JP6504131B2 - 高強度厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、高強度厚鋼板に関し、特に、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用いられる、大入熱溶接部の靭性および脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板に関する。また、本発明は、前記高強度厚鋼板の製造方法に関する。

船舶や海洋構造物、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、脆性破壊に伴う事故が起きると、社会経済や環境など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ており、とくに、使用される鋼材に対しては、使用温度における靭性や、脆性き裂伝播停止特性（アレスト特性）が高いレベルで要求されている。

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、船体外板に高強度の厚肉材が使用されており、最近では、船体の大型化に伴って一層の高強度厚肉化が進んでいる。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になるほど劣化する傾向にあるため、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は、鋼中のＮｉ含有量を増加させる方法が知られている。例えば、液化天然ガス（ＬＮＧ）の貯槽タンクには、９％Ｎｉ鋼が商業規模で使用されている。しかし、鋼中Ｎｉ量の増加は、製造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。

他方、ＬＮＧのような極低温にまで至らない、例えば、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おいては、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で、優れた脆性き裂伝播停止特性を実現することができる。

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に、鋼の組織や集合組織を制御する方法が、様々な観点から提案されている。

しかし、大型構造物に使用される鋼材には、脆性き裂伝播停止特性に優れることのみならず、安全性の観点から、溶接熱影響部の靭性、特にボンド部の靭性に優れることが要求される。

大入熱溶接時の融点直下の高温にさらされるボンド部では、オーステナイト結晶粒が粗大化しやすい。粗大化したオーステナイト結晶粒は、その後の冷却によって脆弱な上部ベイナイト組織に変態し、更に、ウィドマンステッテン組織や島状マルテンサイトが生成して靭性が低下する。

ボンド部の靭性向上に関しては種々の研究がなされており、例えば、ＴｉＮの微細分散によるオーステナイトの粗大化抑制やフェライト変態核としての利用のほか、希土類元素（ＲＥＭ）をＴｉと複合添加することにより、鋼中に微細粒子を分散させてオーステナイトの粒成長を防止し、溶接部の靭性向上を図る方法が提案されている（特許文献１）。

また、Ｔｉ酸化物やＭｇ酸化物を利用したり（特許文献２、３）、ＢＮによりフェライト核を生成したり、ＣａやＲＥＭを添加することによって硫化物の形態を制御して、靭性を向上させることが提案されている。

特許文献４では、Ｃａ、Ｏ、Ｓ量を制御し、ＣａおよびＭｎの複合硫化物をフェライト核とし微細に分散させることによって、靭性を向上させる方法が提案されている。

特公平０３−０５３３６７号公報 特開昭６０−２４５７６８号公報 特開２０００−２３４１３９号公報 特許第３７３３８９８号 特許第５１４６１９８号

しかし、上記したような従来の技術は、いずれも板厚５０ｍｍ程度の鋼板を対象としたものであり、板厚７０ｍｍ程度の厚肉材へ適用した場合に、必要な特性が得られるかどうかは不明である。

溶接施工において、板厚５０ｍｍ以上の厚鋼板を溶接する場合、入熱３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接の適用が検討されており、さらなる大入熱化が予想される。しかし、特許文献１に記載されているような、ＴｉＮを利用する技術においてはＴｉＮが溶解する温度域に加熱される溶接部でその作用が消失し、また固溶ＴｉおよびＮにより組織が脆化して著しく靭性が低下するので、３００ｋＪ／ｃｍを越える大入熱溶接部では十分な靭性が得られないことが予想される。

さらに、特許文献２、３に記載されている技術のように、Ｔｉ酸化物やＭｇ酸化物を利用してＨＡＺ靭性を改善する場合、これらの酸化物を十分均質に微細分散することは容易でない。また、ＣａやＲＥＭを添加する技術においても、３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接では溶接熱影響部の高靭性を確保することは困難であった。

また、特許文献４においては、ＣａおよびＭｎの複合硫化物を利用することで４００ｋＪ／ｃｍを超える溶接熱影響部靭性を確保しているが、脆性き裂伝播停止性能に関する検討はなされていない。

これに対し、特許文献５においては、溶接熱影響部靱性を確保するとともに脆性き裂伝播停止性能に優れる鋼板が開示されている。しかし、本技術を用いたとしても板厚中心での靱性が十分でない場合があった。

本発明は、上記した問題を有利に解決するもので、板厚が５０ｍｍを超える場合においても、板厚中心部の靭性に優れ、かつ、大入熱溶接部の靭性および脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板を提供することを目的とする。また、本発明は、工業的に簡易なプロセスで、前記高強度厚鋼板を安定して製造し得る、高強度厚鋼板の製造方法を提供することを目的とする。

発明者らは、上記課題を解決するために、大入熱溶接部の靭性および脆性き裂伝播停止特性に優れた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た結果、以下の知見を得た。

（１）オーステナイト域で圧延を完了する場合、圧延時の温度が低温であるほど高い靭性値と集合組織が得られる。しかしながら、板厚が５０ｍｍを超えるような厚鋼板においては、変態点付近まで圧延温度を下げてしまうと、図１に示すように鋼板の表面と板厚中央部との温度差が大きくなるため、表層部がフェライト組織に変態し、そのフェライトが圧延されて表層部の靭性が劣化する。
（２）表層部のフェライト生成を抑制するためには圧延温度を上げる必要があるが、圧延温度を上げると、板厚中心の圧延温度を十分に低くすることができない。
（３）板厚中心部の圧延温度が十分に低くないと、板厚中心部の結晶粒径が粗大となり靱性が不十分となる場合や、き裂伝播停止特性に有利な集合組織である（２１１）面の集積度が不十分となる場合があった。

上記の問題を解決するためさらに検討を重ねた結果、圧延の途中で鋼板の表裏面を加熱することで図２に示したように板厚方向の温度差を低減でき、これまで以上に低い温度で安定的に圧延できることに思い至った。これにより、従来よりも優れた板厚中心部の靱性、高い脆性き裂伝播停止特性を得ることができる。

さらに、上記したような優れた板厚中心部の靱性および脆性き裂伝播停止特性を損なうことなく、大入熱溶接時のボンド部において優れた靱性を得るための方法について検討を行い、以下の知見を得た。

（４）鋼板の溶接ボンド部の靭性は脆化組織に影響され、この脆化組織の靭性は溶接後の冷却時にフェライト変態を促進させる変態核の微細化を行う事で大きく向上する。
（５）下記（１）式で定義されるＡＣＲが下記（２）式の条件を満足するように、Ｃａ、Ｓ、Ｏ量を調節することにより、変態核を微細に分散させることができる。
ＡＣＲ＝（［Ｃａ］−（０．１８＋１３０×［Ｃａ］）×［Ｏ］）／１．２５／［Ｓ］…（１）
０．００＜ＡＣＲ＜１．００…（２）

すなわち、鋼を溶製する際の凝固段階でＣａＳを晶出させるにあたり、上記（１）、（２）式を満足するようにＣａ、Ｓの添加量および添加時の溶鋼中の溶存酸素量を制御することによって、ＣａＳの晶出後の固溶Ｓ量を確保すれば、ＣａＳの表面上にＭｎＳが析出する。ＭｎＳは、それ自身がフェライト核生成能を有することに加え、その周囲にＭｎの希薄帯が形成してフェライト変態を促進する作用を有している。したがって、上記（１）、（２）式の条件を満足することにより、溶接熱影響部靭性を向上させることができる。さらに、ＭｎＳ上にＴｉＮ、ＢＮ、ＡｌＮ等のフェライト生成核が析出することによって、より一層、フェライト変態が促進される。

本発明は上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨構成は以下のとおりである。

１．質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５％、
Ｍｎ：１.００〜２．５０％、
Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．０００５〜０．０１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．０２０〜０．０８０％、
Ｎ ：０．００２５〜０．００７５％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００２０％、および
残部のＦｅおよび不可避的不純物からなり、
かつ下記（１）式で定義されるＡＣＲが下記（２）式の条件を満足し、
下記（３）式で定義されるＣｅｑが下記（４）式の条件を満足する成分組成を有し、
板厚１／２位置における圧延面での（２１１）面Ｘ線強度比が１．５以上、鋼板表面における（２１１）面Ｘ線強度比が１．４以上の集合組織を有し、
板厚１／２位置におけるフェライトの面積分率が６０％以上、かつ板厚１／２位置におけるフェライトの平均粒径が１５μｍ以下である鋼組織を有する、高強度厚鋼板。
記
ＡＣＲ＝（［Ｃａ］−（０．１８＋１３０×［Ｃａ］）×［Ｏ］）／１．２５／［Ｓ］…（１）
０．００＜ＡＣＲ＜１．００…（２）
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｕ］／１５＋［Ｎｉ］／１５＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／５＋［Ｖ］／５…（３）
Ｃｅｑ≧０．３０…（４）
ここで、上記（１）、（３）式における［ ］は、前記高強度厚鋼板における該括弧内の元素の含有量（質量％）を表し、該元素が含有されていない場合には０とする。

２．前記成分組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％、
Ｃｕ：０．０１〜０．５％、
Ｎｉ：０．０１〜１．５％、および
Ｃｒ：０．０１〜０．５％からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、前記１に記載の高強度厚鋼板。

３．前記成分組成が、質量％で、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％、および
Ｖ ：０．００５〜０．１０％のいずれか一方または両方をさらに含有する、前記１または２に記載の高強度厚鋼板。

４．前記１〜３のいずれか一項に記載の構造用高強度厚鋼板の製造方法であって、
前記１〜３のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼を１０００〜１２００℃の加熱温度に加熱し、
板厚１／２位置がオーステナイト再結晶温度域での熱間圧延を行い、
板厚１／２位置がオーステナイト未再結晶温度域での熱間圧延を、板厚１／２位置の温度がＡｒ_３〜Ａｒ_３＋３０℃の範囲における累積圧下率が４０％以上となる条件で行い、
前記板厚１／２位置がオーステナイト再結晶温度域での熱間圧延終了後、前記板厚１／２位置がオーステナイト未再結晶温度域での熱間圧延開始までの間に、前記鋼を表裏の両面から加熱する、高強度厚鋼板の製造方法。

５．前記表裏の両面からの加熱を、前記板厚１／２位置がオーステナイト未再結晶温度域での熱間圧延開始時における前記鋼の表面と板厚１／２位置における温度差が４０℃以下となるように行う、前記４に記載の高強度厚鋼板の製造方法。

本発明によれば、板厚方向の各位置に応じて集合組織および靭性値が適切に制御されるので、板厚が５０ｍｍを超える場合においても、板厚中心部の靭性に優れ、かつ、大入熱溶接部の靭性および脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板を得られる。本発明の高強度厚鋼板は、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が大で、産業上極めて有用である。

従来の熱間圧延における、鋼板の板厚方向での温度分布を示す模式図である。 本発明の熱間圧延における、鋼板の板厚方向での温度分布を示す模式図である。

以下、本発明を具体的に説明する。本発明の一実施形態における高強度厚鋼板においては、成分組成、集合組織、および組織が上記のように規定される。

［成分組成］
まず、本発明において鋼の成分組成を上記のように限定する理由を説明する。なお、成分組成に関する「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。

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。しかし、Ｃ含有量が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含有量は、０．０３〜０．２０％とする。なお、Ｃ含有量は０．０４〜０．１５％とすることが好ましく、０．０５〜０．１２％とすることがより好ましい。

Ｓｉ：０．０２〜０．５％
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が、０．０２％未満の含有量ではその効果がない。一方、Ｓｉ含有量が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、Ｓｉ含有量は０．０２〜０．５％とする。Ｓｉ含有量は０．２％以下とすることが好ましく、０．１％以下とすることがより好ましい。

Ｍｎ：１．００〜２．５０％
Ｍｎは、強化元素および焼入れ元素として含有される。Ｍｎ含有量が１．００％より少ないとその効果が十分でない。一方、Ｍｎ含有量が２．５０％を超えると溶接性が劣化することに加え、鋼材コストも上昇する。そのため、Ｍｎ含有量は、１．００〜２．５０％とする。Ｍｎ含有量は１．２０〜２．３０％とすることが好ましく、１．４０〜２．１０％とすることがより好ましい。

Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、鋼中の不可避的不純物であり、含有量が多くなると靭性が劣化してしまう。そのため、板厚が５０ｍｍ超えるような厚鋼板においても良好な靭性を保つために、Ｐ含有量を０．０２％以下とする。Ｐ含有量は０．０１２％以下とすることが好ましく、０．００８％以下とすることがより好ましい。一方、下限については限定されず、０％であってもよいが、工業的には０％超である。

Ｓ：０．０００５〜０．０１％
Ｓは、鋼中の不可避的不純物であり、含有量が多くなると靭性が劣化してしまう。そのため、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。一方、大入熱溶接継手のボンド部おいて優れた靱性を得るためには０．０００５％以上の添加が必要であるため、Ｓ含有量を０．０００５％以上とする。Ｓ含有量は、０．００１０〜０．００５０％とすることが好ましく、０．００１０〜０．００３０％とすることがより好ましい。

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。また、Ｔｉは凝固時にＴｉＮとなって析出し、溶接部でのオーステナイトの粗大化を抑制するとともに、フェライト変態核となって高靭性化に寄与する。Ｔｉ含有量が０．００５％未満ではその効果が少なく、一方、０．０３０％を超えるとＴｉＮ粒子の粗大化によってその効果が得られなくなる。そのため、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０３０％とする。Ｔｉ含有量は０．００８〜０．０２０％とすることが好ましい。

Ａｌ：０．０２０〜０．０８０％
Ａｌは、脱酸材として添加される元素である。また、Ａｌは、溶接熱影響部でＡｌＮを形成することで固溶Ｎを低減し、靱性向上に寄与する。さらに、溶接熱影響部で生成したＡｌＮは、旧γ粒界内でフェライトの核生成サイトとして作用して結晶粒径微細化に寄与し、靱性を向上させる。このような効果を得るためには、０．０２０％以上の添加が必要である。一方、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含有量は、０．０２０〜０．０８０％とする。なお、Ａｌ含有量は、０．０２５〜０．０６０％とすることが好ましく、０．０３０〜０．０５０％とすることがより好ましい。

Ｎ：０．００２５〜０．００７５％
Ｎは、ＴｉＮの必要量を確保するために必要な元素である。Ｎ含有量が０．００２５％未満では十分なＴｉＮ量が得られず、一方、Ｎ含有量が０．００７５％を超えると、溶接熱サイクルによってＴｉＮが溶解する領域において固溶Ｎ量が増加して靭性が著しく低下する。そのため、Ｎ含有量を０．００２５〜０．００７５％とする。Ｎ含有量は０．００３５〜０．００６０％とすることが好ましい。

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％のＣａを含有することが必要であるが、０．００３０％を超えて含有しても効果が飽和する。そのため、Ｃａ含有量は０．０００５％〜０．００３０％とする。Ｃａ含有量は、０．００１０〜０．００２５％とすることが好ましい。

Ｂ：０．０００５〜０．００２０％
Ｂは、溶接熱影響部でＴｉＮの溶解により生じたＮをＢＮとして固定し、溶接部靭性の劣化を抑制する。また、Ｂは、焼入性を向上させ母材の強度確保に有効に寄与する。このような効果は０．０００５％以上の添加で発揮されるが、０．００２０％よりも多く添加してもその効果は飽和する。そのため、Ｂ含有量は０．０００５〜０．００２０％とする。Ｂ含有量は０．０００８〜０．００１５％とすることが好ましい。

本発明の一実施形態における高強度厚鋼板の成分組成は、上記元素と、残部のＦｅ及び不可避不純物からなる。なお、前記不可避的不純物としては、例えば、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｍｇ、Ｗ、ＲＥＭ等が挙げられ、これらの元素の含有量は、Ｓｂ：０．０１％以下、Ｓｎ：０．０１％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｃｏ：０．１％以下、Ｍｇ：０．００１０％以下、Ｗ：０．０１０％以下、Ｚｒ：０．００１０％以下、ＲＥＭ：０．００１０％以下とすることが好ましい。

また、本発明の他の実施形態においては、さらに特性を向上させるため、上記成分組成に加え、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、およびＣｒからなる群より選択される１または２以上を任意に含有することが可能である。

Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％
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、Ｎｂは、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、０．０４０％を超えて含有すると、粗大なＮｂＣが析出することにより、かえって靭性の低下を招く。そのため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量を０．００５〜０．０４０％とする。Ｎｂ含有量は、０．０１〜０．０３０％とすることが好ましい。

Ｃｕ：０．０１〜０．５％
Ｃｕは、鋼の焼入れ性を高める元素であり、圧延後の強度向上に加え、靭性、高温強度、耐候性などの機能向上に寄与する。これらの効果は、０．０１％以上の含有によって発揮されるが、過度の含有は靭性や溶接性をかえって劣化させる。そのため、Ｃｕ含有量は０．０１〜０．５％とする。

Ｎｉ：０．０１〜１．５％
Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高める元素であり、圧延後の強度向上に加え、靭性、高温強度、耐候性などの機能向上に寄与する。これらの効果は、０．０１％以上の含有によって発揮される。一方、過度の含有は靭性や溶接性をかえって劣化させることに加え、合金のコスト増加を招く。そのため、Ｎｉ含有量は０．０１〜１．５％とする。

Ｃｒ：０．０１〜０．５％
Ｃｒは、Ｃｕと同様に、鋼の焼入れ性を高める元素であり、圧延後の強度向上に加え、靭性、高温強度、耐候性などの機能向上に寄与する。これらの効果は、０．０１％以上の含有によって発揮されるが、過度の含有は靭性や溶接性をかえって劣化させる。そのため、Ｃｒ含有量は０．０１〜０．５％とする。

また、本発明の他の実施形態においては、さらに特性を向上させるため、上記成分組成に加え、ＭｏおよびＶのいずれか一方または両方を任意に含有することが可能である。

Ｍｏ：０．０１〜０．５％
Ｍｏは、ＣｕやＣｒと同様に、鋼の焼入れ性を高める元素であり、圧延後の強度向上に加え、靭性、高温強度、耐候性などの機能向上に寄与する。これらの効果は、０．０１％以上の含有によって発揮されるが、過度の含有は靭性や溶接性をかえって劣化させる。そのため、Ｍｏ含有量は０．０１〜０．５％とする。

Ｖ：０．００５〜０．１０％
Ｖは、Ｖ（ＣＮ）として析出する析出強化によって、鋼の強度を向上させる元素である。この効果はＶを０．００５％以上含有させることにより発揮される。一方、Ｖを０．１０％を超えて含有すると、かえって靭性が低下する。このため、Ｖを含有させる場合には、Ｖ含有量を０．００５〜０．１０％とする。

［ＡＣＲ］
さらに、上記成分組成は、下記（１）式で定義されるＡＣＲ（Atomic Concentration Ratio）が下記（２）式の条件を満足するものである。
ＡＣＲ＝（［Ｃａ］−（０．１８＋１３０×［Ｃａ］）×［Ｏ］）／１．２５／［Ｓ］…（１）
０．００＜ＡＣＲ＜１．００…（２）
ここで、上記（１）式における［ ］は、高強度厚鋼板における該括弧内の元素の含有量（質量％）を表す。

上記（１）、（２）式で規定される条件は、複合硫化物を、ＣａＳ上にＭｎＳが析出した形態とするため、鋼中のＣａ、Ｓ、Ｏの含有量を規定するものである。ＡＣＲが０．００より大きく、かつ１．００未満の場合、鋼を溶製する際の凝固段階でＣａＳが晶出するとともに、ＣａＳの晶出後にも固溶Ｓ量が確保されるため、前記ＣａＳの表面上にＭｎＳが析出する。したがって、上記（１）、（２）式の条件を満足することにより、溶接熱影響部靭性を向上させることができる。さらに、ＭｎＳ上にＴｉＮ、ＢＮ、ＡｌＮ等のフェライト生成核が析出することによって、より一層、フェライト変態が促進される。なお、ＡＣＲは、０．０１〜０．０９とすることがより好ましい。さらに好ましくは０．０２〜０．０８である。

ＡＣＲが０．００以下の場合、ＣａＳが晶出せず、ＳはＭｎＳ単独の形態で析出し、溶接熱影響部において複合硫化物を微細分散させることができない。一方、ＡＣＲが１．００以上の場合には、ＳがＣａによって完全に固定され、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、溶接熱影響部において複合硫化物を微細分散させることができない。

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低減することが望ましい。特に、Ｏ含有量が０．００３０％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ため、Ｏ含有量を０．００３０％以下とすることが好ましい。

また、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の量をＣａ添加前に低減しておくことが必要であり、製鋼工程におけるＣａ添加前の残存酸素量を０．００３０％以下とすることが好ましい。残存酸素量の低減には、脱ガスを強化する方法や、脱酸剤を投入する方法などを用いることができる。

［Ｃｅｑ］
さらに、上記成分組成は、下記（３）式で定義される炭素当量Ｃｅｑが下記（４）式の条件を満足するものである。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｕ］／１５＋［Ｎｉ］／１５＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／５＋［Ｖ］／５…（３）
Ｃｅｑ≧０．３０…（４）
ここで、上記（３）式における［ ］は、高強度厚鋼板における該括弧内の元素の含有量（質量％）を表し、該元素が含有されていない場合には０とする。

Ｃｅｑを０．３０以上とすることにより、板厚が５０ｍｍを超えるような厚鋼板においても、強度および集合組織強度を保つことができる。Ｃｅｑは０．３２以上とすることが好ましい。一方、Ｃｅｑの上限は特に限定されないが、０．４２以下とすることが好ましい。

［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するき裂伝播停止特性を向上させるために、板厚１／２位置および鋼板表面における（２１１）面Ｘ線強度比を規定する。板厚１／２位置および鋼板表面において、（２１１）面を発達させると、き裂進展に先立ち微視的なクラックが発生してき裂進展の抵抗となる。なお、ここで「板厚１／２位置」とは板厚方向における中央の位置を意味し、「鋼板表面」とは鋼板の表面から０．５ｍｍの深さの位置を意味する。

具体的には、板厚１／２位置における圧延面での（２１１）面Ｘ線強度比が１．５以上、鋼板表面における（２１１）面Ｘ線強度比が１．４以上の集合組織とする。前記条件を満たすように集合組織を制御することにより、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が５０ｍｍを超えるような厚鋼板においても、構造安全性を確保する上で目標とされるＫｃａ（−１０℃）≧６０００Ｎ／ｍｍ^３／２の脆性き裂伝播停止特性を得ることができる。ここで、Ｋｃａ（−１０℃）は、−１０℃における脆性き裂伝播停止靭性である。なお、より優れたき裂伝播停止性能が要求される場合には、板厚１／２位置における（２１１）面Ｘ線強度比を１．６以上、鋼板表面における（２１１）面Ｘ線強度比を１．５以上とすることが好ましい。

なお、ここで、（２１１）面Ｘ線強度比とは、対象材の（２１１）結晶面の集積度を表す数値であり、対象材の（２１１）反射のＸ線回折強度（Ｉ（２１１））と、集合組織のないランダムな標準試料の（２１１）反射のＸ線回折強度（Ｉ０（２１１））との比（Ｉ（２１１）／Ｉ０（２１１））を指す。板厚１／２位置における圧延面での（２１１）面Ｘ線強度比と鋼板表面における（２１１）面Ｘ線強度比は、それぞれ実施例に記載した方法で測定することができる。なお、面集積度の測定においては、数％の位置誤差は許容される。

[鋼板内部の組織]
鋼板には、基本特性として靭性に優れることが求められることに加え、脆性き裂の進展を抑制するためにも優れた靭性が要求される。そこで本発明では、高強度厚鋼板の板厚１／２位置におけるフェライトの面積分率を６０％以上、かつ板厚１／２位置におけるフェライトの平均粒径を１５μｍ以下とする。鋼組織をこのように制御することにより、特に重要である板厚１／２位置におけるvTrs（延性脆性遷移温度）を−４０℃以下とすることができる。前記フェライトの面積分率は、６５％以上とすることが好ましく、７０％以上とすることがより好ましく、７５％以上とすることがさらに好ましい。一方、前記フェライトの面積分率の上限は特に限定されないが、通常は９５％以下である。なお、フェライト以外の残部は、特に限定されることなく、ベイナイト、マルテンサイト（島状マルテンサイトを含む）など、任意の組織とすることができる。それら残部組織の面積分率の合計は、４０％以下であれば許容される。

また、前記フェライトの平均粒径は１２μｍ以下とすることが好ましく、１０μｍ以下とすることがより好ましい。一方、フェライトの平均粒径の下限は特に限定されないが、通常は５μｍ以上である。フェライトの平均粒径は、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１５００倍で撮影した組織写真を画像処理することによって求めた円相当径の平均値とする。なお、組織の同定に関しては、常法に依ることができる。

［板厚］
本発明の高強度厚鋼板の板厚の下限は特に限定されないが、５０ｍｍ超の鋼板で効果が顕著であり、６０ｍｍ以上の鋼板でより効果が顕著であり、７０ｍｍ超の鋼板ではさらに効果が顕著である。また、板厚の上限についても特に限定されないが、通常は、１００ｍｍである。

［製造方法］
次に、本発明の一実施形態における高強度厚鋼板の製造方法を説明する。

本発明の高強度厚鋼板は、上述した成分組成を有する鋼を特定の条件で熱間圧延することによって製造することができる。具体的には、次の（１）〜（３）の工程を順次行う。
（１）１０００〜１２００℃の加熱温度に加熱する。
（２）板厚１／２位置がオーステナイト再結晶温度域で熱間圧延する。
（３）板厚１／２位置がオーステナイト未再結晶温度域で、板厚１／２位置の温度がＡｒ_３〜Ａｒ_３＋３０℃の範囲における累積圧下率が４０％以上となる条件で熱間圧延する。
そして、前記（２）の工程における熱間圧延が終了した後、前記（３）の工程における熱間圧延を開始するまでの間に、前記鋼を表裏の両面から加熱する。

［加熱工程］
加熱温度：１０００〜１２００℃
熱間圧延に先立って、上記成分組成を有する鋼を加熱する。その際、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時間を十分に確保することができない。一方、加熱温度が１２００℃超では、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って歩留が低下する。そのため、加熱温度は１０００〜１２００℃とする。なお、鋼板の靭性向上の観点からは、前記加熱温度を１０００〜１１５０℃とすることが好ましく、１０３０〜１１３０℃とすることがより好ましい。

なお、前記加熱工程に供される鋼は、特に限定されることなく、任意の方法で製造することができる。例えば、上記成分組成を有する溶鋼を転炉等で溶製し、連続鋳造によって得た鋼片（スラブ）を用いることができる。

［熱間圧延］
次いで、熱間圧延を行う。熱間圧延工程においては、まず、（２）板厚１／２位置がオーステナイト再結晶温度域での熱間圧延を行い、次いで、（３）板厚１／２位置がオーステナイト未再結晶温度域での熱間圧延を行う。この時、前記（２）の工程における熱間圧延が終了した後、前記（３）の工程における熱間圧延を開始するまでの間に、前記鋼を表裏の両面から加熱する。前記加熱により、板厚方向における温度分布を制御し、鋼板表面と内部とにおける温度差を小さくすることができ、その結果、上述した板厚中央部と鋼板表面における集合組織を得ることができる。

前記表裏の両面からの加熱は、前記（３）板厚１／２位置がオーステナイト未再結晶温度域での熱間圧延開始時における前記鋼の表面と板厚１／２位置における温度差が４０℃以下となるように行うことが好ましい。これにより、板厚中央をより低い温度で圧延しつつ、表面にフェライトが生成することを抑制することができる。前記温度差は、３０℃以下とすることが好ましい。一方、前記温度差は、小さければ小さいほど好ましいため、下限は特に限定されないが、通常は、１５℃以上である。

前記熱間圧延工程における加熱は、前記（２）の工程における熱間圧延が終了した後、前記（３）の工程における熱間圧延を開始するまでの間であれば、任意のタイミングで行うことができるが、温度制御の観点からは、該加熱が終了してから３０秒以内に、前記（３）の工程における熱間圧延を開始することが好ましい。

前記熱間圧延工程における加熱は、特に限定されることなく、誘導加熱や炉加熱など、任意の方法で行うことができる。

なお、上記（３）の未再結晶域圧延においては、板厚中央の温度がＡｒ_３〜Ａｒ_３＋３０℃の範囲における累積圧下率を４０％以上とする。同温度範囲における累積圧下率は５０％以上とすることが好ましい。前記温度範囲における累積圧下率の上限は特に限定されないが、圧延負荷の観点から７０％以下とすることが好ましい。本発明においては、上述のように未再結晶域圧延前に鋼板を表裏面から加熱するため、板厚中心温度がＡｒ_３点直上となる条件で圧延しても表層フェライトの生成を抑制することができる。

圧延が終了した鋼板は、任意の条件で冷却することができるが、圧延時に発達させた集合組織の保持という観点からは、前記冷却は、Ａｒ_３点以上の温度から６００℃以下まで、２℃／ｓ以上の冷却速度で行うことが好ましい。

上記熱間圧延および冷却後に、焼戻処理を行うこともできる。焼戻し処理を行う場合、焼戻し温度をＡｃ_１点以下とすることが好ましい。焼戻温度がＡｃ_１点より高いと、圧延時に発達させた集合組織が失われる場合があるためである。

なお、以上の説明において、板厚１／２位置の温度は、放射温度計で測定した鋼板表面温度からの伝熱計算、もしくは事前に測定した中心温度に基づく計算により求める。また、圧延後の冷却条件における温度は、板厚１／２位置における温度とする。

（実施例）
次に、本発明の実施例について説明する。
表１に示す各成分組成を有する溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。次いで、前記スラブを表２に示した加熱温度に加熱した後、板厚：６０〜１００ｍｍとなるよう熱間圧延を行った。熱間圧延の条件は、表２に示した通りである。未再結晶域圧延前に加熱を実施したものについては、前記加熱終了後、３０秒以内に未再結晶域圧延を開始した。熱間圧延後は、直ちに板厚中心の冷却速度：２〜１０℃／ｓで３５０〜５００℃の範囲まで冷却し、その後、放冷して高強度厚鋼板を得た。

得られた高強度厚鋼板のそれぞれについて、以下の方法により、機械的特性、組織、集合組織、脆性き裂伝播停止特性、および溶接ボンド部における靭性を評価した。評価結果を表３に示す。

［機械的特性］
板厚１／４部より、Φ１４のＪＩＳ １４Ａ号試験片を採取し、引張試験を行って降伏強度（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）を測定した。また、板厚の１／２位置よりＪＩＳ ４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。

［組織］
板厚１／２位置から採取した試料を鏡面研磨し、ナイタール腐食した面について、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１５００倍で撮影し、組織写真を得た。前記組織写真を画像処理することによってフェライトの面積分率と平均粒径を求めた。なお、平均粒径は、前記組織写真から求めた円相当径の平均値とした。

［集合組織］
鋼板の集合組織を評価するため、板厚１／２位置および鋼板表面における（２１１）面Ｘ線強度比を、以下の方法で測定した。まず、板厚表層下０．５ｍｍおよび板厚１／２位置から板厚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。なお、板厚表層部のサンプルについては、鋼板の表面に近い側の面を研磨した。得られた試験片のそれぞれについて、Ｍｏ線源を用いたＸ線回折装置を使用して、Ｘ線回折測定を実施し、（２１１）面Ｘ線強度比を求めた。

［脆性き裂伝播停止特性］
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／ｍｍ^３／２とも記す）を求めた。

［溶接ボンド部における靭性］
各高強度厚鋼板から採取した継手用試験板に、Ｖ開先を施し、表３に示した入熱量でのエレクトロガスアーク溶接により大入熱溶接継手を作製した。得られた溶接継手から切欠位置をボンド部とするＪＩＳ４号衝撃試験片を採取し、試験温度−４０℃でシャルピー衝撃試験を実施して、シャルピー吸収エネルギーを測定した。同一条件で実施した試験片３本の吸収エネルギーの平均値を吸収エネルギーｖＥ_−４０（Ｊ）とした。

表３に示した結果から分かるように、本発明の条件を満たす高強度厚鋼板は、板厚１／２位置におけるｖＴｒｓが−４０℃以下という優れた靱性を有するとともに、Ｋｃａ（−１０℃）が６０００Ｎ／ｍｍ^３／２以上という優れた脆性き裂伝播停止特性を有していた。また、本発明の条件を満たす高強度厚鋼板は、さらに溶接継手ボンド部におけるｖＥ_−４０が４０Ｊ以上という優れた継手靱性を兼ね備えていた。一方、本発明の条件を満たさない比較例の高強度厚鋼板は、板厚１／２におけるｖＴｒｓ、Ｋｃａ（−１０℃）、および溶接ボンド部におけるｖＥ_−４０の少なくとも一つが劣っていた。

Claims (5)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０３〜０．２０％、
   Ｓｉ：０．０２〜０．５％、
   Ｍｎ：１.００〜２．５０％、
   Ｐ ：０．０２％以下、
   Ｓ ：０．０００５〜０．０１％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
   Ａｌ：０．０２０〜０．０８０％、
   Ｎ ：０．００２５〜０．００７５％、
   Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、
   Ｂ：０．０００５〜０．００２０％、および
   残部のＦｅおよび不可避的不純物からなり、
   かつ下記（１）式で定義されるＡＣＲが下記（２）式の条件を満足し、
   下記（３）式で定義されるＣｅｑが下記（４）式の条件を満足する成分組成を有し、
   板厚１／２位置における圧延面での（２１１）面Ｘ線強度比が１．５以上、鋼板表面における（２１１）面Ｘ線強度比が１．４以上の集合組織を有し、
   板厚１／２位置におけるフェライトの面積分率が６０％以上、かつ板厚１／２位置におけるフェライトの平均粒径が１５μｍ以下である鋼組織を有する、高強度厚鋼板。
   記
   ＡＣＲ＝（［Ｃａ］−（０．１８＋１３０×［Ｃａ］）×［Ｏ］）／１．２５／［Ｓ］…（１）
   ０．００＜ＡＣＲ＜１．００…（２）
   Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｕ］／１５＋［Ｎｉ］／１５＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／５＋［Ｖ］／５…（３）
   Ｃｅｑ≧０．３０…（４）
   ここで、上記（１）、（３）式における［ ］は、前記高強度厚鋼板における該括弧内の元素の含有量（質量％）を表し、該元素が含有されていない場合には０とする。
2. 前記成分組成が、質量％で、
   Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％、
   Ｃｕ：０．０１〜０．５％、
   Ｎｉ：０．０１〜１．５％、および
   Ｃｒ：０．０１〜０．５％からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、請求項１に記載の高強度厚鋼板。
3. 前記成分組成が、質量％で、
   Ｍｏ：０．０１〜０．５％、および
   Ｖ ：０．００５〜０．１０％のいずれか一方または両方をさらに含有する、請求項１または２に記載の高強度厚鋼板。
4. 請求項１〜３のいずれか一項に記載の構造用高強度厚鋼板の製造方法であって、
   請求項１〜３のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼を１０００〜１２００℃の加熱温度に加熱し、
   板厚１／２位置がオーステナイト再結晶温度域での熱間圧延を行い、
   板厚１／２位置がオーステナイト未再結晶温度域での熱間圧延を、板厚１／２位置の温度がＡｒ_３〜Ａｒ_３＋３０℃の範囲における累積圧下率が４０％以上となる条件で行い、
   前記板厚１／２位置がオーステナイト再結晶温度域での熱間圧延終了後、前記板厚１／２位置がオーステナイト未再結晶温度域での熱間圧延開始までの間に、前記鋼を表裏の両面から加熱する、高強度厚鋼板の製造方法。
5. 前記表裏の両面からの加熱を、前記板厚１／２位置がオーステナイト未再結晶温度域での熱間圧延開始時における前記鋼の表面と板厚１／２位置における温度差が４０℃以下となるように行う、請求項４に記載の高強度厚鋼板の製造方法。