WO2013108419A1 - テーパプレートの製造方法 - Google Patents

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WO2013108419A1
WO2013108419A1 PCT/JP2012/061156 JP2012061156W WO2013108419A1 WO 2013108419 A1 WO2013108419 A1 WO 2013108419A1 JP 2012061156 W JP2012061156 W JP 2012061156W WO 2013108419 A1 WO2013108419 A1 WO 2013108419A1
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横田　智之
雅美 中村
長谷　和邦
三田尾　眞司
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention is suitable for shipbuilding, architecture, and the like, and is a tapered plate (tapered plate plates), an LP steel plate (Longitudinally Profiled) whose thickness changes continuously in the longitudinal direction. (Also referred to as Steel Plate)), high-heat input welding with a small difference in strength in the steel sheet and a welding heat input exceeding 300 kJ / cm is applicable.
  • the shape of the thick steel plate is generally uniform in both the width direction and the longitudinal direction. However, when the plate thickness is continuously changed in the longitudinal direction, it may have a great effect on reduction of material weight and reduction of welding man-hour.
  • a thick steel plate is called a tapered plate, a tapered steel plate, an LP steel plate, or the like, and there are many proposals such as Patent Document 1, Patent Document 2, and Patent Document 3 for its manufacturing method. These proposals are aimed at how to produce a taper plate with high dimensional accuracy.
  • the material properties (material properties) and material uniformity (material uniformity) of the steel sheet cannot be put into practical use unless they are satisfied.
  • TMCP Thermo-Mechanical Control Process
  • austenite non-recrystallization region austenite + ferrite
  • austenite + ferrite austenite + ferrite
  • the ferrite grains are made finer and further cooled as necessary to further increase the strength and toughness.
  • the controlled rolling is strong processing at a low temperature such as austenite non-recrystallized zone rolling or (austenite + ferrite) two-phase zone rolling (dual phase rolling, dual-phase rolling)
  • the thickness direction as in the taper plate When the wall thickness is different, the temperature difference between the steel plate temperature between the thin part and the thick part becomes too large, and the difference in strength remains.
  • Patent Document 4 in order to obtain a uniform material, the temperature in the longitudinal direction before cooling is measured, and based on this measured value, the optimum cooling condition (optimum cooling condition) of each point is calculated, A taper plate cooling method is shown in which the feeding speed during cooling is corrected according to the thickness.
  • Patent Document 5 the cooling is started at the thin part and the thick part of the steel sheet at the same time, and the taper plate cooling method for changing the timing of exiting the cooling device, or the cooling is started sequentially in the longitudinal direction of the steel sheet, and the cooling is finished simultaneously.
  • a taper plate cooling method is shown. Both are proposals to reduce the variation in material properties in the steel sheet when accelerated cooling is performed.
  • Patent Document 6 is an example of trying to solve such a problem by devising the component composition of the steel sheet.
  • the variation in strength can be reduced by increasing the Nb addition amount to 0.015% to 0.06%.
  • Hv 20-50 value represented by Hv 20-50 ⁇ 110 + 460C + 44Si + 39Mn ⁇ 31Cu ⁇ 9Ni + 11Cr + 22Mo + 180V + 9600B ⁇ 23000Mo ⁇ B It is disclosed that variation in strength can be reduced if the difference in Hv hardness when cooling to room temperature at a cooling rate corresponding to cooling is 15 or less.
  • Japanese Patent Publication No. 50-36826 Japanese Patent Publication No. 60-124 Japanese Patent Publication No. 5-49361 JP-A-62-166013 JP 7-68309 A Japanese Patent No. 3180944 Japanese Patent No. 3972553
  • the present invention advantageously solves the above-mentioned problems, and has a tensile strength of 570 MPa or more, small variations in strength, and a welding heat input with a large heat input exceeding 300 kJ / cm.
  • An object of the present invention is to provide a method for producing a taper plate having a superior difference in toughness of the part and having a difference (taper amount) between a thick part thickness and a thin part thickness in the longitudinal direction of 10 mm or more.
  • the present inventors investigated the influence of Ti and N contents on the strength difference between the thick part and thin part of B-containing taper plates having different Ti and N contents, and Ti and N contents.
  • Ti and N contents when 0 ⁇ N-Ti / 3.42 ⁇ 0.0025 is satisfied, an appropriate amount of solid solution B can be stably secured, and the strength difference between the thick part and the thin part is small. I got the knowledge that
  • the present invention has been made by further study based on the above knowledge, that is, the present invention, 1. % By mass C: 0.03-0.12% Si: 0.03-0.5% Mn: 0.8 to 2.2% P: 0.015% or less S: 0.0005 to 0.0050% Al: 0.005 to 0.1% Nb: 0.003 to 0.014% Ti: 0.003-0.02% B: 0.0003 to 0.0025% N: 0.0030 to 0.0070% Ca: 0.0005 to 0.0050% And satisfies the formula (1), After the steel slab composed of the remaining Fe and inevitable impurities is heated to 1000 ° C.
  • the component composition of the steel slab is further mass%, Cu: 0.05 to 1.0% Ni: 0.05 to 1.0% Cr: 0.05 to 0.5% Mo: 0.05 to 0.5% V: 0.02 to 0.1% 1 or 2 or more types selected from above,
  • composition of the steel slab is further mass%, Mg: 0.0005 to 0.005% Zr: 0.003 to 0.02% REM: 0.003-0.02% 1 or 2 or more types selected from among the above, the production of a taper plate having a tensile strength of 570 MPa or more and a difference between the thickness of the thick part and the thickness of the thin part of 10 mm or more Method. 4).
  • the component composition of the steel slab further includes 0: 0.0030% or less in terms of mass%, and each content of Ca, O, and S satisfies the following formula (2).
  • ACR (Ca ⁇ (0.18 + 130 ⁇ Ca) ⁇ O) /1.25/S Ca, O, and S represent the content (% by mass) of each component.
  • the tensile strength is 570 MPa or more, and the difference in strength between the thick part and the thin part is small, such as submerged arc welding, electrogas welding, electroslag welding.
  • a component composition and manufacturing conditions are prescribed
  • % is mass%.
  • the toughness of the welded heat affected zone is lowered, so 0.03% to 0.12%.
  • the content is 0.04 to 0.09%.
  • Si 0.03-0.5% Si is added in an amount of 0.03% or more in order to ensure deoxidation and strength. If added over 0.5%, in the case of high heat input welding, island martensite is generated in the weld heat affected zone and the toughness is deteriorated, so the content is made 0.5% or less. Preferably it is 0.4% or less.
  • Mn 0.8 to 2.2% Mn is added in an amount of 0.8% or more in order to ensure the strength of the base material. On the other hand, if it exceeds 2.2%, the toughness of the welded portion is remarkably deteriorated, so 0.8 to 2.1%, more preferably 1.2 to 2.0%.
  • P 0.015% or less
  • P is an unavoidable impurity in the present invention.
  • an island martensite (MA-A constituent) is formed in the heat-affected zone by high heat input welding.
  • CTOD characteristics rack tip opening displacement property.
  • it is 0.012% or less.
  • S 0.0005 to 0.0050% S is made to be 0.0005% or more in order to generate CaS and MnS. On the other hand, if it exceeds 0.0050%, the toughness of the base material is lowered, so 0.0005 to 0.0050% is set.
  • Al 0.005 to 0.1% Al is made 0.005% or more in order to deoxidize steel. On the other hand, if it exceeds 0.1%, the toughness of the base metal is lowered and the toughness of the weld metal is also lowered, so 0.005 to 0.1%, preferably 0.01 to 0.06%. To do.
  • Nb 0.003 to 0.014%
  • Nb is effective to ensure the strength, toughness of the base metal and the strength of the welded joint (strength of weld joint).
  • Nb is required to be 0.003% or more, but exceeds 0.014%.
  • the toughness of the weld heat affected zone decreases, so 0.003 to 0.014%.
  • the content is 0.005 to 0.013%.
  • Ti 0.003-0.02% Ti forms and precipitates TiN during solidification, suppresses the coarsening of austenite grains in the weld heat affected zone, precipitates ferrite by forming ferrite transformation nuclei (nucleus of ferrite transformation), and toughness In order to improve this, 0.003% or more is added. On the other hand, if it exceeds 0.02%, the TiN particles become coarse and the toughness is lowered, so 0.003 to 0.02%. Preferably, the content is 0.005 to 0.018%.
  • B 0.0003 to 0.0025% B contributes to hardenability as solid solution B (solid B) during steel plate production and improves the base metal strength.
  • solid B solid solution B
  • BN is generated in the heat affected zone.
  • 0.0003% or more is added.
  • the content is 0.005 to 0.0022%.
  • N 0.0030 to 0.0070% N generates 0.0030% or more in order to generate TiN effective for improving toughness.
  • solid solution B that contributes to hardenability may not be ensured during steel sheet production, and TiN in the vicinity of the bond bond is dissolved when high heat input welding is performed.
  • the content is made 0.0030 to 0.0070%.
  • Ca 0.0005 to 0.0050% Ca makes the toughness of the weld heat-affected zone good when large heat input welding is performed. MnS, TiN, BN precipitates on CaS, and increases the frequency of ferrite nucleation. Improve toughness.
  • the content is made 0.0005% or more.
  • 0.0005 to 0.0050% the effect is saturated, so 0.0005 to 0.0050% is set.
  • it is 0.0005 to 0.0030%, more preferably 0.0007 to 0.0030%.
  • Cu 0.05 to 1.0% Cu is effective in increasing the strength of the base material, and it is preferable to contain 0.05% or more in order to obtain the effect. However, if it exceeds 1.0%, hot shortness occurs, and the steel plate When it contains, it is preferable to set it as 1.0% or less. More preferably, the content is 0.1 to 0.8%.
  • Ni 0.05 to 1.0% Ni increases the strength while maintaining the base material with high toughness, so it is preferable to contain 0.05% or more in order to obtain the effect. On the other hand, if it exceeds 1.0%, the effect is saturated, so when it is contained, it is preferably 0.05 to 1.0%. More preferably, the content is 0.1 to 0.9%.
  • 0.05 to 0.5% Cr is effective for increasing the strength of the base material, and is preferably contained in an amount of 0.05% or more in order to obtain the effect. However, when added in a large amount, the toughness is deteriorated. It is preferable to set it to 5% or less. More preferably, the content is 0.1 to 0.4%.
  • Mo 0.05 to 0.5% Mo is effective for increasing the strength of the base material and is preferably contained in an amount of 0.05% or more in order to obtain the effect. However, if added in a large amount, the toughness deteriorates. It is preferable to set it to 5% or less. More preferably, the content is 0.07 to 0.4%.
  • V 0.02 to 0.1%
  • V is effective for increasing the strength of the base material, and is preferably contained in an amount of 0.02% or more in order to obtain the effect. However, if it exceeds 0.1%, the toughness will be lowered. Is preferably 0.1% or less. More preferably, the content is 0.04 to 0.08%.
  • Mg 0.0005 to 0.005%
  • Mg is an element having an effect of improving toughness due to dispersion of oxides. In order to exert such an effect, it is preferable to contain at least 0.0005% or more, but even if it contains more than 0.005%, the effect is saturated. It is preferable to do.
  • Zr 0.003 to 0.02%
  • Zr is an element having an effect of improving toughness due to oxide dispersion. In order to exert such an effect, it is preferable to contain at least 0.003% or more, but even if it exceeds 0.02%, the effect is saturated. It is preferable to do. More preferably, the content is 0.004 to 0.018%.
  • REM 0.003-0.02% REM is an element having an effect of improving toughness due to dispersion of oxides. In order to exert such an effect, it is preferable to contain at least 0.003% or more, but even if it exceeds 0.02%, the effect is saturated. It is preferable to do. More preferably, the content is 0.004 to 0.018%. O: 0.0030% or less O is contained as an unavoidable impurity, and exists as an oxide in the steel, which reduces cleanliness. For this reason, it is preferable to reduce as much as possible in the present invention. If the O content exceeds 0.0030%, CaO-based inclusions become coarse and adversely affect toughness.
  • This MnS is elongated by rolling at the time of manufacturing the steel sheet to cause a decrease in the toughness of the base material, and MnS melts in the weld heat affected zone which is the main point of the present invention, so that fine dispersion is not achieved.
  • ACR exceeds 0.8
  • most of S is fixed by Ca, and MnS acting as a ferrite formation nucleus does not precipitate on CaS, so that a sufficient function is not exhibited.
  • the steel slab used as the material of the taper plate of the present invention is made of steel having the above-described composition, for example, a normal converter such as a converter, an electric furnace, a vacuum melting furnace, or the like. After being melted by a refining process, it can be produced by a conventional method such as continuous casting or ingot-bundling rolling, and there is no particular limitation.
  • a normal converter such as a converter, an electric furnace, a vacuum melting furnace, or the like.
  • slab heating temperature slab heating temperature
  • hot rolling conditions hot rolling conditions
  • cooling conditions cooling conditions
  • the slab heating temperature 1000 ⁇ 1200 °C
  • the additive components are not sufficiently dissolved.
  • the temperature exceeds 1200 ° C.
  • the austenite grains become coarse, and even after rolling, the fineness does not advance and the toughness deteriorates.
  • the slab heating temperature is in the range of 1000 to 1200 ° C.
  • the temperature is preferably in the range of 1030 to 1180 ° C.
  • Hot rolling conditions After the steel slab is heated, hot rolling is performed.
  • tapers with different plate thicknesses are provided in the longitudinal direction.
  • the change in the plate thickness in the longitudinal direction of the taper plate can be achieved by biting the steel plate and then hot rolling by changing the roll opening in a predetermined pass.
  • the rolling reduction (also referred to as the rolling reduction) for each pass is not particularly limited.
  • the rolling rolling temperature of hot rolling is 900 ° C. or less and Ar 3 points or more at the steel sheet surface temperature. If the finishing temperature is less than 3 points of Ar, a predetermined strength cannot be obtained, and if it exceeds 900 ° C., the toughness deteriorates, so the finishing temperature is 900 ° C. or less and Ar 3 points or more. Preferably, it is in the range of (Ar 3 + 10 ° C.) to 880 ° C.
  • Cooling conditions After the hot rolling is completed, accelerated cooling is performed. If the cooling stop temperature exceeds 500 ° C., steel sheet strength with a tensile strength of 570 MPa or higher cannot be obtained, and therefore, accelerated cooling is performed to a steel sheet surface temperature of 500 ° C. or lower. Preferably it is set as the range of 490 degrees C or less.
  • regulates hot rolling conditions and cooling conditions can be measured using a radiation thermometer (radiation thermometer), for example.
  • a radiation thermometer radiation thermometer
  • an appropriate amount of solid solution B can be stably secured by the combination of the above-described component composition and production conditions, and the effect of improving the hardenability and the effect of improving the toughness of the weld heat affected zone of high heat input welding. Therefore, even if the difference between the thick part thickness and the thin part thickness (taper amount) of the taper plate is 10 mm or more in the steel plate, the toughness of the weld heat affected zone of the high heat input welding excellent in the tensile strength of 570 MPa or more.
  • a steel slab having the chemical composition shown in Table 1 is hot-rolled under the conditions shown in Table 2, and a thick part 60 mm, a thin part 50 mm, and a taper amount (difference between the thick part thickness and the thin part thickness) 10 mm.
  • the taper plate was manufactured.
  • a round bar tensile test piece with a parallel part of 14 ⁇ x 85mm and a gauge length of 70mm is rolled in the rolling direction ( In the direction perpendicular to the rolling direction, a 2 mm V notch charpy specimen was taken in a direction parallel to the rolling direction, and the strength of the base material and the absorbed energy (absorbed energy) at ⁇ 40 ° C. were evaluated.
  • the absorbed energy at ⁇ 40 ° C. was an average value of three values.
  • HAZ weld heat-affected zone
  • specimens having a width of 80 mm, a length of 80 mm, and a thickness of 15 mm were collected from these steel plates for a welding thermal cycle.
  • 800-500 ° C. was cooled at 270 s (corresponding to the heat cycle of the weld heat-affected zone with heat input of 400 kJ / cm in electrogas welding on a steel plate having a thickness of 55 mm).
  • a 2 mm V notch Charpy test was performed on the piece to evaluate reproducible HAZ toughness (toughness of Simulated HAZ).
  • Table 2 shows the mechanical properties of the thick and thin taper plates and the toughness after the heat cycle.
  • 1-No. No. 8 satisfies YS: 460 MPa or more, TS: 570 MPa or more, absorbed energy at ⁇ 40 ° C .: 300 J or more (average of three), and the strength difference between the thick part and the thin part is less than 20 MPa for TS, YS Is less than 30 MPa, and the reproduced HAZ toughness is excellent at vTrs: ⁇ 40 ° C. or lower.
  • N-Ti / 3.42> 0.0025 No. 11 no. No. 14 has a large strength difference between the thick part and the thin part.
  • those that are outside the proper components or manufacturing conditions cannot satisfy any one or more of YS: 460 MPa or more, TS: 570 MPa or more, absorbed energy: 300 J or more, and reproduced HAZ toughness vTrs: ⁇ 40 ° C. or less. It is the result.
  • a steel slab having the chemical composition shown in Table 3 is hot-rolled under the conditions shown in Table 4, and a taper plate having a thickness of 60 mm, a thickness of 50 mm, and a taper amount (difference between the thickness of the thickness and the thickness of the thin part) of 10 mm is obtained. Manufactured.
  • HAZ weld heat affected zone
  • a test piece having a width of 80 mm, a length of 80 mm and a thickness of 15 mm was taken from these steel sheets for heating and heat cycle and heated to 1450 ° C. 2 mm V notch Charpy for a test piece provided with a welding heat cycle that is cooled to 270 s at 800 to 500 ° C. (corresponding to the heat cycle of the weld heat-affected zone with a heat input of 400 kJ / cm in electrogas welding on a steel sheet having a thickness of 55 mm). Tests were performed to evaluate reproducible HAZ toughness.
  • Table 4 shows the mechanical properties of the thick and thin portions of the taper plate and the toughness after the welding heat cycle.
  • No. of the present invention example satisfying the ACR regulations. 21 and no. No. 22 satisfies YS: 460 MPa or more, TS: 570 MPa or more, absorbed energy at ⁇ 40 ° C .: 300 J or more (average of three), and the strength difference between the thick part and the thin part is less than 20 MPa for TS, YS Is less than 30 MPa, and the reproduced HAZ toughness is excellent at vTrs: ⁇ 65 ° C. or less.

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Abstract

溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接が適用可能な、引張強さ５７０ＭＰａ以上のテーパプレートの製造方法を提供する。具体的には、質量％で、Ｃ：０．０３～０．１２％、Ｓｉ：０．０３～０．５％、Ｍｎ：０．８～２．２％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０００５～０．００５０％、Ａｌ：０．００５～０．１％、Ｎｂ：０．００３～０．０１４％、Ｔｉ：０．００３～０．０２％Ｂ：０．０００３～０．００２５％、Ｎ：０．００３０～０．００７０％、Ｃａ：０．０００５～０．００５％且つ、（１）式を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを１０００℃～１２００℃に加熱したのち、板厚が長手方向にテーパ状に変化する熱間圧延を圧延仕上温度を９００℃以下Ａｒ３点以上で行い、その後、５００℃以下まで加速冷却する。０≦Ｎ－Ｔｉ／３．４２≦０．００２５、ただし、Ｎ、Ｔｉは各成分の含有量（質量％）（１）

Description

テーパプレートの製造方法
　本発明は、造船（ｓｈｉｐｂｕｉｌｄｉｎｇ）、建築（ａｒｃｈｉｔｅｃｔｕｒｅ）などに好適な、長手方向に板厚が連続して変化するテーパプレート（ｔａｐｅｒｅｄ　ｐｌａｔｅ）（テーパ付き鋼板（ｔａｐｅｒｅｄ　ｓｔｅｅｌ　ｐｌａｔｅｓ）、ＬＰ鋼板（Ｌｏｎｇｉｔｕｄｉｎａｌｌｙ　Ｐｒｏｆｉｌｅｄ　Ｓｔｅｅｌ　Ｐｌａｔｅ）とも言う）の製造方法に関し、鋼板内の強度差が少なく、かつ溶接入熱量（ｗｅｌｄｉｎｇ　ｈｅａｔ　ｉｎｐｕｔ）が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接（ｈｉｇｈ−ｈｅａｔ　ｉｎｐｕｔ　ｗｅｌｄｉｎｇ）が適用可能な、引張強さ（ｔｅｎｓｉｌｅ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ）５７０ＭＰａ以上で長手方向に１０ｍｍ以上の厚部厚と薄部厚の差（板厚差（ｄｉｆｆｅｒｅｎｃｅ　ｏｆ　ｓｔｅｅｌ　ｐｌａｔｅ　ｔｈｉｃｋｎｅｓｓ））を有するテーパプレートの製造方法に関する。
　厚鋼板の形状は、幅方向および長手方向にいずれも均一であるのが一般的である。しかし、長手方向に板厚を連続的に変化させると、素材重量（ｍａｔｅｒｉａｌ　ｗｅｉｇｈｔ）の軽減、溶接工数（ｗｅｌｄｉｎｇ　ｍａｎ−ｈｏｕｒ）の削減に大きな効果を有する場合がある。このような厚鋼板は、テーパプレート、テーパ付き鋼板、またはＬＰ鋼板などと呼ばれ、その製造方法について、特許文献１、特許文献２および特許文献３など多くの提案がある。これらの提案は、テーパプレートをいかに寸法精度（ｄｉｍｅｎｓｉｏｎａｌ　ａｃｃｕｒａｃｙ）を高く製造するかを目的にしたものである。しかし、寸法精度に加え、鋼板の材質特性（ｍａｔｅｒｉａｌ　ｐｒｏｐｅｒｔｙ）および材質の均一性（ｍａｔｅｒｉａｌ　ｕｎｉｆｏｒｍｉｔｙ）が満足されないと、実用に耐えられない。
　最近は、厚鋼板に対する品質要求（ｑｕａｌｉｔｙ　ｄｅｍａｎｄ）が厳格化し、とくに高張力化の要求や溶接性（ｗｅｌｄａｂｉｌｉｔｙ）の向上要求が強くなっている。このような要求に対し、制御圧延（ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ　ｒｏｌｌｉｎｇ）や制御冷却（ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ　ｃｏｏｌｉｎｇ）といったＴＭＣＰ法（Ｔｈｅｒｍｏ−Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　Ｃｏｎｔｒｏｌ　Ｐｒｏｃｅｓｓ）が採用されている。この方法は、オーステナイト未再結晶域（ｎｏ−ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ　ｒａｎｇｅ　ｉｎ　ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）や（オーステナイト＋フェライト（ｆｅｒｒｉｔｅ））２相域における強加工（ｈｅａｖｙ　ｒｅｄｕｃｔｉｏｎ）とそれに続くオーステナイト→フェライト変態（ｆｅｒｒｉｔｅ　ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ）により、フェライト結晶粒（ｆｅｒｒｉｔｉｃ　ｇｒａｉｎ）の微細化をはかり、さらに必要に応じて冷却を行ってさらに高強度化、高靱性化を図ろうとするものである。
　しかし、この方法をテーパプレートに応用すると、温度管理（ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ　ｃｏｎｔｒｏｌ）が極めて困難になり、材質変動（ｖａｒｉａｔｉｏｎ　ｏｆ　ｍａｔｅｒｉａｌ　ｐｒｏｐｅｒｔｙ）が大きくなる。
　特に、制御圧延が、オーステナイト未再結晶域圧延や（オーステナイト＋フェライト）２相域圧延（ｄｕａｌ　ｐｈａｓｅ　ｒｏｌｌｉｎｇ、ｄｕａｌ−ｐｈａｓｅ　ｒｏｌｌｉｎｇ）のような低温における強加工の場合、テーパプレートのように板厚方向で肉厚が異なるときは、薄部と厚部の鋼板温度の温度差が大きくなりすぎ、強度の相異が大きくなるという問題を残していた。このような材質の不均一（ｉｎｈｏｍｏｇｅｎｅｏｕｓ　ｏｆ　ｍａｔｅｒｉａｌ）をなくし、均質なテーパプレートを製造するために、いくつかの提案がなされている。
　例えば、特許文献４には、均一な材質を得るために、冷却前の長手方向の温度を実測し、この実測値に基づいて、各点の最適冷却条件（ｏｐｔｉｍｕｍ　ｃｏｏｌｉｎｇ　ｃｏｎｄｉｔｉｏｎ）を演算し、板厚に応じて冷却時の通板速度（ｃｏｎｖｅｙｉｎｇ　ｓｐｅｅｄ）を修正するテーパプレートの冷却方法が示されている。特許文献５には、冷却開始は鋼板の薄部と厚部で同時に行い、冷却装置を出る時期を変えるテーパプレートの冷却方法が、あるいは冷却は鋼板長手方向に順次開始しながら、冷却終了を同時に行うテーパプレートの冷却方法が示されている。いずれも、加速冷却を行った際に、鋼板内の材質のばらつき（ｖａｒｉａｔｉｏｎ　ｏｆ　ｍａｔｅｒｉａｌ　ｐｒｏｐｅｒｔｙ）を少なくしようとする提案である。
　一方、鋼板の成分組成の工夫でこのような課題の解決を試みた例として、特許文献６がある。この技術では、Ｎｂ添加量を０．０１５％~０．０６％と高めることで強度のばらつき（ｓｃａｔｔｅｒ　ｏｆ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ）を減らせることを開示している。
　また、特許文献７では、Ｈｖ２０−５０＝−１１０＋４６０Ｃ＋４４Ｓｉ＋３９Ｍｎ−３１Ｃｕ−９Ｎｉ＋１１Ｃｒ＋２２Ｍｏ＋１８０Ｖ＋９６００Ｂ−２３０００Ｍｏ×Ｂで表されるＨｖ２０−５０値（板厚が２０ｍｍ及び５０ｍｍの鋼板の８００~５００℃における空冷速度（ａｉｒ　ｃｏｏｌｉｎｇ）に相当する冷却速度で常温まで冷却した場合のＨｖ硬さの差）を１５以下にすれば、強度のばらつきを減らせることを開示している。
　しかしながら、近年そのニーズが高まっている大入熱溶接（ｈｉｇｈ−ｈｅａｔ　ｉｎｐｕｔ　ｗｅｌｄｉｎｇ）の適用が可能な鋼材においては、溶接部の靭性を確保するため種々の成分設計（ａｌｌｏｙ　ｄｅｓｉｇｎ）上の制約があるため、テーパプレートとして強度ばらつきの低減の観点からの成分設計が容易でなく、特にＢを含有する大入熱溶接用の鋼材の場合には、板厚や仕上温度（ｆｉｎｉｓｈｉｎｇ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）の変化により強度のばらつき傾向が顕著になるという問題があった。
特公昭５０−３６８２６号公報 特公昭６０−１２４号公報 特公平５−４９３６１号公報 特開昭６２−１６６０１３号公報 特開平７−６８３０９号公報 特許第３１８０９４４号公報 特許第３９７２５５３号公報
　本発明は、上記問題点を有利に解決し、引張強さ（ｔｅｎｓｉｌｅ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ）が５７０ＭＰａ以上で強度のばらつきの小さく、なおかつ溶接入熱量（ｗｅｌｄｉｎｇ　ｈｅａｔ　ｉｎｐｕｔ）が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱の溶接部の靭性に優れる、長手方向の厚部厚と薄部厚の差（テーパ量）が１０ｍｍ以上を有するテーパプレートの製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を解決するためＴｉ、Ｎ含有量の異なるＢ含有テーパプレートの厚部と薄部の強度差に及ぼすＴｉ、Ｎ含有量の影響を調査し、Ｔｉ、Ｎ含有量が、０≦Ｎ−Ｔｉ／３．４２≦０．００２５を満たすと、適正量の固溶Ｂ（ｓｏｌｉｄ　ｓｏｌｕｔｅ　Ｂ）を安定的に確保することができ、厚部と薄部の強度差が小さくなるという知見を得た。
　本発明は上記知見をもと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．
質量％で、
Ｃ：０．０３~０．１２％
Ｓｉ：０．０３~０．５％
Ｍｎ：０．８~２．２％
Ｐ：０．０１５％以下
Ｓ：０．０００５~０．００５０％
Ａｌ：０．００５~０．１％
Ｎｂ：０．００３~０．０１４％
Ｔｉ：０．００３~０．０２％
Ｂ：０．０００３~０．００２５％
Ｎ：０．００３０~０．００７０％
Ｃａ：０．０００５~０．００５０％
且つ、（１）式を満たし、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを１０００℃~１２００℃に加熱したのち、板厚が長手方向にテーパ状に変化する熱間圧延を圧延仕上温度を９００℃以下Ａｒ３点以上で行い、その後、５００℃以下まで加速冷却することを特徴とする引張強さ５７０ＭＰａ以上で、厚部厚と薄部厚の差が１０ｍｍ以上のテーパプレートの製造方法。
０≦Ｎ−Ｔｉ／３．４２≦０．００２５　　　・・・・（１）
ただし、Ｎ、Ｔｉは各成分の含有量（質量％）。
２．　前記鋼スラブの成分組成が更に質量％で、
Ｃｕ：０．０５~１．０％
Ｎｉ：０．０５~１．０％
Ｃｒ：０．０５~０．５％
Ｍｏ：０．０５~０．５％
Ｖ：０．０２~０．１％
のうちから選ばれた１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記１記載の引張強さ５７０ＭＰａ以上で、厚部厚と薄部厚の差が１０ｍｍ以上のテーパプレートの製造方法。
３．　前記鋼スラブの成分組成が更に質量％で
Ｍｇ：０．０００５~０．００５％
Ｚｒ：０．００３~０．０２％
ＲＥＭ：０．００３~０．０２％
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする上記１または２に記載の引張強さ５７０ＭＰａ以上で、厚部厚と薄部厚の差が１０ｍｍ以上のテーパプレートの製造方法。
４．前記鋼スラブの成分組成が更に質量％で
０：０．００３０％以下
を含有し、さらに、Ｃａ、Ｏ、Ｓの各含有量が、下記（２）式を満たすことを特徴とする請求項１乃至３のいずれか一つに記載の引張強さ５７０ＭＰａ以上で、厚部厚と薄部厚の差が１０ｍｍ以上のテーパプレートの製造方法。
　　　　　　　　記
　０．３≦ＡＣＲ≦０．８・・・・・（２）
ここで、ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓまた、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（質量％）を表す。
　本発明によれば、引張強さ５７０ＭＰａ以上で厚部、薄部の強度差が少なく、サブマージアーク溶接（ｓｕｂｍｅｒｇｅｄ　ａｒｃ　ｗｅｌｄｉｎｇ）、エレクトロガス溶接（ｅｌｅｃｔｒｏｇａｓ　ａｒｃ　ｗｅｌｄｉｎｇ）、エレクトロスラグ溶接（ｅｌｅｃｔｒｏｓｌａｇ　ｗｅｌｄｉｎｇ）などの大入熱溶接用途にも適用できる、厚部厚と薄部厚の差（テーパ量）が１０ｍｍ以上のテーパプレートを製造することができ、産業上極めて有用である。
　本発明では成分組成、製造条件を規定する。説明において％は質量％とする。
［成分組成］
Ｃ：０．０３~０．１２％
Ｃは、構造用鋼（ｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ　ｓｔｅｅｌ）として必要な強度を得るため０．０３％以上添加する。一方、０．１２％を超えて添加すると、溶接熱影響部（ｗｅｌｄｅｄ　ｈｅａｔ　ａｆｆｅｃｔｅｄ　ｚｏｎｅ）の靭性（ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ）を低下させるので、０．０３％~０．１２％とする。好ましくは０．０４~０．０９％とする。
　Ｓｉ：０．０３~０．５％
Ｓｉは、脱酸（ｄｅｏｘｉｄａｔｉｏｎ）と強度を確保するため０．０３％以上添加する。０．５％を超えて添加すると、大入熱溶接の場合、溶接熱影響部に島状マルテンサイトが生成して靭性を劣化させるので、０．５％以下とする。好ましくは０．４％以下とする。
　Ｍｎ：０．８~２．２％
Ｍｎは、母材の強度を確保するために、０．８％以上添加する。一方、２．２％を超えると溶接部の靭性を著しく劣化させるため、０．８~２．１％、より好ましくは１．２~２．０％とする。
　Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは本発明では不可避的不純物で、０．０１５％を超えて含有されると、大入熱溶接によって熱影響部に島状マルテンサイト（ｉｓｌａｎｄ　ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ，Ｍ−Ａ　ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）を生成して靭性、特にＣＴＯＤ特性（ｃｒａｃｋ　ｔｉｐ　ｏｐｅｎｉｎｇ　ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ　ｐｒｏｐｅｒｔｙ）を低下させるため、０．０１５％以下とする。好ましくは０．０１２％以下とする。
　Ｓ：０．０００５~０．００５０％
Ｓは、ＣａＳ、ＭｎＳを生成させるため０．０００５％以上とする。一方、０．００５０％をこえると母材の靭性を低下させるため、０．０００５~０．００５０％とする。
　Ａｌ：０．００５~０．１％
Ａｌは、鋼を脱酸するため０．００５％以上とする。一方、０．１％を超えると母材の靭性を低下させ、溶接金属（ｗｅｌｄ　ｍｅｔａｌ）の靭性も低下させるので、０．００５~０．１％、好ましくは０．０１~０．０６％とする。
　Ｎｂ：０．００３~０．０１４％
Ｎｂは、母材の強度、靭性および溶接継手の強度（ｓｔｒｅｎｇｔｈ　ｏｆ　ｗｅｌｄ　ｊｏｉｎｔ）を確保するために有効であり、その効果を得るため０．００３％以上必要であるが、０．０１４％を超えると大入熱溶接をした際、溶接熱影響部の靭性が低下するため、０．００３~０．０１４％とする。好ましくは０．００５~０．０１３％とする。
　Ｔｉ：０．００３~０．０２％
Ｔｉは、凝固時にＴｉＮを生成して析出し、溶接熱影響部でのオーステナイト粒（ａｕｓｔｅｎｉｔｅ　ｇｒａｉｎ）の粗大化を抑制し、フェライト変態核（ｎｕｃｌｅｕｓ　ｏｆ　ｆｅｒｒｉｔｅ　ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ）となってフェライトを析出させ、靭性を向上させるため、０．００３％以上を添加する。一方、０．０２％を超えると、ＴｉＮ粒子が粗大化し、靭性を低下させるようになるので、０．００３~０．０２％とする。好ましくは０．００５~０．０１８％とする。
　Ｂ：０．０００３~０．００２５％
Ｂは、鋼板製造時、固溶Ｂ（ｓｏｌｕｔｅ　Ｂ）として焼入れ性（ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ）に寄与して母材強度を向上させるとともに、大入熱溶接をした際、溶接熱影響部でＢＮを生成して、固溶Ｎを低減し、また、フェライト変態核となりフェライトを生成して靭性を向上させるため、０．０００３％以上添加する。
　一方、０．００２５％を超えると焼入れ性が増大して靭性が低下するため、０．０００３~０．００２５％とする。好ましくは０．００５~０．００２２％とする。
　Ｎ：０．００３０~０．００７０％
Ｎは、靭性向上に有効なＴｉＮを生成するため、０．００３０％以上とする。一方、０．００７０％を超えると、鋼板製造時、焼入れ性に寄与する固溶Ｂが確保できなくなる場合があるとともに、大入熱溶接をした際、ボンド部（ｗｅｌｄ　ｂｏｎｄ）近傍のＴｉＮが溶解し、溶接金属中の固溶Ｎが増大してその靭性を劣化させるため、０．００３０~０．００７０％とする。
　０≦Ｎ−Ｔｉ／３．４２≦０．００２５
　本発明では、引張強さが５７０ＭＰａ以上で強度ばらつきの小さく、なおかつ溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接部の靭性に優れることが要求され、そのために上記成分組成において本パラメータ式（ｆｏｒｍｕｌａ）を規定する。Ｔｉ、Ｎ含有量が、Ｎ−Ｔｉ／３．４２＞０．００２５となると、適正量の固溶Ｂを安定的に確保することができず、板厚や圧延条件（ｒｏｌｌｉｎｇ　ｃｏｎｄｉｔｉｏｎ）の変化に対して強度のばらつきが大きくなる。一方、Ｎ−Ｔｉ／３．４２＜０の場合、大入熱溶接をした際、溶接熱影響部の靭性が顕著に劣化する。従って、０≦Ｎ−Ｔｉ／３．４２≦０．００２５とする。
　Ｃａ：０．０００５~０．００５０％
Ｃａは、大入熱溶接した際、溶接熱影響部の靭性を良好たらしめるもので、ＣａＳ上にＭｎＳやＴｉＮ、ＢＮが析出し、フェライトの核生成の頻度を高めることで溶接熱影響部の靭性を向上させる。その効果を得るため０．０００５％以上とする。一方、０．００５０％を超えると効果が飽和するため、０．０００５~０．００５０％とする。好ましくは０．０００５~０．００３０％とし、より好ましくは０．０００７~０．００３０％とする。
　以上が本発明の基本成分で、十分な作用効果が得られるが、更に特性を向上させる場合、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｍｇ、Ｚｒ、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：０．０５~１．０％
Ｃｕは、母材の高強度化に有効であり、その効果を得るため０．０５％以上含有することが好ましいが、１．０％を超えると熱間脆性（ｈｏｔ　ｓｈｏｒｔｎｅｓｓ）を生じて、鋼板の表面性状を悪化させるので、含有する場合は１．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．１~０．８％とする。
　Ｎｉ：０．０５~１．０％
Ｎｉは、母材を高靭性に保ちつつ、強度を上昇させるので、その効果を得るため０．０５％以上含有することが好ましい。一方、１．０％を超えるとその効果が飽和するため、含有する場合は０．０５~１．０％とすることが好ましい。より好ましくは０．１~０．９％とする。
　Ｃｒ：０．０５~０．５％
Ｃｒは、母材の高強度化に有効であり、その効果を得るため０．０５％以上含有することが好ましいが、多量に添加すると靭性を劣化させるようになるので、含有する場合は０．５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．１~０．４％とする。
　Ｍｏ：０．０５~０．５％
Ｍｏは、母材の高強度化に有効であり、その効果を得るため０．０５％以上含有することが好ましいが、多量に添加すると靭性を劣化させるようになるので、含有する場合は０．５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０７~０．４％とする。
　Ｖ：０．０２~０．１％
Ｖは、母材の高強度化に有効であり、その効果を得るため０．０２％以上含有することが好ましいが、０．１％を超えると靭性を低下させるようになるので、含有する場合は０．１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０４~０．０８％とする。
　Ｍｇ：０．０００５~０．００５％
Ｍｇは、酸化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくとも０．０００５％以上含有することが好ましいが、０．００５％を超えて含有しても効果が飽和するので、含有する場合には０．００５％以下とすることが好ましい。
　Ｚｒ：０．００３~０．０２％
Ｚｒは、酸化物（ｏｘｉｄｅ）の分散（ｄｉｓｐｅｒｓｉｏｎ）による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくとも０．００３％以上含有することが好ましいが、０．０２％を超えて含有しても効果が飽和するので、含有する場合には０．０２％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００４~０．０１８％とする。
　ＲＥＭ：０．００３~０．０２％
ＲＥＭは、酸化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくとも０．００３％以上含有することが好ましいが、０．０２％を超えて含有しても効果が飽和するので、含有する場合には０．０２％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００４~０．０１８％とする。
　Ｏ：０．００３０％以下
Ｏは、不可避的不純物として含有され、鋼中では酸化物として存在し、清浄度を低下させる。このため、本発明ではできるだけ低減することが好ましい。Ｏ含有量が０．００３０％を超えるとＣａＯ系介在物が粗大化して、靭性に悪影響を及ぼす。また、本発明では、ＣａをＣａＳとして晶出させるために、Ｃａとの結合力が強いＯはＣａ添加前に、脱ガスを強化するか、脱酸剤を投入するかして、溶鋼中のＯを０．００３０％以下に低減しておくことが好ましい。
　０．３≦ＡＣＲ≦０．８
ここで、ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／ＳＣａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（質量％）を表す。
大入熱溶接時の高温下でも溶解しないフェライト変態生成核を微細に分散させることができ、溶接熱影響部の組織を微細なフェライト＋パーライトの組織として高靱性化を達成するためには、ＣａおよびＳは、０．３≦ＡＣＲ≦０．８の関係を満足するように含有させる必要がある。
　ＡＣＲの値を０．３以上０．８以下にすることにより、フェライト生成核として働くＭｎＳがＣａＳ上に析出して微細に分散するので、大入熱溶接時の溶接熱影響部の組織を微細なフェライト＋パーライトの組織として高靱性化を達成することができる。
　ＡＣＲの値が０．３に満たないと、ＣａＳが晶出しないためにＳはＭｎＳ単独の形態で析出する。このＭｎＳは鋼板製造時の圧延で伸長されて母材の靱性の低下を引き起こすとともに、本発明の主眼である溶接熱影響部でＭｎＳが溶融するために微細分散が達成されない。
　一方、ＡＣＲの値が０．８を超えると、ほとんどのＳがＣａによって固定され、フェライト生成核として働くＭｎＳがＣａＳ上に析出しないために十分な機能が発揮されない。
　［製造条件］
　本発明では、上述した成分組成とすることにより、適正量の固溶Ｂを安定的に確保することができるので、板厚や圧延条件の変化に対して強度のばらつきを小さくすることができる。このため、従来、テーパプレートを高強度化するために加速冷却を適用すると、板厚が厚部から薄部へと変化するにつれて鋼板強度の変動が不可避であったところ、本発明では、加速冷却を適用しても厚部と薄部との強度差が小さい高強度テーパプレートを得ることができる。
　本発明のテーパプレートの素材となる鋼スラブは、上記した成分組成の鋼を、例えば、転炉（ｓｔｅｅｌ　ｃｏｎｖｅｒｔｅｒ）、電気炉（ｅｌｅｃｔｒｉｃ　ｆｕｒｎａｃｅ）、真空溶解炉（ｖａｃｕｕｍ　ｍｅｌｔｉｎｇ　ｆｕｒｎａｃｅ）等の通常の製錬プロセス（ｒｅｆｉｎｉｎｇ　ｐｒｏｃｅｓｓ）で溶製した後、連続鋳造法（ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　ｃａｓｔｉｎｇ）あるいは造塊−分塊圧延法等の常法を用いて製造することができ、特に制限はない。
　本発明では、スラブ加熱温度（ｓｌａｂ　ｈｅａｔｉｎｇ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）、熱間圧延条件（ｈｏｔ　ｒｏｌｌｉｎｇ　ｃｏｎｄｉｔｉｏｎ）、冷却条件（ｃｏｏｌｉｎｇ　ｃｏｎｄｉｔｉｏｎ）を以下のように規定する。
　スラブ加熱温度：１０００~１２００℃
スラブ加熱温度が１０００℃未満では添加成分が十分に固溶しない。一方１２００℃を超えるとオーステナイト粒が粗大化してその後の圧延によっても細粒化が進まず靱性が劣化する。このため、スラブ加熱温度は１０００~１２００℃の範囲とする。好ましくは１０３０~１１８０℃の範囲とする。
　熱間圧延条件
鋼スラブを加熱した後、熱間圧延を行う。熱間圧延では長手方向に板厚の異なるテーパを付与する。テーパプレートにおける長手方向の板厚の変化は、鋼板をかみ込んだのち、あらかじめ設定したパスにおいてロール開度（ｒｏｌｌ　ｇａｐ）を変化させて熱間圧延することにより達成できる。
　本発明ではパス（ｐａｓｓ）ごとの圧下量（ｒｏｌｌｉｎｇ　ｒｅｄｕｃｔｉｏｎ）（圧下率とも言う）については特に限定しない。熱間圧延の圧延仕上温度（ｆｉｎｉｓｈｉｎｇ　ｒｏｌｌｉｎｇ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）は鋼板表面温度で９００℃以下、Ａｒ３点以上とする。仕上温度がＡｒ３点未満では、所定の強度が得られず、また、９００℃を超えると靱性が劣化するため、仕上温度は９００℃以下Ａｒ３点以上とする。好ましくは（Ａｒ３＋１０℃）~８８０℃の範囲とする。
　冷却条件
熱間圧延終了後は加速冷却（ａｃｃｅｌｅｒａｔｅｄ　ｃｏｏｌｉｎｇ）を行う。冷却停止温度（ｃｏｏｌｉｎｇ　ｓｔｏｐ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）が５００℃を超えると引張強さ５７０ＭＰａ以上の鋼板強度が得られないため、鋼板表面温度で５００℃以下まで加速冷却を行う。好ましくは４９０℃以下の範囲とする。
　なお、熱間圧延条件、冷却条件を規定する鋼板表面温度は、例えば、放射温度計（ｒａｄｉａｔｉｏｎ　ｔｈｅｒｍｏｍｅｔｅｒ）を用いて測定することができる。
本発明は上述した成分組成と製造条件の組み合わせにより、適正量の固溶Ｂを安定的に確保することができ、焼入れ性の向上効果と大入熱溶接の溶接熱影響部の靭性の向上効果が得られるため、テーパプレートの厚部厚と薄部厚の差（テーパ量）が鋼板内で１０ｍｍ以上あっても、引張強さ５７０ＭＰａ以上で優れた大入熱溶接の溶接熱影響部の靭性を有するテーパプレートが得られる。
　表１に示す化学組成（ｃｈｅｍｉｃａｌ　ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ）を有する鋼スラブを、表２に示す条件で熱間圧延を行い、厚部６０ｍｍ、薄部５０ｍｍ、テーパ量（厚部厚と薄部厚の差）１０ｍｍのテーパプレートを製造した。
　テーパプレートの厚部と薄部それぞれの板厚１／４位置より、平行部１４φ×８５ｍｍ、標点間距離（ｇａｕｇｅ　ｌｅｎｇｔｈ）７０ｍｍの丸棒引張試験片（ｒｏｕｎｄ　ｂａｒ　ｔｙｐｅ　ｔｅｎｓｉｌｅ　ｓｐｅｃｉｍｅｎ）を圧延方向（ｒｏｌｌｉｎｇ　ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）と垂直方向に、２ｍｍＶノッチシャルピー試験片（Ｖ　ｎｏｔｃｈｅｄ　ｃｈａｒｐｙ　ｓｐｅｃｉｍｅｎ）を圧延方向と平行方向に採取し、母材の強度と−４０℃における吸収エネルギー（ａｂｓｏｒｂｅｄ　ｅｎｅｒｇｙ）を評価した。−４０℃における吸収エネルギーは、３本の値の平均値とした。
　さらに、溶接熱影響部（以下、ＨＡＺとも称する）の靱性を評価するため、これらの鋼板から溶接熱サイクル（ｗｅｌｄ　ｔｈｅｒｍａｌ　ｃｙｃｌｅ）用に、幅８０ｍｍ×長さ８０ｍｍ×厚み１５ｍｍの試験片を採取し、１４５０℃に加熱後８００~５００℃を２７０ｓで冷却（板厚５５ｍｍの鋼板におけるエレクトロガス溶接での入熱量４００ｋＪ／ｃｍの溶接熱影響部の熱サイクルに相当）する溶接熱サイクルを付与した試験片について２ｍｍＶノッチシャルピー試験を実施し、再現ＨＡＺ靱性（ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ　ｏｆ　Ｓｉｍｕｌａｔｅｄ　ＨＡＺ）を評価した。
　テーパプレートの厚部、薄部の機械的性質と溶接熱サイクル後の靭性を表２に示す。本発明例のＮｏ．１~Ｎｏ．８は、いずれもＹＳ：４６０ＭＰａ以上、ＴＳ：５７０ＭＰａ以上、−４０℃における吸収エネルギー：３００Ｊ以上（３本の平均）を満足し、厚部、薄部の強度差がＴＳについては２０ＭＰａ未満、ＹＳについては３０ＭＰａ未満といずれも小さく、また、再現ＨＡＺ靭性もｖＴｒｓ：−４０℃以下と優れている。
　一方、Ｎ−Ｔｉ／３．４２＞０．００２５となっているＮｏ．１１、Ｎｏ．１４は厚部、薄部の強度差が大きい。また、このほか、適正な成分あるいは製造条件を外れたものは、ＹＳ：４６０ＭＰａ以上、ＴＳ：５７０ＭＰａ以上、吸収エネルギー：３００Ｊ以上、再現ＨＡＺ靭性ｖＴｒｓ：−４０℃以下のいずれか１以上を満足できない結果となっている。
　表３に示す化学組成を有する鋼スラブを、表４に示す条件で熱間圧延を行い、厚部６０ｍｍ、薄部５０ｍｍ、テーパ量（厚部厚と薄部厚の差）１０ｍｍのテーパプレートを製造した。
　テーパプレートの厚部と薄部それぞれの板厚１／４位置より、平行部１４φ×８５ｍｍ、標点間距離７０ｍｍの丸棒引張試験片を圧延方向と垂直方向に、２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を圧延方向と平行方向に採取し、母材の強度と−４０℃における吸収エネルギーを評価した。−４０℃における吸収エネルギーは、３本の値の平均値とした。
　さらに、溶接熱影響部（以下、ＨＡＺとも称する）の靱性を評価するため、これらの鋼板から溶接熱サイクル用に、幅８０ｍｍ×長さ８０ｍｍ×厚み１５ｍｍの試験片を採取し、１４５０℃に加熱後８００~５００℃を２７０ｓで冷却（板厚５５ｍｍの鋼板におけるエレクトロガス溶接での入熱量４００ｋＪ／ｃｍの溶接熱影響部の熱サイクルに相当）する溶接熱サイクルを付与した試験片について２ｍｍＶノッチシャルピー試験を実施し、再現ＨＡＺ靱性を評価した。
　テーパプレートの厚部、薄部の機械的性質と溶接熱サイクル後の靭性を表４に示す。ＡＣＲの規定を満足する本発明例のＮｏ．２１とＮｏ．２２は、いずれもＹＳ：４６０ＭＰａ以上、ＴＳ：５７０ＭＰａ以上、−４０℃における吸収エネルギー：３００Ｊ以上（３本の平均）を満足し、厚部、薄部の強度差がＴＳについては２０ＭＰａ未満、ＹＳについては３０ＭＰａ未満といずれも小さく、また、再現ＨＡＺ靭性もｖＴｒｓ：−６５℃以下と優れている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005

Claims (4)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０３~０．１２％
    Ｓｉ：０．０３~０．５％
    Ｍｎ：０．８~２．２％
    Ｐ：０．０１５％以下
    Ｓ：０．０００５~０．００５０％
    Ａｌ：０．００５~０．１％
    Ｎｂ：０．００３~０．０１４％
    Ｔｉ：０．００３~０．０２％
    Ｂ：０．０００３~０．００２５％
    Ｎ：０．００３０~０．００７０％
    Ｃａ：０．０００５~０．００５％
    且つ、（１）式を満たし、
    残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを１０００℃~１２００℃に加熱したのち、板厚が長手方向にテーパ状に変化する熱間圧延を圧延仕上温度を９００℃以下Ａｒ３点以上で行い、その後、５００℃以下まで加速冷却する引張強さ５７０ＭＰａ以上で、厚部厚と薄部厚の差が１０ｍｍ以上のテーパプレートの製造方法。
    ０≦Ｎ−Ｔｉ／３．４２≦０．００２５　　　・・・・（１）
    ただし、Ｎ、Ｔｉは各成分の含有量（質量％）。
  2. 　前記鋼スラブの成分組成が更に質量％で、
    Ｃｕ：０．０５~１．０％
    Ｎｉ：０．０５~１．０％
    Ｃｒ：０．０５~０．５％
    Ｍｏ：０．０５~０．５％
    Ｖ：０．０２~０．１％
    のうちから選ばれた１種又は２種以上を含有する請求項１記載の引張強さ５７０ＭＰａ以上で、厚部厚と薄部厚の差が１０ｍｍ以上のテーパプレートの製造方法。
  3. 　前記鋼スラブの成分組成が更に質量％で
    Ｍｇ：０．０００５~０．００５％
    Ｚｒ：０．００３~０．０２％
    ＲＥＭ：０．００３~０．０２％
    のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載の引張強さ５７０ＭＰａ以上で、厚部厚と薄部厚の差が１０ｍｍ以上のテーパプレートの製造方法。
  4. 　前記鋼スラブの成分組成が更に質量％で
    Ｏ：０．００３０％以下、
    を含有し、さらに、Ｃａ、Ｏ、Ｓの各含有量が、下記（２）式を満たすことを特徴とする請求項１乃至３のいずれか一つに記載の引張強さ５７０ＭＰａ以上で、厚部厚と薄部厚の差が１０ｍｍ以上のテーパプレートの製造方法。
    　　　　　　　　記
    　０．３≦ＡＣＲ≦０．８・・・・・（２）
    ここで、ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓまた、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（質量％）を表す。
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