JP4976905B2 - Ｈａｚ靭性および母材靭性に優れた厚鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、例えば船舶および海洋構造物などの溶接構造物に適用される厚鋼板に関し、好ましくは小入熱溶接から超大入熱溶接に至る幅広い入熱量で溶接しても溶接後の熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ、ＨＡＺ）の靭性に優れると共に、母材靭性にも優れた厚鋼板に関する。

近年、例えばコンテナ船等の大型化が進められ、板厚が６０ｍｍ以上の厚鋼板が用いられることがある。このような厚鋼板を効率良く溶接するために、小入熱溶接時のみならず、入熱量が５０ｋＪ／ｍｍ以上である超大入熱溶接を行ってもＨＡＺ靭性に優れていることが求められる。

しかし超大入熱溶接を行うと、ＨＡＺが高温のオーステナイト領域まで加熱されてから徐冷されるため、その組織が粗大化し、ＨＡＺ靭性が著しく劣化するという問題があった。そのため従来では、溶接入熱量の制限を余儀なくされていた。

このような超大入熱溶接で良好なＨＡＺ靭性を達成するために、例えば特許文献１は、低Ｃ化、低Ｐ化に加えてＮｂとＢの添加バランスを調節している。また特許文献２では、溶接用鋼中に存在するＴｉＮ系介在物の中に積極的にＮｂを含有させて、粗大フェライトの生成を抑制している。しかしこれら特許文献１〜２では、ＴｉＮが不足しているか、又はＴｉＮが足りている場合にはそのＴｉＮが粗大化しており、さらなるＨＡＺ靭性の改善余地があった。また母材靭性についても考慮されていなかった。

特許文献３は、鋼材にＮを比較的多量に添加し、かつＴｉとＢの添加バランスを適切に制御すれば、大入熱溶接したときのＨＡＺ靭性を改善できるとしている。しかし特許文献３でも、ＴｉＮやＢＮの析出量が十分でなかったり、微細でなかったり、またはＮｂが不足して焼入性が低いためにフェライトが粗大になったりするため、さらなるＨＡＺ靭性の改善余地がある。また母材靭性についても考慮されていない。
特開２００３−１６６０３３号公報 特開２００４−２１８０１０号公報 特開２００５−２００７１６号公報

本発明の目的は、小入熱溶接及び超大入熱溶接のいずれであっても優れたＨＡＺ靭性を示すと共に、母材靭性にも優れた厚鋼板を提供することにある。

前記課題を解決し得た本発明に係るＨＡＺ靭性および母材靭性に優れた厚鋼板は、Ｃ：０．０３０〜０．１０％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３５％、Ｔｉ：０．０１５〜０．０３％、Ｂ：０．００１０〜０．００３５％、およびＮ：０．００５０〜０．０１％を含有し、
さらにＣｕ：２．０％以下（０％を含む）、Ｎｉ：２．０％以下（０％を含む）、Ｃｒ：１％以下（０％を含む）、Ｍｏ：０．５％以下（０％を含む）およびＶ：０．１％以下（０％を含む）を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる厚鋼板であって、
旧オーステナイト粒の平均円相当径が１２０μｍ以下、島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ（ＭＡ））の面積百分率が３％以下、かつ島状マルテンサイト（ＭＡ）のアスペクト比（長径／短径）の個数平均値が３以下であり、
しかも下記式（１）および（２）を満足している点にその要旨を有する。
１．５≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦４ … （１）
４０≦Ｘ値≦１６０ … （２）
Ｘ値＝５００［Ｃ］＋３２［Ｓｉ］＋８［Ｍｎ］−９［Ｎｂ］
＋１４［Ｃｕ］＋１７［Ｎｉ］−５［Ｃｒ］−２５［Ｍｏ］−３４［Ｖ］
（式中、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｂ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］は鋼板中の各元素の含有量（質量％）を表す）

本発明の厚鋼板のδ域の温度範囲は、例えば、４０℃以下である。本発明の厚鋼板では、深さｔ／４の位置（ｔ＝板厚）において、Ｔｉ系炭窒化物の平均粒子径が４０ｎｍ以下であることが望ましい。

本発明の厚鋼板は、さらにＣａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｈｆ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｃｏ：２．５％以下（０％を含まない）、Ｗ：２．５％以下（０％を含まない）などを含有していてもよい。
なお本明細書において「炭窒化物」は、炭化物、窒化物も含む意味で使用する。

本発明によれば、各元素の量をそれぞれ単独で制御するだけでなく、Ｘ値、Ｔｉ／Ｎ比などの観点から各元素量の相互の関係を制御しており、しかも旧オーステナイト（γ）粒と島状マルテンサイト（ＭＡ）の大きさ、形態などを制御しているため、小入熱溶接及び超大入熱溶接のいずれであっても優れたＨＡＺ靭性を示し、かつ母材靭性にも優れている厚鋼板を得ることができる。

本発明の厚鋼板では、ＨＡＺ靭性を改善するために（Ａ）Ｘ値と（Ｂ）Ｔｉ／Ｎ比を制御し、また延性・脆性遷移温度（破面率遷移温度（ｖＴｒｓ）。以下、単に遷移温度という）を下げて母材靭性を改善するために（Ｃ）旧オーステナイト粒と島状マルテンサイト組織（ＭＡ）の大きさや形状を制御している。以下、順に説明する。

（Ａ）Ｘ値
Ｘ値はδ域の温度範囲に関する関数である。ＨＡＺ靭性の改善を試みて、このＸ値に到達した経緯を説明する。まず始めに本発明者らは、Ｔｉ系炭窒化物を微細化することによって、超大入熱溶接でも良好なＨＡＺ靭性を達成することを試みた。従来のＴｉ系炭窒化物の分散状態は、溶鋼凝固時の冷却速度が一定であれば、Ｔｉ、Ｎの添加バランスのみにより定まるものと考えられてきた。しかし本発明者らが鋭意検討した結果、鋼の状態図において表されるδ域の温度範囲を縮小させることにより、同じＴｉ、Ｎ添加量でも、Ｔｉ系炭窒化物を微細分散させ得ることを見出した。

前記「δ域」とは、鋼の状態図においてδ鉄が含まれる領域を意味する。この「δ鉄が含まれる領域」は、δ鉄のみの領域の他にも、δ＋γの２相領域など、δ鉄と他の状態が含まれる領域も包含する。そして「δ域の温度範囲」とは、δ鉄が含まれる温度範囲（δ域の上限温度と下限温度との差）をいう。特定組成の鋼において、例えば、δ鉄のみの温度範囲とδ＋γ鉄の温度範囲がある場合、これらの温度範囲の合計が、δ域の温度範囲である。このδ域の温度範囲は、総合熱力学計算ソフトウェア（Ｔｈｅｒｍｏ−ｃａｌｃ、ＣＲＣ総合研究所から購入可能）に、鋼板の化学成分組成を入力することにより計算することができる。

このδ鉄中ではＴｉの拡散速度が速い。δ域の温度範囲が広いほど、δ鉄が存在する時間が長くなってＴｉの拡散が進むため、粗大なＴｉ系炭窒化物が形成され易くなると考えられる。そこで化学成分組成を調整してδ域の温度範囲を縮小することにより、Ｔｉ系炭窒化物を微細化することを検討した。特定成分を基準にしつつ化学成分量の１つだけを変更しながらＴｈｅｒｍｏ−ｃａｌｃの計算を繰り返すことにより、各化学成分のδ域の温度範囲への影響を調べた。この計算に基づき、δ域の温度範囲と相関関係があり、化学成分組成の関数として表されるＸ値（下記式（３））を定めた：
Ｘ値＝５００［Ｃ］＋３２［Ｓｉ］＋８［Ｍｎ］−９［Ｎｂ］
＋１４［Ｃｕ］＋１７［Ｎｉ］−５［Ｃｒ］−２５［Ｍｏ］−３４［Ｖ］…（３）
（式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｂ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］は鋼板中の各元素の含有量（質量％）を表す。）

Ｘ値を定める上記式（３）中の係数は、特定成分の鋼から、各化学成分を変化させた場合のδ域の温度範囲の減少量に対応する。具体的には、例えば［Ｃ］の係数の「５００」は、Ｃ量を０．０１％だけ増大させたときに、Ｔｈｅｒｍｏ−ｃａｌｃの計算にてδ域の温度範囲が約５℃減少することを意味する。そしてＸ値とδ域の温度範囲とは、ほぼ反比例の関係（Ｘ値が増大すれば、δ域の温度範囲は減少するという関係）にある。

そして様々なＸ値を有する鋼板を製造してそれらの特性を調べたところ、Ｘ値を増大させることによって（δ域の温度範囲を狭くすることによって）、Ｔｉ系炭窒化物が微細化し、かつ小入熱溶接及び超大入熱溶接のいずれであってもＨＡＺ靭性が向上することが判明した。

従って本発明の厚鋼板では、Ｘ値の値が下記式（２）を満足するようにする。なおＸ値の意味は上記のように解釈されるが、最も重要なのはＸ値と諸特性との間に相関関係がある点であり、解釈の如何に拘わらずＸ値を満足するものは本発明に含まれる。
４０≦Ｘ値≦１６０ … （２）

Ｘ値の範囲は、４０以上、好ましくは４５以上、さらに好ましくは５０以上である。Ｘ値が大きくなるほど、Ｔｉ系炭窒化物が微細化し、ＨＡＺ靭性が良好になる。しかしＸ値が大きくなると、島状マルテンサイト組織（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ（ＭＡ））が増大する。従ってＸ値は、１６０以下、好ましくは１００以下、さらに好ましくは７５以下である。

（Ｂ）Ｔｉ／Ｎ比
また本発明の厚鋼板では、Ｔｉ量とＮ量とのバランスをとることによって、ＨＡＺ靭性を改善している。具体的には下記式（１）を満足するようにしている。
１．５≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦４ … （１）
（式中、［Ｔｉ］、［Ｎ］は鋼板中の各元素の含有量（質量％）を表す。）

［Ｔｉ］／［Ｎ］が４を超えると、Ｔｉ系炭窒化物が粗大になり、ＨＡＺ靭性が低下する。好ましい［Ｔｉ］／［Ｎ］は、３．５以下である。また逆に［Ｔｉ］／［Ｎ］が１．５未満であれば、過剰Ｎの影響で、ＨＡＺ靭性が低下する。好ましい［Ｔｉ］／［Ｎ］は、２．０以上、より好ましくは２．５以上である。

靭性の観点から、本発明の厚鋼板中のＴｉ系炭窒化物は微細であることが好ましい。本発明の厚鋼板中のＴｉ系炭窒化物は、例えば、４０ｎｍ以下、好ましくは３０ｎｍ以下である。

なお本発明におけるＴｉ系炭窒化物の平均粒子径の値は、以下のようにして測定した値である。まず、鋼板の熱履歴を代表する部分として深さｔ／４の位置（ｔ＝板厚）を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で、観察倍率６万倍以上（後述する実施例では６万倍）、観察視野２．０×２．０μｍ以上（後述する実施例では２．０×２．０μｍ）、観察箇所５箇所以上（後述する実施例では５箇所）の条件で観察する。そしてその視野中の各炭窒化物の面積を測定し、この面積から各炭窒化物の円相当径を算出する。この各炭窒化物の円相当径を算術平均（相加平均）して得られる値を、本発明におけるＴｉ系炭窒化物の平均粒子径とする。

なおＴｉ系炭窒化物であるかの判別は、各炭窒化物粒子の主体となる成分によって定まる。すなわちＴｉ系炭窒化物とは、炭素および窒素を除いた残りの元素の合計質量を１００％としたとき、Ｔｉの割合が５０質量％以上になるものをいう。元素の量はエネルギー分散型Ｘ線検出器（ＥＤＸ）によって決定することができる。なお、あまりに微細な炭窒化物は測定できないため、本発明における炭窒化物とは、円相当径が５ｎｍ以上のものに限定する。

（Ｃ）旧オーステナイト粒と島状マルテンサイト組織（ＭＡ）
さらに本発明の厚鋼板では、組織制御もされており、具体的には旧オーステナイト粒の平均円相当径が１２０μｍ以下、島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積百分率が３％以下、かつ島状マルテンサイト（ＭＡ）のアスペクト比（長径／短径）の個数平均値が３以下である。組織制御することによって、遷移温度（ｖＴｒｓ）を下げることができる。なお本発明の厚鋼板の組織は、ベイナイトを主体とする組織、又はフェライトとベイナイトを主体と組織である。主体とは面積率で７０％以上であることをいい、残りの組織には、前述の島状マルテンサイト（ＭＡ）の他、パーライト、マルテンサイト、残留オーステナイト、セメンタイトなどの１種又は２種以上が含まれる。

ところで旧オーステナイト粒を微細化することによって母材靭性を改善すること自体は知られている。旧オーステナイト粒を微細化するためには、一般に、低温圧延が行われている。しかし、低温圧延すると、変態後に伸長した（アスペクト比の大きな）島状マルテンサイト（ＭＡ）が生成する。島状マルテンサイト（ＭＡ）のアスペクト比が大きいと、衝撃が加わったときに先端部分に応力が集中し、靭性が劣化する。一方、島状マルテンサイト（ＭＡ）のアスペクト比を小さくするには、高温で圧延することが考えられる。しかし、高温圧延すると、今度は旧オーステナイト粒が粗大化してしまい、母材靭性が劣化する。これらのため、これまで旧オーステナイト粒の微細化と島状マルテンサイト（ＭＡ）の球状化を両立されることは困難であった。本発明では、後述する特定の熱間圧延方法を採用しているため、旧オーステナイト粒の微細化と島状マルテンサイト（ＭＡ）の球状化を両立できている。

旧オーステナイト粒の平均円相当径は、好ましくは１１０μｍ以下、さらに好ましくは１００μｍ以下である。なお平均円相当径の下限を設定する必要はないが、容易に達成できる範囲が望ましく、例えば、３０μｍ以上、好ましくは６０μｍ以上であってもよい。

なお旧オーステナイト粒の平均円相当径の測定法は以下の通りである。鋼板を圧延方向に沿って切断し、この切断面のｔ／４（ｔ＝板厚）位置をナイタール腐食した後、光学顕微鏡写真（観察倍率：１００倍、観察視野：６００×８００μｍ）を撮影する（ｎ数＝１０）。撮影した写真を画像解析装置（Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ製、Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ）で処理することよって、平均円相当径（μｍ）が求まる。

また島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積百分率は、好ましくは２．８％以下、さらに好ましくは２．５％以下であり、最も優れている場合には２．０％以下（特に１．５％以下）にすることも可能である。面積百分率の下限を設定する必要はないが、容易に達成できる範囲が望ましく、例えば、０以上、好ましくは０．５以上であってもよい。

島状マルテンサイト（ＭＡ）のアスペクト比は、好ましくは２．９以下であり、最も優れている場合には２．５以下（特に２．０以下）にすることも可能である。アスペクト比の下限を設定する必要はないが、容易に達成できる範囲が望ましく、例えば、１以上、好ましくは１．５以上であってもよい。

島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積百分率及びアスペクト比（個数平均値）の測定法は、次の通りである。鋼板のｔ／４（ｔ＝板厚）位置をナイタール腐食した後、光学顕微鏡写真（観察倍率：１０００倍、観察視野：６０×８０μｍ）を撮影する（ｎ数＝１０）。撮影した写真を画像解析装置（Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ製、Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ）で処理することよって、面積百分率とアスペクト比（個数平均値）が求まる。

上述したように本発明では、（Ａ）Ｘ値、（Ｂ）Ｔｉ／Ｎ比、（Ｃ）旧オーステナイト粒と島状マルテンサイト組織（ＭＡ）などを制御することによって、ＨＡＺ靭性を改善し、遷移温度（ｖＴｒｓ）を下げている。しかし、これらの効果を有効に発揮させるためには、鋼板の成分組成も重要である。本発明の鋼板の成分組成及びその限定理由は、以下の通りである。

［Ｃ：０．０３０〜０．１０％］
Ｃは、鋼板の強度を確保するために必要な元素であり、また鋼の状態図におけるδ域の温度範囲を縮小させるために有効な元素である。Ｃ量が０．０３０％未満では強度を確保することができなくなる。一方、Ｃ量が０．１０％を超えると、硬質の第２相組織（ＭＡ）が多くなりすぎて、母材靭性、遷移温度（ｖＴｒｓ）およびＨＡＺ靭性が劣化する。そこでＣ量を０．０３０〜０．１０％と定めた。Ｃ量の好ましい下限は０．０４％以上、さらに好ましくは０．０５％以上である。またＣ量の好ましい上限は０．０９％以下、さらに好ましくは０．０７％以下である。

［Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）］
Ｓｉは、鋼板の強度を確保するために有効な元素であり、そのためには、０．０１％以上添加することが好ましい。しかしＳｉを過剰に添加すると、ＭＡ組織が多く生成し、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下するため、その上限を１．０％とする必要がある。Ｓｉ量の好ましい下限は、０．０５％以上、さらに好ましくは０．１％以上である。Ｓｉの好ましい上限は０．８％以下であり、より好ましくは０．５％以下である。

［Ｍｎ：０．８〜２．０％］
Ｍｎは、焼入れ性を向上させ、鋼板の強度を確保するのに有効な元素である。Ｍｎ量が０．８％未満では、強度確保の作用が充分に発揮されない。一方、Ｍｎ量が２．０％を超えると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下する。そこでＭｎ量を、０．８〜２．０％と定めた。Ｍｎ量の好ましい下限は１．０％以上であり、より好ましくは１．２％以上である。一方、Ｍｎ量の好ましい上限は１．８％以下、より好ましくは１．６％以下である。

［Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）］
不純物元素であるＰは、母材靭性およびＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすため、その量は、できるだけ少ないことが好ましい。よってＰ量は、０．０３％以下、好ましくは０．０２％である。しかし工業的に、鋼中のＰ量を０％にすることは困難である。

［Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）］
Ｓは、ＭｎＳを形成して延性を低下させる元素であり、特に高張力鋼において悪影響が大きくなるため、その量は、できるだけ少ないことが好ましい。よってＳ量は、０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下である。しかし工業的に、鋼中のＳ量を０％にすることは困難である。

［Ａｌ：０．０１〜０．１０％］
Ａｌは、脱酸、およびミクロ組織の微細化により母材靭性を向上させる効果を有する元素である。このような効果を充分に発揮させるため、Ａｌを０．０１％以上添加する。もっともＡｌを過剰に添加すると、かえって母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下するため、上限を０．１０％とする。Ａｌ量の好ましい下限は０．０２％以上である。一方、その好ましい上限は０．０６％以下であり、より好ましくは０．０４％以下である。

［Ｎｂ：０．００５〜０．０３５％］
Ｎｂは、素地の焼入れ性を向上させて鋼板の強度を高めるために有効な元素である。このような効果を充分に発揮させるために、Ｎｂ量は０．００５％以上であることが必要である。しかしＮｂを過剰に添加すると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下するため、その上限量を０．０３５％と定めた。Ｎｂ量は、好ましくは０．０１０％以上であり、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０２０％以下である。

［Ｔｉ：０．０１５〜０．０３％］
Ｔｉは、Ｎと微細な窒化物を形成し、溶接時におけるＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制することにより（いわゆるピンニング効果により）、ＨＡＺ靭性を向上させるために有効な元素である。このような効果を充分に発揮させるため、Ｔｉを０．０１５％以上添加する。しかしＴｉ量が過剰であると、かえってＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｔｉ量の上限を０．０３％と定めた。Ｔｉ量は、好ましくは０．０１７％以上（特に０．０２０％以上）、０．０２５％以下である。

［Ｂ：０．００１０〜０．００３５％］
Ｂは、超大入熱溶接の際に、ＨＡＺ、殊にボンド部の付近で、ＢＮを核にした粒内フェライトを生成させると共に、固溶Ｎの固定作用も有し、ＨＡＺ靭性改善に重要な元素である。本発明では、その効果を充分に発揮させるためにＢを、通常の厚鋼板中の含有量よりも多く、０．００１０％以上含有させている。しかしＢ量が過剰であると、超大入熱溶接の際に粗大なベイナイト組織が形成されるため、かえってＨＡＺ靭性が劣化する。そのためＢ量の上限を０．００３５％と定めた。Ｂ量は、好ましくは０．００１５％以上（特に０．００２０％以上）、０．００３０％以下（特に０．００２５％以下）である。

［Ｎ：０．００５０〜０．０１％］
Ｎは、Ｔｉと結合して微細な炭窒化物を形成し、超大入熱溶接の際にオーステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性を向上させる効果を有する元素である。Ｎ量が少なすぎると、上記効果が充分に発揮されないため、その下限を０．００５０％以上に定めた。一方、Ｎ量が過剰であると、母材靭性およびＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすため、その上限を０．０１％と定めた。Ｎ量の好ましい下限は０．００６％以上であり、より好ましくは０．００７％以上である。またＮ量の好ましい上限は０．００９％以下であり、より好ましくは０．００８％以下である。

本発明の厚鋼板は、上記各成分を必須成分として含有するが、必要に応じてさらに追加の成分を含有していてもよい。例えば、本発明の厚鋼板は、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖなどの第１の追加成分を、下記に示す範囲で含有していてもよい。なお任意成分であるため、下限値は０％に設定しているが、積極添加する場合には下限値は０％超になる。またこれらＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖなどは、単独で添加してもよく、２種以上を組み合わせて添加してもよい。

［Ｃｕ：２．０％以下（０％を含む）］
Ｃｕは、焼入れ性を高めて強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。またＣと同様にδ域の温度範囲を縮小させて、Ｔｉ系炭窒化物を微細化する効果を有すると考えられる。このような効果を充分に発揮させるために、Ｃｕ量は、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．２％以上であることが推奨される。しかしＣｕ量が過剰であると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下する傾向があるため、その上限を２．０％と定めた。Ｃｕ量は好ましくは１．０％以下、さらに好ましくは０．５％以下である。

［Ｎｉ：２．０％以下（０％を含む）］
Ｎｉも、Ｃｕと同様に、焼入れ性を高めて強度向上に寄与し、δ域の温度範囲を縮小させるために有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。このような効果を充分に発揮させるために、Ｎｉ量は、好ましくは０．２％以上、より好ましくは０．３％以上であることが推奨される。しかしＮｉ量が過剰であると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下する傾向があるため、その上限を２．０％と定めた。Ｎｉ量は好ましくは１．０％以下、さらに好ましくは０．５％以下である。

［Ｃｒ：１％以下（０％を含む）］
Ｃｒも、Ｃｕと同様に、焼入れ性を高めて強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。このような効果を充分に発揮させるために、Ｃｒ量は、好ましくは０．２％以上、より好ましくは０．４％以上であることが推奨される。しかしＣｒ量が過剰であると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下するので、その上限を１％と定めた。Ｃｒ量の好ましい上限は０．８％である。

［Ｍｏ：０．５％以下（０％を含む）］
Ｍｏは、焼入れ性を高めて強度を向上させることに加えて、焼戻し脆性を防止するために有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。このような効果を充分に発揮させるために、Ｍｏ量は、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上であることが推奨される。しかしＭｏ量が過剰であると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、その上限を０．５％と定めた。Ｍｏ量は、好ましくは０．３％以下である。

［Ｖ：０．１％以下（０％を含む）］
Ｖは、少量の添加により、焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める効果を有する元素であり、必要に応じて添加することができる。このような効果を充分に発揮させるために、Ｖ量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上であることが推奨される。しかしＶ量が過剰であると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、その上限を０．１％と定めた。Ｖ量は、好ましくは０．０５％以下である。

本発明の厚鋼板では、さらに必要に応じて第２の追加の成分を含有していてもよい。第２の追加の成分を添加する場合、それらの組み合わせ及び添加量は、以下の通りである。
（イ）Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、及びＲＥＭ：０．０１％以下（０％を含まない）から選択される少なくとも１種、
（ロ）Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＨｆ：０．０５％以下（０％を含まない）、
（ハ）Ｃｏ：２．５％以下（０％を含まない）および／またはＷ：２．５％以下（０％を含まない）。

なお前記（イ）、（ロ）、（ハ）は、いずれか一つを実施してもよく、二つ以上を組み合わせて実施してもよい。以下、（イ）、（ロ）、（ハ）の詳細を説明する。

（イ）Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、及びＲＥＭ：０．０１％以下から選択される少なくとも一種について
Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭ（希土類元素）は、ＨＡＺ靭性を向上させる効果を有する元素である。詳しくは、ＣａおよびＲＥＭは、ＭｎＳの球状化効果、言い換えれば介在物の形態制御による異方性の低減作用があり、ＨＡＺ靭性を向上させる。一方、Ｍｇは、ＭｇＯを形成し、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制することによってＨＡＺ靭性を向上させる。このような効果を充分に発揮させるために鋼板中に、Ｃａは０．０００５％以上、Ｍｇは０．０００１％以上、ＲＥＭは０．０００５％以上含有させることが好ましい。しかしこれらの量が過剰であると、かえって母材靭性およびＨＡＺ靭性を劣化させるので、Ｃａは０．００５％以下、Ｍｇは０．００５％以下、ＲＥＭは０．０１％以下と定めた。好ましくはＣａが０．００３％以下、Ｍｇが０．００３５％以下、ＲＥＭが０．００７％以下である。

（ロ）Ｚｒ：０．１％以下および／またはＨｆ：０．０５％以下について
ＺｒおよびＨｆは、Ｔｉと同様に窒化物を形成し、溶接時におけるＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制するので、ＨＡＺ靭性の改善に有効な元素である。このような効果を充分に発揮させるため、Ｚｒ量は、好ましくは０．０００５％以上、Ｈｆ量は、好ましくは０．００１％以上であることが推奨される。しかしこれらの量が過剰であると、かえって母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下させるので、これらを含有させる場合、Ｚｒ量の上限を０．１％、Ｈｆ量の上限を０．０５％と定めた。

（ハ）Ｃｏ：２．５％以下および／またはＷ：２．５％以下について
ＣｏおよびＷは、焼入れ性を向上させ、鋼板の強度を高める効果を有する元素である。このような効果を充分に発揮させるため、これらの１つまたは両方を、それぞれ０．１％以上で含有させることが好ましい。しかしこれらの量が過剰であると、母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、これらの量の上限を、それぞれ２．５％と定めた。

本発明の厚鋼板では、残部は、Ｆｅおよび不可避不純物であってもよい。

本発明の厚鋼板は、概略、上記化学成分量、［Ｔｉ］／［Ｎ］およびＸ値の要件を満たす鋼を、通常の溶製法によって溶製し、この溶鋼を冷却してスラブとし、通常の条件で加熱した後、後述する所定の方法で熱間圧延し、さらに圧延後は加速冷却することによって製造できる。なお冷却後の鋼板は、必要により、焼戻しする。

まず溶鋼の冷却について詳述すると、本発明の厚鋼板は、Ｘ値を制御してδ域の温度範囲を狭くしているので、溶鋼を通常の条件で冷却（例えば１５００℃から１１００℃までを０．１〜２．０℃／秒の冷却速度で冷却）してスラブを形成しても、Ｔｉ系炭窒化物を十分に小さくできる。但し、より微細な炭窒化物を形成させるために、鋳造機の冷却水量や冷却方法を変更して、凝固時の冷却速度を向上させることが好ましい。

そして本発明の厚鋼板の製造工程で最も重要なのは、熱間圧延条件及びその後の冷却条件である。本発明の熱間圧延では、温度８５０〜８００℃の圧下率を４０％以上（例えば、４０〜８０％程度）にし、かつ８５０〜８００℃での各パス間時間を５〜１０秒に制御する。温度８５０〜８００℃で実質的な圧延を行うことにすれば、温度８００℃未満での圧延負荷を低減でき（例えば、圧下率を５％未満にでき）、島状マルテンサイト（ＭＡ）の伸長を防ぐことができる。また８５０〜８００℃で実質的な圧延を行うと、通常であれば旧オーステナイト粒が粗大化してしまうが、本発明では各パス間時間を制御しているため、旧オーステナイト粒を微細化できる。パス間時間が短すぎても長すぎても、旧オーステナイト粒が粗大化する。なおパス間時間とは、前パスの進行方向後端の圧延時と、本パスの進行方向後端の圧延時との間の時間差のことをいう。また前記製造工程では、温度８５０℃超での圧下率は特に限定されず、例えば、０〜８０％程度の範囲で適宜設定できる。

熱間圧延後は、加速冷却する。加速冷却することによって島状マルテンサイトの粗大化を防止し、面積百分率を所定の範囲内に抑えることができる。冷却速度は、Ｃ量などに応じて適宜設定できるが、例えば、圧延終了後の７００〜５００℃の範囲を、平均速度を５℃／秒以上で冷却することが推奨される。

本発明の厚鋼板は、ＪＩＳの厚鋼板の定義に従い、板厚が３．０ｍｍ以上であるが、好ましくは１０ｋＪ／ｍｍ以上の入熱（特に超大入熱）の溶接が求められるような厚さを有する。１０ｋＪ／ｍｍ以上の入熱（特に超大入熱）が求められる板厚は、例えば、２０ｍｍ以上、さらに好ましくは４０ｍｍ以上、特に６０ｍｍ以上である。本発明によれば、１０ｋＪ／ｍｍ程度の入熱量から超大入熱量に至る幅広い入熱量の溶接で良好なＨＡＺ靭性を示すため、板厚を厚くしても、ＨＡＺ靭性を低下することなく溶接できる。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

実験Ｎｏ．１〜６０
表１〜３に示す組成の鋼を、通常の溶製法によって溶製し、この溶鋼を冷却（１５００℃から１１００℃までの冷却速度：０．１〜２．０℃／秒）し、スラブを得た（スラブ厚＝２７０ｍｍ）。このスラブを温度１１００℃に加熱した後、仕上圧延温度：８００℃（実験Ｎｏ．１〜５５及び５９〜６０の場合）又は仕上げ圧延温度：８００℃未満（実験Ｎｏ．５６〜５８の場合）で、厚さ６０ｍｍまで熱間圧延した。またこの熱間圧延では、８５０〜８００℃の範囲の各パス間時間を表４〜５に示す通りにした。なおＮｏ．５６〜５８の例では、８００℃未満の範囲でも熱間圧延し、この温度範囲での圧下率は、５％（Ｎｏ．５６）、２０％（Ｎｏ．５７）、又は３０％（Ｎｏ．５８）にした。熱間圧延終了後、直ちに２００℃以下まで加速冷却した。温度７００〜５００℃の間の冷却速度は、表４〜５に示した通りである。

鋼板の化学成分組成から計算した［Ｔｉ］／［Ｎ］およびＸ値、並びにＴｈｅｒｍｏ−ｃａｌｃから計算したδ域の温度範囲の値（表中で「δ域」と記載）を、表１〜３に示す。

また上記のようにして製造した鋼板について、前述した要領で、旧オーステナイト粒径、島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積百分率及びアスペクト比、並びにＴｉ系炭窒化物の平均粒径を調べた。また下記要領で、鋼板の引張強さ、遷移温度（ｖＴｒｓ）、およびＨＡＺ靭性を測定した。これらの結果を表４〜５に示す。

［引張強さ］
深さｔ／４の位置（ｔ＝板厚）でＪＩＳ４号試験片を採取し、引張試験を行うことにより、引張強度を測定した。引張強さが４４０ＭＰａ以上のものを合格とした。

［遷移温度（ｖＴｒｓ）］
深さｔ／４の位置（ｔ＝板厚）でＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定するＶノッチ標準試験片を採取し、測定温度を変えてシャルピー衝撃試験（衝撃刃半径２ｍｍ）を行い、脆性破面率が５０％以下になる温度（ｖＴｒｓ）を調べた。遷移温度（ｖＴｒｓ）が−６０℃以下のものを合格とした。

［ＨＡＺ靭性］
１）入熱量５０ｋＪ／ｍｍの場合
板厚６０ｍｍの鋼板に対して入熱５０ｋＪ／ｍｍでセガーク（ＳＥＧＡＲＣ）溶接を行った。図１に示すｔ／２部（ｔ＝板厚）からＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定するＶノッチ標準試験片を採取し（ノッチ位置は、ボンドから０．５ｍｍＨＡＺ側）、−４０℃でシャルピー衝撃試験（衝撃刃半径２ｍｍ）を行い、吸収エネルギー（ｖＥ_-40）を測定した。吸収エネルギーが２００Ｊ以上のものを合格とした。

２）入熱量１５ｋＪ／ｍｍの場合
８５０℃超の圧下率を高くして、得られる鋼板の板厚を２０ｍｍにする以外は、実験Ｎｏ．１〜６０と同様にした。すなわち８５０℃以下の圧延条件及び冷却条件は、実験Ｎｏ．１〜６０と同じである。このようにして得られた板厚２０ｍｍの鋼板も、前記板厚６０ｍｍの鋼板と同じＮｏ．を付して説明する。この板厚２０ｍｍの鋼板に対して入熱１５ｋＪ／ｍｍでエレクトロガスアーク溶接を行った。ｔ／２部（ｔ＝板厚）からＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定するＶノッチ標準試験片を採取し（ノッチ位置は、ボンドから０．５ｍｍＨＡＺ側）、−４０℃でシャルピー衝撃試験（衝撃刃半径２ｍｍ）を行い、吸収エネルギー（ｖＥ_-40）を測定した。吸収エネルギーが２００Ｊ以上のものを合格とした。

また本発明の成分範囲を満足する実験Ｎｏ．１〜３６の結果に基づき、Ｘ値、Ｔｉ系炭窒化物の平均粒径、入熱量５０ｋＪ／ｍｍのときのＨＡＺ靭性（ｖＥ_-40）、入熱量１５ｋＪ／ｍｍのときのＨＡＺ靭性（ｖＥ_-40）の関係を整理した。結果を図２〜４に示す。

図２〜４から明らかなように、Ｘ値を大きくすることで、Ｔｉ系炭窒化物の平均粒径を小さくでき、入熱量５０ｋＪ／ｍｍのときのＨＡＺ靭性（ｖＥ_-40）を改善でき、かつ入熱量１５ｋＪ／ｍｍのときのＨＡＺ靭性（ｖＥ_-40）も改善できる。また表４のＮｏ．１〜３５に示されるように、さらに旧オーステナイト粒径を微細にすると共に、島状マルテンサイト（ＭＡ）を小さくかつ丸くすることで、遷移温度を下げることもできる。

これらに対して、実験Ｎｏ．３６、５１、５２はＸ値が小さすぎる例であり、ＨＡＺ靭性が悪化する。Ｎｏ．５０はＸ値が大きすぎ、島状マルテンサイト（ＭＡ）が増えすぎたため、遷移温度が高くなり、かつＨＡＺ靭性も悪化した。Ｎｏ．３７〜４９は、成分範囲やＴｉ／Ｎ比が不適切であるため、ＨＡＺ靭性が劣化した。

Ｎｏ．５３〜５５は、熱間圧延後の冷却速度が遅く、島状マルテンサイト（ＭＡ）が増えすぎたため、遷移温度が高くなった。Ｎｏ．５６〜５８は、８５０〜８００℃の圧下率を小さくした結果、８００℃未満での圧下量が大きくなってしまい、島状マルテンサイト（ＭＡ）が伸長し、遷移温度が高くなった。Ｎｏ．５９と６０は、８５０〜８００℃の間を圧延するときのパス間時間が不適切であって旧オーステナイト粒が粗大化したため、遷移温度が高くなった。

本発明の厚鋼板の引張強度クラスは、例えば、４４０ＭＰａ以上、好ましくは４９０ＭＰａ以上であり、さらに好ましくは５４０ＭＰａ以上であり、最も好ましい場合には５９０ＭＰａ以上の厚鋼板も提供できる。本発明の厚鋼板は、例えば、船舶および海洋構造物などの溶接構造物に適用でき、特に引張強度の優れた高張力鋼板は、大型のコンテナ船等の製造に適している。

図１はＨＡＺ靭性測定用の試験片の採取位置を示す概略図である。 図２は実験Ｎｏ．１〜３６の結果に基づき、Ｘ値とＴｉ系炭窒化物の平均粒径との関係を整理したグラフである。 図３は実験Ｎｏ．１〜３６の結果に基づき、Ｘ値と入熱量１５ｋＪ／ｍｍのときのＨＡＺ靭性（ｖＥ_-40）との関係を整理したグラフである。 図４は実験Ｎｏ．１〜３６の結果に基づき、Ｘ値と入熱量５０ｋＪ／ｍｍのときのＨＡＺ靭性（ｖＥ_-40）との関係を整理したグラフである。

Claims (7)

1. Ｃ：０．０３０〜０．１０％（質量％の意味、以下同じ）、
   Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）、
   Ｍｎ：０．８〜２．０％、
   Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、
   Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、
   Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
   Ｎｂ：０．００５〜０．０３５％、
   Ｔｉ：０．０１５〜０．０３％、
   Ｂ：０．００１０〜０．００３５％、および
   Ｎ：０．００５０〜０．０１％を含有し、
   残部がＦｅおよび不可避不純物からなる厚鋼板であって、
   旧オーステナイト粒の平均円相当径が１２０μｍ以下、島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積百分率が３％以下、かつ島状マルテンサイト（ＭＡ）のアスペクト比（長径／短径）の個数平均値が３以下であり、
   しかも下記式（１）および（２）を満足することを特徴とするＨＡＺ靭性および母材靭性に優れた厚鋼板。
   １．５≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦４ … （１）
   ４０≦Ｘ値≦１６０ … （２）
   Ｘ値＝５００［Ｃ］＋３２［Ｓｉ］＋８［Ｍｎ］−９［Ｎｂ］＋１４［Ｃｕ］＋１７［Ｎｉ］−５［Ｃｒ］−２５［Ｍｏ］−３４［Ｖ］
   （式中、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｂ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］は鋼板中の各元素の含有量（質量％）を表す）
2. δ域の温度範囲が４０℃以下である請求項１に記載の厚鋼板。
3. 深さｔ／４の位置（ｔ＝板厚）において、Ｔｉ系炭窒化物の平均粒子径が４０ｎｍ以下である請求項１または２に記載の厚鋼板。
4. さらにＣｕ：０％超、２．０％以下、Ｎｉ：０％超、２．０％以下、Ｃｒ：０％超、１％以下、Ｍｏ：０％超、０．５％以下およびＶ：０％超、０．１％以下を単独で含有するか、２種以上を組み合わせて含有する請求項１〜３のいずれかに記載の厚鋼板。
5. さらにＣａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、及びＲＥＭ：０．０１％以下（０％を含まない）から選択される少なくとも１種を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の厚鋼板。
6. さらにＺｒ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＨｆ：０．０５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜５のいずれかに記載の厚鋼板。
7. さらにＣｏ：２．５％以下（０％を含まない）および／またはＷ：２．５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜６のいずれかに記載の厚鋼板。