JP5297692B2

JP5297692B2 - High-tensile steel plate excellent in toughness of weld heat-affected zone and suppression of fatigue crack growth and manufacturing method thereof

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Publication number: JP5297692B2
Application number: JP2008132211A
Authority: JP
Inventors: 祐二高橋; 喜臣岡崎; 宏行高岡; 秀徳名古
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2008-05-20
Filing date: 2008-05-20
Publication date: 2013-09-25
Anticipated expiration: 2028-05-20
Also published as: CN101586220B; KR101128169B1; KR20090121230A; CN101586220A; JP2009280844A

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高張力鋼板およびその製造方法に関し、殊に３０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接後の熱影響部（以下、単に「ＨＡＺ」と呼ぶことがある）の靭性に優れると共に、亀裂の進展速度を抑制して良好な疲労寿命を確保することのできる高張力鋼板およびその製造方法に関するものである。 The present invention relates to a high-tensile steel plate applied to a welded structure such as a bridge, a high-rise building, and a ship, and a method for producing the same. The present invention relates to a high-strength steel sheet that is excellent in toughness (sometimes referred to as “HAZ”) and that can suppress a crack growth rate to ensure a good fatigue life and a method for producing the same.

近年、上記各種溶接構造物の大型化に伴い、板厚が５０ｍｍ以上である高張力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、３０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接が指向される状況である。 In recent years, with the increase in size of the above various welded structures, it is inevitable to weld a high-tensile steel plate having a thickness of 50 mm or more. For this reason, in all fields, high heat input welding of 30 kJ / mm or more is directed from the viewpoint of improving welding construction efficiency.

しかしながら、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ので、ＨＡＺ部（特にＨＡＺ部のボンド部付近）の組織が粗大化、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ＨＡＺ部における靭性（以下、「ＨＡＺ靭性」と呼ぶことがある）を良好に確保することが、永年の課題となっている。 However, when high heat input welding is performed, the HAZ is heated to a high temperature austenite region and then gradually cooled, so that the structure of the HAZ part (particularly near the bond part of the HAZ part) becomes coarse and the toughness of that part deteriorates. There is a problem that it is easy to do. It has been a long-standing problem to ensure such good toughness in the HAZ portion (hereinafter sometimes referred to as “HAZ toughness”).

大入熱溶接時におけるＨＡＺ靭性の劣化防止のための技術は、これまでにも様々提案されている。ＨＡＺ靭性を改善する技術として、鋼材中にＴｉ含有窒化物を分散させることが有効であることが知られている。こうした技術としては、例えば特許文献１に示されるように、強度が５９０ＭＰａ超級のベイナイト鋼において、合金元素の適正化を図ると共に、Ｔｉ含有窒化物の制御によって良好なＨＡＺ靭性を確保することが提案されている。 Various techniques for preventing the deterioration of the HAZ toughness during high heat input welding have been proposed so far. As a technique for improving HAZ toughness, it is known that it is effective to disperse a Ti-containing nitride in a steel material. As such a technique, for example, as shown in Patent Document 1, in bainite steel having a strength of over 590 MPa, it is proposed to optimize the alloy elements and to secure good HAZ toughness by controlling Ti-containing nitrides. Has been.

一方、本発明者らは、溶接時に高温の熱影響を受けた場合でもＨＡＺの靭性が劣化しない鋼材を特許文献２に先に提案している。この技術では、鋼材にＮを多量に添加し、且つＴｉとＢの添加バランスを適切に制御することによって、溶接後も未固溶で存在するＴｉＮの量を増加させ、ＨＡＺ靭性を改善するものである。 On the other hand, the present inventors have previously proposed a steel material in which the HAZ toughness does not deteriorate even when subjected to high-temperature heat effects during welding. In this technology, a large amount of N is added to the steel, and the balance of addition of Ti and B is appropriately controlled to increase the amount of TiN that remains in an insoluble state after welding, thereby improving the HAZ toughness. It is.

しかしながら、溶接の分野では、ＨＡＺ靭性の更なる改良が求められているのが実情である。特に、強度が５９０ＭＰａ超級のベイナイト鋼板では、ＨＡＺ靭性が依然として不十分な場合がある。また、ＨＡＺ靭性（シャルピー吸収エネルギー）の平均値だけでなく、最低値を更に向上してボンド付近での靭性バランスを良好にしたいというユーザニーズに対応することも必要である。 However, in the field of welding, the actual situation is that further improvement of the HAZ toughness is required. In particular, the HAZ toughness may still be insufficient in a bainite steel sheet having a strength exceeding 590 MPa. In addition to the average value of HAZ toughness (Charpy absorbed energy), it is also necessary to meet the user needs to further improve the minimum value to improve the toughness balance in the vicinity of the bond.

ところで、上記溶接構造物で、繰り返し応力が加わるものが少なくないことから、構造材料の安全性を確保するためには、素材として用いられている高張力鋼板には疲労特性が良好であることが設計上極めて重要である。鋼材の疲労過程は、応力集中部での亀裂の発生と、一旦発生した亀裂の進展という２つの過程に大別して考えられる。そして、通常の機械部品では巨視的な亀裂の発生が、使用限界として考えられており、亀裂の進展を許容する設計は殆どされていない。しかしながら、溶接構造物においては、疲労亀裂が発生しても直ちに破壊に至ることはなく、この亀裂が最終段階に至る前に定期検査などで発見され、亀裂の入った部分が修理されるか、或は使用期間内に亀裂が最終破壊に至る長さまでに成長しないならば、亀裂があっても構造物は十分に使用に耐え得ることになる。 By the way, in the above welded structures, there are not many cases where repeated stress is applied, so in order to ensure the safety of the structural material, the high-tensile steel plate used as the material has good fatigue characteristics. Very important in design. The fatigue process of steel materials can be broadly divided into two processes, namely, the generation of cracks in stress-concentrated portions and the progress of cracks once generated. In general machine parts, the occurrence of macroscopic cracks is considered as a use limit, and there is almost no design that allows the cracks to propagate. However, in a welded structure, even if a fatigue crack occurs, it does not immediately break, and before this crack reaches the final stage, it is discovered by periodic inspection etc., and the cracked part is repaired, Or if the crack does not grow to the length that will lead to final failure within the period of use, the structure will be able to withstand sufficient use even if there is a crack.

溶接構造物では、応力集中部としての溶接止端部が多数存在しており、疲労亀裂の発生を完全に防止することは技術的にも不可能に近く、また経済的にも得策とはいえない。即ち、溶接構造物の疲労寿命を良好にするためには、亀裂の発生そのものを防止するよりも、亀裂が既に存在している状態からの亀裂進展寿命を大幅に延長することが有効であり、そのためには鋼材の亀裂の進展速度をできるだけ遅くするような設計が重要な事項となる。 In welded structures, there are many weld toes as stress-concentrated parts, and it is almost impossible technically and economically to completely prevent the occurrence of fatigue cracks. Absent. That is, in order to improve the fatigue life of the welded structure, it is effective to significantly extend the crack propagation life from the state in which the crack already exists, rather than preventing the occurrence of the crack itself. For that purpose, the design which makes the progress rate of the crack of steel materials as slow as possible becomes an important matter.

疲労亀裂進展の速度を抑制する技術としてもこれまで様々なものが提案されており、例えば特許文献３には、硬質相と軟質相の２相組織とし、軟質相／硬質相境界における亀裂の屈曲、停留、分岐によって亀裂進展速度を抑制する技術が提案されている。 Various techniques have been proposed as techniques for suppressing the rate of fatigue crack growth. For example, Patent Document 3 discloses a two-phase structure of a hard phase and a soft phase, and bending of a crack at the soft phase / hard phase boundary. A technique for suppressing the crack growth rate by stopping and branching has been proposed.

しかしながら、この技術では、軟質のフェライト組織を基本的に含む組織とする必要があり、高張力鋼板を製造することはできないという問題がある。 However, this technique requires a structure that basically includes a soft ferrite structure, and there is a problem that a high-tensile steel sheet cannot be manufactured.

また特許文献４では、ベイナイト組織および／またはマルテンサイト組織で構成され、そのラス状組織の最小短辺長が１．３μｍ以下で且つベイナイト組織を含む場合には、ベイナイト組織中含まれるアスペクト比が５以上の島状マルテンサイトの面積比率を５％未満に制御することによって、疲労亀裂進展抑制（疲労亀裂進展抵抗性）を良好にした高強度鋼材について提案している。しかしながら、良好なＨＡＺ靭性を確保するまでには至っていない。
特許第３７４６７０７号公報特開２００５−２００７１６号公報特許第２９６２１３４号公報特許第３７４１０７８号公報 In Patent Document 4, when the laminar structure is composed of a bainite structure and / or a martensite structure and the laminar structure has a minimum short side length of 1.3 μm or less and includes a bainite structure, the aspect ratio included in the bainite structure is A high-strength steel material having improved fatigue crack growth suppression (fatigue crack growth resistance) by controlling the area ratio of five or more island martensites to less than 5% is proposed. However, sufficient HAZ toughness has not been ensured.
Japanese Patent No. 3746707 JP-A-2005-200716 Japanese Patent No. 2962134 Japanese Patent No. 3741078

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、入熱量が３０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接を行った場合であって、ＨＡＺ靭性（シャルピー吸収エネルギー）の平均値だけでなく、最低値を更に向上してボンド付近での靭性バランスを良好にできると共に、亀裂の進展速度を抑制して良好な疲労寿命を確保することのできる高張力鋼板、およびこうした鋼板を製造するための有用な方法を提供することにある。 This invention is made | formed in view of such a condition, Comprising: The objective is a case where the amount of heat input is 30-100 kJ / mm of large heat-input welding, Comprising: HAZ toughness (Charpy absorbed energy) High-strength steel sheet that can improve not only the average value but also the minimum value to improve the toughness balance near the bond and suppress the crack growth rate to ensure a good fatigue life, and such a steel sheet It is in providing the useful method for manufacturing.

上記課題を解決することのできた本発明に係る高張力鋼板とは、Ｃ：０．０２〜０．０５％（「質量％」の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．２０％以下（０％を含む）、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｃｒ：０．６〜１．５％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０４０％、Ｂ：０．００１０〜０．００５０％、Ｎ：０．００４０〜０．００８０％、Ｃａ：０．００５０％以下（０％を含まない）を夫々含有する他、Ｃｕおよび／またはＮｉ：０．１〜２．４％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、且つ下記（Ａ）〜（Ｄ）の条件を満足するものである点に要旨を有するものである。
［（Ａ）の条件］
下記（１）式で規定されるＢＰ値が９０〜１９０（質量％）の範囲にある。
ＢＰ値（質量％）＝４１４［Ｃ］＋７８［Ｓｉ］＋３１［Ｍｎ］＋７９［Ｃｒ］−１４［Ｃｕ］−２６［Ｎｉ］＋２１８［Ｍｏ］ …（１）
但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｒ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］および［Ｍｏ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｃｕ，ＮｉおよびＭｏの含有量（質量％）を示す。
［（Ｂ）の条件］
円相当直径で０．０５μｍ以下のＴｉ含有窒化物が１ｍｍ²当り５．０×１０⁶個以上存在し、このうち円相当直径で０．０１〜０．０３μｍのＴｉ含有窒化物個数が全Ｔｉ含有窒化物個数に対して７５％以上を占めるものである。
［（Ｃ）の条件］
円相当直径で０．０５〜０．３μｍのＣｒ含有炭化物が１ｍｍ²当り５．０×１０³個以上存在する。
［（Ｄ）の条件］
下記（２）式または（３）式で規定されるＤＩ₁値またはＤＩ₂値が５０以上である。
［Ｍｎ＞１．２％のとき］
ＤＩ₁=１．１６×（［Ｃ］／１０)^1/2×（０．７５［Ｓｉ］＋１）×｛５．１（［Ｍｎ］−１．２）＋５．０｝×（０．３５［Ｃｕ］＋１）×（０．３６［Ｎｉ］＋１）×（２．１６［Ｃｒ］＋１）×（３［Ｍｏ］＋１）×（１．７５［Ｖ］＋１）×（２００［Ｂ］＋１） …（２）
［Ｍｎ≦１．２％のとき］
ＤＩ₂=１．１６×（［Ｃ］／１０)^1/2×（０．７５［Ｓｉ］＋１）×３．３３（［Ｍｎ］＋１）×（０．３５［Ｃｕ］＋１）×（０．３６［Ｎｉ］＋１）×（２．１６［Ｃｒ］＋１）×（３［Ｍｏ］＋１）×（１．７５［Ｖ］＋１）×（２００［Ｂ］＋１）
…（３）
但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｖ］および［Ｂ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，ＶおよびＢの含有量（質量％）を示す。 The high-tensile steel plate according to the present invention that has solved the above problems is C: 0.02 to 0.05% (meaning “mass%”; the same shall apply hereinafter), Si: 0.20% or less (0%) Mn: 0.5-2.0%, Al: 0.01-0.07%, Cr: 0.6-1.5%, Ti: 0.010-0.040%, B: In addition to containing 0.0010 to 0.0050%, N: 0.0040 to 0.0080%, Ca: 0.0050% or less (excluding 0%), Cu and / or Ni: 0.1 The content is 2.4%, the balance is made of iron and inevitable impurities, and satisfies the following conditions (A) to (D).
[Conditions for (A)]
The BP value defined by the following formula (1) is in the range of 90 to 190 (mass%).
BP value (mass%) = 414 [C] +78 [Si] +31 [Mn] +79 [Cr] -14 [Cu] −26 [Ni] +218 [Mo] (1)
However, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Cu], [Ni] and [Mo] are the contents (mass of C, Si, Mn, Cr, Cu, Ni and Mo, respectively). %).
[Conditions for (B)]
There are 5.0 × 10 ⁶ or more Ti-containing nitrides having an equivalent circle diameter of 0.05 μm or less per mm ² , and among these, the number of Ti-containing nitrides having an equivalent circle diameter of 0.01 to 0.03 μm is the total Ti content. It occupies 75% or more with respect to the number of contained nitrides.
[Conditions for (C)]
More than 5.0 × 10 ³ Cr-containing carbides having an equivalent circle diameter of 0.05 to 0.3 μm per 1 mm ² are present.
[Conditions for (D)]
The DI ₁ value or DI ₂ value defined by the following formula (2) or (3) is 50 or more.
[When Mn> 1.2%]
_{DI 1 = 1.16 × ([C} ] / 10) 1/2 × (0.75 [Si] +1) × {5.1 ([Mn] -1.2) +5.0} × (0.35 [Cu] +1) × (0.36 [Ni] +1) × (2.16 [Cr] +1) × (3 [Mo] +1) × (1.75 [V] +1) × (200 [B] +1 (2)
[When Mn ≦ 1.2%]
_{DI 2 = 1.16 × ([C} ] / 10) 1/2 × (0.75 [Si] +1) × 3.33 ([Mn] +1) × (0.35 [Cu] +1) × (0 .36 [Ni] +1) × (2.16 [Cr] +1) × (3 [Mo] +1) × (1.75 [V] +1) × (200 [B] +1)
... (3)
However, [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V] and [B] are respectively C, Si, Mn, Cu, Ni, Content (mass%) of Cr, Mo, V, and B is shown.

尚、上記「円相当直径」とは、Ｔｉ含有窒化物およびＣｒ含有炭化物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）観察面上で認められる窒化物および炭化物のものである。また、本発明で対象とするＴｉ含有窒化物とは、ＴｉＮは勿論のこと、Ｔｉの一部（原子比で５０％以下程度）を他の窒化物形成元素（例えば、Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖ等）で置換した窒化物をも含む趣旨である。一方、本発明で対象とするＣｒ含有炭化物とは、Ｆｅ、一部Ｍｎ等と置換した（Ｃｒ，Ｆｅ）₃Ｃ、（Ｃｒ，Ｆｅ）₇Ｃ₃、（Ｃｒ，Ｆｅ）₂₃Ｃ₆と等のことを言う。但し、常温においてはほぼ（Ｃｒ，Ｆｅ）₃Ｃとして存在する。 The “equivalent circle diameter” refers to the diameter of a circle that is assumed to have the same area, focusing on the size of the Ti-containing nitride and Cr-containing carbide. (TEM) Those of nitrides and carbides observed on the observation surface. Further, the Ti-containing nitride targeted in the present invention includes not only TiN but also a part of Ti (at an atomic ratio of about 50% or less) to other nitride-forming elements (for example, Nb, Zr, V, etc.). This also includes the nitride substituted with (). On the other hand, the Cr-containing carbides targeted in the present invention include (Cr, Fe) ₃ C, (Cr, Fe) ₇ C ₃ , (Cr, Fe) ₂₃ C ₆ , etc. substituted with Fe, partly Mn, and the like. Say that. However, it exists as (Cr, Fe) ₃ C at room temperature.

本発明の高張力鋼板には、必要によって更に、（ａ）Ｍｏ：０．４％以下（０％を含まない）を含有させたり、（ｂ）Ｎｂ含有量を０．００５％以下（０％を含まない）に抑制することも有用であり、含有若しくは抑制する元素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。 If necessary, the high-tensile steel plate of the present invention may further contain (a) Mo: 0.4% or less (excluding 0%), or (b) Nb content of 0.005% or less (0%). Is not useful, and the properties of the thick steel plate are further improved depending on the type of element contained or suppressed.

本発明の高張力鋼板によれば、降伏応力が４８０ＭＰａ以上で、且つ引張強さが５９０ＭＰａ以上を確保できるものとなる。また、本発明の高張力鋼板は、板厚が５０ｍｍ以上であり、入熱量が３０〜１００ｋＪ／ｍｍの溶接に適用されるときにその効果が顕著なものとなる。 According to the high-strength steel sheet of the present invention, it is possible to ensure a yield stress of 480 MPa or more and a tensile strength of 590 MPa or more. In addition, the high-tensile steel sheet of the present invention has a plate thickness of 50 mm or more, and the effect becomes remarkable when applied to welding with a heat input of 30 to 100 kJ / mm.

一方、本発明の高張力鋼板を製造するに当っては、Ａｒ₃変態点以上の温度で圧延を終了し、上記温度から５℃／秒以上の冷却速度で３５０℃超〜５００℃の温度範囲まで冷却するようにすれば良く、こうした工程を含めることによって、Ｃｒ含有炭化物のサイズや分散状態を適切に制御することができる。 On the other hand, in producing the high-strength steel sheet of the present invention, the rolling is finished at a temperature equal to or higher than the Ar ₃ transformation point, and a temperature range from 350 ° C. to 500 ° C. at a cooling rate of 5 ° C./second or more from the above temperature. The size and dispersion state of the Cr-containing carbide can be appropriately controlled by including these steps.

本発明によれば、上記（１）〜（３）式の関係を満足させつつ、鋼板の化学成分組成を適切な範囲内に納めると共に、Ｔｉ含有窒化物およびＣｒ含有炭化物の分散状態（サイズ、個数／密度）を適切に制御することによって、大入熱溶接時に鋼材中に固溶消失しない微細なＴｉ含有窒化物を鋼中に分散できる共に、疲労亀裂の進展の障害となる微細なＣｒ含有炭化物を鋼中に分散でき、しかもベイナイトブロックサイズも適切な大きさが確保できるため、靭性バランスを良好に確保しつつ溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性改善を図り、且つ亀裂の進展速度を抑制して良好な疲労寿命を確保することのできる高張力鋼板が実現できた。 According to the present invention, while satisfying the relationship of the above formulas (1) to (3), the chemical composition of the steel sheet is kept within an appropriate range, and the dispersed state (size, Ti-containing nitride and Cr-containing carbide) By appropriately controlling the number / density), fine Ti-containing nitrides that do not dissolve in steel during high heat input welding can be dispersed in the steel, while containing fine Cr that impedes the progress of fatigue cracks. Carbide can be dispersed in the steel, and the bainite block size can be secured appropriately, so that the toughness of the weld heat-affected zone (HAZ) can be improved while maintaining a good toughness balance, and the crack growth rate is suppressed. Thus, a high-tensile steel sheet capable of ensuring a good fatigue life could be realized.

強度が５９０ＭＰａ超級の鋼板では、ＨＡＺにおいてベイナイト組織が形成されることになるのであるが、ベイナイト組織形態に対する合金元素の影響については、不明な点が多かった。本発明者らは、ベイナイト鋼板のＨＡＺ靭性に及ぼす合金元素の影響を把握するため、ベイナイト組織形態と合金設計指針について検討した。 In a steel sheet having a strength exceeding 590 MPa, a bainite structure is formed in the HAZ, but there are many unclear points regarding the influence of alloy elements on the bainite structure morphology. In order to grasp the influence of the alloy elements on the HAZ toughness of the bainite steel sheet, the present inventors examined the bainite structure morphology and the alloy design guidelines.

その結果、ＨＡＺのベイナイト組織（ブロックサイズ）が１０μｍ以下となるように微細化すれば、良好なＨＡＺ靭性が確保できるとの着想が得られた。次いで、ベイナイトブロックの微細化は、ベイナイト組織の駆動力と相関があると考え、駆動力を上昇させる成分設計を実施すればよいと考え、各種合金の影響について検討した。 As a result, the idea was obtained that good HAZ toughness could be secured if the HAZ bainite structure (block size) was refined to 10 μm or less. Next, the refinement of the bainite block was considered to have a correlation with the driving force of the bainite structure, and it was considered that the component design for increasing the driving force should be performed, and the influence of various alloys was examined.

ベイナイト変態の形成過程を考えると、その変態駆動力は、ベイナイト変態の駆動力が発生する温度（以下、「Ｔ₀温度」と呼ぶ）と、実際にベイナイト変態が発生する温度（以下、「Ｂｓ点」と呼ぶ）との差で説明できると考えられた。 Considering the formation process of the bainite transformation, the transformation driving force includes the temperature at which the driving force of the bainite transformation is generated (hereinafter referred to as “T ₀ temperature”) and the temperature at which the bainite transformation is actually generated (hereinafter referred to as “Bs”). It was thought that this could be explained by the difference between this point and the point.

そこで、夫々の温度（Ｔ₀温度、Ｂｓ点）に対する合金元素の影響について更に検討した。上記Ｔ₀温度については、熱力学計算で算出できることから、熱力学計算ソフトウエア（Ｔｈｅｒｍｏ−ｃａｌｃ、ＣＲＣ総合研究所から購入可能）を用いて、各合金元素の影響について検討し、各元素の影響について定式化した。一方、Ｂｓ点については、現時点では、理論的に算出することができないため、実験値を用いた。即ち、合金元素が異なる鋼種のＢｓ点を実験で求め、各元素の影響を回帰分析によって定式した。得られた、両式の差をとり、（Ｔ₀温度−Ｂｓ点）の式とすることによって、下記（１）式で規定されるＢＰ値が求められたのである。そして、このＢＰ値が９０〜１９０（質量％）の範囲内にあるとき、ＨＡＺが適切なベイナイト組織形態となって、良好なＨＡＺ靭性が達成されたのである。
ＢＰ値（質量％）＝４１４［Ｃ］＋７８［Ｓｉ］＋３１［Ｍｎ］＋７９［Ｃｒ］−１４［Ｃｕ］−２６［Ｎｉ］＋２１８［Ｍｏ］ …（１）
但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｒ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］および［Ｍｏ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｃｕ，ＮｉおよびＭｏの含有量（質量％）を示す。 Therefore, the influence of alloy elements on each temperature (T ₀ temperature, Bs point) was further examined. Since the above T ₀ temperature can be calculated by thermodynamic calculation, the influence of each alloy element is examined using thermodynamic calculation software (Thermo-calc, available from CRC Research Institute). Was formulated. On the other hand, since the Bs point cannot be calculated theoretically at present, experimental values are used. That is, Bs points of steel types having different alloy elements were obtained by experiments, and the influence of each element was formulated by regression analysis. By taking the difference between the two formulas and obtaining the formula (T ₀ temperature−Bs point), the BP value defined by the following formula (1) was obtained. And when this BP value exists in the range of 90-190 (mass%), HAZ became a suitable bainite structure form and favorable HAZ toughness was achieved.
BP value (mass%) = 414 [C] +78 [Si] +31 [Mn] +79 [Cr] -14 [Cu] −26 [Ni] +218 [Mo] (1)
However, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Cu], [Ni] and [Mo] are the contents (mass of C, Si, Mn, Cr, Cu, Ni and Mo, respectively). %).

尚、上記ＢＰ値を規定する元素のうちには、本発明の厚鋼板の基本成分（Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｉ）以外にも、必要によって含有されるものも含まれるが、（例えば、Ｍｏ）、この元素を含まないときには、その項目がないものとしてＢＰ値を計算し、この元素を含むときには、上記（１）式からＢＰ値を計算すればよい。 In addition to the basic components (C, Si, Mn, Cr, Cu, Ni) of the thick steel plate of the present invention, the elements that define the BP value include those contained if necessary. (For example, Mo) When this element is not included, the BP value is calculated assuming that the item is not present. When this element is included, the BP value may be calculated from the above equation (1).

ところで、本発明者らは、溶接時の高温においても溶け残るＴｉ含有窒化物（以下、ＴｉＮで代表することがある）を増加させることに成功しているのであるが（前記特許文献２）、こうした技術を基本として、ＨＡＺ靭性を更に改善するために検討を重ねた。 By the way, the present inventors have succeeded in increasing the Ti-containing nitride (hereinafter, sometimes represented by TiN) that remains undissolved even at high temperatures during welding (Patent Document 2). Based on these technologies, studies were made to further improve the HAZ toughness.

溶接時には、微細ＴｉＮは溶解すると共に、粗大なＴｉＮは粒成長するような挙動（オストワルド成長）を示すことになる。本発明者らは、こうした挙動に着目し、できるだけ微細なＴｉＮを多量に分散させてやることによって、粒成長した後においてもＴｉＮ分布が微細均一になるようにするには、円相当直径で０．０５μｍ以下のＴｉＮが１ｍｍ²当り５．０×１０⁶個以上となるように制御すれば良いことを見出した。 At the time of welding, fine TiN dissolves and coarse TiN exhibits a behavior that causes grain growth (Ostwald growth). The present inventors pay attention to such behavior, and in order to make the TiN distribution fine and uniform even after grain growth by dispersing as much TiN as possible as much as possible, the equivalent circle diameter is 0. It has been found that the TiN of 0.05 μm or less may be controlled to be 5.0 × 10 ⁶ or more per 1 mm ² .

また上記のようなオストワルド成長は、ＴｉＮのサイズ分布（バラツキ）が大きいと促進されて、溶接後の組織が不均一になり易いことにも着目し、こうした現象をできるだけ抑制するには、ＴｉＮ全体に占める微細ＴｉＮの割合が一定量以上となるように均一に分散してやればよいとの着想が得られた。具体的には、円相当直径で０．０１〜０．０３μｍの微細ＴｉＮ個数が全ＴｉＮ個数に対して７５％以上を占める様にすれば、溶接後の組織が不均一になることが防止できることが判明したのである。 In addition, the Ostwald growth as described above is promoted when the size distribution (variation) of TiN is large, and it is also noted that the structure after welding tends to be non-uniform. The idea was obtained that the fine TiN content should be uniformly dispersed so that the proportion of the fine TiN becomes a certain amount or more. Specifically, if the number of fine TiN having an equivalent circle diameter of 0.01 to 0.03 μm accounts for 75% or more of the total number of TiN, it is possible to prevent the structure after welding from becoming uneven. It turned out.

本発明の鋼板においては、後述する制御によって、微細なＴｉＮを主体として分散させるものである。従って、一部粗大なＴｉＮ（例えば、円相当直径で０．０５μｍよりも大きいＴｉＮ）が含まれていても、こうした粗大ＴｉＮは鋼板の特性にそれほど影響を与えないので、「全ＴｉＮ」はこうした粗大ＴｉＮも含む趣旨である。尚、０．０１〜０．０３μｍの微細ＴｉＮ個数が全ＴｉＮ個数に対して占める割合（以下、「占有率」と呼ぶことがある）は、好ましくは７７％以上であり、より好ましくは８０％以上である。 In the steel plate of the present invention, fine TiN is mainly dispersed by the control described later. Therefore, even if partially coarse TiN (for example, TiN larger than 0.05 μm in equivalent circle diameter) is included, such coarse TiN does not significantly affect the properties of the steel sheet, so “total TiN” is such The purpose is to include coarse TiN. The ratio of the fine TiN number of 0.01 to 0.03 μm to the total TiN number (hereinafter sometimes referred to as “occupancy ratio”) is preferably 77% or more, more preferably 80%. That's it.

一方、ベイナイト相を主体とする単相組織では、亀裂進展の際に粒内の亀裂が衝突する頻度を高めれば、亀裂の進展が抑制されるものと考えられた。本発明者らが粒内の亀裂の抵抗となり得る因子について検討した結果、上記したベイナイトブロックサイズの微細化は疲労亀裂にも有効であること、およびＣｒ含有炭化物の微細分散が有効であることが判明したのである。 On the other hand, in the single phase structure mainly composed of bainite phase, it is considered that the crack progress is suppressed by increasing the frequency of the cracks in the grains colliding during the crack progress. As a result of studying factors that can cause crack resistance in the grains, the present inventors have found that the above-described refinement of the bainite block size is also effective for fatigue cracks and that the fine dispersion of Cr-containing carbides is effective. It turns out.

ベイナイト組織（ブロックサイズ）の微細化については、上述の（１）式の関係を満足させればよい。一方、成分組成、製造方法がＣｒ含有炭化物の分散状態や疲労亀裂進展抑制に与える影響について検討したところ、Ｃ含有量およびＣｒ含有量を適正化した上で、圧延後の冷却開始温度、冷却速度、冷却停止温度を適正化することで、剪断型の微細な下部ベイナイトを生成させ、更にラス間、ラス内にＣｒ含有炭化物を微細に分散させることが可能になり、良好な疲労亀裂進展抑制が実現できることが判明したのである。具体的には、円相当直径で０．０５〜０．３μｍのＣｒ含有炭化物が１ｍｍ²当り５．０×１０³個以上存在させることによって［上記（Ｃ）の条件］、良好な疲労亀裂進展抑制が発揮されるのである。 About refinement | miniaturization of a bainite structure (block size), what is necessary is just to satisfy the relationship of the above-mentioned (1) Formula. On the other hand, when the influence of the component composition and the production method on the dispersion state of the Cr-containing carbide and the suppression of fatigue crack progress was studied, the C content and Cr content were optimized, the cooling start temperature after rolling, and the cooling rate By optimizing the cooling stop temperature, it becomes possible to generate a shear-type fine lower bainite, and further finely disperse Cr-containing carbides between the laths and within the laths, thereby suppressing good fatigue crack growth. It turned out that it could be realized. Specifically, the presence of 5.0 × 10 ³ or more Cr-containing carbides having an equivalent circle diameter of 0.05 to 0.3 μm per 1 mm ² [Condition (C) above], good fatigue crack growth Suppression is exerted.

板厚が５０ｍｍ以上の高張力鋼板において、引張強さ５９０ＭＰａ以上を確保するには、前記（２）式または（３）式で示されるＤＩ₁値をまたはＤＩ₂値を５０以上とする必要がある。このＤＩ₁値またはＤＩ₂値は焼入れ性の指標となるものであり、この値が５０未満では、引張強さ５９０ＭＰａ以上を確保できなくなる。またこの値の上限については、各成分の上限（後述する）によって自ずと決定される。尚、前記（２）式および（３）式は、ＡＳＴＭＡ２５５に基づいて求めたものである。 In a high-tensile steel plate having a thickness of 50 mm or more, in order to ensure a tensile strength of 590 MPa or more, the DI ₁ value or the DI ₂ value represented by the above formula (2) or (3) needs to be 50 or more. is there. This DI ₁ value or DI ₂ value serves as an index of hardenability, and if this value is less than 50, a tensile strength of 590 MPa or more cannot be secured. The upper limit of this value is naturally determined by the upper limit of each component (described later). The above equations (2) and (3) are obtained based on ASTM A255.

次に、本発明の鋼板（母材）における成分組成について説明する。上記のように、本発明の鋼板は、その化学成分組成が上記（１）〜（３）式の関係式を満足していても、夫々の化学成分（元素）の含有量が適正範囲内になければ、優れたＨＡＺ靭性および疲労亀裂進展抑制を達成することができない。従って、本発明の高張力鋼板では、Ｔｉ含有窒化物やＣｒ含有炭化物の分布状況が良好であることおよび化学成分が上記（１）〜（３）式の関係を満たすことに加えて、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。これらの成分の範囲限定理由は、下記の通りである。 Next, the component composition in the steel plate (base material) of the present invention will be described. As described above, even if the chemical composition of the steel sheet of the present invention satisfies the relational expressions (1) to (3), the content of each chemical component (element) is within an appropriate range. Without it, excellent HAZ toughness and fatigue crack growth inhibition cannot be achieved. Therefore, in the high-tensile steel sheet of the present invention, the distribution of Ti-containing nitrides and Cr-containing carbides is good and the chemical components satisfy the relationships of the above formulas (1) to (3). It is also necessary that the amount of chemical component is within the appropriate range as described below. The reasons for limiting the ranges of these components are as follows.

［Ｃ：０．０２〜０．０５％］
Ｃは、鋼板の強度を確保すると共にＣｒ含有炭化物を生成して、疲労亀裂進展抑制を良好にする上で欠くことのできない元素である。特に、Ｃｒ含有炭化物の生成を有効に発揮させるためには、ｂｃｃ（体心立方格子）の固溶限である０．０２％以上含有させる必要がある。好ましくは０．０３％以上である。Ｃ含有量が増加すると、溶接時にＨＡＺ部に島状マルテンサイト相（ＭＡ相）が多く生成してＨＡＺの靭性劣化を招くことになる。また冷却中のＣの拡散頻度が大きくなり、Ｃｒ含有炭化物が粗大化し、疲労特性が劣化する傾向を示すので、Ｃ含有量は０．０５％以下とする必要がある。好ましくは０．０４％以下である。 [C: 0.02 to 0.05%]
C is an element indispensable for ensuring the strength of the steel sheet and generating Cr-containing carbides to improve fatigue crack growth suppression. In particular, in order to effectively produce the Cr-containing carbide, it is necessary to contain 0.02% or more, which is the solid solubility limit of bcc (body-centered cubic lattice). Preferably it is 0.03% or more. When the C content increases, a large number of island martensite phases (MA phases) are generated in the HAZ part during welding, leading to deterioration of the toughness of the HAZ. Further, the diffusion frequency of C during cooling increases, and the Cr-containing carbide tends to become coarse and fatigue characteristics tend to deteriorate. Therefore, the C content needs to be 0.05% or less. Preferably it is 0.04% or less.

［Ｓｉ：０．２０％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、過剰に含有すると、ＨＡＺにＭＡ相が多く生成したり、Ｔｉ含有窒化物の粗大化を招くことになり、ＨＡＺの平均的な靭性［以下、「ＨＡＺ靭性（ａｖｅ）」と記す］が劣化する。こうした観点から、Ｓｉ含有量は０．２０％以下にする必要があり、好ましくは０．１０％以下に抑える。尚、ＨＡＺ靭性を確保するという観点からすれば、Ｓｉ含有量は０％であっても良い。 [Si: 0.20% or less (including 0%)]
Si is an element useful for securing the strength of the steel sheet by solid solution strengthening, but if contained excessively, a large amount of MA phase is generated in HAZ, or the Ti-containing nitride is coarsened. The average toughness of HAZ [hereinafter referred to as “HAZ toughness (ave)”] deteriorates. From such a viewpoint, the Si content needs to be 0.20% or less, and is preferably suppressed to 0.10% or less. From the viewpoint of ensuring HAZ toughness, the Si content may be 0%.

［Ｍｎ：０．５〜２．０％］
Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を高めて強度・ＨＡＺ靭性（ａｖｅ）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、０．５％以上含有させる必要がある。好ましくは０．８％以上である。しかし、２．０％を超えて過剰に含有させるとＨＡＺの硬化が著しくなり、ＨＡＺ靭性（ａｖｅ）が劣化するので、Ｍｎ含有量は２．０％以下とする。好ましくは１．６％以下である。 [Mn: 0.5 to 2.0%]
Mn is an element useful for enhancing the hardenability of the steel sheet and ensuring the strength and the HAZ toughness (ave). In order to effectively exhibit these effects, it is necessary to contain 0.5% or more. Preferably it is 0.8% or more. However, if the content exceeds 2.0%, the HAZ is remarkably cured and the HAZ toughness (ave) is deteriorated. Therefore, the Mn content is set to 2.0% or less. Preferably it is 1.6% or less.

［Ａｌ：０．０１〜０．０７％］
Ａｌは、脱酸元素として有用である。こうした効果を発揮させるためには、０．０１％以上含有させる必要があり、好ましくは０．０２％以上である。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると、ＨＡＺにＭＡ相が多く生成してＨＡＺ靭性（ａｖｅ）が劣化するので、０．０７％以下に抑える必要があり、好ましくは０．０４％以下とする。 [Al: 0.01 to 0.07%]
Al is useful as a deoxidizing element. In order to exhibit such an effect, it is necessary to contain 0.01% or more, preferably 0.02% or more. However, when the Al content is excessive, a large amount of MA phase is generated in the HAZ and the HAZ toughness (ave) is deteriorated. Therefore, it is necessary to suppress it to 0.07% or less, and preferably 0.04% or less.

［Ｃｒ：０．６〜１．５％］
Ｃｒは、前記Ｔ₀温度を低下させるよりも更にＢｓ点を低下させ、ベイナイト変態の駆動力を確保してＨＡＺ組織を微細化させるのに有効に作用する元素である。またＣｒ含有炭化物を生成させて疲労亀裂進展抑制を良好にする作用も発揮する。これらの効果を発揮させるには、Ｃｒは０．６％以上含有させる必要があり、好ましくは０．７％以上とする。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰になると、ＨＡＺ靭性（ａｖｅ）が却って劣化するため、１．５％以下に抑える必要がある。好ましくは１．２％以下である。 [Cr: 0.6 to 1.5%]
Cr is an element that effectively acts to lower the Bs point than to lower the T ₀ temperature, to secure a driving force for bainite transformation and to refine the HAZ structure. Moreover, the effect | action which produces | generates Cr containing carbide and makes fatigue crack progress suppression favorable is also exhibited. In order to exhibit these effects, Cr needs to be contained at 0.6% or more, preferably 0.7% or more. However, if the Cr content is excessive, the HAZ toughness (ave) deteriorates on the contrary, so it is necessary to suppress it to 1.5% or less. Preferably it is 1.2% or less.

［Ｔｉ：０．０１０〜０．０４０％］
Ｔｉは、Ｎと反応して微細なＴｉ含有窒化物（例えば、ＴｉＮ）を形成し、ＨＡＺのオーステナイト粒（γ粒）粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性を安定化させるのに有用な元素である。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（より好ましくは０．０１５％以上）とする。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になると、Ｔｉ含有窒化物が粗大になってその個数が減少するため、ＨＡＺ靭性のバラツキが増大する。こうしたことから、Ｔｉ含有量は０．０４０％以下に抑えるべきである。好ましくは０．０３５％以下（より好ましくは０．０３０％以下）とする。 [Ti: 0.010 to 0.040%]
Ti is a useful element for reacting with N to form fine Ti-containing nitrides (eg, TiN), suppressing HAZ austenite grain (γ grain) coarsening, and stabilizing HAZ toughness. . In order to exhibit such an effect effectively, Ti needs to be contained in an amount of 0.010% or more, preferably 0.012% or more (more preferably 0.015% or more). However, when the Ti content is excessive, the Ti-containing nitride becomes coarse and the number thereof decreases, so that the variation in HAZ toughness increases. For these reasons, the Ti content should be suppressed to 0.040% or less. Preferably it is 0.035% or less (more preferably 0.030% or less).

［Ｂ：０．００１０〜０．００５０％］
Ｂは、高温時に溶け残ったＴｉＮを核にＢＮとして析出しＨＡＺ組織を均一化する作用を発揮する。こうした効果を有効に発揮させるには、０．００１０％以上含有させる必要がある。好ましくは０．００１２％以上である。しかし、Ｂ含有量が過剰になると、ＨＡＺ硬化が著しくなり、ＨＡＺ靭性（ａｖｅ）が劣化するので、０．００５０％以下とする必要がある。好ましくは０．００４０％以下とするのがよい。 [B: 0.0010 to 0.0050%]
B exhibits the effect of making the HAZ structure uniform by precipitating TiN remaining undissolved at high temperatures as BN in the nucleus. In order to exhibit such an effect effectively, it is necessary to make it contain 0.0010% or more. Preferably it is 0.0012% or more. However, if the B content is excessive, the HAZ hardening becomes remarkable and the HAZ toughness (ave) deteriorates, so it is necessary to make it 0.0050% or less. Preferably it is 0.0040% or less.

［Ｎ：０．００４０〜０．００８０％］
Ｎは、Ｔｉ含有窒化物を微細分散させてＨＡＺの旧γ粒径を均一微細化させ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、Ｎ含有量を０．００４０％以上とする必要がある。好ましくは０．００５０％以上である。しかしながら、Ｎ含有量が過剰になると、固溶Ｎ量が増大してＨＡＺ靭性（ａｖｅ）が劣化する。従ってＮは０．００８０％以下に抑える必要があり、好ましくは０．００７０％以下とする。 [N: 0.0040 to 0.0080%]
N is an element useful for finely dispersing the Ti-containing nitride to uniformly refine the old γ grain size of the HAZ. In order to exert such effects, the N content needs to be 0.0040% or more. Preferably it is 0.0050% or more. However, when the N content is excessive, the solid solution N amount increases and the HAZ toughness (ave) deteriorates. Therefore, N must be suppressed to 0.0080% or less, and preferably 0.0070% or less.

［Ｃａ：０．００５０％以下（０％を含まない）］
Ｃａは、粗大なＴｉ含有窒化物を低減（酸化物系介在物に複合して晶出する粗大窒化物が減少する）させる効果を有し、ＨＡＺ靭性（最小値）の改善に寄与する元素である。こうした効果は、Ｃａ含有量が増大するにつれて増加するが、０．００１０％以上含有させることが好ましい。しかしながら、Ｃａ含有量が過剰になると、介在物が粗大化してＨＡＺ靭性が劣化するため、０．００５０％以下に抑える必要がある。好ましくは０．００３０％以下である。 [Ca: 0.0050% or less (excluding 0%)]
Ca is an element that has an effect of reducing coarse Ti-containing nitrides (reducing coarse nitrides that are crystallized in combination with oxide inclusions) and contributing to improvement of HAZ toughness (minimum value). is there. Such an effect increases as the Ca content increases, but it is preferable to contain 0.0010% or more. However, if the Ca content is excessive, inclusions become coarse and the HAZ toughness deteriorates, so it is necessary to keep the content to 0.0050% or less. Preferably it is 0.0030% or less.

［Ｃｕおよび／またはＮｉ：０．１〜２．４％］
ＣｕおよびＮｉは、マトリクスの靭性を改善させる効果を発揮し、ＨＡＺ靭性（ａｖｅ）を改善するのに有効な元素である。こうした効果を発揮させるには、これらを１種または２種（合計）で、０．１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．４％以上とする。しかしこれらの元素の含有量が過剰になると、ＨＡＺ硬化が著しくなると共に、ベイナイト変態の駆動力を低下させて却ってＨＡＺ靭性が劣化する。こうしたことから、これらの含有量は２．４％以下に抑える必要があり、好ましくは２．２％以下、より好ましくは２．０％以下である。 [Cu and / or Ni: 0.1 to 2.4%]
Cu and Ni are elements that exhibit the effect of improving the toughness of the matrix and are effective in improving the HAZ toughness (ave). In order to exhibit such an effect, it is preferable to contain 0.1% or more of these by one or two (total). More preferably, it is 0.4% or more. However, when the content of these elements is excessive, HAZ hardening becomes remarkable, and the driving force of the bainite transformation is reduced to deteriorate the HAZ toughness. For these reasons, the content thereof needs to be suppressed to 2.4% or less, preferably 2.2% or less, and more preferably 2.0% or less.

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的不純物であり、該不可避的不純物として、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、Ｐ，Ｓ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｐｂ等）の混入が許容され得る。また、更に下記元素を積極的に含有させるか、または抑制することも有効であり、含有されるまたは抑制される成分の種類に応じて鋼板の特性が更に改善される。 The contained elements specified in the present invention are as described above, and the balance is iron and unavoidable impurities, and the elements (for example, P, S) brought in as raw materials, materials, production facilities, etc. as the unavoidable impurities. , Sn, As, Pb, etc.) can be permitted. Further, it is also effective to positively contain or suppress the following elements, and the characteristics of the steel sheet are further improved according to the type of the component contained or suppressed.

［Ｍｏ：０．４％以下（０％を含まない）］
Ｍｏは、前記Ｔ₀温度を上昇させるがＢｓ点を低下させ、ベイナイト変態の駆動力を確保してＨＡＺ組織を微細化させるのに有効に作用する元素である。こうした効果は、Ｍｏについてはその含有量が増加するにつれて有効に発揮される。しかしながら、Ｍｏ含有量が過剰になると、ＨＡＺ靭性（ａｖｅ）が却って劣化するため、Ｍｏで０．４％以下に抑えることが好ましい。 [Mo: 0.4% or less (excluding 0%)]
Mo is an element that effectively acts to raise the T ₀ temperature but lower the Bs point, secure the driving force of the bainite transformation, and refine the HAZ structure. Such an effect is effectively exhibited as the content of Mo increases. However, if the Mo content becomes excessive, the HAZ toughness (ave) deteriorates instead, so it is preferable to keep the Mo content to 0.4% or less.

［Ｎｂ：０．００５％以下（０％を含まない）］
Ｎｂは、ベイナイト変態の駆動力を確保する効果を有するが、Ｎｂ含有量が過剰になると、ベイナイト組織が粗大化する可能性がある。こうしたことから、Ｎｂ含有量はできるだけ抑制することが好ましく、その上限は０．００５％（より好ましくは０．００３％以下）とした。 [Nb: 0.005% or less (excluding 0%)]
Nb has the effect of ensuring the driving force of the bainite transformation, but if the Nb content becomes excessive, the bainite structure may become coarse. Therefore, the Nb content is preferably suppressed as much as possible, and the upper limit is set to 0.005% (more preferably 0.003% or less).

本発明において、Ｔｉ含有窒化物の微細分散を上記のように制御するには、下記（４）式で規定されるＸ値を２０質量％以上となるように成分組成を調整し、圧延前の加熱時間を４時間以内とすると共に、鋳造時の冷却速度を、１５００〜１３００℃の温度範囲を１０℃／分以上で冷却するようにしてスラブを形成することが推奨される。また、この様に冷却速度を制御するには、スラブ厚を低下させたり、冷却水量を増加させたりする手段が挙げられる。これらの製造条件について、説明する。
Ｘ値（質量％）＝５００［Ｃ］＋３２［Ｓｉ］＋８［Ｍｎ］−９［Ｎｂ］＋１４［Ｃｕ］＋１７［Ｎｉ］−５［Ｃｒ］−２５［Ｍｏ］ …（４）
但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｎｂ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］および［Ｍｏ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｂ，Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏの含有量（質量％）を示す。 In the present invention, in order to control the fine dispersion of the Ti-containing nitride as described above, the component composition is adjusted so that the X value defined by the following formula (4) is 20% by mass or more, and before rolling. It is recommended that the slab be formed so that the heating time is within 4 hours and the cooling rate during casting is cooled at a temperature range of 1500 to 1300 ° C. at 10 ° C./min or more. In order to control the cooling rate in this way, means for reducing the slab thickness or increasing the amount of cooling water can be used. These manufacturing conditions will be described.
X value (mass%) = 500 [C] +32 [Si] +8 [Mn] -9 [Nb] +14 [Cu] +17 [Ni] -5 [Cr] -25 [Mo] (4)
However, [C], [Si], [Mn], [Nb], [Cu], [Ni], [Cr] and [Mo] are C, Si, Mn, Nb, Cu, Ni, Cr and Mo content (mass%) is shown.

尚、前記（１）式と同様に、上記Ｘ値を規定する元素のうちには、本発明の高張力鋼板の基本成分（Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｉ）以外にも、必要によって含有されるものも含まれるが、（例えば、Ｎｂ，Ｍｏ等）、この元素を含まないときには、その項目がないものとしてＸ値を計算し、この元素を含むときには、上記（４）式からＸ値を計算すればよい。 In addition, as in the formula (1), among the elements that define the X value, other than the basic components (C, Si, Mn, Cr, Cu, Ni) of the high-tensile steel plate of the present invention are necessary. Is included (for example, Nb, Mo, etc.), but when this element is not included, the X value is calculated assuming that the item does not exist, and when this element is included, from the above equation (4) What is necessary is just to calculate X value.

Ｔｉ含有窒化物は鋼塊の鋳造時に析出するが、その析出状態は合金元素の影響を受けることを明らかにしている（例えば、特願２００６−１６３８５２号）。上記（２）式の関係を規定するＸ値は、δ域の温度範囲に関する関数である。上記「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。ここで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、前記熱力学計算ソフトウエア（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。 It has been clarified that Ti-containing nitride precipitates during the casting of the steel ingot, but the precipitation state is affected by the alloying elements (for example, Japanese Patent Application No. 2006-163852). The X value that defines the relationship of the above equation (2) is a function related to the temperature range in the δ region. The “δ region” means a region including δ iron in the steel phase diagram. The “region including δ iron” includes not only a region including δ iron but also a region including δ iron and other states such as a two-phase region of δ + γ. The “temperature range in the δ range” refers to a temperature range including δ iron (difference between the upper limit temperature and the lower limit temperature in the δ range). Here, in the steel having a specific composition, for example, when there is a temperature range of only δ iron and a temperature range of δ + γ iron, the sum of these temperature ranges is the temperature range of the δ region. The temperature range in the δ region can be calculated by inputting the chemical composition of the steel sheet into the thermodynamic calculation software (Thermo-calc, available from CRC Research Institute).

このδ鉄中ではＴｉの拡散速度が速いため、δ域の温度範囲が広いと、δ鉄が存在する時間が長くなり、粗大なＴｉ含有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含有窒化物を微細化することを検討した。そのためにＴｈｅｒｍｏ−ｃａｌｃの計算にて、特定成分を基準に化学成分量の１つだけを変更することにより、各化学成分のδ域の温度範囲への影響を調べた。そのような検討により、δ域の温度範囲と相関関係にあり、化学成分組成の関数で表される上記Ｘ値が求められたのである。 Since the diffusion rate of Ti is fast in this δ iron, it is considered that when the temperature range in the δ region is wide, the time during which δ iron is present becomes longer, and coarse Ti-containing nitrides are easily formed. Therefore, the refinement of the Ti-containing nitride was studied by adjusting the chemical composition and reducing the temperature range in the δ region. For this purpose, in Thermo-calc calculation, the influence of each chemical component on the temperature range in the δ region was examined by changing only one of the chemical component amounts based on the specific component. As a result of such studies, the above-mentioned X value, which is correlated with the temperature range of the δ region and expressed as a function of the chemical composition, was determined.

Ｘ値の上記式中の係数は、特定成分の鋼から、各化学成分を変化させた場合のδ域の温度範囲の変化量に対応する。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。 The coefficient in the above formula of the X value corresponds to the amount of change in the temperature range in the δ region when each chemical component is changed from the specific component steel. Specifically, for example, when the coefficient of [C] is “500”, when the C content is increased by 0.01%, the temperature range in the δ region decreases by about 5 ° C. in the calculation of Thermo-calc. Means. The X value and the temperature range in the δ region are in an inversely proportional relationship (the relationship that the temperature range in the δ region decreases as the X value increases).

このような考えに基づいて、様々なＸ値を有する鋼板を製造して調べたところ、Ｘ値を増大させることで、Ｔｉ含有窒化物の平均粒子径を微細化でき、ＨＡＺ靭性を向上させ得ることが判明した。各化学成分量が適正範囲内であれば、Ｘ値が大きくなるほど、Ｔｉ含有窒化物の平均粒子径を微細化でき、ＨＡＺ靭性並びに母材靭性が向上する。このＸ値の下限は、２０（好ましくは２５、より好ましくは３０）である。Ｘ値の上限は、各化学成分の適正量から定められ、１２８以下である。 Based on such an idea, steel sheets having various X values were manufactured and examined. By increasing the X value, the average particle diameter of the Ti-containing nitride can be refined and the HAZ toughness can be improved. It has been found. If the amount of each chemical component is within an appropriate range, the larger the X value, the finer the average particle size of the Ti-containing nitride, and the HAZ toughness and the base material toughness are improved. The lower limit of the X value is 20 (preferably 25, more preferably 30). The upper limit of the X value is determined from the appropriate amount of each chemical component and is 128 or less.

一方、圧延前の加熱時間が４時間を超えると、Ｔｉ含有窒化物の粗大化が進み、０．０５μｍ以下の個数が低減し、また鋳造時の冷却速度（１５００〜１３００℃の温度範囲）が、１０℃／分未満となっても、ＴｉＮの粗大化が進み、０．０５μｍ以下の個数が低減ることになる。 On the other hand, when the heating time before rolling exceeds 4 hours, the Ti-containing nitride is coarsened, the number of 0.05 μm or less is reduced, and the cooling rate during casting (temperature range of 1500 to 1300 ° C.) is increased. Even if the temperature is less than 10 ° C./min, TiN becomes coarser and the number of particles having a size of 0.05 μm or less is reduced.

尚、圧延前の加熱温度については、９５０〜１２５０℃程度とすることが好ましい。この温度が、９５０℃未満では、十分にオーステナイト状態にならない。また加熱温度が１２５０℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、変態後のベイナイトブロックサイズが粗大化する傾向がある。 In addition, about the heating temperature before rolling, it is preferable to set it as about 950-1250 degreeC. If this temperature is less than 950 ° C., the austenite state is not sufficiently achieved. On the other hand, when the heating temperature exceeds 1250 ° C., austenite grains are coarsened, and the bainite block size after transformation tends to be coarsened.

本発明において、Ｃｒ含有炭化物の微細分散を上記のように制御するには、Ａｒ₃変態点以上の温度で圧延を終了し、上記温度以上から５℃／秒以上の平均冷却速度で３５０℃超〜５００℃の温度範囲まで冷却することが好ましい。 In the present invention, in order to control the fine dispersion of the Cr-containing carbide as described above, the rolling is finished at a temperature equal to or higher than the Ar ₃ transformation point, and exceeds 350 ° C. at an average cooling rate of 5 ° C./second or higher from the above temperature. It is preferable to cool to a temperature range of ˜500 ° C.

上記冷却開始温度が、Ａｒ₃変態点未満ではフェライトとベイナイトの混合組織となり、所定の強度が確保し難くなる。上記温度からの平均冷却速度が５℃／秒未満では、ＣやＣｒの拡散が容易に起こり、Ｃｒ含有炭化物が粗大化し微細分散できなくなる。 When the cooling start temperature is less than the Ar ₃ transformation point, a mixed structure of ferrite and bainite is formed, and it is difficult to secure a predetermined strength. If the average cooling rate from the said temperature is less than 5 degree-C / sec, the spreading | diffusion of C and Cr will occur easily, Cr containing carbide | carbonized_material will coarsen and it will become impossible to carry out fine dispersion.

冷却停止温度が３５０℃以下では、ＭＡ相が生成し、靭性が劣化する。また、ＭＡ相（島状マルテンサイト）は、Ｃを過剰に固溶した相のため、ＣがＭＡ相に取られ、Ｃｒ含有炭化物を十分に確保できなくなる。冷却停止温度が５００℃を超えると、ＣやＣｒの拡散が容易に起こり、Ｃｒ含有炭化物が粗大化し微細分散できなくなる。 When the cooling stop temperature is 350 ° C. or lower, an MA phase is generated and toughness is deteriorated. Further, since the MA phase (island martensite) is a phase in which C is excessively dissolved, C is taken into the MA phase, and a sufficient Cr-containing carbide cannot be secured. When the cooling stop temperature exceeds 500 ° C., diffusion of C and Cr occurs easily, and the Cr-containing carbide becomes coarse and cannot be finely dispersed.

上記のような要件を満足する本発明の高張力鋼板では、ＨＡＺ靭性を優れたものとできると共に、亀裂の進展速度を抑制して良好な疲労寿命を確保することのできる他、強度的にも、降伏応力：４８０ＭＰａ以上、引張強さ：５９０ＭＰａ以上を確保できるものとなる。 In the high-tensile steel sheet of the present invention that satisfies the above requirements, the HAZ toughness can be made excellent, the crack growth rate can be suppressed and a good fatigue life can be secured, and also in terms of strength. Yield stress: 480 MPa or more, tensile strength: 590 MPa or more can be secured.

尚、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。しかし、本発明の厚鋼板の板厚は、好ましくは５０ｍｍ以上、より好ましくは６０ｍｍ以上である。即ち、本発明の厚鋼板は、入熱量が３０〜１００ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接であっても良好なＨＡＺ靭性を示すので、板厚が厚くても、入熱量を増大させることで効率良く溶接できるものである。 The present invention relates to a thick steel plate. In this field, a thick steel plate generally refers to one having a plate thickness of 3.0 mm or more as defined by JIS. However, the thickness of the thick steel plate of the present invention is preferably 50 mm or more, more preferably 60 mm or more. That is, the thick steel plate of the present invention exhibits good HAZ toughness even with high heat input welding with a heat input of 30 to 100 kJ / mm or more, so that the efficiency can be increased by increasing the heat input even if the plate thickness is large. It can be welded well.

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。 The steel plate of the present invention thus obtained can be used as a material for structures such as bridges, high-rise buildings, ships, etc., and deteriorates the toughness of the weld heat affected zone not only in small to medium heat input welding but also in large heat input welding. Can be prevented.

以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。 Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to examples. However, the following examples are not intended to limit the present invention, and may be implemented with appropriate modifications within a range that can meet the purpose described above and below. These are all possible and are within the scope of the present invention.

下記表１に示す化学成分組成の鋼（鋼種Ａ〜Ｖ）を転炉で溶製し、種々の製造条件［鋳造時の冷却速度、圧延前加熱時間、冷却開始温度（圧延終了温度）、冷却速度（圧延後冷却速度）、冷却停止温度］によって鋼板を製造した。尚、表１には、前記（４）式によって規定されるＸ値［＝５００［Ｃ］＋３２［Ｓｉ］＋８［Ｍｎ］−９［Ｎｂ］＋１４［Ｃｕ］＋１７［Ｎｉ］−５［Ｃｒ］−２５［Ｍｏ］］の値、および下記（５）式で規定されるＡｒ₃変態点も同時に示した。また表１中「−」は元素を添加していないことを示している。 Steels (steel types A to V) having the chemical composition shown in Table 1 below are melted in a converter, and various production conditions [cooling rate during casting, heating time before rolling, cooling start temperature (rolling end temperature), cooling The steel sheet was manufactured according to the speed (cooling speed after rolling, cooling stop temperature). Table 1 shows the X value [= 500 [C] +32 [Si] +8 [Mn] −9 [Nb] +14 [Cu] +17 [Ni] −5 [Cr]] defined by the equation (4). The value of −25 [Mo]] and the Ar ₃ transformation point defined by the following formula (5) are also shown. In Table 1, "-" indicates that no element is added.

Ａｒ₃変態点（℃）＝８６８−３６９×［Ｃ］＋２４．６×［Ｓｉ］−６８．１×［Ｍｎ］−３６．１×［Ｎｉ］−２０．７×［Ｃｕ］−２４．８×［Ｃｒ］…（５）
但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｎｉ］，［Ｃｕ］および［Ｃｒ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，ＣｕおよびＣｒの含有量（質量％）を示す。 Ar ₃ transformation point (° C.) = 868−369 × [C] + 24.6 × [Si] −68.1 × [Mn] −36.1 × [Ni] −20.7 × [Cu] −24.8 × [Cr] (5)
However, [C], [Si], [Mn], [Ni], [Cu] and [Cr] indicate the contents (mass%) of C, Si, Mn, Ni, Cu and Cr, respectively.

このときの製造条件を下記表２に示す。尚、表２の「鋳造時の冷却速度」は、１５００〜１３００℃の温度範囲における冷却速度を制御したものである。下記表２には、得られた各鋼板の板厚をも示した。 The manufacturing conditions at this time are shown in Table 2 below. The “cooling rate during casting” in Table 2 is a value obtained by controlling the cooling rate in the temperature range of 1500 to 1300 ° C. Table 2 below also shows the thickness of each steel plate obtained.

上記のようにして製造した各試験板について、下記の要領でＴｉ含有窒化物の個数密度（円相当直径で０．０５μｍ以下のものの個数、および円相当直径で０．０１〜０．０３μｍのものの占有率）、Ｃｒ含有炭化物の個数密度（円相当直径で０．０５〜０．３μｍのものの個数）、鋼板の降伏応力ＹＳ［但し、０．２％耐力（σ_0.2）を測定］、引張強さＴＳ、ＨＡＺ靭性［平均値（ａｖｅ）、最低値（ｍｉｎ）］、亀裂進展速度（疲労亀裂進展速度試験）を測定した。これらの結果を、下記表３に一括して示す。 For each test plate produced as described above, the number density of Ti-containing nitrides (the number of equivalent-circle diameters of 0.05 μm or less and the equivalent-circle diameter of 0.01 to 0.03 μm) was as follows. Occupancy rate), number density of Cr-containing carbide (number of equivalent circle diameter of 0.05 to 0.3 μm), yield stress YS of steel sheet (however, 0.2% proof stress (σ _0.2 ) is measured), tensile strength TS, HAZ toughness [average value (ave), minimum value (min)] and crack growth rate (fatigue crack growth rate test) were measured. These results are collectively shown in Table 3 below.

［Ｔｉ含有窒化物の個数密度の測定］
各鋼板のｔ（板厚）／４部位を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で、観察倍率６万倍、観察視野２×２（μｍ）、観察箇所５箇所の条件で観察した（観察限界：０．０１０μｍ）。そして画像解析によって、その視野中の各Ｔｉ含有窒化物の面積を測定し、この面積から各窒化物の円相当直径を算出した。尚、Ｔｉ含有窒化物であることは、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によって判別した。 [Measurement of number density of Ti-containing nitride]
The t (plate thickness) / 4 portion of each steel plate was observed with a transmission electron microscope (TEM) under the conditions of an observation magnification of 60,000, an observation field of view 2 × 2 (μm), and five observation locations (observation limit: 0.010 μm). Then, the area of each Ti-containing nitride in the field of view was measured by image analysis, and the equivalent circle diameter of each nitride was calculated from this area. In addition, it was discriminate | determined by EDX (energy dispersive X-ray detector) that it was Ti containing nitride.

円相当直径が０．０５μｍ以下となるＴｉ含有窒化物の個数を、１ｍｍ²当りに換算して求めると共に、円相当直径が０．０１〜０．０３μｍの微細なＴｉ含有窒化物の全Ｔｉ含有窒化物（円相当直径で０．０５μｍを超えるものも含む）に対する個数割合（占有率：％）を計算した。 The number of Ti-containing nitrides having an equivalent circle diameter of 0.05 μm or less is calculated per 1 mm ² , and the total Ti content of the fine Ti-containing nitride having an equivalent circle diameter of 0.01 to 0.03 μm The number ratio (occupancy:%) with respect to nitrides (including those with an equivalent circle diameter exceeding 0.05 μm) was calculated.

［Ｃｒ含有炭化物の個数密度の測定］
各鋼板のｔ（板厚）／４部位を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で、観察倍率４万倍、観察視野２×２（μｍ）、観察箇所５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Ｃｒ含有炭化物の面積を測定し、この面積から各窒化物の円相当直径を算出した。尚、Ｃｒ含有炭化物であることは、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、円相当直径が０．０５〜０．３μｍとなるＣｒ含有炭化物の個数を、１ｍｍ²当りに換算して求めた。 [Measurement of number density of Cr-containing carbide]
The t (plate thickness) / 4 portion of each steel plate was observed with a transmission electron microscope (TEM) under the conditions of an observation magnification of 40,000, an observation field of view 2 × 2 (μm), and five observation locations. The area of each Cr-containing carbide in the field of view was measured by image analysis, and the equivalent circle diameter of each nitride was calculated from this area. Note that it was determined by EDX (energy dispersive X-ray detector) that it was a Cr-containing carbide. Then, the number of Cr-containing carbides having an equivalent circle diameter of 0.05 to 0.3 μm was calculated per 1 mm ² .

［引張試験］
各鋼板のｔ（板厚）／４部位から、圧延方向に対して直角の方向にＪＩＳＺ２２０１の４号試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１の要領で引張試験を行ない、降伏応力ＹＳ（０．２％耐力：σ_0.2）および引張強さＴＳを測定した。そして、ＴＳが５９０ＭＰａ以上、ＹＳが４６０ＭＰａ以上のものを合格と評価した。 [Tensile test]
Sample No. 4 of JIS Z 2201 was taken from the t (plate thickness) / 4 part of each steel plate in a direction perpendicular to the rolling direction, and subjected to a tensile test according to the method of JIS Z 2241, yield stress YS (0 .2% yield strength: σ _0.2 ) and tensile strength TS were measured. And TS having 590 MPa or more and YS having 460 MPa or more was evaluated as acceptable.

［ＨＡＺ靭性の評価］
各鋼板のｔ（板厚）／４部位から、圧延方向に対して直角の方向にＪＩＳＺ２２０１の４号試験片を採取し、エレクトロスラグ溶接により入熱量：８０ｋＪ／ｍｍの１パス大入熱溶接を実施した。そして、ボンド（溶融線）から０．５ｍｍのＨＡＺ部について、−２０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ_-20）を測定した。このとき５本の試験片について吸収エネルギー（ｖＥ_-20）を測定し、その平均値（ａｖｅ）と最小値（ｍｉｎ）を求めた。そして、ｖＥ_-20の平均値（ａｖｅ）が１５０Ｊ以上のものをＨＡＺ靭性に優れると評価し、ｖＥ_-20の最小値（ｍｉｎ）が１００Ｊ以上のものを安定化が改善されていると評価した。 [Evaluation of HAZ toughness]
Sample No. 4 of JIS Z 2201 was taken from the t (plate thickness) / 4 part of each steel plate in a direction perpendicular to the rolling direction, and heat input: one pass large heat input of 80 kJ / mm by electroslag welding. Welding was performed. And about 0.5 mm HAZ part from the bond (melting line), the Charpy impact test was performed at _-20 degreeC, and the absorbed energy (vE- ₂₀ ) was measured. At this time, the absorbed energy (vE _-20 ) was measured for five test pieces, and the average value (ave) and the minimum value (min) were obtained. Then, the average value of vE _-20 (ave) is evaluated as excellent in HAZ toughness of not less than 150 J, the minimum value of vE _-20 (min) was evaluated as stabilize more than 100J is improved .

［疲労亀裂進展速度試験］
各鋼板のｔ（板厚）／４部位から、厚さ：１２．５ｍｍのコンパクト型試験片（ＣＴ試験片）を採取した。このとき得られたＣＴ試験片の形状を図１に示す。またＨＡＺ部の試験片の採取については、各鋼板から鋼片（１３ｍｍ×６５ｍｍ×６５ｍｍ）を採取し、１４００℃×５０秒加熱後、入熱量：８０ｋＪ／ｍｍに相当する（８００〜５００℃までを７００秒で冷却）熱サイクル試験を行った後、上記したＣＴ試験片に加工した。これらのＣＴ試験片を用い、ＡＳＴＭＥ６４７に準拠し、疲労亀裂進展試験を実施することによって、疲労亀裂進展速度を求めた。このときの試験条件は、下記の通りである。 [Fatigue crack growth rate test]
A compact test piece (CT test piece) having a thickness of 12.5 mm was taken from t (plate thickness) / 4 portion of each steel plate. The shape of the CT test piece obtained at this time is shown in FIG. In addition, regarding the collection of test pieces in the HAZ part, steel pieces (13 mm × 65 mm × 65 mm) are collected from each steel plate, and after heating at 1400 ° C. × 50 seconds, the heat input corresponds to 80 kJ / mm (up to 800-500 ° C. Was cooled in 700 seconds) After the thermal cycle test was performed, it was processed into the CT specimen described above. Using these CT test pieces, fatigue crack growth rates were determined by carrying out fatigue crack growth tests in accordance with ASTM E647. The test conditions at this time are as follows.

試験方法：電気油圧サーボ式±１０トン疲労試験機を使用し、亀裂長さの測定はコンピュータ制御によるコンプライアンス法によって求めた。コンプライアンスとは、亀裂開口変位δと荷重Ｐの比（δ／Ｐ）の意味であり、このコンプライアンスから亀裂長さが自動的に測定される。
試験環境：室温、大気中
制御方法：荷重制御
制御波形：正弦波
応力比：Ｒ＝０．１
試験速度：６００〜１２００ｃｐｍ Test method: An electro-hydraulic servo type ± 10 ton fatigue tester was used, and the crack length was measured by a computer-controlled compliance method. Compliance means the ratio (δ / P) of crack opening displacement δ to load P, and the crack length is automatically measured from this compliance.
Test environment: Room temperature, in air Control method: Load control Control waveform: Sine wave Stress ratio: R = 0.1
Test speed: 600-1200 cpm

亀裂は溶接止端部から発生し、ＨＡＺ、母材と進展することを想定し、母材については、中ΔＫ領域であるΔＫ＝３０（ＭＰａ・√ｍ）の値、ＨＡＺ部については、小ΔＫ領域であるΔＫ＝１０（ＭＰａ・√ｍ）の値で評価した。尚、これらの試験のΔＫ領域は、下記（６）式によって規定されるパリス則が成り立つ安定成長領域であることが判明した。
ｄａ／ｄｎ＝Ｃ（ΔＫ）^m…（６）
但し、ａ：亀裂長さ，ｎ：繰り返し数，Ｃ，ｍ：材料、荷重等の件で決まる定数、ΔＫ：応力拡大係数範囲、を夫々示す。 Assuming that cracks occur from the weld toe and propagate with HAZ and the base metal, the base metal has a value of ΔK = 30 (MPa · √m), which is the middle ΔK region, and the HAZ part has a small value. Evaluation was made with a value of ΔK = 10 (MPa · √m), which is the ΔK region. Note that the ΔK region in these tests was found to be a stable growth region where the Paris law defined by the following equation (6) was established.
da / dn = C (ΔK) ^m (6)
Here, a: crack length, n: number of repetitions, C, m: constant determined by matters such as material and load, and ΔK: stress intensity factor range, respectively.

尚、疲労亀裂進展速度の評価基準については、母材は通常の鋼材が１５〜３０×１０^-5ｍｍ／ｃｙｃｌｅ（ΔＫ＝３０のとき）程度の進展速度であることから、１２．０×１０^-5ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以下を、ＨＡＺ部は通常の鋼材が０．４〜０．８×１０^-5ｍｍ／ｃｙｃｌｅ（ΔＫ＝１０のとき）程度の進展速度であることから、０．３５×１０^-5ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以下を、合格とした。 Regarding the evaluation criteria for the fatigue crack growth rate, the base material is a normal steel material having a growth rate of about 15 to 30 × 10 ⁻⁵ mm / cycle (when ΔK = 30). ^-5 mm / cycle or less, the HAZ portion has a normal steel material with a growth rate of about 0.4 to 0.8 × 10 ⁻⁵ mm / cycle (when ΔK = 10), so 0.35 × 10 6 ^-5 mm / cycle or less was considered acceptable.

これらの結果から、次のように考察できる（尚、下記Ｎｏ．は、表２、３の実験Ｎｏ．を示す）。Ｎｏ．１〜７は、本発明で規定する要件を満足する例（本発明例）であり、化学成分組成、ＢＰ値、ＤＩ₁またはＤＩ₂値、Ｘ値、およびＴｉ含有窒化物やＣｒ含有炭化物の微細分散が適切になされており、溶接熱影響部の靭性が良好で疲労亀裂進展抑制も良好な鋼板が得られていることが分かる。 From these results, it can be considered as follows (note that the following No. indicates the experiment No. in Tables 2 and 3). No. 1 to 7 are examples (examples of the present invention) that satisfy the requirements defined in the present invention, including chemical composition, BP value, DI ₁ or DI ₂ value, X value, and Ti-containing nitride and Cr-containing carbide. It can be seen that a finely dispersed steel sheet is obtained, and a steel sheet having good toughness in the heat affected zone and good fatigue crack growth suppression is obtained.

これに対して、Ｎｏ．８〜２５は、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例（比較例）であり、いずれかの特性が劣っている。詳細には、下記の通りである。 In contrast, no. 8 to 25 are examples (comparative examples) that do not meet any of the requirements defined in the present invention, and any of the characteristics is inferior. Details are as follows.

Ｎｏ．８，９は、Ｔｉ含有窒化物を微細分散させるための製造条件が適切な条件から外れており、Ｔｉ含有窒化物が粗大化しており、Ｔｉ含有窒化物の十分な個数密度および占有率が達成されておらず、ＨＡＺ靭性（ａｖｅ、ｍｉｎ）が劣化している。 No. In Nos. 8 and 9, the manufacturing conditions for finely dispersing the Ti-containing nitride are out of the appropriate conditions, the Ti-containing nitride is coarsened, and sufficient number density and occupation ratio of the Ti-containing nitride are achieved. The HAZ toughness (ave, min) is deteriorated.

Ｎｏ．１０は、鋼板中のＣ含有量およびＳｉ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、Ｃｒ含有炭化物の粗大化が生じており、母材の亀裂進展速度が速くなっている。 No. No. 10 is such that the C content and Si content in the steel sheet exceed the ranges specified in the present invention, the coarsening of the Cr-containing carbide occurs, and the crack growth rate of the base material is high.

Ｎｏ．１１は、鋼板中のＳｉ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、Ｔｉ含有窒化物の形態が不良になっており（微細なＴｉ含有窒化物が得られていない）、良好なＨＡＺ靭性が得られていない。またＨＡＺ部の亀裂進展速度も速くなっている。 No. No. 11 is that the Si content in the steel sheet exceeds the range specified in the present invention, and the form of the Ti-containing nitride is poor (a fine Ti-containing nitride is not obtained), which is good HAZ toughness is not obtained. In addition, the crack growth rate in the HAZ part is also increased.

Ｎｏ．１２は、鋼板中のＭｎ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、Ｔｉ含有窒化物やＣｒ含有炭化物の形態は良好であっても、ＨＡＺ靭性が劣化している。 No. No. 12 is the one in which the Mn content in the steel sheet exceeds the range specified in the present invention, and the HAZ toughness is deteriorated even if the form of the Ti-containing nitride or Cr-containing carbide is good.

Ｎｏ．１３は、鋼板中のＣｒ含有量が本発明で規定する範囲に満たないものであり（ＢＰ値も外れる）、Ｃｒ含有炭化物の微細分散が達成されておらず、ＨＡＺ靭性が劣化すると共に、母材とＨＡＺのいずれの亀裂進展抑制も劣化している。またＤＩ₁またはＤＩ₂値が規定する範囲に満たないため、母材強度が低下している。Ｎｏ．１４は、鋼板中のＣｒ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり（ＢＰ値も外れる）、ＨＡＺ靭性が劣化すると共に、母材とＨＡＺのいずれの亀裂進展抑制も劣化している。 No. No. 13 has a Cr content in the steel sheet that is less than the range specified in the present invention (BP value also deviates), and fine dispersion of the Cr-containing carbide is not achieved, and the HAZ toughness is deteriorated. The crack growth suppression of both the material and the HAZ is also deteriorated. Further, since the DI ₁ or DI ₂ value is less than the specified range, the base material strength is reduced. No. No. 14 is that the Cr content in the steel sheet exceeds the range specified in the present invention (BP value also deviates), and HAZ toughness deteriorates, and crack growth suppression of both the base material and HAZ also deteriorates. .

Ｎｏ．１５は、鋼板中にＣｕおよびＮｉのいずれも含まず、またＭｏ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり（ＢＰ値も外れる）、Ｔｉ含有窒化物の形態が不良になっており（微細なＴｉ含有窒化物が得られていない）、ＨＡＺ靭性が劣化すると共に、母材とＨＡＺのいずれの亀裂進展抑制も劣化している。またＤＩ₁またはＤＩ₂値が規定する範囲に満たないため、母材強度が低下している。 No. No. 15 contains neither Cu nor Ni in the steel sheet, and the Mo content exceeds the range defined in the present invention (BP value also deviates), and the form of the Ti-containing nitride is poor. (A fine Ti-containing nitride has not been obtained), HAZ toughness deteriorates, and crack growth suppression of both the base material and HAZ also deteriorates. Further, since the DI ₁ or DI ₂ value is less than the specified range, the base material strength is reduced.

Ｎｏ．１６は、鋼板中のＴｉ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、Ｔｉ含有窒化物の形態が不良になっており（微細なＴｉ含有窒化物が得られていない）、ＨＡＺ靭性が劣化している。 No. No. 16 is that the Ti content in the steel sheet exceeds the range specified in the present invention, the form of the Ti-containing nitride is poor (fine Ti-containing nitride is not obtained), and HAZ toughness Has deteriorated.

Ｎｏ．１７〜１９は、鋼板中のＢやＮの含有量が本発明で規定する範囲を外れるものであり、ＨＡＺ靭性が劣化している。またＮｏ．２０は、鋼板中のＡｌおよびＣｕの含有量が過剰になっており、且つＣｒ含有量が本発明でき規定する範囲に満たないものであり（ＢＰ値も外れる）、微細なＴｉ含有窒化物の十分な占有率およびＣｒ含有炭化物の十分な個数密度が達成されておらず、ＨＡＺ靭性および亀裂進展抑制のいずれも劣化している。 No. In Nos. 17 to 19, the content of B or N in the steel sheet is outside the range defined in the present invention, and the HAZ toughness is deteriorated. No. No. 20 is that the content of Al and Cu in the steel sheet is excessive, and the Cr content is less than the range defined by the present invention (the BP value also deviates). A sufficient occupation ratio and a sufficient number density of Cr-containing carbides are not achieved, and both HAZ toughness and crack growth suppression are deteriorated.

Ｎｏ．２１は、鋼板中のＮｉの含有量が過剰になっており、且つＣｒ含有量が本発明で規定する範囲に満たないものであり（ＢＰ値も外れる）、しかもＣｕが含有されていないものであり、微細なＣｒ含有炭化物の十分な個数密度が達成されておらず、ＨＡＺ靭性および亀裂進展抑制のいずれも劣化している。 No. No. 21 is that the Ni content in the steel sheet is excessive, and the Cr content is less than the range specified in the present invention (BP value also deviates), and Cu is not contained. In addition, a sufficient number density of fine Cr-containing carbides has not been achieved, and both HAZ toughness and crack growth suppression have deteriorated.

Ｎｏ．２２〜２５は、Ｃｒ含有炭化物を微細分散させるための製造条件が適切な条件から外れており、Ｃｒ含有炭化物が粗大化しており、Ｃｒ含有炭化物の十分な個数密度が達成されておらず、母材強度および亀裂進展抑制の少なくともいずれかが劣化している。 No. In Nos. 22 to 25, the manufacturing conditions for finely dispersing the Cr-containing carbides are not appropriate, the Cr-containing carbides are coarsened, and a sufficient number density of the Cr-containing carbides has not been achieved. At least one of material strength and crack growth suppression is deteriorated.

これらの結果に基づき、ＢＰ値とＨＡＺ靭性（ｖＥ_-20）の関係を図２に示すが、ＢＰ値を適切に調整することは、ＨＡＺ靭性を良好にする上で有効であることが分かる。また、０．０５〜０．３μｍのＣｒ含有炭化物の個数と、母材の疲労亀裂進展速度の関係を図３に示すが、Ｃｒ含有炭化物の微細分散を達成することは、母材の亀裂進展の抑制を実現する上で有用であることが分かる。 Based on these results, the relationship between the BP value and the HAZ toughness (vE ₋₂₀ ) is shown in FIG. 2, and it can be seen that appropriately adjusting the BP value is effective in improving the HAZ toughness. Further, FIG. 3 shows the relationship between the number of Cr-containing carbides of 0.05 to 0.3 μm and the fatigue crack growth rate of the base metal. To achieve fine dispersion of the Cr-containing carbides, the crack growth of the base metal is achieved. It turns out that it is useful in realizing suppression of the above.

疲労亀裂進展試験片の形状を示す説明図である。It is explanatory drawing which shows the shape of a fatigue crack growth test piece. ＢＰ値とＨＡＺ靭性（ｖＥ_-20）の関係を示すグラフである。It is a graph which shows the relationship between BP value and HAZ toughness (vE- ₂₀ ). ０．０５〜０．３μｍのＣｒ含有炭化物の個数と母材の疲労亀裂進展速度の関係を示すグラフである。It is a graph which shows the relationship between the number of 0.05-0.3 micrometer Cr containing carbide | carbonized_materials, and the fatigue crack growth rate of a base material.

Claims

C: 0.02 to 0.05% (meaning “mass%”; the same shall apply hereinafter)
Si: 0.20% or less (including 0%),
Mn: 0.5 to 2.0%
Al: 0.01 to 0.07%,
Cr: 0.6 to 1.5%
Ti: 0.010 to 0.040%,
B: 0.0005 to 0.0050%,
N: 0.0040 to 0.0080%,
Ca: 0.0010 to 0.0050 %
Other containing, respectively, and
Cu and / or Ni: 0.1 to 2.4%,
The balance consists of iron and inevitable impurities, and satisfies the following conditions (A) to (D) ,
A high-tensile steel sheet excellent in toughness of a heat-affected zone and fatigue crack growth suppression, wherein the X value defined by the following formula (4) is 20% by mass or more .
[Conditions for (A)]
The BP value defined by the following formula (1) is in the range of 90 to 190 (mass%).
BP value (mass%) = 414 [C] +78 [Si] +31 [Mn] +79 [Cr] -14 [Cu] −26 [Ni] +218 [Mo] (1)
However, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Cu], [Ni] and [Mo] are the contents (mass of C, Si, Mn, Cr, Cu, Ni and Mo, respectively). %).
[Conditions for (B)]
There are 5.0 × 10 ⁶ or more Ti-containing nitrides having an equivalent circle diameter of 0.05 μm or less per mm ² , and among these, the number of Ti-containing nitrides having an equivalent circle diameter of 0.01 to 0.03 μm is the total Ti content. It occupies 75% or more with respect to the number of contained nitrides.
[Conditions for (C)]
More than 5.0 × 10 ³ Cr-containing carbides having an equivalent circle diameter of 0.05 to 0.3 μm per 1 mm ² are present.
[Conditions for (D)]
The DI ₁ value or DI ₂ value defined by the following formula (2) or (3) is 50 or more.
[When Mn> 1.2%]
_{DI 1 = 1.16 × ([C} ] / 10) 1/2 × (0.7 [Si] +1) × {5.1 ([Mn] -1.2) +5.0} × (0.35 [Cu] +1) × (0.36 [Ni] +1) × (2.16 [Cr] +1) × (3 [Mo] +1) × (1.75 [V] +1) × (200 [B] +1 × 25.4 (2)
[When Mn ≦ 1.2%]
_{DI 2 = 1.16 × ([C} ] / 10) 1/2 × (0.7 [Si] +1) × (3.33 [Mn] +1) × (0.35 [Cu] +1) × (0 .36 [Ni] +1) × (2.16 [Cr] +1) × (3 [Mo] +1) × (1.75 [V] +1) × (200 [B] +1) × 25.4. (3)
However, [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V] and [B] are respectively C, Si, Mn, Cu, Ni, Content (mass%) of Cr, Mo, V, and B is shown.
X value (mass%) = 500 [C] +32 [Si] +8 [Mn] -9 [Nb] +14 [Cu] +17 [Ni] -5 [Cr] -25 [Mo] (4)
However, [C], [Si], [Mn], [Nb], [Cu], [Ni], [Cr] and [Mo] are C, Si, Mn, Nb, Cu, Ni, Cr and Mo content (mass%) is shown.

Furthermore, Mo: 0.4% or less (0% is not included) The high-tensile steel plate according to claim 1.

The high-tensile steel sheet according to claim 1 or 2, wherein the Nb content is suppressed to 0.005% or less (not including 0%).

The high-tensile steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein the yield stress is 480 MPa or more and the tensile strength is 590 MPa or more.

The high-tensile steel plate according to any one of claims 1 to 4, which is applied to welding with a plate thickness of 50 mm or more and a heat input of 30 to 100 kJ / mm.

In producing the high-tensile steel sheet according to any one of claims 1 to 5, the rolling is finished at a temperature equal to or higher than the Ar ₃ transformation point, and a cooling rate of 5 ° C / second or more from the above temperature exceeds 350 ° C to 500 ° C. A method for producing a high-strength steel sheet excellent in toughness of weld heat-affected zone and fatigue crack growth suppression, characterized by cooling to a temperature range of ° C.