[go: up one dir, main page]

JP7127751B2 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents

鋼板およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP7127751B2
JP7127751B2 JP2022505646A JP2022505646A JP7127751B2 JP 7127751 B2 JP7127751 B2 JP 7127751B2 JP 2022505646 A JP2022505646 A JP 2022505646A JP 2022505646 A JP2022505646 A JP 2022505646A JP 7127751 B2 JP7127751 B2 JP 7127751B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
steel
content
rolling
mass
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
JP2022505646A
Other languages
English (en)
Other versions
JPWO2022045350A1 (ja
Inventor
啓介 中井
大貴 今城
真吾 中村
祥晃 新宅
清孝 中島
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of JPWO2022045350A1 publication Critical patent/JPWO2022045350A1/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP7127751B2 publication Critical patent/JP7127751B2/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B37/00—Control devices or methods specially adapted for metal-rolling mills or the work produced thereby
    • B21B37/74—Temperature control, e.g. by cooling or heating the rolls or the product
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/16—Controlling or regulating processes or operations
    • B22D11/22—Controlling or regulating processes or operations for cooling cast stock or mould
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C21C7/04—Removing impurities by adding a treating agent
    • C21C7/06—Deoxidising, e.g. killing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0231—Warm rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/10—Reduction of greenhouse gas [GHG] emissions
    • Y02P10/143—Reduction of greenhouse gas [GHG] emissions of methane [CH4]

Landscapes

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

Description

本発明は、鋼板およびその製造方法に関する。
鋼板の用途として、船舶、高層建築物、その他の建築物、橋梁、海洋構造物、ＬＮＧ貯蔵タンクその他の大型タンク、ラインパイプ等の溶接構造物が挙げられる（例えば、特許文献１～５参照）。近年、コンテナ船の積載重量増大等のため、溶接構造物の大型化が進められている。これに伴い、鋼板には板厚の厚肉化および高強度化が求められている。加えて、上記のような溶接構造物では、一層の安全性および信頼性の観点から、低温靱性および破壊靱性のさらなる向上が課題になっている。
さらに、溶接構造物には、例えば、３５ｋＪ／ｍｍ以上といった大入熱の溶接が行われることが一般的である。脆性破壊を抑制するためには、大入熱溶接を行った際に生じる溶接熱影響部（ＨＡＺ：Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ）における靱性（以下、「ＨＡＺ靱性」という。）の改善が求められている。
特開２０１９－０２３３２２号公報 特開２０１９－０２３３２３号公報 特開２０１９－０２３３２４号公報 特開２０１９－０３５１０７号公報 国際公開第２０１９／０６９７７１号
しかしながら、一般的に、強度と低温靱性およびＨＡＺ靱性との間には、いわゆるトレードオフの関係が存在するため、これらを両立することは容易ではなかった。さらに、破壊靱性の向上に関しては、これまでほとんど検討がなされていなかったのが現状である。
本発明は、上記の課題を解決し、高い強度を有し、かつ低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性に優れる鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明は、下記の鋼板およびその製造方法を要旨とする。
（１）鋼板の化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０４０～０．１６０％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：０．７０～２．５０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０．０１０％以下、
Ｎ ：０．００１０～０．００８０％、
Ｏ ：０．０００５～０．００４０％、
Ｎｂ：０．００３～０．０５０％、
Ｔｉ：０．００３～０．０２４％、
Ｚｒ：０．０００７～０．００５０％、
Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ：０．０００７～０．００４０％、
Ｓｏｌ．Ｚｒ：０．００１０％以下、
Ｂ ：０．０００３～０．００４０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（Ｉ）式を満足し、
前記鋼板の圧延方向に垂直な断面において、前記鋼板の厚さをｔとした時に、前記鋼板の表面から１／４ｔの位置における金属組織が、
面積％で、８０％以上のベイナイトを含み、かつ、
前記ベイナイトを構成するベイニティックフェライトの長軸方向の平均長さが１０μｍ以下であり、
前記鋼板の圧延方向および厚さ方向に平行な断面において、前記鋼板の表面から１／４ｔの位置における旧オーステナイト粒の、厚さ方向における平均長さが２０μｍ以下であり、アスペクト比の平均が２．５以上であり、
ＺｒおよびＢを含む複合介在物であって、円相当径が０．５μｍ以上であり、かつ、ＺｒＯ２、Ｔｉ２Ｏ３、およびＡｌ２Ｏ３の合計に占めるＡｌ２Ｏ３の割合が、質量％で、５０％以下である前記複合介在物の個数密度が５～３００個／ｍｍ２である、
鋼板。
ＢＦ≦０．００３０ ・・・（Ｉ）
但し、
ＢＦ´＞Ｂの場合は、ＢＦ＝Ｂ
０＜ＢＦ´≦Ｂの場合は、ＢＦ＝ＢＦ´
ＢＦ´≦０の場合は、ＢＦ＝０
とし、ＢＦ´は下記（II）式で表される。
ＢＦ´＝Ｂ－（Ｎ－（Ｔｉ－（Ｏ－Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ×（３２／９１．２２４））×（９５．７３／４８））×（１４／４７．８６７））×（１０．８１１／１４） ・・・（II）
なお、上記式中の元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
（２）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｃｕ：１．５０％以下、
Ｎｉ：２．５０％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、および
Ｖ ：０．１５０％以下、
からなる群から選択される少なくとも１種以上を含有するものである、
上記（１）に記載の鋼板。
（３）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｔｅ：０．０１００％以下、
を含有するものである、
上記（１）または（２）に記載の鋼板。
（４）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｗ ：１．００％以下、および
Ｓｎ：０．５０％以下、
からなる群から選択される少なくとも１種以上を含有するものである、
上記（１）から（３）までのいずれかに記載の鋼板。
（５）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの合計：０．０００５％以下、
を含有するものである、
上記（１）から（４）までのいずれかに記載の鋼板。
（６）上記（１）から（５）までのいずれか１項に記載の鋼板の製造方法であって、
溶鋼を製造する精錬工程と、前記溶鋼を連続鋳造して上記（１）から（５）までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼片を製造する連続鋳造工程とを備え、得られた前記鋼片に対して、加熱工程、熱間圧延工程および加速冷却工程を順に施す、鋼板の製造方法において、
前記精錬工程では、投入する脱酸Ａｌ量を、前記溶鋼１ｔ当たり０．２～１．３ｋｇとし、前記溶鋼中の溶存Ｏ濃度が０．００５０質量％以下となってからＺｒを添加し、かつ前記Ｚｒの添加から１分以上経過した後にＢを添加し、
前記連続鋳造工程では、前記鋼片の表面温度が１２００～９００℃の間における平均冷却速度を０．５℃／秒以下とし、
前記加熱工程では、前記鋼片を９５０～１０８０℃の加熱温度まで加熱し、
前記熱間圧延工程は、粗圧延と仕上圧延とを含み、
前記粗圧延は、前記鋼片の表面温度がＴｒｅｘ以上の範囲で実施し、
前記粗圧延における累積圧下率を１０～７５％とし、
前記仕上圧延は、前記鋼片の表面温度がＡｒ３以上Ｔｒｅｘ未満の範囲で実施し、
前記仕上圧延における累積圧下率を６５～９０％として、かつパス間時間を１５秒以下とし、
前記仕上圧延完了から、前記加速冷却工程における冷却開始までの時間を５０秒以下とし、
前記加速冷却工程では、冷却開始温度をＴｒｅｘ－１０℃以下とし、かつ、冷却開始から冷却終了までの平均冷却速度が５～５０℃／秒となる条件で、０～５５０℃の冷却停止温度まで水冷する、
鋼板の製造方法。
ここで、Ａｒ３は下記（ｉ）式で求められ、Ｔｒｅｘは下記（ii）式で求められる。なお、下記式中の元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
Ａｒ３＝９１０－３１０×Ｃ＋６５×Ｓｉ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－５５×Ｎｉ－１５×Ｃｒ－８０×Ｍｏ ・・・（ｉ）
Ｔｒｅｘ＝－９１９００［Ｎｂ＊］２＋９４００［Ｎｂ＊］＋７７０ ・・・（ii）
但し、下記（iii）式で求められる固溶Ｎｂ量（質量％）を、ｓｏｌ．Ｎｂとした時に、
Ｎｂ≧ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝ｓｏｌ．Ｎｂ
Ｎｂ＜ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝Ｎｂ
とする。
ｓｏｌ．Ｎｂ＝（１０（－６７７０／（Ｔ＋２７３）＋２．２６））／（Ｃ＋１２／１４×Ｎ） ・・・（iii）
なお、上記式中のＴは加熱工程における鋼片の加熱温度（℃）を表す。
（７）前記加速冷却工程の後に、３５０～６５０℃の温度範囲まで加熱する焼戻し工程をさらに施す、
上記（６）に記載の鋼板の製造方法。
本発明によれば、高い強度を有し、かつ低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性に優れる鋼板を得ることが可能になる。
本発明者らは上記課題に対して詳細な検討を行った結果、以下の知見を得るに至った。
上述のように、強度と低温靱性およびＨＡＺ靱性との間には、いわゆるトレードオフの関係が存在する。加えて、本発明者らの検討の結果、強度と破壊靱性との両立も容易でないことが分かった。そこで、まず、本発明者らは高強度化と低温靱性および破壊靱性の向上とを両立する方法について検討を行った。その結果、金属組織をベイナイト主体とすることで高強度化するとともに、ベイナイト組織の微細化および扁平化に加えて、ベイナイトを構成するベイニティックフェライトを微細化することで、低温靱性だけでなく破壊靱性の低下を抑制できることが分かった。
また、熱間圧延前の加熱温度を低く制御し、かつ未再結晶域で高圧下率での仕上圧延を行うことで、ベイナイト組織の微細化および扁平化ならびにベイニティックフェライトの微細化を達成できることを見出した。
次に、ＨＡＺ靱性を改善する方法について検討を行い、以下の知見を得た。
ＺｒおよびＢを含有させることにより、鋼中ではＺｒ含有酸化物を核としてＢ窒化物が析出する。このようなＺｒおよびＢを含む複合介在物（以下、単に「複合介在物」ともいう。）は、粒内フェライト生成サイトとして有効に機能し、ＨＡＺ組織の微細化に寄与する。
一方、鋼中に固溶するＺｒが増加するとＨＡＺ靱性は劣化する傾向にある。そのため、鋼に固溶するＺｒ量であるＳｏｌ．Ｚｒを０．００１０質量％以下にすることが好ましい。
また、上記の複合介在物による効果を得るためには、鋼に固溶するＢ量であるＢＦを０．００３０質量％以下にする必要がある。
さらに、複合介在物中に含まれるＡｌ２Ｏ３の割合が低いと、複合介在物が粒内フェライト生成サイトとしてより一層有効に機能する。具体的には、円相当径が０．５μｍ以上であり、かつ、ＺｒＯ２、Ｔｉ２Ｏ３、およびＡｌ２Ｏ３の合計に占めるＡｌ２Ｏ３の割合が、質量％で、５０％以下である複合介在物の個数密度が、５～３００個／ｍｍ２である場合、ＨＡＺに粒内フェライトが微細かつ多量に生成し、ＨＡＺ靱性が向上する。
強脱酸元素として作用するＡｌを鋼中に過剰に含有すると、複合介在物の生成が阻害される。溶鋼中の溶存酸素量を確保し、複合介在物を鋼中に生成させるため、Ａｌの含有量は０．０１０質量％以下にすることが好ましい。なお、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭのように、Ａｌよりもさらに脱酸力の強い元素は合計で０．０００５質量％以下の範囲であれば含有させてもよい。
本発明は、上記知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
（Ａ）化学組成
各元素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。また、本明細書において、数値範囲を示す「～」とは、特に断りがない場合、その前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む意味で使用される。
Ｃ：０．０４０～０．１６０％
Ｃは、鋼板の強度を確保するために０．０４０％以上含有させる。一方、Ｃ含有量が０．１６０％を超えると、良好な低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性を確保することが困難になるので、Ｃの含有量は、０．１６０％以下とする。したがって、Ｃ含有量は０．０４０％以上、好ましくは０．０５０％以上または０．０５０％超、より好ましくは０．０６０％以上または０．０７５％超である。また、Ｃ含有量は０．１６０％以下、好ましくは０．１４０％以下、より好ましくは０．１２０％以下である。
Ｓｉ：０．０１～０．５０％
Ｓｉは、脱酸元素および強化元素として有効であるので、０．０１％以上含有させる。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性が大きく劣化するので、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１％以上、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上である。また、Ｓｉ含有量は０．５０％以下、好ましくは０．４０％以下、より好ましくは０．３５％以下、さらに好ましくは０．３０％以下である。
Ｍｎ：０．７０～２．５０％
Ｍｎは、鋼板の強度を経済的に確保するために０．７０％以上含有させる。一方、Ｍｎ含有量が２．５０％を超えると、中心偏析が顕著となり、中心偏析が生じた部分の低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性が劣化するので、Ｍｎの含有量は、２．５０％以下とする。したがって、Ｍｎ含有量は０．７０％以上、好ましくは０．９０％以上、より好ましくは１．２０％以上である。また、Ｍｎ含有量は２．５０％以下、好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．８０％以下、さらに好ましくは１．６０％以下である。
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、不純物として鋼中に存在する元素である。低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性を安定的に確保するために、Ｐの含有量を０．０３０％以下とする。好ましくは、０．０２０％以下、さらに好ましくは、０．０１５％以下である。下限は０％であるが、Ｐ含有量を低減させるためのコストを考慮し、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
Ｓ：０．０２０％以下
Ｓは、不純物として鋼中に存在する元素である。Ｓ含有量が０．０２０％を超えると中心偏析部において延伸したＭｎＳが多量に生成し、低温靱性、破壊靱性、ＨＡＺ靱性および延性が劣化する。このためＳ含有量を０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１０％以下である。Ｓ含有量は少ないほど好ましいので下限は特に規定しないが、製造コストの観点から、Ｓ含有量は０．０００１％以上であってもよい。
Ａｌ：０．０１０％以下
Ａｌは、一般的には、脱酸元素として、積極的に含有させる元素である。しかし、Ａｌ含有量が過剰になると、所望する複合介在物の形成が不十分となり、ＨＡＺにおける有効なフェライト生成サイトが減少する。また、粗大なクラスター状のアルミナ（Ａｌ２Ｏ３）系介在物の形成が助長され、ＨＡＺ靱性が劣化するだけでなく、場合によっては、低温靱性および破壊靱性も劣化する。よって、Ａｌ含有量は０．０１０％以下、好ましくは０．００５％以下である。Ａｌ含有量は少ないほど好ましいので下限は特に規定しないが、製造コストの観点から、Ａｌ含有量は０．００１％以上であってもよい。
Ｎ：０．００１０～０．００８０％
Ｎは、Ｔｉ窒化物を形成し、鋼片加熱時にオーステナイト粒径が大きくなることを抑制する効果を有するため、０．００１０％以上含有させる。しかし、Ｎ含有量が０．００８０％を超えると、鋼板が脆化するので、Ｎの含有量は、０．００８０％以下とする。したがって、Ｎ含有量は０．００１０％以上、好ましくは０．００１５％以上、より好ましくは０．００２０％以上である。また、Ｎ含有量は０．００８０％以下、好ましくは０．００６５％以下、より好ましくは０．００６０％以下である。
Ｏ ：０．０００５～０．００４０％
Ｏは鋼中に含有される元素であり、溶存して、または酸化物として存在する。両者を明確に分離することは困難であることから、本発明でのＯ含有量は両者を合わせた全酸素含有量（Ｔ．Ｏとも記載する。）とする。Ｏ含有量が０．０００５％未満になると、靱性確保に必要な酸化物分散数が得られない。一方、Ｏ含有量が０．００４０％を超えると、溶鋼の清浄性が悪化するとともに、溶鋼段階にてノズル閉塞といった生産性が低下する要因となり得る。また、粗大な酸化物が生成し、酸化物に応力集中が生じるため、低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性が劣化する。このため、Ｏ含有量は０．０００５～０．００４０％とする。
Ｎｂ：０．００３～０．０５０％
Ｎｂは、鋼板の強度および靱性を向上させることができる。また、所定のミクロ組織を得るためには、未再結晶オーステナイト域での圧延が必要となるところ、Ｎｂは未再結晶温度域を拡大させるために有効な元素であり、圧延温度を上昇させ、生産性向上にも寄与する。この効果を得るためには、０．００３％以上含有させる。ただし、Ｎｂの含有量が０．０５０％を超えると低温靱性、破壊靱性、ＨＡＺ靱性および溶接性が低下するので、Ｎｂの含有量は、０．０５０％以下とする。したがって、Ｎｂ含有量は０．００３％以上、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００８％以上である。また、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０１８％以下である。
Ｔｉ：０．００３～０．０２４％
Ｔｉは、Ｚｒとともに複合介在物を形成する元素である。上述のように、複合介在物はＨＡＺにおける粒内フェライト生成サイトとして機能し、ＨＡＺ組織の微細化に寄与する。この効果を得るためには、０．００３％以上含有させる。ただし、Ｔｉの含有量が０．０２４％を超えるとＴｉ窒化物が多量に生成し、Ｂ窒化物の生成量が抑制され、ＨＡＺ靱性の向上効果が得られなくなる。また、過剰なＴｉはＴｉＣを形成し、低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性を劣化させる。したがって、Ｔｉ含有量は０．００３％以上、好ましくは０．００５％以上である。また、Ｔｉ含有量は０．０２４％以下、好ましくは０．０２０％以下である。
Ｚｒ：０．０００７～０．００５０％
Ｚｒは、後述するＳｏｌ．ＺｒとＩｎｓｏｌ．Ｚｒとの合計である。Ｚｒ含有量は、０．０００７％以上であり、好ましくは０．００１０％以上である。また、Ｚｒ含有量は、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒの上限とＳｏｌ．Ｚｒの上限との合計、すなわち、０．００５０％以下であり、好ましくは０．００４０％以下である。
Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ：０．０００７～０．００４０％
Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒは、酸不溶性Ｚｒであり、複合介在物等の介在物中に含まれるＺｒである。Ｚｒは粒内変態の核となるＺｒ含有酸化物を形成する重要な元素である。しかしながら、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ含有量が０．０００７％未満であると、靱性確保に必要な酸化物組成とならない。一方、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ含有量が０．００４０％を超えると、その多くが溶鋼段階で生成したＺｒＯ２であり、ノズル閉塞が生じる頻度が高くなる。また、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒが増えると、過剰にＺｒＯ２が生成し、応力が集中するため、ＨＡＺ靱性が著しく劣化する。このため、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ含有量は０．０００７～０．００４０％とする。
Ｓｏｌ．Ｚｒ：０．００１０％以下
Ｓｏｌ．Ｚｒは、酸可溶性Ｚｒ、すなわち、鋼中に固溶しているＺｒを表わす。Ｓｏｌ．Ｚｒの含有量が増えると、ＨＡＺ靱性が著しく劣化する。そのため、その含有量を０．００１０％以下とする。Ｓｏｌ．Ｚｒは少ないほど好ましいので下限は特に規定せず、０％でもよい。
なお、上記式中のＩｎｓｏｌ．Ｚｒは、以下の方法により測定する。まず、鋼板から試験片を切り出し、１０％アセチルアセトン－１％テトラメチルアンモニウムクロライド／メタノールにて、２０ｍＡ／ｃｍ２の電流密度で約０．４ｇ電解する。その電解に用いた溶液を孔径０．２μｍのフィルターでろ過し、フィルター上に捕集した抽出残渣について、公知の化学分析方法（例えば、ＩＣＰ発光分光分析法）を用いることで、抽出残渣中のＺｒ含有量を測定し、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒとする。また、鋼中のＺｒ含有量（Ｔｏｔａｌ Ｚｒ）からＩｎｓｏｌ．Ｚｒを差し引いた値を、Ｓｏｌ．Ｚｒとする。
Ｂ ：０．０００３～０．００４０％
Ｂは、鋼材の焼入れ性を向上させるとともに、Ｚｒ含有酸化物の周囲にＢ窒化物として析出して複合介在物を形成し、粒内変態能を向上させる元素である。Ｚｒ含有酸化物の周囲にＢ窒化物として析出させるためには、Ｂ含有量は０．０００３％以上とする。しかしながら、Ｂを過剰に含有させても効果が飽和するため、Ｂ含有量は０．００４０％以下とする。したがって、Ｂ含有量は０．０００３％以上、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１０％以上である。また、Ｂ含有量は０．００４０％以下、好ましくは０．００３５％以下、より好ましくは０．００３０％以下である。
本発明の鋼板の化学組成において、上記の元素に加えて、強度の向上を目的として、さらにＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶからなる群から選択される少なくとも１種以上を、以下に示す範囲において含有させてもよい。各元素の限定理由について説明する。
Ｃｕ：１．５０％以下
Ｃｕは、鋼板の強度および靱性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕを過剰に含有させると、合金コスト上昇に見合った性能の改善が見られず、むしろ表面割れの原因となる場合がある。そのため、Ｃｕ含有量は１．５０％以下、好ましくは１．２０％以下、より好ましくは１．００％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｃｕ含有量は、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０５０％以上である。
Ｎｉ：２．５０％以下
Ｎｉは、鋼板の強度を向上させる効果を有する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。また、Ｎｉは固溶状態において鋼のマトリックス（生地）の靱性を高める効果を有する元素である。しかしながら、Ｎｉを過剰に含有させると、低温靱性、破壊靱性、ＨＡＺ靱性および溶接性が悪化する。そのため、Ｎｉ含有量は２．５０％以下、好ましくは１．００％以下、より好ましくは０．５０％以下、さらに好ましくは０．３０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｎｉ含有量は、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０５０％以上である。
Ｃｒ：１．００％以下
Ｃｒは、鋼板の強度を向上させる効果を有する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｒを過剰に含有させると、低温靱性、破壊靱性、ＨＡＺ靱性および溶接性が悪化する。そのため、Ｃｒ含有量は１．００％以下、好ましくは０．８０％以下、より好ましくは０．５０％以下、さらに好ましくは０．３０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｃｒ含有量は、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０５０％以上である。
Ｍｏ：１．００％以下
Ｍｏは、鋼板の強度を向上させる効果を有する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏを過剰に含有させると、低温靱性、破壊靱性、ＨＡＺ靱性および溶接性が悪化する。そのため、Ｍｏ含有量は１．００％以下、好ましくは０．８０％以下、より好ましくは０．５０％以下、さらに好ましくは０．３０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｍｏ含有量は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。
Ｖ：０．１５０％以下
Ｖは、鋼板の強度を向上させる効果を有する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｖを過剰に含有させると、低温靱性、破壊靱性、ＨＡＺ靱性および溶接性が悪化する。そのため、Ｖ含有量は０．１５０％以下、好ましくは０．１００％以下、より好ましくは０．０７０％以下、さらに好ましくは０．０５０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｖ含有量は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。
本発明の鋼板の化学組成において、上記の元素に加えて、金属組織の微細化を目的として、さらにＴｅを、以下に示す範囲において含有させてもよい。限定理由について説明する。
Ｔｅ：０．０１００％以下
Ｔｅは、鋼板の組織微細化によって靱性向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔｅを過剰に含有させても、上記効果は飽和する。そのため、Ｔｅ含有量は０．０１００％以下、好ましくは０．００７０％以下、より好ましくは０．００５０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｔｅ含有量は、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上である。
本発明の鋼板の化学組成において、上記の元素に加えて、耐食性の向上を目的として、さらにＷおよびＳｎからなる群から選択される少なくとも１種以上を、以下に示す範囲において含有させてもよい。各元素の限定理由について説明する。
Ｗ：１．００％以下
Ｗは、溶解して酸素酸イオンＷＯ４ －の形でさびに吸着し、さび層中の塩化物イオンの透過を抑制し、耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｗを過剰に含有させても、上記効果が飽和するだけでなく、低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性が低下する場合がある。そのため、Ｗ含有量は１．００％以下、好ましくは０．７５％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｗ含有量は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。
Ｓｎ：０．５０％以下
Ｓｎは、Ｓｎ２＋となって溶解し、酸性塩化物溶液中でのインヒビター作用により腐食を抑制する作用を有する元素である。また、Ｓｎには鋼のアノード溶解反応を抑制し耐食性を向上させる作用がある。そのため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｓｎを過剰に含有させても、上記効果が飽和するだけでなく、鋼板の圧延割れが発生しやすくなる。そのため、Ｓｎ含有量は０．５０％以下、好ましくは０．３０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｓｎ含有量は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。
本発明の鋼板の化学組成において、上記の元素に加えて、溶鋼中の溶存酸素濃度の低減を目的として、さらにＣａ、ＭｇおよびＲＥＭを、以下に示す範囲において含有させてもよい。限定理由について説明する。
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの合計：０．０００５％以下
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、Ａｌよりもさらに優先的に酸素と反応しやすい元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭを過剰に含有させても、溶鋼中の溶存酸素量が確保できず、所望する複合介在物を形成させることができない。所望する複合介在物を形成させるために、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量の合計を０．０００５％以下とする。より好ましくはＣａ含有量が０．０００３％未満、Ｍｇ含有量が０．０００３％未満、かつＲＥＭ含有量が０．０００３％未満であり、その含有量の合計が０．０００５％以下である。
ここで、本発明において、ＲＥＭはＳｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、前記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。
また、本発明に係る鋼板の化学組成においては、下記（Ｉ）式を満足する。
ＢＦ≦０．００３０ ・・・（Ｉ）
但し、
ＢＦ´＞Ｂの場合は、ＢＦ＝Ｂ
０＜ＢＦ´≦Ｂの場合は、ＢＦ＝ＢＦ´
ＢＦ´≦０の場合は、ＢＦ＝０
とし、ＢＦ´は下記（II）式で表される。
ＢＦ´＝Ｂ－（Ｎ－（Ｔｉ－（Ｏ－Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ×（３２／９１．２２４））×（９５．７３／４８））×（１４／４７．８６７））×（１０．８１１／１４） ・・・（II）
なお、上記式中の元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
ＢＦは、鋼中に固溶Ｂとして存在するＢ含有量である。固溶Ｂ量を直接測定することは困難であるため、本発明においては、上記式により算出することとする。
前述のように、本発明に係る鋼板では、複合介在物の表層にＢ窒化物を析出させることで、溶接後の冷却中の粒内フェライトの生成を効果的に促進することができ、組織微細化してＨＡＺ靱性を改善できる。この効果を得るためには、ＢＦを０．００３０％以下にする必要がある。また、ＢＦが０．００３０％を超えると、鋼材の焼入れ性が過剰となり、ベイナイトの粗大化および過度な硬さ増加が生じることでＨＡＺ靱性が低下する。したがって、ＢＦは０．００３０％以下であり、好ましくは０．００２０％以下であり、より好ましくは０．００１０％以下である。
本発明の鋼板の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼板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。
（Ｂ）鋼板の金属組織
本発明の鋼板の金属組織について説明する。なお、以下の説明において「％」は、「面積％」を意味する。また、本発明では、鋼板の厚さをｔとした時に、鋼板の圧延方向に垂直な断面における、該鋼板の表面から１／４ｔの位置を「Ｃ断面での１／４ｔ位置」と呼び、鋼板の圧延方向および厚さ方向に平行な断面における、該鋼板の表面から１／４ｔの位置を「Ｌ断面での１／４ｔ位置」と呼ぶこととする。さらに、上記の「圧延方向」は、仕上圧延における圧延方向を意味することとする。
ベイナイト：８０％以上
本発明において、金属組織はベイナイトが主体である。具体的には、Ｃ断面での１／４ｔ位置におけるベイナイトの面積率を８０％以上とすることで、鋼板の強度を確保することが可能となる。ベイナイトの面積率は９０％以上であることが好ましい。なお、ベイナイトの面積率に上限を設ける必要はなく、すなわち、ベイナイト単相であってもよい。
なお、残部組織として、フェライト、パーライト、マルテンサイト・オーステナイト混合相（ＭＡ相）が混入する場合があるが、これらの合計面積率が２０％以下であれば許容される。上記合計面積率は１０％以下であるのが好ましい。これらの合計面積率は少ない方が好ましく、下限値は特に限定されるものではない。例えば、上記合計面積率は０％であってもよい。また、０％超であってもよく、１％以上であってもよい。
上述のように、ベイナイトを主体とすることに加えて、ベイナイト組織を微細かつ扁平化し、さらにベイニティックフェライトを微細化することで、鋼板の強度と低温靱性および破壊靱性とを両立することができる。具体的には、ベイナイト組織が以下の規定を満足する必要がある。
ベイニティックフェライトの平均長さ：１０μｍ以下
Ｃ断面での１／４ｔ位置において、ベイナイトを構成するベイニティックフェライトの長軸方向の平均長さを１０μｍ以下とする。ベイナイトを構成するベイニティックフェライトを微細化することで、破壊靱性を確保することが可能となる。ベイニティックフェライトの平均長さは８μｍ以下であるのが好ましい。
旧オーステナイト粒の厚さ方向における平均長さ：２０μｍ以下
旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均：２．５以上
ベイナイト組織の微細化は、熱間圧延前の加熱温度を低く制御し、かつ未再結晶域で高圧下率での仕上圧延を行うことで達成できる。すなわち、ベイナイトの旧オーステナイト粒は圧延方向に伸長した形状となる。そのため、Ｌ断面での１／４ｔ位置において、旧オーステナイト粒の厚さ方向における平均長さを２０μｍ以下とし、かつアスペクト比の平均を２．５以上とする。旧オーステナイト粒の厚さ方向における平均長さは１５μｍ以下であるのが好ましい。また、旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均は２．５超であるのが好ましく、４．０以上であるのがより好ましい。
ここで、本発明において、金属組織の面積率は以下のように求める。まず、鋼板からＣ断面での１／４ｔ位置が観察面となるように、試料を採取する。そして、観察面をナイタールエッチングし、エッチング後に光学顕微鏡を用いて８視野を５００倍で撮影する。そして得られた組織写真に対し、画像解析を行い、白色に見えるものをフェライト、黒色に見えるものをパーライトとして、それぞれの面積率を求める。
次に、ナイタールエッチングした部分をレペラエッチングし、ナイタールエッチングで灰色に見えた部分について画像解析を行い、白色に見えるものをＭＡ相として面積率を求める。
ベイニティックフェライトの平均長さおよびベイナイトの面積率は、ＥＢＳＤ（Electron Back Scatter Diffraction）を用いたＫＡＭ（Kernel Average Misorientation）解析により算出する。ＫＡＭ解析において、フェライトであると判断される組織において、局所方位差が１．０°を超える領域がベイニティックフェライトである。なお、測定に際しては、長軸方向の長さが１μｍ以上であるベイニティックフェライトを対象とする。また、ベイナイトの面積率はベイニティックフェライトの面積率を合計したものである。
旧オーステナイト粒の厚さ方向における平均長さおよびアスペクト比の平均の測定は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１：２０１３に準じて行う。まず、鋼板からＬ断面での１／４ｔ位置が観察面となるように、試料を採取する。次に、観察面を鏡面研磨した後、ピクリン酸飽和水溶液を用いて、Ｂｅｃｈｅｔ－Ｂｅａｕｊａｒｄ法で腐食する。腐食によって黒色に現出した粒を旧オーステナイト粒とする。
旧オーステナイト粒を現出させた観察面を、光学顕微鏡により観察し、面積０．０５ｍｍ２以上の視野を８視野以上（合計０．４０ｍｍ２以上）撮影する。そして、光学顕微鏡により撮影した組織写真に基づいて、旧オーステナイト粒の厚さを切断法により測定し、その平均値を旧オーステナイト粒の厚さ方向における平均長さとする。なお、測定に際しては、厚さ方向の長さが１μｍ以上である旧オーステナイト粒を対象とする。
また、上記の組織写真から、各旧オーステナイト粒について、長軸方向の最大長さと、長軸方向と直交する短軸方向の最大長さとをそれぞれ測定し、その比（長軸最大長さ／短軸最大長さ）を求める。そして、その平均値を旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均とする。なお、未再結晶域で高圧下率での仕上圧延を施した場合、旧オーステナイト粒は、圧延方向に伸びた形状を示すため、長軸方向は圧延方向となり、短軸方向は板厚方向（いわゆるＮＤ方向）となる。
上記の方法で旧オーステナイト粒を十分に現出できない場合は、「鋼のオーステナイト組織の再構築法の高精度化に向けた検討」（畑顕吾、脇田昌幸、藤原知哉、河野佳織、新日鉄住金技報第４０４号（２０１６）、ｐ．２４～３０）に記載される再構築法によって旧オーステナイト粒を特定し、旧オーステナイト粒の厚さ方向における平均長さおよびアスペクト比の平均を求めることとする。
複合介在物の個数密度：５～３００個／ｍｍ２
上述のように、本発明に係る鋼板は、金属組織中にＺｒおよびＢを含む複合介在物を有する。これにより、溶接後の冷却時に粒内フェライト生成サイトとなり、ＨＡＺ靱性を向上させる。この時に、微細すぎる複合介在物はＨＡＺ靱性に対する寄与が少ない。また、Ａｌ２Ｏ３の割合が低い複合介在物が粒内フェライト生成サイトとしてより一層有効に機能する。
すなわち、本発明においては、円相当径（直径）が０．５μｍ以上であり、かつ、ＺｒＯ２、Ｔｉ２Ｏ３、およびＡｌ２Ｏ３の合計に占めるＡｌ２Ｏ３の割合が、質量％で、５０％以下である複合介在物に注目し、その個数密度を制御する。上記複合介在物の個数密度が５個／ｍｍ２未満では、ＨＡＺ靱性の向上効果が十分に得られない。上記複合介在物の個数密度が多いほど粒内フェライト生成サイトが増加するため好ましいが、個数密度が３００個／ｍｍ２を超えてもその効果は飽和する。したがって、上記複合介在物の個数密度を５～３００個／ｍｍ２とする。
なお、本発明においては、５質量％以上のＺｒと、０．１質量％以上のＢと、１質量％以上のＯとを含む介在物を、ＺｒおよびＢを含む複合介在物と定義する。また、複合介在物の円相当径および個数密度は、鏡面研磨した鋼表面をＳＥＭによって観察することで、測定することができる。
具体的には、１０ｍｍ×１０ｍｍ（１００ｍｍ２）の範囲について、ＳＥＭによって観察し、ＳＥＭに付属するエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）による定量分析によって、５質量％以上のＺｒと、０．１質量％以上のＢと、１質量％以上のＯとを含み、かつ、ＺｒＯ２、Ｔｉ２Ｏ３、およびＡｌ２Ｏ３の合計に占めるＡｌ２Ｏ３の割合が５０質量％以下である粒子を特定する。そして、当該粒子のうち、円相当径が０．５μｍ以上の粒子の個数を測定し、観察した視野の面積で除して個数密度を測定する。個数密度の測定に際しては、ＳＥＭによって撮影された写真を用いてもよい。
（Ｃ）鋼板の機械的特性
本発明に係る鋼板の機械的特性について、特に制限はないが、本発明に係る鋼板は、高い強度を有し、かつ低温靱性およびＨＡＺ靱性に優れる。具体的には、降伏応力（ＹＳ）が４６０～８６０ＭＰａで、引張強さ（ＴＳ）が５７０～９８０ＭＰａであることが好ましい。また、低温靱性の指標となる破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が－６０℃以下であることが好ましい。さらに、破壊靱性の指標となる－１０℃における亀裂先端開口変位（Crack Tip Opening Displacement：ＣＴＯＤ）値が０．５０ｍｍ以上であることが好ましい。
なお、引張強さ（ＴＳ）および降伏応力（ＹＳ）は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に基づき、板厚中心部から圧延方向と直角の方向に採取した、１Ｂ号引張試験片を用いて測定する。詳細には、降伏応力（ＹＳ）は永久伸び０．２％時の永久伸び法の耐力である。また、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）の評価は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に準拠し、試験片はＶノッチ試験片とし、鋼板の１／４ｔ位置を含むように採取する。さらに、ＩＳＯ １５６５３：２０１８に準じて、母材の板厚方向の全厚を３点曲げのノッチ位置とするＣＴＯＤ試験片を採取し、－１０℃におけるＣＴＯＤ値を測定する。
さらに、溶接入熱量が３５ｋＪ／ｍｍの条件で溶接した場合のＨＡＺの－２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが、３回の測定の平均値で１００Ｊ以上であり、かつ最低値で５０Ｊ以上であることが好ましい。
ＨＡＺのシャルピー吸収エネルギーは、以下の方法により測定する。まず、鋼板に対して、入熱３５ｋＪ／ｍｍの溶接（大入熱溶接）を再現した熱サイクルを付与する。具体的な熱サイクル条件としては、室温から１４００℃まで加熱した後、１４００℃で５秒間保持し、その後、粒内変態に関わる温度範囲である８００℃から５００℃までの温度範囲を１．０℃／秒の速度に制御して冷却する。
熱サイクルを付与した後の鋼板から、３個ずつＶノッチ試験片を採取し、－２０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ－２０）を測定する。なお、Ｖノッチ試験片は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に記載されたＶノッチ試験片に準じて作製し、シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に準拠して行う。そして、３個の試験片のｖＥ－２０の平均値および最低値を求める。
（Ｄ）鋼板の厚さ
本発明に係る鋼板の厚さについて、特に制限はないが、溶接構造物として用いる場合には、板厚は１０～７０ｍｍであるのが好ましく、２０～６０ｍｍであるのがより好ましい。また、本発明における低温靱性および破壊靱性の向上効果は、厚さが５０ｍｍ未満の場合に顕著に発揮される。
（Ｅ）鋼板の製造方法
本発明に係る鋼板の製造条件について特に制限はないが、例えば、以下に示す条件で精錬工程、連続鋳造工程、加熱工程、熱間圧延工程および加速冷却工程を順に行うことで、製造することができる。各工程について説明する。
（ａ）精錬工程
精錬工程は、溶鋼を製造する工程である。精錬工程では、投入する脱酸Ａｌ量を、溶鋼１ｔ当たり０．２～１．３ｋｇとする。脱酸Ａｌ量を０．２ｋｇ／ｔ以上とすることで溶存Ｏ濃度を低減し、Ｚｒ含有酸化物を微細分散させることが可能となる。一方、脱酸Ａｌ量を１．３ｋｇ／ｔ以下とすることで、複合介在物中のＡｌ２Ｏ３の割合を低減することができる。脱酸Ａｌの投入は、例えば、転炉を用いて行うことができる。
続いて、真空脱ガスを行い、溶鋼中の溶存Ｏ濃度が０．００５０質量％以下となってからＺｒを添加する。溶存Ｏ濃度が０．００５０質量％を超える状態でＺｒを添加すると、Ｚｒ含有酸化物を微細分散させることが困難になるだけでなく、複合介在物中のＡｌ２Ｏ３の割合を低減することができなくなるおそれがある。また、生成するＺｒＯ２量が多くなり、溶鋼を連続鋳造する際のタンディッシュへの注入ノズルの閉塞のリスクが高くなる。
次に、Ｚｒの添加から１分以上経過した後にＢを添加する。これにより、Ｚｒ含有酸化物の表層にＢが偏析し、Ｂ窒化物を析出させることが可能となる。Ｚｒの添加からＢを添加するまでの時間について、上限は特に設ける必要はないが、５分以内とするのが好ましい。ＺｒおよびＢの添加は、例えば、環流型脱ガス装置内において行うことができる。
（ｂ）連続鋳造工程
連続鋳造工程は、溶鋼を連続鋳造して上述した化学組成を有する鋼片を製造する工程である。連続鋳造工程では、鋼片の表面温度が１２００～９００℃の間における平均冷却速度を０．５℃／秒以下とする。これにより、Ｚｒ含有酸化物においてＺｒＯ２とＡｌ２Ｏ３との分離が進み、複合介在物中のＡｌ２Ｏ３の割合を低減することができるようになる。
（ｃ）加熱工程
加熱工程は、鋼片の加熱により、オーステナイト相の組織制御に寄与する工程である。加熱工程では、上記の鋼片を９５０～１０８０℃の加熱温度まで加熱する。加熱工程は加熱炉で行うとよい。なお、鋼片を９５０～１０８０℃に加熱するとは、加熱炉から抽出する際の鋼片の全厚平均温度が、９５０～１０８０℃の範囲になるように加熱することであり、本明細書では、この鋼片の全厚平均温度を鋼片の加熱温度と称する。また、全厚平均温度は、加熱炉内の温度、加熱時間、鋼片の表面温度から計算で求めることが可能である。
加熱温度が９５０℃未満では、オーステナイト化が不十分になるとともに、オーステナイト粒が微細化することにより焼入れ性が低下するため、板厚が厚く、強度が高い鋼板にすることが困難である。さらに、オーステナイト粒の微細化により仕上圧延時の再結晶が促進されることで、旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下する。また、加熱温度が１０８０℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、最終組織においてベイナイト組織を微細化することが困難になる。好ましい加熱温度の範囲は、１０００～１０５０℃である。
（ｄ）熱間圧延工程
熱間圧延工程は、粗圧延と仕上圧延とを含む。粗圧延は、鋼片の表面温度がＴｒｅｘ以上の範囲で実施する。すなわち、鋼片の表面温度がＴｒｅｘ以上である状態で粗圧延を開始し、鋼片の表面温度がＴｒｅｘ以上である状態で粗圧延を終了する。粗圧延をＴｒｅｘ以上の範囲で実施することで、オーステナイト粒の再結晶により、微細化が可能となる。なお、粗圧延の終了時の表面温度が、粗圧延の開始時の表面温度よりも高い場合がある。これは、粗圧延によって加工発熱が発生した影響、および表面温度よりも内部温度の方が高温であることによる、鋼片の板厚方向の伝熱影響が考えられる。
また、粗圧延における累積圧下率は１０～７５％の範囲とする。粗圧延における累積圧下率とは、粗圧延開始時の板厚から粗圧延終了後の板厚を引いたものを、粗圧延開始時の板厚で除した値である。粗圧延時の累積圧下率が１０％未満では、オーステナイトの再結晶による微細化が困難であるとともに、ポロシティが残存して内部割れが生じ、延性および靱性の劣化が発生する可能性がある。また、累積圧下率が７５％を超えると、オーステナイト粒が過度に微細化するため、仕上圧延時の再結晶が促進されることで、旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下するとともに、パス数が増加して生産性が低下する。好ましい累積圧下率は、３０～６０％である。なお、以下の説明においては、粗圧延を施した後の鋼片を鋼板と呼ぶ。
続く仕上圧延は、鋼板の表面温度がＡｒ３以上Ｔｒｅｘ未満の範囲で実施する。すなわち、粗圧延終了後に冷却し、鋼板の表面温度がＡｒ３以上Ｔｒｅｘ未満である状態で仕上圧延を開始し、鋼板の表面温度がＡｒ３以上Ｔｒｅｘ未満である状態で仕上圧延を終了する。仕上圧延をＴｒｅｘ未満の範囲で実施することで、再結晶させずにオーステナイト粒に歪みを付与することが可能となる。これにより、最終組織におけるベイナイトを微細化することができる。仕上温度を、表面温度がＴｒｅｘ以上の範囲で行うと、再結晶が促進され、旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下してしまう。一方、仕上圧延を、表面温度がＡｒ３未満の範囲で行うと、加工フェライトが生成し、最終組織においてベイナイト主体の組織とすることができなくなるおそれがある。
また、仕上圧延における累積圧下率は６５～９０％の範囲とする。仕上圧延における累積圧下率とは、仕上圧延開始時（粗圧延終了後）の板厚から仕上圧延終了後の板厚を引いたものを、仕上圧延開始時の板厚で除した値である。仕上圧延における累積圧下率を６５％以上とすることで、オーステナイト粒に十分な歪みを付与することが可能となる。累積圧下率が６５％未満であると、オーステナイト粒への歪の付与が不十分になるとともに、オーステナイト粒の扁平化が促進されず、アスペクト比が低下する。また、累積圧下率が９０％を超えると、再結晶が促進され、旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下するとともに、パス数が増加して生産性が低下する。好ましい累積圧下率は、７０～８０％である。
さらに、仕上圧延におけるパス間時間は１５秒以下とする。パス間時間が１５秒を超えると加工によって付与した歪みが回復し、最終組織におけるベイナイトを十分に微細化することができなくなるとともに、再結晶が促進され、旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下する。パス間時間は短ければ短いほど好ましいため、下限を設ける必要はないが、操業性の観点から３秒以上とすることが好ましい。なお、一般的に仕上圧延はリバース圧延により行われる。仕上圧延におけるパス間時間とは、鋼板が前方に進行しながら圧延ロールにより圧延され、鋼板の後端が圧延ロールから抜けてから、鋼板の進行方向が後方へとリバースし、再度鋼板の後端が圧延ロールに噛み込まれるまでの時間を意味する。
そして、仕上圧延完了から、後述する加速冷却工程における冷却開始までの時間を５０秒以下とする。仕上圧延完了から冷却開始までの時間が５０秒を超えると、加工によって付与した歪みが回復し、最終組織におけるベイナイトを十分に微細化することができなくなるとともに、再結晶が促進され、旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下する。仕上圧延完了から冷却開始までの時間は短ければ短いほど好ましいため、下限を設ける必要はないが、操業性の観点から５秒以上とすることが好ましい。なお、仕上圧延完了から冷却開始までの時間とは、前方へと進行する鋼板の先端が、最終パスにおける圧延ロールを抜けてから、水冷が開始されるまでの時間を意味する。
上記説明において、Ａｒ３は降温過程でオーステナイト粒からフェライト粒に変態が始まる変態開始温度を意味し、下記（ｉ）式で求められる。また、Ｔｒｅｘは等軸な再結晶粒が生成し成長し得る最低温度である再結晶温度を意味し、下記（ii）式で求められる。なお、下記式中の元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
Ａｒ３＝９１０－３１０×Ｃ＋６５×Ｓｉ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－５５×Ｎｉ－１５×Ｃｒ－８０×Ｍｏ ・・・（ｉ）
Ｔｒｅｘ＝－９１９００［Ｎｂ＊］２＋９４００［Ｎｂ＊］＋７７０ ・・・（ii）
但し、下記（iii）式で求められる固溶Ｎｂ量（質量％）を、ｓｏｌ．Ｎｂとした時に、
Ｎｂ≧ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝ｓｏｌ．Ｎｂ
Ｎｂ＜ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝Ｎｂ
とする。
ｓｏｌ．Ｎｂ＝（１０（－６７７０／（Ｔ＋２７３）＋２．２６））／（Ｃ＋１２／１４×Ｎ） ・・・（iii）
なお、上記式中のＴは加熱工程における鋼片の加熱温度（℃）を表す。
（ｅ）加速冷却工程
加速冷却工程では、仕上圧延が終了した鋼板を水冷する。この際、冷却開始温度をＴｒｅｘ－１０℃以下とし、かつ、冷却開始から冷却終了までの平均冷却速度が５～５０℃／秒となる条件で、０～５５０℃の冷却停止温度まで水冷する。
仕上圧延をＡｒ３以上Ｔｒｅｘ未満の範囲で実施したとしても、その後の復熱によって冷却開始温度がＴｒｅｘ－１０℃を超えると、加工によって付与した歪みの回復が促進され、最終組織におけるベイナイトを構成するベイニティックフェライトを十分に微細化することができなくなる。
加えて、５～５０℃／秒の平均冷却速度で０～５５０℃の冷却停止温度まで水冷することで、最終組織をベイナイト主体の組織とすることができる。なお、平均冷却速度および冷却停止温度は、鋼板の化学組成におけるＣｅｑの値に応じて調整し、マルテンサイト変態しない条件とする。
（ｆ）焼戻し工程
加速冷却工程の後に、３５０～６５０℃の温度範囲まで加熱する焼戻し工程をさらに備えてもよい。焼戻し工程を行うことで、冷却によって過剰に高くなった転位密度を低減させることができる。なお、加速冷却工程における冷却停止温度が高い場合には、自己焼戻し効果が得られるため、焼戻し工程を行わなくてもよい。一方、加速冷却工程において、例えば室温程度まで冷却した場合には、焼戻し工程を行うことが好ましい。
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。
高炉から出銑された溶銑を、溶銑予備処理で脱硫処理し、転炉型精錬容器にて脱Ｐおよび脱Ｃ処理し、さらに脱酸Ａｌを投入した後、取鍋に受鋼した。出鋼の際、合金元素を添加し、保温用のカバースラグを添加した。
続いて、取鍋内の溶鋼をＲＨ真空脱ガス装置にて減圧処理を行った。溶製中は適宜溶鋼サンプルを採取し、分析に供して溶鋼成分を得た。溶鋼温度は１５６０℃から１６１０℃で推移した。ＲＨ処理前半でＺｒおよびＢを除く合金を添加して成分調整を実施するとともに真空脱ガスを行い、溶存Ｏ濃度を調整した。溶存Ｏ濃度は、酸素濃度プローブを用いて測定した。
その後、ＺｒおよびＢを添加し、均一に混合するために環流処理を行った。一部の例を除いて、Ｚｒを添加し、所定時間が経過した後に、Ｂを添加した。なお、Ｚｒを添加する前にＢを添加した例では、Ｚｒを添加してからＢを添加するまでの時間をマイナスで表記している。
ＲＨ真空脱ガス装置で処理した後、連続鋳造法によって、表１および２の化学組成を有する鋼片を作製した。連続鋳造では、鋼片の表面温度が１２００～９００℃の間における平均冷却速度を適宜調節した。表３および４に、精錬工程における、溶鋼１ｔ当たりに投入する脱酸Ａｌ量（ｋｇ／ｔ）、Ｚｒを添加する際の溶鋼中の溶存Ｏ濃度（質量％）、およびＺｒを添加してからＢを添加するまでの時間（分）、ならびに連続鋳造工程における１２００～９００℃の間における平均冷却速度（℃／秒）を示す。さらに、上記の鋼片を用いて、表５および６の製造条件により板厚１０～７０ｍｍの鋼板を試作した。
Figure 0007127751000001
Figure 0007127751000002
Figure 0007127751000003
Figure 0007127751000004
Figure 0007127751000005
Figure 0007127751000006
得られた鋼板の金属組織観察を行い、各組織の面積率の測定を行った。具体的には、まず鋼板からＣ断面での１／４ｔ位置が観察面となるように、試料を採取した。そして、観察面をナイタールエッチングし、エッチング後に光学顕微鏡を用いて８視野を５００倍で撮影し、得られた組織写真に対し、画像解析を行い、白色に見えるものをフェライト、黒色に見えるものをパーライトとして、それぞれの面積率を求めた。
次に、ナイタールエッチングした部分をレペラエッチングし、ナイタールエッチングで灰色に見えた部分について画像解析を行い、白色に見えるものをＭＡ相として面積率を求めた。
ベイニティックフェライトの平均長さおよびベイナイトの面積率は、ＥＢＳＤを用いたＫＡＭ解析により算出した。ＫＡＭ解析において、フェライトであると判断される組織において、局所方位差が１．０°を超える領域をベイニティックフェライトとした。なお、測定に際しては、長軸方向の長さが１μｍ以上であるベイニティックフェライトを対象とした。また、ベイナイトの面積率はベイニティックフェライトの面積率を合計したものとした。
さらに、旧オーステナイト粒の厚さ方向における平均長さおよびアスペクト比の平均の測定を、ＪＩＳ Ｇ ０５５１：２０１３に準じて行った。まず、鋼板からＬ断面での１／４ｔ位置が観察面となるように、試料を採取した。次に、観察面を鏡面研磨した後、ピクリン酸飽和水溶液を用いて、Ｂｅｃｈｅｔ－Ｂｅａｕｊａｒｄ法で腐食し、旧オーステナイト粒を現出させた。
旧オーステナイト粒を現出させた観察面を、光学顕微鏡により観察し、面積０．０５ｍｍ２以上の視野を８視野以上（合計０．４０ｍｍ２以上）撮影した。そして、光学顕微鏡により撮影した組織写真に基づいて、旧オーステナイト粒の厚さを切断法により測定し、その平均値を旧オーステナイト粒の厚さ方向における平均長さとした。測定に際しては、厚さ方向の長さが１μｍ以上である旧オーステナイト粒を対象とした。
また、上記の組織写真から、各旧オーステナイト粒について、長軸方向の最大長さと、長軸方向と直交する短軸方向の最大長さとをそれぞれ測定し、その比（長軸最大長さ／短軸最大長さ）を求め、その平均値を旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均とした。
続いて、鋼板から試験片を切り出し、１０％アセチルアセトン－１％テトラメチルアンモニウムクロライド／メタノールにて、２０ｍＡ／ｃｍ２の電流密度で約０．４ｇ電解した。その電解に用いた溶液を孔径０．２μｍのフィルターでろ過し、フィルター上に捕集した抽出残渣について、ＩＣＰ発光分光分析法を用いることで、抽出残渣中のＺｒ含有量を測定し、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒとした。また、鋼中に含まれるＺｒ含有量からＩｎｓｏｌ．Ｚｒを差し引いた値を、Ｓｏｌ．Ｚｒとした。
また、鋼中に固溶Ｂとして存在するＢ含有量ＢＦを下記式に基づき算出した。
ＢＦ´＞Ｂの場合は、ＢＦ＝Ｂ
０＜ＢＦ´≦Ｂの場合は、ＢＦ＝ＢＦ´
ＢＦ´≦０の場合は、ＢＦ＝０
とし、ＢＦ´は下記（II）式で表される。
ＢＦ´＝Ｂ－（Ｎ－（Ｔｉ－（Ｏ－Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ×（３２／９１．２２４））×（９５．７３／４８））×（１４／４７．８６７））×（１０．８１１／１４） ・・・（II）
なお、上記式中の元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
次に、鋼板の表面を鏡面研磨し、１０ｍｍ×１０ｍｍ（１００ｍｍ２）の範囲について、ＳＥＭによって観察し、ＳＥＭに付属するＥＤＸによる定量分析によって、５質量％以上のＺｒと、０．１質量％以上のＢと、１質量％以上のＯとを含み、かつ、ＺｒＯ２、Ｔｉ２Ｏ３、およびＡｌ２Ｏ３の合計に占めるＡｌ２Ｏ３の割合が５０質量％以下である粒子を特定した。そして、当該粒子のうち、円相当径が０．５μｍ以上の粒子の個数を測定し、観察した視野の面積で除して個数密度を測定した。
これらの測定結果を表７および８に示す。なお、表中においては、フェライトの面積率を「Ｆ分率」、パーライトの面積率を「Ｐ分率」、ベイナイトの面積率を「Ｂ分率」、ＭＡ相の面積率を「ＭＡ分率」、ベイニティックフェライトの長軸方向の平均長さを「ＢＦ長さ」と表記する。
Figure 0007127751000007
Figure 0007127751000008
さらに、引張強さ（ＴＳ）および降伏応力（ＹＳ）を、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に基づき測定した。試験片は、板厚中心部から圧延方向に直行する方向（幅方向）を長手方向として採取した、１Ｂ号引張試験片を用いて測定した。降伏応力（ＹＳ）は永久伸び０．２％時の永久伸び法の耐力とした。本実施例では、ＹＳが４６０ＭＰａ以上、かつＴＳが５７０ＭＰａ以上であるものを、高い強度を有するとした。
また、鋼板の１／４ｔ位置を含むようにＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に準拠して破面遷移温度（ｖＴｒｓ）の評価を行った。この際、Ｖノッチ試験片は、ぞれぞれ、試験片の長手方向が鋼板の圧延方向および幅方向に一致するよう、２つずつ採取した。本実施例では、２つの試験片で、いずれもｖＴｒｓが－６０℃以下であるものを、低温靱性に優れるとした。
そして、ＩＳＯ １５６５３：２０１８に準じて、母材の板厚方向の全厚を３点曲げのノッチ位置とするＣＴＯＤ試験片を採取し、－１０℃におけるＣＴＯＤ値の測定を行った。試験は３回行い、表には、それらの最小値を記載した。本実施例では、－１０℃におけるＣＴＯＤ値の最小値が０．５０ｍｍ以上のものを、破壊靱性に優れるとした。
また、溶接入熱量が３５ｋＪ／ｍｍの条件で溶接した場合のＨＡＺの－２０℃でのシャルピー吸収エネルギーを、以下の方法により測定した。まず、鋼板に対して、入熱３５ｋＪ／ｍｍの溶接（大入熱溶接）を再現した熱サイクルを付与した。具体的な熱サイクル条件としては、室温から１４００℃まで加熱した後、１４００℃で５秒間保持し、その後、粒内変態に関わる温度範囲である８００℃から５００℃までの温度範囲を１．０℃／秒の速度に制御して冷却した。
熱サイクルを付与した後の鋼板から、３個ずつＶノッチ試験片を採取し、－２０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ－２０）を測定した。なお、Ｖノッチ試験片は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に記載されたＶノッチ試験片に準じて作製し、シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に準拠して行った。そして、３個の試験片のｖＥ－２０の平均値および最低値を求めた。本実施例では、ｖＥ－２０の平均値が１００J以上で、かつ最低値が５０J以上のものを、ＨＡＺ靱性に優れるとした。
これらの測定結果を表９および１０に示す。
Figure 0007127751000009
Figure 0007127751000010
表７～１０から分かるように、本発明の規定を満足する本発明例（試験番号１～２６）では、高い強度を有し、かつ低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性に優れる結果となった。これに対して、比較例（試験番号２７～６７）では、強度、低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性の少なくともいずれかが劣化する結果となった。
具体的には、試験番号２７はＣ含有量が過剰であるため、低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性が劣化した。試験番号２８はＣ含有量が低く、強度不足となるとともに、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号２９はＳｉ含有量が過剰であるため、低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性が劣化した。試験番号３０はＭｎ含有量が過剰であるため、低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性が劣化した。試験番号３１はＭｎ含有量が低く、ベイナイト面積率が低くなったため、強度不足になるとともに、低温靱性および破壊靱性が劣化する結果となった。
試験番号３２はＰおよびＳの含有量が過剰であるため、低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性が劣化した。試験番号３３はＡｌ含有量が過剰であり、所望する複合介在物の形成が不十分となったため、ＨＡＺ靱性が劣化した。試験番号３４はＮ含有量が過剰であり、ベイナイト面積率が低くなったため、強度不足になるとともに、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号３５はＮ含有量が低く、旧オーステナイト粒が粗大になったため、低温靱性および破壊靱性が劣化した。
試験番号３６はＯ含有量が過剰であるため、低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性が劣化した。試験番号３７はＯ含有量が低く、所望する複合介在物の形成が不十分となったため、ＨＡＺ靱性が劣化した。試験番号３８はＮｂ含有量が過剰であるため、低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性が劣化した。試験番号３９はＮｂ含有量が低く、ＢＦ長さが過剰かつ、旧オーステナイト粒のアスペクト比が小さくなったため、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号４０はＴｉ含有量が過剰であるため、低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性が劣化した。試験番号４１はＴｉ含有量が低く、ＢＦ長さおよび旧オーステナイト粒が粗大化したため、低温靱性および破壊靱性が劣化した。
試験番号４２はＣａ含有量が過剰であり、試験番号４３はＭｇおよびＲＥＭの含有量が過剰であるため、所望する複合介在物の形成が不十分となったため、ＨＡＺ靱性が劣化した。試験番号４４はＺｒ含有量が過剰であるため、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ含有量が過剰となり、ＨＡＺ靱性が劣化した。試験番号４５はＺｒ含有量が低く、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ含有量が低く、また所望する複合介在物の形成が不十分となったため、ＨＡＺ靱性が劣化した。試験番号４６はＢを含まないため、所望する複合介在物が全く形成されず、ＨＡＺ靱性が劣化した。加えて、ベイナイト面積率が低くなったため、強度不足となるとともに、低温靱性および破壊靱性が劣化した。
試験番号４７は脱酸Ａｌ量が過剰であり、一方、試験番号４８は脱酸Ａｌ量が低くかった。試験番号４８および４９は、Ｚｒ添加時の溶存Ｏ濃度が過剰であった。また、試験番号５０はＺｒ添加からＢを添加するまでの時間が短く、試験番号５１はＺｒ添加の前にＢを添加した。さらに、試験番号５２は連続鋳造工程での平均冷却速度が高かった。そのため、いずれの例でも所望する複合介在物の形成が不十分となり、ＨＡＺ靱性が劣化した。
試験番号５３は加熱工程での加熱温度が高く、ＢＦ長さおよび旧オーステナイト粒が粗大化し、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号５４は加熱温度が低く、ベイナイト面積率が低くなったため、強度不足となるとともに、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号５５は粗圧延の終了温度がＴｒｅｘ未満であったため、ＢＦ長さおよび旧オーステナイト粒が粗大化し、低温靱性および破壊靱性が劣化した。
試験番号５６は粗圧延の累積圧下率が高く、一方、試験番号５７は累積圧下率が低く、いずれもＢＦ長さおよび旧オーステナイト粒が粗大化し、また旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下したため、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号５８は仕上圧延の開始温度がＴｒｅｘ以上であったため、ＢＦ長さおよび旧オーステナイト粒が粗大化し、かつ旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下し、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号５９は仕上圧延の終了温度がＡｒ３未満であったため、加工フェライトが過剰に生成し、強度不足となった。加えて、ベイナイト面積率が低くなったため、強度不足となるとともに、低温靱性および破壊靱性が劣化した。
試験番号６０は仕上圧延の累積圧下率が高く、旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下し、一方、試験番号６１は累積圧下率が低く、ＢＦ長さおよび旧オーステナイト粒が粗大化し、かつ旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下したため、いずれも低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号６２はパス間時間が長く、試験番号６３は仕上圧延完了から冷却開始までの時間が長いため、ＢＦ長さが粗大化し、かつ旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下し、低温靱性および破壊靱性が劣化した。
試験番号６４は加速冷却工程での冷却速度が高いため、ＭＡ相が過剰に生成したため、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号６５は冷却速度が低く、試験番号６６は冷却停止温度が高いため、いずれもベイナイト主体の組織とならず、強度不足となるとともに、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号６７は冷却開始温度がＴｒｅｘ－１０℃を超え、ＢＦ長さが粗大化したため、低温靱性は良好であったものの、破壊靱性が劣化する結果となった。
本発明によれば、高い強度を有し、かつ低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性に優れる鋼板を得ることが可能になる。したがって、本発明に係る鋼板は、船舶、高層建築物、その他の建築物、橋梁、海洋構造物、ＬＮＧ貯蔵タンクその他の大型タンク、ラインパイプ等の溶接構造物の素材として好適に用いることができる。

Claims (7)

  1. 鋼板の化学組成が、質量％で、
    Ｃ ：０．０４０～０．１４１％、
    Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
    Ｍｎ：０．７０～２．５０％、
    Ｐ ：０．０３０％以下、
    Ｓ ：０．０２０％以下、
    Ａｌ：０．０１０％以下、
    Ｎ ：０．００１０～０．００８０％、
    Ｏ ：０．０００５～０．００４０％、
    Ｎｂ：０．００７～０．０５０％、
    Ｔｉ：０．００３～０．０２４％、
    Ｚｒ：０．０００７～０．００５０％、
    Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ：０．０００７～０．００４０％、
    Ｓｏｌ．Ｚｒ：０．００１０％以下、
    Ｂ ：０．０００３～０．００４０％、
    残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    下記（Ｉ）式を満足し、
    前記鋼板の圧延方向に垂直な断面において、前記鋼板の厚さをｔとした時に、前記鋼板の表面から１／４ｔの位置における金属組織が、
    面積％で、８０％以上のベイナイトを含み、かつ、
    前記ベイナイトを構成するベイニティックフェライトの長軸方向の平均長さが１０μｍ以下であり、
    前記鋼板の圧延方向および厚さ方向に平行な断面において、前記鋼板の表面から１／４ｔの位置における旧オーステナイト粒の、厚さ方向における平均長さが２０μｍ以下であり、アスペクト比の平均が２．５以上であり、
    ＺｒおよびＢを含む複合介在物であって、円相当径が０．５μｍ以上であり、かつ、ＺｒＯ２、Ｔｉ２Ｏ３、およびＡｌ２Ｏ３の合計に占めるＡｌ２Ｏ３の割合が、質量％で、５０％以下である前記複合介在物の個数密度が１６～３００個／ｍｍ２である、
    鋼板。
    ＢＦ≦０．００３０ ・・・（Ｉ）
    但し、
    ＢＦ´＞Ｂの場合は、ＢＦ＝Ｂ
    ０＜ＢＦ´≦Ｂの場合は、ＢＦ＝ＢＦ´
    ＢＦ´≦０の場合は、ＢＦ＝０
    とし、ＢＦ´は下記（II）式で表される。
    ＢＦ´＝Ｂ－（Ｎ－（Ｔｉ－（Ｏ－Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ×（３２／９１．２２４））×（９５．７３／４８））×（１４／４７．８６７））×（１０．８１１／１４） ・・・（II）
    なお、上記式中の元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
  2. 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
    Ｃｕ：１．５０％以下、
    Ｎｉ：２．５０％以下、
    Ｃｒ：１．００％以下、
    Ｍｏ：１．００％以下、および
    Ｖ ：０．１５０％以下、
    からなる群から選択される少なくとも１種以上を含有するものである、
    請求項１に記載の鋼板。
  3. 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
    Ｔｅ：０．０１００％以下、
    を含有するものである、
    請求項１または請求項２に記載の鋼板。
  4. 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
    Ｗ ：１．００％以下、および
    Ｓｎ：０．５０％以下、
    からなる群から選択される少なくとも１種以上を含有するものである、
    請求項１から請求項３までのいずれかに記載の鋼板。
  5. 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
    Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの合計：０．０００５％以下、
    を含有するものである、
    請求項１から請求項４までのいずれかに記載の鋼板。
  6. 請求項１から請求項５までのいずれか１項に記載の鋼板の製造方法であって、
    溶鋼を製造する精錬工程と、前記溶鋼を連続鋳造して請求項１から請求項５までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼片を製造する連続鋳造工程とを備え、得られた前記鋼片に対して、加熱工程、熱間圧延工程および加速冷却工程を順に施す、鋼板の製造方法において、
    前記精錬工程では、投入する脱酸Ａｌ量を、前記溶鋼１ｔ当たり０．２～１．３ｋｇとし、前記溶鋼中の溶存Ｏ濃度が０．００５０質量％以下となってからＺｒを添加し、かつ前記Ｚｒの添加から１分以上経過した後にＢを添加し、
    前記連続鋳造工程では、前記鋼片の表面温度が１２００～９００℃の間における平均冷却速度を０．５℃／秒以下とし、
    前記加熱工程では、前記鋼片を９５０～１０８０℃の加熱温度まで加熱し、
    前記熱間圧延工程は、粗圧延と仕上圧延とを含み、
    前記粗圧延は、前記鋼片の表面温度がＴｒｅｘ以上である状態で開始し、前記鋼片の表面温度がＴ ｒｅｘ 以上である状態で終了し、
    前記粗圧延における累積圧下率を１０～７５％とし、
    前記仕上圧延は、前記鋼片の表面温度がＡｒ３以上Ｔｒｅｘ未満である状態で開始し、前記鋼片の表面温度がＡｒ ３ 以上Ｔ ｒｅｘ 未満である状態で終了し、
    前記仕上圧延における累積圧下率を６５～９０％として、かつパス間時間を１５秒以下とし、
    前記仕上圧延完了から、前記加速冷却工程における冷却開始までの時間を５０秒以下とし、
    前記加速冷却工程では、冷却開始温度をＴｒｅｘ－１０℃以下とし、かつ、冷却開始から冷却終了までの平均冷却速度が５～５０℃／秒となる条件で、０～５５０℃の冷却停止温度まで水冷する、
    鋼板の製造方法。
    ここで、Ａｒ３は下記（ｉ）式で求められ、Ｔｒｅｘは下記（ii）式で求められる。なお、下記式中の元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
    Ａｒ３＝９１０－３１０×Ｃ＋６５×Ｓｉ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－５５×Ｎｉ－１５×Ｃｒ－８０×Ｍｏ ・・・（ｉ）
    Ｔｒｅｘ＝－９１９００［Ｎｂ＊］２＋９４００［Ｎｂ＊］＋７７０ ・・・（ii）
    但し、下記（iii）式で求められる固溶Ｎｂ量（質量％）を、ｓｏｌ．Ｎｂとした時に、
    Ｎｂ≧ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝ｓｏｌ．Ｎｂ
    Ｎｂ＜ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝Ｎｂ
    とする。
    ｓｏｌ．Ｎｂ＝（１０（－６７７０／（Ｔ＋２７３）＋２．２６））／（Ｃ＋１２×Ｎ／１４） ・・・（iii）
    なお、上記式中のＴは加熱工程における鋼片の加熱温度（℃）を表す。
  7. 前記加速冷却工程の後に、３５０～６５０℃の温度範囲まで加熱する焼戻し工程をさらに施す、
    請求項６に記載の鋼板の製造方法。
JP2022505646A 2020-08-31 2021-08-31 鋼板およびその製造方法 Active JP7127751B2 (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2020145738 2020-08-31
JP2020145738 2020-08-31
PCT/JP2021/031919 WO2022045350A1 (ja) 2020-08-31 2021-08-31 鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JPWO2022045350A1 JPWO2022045350A1 (ja) 2022-03-03
JP7127751B2 true JP7127751B2 (ja) 2022-08-30

Family

ID=80353523

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2022505646A Active JP7127751B2 (ja) 2020-08-31 2021-08-31 鋼板およびその製造方法

Country Status (4)

Country Link
JP (1) JP7127751B2 (ja)
KR (1) KR20220146638A (ja)
CN (1) CN115362274B (ja)
WO (1) WO2022045350A1 (ja)

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2009072559A1 (ja) 2007-12-06 2009-06-11 Nippon Steel Corporation 脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法、及び、脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板
JP2018003062A (ja) 2016-06-29 2018-01-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度高加工性熱延鋼板およびその製造方法
JP2018090872A (ja) 2016-12-06 2018-06-14 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法
JP2020117779A (ja) 2019-01-24 2020-08-06 日本製鉄株式会社 鋼板及び鋼板の製造方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10306316A (ja) * 1997-04-28 1998-11-17 Nippon Steel Corp 低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼材の製造方法
JP4515427B2 (ja) * 2006-09-29 2010-07-28 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の靭性および疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材およびその製法
JP4515430B2 (ja) * 2006-09-29 2010-07-28 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の靭性および母材靭性に優れた鋼材およびその製法
KR101176612B1 (ko) * 2009-06-11 2012-08-23 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 대입열 용접 열 영향부 인성이 우수한 고강도 후강판의 제조 방법 및 대입열 용접 열 영향부 인성이 우수한 고강도 후강판
JP5820341B2 (ja) * 2012-06-19 2015-11-24 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材
WO2017183630A1 (ja) * 2016-04-19 2017-10-26 新日鐵住金株式会社 鋼材
JP2018034178A (ja) * 2016-08-31 2018-03-08 新日鐵住金株式会社 構造用Ａｌ−Ｚｒ添加鋼とその製造方法
JP6926774B2 (ja) 2017-07-21 2021-08-25 日本製鉄株式会社 鋼板および鋼板の製造方法
JP6926772B2 (ja) 2017-07-21 2021-08-25 日本製鉄株式会社 鋼板
JP6926773B2 (ja) 2017-07-21 2021-08-25 日本製鉄株式会社 鋼板および鋼板の製造方法
JP6828638B2 (ja) 2017-08-14 2021-02-10 日本製鉄株式会社 鋼板および鋼板の製造方法
JP6536761B1 (ja) 2017-10-03 2019-07-03 日本製鉄株式会社 鋼板および鋼板の製造方法
WO2020262638A1 (ja) * 2019-06-27 2020-12-30 日本製鉄株式会社 鋼材及びその製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2009072559A1 (ja) 2007-12-06 2009-06-11 Nippon Steel Corporation 脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法、及び、脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板
JP2018003062A (ja) 2016-06-29 2018-01-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度高加工性熱延鋼板およびその製造方法
JP2018090872A (ja) 2016-12-06 2018-06-14 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法
JP2020117779A (ja) 2019-01-24 2020-08-06 日本製鉄株式会社 鋼板及び鋼板の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
WO2022045350A1 (ja) 2022-03-03
KR20220146638A (ko) 2022-11-01
JPWO2022045350A1 (ja) 2022-03-03
CN115362274A (zh) 2022-11-18
CN115362274B (zh) 2023-12-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102648171B1 (ko) 강재 및 그 제조 방법
KR101635008B1 (ko) 용접 열영향부 ctod 특성이 우수한 후육 고장력강 및 그의 제조 방법
KR101892412B1 (ko) 강재
CN110050082A (zh) 高Mn钢板及其制造方法
JP7127753B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
EP1736562A1 (en) Thick high strength steel plate having excellent low temperature toughness in welding heat affected zone caused by high heat input welding
CN116194602A (zh) 钢板及其制造方法
KR101971772B1 (ko) 대입열 용접용 강판의 제조 방법
JP7099654B1 (ja) 鋼板およびその製造方法
KR101930181B1 (ko) 대입열 용접용 강재
JPWO2019180957A1 (ja) 圧延ｈ形鋼及びその製造方法
JP7099656B1 (ja) 鋼板およびその製造方法
JP7127752B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
JP2004323917A (ja) 高強度高靭性鋼板
JP7127751B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
JP7364906B2 (ja) 鋼材及びその製造方法
JPWO2019050010A1 (ja) 鋼板およびその製造方法
JP7207199B2 (ja) 鋼材及びその製造方法
WO2007020683A1 (ja) 大入熱溶接継手靭性に優れた厚鋼板
JP7243916B2 (ja) 鋼板および鋼板の製造方法
JP7207250B2 (ja) 鋼材及びその製造方法
JP2024088446A (ja) 鋼板およびその製造方法
CN118679276A (zh) 大线能量焊接用钢板及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20220127

A871 Explanation of circumstances concerning accelerated examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A871

Effective date: 20220127

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20220405

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20220519

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20220719

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20220801

R151 Written notification of patent or utility model registration

Ref document number: 7127751

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151