WO2014045829A1 - 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 - Google Patents

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秀徳 名古
畑野　等
喜臣 岡崎
朗 伊庭野
哲史 出浦
正樹 島本
崇 杉谷
木村　世意
進佑 佐藤
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株式会社神戸製鋼所
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    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Definitions

  • the present invention relates to a thick steel plate applied to a welded structure such as a bridge, a high-rise building, a ship, or a line pipe. More specifically, the present invention relates to the toughness of a heat affected zone (hereinafter also referred to as HAZ) after large heat input. It relates to an excellent thick steel plate.
  • HAZ heat affected zone
  • HAZ during high heat input welding is kept in a high temperature austenite ( ⁇ ) region by heating for a long time and then gradually cooled, ⁇ grains grow during heating, and coarse ferrite ( ⁇ ) during the cooling process.
  • the coarsening of the structure as typified by the formation of grains is likely to be caused, which causes a reduction in the toughness of the HAZ during high heat input welding. Therefore, it is necessary to develop a technique for stably maintaining the HAZ toughness (hereinafter also referred to as HAZ toughness) at the time of high heat input welding at a high level.
  • Means for ensuring HAZ toughness include pinning gamma grain growth by inclusion particles such as oxides, nitrides, and sulfides, and techniques for refining the structure by intragranular ⁇ formation starting from inclusion particles.
  • inclusion particles such as oxides, nitrides, and sulfides
  • techniques for refining the structure by intragranular ⁇ formation starting from inclusion particles have been proposed.
  • As a proposal example of such a technique there are techniques described in Patent Document 1 and Patent Document 2, and by dispersing and depositing fine Ti nitride as ⁇ -growth growth pinning particles in a steel material, HAZ at the time of high heat input welding It suppresses the coarsening of the austenite grain which arises by this, and suppresses deterioration of HAZ toughness.
  • Ti nitride tends to disappear when the welding heat input is increased, and special measures are required to obtain stable HAZ toughness.
  • Patent Documents 4 to 7 propose a technique of using oxide inclusions that are stable at high temperatures as ⁇ -growth growth pinning particles.
  • the number of oxide inclusions is smaller than that of Ti-containing nitrides, and a sufficient pinning effect cannot be obtained. Improvement is necessary.
  • Patent Document 4 describes that good HAZ characteristics can be obtained by the presence of an oxide containing REM or Zr, the assumed heat input is only at a low level, and it is not necessarily large input. No good HAZ properties can be obtained by thermal welding.
  • Patent Document 5 describes a technique that uses an oxide containing REM or Zr as in Patent Document 4, and evaluates Charpy absorbed energy as HAZ toughness, but it is a viewpoint of material reliability. Therefore, it is considered necessary to guarantee not only the average value but also its minimum value to a high level.
  • Patent Document 6 describes a technique for obtaining high HAZ toughness by using both oxide inclusions and Ti-containing inclusions as ⁇ grain growth pinning particles.
  • the HAZ toughness is evaluated by a thermal cycle test that simulates high heat input welding, but the maximum heating temperature is 1400 ° C. and a temperature at which some Ti-containing nitride remains. ing.
  • the highest heating temperature of the HAZ is partly higher than 1450 ° C., and the disappearance of the Ti-containing nitride is further promoted. Therefore, in order to accurately evaluate the high heat input HAZ toughness, it is desirable to actually perform a high heat input welding test.
  • Patent Document 7 the inventors have proposed a technique that utilizes the gamma grain growth pinning effect of fine oxide inclusions in Patent Document 7, but this technique is a technique that also uses reprecipitation suppression of fine Mn sulfide. Therefore, the complicated control of determining the alloy addition amount based on the dissolved oxygen amount and the dissolved sulfur amount is required.
  • Patent Document 10 a high HAZ toughness technique utilizing intragranular ⁇ generation starting from an oxysulfide and has proposed it as Patent Document 10.
  • Patent Document 10 since it is necessary to disperse a certain number of relatively large oxysulfide particles having a size of 2 ⁇ m or more as a compensation, even this technique has not yet sufficiently secured the high heat input HAZ toughness. That is, in the technique described in Patent Document 8, the assumed heat input itself is small, and even in the techniques described in Patent Document 9 and Patent Document 10, although the average value of Charpy absorbed energy is high, the minimum value is not improved. There is room for it now.
  • Patent Document 11 a technique capable of obtaining high HAZ toughness by dispersing an oxide whose structure is controlled.
  • An object of the present invention is to provide a thick steel plate that is excellent in the toughness of the weld heat-affected zone and is also excellent in productivity.
  • the invention according to claim 1 is, in mass%, C: 0.03-0.12%, Si: 0.10-0.25%, Mn: 1.0-2.0%, P: 0.03 % Or less (excluding 0%), S: 0.015% or less (not including 0%), Al: 0.004 to 0.05%, Ti: 0.010 to 0.050%, REM: 0 .0003-0.02%, Zr: 0.0003-0.02%, Ca: 0.0005-0.010%, N: 0.002-0.010%, the balance being iron and inevitable It is a thick steel plate that is an impurity, and the constituent elements excluding oxygen are 2% ⁇ Ti ⁇ 40%, 5% ⁇ Al ⁇ 30%, 5% ⁇ Ca ⁇ 40%, 5% ⁇ REM ⁇ 50 in mass%.
  • the equivalent circle diameter is less than 2 ⁇ m.
  • the equivalent circle diameter of more oxide 2 ⁇ m are 100 / mm 2 or less, with present, among Ti nitrides contained, circle equivalent diameter is more than Ti nitrides 1 [mu] m 7 pieces / mm 2 or less, the circle Ti nitrides of equivalent diameter than 20nm is 1.0 ⁇ 10 6 cells / mm 2 or more, there, further, the size of the circle equivalent diameter of 20nm or more Ti nitride,
  • the df when the di of the region where the number density of Ti nitrides present in each region is the largest is df, and the average circle of Ti nitrides having an equivalent circle diameter of 20 nm or more and less than 500 nm
  • the equivalent diameter da is
  • the equivalent circle diameter described in the present invention is the diameter of a circle assumed to have the same area, focusing on the size of the oxide and Ti nitride. It can obtain
  • TEM transmission electron microscope
  • SEM scanning electron microscope
  • the constituent elements excluding oxygen are, in mass%, 2% ⁇ Ti ⁇ 40%, 5% ⁇ Al ⁇ 30%, 5% ⁇ Ca ⁇ 40%, 5% ⁇ REM ⁇ .
  • the invention according to claim 3 further includes, in mass%, Ni: 0.05 to 1.50%, Cu: 0.05 to 1.50%, Cr: 0.05 to 1.50%, Mo: 0 One or more selected from the group consisting of .05 to 1.50%, Nb: 0.002 to 0.10%, V: 0.002 to 0.10%, and B: 0.0005 to 0.0050% It is contained, It is a thick steel plate excellent in the toughness of the welding heat affected zone of Claim 1 or 2.
  • the average value and the minimum value of the HAZ toughness can be improved even in the case of performing large heat input welding as well as small to medium heat input welding, and the toughness of the weld heat affected zone.
  • the present inventors searched for a means for improving the high heat input HAZ toughness of a thick steel plate under production conditions with relatively high productivity.
  • high heat input HAZ toughness were found to be compatible. That is, by appropriately controlling the oxide composition, it is possible to ensure the formation of ⁇ within the grains, and also to appropriately control the size and number of Ti nitrides and suppress the coarsening of the old ⁇ grains. It has been found that a thick steel plate having excellent high heat input HAZ toughness can be obtained because the grain boundary ferrite generated at the grain boundary can be refined.
  • oxides having an equivalent circle diameter of less than 2 ⁇ m are dispersed at 300 / mm 2 or more, and oxides having an equivalent circle diameter of 2 ⁇ m or more are suppressed to 100 / mm 2 or less. As a result, it was confirmed that excellent HAZ toughness was obtained.
  • the composition of the oxide is, by mass, 2% ⁇ Ti ⁇ 40%, 5% ⁇ Al ⁇ 30%, 5% ⁇ Ca ⁇ 40%, 5% ⁇ REM ⁇ 50%, 2% ⁇ Zr ⁇ 30. %, 1.0 ⁇ REM / Zr, a sufficient intragranular ⁇ formation cannot be obtained.
  • the REM / Zr ratio (mass%) in the oxide to 1.5 or more, the amount of coarse crystallization Ti nitride formed on the surface of the oxide in the molten steel is further reduced, and the HAZ toughness is further improved. Is realized.
  • an oxide having an equivalent circle diameter of 2 ⁇ m or more promotes brittle fracture and deteriorates HAZ toughness, so that it is preferably as small as possible. From this point of view, in the present invention, the oxide having an equivalent circle diameter of 2 ⁇ m or more is defined as 100 / mm 2 or less.
  • Ti nitride contributes to HAZ toughness improvement by suppressing the coarsening of ⁇ grains during high-temperature heating of HAZ and reducing the size of grain boundary ferrite generated during cooling.
  • HAZ toughness improvement by suppressing the coarsening of ⁇ grains during high-temperature heating of HAZ and reducing the size of grain boundary ferrite generated during cooling.
  • it is of course necessary to disperse a large number of Ti nitride particles but the present inventors have further increased the HAZ high-temperature heating as the size of the Ti nitride particles becomes more uniform.
  • Ti nitride with equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more is 7 pieces / mm 2 or less
  • the number of Ti nitrides having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more exceeds 7 / mm 2 , brittle fracture is promoted and HAZ toughness is deteriorated.
  • such a Ti nitride has a characteristic that the HAZ toughness is remarkably deteriorated due to stress concentration because the hardness is significantly higher than that of steel. Therefore, coarse Ti nitride needs to be controlled more strictly than coarse oxide.
  • Ti nitride with an equivalent circle diameter of 20 nm or more is 1.0 ⁇ 10 6 pieces / mm 2 or more
  • Ti nitride particles necessary for suppressing ⁇ grain coarsening cannot be secured.
  • the ultrafine Ti nitride particles having an equivalent circle diameter of less than 20 nm disappear in a short time during high-temperature heating during large heat input welding, and hardly contribute to the suppression of ⁇ grain coarsening.
  • the substantial Ti nitride particle number is controlled by controlling the difference between the recorded size and the average size of the largest number of Ti nitrides. As a result, it was found that a high ⁇ grain coarsening suppressing effect was realized.
  • the difference between the above df and the average equivalent circle diameter da of Ti nitride having an equivalent circle diameter of 20 nm or more and less than 500 nm is controlled to be small. By this control, the substantial number of Ti nitride particles is increased, and a high ⁇ grain coarsening suppressing effect is realized.
  • TEM transmission electron microscope
  • the thick steel plate of the present invention that satisfies the above-mentioned requirements, that is, the constituent elements excluding oxygen are 2% ⁇ Ti ⁇ 40%, 5% ⁇ Al ⁇ 30%, 5% ⁇ Ca ⁇ 40%, 5% by mass.
  • the oxides 300 oxides having an equivalent circle diameter of less than 2 ⁇ m / mm 2 or more, circle oxides of equivalent diameter above 2 ⁇ m have 100 / mm 2 or less, with present,
  • the manufacturing requirement is that at the time of melting, the amount of dissolved oxygen in molten steel is 0.002 to 0.01% by mass deoxidation using Mn, Si, etc., and then Al ⁇ Ti ⁇ (REM , Zr) ⁇ Ca in order, adding each element while controlling the time t1 from the addition of REM or Zr to the addition of Ca to be 5 minutes or more, and further, a temperature of 1500 to 1450 ° C. during casting
  • the cooling time t2 in the range may be set within 300 seconds
  • the cooling time t3 in the temperature range of 1300 to 1200 ° C. during casting may be set within 680 seconds.
  • the amount of dissolved oxygen in molten steel is 0.002 to 0.01% by deoxidation using Mn, Si, etc.
  • the amount of dissolved oxygen is less than 0.002%, a required amount of oxide having an appropriate composition that becomes the starting point of intragranular ⁇ formation cannot be secured.
  • the amount of dissolved oxygen exceeds 0.01%, coarse oxides having an equivalent circle diameter of 2 ⁇ m or more increase, and the HAZ toughness is deteriorated.
  • the time t1 from the addition of REM or Zr to the addition of Ca is 5 minutes or more.
  • the oxide defined in the present invention has an action of promoting the formation of intra-granular ⁇ and is difficult to function as a crystallization starting point of coarse Ti nitride. Has characteristics.
  • the REM or Zr oxide formation reaction is sufficiently advanced prior to the addition of Ca, which is a strong deoxidizing element. There is a need.
  • an oxide satisfying REM / Zr ⁇ 1.0 having a predetermined number density can be obtained by controlling the time t1 from the addition of REM or Zr to the addition of Ca to 5 minutes or more.
  • the reason for adding Al ⁇ Ti ⁇ (REM, Zr) ⁇ Ca in this order is that when each element is added in an order other than this addition order, an appropriate composition that becomes the starting point of intragranular ⁇ formation is obtained. This is because the required number of oxides cannot be secured.
  • Ca is a strong deoxidizing element having a very strong deoxidizing power, if it is added prior to Ti or Al, oxygen associated with Ti or Al is remarkably reduced.
  • the cooling time t2 at 1500 to 1450 ° C. during casting is within 300 seconds.
  • the cooling time t2 at 1500 to 1450 ° C. during casting exceeds 300 seconds, coarse oxides increase.
  • coarse Ti nitrides crystallize due to component segregation during solidification, and HAZ toughness deteriorates.
  • the cooling time t3 in the temperature range of 1300 to 1200 ° C. during casting is within 680 seconds.
  • / da ⁇ The relational expression of 0.35 cannot be satisfied.
  • the cause can be considered as follows.
  • Ti nitrides produced during casting include A. Ti nitride crystallizing in molten steel; Ti nitride formed in a solidified segregation part of solidified steel, C.I. There is Ti nitride generated in the non-solidified segregation part of the solidified steel, which is generated in the order of A ⁇ B ⁇ C, and the size (particle diameter) is in the order of A> B> C. On the other hand, the number of particles is in the order of A ⁇ B ⁇ C, and most of the Ti nitride having a size corresponding to the df is C Ti nitride.
  • the Ti nitride of A has a smaller number of particles than the Ti nitrides of B and C, the average equivalent circular diameter da of the Ti nitride is hardly affected. Therefore, in order to keep
  • the cooling time t3 in the temperature range of 1300 to 1200 ° C. during casting exceeds 680 seconds, B Ti nitride grows prior to the formation of C Ti nitride, so the average equivalent circle diameter of Ti nitride It is considered that da becomes large and
  • the steel plate of the present invention has characteristics of the base material (thick steel plate) if the content of each chemical component (element) is not within the proper range even if the oxide dispersion state described above is appropriate. And HAZ cannot be improved. Therefore, in the thick steel plate of the present invention, it is also a requirement that the content of each chemical component is within the range described below.
  • the content of Al, Ca, Ti, etc. constituting the oxide includes the amount constituting the oxide, as is apparent from its action and effect.
  • all the content (%) of the following chemical component shows the mass%.
  • C 0.03-0.12% C is an essential element for ensuring the strength of the steel sheet. If the C content is lower than 0.03%, the required strength cannot be ensured. On the other hand, when the C content is excessive, a large amount of hard island martensite (MA) is generated, leading to deterioration of the toughness of the base material. Therefore, the C content needs to be 0.12% or less.
  • the minimum with preferable content of C is 0.04%, and a preferable upper limit is 0.10%.
  • Si 0.10 to 0.25% Si is an element that improves the activity of Ti, and needs to be added appropriately in order to realize a predetermined Ti nitride form. If the added amount is less than 0.10%, the number density of Ti nitride having an equivalent circle diameter of 20 nm or more cannot be secured at 1.0 ⁇ 10 6 pieces / mm 2 . On the other hand, if it exceeds 0.25%, coarse Ti nitride is likely to be formed, and a hard MA structure is formed, and a predetermined HAZ toughness cannot be obtained.
  • a preferred lower limit is 0.12%, a more preferred lower limit is 0.14%, a preferred upper limit is 0.22%, and a more preferred upper limit is 0.20%.
  • Mn 1.0 to 2.0% Mn is an element useful for ensuring the strength of the steel sheet. In order to exhibit such an effect effectively, it is necessary to contain 1.0% or more. However, if the content exceeds 2.0% excessively, the strength of the HAZ increases excessively and the toughness deteriorates, so the Mn content is set to 2.0% or less.
  • the preferable lower limit of the Mn content is 1.4%, and the preferable upper limit is 1.8%.
  • P 0.03% or less (excluding 0%) Since P is an impurity element that easily causes grain boundary fracture and adversely affects toughness, its content is preferably as small as possible. From the viewpoint of securing HAZ toughness, the P content needs to be suppressed to 0.03% or less, and preferably 0.02% or less. However, it is difficult to make P in steel 0% industrially.
  • S 0.015% or less (excluding 0%) Since S is an element that degrades the HAZ toughness by forming Mn sulfide at the prior austenite grain boundaries in the HAZ, its content is preferably as small as possible. From the viewpoint of ensuring HAZ toughness, the S content must be suppressed to 0.015% or less, and preferably 0.010% or less. However, it is difficult to industrially make S in steel 0%.
  • Al 0.004 to 0.05%
  • Al is an element that forms an oxide serving as a starting point of the intra-grain ⁇ .
  • a predetermined oxide form cannot be obtained, and the intragranular transformation is not sufficiently promoted, so that the HAZ toughness is deteriorated.
  • the content is excessive, a coarse oxide is generated and the HAZ toughness is deteriorated, so it is necessary to suppress it to 0.05% or less.
  • the preferable lower limit of the Al content is 0.007%, and the preferable upper limit is 0.04%.
  • Ti 0.010 to 0.050%
  • Ti is an element that forms Ti nitride, and by adding it prior to REM, Zr, and Ca, it is possible to finely disperse an oxide having an action of promoting the formation of intragranular ⁇ .
  • it is necessary to contain 0.010% or more of Ti.
  • the preferable lower limit of the Ti content is 0.012%, the preferable upper limit is 0.035%, and the more preferable upper limit is 0.025%.
  • REM 0.0003 to 0.02%
  • Zr 0.0003 to 0.02%
  • REM rare earth element
  • Zr are added prior to the addition of Ca after the addition of Ti, thereby forming an oxide effective for the generation of intragranular ⁇ .
  • These oxides become a more preferable intra-granular ⁇ -generation site by complex precipitation of Ti nitride.
  • Such effects increase as their content increases, but in order to effectively exhibit these effects, it is necessary to contain 0.0003% or more of all.
  • the oxide becomes coarse and deteriorates the HAZ toughness, so both should be suppressed to 0.02% or less.
  • the more preferable lower limit of these contents is 0.0005%, and the more preferable upper limit is 0.015%.
  • Ca 0.0005 to 0.010%
  • REM and Zr When Ca is added 5 minutes or more after the addition of REM and Zr, it forms an oxide that is effective for generating intragranular ⁇ and suppresses crystallization of coarse Ti nitride. In order to exhibit such an effect effectively, it is necessary to contain 0.0005% or more. However, if the content is excessive, a coarse oxide is generated and the HAZ toughness is deteriorated, so it is necessary to suppress it to 0.010% or less.
  • the preferable lower limit of the Ca content is 0.0008%, and the preferable upper limit is 0.008%.
  • N 0.002 to 0.010%
  • N is an element useful for securing the toughness of HAZ by forming fine Ti nitride.
  • the preferable lower limit of the N content is 0.003%, and the preferable upper limit is 0.008%.
  • the above are the essential elements specified in the present invention, and the balance is iron and inevitable impurities.
  • As an inevitable impurity mixing of elements such as Sn, As, and Pb brought in depending on the situation of raw materials, materials, manufacturing equipment, etc. is allowed. Further, it is also effective to positively contain the following elements, and the characteristics of the thick steel plate are further improved depending on the kind of chemical components (elements) contained.
  • Ni 0.05 to 1.50%
  • Cu :: 0.05 to 1.50%
  • Cr 0.05 to 1.50%
  • Mo 0.05 to 1.50%
  • One or more types Ni, Cu, Cr, and Mo are all effective elements for increasing the strength of the steel sheet, and the effect thereof increases as the content thereof increases. In order to exhibit such an effect effectively, it is preferable to contain 0.05% or more of all. However, if they are contained excessively, the strength is excessively increased, and the HAZ toughness is deteriorated.
  • the more preferable lower limit of the content thereof is 0.10%, and the more preferable upper limit is 1.20%.
  • Nb 0.002-0.10% and / or V: 0.002-0.10%
  • Nb and V precipitate as carbonitrides and are effective elements for improving the base material toughness by suppressing the coarsening of ⁇ grains.
  • the content is 0.002% or more.
  • the HAZ structure is coarsened and the HAZ toughness is deteriorated.
  • the more preferable lower limit of the content thereof is 0.005%, and the more preferable upper limit is 0.08%.
  • B 0.0005 to 0.0050% B has the effect of improving the HAZ toughness by suppressing the formation of coarse grain boundaries ⁇ .
  • the content is preferably 0.0005% or more. More preferably, it is 0.0010% or more, More preferably, it is 0.0015% or more.
  • a preferable upper limit is 0.0045%, a more preferable upper limit is 0.0040%, and a still more preferable upper limit is 0.0035%.
  • Coarse Ti nitride crystallizes in a liquid phase in which Ti and N are concentrated by solidification segregation during the solidification stage of molten steel.
  • [Ni] + [Cu] + [Cr] + [Mo] exceeds 2.5%, the solidification temperature is lowered, and the liquid phase remains until a low temperature at which the driving force of coarse Ti nitride crystallization becomes large. Therefore, the amount of coarse Ti nitride produced increases.
  • / da is a parameter related to the number of Ti nitrides that contribute to the suppression of ⁇ grain coarsening during high-temperature heating of the HAZ. If it exceeds 0.35, the coarsening of the ⁇ grains is not sufficiently suppressed, and the predetermined HAZ toughness cannot be ensured.
  • a preferable upper limit is 0.30, and a more preferable upper limit is 0.25.
  • the present invention relates to a thick steel plate, but in general, a thick steel plate means a steel plate having a plate thickness of 3.0 mm or more as defined by JIS.
  • a thick steel plate of the present invention was invented for welding thick steel plates having a thickness of 50 mm or more, and the target steel plate can be said to be a steel plate having a thickness of 50 mm or more.
  • steels having respective component compositions shown in Tables 1 and 2 were melted in a vacuum melting furnace (VIF: 150 kg), and then cast into slabs (cross-sectional shape: 150 mm ⁇ 250 mm) was cast, and hot rolling was further performed using the slab, thereby obtaining a hot rolled sheet having a thickness of 80 mm.
  • the hot rolling conditions were heating before rolling: 1100 ° C. ⁇ 3 hours, finish rolling temperature: 780 ° C. or higher, average cooling rate up to 450 ° C .: 6 ° C./s, and cooling stop temperature: 450 ° C.
  • Table 3 and Table 4 show the controlled conditions in producing this hot-rolled sheet (thick steel sheet).
  • the conditions are as follows: dissolved oxygen amount [Of] (% by mass) in molten steel before addition of Al (Ti), addition order of Al, Ti, REM, Zr, Ca, time t1 from addition of REM or Zr to addition of Ca, Mass ratio of REM addition amount [REM] and Zr addition amount [Zr]: [REM] / [Zr] (described as REM / Zr in the table), cooling time t2 at 1500 to 1450 ° C. during casting, The cooling time t3 at 1300 to 1200 ° C.
  • REM was added in the form of a misch metal containing about 50% Ce and about 25% La by mass%.
  • “-” indicates that the corresponding element is not added.
  • the equivalent circle diameter is less than 2 ⁇ m, and Ti, Al, Ca, REM, and Zr are contained in a predetermined concentration range, and [REM] / [Zr ]
  • / da, and HAZ toughness were determined by the following measurements. These measurement results are shown in Tables 5 and 6.
  • a test piece is cut out from the surface of each thick steel plate at a depth of t / 4 (t: thickness) (taken so that the axis of the test piece passes through the position of t / 4), and in the rolling direction and the thickness direction.
  • the parallel cross section was observed using a field emission scanning electron microscope “SUPRA35 (trade name)” (hereinafter referred to as FE-SEM) manufactured by Carl Zeiss. The observation conditions were as follows: magnification: 5000 times, observation area: 0.048 mm 2 . The area of each oxide in this observation field was measured by image analysis, and the equivalent circle diameter of each oxide was calculated from the area.
  • each oxide satisfies the above-described component composition.
  • the acceleration voltage at the time of component composition measurement by EDX is 15 kV, and the measurement time is 100 seconds.
  • the number of oxides (N1, NA) having an equivalent circle diameter of less than 2 ⁇ m was determined by converting into a number density equivalent to 1 mm 2 .
  • oxides having an equivalent circle diameter of 0.2 ⁇ m or less were excluded from the analysis because the reliability of EDX was not sufficient.
  • a test piece is cut out from the surface of each thick steel plate at a depth of t / 4 (t: thickness) (taken so that the axis of the test piece passes through the position of t / 4), and in the rolling direction and the thickness direction.
  • Parallel sections were observed using FESEM. The observation conditions were as follows: magnification: 1000 times, observation visual field: 0.06 mm 2 , observation location: 20 locations. The area of each oxide in this observation field was measured by image analysis, and the equivalent circle diameter of each oxide was calculated from the area.
  • each oxide satisfies the above-described component composition.
  • the acceleration voltage at the time of component composition measurement by EDX is 15 kV, and the measurement time is 100 seconds.
  • the number (N2) of oxides having an equivalent circle diameter of 2 ⁇ m or more was determined by converting into a number density equivalent to 1 mm 2 .
  • a test piece is cut out from the surface of each thick steel plate at a depth of t / 4 (t: thickness) (taken so that the axis of the test piece passes through the position of t / 4), and in the rolling direction and the thickness direction.
  • t thickness
  • a parallel cross section was photographed with 20 optical fields using an optical microscope at a magnification of 200 ⁇ , and the number of coarse Ti nitrides was counted and calculated by converting the number density (N3) corresponding to 1 mm 2 .
  • Area of the measurement image is one field per 0.148 mm 2, per sample 2.96 mm 2.
  • Ti nitrides were identified based on shape and color, and square-shaped and bright orange inclusions were considered Ti nitrides.
  • the equivalent circle diameter of Ti nitride was calculated by analysis software. Coarse Ti nitride is often crystallized starting from an oxide. In that case, the internal oxide was excluded from the measurement of the equivalent circle diameter.
  • a test piece is cut out from the t / 4 position of each thick steel plate, a replica TEM test piece is produced from a cross section parallel to the rolling direction and the plate thickness direction, and observed with a transmission electron microscope (TEM) at an observation magnification of 15000 times and an observation field of view 6 After observing four visual fields under the condition of .84 ⁇ m ⁇ 8.05 ⁇ m, particles containing Ti and N were discriminated by EDX (energy dispersive X-ray fluorescence analyzer) to obtain a Ti-containing nitride.
  • EDX energy dispersive X-ray fluorescence analyzer
  • the area of the Ti-containing nitride in the visual field was measured, in terms of circle-equivalent diameter is measured the number of the above Ti-containing nitride 20 nm, number density in terms of per 1 mm 2 (N4 )
  • the size of the Ti nitride having an equivalent circle diameter of 20 nm or more is divided into regions every 5 nm in ascending order from the equivalent circle diameter of 20 nm to the range of equivalent circle diameter for each region.
  • a Charpy impact test was performed under the same conditions as described above except that electrogas arc welding was performed at a heat input of 60 kJ / mm, and the absorbed energy (vE ⁇ 40 ) of three test pieces was measured. The average value was obtained. From this measurement result, those having an average value of vE ⁇ 40 exceeding 120 J were evaluated as having excellent HAZ toughness. Further, those having an average value of vE ⁇ 40 exceeding 150 J were evaluated as being particularly excellent in HAZ toughness.
  • No. 1 to 35 are examples of the invention that satisfy the requirements of the present invention, in which chemical composition, oxide, Ti nitride dispersion, etc. are appropriately made, and the HAZ toughness when the heat input is 50 kJ / mm ( It can be seen that the HAZ toughness (average value) is excellent when the average value and the minimum value) and the heat input amount are 60 kJ / mm. That is, no. 1 to 35 can be said to be thick steel plates excellent in toughness of the weld heat affected zone.
  • a thick steel plate that satisfies the requirements of claim 2 can be evaluated as a thick steel plate having an average value of vE ⁇ 40 of more than 150 J and particularly excellent in toughness of the weld heat affected zone.
  • No. 36 to 55 are comparative examples that do not satisfy any of the requirements of the present invention, and the HAZ toughness (average value and minimum value) when the heat input is 50 kJ / mm, and the heat input is 60 kJ / mm. It can be seen that any of the HAZ toughness (average value) does not satisfy the evaluation criteria.
  • the thick steel plate of the present invention is excellent in the toughness of the heat-affected zone after large heat input, and is useful for welded structures such as bridges, high-rise buildings, ships, and line pipes.

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Abstract

　本発明の厚鋼板は、所定の化学成分組成を満足し、酸素を除く構成元素が、質量％で、２％＜Ｔｉ＜４０％、５％＜Ａｌ＜３０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、２％＜Ｚｒ＜３０％、１．０≦ＲＥＭ／Ｚｒを満たす酸化物を含有し、酸化物のうち円相当径が２μｍ未満のもの３００個／ｍｍ２以上、円相当径が２μｍ以上のものが１００個／ｍｍ２以下、Ｔｉ窒化物のうち円相当径が１μｍ以上のものが７個／ｍｍ２以下、円相当径が２０ｎｍ以上のものが１．０×１０６個／ｍｍ２以上存在し、関係式｜ｄａ－ｄｆ｜／ｄａ≦０．３５を満足する。

Description

溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板
　本発明は、橋梁や高層建造物、船舶、ラインパイプなどの溶接構造物に適用される厚鋼板に関し、より詳しくは、大入熱後の熱影響部（以下、ＨＡＺとも述べる。）の靭性に優れた厚鋼板に関するものである。
　近年、橋梁や高層建造物、船舶、ラインパイプなどの溶接構造物の大型化に伴い、このような溶接構造物には５０ｍｍ以上の板厚の厚鋼板が適用されることが多くなってきており、５０ｍｍ以上の板厚の厚鋼板の溶接が不可避となっている。以上のような実情もあり、溶接施工効率向上を目的とした大入熱溶接が求められている。
　しかしながら、大入熱溶接時のＨＡＺは、加熱によって高温のオーステナイト（γ）領域に長時間保持された後、徐冷されるため、加熱時におけるγ粒の成長、冷却過程における粗大フェライト（α）粒の生成に代表されるような組織の粗大化がもたらされやすく、それが大入熱溶接時のＨＡＺの靭性低下の原因となっている。そのため、大入熱溶接時におけるＨＡＺの靭性（以下、ＨＡＺ靭性とも述べる。）を安定して高い水準に保つ技術を開発することが、必要課題となっている。
　ＨＡＺ靭性を確保するための手段としては、酸化物、窒化物、硫化物等の介在物粒子によるγ粒成長ピン止め、介在物粒子を起点とする粒内α生成による組織の微細化に関する技術等が提案されている。こうした技術の提案例として、特許文献１や特許文献２に記載の技術があり、鋼材中に微細なＴｉ窒化物をγ粒成長ピン止め粒子として分散析出させることで、大入熱溶接時のＨＡＺで生じるオーステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性の劣化を抑えることが開示されている。しかしながら、Ｔｉ窒化物は、溶接入熱を増大させると消失しやすく、安定したＨＡＺ靭性を得るためには、特別な工夫が必要となる。
　発明者らも、特許文献３において、微細Ｔｉ窒化物のサイズおよび個数を精密に制御することで、大入熱ＨＡＺ靭性を改善する技術を提案している。しかしながら、想定する入熱は５５ｋＪ／ｍｍにとどまっており、更なる溶接入熱の増大に対応するためには、いっそうの改善が必要である。
　また、特許文献４～７では、高温で安定な酸化物系介在物をγ粒成長ピン止め粒子として利用する技術が提案されている。しかしながら、酸化物系介在物はＴｉ含有窒化物に比べて数が少なく、十分なピン止め効果を得ることができないため、大入熱溶接に対して対応することが十分にはできず、尚一層の改善が必要である。
　すなわち、特許文献４には、ＲＥＭやＺｒを含む酸化物を存在させることによって良好なＨＡＺ特性が得られると記載されてはいるものの、想定した入熱は低い水準にとどまっており、必ずしも大入熱溶接で良好なＨＡＺ特性が得られるとはいいえない。また、特許文献５には、特許文献４と同様にＲＥＭやＺｒを含む酸化物を利用する技術が記載されており、ＨＡＺ靭性としてシャルピー吸収エネルギーを評価しているものの、材料の信頼性という観点では、平均値のみならずその最小値も高い水準に保障する必要があると考えられる。
　更には、特許文献６には、酸化物系介在物とＴｉ含有介在物の両方をγ粒成長ピン止め粒子として利用することで、高いＨＡＺ靭性を得る技術が記載されている。しかしながら、特許文献６では、大入熱溶接を模擬した熱サイクル試験にてＨＡＺ靭性の評価を行っているが、最高加熱温度が１４００℃と一部のＴｉ含有窒化物が残存する温度にて行っている。ところが、ＨＡＺの最高加熱温度が部分的に１４５０℃を上回る高熱となり、Ｔｉ含有窒化物の消失がいっそう促進される。よって、大入熱ＨＡＺ靭性を正確に評価するためには、実際に大入熱溶接試験を行うことが望ましい。また、発明者らは特許文献７で、微細酸化物系介在物のγ粒成長ピン止め効果を活用した技術を提案しているが、この技術は微細Ｍｎ硫化物の再析出抑制を併用した技術であり、溶存酸素量、溶存硫黄量に基づき合金添加量を決定するという煩雑な制御を必要としている。
　また、介在物粒子を起点とする粒内α生成による組織の微細化に関する技術としては、特許文献８に記載のＴｉやＲＥＭを含む複合酸化物とＭｎＳを利用した技術が提案されているほか、発明者らは、特許文献９で介在物形状を制御することで、粒内α生成を促進する技術を提案している。これらの技術は、粒内α生成に対し、（粒内α／介在物）界面エネルギーの低い介在物が有効との前提で構築されているものである。しかしながら、粒内αの生成に際しては、（粒内α／γ）界面エネルギーの寄与も大きく、単に（粒内α／介在物）界面エネルギーを下げるだけでは、十分な粒内αの生成を得ることができないため、大入熱ＨＡＺ靭性を十分に保障するまでには至っていない。
　更に、発明者らは、酸硫化物起点の粒内α生成を活用した高ＨＡＺ靭性技術を構築し、特許文献１０として提案している。しかしながら、代償として２μｍ以上の比較的サイズの大きい酸硫化物粒子を一定数分散させる必要があるため、この技術でも、大入熱ＨＡＺ靭性を十分に保障するまでには至っていない。すなわち、特許文献８記載の技術では、想定する入熱量自体が小さく、また、特許文献９や特許文献１０に記載の技術においても、シャルピー吸収エネルギーの平均値こそ高いものの、最小値には改善の余地があるのが現状である。
　加えて、発明者らは、組織を制御した酸化物を分散させることで、高いＨＡＺ靭性を得ることができる技術を、特許文献１１および特許文献１２として提案している。これらの技術により溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板を実現することができたが、製造上において、まだ改善すべき課題が残っていた。
　特許文献１１記載の技術では、所定の酸化物形態を実現するために、Ｃａ添加前の溶存酸素量に基づいてＣａ添加量を制御しているが、同時にＴｉ添加からＣａ添加までの時間を３～２０分に収める必要があるため、作業者の負担が増すことが懸念される。一方、特許文献１２記載の技術では、Ｃａ添加から鋳込み開始まで４０分～９０分保持する必要があるため、生産性に改善点が残っている。
日本国特開２００１－９８３４０号公報 日本国特開２００４－２１８０１０号公報 日本国特開２０１０－９５７８１号公報 日本国特開２００１－２００３１号公報 日本国特開２００７－２４７００５号公報 日本国特開２００８－２２３０６２号公報 日本国特開２００９－１７９８４４号公報 日本国特開平７－２５２５８６号公報 日本国特開２００８－２２３０８１号公報 日本国特開２００９－１３８２５５号公報 日本国特開２０１０－１６８６４４号公報 日本国特開２０１１－２１９７９７号公報
　本発明は、上記従来の実情を鑑みてなされたもので、大入熱溶接を行った場合であっても、ＨＡＺ靭性の平均値は勿論のこと、その最小値をも向上させることができ、溶接熱影響部の靭性に優れ、更には生産性にも優れた、厚鋼板を提供することを課題とするものである。
　請求項１記載の発明は、質量％で、Ｃ：０．０３～０．１２％、Ｓｉ：０．１０～０．２５％、Ｍｎ：１．０～２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００４～０．０５％、Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％、ＲＥＭ：０．０００３～０．０２％、Ｚｒ：０．０００３～０．０２％、Ｃａ：０．０００５～０．０１０％、Ｎ：０．００２～０．０１０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物である厚鋼板であって、酸素を除く構成元素が、質量％で、２％＜Ｔｉ＜４０％、５％＜Ａｌ＜３０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、２％＜Ｚｒ＜３０％、１．０≦ＲＥＭ／Ｚｒを満たす酸化物を含有し、且つ、前記酸化物のうち、円相当径が２μｍ未満の酸化物が３００個／ｍｍ２以上、円相当径が２μｍ以上の酸化物が１００個／ｍｍ２以下、存在すると共に、含有されるＴｉ窒化物のうち、円相当径が１μｍ以上のＴｉ窒化物が７個／ｍｍ２以下、円相当径が２０ｎｍ以上のＴｉ窒化物が１．０×１０６個／ｍｍ２以上、存在し、更に、前記円相当径が２０ｎｍ以上のＴｉ窒化物の大きさを、円相当径が２０ｎｍのものから小さい順に５ｎｍ置きの領域に区切って各領域毎の円相当径の範囲を（ｄｉ－５）以上ｄｉ未満とし（ここで、ｄｉ＝２５、３０、３５、・・・５００）前記各領域内に存在するＴｉ窒化物の個数密度が最多であった領域の前記ｄｉをｄｆとしたときの前記ｄｆと、円相当径が２０ｎｍ以上５００ｎｍ未満のＴｉ窒化物の平均円相当径ｄａが、｜ｄａ－ｄｆ｜／ｄａ≦０．３５という関係式を満たすことを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板である。
　尚、上記記載を含め、本発明で説明する円相当径とは、酸化物およびＴｉ窒化物の大きさに着目して、その面積が等しくなるように想定した円の直径を求めたもので、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）や走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察することで求めることができる。
　請求項２記載の発明は、更に、酸素を除く構成元素が、質量％で、２％＜Ｔｉ＜４０％、５％＜Ａｌ＜３０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、２％＜Ｚｒ＜３０％、１．５≦ＲＥＭ／Ｚｒを満たす酸化物が３００個／ｍｍ２以上存在することを特徴とする請求項１記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板である。
　請求項３記載の発明は、更に、質量％で、Ｎｉ：０．０５～１．５０％、Ｃｕ：０．０５～１．５０％、Ｃｒ：０．０５～１．５０％、Ｍｏ：０．０５～１．５０％、Ｎｂ：０．００２～０．１０％、Ｖ：０．００２～０．１０％、Ｂ：０．０００５～０．００５０％よりなる群から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１または２記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板である。
　本発明によると、小～中入熱溶接は勿論のこと、大入熱溶接を行った場合であっても、ＨＡＺ靭性の平均値および最小値を向上させることができ、溶接熱影響部の靭性に優れ、更には生産性にも優れた、厚鋼板を得ることができる。
　本発明者らは、比較的生産性の高い製造条件下で厚鋼板の大入熱ＨＡＺ靭性を改善する手段を探索した。その結果、酸化物起点の粒内αの生成を確保すると共に、ＨＡＺ靭性阻害因子である粗大Ｔｉ窒化物の生成を抑制し、Ｔｉ窒化物分散形態を適切に制御することで、厚鋼板の生産性と大入熱ＨＡＺ靭性を両立できることを見出した。すなわち、酸化物組成を適切に制御することで、粒内αの生成を確保できると共に、Ｔｉ窒化物のサイズ、個数を適切に制御し、旧γ粒の粗大化を抑制することで、旧γ粒界に生成する粒界フェライトを微細化できるため、優れた大入熱ＨＡＺ靭性を有する厚鋼板を得ることができることを知見した。
　より詳しくは、これら酸化物のうち、円相当径が２μｍ未満の酸化物を３００個／ｍｍ２以上分散させると共に、円相当径が２μｍ以上の酸化物は１００個／ｍｍ２以下に抑制することなどで、優れたＨＡＺ靭性が得られることを確認した。
　以上説明したような知見を基に、本発明を完成したものであるが、各構成要件を規定した理由は下記に示す通りである。
（酸素を除く構成元素が、質量％で、２％＜Ｔｉ＜４０％、５％＜Ａｌ＜３０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、２％＜Ｚｒ＜３０％、１．０≦ＲＥＭ／Ｚｒを満たし、円相当径が２μｍ未満の酸化物が３００個／ｍｍ２以上）
　酸化物の円相当径を２μｍ未満とすることで、粒内α促進によってＨＡＺ靭性を促進することができる。酸化物の円相当径が２μｍ以上になると、粗大Ｔｉ窒化物が晶出する際の障壁エネルギーが低下し、粗大Ｔｉ窒化物の生成量が増加してしまう。また、酸化物の組成が、質量％で、２％＜Ｔｉ＜４０％、５％＜Ａｌ＜３０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、２％＜Ｚｒ＜３０％、１．０≦ＲＥＭ／Ｚｒという範囲から外れると十分な粒内α生成が得られなくなる。尚、酸化物中のＲＥＭ／Ｚｒ比（質量％）を１．５以上とすることで、溶鋼中において酸化物の表面に生成する粗大晶出Ｔｉ窒化物量が更に減少し、いっそう優れたＨＡＺ靭性が実現される。
（円相当径が２μｍ以上の酸化物が１００個／ｍｍ２以下）
　上記した組成を満足する酸化物のうち、円相当径が２μｍ以上の酸化物は、脆性破壊を助長し、ＨＡＺ靭性を劣化させるので、できるだけ少ないことが好ましい。こうした観点から本発明では、円相当径が２μｍ以上の酸化物は１００個／ｍｍ２以下と規定した。
　本発明では、Ｔｉ窒化物の形態についても詳細に規定した。Ｔｉ窒化物は、ＨＡＺ高温加熱時のγ粒粗大化を抑制し、冷却時に生成する粒界フェライトのサイズを低減することでＨＡＺ靭性改善に寄与する。γ粒粗大化を十分抑制するためには、当然ながらＴｉ窒化物の粒子を数多く分散させる必要があるが、本発明者らは、更にＴｉ窒化物粒子のサイズが均一に近いほど、ＨＡＺ高温加熱時のＴｉ窒化物の溶解速度が低下することを見出し、Ｔｉ窒化物のサイズおよび個数を適切に制御することで、大入熱溶接であってもγ粒粗大化抑制効果が得られることを明らかにした。具体的には、次の２つの条件を満足することで、高い大入熱ＨＡＺ靭性が実現される。
（円相当径が１μｍ以上のＴｉ窒化物が７個／ｍｍ２以下）
　円相当径が１μｍ以上のＴｉ窒化物の個数が７個／ｍｍ２を超えると、脆性破壊を助長し、ＨＡＺ靭性を劣化させてしまう。このようなＴｉ窒化物は、直方体形状を有することに加えて、鋼に比べて著しく硬度が高いため、応力集中によりＨＡＺ靭性を著しく劣化させるという特性を有する。よって、粗大Ｔｉ窒化物は粗大酸化物より厳密に制御する必要がある。
（円相当径が２０ｎｍ以上のＴｉ窒化物が１．０×１０６個／ｍｍ２以上）
　円相当径が２０ｎｍ以上のＴｉ窒化物が１．０×１０６個／ｍｍ２を下回ると、γ粒粗大化抑制に必要なＴｉ窒化物粒子が確保されない。尚、円相当径２０ｎｍ未満の極微細Ｔｉ窒化物粒子は、大入熱溶接時の高温加熱において、短時間で消失し、γ粒粗大化抑制に殆ど寄与しないため、特に制御は必要としない。
（｜ｄａ－ｄｆ｜／ｄａ≦０．３５）
　Ｔｉ窒化物粒子は、サイズが小さいものほどエネルギー的に不安定であり、具体的には、全粒子の平均サイズに比べ小さい粒子ほど、ＨＡＺ高温加熱時に消失しやすくなる。よって、平均サイズより大きい、或いは、平均サイズより小さくても、平均サイズに比較的近いサイズのＴｉ窒化物粒子数が多いほど、γ粒粗大化抑制に寄与する実質的な粒子数は増加する。
　本発明では、Ｔｉ窒化物のサイズ－個数ヒストグラムにおいて、最多のＴｉ窒化物個数が記録されたサイズと平均サイズとの差が小さくなるよう制御することで、この実質的なＴｉ窒化物粒子数が増加し、高いγ粒粗大化抑制効果が実現されることを見出した。
　詳しく説明すると、円相当径が２０ｎｍ以上のＴｉ窒化物の大きさを、円相当径が２０ｎｍのものから小さい順に５ｎｍ置きの領域に区切って各領域毎の円相当径の範囲を（ｄｉ－５）以上ｄｉ未満とし（ここで、ｄｉ＝２５、３０、３５、・・・５００）、それら各領域内に存在するＴｉ窒化物の個数密度が最多であった領域の前記ｄｉをｄｆとしたときの前記ｄｆと、円相当径が２０ｎｍ以上５００ｎｍ未満のＴｉ窒化物の平均円相当径ｄａとの差が、小さくなるよう制御する。この制御により、実質的なＴｉ窒化物粒子数が増加し、高いγ粒粗大化抑制効果が実現される。
　尚、Ｔｉ窒化物の平均円相当径の算出に際しては、実施例の欄で説明する後述の条件により、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察を行い、画像解析によって、この観察視野中の各Ｔｉ窒化物の面積を測定し、その面積から各Ｔｉ窒化物の円相当径を算出した後、円相当径が２０ｎｍ以上５００ｎｍ未満のＴｉ窒化物について、円相当径の算術平均を求めた。
　具体的には、｜ｄａ－ｄｆ｜／ｄａから求めた値が０．３５を超えてしまうと、たとえＴｉ窒化物粒子数が多くても、γ粒粗大化が十分に抑制されず、高い大入熱ＨＡＺ靭性が得られなくなる。
（製造方法）
　上記した要件を満足する本発明の厚鋼板、すなわち、酸素を除く構成元素が、質量％で、２％＜Ｔｉ＜４０％、５％＜Ａｌ＜３０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、２％＜Ｚｒ＜３０％、１．０≦ＲＥＭ／Ｚｒを満たす酸化物を含有し、且つ、前記酸化物のうち、円相当径が２μｍ未満の酸化物が３００個／ｍｍ２以上、円相当径が２μｍ以上の酸化物が１００個／ｍｍ２以下、存在すると共に、含有されるＴｉ窒化物のうち、円相当径が１μｍ以上のＴｉ窒化物が７個／ｍｍ２以下、円相当径が２０ｎｍ以上のＴｉ窒化物が１．０×１０６個／ｍｍ２以上、存在し、更に、｜ｄａ－ｄｆ｜／ｄａ≦０．３５という関係式を満たす厚鋼板を製造するためには、以下の製造要件を満足するようにして、厚鋼板を製造する必要がある。
　その製造要件は、溶製時において、Ｍｎ、Ｓｉ等を用いた脱酸により溶鋼中の溶存酸素量を、質量％で、０．００２～０．０１％とした後、Ａｌ→Ｔｉ→（ＲＥＭ、Ｚｒ）→Ｃａの順に、ＲＥＭまたはＺｒの添加からＣａ添加までの時間ｔ１が５分以上となるようにして制御しつつ、各元素を添加し、更に、鋳造時における１５００～１４５０℃の温度範囲での冷却時間ｔ２を３００秒以内とすると共に、鋳造時における１３００～１２００℃の温度範囲での冷却時間ｔ３を６８０秒以内とすれば良い。また、ＲＥＭ添加量［ＲＥＭ］とＺｒ添加量［Ｚｒ］の質量比である［ＲＥＭ］／［Ｚｒ］を１．８以上、且つｔ１を１０分以上とすることで、より適正な酸化物形態が実現され、溶鋼中において酸化物の表面に生成する粗大晶出Ｔｉ窒化物が減少することで、いっそう優れたＨＡＺ靭性が得られる。次に、これらの製造要件の規定理由について詳しく説明する。なお、ここで（ＲＥＭ、Ｚｒ）としているのは、ＲＥＭとＺｒは同時でも、また、どちらかが先に添加されてもよいことを意味する。
・Ｍｎ、Ｓｉ等を用いた脱酸により溶鋼中の溶存酸素量を、０．００２～０．０１％
　溶存酸素量が０．００２％を下回ると、粒内α生成の起点となる適切な組成を有する酸化物を必要量確保できなくなる。また、溶存酸素量が０．０１％を超えると、円相当径が２μｍ以上の粗大酸化物が増加し、ＨＡＺ靭性を劣化させてしまう。
・ＲＥＭまたはＺｒの添加からＣａ添加までの時間ｔ１を５分以上
　本発明で規定した酸化物は、粒内αの生成促進作用を有すると共に、粗大Ｔｉ窒化物の晶出起点として機能し難いという特徴を有する。特に、酸化物中のＲＥＭ／Ｚｒ比（質量％）を１．０以上とするためには、強脱酸元素であるＣａの添加に先立ち、ＲＥＭまたはＺｒの酸化物形成反応を十分に進行させる必要がある。具体的には、ＲＥＭまたはＺｒの添加からＣａ添加までの時間ｔ１を５分以上に制御することで、所定の個数密度のＲＥＭ／Ｚｒ≧１．０を満たす酸化物を得ることができる。ＲＥＭまたはＺｒの添加からＣａ添加までの時間ｔ１が５分未満であると、ＲＥＭ／Ｚｒ≧１．０を満たす酸化物が不足することになる。また、これに加えて、ＲＥＭ添加量［ＲＥＭ］とＺｒ添加量［Ｚｒ］の質量比である［ＲＥＭ］／［Ｚｒ］を１．８以上かつｔ１を１０分以上とすることで、ＲＥＭ／Ｚｒ≧１．５を満たす酸化物を、所定の個数密度で得ることができる。
　尚、溶製時において、Ａｌ→Ｔｉ→（ＲＥＭ、Ｚｒ）→Ｃａの順に添加する理由は、この添加順序以外の順序で各元素を添加すると、粒内α生成の起点となる適切な組成を有する酸化物を必要数確保できなくなるからである。特に、Ｃａは脱酸力が極めて強い強脱酸元素であるため、ＴｉやＡｌに先立って添加すると、ＴｉやＡｌと結びつく酸素が著しく少なくなる。
・鋳造時の１５００～１４５０℃における冷却時間ｔ２を３００秒以内
　鋳造時の１５００～１４５０℃における冷却時間ｔ２が３００秒を超えると、粗大な酸化物が増加する。或いは、凝固時の成分偏析により粗大Ｔｉ窒化物が晶出し、ＨＡＺ靭性が劣化することになる。
・鋳造時における１３００～１２００℃の温度範囲での冷却時間ｔ３を６８０秒以内
　鋳造時における１３００～１２００℃の温度範囲での冷却時間ｔ３が６８０秒を超えると、｜ｄａ－ｄｆ｜／ｄａ≦０．３５という関係式を満たすことができない。その原因は、次の通りと考えることができる。
　鋳造時に生成するＴｉ窒化物には、Ａ．溶鋼中で晶出するＴｉ窒化物、Ｂ．凝固した鋼の凝固偏析部で生成するＴｉ窒化物、Ｃ．凝固した鋼の非凝固偏析部で生成するＴｉ窒化物があり、Ａ→Ｂ→Ｃの順に生成し、その大きさ（粒子径）は、Ａ＞Ｂ＞Ｃの順である。一方、粒子数は、Ａ＜Ｂ＜Ｃの順であり、前記ｄｆ相当の大きさのＴｉ窒化物の大部分は、ＣのＴｉ窒化物である。また、ＡのＴｉ窒化物は、Ｂ，ＣのＴｉ窒化物に比べて粒子数が少ないため、Ｔｉ窒化物の平均円相当径ｄａに殆ど影響を及ぼすことがない。よって、｜ｄａ－ｄｆ｜／ｄａを所定の範囲に収めるには、Ｂ，ＣのＴｉ窒化物の生成を制御する必要があるといえる。鋳造時における１３００～１２００℃の温度範囲での冷却時間ｔ３が６８０秒を超えると、ＣのＴｉ窒化物の生成に先立ち、ＢのＴｉ窒化物が成長するため、Ｔｉ窒化物の平均円相当径ｄａが大きくなってしまい、｜ｄａ－ｄｆ｜／ｄａが０．３５を超えてしまうと考えられる。
（化学成分組成）
　次に、本発明の厚鋼板における化学成分組成について説明する。本発明の厚鋼板は、先に説明した酸化物の分散状態等が適切であっても、夫々の化学成分（元素）の含有量が適正範囲内でなければ、母材（厚鋼板）の特性とＨＡＺを良好にすることができない。従って、本発明の厚鋼板では、夫々の化学成分の含有量が、以下に説明する範囲内にあることも併せて要件とする。これらの化学成分のうち、酸化物を構成するＡｌ、Ｃａ、Ｔｉ等の含有量は、その作用効果から明らかなように、酸化物を構成する量を含めたものである。尚、下記の化学成分の含有量（％）は全て質量％を示す。
Ｃ：０．０３～０．１２％
　Ｃは、鋼板の強度を確保するための必須元素である。Ｃの含有量が０．０３％より低い場合は、必要な強度を確保できなくなる。一方で、Ｃの含有量が過剰になると、硬質な島状マルテンサイト（ＭＡ）が多く生成して母材の靭性劣化を招くことになる。従って、Ｃの含有量は０．１２％以下とする必要がある。Ｃの含有量の好ましい下限は０．０４％、好ましい上限は０．１０％である。
Ｓｉ：０．１０～０．２５％
　Ｓｉは、Ｔｉの活量を向上させる元素であり、所定のＴｉ窒化物形態を実現するために、適切に添加する必要がある。添加量が０．１０％を下回ると、円相当径が２０ｎｍ以上のＴｉ窒化物の個数密度が１．０×１０６個／ｍｍ２を確保できなくなる。また、０．２５％を上回ると、粗大なＴｉ窒化物が生成しやすくなるのに加え、硬質なＭＡ組織が形成されるようになり、所定のＨＡＺ靭性が得られない。好ましい下限は０．１２％、より好ましい下限は０．１４％、好ましい上限は０．２２％、より好ましい上限は０．２０％である。
Ｍｎ：１．０～２．０％
　Ｍｎは、鋼板の強度を確保す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１．０％以上含有させる必要がある。しかし、２．０％を超えて過剰に含有させるとＨＡＺの強度が上昇しすぎて靭性が劣化するので、Ｍｎの含有量は２．０％以下とする。Ｍｎの含有量の好ましい下限は１．４％、好ましい上限は１．８％である。
Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）
　Ｐは、粒界破壊を起こし易く靭性に悪影響を及ぼす不純物元素であるので、その含有量はできるだけ少ないことが好ましい。ＨＡＺ靭性を確保するという観点からして、Ｐの含有量は０．０３％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０２％以下とする。しかし、工業的に鋼中のＰを０％にすることは困難である。
Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）
　Ｓは、ＨＡＺにおいて、旧オーステナイト粒界にＭｎ硫化物を形成して、ＨＡＺ靭性を劣化させる元素であるので、その含有量はできるだけ少ないことが好ましい。ＨＡＺ靭性を確保するという観点からして、Ｓの含有量は０．０１５％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０１０％以下とする。しかし、工業的に鋼中のＳを０％にすることは困難である。
Ａｌ：０．００４～０．０５％
　Ａｌは、粒内αの起点となる酸化物を形成する元素である。その含有量が０．００４％未満であると、所定の酸化物形態が得られなくなり、粒内変態が十分に促進されなくなるため、ＨＡＺ靭性が劣化する。一方、含有量が過剰であると、粗大酸化物が生成してＨＡＺ靭性が劣化するので、０．０５％以下に抑える必要がある。Ａｌの含有量の好ましい下限は０．００７％、好ましい上限は０．０４％である。
Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％
　Ｔｉは、Ｔｉ窒化物を形成する元素であると共に、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｃａに先立ち添加することによって、粒内αの生成促進作用を有する酸化物の微細分散が可能となる。所定のＴｉ窒化物、酸化物形態を実現するためには、Ｔｉを０．０１０％以上含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が過剰であると粗大Ｔｉ窒化物が多く晶出してＨＡＺ靭性を劣化させるので、０．０５０％以下に抑える必要がある。Ｔｉの含有量の好ましい下限は０．０１２％、好ましい上限は０．０３５％、より好ましい上限は０．０２５％である。
ＲＥＭ：０．０００３～０．０２％、Ｚｒ：０．０００３～０．０２％
　ＲＥＭ（希土類元素）およびＺｒは、Ｔｉの添加後、Ｃａの添加に先立って添加することで、粒内αの生成に有効な酸化物を形成する。これら酸化物は、Ｔｉ窒化物が複合析出することでより好適な粒内α生成サイトとなる。こうした効果は、それらの含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるためには、いずれも０．０００３％以上含有させる必要がある。しかし、これらを過剰に含有させると、酸化物が粗大になってＨＡＺ靭性を劣化させるため、いずれも０．０２％以下に抑えるべきである。これらの含有量のより好ましい下限は０．０００５％、より好ましい上限は０．０１５％である。
Ｃａ：０．０００５～０．０１０％
　Ｃａは、ＲＥＭ、Ｚｒの添加から５分以上後に添加することによって、粒内αの生成に有効で、且つ粗大Ｔｉ窒化物の晶出を抑制する酸化物を形成する。こうした効果を有効に発揮させるためには、０．０００５％以上含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が過剰であると粗大酸化物が生成してＨＡＺ靭性が劣化するので０．０１０％以下に抑える必要がある。Ｃａの含有量の好ましい下限は０．０００８％、好ましい上限は０．００８％である。
Ｎ：０．００２～０．０１０％
　Ｎは、微細なＴｉ窒化物を形成することによって、ＨＡＺの靭性を確保する上で有用な元素である。その含有量を０．００２％以上とすることで、所望のＴｉ窒化物を確保することができる。しかし、その含有量が過剰になると、粗大Ｔｉ窒化物の晶出が助長されるので０．０１０％以下に抑える必要がある。Ｎの含有量の好ましい下限は０．００３％、好ましい上限は０．００８％である。
　以上が本発明で規定する必須の含有元素であって、残部は鉄および不可避的不純物である。不可避的不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれるＳｎ、Ａｓ、Ｐｂ等の元素の混入が許容される。また、更に以下に示す元素を積極的に含有させることも有効であり、含有される化学成分（元素）の種類によって厚鋼板の特性が更に改善される。
Ｎｉ：０．０５～１．５０％、Ｃｕ：：０．０５～１．５０％、Ｃｒ：０．０５～１．５０％、Ｍｏ：０．０５～１．５０％よりなる群から選ばれる１種以上
　Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、およびＭｏは、いずれもが鋼板の高強度化に有効な元素であり、その効果はそれらの含有量が増加するにつれて増大する。こうした効果を有効に発揮させるためには、いずれも０．０５％以上含有させることが好ましい。しかし、それらを過剰に含有させると、強度の過大な上昇を招き、ＨＡＺ靭性を劣化させるため、いずれも１．５０％以下に抑えることが好ましい。それらの含有量のより好ましい下限は０．１０％、より好ましい上限は１．２０％である。
Ｎｂ：０．００２～０．１０％および／またはＶ：０．００２～０．１０％
　ＮｂおよびＶは、炭窒化物として析出し、γ粒の粗大化を抑制することで、母材靭性を良好にするのに有効な元素である。その効果はそれらの含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるためには、いずれも０．００２％以上含有させることが好ましい。しかし、それらを過剰に含有させると、ＨＡＺ組織の粗大化を招き、ＨＡＺ靭性を劣化させるため、いずれも０．１０％以下に抑えることが好ましい。それらの含有量のより好ましい下限は０．００５％、より好ましい上限は０．０８％である。
Ｂ：０．０００５～０．００５０％
　Ｂは、粗大な粒界αの生成を抑制することで、ＨＡＺ靭性を向上させる効果を有する。こうした効果は、含有量が増加するにつれて増大するが、効果的に発揮させるためには、０．０００５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．００１０％以上、更に好ましくは０．００１５％以上である。しかし、Ｂ含有量が過剰となると、旧オーステナイト粒界からの粗大ベイナイトバケットが促進され、ＨＡＺ靭性はかえって低下する。好ましい上限は０．００４５％、より好ましい上限は０．００４０％、更に好ましい上限は０．００３５％である。
　また、化学成分組成の説明で、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏよりなる群から選ばれる１種以上を含有することが有効であることを説明したが、その場合、それらの含有量（質量％）が、［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＜２．５％を満足することが好ましい（但し、前式で［ ］は各元素の含有量（質量％）を示す。）。
　粗大Ｔｉ窒化物は、溶鋼の凝固段階において、凝固偏析によりＴｉ、Ｎが濃化した液相に晶出する。［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］が２．５％を超えると、凝固温度が低温化し、粗大Ｔｉ窒化物晶出の駆動力が大きくなる低温まで液相が残存するようになるため、粗大Ｔｉ窒化物の生成量が増加してしまう。
（｜ｄａ－ｄｆ｜／ｄａ≦０．３５）
　｜ｄａ－ｄｆ｜／ｄａは、ＨＡＺ高温加熱時のγ粒粗大化抑制に寄与するＴｉ窒化物数と関連するパラメータである。０．３５を超えると、γ粒の粗大化が十分抑制されず、所定のＨＡＺ靭性が確保できない。好ましい上限は０．３０、更に好ましい上限は０．２５である。
　本発明は厚鋼板に関する発明であるが、一般に厚鋼板とは、ＪＩＳで定義されるように、板厚が３．０ｍｍ以上の鋼板のことを示す。一方、本発明の厚鋼板は、５０ｍｍ以上の板厚の厚鋼板の溶接を対象として発明されたものであり、対象とする鋼板は、板厚が５０ｍｍ以上の鋼板であるということができると思われるが、これらは単に好ましい態様に過ぎず、本発明を５０ｍｍ未満の板厚の厚鋼板へ適用することを排除するものではない。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
　本発明の実施例では、まず、表１および表２に示す各成分組成の鋼を、真空溶解炉（ＶＩＦ：１５０ｋｇ）によって溶製した後、その溶鋼を用いて鋳片（断面形状：１５０ｍｍ×２５０ｍｍ）を鋳造し、更にその鋳片を用いて熱間圧延を行うことで、板厚８０ｍｍの熱間圧延板を得た。尚、熱間圧延条件は、圧延前加熱：１１００℃×３時間、仕上げ圧延温度：７８０℃以上、４５０℃までの平均冷却速度：６℃／ｓ、冷却停止温度：４５０℃とした。
　この熱間圧延板（厚鋼板）を製造するにあたり、制御した各条件を表３および表４に示す。その条件は、Ａｌ（Ｔｉ）添加前の溶鋼中の溶存酸素量［Ｏｆ］（質量％）、Ａｌ，Ｔｉ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｃａの添加順序、ＲＥＭまたはＺｒ添加からＣａ添加までの時間ｔ１、ＲＥＭ添加量［ＲＥＭ］とＺｒ添加量［Ｚｒ］の質量比：［ＲＥＭ］／［Ｚｒ］（表にはＲＥＭ／Ｚｒと記載）、鋳造時の１５００～１４５０℃における冷却時間ｔ２、鋳造時の１３００～１２００℃における冷却時間ｔ３である。
　尚、表１および表２において、ＲＥＭは、質量％で、Ｃｅを５０％程度とＬａを２５％程度含有するミッシュメタルの形態で添加した。また、表１および表２で、「－」は該当元素を添加していないことを示す。
　また、表３および表４において、Ａｌ，Ｔｉ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｃａの添加順序は、Ａｌ→Ｔｉ→（ＲＥＭ、Ｚｒ）→Ｃａの順序のときを「○」、それ以外の順序のときを「×」で示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　以上の要件で製造した各熱間圧延板（厚鋼板）を用いて、円相当径が２μｍ未満かつＴｉ、Ａｌ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒを所定の濃度範囲で含有し、［ＲＥＭ］／［Ｚｒ］≧１．０である酸化物の個数密度Ｎ１、円相当径が２μｍ未満かつＴｉ、Ａｌ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒを所定の濃度範囲で含有し、［ＲＥＭ］／［Ｚｒ］≧１．５である酸化物の個数密度ＮＡ、円相当径が２μｍ以上の酸化物の個数密度Ｎ２、円相当径が１μｍ以上のＴｉ窒化物の個数密度Ｎ３、円相当径が２０ｎｍ以上のＴｉ窒化物の個数密度Ｎ４、｜ｄａ－ｄｆ｜／ｄａ、およびＨＡＺ靭性を下記する測定により求め出した。これらの測定結果を表５および表６に示す。
（円相当径が２μｍ未満の酸化物の個数密度の測定）
　各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、Ｃａｒｌ　Ｚｅｉｓｓ社製の電界放射式走査型電子顕微鏡「ＳＵＰＲＡ３５（商品名）」（以下、ＦＥ－ＳＥＭと呼ぶ）を用いて観察した。その観察条件は、倍率：５０００倍、観察面積：０．０４８ｍｍ２とした。画像解析によって、この観察視野中の各酸化物の面積を測定し、その面積から各酸化物の円相当径を算出した。尚、各酸化物が上記した成分組成を満足するものであることは、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によって確認した。ＥＤＸによる成分組成測定時の加速電圧は１５ｋＶ、測定時間は１００秒である。そして、円相当径が２μｍ未満となる酸化物の個数（Ｎ１、ＮＡ）を１ｍｍ２相当の個数密度に換算して求めた。但し、円相当径が０．２μｍ以下となる酸化物については、ＥＤＸの信頼性が十分でないため、解析から除外した。
（円相当径が２μｍ以上の酸化物の個数密度の測定）
　各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、ＦＥＳＥＭを用いて観察した。その観察条件は、倍率：１０００倍、観察視野：０．０６ｍｍ２、観察箇所：２０箇所とした。画像解析によって、この観察視野中の各酸化物の面積を測定し、その面積から各酸化物の円相当径を算出した。尚、各酸化物が上記した成分組成を満足するものであることは、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によって確認した。ＥＤＸによる成分組成測定時の加速電圧は１５ｋＶ、測定時間は１００秒である。そして、円相当径が２μｍ以上となる酸化物の個数（Ｎ２）を１ｍｍ２相当の個数密度に換算して求めた。
（円相当径が１μｍ以上のＴｉ窒化物の個数密度の測定）
　各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、光学顕微鏡を用いて倍率：２００倍で２０視野撮影し、の粗大Ｔｉ窒化物の個数をカウントし、１ｍｍ２相当の個数密度（Ｎ３）に換算して求めた。測定画像の面積は、１視野あたり０．１４８ｍｍ２、１試料あたり２．９６ｍｍ２である。Ｔｉ窒化物の同定は形状および色に基づいて行い、角ばった形状且つ鮮やかなオレンジ色の介在物をＴｉ窒化物と見なした。また、Ｔｉ窒化物の円相当径は解析ソフトにより算出した。尚、粗大Ｔｉ窒化物は、酸化物を起点として晶出することが多いが、その場合、内部の酸化物は円相当径の計測の対象から除外した。
（円相当径が２０ｎｍ以上のＴｉ窒化物の個数密度の測定、および｜ｄａ－ｄｆ｜／ｄａの算出）
　各厚鋼板のｔ／４位置から試験片を切り出し、圧延方向および板厚方向に平行な断面からレプリカＴＥＭ試験片を作製し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で、観察倍率１５０００倍、観察視野６．８４μｍ×８．０５μｍの条件で４視野観察したうえで、ＥＤＸ（エネルギー分散型蛍光Ｘ線分析装置）によってＴｉおよびＮを含む粒子を判別してＴｉ含有窒化物とした。更に画像解析によって、その視野中のＴｉ含有窒化物の面積を測定し、円相当径に換算して２０ｎｍ以上のＴｉ含有窒化物の個数を計測し、１ｍｍ２あたりに換算して個数密度（Ｎ４）を求めた。加えて、得られたデータから、円相当径が２０ｎｍ以上のＴｉ窒化物の大きさを、円相当径が２０ｎｍものから小さい順に５ｎｍ置きの領域に区切って各領域毎の円相当径の範囲を（ｄｉ－５）以上ｄｉ未満とし、前記各領域内に存在するＴｉ窒化物の個数密度が最多であった領域の前記ｄｉをｄｆとしたときの前記ｄｆと、円相当径が２０ｎｍ以上５００ｎｍ未満のＴｉ窒化物の平均円相当径ｄａを求め、｜ｄａ－ｄｆ｜／ｄａを算出した。
（ＨＡＺ靭性の評価）
　各厚鋼板から、溶接継手用試験片を採取し、Ｖ先加工を施した後、入熱量：５０ｋＪ／ｍｍにてエレクトロガスアーク溶接を実施した。これら試験片から、各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置の溶接線（ボンド）近傍のＨＡＺに切欠きを加工したシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ　Ｚ　２２４２のＶノッチ試験片）を３本ずつ採取し、－４０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ－４０）を測定し、それらの平均値と最小値を求めた。この測定結果から、ｖＥ－４０の平均値が１８０Ｊを超え、最小値が１２０Ｊを超えるものを、ＨＡＺ靭性に優れると評価した。
　また、入熱量：６０ｋＪ／ｍｍにてエレクトロガスアーク溶接を実施する以外は全て上記した条件と同じ条件でもシャルピー衝撃試験を行い、３本の試験片の吸収エネルギー（ｖＥ－４０）を測定して、その平均値を求めた。この測定結果から、ｖＥ－４０の平均値が１２０Ｊを超えるものを、ＨＡＺ靭性に優れると評価した。また、ｖＥ－４０の平均値が１５０Ｊを超えるものを、特にＨＡＺ靭性に優れると評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　Ｎｏ．１～３５は、本発明の要件を満足する発明例であり、化学成分組成、酸化物、Ｔｉ窒化物の分散等が適切になされており、入熱量を５０ｋＪ／ｍｍにした場合のＨＡＺ靭性（平均値および最小値）、並びに入熱量を６０ｋＪ／ｍｍにした場合のＨＡＺ靭性（平均値）が優れていることが分かる。すなわち、Ｎｏ．１～３５は、溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板であるということができる。
　更には、請求項２記載の要件を満足する厚鋼板は、ｖＥ－４０の平均値が１５０Ｊを超え、特に溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板であると評価することができる。
　これに対し、Ｎｏ．３６～５５は、本発明の要件のうちいずれかの要件を満足しない比較例であり、入熱量を５０ｋＪ／ｍｍにした場合のＨＡＺ靭性（平均値および最小値）、並びに入熱量を６０ｋＪ／ｍｍにした場合のＨＡＺ靭性（平均値）のいずれかが、評価基準を満足していないことが分かる。
　本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。
　本出願は、２０１２年９月１９日出願の日本特許出願（特願２０１２－２０５８４０）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
　本発明の厚鋼板は大入熱後の熱影響部の靭性に優れており、橋梁や高層建造物、船舶、ラインパイプなどの溶接構造物に有用である。

Claims (3)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０３～０．１２％、Ｓｉ：０．１０～０．２５％、Ｍｎ：１．０～２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００４～０．０５％、Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％、ＲＥＭ：０．０００３～０．０２％、Ｚｒ：０．０００３～０．０２％、Ｃａ：０．０００５～０．０１０％、Ｎ：０．００２～０．０１０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物である厚鋼板であって、
    　酸素を除く構成元素が、質量％で、２％＜Ｔｉ＜４０％、５％＜Ａｌ＜３０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、２％＜Ｚｒ＜３０％、１．０≦ＲＥＭ／Ｚｒを満たす酸化物を含有し、且つ、前記酸化物のうち、円相当径が２μｍ未満の酸化物が３００個／ｍｍ２以上、円相当径が２μｍ以上の酸化物が１００個／ｍｍ２以下、存在すると共に、
    　含有されるＴｉ窒化物のうち、円相当径が１μｍ以上のＴｉ窒化物が７個／ｍｍ２以下、円相当径が２０ｎｍ以上のＴｉ窒化物が１．０×１０６個／ｍｍ２以上、存在し、
    　更に、前記円相当径が２０ｎｍ以上のＴｉ窒化物の大きさを、円相当径が２０ｎｍのものから小さい順に５ｎｍ置きの領域に区切って各領域毎の円相当径の範囲を（ｄｉ－５）以上ｄｉ未満とし（ここで、ｄｉ＝２５、３０、３５、・・・５００）、前記各領域内に存在するＴｉ窒化物の個数密度が最多であった領域の前記ｄｉをｄｆとしたときの前記ｄｆと、
    　円相当径が２０ｎｍ以上５００ｎｍ未満のＴｉ窒化物の平均円相当径ｄａが、
    　｜ｄａ－ｄｆ｜／ｄａ≦０．３５という関係式を満たすことを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
  2. 　更に、酸素を除く構成元素が、質量％で、２％＜Ｔｉ＜４０％、５％＜Ａｌ＜３０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、２％＜Ｚｒ＜３０％、１．５≦ＲＥＭ／Ｚｒを満たし、かつ、円相当径が２μｍ未満の酸化物が３００個／ｍｍ２以上存在する小とを特徴とする請求項１記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
  3. 　更に、質量％で、Ｎｉ：０．０５～１．５０％、Ｃｕ：０．０５～１．５０％、Ｃｒ：０．０５～１．５０％、Ｍｏ：０．０５～１．５０％、Ｎｂ：０．００２～０．１０％、Ｖ：０．００２～０．１０％、Ｂ：０．０００５～０．００５０％よりなる群から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１または２記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
     
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2016163451A1 (ja) * 2015-04-10 2016-10-13 株式会社神戸製鋼所 低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板および高強度ラインパイプ用鋼管

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6301805B2 (ja) * 2014-10-17 2018-03-28 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の靭性に優れたタンク用厚鋼板
JP2017078221A (ja) * 2015-10-21 2017-04-27 株式会社神戸製鋼所 鋼板及び接合体

Citations (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07252586A (ja) 1994-01-21 1995-10-03 Nippon Steel Corp 多層盛溶接熱影響部のｃｔｏｄおよび大入熱溶接熱影響部靭性に優れた溶接構造用鋼
JP2001020031A (ja) 1999-07-06 2001-01-23 Kawasaki Steel Corp 母材および溶接熱影響部の靱性に優れた非調質高張力鋼材
JP2001098340A (ja) 1999-09-29 2001-04-10 Nippon Steel Corp 溶接熱影響部靱性に優れた溶接構造用鋼
JP2004218010A (ja) 2003-01-15 2004-08-05 Kobe Steel Ltd 溶接用鋼
JP2007247005A (ja) 2006-03-16 2007-09-27 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靭性および母材靭性に優れた鋼材およびその製法
JP2008121074A (ja) * 2006-11-13 2008-05-29 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板
JP2008223062A (ja) 2007-03-09 2008-09-25 Kobe Steel Ltd 母材および溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板
JP2008223081A (ja) 2007-03-12 2008-09-25 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靭性に優れた高張力厚鋼板
JP2009138255A (ja) 2007-11-13 2009-06-25 Kobe Steel Ltd 大入熱溶接時の熱影響部の靭性に優れた溶接用高張力厚鋼板
JP2009179844A (ja) 2008-01-30 2009-08-13 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靭性に優れた高張力厚鋼板
JP2010095781A (ja) 2008-10-20 2010-04-30 Kobe Steel Ltd 母材および溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板
JP2010168644A (ja) 2008-12-22 2010-08-05 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板
JP2011219797A (ja) 2010-04-07 2011-11-04 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板
JP2012092422A (ja) * 2010-09-29 2012-05-17 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板
JP2012092425A (ja) * 2010-09-29 2012-05-17 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5340839B2 (ja) * 2009-07-17 2013-11-13 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板
KR101320220B1 (ko) * 2010-05-20 2013-10-29 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 후강판
JP5824434B2 (ja) * 2011-11-14 2015-11-25 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板

Patent Citations (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07252586A (ja) 1994-01-21 1995-10-03 Nippon Steel Corp 多層盛溶接熱影響部のｃｔｏｄおよび大入熱溶接熱影響部靭性に優れた溶接構造用鋼
JP2001020031A (ja) 1999-07-06 2001-01-23 Kawasaki Steel Corp 母材および溶接熱影響部の靱性に優れた非調質高張力鋼材
JP2001098340A (ja) 1999-09-29 2001-04-10 Nippon Steel Corp 溶接熱影響部靱性に優れた溶接構造用鋼
JP2004218010A (ja) 2003-01-15 2004-08-05 Kobe Steel Ltd 溶接用鋼
JP2007247005A (ja) 2006-03-16 2007-09-27 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靭性および母材靭性に優れた鋼材およびその製法
JP2008121074A (ja) * 2006-11-13 2008-05-29 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板
JP2008223062A (ja) 2007-03-09 2008-09-25 Kobe Steel Ltd 母材および溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板
JP2008223081A (ja) 2007-03-12 2008-09-25 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靭性に優れた高張力厚鋼板
JP2009138255A (ja) 2007-11-13 2009-06-25 Kobe Steel Ltd 大入熱溶接時の熱影響部の靭性に優れた溶接用高張力厚鋼板
JP2009179844A (ja) 2008-01-30 2009-08-13 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靭性に優れた高張力厚鋼板
JP2010095781A (ja) 2008-10-20 2010-04-30 Kobe Steel Ltd 母材および溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板
JP2010168644A (ja) 2008-12-22 2010-08-05 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板
JP2011219797A (ja) 2010-04-07 2011-11-04 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板
JP2012092422A (ja) * 2010-09-29 2012-05-17 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板
JP2012092425A (ja) * 2010-09-29 2012-05-17 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2016163451A1 (ja) * 2015-04-10 2016-10-13 株式会社神戸製鋼所 低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板および高強度ラインパイプ用鋼管
CN107532254A (zh) * 2015-04-10 2018-01-02 株式会社神户制钢所 低温韧性优异的高强度管线管用钢板和高强度管线管用钢管
EP3282028A4 (en) * 2015-04-10 2018-11-07 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Steel sheet for high strength line pipe with excellent low temperature toughness and steel pipe for high strength line pipe

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