WO2017183720A1 - 厚鋼板 - Google Patents

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WO2017183720A1
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和輝 笠野
正裕 小栗
孝浩 加茂
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新日鐵住金株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a thick steel plate.
  • the present invention particularly relates to a thick steel plate excellent in toughness of a heat-affected zone (hereinafter referred to as “HAZ”) used for offshore structures such as oil and natural gas drilling facilities on the sea.
  • HZ heat-affected zone
  • the heating temperature at the time of welding increases as it approaches the melting line.
  • the austenite grains become extremely coarse in a region where the austenite grains are heated to 1400 ° C. or higher in the vicinity of the melting line. For this reason, the HAZ structure after cooling becomes coarse and the HAZ toughness deteriorates.
  • a method of controlling crystal grain size in HAZ is known.
  • a method for controlling the crystal grain size specifically, a method of suppressing the austenite grain coarsening in the heating process of welding by dispersing a large amount of fine pinning particles in the steel, or the ferrite transformation
  • Patent Document 1 discloses that a composite inclusion made of an oxide composed of Mg, Mn and Al and MnS and having a particle size of less than 0.6 ⁇ m is dispersed in steel material by 1 ⁇ 10 6 pieces / mm 3 or more and A produced steel material is disclosed. This steel material suppresses the coarsening of prior austenite grains, and thereby ensures excellent toughness even when high heat input welding of 300 kJ / cm or more is performed.
  • Patent Document 2 discloses a thick steel plate in which Mn oxide and Al oxide, which are likely to be precipitation nuclei of MnS particles, are finely dispersed in steel. This thick steel plate has good HAZ toughness even when high heat input welding of 200 kJ / cm is performed.
  • Patent Document 3 discloses a plate thickness in which the particle diameter and number density of TiN particles, MnS particles and composite particles having a circle-equivalent diameter of 0.5 to 2.0 ⁇ m contained in the steel plate are controlled within a predetermined range.
  • a 10-35 mm steel sheet is disclosed. This steel plate suppresses the growth of austenite grains by a pinning effect when the steel plate is heated by welding. The steel sheet further refines its structure by becoming a nucleus in which ferrite transforms when the steel sheet is cooled after welding. This steel plate improves the HAZ toughness during high heat input welding.
  • An object of the present invention is to provide a thick steel plate having excellent HAZ toughness even when high heat input welding is performed.
  • the present inventors have obtained the following knowledge as a result of intensive studies to solve the above-mentioned problems.
  • the present inventors controlled the balance of the contents of Ti, Al, O and N in the steel making process, and the fine TiN particles dispersed in the steel caused the growth of austenite grains in the HAZ due to the pinning effect. It was found that it suppresses and suppresses the growth of coarse austenite grains.
  • Control of inclusions that form the nuclei of intragranular ferrite is effective for effectively growing intragranular ferrite in austenite grains during welding. The following matters concerning the mechanism of intragranular ferrite growth were found.
  • Mn is absorbed into atomic vacancies existing inside the Ti-based oxide.
  • a Mn-deficient layer in which the Mn concentration decreases is formed around the inclusions, and the growth start temperature of ferrite in this portion increases.
  • the present inventors have found that the amount of the MnS complex of inclusions serving as nuclei of intragranular ferrite affects the growth of intragranular ferrite. That is, when the composite MnS is large, a larger Mn concentration gradient is formed around the inclusions, so that the driving force for diffusing Mn increases. As a result, a Mn-deficient layer is easily formed. On the other hand, when the composite MnS is small, a gradient of Mn concentration is hardly formed around the inclusions. As a result, it becomes difficult to form a Mn-deficient layer.
  • inclusions in steel must satisfy the following requirements in order to obtain the effect of refining crystal grains.
  • the steel contains a composite inclusion in which MnS is present around the Ti oxide, and the area ratio of MnS in the cross section of the composite inclusion is 10% or more and less than 90%.
  • the proportion of MnS in the length is 10% or more.
  • the number density of this composite inclusion having a particle size of 0.5 to 5.0 ⁇ m is 10 to 100 / mm 2 .
  • the present invention suppresses the growth of coarse crystal grains by the TiN particles, controls the composite form of the Ti-based composite oxide, and controls the amount and number density of MnS composited in the inclusions.
  • intragranular ferrite is effectively precipitated.
  • the present invention is based on these findings and is listed below.
  • Ti_TiO (mass%): Ti content that becomes Ti oxide out of total Ti content O (mass%): O content in steel Mn_MnS (mass%): Mn amount that becomes MnS out of total Mn content R1 (%): Average value of the area ratio of MnS in the cross section of the composite inclusion R2 (%): Average value of the ratio of MnS in the circumference of the composite inclusion
  • a thick steel plate having excellent HAZ toughness even when high heat input welding is performed is provided.
  • the thick steel plate according to the present invention will be described.
  • (A1) C 0.01 to 0.20% C has an effect of increasing the strength of the base material and the HAZ.
  • the C content is 0.01% or more, preferably 0.02% or more in order to ensure the strength of the base material and HAZ and the HAZ low temperature toughness, More preferably, it is 0.05% or more, More preferably, it is 0.06% or more.
  • the C content is 0.20% or less, preferably 0.15% or less, and more preferably 0.08% or less in order to ensure the strength of the base material and the HAZ and the HAZ low temperature toughness. .
  • Si acts as a deoxidizer during the production of steel, it is effective in controlling the amount of oxygen and increases in strength by solid solution in the steel. Therefore, the Si content is 0.10% or more, and is preferably 0.13% or more in order to control the oxygen amount to an appropriate amount and ensure HAZ low temperature toughness.
  • the Si content is 0.25% or less, and is preferably 0.18% or less in order to control the oxygen amount to an appropriate amount and ensure HAZ low temperature toughness.
  • Mn acts as an austenite stabilizing element and suppresses the formation of coarse ferrite at grain boundaries. Therefore, the Mn content is 1.30% or more, and is preferably 1.40% or more in order to suppress the formation of coarse ferrite and prevent segregation.
  • the Mn content is 2.50% or less, preferably 2.10% or less, and more preferably 2.00% or less in order to suppress the formation of coarse ferrite and prevent segregation. .
  • P 0.01% or less P is an impurity element and suppresses a decrease in grain boundary strength in the HAZ due to a decrease in the P content. Therefore, the P content is 0.01% or less.
  • the S content is 0.0100% or less, and is preferably 0.0050% or less in order to precipitate MnS in a composite manner and to ensure the low temperature toughness of HAZ.
  • Ti 0.005 to 0.030% Ti is essential for the production of Ti-based oxides.
  • the Ti content is 0.005% or more for obtaining a sufficient inclusion density, and preferably 0.009% or more for ensuring a sufficient inclusion density and HAZ toughness.
  • the Ti content exceeds 0.030%, carbides such as TiC are likely to be generated, so that the HAZ toughness decreases. Therefore, the Ti content is 0.030% or less, and preferably 0.020% or less in order to ensure sufficient inclusion density and HAZ toughness.
  • Al 0.003% or less
  • Al is an impurity element, and the production of Ti-based oxides is suppressed by increasing the Al content. Therefore, the Al content is 0.003% or less.
  • (A8) O 0.0010 to 0.0050% O is essential for the production of the Ti-based composite oxide. In order to obtain a sufficient inclusion density, the O content is 0.0010% or more.
  • the O content exceeds 0.0050%, it becomes easy to form a coarse oxide that can serve as a starting point for fracture. Therefore, the O content is 0.0050% or less, and preferably 0.0030% or less in order to suppress the formation of coarse inclusions.
  • N 0.0100% or less N contributes to refinement of crystal grains by combining with Ti to produce TiN.
  • the N content exceeds 0.0100%, the amount of Ti necessary for TiN precipitation increases, Ti oxide is hardly formed, and TiN aggregates to become a starting point of destruction. Therefore, the N content is 0.0100% or less, preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0050% or less in order to stably secure the Ti amount for forming the Ti oxide. is there.
  • (A10) Cu 0 to 0.50% Cu may be contained as necessary to increase the strength. However, if the Cu content exceeds 0.50%, hot embrittlement occurs, and the quality of the slab surface decreases. Therefore, the Cu content is 0.50% or less, preferably 0.30% or less.
  • the Cu content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.25% or more.
  • Ni may be contained as necessary in order to increase strength without reducing toughness and toughness.
  • Ni is an austenite stabilizing element, when the Ni content exceeds 1.50%, intragranular ferrite is difficult to be generated. Therefore, the Ni content is 1.50% or less, and preferably 1.00% or less in order to promote the formation of intragranular ferrite.
  • the Ni content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.50% or more, and further preferably 0.60% or more.
  • (A12) Cr 0 to 0.50% Cr may be contained as necessary to increase the strength. However, if the Cr content exceeds 0.50%, the HAZ toughness decreases. Therefore, the Cr content is 0.50% or less, preferably 0.30% or less.
  • the Cr content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.10% or more.
  • (A13) Mo 0 to 0.50% Mo may be contained as necessary because it significantly increases the strength with a small amount. However, if the Mo content exceeds 0.50%, the HAZ toughness is significantly reduced. Therefore, the Mo content is 0.50% or less, preferably 0.30% or less.
  • the Mo content is preferably 0.01% or more.
  • (A14) V 0 to 0.10% V is effective in improving the strength and toughness of the base material, and may be contained as necessary. However, if the V content exceeds 0.10%, carbides such as VC are formed and the toughness is lowered. Therefore, the V content is 0.10% or less, preferably 0.05% or less.
  • the V content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.03% or more.
  • Nb 0 to 0.05% Since Nb is effective in improving the strength and toughness of the base material, it may be contained as necessary. However, when the Nb content exceeds 0.05%, carbides such as NbC are easily generated, and the toughness is lowered. Therefore, the Nb content is 0.05% or less, preferably 0.03% or less.
  • the Nb content is preferably 0.01% or more.
  • (A16) Balance The balance other than the above is Fe and impurities. Impurities are components that are mixed due to various factors of raw materials such as ores and scraps and manufacturing processes when industrially manufacturing steel, and are allowed to be contained in amounts that do not adversely affect the present invention. Is.
  • (B) Composite inclusion The steel contains a composite inclusion in which MnS is present around the Ti oxide, and the area ratio of MnS in the cross section of the composite inclusion is 10% or more and less than 90%.
  • the ratio of MnS in the perimeter of the composite is 10% or more, and the number density of the composite inclusions having a particle size of 0.5 to 5.0 ⁇ m is 10 to 100 / mm 2 .
  • (B1) Area ratio of MnS in the cross section of the composite inclusion in which MnS exists around the Ti oxide: 10% or more and less than 90%
  • the composite inclusion appearing on an arbitrary cut surface is analyzed.
  • the area ratio of MnS in the cross-sectional area of the composite inclusion By measuring the area ratio of MnS in the cross-sectional area of the composite inclusion, the amount of MnS in the composite inclusion is defined.
  • the area ratio of MnS in the cross section of the composite inclusion is less than 10%, the amount of MnS in the composite inclusion is small and a sufficient Mn-deficient layer cannot be formed. For this reason, formation of intragranular ferrite becomes difficult.
  • the composite inclusion is mainly MnS, and the ratio of the Ti-based oxide decreases. For this reason, Mn absorptivity falls, and since sufficient Mn deficiency layer cannot be formed, generation of intragranular ferrite becomes difficult.
  • Ratio of MnS in the circumference of the composite inclusion 10% or more MnS in the composite inclusion is formed around the Ti-based oxide. If the ratio of MnS to the circumference of the composite inclusion is less than 10%, the initial Mn-deficient region formed at the interface between MnS and the matrix is small. For this reason, even if it welds, since the formation amount of an intragranular ferrite is not enough, favorable low-temperature HAZ toughness cannot be obtained. Therefore, the ratio of MnS to the circumference of the composite inclusion matrix is 10% or more.
  • the ratio of MnS the larger the initial Mn-deficient layer, and the easier formation of intragranular ferrite. For this reason, although the upper limit of the ratio of MnS is not defined, it is usually 80% or less.
  • (B3) Particle size of composite inclusion 0.5 to 5.0 ⁇ m
  • the particle size of the composite inclusion is less than 0.5 ⁇ m, the amount of Mn that can be absorbed from the periphery of the composite inclusion is small, and as a result, it becomes difficult to form a Mn-deficient layer necessary for the formation of intragranular ferrite.
  • the particle size of the composite inclusion is larger than 5.0 ⁇ m, the composite inclusion becomes a starting point of destruction.
  • the “particle diameter” is the equivalent circle diameter.
  • the first term represented by (Ti_TiO / O) represents the balance between the Ti content and the O content to be Ti oxide. This first term is calculated by subtracting the Ti amount necessary for TiN generation calculated from the N content in the steel from the total Ti content. The larger the value of the first term, the easier the Ti oxide is formed. When the value of the first term is negative, Ti oxide is not formed.
  • the second term represented by (Mn_MnS) represents the amount of Mn that becomes MnS.
  • the second term is calculated from the S content in the steel. The larger the value of the second term, the more MnS becomes complex.
  • the value X obtained from the equation (i) indicates the ease of formation of the Ti oxide composited with MnS and the degree of MnS composite of the formed composite inclusion.
  • the larger the value X the more complex inclusions in which MnS is combined are formed, and a fine structure is easily formed at the weld. As a result, the steel material is excellent in toughness.
  • the value X obtained from the formula (i) is less than 0.04, the Ti amount necessary for forming the Ti oxide, the S amount and Mn amount necessary for forming MnS, or the proportion of MnS is insufficient. . That is, it is a state in which inclusions effective for intragranular transformation are not formed. For this reason, the value X is 0.04 or more, preferably 0.50 or more, and more preferably 1.00 or more in order to form an effective Ti oxide.
  • the value X obtained from the formula (i) exceeds 9.70, it becomes easy to aggregate due to the formation of excess Ti oxide. As a result, coarse inclusions are formed, which becomes a starting point of destruction. Furthermore, since inclusions of simple MnS are easily formed, intragranular transformation is not promoted. As a result, the coarse microstructure increases and the CTOD characteristics deteriorate. Therefore, the value X is 9.70 or less, more preferably 5.00 or less, and further preferably 4.00 or less.
  • the plate thickness of the thick steel plate is preferably 100 mm or less.
  • the yield stress of the thick steel plate according to the present invention is 400 to 500 MPa.
  • the manufacturing method of the thick steel plate which concerns on this invention is not restrict
  • it can be manufactured by heating a slab having the chemical composition described above, followed by hot rolling and finally cooling.
  • the ausfoam reduction rate that is, the reduction rate at 950 ° C. or less before accelerated cooling is preferably 20% or more.
  • the rolling reduction at 950 ° C. or less before accelerated cooling is less than 20%, most of the dislocations introduced immediately after rolling by rolling may disappear due to recrystallization, and thus may not function as a nucleus of transformation. As a result, the structure after transformation becomes coarse and embrittlement due to solute nitrogen often becomes a problem. For this reason, the rolling reduction at 950 ° C. or less before accelerated cooling is preferably 20% or more.
  • the flow rate of Ar gas was adjusted between 100 and 200 L / min, and the blowing time was adjusted between 5 and 15 min.
  • each element was added with an RH vacuum degassing device to adjust the components, and a 300 mm slab was cast by continuous casting.
  • the cast slab was heated in the range of 1000 to 1100 ° C. in a heating furnace. After heating, hot rolling was performed at 760 ° C. or higher until the thickness reached 2t (t: final finished plate thickness), and then hot rolled at a temperature range of 730 to 750 ° C. to the final finished plate thickness t. After hot rolling, water cooling was performed at ⁇ 2 to ⁇ 3 ° C./sec to 200 ° C. or lower to prepare a specimen.
  • the MnS area ratio was calculated by measuring the cross-sectional area of the entire composite inclusion and the cross-sectional area of the MnS portion in the entire composite inclusion from the image.
  • the ratio of MnS to the circumference of the composite inclusion was calculated by measuring the circumference of the Ti oxide in the composite inclusion and the length of the MnS interface in contact with the Ti oxide from the image.
  • the MnS area ratio and the ratio of MnS to the circumference of the composite inclusion were obtained by analyzing 20 pieces of each sample material by EPMA and calculating the average value. The results are shown in Table 1.
  • the number of composite inclusions is determined by an automatic inclusion analyzer combined with SEM-EDX, and the composite inclusions whose particle size is in the range of 0.5 to 5.0 ⁇ m from the shape measurement data of the detected composite inclusions.
  • the number density was calculated by calculating the number of. The results are shown in Table 1.
  • ⁇ Tensile test> A JIS No. 4 tensile test piece is taken from the 1/4 t position where the thickness of the prepared specimen is t, and a tensile test is performed at room temperature to obtain the yield stress (YP) and tensile strength ( TS) was measured.
  • ⁇ All three test pieces are gauge over. ⁇ : Of the three test pieces, 0 to 2 are over gauge, and all the test pieces that are not over gauge have a CTOD value of 0.4 mm or more. X: Three test pieces. Among the pieces, the CTOD value of one or more test pieces is less than 0.4 mm. “Gauge over” means that the attached clip gauge is fully opened. In addition, the CTOD characteristic of a joint at ⁇ 20 ° C., which is normally required, has a CTOD value of 0.4 mm or more.
  • Example 9 although the CTOD test result was acceptable, YP and TS were low because the C content was close to the lower limit of the range of the present invention.
  • Example 10 although the CTOD test result was acceptable, YP and TS were low because the Si content was close to the lower limit of the range of the present invention.
  • Example 11 although the CTOD test result was acceptable, the YP and TS were low because the Mn content was close to the lower limit of the range of the present invention.
  • Example 12 has a low P content, but does not affect the results of the CTOD test.
  • Example 13 since the S content was close to the lower limit of the range of the present invention, the MnS composite amount decreased, and the MnS area ratio in the cross section of the composite inclusion and the ratio of MnS in the circumference of the composite inclusion decreased. did. As a result, in the CTOD test, only one test piece was not gauge over.
  • Example 14 since the Ti content was close to the lower limit of the range of the present invention, the number density of composite inclusions was low. As a result, in the CTOD test, only one test piece was not gauge over.
  • Example 15 the hard content increased because the C content was close to the upper limit of the range of the present invention. Therefore, in the CTOD test, although the two test pieces were not gauge over, the CTOD value was 0.4 mm or more.
  • Example 16 was segregated because the Mn content was close to the upper limit of the range of the present invention. As a result, in the CTOD test, the two test pieces were not gauge over, but the CTOD value was 0.4 mm or more.
  • Example 17 the toughness decreased because the P content was close to the upper limit of the range of the present invention.
  • the two test pieces were not gauge over, but the CTOD value was 0.4 mm or more.
  • Example 18 since the S content was close to the upper limit of the range of the present invention, the toughness was lowered. As a result, in the CTOD test, the two test pieces were not gauge over, but the CTOD value was 0.4 mm or more.
  • Example 19 since the Ti content was close to the upper limit of the range of the present invention, the toughness decreased due to an increase in carbides such as TiC. As a result, in the CTOD test, the two test pieces were not gauge over, but the CTOD value was 0.4 mm or more.
  • Example 20 since the Al content was close to the upper limit of the range of the present invention, the inclusions that formed intragranular ferrite nuclei decreased, and as a result, the toughness decreased. Therefore, in the CTOD test, although the two test pieces were not gauge over, the CTOD value was 0.4 mm or more.
  • Example 21 since the N content was close to the upper limit of the range of the present invention, TiN increased and as a result, toughness decreased. Therefore, in the CTOD test, although the two test pieces were not gauge over, the CTOD value was 0.4 mm or more.
  • Example 22 since the Cu content was within the range of the present invention, the result of the CTOD test was acceptable. In addition, since Cu content exceeded 0.3%, the surface quality of the slab fell and the surface repair was needed in manufacture.
  • Example 23 although the Ni content is in the range of the present invention and exceeds 0.4%, the result of the CTOD test was acceptable, but there was little intragranular ferrite in the microstructure, and the toughness was compared. It was very low.
  • Example 24 although the Cr content was within the range of the present invention and exceeded 0.3%, the CTOD test result was acceptable, but the toughness was relatively low.
  • Example 25 had a Mo content within the range of the present invention, but exceeded 0.30%. Therefore, although the result of the CTOD test was acceptable, the toughness was relatively low.
  • Example 26 although the V content is within the range of the present invention and exceeds 0.05%, the result of the CTOD test was acceptable, but a relatively large amount of VC precipitated and the toughness was relatively low. It was.
  • Example 27 the Nb content was within the range of the present invention, but exceeded 0.03%, so a relatively large amount of NbC was precipitated, and as a result, the toughness was relatively low.
  • Comparative Example 10 had a low Ti content, and the number density of composite inclusions was less than the range of the present invention. Therefore, the intragranular ferrite did not grow sufficiently and the toughness was lowered. Therefore, in the CTOD test, there was a test piece having a CTOD value of less than 0.4 mm.
  • Example 3 As in Example 1, the test numbers shown in Table 3 were used. Steels having the chemical compositions of Examples 31 to 61 and Comparative Examples 21 to 32 were melted in an actual production process to prepare test materials. In the same manner as in Example 1, the MnS area ratio in the cross section of the composite inclusion, the ratio of MnS in the circumference of the composite inclusion, and the number density of the composite inclusion were calculated. The results are shown in Table 3.
  • Example 2 In addition, as in Example 1, a tensile test and a CTOD test were performed. The test results are shown in Table 4.
  • Example 39 although the result of the CTOD test was acceptable, YP and TS were low because the C content was close to the lower limit of the range of the present invention.
  • Example 40 although the result of the CTOD test was acceptable, YP and TS were low because the Si content was close to the lower limit of the range of the present invention.
  • Example 41 although the result of the CTOD test was acceptable, the YP and TS were low because the Mn content was close to the lower limit of the range of the present invention.
  • Example 43 since the S content was close to the lower limit of the range of the present invention, the MnS composite amount decreased, and the MnS area ratio in the cross section of the composite inclusion and the ratio of MnS in the circumference of the composite inclusion decreased. did. As a result, in the CTOD test, only one test piece was not gauge over.
  • Example 44 since the Ni content was close to the lower limit of the range of the present invention, the toughness decreased. As a result, in the CTOD test, only one test piece was not gauge over.
  • Example 45 since the Ti content was close to the lower limit of the range of the present invention, the number density of the composite inclusions was low. As a result, in the CTOD test, only one test piece was not gauge over.
  • Example 46 since the O content was close to the lower limit of the range of the present invention, the number density of the composite inclusions was low. As a result, in the CTOD test, only one test piece was not gauge over.
  • Example 47 since the C content was close to the upper limit of the range of the present invention, the hard structure increased. Therefore, in the CTOD test, although all the test pieces were not gauge over, the CTOD value was 0.4 mm or more.
  • Example 48 since the Si content was close to the upper limit of the range of the present invention, the hard structure increased. Therefore, in the CTOD test, although all the test pieces were not gauge over, the CTOD value was 0.4 mm or more.
  • Example 49 segregation occurred because the Mn content was close to the upper limit of the range of the present invention. Therefore, in the CTOD test, although all the test pieces were not gauge over, the CTOD value was 0.4 mm or more.
  • Example 50 since the P content was close to the upper limit of the range of the present invention, the toughness decreased due to segregation. Therefore, in the CTOD test, although all the test pieces were not gauge over, the CTOD value was 0.4 mm or more.
  • Example 51 since the S content was close to the upper limit of the range of the present invention, the toughness decreased due to segregation. Therefore, in the CTOD test, although all the test pieces were not gauge over, the CTOD value was 0.4 mm or more.
  • Example 52 since the Ni content was close to the upper limit of the range of the present invention, the toughness was reduced by suppressing the formation of intragranular transformed ferrite. Therefore, in the CTOD test, although all the test pieces were not gauge over, the CTOD value was 0.4 mm or more.
  • Example 53 since the Ti content was close to the upper limit of the range of the present invention, the toughness decreased due to an increase in carbides such as TiC. Therefore, in the CTOD test, although all the test pieces were not gauge over, the CTOD value was 0.4 mm or more.
  • Example 54 since the Al content was close to the upper limit of the range of the present invention, inclusions serving as intragranular ferrite formation nuclei decreased, and as a result, toughness decreased. Therefore, in the CTOD test, although all the test pieces were not gauge over, the CTOD value was 0.4 mm or more.
  • Example 55 since the N content was close to the upper limit of the range of the present invention, TiN increased, and as a result, toughness decreased. Therefore, in the CTOD test, although all the test pieces were not gauge over, the CTOD value was 0.4 mm or more.
  • Example 56 since the O content was close to the upper limit of the range of the present invention, the toughness decreased due to an increase in coarse oxides. Therefore, in the CTOD test, although all the test pieces were not gauge over, the CTOD value was 0.4 mm or more.
  • Example 57 had a relatively low toughness although the result of the CTOD test was acceptable because the Cu content was within the scope of the present invention.
  • Example 58 had a relatively low toughness although the result of the CTOD test was acceptable because the Cr content was within the scope of the present invention.
  • Example 59 had relatively low toughness although the result of the CTOD test was acceptable because the Mo content was within the scope of the present invention.
  • Example 60 since the V content is within the range of the present invention, the result of the CTOD test was acceptable, but the toughness was relatively low.
  • Example 61 since the Nb content is within the range of the present invention, the result of the CTOD test was acceptable, but the toughness was relatively low.
  • Comparative Example 28 the Cu content was outside the range of the present invention, so the strength increased and as a result, the toughness decreased. Therefore, in the CTOD test, there was a test piece having a CTOD value of less than 0.4 mm.
  • the thick steel plate of the present invention can be suitably used for welded structures such as offshore structures, in particular, thick steel plates having a thickness of 50 mm or more.

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Abstract

化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１－０．２０％、Ｓｉ：０．１０－０．２５％、Ｍｎ：１．３０－２．５０％、Ｐ：０．０１％%以下、Ｓ：０．００１０－０．０１００％、Ｔｉ：０．００５－０．０３０％、Ａｌ：０．００３％以下、Ｏ：０．００１０－０．００５０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｃｕ：０－０．５０％、Ｎｉ：０－１．５０％、Ｃｒ：０－０．５０％、Ｍｏ：０－０．５０％、Ｖ：０－０．１０％、Ｎｂ：０－０．０５％、および、残部:Ｆｅおよび不純物であり、かつ、鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含む厚鋼板である。複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率が１０％以上９０％未満であり、複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合が１０％以上であり、粒径０．５－５．０μｍの複合介在物の個数密度が、１０－１００個／ｍｍ２である。この厚鋼板は、大入熱溶接時において、ＨＡＺの低温特性に優れる。

Description

厚鋼板
　本発明は厚鋼板に関する。本発明は、特に、海上での石油および天然ガス掘削設備などの海洋構造物に用いられる、溶接熱影響部(Heat Affected Zone:以下、「HAZ」という)の靱性に優れた厚鋼板に関する。
　建築、橋梁、造船、ラインパイプ、建設機械、海洋構造物、タンクなどの各種溶接鋼構造物に用いられる厚鋼板の靭性に対する要求は、溶接部の破壊に対する安全性および信頼性を高めるために、年々厳しさを増している。特に、優れたＨＡＺ靱性を確保することが母材鋼板の靱性と同様に要求されている。
　ＨＡＺにおいては、溶接時の加熱温度が溶融線に近づくほど高くなる。特に、オーステナイト粒が溶融線の近傍の１４００℃以上に加熱される領域では著しく粗大化する。このため、冷却後のＨＡＺ組織が粗大化してＨＡＺ靱性が劣化する。
　この傾向は溶接入熱量が大きくなるほど顕著になる。近年では、溶接入熱を大きくした高能率溶接法を用いる大入熱溶接施工が溶接パス数を減らして溶接施工コストを低下するために行われている。これにより、ＨＡＺ靱性の低下が生じるため、様々な対策が大入熱溶接を行った場合のＨＡＺ靱性を改善するために行われてきた。
　ＨＡＺ靭性を向上する方法として、例えば、ＨＡＺにおいて結晶粒径を制御する方法が知られる。結晶粒径を制御する方法としては、具体的には、微細なピン止め粒子を鋼中に多量に分散させることによって溶接の加熱過程でのオーステナイト粒の粗大化を抑制する方法や、フェライト変態の核となる粒子を鋼中に分散させることによって溶接の冷却過程での結晶粒内変態を促進し、結晶粒内を細分化する方法などがある。
　例えば、特許文献１には、Ｍｇ、ＭｎおよびＡｌからなる酸化物と、ＭｎＳとからなる、粒径０．６μｍ未満の複合介在物を、鋼材中に１×１０６個／ｍｍ３以上分散および生成させた鋼材が開示される。この鋼材は、旧オーステナイト粒の粗大化を抑制し、これにより、３００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接を行っても優れた靱性を確保する。
　特許文献２には、ＭｎＳ粒子の析出核となり易いＭｎ酸化物およびＡｌ酸化物を鋼中に微細かつ多数分散させた厚鋼板が開示される。この厚鋼板は、２００ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接を行ってもＨＡＺ靱性が良好である。
　さらに、特許文献３には、鋼板に含まれる０．５～２．０μｍの円相当径を有するＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子および複合粒子の粒子径および個数密度を所定の範囲に制御した、板厚が１０～３５ｍｍの鋼板が開示される。この鋼板は、溶接によって鋼板が加熱される際に、オーステナイト粒の成長をピン止め効果によって抑制する。この鋼板は、さらに、溶接後に鋼板が冷却される際に、フェライトが変態する核になることによって組織を微細化する。この鋼板は、これらにより、大入熱溶接時のＨＡＺ靱性を向上する。
特開２０１４－５５２７号公報 特開平５－２７１８６４号公報 特開２０１５－９８６４２号公報
　近年、厚肉で高強度であることが海洋構造物などの溶接構造物に用いられる鋼板に求められる。しかし、このような厚鋼板は溶接により組み立てられるため、溶接部の特性確保が課題になる。特に、板厚が５０ｍｍ以上の厚鋼板を１パスまたは少ないパス数で溶接すると、溶接時の入熱量が増加するため、ＨＡＺ靱性の確保が困難である。
　本発明は、大入熱溶接を行った場合にも優れたＨＡＺ靱性を有する厚鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上述の課題を解決するために鋭意検討を重ねた結果、下記知見を得た。
　ＨＡＺでは、１４００℃近傍までの加熱により結晶粒が成長し、粗大なオーステナイト粒が成長する。この粗大なオーステナイト粒の成長は、ＨＡＺ靭性の低下の一因となる。そのため、結晶粒を微細化して破壊単位を減少することがＨＡＺ靱性を確保する手段として有効である。結晶粒を微細化する手法として、従来より、（ｉ）旧オーステナイト粒界の成長をＴｉＮなどにより抑制するピン留め効果を活用する手法、および、（ｉｉ）旧オーステナイト粒内に存在する介在物を起点に微細な粒内フェライトを成長させ、結晶粒の微細化を図る手法が知られる。
　本発明者らは、Ｔｉ、Ａｌ、ＯおよびＮの含有量のバランスを製鋼過程で制御することにより鋼中に分散させた微細なＴｉＮ粒子が、ピン留め効果により、ＨＡＺにおけるオーステナイト粒の成長を抑制し、粗大なオーステナイト粒の成長を抑制することを知見した。
　一方、ＴｉＮ粒子は１４００℃近傍では溶解し易くなるため、ピン留め効果が低下する。その結果、粗大なオーステナイト粒が成長し易くなる。そこで、本発明者らは、介在物による粒内変態も併せて活用することに想到した。
　粒内フェライトの生成核になる介在物の制御が、溶接時にオーステナイト粒内に粒内フェライトを効果的に成長させるために有効である。粒内フェライトの成長のメカニズムに関する以下の事項が判明した。
　［１］溶接冷却時に、Ｍｎがマトリックスから介在物の内部へ拡散する駆動力が、介在物の周囲にＭｎＳが複合析出する際に形成されるＭｎ濃度の勾配により、生じる。
　［２］Ｍｎが、Ｔｉ系酸化物内部に存在する原子空孔へ、吸収される。
　［３］Ｍｎ濃度が少なくなるＭｎ欠乏層が介在物の周囲に形成され、この部分のフェライトの成長開始温度が上昇する。
　［４］冷却時に、フェライトが介在物から優先的に成長する。
　これらを前提として、本発明者らは、粒内フェライトの核となる介在物のＭｎＳ複合量が粒内フェライトの成長に影響を及ぼすことを知見した。すなわち、複合したＭｎＳが多いと、より大きなＭｎ濃度の勾配が介在物の周囲に形成されるため、Ｍｎを拡散させる駆動力が増加する。その結果、Ｍｎ欠乏層が形成され易くなる。一方、複合したＭｎＳが少ないと、Ｍｎ濃度の勾配が介在物の周囲に形成され難くなる。その結果、Ｍｎ欠乏層が形成され難くなる。
　つまり、介在物に複合するＭｎＳ量および個数密度を制御することにより、効果的に粒内フェライトを析出させることができる。
　さらに、本発明者らは、結晶粒の微細化効果を得るためには、鋼中の介在物が以下の要件を満たす必要があることを知見した。
　（ａ）鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含み、この複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率が１０％以上９０％未満であり、この複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合が１０％以上である。
　（ｂ）粒径０．５～５．０μｍのこの複合介在物の個数密度が１０～１００個／ｍｍ２である。
　以上のメカニズムに基づき、本発明では、ＴｉＮ粒子により粗大な結晶粒の成長を抑制するとともに、Ｔｉ系複合酸化物の複合形態を制御し、介在物に複合するＭｎＳ量および個数密度を制御することにより、効果的に粒内フェライトを析出させる。
　本発明は、これらの知見に基づくものであり、以下に列記の通りである。
　（１）化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１～０．２０％、Ｓｉ：０．１０～０．２５％、Ｍｎ：１．３０～２．５０％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００１０～０．０１００％、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ａｌ：０．００３％以下、Ｏ：０．００１０～０．００５０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｃｕ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～１．５０％、Ｃｒ：０～０．５０％、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｖ：０～０．１０％、Ｎｂ：０～０．０５％、および、残部：Ｆｅおよび不純物であり、かつ、
　鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含み、前記複合介在物の断面における前記ＭｎＳの面積率が１０％以上９０％未満であり、前記複合介在物の周長に占める前記ＭｎＳの割合が１０％以上であり、粒径０．５～５．０μｍの前記複合介在物の個数密度が１０～１００個／ｍｍ２である、厚鋼板。
　（２）質量％で、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、Ｎｉ：０．０１～１．５０％、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％、Ｖ：０．０１～０．１０％、および、Ｎｂ：０．０１～０．０５％から選択される１種以上を含有する、１項に記載の厚鋼板。
　（３）下記（ｉ）式から求められる値Ｘが０．０４～９．７０である、１または２項に記載の厚鋼板。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
 　ただし、前記（ｉ）式中、各記号の意味は次の通りである。
　Ｔｉ＿ＴｉＯ（質量％）：全Ｔｉ含有量のうち、Ｔｉ酸化物となるＴｉ量
　Ｏ（質量％）：鋼中のＯ含有量
　Ｍｎ＿ＭｎＳ（質量％）：全Ｍｎ含有量のうち、ＭｎＳとなるＭｎ量
　Ｒ１（％）：複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率の平均値
　Ｒ２（％）：複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合の平均値
　本発明によれば、大入熱溶接を行った場合にも優れたＨＡＺ靱性を有する厚鋼板が提供される。
　本発明に係る厚鋼板を説明する。
　Ａ．化学組成
　各元素の作用効果と、含有量の限定理由を説明する。本明細書において、化学組成または濃度に関する「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。
　はじめに、必須元素を説明する。
　（Ａ１）Ｃ：０．０１～０．２０％
　Ｃは、母材およびＨＡＺの強度を高める作用を有する。４００～５００ＭＰａの強度を確保するために、Ｃ含有量は、０．０１％以上であり、母材およびＨＡＺの強度およびＨＡＺ低温靱性を確保するために好ましくは、０．０２％以上であり、より好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．０６％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．２０％を超えると、ＨＡＺが硬質組織を形成し易くなるため、ＨＡＺ靱性が低下する。したがって、Ｃ含有量は、０．２０％以下であり、母材およびＨＡＺの強度およびＨＡＺ低温靱性を確保するために好ましくは０．１５％以下であり、より好ましくは０．０８％以下である。
　（Ａ２）Ｓｉ：０．１０～０．２５％
　Ｓｉは、鋼材の製造中に脱酸剤として作用することから、酸素量の制御に有効であるとともに、鋼中に固溶して強度を増加させる。したがって、Ｓｉ含有量は、０．１０％以上であり、適正な酸素量に制御するとともにＨＡＺ低温靱性を確保するために好ましくは０．１３％以上である。
　一方、Ｓｉ含有量が０．２５％を超えると、母材の靱性が低下するとともにＨＡＺが硬質組織を形成し易くなるため、ＨＡＺ靱性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．２５％以下であり、適正な酸素量に制御するとともにＨＡＺ低温靱性を確保するために好ましくは０．１８％以下である。
　（Ａ３）Ｍｎ：１．３０～２．５０％
　Ｍｎは、オーステナイト安定化元素として作用し、粒界における粗大なフェライトの生成を抑制する。したがって、Ｍｎ含有量は、１．３０％以上であり、粗大なフェライトの生成を抑制するとともに偏析を防止するために、好ましくは１．４０％以上である。
　一方、Ｍｎ含有量が２．５０％を超えると、Ｍｎが偏析し易くなり、ＨＡＺが部分的に硬質組織を形成し易くなる。その結果、ＨＡＺ靱性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、２．５０％以下であり、粗大なフェライトの生成を抑制するとともに偏析を防止するために好ましくは２．１０％以下であり、より好ましくは２．００％以下である。
　（Ａ４）Ｐ：０．０１％以下
　Ｐは不純物元素であり、Ｐ含有量が低下することによりＨＡＺにおいて粒界強度の低下を抑制する。したがって、Ｐ含有量は、０．０１％以下である。
　（Ａ５）Ｓ：０．００１０～０．０１００％
　Ｓは、ＭｎＳを複合析出させる。したがって、Ｓ含有量は、０．００１０％以上であり、ＭｎＳを複合析出させるとともにＨＡＺの低温靱性を確保するために好ましくは０．００２０％以上である。
　一方、Ｓ含有量が０．０１００％を超えると、粗大な単体ＭｎＳが析出するため、ＨＡＺ靱性が低下する。したがって、Ｓ含有量は、０．０１００％以下であり、ＭｎＳを複合析出させるとともにＨＡＺの低温靱性を確保するために好ましくは０．００５０％以下である。
　（Ａ６）Ｔｉ：０．００５～０．０３０％
　Ｔｉは、Ｔｉ系酸化物の生成に必須である。Ｔｉ含有量は、充分な介在物密度を得るために０．００５％以上であり、充分な介在物密度を確保するとともにＨＡＺ靱性を確保するために好ましくは０．００９％以上である。
　一方、Ｔｉ含有量が０．０３０％を超えると、ＴｉＣなどの炭化物を生成し易くなるため、ＨＡＺ靱性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は、０．０３０％以下であり、充分な介在物密度を確保するとともにＨＡＺ靱性を確保するために好ましくは０．０２０％以下である。
　（Ａ７）Ａｌ：０．００３％以下
　Ａｌは不純物元素であり、Ａｌ含有量が増加することによりＴｉ系酸化物の生成が抑制される。したがって、Ａｌ含有量は０．００３％以下である。
　（Ａ８）Ｏ：０．００１０～０．００５０％
　Ｏは、Ｔｉ系複合酸化物の生成に必須である。充分な介在物密度を得るため、Ｏ含有量は、０．００１０％以上である。
　一方、Ｏ含有量が０．００５０％を超えると、破壊起点となり得る粗大な酸化物を形成し易くなる。したがって、Ｏ含有量は、０．００５０％以下であり、粗大な介在物生成を抑制するために好ましくは０．００３０％以下である。
　（Ａ９）Ｎ：０．０１００％以下
　Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを生成することにより、結晶粒の微細化に寄与する。しかし、Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、ＴｉＮ析出に必要なＴｉ量が増加し、Ｔｉ酸化物が形成されにくくなるとともに、ＴｉＮが凝集して破壊の起点になる。したがって、Ｎ含有量は、０．０１００％以下であり、Ｔｉ酸化物を形成するＴｉ量を安定して確保するために好ましくは０．００８０％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下である。
　次に、任意元素を説明する。
　（Ａ１０）Ｃｕ：０～０．５０％
　Ｃｕは、強度を高めるため、必要に応じて含有してもよい。しかし、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えると、熱間脆化が生じ、スラブ表面の品質が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は、０．５０％以下であり、好ましくは０．３０％以下である。
　上述の効果を確実に得るためには、Ｃｕ含有量は、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．２５％以上である。
　（Ａ１１）Ｎｉ：０～１．５０％
　Ｎｉは、靭性靱性を低下させずに強度を高めるため、必要に応じて含有してもよい。しかし、Ｎｉはオーステナイト安定化元素であるため、Ｎｉ含有量が１．５０％を超えると、粒内フェライトが生成し難くなる。したがって、Ｎｉ含有量は、１．５０％以下であり、粒内フェライトの生成を促進させるために好ましくは１．００％以下である。
　上述の効果を確実に得るためには、Ｎｉ含有量は、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．５０％以上であり、さらに好ましくは０．６０％以上である。
　（Ａ１２）Ｃｒ：０～０．５０％
　Ｃｒは、強度を高めるため、必要に応じて含有してもよい。しかし、Ｃｒ含有量が０．５０％を超えると、ＨＡＺ靱性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は、０．５０％以下であり、好ましくは０．３０％以下である。
　上述の効果を確実に得るためには、Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。
　（Ａ１３）Ｍｏ：０～０．５０％
　Ｍｏは、少量の含有で強度を顕著に高めるため、必要に応じて含有してもよい。しかし、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると、ＨＡＺ靱性が著しく低下する。したがって、Ｍｏ含有量は、０．５０％以下であり、好ましくは０．３０％以下である。
　上述の効果を確実に得るためには、Ｍｏ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。
　（Ａ１４）Ｖ：０～０．１０％
　Ｖは、母材の強度および靱性の向上に有効であるため、必要に応じて含有してもよい。しかし、Ｖ含有量が０．１０％を超えると、ＶＣなどの炭化物を形成し、靱性が低下する。したがって、Ｖ含有量は、０．１０％以下であり、好ましくは０．０５％以下である。
　上述の効果を確実に得るためには、Ｖ含有量は、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０３％以上である。
　（Ａ１５）Ｎｂ：０～０．０５％
　Ｎｂは、母材の強度および靱性の向上に有効であるため、必要に応じて含有してもよい。しかし、Ｎｂ含有量が０．０５％を超えると、ＮｂＣなどの炭化物を生成し易くなり、靱性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は、０．０５％以下であり、好ましくは０．０３％以下である。
　上述の効果を確実に得るためには、Ｎｂ含有量は好ましくは０．０１％以上である。
　（Ａ１６）残部
　上記以外の残部はＦｅおよび不純物である。不純物とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない量での含有を許容されるものである。
　（Ｂ）複合介在物
　鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含み、この複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率が１０％以上９０％未満であり、複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合が１０％以上であり、粒径０．５～５．０μｍの前記複合介在物の個数密度が１０～１００個／ｍｍ２である。
　（Ｂ１）Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率：１０％以上９０％未満
　任意の切断面に現出した複合介在物を分析する。その複合介在物の断面積におけるＭｎＳの面積率を測定することにより、複合介在物中のＭｎＳ量を規定する。複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率が１０％未満であると、複合介在物中のＭｎＳ量が少なく、充分なＭｎ欠乏層を形成できない。このため、粒内フェライトの生成が困難になる。
　一方、複合介在物の断面におけるＭｎＳの割合が９０％以上であると、複合介在物がＭｎＳ主体となり、Ｔｉ系酸化物が占める割合が低下する。このため、Ｍｎ吸収能が低下し、充分なＭｎ欠乏層を形成できないために、粒内フェライトの生成が困難になる。
　（Ｂ２）複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合：１０％以上
　複合介在物中のＭｎＳは，Ｔｉ系酸化物の周囲に形成される。複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合が１０％未満であれば、ＭｎＳとマトリクスとの界面に形成される初期Ｍｎ欠乏領域が小さい。このため、溶接しても粒内フェライトの形成量が十分でないので、良好な低温ＨＡＺ靭性を得られない。したがって、複合介在物のマトリクスとの周長に占めるＭｎＳの割合は１０％以上である。
　ＭｎＳの割合が大きいほど初期Ｍｎ欠乏層は大きくなり、粒内フェライトが生成し易くなる。このため、ＭｎＳの割合の上限は定めないが、通常８０％以下となる。
　（Ｂ３）複合介在物の粒径：０．５～５．０μｍ
　複合介在物の粒径が０．５μｍ未満では、複合介在物の周囲から吸収できるＭｎ量が少なく、その結果、粒内フェライトの生成に必要なＭｎ欠乏層の形成が困難になる。一方、複合介在物の粒径が５．０μｍより大きいと、複合介在物が破壊の起点となる。ここで「粒径」とは円相当直径である。
　（Ｂ４）複合介在物の個数密度：１０～１００個／ｍｍ２
　安定した粒内フェライトを生成させるためには、各複合介在物が旧オーステナイト内に少なくとも１つ程度含まれる必要がある。そのため、複合介在物の個数密度は１０個／ｍｍ２以上である。一方、複合介在物が過剰に多いと破壊の起点になり易い。そのため、複合介在物の個数密度は１００個／ｍｍ２以下である。
　（Ｃ）上記（ｉ）式から求められる値Ｘ：０．０４～９．７０
　（ｉ）式中、（Ｔｉ＿ＴｉＯ／Ｏ）で示される第１項は、Ｔｉ酸化物になるＴｉ含有量およびＯ含有量のバランスを表す。この第１項は、全Ｔｉ含有量から、鋼中のＮ含有量より算出されるＴｉＮ生成に必要なＴｉ量を差し引くことにより、算出される。この第１項の値が大きいほど、Ｔｉ酸化物が形成され易くなる。この第１項の値が負になるときは、Ｔｉ酸化物が形成されない。
　（ｉ）式中、（Ｍｎ＿ＭｎＳ）で示される第２項は、ＭｎＳとなるＭｎ量を表す。第２項は、鋼中のＳ含有量から算出される。第２項の値が大きいほど、ＭｎＳが多く複合し易くなる。
　（ｉ）式中、[（Ｒ１＋Ｒ２）／１００]で示される第３項において、符号Ｒ１は複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率の平均値を表し、符号Ｒ２は複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合の平均値を表す。第３項の値が大きいほど、ＭｎＳが多く複合した介在物が多くなる。
　（ｉ）式から求められる値Ｘは、ＭｎＳを複合したＴｉ酸化物の形成され易さと、形成された複合介在物のＭｎＳ複合度合いを示す。値Ｘが大きいほど、ＭｎＳが多く複合した複合介在物が形成され、溶接部で微細な組織が形成され易くなる。その結果、靭性に優れた鋼材となる。
　（ｉ）式から求められる値Ｘが０．０４未満であると、Ｔｉ酸化物の形成に必要なＴｉ量、ＭｎＳの形成に必要なＳ量およびＭｎ量、または、ＭｎＳの占める割合が不足する。すなわち、粒内変態に有効な介在物が形成されない状態である。このため、値Ｘは、有効なＴｉ酸化物を形成するために０．０４以上であり、好ましくは０．５０以上であり、より好ましくは１．００以上である。
　一方、（ｉ）式から求められる値Ｘが９．７０を超えると、過剰なＴｉ酸化物が形成されることにより、凝集され易くなる。その結果、粗大な介在物が形成されることにより、破壊の起点になる。さらに、ほぼＭｎＳ単体の介在物が形成され易くなるため、粒内変態が促進されなくなる。その結果、粗大なミクロ組織が増加し、ＣＴＯＤ特性が悪化する。したがって、値Ｘは９．７０以下であり、より好ましくは５．００以下であり、さらに好ましくは４．００以下である。
　（Ｄ）板厚：好ましくは５０～１００ｍｍ
　本発明に係る厚鋼板は、以上のような複合介在物を有するため、板厚が５０ｍｍ以上であっても、ＨＡＺ低温靱性が優れる。すなわち、板厚が５０ｍｍ以上の厚鋼板を低パス回数で溶接するためには溶接時の入熱量を増加させる必要がある。しかし、本発明に係る厚鋼板は、大入熱溶接を行った場合であっても、優れたＨＡＺ低温靭性を有する。
　しかし、板厚が大き過ぎると複合介在物の制御が困難になり、本発明が規定する上述の複合介在物を満足する厚鋼板を製造することが困難になる。したがって、厚鋼板の板厚は１００ｍｍ以下であることが好ましい。
　なお、本発明に係る厚鋼板の降伏応力は４００～５００ＭＰａである。
　（Ｅ）製造方法
　本発明に係る厚鋼板の製造方法は特に制限されない。例えば、上記で説明した化学組成を有するスラブを加熱した後、熱間圧延し、最後に冷却することにより製造できる。
　熱間圧延工程において、オースフォーム圧下率、すなわち、加速冷却前の９５０℃以下における圧下率は好ましくは２０％以上である。加速冷却前の９５０℃以下における圧下率が２０％未満である場合、圧延によって圧延直後に導入された転位は、その大部分が再結晶によって消失するため、変態の核として機能しないことがある。その結果、変態後の組織が粗大化し、固溶窒素による脆化が問題になることが多い。このため、加速冷却前の９５０℃以下における圧下率は好ましくは２０％以上である。
　本発明を、実施例によりより具体的に説明する。
　＜圧延母材の製造＞
　表１に示す試験Ｎｏ．実施例１～２８，比較例１～１８の化学組成を有する鋼を実際の製造工程で溶製した。この製造工程では、ＲＨ真空脱ガス処理前にＡｒガスを上部より溶鋼内に吹き込み、溶鋼の表面のスラグと溶鋼とを反応させることにより、スラグ内のトータルＦｅ量を調整した。
　Ａｒガスの流量は１００～２００Ｌ／ｍｉｎの間で調節し、吹き込み時間は５～１５ｍｉｎの間で調節した。
　その後、ＲＨ真空脱ガス装置で各元素を添加して成分調整を行い、連続鋳造により３００ｍｍのスラブを鋳造した。鋳造後のスラブは、加熱炉にて１０００～１１００℃の範囲で加熱した。加熱後に、２ｔ（ｔ：最終仕上げ板厚）の厚さになるまで、７６０℃以上で熱間圧延を行った後、最終仕上げ板厚ｔまで７３０～７５０℃の温度範囲で熱間圧延した。熱間圧延後に、２００℃以下まで－２～－３℃／ｓｅｃにて水冷し、供試材を作成した。
　＜複合介在物の断面におけるＭｎＳ面積率，複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合の算出＞
　複合介在物分析用の試験片は、前記供試材の板厚をｔとするときの板厚１／４ｔ部より採取したものを用いた。複合介在物は、電子プローブマイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用い、複合介在物を面分析したマッピング画像から、ＭｎＳ面積率および複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合を測定した。
　具体的には、ＭｎＳ面積率は、複合介在物全体の断面積と複合介在物全体に占めるＭｎＳ部分の断面積とを画像から測定することにより算出した。複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合は、複合介在物中のＴｉ酸化物の周長とそのＴｉ酸化物に接するＭｎＳ界面の長さとを画像から測定することにより算出した。測定のばらつきを少なくするため、ＭｎＳ面積率および複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合は、各供試材につき２０個ずつＥＰＭＡによる分析を行い、平均値を算出することにより求めた。結果を表１に示す。
　＜複合介在物の個数密度の算出＞
　複合介在物の個数は、ＳＥＭ－ＥＤＸを組み合わせた自動介在物分析装置により行い、検出された複合介在物の形状測定データから、粒径が０．５～５．０μｍの範囲である複合介在物の個数を算出することにより、個数密度を算出した。結果を表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　＜引張試験＞
　作成した供試材の板厚をｔとするときの１／４ｔ位置よりＪＩＳ　４号引張試験片を採取し、室温で引張試験を実施し、圧延母材の降伏応力（ＹＰ）および引張強度（ＴＳ）を測定した。
　＜ＣＴＯＤ試験＞
　作成した供試材からＣＴＯＤ試験用の試験片をｎ＝３で採取した。各試験片に開先加工を施し、サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）にて入熱５．０ｋＪ／ｍｍにて多層溶接を行った。作成した溶接継手のＨＡＺにノッチ加工を施し、試験温度－２０℃でＢＳ７４４８規格準拠にて、ＣＴＯＤ試験を行った。試験結果の良否は、下記の基準に基づいて判定した。下記の基準のうち、判定が◎または○であった試験片を合格とした。結果を表２に示す。
　◎：３本の試験片がすべてゲージオーバー
　○：３本の試験片うち、０～２本がゲージオーバー、かつ、ゲージオーバーでない試験片すべてのＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ以上
　×：３本の試験片のうち、１本以上の試験片のＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満
　なお、ゲージオーバーとは、取り付けたクリップゲージが限界まで開ききることをいう。また、通常要求される－２０℃における継手のＣＴＯＤ特性は、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ以上であるため、ＣＴＯＤ値の基準を０．４ｍｍとした。
　試験結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　実施例１～２７は、本発明の範囲を全て満足するため、ＣＴＯＤ試験の結果が合格であった。
　実施例９は、ＣＴＯＤ試験結果は合格であるものの、Ｃ含有量が本発明の範囲の下限値に近かったため、ＹＰおよびＴＳが低かった。
　実施例１０は、ＣＴＯＤ試験結果は合格であるものの、Ｓｉ含有量が本発明の範囲の下限値に近かったため、ＹＰおよびＴＳが低かった。
　実施例１１は、ＣＴＯＤ試験結果は合格であるものの、Ｍｎ含有量が本発明の範囲の下限値に近かったため、ＹＰおよびＴＳが低かった。
　実施例１２は、Ｐ含有量が少ないものの、ＣＴＯＤ試験の結果に影響を及ぼしていない。
　実施例１３は、Ｓ含有量が本発明の範囲の下限値に近かったため、ＭｎＳ複合量が減少し、複合介在物の断面におけるＭｎＳ面積率および複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合が低下した。その結果、ＣＴＯＤ試験において、試験片が１本だけゲージオーバーではなかった。
　実施例１４は、Ｔｉ含有量が本発明の範囲の下限値に近かったため、複合介在物の個数密度が低かった。その結果、ＣＴＯＤ試験において、試験片が１本だけゲージオーバーではなかった。
　実施例１５は、Ｃ含有量が本発明の範囲の上限値に近かったため、硬質組織が増加した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、２本の試験片がゲージオーバーではなかったものの、ＣＴＯＤ値は０．４ｍｍ以上となった。
　実施例１６は、Ｍｎ含有量が本発明の範囲の上限値に近かったため、偏析が生じた。その結果、ＣＴＯＤ試験において、２本の試験片がゲージオーバーではなかったものの、ＣＴＯＤ値は０．４ｍｍ以上となった。
　実施例１７は、Ｐ含有量が本発明の範囲の上限値に近かったため、靱性が低下した。その結果、ＣＴＯＤ試験において、２本の試験片がゲージオーバーではなかったものの、ＣＴＯＤ値は０．４ｍｍ以上となった。
　実施例１８は、Ｓ含有量が本発明の範囲の上限値に近かったため、靱性が低下した。その結果、ＣＴＯＤ試験において、２本の試験片がゲージオーバーではなかったものの、ＣＴＯＤ値は０．４ｍｍ以上となった。
　実施例１９は、Ｔｉ含有量が本発明の範囲の上限値に近かったため、ＴｉＣ等の炭化物が増加することにより、靱性が低下した。その結果、ＣＴＯＤ試験において、２本の試験片がゲージオーバーではなかったものの、ＣＴＯＤ値は０．４ｍｍ以上となった。
　実施例２０は、Ａｌ含有量が本発明の範囲の上限値に近かったため、粒内フェライト生成核となる介在物が減少し、その結果、靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、２本の試験片がゲージオーバーではなかったものの、ＣＴＯＤ値は０．４ｍｍ以上となった。
　実施例２１は、Ｎ含有量が本発明の範囲の上限値に近かったため、ＴｉＮが増加し、その結果、靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、２本の試験片がゲージオーバーではなかったものの、ＣＴＯＤ値は０．４ｍｍ以上となった。
　実施例２２は、Ｃｕ含有量が本発明の範囲内であるため、ＣＴＯＤ試験の結果は合格であった。なお、Ｃｕ含有量が０．３％を超えることから、スラブの表面品質が低下し、製造において表面補修が必要となった。
　実施例２３は、Ｎｉ含有量が、本発明の範囲内であるものの、０．４％を超えるため、ＣＴＯＤ試験の結果は合格であったものの、ミクロ組織において粒内フェライトが少なく、靱性が比較的低かった。
　実施例２４は、Ｃｒ含有量が本発明の範囲内であるものの、０．３％を超えるため、ＣＴＯＤ試験の結果は合格であったものの、靱性が比較的低かった。
　実施例２５は、Ｍｏ含有量が本発明の範囲内であるが、０．３０％を超えるため、ＣＴＯＤ試験の結果は合格であったものの、靱性が比較的低かった。
　実施例２６は、Ｖ含有量が本発明の範囲内であるが、０．０５％を超えるため、ＣＴＯＤ試験の結果は合格であったものの、ＶＣが比較的多く析出し、靱性が比較的低かった。
　実施例２７は、Ｎｂ含有量が本発明の範囲内であるが、０．０３％を超えるため、ＮｂＣが比較的多く析出し、その結果、靱性が比較的低かった。
　比較例１は、Ｃ含有量が本発明の範囲外であるため、硬質組織が増加し、その結果、靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
　比較例２は、Ｓｉ含有量が本発明の範囲外であるため、硬質組織が増加し、その結果、靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
　比較例３は、Ｍｎ含有量が本発明の範囲外であるため、偏析が増加し、その結果、靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
　比較例４は、Ｔｉ含有量が本発明の範囲外であるため、粗大なＴｉＣが増加することにより、靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
　比較例５は、Ａｌ含有量が本発明の範囲外であるため、粗大なＡｌ２Ｏ３増加により、靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
　比較例６は、Ｏ含有量が本発明の範囲外であるため、粗大な酸化物が増加し、その結果、靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
　比較例７は、Ｍｎ含有量が本発明の範囲外であるため、複合介在物の断面におけるＭｎＳ面積率が本発明に規定された範囲以下であった。そのため、粒内フェライトが充分に成長せず、靱性が低下した。その結果、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
　比較例８は、Ｍｎ含有量が本発明の範囲外であるため、複合介在物の断面におけるＭｎＳ面積率が本発明の範囲を超えた。そのため、粒内フェライトが充分に成長せず、靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
　比較例９は、Ｍｎ含有量が本発明の範囲外であるため、複合介在物の界面におけるＭｎＳ割合が、本発明の範囲未満であった。そのため、粒内フェライトが充分に成長せず、靱性が低下した。その結果、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
　比較例１０は、Ｔｉ含有量が少なく、複合介在物の個数密度が本発明の範囲未満であった。そのため、粒内フェライトが充分に成長せず、靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
　比較例１１は、Ｃｕ含有量が本発明の範囲外であるため、強度が上昇し、その結果、靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
　比較例１２は、Ｃｒ含有量が本発明の範囲外であるため、強度が上昇し、その結果、靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
　比較例１３は、Ｍｏ含有量が本発明の範囲外であるため、強度が上昇し、その結果、靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
　比較例１４は、Ｖ含有量が本発明の範囲外であるため、強度が上昇したことに加え、ＶＣが多く析出された。その結果、靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
　比較例１５は、Ｎｂ含有量が本発明に規定された範囲外であるため、ＮｂＣが多く析出し、その結果、靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
　実施例１と同様に、表３に示す試験Ｎｏ．実施例３１～６１，比較例２１～３２の化学組成を有する鋼を実際の製造工程で溶製し、供試材を作成した。そして、実施例１と同様に、複合介在物の断面におけるＭｎＳ面積率，複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合の算出と、複合介在物の個数密度の算出を行った。結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　また、実施例１と同様に、引張試験およびＣＴＯＤ試験を行った。試験結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　実施例３１～６１は、本発明の範囲を全て満足するため、ＣＴＯＤ試験の結果が合格であった。
　実施例３９は、ＣＴＯＤ試験の結果は合格であるものの、Ｃ含有量が本発明の範囲の下限値に近かったため、ＹＰおよびＴＳが低かった。
　実施例４０は、ＣＴＯＤ試験の結果は合格であるものの、Ｓｉ含有量が本発明の範囲の下限値に近かったため、ＹＰおよびＴＳが低かった。
　実施例４１は、ＣＴＯＤ試験の結果は合格であるものの、Ｍｎ含有量が本発明の範囲の下限値に近かったため、ＹＰおよびＴＳが低かった。
　実施例４３は、Ｓ含有量が本発明の範囲の下限値に近かったため、ＭｎＳ複合量が減少し、複合介在物の断面におけるＭｎＳ面積率および複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合が低下した。その結果、ＣＴＯＤ試験において、試験片が１本だけゲージオーバーではなかった。
　実施例４４は、Ｎｉ含有量が本発明の範囲の下限値に近かったため、靭性が低下した。その結果、ＣＴＯＤ試験において、試験片が１本だけゲージオーバーではなかった。
　実施例４５は、Ｔｉ含有量が本発明の範囲の下限値に近かったため、複合介在物の個数密度が低かった。その結果、ＣＴＯＤ試験において、試験片が１本だけゲージオーバーではなかった。
　実施例４６は、Ｏ含有量が本発明の範囲の下限値に近かったため、複合介在物の個数密度が低かった。その結果、ＣＴＯＤ試験において、試験片が１本だけゲージオーバーではなかった。
　実施例４７は、Ｃ含有量が本発明の範囲の上限値に近かったため、硬質組織が増加した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、すべての試験片がゲージオーバーではなかったものの、ＣＴＯＤ値は０．４ｍｍ以上となった。
　実施例４８は、Ｓｉ含有量が本発明の範囲の上限値に近かったため、硬質組織が増加した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、すべての試験片がゲージオーバーではなかったものの、ＣＴＯＤ値は０．４ｍｍ以上となった。
　実施例４９は、Ｍｎ含有量が本発明の範囲の上限値に近かったため、偏析が生じた。そのため、ＣＴＯＤ試験において、すべての試験片がゲージオーバーではなかったものの、ＣＴＯＤ値は０．４ｍｍ以上となった。
　実施例５０は、Ｐ含有量が本発明の範囲の上限値に近かったため、偏析により靭性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、すべての試験片がゲージオーバーではなかったものの、ＣＴＯＤ値は０．４ｍｍ以上となった。
　実施例５１は、Ｓ含有量が本発明の範囲の上限値に近かったため、偏析により靭性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、すべての試験片がゲージオーバーではなかったものの、ＣＴＯＤ値は０．４ｍｍ以上となった。
　実施例５２は、Ｎｉ含有量が本発明の範囲の上限値に近かったため、粒内変態フェライトの生成が抑制されることにより靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、すべての試験片がゲージオーバーではなかったものの、ＣＴＯＤ値は０．４ｍｍ以上となった。
　実施例５３は、Ｔｉ含有量が本発明の範囲の上限値に近かったため、ＴｉＣ等の炭化物が増加することにより、靭性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、すべての試験片がゲージオーバーではなかったものの、ＣＴＯＤ値は０．４ｍｍ以上となった。
　実施例５４は、Ａｌ含有量が本発明の範囲の上限値に近かったため、粒内フェライト生成核となる介在物が減少し、その結果、靭性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、すべての試験片がゲージオーバーではなかったものの、ＣＴＯＤ値は０．４ｍｍ以上となった。
　実施例５５は、Ｎ含有量が本発明の範囲の上限値に近かったため、ＴｉＮが増加し、その結果、靭性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、すべての試験片がゲージオーバーではなかったものの、ＣＴＯＤ値は０．４ｍｍ以上となった。
　実施例５６は、Ｏ含有量が本発明の範囲の上限値に近かったため、粗大な酸化物が増加することにより、靭性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、すべての試験片がゲージオーバーではなかったものの、ＣＴＯＤ値は０．４ｍｍ以上となった。
　実施例５７は、Ｃｕ含有量が本発明の範囲内であるため、ＣＴＯＤ試験の結果は合格であったものの、靭性が比較的低かった。
　実施例５８は、Ｃｒ含有量が本発明の範囲内であるため、ＣＴＯＤ試験の結果は合格であったものの、靭性が比較的低かった。
　実施例５９は、Ｍｏ含有量が本発明の範囲内であるため、ＣＴＯＤ試験の結果は合格であったものの、靭性が比較的低かった。
　実施例６０は、Ｖ含有量が本発明の範囲内であるため、ＣＴＯＤ試験の結果は合格であったものの、靭性が比較的低かった。
　実施例６１は、Ｎｂ含有量が本発明の範囲内であるため、ＣＴＯＤ試験の結果は合格であったものの、靭性が比較的低かった。
　比較例２１は、Ｃ含有量が本発明の範囲外であるため、硬質組織が増加し、その結果、靭性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
　比較例２２は、Ｓｉ含有量が本発明の範囲外であるため、硬質組織が増加し、その結果、靭性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
　比較例２３は、Ｍｎ含有量が本発明の範囲外であるため、偏析が増加し、その結果、靭性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
　比較例２４は、Ｔｉ含有量が本発明の範囲外であるため、粗大なＴｉＣが増加することにより、靭性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
　比較例２５は、Ａｌ含有量が本発明の範囲外であるため、粗大なＡｌ２Ｏ３増加により、靭性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
　比較例２６は、Ｎ含有量が本発明の範囲外であるため、粗大なＴｉＮの凝集が起こり、その結果、靭性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
　比較例２７は、Ｏ含有量が本発明の範囲外であるため、粗大な酸化物が増加し、その結果、靭性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
　比較例２８は、Ｃｕ含有量が本発明の範囲外であるため、強度が上昇し、その結果、靭性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
　比較例２９は、Ｃｒ含有量が本発明の範囲外であるため、強度が上昇し、その結果、靭性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
　比較例３０は、Ｍｏ含有量が本発明の範囲外であるため、強度が上昇し、その結果、靭性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
　比較例３１は、Ｖ含有量が本発明の範囲外であるため、強度が上昇したことに加え、ＶＣが多く析出された。その結果、靭性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
　比較例３２は、Ｎｂ含有量が本発明の範囲外であるため、ＮｂＣが多く析出し、その結果、靭性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
　本発明によれば、大入熱溶接時において、ＨＡＺの低温靱性に優れた厚鋼板を提供することができる。したがって、本発明の厚鋼板は、海洋構造物などの溶接構造物、特に、板厚が５０ｍｍ以上の厚鋼板に好適に用いることができる。

Claims (3)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．０１～０．２０％、
    　Ｓｉ：０．１０～０．２５％、
    　Ｍｎ：１．３０～２．５０％、
    　Ｐ：０．０１％以下、
    　Ｓ：０．００１０～０．０１００％、
    　Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
    　Ａｌ：０．００３％以下、
    　Ｏ：０．００１０～０．００５０％、
    　Ｎ：０．０１００％以下、
    　Ｃｕ：０～０．５０％、
    　Ｎｉ：０～１．５０％、
    　Ｃｒ：０～０．５０％、
    　Ｍｏ：０～０．５０％、
    　Ｖ：０～０．１０％、
    　Ｎｂ：０～０．０５％、および、
    　残部：Ｆｅおよび不純物であり、かつ、
    　鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含み、
    　前記複合介在物の断面における前記ＭｎＳの面積率が１０％以上９０％未満であり、
    　前記複合介在物の周長に占める前記ＭｎＳの割合が１０％以上であり、
    　粒径０．５～５．０μｍの前記複合介在物の個数密度が１０～１００個／ｍｍ２である、厚鋼板。
  2. 　質量％で、
    　Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
    　Ｎｉ：０．０１～１．５０％、
    　Ｃｒ：０．０１～０．５０％、
    　Ｍｏ：０．０１～０．５０％、
    　Ｖ：０．０１～０．１０％、および、
    　Ｎｂ：０．０１～０．０５％
    から選択される１種以上を含有する、請求項１に記載の厚鋼板。
  3. 　下記（ｉ）式から求められる値Ｘが０．０４～９．７０である、請求項１または２に記載の厚鋼板。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
     　ただし、前記（ｉ）式中、各記号の意味は次の通りである。
    　Ｔｉ＿ＴｉＯ（質量％）：全Ｔｉ含有量のうち、Ｔｉ酸化物となるＴｉ量
    　Ｏ（質量％）：鋼中のＯ含有量
    　Ｍｎ＿ＭｎＳ（質量％）：全Ｍｎ含有量のうち、ＭｎＳとなるＭｎ量
    　Ｒ１（％）：複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率の平均値
    　Ｒ２（％）：複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合の平均値
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