JP6477743B2

JP6477743B2 - 脆性き裂伝播停止特性および溶接熱影響部靭性に優れた高強度極厚鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP6477743B2
Application number: JP2017031036A
Authority: JP
Inventors: 孝一中島; 克行一宮; 長谷　和邦; 和邦長谷
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2016-03-07
Filing date: 2017-02-22
Publication date: 2019-03-06
Anticipated expiration: 2037-02-22
Also published as: JP2017160537A

Description

本発明は、船舶、海洋構造物、低温貯蔵タンク、建築・土木構造物等の大型構造物に使用する、板厚７０ｍｍ以上の脆性き裂伝播停止特性および溶接熱影響部靭性に優れた高強度極厚鋼板およびその製造方法に関する。

船舶や、海洋構造物、低温貯蔵タンク、建築・土木構造物等の大型構造物においては、脆性破壊に伴う事故が起きると、社会経済や環境などに及ぼす影響が大きい。このため、上記大型構造物は、安全性の向上が常に求められ、大型構造物の素材となる鋼板に対しては、使用温度における脆性き裂伝播停止特性が高いレベルで要求されている。

コンテナ船やバルクキャリアーなどの船舶においては、その構造上、船体外板に高強度の厚鋼板が使用される。最近では、船体の大型化に伴って一層の高強度化が求められ、素材となる厚鋼板の厚肉化が進んでいる。

一般に、鋼板の脆性き裂伝播停止特性は、高強度あるいは厚肉になるほど劣化する傾向にある。このため、大型構造物に使用される厚鋼板に対する、脆性き裂伝播停止特性への要求も一段と高度化している。

ここで、鋼板の脆性き裂伝播停止特性を向上させる手段として、従来から、鋼中のＮｉ含有量を増加させる方法が知られている。例えば、液化天然ガス（ＬＮＧ）の貯槽タンクにおいては、９％Ｎｉ鋼が商業規模で使用されている。

但し、鋼中Ｎｉ含有量の増加は、製造コストの大幅な上昇を余儀なくさせる。このため、９％Ｎｉ鋼は、ＬＮＧ貯槽タンク以外の用途に適用し難い。

他方、ＬＮＧのような極低温にまで至らない、例えば、船舶やラインパイプに使用される、板厚が５０ｍｍ未満の比較的薄手の鋼板に対しては、ＴＭＣＰ法により細粒化を図り、低温靭性を向上させることで、優れた脆性き裂伝播停止特性を実現することができる。

また、合金コストを上昇させることなく、脆性き裂伝播停止特性を向上させるために、表層部の組織を超微細化した鋼板が、特許文献１において提案されている。

特許文献１に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた鋼板は、脆性き裂が伝播する際、鋼板表層部に発生するシアリップ（塑性変形領域）が脆性き裂伝播停止特性の向上に効果があることに着目して完成されたものであり、シアリップ部分の結晶粒を微細化させることで、伝播する脆性き裂が有する伝播エネルギーを吸収することを特徴としている。また、特許文献１には、熱間圧延後の制御冷却によって表層部をＡｒ_３変態点以下に冷却した後、制御冷却を停止して表層部をＡｒ_３変態点以上に復熱させる工程を１回以上繰り返して行う間に、鋼板に圧下を加えることにより、繰り返し変態を生じさせ、または加工再結晶させることで、表層部分に超微細なフェライト組織またはベイナイト組織を生成させることが記載されている。

特許文献２では、フェライト−パーライトが主体のミクロ組織とする鋼板において、脆性き裂伝播停止特性を向上させるために、鋼板の両表面部を、円相当粒径：５μｍ以下で、かつアスペクト比：２以上のフェライト粒を有するフェライト組織を、面積率で５０％以上有する層で構成しつつ、フェライト粒径のバラツキを抑えることが重要であること、このバラツキを抑える方法として仕上げ圧延中の１パス当りの最大圧下率を１２％以下とすることで局所的な再結晶現象を抑制することが記載されている。

特許文献３には、フェライト結晶粒の微細化だけでなく、フェライト結晶粒内に形成されるサブグレインに着目することで、脆性き裂伝播停止特性を向上させるという、ＴＭＣＰの延長上にある技術が記載されている。具体的には、板厚：３０〜４０ｍｍの鋼板において、鋼板表層の冷却および復熱などの複雑な温度制御を必要とせずに、
（ａ）微細なフェライト結晶粒を確保する圧延条件、
（ｂ）鋼板板厚の５％以上の部分に微細フェライト組織を生成する圧延条件、
（ｃ）微細フェライトに集合組織を発達させるとともに加工（圧延）により導入した転位を熱的エネルギーにより再配置しサブグレインを形成させる圧延条件、および
（ｄ）形成した微細なフェライト結晶粒と微細なサブグレイン粒の粗大化を抑制する冷却条件、
によって脆性き裂伝播停止特性を向上させる技術が記載されている。

また、制御圧延において、変態したフェライトに圧下を加えて集合組織を発達させることにより、脆性き裂伝播停止特性を向上させる方法も知られている。これは、鋼板の破壊面上にセパレーションを板面と平行な方向に生ぜしめ、脆性き裂先端の応力を緩和させることにより、脆性破壊に対する抵抗を高める方法である。

例えば、特許文献４には、制御圧延により（１１０）面Ｘ線強度比を２以上とし、かつ円相当径２０μｍ以上の粗大粒の面積率を１０％以下とすることにより、耐脆性破壊特性を向上させることが記載されている。

特許文献５には、継手部の脆性き裂伝播停止特性の優れた溶接構造用鋼として、板厚内の圧延面における（１００）面のＸ線面強度比が１．５以上を有することを特徴とする鋼板が開示されており、当該集合組織発達による応力負荷方向と、き裂伝播方向の角度のずれにより脆性き裂伝播停止特性に優れることが記載されている。

さらに、特許文献６、７には、制御圧延における平均圧下率を規定することで板厚方向の各部（板厚１／４位置、板厚中央部など）において集合組織を発達させる脆性き裂伝播停止特性の優れた溶接構造用鋼板の製造方法が記載されている。

また、最近の６，０００ＴＥＵを超える大型コンテナ船では、板厚：７０ｍｍ以上の厚鋼板が使用される。非特許文献１では、板厚：６５ｍｍの鋼板の脆性き裂伝播停止特性を評価し、母材の大型脆性き裂伝播停止試験で脆性き裂が停止しない結果が報告されている。

特公平７−１００８１４号公報特開２００２−２５６３７５号公報特許第３４６７７６７号公報特許第３５４８３４９号公報特許第２６５９６６１号公報特許第５７３３４２５号公報

厚手造船用鋼における長大脆性き裂伝播挙動、日本船舶海洋工学会講演論文集第３号、２００６、ｐｐ３５９−３６２

特許文献１、２に記載の技術では、鋼板表層部のみを一旦冷却した後に復熱させ、かつ復熱中に加工を加えることによって、特定の組織を得る。このため、実生産規模での制御が容易でなく、特に板厚が７０ｍｍ以上の厚肉材の製造では、圧延設備、冷却設備への負荷が大きいプロセスである。

また、特許文献１〜６に記載された鋼板は、いずれも、製造条件や開示されている実験データから、板厚：５０ｍｍ〜７０ｍｍ程度が主な対象であって、７０ｍｍ以上の厚肉材への適用については、所定の特性が得られるかが不明であり、大型構造物において必要な、板厚方向のき裂伝播特性に対しては全く検証されていない。

さらに、非特許文献１において、供試材のＥＳＳＯ試験は、使用温度−１０℃でのＫｃａの値が３０００Ｎ／ｍｍ^１．５に満たない結果を示しており、非特許文献１の技術では、５０ｍｍを超える板厚の鋼板を適用した大型構造物の場合、安全性確保が十分とまではいえないことを示唆している。

また、造船等の分野で使用される構造用鋼材は、溶接接合により所望の形状の構造物に仕上げられる。すなわち、板厚７０ｍｍ以上のような厚肉材に対して、溶接接合にはサブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接およびエレクトロスラグ溶接などの高能率な大入熱溶接が適用されている。このため、板厚７０ｍｍ以上のような厚肉材に対して大入熱溶接により溶接接合する場合、溶接熱影響部の靱性に優れることも必要となってくる。いずれの特許文献においても、厚肉材の溶接熱影響部の靭性については十分に検討されていない。

本発明は、かかる事情に鑑み、板厚が７０ｍｍ以上で脆性き裂伝播停止特性および溶接熱影響部靭性に優れた高強度極厚鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

発明者らは、上記課題を解決するために、板厚７０ｍｍ以上でも優れた脆性き裂伝播停止特性および溶接熱影響部靭性を有する高強度極厚鋼板および当該鋼板を安定して得る製造方法について鋭意研究を重ねた。その結果、板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度を１．２以上とし、かつ、鋼板表面（単に「表面」という場合がある）における圧延面での（２００）面集積度を１．７以上とする集合組織を有し、靭性の指標である板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが−４０℃以下および鋼板表面におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが−８０℃以下であることにより、優れた脆性き裂伝播停止特性が得られることを知見した。さらに、溶接熱影響部において、ＴｉＮ、ＣａＳとＭｎＳの複合硫化物を微細に分散させることにより、溶接時の高温に曝された際の粒成長を抑制し、かつ、その後の冷却過程で粒内変態を促進して室温での溶接熱影響部組織を微細化することにより、優れた溶接熱影響部靭性が得られることを知見した。

本発明は、上記した知見に、さらに検討を加えて完成されたものである。本発明の要旨構成は次のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．５〜２．２％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．００５〜０．０８０％、Ｎ：０．００３５〜０．００７５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｏ：０．００４０％以下を含有し、下記式（１）で定義されるＣｅｑが０．３６以上であり、かつ、Ｃａ、Ｏ、Ｓの各含有量は、下記式（２）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、板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度が１．２以上であり、鋼板表面における圧延面での（２００）面集積度が１．７以上である集合組織を有し、板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが−４０℃以下であり、鋼板表面におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが−８０℃以下である板厚７０ｍｍ以上の脆性き裂伝播停止特性および溶接熱影響部靭性に優れた高強度極厚鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・（１）
ここで、式（１）におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは各元素の含有量（質量％）を意味し、含有しない場合は０とする。
０＜｛（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５｝／Ｓ≦０．８・・・（２）
ただし、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量を（質量％）を表す。
［２］前記成分組成は、さらに質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、Ｖ：０．２％以下の１種または２種を含有する［１］に記載の脆性亀裂伝播停止特性および溶接熱影響部靭性に優れた高強度極厚鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに質量％で、Ｎｂ：０．００３〜０．０３０％、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：０．７％以下、Ｍｏ：０．７％以下、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２０％の１種または２種以上を含有する［１］または［２］に記載の脆性き裂伝播停止特性および溶接熱影響部靭性に優れた高強度極厚鋼板。
［４］［１］〜［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、１０００〜１２００℃の温度に加熱した後、板厚中央の温度がオーステナイト再結晶温度域での累積圧下率が１０％以上、板厚中央の温度がオーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率が５０％以上、板厚表面温度がＡｒ_３変態点以下かつ板厚中央の温度がＡｒ_３変態点以上の温度域のときの累積圧下率が２０％超えの条件で熱間圧延を行った後、０．５℃／s以上の冷却速度にて５００℃以下の冷却停止温度まで冷却する板厚７０ｍｍ以上の脆性き裂伝播停止特性および溶接熱影響部靭性に優れた高強度極厚鋼板の製造方法。
［５］５００℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、板厚中央の温度がＡｃ_１変態点未満の温度に焼戻す［４］に記載の脆性き裂伝播停止特性および溶接熱影響部靭性に優れた高強度極厚鋼板の製造方法。

本発明によれば、板厚方向の集合組織が適切に制御されるため、板厚７０ｍｍ以上の極厚鋼板であっても、脆性き裂伝播停止特性に優れるとともに、溶接熱影響部靭性にも優れ、高強度である。また、本発明によれば、圧延条件を最適化することで工業的に極めて簡易なプロセスで、安定して高強度極厚鋼板を製造することができる。例えば、本発明の高強度極厚鋼板を、造船分野のコンテナ船、バルクキャリアーの強力甲板部構造においてハッチサイドコーミングに接合される甲板部材へ適用することにより、船舶の安全性向上に寄与し、産業上極めて有用である。

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。

＜成分組成＞
以下、各成分について説明する。なお、成分の含有量を表す「％」は、「質量％」を意味する。

Ｃ：０．０３〜０．１５％
Ｃ量は、構造用鋼として必要な強度を得るために下限を０．０３％とする。また、島状マルテンサイトの生成量を抑えるため、上限を０．１５％とする。

Ｓｉ：０．５０％以下
Ｓｉは、０．５０％を超えて含有すると、溶接熱影響部の靱性を劣化させる。このため、上限を０．５０％とする。

Ｍｎ：０．５〜２．２％
Ｍｎは、母材の強度を確保するために、０．５％以上は必要である。２．２％を超えると溶接部の靭性を劣化させる。好ましくは、１．０％〜２．０％の範囲である。

Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、不可避的に混入する不純物であり、０．０３０%を超えると、母材および溶接部の靭性を低下させる。このため、上限を０．０３０％とする。

Ｓ：０．０００５〜０．００４０％
Ｓは、所要のＣａＳあるいはＭｎＳを生成するために０．０００５％以上必要であり、０．００４０％を超えると母材の靱性を劣化させる。

Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｔｉは、凝固時にＴｉＮとなって析出し、溶接熱影響部でのオーステナイトの粗大化抑制やフェライト変態核となって高靱性化に寄与する。０．００５％に満たないとその効果が少なく、０．０３０％を超えるとＴｉＮ粒子の粗大化によって期待する効果が得られなくなる。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０３０％の範囲とする。

Ａｌ：０．００５〜０．０８０％
Ａｌは、鋼の脱酸上０．００５％以上、好ましくは０．０１％以上必要である。一方、０．０８０％を超えて含有すると母材の靱性を低下させると同時に溶接金属の靱性を劣化させる。

Ｎ：０．００３５〜０．００７５％
Ｎは、ＴｉＮの必要量を確保するうえで必要な元素であり、０．００３５％未満では十分なＴｉＮ量が得られない。一方、０．００７５％を超えると溶接熱サイクルによってＴｉＮが溶解する領域での固溶Ｎ量の増加によって靱性が著しく低下する。

Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％
Ｃａは、Ｓの固定による靭性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくとも０．０００５％以上含有することが好ましい。しかしながら、０．００３０％を超えて含有しても効果が飽和する。このため、本発明では、０．０００５％〜０．００３０％の範囲に限定する。

Ｏ：０．００４０％以下
Ｏは、凝固時に酸化物となって析出する。０．００４０％を超えて含有すると、母材および溶接熱影響部の靭性が低下する。

０＜｛（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５｝／Ｓ≦０．８・・・（２）
ただし、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量を（質量％）を表す。
Ｃａ、ＯおよびＳは、０＜｛（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５｝／Ｓ≦０．８の関係を満足するように含有させる必要がある。この場合には、ＣａＳ上にＭｎＳが析出した複合硫化物の形態となる。｛（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５｝／Ｓの値が０．８を超えると、ＳがほとんどＣａによって固定され、フェライト生成核として働くＭｎＳがＣａＳ上に析出しないため、溶接熱影響部の靭性を確保できない。

以上が本発明の基本成分組成であり、残部はＦｅ及び不可避的不純物である。

本発明では、鋼板の強度靱性、溶接熱影響部靭性をさらに改善させるため、上記成分組成に加えて、Ｂ、Ｖの１種または２種を含有してもよい。

Ｂ：０．０００３〜０．００３０％
Ｂは、溶接熱影響部でＢＮを生成して、固溶Ｎを低減するとともにフェライト変態核として作用する元素である。このような効果を得るには０．０００３％以上必要である。一方、０．０．００３０％を超えて含有すると焼入れ性が増して靱性が劣化する。

Ｖ：０．２％以下
Ｖは、母材の強度・靱性の向上およびＶＮとしてのフェライト生成核として働く。しかしながら、０．２％を超えるとかえって靱性の低下を招く。

さらに本発明では、特性を向上させるために、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上を含有してもよい。

Ｎｂ：０．００３〜０．０３０％
Ｎｂは、母材の強度・靱性および継手の強度を確保するのに有効な元素である。しかしながら、０．００３％未満ではその効果が小さい。一方、０．０３０％を超えて含有すると、溶接熱影響部に島状マルテンサイトを形成することにより靱性が劣化する。

Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、母材の高靭性を保ちつつ強度を上昇させる。しかしながら、１．０％を超えても効果が飽和するのでこの含有量を上限とする。

Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、Ｎｉと同様の働きを有している。しかしながら、１．０％を超えると熱間脆性を生じ、鋼板の表面性状を劣化させる。

Ｃｒ：０．７％以下
Ｃｒは、母材の高強度化に有効な元素である。しかしながら、多量に添加すると靱性に悪影響を与えるために上限を０．７％とする。

Ｍｏ：０．７％以下
Ｍｏは、母材の高強度化に有効な元素である。しかしながら、多量に添加すると靱性に悪影響を与えるために上限を０．７％とする。

Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％
Ｍｇは、酸化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくとも０．０００５％以上含有することが好ましい。しかしながら、０．００５０％を超えて含有しても効果が飽和する。

Ｚｒ：０．００１〜０．０２０％
Ｚｒは、酸化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくとも０．００１％以上含有することが好ましい。しかしながら、０．０２０％を超えて含有しても効果が飽和する。

ＲＥＭ：０．００１〜０．０２０％
ＲＥＭは、酸化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくとも０．００１％以上含有することが好ましい。しかしながら、０．０２０％を超えて含有しても効果が飽和する。

Ｃｅｑ：０．３６以上
本発明の高強度極厚鋼板は、各成分組成が上記含有量の範囲にあることに加えて、下記式（１）で表すＣｅｑを０．３６以上に調整する。Ｃｅｑが０．３６未満では、板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度を高くし難くなるとともに、極厚鋼板の強度を確保することが困難となる。なお、溶接部特性確保の点から、Ｃｅｑは０．４０以下であることが好ましい。
Ｃｅｑ=Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・（１）
式（１）におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは各元素の含有量（質量％）を意味し、含有しない場合は０とする。

＜集合組織＞
本発明の高強度極厚鋼板は、板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度が１．２以上、表面（極表面から表面下１ｍｍの範囲）における圧延面での（２００）面集積度が１．７以上を満たす集合組織を有する。さらに好ましくは、表面（極表面から表面下１ｍｍの範囲）における圧延面での（２００）面集積度が２．０以上を満たすことが望ましい。上記の成分組成を採用するとともに、後述する製造条件で集合組織が上記範囲を満たすように制御することで、脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極厚鋼板が得られる。

以上より、本発明では、成分組成および集合組織の制御により、板厚が７０ｍｍ以上であっても、本発明の高強度極厚鋼板は、強度、溶接熱影響部靭性および脆性き裂伝播停止特性に優れるといった効果を有する。

＜製造方法＞
上記成分組成の溶鋼を、転炉等で溶製し、連続鋳造等で鋼素材（スラブ）とし、１０００〜１２００℃に加熱後、熱間圧延を行う。

加熱温度が１０００℃未満では、オーステナイト再結晶温度域における圧延を行う時間が十分に確保できない。一方、加熱温度が１２００℃超では、オーステナイト粒が粗大化し、靭性の低下を招くばかりか、酸化ロスが顕著となって、歩留が低下する。したがって、鋼素材の加熱温度は、１０００〜１２００℃の範囲とする。鋼板の靭性向上の観点から好ましい加熱温度の範囲は１０００〜１１５０℃である。なお、鋼素材の温度は鋼板の板厚中央の温度を意味する。

熱間圧延においては、まず、板厚中央の温度がオーステナイト再結晶温度域での累積圧下率を１０％以上とする圧延を行う。この温度域での累積圧下率を１０％以上とすることにより、板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が−４０℃以下を達成できる。累積圧下率が１０％未満であると、オーステナイトの細粒化が不十分で靭性が向上せず、板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度が−４０℃以下を達成できない。上記累積圧下率の上限は特に限定されないが、上記累積圧下率は細粒化の向上効果が小さくなるため、４５％以下であることが好ましい。なお、本発明の成分組成の場合、上記条件は、好ましくは、上記熱間圧延において１１００〜９５０℃に含まれる温度域での累積圧下率が１０％以上である。

さらに、板厚中央の温度がオーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率が５０％以上の圧延を行う。この温度域での累積圧下率を５０％以上とすることにより、板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度が１．２以上となる集合組織が得られる。逆に、この温度域での累積圧下率が５０％未満であると、板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度が１．２以上となる集合組織が得られない。上記累積圧下率の上限は特に限定されないが、圧延能率を阻害しないように７５％以下であることが好ましい。なお、本発明の成分組成の場合、上記条件は、好ましくは、未再結晶域圧延の板厚中央の温度は９５０〜７００℃であり、集合組織形成の観点から、上限は８５０℃以下がより好ましく、上限はさらに好ましくは８３０℃以下であり、この温度域での累積圧下率が５０％以上である。

さらに、本発明では、熱間圧延において、板厚表面温度がＡｒ_３変態点以下かつ板厚中央の温度がＡｒ_３変態点以上の温度域にあるときの累積圧下率が２０％超えとする。本発明では重要な要件であり、この条件で熱間圧延を行うことにより、鋼板表面における圧延面での（２００）面集積度を発達させることができる。この熱間圧延時には鋼板表面は２相域であり、同時に、板厚中央はオーステナイト未再結晶域の温度域である。このような状態で累積圧下率が２０％超えの圧延を行うことにより、表面近傍と板厚中央の集合組織を同時に別々の集合組織にすることが可能となる。すなわち、表面近傍は（２００）面の集合組織が発達し、板厚中央は（２１１）面の集合組織が発達する。ここで、表面近傍の（２００）面の集合組織も、板厚中央の（２１１）面の集合組織も鋼板長手方向への亀裂の進展が起こりにくい集合組織であり、さらにこれらの集合組織は亀裂が進展する方向が異なる。このため、これらの集合組織の境界では亀裂は進展方向が変わらざるを得ず、集合組織の境界がさらに亀裂の進展の障害となる。したがって、本発明では、単に亀裂の進展しにくい集合組織で揃えるだけでなく、亀裂が進展する方向が異なる別々の集合組織とすることにより、さらに亀裂進展の障害が生じ、その結果、亀裂伝播停止特性が向上する。

そしてこの条件で熱間圧延を行うことにより、鋼板表面における圧延面での（２００）面集積度が１．７以上、鋼板表面におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が−８０℃以下を得られる。板厚表面がこの温度域のときに累積圧下率が２０％以下であると、所望の集合組織およびｖＴｒｓが得られない。ここで、Ａｒ_３変態点は以下の式で表す。
Ａｒ_３＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ
上記式中の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。
なお、表面の温度がＡｒ_３変態点以下の中で圧延に好適な温度域はＡｒ_３変態点〜（Ａｒ_３変態点−８０）℃である。また、板厚中央の温度がＡｒ_３変態点以上の中で、圧延に好適な温度域は（Ａｒ_３変態点＋８０）℃〜Ａｒ_３変態点である。

また、本発明における熱間圧延では、上記規定した温度域外での圧延を制限するものではなく、少なくとも、上記規定する温度域において規定の累積圧下率の圧下が行われていればよい。

圧延が終了した鋼板は、０．５℃／s以上の冷却速度にて５００℃以下の冷却停止温度まで冷却する。冷却速度が０．５℃／ｓ未満の場合は、板厚中央位置における圧延面での（２１１）面集積度が１．２以上を確保することができない。また、冷却停止温度が５００℃以下を満足しない場合、所望の強度および集合組織を得ることができない。

さらに、５００℃以下の冷却停止温度まで冷却した後に焼戻処理を行う場合は、板厚中央の温度がＡｃ_１変態点未満で行うことが必要である。焼戻処理がＡｃ_１変態点以上の場合には、圧延時に発達させた集合組織を失うこととなるからである。ここで、Ａｃ_１変態点は以下の式で表す。
Ａｃ_１＝７５１−２６．６Ｃ＋１７．６Ｓｉ−１１．６Ｍｎ−１６９Ａｌ−２３Ｃｕ−２３Ｎｉ＋２４．１Ｃｒ＋２２．５Ｍｏ＋２３３Ｎｂ−３９．７Ｖ−５．７Ｔｉ−８９５Ｂ式中の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。

なお、以上の説明において、板厚中央の温度は、放射温度計で測定した鋼板表面温度から、伝熱計算により求める。また、圧延後の冷却条件における温度条件は、板厚中央の温度とし、冷却速度も板厚中央の温度に基づいて算出された平均冷却速度を意味する。

次に、本発明の実施例について説明する。

表１に示す各成分組成の溶鋼を、転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼素材とした。板厚を７０〜１００ｍｍに熱間圧延後、冷却を行い表２に示す供試鋼を得た。表２に、加熱条件、熱間圧延条件、冷却条件を示す。また、冷却後に焼戻しを行ったものについては焼戻温度も示した。

得られた鋼板について、板厚１／４位置より、Φ１４ｍｍのＪＩＳ１４Ａ号試験片を採取し、引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）を測定した。ＹＳが３９０ＭＰａ以上、ＴＳが５１０ＭＰａ以上のものを良好と評価した。

板厚の１／４位置及び鋼板表面よりＪＩＳ４号衝撃試験片を試験片の長手軸の方向が圧延方向と平行となるように採取し、シャルピー衝撃試験を行って、シャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。板厚１／４位置のｖＴｒｓが−４０℃以下、鋼板表面のｖＴｒｓが−８０℃以下のものを靭性が良好であると評価とした。

また、鋼板の集合組織を評価するため、板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度および鋼板表面（鋼板表面とは、極表面から表面下１ｍｍの範囲をいう。）における圧延面での（２００）面集積度をそれぞれ測定した。

面集積度は、Ｘ線回折装置（理学電機株式会社製）を使用し、Ｍｏ線源を用いて測定を行った。

次に、脆性き裂伝播停止特性を評価するため、温度勾配型ＥＳＳＯ試験を行い、−１０℃におけるＫｃａ値（以下、Ｋｃａ（−１０℃）Ｎ／ｍｍ^１．５とも記す。）を求めた。Ｋｃａ（−１０℃）が６０００Ｎ／ｍｍ^１．５以上のものを良好とした。

さらに、溶接熱影響部の靭性（ＨＡＺ靭性）を評価するため、大入熱溶接（４５０〜７００ｋＪ／ｃｍ）のエレクトロガス溶接（ＥＧＷ）によって継手を作製した後、板厚方向の表面と裏面１ｍｍ位置についてボンド部にノッチを入れたシャルピー試験片を用いて、試験温度‐２０℃での吸収エネルギーｖＥ_−２０を求めた。試験温度−２０℃での吸収エネルギーｖＥ_−２０の６本の平均値が６０Ｊ以上を良好と評価した。

表３にこれらの試験結果を示す。

表３に示された結果から、本発明例は、板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度が１．２以上で、かつ鋼板表面における圧延面での（２００）面集積度が１．７以上の集合組織を有し、板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが−４０℃以下および鋼板表面におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが−８０℃以下で靭性に優れるとともに、Ｋｃａ（−１０℃）が６０００Ｎ／ｍｍ^１．５以上と優れた脆性き裂伝播停止特性が得られた。また、本発明例は、溶接熱影響部の吸収エネルギーｖＥ_−２０が６０Ｊ以上であり、溶接熱影響部の靭性にも優れている。

一方、本発明を外れる比較例は、ＹＳ、ＴＳ、集合組織、ｖＴｒｓ、ｖＥ_−２０のいずれかを満足しない。また、Ｋｃａ（−１０℃）の値はすべて満足しない結果となった。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．５〜２．２％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．００５〜０．０８０％、Ｎ：０．００３５〜０．００７５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｏ：０．００４０％以下を含有し、下記式（１）で定義されるＣｅｑが０．３６以上であり、かつ、Ｃａ、Ｏ、Ｓの各含有量は、下記式（２）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、
板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度が１．２以上であり、鋼板表面における圧延面での（２００）面集積度が１．７以上である集合組織を有し、
板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが−４０℃以下であり、
鋼板表面におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが−８０℃以下である板厚７０ｍｍ以上の脆性き裂伝播停止特性および溶接熱影響部靭性に優れた高強度極厚鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・（１）
ここで、式（１）におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは各元素の含有量（質量％）を意味し、含有しない場合は０とする。
０＜｛（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５｝／Ｓ≦０．８・・・（２）
ただし、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量を（質量％）を表す。
前記成分組成は、さらに質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、Ｖ：０．２％以下の１種または２種を含有する請求項１に記載の脆性亀裂伝播停止特性および溶接熱影響部靭性に優れた高強度極厚鋼板。
前記成分組成は、さらに質量％で、Ｎｂ：０．００３〜０．０３０％、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：０．７％以下、Ｍｏ：０．７％以下、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２０％の１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載の脆性き裂伝播停止特性および溶接熱影響部靭性に優れた高強度極厚鋼板。
請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、１０００〜１２００℃の温度に加熱した後、
板厚中央の温度がオーステナイト再結晶温度域での累積圧下率が１０％以上、板厚中央の温度がオーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率が５０％以上、板厚表面温度がＡｒ_３変態点以下かつ板厚中央の温度がＡｒ_３変態点以上の温度域のときの累積圧下率が２０％超えの条件で熱間圧延を行った後、
０．５℃／s以上の冷却速度にて５００℃以下の冷却停止温度まで冷却する、板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度が１．２以上であり、鋼板表面における圧延面での（２００）面集積度が１．７以上である集合組織を有し、
板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが−４０℃以下であり、
鋼板表面におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが−８０℃以下である板厚７０ｍｍ以上の脆性き裂伝播停止特性および溶接熱影響部靭性に優れた高強度極厚鋼板の製造方法。
５００℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、板厚中央の温度がＡｃ_１変態点未満の温度に焼戻す請求項４に記載の脆性き裂伝播停止特性および溶接熱影響部靭性に優れた高強度極厚鋼板の製造方法。