(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０３０〜０．１５％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．０１５〜０．０３％、Ｂ：０．００１０〜０．００３５％、Ｎ：０．００５０〜０．０１％、Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０３５％以下（０％を含まない）を夫々含有すると共に、下記（１）式および（２）式を満足し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、且つベイナイト分率が９５面積％以上の組織であると共に、ベイナイトの転位密度（ρ1/2）が５．０×１０6〜５．０×１０7(ｍ-1)であることを特徴とする脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用厚鋼板。
１．５≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦４．０ … （１）
４０≦Ｘ値≦１６０ … （２）
Ｘ値＝５００［Ｃ］＋３２［Ｓｉ］＋８［Ｍｎ］−９［Ｎｂ］
＋１４［Ｃｕ］＋１７［Ｎｉ］−５［Ｃｒ］−２５［Ｍｏ］−３４［Ｖ］
（式中、［  ］は各元素の含有量（質量％）を表す。）
【請求項２】
Ｃ：０．０３０〜０．１５％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．０１５〜０．０３％、Ｂ：０．００１０〜０．００３５％、Ｎ：０．００５０〜０．０１％、Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．０１％以下（０％を含まない）と、更に、Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２．０％以下（０％を含まない）およびＣｒ：２．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を夫々含有すると共に、下記（１）式および（２）式を満足し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、且つベイナイト分率が９５面積％以上の組織であると共に、ベイナイトの転位密度（ρ1/2）が５．０×１０6〜５．０×１０7(ｍ-1)であることを特徴とする脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用厚鋼板。
１．５≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦４．０ … （１）
４０≦Ｘ値≦１６０ … （２）
Ｘ値＝５００［Ｃ］＋３２［Ｓｉ］＋８［Ｍｎ］−９［Ｎｂ］
＋１４［Ｃｕ］＋１７［Ｎｉ］−５［Ｃｒ］−２５［Ｍｏ］−３４［Ｖ］
（式中、［  ］は各元素の含有量（質量％）を表す。）
【請求項３】
Ｃ：０．０３０〜０．１５％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．０１５〜０．０３％、Ｂ：０．００１０〜０．００３５％、Ｎ：０．００５０〜０．０１％、Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０３５％以下（０％を含まない）と、更に、Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２．０％以下（０％を含まない）およびＣｒ：２．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を夫々含有すると共に、下記（１）式および（２）式を満足し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、且つベイナイト分率が９５面積％以上の組織であると共に、ベイナイトの転位密度（ρ1/2）が５．０×１０6〜５．０×１０7(ｍ-1)であることを特徴とする脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用厚鋼板。
１．５≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦４．０ … （１）
４０≦Ｘ値≦１６０ … （２）
Ｘ値＝５００［Ｃ］＋３２［Ｓｉ］＋８［Ｍｎ］−９［Ｎｂ］
＋１４［Ｃｕ］＋１７［Ｎｉ］−５［Ｃｒ］−２５［Ｍｏ］−３４［Ｖ］
（式中、［  ］は各元素の含有量（質量％）を表す。）
【請求項４】
δ域の温度範囲が４０℃以下である請求項１〜３のいずれかに記載の大入熱溶接用厚鋼板。
【請求項５】
深さｔ／４の位置（ｔ＝板厚）において、Ｔｉ系炭・窒化物の平均粒子径が４３ｎｍ以下である請求項１〜４のいずれかに記載の大入熱溶接用厚鋼板。
【請求項６】
更に、Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載の大入熱溶接用厚鋼板。
【請求項７】
更に、Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜６のいずれかに記載の大入熱溶接用厚鋼板。
【請求項８】
更に、Ｍｇ，Ｓｒ，Ｂａよりなる群から選ばれる１種以上：合計で０．０１％以下（０％を含まない）含有するものである請求項１〜７のいずれかに記載の大入熱溶接用厚鋼板。
【請求項９】
更に、希土類元素：０．０１％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜８のいずれかに記載の大入熱溶接用厚鋼板。
【請求項１０】
更に、Ｚｒ,ＴａおよびＨｆよりなる群から選ばれる１種以上：合計で０．０５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜９のいずれかに記載の大入熱溶接用厚鋼板。
【請求項１１】
更に、Ｃｏ：２．５％以下（０％を含まない）および／またはＷ：２．５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜１０のいずれかに記載の大入熱溶接用厚鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えば船舶や海洋構造物等の溶接構造物に適用される厚鋼板に関し、殊に大入熱溶接後の熱影響部（Ｈｅａｔ  Ａｆｆｅｃｔｅｄ  Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）の靭性に優れると共に、脆性亀裂伝播停止特性にも優れた厚鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、例えばコンテナ船等の大型化が進められ、板厚が５０ｍｍ以上の厚鋼板が用いられることがある。このような厚鋼板を効率良く溶接するために、入熱量が４０ｋＪ／ｍｍ以上であるような大入熱溶接若しくは超大入熱溶接（以下、「大入熱溶接」で代表することがある）を行うことが求められている。
【０００３】
しかしながら、大入熱溶接を行うと、ＨＡＺが高温のオーステナイト領域まで加熱されてから徐冷されるため、その組織が粗大化し、ＨＡＺ靭性が著しく劣化するという問題がある。こうしたことから、従来では、溶接入熱量の制限を余儀なくされていた。
【０００４】
このような大入熱溶接で良好なＨＡＺ靭性を達成するために、例えば特許文献１は、厚鋼板中のＣ含有量を低減させると共に、不可避的に混入してくるＰの含有量を制限し、加えてＮｂおよびＢの含有量を適切な範囲に制御することを提案している。また特許文献２は、溶接用鋼中に存在するＴｉＮ系介在物の中にＮｂを積極的に含有させて、粗大フェライトの生成を抑制している。しかしながらこれらの技術では、ＴｉＮが不足しているか、またはＴｉＮが足りている場合にはそのＴｉＮが粗大化していたり、ＣａＯ酸化物等によるピン止め効果が十分でないために、ＨＡＺ靭性の更なる改善の余地がある。また、後述する母材鋼板の脆性亀裂伝播停止特性については考慮されていない。
【０００５】
特許文献３は、鋼材にＮを比較的多量に含有させ、且つＴｉとＢの含有量バランスを適切に制御することを提案している。しかしながらこうした技術においても、ＴｉＮやＢＮの析出量が十分でなかったり、微細でなかったりし、またＮｂ無添加で焼入れ性が低いためにフェライトが粗大になったりするため、ＨＡＺ靭性の更なる改善の余地がある。また、後述する母材鋼板の脆性亀裂伝播停止特性については考慮されていない。
【０００６】
一方、船舶、海洋構造物、低温貯蔵タンク、ラインパイプ、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経済や環境に及ぼす影響が大きく、高度の安全性が求められるようになっている。そのため、これらの構造物に使用される鋼材には、低温靭性が要求されることが多い。特に最近では、不慮の事故等で構造物に亀裂が発生した場合であっても、破壊に至ることを防止するという観点から、低温における脆性亀裂伝播停止特性、いわゆるアレスト特性が優れていることが要求されている。
【０００７】
近年、鋼材の表層部の組織を超微細化する技術が、脆性亀裂伝播停止特性を向上させる上で有効であることも提案されている。こうした技術として、例えば特許文献４には、脆性亀裂が伝播する際に、鋼材表層部に発生するシアリップ（塑性変形領域）が脆性亀裂伝播停止特性の向上に有効であることが開示されている。しかしながら、このような技術では、鋼材表層部のみを一旦冷却した後に復熱させ、且つ復熱中に加工を加えることによって、脆性亀裂伝播停止特性に効果のある組織を得るものであり、実生産規模での制御が容易でないと考えられるプロセスを実施する必要がある。またフェライトが加工再結晶することを利用して微細化を得るものであるが、加工再結晶フェライトは成長が起こり易く、組織的な安定性に欠けるために、微妙な熱履歴の変動によって組織や材質の不均一を生じ易いという問題もある。
【０００８】
また、特許文献５には、板厚方向の硬度分布の均一化を目的として、Ｖを含有させた鋼材を用いて、加熱したスラブを直接冷却して温度差を付与してフェライトを生成させてから圧延を開始し、圧延途中または圧延終了後に再度変態点近傍の温度域で復熱させる方法が提案されている。この技術は、Ｖの析出硬化を板厚中心部だけに作用させて、板厚方向での硬度分布の均一化を可能とし、脆性亀裂伝播停止特性の向上を図ったものである。しかしながら、Ｖ化合物を適切に析出させるためには、プロセスを一層複雑にすることが必要となり、上記のような「組織安定化」の解決には必ずしも直結していないものである。
【０００９】
上記のように、これまでにも脆性亀裂伝播停止特性を良好にするための技術が各種提案されているが、いずれも工業な規模で希望する組織を安定して達成することは難しく、工業的規模であっても安定して脆性亀裂伝播停止特性が実現できる技術の確立が望まれているのが実情である。また、これらの技術では、大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を向上させることについては何ら考慮されていない。
【特許文献１】特開２００３−１６６０３３号公報
【特許文献２】特開２００４−２１８０１０号公報
【特許文献３】特開２００５−２００７１６号公報
【特許文献４】特開平４−１４１５１７号公報
【特許文献５】特開平８−２５３８１２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明はこうした状況の下でなされたものであって、その目的は、大入熱溶接でも良好なＨＡＺ靭性を示すと共に、脆性亀裂伝播停止特性にも優れた厚鋼板を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
上記目的を達成し得た本発明の厚鋼板とは、Ｃ：０．０３０〜０．１５％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．０１５〜０．０３％、Ｂ：０．００１０〜０．００３５％、Ｎ：０．００５０〜０．０１％、Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．０１％以下（０％を含まない）を夫々含有すると共に、下記（１）式および（２）式を満足し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、且つベイナイト分率が９５面積％以上の組織であると共に、ベイナイトの転位密度（ρ1/2）が１．０×１０6〜５．０×１０7(ｍ-1)である点に要旨を有するものである。
１．５≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦４．０  …  （１）
４０≦Ｘ値≦１６０                …  （２）
Ｘ値＝５００［Ｃ］＋３２［Ｓｉ］＋８［Ｍｎ］−９［Ｎｂ］
＋１４［Ｃｕ］＋１７［Ｎｉ］−５［Ｃｒ］−２５［Ｍｏ］−３４［Ｖ］
（式中、［  ］は各元素の含有量（質量％）を表す。）
【００１２】
本発明の厚鋼板では、良好な低温靭性およびＨＡＺ靭性の観点から、（ａ）δ域の温度範囲が４０℃以下であることや、（ｂ）深さｔ／４の位置（ｔ＝板厚）において、Ｔｉ系炭・窒化物の平均粒子径が４３ｎｍ以下であること、等の要件を満足させることが好ましい。尚、「Ｔｉ系炭・窒化物」とは、Ｔｉを含む炭化物、窒化物および炭窒化物のいずれをも含む趣旨である。
【００１３】
本発明の厚鋼板には、必要によって、更に（ａ）Ｎｂ：０．０３５％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２．０％以下（０％を含まない）およびＣｒ：２．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｃ）Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｍｇ，Ｓｒ，Ｂａよりなる群から選ばれる１種以上：合計で０．０１％以下（０％を含まない）、（ｆ）希土類元素：０．０１％以下（０％を含まない）、（ｇ）Ｚｒ,ＴａおよびＨｆよりなる群から選ばれる１種以上：合計で０．０５％以下（０％を含まない）、（ｈ）Ｃｏ：２．５％以下（０％を含まない）および／またはＷ：２．５％以下（０％を含まない）、等を含有することも有用であり、含有される成分に応じて、鋼板の特性が更に改善される。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、各成分の量および組織を適切な範囲内に収めると共に、上記（１）式および（２）式を満足するように化学成分組成を調整し、且つベイナイトの転位密度を制御することによって、大入熱溶接でも優れたＨＡＺ靭性を示すと共に、脆性亀裂伝播停止特性にも優れた厚鋼板が実現できた。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
本発明者らは、Ｔｉ系炭・窒化物を微細化することによって、大入熱溶接でも良好なＨＡＺ靭性を達成させることを試みた。従来のＴｉ系炭・窒化物の分散状態は、溶鋼凝固時の冷却速度が一定であれば、Ｔｉ、Ｎの添加バランスのみにより定まるものと考えられてきた。しかし本発明者らが鋭意検討した結果、鋼の状態図において表されるδ域の温度範囲を縮小させることにより、同じＴｉ、Ｎ添加量でも、Ｔｉ系炭・窒化物を微細分散させ得ることを見出した。
【００１６】
上記（２）式の関係を規定するＸ値は、δ域の温度範囲に関する関数である。本発明者らは、ＨＡＺ靭性の改善を試みて上記（２）式の関係を見出したのであるが、まずその経緯について説明する。上記「δ域」とは、鋼の状態図においてδ鉄が含まれる領域を意味する。この「δ鉄が含まれる領域」は、δ鉄のみの領域の他にも、δ＋γの２相領域など、δ鉄と他の状態が含まれる領域も包含する。そして「δ域の温度範囲」とは、δ鉄が含まれる温度範囲（δ域の上限温度と下限温度との差）をいう。ここで特定組成の鋼において、例えばδ鉄のみの温度範囲とδ＋γ鉄の温度範囲がある場合、これらの温度範囲の合計が、δ域の温度範囲である。このδ域の温度範囲は、総合熱力学計算ソフトウェア（Ｔｈｅｒｍｏ−ｃａｌｃ、ＣＲＣ総合研究所から購入可能）に、鋼板の化学成分組成を入力することにより計算することができる。
【００１７】
このδ鉄中ではＴｉの拡散速度が速いため、δ域の温度範囲が広いと、δ鉄が存在する時間が長くなり、粗大なＴｉ系炭・窒化物が形成され易くなると考えられる。そこで化学成分組成を調整してδ域の温度範囲を縮小することにより、Ｔｉ系炭・窒化物を微細化することを検討した。そのためにＴｈｅｒｍｏ−ｃａｌｃの計算にて、特定成分を基準に化学成分量の１つだけを変更することにより、各化学成分のδ域の温度範囲への影響を調べた。そのような検討により、δ域の温度範囲と相関関係にあり、化学成分組成の関数で表されるＸ値を定めた：
Ｘ値＝５００［Ｃ］＋３２［Ｓｉ］＋８［Ｍｎ］−９［Ｎｂ］
＋１４［Ｃｕ］＋１７［Ｎｉ］−５［Ｃｒ］−２５［Ｍｏ］−３４［Ｖ］
（式中、［  ］は各元素の含有量（質量％）を表す。）
【００１８】
Ｘ値の上記式中の係数は、特定成分の鋼から、各化学成分を変化させた場合のδ域の温度範囲の変化量に対応する。具体的には、例えば［Ｃ］の係数の「５００」は、Ｃ量を０．０１％だけ増大させたときに、Ｔｈｅｒｍｏ−ｃａｌｃの計算にてδ域の温度範囲が約５℃減少することを意味する。そしてＸ値とδ域の温度範囲とは、ほぼ反比例の関係（Ｘ値が増大すれば、δ域の温度範囲は減少するという関係）にある。
【００１９】
尚、上記Ｘ値を規定する元素のうちには、本発明の厚鋼板の基本成分（Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ）以外にも、必要によって含有されるものも含まれるが（Ｎｂ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ等）、これらの元素を含まないときには、これらの項目がないものとしてＸ値を計算し、これらの元素を含むときには、上記式からＸ値を計算すれば良い。
【００２０】
このような考えに基づいて、様々なＸ値を有する鋼板を製造して調べたところ、Ｘ値を増大させることで、Ｔｉ系炭・窒化物の平均粒子径を微細化でき、ＨＡＺ靭性を向上させ得ることを見出した。
【００２１】
そしてＸ値を増大させることで、更に、鋼板の低温靭性も向上することを見出した。この現象は、Ｘ値を増大させることで、Ｔｉ系炭・窒化物の平均粒子径が減少したことによるものと推定される。
【００２２】
上記のように本発明の厚鋼板は、その化学成分組成が下記（２）式：
４０≦Ｘ値≦１６０                …  （２）
Ｘ値＝５００［Ｃ］＋３２［Ｓｉ］＋８［Ｍｎ］−９［Ｎｂ］
＋１４［Ｃｕ］＋１７［Ｎｉ］−５［Ｃｒ］−２５［Ｍｏ］−３４［Ｖ］
（式中、［  ］は各元素の含有量（質量％）を表す。）
を満たしている点に、大きな特徴がある。但し、本発明は、上記のような推定理由（δ域の温度範囲の減少による炭・窒化物の平均粒子径の減少、平均粒子径の減少によるＨＡＺ靭性および低温靭性の向上等）には制限されず、本発明の範囲は、特許請求の範囲により定められる。即ち特許請求の範囲に規定する構成要件を満たす厚鋼板は、本発明の範囲内に包含される。
【００２３】
各化学成分量が適正範囲内であれば、Ｘ値が大きくなるほど、Ｔｉ系炭・窒化物の平均粒子径、およびＨＡＺ靭性並びに母材靭性が向上する。このＸ値の下限は、４０（好ましくは４５、より好ましくは５０）である。Ｘ値の上限は、各化学成分の適正量から定められ、１６０（好ましくは１００以下、より好ましくは７５以下）である。硬質相ＭＡ組織（マルテンサイト−オーステナイトの混合組織）の生成抑制の観点から、Ｘ値の好ましい上限は、７５以下である。
【００２４】
本発明の厚鋼板では、Ｘ値が４０以上となるように化学成分組成を調整することにより、Ｔｉ系炭・窒化物を微細にしている。しかしＴｉ含有量とＮ含有量とのバランスが崩れると、鋼板の靭性、特にＨＡＺ靭性が劣化する。具体的にはＴｉ含有量［Ｔｉ］とＮ含有［Ｎ］の比（［Ｔｉ］／［Ｎ］）が４．０を超える場合には、Ｔｉ系炭・窒化物が粗大になり、ＨＡＺ靭性が低下する。逆に１．５未満であれば、過剰Ｎの影響で、低温靭性およびＨＡＺ靭性が低下する。よって本発明の厚鋼板では、Ｘ値を規定する上記（２）式に加えて、下記（１）式：
１．５≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦４．０  …  （１）
を満たすように、Ｔｉ含有量［Ｔｉ］とＮ含有量［Ｎ］とのバランスが図られていることも特徴の１つとする。この［Ｔｉ］／［Ｎ］の好ましい下限は２．０であり、好ましい上限は３．５である。
【００２５】
靭性の観点から、本発明の厚鋼板中のＴｉ系炭・窒化物は微細であることが好ましい。よって本発明の厚鋼板中のＴｉ系炭・窒化物は、好ましくは４３ｎｍ以下、より好ましくは４０ｎｍ以下、更に好ましくは３５ｎｍ以下である。
【００２６】
本発明におけるＴｉ系炭・窒化物の平均粒子径の値は、以下のようにして測定した値である。まず、鋼板の熱履歴を代表する部分として深さｔ／４の位置（ｔ＝板厚）を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で、観察倍率６万倍以上、観察視野２．０μｍ×２．０μｍ以上、観察箇所５箇所以上の条件で観察する。そしてその視野中の各炭・窒化物の面積を測定し、この面積から各炭・窒化物の円相当径を算出する。この各炭・窒化物の円相当径を算術平均（相加平均）して得られる値を、本発明におけるＴｉ系炭・窒化物の平均粒子径とする。
【００２７】
尚、Ｔｉ系炭・窒化物であるかの判別は、各炭・窒化物粒子の主体となる成分によって定まる。即ち、「Ｔｉ系炭・窒化物」とは、炭素および窒素を除いた残りの元素の合計質量を１００％としたとき、Ｔｉの割合が５０質量％以上になるものを言う。元素の量は、エネルギー分散型Ｘ線検出器（ＥＤＸ）によって決定することができる。但し、あまりに微細な炭・窒化物は測定できないため、本発明における「Ｔｉ系炭・窒化物」は、５ｎｍ以上のものに限定する。
【００２８】
厚鋼板では、上記のようにＨＡＺ靭性が良好であることに加え、船舶、海洋構造物、低温貯蔵タンク、ラインパイプ、建築、橋梁等の大型構造物においては、脆性破壊に伴う事故が経済や環境に及ぼす影響が大きく、高度の安全性が求められている。本発明者らは、脆性亀裂伝播停止特性の向上を合わせて達成するという観点からも検討を重ねてきた。その結果、脆性亀裂伝播停止特性を向上させるには、ベイナイトを主体とする（ベイナイト分率が９５面積％以上）組織とすると共に、ベイナイトの転位密度を所定の範囲となるように制御すれば、脆性亀裂伝播停止特性を向上させ得ることを見出した。
【００２９】
本発明の厚鋼板では、ベイナイトの転位密度（ρ1/2）を１．０×１０6〜５．０×１０7(ｍ-1)の範囲に制御することによって、優れた脆性亀裂伝播停止特性が実現できる。金属材料は、予想される理想破壊強度よりも低い応力で破壊することが知られている。こうした現象は、金属材料内部に様々な欠陥が存在することによるものであることも知られている。こうした欠陥の種類としては、介在物、析出物、異相粒子、転位等があり、これらの組織因子の制御によって、母材靭性の改善が行われている。
【００３０】
本発明者らは、脆性亀裂伝播停止特性にもこれらの欠陥因子が影響を与えていると考え、特に転位密度に着目した組織制御を行うことによって、脆性亀裂伝播停止特性が改善されることが判明したのである。転位密度を適切な範囲に制御することによって、脆性亀裂伝播停止特性が良好となるメカニズムについては、十分に明らかにできた訳ではないが、おそらく転位密度が高くなり過ぎると、転位の合体等による亀裂先端部の応力集中によって、新たな劈開破面が形成され易くなり、そのため脆性亀裂の伝播が停止しにくくなるものと推定される。
【００３１】
上記の効果を発揮させるためには、ベイナイトの転位密度（ρ1/2）は１．０×１０6〜５．０×１０7(ｍ-1)の範囲に制御することが必要である。ベイナイトの転位密度（ρ1/2）が１．０×１０6(ｍ-1)未満では、母材強度が確保できず、逆に転位密度（ρ1/2）が５．０×１０7(ｍ-1)を超えると、脆性亀裂伝播停止特性が却って劣化することになる。この転位密度の好ましい下限は５．０×１０6(ｍ-1)、より好ましくは１．０×１０７(ｍ-1)、更に好ましくは１．５×１０7(ｍ-1)［若しくは２．０×１０７(ｍ-1)以上］であり、好ましい上限は４．０×１０7(ｍ-1)［より好ましくは３．０×１０7(ｍ-1)］である。
【００３２】
上記転位密度の測定は、一般的な手法であるＸ線回折法を採用すれば良い。例えば、「ＣＡＭＰ―ＩＳＩＪ  ＶｏＬ．１７（２００４）Ｐ３９６〜３９９」に記載された手法に基づいて、（２００）面の半価幅から転位密度を求めることができる。本発明では、２５ｍｍ角の試験片を採取し、板厚方向で１／４部位の圧延面と水平な面を電解研磨して測定面とした。
【００３３】
本発明では、ベイナイトを主体とする組織であることが必要である。また転位密度を上記のように規定することによって、良好な脆性亀裂伝播停止特性が発揮されることになる。但し、こうした効果を発揮させるためには、必ずしも１００面積％がベイナイト組織である必要はなく、ベイナイト分率で９５面積％以上であれば良い。ベイナイト以外の組織としては、マルテンサイト、フェライトまたはパーライト等が挙げられる。尚、本発明において、ベイナイト分率は、下記の方法に従って測定した。
【００３４】
［ベイナイト分率の測定方法］
各鋼板のｔ／４（ｔ：板厚）位置から採取した２ｃｍ角の試験片を、鏡面研磨した後、ナイタール腐食液（２％硝酸−エタノール溶液）でエッチングし、光学顕微鏡によって組織を観察し（倍率：１００倍）、ｎ＝１０（回）として撮影した写真を画像解析装置（Ｍｅｄｉａ  Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ製：Ｉｍｅｇａ−Ｐｒｏ  Ｐｌｕｓ）によって、ベイナイト分率を算出した。この際、フェライト以外のラス状組織は全てベイナイトとみなした。
【００３５】
本発明の厚鋼板は、その化学成分組成が上記（１）式および（２）式の関係を満足すると共に、ベイナイトの転位密度を制御することによって、ＨＡＺ靭性と共に脆性亀裂伝播停止特性が優れたものとなる。しかし、これらの要件を満足していても、夫々の化学成分（各元素）の含有量が適正範囲内になければ、上記の効果を達成することができない。よって本発明の厚鋼板は、上記（１）式および（２）式、並びにベイナイトの転位密度が規定範囲を満たすことに加えて、夫々の化学成分の量が、以下に記載するような適正範囲内にあることも特徴とする。以下、化学成分について個々に説明する。
【００３６】
［Ｃ：０．０３０〜０．１５％］
Ｃは、鋼板の強度を確保するために必要な元素であり、また鋼の状態図におけるδ域の温度範囲を縮小させるために有効な元素である。Ｃ含有量が０．０３０％未満ではそれらの効果が発揮されなくなる。一方、Ｃ含有量が０．１５％を超えると、硬質の第２相ＭＡ組織が多くなり過ぎて、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下する。そこでＣ含有量を０．０３０〜０．１５％と定めた。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０４０％であり（より好ましくは０．０５０％以上）、好ましい上限は０．１０％（より好ましくは０．０７０％以下）である。
【００３７】
［Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）］
Ｓｉは、鋼板の強度を確保するために有効な元素であり、そのためには、０．１０％以上（より好ましくは０．２０％以上）含有させることが好ましい。しかしＳｉを過剰に含有させると、ＭＡ組織が多く生成し、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下するため、その上限を１．０％とする必要がある。Ｓｉ量の好ましい上限は０．８％であり、より好ましくは０．５０％、更に好ましくは０．４０％である。
【００３８】
［Ｍｎ：０．８〜２．０％］
Ｍｎは、焼入れ性を向上させ、鋼板の強度を確保するのに有効な元素である。Ｍｎ含有量が０．８％未満では、強度確保の作用が充分に発揮されない。一方、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下する。そこでＭｎ含有量を、０．８〜２．０％と定めた。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．００％であり、より好ましくは１．２０％、更に好ましくは１．５０％である。一方、Ｍｎ量の好ましい上限は１．８０％、より好ましくは１．６０％である。
【００３９】
［Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）］
不純物元素であるＰは、母材靭性およびＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすため、その量は、できるだけ少ないことが好ましい。よってＰ量は、０．０３％以下、好ましくは０．０１０％以下である。しかし工業的に、鋼中のＰ量を０％にすることは困難である。
【００４０】
［Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）］
Ｓは、ＭｎＳを形成して延性を低下させる元素であり、特に高張力鋼において悪影響が大きくなるため、その量は、できるだけ少ないことが好ましい。よってＳ量は、０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下である。しかし工業的に、鋼中のＳ量を０％にすることは困難である。
【００４１】
［Ａｌ：０．０１〜０．１０％］
Ａｌは、脱酸、およびミクロ組織の微細化により母材靭性を向上させる効果を有する元素である。このような効果を充分に発揮させるため、Ａｌを０．０１％以上含有させる。もっともＡｌを過剰に含有させると、却って母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下するため、上限を０．１０％とする。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２０％である。一方、その好ましい上限は０．０６０％であり、より好ましくは０．０４０％以下である。
【００４２】
［Ｔｉ：０．０１５〜０．０３％］
Ｔｉは、Ｎと微細な窒化物を形成し、溶接時におけるＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制することにより（いわゆるピンニング効果）、ＨＡＺ靭性を向上させるために有効な元素である。このような効果を充分に発揮させるためには、Ｔｉを０．０１５％以上含有する。しかしＴｉ含有量が過剰になると、却ってＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｔｉ含有量の上限を０．０３％と定めた。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０１７％以上、０．０２０％以下とするのが良い。
【００４３】
［Ｂ：０．００１０〜０．００３５％］
Ｂは、大入熱溶接の際に、ＨＡＺ、殊にボンド部の付近で、ＢＮを核にした粒内フェライトを生成させると共に、固溶Ｎの固定作用も有し、ＨＡＺ靭性改善に重要な元素である。本発明では、その効果を充分に発揮させるためにＢを、通常の厚鋼板中の含有量よりも多く、０．００１０％以上含有させている。しかしＢ含有量が過剰になると、大入熱溶接の際に粗大なベイナイト組織が形成されるため、却ってＨＡＺ靭性が劣化する。そのためＢ含有量の上限を０．００３５％と定めた。Ｂ含有量の好ましい下限は０．００１５％（より好ましくは０．００２０％以上）、好ましい上限は０．００３０％（より好ましくは０．００２５％以下）である。
【００４４】
［Ｎ：０．００５０〜０．０１％］
Ｎは、Ｔｉと結合して微細な炭窒化物を形成し、大入熱溶接の際にオーステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性を向上させる効果を有する元素である。Ｎ含有量が少な過ぎると、上記効果が充分に発揮されないため、その下限を０．００５０％と定めた。一方、Ｎ含有量が過剰になると、母材靭性およびＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすため、その上限を０．０１％と定めた。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００５５％であり、より好ましくは０．００６０％以上である。またＮ含有量の好ましい上限は０．００９０％であり、より好ましくは０．００８０％以下である。
【００４５】
［Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）］
Ｃａは、ＨＡＺ靭性を向上させる効果を有する元素である。詳しくは、Ｃａは、ＭｎＳを球状化するという介在物の形態制御による異方性を低減させることによって、ＨＡＺ靭性を向上させる。一方、ＣａＳ、ＣａＯを形成し、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制することによってＨＡＺ靭性を向上させる。このような効果を充分に発揮させるために鋼板中に、Ｃａを好ましくは０．０００５％以上含有させることが好ましい。しかしながら、Ｃａの含有量が過剰であると、却って母材靭性およびＨＡＺ靭性を劣化させるので、その上限を０．００５％と定めた。Ｃａ量の好ましい上限は０．００３０％であり、より好ましくは０．００２５％である。
【００４６】
［Ｏ：０．０１％以下（０％を含まない）］
Ｏは、Ａｌ、Ｃａ、Ｍｇ等と反応して高温で安定な酸化物を形成し、ＨＡＺの旧オーステナイト粒の粗大化を防止するのに有効に働く元素である。こうした効果はその含有量が多くなればなるほど増大するが、過剰になると清浄度が低下してしまい、ＨＡＺ靭性が却って低下するので、その上限を０．０１％と定めた。
【００４７】
本発明の厚鋼板は、上記成分の他は基本的に、Ｆｅおよび不可避不純物からなる。しかし本発明は、他の元素が含有される厚鋼板を排除するものではなく、本発明の範囲には、本発明の効果が損なわれない範囲で、他の成分元素を含有している厚鋼板も含まれる。
【００４８】
例えば本発明の厚鋼板には、上記成分の他、必要に応じて、更に（ａ）Ｎｂ：０．０３５％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２．０％以下（０％を含まない）およびＣｒ：２．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｃ）Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｍｇ，Ｓｒ，Ｂａよりなる群から選ばれる１種以上を合計０．０１％以下（０％を含まない）、（ｆ）希土類元素：０．０１％以下（０％を含まない）、（ｇ）Ｚｒ,ＴａおよびＨｆよりなる群から選ばれる１種以上：合計で０．０５％以下（０％を含まない）、（ｈ）Ｃｏ：２．５％以下（０％を含まない）および／またはＷ：２．５％以下（０％を含まない）、等を含有させることも有効であり、含有させる成分の種類に応じて、鋼板の特性がさらに改善される。
【００４９】
［Ｎｂ：０．０３５％以下（０％を含まない）］
Ｎｂは、素地の焼入れ性を向上させて鋼板の強度を高めるために有効な元素であり、必要により含有される。しかしながら、Ｎｂ含有量が過剰になると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下するため、その上限を０．０３５％と定めた。Ｎｂは、その効果を発揮させるためには、０．００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０１０％以上含有させるのが良い。またＮｂ含有量のより好ましい上限は０．０２５％であり、更に好ましくは０．０２０％以下とするのが良い。
【００５０】
［Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２．０％以下（０％を含まない）およびＣｒ：２．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上］
Ｃｕ，ＮｉおよびＣｒは、いずれも焼入れ性を高めて強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。このうちＣｕは、Ｃと同様にδ域の温度範囲を縮小させて、Ｔｉ系炭窒化物を微細化する効果を有すると考えられる。またＮｉも、δ域の温度範囲を縮小させるために有効な元素である。このような効果を充分に発揮させるために、いずれもその含有量は好ましくは０．２０％以上、より好ましくは０．４０％以上であることが推奨される。しかしこれらの量が過剰であると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下する傾向があるため、その上限はいずれも２．０％と定めた。好ましくは１．０％以下である。
【００５１】
［Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）］
Ｍｏは、焼入れ性を高めて強度を向上させることに加えて、焼戻し脆性を防止するために有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。このような効果を充分に発揮させるために、Ｍｏ含有量は、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上であることが推奨される。しかしＭｏ含有量が過剰になると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、その上限を１．０％と定めた。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．５０％以下である。
【００５２】
［Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）］
Ｖは、少量の添加により、焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める効果を有する元素であり、必要に応じて添加することができる。このような効果を充分に発揮させるために、Ｖ量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上であることが推奨される。しかしＶ量が過剰であると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、その上限を０．１％と定めた。Ｖ量は、好ましくは０．０５％以下である。
【００５３】
［Ｍｇ，Ｓｒ，Ｂａよりなる群から選ばれる１種以上：合計０．０１％以下（０％を含まない）］
Ｍｇ，ＳｒおよびＢａは、厚鋼板中に微細な酸化物を生成し、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制することによってＨＡＺ靭性を向上させるのに有効な元素である。このような効果を十分に発揮させるためには、これらの１種以上（合計で）を０．０００３％以上含有させることが好ましい。しかしながら、これらの含有量が過剰になると、却って母材靭性およびＨＡＺ靭性を劣化させるので、その上限を０．０１％とした。より好ましい上限は、０．００４０％であり、更に好ましくは０．００２０％である。
【００５４】
［希土類元素：０．０１％以下（０％を含まない）］
希土類元素（ＲＥＭ）は、酸化物または硫化物として存在し、ＨＡＺのオーステナイト粒微細化やフェライト変態の促進作用によってＨＡＺ靭性を改善する作用があり、必要によって有効に活用することができる。しかしながら、ＲＥＭを過剰に含有させると、ＨＡＺ靭性を却って劣化させるので、その上限は０．０１％とすることが好ましい。ＲＥＭのより好ましい上限は０．００３％である。尚、本発明で用いるＲＥＭは、ランタノイド系列希土類元素のいずれをも含むものであり、これらの１種以上を含有させれば良い。
【００５５】
［Ｚｒ,ＴａおよびＨｆよりなる群から選ばれる１種以上：合計で０．０５％以下（０％を含まない）］
Ｚｒ，ＴａおよびＨｆは、Ｔｉと同様に炭素・窒化物を形成し、溶接時におけるＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制するので、ＨＡＺ靭性の改善に有効な元素である。このような効果を十分に発揮させるため、上記元素の１種以上を合計で０．００１％以上含有させることが好ましいが、これらの含有量が過剰になると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が却って低下させるので、これらの元素を含有させる場合、その合計で０．０５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０３％以下とするのが良い。
【００５６】
［Ｃｏ：２．５％以下（０％を含まない）および／またはＷ：２．５％以下（０％を含まない）］
ＣｏおよびＷは、焼入れ性を向上させ、鋼板の強度を高める効果を有する元素である。このような効果を充分に発揮させるため、これらの１つまたは両方を、夫々０．２％以上で含有させることが好ましい。しかしこれらの量が過剰であると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、これらの量の上限を、いずれも２．５％と定めた。
【００５７】
本発明の厚鋼板を製造するに当たっては、上記のように化学成分組成、［Ｔｉ］／［Ｎ］およびＸ値の要件を満たす鋼を、通常の溶製法によって溶製し、この溶鋼を冷却してスラブとした後、例えば９５０〜１３００℃の範囲に加熱したあと、熱間圧延を行い、下記（３）式で規定されるＴ値±５０℃の温度範囲における累積圧下率を４０％以上とし、引き続き７５０〜８００℃での累積圧下率を１０〜３０％となるように圧延を終了し、その後冷却するようにすれば良い。
Ｔ値＝７５０＋４０００［Ｎｂ］＋３２６００［Ｂ］＋２５０［Ｍｏ］＋４００［Ｖ］…（３）
【００５８】
尚上記（３）式で規定されるＴ値は、ベイナイト転位密度調整の指標となるものである。また上記Ｔ値を規定する元素のうちには、本発明の厚鋼板において必要によって含有される成分（Ｂ，Ｍｏ，Ｖ）も含まれるが、これらの元素を含有しないときには、これらの項目がないものとしてＴ値を計算し、これらの元素を含むときには、上記（３）式からＴ値を計算すれば良い。
【００５９】
上記（３）式で規定されるＴ値±５０℃の温度範囲における累積圧下率を４０％以上とするのは、転位密度確保という観点からであり、このときの圧下率が４０％未満となると低転位密度となる。また７５０〜８００℃での累積圧下率を１０〜３０％とするのも転位の確保という観点からであり、このときの圧下率が１０％未満では低転位密度となり、３０％を超えると高転位密度となる。
【００６０】
本発明の厚鋼板は、Ｘ値を制御してδ域の温度範囲を狭くさせているので、溶鋼を通常の条件で冷却（例えば１５００℃から１１００℃までを０．１〜２．０℃／秒の冷却速度で冷却）してスラブを形成することにより、十分に小さいＴｉ系炭・窒化物の平均粒子径を形成することができる。但し、より微細な炭・窒化物を形成させるために、鋳造機の冷却水量や冷却方法を変更させて、凝固時の冷却速度を向上させることが好ましい。
【００６１】
本発明は厚鋼板に関するものであり、該分野において厚鋼板とは、ＪＩＳで定義されるように、一般に板厚が３．０ｍｍ以上であるものを指す。しかし本発明の厚鋼板の板厚は、好ましくは２０ｍｍ以上、好ましくは４０ｍｍ以上、更に好ましくは６０ｍｍ以上である。なぜなら本発明の厚鋼板は、入熱量が４０ｋＪ／ｍｍであるような大入熱溶接若しくは超大入熱溶接であっても良好なＨＡＺ靭性を示すので、板厚が厚くても、入熱量を増大させることで効率よく溶接できるからである。
【実施例】
【００６２】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより以下の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も勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００６３】
下記表１〜４に示す組成の鋼を、通常の溶製法によって溶製し、この溶鋼を０．１〜２．０℃／分の冷却速度で１５００℃から１１００℃まで冷却してスラブとした後、１１００℃に加熱して熱間圧延を行い、および場合により焼戻しを行い、板厚６０ｍｍの高張力鋼板を製造した。このとき、前記（３）式で規定されるＴ値±５０℃の温度範囲における累積圧下率、および７５０〜８００℃での累積圧下率を制御した。下記表１〜４には、鋼板の化学成分組成から計算した［Ｔｉ］／［Ｎ］、Ｘ値、Ｔｈｅｒｍｏ−ｃａｌｃから計算したδ域の温度範囲の値（表中で「δ域」と記載）、およびＴ値を併記した。
【００６４】
【表１】
0005110989.tif 000002
【００６５】
【表２】
0005110989.tif 000003
【００６６】
【表３】
0005110989.tif 000004
【００６７】
【表４】
0005110989.tif 000005
【００６８】
上記のようにして製造した鋼板について、下記要領でＴｉ系炭・窒化物の平均粒子径、鋼板の引張強度、母材靭性、ＨＡＺ靭性および脆性亀裂伝播停止特性を、下記の方法で測定すると共に、ベイナイトの面積率、転位密度を前述した方法によって測定した。これらの結果を、製造方法（Ｔ値±５０℃の温度範囲における累積圧下率、７５０〜８００℃での累積圧下率）と共に、下記表５〜８に示す。
【００６９】
［Ｔｉ系炭・窒化物の平均粒子径］
深さｔ／４の位置（ｔ＝板厚）を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で、観察倍率６万倍、観察視野２．０μｍ×２．０μｍ、観察箇所５箇所の条件で観察した。そしてその視野中の各炭・窒化物の面積を測定し、この面積から各炭・窒化物の円相当径を算出した。この各炭窒化物の円相当径を算術平均（相加平均）して、各鋼板におけるＴｉ系炭・窒化物の平均粒子径を算出した。
【００７０】
［鋼板の引張強度］
深さｔ／４の位置（ｔ＝板厚）で、試験片の長手方向が鋼板の板幅方向（Ｃ方向）となるようにＪＩＳ４号試験片を採取し、引張試験を行うことにより、引張強度を測定した。
【００７１】
［母材靭性］
深さｔ／４の位置（ｔ＝板厚）で、試験片の長手方向が鋼板の圧延方向（Ｌ方向）となるように、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に規定するＶノッチ標準試験片を採取し、各温度でシャルピー衝撃試験（衝撃刃半径：２ｍｍ）を行い、−４０℃における吸収エネルギー（ｖＥ-40）を測定した。
【００７２】
［ＨＡＺ靭性］
入熱４０ｋＪ／ｍｍで溶接（エレクトロガスアーク溶接）を行い、図１に示す部位からＪＩＳ４号試験片を採取し（ノッチ位置は、ボンドから０．５ｍｍＨＡＺ側）、−４０℃でシャルピー衝撃試験（衝撃刃半径：２ｍｍ）を行い、吸収エネルギー（ｖＥ-40）を測定した。本発明では、引張強度が２００Ｊ以上のものを合格とした。
【００７３】
［脆性亀裂伝播停止特性の評価］
脆性亀裂伝播停止特性は、日本溶接協会の鋼種認定試験方法に規定される方法に準じて試験を行った。即ち、５０ｍｍ正方試験片に２９ｍｍ深さのノッチ加工をした試験（ＥＳＳＯ試験）により、脆性亀裂伝播性能（Ｋｃａ値）が６００Ｎ／ｍｍ1.5を示す温度Ｔｋ（℃）を求めることによって行った。本発明では、Ｔｋ≦−４０℃を合格とした。
【００７４】
【表５】
0005110989.tif 000006
【００７５】
【表６】
0005110989.tif 000007
【００７６】
【表７】
0005110989.tif 000008
【００７７】
【表８】
0005110989.tif 000009
【００７８】
これらの結果から、次のように考察できる。まず試験Ｎｏ．１〜４６のものは、本発明で規定する要件を満たすものであるが、いずれの特性（鋼板の引張強度、母材靭性、ＨＡＺ靭性および脆性亀裂伝播停止特性）も良好であることが分かる。
【００７９】
これに対して、試験Ｎｏ．４７〜７５のものでは、本発明で規定する要件のいずれか欠くものであり、いずれかの特性が劣化している。
【図面の簡単な説明】
【００８０】
【図１】ＨＡＺ靭性（ｖＥ-40）測定用の試験片を採取した位置を示す概略図である。
【図１】
0005110989.tif 000010