JP6447426B2 - 極厚鋼板及びその製造方法 - Google Patents
極厚鋼板及びその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP6447426B2 JP6447426B2 JP2015174561A JP2015174561A JP6447426B2 JP 6447426 B2 JP6447426 B2 JP 6447426B2 JP 2015174561 A JP2015174561 A JP 2015174561A JP 2015174561 A JP2015174561 A JP 2015174561A JP 6447426 B2 JP6447426 B2 JP 6447426B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- heating
- steel plate
- content
- thick steel
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims description 71
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 71
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 22
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 75
- 238000005204 segregation Methods 0.000 claims description 57
- 238000005242 forging Methods 0.000 claims description 46
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 24
- 229910018072 Al 2 O 3 Inorganic materials 0.000 claims description 22
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 21
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 13
- 238000003303 reheating Methods 0.000 claims description 13
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 239000013256 coordination polymer Substances 0.000 claims description 9
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 238000005496 tempering Methods 0.000 claims description 8
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 claims description 6
- 238000005266 casting Methods 0.000 claims description 6
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 4
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 claims description 3
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims 1
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims 1
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 26
- 238000000034 method Methods 0.000 description 19
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 8
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 8
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 7
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 7
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 6
- 238000010606 normalization Methods 0.000 description 6
- 239000000463 material Substances 0.000 description 5
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 4
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 4
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 4
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 4
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 4
- RWSOTUBLDIXVET-UHFFFAOYSA-N Dihydrogen sulfide Chemical compound S RWSOTUBLDIXVET-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 3
- 239000010779 crude oil Substances 0.000 description 3
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 3
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 3
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 3
- 229910000037 hydrogen sulfide Inorganic materials 0.000 description 3
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 230000014759 maintenance of location Effects 0.000 description 3
- 230000001629 suppression Effects 0.000 description 3
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 2
- 239000012141 concentrate Substances 0.000 description 2
- 238000002788 crimping Methods 0.000 description 2
- 238000002149 energy-dispersive X-ray emission spectroscopy Methods 0.000 description 2
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 2
- 238000005504 petroleum refining Methods 0.000 description 2
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 2
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 2
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 2
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 2
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 2
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 2
- 229910014458 Ca-Si Inorganic materials 0.000 description 1
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000007545 Vickers hardness test Methods 0.000 description 1
- 230000002159 abnormal effect Effects 0.000 description 1
- 238000009825 accumulation Methods 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 238000004220 aggregation Methods 0.000 description 1
- 230000002776 aggregation Effects 0.000 description 1
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000009838 combustion analysis Methods 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000000354 decomposition reaction Methods 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 238000006477 desulfuration reaction Methods 0.000 description 1
- 230000023556 desulfurization Effects 0.000 description 1
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000005530 etching Methods 0.000 description 1
- 238000000605 extraction Methods 0.000 description 1
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 1
- 238000007373 indentation Methods 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 238000005457 optimization Methods 0.000 description 1
- 230000000644 propagated effect Effects 0.000 description 1
- 238000010298 pulverizing process Methods 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 1
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 description 1
- 230000000630 rising effect Effects 0.000 description 1
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 1
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 1
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 description 1
Landscapes
- Continuous Casting (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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及びその製造方法、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及びその製造方法に関する。
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。
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以上となる極厚板において、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（Ｔｈｅｒｍｏ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ）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及び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、特許文献３に開示の方法では、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。なお、本明細書において、十分な内部品質を確保する、とは、鋼材の表面近傍のみならず、鋼材の厚さ方向の中央部近傍まで、ザクやポロシティのような空洞や欠陥を実質的に無害のレベルにまで低減させることを意味する。
上述したように、従来の技術では、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る。そこで、本発明は、板厚が５０ｍｍ以上であっても優れた内部品質および耐ＨＩＣ性能を有する極厚鋼板及びその極厚鋼板を高い生産性で製造可能な製造方法を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、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（成分組成）、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Ｒを１０％以上確保することで、ザクやポロシティが圧着された、内部品質に優れた圧延素材を得ることができ、その結果、熱間圧延後に優れた耐ＨＩＣ性が得られることがわかった。
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））を考案した。これらがともに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、これらがＨＩＣの起点になることを抑える。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、ＰＣＣＴを提案するに到った。ＰＣＣＴ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））。焼ならしで製造した場合、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２００μｍ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。ＰＣＣＴ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。
本発明は上記知見に基づき完成されたものであり、具体的には以下の通りである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０３０〜０．２００％、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０．２８０以下を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、フェライト、パーライトおよびベイナイトの面積率が合計で９５％以上であり、中心偏析部のビッカース硬さが３００以下であり、中心偏析部に存在する空隙、ＭｎＳ系介在物、Ｎｂ及び／又はＴｉからなる介在物、Ａｌ及び／又はＣａからなる介在物クラスタの長径が２００μｍ未満であり、Ａｌ及びＣａを含む酸化物におけるＡｌ２Ｏ３／ＣａＯがモル比で０．７〜１．３の酸化物の個数割合が３０％以上であるミクロ組織と、を有し、板厚が５０ｍｍ以上であることを特徴とする耐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）
式（１）における元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味し、含まないものは０とする。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ （１）
式（１）における元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味し、含まないものは０とする。
［２］溶製された溶鋼を連続鋳造して得られた［１］に記載の成分組成からなる連続鋳造スラブを、１０００〜１３５０℃の加熱温度Ｔａ（℃）、３００ｍｉｎ以上の加熱保持時間ｔａ（ｍｉｎ）で再加熱し、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、８８０〜１３００℃の加熱温度Ｔｂ、１０ｍｉｎ以上の加熱保持時間ｔｂで再加熱を行い、熱間圧延を行った後、空冷し、さらに、８８０℃以上１１００℃以下の温度に再加熱した後、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、Ｓ、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。
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、Ｓ、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］８８０℃以上１１００℃以下の温度に再加熱した後の空冷後に、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、前記溶鋼中のＡｌ２Ｏ３／ＣａＯがモル比で０．７〜１．３になるようにＣａを添加することを特徴とする［２］又は［３］に記載の極厚鋼板の製造方法。
本発明により、内部品質およびＨＩＣ性能に優れた極厚鋼板を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、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
本発明の極厚鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３０〜０．２００％、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、（１）式で示されるＰｃｍが０．２８０以下を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する。下記の成分組成の説明において「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０３０〜０．２００％
Ｃは安価で高強度化に寄与する。一方で、Ｃは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、その含有量を低減した方がよい。しかしながら、Ｃ含有量が０．０３０％よりも低くなると、焼入れ性が低くなり過ぎて所望の強度が得られないため、下限を０．０３０％とする。また、Ｃ含有量が０．２００％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０．２００％とする。より好ましくは、０．０３０〜０．１８０％である。
Ｃは安価で高強度化に寄与する。一方で、Ｃは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、その含有量を低減した方がよい。しかしながら、Ｃ含有量が０．０３０％よりも低くなると、焼入れ性が低くなり過ぎて所望の強度が得られないため、下限を０．０３０％とする。また、Ｃ含有量が０．２００％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０．２００％とする。より好ましくは、０．０３０〜０．１８０％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まれる。また、Ｓｉは、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。Ｓｉ含有量が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まれる。また、Ｓｉは、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。Ｓｉ含有量が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、Ｍｎは、中心偏析部に濃化しやすく、耐ＨＩＣ性能を劣化させる。Ｍｎ含有量が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の発生を十分に抑制できないため、上限を１．６０％とする。また、Ｍｎ含有量が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、Ｍｎは、中心偏析部に濃化しやすく、耐ＨＩＣ性能を劣化させる。Ｍｎ含有量が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の発生を十分に抑制できないため、上限を１．６０％とする。また、Ｍｎ含有量が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、Ｐは、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、できるだけその含有量を低減した方が好ましいものの、Ｐ含有量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含有量が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。そこで、Ｐ含有量の上限を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、Ｐは、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、できるだけその含有量を低減した方が好ましいものの、Ｐ含有量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含有量が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。そこで、Ｐ含有量の上限を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。また、Ｓは、ＭｎＳを形成してＨＩＣの起点となるため、耐ＨＩＣ性能に悪影響を及ぼす。したがって、Ｓ含有量は、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Ｓの含有を許容する。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。また、Ｓは、ＭｎＳを形成してＨＩＣの起点となるため、耐ＨＩＣ性能に悪影響を及ぼす。したがって、Ｓ含有量は、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Ｓの含有を許容する。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含有量が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含有量が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、Ｃａ含有量を０．００１０％以上にしないと現れないため、Ｃａ含有量の下限を０．００１０％とする。また、Ｃａ含有量が０．００４０％を超えると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。そこで、Ｃａ含有量の上限を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、Ｃａ含有量を０．００１０％以上にしないと現れないため、Ｃａ含有量の下限を０．００１０％とする。また、Ｃａ含有量が０．００４０％を超えると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。そこで、Ｃａ含有量の上限を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、Ｎ含有量が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、Ｎ含有量の上限を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、Ｎ含有量が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、Ｎ含有量の上限を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含有量が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、その上限を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含有量が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、その上限を０．００３０％とする。
Ｐｃｍ：０．２８０以下
Ｐｃｍは、鋼材の焼入れ性を定量化する指標である。この値が０．２８０％を超えると焼入れ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０．２８０％とする。より好ましくはＰｃｍが０．２５０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、鋼材の焼入れ性を定量化する指標である。この値が０．２８０％を超えると焼入れ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０．２８０％とする。より好ましくはＰｃｍが０．２５０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、Ｃｕを含有する場合は含有量の上限を０．５０％とする。なお、高強度化のためにはＣｕ含有量は０．１０％以上であることが好ましい。
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、Ｃｕを含有する場合は含有量の上限を０．５０％とする。なお、高強度化のためにはＣｕ含有量は０．１０％以上であることが好ましい。
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、Ｎｉを含有する場合は含有量の上限を１．００％とする。なお、上記高強度化等のためにはＮｉ含有量を０．１０％以上にすることが好ましい。
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、Ｎｉを含有する場合は含有量の上限を１．００％とする。なお、上記高強度化等のためにはＮｉ含有量を０．１０％以上にすることが好ましい。
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、Ｃｒを含有する場合は含有量の上限を０．５０％とする。なお、高強度化のためにはＣｒ含有量は０．１０％以上であることが好ましい。
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、Ｃｒを含有する場合は含有量の上限を０．５０％とする。なお、高強度化のためにはＣｒ含有量は０．１０％以上であることが好ましい。
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、Ｍｏを含有する場合は、含有量の上限を０．５０％とする。なお、高強度化のためにはＭｏ含有量は０．０５％以上であることが好ましい。
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、Ｍｏを含有する場合は、含有量の上限を０．５０％とする。なお、高強度化のためにはＭｏ含有量は０．０５％以上であることが好ましい。
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、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えると、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、Ｎｂを含有する場合は、その含有量の上限を０．０５０％とする。より好ましくは０．０４０％以下である。なお、組織微細化のためにはＮｂ含有量は０．００５％以上が好ましい。
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、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えると、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、Ｎｂを含有する場合は、その含有量の上限を０．０５０％とする。より好ましくは０．０４０％以下である。なお、組織微細化のためにはＮｂ含有量は０．００５％以上が好ましい。
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、Ｖを含有する場合は、その含有量の上限を０．１００％とする。なお、高強度化のためにはＶ含有量は０．０１０％以上であることが好ましい。
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、Ｖを含有する場合は、その含有量の上限を０．１００％とする。なお、高強度化のためにはＶ含有量は０．０１０％以上であることが好ましい。
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、Ｔｉは、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、Ｔｉを含有する場合は、その含有量の上限を０．０２０％とする。なお、組織微細化等のためにはＴｉ含有量は０．００５％以上が好ましい。
Ｔｉは、ＴｉＮを形成することで組織を微細化する。特に、Ｔｉは、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、Ｔｉを含有する場合は、その含有量の上限を０．０２０％とする。なお、組織微細化等のためにはＴｉ含有量は０．００５％以上が好ましい。
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、Ｂ含有量が０．００３０％を超え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、Ｂを含有する場合は含有量の上限を０．００３０％とする。なお、高強度化等のためにはＢ含有量は０．０００５％以上が好ましい。
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、Ｂ含有量が０．００３０％を超え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、Ｂを含有する場合は含有量の上限を０．００３０％とする。なお、高強度化等のためにはＢ含有量は０．０００５％以上が好ましい。
上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
続いて、本発明の極厚鋼板のミクロ組織について説明する。本発明のミクロ組織は、フェライト、パーライトおよびベイナイトの面積率が合計で９５％以上であり、中心偏析部のビッカース硬さが３００以下であり、中心偏析部に存在する空隙、ＭｎＳ系介在物、Ｎｂ及び／又はＴｉからなる介在物、Ａｌ及び／又はＣａからなる介在物クラスタの長径が２００μｍ未満であり、Ａｌ及びＣａを含む酸化物におけるＡｌ２Ｏ３／ＣａＯがモル比で０．７〜１．３の酸化物の個数割合が３０％以上である。以下、ミクロ組織について具体的に説明する。
フェライト、パーライトおよびベイナイトの合計：９５％以上
本発明の極厚鋼板は、焼ならしで製造するため、ミクロ組織はフェライトを不可避的に含む。フェライトがミクロ組織における第１相であり、その含有量は面積率で６０〜９５％であることが好ましい。耐ＨＩＣ性能確保の観点からは、硬質なミクロ組織であることは望ましくない。本発明では、フェライト以外の相として、パーライトのような軟質相やベイナイトのように比較的硬質ではあるが靭性のある相を含むことが必要である。パーライトの含有量は面積率で５〜４０％好ましく、ベイナイトの含有量は面積率で４０％以下が好ましい。そこで、本発明では、フェライト、パーライトおよびベイナイトの面積率を合計で９５％以上とする。なお、本発明ではパーライト、ベイナイトの少なくとも一方を含めばよい。これら以外が面積率で５％を超えて含まれる場合、ＨＩＣの発生、伝播源となり耐ＨＩＣ性能が劣化する。フェライト、パーライトおよびベイナイト以外の相としては、マルテンサイトおよび粗大なセメンタ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してみなす。
本発明の極厚鋼板は、焼ならしで製造するため、ミクロ組織はフェライトを不可避的に含む。フェライトがミクロ組織における第１相であり、その含有量は面積率で６０〜９５％であることが好ましい。耐ＨＩＣ性能確保の観点からは、硬質なミクロ組織であることは望ましくない。本発明では、フェライト以外の相として、パーライトのような軟質相やベイナイトのように比較的硬質ではあるが靭性のある相を含むことが必要である。パーライトの含有量は面積率で５〜４０％好ましく、ベイナイトの含有量は面積率で４０％以下が好ましい。そこで、本発明では、フェライト、パーライトおよびベイナイトの面積率を合計で９５％以上とする。なお、本発明ではパーライト、ベイナイトの少なくとも一方を含めばよい。これら以外が面積率で５％を超えて含まれる場合、ＨＩＣの発生、伝播源となり耐ＨＩＣ性能が劣化する。フェライト、パーライトおよびベイナイト以外の相としては、マルテンサイトおよび粗大なセメンタ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してみなす。
中心偏析部のビッカース硬さ：３００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ことができる。しかし、ＴｉＮ、Ａｌ２Ｏ３、ＣａＯＳは、固溶しないため、これらがＨＩＣの発生起点となる。これらの起点が存在した場合においてもＨＩＣの発生、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３００以下にする必要がある。そこで、その上限を３００とする。より好ましい中心偏析部のビッカース硬さは２８０以下である。なお、偏析硬さの測定方法としては、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ことができる。しかし、ＴｉＮ、Ａｌ２Ｏ３、ＣａＯＳは、固溶しないため、これらがＨＩＣの発生起点となる。これらの起点が存在した場合においてもＨＩＣの発生、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３００以下にする必要がある。そこで、その上限を３００とする。より好ましい中心偏析部のビッカース硬さは２８０以下である。なお、偏析硬さの測定方法としては、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等の長径：２００μｍ未満
中心偏析部のビッカース硬さを３００以下に抑えた場合、ＨＩＣの起点となるような空隙や介在物の長径を２００μｍ未満にすればＨＩＣの発生、伝播を抑制できる。そのため長径の上限を２００μｍとする。ここで、ＨＩＣ起点となる空隙等とは、空隙、ＭｎＳ系介在物、Ｎｂ、Ｔｉあるいはその両方からなる介在物およびＡｌ、Ｃａあるいはその両方からなる介在物クラスタである。これらが中心偏析部に存在する場合には、実施例の記載の方法で確認したときに、その全ての長径が２００μｍ未満である必要がある。
中心偏析部のビッカース硬さを３００以下に抑えた場合、ＨＩＣの起点となるような空隙や介在物の長径を２００μｍ未満にすればＨＩＣの発生、伝播を抑制できる。そのため長径の上限を２００μｍとする。ここで、ＨＩＣ起点となる空隙等とは、空隙、ＭｎＳ系介在物、Ｎｂ、Ｔｉあるいはその両方からなる介在物およびＡｌ、Ｃａあるいはその両方からなる介在物クラスタである。これらが中心偏析部に存在する場合には、実施例の記載の方法で確認したときに、その全ての長径が２００μｍ未満である必要がある。
Ａｌ２Ｏ３／ＣａＯがモル比で０．７〜１．３の酸化物の個数割合：３０％以上
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がモル比（Ａｌ２Ｏ３／ＣａＯ）で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、Ａｌ２Ｏ３／ＣａＯのモル比が０．７〜１．３の酸化物の個数割合が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、Ａｌ及びＣａを含む酸化物におけるＡｌ２Ｏ３／ＣａＯがモル比で０．７〜１．３の酸化物の個数割合を３０％以上とする。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がモル比（Ａｌ２Ｏ３／ＣａＯ）で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、Ａｌ２Ｏ３／ＣａＯのモル比が０．７〜１．３の酸化物の個数割合が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、Ａｌ及びＣａを含む酸化物におけるＡｌ２Ｏ３／ＣａＯがモル比で０．７〜１．３の酸化物の個数割合を３０％以上とする。より好適には４０％以上である。
続いて、本発明の極厚鋼板の製造方法について説明する。本発明の極厚鋼板は、上記成分組成からなる連続鋳造スラブを、１０００〜１３５０℃の加熱温度Ｔａ（℃）、３００ｍｉｎ以上の加熱保持時間ｔａ（ｍｉｎ）で再加熱し、１パスあたりの圧下率が５％以上、全圧下率Ｒが１０％以上でなおかつＰＣＣＴが０．９５以下、ＳＭＮＳが０以上および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、８８０〜１３００℃の加熱温度Ｔｂ、１０ｍｉｎ以上の加熱保持時間ｔｂで再加熱を行い、熱間圧延を行った後、空冷し、さらに、８８０℃以上１１００℃以下の温度に再加熱した後、空冷する方法で製造できる。以下、製造条件について説明する。
熱間鍛造の際の加熱温度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できる。一方、加熱温度Ｔａが１３５０℃を超えるとγ粒が粗大化し靭性の劣化を招く。そこで、上記加熱温度Ｔａの上限を１３５０℃とする。また、加熱温度Ｔａが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。そこで、加熱温度Ｔａの下限を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できる。一方、加熱温度Ｔａが１３５０℃を超えるとγ粒が粗大化し靭性の劣化を招く。そこで、上記加熱温度Ｔａの上限を１３５０℃とする。また、加熱温度Ｔａが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。そこで、加熱温度Ｔａの下限を１０００℃とする。
熱間鍛造の際の加熱保持時間ｔａ：３００ｍｉｎ以上
鍛造加熱の高温保持によって、中心偏析のＭｎＳおよびＮｂＣＮを固溶させることで耐ＨＩＣ性能が向上する。固溶する条件は、後述する式（３）、後述する式（４）で定義する。これらの式はいずれも加熱保持時間ｔａが３００ｍｉｎ以上でないとＭｎＳやＮｂＣＮの固溶状態を担保できないため、下限を３００ｍｉｎとする。なお、加熱保持時間ｔａは生産性の観点から１４４０ｍｉｎ以下であることが好ましい。
鍛造加熱の高温保持によって、中心偏析のＭｎＳおよびＮｂＣＮを固溶させることで耐ＨＩＣ性能が向上する。固溶する条件は、後述する式（３）、後述する式（４）で定義する。これらの式はいずれも加熱保持時間ｔａが３００ｍｉｎ以上でないとＭｎＳやＮｂＣＮの固溶状態を担保できないため、下限を３００ｍｉｎとする。なお、加熱保持時間ｔａは生産性の観点から１４４０ｍｉｎ以下であることが好ましい。
熱間鍛造の際の１パスあたりの圧下率：５％以上
鍛造における圧下率の確保は、ザク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パスあたりの圧下率を５％以上にする必要があるため、下限を５％とする。
鍛造における圧下率の確保は、ザク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パスあたりの圧下率を５％以上にする必要があるため、下限を５％とする。
熱間鍛造の際の全圧下率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る。全圧下率Ｒ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Ｒを１０％以上にする必要がある。このため、全圧下率Ｒの下限を１０％とする。全圧下率Ｒの上限は特に限定されないが、全圧下率Ｒが大きくなりすぎると、その後の熱間圧延段階で、形状制御が困難となり歩留低下を招くため、４０％以下が好ましい。
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る。全圧下率Ｒ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Ｒを１０％以上にする必要がある。このため、全圧下率Ｒの下限を１０％とする。全圧下率Ｒの上限は特に限定されないが、全圧下率Ｒが大きくなりすぎると、その後の熱間圧延段階で、形状制御が困難となり歩留低下を招くため、４０％以下が好ましい。
ＰＣＣＴ：０．９５以下
本発明では、鍛造時の加熱および鍛造圧下により中心偏析に濃化した元素を拡散、粉砕して中心偏析硬さを低減し、耐ＨＩＣ性能を確保する。所望の中心偏析硬さに抑えるためには、式（２）で示されるＰＣＣＴを０．９５以下にする必要がある。
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。また、上記式（２）において、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ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。
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。
本発明では、鍛造時の加熱および鍛造圧下により中心偏析に濃化した元素を拡散、粉砕して中心偏析硬さを低減し、耐ＨＩＣ性能を確保する。所望の中心偏析硬さに抑えるためには、式（２）で示されるＰＣＣＴを０．９５以下にする必要がある。
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。また、上記式（２）において、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ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。
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。
ＳＭＮＳ：０以上
耐ＨＩＣ性能を確保するためには、中心偏析での伸長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。式（３）で示されるＳＭＮＳが０以上のときに、スラブ中心偏析のＭｎＳは固溶し耐ＨＩＣ性能を劣化させなくなる。
ＳＭＮＳ＝Ｔａ＋２７３−５５６０／（０．７２−ｌｏｇ［１．２Ｍｎ］［Ｓ］）・・・（３）
上記式（３）において、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。また、Ｔａは熱間鍛造時の加熱温度である。なお、「ｌｏｇ［１．２Ｍｎ］［Ｓ］」はｌｏｇ（［１．２Ｍｎ］×［Ｓ］）を意味する。
耐ＨＩＣ性能を確保するためには、中心偏析での伸長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。式（３）で示されるＳＭＮＳが０以上のときに、スラブ中心偏析のＭｎＳは固溶し耐ＨＩＣ性能を劣化させなくなる。
ＳＭＮＳ＝Ｔａ＋２７３−５５６０／（０．７２−ｌｏｇ［１．２Ｍｎ］［Ｓ］）・・・（３）
上記式（３）において、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。また、Ｔａは熱間鍛造時の加熱温度である。なお、「ｌｏｇ［１．２Ｍｎ］［Ｓ］」はｌｏｇ（［１．２Ｍｎ］×［Ｓ］）を意味する。
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＝Ｔａ＋２７３−６７７０／（２．２６−ｌｏｇ［５Ｎｂ］［Ｃ＋１２Ｎ／１４］）・・・（４）
上記式（４）において、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。なお、「ｌｏｇ［５Ｎｂ］［Ｃ＋１２Ｎ／１４］」はｌｏｇ（［５Ｎｂ］×［Ｃ＋１２Ｎ／１４］）を意味する。
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＝Ｔａ＋２７３−６７７０／（２．２６−ｌｏｇ［５Ｎｂ］［Ｃ＋１２Ｎ／１４］）・・・（４）
上記式（４）において、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。なお、「ｌｏｇ［５Ｎｂ］［Ｃ＋１２Ｎ／１４］」はｌｏｇ（［５Ｎｂ］×［Ｃ＋１２Ｎ／１４］）を意味する。
上記熱間鍛造を行った後、空冷する。空冷とは１℃／ｓ以下の冷却速度で、２００℃以下の温度域まで冷却することを意味する。
熱間圧延の際の加熱温度Ｔｂ：８８０〜１３００℃
熱間圧延時の加熱温度Ｔｂは、焼ならし前の組織を制御するために条件である。加熱温度Ｔｂが８８０℃未満になると、加熱段階で凝固まま組織が未変態で残り粗大化することで焼ならし後の靭性が下がる。そこで、加熱温度Ｔｂの下限を８８０℃とする。一方で、加熱温度Ｔｂが１３００℃を超えると焼ならし後のミクロ組織が粗大となり靭性を確保できない。そこで、加熱温度Ｔｂは１３００℃以下とする。
熱間圧延時の加熱温度Ｔｂは、焼ならし前の組織を制御するために条件である。加熱温度Ｔｂが８８０℃未満になると、加熱段階で凝固まま組織が未変態で残り粗大化することで焼ならし後の靭性が下がる。そこで、加熱温度Ｔｂの下限を８８０℃とする。一方で、加熱温度Ｔｂが１３００℃を超えると焼ならし後のミクロ組織が粗大となり靭性を確保できない。そこで、加熱温度Ｔｂは１３００℃以下とする。
熱間圧延の際の加熱保持時間ｔｂ：１０ｍｉｎ以上
熱間圧延時の加熱保持時間ｔｂ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、加熱保持時間ｔｂが１０ｍｉｎを下回る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、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。なお、生産性の観点からは加熱保持時間ｔｂは、７２０ｍｉｎ以下が好ましい。
熱間圧延時の加熱保持時間ｔｂ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、加熱保持時間ｔｂが１０ｍｉｎを下回る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、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。なお、生産性の観点からは加熱保持時間ｔｂは、７２０ｍｉｎ以下が好ましい。
上記熱間圧延の後、空冷する。「空冷」の意味は、上記熱間鍛造後の「空冷」と同様であるため説明を省略する。
焼ならし加熱温度：８８０℃以上１１００℃以下
上記熱間圧延後の、８８０℃以上１１００℃以下への再加熱は焼ならしのための加熱に相当する。焼ならし加熱温度は組織を制御する条件である。焼ならし加熱温度が８８０℃未満になると加熱段階で圧延まま組織が未変態で残り粗大化することで靭性が下がる。このため、焼ならし加熱温度の下限を８８０℃とする。一方で、焼ならし加熱温度が１１００℃を超えるとミクロ組織が粗大となり靭性を確保できない。このため、焼ならし加熱温度の上限を１１００℃とする。
上記熱間圧延後の、８８０℃以上１１００℃以下への再加熱は焼ならしのための加熱に相当する。焼ならし加熱温度は組織を制御する条件である。焼ならし加熱温度が８８０℃未満になると加熱段階で圧延まま組織が未変態で残り粗大化することで靭性が下がる。このため、焼ならし加熱温度の下限を８８０℃とする。一方で、焼ならし加熱温度が１１００℃を超えるとミクロ組織が粗大となり靭性を確保できない。このため、焼ならし加熱温度の上限を１１００℃とする。
上記焼ならしのための再加熱後、空冷する。「空冷」の意味は、上記熱間鍛造後の「空冷」と同様であるため説明を省略する。
本発明では、必要な強度、靭性を得るために、焼ならし後に焼戻し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を１：１に近づける点であり、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、空冷、空冷後加熱し熱間圧延、空冷、焼ならし、空冷、必要に応じてその後焼戻しを行った。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。Ｃａ歩留りは過去のデータをもとに０．３％として添加した。
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−Ａ５１６−６５の下限値である４５０ＭＰａ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。
ミクロ組織は、鋼板Ｌ方向（圧延方向）断面を５％ナイタールでエッチングした後、光学顕微鏡でフェライト分率を求めた。また、電子顕微鏡でフェライト相以外の箇所の観察を行い、パーライト、ベイナイト、その他の組織（セメンタイト、ＭＡなど）の３種類に分類し、パーライトとベイナイトの分率を求めた。観察位置は、ＨＩＣとの相関を考慮して、中心偏析部で行った。
中心偏析硬さはミクロ組織観察に用いた試験片を用い、荷重５０ｇのマイクロビッカース硬度試験で中心偏析部の２０点のビッカース硬さを測定し、最高値を用いた。
中心偏析部での空隙、ＭｎＳ系介在物、Ｎｂ、Ｔｉあるいはその両方からなる介在物、Ａｌ、Ｃａあるいはその両方からなる介在物クラスタの長径の測定は、鋼板Ｌ方向断面を５％ナイタールでエッチングし、光学顕微鏡で観察することで行った。中心偏析部でみられる最大長径のものを測定した。
酸化物中のＡｌ２Ｏ３／ＣａＯ比率は、鏡面研磨したサンプルを電子顕微鏡で観察し、球状介在物に対してＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析法）で介在物組成分析を行うことにより求めた。介在物の組成比は、ばらつきを考慮して、１つの鋼板に対して１００個以上測定し、その平均値を求めた。
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、Ｃ：０．０３０〜０．２００％、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０．２８０以下を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
フェライト、パーライトおよびベイナイトの面積率が合計で９５％以上であり、前記フェライトの面積率が６０〜９５％であり、中心偏析部のビッカース硬さが３００以下であり、中心偏析部に存在する空隙、ＭｎＳ系介在物、Ｎｂ及び／又はＴｉからなる介在物、Ａｌ及び／又はＣａからなる介在物クラスタの長径が２００μｍ未満であり、Ａｌ及びＣａを含む酸化物におけるＡｌ２Ｏ３／ＣａＯがモル比で０．７〜１．３の酸化物の個数割合が３０％以上であるミクロ組織と、を有し、
板厚が５０ｍｍ以上であることを特徴とする耐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）
式（１）における元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味し、含まないものは０とする。 - 請求項１に記載の極厚鋼板の製造方法であって、
溶製された溶鋼を連続鋳造して得られた請求項１に記載の成分組成からなる連続鋳造スラブを、１０００〜１３５０℃の加熱温度Ｔａ（℃）、３００ｍｉｎ以上の加熱保持時間ｔａ（ｍｉｎ）で再加熱し、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、８８０〜１３００℃の加熱温度Ｔｂ、１０ｍｉｎ以上の加熱保持時間ｔｂで再加熱を行い、熱間圧延を行った後、空冷し、さらに、８８０℃以上１１００℃以下の温度に再加熱した後、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、Ｓ、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。 - ８８０℃以上１１００℃以下の温度に再加熱した後の空冷後に、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、前記溶鋼中のＡｌ２Ｏ３／ＣａＯがモル比で０．７〜１．３になるようにＣａを添加することを特徴とする請求項２又は３に記載の極厚鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2015174561A JP6447426B2 (ja) | 2015-09-04 | 2015-09-04 | 極厚鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2015174561A JP6447426B2 (ja) | 2015-09-04 | 2015-09-04 | 極厚鋼板及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2017048443A JP2017048443A (ja) | 2017-03-09 |
| JP6447426B2 true JP6447426B2 (ja) | 2019-01-09 |
Family
ID=58278927
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2015174561A Active JP6447426B2 (ja) | 2015-09-04 | 2015-09-04 | 極厚鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP6447426B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101999024B1 (ko) * | 2017-12-26 | 2019-07-10 | 주식회사 포스코 | 수소유기균열 저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법 |
| KR101999027B1 (ko) * | 2017-12-26 | 2019-07-10 | 주식회사 포스코 | 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법 |
| KR102164116B1 (ko) * | 2018-11-29 | 2020-10-13 | 주식회사 포스코 | 수소유기균열 저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법 |
| KR102255828B1 (ko) * | 2019-12-16 | 2021-05-25 | 주식회사 포스코 | 구조용 강재 및 그 제조방법 |
Family Cites Families (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4253953B2 (ja) * | 1999-09-20 | 2009-04-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐ｈｉｃ特性に優れた連続鋳造製極厚鋼板の製造方法 |
| JP4725437B2 (ja) * | 2006-06-30 | 2011-07-13 | 住友金属工業株式会社 | 厚鋼板用連続鋳造鋳片及びその製造方法並びに厚鋼板 |
| RU2481415C2 (ru) * | 2007-11-07 | 2013-05-10 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Стальной лист и стальная труба для трубопроводов |
| EP2862954A4 (en) * | 2012-06-18 | 2016-01-20 | Jfe Steel Corp | THICKNESS, HIGHLY RESISTANT, SAUERGASBESTÄNDIGES LINE TUBE AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF |
| JP5942916B2 (ja) * | 2013-04-09 | 2016-06-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Ｐｗｈｔ後の板厚中心部の低温靭性に優れた厚肉厚鋼板およびその製造方法 |
| JP6086086B2 (ja) * | 2014-03-19 | 2017-03-01 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐ｈｉｃ性能に優れた極厚鋼板およびその製造方法 |
| JP6222041B2 (ja) * | 2014-10-30 | 2017-11-01 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐ｈｉｃ性能に優れた極厚鋼板およびその製造方法 |
-
2015
- 2015-09-04 JP JP2015174561A patent/JP6447426B2/ja active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2017048443A (ja) | 2017-03-09 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6086086B2 (ja) | 耐ｈｉｃ性能に優れた極厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5574059B2 (ja) | 低温靭性に優れた高強度ｈ形鋼及びその製造方法 | |
| JP5618036B1 (ja) | 多層溶接継手ｃｔｏｄ特性に優れた厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5733484B1 (ja) | 多層溶接継手ｃｔｏｄ特性に優れた厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP6409598B2 (ja) | 靭性に優れた高強度極厚ｈ形鋼及びその製造方法 | |
| JP6222041B2 (ja) | 耐ｈｉｃ性能に優れた極厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP6447426B2 (ja) | 極厚鋼板及びその製造方法 | |
| JP6065121B2 (ja) | 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP6065120B2 (ja) | 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2020012168A (ja) | 耐サワーラインパイプ用厚鋼板およびその製造方法 | |
| JPWO2018216665A1 (ja) | 厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP6288288B2 (ja) | ラインパイプ用鋼板及びその製造方法とラインパイプ用鋼管 | |
| JP5870007B2 (ja) | 鋼部材およびその製造方法 | |
| JP4507747B2 (ja) | 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管及びその製造方法 | |
| JP2005256115A (ja) | 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板 | |
| JP4507745B2 (ja) | 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管およびその製造方法 | |
| JP7022822B2 (ja) | 低温変形時効衝撃特性に優れた厚鋼板及びその製造方法 | |
| WO2016060141A1 (ja) | 大入熱溶接用鋼材 | |
| JP4412098B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高強度鋼板及びその製造方法 | |
| WO2017077967A1 (ja) | 鋼部材および鋼板ならびにこれらの製造方法 | |
| JP2017066516A (ja) | フェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JP6536459B2 (ja) | 厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP2015193917A (ja) | 調質高張力厚鋼板及びその製造方法 | |
| JP6673320B2 (ja) | 厚鋼板および厚鋼板の製造方法 | |
| JP2005048289A (ja) | 低降伏比高強度高靱性鋼板及びその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20170424 |
|
| RD03 | Notification of appointment of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7423 Effective date: 20180502 |
|
| RD04 | Notification of resignation of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7424 Effective date: 20180509 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20180515 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20180629 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20181106 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20181119 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 6447426 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| RD04 | Notification of resignation of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R3D04 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |