JP7104370B2 - 厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、厚鋼板およびその製造方法に関する。
近年の船体大型化にともない、船体向け鋼板の極厚化が進んでいる。船体向け厚鋼板には、作業能率の向上、施工コスト低減などを理由として、１パスで溶接を完了するべく、大入熱溶接を適用することが求められている。特に、板厚５０ｍｍ以上の鋼板の場合には、入熱量が４００ｋＪ／ｃｍを上回る場合がある。一方で、船体向け鋼板の高強度化の要望も高まっており、部位によっては引張強度が６００ＭＰａ以上の高強度鋼の適用も進んでいる。
高強度極厚鋼材を大入熱溶接に適用する試みは、種々検討されている。特に、大入熱溶接に伴い高温に晒される鋼材部位の靭性を高位に安定化させる検討はさまざま行われている。
特許文献１には、鋼にＢを添加するとともに、鋼中に固溶しているＢを低減することにより、溶接したときの溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：以下、「ＨＡＺ」という。）の組織中の針状に伸びたフェライトが占める割合を多くし組織を微細化することで、ＨＡＺの靭性（以下、「ＨＡＺ靭性」という。）を向上させる大入熱溶接用鋼材が提案されている。
特許文献２には、疑ポリゴナル・フェライト主体の組織とすることで、脆性き裂伝播停止特性に優れたものとするとともに、合わせてＨＡＺ靭性も良好なものとする厚鋼板が提案されている。この厚鋼板では、疑ポリゴナル・フェライト主体の組織とするために、鋼成分、特に鋼中の固溶Ｂ量を０．０００５％以下に調整した上で、熱間圧延の条件および冷却条件を調整して鋼製造を行う。
本発明は、板厚が５０ｍｍ以上である厚鋼板であって、４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱による溶接を行っても、ＨＡＺにおいて靭性を確保できる引張強度６００ＭＰａ以上の厚鋼板および厚鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、厚肉の鋼板（５０ｍｍ以上）の溶接の際、従来多用されていた多層ＣＯ２溶接（小入熱溶接）に変えて、１パスでの溶接も可能なエレクトロガスアーク溶接（大入熱溶接）により船舶を溶接することを前提として、上記の目的を達成するべく鋭意研究を重ね、以下の知見を得た。
（ａ）まず、目標とする鋼板の強度（引張強度６００ＭＰａ以上）を得るために、鋼組織をベイナイトおよびマルテンサイトを主相とすることを指向した。ベイナイトおよびマルテンサイトを主相とする組織にすれば、鋼板の強度を高くすることができる一方、鋼板自体の靭性も低下する。そこで、ベイナイトおよびマルテンサイトを主相とする組織にしつつ、靭性の低下を回避するために、フェライトを一定量確保するものとした。
（ｂ）溶接を行うと、溶接金属に近い部位(ＨＡＺ)は、溶接熱により鋼組織が変化する。溶接熱により鋼組織が影響を受けてもＨＡＺ靭性を確保できるように、予め鋼中に介在物を生成させる。具体的には、鋼中にＴｉＯを生成させておく。ＴｉＯは溶接線（ＦＬ）近傍の１４００℃以上に加熱される領域において粒内フェライト（ＩＧＦ）の生成に寄与するため、ＨＡＺ靭性の向上を図ることができる。
（ｃ）しかし、鋼中にｓｏｌ．Ｂが存在すると、ＴｉＯによる粒内フェライト生成が抑制され、ＨＡＺはベイナイト主体の組織となり、靭性が低下する。そこで、ｓｏｌ．Ｂを排除するために、ＢをＮで固定する。Ｎを用いれば、ｓｏｌ．Ｂを排除できるだけでなく、ＢＮは粒内フェライトの生成核になりえるため、ＨＡＺ靭性の向上にも寄与できる。
（ｄ）ただし、ＮはＴｉと結合して介在物ＴｉＮを形成するため、ＴｉＯ以外として存在するＴｉが多いと、ＮはＴｉと結合して消費され、ＢＮが形成されず、ｓｏｌ．Ｂを排除できない。Ｔｉは過剰な添加を避ける必要がある。
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、下記を要旨とする。
〔１〕板厚が５０ｍｍ以上の厚鋼板であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３～０．１２％、
Ｓｉ：０．０１～０．３０％、
Ｍｎ：０．０４～３．００％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｃｕ：０．０３～１．００％、
Ｎｉ：０．０３～２．００％、
Ｎｂ：０．００３～０．０２０％、
Ｔｉ：０．００３～０．０２０％、
Ｂ：０．０００５～０．００５０％、
Ａｌ：０．００５％以下、
Ｎ：０．００３～０．０１０％、
Ｏ：０．００１０～０．００５０％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｍｏ：０～０．４０％、
Ｖ：０～０．１０％、
Ｚｒ：０～０．００５％、
Ｃａ:０～０．００５％、
Ｍｇ:０～０．００５％、
ＲＥＭ:０～０．００５％、ならびに、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ａ）～（ｅ）を満足する、厚鋼板。
（ａ）下記式から求められるＣｅｑ：０．３８～０．４２％であること。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０ ＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
ただし、式中の元素記号は鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。
（ｂ）板厚１／４ｔにおいて、粒径０．５～２．５μｍのＴｉＯが１ｍｍ２当たり５個以上であること。
（ｃ）下記式から求められるｓｏｌ．Ｂ：０．０００５％以下であること。
ｓｏｌ．Ｂ＝Ｂ－Ｘ （１）
Ｘ＝０．７２２×{Ｎ－（Ｔｉ×０．２９２）} （２）
ただし、（１）式および（２）式中の各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味し、（１）式右辺計算値が０未満のとき、ｓｏｌ．Ｂ＝０とし、（２）式右辺計算値が０未満のとき、（１）式のＸには０を代入する。
（ｄ）Ｔｉ／Ｎが４以下であること。
（ｅ）板厚１／４ｔの位置において、金属組織が、面積％で、ベイナイトおよびマルテンサイト：７０％以上、フェライト：５～３０％、残部：３％以下の第３相であり、かつ平均フェライト粒径が２５μｍ以下であること。
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３～０．１２％、
Ｓｉ：０．０１～０．３０％、
Ｍｎ：０．０４～３．００％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｃｕ：０．０３～１．００％、
Ｎｉ：０．０３～２．００％、
Ｎｂ：０．００３～０．０２０％、
Ｔｉ：０．００３～０．０２０％、
Ｂ：０．０００５～０．００５０％、
Ａｌ：０．００５％以下、
Ｎ：０．００３～０．０１０％、
Ｏ：０．００１０～０．００５０％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｍｏ：０～０．４０％、
Ｖ：０～０．１０％、
Ｚｒ：０～０．００５％、
Ｃａ:０～０．００５％、
Ｍｇ:０～０．００５％、
ＲＥＭ:０～０．００５％、ならびに、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ａ）～（ｅ）を満足する、厚鋼板。
（ａ）下記式から求められるＣｅｑ：０．３８～０．４２％であること。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０ ＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
ただし、式中の元素記号は鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。
（ｂ）板厚１／４ｔにおいて、粒径０．５～２．５μｍのＴｉＯが１ｍｍ２当たり５個以上であること。
（ｃ）下記式から求められるｓｏｌ．Ｂ：０．０００５％以下であること。
ｓｏｌ．Ｂ＝Ｂ－Ｘ （１）
Ｘ＝０．７２２×{Ｎ－（Ｔｉ×０．２９２）} （２）
ただし、（１）式および（２）式中の各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味し、（１）式右辺計算値が０未満のとき、ｓｏｌ．Ｂ＝０とし、（２）式右辺計算値が０未満のとき、（１）式のＸには０を代入する。
（ｄ）Ｔｉ／Ｎが４以下であること。
（ｅ）板厚１／４ｔの位置において、金属組織が、面積％で、ベイナイトおよびマルテンサイト：７０％以上、フェライト：５～３０％、残部：３％以下の第３相であり、かつ平均フェライト粒径が２５μｍ以下であること。
〔２〕前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．０３～０．５０％、
Ｍｏ：０．０３～０．４０％、および、
Ｖ：０．０２～０．１０％、
から選択される１種以上を含有する、上記〔１〕の厚鋼板。
Ｃｒ：０．０３～０．５０％、
Ｍｏ：０．０３～０．４０％、および、
Ｖ：０．０２～０．１０％、
から選択される１種以上を含有する、上記〔１〕の厚鋼板。
〔３〕前記化学組成が、質量％で、
Ｚｒ：０．００１～０．００５％、
を含有する、上記〔１〕または〔２〕の厚鋼板。
Ｚｒ：０．００１～０．００５％、
を含有する、上記〔１〕または〔２〕の厚鋼板。
〔４〕前記化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．００１～０．００５％、
Ｍｇ：０．００１～０．００５％、および、
ＲＥＭ:０．００１～０．００５％、
から選択される１種以上を含有する、上記〔１〕～〔３〕のいずれかの厚鋼板。
Ｃａ：０．００１～０．００５％、
Ｍｇ：０．００１～０．００５％、および、
ＲＥＭ:０．００１～０．００５％、
から選択される１種以上を含有する、上記〔１〕～〔３〕のいずれかの厚鋼板。
〔５〕下記の（１）～（６）の工程を順に行う、
上記〔１〕～〔４〕のいずれかの厚鋼板を製造する方法。
（１）酸素ポテンシャルＯｘｐを１０～３０ｐｐｍの範囲に制御した溶鋼に、Ａｒガスを１００～２００Ｌ／ｍｉｎの流量で５～１５ｍｉｎ吹き込む、ＲＨ法による真空脱ガス処理工程、
（２）前記溶鋼の温度が（凝固温度＋５０℃）以下になったときから鋳造を開始し、凝固直前に電磁攪拌を実施し、凝固時に圧下を実施して、鋼片を得る連続鋳造工程、
（３）前記鋼片を、９５０～１２００℃に加熱し、板厚中心部が９００℃以上の温度域において、累積圧下率：４０％以上、各パスの平均圧下率：１０％以上の条件で圧延して、粗圧延板を得る粗圧延工程、
（４）前記粗圧延板を、板厚中心部の温度が９００℃以下の温度域において、累積圧下率：３０～６０％、各パスの平均圧下率：１０％以上、最終パス開始時の表面温度：７００～８００℃の条件で圧延して、厚鋼板を得る仕上圧延工程、
（５）前記厚鋼板を、７００℃以上の温度域から冷却を開始し、５００℃以下の温度域で停止し、７００～５００℃の平均冷却速度が３℃／ｓ以上である、水冷工程、および、
（６）前記厚鋼板を、４００℃を超え、６００℃以下の温度に加熱する、焼戻し工程。
上記〔１〕～〔４〕のいずれかの厚鋼板を製造する方法。
（１）酸素ポテンシャルＯｘｐを１０～３０ｐｐｍの範囲に制御した溶鋼に、Ａｒガスを１００～２００Ｌ／ｍｉｎの流量で５～１５ｍｉｎ吹き込む、ＲＨ法による真空脱ガス処理工程、
（２）前記溶鋼の温度が（凝固温度＋５０℃）以下になったときから鋳造を開始し、凝固直前に電磁攪拌を実施し、凝固時に圧下を実施して、鋼片を得る連続鋳造工程、
（３）前記鋼片を、９５０～１２００℃に加熱し、板厚中心部が９００℃以上の温度域において、累積圧下率：４０％以上、各パスの平均圧下率：１０％以上の条件で圧延して、粗圧延板を得る粗圧延工程、
（４）前記粗圧延板を、板厚中心部の温度が９００℃以下の温度域において、累積圧下率：３０～６０％、各パスの平均圧下率：１０％以上、最終パス開始時の表面温度：７００～８００℃の条件で圧延して、厚鋼板を得る仕上圧延工程、
（５）前記厚鋼板を、７００℃以上の温度域から冷却を開始し、５００℃以下の温度域で停止し、７００～５００℃の平均冷却速度が３℃／ｓ以上である、水冷工程、および、
（６）前記厚鋼板を、４００℃を超え、６００℃以下の温度に加熱する、焼戻し工程。
本発明によれば、高強度かつＨＡＺ靭性に優れた、板厚が５０ｍｍ以上の厚鋼板およびその製造方法を提供することができる。本発明の厚鋼板は、高強度かつＨＡＺ靭性に優れているので、大型コンテナ船などの船体、より具体的には、上部のアッパーデッキ、または、ハッチサイドコーミングに用いることができ、大型船の信頼性を向上させることができる。
本発明は、板厚５０ｍｍ以上の極厚の厚鋼板を溶接することを前提としたものである。以下、各限定理由について説明していく。
（Ａ）化学組成について
各元素の作用効果と、含有量の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
各元素の作用効果と、含有量の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０３～０．１２％
Ｃは、鋼材の強度を高める元素である。Ｃ含有量が０．０３％未満では、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が０．１２％を超えると、強度の上昇により靭性の低下、溶接性の劣化、および、ＨＡＺ靭性および継手ＣＴＯＤ特性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．０３～０．１２％とする。Ｃ含有量は、０．０５％以上であることが好ましく、０．０９％以下であることが好ましい。
Ｃは、鋼材の強度を高める元素である。Ｃ含有量が０．０３％未満では、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が０．１２％を超えると、強度の上昇により靭性の低下、溶接性の劣化、および、ＨＡＺ靭性および継手ＣＴＯＤ特性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．０３～０．１２％とする。Ｃ含有量は、０．０５％以上であることが好ましく、０．０９％以下であることが好ましい。
Ｓｉ：０．０１～０．３０％
Ｓｉは、脱酸元素および強度に有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．０１％未満では、これらの効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が０．３０％を超えると、ＨＡＺが硬化することにより、ＨＡＺ靭性および継手ＣＴＯＤ特性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１～０．３０％とする。Ｓｉ含有量は、０．０５％以上であることが好ましく、０．２０％以下であることが好ましい。
Ｓｉは、脱酸元素および強度に有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．０１％未満では、これらの効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が０．３０％を超えると、ＨＡＺが硬化することにより、ＨＡＺ靭性および継手ＣＴＯＤ特性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１～０．３０％とする。Ｓｉ含有量は、０．０５％以上であることが好ましく、０．２０％以下であることが好ましい。
Ｍｎ：０．０４～３．００％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高め、鋼材の強度および靭性を高める元素である。Ｍｎ含有量が０．０４％未満では、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が３．００％を超えると、中心偏析が顕著となり板厚中心部の靭性が顕著に低下する。また、アレスト特性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．０４～３．００％とする。Ｍｎ含有量は、０．５０％以上であることが好ましく、１．０％以上であることがより好ましく、１．５０％以上であることがさらに好ましく、２．００％以下であることが好ましい。
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高め、鋼材の強度および靭性を高める元素である。Ｍｎ含有量が０．０４％未満では、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が３．００％を超えると、中心偏析が顕著となり板厚中心部の靭性が顕著に低下する。また、アレスト特性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．０４～３．００％とする。Ｍｎ含有量は、０．５０％以上であることが好ましく、１．０％以上であることがより好ましく、１．５０％以上であることがさらに好ましく、２．００％以下であることが好ましい。
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは不純物元素であり、鋼材の機械的特性を低下させ、特に、低温靭性を低下させる。したがって、Ｐ含有量は０．０１５％以下とする。Ｐ含有量は０．０１０％以下であることが好ましく、なるべく低い方がより好ましい。
Ｐは不純物元素であり、鋼材の機械的特性を低下させ、特に、低温靭性を低下させる。したがって、Ｐ含有量は０．０１５％以下とする。Ｐ含有量は０．０１０％以下であることが好ましく、なるべく低い方がより好ましい。
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは不純物元素であり、Ｓが過剰に含まれると、粗大な単体ＭｎＳの析出につながり、靱性低下の要因となる。そのため、Ｓ含有量は０．００５％以下とする。ＨＡＺ靱性および継手ＣＴＯＤ特性確保の観点から、Ｓ含有量は０．００３％以下であることが好ましい。
Ｓは不純物元素であり、Ｓが過剰に含まれると、粗大な単体ＭｎＳの析出につながり、靱性低下の要因となる。そのため、Ｓ含有量は０．００５％以下とする。ＨＡＺ靱性および継手ＣＴＯＤ特性確保の観点から、Ｓ含有量は０．００３％以下であることが好ましい。
Ｃｕ：０．０３～１．００％
Ｃｕは、鋼に固溶して靭性を損なわずに強度を高める元素である。Ｃｕ含有量が０．０３％未満では、このような効果は得られない。一方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、靭性の低下、および、析出物増加により熱間での加工の際、表面に微小な割れを発生させる。したがって、Ｃｕ含有量は０．０３～１．００％とする。Ｃｕ含有量は０．２０％以上であることが好ましく、０．５０％以下であることが好ましい。
Ｃｕは、鋼に固溶して靭性を損なわずに強度を高める元素である。Ｃｕ含有量が０．０３％未満では、このような効果は得られない。一方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、靭性の低下、および、析出物増加により熱間での加工の際、表面に微小な割れを発生させる。したがって、Ｃｕ含有量は０．０３～１．００％とする。Ｃｕ含有量は０．２０％以上であることが好ましく、０．５０％以下であることが好ましい。
Ｎｉ：０．０３～２．００％
Ｎｉは、鋼に固溶して靭性を損なわずに強度を高めることができる元素である。Ｎｉ含有量が０．０３％未満では、これらの効果が得られない。一方、Ｎｉは高価な元素であり、過剰添加はコストの上昇を招く。したがって、Ｎｉ含有量は０．０３～２．００％とする。Ｎｉ含有量は、０．３０％以上であることが好ましく、１．００％以下であることが好ましい。
Ｎｉは、鋼に固溶して靭性を損なわずに強度を高めることができる元素である。Ｎｉ含有量が０．０３％未満では、これらの効果が得られない。一方、Ｎｉは高価な元素であり、過剰添加はコストの上昇を招く。したがって、Ｎｉ含有量は０．０３～２．００％とする。Ｎｉ含有量は、０．３０％以上であることが好ましく、１．００％以下であることが好ましい。
Ｎｂ：０．００３～０．０２０％
Ｎｂは、微量の添加により、未再結晶オーステナイト域を拡大し、組織微細化による強度に寄与する。さらに、変態強化および析出強化に寄与する。Ｎｂ含有量が０．００３％未満では、上記効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が０．０２０％を超えると、粗大なＮｂ析出物が生成し、ＨＡＺ靭性および継手ＣＴＯＤ特性を著しく劣化させる。したがって、Ｎｂ含有量は０．００３～０．０２０％とする。Ｎｂ含有量は、０．００７％以上であることが好ましく、０．０１５％以下であることが好ましい。
Ｎｂは、微量の添加により、未再結晶オーステナイト域を拡大し、組織微細化による強度に寄与する。さらに、変態強化および析出強化に寄与する。Ｎｂ含有量が０．００３％未満では、上記効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が０．０２０％を超えると、粗大なＮｂ析出物が生成し、ＨＡＺ靭性および継手ＣＴＯＤ特性を著しく劣化させる。したがって、Ｎｂ含有量は０．００３～０．０２０％とする。Ｎｂ含有量は、０．００７％以上であることが好ましく、０．０１５％以下であることが好ましい。
Ｔｉ：０．００３～０．０２０％
Ｔｉは、Ｔｉ系酸化物を形成し、粒内フェライトの生成核として作用する。Ｔｉ含有量が０．００３％未満の場合、粒内フェライトの生成核としてのＴｉ系酸化物の面分散密度が減少し、ＨＡＺ靭性および継手ＣＴＯＤ特性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量を０．００３％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０．０２０％を超えると、Ｔｉ系酸化物の面分散密度の増加および粗大なＴｉ系酸化物が増加し、ＨＡＺ靭性および継手ＣＴＯＤ特性が低下するとともに、粗大なＴｉＮが生成して靭性およびアレスト特性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は、０．０２０％以下とする。Ｔｉ含有量は０．００７％以上であることが好ましく、０．０１７％以下であることが好ましい。
Ｔｉは、Ｔｉ系酸化物を形成し、粒内フェライトの生成核として作用する。Ｔｉ含有量が０．００３％未満の場合、粒内フェライトの生成核としてのＴｉ系酸化物の面分散密度が減少し、ＨＡＺ靭性および継手ＣＴＯＤ特性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量を０．００３％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０．０２０％を超えると、Ｔｉ系酸化物の面分散密度の増加および粗大なＴｉ系酸化物が増加し、ＨＡＺ靭性および継手ＣＴＯＤ特性が低下するとともに、粗大なＴｉＮが生成して靭性およびアレスト特性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は、０．０２０％以下とする。Ｔｉ含有量は０．００７％以上であることが好ましく、０．０１７％以下であることが好ましい。
Ｂ：０．０００５～０．００５０％
Ｂは、本発明の鋼板において重要な元素である。Ｂは、ＢＮの析出を通じてＨＡＺ靱性を向上させる。Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、効果が飽和するとともに、ＨＡＺ靭性を低下させる。したがって、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。一方、Ｂ含有量が０．０００５％未満では、焼入れ性を安定して高めることができないため母材強度確保が困難となり、さらにＢＮ不足によるＨＡＺ靱性劣化が問題となる。したがって、Ｂ含有量は０．０００５～０．００５０％とする。Ｂ含有量は０．０００５～０．００３０％であることが好ましい。
Ｂは、本発明の鋼板において重要な元素である。Ｂは、ＢＮの析出を通じてＨＡＺ靱性を向上させる。Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、効果が飽和するとともに、ＨＡＺ靭性を低下させる。したがって、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。一方、Ｂ含有量が０．０００５％未満では、焼入れ性を安定して高めることができないため母材強度確保が困難となり、さらにＢＮ不足によるＨＡＺ靱性劣化が問題となる。したがって、Ｂ含有量は０．０００５～０．００５０％とする。Ｂ含有量は０．０００５～０．００３０％であることが好ましい。
Ａｌ：０．００５％以下
Ａｌは、不純物元素であり、Ａｌ含有量の増加により、Ｔｉ系酸化物の生成が抑制される。その結果、ＨＡＺ靭性および継手ＣＴＯＤ特性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．００５％以下とする。
Ａｌは、不純物元素であり、Ａｌ含有量の増加により、Ｔｉ系酸化物の生成が抑制される。その結果、ＨＡＺ靭性および継手ＣＴＯＤ特性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．００５％以下とする。
Ｎ：０．００３～０．０１０％
Ｎは、Ｂと結合してＢＮを形成する。ＢＮは粒内フェライトの生成核となるため、ＨＡＺ靭性が向上する。また、ＮによりＢが固定されれば、ｓｏｌ．Ｂも排除できる。このため、Ｎ含有量は０．００３％以上とする。一方、Ｎ含有量が多くなると、靭性の低下を招く。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量は０．００６％以下であることが好ましい。
Ｎは、Ｂと結合してＢＮを形成する。ＢＮは粒内フェライトの生成核となるため、ＨＡＺ靭性が向上する。また、ＮによりＢが固定されれば、ｓｏｌ．Ｂも排除できる。このため、Ｎ含有量は０．００３％以上とする。一方、Ｎ含有量が多くなると、靭性の低下を招く。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量は０．００６％以下であることが好ましい。
Ｏ：０．００１０～０．００５０％
Ｏは、Ｔｉ系酸化物生成に必須の元素である。充分な介在物の面分散密度を得るため、Ｏ含有量は０．００１０％以上とする。Ｏが過剰に含有されると、破壊起点となり得る粗大な酸化物が形成されやすくなる。そのため、Ｏ含有量は０．００５０％以下とする。粗大な介在物形成を抑制する観点から、Ｏ含有量は、０．００３０％以下であることが好ましい。
Ｏは、Ｔｉ系酸化物生成に必須の元素である。充分な介在物の面分散密度を得るため、Ｏ含有量は０．００１０％以上とする。Ｏが過剰に含有されると、破壊起点となり得る粗大な酸化物が形成されやすくなる。そのため、Ｏ含有量は０．００５０％以下とする。粗大な介在物形成を抑制する観点から、Ｏ含有量は、０．００３０％以下であることが好ましい。
Ｃｒ:０～０．５０％
Ｃｒは、鋼材の強度を高める元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。Ｃｒ含有量が０．５０％を超えると、鋼材の強度増加に伴う靭性の低下が顕著となる。したがって、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とする。一方、Ｃｒ含有量が０．０３％未満では、鋼材の強度を充分に高めることができない場合がある。したがって、Ｃｒ含有量は０．０３％以上であることが好ましい。
Ｃｒは、鋼材の強度を高める元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。Ｃｒ含有量が０．５０％を超えると、鋼材の強度増加に伴う靭性の低下が顕著となる。したがって、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とする。一方、Ｃｒ含有量が０．０３％未満では、鋼材の強度を充分に高めることができない場合がある。したがって、Ｃｒ含有量は０．０３％以上であることが好ましい。
Ｍｏ:０～０．４０％
Ｍｏは、鋼材の強度を高める元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。Ｍｏ含有量が０．４０％を超えると、鋼材の強度増加に伴う靭性の低下が顕著となる。また、アレスト特性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．４０％以下とする。一方、Ｍｏ含有量が０．０３％未満では、鋼材の強度を充分に高めることができない場合がある。したがって、Ｍｏ含有量は０．０３％以上であることが好ましい。
Ｍｏは、鋼材の強度を高める元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。Ｍｏ含有量が０．４０％を超えると、鋼材の強度増加に伴う靭性の低下が顕著となる。また、アレスト特性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．４０％以下とする。一方、Ｍｏ含有量が０．０３％未満では、鋼材の強度を充分に高めることができない場合がある。したがって、Ｍｏ含有量は０．０３％以上であることが好ましい。
Ｖ:０～０．１０％
Ｖは、炭窒化物を形成し、鋼材を析出強化する作用を有するため、必要に応じて含有させてもよい。Ｖ含有量が０．１０％を超えると、析出強化に伴う靭性の低下が顕著となる。したがって、Ｖ含有量は０．１０％以下とする。一方、Ｖ含有量が０．０２％未満では、鋼材を充分に析出強化できない場合がある。したがって、Ｖ含有量は０．０２％以上であることが好ましい。
Ｖは、炭窒化物を形成し、鋼材を析出強化する作用を有するため、必要に応じて含有させてもよい。Ｖ含有量が０．１０％を超えると、析出強化に伴う靭性の低下が顕著となる。したがって、Ｖ含有量は０．１０％以下とする。一方、Ｖ含有量が０．０２％未満では、鋼材を充分に析出強化できない場合がある。したがって、Ｖ含有量は０．０２％以上であることが好ましい。
Ｚｒ：０～０．００５％
Ｚｒは、粒内フェライトの析出核となる酸化物および硫化物を生成するため、必要に応じて含有させてもよい。また、硫化物の形態を制御して、低温靱性を向上させる効果も有する。Ｚｒ含有量が０．００５％を超えると、粗大介在物またはクラスターを生成して鋼の清浄度を劣化させるおそれがある。したがって、Ｚｒ含有量は０．００５％以下とする。一方、０．００１％未満では、酸化物や硫化物を生成できない場合がある。したがって、Ｚｒ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。
Ｚｒは、粒内フェライトの析出核となる酸化物および硫化物を生成するため、必要に応じて含有させてもよい。また、硫化物の形態を制御して、低温靱性を向上させる効果も有する。Ｚｒ含有量が０．００５％を超えると、粗大介在物またはクラスターを生成して鋼の清浄度を劣化させるおそれがある。したがって、Ｚｒ含有量は０．００５％以下とする。一方、０．００１％未満では、酸化物や硫化物を生成できない場合がある。したがって、Ｚｒ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。
Ｃａ:０～０．００５％
Ｃａは、ＨＡＺ靭性を向上させる元素であり、必要に応じて含有させてもよい。Ｃａ含有量が０．００５％を超えると、ＨＡＺ靭性および溶接性が悪化する。そのため、Ｃａ含有量は０．００５％以下とする。一方、Ｃａ含有量が０．００１％未満では、ＨＡＺ靭性を安定して向上させることができない場合がある。したがって、Ｃａ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。
Ｃａは、ＨＡＺ靭性を向上させる元素であり、必要に応じて含有させてもよい。Ｃａ含有量が０．００５％を超えると、ＨＡＺ靭性および溶接性が悪化する。そのため、Ｃａ含有量は０．００５％以下とする。一方、Ｃａ含有量が０．００１％未満では、ＨＡＺ靭性を安定して向上させることができない場合がある。したがって、Ｃａ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。
Ｍｇ:０～０．００５％
Ｍｇは、ＨＡＺ靭性を向上させる元素であり、必要に応じて含有させてもよい。Ｍｇが０．００５％を超えると、ＨＡＺ靭性および溶接性が悪化する。そのため、Ｍｇ含有量は０．００５％以下とする。一方、Ｍｇ含有量が０．００１％未満では、ＨＡＺ靭性を安定して向上させることができない場合がある。したがって、Ｍｇ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。
Ｍｇは、ＨＡＺ靭性を向上させる元素であり、必要に応じて含有させてもよい。Ｍｇが０．００５％を超えると、ＨＡＺ靭性および溶接性が悪化する。そのため、Ｍｇ含有量は０．００５％以下とする。一方、Ｍｇ含有量が０．００１％未満では、ＨＡＺ靭性を安定して向上させることができない場合がある。したがって、Ｍｇ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。
ＲＥＭ:０～０．００５％
ＲＥＭは、ＨＡＺ靭性を向上させる元素であり、必要に応じて含有させてもよい。ＲＥＭが０．００５％を超えると、ＨＡＺ靭性および溶接性が悪化する。そのため、ＲＥＭ含有量は０．００５％以下とする。一方、ＲＥＭ含有量が０．００１％未満では、ＨＡＺ靭性を安定して向上させることができない場合がある。したがって、ＲＥＭ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。
なお、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計量を意味する。
ＲＥＭは、ＨＡＺ靭性を向上させる元素であり、必要に応じて含有させてもよい。ＲＥＭが０．００５％を超えると、ＨＡＺ靭性および溶接性が悪化する。そのため、ＲＥＭ含有量は０．００５％以下とする。一方、ＲＥＭ含有量が０．００１％未満では、ＨＡＺ靭性を安定して向上させることができない場合がある。したがって、ＲＥＭ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。
なお、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計量を意味する。
本発明の厚鋼板は、上記の元素を含有し、残部はＦｅおよび不純物である化学組成を有する。「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
（ａ）Ｃｅｑ：０．３８～０．４２％
厚鋼板の炭素当量Ｃｅｑは、下記式（ｉ）で示される。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４・・・（ｉ）
ここで、式中の元素記号は鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）である。
本発明はＴｉＯを制御して、ＨＡＺ靭性を向上させるものであるが、一方で母材としての特性も満足しなければ、船体に用いられるような厚鋼板としては使用できない。よって、上記組成以外にも、Ｃｅｑ（炭素当量）についても満足する必要がある。Ｃｅｑが０．３８％未満では、板厚中心部まで焼きが入らず、降伏強度４６０ＭＰａ以上の高強度が得られない。また、靭性が低下することもある。一方、Ｃｅｑ．が０．４２％を超えると、必要な強度を容易に得ることができるが、過剰に焼きが入ることでマルテンサイトおよびベイナイトが多い鋼組織となる。その結果、粒内フェライトが生成せず靭性の低下が起こる。したがって、Ｃｅｑは０．３８～０．４２％とする。
厚鋼板の炭素当量Ｃｅｑは、下記式（ｉ）で示される。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４・・・（ｉ）
ここで、式中の元素記号は鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）である。
本発明はＴｉＯを制御して、ＨＡＺ靭性を向上させるものであるが、一方で母材としての特性も満足しなければ、船体に用いられるような厚鋼板としては使用できない。よって、上記組成以外にも、Ｃｅｑ（炭素当量）についても満足する必要がある。Ｃｅｑが０．３８％未満では、板厚中心部まで焼きが入らず、降伏強度４６０ＭＰａ以上の高強度が得られない。また、靭性が低下することもある。一方、Ｃｅｑ．が０．４２％を超えると、必要な強度を容易に得ることができるが、過剰に焼きが入ることでマルテンサイトおよびベイナイトが多い鋼組織となる。その結果、粒内フェライトが生成せず靭性の低下が起こる。したがって、Ｃｅｑは０．３８～０．４２％とする。
（ｂ）介在物ＴｉＯについて
板厚１／４ｔにおいて、粒径０．５～２．５μｍのＴｉＯが１ｍｍ２当たり５個以上
本発明では、予め厚鋼板中にＴｉＯを導入しておき、溶接の際にＴｉＯを利用する。ＴｉＯが鋼中に存在することによって、溶接したときの熱履歴により、粒内フェライト生成が促進されることでＨＡＺ靭性の向上が期待できる。
板厚１／４ｔにおいて、粒径０．５～２．５μｍのＴｉＯが１ｍｍ２当たり５個以上
本発明では、予め厚鋼板中にＴｉＯを導入しておき、溶接の際にＴｉＯを利用する。ＴｉＯが鋼中に存在することによって、溶接したときの熱履歴により、粒内フェライト生成が促進されることでＨＡＺ靭性の向上が期待できる。
ここで、ＴｉＯの「粒径」は、厚鋼板の板厚１／４ｔの位置を観察することにより測定されたＴｉＯの面積から求めた円相当直径を意味する。板厚１／４ｔの位置とは、厚鋼板の板厚をｔとするとき、表面から１／４ｔの位置を意味する。板厚１／４ｔの位置における介在物を規定するのは、厚鋼板の平均的な位置での介在物の個数を規定するためである。
粒径が０．５μｍ以上のＴｉＯを対象にするのは、粒径が０．５μｍ未満の小さなＴｉＯであると、粒内フェライト生成の促進効果が小さいためである。通常、形成されるＴｉＯの粒径は最大でも２．５μｍ程度、通常は２．０μｍ以下となるため、粒径の上限は２．５μｍとする。
また、このような粒径のＴｉＯは１ｍｍ２当たり５個以上存在することが必要である。ＴｉＯの個数が１ｍｍ２当たり５個未満であると、粒内フェライト生成の効果は小さく、ＨＡＺ靭性の向上が期待できない。ＴｉＯの個数の上限は特に定めないが、Ｔｉ含有量を考えると、最大でも１ｍｍ２当たり２０個以下となる。
（ｃ）ｓｏｌ．Ｂについて
ＴｉＯによって粒内フェライトの生成が促進される一方、固溶状態としてのＢ（ｓｏｌ．Ｂ）が存在すると、ＴｉＯによるＨＡＺ靭性向上の効果が抑制される。鋼中のＢ含有量が多ければ、結果としてｓｏｌ．Ｂも多く存在することになる。
ＴｉＯによって粒内フェライトの生成が促進される一方、固溶状態としてのＢ（ｓｏｌ．Ｂ）が存在すると、ＴｉＯによるＨＡＺ靭性向上の効果が抑制される。鋼中のＢ含有量が多ければ、結果としてｓｏｌ．Ｂも多く存在することになる。
Ｂを必須添加した上で、ｓｏｌ．Ｂを少なくするには、Ｂを介在物として固定させればよい。具体的には、窒化ボロン（ＢＮ）として固定すれば、鋼中のｓｏｌ．Ｂを小さくすることができる。また、ＢＮは粒内フェライトの生成核となりえるため、ＢＮとして存在させることによってもＨＡＺ靭性の向上が期待できる。Ｂを０．０００５％以上とすれば、十分な量のＢをＢＮとして固定でき、ｓｏｌ．Ｂも小さくすることができるとともに、ＨＡＺ靭性の向上の効果も得られる。一方、溶接特性を考慮して、ｓｏｌ．Ｂは０．０００５％以下に制限する。ｓｏｌ．Ｂは少なければ少ないほどよい。ＢＮとして存在するＢ含有量は特に規定しないが、Ｂ、Ｎ、Ｔｉ含有量を考慮すればその下限は０．０００３％以上となる。
なお、鋼中のｓｏｌ．Ｂは、Ｎと、Ｎと結合してＴｉＮとなるＴｉとの関係から、下記（１）式および（２）により簡易的に計算することができる。
ｓｏｌ．Ｂ＝Ｂ－Ｘ （１）
Ｘ＝０．７２２×{Ｎ－（Ｔｉ×０．２９２）} （２）
ただし、（１）式および（２）式中の各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味し、（１）式右辺計算値が０未満のとき、ｓｏｌ．Ｂ＝０とし、（２）式右辺計算値が０未満のとき、（１）式のＸには０を代入する。
ｓｏｌ．Ｂ＝Ｂ－Ｘ （１）
Ｘ＝０．７２２×{Ｎ－（Ｔｉ×０．２９２）} （２）
ただし、（１）式および（２）式中の各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味し、（１）式右辺計算値が０未満のとき、ｓｏｌ．Ｂ＝０とし、（２）式右辺計算値が０未満のとき、（１）式のＸには０を代入する。
（ｄ）ＴｉとＮについて
以上のように、ＢＮとしてＢを鋼中に存在させるためには鋼中にＮを含有させる必要がある。しかし、ＮはＢよりもＴｉと優先して結合しＴｉＮを形成する。Ｔｉの含有量が多ければ、ＢＮが形成されずｓｏｌ．Ｂが鋼中に残留することになる。これを回避するため、Ｔｉ／Ｎを４以下とする必要がある。Ｔｉ／Ｎが４を超えると、ｓｏｌ．Ｂが残留しやすくなり、厚鋼板の特性が安定しなくなる。
以上のように、ＢＮとしてＢを鋼中に存在させるためには鋼中にＮを含有させる必要がある。しかし、ＮはＢよりもＴｉと優先して結合しＴｉＮを形成する。Ｔｉの含有量が多ければ、ＢＮが形成されずｓｏｌ．Ｂが鋼中に残留することになる。これを回避するため、Ｔｉ／Ｎを４以下とする必要がある。Ｔｉ／Ｎが４を超えると、ｓｏｌ．Ｂが残留しやすくなり、厚鋼板の特性が安定しなくなる。
（ｅ）組織について
本発明の厚鋼板では、母材の引張強度６００ＭＰａ以上の特性を得るために、板厚１／４ｔの位置において、金属組織が、面積％で、ベイナイトおよびマルテンサイト：７０％以上、フェライト：５～３０％、残部：３％以下の第３相であり、かつ平均フェライト粒径が円相当直径で２５μｍ以下である金属組織とする。ベイナイトおよびマルテンサイトからなる主相組織はその半分以上がベイナイトであることが好ましい。ベイナイトを多くすることにより優れた靭性を確保することができる。
本発明の厚鋼板では、母材の引張強度６００ＭＰａ以上の特性を得るために、板厚１／４ｔの位置において、金属組織が、面積％で、ベイナイトおよびマルテンサイト：７０％以上、フェライト：５～３０％、残部：３％以下の第３相であり、かつ平均フェライト粒径が円相当直径で２５μｍ以下である金属組織とする。ベイナイトおよびマルテンサイトからなる主相組織はその半分以上がベイナイトであることが好ましい。ベイナイトを多くすることにより優れた靭性を確保することができる。
船体の大型化に伴い鋼板の厚肉化、高強度化が進んでいるものの、厚鋼板自体の靭性も確保する必要がある。このため、本発明の厚鋼板では、強度と靭性のバランスを考慮して、フェライトを５～３０面積％とする。ただし、フェライト粒径が大きいと靭性が低下する恐れがある。このため、平均フェライト粒径は２５μｍ以下とする。平均フェライト粒径が２５μｍ以下であれば、最大のフェライト粒径は３０μｍ程度にしかならず、靭性は低下することはない。基本的には、ベイナイト、マルテンサイトおよびフェライトからなる鋼組織とするが、これらの組織の他、残部にパーライトなどベイナイト、マルテンサイトおよびフェライト以外の組織（第３相）が含まれていてもよい。第３相は、面積％で、３％以下とする。
なお、このような組織を有するか否かは、板厚１／４ｔ位置における組織での組織で判断する。板厚１／４ｔ位置での組織を規定するのは、板厚全域の平均的な位置での組織を見るためである。
（ｆ）製造方法について
本発明の厚鋼板は、例えば以下のように製造することができる。
（ｆ－１）製鋼：（１）および（２）の工程
まず、本発明のポイントとなる介在物（ＴｉＯ，ＢＮ）を、鋼片を圧延する前に形成する。製鋼段階で鋼組成の成分調整を行うとともに、ＲＨ前のＡｒガスの吹き込みの際には、溶鋼内の酸素ポテンシャルＯｘｐを１０～３０ｐｐｍの範囲に制御し、Ａｒガスの流量を１００～２００Ｌ／ｍｉｎ、吹き込み時間を５～１５ｍｉｎの間で調節する。また、板厚中心位置の介在物制御の観点より、連続鋳造過程においては、溶鋼の温度を過度に高くせず、溶鋼組成から決まる凝固温度に対し、溶鋼の温度を（凝固温度＋５０℃）以下の温度から鋳造を開始し、さらに凝固直前の電磁攪拌、凝固時の圧下を行って鋼片を作製する。以上の制御により鋼片中にＴｉＯおよびＢＮを導入する。鋼片は一旦自然冷却され、次工程の加熱工程へ進むことになる。
本発明の厚鋼板は、例えば以下のように製造することができる。
（ｆ－１）製鋼：（１）および（２）の工程
まず、本発明のポイントとなる介在物（ＴｉＯ，ＢＮ）を、鋼片を圧延する前に形成する。製鋼段階で鋼組成の成分調整を行うとともに、ＲＨ前のＡｒガスの吹き込みの際には、溶鋼内の酸素ポテンシャルＯｘｐを１０～３０ｐｐｍの範囲に制御し、Ａｒガスの流量を１００～２００Ｌ／ｍｉｎ、吹き込み時間を５～１５ｍｉｎの間で調節する。また、板厚中心位置の介在物制御の観点より、連続鋳造過程においては、溶鋼の温度を過度に高くせず、溶鋼組成から決まる凝固温度に対し、溶鋼の温度を（凝固温度＋５０℃）以下の温度から鋳造を開始し、さらに凝固直前の電磁攪拌、凝固時の圧下を行って鋼片を作製する。以上の制御により鋼片中にＴｉＯおよびＢＮを導入する。鋼片は一旦自然冷却され、次工程の加熱工程へ進むことになる。
（ｆ－２）圧延：（３）および（４）の工程
続いて、圧延を行うが、圧延を行う前に、鋼片を加熱炉に装入し、鋼片を９５０～１２００℃に加熱、均熱化する。このとき、製鋼段階で導入した介在物（ＴｉＯ、ＢＮ）は融点が高いため、加熱しても消滅することはなく、そのまま鋼中に存在することとなる。
続いて、圧延を行うが、圧延を行う前に、鋼片を加熱炉に装入し、鋼片を９５０～１２００℃に加熱、均熱化する。このとき、製鋼段階で導入した介在物（ＴｉＯ、ＢＮ）は融点が高いため、加熱しても消滅することはなく、そのまま鋼中に存在することとなる。
加熱温度が９５０℃未満であると、鋼片が十分に軟化せず圧延の際の変形抵抗が高くなり製造が困難になる。また、加熱温度が１２００℃を超えると、結晶粒の粗大化により所望の母材靱性確保が困難になるばかりではなく、加熱炉のエネルギーコストが高くなり、製造コストの面から適切ではない。よって、加熱温度は９５０～１２００℃とする。加熱温度の下限は好ましくは１０００℃、加熱温度の上限は好ましくは１１５０℃である。
加熱し、鋼片が均熱化した後は、圧延を行う。まずは、板厚中心部が９００℃以上の温度域において、累積圧下率を４０％以上、各パスの圧下率を加算してパス数で除算した圧下率（以下、「各パスの平均圧下率」という。）を１０％以上で粗圧延を行う。９００℃以上、すなわち再結晶領域で圧延を行うのは、鋼板の靱性確保のために再結晶による旧オーステナイト粒径の細粒化が必要であるためである。粗圧延では、各パスの平均圧下率を１０％以上する。このように、１０％以上で圧延を行うのは、圧下不足による局所的な再結晶不足を抑制するためである。各パスの平均圧下率は１５％以下とすることが好ましい。そして、累積圧下率は４０％以上とする。このようにするのは加工の累積不足による局所的な再結晶不足を抑制するためである。累積圧下率は５５％以下とすることが好ましい。
粗圧延後は、板厚中心部が９００℃以下の温度域において、累積圧下率を３０～６０％、各パスの平均圧下率を１０％以上で仕上圧延を行う。９００℃以下で圧延を行うのは、十分な加工歪の蓄積によりフェライト生成および冷却時のベイナイト組織の高強度化を図るためである。仕上圧延では、各パスの平均圧下率を１０％以上とする。このように、１０％以上で圧延を行うのは、圧下不足による局所的な歪の蓄積不足に起因する組織粗大化を抑制するためである。各パスの平均圧下率は１５％以下とすることが好ましい。そして、累積圧下率は３０～６０％とする。累積圧下率３０％未満であると、加工歪の累積不足による組織の不均一化が靱性劣化の要因となる。また累積圧下率６０％超であると初期スラブ厚制約により十分な再結晶域圧延が確保できずに母材特性不安定化の要因となる。
そして、仕上圧延の最終パス開始温度を板厚表面で７００～８００℃として圧延を完了する。表面温度が７００℃未満であると７００℃以上から冷却を行えない。８００℃超であるとフェライト生成が不十分となり母材靱性確保が困難となるためである。
（ｆ－３）冷却：（５）の工程
圧延後は、水冷により、７００℃以上から冷却を開始し、５００℃以下で停止する。冷却の開始温度が７００℃未満であるとフェライト生成量が多くなり目標の高強度が確保できないためである。また、水冷停止温度が５００℃超であると十分な硬質相が確保できないために目標の高強度が確保できないためである。なお、冷却速度には制約はないが、板厚１／２ｔ位置における７００～５００℃間の平均冷却速度を３～１５℃／ｓ以上とすることが好ましい。平均冷却速度が３℃／ｓ未満であると硬質相の割合が低下し、目標の高強度が確保できなくなるだけでなく、平均粒径の粗大化による靱性劣化も問題となる。また、平均冷却速度が１５℃／ｓ超であると粗大なベイナイト組織ができ、靭性が低下する可能性がある。
圧延後は、水冷により、７００℃以上から冷却を開始し、５００℃以下で停止する。冷却の開始温度が７００℃未満であるとフェライト生成量が多くなり目標の高強度が確保できないためである。また、水冷停止温度が５００℃超であると十分な硬質相が確保できないために目標の高強度が確保できないためである。なお、冷却速度には制約はないが、板厚１／２ｔ位置における７００～５００℃間の平均冷却速度を３～１５℃／ｓ以上とすることが好ましい。平均冷却速度が３℃／ｓ未満であると硬質相の割合が低下し、目標の高強度が確保できなくなるだけでなく、平均粒径の粗大化による靱性劣化も問題となる。また、平均冷却速度が１５℃／ｓ超であると粗大なベイナイト組織ができ、靭性が低下する可能性がある。
（ｆ－４）焼戻し：（６）の工程
さらに、４００超～６００℃の温度で焼戻し処理を行う。焼戻しは、冷却工程、すなわち焼入れによって生成したベイナイト中のマルテンサイトなどの一部の硬化組織を無害化し、強度を調整するとともに、靱性を改善するために行う。焼戻し温度が４００℃以下であると、十分な焼戻し効果が得られずに靱性劣化の要因となる。また、焼戻し温度が６００℃超であると、強度低下により目標の強度確保が困難となる。
さらに、４００超～６００℃の温度で焼戻し処理を行う。焼戻しは、冷却工程、すなわち焼入れによって生成したベイナイト中のマルテンサイトなどの一部の硬化組織を無害化し、強度を調整するとともに、靱性を改善するために行う。焼戻し温度が４００℃以下であると、十分な焼戻し効果が得られずに靱性劣化の要因となる。また、焼戻し温度が６００℃超であると、強度低下により目標の強度確保が困難となる。
＜厚鋼板の製造＞
ＲＨ法による真空脱ガス処理および連続鋳造によって、表１に示す化学組成を有するスラブを作製した。真空脱ガス処理および連続鋳造の条件を表２に示す。なお、いずれの例においても、連続鋳造時に、凝固直前の電磁攪拌および凝固時の圧下を行った。
ＲＨ法による真空脱ガス処理および連続鋳造によって、表１に示す化学組成を有するスラブを作製した。真空脱ガス処理および連続鋳造の条件を表２に示す。なお、いずれの例においても、連続鋳造時に、凝固直前の電磁攪拌および凝固時の圧下を行った。
続いて、表３に示す条件で鋼片から試験Ｎｏ．１～２８、Ｎｏ．ｘ１～ｘ２０の厚鋼板を製造した。
得られた厚鋼板については、下記の条件で各種性能を調査した。その結果を表４に示す。
＜ＴｉＯの測定方法＞
厚鋼板の圧延方向に垂直な断面から、板厚１／４ｔ位置を含むサンプルを切り出し、鏡面研磨により介在物観察用試験片を作製した。この試験片の上記断面について、走査型電子顕微鏡(ＳＥＭ)の倍率を２０００倍に設定して観察し、厚鋼板の板厚１／４ｔ位置にある任意の点を中心とする５ｍｍ（板厚方向の長さ）×５ｍｍ（板幅方向の長さ）の正方形の範囲内に存在するＴｉＯを特定した。ＴｉＯの粒径については介在物の面積に相当する真円の直径(円相当径)とし、粒界が０．５μｍ以上のものの個数をカウント、１ｍｍ２の平均値としてＴｉＯの個数を算出した。
厚鋼板の圧延方向に垂直な断面から、板厚１／４ｔ位置を含むサンプルを切り出し、鏡面研磨により介在物観察用試験片を作製した。この試験片の上記断面について、走査型電子顕微鏡(ＳＥＭ)の倍率を２０００倍に設定して観察し、厚鋼板の板厚１／４ｔ位置にある任意の点を中心とする５ｍｍ（板厚方向の長さ）×５ｍｍ（板幅方向の長さ）の正方形の範囲内に存在するＴｉＯを特定した。ＴｉＯの粒径については介在物の面積に相当する真円の直径(円相当径)とし、粒界が０．５μｍ以上のものの個数をカウント、１ｍｍ２の平均値としてＴｉＯの個数を算出した。
＜組織の測定方法＞
厚鋼板の圧延方向に垂直な断面から、板厚１／４ｔの位置からサンプルを切り出し、鏡面研磨後、コロイダルシリカによる試料調整を実施し、ベイナイトおよびマルテンサイトの面積分率、フェライトの面積分率およびフェライト粒径を、ＥＢＳＤを用いて測定した。フェライト粒径の測定方法は、倍率を４００倍に設定し、２００μｍ×３００μｍの範囲を測定した。フェライト分率の算出は、倍率を４００倍に設定し、２００μｍ×３００μｍの範囲を０．２５μｍピッチで測定し、その後、ＧＡＭの閾値を０．５に設定し、０．５以下をフェライト組織、０．５超をベイナイト組織またはマルテンサイト組織と判定して分離することにより、フェライト面積分率、ベイナイトおよびマルテンサイトの面積分率を求めた。
厚鋼板の圧延方向に垂直な断面から、板厚１／４ｔの位置からサンプルを切り出し、鏡面研磨後、コロイダルシリカによる試料調整を実施し、ベイナイトおよびマルテンサイトの面積分率、フェライトの面積分率およびフェライト粒径を、ＥＢＳＤを用いて測定した。フェライト粒径の測定方法は、倍率を４００倍に設定し、２００μｍ×３００μｍの範囲を測定した。フェライト分率の算出は、倍率を４００倍に設定し、２００μｍ×３００μｍの範囲を０．２５μｍピッチで測定し、その後、ＧＡＭの閾値を０．５に設定し、０．５以下をフェライト組織、０．５超をベイナイト組織またはマルテンサイト組織と判定して分離することにより、フェライト面積分率、ベイナイトおよびマルテンサイトの面積分率を求めた。
＜降伏強度および引張強度試験＞
各厚鋼板の板厚１／４ｔの位置からそれぞれ、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）で規定される４号試験片を、圧延方向と平行な方向に採取し、降伏強度（ＹＳ）および引張強度（ＴＳ）を測定した。なお、降伏強度の目標値は４６０ＭＰａ以上、引張強度の目標値は６００～７２０ＭＰａとした。
各厚鋼板の板厚１／４ｔの位置からそれぞれ、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）で規定される４号試験片を、圧延方向と平行な方向に採取し、降伏強度（ＹＳ）および引張強度（ＴＳ）を測定した。なお、降伏強度の目標値は４６０ＭＰａ以上、引張強度の目標値は６００～７２０ＭＰａとした。
＜シャルピー衝撃試験＞
各鋼板の板厚１／４ｔの位置から、圧延方向に平行にＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定されるシャルピー衝撃試験片を切出し、衝撃試験をおこなって－６０℃ における吸収エネルギーｖＥ－６０（単位はＪ）を測定した。なお、目標値は１００Ｊ以上とした。
各鋼板の板厚１／４ｔの位置から、圧延方向に平行にＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定されるシャルピー衝撃試験片を切出し、衝撃試験をおこなって－６０℃ における吸収エネルギーｖＥ－６０（単位はＪ）を測定した。なお、目標値は１００Ｊ以上とした。
＜継手ＣＴＯＤ試験＞
鋼板の端部を２０°Ｖ型開先に加工し、入熱量が４００ｋＪ／ｃｍ以上のエレクトロガスアーク溶接（ＥＧＷ）をおこなって溶接継手部を作製した。各溶接継手部から、ＢＳ７４４８規格準拠にてＣＴＯＤ試験を行った。ノッチ位置はボンド部（ＨＡＺ：溶接金属＝１：１）とし、－１０°にて試験を行い、試験数３体における限界ＣＴＯＤ値の最小値にて評価した。なお限界ＣＴＯＤ値の目標値は０．１５ｍｍ以上とした。
鋼板の端部を２０°Ｖ型開先に加工し、入熱量が４００ｋＪ／ｃｍ以上のエレクトロガスアーク溶接（ＥＧＷ）をおこなって溶接継手部を作製した。各溶接継手部から、ＢＳ７４４８規格準拠にてＣＴＯＤ試験を行った。ノッチ位置はボンド部（ＨＡＺ：溶接金属＝１：１）とし、－１０°にて試験を行い、試験数３体における限界ＣＴＯＤ値の最小値にて評価した。なお限界ＣＴＯＤ値の目標値は０．１５ｍｍ以上とした。
表４に示すように、本発明例１～２８は、いずれも高い強度と優れたＨＡＺ靭性を有していた。一方、比較例Ｘ１～Ｘ２０は、本発明で規定される条件を満足していないため、強度およびＨＡＺ靭性の少なくとも一方が、悪化していた。
本発明によれば、高強度かつＨＡＺ靭性に優れた、板厚が５０ｍｍ以上の厚鋼板およびその製造方法を提供することができる。本発明の厚鋼板は、大型コンテナ船などの船体、より具体的には、上部のアッパーデッキ、または、ハッチサイドコーミングに用いることができ、強度およびＨＡＺ靭性を確保でき、大型船の信頼性を向上させることができる。
Claims (5)
- 板厚が５０ｍｍ以上の厚鋼板であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３～０．１２％、
Ｓｉ：０．０１～０．３０％、
Ｍｎ：０．０４～２．２１％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｃｕ：０．０３～１．００％、
Ｎｉ：０．０３～２．００％、
Ｎｂ：０．００３～０．０２０％、
Ｔｉ：０．００３～０．０１７％、
Ｂ：０．０００５～０．００５０％、
Ａｌ：０．００２％以下、
Ｎ：０．００３～０．０１０％、
Ｏ：０．００１０～０．００４０％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｍｏ：０～０．４０％、
Ｖ：０～０．１０％、
Ｚｒ：０～０．００５％、
Ｃａ:０～０．００５％、
Ｍｇ:０～０．００５％、
ＲＥＭ:０～０．００５％、ならびに、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ａ）～（ｅ）を満足する、厚鋼板。
（ａ）下記式から求められるＣｅｑ：０．３８～０．４２％であること。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
ただし、式中の元素記号は鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。
（ｂ）板厚１／４ｔにおいて、粒径０．５～２．５μｍのＴｉＯが１ｍｍ２当たり５個以上であること。
（ｃ）下記式から求められるｓｏｌ．Ｂ：０．０００５％以下であること。
ｓｏｌ．Ｂ＝Ｂ－Ｘ （１）
Ｘ＝０．７２２×{Ｎ－（Ｔｉ×０．２９２）} （２）
ただし、（１）式および（２）式中の各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味し、（１）式右辺計算値が０未満のとき、ｓｏｌ．Ｂ＝０とし、（２）式右辺計算値が０未満のとき、（１）式のＸには０を代入する。
（ｄ）Ｔｉ／Ｎが４以下であること。
（ｅ）板厚１／４ｔの位置において、金属組織が、面積％で、ベイナイトおよびマルテンサイト：７０％以上、フェライト：５～３０％、残部：３％以下の第３相であり、かつ平均フェライト粒径が２５μｍ以下であること。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．０３～０．５０％、
Ｍｏ：０．０３～０．４０％、および、
Ｖ：０．０２～０．１０％、
から選択される１種以上を含有する、請求項１に記載の厚鋼板。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｚｒ：０．００１～０．００５％、
を含有する、請求項１または２に記載の厚鋼板。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．００１～０．００５％、
Ｍｇ：０．００１～０．００５％、および、
ＲＥＭ:０．００１～０．００５％、
から選択される１種以上を含有する、請求項１～３のいずれか一つに記載の厚鋼板。 - 下記の（１）～（６）の工程を順に行う、
請求項１～４のいずれか一つに記載の厚鋼板を製造する方法。
（１）酸素ポテンシャルＯｘｐを１０～３０ｐｐｍの範囲に制御した溶鋼に、Ａｒガスを１００～２００Ｌ／ｍｉｎの流量で５～１５ｍｉｎ吹き込む、ＲＨ法による真空脱ガス処理工程、
（２）前記溶鋼の温度が（凝固温度＋５０℃）以下になったときから鋳造を開始し、凝固直前に電磁攪拌を実施し、凝固時に圧下を実施して、鋼片を得る連続鋳造工程、
（３）前記鋼片を、９５０～１２００℃に加熱し、板厚中心部が９００℃以上の温度域において、累積圧下率：４０％以上、各パスの平均圧下率：１０％以上の条件で圧延して、粗圧延板を得る粗圧延工程、
（４）前記粗圧延板を、板厚中心部の温度が９００℃以下の温度域において、累積圧下率：３０～６０％、各パスの平均圧下率：１０％以上、最終パス開始時の表面温度：７００～８００℃の条件で圧延して、厚鋼板を得る仕上圧延工程、
（５）前記厚鋼板を、７００℃以上の温度域から冷却を開始し、５００℃以下の温度域で停止し、７００～５００℃の平均冷却速度が３℃／ｓ以上である、水冷工程、および、
（６）前記厚鋼板を、４００℃を超え、６００℃以下の温度に加熱する、焼戻し工程。
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