JP2009041083A - アレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】アレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板を低コストで提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．４〜２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ａｌ：０．００２〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．１％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、次の(1)式で示される炭素当量Ｃeqが０．３２〜０．４０であり、板厚中心部のフェライト組織分率が８０％以上であり、かつ板厚中心部の有効結晶粒径が２５μｍ以下であることを特徴とするアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。さらに、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｔｉ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭを含んでもよい。
Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・(1)
但し、式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。
【選択図】なし
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．４〜２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ａｌ：０．００２〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．１％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、次の(1)式で示される炭素当量Ｃeqが０．３２〜０．４０であり、板厚中心部のフェライト組織分率が８０％以上であり、かつ板厚中心部の有効結晶粒径が２５μｍ以下であることを特徴とするアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。さらに、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｔｉ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭを含んでもよい。
Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・(1)
但し、式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。
【選択図】なし
Description
本発明は、靭性に優れた厚鋼板、特に万が一、脆性き裂が発生した際に構造物全体の崩壊を阻止するために、き裂伝ぱを停止させる特性（アレスト特性）に優れた高強度厚肉鋼板およびその製造方法に関する。なお、この場合の高強度厚肉鋼板とは板厚５０ｍｍを超えるものが対象であり、そして、強度クラスとしては引張強さが４９０ＭＰａ以上のものが対象となる。
近年、各種の鋼構造物の規模が大型化するに伴い、その素材として使用される各種の鋼板に要求される板厚や強度はますます高くなってきている。特に、近年では国際商取引が活発になっていることから、商業用船舶はより大型化してきており、そのため板厚５０ｍｍを超える船体構造用の高強度厚肉鋼板が求められるようになってきた。このような高強度厚肉鋼板においては、使用時の力学的な拘束力も大きくなることから、板厚中心部の特性のさらなる向上が要求される傾向にある。しかしながら、板厚中心部の特性の向上は未だ不十分である。
あらゆる構造物において、脆性破壊による崩壊は瞬時に構造物全体が崩壊し甚大な被害が想定されることから、絶対に避けるべき破壊形態である。したがって、建造物は脆性破壊の発生を避けるべく設計がなされるものの、設計を上回る外力の作用や施工に起因する欠陥など、設計者の想定外の異常事態に起因して脆性破壊が発生してしまう場合も考慮する必要がある。脆性破壊が発生すると、極めて高速のき裂伝ぱにより脆性破壊が構造物全体に広がって構造物全体が破壊してしまう。しかしながら、き裂伝ぱに対する抵抗性が著しく高い鋼材は、進展してきたき裂を停止させることができる特性を有する。この特性を一般的に「アレスト特性」と呼ぶが、アレスト特性を有した部材を適所に配した構造物は、発生と伝ぱの各段階で二重の安全性（ダブルインテグリティ）を有することになり、構造物の設計思想として極めて重要なものである。
例えば造船分野では、このダブルインテグリティに基づいた設計思想の下に船舶が建造される方向にある。しかしながら、上述したとおり、商業用船舶等の構造物の大型化に伴い使用鋼材の板厚はますます厚肉化しているので、材料的特性および力学的特性の両面において、厚肉鋼板の特性向上に対する要求はより苛酷なものとなってきている。
鋼材にアレスト特性を付与する方法として最も単純なものは、靭性を著しく向上させる元素であるＮｉを添加することである。Ｎｉの添加によるアレスト特性の改善効果は大きく、アレスト特性を向上できることが判っている。例えば、−１６５℃という極低温環境でダブルインテグリティを保証する鋼材としては、９％のＮｉを添加したいわゆる９％Ｎｉ鋼が一般的であり、日本工業規格（ＪＩＳ）にも規定されている。
また、例えば、特許文献１および２には、表層組織を極細粒化することにより、脆性き裂伝ぱ時のシアリップ形成を促す鋼板の製造方法が開示されている。この方法によれば、Ｎｉなどの高価な元素に頼ることなく、アレスト特性を向上させることが可能である。
上述したとおり、Ｎｉによるアレスト特性の改善効果は大きく、アレスト特性を向上することができるが、Ｎｉは非常に高価であり、Ｎｉを９％も添加するとなると、鋼材コストの高騰を引き起こす。したがって、Ｎｉ添加によるアレスト特性の向上は、コスト面での問題が多い。
また、特許文献１および２で開示された、鋼板の表層組織を極細粒化することにより、脆性き裂伝ぱ時のシアリップ形成を促す方法によれば、Ｎｉなどの高価な元素を添加することなく、アレスト特性を向上させることが可能である。しかしながら、これらの方法では圧延途中に水冷を行い復熱させることにより、鋼板の表層組織の極細粒化を達成しており、コストのかかる煩雑な工程が必要となる。また、厚肉材については、復熱を伴う途中冷却を実現するためには補助加熱工程が必須であり、さらに補助加熱工程が必須ということになれば、厚肉材へのこれらの方法の適用については、コスト面から実現性に乏しくなる。
このように、従来は、アレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板を低コストで提供することは困難であった。
本発明は、このような状況に鑑み、アレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板を低コストで提供することを目的とする。特に、−１０℃で６０００Ｎ／ｍｍ１．５以上のアレスト特性を有し、引張強度ＴＳが４９０ＭＰａ以上の高強度厚肉鋼板を低コストで提供することを目的とする。
本発明者らは、上記の課題を解決するために、種々の検討と実験を行った結果、次の(a)〜(h)に示す知見を得た。
(a) アレスト特性を有する厚肉鋼板を低コストで提供するためには、高価な合金成分を添加する方法は採用できない。
(b) 厚肉鋼板にアレスト特性を付与させることができるその他の方法としては、未再結晶域の圧下による細粒化効果を利用するＴＭＣＰ法（Thermo-Mechanical Controlled Process）を適用することが考えられる。しかしながら、通常のＴＭＣＰ法を適用した厚肉鋼板では、未再結晶域の圧下による細粒化効果が板厚中心部まで浸透しないため、板厚中心部（「(1/2)ｔ部」ともいう。）の組織サイズは粗大化する傾向にあり、板厚中心部のシャルピー衝撃特性が、厚肉鋼板の表面から１／４の板厚部分（「(1/4)ｔ部」ともいう。）または表層部分のシャルピー衝撃特性よりも悪化する傾向が顕著となる。また、板厚中心部は加工の浸透度が低いこともあり、上部ベイナイト組織が主体となる。一般に、上部ベイナイト組織は細粒フェライト組織に比べて、ラス間の硬質組織（ＭＡ）の影響により靭性が低下する。このように、これまで汎用的に実施されているＴＭＣＰの範囲内では、ＴＭＣＰ条件を種々調整しても、板厚中心部組織の靭性不足により、アレスト特性は４０００Ｎ／ｍｍ１．５程度に留まり、目標には到底及ばない。したがって、汎用的なＴＭＣＰ条件に留まらず、より広範囲のＴＭＣＰ条件で実験を行う必要がある。
(c) そこで、本発明者らは汎用的なＴＭＣＰ条件を逸脱して、より広範囲のＴＭＣＰ条件で種々の実験を行った結果、高強度厚肉鋼板の目標強度である４９０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳを実現するためには、適切な焼き入れ性を有した化学成分にコントロールすることが必要であることと、そして、その焼き入れ性の指標としては次の(1)式で示される炭素当量Ｃeqを用いることができることを見出すとともに、その炭素当量Ｃeqを０．３２〜０．４０とする必要があることを見出した。
Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・(1)
但し、式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。
Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・(1)
但し、式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。
(d) そして、肉厚鋼板の素材である鋼塊の加熱条件のコントロールは極めて有効であり、特に低温化又は短時間化を図ることにより、圧延後の変態時にフェライト変態を起こさせ、もって初期γ粒径を細粒にすることができることを見出した。
具体的には、肉厚鋼板の素材である鋼塊の加熱工程においては、鋼塊の加熱温度Ｔｒ（℃）と加熱時間ｔ（ｈｒ）が次の(2)式を満足するように鋼塊を加熱することによって、低温化と短時間化を図ることが好ましい。
ｔ×exp（Ｔｒ３／２７０００００００）≦５８０ ・・・・・・・・・・(2)
ここで、ｔは鋼塊の加熱時間（ｈｒ）を、そして、Ｔｒは加熱温度（℃）を、それぞれ表す。
ｔ×exp（Ｔｒ３／２７０００００００）≦５８０ ・・・・・・・・・・(2)
ここで、ｔは鋼塊の加熱時間（ｈｒ）を、そして、Ｔｒは加熱温度（℃）を、それぞれ表す。
なお、「鋼塊」とは、圧延、鍛造、押し出しなどの各工程に供給される素材のことであり、連続鋳造で製造され、分塊工程を省略して次の工程に供給される鋳片（連鋳鋼片）も含んでいる。
(e) 次に、圧延後に得られる肉厚鋼板の板厚中心部のフェライト組織分率が８０％以上、かつ板厚中心部の有効結晶粒径が２５μｍ以下とすることが、高強度厚肉鋼板の靱性の向上にとって有効であることを見出した。ここで、「有効結晶粒径」とは、ＥＢＳＰにより評価した場合の方位差１５°以上の組織境界で囲まれる部分の結晶粒径を意味する。
このように、圧延後に得られる肉厚鋼板を、その板厚中心部において、フェライト組織分率を８０％以上かつ有効結晶粒径を２５μｍ以下とするためには、圧延温度の低温化が有効であり、調整板厚と、圧延温度および仕上圧延温度のコントロールが有効である。調整板厚を増加し、温度を低温化することにより、変態前のγ中の転位密度を上昇させることができるからである。
具体的には、圧延工程においては、圧延途中の任意の厚みＡ（ｍｍ）における圧延温度Ｂ（℃）と、最終圧延により最終の厚肉鋼の板厚Ｇ（ｍｍ）に仕上げる際の仕上圧延温度Ｃ（℃）が、次の(3)式、(4)式および(5)式を満足するように圧延するのが好ましい。
Ａ−１．５Ｇ≧０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(3)
Ｃ−６７０−Ｇ≦０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(4)
Ｂ−Ｃ−２０−１４００／Ｇ≦０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(5)
ここで、Ａは圧延途中の任意の厚み（ｍｍ）を、ＢはＡにおける圧延温度（℃）を、Ｃは仕上圧延温度（℃）を、そして、Ｇは最終の厚肉鋼の板厚（ｍｍ）を、それぞれ表す。
Ｃ−６７０−Ｇ≦０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(4)
Ｂ−Ｃ−２０−１４００／Ｇ≦０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(5)
ここで、Ａは圧延途中の任意の厚み（ｍｍ）を、ＢはＡにおける圧延温度（℃）を、Ｃは仕上圧延温度（℃）を、そして、Ｇは最終の厚肉鋼の板厚（ｍｍ）を、それぞれ表す。
(f) さらに、圧延後の冷却工程における冷却速度と冷却停止温度のコントロールも有効であり、水冷停止温度Ｅ（℃）および板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）が、次の(6)式および(7)式を満足するように水冷を行うのが好ましい。
Ｅ−５００≦０ ・・・・・・・・・・・・・・・(6)
Ｆ−２≧０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(7)
ここで、Ｅは水冷停止温度（℃）を、そして、Ｆは板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）を、それぞれ表す。
Ｅ−５００≦０ ・・・・・・・・・・・・・・・(6)
Ｆ−２≧０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(7)
ここで、Ｅは水冷停止温度（℃）を、そして、Ｆは板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）を、それぞれ表す。
(g) なお、冷却後にＡｃ１点以下の温度で焼戻すと、ベイナイト組織中の硬化組織が一部無害化する効果を有する場合があるので、必要に応じ実施する。
(h) このように、板厚中心部でフェライト組織の微細化を確保した鋼板は厚肉にもかかわらず、極めて良好なアレスト特性を示し、十分に目標特性に到達する。ただし、加熱圧延条件が不適切で板厚中心部の組織サイズが粗大化しているものは、フェライト分率が高い場合でも靭性は悪くなる。
本発明に係るアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板とその製造方法は、このような知見に基づいて完成したものである。
ここに、本発明は、下記に示すアレスト特性に優れた厚鋼板の性状とそれを具現化する製造方法を要旨とする。
本発明に係るアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板は次の(1)から(6)までのいずれかであり、そして本発明に係るアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板の製造方法は次の(7)または(8)である。以下、それぞれ、本発明(1)〜本発明(8)という。本発明(1)〜本発明(8)を総称して、本発明ということがある。
(1) 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．４〜２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ａｌ：０．００２〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．１％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、次の(1)式で示される炭素当量が０．３２〜０．４０であり、板厚中心部のフェライト組織分率が８０％以上であり、かつ板厚中心部の有効結晶粒径が２５μｍ以下であることを特徴とするアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・(1)
但し、式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。
Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・(1)
但し、式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。
(2) 質量％で、さらに、Ｎｉ：１％以下を含有したことを特徴とする、上記(1)のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
(3) 質量％で、さらに、Ｃｕ：２％以下およびＣｒ：１％以下の元素のうち１種又は２種を含有したことを特徴とする、上記(1)または(2)のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
(4) 質量％で、さらに、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下およびＢ：０．００５％以下の元素のうち１種又は２種以上を含有したことを特徴とする、上記(1)〜(3)のいずれかのアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
(5) 質量％で、さらに、Ｔｉ：０．１％以下を含有したことを特徴とする、上記(1)〜(4)のいずれかのアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
(6) 質量％で、さらに、Ｃａ：０．００４％以下、Ｍｇ：０．００２％以下およびＲＥＭ：０．００２％以下の元素のうち１種又は２種以上を含有したことを特徴とする、上記(1)〜(5)のいずれかのアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
(7) 上記(1)〜(6)のいずれかに記載の化学組成を有する鋼塊を、下記の工程１〜３によって、加熱し、圧延し、冷却することを特徴とするアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板の製造方法。
［工程１］鋼塊の加熱温度Ｔｒ（℃）と加熱時間ｔ（ｈｒ）が次の(2)式を満足するように鋼塊を加熱する工程。
ｔ×exp（Ｔｒ３／２７０００００００）≦５８０ ・・・・・・・・・・(2)
ここで、ｔは鋼塊の加熱時間（ｈｒ）を、そして、Ｔｒは加熱温度（℃）を、それぞれ表す。
［工程２］圧延途中の任意の厚みＡ（ｍｍ）における圧延温度Ｂ（℃）と、最終圧延により最終の厚肉鋼の板厚Ｇ（ｍｍ）に仕上げる際の仕上圧延温度Ｃ（℃）が、次の(3)式、(4)式および(5)式を満足するように圧延する工程。
Ａ−１．５Ｇ≧０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(3)
Ｃ−６７０−Ｇ≦０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(4)
Ｂ−Ｃ−２０−１４００／Ｇ≦０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(5)
ここで、Ａは圧延途中の任意の厚み（ｍｍ）を、ＢはＡにおける圧延温度（℃）を、Ｃは仕上圧延温度（℃）を、そして、Ｇは最終の厚肉鋼の板厚（ｍｍ）を、それぞれ表す。
［工程３］水冷停止温度Ｅ（℃）および板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）が、次の(6)式および(7)式を満足するように水冷を行う工程。
Ｅ−５００≦０ ・・・・・・・・・・・・・・・(6)
Ｆ−２≧０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(7)
ここで、Ｅは水冷停止温度（℃）を、そして、Ｆは板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）を、それぞれ表す。
［工程１］鋼塊の加熱温度Ｔｒ（℃）と加熱時間ｔ（ｈｒ）が次の(2)式を満足するように鋼塊を加熱する工程。
ｔ×exp（Ｔｒ３／２７０００００００）≦５８０ ・・・・・・・・・・(2)
ここで、ｔは鋼塊の加熱時間（ｈｒ）を、そして、Ｔｒは加熱温度（℃）を、それぞれ表す。
［工程２］圧延途中の任意の厚みＡ（ｍｍ）における圧延温度Ｂ（℃）と、最終圧延により最終の厚肉鋼の板厚Ｇ（ｍｍ）に仕上げる際の仕上圧延温度Ｃ（℃）が、次の(3)式、(4)式および(5)式を満足するように圧延する工程。
Ａ−１．５Ｇ≧０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(3)
Ｃ−６７０−Ｇ≦０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(4)
Ｂ−Ｃ−２０−１４００／Ｇ≦０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(5)
ここで、Ａは圧延途中の任意の厚み（ｍｍ）を、ＢはＡにおける圧延温度（℃）を、Ｃは仕上圧延温度（℃）を、そして、Ｇは最終の厚肉鋼の板厚（ｍｍ）を、それぞれ表す。
［工程３］水冷停止温度Ｅ（℃）および板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）が、次の(6)式および(7)式を満足するように水冷を行う工程。
Ｅ−５００≦０ ・・・・・・・・・・・・・・・(6)
Ｆ−２≧０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(7)
ここで、Ｅは水冷停止温度（℃）を、そして、Ｆは板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）を、それぞれ表す。
(8) 上記(1)〜(6)のいずれかに記載の化学組成を有する鋼塊を、下記の工程１〜４によって、加熱し、圧延し、冷却し、焼戻すことを特徴とするアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板の製造方法。
［工程１］鋼塊の加熱温度Ｔｒ（℃）と加熱時間ｔ（ｈｒ）が次の(2)式を満足するように鋼塊を加熱する工程。
ｔ×exp（Ｔｒ３／２７０００００００）≦５８０ ・・・・・・・・・・(2)
ここで、ｔは鋼塊の加熱時間（ｈｒ）を、そして、Ｔｒは加熱温度（℃）を、それぞれ表す。
［工程２］圧延途中の任意の厚みＡ（ｍｍ）における圧延温度Ｂ（℃）と、最終圧延により最終の厚肉鋼の板厚Ｇ（ｍｍ）に仕上げる際の仕上圧延温度Ｃ（℃）が、次の(3)式、(4)式および(5)式を満足するように圧延する工程。
Ａ−１．５Ｇ≧０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(3)
Ｃ−６７０−Ｇ≦０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(4)
Ｂ−Ｃ−２０−１４００／Ｇ≦０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(5)
ここで、Ａは圧延途中の任意の厚み（ｍｍ）を、ＢはＡにおける圧延温度（℃）を、Ｃは仕上圧延温度（℃）を、そして、Ｇは最終の厚肉鋼の板厚（ｍｍ）を、それぞれ表す。
［工程３］水冷停止温度Ｅ（℃）および板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）が、次の(6)式および(7)式を満足するように水冷を行う工程。
Ｅ−５００≦０ ・・・・・・・・・・・・・・・(6)
Ｆ−２≧０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(7)
ここで、Ｅは水冷停止温度（℃）を、そして、Ｆは板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）を、それぞれ表す。
［工程４］Ａｃ１点以下の温度で焼戻す工程。
［工程１］鋼塊の加熱温度Ｔｒ（℃）と加熱時間ｔ（ｈｒ）が次の(2)式を満足するように鋼塊を加熱する工程。
ｔ×exp（Ｔｒ３／２７０００００００）≦５８０ ・・・・・・・・・・(2)
ここで、ｔは鋼塊の加熱時間（ｈｒ）を、そして、Ｔｒは加熱温度（℃）を、それぞれ表す。
［工程２］圧延途中の任意の厚みＡ（ｍｍ）における圧延温度Ｂ（℃）と、最終圧延により最終の厚肉鋼の板厚Ｇ（ｍｍ）に仕上げる際の仕上圧延温度Ｃ（℃）が、次の(3)式、(4)式および(5)式を満足するように圧延する工程。
Ａ−１．５Ｇ≧０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(3)
Ｃ−６７０−Ｇ≦０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(4)
Ｂ−Ｃ−２０−１４００／Ｇ≦０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(5)
ここで、Ａは圧延途中の任意の厚み（ｍｍ）を、ＢはＡにおける圧延温度（℃）を、Ｃは仕上圧延温度（℃）を、そして、Ｇは最終の厚肉鋼の板厚（ｍｍ）を、それぞれ表す。
［工程３］水冷停止温度Ｅ（℃）および板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）が、次の(6)式および(7)式を満足するように水冷を行う工程。
Ｅ−５００≦０ ・・・・・・・・・・・・・・・(6)
Ｆ−２≧０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(7)
ここで、Ｅは水冷停止温度（℃）を、そして、Ｆは板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）を、それぞれ表す。
［工程４］Ａｃ１点以下の温度で焼戻す工程。
本発明によれば、アレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板を低コストで提供することができる。特に、−１０℃で６０００Ｎ／ｍｍ１．５以上のアレスト特性を有する高強度厚肉鋼板を提供することができる。
以下に、本発明の高強度厚肉鋼板およびその製造方法について詳しく説明する。なお、前述のように本発明の高強度厚肉鋼板は板厚５０ｍｍ以上のものを言うが、本発明の製造方法を用いれば、板厚６５ｍｍ以上といった極厚の厚肉鋼板についても有用に製造することができる。
（Ａ）化学組成について
以下、化学組成を表す「％」は、特に断らない限り、「質量％」を意味する。
以下、化学組成を表す「％」は、特に断らない限り、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０１〜０．１２％
Ｃは、強度確保に必要な元素である。０．０１％以上を含有させなければ実用的な強度を有する鋼を生産することはできない。一方、その含有量が０．１２％を超えると、ベイナイト変態領域の靭性劣化が顕著化するとともに、溶接熱影響部の靭性も損ねる。したがって、Ｃの含有量は０．０１〜０．１２％とする。強度とアレスト特性のバランスの点から、好ましい範囲は０．０３〜０．１０％である。
Ｃは、強度確保に必要な元素である。０．０１％以上を含有させなければ実用的な強度を有する鋼を生産することはできない。一方、その含有量が０．１２％を超えると、ベイナイト変態領域の靭性劣化が顕著化するとともに、溶接熱影響部の靭性も損ねる。したがって、Ｃの含有量は０．０１〜０．１２％とする。強度とアレスト特性のバランスの点から、好ましい範囲は０．０３〜０．１０％である。
Ｓｉ：０．５％以下
Ｓｉは、精錬段階での脱酸に必要な元素であるとともに強度上昇に寄与する元素である。しかしながら、Ｓｉの含有量が０．５％を超えると、溶接熱影響部における島状マルテンサイトの生成を助長して靭性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｓｉの含有量を０．５％以下とするのが良い。好ましくは、０．３％以下である。なお、Ｓｉの効果を確実に発現させるためには、Ｓｉを０．０３％以上含有させるのが好ましい。
Ｓｉは、精錬段階での脱酸に必要な元素であるとともに強度上昇に寄与する元素である。しかしながら、Ｓｉの含有量が０．５％を超えると、溶接熱影響部における島状マルテンサイトの生成を助長して靭性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｓｉの含有量を０．５％以下とするのが良い。好ましくは、０．３％以下である。なお、Ｓｉの効果を確実に発現させるためには、Ｓｉを０．０３％以上含有させるのが好ましい。
Ｍｎ：０．４〜２％
Ｍｎは、強度確保のための必要な元素である。しかし、その含有量が０．４％未満ではこれらの効果を得ることができない。一方、２％を超えると溶接熱影響部の靭性が大幅に劣化する。したがって、Ｍｎの含有量は０．４〜２％とする。好ましい範囲は０．６〜１．６％である。
Ｍｎは、強度確保のための必要な元素である。しかし、その含有量が０．４％未満ではこれらの効果を得ることができない。一方、２％を超えると溶接熱影響部の靭性が大幅に劣化する。したがって、Ｍｎの含有量は０．４〜２％とする。好ましい範囲は０．６〜１．６％である。
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、不純物として存在し、溶接熱影響部における粒界割れの原因となる。Ｐの含有量が０．０５％を超えると、溶接熱影響部における粒界割れの発生が著しくなることから、Ｐ含有量の上限を０．０５％とする。なお、その混入量はできるだけ低くするのが好ましく、アレスト特性の安定的に得るためには、Ｐの含有量を０．０３％以下とするのが好ましい。
Ｐは、不純物として存在し、溶接熱影響部における粒界割れの原因となる。Ｐの含有量が０．０５％を超えると、溶接熱影響部における粒界割れの発生が著しくなることから、Ｐ含有量の上限を０．０５％とする。なお、その混入量はできるだけ低くするのが好ましく、アレスト特性の安定的に得るためには、Ｐの含有量を０．０３％以下とするのが好ましい。
Ｓ：０．００８％以下
Ｓは、不純物として存在し、脆性破壊の基点となるＭｎＳを形成して、アレスト特性を損なう元素である。Ｓの含有量が０．００８％を超えるとアレスト特性が顕著に劣化するため、不純物元素とてのＳ含有量の上限を０．００８％とする。なお、その混入量はできるだけ低くするのが好ましく、アレスト特性の安定的に得るためには、Ｓの含有量を０．００３％未満とするのが好ましい。
Ｓは、不純物として存在し、脆性破壊の基点となるＭｎＳを形成して、アレスト特性を損なう元素である。Ｓの含有量が０．００８％を超えるとアレスト特性が顕著に劣化するため、不純物元素とてのＳ含有量の上限を０．００８％とする。なお、その混入量はできるだけ低くするのが好ましく、アレスト特性の安定的に得るためには、Ｓの含有量を０．００３％未満とするのが好ましい。
Ａｌ：０．００２〜０．０５％
Ａｌは鋼の脱酸に必要な元素である。本発明に係る鋼材の場合、０．００２％以上の含有量が必要である。しかし、その含有量が０．０５％を超えると析出物の増加を通じてアレスト特性の劣化が顕著化する。したがってＡｌの含有量は０．００２〜０．０５％とする。好ましくは０．００２〜０．０４％である。
Ａｌは鋼の脱酸に必要な元素である。本発明に係る鋼材の場合、０．００２％以上の含有量が必要である。しかし、その含有量が０．０５％を超えると析出物の増加を通じてアレスト特性の劣化が顕著化する。したがってＡｌの含有量は０．００２〜０．０５％とする。好ましくは０．００２〜０．０４％である。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、不純物として存在し、析出物を形成することで靭性劣化をもたらす元素であるため、低温靭性確保のためには低い方が良い。Ｎの含有量が０．０１％を超えるとアレスト特性の劣化が顕著化するため、Ｎの含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００６％以下である。
Ｎは、不純物として存在し、析出物を形成することで靭性劣化をもたらす元素であるため、低温靭性確保のためには低い方が良い。Ｎの含有量が０．０１％を超えるとアレスト特性の劣化が顕著化するため、Ｎの含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００６％以下である。
Ｎｂ：０．００３〜０．１％
Ｎｂは、組織の微細化、焼入れ性の向上及び析出硬化による強度上昇に有効な元素であり、特に未再結晶域の拡大効果が大きいことから、ＴＭＣＰ法を適用する鋼材には必要な元素である。０．００３％以上の含有量でその効果が発揮される。しかし、その含有量が０．１％を超えると、析出物の増加により却って靭性の劣化をもたらす。したがって、Ｎｂの含有量を０．００３〜０．１％とする。好ましくは０．００３〜０．０４％である。
Ｎｂは、組織の微細化、焼入れ性の向上及び析出硬化による強度上昇に有効な元素であり、特に未再結晶域の拡大効果が大きいことから、ＴＭＣＰ法を適用する鋼材には必要な元素である。０．００３％以上の含有量でその効果が発揮される。しかし、その含有量が０．１％を超えると、析出物の増加により却って靭性の劣化をもたらす。したがって、Ｎｂの含有量を０．００３〜０．１％とする。好ましくは０．００３〜０．０４％である。
本発明においては、残部はＦｅで構成されるが、製造工程の種々の要因により他の不純物が含まれることもある。また、次のとおり、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｔｉ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭのうち、少なくとも１種を含有させてもよい。
Ｎｉ：１％以下
Ｎｉ、必要に応じて含有させることができる。Ｎｉを含有させると、鋼板のアレスト特性を向上させることができる。しかしながら、Ｎｉの含有はコストアップ要因となるため、その含有量を１％以下とする。好ましくは０．６％以下である。なお、Ｎｉによるアレスト特性向上効果を確実に発現させるためには、Ｎｉを０．０３％以上含有させることが好ましい。
Ｎｉ、必要に応じて含有させることができる。Ｎｉを含有させると、鋼板のアレスト特性を向上させることができる。しかしながら、Ｎｉの含有はコストアップ要因となるため、その含有量を１％以下とする。好ましくは０．６％以下である。なお、Ｎｉによるアレスト特性向上効果を確実に発現させるためには、Ｎｉを０．０３％以上含有させることが好ましい。
Ｃｕ：２％以下
Ｃｕは、必要に応じて含有させることができる。Ｃｕを含有させると、靭性を劣化させずに強度を向上させることができる。しかしながら、その含有量が２％を超えると、却って析出物増加によりアレスト特性の劣化をきたし、更に、熱間での加工の際、表面に微小な割れを発生させるので、その含有量の上限は２％とする。Ｃｕの好ましい上限は１％である。なお、Ｃｕによる強度向上効果を確実に発現させるためには、Ｃｕを０．０３％以上含有させることが好ましい。
Ｃｕは、必要に応じて含有させることができる。Ｃｕを含有させると、靭性を劣化させずに強度を向上させることができる。しかしながら、その含有量が２％を超えると、却って析出物増加によりアレスト特性の劣化をきたし、更に、熱間での加工の際、表面に微小な割れを発生させるので、その含有量の上限は２％とする。Ｃｕの好ましい上限は１％である。なお、Ｃｕによる強度向上効果を確実に発現させるためには、Ｃｕを０．０３％以上含有させることが好ましい。
Ｃｒ：１％以下
Ｃｒは、必要に応じて含有させることができる。Ｃｒを含有させると、強度を上昇させることができる。しかしながら、その含有量が１％を超えると、却って靭性の劣化をきたし、更に、溶接熱影響部に硬化した組織を形成し靭性を劣化させるので、その含有量の上限は１％とする。Ｃｒの好ましい上限は０．６％である。なお、Ｃｒによる強度向上効果を確実に発現させるためには、Ｃｒを０．０５％以上含有させることが好ましい。
Ｃｒは、必要に応じて含有させることができる。Ｃｒを含有させると、強度を上昇させることができる。しかしながら、その含有量が１％を超えると、却って靭性の劣化をきたし、更に、溶接熱影響部に硬化した組織を形成し靭性を劣化させるので、その含有量の上限は１％とする。Ｃｒの好ましい上限は０．６％である。なお、Ｃｒによる強度向上効果を確実に発現させるためには、Ｃｒを０．０５％以上含有させることが好ましい。
Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは、必要に応じて含有させることができる。Ｍｏを含有させると、焼入れ性を高め、強度を向上させることができる。しかしながら、Ｍｏの含有はコストアップ要因となり、また、その含有量が０．５％を超えると、却って溶接熱影響部の靭性を劣化させるので、その含有量の上限は０．５％とする。Ｍｏの好ましい上限は０．３％である。なお、Ｍｏによる焼入性と強度の向上効果を確実に発現させるためには、Ｍｏを０．０２％以上含有させることが好ましい。
Ｍｏは、必要に応じて含有させることができる。Ｍｏを含有させると、焼入れ性を高め、強度を向上させることができる。しかしながら、Ｍｏの含有はコストアップ要因となり、また、その含有量が０．５％を超えると、却って溶接熱影響部の靭性を劣化させるので、その含有量の上限は０．５％とする。Ｍｏの好ましい上限は０．３％である。なお、Ｍｏによる焼入性と強度の向上効果を確実に発現させるためには、Ｍｏを０．０２％以上含有させることが好ましい。
Ｖ：０．１％以下
Ｖは、必要に応じて含有させることができる。Ｖを含有させると、焼入れ性の向上及び析出硬化による強度の向上に有効となる。しかしながら、Ｖの含有量が０．１％を超えると、却って靭性の著しい劣化をもたらすので、その含有量の上限は０．１％とする。Ｖの好ましい上限は０．０６％である。なお、Ｖによる焼入性と強度の向上効果を確実に発現させるためには、Ｖを０．００３％以上含有させることが好ましい。
Ｖは、必要に応じて含有させることができる。Ｖを含有させると、焼入れ性の向上及び析出硬化による強度の向上に有効となる。しかしながら、Ｖの含有量が０．１％を超えると、却って靭性の著しい劣化をもたらすので、その含有量の上限は０．１％とする。Ｖの好ましい上限は０．０６％である。なお、Ｖによる焼入性と強度の向上効果を確実に発現させるためには、Ｖを０．００３％以上含有させることが好ましい。
Ｂ：０．００５％以下
Ｂは、必要に応じて含有させることができる。Ｂを含有させると、オーステナイト粒界からのフェライト変態を抑制して焼入れ性を向上させ、強度を高めることができる。しかしながら、Ｂの含有量が０．００５％を超えると靭性が劣化するので、その含有量の上限は０．５％以下とする。Ｂの好ましい上限は０．００１５％である。なお、Ｂによる焼入性および強度の向上効果を確実に発現させるためには、Ｂを０．０００３％以上含有させることが好ましい。さらに、本発明においては板厚中心部部のフェライト量を確保することが必要であるので、Ｂを含有させるときは、炭素当量で示される焼き入れ性とのバランスを十分考慮することが重要となる。
Ｂは、必要に応じて含有させることができる。Ｂを含有させると、オーステナイト粒界からのフェライト変態を抑制して焼入れ性を向上させ、強度を高めることができる。しかしながら、Ｂの含有量が０．００５％を超えると靭性が劣化するので、その含有量の上限は０．５％以下とする。Ｂの好ましい上限は０．００１５％である。なお、Ｂによる焼入性および強度の向上効果を確実に発現させるためには、Ｂを０．０００３％以上含有させることが好ましい。さらに、本発明においては板厚中心部部のフェライト量を確保することが必要であるので、Ｂを含有させるときは、炭素当量で示される焼き入れ性とのバランスを十分考慮することが重要となる。
Ｔｉ：０．１％以下
Ｔｉは、必要に応じて含有させることができる。Ｔｉを含有させると、酸化物粒子の構成元素として有効となり、また高温延性を高めて連続鋳造で製造される鋼塊のひび割れを防止するのに有効となる。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．１％を超えると、ＴｉＣを生成し、靭性を劣化させるので、その含有量の上限は０．１％とする。Ｔｉの好ましい上限は０．０４％である。なお、Ｔｉによるこれらの効果を確実に発現させるためには、Ｔｉを０．００３％以上含有させることが好ましい。
Ｔｉは、必要に応じて含有させることができる。Ｔｉを含有させると、酸化物粒子の構成元素として有効となり、また高温延性を高めて連続鋳造で製造される鋼塊のひび割れを防止するのに有効となる。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．１％を超えると、ＴｉＣを生成し、靭性を劣化させるので、その含有量の上限は０．１％とする。Ｔｉの好ましい上限は０．０４％である。なお、Ｔｉによるこれらの効果を確実に発現させるためには、Ｔｉを０．００３％以上含有させることが好ましい。
Ｃａ：０．００４％以下
Ｃａは、必要に応じて含有させることができる。Ｃａを含有させると、介在物の形態制御効果を有し、アレスト特性の向上に寄与する。しかしながら、その含有量が０．００４％を超えると、鋼の清浄度自体を大きく低下させるので、その含有量の上限は０．００４％以下とする。Ｃａの好ましい上限は０．００２％である。なお、Ｃａによるこれらの効果を確実に発現させるためには、Ｃａを０．０００３％以上含有させるのが好ましい。
Ｃａは、必要に応じて含有させることができる。Ｃａを含有させると、介在物の形態制御効果を有し、アレスト特性の向上に寄与する。しかしながら、その含有量が０．００４％を超えると、鋼の清浄度自体を大きく低下させるので、その含有量の上限は０．００４％以下とする。Ｃａの好ましい上限は０．００２％である。なお、Ｃａによるこれらの効果を確実に発現させるためには、Ｃａを０．０００３％以上含有させるのが好ましい。
Ｍｇ：０．００２％以下
Ｍｇは、必要に応じて含有させることができる。Ｍｇを含有させると、微細酸化物の分散密度を増すことができ、溶接熱影響部の靭性が向上する。しかしながら、その含有量が０．００２％を超えると、微細酸化物が得られないし、鋼の清浄度を大きく低下させるので、その含有量の上限は０．００２％以下とする。Ｍｇの好ましい上限は０．００１５％である。なお、Ｍｇによる微細酸化物の分散密度の向上効果を確実に発現させるためには、Ｍｇを０．０００２％以上含有させることが好ましい。ここで、Ｍｇを溶鋼中に含有させる工程は、Ａｌを溶鋼中に含有させる前に行うのが好ましい。
Ｍｇは、必要に応じて含有させることができる。Ｍｇを含有させると、微細酸化物の分散密度を増すことができ、溶接熱影響部の靭性が向上する。しかしながら、その含有量が０．００２％を超えると、微細酸化物が得られないし、鋼の清浄度を大きく低下させるので、その含有量の上限は０．００２％以下とする。Ｍｇの好ましい上限は０．００１５％である。なお、Ｍｇによる微細酸化物の分散密度の向上効果を確実に発現させるためには、Ｍｇを０．０００２％以上含有させることが好ましい。ここで、Ｍｇを溶鋼中に含有させる工程は、Ａｌを溶鋼中に含有させる前に行うのが好ましい。
ＲＥＭ：０．００２％以下
ＲＥＭ（希土類元素）は、必要に応じて含有させることができる。ＲＥＭを含有させると、Ｍｇと同様に、微細酸化物の分散密度を増すことができ、溶接熱影響部の靭性が向上する。さらに、過剰なＳを硫化物として固定する効果も得られる。しかしながら、その含有量が０．００２％を超えると、微細酸化物が得られないし、鋼の清浄度を大きく低下させるので、その含有量の上限は０．００２％以下とする。ＲＥＭの好ましい上限は０．００１５％である。なお、ＲＥＭによるこれらの効果を確実に発現させるためには、ＲＥＭを０．０００２％以上含有させることが好ましい。ここで、ＲＥＭを溶鋼中に含有させる工程は、Ａｌを溶鋼中に含有させる前に行うのが好ましい。またＲＥＭとは、ランタニドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素を意味し、それぞれのＲＥＭ元素に分離して鋼中に含有させてもよいし、ミッシュメタルとして混合した状態で鋼中に含有させてもよい。
ＲＥＭ（希土類元素）は、必要に応じて含有させることができる。ＲＥＭを含有させると、Ｍｇと同様に、微細酸化物の分散密度を増すことができ、溶接熱影響部の靭性が向上する。さらに、過剰なＳを硫化物として固定する効果も得られる。しかしながら、その含有量が０．００２％を超えると、微細酸化物が得られないし、鋼の清浄度を大きく低下させるので、その含有量の上限は０．００２％以下とする。ＲＥＭの好ましい上限は０．００１５％である。なお、ＲＥＭによるこれらの効果を確実に発現させるためには、ＲＥＭを０．０００２％以上含有させることが好ましい。ここで、ＲＥＭを溶鋼中に含有させる工程は、Ａｌを溶鋼中に含有させる前に行うのが好ましい。またＲＥＭとは、ランタニドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素を意味し、それぞれのＲＥＭ元素に分離して鋼中に含有させてもよいし、ミッシュメタルとして混合した状態で鋼中に含有させてもよい。
（Ｂ）焼き入れ性について
本発明で規定する高強度厚肉鋼板は強度部材として使用されることから、規格材として十分な強度を保有している必要がある。したがって、高強度厚肉鋼板の化学組成は各々の規定範囲を満足するだけではなく、適切な焼き入れ性を有していることが必要である。高強度厚肉鋼板の焼き入れ性を表すパラメータとしては炭素当量を用いることができる。特に、引張強さが４９０ＭＰａ以上の強度クラスの高強度厚肉鋼板の場合には、ＩＩＷで規定されている炭素当量式を用いることができる。すなわち、次の(1)式で示される炭素当量Ｃeqを用いて整理することができる。
Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・(1)
但し、式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。
本発明で規定する高強度厚肉鋼板は強度部材として使用されることから、規格材として十分な強度を保有している必要がある。したがって、高強度厚肉鋼板の化学組成は各々の規定範囲を満足するだけではなく、適切な焼き入れ性を有していることが必要である。高強度厚肉鋼板の焼き入れ性を表すパラメータとしては炭素当量を用いることができる。特に、引張強さが４９０ＭＰａ以上の強度クラスの高強度厚肉鋼板の場合には、ＩＩＷで規定されている炭素当量式を用いることができる。すなわち、次の(1)式で示される炭素当量Ｃeqを用いて整理することができる。
Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・(1)
但し、式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。
この炭素当量Ｃeqが０．３２％よりも低い場合には十分な強度が確保されず、逆に０．４０％よりも高い場合には板厚中心部のフェライト組織分率を確保できない。したがって、炭素当量Ｃeqを０．３２〜０．４０％と規定する。炭素当量Ｃeqの好ましい範囲は０．３２〜０．３８％である。
（Ｃ）フェライト組織分率について
板厚中心部は加工の浸透度が低いこともあり、上部ベイナイト組織が主体となる。そして、一般に上部ベイナイト組織は細粒フェライト組織に比べて、ラス間の硬質組織（ＭＡ）の影響により靭性が低下する。
板厚中心部は加工の浸透度が低いこともあり、上部ベイナイト組織が主体となる。そして、一般に上部ベイナイト組織は細粒フェライト組織に比べて、ラス間の硬質組織（ＭＡ）の影響により靭性が低下する。
したがって、上部ベイナイト組織が多くなると靭性が劣化する傾向を示すため、フェライト組織を増加させる必要がある。フェライト組織を増加する手法としては、低温加熱によるγ粒界の増加や加工誘起によるフェライト生成範囲の拡大などを挙げることができる。本発明者らは、種々のフェライト率を有する鋼について試験をした結果、フェライト組織分率が８０％以上の鋼は優れたアレスト特性を保有することが分かった。したがって、鋼中のフェライト組織分率は８０％以上と規定する。好ましくは８５％以上である。
なお、フェライト組織分率は、光学顕微鏡のほかに、走査型電子顕微鏡及び加速電圧が１００〜２００ｋＶの透過電子顕微鏡を用いた観察に基づいて評価することができる。ここでは、フェライト組織分率をフェライトの面積率により評価している。具体的には、これらの観察法によって観察した１００視野について、各視野において全視野面積に対するフェライトの面積割合を算出したのち、１００視野のフェライトの面積割合の平均値を求めたものである。
（Ｃ）有効結晶粒径について
高強度厚肉鋼板の靱性は、圧延後に得られる肉厚鋼板の板厚中心部のフェライト組織分率を８０％以上と規定することに加えて、板厚中心部の有効結晶粒径を２５μｍ以下とすることによって向上することが分かった。
高強度厚肉鋼板の靱性は、圧延後に得られる肉厚鋼板の板厚中心部のフェライト組織分率を８０％以上と規定することに加えて、板厚中心部の有効結晶粒径を２５μｍ以下とすることによって向上することが分かった。
なお、有効結晶粒径の測定は光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡で認められる粒界を基準として定量化した場合には、隣接する結晶粒の方位差が小さい場合などに破面単位との対応が悪く組織サイズを代表する数値となり得ない。したがって、本発明では、「有効結晶粒径」とは、ＥＢＳＰにより評価した場合の方位差１５°以上の組織境界で囲まれる部分の結晶粒径を意味する。すなわち、ＥＢＳＰ（Electron Backscatter Diffraction Pattern：電子線後方散乱パターン）法を用いて、倍率３００倍で５視野以上の観察を行い、１５°以上の方位差を有する組織境界を粒界とみなし、ひとつの結晶内部の面積を求め、その面積を円相当径に換算したものを有効結晶粒径として評価した。
（Ｄ）製造条件について
以下に詳述する製造条件は、上述の厚肉鋼板を経済的に要領よく実現するための方法の一つであり、厚肉鋼板自体の技術的範囲はこの製造条件によって規定されるものではない。
以下に詳述する製造条件は、上述の厚肉鋼板を経済的に要領よく実現するための方法の一つであり、厚肉鋼板自体の技術的範囲はこの製造条件によって規定されるものではない。
肉厚鋼板の素材である鋼塊の加熱条件のコントロール、すなわち、加熱温度と加熱時間のコントロールは、鋼塊再加熱時の初期γ粒径化を制御する主な製造条件であり、本発明において極めて重要である。
高温での加熱あるいは長時間の加熱はγ粒の成長を促進するので、α変態時のフェライト生成核が少なくなるので、最終組織におけるフェライト組織分率が減少するとともに、圧延中の待ち時間が長時間化するので、経済性を損ねる結果となる。したがって、加熱温度を低く、そして、加熱時間を短く制御する必要がある。ただし、温度と時間には等価性があるため、どちらか一方の条件を満足すればよい。すなわち、加熱の低温化又は短時間化を図ることにより、圧延後の変態時にフェライト変態を起こさせ、もって初期γ粒径を細粒にすることができる。この等価性を実験的に明らかにしたところ、肉厚鋼板の素材である鋼塊の加熱工程においては、鋼塊の加熱温度Ｔｒ（℃）と加熱時間ｔ（ｈｒ）が、次の(2)式の規定を満足していることが経済的に優れた厚肉高アレスト鋼板を製造する条件として好ましいことが分かった。
ｔ×exp（Ｔｒ３／２７０００００００）≦５８０ ・・・・・・・・・・(2)
ここで、ｔは鋼塊の加熱時間（ｈｒ）を、そして、Ｔｒは加熱温度（℃）を、それぞれ表す。
ここで、ｔは鋼塊の加熱時間（ｈｒ）を、そして、Ｔｒは加熱温度（℃）を、それぞれ表す。
なお、加熱温度が極端に低い場合には、変形抵抗の増加などにより圧延の実現が困難となるので、加熱温度は８００℃以上にすることが好ましい。ただし、加熱温度は１０５０℃以下にすることが好ましい。
次に、厚肉高アレスト鋼板を経済的に得る方法としては、引き続き行われる圧延工程での調整板厚と、圧延温度および仕上圧延温度のコントロールも有効である。未再結晶域での圧延量を増加させ、α変態前のγ中の転位密度を高くすることでフェライト変態を促進するというＴＭＣＰ技術を適用することで、厚肉材の板厚中心部でも十分なフェライト変態を期待することができるからである。この未再結晶域での圧下量を制御する製造上のパラメータとしては、調整板厚、調整時の圧延開始温度および仕上温度の３つが重要であることを知見した。本発明者らによる多数の実験により得られた条件は、圧延工程においては、圧延途中の任意の厚み（調整板厚）Ａ（ｍｍ）における圧延温度（調整時圧延温度）Ｂ（℃）と、最終圧延により最終の厚肉鋼の板厚Ｇ（ｍｍ）に仕上げる際の仕上圧延温度Ｃ（℃）が、次の(3)式、(4)式および(5)式を満足するように圧延することである。
Ａ−１．５Ｇ≧０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(3)
Ｃ−６７０−Ｇ≦０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(4)
Ｂ−Ｃ−２０−１４００／Ｇ≦０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(5)
ここで、Ａは圧延途中の任意の厚み（ｍｍ）を、ＢはＡにおける圧延温度（℃）を、Ｃは仕上圧延温度（℃）を、そして、Ｇは最終の厚肉鋼の板厚（ｍｍ）を、それぞれ表す。
Ａ−１．５Ｇ≧０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(3)
Ｃ−６７０−Ｇ≦０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(4)
Ｂ−Ｃ−２０−１４００／Ｇ≦０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(5)
ここで、Ａは圧延途中の任意の厚み（ｍｍ）を、ＢはＡにおける圧延温度（℃）を、Ｃは仕上圧延温度（℃）を、そして、Ｇは最終の厚肉鋼の板厚（ｍｍ）を、それぞれ表す。
上記(3)式〜(5)式のうち、一つでも満足しない場合には、α変態前の転位密度が不足し、板厚中心部の組織におけるフェライト組織分率が低下することになるので、効率よく厚肉高アレスト鋼板を得ることができない。
また、十分な強度を確保するために、このような厚肉材の場合には、圧延後の冷却工程における冷却速度と冷却停止温度のコントロールも有効であり、水冷時の冷却速度が２℃／ｓ以上であり、かつ水冷停止温度が５００℃以下とするのが好ましい。すなわち、水冷停止温度Ｅ（℃）および板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）が、次の(6)式および(7)式を満足するように水冷を行うのが好ましい。
Ｅ−５００≦０ ・・・・・・・・・・・・・・・(6)
Ｆ−２≧０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(7)
ここで、Ｅは水冷停止温度（℃）を、そして、Ｆは板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）を、それぞれ表す。
Ｅ−５００≦０ ・・・・・・・・・・・・・・・(6)
Ｆ−２≧０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(7)
ここで、Ｅは水冷停止温度（℃）を、そして、Ｆは板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）を、それぞれ表す。
また、冷却後にＡｃ１点以下の温度で焼戻すと、ベイナイト組織中の硬化組織が一部無害化する効果を有する場合があるので、必要に応じ実施する。
表１に、今回供試した鋼塊の化学成分を示す。なお、これらの鋼塊のうち、鋼No.３８〜４３は本発明で規定する成分範囲および／又は(1)式で示される炭素当量Ｃeqを満足していない鋼塊である。
これらの各種の鋼塊を用い、表２に示す製造条件に基づいて種々の高強度厚肉鋼板を製造した。なお、試験No.１−２については、表２中では明示していないが、冷却後５２０℃で焼戻しを行っている。
表３に、それぞれの高強度厚肉鋼板の機械的特性（降伏強度ＹＳ[MPa]と引張強度ＴＳ[MPa]）とアレスト特性の評価結果を示す。
得られた鋼板の特性については、引張試験ではＪＩＳ−Ｚ−２２０１に記載の試験方法に準じて試片を採取した。採取位置は、板厚の(1/4)ｔ部でかつＣ方向（圧延方向と直角）とした。なお、降伏点は１０Ｎ／（ｍｍ・ｓ）の試験速度として下降伏点を求め、明確な降伏点が現れない場合は０．２％耐力とした。強度の目標値は、引張強度ＴＳ≧４９０ＭＰａとした。また、アレスト特性の評価方法としては、温度勾配型ＥＳＳＯ試験を複数体実施し、得られた結果をアレニウス形式のグラフ上にプロットして線形近似を行い、−１０℃でのＫｃａ値をその鋼のアレスト特性（Ｎ／ｍｍ１．５）としての評価代表値とした。アレスト特性の目標値としては６０００Ｎ／ｍｍ１．５とした。
試験No.１−１およびNo.１−４は(2)式に関する加熱条件を満足していない。よって、いずれも板厚中心部でのフェライト組織分率および有効結晶粒径は規定値に達せず、アレスト特性が不足している。
試験No.２−１は(4)式に関する圧延条件を満足していない。よって、板厚中心部でのフェライト組織分率および有効結晶粒径は規定値に達せず、引張強度およびアレスト特性が不足している。
試験No.２−２は(3)式に関する圧延条件を満足していない。よって、板厚中心部でのフェライト組織分率および有効結晶粒径は規定値に達せず、アレスト特性が不足している。
試験No.２−３は(7)式に関する冷却速度条件を満足していない。よって、板厚中心部でのフェライト組織分率および有効結晶粒径は規定値に達せず、引張強度が不足している。
試験No.２−４は(6)式に関する水冷停止温度条件を満足していない。よって、板厚中心部でのフェライト組織分率および有効結晶粒径は規定値に達せず、引張強度が不足している。
試験No.３−２は(5)式に関する圧延条件を満足していない。よって、板厚中心部でのフェライト組織分率は規定値に達せず、引張強度およびアレスト特性が不足している。
さらに、試験No.３８〜４３に示す比較鋼では、本発明で規定する成分範囲又は(1)式で示される炭素当量Ｃeqを満足していないので、製造条件は満足するものの、いずれもアレスト特性が不足している。なお、試験No.３８〜４０はフェライト組織分率が低いので、焼入れ性に劣ることがアレスト特性不足の原因と推定できる。
これらの比較例に対して、その他の本発明例に係る試験No.１−２、１−３、２−５、３−１および試験No.４〜３７は、いずれも厚肉にもかかわらず、必要な強度特性を確保したまま高いアレスト特性を確保している。
以上のとおりであるから、本発明によれば、アレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板を低コストで提供することができる。したがって、脆性破壊による大規模破壊を防止する必要がある鋼構造物に適用される高強度厚肉鋼板に、高い脆性き裂伝ぱ停止特性を低コストで確実に付与することができる。構造物の耐破壊安全性の向上に寄与することができ、社会的効果は極めて大きい。
Claims (8)
- 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．４〜２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ａｌ：０．００２〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．１％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、次の(1)式で示される炭素当量Ｃeqが０．３２〜０．４０であり、板厚中心部のフェライト組織分率が８０％以上であり、かつ板厚中心部の有効結晶粒径が２５μｍ以下であることを特徴とするアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・(1)
但し、式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。 - 質量％で、さらに、Ｎｉ：１％以下を含有したことを特徴とする、請求項１に記載のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
- 質量％で、さらに、Ｃｕ：２％以下およびＣｒ：１％以下の元素のうち１種又は２種を含有したことを特徴とする、請求項１または２に記載のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
- 質量％で、さらに、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下およびＢ：０．００５％以下の元素のうち１種又は２種以上を含有したことを特徴とする、請求項１から３までのいずれかに記載のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
- 質量％で、さらに、Ｔｉ：０．１％以下を含有したことを特徴とする、請求項１から４までのいずれかに記載のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
- 質量％で、さらに、Ｃａ：０．００４％以下、Ｍｇ：０．００２％以下およびＲＥＭ：０．００２％以下の元素のうち１種又は２種以上を含有したことを特徴とする、請求項１から５までのいずれかに記載のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
- 請求項１から６までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼塊を、下記の工程１〜３によって、加熱し、圧延し、冷却することを特徴とするアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板の製造方法。
［工程１］鋼塊の加熱温度Ｔｒ（℃）と加熱時間ｔ（ｈｒ）が次の(2)式を満足するように鋼塊を加熱する工程。
ｔ×exp（Ｔｒ３／２７０００００００）≦５８０ ・・・・・・・・・・(2)
ここで、ｔは鋼塊の加熱時間（ｈｒ）を、そして、Ｔｒは加熱温度（℃）を、それぞれ表す。
［工程２］圧延途中の任意の厚みＡ（ｍｍ）における圧延温度Ｂ（℃）と、最終圧延により最終の厚肉鋼の板厚Ｇ（ｍｍ）に仕上げる際の仕上圧延温度Ｃ（℃）が、次の(3)式、(4)式および(5)式を満足するように圧延する工程。
Ａ−１．５Ｇ≧０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(3)
Ｃ−６７０−Ｇ≦０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(4)
Ｂ−Ｃ−２０−１４００／Ｇ≦０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(5)
ここで、Ａは圧延途中の任意の厚み（ｍｍ）を、ＢはＡにおける圧延温度（℃）を、Ｃは仕上圧延温度（℃）を、そして、Ｇは最終の厚肉鋼の板厚（ｍｍ）を、それぞれ表す。
［工程３］水冷停止温度Ｅ（℃）および板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）が、次の(6)式および(7)式を満足するように水冷を行う工程。
Ｅ−５００≦０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(6)
Ｆ−２≧０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(7)
ここで、Ｅは水冷停止温度（℃）を、そして、Ｆは板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）を、それぞれ表す。 - 請求項１から６までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼塊を、下記の工程１〜４によって、加熱し、圧延し、冷却し、焼戻すことを特徴とするアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板の製造方法。
［工程１］鋼塊の加熱温度Ｔｒ（℃）と加熱時間ｔ（ｈｒ）が次の(2)式を満足するように鋼塊を加熱する工程。
ｔ×exp（Ｔｒ３／２７０００００００）≦５８０ ・・・・・・・・・・(2)
ここで、ｔは鋼塊の加熱時間（ｈｒ）を、そして、Ｔｒは加熱温度（℃）を、それぞれ表す。
［工程２］圧延途中の任意の厚みＡ（ｍｍ）における圧延温度Ｂ（℃）と、最終圧延により最終の厚肉鋼の板厚Ｇ（ｍｍ）に仕上げる際の仕上圧延温度Ｃ（℃）が、次の(3)式、(4)式および(5)式を満足するように圧延する工程。
Ａ−１．５Ｇ≧０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(3)
Ｃ−６７０−Ｇ≦０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(4)
Ｂ−Ｃ−２０−１４００／Ｇ≦０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(5)
ここで、Ａは圧延途中の任意の厚み（ｍｍ）を、ＢはＡにおける圧延温度（℃）を、Ｃは仕上圧延温度（℃）を、そして、Ｇは最終の厚肉鋼の板厚（ｍｍ）を、それぞれ表す。
［工程３］水冷停止温度Ｅ（℃）および板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）が、次の(6)式および(7)式を満足するように水冷を行う工程。
Ｅ−５００≦０ ・・・・・・・・・・・・・・・(6)
Ｆ−２≧０ ・・・・・・・・・・・・・・・・(7)
ここで、Ｅは水冷停止温度（℃）を、そして、Ｆは板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）を、それぞれ表す。
［工程４］Ａｃ１点以下の温度で焼戻す工程。
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