(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
板厚が５０ｍｍ以上の高強度厚鋼板であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、
Ｍｎ：１．３０〜２．５０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｎｉ：０．１０〜１．５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、
Ａｌ：０．００３％以下、
Ｎ：０．００２０〜０．００７０％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％、
Ｏ：０．００１０〜０．００５０％、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｃｒ：０〜０．５０％、
Ｍｏ：０〜０．３０％、
Ｖ：０〜０．１０％、ならびに、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記式（ｉｉ）で表される炭素当量Ｃｅｑが０．３６〜０．５２であり、
鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含み、
前記複合介在物の断面における前記ＭｎＳの面積率が、１０％以上９０％未満であり、
前記複合介在物の界面における前記ＭｎＳの割合が、１０％以上であり、
粒径０．５〜５．０μｍの前記複合介在物の面分散密度が、１０〜１００個／ｍｍ２である、降伏強度が３５０ＭＰａ以上の高強度厚鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５  ・・・（ｉｉ）
ただし、式（ｉｉ）中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
【請求項２】
下記式（ｉ）を満たす、請求項１に記載の降伏強度が３５０ＭＰａ以上の高強度厚鋼板。
Ｃｕ／３＋Ｃｒ／３＋Ｍｏ＋Ｖ≧０．０１  ・・・（ｉ）
ただし、式（ｉ）中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度厚鋼板に関する。特に、大型コンテナ船に用いられる、溶接熱影響部（Ｈｅａｔ  Ａｆｆｅｃｔｅｄ  Ｚｏｎｅ：以下、「ＨＡＺ」という。）の靭性に優れた高強度厚鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
建築、橋梁、造船、ラインパイプ、建設機械、海洋構造物、タンクなどの各種溶接鋼構造物に用いられる厚鋼板は、溶接部の破壊に対する安全性および信頼性を高める観点から、靱性に対する要求が年々厳しさを増しており、母材鋼板の靱性と同様に、ＨＡＺにおいてもより優れた靱性を確保することが要求されている。
【０００３】
ＨＡＺにおいては、溶融線に近づくほど溶接時の加熱温度は高くなり、特に溶融線近傍の１４００℃以上に加熱される領域では、オーステナイト(γ)粒が著しく粗大化してしまい、冷却後のＨＡＺ組織が粗大化して靱性が劣化する。この傾向は溶接入熱量が大きくなるほど顕著である。近年では、溶接パス数を減らし、溶接施工コストを低下させるため、溶接入熱を大きくした高能率溶接法を用いて、大入熱溶接施工が行われている。そのため、ＨＡＺ靱性が低下することは避けられないという問題点があった。
【０００４】
これらの問題を解決するため、大入熱溶接を行った場合にＨＡＺ靱性を改善するための種々の対策が実施されてきた。
【０００５】
ＨＡＺ靭性を向上させる方法としては、例えば、ＨＡＺにおいて結晶粒径を制御する方法が知られている。結晶粒径を制御する方法として、具体的には、微細なピン止め粒子を鋼中に多量に分散させることによって、溶接の加熱過程でのオーステナイト粒の粗大化を抑制する方法、フェライト変態の核となる粒子を鋼中に分散させることによって、溶接の冷却過程での粒内変態を促進し、粒内を細分化する方法などが挙げられる。
【０００６】
例えば、特許文献１では、Ｍｇ、ＭｎおよびＡｌからなる酸化物と、ＭｎＳとからなる複合介在物を微細かつ多量に分散および生成させることにより、旧オーステナイト粒の粗大化を抑制し、その結果、入熱量３００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接をした場合であっても、優れた靱性を確保することができる鋼材が開示されている。
【０００７】
特許文献２では、鋼中に、ＭｎＳ粒子の析出核となりやすいＭｎ酸化物およびＡｌ酸化物を微細かつ多数分散させることにより、大入熱（入熱量２００ｋＪ／ｃｍ）で溶接を行った場合であっても、ＨＡＺ靱性の良好な厚鋼板が開示されている。
【０００８】
特許文献３では、鋼板に含まれるＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子および複合粒子の粒子径および個数密度を所定の範囲に制御することにより、溶接によって鋼板が加熱される際に、オーステナイト粒の成長をピン止め効果によって抑制したり、溶接後に鋼板が冷却される際に、フェライトが変態する核となったりすることによって、組織を微細化して、大入熱溶接時のＨＡＺ靱性を向上させることが可能な鋼板が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開２０１４−５５２７号公報
【特許文献２】特開平５−２７１８６４号公報
【特許文献３】特開２０１５−９８６４２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
近年、大型コンテナ船などの溶接構造物に用いられる厚鋼板は、厚肉で、かつ、強度が高いことが求められている。しかしながら、特に、板厚が５０ｍｍ以上の高強度厚鋼板では、入熱量４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接を行った場合に、ＨＡＺの靱性が劣化するという問題があった。特に、ＣＴＯＤ試験による評価を行った場合は、微小な脆化部の存在により、ＣＴＯＤ特性が不安定化するという問題があった。
【００１１】
本発明は、このような現状に鑑み、入熱量４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接時において、ＨＡＺのＣＴＯＤ特性に優れた降伏強度が３５０ＭＰａ以上の高強度厚鋼板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】
本発明者らは、上記の課題を解決するために鋭意検討を行った結果、下記の知見を得るに至った。
【００１３】
ＨＡＺ靱性を確保する手段としては、結晶粒を微細化させることにより、破壊単位を減少させることが有効である。結晶粒を微細化させる手法として、従来、（ｉ）旧γ粒界成長をＴｉＮなどで抑制するピン留め効果を活用する手法、および、（ｉｉ）旧γ粒内に存在する介在物を起点に微細な粒内フェライトを成長させ、結晶粒微細化を図る手法が提案されている。本発明者らは、前記（ｉｉ）の手法に着目した。
【００１４】
溶接時に旧γ粒内にて粒内フェライトを効果的に成長させるためには、粒内フェライト生成核となる介在物の制御が必須である。特に、板厚が５０ｍｍ以上の厚鋼板では、表面および内部での冷却速度の差異により、板厚方向での介在物組成および個数制御が困難であるため、これらを制御する必要がある。そこで、粒内フェライト成長のメカニズムについて解明したところ、以下のことが分かった。
【００１５】
［１］溶接冷却時に、介在物周囲にＭｎＳが複合析出する際に形成されるＭｎ濃度傾斜により、マトリックスから介在物内部へとＭｎが拡散する駆動力が生じる。
【００１６】
［２］Ｔｉ系酸化物内部に存在する原子空孔へ、Ｍｎが吸収される。
【００１７】
［３］介在物周囲にＭｎ濃度が少なくなるＭｎ欠乏層が形成され、この部分のフェライト成長開始温度が上昇する。
【００１８】
［４］冷却時に、介在物からフェライトが優先成長する。
【００１９】
これらを前提として、本発明者らは、粒内フェライト核となる介在物のＭｎＳ複合量が、粒内フェライト成長に影響を及ぼすという知見を得た。すなわち、複合したＭｎＳが多いと、介在物周囲に、より大きなＭｎ濃度勾配を形成することにより、Ｍｎ拡散駆動力を増加させ、その結果、Ｍｎ欠乏層を形成しやすくなる。一方、複合したＭｎＳが少ないと、介在物周囲にＭｎ濃度勾配が形成されにくくなり、その結果、Ｍｎ欠乏層が形成されにくくなる。以上のメカニズムに基づき、本発明では、介在物に複合するＭｎＳ量および面分散密度を制御することにより、効果的に粒内フェライトを析出させるに至った。
【００２０】
更に、粒内フェライトの生成を促進するにはＢ（ボロン）の活用が有効であることを知得した。鋼中にＢを添加すると、ＢＮ分散により粒内フェライトの生成が促進できるとともに、固溶ボロンが粒界に偏析することで粒界フェライトの粗大化を抑制し、大入熱溶接を行った際、ＨＡＺ靭性を改善することができる。ただし、Ｂを過剰に添加した場合、逆に粒内フェライトの生成が抑制され、さらに上部ベイナイト主体の組織となるため、Ｂ添加量を最適化することが必要となる。
【００２１】
本発明は、上記の知見を基礎としてなされたものであり、その要旨は、下記に示す高強度厚鋼板にある。
【００２２】
板厚が５０ｍｍ以上の高強度厚鋼板であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、
Ｍｎ：１．３０〜２．５０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｎｉ：０．１０〜１．５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、
Ａｌ：０．００３％以下、
Ｎ：０．００２０〜０．００７０％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％、
Ｏ：０．００１０〜０．００５０％、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｃｒ：０〜０．５０％、
Ｍｏ：０〜０．３０％、
Ｖ：０〜０．１０％、ならびに、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記式（ｉｉ）で表される炭素当量Ｃｅｑが０．３６〜０．５２であり、
鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含み、
前記複合介在物の断面における前記ＭｎＳの面積率が、１０％以上９０％未満であり、
前記複合介在物の界面における前記ＭｎＳの割合が、１０％以上であり、
粒径０．５〜５．０μｍの前記複合介在物の面分散密度が、１０〜１００個／ｍｍ２である、降伏強度が３５０ＭＰａ以上の高強度厚鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５  ・・・（ｉｉ）
ただし、式（ｉｉ）中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
【００２３】
（２）下記式（ｉ）を満たす、前記（１）に記載の降伏強度が３５０ＭＰａ以上の高強度厚鋼板。
Ｃｕ／３＋Ｃｒ／３＋Ｍｏ＋Ｖ≧０．０１  ・・・（ｉ）
ただし、式（ｉ）中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
【発明の効果】
【００２４】
本発明によれば、入熱量４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接時において、ＨＡＺのＣＴＯＤ特性に優れた降伏強度が３５０ＭＰａ以上の高強度厚鋼板を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
【００２６】
（Ａ）化学組成について
各元素の作用効果と、含有量の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
【００２７】
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｃは、母材の強度を高める作用を有する元素である。充分な強度を確保するためには、Ｃ含有量を０．０３％以上とする必要がある。一方、Ｃを過剰に含有させると、ＨＡＺが硬質組織を形成しやすくなるため、ＨＡＺの靱性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１２％以下とする。なお、Ｃ含有量は、０．０４％以上であることが好ましく、０．１０％以下であることが好ましい。
【００２８】
Ｓｉ：０．０５〜０．３０％
Ｓｉは、鋼材製造中に脱酸剤として作用することから、酸素量の制御に有効であるとともに、鋼中に固溶して強度を増加させる元素である。前記効果を得るため、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。一方、Ｓｉを過剰に含有させると、母材の靱性が低下するとともに、ＨＡＺが硬質組織を形成しやすくなるため、ＨＡＺの靱性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．３０％以下とする。なお、Ｓｉ含有量は、０．１０％以上であることが好ましく、０．２５％以下であることが好ましい。
【００２９】
Ｍｎ：１．３０〜２．５０％
Ｍｎは、オーステナイト安定化元素として作用し、粒界における粗大なフェライトの生成を抑制する。前記効果を得るため、Ｍｎ含有量は、１．３０％以上とする。一方、Ｍｎを過剰に含有させると、Ｍｎが偏析しやすくなり、ＨＡＺが局所的に硬質組織を形成しやすくなる。その結果、ＨＡＺの靱性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は２．５０％以下とする。なお、Ｍｎ含有量は、１．４０％以上であることが好ましく、２．００％以下であることが好ましい。
【００３０】
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、不純物元素である。Ｐ含有量の低減は、ＨＡＺにおいて粒界強度の低下を抑制する。したがって、Ｐ含有量は、０．０１５％以下とする。なお、Ｐ含有量は、０．０１０％以下であることが好ましい。
【００３１】
Ｓ：０．０００５〜０．００３０％
Ｓは、ＭｎＳを複合析出させるための元素である。そのため、Ｓ含有量は、０．０００５％以上とする。一方、Ｓを過剰に含有させると、粗大な単体ＭｎＳが析出するため、ＨＡＺの靱性が低下する。そのため、Ｓ含有量は、０．００３０％以下とする。なお、Ｓ含有量は、０．０００８％以上であることが好ましく、０．００２０％以下であることが好ましい。
【００３２】
Ｎｉ：０．１０〜１．５０％
Ｎｉは、靱性を低下させずに、強度を高める作用がある元素である。そのため、Ｎｉ含有量は、０．１０％以上とする。しかしながら、Ｎｉは、オーステナイト安定化元素であるため、過剰に含有させると、粒内フェライトが生成しにくくなる。したがって、Ｎｉ含有量は、１．５０％以下とする。なお、Ｎｉ含有量は、０．２０％以上であることが好ましく、１．００％以下であることが好ましい。
【００３３】
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％
Ｎｂは、スラブ加熱時に結晶粒の粗大化を抑制する効果がある他、焼入れ時にも同様の効果を発揮し、組織の微細化に有効な元素である。前記効果を得るため、Ｎｂ含有量は、０．００５％以上とする。一方、Ｎｂを過剰に含有させると、ＮｂＣなどの炭化物を生成しやすくなり、靱性の低下につながる。したがって、Ｎｂ含有量は、０．０３０％以下とする。なお、Ｎｂ含有量は、０．０１０％以上であることが好ましく、０．０２０％以下であることが好ましい。
【００３４】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％
Ｔｉは、Ｔｉ系酸化物の生成に必須の元素である。充分な介在物密度を得るため、Ｔｉ含有量は、０．００５％以上とする。一方、Ｔｉを過剰に含有させると、ＴｉＣなどの炭化物を生成しやすくなるため、ＨＡＺの靱性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量を０．０２０％以下とする。なお、Ｔｉ含有量は、０．００７％以上であることが好ましく、０．０２０％以下であることが好ましい。
【００３５】
Ａｌ：０．００３％以下
Ａｌは、不純物元素である。Ａｌ含有量が増加することにより、Ｔｉ系酸化物の生成が抑制される。そのため、Ａｌ含有量は、０．００３％以下とする。
【００３６】
Ｎ：０．００２０〜０．００７０％
Ｎは、鋼中のＴｉと結合してＴｉＮを生成することにより、結晶粒の微細化に寄与することに加え、Ｂと結合することでＢＮを形成し、粒内フェライト生成を促進させる元素である。前記効果を得るため、Ｎ含有量は、０．００２％以上とする。一方、Ｎを過剰に含有させると、ＴｉＮが凝集して、破壊の起点となる。そのため、Ｎ含有量は、０．００７％以下とする。なお、Ｎ含有量は、０．００３％以上であることが好ましく、０．００６％以下であることが好ましい。
【００３７】
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％
Ｂは、Ｎと結合することでＢＮを形成し、粒内フェライト生成を促進させることに加え、固溶ボロンとして粒界に偏析することで粒界からの粗大なフェライトの生成を抑制し、ＨＡＺ靭性を安定化させる元素である。前記効果を得るため、Ｂ含有量は、０．０００３％以上とする。一方、Ｂを過剰に含有させると、粒内フェライトの生成が抑制されるとともに、ベイナイトも生成する。そのため、Ｂ含有量は、０．００２０％以下とする。なお、Ｂ含有量は、０．０００４％以上であることが好ましく、０．００１７％以下であることが好ましい。
【００３８】
Ｏ：０．００１０〜０．００５０％
Ｏは、Ｔｉ系複合酸化物の生成に必須の元素である。充分な介在物密度を得るため、Ｏ含有量は、０．００１０％以上とする。一方、Ｏを過剰に含有させると、破壊起点となり得る粗大な酸化物を形成しやすくなる。そのため、Ｏ含有量は、０．００５０％以下とする。なお、Ｏ含有量は、０．００１５％以上であることが好ましく、０．００３０％以下であることが好ましい。
【００３９】
Ｃｕ：０〜０．５０％
Ｃｕは、強度を高める作用があるので、含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕを過剰に含有させると、熱間脆化が生じ、スラブ表面の品質低下につながる。したがって、Ｃｕ含有量は、０．５０％以下とする。なお、Ｃｕ含有量は、０．４０％以下であることが好ましい。一方、Ｃｕ含有量は、強度を高めるため、０．０３％以上であることが好ましく、０．１０％以上であることがより好ましい。
【００４０】
Ｃｒ：０〜０．５０％
Ｃｒは、強度を高める作用があるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｃｒを過剰に含有させると、ＨＡＺの靱性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は、０．５０％以下とする。なお、Ｃｒ含有量は、０．４０％以下であることが好ましい。一方、Ｃｒ含有量は、強度を高めるため、０．０３％以上であることが好ましく、０．１０％以上であることがより好ましい。
【００４１】
Ｍｏ：０〜０．３０％
Ｍｏは、少量の含有で強度が顕著に増加する元素であるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏを過剰に含有させると、ＨＡＺの靱性が著しく低下する。したがって、Ｍｏ含有量は、０．３０％以下とする。なお、Ｍｏ含有量は、０．２０％以下であることが好ましい。一方、Ｍｏ含有量は、強度を高めるため、０．０３％以上であることが好ましく、０．０５％以上であることがより好ましい。
【００４２】
Ｖ：０〜０．１０％
Ｖは、母材の強度および靱性の向上に有効な元素であるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｖを過剰に含有させると、ＶＣなどの炭化物を形成し、靱性の低下につながる。したがって、Ｖ含有量は、０．１０％以下とする。なお、Ｖ含有量は、０．０８％以下であることが好ましい。一方、Ｖ含有量は、母材の強度および靱性を向上させるため、０．０１％以上であることが好ましく、０．０２％以上であることがより好ましい。
【００４３】
本発明の高強度厚鋼板は、Ｃｕ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶから選択される１種以上を含有し、かつ、Ｃｕ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの含有量が下記式（ｉ）を満たすことが好ましい。
Ｃｕ／３＋Ｃｒ／３＋Ｍｏ＋Ｖ≧０．０１  ・・・（ｉ）
ただし、式（ｉ）中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
【００４４】
Ｃｕ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの含有量が上記式（ｉ）を満たすと、強度を充分に向上させることができる。上記式（ｉ）の左辺は０．１０％以上であることが好ましい。
【００４５】
本発明の高強度厚鋼板は、強度を確実に向上させるため、下記式（ｉｉ）で表わされる炭素当量Ｃｅｑが０．３８〜０．５０％であることが好ましい。Ｃｅｑが０．３８％未満であると、強度の低下を招く。一方、Ｃｅｑが０．５０％を超えると、ＨＡＺにおける粒内フェライトの生成が抑制され、ベイナイト主体の硬化組織が形成し、ＨＡＺ靭性の確保が困難となる。Ｃｅｑは、０．４０％以上であることがより好ましく、０．４９％以下であることがより好ましい。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５  ・・・（ｉｉ）
【００４６】
本発明の高強度厚鋼板は、上記の元素を含有し、残部はＦｅおよび不純物である化学組成を有する。「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００４７】
（Ｂ）複合介在物
本発明の高強度厚鋼板は、鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含む。
【００４８】
複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率：１０％以上９０％未満
本発明では、任意の切断面に現出した複合介在物を分析し、その複合介在物の断面積におけるＭｎＳの面積率を測定することにより、複合介在物中のＭｎＳ量を規定している。複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率が１０％未満であると、複合介在物中のＭｎＳ量が少なく、充分なＭｎ欠乏層を形成できない。その結果、粒内フェライトの生成が困難となる。一方、複合介在物の断面におけるＭｎＳの割合が９０％以上であると、複合介在物がＭｎＳ主体となり、Ｔｉ系酸化物の占める割合が低下する。その結果、Ｍｎ吸収能が低下し、充分なＭｎ欠乏層を形成できないため、粒内フェライトの生成が困難となる。
【００４９】
複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合：１０％以上
ＭｎＳは、複合介在物の周囲からＭｎを吸収する必要があるため、複合介在物の界面に存在する必要がある。複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合が１０％未満であると、複合介在物の周囲から充分にＭｎを吸収できないため、Ｍｎ欠乏層を形成できない。その結果、粒内フェライトの生成が困難となる。
【００５０】
複合介在物の粒径：０．５〜５．０μｍ
複合介在物の粒径が０．５μｍ未満では、複合介在物の周囲から吸収できるＭｎ量が少なく、その結果、粒内フェライトの生成に必要なＭｎ欠乏層の形成が困難となる。一方、複合介在物の粒径が５．０μｍより大きいと、複合介在物が破壊の起点となる。
【００５１】
複合介在物の面分散密度：１０〜１００個／ｍｍ２
安定した粒内フェライトを生成させるためには、各複合介在物が旧γ内に少なくとも１つ程度含まれる必要がある。そのため、複合介在物の面分散密度は、１０個／ｍｍ２以上とする。一方、複合介在物が過剰に多い場合は、破壊起点となりやすい。そのため、複合介在物の面分散密度は、１００個／ｍｍ２以下とする。
【００５２】
本発明の高強度厚鋼板は、板厚が５０ｍｍ以上であっても、ＨＡＺの低温靱性に優れる。板厚が５０ｍｍ以上の高強度厚鋼板は、溶接時の入熱量が４００ｋＪ／ｃｍ以上に増加する。本発明の高強度厚鋼板は、入熱量が４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接時において、優れたＨＡＺのＣＴＯＤ特性を発揮する。板厚の上限は規定しないが、熱間圧延工程での累積圧下量を考えると、板厚は１００ｍｍ以下であることが好ましい。
【００５３】
本発明の高強度厚鋼板は、降伏強度が３５０ＭＰａ以上である。降伏強度が３５０ＭＰａ未満であると、本発明の高強度厚鋼板を大型コンテナ船などの溶接構造物に用いた場合に強度不足となる。
【００５４】
（Ｃ）製造方法
本発明に係る高強度厚鋼板の製造方法については、特に制限は設けないが、例えば、上記で説明した化学組成を有するスラブを加熱した後、下記に示す熱間圧延を行い、最後に焼入れおよび焼戻しを行うことにより製造することができる。
【００５５】
スラブを加熱する工程では、鋳造時に析出したＮｂ、ＴｉおよびＢなどの粗大介在物を固溶させて、微細結晶温度域を拡大させる。そのため、スラブの加熱温度は、９００℃以上であることが好ましく、１０００℃以上であることがより好ましい。一方、スラブの加熱温度が高すぎると、旧オーステナイトの粗粒化を招き、靭性が低下する。そのため、スラブの加熱温度は、１２００℃以下であることが好ましく、１１６０℃以下であることがより好ましい。
【００５６】
熱間圧延工程では、まず再結晶領域である８５０℃以上の温度域で圧延を行うことが好ましい。再結晶領域では、鋼板組織の再結晶化を進めるとともに、圧下によりオーステナイト粒径の細粒化させることができる。このとき、充分なオーステナイト粒径の細粒化を図るため、スラブの厚さに対して累積圧下率を３０％以上とすることが好ましい。
【００５７】
続いて、未再結晶領域である８５０℃以下の温度域で圧延を行うことが好ましい。未再結晶領域での圧延により、オーステナイト粒は扁平化し、冷却され変態した後は、旧オーステナイト粒界として扁平化したまま残る。その結果、靭性を向上させることができる。このとき、組織の細粒化を図るため、８５０℃以上の温度域で圧延した後の中間鋼の板厚に対して累積圧下率を３０％以上とすることが好ましい。なお、圧延荷重の増大を避けること、および、次工程の焼入れを再加熱せず、圧延直後に行うため、未再結晶温度域での圧延は７２０℃以上で行うことが好ましい。
【００５８】
さらに焼入れおよび焼戻しを行うことが好ましい。焼入れ工程では、いわゆる直接焼入れを行い、鋼板に焼きを入れる。すなわち、前工程である圧延工程を７２０℃以上で終了させ、そのまま６８０℃以上の温度域から冷却を行えばよい。厚肉材で高強度を得るため、水冷停止温度は４５０℃以下とすることが好ましい。さらに焼戻し工程は、６５０℃以下の温度域で行うことが好ましい。下限は定めないが、３５０℃以上の温度域で行うことが好ましい。焼戻し工程を経ることにより、焼入れ処理によって導入された歪を除去し、かつ、炭化物を微細に析出させることにより、強度と靭性とのバランスを改善することができる。
【００５９】
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【実施例】
【００６０】
＜圧延母材の製造＞
表１に示す試験Ｎｏ．実施例１〜３６、および、比較例１〜３２の化学組成を有する鋼を実製造プロセスにて溶製した。ＲＨ前にＡｒガスを上部より溶鋼内に吹き込むバブリング処理を行い、溶鋼表面のスラグと溶鋼とを反応させることにより、スラグ内のトータルＦｅ量を調整し、溶鋼内の酸素ポテンシャルＯｘｐを１０〜３０ｐｐｍの範囲に制御した。バブリング処理後、ＲＨにて各元素を添加して成分調整を行い、連続鋳造にて３００ｍｍの厚スラブを鋳造した。鋳造後のスラブは、加熱炉にて加熱した。加熱後は、まず再結晶領域である８５０℃以上の温度域で圧延を行い、続いて、未再結晶領域である８５０℃以下の温度域で圧延を行った。圧延後に、焼入れおよび焼戻しを行い、試験Ｎｏ．実施例１〜３６、および、比較例１〜３２の供試材を作成した。各供試材の製造条件を表２に示す。
【００６１】
＜複合介在物の断面におけるＭｎＳ面積率の算出＞
＜複合介在物の界面におけるＭｎＳ割合の算出＞
複合介在物分析用の試験片は、前記供試材の板厚１／４ｔ部より採取したものを用いた。複合介在物は、電子プローブマイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用い、複合介在物を面分析したマッピング画像から、ＭｎＳ面積率および複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合を測定した。より具体的には、ＭｎＳ面積率は、複合介在物全体の断面積と複合介在物全体に占めるＭｎＳ部分の断面積とを画像から測定することにより算出した。複合介在物の界面におけるＭｎＳ割合は、複合介在物中のＴｉ酸化物の周長とそのＴｉ酸化物に接するＭｎＳ界面の長さとを画像から測定することにより算出した。なお、測定のばらつきを少なくするため、ＭｎＳ面積率および複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合は、各供試材につき２０個ずつＥＰＭＡによる分析を行い、平均値を算出することにより求めた。結果を表１に示す。
【００６２】
＜複合介在物の面分散密度の算出＞
複合介在物の個数は、ＳＥＭ−ＥＤＸを組み合わせた自動介在物分析装置により行い、検出された複合介在物の形状測定データから、粒径が０．５〜５．０μｍの範囲である複合介在物の個数を算出することにより、面分散密度を算出した。結果を表１に示す。
【００６３】
【表１】
0006665658.tif 000002
【００６４】
【表２】
0006665658.tif 000003
【００６５】
＜引張試験＞
各供試材の圧延方向に垂直な方向からＪＩＳ  Ｚ  ２２０１で規定されるＪＩＳ  ４号引張試験片を採取し、引張試験を実施し、圧延母材の降伏強度（ＹＳ）および引張強度（ＴＳ）を測定した。結果を表３に示す。なお、降伏強度（ＹＳ）は、３５０ＭＰａ以上を合格と判定した。また、引張強度（ＴＳ）は、５４０ＭＰａ以上を合格と判定した。
【００６６】
＜シャルピー衝撃試験＞
各供試材の板厚中心から、圧延方向に平行な方向にＪＩＳ  Ｚ  ２２０２で規定されるシャルピー衝撃試験片を切出し、衝撃試験を行い、−６０℃における吸収エネルギー（ｖＥ−６０：単位はＪ）を測定した。なお、−６０℃における吸収エネルギーは、１００Ｊ以上を合格と判定した。
【００６７】
＜ＣＴＯＤ試験＞
各供試材からＣＴＯＤ試験用の試験片を３片採取した。各試験片の端部を２０°Ｖ型開先に加工し、入熱量が４００ｋＪ／ｃｍ以上のエレクトロガスアーク溶接（ＥＧＷ）を行うことにより、溶接継手を作製した。作成した溶接継手のボンド部（ＨＡＺ：溶接金属＝１：１）にノッチ加工を施し、試験温度−１０℃でＢＳ７４４８規格準拠にて、ＣＴＯＤ試験を行った。ＣＴＯＤ値の最小値を表３に示す。なお、ＣＴＯＤ値の最小値は、０．１５ｍｍ以上を合格と判定した。
【００６８】
【表３】
0006665658.tif 000004
【００６９】
実施例１〜３６は、本発明で規定される要件をすべて満たすため、母材の強度および靭性が高く、かつ、継手ＣＴＯＤ試験の結果が合格であった。
【００７０】
比較例１は、Ｃ含有量が本発明で規定された範囲よりも小さいため、ＹＰが低位であった。
【００７１】
比較例２は、Ｃ含有量が本発明で規定された範囲よりも大きいため、溶接継手部の硬質組織が増加した。そのため、溶接継手の靱性が低下した。その結果、継手ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。
【００７２】
比較例３は、Ｓｉ含有量が本発明に規定された範囲よりも小さく、かつ、複合介在物の面分散密度が本発明に規定された範囲よりも小さかった。そのため、複合介在物を起点に破壊が生じやすくなり、溶接継手の靱性が低下した。その結果、継手ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。
【００７３】
比較例４は、Ｓｉ含有量が本発明に規定された範囲よりも大きいため、溶接継手部の硬質組織が増加した。そのため、溶接継手の靱性が低下した。その結果、継手ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。
【００７４】
比較例５は、Ｍｎ含有量が本発明に規定された範囲よりも小さい。そのため、複合介在物の断面におけるＭｎＳ面積率、および、複合介在物の界面におけるＭｎＳ割合が本発明に規定された範囲よりも小さかった。これにより、粒内フェライトが充分に成長せず、溶接継手の靱性が低下した。その結果、継手ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。
【００７５】
比較例６は、Ｍｎ含有量が本発明に規定された範囲よりも大きいため、偏析が増加し、その結果、母材および溶接継手の靱性が低下した。その結果、シャルピー衝撃試験において、ｖＥ−６０値が１００Ｊ未満であり、かつ、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。
【００７６】
比較例７は、Ｐ含有量が本発明に規定された範囲よりも大きいため、母材および溶接継手の靱性が低下した。その結果、シャルピー衝撃試験において、ｖＥ−６０値が１００Ｊ未満であり、かつ、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。
【００７７】
比較例８は、Ｓ含有量が本発明に規定された範囲よりも小さいため、複合介在物の断面におけるＭｎＳ面積率、および、複合介在物の界面におけるＭｎＳ割合が本発明に規定された範囲よりも小さかった。そのため、粒内フェライトが充分に成長せず、溶接継手の靱性が低下した。その結果、継手ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。
【００７８】
比較例９は、Ｓ含有量が本発明に規定された範囲よりも大きいため、複合介在物の断面におけるＭｎＳ面積率が本発明に規定された範囲よりも大きかった。そのため、粗大なＭｎＳが増加し、母材および溶接継手の靭性が低下した。その結果、シャルピー衝撃試験において、ｖＥ−６０値が１００Ｊ未満であり、かつ、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。
【００７９】
比較例１０は、Ｃｕ含有量が本発明に規定された範囲よりも大きいため、強度が上昇した。そのため、溶接継手の靱性が低下した。その結果、継手ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。
【００８０】
比較例１１は、Ｎｉ含有量が本発明に規定された範囲よりも小さいため、溶接継手の靱性が低下した。その結果、継手ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。
【００８１】
比較例１２は、Ｎｉ含有量が本発明に規定された範囲よりも大きいため、粒内フェライトが充分に成長せず、溶接継手の靱性が低下した。その結果、継手ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。
【００８２】
比較例１３は、Ｃｒ含有量が本発明に規定された範囲よりも大きいため、母材および溶接継手の靱性が低下した。その結果、シャルピー衝撃試験において、ｖＥ−６０値が１００Ｊ未満であり、かつ、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。
【００８３】
比較例１４は、Ｍｏ含有量が本発明に規定された範囲よりも大きいため、母材および溶接継手の靱性が低下した。その結果、シャルピー衝撃試験において、ｖＥ−６０値が１００Ｊ未満であり、かつ、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。
【００８４】
比較例１５は、Ｖ含有量が本発明に規定された範囲よりも大きいため、母材および溶接継手の靱性が低下した。その結果、シャルピー衝撃試験において、ｖＥ−６０値が１００Ｊ未満であり、かつ、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。
【００８５】
比較例１６は、Ｎｂ含有量が本発明に規定された範囲よりも小さいため、結晶粒が粗大化した。そのため、溶接継手の靱性が低下した。その結果、継手ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。
【００８６】
比較例１７は、Ｎｂ含有量が本発明に規定された範囲よりも大きいため、ＮｂＣなどの炭化物が生成した。そのため、母材および溶接継手の靱性が低下した。その結果、シャルピー衝撃試験において、ｖＥ−６０値が１００Ｊ未満であり、かつ、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。
【００８７】
比較例１８は、Ｔｉ含有量が本発明に規定された範囲よりも小さいため、複合介在物の面分散密度が本発明に規定された範囲よりも小さかった。そのため、複合介在物を起点に破壊が生じやすくなり、靱性が低下した。その結果、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。
【００８８】
比較例１９は、Ｔｉ含有量が本発明に規定された範囲よりも大きいため、粗大なＴｉＣが増加することにより、溶接継手の靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。
【００８９】
比較例２０は、Ｂ含有量が本発明に規定された範囲よりも小さいため、粒内フェライトが充分に成長せず、溶接継手の靱性が低下した。その結果、継手ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。
【００９０】
比較例２１は、Ｂ含有量が本発明に規定された範囲よりも大きいため、粒内フェライトが充分に成長せず、溶接継手の靱性が低下した。その結果、継手ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。
【００９１】
比較例２２は、Ａｌ含有量が本発明に規定された範囲よりも大きいため、粗大なＡｌ２Ｏ３増加により、溶接継手の靱性が低下した。また、複合介在物の面分散密度が本発明に規定された範囲よりも小さかった。そのため、複合介在物を起点に破壊が生じやすくなり、溶接継手の靱性が低下した。その結果、継手ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。
【００９２】
比較例２３は、Ｎ含有量が本発明に規定された範囲よりも小さいため、粒内フェライトが充分に成長せず、溶接継手の靱性が低下した。その結果、継手ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。
【００９３】
比較例２４は、Ｎ含有量が本発明に規定された範囲よりも大きいため、粗大なＴｉＮの凝集が起こった。そのため、ＴｉＮが破壊の起点となり、溶接継手の靱性が低下した。その結果、継手ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。
【００９４】
比較例２５は、Ｏ含有量が本発明に規定された範囲よりも小さいため、複合介在物の面分散密度が本発明に規定された範囲よりも小さかった。そのため、複合介在物を起点に破壊が生じやすくなり、溶接継手の靱性が低下した。その結果、継手ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。
【００９５】
比較例２６は、Ｏ含有量が本発明に規定された範囲よりも大きいため、粗大な酸化物が増加することにより、溶接継手の靱性が低下した。また、複合介在物の面分散密度が本発明に規定された範囲よりも小さくなった。そのため、複合介在物を起点に破壊が生じやすくなり、溶接継手の靱性が低下した。その結果、継手ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。
【００９６】
比較例２７は、複合介在物の断面におけるＭｎＳ面積率および複合介在物の界面におけるＭｎＳ割合が、本発明に規定された範囲よりも小さかった。そのため、粒内フェライトが充分に成長せず、母材および溶接継手の靱性が低下した。その結果、シャルピー衝撃試験において、ｖＥ−６０値が１００Ｊ未満であり、かつ、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満であった。
【００９７】
比較例２８は、複合介在物の断面におけるＭｎＳ面積率が、本発明に規定された範囲よりも小さかった。そのため、粒内フェライトが充分に成長せず、溶接継手の靱性が低下した。その結果、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満であった。
【００９８】
比較例２９は、未再結晶領域における圧延の仕上温度が７２０℃以下となり、適切な鋼板の作り込みができなかった。そのため、母材の強度および靭性を高く保てなかった。その結果、降伏強度が３５０ＭＰａ以下となり、ｖＥ−６０値も１００Ｊ未満であった。
【００９９】
比較例３０は、未再結晶領域における圧延の仕上圧延後の水冷開始温度が６８０℃以下となり、適切な鋼板の作り込みができなかった。そのため、母材の強度および靭性を高く保てなかった。その結果、降伏強度が３５０ＭＰａ以下、かつ、引張強度が５５０ＭＰａ以下となり、ｖＥ−６０値も１００Ｊ未満であった。
【０１００】
比較例３１は、未再結晶領域における圧延の仕上圧延後の水冷停止温度が４５０℃以上となり、適切な鋼板の作り込みができなかった。そのため、母材の強度および靭性を高く保てなかった。その結果、降伏強度が３５０ＭＰａ以下、かつ、引張強度が５５０ＭＰａ以下となり、ｖＥ−６０値も１００Ｊ未満であった。
【０１０１】
比較例３２は、水冷後の焼戻温度が３５０℃以下となり、適切な鋼板の作り込みができなかった。そのため、母材の強度および靭性を高く保てなかった。その結果、降伏強度が３５０ＭＰａ以下となり、ｖＥ−６０値も１００Ｊ未満であった。
【産業上の利用可能性】
【０１０２】
本発明によれば、入熱量４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接時において、ＨＡＺのＣＴＯＤ特性に優れた高強度厚鋼板を提供することができる。したがって、本発明の高強度厚鋼板は、大型コンテナ船などの溶接構造物、特に、板厚が５０ｍｍ以上で、かつ、降伏強度が３５０ＭＰａ以上の高強度厚鋼板に好適に用いることができる。