WO2023219146A1 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents

鋼板およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2023219146A1
WO2023219146A1 PCT/JP2023/017811 JP2023017811W WO2023219146A1 WO 2023219146 A1 WO2023219146 A1 WO 2023219146A1 JP 2023017811 W JP2023017811 W JP 2023017811W WO 2023219146 A1 WO2023219146 A1 WO 2023219146A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
temperature
toughness
center
rolling
Prior art date
Application number
PCT/JP2023/017811
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
将臣 奥谷
祐介 寺澤
浩文 大坪
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to JP2023553725A priority Critical patent/JP7468800B2/ja
Publication of WO2023219146A1 publication Critical patent/WO2023219146A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the present invention relates to steel materials suitably used for steel structures such as ships, offshore structures, pressure vessels, line pipes, and offshore wind power generators. Specifically, the present invention relates to a thick high-strength steel plate having a thickness of more than 100 mm, which not only has excellent strength and toughness of the base material but also has excellent joint CTOD characteristics in a multi-layer welded part, and a method for manufacturing the same.
  • Patent Document 1 proposes a technology that improves the toughness of the base material by controlling the rolling conditions to refine the average effective grain size of the microstructure at the center of the plate thickness.
  • CTOD test the Crack Tip Opening Displacement Test
  • This evaluation method uses a test piece with a pre-fatigue crack introduced in the toughness evaluation part, performs three-point bending, and measures the amount of crack opening (plastic deformation) just before fracture, thereby determining the occurrence of brittle fracture. It evaluates resistance.
  • multilayer welding when applying thick steel plates to steel structures such as ships, offshore structures, pressure vessels, line pipes, and offshore wind power generators, multilayer welding is used.
  • the weld heat affected zone (hereinafter also referred to as "HAZ") of multi-layer welding is formed by a mixture of various structures due to multiple different thermal cycles from each welding pass.
  • the HAZ region CGHAZ: Coarse Grain Heat Affected Zone
  • CGHAZ Coarse Grain Heat Affected Zone
  • the formed HAZ structure (hereinafter referred to as ICCGHAZ: Inter-Critically Reheated Coarse Grain Heat Affected Zone) in which island-like martensite (MA) is mixed in the coarse matrix structure has particularly low toughness. Further, when the crystal grain size of the base material structure is coarse, the toughness of SCHAZ (Sub-Critically Reheated HAZ) may become a problem.
  • the joint CTOD characteristics are defined as the area near the weld line.
  • the joint CTOD characteristics are required at the CGHAZ and the SC/ICHAZ (Inter-Critically Reheated HAZ) boundary, which is the boundary between the untransformed region and transformed region of the base metal during welding.
  • the entire thickness is basically tested, so when CGHAZ is the subject of evaluation, the region where fatigue pre-cracks are introduced includes the ICCGHAZ structure.
  • the joint CTOD properties obtained by the joint CTOD test are governed by the toughness of the most brittle structure within the evaluation region, so the CGHAZ joint CTOD properties reflect the toughness of not only the CGHAZ structure but also the ICCGHAZ structure. . Therefore, in order to improve joint CTOD characteristics in CGHAZ, it is also necessary to improve the toughness of the ICCGHAZ structure.
  • the above-mentioned HAZ structure has a positional relationship of CGHAZ, ICHAZ, and SCHAZ in the order of proximity from the weld line in a structure generated in one welding pass during multi-layer welding (multi-pass) welding.
  • ICCGHAZ is a structure that is generated when CGHAZ is heated to a two-phase region of ferrite and austenite due to the thermal history of subsequent passes in multilayer welding, and the position where the ICCGHAZ structure is generated depends on the way the welding passes are stacked. and frequency may vary.
  • HZ weld heat affected zone
  • Patent Document 2 discloses a technique for suppressing austenite grain growth and improving the toughness of a weld by adding REM together with Ti to disperse fine particles in steel.
  • Patent Document 3 proposes a technique for improving HAZ toughness by using BN (boron nitride) as a ferrite transformation nucleus in a heat-affected zone of high heat input welding and refining the HAZ structure.
  • BN boron nitride
  • Patent Document 4 proposes a technique to suppress the generation of MA by lowering C and Si and increasing the strength of the base material by adding Cu as a countermeasure against the decrease in toughness of ICCGHAZ.
  • Patent Document 5 discloses a technique for improving low-temperature toughness by controlling the hardness of the central segregation part.
  • the CTOD specification temperature in the standard that defines joint CTOD characteristics is usually -10°C.
  • the areas where offshore structures are built are shifting to cold regions and deep sea areas where resource extraction has not been possible until now. For this reason, there is an increasing demand for a thick steel plate that has high strength and thickness, and can support a CTOD specification temperature that is lower than the CTOD specification temperature specified by the API standard.
  • Patent Documents 1 to 5 According to the inventors' studies, the conventional techniques described in Patent Documents 1 to 5 have been found to meet the joint CTOD characteristics required for multi-layer welded joints for low-temperature specifications in thick steel plates with a thickness of over 100 mm. could not be fully satisfied.
  • Patent Document 1 proposes rolling condition control for refining the average effective grain size of the microstructure at the center of the plate thickness, it cannot be applied to thick steel plates with a plate thickness of more than 100 mm. Furthermore, in order to improve the toughness at the center of the plate thickness, it is not enough to simply refine the average effective grain size; it is also necessary to refine the maximum effective grain size.
  • Patent Document 2 which suppresses coarsening of the austenite structure of HAZ by adding REM and Ti in combination and dispersing fine particles in steel, is a steel material with relatively low strength and a small amount of alloying elements. is the target. Therefore, in the case of steel materials with higher strength and a larger amount of alloying elements, the HAZ structure does not contain ferrite, so this method cannot be applied.
  • Patent Document 3 The technique proposed in Patent Document 3 is effective when the cooling rate in the weld heat affected zone is slow and the HAZ has a ferrite-based structure, as in the case of large heat input welding.
  • the amount of heat input is relatively small, and in the case of thick steel plates with a thickness of more than 100 mm, the amount of alloy components contained in the base material is relatively large. Therefore, in multi-layer welding of thick steel plates, the HAZ structure consists mainly of bainite, and the above-mentioned HAZ toughness improvement effect cannot be obtained.
  • the CTOD characteristics at the normal specification temperature (-10° C.) can be satisfied.
  • the joint CTOD characteristics at even lower specification temperatures as mentioned above have not been studied, and it is believed that it is not possible to satisfy the low-temperature CTOD specifications only by improving ICCGHAZ toughness by reducing base metal alloy components such as C and Si. Conceivable.
  • reducing the content of alloying elements in the base material to improve the toughness of ICCGHAZ is a technique that conflicts with ensuring strength for thickening, and thick steel plates used for offshore structures etc. It is considered difficult to apply.
  • Patent Document 5 proposes a technique for satisfying joint CTOD characteristics at the normal specification temperature (-10° C.) in a thick steel plate with a thickness of 100 mm or less.
  • the normal specification temperature -10° C.
  • the CTOD characteristics of the SC/ICHAZ boundary have not yet been studied.
  • the present invention has been made in view of the above-mentioned problems faced by the prior art, and its purpose is to provide a thick steel plate with a thickness of more than 100 mm that has high strength and excellent base material toughness at low temperatures and CTOD characteristics for multi-layer welded joints.
  • An object of the present invention is to provide a manufacturing method thereof.
  • high strength refers to a yield strength of 325 MPa or more at the center of the plate thickness in a tensile test.
  • Excellent base material toughness at low temperatures means that the absorbed energy in the Charpy test at -40°C is 100 J or more at the center of the plate thickness.
  • the multi-layer welded joint having excellent CTOD characteristics means that the crack opening displacement amount is 0.4 mm or more at the notch position CGHAZ and the SC/ICHAZ boundary when the test temperature is -20°C.
  • the present inventors conducted intensive studies on a method for improving the CTOD characteristics while simultaneously increasing the strength of the base material and improving the low-temperature toughness in a thick steel plate with a thickness of over 100 mm. As a result, we obtained the following knowledge.
  • the inventors have achieved the desired strength and toughness by controlling the average effective grain size of the base material structure at the center of the plate thickness to 20 ⁇ m or less and the maximum effective grain size to 150 ⁇ m or less, as described below. We found that it is possible to secure
  • Rolling is performed with a reduction ratio of 30% or more. By these rolling operations, even in a thick steel plate having a thickness of more than 100 mm, the average effective crystal grain size can be reduced to 20 ⁇ m or less while the maximum effective grain size at the center of the plate thickness is reduced to 150 ⁇ m or less.
  • the center of plate thickness is a region having a thickness of 10% of the plate thickness in both surface directions of the steel plate from the center of the plate thickness (1/2 position).
  • the inclusion form a composite inclusion containing two types of inclusions, namely sulfides containing Ca and Mn and oxides containing Al, welding wires that are heated to high temperatures can be It has been found that such composite inclusions can stably exist even in the nearby region, and can sufficiently exhibit the effect of suppressing austenite grain coarsening. Furthermore, it was found that since a Mn-poor layer is formed around the composite inclusions, it has a nucleation effect (transformation nucleation effect) such as bainite.
  • a nucleation effect transformation nucleation effect
  • the size of the composite inclusions needs to be 0.1 ⁇ m or more in equivalent circle diameter.
  • the rolling conditions at which the plate thickness center temperature is T 1 °C or higher, which is the recrystallization temperature range, are set such that the average reduction rate/pass is 3% or more and the cumulative reduction rate is 25% or more, so that recrystallized grains and coarse recovered grains After avoiding rolling at the temperature in the partial recrystallization region (T 1 to T 2 °C) where shall be. It has been found that under these rolling conditions, the structure at the center of the sheet thickness can be sufficiently refined and grain-sized, and the grains can be refined and grain-sized to a desired grain size.
  • the component composition further includes, in mass %, Ni: 2.5% or less, Cu: 2.0% or less, Cr: 1.5% or less, Mo: 1.5% or less, V: 0. 25% or less; W: 0.45% or less; B: 0.0045% or less; REM: 0.025% or less; 1].
  • the plate thickness center temperature is T 1 °C or more defined by the following formula (5).
  • rolling is performed under conditions where the average reduction rate/pass is 3% or more and the cumulative reduction rate is 25% or more, and the plate thickness center temperature is T 2 °C or less defined by the following formula (6).
  • sol.[Nb] is based on formula (7)
  • [C] and [N] in the above formulas (5) and (7) are the mass % of C and N, respectively
  • T0 is the heating temperature of the material (°C)
  • sol.[Nb] is the amount of solid solution of Nb. (% by mass).
  • [Nb] is the total Nb content (% by mass) contained in the steel plate, sol.[Nb] ⁇ [Nb].
  • the present invention it is possible to provide a thick steel plate that has high strength and excellent base metal toughness at low temperatures and CTOD characteristics of multilayer welded joints, and a method for manufacturing the same.
  • C 0.03-0.13%
  • C is an element that improves hardenability and strength of steel, and needs to be contained in an amount of 0.03% or more.
  • the C content is set in the range of 0.03 to 0.13%.
  • it is 0.04% or more and 0.12% or less. More preferably, it is 0.06% or more and 0.10% or less.
  • Si 0.60% or less
  • Si is an element that is also used as a deoxidizing agent and is unavoidably included as an impurity, but if Si is contained in excess of more than 0.60%, the CTOD characteristics of the joint will deteriorate. . Therefore, the upper limit of the Si content is limited to 0.60%. Preferably it is 0.50% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but excessive reduction in Si will increase refining time and cost, so it is preferably about 0.02%, more preferably 0.04% or more.
  • Mn 0.9-2.7%
  • Mn is an element that has the effect of improving the strength of the base metal and welded part through improving the hardenability of steel. In order to obtain such an effect, it is necessary to add 0.9% or more.
  • addition of more than 2.7% not only reduces weldability but also increases hardenability, reducing the toughness of the base metal and weld zone, resulting in deterioration of joint CTOD characteristics. Therefore, the Mn content is set in the range of 0.9 to 2.7%. Preferably, it is 1.1% or more and 2.5% or less. More preferably, it is 1.2% or more and 2.3% or less.
  • P 0.050% or less
  • P is an element that has a large effect of embrittling grain boundaries, and when added in a large amount, it reduces HAZ toughness and joint CTOD characteristics. Therefore, the P content is limited to 0.050% or less. Preferably it is 0.030% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, but excessively low P content increases refining time and costs. Therefore, the P content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more.
  • S 0.0050% or less
  • S is an element that reduces joint CTOD characteristics, so the upper limit of the S content is limited to 0.0050%. Preferably it is 0.0030% or less.
  • the lower limit of the S content is not limited, but excessively low S content increases refining time and costs. Therefore, the S content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0005% or more.
  • Al 0.002-0.100%
  • Al is an element necessary for forming composite inclusions to improve the toughness of multi-layer welding HAZ and joint CTOD characteristics, and needs to be added in an amount of 0.002% or more.
  • the Al content is set in the range of 0.002 to 0.100%.
  • it is 0.005% or more and 0.090% or less. More preferably, it is 0.020% or more and 0.075% or less.
  • Ti 0.002-0.055% Ti precipitates in steel as TiN.
  • the precipitated TiN has the effect of suppressing the coarsening of austenite grains in the base metal and HAZ, refines the HAZ structure, and improves joint CTOD characteristics. In order to obtain such an effect, it is necessary to add 0.002% or more.
  • the Ti content exceeds 0.055%, Ti nitrides become coarse, the toughness of the weld heat affected zone is reduced, and joint CTOD characteristics are deteriorated. Therefore, the Ti content is set in the range of 0.002 to 0.055%. Preferably, it is 0.005% or more and 0.050% or less. More preferably, it is 0.010% or more and 0.045% or less.
  • Nb 0.005-0.070%
  • Nb is an element that expands the non-recrystallized temperature range of the austenite phase, and has the effect of improving base material strength and base material toughness by efficiently performing non-recrystallized region rolling and obtaining a fine structure.
  • the non-recrystallization temperature T2 becomes too low, and the rolling temperature in the non-recrystallization region rolling for grain refinement becomes too low. Rolling at low temperatures increases the deformation resistance of the rolled material and increases the load on the rolling mill, which increases the number of rolling passes, resulting in a decrease in manufacturing efficiency and making it difficult to increase the pass rolling reduction.
  • the Nb content must be 0.005% or more.
  • the Nb content is set in the range of 0.005 to 0.070%. Preferably, it is 0.010% or more and 0.060% or less. More preferably, it is 0.015% or more and 0.050% or less.
  • Ca 0.0005-0.0200%
  • Ca is an element that improves the toughness of multilayer welding HAZ by forming oxysulfides that are highly stable at high temperatures, and improves joint CTOD characteristics.
  • the Ca content must be 0.0005% or more.
  • the Ca content is set to 0.0005 to 0.0200%.
  • it is 0.0010% or more and 0.0170% or less. More preferably, it is 0.0015% or more and 0.0150% or less.
  • N 0.0120% or less Since N is an element that reduces HAZ toughness and deteriorates joint CTOD characteristics, the upper limit of the N content is limited to 0.0120%. On the other hand, since it is desirable to reduce the N content as much as possible, the lower limit of the N content is not limited, but excessively low N content increases refining time and costs. Therefore, the N content is preferably 0.0005% or more. More preferably, it is 0.0020% or more and 0.0110% or less. More preferably, it is 0.0030% or more and 0.0090% or less.
  • O 0.0070% or less Since O is an element that reduces HAZ toughness and deteriorates joint CTOD characteristics, the upper limit of the O content is limited to 0.0070%. On the other hand, since it is desirable to reduce the O content as much as possible, the lower limit of the O content is not limited, but excessive reduction in O content will increase refining time and cost. Therefore, the O content is preferably 0.0005% or more. More preferably, it is 0.0010% or more and 0.0060% or less. More preferably, it is 0.0015% or more and 0.0055% or less.
  • the thick steel plate has a chemical composition consisting of the above-mentioned essential elements, the balance being Fe, and inevitable impurities.
  • the balance being Fe
  • inevitable impurities in addition to the above-mentioned component compositions, Ni, Cu, Cr, Mo, V, W, B, REM, It can further contain one or more arbitrary elements selected from the group consisting of Mg and Mg in the content shown below.
  • Ni 2.5% or less
  • Ni is an element that can increase the strength of a thick steel plate without significantly deteriorating the toughness of both the base material and the joint.
  • the Ni content is limited to 2.5% or less. More preferably, it is 2.0% or less.
  • when Ni is added it is preferably 0.1% or more.
  • Cu 2.0% or less
  • Cu is an element that can increase the strength of thick steel plates without significantly deteriorating the base metal or joint toughness, but if the Cu content exceeds 2.0%, the skating Surface cracking caused by the Cu-enriched layer that forms directly beneath the surface becomes a problem. Therefore, the Cu content is limited to 2.0% or less. More preferably, it is 1.8% or less. On the other hand, when Cu is added, it is preferably 0.05% or more, more preferably 0.1% or more.
  • Cr 1.5% or less
  • Cr is an element that has the effect of improving the strength of steel by improving its hardenability, but if the Cr content exceeds 1.5%, the CTOD characteristics of the joint will deteriorate. Limit the Cr content to 1.5% or less. More preferably, it is 1.3% or less. On the other hand, when adding Cr, it is preferably 0.05% or more, more preferably 0.1% or more.
  • Mo 1.5% or less Mo is an element that has the effect of improving the strength of steel by improving its hardenability, but if the Mo content exceeds 1.5%, joint CTOD characteristics will deteriorate. Limit Mo content to 1.5% or less. More preferably, it is 1.3% or less. On the other hand, when Mo is added, it is preferably 0.05% or more, more preferably 0.1% or more.
  • V 0.25% or less
  • V is an element that improves the strength of the base metal, but if the V content exceeds 0.25%, the HAZ toughness will decrease and the joint CTOD characteristics will deteriorate, so the V content limit to 0.25% or less. More preferably, it is 0.20% or less.
  • V when added, it is preferably 0.01% or more, more preferably 0.03% or more.
  • W 0.45% or less W is an element that improves the strength of the base metal, but if the W content exceeds 0.45%, the HAZ toughness will decrease and the joint CTOD characteristics will deteriorate. limit to 0.45% or less. More preferably, it is 0.40% or less. On the other hand, when W is added, it is preferably 0.05% or more, more preferably 0.15% or more.
  • B 0.0045% or less
  • B is an element that can improve hardenability and thereby improve the strength of steel sheets when contained in extremely small amounts, but when B content exceeds 0.0045%, HAZ toughness B content is limited to 0.0045% or less because the CTOD characteristics of the joint decrease. More preferably, it is 0.0040% or less.
  • B when B is added, it is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0010% or more.
  • REM 0.025% or less REM (rare earth metal) suppresses austenite grain growth in the HAZ by forming oxysulfide inclusions and improves HAZ toughness, but when the REM content is 0.025% If it exceeds %, the base material toughness and HAZ toughness will decrease, and the joint CTOD characteristics will deteriorate. Therefore, the REM content is limited to 0.025% or less. More preferably, it is 0.020% or less. On the other hand, when REM is added, it is preferably 0.001% or more, more preferably 0.010% or more.
  • Mg 0.005% or less Mg is an element that suppresses the growth of austenite grains in the weld heat affected zone by forming oxide inclusions and improves the toughness of the weld heat affected zone. If the content exceeds 0.005%, the effect of addition will be saturated, and no effect commensurate with the content can be expected, which will be economically disadvantageous. Therefore, the Mg content is limited to 0.005% or less. More preferably, it is 0.004% or less. On the other hand, when Mg is added, it is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.001% or more.
  • the compositions of the thick steel plate and the material must further satisfy the following four conditions. 1.50 ⁇ [Ti]/[N] ⁇ 5.00...(1) [Ti]/[N] controls the amount of solid solution N in the HAZ and the precipitation state of TiN.
  • [Ti]/[N] is less than 1.50, the HAZ toughness deteriorates due to the presence of solid solution N that is not fixed as TiN, and the joint CTOD characteristics deteriorate.
  • the range of [Ti]/[N] is set to be in the range of 1.50 to 5.00. Note that it is preferably 1.80 or more and 4.50 or less. More preferably, it is 2.00 or more and 4.00 or less.
  • ⁇ [Ca]-(0.18+130[Ca]) ⁇ [O] ⁇ /1.25/[S] ⁇ 1.50...(2) ⁇ [Ca] ⁇ (0.18+130[Ca]) ⁇ [O] ⁇ /1.25/[S] is the atomic concentration ratio (ACR) of Ca, O, and S in steel.
  • ACR atomic concentration ratio
  • MnS main form of sulfide inclusions
  • the range of the above ACR is set to 0 or more and 1.50 or less.
  • the above ACR range is preferably 0.20 or more and 1.40 or less. More preferably, it is 0.40 or more and 1.20 or less.
  • Ceq 0.280% or more, 0.500% or less
  • the carbon equivalent Ceq defined by the following equation (3) increases, the amount of structures with poor toughness such as island martensite and bainite in the HAZ structure increases, and as a result, the HAZ Toughness deteriorates. That is, if Ceq is greater than 0.500%, the toughness of the HAZ matrix structure itself deteriorates, so even if a technique for improving HAZ toughness using composite inclusions is used, the necessary joint CTOD characteristics cannot be satisfied. On the other hand, if Ceq is smaller than 0.280%, the target strength cannot be ensured. Therefore, the range of Ceq is set to 0.280 to 0.500%. Note that it is preferably 0.300% or more and 0.490% or less.
  • Ceq (%) [C] + [Mn] / 6 + ([Cu] + [Ni]) / 15 + ([Cr] + [Mo] + [V]) / 5 ... (3)
  • Pcm 0.240% or less
  • the lower limit is not particularly limited, but if an attempt is made to reduce Pcm excessively, the value of Ceq will become too low, so it is preferably about 0.140%, and more preferably 0.155% or more.
  • Pcm (%) [C] + [Si] / 30 + ([Mn] + [Cu] + [Cr]) / 20 + [Ni] / 60 + [Mo] / 15 + [V] / 10 + 5 [B]... (4 )
  • parentheses [] in the above formulas (1) to (4) all represent the content (mass%) of the element shown in the parentheses, and are zero if the element is not contained.
  • Average effective crystal grain size at the center of the plate thickness meaning a region having a thickness of 10% of the plate thickness in each direction on both surfaces of the steel plate centered at the 1/2 position of the plate thickness: 20 ⁇ m or less
  • the plate The average effective grain size of the microstructure at the center of the plate thickness of a thick steel plate with a thickness of more than 100 mm is set to 20 ⁇ m or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but is usually about 1 ⁇ m.
  • the "effective crystal grain size" in the present invention is defined as the equivalent circular diameter of a crystal grain surrounded by grain boundaries having an orientation difference of 15° or more with adjacent crystal grains, that is, large-angle grain boundaries. Further, the average effective crystal grain size at the center of the plate thickness can be measured by the method described in Examples described later.
  • the maximum effective grain size of the microstructure at the center of the plate thickness is set to 150 ⁇ m or less. Even if the average effective grain size is 20 ⁇ m or less, if coarse grains with an effective grain size exceeding 150 ⁇ m coexist in the center of the plate thickness, these coarse grains will become fracture starting points and This leads to a decrease in base metal strength, base metal toughness, and SCHAZ toughness. Therefore, the maximum effective crystal grain size is set to 150 ⁇ m or less. Note that the maximum effective crystal grain size can be measured by the method described in Examples described later.
  • the number density of composite inclusions containing sulfides containing Ca and Mn and oxides containing Al and having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more at the 1/2 position of the plate thickness is set to 25 to 250. It is limited to the range of pieces/ mm2 .
  • a sulfide containing Mn is formed, a Mn-depleted region is formed around the composite inclusion, which becomes effective as a transformation nucleus.
  • the sulfide containing Ca has a high melting point and can remain even at temperatures reached near the weld line of the HAZ.
  • the number density of composite inclusions at the 1/2 position of the plate thickness must be 25 pieces/mm 2 or more.
  • the number density of composite inclusions having an equivalent circular diameter of 0.1 ⁇ m or more at the 1/2 plate thickness position is 250 pieces/mm 2 or less.
  • the number is 30 pieces/mm 2 or more and 215 pieces/mm 2 or less, and more preferably 50 pieces/mm 2 or more and 200 pieces/mm 2 or less.
  • the said number density can be measured by the method described in the Example mentioned later.
  • the average effective grain size, maximum effective grain size, and frequency of measurement of composite inclusions are determined based on the thickness of any one steel sheet among steel sheets with the same raw material melting conditions and the same rolling conditions. It is sufficient to measure one or two cross sections at the center. As long as the material melting method and rolling conditions are not changed, the crystal grain size and the number density of composite inclusions can be manufactured with good reproducibility, so the measurement results at the above measurement frequency are representative of the whole.
  • the temperature in the following description is the temperature at the center of the plate thickness unless otherwise specified.
  • the plate thickness center temperature can be actually measured as in the examples described later, but in an actual manufacturing line, it may also be determined by heat transfer calculation from the steel plate surface temperature measured with a radiation thermometer.
  • the method for melting the material is not particularly limited, and any known melting method such as a converter, electric furnace, vacuum melting furnace, etc. is suitable. Such a material is manufactured, for example, by a continuous casting method. Further, the molten steel made from such a material may be further subjected to secondary refining such as ladle refining. A material having the above-described component composition and manufactured as described above is heated to a temperature of 990° C. or higher and 1210° C. or lower. If the heating temperature is lower than 990° C., the hot rolling conditions described below cannot be satisfied, and sufficient effects cannot be obtained.
  • the heating temperature range is 990°C or more and 1210°C or less.
  • the temperature is 1010°C or higher and 1190°C or lower, more preferably 1030°C or higher and 1170°C or lower.
  • the recrystallization temperature range defined by T1 temperature or higher according to the following formula (5) and the non-recrystallized temperature range defined by the T2 temperature or lower according to the following formula (6) It is important to control the rolling conditions in both the temperature range and avoid rolling in the partial recrystallization range temperature (T 1 to T 2 °C) where recrystallized grains and coarse recovered grains are generated. Since the recrystallization temperature range and non-recrystallization temperature range change depending on the contained components, the recrystallization temperature range and non-recrystallization temperature range for each component composition of steel are clarified using equations (5) and (6). It is also important that
  • Rolling in the recrystallization temperature range defined by the plate thickness center temperature being T1 temperature or higher is performed such that the average reduction/pass is 3% or more and the cumulative reduction is 25% or more.
  • the purpose of rolling performed in the recrystallization temperature range is to refine and regularize the structure by recrystallization even in thick steel plates with a thickness of over 100 mm, and to refine and disperse coarse inclusions.
  • hot rolling when rolling is performed in the partial recrystallization temperature range of the plate thickness center temperature T 1 to T 2 °C, a mixed grain structure of recrystallized grains and coarse recovered grains is formed, resulting in the desired regular grain structure. can't get it. Therefore, it is necessary to avoid rolling at a center temperature of T 1 to T 2 ° C. and to perform rolling at a center temperature of T 1 or higher.
  • the average reduction rate/pass is less than 3%, it is not possible to introduce sufficient strain to the center of the plate thickness in a thick steel plate with a thickness of over 100 mm, and the structure in the center of the plate becomes finer. I can't. Further, even if the average rolling reduction/pass is 3% or more, if the cumulative rolling reduction is less than 25%, recrystallization does not proceed sufficiently and a uniform microstructure cannot be obtained. Therefore, in rolling in the recrystallization temperature range, the average rolling reduction/pass is 3% or more, and the cumulative rolling reduction is 25% or more, preferably 30% or more, and more preferably 35% or more.
  • the sheet is rolled in a non-recrystallization temperature range defined by the plate thickness center temperature being T2 temperature or lower, such that the cumulative reduction ratio is 30% or more.
  • rolling in the non-recrystallization temperature range is performed at a cumulative reduction rate of 30% or more, preferably 35% or more, and more preferably 40% or more.
  • the rolling conditions in the non-recrystallization temperature range are not particularly limited, but it is preferable that the average rolling reduction/pass (the average value of the rolling reduction of each pass) is large.
  • the content is preferably 3% or more.
  • the obtained hot rolled steel sheet is cooled.
  • Such cooling can be performed by any method as long as the conditions described below are met. For example, this can be done by water cooling.
  • Average cooling rate 1.0 to 50.0°C/s If the average cooling rate at the center of the plate thickness is less than 1.0°C/s, a coarse ferrite phase will occur in the base metal structure, resulting in a decrease in base metal strength and toughness, and deterioration of the CTOD characteristics of SC/ICHAZ. . On the other hand, when the average cooling rate is higher than 50.0° C./s, the hard bainite phase increases, thereby increasing the strength of the base material and deteriorating the CTOD characteristics of SC/ICHAZ. Therefore, the average cooling rate at the center of the plate thickness is set in the range of 1.0 to 50.0°C/s.
  • the cooling stop temperature is 500°C or less, it is between 700 and 500°C, and when the cooling stop temperature is higher than 500°C, it is between 700°C and the cooling stop temperature.
  • Cooling stop temperature 600°C or less
  • the hot rolled steel plate is cooled until the thickness center temperature reaches a cooling stop temperature of 600°C or less.
  • the cooling stop temperature is set to 600°C or lower, preferably 580°C or lower, and more preferably 560°C or lower at the plate thickness center temperature.
  • the lower limit of the cooling stop temperature is not particularly limited, but is preferably about 200°C.
  • Tempering temperature 700° C. or lower
  • further tempering treatment can be optionally performed.
  • the toughness of the base material can be further improved by the tempering treatment.
  • the tempering temperature is set to 700°C or less at the center temperature of the plate thickness. More preferably it is 650°C or lower.
  • the lower limit of the tempering temperature is not particularly limited as long as the effect of improving the toughness of the base material can be obtained, but it can be about 300°C.
  • a thick steel plate was manufactured using a material having the composition shown in Table 1 under the manufacturing conditions shown in Table 2.
  • the rolling at T 1 °C or higher was performed at an average rolling reduction/pass ⁇ 3%.
  • thermocouples were attached to the central positions of the steel material to be rolled in the longitudinal direction, width direction, and sheet thickness direction, and the temperature at the center of the sheet thickness was actually measured.
  • the surface temperature of the steel material was measured using a radiation thermometer.
  • the average effective grain size, maximum effective grain size, number density of composite inclusions containing sulfides containing Ca and Mn and oxides containing Al, yield strength, toughness, and CTOD were determined. The characteristics were measured by the following method.
  • yield strength A tensile test was conducted in accordance with EN10002-1, and the yield strength (YS) at a position of 1/2 of the plate thickness (t) of the thick steel plate was determined.
  • YS yield strength
  • the upper yield point appeared in the tensile test, the upper yield stress was taken as the yield strength, and when the upper yield point did not appear, the 0.2% proof stress was taken as the yield strength.
  • the thick steel plate (invention example) that satisfies the conditions of the present invention has manufacturing conditions, average effective grain size of the base material, maximum effective grain size, and contains sulfides containing Ca and Mn and Al. All of the number densities of composite inclusions containing the oxides satisfied the scope of the present invention. As a result, it exhibited excellent base material properties, with a yield strength of 325 MPa and a base metal vE -40°C of 100 J or more. Furthermore, both the CTOD value of CGHAZ and the CTOD value ( ⁇ ) of the SC/ICHAZ boundary was 0.40 mm or more at -20°C, and the joint had excellent CTOD characteristics. On the other hand, the thick steel plate (comparative example) that did not meet the conditions of the present invention was inferior to the thick steel plate of the invention example in either or both of the base material properties and joint CTOD properties.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本発明は、板厚が１００ｍｍ超であっても高強度かつ多層盛溶接継手ＣＴＯＤ特性に優れる厚鋼板を提供する。前記厚鋼板は、所定の成分組成を有し、板厚中心部において、平均有効結晶粒径を２０μｍ以下、最大有効結晶粒径を１５０μｍ以下とし、さらに板厚１／２位置において、円相当直径：０．１μｍ以上のＣａおよびＭｎを含有する硫化物とＡｌを含有する酸化物とを含有する複合介在物を１ｍｍ２当たり２５～２５０個の範囲とする。

Description

鋼板およびその製造方法
　本発明は、船舶や海洋構造物、圧力容器、ラインパイプ、洋上風力発電機などの鋼構造物に好適に用いられる鋼材に関する。具体的には、板厚が１００ｍｍ超であって、母材の強度靭性に優れるだけでなく、多層盛溶接部における継手ＣＴＯＤ特性にも優れる、厚肉の高張力鋼板およびその製造方法に関する。
　近年、船舶や海洋構造物、圧力容器、ラインパイプ、洋上風力発電機などの鋼構造物は大型化が進んでいる。かかる大型化に伴って、母材に使用される鋼材を、より高強度で厚肉なものにする要求が高まっている。
　特に、板厚が１００ｍｍ超の厚鋼板を製造する場合、板厚が厚いために、板厚中心部では、冷却速度が低下して結晶粒が粗大になりやすい。そのため、板厚中心部の強度および靭性に優れる厚鋼板を製造しようとすると、板厚中心部の結晶粒の微細化が重要となる。
　例えば、特許文献１には、圧延条件を制御することで、板厚中心におけるミクロ組織の平均有効結晶粒径を微細化し、母材靭性を向上させる技術が提案されている。
　従来、鋼の靭性評価手法として、主にシャルピー試験が行われてきた。一方、近年では、鋼構造物に使用される厚鋼板を対象に、破壊抵抗をより高精度に評価する手法として、き裂開口変位試験（Ｃｒａｃｋ　Ｔｉｐ　Ｏｐｅｎｉｎｇ　Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ　Ｔｅｓｔ、以下、「ＣＴＯＤ試験」という）という評価手法を適用することが多くなっている。
　このＣＴＯＤ試験は、靭性評価部に疲労予き裂を導入した試験片を用いて３点曲げを行い、破壊直前のき裂の開口量（塑性変形量）を測定することで、脆性破壊の発生抵抗を評価するものである。
　また、厚鋼板を、船舶や海洋構造物、圧力容器、ラインパイプ、洋上風力発電機などの鋼構造物に適用する場合、多層盛溶接が用いられる。
　この多層盛溶接の溶接熱影響部（Heat Affected Zone、以下、「ＨＡＺ」ともいう）は、各溶接パスのそれぞれから異なる熱サイクルを複数回受けることで、様々な組織が混在して形成される。中でも、先行の溶接パスにより粗大な組織となった溶接線近傍のＨＡＺ領域（ＣＧＨＡＺ：Coarse Grain Heat Affected Zone）が後続の溶接パスによりフェライト＋オ－ステナイトの２相域に再加熱されることで形成される、粗大な基地組織中に島状マルテンサイト（ＭＡ：Martensite-Austenite Constituent）が混在したＨＡＺ組織（以下、ＩＣＣＧＨＡＺ：Inter－Critically reheated Coarse Grain Heat Affected Zoneという）は、特に靭性が低い。また、母材組織の結晶粒径が粗大な場合、ＳＣＨＡＺ（Sub－Critically reheated HAZ）の靭性が問題になる場合がある。
　継手ＣＴＯＤ試験方法が規定されているＢＳ規格（British Standards）ＥＮ１０２２５－４（２０１９）やＡＰＩ（American Petroleum Institute）規格ＲＰ（Recommended Practice）－２Ｚ（２００５）では、継手ＣＴＯＤ特性として、溶接線近傍部のＣＧＨＡＺおよび、溶接時の母材の未変態領域／変態領域の境界であるＳＣ／ＩＣＨＡＺ（Inter－Critically reheated HAZ）境界の継手ＣＴＯＤ特性が要求される。
　溶接継手部のＣＴＯＤ試験では基本的に全厚で試験を行うため、ＣＧＨＡＺを評価対象とする場合、疲労予き裂を導入する領域にはＩＣＣＧＨＡＺ組織が含まれる。すなわち、継手ＣＴＯＤ試験により得られる継手ＣＴＯＤ特性は、評価領域内における最脆化組織の靭性に支配されるため、ＣＧＨＡＺの継手ＣＴＯＤ特性には、ＣＧＨＡＺ組織だけでなくＩＣＣＧＨＡＺ組織の靭性も反映される。
　このため、ＣＧＨＡＺでの継手ＣＴＯＤ特性を向上させるためにはＩＣＣＧＨＡＺ組織の靭性向上も必要である。
　なお、上述したＨＡＺ組織は、多層盛（多パス）溶接中のある１溶接パスで生成する組織においては、溶接線から近い順にＣＧＨＡＺ、ＩＣＨＡＺ、ＳＣＨＡＺという位置関係となる。ＩＣＣＧＨＡＺは、多層盛溶接においては後続のパスの熱履歴によってＣＧＨＡＺがフェライトとオーステナイトの二相域に加熱されることで生成される組織であり、溶接パスの積層の仕方によりＩＣＣＧＨＡＺ組織の生成する位置および頻度が変動し得る。
　従来、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性向上技術として、ＴｉＮの微細分散によるＣＧＨＡＺのオ－ステナイト粒粗大化の抑制や、ＴｉＮのフェライト変態核としての利用が行われてきた。しかし、ボンド部においてはＴｉＮが溶解する温度域まで加熱されることがあり、溶接部の低温靭性要求が厳しい場合、上述の効果だけでは前述の要求を満足することが困難となる。
　また、ＲＥＭ（希土類金属）を添加して生成したＲＥＭ系酸硫化物の分散によるオ－ステナイト粒の粒成長抑制や、ＢＮのフェライト核生成能を活用する技術も用いられてきた。
　例えば、特許文献２には、Ｔｉと共にＲＥＭを複合添加して鋼中に微細粒子を分散させることにより、オーステナイトの粒成長を抑制し、溶接部の靭性を向上させる技術が開示されている。
　また、特許文献３には、大入熱溶接熱影響部においてＢＮ（窒化ホウ素）をフェライト変態核として利用し、ＨＡＺ組織を微細化することでＨＡＺ靭性を向上させる技術が提案されている。
　特許文献４には、ＩＣＣＧＨＡＺの靭性低下対策として、低Ｃ、低Ｓｉ化することでＭＡの生成を抑制し、さらにＣｕを添加することによって母材強度を高める技術が提案されている。
　以上のように、鋼板の厚肉化と高強度化を両立するためには合金元素の添加量の増加が必要であるが、合金元素の多量添加は多層盛溶接ＨＡＺの靭性悪化につながり、低温での継手ＣＴＯＤ特性の確保が困難になるという問題がある。
　この問題に対しては、特許文献５に、中心偏析部の硬度を制御することで低温靭性を向上させる技術が開示されている。
特許第６４７７９９３号公報 特開昭６０－１８４６６３号公報 特開昭６１－２５３３４４号公報 特開平０５－１８６８２３号公報 特許第５８４６３１１号公報
　ここで、継手ＣＴＯＤ特性を規定している規格（例えば、ＡＰＩ規格　ＲＰ－２Ｚ）におけるＣＴＯＤ仕様温度は、通常、－１０℃である。
　ところが、近年のエネルギー需要の増加に対応し、新たな資源を確保するために、海洋構造物等の建造地域がこれまで資源採掘を行えていなかった寒冷域および深海域にシフトしている。このため、高強度かつ厚肉で、ＡＰＩ規格が定めるＣＴＯＤ仕様温度よりもさらに低温のＣＴＯＤ仕様温度に対応できる厚鋼板に対する要求が増加している。
　発明者らの検討によれば、前記特許文献１～５に記載されている従来の技術は、板厚：１００ｍｍ超の厚鋼板において、低温仕様向けの多層盛溶接継手に要求される継手ＣＴＯＤ特性を十分満足させることができないものであった。
　例えば、特許文献１は、板厚中心におけるミクロ組織の平均有効結晶粒径微細化のための圧延条件制御を提案しているものの、板厚１００ｍｍ超の厚鋼板に対しては適用できていない。また、板厚中心部における靭性改善のためには、その平均有効結晶粒径を微細化するだけでは不十分で、その最大有効結晶粒径も微細化することが必要である。
　特許文献２で提案されているＲＥＭとＴｉを複合添加して鋼中に微細粒子を分散させることによるＨＡＺのオ－ステナイト組織の粗大化抑制技術は、比較的低強度で合金元素量の少ない鋼材が対象である。そのため、より高強度で合金元素量の多い鋼材の場合は、ＨＡＺ組織がフェライトを含まない組織となるために適用できない。
　特許文献３で提案されている技術は、大入熱溶接の場合のように、溶接熱影響部における冷却速度が遅く、ＨＡＺがフェライト主体の組織となる場合には効果を発揮する。しかし、多層盛溶接では入熱量が比較的小さく、さらに板厚１００ｍｍ超の厚鋼板の場合は母材に含有される合金成分の量が比較的多い。そのため、厚鋼板の多層盛溶接においてはＨＡＺ組織がベイナイト主体となり、前記のＨＡＺ靭性向上効果が得られない。
　特許文献４で提案されている技術によれば、通常仕様温度（－１０℃）でのＣＴＯＤ特性を満足することができる。しかし、前述したようなさらなる低温仕様温度での継手ＣＴＯＤ特性については検討されておらず、ＣやＳｉといった母材合金成分の低減によるＩＣＣＧＨＡＺ靭性の向上のみでは低温ＣＴＯＤ仕様を満足することはできないと考えられる。
　また、ＩＣＣＧＨＡＺの靭性を向上させるために母材の合金元素含有量を低減することは、厚肉化のための強度確保と相反する技術であり、海洋構造物などに使用される厚鋼板には適用しがたいと考えられる。
　特許文献５は、板厚１００ｍｍ以下の厚鋼板において、通常仕様温度（－１０℃）での継手ＣＴＯＤ特性を満足するための技術を提案している。ところが、板厚１００ｍｍ超の極厚鋼板に対しては、板厚が１００ｍｍ以下の鋼板と同等の力学特性を得るまでには至っておらず、前述したようなさらなる低温仕様温度での継手ＣＴＯＤ特性については検討されていない。また、ＳＣ／ＩＣＨＡＺ境界のＣＴＯＤ特性についても未検討である。
　このように、高強度と低温靭性を両立する板厚１００ｍｍ超の厚鋼板において、多層盛溶接熱影響部でのＣＧＨＡＺ、ＩＣＣＧＨＡＺおよびＳＣＨＡＺの靭性を併せて向上させる技術が確立されているとは言いがたく、継手ＣＴＯＤ特性を向上させることは困難であった。
　本発明は、従来技術が抱える上記問題を鑑みてなされたものであり、その目的は、高強度かつ低温での母材靭性および、多層盛溶接継手ＣＴＯＤ特性に優れる板厚１００ｍｍ超の厚鋼板およびその製造方法を提供することである。
　なお、本発明において、高強度とは、引張試験における板厚中心部における降伏強度が３２５ＭＰａ以上であることを指す。低温での母材靭性に優れるとは、板厚中心部において、－４０℃でのシャルピー試験における吸収エネルギーが１００Ｊ以上であることを指す。多層盛溶接継手ＣＴＯＤ特性に優れるとは、切欠位置ＣＧＨＡＺ及び、ＳＣ／ＩＣＨＡＺ境界のそれぞれにおいて、試験温度が－２０℃の場合に、き裂開口変位量が０．４ｍｍ以上であることを指す。
　本発明者らは、上記課題を解決するため、板厚１００ｍｍ超の厚鋼板において、母材の高強度化と低温靭性向上を両立しつつ、ＣＴＯＤ特性を向上させる手法について鋭意検討を行った。その結果、以下の知見を得た。
　強度および靭性は結晶粒径との間に強い相関性があるので、板厚１００ｍｍ超の厚鋼板において板厚中心部での高強度と低温靭性とを両立するためには、かかる部位での結晶粒微細化が不可欠である。そして、結晶粒を微細化する際には、その平均有効結晶粒径を微細化することも重要であるが、かかる微細な結晶粒の中に一部でも粗大な結晶粒が混在していると、その粗大な結晶粒が最弱部となり、破壊起点となる。つまり、材料特性は平均結晶粒径だけでなく、最大結晶粒径にも支配される。そのため、結晶粒の微細化だけでなく、整粒化も肝要となる。
　上記に関して、発明者らは、後述のとおり、板厚中心部における母材組織の平均有効結晶粒径を２０μｍ以下にしつつ、最大有効結晶粒径を１５０μｍ以下にすることで、所望の強度、靭性を確保できることを知見した。
　しかし、従来技術では、特に板厚１００ｍｍ超の厚鋼板において、圧延中に板厚中心部にひずみが入りにくく、板厚中心部における母材組織の平均有効結晶粒径を２０μｍ以下に微細化することが困難であった。
　また、板厚中心部にひずみを適切に導入し、平均有効結晶粒径を微細化できたとしても、粗大な結晶粒が混在する場合、その粗大粒が破壊起点になってしまうという問題点があった。
　かかる問題は、最大有効結晶粒径が１５０μｍ超の粗大な結晶粒をなくすことで解決できることを知見した。
　しかしながら、従来技術では、特に板厚１００ｍｍ超の厚鋼板において、最大有効結晶粒径が１５０μｍ超の粗大な結晶粒をなくすことは困難であった。
　前記検討の結果、これらの問題を以下の方法で解決できることを見出した。
（１）板厚中心温度が再結晶温度域であるＴ１℃以上の温度域において、平均圧下率／パス（各パスでの圧下率の平均値）が３％以上、累積圧下率（累積圧下量／圧延開始板厚）２５％以上の圧延を行うことにより、板厚中心部に十分なひずみを導入でき、再結晶による結晶粒の微細化および均質化を行うことができる。次いで、再結晶粒と粗大な回復粒が生成される部分再結晶温度域（Ｔ1～Ｔ２℃）での圧延を避けた上で、未再結晶温度域であるＴ２℃以下で、累積圧下率３０％以上となる圧延を行う。これらの圧延によって、板厚１００ｍｍ超の厚鋼板においても、板厚中心部における最大有効結晶粒径を１５０μｍ以下にしつつ、平均有効結晶粒径を２０μｍ以下にすることができる。
　このように、板厚１００ｍｍ超の厚鋼板においては、Ｔ１℃以上の再結晶温度域とＴ２℃以下の未再結晶温度域を明確にし、再結晶粒と粗大な回復粒が生成される部分再結晶域温度（Ｔ1～Ｔ２℃）での圧延を避けた上で、Ｔ1℃以上およびＴ２℃以下それぞれにおいて上述のように適切な条件の圧延を行うことで、板厚中心部において目的の微細かつ整粒な組織を得ることができる。
　なお、本発明において、板厚中心部とは、板厚の中心（１／２位置）から鋼板の両表面方向にそれぞれ板厚の１０％の厚みを持った領域である。
（２）鋼中のＣａ、ＯおよびＳ含有量を、下記式で示される原子濃度比（ＡＣＲ：Atomic Concentration Ratio）で０～１．５の範囲内に制御すると、介在物の形態が、Ｍｎの一部固溶したＣａ系硫化物とＡｌ系酸化物とを含有する複合介在物となる。
ＡＣＲ＝｛［Ｃａ］－（０．１８＋１３０［Ｃａ］）×［Ｏ］｝／１．２５／［Ｓ］
　高強度かつ厚肉の鋼板を製造する場合は多量の合金元素添加が不可欠であるため、従来は、多層盛溶接ＨＡＺの低温での継手ＣＴＯＤ特性確保が困難であった。
　前記検討の結果、介在物形態を２種類の介在物すなわちＣａおよびＭｎを含有する硫化物とＡｌを含有する酸化物とを含有する複合介在物とすることで、高温まで昇温される溶接線近傍の領域においても、かかる複合介在物は安定的に存在でき、オーステナイト粒粗大化抑制効果を十分に発揮できることを知見した。さらに、複合介在物周囲にＭｎ希薄層が形成されるため、ベイナイトなどの核生成効果（変態核生成効果）を有することを知見した。
　すなわち、核生成効果を有する上記複合介在物がオーステナイト粒内に存在すると、オーステナイト粒界に加えてオーステナイト粒内からも核生成が起こるので、最終的に得られるＨＡＺ組織が微細となる。その結果、ＨＡＺ靭性および継手ＣＴＯＤ特性が向上する。
　また、上記複合介在物による変態核生成効果を十分に発揮させるためには、かかる複合介在物サイズが円相当直径０．１μｍ以上であることが必要となることを知見した。
　さらに、変態核生成効果によるＨＡＺ組織の微細化を十分に活用するためには、溶接昇温時にＨＡＺのオーステナイト粒内中に少なくとも１個以上の複合介在物が存在する必要がある。特に、溶接線近傍部のオーステナイト粒径は約２００μｍ以上に達するので、最終的に得られるＨＡＺ組織が十分微細となるためには、複合介在物の個数密度は２５個／ｍｍ２以上が必要であることを知見した。一方、上記複合介在物自体の靭性は低いため、過剰な量の複合介在物の存在は、かえってＨＡＺ靭性を低下させてしまう。特に、元素の偏析が存在し、多層盛溶接ＨＡＺ靭性の劣る板厚中心部においては複合介在物の個数を適切に制御する必要がある。そこで、複合介在物の個数密度を２５０個／ｍｍ２以下にすることで、良好な多層盛溶接継手ＣＴＯＤ特性を得ることができることを知見した。
（３）通常、スラブ板厚中心部の元素偏析領域には、合金元素が濃化することで粗大な介在物が低密度で分散してしまうという問題点がある。
　前記検討の結果、板厚中心温度がＴ１℃以上という高温域で平均圧下率／パスが３％以上、累積圧下率２５％以上の圧延を行うことにより、板厚中心部に加わるひずみを増大させ、粗大介在物を伸長、分断し、微細な介在物を高密度に分散させることができることを見出した。また、かかる介在物はＨＡＺ靭性向上効果を確保することができることを見出した。
（４）ＳＣ／ＩＣＨＡＺ境界の継手ＣＴＯＤ特性では、母材靭性が支配的となることが知られている。前記検討の結果、ＳＣ／ＩＣＨＡＺ境界で試験温度－２０℃における継手ＣＴＯＤ特性を満足させるためには、母材ミクロ組織の最大有効結晶粒径が１５０μｍ以下かつ、平均有効結晶粒径を２０μｍ以下とする、結晶粒微細化および整粒化による母材靭性向上が必要であることを見出した。
　通常、板厚１００ｍｍ超の厚鋼板では、板厚中心部の冷却速度が小さくなり結晶粒が粗大化してしまう。そこで、板厚中心温度が再結晶温度域であるＴ１℃以上での圧延条件を、平均圧下率／パスが３％以上、累積圧下率：２５％以上とし、再結晶粒と粗大な回復粒が生成される部分再結晶域温度（Ｔ1～Ｔ２℃）での圧延を避けた上で、さらに未再結晶温度域であるＴ２℃以下における圧延条件を、累積圧下率：３０％以上とする。これら圧延条件により、板厚中心部の組織を十分に微細化、整粒化でき、所望の結晶粒径まで結晶粒微細化および整粒化を行うことが可能であることを見出した。
　本発明は、以上の知見を踏まえ、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次の通りである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０３～０．１３％、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：０．９～２．７％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．００２～０．１００％、Ｔｉ：０．００２～０．０５５％、Ｎｂ：０．００５～０．０７０％、Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、Ｎ：０．０１２０％以下およびＯ：０．００７０％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物であって、下記（１）～（４）式を満たす成分組成を有し：
１．５０≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦５．００　…（１）
０≦｛［Ｃａ］－（０．１８＋１３０［Ｃａ］）×［Ｏ］｝／１．２５／［Ｓ］≦１．５０　…（２）
０．２８０％≦Ｃｅｑ（＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５）≦０．５００％　…（３）
Ｐｃｍ（＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］）／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］）≦０．２４０％　…（４）
（前記（１）～（４）式における括弧は、括弧内の元素の含有量（質量％）を表し、当該元素を含有しない場合にはゼロとする）、
　板厚中心部において、平均有効結晶粒径が２０μｍ以下であって最大有効結晶粒径が１５０μｍ以下であり、かつ
　板厚１／２位置において、ＣａおよびＭｎを含有する硫化物とＡｌを含有する酸化物とを含有する円相当直径が０．１μｍ以上の複合介在物が２５～２５０個／ｍｍ２存在する、板厚１００ｍｍ超の鋼板。
［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｎｉ：２．５％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１．５％以下、Ｖ：０．２５％以下、Ｗ：０．４５％以下、Ｂ：０．００４５％以下、ＲＥＭ：０．０２５％以下およびＭｇ：０．００５％以下からなる群より選択される１種以上を含む、前記［１］に記載の鋼板。
［３］前記［１］または［２］に記載の成分組成を有する素材を、９９０℃以上１２１０℃以下に加熱した後、板厚中心温度が下記式（５）で定義するＴ１℃以上の温度域においては平均圧下率／パスが３％以上で累積圧下率：２５％以上の圧下条件で圧延を施し、板厚中心温度が下記式（６）で定義するＴ２℃以下の温度域においては累積圧下率：３０％以上の圧下条件で圧延を施したのち、板厚中心の平均冷却速度１．０～５０．０℃／ｓにて６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する、鋼板の製造方法。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
 （ここで、ｓｏｌ．［Ｎｂ］は（７）式による）
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000006
 （上記式（５）、（７）における［Ｃ］、［Ｎ］はそれぞれＣ、Ｎの質量％を、Ｔ０は素材の加熱温度（℃）、ｓｏｌ．［Ｎｂ］はＮｂの固溶量（質量％）を表す。ただし、［Ｎｂ］を鋼板に含まれる総Ｎｂ含有量（質量％）とすると、ｓｏｌ．［Ｎｂ］≦［Ｎｂ］である。）
［４］前記冷却停止温度まで冷却した後、７００℃以下の温度で焼戻し処理を行う、前記［３］に記載の鋼板の製造方法。
　本発明によれば、高強度かつ、低温での母材靭性および多層盛溶接継手ＣＴＯＤ特性に優れる厚鋼板およびその製造方法を提供することができる。
　以下、本発明の各構成要件の限定理由について説明する。
［成分組成］
　はじめに、本発明において厚鋼板および素材の成分組成を上記範囲に限定する理由を説明する。なお、成分組成に関する「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０３～０．１３％
　Ｃは、焼入れ性を高め、鋼の強度を向上させる元素であり、０．０３％以上の含有を必要とする。一方、０．１３％を超えてＣを過剰に含有すると、Ｃが濃化した部分の硬度が高くなり、継手ＣＴＯＤ特性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．０３～０．１３％の範囲とする。好ましくは、０．０４％以上、０．１２％以下である。より好ましくは、０．０６％以上、０．１０％以下である。
Ｓｉ：０．６０％以下
　Ｓｉは、脱酸剤としても使用され、不純物として不可避的に含まれる元素であるが、０．６０％を超えてＳｉを過剰に含有すると、継手ＣＴＯＤ特性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は上限を０．６０％に制限する。好ましくは０．５０％以下である。一方、下限は特に限定されないが、過度の低Ｓｉ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、０．０２％程度が好ましく、より好ましくは０．０４％以上である。
Ｍｎ：０．９～２．７％
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性の向上を介して母材および溶接部の強度を向上させる効果を有する元素である。かかる効果を得るためには０．９％以上の添加が必要である。一方、２．７％を超える添加は溶接性を低下させるだけでなく、焼入れ性が過剰となり、母材および溶接部の靭性を低下させるので、継手ＣＴＯＤ特性が劣化する。このためＭｎ含有量は０．９～２．７％の範囲とする。好ましくは、１．１％以上、２．５％以下である。より好ましくは、１．２％以上、２．３％以下である。
Ｐ：０．０５０％以下
　Ｐは、粒界を脆化させる効果が大きい元素であり、多量に添加するとＨＡＺ靭性を低下させ、継手ＣＴＯＤ特性を低下させる。そのため、Ｐ含有量を０．０５０％以下に制限する。好ましくは０．０３０％以下である。一方、Ｐ含有量はできる限り低減することが望ましいので、Ｐ含有量の下限は特に限定されないが、過度の低Ｐ化は精錬時間の増加やコスト上昇を招く。そのため、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００５％以上である。
Ｓ：０．００５０％以下
　Ｓは、継手ＣＴＯＤ特性を低下させる元素であるため、Ｓ含有量の上限を０．００５０％に制限する。好ましくは０．００３０％以下である。一方、Ｓ含有量はできる限り低減することが望ましいので、Ｓ含有量の下限は限定されないが、過度の低Ｓ化は精錬時間の増加やコスト上昇を招く。そのため、Ｓ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０００５％以上である。
Ａｌ：０．００２～０．１００％
　Ａｌは、多層盛溶接ＨＡＺの靭性を改善し、継手ＣＴＯＤ特性を向上するための複合介在物形成に必要な元素であり、０．００２％以上の添加が必要である。一方、０．１００％を超えて過剰に添加すると、複合介在物量が過剰になって低温域での継手ＣＴＯＤ特性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．００２～０．１００％の範囲とする。好ましくは、０．００５％以上、０．０９０％以下である。より好ましくは、０．０２０％以上、０．０７５％以下である。
Ｔｉ：０．００２～０．０５５％
　Ｔｉは、ＴｉＮとして鋼中に析出する。析出したＴｉＮは、母材およびＨＡＺにおけるオ－ステナイト粒の粗大化を抑制する作用を有しており、ＨＡＺ組織を微細化し、継手ＣＴＯＤ特性を向上させる。かかる効果を得るためには０．００２％以上の添加が必要である。一方、Ｔｉ含有量が０．０５５％を超えると、Ｔｉ窒化物が粗大化し、かえって溶接熱影響部の靭性が低下して継手ＣＴＯＤ特性が劣化する。そのため、Ｔｉ含有量は０．００２～０．０５５％の範囲とする。好ましくは、０．００５％以上、０．０５０％以下である。より好ましくは、０．０１０％以上、０．０４５％以下である。
Ｎｂ：０．００５～０．０７０％
　Ｎｂは、オ－ステナイト相の未再結晶温度域を広げる元素であり、未再結晶域圧延を効率的に行い、微細組織を得ることで母材強度と母材靭性とを向上させる効果を有する。Ｎｂを添加しない場合、未再結晶温度Ｔ２が低くなりすぎ、細粒化のための未再結晶域圧延の圧延温度が低温になりすぎる。低温で圧延すると、圧延素材の変形抵抗が大きくなり、圧延機への負荷が高くなるため、圧延パス数が増加して製造能率の低下を招くとともに、パス圧下率を高くすることが難しくなる。その結果、板厚１００ｍｍ超の厚鋼板において１／２ｔへの適切なひずみの導入ができず、所望の特性を得ることが困難になる。かかる効果を得るためには、Ｎｂ含有量が０．００５％以上必要である。一方、Ｎｂ含有量が０．０７０％を超えると継手ＣＴＯＤ特性が低下する。そのため、Ｎｂ含有量は０．００５～０．０７０％の範囲とする。好ましくは、０．０１０％以上、０．０６０％以下である。より好ましくは、０．０１５％以上、０．０５０％以下である。
Ｃａ：０．０００５～０．０２００％
　Ｃａは、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することで多層盛溶接ＨＡＺの靭性を向上させ、継手ＣＴＯＤ特性を向上させる元素である。かかる効果を得るためには、Ｃａ含有量が０．０００５％以上必要である。一方、０．０２００％を超える含有は、酸硫化物の過剰な析出を引き起こし、かえって継手ＣＴＯＤ特性を低下させる。そのため、Ｃａ含有量は０．０００５～０．０２００％とする。好ましくは、０．００１０％以上、０．０１７０％以下である。より好ましくは、０．００１５％以上、０．０１５０％以下である。
Ｎ：０．０１２０％以下
　Ｎは、ＨＡＺ靭性を低下させ、継手ＣＴＯＤ特性を劣化させる元素であるため、Ｎ含有量の上限を０．０１２０％に制限する。一方、Ｎ含有量はできる限り低減することが望ましいので、Ｎ含有量の下限は限定されないが、過度の低Ｎ化は精錬時間の増加やコスト上昇を招く。そのため、Ｎ含有量は、０．０００５％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．００２０％以上、０．０１１０％以下である。さらに好ましくは、０．００３０％以上、０．００９０％以下である。
Ｏ：０．００７０％以下
　Ｏは、ＨＡＺ靭性を低下させ、継手ＣＴＯＤ特性を劣化させる元素であるため、Ｏ含有量の上限を０．００７０％に制限する。一方、Ｏ含有量はできる限り低減することが望ましいので、Ｏ含有量の下限は限定されないが、過度の低Ｏ化は精錬時間の増加やコスト上昇を招く。そのため、Ｏ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．００１０％以上、０．００６０％以下である。さらに好ましくは、０．００１５％以上、０．００５５％以下である。
　本発明の一実施形態における厚鋼板の成分組成は、上記必須元素と残部のＦｅおよび不可避不純物からなるものとする。
　また、本発明の他の実施形態においては、強度、母材靭性、継手靭性などのさらなる向上を目的として、上記成分組成に加え、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｂ、ＲＥＭ、およびＭｇからなる群より選択される１種以上の任意元素を、以下に示す含有量でさらに含有することができる。
Ｎｉ：２．５％以下
　Ｎｉは、母材と継手の両方の靭性を大きく劣化させることなく厚鋼板を高強度化することができる元素である。一方でＮｉ含有量が２．５％を超えると製造コストおよび環境負荷増加が問題となる。そのため、Ｎｉ含有量を２．５％以下に制限する。より好ましくは、２．０％以下である。一方、Ｎｉを添加する場合は０．１％以上が好ましい。
Ｃｕ：２．０％以下
　Ｃｕは、母材、継手靭性を大きく劣化させることなく厚鋼板を高強度化することができる元素であるが、Ｃｕ含有量が２．０％を超えると、スケ－ル直下に生成するＣｕ濃化層に起因する表面割れが問題となる。そのため、Ｃｕ含有量を２．０％以下に制限する。より好ましくは、１．８％以下である。一方、Ｃｕを添加する場合は０．０５％以上が好ましく、０．１％以上がより好ましい。
Ｃｒ：１．５％以下
　Ｃｒは、鋼の焼入れ性の向上を介して強度を向上させる効果を有する元素であるが、Ｃｒ含有量が１．５％を超えると継手ＣＴＯＤ特性が低下するため、Ｃｒ含有量を１．５％以下に制限する。より好ましくは、１．３％以下である。一方、Ｃｒを添加する場合は０．０５％以上が好ましく、０．１％以上がより好ましい。
Ｍｏ：１．５％以下
　Ｍｏは、鋼の焼入れ性の向上を介して強度を向上させる効果を有する元素であるが、Ｍｏ含有量が１．５％を超えると継手ＣＴＯＤ特性が低下するため、Ｍｏ含有量を１．５％以下に制限する。より好ましくは、１．３％以下である。一方、Ｍｏを添加する場合は０．０５％以上が好ましく、０．１％以上がより好ましい。
Ｖ：０．２５％以下
　Ｖは、母材の強度を向上させる元素であるが、Ｖ含有量が０．２５％を超えるとＨＡＺ靭性が低下し、継手ＣＴＯＤ特性が劣化するため、Ｖ含有量を０．２５％以下に制限する。より好ましくは、０．２０％以下である。一方、Ｖを添加する場合は０．０１％以上が好ましく、０．０３％以上がより好ましい。
Ｗ：０．４５％以下
　Ｗは、母材の強度を向上させる元素であるが、Ｗ含有量が０．４５％を超えるとＨＡＺ靭性が低下し、継手ＣＴＯＤ特性が劣化するため、Ｗ含有量を０．４５％以下に制限する。より好ましくは、０．４０％以下である。一方、Ｗを添加する場合は０．０５％以上が好ましく、０．１５％以上がより好ましい。
Ｂ：０．００４５％以下
　Ｂは、極微量の含有で焼入れ性を向上させ、それにより鋼板の強度を向上させることができる元素であるが、Ｂ含有量が０．００４５％を超えるとＨＡＺ靭性が低下し、継手ＣＴＯＤ特性が劣化するため、Ｂ含有量を０．００４５％以下に制限する。より好ましくは、０．００４０％以下である。一方、Ｂを添加する場合は０．０００５％以上が好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
ＲＥＭ：０．０２５％以下
　ＲＥＭ（希土類金属）は、酸硫化物系介在物を形成することでＨＡＺのオ－ステナイト粒成長を抑制し、ＨＡＺ靭性を向上させるが、ＲＥＭ含有量が０．０２５％を超えると、母材靭性およびＨＡＺ靭性がかえって低下し、継手ＣＴＯＤ特性が劣化する。そのため、ＲＥＭ含有量は０．０２５％以下に制限する。より好ましくは、０．０２０％以下である。一方、ＲＥＭを添加する場合は０．００１％以上が好ましく、０．０１０％以上がより好ましい。
Ｍｇ：０．００５％以下
　Ｍｇは、酸化物系介在物を形成することで溶接熱影響部においてオ－ステナイト粒の成長を抑制し、溶接熱影響部の靭性を改善する元素であるが、Ｍｇ含有量が０．００５％を超えると添加効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できずに経済的に不利となる。そのため、Ｍｇ含有量を０．００５％以下に制限する。より好ましくは、０．００４％以下である。一方、Ｍｇを添加する場合は０．０００５％以上が好ましく、０．００１％以上がより好ましい。
　本発明において、上記厚鋼板および素材の成分組成は、さらに以下に述べる４つの条件をそれぞれ満足する必要がある。
１．５０≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦５．００　…（１）
　［Ｔｉ］／［Ｎ］は、ＨＡＺにおける固溶Ｎ量とＴｉＮの析出状態を制御する。［Ｔｉ］／［Ｎ］が１．５０未満では、ＴｉＮとして固定されていない固溶Ｎの存在によりＨＡＺ靭性が劣化し、継手ＣＴＯＤ特性が劣化する。一方、［Ｔｉ］／［Ｎ］が５．００より大きいと粗大ＴｉＮの析出によりＨＡＺ靭性が劣化し、継手ＣＴＯＤ特性が劣化する。よって、［Ｔｉ］／［Ｎ］の範囲は１．５０～５．００の範囲とする。なお、好ましくは、１．８０以上、４．５０以下である。より好ましくは、２．００以上、４．００以下である。
０≦｛［Ｃａ］－（０．１８＋１３０［Ｃａ］）×［Ｏ］｝／１．２５／［Ｓ］≦１．５０　…（２）
　｛［Ｃａ］－（０．１８＋１３０［Ｃａ］）×［Ｏ］｝／１．２５／［Ｓ］は、鋼中のＣａ，ＯおよびＳの原子濃度比（ＡＣＲ）である。かかるＡＣＲが０未満では硫化物系介在物の主要形態がＭｎＳになる。ＭｎＳは、融点が低く、溶接時の溶接線近傍では溶解してしまうため、溶接線近傍でのオーステナイト粒粗大化抑制効果および溶接後の冷却時の変態効果が得られずに、継手ＣＴＯＤ特性が劣化する。一方、上記ＡＣＲが１．５０を超えると、硫化物系介在物の主要形態はＣａＳとなる。ＣａＳは、ＣａＳ周囲に変態核となるために必要なＭｎ希薄層が形成されないため、変態核効果が得られず、継手ＣＴＯＤ特性が劣化する。従って、上記ＡＣＲの範囲を０以上、１．５０以下とする。上記ＡＣＲの範囲は、好ましくは、０．２０以上、１．４０以下である。より好ましくは、０．４０以上、１．２０以下である。
Ｃｅｑ：０．２８０％以上、０．５００％以下
　以下の（３）式で定義される炭素当量Ｃｅｑが増加すると、ＨＡＺ組織中の島状マルテンサイトやベイナイトといった靭性の劣る組織量が増加する結果、ＨＡＺ靭性が劣化する。すなわち、Ｃｅｑが０．５００％より大きいと、ＨＡＺの基地組織自体の靭性が劣化するため、複合介在物によるＨＡＺ靭性向上技術を用いても必要な継手ＣＴＯＤ特性を満足できない。一方、Ｃｅｑが０．２８０％より小さいと、目標の強度を確保できなくなる。よって、Ｃｅｑの範囲は０．２８０～０．５００％とする。なお、好ましくは、０．３００％以上、０．４９０％以下である。より好ましくは、０．３２０％以上、０．４８０％以下である。
Ｃｅｑ（％）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５　…（３）
Ｐｃｍ：０．２４０％以下
　以下の（４）式で定義される溶接割れ感受性指数Ｐｃｍが増加すると、ＨＡＺ組織中の島状マルテンサイトやベイナイトなど靭性の劣る組織が増加する結果、ＨＡＺ靭性が劣化する。すなわちＰｃｍが０．２４０％を超えると、ＨＡＺの基地組織自体の靭性劣化のため、必要な継手ＣＴＯＤ特性を得ることができない。そのため、Ｐｃｍを０．２４０％以下とする。好ましくは０．２３０％以下、より好ましくは０．２１０％以下である。一方、下限は特に限定されないが、過度にＰｃｍを減少させようとすると、Ｃｅｑの値が低くなりすぎてしまうため、０．１４０％程度が好ましく、０．１５５％以上がより好ましい。
Ｐｃｍ（％）＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］）／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］…（４）
　なお、上記（１）～（４）式における括弧［］は、いずれも括弧内に示された元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されない場合にはゼロとする。
［平均有効結晶粒径］
板厚中心部（板厚１／２位置を中心に鋼板両表面方向にそれぞれ板厚の１０％の厚みをもった領域を意味する）での平均有効結晶粒径：２０μｍ以下
　本発明では、板厚１００ｍｍ超の厚鋼板の板厚中心部におけるミクロ組織の平均有効結晶粒径を２０μｍ以下とする。偏析が存在しやすい板厚中心の結晶粒を上記のように微細化して母材靭性を向上させることにより、ＳＣ／ＩＣＨＡＺ境界の継手ＣＴＯＤ特性を向上させることができる。一方、平均有効結晶粒径は小さいほど有利となるため、その下限は特に限定されないが、通常は、１μｍ程度である。
　ここで、本発明における「有効結晶粒径」は、隣接する結晶粒との方位差が１５°以上の粒界すなわち大角粒界によって囲まれた結晶粒の円相当直径として定義する。また、前記板厚中心部における平均有効結晶粒径は、後述する実施例に記載した方法で測定することができる。
［最大有効結晶粒径］
　本発明では、板厚中心部におけるミクロ組織の最大有効結晶粒径を１５０μｍ以下とする。例え、平均有効結晶粒径が２０μｍ以下であっても、有効結晶粒径が１５０μｍを超える粗大な結晶粒が板厚中心部に混在すると、かかる粗大な結晶粒が破壊起点となって板厚中心部の母材強度、母材靭性およびＳＣＨＡＺ靭性の低下につながる。よって、最大有効結晶粒径を１５０μｍ以下にする。なお、最大有効結晶粒径は、後述する実施例に記載した方法で測定することができる。
［複合介在物］
　本発明では、板厚１／２位置における、円相当直径０．１μｍ以上の、ＣａおよびＭｎを含有する硫化物とＡｌを含有する酸化物とを含有する複合介在物の個数密度を２５～２５０個／ｍｍ２の範囲に限定する。
　Ｍｎを含有する硫化物が形成される場合、複合介在物周囲にＭｎ希薄域が形成されることで変態核として有効となる。さらに、かかる硫化物にＣａが含有されることで高融点化し、ＨＡＺの溶接線近傍部が達する温度に対しても残存することができる。その結果、オーステナイト粒成長抑制効果と変態核効果が発揮され、継手ＣＴＯＤ特性が向上する。上記効果を十分に発揮させるためには、板厚１／２位置における複合介在物の個数密度が２５個／ｍｍ２以上必要となる。一方、過剰な量の複合介在物の存在は、かえって継手ＣＴＯＤ特性を劣化させる。このため、円相当直径０．１μｍ以上の複合介在物の板厚１／２位置における個数密度は２５０個／ｍｍ２以下とする。好ましくは、３０個／ｍｍ２以上、２１５個／ｍｍ２以下であり、より好ましくは、５０個／ｍｍ２以上、２００個／ｍｍ２以下である。なお、上記個数密度は、後述する実施例に記載した方法で測定することができる。
　ここで、かかる平均有効結晶粒径や最大有効結晶粒径、複合介在物の測定頻度は、素材の溶製条件が同一かつ圧延条件が同一の鋼板のうち、任意の１枚の鋼板の板厚中心部での１～２断面を測定すればよい。素材の溶製方法や圧延条件を変更しない限り、結晶粒径や複合介在物の個数密度を再現良く製造できるため、前記測定頻度での測定結果が全体を代表している。
［製造方法］
　次に、本発明における厚鋼板の製造方法について各条件の限定理由を以下に説明する。なお、以下の説明における温度は特に断らない限り、板厚中心の温度とする。また、かかる板厚中心温度は、後述する実施例のように実測することもできるが、実際の製造ラインなどにおいては、放射温度計で測定した鋼板表面温度から伝熱計算によって求めてもよい。
・素材の加熱条件
　本発明において、素材の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉、真空溶解炉などの公知の溶製方法のいずれもが適合する。かかる素材は、例えば連続鋳造法によって製造される。また、かかる素材を溶製した溶鋼にはさらに、取鍋精錬などの二次精錬を施してもよい。
　前述の成分組成を有し、上記の通り製造された素材を９９０℃以上１２１０℃以下に加熱する。加熱温度が９９０℃よりも低いと、後述する熱間圧延の条件を満足することができず、十分な効果が得られない。一方、加熱温度が１２１０℃よりも高くなると、オ－ステナイト粒が粗大化し、制御圧延後に所望の細粒組織が得られなくなる。このため、加熱温度の範囲は９９０℃以上１２１０℃以下とする。好ましくは、１０１０℃以上、１１９０℃以下、より好ましくは、１０３０℃以上、１１７０℃以下である。
・熱間圧延条件
　本発明では、熱間圧延において、下記式（５）によるＴ１温度以上で定義される再結晶温度域と下記式（６）によるＴ２温度以下で定義される未再結晶温度域との両方の圧延条件を制御した上で、再結晶粒と粗大な回復粒が生成される部分再結晶域温度（Ｔ1～Ｔ２℃）での圧延を避けることが重要である。含有成分に応じて再結晶温度域と未再結晶温度域は変化するため、式（５）、式（６）によって鋼の成分組成ごとの再結晶温度域と未再結晶温度域を明確にすることも重要である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000007
 （ここで、ｓｏｌ．［Ｎｂ］は（７）式による）
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000009
 （なお、式（５）、（７）における［Ｃ］、［Ｎ］はそれぞれＣ、Ｎの質量％を、Ｔ０は素材の加熱温度（℃）、ｓｏｌ．［Ｎｂ］はＮｂの固溶量（質量％）を表す。ただし、［Ｎｂ］を鋼板に含まれる総Ｎｂ含有量（質量％）とすると、ｓｏｌ．［Ｎｂ］は、常にｓｏｌ．［Ｎｂ］≦［Ｎｂ］である。よって、式（７）の計算の結果がｓｏｌ．［Ｎｂ］＞［Ｎｂ］となる場合、式（７）のｓｏｌ．［Ｎｂ］は［Ｎｂ］の値を用いる。）
　板厚中心温度がＴ１温度以上で定義される再結晶温度域における圧延を、平均圧下率／パスが３％以上、累積圧下率が２５％以上となるように行う。
　前記再結晶温度域で行う圧延の目的は、板厚１００ｍｍ超の厚鋼板においても再結晶によって組織を微細化、整粒化するとともに、粗大な介在物を微細化、分散化することである。熱間圧延において、板厚中心温度Ｔ１～Ｔ２℃の範囲の部分再結晶温度域で圧延を行うと、再結晶粒と粗大な回復粒の混粒組織が形成され、所望の整粒組織を得ることができない。そのため、板厚中心温度でＴ1～Ｔ２℃での圧延を避けた上で板厚中心温度Ｔ１温度以上で圧延する必要がある。また、平均圧下率／パスが３％未満の圧下では、板厚１００ｍｍ超の厚鋼板において、板厚中心部に十分なひずみを導入することができず、板厚中心部の組織を微細化することができない。また、平均圧下率／パスが３％以上であっても、累積圧下率が２５％未満では再結晶が十分に進行せず、均一な微細組織を得ることができない。このため、前記再結晶温度域での圧延は、平均圧下率／パスを３％以上、累積圧下率を２５％以上、好ましくは３０％以上、より好ましくは３５％以上とする。
　その後、板厚中心温度がＴ２温度以下で定義される未再結晶温度域において、累積圧下率が３０％以上となるように圧延する。
　板厚中心温度が未再結晶温度域での圧延は、鋼組織に再結晶が起こり難いため、圧延によって導入されたひずみは再結晶に消費されずに蓄積され、後の冷却工程における核生成の駆動力になる。その結果、最終的に得られる厚鋼板の組織を微細化することができる。一方、板厚中心温度が未再結晶温度域における累積圧下率が３０％未満では、結晶粒微細化効果が不十分となり、板厚中心部の平均有効結晶粒径を２０μｍ以下にできない。このため、上記未再結晶温度域での圧延は、累積圧下率３０％以上、好ましくは３５％以上、より好ましくは４０％以上とする。
　なお、上記未再結晶温度域における圧延の条件は特に限定されないが、平均圧下率／パス（各パスの圧下率の平均値）は大きい方が好ましく、具体的には、平均圧下率／パスを３％以上とするのが好ましい。
［冷却］
　上記熱間圧延終了後、得られた熱延鋼板を冷却する。かかる冷却は、以下に述べる条件を満たす限り、任意の方法で行うことができる。例えば、水冷によって行うことができる。
平均冷却速度：１．０～５０．０℃／ｓ
　板厚中心の平均冷却速度が１．０℃／ｓ未満になると、母材組織に粗大なフェライト相が生じるため、母材強度や母材靭性の低下および、ＳＣ／ＩＣＨＡＺのＣＴＯＤ特性が劣化する。一方、前記平均冷却速度が５０．０℃／ｓよりも大きいと、硬質なベイナイト相が増加することで母材強度が高くなりＳＣ／ＩＣＨＡＺのＣＴＯＤ特性が劣化する。このため、板厚中心位置での平均冷却速度を１．０～５０．０℃／ｓの範囲とする。好ましくは、１．２℃／ｓ以上、４５℃／ｓ以下、より好ましくは、１．５℃／ｓ以上、４０℃／ｓ以下である。
　なお、冷却速度の測温範囲について、冷却停止温度が５００℃以下の場合は７００～５００℃間とし、冷却停止温度が５００℃よりも高い場合は７００℃～冷却停止温度までの間とする。
冷却停止温度：６００℃以下
　前記冷却では、前記熱延鋼板を、板厚中心温度が６００℃以下の冷却停止温度となるまで冷却する。前記冷却停止温度が６００℃より高いと、変態後の組織が粗大になり、母材強度が不足するとともに、母材靭性の低下および、ＳＣ／ＩＣＨＡＺのＣＴＯＤ特性が劣化する。このため、冷却停止温度は板厚中心温度で６００℃以下とし、好ましくは５８０℃以下、より好ましくは５６０℃以下とする。なお、かかる冷却停止温度の下限は、特に限定されないが２００℃程度とすることが好ましい。
［焼戻し処理］
焼戻し温度：７００℃以下
　前記冷却の停止後、さらに任意に焼戻し処理を行うことができる。焼戻し処理により、母材靭性をさらに向上させることができる。その際、焼戻し温度が７００℃よりも高いと、粗大フェライト相が生成して、母材靭性およびＳＣＨＡＺ靭性が劣化する。そのため、焼戻し温度は板厚中心温度で７００℃以下とする。より好ましくは６５０℃以下である。なお、焼戻し温度の下限は、母材靭性の向上効果が得られれば特に限定されないが３００℃程度とすることができる。
　本発明に従う製造方法において、本明細書に記載のない項目は、いずれも常法を用いることができる。
　次に、実施例に基づいて本発明をさらに具体的に説明する。以下の実施例は、本発明の好適な一例を示すものであり、本発明は、該実施例によって何ら限定されるものではない。
　表１に示す成分組成の素材を用いて、表２に示す製造条件で厚鋼板を製造した。Ｔ１℃以上の圧延は、平均圧下率／パス≧３％で行った。なお、熱間圧延時には、圧延される鋼材の長手方向、幅方向、および板厚方向の中心位置に熱電対を取り付け、板厚中心の温度を実測した。併せて、鋼材の表面温度を放射温度計で測定した。
　得られた厚鋼板のそれぞれについて、平均有効結晶粒径、最大有効結晶粒径、ＣａとＭｎを含む硫化物およびＡｌを含む酸化物を含有する複合介在物の個数密度、降伏強度、靭性およびＣＴＯＤ特性を以下の方法で測定した。
［平均有効結晶粒径・最大有効結晶粒径］
　得られた鋼板から、該鋼板の長手方向、幅方向、および板厚方向における中心が測定位置となって板厚中心部が含まれるようにサンプルを採取した。次いで、前記サンプルの表面を鏡面研磨した後、下記の条件でＥＢＳＰ（後方散乱電子回折像）解析を行った。得られた結晶方位マップより、隣接する結晶粒との方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた組織の円相当直径を求め、以下の解析領域における円相当直径の平均値を平均有効結晶粒径とし、かかる円相当直径の最大値を最大有効結晶粒径とした。
　ＥＢＳＰ解析条件
・解析領域：板厚中心の１ｍｍ×１ｍｍ領域
・ステップサイズ：０．４μｍ
［ＣａおよびＭｎを含有する硫化物とＡｌを含有する酸化物とを含有する複合介在物の個数密度］
　該鋼板の長手方向、幅方向、および板厚方向の中心よりサンプルを採取し、ダイヤモンドバフ＋アルコールで鏡面研磨仕上げを行った後、電界放出型走査電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Field Emission-Scanning Electron Microscope）を用いて、前記中心が領域の中心となる１ｍｍ×１ｍｍの評価領域に存在する、円相当直径０．１μｍ以上の複合介在物をＥＤＸ（Energy Dispersive X-ray spectroscopy）分析により同定し、併せて前記複合介在物の個数密度を評価した。なお、介在物種類の評価は、ＺＡＦ法で定量化した介在物の化学組成に対し、各種元素が原子分率で３％以上含まれる場合、その元素が含まれる介在物であると判断した。
［降伏強度］
　ＥＮ１０００２－１に従って引張試験を行い、厚鋼板の板厚（ｔ）の１／２位置における降伏強度（ＹＳ）を求めた。前記引張試験には、板厚の１／２位置から板幅方向に平行となるよう採取した、平行部直径１４ｍｍ、平行部長さ７０ｍｍの丸棒引張試験片を使用した。前記引張試験において上降伏点が現れた場合は上降伏応力を降伏強度とし、上降伏点が現れなかった場合には０．２％耐力を降伏強度とした。
［母材靭性］
　鋼板の板厚１／２位置から試験片の長手方向が鋼板の圧延方向と垂直になるようにＪＩＳ　Ｚ２２４２に規定されたＶノッチ試験片を３本採取し、シャルピー衝撃試験で－４０℃における吸収エネルギーｖＥ－４０℃を測定した。かかる３本の平均ｖＥ－４０℃が１００Ｊ以上であったものを母材靭性が良好であるとした。
　次に、上記厚鋼板それぞれを用いて多層盛溶接継手を作製した。得られた多層盛溶接継手それぞれについて継手ＣＴＯＤ試験を行い、ＣＧＨＡＺにおけるき裂開口変位量およびＳＣ／ＩＣＨＡＺにおけるき裂開口変位量を測定した。多層盛溶接継手の作製条件と、継手ＣＴＯＤ試験の条件を以下に説明する。
［継手ＣＴＯＤ試験］
　継手ＣＴＯＤ試験に用いる溶接継手は、Ｋ開先形状、入熱量５．０ｋＪ／ｍｍのサブマ－ジア－ク溶接（多層盛溶接）により作製した。試験方法は、ＢＳ規格ＥＮ１０２２５－４（２０１９）に準拠し、断面がｔ×ｔ（ｔは板厚）の正方形となる試験片を用いて、試験温度－２０℃におけるき裂開口変位量（ＣＴＯＤ値（δ））を評価した。
　切欠位置をＫ開先の直線形状側のＣＧＨＡＺとした試験と、ＳＣ／ＩＣＨＡＺ境界とした試験を行い、ＣＧＨＡＺのδとＳＣ／ＩＣＨＡＺ境界のδをそれぞれ測定した。なお、厚鋼板それぞれについて、切欠位置ごとに３本の試験片を用いて試験を行い、測定値の最低値をδとした。
　ＣＴＯＤ値（δ）が大きいほど、脆性破壊が起こり難いことを示す。
　さらに、前記試験後、試験片破面において疲労予亀裂の先端がＥＮ１０２２５－４（２０１９）で規定するＣＧＨＡＺと、ＳＣ／ＩＣＨＡＺ境界とそれぞれにあることを確認した。なお、多層盛溶接での継手ＣＴＯＤ試験の場合、切欠位置がＣＧＨＡＺであっても一定量のＩＣＣＧＨＡＺが含まれるため、試験結果にはＣＧＨＡＺとＩＣＣＧＨＡＺの両方の靭性が反映される。
　表２に測定結果を併記する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000012
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000014
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000015
　表２の記載通り、本発明の条件を満たす厚鋼板（発明例）は、製造条件、母材の平均有効結晶粒径、最大有効結晶粒径、ＣａおよびＭｎを含有する硫化物とＡｌを含有する酸化物とを含有する複合介在物の個数密度のいずれもが本発明の範囲を満たしていた。その結果、降伏強度が３２５ＭＰａ、母材のｖＥ－４０℃が１００Ｊ以上と、優れた母材特性を発揮し、さらには、ＣＧＨＡＺのＣＴＯＤ値とＳＣ／ＩＣＨＡＺ境界のＣＴＯＤ値（δ）との両方が－２０℃において０．４０ｍｍ以上と、優れた継手ＣＴＯＤ特性を備えていた。
　これに対して、本発明の条件を満たさない厚鋼板（比較例）は、母材特性および継手ＣＴＯＤ特性のどちらか一方またはその両方において上記発明例の厚鋼板よりも劣っていた。

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    　　Ｃ　：０．０３～０．１３％、
    　　Ｓｉ：０．６０％以下、
    　　Ｍｎ：０．９～２．７％、
    　　Ｐ　：０．０５０％以下、
    　　Ｓ　：０．００５０％以下、
    　　Ａｌ：０．００２～０．１００％、
    　　Ｔｉ：０．００２～０．０５５％、
    　　Ｎｂ：０．００５～０．０７０％、
    　　Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、
    　　Ｎ　：０．０１２０％以下および
    　　Ｏ　：０．００７０％以下を含み、
    残部がＦｅおよび不可避的不純物であって、下記（１）～（４）式を満たす成分組成を有し：
    １．５０≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦５．００　…（１）
    ０≦｛［Ｃａ］－（０．１８＋１３０［Ｃａ］）×［Ｏ］｝／１．２５／［Ｓ］≦１．５０　…（２）
    ０．２８０％≦Ｃｅｑ（＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５）≦０．５００％　…（３）
    Ｐｃｍ（＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］）／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］）≦０．２４０％　…（４）
    （上記（１）～（４）式における括弧は、括弧内の元素の含有量（質量％）を表し、当該元素を含有しない場合にはゼロとする）、
    　板厚中心部において、平均有効結晶粒径が２０μｍ以下であって最大有効結晶粒径が１５０μｍ以下であり、かつ
    　板厚１／２位置において、ＣａおよびＭｎを含有する硫化物とＡｌを含有する酸化物とを含有する円相当直径０．１μｍ以上の複合介在物を２５～２５０個／ｍｍ２含む、板厚１００ｍｍ超の鋼板。
  2. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    　　Ｎｉ：２．５％以下、
    　　Ｃｕ：２．０％以下、
    　　Ｃｒ：１．５％以下、
    　　Ｍｏ：１．５％以下、
    　　Ｖ　：０．２５％以下、
    　　Ｗ　：０．４５％以下、
    　　Ｂ　：０．００４５％以下、
    　　ＲＥＭ：０．０２５％以下および
    　　Ｍｇ：０．００５％以下からなる群より選択される１種以上を含む、請求項１に記載の鋼板。
  3. 　請求項１または２に記載の成分組成を有する素材を、９９０℃以上１２１０℃以下に加熱した後、板厚中心温度が下記式（５）で定義するＴ１℃以上において平均圧下率／パスが３％以上で累積圧下率：２５％以上の圧延を施し、板厚中心温度が下記式（６）で定義するＴ２℃以下において累積圧下率：３０％以上の圧延を施したのち、板厚中心の平均冷却速度１．０～５０．０℃／ｓにて６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する、鋼板の製造方法。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
     （ここで、ｓｏｌ．［Ｎｂ］は（７）式による）
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
     （上記式（５）および（７）において、［Ｃ］および［Ｎ］はそれぞれＣおよびＮの含有量（質量％）を、Ｔ０は素材の加熱温度（℃）、ｓｏｌ．［Ｎｂ］はＮｂの固溶量（質量％）を表す。ただし、［Ｎｂ］を鋼板に含まれる総Ｎｂ含有量（質量％）とするとｓｏｌ．［Ｎｂ］≦［Ｎｂ］である。）
  4. 　前記冷却停止温度まで冷却した後、７００℃以下の温度で焼戻し処理を行う、請求項３に記載の鋼板の製造方法。
     
PCT/JP2023/017811 2022-05-12 2023-05-11 鋼板およびその製造方法 WO2023219146A1 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2023553725A JP7468800B2 (ja) 2022-05-12 2023-05-11 鋼板およびその製造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2022-079060 2022-05-12
JP2022079060 2022-05-12

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2023219146A1 true WO2023219146A1 (ja) 2023-11-16

Family

ID=88730290

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2023/017811 WO2023219146A1 (ja) 2022-05-12 2023-05-11 鋼板およびその製造方法

Country Status (2)

Country Link
JP (1) JP7468800B2 (ja)
WO (1) WO2023219146A1 (ja)

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2013118313A1 (ja) * 2011-02-15 2013-08-15 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
WO2014141632A1 (ja) * 2013-03-12 2014-09-18 Ｊｆｅスチール株式会社 多層溶接継手ｃｔｏｄ特性に優れた厚鋼板およびその製造方法
WO2014155440A1 (ja) * 2013-03-26 2014-10-02 Ｊｆｅスチール株式会社 脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用高強度厚鋼板およびその製造方法
WO2015151519A1 (ja) * 2014-03-31 2015-10-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高張力鋼板およびその製造方法
WO2020255993A1 (ja) * 2019-06-17 2020-12-24 日本製鉄株式会社 鋼板
WO2021054345A1 (ja) * 2019-09-20 2021-03-25 Ｊｆｅスチール株式会社 厚鋼板およびその製造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2013118313A1 (ja) * 2011-02-15 2013-08-15 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
WO2014141632A1 (ja) * 2013-03-12 2014-09-18 Ｊｆｅスチール株式会社 多層溶接継手ｃｔｏｄ特性に優れた厚鋼板およびその製造方法
WO2014155440A1 (ja) * 2013-03-26 2014-10-02 Ｊｆｅスチール株式会社 脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用高強度厚鋼板およびその製造方法
WO2015151519A1 (ja) * 2014-03-31 2015-10-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高張力鋼板およびその製造方法
WO2020255993A1 (ja) * 2019-06-17 2020-12-24 日本製鉄株式会社 鋼板
WO2021054345A1 (ja) * 2019-09-20 2021-03-25 Ｊｆｅスチール株式会社 厚鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2023219146A1 (ja) 2023-11-16
JP7468800B2 (ja) 2024-04-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US10023946B2 (en) Thick steel sheet having excellent CTOD properties in multilayer welded joints, and manufacturing method for thick steel sheet
CA2280923C (en) High-tensile-strength steel and method of manufacturing the same
EP2894235B1 (en) Thick-walled, high tensile strength steel with excellent ctod characteristics of the weld heat-affected zone, and manufacturing method thereof
US10450627B2 (en) Thick steel plate having good multipass weld joint CTOD characteristics and method for manufacturing the same
US10036079B2 (en) Thick steel sheet having excellent CTOD properties in multilayer welded joints, and manufacturing method for thick steel sheet
CN110651059B (zh) 厚钢板及其制造方法
JP5181496B2 (ja) 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
WO2020153085A1 (ja) 厚鋼板およびその製造方法
JPH11229077A (ja) 多層盛溶接部のｃｔｏｄ特性に優れた鋼板およびその製造方法
WO2013175745A1 (ja) 脆性き裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
JP4910638B2 (ja) 脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板の製造方法
WO2016143345A1 (ja) 高強度極厚鋼板およびその製造方法
JP7468800B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
JP7493140B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
WO2017145651A1 (ja) 脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極厚鋼板およびその製造方法
KR20230159568A (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
JP2019183205A (ja) 鋼板およびその製造方法
AU1113301A (en) High-tensile-strength steel and method of manufacturing the same

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2023553725

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 23803620

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1