JP5704706B2

JP5704706B2 - High-strength thick steel plate with excellent HAZ toughness

Info

Publication number: JP5704706B2
Application number: JP2011058403A
Authority: JP
Inventors: 秀徳名古; 夕起長谷川; 朗伊庭野; 弘樹今村; 徹雄山口
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2011-03-16
Filing date: 2011-03-16
Publication date: 2015-04-22
Anticipated expiration: 2031-03-16
Also published as: KR20120106613A; CN102676950B; KR101314044B1; CN102676950A; JP2012193411A

Description

本発明は、建築構造物や橋梁などの大型構造物に好適に用いられ、引張強度が５７０ＭＰａ以上の高強度厚鋼板（以下、「５７０ＭＰａ級厚鋼板」と称する場合がある。）に関するものであり、殊に溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性に優れた高強度厚鋼板に関するものである。 The present invention relates to a high-strength thick steel plate (hereinafter sometimes referred to as “570 MPa class thick steel plate”) having a tensile strength of 570 MPa or more, which is suitably used for large structures such as building structures and bridges. In particular, the present invention relates to a high-strength thick steel plate excellent in the toughness of the heat affected zone (HAZ).

建築、造船、橋梁等の分野で使用される厚鋼板は、溶接により部材を接合するため、溶接熱影響部（ＨＡＺ：ＨｅａｔＡｆｆｅｃｔＺｏｎｅ）の靭性を確保することが必須である。近年、溶接構造物の大型化により、引張強度：５７０ＭＰａクラスの高強度厚鋼板の適用が広がっているが、強度改善を目的とした合金元素添加は、一般にＨＡＺ靭性に却って悪影響を及ぼすとされるため、ＨＡＺ靭性と鋼板強度（母材強度）を高い水準で両立させる技術が必要である。特に、少量の添加で強度を大きく改善できるＮｂ、Ｖ等のいわゆるマイクロアロイ元素は、費用対効果の点で優れており、これらマイクロアロイ元素を最大限に活用する方策が望まれている。 Since thick steel plates used in the fields of construction, shipbuilding, bridges, etc. join members by welding, it is essential to ensure the toughness of the heat affected zone (HAZ). In recent years, due to the increase in size of welded structures, the application of high strength thick steel plates with a tensile strength of 570 MPa has been expanded. However, the addition of alloy elements for the purpose of improving strength is generally considered to have an adverse effect on HAZ toughness. For this reason, a technique for achieving both HAZ toughness and steel plate strength (base material strength) at a high level is required. In particular, so-called microalloy elements such as Nb and V, which can greatly improve the strength with a small amount of addition, are excellent in terms of cost-effectiveness, and there is a demand for measures that make maximum use of these microalloy elements.

５７０ＭＰａ級厚鋼板において、高い強度とともにＨＡＺ靭性を確保する技術としては、これまでにも様々提案されている。例えば、特許文献１〜３には、Ｃ含有量を極低レベルに保った上で、炭素当量Ｃｅｑ等の成分パラメータを制御することによって、微細ベイナイト組織を確保し、強度およびＨＡＺ靭性を両立させる技術が提案されている。 In the 570 MPa class thick steel plate, various techniques have been proposed so far for ensuring high strength and HAZ toughness. For example, in Patent Documents 1 to 3, while maintaining the C content at an extremely low level, by controlling component parameters such as the carbon equivalent Ceq, a fine bainite structure is secured, and both strength and HAZ toughness are achieved. Technology has been proposed.

これらの技術では、引張強度は高くなっているものの、強度の指標の一つである０．２％耐力については十分と言えない。また上記技術のうち、特許文献１、３については、高価なＭｏを添加成分として含有しており、コストの面からの不利がある。また、特許文献２の技術では、Ｍｏを必須成分とはしていないものの、高い０．２％耐力を示した実施例は高価なＣｕを多量に含有しているか、或はＨＡＺ靭性のレベルが低いものとなっている。即ち、強度（特に、０．２％耐力）とＨＡＺ靭性を必ずしも両立させているとは言えないものである。 Although these techniques have high tensile strength, it cannot be said that 0.2% proof stress, which is one of strength indicators, is sufficient. Of the above technologies, Patent Documents 1 and 3 contain expensive Mo as an additive component, which is disadvantageous in terms of cost. Further, in the technique of Patent Document 2, although Mo is not an essential component, Examples showing high 0.2% proof stress contain a large amount of expensive Cu or have a high level of HAZ toughness. It is low. That is, it cannot be said that the strength (particularly 0.2% proof stress) and the HAZ toughness are compatible.

一方、特許文献４には、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種以上と、Ｏ、Ｓの一方もしくは両方を含む粒子（介在物）を分散させることで、ＨＡＺ靭性を確保する技術が提案されている。しかしながら、この技術では酸化物や硫化物の粒子を所定の形態で得るために、上記元素の添加法に特別の配慮が必要となり、製造コストの上昇を招くという問題がある。 On the other hand, Patent Document 4 proposes a technique for ensuring HAZ toughness by dispersing particles (inclusions) containing one or more of Mg, Ca, and REM and one or both of O and S. Has been. However, in this technique, in order to obtain oxide or sulfide particles in a predetermined form, there is a problem that special consideration is required for the method of adding the above elements, resulting in an increase in manufacturing cost.

特許文献５は、Ｃ含有量を０．０４％未満に制御した上で、製造条件を適切に制御することで高強度を確保するものである。しかしながら、ＨＡＺ靭性で想定している入熱レベルが１０ｋＪ／ｍｍと高くないものである。また、高価なＭｏを必須成分として含有していることから、コストの点で問題がある。 Patent document 5 secures high intensity | strength by controlling manufacturing conditions appropriately, after controlling C content to less than 0.04%. However, the heat input level assumed for HAZ toughness is not as high as 10 kJ / mm. Moreover, since expensive Mo is contained as an essential component, there is a problem in terms of cost.

特許文献６には、圧延後の冷却時に再加熱を行うことで微細析出物を析出させ、強度改善を行う技術が提案されている。しかしながら、この技術では冷却時の途中停止や再加熱という煩雑な工程が必要となる。また、ＨＡＺ靭性の改善については言及されていない。 Patent Document 6 proposes a technique for improving strength by precipitating fine precipitates by reheating during cooling after rolling. However, this technique requires a complicated process of stopping halfway during cooling or reheating. Further, there is no mention of improvement of HAZ toughness.

特許文献７では、Ｔｉ窒化物を適切に分散させることで、高いＨＡＺ靭性を実現するものである。しかしながら、良好な母材靭性を確保するために、母材強度は引張強度にして概ね５５０ＭＰａ以下と低いレベルしか確保できていないことが予想される。 In Patent Document 7, high HAZ toughness is realized by appropriately dispersing Ti nitride. However, in order to ensure good base material toughness, it is expected that the base material strength can be secured only at a low level of about 550 MPa or less in terms of tensile strength.

特許文献８には、焼戻し条件を限定することで、引張強度が６０ｋｇｆ／ｍｍ²級（５９０ＭＰａ級）で脆性亀裂伝播停止特性、低温靭性を兼備することが開示されている。しかしながら、ＨＡＺ靭性の改善については考慮されていない。 Patent Document 8 discloses that by limiting the tempering conditions, the tensile strength is 60 kgf / mm ² class (590 MPa class), and both brittle crack propagation stopping characteristics and low temperature toughness are provided. However, improvement of HAZ toughness is not considered.

特許文献９では、島状マルテンサイトの形態を制御することで、降伏強度が６５０ＭＰａで大入熱ＨＡＺ靭性を確保することが提案されている。しかしながら、所定の島状マルテンサイトの形態を得るために、冷却途中での再加熱を行っており、製造コストの増大を招くという問題がある。 Patent Document 9 proposes to secure a high heat input HAZ toughness with a yield strength of 650 MPa by controlling the form of island martensite. However, in order to obtain a predetermined island-like martensite form, reheating is performed in the middle of cooling, resulting in an increase in manufacturing cost.

特開２００４−３００５６７号公報JP 2004-300567 A 特開２００２−４７５３２号公報JP 2002-47532 A 特開２００３−１６０８３３号公報JP 2003-160833 A 特開２００３−４９２３７号公報JP 2003-49237 A 特開２００８−２６１０１２号公報JP 2008-261012 A 特開２００５−１３３１６３号公報JP 2005-133163 A 特開２０１０−９５７８１号公報JP 2010-95781 A 特開平７−２５８７８８号公報JP 7-258788 A 特開２００８−３０８７３６号公報JP 2008-308336 A

本発明は、引張強度が５７０ＭＰａ以上の高強度を確保しつつ、優れたＨＡＺ靭性を実現できる高強度厚鋼板を提供することを目的とする。 An object of this invention is to provide the high strength thick steel plate which can implement | achieve the outstanding HAZ toughness, ensuring the high intensity | strength whose tensile strength is 570 Mpa or more.

上記課題を解決した本発明の高張力鋼板は、Ｃ：０．０１〜０．１０％（質量％の意味。以下、化学成分組成について同じ。）、Ｓｉ：０．５０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０３０％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００５〜０．０７０％、Ｎｂ：０．００３〜０．０３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．００２０〜０．０１０％、Ｂ：０．０００６〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００８％、を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、下記式（１）で求められるＫＶが０．０６０以下であるとともに、鋼組織の９０面積％以上がベイナイトであり、且つ、距離１．７ｎｍ以内に他のＮｂ原子またはＣ原子を有するＮｂ原子またはＣ原子が、当該他のＮｂ原子またはＣ原子と共に形成する合計５原子以上の集合体を、三次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により測定したときに、前記集合体が１．０×１０²²個／ｍ³以上の個数密度で存在することを特徴とする。
ＫＶ＝［Ｖ］＋［Ｎｂ］・・・（１）
（但し、［Ｖ］および［Ｎｂ］は、夫々ＶおよびＮｂの含有量（質量％）を表す。） The high-tensile steel sheet of the present invention that has solved the above problems is: C: 0.01 to 0.10% (meaning mass%, hereinafter the same for chemical composition), Si: 0.50% or less (0% Not included), Mn: 1.0 to 2.0%, P: 0.030% or less (not including 0%), S: 0.015% or less (not including 0%), Al: 0.005 -0.070%, Nb: 0.003-0.030%, Ti: 0.005-0.05%, N: 0.0020-0.010%, B: 0.0006-0.0050%, Ca: 0.0005 to 0.008%, respectively, the balance being iron and inevitable impurities, KV calculated by the following formula (1) is 0.060 or less, and 90% by area or more of the steel structure Nb having bainite and having other Nb atoms or C atoms within a distance of 1.7 nm Child or C atom, the other Nb atoms or a total of 5 or more atoms of the aggregate to form together with the C atom, as measured by the three-dimensional atom probe field ion microscope, the aggregates 1.0 × 10 ²² pieces / M ³ or more in number density.
KV = [V] + [Nb] (1)
(However, [V] and [Nb] represent the contents (mass%) of V and Nb, respectively.)

本発明の高張力鋼板は、必要に応じて、更に（ａ）Ｎｉ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：１．８０％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）およびＭｏ：１．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、（ｂ）Ｖ：０．０４０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｚｒ：０．０２０％以下（０％を含まない）および／またはＲＥＭ：０．０２０％以下（０％を含まない）、等を含有することも有用であり、含有される成分の種類に応じて厚鋼材の特性が更に改善される。 The high-tensile steel sheet according to the present invention may further include (a) Ni: 2.0% or less (not including 0%), Cu: 1.80% or less (not including 0%), Cr: 2 as necessary. 1 or more selected from the group consisting of 0.0% or less (excluding 0%) and Mo: 1.5% or less (not including 0%), (b) V: 0.040% or less (0% (C) Zr: 0.020% or less (not including 0%) and / or REM: 0.020% or less (not including 0%), etc. The properties of the thick steel material are further improved depending on the types of components contained.

本発明によれば、化学成分と共に組織を適切に制御し、三次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により測定された所定の原子の集合体における平均密度を規定することで、ＨＡＺ靭性に優れた高強度厚鋼板が実現でき、こうした厚鋼板は、建築構造物や橋梁などの大型構造物の素材として極めて有用である。 According to the present invention, a high strength thickness excellent in HAZ toughness is obtained by appropriately controlling the structure together with chemical components and defining an average density in a predetermined atomic aggregate measured by a three-dimensional atom probe field ion microscope. Steel plates can be realized, and such thick steel plates are extremely useful as materials for large structures such as building structures and bridges.

Ｎｂクラスターの個数密度を測定する手順を示す第１の概念図である。It is a 1st conceptual diagram which shows the procedure which measures the number density of a Nb cluster. Ｎｂクラスターの個数密度を測定する手順を示す第２の概念図である。It is a 2nd conceptual diagram which shows the procedure which measures the number density of a Nb cluster. Ｎｂクラスターの個数密度を測定する手順を示す第３の概念図である。It is a 3rd conceptual diagram which shows the procedure which measures the number density of a Nb cluster. Ｎｂクラスターの個数密度を測定する手順を示す第４の概念図である。It is a 4th conceptual diagram which shows the procedure which measures the number density of a Nb cluster.

本発明者らは、マイクロアロイ元素であるＮｂ添加による強度向上作用、およびＨＡＺ靭性への悪影響をメカニズムの観点から調査した。その結果、マイクロアロイ元素は、ＨＡＺにおいては、大部分が固溶状態で存在し、ＨＡＺで生成するベイナイト組織を粗大化させることで靭性を低下させるのに対し、母材においては、固溶状態で存在し焼入れ性を向上させることでフェライト生成を抑制する作用と、Ｃ原子とともに極めて微細な原子の集合体を形成することで、転位移動に対し障害となる作用の両方が働くことで、強度向上をもたらすことが明らかとなった。 The present inventors investigated the effect of improving the strength by adding Nb, which is a microalloy element, and the adverse effect on the HAZ toughness from the viewpoint of the mechanism. As a result, most of the microalloy elements exist in the HAZ in a solid solution state, and the toughness is reduced by coarsening the bainite structure generated in the HAZ, whereas in the base material, the microalloy element is in a solid solution state. It is possible to suppress the formation of ferrite by improving hardenability and to form an extremely fine aggregate of atoms together with C atoms, thereby acting both as an obstacle to dislocation movement. It became clear that it brought an improvement.

本発明者らは、上記の知見に基づき、マイクロアロイ元素の総量を規制することで、ＨＡＺ靭性を確保するとともに、母材強度確保に有効な微細クラスターの形態を三次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡で検討することで、ＨＡＺ靭性と母材強度を両立させ得ることを見出し、本発明を完成した。 Based on the above findings, the inventors of the present invention regulate HAZ toughness by regulating the total amount of microalloy elements, and use a three-dimensional atom probe field ion microscope to form fine clusters that are effective in securing the base material strength. By studying it, it was found that both HAZ toughness and base material strength can be achieved, and the present invention was completed.

上記三次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡（３ＤＡｔｏｍＰｒｏｂｅＦｉｅｌｄＩｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、以下単に「３ＤＡＰ」と略称することがある）は、電界イオン顕微鏡（ＦＩＭ）に飛行時間型質量分析器を取り付けたものである。このような構成によって、電界イオン顕微鏡で金属表面の個々の原子を観察し、飛行時間質量分析によって、これらの原子を同定することができる局所分析装置である。また、３ＤＡＰは、試料から放出される原子の種類と位置とを同時に分析可能であるため、原子の集合体の構造解析上、非常に有効な手段となる。このため、磁気記録膜や電子デバイス若しくは鋼材の組織分析等に適用されている。例えば、特開２００８−２４０１５１号公報には、Ｎｂおよび／またはＴｉの炭窒化物の形態を３ＤＡＰで調査した事例が報告されている。 The three-dimensional atom probe field ion microscope (3D Atom Probe Field Ion Microscope, which may be simply abbreviated as “3DAP” hereinafter) is a field ion microscope (FIM) equipped with a time-of-flight mass spectrometer. With such a configuration, the local analyzer is capable of observing individual atoms on a metal surface with a field ion microscope and identifying these atoms by time-of-flight mass spectrometry. In addition, 3DAP is a very effective means for structural analysis of atomic aggregates because it can simultaneously analyze the type and position of atoms emitted from a sample. For this reason, it is applied to the structure analysis of magnetic recording films, electronic devices, or steel materials. For example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 2008-240151 reports a case where the form of Nb and / or Ti carbonitride is investigated by 3DAP.

３ＤＡＰでは、電界蒸発と呼ばれる高電界下における試料原子そのもののイオン化現象を利用するものである。試料原子が電界蒸発するために必要な高電圧を試料に印加すると、試料表面から原子がイオン化され、これがプローブホールを通り抜けて検出器に到達する。この検出器は、位置敏感型検出器であり、個々のイオンの検出器に至るまでの飛行時間を測定することによって、個々のイオンの質量分析（原子種である元素の同定）と共に、その検出された位置（原子構造位置）を同時に決定できるようにしたものである。従って、３ＤＡＰは、試料先端の原子の位置および原子種を同時に測定できるため、試料先端の原子構造を、三次元的に再構成、観察できる特徴を有している。また、電界蒸発は、試料の先端面から順次起っているため、試料先端からの原子の深さ方向分布を原子レベルの分解能で調べることができる。 In 3DAP, an ionization phenomenon of sample atoms under a high electric field called field evaporation is used. When a high voltage necessary for the field evaporation of the sample atoms is applied to the sample, the atoms are ionized from the sample surface, which passes through the probe hole and reaches the detector. This detector is a position sensitive detector, and by detecting the time of flight to the detector of each individual ion, mass detection of each individual ion (identification of the element which is an atomic species) and its detection The determined position (atomic structure position) can be determined simultaneously. Therefore, since 3DAP can simultaneously measure the position and atomic species of the atom at the tip of the sample, it has a feature that the atomic structure at the tip of the sample can be reconstructed and observed three-dimensionally. Further, since field evaporation occurs sequentially from the front end surface of the sample, the distribution of atoms in the depth direction from the front end of the sample can be examined with atomic level resolution.

本発明では、上記のような３ＤＡＰを利用し、この３ＤＡＰにより測定される原子の集合体として、距離１．７ｎｍ以内に他のＮｂ原子またはＣ原子を有するＮｂ原子またはＣ原子が、当該他のＮｂ原子またはＣ原子と共に形成する合計５原子以上の集合体（以下、このような集合体を、「Ｎｂクラスター」と呼ぶことがある）の個数が、１．０×１０²²個／ｍ³以上の個数密度で存在させれば、転位移動の障害となることで強度向上に寄与できることが判明したのである。上記Ｎｂクラスターの平均密度は、好ましくは３．０×１０²²個／ｍ³以上であり、より好ましくは５．０×１０²²個／ｍ³以上である。Ｎｂクラスターの平均密度が、１．０×１０²²個／ｍ³未満となると、強度（引張強度および／または０．２％耐力）のレベルが低下する。尚、クラスターの平均密度を上記のように確保するためには、溶製および圧延工程において、固溶状態で存在するＮｂを確保すると共に、焼戻し条件を適切に制御すれば良い（後述する）。 In the present invention, using the 3DAP as described above, an Nb atom or C atom having another Nb atom or C atom within a distance of 1.7 nm is used as the aggregate of atoms measured by the 3DAP. The number of aggregates of 5 atoms or more formed together with Nb atoms or C atoms (hereinafter, such aggregates may be referred to as “Nb clusters”) is 1.0 × 10 ²² / m ³ or more It has been found that if it is present at a number density, it can contribute to the improvement of strength by hindering dislocation movement. The average density of the Nb cluster is preferably 3.0 × 10 ²² pieces / m ³ or more, more preferably 5.0 × 10 ²² pieces / m ³ or more. When the average density of Nb clusters is less than 1.0 × 10 ²² pieces / m ³ , the level of strength (tensile strength and / or 0.2% yield strength) decreases. In order to ensure the average cluster density as described above, Nb existing in a solid solution state should be ensured and the tempering conditions may be appropriately controlled in the melting and rolling processes (described later).

次に、本発明の高強度厚鋼板の組織について以下に説明する。本発明の高強度厚鋼板の組織は、９０面積％以上がベイナイトである。ベイナイト分率を９０面積％以上とすることによって、母材の引張強度を確保することが可能となる。ベイナイト分率は好ましくは９５面積％以上であり、より好ましくは９７面積％以上であり、特に１００面積％であることが好ましい。ベイナイト組織以外の組織として、一部にマルテンサイトとオーステナイトよりなる混合組織（ＭＡ組織）、フェライト、擬ポリゴナルフェライト等を含んでいても良い。 Next, the structure of the high-strength thick steel plate of the present invention will be described below. 90% by area or more of the structure of the high-strength thick steel plate of the present invention is bainite. By setting the bainite fraction to 90 area% or more, the tensile strength of the base material can be ensured. The bainite fraction is preferably 95 area% or more, more preferably 97 area% or more, and particularly preferably 100 area%. As a structure other than the bainite structure, a mixed structure (MA structure) composed of martensite and austenite, ferrite, pseudopolygonal ferrite, or the like may be partially included.

上記のような本発明の高強度厚鋼板を得るためには、化学成分組成を適切に調整した鋼（後述する）を、溶製時において、ＭｎやＳｉ等を用いた脱酸により、溶存酸素量を０．０１％以下とした後、Ａｌ、ＴｉをＡｌ→Ｔｉの順に添加し、更に鋳造時の１５００〜１４５０℃の冷却時間を６０秒以上とする必要がある。 In order to obtain the high-strength thick steel plate of the present invention as described above, the dissolved oxygen is obtained by deoxidizing steel (described later) whose chemical composition is appropriately adjusted by deoxidation using Mn, Si or the like at the time of melting. After making the amount 0.01% or less, Al and Ti are added in the order of Al → Ti, and the cooling time at 1500 to 1450 ° C. during casting needs to be 60 seconds or more.

溶製工程から圧延工程において、固溶状態で存在するＮｂを確保するためには、これらの工程で生成する比較的大きいサイズのＮｂ炭窒化物（炭化物、窒化物および炭窒化物）を低減する必要がある。Ｎｂ炭窒化物の生成抑制に対しては、鋳造後に生成するＴｉ炭窒化物によりＣやＮを固定する方策が有効である。Ａｌ添加前の溶存酸素量が０．０１％を超えると、Ｔｉ酸化物が生成するようになり、十分なＴｉ炭窒化物が確保できなくなる。また、Ａｌに先立ちＴｉを添加すると、同様にＴｉ酸化物が生成し、Ｔｉ炭窒化物が確保できない。鋳造時の冷却時間（１５００〜１４５０℃での冷却時間）が６０秒を下回ると、冷却過程で生成するＴｉ炭窒化物が減少する。尚、鋳造時の冷却時間（１５００〜１４５０℃での冷却時間）が長くなると、鋳造過程で粗大な二次介在物が生成し、靭性に対し悪影響をおよぼすようになるため、鋳造時の冷却時間は３００秒以下とすることが好ましい。 In order to secure Nb existing in a solid solution state from the melting process to the rolling process, the relatively large size Nb carbonitride (carbide, nitride and carbonitride) generated in these processes is reduced. There is a need. In order to suppress the production of Nb carbonitride, it is effective to fix C and N with Ti carbonitride produced after casting. When the amount of dissolved oxygen before the addition of Al exceeds 0.01%, Ti oxide is generated, and sufficient Ti carbonitride cannot be secured. Further, when Ti is added prior to Al, Ti oxide is similarly generated, and Ti carbonitride cannot be secured. When the cooling time at the time of casting (cooling time at 1500 to 1450 ° C.) is less than 60 seconds, Ti carbonitride generated in the cooling process decreases. In addition, if the cooling time during casting (cooling time at 1500 to 1450 ° C.) becomes long, coarse secondary inclusions are generated in the casting process, which adversely affects toughness. Is preferably 300 seconds or less.

次いで、圧延に先立つ加熱温度を１２００℃以下とし、加熱時間を２時間以上に制御し、仕上げ圧延温度（ＦＲＴ）を７１０℃以上とする共に、圧延後の冷却を冷却速度：０．５℃／秒以上で行う必要がある。 Next, the heating temperature prior to rolling is set to 1200 ° C. or less, the heating time is controlled to 2 hours or more, the finish rolling temperature (FRT) is set to 710 ° C. or more, and cooling after rolling is performed at a cooling rate of 0.5 ° C. / It must be done in seconds or more.

また、Ｔｉ炭窒化物は加熱段階でも生成するため、加熱条件を適切に設定することで、Ｔｉ炭窒化物として固定されるＣやＮが増加し、固溶Ｎｂが確保されやすくなる。加熱温度が１２００℃を上回ると、加熱段階で生成するＴｉ炭窒化物量が減少する。また、加熱時間が２時間を下回ると、Ｔｉ炭窒化物が生成する時間が不足することになる。 Further, since Ti carbonitride is generated even in the heating stage, by appropriately setting the heating conditions, C and N fixed as Ti carbonitride increase, and solid solution Nb is easily secured. When the heating temperature exceeds 1200 ° C., the amount of Ti carbonitride generated in the heating stage decreases. Moreover, when heating time is less than 2 hours, the time which Ti carbonitride produces | generates will run short.

固溶Ｎｂが確保された上で、本発明で規定するベイナイトの形態、およびＮｂクラスターの形態を実現するためには、仕上げ圧延温度（ＦＲＴ）、およびその後の冷却条件を適切に制御する必要がある。ＦＲＴが７１０℃を下回ると、フェライト生成が促進され、ベイナイト量が不足する。圧延後の冷却速度が０．５℃／秒を下回ると、同様にフェライト生成が促進される他、冷却中にＮｂ炭化物が生成し、Ｎｂクラスターの生成に寄与する固溶Ｎｂ量が減少して、所定のＮｂクラスターの形態が得られなくなる。尚、圧延後の冷却速度の上限は特に限定されないが、冷却速度が大きくなり過ぎると、鋼板の反りが増加し、著しく製造が困難となるため、５０℃／秒以下に制御することが望ましい。 In order to realize the form of bainite and the form of Nb cluster defined in the present invention after securing solid solution Nb, it is necessary to appropriately control the finish rolling temperature (FRT) and the subsequent cooling conditions. is there. When FRT is less than 710 ° C., ferrite formation is promoted and the amount of bainite is insufficient. When the cooling rate after rolling is less than 0.5 ° C./second, ferrite formation is similarly promoted, Nb carbide is generated during cooling, and the amount of solute Nb contributing to Nb cluster formation decreases. The predetermined Nb cluster form cannot be obtained. The upper limit of the cooling rate after rolling is not particularly limited. However, if the cooling rate becomes too high, warpage of the steel sheet increases and production becomes extremely difficult. Therefore, it is desirable to control to 50 ° C./second or less.

圧延まま材を、ｔ／２位置（ｔ：板厚）での昇温速度：０．０２〜１．２℃／秒で昇温し、４５０〜６７０℃で１０〜２０分の焼戻し処理を施すのが良い。固溶Ｎｂを確保した上で、Ｎｂクラスターの形態を実現するためには、焼戻し条件を適切に制御する必要がある。Ｎｂクラスターは、焼戻しの昇温過程で核生成し、焼戻し温度での保持中に成長する。昇温速度が所定の値を上回ると、核生成する時間が不足し、Ｎｂクラスターの個数密度（平均密度）が確保できなくなる。また、（ａ）昇温速度が所定の値を下回る、（ｂ）焼戻し温度が６７０℃を超える、（ｃ）焼戻し時間が２０分を超えると、Ｎｂクラスターの成長が過剰に進行し、Ｎｂクラスターの密度が確保できなくなる。焼戻し温度が４５０℃を下回ったり、焼戻し時間が１０分を下回ると、Ｎｂクラスターの成長が十分進行せず、やはりクラスターの密度が確保できなくなる。尚、好ましい昇温速度は０．０５℃／秒以上、０．５℃／秒以下である。 The as-rolled material is heated at a t / 2 position (t: plate thickness): 0.02-1.2 ° C./second, and tempered at 450-670 ° C. for 10-20 minutes. Is good. In order to realize the form of the Nb cluster while securing the solid solution Nb, it is necessary to appropriately control the tempering conditions. Nb clusters nucleate during the temperature raising process of tempering and grow during holding at the tempering temperature. If the rate of temperature rise exceeds a predetermined value, the time for nucleation is insufficient, and the number density (average density) of Nb clusters cannot be secured. Further, when (a) the temperature rising rate is lower than a predetermined value, (b) the tempering temperature exceeds 670 ° C., (c) the tempering time exceeds 20 minutes, the Nb cluster grows excessively, and the Nb cluster The density of can not be secured. If the tempering temperature is lower than 450 ° C. or the tempering time is less than 10 minutes, the growth of Nb clusters does not proceed sufficiently, and the cluster density cannot be secured. In addition, a preferable temperature increase rate is 0.05 degreeC / second or more and 0.5 degreeC / second or less.

次に、本発明の高強度厚鋼板の化学成分組成について説明する。本発明では、その化学成分組成（Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｎ，ＢおよびＣａ）を適切に調整することも重要な要件である。これらの成分による作用および範囲設定理由は下記の通りである。 Next, the chemical component composition of the high-strength thick steel plate of the present invention will be described. In the present invention, it is also an important requirement to appropriately adjust the chemical composition (C, Si, Mn, P, S, Al, Nb, Ti, N, B, and Ca). The effects of these components and the reasons for setting the range are as follows.

［Ｃ：０．０１〜０．１０％］
Ｃは、母材強度を確保する上で重要な元素である。こうした効果を発揮させるためには
Ｃ含有量は０．０１％以上とする必要がある。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になって０．１０％を超えると、ＨＡＺにおける硬質ＭＡ組織の生成を促進し、靭性に悪影響を及ぼすことになる。Ｃ含有量は好ましい下限は０．０３％以上であり、好ましい上限は０．０８％以下（より好ましくは０．０５％以下）である。 [C: 0.01 to 0.10%]
C is an important element in securing the strength of the base material. In order to exert such effects, the C content needs to be 0.01% or more. However, if the C content is excessive and exceeds 0.10%, the formation of a hard MA structure in the HAZ is promoted and the toughness is adversely affected. The preferable lower limit of the C content is 0.03% or more, and the preferable upper limit is 0.08% or less (more preferably 0.05% or less).

［Ｓｉ：０．５０％以下（０％を含まない）］
Ｓｉは、脱酸剤として有用な元素である。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になって０．５０％を超えると、ＨＡＺにおける硬質ＭＡ組織の生成を促進し、靭性に悪影響を及ぼすことになる。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．３５％以下（より好ましくは０．２０％以下）である。 [Si: 0.50% or less (excluding 0%)]
Si is an element useful as a deoxidizer. However, when the Si content is excessive and exceeds 0.50%, the formation of a hard MA structure in the HAZ is promoted and the toughness is adversely affected. The upper limit with preferable Si content is 0.35% or less (more preferably 0.20% or less).

［Ｍｎ：１．０〜２．０％］
Ｍｎは、焼入れ性を改善しフェライト生成を抑制し、強度を確保する上で必要な元素である。Ｍｎ含有量が１．０％未満であると、強度が不足することになる。一方、Ｍｎ含有量が２．０％を超えて過剰になると、ＨＡＺの強度上昇による靭性低下を招くことになる。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．１％以上（より好ましくは１．２％以上）であり、好ましい上限は１．８％以下（より好ましくは１．６％以下）である。 [Mn: 1.0 to 2.0%]
Mn is an element necessary for improving hardenability, suppressing ferrite formation, and ensuring strength. If the Mn content is less than 1.0%, the strength is insufficient. On the other hand, when the Mn content exceeds 2.0% and becomes excessive, the toughness is reduced due to the increase in the strength of the HAZ. The preferable lower limit of the Mn content is 1.1% or more (more preferably 1.2% or more), and the preferable upper limit is 1.8% or less (more preferably 1.6% or less).

［Ｐ：０．０３０％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）］
ＰおよびＳは、粒界破壊の原因となる不純物元素であり、これらの元素が過剰になるとＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｐ含有量は０．０３０％以下、Ｓ含有量は０．０１５％以下に抑制する必要がある。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２％以下（より好ましくは０．０１％以下）であり、Ｓ含有量は、好ましくは０．０１％以下（より好ましくは０．００８％以下）である。 [P: 0.030% or less (not including 0%), S: 0.015% or less (not including 0%)]
P and S are impurity elements that cause grain boundary fracture. When these elements are excessive, the HAZ toughness deteriorates, so the P content is 0.030% or less, and the S content is 0.015% or less. It is necessary to suppress it. The P content is preferably 0.02% or less (more preferably 0.01% or less), and the S content is preferably 0.01% or less (more preferably 0.008% or less).

［Ａｌ：０．００５〜０．０７０％］
Ａｌは脱酸元素として有用な元素である。Ａｌ含有量が、０．００５％未満となると、Ｔｉ酸化物が生成するようになり、Ｔｉ炭窒化物の減少による固溶ＮｂおよびＮｂクラスターが不足する原因となって、強度が確保できなくなる。またＡｌ含有量が０．０７０％を超えて過剰になると、母材靭性が低下する。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００８％以上（より好ましくは０．０１％以上）であり、好ましい上限は０．０５％以下（より好ましくは０．０４％以下）である。 [Al: 0.005 to 0.070%]
Al is an element useful as a deoxidizing element. When the Al content is less than 0.005%, Ti oxides are generated, which causes a shortage of solid solution Nb and Nb clusters due to a decrease in Ti carbonitrides, making it impossible to secure strength. On the other hand, if the Al content exceeds 0.070% and becomes excessive, the base metal toughness decreases. The preferable lower limit of the Al content is 0.008% or more (more preferably 0.01% or more), and the preferable upper limit is 0.05% or less (more preferably 0.04% or less).

［Ｎｂ：０．００３〜０．０３０％］
Ｎｂは固溶状態で焼入れ性を確保するとともに、Ｎｂクラスターを形成して強度を向上させるのに有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｎｂ含有量は０．００３％以上とする必要がある。しかしながら、Ｎｂ含有量が過剰になると、ＨＡＺ組織の粗大化を招き、ＨＡＺ靭性の低下につながるので、０．０３０％以下とする必要がある。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００５％以上（より好ましくは０．０１％以上）であり、好ましい上限は０．０２５％以下（より好ましくは０．０２２％以下）である。 [Nb: 0.003-0.030%]
Nb is an element effective for ensuring hardenability in a solid solution state and improving strength by forming Nb clusters. In order to exert such effects, the Nb content needs to be 0.003% or more. However, if the Nb content is excessive, the HAZ structure is coarsened and the HAZ toughness is reduced. Therefore, the Nb content needs to be 0.030% or less. A preferable lower limit of the Nb content is 0.005% or more (more preferably 0.01% or more), and a preferable upper limit is 0.025% or less (more preferably 0.022% or less).

［Ｔｉ：０．００５〜０．０５％］
Ｔｉは、炭窒化物としてＣ、Ｎを消費することで、圧延後冷却に先立つ固溶Ｎｂを増加させるのに有効な元素である。また、Ｎと窒化物を形成して溶接時におけるＨＡＺのオーステナイト粒粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性を改善する効果をも発揮する。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とする必要がある。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になると、粗大な窒化物を形成しＨＡＺ靭性の低下をもたらすので、０．０５％以下とする必要がある。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００８％以上（より好ましくは０．０１％以上）であり、好ましい上限は０．０４％以下（より好ましくは０．０３％以下）である。 [Ti: 0.005 to 0.05%]
Ti is an element effective in increasing solid solution Nb prior to cooling after rolling by consuming C and N as carbonitrides. Moreover, N and nitride are formed, the austenite grain coarsening of HAZ at the time of welding is suppressed, and the effect which improves HAZ toughness is also exhibited. In order to exhibit such an effect effectively, the Ti content needs to be 0.005% or more. However, if the Ti content is excessive, coarse nitrides are formed and the HAZ toughness is lowered, so it is necessary to make it 0.05% or less. The preferable lower limit of the Ti content is 0.008% or more (more preferably 0.01% or more), and the preferable upper limit is 0.04% or less (more preferably 0.03% or less).

［Ｎ：０．００２０〜０．０１０％］
Ｎは、Ｔｉ窒化物を形成してＨＡＺ靭性改善に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｎ含有量は０．００２０％以上とする必要がある。しかしながら、Ｎ含有量が過剰になって０．０１０％を超えると、固溶Ｎが多く残って歪時効を招き、靭性低下をもたらすことになる。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００３％以上（より好ましくは０．００３５％以上）であり、好ましい上限は０．００８％以下（より好ましくは０．００７％以下）である。 [N: 0.0020 to 0.010%]
N is an element that forms Ti nitride and contributes to the improvement of HAZ toughness. In order to effectively exhibit such an action, the N content needs to be 0.0020% or more. However, when the N content becomes excessive and exceeds 0.010%, a large amount of solid solution N remains, which causes strain aging and causes a decrease in toughness. The preferable lower limit of the N content is 0.003% or more (more preferably 0.0035% or more), and the preferable upper limit is 0.008% or less (more preferably 0.007% or less).

［Ｂ：０．０００６〜０．００５０％］
Ｂは、焼入れ性改善に有効な元素であり、低冷却速度でベイナイトを生成しやすくする作用を発揮する。Ｂ含有量が０．０００６％未満では、圧延後の冷却時にフェライトが生成し強度を確保できなくなる。しかしながら、Ｂ含有量が過剰になると、ＨＡＺ組織の粗大化を招き、ＨＡＺ靭性低下につながるので、０．００５０％以下とする必要がある。Ｂ含有量の好ましい下限は０．００１％以上（より好ましくは０．００１２％以上）であり、好ましい上限は０．００４％以下（より好ましくは０．００３％以下）である。 [B: 0.0006 to 0.0050%]
B is an element effective for improving the hardenability and exerts an effect of facilitating the formation of bainite at a low cooling rate. If the B content is less than 0.0006%, ferrite is generated during cooling after rolling, and the strength cannot be secured. However, if the B content is excessive, the HAZ structure is coarsened and the HAZ toughness is reduced. Therefore, the B content needs to be 0.0050% or less. A preferable lower limit of the B content is 0.001% or more (more preferably 0.0012% or more), and a preferable upper limit is 0.004% or less (more preferably 0.003% or less).

［Ｃａ：０．０００５〜０．００８％］
Ｃａは、脱酸元素であり、介在物を微細化してＨＡＺ靭性を向上させるのに有効に作用する。このような効果を有効に発揮させるため、Ｃａ含有量は０．０００５％以上とする必要がある。しかしながら、Ｃａ含有量が過剰になると、粗大酸化物を形成してＨＡＺ靭性の低下をもたらすので、０．００８％以下とする必要がある。Ｃａ含有量は、好ましい下限は０．０００８％以上（より好ましくは０．００１％以上）であり、好ましい上限は０．００４％以下（より好ましくは０．００３％以下）である。 [Ca: 0.0005 to 0.008%]
Ca is a deoxidizing element and effectively acts to refine inclusions and improve HAZ toughness. In order to exhibit such an effect effectively, the Ca content needs to be 0.0005% or more. However, if the Ca content is excessive, a coarse oxide is formed and the HAZ toughness is reduced, so it is necessary to make it 0.008% or less. A preferable lower limit of the Ca content is 0.0008% or more (more preferably 0.001% or more), and a preferable upper limit is 0.004% or less (more preferably 0.003% 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不純物であり、該不可避不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容され得る。また、本発明の厚鋼板は、必要に応じて以下の元素を含有していても良く、含有される元素の種類に応じて厚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 as the unavoidable impurities, mixing of elements brought in depending on the situation of raw materials, materials, manufacturing facilities, etc. can be allowed. Moreover, the thick steel plate of this invention may contain the following elements as needed, and the characteristic of a thick steel plate is further improved according to the kind of element contained.

［Ｎｉ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：１．８０％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）およびＭｏ：１．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上］
Ｎｉ、Ｃｕ、ＣｒおよびＭｏは、いずれも鋼材の高強度化に有効な元素である。しかしながら、過剰に含有されると、強度の過大な上昇を招き、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことになる。また、コストの観点からも、必要最小限で含有させることが好ましい。こうした観点から、Ｎｉで２．０％以下、Ｃｕで１．８０％以下、Ｃｒで２．０％以下およびＭｏで１．５％以下であることが好ましい。より好ましくは、Ｎｉで１．８％以下、Ｃｕで１．５％以下、Ｃｒで１．５％以下およびＭｏで１．３％以下である。尚、上記の効果を有効に発揮させるための好ましい下限は、Ｎｉで０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．２％以上）、Ｃｕで０．０５以上（より好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．２％以上）、Ｃｒで０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．４％以上）およびＭｏで０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．１３％以上）である。 [Ni: 2.0% or less (not including 0%), Cu: 1.80% or less (not including 0%), Cr: 2.0% or less (not including 0%), and Mo: 1. 1 or more selected from the group consisting of 5% or less (excluding 0%)]
Ni, Cu, Cr and Mo are all effective elements for increasing the strength of steel. However, if contained excessively, the strength is excessively increased and the HAZ toughness is adversely affected. Further, from the viewpoint of cost, it is preferable to contain it as much as possible. From such a viewpoint, it is preferable that Ni is 2.0% or less, Cu is 1.80% or less, Cr is 2.0% or less, and Mo is 1.5% or less. More preferably, it is 1.8% or less for Ni, 1.5% or less for Cu, 1.5% or less for Cr, and 1.3% or less for Mo. In addition, the preferable minimum for exhibiting said effect effectively is 0.05% or more (more preferably 0.1% or more, more preferably 0.2% or more) for Ni, and 0.05 or more for Cu (more preferably 0.1% or more). More preferably 0.1% or more, still more preferably 0.2% or more), Cr 0.05% or more (more preferably 0.1% or more, still more preferably 0.4% or more), and Mo 0.1% or more. 05% or more (more preferably 0.1% or more, still more preferably 0.13% or more).

［Ｖ：０．０４０％以下（０％を含まない）］
Ｖは、炭窒化物として析出し、強度向上に寄与する元素である。しかしながら、Ｖ含有量が過剰になると、ＨＡＺ組織の粗大化を招き、ＨＡＺ靭性が低下する。そこでＶ含有量は、０．０４０％以下とすることが好ましい。上記の効果を有効に発揮させるためのＶ含有量の好ましい下限は０．００２％以上であり、より好ましくは０．０１％以上であり、更に好ましくは０．０２％以上である。Ｖ含有量のより好ましい上限は０．０３５％以下であり、更に好ましくは０．０３％以下である。 [V: 0.040% or less (excluding 0%)]
V is an element that precipitates as carbonitride and contributes to strength improvement. However, when the V content is excessive, the HAZ structure is coarsened and the HAZ toughness is lowered. Therefore, the V content is preferably 0.040% or less. The minimum with preferable V content for exhibiting said effect effectively is 0.002% or more, More preferably, it is 0.01% or more, More preferably, it is 0.02% or more. The upper limit with more preferable V content is 0.035% or less, More preferably, it is 0.03% or less.

［Ｚｒ：０．０２０％以下（０％を含まない）および／またはＲＥＭ：０．０２０％以下（０％を含まない）］
ＺｒおよびＲＥＭ（希土類元素）は、いずれも脱酸元素であり、介在物を微細化してＨＡＺ靭性を向上させるのに有効に作用する。しかしながら、これらの含有量が過剰になると、粗大酸化物を形成しＨＡＺ靭性の低下をもたらす。そこでＺｒおよびＲＥＭの含有量は、いずれも０．０２０％以下とすることが好ましく、より好ましくはいずれも０．０１５％以下である。上記の効果を有効に発揮させるための好ましい下限は、いずれも０．０００３％以上（より好ましくは０．００１％以上）である。尚、本発明においてＲＥＭは、周期律表３族に属するスカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）およびランタノイド系列希土類元素（原子番号５７〜７１）の元素のいずれをも用いることができる。特に、Ｌａ、Ｃｅを用いることが好ましい。 [Zr: 0.020% or less (not including 0%) and / or REM: 0.020% or less (not including 0%)]
Zr and REM (rare earth elements) are both deoxidizing elements and effectively act to refine inclusions and improve HAZ toughness. However, when these contents are excessive, coarse oxides are formed, resulting in a decrease in HAZ toughness. Therefore, the contents of Zr and REM are both preferably 0.020% or less, and more preferably 0.015% or less. A preferable lower limit for effectively exhibiting the above effects is 0.0003% or more (more preferably 0.001% or more). In the present invention, REM can use any of scandium (Sc), yttrium (Y), and lanthanoid series rare earth elements (atomic numbers 57 to 71) belonging to Group 3 of the periodic table. In particular, it is preferable to use La and Ce.

本発明の厚鋼板においては、下記式（１）で求められるＫＶが、０．０６０以下を満足する必要がある。
ＫＶ＝［Ｖ］＋［Ｎｂ］・・・（１）
（但し、［Ｖ］および［Ｎｂ］は、夫々ＶおよびＮｂの含有量（質量％）を表す。）
本発明において、上記したＶとＮｂは、個々の含有量を制御するのみならず、これら元素の含有量によって定まるＫＶ（ＨＡＺ靭性を確保するためのパラメータ）の値を制御することも重要である。これらの元素が過剰になりすぎると、ＨＡＺ靭性を低下させるためである。そこでＫＶは０．０６０以下と定めた。ＫＶは好ましくは０．０５５以下であり、より好ましくは０．０４０以下である。尚、上記式（１）では、必要によって含有されるＶも式中に含まれるものであるが、Ｖを含有しないときは、［Ｖ］は０として計算すれば良い。 In the thick steel plate of the present invention, KV calculated by the following formula (1) needs to satisfy 0.060 or less.
KV = [V] + [Nb] (1)
(However, [V] and [Nb] represent the contents (mass%) of V and Nb, respectively.)
In the present invention, it is important not only to control the individual contents of V and Nb described above but also to control the value of KV (a parameter for ensuring HAZ toughness) determined by the contents of these elements. . This is because if these elements become excessive, the HAZ toughness is lowered. Therefore, KV was determined to be 0.060 or less. KV is preferably 0.055 or less, more preferably 0.040 or less. In the above formula (1), V contained if necessary is also included in the formula, but when V is not contained, [V] may be calculated as 0.

尚、本発明の厚鋼板では、その板厚は、少なくとも６ｍｍ以上（好ましくは１５ｍｍ以上、より好ましくは２０ｍｍ以上）、１００ｍｍ以下程度を想定したものである。 In the thick steel plate of the present invention, the plate thickness is assumed to be at least 6 mm or more (preferably 15 mm or more, more preferably 20 mm or more) and about 100 mm or less.

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。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、前記、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。 Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples. The present invention is not limited by the following examples, and can of course be implemented with appropriate modifications within a range that can be adapted to the above-described gist. Included in the range.

下記表１、２に示す化学成分組成の鋼材を、真空溶解炉（１５０ｋｇＶＩＦ）を用いて溶製し、鋳造してスラブとした後（製造条件は、後記表３、４参照）、熱間圧延して各種高強度厚鋼板を製造した。表１、２におけるＲＥＭは、Ｌａを２５％程度、Ｃｅを５０％程度含むミッシュメタルを用いた。尚、圧延後冷却時に水冷を行った場合の冷却停止温度は、室温〜２００℃とした。 Steel materials having the chemical composition shown in Tables 1 and 2 below are melted and cast into a slab using a vacuum melting furnace (150 kg VIF) (see Tables 3 and 4 below for manufacturing conditions), and then hot rolled. Various high strength thick steel plates were manufactured. The REMs in Tables 1 and 2 used misch metal containing about 25% La and about 50% Ce. In addition, the cooling stop temperature at the time of performing water cooling at the time of cooling after rolling was made into room temperature-200 degreeC.

得られた各鋼板について、以下の要領に従って、組織、Ｎｂクラスターの個数密度（平均密度）、母材強度、およびＨＡＺ靭性等を評価した。 About each obtained steel plate, according to the following procedures, the structure, the number density (average density) of Nb clusters, base material strength, HAZ toughness, and the like were evaluated.

［組織（組織中に占めるベイナイト面積分率）］
各鋼板のｔ／４位置（ｔ：板厚）の圧延方向に平行な断面を鏡面研磨した試験片を、２％ナイタール液でエッチングを行い、観察視野：２００μｍ×１５０μｍの範囲を、光学顕微鏡を用いて４００倍で１０視野写真撮影をした。これら１０視野について、ＭｅｄｉａＣｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製「Ｉｍａｇｅ−ＰｒｏＰｌｕｓ」を用いて画像解析を行い、ベイナイト面積分率（Ｂ分率）を測定した。この際、フェライト、擬ポリゴナルフェライト、およびＭＡ以外のラス状組織はベイナイトとみなした。 [Organization (Bainite area fraction in the organization)]
A test piece obtained by mirror-polishing a cross section parallel to the rolling direction at the t / 4 position (t: plate thickness) of each steel plate was etched with a 2% nital solution, and an observation field of view: a range of 200 μm × 150 μm was measured with an optical microscope. Using this, 10 field-of-view photographs were taken at 400 times. About these 10 visual fields, the image analysis was performed using "Image-Pro Plus" by Media Cybernetics, and the bainite area fraction (B fraction) was measured. At this time, a lath-like structure other than ferrite, pseudopolygonal ferrite, and MA was regarded as bainite.

［Ｎｂクラスターの個数密度の測定］
各鋼板について、板厚中央部から、板厚方向に平行に０．５ｍｍ×０．５ｍｍ×２５ｍｍの角柱試験片を採取し、電解研磨により針状の先端を有する３ＤＡＰ測定用試験片とした。この際、３ＤＡＰ測定部位がｔ／２位置（ｔ：板厚）となるようにした。３ＤＡＰ測定は、ＩｍａｇｏＳｃｉｅｎｔｉｆｉｃＩｎｓｔｒｕｍｅｎｔｓ（現ＣａｍｅｃａＩｎｓｔｒｕｍｅｎｔｓＩｎｃ．）社製の「ＬＥＡＰ３０００ＨＲ」を用い、測定温度：２０Ｋ、パルスフラクション：３０％の条件にて実施した。得られたデータより、解析ソフト「ＩＶＡＳ」を用い、「ＭａｘｉｍｕｎＳｅｐａｒａｔｉｏｎＭｅｔｈｏｄ」により、Ｎｂおよび／またはＣの原子を含む原子の集合体（クラスター）の解析を行った。この方法は、指定した溶質原子間の最大間隔ｄｍａｘ（ｎｍ）と、クラスターに含まれるＮｂとＣの最低合計原子数Ｎｍｉｎ（個）をパラメータとして与える手法である。 [Measurement of number density of Nb clusters]
For each steel plate, a prismatic test piece of 0.5 mm × 0.5 mm × 25 mm was taken in parallel with the plate thickness direction from the center of the plate thickness and used as a 3DAP measurement test piece having a needle-like tip by electrolytic polishing. At this time, the 3DAP measurement site was set at the t / 2 position (t: plate thickness). The 3DAP measurement was performed using “LEAP3000HR” manufactured by Imago Scientific Instruments (currently Cameca Instruments Inc.) at a measurement temperature of 20 K and a pulse fraction of 30%. From the obtained data, analysis software “IVAS” was used, and “Maximum Separation Method” was used to analyze an assembly (cluster) of atoms including Nb and / or C atoms. This method is a method in which the specified maximum distance dmax (nm) between solute atoms and the minimum total number Nmin (number) of Nb and C contained in the cluster are given as parameters.

本発明では、最大間隔ｄｍａｘ（ｎｍ）＝１．７ｎｍ、最低合計原子数Ｎｍｉｎ（個）＝５個としてＮｂクラスターを定義し、個数密度（個／ｍ³）を求めた。尚、本発明で規定するＮｂクラスターは、Ｎｂ原子およびＣ原子以外の原子も含む場合があるが、Ｎｂ原子およびＣ原子の規定さえ満足すれば、他にどのような原子を含んでも良い。 In the present invention, Nb clusters were defined with the maximum distance dmax (nm) = 1.7 nm and the minimum total number of atoms Nmin (number) = 5, and the number density (number / m ³ ) was determined. The Nb cluster defined in the present invention may include atoms other than Nb atoms and C atoms, but any other atom may be included as long as the definition of Nb atoms and C atoms is satisfied.

上記の測定手順（Ｎｂクラスターの個数密度の測定手順）について、図面を用いて説明する。まず、図１（第１の概念図）に示すように、３ＤＡＰ測定により得られた試料内原子配置から、Ｎｂ原子およびＣ原子を選ぶことになる。次に、図２（第２の概念図）に示すように、全てのＮｂ原子とＣ原子について、各原子を中心とする半径１．７ｎｍの球（図２中、破線で平面的に示す）を設定し、夫々の球の中に他の原子（中心となる原子以外の原子でＮｂ原子またはＣ原子）が存在していれば、１個として計算する（２つ以上の球が相互に重なった状態は２個以上として計算する）。 The measurement procedure (measurement procedure for the number density of Nb clusters) will be described with reference to the drawings. First, as shown in FIG. 1 (first conceptual diagram), Nb atoms and C atoms are selected from the arrangement of atoms in the sample obtained by 3DAP measurement. Next, as shown in FIG. 2 (second conceptual diagram), for all Nb atoms and C atoms, a sphere having a radius of 1.7 nm centered on each atom (shown in a plan view by a broken line in FIG. 2) If there are other atoms (Nb atoms or C atoms other than the central atom) in each sphere, it is calculated as one (two or more spheres overlap each other) The number of states is calculated as two or more).

また図３（第３の概念図）に示すように、半径１．７ｎｍの球内に他のＮｂ原子またはＣ原子が存在しないＮｂ原子、Ｃ原子（即ち、距離１．７ｎｍ以内に他のＮｂ原子またはＣ原子を有さない原子）は除外される。そして、こうした球を５個以上含む原子の集合体をＮｂクラスターとして、その個数を計算する。このとき、図４（第４の概念図）に示すように、Ｎｂ原子、Ｃ原子（即ち、球の数）が５個未満の集合体はクラスターとは見なさない。 Further, as shown in FIG. 3 (third conceptual diagram), other Nb atoms or C atoms in which no other Nb atom or C atom exists in a sphere having a radius of 1.7 nm (that is, other Nb atoms within a distance of 1.7 nm). Atoms or atoms without C atoms) are excluded. Then, an aggregate of atoms including five or more spheres as Nb clusters is calculated. At this time, as shown in FIG. 4 (fourth conceptual diagram), an assembly having less than 5 Nb atoms and C atoms (that is, the number of spheres) is not regarded as a cluster.

また、１つのクラスターを構成する原子は、Ｎｂ原子またはＣ原子のどちらかだけで構成されていても良い（図４）。これは、３ＤＡＰは試料中の原子を１００％検出するのではなく、ランダムに選ばれる約半分の原子は検出からとりこぼされるため、３ＤＡＰ測定ではＮｂ原子だけ（またはＣ原子だけ）クラスターであっても、本来はＮｂ原子とＣ原子の両方が含まれていたと予想できるからである。尚、図１〜４では、Ｎｂクラスターが３個存在していることを示している。また、本発明では１試料につき１回の測定で個数密度を求めた（測定領域は少なくとも１．０×１０^-23ｍ³）。 Further, the atoms constituting one cluster may be composed of only Nb atoms or C atoms (FIG. 4). This is because 3DAP does not detect 100% of the atoms in the sample, but about half of the randomly selected atoms are missed from detection, so in the 3DAP measurement, only Nb atoms (or C atoms) are clustered. This is because it can be expected that both Nb atoms and C atoms were originally included. 1 to 4 show that there are three Nb clusters. In the present invention, the number density was determined by one measurement per sample (measurement area is at least 1.0 × 10 ⁻²³ m ³ ).

［鋼板強度（母材強度）の測定］
得られた各鋼板のｔ／２位置（ｔ：板厚）から、圧延方向に直角にＪＩＳＺ２２０１４号試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に従って引張試験を行い（各１回）、０．２％耐力および引張強度ＴＳを測定した。０．２％耐力＞５２０ＭＰａ、ＴＳ＞５９０ＭＰａ(製造段階でのバラツキを考慮し、＋２０ＭＰａ)のものを、母材強度に優れると評価した。 [Measurement of steel plate strength (base material strength)]
From the t / 2 position (t: thickness) of each steel plate obtained, a JIS Z22014 test piece was taken at right angles to the rolling direction, and a tensile test was conducted according to JIS Z2241 (each time) to obtain 0.2% proof stress. And the tensile strength TS was measured. A material having 0.2% proof stress> 520 MPa and TS> 590 MPa (+20 MPa in consideration of variations in the manufacturing stage) was evaluated as having excellent base material strength.

［ＨＡＺ靭性（シャルピー衝撃吸収エネルギー）の測定］
得られた各鋼板のｔ／４位置（ｔ：板厚）から、１３ｍｍ×３２ｍｍ×５５ｍｍの熱サイクル試験片を採取し、１４００℃×５秒、８００〜５００℃の冷却時間Ｔｃ＝１２０秒の再現ＨＡＺ熱サイクル（入熱量：１５ｋＪ／ｍｍで溶接を行った場合のＨＡＺの熱履歴に相当）を施した。これらの試験片から、シャルピー衝撃試験片（ＪＩＳＺ２２０１の４号試験片）を３本採取し、−５℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ_-5）を測定し、その平均値が８０Ｊを超えるものを、ＨＡＺ靭性に優れると評価した。 [Measurement of HAZ toughness (Charpy impact absorption energy)]
From the t / 4 position (t: thickness) of each steel plate obtained, a heat cycle test piece of 13 mm × 32 mm × 55 mm was sampled, and a cooling time Tc = 120 seconds of 1400 ° C. × 5 seconds and 800-500 ° C. A reproducible HAZ thermal cycle was applied (corresponding to the thermal history of HAZ when welding was performed at a heat input of 15 kJ / mm). Three Charpy impact test pieces (JIS Z2201 No. 4 test piece) were collected from these test pieces, and Charpy impact absorption energy (vE _-5 ) at -5 ° C was measured. The average value exceeded 80J. The thing was evaluated as having excellent HAZ toughness.

上記の測定結果を、製造条件と共に、下記表３、４に示す。尚、表３、４において、［Ｏ］は溶製時の溶存酸素量、「添加順」はＡｌとＴｉの添加順（Ａｌ→Ｔｉ：○、Ｔｉ→Ａｌ：×）、ｔ１は１５００〜１４５０℃での冷却時間（秒）、Ｔ２は圧延前加熱温度（℃）、ｔ２は圧延前加熱時間（時）、ＦＲＴは圧延終了温度（℃）、Ｒ３は圧延後の冷却速度（℃／秒）、Ｒ４は圧延まま材の昇温速度（℃／秒）、Ｔ４は焼戻し温度（℃）、ｔ４は焼戻し時間（分）、を夫々示している。 The above measurement results are shown in Tables 3 and 4 below together with the production conditions. In Tables 3 and 4, [O] is the amount of dissolved oxygen at the time of melting, “addition order” is the order of addition of Al and Ti (Al → Ti: ○, Ti → Al: ×), and t1 is 1500 to 1450. C2 cooling time (seconds), T2 is the heating temperature before rolling (° C), t2 is the heating time before rolling (hours), FRT is the rolling end temperature (° C), R3 is the cooling rate after rolling (° C / second) , R4 represents the rate of temperature rise of the rolled material (° C./second), T4 represents the tempering temperature (° C.), and t4 represents the tempering time (minutes).

試験Ｎｏ．１〜３１は、化学成分組成および製造条件ともに本発明の要件を満たしているため、母材強度（０．２％耐力および引張強度ＴＳ）と共にＨＡＺ靭性に優れた厚鋼板が得られている。 Test No. Nos. 1 to 31 satisfy the requirements of the present invention for both chemical composition and production conditions, so that a thick steel plate excellent in HAZ toughness is obtained together with the base material strength (0.2% proof stress and tensile strength TS).

一方、試験Ｎｏ．３２〜５６は、化学成分組成および製造条件の少なくともいずれかが本発明の要件を満たさなかった例である。 On the other hand, test no. 32 to 56 are examples in which at least one of the chemical component composition and the production conditions did not satisfy the requirements of the present invention.

試験Ｎｏ．３２は、Ｓ含有量が多く、また溶製時の溶存酸素量［Ｏ］が多いので、Ｎｂクラスターの個数密度が低くなっており、母材強度（０．２％耐力および引張強度ＴＳ）が低下すると共にＨＡＺ靭性が劣化している。試験Ｎｏ．３３は、Ｐ含有量が多く、ＡｌとＴｉの添加順が適切でないので、Ｎｂクラスターの個数密度が低くなっており、母材強度（０．２％耐力）が低下すると共にＨＡＺ靭性が劣化している。試験Ｎｏ．３４は、Ａｌ含有量が多く、また１５００〜１４５０℃での冷却時間ｔ１が不足し、Ｎｂクラスターの個数密度が低くなっており、母材強度（０．２％耐力）が低下すると共にＨＡＺ靭性が劣化している。 Test No. No. 32 has a large S content and a large dissolved oxygen amount [O] at the time of melting, so the number density of Nb clusters is low, and the base material strength (0.2% proof stress and tensile strength TS) is low. The HAZ toughness deteriorates with decreasing. Test No. No. 33 has a high P content, and the order of addition of Al and Ti is not appropriate. Therefore, the number density of Nb clusters is low, and the base material strength (0.2% proof stress) decreases and the HAZ toughness deteriorates. ing. Test No. No. 34 has a high Al content, the cooling time t1 at 1500 to 1450 ° C. is insufficient, the number density of Nb clusters is low, the base material strength (0.2% proof stress) is reduced, and HAZ toughness Has deteriorated.

試験Ｎｏ．３５は、Ｂ含有量が多く、また圧延前加熱温度Ｔ２が高いので、Ｎｂクラスターの個数密度が低くなっており、母材強度（０．２％耐力および引張強度ＴＳ）が低下すると共にＨＡＺ靭性が劣化している。試験Ｎｏ．３６は、Ｓｉ含有量が多く、また圧延前加熱時間ｔ２が不足しているので、Ｎｂクラスターの個数密度が低くなっており、母材強度（０．２％耐力および引張強度ＴＳ）が低下すると共にＨＡＺ靭性が劣化している。試験Ｎｏ．３７は、Ｂ含有量が少なく、また圧延終了温度ＦＲＴが低くなっているので、ベイナイト分率を確保することができず、母材強度（０．２％耐力および引張強度ＴＳ）が低下している。 Test No. No. 35 has a high B content and a high heating temperature T2 before rolling, so the number density of Nb clusters is low, the base material strength (0.2% proof stress and tensile strength TS) is reduced, and HAZ toughness is reduced. Has deteriorated. Test No. No. 36 has a high Si content, and the heating time t2 before rolling is insufficient, so the number density of Nb clusters is low, and the base material strength (0.2% proof stress and tensile strength TS) decreases. At the same time, the HAZ toughness is deteriorated. Test No. No. 37 has a low B content, and the rolling end temperature FRT is low. Therefore, the bainite fraction cannot be secured, and the base material strength (0.2% proof stress and tensile strength TS) decreases. Yes.

試験Ｎｏ．３８は、Ｃａ含有量が多く、また圧延後の冷却速度Ｒ３（℃／秒）が小さくなっているので、ベイナイト分率およびＮｂクラスターの個数密度を確保することができず、母材強度（０．２％耐力および引張強度ＴＳ）が低下すると共にＨＡＺ靭性が劣化している。試験Ｎｏ．３９は、Ｔｉ含有量が少ないと共にＲＥＭ含有量が多く、また圧延まま材の昇温速度Ｒ４が小さいので、Ｎｂクラスターの個数密度が低くなっており、母材強度（０．２％耐力）が低下すると共にＨＡＺ靭性が劣化している。 Test No. No. 38 has a high Ca content and a low cooling rate R3 (° C./second) after rolling, so that the bainite fraction and the number density of Nb clusters cannot be secured, and the base material strength (0 .2% proof stress and tensile strength TS) decrease and HAZ toughness deteriorates. Test No. No. 39 has a small Ti content and a large REM content, and since the temperature rise rate R4 of the rolled material is small, the number density of Nb clusters is low, and the base material strength (0.2% proof stress) is low. The HAZ toughness deteriorates with decreasing.

試験Ｎｏ．４０は、Ｎ含有量が少なく、また圧延まま材の昇温速度Ｒ４が大きいので、Ｎｂクラスターの個数密度が低くなっており、母材強度（０．２％耐力）が低下すると共にＨＡＺ靭性が劣化している。試験Ｎｏ．４１は、Ｚｒ含有量が多いと共にＣａ含有量が少なく、また焼戻し温度Ｔ４が低くなっているので、Ｎｂクラスターの個数密度を確保することができず、母材強度（０．２％耐力）が低下すると共にＨＡＺ靭性が劣化している。 Test No. No. 40 has a low N content and a high temperature rise rate R4 of the as-rolled material, so that the number density of Nb clusters is low, the base material strength (0.2% proof stress) is reduced, and HAZ toughness is reduced. It has deteriorated. Test No. No. 41 has a high Zr content, a low Ca content, and a low tempering temperature T4. Therefore, the number density of Nb clusters cannot be ensured, and the base material strength (0.2% yield strength) is low. The HAZ toughness deteriorates with decreasing.

試験Ｎｏ．４２は、Ａｌ含有量が少なく、また焼戻し温度Ｔ４が高くなっているので、Ｎｂクラスターの個数密度を確保することができず、母材強度（０．２％耐力）が低下している。試験Ｎｏ．４３は、ＫＶ値が大きく、また焼戻し時間ｔ４が不足しているので、Ｎｂクラスターの個数密度を確保することができず、母材強度（０．２％耐力）が低下すると共にＨＡＺ靭性が劣化している。試験Ｎｏ．４４は、焼戻し時間ｔ４が長くなっているので、Ｎｂクラスターの個数密度を確保することができず、母材強度（０．２％耐力）が低下している。 Test No. No. 42 has a low Al content and a high tempering temperature T4, so the number density of Nb clusters cannot be secured, and the base material strength (0.2% proof stress) is reduced. Test No. No. 43 has a large KV value and lacks the tempering time t4, so the number density of Nb clusters cannot be ensured, the base material strength (0.2% proof stress) decreases, and the HAZ toughness deteriorates. doing. Test No. No. 44 has a long tempering time t4, so the number density of Nb clusters cannot be secured, and the base material strength (0.2% yield strength) is reduced.

試験Ｎｏ．４５は、Ｃ含有量が少ないので、ベイナイト分率およびＮｂクラスターの個数密度を確保することができず、母材強度（０．２％耐力および引張強度ＴＳ）が低下している。試験Ｎｏ．４６は、Ｃ含有量が多いので、ＨＡＺ靭性が劣化している。試験Ｎｏ．４７は、Ｍｎ含有量が少ないので、ベイナイト分率を確保することができず、母材強度（０．２％耐力および引張強度ＴＳ）が低下している。試験Ｎｏ．４８は、Ｍｎ含有量が多いので、ＨＡＺ靭性が劣化している。 Test No. Since No. 45 has a low C content, the bainite fraction and the number density of Nb clusters cannot be secured, and the base material strength (0.2% proof stress and tensile strength TS) is lowered. Test No. No. 46 has a high C content, so the HAZ toughness is deteriorated. Test No. No. 47 has a low Mn content, so the bainite fraction cannot be secured, and the base material strength (0.2% proof stress and tensile strength TS) is reduced. Test No. Since 48 has much Mn content, HAZ toughness has deteriorated.

試験Ｎｏ．４９は、Ｎｂ含有量が少ないので、Ｎｂクラスターの個数密度を確保することができず、母材強度（０．２％耐力および引張強度ＴＳ）が低下している。試験Ｎｏ．５０は、Ｎｂ含有量が多いので、ＨＡＺ靭性が劣化している。 Test No. No. 49 has a low Nb content, so the number density of Nb clusters cannot be secured, and the base material strength (0.2% proof stress and tensile strength TS) is lowered. Test No. No. 50 has a high Nb content, so the HAZ toughness is deteriorated.

試験Ｎｏ．５１は、Ｔｉ含有量が多いので、ＨＡＺ靭性が劣化している。試験Ｎｏ．５２は、ＮおよびＮｉ含有量が多いので、ＨＡＺ靭性が劣化している。試験Ｎｏ．５３は、Ｃｕ含有量が多いので、ＨＡＺ靭性が劣化している。 Test No. No. 51 has a high Ti content, so the HAZ toughness is deteriorated. Test No. No. 52 has a high N and Ni content, so the HAZ toughness is deteriorated. Test No. 53 has a high Cu content, and therefore HAZ toughness is deteriorated.

試験Ｎｏ．５４は、Ｃｒ含有量が多いので、ＨＡＺ靭性が劣化している。試験Ｎｏ．５５は、Ｍｏ含有量が多いので、ＨＡＺ靭性が劣化している。試験Ｎｏ．５６は、Ｖ含有量が多いので、ＨＡＺ靭性が劣化している。 Test No. No. 54 has a high Cr content, so the HAZ toughness is deteriorated. Test No. No. 55 has a high Mo content, so the HAZ toughness is degraded. Test No. No. 56 has a high V content, so the HAZ toughness is degraded.

Claims

C: 0.01 to 0.10% (meaning mass%, hereinafter the same for chemical composition)
Si: 0.50% or less (excluding 0%),
Mn: 1.0-2.0%,
P: 0.030% or less (excluding 0%),
S: 0.015% or less (excluding 0%),
Al: 0.005 to 0.070%,
Nb: 0.003-0.030%,
Ti: 0.005 to 0.05%,
N: 0.0020 to 0.010%,
B: 0.0006 to 0.0050%,
Ca: 0.0005 to 0.008%,
Each of which is iron and inevitable impurities,
While KV calculated | required by following formula (1) is 0.060 or less, 90 area% or more of steel structures are bainite,
In addition, a three-dimensional atom probe field ion is formed by collecting an aggregate of five or more atoms formed by Nb atoms or C atoms having other Nb atoms or C atoms within a distance of 1.7 nm together with the other Nb atoms or C atoms. High strength with excellent HAZ toughness, characterized in that the aggregate is present at a number density of 1.0 × 10 ²² pieces / m ³ or more and 3852 × 10 ²⁰ pieces / m ³ or less when measured with a microscope. Thick steel plate.
KV = [V] + [Nb] (1)
(However, [V] and [Nb] represent the contents (mass%) of V and Nb, respectively.)

Furthermore, Ni: 2.0% or less (not including 0%), Cu: 1.80% or less (not including 0%), Cr: 2.0% or less (not including 0%), and Mo: 1 The high-strength thick steel plate according to claim 1, comprising one or more selected from the group consisting of 0.5% or less (not including 0%).

The high-strength thick steel plate according to claim 1 or 2, further comprising V: 0.040% or less (not including 0%).

The high-strength thickness according to any one of claims 1 to 3, further comprising: Zr: 0.020% or less (excluding 0%) and / or REM: 0.020% or less (excluding 0%). steel sheet.