JP5643542B2 - Thick steel plate with excellent fatigue characteristics - Google Patents

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Description

本発明は、主として船舶、建築物、橋梁などの構造用材料として用いられる厚鋼板に関するものであり、特に疲労特性に優れた厚鋼板に関するものである。   The present invention relates to a thick steel plate mainly used as a structural material for ships, buildings, bridges and the like, and particularly to a thick steel plate having excellent fatigue characteristics.

船舶、建築物、橋梁等は、通常、板厚６ｍｍ以上の厚鋼板を溶接により接合して組み立てられる。鋼板の溶接部では、応力集中が起こりやすいため疲労破壊が起こりやすい。   Ships, buildings, bridges and the like are usually assembled by welding thick steel plates having a thickness of 6 mm or more by welding. In a welded portion of a steel plate, stress concentration tends to occur, so fatigue failure is likely to occur.

疲労特性を改善する技術として、例えば特許文献１〜３が挙げられる。特許文献１は溶接熱影響部における硬度値が母材または溶接金属のいずれか硬度の低い方の硬度の８０％以上として、溶接継手の応力集中を緩和している。特許文献２では、溶接金属と溶接熱影響部の硬さの差を少なくすることによって、溶接金属およびＨＡＺの片側のみでのひずみ集中を抑制して疲労強度を向上させている。また、特許文献３は溶接熱影響部と母材の硬さの差を小さくすることによって応力・歪みの集中を緩和し、溶接部の疲労強度や耐応力腐食割れ性を向上させている。しかし、特許文献１〜３では、Ｓｉ量が多かったり、Ｎｂ量、Ｍｏ量等が多かったりするため、疲労特性や靭性において不十分であった。   Examples of techniques for improving fatigue characteristics include Patent Documents 1 to 3. In Patent Document 1, the hardness value in the weld heat affected zone is 80% or more of the lower hardness of the base metal or the weld metal, and the stress concentration of the welded joint is relaxed. In Patent Document 2, by reducing the difference in hardness between the weld metal and the weld heat affected zone, the strain concentration on only one side of the weld metal and the HAZ is suppressed, and the fatigue strength is improved. Patent Document 3 relaxes the stress / strain concentration by reducing the difference in hardness between the weld heat affected zone and the base metal, and improves the fatigue strength and stress corrosion cracking resistance of the weld zone. However, in Patent Documents 1 to 3, since the Si amount is large, the Nb amount, the Mo amount, and the like are large, the fatigue characteristics and toughness are insufficient.

特開２００６−１６９６０２号公報JP 2006-169602 A 特開平７−１７１６７９号公報JP-A-7-171679 特開２００１−７３０７１号公報JP 2001-73071 A

本発明は、疲労特性に優れた厚鋼板を提供することを目的とする。   An object of this invention is to provide the thick steel plate excellent in the fatigue characteristic.

上記課題を達成し得た本発明に係る厚鋼板は、Ｃ：０．０２〜０．１５％（質量％の意味。以下、同じ）、Ｓｉ：０．３０％以下（０％を含む）、Ｍｎ：１．０〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００５〜０．０６％、Ｎ：０．００３８〜０．０１０％を夫々含有するとともに、残部は不可避的不純物であり、鋼組織中の転位密度が１×１０10〜１０×１０10（／ｃｍ2）であり、前記転位密度と、下記式（１）および（２）で表されるＤI値およびＨ値が
Ｈ値／ＤI値≦２３ および
２．２≦（転位密度／１０10）／ＤI値≦６．５
の関係を満たすことを特徴とするものであり、疲労特性に優れている。
ＤI値=（Ｃ／１０）0.5×（１．７−０．０９×６）×（０．７×Ｓｉ＋１）×Ｆ１×（０．３５×Ｃｕ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（１．７５×Ｖ＋１）×（２００×Ｆ２＋１) ・・・（１）
但し、上記式（１）において
Ｆ１は、
Ｍｎ＜１．２の場合は、Ｆ１＝３．３３×Ｍｎ＋１
Ｍｎ≧１．２の場合は、Ｆ１＝５．１×（Ｍｎ−１．２）＋５
Ｆ２は、
Ｂ−０．３×（Ｎ−Ｔｉ×１４／４８）×１１／１４＜０の場合は、Ｆ２＝０
Ｂ−０．３×（Ｎ−Ｔｉ×１４／４８）×１１／１４≧０の場合は、Ｆ２＝Ｂ−０．３×（Ｎ−Ｔｉ×１４／４８）×１１／１４
Ｈ値＝−１５３×Ｃ＋１１２×Ｓｉ−３×Ｍｎ−６３×Ｃｕ＋２４０×Ａｌ−１５×Ｎｉ−３０５×Ｃｒ＋１７９１×Ｍｏ−１１０×Ｎｂ−７５８×Ｔｉ−１９２９×Ｂ＋１０６８×Ｎ＋４ ・・・（２）
（上記式（１）、（２）中、元素名は各元素の含有量（質量％）を表し、含有していない元素がある場合、その含有量については０質量％として計算するものとする。） Thick steel plates according to the present invention that can achieve the above-mentioned problems are: C: 0.02 to 0.15% (meaning mass%, hereinafter the same), Si: 0.30% or less (including 0%), Mn: 1.0 to 2.5%
P: 0.015% or less (not including 0%), S: 0.01% or less (not including 0%), Al: 0.005 to 0.06%, N: 0.0038 to 0.010 %, The balance is inevitable impurities, the dislocation density in the steel structure is 1 × 10 10 to 10 × 10 10 (/ cm 2 ), the dislocation density, and the following formula (1) and The DI value and H value represented by (2) are H value / D I value ≦ 23 and 2.2 ≦ (dislocation density / 10 10 ) / D I value ≦ 6.5.
It is characterized by satisfying this relationship, and has excellent fatigue properties.
D I value = (C / 10) 0.5 × (1.7−0.09 × 6) × (0.7 × Si + 1) × F1 × (0.35 × Cu + 1) × (0.36 × Ni + 1) × ( 2.16 × Cr + 1) × (3 × Mo + 1) × (1.75 × V + 1) × (200 × F2 + 1) (1)
However, in the above formula (1), F1 is
For Mn <1.2, F1 = 3.33 × Mn + 1
When Mn ≧ 1.2, F1 = 5.1 × (Mn−1.2) +5
F2 is
In the case of B-0.3 × (N-Ti × 14/48) × 11/14 <0, F2 = 0
When B-0.3 × (N-Ti × 14/48) × 11/14 ≧ 0, F2 = B−0.3 × (N-Ti × 14/48) × 11/14
H value = −153 × C + 112 × Si−3 × Mn−63 × Cu + 240 × Al-15 × Ni-305 × Cr + 1791 × Mo-110 × Nb-758 × Ti-1929 × B + 1068 × N + 4 (2)
(In the above formulas (1) and (2), the element name represents the content (mass%) of each element, and when there is an element not contained, the content is calculated as 0 mass%. .)

本発明における厚鋼板は、必要に応じて更に、（ａ）Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：０．６％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種、（ｂ）Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０６０％以下（０％を含まない）、およびＴｉ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種、（ｃ）Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｃａ：０．０１０％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、（ｆ）Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＨｆ：０．０５％以下（０％を含まない）、（ｇ）ＲＥＭ：０．０２％以下（０％を含まない）を含有していてもよい。   The thick steel plate according to the present invention may further include (a) Cu: 2% or less (not including 0%), Ni: 2% or less (not including 0%), Cr: 2% or less (0%) as necessary. And at least one selected from the group consisting of Mo: 0.6% or less (not including 0%), (b) V: 0.1% or less (not including 0%), Nb : At least one selected from the group consisting of 0.060% or less (excluding 0%) and Ti: 0.1% or less (not including 0%), (c) B: 0.005% or less (Not including 0%), (d) Ca: 0.010% or less (not including 0%), (e) Mg: 0.005% or less (not including 0%), (f) Zr: 0 .1% or less (excluding 0%) and / or Hf: 0.05% or less (not including 0%), (g) REM: 0.02% or less ( % May contain included not) a.

本発明によれば、各種成分組成が適切に調整されているとともに、溶接熱影響部の均一伸びの指標となるＨ値と溶接熱影響部の強度の指標となるＤI値との比（Ｈ値／ＤI値）、母材強度の指標となる転位密度、および母材強度の指標となる転位密度と溶接熱影響部の強度の比の指標となるＤI値の比（（転位密度）／ＤI値）がいずれも適切に制御されているため、疲労特性に優れた厚鋼板を実現することができる。 According to the present invention, together with various chemical composition is properly adjusted, the ratio of D I value indicative of the strength of the weld heat affected zone and the H value as an index of uniform elongation of the weld heat affected zone (H value / D I value), the ratio of D I values indicative of the intensity ratio of the dislocation density is indicative of the base material strength, and the weld heat affected zone dislocation density as an index of the base material strength ((dislocation density) / D I value) is appropriately controlled, so that it is possible to realize a thick steel plate having excellent fatigue characteristics.

図１は、疲労特性の測定に用いた試験片を示す概略図である。FIG. 1 is a schematic view showing a test piece used for measurement of fatigue characteristics.

厚鋼板の溶接部では、通常、溶接止端部に応力が集中するため、疲労破壊は溶接止端部から溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」と呼ぶ。）に向かって発生する。本発明者らはこのＨＡＺに発生および進展する疲労破壊について検討した結果、（ｉ）応力集中がＨＡＺと母材の境目付近で発生するようにするとともに、（ｉｉ）ＨＡＺの均一伸びを小さくすれば、ＨＡＺにおける疲労の発生を制御することができる結果、疲労特性を向上させることができることを見出し、本発明を完成した。   In a thick steel plate welded portion, stress is normally concentrated at the weld toe, so that fatigue failure occurs from the weld toe toward the weld heat affected zone (hereinafter referred to as “HAZ”). As a result of examining the fatigue fracture that occurs and propagates in the HAZ, the present inventors have (i) made stress concentration occur near the boundary between the HAZ and the base metal, and (ii) reduced the uniform elongation of the HAZ. As a result, it has been found that the fatigue characteristics can be improved as a result of controlling the occurrence of fatigue in the HAZ, and the present invention has been completed.

まず、ＨＡＺと母材の境目付近に応力集中させるためには、母材の強度を低く調整するとともに、母材の強度とＨＡＺの強度のバランスを調整することが有効である。   First, in order to concentrate the stress near the boundary between the HAZ and the base material, it is effective to adjust the strength of the base material to be low and adjust the balance between the strength of the base material and the strength of the HAZ.

母材の強度は、母材中に存在する転位密度と相関関係があり、転位密度が多くなるほど母材の強度は上昇する。本発明においては、母材の強度を低く調整する必要があることから転位密度の上限を１０×１０10（／ｃｍ2）と定めた。一方、母材の強度が低くなりすぎると、即ち転位密度が小さすぎると、母材が疲労破壊してしまうこととなるため、転位密度の下限は１×１０10（／ｃｍ2）と定めた。転位密度は、好ましくは２×１０10〜９×１０10（／ｃｍ2）であり、より好ましくは３×１０10〜８×１０10（／ｃｍ2）である。 The strength of the base material has a correlation with the dislocation density existing in the base material, and the strength of the base material increases as the dislocation density increases. In the present invention, the upper limit of the dislocation density is set to 10 × 10 10 (/ cm 2 ) because the strength of the base material needs to be adjusted low. On the other hand, if the strength of the base material becomes too low, that is, if the dislocation density is too small, the base material will be fatigued, so the lower limit of the dislocation density is set to 1 × 10 10 (/ cm 2 ). . The dislocation density is preferably 2 × 10 10 to 9 × 10 10 (/ cm 2 ), more preferably 3 × 10 10 to 8 × 10 10 (/ cm 2 ).

ＨＡＺの強度は、下記式（１）で算出されるＤI値と相関関係がある。下記式（１）のＤI値は、鋼の焼入れ性を表す指標として一般的な理想臨界直径を元に、本発明の化学成分組成における実験に基づいて修正を加えた式である。
ＤI値=（Ｃ／１０）0.5×（１．７−０．０９×６）×（０．７×Ｓｉ＋１）×Ｆ１×（０．３５×Ｃｕ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（１．７５×Ｖ＋１）×（２００×Ｆ２＋１) ・・・（１）
但し、上記式（１）において
Ｆ１は、
Ｍｎ＜１．２の場合は、Ｆ１＝３．３３×Ｍｎ＋１
Ｍｎ≧１．２の場合は、Ｆ１＝５．１×（Ｍｎ−１．２）＋５
Ｆ２は、
Ｂ−０．３×（Ｎ−Ｔｉ×１４／４８）×１１／１４＜０の場合は、Ｆ２＝０
Ｂ−０．３×（Ｎ−Ｔｉ×１４／４８）×１１／１４≧０の場合は、Ｆ２＝Ｂ−０．３×（Ｎ−Ｔｉ×１４／４８）×１１／１４
本発明では、母材とＨＡＺの境目付近に応力集中させるため、ＨＡＺと比べて母材の強度が十分に低くなるよう、母材強度の指標となる上記転位密度と、ＨＡＺの強度の指標となるＤI値を（転位密度／１０10）／ＤI値が６．５以下となるように制御する。（転位密度／１０10）／ＤI値は好ましくは６．０以下であり、より好ましくは５．５以下である。一方、母材の強度が低下しすぎると、母材が疲労破壊してしまうこととなるため、（転位密度／１０10）／ＤI値は２．２以上とする。（転位密度／１０10）／ＤI値は好ましくは２．５以上であり、より好ましくは３．０以上である。 HAZ strength is correlated with D I value calculated by the following formula (1). D I value of the formula (1) is based on a common ideal critical diameter as an index of the hardenability of the steel is an equation with modifications based on experiments in the chemical composition of the present invention.
D I value = (C / 10) 0.5 × (1.7−0.09 × 6) × (0.7 × Si + 1) × F1 × (0.35 × Cu + 1) × (0.36 × Ni + 1) × ( 2.16 × Cr + 1) × (3 × Mo + 1) × (1.75 × V + 1) × (200 × F2 + 1) (1)
However, in the above formula (1), F1 is
For Mn <1.2, F1 = 3.33 × Mn + 1
When Mn ≧ 1.2, F1 = 5.1 × (Mn−1.2) +5
F2 is
In the case of B-0.3 × (N-Ti × 14/48) × 11/14 <0, F2 = 0
When B-0.3 × (N-Ti × 14/48) × 11/14 ≧ 0, F2 = B−0.3 × (N-Ti × 14/48) × 11/14
In the present invention, since stress is concentrated near the boundary between the base material and the HAZ, the dislocation density, which is an index of the base material strength, and an index of the strength of the HAZ are set so that the strength of the base material is sufficiently lower than the HAZ. comprising D and I values (dislocation density / 10 10) / D I value is controlled to be 6.5 or less. The (dislocation density / 10 10 ) / D I value is preferably 6.0 or less, and more preferably 5.5 or less. On the other hand, when the strength of the base material is too low, since it becomes the base material resulting in fatigue failure, and (dislocation density / 10 10) / D I value 2.2 or higher. The (dislocation density / 10 10 ) / D I value is preferably 2.5 or more, more preferably 3.0 or more.

次に、ＨＡＺの均一伸びについて説明する。本発明でＨＡＺの均一伸びを小さくするのは、ＨＡＺの均一伸びを小さくして塑性変形を少なくすることによって、ＨＡＺにおける疲労亀裂の発生を抑制することができるためである。ＨＡＺの均一伸びは、下記式（２）で表されるＨ値と相関関係がある。
Ｈ値＝−１５３×Ｃ＋１１２×Ｓｉ−３×Ｍｎ−６３×Ｃｕ＋２４０×Ａｌ−１５×Ｎｉ−３０５×Ｃｒ＋１７９１×Ｍｏ−１１０×Ｎｂ−７５８×Ｔｉ−１９２９×Ｂ＋１０６８×Ｎ＋４ ・・・（２）
Ｈ値は、ＨＡＺの伸びと合金元素との関係を実験的に求めたものである。一般的に、鋼材において引張強度が高くなるほど均一伸びは低くなるものであるが、本発明では、本発明のＨＡＺの強度クラス（約５００〜７００ＭＰａ）においても低い均一伸びを達成している点で従来技術と異なっている。すなわち、本願発明ではＨＡＺの均一伸びの指標となるＨ値と、ＨＡＺの強度の指標となるＤI値をＨ値／ＤI値≦２３の関係を満たすように制御している。Ｈ値／ＤI値は好ましくは２０以下であり、より好ましくは１５以下である。一方、Ｈ値／ＤI値の値が小さくなりすぎると母材強度が上がって靭性が下がることがある。そこでＨ値／ＤI値は、好ましくは３以上であり、より好ましくは５以上である。 Next, the uniform elongation of HAZ will be described. The reason why the uniform elongation of the HAZ is reduced in the present invention is that the generation of fatigue cracks in the HAZ can be suppressed by reducing the uniform elongation of the HAZ to reduce plastic deformation. The uniform elongation of HAZ has a correlation with the H value represented by the following formula (2).
H value = −153 × C + 112 × Si−3 × Mn−63 × Cu + 240 × Al-15 × Ni-305 × Cr + 1791 × Mo-110 × Nb-758 × Ti-1929 × B + 1068 × N + 4 (2)
The H value is obtained by experimentally determining the relationship between the HAZ elongation and the alloy element. In general, the higher the tensile strength of the steel material, the lower the uniform elongation, but the present invention achieves a low uniform elongation even in the HAZ strength class (about 500 to 700 MPa) of the present invention. It is different from the prior art. That is, in the present invention, the H value that is an index of uniform elongation of the HAZ and the D I value that is an index of the strength of the HAZ are controlled so as to satisfy the relationship of H value / D I value ≦ 23. The H value / D I value is preferably 20 or less, more preferably 15 or less. On the other hand, H value / D when the value of I value is too small base metal strength is sometimes toughness decreases up. Therefore H value / D I value is preferably 3 or more, more preferably 5 or more.

なお、上記式（１）、（２）中、元素名は各元素の含有量（質量％）を表し、含有していない元素がある場合、その含有量については０質量％として計算するものとする。   In addition, in said formula (1), (2), an element name represents content (mass%) of each element, and when there is an element which does not contain, it shall calculate as 0 mass% about the content. To do.

本発明に係る厚鋼板の化学成分について以下に説明する。   The chemical components of the thick steel plate according to the present invention will be described below.

Ｃ：０．０２〜０．１５％
Ｃは、鋼板の強度を確保するために必須の元素である。そこでＣ量を０．０２％以上とする。Ｃ量は、好ましくは０．０３％以上であり、より好ましくは０．０４％以上である。一方、Ｃ量が過剰になると硬質な島状マルテンサイト（ＭＡ）が多く生成して母材の靭性劣化を招くこととなる。そこでＣ量は０．１５％以下とする。Ｃ量は、好ましくは０．１３％以下であり、より好ましくは０．１１％以下である。 C: 0.02-0.15%
C is an essential element for securing the strength of the steel sheet. Therefore, the C amount is set to 0.02% or more. The amount of C is preferably 0.03% or more, and more preferably 0.04% or more. On the other hand, if the amount of C is excessive, a large amount of hard island martensite (MA) is generated, leading to toughness deterioration of the base material. Therefore, the C amount is 0.15% or less. The amount of C is preferably 0.13% or less, more preferably 0.11% or less.

Ｓｉ：０．３０％以下（０％を含む）
Ｓｉは、必須元素ではないが、固溶強化により強度を確保するのに有用な元素である。このような効果を発揮させるためには、０．０５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｓｉ量が過剰になると硬質な島状マルテンサイト（ＭＡ）が多く生成して母材の靭性劣化を招くこととなる。従ってＳｉ量の上限は０．３０％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．２７％以下であり、より好ましくは０．２３％以下である。 Si: 0.30% or less (including 0%)
Si is not an essential element, but is an element useful for securing strength by solid solution strengthening. In order to exhibit such an effect, it is preferable to make it contain 0.05% or more, More preferably, it is 0.10% or more. On the other hand, when the amount of Si is excessive, a large amount of hard island martensite (MA) is generated, leading to deterioration of the toughness of the base material. Therefore, the upper limit of Si content is 0.30% or less. The amount of Si is preferably 0.27% or less, and more preferably 0.23% or less.

Ｍｎ：１．０〜２．５％
Ｍｎは、鋼板の強度を確保するのに有用な元素である。そこでＭｎ量は１．０％以上とする。Ｍｎ量は、好ましくは１．２０％以上であり、より好ましくは１．４０％以上である。一方、Ｍｎ量が過剰になるとＨＡＺの強度が上昇しすぎて靭性が劣化する。そこでＭｎ量は２．５％以下とする。Ｍｎ量は、好ましくは２．３％以下であり、より好ましくは２．０％以下である。 Mn: 1.0 to 2.5%
Mn is an element useful for ensuring the strength of the steel sheet. Therefore, the Mn content is 1.0% or more. The amount of Mn is preferably 1.20% or more, more preferably 1.40% or more. On the other hand, when the amount of Mn becomes excessive, the strength of the HAZ increases too much and the toughness deteriorates. Therefore, the Mn content is 2.5% or less. The amount of Mn is preferably 2.3% or less, more preferably 2.0% or less.

Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）
Ｐは、粒界破壊を起こしやすく靭性に悪影響を及ぼす不純物元素であるため、その含有量はできるだけ少ないことが好ましい。母材およびＨＡＺ靭性を確保するためには、Ｐ量は０．０１５％以下とする。Ｐ量は、好ましくは０．０１３％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。 P: 0.015% or less (excluding 0%)
Since P is an impurity element that easily causes grain boundary fracture and adversely affects toughness, its content is preferably as small as possible. In order to ensure the base material and the HAZ toughness, the P content is 0.015% or less. The amount of P is preferably 0.013% or less, and more preferably 0.010% or less.

Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）
Ｓは、Ｍｎ硫化物を形成して母材靭性を劣化させる元素であるので、その含有量はできるだけ少ないことが好ましい。母材の靭性を確保するためには、Ｓ量は０．０１％以下とする。Ｓ量は、好ましくは０．００８％以下であり、より好ましくは０．００６％以下である。 S: 0.01% or less (excluding 0%)
Since S is an element that forms Mn sulfide and degrades the toughness of the base material, its content is preferably as small as possible. In order to ensure the toughness of the base material, the S content is 0.01% or less. The amount of S is preferably 0.008% or less, and more preferably 0.006% or less.

Ａｌ：０．００５〜０．０６％
Ａｌは、脱酸剤として有用な元素であるとともに、鋼板のミクロ組織化による疲労強度向上効果も発揮する元素である。そこでＡｌ量は０．００５％以上とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０２％以上である。一方、Ａｌ量が過剰になると島状マルテンサイト（ＭＡ）が多く生成して疲労特性に悪影響を与える。そこでＡｌ量は０．０６％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０４５％以下である。 Al: 0.005-0.06%
Al is an element useful as a deoxidizing agent and also exhibits an effect of improving fatigue strength by microstructuring of a steel sheet. Therefore, the Al content is 0.005% or more. The amount of Al is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.02% or more. On the other hand, when the amount of Al is excessive, a large amount of island martensite (MA) is generated, which adversely affects the fatigue characteristics. Therefore, the Al amount is set to 0.06% or less. The amount of Al is preferably 0.05% or less, more preferably 0.045% or less.

Ｎ：０．００３８〜０．０１０％
Ｎは、Ａｌ等と結合して窒化物を形成することによって鋼板組織を微細化させ、母材およびＨＡＺの靭性、疲労特性を確保する上で有用な元素である。そこでＮ量を０．００３８％以上とする。Ｎ量は、好ましくは０．００４０％以上であり、より好ましくは０．００４５％以上、さらに好ましくは０．００５０％以上である。一方、Ｎ量が過剰になると、固溶Ｎ量が増大して歪時効が起こることによって母材およびＨＡＺの靭性が劣化する。そこでＮ量は０．０１０％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．００９％以下であり、より好ましくは０．００８％以下である。 N: 0.0038 to 0.010%
N is an element useful for refining the steel sheet structure by bonding with Al or the like to form nitrides and ensuring the toughness and fatigue characteristics of the base material and HAZ. Therefore, the N amount is set to 0.0038% or more. The N amount is preferably 0.0040% or more, more preferably 0.0045% or more, and further preferably 0.0050% or more. On the other hand, when the amount of N becomes excessive, the solid solution N amount increases and strain aging occurs, thereby deteriorating the toughness of the base material and the HAZ. Therefore, the N amount is 0.010% or less. The N amount is preferably 0.009% or less, and more preferably 0.008% or less.

本発明に係る厚鋼板の基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が含まれることは当然に許容される。さらに本発明の厚鋼板は必要に応じて、以下の任意元素を含有していてもよい。   The basic components of the thick steel plate according to the present invention are as described above, and the balance is substantially iron. However, it is naturally allowed to include inevitable impurities brought in depending on the situation of raw materials, materials, manufacturing equipment, and the like. Furthermore, the thick steel plate of the present invention may contain the following optional elements as necessary.

Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：０．６％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、およびＭｏは、いずれも鋼板の高強度化に有効な元素であり、その効果はこれらの含有量が増加するにつれて増大する。このような観点から、Ｃｕ量、Ｎｉ量、Ｍｏ量はいずれも０．１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．２％以上である。Ｃｒ量は、０．２％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．５％以上である。一方、これらの元素が過剰になると、強度の過大な上昇を招き、母材およびＨＡＺ靭性を劣化させる。そこで、Ｃｕ、Ｎｉ、およびＣｒはいずれも２％以下とすることが好ましい。Ｍｏ量は０．６％以下とすることが好ましい。Ｃｕ量およびＮｉ量はいずれも１．０％以下とすることがより好ましく、さらに好ましくは０．８％以下である。Ｃｒ量はより好ましくは１．５％以下であり、さらに好ましくは１．３％以下である。Ｍｏ量はより好ましくは０．５％以下であり、さらに好ましくは０．４％以下である。 Cu: 2% or less (not including 0%), Ni: 2% or less (not including 0%), Cr: 2% or less (not including 0%), and Mo: 0.6% or less (0% At least one selected from the group consisting of Cu, Ni, Cr, and Mo are effective elements for increasing the strength of the steel sheet, and the effect increases as the content thereof increases. To do. From such a viewpoint, it is preferable that the amount of Cu, the amount of Ni, and the amount of Mo are all 0.1% or more, and more preferably 0.2% or more. The Cr content is preferably 0.2% or more, and more preferably 0.5% or more. On the other hand, when these elements are excessive, the strength is excessively increased and the base material and the HAZ toughness are deteriorated. Therefore, it is preferable that Cu, Ni, and Cr are all 2% or less. The Mo amount is preferably 0.6% or less. The Cu content and the Ni content are both preferably 1.0% or less, and more preferably 0.8% or less. The amount of Cr is more preferably 1.5% or less, and still more preferably 1.3% or less. The amount of Mo is more preferably 0.5% or less, and still more preferably 0.4% or less.

Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０６０％以下（０％を含まない）、およびＴｉ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種
Ｖ、Ｎｂ、およびＴｉはいずれも炭窒化物として析出し、γ粒の粗大化を抑制することによって母材靭性を良好にするのに有効な元素である。そこで、Ｖ量、Ｎｂ量はいずれも０．０１０％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０２０％以上である。Ｔｉ量は０．０１０％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０１２％以上である。一方、Ｖ量、Ｎｂ量、およびＴｉ量が過剰になるとＨＡＺ組織の粗大化を招き、ＨＡＺ靭性が劣化する。そこでＶ量およびＴｉ量はいずれも０．１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０８％以下であり、さらに好ましくは０．０６％以下である。Ｎｂ量は０．０６０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０５０％以下であり、さらに好ましくは０．０４０％以下である。 V: selected from the group consisting of 0.1% or less (not including 0%), Nb: 0.060% or less (not including 0%), and Ti: 0.1% or less (not including 0%) At least one of V, Nb, and Ti is an element effective for improving the base material toughness by precipitating as carbonitride and suppressing the coarsening of γ grains. Therefore, both the V amount and the Nb amount are preferably 0.010% or more, and more preferably 0.020% or more. The Ti amount is preferably 0.010% or more, more preferably 0.012% or more. On the other hand, if the V amount, Nb amount, and Ti amount become excessive, the HAZ structure becomes coarse and the HAZ toughness deteriorates. Therefore, the V amount and the Ti amount are both preferably 0.1% or less, more preferably 0.08% or less, and further preferably 0.06% or less. The Nb content is preferably 0.060% or less, more preferably 0.050% or less, and still more preferably 0.040% or less.

Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）
Ｂは、母材およびＨＡＺの靭性を向上させるのに有効な元素である。そこで、Ｂ量は０．０００５％以上含有させるのが好ましく、より好ましくは０．０００８％以上である。一方、Ｂ量が過剰になるとオーステナイト粒界でのＢＮ偏析を招き、母材およびＨＡＺの靭性を劣化させる。そこでＢ量は、０．００５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００４５％以下であり、さらに好ましくは０．００４０％以下であり、一層好ましくは０．００２０％以下である。 B: 0.005% or less (excluding 0%)
B is an element effective for improving the toughness of the base material and the HAZ. Therefore, the B content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0008% or more. On the other hand, when the amount of B is excessive, BN segregation occurs at the austenite grain boundary, and the toughness of the base material and the HAZ is deteriorated. Therefore, the B content is preferably 0.005% or less, more preferably 0.0045% or less, still more preferably 0.0040% or less, and still more preferably 0.0020% or less.

Ｃａ：０．０１０％以下（０％を含まない）
Ｃａは、硫化物の形態を制御してＨＡＺの靭性向上に寄与する元素である。そこで、Ｃａ量は０．０００５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００１０％以上である。しかしながら、その含有量が過剰であると粗大介在物が生成して母材およびＨＡＺの靭性が劣化する。そこでＣａ量は、０．０１０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００８０％以下であり、さらに好ましくは０．００５０％以下である。 Ca: 0.010% or less (excluding 0%)
Ca is an element that contributes to improving the toughness of HAZ by controlling the form of sulfide. Therefore, the Ca content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0010% or more. However, if the content is excessive, coarse inclusions are generated and the toughness of the base material and the HAZ deteriorates. Therefore, the Ca content is preferably 0.010% or less, more preferably 0.0080% or less, and still more preferably 0.0050% or less.

Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）
Ｍｇは、酸化物および窒化物を形成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制することによってＨＡＺ特性（靭性）を向上させる。そこでＭｇ量は、０．０００５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｍｇ量が過剰になると介在物が粗大化して靭性が劣化する。そこで、Ｍｇ量は０．００５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００４０％以下であり、さらに好ましくは０．００３０％以下である。 Mg: 0.005% or less (excluding 0%)
Mg forms oxides and nitrides and improves HAZ characteristics (toughness) by suppressing the coarsening of austenite grains. Therefore, the Mg content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0010% or more. On the other hand, when the amount of Mg becomes excessive, inclusions become coarse and toughness deteriorates. Therefore, the Mg content is preferably 0.005% or less, more preferably 0.0040% or less, and still more preferably 0.0030% or less.

Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＨｆ：０．０５％以下（０％を含まない）
ＺｒおよびＨｆはいずれも、窒化物を形成してオーステナイト粒を微細化し、ＨＡＺ特性改善に有効な元素である。そこでＺｒ量は０．００１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００２％以上である。Ｈｆ量は０．００１０％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００１５％以上である。一方、Ｚｒ量およびＨｆ量が過剰になると却ってＨＡＺ特性を劣化させるようになるので、Ｚｒ量は０．１％以下とすることが好ましく、Ｈｆ量は０．０５％以下とすることが好ましい。Ｚｒ量はより好ましくは０．０５％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。Ｈｆ量はより好ましくは０．０３％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。 Zr: 0.1% or less (not including 0%) and / or Hf: 0.05% or less (not including 0%)
Both Zr and Hf are effective elements for improving HAZ characteristics by forming nitrides to refine austenite grains. Therefore, the Zr content is preferably 0.001% or more, and more preferably 0.002% or more. The Hf content is preferably 0.0010% or more, more preferably 0.0015% or more. On the other hand, if the amount of Zr and the amount of Hf are excessive, the HAZ characteristics are deteriorated. Therefore, the amount of Zr is preferably 0.1% or less, and the amount of Hf is preferably 0.05% or less. The amount of Zr is more preferably 0.05% or less, and still more preferably 0.02% or less. The amount of Hf is more preferably 0.03% or less, and still more preferably 0.02% or less.

ＲＥＭ：０．０２％以下（０％を含まない）
ＲＥＭ（希土類元素）は、介在物の形態を制御して、母材およびＨＡＺの靭性向上に寄与する元素である。そこで、ＲＥＭ量は０．００５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０１０％以上である。一方、ＲＥＭ量が過剰になると、酸化物が粗大になることによって母材およびＨＡＺの靭性を劣化させる。そこで、ＲＥＭ量は０．０２％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０１８％以下である。なお、本発明においてＲＥＭは、周期律表３族に属するスカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）およびランタノイド系列希土類元素（原子番号５７〜７１）の元素のいずれをも用いることができる。 REM: 0.02% or less (excluding 0%)
REM (rare earth element) is an element that contributes to improving the toughness of the base material and the HAZ by controlling the form of inclusions. Therefore, the REM content is preferably 0.005% or more, and more preferably 0.010% or more. On the other hand, when the amount of REM becomes excessive, the toughness of the base material and the HAZ deteriorates due to the coarse oxide. Therefore, the REM content is preferably 0.02% or less, more preferably 0.018% or less. In the present invention, REM can use any of scandium (Sc), yttrium (Y), and lanthanoid series rare earth elements (atomic numbers 57 to 71) belonging to Group 3 of the periodic table.

本発明に係る厚鋼板の板厚は特に限定されないが、好ましくは６ｍｍ以上であり、より好ましくは１０ｍｍ以上（特に１５ｍｍ以上）である。   The plate thickness of the thick steel plate according to the present invention is not particularly limited, but is preferably 6 mm or more, more preferably 10 mm or more (particularly 15 mm or more).

本発明の厚鋼板を製造する方法は特に限定されないが、鋼を溶製して鋳造した後、熱間圧延を施すという厚鋼板の一連の製造工程において、上記した転位密度を確保する上では特に熱間圧延の累積圧下率、および熱間圧延後の冷却速度を適切に制御することが好ましい。   The method for producing the thick steel plate of the present invention is not particularly limited, but in order to ensure the above-mentioned dislocation density in a series of production steps of the thick steel plate in which the steel is melted and cast and then hot rolled. It is preferable to appropriately control the cumulative rolling reduction of hot rolling and the cooling rate after hot rolling.

熱間圧延の累積圧下率は７０％以上とすることが好ましく、より好ましくは７５％以上である。また熱間圧延後の冷却速度は１〜１２℃／秒とすることが好ましく、より好ましくは３〜１０℃／秒である。成分組成を上記範囲に適切に調整するとともに、前記累積圧下率および前記冷却速度を調整することによって、転位密度を、１×１０10〜１０×１０10（／ｃｍ2）、より好ましくは３×１０10〜８×１０10（／ｃｍ2）とすると共に、（転位密度／１０10）／ＤI値を２．２〜６．５とすることができる。 The cumulative rolling reduction in hot rolling is preferably 70% or more, and more preferably 75% or more. The cooling rate after hot rolling is preferably 1 to 12 ° C./second, more preferably 3 to 10 ° C./second. The dislocation density is adjusted to 1 × 10 10 to 10 × 10 10 (/ cm 2 ), more preferably 3 × by appropriately adjusting the component composition within the above range and adjusting the cumulative rolling reduction and the cooling rate. 10 10 to 8 × 10 10 (/ cm 2 ) and (dislocation density / 10 10 ) / D I value can be set to 2.2 to 6.5.

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。   EXAMPLES Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples. However, the present invention is not limited by the following examples, but may be appropriately modified within a range that can meet the purpose described above and below. Of course, it is possible to implement them, and they are all included in the technical scope of the present invention.

表１、２に示す化学成分組成を有する鋼を、通常の溶製法に従って溶製し、鋳造（２４０ｍｍ厚）した後、表３、４に示す条件で熱間圧延して鋼板（４０ｍｍ厚）を得た（熱間圧延の累積圧下率：約８３％）。   Steel having the chemical composition shown in Tables 1 and 2 was melted and cast (240 mm thickness) in accordance with a normal melting method, and then hot-rolled under the conditions shown in Tables 3 and 4 to obtain a steel plate (40 mm thickness). Obtained (cumulative rolling reduction of hot rolling: about 83%).

Figure 0005643542
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各鋼板について、以下の要領に従って母材の転位密度、ＨＡＺ強度（ＴＳ）およびＨＡＺの均一伸び（ＵＥ）、ＨＡＺ靭性および疲労特性（疲労寿命）を測定した。   For each steel plate, the dislocation density, HAZ strength (TS) and uniform elongation (UE) of HAZ, HAZ toughness and fatigue properties (fatigue life) were measured according to the following procedures.

（１）転位密度の測定
各鋼板のｔ／４位置（ｔ：板厚）付近から２５ｍｍ×２５ｍｍ×１０ｍｍのサイズの試験片を採取し、圧延面に平行な面を電解研磨して測定面とし、Ｘ線回折法を用いて転位密度を測定した。より具体的にはＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ ｖｏｌ．１７（２００４）ｐ．３９６−３９９に記載される方法に従って、（２００）面の半価幅から転位密度を測定した。 (1) Measurement of dislocation density A test piece having a size of 25 mm × 25 mm × 10 mm was taken from the vicinity of t / 4 position (t: plate thickness) of each steel plate, and a surface parallel to the rolling surface was electropolished to obtain a measurement surface. The dislocation density was measured using an X-ray diffraction method. More specifically, CAMP-ISIJ vol. 17 (2004) p. According to the method described in 396-399, the dislocation density was measured from the half width of the (200) plane.

（２）ＨＡＺ強度、ＨＡＺ靭性およびＨＡＺの均一伸びの測定
得られた各鋼板のｔ／４位置（ｔ：板厚）付近からＪＩＳ １４Ａ号試験片を採取し、最高加熱温度：１２００℃、８００℃〜５００℃の冷却時間Ｔｃ：１００秒の条件の熱サイクルを与えた後、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従って、引張試験を行い、ＨＡＺの引張強度（ＴＳ）および均一伸び（ＵＥ）を測定した。試験装置は、島津製作所製ＡＧ−ＩＳ ２５０ｋＮ オートグラフ引張試験機を用い、試験温度は室温とした。 (2) Measurement of HAZ strength, HAZ toughness and uniform elongation of HAZ A JIS No. 14A test piece was sampled from the vicinity of t / 4 position (t: plate thickness) of each steel plate, and the maximum heating temperature: 1200 ° C., 800 C. to 500.degree. C. Cooling time Tc: After a thermal cycle of 100 seconds, a tensile test was performed according to JIS Z2241, and the tensile strength (TS) and uniform elongation (UE) of HAZ were measured. The test apparatus was an AG-IS 250 kN autograph tensile tester manufactured by Shimadzu Corporation, and the test temperature was room temperature.

ＨＡＺ靭性については、ＪＩＳ Ｚ３１１１に規定される４号Ｖノッチ試験片を各鋼板のｔ／４位置（ｔ：板厚）から採取し、その後、上記引張試験片と同様の熱履歴を与えた後、ＪＩＳ Ｚ２２４２に従って−１５℃での吸収エネルギー（ｖＥ-15）を求めた。ＨＡＺ靭性は、ｖＥ-15が４７Ｊ以上を合格、４７Ｊ未満を不合格と評価した。 Regarding HAZ toughness, No. 4 V-notch test piece defined in JIS Z3111 was sampled from the t / 4 position (t: thickness) of each steel sheet, and then given the same thermal history as the tensile test piece. The absorption energy (vE -15 ) at -15 ° C was determined according to JIS Z2242. As for HAZ toughness, vE- 15 evaluated 47J or more as pass and less than 47J as failure.

（３）疲労特性の測定
各鋼板のｔ／４位置（ｔ：板厚）から図１に示す形状の試験片を採取し、切欠き周辺部のみ上記（２）とほぼ同様の熱履歴となるように部分加熱を行い、島津製作所製±５０ｋＮ電気油圧サーボ式疲労試験機を用いて、以下の条件で疲労試験を行った。疲労特性はＨＡＺ強度の影響を受けるものであり、その影響を除くため試験応力／ＨＡＺ強度が０．５の時の亀裂発生サイクル数によって疲労特性を評価した。
試験環境：室温、大気中
制御方法：荷重制御
制御波形：正弦波
応力比：Ｒ＝０．１
試験速度：１０Ｈｚ
結果を、母材の引張強度（ＴＳ）と（転位密度／１０10）／ＤIの値とともに、表３、４に示す。 (3) Measurement of fatigue characteristics A test piece having the shape shown in FIG. 1 is taken from the t / 4 position (t: plate thickness) of each steel plate, and the thermal history is substantially the same as in (2) only at the periphery of the notch. Partial heating was performed as described above, and a fatigue test was performed under the following conditions using a ± 50 kN electrohydraulic servo type fatigue tester manufactured by Shimadzu Corporation. The fatigue characteristics are affected by the HAZ strength. In order to eliminate the influence, the fatigue characteristics were evaluated based on the number of crack initiation cycles when the test stress / HAZ strength was 0.5.
Test environment: Room temperature, in air Control method: Load control Control waveform: Sine wave Stress ratio: R = 0.1
Test speed: 10Hz
The result, tensile strength of the base material and (TS) with the value of (a dislocation density / 10 10) / D I, shown in Tables 3 and 4.

Figure 0005643542
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Ｎｏ．１〜８、１２、１３、１８〜２１は、成分組成および製造条件が適切に調整されているため、優れた疲労特性を実現することができた。   No. 1-8, 12, 13, 18-21 were able to realize excellent fatigue properties because the component composition and production conditions were appropriately adjusted.

一方、Ｎｏ．９〜１１、１４〜１７、２２〜４０は、成分組成および製造条件のうち少なくともいずれかが不適切であったため、疲労特性が低下した。   On the other hand, no. As for 9-11, 14-17, and 22-40, since at least any one of a component composition and manufacturing conditions was inadequate, the fatigue characteristic fell.

Ｎｏ．９〜１１はいずれもＳｉ量が多く、Ｈ値／ＤI値の値が大きかったため、疲労特性が低下した。Ｎｏ．１４〜１６はいずれもＳｉ量が多く、Ｎｏ．１７はＨ値／ＤI値の値が大きかったため、疲労特性が低下した。 No. 9-11 Both Si amount is large, the value of H value / D I value is large, the fatigue characteristics deteriorated. No. Nos. 14 to 16 have a large amount of Si. 17 because the value of the H values / D I value is large, the fatigue characteristics deteriorated.

Ｎｏ．２２〜２４は、（転位密度／１０10）／ＤI値の値が高かったため、疲労特性が低下した。 No. 22-24, since the value of (a dislocation density / 10 10) / D I value is high, the fatigue characteristics deteriorated.

Ｎｏ．２５はＣ量が少なく、Ｈ値／ＤI値および（転位密度／１０10）／ＤI値の値が高かったため、Ｎｏ．２６はＣ量が多くＨＡＺ靭性が低下したため、疲労特性が低下した。 No. No. 25 had a small amount of C and a high value of H value / D I value and (dislocation density / 10 10 ) / D I value. Since No. 26 had a large amount of C and HAZ toughness was lowered, fatigue characteristics were lowered.

Ｎｏ．２７はＭｎ量が少なく、Ｈ値／ＤI値および（転位密度／１０10）／ＤI値の値が高かったため、疲労特性が低下した。Ｎｏ．２８はＭｎ量が多く、（転位密度／１０10）／ＤIの値が高かったため、疲労特性が低下した。 No. In No. 27, the amount of Mn was small, and the H value / D I value and the (dislocation density / 10 10 ) / D I value were high. No. 28 are often amount Mn, since higher value of (a dislocation density / 10 10) / D I, the fatigue characteristics deteriorated.

Ｎｏ．２９、３０はそれぞれＰ量、Ｓ量が多くＨＡＺ靭性が低下したため、疲労特性が低下した。Ｎｏ．３１はＡｌ量が少なかったため、Ｎｏ．３２はＡｌ量が多くＨＡＺ靭性が低下し、いずれも疲労特性が低下した。   No. Nos. 29 and 30 had large amounts of P and S, respectively, and the HAZ toughness was lowered, so that the fatigue characteristics were lowered. No. No. 31 had a small amount of Al. No. 32 had a large amount of Al and had reduced HAZ toughness, both of which had reduced fatigue properties.

Ｎｏ．３３はＮ量が少なくＨＡＺ靭性が低下し、Ｎｏ．３４はＮ量が多くＨＡＺ靭性が低下し、いずれも疲労特性が低下した。   No. No. 33 has a small amount of N and has reduced HAZ toughness. No. 34 had a large amount of N and HAZ toughness was lowered, and fatigue characteristics were all lowered.

Ｎｏ．３５は熱間圧延後の冷却速度が遅く（転位密度／１０10）／ＤI値の値が低くなったため、疲労特性が低下した。Ｎｏ．３６は熱間圧延後の冷却速度が速く、（転位密度／１０10）／ＤI値の値が高かったため疲労特性が低下した。 No. In No. 35, the cooling rate after hot rolling was slow (dislocation density / 10 10 ) / D I value was low, so the fatigue characteristics were lowered. No. 36 has a high cooling rate after hot rolling, the fatigue characteristics because the value was high of (a dislocation density / 10 10) / D I value is lowered.

Ｎｏ．３７はＮｂ量が多いとともに（転位密度／１０10）／ＤI値の値が大きく、Ｎｏ．３８はＭｏ量が多いとともにＨ値／ＤI値の値が大きく、Ｎｏ．３９はＴｉ量が多く、Ｎｏ．４０はＶ量が多かったために、ＨＡＺ靭性が低下し、いずれも疲労特性が低下した。 No. No. 37 has a large amount of Nb and a large value of (dislocation density / 10 10 ) / D I value. 38 is larger value of the H values / D I value with the amount of Mo is large, No. No. 39 has a large amount of Ti. Since No. 40 had a large amount of V, the HAZ toughness was lowered, and the fatigue characteristics were all lowered.

Claims (7)

Ｃ ：０．０２〜０．１５％（質量％の意味。以下、同じ）、
Ｓｉ：０．３０％以下（０％を含む）、
Ｍｎ：１．０〜２．５％、
Ｐ ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０１％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．００５〜０．０６％、
Ｎ ：０．００３８〜０．０１０％
を夫々含有するとともに、残部は鉄及び不可避的不純物であり、
鋼組織中の転位密度が１×１０10〜１０×１０10（／ｃｍ2）であり、
前記転位密度と、下記式（１）および（２）で表されるＤI値およびＨ値が
Ｈ値／ＤI値≦２３ および
２．２≦（転位密度／１０10）／ＤI値≦６．５
の関係を満たすことを特徴とする疲労特性に優れた厚鋼板。
ＤI値＝（Ｃ／１０）0.5×（１．７−０．０９×６）×（０．７×Ｓｉ＋１）×Ｆ１×（０．３５×Ｃｕ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（１．７５×Ｖ＋１）×（２００×Ｆ２＋１) ・・・（１）
但し、上記式（１）において
Ｆ１は、
Ｍｎ＜１．２の場合は、Ｆ１＝３．３３×Ｍｎ＋１
Ｍｎ≧１．２の場合は、Ｆ１＝５．１×（Ｍｎ−１．２）＋５
Ｆ２は、
Ｂ−０．３×（Ｎ−Ｔｉ×１４／４８）×１１／１４＜０の場合は、Ｆ２＝０
Ｂ−０．３×（Ｎ−Ｔｉ×１４／４８）×１１／１４≧０の場合は、Ｆ２＝Ｂ−０．３×（Ｎ−Ｔｉ×１４／４８）×１１／１４
Ｈ値＝−１５３×Ｃ＋１１２×Ｓｉ−３×Ｍｎ−６３×Ｃｕ＋２４０×Ａｌ−１５×Ｎｉ−３０５×Ｃｒ＋１７９１×Ｍｏ−１１０×Ｎｂ−７５８×Ｔｉ−１９２９×Ｂ＋１０６８×Ｎ＋４ ・・・（２）
（上記式（１）、（２）中、元素名は各元素の含有量（質量％）を表し、含有していない元素がある場合、その含有量については０質量％として計算するものとする。） C: 0.02 to 0.15% (meaning mass%, hereinafter the same),
Si: 0.30% or less (including 0%),
Mn: 1.0 to 2.5%
P: 0.015% or less (excluding 0%),
S: 0.01% or less (excluding 0%),
Al: 0.005 to 0.06%,
N: 0.0038 to 0.010%
And the balance is iron and inevitable impurities,
The dislocation density in the steel structure is 1 × 10 10 to 10 × 10 10 (/ cm 2 ),
The dislocation density and the D I value and H value represented by the following formulas (1) and (2) are H value / D I value ≦ 23 and 2.2 ≦ (dislocation density / 10 10 ) / D I value ≦ 6.5
A thick steel plate with excellent fatigue characteristics characterized by satisfying the above relationship.
D I value = (C / 10) 0.5 × (1.7−0.09 × 6) × (0.7 × Si + 1) × F1 × (0.35 × Cu + 1) × (0.36 × Ni + 1) × ( 2.16 × Cr + 1) × (3 × Mo + 1) × (1.75 × V + 1) × (200 × F2 + 1) (1)
However, in the above formula (1), F1 is
For Mn <1.2, F1 = 3.33 × Mn + 1
When Mn ≧ 1.2, F1 = 5.1 × (Mn−1.2) +5
F2 is
In the case of B-0.3 × (N-Ti × 14/48) × 11/14 <0, F2 = 0
When B-0.3 × (N-Ti × 14/48) × 11/14 ≧ 0, F2 = B−0.3 × (N-Ti × 14/48) × 11/14
H value = −153 × C + 112 × Si−3 × Mn−63 × Cu + 240 × Al-15 × Ni-305 × Cr + 1791 × Mo-110 × Nb-758 × Ti-1929 × B + 1068 × N + 4 (2)
(In the above formulas (1) and (2), the element name represents the content (mass%) of each element, and when there is an element not contained, the content is calculated as 0 mass%. .) 更に、Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：０．６％以下（０％を含まない）よりなる
群から選択される少なくとも１種を含有する請求項１に記載の厚鋼板。 Furthermore, Cu: 2% or less (not including 0%), Ni: 2% or less (not including 0%), Cr: 2% or less (not including 0%), and Mo: 0.6% or less ( The thick steel plate according to claim 1, comprising at least one selected from the group consisting of: (not including 0%). 更に、Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０６０％以下（０％を含まない）、およびＴｉ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくと
も１種を含有する請求項１または２に記載の厚鋼板。 Further, V: 0.1% or less (excluding 0%), Nb: 0.060% or less (not including 0%), and Ti: 0.1% or less (not including 0%) The thick steel plate according to claim 1 or 2, comprising at least one selected from the group consisting of: 更に、Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の厚鋼板。   Furthermore, B: The thick steel plate in any one of Claims 1-3 containing 0.005% or less (0% is not included). 更に、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の厚鋼板。 Furthermore, the thick steel plate in any one of Claims 1-4 containing Mg: 0.005% or less (0% is not included). 更に、Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＨｆ：０．０５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜５のいずれかに記載の厚鋼板。 Furthermore, Zr: 0.1% or less (0% is not included) and / or Hf: 0.05% or less (0% is not included) The thick steel plate in any one of Claims 1-5 . 更に、ＲＥＭ：０．０２％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜６のいずれかに記載の厚鋼板。 Furthermore, the thick steel plate in any one of Claims 1-6 containing 0.02% or less (excluding 0%) of REM.
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Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6228491B2 (en) * 2013-08-26 2017-11-08 株式会社神戸製鋼所 Thick steel plate with excellent fatigue characteristics and method for producing the same
JP6500568B2 (en) * 2015-04-08 2019-04-17 日本製鉄株式会社 A thick steel plate with excellent fatigue properties and toughness in HAZ
CN106991280B (en) * 2017-03-30 2020-08-14 江阴兴澄特种钢铁有限公司 Method for calculating ideal critical diameter of boron-containing steel
WO2021054344A1 (en) * 2019-09-20 2021-03-25 Ｊｆｅスチール株式会社 Thick steel sheet, and method for producing thick steel sheet
CN110835711B (en) * 2019-10-22 2021-08-24 河钢股份有限公司 Steel plate for high heat input welding and preparation method thereof
CN111020397A (en) * 2020-01-16 2020-04-17 五矿营口中板有限责任公司 High-strength high-toughness normalizing Q370 bridge steel plate with good welding performance and production method thereof
CN114622137A (en) * 2022-03-03 2022-06-14 万向钱潮股份有限公司 Advanced high-strength steel with better fatigue performance and preparation method thereof

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05112843A (en) * 1991-08-28 1993-05-07 Kobe Steel Ltd High tensile strength steel sheet with low yield ratio of >=780n/mm2 class excellent in toughness
US5609818A (en) * 1992-12-11 1997-03-11 Nippon Steel Corporation Steel excellent in corrosion resistance and processability
JP3390584B2 (en) * 1995-08-31 2003-03-24 川崎製鉄株式会社 Hot rolled steel sheet and method for producing the same
JP4207334B2 (en) * 1999-10-20 2009-01-14 住友金属工業株式会社 High-strength steel sheet with excellent weldability and stress corrosion cracking resistance and method for producing the same
JP4363321B2 (en) * 2004-12-17 2009-11-11 住友金属工業株式会社 Welded joint with excellent fatigue characteristics
JP5110989B2 (en) * 2007-07-12 2012-12-26 株式会社神戸製鋼所 Large steel plate for high heat input welding with excellent brittle crack propagation stopping characteristics
JP5305709B2 (en) * 2008-03-28 2013-10-02 株式会社神戸製鋼所 High-strength steel plate with excellent stress-relieving annealing characteristics and low-temperature joint toughness
JP5297692B2 (en) * 2008-05-20 2013-09-25 株式会社神戸製鋼所 High-tensile steel plate excellent in toughness of weld heat-affected zone and suppression of fatigue crack growth and manufacturing method thereof
JP5162382B2 (en) * 2008-09-03 2013-03-13 株式会社神戸製鋼所 Low yield ratio high toughness steel plate

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