(57)【要約】      （修正有）【課題】大型構造用鋼として十分なアレスト性を有し、しかも工業的に安定的かつ効率的な製造が可能な、脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０〜１２５ｍｍの厚手高強度鋼板の製造方法を提供する。【解決手段】適性化された化学成分組成を有する鋼片を９５０〜１１５０℃に加熱し、９００℃以上の温度で累積圧下率３０％以上の粗圧延を行った後、表面温度がＡｒ３−６０℃〜Ａｒ３の範囲で、累積圧下率４０％以上の仕上圧延を行い、引き続き、板厚内平均で８℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下の温度となるまで加速冷却を行い、次いで、鋼板表面における昇温速度を１℃／ｓ以上とし、かつ、鋼板表面が板厚方向中心部よりも３０℃以上高い温度を保った状態で昇温させ、鋼板表面が４００〜６５０℃に達した時点で昇温を中止し、この４００〜６５０℃の温度で保持する条件で焼戻し処理を行う。【選択図】図１
2011052244.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０５〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５％、
Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ｐ  ：０．０２０％以下、
Ｓ  ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．００２〜０．１０％、
Ｎ  ：０．００１０〜０．００８０％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼片を用い、
前記鋼片を９５０〜１１５０℃に加熱し、９００℃以上の温度で累積圧下率３０％以上の粗圧延を行った後、表面温度がＡｒ３−６０℃〜Ａｒ３の範囲で、累積圧下率４０％以上の仕上圧延を行い、
引き続き、板厚内平均で８℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下の温度となるまで加速冷却を行い、次いで、鋼板表面における昇温速度を１℃／ｓ以上とし、かつ、鋼板表面が板厚方向中心部よりも３０℃以上高い温度を保った状態で昇温させ、鋼板表面が４００〜６５０℃に達した時点で昇温を中止し、この４００〜６５０℃の温度で保持する条件で焼戻し処理を行うことを特徴とする脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０〜１２５ｍｍの厚手高強度鋼の製造方法。
【請求項２】
前記鋼片が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜１．５％、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜２．０％、
Ｖ  ：０．００５〜０．１０％、
Ｂ  ：０．０００２〜０．００３０％
のうちの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に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０〜１２５ｍｍの厚手高強度鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記鋼片が、さらに、質量％で、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％
のうちの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または請求項２に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０〜１２５ｍｍの厚手高強度鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、脆性き裂伝播停止特性（以下、アレスト性とも言う）に優れた厚手高強度鋼板（以下、厚手高強度高アレスト鋼板または単に高アレスト鋼板とも言う）の製造方法に関し、特に、板厚５０ｍｍ以上の厚手材（以下、単に厚手材とも言う）で、降伏強度３５５〜４６０ＭＰａ級でも、Ｋｃａ＝６０００Ｎ／ｍｍ１．５となる温度（以下、アレスト性指標ＴＫｃａ＝６０００とも言う）が−１０℃以下となる、脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０〜１２５ｍｍの厚手高強度鋼板の製造方法に関する。本発明を適用した鋼板は、特に、造船、建築、橋梁、タンク、海洋構造物等の溶接構造物に適用され、また、鋼管、コラム等に加工した二次加工品として流通する場合もある。
【背景技術】
【０００２】
近年、鋼構造物の大型化にともない、使用される鋼材の厚手高強度化とともに、安全性確保の観点から脆性き裂伝播停止特性への要求が厳しくなってきている。しかしながら、一般に、鋼材の強度や板厚が大きくなると、アレスト性の確保は急激に困難さを増すことから、鋼構造物への厚手高強度鋼板の適用を阻害する要因となっている。また、これと同時に、需要側の短納期化に対する要望も年々大きくなっていることから、鋼板製造工程における生産性向上が強く望まれている。
【０００３】
鋼材のアレスト性を向上させる冶金学的な要因としては、（ｉ）結晶粒微細化、（ｉｉ）Ｎｉ添加、（ｉｉｉ）脆化第二相制御、（ｉｖ）集合組織制御等が知られている。
（ｉ）の結晶粒を微細化する方法としては、例えば、特許文献１に記載された技術が挙げられる。これは、Ａｒ３点以上の未再結晶域で圧下率５０％以上の圧延を施した後、７００〜７５０℃の範囲で３０〜５０％の二相域圧延を行う方法である。また、鋼板の結晶粒を微細化する特殊な方法としては、圧延前または粗圧延終了後に鋼片表面を冷却し、内部との温度差をつけたまま復熱過程で圧延を行い、表層部のフェライト（α）を再結晶によって細粒化させる方法が、例えば、特許文献２、３に記載されている。
【０００４】
（ｉｉ）のＮｉ添加については、低温域における交差すべりを助長することで、脆性き裂の伝播を抑制し（例えば、非特許文献１を参照）、マトリクスのアレスト性を向上させるということが報告されている（例えば、非特許文献２を参照）。
（ｉｉｉ）の脆化第二相を制御する方法としては、例えば、特許文献４に記載された技術が挙げられる。これは、母相のα中に脆化相であるマルテンサイトを微細分散させる技術である。
（ｉｖ）の集合組織制御に関しては、極低炭素のベイナイト鋼で低温大圧下圧延を行い、圧延面に並行に（２１１）面を発達させる方法が、例えば、特許文献５に記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開平０２−１２９３１８号公報
【特許文献２】特公平０６−００４９０３号公報
【特許文献３】特開２００３−２２１６１９号公報
【特許文献４】特開昭５９−０４７３２３号公報
【特許文献５】特開２００２−２４１８９１号公報
【非特許文献】
【０００６】
【非特許文献１】田村今男著、「鉄鋼材料強度学」、日刊工業新聞社発行、１９６９年７月５日、ｐ．１２５
【非特許文献２】長谷部、川口、「テーパ形ＤＣＢ試験によるＮｉ添加鋼板の脆性破壊伝播停止特性について」、鉄と鋼、ｖｏｌ．６１（１９７５）、ｐ．８７５
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、特許文献１に記載された方法は、ミクロ組織がα主体で強度が比較的低く、板厚も２０ｍｍ程度の低温用鋼を対象としたものである。このため、本発明が対象とするような板厚５０ｍｍ以上の厚手材に適用する場合には、スラブ厚の観点から、そもそも圧下率確保が困難となり、温度待ち時間が長くなって生産性が著しく低下してしまうという問題がある。
【０００８】
また、特許文献２、３に記載された発明を、本発明が対象とするような厚手材に適用しようとする場合には、復熱過程での圧延の累積圧下率を十分確保する必要があり、生産性を大きく阻害するという問題がある。さらに、粗圧延の圧下率が不十分となり、オーステナイト（γ）が十分に細粒化せず、表層領域直下において粗大なαが生成し、アレスト性が低下してしまうという問題がある。
【０００９】
また、上記（ｉｉ）のように、Ｎｉ添加によって所望のアレスト性を有する鋼板を製造する場合には、合金コストがかかりすぎるという問題がある。
また、厚手材の板厚中心部では達成しうる冷却速度に限界があるため、特許文献４に記載された発明のように、マルテンサイトを微細に分散させることは困難である。
また、特許文献５に記載された発明は、Ｃ量が０．０３％以下であるため、製鋼コストが増大するとともに、未再結晶γ域での圧下率を７５％以上とした場合には、生産性が極端に低下してしまい、工業的生産には適さないという問題がある。
【００１０】
上述したように、本発明が対象とする、板厚が５０ｍｍ以上の厚手材で、降伏強度が３５５〜４６０ＭＰａ級でもアレスト性指標ＴＫｃａ＝６０００が−１０℃以下となる、大型構造物に適用可能な高アレスト鋼板を、安定的かつ効率的に製造する技術はいまだ確立されていない。
【００１１】
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、大型構造用鋼として十分なアレスト性を有し、しかも工業的に安定的かつ効率的な製造が可能な、脆性き裂伝播停止特性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明は、上記課題を解決し得る脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０〜１２５ｍｍの厚手高強度鋼板の製造方法であり、その要旨とするところは次の通りである。
【００１３】
［１］  質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０３〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．００２〜０．１０％、Ｎ：０．００１０〜０．００８０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼片を用い、前記鋼片を９５０〜１１５０℃に加熱し、９００℃以上の温度で累積圧下率３０％以上の粗圧延を行った後、表面温度がＡｒ３−６０℃〜Ａｒ３の範囲で、累積圧下率４０％以上の仕上圧延を行い、引き続き、板厚内平均で８℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下の温度となるまで加速冷却を行い、次いで、鋼板表面における昇温速度を１℃／ｓ以上とし、かつ、鋼板表面が板厚方向中心部よりも３０℃以上高い温度を保った状態で昇温させ、鋼板表面が４００〜６５０℃に達した時点で昇温を中止し、この４００〜６５０℃の温度で保持する条件で焼戻し処理を行うことを特徴とする脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０〜１２５ｍｍの厚手高強度鋼の製造方法。
［２］  前記鋼片が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％のうちの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］に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０〜１２５ｍｍの厚手高強度鋼板の製造方法。
［３］  前記鋼片が、さらに、質量％で、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％のうちの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］に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０〜１２５ｍｍの厚手高強度鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１４】
本発明の脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０〜１２５ｍｍの厚手高強度鋼板の製造方法によれば、板厚が５０ｍｍ以上、特に板厚５０〜１２５ｍｍの厚手材で、降伏強度が３５５〜４６０ＭＰａ級である場合でも、アレスト性指標ＴＫｃａ＝６０００が−１０℃以下となる、大型構造物に適用可能な高アレスト鋼板を、効率的な製造方法によって提供することが可能になることから、産業上の効果は極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】本発明に係る脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０〜１２５ｍｍの厚手高強度鋼板の製造方法の一例を説明するための模式図であり、焼戻し時の鋼板表面の昇温速度がアレスト性に及ぼす影響を示すグラフである。
【図２】本発明に係る脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０〜１２５ｍｍの厚手高強度鋼板の製造方法の一例を説明するための模式図であり、焼戻し時の鋼板表面と板厚方向中心部との温度差がアレスト性に及ぼす影響を示すグラフである。
【図３】本発明に係る脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０〜１２５ｍｍの厚手高強度鋼板の製造方法の一例を説明するための模式図であり、焼戻し時の鋼板表面の温度がアレスト性に及ぼす影響を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
以下、本発明の脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０〜１２５ｍｍの厚手高強度鋼板の製造方法の実施の形態について説明する。なお、この実施形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。
【００１７】
本発明の脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０〜１２５ｍｍの厚手高強度鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０３〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．００２〜０．１０％、Ｎ：０．００１０〜０．００８０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼片を用い、前記鋼片を９５０〜１１５０℃に加熱し、９００℃以上の温度で累積圧下率３０％以上の粗圧延を行った後、表面温度がＡｒ３−６０℃〜Ａｒ３の範囲で、累積圧下率４０％以上の仕上圧延を行い、引き続き、板厚内平均で８℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下の温度となるまで加速冷却を行い、次いで、鋼板表面における昇温速度を１℃／ｓ以上とし、かつ、鋼板表面が板厚方向中心部よりも３０℃以上高い温度を保った状態で昇温させ、鋼板表面が４００〜６５０℃に達した時点で昇温を中止し、この４００〜６５０℃の温度で保持する条件で焼戻し処理を行う方法である。
【００１８】
＜製造条件＞
以下に、本発明で規定する製造条件について、詳細に説明する。  
一般に、鋼板のアレスト特性（脆性き裂伝播停止特性）は、温度勾配型ＥＳＳＯ試験や二重引張試験によって評価される。試験後の破面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて観察し、ティアリッジと呼ばれる延性破壊部で囲まれたへき開面の単位を「破面単位」と定義した場合、この破面単位が細かいほどアレスト性が向上することが知られている。破面単位を微細化する手段としては、できるだけ低い温度域で累積圧下率を大きくして制御圧延（Ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ  Ｒｏｌｌｉｎｇ；ＣＲ）することが有効とされる。ところが、  厚手材の板厚方向中心部の組織を微細化するために、Ａｒ３変態点直上の温度域でＣＲを行うと、鋼板表層部の温度は必然的にＡｒ３を下回り、加工αが生成して表層部の硬さが顕著に上昇するため、組織が微細であるにも関わらず、アレスト性が低下してしまうことが判明した。
【００１９】
そこで、本発明者等は、この表層二相域圧延の組織微細化メリットを活かしつつ、アレスト性を向上させるために、加速冷却後の焼戻しの活用方法を詳細に検討した。その結果、昇温速度を高め、かつ、表層部が板厚方向中心部よりも高温となるように焼戻すことによって、板厚方向の強度分布が均一化し、アレスト性を向上させうる事実を知見した。このような強度均一化の作用は、表層部では圧延によって導入された転位が減少して強度が低下する反面、中心部では急速加熱の効果によって炭化物が微細析出して強度が上昇することに起因する。また、微細な炭化物は、脆性き裂伝播時にマイクロクラックを生成させ、主き裂が伝播する際のき裂先端の応力状態を緩和することで、アレスト性向上にも寄与する。
【００２０】
さらに、本発明者等は、アレスト特性を安定的に確保するためのＣＲならびに焼戻しの条件の最適な組み合わせを検討し、以下の知見を得た。
まず、仕上圧延（ＣＲ）は、鋼板表面がＡｒ３−６０℃〜Ａｒ３の温度範囲で、累積圧下率が４０％以上となるように実施する必要がある。すなわち、表層部は軽度の二相域圧延、板厚方向中心部はＡｒ３直上の温度域での圧延となるようにして、板厚全域にわたって組織を微細化することが狙いである。鋼板の表面温度がＡｒ３−６０℃を下回ると、表層部はもとより板厚方向中心部まで加工αが生成して硬さが顕著に上昇するため、靭性とアレスト性が低下してしまう。鋼板の表面温度がＡｒ３よりも高いと、ＣＲ効果が小さくなり、特に、板厚方向中心部において組織微細化が達成されない。また、累積圧下率が４０％未満の場合も、ＣＲ効果が不十分で微細組織が得られず、アレスト性は向上しない。なお、累積圧下率に上限を設ける必要はないが、通常は製品厚と鋳片厚、および粗圧延における累積圧下率の関係から自ずと制限される。
【００２１】
また、後述の表１に示すような板厚１８０ｍｍのＡ鋼片を１１２０〜１１４０℃に保持した後、１０１０〜９８０℃の間で累積圧下率３３％の粗圧延、７８０〜７３０℃の間で累積圧下率５０％の仕上圧延を行うことで板厚６０ｍｍとし、７７０〜７２０℃から冷却速度１４℃／ｓにて１６０〜１５０℃まで加速冷却した後、加熱炉の上下バーナー火炎噴射制御により、（ａ）鋼板表面部の昇温速度１．５℃／ｓで、かつ、（ｂ）昇温中は表面が板厚方向中心部よりも３０〜４０℃高い状態で加熱し、（ｃ）鋼板表面温度が４８０〜５００℃に達した後、昇温を止め、その温度で５分間の焼戻し処理を行った。その後、ＷＥＳ  ３００３に記載されている方法をもとに温度勾配型ＥＳＳＯ試験を行うことを基本試験としつつ、以下の試験を行った。
【００２２】
（ｉ）基本試験のうち、（ａ）の焼戻しの際の昇温速度のみを、加熱炉のバーナー火炎噴射制御によって１．５℃／ｓから種々変化させたところ、図１のグラフに示すような結果が得られた。なお、この加熱の際、バーナー火炎近くの表面と板厚方向中心部の温度差が３０〜５０℃生じることは、板厚６０ｍｍについての伝熱計算機シミュレーションで確認した。昇温速度が１℃／ｓ未満であると、析出物が粗大化して、かえって脆性き裂の伝播を促進してしまうことが、試験後の試験片の光学顕微鏡および電子顕微鏡観察によって判明した。その結果、図１に示すように、アレスト性が低下することが確認された。
【００２３】
（ｉｉ）基本試験のうち、（ｂ）の焼戻しの際の鋼板の表面と板厚方向中心部の温度差を、加熱炉のバーナー火炎噴射制御によって種々変化させたところ、図２のグラフに示すような結果が得られた。鋼板の表面と板厚方向中心部の温度差が３０℃未満であると、板厚方向の強度分布が均一化できず、図３に示すように、アレスト性が向上しないことが確認された。
【００２４】
なお、上記（ａ）について例示した（ｉ）と、（ｂ）について例示した（ｉｉ）に挙げている昇温速度１．０℃／ｓ以上の昇温速度および鋼板表面温度と板厚方向中心部温度の差３０℃以上を達成する手段としては、前記加熱炉のバーナー火炎噴射制御のみならず、目標温度よりも高温に保持した加熱炉への鋼板の投入の他、誘導加熱や通電加熱等によって鋼板表面を加熱することが考えられるが、その手段を限定する必要はない。
【００２５】
（ｉｉｉ）基本試験のうち、（ｃ）の昇温中止後の鋼板表面の焼戻し処理温度を種々変化させた結果を図３のグラフに示す。図３のグラフ中に示す温度は、いずれも、焼戻し処理のために５〜６分間保持した温度である。図３に示すように、板厚方向中心部の温度が４００℃未満では、アレスト性に有効な析出物が十分生成せず、また、６５０℃超では析出物や組織が粗大化してしまい、いずれもアレスト性が低下してしまうことが明らかである。なお、鋼板が焼戻し温度に到達した後は、板内の温度分布均一化のためにその温度で保持してもよいが、析出物の粗大化を防止するために、１０分以下にすることが望ましい。
【００２６】
続いて、本発明におけるその他の製造条件の限定理由について説明する。
【００２７】
「鋼片の再加熱温度」９５０〜１１５０℃
本発明では、まず、上記組成を有する鋼片の加熱温度を９５０〜１１５０℃とする。
製鋼後の鋼片の再加熱温度が９５０℃未満だと、合金元素の溶体化が不十分で材質不均一の原因となり、また、１１５０℃を超えると加熱γ粒径が粗大化してしまい、最終的な組織微細化が困難になるおそれがある。
【００２８】
「粗圧延の条件」温度：９００℃以上、累積圧下率：３０％以上
本発明においては、粗圧延は９００℃以上の温度、３０％以上の累積圧下率で行う必要がある。これらの条件を満たさないと、γの再結晶が十分進行せず混粒組織となり、材質不均一の原因となるおそれがある。
【００２９】
「ＣＲ（制御圧延）の条件」
上記粗圧延に引き続いて行われるＣＲ（制御圧延；仕上圧延）においては、上述したように、鋼板の表面温度Ａｒ３−６０℃〜Ａｒ３の範囲で、累積圧下率４０％以上の条件で行う。これにより、鋼板の板厚全域にわたって組織を微細化することが可能となる。
【００３０】
「圧延完了後の加速冷却」
本発明では、上記条件の仕上圧延（ＣＲ）完了後、引き続き、板厚内平均で８℃／ｓ以上の冷却速度で、２００℃以下の温度となるまで加速冷却を行う。冷却速度が８℃／ｓ未満であるか、あるいは冷却停止温度が２００℃よりも高いと、強度が不足したり、組織の微細化が不十分となったりするだけでなく、焼戻し工程で必要な固溶Ｃ量が不足してしまい、アレスト性の向上が達成できなくなるおそれがある。
【００３１】
「焼戻し処理」
本発明では、上記条件で加速冷却を行った後、上述したように、鋼板表面における昇温速度を１℃／ｓ以上とし、かつ、鋼板表面が板厚方向中心部よりも３０℃以上高い温度を保った状態で昇温させ、鋼板表面が４００〜６５０℃に達した時点で昇温を中止し、この４００〜６５０℃の温度で保持する条件で焼戻し処理を行う。
本発明の製造方法においては、上記条件の焼戻し処理を行うことにより、板厚が５０ｍｍ以上、特に５０〜１２５ｍｍの厚手材で、降伏強度が３５５〜４６０ＭＰａ級である場合でも、アレスト性指標ＴＫｃａ＝６０００が−１０℃以下となり、優れたアレスト性を有する厚手高強度鋼板を製造することが可能となる。
【００３２】
「鋼板の最終板厚」５０〜１２５ｍｍ
本発明において、鋼板の最終板厚を５０〜１２５ｍｍに限定した理由としては、５０ｍｍ未満では、本発明の技術的特徴である、焼戻し処理のための昇温中に、鋼板の表面と板厚方向中心部の温度差を３０℃以上とすることが困難となるためである。逆に、鋼板の最終板厚が１２５ｍｍ超では、十分な圧下率がとれず、本発明の技術的特徴である、粗圧延時の累積圧下率３０％以上、かつ、仕上圧延時の累積圧下率４０％以上を確保することが困難となるからである。
【００３３】
＜化学成分組成＞
以下に本発明における鋼の化学成分についての限定理由を説明する。本発明の製造方法においては、以下に示す各元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼片を用いて、厚手高強度鋼板を製造する。
なお、以下の説明における各元素の含有量の単位は、特に指定の限り、質量％で表されるものとする。
【００３４】
「Ｃ：炭素」０．０５〜０．１５％、
Ｃは、安価に鋼板の強度を高めるのに不可欠な元素であるため、０．０５％以上を添加する必要がある。一方、Ｃの添加量が増えると、大入熱ＨＡＺ靭性確保が困難となるため、０．１５％を上限とする。
【００３５】
「Ｓｉ：ケイ素」０．０３〜０．５％
Ｓｉは、安価な脱酸元素であり、マトリクスを固溶強化するため０．０３％以上添加するが、０．５％を超えると、溶接性とＨＡＺ靭性を劣化させるため、添加量の上限を０．５％とする。
【００３６】
「Ｍｎ：マンガン」０．３〜２．０％
Ｍｎは、母材の強度・靭性を向上させる元素として有効であるため０．３％以上添加するが、過剰添加はＨＡＺ靭性や溶接割れ性を劣化させるため、２．０％を上限とする。また、Ｍｎの含有量は、特に、母材の強度・靭性を確実に確保するためには、０．８５〜２．０％とすることがより好ましい。
【００３７】
「Ｐ：リン」０．０２０％以下
「Ｓ：硫黄」０．０１０％以下
Ｐ、Ｓは、含有量が少ないほど望ましいが、これを工業的に低減させるためには多大なコストがかかることから、Ｐは０．０２０％、Ｓは０．０１０％を上限とする。
【００３８】
「Ｎｂ：ニオブ」０．００５〜０．０３０％
Ｎｂは、微量の添加により、組織微細化、変態強化および析出強化に寄与し、母材強度確保に有効な元素であるため０．００５％以上添加するが、過剰に添加するとＨＡＺを硬化させ著しく靭性を劣化させるため、０．０３０％を上限とする。
【００３９】
「Ｔｉ：チタン」０．００５〜０．０３０％
Ｔｉは、微量の添加により、組織微細化、析出強化に寄与し、また、微細ＴｉＮ生成によって母材の強度・靭性、ＨＡＺ靭性向上に有効であるため、０．００５％以上添加するが、過剰に添加するとＨＡＺ靭性を著しく劣化させるため、０．０３０％を上限とする。
【００４０】
「Ａｌ：アルミニウム」０．００２〜０．１０％
Ａｌは、重要な脱酸元素であるため、０．００２％以上添加するが、過剰に添加すると鋼片の表面品位を損ない、靭性に有害な介在物を形成するため、０．１０％を上限とする。
【００４１】
「Ｎ：窒素」０．００１０〜０．００８０％
Ｎは、Ｔｉと共に窒化物を形成し、ＨＡＺ靭性を向上させるため、０．００１０％以上添加するが、過剰に添加すると固溶Ｎによる脆化が生じるため、０．００８０％以下に限定する。
【００４２】
本発明の製造方法においては、上記各元素を必須としたうえで、さらに、以下に説明する各元素のうちの１種または２種以上を、選択的に添加することができる。以下、各選択添加元素の含有量の限定理由について説明する。
【００４３】
「Ｃｕ：銅」０．０５〜１．５％
「Ｃｒ：クロム」０．０５〜１．０％
「Ｍｏ：モリブデン」０．０５〜１．０％
Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは、いずれも焼入れ性を向上させ、高強度化に有効であるため、０．０５％以上添加する。一方、これら各元素の過度の添加はＨＡＺ靭性を低下させるため、Ｃｕは１．５％以下、ＣｒおよびＭｏは１．０％以下に制限する。
【００４４】
「Ｎｉ：ニッケル」０．０５〜２．０％
Ｎｉは、強度確保とアレスト性、ＨＡＺ靭性向上に有効であるため、０．０５％以上添加するが、Ｎｉ量の増加は鋼片コストを上昇させることから２．０％以下に制限する。
【００４５】
「Ｖ：バナジウム」０．００５〜０．１０％
Ｖは、析出強化により強度上昇に寄与するため、０．００５％以上添加するが、０．１０％超を添加するとＨＡＺ靭性を低下させるため、これを上限とする。
【００４６】
「Ｂ：ボロン（ホウ素）」０．０００２〜０．００３０％
Ｂは、焼入れ性を向上させる元素であり、適量添加により鋼の強度を高めるのに有効であるが、過度の添加は溶接性を損ねるため、その添加量を０．０００２〜０．００３０％の範囲に制限する。
【００４７】
「Ｍｇ：マグネシウム」０．０００３〜０．００５０％、
「Ｃａ：カルシウム」０．０００５〜０．００３０％
「ＲＥＭ：希土類元素」０．０００５〜０．０１０％
Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭは、微細な酸化物や硫化物を形成してＨＡＺ靭性向上に寄与するが、過度の添加は介在物を粗大化させ靭性を低下させる。このため、Ｍｇは０．０００３〜０．００５０％、Ｃａは０．０００５〜０．００３０％、ＲＥＭは０．０００５〜０．０１０％の範囲に制限する。
なお、本発明において説明するＲＥＭとは、例えば、Ｌａ、Ｃｅ等の希土類元素のことを言う。
【００４８】
以上説明したような、本発明に係る脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０〜１２５ｍｍの厚手高強度鋼板の製造方法によれば、化学成分組成が適正範囲とされた鋼片を用い、所定条件で再加熱〜粗圧延を行った後、表面温度がＡｒ３−６０℃〜Ａｒ３の範囲で累積圧下率４０％以上の仕上圧延を行い、引き続いて加速冷却を行った後、鋼板表面における昇温速度を１℃／ｓ以上とし、かつ、鋼板表面が板厚方向中心部よりも３０℃以上高い温度を保った状態で昇温させ、鋼板表面が４００〜６５０℃に達した時点で昇温を中止し、この４００〜６５０℃の温度で保持する条件で焼戻し処理を行うことにより、板厚が５０ｍｍ以上の厚手材で降伏強度が３５５〜４６０ＭＰａ級である場合でも、アレスト性指標ＴＫｃａ＝６０００が−１０℃以下となる、大型構造物に適用可能な高アレスト鋼板を、効率的な製造方法によって提供することが可能になることから、その産業上の効果は計り知れない。
【実施例】
【００４９】
以下、本発明に係る脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０〜１２５ｍｍの厚手高強度鋼板の製造方法の実施例を挙げ、本発明をより具体的に説明するが、本発明は、もとより下記実施例に限定されるものではなく、前、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００５０】
［厚手高強度鋼板の試作］
製鋼工程において溶鋼の脱酸・脱硫と化学成分を制御し、連続鋳造により、下記表１に示す化学成分を有する板厚１８０〜３００ｍｍの鋼片を作製した。そして、下記表２及び表３に示す製造条件で、前記鋼片を再加熱して厚板圧延することで板厚５０〜８０ｍｍに仕上げ、加速冷却を行い、さらに、必要に応じてオフラインでの焼戻し処理を行い、厚手高強度鋼板を試作した。
なお、表３に示す焼戻し処理の条件中の「表面−中心温度差」は、伝熱計算機シミュレーションを用いた温度モデルにより、鋼板の各板厚における板厚方向中心温度を求めて計算した値である。
【００５１】
［評価試験］
上記方法によって作製した厚手鋼板のサンプルについて、以下のような評価試験を行い、母材強度とアレスト性の試験結果を下記表４に示した。
ここで、降伏強度(ＹＰ)および引張強度(ＴＳ)については、鋼板の板厚方向中心部から圧延方向と直角の方向に採取した、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に準拠した４号引張試験片を用いて評価した。
また、アレスト性については、ＷＥＳ  ３００３に記載されている方法を基に温度勾配型ＥＳＳＯ試験を行い、Ｋｃａ＝６０００Ｎ／ｍｍ１．５を示す温度にて評価した。
【００５２】
本実施例の厚手高強度鋼板の化学成分組成の一覧を表１に示すとともに、鋼板の製造条件の一覧を表２及び表３に示し、また、厚手高強度鋼板の機械的性質の一覧を表４に示す。
【００５３】
【表１】
2011052244.tif 000003
【００５４】
【表２】
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【００５５】
【表３】
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【００５６】
【表４】
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【００５７】
［評価結果］
表１に示す鋼Ａ〜Ｊは鋼の化学成分が適正化された本発明鋼であり、鋼Ｋ、Ｌは化学成分が本発明の規定範囲外とされた比較鋼である。
また、表２〜４に示すＮｏ．１〜１６は、化学成分が所定の範囲内であり、かつ所定の条件で製造した本発明例であり、いずれも、ＹＰ：３５５〜４６０ＭＰａ級鋼として十分な強度を有しており、また、アレスト性指標ＴＫｃａ＝６０００も−１０℃以下と良好であることがわかる。
【００５８】
一方、表２〜４に示すＮｏ．１７〜３１は、化学成分、製造条件のいずれかが本発明の範囲を逸脱している比較例であり、アレスト性が低下していることがわかる。
【００５９】
Ｎｏ．２６は加熱温度が高いために、また、Ｎｏ．２５は粗圧延の累積圧下率が小さかったために、組織が微細化されず、アレスト性が低下した。
また、Ｎｏ．２４は仕上圧延の温度が高いために、また、Ｎｏ．２１は仕上圧延の累積圧下率が小さかったために、上記同様、微細組織が得られず、アレスト性が低下した。
Ｎｏ．１７、１８は、仕上圧延の温度が低過ぎたために、板厚内部まで二相域圧延となり、アレスト性が低下してしまった。
また、Ｎｏ．２２は加速冷却の冷却速度が小さいために、また、Ｎｏ．２７は冷却停止温度が高かったために、組織と炭化物が粗大化し、十分なアレスト性が得られなかった。
【００６０】
Ｎｏ．２３、２８は、焼戻しの昇温速度が小さかったため、炭化物が粗大化してアレスト性が低下した。
Ｎｏ．１９は、焼戻し温度が低過ぎたために十分な炭化物が析出せず、アレスト性が向上しなかった。
Ｎｏ．２０は、焼戻し温度が高かったために炭化物と組織が粗大化し、アレスト性が低下した。
Ｎｏ．２９は、焼戻し時における鋼板の表面と板厚方向中心部との温度差が小さかったために強度分布が均一化せず、アレスト性が低下した。
【００６１】
Ｎｏ．３０は、Ｃ含有量が多かったために強度が過大となり、アレスト性が低下した。
Ｎｏ．３１は、Ｎｂ量が多かったために、加熱時に残存した粗大な未固溶Ｎｂの影響でアレスト性が低下した。
【００６２】
以上説明した実施例の結果より、本発明の脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０〜１２５ｍｍの厚手高強度鋼板の製造方法が、板厚が５０ｍｍ以上の厚手材で、降伏強度が３５５〜４６０ＭＰａ級である場合でも、アレスト性指標ＴＫｃａ＝６０００が−１０℃以下となる、大型構造物に適用可能な高アレスト鋼板を、効率的な製造方法によって提供することが可能になることが明らかである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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