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

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 Download PDF

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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Ar変態点以下に冷却した後、制御冷却を停止して表層部をAr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。
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。
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 特許第2659661号公報 特許第5733425号公報
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Ar変態点以下かつ板厚中央の温度がAr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Ac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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
<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。
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。
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Ar変態点以下かつ板厚中央の温度がAr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、Ar変態点は以下の式で表す。
Ar=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Ar変態点以下の中で圧延に好適な温度域はAr変態点〜(Ar変態点−80)℃である。また、板厚中央の温度がAr変態点以上の中で、圧延に好適な温度域は(Ar変態点+80)℃〜Ar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Ac変態点未満で行うことが必要である。焼戻処理がAc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、Ac変態点は以下の式で表す。
Ac=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。
Figure 2017145651
Figure 2017145651
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。
Figure 2017145651
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)

  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。
  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。
  4. 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Ar変態点以下かつ板厚中央の温度がAr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Ac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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