JP2013095928A - 靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】降伏強度４００ＭＰａ以上、ＣＴＯＤ値０．３ｍｍ以上、板厚４０ｍｍ以上の靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法の提供。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｕ：０．８〜２．０％、Ｎｉ：０．１〜２．５％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％及びＮ：０．００１〜０．０１％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＮｂ：０．００１％以下、Ｂ：０．０００３％以下、Ｏ：０．００３％以下であり化学組成を有し、板厚中心部における結晶粒径２０μｍ以下のフェライト分率が６０％以上、板厚中心部における島状マルテンサイト組織の面積率が４．０％以下、板厚中心部における介在物量がＪＩＳ Ｇ ０５５５における点算法にて０．０２０％以下、板厚中心部におけるＣ含有量が０．１２％以下であることを特徴とする、板厚中心部の降伏強度が４００ＭＰａ以上の靭性に優れた高張力鋼板。
【選択図】なし

Description

本発明は、靭性に優れた高張力鋼板とその製造方法に関する。より詳しくは、高度の安全性が要求される海洋構造物や低温ガス貯蔵タンクなど大形鉄鋼構造物用途に好適な、降伏強度４００ＭＰａ以上、板厚４０ｍｍ以上の高張力鋼板及びその製造方法に関する。

近年エネルギー需要が益々増加の傾向にあり、海底石油資源の探索が活発化している。これらに使用される構造物は例えば、プラットフォーム、ジャッキアップリグのように大型化しており、これに伴い使用鋼材が厚肉化し、より安全性の確保が重要な課題である。

前記のような大型構造物では降伏強度４００ＭＰａ以上の高強度の鋼材が用いられ、その板厚も１００ｍｍを超える極厚高張力鋼が用いられることがある。

また、海底石油資源の探索地域が近年寒冷地や大水深域へと移っており、それらの海域で稼動する海洋構造物は極めて厳しい気象・海洋条件に晒される。このため、これらの鋼材には、例えば−４０℃以下という非常に厳しい低温域での靭性が要求されると共に、溶接性も当然要求される。

さらに、安全性の面からもユーザーの検査基準は厳しく、母材、溶接部ともに従来のシャルピー衝撃値の規定に加え、最低使用温度におけるＣＴＯＤ（Crack tip Opening displacement：き裂先端開口変位）値も規定されるようになってきている。すなわち、１０ｍｍ各に切断採取する微小評価試験であるシャルピー試験で安定した特性を得た場合であっても、全厚のＣＴＯＤ試験では特性を満足できない場合が多く発生している。

例えば、特許文献１には、低温での溶接部靱性に優れた高張力鋼に係る発明が開示されている。特許文献１に記載の発明は、３００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接が可能な、溶接性に優れた降伏応力４２０Ｎ／ｍｍ^２以上の高張力鋼に主眼を置いており、Ｎ／Ａｌ比をコントロールすると共にある程度粗大化させたＣｕ粒子を均一に分散させることを特徴とする。しかしながら、全厚のＣＴＯＤ特性は特性を満足できない場合がある。

国際公開ＷＯ2005/052205号明細書

本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、その目的は、高度の安全性が要求される海洋構造物などの大形鉄鋼構造物用途に好適な、降伏強度４００ＭＰａ以上、ＣＴＯＤ値０．３ｍｍ以上、板厚４０ｍｍ以上の靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法を提供することである。

本発明者らは、海洋構造物に適した溶接性と靱性に優れた厚肉高強度鋼板を開発することを目的に、鋼成分およびその製造方法について種々の実験を行なった結果、以下の(a)〜(c)に示す知見を得た。

(a) 化学成分の調整
全厚のＣＴＯＤ特性を安定化させるには、添加合金成分の調整が重要である。特に、海洋構造物用鋼材においては、極小入熱時のＨＡＺ硬化が課題となる。これを解消するため、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ等の添加量調整により焼入性を最適化することが重要であるが、特に、Ｎｂ、Ｂの低減が重要であることを明らかにした。Ｎｂは制御圧延時の細粒化に有効な元素であり、Ｂは大入熱溶接時の溶接熱影響部靭性の特性安定化に有効であるが、極小入熱時の特性安定化のためには、積極添加を避けるのみならず、それぞれを不純物としても極力低減することが重要である。

(b) 板厚中心部の組織、偏析、非金属在物の制御
全厚のＣＴＯＤ特性を安定化させるには、添加合金成分の調整のみでは不十分であり、板厚中心部における偏析、介在物の制御が不可欠である。これは、構造用鋼に一般的に適用される連続鋳造においては最終凝固部である板厚中心部に偏析および非金属介在物が形成され、これが破壊の起点になる多めに全厚のＣＴＯＤ特性が不安定となるためである。このため、鋼材の添加化学成分の調整に加え、板厚中心部における組織、Ｃ偏析、Ｍ−Ａ量、非金属在物の制御の制御が必要である。

(c) 上記(a)および(b)を満たす鋼材において、４０ｍｍ以上の厚肉材で板厚中心部まで降伏強度が４００ＭＰａ以上の高強度と全厚のＣＴＯＤ特性を満足するには、鋼材の製造方法も重要となる。Ｎｂ、Ｂを含有しない成分系での高強度-高靭性確保には厳格な制御圧延が必要となる。すなわち、板厚中心部までできるだけ多くの微細フェライトを分散させた上で、強度確保のためにε−Ｃｕ粒子を時効析出させることで高強度化を図る手段が有効である。このために加熱圧延条件および水冷条件を厳格に制御する必要がある。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記(1)〜(5)に示す高張力鋼板及び(6)に示す高張力鋼板の製造方法にある。

(1) 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｕ：０．８〜２．０％、Ｎｉ：０．１〜２．５％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％及びＮ：０．００１〜０．０１％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＮｂ：０．００１％以下、Ｂ：０．０００３％以下、Ｏ：０．００３％以下である化学組成を有し、板厚中心部における結晶粒径２０μｍ以下のフェライト分率が６０％以上、板厚中心部における島状マルテンサイト組織の面積率が４．０％以下、板厚中心部における介在物量が、ＪＩＳ Ｇ ０５５５における点算法にて０．０２０％以下、板厚中心部におけるＣ含有量が０．１２％以下であることを特徴とする、板厚中心部の降伏強度が４００ＭＰａ以上の靭性に優れた高張力鋼板。

(2) Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．０５％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする上記(1)の高張力鋼板。

(3) Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｓｎ：０．５０％以下を含有することを特徴とする上記(1)または(2)の高張力鋼板。

(4) Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００５％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする上記(1)〜(3)のいずれかの高張力鋼板。

(5) 上記(1)〜(4)のいずれかの化学組成を有するスラブを、９００〜１１８０℃の温度域に加熱し、７００〜８００℃の温度域で累積圧下率５０％以上の熱間圧延を施し、７００℃以上の温度で圧延を終了し、６５０℃以上の温度域から水冷を開始し、５００℃以下になるまで、板厚の１／４の位置における平均冷却速度５℃／ｓｅｃ以上で水冷し、その後、５５０〜６７０℃の温度域に再加熱することを特徴とする、板厚中心部の降伏強度が４００ＭＰａ以上の靱性に優れた高張力鋼板の製造方法。

本発明によれば、降伏強度４００ＭＰａ以上、ＣＴＯＤ値０．３ｍｍ以上、板厚４０ｍｍ以上の靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法を提供することができる。

以下、本発明について詳細に説明する。まず、本発明を上記のような鋼成分に限定した理由を述べる。

（Ａ）鋼板の化学組成
Ｃ：０．０１〜０．０８％
Ｃは、鋼材の強度確保に有効な元素である一方、多すぎると島状マルテンサイトを生成して母材および溶接熱影響部の靭性を劣化させる。このため添加量を０．０１〜０．０８％とした。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、Ｃ含有量の好ましい上限は０．０５％である。

Ｓｉ：０．０１〜０．３％
Ｓｉは溶鋼の予備脱酸に有効な元素であるが、セメンタイト中に固溶しないため、多量に添加されると未変態オーステナイト粒がフェライト粒とセメンタイトに分解するのを阻害し、島状マルテンサイトの生成を助長する。これらの理由から、Ｓｉの添加量は、０．０１〜０．３％とする。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．２％である。

Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは強度確保に必要な元素であるとともに、脱酸剤としても有効な元素である。しかし、Ｍｎの過剰な添加は、焼入れ性を過剰に増加させ溶接性およびＨＡＺ靱性を劣化させる。さらに、Ｍｎは中心偏析を助長する元素としてしられているので、中心偏析抑制の観点からはその含有量を抑制する必要がある。したがってＭｎの含有量は１．０〜２．０％とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．３％であり、Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．８％である。

Ｐ：０．０１２％以下
Ｐは鋼に不可避的に含有される不純物元素であり、粒界偏析元素であるためにＨＡＺにおける粒界割れの原因となる。さらに母材靱性、溶接金属部とＨＡＺの靱性を向上させ、スラブ中心偏析も低減させるためには、その含有量は０．０１２％以下とする。好ましくは０．０１０％以下である。

Ｓ：０．００５％以下
Ｓは多量に存在する場合、溶接割れ起点となるMnＳ単体の析出物を生成し、特に最終凝固部である板厚中心部の清浄度を劣化させる。このため含有量を０．００５％以下とする。好ましくは０．００２％以下である。

Ｃｕ：０．８〜２．０％
Ｃｕは鋼材の強度および靱性を高める効果があるが、ＨＡＺ靱性に対する悪影響も少ない。特に、時効処理時のε−Ｃｕ析出による強度上昇効果を期待する上で０．８％以上必要である。しかし、Ｃｕ含有量が高くなると溶接高温割れ感受性が高くなり、予熱などの溶接施工が複雑になるため、その含有量は２．０％以下とする。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．９％であり、Ｃｕ含有量の好ましい上限は１．２％である。

Ｎｉ：０．１〜２．５％
ＮｉはＣｕと同様に鋼材の強度および靱性を高め、さらにＨＡＺ靱性を高めるための有効な元素であるが、過剰に添加してもコストアップに見合うだけの効果を得ることができないため、Ｎｉの含有量を ０．１〜２．５％とした。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．２％であり、Ｎｉ含有量の好ましい上限は１．５％である。

Ｃｒ：０．０１〜０．５％
Ｃｒは、鋼材の強度を高める効果があるが、過剰に添加すると母材靱性や溶接性の劣化を招く。したがって、含有量を０．０１〜０．５％とした。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．１％であり、Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．３％である。

Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉは、オーステナイト粒の微細化のために不可欠な元素である。また、連続鋳造鋳片の横ひび割れを防止する上でもその添加が不可欠である。しかし、過剰に添加すると母材靱性やＨＡＺの靱性が著しく損なわれる。したがって、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．０３％とした。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０１５％である。

Ａｌ：０．００１〜０．０５０％
Ａｌは溶鋼の予備脱酸に有効な元素であるが、過剰に添加すると島状マルテンサイトの生成を助長するため母材および溶接熱影響部の靭性が低下する。このため添加量を０．００１〜０．０５％とする。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０３％である。

Ｎ：０．００１〜０．０１０％
Ｎは、窒化物を形成することで組織の細粒化に寄与するが、過剰に添加した場合には窒化物の凝集を通じて靭性を劣化させる。従って含有量を０．００１〜０．０１０％とする。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、Ｎ含有量の好ましい上限は０．００８％である。

本発明に係る鋼板は、上記の成分を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に鉱石やスクラップ等のような原料をはじめとして製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味するものであるが、本発明においては、特に、不純物中のＮｂ、Ｂ及びＯ（酸素）について、次のとおりに規定する。

Ｎｂ：０．００１％以下
Ｎｂは、オーステナイトの低温域で微細なＮｂ炭窒化物を形成することによりオーステナイト粒を微細化する作用を有する。更に、析出したＮｂ炭窒化物は圧延などによる加工を受けた未再結晶オーステナイト粒の回復、再結晶を抑制する効果を有しており、母材靱性の確保に有効である。しかしながら、極小入熱溶接におけるＣＴＯＤ特性を劣化させることから、本発明においては可能な限り含有量を低減させる。このため、Ｎｂ含有量を０．００１％以下とした。

Ｂ：０．０００３％以下
Ｂは、極微量で鋼材の強度を上昇させる元素であるが、極小入熱溶接におけるＣＴＯＤ特性を劣化させることから、本発明においては可能な限り含有量を低減させる。このため、Ｂ含有量を０．０００３％以下とした。

Ｏ：０．００３％以下
Ｏ(酸素)は多量に存在すると清浄度の劣化が著しくなるため、母材、溶接金属部およびＨＡＺともに実用的な靱性確保が困難となる。そこで、０．００３％以下とする。好ましくは０．００２％以下である。

本発明に係る鋼板には、必要に応じて、次の第１群から第３群までの少なくとも１群から選んだ成分の１種以上を含有させることができる。以下、これらの群に属する成分について述べる。

第１群：Ｍｏ、Ｖ
Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは、必要に応じて含有させることができる。Ｍｏを含有させると、鋼材の焼入れ性を増し、強度を向上させることができる。しかしながら、その含有量が０．５％を超えると、溶接金属部およびＨＡＺを硬化させ溶接低温割れ感受性を増大させるので、その含有量の上限は０．５％とする。好ましい上限は０．３％である。なお、Ｍｏによる強度向上効果を得たい場合には、Ｍｏを０．０３％以上含有させるのが望ましい。

Ｖ：０．０５％以下
Ｖは、必要に応じて含有させることができる。Ｖを含有させると、Ｍｏと同様に、鋼材の焼入れ性を増し、強度を向上させることができる。しかしながら、その含有量が０．０５％を超えると、溶接金属部およびＨＡＺを硬化させ溶接低温割れ感受性を増大させるので、その含有量の上限は０．０５％とする。好ましい上限は０．０４％である。なお、Ｖによる強度向上効果を得たい場合には、Ｖを０．０１％以上含有させるのが望ましい。

第２群：Ｓｎ
Ｓｎ：０．５０％以下
Ｓｎは、必要に応じて含有させることができる。Ｓｎを含有させると、Ｓｎ^３＋となって溶解し、酸性塩化物溶液中でのインヒビター作用により腐食を抑制することができる。。また、Ｆｅ^３＋を速やかに還元させ、酸化剤としてのＦｅ^３＋濃度を低減することにより、Ｆｅ^３＋の腐食促進作用を抑制するので、飛来塩分量が多い環境下での耐候性を向上させることができる。さらに、Ｓｎには鋼のアノード溶解反応を抑制するので、耐食性を向上させることもできる。しかし、その含有量が０．５０％を超えると脆化を起こす原因となるので、Ｓｎの含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．２０％以下である。なお、Ｓｎによるこれらの効果を得たい場合には、Ｓｎの含有量は０．０３％以上とするのが望ましい。

第３群：Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ
Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは、必要に応じて含有させることができる。Ｃａを含有させると、粒内フェライトの析出核となる酸化物、硫化物を生成して、また、硫化物の形態を制御して、低温靱性を向上させることができる。しかし、Ｃａ含有量が０．００５％を超えると大型介在物やクラスターを生成して鋼の清浄度を劣化させるので、Ｃａの含有量は０．００５％以下とする。好ましくは０．００３５％以下である。なお、Ｃａによるこの効果を得たい場合には、Ｃａの含有量は０．００１％以上とするのが望ましい。

Ｍｇ：０．００５％以下
Ｍｇは、必要に応じて含有させることができる。Ｍｇを含有させると、粒内フェライトの析出核となる酸化物、硫化物を生成して、また、硫化物の形態を制御して、低温靱性を向上させることができる。しかし、Ｍｇ含有量が０．００５％を超えると大型介在物やクラスターを生成して鋼の清浄度を劣化させるので、Ｍｇの含有量は０．００５％以下とする。好ましくは０．００３５％以下である。なお、Ｍｇによるこの効果を得たい場合には、Ｍｇの含有量は０．００１％以上とするのが望ましい。

ＲＥＭ：０．００５％以下
ＲＥＭは、必要に応じて含有させることができる。ＲＥＭを含有させると、粒内フェライトの析出核となる酸化物、硫化物を生成して、また、硫化物の形態を制御して、低温靱性を向上させることができる。しかし、ＲＥＭ含有量が０．００５％を超えると大型介在物やクラスターを生成して鋼の清浄度を劣化させるので、ＲＥＭの含有量は０．００５％以下とする。好ましくは０．００３５％以下である。なお、ＲＥＭによるこの効果を得たい場合には、ＲＥＭの含有量は０．００１％以上とするのが望ましい。

ここで、ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素の総称であり、これらの元素のうちの１種または２種以上を含有させることができる。なお、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。

（Ｂ）鋼板の組織
（Ｂ−１）板厚中心部における結晶粒径２０μｍ以下のフェライト分率が６０％以上
上記成分系にて、板厚中心部まで充分な強度と全厚ＣＴＯＤ特性を両立するには、板厚中心部まで均一な微細フェライトを一定量以上分散させた上で、ε−Ｃｕ粒子を時効析出させる必要がある。結晶粒径２０μｍ以下の微細フェライトを体積％で６０％以上分散させることを実現すれば、板厚中心部にて降伏強度４００ＭＰａ以上と板厚４０ｍｍ以上の極厚材の全厚ＣＴＯＤ特性を両立させることが可能となる。

板厚中心部における旧オーステナイト粒を規定する理由は、板厚の１／２の位置にある板厚中心部は板厚表裏面および板厚の１／４の位置に比べ特性の確保が困難なためであり、かつ全厚の特性が板厚の１／２の位置の特性に律速されるためである。

（Ｂ−２）板厚中心部におけるＭ−Ａ組織が４．０％以下
本発明でいう「Ｍ−Ａ組織」は、いわゆる島状マルテンサイトであり、ベイナイトのラス状組織の間又は旧オーステナイト粒界に存在するマルテンサイトを指す。Ｍ−Ａ組織は脆性破壊の原因となるため、板厚中心部におけるＭ−Ａ組織を面積％で４．０％以下とする。このＭ−Ａ組織は少ないことが好ましい。

ここで、板厚中心部におけるＭ−Ａ組織を規定する理由は、中心偏析の影響により、特に板厚中心部でＭ−Ａが生成しやすく、かつ全厚のＣＴＯＤ特性は最脆化部の特性に支配されるためである。

優れたＣＴＯＤ特性を得るには、このＭ−Ａ組織を４．０％以下に抑制する必要がある。このＭ−Ａ組織は少ない方が好ましい。ただし、本発明方法で製造した場合には、少なくとも０．５％のＭ−Ａ組織が形成されてしまう。

なお、Ｍ−Ａ組織の割合は、透過型電子顕微鏡の倍率を１００００倍として合計１０視野観察し、各視野において求めた島状マルテンサイトが占める割合を算術平均して求めればよい。

（Ｂ−３）板厚中心部における介在物量がＪＩＳ Ｇ ０５５５における点算法にて０．０２０％以下
厚肉材の低温ＣＴＯＤ特性をさらに安定化するには、板厚中心部の介在物を低減することが有効である。特に、ＭｎＳを代表とするＡ系介在物を低減できれば、低温ＣＴＯＤ特性はさらに安定化する。具体的には、ＪＩＳ Ｇ ０５５５で規定された点算法で測定したときの非金属介在物量がｄ６０×４００（測定視野数が６０、倍率が４００倍）で０．０２０％以下とする。

（Ｂ−４）板厚中心部におけるＣが０．１２％以下
連続鋳造により製造した厚鋼板においては、板厚中心部での中心偏析による成分濃化部が生じやすく、これが硬化組織を形成すると破壊の起点になり、全厚ＣＴＯＤ特性が不安定となる。これを抑制するには、特に島状マルテンサイト生成に支配的なＣ量の偏析度規定が有効である。

板厚中心部のＣ量を測定するためには、レーザＩＣＰ分析法を用いることができる。レーザＩＣＰ分析法にて、板厚中心部を挟んだ８ｍｍ以上の範囲を分析し、次の式に基づいて、板厚中心部のＣ含有量を算出することができる。
板厚中心部のＣ量＝（製品分析値のＣ量）×（レーザＩＣＰ分析Ｃ量の平均値／レーザＩＣＰ分析Ｃ量の最大値）。

優れたＣＴＯＤ特性を得るには、この板厚中心部のＣ量を質量％で０．１２％以下とする必要がある。望ましくは０．１０％以下に抑制するとよい。

以上、本発明の組織について示したが、本発明の鋼板のミクロ組織は主としてフェライトとベイナイトの混合組織でる。上記の（Ｂ）項で示すような組織を有する鋼板とするには、前記の（Ａ）項に記載の化学組成を有するスラブを用いて、たとえば、次の（Ｃ）項で述べる条件で鋼板を製造することができる。

（Ｃ）鋼板の製造条件
ここでは、加熱温度は炉内雰囲気温度、圧延終了温度は表層温度、水冷停止温度は板厚中心部の計算値とし、圧延、再加熱時の加熱、冷却速度についてはすべて板厚中心部の値とする。

（Ｃ−１）スラブの加熱温度
スラブの加熱温度は９００〜１１８０℃とするのがよい。スラブの加熱温度が９００℃未満では加熱時に均一なオーステナイト粒が得られない場合がある。一方、１１８０℃を超えて加熱するとオーステナイト粒が著しく大きくなって母材靱性が劣化する場合がある。したがって、鋼の加熱温度は９００〜１１８０℃とする。好ましい加熱温度下限は９５０℃であり、上限は１０５０℃である。

なお、スラブの作製方法は問わないが、連続鋳造法により、溶鋼の温度を（凝固温度＋５０）℃以内に管理して作製することが好ましい。こうすることで、スラブ中の介在物や組成の中央偏析を小さくすることができる。

（Ｃ−２）熱間圧延
鋼板の組織を適正化するために、未再結晶温度域で適正量の圧下（加工）を加えるのがよい。オーステナイトの再結晶温度域での圧下ではオーステナイト粒内に格子欠陥が蓄積され難く、圧延後に急冷しても組織の微細化が生じ難い。また、未再結晶温度域で圧下してもその累積圧下量が少ないと、オーステナイト粒内に蓄積される格子欠陥が少なくなって、圧延後に急冷しても組織の微細化が生じ難い。このため、７００〜８００℃の温度域で累積圧下率５０％以上の熱間圧延を行う。このとき、圧延は７００℃以上で終了させる。７００℃未満で圧下するとスラブ温度低下にともなうスラブ硬化により十分な圧下ができないだけでなく、圧延機に負荷がかかるため好ましくない。

（Ｃ−３）冷却工程
熱間圧延後は６５０℃以上の温度域から５００℃以下まで水冷を実施する。このとき、所望の組織を得るためには、板厚の１／４の位置において５℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で鋼板を水冷する。冷却速度の上限は特に規定しないが、設備的に得られる上限値であってもよい。

熱間圧延後水冷された鋼は、その後再加熱し、５５０〜６７０℃の温度で時効処理を行う。時効処理によりＣｕを析出させ、鋼板を析出硬化させることができる。

この際、時効処理の目的温度−１００℃までの昇温速度、および５００℃までの冷却速度については制御を行うことが望ましい。昇温／冷却速度の制御を行えば、Ｃｕ粒子の分散を均一化させることができる。十分なＣｕ粒子の分散均一化を図るためには、具体的には、再加熱の際の目標温度−１００℃までの平均昇温速度を１〜５０℃／分、目標温度での保持時間を１時間以上、冷却の際の５００℃までの平均冷却速度を１℃／分以上とするのが好ましい。

表１に示す化学組成を有する鋼No.１〜４４及び鋼No.Ｘ１〜Ｘ１０の供試鋼から連続鋳造法にてスラブを作製した。表１における鋼No.１〜４４は化学組成が本発明で規定する範囲内にある例であり、そして、鋼No.Ｘ１〜Ｘ１０の供試鋼はいずれかの成分が本発明で規定する範囲から外れた例である。

スラブは溶鋼の温度を過度に高くせず、溶鋼組成から決まる凝固温度に対し、その差が５０℃以内になるように管理をしながら、凝固直前の電磁攪拌および凝固時の圧下を行った。ただし、鋼No.３５および３６はこの管理を行わずに製造した。

次いで、これらの鋼を通常の方法で厚さ１６０ｍｍの鋼片とした後、表２に記載の各種条件で熱間圧延、冷却して鋼板とした。なお、表２には記載していないが、すべての鋼について、再加熱の際に、再加熱温度−１００℃までの平均昇温速度を５℃／分、再加熱温度での保持時間を２時間、冷却の際の５００℃までの平均冷却速度を５℃／分として制御した。また、このとき、板厚は、海洋構造物用途を意識して、８０ｍｍ以上とした。

このようにして得た各鋼板の板厚中心部から、ＪＩＳ４号引張試験片を圧延方向と平行な方向に採取し、母材の機械的性質（引張特性）を調査した。

次に、ＢＳ７４４８規格に準拠し、全厚の３点曲げ試験片を圧延方向に直角の方向から試験片を採取して、ＣＴＯＤ試験を−４０℃で行った。

また、溶接継ぎ手部は、ＢＳ７４４８に準拠し、Ｋ開先加工した鋼板突き合わせ部に１．０ｋＪ／ｍｍのＦＣＡＷ溶接を実施し、ＣＴＯＤ試験片の疲労ノッチがレ開先のストレート部側の溶接線となるよう加工し、ＣＴＯＤ試験を-４０℃にて実施した。

さらに、各鋼板のうち一部の鋼板（試験番号No.８、１６、Ｘ３）については、得られた試験片をＳＡＥ（Society of Automotive Engineers）Ｊ２３３４試験により耐食性を評価した。ＳＡＥＪ２３３４試験は、湿潤（５０℃、１００％ＲＨ、６時間、塩分付着：０．５％ＮａＣｌ、０．１％ＣａＣｌ_２、０．０７５％ＮａＨＣＯ_３水溶液浸漬、０．２５時間）および乾燥（６０℃、５０％ＲＨ、１７．７５時間）を１サイクル（合計２４時間）とした加速試験であり、腐食形態が大気暴露試験に類似しているとされている（長野博夫、山下正人、内田仁著：環境材料学、共立出版（２００４）、ｐ．７４）。本試験は、飛来塩分量が１ｍｄｄを超えるような厳しい腐食環境を模擬する試験である。ＳＡＥＪ２３３４試験１２０サイクル終了後、各試験片の表面のさび層を除去し、板厚減少量を測定した。なお、「腐食減量」は、試験片の平均の板厚減少量であり、試験前後の重量減少と試験片の表面積を用いて算出したものである。

一方、各鋼板の組織は以下のように測定を行った。

フェライトについては、光学顕微鏡を用いて観察によって得られた像を画像解析した。粒径を算出する場合には、短径と長径を測定し、その和の１／２から粒径を求めた。このようにして１００視野観察して求めた個々の粒子の粒径について、算術平均したものを「平均粒径」と規定した。また、フェライト分率は、１００視野観察分の面積に対するフェライトの面積割合を算出することによって求めた。また、島状マルテンサイト（Ｍ−Ａ）分率についても同様である。

板厚中心部におけるＣはレーザＩＣＰ分析にて、板厚中心部を挟んだ８ｍｍ以上の範囲を分析し、板厚中心部のＣ量＝（製品分析値のＣ量）×(レーザＩＣＰ分析Ｃ量の平均値／レーザＩＣＰ分析Ｃ量の最大値)として算出した。

板厚中心部における介在物はＪＩＳ Ｇ ０５５５に準拠し、点算法による顕微鏡試験方法によって測定した。すなわち、試験片を圧延方向又は鍛錬方向に平行に、その中心線を通って切断採取し、その面を検鏡面とし、琢磨仕上げによって鏡面とした後、縦横２０本の格子線が入った接眼レンズを用い、ノーエッチングの状態で４００倍で、６０視野をランダムに観察し、介在物によって占めた格子点中心の数ｎを数える。そして、下記の式によって算出される清浄度ｄ（％）が非金属介在物の量である。
ｄ＝｛（ｎ／（ｐ×ｆ）｝×１００
ここで、ｄ：清浄度、ｐ：視野内の総格子点数、ｆ：視野数、ｎ：ｆ個の視野における介在物によって占められる格子点中心の数を表す。

表３に鋼板組織の観察結果を示す。

表４に機械的特性の試験結果を示す。ここで、鋼材の母材強度の目標はＹＳで４００ＭＰａ以上であり、母材および溶接部のＣＴＯＤ値の目標はいずれも０．３ｍｍ以上である。

表４において、鋼の化学組成および組織等の要件が本発明で規定する範囲内にある試験No.１〜３４（本発明鋼）は、いずれも母材の強度とＣＴＯＤ値の目標をそれぞれ満足する。

これに対して、試験No.３５は、鋼の化学組成は本発明で規定する範囲内にあるが、板厚中心部における介在物量が本発明鋼の規定より外れるため、母材のＣＴＯＤ値は目標に達していない。
試験No.３６は、鋼の化学組成は本発明で規定する範囲内にあるが、板厚中心部におけるＣ含有量が本発明鋼の規定より外れるため、母材のＣＴＯＤ値は目標に達していない。

試験No.３７〜４４は、鋼の化学組成は本発明で規定する範囲内にあるが、板厚中心部における結晶粒径２０μｍ以下のフェライト分率および島状マルテンサイト組織の面積率が本発明鋼の規定より外れるため、母材のＣＴＯＤ値は目標に達していない。さらに、試験No.３７および３８については、いずれもＹＳが目標に達していない。

そして、試験No.Ｘ１〜Ｘ１０は、鋼の化学組成が本発明鋼の規定より外れるため、母材および溶接部のＣＴＯＤ値はいずれかまたは両方が目標に達していない。

なお、上述したとおり、一部の鋼板（鋼No.８、１６、Ｘ３）に関しては、ＳＡＥ（Society of Automotive Engineers）Ｊ２３３４試験により耐食性を評価した。その結果、試験No.８および１６については、Ｓｎを含有しているため、板厚減少量はともに０．１ｍｍ以下であり、高い耐食性を示した。しかし、試験No.Ｘ３については、Ｓｎが含有していないため、板厚減少量は０．８ｍｍとなり耐食性は低かった。

本発明の鋼板はＹＳが４００ＭＰａ以上、ＣＴＯＤ値も０．３ｍｍ以上であることから、氷海域の海洋構造物など溶接鋼構造物の素材として好適である。また、製造の観点からも、本発明の鋼板はオートテンパーを利用し焼戻しなしに製造することができるので、比較的容易且つ廉価に高強度の鋼板を得ることができる。

Claims (5)

1. 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｕ：０．８〜２．０％、Ｎｉ：０．１〜２．５％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％及びＮ：０．００１〜０．０１％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＮｂ：０．００１％以下、Ｂ：０．０００３％以下、Ｏ：０．００３％以下である化学組成を有し、板厚中心部における結晶粒径２０μｍ以下のフェライト分率が６０％以上、板厚中心部における島状マルテンサイト組織の面積率が４．０％以下、板厚中心部における介在物量が、ＪＩＳ Ｇ ０５５５における点算法にて０．０２０％以下、板厚中心部におけるＣ含有量が０．１２％以下であることを特徴とする、板厚中心部の降伏強度が４００ＭＰａ以上の靱性に優れた高張力鋼板。
2. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．０５％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高張力鋼板。
3. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｓｎ：０．５０％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高張力鋼板。
4. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００５％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする請求項１から３までのいずれかに記載の高張力鋼板。
5. 請求項１から４までのいずれかに記載の化学組成を有するスラブを、９００〜１１８０℃の温度域に加熱し、７００〜８００℃の温度域で累積圧下率５０％以上の熱間圧延をし、７００℃以上の温度で圧延を終了し、６５０℃以上の温度域から水冷を開始し、５００℃以下まで、板厚の１／４の位置での平均冷却速度５℃／ｓｅｃ以上で水冷し、その後、５５０〜６７０℃の温度域に再加熱することを特徴とする、板厚中心部の降伏強度が４００ＭＰａ以上の靱性に優れた高張力鋼板の製造方法。