JPWO2013099179A1 - 脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法を提供する。特定含有量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｓ、Ｎかつ、Ｃｅｑ（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｖ＋Ｍｏ＋Ｃｒ）／５）が０．３４％以上０．４９％以下、必要に応じて、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａ、Ｂ、ＲＥＭの１種または２種以上、鋼板表面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比が１．０以上となる集合組織を有する領域が、板厚中心部を含め板厚の１／３部以上存在し、板厚の中央部におけるベイナイト分率が８０％以上の存在し、かつ板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度が−４０℃以下である厚鋼板。熱間圧延における板厚中央部の温度が（Ａｒ３点＋６０）℃以下、Ａｒ３点以上の温度域で累積圧下率５０％以上の圧延を行った後、４．０℃／ｓ以上の冷却速度にて４５０℃以下まで冷却する。
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を超える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、脆性亀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が、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、一般に、鋼板の脆性亀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、脆性亀裂伝播停止特性への要求も一段と高度化している。
鋼材の脆性亀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（ＬＮＧ：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、優れた脆性亀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、脆性亀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記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れた鋼材は、脆性亀裂が伝播する際、鋼材表層部に発生するシアリップ（塑性変形領域shear-lips）が脆性亀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、伝播する脆性亀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、その後制御冷却を停止して表層部分を変態点以上に復熱させる工程を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亀裂伝播停止特性を向上させるためには、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に記載の脆性亀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、脆性亀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、によって脆性亀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、脆性亀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、脆性亀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には継手部の脆性亀裂伝播停止性能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亀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６〜９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亀裂伝播停止性能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が、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会論文集 第３号、２００６、ｐｐ３５９−３６２は、板厚６５ｍｍの鋼板の脆性亀裂伝播停止性能を評価し、母材の大型脆性亀裂伝播停止試験で脆性亀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に記載の脆性亀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亀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。
また、特許文献６〜９においては、板厚中央部の集合組織を発達させるために、圧延時に１パスあたりの圧下率を高く設定する必要があるので、製造条件や鋼板サイズなどの面で各種の制約が生じ、その改善が求められていた。
そこで本発明は、板厚５０ｍｍ超えの厚肉鋼板においても、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亀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超えの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、厚鋼板において脆性き裂伝播停止特性に及ぼす集合組織の影響を詳細に調べた結果、鋼板表面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比が１．０以上となる集合組織を有する領域が、板厚中心部を含め板厚全厚の１／３以上の領域において存在することにより、優れた脆性き裂伝播停止特性が得られるとの知見を得た。そして、このような厚鋼板を得るためには、特定範囲の化学成分と、特定範囲の製造条件、特に、板厚中央部の圧延・冷却条件とを組み合わせて製造することが好ましいこともわかった。
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、すなわち、本発明は、
１．板厚中心部を含め板厚全厚の１／３以上の領域において、鋼板表面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比が１．０以上となる集合組織を有し、板厚の中央部におけるベイナイト分率が８０％以上であり、かつ板厚の１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度(fracture transition temperature)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高強度厚鋼板。
１．板厚中心部を含め板厚全厚の１／３以上の領域において、鋼板表面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比が１．０以上となる集合組織を有し、板厚の中央部におけるベイナイト分率が８０％以上であり、かつ板厚の１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度(fracture transition temperature)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：０．５０〜２．２０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０８％、Ｎ：０．００４５％以下、かつ、下記（１）式で示される炭素等量（Ｃｅｑ）が０．３４％以上０．４９％以下であり、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高強度厚鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｖ＋Ｍｏ＋Ｃｒ）／５ （１）
ただし、各元素記号は各成分の含有量（質量％）をあらわす。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｖ＋Ｍｏ＋Ｃｒ）／５ （１）
ただし、各元素記号は各成分の含有量（質量％）をあらわす。
３．鋼の化学成分が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、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：０．００１〜０．１０％、Ｂ：０．００３０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０１０％以下から選ばれる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高強度厚鋼板。
４．２または３に記載の化学成分を有する鋼素材を、９００〜１２００℃の温度に加熱し、熱間圧延における板厚中央部の温度が（Ａｒ３点＋１００）℃以上の温度域で累積圧下率３０％以上、板厚中央部の温度が（Ａｒ３点＋６０）℃以下、Ａｒ３点以上の温度域において累積圧下率５０％以上、かつ、１パス当りの圧下率の平均値が６．０％以上、かつ各パスの圧下率範囲が５．０〜２０．０％となる圧延を行った後、４．０℃／ｓ以上の冷却速度にて４５０℃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以上であっても、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。なかでも船舶用の構造部材として、例えば、コンテナ船やバルクキャリアーなど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．板厚中央部のミクロ組織、３．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、鋼板表面に平行な面に、すなわち、圧延面に平行に（２１１）面を発達させる。板厚中央部で鋼板表面に平行な面において（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、き裂進展の抵抗となる。
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、鋼板表面に平行な面に、すなわち、圧延面に平行に（２１１）面を発達させる。板厚中央部で鋼板表面に平行な面において（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、き裂進展の抵抗となる。
き裂進展に先立つ微視的なクラックを発生させるため、板厚中心部を含め板厚全厚の１／３以上の領域において、鋼板表面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比が１．０以上となる集合組織を有するものとする。上述の、亀裂進展に先立ち微視的クラックが発生して亀裂進展の抵抗となる、という作用効果は当該集合組織を有する領域が板厚中心部を含め板厚全厚の１／３以上の領域であれば得られるので、上限は特に規定しない。当該集合組織を有する領域が多くなれば、上記作用効果は更に発揮されるものであるが、その領域を板厚全厚の３／４を超えて多くしても、上記作用効果の増加は飽和してくるため、当該集合組織を有する領域を板厚全厚の３／４を超えて多くする必要はない。ただし、板厚全厚が当該集合組織であっても上記作用効果は発揮されることは言うまでもない。
ここで、（２１１）面Ｘ線強度比とは対象材の（２１１）結晶面の集積度(X-ray diffraction intensity ratio of texture)を表す数値で、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。
２．板厚中央部のミクロ組織
上述の板厚中央部における好適な集合組織を得るため、圧延方向に平行な断面の板厚の中央部におけるベイナイト分率を少なくとも８０％とする。ベイナイト分率は面積分率で表すものとする。
上述の板厚中央部における好適な集合組織を得るため、圧延方向に平行な断面の板厚の中央部におけるベイナイト分率を少なくとも８０％とする。ベイナイト分率は面積分率で表すものとする。
鋼板表面に平行な面における（２１１）面は、圧延時に加工されたオーステナイト組織がフェライトやベイナイト組織に変態することにより発達するものである。フェライト−セメンタイト組織の場合は、回復などの影響があるため、この集合組織が板厚方向の広い範囲において発達しない。変態後の組織をベイナイト組織に変態させることにより広範囲において最も高い（２１１）面Ｘ線強度比を保つことが可能となる。本発明において板厚中央部のミクロ組織とは、板厚中心部を含む少なくとも板厚の１／３部分の領域のミクロ組織を意味する。本発明は板厚方向の全断面が当該ミクロ組織である鋼板を含む。
３．母材靭性
母材靭性が、良好な特性を有することが脆性き裂の進展を抑制する前提となるので、本発明に係る鋼板では鋼板の材質を代表する位置として板厚の１／４位置から採取したシャルピー試験片によるシャルピー衝撃試験におけるシャルピー破面遷移温度を規定する。
母材靭性が、良好な特性を有することが脆性き裂の進展を抑制する前提となるので、本発明に係る鋼板では鋼板の材質を代表する位置として板厚の１／４位置から採取したシャルピー試験片によるシャルピー衝撃試験におけるシャルピー破面遷移温度を規定する。
板厚５０ｍｍ以上の厚肉材で、構造安全性を確保する上で目標とされるＫｃａ（−１０℃）≧７０００Ｎ/ｍｍ３／２の脆性き裂伝播停止性能を得るため、板厚の１／４位置から採取した試験片によるシャルピー衝撃試験におけるシャルピー破面遷移温度を−４０℃以下と規定する。
上述した集合組織と母材靭性を備えた鋼板に好適な鋼の化学成分と製造条件は以下のようである。以下、化学成分の説明において％は質量％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％の範囲に規定することが好ましい。なお、より好ましくは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％の範囲に規定することが好ましい。なお、より好ましくは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％以上、０．５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、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％以上、０．５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．０５〜０．４５％である。
Ｍｎ：０．５０〜２．２０％
Ｍｎは、強化元素として含有することができる。０．５０％より少ないとその効果が十分でなく、２．２０％を超えると母材の靭性や溶接性が劣化し、鋼材コストも上昇するため、０．５０％以上、２．２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．６０〜２．１５％である。
Ｍｎは、強化元素として含有することができる。０．５０％より少ないとその効果が十分でなく、２．２０％を超えると母材の靭性や溶接性が劣化し、鋼材コストも上昇するため、０．５０％以上、２．２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．６０〜２．１５％である。
Ｐ、Ｓ
Ｐ、Ｓは、鋼中の不可避不純物であるが、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％以下が望ましく、それぞれ、０．０２０％以下、０．００５％以下がさらに望ましい。
Ｐ、Ｓは、鋼中の不可避不純物であるが、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％以下が望ましく、それぞれ、０．０２０％以下、０．００５％以下がさらに望ましい。
Ａｌ：０．００５〜０．０８％
Ａｌは、脱酸剤として作用し、このためには０．００５％以上含有することが好ましい。しかし、０．０８％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、０．００５〜０．０８％の範囲に規定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．０２〜０．０４％である。
Ａｌは、脱酸剤として作用し、このためには０．００５％以上含有することが好ましい。しかし、０．０８％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、０．００５〜０．０８％の範囲に規定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．０２〜０．０４％である。
Ｎ：０．００４５％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。しかし、０．００４５％を超えると靭性が劣化するため、０．００４５％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．００４０％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。しかし、０．００４５％を超えると靭性が劣化するため、０．００４５％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．００４０％以下である。
炭素当量(carbon equivalent)（Ｃｅｑ）：０．３４％以上、０．４９％以下
炭素当量は組織の強度、変態挙動等を予測するための重要な指標となる。炭素当量が０．３４％未満では板厚中心部において、前述のベイナイト分率が得難い。また０．４９％超えでは靭性が劣化してしまうため、０．３４％以上、０．４９％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．３５〜０．４８％である。
なお、炭素当量（Ｃｅｑ）は、以下に示す式で得られるものとする。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｖ＋Ｍｏ＋Ｃｒ）／５
各元素記号は含有量（質量％）、含有しない場合は０とする。
炭素当量は組織の強度、変態挙動等を予測するための重要な指標となる。炭素当量が０．３４％未満では板厚中心部において、前述のベイナイト分率が得難い。また０．４９％超えでは靭性が劣化してしまうため、０．３４％以上、０．４９％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．３５〜０．４８％である。
なお、炭素当量（Ｃｅｑ）は、以下に示す式で得られるものとする。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｖ＋Ｍｏ＋Ｃｒ）／５
各元素記号は含有量（質量％）、含有しない場合は０とする。
以上が本発明における好ましい基本成分組成で残部Ｆｅ及び不可避的不純物である。不可避的不純物として、例えばＯは、０．００５０％以下であれば許容される。
更に特性を向上させるため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭから選ばれる一種または二種以上を含有させることが可能である。
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、Ｔｉを含有させる場合には、０．００５〜０．０３０％の範囲にするのが好ましい。より好ましくは、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、Ｔｉを含有させる場合には、０．００５〜０．０３０％の範囲にするのが好ましい。より好ましくは、０．００８〜０．０２８％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もち、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％以上の含有により得られるが０．０５０％を超えて含有すると、粗大なＮｂＣが析出し逆に、靭性の低下を招くので、Ｎｂを含有させる場合にはその上限は０．０５０％とするのが好ましい。より好ましくは、０．００８〜０．０４０％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もち、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％以上の含有により得られるが０．０５０％を超えて含有すると、粗大なＮｂＣが析出し逆に、靭性の低下を招くので、Ｎｂを含有させる場合にはその上限は０．０５０％とするのが好ましい。より好ましくは、０．００８〜０．０４０％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。圧延後の強度アップ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るが、過度の含有は靭性や溶接性を劣化させるため、含有させる場合には、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。それぞれ上限をＣｕは０．４５％、Ｎｉは０．９５％、Ｃｒは０．４５％、Ｍｏは０．４５％とすることがより好ましい。一方、各元素の含有量が０．０１％未満であるとその効果が現れないため、含有させる場合には、各元素について０．０１％以上の含有とすることが好ましい。
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏはいずれも鋼の焼入れ性を高める元素である。圧延後の強度アップ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るが、過度の含有は靭性や溶接性を劣化させるため、含有させる場合には、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。それぞれ上限をＣｕは０．４５％、Ｎｉは０．９５％、Ｃｒは０．４５％、Ｍｏは０．４５％とすることがより好ましい。一方、各元素の含有量が０．０１％未満であるとその効果が現れないため、含有させる場合には、各元素について０．０１％以上の含有とすることが好ましい。
Ｖ：０．００１〜０．１０％
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、この効果を発揮させるために０．００１％以上含有してもよい。しかし、０．１０％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、０．００１〜０．１０％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、この効果を発揮させるために０．００１％以上含有してもよい。しかし、０．１０％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、０．００１〜０．１０％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あり、その効果は０．０００６％以上の含有で発揮される。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％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．００２８％以下である。
Ｂは微量で鋼の焼入れ性を高める元素であり、その効果は０．０００６％以上の含有で発揮される。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％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．００２８％以下である。
Ｃａ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０１％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その量の上限をそれぞれ０．００５％、０．０１％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その量の上限をそれぞれ０．００５％、０．０１％とするのが好ましい。
以下、本発明における好ましい製造条件について説明する。
製造条件はスラブ加熱条件、熱間圧延条件および熱間圧延後の冷却条件を規定することが好ましい。
[スラブ加熱]
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、９００〜１２００℃に加熱後、熱間圧延を行うことが好ましい。
加熱温度が９００℃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きず、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９００〜１２００℃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。
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、９００〜１２００℃に加熱後、熱間圧延を行うことが好ましい。
加熱温度が９００℃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きず、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９００〜１２００℃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]
熱間圧延における板厚中央部の温度（板厚の１／２となる位置での温度で、以下同じとする）が（Ａｒ３点＋１００）℃以上での累積圧下率、（Ａｒ３点＋６０）℃以下、Ａｒ３点以上の累積圧下率、（Ａｒ３点＋６０）℃以下、Ａｒ３点以上における１パス当りの圧下率の平均値、および、（Ａｒ３点＋６０）℃以下、Ａｒ３点以上における１パス当りの圧下率の範囲を規定することが好ましい。
熱間圧延における板厚中央部の温度（板厚の１／２となる位置での温度で、以下同じとする）が（Ａｒ３点＋１００）℃以上での累積圧下率、（Ａｒ３点＋６０）℃以下、Ａｒ３点以上の累積圧下率、（Ａｒ３点＋６０）℃以下、Ａｒ３点以上における１パス当りの圧下率の平均値、および、（Ａｒ３点＋６０）℃以下、Ａｒ３点以上における１パス当りの圧下率の範囲を規定することが好ましい。
熱間圧延はまず、板厚中央部の温度が（Ａｒ３点＋１００）℃以上で累積圧下率を３０％以上の圧延を行い、オーステナイトを細粒化することにより最終のミクロ組織の細粒化を図り、母材靭性を向上させる。この温度域における累積圧下率は、３５％以上であることがさらに好ましい。本発明ではＡｒ３点（℃）を下式で求める。
Ａｒ３点＝９１０−２７３Ｃ−７４Ｍｎ−５７Ｎｉ−１６Ｃｒ−９Ｍｏ−５Ｃｕ
式において各元素記号は鋼中含有量（質量％）で、含有しない場合は０とする。
Ａｒ３点＝９１０−２７３Ｃ−７４Ｍｎ−５７Ｎｉ−１６Ｃｒ−９Ｍｏ−５Ｃｕ
式において各元素記号は鋼中含有量（質量％）で、含有しない場合は０とする。
次に、板厚中央部の温度が（Ａｒ３点＋６０）℃以下、Ａｒ３点以上の温度域において、累積圧下率５０％以上かつ１パス当りの圧下率の平均値が６．０％以上の圧延を行う。この温度域における累積圧下率が５０％未満では、鋼板の靭性が劣化する。また、（２１１）面Ｘ線強度比を１．０以上とするため、未再結晶オーステナイト域である（Ａｒ３点＋６０）℃以下、Ａｒ３点以上の温度域において累積圧下率５０％以上とする。この温度域における累積圧下率は、５５％以上であることがさらに好ましい。
厚肉材の仕上圧延では通常、小圧下多パス圧延となることから鋼板表面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比が１．０以上となる領域が狭くなる傾向がある。そこで、本発明においては、板厚中央部の温度が（Ａｒ３点＋６０）℃以下、Ａｒ３点以上の温度域における１パス当りの圧下率の平均値を６．０％以上、かつ各パスの圧下率範囲が５．０〜２０．０％に規定する。これにより、（２１１）面Ｘ線強度比が１．０以上となる領域を、板厚中心を含み板厚全厚の１／３以上の領域とすることが可能となる。1パスあたり圧下率の平均値が６.０％未満である場合、あるいは、各パス圧下率の最小値が５．０％未満である場合には、靭性が低下し、かつ（２１１）面Ｘ線強度比が１．０以上となる領域を板厚中心を含み板厚全厚の１／３以上の領域とすることができない。いっぽう、各パス圧下率の最大値が２０．０％を超えると、加工歪の影響で、かえって靭性が劣化する。この温度域における１パス当りの圧下率の平均値は６．５％以上であることがさらに好ましく、また、各パスの圧下率範囲は５．５〜１８．０％であることがさらに好ましい。なお、熱間圧延では規定した温度域外での圧延を実施してもよい。上記規定する温度域で上記規定の累積圧下率を含む圧延がおこなわれていればよい。
[熱間圧延後の冷却]
圧延が終了した鋼板は４．０℃／ｓ以上の冷却速度にて４５０℃以下まで冷却する。冷却速度が４．０℃／未満では、ベイナイトへの変態が十分に進行しないため、（２１１）面Ｘ線強度比が１．０以上となる領域を、板厚中心を含み板厚全厚の１／３以上とすることができず、さらに所望のミクロ組織、すなわち、板厚の中央部におけるベイナイト分率が８０％以上の組織も得られない。また、冷却停止温度が４５０℃を超えると、ベイナイトへの変態が十分に進行しないため、やはり、所望のミクロ組織が得られない。冷却方式としては、水冷、ガス冷却などの方式を用いることができる。
上述の製造条件により、所望の集合組織が得られるだけでなく、シャルピー衝撃試験における破面単位(fracture facet size)が微細化され、板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度−４０℃以下が達成される。
圧延が終了した鋼板は４．０℃／ｓ以上の冷却速度にて４５０℃以下まで冷却する。冷却速度が４．０℃／未満では、ベイナイトへの変態が十分に進行しないため、（２１１）面Ｘ線強度比が１．０以上となる領域を、板厚中心を含み板厚全厚の１／３以上とすることができず、さらに所望のミクロ組織、すなわち、板厚の中央部におけるベイナイト分率が８０％以上の組織も得られない。また、冷却停止温度が４５０℃を超えると、ベイナイトへの変態が十分に進行しないため、やはり、所望のミクロ組織が得られない。冷却方式としては、水冷、ガス冷却などの方式を用いることができる。
上述の製造条件により、所望の集合組織が得られるだけでなく、シャルピー衝撃試験における破面単位(fracture facet size)が微細化され、板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度−４０℃以下が達成される。
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板表面温度から、伝熱計算により求める。熱間圧延後の冷却における温度条件も板厚中央部の温度とする。
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５０〜７５ｍｍに熱間圧延後、冷却を行いＮｏ．１〜２８の供試鋼を得た。表２に熱間圧延条件と冷却条件を示す。Ａｒ３点（℃）は、次式により計算した。
Ａｒ３点＝９１０−２７３Ｃ−７４Ｍｎ−５７Ｎｉ−１６Ｃｒ−９Ｍｏ−５Ｃｕ
ただし、各元素記号は鋼中含有量（質量％）で、含有しない場合は０とする。
Ａｒ３点＝９１０−２７３Ｃ−７４Ｍｎ−５７Ｎｉ−１６Ｃｒ−９Ｍｏ−５Ｃｕ
ただし、各元素記号は鋼中含有量（質量％）で、含有しない場合は０とする。
得られた厚鋼板について、板厚１／４部より圧延方向に直交する方向を長手方向とするΦ１４のＪＩＳ１４Ａ号試験片を採取し、引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）を測定した。
板厚の１／４部より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(Charpy impact test)を行って、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。板厚１／４部におけるシャルピー破面遷移温度が−４０℃以下のものを本発明範囲内とした。
板厚の中央部におけるベイナイト分率については、板厚の中央部の圧延長手方向と平行な板厚断面を鏡面研磨したあと、エッチング(etching)により現出させた金属組織の光学顕微鏡写真を撮影し、画像解析(imaging analysis)により測定を行った。
また、鋼板の集合組織を評価するため、鋼板の表面から裏面にかけて、１ｍｍごとに鋼板表面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比を測定し、（２１１）面Ｘ線強度比が１．０以上となる領域を求めた。
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、Ｋｃａ（−１０℃）（Ｎ／ｍｍ３／２）を求めた。
表３にこれらの試験結果を示す。
なお、Ｎｏ．１〜２８については、いずれも、鋼板表面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比が板厚中央部において１．０以上であった。
なお、Ｎｏ．１〜２８については、いずれも、鋼板表面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比が板厚中央部において１．０以上であった。
板厚１／４部におけるシャルピー衝撃試験の遷移温度、板厚中央部のベイナイト分率および鋼板表面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比が１．０以上となる領域が本発明の範囲内である供試鋼板（製造番号（Ｎｏ．）１〜１３）の場合、Ｋｃａ（−１０℃）が７０００Ｎ／ｍｍ３／２以上の優れた脆性亀裂伝播停止性能を示した。
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)
- 板厚中心部を含め板厚全厚の１／３以上の領域において、鋼板表面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比が１．０以上となる集合組織を有し、板厚の中央部におけるベイナイト分率が８０％以上であり、かつ板厚の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高強度厚鋼板。
- 鋼の化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜２．２０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０８％、Ｎ：０．００４５％以下、かつ、下記（１）式で示される炭素等量（Ｃｅｑ）が０．３４％以上０．４９％以下であり、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請求項１記載の高強度厚鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｖ＋Ｍｏ＋Ｃｒ）／５ （１）
ただし、各元素記号は各成分の含有量（質量％）をあらわす。 - 鋼の化学成分が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、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：０．００１〜０．１０％、Ｂ：０．００３０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０１０％以下から選ばれる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２記載の高強度厚鋼板。
- 請求項２または３に記載の化学成分を有する鋼素材を、９００〜１２００℃の温度に加熱し、熱間圧延における板厚中央部の温度が（Ａｒ３点＋１００）℃以上の温度域で累積圧下率３０％以上、板厚中央部の温度が（Ａｒ３点＋６０）℃以下、Ａｒ３点以上の温度域において累積圧下率５０％以上、かつ、１パス当りの圧下率の平均値が６．０％以上、かつ各パスの圧下率範囲が５．０〜２０．０％となる圧延を行った後、４．０℃／ｓ以上の冷却速度にて４５０℃以下まで冷却することを特徴とする高強度厚鋼板の製造方法。
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