させる場合には、それぞれ上限をＣｕは１．０％、Ｎｉは１．０％、Ｃｒは０．５％、Ｍｏは０．５％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃｕ：０．０２〜０．９５％、Ｎｉ：０．０２〜０．９５％、Ｃｒ：０．０２〜０．４６％、Ｍｏ：０．０２〜０．４６％の範囲である。

Ｖ：０．２％以下
Ｖは、Ｖ（Ｃ、Ｎ）として析出強化により、鋼の強度を向上する元素であり、この効果を発揮させるために０．００１％以上含有させてもよい。しかし、０．２％を超えて含有すると、靭性を低下させる。このため、Ｖを含有させる場合には、０．２％以下とすることが好ましく、０．００１〜０．１０％の範囲とすることがより好ましい。

Ｂ：０．００３％以下
Ｂは微量で鋼の焼き入れ性を高める元素であり、この効果を発揮させるために０．０００５％以上含有させてもよい。しかし、０．００３％を超えて含有すると溶接部の靭性を低下させるので、Ｂを含有させる場合には０．００３％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．０００６〜０．００２５％の範囲である。

ＲＥＭ：０．０１％以下
ＲＥＭは溶接熱影響部の組織を微細化し靭性を向上させ、添加しても本発明の効果が損なわれることはないので必要に応じて添加してもよい。この効果は０．００１０％以上含有することにより発揮されるので、含有させる場合には、０．００１０％以上とすることが好ましい。しかし、過度に添加すると、粗大な介在物を形成し母材の靭性を劣化させるので、添加する場合には、添加量の上限を０．０１％とするのが好ましい。

なお、Ｏは不可避的不純物として鋼中に含有され、清浄度を低下させる。このため、本発明ではできるだけＯを低減することが望ましい。特に、Ｏ含有量が０．００５０％を超えるとＣａＯ系介在物が粗大化して母材靭性を低下させてしまう。このため、好ましくは０．００５０％以下とする。

本発明では、ＣａをＣａＳとして晶出させるために、Ｃａと結合力の強いＯ量をＣａ添加前に低減させておくことが必要であり、Ｃａ添加前の残存酸素量は、０．００５０％以下であることが好ましい。残存酸素量の低減方法としては、脱ガスを強化する、あるいは、脱酸剤を投入する、などの方法をとることができる。

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。

２．板厚表層部および中央部の靭性と板厚中央部の集合組織
本発明では、圧延方向または圧延直角方向など水平方向（鋼板の面内方向）に進展する亀裂に対して脆性亀裂伝播停止特性を向上させるため、板厚表層部および中央部での靭性と、板厚中央部におけるＲＤ／／（１００）面の集積度とを、所望する脆性亀裂伝播停止特性に応じて適宜規定する。

まず、母材靭性が良好であることが亀裂の進展を抑制するための前提となる。本発明に係る鋼板では、板厚表層部および中央部での靭性として、板厚表層部および中央部におけるシャルピー破面遷移温度を−４０℃以下と規定する。なお、板厚中央部におけるシャルピー破面遷移温度は−５０℃以下であることが好ましい。

また、ＲＤ／／（１００）面の集合組織を発達させることにより、へき開面を亀裂主方向に対し斜めに集積させ、微細な亀裂分岐を発生させることによる脆性亀裂先端の応力緩和の効果により脆性亀裂伝播停止性能が向上する。最近のコンテナ船やバルクキャリアーなど船体外板に用いられるようになった板厚５０ｍｍを超える厚肉材で、構造安全性を確保する上で目標とされる脆性亀裂伝播停止性能：Ｋｃａ（−１０℃）≧６０００Ｎ／ｍｍ^３／２を得る場合、板厚中央部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度を１．５以上、好ましくは１．７以上とする必要がある。したがって、本発明では、板厚中央部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度を１．５以上、好ましくは１．７以上とする。

一方、板厚中央部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度が４．０を超えると集合組織が過度に発達するため、微細な亀裂分岐が発生するのではなく脆性亀裂が明瞭に分岐してしまうため、脆性亀裂先端の応力緩和の効果による脆性亀裂伝播停止性能が発揮されにくくなる。このため、ＲＤ／／（１１０）面の集積度を１．５〜４．０の範囲とする。

ここで、板厚中央部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度とは、次のことを指す。まず、板厚中央部から板厚１ｍｍのサンプルを採取し、板面に平行な面を機械研磨・電解研磨することにより、Ｘ線回折用の試験片を用意する。この試験片を用いて、Ｍｏ線源を用いてＸ線回折装置を使用して、Ｘ線回折測定を実施し、（２００）、（１１０）および（２１１）正極点図を求め、得られた正極点図から３次元結晶方位密度関数をＢｕｎｇｅ法で計算して求める。次に、得られた３次元結晶方位密度関数から、Ｂｕｎｇｅ表記でψ_２＝０°〜９０°まで、５°間隔で合計１９枚の断面図において、圧延方向に対して（１１０）面が平行となる方位の３次元結晶方位密度関数の値を積算して積算値を求め、この積算値を前記積算した方位の個数で割った値を、ＲＤ／／（１１０）面の集積度と称する。

上述の母材靭性および集合組織の規定に加えて、板厚中央部のシャルピー破面遷移温度およびＲＤ／／（１１０）面の集積度が、下記（２）式を満たすことが、好ましい。下記（２）式が満足されることにより、さらに優れた脆性亀裂伝播停止性能を得ることができる。
ｖＴｒｓ_{（１／２ｔ）}−１２×Ｉ_{ＲＤ／／（１１０）［１／２ｔ］}≦−７０・・・（２）
ただし、式（２）において
ｖＴｒｓ_{（１／２ｔ）}：板厚中央部のシャルピー破面遷移温度（℃）
Ｉ_{ＲＤ／／（１１０）［１／２ｔ］}：板厚中央部のＲＤ／／（１１０）集積度
とする。なお、ｔは板厚（ｍｍ）である。

３．金属組織
上記の靭性および集合組織を得るためには、オーステナイト未再結晶温度域において制御圧延を行った後に、ベイナイトへ変態させることが有効である。圧延後にオーステナイトからフェライトへ変態する場合は、目的とする靭性は得られるものの、オーステナイトからフェライトへ変態する際に変態時間が十分に存在するため、得られる集合組織がランダムとなってしまい、目標とするＲＤ／／（１１０）面の集積度が１．５以上、好ましくは１．７以上、が達成できない。これに対して、オーステナイト未再結晶温度域で圧延された組織がベイナイトへ変態する場合は変態時間が十分ではなく、特定方位の集合組織が優先的に形成される、いわゆるバリアントの選択が行われることにより、ＲＤ／／（１１０）面の集積度が１．５以上、好ましくは１．７以上、を得ることができる。このため圧延・冷却後に得られる金属組織はベイナイト主体とする。本発明で、金属組織がベイナイト主体であるとは、ベイナイト相の面積分率が全体の８０％以上であることとする。残部は、フェライト、マルテンサイト（島状マルテンサイトを含む）、パーライトなどが合計の面積分率で２０％以下であれば許容される。

４．製造条件
以下、本発明における好ましい製造条件について説明する。

製造条件としては、鋼素材の加熱温度、熱間圧延条件、冷却条件などを規定することが好ましい。特に、熱間圧延については、オーステナイト再結晶温度域およびオーステナイト未再結晶温度域の合計での累積圧下率のほかに、板厚中央部がオーステナイト再結晶温度域にある場合と、オーステナイト未再結晶温度域にある場合とのそれぞれについて、累積圧下率を規定するとともに、板厚中央部がオーステナイト未再結晶域にある状態における圧延の温度条件を規定することが好ましい。これらを規定することにより、厚鋼板の表層部および板厚中央部におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓ、板厚中央部におけるＲＤ／／（１１０）集積度を、所望の値とすることができる。

まず、上記した組成の溶鋼を、転炉等で溶製し、連続鋳造等で鋼素材（スラブ）とする。

ついで、鋼素材を、１０００〜１２００℃の温度に加熱してから熱間圧延を行うことが好ましい。加熱温度が１０００℃未満では、オーステナイト再結晶温度域における圧延を行う時間が十分に確保できない。また、１２００℃超えではオーステナイト粒が粗大化し、靭性の低下を招くばかりか、酸化ロスが顕著となり、歩留が低下する。したがって、加熱温度は１０００〜１２００℃とすることが好ましい。靭性の観点からより好ましい加熱温度の範囲は１０００〜１１５０℃である。

本発明においては、以下に述べるように、熱間圧延条件およびそれに続く冷却条件を規定することが好ましい。これにより、オーステナイト未再結晶温度域で圧延された組織をベイナイトへ変態させるので、この場合の変態時間が十分ではないことから、特定方位の集合組織が優先的に形成される、いわゆるバリアントの選択(variant selection)が行われることにより、ＲＤ／／（１１０）面の集積度を１．５以上、好ましくは１．７以上とすることができる。

熱間圧延は、まず、板厚中央部がオーステナイト再結晶温度域にある状態において、累積圧下率を２０％以上とする圧延を行うことが好ましい。この累積圧下率を２０％以上とすることによりオーステナイトが細粒化し、最終的に得られる金属組織も細粒化して、靭性が向上する。累積圧下率が２０％未満であると、オーステナイトの細粒化が不十分で、最終的に得られる組織において靭性が向上しない。

次に、板厚中央部の温度がオーステナイト未再結晶温度域にある状態において累積圧下率４０〜７０％以上とする圧延を行うことが好ましい。この温度域での累積圧下率を４０％以上とすることにより、板厚中央部の集合組織を十分に発達させ、板厚中央部のＲＤ／／（１１０）面の集積度を１．５以上、好ましくは１．７以上とすることができる。

また、この温度域での累積圧下率が７０％を超えると、集合組織が過度に発達し、ＲＤ／／（１１０）面の集積度が４．０を超える。このため、累積圧下率の範囲を４０〜７０％とする。

なお、板厚中央部の温度がオーステナイト未再結晶温度域にある状態における圧延に時間がかかり過ぎると組織が粗大化してしまい、靭性の低下をまねいてしまう。そのため、前記板厚中央部がオーステナイト未再結晶域にある状態における圧延のうち最初のパスの圧延温度と最後のパスの圧延温度との差を４０℃以内とすることが好ましい。ここで、圧延温度とは、圧延直前の鋼材の板厚中央部の温度を指す。板厚中央部の温度は、板厚、表面温度および熱履歴等から、シミュレーション計算等により求められる。例えば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することにより、鋼板の板厚中央部の温度が求められる。

上記のオーステナイト再結晶温度域およびオーステナイト未再結晶温度域を合わせた合計の累積圧下率は６５％以上とすることが好ましい。全体の圧下率が小さいと、組織の圧下が十分でなく、靭性および強度が目的の値を達成することが出来ない。全体の累積圧下率を６５％以上とすることにより、組織に対して十分な圧下量を確保することができ、靭性および集積度が目的の値を達成することができる。

オーステナイト再結晶温度域、および、オーステナイト未再結晶温度域は、当該成分組成を有する鋼に、条件を変化させた熱・加工履歴を与える予備的実験を行うことにより、把握することができる。

なお、熱間圧延の終了温度は特に限定されるものではない。圧延能率の観点からは、オーステナイト未再結晶温度域において終了させることが好ましい。

圧延が終了した鋼板は、４．０℃／ｓ以上の冷却速度にて４５０℃以下まで冷却することが好ましい。冷却速度を４．０℃／ｓ以上とすることにより、組織が粗大化することなく、また、フェライト変態を抑制することにより、細粒のベイナイト組織が得られ、目標とする優れた靱性や集積度を得ることができる。冷却速度が４．０℃／ｓ未満では、各板厚位置において、組織の粗大化やフェライト変態が進むため、所望の組織が得られないばかりか、鋼板の強度も低下する。

冷却停止温度を４５０℃以下とすることにより、ベイナイト変態を十分に進行されることができ、所望の靭性や集積度を得ることができる。冷却停止温度が４５０℃より高いと、ベイナイト変態が十分には進行せず、フェライトやパーライトなどの組織も生成し、本発明が目的とするベイナイト主体の組織が得られない。なお、これら冷却速度や冷却停止温度は、鋼板の板厚中央部の温度とする。板厚中央部の温度は、板厚、表面温度および冷却条件等から、シミュレーション計算等により求められる。例えば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することにより、鋼板の板厚中央部の温度が求められる。

冷却が終了した鋼板について、焼戻し処理を実施することも可能である。焼き戻しを実施することにより、鋼板の靭性をさらに向上させることができる。焼戻し温度は、鋼板平均温度でＡ_Ｃ１点以下として、焼戻し処理を実施することにより、圧延・冷却で得られた所望の組織を損なわないようにすることができる。本発明ではＡ_Ｃ１点（℃）を下式で求める。
Ａ_Ｃ１点＝７５１−２６．６Ｃ＋１７．６Ｓｉ−１１．６Ｍｎ−１６９Ａｌ−２３Ｃｕ−２３Ｎｉ＋２４．１Ｃｒ＋２２．５Ｍｏ＋２３３Ｎｂ−３９．７Ｖ−５．７Ｔｉ−８９５Ｂ
上記式において、各元素記号は鋼中含有量（質量％）であり、含有しない場合は０とする。

鋼板の平均温度も、板厚中央部の温度と同様、板厚、表面温度および冷却条件等から、シミュレーション計算等により求められる。

表１に示す各組成の溶鋼（鋼記号Ａ〜Ｑ）を転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼素材（スラブ２５０ｍｍ厚または３００ｍｍ厚）とし、板厚５５〜１００ｍｍに熱間圧延後、冷却を行い、Ｎｏ．１〜２７の供試鋼を得た。一部については、冷却後に焼戻しも実施した。表２に熱間圧延条件と冷却条件を示す。

得られた厚鋼板について、板厚の１／４部よりφ１４ｍｍのＪＩＳ１４Ａ号試験片を試験片の長手方向が圧延方向と直角になるように採取し、引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）および引張強さ（ＴＳ）を測定した。

また、靭性値を評価するため、板厚表層部および板厚中央部（以下、板厚中央部を１／２ｔ部と記す場合がある。）よりＪＩＳ４号衝撃試験片を試験片の長手方向が圧延方向と平行になるように採取し、シャルピー衝撃試験を行って破面遷移温度（ｖＴｒｓ）をそれぞれ求めた。ここで、表層部の衝撃試験片は、最も表面に近い面を鋼板表面から１ｍｍの深さにするものとする。

得られた厚鋼板の圧延長手方向と平行な板厚断面を鏡面研磨したあと、エッチングにより現出させた金属組織を光学顕微鏡によって観察した。

次に、脆性亀裂伝播停止特性を評価するために、標準ＥＳＳＯ試験（温度勾配型ＥＳＳＯ試験）を行い、−１０℃におけるＫｃａ値（Ｋｃａ（−１０℃））を求めた。

さらに、板厚中央部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度を次のようにして求めた。まず、板厚中央部から板厚１ｍｍのサンプルを採取し、板面に平行な面を機械研磨・電解研磨することにより、Ｘ線回折用の試験片を用意した。この試験片を用いて、Ｍｏ線源を用いてＸ線回折装置を用いて、Ｘ線回折測定を実施し、（２００）、（１１０）および（２１１）正極点図を求め、得られた正極点図から３次元結晶方位分布密度関数をＢｕｎｇｅ法で計算して求める。次に得られた３次元結晶方位分布密度関数からφ２＝０〜９０°まで、Ｂｕｎｇｅ表記で５°間隔で合計１９枚の断面図において、圧延方向に対して（１１０）面が平行となる方位の3次元結晶方位分布密度関数の値を積算して積算値を求め、この積算値を前記積算した方位の個数で割った値を、ＲＤ／／（１１０）面の集積度とした。

大入熱溶接特性を評価するために、供試鋼板に開先加工を施し（開先角度２０°）、市販の低温用鋼用エレクトロガスアーク溶接用ワイヤを使用してエレクトロガス溶接で入熱３００〜７５０ｋＪ／ｃｍで溶接継手を作製し、ＨＡＺ靭性として、ボンド部の靱性を２ｍｍＶノッチシャルピー試験により評価した。試験は、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーのｖＥ_−２０（３本平均値）で行った。

表３にこれらの試験結果を示す。本発明の範囲内にある供試鋼板（製造Ｎｏ．１〜１１）は、Ｋｃａ（−１０℃）が６０００Ｎ／ｍｍ^３／２以上の優れた脆性亀裂伝播停止性能を示した。また、大入熱溶接継手のボンド部の吸収エネルギー：ｖＥ−２０≧８８Ｊとなり、優れた値を示した。また、表層部および板厚中央部のシャルピー靭性値（破面遷移温度）、および、ＲＤ／／（１１０）集積度が（２）式を満たしている供試鋼板（製造番号２〜１１）においては、（２）式を満たしていない供試鋼板（製造番号１）と比較して、高いＫｃａ（−１０℃）の値が得られた。なお、これらの供試鋼板（製造Ｎｏ．１〜１１）の金属組織は、いずれもベイナイト主体であった。

一方、鋼板の成分は本発明の好ましい範囲であるものの、鋼板の製造条件における加熱、圧延条件が本発明の好ましい範囲を外れる鋼板（製造Ｎｏ．２０〜２７）は、Ｋｃａ（−１０℃）の値は、６０００Ｎ／ｍｍ^３／２には達しなかった。鋼板の成分が本発明の条件を満たさない供試鋼板（製造Ｎｏ．１２〜１９）については、大入熱溶接継手の吸収エネルギー：ｖＥ_−２０が２２Ｊ以下となり、本発明例と比較して劣った。

１ 標準ＥＳＳＯ試験片
２ ノッチ
３ 亀裂
３ａ 分岐
４ 先端形状
５ 母材

Claims (5)

1. 鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１．４０〜２．５０％、Ａｌ：０．００５〜０．０８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００３０％、Ｎ：０．００３６〜０．００７０％、Ｔｉ：０．００４〜０．０３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％を含有し、且つ、Ｃａ、Ｓ、Ｏの各含有量が、下記（１）式を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物で、金属組織がベイナイト相の面積率が８０％以上であり、板厚中央部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度が１．５〜４．０の集合組織を有し、かつ表層部および板厚中央部におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが−４０℃以下であることを特徴とする脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用高強度厚鋼板。
   ０．３０≦（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ≦０．８０・・・（１）
   ただし、式（１）において、Ｃａ、Ｏ、Ｓは含有量（質量％）とする。
2. 鋼組成が、更に、質量％で、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｂ：０．００３％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用高強度厚鋼板。
3. 板厚中央部のシャルピー破面遷移温度およびＲＤ／／（１１０）面の集積度が、下記（２）式を満たすことを特徴とする請求項１または２記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用高強度厚鋼板。
   ｖＴｒｓ_{（１／２ｔ）}−１２×Ｉ_{ＲＤ／／（１１０）［１／２ｔ］}≦−７０・・・（２）
   ただし、式（２）において、
   ｖＴｒｓ_{（１／２ｔ）}：板厚中央部（１／２ｔ）のシャルピー破面遷移温度（℃）
   Ｉ_{ＲＤ／／（１１０）［１／２ｔ］}：板厚中央部（１／２ｔ）のＲＤ／／（１１０）面の集積度
   とする。なお、ｔは板厚（ｍｍ）である。
4. 請求項１または２に記載の組成を有する鋼素材を、１０００〜１２００℃の温度に加熱し、オーステナイト再結晶温度域およびオーステナイト未再結晶温度域における累積圧下率の合計が６５％以上の圧延を実施し、このとき、板厚中央部がオーステナイト再結晶温度域にある状態においては累積圧下率が２０％以上の圧延を行い、次いで、板厚中央部がオーステナイト未再結晶温度域にある状態においては、累積圧下率が４０〜７０％とする圧延を行い、かつ、前記板厚中央部がオーステナイト未再結晶温度域にある状態における圧延のうち最初のパスの板厚中央部の圧延温度と最後のパスの板厚中央部の圧延温度との差が４０℃以内であり、その後、４．０℃／ｓ以上の冷却速度にて板厚中央部の温度が４５０℃以下まで冷却することを特徴とする、金属組織がベイナイト相の面積率が８０％以上であり、板厚中央部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度が１．５〜４．０の集合組織を有する脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用高強度厚鋼板の製造方法。
5. 板厚中央部の温度を４５０℃以下に加速冷却した後、さらに、鋼板平均温度でＡ_ｃ１点以下の温度に焼戻す工程を有することを特徴とする請求項４に記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用高強度厚鋼板の製造方法。

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