JP7323086B1 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
溶接入熱が５０ｋＪ／ｃｍ以上となる大入熱溶接熱影響部において－６０℃以下の低温においても優れた継手靭性、優れた母材靭性および高い引張強さを備える鋼板とその製造方法を提案することを目的とする。特定の成分を以下の（１）式および（２）式を満たすように含有し、Ｎｂ：０．００３％以下であり、特定の組織、特定の特性を有する鋼板。０＜（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ＜１ ・・・（１）Ｃｅｑ．≦０．３６・・・（２）但し、Ｃｅｑ．＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５とし、（１）式、（２）式において、各元素記号は各元素の含有量（質量％）を示す。
Description
本発明は、船舶や建築・土木等の分野における各種鋼構造物に使用される鋼材に関わり、特に溶接入熱量が２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施した場合においても優れた溶接部靭性を有する高張力鋼とその製造方法に関する。
鋼材の高強度化、厚肉化に伴い溶接施工に、サブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接およびエレクトロスラグ溶接など生産能率に優れる大入熱溶接の適用要望が増加している。大入熱溶接された溶接熱影響部（Ｈｅａｔ－Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ 以下、ＨＡＺともよぶ）の靭性は低下するため、種々の大入熱溶接用鋼が提案されている。例えば、ＴｉＮを鋼中に微細分散させ、溶接熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を抑制する、または、溶接熱影響部でのフェライト変態核として利用する技術が実用化されている。
ＴｉＮを利用した組織粗大化の抑制は経済的にも有用であり広く利用されているが、溶接熱影響部においてＴｉＮが溶解するほどの高温度域ではこれらの効果は得られず、さらに母材組織が固溶Ｔｉおよび固溶Ｎにより脆化して靭性が著しく低下するという問題があった。
そのため、特許文献１では、溶接熱影響部の高温域でも溶解しにくいＴｉ酸化物のうち、粒度５μｍ以下のＴｉＯｘ（但し、ｘ：０．６５～１．３）を鋼中に微細分散させて、溶接熱影響部における針状フェライトの生成核として利用する技術が提案されている。特許文献２では、鋼組成におけるＢ、Ｎおよびｓｏｌ．Ａｌ量を調整して、溶接熱影響部を微細化させるＢＮを積極的に析出させて、溶接熱影響部の靭性を向上させる技術が提案されている。また、特許文献３では、鋼組成においてＴｉ－Ｂ－Ｎ量をＨＡＺ靭性が高靭性領域となるように調整し、更にＣａまたはＣｅを添加して介在物の形態制御による靭性改善効果を付与する技術が、また、特許文献４では、鋼組成を低Ｎ－低Ｔｉ系として、溶接のボンド部においても安定な硫・酸化物を形成するＲＥＭを添加することで大入熱溶接部の靭性を改善する技術も提案されている。さらに特許文献５では、変態核となって溶接熱影響部でのフェライト変態を促進するＣａ系介在物をＣａ、Ｏ、Ｓ含有量を適正に制御することで鋼中に微細分散させ、４００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接の溶接熱影響部靭性を向上させる技術が提案されている。
上記特許文献１～２に記載の技術では工業生産において安定製造が難しいという課題がある。また、特許文献３～５に記載の技術では、－６０℃もしくはそれを下回るような低温における大入熱継手靭性試験において１００Ｊを超えるような高い衝撃吸収性能を安定的に確保することは達成の困難な課題である。
そこで本発明は、溶接入熱が５０ｋＪ／ｃｍ以上となる大入熱溶接熱影響部において、－６０℃以下の低温においても優れた継手靭性、母材靭性および高い引張強さを備える鋼板とその製造方法を提案することを目的とする。
継手靭性に優れるとは、鋼板から幅８０ｍｍ×長さ８０ｍｍ×厚さ１５ｍｍの試験片を採取し、１４５０℃に加熱後、８００～５００℃間を１５０秒で冷却する再現熱サイクルを施した後、これらの試験片から採取した２ｍｍＶノッチシャルピー試験片について試験温度：－６０℃でシャルピー衝撃試験を行い、靭性を評価した結果、３本の試験結果の平均の衝撃吸収値が１００Ｊを超えて、かつ最低値が５０Ｊを超えることを指す。また、母材靭性に優れるとは、板厚の１／４となる位置からＪＩＳＺ２２０２に記載のＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、試験温度：－１２０～４０℃の範囲で適宜シャルピー衝撃試験を行い延性破面率５０％となる破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）を求め母材靭性を評価し、ｖＴｒｓ（℃）が－６０℃以下となることを指す。また、高い引張強さとは、鋼板から試験片長手方向が板幅方向と一致するようにＪＩＳＺ２２０１に記載の１Ａ号試験片を採取し、引張強さ：ＴＳ（ＭＰａ）を計測し、ＴＳが４５０ＭＰａ以上となることを指す。
発明者等は上記課題を解決するため種々の検討を重ね、以下の知見を得た。
すなわち、工業生産性に優れるＴｉＮ析出物を利用して溶接熱影響部における組織の粗大化を抑制するためには、母材鋼板中におけるＴｉＮ析出物を最大限利用することに加え、粗大な組織の形成を抑えるための工夫が必要である。そのためには、ＴｉとＮに加えてＢを一定量以上添加し、かつＣｅｑ．を一定以下とし、Ｎｂを極力無添加とすることで溶接入熱が５０ｋＪ／ｃｍ以上となる大入熱溶接継手においても－６０℃以下の継手靭性を安定的に確保できることを見出した。一方で低合金かつＢ添加をおこなった成分系においては、固溶Ｂによる核生成の抑制にともない母材組織において部分的な粗大組織が生成し母材靭性の確保が課題となることが判明した。そこで発明者らはさらに検討を重ね、－６０℃以下の継手靭性を安定的に確保しつつ、優れた母材靭性と高い引張強さを両立させる製造条件を導出した。
すなわち、工業生産性に優れるＴｉＮ析出物を利用して溶接熱影響部における組織の粗大化を抑制するためには、母材鋼板中におけるＴｉＮ析出物を最大限利用することに加え、粗大な組織の形成を抑えるための工夫が必要である。そのためには、ＴｉとＮに加えてＢを一定量以上添加し、かつＣｅｑ．を一定以下とし、Ｎｂを極力無添加とすることで溶接入熱が５０ｋＪ／ｃｍ以上となる大入熱溶接継手においても－６０℃以下の継手靭性を安定的に確保できることを見出した。一方で低合金かつＢ添加をおこなった成分系においては、固溶Ｂによる核生成の抑制にともない母材組織において部分的な粗大組織が生成し母材靭性の確保が課題となることが判明した。そこで発明者らはさらに検討を重ね、－６０℃以下の継手靭性を安定的に確保しつつ、優れた母材靭性と高い引張強さを両立させる製造条件を導出した。
本発明は、上記に得られた知見をもとに更に検討を加えて完成したもので、すなわち、本発明は、
［１］ 鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．０１～０．０７％、
Ｓｉ：０．０１～０．２０％、
Ｍｎ：０．８０～１．８０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０００５～０．００５０％、
Ａｌ：０．０３０～０．１００％、
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
Ｎ：０．００４５～０．００９０％、
Ｂ：０．００１０～０．００３０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００３０％、
Ｏ：０．００４０％以下、
Ｎｂ：０．００３％以下、かつ下記（１）式および（２）式を満たすように含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、
局所方位差平均が１°を超える結晶粒が全ての結晶粒に対して面積分率で５０％以下、かつ平均結晶粒径が５０μｍ以下であるミクロ組織を有し、引張強さが４５０ＭＰａ以上である鋼板。
０＜（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ＜１ ・・・（１）
Ｃｅｑ．≦０．３６・・・（２）
但し、Ｃｅｑ．＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５とし、（１）式、（２）式において、各元素記号は各元素の含有量（質量％）を示す。含有しない元素は０である。
［２］ 鋼組成が、更に、質量％で、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．３０％以下、
Ｖ：０．５０％以下の中から選ばれる１種以上を含有する［１］に記載の鋼板。
［３］ 鋼組成が、更に、質量％で、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｚｒ：０．０２００％以下、
ＲＥＭ：０．０２００％以下の中から選ばれる１種以上を含有する［１］または［２］に記載の鋼板。
［４］ 鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．０１～０．０７％、
Ｓｉ：０．０１～０．２０％、
Ｍｎ：０．８０～１．８０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０００５～０．００５０％、
Ａｌ：０．０３０～０．１００％、
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
Ｎ：０．００４５～０．００９０％、
Ｂ：０．００１０～０．００３０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００３０％、
Ｏ：０．００４０％以下、
Ｎｂ：０．００３％以下、かつ下記（１）式および（２）式を満たすように含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、
１０００℃～１２００℃に加熱後、熱間圧延し、前記熱間圧延における圧延終了温度を８００℃以上とし、前記熱間圧延後、１０秒以上の空冷と、前記空冷後平均冷却速度：３０℃／秒以上で４５０℃以下の温度範囲まで冷却する鋼板の製造方法。
０＜（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ＜１ ・・・（１）
Ｃｅｑ．≦０．３６・・・（２）
但し、Ｃｅｑ．＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５とし、（１）式、（２）式において、各元素記号は各元素の含有量（質量％）を示す。含有しない元素は０である。
［５］ 更に、前記鋼素材は、質量％で、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．３０％以下、
Ｖ：０．５０％以下の中から選ばれる１種以上を含有する［４］に記載の鋼板の製造方法。
［６］ 更に、鋼素材は質量％で、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｚｒ：０．０２００％以下、
ＲＥＭ：０．０２００％以下の中から選ばれる１種以上を含有する［４］または［５］に記載の鋼板の製造方法。
［１］ 鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．０１～０．０７％、
Ｓｉ：０．０１～０．２０％、
Ｍｎ：０．８０～１．８０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０００５～０．００５０％、
Ａｌ：０．０３０～０．１００％、
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
Ｎ：０．００４５～０．００９０％、
Ｂ：０．００１０～０．００３０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００３０％、
Ｏ：０．００４０％以下、
Ｎｂ：０．００３％以下、かつ下記（１）式および（２）式を満たすように含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、
局所方位差平均が１°を超える結晶粒が全ての結晶粒に対して面積分率で５０％以下、かつ平均結晶粒径が５０μｍ以下であるミクロ組織を有し、引張強さが４５０ＭＰａ以上である鋼板。
０＜（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ＜１ ・・・（１）
Ｃｅｑ．≦０．３６・・・（２）
但し、Ｃｅｑ．＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５とし、（１）式、（２）式において、各元素記号は各元素の含有量（質量％）を示す。含有しない元素は０である。
［２］ 鋼組成が、更に、質量％で、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．３０％以下、
Ｖ：０．５０％以下の中から選ばれる１種以上を含有する［１］に記載の鋼板。
［３］ 鋼組成が、更に、質量％で、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｚｒ：０．０２００％以下、
ＲＥＭ：０．０２００％以下の中から選ばれる１種以上を含有する［１］または［２］に記載の鋼板。
［４］ 鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．０１～０．０７％、
Ｓｉ：０．０１～０．２０％、
Ｍｎ：０．８０～１．８０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０００５～０．００５０％、
Ａｌ：０．０３０～０．１００％、
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
Ｎ：０．００４５～０．００９０％、
Ｂ：０．００１０～０．００３０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００３０％、
Ｏ：０．００４０％以下、
Ｎｂ：０．００３％以下、かつ下記（１）式および（２）式を満たすように含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、
１０００℃～１２００℃に加熱後、熱間圧延し、前記熱間圧延における圧延終了温度を８００℃以上とし、前記熱間圧延後、１０秒以上の空冷と、前記空冷後平均冷却速度：３０℃／秒以上で４５０℃以下の温度範囲まで冷却する鋼板の製造方法。
０＜（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ＜１ ・・・（１）
Ｃｅｑ．≦０．３６・・・（２）
但し、Ｃｅｑ．＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５とし、（１）式、（２）式において、各元素記号は各元素の含有量（質量％）を示す。含有しない元素は０である。
［５］ 更に、前記鋼素材は、質量％で、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．３０％以下、
Ｖ：０．５０％以下の中から選ばれる１種以上を含有する［４］に記載の鋼板の製造方法。
［６］ 更に、鋼素材は質量％で、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｚｒ：０．０２００％以下、
ＲＥＭ：０．０２００％以下の中から選ばれる１種以上を含有する［４］または［５］に記載の鋼板の製造方法。
本発明によれば、溶接入熱が５０ｋＪ／ｃｍ以上となる大入熱溶接熱影響部での－６０℃以下の低温における優れた継手靭性、優れた母材靭性および高い引張強さを備えた鋼板が得られ、産業上極めて有用である。
以下、本発明の実施の形態について、詳細に説明する。まず、本発明の鋼板および鋼素材が有すべき成分組成について説明する。説明において、化学成分に関する％表示は全て質量％を意味する。
Ｃ：０．０１～０．０７％
Ｃは、鋼材の強度を高める元素であり、構造用鋼として必要な強度を確保するためには、Ｃは０．０１％以上含有させる必要がある。Ｃ含有量は好ましくは、０．０２％以上である。Ｃ含有量はより好ましくは、０．０３％以上である。一方、Ｃ含有量が０．０７％を超えると、－６０℃のような低温での溶接熱影響部においては上部ベイナイトのような低靭性粗組織が生成し易くなるため、Ｃ含有量は０．０７％以下とする。Ｃ含有量は好ましくは０．０６％以下である。Ｃ含有量はより好ましくは０．０５％以下である。
Ｃは、鋼材の強度を高める元素であり、構造用鋼として必要な強度を確保するためには、Ｃは０．０１％以上含有させる必要がある。Ｃ含有量は好ましくは、０．０２％以上である。Ｃ含有量はより好ましくは、０．０３％以上である。一方、Ｃ含有量が０．０７％を超えると、－６０℃のような低温での溶接熱影響部においては上部ベイナイトのような低靭性粗組織が生成し易くなるため、Ｃ含有量は０．０７％以下とする。Ｃ含有量は好ましくは０．０６％以下である。Ｃ含有量はより好ましくは０．０５％以下である。
Ｓｉ：０．０１～０．２０％
Ｓｉは、鋼を溶製する際の脱酸剤として添加される元素であり、Ｓｉは０．０１％以上含有させる必要がある。Ｓｉ含有量は好ましくは０．０２％以上である。Ｓｉ含有量はより好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ｓｉ含有量が０．２０％を超えると、炭化物の析出に伴い母材および継手の靱性が低下することがある。よって、Ｓｉ含有量は０．２０％以下とする。Ｓｉ含有量は好ましくは０．１５％以下である。Ｓｉ含有量はより好ましくは０．１２％以下である。Ｓｉ含有量はさらに好ましくは０．１０％以下である。
Ｓｉは、鋼を溶製する際の脱酸剤として添加される元素であり、Ｓｉは０．０１％以上含有させる必要がある。Ｓｉ含有量は好ましくは０．０２％以上である。Ｓｉ含有量はより好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ｓｉ含有量が０．２０％を超えると、炭化物の析出に伴い母材および継手の靱性が低下することがある。よって、Ｓｉ含有量は０．２０％以下とする。Ｓｉ含有量は好ましくは０．１５％以下である。Ｓｉ含有量はより好ましくは０．１２％以下である。Ｓｉ含有量はさらに好ましくは０．１０％以下である。
Ｍｎ：０．８０～１．８０％
Ｍｎは、母材の強度を確保するために、Ｍｎは０．８０％以上含有させる必要がある。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．００％以上である。Ｍｎ含有量は、より好ましくは１．２０％以上である。Ｍｎ含有量は、さらに好ましくは１．４０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が１．８０％を超えると溶接熱影響部の靭性を著しく劣化させるため、Ｍｎ含有量は、１．８０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．７０％以下である。Ｍｎ含有量は、より好ましくは１．６０％以下である。
Ｍｎは、母材の強度を確保するために、Ｍｎは０．８０％以上含有させる必要がある。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．００％以上である。Ｍｎ含有量は、より好ましくは１．２０％以上である。Ｍｎ含有量は、さらに好ましくは１．４０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が１．８０％を超えると溶接熱影響部の靭性を著しく劣化させるため、Ｍｎ含有量は、１．８０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．７０％以下である。Ｍｎ含有量は、より好ましくは１．６０％以下である。
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、ボンド部近傍のＨＡＺでのＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ-Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ もしくは島状マルテンサイト）生成を促進し、靭性を大きく低下させるため、Ｐ含有量は、０．０２０％以下とする必要がある。Ｐ含有量は、好ましくは、０．０１５％以下であり、さらに好ましくは０．０１２％以下である。Ｐの下限は特に限定されるものではないが、過剰な低減は精錬コストの高騰をもたらすため、Ｐ含有量は０．００５％以上であることが好ましい。
Ｐは、ボンド部近傍のＨＡＺでのＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ-Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ もしくは島状マルテンサイト）生成を促進し、靭性を大きく低下させるため、Ｐ含有量は、０．０２０％以下とする必要がある。Ｐ含有量は、好ましくは、０．０１５％以下であり、さらに好ましくは０．０１２％以下である。Ｐの下限は特に限定されるものではないが、過剰な低減は精錬コストの高騰をもたらすため、Ｐ含有量は０．００５％以上であることが好ましい。
Ｓ：０．０００５～０．００５０％
Ｓはフェライトの核生成サイトとして作用するＭｎＳあるいはＣａＳを形成するために必要な元素である。このためＳは、０．０００５％以上を含有させる必要がある。Ｓ含有量は好ましくは０．０００８％以上である。Ｓ含有量はより好ましくは０．００１０％以上である。しかしながら過度に含有すると母材靭性の低下を招くため、Ｓ含有量は０．００５０％以下とする。Ｓ含有量は好ましくは０．００４０％以下とする。Ｓ含有量はより好ましくは０．００２０％以下とする。
Ｓはフェライトの核生成サイトとして作用するＭｎＳあるいはＣａＳを形成するために必要な元素である。このためＳは、０．０００５％以上を含有させる必要がある。Ｓ含有量は好ましくは０．０００８％以上である。Ｓ含有量はより好ましくは０．００１０％以上である。しかしながら過度に含有すると母材靭性の低下を招くため、Ｓ含有量は０．００５０％以下とする。Ｓ含有量は好ましくは０．００４０％以下とする。Ｓ含有量はより好ましくは０．００２０％以下とする。
Ａｌ：０．０３０～０．１００％
Ａｌは、鋼の脱酸のために添加される元素であり、Ａｌは０．０３０％以上含有させる必要がある。Ａｌ含有量は好ましくは０．０３５％以上である。しかし、Ａｌは０．１００％を超えて含有すると、母材の靱性のみならず、溶接金属の靱性をも低下させる。よって、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０９０％以下である。Ａｌ含有量は、より好ましくは０．０８０％以下である。Ａｌ含有量は、さらに好ましくは０．０７０％以下である。
Ａｌは、鋼の脱酸のために添加される元素であり、Ａｌは０．０３０％以上含有させる必要がある。Ａｌ含有量は好ましくは０．０３５％以上である。しかし、Ａｌは０．１００％を超えて含有すると、母材の靱性のみならず、溶接金属の靱性をも低下させる。よって、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０９０％以下である。Ａｌ含有量は、より好ましくは０．０８０％以下である。Ａｌ含有量は、さらに好ましくは０．０７０％以下である。
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％
Ｔｉは、溶鋼の凝固時にＴｉＮとなって母材中に析出し、オーステナイト粒の粗大化を抑制することで母材靭性の向上に寄与する。また、溶接時には溶接熱影響部においてＴｉＮが組織の粗大を抑制するとともにフェライトの変態核となって、高靱性化に寄与する。斯かる効果を得るためには、Ｔｉは０．００５％以上を含有させる必要がある。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００８％以上である。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｔｉは０．０３０％を超えて含有すると、析出したＴｉＮが過剰に粗大化し、上記効果が得られなくなる。よって、Ｔｉ含有量は、０．０３０％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０２５％以下である。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０２５％未満である。
Ｔｉは、溶鋼の凝固時にＴｉＮとなって母材中に析出し、オーステナイト粒の粗大化を抑制することで母材靭性の向上に寄与する。また、溶接時には溶接熱影響部においてＴｉＮが組織の粗大を抑制するとともにフェライトの変態核となって、高靱性化に寄与する。斯かる効果を得るためには、Ｔｉは０．００５％以上を含有させる必要がある。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００８％以上である。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｔｉは０．０３０％を超えて含有すると、析出したＴｉＮが過剰に粗大化し、上記効果が得られなくなる。よって、Ｔｉ含有量は、０．０３０％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０２５％以下である。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０２５％未満である。
Ｎ：０．００４５～０．００９０％
Ｎは、溶接時には溶接熱影響部において組織の粗大化を抑制するとともにフェライトの変態核となって高靭性化に寄与する、ＴｉＮを生成させるため、Ｎ含有量は、０．００４５％以上とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００５０％以上である。一方、０．００９０％を超えると溶接熱サイクルによりＴｉＮが溶解した場合に、生地組織への固溶Ｎが過剰になりＨＡＺ靭性を劣化させることが懸念される。以上より、Ｎ含有量は０．００９０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下である。Ｎ含有量は、好ましくは０．００７５％以下である。
Ｎは、溶接時には溶接熱影響部において組織の粗大化を抑制するとともにフェライトの変態核となって高靭性化に寄与する、ＴｉＮを生成させるため、Ｎ含有量は、０．００４５％以上とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００５０％以上である。一方、０．００９０％を超えると溶接熱サイクルによりＴｉＮが溶解した場合に、生地組織への固溶Ｎが過剰になりＨＡＺ靭性を劣化させることが懸念される。以上より、Ｎ含有量は０．００９０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下である。Ｎ含有量は、好ましくは０．００７５％以下である。
Ｂ：０．００１０～０．００３０％
Ｂは、溶接熱影響部でＢＮを生成して、固溶Ｎを低減し、また、フェライト変態核となりフェライトを生成して靭性を向上させる。かかる効果を安定的に得るためには、Ｂは０．００１０％以上を含有させる必要がある。Ｂ含有量は、好ましくは０．００１２％以上である。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００１５％以上である。しかし、Ｂは０．００３０％を超えて含有すると、母材およびＨＡＺの靱性低下を招く。このため、Ｂ含有量は０．００３０％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００２８％以下である。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００２５％以下である。
Ｂは、溶接熱影響部でＢＮを生成して、固溶Ｎを低減し、また、フェライト変態核となりフェライトを生成して靭性を向上させる。かかる効果を安定的に得るためには、Ｂは０．００１０％以上を含有させる必要がある。Ｂ含有量は、好ましくは０．００１２％以上である。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００１５％以上である。しかし、Ｂは０．００３０％を超えて含有すると、母材およびＨＡＺの靱性低下を招く。このため、Ｂ含有量は０．００３０％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００２８％以下である。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００２５％以下である。
Ｃａ：０．０００５～０．００３０％
ＣａはＳを固定して靭性を改善させるため、その効果を得るため０．０００５％以上とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｃａ含有量は０．００３０％を超えると効果が飽和するため、Ｃａ含有量は０．００３０％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００２５％以下である。
ＣａはＳを固定して靭性を改善させるため、その効果を得るため０．０００５％以上とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｃａ含有量は０．００３０％を超えると効果が飽和するため、Ｃａ含有量は０．００３０％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００２５％以下である。
Ｏ：０．００４０％以下
ＯはＣａＳ上にＭｎＳが析出した複合硫化物の生成に間接的に影響を与えるため、Ｏ含有量は０．００４０％以下、好ましくは０．００３０％以下とする。Ｏの下限は特に限定されるものではないが、過剰な低減は精錬コストの高騰をもたらすため、Ｏ含有量は０．００１０％以上であることが好ましい。
ＯはＣａＳ上にＭｎＳが析出した複合硫化物の生成に間接的に影響を与えるため、Ｏ含有量は０．００４０％以下、好ましくは０．００３０％以下とする。Ｏの下限は特に限定されるものではないが、過剰な低減は精錬コストの高騰をもたらすため、Ｏ含有量は０．００１０％以上であることが好ましい。
Ｎｂ：０．００３％以下
Ｎｂは母材強度確保に有効な元素であるが、大入熱溶接継手においてはＴｉＮの融点を低下させるとともに上部ベイナイトのような低靭性組織の生成に寄与する。Ｎｂ含有量が０．００３％を超えると上記が顕著に表れるため、低温での継手靭性確保の観点から、Ｎｂは含有しない方が好ましく、もしくは含有する場合には、Ｎｂは０．００３％以下とする。母材の引張強さを向上させるという理由から、含有する場合にはＮｂ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は０．００２％以上とすることがより好ましい。
Ｎｂは母材強度確保に有効な元素であるが、大入熱溶接継手においてはＴｉＮの融点を低下させるとともに上部ベイナイトのような低靭性組織の生成に寄与する。Ｎｂ含有量が０．００３％を超えると上記が顕著に表れるため、低温での継手靭性確保の観点から、Ｎｂは含有しない方が好ましく、もしくは含有する場合には、Ｎｂは０．００３％以下とする。母材の引張強さを向上させるという理由から、含有する場合にはＮｂ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は０．００２％以上とすることがより好ましい。
０＜（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ＜１ ・・・（１）
ここで、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（質量％）
本パラメータ式は、上記成分範囲の鋼を大入熱溶接した際、溶接熱影響部の靭性を良好にするもので、Ｃａ、Ｏ、Ｓの含有量を、本式を満足させるように規定すると、ＣａＳ上にＭｎＳが析出した複合粒化物が生成、微細分散し、溶接熱影響部の靭性を向上させる。
ここで、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（質量％）
本パラメータ式は、上記成分範囲の鋼を大入熱溶接した際、溶接熱影響部の靭性を良好にするもので、Ｃａ、Ｏ、Ｓの含有量を、本式を満足させるように規定すると、ＣａＳ上にＭｎＳが析出した複合粒化物が生成、微細分散し、溶接熱影響部の靭性を向上させる。
（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓの値（以下、Ａ値と称する）が０以下の場合、ＣaＳが晶出せずＳはＭｎＳ単体として析出して、鋼板製造時に圧延方向に伸長して母材靭性を低下させる。また、溶接熱影響部においてＭｎＳが溶融されるため優れた靭性を得られない。よって、Ａ値は０超えとする。好ましくは、Ａ値は０．１以上である。より好ましくは、Ａ値は０．２以上である。
一方、Ａ値が１以上の場合、ＳがほとんどＣａによって固定され、フェライト生成核となるＭｎＳがＣａＳ上に析出しないため、溶接熱影響部にフェライトが生成せず、靭性向上効果が得られない。よって、Ａ値は１未満とする。好ましくは、Ａ値は０．９以下である。より好ましくは、Ａ値は０．８以下である。
Ｃｅｑ．≦０．３６・・・（２）
但し、Ｃｅｑ．＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５とし、各元素記号は各元素の含有量（質量％）を示す。含有しない元素は０である。
Ｃｅｑ．≦０．３６・・・（２）
但し、Ｃｅｑ．＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５とし、各元素記号は各元素の含有量（質量％）を示す。含有しない元素は０である。
本パラメータ式は上記成分範囲の鋼を大入熱溶接した際に、その継手の低温靭性を確保するための指標となるものであり、各元素の含有する範囲に加えて上記式を満足することで－６０℃以下においても良好な継手靭性を達成することが出来る。Ｃｅｑ．が０．３６を超えると上部ベイナイトのような低靭性組織が部分的に生成し始めるため安定的な継手靭性の達成が困難となる。よって、Ｃｅｑ．は０．３６以下とする。母材の降伏応力と引張強さを確保するため、Ｃｅｑ．は０．３０以上とすることが好ましい。
以上が本発明の基本成分組成で、残部Ｆｅおよび不可避的不純物である。本発明の鋼板および鋼素材は、上記成分に加えてさらに、強度向上などを目的として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの中から選ばれる１種以上を選択的元素として下記の範囲で含有することができる。
Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．３０％以下、Ｖ：０．５０％以下
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは鋼板の高強度化に有効な元素であるが、過剰に含有すると鋳造した鋼塊の割れを助長し、鋼板の靭性を低下させることが懸念される。よってＣｕを含有する場合には、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とする。なお、Ｃｕ含有量が０．０１％未満であると、高強度化の効果が得られないため、Ｃｕ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃｕ含有量は０．１０％以上である。さらに好ましくは、Ｃｕ含有量は０．２０％以上である。
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは鋼板の高強度化に有効な元素であるが、過剰に含有すると鋳造した鋼塊の割れを助長し、鋼板の靭性を低下させることが懸念される。よってＣｕを含有する場合には、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とする。なお、Ｃｕ含有量が０．０１％未満であると、高強度化の効果が得られないため、Ｃｕ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃｕ含有量は０．１０％以上である。さらに好ましくは、Ｃｕ含有量は０．２０％以上である。
Ｎｉ：１．００％以下
Ｎｉは、鋼板の靭性を向上させるとともに、強度も上昇させるが、過剰な含有は靭性を低下させ、また製造コストを圧迫する。よって、Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉ含有量は、１．００％以下とする。好ましくは、Ｎｉ含有量は０．８０％以下である。より好ましくは、Ｎｉ含有量は０．５０％以下である。なお、Ｎｉ含有量が０．０１％未満であると、高強度化の効果が得られないため、Ｎｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｎｉ含有量は０．１０％以上である。さらに好ましくは、Ｎｉ含有量は０．２０％以上である。
Ｎｉは、鋼板の靭性を向上させるとともに、強度も上昇させるが、過剰な含有は靭性を低下させ、また製造コストを圧迫する。よって、Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉ含有量は、１．００％以下とする。好ましくは、Ｎｉ含有量は０．８０％以下である。より好ましくは、Ｎｉ含有量は０．５０％以下である。なお、Ｎｉ含有量が０．０１％未満であると、高強度化の効果が得られないため、Ｎｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｎｉ含有量は０．１０％以上である。さらに好ましくは、Ｎｉ含有量は０．２０％以上である。
Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは鋼板の高強度化に有利な元素であるが、過剰な含有は靭性を低下させる。よって、Ｃｒを含有する場合には、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは、Ｃｒ含有量は０．４０％以下である。より好ましくは、Ｃｒ含有量は０．３０％以下である。なお、Ｃｒ含有量が０．０１％未満であると、高強度化の効果が得られないため、Ｃｒ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃｒ含有量は０．１０％以上である。さらに好ましくは、Ｃｒ含有量は０．２０％以上である。
Ｃｒは鋼板の高強度化に有利な元素であるが、過剰な含有は靭性を低下させる。よって、Ｃｒを含有する場合には、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは、Ｃｒ含有量は０．４０％以下である。より好ましくは、Ｃｒ含有量は０．３０％以下である。なお、Ｃｒ含有量が０．０１％未満であると、高強度化の効果が得られないため、Ｃｒ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃｒ含有量は０．１０％以上である。さらに好ましくは、Ｃｒ含有量は０．２０％以上である。
Ｍｏ：０．３０％以下
Ｍｏは鋼板の高強度化に有利な元素であるが、過剰な含有は靭性を低下させる。よって、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏ含有量は、０．３０％以下とする。好ましくは、Ｍｏ含有量は０．２０％以下である。なお、Ｍｏ含有量が０．００２％未満であると、高強度化の効果が得られないため、Ｍｏ含有量は０．００２％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は０．０１％以上とすることがより好ましい。
Ｍｏは鋼板の高強度化に有利な元素であるが、過剰な含有は靭性を低下させる。よって、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏ含有量は、０．３０％以下とする。好ましくは、Ｍｏ含有量は０．２０％以下である。なお、Ｍｏ含有量が０．００２％未満であると、高強度化の効果が得られないため、Ｍｏ含有量は０．００２％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は０．０１％以上とすることがより好ましい。
Ｖ：０．５０％以下
Ｖは鋼板の高強度化に有利な元素であるが、過剰な含有は靭性を低下させる。よってＶを含有する場合には、Ｖは０．５０％以下とする。好ましくは、Ｖ含有量は０．３０％以下である。なお、Ｖ含有量が０．００２％未満であると、高強度化の効果が得られないため、Ｖ含有量は０．００２％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は０．０１％以上とすることがより好ましい。
Ｖは鋼板の高強度化に有利な元素であるが、過剰な含有は靭性を低下させる。よってＶを含有する場合には、Ｖは０．５０％以下とする。好ましくは、Ｖ含有量は０．３０％以下である。なお、Ｖ含有量が０．００２％未満であると、高強度化の効果が得られないため、Ｖ含有量は０．００２％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は０．０１％以上とすることがより好ましい。
また、本発明の鋼板および鋼素材は、上記成分に加えてさらに、靭性改善を目的として、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭから選ばれる１種以上を選択的元素として下記の範囲で含有することができる。
Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｚｒ：０．０２００％以下、ＲＥＭ：０．０２００％以下の中から選ばれる１種以上
Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭはいずれも、酸化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発現させるには、Ｍｇを含有する場合には、Ｍｇは０．０００５％以上含有させることが好ましい。Ｚｒを含有する場合には、Ｚｒは０．００１０％以上含有させることが好ましい。ＲＥＭを含有する場合には、ＲＥＭは０．００１０％以上含有させることが好ましい。一方、Ｍｇは０．００５０％超え、ＺｒおよびＲＥＭはそれぞれ０．０２００％超えて含有しても、その効果は飽和するだけである。よって、Ｍｇを含有する場合は、Ｍｇ含有量は、０．００５０％以下とする。Ｚｒを含有する場合は、Ｚｒ含有量は０．０２００％以下とする。ＲＥＭを含有する場合は、ＲＥＭ含有量は、０．０２００％以下とする。
Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭはいずれも、酸化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発現させるには、Ｍｇを含有する場合には、Ｍｇは０．０００５％以上含有させることが好ましい。Ｚｒを含有する場合には、Ｚｒは０．００１０％以上含有させることが好ましい。ＲＥＭを含有する場合には、ＲＥＭは０．００１０％以上含有させることが好ましい。一方、Ｍｇは０．００５０％超え、ＺｒおよびＲＥＭはそれぞれ０．０２００％超えて含有しても、その効果は飽和するだけである。よって、Ｍｇを含有する場合は、Ｍｇ含有量は、０．００５０％以下とする。Ｚｒを含有する場合は、Ｚｒ含有量は０．０２００％以下とする。ＲＥＭを含有する場合は、ＲＥＭ含有量は、０．０２００％以下とする。
本発明のミクロ組織について説明する。
局所方位差平均が１°を超える結晶粒が全ての結晶粒に対して面積分率で５０％以下
局所方位差平均は、後述するようにＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）を用いて測定できる、同一結晶粒内における方位差を平均した値である。局所方位差平均の値が１°を超える結晶粒が増加すると、鋼材の延性および低温靭性が低下する。良好な母材靭性を確保するために、局所方位差平均が１°を超える結晶粒は全ての結晶粒に対して面積分率で５０％以下とする。好ましくは、局所方位差平均が１°を超える結晶粒は全ての結晶粒に対して面積分率で４５％以下である。
下限は母材の降伏応力と引張強さを上げることが出来るという理由から、局所方位差平均が１°を超える結晶粒は全ての結晶粒に対して面積分率で１０％以上が好ましく、２０％以上がより好ましく、３０％以上がさらに好ましい。
局所方位差平均は、後述するようにＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）を用いて測定できる、同一結晶粒内における方位差を平均した値である。局所方位差平均の値が１°を超える結晶粒が増加すると、鋼材の延性および低温靭性が低下する。良好な母材靭性を確保するために、局所方位差平均が１°を超える結晶粒は全ての結晶粒に対して面積分率で５０％以下とする。好ましくは、局所方位差平均が１°を超える結晶粒は全ての結晶粒に対して面積分率で４５％以下である。
下限は母材の降伏応力と引張強さを上げることが出来るという理由から、局所方位差平均が１°を超える結晶粒は全ての結晶粒に対して面積分率で１０％以上が好ましく、２０％以上がより好ましく、３０％以上がさらに好ましい。
平均結晶粒径が５０μｍ以下
結晶粒が粗大になると、母材の靭性が低下するため、平均結晶粒径は５０μｍ以下とする。好ましくは、平均結晶粒径は４０μｍ以下である。より好ましくは、平均結晶粒径は３５μｍ以下である。
下限は結晶粒が過度に微細になると、母材が過度に高強度となり、かえって靱性が低下するという理由から、平均結晶粒径は１０μｍ以上が好ましく、１５μｍ以上がより好ましく、２０μｍ以上がさらに好ましい。
結晶粒が粗大になると、母材の靭性が低下するため、平均結晶粒径は５０μｍ以下とする。好ましくは、平均結晶粒径は４０μｍ以下である。より好ましくは、平均結晶粒径は３５μｍ以下である。
下限は結晶粒が過度に微細になると、母材が過度に高強度となり、かえって靱性が低下するという理由から、平均結晶粒径は１０μｍ以上が好ましく、１５μｍ以上がより好ましく、２０μｍ以上がさらに好ましい。
本発明の製造方法について説明する。上記組成の溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉などの通常の方法で溶製し、連続鋳造法、造塊法などの通常の鋳造方法でスラブ等の圧延素材とし、加熱後、熱間圧延し、その後冷却する。なお、製造工程を説明する中での鋼板温度の記述は全て鋼板表面の温度を指す。
ミクロ組織は、フェライトおよびベイナイトを主としたミクロ組織であり、フェライトとベイナイトの合計が面積分率で９０％以上とすることが好ましい。上限は１００％であってもよい。
引張強さが４５０ＭＰａ以上
高強度を用いることで船体を軽量化し積載量を確保するという観点から、鋼板の引張強さは４５０ＭＰａ以上とする。一方、引張強さが高すぎると曲げ加工精度や伸び低下の点で問題になることもあり、６５０ＭＰａ以下とすることが好ましい。
高強度を用いることで船体を軽量化し積載量を確保するという観点から、鋼板の引張強さは４５０ＭＰａ以上とする。一方、引張強さが高すぎると曲げ加工精度や伸び低下の点で問題になることもあり、６５０ＭＰａ以下とすることが好ましい。
スラブ加熱温度：１０００℃～１２００℃
変態前組織の均質化および圧延加工における設備負荷低減の観点から１０００℃以上に加熱する。より好ましくは、加熱温度は１０３０℃以上である。さらに好ましくは、加熱温度は１０５０℃以上である。一方で１２００℃を超える温度に加熱すると組織の粗大化による靭性の劣化を招くとともに製造効率を低下させる。以上の理由から加熱温度は１２００℃以下とする。より好ましくは、加熱温度は１１５０℃以下である。さらに好ましくは、加熱温度は１１００℃以下である。
変態前組織の均質化および圧延加工における設備負荷低減の観点から１０００℃以上に加熱する。より好ましくは、加熱温度は１０３０℃以上である。さらに好ましくは、加熱温度は１０５０℃以上である。一方で１２００℃を超える温度に加熱すると組織の粗大化による靭性の劣化を招くとともに製造効率を低下させる。以上の理由から加熱温度は１２００℃以下とする。より好ましくは、加熱温度は１１５０℃以下である。さらに好ましくは、加熱温度は１１００℃以下である。
熱間圧延における圧延終了温度が８００℃以上
熱間圧延およびその後の冷却は鋼板のミクロ組織を微細化し母材靭性を向上させるとともに構造物として要求される一定上の強度を確保するために行う。通常母材靭性確保のためにはＴｈｅｒｍｏ－Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ（以下、ＴＭＣＰとよぶ）の基本思想である低温圧延を行う。しかしながら、本願における成分系においては、低Ｃｅｑ．設計に伴い生成するフェライト主体組織が、固溶Ｂによる核生成サイトの抑制の影響をうけて部分的に粗大となり、－６０℃以下の母材の低温靭性を確保することが困難となる。そこで本願では、仕上げ圧延終了後に１０秒以上の空冷時間を設けることでＢＮ析出を促し、そこを起点に核生成させることで均質かつ微細なフェライト組織を生成させることができる。
圧延終了温度が８００℃未満とした場合、空冷時間の間に鋼板の温度が低下してしまい、充分なＢＮ析出が起きる前に変態が始まり十分な効果を得られない。よって、圧延終了温度は８００℃以上とする。より好ましくは、圧延終了温度は８２０℃以上である。さらに好ましくは、圧延終了温度は８５０℃以上である。上限はフェライト核生成となる加工ひずみを素材に与える理由から、圧延終了温度は９００℃以下であることが好ましく、圧延終了温度は８８０℃以下とすることがより好ましい。
熱間圧延およびその後の冷却は鋼板のミクロ組織を微細化し母材靭性を向上させるとともに構造物として要求される一定上の強度を確保するために行う。通常母材靭性確保のためにはＴｈｅｒｍｏ－Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ（以下、ＴＭＣＰとよぶ）の基本思想である低温圧延を行う。しかしながら、本願における成分系においては、低Ｃｅｑ．設計に伴い生成するフェライト主体組織が、固溶Ｂによる核生成サイトの抑制の影響をうけて部分的に粗大となり、－６０℃以下の母材の低温靭性を確保することが困難となる。そこで本願では、仕上げ圧延終了後に１０秒以上の空冷時間を設けることでＢＮ析出を促し、そこを起点に核生成させることで均質かつ微細なフェライト組織を生成させることができる。
圧延終了温度が８００℃未満とした場合、空冷時間の間に鋼板の温度が低下してしまい、充分なＢＮ析出が起きる前に変態が始まり十分な効果を得られない。よって、圧延終了温度は８００℃以上とする。より好ましくは、圧延終了温度は８２０℃以上である。さらに好ましくは、圧延終了温度は８５０℃以上である。上限はフェライト核生成となる加工ひずみを素材に与える理由から、圧延終了温度は９００℃以下であることが好ましく、圧延終了温度は８８０℃以下とすることがより好ましい。
熱間圧延後、１０秒以上の空冷、および空冷後平均冷却速度：３０℃／秒以上で４５０℃以下の温度範囲まで冷却
空冷時間を１０秒未満とする場合も同様に、ＢＮ析出が不十分となるため母材靭性が不安定となる。よって、熱間圧延後、空冷時間は１０秒以上とする。熱延後の空冷時間は１２秒以上が好ましい。長時間の空冷でＢＮ析出が大きく増えることは無く、かえって生産効率の低下を招くという理由から熱延後の空冷時間は３０秒以下とすることが好ましい。より空冷時間は２０秒以下とすることが好ましい。空冷における平均冷却速度は通常５℃／秒以下の範囲である。また、本特許では、空冷により４５０℃以下の温度範囲まで低下した後に再加熱して、平均冷却速度：３０℃／秒以上で４５０℃以下の温度範囲まで再度冷却する場合も含むが、工程数が増えて生産効率が低下するため、基本的には空冷で到達する温度は７５０℃以上が好ましい。空冷で到達する上限温度としては、８００℃以下が好ましい。
空冷後の冷却については、フェライト主体組織でも十分な強度、たとえばＴＳ４５０ＭＰa以上の引張強さを得るために、板厚中心部において３０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する。これによりフェライト組織がより微細になるとともに第二相組織の硬度が上昇し十分な強度を得ることができる。平均冷却速度が３０℃／秒未満になると、母材の強度が低下する。また、冷却停止温度が４５０℃を超えるような場合においても変態組織の微細化や第二相組織の硬度が不十分となり所望の鋼材強度を得ることができない。よって、空冷後には３０℃／秒以上の平均冷却速度で４５０℃以下の温度範囲まで冷却する。空冷後の平均冷却速度は４０℃／秒以上が好ましく、４５℃／秒以上がより好ましい。靭性の低いマルテンサイト組織の生成を防ぐという理由から、空冷後の平均冷却速度は１５０℃／秒以下で４５０℃以下の温度範囲まで冷却することが好ましい。空冷後の平均冷却速度は１００℃／秒以下がより好ましく、８０℃／秒以下がさらに好ましい。
空冷時間を１０秒未満とする場合も同様に、ＢＮ析出が不十分となるため母材靭性が不安定となる。よって、熱間圧延後、空冷時間は１０秒以上とする。熱延後の空冷時間は１２秒以上が好ましい。長時間の空冷でＢＮ析出が大きく増えることは無く、かえって生産効率の低下を招くという理由から熱延後の空冷時間は３０秒以下とすることが好ましい。より空冷時間は２０秒以下とすることが好ましい。空冷における平均冷却速度は通常５℃／秒以下の範囲である。また、本特許では、空冷により４５０℃以下の温度範囲まで低下した後に再加熱して、平均冷却速度：３０℃／秒以上で４５０℃以下の温度範囲まで再度冷却する場合も含むが、工程数が増えて生産効率が低下するため、基本的には空冷で到達する温度は７５０℃以上が好ましい。空冷で到達する上限温度としては、８００℃以下が好ましい。
空冷後の冷却については、フェライト主体組織でも十分な強度、たとえばＴＳ４５０ＭＰa以上の引張強さを得るために、板厚中心部において３０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する。これによりフェライト組織がより微細になるとともに第二相組織の硬度が上昇し十分な強度を得ることができる。平均冷却速度が３０℃／秒未満になると、母材の強度が低下する。また、冷却停止温度が４５０℃を超えるような場合においても変態組織の微細化や第二相組織の硬度が不十分となり所望の鋼材強度を得ることができない。よって、空冷後には３０℃／秒以上の平均冷却速度で４５０℃以下の温度範囲まで冷却する。空冷後の平均冷却速度は４０℃／秒以上が好ましく、４５℃／秒以上がより好ましい。靭性の低いマルテンサイト組織の生成を防ぐという理由から、空冷後の平均冷却速度は１５０℃／秒以下で４５０℃以下の温度範囲まで冷却することが好ましい。空冷後の平均冷却速度は１００℃／秒以下がより好ましく、８０℃／秒以下がさらに好ましい。
以上の様に、上述した成分組成の鋼を用いて、スラブ加熱温度を１０００～１２００℃とし、熱間圧延し、前記熱間圧延における圧延終了温度を８００℃以上とし、前記熱間圧延後、１０秒以上の空冷と空冷後平均冷却速度：３０℃／秒以上で４５０℃以下の温度範囲まで冷却を実施することで、途中段階での再加熱や二段階の冷却を不要とすることで本製造方法は高い製造能率を達成している。また、更なる特性向上を目的として上記冷却終了後再加熱焼入れ－焼戻し、再加熱焼準－焼戻しなどの工程を経ることも可能である。
また、本願で製造する板厚の範囲は５ｍｍ～４０ｍｍである。
以下に本発明の実施例を説明する。なお本発明の鋼板及びその製造方法は実施例に限定されるものではない。
高周波真空溶解炉を用いて表１に示す成分組成を有するＮｏ．１～２１の鋼を溶製し、鋳造して鋼塊としたのち、熱間圧延を行い厚さが２０ｍｍの鋼板とした。
次いで、上記の鋼板から試験片長手方向が板幅方向と一致するようにＪＩＳＺ２２０１に記載の１Ａ号試験片を採取し、降伏応力：ＹＳ（ＭＰａ）、引張強さ：ＴＳ（ＭＰａ）を計測した。ＹＳが３２５ＭＰａ以上のものが好ましく、ＴＳが４５０ＭＰａ以上のものを合格とした。
また、板厚の１／４となる位置からミクロ組織観察用の試験片を採取し、鏡面研磨後、ＥＢＳＤ測定を行い、各結晶粒毎の局所方位差平均（Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ：ＧＡＭ）をもとめた。対象面は圧延方向に直角な断面（Ｃ断面）とし、３００μｍ×３００μｍの領域において、０．４μｍのステップ間隔で測定し、３視野の平均にて評価した。同一結晶粒における測定点の間のｎ個の方位差βｉ（ｉは１～ｍの数）を求め、下式で求められる結晶粒毎に平均した値を局所方位差平均とした。
また、大角粒界（大角粒界とはＥＢＳＤ測定により隣接の結晶粒との方位差が１５°以上と判断された粒界を指す）で囲まれた領域の面積を円相当径に換算する事で結晶粒径を算出し、平均結晶粒径を求めた。
また、板厚の１／４となる位置からＪＩＳＺ２２０２に記載のＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、試験温度：－１２０～４０℃の範囲で適宜シャルピー衝撃試験を行い延性破面率５０％となる破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）を求め母材靭性を評価し、ｖＴｒｓ（℃）が－６０℃以下のものを合格とした。
溶接熱影響部の靭性（継手靭性）を評価するために、上記厚鋼板から幅８０ｍｍ×長さ８０ｍｍ×厚さ１５ｍｍの試験片を採取し、１４５０℃に加熱後、８００～５００℃間を１５０秒で冷却する再現熱サイクルを施した後、これらの試験片から２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を採取した。得られたシャルピー試験片について試験温度：－６０℃でシャルピー衝撃試験を行い、靭性を評価した。３本の試験結果の平均の衝撃吸収値が１００Ｊを超えて、かつ最低値が５０Ｊを超えたものを合格とした。上記再現熱サイクル条件は、板厚２０ｍｍでの１パス溶接を模擬した入熱量１００ｋＪ／ｃｍのサブマージアーク溶接の場合の熱サイクルに相当する。
表２に圧延板の製造条件および前述の方法で評価した機械特性の試験結果を併せて示す。
発明例である鋼板Ｎｏ．１～１０、２３、２５は優れた母材靭性、母材の引張強さ、および継手靭性をしめした一方で、鋼の成分組成もしくは製造条件が本発明範囲外である鋼板Ｎｏ.１１～２２、２４においては母材靭性、熱影響部靭性もしくは引張強さが発明例に対し低位となっている。
Claims (6)
- 鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．０１～０．０７％、
Ｓｉ：０．０１～０．２０％、
Ｍｎ：０．８０～１．８０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０００５～０．００５０％、
Ａｌ：０．０３０～０．１００％、
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
Ｎ：０．００４５～０．００９０％、
Ｂ：０．００１０～０．００３０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００３０％、
Ｏ：０．００４０％以下、
Ｎｂ：０．００３％以下、かつ下記（１）式および（２）式を満たすように含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、
局所方位差平均が１°を超える結晶粒が全ての結晶粒に対して面積分率で５０％以下、かつ平均結晶粒径が５０μｍ以下であるミクロ組織を有し、引張強さが４５０ＭＰａ以上である鋼板。
０＜（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ＜１ ・・・（１）
Ｃｅｑ．≦０．３６・・・（２）
但し、Ｃｅｑ．＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５とし、（１）式、（２）式において、各元素記号は各元素の含有量（質量％）を示す。含有しない元素は０である。 - 鋼組成が、更に、質量％で、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．３０％以下、
Ｖ：０．５０％以下の中から選ばれる１種以上を含有する請求項１に記載の鋼板。 - 鋼組成が、更に、質量％で、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｚｒ：０．０２００％以下、
ＲＥＭ：０．０２００％以下の中から選ばれる１種以上を含有する請求項１または２に記載の鋼板。 - ミクロ組織が、局所方位差平均が１°を超える結晶粒が全ての結晶粒に対して面積分率で５０％以下、かつ平均結晶粒径が５０μｍ以下であり、引張強さが４５０ＭＰａ以上である鋼板の製造方法であって、
鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．０１～０．０７％、
Ｓｉ：０．０１～０．２０％、
Ｍｎ：０．８０～１．８０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０００５～０．００５０％、
Ａｌ：０．０３０～０．１００％、
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
Ｎ：０．００４５～０．００９０％、
Ｂ：０．００１０～０．００３０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００３０％、
Ｏ：０．００４０％以下、
Ｎｂ：０．００３％以下、かつ下記（１）式および（２）式を満たすように含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、
１０００℃～１２００℃に加熱後、熱間圧延し、前記熱間圧延における圧延終了温度を８００℃以上とし、前記熱間圧延後、１０秒以上の空冷と、前記空冷後、板厚中心部において平均冷却速度：３０℃／秒以上で４５０℃以下の温度範囲まで冷却する鋼板の製造方法。
０＜（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ＜１ ・・・（１）
Ｃｅｑ．≦０．３６・・・（２）
但し、Ｃｅｑ．＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５とし、（１）式、（２）式において、各元素記号は各元素の含有量（質量％）を示す。含有しない元素は０である。 - 更に、前記鋼素材は、質量％で、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．３０％以下、
Ｖ：０．５０％以下の中から選ばれる１種以上を含有する請求項４に記載の鋼板の製造方法。 - 更に、鋼素材は、質量％で、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｚｒ：０．０２００％以下、
ＲＥＭ：０．０２００％以下の中から選ばれる１種以上を含有する請求項４または５に記載の鋼板の製造方法。
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