JP5733424B2 - 脆性き裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、船舶、海洋構造物、低温貯蔵タンク、建築・土木構造物等の大型構造物に使用する、板厚５０ｍｍ超えの厚鋼板として好適な脆性き裂伝播停止特性(brittle crack arrestability)に優れた構造用高強度厚鋼板(high strength steel plate)およびその製造方法に関する。
船舶、海洋構造物、低温貯蔵タンク、建築・土木構造物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。そのため、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、脆性き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ている。一般に、鋼板の脆性き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、脆性き裂伝播停止特性への要求も一段と高度化している。
鋼材の脆性き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（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。
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(cryogenic 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て、優れた脆性き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、脆性き裂伝播停止特性を向上させるため表層部の組織を超微細化(ultrafine-grained)した鋼材が特許文献１で提案されている。
特許文献１記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた鋼材は、脆性き裂が伝播する際、鋼材表層部に発生するシアリップ（塑性変形領域shear-lips）が脆性き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、伝播する脆性き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。
製造方法として、熱間圧延後の制御冷却により表層部分をＡｒ３変態点(Ar3 temperature)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(reheat)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。
製造方法として、熱間圧延後の制御冷却により表層部分をＡｒ３変態点(Ar3 temperature)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(reheat)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き裂伝播停止特性を向上させるために、鋼材の両表面部は円相当粒径(average grain diameter equivalent to a circle)：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、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(rolling reduction ratio)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に記載の脆性き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、実生産規模では制御が容易でなく、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、脆性き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、によって脆性き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、脆性き裂伝播停止特性を向上させる方法も知られている。鋼材の破壊面上にセパレーションを板面と平行な方向に生ぜしめ、脆性き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 diffraction intensity according to (110) plane)を２以上とし、かつ円相当径(average grain diameter equivalent to a circle)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には継手部の脆性き裂伝播停止特性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き裂伝播方向の角度のずれにより脆性き裂伝播停止特性に優れることが記載されている。更に、特許文献６、７には制御圧延における平均圧下率を規定することで板厚方向の各部（板厚の１／４部、板厚中央部など）において集合組織を発達させる脆性き裂伝播停止特性の優れた溶接構造用鋼の製造方法が記載されている。
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の鋼板の脆性き裂伝播停止特性を評価し、母材の大型脆性き裂伝播停止試験で脆性き裂が停止しない結果を報告している。
また、供試材のＥＳＳＯ試験(ESSO test compliant with the guideline for brittle crack arrest design(2009, CLASS NK))では使用温度−１０℃におけるＫｃａの値が３０００Ｎ／ｍｍ３／２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に記載の脆性き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程度が主な対象で、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、船体構造で必要な板厚方向のき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。
そこで本発明は、板厚５０ｍｍを超える厚鋼板においても、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き裂伝播停止特性に優れる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、板厚５０ｍｍを超える厚肉鋼板でも優れた脆性き裂伝播停止特性を有する高強度厚鋼板および当該鋼板を安定して得る製造方法について鋭意研究を重ね、優れた母材靭性を有することを前提に、板厚中央部における圧延面での｛３１１｝＜０１１＞方位強度(X-ray diffraction intensity according to {311}<011> direction measured for a plane parallel to the surface of the rolled plate)が２．５以上、かつ板厚１／４部における圧延面での｛１１０｝＜００１＞方位強度が０．７以上の集合組織を有する場合に優れた脆性き裂伝播停止特性が得られることを知見した。
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、本発明は、
１．構造用高強度厚鋼板であって、前記集合組織で板厚中央位置における圧延面での｛３１１｝＜０１１＞方位強度が２．５以上、かつ板厚１／４位置における圧延面での｛１１０｝＜００１＞方位強度が０．７以上の集合組織を有し、板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度が−４０℃以下であることを特徴とする脆性き裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板。
１．構造用高強度厚鋼板であって、前記集合組織で板厚中央位置における圧延面での｛３１１｝＜０１１＞方位強度が２．５以上、かつ板厚１／４位置における圧延面での｛１１０｝＜００１＞方位強度が０．７以上の集合組織を有し、板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度が−４０℃以下であることを特徴とする脆性き裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板。
２．鋼の化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．２％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．００５〜０．０８０％、Ｎ：０．００５０％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする１記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板。
３．鋼の化学成分が、更に、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜１．００％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．００１〜０．１００％、Ｂ：０．００３０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０１００％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２記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板。
４．板厚が５０ｍｍ超えであることを特徴とする１乃至３のいずれか一つに記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板。
５．２または３のいずれかに記載の化学成分を有する鋼素材を、１０００〜１２００℃の温度に加熱し、熱間圧延において板厚中央部がオーステナイト再結晶温度域の温度域では累積圧下率３０％以上、板厚中央部がオーステナイト未再結晶温度域の温度域では累積圧下率５０％以上の圧延を行った後、圧延終了温度から４０℃以内の温度域より３．０℃／ｓ以上の冷却速度にて６００℃以下まで冷却することを特徴とする脆性き裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板の製造方法。
本発明により得られる厚鋼板は板厚５０ｍｍ超えであっても、板厚方向の各位置に応じて集合組織が適切に制御されるので、脆性き裂伝播停止特性に優れる。本発明を、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、さらに好ましくは板厚６０ｍｍ以上の鋼板に適用することが、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。例えば、造船分野ではコンテナ船、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に接合される甲板部材へ適用することにより船舶の安全性向上に寄与するところ大で産業上極めて有用である。
本発明では、１．鋼板内部の集合組織、２．母材靭性を規定する。
１．鋼板内部の集合組織
本発明では、圧延方向または圧延直角方向など板面に平行な方向に伝播するき裂に対してき裂伝播停止特性を向上させるため、板厚中央位置において圧延面での｛３１１｝＜０１１＞方位強度と、板厚１／４位置において圧延面での｛１１０｝＜００１＞方位強度を規定する。
１．鋼板内部の集合組織
本発明では、圧延方向または圧延直角方向など板面に平行な方向に伝播するき裂に対してき裂伝播停止特性を向上させるため、板厚中央位置において圧延面での｛３１１｝＜０１１＞方位強度と、板厚１／４位置において圧延面での｛１１０｝＜００１＞方位強度を規定する。
板厚１／４位置において圧延面での｛１００｝＜０１１＞方位を発達させると、き裂の屈曲すなわち応力付加方向からき裂が逸れることによるき裂先端の応力拡大係数が低下する効果や、微細なセパレーションの発生によりき裂先端の応力緩和の効果により脆性き裂伝播停止特性が向上する。
板厚中央位置で圧延面に平行に｛３１１｝＜０１１＞方位を発達させると、き裂進展に先立ち微視的なクラックが発生し、き裂進展の抵抗となる。
板厚の１／４の位置で圧延面に平行に｛１１０｝＜００１＞方位を発達させると、き裂伝播停止特性が向上する理由は、き裂突入直後のき裂伝播エネルギーの吸収能力が高くなり、き裂進展が抑制されるためと考えられるが、詳細は不明である。
上述のように、｛３１１｝＜０１１＞方位と｛１１０｝＜００１＞方位とは、き裂の停止に対してそれぞれ独立に作用するものである。このように、き裂の停止に対して互いに独立した有効な作用を有する組織を素材全体の断面内で複数種類有することが、本発明の大きな特徴である。
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Ｋｃａ（−１０℃）≧６０００Ｎ／ｍｍ３／２の脆性き裂伝播停止特性を得る場合、板厚中央位置における圧延面での｛３１１｝＜０１１＞方位強度を２．５以上、かつ板厚１／４位置における圧延面での｛１１０｝＜００１＞方位強度を０．７以上とする。
ここで、方位強度は、X線回折装置を使用し、Ｍｏ線源を用いて（２００）、（１１０）および（２１１）正極点図を求め、得られた正極点図(pole figure)から３次元結晶方位分布密度関数(three-dimensional crystallographic orientation distribution function)を計算することにより求めることができる。
２．母材靭性
母材靭性が、良好な特性を有することがき裂の進展を抑制するための前提となるので、本発明に係る鋼板では板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度も所望する脆性き裂伝播停止特性に応じて適宜規定する。
母材靭性が、良好な特性を有することがき裂の進展を抑制するための前提となるので、本発明に係る鋼板では板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度も所望する脆性き裂伝播停止特性に応じて適宜規定する。
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Ｋｃａ（−１０℃）≧６０００Ｎ／ｍｍ３／２の脆性き裂伝播停止特性を得る場合、板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度は−４０℃以下と規定する。
以下、板厚５０ｍｍを超える厚肉材で、Ｋｃａ（−１０℃）≧６０００Ｎ／ｍｍ３／２の脆性き裂伝播停止特性を得る場合に好ましい鋼の化学成分と製造条件について説明する。
［化学成分］説明において％は質量％である。
［化学成分］説明において％は質量％である。
Ｃ：０．０３〜０．２０％
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が、０．２０％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、０．０３〜０．２０％の範囲に規定した。なお、好ましくは０．０５〜０．１５％である。
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が、０．２０％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、０．０３〜０．２０％の範囲に規定した。なお、好ましくは０．０５〜０．１５％である。
Ｓｉ：０．０３〜０．５０％
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が、０．０３％未満の含有量ではその効果がない。一方、０．５０％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。従ってその含有量を０．０３〜０．５０％とする。好ましくは０．０５〜０．４５％である。
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が、０．０３％未満の含有量ではその効果がない。一方、０．５０％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。従ってその含有量を０．０３〜０．５０％とする。好ましくは０．０５〜０．４５％である。
Ｍｎ：０．５〜２．２％
Ｍｎは、強化元素として含有する。０．５％より少ないとその効果が十分でなく、２．２％を超えると溶接性が劣化し、鋼材コストも上昇するため、０．５〜２．２％とする。好ましくは０．６０〜２．１０％である。
Ｍｎは、強化元素として含有する。０．５％より少ないとその効果が十分でなく、２．２％を超えると溶接性が劣化し、鋼材コストも上昇するため、０．５〜２．２％とする。好ましくは０．６０〜２．１０％である。
Ｐ、Ｓ
Ｐ、Ｓは、鋼中の不可避的不純物であるが、Ｐは０．０３０％を超え、Ｓは０．０１０％を超えると靭性が劣化するため、それぞれ、０．０３０％以下、０．０１０％以下とする。それぞれ、０．０２０％以下、０．００５％以下が望ましい。
Ｐ、Ｓは、鋼中の不可避的不純物であるが、Ｐは０．０３０％を超え、Ｓは０．０１０％を超えると靭性が劣化するため、それぞれ、０．０３０％以下、０．０１０％以下とする。それぞれ、０．０２０％以下、０．００５％以下が望ましい。
Ａｌ：０．００５〜０．０８０％
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が、０．０８０％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、０．００５〜０．０８０％の範囲に規定した。なお、好ましくは、０．０２０〜０．０４０％である。
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が、０．０８０％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、０．００５〜０．０８０％の範囲に規定した。なお、好ましくは、０．０２０〜０．０４０％である。
Ｎ：０．００５０％以下
Ｎは、鋼中のＡｌと結合し、圧延加工時の結晶粒径を調整し、鋼を強化するが、０．００５０％を超えると靭性が劣化するため、０．００５０％以下とする。好ましくは０．００４５％以下である。
Ｎは、鋼中のＡｌと結合し、圧延加工時の結晶粒径を調整し、鋼を強化するが、０．００５０％を超えると靭性が劣化するため、０．００５０％以下とする。好ましくは０．００４５％以下である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｔｉは微量の含有により、窒化物、炭化物、あるいは炭窒化物を形成し、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０．００５％以上の含有によって得られるが、０．０３０％を超える含有は、母材および溶接熱影響部の靭性を低下させるので、０．００５〜０．０３０％とする。好ましくは０．００８〜０．０２８％である。
Ｔｉは微量の含有により、窒化物、炭化物、あるいは炭窒化物を形成し、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０．００５％以上の含有によって得られるが、０．０３０％を超える含有は、母材および溶接熱影響部の靭性を低下させるので、０．００５〜０．０３０％とする。好ましくは０．００８〜０．０２８％である。
以上が本発明の基本成分組成で残部Ｆｅ及び不可避的不純物であるが、更に特性を向上させるため、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭの一種または二種以上を含有することが可能である。
Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％
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域を拡大させる効果を有し、フェライ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％以上の含有により発揮されるが、０．０５０％を超えて含有すると、粗大なＮｂＣが析出して逆に、靭性の低下を招くので、Ｎｂを含有する場合、その上限は０．０５０％とするのが好ましい。より好ましくは０．００８〜０．０４５％である。
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域を拡大させる効果を有し、フェライ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％以上の含有により発揮されるが、０．０５０％を超えて含有すると、粗大なＮｂＣが析出して逆に、靭性の低下を招くので、Ｎｂを含有する場合、その上限は０．０５０％とするのが好ましい。より好ましくは０．００８〜０．０４５％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。圧延後の強度向上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含有させることができ、これらの効果は、いずれも、０．０１％以上の含有によって発揮される。しかし、過度の含有は靭性や溶接性を劣化させるため、それぞれ上限をＣｕは０．５０％、Ｎｉは１．００％、Ｃｒは０．５０％、Ｍｏは０．５０％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃｕは０．０５〜０．４５％、Ｎｉは０．０５〜０．９５％、Ｃｒは０．０５〜０．４５％、Ｍｏは０．０３〜０．４５％、である。
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏはいずれも鋼の焼入れ性を高める元素である。圧延後の強度向上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含有させることができ、これらの効果は、いずれも、０．０１％以上の含有によって発揮される。しかし、過度の含有は靭性や溶接性を劣化させるため、それぞれ上限をＣｕは０．５０％、Ｎｉは１．００％、Ｃｒは０．５０％、Ｍｏは０．５０％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃｕは０．０５〜０．４５％、Ｎｉは０．０５〜０．９５％、Ｃｒは０．０５〜０．４５％、Ｍｏは０．０３〜０．４５％、である。
Ｖ：０．００１〜０．１００％
Ｖは、Ｖ（ＣＮ）としての析出強化により、鋼の強度を向上させる元素であり、この効果は０．００１％以上含有させることにより発揮される。しかし、０．１００％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、０．００１〜０．１００％の範囲の含有とすることが好ましい。より好ましくは、０．００８〜０．０９５％である。
Ｖは、Ｖ（ＣＮ）としての析出強化により、鋼の強度を向上させる元素であり、この効果は０．００１％以上含有させることにより発揮される。しかし、０．１００％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、０．００１〜０．１００％の範囲の含有とすることが好ましい。より好ましくは、０．００８〜０．０９５％である。
Ｂ：０．００３０％以下
Ｂは微量で鋼の焼入れ性を高める元素で含有しても良い。しかし、０．００３０％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０．００３０％以下の含有とすることが好ましく、また、０．０００６％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃｕは０．０００８〜０．００２８％である。
Ｂは微量で鋼の焼入れ性を高める元素で含有しても良い。しかし、０．００３０％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０．００３０％以下の含有とすることが好ましく、また、０．０００６％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃｕは０．０００８〜０．００２８％である。
Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下
Ｃａ、ＲＥＭは溶接熱影響部の組織を微細化し靭性を向上させ、含有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含有してもよい。しかし、過度に含有すると、粗大な介在物を形成し母材の靭性を劣化させるので、含有させる場合には、含有量の上限をそれぞれ０．００５０％、０．０１００％とするのが好ましい。
Ｃａ、ＲＥＭは溶接熱影響部の組織を微細化し靭性を向上させ、含有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含有してもよい。しかし、過度に含有すると、粗大な介在物を形成し母材の靭性を劣化させるので、含有させる場合には、含有量の上限をそれぞれ０．００５０％、０．０１００％とするのが好ましい。
［製造条件］
上記組成の溶鋼を、転炉等で溶製し、連続鋳造等で鋼素材（スラブ）とし、１０００〜１２００℃に加熱後、熱間圧延を行う。
上記組成の溶鋼を、転炉等で溶製し、連続鋳造等で鋼素材（スラブ）とし、１０００〜１２００℃に加熱後、熱間圧延を行う。
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、歩留が低下するので、加熱温度は１０００〜１２００℃とする。靭性の観点から好ましい加熱温度の範囲は１０００〜１１５０℃であり、より好ましくは１０００〜１０５０℃である。
熱間圧延はまず、板厚中央部の温度がオーステナイト再結晶温度域での累積圧下率を３０％以上とする圧延を行う。この温度域での累積圧下率を３０％以上とすることにより、板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度として−４０℃以下が達成される。累積圧下率が３０％未満であると、オーステナイトの細粒化が不十分で靭性が向上せず、板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度として−４０℃以下が得られない。この温度域での累積圧下率は、３５％以上であることが好ましいが、６０％以上とすると効果が飽和するため圧延効率の観点から、累積圧下率の上限は６０％とすることが好ましい。
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おいて累積圧下率５０％以上の圧延を行う。この温度域での累積圧下率を５０％以上とすることにより、板厚１／２位置の｛３１１｝＜０１１＞方位強度が２．５以上かつ板厚１／４位置における圧延面での｛１１０｝＜００１＞方位強度が０．７以上の集合組織が得られる。逆に、この温度域での累積圧下率が５０％未満であると板厚１／２位置の｛３１１｝＜０１１＞方位強度が２．５以上かつ板厚１／４位置における圧延面での｛１１０｝＜００１＞方位強度が０．７以上の集合組織が得られない。この温度域での累積圧下率は、５２％以上であることが好ましいが、圧延効率の観点から、累積圧下率の上限は６５％とすることが好ましい。
なお、熱間圧延では規定した温度域外での圧延を制限するものではない。上記に規定する温度域で規定の累積圧下がおこなわれていればよい。圧延終了温度はＡｒ３点以上であることが好ましい。
圧延が終了した鋼板は、最終パスの圧延終了温度から４０℃以内の範囲内で冷却を開始し、３．０℃／ｓ以上の冷却速度にて６００℃以下まで冷却する。オーステナイト温度域圧延およびオーステナイト→フェライト変態時に得られる集合組織が損なわれないように、圧延後には鋼板を、最終パスの圧延終了温度から４０℃以内の範囲内で冷却を開始し、３．０℃／ｓ以上の冷却速度にて６００℃以下まで冷却する必要がある。冷却開始温度が最終パスの圧延終了温度よりも４０℃を超えて低い場合には、オーステナイト未再結晶温度域での圧延により鋼中に導入されたが歪みが回復するため、未再結晶温度域圧延の効果が十分に発揮されない。冷却速度が３．０℃／ｓを下回る場合、あるいは、冷却終了温度が６００℃を超える場合には、鋼板の強度が低くなるおそれがあるほか、目標とする集合組織が得られなくなる。
以上の説明において、板厚中央部の温度は、放射温度計で測定した鋼板表面温度から、伝熱計算により求める。圧延後の冷却条件における温度条件も板厚中央部温度とする。
表１に示す各組成の溶鋼（鋼記号Ａ〜Ｔ）を、転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼素材（スラブ２８０ｍｍ厚）とし、板厚５０〜８０ｍｍに熱間圧延後、冷却を行いＮｏ．１〜２６の供試鋼を得た。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１／４部よりΦ１４のＪＩＳ１４Ａ号試験片を採取し、引張試験を行い、降伏強度（Yield Strength）、引張強さ（Tensile Strength）を測定した。
板厚の１／４位置よりＪＩＳ４号衝撃試験片を試験片の長手軸の方向が圧延方向と平行となるように採取し、シャルピー衝撃試験を行って、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。
また、鋼板の集合組織を評価するため、板厚中央位置における圧延面での｛３１１｝＜０１１＞方位強度と、板厚１／４位置における圧延面での｛１１０｝＜００１＞方位強度を測定した。
方位強度は、Ｘ線回折装置（理学電機株式会社製）を使用し、Ｍｏ線源を用いて（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計算することにより求めた。
次に、脆性き裂伝播停止特性を評価するため、温度勾配型ＥＳＳＯ試験を行い、−１０℃におけるＫｃａ値（以下、Ｋｃａ（−１０℃）Ｎ／ｍｍ３／２とも記す）を求めた。
表３にこれらの試験結果を示す。製造番号（Ｎｏ．）１〜１３の場合、板厚中央位置における圧延面での｛３１１｝＜０１１＞方位強度が２．５以上、かつ板厚１／４位置における圧延面での｛１１０｝＜００１＞方位強度が０．７以上の集合組織を有し、板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度が−４０℃以下であり、Ｋｃａ（−１０℃）が６０００Ｎ／ｍｍ３／２以上と優れた脆性き裂伝播停止特性が得られた。
一方、製造番号（Ｎｏ．）１４〜２６の場合、板厚中央位置における圧延面での｛３１１｝＜０１１＞方位強度が２．５以上、かつ板厚１／４位置における圧延面での｛１１０｝＜００１＞方位強度が０．７以上、板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度が−４０℃以下、のいずれかの規定を満足しておらず、Ｋｃａの値が４５００Ｎ／ｍｍ３／２以下であった。
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論文集 第３号、 ２００６、 ｐｐ３５９−３６２。
Claims (4)
- 構造用高強度厚鋼板であって、鋼の化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．２％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．００５〜０．０８０％、Ｎ：０．００５０％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
板厚中央位置における圧延面での｛３１１｝＜０１１＞方位強度が２．５以上、かつ板厚１／４位置における圧延面での｛１１０｝＜００１＞方位強度が０．７以上の集合組織を有し、板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度が−４０℃以下であることを特徴とする構造用高強度厚鋼板。 - 鋼の化学成分が、更に、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜１．００％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．００１〜０．１００％、Ｂ：０．００３０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下の１種または２種以上を含有し、かつ、板厚６０ｍｍ以上であることを特徴とする請求項１記載の構造用高強度厚鋼板。
- 請求項１に記載の化学成分を有する鋼素材を、１０００〜１２００℃の温度に加熱し、熱間圧延において板厚中央部がオーステナイト再結晶温度域の温度域では累積圧下率３０％以上、板厚中央部がオーステナイト未再結晶温度域の温度域では累積圧下率５０％以上の圧延を行った後、圧延終了温度から４０℃以内の温度域より３．０℃／ｓ以上の冷却速度にて６００℃以下まで冷却することを特徴とする構造用高強度厚鋼板の製造方法。
- 請求項２に記載の化学成分を有する鋼素材を、１０００〜１２００℃の温度に加熱し、熱間圧延において板厚中央部がオーステナイト再結晶温度域の温度域では累積圧下率３０％以上、板厚中央部がオーステナイト未再結晶温度域の温度域では累積圧下率５５％以上の圧延を行った後、圧延終了温度から４０℃以内の温度域より３．０℃／ｓ以上の冷却速度にて６００℃以下まで冷却し、製造した鋼板の板厚が６０ｍｍ以上であることを特徴とする構造用高強度厚鋼板の製造方法。
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