CN115362274A - 钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种钢板，其化学组成以质量％计为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％、余量：Fe和杂质，BF≤0.0030，在C截面，1/4t位置的金相组织含有80面积％以上的贝氏体，构成贝氏体的贝氏体铁素体的长轴方向的平均长度为10μm以下，在L截面，1/4t位置的原奥氏体晶粒的厚度方向的平均长度为20μm以下，长宽比平均为2.5以上，具有规定直径和成分的复合夹杂物的个数密度为5～300个/mm2。

Description

钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及钢板及其制造方法。
背景技术
作为钢板的用途，可列举出船舶、高层建筑物、其他建筑物、桥梁、海洋结构物、LNG贮藏罐其他大型罐、管线管等焊接结构物(例如参照专利文献1～5)。近年，为了增大集装箱船的装载重量等，焊接结构物的大型化得到进展。随之，对钢板要求板厚的厚壁化和高强度化。并且，对于上述那样的焊接结构物而言，从进一步的安全性和可靠性的观点考虑，低温韧性和断裂韧性的进一步改善成为问题。
进而，对焊接结构物，例如通常进行35kJ/mm以上这种大线能量的焊接。为了抑制脆性断裂，要求进行大线能量焊接时产生的焊接热影响区(HAZ：Heat Affected Zone)中的韧性(以下称为“HAZ韧性”)的改善。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2019-023322号公报
专利文献2：日本特开2019-023323号公报
专利文献3：日本特开2019-023324号公报
专利文献4：日本特开2019-035107号公报
专利文献5：国际公开第2019/069771号
发明内容
发明要解决的问题
但是，通常在强度与低温韧性及HAZ韧性之间存在所谓的权衡的关系，因此兼顾它们并非容易。进而现状是对于断裂韧性的改善迄今几乎没有进行研究。
本发明的目的在于，解决上述问题，提供具有高的强度、并且低温韧性、断裂韧性和HAZ韧性优异的钢板及其制造方法。
用于解决问题的方案
本发明的主旨在于下述的钢板及其制造方法。
(1)一种钢板，其中，钢板的化学组成以质量％计为
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％、
余量：Fe和杂质，
满足下述(I)式，
在前述钢板的与轧制方向垂直的截面，将前述钢板的厚度设为t时，距离前述钢板的表面的距离为1/4t的位置处的金相组织以面积％计含有80％以上的贝氏体，并且构成前述贝氏体的贝氏体铁素体的长轴方向的平均长度为10μm以下，
在前述钢板的与轧制方向和厚度方向平行的截面，距离前述钢板的表面的距离为1/4t的位置处的原奥氏体晶粒的厚度方向的平均长度为20μm以下，长宽比平均为2.5以上，
复合夹杂物的个数密度为5～300个/mm2，所述复合夹杂物为含有Zr和B的复合夹杂物，当量圆直径为0.5μm以上，并且Al2O3在ZrO2、Ti2O3、和Al2O3的总和中所占的比率以质量％计为50％以下，
BF≤0.0030(I)
其中，
在BF’>B的情况下，BF＝B，
在0<BF’≤B的情况下，BF＝BF’，
在BF’≤0的情况下，BF＝0，
BF’通过下述(II)式表示，
BF’＝B-(N-(Ti-(O-Insol.Zr×(32/91.224))×(95.73/48))×(14/47.867))×(10.811/14) (II)
需要说明的是，上述式中的元素符号表示钢板中含有的各元素的含量(质量％)，不含有的情况下代入0。
(2)根据上述(1)所述的钢板，其中，前述化学组成替代前述Fe的一部分而以质量％计含有选自由
Cu：1.50％以下、
Ni：2.50％以下、
Cr：1.00％以下、
Mo：1.00％以下、和
V：0.150％以下组成的组中的至少一种以上。
(3)根据上述(1)或(2)所述的钢板，其中，前述化学组成替代前述Fe的一部分而以质量％计含有
Te：0.0100％以下。
(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的钢板，其中，前述化学组成替代前述Fe的一部分而以质量％计含有选自由
W：1.00％以下、和
Sn：0.50％以下组成的组中的至少一种以上。
(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的钢板，其中，前述化学组成替代前述Fe的一部分而以质量％计含有
Ca、Mg和REM的总和：0.0005％以下。
(6)一种钢板的制造方法，其为上述(1)～(5)中任一项所述的钢板的制造方法，
所述制造方法具备：制造钢水的精炼工序；和将前述钢水连续铸造而制造具有上述(1)～(5)中任一项所述的化学组成的钢坯的连续铸造工序，并对所得到的前述钢坯依次实施加热工序、热轧工序和加速冷却工序，其中，
在前述精炼工序中，将投入的脱氧Al量相对于前述钢水1t设为0.2～1.3kg，在前述钢水中的溶解O浓度成为0.0050质量％以下后添加Zr，并且从前述Zr的添加起经过1分钟以上后添加B，
在前述连续铸造工序中，将前述钢坯的表面温度为1200～900℃期间的平均冷却速度设为0.5℃/秒以下，
在前述加热工序中，将前述钢坯加热至950～1080℃的加热温度，
前述热轧工序包括粗轧和精轧，
前述粗轧在前述钢坯的表面温度为Trex以上的范围实施，
将前述粗轧中的累积压下率设为10～75％，
前述精轧在前述钢坯的表面温度为Ar3以上且低于Trex的范围实施，
将前述精轧中的累积压下率设为65～90％，并且将道次间时间设为15秒以下，
将从前述精轧完成起直至前述加速冷却工序中的冷却开始为止的时间设为50秒以下，
在前述加速冷却工序中，在将冷却开始温度设为Trex-10℃以下、并且从冷却开始起直至冷却结束为止的平均冷却速度成为5～50℃/秒的条件下，水冷至0～550℃的冷却停止温度，
在此，Ar3通过下述(i)式求出，Trex通过下述(ii)式求出，需要说明的是，下述式中的元素符号表示钢板中含有的各元素的含量(质量％)，不含有的情况下代入0，
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)
其中，将通过下述(iii)式求出的固溶Nb量(质量％)设为sol.Nb时，
在Nb≥sol.Nb的情况下，[Nb*]＝sol.Nb，
在Nb<sol.Nb的情况下，[Nb*]＝Nb，
sol.Nb＝(10(-6770/(T+273)+2.26))/(C+12/14×N) (iii)
需要说明的是，上述式中的T表示加热工序中的钢坯的加热温度(℃)。
(7)根据上述(6)所述的钢板的制造方法，其中，在前述加速冷却工序之后，还实施加热至350～650℃的温度范围的回火工序。
发明的效果
根据本发明，能够得到具有高的强度、并且低温韧性、断裂韧性和HAZ韧性优异的钢板。
具体实施方式
本发明人等对上述问题进行详细研究，结果得到以下的发现。
如上所述，在强度与低温韧性和HAZ韧性之间存在所谓的权衡关系。并且本发明人等研究结果可知，强度和断裂韧性的兼顾也并非容易。因此，首先本发明人等对兼顾高强度化和低温韧性及断裂韧性的改善的方法进行了研究。其结果可知，通过将金相组织设为贝氏体主体，高强度化的同时，通过除了贝氏体组织的微细化和扁平化之外，还将构成贝氏体的贝氏体铁素体微细化，不仅可以抑制低温韧性降低、还可以抑制断裂韧性降低。
另外，通过将热轧前的加热温度控制得低、并且在未再结晶区以高压下率进行精轧，可以达成贝氏体组织的微细化和扁平化以及贝氏体铁素体的微细化。
接着对改善HAZ韧性的方法进行研究，得到以下的发现。
通过含有Zr和B，在钢中，含Zr的氧化物作为核而B氮化物析出。这种含有Zr和B的复合夹杂物(以下也仅称为“复合夹杂物”)作为晶内铁素体生成位置有效地发挥功能、有助于HAZ组织的微细化。
另一方面，若固溶于钢中的Zr增加则存在HAZ韧性劣化的倾向。因此，优选将作为固溶于钢的Zr量的Sol.Zr设为0.0010质量％以下。
另外，为了得到通过上述的复合夹杂物实现的效果，需要将作为固溶于钢的B量的BF设为0.0030质量％以下。
进而，若复合夹杂物中含有的Al2O3的比率低则复合夹杂物作为晶内铁素体生成位置更进一步有效地发挥功能。具体而言，当量圆直径为0.5μm以上、并且Al2O3在ZrO2、Ti2O3、和Al2O3的总和中所占的比率以质量％计为50％以下的复合夹杂物的个数密度为5～300个/mm2的情况下，在HAZ生成微细且大量的晶内铁素体，HAZ韧性改善。
若在钢中含有过量的作为强脱氧元素发挥作用的Al，则复合夹杂物的生成受到阻碍。为了确保钢水中的溶解氧量、在钢中生成复合夹杂物，优选Al的含量为0.010质量％以下。需要说明的是，若如Ca、Mg和REM那样与Al相比脱氧力进一步强的元素总和处于0.0005质量％以下的范围内则可以含有。
本发明是基于上述发现而提出的。以下对本发明的各必要条件进行详细说明。
(A)化学组成
各元素的限定理由如下所述。需要说明的是，在以下的说明中，对于含量的“％”指的是“质量％”。另外，在本说明书中，表示数值范围的“～”在没有特别说明的情况下以包含在其前后记载的数值作为下限值和上限值的意思使用。
C：0.040～0.160％
C为了确保钢板的强度而含有0.040％以上。另一方面，若C含量超过0.160％则难以确保良好的低温韧性、断裂韧性和HAZ韧性，因此C的含量设为0.160％以下。因此，C含量为0.040％以上、优选0.050％以上或超过0.050％、更优选0.060％以上或超过0.075％。另外，C含量为0.160％以下、优选0.140％以下、更优选0.120％以下。
Si：0.01～0.50％
Si作为脱氧元素和强化元素是有效的，因此含有0.01％以上。另一方面，若Si含量超过0.50％则低温韧性、断裂韧性和HAZ韧性大幅劣化，因此Si含量设为0.50％以下。因此，Si含量为0.01％以上、优选0.03％以上、更优选0.05％以上。另外，Si含量为0.50％以下、优选0.40％以下、更优选0.35％以下、进一步优选0.30％以下。
Mn：0.70～2.50％
Mn为了经济地确保钢板的强度而含有0.70％以上。另一方面，若Mn含量超过2.50％则中心偏析变得显著，产生了中心偏析的部分的低温韧性、断裂韧性和HAZ韧性劣化，因此Mn的含量设为2.50％以下。因此，Mn含量为0.70％以上、优选0.90％以上、更优选1.20％以上。另外，Mn含量为2.50％以下、优选2.00％以下、更优选1.80％以下、进一步优选1.60％以下。
P：0.030％以下
P为作为杂质存在于钢中的元素。为了稳定地确保低温韧性、断裂韧性和HAZ韧性，将P的含量设为0.030％以下。优选为0.020％以下、进一步优选0.015％以下。下限为0％，但是考虑到用于降低P含量的成本，P含量可以设为0.0001％以上。
S：0.020％以下
S为作为杂质存在于钢中的元素。若S含量超过0.020％则在中心偏析部延伸的MnS大量生成，低温韧性、断裂韧性、HAZ韧性和延展性劣化。因此将S含量设为0.020％以下。优选为0.010％以下。S含量越少则越优选，因此下限没有特别规定，但是从制造成本的观点考虑，S含量可以设为0.0001％以上。
Al：0.010％以下
Al为通常作为脱氧元素而积极地含有的元素。但是，若Al含量过量则所希望的复合夹杂物的形成不充分，HAZ中的有效的铁素体生成位置减少。另外，粗大的簇状的氧化铝(Al2O3)系夹杂物的形成得到助长，不仅HAZ韧性劣化，根据情况低温韧性和断裂韧性也劣化。由此，Al含量为0.010％以下、优选0.005％以下。Al含量越少则越优选，因此对下限没有特别规定，但是从制造成本的观点考虑，Al含量可以为0.001％以上。
N：0.0010～0.0080％
N具有形成Ti氮化物、在钢坯加热时抑制奥氏体晶粒直径增大的效果，因此含有0.0010％以上。但是，若N含量超过0.0080％则钢板脆化，因此N的含量设为0.0080％以下。因此N含量为0.0010％以上、优选0.0015％以上、更优选0.0020％以上。另外，N含量为0.0080％以下、优选0.0065％以下、更优选0.0060％以下。
O：0.0005～0.0040％
O为钢中含有的元素，溶解或以氧化物形式存在。由于难以将两者明确地分离，本发明中的O含量设为将两者合在一起的总氧含量(也记载为T.O)。若O含量小于0.0005％则不能得到韧性确保所需要的氧化物分散数。另一方面若O含量超过0.0040％则钢水的清净性变差的同时、有可能成为在钢水阶段喷嘴堵塞等生产率降低的主要原因。另外，生成粗大的氧化物、在氧化物产生应力集中，因此低温韧性、断裂韧性和HAZ韧性劣化。因此，O含量设为0.0005～0.0040％。
Nb：0.003～0.050％
Nb可以改善钢板的强度和韧性。另外，为了得到规定的显微组织，需要未再结晶奥氏体区的轧制，而Nb为对于扩大未再结晶温度范围而言有效的元素，使轧制温度升高，也有助于生产率改善。为了得到这种效果，含有0.003％以上。但是，若Nb的含量超过0.050％则低温韧性、断裂韧性、HAZ韧性和焊接性降低，因此Nb的含量设为0.050％以下。因此，Nb含量为0.003％以上、优选0.005％以上、更优选0.008％以上。另外，Nb含量为0.050％以下、优选0.025％以下、更优选0.018％以下。
Ti：0.003～0.024％
Ti为与Zr一起形成复合夹杂物的元素。如上所述，复合夹杂物作为HAZ中的晶内铁素体生成位置发挥功能，有助于HAZ组织的微细化。为了得到这种效果而含有0.003％以上。但是若Ti的含量超过0.024％则生成大量的Ti氮化物、B氮化物的生成量得到抑制、不能得到HAZ韧性的改善效果。另外，过量的Ti形成TiC、使低温韧性、断裂韧性和HAZ韧性劣化。因此，Ti含量为0.003％以上、优选0.005％以上。另外，Ti含量为0.024％以下、优选0.020％以下。
Zr：0.0007～0.0050％
Zr为后述的Sol.Zr和Insol.Zr的总和。Zr含量为0.0007％以上、优选0.0010％以上。另外，Zr含量为Insol.Zr的上限和Sol.Zr的上限的总和、即、0.0050％以下、优选0.0040％以下。
Insol.Zr：0.0007～0.0040％
Insol.Zr为酸不溶性Zr、为复合夹杂物等夹杂物中含有的Zr。Zr为形成成为晶内相变的核的含Zr的氧化物的重要元素。但是，若Insol.Zr含量小于0.0007％则没有形成韧性确保所需要的氧化物组成。另一方面，若Insol.Zr含量超过0.0040％则其大部分为在钢水阶段生成的ZrO2、产生喷嘴堵塞的频率升高。另外，若Insol.Zr增加则生成过量的ZrO2、应力集中，因此HAZ韧性显著劣化。因此，Insol.Zr含量设为0.0007～0.0040％。
Sol.Zr：0.0010％以下
Sol.Zr表示酸可溶性Zr、即、固溶于钢中的Zr。若Sol.Zr的含量增大则HAZ韧性显著劣化。因此将其含量设为0.0010％以下。Sol.Zr越少则越优选，因此对下限没有特别规定，可以为0％。
需要说明的是，上述式中的Insol.Zr通过以下的方法测定。首先从钢板切出试验片，利用10％乙酰丙酮-1％四甲基氯化铵/甲醇、以20mA/cm2的电流密度电解约0.4g。将该电解中使用的溶液利用孔径0.2μm的过滤器过滤，对于在过滤器上捕集的提取残渣，使用公知的化学分析方法(例如ICP发射光谱法)测定提取残渣中的Zr含量，设为Insol.Zr。另外，将从钢中的Zr含量(Total Zr)减去Insol.Zr得到的值设为Sol.Zr。
B：0.0003～0.0040％
B为改善钢材的淬火性的同时，在含Zr的氧化物的周围以B氮化物形式析出而形成复合夹杂物、改善晶内相变能力的元素。为了在含Zr的氧化物的周围以B氮化物形式析出，B含量设为0.0003％以上。但是，即使含有过量的B、效果也饱和，因此B含量设为0.0040％以下。因此，B含量为0.0003％以上、优选0.0005％以上、更优选0.0010％以上。另外，B含量为0.0040％以下、优选0.0035％以下、更优选0.0030％以下。
在本发明的钢板的化学组成中，除了上述元素之外，为了改善强度，可以在以下所示的范围内还含有选自由Cu、Ni、Cr、Mo和V组成的组中的至少一种以上。对各元素的限定理由进行说明。
Cu：1.50％以下
Cu由于具有改善钢板的强度和韧性的效果，因此可以根据需要含有。但是，若含有过量的Cu则没有发现与合金成本升高相应的性能的改善，反而有可能成为表面裂纹的原因。因此Cu含量为1.50％以下、优选1.20％以下、更优选1.00％以下。想要更切实地得到上述效果的情况下，Cu含量优选为0.005％以上、更优选0.010％以上、进一步优选0.050％以上。
Ni：2.50％以下
Ni由于为具有改善钢板强度的效果的元素，因此可以根据需要含有。另外，Ni为在固溶状态下具有提高钢的基体(坯)的韧性的效果的元素。但是，若含有过量的Ni则低温韧性、断裂韧性、HAZ韧性和焊接性变差。因此，Ni含量为2.50％以下、优选1.00％以下、更优选0.50％以下、进一步优选0.30％以下。想要更切实地得到上述效果的情况下，Ni含量优选为0.005％以上、更优选0.010％以上、进一步优选0.050％以上。
Cr：1.00％以下
Cr由于为具有改善钢板的强度的效果的元素，因此可以根据需要含有。但是，若含有过量的Cr则低温韧性、断裂韧性、HAZ韧性和焊接性变差。因此，Cr含量为1.00％以下、优选0.80％以下、更优选0.50％以下、进一步优选0.30％以下。想要更切实地得到上述效果的情况下，Cr含量优选为0.005％以上、更优选0.010％以上、进一步优选0.050％以上。
Mo：1.00％以下
Mo由于为具有改善钢板的强度的效果的元素，因此可以根据需要含有。但是，若含有过量的Mo则低温韧性、断裂韧性、HAZ韧性和焊接性变差。因此，Mo含量为1.00％以下、优选0.80％以下、更优选0.50％以下、进一步优选0.30％以下。想要更切实地得到上述效果的情况下，Mo含量优选为0.001％以上、更优选0.005％以上、进一步优选0.010％以上。
V：0.150％以下
V由于为具有改善钢板强度的效果的元素，因此可以根据需要含有。但是，若含有过量的V则低温韧性、断裂韧性、HAZ韧性和焊接性变差。因此，V含量为0.150％以下、优选0.100％以下、更优选0.070％以下、进一步优选0.050％以下。想要更切实地得到上述效果的情况下，V含量优选为0.001％以上、更优选0.005％以上、进一步优选0.010％以上。
在本发明的钢板的化学组成中，除了上述元素之外，为了实现金相组织的微细化，可以在以下所示的范围内还含有Te。对限定理由进行说明。
Te：0.0100％以下
Te为通过钢板的组织微细化而有助于韧性改善的元素，因此可以根据需要含有。但是，即使含有过量的Te、上述效果也饱和。因此，Te含量为0.0100％以下、优选0.0070％以下、更优选0.0050％以下。想要更切实地得到上述效果的情况下，Te含量优选为0.0001％以上、更优选0.0005％以上、进一步优选0.0010％以上。
在本发明的钢板的化学组成中，除了上述元素之外，为了改善耐蚀性，可以在以下所示的范围内还含有选自由W和Sn组成的组中的至少一种以上。对各元素的限定理由进行说明。
W：1.00％以下
W为溶解而以含氧酸离子WO4 -的形式吸附于锈、抑制锈层中的氯化物离子的透过、改善耐蚀性的元素，因此可以根据需要含有。但是，即使含有过量的W，上述效果也饱和，而且低温韧性、断裂韧性和HAZ韧性有可能降低。因此W含量为1.00％以下、优选0.75％以下。想要更切实地得到上述效果的情况下，W含量优选为0.001％以上、更优选0.005％以上、进一步优选0.010％以上。
Sn：0.50％以下
Sn为具有形成Sn2+而溶解、利用酸性氯化物溶液中的抑制剂作用抑制腐蚀的作用的元素。另外，Sn具有抑制钢的阳极溶解反应、改善耐蚀性的作用。因此，可以根据需要含有。但是，即使含有过量的Sn，上述效果也饱和，而且容易产生钢板的轧制裂纹。因此，Sn含量为0.50％以下、优选0.30％以下。想要更切实地得到上述效果的情况下，Sn含量优选为0.001％以上、更优选0.005％以上、进一步优选0.010％以上。
在本发明的钢板的化学组成中，除了上述元素之外，为了降低钢水中的溶解氧浓度，可以在以下所示的范围内还含有Ca、Mg和REM。对限定理由进行说明。
Ca、Mg和REM的总和：0.0005％以下
Ca、Mg和REM为与Al相比容易进一步优先地与氧反应的元素。因此可以根据需要含有。但是，即使含有过量的Ca、Mg和REM，也不能确保钢水中的溶解氧量、不能形成所希望的复合夹杂物。为了形成所希望的复合夹杂物，将Ca、Mg和REM的含量的总和设为0.0005％以下。更优选Ca含量小于0.0003％、Mg含量小于0.0003％、并且REM含量小于0.0003％、其含量的总和为0.0005％以下。
在此，本发明中，REM指的是Sc、Y和镧系元素的总计17种元素，前述REM的含量指的是这些元素的总含量。
另外，本发明的钢板的化学组成中，满足下述(I)式。
BF≤0.0030(I)
其中，
在BF’>B的情况下，BF＝B，
在0<BF’≤B的情况下，BF＝BF’，
在BF’≤0的情况下，BF＝0，
BF’通过下述(II)式表示，
BF’＝B-(N-(Ti-(O-Insol.Zr×(32/91.224))×(95.73/48))×(14/47.867))×(10.811/14) (II)
需要说明的是，上述式中的元素符号表示钢板中含有的各元素的含量(质量％)，不含有的情况下代入0。
BF为在钢中以固溶B形式存在的B含量。难以直接测定固溶B量，因此本发明中，通过上述式算出。
如前文所述，对于本发明的钢板而言，通过在复合夹杂物的表层析出B氮化物、可以有效地促进焊接后的冷却中的晶内铁素体的生成、可以实现组织微细化而改善HAZ韧性。为了得到这种效果，需要将BF设为0.0030％以下。另外，若BF超过0.0030％则钢材的淬火性过度、产生贝氏体的粗化和过度的硬度增加，由此HAZ韧性降低。因此，BF为0.0030％以下、优选0.0020％以下、更优选0.0010％以下。
在本发明的钢板的化学组成中，余量为Fe和杂质。在此“杂质”指的是在工业上制造钢板时由于矿石、废料等原料、制造工序的各种主要原因而混入的，在对本发明不会造成不良影响的范围内容许的成分。
(B)钢板的金相组织
对本发明的钢板的金相组织进行说明。需要说明的是，以下的说明中，“％”指的是“面积％”。另外，本发明中，将钢板的厚度设为t时，钢板的与轧制方向垂直的截面中的、距离该钢板的表面的距离为1/4t的位置称为“C截面中的1/4t位置”，钢板的与轧制方向和厚度方向平行的截面中的、距离该钢板的表面的距离为1/4t的位置称为“L截面中的1/4t位置”。进而，上述的“轧制方向”指的是精轧中的轧制方向。
贝氏体：80％以上
本发明中，金相组织的主体为贝氏体。具体而言，通过将C截面中的1/4t位置处的贝氏体的面积率设为80％以上，能够确保钢板的强度。贝氏体的面积率优选为90％以上。需要说明的是，对贝氏体的面积率无需设置上限、即、可以为贝氏体单相。
需要说明的是，作为余量组织，有可能混入铁素体、珠光体、马氏体/奥氏体混合相(MA相)，但是若它们的总面积率为20％以下则被容许。上述总面积率优选为10％以下。优选它们的总面积率小，下限值没有特别限定。例如上述总面积率可以为0％。另外，也可以超过0％、也可以为1％以上。
如上所述，通过除了将贝氏体设为主体之外，还将贝氏体组织微细且扁平化、进而将贝氏体铁素体微细化，可以兼顾钢板的强度和低温韧性及断裂韧性。具体而言，贝氏体组织需要满足以下的规定。
贝氏体铁素体的平均长度：10μm以下
将在C截面中的1/4t位置处、构成贝氏体的贝氏体铁素体的长轴方向的平均长度设为10μm以下。通过将构成贝氏体的贝氏体铁素体微细化，能够确保断裂韧性。贝氏体铁素体的平均长度优选为8μm以下。
原奥氏体晶粒的厚度方向的平均长度：20μm以下
原奥氏体晶粒的长宽比平均：2.5以上
贝氏体组织的微细化可以通过将热轧前的加热温度控制得低、并且在未再结晶区以高压下率进行精轧来达成。即，贝氏体的原奥氏体晶粒形成在轧制方向伸长的形状。因此，将在L截面中的1/4t位置处、原奥氏体晶粒的厚度方向的平均长度设为20μm以下、并且将长宽比平均设为2.5以上。原奥氏体晶粒的厚度方向的平均长度优选为15μm以下。另外，原奥氏体晶粒的长宽比平均优选超过2.5、更优选为4.0以上。
在此，本发明中，金相组织的面积率如下所述求出。首先从钢板以C截面中的1/4t位置成为观察面的方式采集试样。接着对观察面进行硝酸乙醇腐蚀液蚀刻，蚀刻后使用光学显微镜以500倍拍摄8个视野。接着对所得到的组织照片进行图像解析，看到白色时作为铁素体、看见黑色时作为珠光体，求出各自的面积率。
接着对经过硝酸乙醇腐蚀液蚀刻的部分进行LePera蚀刻，对通过硝酸乙醇腐蚀液蚀刻看到灰色的部分进行图像解析，看到白色的部分作为MA相求出面积率。
贝氏体铁素体的平均长度和贝氏体的面积率通过使用电子背散射衍射(EBSD、Electron Back Scatter Diffraction)的KAM(Kernel Average Misorientation)解析算出。在KAM解析中，在判断为铁素体的组织中，局域取向差超过1.0°的区域为贝氏体铁素体。需要说明的是，测定时，将长轴方向的长度为1μm以上的贝氏体铁素体作为对象。另外，贝氏体的面积率为将贝氏体铁素体的面积率总计而得到的。
原奥氏体晶粒的厚度方向的平均长度和长宽比平均的测定依据JIS G0551：2013进行。首先从钢板以L截面中的1/4t位置成为观察面的方式采集试样。接着将观察面进行镜面研磨后，使用苦味酸饱和水溶液，利用Bechet-Beaujard法腐蚀。通过腐蚀而出现黑色的晶粒作为原奥氏体晶粒。
对出现原奥氏体晶粒的观察面利用光学显微镜进行观察，拍摄8个视野以上(总计0.40mm2以上)的面积0.05mm2以上的视野。接着基于利用光学显微镜拍摄的组织照片，通过截距法测定原奥氏体晶粒的厚度，其平均值作为原奥氏体晶粒的厚度方向的平均长度。需要说明的是，测定时，将厚度方向的长度为1μm以上的原奥氏体晶粒作为对象。
另外，由上述的组织照片对各原奥氏体晶粒分别测定长轴方向的最大长度、和与长轴方向正交的短轴方向的最大长度，求出其比(长轴最大长度/短轴最大长度)。接着其平均值作为原奥氏体晶粒的长宽比平均。需要说明的是，在未再结晶区以高压下率实施精轧的情况下，原奥氏体晶粒表现出在轧制方向伸长的形状，因此长轴方向为轧制方向、短轴方向为板厚方向(所谓的ND方向)。
利用上述方法，不能充分出现原奥氏体晶粒的情况下，通过“面向钢的奥氏体组织的再构筑法的高精度化的研究(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)”(畑显吾、胁田昌幸、藤原知哉、河野佳织、新日铁住金技报第404号(2016)、p.24～30)中记载的再构筑法，特定原奥氏体晶粒，求出原奥氏体晶粒的厚度方向的平均长度和长宽比平均。
复合夹杂物的个数密度：5～300个/mm2
如上所述，本发明的钢板在金相组织中具有含有Zr和B的复合夹杂物。由此，在焊接后的冷却时成为晶内铁素体生成位置、改善HAZ韧性。此时，过于微细的复合夹杂物对于HAZ韧性的贡献少。另外，Al2O3的比率低的复合夹杂物作为晶内铁素体生成位置更进一步有效地发挥功能。
即，本发明中，着眼于当量圆直径(直径)为0.5μm以上、并且Al2O3在ZrO2、Ti2O3、和Al2O3的总和中所占的比率以质量％计为50％以下的复合夹杂物，控制其个数密度。上述复合夹杂物的个数密度小于5个/mm2时，不能充分得到HAZ韧性的改善效果。上述复合夹杂物的个数密度越多则晶内铁素体生成位置越增加，因此优选，但是即使个数密度超过300个/mm2、其效果也饱和。因此，将上述复合夹杂物的个数密度设为5～300个/mm2。
需要说明的是，本发明中，将含有5质量％以上的Zr、0.1质量％以上的B、和1质量％以上的O的夹杂物定义为含有Zr和B的复合夹杂物。另外，复合夹杂物的当量圆直径和个数密度可以通过对经过镜面研磨的钢表面利用SEM进行观察来测定。
具体而言，对10mm×10mm(100mm2)的范围，利用SEM进行观察，通过利用SEM所附属的能量分散型X射线分析装置(EDX)进行的定量分析，特定含有5质量％以上的Zr、0.1质量％以上的B、和1质量％以上的O，并且Al2O3在ZrO2、Ti2O3、和Al2O3的总和中所占的比率为50质量％以下的颗粒。接着测定该颗粒中、当量圆直径为0.5μm以上的颗粒的个数，除以所观察的视野的面积、测定个数密度。测定个数密度时，可以使用利用SEM拍摄的照片。
(C)钢板的机械特性
对本发明的钢板的机械特性没有特别限制，本发明的钢板具有高的强度、并且低温韧性和HAZ韧性优异。具体而言，优选屈服应力(YS)为460～860MPa、并且拉伸强度(TS)为570～980MPa。另外，优选成为低温韧性的指标的断口转变临界温度(vTrs)为-60℃以下。进而，优选成为断裂韧性的指标的-10℃时的裂纹尖端张开位移(Crack Tip OpeningDisplacement：CTOD)值为0.50mm以上。
需要说明的是，拉伸强度(TS)和屈服应力(YS)基于JIS Z 2241：2011，使用从板厚中心部在与轧制方向形成直角的方向采集的1B号拉伸试验片测定。具体而言，屈服应力(YS)为永久伸长0.2％时的永久伸长法的耐力。另外，断口转变临界温度(vTrs)的评价依据JIS Z 2242：2005，试验片设为V缺口试验片，以包含钢板的1/4t位置的方式采集。进而依据ISO 15653：2018，采集母材的板厚方向的总厚度设为3点弯曲的缺口位置的CTOD试验片，测定-10℃时的CTOD值。
进而，优选在焊接线能量为35kJ/mm的条件下焊接时的HAZ的-20℃下的夏比吸收能以3次测定的平均值计为100J以上、并且最低值为50J以上。
HAZ的夏比吸收能通过以下的方法测定。首先对钢板，赋予再现线能量35kJ/mm的焊接(大线能量焊接)的热循环。作为具体的热循环条件，由室温加热至1400℃后，在1400℃下保持5秒，然后在作为与晶内相变相关的温度范围的从800℃起直至500℃为止的温度范围控制于1.0℃/秒的速度进行冷却。
从赋予了热循环之后的钢板采集各3个V缺口试验片，在-20℃下进行夏比冲击试验，测定吸收能(vE-20)。需要说明的是，V缺口试验片依据JIS Z 2242：2005中记载的V缺口试验片制作，夏比冲击试验依据JIS Z 2242：2005进行。接着求出3个试验片的vE-20的平均值和最低值。
(D)钢板的厚度
对本发明的钢板的厚度没有特别限制，作为焊接结构物使用的情况下，板厚优选为10～70mm、更优选20～60mm。另外，本发明中的低温韧性和断裂韧性的改善效果在厚度小于50mm的情况下得到显著发挥。
(E)钢板的制造方法
对本发明的钢板的制造条件没有特别限制，例如通过在以下所示的条件下依次进行精炼工序、连续铸造工序、加热工序、热轧工序和加速冷却工序，可以制造。对各工序进行说明。
(a)精炼工序
精炼工序为制造钢水的工序。在精炼工序中，将投入的脱氧Al量相当于钢水1t设为0.2～1.3kg。通过将脱氧Al量设为0.2kg/t以上，降低溶解O浓度、能够使含Zr的氧化物微细分散。另一方面，通过将脱氧Al量设为1.3kg/t以下、可以降低复合夹杂物中的Al2O3的比率。脱氧Al的投入例如可以使用转炉进行。
接着进行真空脱气，在钢水中的溶解O浓度成为0.0050质量％以下后添加Zr。若在溶解O浓度超过0.0050质量％的状态下添加Zr，则不仅难以使含Zr的氧化物微细分散，而且有可能不能降低复合夹杂物中的Al2O3的比率。另外，所生成的ZrO2量增多、对将钢水连续铸造时的中间包的注入喷嘴的堵塞的风险升高。
接着从Zr的添加起经过1分钟以上后添加B。由此，B在含Zr的氧化物的表层偏析、能够使B氮化物析出。对于从Zr的添加起直至添加B为止的时间，上限无需特别设置，但是优选设为5分钟以内。Zr和B的添加例如可以在回流型脱气装置内进行。
(b)连续铸造工序
连续铸造工序为将钢水连续铸造而制造具有上述化学组成的钢坯的工序。在连续铸造工序中，将钢坯的表面温度为1200～900℃期间的平均冷却速度设为0.5℃/秒以下。由此，在含Zr的氧化物中ZrO2和Al2O3的分离进展、可以降低复合夹杂物中的Al2O3的比率。
(c)加热工序
加热工序为通过钢坯的加热、而有助于奥氏体相的组织控制的工序。在加热工序中，将上述钢坯加热至950～1080℃的加热温度。加热工序若利用加热炉进行即可。需要说明的是，将钢坯加热到950～1080℃指的是以从加热炉抽出时的钢坯的总厚度平均温度处于950～1080℃的范围内的方式加热，本说明书中，将该钢坯的总厚度平均温度称为钢坯的加热温度。另外，总厚度平均温度能够通过由加热炉内的温度、加热时间、钢坯的表面温度计算来求出。
加热温度低于950℃时，奥氏体化不充分的同时，奥氏体晶粒微细化，由此淬火性降低，因此难以形成板厚厚、强度高的钢板。进而，通过奥氏体晶粒的微细化而精轧时的再结晶得到促进，由此原奥氏体晶粒的长宽比降低。另外，若加热温度超过1080℃则奥氏体晶粒粗化、在最终组织中难以将贝氏体组织微细化。优选的加热温度的范围为1000～1050℃。
(d)热轧工序
热轧工序包括粗轧和精轧。粗轧在钢坯的表面温度为Trex以上的范围实施。即，在钢坯的表面温度为Trex以上的状态下开始粗轧，在钢坯的表面温度为Trex以上的状态下结束粗轧。通过在Trex以上的范围实施粗轧，利用奥氏体晶粒的再结晶，能够实现微细化。需要说明的是，粗轧结束时的表面温度有可能高于粗轧的开始时的表面温度。认为这是由于粗轧而产生加工放热的影响、以及由于与表面温度相比内部温度为高温所导致的钢坯的板厚方向的传热影响。
另外，粗轧中的累积压下率处于10～75％的范围内。粗轧中的累积压下率指的是将从粗轧开始时的板厚减去粗轧结束后的板厚得到的值除以粗轧开始时的板厚而得到的值。粗轧时的累积压下率小于10％时，难以进行通过奥氏体的再结晶实现的微细化的同时，残留气孔而产生内部裂纹，有可能产生延展性和韧性的劣化。另外，若累积压下率超过75％则奥氏体晶粒过度地微细化，因此精轧时的再结晶得到促进，由此原奥氏体晶粒的长宽比降低，并且道次数增加而生产率降低。优选的累积压下率为30～60％。需要说明的是，以下的说明中，将实施了粗轧后的钢坯称为钢板。
接下来的精轧在钢板的表面温度为Ar3以上且低于Trex的范围实施。即，粗轧结束后冷却，在钢板的表面温度为Ar3以上且低于Trex的状态下开始精轧，在钢板的表面温度为Ar3以上且低于Trex的状态下结束精轧。通过在低于Trex的范围实施精轧，不会再结晶，而能够对奥氏体晶粒赋予应变。由此，可以将最终组织中的贝氏体微细化。若最终加工温度在表面温度为Trex以上的范围进行，则再结晶得到促进，原奥氏体晶粒的长宽比降低。另一方面，若在表面温度低于Ar3的范围进行精轧则生成加工铁素体，在最终组织中有可能不能形成贝氏体主体的组织。
另外，精轧中的累积压下率处于65～90％的范围内。精轧中的累积压下率指的是将从精轧开始时(粗轧结束后)的板厚减去精轧结束后的板厚得到的值除以精轧开始时的板厚而得到的值。通过将精轧中的累积压下率设为65％以上，能够对奥氏体晶粒赋予充分的应变。若累积压下率小于65％则对奥氏体晶粒的应变赋予不充分，并且奥氏体晶粒的扁平化没有得到促进，长宽比降低。另外，若累积压下率超过90％则再结晶得到促进，原奥氏体晶粒的长宽比降低，并且道次数增加而生产率降低。优选的累积压下率为70～80％。
进而，精轧中的道次间时间设为15秒以下。若道次间时间超过15秒则通过加工赋予的应变恢复，不能将最终组织中的贝氏体充分微细化，并且再结晶得到促进，原奥氏体晶粒的长宽比降低。道次间时间越短则越优选，因此无需设置下限，但是从操作性的观点考虑优选设为3秒以上。需要说明的是，通常精轧通过换向轧制进行。精轧中的道次间时间指的是边从钢板向前方行进边被轧制辊轧制、钢板的后端自轧制辊穿过，直至钢板的行进方向换向为后方，钢板的后端再次被轧制辊咬入为止的时间。
接着将从精轧完成起直至后述的加速冷却工序中的冷却开始为止的时间设为50秒以下。若从精轧完成起直至冷却开始为止的时间超过50秒，则通过加工赋予的应变恢复，不能将最终组织中的贝氏体充分微细化，并且再结晶得到促进，原奥氏体晶粒的长宽比降低。从精轧完成起直至冷却开始为止的时间越短越优选，因此无需设置下限，但是从操作性的观点考虑优选设为5秒以上。需要说明的是，从精轧完成起直至冷却开始为止的时间指的是从向前方行进的钢板的前端穿过最终道次中的轧制辊起直至开始水冷为止的时间。
上述说明中，Ar3指的是降温过程中从奥氏体晶粒开始相变为铁素体晶粒的相变开始温度，通过下述(i)式求出。另外，Trex指的是等轴的再结晶晶粒能够生成、生长的最低温度、即再结晶温度，通过下述(ii)式求出。需要说明的是，下述式中的元素符号表示钢板中含有的各元素的含量(质量％)，不含有的情况下代入0。
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)
其中，将通过下述(iii)式求出的固溶Nb量(质量％)设为sol.Nb时，
在Nb≥sol.Nb的情况下，[Nb*]＝sol.Nb，
在Nb<sol.Nb的情况下，[Nb*]＝Nb。
sol.Nb＝(10(-6770/(T+273)+2.26))/(C+12/14×N) (iii)
需要说明的是，上述式中的T表示加热工序中的钢坯的加热温度(℃)。
(e)加速冷却工序
在加速冷却工序中，将精轧结束了的钢板进行水冷。此时，在将冷却开始温度设为Trex-10℃以下、并且从冷却开始起直至冷却结束为止的平均冷却速度成为5～50℃/秒的条件下水冷至0～550℃的冷却停止温度。
即使在Ar3以上且低于Trex的范围实施精轧，若由于此后的复热而冷却开始温度超过Trex-10℃，则通过加工赋予的应变恢复得到促进，不能将构成最终组织中的贝氏体的贝氏体铁素体充分微细化。
并且，通过以5～50℃/秒的平均冷却速度水冷至0～550℃的冷却停止温度，可以使最终组织形成贝氏体主体的组织。需要说明的是，平均冷却速度和冷却停止温度根据钢板的化学组成中的Ceq的值调整，设为不会进行马氏体相变的条件。
(f)回火工序
在加速冷却工序之后，可以还具备加热至350～650℃的温度范围的回火工序。通过进行回火工序，可以降低由于冷却而过度升高的位错密度。需要说明的是，加速冷却工序中的冷却停止温度高的情况下，能够得到自回火效果，因此可以不进行回火工序。另一方面，在加速冷却工序中，例如冷却至室温左右的情况下，优选进行回火工序。
以下通过实施例对本发明进行更具体说明，但是本发明不被这些实施例限定。
实施例
对从高炉出铁的铁液通过铁液预处理进行脱硫处理，利用转炉型精炼容器进行脱P和脱C处理，进一步投入脱氧Al后，接收于浇包。出钢时，添加合金元素，添加保温用的表层熔渣。
接着，对浇包内的钢水利用RH真空脱气装置进行减压处理。熔炼中适当采集钢水样品，供于分析而得到钢水成分。钢水温度由1560℃推移至1610℃。在RH处理前半部添加除了Zr和B之外的合金而实施成分调整的同时进行真空脱气，调整溶解O浓度。溶解O浓度使用氧浓度探头测定。
然后添加Zr和B，为了均匀混合而进行回流处理。除了一部分例子之外，添加Zr、经过规定时间后、添加B。需要说明的是，在添加Zr之前添加B的例子中，将从添加Zr起直至添加B为止的时间以负数记载。
利用RH真空脱气装置进行处理后，利用连续铸造法制作具有表1及2的化学组成的钢坯。连续铸造中，适当调节钢坯的表面温度为1200～900℃期间的平均冷却速度。表3及4中示出精炼工序中的、相对于钢水1t投入的脱氧Al量(kg/t)、添加Zr时的钢水中的溶解O浓度(质量％)、和从添加Zr起直至添加B为止的时间(分钟)、以及连续铸造中的1200～900℃期间的平均冷却速度(℃/秒)。进而使用上述钢坯通过表5及表6的制造条件试制板厚10～70mm的钢板。
[表1]
Figure BDA0003868397950000251
[表2]
Figure BDA0003868397950000261
[表3]
表3
Figure BDA0003868397950000271
[表4]
表4
Figure BDA0003868397950000281
[表5]
表5
Figure BDA0003868397950000291
[表6]
表6
Figure BDA0003868397950000301
进行所得到的钢板的金相组织观察，进行各组织的面积率的测定。具体而言，首先从钢板以C截面中的1/4t位置成为观察面的方式采集试样。接着对观察面进行硝酸乙醇腐蚀液蚀刻，蚀刻后使用光学显微镜以500倍拍摄8个视野，对所得到的组织照片进行图像解析，看到白色时作为铁素体、看见黑色时作为珠光体，求出各自的面积率。
接着对经过硝酸乙醇腐蚀液蚀刻的部分进行LePera蚀刻，对通过硝酸乙醇腐蚀液蚀刻看到灰色的部分进行图像解析，看到白色的部分作为MA相求出面积率。
贝氏体铁素体的平均长度和贝氏体的面积率通过使用EBSD的KAM解析算出。在KAM解析中，在判断为铁素体的组织中，局域取向差超过1.0°的区域作为贝氏体铁素体。需要说明的是，测定时，长轴方向的长度为1μm以上的贝氏体铁素体作为对象。另外，贝氏体的面积率为将贝氏体铁素体的面积率总计而得到的。
进而，原奥氏体晶粒的厚度方向的平均长度和长宽比平均的测定依据JIS G0551：2013进行。首先从钢板以L截面中的1/4t位置成为观察面的方式采集试样。接着将观察面进行镜面研磨后，使用苦味酸饱和水溶液，利用Bechet-Beaujard法腐蚀。出现原奥氏体晶粒。
对出现原奥氏体晶粒的观察面利用光学显微镜进行观察，拍摄8个视野以上(总计0.40mm2以上)的面积0.05mm2以上的视野。接着基于利用光学显微镜拍摄的组织照片，通过截距法测定原奥氏体晶粒的厚度，其平均值作为原奥氏体晶粒的厚度方向的平均长度。测定时，将厚度方向的长度为1μm以上的原奥氏体晶粒作为对象。
另外，由上述的组织照片对各原奥氏体晶粒分别测定长轴方向的最大长度、和与长轴方向正交的短轴方向的最大长度，求出其比(长轴最大长度/短轴最大长度)，其平均值作为原奥氏体晶粒的长宽比平均。
接着，从钢板切出试验片，利用10％乙酰丙酮-1％四甲基氯化铵/甲醇、以20mA/cm2的电流密度电解约0.4g。将该电解中使用的溶液利用孔径0.2μm的过滤器过滤，对于在过滤器上捕集的提取残渣，使用ICP发射光谱法测定提取残渣中的Zr含量，设为Insol.Zr。另外，将从钢中含有的Zr含量减去Insol.Zr得到的值设为Sol.Zr。
另外，在钢中以固溶B形式存在的B含量BF基于下式算出。
在BF’>B的情况下，BF＝B，
在0<BF’≤B的情况下，BF＝BF’
在BF’≤0的情况下，BF＝0，
BF’通过下述(II)式表示。
BF’＝B-(N-(Ti-(O-Insol.Zr×(32/91.224))×(95.73/48))×(14/47.867))×(10.811/14) (II)
需要说明的是，上述式中的元素符号表示钢板中含有的各元素的含量(质量％)，不含有的情况下代入0。
接着对钢板的表面进行镜面研磨，对10mm×10mm(100mm2)的范围，利用SEM进行观察，通过利用SEM所附属的EDX进行的定量分析，特定含有5质量％以上的Zr、0.1质量％以上的B、和1质量％以上的O，并且Al2O3在ZrO2、Ti2O3、和Al2O3的总和中所占的比率为50质量％以下的颗粒。接着测定该颗粒中、当量圆直径为0.5μm以上的颗粒的个数，除以所观察的视野的面积、测定个数密度。
它们的测定结果如表7及8所示。需要说明的是，表中，铁素体的面积率记载为“F分数”、珠光体的面积率记载为“P分数”、贝氏体的面积率记载为“B分数”、MA相的面积率记载为“MA分数”、贝氏体铁素体的长轴方向的平均长度记载为“BF长度”。
[表7]
表7
Figure BDA0003868397950000331
[表8]
表8
Figure BDA0003868397950000341
进而，拉伸强度(TS)和屈服应力(YS)基于JIS Z 2241：2011测定。试验片使用从板厚中心部将与轧制方向正交的方向(宽度方向)作为长度方向来采集的1B号拉伸试验片测定。屈服应力(YS)设为永久伸长0.2％时的永久伸长法的耐力。本实施例中，YS为460MPa以上、并且TS为570MPa以上的情况作为具有高的强度。
另外，以包含钢板的1/4t位置的方式采集V缺口试验片，依据JIS Z 2242：2005进行断口转变临界温度(vTrs)的评价。此时，V缺口试验片分别以试验片的长度方向与钢板的轧制方向和宽度方向一致的方式各采集2个。本实施例中，对于2个试验片而言，vTrs均为-60℃以下的情况作为低温韧性优异。
接着，依据ISO 15653：2018，采集母材的板厚方向的总厚度设为3点弯曲的缺口位置的CTOD试验片，测定-10℃时的CTOD值。试验进行3次，表中记载它们的最小值。本实施例中，-10℃时的CTOD值的最小值为0.50mm以上的情况作为断裂韧性优异。
另外，在焊接线能量为35kJ/mm的条件下焊接时的HAZ的-20℃下的夏比吸收能通过以下的方法测定。首先对钢板，赋予再现线能量35kJ/mm的焊接(大线能量焊接)的热循环。作为具体的热循环条件，由室温加热至1400℃后，在1400℃下保持5秒，然后在作为与晶内相变相关的温度范围的从800℃起直至500℃为止的温度范围控制于1.0℃/秒的速度进行冷却。
从赋予了热循环之后的钢板采集各3个V缺口试验片，在-20℃下进行夏比冲击试验，测定吸收能(vE-20)。需要说明的是，V缺口试验片依据JIS Z 2242：2005中记载的V缺口试验片制作，夏比冲击试验依据JIS Z 2242：2005进行。接着求出3个试验片的vE-20的平均值和最低值。本实施例中，vE-20的平均值为100J以上、并且最低值为50J以上的情况作为HAZ韧性优异。
它们的测定结果如表9及10所示。
[表9]
表9
Figure BDA0003868397950000361
[表10]
表10
Figure BDA0003868397950000371
由表7～10可知，对于满足本发明的规定的本发明例(试验编号1～26)而言，得到具有高的强度、并且低温韧性、断裂韧性和HAZ韧性优异的结果。与此相对地，对于比较例(试验编号27～67)而言，得到强度、低温韧性、断裂韧性和HAZ韧性中的至少任一种劣化的结果。
具体而言，对于试验编号27而言，C含量过量，因此低温韧性、断裂韧性和HAZ韧性劣化。对于试验编号28而言，C含量低、强度不足，并且低温韧性和断裂韧性劣化。对于试验编号29而言，Si含量过量，因此低温韧性、断裂韧性和HAZ韧性劣化。对于试验编号30而言，Mn含量过量，因此低温韧性、断裂韧性和HAZ韧性劣化。对于试验编号31而言，Mn含量低、贝氏体面积率降低，因此得到强度不足、并且低温韧性和断裂韧性劣化的结果。
对于试验编号32而言，P和S的含量过量，因此低温韧性、断裂韧性和HAZ韧性劣化。对于试验编号33而言，Al含量过量、所希望的复合夹杂物的形成不充分，因此HAZ韧性劣化。对于试验编号34而言，N含量过量、贝氏体面积率降低，因此强度不足、并且低温韧性和断裂韧性劣化。对于试验编号35而言，N含量低、原奥氏体晶粒变得粗大，因此低温韧性和断裂韧性劣化。
对于试验编号36而言，O含量过量，因此低温韧性、断裂韧性和HAZ韧性劣化。对于试验编号37而言，O含量低、所希望的复合夹杂物的形成不充分，因此HAZ韧性劣化。对于试验编号38而言，Nb含量过量，因此低温韧性、断裂韧性和HAZ韧性劣化。对于试验编号39而言，Nb含量低、BF长度过量、并且原奥氏体晶粒的长宽比减小，因此低温韧性和断裂韧性劣化。对于试验编号40而言，Ti含量过量，因此低温韧性、断裂韧性和HAZ韧性劣化。对于试验编号41而言，Ti含量低、BF长度和原奥氏体晶粒粗化，因此低温韧性和断裂韧性劣化。
对于试验编号42而言，Ca含量过量，对于试验编号43而言，Mg和REM的含量过量，因此所希望的复合夹杂物的形成不充分，因此HAZ韧性劣化。对于试验编号44而言，Zr含量过量，因此Insol.Zr含量过量、HAZ韧性劣化。对于试验编号45而言，Zr含量低、Insol.Zr含量低、另外所希望的复合夹杂物的形成不充分，因此HAZ韧性劣化。对于试验编号46而言，不含有B，因此完全没有形成所希望的复合夹杂物、HAZ韧性劣化。并且贝氏体面积率降低，因此强度不足、并且低温韧性和断裂韧性劣化。
对于试验编号47而言，脱氧Al量过量，另一方面对于试验编号48而言，脱氧Al量低。对于试验编号48及49而言，添加Zr时的溶解O浓度过量。另外，对于试验编号50而言，从添加Zr起直至添加B为止的时间短，对于试验编号51而言在添加Zr之前添加B。进而对于试验编号52而言，连续铸造工序中的平均冷却速度高。因此，对于任意一例而言，所希望的复合夹杂物的形成均不充分、HAZ韧性均劣化。
对于试验编号53而言，加热工序中的加热温度高、BF长度和原奥氏体晶粒粗化、低温韧性和断裂韧性劣化。对于试验编号54而言，加热温度低、贝氏体面积率降低，因此强度不足、并且低温韧性和断裂韧性劣化。对于试验编号55而言，粗轧的结束温度低于Trex，因此BF长度和原奥氏体晶粒粗化、低温韧性和断裂韧性劣化。
对于试验编号56而言，粗轧的累积压下率高，另一方面对于试验编号57而言，累积压下率低，BF长度和原奥氏体晶粒均粗化，另外原奥氏体晶粒的长宽比均降低，因此低温韧性和断裂韧性均劣化。对于试验编号58而言，精轧的开始温度为Trex以上，因此BF长度和原奥氏体晶粒粗化、并且原奥氏体晶粒的长宽比降低、低温韧性和断裂韧性劣化。对于试验编号59而言，精轧的结束温度低于Ar3，因此生成过量的加工铁素体、强度不足。并且贝氏体面积率降低，因此强度不足、并且低温韧性和断裂韧性劣化。
对于试验编号60而言，精轧的累积压下率高、原奥氏体晶粒的长宽比降低，另一方面对于试验编号61而言，累积压下率低、BF长度和原奥氏体晶粒粗化、并且原奥氏体晶粒的长宽比降低，因此低温韧性和断裂韧性均劣化。对于试验编号62而言，道次间时间长，对于试验编号63而言，从精轧完成起直至冷却开始为止的时间长，BF长度粗化、并且原奥氏体晶粒的长宽比降低、低温韧性和断裂韧性劣化。
对于试验编号64而言，加速冷却工序中的冷却速度高，因此MA相过量生成、低温韧性和断裂韧性劣化。对于试验编号65而言，冷却速度低，对于试验编号66而言，冷却停止温度高，因此均没有形成贝氏体主体的组织、强度不足，并且低温韧性和断裂韧性劣化。对于试验编号67而言，冷却开始温度超过Trex-10℃、BF长度粗化，因此得到虽然低温韧性良好、但是断裂韧性劣化的结果。
产业上的可利用性
根据本发明，能够得到具有高的强度、并且低温韧性、断裂韧性和HAZ韧性优异的钢板。因此，本发明的钢板可以合适地用作船舶、高层建筑物、其他建筑物、桥梁、海洋结构物、LNG贮藏罐其他大型罐、管线管等焊接结构物的原材料。

Claims (7)

1.一种钢板，其中，钢板的化学组成以质量％计为
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％、
余量：Fe和杂质，
满足下述(I)式，
在所述钢板的与轧制方向垂直的截面，将所述钢板的厚度设为t时，距离所述钢板的表面的距离为1/4t的位置处的金相组织以面积％计含有80％以上的贝氏体，并且构成所述贝氏体的贝氏体铁素体的长轴方向的平均长度为10μm以下，
在所述钢板的与轧制方向和厚度方向平行的截面，距离所述钢板的表面的距离为1/4t的位置处的原奥氏体晶粒的厚度方向的平均长度为20μm以下，长宽比平均为2.5以上，
复合夹杂物的个数密度为5～300个/mm2，所述复合夹杂物为含有Zr和B的复合夹杂物，当量圆直径为0.5μm以上，并且Al2O3在ZrO2、Ti2O3、和Al2O3的总和中所占的比率以质量％计为50％以下，
BF≤0.0030 (I)
其中，
在BF’>B的情况下，BF＝B，
在0<BF’≤B的情况下，BF＝BF’，
在BF’≤0的情况下，BF＝0，
BF’通过下述(II)式表示，
BF’＝B-(N-(Ti-(O-Insol.Zr×(32/91.224))×(95.73/48))×(14/47.867))×(10.811/14) (II)
需要说明的是，上述式中的元素符号表示钢板中含有的各元素的质量％含量，不含有的情况下代入0。
2.根据权利要求1所述的钢板，其中，所述化学组成替代所述Fe的一部分而以质量％计含有选自由
Cu：1.50％以下、
Ni：2.50％以下、
Cr：1.00％以下、
Mo：1.00％以下、和
V：0.150％以下组成的组中的至少一种以上。
3.根据权利要求1或权利要求2所述的钢板，其中，所述化学组成替代所述Fe的一部分而以质量％计含有
Te：0.0100％以下。
4.根据权利要求1～权利要求3中任一项所述的钢板，其中，所述化学组成替代所述Fe的一部分而以质量％计含有选自由
W：1.00％以下、和
Sn：0.50％以下组成的组中的至少一种以上。
5.根据权利要求1～权利要求4中任一项所述的钢板，其中，所述化学组成替代所述Fe的一部分而以质量％计含有
Ca、Mg和REM的总和：0.0005％以下。
6.一种钢板的制造方法，其为权利要求1～权利要求5中任一项所述的钢板的制造方法，
所述制造方法具备：制造钢水的精炼工序；和将所述钢水连续铸造而制造具有权利要求1～权利要求5中任一项所述的化学组成的钢坯的连续铸造工序，并对所得到的所述钢坯依次实施加热工序、热轧工序和加速冷却工序，其中，
在所述精炼工序中，将投入的脱氧Al量相对于所述钢水1t设为0.2～1.3kg，在所述钢水中的溶解O浓度成为0.0050质量％以下后添加Zr，并且从所述Zr的添加起经过1分钟以上后添加B，
在所述连续铸造工序中，将所述钢坯的表面温度为1200～900℃期间的平均冷却速度设为0.5℃/秒以下，
在所述加热工序中，将所述钢坯加热至950～1080℃的加热温度，
所述热轧工序包括粗轧和精轧，
所述粗轧在所述钢坯的表面温度为Trex以上的范围实施，
将所述粗轧中的累积压下率设为10～75％，
所述精轧在所述钢坯的表面温度为Ar3以上且低于Trex的范围实施，
将所述精轧中的累积压下率设为65～90％，并且将道次间时间设为15秒以下，
将从所述精轧完成起直至所述加速冷却工序中的冷却开始为止的时间设为50秒以下，
在所述加速冷却工序中，在将冷却开始温度设为Trex-10℃以下、并且从冷却开始起直至冷却结束为止的平均冷却速度成为5～50℃/秒的条件下，水冷至0～550℃的冷却停止温度，
在此，Ar3通过下述(i)式求出，Trex通过下述(ii)式求出，需要说明的是，下述式中的元素符号表示钢板中含有的各元素的质量％含量，不含有的情况下代入0，
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)
其中，将通过下述(iii)式求出的以质量％计的固溶Nb量设为sol.Nb时，
在Nb≥sol.Nb的情况下，[Nb*]＝sol.Nb，
在Nb<sol.Nb的情况下，[Nb*]＝Nb，
sol.Nb＝(10(-6770/(T+273)+2.26))/(C+12/14×N) (iii)
需要说明的是，上述式中的T表示加热工序中的钢坯的加热温度，所述加热温度的单位为℃。
7.根据权利要求6所述的钢板的制造方法，其中，在所述加速冷却工序之后，还实施加热至350～650℃的温度范围的回火工序。
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