JP6665658B2 - High strength steel plate - Google Patents
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Description
本発明は、高強度厚鋼板に関する。特に、大型コンテナ船に用いられる、溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：以下、「ＨＡＺ」という。）の靭性に優れた高強度厚鋼板に関する。 The present invention relates to a high-strength steel plate. Particularly, the present invention relates to a high-strength steel plate excellent in toughness of a heat affected zone (hereinafter, referred to as “HAZ”) used for a large container ship.
建築、橋梁、造船、ラインパイプ、建設機械、海洋構造物、タンクなどの各種溶接鋼構造物に用いられる厚鋼板は、溶接部の破壊に対する安全性および信頼性を高める観点から、靱性に対する要求が年々厳しさを増しており、母材鋼板の靱性と同様に、ＨＡＺにおいてもより優れた靱性を確保することが要求されている。 Steel plates used in various types of welded steel structures such as buildings, bridges, shipbuilding, line pipes, construction machinery, marine structures, tanks, etc. have a demand for toughness from the viewpoint of increasing the safety and reliability against fracture of welds. The severity is increasing year by year, and it is required to secure more excellent toughness in HAZ as well as the toughness of the base steel sheet.
ＨＡＺにおいては、溶融線に近づくほど溶接時の加熱温度は高くなり、特に溶融線近傍の１４００℃以上に加熱される領域では、オーステナイト(γ)粒が著しく粗大化してしまい、冷却後のＨＡＺ組織が粗大化して靱性が劣化する。この傾向は溶接入熱量が大きくなるほど顕著である。近年では、溶接パス数を減らし、溶接施工コストを低下させるため、溶接入熱を大きくした高能率溶接法を用いて、大入熱溶接施工が行われている。そのため、ＨＡＺ靱性が低下することは避けられないという問題点があった。 In the HAZ, the heating temperature during welding becomes higher as it approaches the melting line, and particularly in a region heated to 1400 ° C. or more near the melting line, austenite (γ) grains are significantly coarsened, and the HAZ structure after cooling is reduced. Become coarse and the toughness deteriorates. This tendency is more remarkable as the welding heat input increases. In recent years, in order to reduce the number of welding passes and reduce welding cost, large heat input welding is performed using a high efficiency welding method in which welding heat input is increased. Therefore, there is a problem that the HAZ toughness is inevitably reduced.
これらの問題を解決するため、大入熱溶接を行った場合にＨＡＺ靱性を改善するための種々の対策が実施されてきた。 In order to solve these problems, various measures have been taken to improve HAZ toughness when large heat input welding is performed.
ＨＡＺ靭性を向上させる方法としては、例えば、ＨＡＺにおいて結晶粒径を制御する方法が知られている。結晶粒径を制御する方法として、具体的には、微細なピン止め粒子を鋼中に多量に分散させることによって、溶接の加熱過程でのオーステナイト粒の粗大化を抑制する方法、フェライト変態の核となる粒子を鋼中に分散させることによって、溶接の冷却過程での粒内変態を促進し、粒内を細分化する方法などが挙げられる。 As a method of improving HAZ toughness, for example, a method of controlling the crystal grain size in HAZ is known. As a method of controlling the crystal grain size, specifically, a method of suppressing the coarsening of austenite grains in the heating process of welding by dispersing a large amount of fine pinning particles in steel, a core of ferrite transformation. By dispersing particles to be formed into steel, a method of promoting intragranular transformation in the cooling process of welding and subdividing the inside of the grains can be cited.
例えば、特許文献１では、Ｍｇ、ＭｎおよびＡｌからなる酸化物と、ＭｎＳとからなる複合介在物を微細かつ多量に分散および生成させることにより、旧オーステナイト粒の粗大化を抑制し、その結果、入熱量３００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接をした場合であっても、優れた靱性を確保することができる鋼材が開示されている。 For example, in Patent Document 1, by dispersing and generating fine and large amounts of composite inclusions composed of an oxide composed of Mg, Mn and Al and MnS, coarsening of old austenite grains is suppressed, and as a result, There is disclosed a steel material capable of ensuring excellent toughness even when a large heat input welding having a heat input of 300 kJ / cm or more is performed.
特許文献２では、鋼中に、ＭｎＳ粒子の析出核となりやすいＭｎ酸化物およびＡｌ酸化物を微細かつ多数分散させることにより、大入熱（入熱量２００ｋＪ／ｃｍ）で溶接を行った場合であっても、ＨＡＺ靱性の良好な厚鋼板が開示されている。 Patent Document 2 discloses a case in which welding is performed with a large heat input (heat input amount of 200 kJ / cm) by dispersing fine and many Mn oxides and Al oxides which are likely to become precipitation nuclei of MnS particles in steel. Above all, a thick steel plate having good HAZ toughness is disclosed.
特許文献３では、鋼板に含まれるＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子および複合粒子の粒子径および個数密度を所定の範囲に制御することにより、溶接によって鋼板が加熱される際に、オーステナイト粒の成長をピン止め効果によって抑制したり、溶接後に鋼板が冷却される際に、フェライトが変態する核となったりすることによって、組織を微細化して、大入熱溶接時のＨＡＺ靱性を向上させることが可能な鋼板が開示されている。 In Patent Document 3, by controlling the particle size and the number density of TiN particles, MnS particles and composite particles contained in a steel sheet within a predetermined range, the growth of austenite grains is pinned when the steel sheet is heated by welding. Steel plate that can suppress the effect by the effect or become a nucleus where ferrite is transformed when the steel plate is cooled after welding, thereby making the structure finer and improving the HAZ toughness during large heat input welding. Is disclosed.
近年、大型コンテナ船などの溶接構造物に用いられる厚鋼板は、厚肉で、かつ、強度が高いことが求められている。しかしながら、特に、板厚が５０ｍｍ以上の高強度厚鋼板では、入熱量４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接を行った場合に、ＨＡＺの靱性が劣化するという問題があった。特に、ＣＴＯＤ試験による評価を行った場合は、微小な脆化部の存在により、ＣＴＯＤ特性が不安定化するという問題があった。 In recent years, thick steel plates used for welding structures such as large container ships are required to be thick and have high strength. However, in particular, in the case of a high-strength steel plate having a thickness of 50 mm or more, there is a problem that the toughness of the HAZ is deteriorated when a large heat input welding with a heat input of 400 kJ / cm or more is performed. In particular, when the evaluation was performed by the CTOD test, there was a problem that the CTOD characteristics became unstable due to the presence of minute embrittlement.
本発明は、このような現状に鑑み、入熱量４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接時において、ＨＡＺのＣＴＯＤ特性に優れた降伏強度が３５０ＭＰａ以上の高強度厚鋼板を提供することを目的とする。 The present invention has been made in view of the above circumstances, and has an object to provide a high-strength steel sheet having excellent CTOD characteristics of a HAZ and a yield strength of 350 MPa or more during large heat input welding with a heat input of 400 kJ / cm or more. .
本発明者らは、上記の課題を解決するために鋭意検討を行った結果、下記の知見を得るに至った。 The present inventors have conducted intensive studies in order to solve the above-mentioned problems, and as a result, have obtained the following knowledge.
ＨＡＺ靱性を確保する手段としては、結晶粒を微細化させることにより、破壊単位を減少させることが有効である。結晶粒を微細化させる手法として、従来、（ｉ）旧γ粒界成長をＴｉＮなどで抑制するピン留め効果を活用する手法、および、（ｉｉ）旧γ粒内に存在する介在物を起点に微細な粒内フェライトを成長させ、結晶粒微細化を図る手法が提案されている。本発明者らは、前記（ｉｉ）の手法に着目した。 As means for securing HAZ toughness, it is effective to reduce the number of fracture units by making crystal grains fine. Conventionally, as a method of refining crystal grains, (i) a method utilizing a pinning effect of suppressing the old γ grain boundary growth with TiN or the like, and (ii) an inclusion existing in the old γ grains as a starting point A method of growing fine intragranular ferrite to achieve crystal grain refinement has been proposed. The present inventors focused on the method (ii).
溶接時に旧γ粒内にて粒内フェライトを効果的に成長させるためには、粒内フェライト生成核となる介在物の制御が必須である。特に、板厚が５０ｍｍ以上の厚鋼板では、表面および内部での冷却速度の差異により、板厚方向での介在物組成および個数制御が困難であるため、これらを制御する必要がある。そこで、粒内フェライト成長のメカニズムについて解明したところ、以下のことが分かった。 In order to effectively grow intragranular ferrite in old γ grains during welding, it is essential to control inclusions that form intragranular ferrite generation nuclei. In particular, in the case of a thick steel plate having a thickness of 50 mm or more, it is difficult to control the composition and the number of inclusions in the thickness direction due to the difference in cooling rate between the surface and the inside. Then, when the mechanism of intragranular ferrite growth was clarified, the following was found.
［１］溶接冷却時に、介在物周囲にＭｎＳが複合析出する際に形成されるＭｎ濃度傾斜により、マトリックスから介在物内部へとＭｎが拡散する駆動力が生じる。 [1] At the time of welding cooling, a driving force for diffusing Mn from the matrix into the inclusion is generated due to the Mn concentration gradient formed when MnS is compositely precipitated around the inclusion.
［２］Ｔｉ系酸化物内部に存在する原子空孔へ、Ｍｎが吸収される。 [2] Mn is absorbed into atomic vacancies existing inside the Ti-based oxide.
［３］介在物周囲にＭｎ濃度が少なくなるＭｎ欠乏層が形成され、この部分のフェライト成長開始温度が上昇する。 [3] A Mn-deficient layer having a reduced Mn concentration is formed around the inclusions, and the ferrite growth start temperature in this portion increases.
［４］冷却時に、介在物からフェライトが優先成長する。 [4] During cooling, ferrite grows preferentially from inclusions.
これらを前提として、本発明者らは、粒内フェライト核となる介在物のＭｎＳ複合量が、粒内フェライト成長に影響を及ぼすという知見を得た。すなわち、複合したＭｎＳが多いと、介在物周囲に、より大きなＭｎ濃度勾配を形成することにより、Ｍｎ拡散駆動力を増加させ、その結果、Ｍｎ欠乏層を形成しやすくなる。一方、複合したＭｎＳが少ないと、介在物周囲にＭｎ濃度勾配が形成されにくくなり、その結果、Ｍｎ欠乏層が形成されにくくなる。以上のメカニズムに基づき、本発明では、介在物に複合するＭｎＳ量および面分散密度を制御することにより、効果的に粒内フェライトを析出させるに至った。 Based on these assumptions, the present inventors have found that the amount of MnS complex of inclusions serving as intragranular ferrite nuclei affects the growth of intragranular ferrite. That is, when the amount of the compounded MnS is large, a larger Mn concentration gradient is formed around the inclusion to increase the Mn diffusion driving force, and as a result, the Mn deficiency layer is easily formed. On the other hand, when the amount of composite MnS is small, it is difficult to form a Mn concentration gradient around the inclusion, and as a result, it is difficult to form a Mn deficiency layer. Based on the above mechanism, in the present invention, by controlling the amount of MnS complexed with inclusions and the surface dispersion density, it has been possible to effectively precipitate intragranular ferrite.
更に、粒内フェライトの生成を促進するにはＢ（ボロン）の活用が有効であることを知得した。鋼中にＢを添加すると、ＢＮ分散により粒内フェライトの生成が促進できるとともに、固溶ボロンが粒界に偏析することで粒界フェライトの粗大化を抑制し、大入熱溶接を行った際、ＨＡＺ靭性を改善することができる。ただし、Ｂを過剰に添加した場合、逆に粒内フェライトの生成が抑制され、さらに上部ベイナイト主体の組織となるため、Ｂ添加量を最適化することが必要となる。 Furthermore, it has been found that the use of B (boron) is effective for promoting the formation of intragranular ferrite. When B is added to the steel, the formation of intragranular ferrite can be promoted by BN dispersion, and the solid solution boron segregates at the grain boundaries to suppress the coarsening of the grain boundary ferrite. , HAZ toughness can be improved. However, if B is excessively added, on the contrary, the formation of intragranular ferrite is suppressed, and the structure becomes mainly bainite. Therefore, it is necessary to optimize the amount of B added.
本発明は、上記の知見を基礎としてなされたものであり、その要旨は、下記に示す高強度厚鋼板にある。 The present invention has been made based on the above findings, and the gist lies in a high-strength steel plate shown below.
板厚が５０ｍｍ以上の高強度厚鋼板であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、
Ｍｎ：１．３０〜２．５０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｎｉ：０．１０〜１．５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、
Ａｌ：０．００３％以下、
Ｎ：０．００２０〜０．００７０％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％、
Ｏ：０．００１０〜０．００５０％、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｃｒ：０〜０．５０％、
Ｍｏ：０〜０．３０％、
Ｖ：０〜０．１０％、ならびに、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記式（ｉｉ）で表される炭素当量Ｃｅｑが０．３６〜０．５２であり、
鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含み、
前記複合介在物の断面における前記ＭｎＳの面積率が、１０％以上９０％未満であり、
前記複合介在物の界面における前記ＭｎＳの割合が、１０％以上であり、
粒径０．５〜５．０μｍの前記複合介在物の面分散密度が、１０〜１００個／ｍｍ２である、降伏強度が３５０ＭＰａ以上の高強度厚鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５ ・・・（ｉｉ）
ただし、式（ｉｉ）中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
A high-strength steel plate having a thickness of 50 mm or more,
Chemical composition in mass%
C: 0.03 to 0.12%,
Si: 0.05 to 0.30%,
Mn: 1.30-2.50%,
P: 0.015% or less,
S: 0.0005 to 0.0030%,
Ni: 0.10 to 1.50%,
Nb: 0.005 to 0.030%,
Ti: 0.005 to 0.020%,
Al: 0.003% or less,
N: 0.0020 to 0.0070%,
B: 0.0003-0.0020%,
O: 0.0010 to 0.0050%,
Cu: 0 to 0.50%,
Cr: 0 to 0.50%,
Mo: 0 to 0.30%,
V: 0 to 0.10%, and
The balance: Fe and impurities,
The carbon equivalent Ceq represented by the following formula (ii) is 0.36 to 0.52,
In the steel, including a composite inclusion in which MnS exists around the Ti oxide,
An area ratio of the MnS in a cross section of the composite inclusion is 10% or more and less than 90%,
The ratio of the MnS at the interface of the composite inclusion is 10% or more;
A high-strength steel sheet having a surface dispersion density of the composite inclusions having a particle size of 0.5 to 5.0 μm of 10 to 100 / mm 2 and a yield strength of 350 MPa or more.
Ceq = C + Mn / 6 + (Cr + Mo + V) / 5 + (Cu + Ni) / 15 (ii)
Here, each element symbol in the formula (ii) represents the content (% by mass) of each element.
（２）下記式（ｉ）を満たす、前記（１）に記載の降伏強度が３５０ＭＰａ以上の高強度厚鋼板。
Ｃｕ／３＋Ｃｒ／３＋Ｍｏ＋Ｖ≧０．０１ ・・・（ｉ）
ただし、式（ｉ）中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
(2) A high-strength steel plate having a yield strength of 350 MPa or more according to (1), which satisfies the following expression (i).
Cu / 3 + Cr / 3 + Mo + V ≧ 0.01 (i)
However, each element symbol in the formula (i) represents the content (% by mass) of each element.
本発明によれば、入熱量４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接時において、ＨＡＺのＣＴＯＤ特性に優れた降伏強度が３５０ＭＰａ以上の高強度厚鋼板を提供することができる。 Advantageous Effects of Invention According to the present invention, it is possible to provide a high-strength steel plate having excellent HAZ CTOD characteristics and a yield strength of 350 MPa or more during large heat input welding with a heat input of 400 kJ / cm or more.
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。 Hereinafter, each requirement of the present invention will be described in detail.
（Ａ）化学組成について
各元素の作用効果と、含有量の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
(A) Chemical composition The effects of each element and the reasons for limiting the content are as follows. In the following description, “%” for the content means “% by mass”.
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｃは、母材の強度を高める作用を有する元素である。充分な強度を確保するためには、Ｃ含有量を０．０３％以上とする必要がある。一方、Ｃを過剰に含有させると、ＨＡＺが硬質組織を形成しやすくなるため、ＨＡＺの靱性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１２％以下とする。なお、Ｃ含有量は、０．０４％以上であることが好ましく、０．１０％以下であることが好ましい。
C: 0.03 to 0.12%
C is an element having an effect of increasing the strength of the base material. In order to ensure sufficient strength, the C content needs to be 0.03% or more. On the other hand, if C is contained excessively, the HAZ tends to form a hard structure, so that the toughness of the HAZ decreases. Therefore, the C content is set to 0.12% or less. Note that the C content is preferably 0.04% or more, and more preferably 0.10% or less.
Ｓｉ：０．０５〜０．３０％
Ｓｉは、鋼材製造中に脱酸剤として作用することから、酸素量の制御に有効であるとともに、鋼中に固溶して強度を増加させる元素である。前記効果を得るため、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。一方、Ｓｉを過剰に含有させると、母材の靱性が低下するとともに、ＨＡＺが硬質組織を形成しやすくなるため、ＨＡＺの靱性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．３０％以下とする。なお、Ｓｉ含有量は、０．１０％以上であることが好ましく、０．２５％以下であることが好ましい。
Si: 0.05 to 0.30%
Since Si acts as a deoxidizing agent during the production of steel, it is effective in controlling the amount of oxygen, and is an element that forms a solid solution in steel to increase the strength. In order to obtain the above effect, the Si content is set to 0.05% or more. On the other hand, when Si is excessively contained, the toughness of the base material decreases, and the HAZ easily forms a hard structure, so that the toughness of the HAZ decreases. Therefore, the Si content is set to 0.30% or less. Note that the Si content is preferably 0.10% or more, and more preferably 0.25% or less.
Ｍｎ：１．３０〜２．５０％
Ｍｎは、オーステナイト安定化元素として作用し、粒界における粗大なフェライトの生成を抑制する。前記効果を得るため、Ｍｎ含有量は、１．３０％以上とする。一方、Ｍｎを過剰に含有させると、Ｍｎが偏析しやすくなり、ＨＡＺが局所的に硬質組織を形成しやすくなる。その結果、ＨＡＺの靱性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は２．５０％以下とする。なお、Ｍｎ含有量は、１．４０％以上であることが好ましく、２．００％以下であることが好ましい。
Mn: 1.30 to 2.50%
Mn acts as an austenite stabilizing element and suppresses the formation of coarse ferrite at grain boundaries. To obtain the above effect, the Mn content is set to 1.30% or more. On the other hand, if Mn is excessively contained, Mn is likely to segregate, and HAZ is likely to locally form a hard structure. As a result, the toughness of the HAZ decreases. Therefore, the Mn content is set to 2.50% or less. Note that the Mn content is preferably 1.40% or more, and more preferably 2.00% or less.
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、不純物元素である。Ｐ含有量の低減は、ＨＡＺにおいて粒界強度の低下を抑制する。したがって、Ｐ含有量は、０．０１５％以下とする。なお、Ｐ含有量は、０．０１０％以下であることが好ましい。
P: 0.015% or less P is an impurity element. The reduction in the P content suppresses a decrease in grain boundary strength in HAZ. Therefore, the P content is set to 0.015% or less. The P content is preferably 0.010% or less.
Ｓ：０．０００５〜０．００３０％
Ｓは、ＭｎＳを複合析出させるための元素である。そのため、Ｓ含有量は、０．０００５％以上とする。一方、Ｓを過剰に含有させると、粗大な単体ＭｎＳが析出するため、ＨＡＺの靱性が低下する。そのため、Ｓ含有量は、０．００３０％以下とする。なお、Ｓ含有量は、０．０００８％以上であることが好ましく、０．００２０％以下であることが好ましい。
S: 0.0005 to 0.0030%
S is an element for complex precipitation of MnS. Therefore, the S content is set to 0.0005% or more. On the other hand, if S is excessively contained, coarse elemental MnS precipitates, so that the toughness of the HAZ decreases. Therefore, the S content is set to 0.0030% or less. Note that the S content is preferably 0.0008% or more, and more preferably 0.0020% or less.
Ｎｉ：０．１０〜１．５０％
Ｎｉは、靱性を低下させずに、強度を高める作用がある元素である。そのため、Ｎｉ含有量は、０．１０％以上とする。しかしながら、Ｎｉは、オーステナイト安定化元素であるため、過剰に含有させると、粒内フェライトが生成しにくくなる。したがって、Ｎｉ含有量は、１．５０％以下とする。なお、Ｎｉ含有量は、０．２０％以上であることが好ましく、１．００％以下であることが好ましい。
Ni: 0.10 to 1.50%
Ni is an element that has the effect of increasing strength without lowering toughness. Therefore, the Ni content is set to 0.10% or more. However, since Ni is an austenite stabilizing element, if it is contained excessively, it is difficult to generate intragranular ferrite. Therefore, the Ni content is set to 1.50% or less. Note that the Ni content is preferably 0.20% or more, and more preferably 1.00% or less.
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％
Ｎｂは、スラブ加熱時に結晶粒の粗大化を抑制する効果がある他、焼入れ時にも同様の効果を発揮し、組織の微細化に有効な元素である。前記効果を得るため、Ｎｂ含有量は、０．００５％以上とする。一方、Ｎｂを過剰に含有させると、ＮｂＣなどの炭化物を生成しやすくなり、靱性の低下につながる。したがって、Ｎｂ含有量は、０．０３０％以下とする。なお、Ｎｂ含有量は、０．０１０％以上であることが好ましく、０．０２０％以下であることが好ましい。
Nb: 0.005 to 0.030%
Nb is an element that has the effect of suppressing the coarsening of crystal grains during slab heating and also exhibits the same effect during quenching, and is an element effective in refining the structure. In order to obtain the above effects, the Nb content is set to 0.005% or more. On the other hand, when Nb is excessively contained, carbide such as NbC is easily generated, which leads to a decrease in toughness. Therefore, the Nb content is set to 0.030% or less. Note that the Nb content is preferably 0.010% or more, and more preferably 0.020% or less.
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％
Ｔｉは、Ｔｉ系酸化物の生成に必須の元素である。充分な介在物密度を得るため、Ｔｉ含有量は、０．００５％以上とする。一方、Ｔｉを過剰に含有させると、ＴｉＣなどの炭化物を生成しやすくなるため、ＨＡＺの靱性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量を０．０２０％以下とする。なお、Ｔｉ含有量は、０．００７％以上であることが好ましく、０．０２０％以下であることが好ましい。
Ti: 0.005 to 0.020%
Ti is an element essential for generating a Ti-based oxide. In order to obtain a sufficient inclusion density, the Ti content is set to 0.005% or more. On the other hand, when Ti is excessively contained, carbides such as TiC are easily generated, so that the toughness of the HAZ decreases. Therefore, the Ti content is set to 0.020% or less. Note that the Ti content is preferably 0.007% or more, and more preferably 0.020% or less.
Ａｌ：０．００３％以下
Ａｌは、不純物元素である。Ａｌ含有量が増加することにより、Ｔｉ系酸化物の生成が抑制される。そのため、Ａｌ含有量は、０．００３％以下とする。
Al: 0.003% or less Al is an impurity element. By increasing the Al content, generation of a Ti-based oxide is suppressed. Therefore, the Al content is set to 0.003% or less.
Ｎ：０．００２０〜０．００７０％
Ｎは、鋼中のＴｉと結合してＴｉＮを生成することにより、結晶粒の微細化に寄与することに加え、Ｂと結合することでＢＮを形成し、粒内フェライト生成を促進させる元素である。前記効果を得るため、Ｎ含有量は、０．００２％以上とする。一方、Ｎを過剰に含有させると、ＴｉＮが凝集して、破壊の起点となる。そのため、Ｎ含有量は、０．００７％以下とする。なお、Ｎ含有量は、０．００３％以上であることが好ましく、０．００６％以下であることが好ましい。
N: 0.0020 to 0.0070%
N is an element that combines with Ti in steel to generate TiN, thereby contributing to the refinement of crystal grains, and also combines with B to form BN to promote intragranular ferrite generation. is there. In order to obtain the above effects, the N content is set to 0.002% or more. On the other hand, if N is excessively contained, TiN aggregates and becomes a starting point of destruction. Therefore, the N content is set to 0.007% or less. Note that the N content is preferably 0.003% or more, and more preferably 0.006% or less.
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％
Ｂは、Ｎと結合することでＢＮを形成し、粒内フェライト生成を促進させることに加え、固溶ボロンとして粒界に偏析することで粒界からの粗大なフェライトの生成を抑制し、ＨＡＺ靭性を安定化させる元素である。前記効果を得るため、Ｂ含有量は、０．０００３％以上とする。一方、Ｂを過剰に含有させると、粒内フェライトの生成が抑制されるとともに、ベイナイトも生成する。そのため、Ｂ含有量は、０．００２０％以下とする。なお、Ｂ含有量は、０．０００４％以上であることが好ましく、０．００１７％以下であることが好ましい。
B: 0.0003-0.0020%
B forms BN by combining with N and promotes the formation of intragranular ferrite, and suppresses the formation of coarse ferrite from the grain boundary by segregating as solid solution boron at the grain boundary. It is an element that stabilizes toughness. In order to obtain the above effect, the B content is set to 0.0003% or more. On the other hand, when B is excessively contained, formation of intragranular ferrite is suppressed and bainite is also formed. Therefore, the B content is set to 0.0020% or less. Note that the B content is preferably 0.0004% or more, and more preferably 0.0017% or less.
Ｏ：０．００１０〜０．００５０％
Ｏは、Ｔｉ系複合酸化物の生成に必須の元素である。充分な介在物密度を得るため、Ｏ含有量は、０．００１０％以上とする。一方、Ｏを過剰に含有させると、破壊起点となり得る粗大な酸化物を形成しやすくなる。そのため、Ｏ含有量は、０．００５０％以下とする。なお、Ｏ含有量は、０．００１５％以上であることが好ましく、０．００３０％以下であることが好ましい。
O: 0.0010 to 0.0050%
O is an element indispensable for generating a Ti-based composite oxide. In order to obtain a sufficient inclusion density, the O content is 0.0010% or more. On the other hand, when O is excessively contained, it becomes easy to form a coarse oxide that can serve as a fracture starting point. Therefore, the O content is set to 0.0050% or less. The O content is preferably 0.0015% or more, and more preferably 0.0030% or less.
Ｃｕ：０〜０．５０％
Ｃｕは、強度を高める作用があるので、含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕを過剰に含有させると、熱間脆化が生じ、スラブ表面の品質低下につながる。したがって、Ｃｕ含有量は、０．５０％以下とする。なお、Ｃｕ含有量は、０．４０％以下であることが好ましい。一方、Ｃｕ含有量は、強度を高めるため、０．０３％以上であることが好ましく、０．１０％以上であることがより好ましい。
Cu: 0 to 0.50%
Cu may be included because it has the effect of increasing the strength. However, when Cu is excessively contained, hot embrittlement occurs, which leads to deterioration in the quality of the slab surface. Therefore, the Cu content is set to 0.50% or less. The Cu content is preferably 0.40% or less. On the other hand, the Cu content is preferably at least 0.03%, more preferably at least 0.10%, in order to increase the strength.
Ｃｒ：０〜０．５０％
Ｃｒは、強度を高める作用があるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｃｒを過剰に含有させると、ＨＡＺの靱性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は、０．５０％以下とする。なお、Ｃｒ含有量は、０．４０％以下であることが好ましい。一方、Ｃｒ含有量は、強度を高めるため、０．０３％以上であることが好ましく、０．１０％以上であることがより好ましい。
Cr: 0 to 0.50%
Since Cr has an effect of increasing the strength, Cr may be contained. However, when Cr is excessively contained, the toughness of the HAZ decreases. Therefore, the Cr content is set to 0.50% or less. Note that the Cr content is preferably 0.40% or less. On the other hand, the Cr content is preferably at least 0.03%, more preferably at least 0.10%, in order to increase the strength.
Ｍｏ：０〜０．３０％
Ｍｏは、少量の含有で強度が顕著に増加する元素であるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏを過剰に含有させると、ＨＡＺの靱性が著しく低下する。したがって、Ｍｏ含有量は、０．３０％以下とする。なお、Ｍｏ含有量は、０．２０％以下であることが好ましい。一方、Ｍｏ含有量は、強度を高めるため、０．０３％以上であることが好ましく、０．０５％以上であることがより好ましい。
Mo: 0 to 0.30%
Mo is an element whose strength is remarkably increased when contained in a small amount, and therefore may be contained. However, when Mo is excessively contained, the toughness of HAZ is significantly reduced. Therefore, the Mo content is set to 0.30% or less. Note that the Mo content is preferably 0.20% or less. On the other hand, the Mo content is preferably at least 0.03%, more preferably at least 0.05%, in order to increase the strength.
Ｖ：０〜０．１０％
Ｖは、母材の強度および靱性の向上に有効な元素であるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｖを過剰に含有させると、ＶＣなどの炭化物を形成し、靱性の低下につながる。したがって、Ｖ含有量は、０．１０％以下とする。なお、Ｖ含有量は、０．０８％以下であることが好ましい。一方、Ｖ含有量は、母材の強度および靱性を向上させるため、０．０１％以上であることが好ましく、０．０２％以上であることがより好ましい。
V: 0 to 0.10%
V may be included because it is an element effective for improving the strength and toughness of the base material. However, when V is excessively contained, carbides such as VC are formed, leading to a decrease in toughness. Therefore, the V content is set to 0.10% or less. The V content is preferably 0.08% or less. On the other hand, the V content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.02% or more, in order to improve the strength and toughness of the base material.
本発明の高強度厚鋼板は、Ｃｕ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶから選択される１種以上を含有し、かつ、Ｃｕ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの含有量が下記式（ｉ）を満たすことが好ましい。
Ｃｕ／３＋Ｃｒ／３＋Ｍｏ＋Ｖ≧０．０１ ・・・（ｉ）
ただし、式（ｉ）中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
The high-strength steel sheet of the present invention preferably contains at least one selected from Cu, Cr, Mo and V, and the content of Cu, Cr, Mo and V preferably satisfies the following formula (i). .
Cu / 3 + Cr / 3 + Mo + V ≧ 0.01 (i)
However, each element symbol in the formula (i) represents the content (% by mass) of each element.
Ｃｕ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの含有量が上記式（ｉ）を満たすと、強度を充分に向上させることができる。上記式（ｉ）の左辺は０．１０％以上であることが好ましい。 When the contents of Cu, Cr, Mo and V satisfy the above formula (i), the strength can be sufficiently improved. The left side of the above formula (i) is preferably 0.10% or more.
本発明の高強度厚鋼板は、強度を確実に向上させるため、下記式（ｉｉ）で表わされる炭素当量Ｃｅｑが０．３８〜０．５０％であることが好ましい。Ｃｅｑが０．３８％未満であると、強度の低下を招く。一方、Ｃｅｑが０．５０％を超えると、ＨＡＺにおける粒内フェライトの生成が抑制され、ベイナイト主体の硬化組織が形成し、ＨＡＺ靭性の確保が困難となる。Ｃｅｑは、０．４０％以上であることがより好ましく、０．４９％以下であることがより好ましい。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５ ・・・（ｉｉ）
The high-strength steel sheet of the present invention preferably has a carbon equivalent Ceq represented by the following formula (ii) of 0.38 to 0.50% in order to surely improve the strength. When Ceq is less than 0.38%, the strength is reduced. On the other hand, when Ceq exceeds 0.50%, generation of intragranular ferrite in HAZ is suppressed, a hardened structure mainly composed of bainite is formed, and it becomes difficult to secure HAZ toughness. Ceq is more preferably 0.40% or more, and even more preferably 0.49% or less.
Ceq = C + Mn / 6 + (Cr + Mo + V) / 5 + (Cu + Ni) / 15 (ii)
本発明の高強度厚鋼板は、上記の元素を含有し、残部はＦｅおよび不純物である化学組成を有する。「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。 The high-strength steel plate according to the present invention contains the above elements, and the balance has Fe and a chemical composition of impurities. “Impurities” are components that are mixed in due to various factors in ore, scrap, and other raw materials and manufacturing processes when steel is industrially manufactured, and are acceptable as long as they do not adversely affect the present invention. Means
（Ｂ）複合介在物
本発明の高強度厚鋼板は、鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含む。
(B) Composite Inclusion The high-strength thick steel sheet of the present invention includes a composite inclusion in which MnS exists around a Ti oxide in steel.
複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率：１０％以上９０％未満
本発明では、任意の切断面に現出した複合介在物を分析し、その複合介在物の断面積におけるＭｎＳの面積率を測定することにより、複合介在物中のＭｎＳ量を規定している。複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率が１０％未満であると、複合介在物中のＭｎＳ量が少なく、充分なＭｎ欠乏層を形成できない。その結果、粒内フェライトの生成が困難となる。一方、複合介在物の断面におけるＭｎＳの割合が９０％以上であると、複合介在物がＭｎＳ主体となり、Ｔｉ系酸化物の占める割合が低下する。その結果、Ｍｎ吸収能が低下し、充分なＭｎ欠乏層を形成できないため、粒内フェライトの生成が困難となる。
Area ratio of MnS in cross section of composite inclusion: 10% or more and less than 90% In the present invention, a composite inclusion appearing on an arbitrary cut surface is analyzed, and the area ratio of MnS in the cross-sectional area of the composite inclusion is measured. By doing so, the amount of MnS in the composite inclusion is defined. If the area ratio of MnS in the cross section of the composite inclusion is less than 10%, the amount of MnS in the composite inclusion is small, and a sufficient Mn deficiency layer cannot be formed. As a result, it becomes difficult to generate intragranular ferrite. On the other hand, when the proportion of MnS in the cross section of the composite inclusion is 90% or more, the composite inclusion mainly comprises MnS, and the proportion of the Ti-based oxide decreases. As a result, the Mn absorption ability decreases, and a sufficient Mn deficiency layer cannot be formed, so that it is difficult to generate intragranular ferrite.
複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合：１０％以上
ＭｎＳは、複合介在物の周囲からＭｎを吸収する必要があるため、複合介在物の界面に存在する必要がある。複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合が１０％未満であると、複合介在物の周囲から充分にＭｎを吸収できないため、Ｍｎ欠乏層を形成できない。その結果、粒内フェライトの生成が困難となる。
MnS ratio at interface of composite inclusion: 10% or more Since MnS needs to absorb Mn from around the composite inclusion, it must be present at the interface of the composite inclusion. If the proportion of MnS at the interface of the composite inclusion is less than 10%, Mn cannot be sufficiently absorbed from the periphery of the composite inclusion, so that a Mn-deficient layer cannot be formed. As a result, it becomes difficult to generate intragranular ferrite.
複合介在物の粒径：０．５〜５．０μｍ
複合介在物の粒径が０．５μｍ未満では、複合介在物の周囲から吸収できるＭｎ量が少なく、その結果、粒内フェライトの生成に必要なＭｎ欠乏層の形成が困難となる。一方、複合介在物の粒径が５．０μｍより大きいと、複合介在物が破壊の起点となる。
Particle size of composite inclusions: 0.5 to 5.0 μm
When the particle size of the composite inclusions is less than 0.5 μm, the amount of Mn that can be absorbed from the periphery of the composite inclusions is small, and as a result, it is difficult to form a Mn-deficient layer required for the generation of intragranular ferrite. On the other hand, when the particle size of the composite inclusion is larger than 5.0 μm, the composite inclusion becomes a starting point of fracture.
複合介在物の面分散密度：１０〜１００個／ｍｍ２
安定した粒内フェライトを生成させるためには、各複合介在物が旧γ内に少なくとも１つ程度含まれる必要がある。そのため、複合介在物の面分散密度は、１０個／ｍｍ２以上とする。一方、複合介在物が過剰に多い場合は、破壊起点となりやすい。そのため、複合介在物の面分散密度は、１００個／ｍｍ２以下とする。
Surface dispersion density of composite inclusions: 10 to 100 particles / mm 2
In order to generate stable intragranular ferrite, it is necessary that at least one of each composite inclusion is contained in the old γ. Therefore, the areal dispersion density of the composite inclusion is set to 10 pieces / mm 2 or more. On the other hand, if the amount of the composite inclusions is excessively large, it tends to be a fracture starting point. Therefore, the surface dispersion density of the composite inclusion is set to 100 pieces / mm 2 or less.
本発明の高強度厚鋼板は、板厚が５０ｍｍ以上であっても、ＨＡＺの低温靱性に優れる。板厚が５０ｍｍ以上の高強度厚鋼板は、溶接時の入熱量が４００ｋＪ／ｃｍ以上に増加する。本発明の高強度厚鋼板は、入熱量が４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接時において、優れたＨＡＺのＣＴＯＤ特性を発揮する。板厚の上限は規定しないが、熱間圧延工程での累積圧下量を考えると、板厚は１００ｍｍ以下であることが好ましい。 The high-strength steel sheet of the present invention has excellent low-temperature toughness of HAZ even when the sheet thickness is 50 mm or more. A high-strength steel plate having a thickness of 50 mm or more has an increased heat input during welding to 400 kJ / cm or more. The high-strength steel plate of the present invention exhibits excellent HAZ CTOD characteristics during large heat input welding with a heat input of 400 kJ / cm or more. Although the upper limit of the sheet thickness is not specified, the sheet thickness is preferably 100 mm or less in consideration of the cumulative rolling reduction in the hot rolling step.
本発明の高強度厚鋼板は、降伏強度が３５０ＭＰａ以上である。降伏強度が３５０ＭＰａ未満であると、本発明の高強度厚鋼板を大型コンテナ船などの溶接構造物に用いた場合に強度不足となる。 The high-strength steel plate of the present invention has a yield strength of 350 MPa or more. When the yield strength is less than 350 MPa, when the high-strength steel plate of the present invention is used for a welded structure such as a large container ship, the strength becomes insufficient.
（Ｃ）製造方法
本発明に係る高強度厚鋼板の製造方法については、特に制限は設けないが、例えば、上記で説明した化学組成を有するスラブを加熱した後、下記に示す熱間圧延を行い、最後に焼入れおよび焼戻しを行うことにより製造することができる。
(C) Manufacturing Method The method for manufacturing a high-strength steel plate according to the present invention is not particularly limited. For example, after heating a slab having the chemical composition described above, hot rolling shown below is performed. And finally quenching and tempering.
スラブを加熱する工程では、鋳造時に析出したＮｂ、ＴｉおよびＢなどの粗大介在物を固溶させて、微細結晶温度域を拡大させる。そのため、スラブの加熱温度は、９００℃以上であることが好ましく、１０００℃以上であることがより好ましい。一方、スラブの加熱温度が高すぎると、旧オーステナイトの粗粒化を招き、靭性が低下する。そのため、スラブの加熱温度は、１２００℃以下であることが好ましく、１１６０℃以下であることがより好ましい。 In the step of heating the slab, coarse inclusions such as Nb, Ti and B precipitated during casting are dissolved to form a solid solution, thereby expanding the temperature range of the fine crystal. Therefore, the heating temperature of the slab is preferably 900 ° C. or higher, more preferably 1000 ° C. or higher. On the other hand, if the heating temperature of the slab is too high, coarse austenitic grains are caused, and the toughness is reduced. Therefore, the heating temperature of the slab is preferably 1200 ° C or lower, more preferably 1160 ° C or lower.
熱間圧延工程では、まず再結晶領域である８５０℃以上の温度域で圧延を行うことが好ましい。再結晶領域では、鋼板組織の再結晶化を進めるとともに、圧下によりオーステナイト粒径の細粒化させることができる。このとき、充分なオーステナイト粒径の細粒化を図るため、スラブの厚さに対して累積圧下率を３０％以上とすることが好ましい。 In the hot rolling step, first, it is preferable to perform rolling in a temperature region of 850 ° C. or higher, which is a recrystallization region. In the recrystallization region, the steel plate structure can be recrystallized, and the austenite grain size can be reduced by reduction. At this time, it is preferable that the cumulative draft is 30% or more with respect to the thickness of the slab in order to achieve sufficient austenite grain size reduction.
続いて、未再結晶領域である８５０℃以下の温度域で圧延を行うことが好ましい。未再結晶領域での圧延により、オーステナイト粒は扁平化し、冷却され変態した後は、旧オーステナイト粒界として扁平化したまま残る。その結果、靭性を向上させることができる。このとき、組織の細粒化を図るため、８５０℃以上の温度域で圧延した後の中間鋼の板厚に対して累積圧下率を３０％以上とすることが好ましい。なお、圧延荷重の増大を避けること、および、次工程の焼入れを再加熱せず、圧延直後に行うため、未再結晶温度域での圧延は７２０℃以上で行うことが好ましい。 Subsequently, it is preferable to perform rolling in a temperature range of 850 ° C. or less, which is an unrecrystallized region. The austenite grains are flattened by rolling in the unrecrystallized region, and after cooling and transformation, remain as flattened as old austenite grain boundaries. As a result, the toughness can be improved. At this time, it is preferable that the cumulative draft is 30% or more with respect to the thickness of the intermediate steel after rolling at a temperature range of 850 ° C. or more in order to reduce the grain size of the structure. In order to avoid an increase in rolling load and to perform quenching in the next step immediately after rolling without reheating, it is preferable to perform rolling in the non-recrystallization temperature range at 720 ° C. or higher.
さらに焼入れおよび焼戻しを行うことが好ましい。焼入れ工程では、いわゆる直接焼入れを行い、鋼板に焼きを入れる。すなわち、前工程である圧延工程を７２０℃以上で終了させ、そのまま６８０℃以上の温度域から冷却を行えばよい。厚肉材で高強度を得るため、水冷停止温度は４５０℃以下とすることが好ましい。さらに焼戻し工程は、６５０℃以下の温度域で行うことが好ましい。下限は定めないが、３５０℃以上の温度域で行うことが好ましい。焼戻し工程を経ることにより、焼入れ処理によって導入された歪を除去し、かつ、炭化物を微細に析出させることにより、強度と靭性とのバランスを改善することができる。 Further, quenching and tempering are preferably performed. In the quenching process, so-called direct quenching is performed to quench the steel sheet. That is, the pre-rolling step may be completed at 720 ° C. or higher, and the cooling may be performed from a temperature range of 680 ° C. or higher. In order to obtain high strength with a thick material, the water cooling stop temperature is preferably set to 450 ° C. or less. Further, the tempering step is preferably performed in a temperature range of 650 ° C. or less. Although the lower limit is not determined, it is preferable to perform the reaction in a temperature range of 350 ° C. or higher. By passing through the tempering step, the strain introduced by the quenching treatment is removed, and the balance between strength and toughness can be improved by precipitating carbide finely.
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。 Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to Examples, but the present invention is not limited to these Examples.
＜圧延母材の製造＞
表１に示す試験Ｎｏ．実施例１〜３６、および、比較例１〜３２の化学組成を有する鋼を実製造プロセスにて溶製した。ＲＨ前にＡｒガスを上部より溶鋼内に吹き込むバブリング処理を行い、溶鋼表面のスラグと溶鋼とを反応させることにより、スラグ内のトータルＦｅ量を調整し、溶鋼内の酸素ポテンシャルＯｘｐを１０〜３０ｐｐｍの範囲に制御した。バブリング処理後、ＲＨにて各元素を添加して成分調整を行い、連続鋳造にて３００ｍｍの厚スラブを鋳造した。鋳造後のスラブは、加熱炉にて加熱した。加熱後は、まず再結晶領域である８５０℃以上の温度域で圧延を行い、続いて、未再結晶領域である８５０℃以下の温度域で圧延を行った。圧延後に、焼入れおよび焼戻しを行い、試験Ｎｏ．実施例１〜３６、および、比較例１〜３２の供試材を作成した。各供試材の製造条件を表２に示す。
<Manufacture of rolled base material>
Test No. 1 shown in Table 1 Steels having the chemical compositions of Examples 1 to 36 and Comparative Examples 1 to 32 were melted by an actual manufacturing process. Before RH, a bubbling process in which Ar gas is blown into the molten steel from above to perform a reaction between the slag and the molten steel on the surface of the molten steel, thereby adjusting the total Fe amount in the slag, and increasing the oxygen potential Oxp in the molten steel by 10 to 30 ppm. Was controlled within the range. After the bubbling treatment, each element was added by RH to adjust the components, and a 300 mm thick slab was cast by continuous casting. The slab after casting was heated in a heating furnace. After the heating, first, rolling was performed in a temperature range of 850 ° C. or higher, which is a recrystallization region, and then, rolling was performed in a temperature range of 850 ° C. or lower, which was a non-recrystallization region. After rolling, quenching and tempering were performed. The test materials of Examples 1 to 36 and Comparative Examples 1 to 32 were prepared. Table 2 shows the manufacturing conditions of each test material.
＜複合介在物の断面におけるＭｎＳ面積率の算出＞
＜複合介在物の界面におけるＭｎＳ割合の算出＞
複合介在物分析用の試験片は、前記供試材の板厚１／４ｔ部より採取したものを用いた。複合介在物は、電子プローブマイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用い、複合介在物を面分析したマッピング画像から、ＭｎＳ面積率および複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合を測定した。より具体的には、ＭｎＳ面積率は、複合介在物全体の断面積と複合介在物全体に占めるＭｎＳ部分の断面積とを画像から測定することにより算出した。複合介在物の界面におけるＭｎＳ割合は、複合介在物中のＴｉ酸化物の周長とそのＴｉ酸化物に接するＭｎＳ界面の長さとを画像から測定することにより算出した。なお、測定のばらつきを少なくするため、ＭｎＳ面積率および複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合は、各供試材につき２０個ずつＥＰＭＡによる分析を行い、平均値を算出することにより求めた。結果を表１に示す。
<Calculation of MnS area ratio in cross section of composite inclusion>
<Calculation of MnS ratio at interface of composite inclusion>
As the test piece for analyzing the composite inclusion, a test piece sampled from a ｔt portion of the test material was used. For the composite inclusions, the area ratio of MnS and the ratio of MnS at the interface of the composite inclusions were measured from a mapping image obtained by plane analysis of the composite inclusions using an electron probe microanalyzer (EPMA). More specifically, the MnS area ratio was calculated by measuring the cross-sectional area of the entire composite inclusion and the cross-sectional area of the MnS portion occupying the entire composite inclusion from an image. The MnS ratio at the interface of the composite inclusion was calculated by measuring the peripheral length of the Ti oxide in the composite inclusion and the length of the MnS interface in contact with the Ti oxide from an image. In order to reduce the variation in the measurement, the MnS area ratio and the ratio of MnS at the interface of the composite inclusion were determined by analyzing 20 pieces of each test material by EPMA and calculating an average value. Table 1 shows the results.
＜複合介在物の面分散密度の算出＞
複合介在物の個数は、ＳＥＭ−ＥＤＸを組み合わせた自動介在物分析装置により行い、検出された複合介在物の形状測定データから、粒径が０．５〜５．０μｍの範囲である複合介在物の個数を算出することにより、面分散密度を算出した。結果を表１に示す。
<Calculation of areal dispersion density of composite inclusion>
The number of composite inclusions was determined by an automatic inclusion analyzer combining SEM-EDX, and from the shape measurement data of the detected composite inclusions, the composite inclusions having a particle size in the range of 0.5 to 5.0 μm were determined. , The areal dispersion density was calculated. Table 1 shows the results.
＜引張試験＞
各供試材の圧延方向に垂直な方向からＪＩＳ Ｚ ２２０１で規定されるＪＩＳ ４号引張試験片を採取し、引張試験を実施し、圧延母材の降伏強度（ＹＳ）および引張強度（ＴＳ）を測定した。結果を表３に示す。なお、降伏強度（ＹＳ）は、３５０ＭＰａ以上を合格と判定した。また、引張強度（ＴＳ）は、５４０ＭＰａ以上を合格と判定した。
<Tensile test>
A JIS No. 4 tensile test piece specified by JIS Z 2201 is sampled from a direction perpendicular to the rolling direction of each test material, a tensile test is performed, and the yield strength (YS) and the tensile strength (TS) of the rolled base material are obtained. Was measured. Table 3 shows the results. The yield strength (YS) was determined to be acceptable if it was 350 MPa or more. In addition, a tensile strength (TS) of 540 MPa or more was determined to be acceptable.
＜シャルピー衝撃試験＞
各供試材の板厚中心から、圧延方向に平行な方向にＪＩＳ Ｚ ２２０２で規定されるシャルピー衝撃試験片を切出し、衝撃試験を行い、−６０℃における吸収エネルギー（ｖＥ−６０：単位はＪ）を測定した。なお、−６０℃における吸収エネルギーは、１００Ｊ以上を合格と判定した。
<Charpy impact test>
From the center of the thickness of each test material, a Charpy impact test specimen specified by JIS Z 2202 was cut out in a direction parallel to the rolling direction, an impact test was performed, and the absorbed energy at -60 ° C (vE-60; ) Was measured. In addition, the absorption energy at -60 degreeC judged that 100 J or more passed.
＜ＣＴＯＤ試験＞
各供試材からＣＴＯＤ試験用の試験片を３片採取した。各試験片の端部を２０°Ｖ型開先に加工し、入熱量が４００ｋＪ／ｃｍ以上のエレクトロガスアーク溶接（ＥＧＷ）を行うことにより、溶接継手を作製した。作成した溶接継手のボンド部（ＨＡＺ：溶接金属＝１：１）にノッチ加工を施し、試験温度−１０℃でＢＳ７４４８規格準拠にて、ＣＴＯＤ試験を行った。ＣＴＯＤ値の最小値を表３に示す。なお、ＣＴＯＤ値の最小値は、０．１５ｍｍ以上を合格と判定した。
<CTOD test>
Three test pieces for the CTOD test were collected from each test material. The end of each test piece was machined into a 20 ° V-shaped groove, and a welded joint was produced by performing electrogas arc welding (EGW) having a heat input of 400 kJ / cm or more. Notch processing was performed on the bond portion (HAZ: weld metal = 1: 1) of the prepared welded joint, and a CTOD test was performed at a test temperature of −10 ° C. in accordance with the BS7448 standard. Table 3 shows the minimum value of the CTOD value. In addition, the minimum value of the CTOD value was determined to be acceptable if it was 0.15 mm or more.
実施例１〜３６は、本発明で規定される要件をすべて満たすため、母材の強度および靭性が高く、かつ、継手ＣＴＯＤ試験の結果が合格であった。 In Examples 1 to 36, the strength and toughness of the base material were high and the results of the joint CTOD test were acceptable because all the requirements defined in the present invention were satisfied.
比較例１は、Ｃ含有量が本発明で規定された範囲よりも小さいため、ＹＰが低位であった。 In Comparative Example 1, since the C content was smaller than the range specified in the present invention, the YP was low.
比較例２は、Ｃ含有量が本発明で規定された範囲よりも大きいため、溶接継手部の硬質組織が増加した。そのため、溶接継手の靱性が低下した。その結果、継手ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。 In Comparative Example 2, since the C content was larger than the range specified in the present invention, the hard structure of the welded joint increased. Therefore, the toughness of the welded joint was reduced. As a result, in the joint CTOD test, the CTOD value was less than 0.15 mm.
比較例３は、Ｓｉ含有量が本発明に規定された範囲よりも小さく、かつ、複合介在物の面分散密度が本発明に規定された範囲よりも小さかった。そのため、複合介在物を起点に破壊が生じやすくなり、溶接継手の靱性が低下した。その結果、継手ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。 In Comparative Example 3, the Si content was smaller than the range specified in the present invention, and the areal dispersion density of the composite inclusion was smaller than the range specified in the present invention. For this reason, fracture was likely to occur starting from the composite inclusion, and the toughness of the welded joint was reduced. As a result, in the joint CTOD test, the CTOD value was less than 0.15 mm.
比較例４は、Ｓｉ含有量が本発明に規定された範囲よりも大きいため、溶接継手部の硬質組織が増加した。そのため、溶接継手の靱性が低下した。その結果、継手ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。 In Comparative Example 4, since the Si content was larger than the range specified in the present invention, the hard structure of the welded joint increased. Therefore, the toughness of the welded joint was reduced. As a result, in the joint CTOD test, the CTOD value was less than 0.15 mm.
比較例５は、Ｍｎ含有量が本発明に規定された範囲よりも小さい。そのため、複合介在物の断面におけるＭｎＳ面積率、および、複合介在物の界面におけるＭｎＳ割合が本発明に規定された範囲よりも小さかった。これにより、粒内フェライトが充分に成長せず、溶接継手の靱性が低下した。その結果、継手ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。 In Comparative Example 5, the Mn content is smaller than the range specified in the present invention. Therefore, the MnS area ratio in the cross section of the composite inclusion and the MnS ratio in the interface of the composite inclusion were smaller than the ranges specified in the present invention. As a result, intragranular ferrite did not grow sufficiently, and the toughness of the welded joint decreased. As a result, in the joint CTOD test, the CTOD value was less than 0.15 mm.
比較例６は、Ｍｎ含有量が本発明に規定された範囲よりも大きいため、偏析が増加し、その結果、母材および溶接継手の靱性が低下した。その結果、シャルピー衝撃試験において、ｖＥ−６０値が１００Ｊ未満であり、かつ、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。 In Comparative Example 6, since the Mn content was larger than the range specified in the present invention, segregation increased, and as a result, the toughness of the base metal and the welded joint decreased. As a result, in the Charpy impact test, the vE-60 value was less than 100 J, and in the CTOD test, the CTOD value was less than 0.15 mm.
比較例７は、Ｐ含有量が本発明に規定された範囲よりも大きいため、母材および溶接継手の靱性が低下した。その結果、シャルピー衝撃試験において、ｖＥ−６０値が１００Ｊ未満であり、かつ、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。 In Comparative Example 7, since the P content was larger than the range specified in the present invention, the toughness of the base metal and the welded joint was reduced. As a result, in the Charpy impact test, the vE-60 value was less than 100 J, and in the CTOD test, the CTOD value was less than 0.15 mm.
比較例８は、Ｓ含有量が本発明に規定された範囲よりも小さいため、複合介在物の断面におけるＭｎＳ面積率、および、複合介在物の界面におけるＭｎＳ割合が本発明に規定された範囲よりも小さかった。そのため、粒内フェライトが充分に成長せず、溶接継手の靱性が低下した。その結果、継手ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。 In Comparative Example 8, since the S content was smaller than the range specified in the present invention, the MnS area ratio in the cross section of the composite inclusion and the MnS ratio in the interface of the composite inclusion were out of the range specified in the present invention. Was also small. Therefore, intragranular ferrite did not grow sufficiently, and the toughness of the welded joint was reduced. As a result, in the joint CTOD test, the CTOD value was less than 0.15 mm.
比較例９は、Ｓ含有量が本発明に規定された範囲よりも大きいため、複合介在物の断面におけるＭｎＳ面積率が本発明に規定された範囲よりも大きかった。そのため、粗大なＭｎＳが増加し、母材および溶接継手の靭性が低下した。その結果、シャルピー衝撃試験において、ｖＥ−６０値が１００Ｊ未満であり、かつ、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。 In Comparative Example 9, since the S content was larger than the range specified in the present invention, the MnS area ratio in the cross section of the composite inclusion was larger than the range specified in the present invention. Therefore, coarse MnS increased and the toughness of the base metal and the welded joint decreased. As a result, in the Charpy impact test, the vE-60 value was less than 100 J, and in the CTOD test, the CTOD value was less than 0.15 mm.
比較例１０は、Ｃｕ含有量が本発明に規定された範囲よりも大きいため、強度が上昇した。そのため、溶接継手の靱性が低下した。その結果、継手ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。 In Comparative Example 10, since the Cu content was larger than the range specified in the present invention, the strength was increased. Therefore, the toughness of the welded joint was reduced. As a result, in the joint CTOD test, the CTOD value was less than 0.15 mm.
比較例１１は、Ｎｉ含有量が本発明に規定された範囲よりも小さいため、溶接継手の靱性が低下した。その結果、継手ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。 In Comparative Example 11, since the Ni content was smaller than the range specified in the present invention, the toughness of the welded joint was reduced. As a result, in the joint CTOD test, the CTOD value was less than 0.15 mm.
比較例１２は、Ｎｉ含有量が本発明に規定された範囲よりも大きいため、粒内フェライトが充分に成長せず、溶接継手の靱性が低下した。その結果、継手ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。 In Comparative Example 12, since the Ni content was larger than the range specified in the present invention, intragranular ferrite did not grow sufficiently, and the toughness of the welded joint was reduced. As a result, in the joint CTOD test, the CTOD value was less than 0.15 mm.
比較例１３は、Ｃｒ含有量が本発明に規定された範囲よりも大きいため、母材および溶接継手の靱性が低下した。その結果、シャルピー衝撃試験において、ｖＥ−６０値が１００Ｊ未満であり、かつ、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。 In Comparative Example 13, since the Cr content was larger than the range specified in the present invention, the toughness of the base metal and the welded joint was reduced. As a result, in the Charpy impact test, the vE-60 value was less than 100 J, and in the CTOD test, the CTOD value was less than 0.15 mm.
比較例１４は、Ｍｏ含有量が本発明に規定された範囲よりも大きいため、母材および溶接継手の靱性が低下した。その結果、シャルピー衝撃試験において、ｖＥ−６０値が１００Ｊ未満であり、かつ、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。 In Comparative Example 14, since the Mo content was larger than the range specified in the present invention, the toughness of the base metal and the welded joint was reduced. As a result, in the Charpy impact test, the vE-60 value was less than 100 J, and in the CTOD test, the CTOD value was less than 0.15 mm.
比較例１５は、Ｖ含有量が本発明に規定された範囲よりも大きいため、母材および溶接継手の靱性が低下した。その結果、シャルピー衝撃試験において、ｖＥ−６０値が１００Ｊ未満であり、かつ、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。 In Comparative Example 15, since the V content was larger than the range specified in the present invention, the toughness of the base metal and the welded joint was reduced. As a result, in the Charpy impact test, the vE-60 value was less than 100 J, and in the CTOD test, the CTOD value was less than 0.15 mm.
比較例１６は、Ｎｂ含有量が本発明に規定された範囲よりも小さいため、結晶粒が粗大化した。そのため、溶接継手の靱性が低下した。その結果、継手ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。 In Comparative Example 16, since the Nb content was smaller than the range specified in the present invention, the crystal grains became coarse. Therefore, the toughness of the welded joint was reduced. As a result, in the joint CTOD test, the CTOD value was less than 0.15 mm.
比較例１７は、Ｎｂ含有量が本発明に規定された範囲よりも大きいため、ＮｂＣなどの炭化物が生成した。そのため、母材および溶接継手の靱性が低下した。その結果、シャルピー衝撃試験において、ｖＥ−６０値が１００Ｊ未満であり、かつ、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。 In Comparative Example 17, since the Nb content was larger than the range specified in the present invention, carbides such as NbC were generated. Therefore, the toughness of the base metal and the welded joint was reduced. As a result, in the Charpy impact test, the vE-60 value was less than 100 J, and in the CTOD test, the CTOD value was less than 0.15 mm.
比較例１８は、Ｔｉ含有量が本発明に規定された範囲よりも小さいため、複合介在物の面分散密度が本発明に規定された範囲よりも小さかった。そのため、複合介在物を起点に破壊が生じやすくなり、靱性が低下した。その結果、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。 In Comparative Example 18, since the Ti content was smaller than the range specified in the present invention, the areal dispersion density of the composite inclusion was smaller than the range specified in the present invention. For this reason, the fracture was likely to occur starting from the composite inclusion, and the toughness was reduced. As a result, in the CTOD test, the CTOD value was less than 0.15 mm.
比較例１９は、Ｔｉ含有量が本発明に規定された範囲よりも大きいため、粗大なＴｉＣが増加することにより、溶接継手の靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。 In Comparative Example 19, since the Ti content was larger than the range specified in the present invention, the toughness of the welded joint decreased due to an increase in coarse TiC. Therefore, in the CTOD test, the CTOD value was less than 0.15 mm.
比較例２０は、Ｂ含有量が本発明に規定された範囲よりも小さいため、粒内フェライトが充分に成長せず、溶接継手の靱性が低下した。その結果、継手ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。 In Comparative Example 20, since the B content was smaller than the range specified in the present invention, intragranular ferrite did not grow sufficiently and the toughness of the welded joint was reduced. As a result, in the joint CTOD test, the CTOD value was less than 0.15 mm.
比較例２１は、Ｂ含有量が本発明に規定された範囲よりも大きいため、粒内フェライトが充分に成長せず、溶接継手の靱性が低下した。その結果、継手ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。 In Comparative Example 21, since the B content was larger than the range specified in the present invention, intragranular ferrite did not grow sufficiently, and the toughness of the welded joint was reduced. As a result, in the joint CTOD test, the CTOD value was less than 0.15 mm.
比較例２２は、Ａｌ含有量が本発明に規定された範囲よりも大きいため、粗大なＡｌ２Ｏ３増加により、溶接継手の靱性が低下した。また、複合介在物の面分散密度が本発明に規定された範囲よりも小さかった。そのため、複合介在物を起点に破壊が生じやすくなり、溶接継手の靱性が低下した。その結果、継手ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。 In Comparative Example 22, since the Al content was larger than the range specified in the present invention, the toughness of the welded joint decreased due to the coarse Al 2 O 3 increase. Also, the areal dispersion density of the composite inclusion was smaller than the range specified in the present invention. For this reason, fracture was likely to occur starting from the composite inclusion, and the toughness of the welded joint was reduced. As a result, in the joint CTOD test, the CTOD value was less than 0.15 mm.
比較例２３は、Ｎ含有量が本発明に規定された範囲よりも小さいため、粒内フェライトが充分に成長せず、溶接継手の靱性が低下した。その結果、継手ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。 In Comparative Example 23, since the N content was smaller than the range specified in the present invention, intragranular ferrite did not grow sufficiently, and the toughness of the welded joint was reduced. As a result, in the joint CTOD test, the CTOD value was less than 0.15 mm.
比較例２４は、Ｎ含有量が本発明に規定された範囲よりも大きいため、粗大なＴｉＮの凝集が起こった。そのため、ＴｉＮが破壊の起点となり、溶接継手の靱性が低下した。その結果、継手ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。 In Comparative Example 24, since the N content was larger than the range specified in the present invention, coarse TiN agglomeration occurred. Therefore, TiN became a starting point of the fracture, and the toughness of the welded joint decreased. As a result, in the joint CTOD test, the CTOD value was less than 0.15 mm.
比較例２５は、Ｏ含有量が本発明に規定された範囲よりも小さいため、複合介在物の面分散密度が本発明に規定された範囲よりも小さかった。そのため、複合介在物を起点に破壊が生じやすくなり、溶接継手の靱性が低下した。その結果、継手ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。 In Comparative Example 25, since the O content was smaller than the range specified in the present invention, the areal dispersion density of the composite inclusion was smaller than the range specified in the present invention. For this reason, fracture was likely to occur starting from the composite inclusion, and the toughness of the welded joint was reduced. As a result, in the joint CTOD test, the CTOD value was less than 0.15 mm.
比較例２６は、Ｏ含有量が本発明に規定された範囲よりも大きいため、粗大な酸化物が増加することにより、溶接継手の靱性が低下した。また、複合介在物の面分散密度が本発明に規定された範囲よりも小さくなった。そのため、複合介在物を起点に破壊が生じやすくなり、溶接継手の靱性が低下した。その結果、継手ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．１５ｍｍ未満であった。 In Comparative Example 26, since the O content was larger than the range specified in the present invention, the toughness of the welded joint decreased due to the increase in coarse oxides. Further, the areal dispersion density of the composite inclusion became smaller than the range specified in the present invention. For this reason, fracture was likely to occur starting from the composite inclusion, and the toughness of the welded joint was reduced. As a result, in the joint CTOD test, the CTOD value was less than 0.15 mm.
比較例２７は、複合介在物の断面におけるＭｎＳ面積率および複合介在物の界面におけるＭｎＳ割合が、本発明に規定された範囲よりも小さかった。そのため、粒内フェライトが充分に成長せず、母材および溶接継手の靱性が低下した。その結果、シャルピー衝撃試験において、ｖＥ−６０値が１００Ｊ未満であり、かつ、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満であった。 In Comparative Example 27, the MnS area ratio in the cross section of the composite inclusion and the MnS ratio in the interface of the composite inclusion were smaller than the ranges specified in the present invention. Therefore, the intragranular ferrite did not grow sufficiently, and the toughness of the base metal and the welded joint decreased. As a result, in the Charpy impact test, the vE-60 value was less than 100 J, and in the CTOD test, the CTOD value was less than 0.4 mm.
比較例２８は、複合介在物の断面におけるＭｎＳ面積率が、本発明に規定された範囲よりも小さかった。そのため、粒内フェライトが充分に成長せず、溶接継手の靱性が低下した。その結果、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満であった。 In Comparative Example 28, the MnS area ratio in the cross section of the composite inclusion was smaller than the range specified in the present invention. Therefore, intragranular ferrite did not grow sufficiently, and the toughness of the welded joint was reduced. As a result, in the CTOD test, the CTOD value was less than 0.4 mm.
比較例２９は、未再結晶領域における圧延の仕上温度が７２０℃以下となり、適切な鋼板の作り込みができなかった。そのため、母材の強度および靭性を高く保てなかった。その結果、降伏強度が３５０ＭＰａ以下となり、ｖＥ−６０値も１００Ｊ未満であった。 In Comparative Example 29, the finishing temperature of the rolling in the non-recrystallized region was 720 ° C. or less, and an appropriate steel sheet could not be produced. Therefore, the strength and toughness of the base material could not be kept high. As a result, the yield strength was 350 MPa or less, and the vE-60 value was less than 100 J.
比較例３０は、未再結晶領域における圧延の仕上圧延後の水冷開始温度が６８０℃以下となり、適切な鋼板の作り込みができなかった。そのため、母材の強度および靭性を高く保てなかった。その結果、降伏強度が３５０ＭＰａ以下、かつ、引張強度が５５０ＭＰａ以下となり、ｖＥ−６０値も１００Ｊ未満であった。 In Comparative Example 30, the water-cooling start temperature after finish rolling of rolling in the unrecrystallized region was 680 ° C. or less, and an appropriate steel sheet could not be produced. Therefore, the strength and toughness of the base material could not be kept high. As a result, the yield strength was 350 MPa or less, the tensile strength was 550 MPa or less, and the vE-60 value was less than 100 J.
比較例３１は、未再結晶領域における圧延の仕上圧延後の水冷停止温度が４５０℃以上となり、適切な鋼板の作り込みができなかった。そのため、母材の強度および靭性を高く保てなかった。その結果、降伏強度が３５０ＭＰａ以下、かつ、引張強度が５５０ＭＰａ以下となり、ｖＥ−６０値も１００Ｊ未満であった。 In Comparative Example 31, the water cooling stop temperature after the finish rolling of the rolling in the unrecrystallized region was 450 ° C. or higher, and an appropriate steel plate could not be produced. Therefore, the strength and toughness of the base material could not be kept high. As a result, the yield strength was 350 MPa or less, the tensile strength was 550 MPa or less, and the vE-60 value was less than 100 J.
比較例３２は、水冷後の焼戻温度が３５０℃以下となり、適切な鋼板の作り込みができなかった。そのため、母材の強度および靭性を高く保てなかった。その結果、降伏強度が３５０ＭＰａ以下となり、ｖＥ−６０値も１００Ｊ未満であった。 In Comparative Example 32, the tempering temperature after water cooling was 350 ° C. or less, and an appropriate steel plate could not be produced. Therefore, the strength and toughness of the base material could not be kept high. As a result, the yield strength was 350 MPa or less, and the vE-60 value was less than 100 J.
本発明によれば、入熱量４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接時において、ＨＡＺのＣＴＯＤ特性に優れた高強度厚鋼板を提供することができる。したがって、本発明の高強度厚鋼板は、大型コンテナ船などの溶接構造物、特に、板厚が５０ｍｍ以上で、かつ、降伏強度が３５０ＭＰａ以上の高強度厚鋼板に好適に用いることができる。 Advantageous Effects of Invention According to the present invention, it is possible to provide a high-strength steel plate having excellent CTOD characteristics of HAZ during large heat input welding with a heat input of 400 kJ / cm or more. Therefore, the high-strength steel plate of the present invention can be suitably used for a welded structure such as a large container ship, in particular, a high-strength steel plate having a plate thickness of 50 mm or more and a yield strength of 350 MPa or more.
Claims (2)
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、
Ｍｎ：１．３０〜２．５０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｎｉ：０．１０〜１．５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、
Ａｌ：０．００３％以下、
Ｎ：０．００２０〜０．００７０％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％、
Ｏ：０．００１０〜０．００５０％、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｃｒ：０〜０．５０％、
Ｍｏ：０〜０．３０％、
Ｖ：０〜０．１０％、ならびに、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記式（ｉｉ）で表される炭素当量Ｃｅｑが０．３６〜０．５２であり、
鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含み、
前記複合介在物の断面における前記ＭｎＳの面積率が、１０％以上９０％未満であり、
前記複合介在物の界面における前記ＭｎＳの割合が、１０％以上であり、
粒径０．５〜５．０μｍの前記複合介在物の面分散密度が、１０〜１００個／ｍｍ２である、降伏強度が３５０ＭＰａ以上の高強度厚鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５ ・・・（ｉｉ）
ただし、式（ｉｉ）中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。 A high-strength steel plate having a thickness of 50 mm or more,
Chemical composition in mass%
C: 0.03 to 0.12%,
Si: 0.05 to 0.30%,
Mn: 1.30-2.50%,
P: 0.015% or less,
S: 0.0005 to 0.0030%,
Ni: 0.10 to 1.50%,
Nb: 0.005 to 0.030%,
Ti: 0.005 to 0.020%,
Al: 0.003% or less,
N: 0.0020 to 0.0070%,
B: 0.0003-0.0020%,
O: 0.0010 to 0.0050%,
Cu: 0 to 0.50%,
Cr: 0 to 0.50%,
Mo: 0 to 0.30%,
V: 0 to 0.10%, and
The balance: Fe and impurities,
The carbon equivalent Ceq represented by the following formula (ii) is 0.36 to 0.52,
In the steel, including a composite inclusion in which MnS exists around the Ti oxide,
An area ratio of the MnS in a cross section of the composite inclusion is 10% or more and less than 90%,
The ratio of the MnS at the interface of the composite inclusion is 10% or more;
A high-strength steel sheet having a surface dispersion density of the composite inclusions having a particle size of 0.5 to 5.0 μm of 10 to 100 / mm 2 and a yield strength of 350 MPa or more.
Ceq = C + Mn / 6 + (Cr + Mo + V) / 5 + (Cu + Ni) / 15 (ii)
Here, each element symbol in the formula (ii) represents the content (% by mass) of each element.
Ｃｕ／３＋Ｃｒ／３＋Ｍｏ＋Ｖ≧０．０１ ・・・（ｉ）
ただし、式（ｉ）中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。 The high-strength steel plate having a yield strength of 350 MPa or more according to claim 1, which satisfies the following expression (i).
Cu / 3 + Cr / 3 + Mo + V ≧ 0.01 (i)
However, each element symbol in the formula (i) represents the content (% by mass) of each element.
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