JP6086086B2 - 耐ｈｉｃ性能に優れた極厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、石油精製プラン卜などの圧力容器、プロセス配管に代表される湿潤硫化水素環境で使用される極厚鋼板、特に、優れた耐ＨＩＣ（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｃｒａｃｋｉｎｇ、水素誘起割れ）性能が要求される部材に用いられる極厚鋼板の製造方法に関する。なお、本発明における極厚鋼板とは、板厚５０ｍｍ以上の鋼板である。
世界的なエネルギ需要の高まりを背景に、原油採掘量も年々増加しており、従来のような高品質な原油が徐々に枯渇し、硫化水素濃度の高い低品位の原油の使用が必要に迫られている。このため、石油精製プラン卜に用いられる圧力容器やプロセス配管においても、
水素誘起割れ（ＨＩＣ：Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｃｒａｃｋｉｎｇ）や硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣ：Ｓｕｌｆｉｄｅ Ｓｔｒｅｓｓ ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｃｒａｃｋｉｎｇ）の起こらない湿潤硫化水素環境に対する抵抗力、すなわち、耐サワー性能（耐ＨＩＣ性能や耐ＳＳＣ性能）を有する鋼板を適用することが多くなっている。ＨＩＣについては、比較的低強度の鋼板でも起こることが知られており、特に問題となっている。
水素誘起割れ（ＨＩＣ：Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｃｒａｃｋｉｎｇ）や硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣ：Ｓｕｌｆｉｄｅ Ｓｔｒｅｓｓ ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｃｒａｃｋｉｎｇ）の起こらない湿潤硫化水素環境に対する抵抗力、すなわち、耐サワー性能（耐ＨＩＣ性能や耐ＳＳＣ性能）を有する鋼板を適用することが多くなっている。ＨＩＣについては、比較的低強度の鋼板でも起こることが知られており、特に問題となっている。
鋼板の耐ＨＩＣ性能を確保するための検討は、主にラインパイプ分野において盛んに行われており、例えば、１）Ｍｎ、Ｐなどの連続鋳造スラブの中心偏析部に濃化する元素の低減や、鋳造条件の最適化による中心偏析部の軽減、２）Ｓ、Ｏの低減およびＣａの最適量添加によるＭｎＳの生成抑制およびＣａ添加により生じるＣａクラスタの生成抑制、３）ＴＭＣＰにおける加速冷却や熱処理プロセスにおける焼入れの適用によるミクロ組織の均一化により、フェライト生成に伴う中心偏析部へのＣの分配の抑制、および、ＨＩＣ伝播経路となる複合組織化の抑制、４）高強度材で生成するＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ、島状マルテンサイト）などの硬質第２相の生成抑制、再加熱による分解、などが行われている。
しかしながら、これらの知見は、いずれも、板厚が５０ｍｍ未満のラインパイプ用鋼板や鋼管に関する知見である。したがって、板厚が５０ｍｍ以上となる極厚材において、上述した手法を適用しても、必ずしも目標の性能が得られない。特に、板厚が大きくなるほど、ザクやポロシティなどと呼ばれる未圧着部が圧延後も残存し、ＨＩＣの起点となるという問題がある。また、所望の強度を得るために多量の合金元素を添加する必要があるため、中心偏析部がさらに硬化してＨＩＣが発生しやすくなるという問題がある。
このような問題に対して、特許文献１では、造塊スラブを用いて分塊圧延から仕上げ圧延までの総圧下比を大きくとることと、鋼板に含まれる水素量を少なくすることを組み合わせて、耐ＨＩＣ性能と内部品質を両立する極厚鋼板の製造方法が開示されている。特許文献２では、造塊法で鋳型下部から上部にかけて一方向凝固させ、Ｓなどの化学成分が所望の値となる部分のみを使用することにより耐ＨＩＣ性能を確保する厚鋼板の製造方法が開示されている。特許文献３では、連続鋳造スラブから１００ｍｍ以上の極厚鋼板を製造するに際し、連続鋳造スラブを高温で２０〜４０時間保持し、その後、強圧下鍛造を行うことにより中心偏析部の合金元素の拡散および粉砕を行い、さらに、再加熱し、熱間圧延を行うことで、優れた耐ＨＩＣ性能と内部品質を両立する極厚鋼板の製造方法が開示されている。特許文献４〜７では、通常の熱間圧延に先立って、化学成分から求められる所定の加熱温度で所定時間以上保持した後、大圧下で熱間圧延を行うことにより、中心偏析部の合金元素の拡散を行い、さらに、再加熱し、最適なＴＭＣＰ条件を適用することで、優れた耐ＨＩＣ性能と内部品質を両立する厚鋼板の製造方法が開示されている。特許文献８では、特許文献４〜７と同様の手法で中心偏析部を低減した後、焼きならしで鋼板の特性を調整することにより、優れた耐ＨＩＣ性能と内部品質を両立する厚鋼板の製造方法が開示されている。
しかしながら、特許文献１〜２で開示されている方法は、いずれも造塊スラブを用いており、生産性が著しく悪い。一方、特許文献３で開示されている方法は、連続鋳造スラブを長時間加熱保持後、強圧下で鍛造するため、中心偏析度、内部品質とも良好で優れた耐ＨＩＣ性能を確保できる。しかしながら、加熱保持の時聞が長すぎるため、生産性が悪い。また、特許文献４〜８で開示されている方法は、連続鋳造スラブを用いて極厚鋼板を製造する場合、十分な内部品質が確保できず、内部品質異常およびザクやポロシティを起点としたＨＩＣの発生を抑制できないことがある。
上述したように、従来の技術では、コストの増大や生産性の低下、内部品質の劣化およびそれに起因した耐ＨＩＣ性能の劣化が起こらない、耐ＨＩＣ性能に優れた極厚鋼板を製造することは困難であった。そこで、本発明では、板厚が５０ｍｍ以上の極厚鋼板であっても優れた内部品質および耐ＨＩＣ性能を確保し、低コスト、高生産性な製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、前記の課題を解決するために、スラブ内部品質に影響を及ぼす鍛造条件と、中心偏析部硬さや介在物の状態に影響を及ぼす化学成分、鍛造条件および圧延条件について、鋭意検討し、以下の知見を得た。まず、連続鋳造スラブの内部品質に影響を及ぼす鍛造条件について検討した結果、１パスあたりの圧下率を５％以上、全圧下率を１０％以上確保することで、熱間圧延後にＨＩＣ起点となるようなザクやポロシティを圧着することができ、内部品質に優れた圧延素材を得ることができることがわかった。
次に、中心偏析部でＨＩＣの起点となるＭｎＳ系およびＮｂＣＮ系介在物の低減について検討を行った。中心偏析部のＭｎＳおよびＮｂＣＮは、いずれも鋳造の最終凝固部に濃化した元素が晶出したものであり、通常のバルク部の成分と溶解度積から理論的に求められる介在物の溶解温度まで加熱、保持しても、介在物は固溶しない。一方で、中心偏析部の合金元素の濃化を考慮することで、介在物の固溶温度をより正確に求めることができることがわかった。上記の考え方に基づき、ＳＭＮＳ（後述の式（３））およびＳＮＢＣＮ（後述の式（４））を考案するに到った。ともに０以上になったときに中心偏析部のＭｎＳおよびＮｂＣＮの大半を固溶でき、ＨＩＣの起点にならず無害化できる。なお、ＮｂＣＮについては、鋼中にＴｉが添加されている場合に、ＴｉＮと複合し、固溶しにくくなる。しかしながら、ＳＮＢＣＮを０以上にすることで、ＮｂＣＮのクラスタ径を小さくでき、後述する中心偏析部硬さを一定以下に抑えることにより優れた耐ＨＩＣ性能を確保することができる。
また、Ａｌ−Ｃａ系酸化物のクラスタに起因したＨＩＣの発生を抑制するための介在物組成について検討した。その結果、Ａｌ−Ｃａ系酸化物のＡｌ２Ｏ３：ＣａＯ組成比を１：１付近に制御することで介在物を低融点化させることができ、溶鋼中でのＣａ−Ａｌ系介在物の凝集を抑制し、クラスタ化を抑制できることがわかった。
次に、中心偏析部に濃化した元素の鍛造加熱および圧延加熱時の拡散挙動について調査を行った。その結果、Ｍｎ、Ｐについては、鍛造加熱で通常行われる１２００℃以上の加熱において、保持時間を長くするほど中心偏析部での濃化を軽減できることがわかった。また、Ｃは非常に容易に拡散する元素であるため、鍛造後の空冷時にミクロ組織が２相組織化し、鍛造で拡散したＣが再び中心偏析部に濃化することがわかった。さらに、Ｃは圧延加熱で通常行われる１２００℃以下の加熱においても容易に拡散し、圧延加熱時の温度、保持時間および鍛造圧下率が大きくなるほど、中心偏析部での濃化を低減できることがわかった。一方で、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖなどの元素はこれらの加熱によってほとんど拡散しないこともわかった。以上の結果をもとに、中心偏析部硬さの指標として、Ｐｃｍを提案するに到った。Ｐｃｍは、中心偏析部硬さに及ぼす合金元素、鍛造条件、圧延加熱条件の影響を定量化した指標である（後述の式（２））。ミクロ組織をベイナイトに制御したＴＭＣＰで製造した鋼板の場合、この値を０．９５以下にすることで、中心偏析部の硬さを下げることができ、大きさが１００μｍ未満の微細な介在物およびその集積帯がある場合においても、ＮＡＣＥ ＴＭ０２８４−Ａ溶液のＨＩＣ試験で優れた性能を得ることができることがわかった。Ｐｃｍを用いることで従来に比べてより合理的なスラブ成分設計および鋼板製造条件の選択ができるようになる。
本発明は上記の知見に更に検討を加えてなされたものであり、以下のとおりである。
［１］質量％で、成分組成が、Ｃ：０．０３０〜０．１００％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．６０〜１．６０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｃａ：０．００１０〜０．００４０％、Ｎ：０．００５０％以下、Ｏ：０．００３０％以下を含有し、さらに、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．０５０％以下、Ｖ：０．１００％以下、Ｔｉ：０．０２０％以下、Ｂ：０．００３０％以下の１種もしくは２種以上を含有し、式（１）で示されるＰｃｍが０．１８０以下であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
表層から１／８ｔ（ｔは板厚）〜７／８ｔ位置のミクロ組織の９０％以上がベイナイトであり、中心偏析部のビッカース硬さが２７０以下であり、中心偏析部に存在する空隙、ＭｎＳ系介在物、ＮｂもしくはＴｉまたはその両方を含有する化合物からなる介在物、ＡｌもしくはＣａまたはその両方を含有する化合物からなる介在物クラスタが、いずれも長径１００μｍ未満であり、
鋼中のＡｌとＣａを含む酸化物の個数の３０％以上が、モル比でＡｌ２Ｏ３／ＣａＯ＝０．７〜１．３の酸化物であることを特徴とする板厚５０ｍｍ以上の耐ＨＩＣ性能に優れた極厚鋼板。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ・・・（１）
ただし、上記式（１）において、各元素記号は含有量（質量％）であり、含有しない場合は０とする。
［２］溶製された溶鋼を連続鋳造して得られた［１］に記載の成分組成を有する連続鋳造スラブを、１０００〜１３５０℃の加熱温度Ｔａで３００ｍｉｎ以上保持した後、１パスあたりの圧下率が５％以上、全圧下率Ｒが１０％以上、式（２）で示されるＰＣＣＴが０．９５以下、式（３）で示されるＳＭＮＳが０以上および式（４）で示されるＳＮＢＣＮが０以上となる条件で熱間鍛造を行った後に空冷し、
その後、１０００〜１２００℃の加熱温度Ｔｂ、１０ｍｉｎ以上の保持時間ｔｂで再加熱を行い、Ａｒ３点以上の温度域で熱間圧延を行った後、板厚中心がＡｒ３点以上の温度域から４℃／ｓ以上の冷却速度で５５０℃以下まで加速冷却した後に空冷することを特徴とする板厚５０ｍｍ以上の耐ＨＩＣ性能に優れた極厚鋼板の製造方法。
ＰＣＣＴ＝ＣＰ＋ＭｎＰ／６＋０．１１６Ｃｕ＋０．１１３Ｎｉ＋０．２３６Ｃｒ＋０．３９０Ｍｏ＋０．３４８Ｖ＋２ＰＰ・・・（２）
ＳＭＮＳ＝Ｔａ＋２７３−５５６０／（０．７２−ｌｏｇ［１．２Ｍｎ］［Ｓ］）・・・（３）
ＳＮＢＣＮ＝Ｔａ＋２７３−６７７０／（２．２６−ｌｏｇ［５Ｎｂ］［Ｃ＋１２Ｎ／１４］）・・・（４）
ただし、ＣＰ、ＭｎＰおよびＰＰは、以下の式（２−１）〜（２−３）で計算される値である。また、上記式（２）〜（４）において、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｃ、Ｎは、各元素の含有量（質量％）であり、含有しない場合は０とする。また、Ｔａは熱間鍛造時の加熱温度である。
ＣＰ＝Ｃ＋（０．７７−Ｃ）ｅｒｆ（７９５・Ｒ／４００００００００／（（（０．００００２３ｅｘｐ（−１７８００／（Ｔｂ＋２７３）））６０ｔｂ）０．５））・・・（２−１）
ＭｎＰ＝Ｍｎ＋１．７０２Ｍｎ・ｅｒｆ（７９５／４００００００／（（（０．００００４ｅｘｐ（−３１５１１／（Ｔａ＋２７３）））６０ｔａ）０．５））・・・（２−２）
ＰＰ＝Ｐ＋１０．１８Ｐ・ｅｒｆ（７９５／４００００００／（（（０．０００８７ｅｘｐ（−０．４４０６／（Ｔａ＋２７３）））６０ｔａ）０．５））・・・（２−３）
ただし、上記式（２−１）〜（２−３）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｐは各元素の含有量（質量％）で含有しない場合は０とする。Ｔａは熱間鍛造時の加熱温度（℃）、ｔａは熱間鍛造時の加熱保持時間（ｍｉｎ）、Ｒは熱間鍛造時の全圧下率（％）、Ｔｂは熱間圧延時の加熱温度（℃）、ｔｂは熱間圧延時の加熱保持時間（ｍｉｎ）である。なお、ｅｒｆは誤差関数である。
［３］前記空冷した後に、４８０〜７２０℃の温度範囲に焼戻し熱処理を行うことを特徴とする［２］に記載の板厚５０ｍｍ以上の耐ＨＩＣ性能に優れた極厚鋼板の製造方法。
［４］前記溶鋼のＩｎｓｏｌ．Ａｌを分析し、その分析結果をもとに、モル比で溶鋼中のＡｌ２Ｏ３／ＣａＯが０．７〜１．３になるようにＣａを添加することを特徴とする［２］または［３］に記載の板厚５０ｍｍ以上の耐ＨＩＣ性能に優れた極厚鋼板の製造方法。
［１］質量％で、成分組成が、Ｃ：０．０３０〜０．１００％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．６０〜１．６０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｃａ：０．００１０〜０．００４０％、Ｎ：０．００５０％以下、Ｏ：０．００３０％以下を含有し、さらに、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．０５０％以下、Ｖ：０．１００％以下、Ｔｉ：０．０２０％以下、Ｂ：０．００３０％以下の１種もしくは２種以上を含有し、式（１）で示されるＰｃｍが０．１８０以下であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
表層から１／８ｔ（ｔは板厚）〜７／８ｔ位置のミクロ組織の９０％以上がベイナイトであり、中心偏析部のビッカース硬さが２７０以下であり、中心偏析部に存在する空隙、ＭｎＳ系介在物、ＮｂもしくはＴｉまたはその両方を含有する化合物からなる介在物、ＡｌもしくはＣａまたはその両方を含有する化合物からなる介在物クラスタが、いずれも長径１００μｍ未満であり、
鋼中のＡｌとＣａを含む酸化物の個数の３０％以上が、モル比でＡｌ２Ｏ３／ＣａＯ＝０．７〜１．３の酸化物であることを特徴とする板厚５０ｍｍ以上の耐ＨＩＣ性能に優れた極厚鋼板。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ・・・（１）
ただし、上記式（１）において、各元素記号は含有量（質量％）であり、含有しない場合は０とする。
［２］溶製された溶鋼を連続鋳造して得られた［１］に記載の成分組成を有する連続鋳造スラブを、１０００〜１３５０℃の加熱温度Ｔａで３００ｍｉｎ以上保持した後、１パスあたりの圧下率が５％以上、全圧下率Ｒが１０％以上、式（２）で示されるＰＣＣＴが０．９５以下、式（３）で示されるＳＭＮＳが０以上および式（４）で示されるＳＮＢＣＮが０以上となる条件で熱間鍛造を行った後に空冷し、
その後、１０００〜１２００℃の加熱温度Ｔｂ、１０ｍｉｎ以上の保持時間ｔｂで再加熱を行い、Ａｒ３点以上の温度域で熱間圧延を行った後、板厚中心がＡｒ３点以上の温度域から４℃／ｓ以上の冷却速度で５５０℃以下まで加速冷却した後に空冷することを特徴とする板厚５０ｍｍ以上の耐ＨＩＣ性能に優れた極厚鋼板の製造方法。
ＰＣＣＴ＝ＣＰ＋ＭｎＰ／６＋０．１１６Ｃｕ＋０．１１３Ｎｉ＋０．２３６Ｃｒ＋０．３９０Ｍｏ＋０．３４８Ｖ＋２ＰＰ・・・（２）
ＳＭＮＳ＝Ｔａ＋２７３−５５６０／（０．７２−ｌｏｇ［１．２Ｍｎ］［Ｓ］）・・・（３）
ＳＮＢＣＮ＝Ｔａ＋２７３−６７７０／（２．２６−ｌｏｇ［５Ｎｂ］［Ｃ＋１２Ｎ／１４］）・・・（４）
ただし、ＣＰ、ＭｎＰおよびＰＰは、以下の式（２−１）〜（２−３）で計算される値である。また、上記式（２）〜（４）において、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｃ、Ｎは、各元素の含有量（質量％）であり、含有しない場合は０とする。また、Ｔａは熱間鍛造時の加熱温度である。
ＣＰ＝Ｃ＋（０．７７−Ｃ）ｅｒｆ（７９５・Ｒ／４００００００００／（（（０．００００２３ｅｘｐ（−１７８００／（Ｔｂ＋２７３）））６０ｔｂ）０．５））・・・（２−１）
ＭｎＰ＝Ｍｎ＋１．７０２Ｍｎ・ｅｒｆ（７９５／４００００００／（（（０．００００４ｅｘｐ（−３１５１１／（Ｔａ＋２７３）））６０ｔａ）０．５））・・・（２−２）
ＰＰ＝Ｐ＋１０．１８Ｐ・ｅｒｆ（７９５／４００００００／（（（０．０００８７ｅｘｐ（−０．４４０６／（Ｔａ＋２７３）））６０ｔａ）０．５））・・・（２−３）
ただし、上記式（２−１）〜（２−３）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｐは各元素の含有量（質量％）で含有しない場合は０とする。Ｔａは熱間鍛造時の加熱温度（℃）、ｔａは熱間鍛造時の加熱保持時間（ｍｉｎ）、Ｒは熱間鍛造時の全圧下率（％）、Ｔｂは熱間圧延時の加熱温度（℃）、ｔｂは熱間圧延時の加熱保持時間（ｍｉｎ）である。なお、ｅｒｆは誤差関数である。
［３］前記空冷した後に、４８０〜７２０℃の温度範囲に焼戻し熱処理を行うことを特徴とする［２］に記載の板厚５０ｍｍ以上の耐ＨＩＣ性能に優れた極厚鋼板の製造方法。
［４］前記溶鋼のＩｎｓｏｌ．Ａｌを分析し、その分析結果をもとに、モル比で溶鋼中のＡｌ２Ｏ３／ＣａＯが０．７〜１．３になるようにＣａを添加することを特徴とする［２］または［３］に記載の板厚５０ｍｍ以上の耐ＨＩＣ性能に優れた極厚鋼板の製造方法。
本発明によれば、内部品質および耐ＨＩＣ性能に優れた極厚鋼板を低コストかつ高い生産性で製造することが可能となり、産業上極めて有効である。
以下、本発明について具体的に説明する。
１．成分組成
以下に、本発明に係る鋼材の成分組成の限定理由を説明する。なお、成分組成を示す単位の％は、全て質量％を意味する。
以下に、本発明に係る鋼材の成分組成の限定理由を説明する。なお、成分組成を示す単位の％は、全て質量％を意味する。
Ｃ：０．０３０〜０．１００％
Ｃは安価で高強度化に寄与する。一方で、中心偏析度を悪化させる元素であり、耐ＨＩＣ性能確保の観点からは低減した方がよい。しかしながら、Ｃが０．０３０％よりも低くなると焼入性が低くなり過ぎて所望の強度が得られないことや、ミクロ組織を均一なベイナイト組織に制御できないため、下限を０．０３０％とする。また、０．１００％を超えると偏析度が悪くなり、耐ＨＩＣ性能を確保できないため上限を０．１００％とする。より好ましくは、０．０３０〜０．１００％である。
Ｃは安価で高強度化に寄与する。一方で、中心偏析度を悪化させる元素であり、耐ＨＩＣ性能確保の観点からは低減した方がよい。しかしながら、Ｃが０．０３０％よりも低くなると焼入性が低くなり過ぎて所望の強度が得られないことや、ミクロ組織を均一なベイナイト組織に制御できないため、下限を０．０３０％とする。また、０．１００％を超えると偏析度が悪くなり、耐ＨＩＣ性能を確保できないため上限を０．１００％とする。より好ましくは、０．０３０〜０．１００％である。
Ｓｉ：０．５０％以下
Ｓｉは脱酸元素であり、不可避的にスラブに含有している。また、中心偏析部の焼入れ性を高くするといった考慮をせずに高強度化することができる元素である。０．５０％以下であれば、溶接性や溶接熱影響部靭性をあまり劣化させることがないので、上限を０．５０％とする。より好ましくは０．４０％以下である。
Ｓｉは脱酸元素であり、不可避的にスラブに含有している。また、中心偏析部の焼入れ性を高くするといった考慮をせずに高強度化することができる元素である。０．５０％以下であれば、溶接性や溶接熱影響部靭性をあまり劣化させることがないので、上限を０．５０％とする。より好ましくは０．４０％以下である。
Ｍｎ：０．６０〜１．６０％
Ｍｎは、焼入れ性を高くする元素である。しかしながら、中心偏析部に濃化しやすく、耐ＨＩＣ性能を劣化させる。Ｍｎが１．６０％を超えると、化学成分や鍛造条件などの他の条件を調整してもＨＩＣの発生を抑制できないため、上限を１．６０％とする。また、Ｍｎが０．６０％を下回ると極厚鋼板の強度を確保できないため、下限を０．６０％とする。より好ましくは、０．８０〜１．５０％、さらに好ましくは０．９０〜１．４０％である。
Ｍｎは、焼入れ性を高くする元素である。しかしながら、中心偏析部に濃化しやすく、耐ＨＩＣ性能を劣化させる。Ｍｎが１．６０％を超えると、化学成分や鍛造条件などの他の条件を調整してもＨＩＣの発生を抑制できないため、上限を１．６０％とする。また、Ｍｎが０．６０％を下回ると極厚鋼板の強度を確保できないため、下限を０．６０％とする。より好ましくは、０．８０〜１．５０％、さらに好ましくは０．９０〜１．４０％である。
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、不可避的に含まれる元素であり、焼入れ性も高くする。しかしながら、中心偏析部に非常に濃化しやすく、耐ＨＩＣ性能に対して極めて悪い影響を及ぼす。そのため、製鋼工程において脱Ｐ処理などを強化して、できるだけ低減した方が好ましいものの、Ｐを低減することには非常に多くのコストを要する。また、本発明では鍛造加熱時の中心偏析部でのＰの濃化を緩和することができ、Ｐが０．０２０％以下であればその効果により耐ＨＩＣ性能が確保できるため、上限を０．０２０％とする。より好ましくは、０．０１５％以下、さらに好ましくは、０．０１０％以下である。
Ｐは、不可避的に含まれる元素であり、焼入れ性も高くする。しかしながら、中心偏析部に非常に濃化しやすく、耐ＨＩＣ性能に対して極めて悪い影響を及ぼす。そのため、製鋼工程において脱Ｐ処理などを強化して、できるだけ低減した方が好ましいものの、Ｐを低減することには非常に多くのコストを要する。また、本発明では鍛造加熱時の中心偏析部でのＰの濃化を緩和することができ、Ｐが０．０２０％以下であればその効果により耐ＨＩＣ性能が確保できるため、上限を０．０２０％とする。より好ましくは、０．０１５％以下、さらに好ましくは、０．０１０％以下である。
Ｓ：０．００１５％以下
Ｓは、不可避的に含まれる元素である。しかしながら、ＭｎＳを形成してＨＩＣの起点となるため、耐ＨＩＣ性能に影響を及ぼす。したがって、できるだけ低減した方がよい。しかしながら、脱硫を強化することはコストの増大を招く。このため、Ｃａ添加によるＭｎＳの生成抑制効果が期待できる上限である０．００１５％までは許容する。より好ましくは０．００１０％以下、さらに好ましくは、０．０００８％以下である。
Ｓは、不可避的に含まれる元素である。しかしながら、ＭｎＳを形成してＨＩＣの起点となるため、耐ＨＩＣ性能に影響を及ぼす。したがって、できるだけ低減した方がよい。しかしながら、脱硫を強化することはコストの増大を招く。このため、Ｃａ添加によるＭｎＳの生成抑制効果が期待できる上限である０．００１５％までは許容する。より好ましくは０．００１０％以下、さらに好ましくは、０．０００８％以下である。
Ａｌ：０．０６０％以下
Ａｌは脱酸元素であり、不可避的にスラブに含有している。Ａｌが０．０６０％を超えるとＡｌ２Ｏ３クラスタ起因のＨＩＣが発生するため、上限を０．０６０％とする。好ましくは、０．０５０％以下、より好ましくは０．０４０％以下である。
Ａｌは脱酸元素であり、不可避的にスラブに含有している。Ａｌが０．０６０％を超えるとＡｌ２Ｏ３クラスタ起因のＨＩＣが発生するため、上限を０．０６０％とする。好ましくは、０．０５０％以下、より好ましくは０．０４０％以下である。
Ｃａ：０．００１０〜０．００４０％
Ｃａは、鋳造時にＭｎよりも先にＳと結合しＣａＯＳやＣａＳを生成することで、伸長したＭｎＳの生成を抑制できる。その効果は、０．００１０％以上を添加しないと現れないため、下限を０．００１０％とする。また、０．００４０％を超えて添加するとＣａＯやＣａＯＳが過剰に生成し、クラスタを形成しＨＩＣ起点となり耐ＨＩＣ性能が劣化するため上限を０．００４０％とする。
Ｃａは、鋳造時にＭｎよりも先にＳと結合しＣａＯＳやＣａＳを生成することで、伸長したＭｎＳの生成を抑制できる。その効果は、０．００１０％以上を添加しないと現れないため、下限を０．００１０％とする。また、０．００４０％を超えて添加するとＣａＯやＣａＯＳが過剰に生成し、クラスタを形成しＨＩＣ起点となり耐ＨＩＣ性能が劣化するため上限を０．００４０％とする。
Ｎ：０．００５０％以下
Ｎは鋼中に不可避的に含まれる元素であり、Ｔｉと結合しＴｉＮが生成される。Ｔｉを添加した場合は、Ｎが０．００５０％を超えると晶出したＴｉＮがＨＩＣの起点になる可能性がある。一方、Ｔｉを添加しない場合は、固溶状態のＮが多く、スラブの表面割れが発生する。このため、上限を０．００５０％とする。より好ましくは、０．００４５％以下である。
Ｎは鋼中に不可避的に含まれる元素であり、Ｔｉと結合しＴｉＮが生成される。Ｔｉを添加した場合は、Ｎが０．００５０％を超えると晶出したＴｉＮがＨＩＣの起点になる可能性がある。一方、Ｔｉを添加しない場合は、固溶状態のＮが多く、スラブの表面割れが発生する。このため、上限を０．００５０％とする。より好ましくは、０．００４５％以下である。
Ｏ：０．００３０％以下
Ｏは鋼中に不可避的に含まれる元素であり、その大部分が酸化物として存在する。Ｏ量が０．００３０％を超えると介在物量が多く、内部品質や耐ＨＩＣ性能を確保できないため、上限を０．００３０％とする。
Ｏは鋼中に不可避的に含まれる元素であり、その大部分が酸化物として存在する。Ｏ量が０．００３０％を超えると介在物量が多く、内部品質や耐ＨＩＣ性能を確保できないため、上限を０．００３０％とする。
Ｐｃｍ：０．１８０以下
Ｐｃｍは、鋼材の焼入性を定量化する指標である。この値が０．１８０を超えると焼入性が高くなりすぎて耐ＨＩＣ性能が確保できないため、上限を０．１８０とする。より好ましくは０．１６０以下である。なお、Ｐｃｍは下記式（１）で表される。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ・・・（１）
ただし、上記式（１）において、各元素記号は含有量（質量％）であり、含有しない場合は０とする。
Ｐｃｍは、鋼材の焼入性を定量化する指標である。この値が０．１８０を超えると焼入性が高くなりすぎて耐ＨＩＣ性能が確保できないため、上限を０．１８０とする。より好ましくは０．１６０以下である。なお、Ｐｃｍは下記式（１）で表される。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ・・・（１）
ただし、上記式（１）において、各元素記号は含有量（質量％）であり、含有しない場合は０とする。
本発明では、上記成分組成以外に、強度や靭性を得るために、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．０５０％以下、Ｖ：０．１００％以下、Ｔｉ：０．０２０％以下、Ｂ：０．００３０％以下の１種もしくは２種以上を含有する。
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは、固溶強化により鋼板を高強度化する。一方で、Ｃｕを過剰に添加すると溶接性、靭性が劣化し、コストの増大も招く。このため、含有する場合は上限を０．５０％とする。
Ｃｕは、固溶強化により鋼板を高強度化する。一方で、Ｃｕを過剰に添加すると溶接性、靭性が劣化し、コストの増大も招く。このため、含有する場合は上限を０．５０％とする。
Ｎｉ：１．００％以下
Ｎｉは、固溶強化により鋼板を高強度化し、さらにマトリックス組織を高靭性化する。一方で、Ｎｉを過剰に添加すると溶接性が劣化し、コストの増大も招く。このため、含有する場合は上限を１．００％とする。
Ｎｉは、固溶強化により鋼板を高強度化し、さらにマトリックス組織を高靭性化する。一方で、Ｎｉを過剰に添加すると溶接性が劣化し、コストの増大も招く。このため、含有する場合は上限を１．００％とする。
Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは、焼入れ性を高め鋼板を高強度化する。一方で、Ｃｒを過剰に添加すると溶接性、靭性が劣化し、コストの増大も招く。このため、含有する場合は上限を０．５０％とする。
Ｃｒは、焼入れ性を高め鋼板を高強度化する。一方で、Ｃｒを過剰に添加すると溶接性、靭性が劣化し、コストの増大も招く。このため、含有する場合は上限を０．５０％とする。
Ｍｏ：０．５０％以下
Ｍｏは、焼入れ性を高め鋼板を高強度化する。一方で、Ｍｏを過剰に添加すると溶接性、靭性が劣化し、コストの増大も招く。このため、含有する場合は、上限を０．５０％とする
Ｎｂ：０．０５０％以下
Ｎｂは、制御圧延時に未再結晶域温度を拡大し、圧延時の組織微細化に寄与する。一方で、０．０５０％を超えて添加すると、析出脆化を引き起こす。さらに、中心偏析部に生成した粗大なＮｂＣＮの存在は耐ＨＩＣ性能を劣化させる。このため、含有する場合は、上限を０．０５０％とする。より好ましくは０．０４０％以下である。
Ｍｏは、焼入れ性を高め鋼板を高強度化する。一方で、Ｍｏを過剰に添加すると溶接性、靭性が劣化し、コストの増大も招く。このため、含有する場合は、上限を０．５０％とする
Ｎｂ：０．０５０％以下
Ｎｂは、制御圧延時に未再結晶域温度を拡大し、圧延時の組織微細化に寄与する。一方で、０．０５０％を超えて添加すると、析出脆化を引き起こす。さらに、中心偏析部に生成した粗大なＮｂＣＮの存在は耐ＨＩＣ性能を劣化させる。このため、含有する場合は、上限を０．０５０％とする。より好ましくは０．０４０％以下である。
Ｖ：０．１００％以下
Ｖは、主に析出強化により鋼板を高強度化する。一方で、Ｖを過剰に添加すると靭性を著しく損なう。このため、含有する場合は、上限を０．１００％とする。
Ｖは、主に析出強化により鋼板を高強度化する。一方で、Ｖを過剰に添加すると靭性を著しく損なう。このため、含有する場合は、上限を０．１００％とする。
Ｔｉ：０．０２０％以下
Ｔｉは、ＴｉＮを形成することで組織を微細化する。特に、溶接した際の粗粒域幅を低減し、溶接熱影響部靭性を著しく向上させる。一方で、Ｔｉを過剰に添加すると凝固時に粗大なＴｉＮが晶出して耐ＨＩＣ性能が劣化する。このため、含有する場合は、上限を０．０２０％とする。
Ｔｉは、ＴｉＮを形成することで組織を微細化する。特に、溶接した際の粗粒域幅を低減し、溶接熱影響部靭性を著しく向上させる。一方で、Ｔｉを過剰に添加すると凝固時に粗大なＴｉＮが晶出して耐ＨＩＣ性能が劣化する。このため、含有する場合は、上限を０．０２０％とする。
Ｂ：０．００３０％以下
Ｂは、焼入性を増大させる元素であり、高強度化に非常に有効な元素である。一方で、０．００３０％を超えて添加すると焼入性が高くなりすぎて、鋼板表層や溶接熱影響部の硬さが上昇し、耐ＳＳＣ性能が劣化する。このため、含有する場合は上限を０．００３０％とする。
Ｂは、焼入性を増大させる元素であり、高強度化に非常に有効な元素である。一方で、０．００３０％を超えて添加すると焼入性が高くなりすぎて、鋼板表層や溶接熱影響部の硬さが上昇し、耐ＳＳＣ性能が劣化する。このため、含有する場合は上限を０．００３０％とする。
上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
２．極厚鋼板のミクロ組織
表層から１／８ｔ（ｔは板厚）〜７／８ｔ位置のミクロ組織の９０％以上がベイナイト
耐ＨＩＣ性能確保の観点から、ミクロ組織は均一であることが望ましい。また、強度確保の観点から、フェライト主体ではなく、ベイナイト主体とする必要がある。極厚鋼板の場合、表層近傍がフェライト変態をし、均一なベイナイト組織が得られない場合がある。しかしながら、表層近傍は偏析や介在物集積帯などが存在しないため、耐ＨＩＣ性能確保の上で問題とならない。そこで本発明では、表層から１／８ｔ〜７／８ｔ位置について、ベイナイト主体であるものとする。ベイナイト分率については、面積率で９０％以上であれば、ミクロ組織の不均一性が原因でＨＩＣが大きく伝播することはない。このため、下限を９０％とする。本発明において、ベイナイト以外の組織とは、フェライト、マルテンサイトおよびパーライトのことを意味し、ベイナイト中に存在する微小なセメンタイトやＭＡはベイナイトの一部とみなす。
表層から１／８ｔ（ｔは板厚）〜７／８ｔ位置のミクロ組織の９０％以上がベイナイト
耐ＨＩＣ性能確保の観点から、ミクロ組織は均一であることが望ましい。また、強度確保の観点から、フェライト主体ではなく、ベイナイト主体とする必要がある。極厚鋼板の場合、表層近傍がフェライト変態をし、均一なベイナイト組織が得られない場合がある。しかしながら、表層近傍は偏析や介在物集積帯などが存在しないため、耐ＨＩＣ性能確保の上で問題とならない。そこで本発明では、表層から１／８ｔ〜７／８ｔ位置について、ベイナイト主体であるものとする。ベイナイト分率については、面積率で９０％以上であれば、ミクロ組織の不均一性が原因でＨＩＣが大きく伝播することはない。このため、下限を９０％とする。本発明において、ベイナイト以外の組織とは、フェライト、マルテンサイトおよびパーライトのことを意味し、ベイナイト中に存在する微小なセメンタイトやＭＡはベイナイトの一部とみなす。
中心偏析部のビッカース硬さ：２７０以下
中心偏析部は、ＭｎＳやＮｂＣＮ、ＴｉＮ、Ａｌ２Ｏ３、ＣａＯＳなどのＨＩＣの起点となる介在物が生成する。本発明では、鍛造時の加熱により、ＭｎＳとＮｂＣＮについては固溶させる。しかしながら、ＴｉＮ、Ａｌ２Ｏ３、ＣａＯＳについては固溶できないため、ＨＩＣの発生起点となりうる。これらの起点が存在した場合においてもＨＩＣの発生や伝播を抑制するためには、中心偏析部のビッカース硬さを２７０以下にする必要がある。このため、上限を２７０とする。より好ましくは、２６０以下である。なお、中心偏析部のビッカース硬さの測定方法としては、中心偏析部よりも圧痕が小さくなる荷重で５点以上測定したマイクロビッカース硬さの最大値を用いることが望ましい。
中心偏析部は、ＭｎＳやＮｂＣＮ、ＴｉＮ、Ａｌ２Ｏ３、ＣａＯＳなどのＨＩＣの起点となる介在物が生成する。本発明では、鍛造時の加熱により、ＭｎＳとＮｂＣＮについては固溶させる。しかしながら、ＴｉＮ、Ａｌ２Ｏ３、ＣａＯＳについては固溶できないため、ＨＩＣの発生起点となりうる。これらの起点が存在した場合においてもＨＩＣの発生や伝播を抑制するためには、中心偏析部のビッカース硬さを２７０以下にする必要がある。このため、上限を２７０とする。より好ましくは、２６０以下である。なお、中心偏析部のビッカース硬さの測定方法としては、中心偏析部よりも圧痕が小さくなる荷重で５点以上測定したマイクロビッカース硬さの最大値を用いることが望ましい。
中心偏析部に存在する空隙、ＭｎＳ系介在物、ＮｂもしくはＴｉまたはその両方を含有する化合物からなる介在物、ＡｌもしくはＣａまたはその両方を含有する化合物からなる介在物クラスタが、いずれも長径１００μｍ未満
中心偏析部のビッカース硬さを２７０以下に抑えた場合、ＨＩＣの起点となるような介在物の長径を１００μｍ未満にすればＨＩＣの発生や伝播を抑制できる。そのため中心偏析部に存在する長径の上限を１００μｍ未満とする。また、ＨＩＣ起点としては、空隙、ＭｎＳ系介在物、Ｎｂ、Ｔｉあるいはその両方を含有する化合物からなる介在物およびＡｌ、Ｃａあるいはその両方を含有する化合物からなる介在物クラスタの可能性がある。このため、これらすべてについて、中心偏析部に存在する場合は、長径の上限を１００μｍ未満とする。
中心偏析部のビッカース硬さを２７０以下に抑えた場合、ＨＩＣの起点となるような介在物の長径を１００μｍ未満にすればＨＩＣの発生や伝播を抑制できる。そのため中心偏析部に存在する長径の上限を１００μｍ未満とする。また、ＨＩＣ起点としては、空隙、ＭｎＳ系介在物、Ｎｂ、Ｔｉあるいはその両方を含有する化合物からなる介在物およびＡｌ、Ｃａあるいはその両方を含有する化合物からなる介在物クラスタの可能性がある。このため、これらすべてについて、中心偏析部に存在する場合は、長径の上限を１００μｍ未満とする。
鋼中のＡｌとＣａを含む酸化物の個数の３０％以上が、モル比でＡｌ２Ｏ３／ＣａＯ＝０．７〜１．３の酸化物
Ａｌ−Ｃａ系酸化物は溶鋼中に生成し、溶鋼中に保持されることで凝集し、クラスタ化する。このＡｌ−Ｃａ系酸化物のクラスタはＨＩＣの起点となり耐ＨＩＣ性能を劣化させる。Ａｌ−Ｃａ系酸化物のクラスタの生成を抑制するためには、酸化物の低融点化が有効であり、Ａｌ２Ｏ３とＣａＯの組成バランスが、モル比でＡｌ２Ｏ３／ＣａＯ＝１．０のときに最もクラスタ化を抑制できる。ＡｌとＣａを含む酸化物のうち、モル比でＡｌ２Ｏ３／ＣａＯ＝０．７〜１．３の酸化物の割合が個数で３０％を下回ると、Ａｌ２Ｏ３あるいはＣａＯが過剰となり溶鋼中でクラスタを形成し、耐ＨＩＣ性能を劣化させる。このため、モル比でＡｌ２Ｏ３／ＣａＯ＝０．７〜１．３のＡｌとＣａを含む酸化物の割合の下限を３０％とする。より好適には４０％以上である。
Ａｌ−Ｃａ系酸化物は溶鋼中に生成し、溶鋼中に保持されることで凝集し、クラスタ化する。このＡｌ−Ｃａ系酸化物のクラスタはＨＩＣの起点となり耐ＨＩＣ性能を劣化させる。Ａｌ−Ｃａ系酸化物のクラスタの生成を抑制するためには、酸化物の低融点化が有効であり、Ａｌ２Ｏ３とＣａＯの組成バランスが、モル比でＡｌ２Ｏ３／ＣａＯ＝１．０のときに最もクラスタ化を抑制できる。ＡｌとＣａを含む酸化物のうち、モル比でＡｌ２Ｏ３／ＣａＯ＝０．７〜１．３の酸化物の割合が個数で３０％を下回ると、Ａｌ２Ｏ３あるいはＣａＯが過剰となり溶鋼中でクラスタを形成し、耐ＨＩＣ性能を劣化させる。このため、モル比でＡｌ２Ｏ３／ＣａＯ＝０．７〜１．３のＡｌとＣａを含む酸化物の割合の下限を３０％とする。より好適には４０％以上である。
３．製造条件
本発明では、上記の成分組成からなる鋼を連続鋳造し得られたスラブを、以下の条件で熱間鍛造する。なお、鋼の溶製方法のうち、Ｃａの添加方法については後述する。また、製造条件における温度は、いずれも板厚中心部での温度とする。板厚中心部の温度は、板厚、表面温度および冷却条件等から、シミュレーション計算等により求められる。例えば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することにより、板厚中心温度が求められる。
本発明では、上記の成分組成からなる鋼を連続鋳造し得られたスラブを、以下の条件で熱間鍛造する。なお、鋼の溶製方法のうち、Ｃａの添加方法については後述する。また、製造条件における温度は、いずれも板厚中心部での温度とする。板厚中心部の温度は、板厚、表面温度および冷却条件等から、シミュレーション計算等により求められる。例えば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することにより、板厚中心温度が求められる。
加熱温度Ｔａ：１０００〜１３５０℃
鍛造は高温で行う方が、１パスあたりの圧下率を大きくしやすく、合金元素の拡散も促進される。一方で加熱温度が１３５０℃を超えるとγ粒が粗大化し靭性の劣化を招くため上限を１３５０℃とする。また、１０００℃を下回ると鍛造での圧下率を確保できず、長時間保持しても合金元素の拡散の効果が期待できないため、下限を１０００℃とする。
鍛造は高温で行う方が、１パスあたりの圧下率を大きくしやすく、合金元素の拡散も促進される。一方で加熱温度が１３５０℃を超えるとγ粒が粗大化し靭性の劣化を招くため上限を１３５０℃とする。また、１０００℃を下回ると鍛造での圧下率を確保できず、長時間保持しても合金元素の拡散の効果が期待できないため、下限を１０００℃とする。
保持時間：３００ｍｉｎ以上
鍛造加熱時に、上述した加熱温度Ｔａにより保持することによって、中心偏析部のＭｎＳおよびＮｂＣＮを固溶させることができ、その結果、耐ＨＩＣ性能が向上する。固溶する条件は、後述する式（３）、式（４）で定義する。これらの式はいずれも保持時聞が３００ｍｉｎ以上でなければＭｎＳやＮｂＣＮの固溶状態を担保できない。このため、下限を３００ｍｉｎとする。
鍛造加熱時に、上述した加熱温度Ｔａにより保持することによって、中心偏析部のＭｎＳおよびＮｂＣＮを固溶させることができ、その結果、耐ＨＩＣ性能が向上する。固溶する条件は、後述する式（３）、式（４）で定義する。これらの式はいずれも保持時聞が３００ｍｉｎ以上でなければＭｎＳやＮｂＣＮの固溶状態を担保できない。このため、下限を３００ｍｉｎとする。
１パスあたりの圧下率：５％以上
熱間鍛造における圧下率の確保は、ザクと呼ばれる未圧着部などの圧着のために必要である。スラブ厚中央に発生するザクを圧着するためには、スラブ厚中央を圧下する必要があり、１パスあたりの圧下率が大きいほど、スラブ厚中央に加わる圧下が大きくなる。ザクなどを十分に圧着するためには、１パスあたりの圧下量を５％以上にする必要がある。このため、下限を５％とする。
熱間鍛造における圧下率の確保は、ザクと呼ばれる未圧着部などの圧着のために必要である。スラブ厚中央に発生するザクを圧着するためには、スラブ厚中央を圧下する必要があり、１パスあたりの圧下率が大きいほど、スラブ厚中央に加わる圧下が大きくなる。ザクなどを十分に圧着するためには、１パスあたりの圧下量を５％以上にする必要がある。このため、下限を５％とする。
全圧下率Ｒ：１０％以上
熱間鍛造における圧下率の確保は、ザクと呼ばれる未圧着部などの圧着のために必要である。スラブ厚中央に発生するザクを圧着するためには、スラブ厚中央を圧下する必要があり、全圧下率が大きいほど、ザクなどを圧着効果が大きく、十分にザクなどを圧着するためには、全圧下率を１０％以上にする必要がある。このため、下限を１０％とする。
熱間鍛造における圧下率の確保は、ザクと呼ばれる未圧着部などの圧着のために必要である。スラブ厚中央に発生するザクを圧着するためには、スラブ厚中央を圧下する必要があり、全圧下率が大きいほど、ザクなどを圧着効果が大きく、十分にザクなどを圧着するためには、全圧下率を１０％以上にする必要がある。このため、下限を１０％とする。
ＰＣＣＴ：０．９５以下
本発明では、熱間鍛造時の加熱および鍛造圧下により中心偏析部に濃化した元素を拡散、粉砕して中心偏析部硬さを低減し、耐ＨＩＣ性能を確保する。所望の中心偏析部硬さに抑えるためには、ＰＣＣＴを０．９５以下にする必要がある。このため、ＰＣＣＴは０．９５以下とする。なお、ＰＣＣＴは下記（２）式で表される。
ＰＣＣＴ＝ＣＰ＋ＭｎＰ／６＋０．１１６Ｃｕ＋０．１１３Ｎｉ＋０．２３６Ｃｒ＋０．３９０Ｍｏ＋０．３４８Ｖ＋２ＰＰ・・・（２）
ただし、ＣＰ、ＭｎＰおよびＰＰは、以下の式（２−１）〜（２−３）で計算される値である。
ＣＰ＝Ｃ＋（０．７７−Ｃ）ｅｒｆ（７９５・Ｒ／４００００００００／（（（０．００００２３ｅｘｐ（−１７８００／（Ｔｂ＋２７３）））６０ｔｂ）０．５））・・・（２−１）
ＭｎＰ＝Ｍｎ＋１．７０２Ｍｎ・ｅｒｆ（７９５／４００００００／（（（０．００００４ｅｘｐ（−３１５１１／（Ｔａ＋２７３）））６０ｔａ）０．５））・・・（２−２）
ＰＰ＝Ｐ＋１０．１８Ｐ・ｅｒｆ（７９５／４００００００／（（（０．０００８７ｅｘｐ（−０．４４０６／（Ｔａ＋２７３）））６０ｔａ）０．５））・・・（２−３）
以下の式で、Ｃ、Ｍｎ、Ｐは各元素の含有量（質量％）で含有しない場合は０とする。Ｔａは熱間鍛造時の加熱温度（℃）、ｔａは熱間鍛造時の加熱保持時間（ｍｉｎ）、Ｒは熱間鍛造時の全圧下率（％）、Ｔｂは熱間圧延時の加熱温度（℃）、ｔｂは熱間圧延時の加熱保持時間（ｍｉｎ）である。なお、ｅｒｆは誤差関数である。
本発明では、熱間鍛造時の加熱および鍛造圧下により中心偏析部に濃化した元素を拡散、粉砕して中心偏析部硬さを低減し、耐ＨＩＣ性能を確保する。所望の中心偏析部硬さに抑えるためには、ＰＣＣＴを０．９５以下にする必要がある。このため、ＰＣＣＴは０．９５以下とする。なお、ＰＣＣＴは下記（２）式で表される。
ＰＣＣＴ＝ＣＰ＋ＭｎＰ／６＋０．１１６Ｃｕ＋０．１１３Ｎｉ＋０．２３６Ｃｒ＋０．３９０Ｍｏ＋０．３４８Ｖ＋２ＰＰ・・・（２）
ただし、ＣＰ、ＭｎＰおよびＰＰは、以下の式（２−１）〜（２−３）で計算される値である。
ＣＰ＝Ｃ＋（０．７７−Ｃ）ｅｒｆ（７９５・Ｒ／４００００００００／（（（０．００００２３ｅｘｐ（−１７８００／（Ｔｂ＋２７３）））６０ｔｂ）０．５））・・・（２−１）
ＭｎＰ＝Ｍｎ＋１．７０２Ｍｎ・ｅｒｆ（７９５／４００００００／（（（０．００００４ｅｘｐ（−３１５１１／（Ｔａ＋２７３）））６０ｔａ）０．５））・・・（２−２）
ＰＰ＝Ｐ＋１０．１８Ｐ・ｅｒｆ（７９５／４００００００／（（（０．０００８７ｅｘｐ（−０．４４０６／（Ｔａ＋２７３）））６０ｔａ）０．５））・・・（２−３）
以下の式で、Ｃ、Ｍｎ、Ｐは各元素の含有量（質量％）で含有しない場合は０とする。Ｔａは熱間鍛造時の加熱温度（℃）、ｔａは熱間鍛造時の加熱保持時間（ｍｉｎ）、Ｒは熱間鍛造時の全圧下率（％）、Ｔｂは熱間圧延時の加熱温度（℃）、ｔｂは熱間圧延時の加熱保持時間（ｍｉｎ）である。なお、ｅｒｆは誤差関数である。
ＳＭＮＳ：０以上
耐ＨＩＣ性能を確保するためには、中心偏析部での伸長ＭｎＳの生成を抑制することが有効である。本発明では、鍛造時の加熱によって晶出したＭｎＳを固溶させることにより耐ＨＩＣ性能を確保する。ＳＭＮＳが０以上のときに、スラブの中心偏析部のＭｎＳは固溶し、耐ＨＩＣ性能を確保することができる。このため、ＳＭＮＳは０以上とする。なお、ＳＭＮＳは下記式（３）で表される。
ＳＭＮＳ＝Ｔａ＋２７３−５５６０／（０．７２−ｌｏｇ［１．２Ｍｎ］［Ｓ］）・・・（３）
ただし、Ｍｎ、Ｓは各元素の含有量（質量％）であり、含有しない場合は０とする。Ｔａは熱間鍛造時の加熱温度である。
耐ＨＩＣ性能を確保するためには、中心偏析部での伸長ＭｎＳの生成を抑制することが有効である。本発明では、鍛造時の加熱によって晶出したＭｎＳを固溶させることにより耐ＨＩＣ性能を確保する。ＳＭＮＳが０以上のときに、スラブの中心偏析部のＭｎＳは固溶し、耐ＨＩＣ性能を確保することができる。このため、ＳＭＮＳは０以上とする。なお、ＳＭＮＳは下記式（３）で表される。
ＳＭＮＳ＝Ｔａ＋２７３−５５６０／（０．７２−ｌｏｇ［１．２Ｍｎ］［Ｓ］）・・・（３）
ただし、Ｍｎ、Ｓは各元素の含有量（質量％）であり、含有しない場合は０とする。Ｔａは熱間鍛造時の加熱温度である。
ＳＮＢＣＮ：０以上
耐ＨＩＣ性能を確保するためには、中心偏析部でのＮｂＣＮの生成を抑制することが有効である。本発明では、熱間鍛造時の加熱によって晶出したＮｂＣＮを固溶させることにより、耐ＨＩＣ性能を確保する。ＳＮＢＣＮが０以上のときに、スラブ中心偏析部のＮｂＣＮは固溶し耐ＨＩＣ性能を確保することができる。このため、ＳＮＢＣＮは０以上とする。なお、ＮｂＣＮについては、鋼中にＴｉが添加されている場合に、ＴｉＮと複合し、固溶しにくくなる。しかしながら、ＳＮＢＣＮを０以上にすることで、ＮｂＣＮのクラスタ径を小さくでき、さらに上述した中心偏析部硬さを一定以下に抑えることにより優れた耐ＨＩＣ性能を確保することができる。
ＳＮＢＣＮは下記式（４）で表される。
ＳＮＢＣＮ＝Ｔａ＋２７３−６７７０／（２．２６−ｌｏｇ［５Ｎｂ］［Ｃ＋１２Ｎ／１４］）・・・（４）
ただし、Ｎｂ、Ｃ、Ｎは各元素の含有量（質量％）であり、含有しない場合は０とする。Ｔａは熱間鍛造時の加熱温度である。
耐ＨＩＣ性能を確保するためには、中心偏析部でのＮｂＣＮの生成を抑制することが有効である。本発明では、熱間鍛造時の加熱によって晶出したＮｂＣＮを固溶させることにより、耐ＨＩＣ性能を確保する。ＳＮＢＣＮが０以上のときに、スラブ中心偏析部のＮｂＣＮは固溶し耐ＨＩＣ性能を確保することができる。このため、ＳＮＢＣＮは０以上とする。なお、ＮｂＣＮについては、鋼中にＴｉが添加されている場合に、ＴｉＮと複合し、固溶しにくくなる。しかしながら、ＳＮＢＣＮを０以上にすることで、ＮｂＣＮのクラスタ径を小さくでき、さらに上述した中心偏析部硬さを一定以下に抑えることにより優れた耐ＨＩＣ性能を確保することができる。
ＳＮＢＣＮは下記式（４）で表される。
ＳＮＢＣＮ＝Ｔａ＋２７３−６７７０／（２．２６−ｌｏｇ［５Ｎｂ］［Ｃ＋１２Ｎ／１４］）・・・（４）
ただし、Ｎｂ、Ｃ、Ｎは各元素の含有量（質量％）であり、含有しない場合は０とする。Ｔａは熱間鍛造時の加熱温度である。
本発明では、上述の条件にて熱間鍛造された鋼材を空冷後、以下の条件で熱間圧延し、さらに、加速冷却する。
加熱温度Ｔｂ：１０００〜１２００℃
加熱温度が１０００℃未満になると目標の強度を満足しないため、下限を１０００℃とする。一方で、１２００℃を超えると靭性を確保できないため、上限を１２００℃とする。
加熱温度が１０００℃未満になると目標の強度を満足しないため、下限を１０００℃とする。一方で、１２００℃を超えると靭性を確保できないため、上限を１２００℃とする。
保持時間ｔｂ：１０ｍｉｎ以上
熱間圧延時の加熱保持時間は、長いほど合金元素の拡散効果が大きくなるため、長い方が好ましい。一方で１０ｍｉｎを下まわると保持時間が短いとスラブが均一に加熱されず強度、靭性のばらつきが大きくなり、なおかつ、合金元素の拡散による中心偏析の改善効果も得られない。そのため、下限を１０ｍｉｎとする。
熱間圧延時の加熱保持時間は、長いほど合金元素の拡散効果が大きくなるため、長い方が好ましい。一方で１０ｍｉｎを下まわると保持時間が短いとスラブが均一に加熱されず強度、靭性のばらつきが大きくなり、なおかつ、合金元素の拡散による中心偏析の改善効果も得られない。そのため、下限を１０ｍｉｎとする。
圧延温度：Ａｒ３点以上の温度域
圧延温度は、耐ＨＩＣ性能に影響する条件である。Ａｒ３点を下回る温度で圧延すると、フェライト組織が生成することで均一なベイナイト組織を得ることができなくなり耐ＨＩＣ性能が劣化するため、下限をＡｒ３点以上の温度域として圧延を実施する。
なお、Ａｒ３点は実測してもよく、より簡便的には、下記式を用いてもよい。
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−５５Ｎｉ−１５Ｃｒ−８０Ｍｏ
ただし、各元素記号は含有量（質量％）で、含有しない場合は０とする。
圧延温度は、耐ＨＩＣ性能に影響する条件である。Ａｒ３点を下回る温度で圧延すると、フェライト組織が生成することで均一なベイナイト組織を得ることができなくなり耐ＨＩＣ性能が劣化するため、下限をＡｒ３点以上の温度域として圧延を実施する。
なお、Ａｒ３点は実測してもよく、より簡便的には、下記式を用いてもよい。
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−５５Ｎｉ−１５Ｃｒ−８０Ｍｏ
ただし、各元素記号は含有量（質量％）で、含有しない場合は０とする。
また、圧延温度は低いほど、靭性が向上するため、Ａｒ３点を下回らない範囲で低いほど好ましい。より好ましくは、Ａｒ３〜（Ａｒ３＋５０）℃である。
冷却開始温度：板厚中心がＡｒ３点以上
加速冷却の冷却開始温度は、耐ＨＩＣ性能に影響する条件である。冷却は、水冷によるのが一般的である。しかしながら、これに限定されるものではない。冷却開始温度がＡｒ３点を下回る温度になると、フェライトが生成し、均一なベイナイト組織が得られなくなり耐ＨＩＣ性能が劣化する。特に板厚中心でフェライトが生成すると中心偏析部硬さが高くなり所望の耐ＨＩＣ性能を確保できない。このため、冷却開始温度の下限をＡｒ３点とする。
加速冷却の冷却開始温度は、耐ＨＩＣ性能に影響する条件である。冷却は、水冷によるのが一般的である。しかしながら、これに限定されるものではない。冷却開始温度がＡｒ３点を下回る温度になると、フェライトが生成し、均一なベイナイト組織が得られなくなり耐ＨＩＣ性能が劣化する。特に板厚中心でフェライトが生成すると中心偏析部硬さが高くなり所望の耐ＨＩＣ性能を確保できない。このため、冷却開始温度の下限をＡｒ３点とする。
冷却速度：４℃／ｓ以上
加速冷却の冷却速度は、均一なベイナイト組織を得るために所定の値以上を確保する必要がある。冷却速度が４℃／ｓ未満になるとミクロ組織にフェライトが生成し、耐ＨＩＣ性能が劣化するため、下限を４℃／ｓとする。なお、冷却速度は、鋼板の板厚中心部での冷却速度とする。
加速冷却の冷却速度は、均一なベイナイト組織を得るために所定の値以上を確保する必要がある。冷却速度が４℃／ｓ未満になるとミクロ組織にフェライトが生成し、耐ＨＩＣ性能が劣化するため、下限を４℃／ｓとする。なお、冷却速度は、鋼板の板厚中心部での冷却速度とする。
冷却停止温度：５５０℃以下
冷却停止温度は、強度を確保するために重要な因子で、低温であるほど鋼板を高強度化することができる。冷却停止温度が５５０℃を超えると十分な強度を確保できないため、上限を５５０℃とする。下限は特に規定しないが、好ましくは、３００℃以上である。
冷却停止温度は、強度を確保するために重要な因子で、低温であるほど鋼板を高強度化することができる。冷却停止温度が５５０℃を超えると十分な強度を確保できないため、上限を５５０℃とする。下限は特に規定しないが、好ましくは、３００℃以上である。
なお、本発明では、必要な強度、靭性を得るために、上述の加速冷却後に熱処理を行うことができる。以下にその規定理由を述べる。
焼戻し温度：４８０〜７２０℃
空冷後、焼戻し熱処理を行ってもよい。焼戻しは、強度調整や靭性の改善、さらにはＳＲ（Ｓｔｒｅｓｓ Ｒｅｌｉｅｆ、歪取り）熱処理やＰＷＨＴ（Ｐｏｓｔ Ｗｅｌｄｉｎｇ Ｈｅａｔ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ、溶接後熱処理）を行った際の強度、靭性変化を小さくするために実施する。４８０℃未満の温度では、焼戻しの効果が得られないため、下限を４８０℃とする。一方で、７２０℃を超える温度では、強度低下が大きく所望の強度を得られないため上限を７２０℃とする。
空冷後、焼戻し熱処理を行ってもよい。焼戻しは、強度調整や靭性の改善、さらにはＳＲ（Ｓｔｒｅｓｓ Ｒｅｌｉｅｆ、歪取り）熱処理やＰＷＨＴ（Ｐｏｓｔ Ｗｅｌｄｉｎｇ Ｈｅａｔ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ、溶接後熱処理）を行った際の強度、靭性変化を小さくするために実施する。４８０℃未満の温度では、焼戻しの効果が得られないため、下限を４８０℃とする。一方で、７２０℃を超える温度では、強度低下が大きく所望の強度を得られないため上限を７２０℃とする。
次に、鋼の溶製方法のうち、Ｃａの添加方法について説明する。
本発明で規定されるＡｌとＣａからなる酸化物の組成比を適正範囲に制御するためには、Ｃａの添加量を厳密に制御することが好ましい。本発明においては、溶鋼のＩｎｓｏｌ．Ａｌを分析し、その分析結果をもとに、溶鋼中のＡｌ２Ｏ３／ＣａＯが、モル比で０．７〜１．３になるようにＣａ源を添加することが好ましい。なお、Ｉｎｓｏｌ．Ａｌとは、ｉｎｓｕｌｕｂｌｅ Ａｌのことで、鋼中の全Ａｌ量のうち、酸不溶性のＡｌ量を指す。
従来のプロセスでは、一般に、溶鋼中のＡｌ２Ｏ３量が未知の状態でＣａ源を添加していた。その原因は、Ｏ量を分析するためには、燃焼分析を行う必要があり、Ｃａ源の添加までにＯ量分析が間に合わなかったためである。本発明では、発光分光分析法によりＩｎｓｏｌ．Ａｌ量を分析して、溶鋼中のＡｌ２Ｏ３量を推定することが好ましい。Ｃａ添加量の狙いは、Ａｌ２Ｏ３：ＣａＯが１：１となる点であり、それを満足するためには、溶鋼中のＡｌ２Ｏ３／ＣａＯがモル比で０．７〜１．３になるように、Ｃａを添加することが好ましい。
従来のプロセスでは、一般に、溶鋼中のＡｌ２Ｏ３量が未知の状態でＣａ源を添加していた。その原因は、Ｏ量を分析するためには、燃焼分析を行う必要があり、Ｃａ源の添加までにＯ量分析が間に合わなかったためである。本発明では、発光分光分析法によりＩｎｓｏｌ．Ａｌ量を分析して、溶鋼中のＡｌ２Ｏ３量を推定することが好ましい。Ｃａ添加量の狙いは、Ａｌ２Ｏ３：ＣａＯが１：１となる点であり、それを満足するためには、溶鋼中のＡｌ２Ｏ３／ＣａＯがモル比で０．７〜１．３になるように、Ｃａを添加することが好ましい。
Ｃａ添加前にＩｎｓｏｌ．Ａｌを迅速分析し、Ａｌ２Ｏ３／ＣａＯを種々変化させた表１に示す溶鋼を、鋳造速度０．６ｍｍ／ｍｉｎで連続鋳造し（スラブ厚３００ｍｍ）、表２に示す条件で熱間鍛造、熱間圧延および加速冷却を行った。一部の条件については、焼戻しを行った。Ｃａ添加はＣａ−Ｓｉワイヤを用い、ワイヤ重量とＣａ含有率との関係より添加Ｃａ量を管理して添加した。
得られた鋼板について、引張試験、ＨＩＣ試験を行った。
引張試験は、Ｃ方向板厚方向１／４位置から直径１２．７ｍｍの丸棒引張試験片を採取し、引張強度を測定した。目標値は、ＡＳＴＭ−Ａ８４１の下限値である４９０ＭＰａを下限値とした。
ＨＩＣ試験は、ＮＡＣＥ ＴＭ０２８４−２００３に従って行い、溶液は同規格で規定されているＡ液を用いた。なお、同規格では、板厚が３０ｍｍを超えると板厚方向に複数の試験片を採取するように求められているため、板厚方向の規定本数×３（例えば、板厚１００ｍｍで、は５×３＝１５本）試験を実施し、その最大ＣＬＲ（３断面の平均値）を求めた。目標値は、ＣＬＲで１５％以下とした。ここで、ＣＬＲとは、割れ長さ率（ＣＬＲ，割れの長さの合計／試験片の幅（２０ｍｍ）の平均値）である。
ミクロ組織は、鋼板圧延方向に平行な断面を５％ナイタール液でエッチングし、光学顕微鏡で観察することで、行った。ミクロ組織はすべての鋼板でフェライトもしくはベイナイトからなる組織形態であったため、フェライト以外の部分をベイナイトとして分率を測定した。
中心偏析部硬さはミクロ組織観察に用いた試験片を用い、荷重５０ｇｆのマイクロビッカースで中心偏析部２０点の硬さを測定し、最高値を用いた。
中心偏析部での空隙、ＭｎＳ系介在物、Ｎｂ、Ｔｉあるいはその両方を含有する化合物からなる介在物、Ａｌ、Ｃａあるいはその両方を含有する化合物からなる介在物クラスタの測定は、鋼板圧延方向に平行な断面を５％ナイタール液でエッチングし、光学顕微鏡で観察することで行い、中心偏析部でみられる最大長径のものを測定した。
引張試験は、Ｃ方向板厚方向１／４位置から直径１２．７ｍｍの丸棒引張試験片を採取し、引張強度を測定した。目標値は、ＡＳＴＭ−Ａ８４１の下限値である４９０ＭＰａを下限値とした。
ＨＩＣ試験は、ＮＡＣＥ ＴＭ０２８４−２００３に従って行い、溶液は同規格で規定されているＡ液を用いた。なお、同規格では、板厚が３０ｍｍを超えると板厚方向に複数の試験片を採取するように求められているため、板厚方向の規定本数×３（例えば、板厚１００ｍｍで、は５×３＝１５本）試験を実施し、その最大ＣＬＲ（３断面の平均値）を求めた。目標値は、ＣＬＲで１５％以下とした。ここで、ＣＬＲとは、割れ長さ率（ＣＬＲ，割れの長さの合計／試験片の幅（２０ｍｍ）の平均値）である。
ミクロ組織は、鋼板圧延方向に平行な断面を５％ナイタール液でエッチングし、光学顕微鏡で観察することで、行った。ミクロ組織はすべての鋼板でフェライトもしくはベイナイトからなる組織形態であったため、フェライト以外の部分をベイナイトとして分率を測定した。
中心偏析部硬さはミクロ組織観察に用いた試験片を用い、荷重５０ｇｆのマイクロビッカースで中心偏析部２０点の硬さを測定し、最高値を用いた。
中心偏析部での空隙、ＭｎＳ系介在物、Ｎｂ、Ｔｉあるいはその両方を含有する化合物からなる介在物、Ａｌ、Ｃａあるいはその両方を含有する化合物からなる介在物クラスタの測定は、鋼板圧延方向に平行な断面を５％ナイタール液でエッチングし、光学顕微鏡で観察することで行い、中心偏析部でみられる最大長径のものを測定した。
試験結果を表３に示す。
本発明例ではいずれの特性も満足しているのに対し、比較例は引張強度、ＨＩＣ性能のいずれか劣化していることがわかる。
Claims (4)
- 質量％で、成分組成が、Ｃ：０．０３０〜０．１００％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．６０〜１．６０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｃａ：０．００１０〜０．００４０％、Ｎ：０．００５０％以下、Ｏ：０．００３０％以下を含有し、さらに、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．０５０％以下、Ｖ：０．１００％以下、Ｔｉ：０．０２０％以下、Ｂ：０．００３０％以下の１種もしくは２種以上を含有し、式（１）で示されるＰｃｍが０．１８０以下であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
表層から１／８ｔ（ｔは板厚）〜７／８ｔ位置のミクロ組織の９０％以上がベイナイトであり、中心偏析部のビッカース硬さが２７０以下であり、中心偏析部に存在する空隙、ＭｎＳ系介在物、ＮｂもしくはＴｉまたはその両方を含有する化合物からなる介在物、ＡｌもしくはＣａまたはその両方を含有する化合物からなる介在物クラスタが、いずれも長径１００μｍ未満であり、
鋼中のＡｌとＣａを含む酸化物の個数の３０％以上が、モル比でＡｌ２Ｏ３／ＣａＯ＝０．７〜１．３の酸化物であることを特徴とする板厚５０ｍｍ以上の耐ＨＩＣ性能に優れた極厚鋼板。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ・・・（１）
ただし、上記式（１）において、各元素記号は含有量（質量％）であり、含有しない場合は０とする。 - 溶製された溶鋼を連続鋳造して得られた請求項１に記載の成分組成を有する連続鋳造スラブを、１０００〜１３５０℃の加熱温度Ｔａで３００ｍｉｎ以上保持した後、１パスあたりの圧下率が５％以上、全圧下率Ｒが１０％以上、式（２）で示されるＰＣＣＴが０．９５以下、式（３）で示されるＳＭＮＳが０以上および式（４）で示されるＳＮＢＣＮが０以上となる条件で熱間鍛造を行った後に空冷し、
その後、１０００〜１２００℃の加熱温度Ｔｂ、１０ｍｉｎ以上の保持時間ｔｂで再加熱を行い、Ａｒ３点以上の温度域で熱間圧延を行った後、板厚中心がＡｒ３点以上の温度域から４℃／ｓ以上の冷却速度で５５０℃以下まで加速冷却した後に空冷することを特徴とする、表層から１／８ｔ（ｔは板厚）〜７／８ｔ位置のミクロ組織の９０％以上がベイナイトであり、中心偏析部のビッカース硬さが２７０以下であり、中心偏析部に存在する空隙、ＭｎＳ系介在物、ＮｂもしくはＴｉまたはその両方を含有する化合物からなる介在物、ＡｌもしくはＣａまたはその両方を含有する化合物からなる介在物クラスタが、いずれも長径１００μｍ未満であり、鋼中のＡｌとＣａを含む酸化物の個数の３０％以上が、モル比でＡｌ ２ Ｏ ３ ／ＣａＯ＝０．７〜１．３の酸化物である板厚５０ｍｍ以上の耐ＨＩＣ性能に優れた極厚鋼板の製造方法。
ＰＣＣＴ＝ＣＰ＋ＭｎＰ／６＋０．１１６Ｃｕ＋０．１１３Ｎｉ＋０．２３６Ｃｒ＋０．３９０Ｍｏ＋０．３４８Ｖ＋２ＰＰ・・・（２）
ＳＭＮＳ＝Ｔａ＋２７３−５５６０／（０．７２−ｌｏｇ［１．２Ｍｎ］［Ｓ］）・・・（３）
ＳＮＢＣＮ＝Ｔａ＋２７３−６７７０／（２．２６−ｌｏｇ［５Ｎｂ］［Ｃ＋１２Ｎ／１４］）・・・（４）
ただし、ＣＰ、ＭｎＰおよびＰＰは、以下の式（２−１）〜（２−３）で計算される値である。また、上記式（２）〜（４）において、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｃ、Ｎは、各元素の含有量（質量％）であり、含有しない場合は０とする。また、Ｔａは熱間鍛造時の加熱温度である。
ＣＰ＝Ｃ＋（０．７７−Ｃ）ｅｒｆ（７９５・Ｒ／４００００００００／（（（０．００００２３ｅｘｐ（−１７８００／（Ｔｂ＋２７３）））６０ｔｂ）０．５））・・・（２−１）
ＭｎＰ＝Ｍｎ＋１．７０２Ｍｎ・ｅｒｆ（７９５／４００００００／（（（０．００００４ｅｘｐ（−３１５１１／（Ｔａ＋２７３）））６０ｔａ）０．５））・・・（２−２）
ＰＰ＝Ｐ＋１０．１８Ｐ・ｅｒｆ（７９５／４００００００／（（（０．０００８７ｅｘｐ（−０．４４０６／（Ｔａ＋２７３）））６０ｔａ）０．５））・・・（２−３）
ただし、上記式（２−１）〜（２−３）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｐは各元素の含有量（質量％）で含有しない場合は０とする。Ｔａは熱間鍛造時の加熱温度（℃）、ｔａは熱間鍛造時の加熱保持時間（ｍｉｎ）、Ｒは熱間鍛造時の全圧下率（％）、Ｔｂは熱間圧延時の加熱温度（℃）、ｔｂは熱間圧延時の加熱保持時間（ｍｉｎ）である。なお、ｅｒｆは誤差関数である。 - 前記加速冷却後の空冷をした後に、４８０〜７２０℃の温度範囲に焼戻し熱処理を行うことを特徴とする請求項２に記載の板厚５０ｍｍ以上の耐ＨＩＣ性能に優れた極厚鋼板の製造方法。
- 前記溶鋼のＩｎｓｏｌ．Ａｌを分析し、その分析結果をもとに、モル比で溶鋼中のＡｌ２Ｏ３／ＣａＯが０．７〜１．３になるようにＣａを添加することを特徴とする請求項２または３に記載の板厚５０ｍｍ以上の耐ＨＩＣ性能に優れた極厚鋼板の製造方法。
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