JP2010222652A - 溶接熱影響部の靭性および低温母材靱性に優れた厚鋼板 - Google Patents
溶接熱影響部の靭性および低温母材靱性に優れた厚鋼板 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2010222652A JP2010222652A JP2009072119A JP2009072119A JP2010222652A JP 2010222652 A JP2010222652 A JP 2010222652A JP 2009072119 A JP2009072119 A JP 2009072119A JP 2009072119 A JP2009072119 A JP 2009072119A JP 2010222652 A JP2010222652 A JP 2010222652A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- toughness
- steel plate
- oxide
- thick steel
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【課題】大入熱溶接を行った場合であっても良好なＨＡＺ靭性を達成できるとともに、低温母材靱性に優れた厚鋼板を提供すること。
【解決手段】所定の化学成分組成を満足し、酸素を除いた構成元素が質量％にして１０＜Ｔｉ、５＜Ａｌ＜２０および５＜Ｃａ＜４０、並びに５＜ＲＥＭ＜５０および／または５＜Ｚｒ＜４０である酸化物で、円相当径が２μｍ未満のものが１ｍｍ2当り３００個以上存在すると共に、円相当径が２μｍ以上のものが１ｍｍ2当り１００個以下であり、且つ結晶方位差１５°以上の大角粒界で囲まれた鋼の結晶粒の平均円相当径が、３０μｍ以下である厚鋼板。
【選択図】なし
【解決手段】所定の化学成分組成を満足し、酸素を除いた構成元素が質量％にして１０＜Ｔｉ、５＜Ａｌ＜２０および５＜Ｃａ＜４０、並びに５＜ＲＥＭ＜５０および／または５＜Ｚｒ＜４０である酸化物で、円相当径が２μｍ未満のものが１ｍｍ2当り３００個以上存在すると共に、円相当径が２μｍ以上のものが１ｍｍ2当り１００個以下であり、且つ結晶方位差１５°以上の大角粒界で囲まれた鋼の結晶粒の平均円相当径が、３０μｍ以下である厚鋼板。
【選択図】なし
Description
本発明は、橋梁や高層建造物、船舶などの溶接構造物に適用される厚鋼板に関し、特に大入熱溶接後の熱影響部（以下、単に「ＨＡＺ」と呼ぶことがある）の靭性および低温母材靱性に優れた厚鋼板に関するものである。
近年、上記各種溶接構造物の大型化に伴い、板厚が５０ｍｍ以上である厚鋼板の溶接が不可避となっている。このため、あらゆる分野において、溶接施工効率の改善という観点から、５０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接が指向される状況である。
しかし大入熱溶接を行うと、ＨＡＺが高温のオーステナイト（γ）領域に長時間保持された後、徐冷されるので、加熱時のγ粒成長、冷却過程での粗大フェライト（α）粒生成に代表されるような組織粗大化がもたらされ易くなり、その部分の靭性が劣化しやすいという問題がある。こうしたことから、大入熱溶接においてＨＡＺにおける靭性（以下「ＨＡＺ靭性」と呼ぶことがある）を安定して高い水準に保つ技術が必要とされている。
ＨＡＺ靭性を確保するための主な手段としては、酸化物、窒化物、硫化物等の介在物粒子によるγ粒成長ピン止め（以下「γピン止め」と略記する）、介在物粒子を起点とする粒内α生成による組織微細化等が提案されている。こうした技術の代表例としては、例えば特許文献１〜３に示されるように、鋼材中に微細なＴｉ含有窒化物をγピン止め粒子として分散析出させることで、大入熱溶接を行なったときのＨＡＺで生じるオーステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性の劣化を抑えた技術が提案されている。しかしながらこれらの技術では、近年の溶接入熱量増大に対して、Ｔｉ含有窒化物が消失してしまい、安定したＨＡＺ靭性が得られなくなっている。
これに対し、高温で安定な酸化物系介在物をピン止め粒子として利用する技術が提案されている（例えば特許文献４〜６）。しかし酸化物系介在物はＴｉ含有窒化物に比べ数が少なく、十分なピン止め効果が得られないため、入熱量が５０ｋＪ／ｍｍに達するような大入熱溶接に対しては、なおいっそうの工夫が必要である。即ち、上記特許文献４および５の技術では、Ｔｉ−ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ系酸化物や、ＲＥＭやＺｒを含む酸化物を存在させることによって良好なＨＡＺ靭性が得られるとは言うものの、想定した入熱量は低い水準にとどまっており、５０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接で良好なＨＡＺ靭性が得られているとはいえない。また特許文献６の技術では、上記特許文献５と同様に、ＲＥＭやＺｒを含む酸化物を利用するものであるが、ＨＡＺ靭性としてシャルピー吸収エネルギーの平均値を評価しているものの、材料の信頼性という観点では、平均値のみならず最小値も高い水準に保障する必要がある。
一方、特許文献７は、酸化物系介在物とＴｉ含有窒化物の両方をピン止め粒子として利用することで、高いＨＡＺ靭性を得る技術が示されているものの、近年の入熱量増大傾向を考慮すると、Ｔｉ含有窒化物の利用には限界があり、酸化物系介在物による大入熱でのＨＡＺ靭性向上手段を早急に確立する必要がある。
酸化物系介在物を粒内α起点として作用させる技術としては、ＴｉやＲＥＭを含む複合酸化物とＭｎＳを利用した技術（例えば特許文献８）が提案されている他、発明者らは介在物形状を制御することで、粒内α生成を促進する技術を提示している（例えば特許文献９）。これらの技術では、粒内α生成に対し、（粒内α／介在物）界面エネルギーの低い介在物が有効との前提で構築されているものである。しかし粒内α生成に際しては、（粒内α／γ）界面エネルギーの寄与も大きく、単に（粒内α／介在物）界面エネルギーを低下させるだけでは、十分な粒内α生成を得ることが出来ないため、大入熱ＨＡＺ靭性を十分保障するに至っていない。即ち、特許文献８の技術では、そもそも想定する入熱量が小さく、特許文献９の技術においても、シャルピー吸収エネルギーの平均値こそ高いものの、最小値は十分な水準に達していないのが現状である。
さらに酸化物系介在物は、特に低温域において脆性破壊の起点として作用することから、鋼材の靭性（母材靭性）に悪影響を及ぼす。酸化物系介在物を利用した鋼材の母材靭性を確保するためには、マトリックス組織を適切に制御する必要があったが、酸化物形態に応じた組織制御技術は十分に検討されていないのが現状である。
本発明は、このような状況に鑑みてなされたものであって、その目的は、大入熱溶接を行った場合であっても、シャルピーエネルギーの平均値および最小値の両方が高められた良好なＨＡＺ靱性を達成できるとともに、低温母材靱性に優れた厚鋼板を提供することにある。
上記目的を達成できた本発明の厚鋼板とは、
Ｃ：０．０３〜０．１２％（「質量％」の意味、化学成分については以下同じ）、
Ｓｉ：０．２５％以下（０％を含む）、
Ｍｎ：１〜２．０％、
Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．０８％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、および
Ｎ：０．００２〜０．０２００％
を夫々含有し、さらに
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２０％および／またはＺｒ：０．０００１〜０．０２０％
を含有し、
酸素を除いた構成元素が質量％にして１０＜Ｔｉ、５＜Ａｌ＜２０および５＜Ｃａ＜４０、並びに５＜ＲＥＭ＜５０および／または５＜Ｚｒ＜４０である酸化物で、円相当径が２μｍ未満のものが１ｍｍ2当り３００個以上存在すると共に、円相当径が２μｍ以上のものが１ｍｍ2当り１００個以下であり、
結晶方位差１５°以上の大角粒界で囲まれた鋼の結晶粒の平均円相当径が、３０μｍ以下である点に要旨を有する。
Ｃ：０．０３〜０．１２％（「質量％」の意味、化学成分については以下同じ）、
Ｓｉ：０．２５％以下（０％を含む）、
Ｍｎ：１〜２．０％、
Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．０８％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、および
Ｎ：０．００２〜０．０２００％
を夫々含有し、さらに
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２０％および／またはＺｒ：０．０００１〜０．０２０％
を含有し、
酸素を除いた構成元素が質量％にして１０＜Ｔｉ、５＜Ａｌ＜２０および５＜Ｃａ＜４０、並びに５＜ＲＥＭ＜５０および／または５＜Ｚｒ＜４０である酸化物で、円相当径が２μｍ未満のものが１ｍｍ2当り３００個以上存在すると共に、円相当径が２μｍ以上のものが１ｍｍ2当り１００個以下であり、
結晶方位差１５°以上の大角粒界で囲まれた鋼の結晶粒の平均円相当径が、３０μｍ以下である点に要旨を有する。
尚、酸化物における「円相当径」とは、その大きさに着目して、その面積が等しくなる様に想定した円の直径を求めたもので、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）や走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）の観察面上で認められる酸化物のものである。同様に、鋼の結晶粒における「平均円相当径」とは、その面積が等しくなる様に想定した円の直径（即ち「円相当径」）の平均値を表し、下記実施例に示すようにＳＥＭを用いて算出できる。
本発明で対象とする酸化物は、上記のように、酸化物における酸素を除いたＴｉ、ＡｌおよびＣａ、並びにＲＥＭおよび／またはＺｒの構成元素が所定の範囲内にあることが必要であるが、これらの割合（質量％）は上記の範囲を満足しておれば良く、これらの元素だけで必ずしも１００％にならずとも良いものである。例えば、酸化物中にＳｉやＭｎを含むことも許容できる。また、本発明で対象とする酸化物は、一般的に上記の各元素を含む複合酸化物の形態をとるものである。
本発明の厚鋼板では、島状のマルテンサイトとオーステナイトよりなる混合組織（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ、以下「ＭＡ」と呼ぶ）が、５．０面積％以下であることが好ましい。ＭＡ量を制限することによって、厚鋼板の低温母材靱性が更に改善されることになる。
本発明の厚鋼板には、必要によって更に、
（ａ）Ｎｉ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１．５％以下（０％を含まない）およびＭｏ：１．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素、
（ｂ）Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１％以下（０％を含まない）、
（ｃ）Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）、
等を含有させることも有用であり、こうした元素を含有することでその種類に応じて厚鋼板の特性が更に改善されることになる。
（ａ）Ｎｉ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１．５％以下（０％を含まない）およびＭｏ：１．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素、
（ｂ）Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１％以下（０％を含まない）、
（ｃ）Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）、
等を含有させることも有用であり、こうした元素を含有することでその種類に応じて厚鋼板の特性が更に改善されることになる。
本発明によれば、鋼板の化学成分組成を適切な範囲内に収めると共に、所定の化学成分を有する酸化物をその大きさに応じて適切に分散させることによって、ＨＡＺ靭性を改善した厚鋼板が実現できる。さらに鋼の結晶粒径を制御し、場合により更にＭＡ量を制限することによって、厚鋼板の低温母材靱性を改善できる。ＨＡＺ靱性および低温母材靱性に優れた厚鋼板は、橋梁や高層建造物、船舶などの溶接構造物に適用するものとして極めて有用である。
本発明は、酸化物系介在物と鋼板組織の両者を制御することを念頭におき、鋳造条件から圧延、冷却条件までを一貫制御して良好なＨＡＺ靭性と低温母材靭性とを確保したことに特徴がある。以下では、まずＨＡＺ靱性について説明し、次いで低温母材靱性について説明する。
本発明者らは、酸化物系介在物の分散によって良好なＨＡＺ靭性を確保するために、様々な角度から検討した。酸化物系介在物の分散に関して、これまでの技術では、（粒内α／介在物）界面エネルギーの低い介在物が有効との前提で構築されてきたのであるが、粒内α生成に際しては、（粒内α／γ）界面エネルギーの寄与も大きいものと考えられた。そこで、本発明者らは、（粒内α／介在物）界面エネルギーだけでなく、（粒内α／γ）界面エネルギーをも低減できるような酸化物系介在物の組成について検討を重ねた。
その結果、酸素を除いた構成元素が質量％にして１０＜Ｔｉ、５＜Ａｌ＜２０および５＜Ｃａ＜４０、並びに５＜ＲＥＭ＜５０および／または５＜Ｚｒ＜４０である酸化物では、ＨＡＺの高温加熱において液体化し、その後の冷却過程で結晶化するような挙動を示すものとなり、こうした酸化物では（粒内α／介在物）界面エネルギーだけでなく、（粒内α／γ）界面エネルギーをも低減できるものとなり、粒内α生成がより一層促進されることを見出した。
そして、上記のような酸化物のうち、円相当径が２μｍ未満のものが１ｍｍ2当り３００個以上存在すると共に、円相当径が２μｍ以上のものが１ｍｍ2当り１００個以下であるようにすれば、シャルピー吸収エネルギーの平均値および最小値共に高い水準を示し、優れたＨＡＺ靭性が得られることを見出し、本発明を完成した。これらの要件を規定した理由は下記の通りである。
［円相当径が２μｍ未満の酸化物の個数が１ｍｍ2当り３００個以上］
円相当径で２μｍ未満の酸化物は、粒内α促進によってＨＡＺ靭性を向上させるために必要である。円相当径で２μｍ以上の酸化物では、ＨＡＺ高温加熱における液体化が十分進行せず、粒内α生成量が減少し、ＨＡＺ靭性が却って低下する。また、酸化物の組成が上記した所定の範囲を外れると、ＨＡＺにおける液体化→結晶化過程が進行せず、粒内αが促進されなくなる。また、円相当径で２μｍ未満の酸化物の個数が１ｍｍ2当り３００個（３００個／ｍｍ2）より少ないと、粒内α生成の起点が不足するため、やはり粒内α生成量が減少し、十分なＨＡＺ靭性が得られなくなる。この個数は、好ましくは３５０個／ｍｍ2以上、より好ましくは４００個／ｍｍ2以上である。
円相当径で２μｍ未満の酸化物は、粒内α促進によってＨＡＺ靭性を向上させるために必要である。円相当径で２μｍ以上の酸化物では、ＨＡＺ高温加熱における液体化が十分進行せず、粒内α生成量が減少し、ＨＡＺ靭性が却って低下する。また、酸化物の組成が上記した所定の範囲を外れると、ＨＡＺにおける液体化→結晶化過程が進行せず、粒内αが促進されなくなる。また、円相当径で２μｍ未満の酸化物の個数が１ｍｍ2当り３００個（３００個／ｍｍ2）より少ないと、粒内α生成の起点が不足するため、やはり粒内α生成量が減少し、十分なＨＡＺ靭性が得られなくなる。この個数は、好ましくは３５０個／ｍｍ2以上、より好ましくは４００個／ｍｍ2以上である。
［円相当径が２μｍ以上の酸化物の個数が１ｍｍ2当り１００個以下］
上記の組成を満足する酸化物のうち、円相当径で２μｍ以上の酸化物は、脆性破壊を助長し、ＨＡＺ靭性を劣化させるので、できるだけ少ない方がよい。こうした観点から本発明では、円相当径で２μｍ以上の酸化物は、１ｍｍ2当り１００個以下（１００個／ｍｍ2以下）と規定した。この個数は、好ましくは７０個／ｍｍ2以下、より好ましくは５０個／ｍｍ2以下である。
上記の組成を満足する酸化物のうち、円相当径で２μｍ以上の酸化物は、脆性破壊を助長し、ＨＡＺ靭性を劣化させるので、できるだけ少ない方がよい。こうした観点から本発明では、円相当径で２μｍ以上の酸化物は、１ｍｍ2当り１００個以下（１００個／ｍｍ2以下）と規定した。この個数は、好ましくは７０個／ｍｍ2以下、より好ましくは５０個／ｍｍ2以下である。
上記のような酸化物の分散状態を実現するには、溶製時においてＭｎ、Ｓｉを用いた脱酸により溶鋼中の溶存酸素量を０．００２〜０．０１％とした後、Ａｌ→Ｔｉ→ＲＥＭおよび／またはＺｒ→Ｃａの順に、Ｔｉ添加からＣａ添加までの時間ｔ１が３〜２０分となるように制御しつつ、各元素を添加し、且つＣａ添加から鋳込み開始までの時間ｔ２（分）を、各添加量から求められるｔａ（分）、ｔｂ（分）を用い［下記（１）式、（２）式］、ｔａ（分）＜ｔ２（分）＜ｔｂ（分）の要件を満足すると共に、鋳造時における１５００〜１４５０℃の温度範囲での冷却時間ｔ３を３００秒以内とすれば良い。各要件の規定理由は次の通りである。
ｔａ＝４−１０×［Ｃａ］／（［Ｔｉ］＋２［Ａｌ］＋５［ＲＥＭ］＋２［Ｚｒ］＋０．０１） …（１）
ｔｂ＝２５−４０×［Ｃａ］／（［Ｔｉ］＋２［Ａｌ］＋５［ＲＥＭ］＋２［Ｚｒ］＋０．０１） …（２）
但し、［Ｃａ］、［Ｔｉ］、［Ａｌ］、［ＲＥＭ］および［Ｚｒ］は、夫々Ｃａ、Ｔｉ、Ａｌ、ＲＥＭおよびＺｒの溶鋼中の含有量（質量％）を示す。
ｔｂ＝２５−４０×［Ｃａ］／（［Ｔｉ］＋２［Ａｌ］＋５［ＲＥＭ］＋２［Ｚｒ］＋０．０１） …（２）
但し、［Ｃａ］、［Ｔｉ］、［Ａｌ］、［ＲＥＭ］および［Ｚｒ］は、夫々Ｃａ、Ｔｉ、Ａｌ、ＲＥＭおよびＺｒの溶鋼中の含有量（質量％）を示す。
［Ａｌ添加前の溶存酸素量：０．００２〜０．０１％］
溶存酸素量が０．００２％より低いと、粒内α生成起点となる適切な組成を有する酸化物系介在物が必要量確保できなくなる。一方、溶存酸素量が０．０１％より高いと、円相当径２μｍ以上の粗大な酸化物系介在物が増加し、ＨＡＺ靭性を低下させる。
溶存酸素量が０．００２％より低いと、粒内α生成起点となる適切な組成を有する酸化物系介在物が必要量確保できなくなる。一方、溶存酸素量が０．０１％より高いと、円相当径２μｍ以上の粗大な酸化物系介在物が増加し、ＨＡＺ靭性を低下させる。
［溶製時においてＡｌ→Ｔｉ→ＲＥＭおよび／またはＺｒ→Ｃａの順に添加］
上記の添加順以外の順で各元素を添加すると、粒内α生成起点となる適切な組成を有する酸化物系介在物が必要量確保できなくなる。特に、Ｃａは脱酸力が極めて強いため、ＴｉやＡｌに先立って添加すると、ＴｉやＡｌと結びつく酸素が全てなくなってしまうことになる。なおＲＥＭおよびＺｒの両方を添加する場合は、Ｔｉ添加後およびＣａ添加前であれば、ＲＥＭおよびＺｒのどちらを先に添加してもよく、またこれらを同時に添加しても良い。
上記の添加順以外の順で各元素を添加すると、粒内α生成起点となる適切な組成を有する酸化物系介在物が必要量確保できなくなる。特に、Ｃａは脱酸力が極めて強いため、ＴｉやＡｌに先立って添加すると、ＴｉやＡｌと結びつく酸素が全てなくなってしまうことになる。なおＲＥＭおよびＺｒの両方を添加する場合は、Ｔｉ添加後およびＣａ添加前であれば、ＲＥＭおよびＺｒのどちらを先に添加してもよく、またこれらを同時に添加しても良い。
［Ｔｉ添加からＣａ添加までの時間ｔ１が３〜２０分］
Ｔｉ添加からＣａ添加までの時間ｔ１は３分よりも短くなると、Ｃａ添加に先立つ酸化物の反応が十分進行せず、粒内α生成起点となる、適切な組成を有する酸化物系介在物が必要数得られなくなる。また、この時間ｔ１が２０分よりも長くなると、Ｃａ添加に先立つ酸化物の反応が過剰に進行し、粒内α生成起点となる、適切な組成を有する酸化物系介在物が必要数得られなくなる。
Ｔｉ添加からＣａ添加までの時間ｔ１は３分よりも短くなると、Ｃａ添加に先立つ酸化物の反応が十分進行せず、粒内α生成起点となる、適切な組成を有する酸化物系介在物が必要数得られなくなる。また、この時間ｔ１が２０分よりも長くなると、Ｃａ添加に先立つ酸化物の反応が過剰に進行し、粒内α生成起点となる、適切な組成を有する酸化物系介在物が必要数得られなくなる。
［Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間ｔ２（分）を、ｔａ（分）＜ｔ２（分）＜ｔｂ（分）の要件を満足する時間］
Ｃａ添加から鋳込みまでの時間ｔ２は、酸化物の生成状況に影響を及ぼす要件であり（Ｃａが他の酸化物から酸素を奪って酸化物を形成する時間）、この時間がｔａ（分）以下になると、Ｃａ添加後の酸化物反応が十分進行せず、粒内α生成起点となる、適切な組成を有する酸化物系介在物が必要数得られなくなる。また、時間ｔ２がｔｂ（分）以上になると、Ｃａ添加後の酸化物の反応が過剰に進行し、粒内α生成起点となる、適切な組成を有する酸化物系介在物が必要数得られなくなる。尚、上記（１）式および（２）式は、各元素の酸化物へのなり易さを考慮し、実験に基づいて求められたものである。
Ｃａ添加から鋳込みまでの時間ｔ２は、酸化物の生成状況に影響を及ぼす要件であり（Ｃａが他の酸化物から酸素を奪って酸化物を形成する時間）、この時間がｔａ（分）以下になると、Ｃａ添加後の酸化物反応が十分進行せず、粒内α生成起点となる、適切な組成を有する酸化物系介在物が必要数得られなくなる。また、時間ｔ２がｔｂ（分）以上になると、Ｃａ添加後の酸化物の反応が過剰に進行し、粒内α生成起点となる、適切な組成を有する酸化物系介在物が必要数得られなくなる。尚、上記（１）式および（２）式は、各元素の酸化物へのなり易さを考慮し、実験に基づいて求められたものである。
［鋳造時の１５００〜１４００℃における冷却時間ｔ３を３００秒以内］
鋳造時の１５００〜１４００℃における冷却時間ｔ３が３００秒を超えると、円相当径で２μｍ以上の粗大な酸化物系介在物の生成量が増加し、ＨＡＺ靭性が劣化することになる。
鋳造時の１５００〜１４００℃における冷却時間ｔ３が３００秒を超えると、円相当径で２μｍ以上の粗大な酸化物系介在物の生成量が増加し、ＨＡＺ靭性が劣化することになる。
次に低温母材靭性について説明する。上述したように酸化物系介在物は厚鋼板の低温母材靱性に悪影響を及ぼす。上述のように２μｍ以上の粗大な酸化物を１００個／ｍｍ2以下に制限してこの悪影響を抑制すると共に、鋼の結晶粒の平均円相当径を３０μｍ以下とすることによって、良好な低温母材靱性を確保できることを見出した。鋼の結晶粒径について以下でさらに説明する。
［結晶方位差１５°以上の大角粒界で囲まれた鋼の結晶粒の平均円相当径が、３０μｍ以下］
本発明では、結晶の大きさを、結晶方位差１５°以上の大角粒界に基いて判断する。この大角粒界は、下記実施例に示すようにＳＥＭを用いて算出できる。酸化物系介在物が存在する鋼材では、その結晶粒径（平均円相当径）が３０μｍを超えると脆性破壊が発生しやすくなって、低温母材靭性が低下する。鋼の結晶粒径は、好ましくは２５μｍ以下、より好ましくは２０μｍ以下である。
本発明では、結晶の大きさを、結晶方位差１５°以上の大角粒界に基いて判断する。この大角粒界は、下記実施例に示すようにＳＥＭを用いて算出できる。酸化物系介在物が存在する鋼材では、その結晶粒径（平均円相当径）が３０μｍを超えると脆性破壊が発生しやすくなって、低温母材靭性が低下する。鋼の結晶粒径は、好ましくは２５μｍ以下、より好ましくは２０μｍ以下である。
［未再結晶域の圧下率：４０％以上］
上記のような鋼の結晶粒径を実現するには、未再結晶域の圧下率を４０％以上とすればよい。この圧下率が４０％より少ないと蓄積歪の不足により組織が粗大化する。一方、この圧下率が６０％を超えても、組織微細化の効果は飽和すると共に、圧延時の負荷が過多となる。そこで未再結晶域の圧下率は、好ましくは６０％以下である。
上記のような鋼の結晶粒径を実現するには、未再結晶域の圧下率を４０％以上とすればよい。この圧下率が４０％より少ないと蓄積歪の不足により組織が粗大化する。一方、この圧下率が６０％を超えても、組織微細化の効果は飽和すると共に、圧延時の負荷が過多となる。そこで未再結晶域の圧下率は、好ましくは６０％以下である。
さらに厚鋼板の低温母材靱性を向上させるためには、ＭＡ量を低減させることが重要である。ＭＡについて以下でさらに説明する。
［ＭＡが５．０面積％以下］
硬質のＭＡは酸化物系介在物と同様に脆性破壊の起点として作用するので、低温母材靱性を向上させるために、ＭＡ量を制限することが有効である。そのためＭＡ量は、好ましくは５．０面積％以下、より好ましくは４面積％以下、さらに好ましくは３面積％以下である。
硬質のＭＡは酸化物系介在物と同様に脆性破壊の起点として作用するので、低温母材靱性を向上させるために、ＭＡ量を制限することが有効である。そのためＭＡ量は、好ましくは５．０面積％以下、より好ましくは４面積％以下、さらに好ましくは３面積％以下である。
［圧延後の冷却速度：２〜１５℃／秒、冷却停止温度：１８０℃以上］
上記のようなＭＡ量を実現するには、圧延後の冷却速度を２〜１５℃／秒に設定するとともに、冷却停止温度を１８０℃以上の範囲とすればよい。この温度が１８０℃よりも低いとＭＡ量が増加する。一方、この温度が高いほど、ＭＡ量は低減されるが、厚鋼板の強度が低下するという弊害が生ずる。そこで冷却停止温度は、好ましくは５００℃以下である。
上記のようなＭＡ量を実現するには、圧延後の冷却速度を２〜１５℃／秒に設定するとともに、冷却停止温度を１８０℃以上の範囲とすればよい。この温度が１８０℃よりも低いとＭＡ量が増加する。一方、この温度が高いほど、ＭＡ量は低減されるが、厚鋼板の強度が低下するという弊害が生ずる。そこで冷却停止温度は、好ましくは５００℃以下である。
圧延後の冷却速度が２℃／秒未満であると鋼組織が粗大化し、また１５℃／秒を超えると、鋼の強度が向上し過ぎて、いずれも母材靱性が低下する。そのため冷却速度を上記範囲内に収めることが好ましい。
次に、本発明の厚鋼板（母材）における化学成分組成について説明する。本発明の厚鋼板は、酸化物の分散状態が適切であっても、夫々の化学成分（元素）の含有量が適正範囲内になければ、ＨＡＺ靱性および母材の特性（特に低温母材靱性）を良好にすることはできない。従って、本発明の厚鋼板では、夫々の化学成分の量が、以下に記載するような適正範囲内にあることも必要である。尚、これらの成分のうち、酸化物を形成する元素（例えば、Ａｌ、ＣａおよびＴｉ、並びにＲＥＭおよび／またはＺｒ）の含有量は、その作用効果から明らかなように、酸化物を構成する量を含めたものである。
［Ｃ：０．０３〜０．１２％］
Ｃは、鋼板の強度を確保するために欠くことのできない元素である。Ｃ含有量が０．０３％未満では、鋼板の強度が確保できない。好ましくは０．０４％以上である。しかしＣ含有量が過剰になると、硬質のＭＡが多く生成して母材の靭性劣化を招くことになる。従ってＣ含有量は０．１２％以下（好ましくは０．１０％以下）に抑える必要がある。
Ｃは、鋼板の強度を確保するために欠くことのできない元素である。Ｃ含有量が０．０３％未満では、鋼板の強度が確保できない。好ましくは０．０４％以上である。しかしＣ含有量が過剰になると、硬質のＭＡが多く生成して母材の靭性劣化を招くことになる。従ってＣ含有量は０．１２％以下（好ましくは０．１０％以下）に抑える必要がある。
［Ｓｉ：０．２５％以下（０％を含む）］
Ｓｉは、固溶強化によって鋼板の強度を確保するのに有用な元素であるが、過剰に含有されると、硬質のＭＡが多く生成して母材の靭性劣化を招くことになる。従ってＳｉ含有量は、少なくとも０．２５％以下に抑える必要がある。好ましくは０．１８％以下である。
Ｓｉは、固溶強化によって鋼板の強度を確保するのに有用な元素であるが、過剰に含有されると、硬質のＭＡが多く生成して母材の靭性劣化を招くことになる。従ってＳｉ含有量は、少なくとも０．２５％以下に抑える必要がある。好ましくは０．１８％以下である。
［Ｍｎ：１〜２．０％］
Ｍｎは、鋼板の強度を確保する上で有用な元素であり、こうした効果を有効に発揮させるには、１％以上含有させる必要がある。好ましくは１．４％以上である。しかし、２．０％を超えて過剰に含有させるとＨＡＺの強度が上昇し過ぎて靭性が劣化するので、Ｍｎ含有量は２．０％以下とする。好ましくは１．８％以下である。
Ｍｎは、鋼板の強度を確保する上で有用な元素であり、こうした効果を有効に発揮させるには、１％以上含有させる必要がある。好ましくは１．４％以上である。しかし、２．０％を超えて過剰に含有させるとＨＡＺの強度が上昇し過ぎて靭性が劣化するので、Ｍｎ含有量は２．０％以下とする。好ましくは１．８％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、粒界破壊を起こし易く靭性に悪影響を及ぼすので、その量はできるだけ少ないことが好ましい。母材およびＨＡＺの靭性を確保するという観点からして、Ｐ含有量は０．０３％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０２％以下とする。しかし、工業的に、鋼中のＰを０％にすることは困難である。
不純物元素であるＰは、粒界破壊を起こし易く靭性に悪影響を及ぼすので、その量はできるだけ少ないことが好ましい。母材およびＨＡＺの靭性を確保するという観点からして、Ｐ含有量は０．０３％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０２％以下とする。しかし、工業的に、鋼中のＰを０％にすることは困難である。
［Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）］
Ｓは、ＭｎＳを形成して母材の靭性を劣化させる不純物であり、その量はできるだけ少ないことが好ましい。母材靭性を確保するという観点からして、Ｓ含有量は０．０１５％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０１０％以下とする。しかし、工業的に、鋼中のＳを０％にすることは困難である。
Ｓは、ＭｎＳを形成して母材の靭性を劣化させる不純物であり、その量はできるだけ少ないことが好ましい。母材靭性を確保するという観点からして、Ｓ含有量は０．０１５％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０１０％以下とする。しかし、工業的に、鋼中のＳを０％にすることは困難である。
［Ａｌ：０．００５〜０．０５０％］
前述のごとく、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｃａの添加前に添加することによって、粒内α生成に有効な酸化物を形成する上で有用な元素である。こうした効果を発揮させるためには、その含有量は０．００５％以上とする必要があるが、その含有量が過剰になると粗大酸化物が生成して母材およびＨＡＺの靭性が劣化するので、０．０５０％以下に抑える必要がある。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、好ましい上限は０．０４％である。
前述のごとく、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｃａの添加前に添加することによって、粒内α生成に有効な酸化物を形成する上で有用な元素である。こうした効果を発揮させるためには、その含有量は０．００５％以上とする必要があるが、その含有量が過剰になると粗大酸化物が生成して母材およびＨＡＺの靭性が劣化するので、０．０５０％以下に抑える必要がある。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、好ましい上限は０．０４％である。
［Ｔｉ：０．０１０〜０．０８％］
Ｔｉは、Ａｌの添加後かつＲＥＭ、ＺｒおよびＣａの添加前に、添加することによって、粒内α生成に有効な酸化物を形成してＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｔｉは０．０１０％以上含有させることが必要であり、好ましくは０．０１２％以上とする。しかし過剰に含有すると、粗大な酸化物が多く生成してＨＡＺ靭性を劣化させるため、０．０８％以下に抑えるべきである。好ましくは０．０６％以下とするのがよい。
Ｔｉは、Ａｌの添加後かつＲＥＭ、ＺｒおよびＣａの添加前に、添加することによって、粒内α生成に有効な酸化物を形成してＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｔｉは０．０１０％以上含有させることが必要であり、好ましくは０．０１２％以上とする。しかし過剰に含有すると、粗大な酸化物が多く生成してＨＡＺ靭性を劣化させるため、０．０８％以下に抑えるべきである。好ましくは０．０６％以下とするのがよい。
［Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％］
Ｃａは、Ａｌ、Ｔｉ、ＲＥＭおよびＺｒを添加してから３〜２０分後に添加することによって、粒内α生成に有効な酸化物を形成してＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｃａは０．０００５％以上含有させる必要がある。好ましくは０．０００８％以上である。しかしＣａ含有量が過剰になると、粗大な酸化物が生成して母材およびＨＡＺの靭性が劣化するため、０．０１０％以下とする必要がある。好ましくは０．００８％以下である。
Ｃａは、Ａｌ、Ｔｉ、ＲＥＭおよびＺｒを添加してから３〜２０分後に添加することによって、粒内α生成に有効な酸化物を形成してＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｃａは０．０００５％以上含有させる必要がある。好ましくは０．０００８％以上である。しかしＣａ含有量が過剰になると、粗大な酸化物が生成して母材およびＨＡＺの靭性が劣化するため、０．０１０％以下とする必要がある。好ましくは０．００８％以下である。
［Ｎ：０．００２〜０．０２００％］
Ｎは、高温で溶け残る窒化物（Ｔｉ含有窒化物）を形成することによって、母材およびＨＡＺの靭性を確保する上で有用な元素である。Ｎ含有量を０．００２％以上（好ましくは０．００３％以上）とすることによって、所定のＴｉ含有窒化物を確保することができる。しかしＮ含有量が過剰になると、固溶Ｎ量が増大して歪時効によって母材およびＨＡＺの靭性が劣化する。従ってＮは０．０２００％以下に抑える必要があり、好ましくは０．０１８％以下とする。
Ｎは、高温で溶け残る窒化物（Ｔｉ含有窒化物）を形成することによって、母材およびＨＡＺの靭性を確保する上で有用な元素である。Ｎ含有量を０．００２％以上（好ましくは０．００３％以上）とすることによって、所定のＴｉ含有窒化物を確保することができる。しかしＮ含有量が過剰になると、固溶Ｎ量が増大して歪時効によって母材およびＨＡＺの靭性が劣化する。従ってＮは０．０２００％以下に抑える必要があり、好ましくは０．０１８％以下とする。
［ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２０％］
ＲＥＭ（希土類元素）は、Ｔｉ添加後かつＣａの添加前に添加することによって、粒内α生成に有効な酸化物を形成することで、ＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。この効果を有効に発揮させるには、ＲＥＭ量は、０．０００１％以上、好ましくは０．０００５％以上である。しかしＲＥＭ量が過剰になると、酸化物が粗大になって母材およびＨＡＺの靭性を劣化させるため、０．０２０％以下に抑えるべきである。好ましくは０．０１５％以下である。尚、本発明において、ＲＥＭ（希土類元素）とは、ランタノイド元素（ＬａからＬｎまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味である。
ＲＥＭ（希土類元素）は、Ｔｉ添加後かつＣａの添加前に添加することによって、粒内α生成に有効な酸化物を形成することで、ＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。この効果を有効に発揮させるには、ＲＥＭ量は、０．０００１％以上、好ましくは０．０００５％以上である。しかしＲＥＭ量が過剰になると、酸化物が粗大になって母材およびＨＡＺの靭性を劣化させるため、０．０２０％以下に抑えるべきである。好ましくは０．０１５％以下である。尚、本発明において、ＲＥＭ（希土類元素）とは、ランタノイド元素（ＬａからＬｎまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味である。
［Ｚｒ：０．０００１〜０．０２０％］
Ｚｒは、ＲＥＭと同様の作用を有し、ＨＡＺ靱性の向上に寄与する元素である。しかしＺｒ量が過剰になると、ＲＥＭと同様に、母材およびＨＡＺの靱性を劣化させる。そこでＺｒ量は、０．０００１％以上（好ましくは０．０００５％以上）、０．０２０％以下（好ましくは０．０１５％以下）である。
Ｚｒは、ＲＥＭと同様の作用を有し、ＨＡＺ靱性の向上に寄与する元素である。しかしＺｒ量が過剰になると、ＲＥＭと同様に、母材およびＨＡＺの靱性を劣化させる。そこでＺｒ量は、０．０００１％以上（好ましくは０．０００５％以上）、０．０２０％以下（好ましくは０．０１５％以下）である。
本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部は鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素（例えば、Ｓｎ、Ａｓ、Ｐｂ等）などが挙げられる。また、更に下記元素を積極的に含有させることも有効であり、含有される元素の種類に応じて鋼板の特性が更に改善される。
［Ｎｉ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１．５％以下（０％を含まない）およびＭｏ：１．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素］
Ｎｉ、Ｃｕ、ＣｒおよびＭｏは、いずれも鋼板の高強度化に有効な元素であり、その効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるには、いずれも０．０５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．１０％以上である。しかしこれらの元素の含有量が過剰になると、強度の過大な上昇を招き、母材およびＨＡＺの靭性が劣化するため、いずれも１．５％以下（好ましくは１．２％以下）とする必要がある。
Ｎｉ、Ｃｕ、ＣｒおよびＭｏは、いずれも鋼板の高強度化に有効な元素であり、その効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるには、いずれも０．０５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．１０％以上である。しかしこれらの元素の含有量が過剰になると、強度の過大な上昇を招き、母材およびＨＡＺの靭性が劣化するため、いずれも１．５％以下（好ましくは１．２％以下）とする必要がある。
［Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１％以下（０％を含まない）］
ＮｂおよびＶは、炭窒化物として析出し、γ粒粗大化を抑制することで母材靭性を良好にするのに有効に作用する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、これらの量は、いずれも、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００５％以上である。しかしこれらの量が過剰になると、ＨＡＺ組織の粗大化を招き、ＨＡＺ靭性が劣化する。そのためこれらの量は、いずれも０．１％以下（好ましくは０．０８％以下）とする必要がある。
ＮｂおよびＶは、炭窒化物として析出し、γ粒粗大化を抑制することで母材靭性を良好にするのに有効に作用する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、これらの量は、いずれも、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００５％以上である。しかしこれらの量が過剰になると、ＨＡＺ組織の粗大化を招き、ＨＡＺ靭性が劣化する。そのためこれらの量は、いずれも０．１％以下（好ましくは０．０８％以下）とする必要がある。
［Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）］
Ｂは、粗大な粒界αの生成を抑制することで、母材およびＨＡＺの靭性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｂ量は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００１５％以上である。しかしＢ量が過剰になると、オーステナイト粒界でのＢＮの析出を招き、母材およびＨＡＺの靭性が劣化する。そこでＢ量は、０．００５０％以下（好ましくは０．００４％以下）とする必要がある。
Ｂは、粗大な粒界αの生成を抑制することで、母材およびＨＡＺの靭性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｂ量は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００１５％以上である。しかしＢ量が過剰になると、オーステナイト粒界でのＢＮの析出を招き、母材およびＨＡＺの靭性が劣化する。そこでＢ量は、０．００５０％以下（好ましくは０．００４％以下）とする必要がある。
本発明は厚鋼板に関するものであり、該分野において厚鋼板とは、ＪＩＳで定義されるように、一般に板厚が３．０ｍｍ以上であるものを指す。但し、本発明の厚鋼板は、板厚が５０ｍｍ以上となるような鋼板に対して、入熱量が５０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接を行っても良好なＨＡＺ靭性を示すものであるので、この様な厚みのある鋼板へ適用することは好ましい態様であるが、本発明の鋼板の厚みは５０ｍｍ以上のものに限定されず、それ未満となるような鋼板への適用を排除するものではない。
こうして得られる本発明の厚鋼板は、例えば橋梁や高層建造物、船舶などの構造物の材料として使用でき、小〜中入熱溶接はもとより大入熱溶接においても、溶接熱影響部の靭性劣化を防ぐことができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、上記・下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。
下記表１及び２に示す各種組成の鋼を、真空溶解炉（ＶＩＦ：１５０ｋｇ）にて下記表３及び４に示す条件（溶鋼中の溶存酸素量；Ａｌ、Ｔｉ、ＲＥＭおよび／またはＺｒ、Ｃａの添加順；Ｔｉ添加からＣａ添加までの時間ｔ１；Ｃａ添加から鋳込みまでの時間ｔ２）を制御しつつ溶製し、この溶鋼を鋳造時（１５００〜１４００℃の温度範囲）における冷却時間ｔ３を制御しつつ冷却して鋳片（断面形状：１５０ｍｍ×２５０ｍｍ）とした後、熱間圧延を行い、板厚：８０ｍｍの熱間圧延板とした。尚、表５及び６に示す圧下率および冷却停止温度はスラブ厚を変えることで調整し、圧延後の冷却速度は板厚および冷却水量を変えることで調整した。
表１及び２において、ＲＥＭはＬａを５０％程度とＣｅを２５％程度含有するミッシュメタルの形態で添加した。また表１中「−」は元素を添加していないことを示している。また表３及び４において、Ａｌ、Ｔｉ、ＲＥＭおよび／またはＺｒ、Ｃａの添加順は、Ａｌ→Ｔｉ→ＲＥＭおよび／またはＺｒ→Ｃａのときを「○」、それ以外の順序のときを「×」とした。またＣａ添加から鋳込み開始までの時間ｔ２については、ｔａ（分）＜ｔ２（分）＜ｔｂ（分）の要件を満足するものを「○」、この要件を満足しないものを「×」で示した。
上記のようにして製造した各鋼板について、下記の要領で各種大きさの酸化物（酸化物系介在物）の個数密度、ＨＡＺ靭性、鋼の結晶粒径、ＭＡ量および低温母材靱性を測定・評価した。これらの結果を下記表４〜６に示す。
［円相当径で２μｍ未満の酸化物の個数密度（Ｎ１）の測定］
各鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ社製の電界放射式走査電子顕微鏡「ＳＵＰＲＡ３５（商品名）」（以下「ＦＥ−ＳＥＭ」と呼ぶ）を用いて観察し、観察倍率：５０００倍、観察視野：０．００２４ｍｍ2、観察箇所２０箇所の条件で観察した。そして画像解析によって、その視野中の各酸化物の面積を測定し、この面積から各酸化物の円相当径を算出した。尚、各酸化物が上記の組成を満足するものであることは、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によって判別した。そして、円相当径が２μｍ未満となる酸化物の個数（Ｎ１）を、１ｍｍ2当りに換算して求めた。但し、円相当径が０．２μｍ以下となる酸化物については、ＥＤＸの信頼性が十分でないため、解析から除外した。
各鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ社製の電界放射式走査電子顕微鏡「ＳＵＰＲＡ３５（商品名）」（以下「ＦＥ−ＳＥＭ」と呼ぶ）を用いて観察し、観察倍率：５０００倍、観察視野：０．００２４ｍｍ2、観察箇所２０箇所の条件で観察した。そして画像解析によって、その視野中の各酸化物の面積を測定し、この面積から各酸化物の円相当径を算出した。尚、各酸化物が上記の組成を満足するものであることは、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によって判別した。そして、円相当径が２μｍ未満となる酸化物の個数（Ｎ１）を、１ｍｍ2当りに換算して求めた。但し、円相当径が０．２μｍ以下となる酸化物については、ＥＤＸの信頼性が十分でないため、解析から除外した。
［円相当径で２μｍ以上の酸化物の個数密度（Ｎ２）の測定］
各鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、上記ＦＥ−ＳＥＭを用いて観察し、観察倍率：１０００倍、観察視野：０．０６ｍｍ2、観察箇所２０箇所の条件で観察した。そして画像解析によって、その視野中の各酸化物の面積を測定し、この面積から各酸化物の円相当径を算出した。尚、各酸化物が上記の組成を満足するものであることは、ＥＤＸによって判別した。そして、円相当径が２μｍ以上となる酸化物の個数（Ｎ２）を、１ｍｍ2当りに換算して求めた。
各鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、上記ＦＥ−ＳＥＭを用いて観察し、観察倍率：１０００倍、観察視野：０．０６ｍｍ2、観察箇所２０箇所の条件で観察した。そして画像解析によって、その視野中の各酸化物の面積を測定し、この面積から各酸化物の円相当径を算出した。尚、各酸化物が上記の組成を満足するものであることは、ＥＤＸによって判別した。そして、円相当径が２μｍ以上となる酸化物の個数（Ｎ２）を、１ｍｍ2当りに換算して求めた。
［ＨＡＺ靭性の測定・評価］
各鋼板から、溶接継手用試験片を採取し、Ｖ開先加工を施した後、入熱量：５０ｋＪ／ｍｍにてエレクトロガスアーク溶接を実施した。これら試験片から、各鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置の溶融線（ボンド）近傍のＨＡＺに切欠きを加工したシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号試験片）を採取し、−４０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ-40）を測定した。このとき３本の試験片について吸収エネルギー（ｖＥ-40）を測定し、その平均値と最小値を求めた。そしてｖＥ-40の平均値が１８０Ｊを超え、且つ最小値で１２０Ｊを超えるもの（即ちｖＥ-40の平均値および最小値の両方が優れるもの）を、ＨＡＺ靭性に優れると評価した。
各鋼板から、溶接継手用試験片を採取し、Ｖ開先加工を施した後、入熱量：５０ｋＪ／ｍｍにてエレクトロガスアーク溶接を実施した。これら試験片から、各鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置の溶融線（ボンド）近傍のＨＡＺに切欠きを加工したシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号試験片）を採取し、−４０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ-40）を測定した。このとき３本の試験片について吸収エネルギー（ｖＥ-40）を測定し、その平均値と最小値を求めた。そしてｖＥ-40の平均値が１８０Ｊを超え、且つ最小値で１２０Ｊを超えるもの（即ちｖＥ-40の平均値および最小値の両方が優れるもの）を、ＨＡＺ靭性に優れると評価した。
［鋼の結晶粒径の測定］
各鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、上記ＦＥ−ＳＥＭを用いて観察し、観察倍率：６００倍、観察視野：０．０４ｍｍ2、観察箇所５箇所の条件で観察し、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎｓ）法で解析することによって、結晶方位差を１５°以上を境界とする大角粒界マップを得た。この大角粒界マップを、ＥＢＳＤ解析ソフトを用いて画像解析することによって、結晶粒径（円相当径）の平均値を算出した。
各鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、上記ＦＥ−ＳＥＭを用いて観察し、観察倍率：６００倍、観察視野：０．０４ｍｍ2、観察箇所５箇所の条件で観察し、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎｓ）法で解析することによって、結晶方位差を１５°以上を境界とする大角粒界マップを得た。この大角粒界マップを、ＥＢＳＤ解析ソフトを用いて画像解析することによって、結晶粒径（円相当径）の平均値を算出した。
［ＭＡ量の測定］
各鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、上記ＦＥ−ＳＥＭを用いて観察し、観察倍率：１０００倍、観察視野：０．０６ｍｍ2、観察箇所２０箇所の条件で観察した。そして画像解析によって各視野中の各ＭＡの面積分率を測定し、２０視野の平均値を算出した。
各鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、上記ＦＥ−ＳＥＭを用いて観察し、観察倍率：１０００倍、観察視野：０．０６ｍｍ2、観察箇所２０箇所の条件で観察した。そして画像解析によって各視野中の各ＭＡの面積分率を測定し、２０視野の平均値を算出した。
［低温母材靱性の測定・評価］
（１）シャルピー吸収エネルギー（ｖＥ-40）
各鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置からシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号試験片）を採取し、−４０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ-40）を測定した。このとき３本の試験片について吸収エネルギー（ｖＥ-40）を測定し、その平均値を求めた。そしてｖＥ-40の平均値が２００Ｊ以上のものを、低温母材靭性に優れると評価した。
（１）シャルピー吸収エネルギー（ｖＥ-40）
各鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置からシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号試験片）を採取し、−４０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ-40）を測定した。このとき３本の試験片について吸収エネルギー（ｖＥ-40）を測定し、その平均値を求めた。そしてｖＥ-40の平均値が２００Ｊ以上のものを、低温母材靭性に優れると評価した。
（２）破面遷移温度（ｖＴｒｓ）
各鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から、ＪＩＳ Ｚ ２２０２（２００６）で規定のＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００６）に規定の方法でシャルピー衝撃試験を行い、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を測定した。そしてｖＥ-40の平均値が２００Ｊ以上であり、且つｖＴｒｓが−６５℃未満であるものを、低温母材靭性により一層優れると評価した。
各鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から、ＪＩＳ Ｚ ２２０２（２００６）で規定のＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００６）に規定の方法でシャルピー衝撃試験を行い、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を測定した。そしてｖＥ-40の平均値が２００Ｊ以上であり、且つｖＴｒｓが−６５℃未満であるものを、低温母材靭性により一層優れると評価した。
これらの結果から、次のように考察できる（尚、下記Ｎｏ．は、表１〜６の鋼Ｎｏ．を示す）。Ｎｏ．１〜２２は、本発明で規定する要件（化学成分組成、酸化物の分散、鋼の結晶粒径）を満足しており、ＨＡＺ靭性（シャルピー吸収エネルギーの平均値および最小値）および低温母材靱性が優れた鋼板が得られていることが分かる。さらにＭＡ面積率の要件も満足するＮｏ．１９〜２２は、優れたｖＴｒｓを有し、低温母材靱性により一層優れていることが分かる。
これに対して、Ｎｏ．２３〜４４は、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例であり、ＨＡＺ靭性および低温母材靱性のいずれかが低下していることが分かる。
Claims (5)
- Ｃ：０．０３〜０．１２％（「質量％」の意味、化学成分については以下同じ）、
Ｓｉ：０．２５％以下（０％を含む）、
Ｍｎ：１〜２．０％、
Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．０８％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、および
Ｎ：０．００２〜０．０２００％
を夫々含有し、さらに
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２０％および／またはＺｒ：０．０００１〜０．０２０％
を含有し、
酸素を除いた構成元素が質量％にして１０＜Ｔｉ、５＜Ａｌ＜２０および５＜Ｃａ＜４０、並びに５＜ＲＥＭ＜５０および／または５＜Ｚｒ＜４０である酸化物で、円相当径が２μｍ未満のものが１ｍｍ2当り３００個以上存在すると共に、円相当径が２μｍ以上のものが１ｍｍ2当り１００個以下であり、
結晶方位差１５°以上の大角粒界で囲まれた鋼の結晶粒の平均円相当径が、３０μｍ以下であることを特徴とする溶接熱影響部の靭性および低温母材靱性に優れた厚鋼板。 - 島状のマルテンサイトとオーステナイトよりなる混合組織（ＭＡ）が、５．０面積％以下である請求項１に記載の厚鋼板。
- 更に、Ｎｉ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１．５％以下（０％を含まない）およびＭｏ：１．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素を含むものである請求項１または２に記載の厚鋼板。
- 更に、Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１〜３のいずれかに記載の厚鋼板。
- 更に、Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１〜４のいずれかに記載の厚鋼板。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2009072119A JP5394785B2 (ja) | 2009-03-24 | 2009-03-24 | 溶接熱影響部の靭性および低温母材靱性に優れた厚鋼板 |
| KR1020090126475A KR101151577B1 (ko) | 2008-12-22 | 2009-12-18 | 후강판 |
| CN2009102622696A CN101760695B (zh) | 2008-12-22 | 2009-12-22 | 厚钢板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2009072119A JP5394785B2 (ja) | 2009-03-24 | 2009-03-24 | 溶接熱影響部の靭性および低温母材靱性に優れた厚鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2010222652A true JP2010222652A (ja) | 2010-10-07 |
| JP5394785B2 JP5394785B2 (ja) | 2014-01-22 |
Family
ID=43040156
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2009072119A Expired - Fee Related JP5394785B2 (ja) | 2008-12-22 | 2009-03-24 | 溶接熱影響部の靭性および低温母材靱性に優れた厚鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5394785B2 (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011117057A (ja) * | 2009-12-07 | 2011-06-16 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性および強度の均一性に優れた厚鋼板 |
| JP2012092425A (ja) * | 2010-09-29 | 2012-05-17 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 |
| BE1021426B1 (fr) * | 2011-11-14 | 2015-11-19 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Plaque d'acier à excellente ténacité dans la zone affectée par la chaleur |
| JP2016079461A (ja) * | 2014-10-17 | 2016-05-16 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接熱影響部の靭性に優れたタンク用厚鋼板 |
| WO2017141714A1 (ja) | 2016-02-15 | 2017-08-24 | 株式会社神戸製鋼所 | 鋼板及びその製造方法 |
| JP2018016890A (ja) * | 2017-09-26 | 2018-02-01 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接熱影響部の靱性に優れたタンク用厚鋼板 |
| KR20180100422A (ko) | 2016-02-15 | 2018-09-10 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 강판 및 그 제조 방법 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN106906414A (zh) | 2015-12-22 | 2017-06-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种大线能量焊接热影响区韧性优异的厚钢板及其制造方法 |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03202422A (ja) * | 1989-12-29 | 1991-09-04 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部靱性の優れた高張力厚鋼板の製造法 |
| JP2001020033A (ja) * | 1999-07-07 | 2001-01-23 | Kawasaki Steel Corp | 母材および溶接熱影響部靱性に優れた非調質高張力鋼材 |
| JP2003342675A (ja) * | 2002-03-19 | 2003-12-03 | Nippon Steel Corp | 母材および溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材 |
| JP2008088488A (ja) * | 2006-09-29 | 2008-04-17 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性および母材靭性に優れた鋼材およびその製法 |
| JP2010121199A (ja) * | 2008-11-21 | 2010-06-03 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性および母材低温靭性に優れた鋼材、並びにその製造方法 |
-
2009
- 2009-03-24 JP JP2009072119A patent/JP5394785B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03202422A (ja) * | 1989-12-29 | 1991-09-04 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部靱性の優れた高張力厚鋼板の製造法 |
| JP2001020033A (ja) * | 1999-07-07 | 2001-01-23 | Kawasaki Steel Corp | 母材および溶接熱影響部靱性に優れた非調質高張力鋼材 |
| JP2003342675A (ja) * | 2002-03-19 | 2003-12-03 | Nippon Steel Corp | 母材および溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材 |
| JP2008088488A (ja) * | 2006-09-29 | 2008-04-17 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性および母材靭性に優れた鋼材およびその製法 |
| JP2010121199A (ja) * | 2008-11-21 | 2010-06-03 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性および母材低温靭性に優れた鋼材、並びにその製造方法 |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011117057A (ja) * | 2009-12-07 | 2011-06-16 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性および強度の均一性に優れた厚鋼板 |
| JP2012092425A (ja) * | 2010-09-29 | 2012-05-17 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 |
| BE1021426B1 (fr) * | 2011-11-14 | 2015-11-19 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Plaque d'acier à excellente ténacité dans la zone affectée par la chaleur |
| JP2016079461A (ja) * | 2014-10-17 | 2016-05-16 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接熱影響部の靭性に優れたタンク用厚鋼板 |
| WO2017141714A1 (ja) | 2016-02-15 | 2017-08-24 | 株式会社神戸製鋼所 | 鋼板及びその製造方法 |
| KR20180100422A (ko) | 2016-02-15 | 2018-09-10 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 강판 및 그 제조 방법 |
| JP2018016890A (ja) * | 2017-09-26 | 2018-02-01 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接熱影響部の靱性に優れたタンク用厚鋼板 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP5394785B2 (ja) | 2014-01-22 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5162382B2 (ja) | 低降伏比高靭性厚鋼板 | |
| JP5201665B2 (ja) | 大入熱溶接時の熱影響部の靭性に優れた溶接用高張力厚鋼板 | |
| JP5394785B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性および低温母材靱性に優れた厚鋼板 | |
| JP5110989B2 (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用厚鋼板 | |
| JP5444093B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 | |
| JP5076658B2 (ja) | 大入熱溶接用鋼材 | |
| JP5207914B2 (ja) | 母材および溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 | |
| JP5651090B2 (ja) | 溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP5432539B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材 | |
| JP4356949B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 | |
| JP2008088488A (ja) | 溶接熱影響部の靭性および母材靭性に優れた鋼材およびその製法 | |
| JP5824434B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 | |
| JP5394849B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 | |
| JP5320274B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性および強度の均一性に優れた厚鋼板 | |
| JP5818343B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 | |
| JP6301805B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れたタンク用厚鋼板 | |
| KR101151577B1 (ko) | 후강판 | |
| JP4449388B2 (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性および超大入熱溶接熱影響部靱性に優れた高張力厚鋼板の製造方法 | |
| JP5103037B2 (ja) | 母材および溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 | |
| KR101659245B1 (ko) | 용접 열 영향부의 인성이 우수한 후강판 | |
| JP2013049894A (ja) | 高靭性大入熱溶接用鋼およびその製造方法 | |
| JP5723234B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 | |
| JP2018016890A (ja) | 溶接熱影響部の靱性に優れたタンク用厚鋼板 | |
| JP2018024910A (ja) | 高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP6276914B2 (ja) | 大入熱溶接用鋼材 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20110901 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20130624 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20130730 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20130925 |
|
| 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: 20131015 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20131017 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5394785 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |