WO2018030186A1 - 高強度厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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thick steel
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佳子 竹内
勇樹 田路
亮 荒尾
克行 一宮
長谷　和邦
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    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength thick steel plate, and more particularly, to a high-strength thick steel plate excellent in brittle crack propagation stopping characteristics used for large structures such as ships, marine structures, low-temperature storage tanks, and construction / civil engineering structures. . Moreover, this invention relates to the manufacturing method of the said high intensity
  • Ni steel As a means for improving the brittle crack propagation stopping property of steel, a method of increasing the Ni content in steel is known. For example, 9% Ni steel is used on a commercial scale in LNG tanks. However, since an increase in the amount of Ni in the steel causes a significant increase in manufacturing cost, it is difficult to use the 9% Ni steel for applications other than the LNG storage tank.
  • relatively thin steel materials having a plate thickness of less than 50 mm are used for applications such as ships and line pipes that do not reach cryogenic temperatures such as LNG.
  • an excellent brittle crack propagation stopping characteristic can be realized by reducing the particle size by TMCP (Thermo-Mechanical Control Process) and improving low temperature toughness.
  • Patent Document 1 proposes a steel material in which the structure of the surface layer portion is made ultrafine in order to improve the brittle crack propagation stopping characteristics.
  • the structure of the surface layer portion is made ultrafine in order to improve the brittle crack propagation stopping characteristics.
  • Patent Document 2 in order to improve the brittle crack propagation stop property in a steel material having a ferrite-pearlite-based microstructure, the ferrite grain size, the ferrite grain aspect ratio, and the standard deviation of the ferrite grain size in the steel sheet surface layer are controlled. It has been proposed to do.
  • Patent Document 3 proposes a steel sheet that has improved brittle crack propagation stopping characteristics by refining ferrite crystal grains and controlling subgrains formed in ferrite crystal grains.
  • the resistance to brittle fracture is increased by causing separation on the fracture surface of the steel material in a direction parallel to the plate surface and relaxing the stress at the brittle crack tip.
  • Patent Document 4 discloses that the (110) plane X-ray intensity ratio is set to 2 or more by controlled rolling, and the area ratio of coarse crystal grains having an equivalent circle diameter of 20 ⁇ m or more is set to 10% or less, thereby causing brittle fracture resistance. It is described that the characteristics are improved.
  • Patent Document 5 proposes a welded structural steel excellent in brittle crack propagation stopping characteristics of the joint part, in which the (100) plane X-ray plane strength ratio in the rolled surface inside the plate thickness is 1.5 or more. Yes.
  • the steel for welded structure by developing the texture as described above, a shift occurs between the stress load direction and the crack propagation direction, and as a result, the brittle crack propagation stop characteristic is improved.
  • Japanese Patent Publication No. 7-100814 JP 2002-256375 A Japanese Patent No. 3467767 Japanese Patent No. 3548349 Japanese Patent No. 2659661
  • the conventional techniques as described above are all intended for a steel plate having a thickness of about 50 mm, and whether or not necessary characteristics can be obtained when applied to a thick material having a thickness of about 70 mm. It is unknown. In particular, the crack propagation characteristics in the plate thickness direction required in the hull structure are also unclear.
  • the present invention advantageously solves the above-mentioned problems, and has excellent brittle crack propagation stopping characteristics even when the plate thickness exceeds 50 mm, and can be manufactured by an industrially very simple process.
  • An object is to provide a thick steel plate.
  • an object of this invention is to provide the manufacturing method of the high strength thick steel plate which can manufacture the said high strength thick steel plate stably by an industrially simple process.
  • the temperature difference in the plate thickness direction can be reduced as shown in FIG. 2 by heating the front and back surfaces of the steel plate during rolling, and the temperature is lower than ever. I thought that I could roll it stably. Thereby, when hot rolling is performed under the same conditions as before, even higher brittle crack propagation stopping characteristics can be obtained. In addition, the rolling conditions necessary for obtaining the same level of brittle crack propagation stopping characteristics can be relaxed as compared with the conventional ones.
  • the present invention has been completed. That is, the gist configuration of the present invention is as follows.
  • Ceq [C] + [Mn] / 6 + [Cu] / 15 + [Ni] / 15 + [Cr] / 5 + [Mo] / 5 + [V] / 5 (1) Ceq ⁇ 0.40 (2)
  • the parenthesis in the formula (1) represents the content (% by mass) of the element in the parenthesis in the high-strength thick steel plate, and is 0 when the element is not contained.
  • the plate thickness is 50-100mm, Kca ( ⁇ 10 ° C.) is 7000 N / mm 3/2 or more, 2.
  • Kca ⁇ 10 ° C.
  • the component composition is mass%, Nb: 0.005 to 0.05%, Cu: 0.01 to 0.5%, 4.
  • the component composition is mass%, Mo: 0.01 to 0.5%, V: 0.001 to 0.10%, B: 0.0030% or less,
  • a method for producing a high-strength thick steel plate according to any one of 1 to 6 above A heating step of heating the steel having the component composition according to any one of 1, 4, and 5 to a heating temperature of 1000 to 1200 ° C .; A hot rolling step in which the heated steel is hot rolled into a hot rolled steel sheet, The hot rolling step, Hot rolling in which the plate thickness 1/2 position is in the austenite recrystallization temperature range; The plate thickness 1/2 position includes hot rolling in the austenite non-recrystallization temperature range, A method for producing a high-strength thick steel plate, wherein the steel is heated from both front and back surfaces during the hot rolling step.
  • the texture at both the plate thickness 1/2 position and the steel plate surface is appropriately controlled, so that even when the plate thickness exceeds 50 mm, the brittle crack propagation stopping property is excellent.
  • a strong thick steel plate can be obtained.
  • the high-strength thick steel plate of the present invention largely contributes to improving the safety of ships by applying it to deck members joined to hatch side combing in the strong deck structure of container ships and bulk carriers. It is extremely useful in industry.
  • the present invention will be specifically described.
  • the component composition and texture are defined as described above.
  • C 0.03 to 0.20%
  • C is an element that improves the strength of steel, and in the present invention, it is necessary to contain 0.03% or more in order to ensure a desired strength. However, if the C content exceeds 0.20%, the weldability is deteriorated and the toughness is also adversely affected. Therefore, the C content is 0.03 to 0.20%.
  • the C content is preferably 0.05 to 0.15%.
  • Si 0.03-0.5%
  • Si is effective as a deoxidizing element and as a steel strengthening element. However, if the content is less than 0.03%, the effect is not obtained. On the other hand, when the Si content exceeds 0.5%, not only the surface properties of the steel are impaired, but also the toughness is extremely deteriorated. Therefore, the Si content is 0.03 to 0.5%.
  • the Si content is preferably 0.04 to 0.40%.
  • Mn 0.5 to 2.2% Mn is contained as a strengthening element. If the Mn content is less than 0.5%, the effect is not sufficient. On the other hand, if the Mn content exceeds 2.2%, the weldability deteriorates and the steel material cost also increases. Therefore, the Mn content is 0.5 to 2.2%.
  • P 0.02% or less
  • P is an inevitable impurity in steel, and as the content increases, the toughness deteriorates. Therefore, in order to maintain good toughness even in a thick steel plate having a thickness exceeding 50 mm, the P content is set to 0.02% or less.
  • the P content is preferably 0.01% or less, and more preferably 0.006% or less.
  • the lower limit is not limited, and may be 0%, but industrially it exceeds 0%.
  • S 0.01% or less S is an unavoidable impurity in steel, and as the content increases, the toughness deteriorates. Therefore, in order to maintain good toughness even in a thick steel plate having a plate thickness exceeding 50 mm, the S content is set to 0.01% or less.
  • the S content is preferably 0.005% or less, and more preferably 0.003% or less.
  • the lower limit is not limited, and may be 0%, but industrially it exceeds 0%.
  • Ti 0.005 to 0.03%
  • Ti has the effect of forming nitrides, carbides, or carbonitrides by adding a trace amount, and making the crystal grains finer to improve the base material toughness. The effect can be obtained when the Ti content is 0.005% or more.
  • the Ti content is set to 0.005 to 0.03%.
  • the Ti content is preferably 0.006 to 0.028%.
  • Al 0.005 to 0.080%
  • Al is an element added as a deoxidizing material, and 0.005% or more must be added to obtain the effect.
  • the Al content is set to 0.005 to 0.080%.
  • the Al content is preferably 0.020 to 0.040%.
  • N 0.0050% or less
  • N is an element that combines with Al in the steel, adjusts the crystal grain size during rolling, and strengthens the steel. However, if the N content exceeds 0.0050%, the toughness deteriorates, so the N content is set to 0.0050% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited, but is preferably 0.0010% or more, and more preferably 0.0015% or more.
  • the component composition of the high-strength thick steel plate in one embodiment of the present invention is composed of the above elements, the remaining Fe and inevitable impurities.
  • the component composition further optionally contains one or more selected from the group consisting of Nb, Cu, Ni, and Cr. Is possible.
  • Nb 0.005 to 0.05% Nb precipitates as NbC during ferrite transformation or reheating, and contributes to increasing the strength.
  • Nb has an effect of expanding the non-recrystallized region in rolling in the austenite region, and contributes to the refinement of ferrite, so it is also effective in improving toughness. The effect is exhibited when the content is 0.005% or more. However, when the content exceeds 0.05%, coarse NbC precipitates, which causes a decrease in toughness. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is set to 0.005 to 0.05%.
  • Cu 0.01 to 0.5%
  • Cu is an element that enhances the hardenability of steel, and contributes to improving functions such as toughness, high-temperature strength, and weather resistance in addition to improving strength after rolling. These effects are exhibited by the content of 0.01% or more, but excessive content deteriorates by changing toughness and weldability. Therefore, the Cu content is set to 0.01 to 0.5%.
  • Ni 0.01 to 1.5%
  • Ni is an element that enhances the hardenability of steel, and contributes to functional improvements such as toughness, high-temperature strength, and weather resistance, in addition to improving strength after rolling. These effects are exhibited when the content is 0.01% or more. On the other hand, excessive inclusion causes deterioration of the toughness and weldability, and increases the cost of the alloy. Therefore, the Ni content is set to 0.01 to 1.5%.
  • Cr 0.01 to 0.5% Cr, like Cu, is an element that enhances the hardenability of steel, and contributes to functional improvements such as toughness, high-temperature strength, and weather resistance in addition to improving strength after rolling. These effects are exhibited by the content of 0.01% or more, but excessive content deteriorates by changing toughness and weldability. Therefore, the Cr content is set to 0.01 to 0.5%.
  • the said component composition further contains 1 or 2 or more selected from the group which consists of Mo, V, B, Ca, and REM arbitrarily further Is possible.
  • Mo 0.01 to 0.5% Mo, like Cu and Cr, is an element that enhances the hardenability of steel, and contributes to functional improvements such as toughness, high-temperature strength, and weather resistance in addition to improving strength after rolling. These effects are exhibited by the content of 0.01% or more, but excessive content deteriorates by changing toughness and weldability. Therefore, the Mo content is set to 0.01 to 0.5%.
  • V 0.001 to 0.10%
  • V is an element that improves the strength of the steel by precipitation strengthening that precipitates as V (CN). This effect is exhibited by containing V by 0.001% or more. On the other hand, when V is contained exceeding 0.10%, toughness is rather lowered. Therefore, when V is contained, the V content is set to 0.001 to 0.10%.
  • B 0.0030% or less
  • B is an element having an effect of enhancing the hardenability of steel in a small amount and can be arbitrarily contained. However, if the B content exceeds 0.0030%, the toughness of the welded portion decreases. Therefore, the B content is 0.0030% or less.
  • the lower limit of the B content is not particularly limited. However, when B is contained, the B content is preferably 0.0006% or more from the viewpoint of obtaining good hardenability.
  • Ca 0.0050% or less
  • Ca is an element having the effect of improving the toughness by refining the structure of the weld heat affected zone, and the effect of the present invention is not impaired as long as it is contained in an appropriate amount. Therefore, Ca can be contained as necessary. However, when Ca is contained excessively, coarse inclusions are formed and the toughness of the base material is deteriorated. Therefore, when Ca is contained, the Ca content is set to 0.0050% or less. On the other hand, the lower limit of the Ca content is not particularly limited. However, when Ca is added, the Ca content is preferably 0.0001% or more in order to sufficiently obtain the addition effect.
  • REM 0.0100% or less REM (rare earth metal) is an element that has the effect of improving the toughness by refining the structure of the weld heat affected zone in the same way as Ca. Will not be damaged. Therefore, REM can optionally be contained. However, if REM is excessively contained, coarse inclusions are formed and the toughness of the base material is deteriorated. Therefore, when REM is contained, the REM content is set to 0.0100% or less. On the other hand, the lower limit of the REM content is not particularly limited. However, when REM is added, the REM content is preferably 0.0005% or more in order to sufficiently obtain the effect of addition.
  • the carbon equivalent Ceq defined by the following formula (1) satisfies the condition of the following formula (2).
  • Ceq [C] + [Mn] / 6 + [Cu] / 15 + [Ni] / 15 + [Cr] / 5 + [Mo] / 5 + [V] / 5 (1)
  • the parenthesis in the above formula (1) represents the content (% by mass) of the element in the parenthesis in the high-strength thick steel plate, and is 0 when the element is not contained.
  • the strength and texture strength can be maintained even in a thick steel plate having a plate thickness exceeding 50 mm.
  • the upper limit of Ceq is not particularly limited, but is preferably 0.55 or less, more preferably 0.53 or less, and even more preferably 0.50 or less.
  • the texture is such that the ⁇ 113 ⁇ ⁇ 110> orientation strength at the plate thickness 1/2 position is 4.0 or more and the ⁇ 113 ⁇ ⁇ 110> orientation strength at the steel plate surface is 1.7 or more.
  • the texture is such that the ⁇ 113 ⁇ ⁇ 110> orientation strength at the plate thickness 1/2 position is 4.0 or more and the ⁇ 113 ⁇ ⁇ 110> orientation strength at the steel plate surface is 1.7 or more.
  • the ⁇ 113 ⁇ ⁇ 110> orientation strength at the plate thickness 1/2 position is 4.1 or more, and the ⁇ 113 ⁇ ⁇ 110> orientation strength at the steel plate surface is It is preferable to set it as 1.9 or more.
  • the upper limit of the ⁇ 113 ⁇ ⁇ 110> azimuth strength at the plate thickness 1/2 position is not particularly limited, and the higher the better, but generally it may be 7.0 or less. Moreover, it does not specifically limit about the upper limit of ⁇ 113 ⁇ ⁇ 110> azimuth
  • the ⁇ 113 ⁇ ⁇ 110> azimuth strength at the plate thickness 1/2 position and the ⁇ 113 ⁇ ⁇ 110> azimuth strength at the steel plate surface can be determined as random strength ratios by the X-ray pole figure method, respectively. Specifically, it can be measured by the method described in the examples. In the measurement, a positional error of several percent is allowed.
  • the area fraction of bainite is more preferably 90% or more.
  • the upper limit of the area fraction of the bainite is not particularly limited, and may be 100%.
  • the remainder other than bainite is not particularly limited and can be an arbitrary structure.
  • the total area fraction of the remaining tissue is preferably 15% or less. The area fraction can be measured by the method described in Examples.
  • vE Charpy absorbed energy at ⁇ 40 ° C. at a position of 1 ⁇ 4 ° C .: vE ( ⁇ 40 ° C.) is preferably 250 J or more, more preferably 280 J or more, and 300 J or more. It is more preferable.
  • the upper limit of the vE ( ⁇ 40 ° C.) is not particularly limited, but is generally 420 J or less, and may be 400 J or less.
  • the vE ( ⁇ 40 ° C.) at a position (depth) 5 mm from the surface of the high-strength thick steel plate is preferably 250 J or more, more preferably 280 J or more, and more preferably 300 J or more.
  • the upper limit of the vE ( ⁇ 40 ° C.) is not particularly limited, but is generally 420 J or less, and may be 400 J or less.
  • both the vE ( ⁇ 40 ° C.) at the position of 5 mm from the surface of the steel sheet and the position of the thickness 1/2 are obtained by heating the steel from both the front and back sides during the hot rolling process.
  • the Charpy fracture surface transition temperature at a 1 ⁇ 4 thickness position is ⁇ 40 ° C. or lower.
  • the lower limit of the Charpy fracture surface transition temperature is not particularly limited, but may generally be ⁇ 130 ° C. or higher.
  • Kca ( ⁇ 10 ° C.) is 7000 N / mm 3/2 or more. it can.
  • Kca (-10 ° C.) is preferably in the 7500N / mm 3/2 or more, more preferably, to 8000 N / mm 3/2 or more, still more preferably 9000 N / mm 3/2 or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but in general, it may be 13000 N / mm 3/2 or less.
  • the value of Kca ( ⁇ 10 ° C.) can be measured by a temperature gradient type ESSO test, and specifically can be obtained by the method described in the examples.
  • the tensile strength (TS) of the high-strength thick steel plate of the present invention is not particularly limited, but the tensile strength TS at the 1/4 thickness position is preferably 570 MPa or more, more preferably 580 MPa or more, More preferably, it is 590 MPa or more.
  • the upper limit of TS is not particularly limited, but generally, the tensile strength TS at the 1/4 thickness position may be 700 MPa or less.
  • the plate thickness of the high-strength thick steel plate of the present invention is not particularly limited, and can be an arbitrary value. However, since the effect of the present invention becomes more significant as the plate thickness increases, the plate thickness is preferably 50 mm or more, more preferably more than 50 mm, further preferably 60 mm or more, and 70 mm or more. More preferably. On the other hand, the upper limit of the plate thickness is not particularly limited, but may generally be 100 mm or less.
  • the high-strength thick steel plate of the present invention can be produced by hot rolling steel having the above-described component composition under specific conditions. Specifically, the following steps (1) and (2) are sequentially performed. (1) A heating step of heating steel to a heating temperature of 1000 to 1200 ° C. (2) A hot rolling process in which the heated steel is hot rolled to form a hot rolled steel sheet. In the (2) hot rolling step, the following steps (2-1) and (2-2) are sequentially performed. (2-1) Hot rolling (recrystallization zone rolling) in which the plate thickness 1 ⁇ 2 position is in the austenite recrystallization temperature range. (2-2) Hot rolling (non-recrystallized zone rolling) in which the plate thickness 1/2 position is in the austenite non-recrystallized temperature range.
  • step (3) A cooling step of cooling the hot-rolled steel sheet to a cooling stop temperature of 500 ° C. or lower at a cooling rate of 3 ° C./s or higher.
  • step (4) may be optionally performed.
  • Heating temperature 1000-1200 ° C
  • the steel having the above composition is heated. At that time, if the heating temperature is less than 1000 ° C., sufficient rolling time in the austenite recrystallization temperature region cannot be ensured. On the other hand, when the heating temperature exceeds 1200 ° C., the austenite grains become coarse, leading to a decrease in toughness, and an oxidation loss becomes remarkable, resulting in a decrease in yield. Therefore, the heating temperature is set to 1000 to 1200 ° C. From the viewpoint of improving the toughness of the steel sheet, the heating temperature is preferably 1000 to 1170 ° C, and more preferably 1050 to 1170 ° C.
  • the steel used for the heating step is not particularly limited and can be manufactured by an arbitrary method.
  • a steel piece (slab) obtained by melting a molten steel having the above component composition in a converter or the like and obtaining it by continuous casting can be used.
  • hot rolling is performed.
  • (2-1) hot rolling (recrystallization zone rolling) is performed in the austenite recrystallization temperature range at a position where the plate thickness is 1/2, and then (2-2) plate thickness 1 / 2 position performs hot rolling (non-recrystallization zone rolling) in the austenite non-recrystallization temperature range.
  • the rolling end temperature in the hot rolling step is not particularly limited, but is preferably Ar 3 point or higher.
  • the cumulative rolling reduction in the above hot rolling is not particularly limited.
  • the upper limit of the recrystallization temperature range cumulative rolling reduction is not particularly limited, but is preferably 60% or less from the viewpoint of rolling load.
  • the cumulative reduction ratio (non-recrystallized area cumulative reduction ratio) in hot rolling in the (2-2) plate thickness 1/2 position in the austenite non-recrystallization temperature range be 45% or more.
  • the upper limit of the unrecrystallized temperature range cumulative rolling reduction is not particularly limited, but is preferably 90% or less from the viewpoint of rolling load. From the viewpoint of texture control, it is preferable to control the cumulative rolling reduction in this way.
  • the steel is heated from both the front and back sides during the (2) hot rolling step.
  • the temperature distribution in the plate thickness direction can be controlled, and the temperature difference between the steel plate surface and the inside can be reduced.
  • vE ⁇ 40 ° C.
  • a position of 5 mm from the surface of the steel sheet and a position of a thickness of 1/2 can be set to 250 J or more.
  • the heating from both the front and back surfaces is performed such that the temperature difference between the steel surface and the plate thickness 1/2 at the time when the heating is completed is 30 ° C. or less. Thereby, it can suppress that a ferrite produces
  • the temperature difference is more preferably 20 ° C. or less, and further preferably 10 ° C. or less.
  • the lower limit is not particularly limited, and may be 0 ° C. or higher.
  • the timing which performs the said heating is not specifically limited, What is necessary is just in the middle of a hot rolling process.
  • heating is performed before the start of non-recrystallization zone rolling, from the viewpoint of temperature control, it is preferable to start the non-recrystallization zone rolling within 30 seconds after the completion of the heating.
  • the heating in the hot rolling step is not particularly limited and can be performed by any method such as induction heating or furnace heating.
  • Cooling rate 3 ° C./s or more Cooling stop temperature: 500 ° C. or less
  • the steel sheet that has been rolled is 500 ° C. or less at a cooling rate of 3 ° C./s or more from the viewpoint of maintaining the texture developed during rolling. It is preferable to cool to a cooling stop temperature.
  • the upper limit of a cooling rate is not specifically limited, It is preferable to set it as 10 degrees C / s or less.
  • the lower limit of the cooling stop temperature is not particularly limited, but is preferably 0 ° C. or higher.
  • the cooling start temperature in the cooling step it is preferable that the Ar 3 point or more.
  • Tempering temperature When performing tempering treatment after the Ac 1 point below the cooling step, it is preferable to perform the tempering under the following tempering temperature point Ac. This is because if the tempering temperature is higher than the Ac 1 point, the texture developed during rolling may be lost.
  • the lower limit of the tempering temperature is not particularly limited, but is preferably 400 ° C. or higher.
  • the temperature at the plate thickness 1/2 position is obtained by heat transfer calculation from the steel plate surface temperature measured with a radiation thermometer or calculation based on the center temperature measured in advance. Moreover, the temperature in the cooling conditions after rolling is the temperature at the plate thickness 1/2 position.
  • the steel was heated from both the front and back surfaces except for some comparative examples.
  • the heating was performed after completion of recrystallization zone rolling and before starting non-recrystallization zone rolling. At that time, the non-recrystallization zone rolling was started within 30 seconds from the end of heating.
  • the heating was performed by furnace heating using an atmospheric furnace and induction heating by high frequency.
  • the test piece used for measuring vE ( ⁇ 40 ° C.) at a position 5 mm from the surface of the steel sheet was taken from the surface of the steel sheet after removing the scale (black skin) formed on the surface of the steel sheet. did. Since the thickness of the test piece is 10 mm, the measurement position on the test piece is the center position in the thickness direction of the test piece, that is, the position of 5 mm from the steel plate surface to the plate thickness direction.
  • the X-ray-diffraction measurement was implemented using the X-ray-diffraction apparatus using Mo ray source, and the (200), (110), and (211) positive electrode dot diagram was calculated
  • the ratio of ⁇ 113 ⁇ ⁇ 110> orientation strength to random strength was calculated by calculating a three-dimensional crystal orientation density function from the obtained positive electrode dot diagram.
  • the high-strength thick steel plate that satisfies the conditions of the present invention has a vE ( ⁇ 40 ° C.) at a position of 5 mm from the steel plate surface, a thickness of 1/2, and a thickness of 1/4.
  • Kca ( ⁇ 10 ° C.) was 7000 N / mm 3/2 or more and had excellent brittle crack propagation stopping characteristics.
  • the high strength thick steel plate of the comparative example not satisfying the conditions of the present invention was inferior in at least one of vE ( ⁇ 40 ° C.) and Kca ( ⁇ 10 ° C.) at the 1/4 thickness position.

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Abstract

板厚が５０ｍｍを超える場合においても優れた脆性亀裂伝播停止特性を有し、かつ工業的に極めて簡易なプロセスで製造することができる高強度厚鋼板を提供する。 質量％で、Ｃ：０．０３～０．２０％、Ｓｉ：０．０３～０．５％、Ｍｎ：０．５～２．２％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．００５～０．０３％、Ａｌ：０．００５～０．０８０％、およびＮ：０．００５０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、　かつ下記（１）式で定義されるＣｅｑが下記（２）式の条件を満足する成分組成を有し、板厚１／２位置における｛１１３｝＜１１０＞方位強度が４．０以上、鋼板表面における｛１１３｝＜１１０＞方位強度が１．７以上の集合組織を有する、高強度厚鋼板。 Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｕ］／１５＋［Ｎｉ］／１５＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／５＋［Ｖ］／５…（１） Ｃｅｑ≧０．４０…（２）

Description

高強度厚鋼板およびその製造方法
　本発明は、高強度厚鋼板に関し、特に、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用いられる、脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板に関する。また、本発明は、前記高強度厚鋼板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への影響が大きい。そのため、安全性の向上が常に求められており、使用される鋼材に対しては、使用温度における靭性や、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は、その構造上、船体外板に高強度の厚肉材が使用されており、最近では、船体の大型化に伴って一層の高強度化および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材になるほど劣化する傾向にあるため、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。
　鋼材の脆性き裂伝播停止特性を向上させる手段としては、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）の貯槽タンクには、９％Ｎｉ鋼が商業規模で使用されている。しかし、鋼中Ｎｉ量の増加は製造コストの大幅な上昇を招くため、前記９％Ｎｉ鋼をＬＮＧ貯槽タンク以外の用途に用いることは難しい。
　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などの用途には、板厚が５０ｍｍ未満である比較的薄手の鋼材が使用されている。そのような薄手の鋼材においては、ＴＭＣＰ（Thermo-Mechanical Control Process）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、鋼の組織や集合組織を制御する方法が、様々な観点から提案されている。
　例えば、特許文献１では、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材が提案されている。脆性き裂が伝播する際に鋼材表層部に発生するシアリップ（塑性変形領域）における結晶粒を微細化することによって、伝播する脆性き裂が有する伝播エネルギーが吸収され、その結果、脆性き裂伝播停止特性が向上する。
　特許文献２では、フェライト－パーライト主体のミクロ組織を有する鋼材において脆性き裂伝播停止特性を向上させるために、鋼板表層におけるフェライト粒径、フェライト粒のアスペクト比、およびフェライト粒径の標準偏差を制御することが提案されている。
　特許文献３では、フェライト結晶粒を微細化するとともに、フェライト結晶粒内に形成されるサブグレインを制御することによって、脆性き裂伝播停止特性を向上させた鋼板が提案されている。
　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。この方法では、鋼材の破壊面上にセパレーションを板面と平行な方向に生じさせ、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ている。
　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以上の粗大な結晶粒の面積率を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では、板厚内部の圧延面における（１００）面のＸ線面強度比が１．５以上である、継手部の脆性き裂伝播停止特性に優れた溶接構造用鋼が提案されている。前記溶接構造用鋼では、前記の通り集合組織を発達させることにより、応力負荷方向とき裂伝播方向との間にずれが生じ、その結果、脆性き裂伝播停止特性が向上する。
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
　しかし、特許文献１、２に記載された鋼材を得るためには、鋼材表層部を一旦冷却した後に復熱させ、かつ前記復熱中に加工を加えることによって組織を制御する必要がある。そのため、実生産規模では制御が容易でなく、圧延、冷却設備への負荷が大きい。
　また、上記したような従来の技術は、いずれも板厚５０ｍｍ程度の鋼板を対象としたものであり、板厚７０ｍｍ程度の厚肉材へ適用した場合に、必要な特性が得られるかどうかは不明である。特に、船体構造において必要とされる板厚方向のき裂伝播特性についても不明である。
　本発明は、上記した問題を有利に解決するもので、板厚が５０ｍｍを超える場合においても優れた脆性亀裂伝播停止特性を有し、かつ工業的に極めて簡易なプロセスで製造することができる高強度厚鋼板を提供することを目的とする。また、本発明は、工業的に簡易なプロセスで、前記高強度厚鋼板を安定して製造し得る、高強度厚鋼板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、優れた脆性き裂伝播停止特性を有する高強度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結果、以下の知見を得た。
（１）オーステナイト域で圧延を完了する場合、圧延時の温度が低温であるほど高い靭性値と集合組織が得られる。しかしながら、板厚が５０ｍｍを超えるような厚鋼板においては、変態点付近まで圧延温度を下げてしまうと、図１に示すように鋼板の表面と板厚中央部との温度差が大きくなるため、表層部がフェライト組織に変態し、そのフェライトが圧延されて表層部の靭性が劣化する。
（２）表層部のフェライト生成を抑制するためには圧延温度を上げる必要があるが、圧延温度を上げると、板厚中心の圧延温度を十分に低くすることができない。
（３）板厚中心部の圧延温度が十分に低くないと、板厚中心部の結晶粒径が粗大となり靱性が不十分となる場合や、き裂伝播停止特性に有利な集合組織の集積度が不十分となる場合がある。
　上記の問題を解決するためさらに検討を重ねた結果、圧延の途中で鋼板の表裏面を加熱することで図２に示したように板厚方向の温度差を低減でき、これまで以上に低い温度で安定的に圧延できることに思い至った。これにより、これまでと同程度の条件下で熱間圧延を行った場合には、更に高い脆性き裂伝播停止特性を得ることができる。また、同程度の脆性き裂伝播停止特性を得るために必要な圧延条件を、これまでに比べて緩和することができる。
　そして、上記プロセスを用いて板厚１／２位置および鋼板表面における｛１１３｝＜１１０＞方位強度を制御することにより、優れた母材靭性を有すると共に、極めて優れた脆性き裂伝播停止特性が得られることを知見した。
　以上の知見に基づき検討を行い、本発明を完成するに至った。すなわち、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　：０．０２％以下、
　　Ｓ　：０．０１％以下、
　　Ｔｉ：０．００５～０．０３％、
　　Ａｌ：０．００５～０．０８０％、および
　　Ｎ　：０．００５０％以下を含有し、
　　残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
　　かつ下記（１）式で定義されるＣｅｑが下記（２）式の条件を満足する成分組成を有し、
　板厚１／２位置における｛１１３｝＜１１０＞方位強度が４．０以上、鋼板表面における｛１１３｝＜１１０＞方位強度が１．７以上の集合組織を有する、高強度厚鋼板。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　記
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｕ］／１５＋［Ｎｉ］／１５＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／５＋［Ｖ］／５…（１）
Ｃｅｑ≧０．４０…（２）
　ここで、上記（１）式における括弧は、前記高強度厚鋼板における該括弧内の元素の含有量（質量％）を表し、該元素が含有されていない場合には０とする
２．板厚が５０～１００ｍｍであり、
　Ｋｃａ（－１０℃）が７０００Ｎ／ｍｍ3/2以上、
　板厚１／４位置におけるｖＥ（－４０℃）が２５０Ｊ以上、かつ
　板厚１／４位置における引張強さＴＳが５７０ＭＰａ以上である、上記１に記載の高強度厚鋼板。
３．板厚１／２位置における組織に占めるベイナイトの面積分率が８５％以上である、上記１または２に記載の高強度厚鋼板。
４．前記成分組成が、質量％で、
　　Ｎｂ：０．００５～０．０５％、
　　Ｃｕ：０．０１～０．５％、
　　Ｎｉ：０．０１～１．５％、および
　　Ｃｒ：０．０１～０．５％からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、上記１～３のいずれか一項に記載の高強度厚鋼板。
５．前記成分組成が、質量％で、
　　Ｍｏ：０．０１～０．５％、
　　Ｖ　：０．００１～０．１０％、
　　Ｂ　：０．００３０％以下、
　　Ｃａ：０．００５０％以下、および
　　ＲＥＭ：０．０１００％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、上記１～４のいずれか一項に記載の高強度厚鋼板。
６．鋼板表面から５ｍｍ位置と板厚１／２位置とにおけるｖＥ（－４０℃）が、いずれも２５０Ｊ以上である、上記１から４のいずれか一項に記載の高強度厚鋼板。
７．上記１～６のいずれか一項に記載の高強度厚鋼板の製造方法であって、
　　上記１、４、および５のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼を１０００～１２００℃の加熱温度に加熱する加熱工程と、
　　加熱された前記鋼を熱間圧延して熱延鋼板とする熱間圧延工程とを有し、
　前記熱間圧延工程が、
　　板厚１／２位置がオーステナイト再結晶温度域での熱間圧延と、
　　板厚１／２位置がオーステナイト未再結晶温度域での熱間圧延とを含み、
　前記熱間圧延工程の間に、前記鋼を表裏の両面から加熱する、高強度厚鋼板の製造方法。
８．前記熱延鋼板を、３℃／ｓ以上の冷却速度で、５００℃以下の冷却停止温度まで冷却する冷却工程をさらに有する、上記７に記載の高強度厚鋼板の製造方法。　　　　　　　
９．前記冷却工程で冷却された熱延鋼板を、Ａｃ1点以下の焼戻温度で焼戻す焼戻し工程をさらに有する、上記８に記載の高強度厚鋼板の製造方法。
１０．前記表裏の両面からの加熱が終了した時点における前記鋼の表面と板厚１／２位置における温度差を３０℃以下とする、上記７～９のいずれか一項に記載の高強度厚鋼板の製造方法。
１１．前記表裏の両面からの加熱を、前記板厚１／２位置がオーステナイト未再結晶温度域での熱間圧延の開始より前に行う、上記７～１０のいずれか一項に記載の高強度厚鋼板の製造方法。
　本発明によれば、板厚１／２位置と鋼板表面の両者における集合組織が適切に制御されるので、板厚が５０ｍｍを超えるような場合においても、脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板を得ることができる。本発明の高強度厚鋼板は、例えば、造船分野ではコンテナ船、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するところが大で、産業上極めて有用である。
従来の熱間圧延における、鋼板の板厚方向での温度分布を示す模式図である。 本発明の熱間圧延における、鋼板の板厚方向での温度分布を示す模式図である。
　以下、本発明を具体的に説明する。本発明の一実施形態における高強度厚鋼板においては、成分組成および集合組織が上記のように規定される。
［成分組成］
　まず、本発明において鋼の成分組成を上記のように限定する理由を説明する。なお、成分組成に関する「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
Ｃ：０．０３～０．２０％
　Ｃは、鋼の強度を向上する元素であり、本発明では、所望の強度を確保するためには０．０３％以上の含有を必要とする。しかし、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％とする。なお、Ｃ含有量は０．０５～０．１５％とすることが好ましい。
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が、０．０３％未満の含有量ではその効果がない。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。従って、Ｓｉ含有量は０．０３～０．５％とする。Ｓｉ含有量は０．０４～０．４０％とすることが好ましい。
Ｍｎ：０．５～２．２％
　Ｍｎは、強化元素として含有される。Ｍｎ含有量が０．５％より少ないとその効果が十分でない。一方、Ｍｎ含有量が２．２％を超えると溶接性が劣化することに加え、鋼材コストも上昇する。そのため、Ｍｎ含有量は、０．５～２．２％とする。
Ｐ：０．０２％以下
　Ｐは、鋼中の不可避的不純物であり、含有量が多くなると靭性が劣化してしまう。そのため、板厚が５０ｍｍ超えるような厚鋼板においても良好な靭性を保つために、Ｐ含有量を０．０２％以下とする。Ｐ含有量は０．０１％以下とすることが好ましく、０．００６％以下とすることがより好ましい。一方、下限については限定されず、０％であってもよいが、工業的には０％超である。
Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは、鋼中の不可避的不純物であり、含有量が多くなると靭性が劣化してしまう。そのため、板厚が５０ｍｍ超えるような厚鋼板においても良好な靭性を保つために、Ｓ含有量を０．０１％以下とする。Ｓ含有量は０．００５％以下とすることが好ましく、０．００３％以下とすることがより好ましい。一方、下限については限定されず、０％であってもよいが、工業的には０％超である。
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。前記効果は、Ｔｉ含有量が０．００５％以上であれば得ることができる。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における靭性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は０．００５～０．０３％とする。Ｔｉ含有量は０．００６～０．０２８％とすることが好ましい。
Ａｌ：０．００５～０．０８０％
　Ａｌは、脱酸材として添加される元素であり、その効果を得るためには０．００５％以上の添加が必要である。一方、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％とする。なお、Ａｌ含有量は、０．０２０～０．０４０％とすることが好ましい。
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、鋼を強化する元素である。しかし、Ｎ含有量が０．００５０％を超えると靭性が劣化するため、Ｎ含有量は０．００５０％以下とする。一方、Ｎ含有量の下限は特に限定されないが、０．００１０％以上とすることが好ましく、０．００１５％以上とすることがより好ましい。
　本発明の一実施形態における高強度厚鋼板の成分組成は、上記元素と、残部のＦｅ及び不可避不純物からなる。
　また、本発明の他の実施形態においては、さらに特性を向上させるため、上記成分組成が、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、およびＣｒからなる群より選択される１または２以上をさらに任意に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ので、靭性の改善にも有効である。その効果は０．００５％以上の含有により発揮されるが、０．０５％を超えて含有すると、粗大なＮｂＣが析出することにより、かえって靭性の低下を招く。そのため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量を０．００５～０．０５％とする。
Ｃｕ：０．０１～０．５％
　Ｃｕは、鋼の焼入れ性を高める元素であり、圧延後の強度向上に加え、靭性、高温強度、耐候性などの機能向上に寄与する。これらの効果は、０．０１％以上の含有によって発揮されるが、過度の含有は靭性や溶接性をかえって劣化させる。そのため、Ｃｕ含有量は０．０１～０．５％とする。
Ｎｉ：０．０１～１．５％
　Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高める元素であり、圧延後の強度向上に加え、靭性、高温強度、耐候性などの機能向上に寄与する。これらの効果は、０．０１％以上の含有によって発揮される。一方、過度の含有は靭性や溶接性をかえって劣化させることに加え、合金のコスト増加を招く。そのため、Ｎｉ含有量は０．０１～１．５％とする。
Ｃｒ：０．０１～０．５％
　Ｃｒは、Ｃｕと同様に、鋼の焼入れ性を高める元素であり、圧延後の強度向上に加え、靭性、高温強度、耐候性などの機能向上に寄与する。これらの効果は、０．０１％以上の含有によって発揮されるが、過度の含有は靭性や溶接性をかえって劣化させる。そのため、Ｃｒ含有量は０．０１～０．５％とする。
　また、本発明の他の実施形態においては、さらに特性を向上させるため、上記成分組成が、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、およびＲＥＭからなる群より選択される１または２以上をさらに任意に含有することが可能である。
Ｍｏ：０．０１～０．５％
　Ｍｏは、ＣｕやＣｒと同様に、鋼の焼入れ性を高める元素であり、圧延後の強度向上に加え、靭性、高温強度、耐候性などの機能向上に寄与する。これらの効果は、０．０１％以上の含有によって発揮されるが、過度の含有は靭性や溶接性をかえって劣化させる。そのため、Ｍｏ含有量は０．０１～０．５％とする。
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を０．００１％以上含有させることにより発揮される。一方、Ｖを０．１０％を超えて含有すると、かえって靭性が低下する。このため、Ｖを含有させる場合には、Ｖ含有量を０．００１～０．１０％とする。
Ｂ：０．００３０％以下
　Ｂは、微量で鋼の焼入れ性を高める効果を有する元素であり、任意に含有させることができる。しかし、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると、溶接部の靭性が低下する。そのため、Ｂ含有量を０．００３０％以下とする。なお、Ｂ含有量の下限は特に限定されないが、Ｂを含有させる場合、良好な焼入れ性を得るという観点からは、Ｂ含有量を０．０００６％以上とすることが好ましい。
Ｃａ：０．００５０％以下
　Ｃａは、溶接熱影響部の組織を微細化して靭性を向上させる効果を有する元素であり、適量の含有であれば本発明の効果が損なわれることはない。したがって、必要に応じてＣａを含有することができる。しかし、過度にＣａを含有すると、粗大な介在物を形成して母材の靭性を劣化させる。そのため、Ｃａを含有させる場合には、Ｃａ含有量を０．００５０％以下とする。一方、Ｃａ含有量の下限値は特に限定されないが、Ｃａを添加する場合、添加効果を十分に得るためにはＣａ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
ＲＥＭ：０．０１００％以下
　ＲＥＭ（希土類金属）は、Ｃａと同様に、溶接熱影響部の組織を微細化して靭性を向上させる効果を有する元素であり、適量の含有であれば本発明の効果が損なわれることはない。したがって、任意にＲＥＭを含有することができる。しかし、過度にＲＥＭを含有すると、粗大な介在物を形成して母材の靭性を劣化させる。そのため、ＲＥＭを含有させる場合には、ＲＥＭ含有量を０．０１００％以下とする。一方、ＲＥＭ含有量の下限は特に限定されないが、ＲＥＭを添加する場合、添加効果を十分に得るためにはＲＥＭ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
［Ｃｅｑ］
　さらに、上記成分組成は、下記（１）式で定義される炭素当量Ｃｅｑが下記（２）式の条件を満足するものである。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｕ］／１５＋［Ｎｉ］／１５＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／５＋［Ｖ］／５…（１）
Ｃｅｑ≧０．４０…（２）
ここで、上記（１）式における括弧は、高強度厚鋼板における該括弧内の元素の含有量（質量％）を表し、該元素が含有されていない場合には０とする。
　Ｃｅｑを０．４０以上とすることにより、板厚が５０ｍｍを超えるような厚鋼板においても、強度および集合組織強度を保つことができる。一方、Ｃｅｑの上限は特に限定されないが、０．５５以下とすることが好ましく、０．５３以下とすることがより好ましく、０．５０以下とすることがさらに好ましい。
［集合組織］
　本発明では、圧延方向または圧延直角方向など板面に平行な方向に伝播するき裂に対するき裂伝播停止特性を向上させるために、板厚１／２位置および鋼板表面における｛１１３｝＜１１０＞方位強度を規定する。板厚１／２位置および鋼板表面において、｛１１３｝＜１１０＞方位を発達させると、き裂進展に先立ち微視的なクラックが発生してき裂進展の抵抗となる。なお、ここで「板厚１／２位置」とは板厚方向における中央の位置を意味し、「鋼板表面」とは、スケールを除去した後の鋼板の表面から０．５ｍｍの深さの位置を意味する。
　具体的には、板厚１／２位置における｛１１３｝＜１１０＞方位強度が４．０以上、鋼板表面における｛１１３｝＜１１０＞方位強度が１．７以上の集合組織とする。前記条件を満たすように集合組織を制御することにより、最近のコンテナ船やバルクキャリアーなど船体外板に用いられるようになった板厚が５０ｍｍを超えるような厚鋼板においても、構造安全性を確保する上で目標とされるＫｃａ（－１０℃）≧７０００Ｎ／ｍｍ3/2の脆性き裂伝播停止特性を得ることができる。ここで、Ｋｃａ（－１０℃）は、－１０℃における脆性き裂伝播停止靭性である。なお、より優れたき裂伝播停止性能が要求される場合には、板厚１／２位置における｛１１３｝＜１１０＞方位強度を４．１以上、鋼板表面における｛１１３｝＜１１０＞方位強度を１．９以上とするとすることが好ましい。一方、板厚１／２位置における｛１１３｝＜１１０＞方位強度の上限は特に限定されず、高ければ高いほどよいが、一般的には７．０以下であってよい。また、鋼板表面における｛１１３｝＜１１０＞方位強度の上限についても特に限定されず、高ければ高いほどよいが、一般的には５．０以下であってよい。
　なお、板厚１／２位置における｛１１３｝＜１１０＞方位強度と、鋼板表面における｛１１３｝＜１１０＞方位強度は、それぞれＸ線極点図法により、ランダム強度比として求めることが可能であり、具体的には、実施例に記載した方法で測定することができる。なお、前記測定においては、数％の位置誤差は許容される。
[鋼板内部の組織]
　板厚１／２位置におけるベイナイトの面積分率を８５％以上とすることが好ましい。組織をこのように制御することにより　脆性き裂伝播特性に有利な｛１１３｝＜１１０＞方位を高めることができる。なお、前記ベイナイトの面積分率は、９０％以上とすることがより好ましい。一方、前記ベイナイトの面積分率の上限は特に限定されず、１００％であってよい。なお、ベイナイト以外の残部は、特に限定されることなく、任意の組織とすることができる。それら残部組織の面積分率の合計は、１５％以下とすることが好ましい。前記面積分率は、実施例に記載の方法で測定することができる。
［母材靭性］
　上記のように成分組成と集合組織を制御することにより、優れた母材靭性を有する高強度厚鋼板を得ることができる。優れた母材靭性を有することは、き裂の進展を抑制する上で重要である。具体的には、板厚１／４位置での、－４０℃におけるシャルピー吸収エネルギー：ｖＥ（－４０℃）を２５０Ｊ以上とすることが好ましく、２８０Ｊ以上とすることがより好ましく、３００Ｊ以上とすることがより好ましい。一方、前記ｖＥ（－４０℃）の上限は特に限定されないが、一般的には、４２０Ｊ以下であってよく、４００Ｊ以下であってもよい。
　さらに、高強度厚鋼板の表面から５ｍｍの位置（深さ）におけるｖＥ（－４０℃）を２５０Ｊ以上とすることが好ましく、２８０Ｊ以上とすることがより好ましく、３００Ｊ以上とすることがより好ましい。一方、前記ｖＥ（－４０℃）の上限は特に限定されないが、一般的には、４２０Ｊ以下であってよく、４００Ｊ以下であってもよい。
　本発明においては、後述するように、熱間圧延工程の間に鋼を表裏の両面から加熱することによって、鋼板表面から５ｍｍ位置と板厚１／２位置とにおけるｖＥ（－４０℃）の両者を２５０Ｊ以上とすることができる。
　また、板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度は－４０℃以下とすることが好ましい。前記シャルピー破面遷移温度の下限は、特に限定されないが、一般的には、－１３０℃以上であってよい。
［脆性き裂伝播停止靭性］
　上述したように、本発明の高強度厚鋼板においては集合組織を制御することによってＫｃａ（－１０℃）が７０００Ｎ／ｍｍ3/2以上という、優れた脆性き裂伝播停止特性を実現することができる。Ｋｃａ（－１０℃）は、７５００Ｎ／ｍｍ3/2以上とすることが好ましく、８０００Ｎ／ｍｍ3/2以上とすることがより好ましく、９０００Ｎ／ｍｍ3/2以上とすることがさらに好ましい。一方、Ｋｃａ（－１０℃）の値は高いほど好ましいため、その上限は特に限定されないが、一般的には、１３０００Ｎ／ｍｍ3/2以下であってよい。なお、前記Ｋｃａ（－１０℃）の値は温度勾配型ＥＳＳＯ試験によって測定することができ、具体的には実施例に記載した方法で得ることができる。
［引張強さ］
　本発明の高強度厚鋼板の引張強さ（ＴＳ）は、特に限定されないが、板厚１／４位置における引張強さＴＳを５７０ＭＰａ以上とすることが好ましく、５８０ＭＰａ以上とすることがより好ましく、５９０ＭＰａ以上とすることがさらに好ましい。一方、ＴＳの上限についても特に限定されないが、一般的には、板厚１／４位置における引張強さＴＳが７００ＭＰａ以下であってよい。
［板厚］
　本発明の高強度厚鋼板の板厚は特に限定されず、任意の値とすることができる。しかし、板厚が厚いほど本発明の効果が顕著となるため、板厚は、５０ｍｍ以上とすることが好ましく、５０ｍｍ超とすることがより好ましく、６０ｍｍ以上とすることがさらに好ましく、７０ｍｍ以上とすることがさらに好ましい。一方、板厚の上限についても特に限定されないが、一般的には１００ｍｍ以下であってよい。
［製造方法］
　次に、本発明の一実施形態における高強度厚鋼板の製造方法を説明する。
　本発明の高強度厚鋼板は、上述した成分組成を有する鋼を特定の条件で熱間圧延することによって製造することができる。具体的には、次の（１）および（２）の工程を順次行う。
（１）鋼を１０００～１２００℃の加熱温度に加熱する加熱工程。
（２）加熱された前記鋼を熱間圧延して熱延鋼板とする熱間圧延工程。
そして、前記（２）熱間圧延工程においては、次の（２－１）および（２－２）の工程を順次行う。
（２－１）板厚１／２位置がオーステナイト再結晶温度域での熱間圧延（再結晶域圧延）。
（２－２）板厚１／２位置がオーステナイト未再結晶温度域での熱間圧延（未再結晶域圧延）。
　また、前記（２）熱間圧延工程の後に、次の（３）の工程を任意に行うこともできる。
（３）前記熱延鋼板を、３℃／ｓ以上の冷却速度で、５００℃以下の冷却停止温度まで冷却する冷却工程。
　さらに、前記（３）冷却工程の後に、次の（４）の工程を任意に行うこともできる。
（４）前記冷却工程で冷却された熱延鋼板を、Ａｃ1点以下の焼戻温度で焼戻す焼戻し工程。
　以下、上記各工程における条件の限定理由について説明する。
［加熱工程］
加熱温度：１０００～１２００℃
　熱間圧延に先立って、上記成分組成を有する鋼を加熱する。その際、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時間を十分に確保することができない。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。そのため、加熱温度は１０００～１２００℃とする。なお、鋼板の靭性向上の観点からは、前記加熱温度を１０００～１１７０℃とすることが好ましく、１０５０～１１７０℃とすることがより好ましい。
　なお、前記加熱工程に供される鋼は、特に限定されることなく、任意の方法で製造することができる。例えば、上記成分組成を有する溶鋼を転炉等で溶製し、連続鋳造によって得た鋼片（スラブ）を用いることができる。
［熱間圧延］
　次いで、熱間圧延を行う。熱間圧延工程においては、まず、（２－１）板厚１／２位置がオーステナイト再結晶温度域での熱間圧延（再結晶域圧延）を行い、次いで、（２－２）板厚１／２位置がオーステナイト未再結晶温度域での熱間圧延（未再結晶域圧延）を行う。前記熱間圧延工程における圧延終了温度は、特に限定されないが、Ａｒ3点以上とすることが好ましい。
　上記熱間圧延における累積圧下率は特に限定されないが、（２－１）板厚１／２位置がオーステナイト再結晶温度域での熱間圧延における累積圧下率（再結晶温度域累積圧下率）を１２％以上とすることが好ましい。前記再結晶温度域累積圧下率の上限は特に限定されないが、圧延負荷の観点から６０％以下とすることが好ましい。また、（２－２）板厚１／２位置がオーステナイト未再結晶温度域での熱間圧延における累積圧下率（未再結晶域累積圧下率）を４５％以上とすることが好ましい。前記未再結晶温度域累積圧下率の上限は特に限定されないが、圧延負荷の観点から９０％以下とすることが好ましい。集合組織制御の観点からは、このように累積圧下率を制御することが好ましい。
　本発明においては、前記（２）熱間圧延工程の途中に、前記鋼を表裏の両面から加熱する。前記加熱により、板厚方向における温度分布を制御し、鋼板表面と内部とにおける温度差を小さくすることができ、その結果、上述した板厚中央部と鋼板表面における集合組織を得ることができる。また、前記両面からの加熱を行うことにより、鋼板表面から５ｍｍ位置と板厚１／２位置とにおけるｖＥ（－４０℃）を、いずれも２５０Ｊ以上とすることができる。
　前記表裏の両面からの加熱は、当該加熱が終了した時点における前記鋼の表面と板厚１／２位置における温度差が３０℃以下となるように行うことが好ましい。これにより、板厚中央をより低い温度で圧延しつつ、表面にフェライトが生成することを抑制することができる。前記温度差は、２０℃以下とすることがより好ましく、１０℃以下とすることがさらに好ましい。一方、前記温度差は、小さければ小さいほど好ましいため、下限は特に限定されず、０℃以上であってよい。
　なお、上記加熱を行うタイミングは特に限定されず、熱間圧延工程の途中であればよい。しかし、集合組織制御の観点からは、加熱終了時より後に行われる熱間圧延の累積圧下率が４５％以上となるタイミングで該加熱を行うことが好ましく、未再結晶域圧延開始前に行うことがより好ましく、再結晶域圧延終了後かつ未再結晶域圧延開始前に行うことがさらに好ましい。未再結晶域圧延開始前に加熱を行う場合には、温度制御の観点からは、該加熱が終了してから３０秒以内に未再結晶域圧延を開始することが好ましい。
　前記熱間圧延工程における加熱は、特に限定されることなく、誘導加熱や炉加熱など、任意の方法で行うことができる。
　未再結晶域圧延の途中で鋼板表面と板厚１／２位置の間の温度差が大きくなる場合には、さらに未再結晶域圧延の途中で、表面のみ加熱することも可能である。
［冷却工程］
冷却速度：３℃／ｓ以上
冷却停止温度：５００℃以下
　圧延が終了した鋼板は、圧延時に発達させた集合組織の保持という観点からは、３℃／ｓ以上の冷却速度で、５００℃以下の冷却停止温度まで冷却することが好ましい。冷却速度の上限は特に限定されないが、１０℃／ｓ以下とすることが好ましい。また、冷却停止温度の下限は特に限定されないが、０℃以上とすることが好ましい。また、前記冷却工程における冷却開始温度は、Ａｒ3点以上とすることが好ましい。
［焼戻し工程］
焼戻温度：Ａｃ1点以下
　前記冷却工程の後に焼戻処理を行う場合は、Ａｃ1点以下の焼戻し温度で焼戻しを行うことが好ましい。焼戻温度がＡｃ1点より高いと、圧延時に発達させた集合組織が失われる場合があるためである。焼戻し温度の下限は特に限定されないが、４００℃以上とすることが好ましい。
　なお、以上の説明において、板厚１／２位置の温度は、放射温度計で測定した鋼板表面温度からの伝熱計算、もしくは事前に測定した中心温度に基づく計算により求める。また、圧延後の冷却条件における温度は、板厚１／２位置における温度とする。
（実施例）
　次に、本発明の実施例について説明する。
　表１に示す各成分組成を有する溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。次いで、前記スラブを加熱した後、板厚：５０～１００ｍｍとなるよう熱間圧延した。前記加熱と熱間圧延の条件は、表２に示した通りとした。その後、表２に示した条件で冷却を行い、その後、放冷して高強度厚鋼板を得た。一部の鋼板については、冷却後に表２に示した温度で焼戻しを行った。
　前記熱間圧延の途中には、一部の比較例を除いて、鋼を表裏の両面から加熱した。前記加熱は、再結晶域圧延終了後、未再結晶域圧延開始前に行った。また、その際、未再結晶域圧延は、加熱終了から３０秒以内に開始した。前記加熱は、雰囲気炉を用いた炉加熱および高周波による誘導加熱で実施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　得られた高強度厚鋼板のそれぞれについて、以下の方法により、靭性、引張強さ、集合組織、組織、および脆性き裂伝播停止特性を評価した。評価結果を表３に示す。
［靭性］
　得られた高強度厚鋼板の靭性を評価するために、シャルピー衝撃試験を行って、各鋼板の（１）鋼板表面から５ｍｍの位置、（２）板厚１／４位置、および（３）板厚１／２位置の３カ所の、－４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーｖＥ（－４０℃）を測定した。前記シャルピー衝撃試験には、ＪＩＳ（日本工業規格）に規定された４号衝撃試験片（長さ５５ｍｍ、幅１０ｍｍ、厚さ１０ｍｍ）を用い、前記試験片は、該試験片の長手方向が鋼板の圧延方向と平行となるように採取した。なお、前記鋼板表面から５ｍｍの位置におけるｖＥ（－４０℃）を測定するために用いる試験片は、鋼板の表面に形成されているスケール（黒皮）を除去した後、該鋼板の表面から採取した。試験片の厚さは１０ｍｍであるから、前記試験片における測定位置は、該試験片の厚さ方向の中心位置、すなわち、鋼板表面から板厚方向に５ｍｍの位置となる。
［引張強さ］
　得られた高強度厚鋼板の板厚１／４位置から、試験片の長手方向が圧延方向と垂直になるように、ＪＩＳ　４号試験片を採取した。前記試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１の規定に準拠して引張試験を行い、板厚１／４位置における引張強さ（ＴＳ）を求めた。
［集合組織］
　得られた高強度厚鋼板の集合組織を評価するため、（１）板厚１／２位置および（２）鋼板表面における｛１１３｝＜１１０＞方位強度を、以下の方法で測定した。まず、前記鋼板の表面に形成されているスケールを除去した後、（１）板厚１／２位置および（２）鋼板の表面から０．５ｍｍの深さの位置が測定位置となるように、板厚厚さ１ｍｍのサンプルを採取した。次いで、採取されたサンプルの板面に平行な面を機械研磨・電解研磨することにより、Ｘ線回折用の試験片を用意した。なお、板厚表面のサンプルについては、鋼板の表面に近い側の面を研磨した。得られた試験片のそれぞれについて、Ｍｏ線源を用いたＸ線回折装置を使用してＸ線回折測定を実施し、（２００）、（１１０）、および（２１１）正極点図を求めた。得られた正極点図から３次元結晶方位密度関数を算出することによって、｛１１３｝＜１１０＞方位強度のランダム強度に対する比を算出した。
［組織］
　圧延方向と平行な面が観察面となるように、板厚１／２位置から試料を採取した。前記試料の表面を鏡面研磨した後、エッチングにより現出させた金属組織の光学顕微鏡写真を撮影し、画像解析によりベイナイトの面積分率を評価した。
［脆性き裂伝播停止特性］
　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、前記高強度厚鋼板の－１０℃におけるＫｃａ値（以下、Ｋｃａ（－１０℃）とも記す）を求めた。前記温度勾配型ＥＳＳＯ試験には、全厚試験片を用いた。
　表３に示した結果から分かるように、本発明の条件を満たす高強度厚鋼板は、鋼板表面から５ｍｍ位置、板厚１／２位置、および板厚１／４位置におけるｖＥ（－４０℃）が２５０Ｊ以上であり、Ｋｃａ（－１０℃）が７０００Ｎ／ｍｍ3/2以上と、優れた脆性き裂伝播停止特性を備えていた。一方、本発明の条件を満たさない比較例の高強度厚鋼板は、板厚１／４位置におけるｖＥ（－４０℃）、Ｋｃａ（－１０℃）の少なくとも一方が劣っていた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003

Claims (11)

  1. 　質量％で、
    　　Ｃ　：０．０３～０．２０％、
    　　Ｓｉ：０．０３～０．５％、
    　　Ｍｎ：０．５～２．２％、
    　　Ｐ　：０．０２％以下、
    　　Ｓ　：０．０１％以下、
    　　Ｔｉ：０．００５～０．０３％、
    　　Ａｌ：０．００５～０．０８０％、および
    　　Ｎ　：０．００５０％以下を含有し、
    　　残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
    　　かつ下記（１）式で定義されるＣｅｑが下記（２）式の条件を満足する成分組成を有し、
    　板厚１／２位置における｛１１３｝＜１１０＞方位強度が４．０以上、鋼板表面における｛１１３｝＜１１０＞方位強度が１．７以上の集合組織を有する、高強度厚鋼板。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｕ］／１５＋［Ｎｉ］／１５＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／５＋［Ｖ］／５…（１）
    Ｃｅｑ≧０．４０…（２）
    　ここで、上記（１）式における括弧は、前記高強度厚鋼板における該括弧内の元素の含有量（質量％）を表し、該元素が含有されていない場合には０とする
  2. 　板厚が５０～１００ｍｍであり、
    　Ｋｃａ（－１０℃）が７０００Ｎ／ｍｍ3/2以上、
    　板厚１／４位置におけるｖＥ（－４０℃）が２５０Ｊ以上、かつ
    　板厚１／４位置における引張強さＴＳが５７０ＭＰａ以上である、請求項１に記載の高強度厚鋼板。
  3. 　板厚１／２位置における組織に占めるベイナイトの面積分率が８５％以上である、請求項１または２に記載の高強度厚鋼板。
  4. 　前記成分組成が、質量％で、
    　　Ｎｂ：０．００５～０．０５％、
    　　Ｃｕ：０．０１～０．５％、
    　　Ｎｉ：０．０１～１．５％、および
    　　Ｃｒ：０．０１～０．５％からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、請求項１～３のいずれか一項に記載の高強度厚鋼板。
  5. 　前記成分組成が、質量％で、
    　　Ｍｏ：０．０１～０．５％、
    　　Ｖ　：０．００１～０．１０％、
    　　Ｂ　：０．００３０％以下、
    　　Ｃａ：０．００５０％以下、および
    　　ＲＥＭ：０．０１００％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、請求項１～４のいずれか一項に記載の高強度厚鋼板。
  6. 　鋼板表面から５ｍｍ位置と板厚１／２位置とにおけるｖＥ（－４０℃）が、いずれも２５０Ｊ以上である、請求項１～５のいずれか一項に記載の高強度厚鋼板。
  7. 　請求項１～６のいずれか一項に記載の高強度厚鋼板の製造方法であって、
    　　請求項１、４、および５のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼を１０００～１２００℃の加熱温度に加熱する加熱工程と、
    　　加熱された前記鋼を熱間圧延して熱延鋼板とする熱間圧延工程とを有し、
    　前記熱間圧延工程が、
    　　板厚１／２位置がオーステナイト再結晶温度域での熱間圧延と、
    　　板厚１／２位置がオーステナイト未再結晶温度域での熱間圧延とを含み、
    　前記熱間圧延工程の間に、前記鋼を表裏の両面から加熱する、高強度厚鋼板の製造方法。
  8. 　前記熱延鋼板を、３℃／ｓ以上の冷却速度で、５００℃以下の冷却停止温度まで冷却する冷却工程をさらに有する、請求項７に記載の高強度厚鋼板の製造方法。
  9. 　前記冷却工程で冷却された熱延鋼板を、Ａｃ1点以下の焼戻温度で焼戻す焼戻し工程をさらに有する、請求項８に記載の高強度厚鋼板の製造方法。
  10. 　前記表裏の両面からの加熱が終了した時点における前記鋼の表面と板厚１／２位置における温度差を３０℃以下とする、請求項７～９のいずれか一項に記載の高強度厚鋼板の製造方法。
  11. 　前記表裏の両面からの加熱を、前記板厚１／２位置がオーステナイト未再結晶温度域での熱間圧延の開始より前に行う、請求項７～１０のいずれか一項に記載の高強度厚鋼板の製造方法。
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