JPWO2017145651A1 - 脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
板厚が７０ｍｍ以上で脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極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。質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０３〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．２％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．００５〜０．０８０％およびＮ：０．００５０％以下を含有し、下記式（１）で定義されるＣｅｑが０．３６以上０．４０以下であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度が１．２以上であり、鋼板表面における圧延面での（２００）面集積度が１．７以上である集合組織を有し、板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが−４０℃以下であり、鋼板表面におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが−８０℃以下である板厚７０ｍｍ以上の脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極厚鋼板。
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７０ｍｍ以上の脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極厚鋼板およびその製造方法に関する。
船舶や、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、脆性破壊に伴う事故が起きると、社会経済や環境などに及ぼす影響が大きい。このため、上記大型構造物は、安全性の向上が常に求められ、大型構造物の素材となる鋼板に対しては、使用温度における脆性き裂伝播停止特性が高いレベルで要求されている。
コンテナ船やバルクキャリアーなどの船舶においては、その構造上、船体外板に高強度の厚鋼板が使用される。最近では、船体の大型化に伴って一層の高強度化が求められ、素材となる厚鋼板の厚肉化が進んでいる。
一般に、鋼板の脆性き裂伝播停止特性は、高強度あるいは厚肉になるほど劣化する傾向にある。このため、大型構造物に使用される厚鋼板に対する、脆性き裂伝播停止特性への要求も一段と高度化している。
ここで、鋼板の脆性き裂伝播停止特性を向上させる手段として、従来から、鋼中のＮｉ含有量を増加させる方法が知られている。例えば、液化天然ガス（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。
但し、鋼中Ｎｉ含有量の増加は、製造コストの大幅な上昇を余儀なくさせる。このため、９％Ｎｉ鋼は、ＬＮＧ貯槽タンク以外の用途に適用し難い。
他方、ＬＮＧのような極低温にまで至らない、例えば、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板に対しては、ＴＭＣＰ法により細粒化を図り、低温靭性を向上させることで、優れた脆性き裂伝播停止特性を実現することができる。
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を向上させるために、表層部の組織を超微細化した鋼板が、特許文献１において提案されている。
特許文献１に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた鋼板は、脆性き裂が伝播する際、鋼板表層部に発生するシアリップ（塑性変形領域）が脆性き裂伝播停止特性の向上に効果があることに着目して完成されたものであり、シアリップ部分の結晶粒を微細化させることで、伝播する脆性き裂が有する伝播エネルギーを吸収することを特徴としている。また、特許文献１には、熱間圧延後の制御冷却によって表層部をＡｒ３変態点以下に冷却した後、制御冷却を停止して表層部をＡｒ３変態点以上に復熱させる工程を１回以上繰り返して行う間に、鋼板に圧下を加えることにより、繰り返し変態を生じさせ、または加工再結晶させることで、表層部分に超微細なフェライト組織またはベイナイト組織を生成させることが記載されている。
特許文献２では、フェライト−パーライトが主体のミクロ組織とする鋼板において、脆性き裂伝播停止特性を向上させるために、鋼板の両表面部を、円相当粒径：５μｍ以下で、かつアスペクト比：２以上のフェライト粒を有するフェライト組織を、面積率で５０％以上有する層で構成しつつ、フェライト粒径のバラツキを抑えることが重要であること、この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を１２％以下とすることで局所的な再結晶現象を抑制することが記載されている。
特許文献３には、フェライト結晶粒の微細化だけでなく、フェライト結晶粒内に形成されるサブグレインに着目することで、脆性き裂伝播停止特性を向上させるという、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の鋼板において、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）鋼板板厚の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を発達させるとともに加工（圧延）により導入した転位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、および
（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、
によって脆性き裂伝播停止特性を向上させる技術が記載されている。
（ａ）微細なフェライト結晶粒を確保する圧延条件、
（ｂ）鋼板板厚の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を発達させるとともに加工（圧延）により導入した転位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、および
（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、
によって脆性き裂伝播停止特性を向上させる技術が記載されている。
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、脆性き裂伝播停止特性を向上させる方法も知られている。これは、鋼板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、脆性き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方法である。
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２０μｍ以上の粗大粒の面積率を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、継手部の脆性き裂伝播停止特性の優れた溶接構造用鋼として、板厚内の圧延面における（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ており、当該集合組織発達による応力負荷方向と、き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。
さらに、特許文献６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１／４位置、板厚中央部など）において集合組織を発達させる脆性き裂伝播停止特性の優れた溶接構造用鋼板の製造方法が記載されている。
また、最近の６，０００ＴＥＵを超える大型コンテナ船では、板厚：７０ｍｍ以上の厚鋼板が使用される。非特許文献１では、板厚：６５ｍｍの鋼板の脆性き裂伝播停止特性を評価し、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が報告されている。
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
特許文献１、２に記載の技術では、鋼板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。このため、実生産規模での制御が容易でなく、特に板厚が７０ｍｍ以上の厚肉材の製造では、圧延設備、冷却設備への負荷が大きいプロセスである。
また、特許文献１〜６に記載された鋼板は、いずれも、製造条件や開示されている実験データから、板厚：５０ｍｍ〜７０ｍｍ程度が主な対象であって、７０ｍｍ以上の厚肉材への適用については、所定の特性が得られるかが不明であり、大型構造物において必要な、板厚方向のき裂伝播特性に対しては全く検証されていない。
さらに、非特許文献１において、供試材のＥＳＳＯ試験は、使用温度−１０℃でのＫｃａの値が３０００Ｎ／ｍｍ１．５に満たない結果を示しており、非特許文献１の技術では、５０ｍｍを超える板厚の鋼板を適用した大型構造物の場合、安全性確保が十分とまではいえないことを示唆している。
本発明は、かかる事情に鑑み、板厚が７０ｍｍ以上で脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極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。
発明者らは、上記課題を解決するために、板厚７０ｍｍ以上でも優れた脆性き裂伝播停止特性を有する高強度極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た。その結果、板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度を１．２以上とし、かつ、鋼板表面（単に「表面」という場合がある）における圧延面での（２００）面集積度を１．７以上とする集合組織を有し、靭性の指標である板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが−４０℃以下および鋼板表面におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが−８０℃以下である極厚鋼板が、極めて優れた脆性き裂伝播停止特性を有することを知見した。
本発明は、上記した知見に、さらに検討を加えて完成されたものである。本発明の要旨構成は次のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０３〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．２％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．００５〜０．０８０％およびＮ：０．００５０％以下を含有し、下記式（１）で定義されるＣｅｑが０．３６以上０．４０以下であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度が１．２以上であり、鋼板表面における圧延面での（２００）面集積度が１．７以上である集合組織を有し、板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが−４０℃以下であり、鋼板表面におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが−８０℃以下である板厚７０ｍｍ以上の脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極厚鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・（１）
ここで、式（１）におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは各元素の含有量（質量％）を意味し、含有しない場合は０とする。
［２］前記成分組成は、さらに質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．５％およびＣｒ：０．０１〜０．５％の１種または２種以上を含有する［１］に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極厚鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに質量％で、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．００１〜０．１０％、Ｂ：０．００３０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下の１種または２種以上を含有する［１］または［２］に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極厚鋼板。
［４］［１］〜［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、１０００〜１２００℃の温度に加熱した後、板厚中央の温度がオーステナイト再結晶温度域での累積圧下率が１０％以上、板厚中央の温度がオーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率が５０％以上、板厚表面温度がＡｒ３変態点以下かつ板厚中央の温度がＡｒ３変態点以上の温度域のときの累積圧下率が２０％超えの条件で熱間圧延を行った後、０．５℃／s以上の冷却速度にて５００℃以下の冷却停止温度まで冷却する板厚７０ｍｍ以上の脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極厚鋼板の製造方法。
［５］５００℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、板厚中央の温度がＡｃ１変態点未満の温度に焼戻す［４］に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極厚鋼板の製造方法。
［１］質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０３〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．２％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．００５〜０．０８０％およびＮ：０．００５０％以下を含有し、下記式（１）で定義されるＣｅｑが０．３６以上０．４０以下であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度が１．２以上であり、鋼板表面における圧延面での（２００）面集積度が１．７以上である集合組織を有し、板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが−４０℃以下であり、鋼板表面におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが−８０℃以下である板厚７０ｍｍ以上の脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極厚鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・（１）
ここで、式（１）におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは各元素の含有量（質量％）を意味し、含有しない場合は０とする。
［２］前記成分組成は、さらに質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．５％およびＣｒ：０．０１〜０．５％の１種または２種以上を含有する［１］に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極厚鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに質量％で、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．００１〜０．１０％、Ｂ：０．００３０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下の１種または２種以上を含有する［１］または［２］に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極厚鋼板。
［４］［１］〜［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、１０００〜１２００℃の温度に加熱した後、板厚中央の温度がオーステナイト再結晶温度域での累積圧下率が１０％以上、板厚中央の温度がオーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率が５０％以上、板厚表面温度がＡｒ３変態点以下かつ板厚中央の温度がＡｒ３変態点以上の温度域のときの累積圧下率が２０％超えの条件で熱間圧延を行った後、０．５℃／s以上の冷却速度にて５００℃以下の冷却停止温度まで冷却する板厚７０ｍｍ以上の脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極厚鋼板の製造方法。
［５］５００℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、板厚中央の温度がＡｃ１変態点未満の温度に焼戻す［４］に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極厚鋼板の製造方法。
本発明によれば、板厚方向の集合組織が適切に制御されるため、板厚７０ｍｍ以上の極厚鋼板であっても、脆性き裂伝播停止特性に優れるとともに、靭性にも優れ、高強度である。また、本発明によれば、圧延条件を最適化することで工業的に極めて簡易なプロセスで、安定して高強度極厚鋼板を製造することができる。例えば、本発明の高強度極厚鋼板を、造船分野のコンテナ船、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し、産業上極めて有用である。
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
＜成分組成＞
以下、各成分について説明する。なお、成分の含有量を表す「％」は、「質量％」を意味する。
以下、各成分について説明する。なお、成分の含有量を表す「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０３〜０．２０％
Ｃは、鋼の強度を向上させる元素である。本発明では、所望の強度を確保するために、Ｃ含有量を０．０３％以上とする。また、Ｃ含有量が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含有量は０．０３〜０．２０％の範囲とする。なお、下限は、好ましくは０．０５％以上である。上限は、好ましくは０．１５％以下である。
Ｃは、鋼の強度を向上させる元素である。本発明では、所望の強度を確保するために、Ｃ含有量を０．０３％以上とする。また、Ｃ含有量が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含有量は０．０３〜０．２０％の範囲とする。なお、下限は、好ましくは０．０５％以上である。上限は、好ましくは０．１５％以下である。
Ｓｉ：０．０３〜０．５％
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。Ｓｉ含有量が０．０３％未満ではこれらの効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が０．５％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。したがって、Ｓｉ含有量は０．０３〜０．５％の範囲とする。
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。Ｓｉ含有量が０．０３％未満ではこれらの効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が０．５％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。したがって、Ｓｉ含有量は０．０３〜０．５％の範囲とする。
Ｍｎ：０．５〜２．２％
Ｍｎは、強化元素として含まれる。Ｍｎ含有量が０．５％より少ないとその効果が十分ではない。一方で、２．２％を超えると溶接性が劣化し、鋼板コストも上昇する。そのため、Ｍｎ含有量は０．５〜２．２％の範囲とする。
Ｍｎは、強化元素として含まれる。Ｍｎ含有量が０．５％より少ないとその効果が十分ではない。一方で、２．２％を超えると溶接性が劣化し、鋼板コストも上昇する。そのため、Ｍｎ含有量は０．５〜２．２％の範囲とする。
Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００５％以下
Ｐ、Ｓは、鋼中の不可避的不純物である。これらの含有量が多くなると靭性が劣化する。板厚７０ｍｍ以上の鋼板において、良好な靭性を保つためには、Ｐ含有量を０．０１％以下、Ｓ含有量を０．００５％以下に抑制する。なお、Ｐ含有量は０．００６％以下、Ｓ含有量は０．００３％以下が、より望ましい範囲である。
Ｐ、Ｓは、鋼中の不可避的不純物である。これらの含有量が多くなると靭性が劣化する。板厚７０ｍｍ以上の鋼板において、良好な靭性を保つためには、Ｐ含有量を０．０１％以下、Ｓ含有量を０．００５％以下に抑制する。なお、Ｐ含有量は０．００６％以下、Ｓ含有量は０．００３％以下が、より望ましい範囲である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
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、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とすることによって得られる。一方、Ｔｉ含有量が０．０３％を超えると、母材および溶接熱影響部の靭性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０３％の範囲とする。
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、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とすることによって得られる。一方、Ｔｉ含有量が０．０３％を超えると、母材および溶接熱影響部の靭性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０３％の範囲とする。
Ａｌ：０．００５〜０．０８０％
Ａｌは、脱酸剤として作用する。Ａｌを脱酸剤として用いるためにはＡｌ含有量を０．００５％以上にする必要がある。また、Ａｌ含有量が０．０８０％を超えると、靭性が低下するとともに、溶接した場合に溶接金属部の靭性が低下する。このため、Ａｌ含有量は０．００５〜０．０８０％の範囲とする。なお、下限は、好ましくは０．０２０％以上である。上限は、好ましくは０．０６０％以下である。
Ａｌは、脱酸剤として作用する。Ａｌを脱酸剤として用いるためにはＡｌ含有量を０．００５％以上にする必要がある。また、Ａｌ含有量が０．０８０％を超えると、靭性が低下するとともに、溶接した場合に溶接金属部の靭性が低下する。このため、Ａｌ含有量は０．００５〜０．０８０％の範囲とする。なお、下限は、好ましくは０．０２０％以上である。上限は、好ましくは０．０６０％以下である。
Ｎ：０．００５０％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。この効果を得るためには、Ｎ含有量を０．００１０％以上にすることが好ましい。一方、Ｎ含有量が０．００５０％を超えると靭性が劣化する。本発明では、Ｎ含有量は０．００５０％以下の範囲とする。
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。この効果を得るためには、Ｎ含有量を０．００１０％以上にすることが好ましい。一方、Ｎ含有量が０．００５０％を超えると靭性が劣化する。本発明では、Ｎ含有量は０．００５０％以下の範囲とする。
以上が本発明の基本成分組成であり、残部はＦｅ及び不可避的不純物である。
本発明では、さらに特性を向上させるため、上記成分組成に加えて、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒの１種または２種以上を含有することが可能である。
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、Ｎｂは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有し、フェライトの細粒化に寄与する。このため、Ｎｂ含有は靭性の改善にも有効である。その効果は、Ｎｂ含有量を０．００５％以上にすることで発揮される。Ｎｂ含有量が０．０５％を超えると、粗大なＮｂＣが析出して、靭性の低下を招く場合がある。そこで、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量を０．００５〜０．０５％とするのが好ましい。
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、Ｎｂは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有し、フェライトの細粒化に寄与する。このため、Ｎｂ含有は靭性の改善にも有効である。その効果は、Ｎｂ含有量を０．００５％以上にすることで発揮される。Ｎｂ含有量が０．０５％を超えると、粗大なＮｂＣが析出して、靭性の低下を招く場合がある。そこで、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量を０．００５〜０．０５％とするのが好ましい。
Ｃｕ：０．０５〜１．０％
Ｃｕは、鋼の焼入れ性を高める元素である。この元素は、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。これらの効果は、Ｃｕ含有量を０．０５％以上にすることによって発揮される。一方で、過度のＣｕ含有は靭性や溶接性を劣化させる。板厚７０ｍｍ以上の鋼板で十分な強度を保ちつつ靭性や溶接性を劣化させない範囲として、Ｃｕ含有量は０．０５〜１．０％とすることが好ましい。
Ｃｕは、鋼の焼入れ性を高める元素である。この元素は、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。これらの効果は、Ｃｕ含有量を０．０５％以上にすることによって発揮される。一方で、過度のＣｕ含有は靭性や溶接性を劣化させる。板厚７０ｍｍ以上の鋼板で十分な強度を保ちつつ靭性や溶接性を劣化させない範囲として、Ｃｕ含有量は０．０５〜１．０％とすることが好ましい。
Ｎｉ：０．０５〜１．５％
Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高める元素である。Ｎｉは、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。これらの効果は、Ｎｉ含有量を０．０５％以上にすることよって発揮される。一方で、過度のＮｉ含有は靭性や溶接性を劣化させる。板厚７０ｍｍ以上の鋼板で十分な強度を保ちつつ靭性や溶接性を劣化させない範囲として、Ｎｉ含有量は０．０５〜１．５％とすることが好ましい。
Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高める元素である。Ｎｉは、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。これらの効果は、Ｎｉ含有量を０．０５％以上にすることよって発揮される。一方で、過度のＮｉ含有は靭性や溶接性を劣化させる。板厚７０ｍｍ以上の鋼板で十分な強度を保ちつつ靭性や溶接性を劣化させない範囲として、Ｎｉ含有量は０．０５〜１．５％とすることが好ましい。
Ｃｒ：０．０１〜０．５％
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高める元素である。この元素は、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。これらの効果は、Ｃｒ含有量を０．０１％以上にすることによって発揮される。一方で、過度の含有は靭性や溶接性を劣化させる。板厚７０ｍｍ以上でも十分な強度を保ちつつ靭性や溶接性を劣化させない範囲として、Ｃｒ含有量は０．０１〜０．５％とすることが好ましい。
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高める元素である。この元素は、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。これらの効果は、Ｃｒ含有量を０．０１％以上にすることによって発揮される。一方で、過度の含有は靭性や溶接性を劣化させる。板厚７０ｍｍ以上でも十分な強度を保ちつつ靭性や溶接性を劣化させない範囲として、Ｃｒ含有量は０．０１〜０．５％とすることが好ましい。
本発明では、さらに特性を向上させるため、上記成分組成に加えて、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種以上を含有することが可能である。
Ｍｏ：０．０１〜０．５％
Ｍｏは、いずれも鋼の焼入れ性を高める元素である。この元素は、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。これらの効果は、Ｍｏ含有量を０．０１％以上にすることによって発揮される。一方で、過度の含有は靭性や溶接性を劣化させる。板厚７０ｍｍ以上でも十分な強度を保ちつつ靭性や溶接性を劣化させない範囲として、Ｍｏ含有量は０．０１〜０．５％とすることが好ましい。
Ｍｏは、いずれも鋼の焼入れ性を高める元素である。この元素は、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。これらの効果は、Ｍｏ含有量を０．０１％以上にすることによって発揮される。一方で、過度の含有は靭性や溶接性を劣化させる。板厚７０ｍｍ以上でも十分な強度を保ちつつ靭性や溶接性を劣化させない範囲として、Ｍｏ含有量は０．０１〜０．５％とすることが好ましい。
Ｖ：０．００１〜０．１０％
Ｖは、Ｖ（ＣＮ）として析出する析出強化によって、鋼の強度を向上させる元素である。この効果は、Ｖ含有量を０．００１％以上にすることにより発揮される。しかし、Ｖ含有量が０．１０％を超えると、靭性が低下する場合がある。このため、Ｖを含有させる場合には、Ｖ含有量を０．００１〜０．１０％の範囲とすることが好ましい。
Ｖは、Ｖ（ＣＮ）として析出する析出強化によって、鋼の強度を向上させる元素である。この効果は、Ｖ含有量を０．００１％以上にすることにより発揮される。しかし、Ｖ含有量が０．１０％を超えると、靭性が低下する場合がある。このため、Ｖを含有させる場合には、Ｖ含有量を０．００１〜０．１０％の範囲とすることが好ましい。
Ｂ：０．００３０％以下
Ｂは、鋼の焼入れ性を高める元素であり、Ｂ含有量が０．００３０％以下のような微量でも上記効果が得られる。また、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると溶接部の靭性が低下する。したがって、Ｂを含有させる場合には、Ｂ含有量は０．００３０％以下とすることが好ましい。なお、上記効果を得る観点からは、Ｂ含有量の下限は０．０００６％とすることが好ましい。
Ｂは、鋼の焼入れ性を高める元素であり、Ｂ含有量が０．００３０％以下のような微量でも上記効果が得られる。また、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると溶接部の靭性が低下する。したがって、Ｂを含有させる場合には、Ｂ含有量は０．００３０％以下とすることが好ましい。なお、上記効果を得る観点からは、Ｂ含有量の下限は０．０００６％とすることが好ましい。
Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０１００％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る。これらの成分を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場合がある。そこで、これらの成分を含有させる場合には、含有量の上限をＣａ：０．００５０％、ＲＥＭ：０．０１００％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る。これらの成分を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場合がある。そこで、これらの成分を含有させる場合には、含有量の上限をＣａ：０．００５０％、ＲＥＭ：０．０１００％とするのが好ましい。
Ｃｅｑ：０．３６以上０．４０以下
本発明の高強度極厚鋼板は、各成分組成が上記含有量の範囲にあることに加えて、下記式（１）で表すＣｅｑを０．３６以上０．４０以下に調整する。Ｃｅｑが０．３６未満では、板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度を高くし難くなる。また、溶接性を確保するため、Ｃｅｑは０．４０以下とする。
Ｃｅｑ=Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・（１）
式（１）におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは各元素の含有量（質量％）を意味し、含有しない場合は０とする。
本発明の高強度極厚鋼板は、各成分組成が上記含有量の範囲にあることに加えて、下記式（１）で表すＣｅｑを０．３６以上０．４０以下に調整する。Ｃｅｑが０．３６未満では、板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度を高くし難くなる。また、溶接性を確保するため、Ｃｅｑは０．４０以下とする。
Ｃｅｑ=Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・（１）
式（１）におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは各元素の含有量（質量％）を意味し、含有しない場合は０とする。
＜集合組織＞
本発明の高強度極厚鋼板は、板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度が１．２以上、表面（極表面から表面下１ｍｍの範囲）における圧延面での（２００）面集積度が１．７以上を満たす集合組織を有する。上記の成分組成を採用するとともに、後述する製造条件で集合組織が上記範囲を満たすように制御することで、脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極厚鋼板が得られる。
本発明の高強度極厚鋼板は、板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度が１．２以上、表面（極表面から表面下１ｍｍの範囲）における圧延面での（２００）面集積度が１．７以上を満たす集合組織を有する。上記の成分組成を採用するとともに、後述する製造条件で集合組織が上記範囲を満たすように制御することで、脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極厚鋼板が得られる。
以上より、本発明では、成分組成および集合組織の制御により、板厚が７０ｍｍ以上であっても、本発明の高強度極厚鋼板は、強度、靭性および脆性き裂伝播停止特性に優れるといった効果を有する。
＜製造方法＞
上記成分組成の溶鋼を、転炉等で溶製し、連続鋳造等で鋼素材（スラブ）とし、１０００〜１２００℃に加熱後、熱間圧延を行う。
上記成分組成の溶鋼を、転炉等で溶製し、連続鋳造等で鋼素材（スラブ）とし、１０００〜１２００℃に加熱後、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における圧延を行う時間が十分に確保できない。一方、加熱温度が１２００℃超では、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って、歩留が低下する。したがって、鋼素材の加熱温度は、１０００〜１２００℃の範囲とする。鋼板の靭性向上の観点から好ましい加熱温度の範囲は、下限は１０００℃以上、上限は１１５０℃以下である。なお、鋼素材の温度は鋼板の板厚中央の温度を意味する。
熱間圧延においては、まず、板厚中央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１０％以上とする圧延を行う。この温度域での累積圧下率を１０％以上とすることにより、板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が−４０℃以下を達成できる。累積圧下率が１０％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せず、板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度が−４０℃以下を達成できない。上記累積圧下率の上限は特に限定されないが、上記累積圧下率は細粒化の向上効果が小さくなるため、４５％以下であることが好ましい。なお、本発明の成分組成の場合、上記条件は、好ましくは、上記熱間圧延において１１００〜９５０℃に含まれる温度域での累積圧下率が１０％以上である。
さらに、板厚中央の温度がオーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率が５０％以上の圧延を行う。この温度域での累積圧下率を５０％以上とすることにより、板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度が１．２以上となる集合組織が得られる。逆に、この温度域での累積圧下率が５０％未満であると、板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度が１．２以上となる集合組織が得られない。上記累積圧下率の上限は特に限定されないが、圧延能率を阻害しないように７５％以下であることが好ましい。なお、本発明の成分組成の場合、上記条件は、好ましくは、熱間圧延において９５０〜７００℃に含まれる温度域での累積圧下率が５０％以上である。
さらに、本発明では、熱間圧延において、板厚表面温度がＡｒ３変態点以下かつ板厚中央の温度がＡｒ３変態点以上の温度域にあるときの累積圧下率が２０％超えとする。本発明では重要な要件であり、この条件で熱間圧延を行うことにより、鋼板表面における圧延面での（２００）面集積度を発達させることができる。そしてこの条件で熱間圧延を行うことにより、鋼板表面における圧延面での（２００）面集積度が１．７以上、鋼板表面におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が−８０℃以下を得られる。板厚表面がこの温度域のときに累積圧下率が２０％以下であると、所望の集合組織およびｖＴｒｓが得られない。ここで、Ａｒ３変態点は以下の式で表す。
Ａｒ３＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ
上記式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味し、含まないものは０とする。
なお、表面の温度がＡｒ３変態点以下の中で圧延に好適な温度域はＡｒ３変態点〜（Ａｒ３変態点−８０）℃である。また、板厚中央の温度がＡｒ３変態点以上の中で、圧延に好適な温度域は（Ａｒ３変態点＋８０）℃〜Ａｒ３変態点である。
Ａｒ３＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ
上記式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味し、含まないものは０とする。
なお、表面の温度がＡｒ３変態点以下の中で圧延に好適な温度域はＡｒ３変態点〜（Ａｒ３変態点−８０）℃である。また、板厚中央の温度がＡｒ３変態点以上の中で、圧延に好適な温度域は（Ａｒ３変態点＋８０）℃〜Ａｒ３変態点である。
また、本発明における熱間圧延では、上記規定した温度域外での圧延を制限するものではなく、少なくとも、上記規定する温度域において規定の累積圧下率の圧下が行われていればよい。
圧延が終了した鋼板は、０．５℃／s以上の冷却速度にて５００℃以下の冷却停止温度まで冷却する。冷却速度が０．５℃／ｓ未満の場合は、板厚中央位置における圧延面での（２１１）面集積度が１．２以上を確保することができない。また、冷却停止温度が５００℃以下を満足しない場合、所望の強度および集合組織を得ることができない。
さらに、５００℃以下の冷却停止温度まで冷却した後に焼戻処理を行う場合は、板厚中央の温度がＡｃ１変態点未満で行うことが必要である。焼戻処理がＡｃ１変態点以上の場合には、圧延時に発達させた集合組織を失うこととなるからである。ここで、Ａｃ１変態点は以下の式で表す。
Ａｃ１＝７５１−２６．６Ｃ＋１７．６Ｓｉ−１１．６Ｍｎ−１６９Ａｌ−２３Ｃｕ−２３Ｎｉ＋２４．１Ｃｒ＋２２．５Ｍｏ＋２３３Ｎｂ−３９．７Ｖ−５．７Ｔｉ−８９５Ｂ式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味し、含まないものは０とする。
Ａｃ１＝７５１−２６．６Ｃ＋１７．６Ｓｉ−１１．６Ｍｎ−１６９Ａｌ−２３Ｃｕ−２３Ｎｉ＋２４．１Ｃｒ＋２２．５Ｍｏ＋２３３Ｎｂ−３９．７Ｖ−５．７Ｔｉ−８９５Ｂ式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味し、含まないものは０とする。
なお、以上の説明において、板厚中央の温度は、放射温度計で測定した鋼板表面温度から、伝熱計算により求める。また、圧延後の冷却条件における温度条件は、板厚中央の温度とし、冷却速度も板厚中央の温度に基づいて算出された平均冷却速度を意味する。
次に、本発明の実施例について説明する。
表１に示す各成分組成の溶鋼を、転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼素材とした。板厚を７０〜１００ｍｍに熱間圧延後、冷却を行い表２に示す供試鋼を得た。表２に、加熱条件、熱間圧延条件、冷却条件を示す。また、冷却後に焼戻しを行ったものについては焼戻温度も示した。
得られた鋼板について、板厚１／４位置より、Φ１４ｍｍのＪＩＳ １４Ａ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。ＹＳが３９０ＭＰａ以上、ＴＳが５１０ＭＰａ以上のものを良好と評価した。
板厚の１／４位置及び鋼板表面よりＪＩＳ ４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、シャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。板厚１／４位置のｖＴｒｓが−４０℃以下、鋼板表面のｖＴｒｓが−８０℃以下のものを靭性が良好であると評価とした。
また、鋼板の集合組織を評価するため、板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度および鋼板表面（鋼板表面とは、極表面から表面下１ｍｍの範囲をいう。）における圧延面での（２００）面集積度をそれぞれ測定した。
面集積度は、Ｘ線回折装置（理学電機株式会社製）を使用し、Ｍｏ線源を用いて測定を行った。
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、−１０℃におけるＫｃａ値（以下、Ｋｃａ（−１０℃）Ｎ／ｍｍ１．５とも記す。）を求めた。Ｋｃａ（−１０℃）が６０００Ｎ／ｍｍ１．５以上のものを良好とした。
表３にこれらの試験結果を示す。
表３に示された結果から、本発明例は、板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度が１．２以上で、かつ鋼板表面における圧延面での（２００）面集積度が１．７以上の集合組織を有し、板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが−４０℃以下および鋼板表面におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが−８０℃以下で靭性に優れるとともに、Ｋｃａ（−１０℃）が６０００Ｎ／ｍｍ１．５以上と優れた脆性き裂伝播停止特性が得られた。
一方、本発明を外れる比較例は、ＹＳ、ＴＳ、集合組織、ｖＴｒｓのいずれかを満足しない。また、Ｋｃａ（−１０℃）の値はすべて満足しない結果となった。
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５％、
Ｍｎ：０．５〜２．２％、
Ｐ：０．０１％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ａｌ：０．００５〜０．０８０％
およびＮ：０．００５０％以下
を含有し、下記式（１）で定義されるＣｅｑが０．３６以上０．４０以下であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度が１．２以上であり、鋼板表面における圧延面での（２００）面集積度が１．７以上である集合組織を有し、
板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが−４０℃以下であり、
鋼板表面におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが−８０℃以下である板厚７０ｍｍ以上の脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極厚鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・（１）
ここで、式（１）におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは各元素の含有量（質量％）を意味し、含有しない場合は０とする。 - 前記成分組成は、さらに質量％で、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．５％
およびＣｒ：０．０１〜０．５％
の１種または２種以上を含有する請求項１に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極厚鋼板。 - 前記成分組成は、さらに質量％で、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
Ｖ：０．００１〜０．１０％、
Ｂ：０．００３０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
ＲＥＭ：０．０１００％以下
の１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極厚鋼板。 - 請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、１０００〜１２００℃の温度に加熱した後、
板厚中央の温度がオーステナイト再結晶温度域での累積圧下率が１０％以上、板厚中央の温度がオーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率が５０％以上、板厚表面温度がＡｒ３変態点以下かつ板厚中央の温度がＡｒ３変態点以上の温度域のときの累積圧下率が２０％超えの条件で熱間圧延を行った後、
０．５℃／s以上の冷却速度にて５００℃以下の冷却停止温度まで冷却する板厚７０ｍｍ以上の脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極厚鋼板の製造方法。 - ５００℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、板厚中央の温度がＡｃ１変態点未満の温度に焼戻す請求項４に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極厚鋼板の製造方法。
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