JPWO2015162939A1 - 厚鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
板厚が100mm以上であっても、板厚中心部の強度と靭性に優れた厚鋼板を提供する。本発明は、Ｃ、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Cr、Ni、Al、Ｎ、Ｂ、及びＯを所定量含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、かつ、炭素等量CeqIIWが0.65以上の成分組成を有し、板厚中心部における旧γ粒径の最大値が円相等径で150μm以下であり、板厚中心部におけるマルテンサイト及びベイナイトの合計面積率が80％以上である組織を有することを特徴とする、降伏強度が620MPa以上で板厚が100mm以上の厚鋼板である。
Description
本発明は、建築、橋梁、造船、海洋構造物、建産機、タンク及びペンストック等の鋼製構造物に用いて好適な厚鋼板及びその製造方法に関する。
建築、橋梁、造船、海洋構造物、建産機、タンク及びペンストック等の各分野で使用される鋼材は、鋼構造物の形状に対応して、溶接により所望の形状に仕上げられる。近年、鋼構造物の大型化が著しく進展しており、使用される鋼材の高強度化や厚肉化が顕著に進んでいる。
板厚が100mm以上で、しかも板厚中心部の強度及び靭性に優れる厚鋼板を製造しようとする場合、鋼板が厚い故に板厚中心部における冷却速度が低下して、フェライトなど比較的低強度の組織が形成されやすくなる。そのため、かような組織の生成を抑制するために、多量の合金元素の添加が必要となる。
特に、厚鋼板の板厚中心部の強度と靭性を向上させるためには、焼入れ時にベイナイト組織又はベイナイトとマルテンサイトの混合組織を板厚中心部に形成させることが重要であり、このためにMnやNi，Cr，Mo等の合金元素を多量に添加する必要がある。
本発明で対象とする厚鋼板に関しては、非特許文献１及び非特許文献２が存在し、非特許文献１では板厚210mmの厚鋼板について、また非特許文献２では板厚180mmの厚鋼板について記載されている。
新日鐵技報, 348（1993）, 10-16
日本鋼管技報, 107（1985）, 21-30
ところで、前述したように、板厚中心部の組織改善のためにMnやNi，Cr，Mo等の合金元素を多量に添加した場合、旧γ粒径の微細化・整粒化を目的として熱処理を施しても、必ずしも目的とする旧γ粒径の微細化が起こらず、結果として、板厚中心部において十分な靭性が得られないという問題があった。
上記のような現象が起こる理由について、発明者らは、せん断型逆変態によるものと推定している。すなわち、鋼材の加熱時に通常は旧γ粒界からγ粒の核生成・成長が起こり、これに伴って旧γ粒径の微細化・整粒化が生じるのであるが、合金元素を多量に含む場合には、かようなγ粒の核生成・成長が起こり難くなり、旧γ粒そのものが一気にオーステナイトに逆変態するせん断型逆変態が起こる場合がある。この部分はγ粒が粗大なままとなる。その状態から冷却して得られたベイナイトやマルテンサイトは粗大なものとなってしまう。
しかしながら、前掲した非特許文献１，２にはいずれも、熱処理時の旧γ粒径が微細化し難くなることを解決する技術は記載されておらず、板厚中心部の強度及び靭性に優れた厚鋼板を安定して製造する観点からは技術上の課題が残っている。
上記課題に鑑み、本発明は、板厚が100mm以上であっても、板厚中心部の強度と靭性に優れた厚鋼板及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、上記の課題を解決するために、降伏強度が620MPa以上で、かつ板厚が100mm以上の厚鋼板を対象とし、板厚中心部において優れた強度及び靭性を得るための、鋼板内部のミクロ組織制御因子について鋭意研究を行った。その結果、以下の知見を得た。
（１）鋼板表面に比べて冷却速度が著しく低下する板厚中心部において良好な強度及び靭性を得るためには、鋼板の成分組成を適切に選定することで、低下した冷却速度においてもミクロ組織をマルテンサイト及び／又はベイナイト組織とすることが重要である。
（２）板厚が100mm以上の厚鋼板で上記組織を得るためには、合金成分を多くする必要があるが、炭素当量が0.65％以上となる場合には、熱処理時に旧γ粒径が微細化し難くなる現象が特に起こりやすく、安定した靭性の確保が困難である。
（３）熱処理後の旧γ粒径を微細化するには、熱処理前の旧γ粒径、すなわち熱間圧延直後の旧γ粒径を微細化することが重要であり、このためには適切な熱間圧延条件の選定が必要である。
（４）なお、板厚中心部における靭性改善のためには、旧γ粒径についてその平均値を小さくするだけでは不十分で、その最大粒径を小さくすることが肝要である。
本発明は、上記知見に基づき完成されたものであり、その要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：0.08〜0.20％、
Si：0.40％以下、
Mn：0.5〜5.0％、
Ｐ：0.015％以下、
Ｓ：0.0050％以下、
Cr：3.0％以下（但し、０％を含む）、
Ni：5.0％以下（但し、０％を含む）、
Al：0.080％以下（但し、０％を含む）、
Ｎ：0.0070％以下、
Ｂ：0.0030％以下、及び
Ｏ：0.0025％以下を含有し、
残部はFe及び不可避的不純物からなり、かつ、
以下の（１）の関係を満足する成分組成を有し、
板厚中心部における旧γ粒径の最大値が円相等径で150μm以下であり、
板厚中心部におけるマルテンサイト及びベイナイトの合計面積率が80％以上である組織を有することを特徴とする、
降伏強度が620MPa以上で板厚が100mm以上の厚鋼板。
CeqIIW＝[%Ｃ]＋[%Mn]/6＋([%Cu]＋[%Ni])/15＋([%Cr]＋[%Mo]＋[%Ｖ])/5≧0.65・・・（１）
ただし、[%Ｍ]は、前記厚鋼板中における元素Ｍの含有量（質量％）を示し、前記厚鋼板中に当該元素が含有されない場合には０とする。
１．質量％で、
Ｃ：0.08〜0.20％、
Si：0.40％以下、
Mn：0.5〜5.0％、
Ｐ：0.015％以下、
Ｓ：0.0050％以下、
Cr：3.0％以下（但し、０％を含む）、
Ni：5.0％以下（但し、０％を含む）、
Al：0.080％以下（但し、０％を含む）、
Ｎ：0.0070％以下、
Ｂ：0.0030％以下、及び
Ｏ：0.0025％以下を含有し、
残部はFe及び不可避的不純物からなり、かつ、
以下の（１）の関係を満足する成分組成を有し、
板厚中心部における旧γ粒径の最大値が円相等径で150μm以下であり、
板厚中心部におけるマルテンサイト及びベイナイトの合計面積率が80％以上である組織を有することを特徴とする、
降伏強度が620MPa以上で板厚が100mm以上の厚鋼板。
CeqIIW＝[%Ｃ]＋[%Mn]/6＋([%Cu]＋[%Ni])/15＋([%Cr]＋[%Mo]＋[%Ｖ])/5≧0.65・・・（１）
ただし、[%Ｍ]は、前記厚鋼板中における元素Ｍの含有量（質量％）を示し、前記厚鋼板中に当該元素が含有されない場合には０とする。
２．前記成分組成がさらに、質量％で、
Cu：0.50％以下、
Mo：1.50％以下、
Ｖ：0.200％以下、及び
Ti：0.005〜0.020％
のうちから選んだ１種又は２種以上を含有する、前記１に記載の厚鋼板。
Cu：0.50％以下、
Mo：1.50％以下、
Ｖ：0.200％以下、及び
Ti：0.005〜0.020％
のうちから選んだ１種又は２種以上を含有する、前記１に記載の厚鋼板。
３．前記成分組成がさらに、質量％で、
Mg：0.0001〜0.002％、
Ta：0.01〜0.20％、
Zr：0.005〜0.1％、
Ｙ：0.001〜0.01％、
Ca：0.0005〜0.0050％、及び
REM：0.0005〜0.0100％
のうちから選んだ１種又は２種以上を含有する、前記１又は２に記載の厚鋼板。
Mg：0.0001〜0.002％、
Ta：0.01〜0.20％、
Zr：0.005〜0.1％、
Ｙ：0.001〜0.01％、
Ca：0.0005〜0.0050％、及び
REM：0.0005〜0.0100％
のうちから選んだ１種又は２種以上を含有する、前記１又は２に記載の厚鋼板。
４．前記１〜３のいずれか一項に記載の成分組成を有するスラブを、Ac3点以上1200℃以下に加熱する工程と、
その後、前記スラブを３パス以上で熱間圧延して、板厚が100mm以上の鋼板を得る工程と、
その後、前記鋼板をAc3点以上1050℃以下に再加熱する工程と、
その後、前記鋼板をAr3点以上の温度から350℃以下まで急冷する工程と、
その後、前記鋼板に450℃以上700℃以下の温度で焼戻し処理を施す工程と、
を有し、前記熱間圧延が３パス又は４パスで行われる場合には、少なくとも１パスでの圧下率を８％以上とし、少なくとも他の１パスでの圧下率を１５％以上とし、前記熱間圧延が５パス以上で行われる場合には、最終５パスのうち少なくとも３パスでの圧下率を各々８％以上として、前記１〜３のいずれか一項に記載の厚鋼板を得ることを特徴とする厚鋼板の製造方法。
その後、前記スラブを３パス以上で熱間圧延して、板厚が100mm以上の鋼板を得る工程と、
その後、前記鋼板をAc3点以上1050℃以下に再加熱する工程と、
その後、前記鋼板をAr3点以上の温度から350℃以下まで急冷する工程と、
その後、前記鋼板に450℃以上700℃以下の温度で焼戻し処理を施す工程と、
を有し、前記熱間圧延が３パス又は４パスで行われる場合には、少なくとも１パスでの圧下率を８％以上とし、少なくとも他の１パスでの圧下率を１５％以上とし、前記熱間圧延が５パス以上で行われる場合には、最終５パスのうち少なくとも３パスでの圧下率を各々８％以上として、前記１〜３のいずれか一項に記載の厚鋼板を得ることを特徴とする厚鋼板の製造方法。
本発明によれば、板厚が100mm以上であっても、板厚中心部の強度と靭性に優れ、それ故、鋼全体の強度と靱性に優れる厚鋼板を得ることができる。そのため本発明は、鋼構造物の大型化及び安全性の向上に大きく寄与し、産業上格段の効果を有する。
まず、本発明の厚鋼板の成分組成について説明する。なお、各元素の含有量は全て質量％である。
Ｃ：0.08〜0.20％
Ｃは、構造用鋼に求められる強度を安価に得る上で有用な元素であり、そのためにはＣ含有量は0.08％以上とする。一方、Ｃ含有量が0.20％超えの場合、鋼板および溶接熱影響部の靭性が著しく劣化するため、Ｃ含有量は0.20％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは0.08〜0.14％である。
Ｃは、構造用鋼に求められる強度を安価に得る上で有用な元素であり、そのためにはＣ含有量は0.08％以上とする。一方、Ｃ含有量が0.20％超えの場合、鋼板および溶接熱影響部の靭性が著しく劣化するため、Ｃ含有量は0.20％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは0.08〜0.14％である。
Si：0.40％以下
Siは、脱酸のために添加するが、Si含有量が0.40％超えの場合、鋼板および溶接熱影響部の靭性が著しく劣化するため、Si含有量は0.40％以下とする。Si含有量は、好ましくは0.05〜0.30％であり、より好ましくは0.10〜0.30％である。
Siは、脱酸のために添加するが、Si含有量が0.40％超えの場合、鋼板および溶接熱影響部の靭性が著しく劣化するため、Si含有量は0.40％以下とする。Si含有量は、好ましくは0.05〜0.30％であり、より好ましくは0.10〜0.30％である。
Mn：0.5〜5.0％
Mnは、鋼板の強度及び靭性を確保する観点から添加するが、Mn含有量が0.5％未満ではその効果が十分でなく、一方Mn含有量が5.0％超えの場合、鋼板の靭性が劣化するだけではなく、中心偏析が助長されスラブのポロシティを大型化する。このため、Mn含有量は5.0％以下とする。Mn含有量は、好ましくは0.6〜2.0％であり、より好ましくは0.6〜1.6％である。
Mnは、鋼板の強度及び靭性を確保する観点から添加するが、Mn含有量が0.5％未満ではその効果が十分でなく、一方Mn含有量が5.0％超えの場合、鋼板の靭性が劣化するだけではなく、中心偏析が助長されスラブのポロシティを大型化する。このため、Mn含有量は5.0％以下とする。Mn含有量は、好ましくは0.6〜2.0％であり、より好ましくは0.6〜1.6％である。
Ｐ：0.015％以下
Ｐ含有量が0.015％超えの場合、鋼板および溶接熱影響部の靭性が著しく劣化するため、Ｐ含有量は0.015％以下に制限する。本発明は、Ｐが含有されない場合も含む。
Ｐ含有量が0.015％超えの場合、鋼板および溶接熱影響部の靭性が著しく劣化するため、Ｐ含有量は0.015％以下に制限する。本発明は、Ｐが含有されない場合も含む。
Ｓ：0.0050％以下
Ｓ含有量が0.0050％超えの場合、鋼板および溶接熱影響部の靭性が顕著に劣化するため、Ｓ含有量は0.0050％以下に制限する。本発明は、Ｓが含有されない場合も含む。
Ｓ含有量が0.0050％超えの場合、鋼板および溶接熱影響部の靭性が顕著に劣化するため、Ｓ含有量は0.0050％以下に制限する。本発明は、Ｓが含有されない場合も含む。
Cr：3.0％以下（但し、０％を含む）
Crは、鋼板の高強度化に有効な元素であるが、多量に添加すると溶接性を低下させるので、Cr含有量は3.0％以下とする。Cr含有量は、好ましくは0.1〜2.0％である。但し、Crは必ずしも含有していなくても良い。
Crは、鋼板の高強度化に有効な元素であるが、多量に添加すると溶接性を低下させるので、Cr含有量は3.0％以下とする。Cr含有量は、好ましくは0.1〜2.0％である。但し、Crは必ずしも含有していなくても良い。
Ni：5.0％以下（但し、０％を含む）
Niは、鋼板の強度および溶接熱影響部の靭性を向上させる有益な元素であるが、Ni含有量が5.0％超えの場合、経済性が著しく悪化するため、Ni含有量は5.0％以下とする。Ni含有量は、好ましくは0.5〜4.0％である。但し、Niは必ずしも含有していなくても良い。
Niは、鋼板の強度および溶接熱影響部の靭性を向上させる有益な元素であるが、Ni含有量が5.0％超えの場合、経済性が著しく悪化するため、Ni含有量は5.0％以下とする。Ni含有量は、好ましくは0.5〜4.0％である。但し、Niは必ずしも含有していなくても良い。
Al：0.080％以下（但し、０％を含む）
Alは、溶鋼を十分に脱酸するために添加されるが、Al含有量が0.080％超えの場合、鋼板中に固溶するAl量が多くなり、鋼板の靭性が低下するので、Al含有量は0.080％以下とする。Al含有量は、好ましくは0.030〜0.080％であり、より好ましくは0.030〜0.060％である。但し、Alは必ずしも含有していなくても良い。
Alは、溶鋼を十分に脱酸するために添加されるが、Al含有量が0.080％超えの場合、鋼板中に固溶するAl量が多くなり、鋼板の靭性が低下するので、Al含有量は0.080％以下とする。Al含有量は、好ましくは0.030〜0.080％であり、より好ましくは0.030〜0.060％である。但し、Alは必ずしも含有していなくても良い。
Ｎ：0.0070％以下
Ｎは、Tiなどと窒化物を形成することによって組織を微細化し、鋼板および溶接熱影響部の靭性を向上させる効果を有するが、Ｎ含有量が0.0070％超えの場合、鋼板中に固溶するＮ量が増大し、鋼板の靭性が著しく低下し、さらに溶接熱影響部においても粗大な炭窒化物が形成され靭性が低下するので、Ｎ含有量は0.0070％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは0.0010〜0.0050％であり、より好ましくは0.0010〜0.0040％である。
Ｎは、Tiなどと窒化物を形成することによって組織を微細化し、鋼板および溶接熱影響部の靭性を向上させる効果を有するが、Ｎ含有量が0.0070％超えの場合、鋼板中に固溶するＮ量が増大し、鋼板の靭性が著しく低下し、さらに溶接熱影響部においても粗大な炭窒化物が形成され靭性が低下するので、Ｎ含有量は0.0070％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは0.0010〜0.0050％であり、より好ましくは0.0010〜0.0040％である。
Ｂ：0.0030％以下
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することで粒界からのフェライト変態を抑制し、焼入性を高める効果を有するが、Ｂ含有量が0.0030％超えの場合、Ｂが炭窒化物として析出し焼入性を低下させる結果、靭性が低下するので、Ｂ含有量は0.0030％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは0.0003〜0.0030％であり、より好ましくは0.0005〜0.0020％である。
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することで粒界からのフェライト変態を抑制し、焼入性を高める効果を有するが、Ｂ含有量が0.0030％超えの場合、Ｂが炭窒化物として析出し焼入性を低下させる結果、靭性が低下するので、Ｂ含有量は0.0030％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは0.0003〜0.0030％であり、より好ましくは0.0005〜0.0020％である。
Ｏ：0.0025％以下
Ｏ含有量が0.0025％超えの場合、鋼板中で硬質な酸化物を生成し、靭性が顕著に低下するので、Ｏ含有量は0.0025％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは0〜0.0020％である。
Ｏ含有量が0.0025％超えの場合、鋼板中で硬質な酸化物を生成し、靭性が顕著に低下するので、Ｏ含有量は0.0025％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは0〜0.0020％である。
本発明の一実施形態による厚鋼板は、以上の基本元素と、残部Fe及び不可避的不純物とからなる。
また、本発明の他の実施形態では、上記の基本元素に加えて（すなわち、残部Feの一部と置換して）、強度及び靭性を高める目的で、Cu，Mo，Ｖ及びTiのうちから選んだ１種又は２種以上を含有してもよい。
Cu：0.50％以下
Cuは、靭性を損なうことなく鋼板の強度の向上を図れる有用元素であるが、Cu含有量が0.50％超えの場合、熱間加工時に鋼板表面に割れを生じるので、Cuを添加する場合、その含有量は0.50％以下が好ましい。
Cuは、靭性を損なうことなく鋼板の強度の向上を図れる有用元素であるが、Cu含有量が0.50％超えの場合、熱間加工時に鋼板表面に割れを生じるので、Cuを添加する場合、その含有量は0.50％以下が好ましい。
Mo：1.50％以下
Moは、鋼板の高強度化に有効な元素であるが、Mo含有量が1.50％超えの場合、合金炭化物の析出により硬度が上昇し、靭性が低下するので、Moを添加する場合、その含有量は1.50％以下が好ましい。Mo含有量は、より好ましくは0.020〜0.80％である。
Moは、鋼板の高強度化に有効な元素であるが、Mo含有量が1.50％超えの場合、合金炭化物の析出により硬度が上昇し、靭性が低下するので、Moを添加する場合、その含有量は1.50％以下が好ましい。Mo含有量は、より好ましくは0.020〜0.80％である。
Ｖ：0.200％以下
Ｖは、鋼板の強度及び靭性の向上に効果があり、またＶＮとして析出することで固溶Ｎの低減にも有効であるが、Ｖ含有量が0.200％超えの場合、硬質なＶＣの析出により靭性が低下するので、Ｖを添加する場合、その含有量は0.200％以下とするのが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは0.010〜0.100％である。
Ｖは、鋼板の強度及び靭性の向上に効果があり、またＶＮとして析出することで固溶Ｎの低減にも有効であるが、Ｖ含有量が0.200％超えの場合、硬質なＶＣの析出により靭性が低下するので、Ｖを添加する場合、その含有量は0.200％以下とするのが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは0.010〜0.100％である。
Ti：0.005〜0.020％
Tiは、加熱時にTiＮを生成し、オーステナイトの粗大化を効果的に抑制し、鋼板および溶接熱影響部の靭性を向上させる。しかし、Ti含有量が0.020％超えの場合、Ti窒化物が粗大化し鋼板の靭性が低下するので、Tiを添加する場合、その含有量は0.005〜0.020％の範囲とするのが好ましい。Ti含有量は、より好ましくは0.008〜0.015％である。
Tiは、加熱時にTiＮを生成し、オーステナイトの粗大化を効果的に抑制し、鋼板および溶接熱影響部の靭性を向上させる。しかし、Ti含有量が0.020％超えの場合、Ti窒化物が粗大化し鋼板の靭性が低下するので、Tiを添加する場合、その含有量は0.005〜0.020％の範囲とするのが好ましい。Ti含有量は、より好ましくは0.008〜0.015％である。
本発明の他の実施形態では、上記の基本元素に加えて（すなわち、残部Feの一部と置換して）、さらに材質を改善する目的でMg，Ta，Zr，Ｙ，Ca及びREMのうちから選んだ１種又は２種以上を含有してもよい。
Mg：0.0001〜0.002％
Mgは、高温で安定な酸化物を形成し、溶接熱影響部の旧γ粒の粗大化を効果的に抑制し、溶接部の靭性を向上させるのに有効な元素である。しかし、Mg含有量が0.0001％未満の場合その効果が乏しく、一方Mg含有量が0.002％超えの場合、介在物量が増加し靭性が低下するので、Mgを添加する場合、その含有量は0.0001〜0.002％とするのが好ましい。Mg含有量は、より好ましくは0.0001〜0.015％である。
Mgは、高温で安定な酸化物を形成し、溶接熱影響部の旧γ粒の粗大化を効果的に抑制し、溶接部の靭性を向上させるのに有効な元素である。しかし、Mg含有量が0.0001％未満の場合その効果が乏しく、一方Mg含有量が0.002％超えの場合、介在物量が増加し靭性が低下するので、Mgを添加する場合、その含有量は0.0001〜0.002％とするのが好ましい。Mg含有量は、より好ましくは0.0001〜0.015％である。
Ta：0.01〜0.20％
Taを添加すると、強度向上に有効である。しかし、Ta含有量が0.01％未満の場合その効果が乏しく、一方Ta含有量が0.20％超えの場合、析出物生成により靭性が低下するため、Taを添加する場合、その含有量は0.01〜0.20％とすることが好ましい。
Taを添加すると、強度向上に有効である。しかし、Ta含有量が0.01％未満の場合その効果が乏しく、一方Ta含有量が0.20％超えの場合、析出物生成により靭性が低下するため、Taを添加する場合、その含有量は0.01〜0.20％とすることが好ましい。
Zr：0.005〜0.1％
Zrは、鋼板の強度向上に有効な元素であるが、Zr含有量が0.005％未満の場合その効果が乏しく、一方Zr含有量が0.1％超えの場合、粗大な析出物を生成し靭性が低下するため、Zrを添加する場合、その含有量は0.005〜0.1％とすることが好ましい。
Zrは、鋼板の強度向上に有効な元素であるが、Zr含有量が0.005％未満の場合その効果が乏しく、一方Zr含有量が0.1％超えの場合、粗大な析出物を生成し靭性が低下するため、Zrを添加する場合、その含有量は0.005〜0.1％とすることが好ましい。
Ｙ：0.001〜0.01％
Ｙは、高温で安定な酸化物を形成し、溶接熱影響部の旧γ粒の粗大化を効果的に抑制し、溶接部の靭性を向上させるのに有効な元素である。しかし、Ｙ含有量が0.001％未満の場合その効果が乏しく、一方Ｙ含有量が0.01％超えの場合、介在物量が増加し靭性が低下するので、Ｙを添加する場合、その含有量は0.001〜0.01％とすることが好ましい。
Ｙは、高温で安定な酸化物を形成し、溶接熱影響部の旧γ粒の粗大化を効果的に抑制し、溶接部の靭性を向上させるのに有効な元素である。しかし、Ｙ含有量が0.001％未満の場合その効果が乏しく、一方Ｙ含有量が0.01％超えの場合、介在物量が増加し靭性が低下するので、Ｙを添加する場合、その含有量は0.001〜0.01％とすることが好ましい。
Ca：0.0005〜0.0050％
Caは、硫化物系介在物の形態制御に有用な元素であり、その効果を発揮させるためには、Ca含有量は0.0005％以上とする。しかし、Ca含有量が0.0050％超えの場合、清浄度の低下を招き靭性が劣化する。よって、Caを添加する場合、その含有量は0.0005〜0.0050％とするのが好ましい。Ca含有量は、より好ましくは0.0005〜0.0025％である。
Caは、硫化物系介在物の形態制御に有用な元素であり、その効果を発揮させるためには、Ca含有量は0.0005％以上とする。しかし、Ca含有量が0.0050％超えの場合、清浄度の低下を招き靭性が劣化する。よって、Caを添加する場合、その含有量は0.0005〜0.0050％とするのが好ましい。Ca含有量は、より好ましくは0.0005〜0.0025％である。
REM：0.0005〜0.0100％
REMも、Caと同様に、鋼板中で酸化物及び硫化物を形成して材質を改善する効果があり、その効果を得るためには、REM含有量は0.0005％以上とする。しかし、REM含有量が0.0100％超えの場合、その効果が飽和する。よって、REMを添加する場合、その含有量は0.0005〜0.0100％とするのが好ましい。REM含有量は、より好ましくは0.0005〜0.0050％である。
REMも、Caと同様に、鋼板中で酸化物及び硫化物を形成して材質を改善する効果があり、その効果を得るためには、REM含有量は0.0005％以上とする。しかし、REM含有量が0.0100％超えの場合、その効果が飽和する。よって、REMを添加する場合、その含有量は0.0005〜0.0100％とするのが好ましい。REM含有量は、より好ましくは0.0005〜0.0050％である。
本発明は、前述したせん断型逆変態が特に起こりやすく、旧γ粒径の微細化・整粒化が生じ難いとされた鋼種を対象とする。発明者らの研究によれば、かかる鋼種は炭素当量で類別することができ、次式（１）で定義した炭素当量CeqIIW が0.65％以上となる成分組成において、本発明は優れた効果を発揮する。そこで、本発明では、上記した基本成分の組成範囲に加え、炭素当量CeqIIW が0.65％以上を満足する成分組成の厚鋼板を対象とした。
CeqIIW＝[%Ｃ]＋[%Mn]/6＋([%Cu]＋[%Ni])/15＋([%Cr]＋[%Mo]＋[%Ｖ])/5≧0.65・・・（１）
ただし、[%Ｍ]は、厚鋼板中における元素Ｍの含有量（質量％）を示し、前記厚鋼板中に当該元素が含有されない場合には０とする。なお、「当該元素が含有されない」とは、当該元素の含有量が検出限界以下のため把握できないことを意味する。
CeqIIW＝[%Ｃ]＋[%Mn]/6＋([%Cu]＋[%Ni])/15＋([%Cr]＋[%Mo]＋[%Ｖ])/5≧0.65・・・（１）
ただし、[%Ｍ]は、厚鋼板中における元素Ｍの含有量（質量％）を示し、前記厚鋼板中に当該元素が含有されない場合には０とする。なお、「当該元素が含有されない」とは、当該元素の含有量が検出限界以下のため把握できないことを意味する。
よって、任意添加成分であるCu，Mo及びＶが添加されない場合には、炭素当量CeqIIW の算出は前掲した（１）式に代えて、次に示す（１）’式を用いることになる。
CeqIIW＝[%Ｃ]＋[%Mn]/6＋[%Ni]/15＋[%Cr]/5≧0.65・・・（１）’
CeqIIW＝[%Ｃ]＋[%Mn]/6＋[%Ni]/15＋[%Cr]/5≧0.65・・・（１）’
次に、本発明の厚鋼板の組織について説明する。
旧γ粒径は、靭性と強い相関があり、旧γ粒径が大きいほど靭性は低下する。特に、粗大な旧γ粒から破壊が始まることから、旧γ粒径の微細化、整粒化はとりわけ重要である。本発明では、板厚中心部における旧γ粒径の最大値を円相当径で150μm以下とすることで、所望の靭性を安定して確保できる。板厚中心部における旧γ粒径の最大値は、好ましくは120μm以下である。なお、本発明において「板厚中心部」とは、鋼板の表面から板厚方向に板厚の45〜55％の深さの領域（板厚中心の10％の厚み領域）を意味する。なお、従来の技術では、板厚中心部における旧γ粒径の最大値を150μm以下まで低減することは望み得なかった。
鋼板の両表面から板厚方向に板厚の５％の厚み領域である板厚表層部については特に限定されないが、旧γ粒径については、板厚中心部の旧γ粒径の最大値を150μm以下にすれば、必然的に板厚表層部の旧γ粒径の最大値も150μm以下となる。
また、組織は、マルテンサイト及び／又はベイナイト組織とすることが重要である。この点は、板厚中心部も同様である。具体的には、板厚中心部におけるマルテンサイト及びベイナイトの合計面積率が80％以上であることが重要である。当該合計面積率が80％未満の場合、板厚中心部の靭性が十分に得られない。組織の残部は、フェライト、パーライト等である。
本発明において、「板厚中心部におけるマルテンサイト及びベイナイトの合計面積率」は、板厚中心部から採取した試料を組織観察して決定するものとする。具体的には、走査型電子顕微鏡を用い、3000倍で50視野以上観察し、組織を定量化することにより決定する。
本発明の厚鋼板は、上記のような成分組成及び組織を満足することによって、板厚が100mm以上であっても、板厚中心部の強度と靭性に優れる。具体的には、降伏強度が620MPa以上で、かつ、−40℃における鋼板の靭性（vE-40）が170Ｊ以上を実現できる。あるいは、降伏強度が690MPa以上で、かつ、−40℃における鋼板の靭性（vE-40）が100Ｊ以上を実現できる。板厚の上限は特に限定されないが、通常の厚鋼板の場合、板厚は300mm以下である。
次に、本発明の厚鋼板の製造方法について説明する。なお、温度（℃）は、板厚中心部における温度を意味するものとする。
圧延用鋼素材
上記した成分組成に調整した溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の通常の方法で溶製したのち、連続鋳造法や造塊法等の通常の鋳造方法でスラブ、ビレットなどの圧延用の鋼素材とする。また、圧延機の荷重等の制約がある場合には、分塊圧延を行い、鋼素材の板厚を小さくしても良い。
上記した成分組成に調整した溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の通常の方法で溶製したのち、連続鋳造法や造塊法等の通常の鋳造方法でスラブ、ビレットなどの圧延用の鋼素材とする。また、圧延機の荷重等の制約がある場合には、分塊圧延を行い、鋼素材の板厚を小さくしても良い。
鋼素材の加熱温度：Ac3点〜1200℃
続いて、鋼素材をAc3点以上1200℃以下に加熱する。鋼素材をAc3変態点以上に加熱するのは、鋼をオーステナイト組織一相に均一化するためであり、具体的な加熱温度としては、1000℃以上1200℃以下とすることが好ましい。なお、Ac3変態点は、次式（２）により計算される値を用いる。
Ac3 ＝937.2−476.5[%Ｃ]＋56[%Si]−19.7[%Mn]−16.3[%Cu]−26.6[%Ni]−4.9[%Cr]＋38.1[%Mo]＋124.8[%Ｖ]＋136.3[%Ti]＋198.4[%Al]＋3315[%Ｂ] ・・・（２）
ただし、[%Ｍ]は、鋼素材中の元素Ｍの含有量（質量％）を示す。
続いて、鋼素材をAc3点以上1200℃以下に加熱する。鋼素材をAc3変態点以上に加熱するのは、鋼をオーステナイト組織一相に均一化するためであり、具体的な加熱温度としては、1000℃以上1200℃以下とすることが好ましい。なお、Ac3変態点は、次式（２）により計算される値を用いる。
Ac3 ＝937.2−476.5[%Ｃ]＋56[%Si]−19.7[%Mn]−16.3[%Cu]−26.6[%Ni]−4.9[%Cr]＋38.1[%Mo]＋124.8[%Ｖ]＋136.3[%Ti]＋198.4[%Al]＋3315[%Ｂ] ・・・（２）
ただし、[%Ｍ]は、鋼素材中の元素Ｍの含有量（質量％）を示す。
熱間圧延条件
続いて、鋼素材を熱間圧延して、板厚が100mm以上の鋼板を得る。本発明が対象とする、熱処理時に旧γ粒径の微細化、整粒化が起こり難い成分では、熱間圧延時に粗大な旧γ粒の形成を抑制することが重要である。旧γ粒を微細化するためには、γ域での再結晶の促進が有効であり、特に圧延後段での再結晶が有効である。熱間圧延による加工が十分に加わりにくい板厚100mm以上の厚鋼板を製造する場合、少なくとも５パスの熱間圧延を施すことが好ましく、より好ましくは６パス以上11パス以下である。この場合には、最終５パスのうち少なくとも３パスでの圧下率を各々８％以上とすることにより、板厚中心部の再結晶を効果的に促進して、粗大な旧γ粒の形成を抑制することができる。また、圧下率８％以上のパスを連続的に行うことはさらに有効である。
続いて、鋼素材を熱間圧延して、板厚が100mm以上の鋼板を得る。本発明が対象とする、熱処理時に旧γ粒径の微細化、整粒化が起こり難い成分では、熱間圧延時に粗大な旧γ粒の形成を抑制することが重要である。旧γ粒を微細化するためには、γ域での再結晶の促進が有効であり、特に圧延後段での再結晶が有効である。熱間圧延による加工が十分に加わりにくい板厚100mm以上の厚鋼板を製造する場合、少なくとも５パスの熱間圧延を施すことが好ましく、より好ましくは６パス以上11パス以下である。この場合には、最終５パスのうち少なくとも３パスでの圧下率を各々８％以上とすることにより、板厚中心部の再結晶を効果的に促進して、粗大な旧γ粒の形成を抑制することができる。また、圧下率８％以上のパスを連続的に行うことはさらに有効である。
鋼素材の制約によって５パス以上の熱間圧延が困難な場合には、３パス又は４パスの熱間圧延を行う。この場合には、少なくとも１パスでの圧下率を８％以上とし、少なくとも他の１パスでの圧下率を１５％以上とすることにより、板厚中心部の再結晶を効果的に促進して、粗大な旧γ粒の形成を抑制することができる。
熱処理条件
続いて、鋼板を300℃以下の温度まで放冷したのち、Ac3点以上1050℃以下に再加熱し、その後、鋼板をAr3点以上の温度から350℃以下まで急冷する。再加熱温度を1050℃以下とするのは、1050℃を超える高温で鋼板を再加熱すると、オーステナイト粒が粗大化して鋼板の靭性が著しく低下するためである。また、再加熱温度がAr3点未満の場合も、鋼板の靭性が低下する。
続いて、鋼板を300℃以下の温度まで放冷したのち、Ac3点以上1050℃以下に再加熱し、その後、鋼板をAr3点以上の温度から350℃以下まで急冷する。再加熱温度を1050℃以下とするのは、1050℃を超える高温で鋼板を再加熱すると、オーステナイト粒が粗大化して鋼板の靭性が著しく低下するためである。また、再加熱温度がAr3点未満の場合も、鋼板の靭性が低下する。
冷却停止温度を350℃以下としたのは、冷却停止温度が350℃超えの場合、その後の空冷過程で不均一な炭化物の生成が起こり、焼き戻し時に粗大な炭化物が生成して、鋼板の靭性が劣化するからである。なお、Ar3変態点は、次式（３）により計算される値を用いる。
Ar3 ＝ 910−310[%Ｃ]−80[%Mn]−20[%Cu]−15[%Cr]−55[%Ni]−80[%Mo] ・・・（３）
ただし、[%Ｍ]は、鋼素材中の元素Ｍの含有量（質量％）を示す。
Ar3 ＝ 910−310[%Ｃ]−80[%Mn]−20[%Cu]−15[%Cr]−55[%Ni]−80[%Mo] ・・・（３）
ただし、[%Ｍ]は、鋼素材中の元素Ｍの含有量（質量％）を示す。
板厚中心部の温度は、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、板厚中心部の温度が求められる。
急冷の方法は、工業的には水冷とすることが一般的であるが、冷却速度は可能な限り速いほうが望ましいため、冷却方法は水冷以外でも良く、例えばガス冷却などの方法もある。
焼戻し処理条件
急冷後、鋼板に焼戻し処理を施して製品とする。焼戻し温度は450℃以上700℃以下とする。焼戻し温度が450℃未満の場合、低温焼もどし脆性の影響で、靭性の低下を招き、一方焼戻し温度が700℃を超える場合、種々の炭化物が析出するとともに、鋼板の組織が粗大化し、強度の低下を招くためである。
急冷後、鋼板に焼戻し処理を施して製品とする。焼戻し温度は450℃以上700℃以下とする。焼戻し温度が450℃未満の場合、低温焼もどし脆性の影響で、靭性の低下を招き、一方焼戻し温度が700℃を超える場合、種々の炭化物が析出するとともに、鋼板の組織が粗大化し、強度の低下を招くためである。
なお、工業的には、鋼の強靭化を目的として、繰返し焼入れする場合があるが、本発明においても繰返し焼入れを行っても良い。その際、最終の焼入れの際には、Ac3点〜1050℃に加熱後、350℃以下になるまで急冷し、その後450〜700℃で焼き戻すことが好適である。
表１に示した鋼番No.１〜29の成分組成を有する鋼（残部はFe及び不可避的不純物）を溶製し、表２に示す素材厚みの連続鋳造スラブとした。各スラブを表２に示す条件で熱間圧延して、表２に示す板厚の鋼板とした。その後、各鋼板に表２に示す条件で熱処理（焼入れ−焼戻し処理）を施して、試料No.１〜37の製品を得た。得られた製品鋼板を次の試験に供した。
（引張試験）
各鋼板の板厚中心部から、圧延方向と直角方向に丸棒引張試験片（Φ＝12.5mm、GL＝50mm）を採取し、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）を測定した。結果を表２に示す。
各鋼板の板厚中心部から、圧延方向と直角方向に丸棒引張試験片（Φ＝12.5mm、GL＝50mm）を採取し、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）を測定した。結果を表２に示す。
（シャルピー衝撃試験）
各鋼板の板厚中心部から圧延方向を長手方向とする２mmＶノッチシャルピー試験片を各３本ずつ採取し、各試験片について−40℃の試験温度でシャルピー衝撃試験を行ったときの吸収エネルギー（vE-40）を測定し、それらの平均値を求めた。結果を表２に示す。
各鋼板の板厚中心部から圧延方向を長手方向とする２mmＶノッチシャルピー試験片を各３本ずつ採取し、各試験片について−40℃の試験温度でシャルピー衝撃試験を行ったときの吸収エネルギー（vE-40）を測定し、それらの平均値を求めた。結果を表２に示す。
（旧γ粒径の最大値）
各鋼板の板厚中心部から圧延方向切断面を観察面とする光学顕微鏡用サンプルを採取し、ピクリン酸により旧γ粒界を現出させて200倍で組織写真を撮影した。その写真の中の全ての旧γ粒の粒界をトレースし、画像解析により各旧γ粒の円相当径を算出し、その最大値を求めた。結果を表２に示す
各鋼板の板厚中心部から圧延方向切断面を観察面とする光学顕微鏡用サンプルを採取し、ピクリン酸により旧γ粒界を現出させて200倍で組織写真を撮影した。その写真の中の全ての旧γ粒の粒界をトレースし、画像解析により各旧γ粒の円相当径を算出し、その最大値を求めた。結果を表２に示す
（マルテンサイト及びベイナイトの合計面積率）
既述の方法で、マルテンサイト及びベイナイトの合計面積率を求めた。結果を表２に示す。
既述の方法で、マルテンサイト及びベイナイトの合計面積率を求めた。結果を表２に示す。
表２に示したとおり、成分組成、旧γ粒径の最大値、並びに、マルテンサイト及びベイナイトの合計面積率の全てが本発明の要件を満足する発明例（試料No.１〜21）はいずれも、ＹＳが620MPa以上、ＴＳが720MPa以上、−40℃における靭性（vE-40）が170Ｊ以上、あるいは、ＹＳが690MPa以上、ＴＳが720MPa以上、−40℃における靭性（vE-40）が100Ｊ以上であり、鋼板の強度及び靭性に優れていることが確認された。
これに対し、成分組成が本発明の範囲を逸脱した比較例（試料No.20〜29）、及び、製造条件が本発明の範囲を逸脱した結果、鋼板の組織が本発明の範囲を逸脱した比較例（試料No.32〜37）では、ＹＳ、ＴＳ、及び靭性のうち、少なくともいずれかが劣っていることが確認された。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：0.08〜0.20％、
Si：0.40％以下、
Mn：0.5〜5.0％、
Ｐ：0.015％以下、
Ｓ：0.0050％以下、
Cr：3.0％以下（但し、０％を含む）、
Ni：5.0％以下（但し、０％を含む）、
Al：0.080％以下（但し、０％を含む）、
Ｎ：0.0070％以下、
Ｂ：0.0030％以下、及び
Ｏ：0.0025％以下を含有し、
残部はFe及び不可避的不純物からなり、かつ、
以下の（１）の関係を満足する成分組成を有し、
板厚中心部における旧γ粒径の最大値が円相等径で150μm以下であり、
板厚中心部におけるマルテンサイト及びベイナイトの合計面積率が80％以上である組織を有することを特徴とする、
降伏強度が620MPa以上で板厚が100mm以上の厚鋼板。
CeqIIW＝[%Ｃ]＋[%Mn]/6＋([%Cu]＋[%Ni])/15＋([%Cr]＋[%Mo]＋[%Ｖ])/5≧0.65・・・（１）
ただし、[%Ｍ]は、前記厚鋼板中における元素Ｍの含有量（質量％）を示し、前記厚鋼板中に当該元素が含有されない場合には０とする。 - 前記成分組成がさらに、質量％で、
Cu：0.50％以下、
Mo：1.50％以下、
Ｖ：0.200％以下、及び
Ti：0.005〜0.020％
のうちから選んだ１種又は２種以上を含有する、請求項１に記載の厚鋼板。 - 前記成分組成がさらに、質量％で、
Mg：0.0001〜0.002％、
Ta：0.01〜0.20％、
Zr：0.005〜0.1％、
Ｙ：0.001〜0.01％、
Ca：0.0005〜0.0050％、及び
REM：0.0005〜0.0100％
のうちから選んだ１種又は２種以上を含有する、請求項１又は２に記載の厚鋼板。 - 請求項１〜３のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼素材を、Ac3点以上1200℃以下に加熱する工程と、
その後、前記鋼素材を３パス以上で熱間圧延して、板厚が100mm以上の鋼板を得る工程と、
その後、前記鋼板をAc3点以上1050℃以下に再加熱する工程と、
その後、前記鋼板をAr3点以上の温度から350℃以下まで急冷する工程と、
その後、前記鋼板に450℃以上700℃以下の温度で焼戻し処理を施す工程と、
を有し、前記熱間圧延が３パス又は４パスで行われる場合には、少なくとも１パスでの圧下率を８％以上とし、少なくとも他の１パスでの圧下率を１５％以上とし、前記熱間圧延が５パス以上で行われる場合には、最終５パスのうち少なくとも３パスでの圧下率を各々８％以上として、請求項１〜３のいずれか一項に記載の厚鋼板を得ることを特徴とする厚鋼板の製造方法。
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