JPWO2011148754A1 - 厚鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

母材の表層部および溶接熱影響部の板厚中心部の組織の粗大化が抑制され、大入熱溶接が施される大型構造用鋼として適用可能な、母材および溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板の製造方法を提供する。Ｃ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎの含有量が所定の条件を満足する組成の鋼を、板厚中心部の冷却速度が１１００〜１３００℃の範囲で０．１℃／ｓ以上となるように冷却して鋳造し、表層部に円相当径０．０２〜０．０５μｍのＴｉＮを７．０×１０４個／ｍｍ２以上、板厚中心部に円相当径０．０５〜０．２μｍのＴｉＮを５．０×１０４個／ｍｍ２以上生成させた鋳片を得て、該鋳片を所定の条件で加熱し、粗圧延後、Ａｒ３以上８８０℃以下で累積圧下率４０％以上の仕上圧延を行い、引き続きＡｒ３以上の温度から、板厚平均で５℃／ｓ以上の冷却速度で５５０℃以下の温度まで加速冷却を行う。

Description

本発明は、母材および溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）の靭性に優れた厚鋼板の製造方法に関する。本発明によって製造された厚鋼板は、船舶、建築、橋梁、タンク、海洋構造物等の溶接構造物に好適である。また、本発明によって製造された厚鋼板は、厚鋼板に限らず、厚鋼板から鋼管、コラム等に加工した二次加工品として流通する場合もあり、これらも対象とする。

近年の鋼構造物の大型化に伴い、使用される厚鋼板の厚手高強度化とともに、安全性を確保する観点から、靭性に対する要求も厳しさを増している。また、このような構造物は溶接により作製されるため、溶接部の靭性も同時に要求されることが多い。特に最近では溶接施工能率向上のため、サブマージアーク溶接やエレクトロガス溶接等の大入熱溶接が適用されることが多く、ＨＡＺ靭性の確保はますます困難となってきている。

これまで大入熱溶接継手のＨＡＺ靭性を向上させる手段は数多く提案されてきたが、これらは技術思想により次の２つに大別される。一つは、鋼中粒子を活用したピン止め効果を利用したオーステナイト（γ）粒粗大化防止技術であり、もう一つはγ粒内フェライト（α）変態利用による有効結晶粒微細化技術である。

前者（ピン止め効果）に相当する技術としては、鋼中に生成する各種の窒化物、炭化物、酸化物、硫化物などについてγ粒成長抑制効果を検討したものが挙げられる。例えば、Ｔｉを添加した鋼ではＴｉＮの微細粒子が鋼中に生成し、大入熱溶接継手のＨＡＺにおけるγ粒成長を効果的に抑制することができる（例えば、非特許文献１）。

酸化物や硫化物については、Ａｌを０．０４〜０．１０％、Ｔｉを０．００２〜０．０２％、さらに、希土類元素（ＲＥＭ）を０．００３〜０．０５％含有する鋼において、ＨＡＺ靱性を向上させる技術が提案されている（例えば、特許文献１）。これは、ＲＥＭの硫化物や酸化物を、大入熱溶接時にＨＡＺ部の粗粒化の防止に利用する方法である。

一方、後者（粒内変態）に相当する技術として、粒子径が０．１〜３．０μｍ、粒子数が５×１０^３〜１×１０^７個／ｍｍ^３のＴｉ酸化物、あるいはＴｉ酸化物とＴｉ窒化物との複合体のいずれかを含有する鋼が提案されている（例えば、特許文献２）。これは、Ｔｉ酸化物やＴｉ酸化物とＴｉ窒化物との複合体などの粒子を、ＨＡＺにおいてγ粒内フェライト（α）変態核として作用させ、ＨＡＺ組織を微細化して靱性を向上させる技術である。

また、ＢＮもα変態核として作用することから、Ａｌを０．００５〜０．０８％、Ｂを０．０００３〜０．００５０％含み、さらに、Ｔｉ、Ｃａ、ＲＥＭのうち少なくとも１種以上を０．０３％以下含む鋼が提案されている（例えば、特許文献３）。これは、ＨＡＺで未溶解のＲＥＭやＣａの酸化物、硫化物あるいはＴｉＮを起点として冷却過程でＢＮを形成し、これからαが生成することによりＨＡＺ靱性が向上する技術である。

以上は大入熱溶接継手のＨＡＺ靭性を向上させる技術であるが、介在物を利用して母材靭性を向上させる技術も提案されている（例えば、特許文献４）。これは、所定の大きさ、個数の酸化物粒子を含む鋳片を用いて、所定の条件で圧延を行うことにより、γ粒径を効率的に微細化させて母材靭性を向上させる技術である。

特開昭６０−１８４６６３号公報 特開昭６０−２４５７６８号公報 特開昭６１−２５３３４４号公報 特開２００２−３０９３１５号公報

金沢、中島、岡本、金谷、「微細ＴｉＮによる溶接ボンド部靭性の改善と大入熱溶接用鋼の開発」、鉄と鋼、Ｖｏｌ．６１（１９７５）、ｐ．２５８９

しかし、非特許文献１に記載された技術はＴｉＮ粒子を活用した一般的な技術に過ぎず、成分、粒子径、分布の制御に関する詳細な記載はないため、これだけで本発明が対象とするような大入熱溶接において良好なＨＡＺ靭性を確保することは困難である。

特許文献１に記載された方法は、ＲＥＭの硫化物や酸化物を利用するものであるが、通常、硫化物や酸化物を微細に分散させることは困難である。そのため、大入熱溶接継手のＨＡＺのγ粒径を小さくすることには限度がある。また、粗大な硫化物や酸化物が鋼中に存在すると靱性を低下させる恐れもある。

一方、特許文献２に記載された技術はＴｉ酸化物やＴｉ酸化物とＴｉ窒化物との複合粒子をγ粒内フェライト（α）変態核として活用するものである。しかしながら、大入熱溶接でγ粒が粗大化する場合には粒内変態だけでＨＡＺ組織を微細化することには限度がある上、α変態核として有効な粒子は比較的サイズが大きく、靭性に悪影響を及ぼす可能性がある。

特許文献３に記載された技術は、ＲＥＭやＣａの酸化物、硫化物あるいはＴｉＮ上に形成させたＢＮをα変態核として活用するものであるが、やはり粗大なγ粒の場合には効果が限定されるうえ、酸化物、硫化物が破壊の起点となる恐れもある。

また、特許文献４に記載された技術は、通常ＨＡＺ靭性向上のために利用される酸化物粒子を、母材靭性の効率的な造り込みに利用するものであるが、粗大な酸化物が存在するとＨＡＺ靭性が低下する可能性がある。

本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、大型構造用鋼として適用可能な、母材および溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板の製造方法を提供することを目的とする。

本発明は、鋳片に生成するＴｉ含有窒化物および熱間圧延の加熱条件に着目し、母材の微細化およびＨＡＺの粒径の粗大化の抑制に寄与するＴｉ含有窒化物を制御する方法であって、母材および溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板を得るための製造方法を提供するものである。厚鋼板の強度は、例えば、降伏強度３１５ＭＰａ以上５８０ＭＰａ以下、引張強さ４４０ＭＰａ以上７２０ＭＰａ以下である。降伏強度を５００ＭＰａ以下、引張強さを４９０ＭＰａ以上又は６２０ＭＰａ以下としてもよい。板厚は、例えば、１０〜１００ｍｍであり、その下限を１２ｍｍまたは２０ｍｍに、特に好ましくは３０ｍｍにしてもよい。また、板厚の上限を７０ｍｍ又は５０ｍｍとしてもよい。母材の靭性の目標は、例えば、ｖＴｒｓで−５０℃以下、若しくは−４０℃のシャルピー吸収エネルギー値で３１Ｊ以上、４７Ｊ以上又は１００Ｊ以上の高い値を得ることである。溶接熱影響部の靭性の目標は、例えば、溶接入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上の溶接継手の溶接熱影響部において、ｖＴｒｓで−４０℃以下、若しくは−２１℃のシャルピー吸収エネルギー値で２７Ｊ以上、３４Ｊ以上又は７０Ｊ以上の高い値を得ることである。本発明の要旨は以下のとおりである。

（１） 質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．１６％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５％、
Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％、
Ａｌ：０．００２〜０．１０％、
Ｎ ：０．００２０〜０．０１００％
を含有し、
Ｐ ：０．０２０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下
に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記（１）、（２）式を満足する組成の鋼を、１１００〜１３００℃の温度範囲における鋳片厚中心部の冷却速度が０．１℃／ｓ以上となるように冷却して鋳造し、表層部において円相当径で０．０２〜０．０５μｍのＴｉ含有窒化物が１ｍｍ^２当たり７．０×１０^４個以上、中心部において円相当径で０．０５〜０．２μｍのＴｉ含有窒化物が１ｍｍ^２当たり５．０×１０^４個以上存在する鋳片を製造し、該鋳片を、下記（３）、（４）式を満たす条件で加熱し、９００℃以上の温度で累積圧下率３０％以上の粗圧延を行い、さらにＡｒ_３以上８８０℃以下の温度で、累積圧下率４０％以上の仕上圧延を行い、引き続きＡｒ_３以上の温度から、板厚平均で５℃／ｓ以上の冷却速度で５５０℃以下の温度まで加速冷却を行うことを特徴とする厚鋼板の製造方法。
０．３２≦［Ｃ］＋０．１５［Ｍｎ］＋３．８［Ｎｂ］≦０．３９ ・・・（１）
１．５≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦３．０ ・・・（２）
５６０００／（１．２−０．１８×ｌｏｇ［Ｎｂ］）≦（Ｔ＋２７３）×｛ｌｏｇ（ｔ）＋２５｝≦９１０００／（１．９−０．１８×ｌｏｇ［Ｔｉ］） ・・・（３）
ｔ≧３０ ・・・（４）
ただし、［Ｘ］：元素Ｘの添加量（質量％）、Ｔ：加熱温度（℃）、ｔ：保持時間（分）

（２） 前記加速冷却終了後、６５０℃以下の温度で熱処理することを特徴とする上記（１）記載の厚鋼板の製造方法。

（３） さらに、前記鋼が質量％で、
Ｃｕ：１．５％以下、
Ｃｒ：０．５％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ｎｉ：２．０％以下、
Ｖ：０．１０％以下、
Ｂ：０．００３０％以下
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｃａ：０．００３０％以下、
ＲＥＭ：０．０１０％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上記（１）又は（２）に記載の厚鋼板の製造方法。

本発明の適用によって、引張強度が４４０ＭＰａ級以上、板厚が１０ｍｍ以上、特に３０ｍｍ以上の厚鋼板で、母材靭性および入熱が２００〜５００ｋＪ／ｃｍ程度の溶接を行ったときのＨＡＺ靭性が良好な厚鋼板を、効率的な製造方法により提供することが可能になることから、産業上の効果は極めて大きい。

表層部における０．０２〜０．０５μｍのＴｉＮ個数密度と母材の破面遷移温度との関係を示す図である。 中心部における０．０５〜０．２μｍのＴｉＮ個数密度とＨＡＺの破面遷移温度との関係を示す図である。 鋳造時の冷却速度とＴｉＮ個数密度との関係を示す図である。 Ｎｂ：０．０２％、Ｔｉ：０．０１％を含有する鋼の、本発明における加熱条件範囲を示す図である。

大入熱溶接を実施すると、１４００℃以上の温度に加熱された溶接熱影響部（ＨＡＺ）ではγ粒径が粗大化し、さらに、焼入れ性の高い成分系では冷却過程でマルテンサイト−オーステナイト混合物（Ｍ−Ａ）という脆化相が生成し、ＨＡＺ靭性を低下させる。したがって、ＨＡＺ靭性を向上させるためには、基本的に化学成分の調整とＨＡＺ組織微細化のための介在物制御を組み合わせることが必要である。

焼入れ性の高い成分系では、特に板厚中心部にはＭｎなどの合金元素が濃化しており、Ｍ−Ａの生成を促進するため、靭性の確保は一層困難となる。また、全厚の破壊試験においては、板厚中心部の応力状態が最も厳しくなるため、組織制御手段を駆使して、板厚中心部の組織をできるだけ微細化しておくことが必要とされる。

一方、母材靭性を向上させるためには、化学成分の調整と介在物制御に加えて、製造方法も重要であり、例えば、ＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ−Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ；熱加工制御）が適用される。母材の製造プロセスにおいては、最も高温となる加熱工程でも高々１２５０℃程度であり、典型的なＴＭＣＰである制御圧延（Ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ Ｒｏｌｌｉｎｇ；ＣＲ）や加速冷却（Ａｃｃｅｌｅｒａｔｅｄ Ｃｏｏｌｉｎｇ；ＡＣＣ）を行うことにより、板厚中心部においてもＨＡＺと比べれば、容易に組織を微細化することができる。

しかし、鋼板の表層部は加熱工程において局部的に温度が上昇しやすく、そのような部分で生成した粗大なγ粒は、粗圧延工程で再結晶させても残存し、最終組織が不均一となり、靭性が低下する可能性がある。したがって、鋼板の靭性を確保するためには、表層部の粗大なγ粒の生成を抑制することが必要である。そこで、本発明者らは、大入熱溶接継手のＨＡＺ靭性の確保のために用いられるＴｉ含有窒化物粒子を、母材の表層部の微細化にも使えないかと考え、種々の検討を行った。なお、Ｔｉ含有窒化物粒子は、酸化物や硫化物と複合したものを含むが、以下ではＴｉＮと記載する。

ＴｉＮは、酸化物より高温域での安定性は低いものの、比較的容易に鋼中に微細に分散させることができる。また、熱履歴によってサイズ分布が変化することから、以下に説明するように、鋳片を製造する鋳造工程、および厚鋼板を製造する工程のうち特に加熱工程が極めて重要であることを見出した。

まず、熱間圧延を行うための鋳片の加熱工程において、表層部の粗大なγ粒の生成を抑制し、靭性を確保するために必要なＴｉＮ分布を検討した。次に、溶接工程において、ＨＡＺの板厚中心部のγ粒成長を抑制し、靭性を確保するために必要なＴｉＮ分布を検討した。靭性はシャルピー衝撃試験を行い、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）で評価した。さらに、これらの結果に基づき、鋳片の表層部および板厚中心部に要求されるＴｉＮ分布について詳細な検討を行った。なお、ＴｉＮのサイズおよび密度は、鋳片、鋼板、ＨＡＺから試料を採取して抽出レプリカを作製し、透過型電子顕微鏡を用いて測定した。

これらの検討結果に基づき、鋳片の表層部のＴｉＮのサイズおよび密度と母材の表層部の靭性との関係、鋳片の板厚中心部のＴｉＮのサイズおよび密度とＨＡＺの板厚中心部の靭性との関係を評価した。その結果を図１および図２に示す。

図１に示すように、鋳片の表層部（例えば、鋳片表面から鋳片厚の１／２０の位置）において円相当径で０．０２〜０．０５μｍのＴｉＮが１ｍｍ^２当たり７．０×１０^４個以上とすれば、母材の表層部の靭性が良好となる。鋳片の表層部で、円相当径で０．０２〜０．０５μｍのＴｉＮの密度に注目したのは、０．０２μｍ未満では熱間圧延の加熱時に固溶し、０．０５μｍ超ではピンニング効果が小さく、粒成長を抑制する効果が不十分になるためである。鋳片の表層部のＴｉＮの個数密度の上限は特に規定しないが、あまりに大きすぎると表層部では表面欠陥が発生する恐れがある。そのため表層部における０．０２〜０．０５μｍのＴｉＮは１ｍｍ^２当たり４．０×１０^５個以下が好ましい。

また、図２に示すように、鋳片の鋳片厚中心部において円相当径で０．０５〜０．２μｍのＴｉＮが１ｍｍ^２当たり５．０×１０^４個以上とすれば、板厚中心部のＨＡＺの靭性が良好となる。鋳片の板厚中心部で、円相当径で０．０５〜０．２μｍのＴｉＮの密度に注目したのは、０．０５μｍ未満では溶接時の熱影響で固溶して粒成長を抑制する効果が不十分になり、０．２μｍを超えると母材の靭性が低下するためである。鋳片の板厚中心部のＴｉＮの個数密度の上限も特に規定しないが、あまりに大きすぎると母材の板厚中心部の靭性が低下する恐れがある。そのため、板厚中心部における０．０５〜０．２μｍのＴｉＮは１ｍｍ^２当たり３．０×１０^５個以下が好ましい。

このようなＴｉＮ分布を実現するためには、鋳造工程の冷却速度を制御する必要がある。本発明者らはさらに検討を行い、ＴｉとＮのそれぞれの含有量（ｍａｓｓ％）の比（Ｔｉ／Ｎ）を１．５〜３．０とし、析出ノーズに相当する１１００〜１３００℃の温度範囲における鋳片の中心部の冷却速度を０．１℃／ｓ以上とすることが必要であるという知見を得た。図３に示すように、鋳片の中心部の冷却速度を０．１℃／ｓ以上にすれば、鋳片の表層部では円相当径で０．０２〜０．０５μｍのＴｉＮを７．０×１０^４個／ｍｍ^２以上、鋳片の板厚中心部では円相当径で０．０５〜０．２μｍのＴｉＮを５．０×１０^４個／ｍｍ^２以上とすることができる。

ただし、ＴｉＮの分布はスラブ（鋳片）の幅方向や長手方向で必ずしも均一ではなく、個数密度の測定方法によりばらつきが生じる可能性もある。そのため、冷却速度が０．１℃／ｓ以下であっても、表層部または板厚中心部いずれかのＴｉＮの個数密度が規定を満たすことがある。冷却速度を高める具体的な手段としては、連続鋳造機内の冷却帯の高圧化および高水量化、鋳型厚みの減厚化、鋳片未凝固層の圧下によるスラブ厚減少等が挙げられる。冷却速度の上限については特に規定しないが、スラブ厚（鋳造厚）、装置の制約から１℃／ｓ超とすることは困難である。鋳造時のスラブ厚について特に指定しないが、厚鋼板の製造時の鋳造厚の殆どは、１５０ｍｍ以上４００ｍｍ以下の範囲にある。

上記のＴｉＮ分布を有する鋳片を用いて熱間圧延を行う際には、スラブの加熱温度および保持時間を制御する必要がある。そのためには、未再結晶温度を高めることなどの作用により高強度化に寄与するＮｂを十分固溶させつつ、鋳片表層部のＴｉＮを確保できる加熱温度、保持時間とすることが必要である。本発明者らは、Ｎｂ、Ｔｉの析出挙動について、種々の実験と熱力学計算を行い、その結果に基づいて下記の（３）式および（４）式を導出した。
５６０００／（１．２−０．１８×ｌｏｇ［Ｎｂ］）≦Ｐ_Ｈ≦９１０００／（１．９−０．１８×ｌｏｇ［Ｔｉ］） ・・・・・・・ （３）
ただし、Ｐ_Ｈ＝（Ｔ＋２７３）×｛ｌｏｇ（ｔ）＋２５｝
ｔ≧３０ ・・・・・・・ （４）
ただし、［Ｘ］：元素Ｘの添加量（質量％）、Ｔ：加熱温度（℃）、ｔ：保持時間（分）

Ｐ_Ｈの関数形は、焼戻しの温度および時間の換算に用いられる焼戻しパラメータを参考にしている。また、不等式の左辺は、Ｎｂ量に応じて変化する加熱条件の下限であり、不等式の右辺は、Ｔｉ量に応じて変化する加熱条件の上限である。各係数は、粗大γが生成する限界条件、固溶Ｎｂ量を確保するための限界条件から実験的に定めた。保持時間は３０分以上としたが、これはＮｂ等の微量合金元素を均一に固溶させるためである。なお、保持時間とは設定した炉温に対して２０℃低い温度に達してから抽出するまでの時間とし、加熱温度とはその間の平均温度と定義する。スラブを高温に加熱しすぎると、非常に厚いスケールが生成し、鋼板の表面疵となる場合もある。このため、スラブの加熱温度を１３００℃以下、１２５０℃以下、１２００℃以下又は１１８０℃以下に制限してもよい。保持時間の上限を特に設ける必要はないが、長時間保持による生産性の低下を避けるために、５００分、４００分又は３００分を保持時間の上限としてもよい。

図４にＮｂ：０．０２％、Ｔｉ：０．０１％の場合のＮｂ固溶、γ粗大化状況と加熱条件範囲を示す。この条件を満たす範囲でスラブ加熱を行えば、γ粒の粗大化を抑制しつつ固溶Ｎｂを最大限活用できるため、熱間圧延、加速冷却などの後工程の製造負荷をあまり大きくすることなく母材靭性を向上させることができる。

続いて加熱以降の工程における製造条件の限定理由を説明する。本発明では、容易に再結晶が進行する９００℃以上で行う熱間圧延を粗圧延と定義し、再結晶が抑制され、組織の微細化が顕著になる８８０℃以下で行う熱間圧延を仕上圧延と定義する。このため、粗圧延を粗圧延機で行う必要はなく、仕上圧延を仕上圧延機で行う必要はない。例えば、粗圧延と仕上圧延をすべてひとつの仕上圧延機で行ってもよい。８８０℃超、９００℃未満で熱間圧延を行ってもよいが、組織や機械特性に及ぼす影響は顕著ではない。

粗圧延は９００℃以上の温度、３０％以上の累積圧下率で行う。これは、温度が９００℃未満、累積圧下率が３０％未満であると、γの再結晶が十分進行せず混粒組織となり、材質が不均一になることがあるためである。粗圧延の温度の上限は規定せず、鋳片の加熱温度、仕上圧延の開始温度に応じて適宜決定する。また、累積圧下率の上限も規定せず、鋳片の板厚、鋼板の板厚、仕上圧延の累積圧下率に応じて適宜決定する。

仕上圧延はＡｒ_３以上８８０℃以下の温度、４０％以上の累積圧下率で行う。温度がＡｒ_３未満となると加工フェライトが生成して靭性が低下する恐れがある。温度が８８０℃超、累積圧下率が４０％未満の場合には、転位密度を高めることが難しくなり、組織が十分微細化できず靭性が低下してしまう。

仕上圧延完了後はＡｒ_３以上の温度から、板厚平均で５℃／ｓ以上の冷却速度で、５５０℃以下の温度まで加速冷却を行う。冷却速度が５℃／ｓ未満、あるいは冷却停止温度が５５０℃よりも高いと、強度が不足するだけでなく、組織の微細化が不十分となり、母材靭性が低下してしまう。本発明の厚鋼板では、加速冷却の冷却速度を高めても靭性を損なう低温変態組織は生成しないため、冷却速度の上限は規定しない。ただし、冷却速度は厚鋼板の板厚や装置の能力に応じて限界があり、１００℃／ｓ超とすることは困難である。冷却速度の上限を、７５℃／ｓ、５０℃／ｓ又は３０℃／ｓに制限してもよい。

また、冷却停止温度の下限についても本発明では限定する必要はなく、厚鋼板の要求特性によって決定すればよい。結晶粒および析出物の成長を抑制し、生産性を向上させるためには、加速冷却の冷却停止温度を５５０℃以下にすることが好ましい。また、加速冷却を２００℃未満で停止すると、加速冷却に要する時間が長くなり、生産性を損なうことがあるため、冷却停止温度を２００℃以上にすることが好ましい。強度向上などのため、冷速停止温度の下限を３００℃、４００℃又は４５０℃としてもよい。

加速冷却後は、強度および靭性を調整するために、６５０℃以下の温度で熱処理（焼戻し処理）を行ってもよい。温度が６５０℃を超えるとセメンタイトや結晶粒が粗大化して脆性破壊の発生を助長し、母材の靭性が低下することがある。また、厚鋼板の靭性を高めるためには、熱処理の温度を４００℃以上にすることが好ましい。靭性の一層の改善のため、４９０℃以上としてもよい。

上述したようなＴｉＮ分布を有する鋳片を用いて所定の条件で製造した鋼板は、表層部の靭性が良好であり、大入熱溶接を行った場合でもＨＡＺの板厚中心部のＴｉＮは完全には溶けきらず、γ粒成長を効果的に抑制可能な０．０５μｍ以下のＴｉＮが多数残存する。したがって、大入熱溶接継手のＨＡＺの板厚中心部の組織の粗大化をある程度抑制することができる。一方、母材の表層部のＴｉＮは微細であるため、大入熱溶接の熱影響によって多くが固溶してしまうが、冷却過程で再析出するＴｉＮとＭｎＳの複合析出物などの効果により粒内変態が促進される。その結果、板厚中心部ではＨＡＺ組織の粗大化は抑制され、表層部のＨＡＺ組織は微細化されるため、実用上十分なレベルの大入熱溶接継手のＨＡＺ靭性が確保される。

次に、本発明の成分限定理由について説明する。ここで、成分についての「％」は質量％を意味する。

Ｃは、強度を高めるのに不可欠な元素であり、０．０３％以上を添加する。一方、添加量が増えるとＨＡＺ靭性確保が困難となるため、０．１６％をＣ量の上限とする。強度向上のため、Ｃの下限を０．０５％、０．０６％又は０．０７％としてもよい。ＨＡＺ靭性の向上のため、Ｃの上限を０．１４％、０．１３％又は０．１２％としてもよい。

Ｓｉは、安価な脱酸元素であり、固溶強化にも寄与するため、０．０３％以上を添加する。一方、Ｓｉ量が０．５％を超えると溶接性とＨＡＺ靭性を劣化させるため上限を０．５％とする。確実な脱酸を行うため、Ｓｉの下限を０．０５％、０．０８％又は０．１２％としてもよい。溶接性とＨＡＺ靭性の向上のため、Ｓｉの上限を０．４０％、０．３５％又は０．３０％としてもよい。

Ｍｎは、母材の強度および靭性を向上させる元素として有効であるため０．３％以上添加する。焼入れ性を向上させるためには、Ｍｎ量の下限は０．５％又は０．７％とすることが好ましい。より好ましくは、０．９％以上又は１．０％以上を添加する。一方、Ｍｎを過剰に添加するとＨＡＺ靭性、溶接割れ性を劣化させるため２．０％を上限とする。Ｍｎ量を１．８％以下とすることが好ましく、１．６％以下とすることがより好ましい。

Ｐ、Ｓは、不可避的不純物である。母材及びＨＡＺの靭性向上のため、Ｐは０．０２０％、Ｓは０．０１０％を上限とする。一層の靭性向上のため、Ｐの上限を０．０１７％又は０．０１５％と、Ｓの上限を０．００８％、０．００６％又は０．００４％としてもよい。ＰおよびＳの含有量は少ないほど望ましいが、工業的に低減させるためには多大なコストがかかることから、Ｐは０．００１％、Ｓは０．０００１％を下限としてもよい。

Ｎｂは、微量の添加により組織の微細化、変態強化、析出強化に寄与する元素である。本発明では、母材の強度を確保するために、０．００５％以上のＮｂを添加する。強度の一層の向上等のため、０．００８％以上又は０．０１０％以上としてもよい。一方、Ｎｂを過剰に添加するとＨＡＺが硬化し、靭性を劣化させるため０．０３０％以下を上限とする。Ｎｂ量のより好ましい上限は、０．０２０％である。

Ａｌは、重要な脱酸元素であるため０．００２％以上を添加する。確実に脱酸を行うため、０．００８％以上又は０．０１２％以上としてもよい。しかし、Ａｌを過剰に添加するとスラブの表面品位を損ない、靭性に有害な介在物を形成するため０．１０％を上限とする。Ａｌ量の好ましい上限は、０．０７％又は０．０５％である。

Ｔｉは、本発明では極めて重要な元素であり、微量の添加により組織の微細化、析出強化、微細ＴｉＮ生成により母材の強度および靭性、ＨＡＺ靭性の向上に有効であるため、０．００３％以上添加する。Ｔｉ量の好ましい下限値は０．００５％以上であり、より好ましくは０．００８％以上のＴｉを添加する。一方，Ｔｉを過剰に添加するとＨＡＺ靭性を著しく劣化させるため０．０５０％を上限とする。Ｔｉ量の好ましい上限は０．０４０％である。その上限を０．０３０％、０．０２５％又は０．０２０％としてもよい。

Ｎは、Ｔｉと共に窒化物を形成しＨＡＺ靭性を向上させるため０．００２０％以上を添加する。Ｎ量の好ましい下限値は０．００３０％以上であり、より好ましくは０．００３５％以上とする。一方、Ｎを過剰に添加すると固溶Ｎによる脆化が生じるため０．０１００％以下に限定する。脆化を防止するため、０．００８０％以下又は０．００６０％以下としてもよい。

Ｃ、Ｍｎ、Ｎｂは焼入れ性に寄与する元素であり、添加量については、母材強度とＨＡＺ靭性確保の観点から、次の（１）式を満たす必要がある。
０．３２≦［Ｃ］＋０．１５［Ｍｎ］＋３．８［Ｎｂ］≦０．３９・・・（１）上式の［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｎｂ］は、各元素の添加量（質量％）であり、係数は焼入れ性への寄与から実験的に求めた。［Ｃ］＋０．１５［Ｍｎ］＋３．８［Ｎｂ］が０．３２未満であると、強度が不十分になる。一方、特に、Ｍｎ、Ｎｂは、中心偏析を抑制することが難しい元素であり、［Ｃ］＋０．１５［Ｍｎ］＋３．８［Ｎｂ］が０．３９を超えると中心偏析が顕著になり、大入熱溶接継手のＨＡＺ靭性が低下してしまう。ＨＡＺ靭性の改善のため、０．３８又は０．３７を上限としてもよく、強度向上のため０．３３を下限としてもよい。

ＴｉＮ粒子をＨＡＺ靭性確保に活用する際には、Ｔｉ、Ｎ単独の添加量だけでなく、バランスも考慮する必要がある。すなわち、下記（２）式に示すように、ＴｉとＮの添加量の比を１．５〜３．０の範囲に制御しておくことが必要である。これらの比Ｔｉ／Ｎが１．５未満であると、固溶Ｎ量が過剰となり、ＨＡＺ靭性が低下する。一方、Ｔｉ／Ｎが３．０を超えると過剰なＴｉが粗大な酸化物や硫化物を形成、あるいはＴｉＣ析出により強度が上昇するために、ＨＡＺ靭性が低下してしまう。
１．５≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦３．０ ・・・（２）
上式の［Ｔｉ］、［Ｎ］は、各元素の添加量（質量％）である。

さらに、強度、靭性を向上させるために、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｖ、Ｂ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種以上を添加してもよい。一方、合金コストの削減のためには、これらの元素の添加を避けた方が好ましい。

Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは、いずれも焼入れ性を向上させる元素である。Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは、母材を高強度化し、ＨＡＺの軟化を防止するために、０．０５％以上を添加してもよい。一方、過度の添加はＨＡＺ靭性を低下させるため、Ｃｕは１．５％以下、ＣｒおよびＭｏは０．５％以下を上限とする。ＨＡＺ靭性の劣化を避けるため、Ｃｕの上限を０．５％、０．３５％又は０．２０％に、Ｃｒの上限を０．３％、０．２％又は０．１％に、Ｍｏの上限を０．２％、０．１％、０．０８％に制限してもよい。

Ｎｉは、強度確保とアレスト性、ＨＡＺ靭性向上に有効であるため０．０５％以上添加してもよい。一方、Ｎｉ量の増加は合金コストを上昇させるため、上限は２．０％とする。合金コストの上昇を避けるため、Ｎｉの上限を０．８％、０．６％又は０．４％としてもよい。

Ｖは、析出強化により強度上昇に寄与するため０．００５％以上添加してもよい。一方、Ｖを過剰に添加するとＨＡＺ靭性を低下させるため、０．１０％以下を上限とすることが好ましい。より好ましくは０．０８０％以下、さらに好ましくは０．０５％以下がよい。

Ｂは、焼入れ性を向上させる元素であり、鋼の強度を高めるために、０．０００２％以上を添加してもよい。一方、Ｂを過度に添加すると溶接性を損ねるため、Ｂの上限は、０．００３０％とする。０．００２０％又は０．００１５％としてもよい。

Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭは、微細な酸化物や硫化物を形成しＨＡＺ靭性向上に寄与する元素であり、Ｍｇは０．０００３％以上、Ｃａは０．０００５％以上、ＲＥＭは０．０００５％以上を添加してもよい。一方、これらを過度に添加すると、介在物が粗大化し、靭性を低下させるため、Ｍｇ量の上限は０．００５０％以下、Ｃａ量の上限は０．００３０％以下、ＲＥＭの上限は０．０１０％以下が好ましい。なお、ＲＥＭとはＬａ、Ｃｅ等の希土類金属のことである。

表１の化学成分を有するスラブ（鋳片）を用いて、表２および３に示す製造条件により板厚３０〜７０ｍｍの鋼板を製造した。なお、表１のＣｅｑ’は、［Ｃ］＋０．１５［Ｍｎ］＋３．８［Ｎｂ］の計算値である。また、表２鋳造の冷却速度は、１１００〜１３００℃の範囲の冷却速度、ＭＬは、５６０００／（１．２−０．１８×ｌｏｇ［Ｎｂ］）の計算値であり、Ｐ_Ｈは、（Ｔ＋２７３）×｛ｌｏｇ（ｔ）＋２５｝の計算値であり、ＭＵは、９１０００／（１．９−０．１８×ｌｏｇ［Ｔｉ］）の計算値である。表２および３におけるＡｒ３（℃）は、次の式により求めた。
Ａｒ３＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ＋０．３５＋０．３５（ｔ−８）
ここで、ｔは板厚（ｍｍ）である。また、表４および５に鋳片のＴｉＮ個数密度、母材の強度および靭性、ＨＡＺ靭性を示す。

ＴｉＮ個数密度は鋳片の表層部、具体的には、鋳片表面から鋳片厚の１／２０の位置、および鋳片厚中心部から抽出レプリカ試料を作製し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて２００００〜５００００倍で任意に５０〜１００視野撮影し、ＴｉＮのサイズと個数を測定することによりＴｉＮ個数密度を算出した。

母材強度は、鋼板の板厚中心部から圧延方向と直角の方向に採取したＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の要領で引張試験を行い、降伏強度（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）を測定することで評価した。母材靭性は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して、鋼板最表層、および板厚中心部から圧延方向に２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を採取し、種々の温度でシャルピー衝撃試験を実施した後、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を算出することにより評価した。なお、母材靭性（中心部及び表層部）がｖＴｒｓで−５０℃以下となることを目標とした。

ＨＡＺ靭性については、入熱２００〜４５０ｋＪ／ｃｍの条件にてエレクトロガス溶接（ＥＧＷ）を行い、板厚中心部の溶融線から１ｍｍ離れたＨＡＺにノッチを入れたシャルピー試験片を採取して試験を行い、ｖＴｒｓにて評価した。なお、ＨＡＺの靭性（中心部）がｖＴｒｓで−４０℃以下となることを目標とした。

表４に示すように、本発明例のＮｏ．１〜１５は化学成分が所定の範囲内にあり、かつ所定の条件で製造したため、所定のＴｉＮ個数密度を満たし、いずれも引張強度４４０ＭＰａ以上の鋼として十分な強度を有しており、母材靭性はｖＴｒｓで−５０℃以下、大入熱溶接ＨＡＺ靭性は−４０℃以下であり、ともに良好であった。特に、板厚が６０ｍｍ以上で溶接入熱量が大きいＮｏ．５、７、１３、１４および１５においても靭性が良好であることがわかる。一方、表５に示す比較例のＮｏ．１６〜３２は化学成分、製造条件のいずれかが本発明の範囲外であり、母材強度、母材靭性、ＨＡＺ靭性のいずれかが低下してしまった。

Ｎｏ．１６、２０、２５は鋳造時の冷却速度が遅かったために、ＴｉＮ個数密度が不足し、母材靭性またはＨＡＺ靭性の少なくともいずれかが低下した例である。Ｎｏ．１６は鋳片の板厚中心部のＴｉＮが足りずにＨＡＺのγ粒が粗大化したため、靭性が低下した。Ｎｏ．２０は表層部のＴｉＮが不足したために、鋳片加熱時に粗大γが生成し、表層部の母材靭性が低下してしまった。Ｎｏ．２５は表層部、中心部ともに所定の個数密度を満たさなかったために、母材靭性、ＨＡＺ靭性が低下した。このように、鋳造時の冷却速度が遅い場合は、ばらつきのために、鋳片の表層部、板厚中心部の双方が所定の個数密度を満たさないこと、鋳片の表層部、板厚中心部の一方が所定の個数密度を満たさないことがある。

Ｎｏ．１７、１９、２３は熱間圧延の加熱条件を本発明の範囲外とした比較例である。Ｎｏ．１７はＰ_Ｈが上限を超えたために加熱γが粗大化し、母材靭性が低下した。Ｎｏ．１９はＰ_Ｈが下限未満であったためにＮｂが十分に固溶せず、強度が不足するとともに、母材靭性も低下してしまった。Ｎｏ．２３は加熱保持時間が短かったために、合金元素の溶体化が不十分となり、母材靭性が低下した。

Ｎｏ．２７は粗圧延の条件を本発明の範囲外とした比較例であり、累積圧下率が小さかったために組織が微細化せず母材靭性が低下した。

Ｎｏ．１８、２１、２６は仕上圧延の条件を本発明の範囲外とした比較例である。Ｎｏ．１８は仕上圧延の開始温度および終了温度がＡｒ３よりも低いため、加工αが生成して母材靭性、特に表層部の靭性が著しく低下した。Ｎｏ．２１は仕上圧延の開始温度および終了温度が高すぎるために、特に板厚中心部の組織が粗大化し、靭性が低下した。Ｎｏ．２６は仕上圧延の累積圧下率が小さい例であり、組織が粗大化して靭性が低下した。

Ｎｏ．２２、２４は、熱間圧延後の加速冷却、熱処理の条件を本発明の範囲外とした比較例である。Ｎｏ．２４は加速冷却を行わなかった例であり、組織が微細化せず靭性が低下した。Ｎｏ．２２は熱処理温度が高すぎるために、セメンタイトと組織が粗大化し、母材靭性が低下した。

Ｎｏ．２８〜３２は化学成分を本発明の範囲外とした比較例である。Ｎｏ．２８はＣ、Ｍｎ、Ｎｂからなる指標Ｃｅｑ’が上限値を超えたために中心偏析が顕著になり、特にＨＡＺ靭性が低下した。Ｎｏ．２９は指標Ｃｅｑ’が下限値に満たなかったために母材強度が低下した。Ｎｏ．３０はＴｉ／Ｎが高かったために、粗大なＴｉ酸化物が残存し、特にＨＡＺ靭性が低下した。Ｎｏ．３１はＴｉＮが低かったために、固溶Ｎの影響で特にＨＡＺ靭性が低下した。Ｎｏ．３２はＣ量が多かったために、強度過剰となり、特にＨＡＺ靭性が低下した。

Claims (3)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０３〜０．１６％、
   Ｓｉ：０．０３〜０．５％、
   Ｍｎ：０．３〜２．０％、
   Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、
   Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％、
   Ａｌ：０．００２〜０．１０％、
   Ｎ ：０．００２０〜０．０１００％
   を含有し、
   Ｐ ：０．０２０％以下、
   Ｓ ：０．０１０％以下
   に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記（１）、（２）式を満足する組成の鋼を、１１００〜１３００℃の温度範囲における鋳片厚中心部の冷却速度が０．１℃／ｓ以上となるように冷却して鋳造し、表層部において円相当径で０．０２〜０．０５μｍのＴｉ含有窒化物が１ｍｍ^２当たり７．０×１０^４個以上、中心部において円相当径で０．０５〜０．２μｍのＴｉ含有窒化物が１ｍｍ^２当たり５．０×１０^４個以上存在する鋳片を製造し、該鋳片を、下記（３）、（４）式を満たす条件で加熱し、９００℃以上の温度で累積圧下率３０％以上の粗圧延を行い、さらにＡｒ_３以上８８０℃以下の温度で、累積圧下率４０％以上の仕上圧延を行い、引き続きＡｒ_３以上の温度から、板厚平均で５℃／ｓ以上の冷却速度で５５０℃以下の温度まで加速冷却を行うことを特徴とする厚鋼板の製造方法。
   ０．３２≦［Ｃ］＋０．１５［Ｍｎ］＋３．８［Ｎｂ］≦０．３９ ・・・（１）
   １．５≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦３．０ ・・・（２）
   ５６０００／（１．２−０．１８×ｌｏｇ［Ｎｂ］）≦（Ｔ＋２７３）×｛ｌｏｇ（ｔ）＋２５｝≦９１０００／（１．９−０．１８×ｌｏｇ［Ｔｉ］） ・・・（３）
   ｔ≧３０ ・・・（４）
   ただし、［Ｘ］：元素Ｘの添加量（質量％）、Ｔ：再加熱温度（℃）、ｔ：保持時間（分）
2. 前記加速冷却終了後、６５０℃以下の温度で熱処理することを特徴とする請求項１記載の厚鋼板の製造方法。
3. さらに、前記鋼が質量％で、
   Ｃｕ：１．５％以下、
   Ｃｒ：０．５％以下、
   Ｍｏ：０．５％以下、
   Ｎｉ：２．０％以下、
   Ｖ：０．１０％以下、
   Ｂ：０．００３０％以下
   Ｍｇ：０．００５０％以下、
   Ｃａ：０．００３０％以下、
   ＲＥＭ：０．０１０％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又は２に記載の厚鋼板の製造方法。

Images