(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０４１〜０．０９％、Ｓｉ：０．１１〜０．６％、Ｍｎ：１〜１．６％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｕ：０．１９％以下、Ｎｉ：０．０４％以下、Ｃｒ：０．０６〜０．９％、Ｍｏ：０．０４％以下、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．０３１〜０．０７％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、Ｂ：０．０００３〜０．００２９％、Ａｌ：０．００３〜０．０６％、Ｎ：０．００３５〜０．００９％及びＯ（酸素）：０．００６％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、下記（１）式で表されるＡｒ３の値が７３９以下で、かつ、下記（２）式又は（３）式で表されるｆ（Ｂ）の値が０．０００４以下を満足する化学組成を有し、しかも、組織に占めるベイナイトの割合が６０〜１００％であることを特徴とする極厚鋼材。
Ａｒ３＝９１０−２７３Ｃ＋２５Ｓｉ−７４Ｍｎ−５６Ｎｉ−１６Ｃｒ−９Ｍｏ−５Ｃｕ−１６２０Ｎｂ・・・・（１）
「Ｔｉ／Ｎ≦３．４の場合」：ｆ（Ｂ）＝Ｂ−０．７８５｛Ｎ−（Ｔｉ／３．４）｝・・・・（２）
「Ｔｉ／Ｎ＞３．４の場合」：ｆ（Ｂ）＝Ｂ・・・・（３）
なお、（１）〜（３）式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．０４１〜０．０９％、Ｓｉ：０．１１〜０．６％、Ｍｎ：１〜１．６％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｕ：０．１９％以下、Ｎｉ：０．０４％以下、Ｃｒ：０．０６〜０．９％、Ｍｏ：０．０４％以下、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．０３１〜０．０７％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、Ｂ：０．０００３〜０．００２９％、Ａｌ：０．００３〜０．０６％、Ｎ：０．００３５〜０．００９％及びＯ（酸素）：０．００６％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、下記（１）式で表されるＡｒ３の値が７３９以下で、かつ、下記（２）式又は（３）式で表されるｆ（Ｂ）の値が０．０００４以下を満足する化学組成を有する鋼塊又は鋼片を１０００〜１３５０℃の温度域の温度に加熱して、圧延終了温度が９８０〜７００℃の温度域の温度となるように熱間圧延した後、冷却開始温度を９８０〜７００℃として、１〜１０℃／秒の冷却速度で、６５０〜２００℃の温度域の温度まで冷却することを特徴とする極厚鋼材の製造方法。
Ａｒ３＝９１０−２７３Ｃ＋２５Ｓｉ−７４Ｍｎ−５６Ｎｉ−１６Ｃｒ−９Ｍｏ−５Ｃｕ−１６２０Ｎｂ・・・・（１）
「Ｔｉ／Ｎ≦３．４の場合」：ｆ（Ｂ）＝Ｂ−０．７８５｛Ｎ−（Ｔｉ／３．４）｝・・・・（２）
「Ｔｉ／Ｎ＞３．４の場合」：ｆ（Ｂ）＝Ｂ・・・・（３）
なお、（１）〜（３）式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、極厚鋼材及びその製造方法に関する。詳しくは、建築、土木及び海洋構造物等の分野で使用される形鋼又は平鋼として好適な極厚鋼材及びその製造方法、なかでも、フランジ又はウエブの厚さが８０ｍｍを超える超極厚Ｈ形鋼として好適な極厚鋼材及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、建築物の高層化や大型化に伴って、従来よりも厚さが大きく、性能にも優れた形鋼や平鋼、なかでもＨ形鋼が要望されている。
【０００３】
具体的には、厚さが４０〜１２５ｍｍで、４１５ＭＰａ以上の降伏点と５５０ＭＰａ以上の引張強さという引張強度特性及びＶノッチ試験片を用いた０℃でのシャルピー吸収エネルギーが４７Ｊ以上という衝撃特性（以下、「靱性」ともいう。）を有するＨ形鋼が要望されている。なお、上記の吸収エネルギーが１００Ｊ以上や２００Ｊ以上という極めて良好な衝撃特性を有するＨ形鋼に対する要望もある。
【０００４】
こうした要望に対して、特許文献１に、フランジ板厚方向での強度・靱性のばらつきが小さく、残留応力・歪みを発生させることなく高強度、高靱性、高溶接性を確保できる強度・靱性・溶接性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造方法として、特定の化学組成からなる鋼素材に対して特定の条件での加熱、圧延及び冷却を施す「極厚Ｈ形鋼の製造方法」が開示されている。
【０００５】
また、特許文献２に、フランジ各部位の材質差の小さいフランジ厚さが４０ｍｍを超える極厚Ｈ形鋼の製造方法として、特定の化学組成からなる鋼に対して特定の条件での加熱、圧延及び冷却を施す「極厚Ｈ形鋼の製造方法」が開示されている。
【０００６】
更に、特許文献３に、フランジ各部位の材質差が小さく、断面形状に優れた極厚Ｈ形鋼の製造方法として、特定の化学組成からなる鋼に対して特定の条件での圧延及び冷却を施す「圧延形鋼の製造方法」が開示されている。
【０００７】
特許文献４には、塑性変形能力が大きく、かつショートビード溶接が行われたときやパス間温度が高くなったときにおいても高い継ぎ手性能が得られるＨ形鋼に代表される建築構造用鋼及びその製造方法として、特定の化学組成からなる鋼素材に対して特定の条件での加熱、圧延及び冷却を施す「建築構造用鋼及びその製造方法」が開示されている。
【０００８】
【特許文献１】特開平１０−６８０１６号公報
【特許文献２】特開２００１−２６２２２５号公報
【特許文献３】特開２００１−２８６９０１号公報
【特許文献４】特開２００２−２９４３９１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
前述の特許文献１で提案された技術は、その鋼素材にＡｒ3点が７４０〜７７５℃と比較的高いものを用いる必要がある。このため、圧延終了後の冷却速度が遅い極厚鋼材、なかでも板厚が８０ｍｍを超える極厚鋼材の場合には、粗大なフェライト組織が生じやすく、必ずしも良好な機械的性質が得られるというものではなかった。
【００１０】
特許文献２で提案された技術は、ＴｉＮによって溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」という。）の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靱性を向上させることを目的にＴｉが添加され、また、組織をベイナイト化して強度を上昇させるとともにＨＡＺ靱性を向上させることを目的にＢが添加される場合があるが、Ｎの含有量に対するＴｉ及びＢの含有量を適正化することについての考慮がなされていない。このため、極厚の母材、なかでも厚さが８０ｍｍを超える極厚の母材に必ずしも良好な機械的性質を確保させることができるというものではなかった。
【００１１】
特許文献３で提案された技術も、Ｎの含有量に対してＴｉとＢの含有量を適正化することについての考慮がなされていない。このため、極厚鋼材、なかでも板厚が８０ｍｍを超えるような極厚鋼材の場合には、母材と溶接部に必ずしも良好な機械的性質を確保させることができるというものではなかった。
【００１２】
特許文献４で提案された技術の場合、鋼素材には、フリーＮの固定のために、また、フリーＢ（固溶Ｂ）による焼入れ性向上の機能を活用するために、Ｂが含有されている。しかしながら、フリーＢの量に対しては、Ｔｉ、Ｎ及びＢの含有量と鋼素材の熱履歴が大きな影響を及ぼす。このため、極厚鋼材、なかでも板厚が８０ｍｍを超えるような極厚鋼材の場合には、必ずしも良好な焼入れ性を確保できず、機械的性質にばらつきが生じることがあった。
【００１３】
そこで、本発明の目的は、４１５ＭＰａ以上の降伏点と５５０ＭＰａ以上の引張強さという引張強度特性及びＶノッチ試験片を用いた０℃でのシャルピー吸収エネルギーが４７Ｊ以上という衝撃特性を有し、形鋼又は平鋼として好適な極厚鋼材とその製造方法、なかでも厚さが８０ｍｍを超える超極厚Ｈ形鋼とその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明者は、前記した機械的性質を備える極厚鋼材を得るために、種々の検討を行った。その結果、下記（ａ）〜（ｄ）の知見を得た。
【００１５】
（ａ）極厚鋼材、なかでも板厚が８０ｍｍを超える極厚鋼材に所望の機械的性質、つまり、４１５ＭＰａ以上の降伏点、５５０ＭＰａ以上の引張強さという引張強度特性、更には、Ｖノッチ試験片を用いた０℃でのシャルピー吸収エネルギーが４７Ｊ以上という衝撃特性を安定して具備させるためには、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ａｌ、及びＮの含有量を厳密に制御するとともに、不純物としてのＰ、Ｓ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＯ（酸素）の含有量を厳密に規制することが必要である。
【００１６】
（ｂ）上記所望の引張強度特性を具備させるためには、既に述べた元素の含有量の制御に加えて、元素記号をその元素の質量％での鋼中含有量として、下記（１）式で表されるＡｒ３の値と、下記（２）式又は（３）式で表されるｆ（Ｂ）の値を満足するように制御することも必要である。
Ａｒ３＝９１０−２７３Ｃ＋２５Ｓｉ−７４Ｍｎ−５６Ｎｉ−１６Ｃｒ−９Ｍｏ−５Ｃｕ−１６２０Ｎｂ・・・・（１）、
「Ｔｉ／Ｎ≦３．４の場合」：ｆ（Ｂ）＝Ｂ−０．７８５｛Ｎ−（Ｔｉ／３．４）｝・・・・（２）、
「Ｔｉ／Ｎ＞３．４の場合」：ｆ（Ｂ）＝Ｂ・・・・（３）。
【００１７】
（ｃ）上記所望の引張強度特性を具備させるためには、既に述べた元素の含有量、Ａｒ３及びｆ（Ｂ）の値の制御に加えて、組織に占めるベイナイトの割合を６０〜１００％とすることも必要である。
【００１８】
（ｄ）上記（ａ）で述べた元素の含有量並びに（ｂ）で述べたＡｒ３及びｆ（Ｂ）の値を制御した鋼塊又は鋼片に対して、加熱温度、圧延終了温度、冷却開始温度、冷却停止温度及び冷却速度を特定の条件としたＴＭＣＰ技術（熱加工制御技術）を適用することによって、極厚鋼板、なかでも板厚が８０ｍｍを超える極厚鋼材に所望の機械的性質である引張強度特性と衝撃特性を安定して具備させることができる。
【００１９】
なお、「ＴＭＣＰ技術」とは、低温域での圧下やオンラインでの冷却を活用する技術であり、通常よりも少ない合金元素量で所定の機械的性質だけではなく、溶接性にも優れた鋼材が得られる技術である。
【００２０】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）に示す極厚鋼材及び（２）に示す極厚鋼材の製造方法にある。
【００２１】
（１）質量％で、Ｃ：０．０４１〜０．０９％、Ｓｉ：０．１１〜０．６％、Ｍｎ：１〜１．６％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｕ：０．１９％以下、Ｎｉ：０．０４％以下、Ｃｒ：０．０６〜０．９％、Ｍｏ：０．０４％以下、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．０３１〜０．０７％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、Ｂ：０．０００３〜０．００２９％、Ａｌ：０．００３〜０．０６％、Ｎ：０．００３５〜０．００９％及びＯ（酸素）：０．００６％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、下記（１）式で表されるＡｒ３の値が７３９以下で、かつ、下記（２）式又は（３）式で表されるｆ（Ｂ）の値が０．０００４以下を満足する化学組成を有し、しかも、組織に占めるベイナイトの割合が６０〜１００％であることを特徴とする極厚鋼材。
Ａｒ３＝９１０−２７３Ｃ＋２５Ｓｉ−７４Ｍｎ−５６Ｎｉ−１６Ｃｒ−９Ｍｏ−５Ｃｕ−１６２０Ｎｂ・・・・（１）、
「Ｔｉ／Ｎ≦３．４の場合」：ｆ（Ｂ）＝Ｂ−０．７８５｛Ｎ−（Ｔｉ／３．４）｝・・・・（２）、
「Ｔｉ／Ｎ＞３．４の場合」：ｆ（Ｂ）＝Ｂ・・・・（３）。
なお、（１）〜（３）式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
【００２２】
（２）質量％で、Ｃ：０．０４１〜０．０９％、Ｓｉ：０．１１〜０．６％、Ｍｎ：１〜１．６％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｕ：０．１９％以下、Ｎｉ：０．０４％以下、Ｃｒ：０．０６〜０．９％、Ｍｏ：０．０４％以下、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．０３１〜０．０７％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、Ｂ：０．０００３〜０．００２９％、Ａｌ：０．００３〜０．０６％、Ｎ：０．００３５〜０．００９％及びＯ（酸素）：０．００６％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、下記（１）式で表されるＡｒ３の値が７３９以下で、かつ、下記（２）式又は（３）式で表されるｆ（Ｂ）の値が０．０００４以下を満足する化学組成を有する鋼塊又は鋼片を１０００〜１３５０℃の温度域の温度に加熱して、圧延終了温度が９８０〜７００℃の温度域の温度となるように熱間圧延した後、冷却開始温度を９８０〜７００℃として、１〜１０℃／秒の冷却速度で、６５０〜２００℃の温度域の温度まで冷却することを特徴とする極厚鋼材の製造方法。
Ａｒ３＝９１０−２７３Ｃ＋２５Ｓｉ−７４Ｍｎ−５６Ｎｉ−１６Ｃｒ−９Ｍｏ−５Ｃｕ−１６２０Ｎｂ・・・・（１）、
「Ｔｉ／Ｎ≦３．４の場合」：ｆ（Ｂ）＝Ｂ−０．７８５｛Ｎ−（Ｔｉ／３．４）｝・・・・（２）、
「Ｔｉ／Ｎ＞３．４の場合」：ｆ（Ｂ）＝Ｂ・・・・（３）。
なお、（１）〜（３）式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
【００２３】
上記（２）の極厚鋼材の製造方法に係る発明における温度及び冷却速度は、次の部位で測定した値を指す。
【００２４】
・鋼塊又は鋼片の加熱温度：鋼塊又は鋼片の表面、
・圧延終了温度：極厚鋼材の表面、
・冷却開始温度：極厚鋼材の表面から厚さ１／４の部位、
・冷却速度：極厚鋼材の表面から厚さ１／４の部位、
・冷却停止温度：極厚鋼材の表面から厚さ１／４の部位。
【００２５】
以下、上記 （１）の極厚鋼材に係る発明及び（２）の極厚鋼材の製造方法に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」及び「本発明（２）」という。また、総称して「本発明」ということがある。
【発明の効果】
【００２６】
本発明の極厚鋼材は、４１５ＭＰａ以上の降伏点と５５０ＭＰａ以上の引張強さという引張強度特性及びＶノッチ試験片を用いた０℃でのシャルピー吸収エネルギーが４７Ｊ以上という衝撃特性を安定して具備するので、高層建築物や海洋構造物を始めとする各種の大型構造物に使用される形鋼や平鋼、なかでもフランジ又はウエブの厚さが８０ｍｍを超える超極厚Ｈ形鋼として用いることができる。この極厚鋼材は、本発明の製造方法によって、比較的容易に得ることができる。
【００２７】
また、本発明の製造方法は、比較的高温での圧延と比較的遅い冷却速度を使用するため、Ｈ形鋼、Ｔ形鋼及び山形鋼など各種の極厚形鋼や極厚平鋼の製造に適している。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２８】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
【００２９】
（Ａ）化学組成
Ｃ：０．０４１〜０．０９％
Ｃは、母材及び溶接部の強度を高める作用を有する。しかし、その含有量が０．０４１％未満では添加効果に乏しいばかりか、溶接時に母材の希釈によって溶接金属の特性を確保することが難しくなる。一方、Ｃの含有量が多くなり、特に、Ｃの含有量が０．０９％を超えると、母材及び溶接部の靱性が低下し、また、溶接割れが発生しやすくなる。したがって、Ｃの含有量を０．０４１〜０．０９％とした。なお、Ｃの含有量は０．０５〜０．０７％とすることが好ましい。
【００３０】
Ｓｉ：０．１１〜０．６％
Ｓｉは、母材及び溶接部の強度を確保する作用を有する。しかしながら、その含有量が０．１１％未満では添加効果に乏しい。一方、Ｓｉの含有量が多くなり、特に、Ｓｉの含有量が０．６％を超えると、溶接割れの発生が多くなり、また、溶接部靱性の低下、なかでもＨＡＺ靱性の低下をきたす。したがって、Ｓｉの含有量を０．１１〜０．６％とした。なお、Ｓｉの含有量は０．１５〜０．４％とすることが好ましい。
【００３１】
Ｍｎ：１〜１．６％、
Ｍｎは、母材及び溶接部の強度と靱性を確保する上で不可欠な元素である。しかしながら、Ｍｎの含有量が１％未満では十分な添加効果が得られない。一方、Ｍｎの含有量が多くなり、特に、Ｍｎの含有量が１．６％を超えると、焼入れ性が高くなり過ぎて溶接性が低下し、また、溶接部靱性の低下、なかでもＨＡＺ靱性の低下をきたす。したがって、Ｍｎの含有量を１〜１．６％とした。なお、Ｍｎの含有量は１．３〜１．５％とすることが好ましい。
【００３２】
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に存在する元素で、粒界に偏析して靱性の低下をきたし、更に、溶接時に高温割れを生じさせる。特に、その含有量が０．０２％を超えると、靱性の低下と溶接時の高温割れ発生が著しくなる。したがって、Ｐの含有量を０．０２％以下とした。なお、Ｐは少ないほど好ましい不純物であるため、その下限は特に規定するものではない。
【００３３】
Ｓ：０．０１５％以下
Ｓは、多すぎると中心偏析を助長し、また、延伸したＭｎＳの多量生成の原因となるので、母材の機械的性質及び溶接部、なかでもＨＡＺの機械的性質の劣化を招く。特に、その含有量が０．０１５％を超えると、母材及び溶接部の機械的性質の劣化が著しくなる。したがって、Ｓの含有量を０．０１５％以下とした。なお、Ｓは少ないほど好ましい不純物であるため、その下限は特に規定するものではない。
【００３４】
Ｃｕ：０．１９％以下
Ｃｕは、その含有量が０．１９％以下であるならば、熱間加工時の表面割れの発生に殆ど影響しないため、不純物として許容できる。したがって、Ｃｕの含有量を０．１９％以下とした。なお、Ｃｕの含有量は０．１％以下とすることがより好ましい。
【００３５】
Ｎｉ：０．０４％以下
Ｎｉは、その含有量が０．０４％以下であるならば、鋼塊を鋳込む際の表面疵、なかでも、連続鋳造を行う際の表面疵の発生にほとんど影響しないため、不純物として許容できる。したがって、Ｎｉの含有量を０．０４％以下とした。なお、Ｎｉの含有量は少ないほど好ましい。
【００３６】
Ｃｒ：０．０６〜０．９％
Ｃｒは、焼入れ性を高める作用を有する。この効果を確実に得るためには、Ｃｒの含有量を０．０６％以上とする必要がある。しかしながら、その含有量が０．９％を超えると、母材と溶接部の靱性、なかでもＨＡＺ靱性の低下が生じる。したがって、Ｃｒの含有量を０．０６〜０．９％とした。なお、Ｃｒの含有量は０．２〜０．５％とすることが好ましい。
【００３７】
Ｍｏ：０．０４％以下
Ｍｏは、その含有量が０．０４％以下であるならば、溶接性を低下させることがほとんどないため、不純物として許容できる。したがって、Ｍｏの含有量を０．０４％以下とした。なお、Ｍｏの含有量は少ないほど好ましい。
【００３８】
Ｖ：０．０１〜０．１％
Ｖは、強度を高める作用を有する。しかしながら、その含有量が０．０１％未満では十分な強化作用が得られない。一方、Ｖの含有量が多くなり、特に、Ｖの含有量が０．１％を超えると、靱性及び溶接性の低下をきたす場合がある。したがって、Ｖの含有量を０．０１〜０．１％とした。なお、Ｖの含有量は０．０５〜０．０９％とすることが好ましい。
【００３９】
Ｎｂ：０．０３１〜０．０７％
Ｎｂは、強度及び靱性を向上させる作用を有する。しかしながら、その含有量が０．０３１％未満では前記の効果が得られない。一方、Ｎｂの含有量が０．０７％を超えると、母材における強度と靱性の向上効果が飽和するばかりか、溶接部靱性、なかでもＨＡＺ靱性の著しい低下を招く。したがって、Ｎｂの含有量を０．０３１〜０．０７％％とした。なお、Ｎｂの含有量は０．０４〜０．０５％とすることが好ましい。
【００４０】
Ｔｉ：０．００３〜０．０３％
Ｔｉは、鋼塊、なかでも鋳片の表面性状を改善する作用を有する。また、Ｔｉには、母材及び溶接部の靱性を高める作用もある。これらの効果を得るためには、その含有量を０．００３％以上とする必要がある。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．０３％を超えると、母材の靱性低下が生じるし、溶接部靱性、なかでもＨＡＺ靱性が却って低下する場合もある。したがって、Ｔｉの含有量を０．００３〜０．０３％とした。なお、Ｔｉの含有量は０．００７〜０．０２％とすることが好ましい。
【００４１】
Ｂ：０．０００３〜０．００２９％
Ｂは、母材及び溶接部の靱性を高める作用を有する。この効果を得るためには、その含有量を０．０００３％以上とする必要がある。しかしながら、Ｂの含有量が０．００２９％を超えると、母材の靱性低下が生じたり、溶接部靱性が低下したりすることがある。したがって、Ｂの含有量を０．０００３〜０．００２９％とした。なお、Ｂの含有量は０．０００５〜０．００２％とすることが好ましい。
【００４２】
Ａｌ：０．００３〜０．０６％
Ａｌは、製鋼時の脱酸に有効な元素である。Ａｌには結晶粒の微細化作用もある。前記の効果はＡｌの含有量が０．００３％以上で得られる。しかしながら、Ａｌの含有量が多くなり、特に、Ａｌの含有量が０．０６％を超えると、介在物の生成量が多くなって靱性の低下をきたす。したがって、Ａｌの含有量を０．００３〜０．０６％とした。なお、Ａｌの含有量は０．００６〜０．０４％とすることが好ましい。
【００４３】
Ｎ：０．００３５〜０．００９％
Ｎは、ＴｉＮやＢＮを形成し、これらの窒化物が微細な場合には、高温加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、また、相変態を促進することによって、靱性を高めることに寄与する。この効果を得るためには、その含有量を０．００３５％以上とする必要がある。しかしながら、Ｎの含有量が０．００９％を超えると、母材の靱性低下が生じたり、溶接部靱性が低下したりすることがある。したがって、Ｎの含有量を０．００３５〜０．００９％とした。なお、Ｎの含有量は０．００４〜０．００７％とすることが好ましい。
【００４４】
Ｏ：０．００６％以下
Ｏ（酸素）は、鋼中に不可避的に含まれる不純物である。Ｏの含有量が多くなり、特に、Ｏの含有量が０．００６％を超えると、母材及び溶接部の靱性や延性の低下を招く。したがって、Ｏの含有量を０．００６％以下とした。なお、Ｏは少ないほど好ましい不純物であるため、その下限は特に規定するものではない。
【００４５】
Ａｒ３：７３９以下
前記（１）式、つまり、「Ａｒ３＝９１０−２７３Ｃ＋２５Ｓｉ−７４Ｍｎ−５６Ｎｉ−１６Ｃｒ−９Ｍｏ−５Ｃｕ−１６２０Ｎｂ」の式で表されるＡｒ３の値は、冷却時にオーステナイトからフェライトへの相変態が開始する温度であるＡｒ3点（℃）の目安を示し、Ａｒ３の値が７３９を超えると、フェライトが生成しやすくなり、所望の引張強度特性が得られない場合がある。したがって、Ａｒ３の値を７３９以下とした。なお、Ａｒ３の値が６００未満になると靱性が劣化する場合があるので、Ａｒ３の値の下限は６００とすることが好ましい。また、Ａｒ３の値は６５０〜７３０とすることがより好ましい。
【００４６】
ｆ（Ｂ）：０．０００４以下
「Ｔｉ／Ｎ≦３．４」の場合に、前記の（２）式、つまり、「ｆ（Ｂ）＝Ｂ−０．７８５｛Ｎ−（Ｔｉ／３．４）｝」で表されるｆ（Ｂ）の値は、鋼中でＮ（窒素）によって固定されないフリーＢの量に関する。熱間圧延のための加熱前に存在するＢＮ析出物は加熱時に固溶し、圧延中あるいは圧延後に再析出する。再析出量には温度履歴が影響するためフリーＢの量は元素の含有量だけでは決まらないが、ｆ（Ｂ）の値を十分小さくすれば（負の値でもよい）、フリーＢの量を抑制することができる。また、「Ｔｉ／Ｎ＞３．４」の場合には、ＢＮよりも安定な析出物であるＴｉＮによって、ほとんどのＮが固定されるため、ｆ（Ｂ）の値は、前記の（３）式、つまり、「ｆ（Ｂ）＝Ｂ」で表される。そして、ｆ（Ｂ）の値が０．０００４を超えると、靱性が劣化する場合がある。したがって、ｆ（Ｂ）の値を０．０００４以下とした。なお、「Ｔｉ／Ｎ≦３．４」の場合、つまり、ｆ（Ｂ）の値が前記の（２）式で表される場合には、ｆ（Ｂ）の値が小さくなりすぎても靱性が劣化するため、この場合のｆ（Ｂ）の下限は−０．００３とすることが好ましく、−０．００１〜０．００４とすることがより好ましい。
【００４７】
上記の理由から、本発明（１）に係る極厚鋼材は、上述した範囲のＣからＯまでの元素を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、前記（１）式で表されるＡｒ３の値が７３９以下で、かつ、前記（２）式又は（３）式で表されるｆ（Ｂ）の値が０．０００４以下を満足する化学組成を有することと規定した。
【００４８】
なお、母材及び溶接部のＨＡＺにおいて、先にＮの項で述べたＢ及びＴｉの微細な窒化物の効果を確保するためには、Ｔｉ含有量とＮ含有量との比である「Ｔｉ／Ｎ」を３以下とすることが望ましい。
【００４９】
本発明に係る極厚鋼材に適した具体的な化学成分の例として、表１及び表２に記載した鋼ａ１〜ａ３５を挙げることができる。なお、鋼ａ９におけるＣｕ及び鋼ａ１０におけるＮｉ並びに、鋼ａ１２、鋼ａ１６、鋼ａ１９、鋼ａ２０、鋼ａ２４及び鋼ａ３２におけるＭｏの含有量の「０．００」は、いずれも「０．０１未満」であることを意味する。
【００５０】
【表１】
0004506985.tif 000002
【００５１】
【表２】
0004506985.tif 000003
【００５２】
（Ｂ）ミクロ組織
主たる組織をベイナイトとすることによって、本発明に係る極厚鋼材に所望の機械的性質、つまり、４１５ＭＰａ以上の降伏点、５５０ＭＰａ以上の引張強さという引張強度特性、更には、Ｖノッチ試験片を用いた０℃でのシャルピー吸収エネルギーが４７Ｊ以上という衝撃特性を安定して具備させることができる。組織に占めるベイナイトの割合は１００％、換言すれば、ベイナイトの単相組織であってもよい。しかしながら、組織に占めるベイナイトの割合が少ない場合、特に、６０％未満の場合には、極厚鋼材に所望の引張強度特性と衝撃特性の双方を確保させることが困難になる。
【００５３】
上記の理由から、本発明（１）に係る極厚鋼材は、組織に占めるベイナイトの割合が６０〜１００％であることと規定した。
【００５４】
なお、組織に占めるベイナイト以外の組織は、マルテンサイト、フェライトやパーライト等どんな組織（相）であってもよい。しかしながら、極厚鋼材により良好な衝撃特性を具備させるためには、組織に占めるマルテンサイトの割合は１０％未満であることが望ましい。
【００５５】
或る相が組織に占める体積割合は面積割合に等しいことが知られている。このため、上記の組織に占めるベイナイトの割合には、光学顕微鏡など通常のミクロ組織観察手段によって測定した面積割合を用いればよい。
【００５６】
なお、本発明（１）に係る極厚鋼材は、例えば、本発明（２）に係る製造方法によって製造することができる。
【００５７】
（Ｃ）製造条件
前述の（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼塊又は鋼片に対して、加熱温度、圧延終了温度、冷却開始温度、冷却停止温度及び冷却速度を特定の条件としたＴＭＣＰ技術を適用することによって、極厚鋼材、なかでも板厚が８０ｍｍを超える極厚鋼材に所望の機械的性質を安定して具備させることができる。すなわち、４１５ＭＰａ以上の降伏点、５５０ＭＰａ以上の引張強さという引張強度特性、更には、Ｖノッチ試験片を用いた０℃でのシャルピー吸収エネルギーが４７Ｊ以上という衝撃特性を安定して備える極厚鋼材を得ることができる。
【００５８】
以下、このことについて説明する。なお、既に述べたように、上記の温度及び冷却速度は、それぞれ、次の部位で測定した値を指す。
【００５９】
・鋼塊又は鋼片の加熱温度：鋼塊又は鋼片の表面、
・圧延終了温度：極厚鋼材の表面、
・冷却開始温度：極厚鋼材の表面から厚さ１／４の部位、
・冷却速度：極厚鋼材の表面から厚さ１／４の部位、
・冷却停止温度：極厚鋼材の表面から厚さ１／４の部位。
【００６０】
（Ｃ−１）加熱温度
前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼塊又は鋼片は、熱間圧延に際して、１０００〜１３５０℃の温度域に加熱するのがよい。加熱温度を１０００℃以上とすることでＮｂやＶなどが基地に固溶するので、最終製品（目的物）である極厚鋼材の強度増大が図れる。また、加熱温度を１３５０℃以下とすることによって、結晶粒の粗大化が防止されるので、良好な衝撃特性が確保される。
【００６１】
（Ｃ−２）熱間圧延終了温度
上記（Ｃ−１）項で述べたようにして加熱した後は、熱間圧延機にかけて所定の形状及び寸法に圧延し、次いで制御冷却するのがよい。なお、熱間圧延は、圧延終了温度が９８０〜７００℃の温度域の温度となるように行うのがよい。圧延終了温度が９８０℃よりも高い場合には、所望の衝撃特性を確保することが困難になることがある。一方、圧延終了温度が７００℃よりも低い場合には、所望の引張強度特性を確保することが困難になることがある。
【００６２】
（Ｃ−３）冷却開始温度
上記（Ｃ−１）項及び（Ｃ−２）項で述べた条件での熱間圧延を終了した後は、冷却開始温度を９８０〜７００℃として制御冷却するのがよい。冷却開始温度が９８０℃よりも高い場合には、所望の衝撃特性を確保することが困難になることがある。一方、冷却開始温度が７００℃よりも低い場合には、所望の引張強度特性を確保することが困難になることがある。
【００６３】
（Ｃ−４）冷却速度
制御冷却する際の冷却速度は１〜１０℃／秒とするのがよい。たとえ上記（Ｃ−３）項で述べた温度から冷却を開始しても、冷却速度が１０℃／秒を超える場合には、部位による機械的性質のばらつきが大きくなることがあり、、一方、冷却速度が１℃／秒を下回る場合には、所望の衝撃特性を確保することが困難になることがある。
【００６４】
なお、制御冷却する際の冷却速度は、１〜５℃／秒とすることが一層好ましい。
【００６５】
（Ｃ−５）制御冷却の停止温度
上記の制御冷却は、６５０〜２００℃の温度域の温度まで行うのがよい。たとえ上記（Ｃ−１）項及び（Ｃ−２）項で述べた条件で熱間圧延した後に、上記（Ｃ−３）項及び（Ｃ−４）項で述べた条件で制御冷却しても、前記冷却速度での冷却停止温度が６５０℃よりも高い場合には、所望の引張強度特性を確保することが困難になることがある。また、冷却停止温度が２００℃よりも低い場合には、所望の衝撃特性を確保することが困難になったり、水素割れが生じやすくなったりすることがある。なお、前記冷却速度での制御冷却は、６００〜４００℃の温度域の温度まで行うことが一層好ましい。
【００６６】
上記の（Ｃ−１）〜（Ｃ−５）項で述べた条件で、圧延及び制御冷却することによって、目的物である極厚鋼材に所望の機械的性質、つまり、４１５ＭＰａ以上の降伏点、５５０ＭＰａ以上の引張強さという引張強度特性、更には、Ｖノッチ試験片を用いた０℃でのシャルピー吸収エネルギーが４７Ｊ以上という衝撃特性が安定して確保される。
【００６７】
このため、本発明（２）に係る極厚鋼材の製造方法は、前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼塊又は鋼片を１０００〜１３５０℃の温度域の温度に加熱して、圧延終了温度が９８０〜７００℃の温度域の温度となるように熱間圧延した後、冷却開始温度を９８０〜７００℃として、１〜１０℃／秒の冷却速度で、６５０〜２００℃の温度域の温度まで冷却することとした。
【００６８】
なお、上記（Ｃ−５）項で述べた温度で制御冷却を停止した後の冷却条件は、特に規定するものではないので、大気中での放冷など適宜の手段によって、常温（室温）まで冷却すればよい。
【００６９】
既に述べたように、この本発明（２）の方法によって本発明（１）に係る極厚鋼材を比較的容易に得ることができる。
【００７０】
すなわち、前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼、つまり、本発明で規定する化学組成を有する鋼を、例えば、転炉で溶製し、連続鋳造法によってスラブに鋳造し、そのスラブを用いて、上記（Ｃ−１）〜（Ｃ−５）項で述べた条件、つまり、本発明（２）に規定する条件で、スラブの加熱、孔型圧延を用いた粗圧延、エッジャー圧延機及び粗ユニバーサル圧延機を用いた中間圧延並びに仕上ユニバーサル圧延機を用いた仕上圧延からなる熱間圧延を行い、熱間圧延後に制御冷却を実施することによって、目標とする機械的性質、つまり、４１５ＭＰａ以上の降伏点と５５０ＭＰａ以上の引張強さという引張強度特性及びＶノッチ試験片を用いた０℃でのシャルピー吸収エネルギーが４７Ｊ以上という衝撃特性を満たす、フランジ又はウエブの厚さが８０ｍｍを超える超極厚Ｈ形鋼を製造することが可能である。
【００７１】
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、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、例えば、板厚の薄い鋼材を製造することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術範囲に含まれる。
【実施例】
【００７２】
表３に示す化学組成を有する鋼１及び鋼２を１８０ｋｇ真空溶解炉を用いて溶製し、鋳型に鋳込んで鋼塊とした。鋼１は化学組成が本発明（１）で規定する範囲内にある本発明例の鋼、鋼２は成分が本発明（１）で規定する含有量の範囲から外れた比較例の鋼である。なお、表３におけるＣｕ、Ｎｉ及びＭｏの含有量の「０．００」は、いずれも「０．０１未満」であることを意味する。
【００７３】
【表３】
0004506985.tif 000004
【００７４】
上記の各鋼塊を１２５０℃に加熱した後、熱間鍛造して、厚さ２００ｍｍ、幅１６０ｍｍ、長さ１８０ｍｍの鋼片を各３個ずつ作製した。なお、熱間鍛造後の冷却は大気中での放冷とした。
【００７５】
このようにして得た厚さ２００ｍｍ、幅１６０ｍｍ、長さ１８０ｍｍの鋼片の厚さ方向１／４、幅方向１／２、長さ方向１／２の部位に熱電対を埋め込み、１２５０℃に加熱した後、表４に示すパススケジュールで熱間圧延して、板厚が８９ｍｍ（圧延条件１）、１０６ｍｍ（圧延条件２）及び１２５ｍｍ（圧延条件３）の３種類の鋼板とした。
【００７６】
表４における厚さ２００ｍｍから１８５ｍｍへの１パス目の圧延は、圧延条件１〜３のいずれの場合も、鋼片を加熱炉から取り出して直ぐに実施した。
【００７７】
表４の各圧延条件中の「温度（℃）」欄の数字は、そのパスにおける圧延終了時の温度を指す。各圧延条件での最終板厚への圧延終了温度、つまり、圧延条件１では８９ｍｍへの１５パス目での圧延終了温度、圧延条件２では１０６ｍｍへの１１パス目での圧延終了温度、また、圧延条件３では１２５ｍｍへの７パス目での圧延終了温度が、いずれも８５０℃となるように、温度調整しながら各パスＮｏ．における圧延を実施した。
【００７８】
なお、上述した各パスにおける圧延終了時の温度は、いずれも鋼板表面における温度を指す。
【００７９】
【表４】
0004506985.tif 000005
【００８０】
表４に示す条件での熱間圧延を終了した後、鋼１については、Ｈ形鋼製造時のフランジ冷却を模擬した制御冷却を実施した。なお、制御冷却は油冷で行い、制御冷却を停止した後は、大気中に取り出して常温（室温）まで放冷した。
【００８１】
一方、鋼２については、上記の熱間圧延を終了した後、そのまま大気中で常温（室温）まで放冷した。
【００８２】
なお、熱間圧延を終了した後は、前述の鋼片の厚さ１／４の部位に埋め込んだ熱電対で温度測定を実施するとともに、制御冷却中の平均冷却速度を調査した。
【００８３】
表５に、熱電対での温度測定結果及びそれを用いて求めた平均冷却速度を示す。
【００８４】
【表５】
0004506985.tif 000006
【００８５】
このようにして得た各鋼板について、ミクロ組織並びに機械的性質として引張強度特性及び衝撃特性を調査した。
【００８６】
ミクロ組織は、鋼板の幅方向中央部において、表面から厚さ１／４及び１／２となる位置から試験片を採取し、圧延方向と板厚方向を含む面で鏡面研磨した後、ナイタルで腐食し、倍率を１００及び５００倍として光学顕微鏡観察を行い、組織に占めるベイナイトの割合を調査した。
【００８７】
引張試験は、平行部の直径が８．５ｍｍで平行部の長さが５０ｍｍの丸棒引張試験片を用いて室温で行い、降伏点（ＹＰ。但し、０．２％耐力を用いた。）と引張強さ（ＴＳ）を測定し、降伏比（ＹＲ）を求めた。なお、上記の引張試験片は、鋼板の幅方向中央部において、厚さ１／４及び１／２となる部位から圧延方向（すなわち、鋼板の長さ方向）と平行に採取した。なお、４１５ＭＰａ以上の降伏点と５５０ＭＰａ以上の引張強さを有することを引張強度特性の目標とした。
【００８８】
衝撃特性は、鋼板の表面から厚さ１／４及び１／２となる部位から圧延方向と平行にJIS Z 2242(2005)に記載のＶノッチ試験片を採取してシャルピー衝撃試験を行い、０℃での吸収エネルギー（「ｖＥ０」）と延性−脆性破面遷移温度（「ｖＴｓ」）を測定した。なお、０℃で４７Ｊ以上のシャルピー吸収エネルギーを有することを衝撃特性の目標とした。
【００８９】
表６に、上記の各試験結果を示す。
【００９０】
【表６】
0004506985.tif 000007
【００９１】
表６から、化学組成と組織に占めるベイナイトの割合が本発明で規定する条件を満たす「本発明例」の試験番号１〜３の鋼板は、厚さ８０ｍｍを超える極厚鋼材であるにも拘わらず、前記した目標とする機械的性質、つまり、４１５ＭＰａ以上の降伏点と５５０ＭＰａ以上の引張強さという引張強度特性及びＶノッチ試験片を用いた０℃でのシャルピー吸収エネルギーが４７Ｊ以上という衝撃特性を満たすことが明らかである。
【００９２】
これに対して、「比較例」の試験番号４〜６の鋼板は、降伏点、引張強さ及び０℃でのシャルピー吸収エネルギーの少なくとも１つの特性に劣っている。
【産業上の利用可能性】
【００９３】
本発明の極厚鋼材は、４１５ＭＰａ以上の降伏点と５５０ＭＰａ以上の引張強さという引張強度特性及びＶノッチ試験片を用いた０℃でのシャルピー吸収エネルギーが４７Ｊ以上という衝撃特性を安定して具備するので、高層建築物や海洋構造物を始めとする各種の大型構造物に使用される形鋼や平鋼、なかでもフランジ又はウエブの厚さが８０ｍｍを超える超極厚Ｈ形鋼として用いることができる。この極厚鋼材は、本発明の製造方法によって、比較的容易に得ることができる。