JPWO2013175745A1 - 脆性き裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents

脆性き裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Abstract

鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．５〜２．２％、Ｐ、Ｓ、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．００５〜０．０８％、Ｎ：０．００７５％以下、必要に応じて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種以上、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ミクロ組織が加工されたフェライトを主体とする組織であり、板厚（ｔ）の１／２＋６ｍｍ部のシャルピー破面遷移温度が−４０℃以下である厚鋼板。上記組成の鋼素材(slab)を、１０００〜１２００℃の温度に加熱し、板厚中央部がオーステナイト再結晶温度域での累積圧下率３０％以上の圧延を行った後、１５℃／ｓ以下の冷却速度で板厚中央部の温度がＡｒ３点以下となるまで第１の冷却を行い、累積圧下率４０％以上の圧延を行った後、４℃／ｓ以上の冷却速度にて６００℃以下まで第２の冷却を実施し、必要に応じてＡｃ１点以下の焼戻し(temper)を行う。

Description

本発明は、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 thick steel plate)およびその製造方法に関し、特に、板厚５０ｍｍ以上の鋼板を用いる船舶、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好適なものに関する。
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る。使用される鋼材に対しては、その使用温度における靭性や、脆性き裂伝播停止特性(brittle crack arrestability)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)に高強度の厚肉材が使用される。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ている。一般に、鋼板の脆性き裂伝播停止特性(brittle crack arrestability)は高強度あるいは厚肉材ほど劣化する傾向があるため、脆性き裂伝播停止特性(brittle crack arrestability)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(brittle crack arrestability)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（Liquefied Natural Gas）（ＬＮＧ）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。
一方、ＬＮＧのような極低温(ultra low 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未満の鋼材に対しては、ＴＭＣＰ(THERMO-MECHANICAL CONTROL PROCESS)法により細粒化を図り、低温靭性を向上させて、優れた脆性き裂伝播停止特性(brittle crack arrestability)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、脆性き裂伝播停止特性(brittle crack arrestability)を向上させるため表層部の組織を超微細化(ultra fine crystallization)した鋼材が特許文献１で提案されている。
特許文献１記載の脆性き裂伝播停止特性(brittle crack arrestability)に優れた鋼材は、脆性き裂が伝播する際、鋼材表層部に発生するシアリップ（塑性変形領域 shear-lips）（塑性変形領域）が脆性き裂伝播停止特性(brittle crack arrestability)の向上に効果があることに着目し、シアリップ（塑性変形領域 shear-lips）部分の結晶粒を微細化させて、伝播する脆性き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(controlled cooling)により表層部分をＡｒ３変態点(transformation point)以下に冷却し、その後制御冷却(controlled cooling)を停止して表層部分を変態点(transformation point)以上に復熱(recuperate)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き裂伝播停止特性(brittle crack arrestability)を向上させるためには、鋼材の両表面部は円相当粒径(circle-equivalent average grain size)：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(ferrite structure)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)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に記載の脆性き裂伝播停止特性(brittle crack arrestability)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(recuperate)させ、かつ復熱(recuperate)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、脆性き裂伝播停止特性(brittle crack arrestability)を向上させる、ＴＭＣＰ(THERMO-MECHANICAL CONTROL PROCESS)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(recuperate)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(ferrite structure)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(subgrain)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(subgrain)粒の粗大化を抑制する冷却条件、によって脆性き裂伝播停止特性(brittle crack arrestability)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(texture)を発達させることにより、脆性き裂伝播停止特性(brittle crack arrestability)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(separation)を板面と平行な方向に生ぜしめ、脆性き裂先端の応力を緩和させることにより、脆性破壊(brittle fracture)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線強度比を２以上とし、かつ円相当径(diameter equivalent to a circle in the crystal grains)２０μｍ以上の粗大粒を１０％以下とすることにより、耐脆性破壊(brittle fracture)特性を向上させることが記載されている。
特公平７−１００８１４号公報 特開２００２−２５６３７５号公報 特許第３４６７７６７号公報 特許第３５４８３４９号公報
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。
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、非特許文献１は、板厚６５ｍｍの鋼板の脆性き裂伝播停止特性(brittle crack arrestability)を評価し、母材の大型脆性き裂伝播停止試験で脆性き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 WES 3003)では使用温度−１０℃におけるＫｃａの値（以下、Ｋｃａ（−１０℃）と記す）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１〜４に記載の脆性き裂伝播停止特性(brittle crack arrestability)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き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。
そこで本発明は、圧延条件を最適化し、板厚方向での集合組織(texture)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き裂伝播停止特性(brittle crack arrestability)に優れる板厚５０ｍｍ以上の高強度厚鋼板(high-strength thick steel plate)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、上記課題の達成に向けて鋭意研究を重ね、厚肉鋼板でも優れたき裂伝播停止特性を有する高強度厚鋼板(high-strength thick steel plate)および当該鋼板を安定して得る製造方法について以下の知見を得た。
１．板厚５０ｍｍ以上の厚鋼板において脆性き裂伝播停止特性(brittle crack arrestability)の向上には板厚中央部の靭性の向上が有効であり、板厚（ｔ）の１／２＋６ｍｍ部のシャルピー破面遷移温度が−４０℃以下の場合に特に良好な結果が得られる。
２．上記靭性値の達成には、特定の化学成分、特に不純物元素であるＳｉおよびＰの低減が有効である。
３．化学成分と並行して圧延条件も重要であり、板厚中央部の温度を規定した特定の熱間圧延条件で圧延することにより、ミクロ組織を加工されたフェライトを主体とする組織にすることができ、その結果、さらに靭性向上が達成される。
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．鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．５〜２．２％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．００５〜０．０８％、Ｎ：０．００７５％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ミクロ組織が加工されたフェライトを主体とする組織であり、板厚（ｔ）の１／２＋６ｍｍ部の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脆性き裂伝播停止特性(brittle crack arrestability)に優れた構造用(for structural use)高強度厚鋼板(high-strength thick steel plate)。
２．鋼組成が、更に、質量％で、Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．００１〜０．１％、Ｂ：０．００３％以下、Ｃａ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０１％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１記載の脆性き裂伝播停止特性(brittle crack arrestability)に優れた構造用(for structural use)高強度厚鋼板(high-strength thick steel plate)。
３．ミクロ組織における第２相として、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、島状マルテンサイト（ＭＡ）、及びオーステナイトから変態後、加工を受けていないフェライトの１種または２種以上を有することを特徴とする、１または２記載の脆性き裂伝播停止特性(brittle crack arrestability)に優れた構造用(for structural use)高強度厚鋼板(high-strength thick steel plate)。
４．板厚が５０ｍｍ超えであることを特徴とする１〜３のいずれか一つに記載の脆性き裂伝播停止特性(brittle crack arrestability)に優れた構造用(for structural use)高強度厚鋼板(high-strength thick steel plate)。
５．１または２に記載の組成を有する鋼素材(slab)を、１０００〜１２００℃の温度に加熱し、板厚中央部がオーステナイト再結晶温度域での累積圧下率３０％以上の圧延を行った後、１５℃／ｓ以下の冷却速度で板厚中央部の温度がＡｒ３点以下となるまで第１の冷却を行い、板厚中央部の温度がＡｒ３点以下の温度域において累積圧下率４０％以上の圧延を行った後、４℃／ｓ以上の冷却速度にて６００℃以下まで第２の冷却を実施することを特徴とする脆性き裂伝播停止特性(brittle crack arrestability)に優れた構造用(for structural use)高強度厚鋼板(high-strength thick steel plate)の製造方法。
６．前記第２の冷却の後、さらに、Ａｃ１点以下の温度に焼戻すことを特徴とする５に記載の脆性き裂伝播停止特性(brittle crack arrestability)に優れた構造用(for structural use)高強度厚鋼板(high-strength thick steel plate)の製造方法。
本発明によれば、板厚方向に集合組織(texture)が適切に制御され、脆性き裂伝播停止特性(brittle crack arrestability)に優れる高強度厚肉鋼板が得られ、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、一層好ましくは板厚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。そして、例えば、造船分野では大型のコンテナ船、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や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など、産業上極めて有用である。
本発明では、１．母材靭性、２．化学成分、３．ミクロ組織を規定する。
１．母材靭性
き裂の進展を抑制するためには、板厚中央部の母材靭性が良好な特性を有することが重要な要件となる。本発明に係る鋼板では板厚（ｔ）の１／２＋６ｍｍ部におけるシャルピー破面遷移温度について規定する。
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℃）≧６０００Ｎ／ｍｍ３／２の脆性き裂伝播停止性能を得るため、板厚（ｔ）の１／２＋６ｍｍ部におけるシャルピー破面遷移温度を−４０℃以下と規定する。
ここで、板厚（ｔ）の１／２＋６ｍｍ部におけるシャルピー破面遷移温度とは、シャルピー衝撃試験片の中心位置を板厚１／２部（すなわち、板厚中央部）から６ｍｍずらして採取したシャルピー衝撃試験片に対して衝撃試験を実施した場合の破面遷移温度を指す。
シャルピー衝撃試験片の中心位置を板厚１／２部から６ｍｍずらす理由は中心偏析部の影響を避けるためである。フルサイズのシャルピー衝撃試験片の断面は１０ｍｍ角（ノッチ部を除く）なので、上記のようにずらした場合には、シャルピー衝撃試験片は板厚１／２部から１ｍｍはずれることになる。これにより、中心偏析の影響が外乱となることなく、鋼板内部の靱性を評価することができる。
上述した靭性は、製造条件を適切に選択した場合に得られる。以下、本発明における鋼の化学成分、ミクロ組織および好ましい製造条件について説明する。
２．化学成分
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％以上含有することを必要とするが、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％の範囲に規定した。なお、好ましくは０．０５〜０．１５％である。
Ｓｉ：０．１％以下
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、含有量が過度に多くなると靭性が極端に劣化するという欠点がある。従って、鋼板中央部の靭性低下を防ぐためにも、その含有量を０．１％以下とする。
Ｍｎ：０．５〜２．２％
Ｍｎは、強化元素として含有させる。０．５％より少ないとその効果が十分でなく、２．２％を超えると溶接性が劣化し、鋼材コストも上昇するため、０．５〜２．２％とする。
Ｐ：０．００８％以下
Ｐは、鋼中の不可避的不純物である。Ｐ量の増加は靭性の劣化を招くので鋼板中央部の靭性を良好に保つためには、その上限をＰ：０．００８％以下とする必要がある。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、Ｐと同様に鋼中の不可避的不純物である。０．０１％を超えると靭性が劣化するため、０．０１％以下が望ましく、０．００５％以下がさらに望ましい。
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％
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。その効果を得るためには０．００５％以上含有することが必要であるが０．０５％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０．００５〜０．０５％とする。
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉは微量を含有させることにより、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％以上含有することによって得られるが、０．０３％を超えて含有すると、母材および溶接熱影響部の靭性を低下させるので、０．００５〜０．０３％とする。
Ａｌ：０．００５〜０．０８％
Ａｌは、脱酸剤として作用し、このためには０．００５％以上含有することを必要とするが、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％とする。なお、好ましくは、０．０２〜０．０４％である。
Ｎ：０．００７５％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、鋼を強化するが、０．００７５％を超えると靭性が劣化するため、０．００７５％以下とする。
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が、更に特性を向上させるため、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭの一種または二種以上を含有させることが可能である。
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。圧延後の強度向上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、過度に含有すると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：０．５％、Ｎｉ：１．０％、Ｃｒ：０．５％、Ｍｏ：０．５％とすることが好ましい。一方、含有量が０．０１％未満であるとその効果が現れないため、含有する場合には、いずれも０．０１％以上の含有量とすることが好ましい。
Ｖ：０．００１〜０．１％
Ｖは、Ｖ（ＣＮ）として析出強化により、鋼の強度を向上する元素であり、０．００１％以上含有してもよいが、０．１％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、０．００１〜０．１％とすることが好ましい。
Ｂ：０．００３％以下
Ｂは微量で鋼の焼き入れ性を高める元素として含有させてもよい。しかし、０．００３％を超えて含有すると溶接部の靭性を低下させるので、含有させる場合には、０．００３％以下の含有量とすることが好ましい。
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させてもよい。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、含有量の上限をＣａは０．００５％、ＲＥＭは０．０１％とすることが好ましい。
なお、構造用(for structural use)鋼としての溶接性を確保するため、次式で示される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．４５％以下であることが好ましい。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５
（右辺の各元素記号は、その元素の含有量（質量％）を示すものとする。）
３．ミクロ組織
靭性は化学成分の他、ミクロ組織にも大きな影響を受ける。本発明に係る鋼板では靭性に優れる組織として、特に、フェライト組織(ferrite structure)の中でも加工され扁平した組織、すなわち加工されたフェライト（以下、単に、加工フェライトとも称する）を主体とすることで、板厚方向の組織を細粒化させて靭性の向上を達成している。
加工されたフェライトのみでは強度が不足する場合においては、所望の強度レベルに応じてパーライト、ベイナイト、マルテンサイト、島状マルテンサイト（ＭＡ）の１種または２種以上を第２相として分散させることで、強度と靭性の両立を達成することができる。
本発明において、加工されたフェライトを主体とする組織とは、加工されたフェライトフェライトの面積分率が５０％以上の組織を指す。残部は、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、島状マルテンサイト（ＭＡ）、さらに、オーステナイトから変態後、加工を受けていないフェライト、から選ばれる１種または２種以上である。
４．製造条件
本発明に係る厚鋼板の製造条件として、スラブ加熱温度、熱間圧延におけるオーステナイト再結晶温度域での累積圧下率、オーステナイト再結晶温度域での圧延後からＡｒ３点以下までの冷却速度、Ａｒ３点以下での累積圧下率および冷却速度、冷却停止温度および焼戻し(temper)温度を規定する。以下の説明において温度（℃）は鋼板の板厚中央部（１／２ｔ部（ｔは板厚））の温度とする。鋼板の板厚中央部の温度は、板厚、表面温度および冷却条件等から、シミュレーション計算等により求められる。例えば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することにより、鋼板の板厚中央部の温度が求められる。
最近のコンテナ船やバルクキャリアーなどの船体外板(outer plate of ship’s hull)に用いられている板厚５０ｍｍ以上の厚肉材では、構造安全性を確保するために−１０℃におけるＫｃａ値であるＫｃａ（−１０℃）が６０００Ｎ／ｍｍ３／２以上の脆性き裂伝播停止性能を得る必要がある。まず、上記した組成の溶鋼を、転炉等で溶製し、連続鋳造等で鋼素材(slab)（スラブ）とする。次いで、得られた鋼素材(slab)を、１０００〜１２００℃の温度に加熱してから熱間圧延を行う。
加熱温度が１０００℃未満では、オーステナイト再結晶温度域での圧延時間が不足し、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１０００〜１２００℃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。
熱間圧延はまず、板厚中央部の温度がオーステナイト再結晶温度域での累積圧下率を３０％以上とする圧延を行う。累積圧下率が３０％未満であると、オーステナイトの細粒化が不十分で靭性が向上しない。
オーステナイト再結晶温度域で圧延後、板厚中央部の温度がＡｒ３点以下となるまで第１の冷却を実施する。ここで、過度に急冷すると十分に再結晶する時間が得られないため、Ａｒ３点以下までの冷却速度を１５℃／ｓ以下とする。本発明ではＡｒ3点（℃）を下式で求める。
Ａｒ3（℃）＝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。
この第1の冷却を実施することにより、前記板厚の中央部の温度がオーステナイト再結晶温度域での圧延によって得られた、細粒化したオーステナイトを粗大化させることなく、次の板厚中央部の温度がＡｒ３点以下の温度域での圧延を実施できるので、最終的に得られる組織の細粒化にも寄与する。
次に、板厚中央部の温度がＡｒ３点以下の温度域において累積圧下率４０％以上の圧延を行う。この温度域での累積圧下率が４０％以上でないと十分に組織が細粒化できず、靭性が劣化してしまう。
なお、亀裂伝播特性の向上には未再結晶域圧延よりもAr3点以下の温度域での圧延の方が効果が大きいため、できる限り有効な圧下をこの温度域に振り分ける必要がある。従って、本発明では未再結晶域圧延は行わない。
圧延が終了した鋼板は、４℃／ｓ以上の冷却速度にて６００℃以下まで第２の冷却を実施する。冷却速度が４℃／ｓよりも小さいと組織が粗大化してしまい、靭性が低下してしまう。また、冷却停止温度は６００℃より高いと冷却停止後にも再結晶が進行して所望の集合組織(texture)が得られないので冷却停止温度は６００℃以下とする。
冷却が終了した鋼板について、焼戻し(temper)処理を実施することも可能である。焼戻し(temper)を実施することにより、鋼板の靭性をさらに向上させることができる。焼戻し(temper)温度は、圧延・冷却で得られた組織を損なわないように、Ａｃ１点以下で行う。本発明ではＡｃ１点（℃）を下式で求める。
Ａｃ１点＝７５１−２６．６Ｃ＋１７．６Ｓｉ−１１．６Ｍｎ−１６９Ａｌ−２３Ｃｕ−２３Ｎｉ＋２４．１Ｃｒ＋２２．５Ｍｏ＋２３３Ｎｂ−３９．７Ｖ−５．７Ｔｉ−８９５Ｂ
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。
表１に示す各組成の溶鋼（鋼記号Ａ〜Ｐ）を、転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼素材(slab)（スラブ２８０ｍｍ厚）とし、途中に第１の冷却をはさんで板厚５０〜８０ｍｍに熱間圧延後、第２の冷却を行いＮｏ．１〜２２の供試鋼を得た。表２に熱間圧延条件と冷却条件を示す。
Figure 2013175745
Figure 2013175745
得られた厚鋼板について、板厚（ｔ）の１／４部よりΦ１４ｍｍのＪＩＳ１４Ａ号試験片を試験片の長手方向が圧延方向と直角となるように採取し、引張試験を行い、降伏点（Yield Strength）（ＹＳ）、引張強さ（Tensile Strength）（ＴＳ）を測定した。ミクロ組織は、板厚１／４部から圧延方向に平行断面について、倍率４００倍で３視野を光学顕微鏡観察することにより、構成する組織の種類を確認した。
また、板厚（ｔ）の１／２＋６ｍｍ部が試験片の中心となるように、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を行って、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。板厚（ｔ）の１／２＋６ｍｍ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。
次に、脆性き裂伝播停止特性(brittle crack arrestability)を評価するため、温度勾配型ＥＳＳＯ試験(ESSO TEST COMPLIANT WITH WES 3003)を行い、Ｋｃａ（−１０℃）を求めた。
表３にこれらの試験結果を示す。板厚中央部における靭性値が本発明の範囲内である供試鋼板（製造Ｎｏ．１〜１１）の場合、Ｋｃａ（−１０℃）が６０００Ｎ／ｍｍ３／２以上と優れた脆性き裂伝播停止性能を示した。なお、製造Ｎｏ．１〜１１の供試鋼板のミクロ組織は、いずれも、加工されたフェライトの体積分率が５０％以上であった。
一方、鋼板の成分組成が本発明範囲外の供試鋼板（製造Ｎｏ．１２〜１８）および製造条件が本発明範囲外で、鋼板の集合組織(texture)が本発明の規定を満たさない鋼板（製造Ｎｏ．１９〜２２）ではＫｃａ（−１０℃）の値は３８００Ｎ／ｍｍ３／２以下で本発明例に及ばなかった。
Figure 2013175745

Claims (6)

  1. 鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．５〜２．２％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．００５〜０．０８％、Ｎ：０．００７５％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ミクロ組織が加工されたフェライトを主体とする組織であり、板厚（ｔ）の１／２＋６ｍｍ部の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脆性き裂伝播停止特性(brittle crack arrestability)に優れた構造用(for structural use)高強度厚鋼板(high-strength thick steel plate)。
  2. 鋼組成が、更に、質量％で、Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．００１〜０．１％、Ｂ：０．００３％以下、Ｃａ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０１％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記載の脆性き裂伝播停止特性(brittle crack arrestability)に優れた構造用(for structural use)高強度厚鋼板(high-strength thick steel plate)。
  3. ミクロ組織における第２相として、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、島状マルテンサイト（ＭＡ）、及びオーステナイトから変態後、加工を受けていないフェライトの１種または２種以上を有することを特徴とする、請求項１または２記載の脆性き裂伝播停止特性(brittle crack arrestability)に優れた構造用(for structural use)高強度厚鋼板(high-strength thick steel plate)。
  4. 板厚が５０ｍｍ超えであることを特徴とする請求項１〜３のいずれか一つに記載の脆性き裂伝播停止特性(brittle crack arrestability)に優れた構造用(for structural use)高強度厚鋼板(high-strength thick steel plate)。
  5. 請求項１または２に記載の組成を有する鋼素材(slab)を、１０００〜１２００℃の温度に加熱し、板厚中央部がオーステナイト再結晶温度域での累積圧下率３０％以上の圧延を行った後、１５℃／ｓ以下の冷却速度で板厚中央部の温度がＡｒ３点以下となるまで第１の冷却を行い、板厚中央部の温度がＡｒ３点以下の温度域において累積圧下率４０％以上の圧延を行った後、４℃／ｓ以上の冷却速度にて６００℃以下まで第２の冷却を実施することを特徴とする脆性き裂伝播停止特性(brittle crack arrestability)に優れた構造用(for structural use)高強度厚鋼板(high-strength thick steel plate)の製造方法。
  6. 前記第２の冷却の後、さらに、Ａｃ１点以下の温度に焼戻すことを特徴とする請求項５に記載の脆性き裂伝播停止特性(brittle crack arrestability)に優れた構造用(for structural use)高強度厚鋼板(high-strength thick steel plate)の製造方法。
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