JP5337412B2 - 脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、主として船舶や橋梁の構造材料の素材として用いられる厚鋼板に関するものであり、特に発生した脆性亀裂の伝播を停止する特性を改善した厚鋼板、およびこうした厚鋼板を製造するための有用な方法に関するものである。

船舶、建築物、タンク、海洋構造物、ラインパイプ等の構造物に用いられる鋼板には、構造物の脆性破壊を抑制するために、脆性亀裂の伝播による破壊を抑制する能力であるアレスト特性（以下、「脆性亀裂伝播停止特性」と呼ぶことがある）が求められることになる。近年、構造物の大型化に伴い、降伏応力が３９０ＭＰａ以上、板厚が５０ｍｍ以上の高強度厚鋼板を使用するケースが多くなっている。しかしながら、上記のような脆性亀裂伝播停止特性は、一般に鋼板は高強度・厚肉化になるにつれてそれを確保することが困難になる。

一方、コンテナ船においても効率化のために大型化が進んでおり、それに伴って厚肉・高強度の鋼板が使用されるようになっている。船体の破壊安全性を考えると、脆性破壊を発生させないことは第一に重要であるが、仮に脆性破壊が発生した場合であっても、船体の全崩壊を避けるために、亀裂の伝播を停止させるように船体に脆性亀裂伝播停止特性を具備させることが重要である。このような背景から、ハッチコーミング部から発生した脆性亀裂をアッパーデッキ部にて停止させることが求められてきており、高強度厚鋼板において上記脆性亀裂伝播停止特性を付与させる技術が望まれている。

脆性亀裂伝播停止特性を向上させる方法としては、（ａ）合金元素を添加する方法、（ｂ）結晶粒径を微細化する方法、等が知られている。このうち合金元素を添加する方法としては、例えば特許文献１のような技術が提案されている。この技術では、合金元素としてＮｉを含有させ、冷却過程での冷却速度を制御することによって、ベイナイトの粒径を微細化して脆性亀裂伝播停止特性を向上させている。

しかしながら、このような技術では、炭素当量Ｃｅｑが高くなりやすく、溶接性の観点から好ましくないものとなる。また、板厚：８０ｍｍという厚肉では、表層部（例えば、表面から板厚の１０％深さまでの部分）の微細化が達成されたとしても、脆性亀裂の伝播を停止させる能力が十分に発揮できるとは限らず、良好な脆性亀裂伝播停止特性が確保できるとは限らないものである。しかも、合金元素を添加することは、鋼板のコスト増大を招くことにもなる。

一方、結晶粒径を微細化することによって脆性亀裂伝播停止特性を向上させる方法としては、例えば特許文献２、３のような技術が知られている。これらの技術では、フェライトを母相とし、このフェライトの粒径を微細化することによって良好な脆性亀裂伝播停止特性を確保するものである。しかしながら、これらの技術では軟質のフェライトを母相としているので、高強度で厚い鋼板への適用は困難である。
特開２００７−３０２９９３号公報 特許第３８４５１１３号公報 特開２００２−２５６３７４号公報

本発明は前記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、板厚方向における所定の位置において、ベイナイトを主体とすると共に、結晶粒径の微細化を実現することによって脆性破壊伝播停止特性に優れた厚鋼板、およびこうした厚鋼板を製造するための有用な方法を提供することにある。

前記目的を達成することのできた本発明の厚鋼板とは、Ｃ：０．０５〜０．１２％(質量％の意味、化学成分組成について以下同じ)、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．００〜１．８０％、Ｐ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％およびＮ：０．００２０〜０．００９０％を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、
表面から深さｔ／８〜ｔ／４（ｔは板厚を表す、以下同じ）の位置において、ベイナイトを主体とする組織からなり、且つ隣り合う２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、当該結晶粒の平均円相当径が８μｍ以下である点に要旨を有するものである。尚、本発明において、「ベイナイトを主体とする」とは、ベイナイトが組織中に９５面積％以上を占める状態を意味する。また隣り合う２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒としたときの当該結晶粒の平均円相当径を、以下、「大角粒界径」と略称することがある。

上記のような本発明の厚鋼板を製造するに当たっては、スラブを１０５０〜１１５０℃の温度に加熱し、圧延途中で鋼板表面温度が（Ａｒ₃変態点−９０℃）〜（Ａｒ₃変態点−２０℃）までを平均冷却速度：１℃／秒以上で水冷し、（Ａｒ₃変態点＋１０℃）〜（Ａｒ₃変態点＋８０℃）まで復熱を完了した後、累積圧下率が６０％以上となる圧延を行い、その後（Ａｒ₃変態点−１２０℃）以上の温度から平均冷却速度：５℃／秒以上で４００〜５００℃の温度範囲まで加速冷却をするようにすれば良い。

本発明の鋼板においては、板厚方向における所定位置において、ベイナイトを主体とする組織とすると共に、特定の結晶方位を有する結晶粒の微細化を図ることによって、脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板が実現でき、こうした鋼板は、船舶、建築物を始めとする各種大型構造物の素材として有用である。

本発明者らは、ベイナイト組織である厚鋼板に着目し、その鋼板における脆性亀裂伝播停止特性を良好にするための手段について様々な角度から検討した。その結果、ベイナイト組織ではオーステナイトに対して、何通りかの方位関係を持って生成することになるのであるが、鋼板の化学成分組成、組織の生成温度、その他の条件等によって選択される各結晶格子の方位関係が変化することになり、鋼板の厚さ方向の所定の位置において、特定の結晶方位差を有する結晶粒を微細化すれば、脆性亀裂伝播停止特性が良好になることを見出し、本発明を完成した。

本発明の鋼板は、少なくとも板厚方向における所定位置において、ベイナイトを主体とする組織（ベイナイト相が組織中に９５面積％以上）からなるものであるが、これは高価な合金元素を添加しなくても板厚が５０ｍｍ以上の厚鋼板において、高強度を確保するためであり、例えばフェライトが母相では厚肉と高強度の両立は困難になる。

一般的に、脆性亀裂伝播停止特性に対しては、表層から形成される延性破壊領域（シアリップ）によるエネルギー損失が影響するものと考えられる。そこで、本発明者らは、脆性亀裂進展中のエネルギーバランスの観点から、脆性亀裂伝播停止特性を向上させるための要件について更に検討した。その結果、脆性亀裂はシアリップが鋼板表面から深さｔ／８〜ｔ／４（ｔ：板厚）の位置（以下、単に「ｔ／８〜ｔ／４部」と呼ぶことがある）まで広がることによって停止することが判明したのである。

従って、表面から板厚の１０％の深さまでの表層部における靭性を高めるのではなく、上記ｔ／８〜ｔ／４部における靭性を高めることによって、脆性亀裂伝播停止特性が良好になり得るとの知見が得られたのである。そして、ｔ／８〜ｔ／４部での組織サイズ（大角粒界径）と脆性亀裂伝播停止特性との関係について、更に検討を重ねた。

ベイナイト相を主体とするような単相組織では、粒界が脆性亀裂の伝播の障害となるものと考えられるが、亀裂進展の際に粒界と亀裂が衝突する頻度を高めれば、亀裂の伝播が抑制できるものと考えられる。即ち、結晶粒の微細化を図って粒界を細かくすることによって、亀裂との衝突頻度を高めれば良いとの知見が得られた。但し、粒界を形成する両端の方位差が小さい（例えば、１５°未満の）小角粒界（小傾角境界）では、粒界エネルギーが小さくなってその効果が小さいので、前記方位差が１５°以上の大角粒界（大傾角境界）を対象とする必要がある。

即ち、隣り合う２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、上記ｔ／８〜ｔ／４部における当該結晶粒の平均円相当径（大角粒界径）を８μｍ以下に制御すれば、優れた脆性亀裂伝播停止特性が発揮されたのである。

尚、前記「方位差」は、「ずれ角」若しくは「傾角」とも呼ばれているものであり、以下では「結晶方位差」と呼ぶことがある。またこうした結晶方位差を測定するには、後述する実施例で示すように、ＥＢＳＰ法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ法）を採用すれば良い。

図１は、上記ｔ／８〜ｔ／４部における大角粒界径をｄ（μｍ）としたときのｄ^-1/2と、脆性亀裂伝播停止特性を表す−１０℃でのＫｃａ（測定方法は後述する）との関係を示すグラフである。この結果から、明らかなように、ｄ^-1/2≧０．３５（即ち、ｄ≦８μｍ）のときに、上記Ｋｃａ：７０００Ｎ／ｍｍ^3/2以上を確保できることが分かる。

本発明の鋼板は、化学成分組成が適正に調整されていることも特徴の１つとする。以下では、化学成分の範囲限定理由を説明する。

［Ｃ：０．０５〜０．１２％］
Ｃは、鋼板の強度確保のために必要な元素である。高強度、引張強さＴＳで５１０ＭＰａ程度を得るためには、０．０５％以上含有させることが必要である。しかし、０．１２％を超えて過剰に含有させると溶接性が劣化すると共に、母材靭性低下する。こうしたことから、Ｃ含有量は０．０５〜０．１２％とした。尚、Ｃ含有量の好ましい上限は０．１０％である。

［Ｓｉ：０．０５〜０．３０％］
Ｓｉは脱酸と強度確保のために必要な元素であり、そのためには０．０５％以上含有させる必要がある。しかしながら、０．３０％を超えて過剰に含有させると溶接性が劣化する。尚、Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．１５％である。

［Ｍｎ：１．００〜１．８０％］
Ｍｎは鋼板の強度上昇のために有効な元素であり、こうした効果を発揮させるためには１．００％以上含有させる必要がある。しかしながら、過剰に含有させると、溶接性が劣化するので１．８０％以下とする必要がある。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．４０％であり、好ましい上限は１．６０％である。

［Ｐ：０．０２５％以下（０％を含まない）］
Ｐは結晶粒に偏析し、延性や靭性に有害に作用する不純物であるので、できるだけ少ない方が好ましいのであるが、実用鋼の清浄度の程度を考慮して０．０２５％以下に抑制するのが良い。尚、Ｐは鋼に不可避的に含まれる不純物であり、その量を０％とすることは、工業生産上、困難である。

［Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）］
Ｓは、鋼板中の合金元素と化合して種々の介在物を形成し、鋼板の延性や靭性に有害に作用する不純物であるので、できるだけ少ない方が好ましいのであるが、実用鋼の清浄度の程度を考慮して０．０１％以下に抑制するのが良い。尚、Ｓは鋼に不可避的に含まれる不純物であり、その量を０％とすることは、工業生産上、困難である。

［Ａｌ：０．０１〜０．０６％］
Ａｌは脱酸のために有用な元素であり、またＡｌＮを形成して結晶粒の微細化に有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする必要がある。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると、母材靭性および溶接部の靭性を劣化させるので、０．０６％以下とする必要がある。尚、Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０４％である。

［Ｔｉ：０．００５〜０．０３％］
Ｔｉは、鋼中にＴｉＮを微細分散させて加熱中のオーステナイト粒の粗大化を防止すると共に、オーステナイトの再結晶を抑制する効果があるため、オーステナイト粒を微細化し、変態後の組織を微細化する効果を発揮する。またＴｉＮは溶接時における熱影響部（ＨＡＺ）のオーステナイト粒の粗大化を防止すると共に、オーステナイトの再結晶を抑制する効果があるため、オーステナイト粒を微細化し、ＨＡＺ靭性改善に有効である。こうした効果を発揮させるためには、Ｔｉは０．００５％以上（好ましくは０．０１％以上）含有させる必要がある。しかしながら、Ｔｉの含有量が過剰になると溶接性が損なわれるので、０．０３％以下（好ましくは０．０２％以下）とする必要がある。

［Ｎｂ：０．００５〜０．０５％］
Ｎｂは、Ｔｉと同様に、オーステナイトの再結晶を抑制する効果があるため、オーステナイト粒を微細化し、変態後の組織を微細化する効果を発揮する。こうした効果を発揮させるためには、Ｎｂを０．００５％以上（好ましくは０．０１％以上）の量で含有させる必要がある。しかしながら、Ｎｂが過剰に含有されると溶接性を損なわれるので、Ｎｂ含有量は０．０５％以下（好ましくは０．０２５％以下）とするのが良い。

［Ｂ：０．０００５〜０．００３％］
Ｂは、Ｎと窒化物を形成して溶接時におけるＨＡＺのオーステナイト粒内組織を微細化し、ＨＡＺ靭性改善に有効であると共に、フリーＢは焼入れ性を高めて母材強度を向上させる元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｂは０．０００５％以上（好ましくは０．００１０％以上）含有させる必要がある。しかしながら、Ｂ含有量が過剰になると溶接性が損なわれので、０．００３％以下（好ましくは０．００２％以下）とした。

［Ｎ：０．００２０〜０．００９０％］
Ｎは、Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｂ等の元素と結合し、窒化物を形成して母材組織を微細化させる元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｎは０．００２０％以上（好ましくは０．００４％以上）含有させる必要がある。しかしながら、固溶Ｎは、ＨＡＺの靭性を劣化させる原因となる。全窒素量の増加により、前述の窒化物は増加するが固溶Ｎも過剰となり、有害となるため、Ｎ含有量は０．００９０％以下（好ましくは０．００７％以下）とする。

本発明の鋼板における基本成分は前記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物（例えばＯ等）からなるものである。

本発明の鋼板は、板厚方向の所定の位置において、ベイナイトを主体とする組織からなるものであるが、オーステナイト状態で加速冷却を行うことによって、過冷状態となり、ベイナイト組織とすることができる。本発明の厚鋼板では、ｔ／８〜ｔ／４部においてその組織をベイナイト組織とすると共に、大角粒界径の微細化を図ることを特徴とするものであるが、次に、こうした厚鋼板を製造するための方法について説明する。

本発明の厚鋼板を製造するに当たっては、前記の化学成分組成の要件を満たすスラブを１０５０〜１１５０℃の温度に加熱し、圧延途中で鋼板表面温度が（Ａｒ₃変態点−９０℃）〜（Ａｒ₃変態点−２０℃）までを平均冷却速度：１℃／秒以上で水冷し、（Ａｒ₃変態点＋１０℃）〜（Ａｒ₃変態点＋８０℃）まで復熱を完了した後、累積圧下率が６０％以上となる圧延を行い、その後（Ａｒ₃変態点−１２０℃）以上の温度から平均冷却速度：５℃／秒以上で４００〜５００℃の温度範囲まで加速冷却すればよい。

本発明の鋼板では、鋼板のｔ／８〜ｔ／４部での組織を微細化することによって、脆性亀裂伝播停止特性を優れたものとするものである。こうした鋼板を得るために、上記製造方法では、当該板厚位置（ｔ／８〜ｔ／４部）を適切な温度域に制御して圧延を行い、オーステナイト低温側再結晶温度域（以下、単に「再結晶温度域」と呼ぶことがある）での圧延によるオーステナイト粒の微細化と、オーステナイト未再結晶温度域（以下、単に「未再結晶温度域」と呼ぶことがある）での圧延による変形歪の導入による変態時の核生成サイトを増加させることによって当該板厚位置での組織を微細化させるものである。以下、各要件について順を追って説明する。

まずスラブの加熱温度を１０５０〜１１５０℃とする。この加熱温度を１０００℃以上とするのは、材質の均質化とＮｂ固溶による強度の確保に必要なためである。しかしながら、加熱温度が１１５０℃を超えると、加熱中のオーステナイト粒の粗大化により微細組織が得られなくなるので、１１５０℃以下とする必要がある。

上記温度範囲に加熱した後は、圧延途中で鋼板表面温度が（Ａｒ₃変態点−９０℃）〜（Ａｒ₃変態点−２０℃）までを平均冷却速度：１℃／秒以上で水冷する。本発明の鋼板の成分系において再結晶温度について検討したところ、鋼板のｔ／８〜ｔ／４部での温度が（Ａｒ₃変態点＋１１０℃）〜（Ａｒ₃変態点＋１８０℃）を再結晶温度域、（Ａｒ₃変態点＋１１０℃）未満を未再結晶温度域と定義し、上記ｔ／８〜ｔ／４（ｔ：板厚）の位置での温度が再結晶温度域まで冷却した後に仕上げ圧延を開始すればよいことが分かった。

そのために、粗圧延完了後に、平均冷却速度：１℃／秒以上の水冷を、鋼板表面温度が（Ａｒ₃変態点−９０℃）〜（Ａｒ₃変態点−２０℃）まで行う。この工程での冷却を「水冷」としたのは、空冷で当該板厚位置の温度を再結晶温度域まで冷却するには、長時間が必要となり、冷却中にオーステナイト粒は粒成長してしまい、組織の微細化を達成することが困難になるからである。また空冷では、生産性の低下を招いてしまうため、生産性の観点からも水冷とする。このときの冷却停止温度を、鋼板表面温度で（Ａｒ₃変態点−９０℃）〜（Ａｒ₃変態点−２０℃）とするのは、ｔ／８〜ｔ／４部の温度を再結晶温度域にするためである。

次で、（Ａｒ₃変態点＋１０℃）〜（Ａｒ₃変態点＋８０℃）まで復熱を完了した後仕上げ圧延を開始する。復熱が完了する前に圧延を実施すると、ｔ／８〜ｔ／４部とｔ／２部（板厚中央部）との温度差が大きい状態での圧延となり、相対的に強度が低くなっているｔ／２部には優先的に圧延歪が導入されるが、ｔ／８〜ｔ／４部には圧延歪が導入されにくくなり、ｔ／８〜ｔ／４部の組織の微細化が困難になる。鋼板表面温度で（Ａｒ₃変態点−９０℃）〜（Ａｒ₃変態点−２０℃）に冷却した後に、復熱が完了するのは（Ａｒ₃変態点＋１０℃）〜（Ａｒ₃変態点＋８０℃）であるために、これを復熱完了温度とした。また復熱を十分に行わない状態では、上述の如く、板厚方向の温度差が大きいために、仕上げ圧延中に板厚方向の変形抵抗の差に起因する「反り」が発生しやすくなるため、反り発生低減の観点からも復熱完了後に仕上げ圧延を開始することが好ましい。

鋼板のｔ／８〜ｔ／４部での温度が（Ａｒ₃変態点＋１１０℃）〜（Ａｒ₃変態点＋１８０℃）をオーステナイト低温側再結晶温度域（再結晶温度域）、（Ａｒ₃変態点＋１１０℃）未満をオーステナイト未再結晶温度域（未再結晶温度域）と定義し、夫々の温度域での累積圧下率をＲｒ、Ｒｄとしたとき、下記（１）式の関係を満足するＲ（細微粒化寄与圧下係数とする）と、前記したｄ^-1/2（ｄ：結晶粒の円相当直径）の関係について検討したところ、図２に示すような結果が得られた。尚、下記（１）式は、夫々の温度領域での累積圧下率が細粒化に寄与する割合に基づいて実験によって求められたものであり、上記Ｒは結晶粒微細化の指標となるものである。
Ｒ＝（０．４４×Ｒｒ）＋（０．５６×Ｒｄ） …（１）

尚、夫々の温度領域での累積圧下率は、下記（２）式によって求められるものである。
累積圧下率＝（ｔ₀−ｔ₁）／ｔ₀×１００ ・・・ （２）
〔式（２）中、ｔ₀は当該温度域での鋼片の圧延開始厚（ｍｍ）を表し、ｔ₁は当該温度域での鋼片の圧延終了厚（ｍｍ）を表す。〕

図２の結果から明らかなように、基本的にＲ≧３５であるとき、ｄ^-1/2≧０．３５を満足でき、前記図１との関係から、Ｋｃａ≧７０００Ｎ／ｍｍ^3/2を満足できることが分かる。またＲ≧３５であっても、Ｒｒ≦１０（％）である場合には、オーステナイト低温側再結晶温度域での圧下量が不足し、変態前のオーステナイト粒を微細にできず、ｄ^-1/2≧０．３５を満足できずに脆性亀裂伝播特性が劣化することが分かる（後記実施例の実験Ｎｏ．１１）。このように、上記（１）式で規定されるＲを３５以上にすることによって、Ｋｃａ≧７０００Ｎ／ｍｍ^3/2を満足させることができるのであるが、こうした条件を満足させるためには、仕上げ圧延での累積圧下率を６０％以上とする必要がある。尚、本発明の製造方法においては、スラブ加熱後に、鋳造組織を均一な組織とするために、オーステナイト高温域にて粗圧延を実施することになるが、上記仕上げ圧延時の累積圧下率を６０％以上確保するためには、粗圧延の完了板厚は最終厚さの２．５倍以上を確保することが好ましい。

仕上げ圧延が終了した後は、（Ａｒ₃変態点−１２０℃）以上の温度から平均冷却速度：５℃／秒以上で４００〜５００℃の温度範囲まで加速冷却をする必要がある。この工程は、鋼板のｔ／８〜ｔ／４部の組織をベイナイト単相とし、板厚：５０ｍｍ以上での厚鋼板での高強度化を確保するためのものである。こうした観点から、加速冷却の停止温度は、組織がベイナイト主体となる温度まで冷却する必要があるので、５００℃以下とする。但し、加速冷却の停止温度が４００℃未満となると、島状マルテンサイト相が生成し、母材靭性の劣化を招くので、４００℃を下限とする。

前記のような製造方法によって、本発明の化学成分組成の要件および組織要件を満たし、且つ引張強さＴＳが５１０ＭＰａ以上である厚鋼板を製造することができる。本発明の鋼板における板厚は、５０〜８０ｍｍであることが好ましい。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、上・下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ものである。

下記表１に示す化学成分組成の鋼を転炉で溶製し、種々の冷却、圧延条件によって鋼板を製造した。このときの製造条件を下記表２に示す。鋼片のｔ／８〜ｔ／４部の温度は、差分法を用いたプロセスコンピュータによって算出した。具体的な温度管理の手順は下記の通りである。尚、本発明におけるＡｒ₃変態点は、下記（３）式によって計算される値を採用したものである。

Ａｒ₃変態点＝９１０−３１０［Ｃ］−８０［Ｍｎ］−２０［Ｃｕ］−１５［Ｃｒ］−
５５［Ｎｉ］−８０［Ｍｏ］＋０．３５（ｔ−８） …（３）
但し、ｔ：板厚であり、［Ｃ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｃｒ］，［Ｎｉ］および［Ｍｏ］は、夫々Ｃ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｃｒ，ＮｉおよびＭｏの含有量（質量％）を示す[本発明の厚鋼板では、上記（３）式中、Ｃｕ，Ｃｒ，ＮｉおよびＭｏについては、含有しないものとして計算する]。

［圧延中の温度測定方法］
１．プロセスコンピュータを用い、加熱開始から加熱終了までの雰囲気温度や在炉時間に基づいて鋼片の所定の位置（ｔ／８〜ｔ／４部）の加熱温度を算出する。
２．算出した加熱温度を用い、圧延中の圧延パススケジュールやパス間の冷却方法（水冷あるいは空冷）のデータに基づいて、板厚方向の任意の位置における圧延温度を差分法など計算に適した方法を用いて計算しつつ圧延を実施する。
３．鋼板の表面温度は圧延ライン上に設置された放射型温度計を用いて実測する。但し、プロセスコンピュータでも理論値を計算しておく。
４．粗圧延開始時、粗圧延終了時、仕上げ圧延開始時にそれぞれ実測した鋼板の表面温度を、プロセスコンピュータから算出される計算温度と照合する。
５．計算温度と実測温度の差が±３０℃以上の場合は、計算表面温度が実測温度と一致するように再計算してプロセスコンピュータ上の計算温度とし、±３０℃未満の場合は、プロセスコンピュータから算出された計算温度をそのまま用いる。
６．上記算出された計算温度を用い、制御対象としている領域の圧延温度を管理する。

得られた各鋼板について、フェライトおよびベイナイトの分率（面積率）、ｔ／８〜ｔ／４部における大角粒界径ｄ（およびｄ^-1/2）、機械的特性（降伏点ＹＰ、引張強さＴＳ、衝撃特性（母材の衝撃特性）、脆性亀裂伝播停止特性（母材のアレスト特性）、およびＨＡＺ靭性を下記の方法によって測定した。これらの結果を一括して、下記表３に示す。

［フェライト、ベイナイト分率］
鋼板のｔ／８〜ｔ／４部から、鋼板の圧延方向に平行で且つ鋼板の表面に対して垂直な面が露出するようにサンプルを切り出し、これを、♯１５０〜♯１０００までの湿式エメリー研磨紙を用いて研磨し、その後に研磨剤としてダイヤモンドスラリーを用いて鏡面仕上げした。この鏡面研磨片を、２％硝酸−エタノール溶液（ナイタール溶液）でエッチングした後、１５０μｍ×２００μｍの視野を観察倍率４００倍で観察し、画像解析にてフェライト分率を測定した。ここで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。そして、合計で５視野のフェライト、ベイナイト分率を求め、その平均値を採用した。

［大角粒界径の円相当直径］
（ａ）鋼板の圧延方向に平行に切断した、板厚の表裏面を含むサンプルを準備した。
（ｂ）＃１５０〜＃１０００までの湿式エメリー研磨紙或はそれと同等の機能を有する研磨方法を用いて断面を研磨し、ダイヤモンドスラリー等の研磨剤を用いて鏡面仕上げを施す。
（ｃ）鋼板のｔ／８〜ｔ／４部において、鋼板の圧延方向に平行な断面において、ＦＥ−ＳＥＭ−ＥＢＳＰ（電子放出型走査電子顕微鏡を用いた電子後方散乱回折像法）によって大角粒界径を測定した。具体的には、Ｔｅｘ ＳＥＭ Ｌａｂｏｒａｔｒｉｅｓ社のＥＢＳＰ装置（商品名：「ＯＩＭ」）を、ＦＥ−ＳＥＭと組み合わせて用い、傾角（結晶方位差）が１５°以上の境界を結晶粒界として、大角粒界径を測定した。このときの測定条件は、測定領域：２００×２００（μｍ）、測定ステップ：０．５μｍ間隔とし、測定方位の信頼性を示すコンフィデンス・インデックス（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘ）が０．１よりも小さい測定点は解析対象から除外した。このようにして求められる大角粒界径の平均値を算出して、本発明における「大角粒界径（平均円相当径ｄ）」とした。
（ｄ）テキストデータの解析法として、大角粒界径（平均円相当径ｄ）が２．５μｍ以下のものについては、測定ノイズと判断し、平均値計算の対象から除外した。

［母材の引張特性］
各鋼板の深さｔ／４の部位（圧延方向に垂直な方向：Ｃ方向）からＮＫ Ｕ１４Ａ試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従って引張試験を行うことによって、降伏点ＹＰおよび引張強さＴＳを測定した。降伏点ＹＰ：３９０ＭＰａ以上、引張強さＴＳ：５１０ＭＰａ以上を合格とした。

［母材靭性］
Ｖノッチシャルピー試験を行い（ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠した試験方法）で衝撃試験を行い、遷移曲線により脆性破面遷移温度ｖＴｒｓを求めた。試験片は、ｔ／４部（圧延方向に平行な方向：Ｌ方向）からＮＫ（日本海事協会）船級が定めるＵ４号試験片を採取した。このとき、各温度（最低４温度以上）の測定につき、ｎ＝３で試験を実施し、３点中最も脆性破面率の高い点を通るように、脆性破面遷移曲線を描き、脆性破面率が５０％となる温度を脆性破面遷移温度ｖＴｒｓとして算出した（ｖＴｒｓが最も高温側となるように線を引く）。ｖＴｒｓが−８０℃以下を合格（母材靭性が良好）とした。

［脆性亀裂停止特性］
脆性亀裂停止特性（アレスト特性）は、社団法人日本溶接協会（ＷＥＳ）発行の鋼種認定試験方法（２００３年３月３１日制定）で規定される「脆性破壊伝播停止試験」に準じて行った。試験は、脆性破壊伝播停止試験方法の図７．２に示されている形状の試験片を用い、該試験片に−１９０℃〜＋６０℃の範囲から選ばれる任意の温度範囲で温度勾配をつけて４試験体分行った。Ｋｃａ値は下記（４）式で算出した。下記（４）式中、ｃは伝播部入口から脆性亀裂先端までの長さ、σは伝播部入り口から脆性亀裂先端までの長さ、Ｗは伝播部幅を、夫々示している。

Ｔを脆性亀裂先端の温度（単位はＫ）とし、Ｘ軸を１／Ｔ、Ｙ軸を算出したＫｃａ値として１／ＴとＫｃａ値の相関関係を示すグラフを作成し、４点の近似曲線と２７３Ｋとの交点を−１０℃でのＫｃａ値とした。−１０℃でのＫｃａ値を下記表３に示す。本発明では、−１０℃でのＫｃａが７０００Ｎ／ｍｍ^3/2以上の場合を合格（脆性亀裂伝播停止特性に優れる）とする。

［ＨＡＺ靭性の評価］
再現ＨＡＺ熱サイクル試験（１４００℃までの昇温速度：５０℃／秒、最高加熱温度１４００℃でのキープ時間：３０秒、冷却時における８００〜５００℃までの冷却時間Ｔｃ：３００秒）による入熱量：４０〜４５ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接時のボンド部の熱履歴を模擬し、ＨＡＺ部について、−２０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ_-20）を測定した。このとき３本の試験片について吸収エネルギー（ｖＥ_-20）を測定し、その平均値を求めた。そして、ｖＥ_-20の平均値が１００Ｊ以上のものをＨＡＺ靭性に優れると評価した。

表３の結果から次のように考察できる。まず実験Ｎｏ．１〜７のものは、本発明で規定する全ての要件を満足するものであり、脆性亀裂伝播停止特性が良好になっている。これに対して、本発明の要件のいずれかを欠くものは（実験Ｎｏ．８〜３２）、いずれかの特性が劣っている。詳細には、下記の通りである。

実験Ｎｏ．８のものは、加熱温度が本発明で規定する範囲よりも低いものであるので、大角粒界径が微細化して良好なアレスト特性を示したが、Ｎｂの固溶不足によって、強度が不足している。

実験Ｎｏ．９のものは、加熱温度が本発明で規定する範囲よりも高く、そのため加熱時のオーステナイトが粗大化し、十分な組織微細化ができず、良好なアレスト特性が得られていない。実験Ｎｏ．１０、１６〜２５のものは、仕上げ圧延時の累積圧下率が不足しており、大角粒界径の微細化が確保できず、良好なアレスト特性が得られていない。

実験Ｎｏ．１１，１２のものは、粗圧延後における水冷後の温度が本発明で規定する範囲を外れるものであり、オーステナイト低温側再結晶温度若しくは、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率が低くなり、大角粒界径の微細化が確保できず、良好なアレスト特性が得られていない。

実験Ｎｏ．１３のものは、冷却開始温度が本発明で規定する範囲を外れるものであり、ベイナイト分率が低下し、高強度が得られていない。実験Ｎｏ．１４のものは、冷却停止温度が本発明で規定する範囲を外れるものであり（前記図１参照）、島状マルテンサイトが生成し、靭性が劣化してしまい、良好なアレスト特性が得られていない。

実験Ｎｏ．１５のものは、圧延完了後、加速冷却を実施せずに空冷としたために、ベイナイト組織とならず、フェライトを主体とした組織となるので、強度が不足するばかりか、組織が粗大化して良好なアレスト特性が得られていない。

実験Ｎｏ．２６〜３２のものは、化学成分組成が本発明で規定するいずれかの要件を満足しないものであり、良好なアレスト特性が得られていない、或いは強度不足やＨＡＺ靭性の劣化を招いている。

表３の結果に基づき、ｄ^-1/2とＫｃａとの関係を示したのが前記図１である。また、前記（１）式の関係を満足するＲ（細粒化寄与圧下係数）と、ｄ^-1/2（ｄ：結晶粒の円相当直径）の関係について示したのが前記図２である。

ｔ／８〜ｔ／４部における大角粒界径をｄ（μｍ）としたときのｄ^-1/2と、脆性亀裂伝播停止特性を表す−１０℃でのＫｃａとの関係を示すグラフである。 （１）式の関係を満足するＲ（細粒化寄与圧下係数）と、ｄ^-1/2（ｄ：結晶粒の円相当直径）の関係について示したグラフである。

Claims (2)

1. Ｃ：０．０５〜０．１２％(質量％の意味、化学成分組成について以下同じ)、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．００〜１．８０％、Ｐ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％およびＮ：０．００２０〜０．００９０％を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、
   表面から深さｔ／８〜ｔ／４（ｔは板厚を表す、以下同じ）の位置において、ベイナイトを９５面積％以上含む組織からなり、且つ隣り合う２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、当該結晶粒の平均円相当径が８μｍ以下であることを特徴とする、下記特性を満足する脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板。
   母材の引張強さＴＳ：５１０ＭＰａ以上
   母材の脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ：−８０℃以下
   脆性亀裂伝播停止特性を示すＫｃａ（−１０℃）：７０００Ｎ／ｍｍ ^3/2 以上
   ＨＡＺのシャルピー吸収エネルギーｖＥ _-20 の平均：１００Ｊ以上
2. 請求項１に記載の鋼板を製造するに当り、
   スラブを１０５０〜１１５０℃の温度に加熱し、
   粗圧延完了後に、鋼板表面温度が（Ａｒ₃変態点−９０℃）〜（Ａｒ₃変態点−２０℃）までを平均冷却速度：１℃／秒以上で水冷し、（Ａｒ₃変態点＋１０℃）〜（Ａｒ₃変態点＋８０℃）まで復熱を完了する工程を行なった後、仕上げ圧延を開始し、
   仕上圧延において、下記（Ａ）および（Ｂ）を満足し、且つ、累積圧下率が６０％以上となる圧延を行い、
   仕上げ圧延完了後、（Ａｒ₃変態点−１２０℃）以上の温度から平均冷却速度：５℃／秒以上で４００〜５００℃の温度範囲まで加速冷却をすることを特徴とする脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板の製造方法。
   （Ａ）Ｒ≧３５
   （Ｂ）Ｒｒ＞１０
   ここで、Ｒ＝（０．４４×Ｒｒ）＋（０．５６×Ｒｄ）で表され、
   Ｒｒは、鋼板のｔ／８〜ｔ／４部での温度が、（Ａｒ ₃ 変態点＋１１０℃）〜（Ａｒ ₃ 変態点＋１８０℃）の範囲にあるオーステナイト低温側再結晶温度域での累積圧下率（％）を意味し、
   Ｒｄは、鋼板のｔ／８〜ｔ／４部での温度が、（Ａｒ ₃ 変態点＋１１０℃）未満のオーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率（％）を意味する。

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