WO2023149157A1 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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将臣 奥谷
祐介 寺澤
浩文 大坪
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    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

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.
  • the present invention relates to a thick high-strength steel plate that not only has excellent base material strength and toughness, but also excellent joint CTOD characteristics in multi-layer welds, and a method for producing the same, with respect to steel plates having a thickness of more than 100 mm.
  • the Charpy test has been mainly used to evaluate the toughness of steel.
  • a crack opening displacement test (hereinafter referred to as "CTOD test”) has been applied to steel plates used in steel structures. It is being applied more and more.
  • COD test a crack opening displacement test
  • a test piece in which a fatigue pre-crack is introduced in the toughness evaluation part is bent at three points at a low temperature, and the crack opening amount (plastic deformation amount) immediately before fracture is measured to evaluate the brittle fracture generation resistance. It is.
  • Multi-layer welding is used when thick steel plates are applied to steel structures such as ships, offshore structures, pressure vessels, line pipes, and wind power generators as described above.
  • weld heat affected zone Heat Affected Zone: hereinafter also referred to as "multilayer welding HAZ"
  • Coarse Grain Heat Affected there is a region near the weld line that has become a coarse structure due to the previous welding pass.
  • CGHAZ Coarse Grain Heat Affected Zone
  • the CTOD test of the welded joint is basically performed on the full plate thickness
  • the ICCGHAZ structure is included in the region where the fatigue pre-crack is introduced.
  • the joint CTOD characteristics obtained by the joint CTOD test are governed by the toughness of the most embrittled structure in the evaluation region
  • the joint CTOD characteristics of the multi-layer welded HAZ reflect not only the CGHAZ structure but also the ICCGHAZ structure toughness. be done. Therefore, in order to improve the joint CTOD characteristics of the multi-layer welded HAZ, it is necessary to improve not only the toughness of the CGHAZ structure but also the toughness of the ICCGHAZ structure.
  • Patent Literature 1 and Patent Literature 2 disclose techniques for suppressing austenite grain growth and improving the toughness of weld zones by adding REM together with Ti to disperse fine particles in the steel. ing. Further, Patent Document 3 proposes a technology for improving HAZ toughness using CaS and a technology for improving base material toughness by hot rolling.
  • Patent Document 4 proposes a technique of increasing the base material strength by adding Cu after suppressing the formation of MA by reducing C and Si.
  • Patent Document 5 proposes a technique of using BN as ferrite transformation nuclei in the heat affected zone of high heat input welding to refine the HAZ structure and improve the HAZ toughness.
  • Patent Document 6 discloses a technique for improving low-temperature toughness by controlling the hardness of the central segregation portion.
  • CTOD specification temperature in the standard for example, API (American Petroleum Institute) standard RP (Recommended Practice)-2Z
  • API American Petroleum Institute
  • RP Recommended Practice
  • Patent Documents 1 to 6 are high-strength and thick-walled steel plates with a thickness of more than 100 mm, which are required in recent years. It was not possible to sufficiently satisfy the joint CTOD characteristics required for welded joints.
  • Patent Documents 1 and 2 propose a technology for suppressing coarsening of the austenitic structure of the HAZ by adding REM together with Ti to disperse fine particles in the steel. Since this technique is intended for steel materials with relatively low strength and a small amount of alloying elements, it cannot be applied to steel materials with a high strength and a large amount of alloying elements because the HAZ structure does not contain ferrite.
  • Patent Documents 1 and 2 are effective in suppressing austenite grain growth.
  • the effect of improving toughness by suppressing coarsening of austenite grains in the HAZ alone cannot satisfy the joint CTOD characteristics at the low temperature specified above.
  • Patent Document 4 the joint CTOD characteristics at the above low temperature specification temperature are not studied, and it is considered that the low temperature CTOD specification cannot be satisfied only by improving the ICCGHAZ toughness by reducing the base material composition. be done.
  • reducing the content of alloying elements in the base metal in order to improve the toughness of ICCGHAZ is a technical idea that conflicts with securing strength for thickening. difficult to apply to
  • Patent Document 5 The technology proposed in Patent Document 5 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 high heat input welding.
  • the HAZ structure is mainly composed of bainite, and the effect of improving the joint CTOD characteristics cannot be obtained.
  • Patent Document 6 proposes a technique for satisfying the joint CTOD characteristics in a low temperature range in a thick steel plate with a thickness of 100 mm or less. Mechanical properties equivalent to those of thick steel plates having a thickness of 100 mm or less have not yet been obtained.
  • the present invention has been made in view of the above problems of the prior art, and its object is to provide excellent CTOD characteristics of joints subjected to multi-layer welding (hereinafter referred to as multi-layer welding joint CTOD characteristics). is more than 100 mm and has high strength, and to provide a method for producing the same.
  • high strength in the present invention means that the yield strength at the plate thickness center position in a tensile test is 320 MPa or more, and excellent multi-layer welded joint CTOD characteristics in the present invention means notch position CGHAZ and SC/ It means that the crack opening displacement amount is 0.30 mm or more at the test temperature of ⁇ 40° C. at each ICHAZ boundary.
  • the plate thickness center portion is a region having a thickness of 10% of the plate thickness in both surface directions of the steel plate from the plate thickness center.
  • the inventors have found that the base material transformation region / The joint CTOD characteristics at the SC/ICHAZ (Sub-Critically reheated HAZ/Inter-Critically reheated HAZ) boundary, which is the boundary of the untransformed region, were also studied. As a result, the following findings were obtained. (4) In order to satisfy the joint CTOD characteristics at the test temperature of -40°C at the SC/ICHAZ boundary, the base material toughness is dominant over the joint CTOD characteristics at the SC/ICHAZ boundary. It was found that it is necessary to improve the toughness of the base material by making the crystal grain size 20 ⁇ m or less and refining the crystal grains.
  • the cooling rate at the central portion of the plate thickness is low, so the crystal grains at this portion become coarse.
  • the average value of the deformation resistance ratio between the plate thickness center and the surface of the steel plate is 0.70 or less. It has been found that it is possible to introduce sufficient strain to the portion, and that the crystal grain refinement can be achieved to the above crystal grain size.
  • the present invention has been completed based on the above findings and further studies. That is, the gist of the present invention is as follows. 1. % by mass, C: 0.02 to 0.12%, Si: 0.70% or less, Mn: 0.3 to 3.0%, P: 0.050% or less, S: 0.0050% or less, Al: 0.002 to 0.100%, Ti: 0.002 to 0.060%, N: 0.0130% or less, and O: 0.0100% or less, the balance being Fe and inevitable impurities has a component composition that satisfies the following formulas (1) to (3), A steel sheet having an average effective crystal grain size of 20 ⁇ m or less at the center of the sheet thickness, and having 0.10 or less porosities per 1 mm 2 having an equivalent circle diameter of 180 ⁇ m or more in the steel sheet.
  • the component composition is further, in mass%, Ni: 2.0% or less, Ca: 0.0180% or less, Cu: 2.00% or less, Cr: 2.00% or less, Mo: 2.00% or less. , Nb: 0.070% or less, V: 0.20% or less, W: 0.50% or less, B: 0.0050% or less, REM: 0.030% or less, and Mg: 0.0150% or less 2.
  • the steel sheet according to 1 above including one or more selected from the group consisting of:
  • a method for manufacturing the steel sheet according to 1 or 2 above A steel slab having the chemical composition described in 1 or 2 above is heated to a temperature in the range of 990° C. or higher and 1200° C. or lower, and the condition of the following formula (4) is satisfied, and the temperature at the thickness center is 950° C. or higher.
  • hot rolling is performed with a cumulative reduction ratio of 30% or more when the reduction ratio/pass is 3% or more, and a cumulative reduction ratio of 40% or more in rolling at a temperature at the center of the thickness of less than 950 ° C. Then, when cooling to a cooling stop temperature of 600 ° C.
  • [C] in formulas (5) to (7) is the mass % of C
  • Tk is the absolute temperature (K) at the center of the plate thickness or the surface of the steel plate
  • h0 is the plate thickness at the entry side of rolling
  • h1 is Plate thickness on the rolling exit side
  • n is the roll rotation speed (rpm)
  • r is the rolling reduction
  • R is the roll radius (mm)
  • the present invention it is possible to provide a thick steel plate that has high strength even if it has a thickness of more than 100 mm and that is excellent in multi-layer welded joint CTOD characteristics.
  • C 0.02-0.12% C is an element that enhances hardenability and strength of steel, and should be contained in an amount of 0.02% or more. However, if the C content exceeds 0.12%, the hardness of the C-enriched portion increases and the joint CTOD characteristics deteriorate. Therefore, the C content should be in the range of 0.02 to 0.12%. Preferably, the lower limit is 0.04% and the upper limit is 0.09%.
  • Si 0.70% or less
  • Si is an element that is inevitably contained as an impurity, and has the effect of improving the strength.
  • the Si content exceeds 0.70%, the joint CTOD characteristics are degraded. Therefore, the upper limit of the Si content is limited to 0.70%. Preferably, it is 0.50% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but about 0.04% is preferable.
  • Mn 0.3-3.0%
  • Mn is an element that has the effect of improving the strength of the base metal and the weld zone through the improvement of the hardenability of steel. In order to obtain such effects, addition of 0.3% or more is necessary. Preferably, it is 0.5% or more. On the other hand, adding more than 3.0% not only lowers weldability, but also causes excessive hardenability and lowers the toughness of the base metal and the weld zone, thereby deteriorating the joint CTOD characteristics. Therefore, the Mn content should be in the range of 0.3 to 3.0%. Preferably, it is 2.8% or less.
  • P 0.050% or less
  • P is an element that has a large effect of embrittlement of grain boundaries, and if added in a large amount, 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. On the other hand, since it is desirable to reduce the P content as much as possible, the lower limit of the P content is not particularly limited. Therefore, the P content is preferably 0.001% or more.
  • S 0.0050% or less
  • S is an element that degrades joint CTOD characteristics, so the upper limit of the S content is limited to 0.0050%. Preferably, it is 0.0030% or less. On the other hand, since it is desirable to reduce the S content as much as possible, the lower limit of the S content is not limited. Therefore, the S content is preferably 0.0001% or more.
  • Al 0.002-0.100%
  • Al is an element necessary for forming inclusions for improving the toughness of the multi-layer welded HAZ and improving the joint CTOD characteristics, and must be added in an amount of 0.002% or more. Preferably, it is 0.005% or more. On the other hand, if it is added in excess of 0.100%, the joint CTOD characteristics in the low temperature range will deteriorate. Therefore, the Al content should be in the range of 0.002 to 0.100%. Preferably, it is 0.075% or less.
  • Ti 0.002-0.060% Ti precipitates in steel as TiN.
  • the precipitated TiN has the effect of suppressing coarsening of austenite grains in the base metal and HAZ, refines the HAZ structure, and improves joint CTOD characteristics. In order to obtain such effects, addition of 0.002% or more is necessary. Preferably, it is 0.005% or more.
  • the Ti content should be in the range of 0.002 to 0.060%. Preferably, it is 0.050% or less.
  • N 0.0130% or less N is an element that lowers the HAZ toughness and deteriorates the joint CTOD characteristics, so the upper limit of the N content is limited to 0.0130%. 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. Therefore, the N content is preferably 0.0005% or more.
  • O 0.0100% or less
  • O is an element that lowers the HAZ toughness and deteriorates the joint CTOD characteristics, so the upper limit of the O content is limited to 0.0100%.
  • the lower limit of the O content is not limited. Therefore, the O content is preferably 0.0005% or more.
  • the chemical composition of the steel plate in one embodiment of the present invention shall consist of the above elements and the balance of Fe and unavoidable impurities.
  • Ni, Ca, Cu, Cr, Mo, Nb, V, W, One or more selected from the group consisting of B, REM, and Mg can be further arbitrarily contained in the content shown below.
  • Ni 2.0% or less
  • Ni is an element that can increase the strength of a steel plate without significantly deteriorating the toughness of both the base metal and the joint, but the addition of Ni increases the manufacturing cost and environmental load. .
  • inclusion of Ni was essential in order to secure base material toughness and joint toughness.
  • Ni may be contained in order to further improve toughness.
  • the Ni content of 2.0% or more poses problems of an excessive increase in manufacturing cost and an increase in environmental load. Therefore, the Ni content is limited to 2.0% or less. More preferably, it is 1.8% or less.
  • when Ni is added 0.1% or more is desirable.
  • Ca 0.0180% or less Ca is an element that improves the toughness of the multi-layer welding HAZ by forming an oxysulfide that is highly stable at high temperatures. Decrease CTOD characteristics. Therefore, the upper limit of Ca content is limited to 0.0180%. More preferably, it is 0.0160% or less. On the other hand, when adding Ca, 0.0002% or more is desirable.
  • Cu 2.00% or less
  • Cu is an element that can increase the strength of steel plates without greatly deteriorating the base metal and joint toughness. Surface cracks due to the Cu-enriched layer formed directly under the tile become a problem. Therefore, the Cu content is limited to 2.00% or less. More preferably, it is 1.50% or less. On the other hand, when adding Cu, 0.05% or more is desirable.
  • Cr 2.00% or less Cr is an element that has the effect of improving the strength of steel by improving the hardenability of steel. Limit the Cr content to 2.00% or less. More preferably, it is 1.50% or less. On the other hand, when Cr is added, 0.05% or more is desirable.
  • Mo 2.00% or less Mo is an element that has the effect of improving strength by improving the hardenability of steel. Limit the Mo content to 2.00% or less. More preferably, it is 1.50% or less. On the other hand, when adding Mo, 0.05% or more is desirable.
  • Nb 0.070% or less
  • Nb is an element that widens the non-recrystallization temperature range of the austenite phase. Therefore, the addition of Nb is effective for efficiently rolling in the non-recrystallized region and obtaining a fine structure.
  • Nb is added, it is preferably 0.005% or more.
  • the Nb addition amount exceeds 0.070%, the joint CTOD characteristics deteriorate, so the Nb content is limited to 0.070% or less. More preferably, it is 0.050% or less.
  • V 0.20% or less
  • V is an element that improves the strength of the base metal, and when V is added, it is preferably 0.01% or more.
  • the V content exceeds 0.20%, the HAZ toughness deteriorates and the joint CTOD characteristics deteriorate, so the V content is limited to 0.20% or less. More preferably, it is 0.15% or less.
  • W 0.50% or less W is an element that improves the strength of the base metal, and when W is added, it is preferably 0.05% or more. On the other hand, if the W content exceeds 0.50%, the HAZ toughness deteriorates and the joint CTOD characteristics deteriorate, so the W content is limited to 0.50% or less. More preferably, it is 0.40% or less.
  • B 0.0050% or less B is an element that can improve the hardenability and thereby improve the strength of the steel sheet when contained in a very small amount.
  • the B content exceeds 0.0050%, the HAZ toughness decreases and the joint CTOD characteristics deteriorate, so the B content is limited to 0.0050% or less. More preferably, it is 0.0040% or less.
  • REM 0.030% or less REM (rare earth metal) is an element that suppresses the growth of austenite grains in the HAZ by forming oxysulfide inclusions and improves the toughness of the HAZ. is preferably 0.001% or more.
  • the REM content exceeds 0.030%, the base material toughness and HAZ toughness are rather lowered, and joint CTOD characteristics are deteriorated. Therefore, the REM content is limited to 0.030% or less. More preferably, it is 0.025% or less.
  • Mg 0.0150% 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 so, 0.0002% or more is desirable. However, if the Mg content exceeds 0.0150%, the effect of addition is saturated, and the effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous. Therefore, the Mg content is limited to 0.0150% or less. More preferably, it is 0.0100% or less.
  • the chemical composition of the steel plate and the steel billet must satisfy the following conditions of Ti/N, Ceq and Pcm, respectively.
  • 1.50 ⁇ Ti/N ⁇ 5.00 Ti/N controls the amount of dissolved N in the HAZ and the precipitation state of TiN.
  • Ti/N is less than 1.50, HAZ toughness deteriorates due to the presence of solid solution N which is not fixed as TiN, and joint CTOD characteristics deteriorate.
  • Ti/N is greater than 5.00, the HAZ toughness deteriorates due to the precipitation of coarse TiN, and the joint CTOD characteristics deteriorate. Therefore, the range of Ti/N is set to 1.50 to 5.00.
  • the lower limit is 1.80 and the upper limit is 4.50.
  • Ceq 0.280% or more and 0.540% or less
  • the carbon equivalent Ceq defined by the following formula (2) increases, the amount of structures with poor toughness such as island martensite and bainite in the HAZ structure increases. Toughness deteriorates. That is, if the Ceq is greater than 0.540%, the required joint CTOD characteristics cannot be satisfied even if the HAZ toughness improvement technique using inclusions is used due to the deterioration of the toughness of the HAZ base structure itself.
  • the Ceq is less than 0.280%, the target strength cannot be secured. Therefore, the range of Ceq is set to 0.280 to 0.540%.
  • the lower limit is preferably 0.300% and the upper limit is 0.500%.
  • Ceq(%) [C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5 (2)
  • Pcm 0.250% or less As the weld crack susceptibility index Pcm defined by the following formula (3) increases, structures with poor toughness such as island martensite and bainite in the HAZ structure increase, and as a result, the HAZ toughness deteriorates. do. If Pcm exceeds 0.250%, the necessary joint CTOD characteristics cannot be obtained due to deterioration in the toughness of the HAZ base structure itself. Therefore, Pcm is made 0.250% or less. Preferably, it is 0.240% or less. On the other hand, the lower limit is not particularly limited, but if Pcm is excessively reduced, the value of Ceq becomes too low, so about 0.140% is preferable.
  • Pcm (%) [C] + [Si] / 30 + ([Mn] + [Cu] + [Cr]) / 20 + [Ni] / 60 + [Mo] / 15 + [V] / 10 + 5 [B] (3 )
  • the parentheses in the above formulas (1) to (3) all represent the content (% by mass) of the element shown in the parentheses, and are zero when the element is not contained.
  • Average effective grain size at the center of plate thickness 20 ⁇ m or less
  • the average effective grain size of the microstructure at the plate thickness center of a steel plate having a thickness of more than 100 mm is set to 20 ⁇ m or less.
  • the "effective crystal grain size" in the present invention is defined as the circle-equivalent diameter of a crystal grain surrounded by grain boundaries with an orientation difference of 15° or more from adjacent crystal grains, that is, large-angle grain boundaries. Also, the average effective crystal grain size at the central portion of the plate thickness can be measured by the method described in the examples below.
  • Porosity number density 0.10/mm 2 or less
  • the porosity remaining in the steel sheet serves as a starting point for fracture, and deteriorates the joint CTOD characteristics.
  • the number of porosities with an equivalent circle diameter of 180 ⁇ m or more in the steel sheet per 1 mm 2 exceeds 0.10, the cracks in the joint CTOD test It is extremely likely that the cleft displacement ( ⁇ ) will be an insufficient value.
  • the higher the number density of porosities the lower the yield strength at the plate thickness center position of the base material. Therefore, it is important to set the number density of the porosities to 0.10/mm 2 or less.
  • the porosity number density in the present invention refers to the average number density of the total thickness x the total width in a thickness direction cross section (a cross section perpendicular to the rolling direction) parallel to the plate width direction of a thick steel plate.
  • the number density of the porosity can be measured by the method described in the examples below, but the measurement method is not limited to the method described in the examples, and can be measured using a known measurement method. can.
  • the measurement frequency of such porosity number density may be determined by measuring 1 to 2 cross sections of any one steel sheet among steel sheets having the same smelting conditions and the same rolling conditions. As long as the smelting method and rolling conditions of the steel slab are not changed, the porosity number density can be produced with good reproducibility, so it can be said that the measurement results at the above measurement frequency represent the whole.
  • the temperature in the following description is the temperature at the center of the sheet thickness unless otherwise specified.
  • the plate thickness center temperature can be actually measured as in the examples described later, but in an actual production line or the like, it may be obtained by heat transfer calculation from the steel plate surface temperature measured with a radiation thermometer.
  • the method for melting the steel slab is not particularly limited, and any known melting method such as a converter, an electric furnace, or a vacuum melting furnace is suitable. Such billets are produced, for example, by continuous casting. Further, the molten steel obtained by melting such steel slabs may be further subjected to secondary refining such as ladle refining.
  • the steel slab manufactured as described above is heated to 990° C. or higher and 1200° C. or lower. If the heating temperature is lower than 990° C., the conditions for hot rolling described below cannot be satisfied, and sufficient effects cannot be obtained. On the other hand, if the heating temperature is higher than 1200° C., the austenite grains become coarse and the desired fine grain structure cannot be obtained after controlled rolling. Therefore, the heating temperature range is set to 990° C. or higher and 1200° C. or lower. Preferably, the lower limit temperature is 990°C and the upper limit temperature is 1180°C.
  • the rolling reduction / pass is 3% or more. is 30% or more.
  • the average value of the ratio of the deformation resistance k fm (plate thickness center) at the center of the thickness of the steel plate and the surface deformation resistance k fm (surface) defined by the following equations (5) to (7) is 0.70 or less (equation (4)).
  • rolling is performed at the timing when the temperature difference between the thickness center and the surface becomes an appropriate value according to the mass% of C.
  • the average value of the deformation resistance ratio between the plate thickness central portion and the surface is set to 0.70 or less.
  • [C] in formulas (5) to (7) is the mass% of C
  • T k is the location where k fm is obtained, that is, the absolute temperature (K) at the center of the thickness or the surface of the steel plate
  • h 0 is the entry side of the rolling
  • h1 is the plate thickness on the delivery side
  • n is the roll rotation speed (rpm)
  • r is the rolling reduction
  • R is the roll radius (mm).
  • the surface temperature of the steel sheet can be measured with a radiation thermometer, and the temperature at the center of the thickness of the steel sheet can be measured as in the examples described later. It may be obtained by heat transfer calculation from the steel plate surface temperature.
  • the average value of the deformation resistance ratio between the thickness center and the surface of the steel plate according to the above formula (4) exceeds 0.70, for a thick steel plate with a thickness of more than 100 mm, sufficient strain at the thickness center cannot be introduced, and porosity remains. As a result, the porosity number density cannot be reduced to 0.10/mm 2 or less. For this reason, the ratio of deformation resistance between the central part of the plate thickness and the surface of the steel plate is set to 0.70 or less, and the cumulative reduction ratio of the reduction when the reduction ratio/pass is 3% or more is set to 30% or more.
  • the rolling in the non-recrystallization temperature range should be such that the cumulative rolling reduction is 40% or more, and the average value of the deformation resistance ratio between the thickness center and the surface of the steel sheet is 0.70 or less.
  • the obtained hot-rolled steel sheet is cooled.
  • Such cooling can be performed by any method, for example, water cooling, as long as the conditions described below are satisfied.
  • Average cooling rate 1.0°C/s or more If the average cooling rate at the thickness center temperature is less than 1.0°C/s, a coarse ferrite phase occurs in the base metal structure, resulting in deterioration of SC/ICHAZ joint CTOD characteristics. do. Therefore, the average cooling rate at the plate thickness center position is set to 1.0° C./s or more. On the other hand, if the average cooling rate is higher than 50.0° C./s, the hard bainite phase increases to increase the strength of the base material and deteriorate the SC/ICHAZ joint CTOD characteristics. It is preferable to set it to 0° C./s or less.
  • the average cooling rate from 700 ° C. to 500 ° C. is the average cooling rate, and this cooling stop temperature is higher than 500 ° C.
  • the average cooling rate from 700° C. to the cooling stop temperature higher than 500° C. is taken as the average cooling rate.
  • Cooling stop temperature 600°C or less
  • the hot-rolled steel sheet is cooled to a cooling stop temperature of 600°C or less at the thickness center temperature. If the cooling stop temperature is higher than 600° C., the structure after transformation becomes coarse, the strength of the base material becomes insufficient, and the SC/ICHAZ joint CTOD characteristics deteriorate. Therefore, the cooling stop temperature is set to 600° C. or lower.
  • tempering treatment Tempering temperature: 700° C. or less After stopping the cooling, further tempering treatment can be optionally performed. The tempering treatment can further improve the toughness of the base material. At that time, if the tempering temperature is higher than 700° C., a coarse ferrite phase is generated and the toughness of SCHAZ is deteriorated. Therefore, the tempering temperature is preferably 700° C. or lower. More preferably, it is 650° C. or less. Although the lower limit of the tempering temperature is not particularly limited, it can be about 300°C.
  • any item not described in this specification can be used by a conventional method.
  • thermocouples were attached to the center positions in the longitudinal direction, the width direction, and the plate thickness direction of the steel material to be rolled, and the temperature at the plate thickness center was actually measured. In addition, the surface temperature of the steel material was measured with a radiation thermometer.
  • the average effective grain size, porosity number density, and yield strength were measured by the following methods.
  • yield strength A tensile test was performed according to EN10002-1 to determine the yield strength (YS) at 1/4 and 1/2 positions of the plate thickness (t) of the steel plate.
  • YS yield strength
  • the upper yield point appeared in the tensile test, the upper yield stress was defined as the yield strength.
  • 0.2% yield strength was taken as the yield strength.
  • the steel plate satisfying the conditions of the present invention (Invention Example) satisfies the range of the invention in all of the manufacturing conditions, the effective crystal grain size of the base material, and the number density of porosity, and is 1/thickness.
  • the yield strength at the 4th position and the plate thickness center position is 320 MPa or more, and both the CGHAZ CTOD value and the SC/ICHAZ boundary CTOD value are 0.30 mm or more at -40°C, indicating high strength and excellent joint CTOD characteristics. I had it.
  • No. 42, 43 and 47 have a yield strength of less than 320 MPa at the 1/4 plate thickness position and the plate thickness center position.
  • No. No. 20 has a yield strength of less than 320 MPa at the quarter thickness position and the thickness center position and a CTOD value of less than 0.30 mm at the SC/ICHAZ boundary.
  • No. 52 has a yield strength of 320 MPa or more at the position of 1/4 of the plate thickness, but less than 320 MPa at the position of the center of the plate thickness.
  • Other comparative examples have one or both of the CGHAZ CTOD value and the SC/ICHAZ boundary CTOD value of less than 0.30 mm. All comparative examples were inferior to the invention examples in base material strength and joint CTOD characteristics.

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Abstract

板厚が１００ｍｍ超の厚鋼板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。所定の成分組成及びＴｉ／Ｎ、Ｃｅｑ、Ｐｃｍの値を特定の範囲内とする鋼板であって、板厚中心部における平均有効結晶粒径を２０μｍ以下とし、鋼板における円相当径が１８０μｍ以上であるポロシティの１ｍｍ２あたりの個数を０．１０個以下とする。

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。特に、板厚が１００ｍｍ超の鋼板に対し、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ものである。
　従来、鋼の靭性評価には主にシャルピ－試験が行われてきた。近年では、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」と称する。）が鋼構造物に使用される厚鋼板を対象に適用されることが多くなってきている。
　この試験は、靭性評価部に疲労予き裂を導入した試験片を低温で３点曲げし、破壊直前のき裂の開口量（塑性変形量）を測定して脆性破壊の発生抵抗を評価するものである。
　厚鋼板を、前述したような船舶や海洋構造物、圧力容器、ラインパイプ、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、「多層盛溶接ＨＡＺ」ともいう。）には、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領域（Ｃｏａｒｓｅ　Ｇｒａｉｎ　Ｈｅａｔ　Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：以下、「ＣＧＨＡＺ」ともいう。）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、粗大な基地組織中に島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ　Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ：以下、「ＭＡ」ともいう。）組織が混在して著しく靭性が低くなった領域（Ｉｎｔｅｒ－Ｃｒｉｔｉｃａｌｌｙ　ｒｅｈｅａｔｅｄ　Ｃｏａｒｓｅ　Ｇｒａｉｎ　Ｈｅａｔ　Ａｆｆｅｃｔｅｄ　Ｚｏｎｅ：以下、「ＩＣＣＧＨＡＺ」ともいう。）が含まれることが知られている。
　ここで、溶接継手部のＣＴＯＤ試験は、基本的に板全厚で行うため、多層盛溶接ＨＡＺ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。また、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、多層盛溶接ＨＡＺの継手ＣＴＯＤ特性は、ＣＧＨＡＺ組織だけでなくＩＣＣＧＨＡＺ組織の靭性も反映される。
　このため、多層盛溶接ＨＡＺの継手ＣＴＯＤ特性を向上させるためには、ＣＧＨＡＺ組織の靭性向上だけでなくＩＣＣＧＨＡＺ組織の靭性向上も必要である。
　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。ここで、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るため、溶接部の低温靭性要求が厳しい場合、かかるＴｉＮを用いた効果だけでは要求を満足することが困難となってきている。
　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、Ｃａ添加により生成したＣａ系酸硫化物の分散によるオ－ステナイト粒の粒成長抑制、ＢＮのフェライト核生成能と酸化物分散とを組み合わせる技術が用いられてきた。
　例えば、特許文献１や特許文献２には、ＲＥＭをＴｉと共に複合添加して鋼中に微細粒子を分散させることによって、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では、ＣａＳ利用によるＨＡＺ靭性向上技術と熱間圧延による母材靭性向上技術が提案されている。
　さらに、ＩＣＣＧＨＡＺの靭性低下対策として、低Ｃ、低Ｓｉ化することによりＭＡの生成を抑制した上でＣｕを添加することによって母材強度を高める技術が、特許文献４に提案されている。
　加えて、特許文献５には、大入熱溶接熱影響部においてＢＮをフェライト変態核として利用し、ＨＡＺ組織を微細化し、ＨＡＺ靭性を向上させる技術が提案されている。
　ところで、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する傾向にあり、それに伴って鋼構造物に使用される鋼板の厚肉化と高強度化が進められている。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の靭性確保を困難にする。この問題に対しては特許文献６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。
特開昭６０－１５２６２６号公報 特開昭６０－１８４６６３号公報 特開２０１２－１８４５００号公報 特開平０５－１８６８２３号公報 特開昭６１－２５３３４４号公報 国際公開第２０１４／０３８２００号
　ここで、継手ＣＴＯＤ特性を規定している規格（例えば、ＡＰＩ（Ａｍｅｒｉｃａｎ　Ｐｅｔｒｏｌｅｕｍ　Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ）規格　ＲＰ（Ｒｅｃｏｍｍｅｎｄｅｄ Ｐｒａｃｔｉｃｅ）－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－需要の増加に対応して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（例えば－４０℃程度）に対応できる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、特許文献１～６に記載されている従来の技術は、近年求められている高強度かつ板厚：１００ｍｍ超の厚肉の鋼板において、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、２には、ＲＥＭをＴｉと共に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が提案されている。この技術は、比較的低強度で合金元素量の少ない鋼材が対象であるため、より高強度で合金元素量の多い鋼材では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。
　なお、特許文献１、２における、ＲＥＭ系酸硫化物やＣａ系酸硫化物は、オ－ステナイト粒成長抑制に対しては有効である。しかし、ＨＡＺのオ－ステナイト粒粗大化抑制による靭性向上の効果のみでは上記の低温仕様温度での継手ＣＴＯＤ特性を満足することはできない。
　また、特許文献３で提案されている技術によれば、通常使用温度（－１０℃）での継手ＣＴＯＤ特性を満足することができる。しかし、上記の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。
　特許文献４においても同様に、上記の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、母材成分組成の低減による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的思想であり、海洋構造物などに使用される厚鋼板に適用することは難しい。
　特許文献５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、板厚が１００ｍｍを超えた厚鋼板の場合、母材に含有される合金成分の量が比較的多い一方で、多層盛溶接では入熱量が比較的小さい。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るため、前記継手ＣＴＯＤ特性向上にかかる効果が得られない。
　特許文献６に記載された技術では、板厚１００ｍｍ以下の厚鋼板において、低温域での継手ＣＴＯＤ特性を満足するための技術が提案されているものの、板厚１００ｍｍ超の極厚鋼板に対し、上記板厚１００ｍｍ以下の厚鋼板と同等の力学特性を得るまでには至っていない。
　このように、従来、板厚１００ｍｍ超の高強度厚鋼板の多層盛溶接熱影響部でＣＧＨＡＺとＩＣＣＧＨＡＺの靭性を向上させる技術が確立されているとは言いがたい。すなわち、ＣＧＨＡＺとＩＣＣＧＨＡＺが混在するボンド部を切欠位置とする継手ＣＴＯＤ特性を向上させることには、解決すべき問題があった。
　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、多層盛溶接が施された継手のＣＴＯＤ特性（以下、多層盛溶接継手ＣＴＯＤ特性という）に優れる、板厚が１００ｍｍ超で高強度の厚鋼板および、その製造方法を提供することである。
　なお、本発明における高強度とは、引張試験における板厚中心位置における降伏強度が３２０ＭＰａ以上であることを指し、本発明における多層盛溶接継手ＣＴＯＤ特性に優れるとは、切欠位置ＣＧＨＡＺおよび、ＳＣ／ＩＣＨＡＺ境界のそれぞれにおいて試験温度－４０℃で、き裂開口変位量が０．３０ｍｍ以上であることを指す。
　発明者等は、かかる課題を解決するため、継手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。
（１）スラブ製造過程で発生したポロシティは、圧延時に圧着されずに残存してしまうと、そこが鋼板内の欠陥となり破壊起点となることがある。特に、板厚中心部のポロシティを圧着するためには、圧延の際に板厚中心部に適切に歪みを導入することが必要であるが、板厚：１００ｍｍ超の厚鋼板ではそれが困難になるため、未圧着の残存ポロシティが問題となる。しかし、発明者等の検討の結果、板厚中心温度が９５０℃以上の高温で、鋼板の板厚中心部と表面との変形抵抗比の平均値を０．７０以下にしつつ、圧下率／パスが３％以上の圧下の累積圧下率を３０％以上とする圧延を行うと、板厚中心部に十分な歪みを導入することができ、ポロシティを十分に圧着できることを見出した。
　なお、本発明において、板厚中心部とは、板厚の中心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）また、スラブの板厚中心部は元素偏析領域が存在し、かかる領域に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。しかし、前記した、板厚中心温度を９５０℃以上の高温でかつ、鋼板の板厚中心部と鋼板の表面との変形抵抗比の平均値を０．７０以下にしつつ、圧下率／パスが３％以上の圧延を、累積圧下率３０％以上行うことにより、板厚中心に加わる歪みを増加させることができる。その結果、粗大介在物が伸長、分断し、微細な介在物を高密度に分散させ得ることを見出した。併せて、かかる分散の結果、介在物によるＨＡＺ靭性向上効果を確保し得ることを見出した。
（３）さらに、オ－ステナイト粒成長抑制に有効なＴｉＮを鋼中に微細分散析出させるために、鋼板の成分について、ＴｉおよびＮを、１．５０≦Ｔｉ／Ｎ≦５．００の関係を満足して含有することに加え、炭素当量Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５）≦０．５４０％、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］）／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］）≦０．２５０％の範囲にそれぞれ制御することによって、多層盛溶接が施されたＨＡＺ（以下、多層盛溶接継手ＨＡＺという）の基地組織の靭性向上が可能であり、低温ＣＴＯＤ仕様に対応可能な良好な継手ＣＴＯＤ特性が得られることを見出した。
　加えて、発明者等は、継手ＣＴＯＤ試験方法が規定されているＢＳ規格（Ｂｒｉｔｉｓｈ Ｓｔａｎｄａｒｄｓ）ＥＮ１０２２５（２０１９）やＡＰＩ規格ＲＰ－２Ｚ（２００５）で要求される、溶接時の母材の変態領域／未変態領域の境界であるＳＣ／ＩＣＨＡＺ（Sub－Critically reheated HAZ／Inter－Critically reheated HAZ）境界の継手ＣＴＯＤ特性についても検討を行った。その結果、以下の知見を得た。
（４）ＳＣ／ＩＣＨＡＺ境界で試験温度－４０℃における継手ＣＴＯＤ特性を満足させるためには、ＳＣ／ＩＣＨＡＺ境界の継手ＣＴＯＤ特性に対し母材靭性が支配的となるため、母材ミクロ組織の有効結晶粒径を２０μｍ以下として、結晶粒微細化により母材靭性を向上させる必要があることを見出した。
（５）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るため、かかる箇所の結晶粒が粗大化してしまう。しかしながら、板厚中心温度９５０℃未満において鋼板の板厚中心部と表面との変形抵抗比の平均値が０．７０以下の条件で累積圧下率４０％以上の圧延を行うことで、板厚中心部に十分な歪みを導入することが可能となり、上記結晶粒径まで結晶粒微細化を達成できることを見出した。
　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とおりである。
　１．質量％で、Ｃ：０．０２～０．１２％、Ｓｉ：０．７０％以下、Ｍｎ：０．３～３．０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．００２～０．１００％、Ｔｉ：０．００２～０．０６０％、Ｎ：０．０１３０％以下および、Ｏ：０．０１００％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物であって、以下の（１）～（３）式を満たす成分組成を有し、
　板厚中心部における平均有効結晶粒径が２０μｍ以下であって、かつ鋼板における円相当径：１８０μｍ以上のポロシティが１ｍｍ２当たりの個数で０．１０個以下である鋼板。
１．５０≦Ｔｉ／Ｎ≦５．００　…（１）
０．２８０％≦Ｃｅｑ（＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５）≦０．５４０％　…（２）
Ｐｃｍ（＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］）／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］）≦０．２５０％　…（３）
（ただし、（１）～（３）式における括弧は、括弧内の元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されない場合にはゼロとする）
　２．前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃａ：０．０１８０％以下、Ｃｕ：２．００％以下、Ｃｒ：２．００％以下、Ｍｏ：２．００％以下、Ｎｂ：０．０７０％以下、Ｖ：０．２０％以下、Ｗ：０．５０％以下、Ｂ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０３０％以下および、Ｍｇ：０．０１５０％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に記載の鋼板を製造する方法であって、
　前記１または２に記載の成分組成を有する鋼片を、９９０℃以上１２００℃以下の範囲に加熱し、以下の（４）式の条件を満足し、かつ板厚中心の温度が９５０℃以上の圧延においては圧下率／パスが３％以上の圧下を累積圧下率で３０％以上とし、板厚中心の温度が９５０℃未満の圧延においては累積圧下率を４０％以上とする熱間圧延を行い、次いで、板厚中心の平均冷却速度を１．０℃／ｓ以上で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却するに際し、上記冷却停止温度が５００℃以下の場合は、７００℃から５００℃までの冷却速度の平均値を上記平均冷却速度とし、上記冷却停止温度が５００℃よりも高い場合は、７００℃から上記５００℃よりも高い冷却停止温度までの冷却速度の平均値を上記平均冷却速度とする、鋼板の製造方法。
ｋｆｍ（板厚中心）／ｋｆｍ（表面）≦０．７０　…（４）
（ここで、ｋｆｍは（５）式による）
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000006
 （ただし、式（５）～（７）における［Ｃ］はＣの質量％、Ｔｋは板厚中心または鋼板表面の絶対温度（Ｋ）、ｈ０は圧延入側の板厚、ｈ１は圧延出側の板厚、ｎはロール回転速度（ｒｐｍ）、ｒは圧下率、Ｒはロール半径（ｍｍ）を表す）
　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、板厚が１００ｍｍ超の厚鋼板であっても高強度であり、しかも多層盛溶接継手ＣＴＯＤ特性に優れる厚鋼板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鋼片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：０．０２～０．１２％
　Ｃは、焼入れ性を高め、鋼の強度を向上させる元素であり、０．０２％以上の含有を必要とする。しかし、０．１２％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０．０２～０．１２％の範囲とする。好ましくは下限が０．０４％であって、上限が０．０９％である。
Ｓｉ：０．７０％以下
　Ｓｉは、不純物として不可避的に含まれる元素であり、また、強度を向上させる作用を有している。しかし、０．７０％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０．７０％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０．０４％程度が好ましい。
Ｍｎ：０．３～３．０％
　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０．３％以上の添加が必要である。好ましくは、０．５％以上である。一方、３．０％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０．３～３．０％の範囲とする。好ましくは、２．８％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い。
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い。
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。好ましくは、０．００５％以上である。一方、０．１００％を超えて過剰に添加すると低温域での継手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、０．０７５％以下である。
Ｔｉ：０．００２～０．０６０％
　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組織が微細化し、継手ＣＴＯＤ特性が向上する。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。好ましくは、０．００５％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．０６０％を超えると、固溶Ｔｉや粗大ＴｉＣの析出により、かえって溶接熱影響部靭性が低下し、継手ＣＴＯＤ特性が劣化する。そのため、Ｔｉ含有量は０．００２～０．０６０％の範囲とする。好ましくは、０．０５０％以下である。
Ｎ：０．０１３０％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０．０１３０％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。
Ｏ：０．０１００％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０．０１００％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。
　本発明の一実施形態における厚鋼板の成分組成は、上記元素と残部の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、Ｃａ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｂ、ＲＥＭ、およびＭｇからなる群より選択される１種以上を、以下に示す含有量でさらに任意に含有することができる。
Ｎｉ：２．０％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が、Ｎｉ添加によって製造コストおよび環境負荷は増加する。従来は母材靭性と継手靭性を確保するためにＮｉ含有が必須であった。しかしながら、本発明では変形抵抗比を制御した圧延を行うことにより、Ｎｉの含有なしで多層盛溶接継手ＣＴＯＤ特性に優れる、板厚が１００ｍｍ超の高強度厚鋼板を製造可能になる。一方で、更なる靭性向上のためにＮｉを含有してもよい。その場合、２．０％以上のＮｉ含有は過度な製造コストの増加および、環境負荷増加が問題となる。そのため、Ｎｉ含有量を２．０％以下に制限する。より好ましくは、１．８％以下である。一方、Ｎｉを添加する場合は０．１％以上が望ましい。
Ｃａ：０．０１８０％以下
　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の靭性を向上させる元素であるが、０．０１８０％を超える含有は、かえって継手ＣＴＯＤ特性を低下させる。そのため、Ｃａ含有量の上限を０．０１８０％に制限する。より好ましくは、０．０１６０％以下である。一方、Ｃａを添加する場合は０．０００２％以上が望ましい。
Ｃｕ：２．００％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２．００％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２．００％以下に制限する。より好ましくは、１．５０％以下である。一方、Ｃｕを添加する場合は０．０５％以上が望ましい。
Ｃｒ：２．００％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２．００％を超えると継手ＣＴＯＤ特性が低下するため、Ｃｒ含有量を２．００％以下に制限する。より好ましくは、１．５０％以下である。一方、Ｃｒを添加する場合は０．０５％以上が望ましい。
Ｍｏ：２．００％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２．００％を超えると継手ＣＴＯＤ特性が低下するため、Ｍｏ含有量を２．００％以下に制限する。より好ましくは、１．５０％以下である。一方、Ｍｏを添加する場合は０．０５％以上が望ましい。
Ｎｂ：０．０７０％以下
　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る。そのため、未再結晶域圧延を効率的に行い、微細組織を得るために、Ｎｂの添加は有効である。Ｎｂを添加する場合は０．００５％以上が望ましい。一方、Ｎｂ添加量が０．０７０％を超えると継手ＣＴＯＤ特性が低下するため、Ｎｂ含有量を０．０７０％以下に制限する。より好ましくは、０．０５０％以下である。
Ｖ：０．２０％以下
　Ｖは、母材の強度を向上させる元素であり、Ｖを添加する場合は０．０１％以上が望ましい。一方、Ｖ含有量が０．２０％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０．２０％以下に制限する。より好ましくは、０．１５％以下である。
Ｗ：０．５０％以下
　Ｗは、母材の強度を向上させる元素であり、Ｗを添加する場合は０．０５％以上が望ましい。一方、Ｗ含有量が０．５０％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０．５０％以下に制限する。より好ましくは、０．４０％以下である。
Ｂ：０．００５０％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り、Ｂを添加する場合は０．０００５％以上が望ましい。一方、Ｂ含有量が０．００５０％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０．００５０％以下に制限する。より好ましくは、０．００４０％以下である。
ＲＥＭ：０．０３０％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靭性を向上させる元素であり、ＲＥＭを添加する場合は０．００１％以上が望ましい。一方、ＲＥＭ含有量が０．０３０％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０．０３０％以下に制限する。より好ましくは、０．０２５％以下である。
Ｍｇ：０．０１５０％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、溶接熱影響部靭性を改善する元素であり、Ｍｇを添加する場合は０．０００２％以上が望ましい。しかし、Ｍｇ含有量が０．０１５０％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０．０１５０％以下に制限する。より好ましくは、０．０１００％以下である。
　なお、本発明において、上記厚鋼板および鋼片の成分組成は、さらに以下に述べる、Ｔｉ／Ｎ、ＣｅｑおよびＰｃｍ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、好ましくは下限が１．８０であって、上限が４．５０である。
Ｃｅｑ：０．２８０％以上、０．５４０％以下
　以下の（２）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０．５４０％より大きいと、ＨＡＺの基地組織自体の靭性劣化のため、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０．２８０～０．５４０％とする。なお、好ましくは下限が０．３００％であって、上限が０．５００％である。
Ｃｅｑ（％）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５　…（２）
Ｐｃｍ：０．２５０％以下
　以下の（３）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し、その結果、ＨＡＺ靭性が劣化する。Ｐｃｍが０．２５０％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０．２５０％以下とする。好ましくは０．２４０％以下である。一方、下限は特に限定されないが、過度にＰｃｍを減少しようとすると、Ｃｅｑの値が低くなりすぎてしまうため、０．１４０％程度が好ましい。
Ｐｃｍ（％）＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］）／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］…（３）
　なお、上記（１）～（３）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される。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。
［ポロシティの個数密度］
ポロシティの個数密度：０．１０個／ｍｍ２以下
　前述したように、鋼板内に残存するポロシティは破壊起点となるため、継手ＣＴＯＤ特性を悪化させる。特に、鋼板における円相当径が１８０μｍ以上であるポロシティの、１ｍｍ２当たりの個数（本発明において、単に「ポロシティの個数密度」ともいう）が０．１０個を超えると、継手ＣＴＯＤ試験における、き裂開口変位量（δ）が不十分な値となる可能性が極端に高くなる。また、ポロシティの個数密度が大きくなるほど、母材の板厚中心位置における降伏強度は低下する。そのため、前記ポロシティの個数密度を０．１０個／ｍｍ２以下とすることが重要である。
　本発明におけるポロシティの個数密度とは、厚鋼板の板幅方向に平行な厚み方向断面（圧延方向に垂直な断面）における、全厚×全幅での平均個数密度を指すものとする。なお、前記ポロシティの個数密度は、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が、測定方法は実施例に記載した方法に限定されず、公知の測定方法を用いて測定することができる。
　また、かかるポロシティの個数密度の測定頻度は、鋼片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１～２断面を測定すればよい。鋼片の溶製方法や圧延条件を変更しない限り、ポロシティ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といえる。
［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。なお、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。
・鋼片の加熱条件
　本発明において、鋼片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。かかる鋼片は、例えば連続鋳造法によって製造される。また、かかる鋼片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。
　上記の通り製造された鋼片を９９０℃以上、１２００℃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１２００℃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１２００℃以下とする。好ましくは下限の温度が９９０℃であって、上限の温度が１１８０℃である。
・熱間圧延条件
　熱間圧延は再結晶温度域と未再結晶温度域の両方における圧延条件を制御することが重要である。
　再結晶温度域では９５０℃以上の圧延において、圧下率／パスが３％以上の圧下を鋼板の板厚中心部と表面との変形抵抗比の平均値が０．７０以下の条件で累積圧下率が３０％以上となるように行う。
[鋼板の板厚中心部と表面との変形抵抗比：０．７０以下]
　本発明では、以下の（５）～（７）式で定義される鋼板の板厚中心部の変形抵抗ｋｆｍ（板厚中心）と表面の変形抵抗ｋｆｍ（表面）との比の平均値が０．７０以下（（４）式）とする。具体的には、ロール回転速度、ロール半径、ロールギャップを適切な値に調整しつつ、Ｃの質量％に応じて、板厚中心と表面の温度差が適切な値になるタイミングで圧延を行うことで、板厚中心部と表面との変形抵抗比の平均値を０．７０以下にする。
ｋｆｍ（板厚中心）／ｋｆｍ（表面）≦０．７０　…（４）
（ここで、ｋｆｍは（５）式による）
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000009
　ただし、式（５）～（７）における［Ｃ］はＣの質量％を、Ｔｋはｋｆｍを求める箇所、すなわち板厚中心または鋼板表面の絶対温度（Ｋ）、ｈ０は圧延入側の板厚、ｈ１は圧延出側の板厚、ｎはロール回転速度（ｒｐｍ）、ｒは圧下率、Ｒはロール半径（ｍｍ）をそれぞれ表す。
　なお、鋼板の表面の温度は放射温度計によって測定でき、板厚中心の温度は、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。
　上記（４）式に従う鋼板の板厚中心部と表面との変形抵抗比の平均値が０．７０を超える条件では、板厚１００ｍｍ超の厚鋼板に対し、その板厚中心部に十分な歪みを導入することができず、ポロシティが残存してしまう。その結果、ポロシティ個数密度を０．１０個／ｍｍ２以下にできない。このため、鋼板の板厚中心部と表面との変形抵抗比：０．７０以下、圧下率／パスが３％以上の圧下の累積圧下率：３０％以上とする。
［９５０℃以上の圧延］
　ここで、９５０℃以上で行う圧延の目的は、再結晶によって組織を微細化するとともに、粗大な介在物を微細化、分散化させることに加え、ポロシティを圧着することである。すなわち、９５０℃未満の圧延では、再結晶が起こり難く、オ－ステナイト粒の微細化が不十分となる。
［圧下率／パスが３％以上］
　圧下率／パスが３％未満の圧延では、板厚中心部に十分な歪みを導入することができず、圧下率／パスが３％以上であっても圧下の累積圧下率が３０％未満ではポロシティを十分に圧着できない。
［９５０℃未満の圧延］
　未再結晶温度域、すなわち９５０℃未満の圧延では、鋼板の板厚中心部と表面との変形抵抗比の平均値は再結晶温度域と同じく０．７０以下の条件とし、累積圧下率が４０％以上となるように圧延を行う。
　本発明における鋼は、９５０℃未満での圧延では再結晶が起こり難いため、圧延によって導入された歪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変態核として機能する。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。しかし、この温度域における累積圧下率が４０％未満の条件では、結晶粒微細化効果が不十分となる。また、板厚１００ｍｍ超の厚鋼板において、鋼板の板厚中心部と表面との変形抵抗比の平均値が０．７０を超えた条件では、板厚中心部に十分な歪みを導入することができず、板厚中心部の最終組織の微細化が不十分となり、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、未再結晶温度域での圧延は累積圧下率：４０％以上、鋼板の板厚中心部と表面との変形抵抗比の平均値：０．７０以下とする。
［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、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℃／ｓ以上
　板厚中心温度の平均冷却速度が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ＳＣ／ＩＣＨＡＺの継手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℃／ｓ以上とする。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の継手ＣＴＯＤ特性が劣化するため、冷却速度は５０．０℃／ｓ以下とすることが好ましい。
　なお、本発明において、次段落に示す冷却停止温度が５００℃以下の場合は、７００℃から５００℃までの冷却速度の平均値を上記平均冷却速度とし、この冷却停止温度が５００℃よりも高い場合は、７００℃から上記５００℃よりも高い冷却停止温度までの冷却速度の平均値を上記平均冷却速度とする。
冷却停止温度：６００℃以下
　前記冷却では、前記熱延鋼板を、板厚中心温度で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、ＳＣ／ＩＣＨＡＺの継手ＣＴＯＤ特性が劣化する。このため、冷却停止温度は６００℃以下とする。
［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、ＳＣＨＡＺの靭性が劣化する。そのため、焼戻し温度は７００℃以下とすることが好ましい。より好ましくは６５０℃以下である。なお、焼戻し温度の下限は特に限定されないが、３００℃程度とすることができる。
　なお、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に示す成分組成の鋼片を用いて、表２に示す製造条件で厚鋼板を製造した。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、ポロシティの個数密度、および降伏強度を以下の方法で測定した。
［平均有効結晶粒径］
　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、以下の条件でＥＢＳＰ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た。
ＥＢＳＰ条件
・解析領域：板厚中心の１ｍｍ×１ｍｍ領域
・ステップサイズ：０．４μｍ
［ポロシティの個数密度］
　鋼板内部の欠陥の検出には、非破壊で検査できるため超音波探傷が用いられることが多いが、正確に欠陥部の状態を確認するため直接観察を行い、ポロシティの個数密度を測定した。まず、圧延材の板幅方向に平行な厚み方向断面（圧延方向に垂直な断面）における、観察面が全厚×全幅サイズとなる観察用のサンプルを板長の中心位置から採取し、鏡面研磨仕上げした。かかる鏡面研磨仕上げしたサンプルを光学顕微鏡にて観察して写真を撮影し、得られた写真を画像解析して、存在するポロシティ個々の円相当径を求めた。粒径が１８０μｍ以上のポロシティの数を測定面積（板厚×板幅）で割ることで、円相当径が１８０μｍ以上であるポロシティの、１ｍｍ２当たりの個数を求めた。
［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１／４および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１／４および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た。また、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。
　次に、上記厚鋼板の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の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のサブマージアーク溶接（多層盛溶接）により作製した。試験方法は、ＢＳ規格ＥＮ１０２２５（２０１９）に準拠し、断面がｔ×ｔ（ｔは板厚）の正方形である試験片を用いて、試験温度：－４０℃におけるき裂開口変位量［ＣＴＯＤ値（δ）］を評価した。
　前記継手ＣＴＯＤ試験では、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、厚鋼板のそれぞれについて、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。
　前記試験後、試験片破面で、疲労予亀裂の先端がＥＮ１０２２５（２０１９）で規定するＣＧＨＡＺと、ＳＣ／ＩＣＨＡＺ境界のそれぞれにあることを確認した。なお、多層盛溶接の継手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。
　以上の測定結果を、表２に併記する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000012
　表２に記載の通り、本発明の条件を満たす厚鋼板（発明例）は、製造条件、母材の有効結晶粒径、ポロシティの個数密度のいずれもが発明の範囲を満たし、板厚１／４位置および板厚中心位置における降伏強度が３２０ＭＰａ以上であり、ＣＧＨＡＺのＣＴＯＤ値とＳＣ／ＩＣＨＡＺ境界のＣＴＯＤ値の両方が－４０℃において０．３０ｍｍ以上と、高強度と優れた継手ＣＴＯＤ特性を兼ね備えていた。
　これに対して、本発明の条件を満たさない厚鋼板（比較例）のうち、Ｎｏ．４２、４３、４７は、板厚１／４位置および板厚中心位置における降伏強度が３２０ＭＰａ未満である。Ｎｏ．２０は、板厚１／４位置および板厚中心位置における降伏強度が３２０ＭＰａ未満かつＳＣ／ＩＣＨＡＺ境界のＣＴＯＤ値が０．３０ｍｍ未満である。Ｎｏ．５２は板厚１／４位置における降伏強度は３２０ＭＰａ以上であるが、板厚中心位置における降伏強度が３２０ＭＰａ未満である。その他の比較例は、ＣＧＨＡＺのＣＴＯＤ値とＳＣ／ＩＣＨＡＺ境界のＣＴＯＤ値の一方または両方が０．３０ｍｍ未満である。いずれの比較例も、発明例に比べて母材強度や継手ＣＴＯＤ特性が劣っていた。

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    　　Ｃ　：０．０２～０．１２％、
    　　Ｓｉ：０．７０％以下、
    　　Ｍｎ：０．３～３．０％、
    　　Ｐ　：０．０５０％以下、
    　　Ｓ　：０．００５０％以下、
    　　Ａｌ：０．００２～０．１００％、
    　　Ｔｉ：０．００２～０．０６０％、
    　　Ｎ　：０．０１３０％以下、および
    　　Ｏ　：０．０１００％以下を含み、
    　　残部がＦｅおよび不可避的不純物であって、以下の（１）～（３）式を満たす成分組成を有し、
    　板厚中心部における平均有効結晶粒径が２０μｍ以下であって、かつ鋼板における円相当径：１８０μｍ以上のポロシティが１ｍｍ２当たりの個数で０．１０個以下である鋼板。
    １．５０≦Ｔｉ／Ｎ≦５．００　…（１）
    ０．２８０％≦Ｃｅｑ（＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５）≦０．５４０％　…（２）
    Ｐｃｍ（＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］）／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］）≦０．２５０％　…（３）
    （ただし、（１）～（３）式における括弧は、括弧内の元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されない場合にはゼロとする）
  2. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    　　Ｎｉ：２．０％以下、
    　　Ｃａ：０．０１８０％以下、
    　　Ｃｕ：２．００％以下、
    　　Ｃｒ：２．００％以下、
    　　Ｍｏ：２．００％以下、
    　　Ｎｂ：０．０７０％以下、
    　　Ｖ　：０．２０％以下、
    　　Ｗ　：０．５０％以下、
    　　Ｂ　：０．００５０％以下、
    　　ＲＥＭ：０．０３０％以下および、
    　　Ｍｇ：０．０１５０％以下からなる群より選択される１種または２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に記載の鋼板を製造する方法であって、
    　請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼片を、９９０℃以上１２００℃以下の範囲に加熱し、以下の（４）式の条件を満足し、かつ板厚中心の温度が９５０℃以上の圧延においては圧下率／パスが３％以上の圧下を累積圧下率で３０％以上とし、板厚中心の温度が９５０℃未満の圧延においては累積圧下率を４０％以上とする熱間圧延を行い、次いで、板厚中心の平均冷却速度を１．０℃／ｓ以上で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却するに際し、上記冷却停止温度が５００℃以下の場合は、７００℃から５００℃までの冷却速度の平均値を上記平均冷却速度とし、上記冷却停止温度が５００℃よりも高い場合は、７００℃から上記５００℃よりも高い冷却停止温度までの冷却速度の平均値を上記平均冷却速度とする鋼板の製造方法。
    ｋｆｍ（板厚中心）／ｋｆｍ（表面）≦０．７０　…（４）
    （ここで、ｋｆｍは（５）式による）
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
     （ただし、式（５）～（７）における［Ｃ］はＣの質量％、Ｔｋは板厚中心または鋼板表面の絶対温度（Ｋ）、ｈ０は圧延入側の板厚、ｈ１は圧延出側の板厚、ｎはロール回転速度（ｒｐｍ）、ｒは圧下率、Ｒはロール半径（ｍｍ）を表す）
  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。
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