WO2015025486A1 - 厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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steel
plate
cooling
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善明 村上
長谷　和邦
亮 荒尾
遠藤　茂
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate that is used in various steel structures such as ships, marine structures, architecture, and steel pipe fields, and that is particularly suitable as a manufacturing method thereof to which large heat input welding is applied.
  • steel structures used in the fields of ships, offshore structures, architecture, steel pipes, etc. are finished into structures having a desired shape by welding. Therefore, from the viewpoint of ensuring safety, these structures are based on the base material characteristics that are the basis of the steel materials used, that is, in addition to ensuring strength, toughness, and elongation, as well as characteristics of welds, mainly joint strength, There is a demand for excellent joint toughness.
  • the strength and the plate thickness are not so excessive, the strength class is a tensile strength of about 550 to 750 N / mm grade 2 , and the plate thickness is 50 mm or less.
  • the strength class is a tensile strength of about 550 to 750 N / mm grade 2
  • the plate thickness is 50 mm or less.
  • Application of steel sheets is expected to expand.
  • thick steel plates with the above strength classes and thicknesses are manufactured by the so-called TMCP technology that combines controlled rolling and accelerated cooling for the purpose of improving the properties of steel plates, reducing alloy elements, and omitting heat treatment.
  • TMCP technology can secure a high cooling rate, there is an advantage that the strength of the base material can be secured with a relatively low component.
  • the surface of the steel plate is rapidly cooled compared to the inside of the steel plate, the hardness in the vicinity of the steel plate surface is higher than that inside the steel plate, and the hardness distribution in the thickness direction may vary.
  • accelerated cooling may not be uniform over the entire surface of the steel sheet, and there is a concern about the influence on the material uniformity within the steel sheet, specifically the elongation characteristics of the steel sheet.
  • Patent Document 1 discloses a relatively low cooling rate of 3 to 12 ° C./s for accelerated cooling.
  • a method for suppressing an increase in surface hardness with respect to the center portion of the plate thickness by controlling the speed is disclosed.
  • Patent Document 2 discloses that the structure of the steel sheet is made into a two-phase structure of ferrite and bainite by waiting in the temperature range where ferrite precipitates during the cooling process, and the difference in hardness between the surface layer and the center of the sheet thickness is indicated.
  • a method for producing a reduced steel sheet with a small material difference in the thickness direction is disclosed.
  • Patent Documents 3 and 4 reduce the uneven cooling due to the scale characteristics by performing descaling immediately before cooling.
  • a method for improving the steel plate shape is disclosed. All of these techniques are interpreted as techniques capable of ensuring material uniformity and simultaneously achieving high toughness by refining crystal grains.
  • Patent Document 6 there is disclosed a method for achieving both high strength of steel sheets and joint characteristics, particularly HAZ toughness, by optimizing the amount of Nb added in the steel.
  • the effect of the high heat input welding countermeasure techniques represented by Patent Documents 5 and 6 on the homogeneity of the steel sheet material has not been verified.
  • the present invention was developed in view of the above-described present situation, and has various characteristics required for a high heat input welded joint, and reduces variations in hardness in the plate thickness direction and the plate width direction of the steel plate. Therefore, it is to provide a thick steel plate having a thickness of 50 mm or less with improved material properties, particularly its total thickness elongation characteristic, together with its advantageous manufacturing method.
  • the present invention in addition to optimizing the component design as a measure against large heat input welding, to examine the manufacturing conditions for improving the material homogeneity in the steel sheet, and to satisfy the predetermined homogeneity It was obtained after many experiments and examinations regarding the material threshold value to be included in. That is, the present invention 1.
  • C 0.030 to 0.080%, Si: 0.01 to 0.10%, Mn: 1.20 to 2.40%, P: 0.008% or less, S: 0.0005 -0.0040%, Al: 0.005-0.080%, Nb: 0.003-0.040%, Ti: 0.003-0.040%, N: 0.0030-0.0100%, B: Contains 0.0003 to 0.0030%, with the balance being a component composition composed of Fe and inevitable impurities, and fluctuations in Vickers hardness (HV) in both the plate thickness direction and the plate width direction Width: A thick steel plate excellent in high heat input welding characteristics and material homogeneity, wherein ⁇ HV is 30 or less. 2.
  • HV Vickers hardness
  • a thick steel plate excellent in both material homogeneity and high heat input weld joint characteristics and a method for producing the same can be obtained, which is extremely useful industrially.
  • C 0.030 to 0.080%
  • C is an element that increases the strength of the steel material, and 0.030% or more of addition is necessary in order to ensure the strength necessary for structural steel.
  • the upper limit is made 0.080%.
  • it is in the range of 0.040 to 0.070%.
  • Si 0.01 to 0.10% Si is an element added as a deoxidizer when melting steel, and it is necessary to add 0.01% or more. However, if it exceeds 0.10%, island martensite is generated in the high heat input welding HAZ, and the toughness is liable to be lowered. Therefore, Si is set in the range of 0.01 to 0.10%.
  • Mn 1.20 to 2.40%
  • Mn is an element that enhances the strength of the steel plate base material, and it needs to be added in an amount of 1.20% or more in order to ensure the strength necessary for structural steel. Moreover, since it is cheaper than other alloy components, positive addition is effective. However, if it exceeds 2.40%, the hardenability becomes excessive, the base material toughness is lowered, and the weldability is impaired. Therefore, the Mn content is 1.20 to 2.40%. Preferably, it is in the range of 1.50% to 2.20%.
  • P 0.008% or less
  • the content is made 0.008% or less. It is preferable to reduce as much as possible in consideration of economics at the time of melting the material.
  • S 0.0005 to 0.0040%
  • S is one of the elements contained in steel as an impurity. Unlike P, when it exists as sulfides such as MnS, CaS, and REM-S, it becomes a nucleus of ferrite formation and exhibits an effect of improving the high heat input HAZ toughness. This effect is effective when 0.0005% or more is added. On the other hand, excessive addition leads to a large amount of sulfide formation, and lowers the base material toughness. Therefore, the S content is in the range of 0.0005 to 0.0040%.
  • Al 0.005 to 0.080%
  • Al is an element added for deoxidation of steel, and it is necessary to contain 0.005% or more. On the other hand, if added over 0.080%, the amount of inclusions becomes excessive and the toughness of the base material is lowered. Therefore, Al is made 0.005 to 0.080% of range. Preferably, the content is 0.010 to 0.060%.
  • Nb 0.003 to 0.040%
  • Nb has an effect of expanding the non-recrystallization temperature region by addition, and is an element effective for ensuring the strength toughness of the steel plate base material. However, if the addition is less than 0.003%, the above effect is small. On the other hand, if the addition exceeds 0.040%, island martensite is generated in the high heat input welding HAZ, and the toughness is lowered. Therefore, Nb is set in the range of 0.003 to 0.040%. Preferably, it is 0.005 to 0.025% of range.
  • Ti 0.003-0.040%
  • Ti precipitates as TiN during solidification, and is an extremely useful element for increasing the toughness of high heat input weld HAZ, particularly suppressing the coarsening of austenite grains in the weld heat affected zone and becoming a transformation nucleus of ferrite. is there. In order to obtain this effect, 0.003% or more must be added. On the other hand, if added over 0.040%, the precipitated TiN becomes coarse, and the above effect is hardly obtained. Therefore, Ti is set to a range of 0.003 to 0.040%. Preferably, it is 0.005 to 0.025% of range.
  • N 0.0030 to 0.0100%
  • N is an element necessary for the formation of TiN described above and the formation of B nitride described later, and is one of the most important elements in the present invention.
  • it is necessary to contain 0.0030% or more.
  • N is set in the range of 0.0030 to 0.0100%.
  • it is in the range of 0.0040 to 0.0070%.
  • B 0.0003 to 0.0030%
  • B When B exists in a solid solution state, it is unevenly distributed at grain boundaries to ensure hardenability and contribute to ensuring the strength of the base material, and when it exists as B nitride, it acts as a ferrite nucleus and has a large heat input. Contributes to both the effects of increasing welded HAZ toughness. For this reason, B is one of the most important elements in the present invention. If the content is less than 0.0003%, the former effect cannot be obtained. If the content exceeds 0.0030%, a large amount of solid solution B exceeding B nitride exists, and high heat input welding HAZ. Reduce toughness. Therefore, B is in the range of 0.0003 to 0.0030%.
  • the basic component composition of the present invention is as described above, with the balance being Fe and inevitable impurities. Furthermore, when improving a desired characteristic, 1 type (s) or 2 or more types of Cu, Ni, Cr, Mo, and V can be added as a selection element.
  • Cu 1.00% or less
  • Cu is an element that can be added to increase the strength. However, if it is added in excess of 1.00%, the properties of the surface of the steel sheet base material are deteriorated due to hot brittleness. For this reason, when adding, it is preferable to make the quantity into the range of 1.00% or less.
  • Ni 1.00% or less
  • Ni is an element capable of improving the toughness while increasing the strength of the base material. If added over 1.00%, the effect is saturated and economically disadvantageous. For this reason, when adding, it is preferable to make the quantity into the range of 1.00% or less.
  • Cr 1.00% or less Cr is an effective element for increasing the strength. However, if added over 1.00%, the base material toughness is degraded. For this reason, when adding, it is preferable to make the quantity into the range of 1.00% or less.
  • Mo 0.50% or less Mo is an element effective for increasing the strength of the base material. However, if added over 0.50%, the toughness is remarkably deteriorated and the economy is impaired. For this reason, when adding, it is preferable to make the quantity into the range of 0.50% or less.
  • V 0.10% or less V is an element effective for increasing the strength of the base material. However, if added over 0.10%, the toughness is remarkably deteriorated. For this reason, when adding, it is preferable to make the quantity into the range of 0.10% or less.
  • one or more of Ca, Zr, and REM can be added as selective elements to the above component composition.
  • Ca, Zr, and REM are effective in fixing S in steel and improving the toughness of the steel sheet.
  • Ca, which is a strong sulfide-forming element is 0.0005% or more, and with respect to Zr and REM, effects can be obtained by adding 0.001% or more.
  • the amount of each of Ca, Zr, and REM exceeds 0.0050%, 0.020%, and 0.020%, the amount of inclusions in the steel increases and the toughness is deteriorated. Accordingly, when these elements are added, it is preferable that Ca is 0.0005 to 0.0050%, Zr is 0.001 to 0.020%, and REM is 0.001 to 0.020%.
  • HV Vickers hardness
  • the fluctuation range (variation) of the hardness is set to a range of 30 or less, preferably 20 or less in terms of Vickers hardness.
  • a steel plate is a steel plate excellent in material homogeneity in the steel plate. The hardness test method will be described in detail in Examples.
  • Steels such as slabs for the production of steel sheets are produced by melting steels having the above-described composition using conventional methods such as converters or electric furnaces, and using conventional processes such as continuous casting or ingot casting. It is preferable to use a raw material.
  • the steel material temperature in the present invention is the average temperature of the steel material surface and the central part (1/2 part of the plate thickness).
  • Heating temperature 1000-1300 ° C
  • a steel material such as a slab after casting is charged into a heating furnace after being cooled to room temperature or in a high temperature state, and the steel material temperature is set to 1000 ° C. or higher.
  • the lower limit of the heating temperature of the steel material was set to 1000 ° C. from the viewpoint of mainly dissolving Nb carbonitride and ensuring sufficient solid solution Nb.
  • the upper limit is set to 1300 ° C.
  • a desirable steel material temperature is 1000 to 1250 ° C., more desirably 1050 to 1200 ° C.
  • the steel slab that is rolled and heated with a cumulative reduction ratio of 40% or more in the non-recrystallization temperature range is subjected to controlled rolling in the non-recrystallization temperature range after hot rolling in the recrystallization temperature range.
  • Rolling in the recrystallization temperature region is preferably performed in order to refine the austenite grains at the time of heating, and it is desirable to perform one pass or more, preferably 20% or more of the cumulative rolling reduction.
  • the lower limit of the rolling rolling reduction ratio in the non-recrystallization temperature region is defined as 40%. A higher rolling reduction is preferable. However, the upper limit is about 80% industrially.
  • the lower limit temperature of the recrystallization temperature range is generally in the range of 800 to 950 ° C. due to the influence of the crystal grain size, processing history, strain, etc. in addition to the steel composition. By conducting a preliminary test and investigating in advance, the lower limit temperature can be estimated.
  • the rolling end temperature is preferably not less than the Ar3 transformation point from the viewpoint of the uniformity of the structure.
  • Descaling is performed by causing a high collision pressure jet stream to collide with the steel plate surface immediately before accelerated cooling.
  • a high collision pressure jet stream to collide with the steel plate surface immediately before accelerated cooling.
  • it is necessary to reduce the variation in hardness within the steel plate, and in particular, while maintaining the strength inside the steel plate, the variation in hardness of the surface layer is reduced. It is important to suppress.
  • unevenness in the thickness of the scale may occur in the width direction due to descaling or the like before and during rolling. Further, when the scale is thick, the scale may be partially peeled off. If the scale thickness varies during cooling after rolling, the cooling rate of the steel sheet surface changes according to the thickness, and the hardness of the steel sheet surface also changes according to the cooling rate. In order to increase the strength of the steel sheet, it is effective to increase the cooling rate during accelerated cooling. However, when cooling at a high cooling rate, the influence of the scale thickness on the surface hardness becomes prominent. Therefore, if the scale thickness is uneven, the variation in hardness increases and the material uniformity in the steel sheet deteriorates. .
  • the descaling by the jet flow of high collision pressure is performed immediately before the accelerated cooling, and the thickness of the scale is uniformly reduced to 15 ⁇ m or less without causing a large difference in the cooling rate. That is, when the scale thickness of the steel sheet after accelerated cooling is 15 ⁇ m or less, the hardness variation in the plate thickness direction is ⁇ HV30 or less, and the hardness variation in the plate width direction is also ⁇ HV30 or less.
  • the scale thickness before accelerated cooling can be estimated by the scale thickness after accelerated cooling, and the desired effect can be obtained by performing descaling immediately before cooling so that the scale thickness of the steel sheet after cooling is 15 ⁇ m or less. It was elucidated that it could be obtained.
  • descaling by the jet flow of high impact pressure immediately before cooling both strength at high cooling speed and material uniformity in the steel sheet can be achieved.
  • Descaling pressure impact pressure of jet flow on steel plate surface: 1 MPa or more
  • the impact pressure of jet flow on the steel plate surface immediately before accelerated cooling is such that the scale thickness of the steel plate after cooling is 15 ⁇ m or less.
  • Descaling is performed under conditions of 1 MPa or more. If the collision pressure of the jet flow on the surface of the steel sheet is less than 1 MPa, the descaling may be insufficient and unevenness in scale may occur, resulting in variations in surface hardness. Therefore, the collision pressure of the jet flow is set to 1 MPa or more. Descaling is performed using high pressure water. In addition, if the collision pressure of the jet flow on the steel plate surface is 1 MPa or more, there is no problem even if another jet flow is used. More preferably, it is 2 MPa or more.
  • Average cooling rate of steel plate 10 ° C./s or more Accelerated cooling after descaling is carried out to ensure the strength of the steel plate. In accelerated cooling, it is necessary to select conditions that simultaneously ensure the material homogeneity of the steel sheet surface layer. When the average cooling rate of the steel sheet is less than 10 ° C./s, the cooling of the surface layer region becomes non-uniform even on the descaled surface layer, and the variation in hardness with the inside of the steel sheet becomes large. For this reason, an average cooling rate is prescribed
  • the cooling start temperature is ideally not less than the Ar3 transformation point from the viewpoint of the uniformity of the obtained metal structure.
  • the temperature may drop while being transported to the accelerated cooling facility through descaling after completion of rolling, and the cooling start temperature may be lower than the Ar3 transformation point.
  • the accelerated cooling start temperature is preferably within the range of the rolling end temperature to (rolling end temperature-30 ° C.).
  • Cooling stop temperature 200 to 600 ° C at the average temperature of the steel plate
  • cooling is performed to 200 to 600 ° C., which is a temperature range of bainite transformation, and the inside of the steel sheet is transformed into a microstructure having a predetermined strength (bainite transformation in the present invention).
  • the cooling stop temperature exceeds 600 ° C., the bainite transformation is incomplete and sufficient strength cannot be obtained.
  • the cooling stop temperature is less than 200 ° C., part of martensite or island martensite (MA) is generated particularly in the surface layer portion, and material uniformity in the steel sheet cannot be obtained, resulting in a reduction in the elongation characteristics of the entire thickness. Therefore, the cooling stop temperature for accelerated cooling is set to 200 to 600 ° C.
  • Ac1 751-26.6C + 17.6Si-11.6Mn-169Al-23Cu-23Ni + 24.1Cr + 22.5Mo + 233Nb-39.7V-5.7Ti-895B
  • TS total thickness elongation
  • the Vickers hardness was measured according to JIS Z 2244 for the cross section perpendicular to the rolling direction.
  • the hardness distribution in the plate thickness direction and the hardness distribution in the plate width direction were determined.
  • the hardness of the entire thickness was measured at a pitch of 1 mm
  • the hardness of the full width was measured at a pitch of 20 mm.
  • the hardness in the plate width direction was measured at a surface layer 1 mm position (a position 1 mm inside from the surface layer), a t / 4 position (plate thickness 1/4 position), and a t / 2 position (plate thickness center). Since all the steel sheets showed the largest variation in hardness at the surface layer of 1 mm, the variation in hardness in the plate width direction was evaluated at the surface layer of 1 mm. In addition, the test load at the time of hardness measurement was made constant at 10 kgf (98 N).
  • a test piece having a width of 80 mm, a length of 80 mm and a thickness of 15 mm is taken from the thick steel plate, heated to 1450 ° C., and then cooled to 800 to 500 ° C. in 250 seconds.
  • three 2 mm V notch Charpy test pieces were collected and subjected to the Charpy impact test in the same manner as described above.
  • the impact test temperature was ⁇ 40 ° C.
  • the toughness target was 50 J or more in terms of the average absorbed energy at ⁇ 40 ° C. (hereinafter referred to as vE-40 ° C.).
  • Table 4 shows the steel plate base material characteristics and the high heat input welding HAZ toughness evaluation results.
  • HV Vickers hardness

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Abstract

　大入熱溶接特性と鋼板内の材質均質性に優れた厚鋼板およびその製造方法を提供する。　質量％で、Ｃ：０．０３０～０．０８０％、Ｓｉ：０．０１～０．１０％、Ｍｎ：１．２０～２．４０％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．０００５～０．００４０％、Ａｌ：０．００５～０．０８０％、Ｎｂ：０．００３～０．０４０％、Ｔｉ：０．００３～０．０４０％、Ｎ：０．００３０～０．０１００％、Ｂ：０．０００３～０．００３０％、更に、必要に応じて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａ、Ｚｒ、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成分組成を有し、かつ、板厚方向と板幅方向のそれぞれでのビッカース硬さ（ＨＶ）の変動幅：ΔＨＶが３０以下である厚鋼板。上記成分組成の鋼素材を１０００～１３００℃の温度に加熱した後、熱間圧延し、引き続く加速冷却の直前に鋼板表面での噴射流の衝突圧が１ＭＰａ以上の条件でデスケーリングを行い、その後、加速冷却を行う製造方法。

Description

厚鋼板およびその製造方法
　本発明は、船舶、海洋構造物、建築、鋼管分野などの各種鋼構造物に使用され、特に大入熱溶接が適用される厚鋼板およびその製造方法として好適なものに関する。
　船舶、海洋構造物、建築、鋼管等の分野で使用される鋼構造物は、溶接接合により所望の形状の構造物に仕上げられるのが一般的である。したがって、これらの構造物は、安全性を確保する観点から、使用される鋼材の基本となる母材特性、すなわち強度、靱性、伸びの確保に加えて、溶接部の特性、主に継手強度、継手靱性にも優れていることが要請されている。
　さらに、近年では、上記船舶や鋼構造物は大型化する傾向にあるため、使用される鋼材も高強度化や厚肉化が要望される一方で、鋼材重量の大幅な増加による調達コスト増加を抑制するという観点も注目されている。このため、適用する鋼板の強度・板厚が過大にならないような設計を取り入れ、且つ溶接施工には、サブマージアーク溶接やエレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接などの高能率で大入熱の溶接方法を適用し、全体的な製造コストの合理化を指向するようになってきている。具体的には、上述の大入熱溶接の適用を前提として、強度や板厚がさほど過大でない、強度クラスとしては引張強さで５５０～７５０Ｎ／ｍｍ２級程度まで、板厚が５０ｍｍ以下の鋼板の適用拡大が見込まれている。
　一般的に上記強度クラス、板厚の厚鋼板は、鋼板の特性の向上や合金元素の削減、さらには熱処理の省略などを目的として、制御圧延と加速冷却を組み合わせた、所謂ＴＭＣＰ技術により製造される。ＴＭＣＰ技術は高冷却速度が確保出来るため、比較的低成分で母材強度を確保可能という利点がある。その一方で、鋼板内部に比べて鋼板の表面が急冷されるため、鋼板内部に比べて鋼板表面近傍の硬さが高くなり、板厚方向の硬さ分布にばらつきが生じることがある。また、加速冷却が鋼板全面に渡って均一でない場合もあり、鋼板内の材質均一性、具体的には鋼板の伸び特性への影響が懸念される。
　上記の問題を解決するため、従来からＴＭＣＰ技術の一環として種々の解決策が提案されており、例えば特許文献１には、加速冷却に際して、冷却速度を３～１２℃／ｓという比較的低い冷却速度に制御することにより、板厚中心部に対する表面の硬さ上昇を抑える方法が開示されている。また、特許文献２には、冷却過程で、フェライトが析出する温度域で待機を行うことにより、鋼板の組織をフェライトとベイナイトの２相組織とし、表層と板厚中心部の硬さの差を低減した、板厚方向の材質差が小さい鋼板の製造方法が開示されている。さらに、鋼板表面のスケール性状と鋼板の加速冷却時の冷却速度に着目した視点から、特許文献３、４には、冷却直前にデスケーリングを行うことにより、スケール性状に起因した冷却むらを低減し、鋼板形状を改善する方法が開示されている。これらの技術はいずれも、材質均一性を担保すると共に、結晶粒を微細化することによる高靭化も同時に達成出来る技術と解釈される。
　一方で、上述したように鋼板の溶接施工には施工効率の高い大入熱溶接が適用される傾向にある。しかしながら、大入熱溶接により形成される溶接熱影響部（ＨＡＺ［Ｈｅａｔ　Ａｆｆｅｃｔｅｄ　Ｚｏｎｅ］とも言う）においては、上述した各種制御圧延・加速冷却プロセスによる結晶粒微細化効果が消失してしまうことによる継手靱性の低下や、継手軟化域の形成による継手強度の低下が同時に発生し、それらを併せて解決する対策が求められる。
　中でも広く知られている対策としては、溶接中の高温域で比較的安定なＴｉＮを鋼中に微細分散させることによりオーステナイト粒の粗大化を抑制する技術や、特許文献５に記載の如く、鋼中に適量のＴｉ、Ｂを添加させることにより、継手低温靱性の低下を補填する方法がある。
　さらに、特許文献６に記載の如く、鋼中のＮｂ添加量を最適化することにより、鋼板の高強度化と継手特性、特にＨＡＺ靱性の両立を図る方法が開示されている。しかしながら、特許文献５、６に代表される大入熱溶接対策手法が、鋼板材質の均質性に及ぼす影響は検証されていない。
特公平７－１１６５０４号公報 特許第３９１１８３４号公報 特開平９－５７３２７号公報 特許第３７９６１３３号公報 特開２００５－２４７６号公報 特開２０１１－０７４４４８号公報
　本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、大入熱溶接継手部に要求される諸特性を具備させると共に、鋼板の板厚方向および板幅方向の硬さのばらつきを軽減することにより鋼板の材質、特にその全厚伸び特性を向上させた板厚５０ｍｍ以下の厚鋼板を、その有利な製造方法と共に提供することにある。
　本発明は上記課題を解決するため、大入熱溶接対策としての成分設計適正化に加えて、鋼板内の材質均質性を向上させるための製造条件の検討、および所定の均質性を満足させるために具備されるべき材質閾値に関して数多くの実験および検討を行った後に得られたものである。すなわち本発明は、
１．質量％で、Ｃ：０．０３０～０．０８０％、Ｓｉ：０．０１～０．１０％、Ｍｎ：１．２０～２．４０％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．０００５～０．００４０％、Ａｌ：０．００５～０．０８０％、Ｎｂ：０．００３～０．０４０％、Ｔｉ：０．００３～０．０４０％、Ｎ：０．００３０～０．０１００％、Ｂ：０．０００３～０．００３０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ、板厚方向と板幅方向のそれぞれでのビッカース硬さ（ＨＶ）の変動幅：ΔＨＶが３０以下であることを特徴とする大入熱溶接特性と材質均質性に優れた厚鋼板。
２．更に、質量％で、Ｃｕ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．１０％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に記載の大入熱溶接特性と材質均質性に優れた厚鋼板。
３．更に、質量％で、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、Ｚｒ：０．００１～０．０２０％、ＲＥＭ：０．００１～０．０２０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする１または２に記載の大入熱溶接特性と材質均質性に優れた厚鋼板。
４．１乃至３のいずれか一つに記載の成分組成の鋼素材を１０００～１３００℃に加熱後、熱間圧延し、鋼板表面での噴射流の衝突圧が１ＭＰａ以上の条件で噴射流を鋼板表面に衝突させることによりデスケーリングを行い、その後、直ちに、鋼板の平均冷却速度：１０℃／ｓ以上、鋼板の平均冷却停止温度：２００～６００℃で加速冷却を行うことを特徴とする、板厚方向と板幅方向のそれぞれでのビッカース硬さ（ＨＶ）の変動幅：ΔＨＶが３０以下である大入熱溶接特性と材質均質性に優れた厚鋼板の製造方法。
５．加速冷却停止後、Ａｃ１変態点以下で焼き戻すことを特徴とする４記載の厚鋼板の製造方法。
　本発明によれば、材質均質性と大入熱溶接継手特性の両者に優れた厚鋼板とその製造方法が得られ、産業上極めて有用である。
　以下、本発明の限定条件を説明する。なお、化学成分における％は全て質量％とする。
Ｃ：０．０３０～０．０８０％
Ｃは、鋼材の強度を高める元素であり、構造用鋼として必要な強度を確保するためには、０．０３０％以上の添加が必要である。一方、０．０８０％を超えると、大入熱溶接ＨＡＺ中に島状マルテンサイトが生成し易くなるため、上限は０．０８０％とする。好ましくは、０．０４０～０．０７０％の範囲である。
　Ｓｉ：０．０１～０．１０％
Ｓｉは、鋼を溶製する際の脱酸剤として添加される元素であり、０．０１％以上の添加が必要である。しかし、０．１０％を超えると、大入熱溶接ＨＡＺ中に島状マルテンサイトが生成し、靱性の低下を招きやすくなる。よって、Ｓｉは０．０１～０．１０％の範囲とする。
　Ｍｎ：１．２０～２．４０％
ＭｎはＣと同様に、鋼板母材の強度を高める元素であり、構造用鋼として必要な強度を確保するために、１．２０％以上の添加が必要である。また他の合金成分に比較して安価であることから、積極的な添加が有効である。しかしながら、２．４０％を超えると焼入性が過剰となり、母材靱性が低下するとともに溶接性を損なう。従ってＭｎ量は１．２０～２．４０％とする。好ましくは１．５０％～２．２０％の範囲である。
　Ｐ：０．００８％以下
Ｐは不純物として鋼中に含有される元素の一つである。しかしながら、鋼板母材および、大入熱ＨＡＺ部の靱性を低下させるため、０．００８％以下とする。素材溶製時の経済性を考慮した上で可能な範囲で低減することが好ましい。
　Ｓ：０．０００５～０．００４０％
ＳはＰと同様に、不純物として鋼中に含有される元素の一つである。Ｐと異なり、ＭｎＳやＣａＳ、ＲＥＭ－Ｓなどの硫化物として存在した場合にフェライトの生成核となり、大入熱ＨＡＺ部靱性を向上させる効果を現す。この効果は０．０００５％以上の添加で有効である。一方で過剰の添加は多量の硫化物生成を招き、母材靱性を低下させるようになる。従って、Ｓ量は０．０００５～０．００４０％の範囲とする。
　Ａｌ：０．００５～０．０８０％
Ａｌは、鋼の脱酸のために添加される元素であり、０．００５％以上含有させる必要がある。一方で、０．０８０％を超えて添加すると、介在物量が過剰となり、母材の靱性を低下させる。従って、Ａｌは０．００５～０．０８０％の範囲とする。好ましくは０．０１０～０．０６０％とする。
　Ｎｂ：０．００３～０．０４０％
Ｎｂは、添加により未再結晶温度域を拡大させる効果を有し、鋼板母材の強度靱性を確保するのに有効な元素である。しかし、０．００３％未満の添加では上記効果が小さく、一方で０．０４０％を超えて添加すると、大入熱溶接ＨＡＺに島状マルテンサイトを生成させ、靱性を低下させる。このため、Ｎｂは０．００３～０．０４０％の範囲とする。好ましくは、０．００５～０．０２５％の範囲である。
　Ｔｉ：０．００３～０．０４０％
Ｔｉは、凝固時にＴｉＮとして析出し、特に溶接熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、且つ、フェライトの変態核となるなど、大入熱溶接ＨＡＺの高靭化に極めて有用な元素である。この効果を得るためには、０．００３％以上の添加が必要である。一方で、０．０４０％を超えて添加すると、析出したＴｉＮが粗大化し、上記効果が得られにくくなる。よって、Ｔｉは、０．００３～０．０４０％の範囲とする。好ましくは、０．００５～０．０２５％の範囲である。
　Ｎ：０．００３０～０．０１００％
Ｎは、上述したＴｉＮの生成、また、後述するＢ窒化物の形成に必要な元素であり、本発明において最も重要な元素の一つである。これらの窒化物を大入熱溶接ＨＡＺ部において生成させ、靱性向上に有効に寄与させるためには、０．００３０％以上含有させる必要がある。一方で、０．０１００％を超えて添加すると、溶接入熱条件によってはＴｉＮが溶解する領域における固溶Ｎ量が増加し、溶接ＨＡＺ部の靱性を低下させる場合がある。従って、Ｎは、０．００３０～０．０１００％の範囲とする。好ましくは、０．００４０～０．００７０％の範囲である。
　Ｂ：０．０００３～０．００３０％
Ｂは固溶状態で存在する場合は粒界に偏在して焼入性を確保し、母材強度の確保に寄与すると共に、Ｂ窒化物として存在する場合はフェライト核として作用し、大入熱溶接ＨＡＺ靱性を高める効果の両方に寄与する。このため、Ｂは本発明で最も重要な元素の一つである。含有量が０．０００３％未満では前者の効果が得られず、また、０．００３０％を超えて添加するとＢ窒化物を上回る固溶Ｂが多量に存在することになり、大入熱溶接ＨＡＺ靱性を低下させる。従ってＢは０．０００３～０．００３０％の範囲とする。
　本発明の基本成分組成は以上で、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。更に所望の特性を向上させる場合は、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの１種または２種以上を選択元素として添加することができる。
　Ｃｕ：１．００％以下
Ｃｕは強度を増加させるために添加することができる元素である。しかしながら、１．００％を超えて添加すると、熱間脆性により鋼板母材表面の性状を劣化させる。このため、添加する場合、その量は１．００％以下の範囲とすることが好ましい。
　Ｎｉ：１．００％以下
Ｎｉは母材の強度を増加させつつ靭性も向上させることが可能な元素である。１．００％を超えて添加した場合、効果が飽和するとともに経済的に不利となる。このため、添加する場合、その量は１．００％以下の範囲とすることが好ましい。
　Ｃｒ：１．００％以下
Ｃｒは強度を増加させるために有効な元素である。しかしながら、１．００％を超えて添加すると、母材靭性を劣化させる。このため、添加する場合、その量は１．００％以下の範囲とすることが好ましい。
　Ｍｏ：０．５０％以下
Ｍｏは母材強度を増加するのに有効な元素である。しかしながら、０．５０％を超えて添加すると、著しく靭性を劣化させるとともに経済性を損なう。このため、添加する場合、その量は０．５０％以下の範囲とすることが好ましい。
　Ｖ：０．１０％以下
Ｖは母材強度を増加するのに有効な元素である。しかしながら、０．１０％を超えて添加すると、著しく靭性を劣化させる。このため、添加する場合、その量は０．１０％以下の範囲とすることが好ましい。
　更に所望の特性を向上させる場合、上記成分組成に、さらに、Ｃａ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上を選択元素として添加することができる。
　Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、Ｚｒ：０．００１～０．０２０％およびＲＥＭ：０．００１～０．０２０％
Ｃａ、Ｚｒ、ＲＥＭは鋼中のＳを固定して鋼板の靭性を向上させる効果がある。強い硫化物形成元素であるＣａは０．０００５％以上で、また、ＺｒおよびＲＥＭに関しては０．００１％以上の添加でそれぞれ効果が得られる。しかしながら、Ｃａ、Ｚｒ、ＲＥＭのそれぞれの量が０．００５０％、０．０２０％、０．０２０％を超えて添加すると鋼中の介在物量が増加し靭性をかえって劣化させる。従って、これらの元素を添加する場合、Ｃａは０．０００５～０．００５０％、Ｚｒは０．００１～０．０２０％、ＲＥＭは０．００１～０．０２０％の範囲とすることが好ましい。
　板厚方向および板幅方向のそれぞれでのビッカース硬さ（ＨＶ）の変動幅：ΔＨＶが３０以下
本規定は、本発明内でも最も重要な要件の一つで有り、材質の均質性、特に母鋼板全厚の伸び特性に多大な影響を及ぼす。板厚方向および板幅方向のそれぞれでのビッカース硬さ（ＨＶ）の変動幅（ΔＨＶ）が３０超えである鋼板は、母鋼板の引張試験時にその硬さが相対的に低位となる部位で優先的にくびれが生じるため、全厚の伸び特性が著しく低下する。このため、硬さの変動幅（ばらつき）はビッカース硬度で３０以下の範囲、望ましくは２０以下とする。このような鋼板を鋼板内の材質均質性に優れた鋼板とする。硬さ試験方法は実施例において詳述する。
　上記成分組成を有する鋼を、転炉あるいは電気炉等の常法の方法を用いて溶製し、連続鋳造法あるいは造塊法等の常法の工程により、鋼板製造のためのスラブなどの鋼素材とすることが好ましい。以下、本発明で規定する鋼板製造条件の限定理由に関して説明する。本発明における鋼材温度は、鋼材の表面と中心部（板厚の１／２部）の平均温度とする。
　加熱温度：１０００～１３００℃
鋳造後のスラブなどの鋼素材は、室温まで冷却した後、あるいは高温の状態のままで、加熱炉に装入し、鋼素材温度を１０００℃以上とする。鋼素材の加熱温度は、主にＮｂ炭窒化物を溶解せしめ、固溶Ｎｂを十分に確保する観点から下限を１０００℃とした。また、鋼素材温度が１３００℃を超える場合、加熱時のオーステナイト粒の粗大化が起こり母材靱性に悪影響を及ぼすため上限は１３００℃とした。なお、望ましい鋼素材温度は１０００～１２５０℃、より望ましくは１０５０～１２００℃である。
　未再結晶温度域において累積圧下率４０％以上の圧延
加熱された鋼スラブは、再結晶温度域での熱間圧延後、未再結晶温度域にて制御圧延を行う。再結晶温度域における圧延は、加熱時のオーステナイト粒を微細化するために実施することが好ましく、１パス以上、好ましくは累積圧下率２０％以上行うのが望ましい。この再結晶温度域での熱間圧延後に未再結晶温度域において実施する制御圧延はその圧下率が小さい場合、所定の母材靱性を得ることが出来ない。このため、未再結晶温度域における圧延の累積圧下率の下限を４０％と規定する。また、圧下率は高い方が好ましい。しかしながら、工業的には８０％程度が上限となる。
　なお、再結晶温度域の下限温度は、鋼組成のほか、結晶粒径や加工履歴や歪量などの影響を受け、概ね８００～９５０℃の範囲にある。事前に予備試験をして調査することにより、前記下限温度を推測することができる。
　また、圧延終了温度は組織の均一性の観点から、Ａｒ３変態点以上であることが好ましい。
　加速冷却前のデスケーリングの実施
加速冷却の直前に高衝突圧の噴射流を鋼板表面に衝突させることによるデスケーリングを行う。鋼板内の材質均一性に優れた厚鋼板とするためには、鋼板内の硬さのばらつきを低減することが必要であり、特に鋼板内部の強度を保ちながら、表層部の硬さのばらつきを抑制することが重要である。
　圧延後の鋼板においては、圧延前および圧延中のデスケーリング等により幅方向にスケールの厚さにむらが生じることがある。また、スケールが厚い場合には、部分的にスケールの剥離が生じることがある。圧延後の冷却の際に、スケール厚さにばらつきがあると、その厚さに応じて鋼板表面の冷却速度も変化し、その冷却速度に応じて鋼板表面の硬さも変化する。鋼板を高強度化するためには、加速冷却時の冷却速度を大きくすることが有効である。しかしながら、高冷却速度での冷却では表層硬さに及ぼすスケール厚さの影響が顕著になるため、スケール厚さにむらがあると硬さのばらつきが増大して鋼板内の材質均一性が劣化する。
　本発明では、加速冷却の直前に高衝突圧の噴射流によるデスケーリングを実施し、スケール厚さを冷却速度に大きな差が生じない、１５μｍ以下まで均一に薄くする。すなわち、加速冷却後の鋼板のスケール厚さを１５μｍ以下とした場合に、板厚方向の硬さのばらつきがΔＨＶ３０以下、且つ板幅方向の硬さのばらつきも同様にΔＨＶ３０以下となる。
　加速冷却直前の鋼板のスケール厚みを測定することは困難である。しかしながら、加速冷却前のスケール厚みは加速冷却後のスケール厚みによって推定することができ、冷却後の鋼板のスケール厚みが１５μｍ以下となるように冷却直前にデスケーリングを行うことによって、所望の効果が得られることが解明された。冷却直前での高衝突圧の噴射流によるデスケーリングによって、高冷却速度下での強度と鋼板内の材質均一性を両立することができる。
　デスケーリング圧（鋼板表面での噴射流の衝突圧）：１ＭＰａ以上
　本発明では、冷却後の鋼板のスケール厚みが１５μｍ以下となるように加速冷却の直前に鋼板表面での噴射流の衝突圧が１ＭＰａ以上となる条件でデスケーリングを行う。鋼板表面での噴射流の衝突圧が１ＭＰａ未満では、デスケーリングが不十分でスケールむらが生じる場合があり、表層硬さのばらつきが生じるため、噴射流の衝突圧は１ＭＰａ以上とする。デスケーリングは高圧水を用いて行う。なお、鋼板表面での噴射流の衝突圧が１ＭＰａ以上であれば、他の噴射流を用いても問題はない。より好ましくは２ＭＰａ以上である。
　鋼板の平均冷却速度：１０℃／ｓ以上
デスケーリング後の加速冷却は、鋼板の強度を確保するために実施される。加速冷却においては、鋼板表層部の材質均質性を同時に担保する条件を選択する必要がある。鋼板の平均冷却速度が１０℃／ｓ未満の場合、デスケ－リングされた表層面であっても表層域の冷却が不均一となり、鋼板内部との硬さのばらつきが大きくなる。このため、平均冷却速度は１０℃／ｓ以上に規定する。また、より好ましい平均冷却速度は１５℃／ｓ以上である。なお、冷却開始温度は、得られる金属組織の均一性の観点から、理想的にはＡｒ３変態点以上であることが好ましい。しかしながら、例えば板厚が薄い場合などにおいては、圧延完了からデスケーリングを経て、加速冷却設備に搬送される間に温度低下が起こり、冷却開始温度がＡｒ３変態点を下回る場合がある。この影響が本発明の目的とするところの硬さの均質性を阻害しないためには、加速冷却開始温度は、圧延終了温度～（圧延終了温度－３０℃）の範囲内であることが望ましい。
　冷却停止温度：鋼板平均温度で２００～６００℃
加速冷却は、ベイナイト変態の温度域である２００～６００℃まで冷却し、所定の強度が得られるミクロ組織に鋼板内部を変態（本発明ではベイナイト変態）させる。冷却停止温度が６００℃を超えると、ベイナイト変態が不完全であり、十分な強度が得られない。また、冷却停止温度が２００℃未満では、特に表層部において一部マルテンサイトや島状マルテンサイト（ＭＡ）が生成し、鋼板内の材質均一性が得られず全厚の伸び特性が低下する。このため、加速冷却の冷却停止温度は鋼板平均温度で２００～６００℃とする。所望の強度靭性が得られるように加速冷却停止後、Ａｃ１変態点以下で焼き戻しても良い。Ａｃ１変態点は下式によって求めることができる。但し、式において、各元素記号は各元素の含有量（質量％）を示す。
Ａｃ１　＝７５１－２６．６Ｃ＋１７．６Ｓｉ－１１．６Ｍｎ－１６９Ａｌ－２３Ｃｕ－２３Ｎｉ＋２４．１Ｃｒ＋２２．５Ｍｏ＋２３３Ｎｂ－３９．７Ｖ－５．７Ｔｉ－８９５Ｂ
　以下、本発明の効果を実施例により詳細に説明する。表１に示す組成の鋼を転炉で溶製後、連続鋳造法でスラブ（鋼素材）とし、表２、３に示す制御圧延、加速冷却条件により２０～５０ｍｍ厚の鋼板を作製した。なお、表１において、鋼番号１～１０が本発明の実施例であり、鋼番号１１～１５は、成分組成のいずれかが本発明の範囲外となる比較例である。また、表２、３において、鋼番号に続く枝番Ａは本発明によるところの制御圧延・冷却条件によるものであり、枝番Ｂ１・Ｂ２は製造条件のいずれかが本発明の範囲外となる比較例である。
　上記組成ならびに製造工程を経て製造された厚鋼板について、平行部幅２５ｍｍの全厚引張試験片を採取して、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（１９９８）の規定に準拠して引張試験を実施し、引張強さ（以下、ＴＳと記載する。）および全厚伸び（全伸び）を求めた。なお、本発明はその対象として高強度鋼板を想定しているため、その強度目標をＴＳ：５５０Ｎ／ｍｍ２以上とし、全厚伸び値は一般的に同強度クラスの鋼材に対して要求される２０％以上を目標とした。
　また、上記の全厚引張試験における伸び値と、鋼板の硬さばらつき値の相関を明らかにするために、圧延方向に直角な断面について、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４に準拠して、ビッカース硬さを測定し、板厚方向の硬さ分布と板幅方向の硬さ分布を求めた。板厚方向については、１ｍｍピッチで全厚の硬さを測定し、板幅方向については、２０ｍｍピッチで全幅の硬さを測定した。なお、板幅方向の硬さは、表層１ｍｍ位置（表層から１ｍｍ内側の位置）、ｔ／４位置（板厚１／４位置）、ｔ／２位置（板厚中心部）で測定した。いずれの鋼板も表層１ｍｍ位置において硬さのばらつきが最大を示したので、板幅方向の硬さのばらつきは表層１ｍｍ位置で評価した。なお、硬さ測定時の試験荷重は１０ｋｇｆ（９８Ｎ）で一定とした。
　さらに、大入熱溶接ＨＡＺの靭性を評価するため、上記厚鋼板から、幅８０ｍｍ×長さ８０ｍｍ×厚み１５ｍｍの試験片を採取し、１４５０℃に加熱後、８００～５００℃を２５０ｓｅｃで冷却する熱処理を付与した後、２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を各３本採取して、上記と同様にしてシャルピー衝撃試験を行った。なお、衝撃試験温度は－４０℃とし、その靱性目標を－４０℃における吸収エネルギー平均値（以下ｖＥ－４０℃と記載する）で５０Ｊ以上とした。
　表４に、上記の鋼板母材特性ならびに大入熱溶接ＨＡＺ靱性評価結果を示す。板厚方向と板幅方向のそれぞれでのビッカース硬さ（ＨＶ）の変動幅：ΔＨＶが３０以下で、ＴＳ：５５０Ｎ／ｍｍ２以上、全厚伸び値：２０％以上を母材評価が良好とした。本発明例である鋼番号１～１０かつ枝番Ａにおいては、母材ならびに大入熱溶接ＨＡＺ特性とも良好な値が得られているのに対して、鋼番号１～１０かつ枝番Ｂ１・Ｂ２においては、化学成分規定は本発明の範囲内であるため大入熱ＨＡＺ特性は満足するものの、製造条件が本発明の範囲外であるため母材の特性が劣る。一方で、鋼番号１１～１５（枝番ＡおよびＢ１・Ｂ２）においては、成分範囲が本発明の範囲外であるために、大入熱溶接ＨＡＺ部の靱性が劣っている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
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Claims (5)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０３０～０．０８０％、Ｓｉ：０．０１～０．１０％、Ｍｎ：１．２０～２．４０％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．０００５～０．００４０％、Ａｌ：０．００５～０．０８０％、Ｎｂ：０．００３～０．０４０％、Ｔｉ：０．００３～０．０４０％、Ｎ：０．００３０～０．０１００％、Ｂ：０．０００３～０．００３０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ、板厚方向と板幅方向のそれぞれでのビッカース硬さ（ＨＶ）の変動幅：ΔＨＶが３０以下であることを特徴とする厚鋼板。
  2. 　更に、質量％で、Ｃｕ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．１０％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に記載の厚鋼板。
  3. 　更に、質量％で、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、Ｚｒ：０．００１～０．０２０％、ＲＥＭ：０．００１～０．０２０％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または２に記載の厚鋼板。
  4. 　請求項１乃至３のいずれか一つに記載の成分組成の鋼素材を１０００～１３００℃に加熱後、熱間圧延し、鋼板表面での噴射流の衝突圧が１ＭＰａ以上の条件で噴射流を鋼板表面に衝突させることによりデスケーリングを行い、その後、直ちに、鋼板の平均冷却速度：１０℃／ｓ以上、鋼板の平均冷却停止温度：２００～６００℃で加速冷却を行うことを特徴とする、板厚方向と板幅方向のそれぞれでのビッカース硬さ（ＨＶ）の変動幅：ΔＨＶが３０以下である厚鋼板の製造方法。
  5. 　加速冷却停止後、Ａｃ１変態点以下で焼き戻すことを特徴とする請求項４記載の厚鋼板の製造方法。
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