JP2008007841A - 厚鋼板用連続鋳造鋳片及びその製造方法並びに厚鋼板 - Google Patents
厚鋼板用連続鋳造鋳片及びその製造方法並びに厚鋼板 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2008007841A JP2008007841A JP2006181727A JP2006181727A JP2008007841A JP 2008007841 A JP2008007841 A JP 2008007841A JP 2006181727 A JP2006181727 A JP 2006181727A JP 2006181727 A JP2006181727 A JP 2006181727A JP 2008007841 A JP2008007841 A JP 2008007841A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel plate
- thick steel
- inclusions
- slab
- 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.)
- Granted
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 187
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 187
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 22
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 94
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 83
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 74
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 73
- 238000005204 segregation Methods 0.000 claims abstract description 71
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 38
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims abstract description 30
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 17
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 13
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 12
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 10
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 claims description 37
- 239000007790 solid phase Substances 0.000 claims description 26
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 14
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 14
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 14
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 238000005336 cracking Methods 0.000 abstract description 6
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 5
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 abstract description 4
- 239000002184 metal Substances 0.000 abstract 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 abstract 1
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 50
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 38
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N tin hydride Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 36
- 238000000034 method Methods 0.000 description 27
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 20
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 18
- 230000005712 crystallization Effects 0.000 description 18
- 238000004364 calculation method Methods 0.000 description 16
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 15
- 229910019802 NbC Inorganic materials 0.000 description 14
- 239000000047 product Substances 0.000 description 13
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 12
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 11
- 238000005755 formation reaction Methods 0.000 description 11
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 10
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 9
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 7
- 239000000463 material Substances 0.000 description 7
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 6
- 230000001629 suppression Effects 0.000 description 6
- 230000036698 Distribution coefficient Effects 0.000 description 5
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 5
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 5
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 5
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 5
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-N HCl Chemical compound Cl VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 230000000875 corresponding Effects 0.000 description 4
- 239000007791 liquid phase Substances 0.000 description 4
- 230000003287 optical Effects 0.000 description 4
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 4
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910017083 AlN Inorganic materials 0.000 description 3
- 241000681094 Zingel asper Species 0.000 description 3
- PIGFYZPCRLYGLF-UHFFFAOYSA-N aluminum nitride Chemical compound [Al]#N PIGFYZPCRLYGLF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 3
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 3
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 3
- RWSOTUBLDIXVET-UHFFFAOYSA-N dihydrogen sulfide Chemical compound S RWSOTUBLDIXVET-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 3
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 3
- 229910000037 hydrogen sulfide Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000000977 initiatory Effects 0.000 description 3
- 230000003993 interaction Effects 0.000 description 3
- 239000003129 oil well Substances 0.000 description 3
- 239000012071 phase Substances 0.000 description 3
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 3
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 3
- 150000003568 thioethers Chemical class 0.000 description 3
- 238000004642 transportation engineering Methods 0.000 description 3
- PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N AI2O3 Inorganic materials [O-2].[O-2].[O-2].[Al+3].[Al+3] PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910019794 NbN Inorganic materials 0.000 description 2
- 210000004940 Nucleus Anatomy 0.000 description 2
- 239000008186 active pharmaceutical agent Substances 0.000 description 2
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 2
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 2
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 2
- 239000010779 crude oil Substances 0.000 description 2
- 238000006477 desulfuration reaction Methods 0.000 description 2
- 230000003009 desulfurizing Effects 0.000 description 2
- 238000000605 extraction Methods 0.000 description 2
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 2
- 238000009114 investigational therapy Methods 0.000 description 2
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 2
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 2
- 239000003345 natural gas Substances 0.000 description 2
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 2
- MYMOFIZGZYHOMD-UHFFFAOYSA-N oxygen Chemical compound O=O MYMOFIZGZYHOMD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 2
- 239000011347 resin Substances 0.000 description 2
- 229920005989 resin Polymers 0.000 description 2
- 239000002436 steel type Substances 0.000 description 2
- 238000003860 storage Methods 0.000 description 2
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 2
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 description 1
- 210000001787 Dendrites Anatomy 0.000 description 1
- 230000037408 Distribution ratio Effects 0.000 description 1
- 210000003491 Skin Anatomy 0.000 description 1
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- 230000000996 additive Effects 0.000 description 1
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 1
- 239000007864 aqueous solution Substances 0.000 description 1
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011362 coarse particle Substances 0.000 description 1
- 239000012141 concentrate Substances 0.000 description 1
- 230000001276 controlling effect Effects 0.000 description 1
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing Effects 0.000 description 1
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 1
- 238000007654 immersion Methods 0.000 description 1
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000529 magnetic ferrite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000000116 mitigating Effects 0.000 description 1
- 239000002343 natural gas well Substances 0.000 description 1
- TWXTWZIUMCFMSG-UHFFFAOYSA-N nitride(3-) Chemical compound [N-3] TWXTWZIUMCFMSG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 239000003921 oil Substances 0.000 description 1
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 1
- 230000002265 prevention Effects 0.000 description 1
- 230000001105 regulatory Effects 0.000 description 1
- 238000005070 sampling Methods 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 1
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 1
Images
Abstract
【課題】HIC試験における割れ面積率CARが4％以下の耐HIC性に優れるNbとTiを複合含有させた連続鋳造鋳片及び厚鋼板を提供する。
【解決手段】C：0.03〜0.10％、Si：0.05〜0.4％、Mn：0.8〜1.8％、P≦0.010％、S≦0.002％、Nb：0.01〜0.10％、Ti：0.005〜0.03％、Al：0.005〜0.06％、Ca：0.0005〜0.0060％、N：0.0015〜0.007％を含み、残部はFeと不純物で「1.48−1.5×Si−14.3×Ti−73×N＞0.72」を満たす化学組成を有し、更に、中心偏析部において、長径10μmを超える（Ti、Nb）（C、N）系介在物の面密度が2個／mm2以下で、長径1〜10μmの（Ti、Nb）（C、N）系介在物の面密度が2〜200個／mm2である連続鋳造鋳片及び厚鋼板。Cu≦0.5％、Ni≦1.0％、Cr≦1.5％、Mo≦1.0％、V≦0.2％のうちの１種以上を含んでいてもよい。
【選択図】なし
【解決手段】C：0.03〜0.10％、Si：0.05〜0.4％、Mn：0.8〜1.8％、P≦0.010％、S≦0.002％、Nb：0.01〜0.10％、Ti：0.005〜0.03％、Al：0.005〜0.06％、Ca：0.0005〜0.0060％、N：0.0015〜0.007％を含み、残部はFeと不純物で「1.48−1.5×Si−14.3×Ti−73×N＞0.72」を満たす化学組成を有し、更に、中心偏析部において、長径10μmを超える（Ti、Nb）（C、N）系介在物の面密度が2個／mm2以下で、長径1〜10μmの（Ti、Nb）（C、N）系介在物の面密度が2〜200個／mm2である連続鋳造鋳片及び厚鋼板。Cu≦0.5％、Ni≦1.0％、Cr≦1.5％、Mo≦1.0％、V≦0.2％のうちの１種以上を含んでいてもよい。
【選択図】なし
Description
本発明は、厚鋼板用連続鋳造鋳片及びその製造方法並びに厚鋼板に関する。詳しくは、ラインパイプ、海洋構造物や圧力容器などに用いられる耐水素誘起割れ性（以下、「耐ＨＩＣ性」という。）に優れた高強度の厚鋼板並びにその素材として好適な厚鋼板用連続鋳造鋳片及びその製造方法に関する。
本明細書でいう「厚鋼板」とは、厚さ１２．７〜３８．１ｍｍ（０．５〜１．５インチ）の鋼板を指す。
なお、本明細書においては、上記の「連続鋳造鋳片」を単に「鋳片」ということがある。
近年、エネルギー枯渇のため、硫化水素を多量に含む過酷な環境下にある天然ガス井及び油井の開発が盛んに行われるようになった。そして、上記の硫化水素を多量に含む天然ガスや原油の採取、精整、貯蔵、輸送などに用いられるラインパイプ、油井管、海洋構造物や圧力容器用の鋼材に対しては、採取・輸送効率の増大や敷設費用低減の目的から、高強度材が要求されている。
その結果、上記の硫化水素を多量に含む天然ガスや原油の採取、精整、貯蔵、輸送などに用いられるラインパイプ、油井管、海洋構造物や圧力容器などに油漏れや破壊、爆発事故がしばしば発生している。
こうした事故の発生原因の１つに、腐食反応によって発生した水素ガスが鋼材中に浸入、拡散して鋼材中のＭｎＳや酸化物系介在物の周囲に集積し、これが分子化してその内圧により割れを生ずる水素誘起割れ（以下「ＨＩＣ」という。）があることが知られている。
そこで、従来から、ラインパイプ、海洋構造物や圧力容器、なかでもラインパイプにおけるＨＩＣを抑止するための技術が種々検討され、例えば、特許文献１〜７に提案されている。
すなわち、特許文献１に、ラインパイプ用鋼を溶製するにあたりＣａの単独添加又はＣａ、Ｃｅの複合添加を特定の式を満足するように調整した「耐水素誘起割れ性の優れたラインパイプ用鋼の製造方法」が開示されている。
特許文献２に、Ｎｉを０．２０％を超え３．０％以下の範囲内で含有するとともに、５．０％以下のＣｒと２．０％以下のＭｏの１種又は２種をＣｒ＋Ｍｏ合計量が０．５％以上の範囲で含有することによって、耐ＨＩＣ性と耐硫化物応力腐食割れ性の両者を高めた「耐サワー性に優れたラインパイプ用鋼」が開示されている。
特許文献３に、特に厚板素材において、靱性の低下やＨＩＣの原因となる鋼鋳片の厚み方向中心部（最終凝固部）でＣ、Ｓ、Ｐ及びＭｎなどの溶鋼成分が正偏析する現象である中心偏析を防止する方法、具体的には、鋳型直下から引き抜き方向に配列されたガイドロールの鋳片厚さ方向の間隔を段階的に増加させて、鋳片の中心部の固相率（ｆｓ）が０．１以下の位置でバルジングを生ぜしめ、鋳片の最大厚さを前記鋳型の短辺長さよりも２０〜１００ｍｍ厚くし、凝固完了点直前にて少なくとも１対の圧下ロールによりその１対あたり２０ｍｍ以上の圧下を与え、前記バルジング量相当分を圧下する鋼の「連続鋳造方法」が開示されている。
特許文献４に、未凝固鋳片を効率よく圧下し、鋳片の厚さ方向中心部の偏析を低減できる連続鋳造方法及び鋳片、具体的には、未凝固部を含む鋳片をバルジングさせた後に、圧下ロール対を用いて圧下する連続鋳造方法であって、連続鋳造機内において、圧下ロール対の下部ロールを鋳片の下側パスラインよりも突出させて圧下する鋼の「連続鋳造方法」及び、鋳片の厚さ方向中心部におけるＭｎの中心偏析比Ｃ／Ｃｏが、特定の式で表される幅Ｗにわたって特定の式で表される関係を満たす上記の「連続鋳造方法」で製造された「鋳片」が開示されている。
特許文献５に、耐ＨＩＣ特性に優れた高張力鋼及びその製造方法、具体的には、特定の化学組成からなるとともに鋼中平均Ｍｎ含有量Ｍ0に対する偏析部のＭｎ含有量Ｍの比Ｍ／Ｍ0が１．２０以下である「耐ＨＩＣ特性に優れた高張力鋼板」及び、特定の化学組成からなる溶鋼を、連続鋳造したのち、熱間圧延を施すことからなる高張力鋼板の製造方法において、上記溶鋼の連続鋳造に際し、鋳片の内部溶鋼が凝固を完了するクレーターエンド近傍にて、鋳片中央部のＭｎ含有量Ｍと溶鋼平均Ｍｎ含有量Ｍ0との比Ｍ／Ｍ0が１．２０以下となる鍛圧加工を施す「耐ＨＩＣ性に優れた高張力鋼の製造方法」が開示されている。
特許文献６に、特定の化学成分を含有し、Ｃｕの含有量を０．０５％以下に制限した鋼のスラブを、１０００〜１２５０℃に加熱し、Ａｒ3温度以上の温度域で圧延を終了し、５〜２０℃／ｓｅｃの冷却速度で、６００℃以下で４５０℃以上の温度域まで加速冷却を施す「耐ＨＩＣ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法」が開示されている。
特許文献７に、ＡＰＩのＸ６５グレード以上の高強度鋼板であって中央偏析部のＨＩＣ及び表面近傍や介在物から発生するＨＩＣに対して優れた耐ＨＩＣ性を示すとともに溶接部靱性の優れた高強度鋼板の製造方法、具体的には、特定の化学成分を含有する鋼を、加熱温度：１０００〜１２５０℃、圧延終了温度：７５０〜９５０℃の条件で熱間圧延した後、２℃／ｓ以上の冷却速度で６００〜７００℃まで冷却し、次いで６００〜７００℃の温度まで１回以上の加熱を行い、鋼板の平均温度が６００〜７００℃である時間を３分以上とする「耐ＨＩＣ性に優れた高強度鋼板の製造方法」が開示されている。
ラインパイプ、海洋構造物や圧力容器、なかでもラインパイプに用いられる厚鋼板の強度を高めるために、ＮｂとＴｉを複合して含有させることが多い。
しかしながら、こうしたＮｂとＴｉを複合して含有する厚鋼板をラインパイプ、海洋構造物や圧力容器、なかでもラインパイプに用いた場合には、前述の特許文献１〜７で開示された技術では必ずしも良好な耐ＨＩＣ性が得られるというものではなかった。
そこで、本発明の目的は、ＮｂとＴｉを複合して含有させた場合にもＨＩＣ試験における割れ面積率ＣＡＲが４％以下の耐ＨＩＣ性に優れる厚鋼板並びにその素材として好適な厚鋼板用連続鋳造鋳片及びその製造方法を提供することである。
なお、上記のＨＩＣ試験における「割れ面積率ＣＡＲ」とは、観察面に対する割れの面積率（％）を指す。
本発明者は、前記した課題を解決するために、種々の検討を行い、その結果、先ず下記（ａ）の知見を得た。
（ａ）ＮｂとＴｉを複合して含有させた場合には、ＨＩＣの発生抑止のためにＭｎＳやマクロ偏析について提案された従来の対策を実施しても、鋼中の粗大な介在物を起点としてＨＩＣが発生することがある。
そこで、種々の成分元素を含むＮｂとＴｉの複合含有鋼を用いて、鋼中の粗大な介在物について調査し、その結果、下記（ｂ）の知見を得た。
（ｂ）ＮｂとＴｉを複合して含有させた場合の鋼中の粗大な介在物の生成に対して、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃ、Ｎ及びＳｉが大きな役割を果たしている。
そこで次に、本発明者は、各種成分元素の相互作用と凝固時の偏析挙動を考慮した上で成分設計を行えば上記粗大な介在物の発生を防止できるのではないかとの着想の下に、厚さ２０ｍｍに熱間圧延した厚鋼板から試験片を採取して、ＮＡＣＥのＴＭ−０２−８４で規定される方法でＨＩＣ試験を行い、割れの発生した試験片について割れ発生部の詳細な調査を行った。
その結果、下記の（ｃ）及び（ｄ）の事項が明らかになった。
（ｃ）厚鋼板の厚さ方向の中心部分に長径が１０μｍ以上の粗大な介在物（炭化物、窒化物或いはそれらの複合した炭窒化物）が生成する場合がある。
（ｄ）エネルギー分散型Ｘ線検出器（ＥＤＳ）を装備した走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって分析したところ、割れの起点となった粗大な介在物は、含有量は種々変化する場合があるもののＴｉ及びＮｂを含有し（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）と表記される炭窒化物（以下、「（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物」という。）である。
そこで更に、圧延前の連続鋳造鋳片からミクロ試料を採取しその中心偏析部を観察したところ、前記厚さ２０ｍｍに熱間圧延した厚鋼板と同様の粗大な（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物が生成している場合があることが判明し、次の重要な知見（ｅ）を得た。
（ｅ）ＮｂとＴｉを複合して含有させた場合のＨＩＣ発生の低減のためには、製鋼段階で（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の生成を防止する必要がある。
上記（ｅ）の知見から、本発明者は、製鋼段階で上記粗大な（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物が生成する機構について検討することとし、先ず、連続鋳造鋳片からミクロ試料を採取し、光学顕微鏡観察して連続鋳造鋳片内の（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の生成状況を調査した。
その結果、下記（ｆ）の事項が明らかになった。
（ｆ）連続鋳造鋳片にはその厚さ方向の全域に亘って（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物が生成しており、特に、中心偏析部では、その数が著しく多くなるとともに長径が１０μｍ以上の粗大なものも生成している。
そこで次に、（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の生成機構を、ミクロ偏析モデルにより検討した。
以下に、その検討手法と得られた知見について説明する。
〔１〕図１は、凝固過程における固相（つまり凝固部分）内の着目成分元素含有量Ｃｓと液相（つまり、溶鋼中）内の着目成分元素含有量Ｃｌの分布状況を模式的に示す図である。なお、図１においては、成分元素含有量を示す縦軸を「溶質濃度」と表記した。以下、図１を参照しながら説明する。
凝固が一次元的に進行すると仮定すると、固液界面では局所平衡が成り立ち平衡分配係数ｋに従って溶質（着目成分元素）が分配される。また、液相内は十分な拡散速度があることから均一な組成となり、固相内では拡散係数に従い固液界面から凝固の中心方向に拡散する。
次いで、凝固が進行すると、固液界面で平衡分配係数ｋに従う分配比を維持しながら、すなわち「Ｃｓ＝ｋ×Ｃｌ」の関係を維持しながら、固液界面が右側に進行する。このため固液界面部分で溶質（着目成分元素）が液相側に排出され、残溶鋼中の溶質（着目成分元素）の含有量が増加していく。これがミクロ偏析の原因であり、凝固過程の残溶鋼におけるＴｉとＮの含有量が下記（２）式で表されるＴｉＮの活量積を超えたときにＴｉＮが、また、凝固過程の残溶鋼におけるＮｂとＣの含有量が下記（３）式で表されるＮｂＣの活量積を超えたときにＮｂＣが晶出するものとすると、ＴｉＮとＮｂＣは相互に固溶して（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物を形成し、それぞれの溶解度積を超えるタイミングとそのときの含有量により（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の組成が変化して行くものと考えられる。
Log［Ｔｉ］［Ｎ］＝−１９８００／Ｔ＋７．７８・・・（２）式、
Log［Ｎｂ］［Ｃ］＝−４５３０／Ｔ＋２．３９・・・（３）式。
Log［Ｔｉ］［Ｎ］＝−１９８００／Ｔ＋７．７８・・・（２）式、
Log［Ｎｂ］［Ｃ］＝−４５３０／Ｔ＋２．３９・・・（３）式。
〔２〕以下、具体的なミクロ偏析状況の計算結果の一例について説明する。計算では鋼の主要元素であるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ及びＳ並びにＴｉＮ及びＮｂＣの構成元素であるＴｉ、Ｎｂ及びＮも考慮した表１に示す成分系を用いて、ＴｉＮ及びＮｂＣの晶出開始を判定するためにそれぞれの成分元素の相互作用を考慮して検討した。
なお、伝熱及び凝固解析により連続鋳造時の連続鋳造鋳片内の温度分布を計算し、この温度履歴に合わせて先の〔１〕で述べたモデルに従って凝固が進行するものとした。
図２に、表１の成分系について行ったミクロ偏析状況の計算結果の一例としてＣ、Ｐ、Ｔｉ及びＮについての結果を示す。なお、図２においては、成分元素含有量を示す縦軸を「溶質濃度（ｍａｓｓ％）」と表記した。
図２から、固相率ｆｓの増加（すなわち、凝固の進行）に伴って成分元素含有量が増加していくことが認められる。また、成分元素毎に固液平衡分配係数や拡散速度が異なるため偏析の進行状況が異なることも認められる。
凝固の末期には、残溶鋼におけるＴｉ、Ｎ、Ｎｂ及びＣの含有量が、それぞれ前記（２）式で表されるＴｉＮの活量積及び前記（３）式で表されるＮｂＣの活量積を超える。なお、このミクロ偏析モデルの計算では、固相率ｆｓが０．９１でＴｉＮが晶出を開始するのに対して、ＮｂＣは固相率ｆｓが０．９９まで晶出しない。
なお、既に事項（ｆ）として述べたように、連続鋳造鋳片にはその厚さ方向の全域に亘って（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物が生成しており、特に、中心偏析部では、その数が著しく多くなるとともに長径が１０μｍ以上の粗大なものも生成している。
上記のことから、下記の事項（ｇ）が明らかになった。
（ｇ）ＮｂとＴｉを複合して含有させた場合の製鋼段階での（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の生成については、マクロ偏析についても検討する必要がある。
なお、連続鋳造におけるマクロ偏析とは、連続鋳造鋳片のバルジング、圧下や凝固収縮などによりデンドライト樹間の溶質（成分元素）が濃化した溶鋼が動き、中心部に集積する現象である。すなわち、マクロ偏析とは、いわゆる「中心偏析」であって、或る固相率ｆｓに相当する成分元素含有量の溶鋼が集積し凝固しているものである。
そこで、本発明者は、種々の連続鋳造鋳片について中心偏析部の成分元素含有量を調査した。その結果、下記（ｈ）の知見を得た。
（ｈ）中心偏析部は固相率ｆｓが０．６の溶鋼が凝固したものに相当する。
そこで、本発明者は、マクロ偏析とミクロ偏析挙動について再度計算することとした。
以下に、その検討手法と得られた知見について説明する。
〔３〕ＮｂとＴｉを複合して含有させた場合の例として表１に示す成分系を用い、初期成分系に対して固相率ｆｓで０．６まで凝固したときの残溶鋼中の各溶質（成分元素）の含有量を計算し、更に、このようにして求めた含有量を初期含有量としてミクロ偏析挙動を計算した。
その結果、中心偏析部では固相率ｆｓが０．６８でＴｉＮが晶出を開始し、また、固相率ｆｓが０．９４でＮｂＣが晶出するという結果が得られた。
既に述べたように、ＴｉＮとＮｂＣは相互に固溶する。また、一般に、凝固過程で何らかの化合物が晶出する場合、晶出を開始する時の固相率ｆｓが低いほど粗大な化合物が生成することが知られている。
このため、上記ＴｉＮとＮｂＣの晶出計算結果から、次の事項（ｉ）及び（ｊ）が明らかになった。
（ｉ）先に晶出したＴｉＮを核としてＮｂＣの晶出が誘発される。
（ｊ）粗大な（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の生成は、凝固過程の早期の段階でのＴｉＮの晶出と関係する。
〔４〕そこで次に、連続鋳造により製造した連続鋳造鋳片の化学組成を初期成分系として、上記〔３〕の方法によりミクロ偏析挙動について計算するとともに、２０ｍｍに圧延した厚鋼板から試験片を採取して、ＮＡＣＥのＴＭ−０２−８４で規定される方法でＨＩＣ試験を行ってＨＩＣ発生状況を調査した。
その結果、先ず、計算に用いた全ての連続鋳造鋳片の場合において、ＮｂＣより先にＴｉＮが晶出を開始することが判明し、下記（ｋ）の結論に達した。
（ｋ）粗大な（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の生成は、ＴｉＮが晶出を開始する固相率ｆｓによって整理すればよい。
そこで、図３に、各連続鋳造鋳片について、上記のようにして計算から求めたＴｉＮの晶出開始固相率ｆｓとＨＩＣ試験における割れ面積率ＣＡＲ（％）、つまり、観察面に対する割れの面積率の関係を整理した。
なお、図３においては、ＨＩＣ試験における割れ面積率ＣＡＲを示す縦軸を単に「ＣＡＲ」と表記し、また、計算から求めたＴｉＮの晶出開始固相率ｆｓを示す横軸を「ｆｓｃａｌ．」と表記した。
図３から、中心偏析部におけるＴｉＮの晶出開始固相率ｆｓの計算値とＨＩＣ発生の状況には明白な相関が認められ、その結果、下記（ｌ）の知見を得た。
（ｌ）中心偏析部のＴｉＮの晶出開始固相率ｆｓの計算値が０．７２以下の場合に、ＨＩＣ試験における割れ面積率ＣＡＲが４％を超える。
なお、本発明者が、各連続鋳造鋳片について、ＨＩＣ発生部分を光学顕微鏡及びＥＤＳを装備したＳＥＭを使用して詳細に調査したところ、長径が１０μｍ以上の粗大な（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の生成が認められた。
一般に、鋼の凝固過程においてデンドライト樹間の溶鋼が流動する限界は固相率ｆｓ０．７程度といわれており、これ以下の固相率ｆｓでＴｉＮが晶出を開始した場合に、凝固時の残溶鋼の流動によりＴｉＮが凝集・合体して粗大なＴｉＮが生成し、これを核としてＮｂＣの晶出が誘発され、中心偏析部において長径が１０μｍ以上の粗大な（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物が生成したものと考えられる。
次いで、本発明者は、ＮｂとＴｉを複合して含有させた鋼において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａ、Ｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの含有量を種々変化させて、上記〔３〕の方法によりミクロ偏析挙動について計算し、上記〔４〕で述べた連続鋳造鋳片の中心偏析部におけるＴｉＮの晶出開始固相率ｆｓに及ぼす各元素の影響を検討した。
その結果、下記（ｍ）及び（ｎ）の知見を得た。
（ｍ）Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．００５〜０．０６％、Ｃａ：０．０００５〜０．００６０％、Ｎ：０．００１５〜０．００７％、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１．０％以下及びＶ：０．２％以下の範囲では、上記の元素のうちで、ＴｉＮの晶出開始固相率ｆｓに影響を及ぼすのはＳｉとＴｉＮの構成元素であるＴｉ及びＮだけであり、ＴｉとＮの影響が大きい。
（ｎ）上記Ｔｉ、Ｎ及びＳｉのうちで、Ｓｉは脱酸剤として添加されるものであり、他の脱酸元素による置き換えが可能のため、ＴｉやＮと比べて含有量の幅が大きい。このため、Ｓｉは、ＨＩＣの発生原因となる粗大なＴｉＮ、したがって、粗大な（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の生成に関しては無視できない影響を及ぼす。
図４に、Ｎ、Ｔｉ及びＳｉの質量％での含有量の減少量とＴｉＮの晶出開始固相率ｆｓの増加度との関係を示す。なお、図４においては、（計算から求めた）ＴｉＮの晶出開始固相率ｆｓの増加度を示す縦軸を単に「ＴｉＮ晶出開始ｆｓ増加度」と表記し、また、各元素の質量％での含有量の減少量を示す横軸を「成分減少量（ｍａｓｓ％）」と表記した。
ＴｉＮの構成元素でないにも拘わらずＳｉが連続鋳造鋳片の中心偏析部におけるＴｉＮの晶出開始固相率ｆｓに対して影響を及ぼすのは、ＴｉとＳｉの間の相互作用助係数が他の成分元素間のそれと比較して極端に大きいことに起因しているものと考えられる。
上記の知見（ｍ）及び（ｎ）をベースに、本発明者は、Ｔｉ、Ｎ及びＳｉのそれぞれの含有量と中心偏析部のＴｉＮの晶出開始固相率ｆｓの相関に線形性があると仮定して、下記の（１）式を導出し、下記（ｏ）の結論に達した。
（ｏ）式中の元素記号を、その元素の質量％での鋼中含有量として、（１）式を満足すれば、理論上は粗大な（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の生成を阻止することができる。
１．４８−１．５×Ｓｉ−１４．３×Ｔｉ−７３×Ｎ＞０．７２・・・（１）式。
１．４８−１．５×Ｓｉ−１４．３×Ｔｉ−７３×Ｎ＞０．７２・・・（１）式。
なお、上記の（１）式は理論上の算出式である。このため、実際に製造した連続鋳造鋳片において、粗大な（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物を完全に除去することは困難であることが想定される。
しかしながら、本発明者の更なる検討によって、実際に製造した連続鋳造鋳片の中心偏析部から採取した試験片に粗大な（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物が存在する場合でも、特定の条件を満たす場合には、ＨＩＣの発生を低減できることが明らかとなり、下記（ｐ）の重要な知見が得られた。
（ｐ）連続鋳造鋳片の中心偏析部において、長径１０μｍを超える（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の面密度が２個／ｍｍ2以下で、長径１〜１０μｍの（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の面密度が２〜２００個／ｍｍ2であれば、この連続鋳造鋳片を圧延して得た厚鋼板のＨＩＣの発生を低減できる。上記の条件を満たす場合に、ＨＩＣの発生を低減できるのは、連続鋳造鋳片中に長径１０μｍを超える粗大な（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物が十分少なく、長径１〜１０μｍの（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物が面密度で２〜２００個／ｍｍ2存在することになるため、介在物にかかる応力が分散されるためと推測される。
なお、上記（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の面密度は、連続鋳造鋳片におけるものであり、その連続鋳造鋳片を圧延して厚鋼板にした場合には、その中心偏析部において、長径１０μｍを超える（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の面密度が２個／ｍｍ2以下で、長径１〜１０μｍの（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の面密度が０．５〜２０個／ｍｍ2となる。
本発明者は、更に、実際の連続鋳造プロセスをモデル化して、凝固シェルの成長と連続鋳造鋳片内の３次元溶鋼流動を計算し、ＨＩＣの発生状況と比較することも行った。
以下に、その検討手法と得られた知見について説明する。
〔５〕先ず、鋳型内及び２次冷却における抜熱条件を境界条件として２次元伝熱凝固計算を行い、ローラーエプロンにおけるロールキャビティの変化に伴う凝固シェルの変形及び凝固収縮も考慮したえで、凝固シェルの成長について検討した。
次いで、上記検討結果を基にして、浸漬ノズルから鋳型に注入された溶鋼の凝固シェル内での流動挙動を計算した。なお、固液共存範囲では固相率ｆｓの増加に伴い流動抵抗が増加し、固相率ｆｓが０．８を超えた段階で流動しなくなるものとして計算を実施した。
なお、上記の計算モデルでは、凝固の末期における溶鋼流動がマクロ偏析の原因となり、粗大な（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の生成につながってＨＩＣが発生することになる。
そこで更に、連続鋳造鋳片中心部の凝固過程での最大流速について調査し、ＨＩＣ試験における割れ面積率ＣＡＲ（％）、つまり、観察面に対する割れの面積率との関係を整理した。
すなわち、表２に示す成分範囲の同一成分系の鋼を表３に示す種々の条件で連続鋳造し、前記仮定の下での連続鋳造鋳片中心部の凝固過程での最大流速の計算値と、２０ｍｍに圧延した厚鋼板から採取した試験片を用いたＨＩＣ試験における割れ面積率ＣＡＲ（％）との関係を調査した。
表３には、上記の連続鋳造鋳片中心部の凝固過程での最大流速の計算結果及びＨＩＣ試験における割れ面積率ＣＡＲを併せて示した。
表３に示すように、凝固過程で１．２ｍｍ／ｍの鋳片圧下勾配を付与し、二次冷却比水量を１．４７Ｌ／ｋｇにした試験番号１における鋳片中心部の凝固過程での最大流速の計算値は１．２ｃｍ／ｓである。そして、この試験番号１の場合には、ＨＩＣ試験における割れ面積率ＣＡＲは０％で、ＨＩＣは発生しなかった。
これに対して、鋳片圧下勾配が試験番号１と同じ１．２ｍｍ／ｍであっても、二次冷却比水量を０．６７Ｌ／ｋｇに低減した試験番号２の場合、鋳片中心部の凝固過程での最大流速の計算値は１．６ｃｍ／ｓに増加した。そして、この試験番号２の場合には、ＨＩＣ試験における割れ面積率ＣＡＲは２．３％に増加した。なお、一般に、ＨＩＣ試験における割れ面積率ＣＡＲが４％以下であれば、実操業面での問題がないことが知られているので、上記の割れ面積率ＣＡＲの２．３％という値は許容範囲内の数値である。
また、二次冷却比水量が試験番号と同じ１．４７Ｌ／ｋｇであっても、鋳片圧下勾配を設定しなかった試験番号３の場合、鋳片中心部の凝固過程での最大流速の計算値が６．３ｃｍ／ｓに増加した。そして、ＨＩＣ試験における割れ面積率ＣＡＲは１４．２％と大きく増加した。
一方、異なる連続鋳造設備を用いた試験番号４及び試験番号５の場合についても、表３から、鋳片中心部の凝固過程での最大流速の計算値が大きい場合には、ＨＩＣ試験における割れ面積率ＣＡＲが増加することが認められた。
そこで更に、同様な検討を行った結果、用いる連続鋳造設備に拘わらず、下記（ｑ）の事項が成り立つことが判明した。
（ｑ）鋳片中心部の凝固過程での最大流速の計算値が３ｃｍ／ｓ未満であれば、ＨＩＣ試験における割れ面積率ＣＡＲは４％以下の低い値であり、実操業面で問題を生じることはない。
そこで更に、ＮｂとＴｉを複合して含有させた鋼を種々の条件で連続鋳造し、前記と同様にして、鋳片中心部の凝固過程での最大流速の計算値と、連続鋳造鋳片の中心部から採取した試験片を用いたＨＩＣ試験における割れ面積率ＣＡＲとの関係を調査するとともに、連続鋳造時の種々の因子が上記の鋳片中心部の凝固過程での最大流速の計算値に及ぼす影響について詳細な検討を行った
その結果、上記（ｑ）に示した、鋳片中心部の凝固過程での最大流速の計算値が３ｃｍ／ｓ未満であれば、ＨＩＣ試験における割れ面積率ＣＡＲは４％以下の低い値であるということが確認でき、更に、下記の知見（ｒ）が得られた。
その結果、上記（ｑ）に示した、鋳片中心部の凝固過程での最大流速の計算値が３ｃｍ／ｓ未満であれば、ＨＩＣ試験における割れ面積率ＣＡＲは４％以下の低い値であるということが確認でき、更に、下記の知見（ｒ）が得られた。
（ｒ）鋳片中心部の凝固過程での最大流速の計算値に対して、鋳片表面温度（℃）とロールピッチ（ｍ）が大きな影響を及ぼし、ローラーエプロンに凝固収縮に相当する圧下勾配を付与したような条件では、図５に示されるように、両者の積が４００未満であれば、上記の最大流速の計算値が３ｃｍ／ｓ未満となる。
なお、図５においては、鋳片中心部の凝固過程での最大流速の計算値を示す縦軸を単に「中心部流速（ｃｍ／ｓ）」と表記し、また、鋳片表面温度（℃）とロールピッチ（ｍ）の積を示す横軸を「ロールピッチ×表面温度」と表記した。
既に述べたように、連続鋳造におけるマクロ偏析（つまり、中心偏析）とは、連続鋳造鋳片のバルジング、圧下や凝固収縮などによりデンドライト樹間の溶質（成分元素）が濃化した溶鋼が動き、中心部に集積する現象、すなわち、ミクロ偏析による濃化溶鋼が流動することにより生成する現象である。そして、溶鋼の流動が凝固の初期に生じても中心偏析には影響せず、一方、凝固が進んで連続鋳造鋳片の中心部の固相率ｆｓが大きくなると溶鋼の流動が生じなくなる。
このため、鋳片の中心部の固相率ｆｓが特定の領域で連続鋳造条件を制御すればよいとの結論に達し、更なる検討を加えた結果、下記の知見（ｓ）を得た。
（ｓ）鋳片の中心部の固相率ｆｓが０．４〜０．８の位置において、鋳片表面温度（℃）とロールのピッチ（ｍ）との積を４００未満として連続鋳造することによって、鋳片中心部の凝固過程での最大流速の計算値を３ｃｍ／ｓ未満に制御することができる。
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）及び（２）に示す厚鋼板用連続鋳造鋳片、（３）及び（４）に示す厚鋼板用連続鋳造鋳片の製造方法、並びに（５）及び（６）に示す厚鋼板にある。
（１）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．００５〜０．０６％、Ｃａ：０．０００５〜０．００６０％及びＮ：０．００１５〜０．００７％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなるとともに下記（１）式を満たす化学組成を有し、更に、中心偏析部において、長径１０μｍを超える（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の面密度が２個／ｍｍ2以下で、長径１〜１０μｍの（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の面密度が２〜２００個／ｍｍ2であることを特徴とする厚鋼板用連続鋳造鋳片。
１．４８−１．５×Ｓｉ−１４．３×Ｔｉ−７３×Ｎ＞０．７２・・・（１）式。
但し、（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
１．４８−１．５×Ｓｉ−１４．３×Ｔｉ−７３×Ｎ＞０．７２・・・（１）式。
但し、（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
（２）化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１．０％以下及びＶ：０．２％以下のうちの１種又は２種以上を含有する上記（１）に記載の厚鋼板用連続鋳造鋳片。
（３）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．００５〜０．０６％、Ｃａ：０．０００５〜０．００６０％及びＮ：０．００１５〜０．００７％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなるとともに下記（１）式を満たす化学組成を有する鋼の連続鋳造方法であって、連続鋳造鋳片の中心部の固相率ｆｓが０．４〜０．８の位置において、連続鋳造鋳片表面温度（℃）とロールのピッチ（ｍ）との積を４００未満として連続鋳造することを特徴とする厚鋼板用連続鋳造鋳片の製造方法。
１．４８−１．５×Ｓｉ−１４．３×Ｔｉ−７３×Ｎ＞０．７２・・・（１）式。
但し、（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
１．４８−１．５×Ｓｉ−１４．３×Ｔｉ−７３×Ｎ＞０．７２・・・（１）式。
但し、（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
（４）鋼の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１．０％以下及びＶ：０．２％以下のうちの１種又は２種以上を含有する上記（３）に記載の厚鋼板用連続鋳造鋳片の製造方法。
（５）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．００５〜０．０６％、Ｃａ：０．０００５〜０．００６０％及びＮ：０．００１５〜０．００７％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなるとともに下記（１）式を満たす化学組成を有し、更に、中心偏析部において、長径１０μｍを超える（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の面密度が２個／ｍｍ2以下で、長径１〜１０μｍの（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の面密度が０．５〜２０個／ｍｍ2であることを特徴とする厚鋼板。
１．４８−１．５×Ｓｉ−１４．３×Ｔｉ−７３×Ｎ＞０．７２・・・（１）式。
但し、（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
１．４８−１．５×Ｓｉ−１４．３×Ｔｉ−７３×Ｎ＞０．７２・・・（１）式。
但し、（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
（６）化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１．０％以下及びＶ：０．２％以下のうちの１種又は２種以上を含有する上記（５）に記載の厚鋼板。
以下、上記 （１）及び（２）の厚鋼板用連続鋳造鋳片に係る発明、（３）及び（４）の厚鋼板用連続鋳造鋳片の製造方法に係る発明、並びに（５）及び（６）の厚鋼板に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」〜「本発明（６）」という。また、総称して「本発明」ということがある。
本発明（１）及び本発明（２）における「中心偏析部」とは、マクロ偏析の中心線から連続鋳造鋳片の厚さ方向に±１ｍｍの範囲を指す。また、本発明（５）及び本発明（６）における「中心偏析部」とは、マクロ偏析の中心線から厚鋼板の厚さ方向に±１ｍｍの範囲を指す。
本発明（３）及び本発明（４）における「ロール」とは、例えば、鋳片のバルジングを抑制しながら支持するためのガイドロール、鋳片を引き抜くためのピンチロール、鋳片を圧下するための圧下ロールを指す。
本発明の厚鋼板は、高強度化のためにＮｂとＴｉを複合して含有させたものであるにも拘わらず、ＨＩＣ試験における割れ面積率ＣＡＲが４％以下という優れた耐ＨＩＣ性を有するので、ラインパイプ、海洋構造物や圧力容器に用いることができる。この厚鋼板の素材として本発明の厚鋼板用連続鋳造鋳片は好適であり、その厚鋼板用連続鋳造鋳片は本発明の方法によって容易に製造することができる。
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
（Ａ）厚鋼板用連続鋳造鋳片及び厚鋼板の化学組成
Ｃ：０．０３〜０．１０％
Ｃは、鋼の強度を高める作用を有する。しかしながら、その含有量が０．０３％未満では、ラインパイプなどの用途に対して所定の強度を得ることが困難となる。一方、Ｃの含有量が０．１０％を超えると、連続鋳造時に鋳片の厚み中心部にマクロ偏析部を形成してＨＩＣの発生原因となる、更に、Ｍｎを１．０％以上含有する場合にはδ相を初晶として凝固を開始し、凝固過程で包晶反応が生じ、凝固終了時にもδ相が残る亜包晶鋼となってしまう。そして、連続鋳造鋳片の場合には、亜包晶鋼は包晶反応に伴う応力によって不均一凝固や縦割れをが生じることがあるため、他の鋼種と比べて鋳造速度を下げる必要があって、生産性が阻害される。したがって、Ｃの含有量を０．０３〜０．１０％と規定した。
Ｃ：０．０３〜０．１０％
Ｃは、鋼の強度を高める作用を有する。しかしながら、その含有量が０．０３％未満では、ラインパイプなどの用途に対して所定の強度を得ることが困難となる。一方、Ｃの含有量が０．１０％を超えると、連続鋳造時に鋳片の厚み中心部にマクロ偏析部を形成してＨＩＣの発生原因となる、更に、Ｍｎを１．０％以上含有する場合にはδ相を初晶として凝固を開始し、凝固過程で包晶反応が生じ、凝固終了時にもδ相が残る亜包晶鋼となってしまう。そして、連続鋳造鋳片の場合には、亜包晶鋼は包晶反応に伴う応力によって不均一凝固や縦割れをが生じることがあるため、他の鋼種と比べて鋳造速度を下げる必要があって、生産性が阻害される。したがって、Ｃの含有量を０．０３〜０．１０％と規定した。
Ｓｉ：０．０５〜０．４％
Ｓｉは、脱酸元素として鋼中の酸素含有量を低減するために有効な元素の一つであり、鋼を強化する効果もある。なお、溶鋼が十分に脱酸されていない状態で連続鋳造すると鋼中に気泡が生成し、製品の欠陥となるばかりでなく、時にブレークアウトを誘発し操業できなくなることも生じる。しかしながら、Ｓｉの含有量が０．０５％未満では、上記の効果を得ることが困難である。一方、その含有量が０．４％を超えると、縞状マルテンサイトが生成するようになって溶接熱影響部靱性の低下を招く。また、Ｔｉとの間に強い相互作用を有することから、ＴｉＮ構成元素でないにも拘わらず粗大なＴｉＮ、ひいては、粗大な（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の生成をきたす。したがって、Ｓｉの含有量を０．０５〜０．４％と規定した。
Ｓｉは、脱酸元素として鋼中の酸素含有量を低減するために有効な元素の一つであり、鋼を強化する効果もある。なお、溶鋼が十分に脱酸されていない状態で連続鋳造すると鋼中に気泡が生成し、製品の欠陥となるばかりでなく、時にブレークアウトを誘発し操業できなくなることも生じる。しかしながら、Ｓｉの含有量が０．０５％未満では、上記の効果を得ることが困難である。一方、その含有量が０．４％を超えると、縞状マルテンサイトが生成するようになって溶接熱影響部靱性の低下を招く。また、Ｔｉとの間に強い相互作用を有することから、ＴｉＮ構成元素でないにも拘わらず粗大なＴｉＮ、ひいては、粗大な（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の生成をきたす。したがって、Ｓｉの含有量を０．０５〜０．４％と規定した。
Ｍｎ：０．８〜１．８％
Ｍｎは、鋼の強度を高める作用をい有する。しかしながら、その含有量が、０．８％未満では十分な強度を得ることが困難である。一方、Ｍｎの含有量が１．８％を超えると、中心偏析部で濃化して耐ＨＩＣ性を低下させてしまう。したがって、Ｍｎの含有量を０．８〜１．８％と規定した。
Ｍｎは、鋼の強度を高める作用をい有する。しかしながら、その含有量が、０．８％未満では十分な強度を得ることが困難である。一方、Ｍｎの含有量が１．８％を超えると、中心偏析部で濃化して耐ＨＩＣ性を低下させてしまう。したがって、Ｍｎの含有量を０．８〜１．８％と規定した。
Ｐ：０．０１０％以下
Ｐは、鋼中の不純物元素の一つである。Ｐは、凝固時の固液界面における分配係数が小さいため偏析する傾向が大きく、特に、その含有量が多くなって０．０１０％を超えると、中心偏析部における著しい濃化のために耐ＨＩＣ性の大きな低下を招く。したがって、Ｐの含有量を０．０１０％以下とした。なお、中心偏析部における耐ＨＩＣ性の劣化を防止するためには、Ｐの含有量は０．００８％未満とすることが好ましい。耐ＨＩＣ性の十分な確保という観点からは、Ｐの含有量は、できるだけ低くするのがよい。
Ｐは、鋼中の不純物元素の一つである。Ｐは、凝固時の固液界面における分配係数が小さいため偏析する傾向が大きく、特に、その含有量が多くなって０．０１０％を超えると、中心偏析部における著しい濃化のために耐ＨＩＣ性の大きな低下を招く。したがって、Ｐの含有量を０．０１０％以下とした。なお、中心偏析部における耐ＨＩＣ性の劣化を防止するためには、Ｐの含有量は０．００８％未満とすることが好ましい。耐ＨＩＣ性の十分な確保という観点からは、Ｐの含有量は、できるだけ低くするのがよい。
Ｓ：０．００２％以下
Ｓも、鋼中の不純物元素の一つである。Ｓは、凝固時の固液界面における分配係数が小さいため偏析する傾向が大きく、しかも、偏析部ではＭｎＳを生成してＨＩＣの発生起点となる。特に、Ｓの含有量が大きくなって０．００２％を超えると、耐ＨＩＣ性の大きな低下を招く。したがって、Ｓの含有量を０．００２％以下とした。高強度鋼などより要求レベルの高い条件で安定して耐ＨＩＣ性を得るためには、Ｓの含有量は０．００１％以下とすることが好ましい。耐ＨＩＣ性の十分な確保という観点からは、Ｓの含有量は、できるだけ低くするのがよい。
Ｓも、鋼中の不純物元素の一つである。Ｓは、凝固時の固液界面における分配係数が小さいため偏析する傾向が大きく、しかも、偏析部ではＭｎＳを生成してＨＩＣの発生起点となる。特に、Ｓの含有量が大きくなって０．００２％を超えると、耐ＨＩＣ性の大きな低下を招く。したがって、Ｓの含有量を０．００２％以下とした。高強度鋼などより要求レベルの高い条件で安定して耐ＨＩＣ性を得るためには、Ｓの含有量は０．００１％以下とすることが好ましい。耐ＨＩＣ性の十分な確保という観点からは、Ｓの含有量は、できるだけ低くするのがよい。
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％
Ｎｂは、鋼中で炭窒化物を形成し、鋼の強度を高めるとともに靱性も向上させる作用を有する。Ｎｂは、また、特に熱加工制御（ＴＭＣＰ）法において、固溶・析出を通じて、鋼板のミクロ組織を制御する作用を有する。これらの効果を得るためには、Ｎｂの含有量を０．０１％以上とする必要がある。しかしながら、その含有量が０．１０％を超えると、加熱時に固溶しないため組織制御ができなくなる。したがって、Ｎｂの含有量を０．０１〜０．１０％と規定した。なお、Ｎｂの含有量は０．０１５〜０．０７５％とすることが好ましい。
Ｎｂは、鋼中で炭窒化物を形成し、鋼の強度を高めるとともに靱性も向上させる作用を有する。Ｎｂは、また、特に熱加工制御（ＴＭＣＰ）法において、固溶・析出を通じて、鋼板のミクロ組織を制御する作用を有する。これらの効果を得るためには、Ｎｂの含有量を０．０１％以上とする必要がある。しかしながら、その含有量が０．１０％を超えると、加熱時に固溶しないため組織制御ができなくなる。したがって、Ｎｂの含有量を０．０１〜０．１０％と規定した。なお、Ｎｂの含有量は０．０１５〜０．０７５％とすることが好ましい。
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉは、鋼の強度を向上させる作用を有する。Ｔｉには、鋼中のＮをＴｉＮとして固定し、ＮがＮｂやＡｌと結合したＮｂＮやＡｌＮの析出量を減少することから、連続鋳造に伴う鋳片の曲げ及び矯正の際に、オーステナイト粒界にＮｂＮやＡｌＮが動的析出することに起因した鋳片の表面割れを防止する作用もある。このような効果を得るためには、Ｔｉの含有量を０．００５％以上とする必要がある。しかしながら、その含有量が０．０３％を超えると、炭化物が多数生成して溶接熱影響部の靱性低下を招き、また、粗大なＴｉＮが生成する原因ともなる。したがって、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．０３％と規定した。なお、Ｔｉの含有量は０．０１０〜０．０２５％とすることが好ましい。
Ｔｉは、鋼の強度を向上させる作用を有する。Ｔｉには、鋼中のＮをＴｉＮとして固定し、ＮがＮｂやＡｌと結合したＮｂＮやＡｌＮの析出量を減少することから、連続鋳造に伴う鋳片の曲げ及び矯正の際に、オーステナイト粒界にＮｂＮやＡｌＮが動的析出することに起因した鋳片の表面割れを防止する作用もある。このような効果を得るためには、Ｔｉの含有量を０．００５％以上とする必要がある。しかしながら、その含有量が０．０３％を超えると、炭化物が多数生成して溶接熱影響部の靱性低下を招き、また、粗大なＴｉＮが生成する原因ともなる。したがって、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．０３％と規定した。なお、Ｔｉの含有量は０．０１０〜０．０２５％とすることが好ましい。
Ａｌ：０．００５〜０．０６％
Ａｌは、脱酸元素として鋼中の酸素含有量を低減するために有効な元素の一つであり、そのために必要なＡｌの含有量は０．００５％以上である。なお、Ａｌの含有量が０．００５％を下回ると、脱酸に加えて脱硫が不十分になるし、添加するＣａの歩留まりが低下するので後述するＣａの効果が十分には得られなくなって、鋼中の硫化物やＳの偏析に起因してＨＩＣが発生する。しかしながら、Ａｌの含有量が多くなると、脱酸に伴い生成するアルミナがＨＩＣの原因となり、特に、Ａｌの含有量が０．０６％を超えると、アルミナに起因したＨＩＣの発生が著しくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．００５〜０．０６％と規定した。
Ａｌは、脱酸元素として鋼中の酸素含有量を低減するために有効な元素の一つであり、そのために必要なＡｌの含有量は０．００５％以上である。なお、Ａｌの含有量が０．００５％を下回ると、脱酸に加えて脱硫が不十分になるし、添加するＣａの歩留まりが低下するので後述するＣａの効果が十分には得られなくなって、鋼中の硫化物やＳの偏析に起因してＨＩＣが発生する。しかしながら、Ａｌの含有量が多くなると、脱酸に伴い生成するアルミナがＨＩＣの原因となり、特に、Ａｌの含有量が０．０６％を超えると、アルミナに起因したＨＩＣの発生が著しくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．００５〜０．０６％と規定した。
Ｃａ：０．０００５〜０．００６０％
Ｃａは、脱硫元素として鋼中のＳ含有量を低減させてＭｎＳの生成を防止するとともに、硫化物の形態を制御する作用を有する。こうした効果を得るためには、Ｃａの含有量を０．０００５％以上とする必要がある。しかしながら、Ｃａの含有量が０．００６０％を超えてもその効果は飽和し、製造コストの増加を招くばかりである。したがって、Ｃａの含有量を０．０００５〜０．００６０％と規定した。
Ｃａは、脱硫元素として鋼中のＳ含有量を低減させてＭｎＳの生成を防止するとともに、硫化物の形態を制御する作用を有する。こうした効果を得るためには、Ｃａの含有量を０．０００５％以上とする必要がある。しかしながら、Ｃａの含有量が０．００６０％を超えてもその効果は飽和し、製造コストの増加を招くばかりである。したがって、Ｃａの含有量を０．０００５〜０．００６０％と規定した。
Ｎ：０．００１５〜０．００７％
Ｎは、Ｎｂ及びＣとともに、鋼中で炭窒化物を形成し、鋼の強度を高めるとともに靱性を向上させる作用を有する。Ｎには、ＡｌやＴｉなどと窒化物を形成し、ミクロ組織を微細化し、また、機械特性を向上させる作用もある。前記の効果を得るためには、Ｎの含有量を０．００１５％以上とする必要がある。しかしながら、Ｎの含有量が多くなり、特に０．００７％を超えると、連続鋳造に伴う鋳片の曲げ及び矯正の際に、オーステナイト粒界にＡｌＮやＴｉＮが動的析出して鋳片に表面割れが生じてしまう。したがって、Ｎの含有量を０．００１５〜０．００７％とした。
Ｎは、Ｎｂ及びＣとともに、鋼中で炭窒化物を形成し、鋼の強度を高めるとともに靱性を向上させる作用を有する。Ｎには、ＡｌやＴｉなどと窒化物を形成し、ミクロ組織を微細化し、また、機械特性を向上させる作用もある。前記の効果を得るためには、Ｎの含有量を０．００１５％以上とする必要がある。しかしながら、Ｎの含有量が多くなり、特に０．００７％を超えると、連続鋳造に伴う鋳片の曲げ及び矯正の際に、オーステナイト粒界にＡｌＮやＴｉＮが動的析出して鋳片に表面割れが生じてしまう。したがって、Ｎの含有量を０．００１５〜０．００７％とした。
「１．４８−１．５×Ｓｉ−１４．３×Ｔｉ−７３×Ｎ」の値：０．７２超
式中の元素記号を、その元素の質量％での鋼中含有量として、「１．４８−１．５×Ｓｉ−１４．３×Ｔｉ−７３×Ｎ」の値が０．７２以下の場合には、理論上は粗大な（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の生成を阻止することができ、粗大な（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の生成に起因したＨＩＣの発生を抑止することができる。したがって、「１．４８−１．５×Ｓｉ−１４．３×Ｔｉ−７３×Ｎ」の値が０．７２を超える、つまり（１）式を満たすことと規定した。
式中の元素記号を、その元素の質量％での鋼中含有量として、「１．４８−１．５×Ｓｉ−１４．３×Ｔｉ−７３×Ｎ」の値が０．７２以下の場合には、理論上は粗大な（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の生成を阻止することができ、粗大な（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の生成に起因したＨＩＣの発生を抑止することができる。したがって、「１．４８−１．５×Ｓｉ−１４．３×Ｔｉ−７３×Ｎ」の値が０．７２を超える、つまり（１）式を満たすことと規定した。
上記の理由から、本発明（１）に係る厚鋼板用連続鋳造鋳片及び本発明（５）に係る厚鋼板は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａ及びＮを上述した範囲で含有し、残部はＦｅ及び不純物からなるとともに、前記の（１）式を満たす化学組成を有することと規定した。
本発明に係る厚鋼板用連続鋳造鋳片及び厚鋼板には、必要に応じて、Ｆｅの一部に代えて、後述するＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶのうちから選択される１種又は２種以上の元素を任意添加元素として添加し、含有させてもよい。
以下、上記の任意添加元素に関して説明する。
Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１．０％以下及びＶ：０．２％以下
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶは、いずれも、鋼の強度を高める作用を有する。このため、強度をより一層向上させたい場合には以下の範囲で含有してもよい。
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶは、いずれも、鋼の強度を高める作用を有する。このため、強度をより一層向上させたい場合には以下の範囲で含有してもよい。
Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは、鋼の焼入れ性を向上させ、これによって強度を高める作用を有する。この効果を得るには、Ｃｕの含有量を０．１％以上とすることが好ましい。一方、０．５％を超えて含有させると鋼の熱間加工性や被削性が低下する。したがって、含有させる場合のＣｕの含有量を０．５％以下とした。
Ｃｕは、鋼の焼入れ性を向上させ、これによって強度を高める作用を有する。この効果を得るには、Ｃｕの含有量を０．１％以上とすることが好ましい。一方、０．５％を超えて含有させると鋼の熱間加工性や被削性が低下する。したがって、含有させる場合のＣｕの含有量を０．５％以下とした。
なお、Ｃｕは、連続鋳造時に「カッパー割れ」と称する表面割れを誘発することから、Ｃｕを０．２％以上含有させる場合には、その１／３以上の量のＮｉを複合して含有させることが好ましい。
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、固溶強化によって鋼の強度を向上させる作用を有する。Ｎｉには、靱性を改善する作用もある。これらの効果を得るには、Ｎｉの含有量を０．１％以上とすることが好ましい。一方、１．０％超えて含有させてもその効果が飽和してコストが嵩むし、溶接性も低下する。したがって、含有させる場合のＮｉの含有量を１．０％以下とした。
Ｎｉは、固溶強化によって鋼の強度を向上させる作用を有する。Ｎｉには、靱性を改善する作用もある。これらの効果を得るには、Ｎｉの含有量を０．１％以上とすることが好ましい。一方、１．０％超えて含有させてもその効果が飽和してコストが嵩むし、溶接性も低下する。したがって、含有させる場合のＮｉの含有量を１．０％以下とした。
Ｃｒ：１．５％以下
Ｃｒは、鋼の強度を高める作用を有する。Ｃｒには、靱性を高める作用もある。これらの効果を得るには、Ｃｒの含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。一方、１．５％を超えて含有させると溶接割れの発生を招く。したがって、含有させる場合のＣｒの含有量を１．５％以下とした。
Ｃｒは、鋼の強度を高める作用を有する。Ｃｒには、靱性を高める作用もある。これらの効果を得るには、Ｃｒの含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。一方、１．５％を超えて含有させると溶接割れの発生を招く。したがって、含有させる場合のＣｒの含有量を１．５％以下とした。
Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏは、焼入れ性を向上させ、これによって強度を高める作用を有する。また、ミクロ偏析し難い元素であるため、中心偏析に起因するＨＩＣの発生を抑制する作用も有する。これらの効果を得るには、Ｍｏの含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｏは高価な元素であるのでその多量添加はコスト増加につながるし、特に、１．０％を超えて含有させると、ベイナイトやマルテンサイトなどの硬化相が生成して耐ＨＩＣ性の低下をきたす。したがって、含有させる場合のＭｏの含有量を１．０％以下とした。
Ｍｏは、焼入れ性を向上させ、これによって強度を高める作用を有する。また、ミクロ偏析し難い元素であるため、中心偏析に起因するＨＩＣの発生を抑制する作用も有する。これらの効果を得るには、Ｍｏの含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｏは高価な元素であるのでその多量添加はコスト増加につながるし、特に、１．０％を超えて含有させると、ベイナイトやマルテンサイトなどの硬化相が生成して耐ＨＩＣ性の低下をきたす。したがって、含有させる場合のＭｏの含有量を１．０％以下とした。
Ｖ：０．２％以下
Ｖは、フェライト中に固溶するとともに炭窒化物を形成して強度を高める作用を有する。この効果を得るには、Ｖの含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、０．２％を超えて含有させると溶接熱影響部での析出状況が変化して靱性が低下する。したがって、含有させる場合のＶの含有量を０．２％以下とした。
Ｖは、フェライト中に固溶するとともに炭窒化物を形成して強度を高める作用を有する。この効果を得るには、Ｖの含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、０．２％を超えて含有させると溶接熱影響部での析出状況が変化して靱性が低下する。したがって、含有させる場合のＶの含有量を０．２％以下とした。
上記のＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶは、いずれか１種のみ、或いは２種以上の複合で含有させることができる。
上述の理由から、本発明（２）に係る厚鋼板用連続鋳造鋳片の化学組成を、本発明（１）に係る厚鋼板用連続鋳造鋳片のＦｅの一部に代えて、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１．０％以下及びＶ：０．２％以下のうちの１種又は２種以上を含有するものと規定した。
また、本発明（６）に係る厚鋼板の化学組成を、本発明（５）に係る厚鋼板のＦｅの一部に代えて、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１．０％以下及びＶ：０．２％以下のうちの１種又は２種以上を含有するものと規定した。
（Ｂ）厚鋼板用連続鋳造鋳片及び厚鋼板の各中心偏析部における（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の面密度
前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する場合であっても、厚鋼板用連続鋳造鋳片の中心偏析部において、長径１０μｍを超える（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の面密度が２個／ｍｍ2以下で、しかも、長径１〜１０μｍの（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物が面密度で２〜２００個／ｍｍ2でなければ、その連続鋳造鋳片を圧延して得た厚鋼板のＨＩＣ試験における割れ面積率ＣＡＲが４％を超え、良好な耐ＨＩＣ性を確保することができない。
前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する場合であっても、厚鋼板用連続鋳造鋳片の中心偏析部において、長径１０μｍを超える（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の面密度が２個／ｍｍ2以下で、しかも、長径１〜１０μｍの（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物が面密度で２〜２００個／ｍｍ2でなければ、その連続鋳造鋳片を圧延して得た厚鋼板のＨＩＣ試験における割れ面積率ＣＡＲが４％を超え、良好な耐ＨＩＣ性を確保することができない。
したがって、本発明（１）及び本発明（２）に係る厚鋼板用連続鋳造鋳片は、その中心偏析部における長径１０μｍを超える（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の面密度が２個／ｍｍ2以下で、長径１〜１０μｍの（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の面密度が２〜２００個／ｍｍ2であることと規定した。
なお、既に述べたように、上記本発明（１）及び本発明（２）に係る厚鋼板用連続鋳造鋳片の「中心偏析部」とは、マクロ偏析の中心線から連続鋳造鋳片の厚さ方向に±１ｍｍの範囲を指す。
また、前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する場合であっても、厚鋼板の中心偏析部において、長径１０μｍを超える（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の面密度が２個／ｍｍ2以下で、しかも、長径１〜１０μｍの（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物が面密度で０．５〜２０個／ｍｍ2でなければ、その厚鋼板のＨＩＣ試験における割れ面積率ＣＡＲが４％を超え、良好な耐ＨＩＣ性を確保することができない。
したがって、本発明（５）及び本発明（６）に係る厚鋼板は、その中心偏析部における長径１０μｍを超える（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の面密度が２個／ｍｍ2以下で、長径１〜１０μｍの（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の面密度が０．５〜２０個／ｍｍ2であることと規定した。
なお、既に述べたように、上記本発明（５）及び本発明（６）に係る厚鋼板の「中心偏析部」とは、マクロ偏析の中心線から厚鋼板の厚さ方向に±１ｍｍの範囲を指す。
なお、厚鋼板用連続鋳造鋳片の中心偏析部に上記のような寸法と面密度で（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物を存在させるためには、例えば、本発明（３）や本発明（４）で規定する方法で、鋼の連続鋳造を行えばよい。
また、厚鋼板の中心偏析部に上記のような寸法と面密度で（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物を存在させるためには、例えば、本発明（３）や本発明（４）で規定する方法によって鋼を連続鋳造して得た厚鋼板用連続鋳造鋳片に対して、通常の熱間圧延やＴＭＣＰ法による処理を施せばよい。
（Ｃ）連続鋳造方法
前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼を、連続鋳造鋳片の中心部の固相率ｆｓが０．４〜０．８の位置において、連続鋳造鋳片表面温度（℃）とロールのピッチ（ｍ）との積を４００未満として連続鋳造することによって得られる連続鋳造鋳片を圧延して得た厚鋼板は、ＨＩＣ試験における割れ面積率ＣＡＲが４％以下という優れた耐ＨＩＣ性を有する。
前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼を、連続鋳造鋳片の中心部の固相率ｆｓが０．４〜０．８の位置において、連続鋳造鋳片表面温度（℃）とロールのピッチ（ｍ）との積を４００未満として連続鋳造することによって得られる連続鋳造鋳片を圧延して得た厚鋼板は、ＨＩＣ試験における割れ面積率ＣＡＲが４％以下という優れた耐ＨＩＣ性を有する。
したがって、本発明（３）及び本発明（４）に係る厚鋼板用連続鋳造鋳片の製造方法においては、前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼を、連続鋳造鋳片の中心部の固相率ｆｓが０．４〜０．８の位置において、連続鋳造鋳片表面温度（℃）とロールのピッチ（ｍ）との積を４００未満として連続鋳造することと規定した。
なお、既に述べたように、上記本発明（３）及び本発明（４）に係る厚鋼板用連続鋳造鋳片の製造方法における「ロール」とは、例えば、鋳片のバルジングを抑制しながら支持するためのガイドロール、鋳片を引き抜くためのピンチロール、鋳片を圧下するための圧下ロールを指す。
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
表４に示す化学組成を有する鋼１〜２０を連続鋳造して鋳片を製造した。なお、連続鋳造は、厚さ３００ｍｍ、幅２３００ｍｍの垂直曲げ型スラブ連続鋳造設備を用いて、０．７〜０．８ｍ／ｍｉｎの鋳造速度で行った。
表５に、連続鋳造時のその他の条件として、二次冷却比水量、鋳片圧下勾配及び鋳片の中心部の固相率ｆｓが０．４〜０．８の位置における鋳片表面温度（℃）とロールのピッチ（ｍ）との積（表５では「表面温度（℃）×ロールピッチ（ｍ）」と表記した。）を示す。
なお、表４中の鋼１〜１２、鋼１４及び鋼１５は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、表４中の鋼１３及び鋼１６〜２０は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。
このようにして得た連続鋳造鋳片からサンプルを採取して中心偏析部における析出物の調査を行った。
また、連続鋳造して得た鋳片を、１１００〜１２００℃に加熱し、仕上げ圧延温度を８５０〜７５０℃として、厚さ１５〜２５ｍｍの厚鋼板に熱間圧延した。熱間圧延後は直ちに水冷を行い、４７０〜４２０℃で冷却を停止し、その後は大気中で放冷した。
このようにして得た厚鋼板からサンプルを採取して中心偏析部における析出物の調査を行った。また、引張試験片及びＨＩＣ試験片を採取して、室温で引張試験及びＨＩＣ試験を実施した。
以下、その具体的内容について説明する。
１．連続鋳造鋳片の析出物調査
連続鋳造設備の出側で連続鋳造鋳片の横断面試料を採取し、その試料の中心偏析部を含むようにミクロ試料を作製し、機械研磨した後、１０％の塩酸水溶液で腐食して、マクロ偏析状況を調査した。
連続鋳造設備の出側で連続鋳造鋳片の横断面試料を採取し、その試料の中心偏析部を含むようにミクロ試料を作製し、機械研磨した後、１０％の塩酸水溶液で腐食して、マクロ偏析状況を調査した。
次いで、上記の試料を樹脂埋めしてから鏡面研磨し、倍率を１０００倍として光学顕微鏡で観察して（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の生成状況を調査した。
なお、中心偏析部における調査を行うために、腐食した面でマクロ偏析の中心線を決定し、その中心線から連続鋳造鋳片の厚さ方向に±１ｍｍの範囲内で（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の寸法（長径）と生成数（面密度）を計測した。
２．厚鋼板の調査
２．１．厚鋼板の析出物調査
厚鋼板から横断面試料を採取し、その試料の中心偏析部を含むようにミクロ試料を作製し、機械研磨した後、１０％の塩酸水溶液で腐食して、マクロ偏析状況を調査した。
２．１．厚鋼板の析出物調査
厚鋼板から横断面試料を採取し、その試料の中心偏析部を含むようにミクロ試料を作製し、機械研磨した後、１０％の塩酸水溶液で腐食して、マクロ偏析状況を調査した。
次いで、上記の試料を樹脂埋めしてから鏡面研磨し、倍率を１０００倍として光学顕微鏡で観察して（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の生成状況を調査した。
なお、中心偏析部における調査を行うために、腐食した面でマクロ偏析の中心線を決定し、その中心線から厚鋼板の厚さ方向に±１ｍｍの範囲内で（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の寸法（長径）と生成数（面密度）を計測した。
２．２．引張試験
厚鋼板から圧延方向に垂直に引張試験片を採取し、室温で引張試験を行って耐力（ＹＰ）を測定した。
厚鋼板から圧延方向に垂直に引張試験片を採取し、室温で引張試験を行って耐力（ＹＰ）を測定した。
２．３．ＨＩＣ試験
厚鋼板の両表皮から１ｍｍを除去した位置から試験片を採取して、ＮＡＣＥのＴＭ−０２−８４で規定される方法でＨＩＣ試験を行い、割れ面積率ＣＡＲを測定した。
厚鋼板の両表皮から１ｍｍを除去した位置から試験片を採取して、ＮＡＣＥのＴＭ−０２−８４で規定される方法でＨＩＣ試験を行い、割れ面積率ＣＡＲを測定した。
表６に、上記の各試験及び調査の結果を示す。
表６から、本発明の条件を満たす試験番号Ｅ１〜Ｅ１２の場合、強度及び耐ＨＩＣ性に優れていることが明らかである。
上記のうちでも、特に試験番号Ｅ３〜Ｅ１２は、耐力が高く、例えば、ＡＰＩで規定されたＸ７０（ＹＰ：４８２ＭＰａクラス（７０ｋｓｉクラス））以上の高グレードラインパイプ用途に適していることが明らかである。
これに対して、本発明で規定する条件から外れた比較例の試験番号Ｅ１３〜Ｅ２０の場合、耐ＨＩＣ性が低く、ラインパイプなどに使用する場合には十分な特性を有さないものである。
以上、実施例によって本発明を具体的に説明したが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。実施例として開示のないものも本発明の要件を満たしさえすれば当然に本発明に含まれる。
本発明は、割れ発生の起因となるＭｎＳ生成の防止や中心偏析部起因となるＣ、Ｍｎ及びＰの含有量の低減、或いは中心偏析の軽減策と相反するものでなく、これらの対策と併用して実施すれば、ＨＩＣ発生の防止に効果的であることはいうまでもない。
なお、中心偏析を軽減する方法としては、鋳片の中心部が凝固する際に凝固収縮量に相当する程度、或いはそれをやや上回る程度に鋳片に圧下勾配を付与することが行われている。近年、油圧で位置制御することが可能なローラーエプロンを備えた連続鋳造設備が使用されるようになり、鋼種に応じて、或いは鋳造中の鋳造速度変更など鋳造条件に対応して、迅速にアライメントを変更することが可能となり、全長に亘って安定して中心偏析を軽減することができるようになっている。
本発明の厚鋼板は、強度を高めるためにＮｂとＴｉを複合して含有させたものであるにも拘わらず、ＨＩＣ試験における割れ面積率ＣＡＲが４％以下という優れた耐ＨＩＣ性を有するので、ラインパイプ、海洋構造物や圧力容器に用いることができる。この厚鋼板の素材として本発明の厚鋼板用連続鋳造鋳片は好適であり、その厚鋼板用連続鋳造鋳片は本発明の方法によって容易に製造することができる。
Claims (6)
- 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．００５〜０．０６％、Ｃａ：０．０００５〜０．００６０％及びＮ：０．００１５〜０．００７％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなるとともに下記（１）式を満たす化学組成を有し、更に、中心偏析部において、長径１０μｍを超える（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の面密度が２個／ｍｍ2以下で、長径１〜１０μｍの（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の面密度が２〜２００個／ｍｍ2であることを特徴とする厚鋼板用連続鋳造鋳片。
１．４８−１．５×Ｓｉ−１４．３×Ｔｉ−７３×Ｎ＞０．７２・・・（１）式
但し、（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。 - 化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１．０％以下及びＶ：０．２％以下のうちの１種又は２種以上を含有する請求項１に記載の厚鋼板用連続鋳造鋳片。
- 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．００５〜０．０６％、Ｃａ：０．０００５〜０．００６０％及びＮ：０．００１５〜０．００７％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなるとともに下記（１）式を満たす化学組成を有する鋼の連続鋳造方法であって、連続鋳造鋳片の中心部の固相率ｆｓが０．４〜０．８の位置において、連続鋳造鋳片表面温度（℃）とロールのピッチ（ｍ）との積を４００未満として連続鋳造することを特徴とする厚鋼板用連続鋳造鋳片の製造方法。
１．４８−１．５×Ｓｉ−１４．３×Ｔｉ−７３×Ｎ＞０．７２・・・（１）式
但し、（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。 - 鋼の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１．０％以下及びＶ：０．２％以下のうちの１種又は２種以上を含有する請求項３に記載の厚鋼板用連続鋳造鋳片の製造方法。
- 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．００５〜０．０６％、Ｃａ：０．０００５〜０．００６０％及びＮ：０．００１５〜０．００７％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなるとともに下記（１）式を満たす化学組成を有し、更に、中心偏析部において、長径１０μｍを超える（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の面密度が２個／ｍｍ2以下で、長径１〜１０μｍの（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の面密度が０．５〜２０個／ｍｍ2であることを特徴とする厚鋼板。
１．４８−１．５×Ｓｉ−１４．３×Ｔｉ−７３×Ｎ＞０．７２・・・（１）式
但し、（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。 - 化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１．０％以下及びＶ：０．２％以下のうちの１種又は２種以上を含有する請求項５に記載の厚鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2006181727A JP4725437B2 (ja) | 2006-06-30 | 2006-06-30 | 厚鋼板用連続鋳造鋳片及びその製造方法並びに厚鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2006181727A JP4725437B2 (ja) | 2006-06-30 | 2006-06-30 | 厚鋼板用連続鋳造鋳片及びその製造方法並びに厚鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2008007841A true JP2008007841A (ja) | 2008-01-17 |
| JP4725437B2 JP4725437B2 (ja) | 2011-07-13 |
Family
ID=39066305
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2006181727A Expired - Fee Related JP4725437B2 (ja) | 2006-06-30 | 2006-06-30 | 厚鋼板用連続鋳造鋳片及びその製造方法並びに厚鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4725437B2 (ja) |
Cited By (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2010104165A1 (ja) * | 2009-03-12 | 2010-09-16 | 住友金属工業株式会社 | 耐ｈｉｃ厚鋼板およびｕｏｅ鋼管 |
| WO2011027900A1 (ja) * | 2009-09-02 | 2011-03-10 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管 |
| WO2011030768A1 (ja) * | 2009-09-09 | 2011-03-17 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管 |
| JP2011063840A (ja) * | 2009-09-16 | 2011-03-31 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐ｈｉｃ特性に優れた鋼板およびｕｏｅ鋼管 |
| JP2012167336A (ja) * | 2011-02-15 | 2012-09-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度鋼管用鋼板及び高強度鋼管 |
| CN102732784A (zh) * | 2012-06-15 | 2012-10-17 | 甘肃酒钢集团宏兴钢铁股份有限公司 | 一种590l汽车大梁用钢及其csp制备方法 |
| WO2013147197A1 (ja) | 2012-03-30 | 2013-10-03 | 新日鐵住金株式会社 | 耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管及びこれに用いる高強度ラインパイプ用鋼板、並びにこれらの製造方法 |
| EP2644729A3 (en) * | 2012-03-30 | 2013-12-18 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Steel plate with excellent hydrogen induced cracking resistance, and manufacturing method of the same |
| WO2016093161A1 (ja) * | 2014-12-12 | 2016-06-16 | 新日鐵住金株式会社 | 油井管用低合金鋼及び低合金鋼油井管の製造方法 |
| JP2016522316A (ja) * | 2013-06-19 | 2016-07-28 | 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 | 耐亜鉛誘導亀裂鋼板およびその製造方法 |
| EP2980238A4 (en) * | 2013-03-29 | 2016-11-23 | Kobe Steel Ltd | STEEL PLATE WITH EXCELLENT RESISTANCE TO HYDROGEN-INDUCED RIP AND TOOTH AND STEEL TUBE |
| JP2017048443A (ja) * | 2015-09-04 | 2017-03-09 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 極厚鋼板及びその製造方法 |
| JP2018012856A (ja) * | 2016-07-20 | 2018-01-25 | 新日鐵住金株式会社 | 低合金鋼材、低合金鋼管および容器、ならびにその容器の製造方法 |
| EP3561106A4 (en) * | 2016-12-22 | 2019-10-30 | Posco | THICKKWARE STEEL PLATE WITH 450MPA DEGREE OF TENSILE STRENGTH AND EXCELLENT RESISTANCE TO HYDROGEN-INDUCED RIP FORMATION, AND METHOD FOR THE MANUFACTURE THEREOF |
| CN113828745A (zh) * | 2021-08-31 | 2021-12-24 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种高强度动车制动盘用钢的大方坯连铸生产方法 |
Citations (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS56119759A (en) * | 1980-02-28 | 1981-09-19 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | High tensile steel with superior sulfide corrosion crack resistance |
| JPS61119360A (en) * | 1984-11-16 | 1986-06-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Continuous casting method of steel |
| JPS63134647A (en) * | 1986-11-26 | 1988-06-07 | Kobe Steel Ltd | High-strength steel plate excellent in hydrogen-induced cracking resistance |
| JPS63252655A (en) * | 1987-04-08 | 1988-10-19 | Nkk Corp | Method for casting under light draft |
| JP2002273554A (ja) * | 2001-03-19 | 2002-09-25 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 鋼の連続鋳造方法 |
| JP2002363689A (ja) * | 2001-06-12 | 2002-12-18 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐水素誘起割れ性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2003013175A (ja) * | 2001-06-27 | 2003-01-15 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼材 |
| WO2005075694A1 (ja) * | 2004-02-04 | 2005-08-18 | Sumitomo Metal Industries,Ltd. | 耐ｈｉｃ性に優れたラインパイプ用鋼材及びその鋼材を用いて製造されるラインパイプ |
| JP2005264217A (ja) * | 2004-03-17 | 2005-09-29 | Jfe Steel Kk | 耐ｈｉｃ性に優れた厚手熱延鋼板とその製造方法 |
| JP2006063351A (ja) * | 2004-08-24 | 2006-03-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐水素誘起割れ性に優れた高強度鋼板および製造方法、並びにラインパイプ用鋼管 |
-
2006
- 2006-06-30 JP JP2006181727A patent/JP4725437B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS56119759A (en) * | 1980-02-28 | 1981-09-19 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | High tensile steel with superior sulfide corrosion crack resistance |
| JPS61119360A (en) * | 1984-11-16 | 1986-06-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Continuous casting method of steel |
| JPS63134647A (en) * | 1986-11-26 | 1988-06-07 | Kobe Steel Ltd | High-strength steel plate excellent in hydrogen-induced cracking resistance |
| JPS63252655A (en) * | 1987-04-08 | 1988-10-19 | Nkk Corp | Method for casting under light draft |
| JP2002273554A (ja) * | 2001-03-19 | 2002-09-25 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 鋼の連続鋳造方法 |
| JP2002363689A (ja) * | 2001-06-12 | 2002-12-18 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐水素誘起割れ性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2003013175A (ja) * | 2001-06-27 | 2003-01-15 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼材 |
| WO2005075694A1 (ja) * | 2004-02-04 | 2005-08-18 | Sumitomo Metal Industries,Ltd. | 耐ｈｉｃ性に優れたラインパイプ用鋼材及びその鋼材を用いて製造されるラインパイプ |
| JP2005264217A (ja) * | 2004-03-17 | 2005-09-29 | Jfe Steel Kk | 耐ｈｉｃ性に優れた厚手熱延鋼板とその製造方法 |
| JP2006063351A (ja) * | 2004-08-24 | 2006-03-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐水素誘起割れ性に優れた高強度鋼板および製造方法、並びにラインパイプ用鋼管 |
Cited By (23)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2010104165A1 (ja) * | 2009-03-12 | 2010-09-16 | 住友金属工業株式会社 | 耐ｈｉｃ厚鋼板およびｕｏｅ鋼管 |
| JPWO2010104165A1 (ja) * | 2009-03-12 | 2012-09-13 | 住友金属工業株式会社 | 耐ｈｉｃ厚鋼板およびｕｏｅ鋼管 |
| EP2407570A4 (en) * | 2009-03-12 | 2016-06-22 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | HIC-RESISTANT THICK STEEL PLATE AND UOE STEEL TUBE |
| WO2011027900A1 (ja) * | 2009-09-02 | 2011-03-10 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管 |
| JP5131714B2 (ja) * | 2009-09-02 | 2013-01-30 | 新日鐵住金株式会社 | 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管 |
| JP5131715B2 (ja) * | 2009-09-09 | 2013-01-30 | 新日鐵住金株式会社 | 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管 |
| WO2011030768A1 (ja) * | 2009-09-09 | 2011-03-17 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管 |
| CN102482744A (zh) * | 2009-09-09 | 2012-05-30 | 新日本制铁株式会社 | 低温韧性优良的高强度管道用钢板以及高强度管道用钢管 |
| JP2011063840A (ja) * | 2009-09-16 | 2011-03-31 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐ｈｉｃ特性に優れた鋼板およびｕｏｅ鋼管 |
| JP2012167336A (ja) * | 2011-02-15 | 2012-09-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度鋼管用鋼板及び高強度鋼管 |
| WO2013147197A1 (ja) | 2012-03-30 | 2013-10-03 | 新日鐵住金株式会社 | 耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管及びこれに用いる高強度ラインパイプ用鋼板、並びにこれらの製造方法 |
| EP2644729A3 (en) * | 2012-03-30 | 2013-12-18 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Steel plate with excellent hydrogen induced cracking resistance, and manufacturing method of the same |
| US9068253B2 (en) | 2012-03-30 | 2015-06-30 | Kobe Steel, Ltd. | Steel plate with excellent hydrogen induced cracking resistance, and manufacturing method of the same |
| KR101562099B1 (ko) | 2012-03-30 | 2015-10-20 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 수소 유도 균열 내성이 우수한 강판 및 그 제조 방법 |
| CN102732784A (zh) * | 2012-06-15 | 2012-10-17 | 甘肃酒钢集团宏兴钢铁股份有限公司 | 一种590l汽车大梁用钢及其csp制备方法 |
| EP2980238A4 (en) * | 2013-03-29 | 2016-11-23 | Kobe Steel Ltd | STEEL PLATE WITH EXCELLENT RESISTANCE TO HYDROGEN-INDUCED RIP AND TOOTH AND STEEL TUBE |
| JP2016522316A (ja) * | 2013-06-19 | 2016-07-28 | 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 | 耐亜鉛誘導亀裂鋼板およびその製造方法 |
| WO2016093161A1 (ja) * | 2014-12-12 | 2016-06-16 | 新日鐵住金株式会社 | 油井管用低合金鋼及び低合金鋼油井管の製造方法 |
| JPWO2016093161A1 (ja) * | 2014-12-12 | 2017-04-27 | 新日鐵住金株式会社 | 油井管用低合金鋼及び低合金鋼油井管の製造方法 |
| JP2017048443A (ja) * | 2015-09-04 | 2017-03-09 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 極厚鋼板及びその製造方法 |
| JP2018012856A (ja) * | 2016-07-20 | 2018-01-25 | 新日鐵住金株式会社 | 低合金鋼材、低合金鋼管および容器、ならびにその容器の製造方法 |
| EP3561106A4 (en) * | 2016-12-22 | 2019-10-30 | Posco | THICKKWARE STEEL PLATE WITH 450MPA DEGREE OF TENSILE STRENGTH AND EXCELLENT RESISTANCE TO HYDROGEN-INDUCED RIP FORMATION, AND METHOD FOR THE MANUFACTURE THEREOF |
| CN113828745A (zh) * | 2021-08-31 | 2021-12-24 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种高强度动车制动盘用钢的大方坯连铸生产方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4725437B2 (ja) | 2011-07-13 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4725437B2 (ja) | 厚鋼板用連続鋳造鋳片及びその製造方法並びに厚鋼板 | |
| JP4363403B2 (ja) | 耐ｈｉｃ性に優れたラインパイプ用鋼材及びその鋼材を用いて製造されるラインパイプ | |
| US8221562B2 (en) | Compact strip or thin slab processing of boron/titanium steels | |
| US9777352B2 (en) | Oil-well steel pipe having excellent sulfide stress cracking resistance | |
| JP2006206967A (ja) | 機械構造用快削鋼の連続鋳造方法 | |
| JP4325497B2 (ja) | 低炭素硫黄系快削鋼の連続鋳造方法 | |
| JP2011063840A (ja) | 耐ｈｉｃ特性に優れた鋼板およびｕｏｅ鋼管 | |
| JP2020509197A (ja) | 耐水素誘起割れ性に優れた圧力容器用鋼材及びその製造方法 | |
| JP2016125138A (ja) | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管 | |
| JP6951060B2 (ja) | 鋳片の製造方法 | |
| JP6409598B2 (ja) | 靭性に優れた高強度極厚ｈ形鋼及びその製造方法 | |
| JP5206239B2 (ja) | 高ｎ含有二相ステンレス鋼の連続鋳造方法 | |
| JP2010180424A (ja) | 大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP6390813B2 (ja) | 低温用ｈ形鋼及びその製造方法 | |
| TWI326714B (en) | Low-carbon resulfurized free-machining steel excellent in machinability | |
| JP2007302908A (ja) | 高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP6809243B2 (ja) | 鋼の連続鋳造鋳片およびその製造方法 | |
| JP5223720B2 (ja) | Ｂ含有高強度厚鋼板用鋼の連続鋳造鋳片、およびその製造方法 | |
| JP2009179844A (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた高張力厚鋼板 | |
| JP7126077B2 (ja) | 高マンガン鋼鋳片の製造方法、高マンガン鋼鋼片および高マンガン鋼鋼板の製造方法 | |
| JP2011042859A (ja) | 耐食性厚板用低合金鋼の連続鋳造方法及び連続鋳造鋳片 | |
| JP2008248293A (ja) | 耐表面割れ特性に優れた高強度溶接構造用鋼とその製造方法 | |
| JP7027858B2 (ja) | 炭素鋼鋳片及び炭素鋼鋳片の製造方法 | |
| JP3518517B2 (ja) | 高クロム・フェライト系耐熱鋼材の製造方法 | |
| KR19980044905A (ko) | 항복강도 65ksi급 라인파이프형 강재의 제조방법 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20080624 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20100716 |
|
| 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: 20110315 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20110328 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 4725437 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140422 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140422 Year of fee payment: 3 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313111 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140422 Year of fee payment: 3 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |