CN116194602A

CN116194602A - 钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN116194602A
Application number: CN202180065666.3A
Authority: CN
Inventors: 高山直树; 荒尾亮; 橘俊一
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2020-11-05
Filing date: 2021-10-29
Publication date: 2023-05-30
Also published as: JPWO2022097589A1; KR20230041045A; JP7099653B1; WO2022097589A1

Abstract

本发明提供一种在发挥优异的脆性裂纹传播停止特性的同时在大线能量焊接后的接头中发挥优异的韧性的钢板。本发明的钢板具有如下的规定成分组成以及贝氏体的体积率为80％以上的组织，成分组成是将Ti和N以Ti与N的质量％比(Ti/N)为2.00～4.00且满足169≤5158×Ti+25563×N≤360的关系的方式含有，且Ceq为0.400～0.500；并且，距钢板表面1mm深度位置，将平均粒径20～50nm的TiN粒子以个数密度为5.0×10⁸个/cm²以上的方式含有；并且，板厚的1/2的深度的(211)面X射线强度比为1.60以上。

Description

钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及钢板，特别是涉及能够适用于大线能量焊接的钢板和该钢板的制造方法。更具体而言，本发明涉及能够兼具优异的脆性裂纹传播停止特性和大线能量焊接后的接头中的优异的韧性的钢板及其制造方法。另外，本发明的钢板能够适用于船舶、海洋结构物、低温储罐、建築/土木结构物等大型结构物。

背景技术

船舶、海洋结构物、低温储罐、管路和建筑/土木结构物等大型结构物因脆性断裂造成事故则会对经济、环境造成很大影响。因此，长期要求提高大型结构物的安全性，对于大型结构物中使用的钢材，特别是对所使用温度下的韧性和强度以及防止脆性裂纹传播的脆性裂纹传播停止特性(止裂性能)要求其为高水平。

集装箱船和散装运载机等船舶中，由于不设置普通的甲板而将货物装载到舱口盖上，因此在承受大的载荷的波浪的同时在海洋中行驶，所以因这样的结构上以及使用上的原因，会受到大的反复弯曲应力。因此，在船体外板中，通常使用可以承受该弯曲应力的高强度且厚的钢板母材，而近年来，随着船体的大型化，钢板的高强度厚壁化得到了进一步发展。

然而，钢板通常越为高强度或厚壁，其脆性裂纹传播停止特性越倾向于变差，因此，近年来对集装箱船等使用钢板所具有的脆性裂纹传播停止特性的要求也变的越来越高。

例如，专利文献1中提出了为提高具有以铁素体－珠光体为主体的微观组织的钢材的脆性裂纹传播停止特性，通过控制铁素体晶粒的形状，从而提高脆性裂纹传播停止特性的技术。

另外，专利文献2中提出了通过使板厚1/2t位置的{311}＜011＞面X射线强度比为2.5以上，板厚1/4t位置的{110}＜001＞面X射线强度比为0.7以上，并且夏比断口形貌转变温度为－40℃以下，从而提高脆性裂纹传播停止特性的技术。

另一方面，在建造这样的集装箱船时，厚壁钢板通常必须在船体长度方向上连续接合，因此从作业效率的观点考虑，多采用埋弧焊、电气电弧焊等大线能量焊接。然而，在实施大线能量焊接时，大量的热传递至钢板的焊接热影响区(Heat Affected Zone，以下简称HAZ)，使HAZ的特性受损。例如，在大线能量焊接时直接暴露在熔点以下的高温的HAZ中，奥氏体晶粒容易粗大化，该粗大化的奥氏体晶粒通过之后的冷却而相变成含有韧性差的岛状马氏体的上贝氏体组织，因而降低HAZ的韧性。

专利文献3中公开了一种通过使大量的TiN分散来抑制HAZ奥氏体晶粒直径粗大化的技术。

专利文献4中公开了一种除了降低C、Si的含量以外，通过降低P的含量来减少HAZ中的岛状马氏体(MA)技术。

在专利文献5记载的发明中，通过将TiN等粒子分散在粒径微细化的以铁素体为主体的微观组织中，从而兼得脆性裂纹传播停止性能和大线能量焊接时的HAZ韧性。

现有技术文献

专利文献

专利文献1:日本特开2002－256375号公报

专利文献2:国际公开第2013/099177号

专利文献3:国际公开第2011/148754号

专利文献4:日本特开2008－163446号公报

专利文献5:日本特开2015－098642号公报

发明内容

然而，在使用上述微观组织和X射线强度比的技术中存在无法稳定地实现近年来的大型集装箱船中需要的高脆性裂纹传播停止特性的问题。

另外，在利用TiN来提高大线能量焊接时的HAZ韧性的上述技术中，在接受大线能量焊接时，焊接热影响区会加热到TiN的溶解温度区域，因此TiN分解而上述分散效果消失，因TiN的分解而生成的固溶Ti和固溶N会使HAZ部的钢基体组织脆化，存在焊接热影响区的韧性显著降低的问题。

此外，在上述以减少MA量为目的而降低P的含量的技术中，由于P的分布，其容易在晶界等偏析，从而使MA量的抑制产生偏差，从均匀减少HAZ组织内的MA量的观点来看是不充分的。

因此，鉴于上述实际情况，本发明的目的在于提供一种能够在发挥优异的脆性裂纹传播停止特性的同时，在大线能量焊接后的接头中发挥优异的韧性的钢板。另外，本发明的目的还在于提供一种适合于制造这样的钢板的方法。

应予说明，本说明书中，“大线能量焊接”是指输入热量约为150kJ/cm的焊接，具体可以举出埋弧焊。

发明者人等关于在集装箱船舱口侧围堰部分所使用的程度的高强度钢，在通常使用集装箱船的程度的低温环境下，对提高母材的脆性裂纹传播停止特性以及提高实施了大线能量焊接时的HAZ的韧性(以下也称为大线能量焊接的HAZ韧性)进行了深入研究，得到了以下(1)～(4)的新见解。

应予说明，作为一例，上述研究时使用的高强度钢的屈服强度为390N/mm²以上，大线能量焊接的输入热量为150kJ/cm，使用环境为－10℃左右的低温环境。

(1)为了提高大线能量焊接的HAZ韧性，抑制HAZ的奥氏体晶粒直径粗大化是重要的。为了抑制HAZ的奥氏体晶粒直径粗大化，使TiN大量分散是重要的，但是在接受大线能量焊接时，加热到溶解温度范围可能会使TiN分解而分散效果消失。为了抑制TiN的分解，发现通过将Ti和N的添加量设计为Ti与N的质量％比(Ti/N)为2.00～4.00，且满足后述(1)式的条件的范围，对大线能量焊接时的TiN的分解的抑制是有效的。

(2)另外，还发现在使TiN大量分散时，通过将具有规定范围的平均粒径的TiN粒子析出的个数密度控制为5.0×10⁸个/cm²以上，由此可以较好地确保TiN的分散效果，并且提高大线能量焊接的HAZ韧性。

(3)为了提高大线能量焊接的HAZ韧性，减少HAZ的岛状马氏体也是重要。而且，为了使HAZ中几乎不生成MA，将后述(2)式表示的碳当量(Ceq)控制在0.500以下，并将钢板含有的C含量设为0.090％以下，Si含量设为0.10％以下是重要的。另外，为了不降低HAZ韧性，还需要将Mn的含量设为2.00％以下，Al的含量设为0.100％以下，Nb的含量设为0.100％以下。

这里，本发明中的“几乎不生成MA”是指在HAZ的微细组织中MA所占的体积率为10％以下。

(4)为了在发挥上述HAZ的优异的特性的同时兼得钢板的脆性裂纹传播停止特性，除了添加规定量以上的C，Si，Mn，Al，Nb外，将上述Ceq控制在0.400以上，并且使钢板成为板厚的1/2的深度处的(211)面X射线强度达到1.60以上的织构是有效的。另外，为了如上述提高(211)面X射线强度，将钢板中贝氏体的体积率设为80％以上是有效的。

本发明是基于上述见解，进一步研究而完成的。即，本发明的要旨如下。

1.一种钢板，具有如下成分组成和贝氏体的体积率为80％以上组织，所述成分组成以质量％计含有C：0.040％～0.090％、Si：0.02％～0.10％、Mn：1.60％～2.00％、P：0.010％以下、S：0.010％以下、Al：0.010％～0.100％、Nb：0.005％～0.100％、O：0.0100％以下、Cu：1.00％以下、Ni：1.00％以下、Cr：1.00％以下、Mo：0.50％以下、V：0.50％以下，并且，将Ti和N以Ti与N的质量％比Ti/N为2.00～4.00且满足以下的(1)式的范围的方式含有，并且，以下的(2)式所示的碳当量Ceq为0.400～0.500，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，并且，在距钢板表面1mm深度的位置，将平均粒径20nm～50nm的TiN粒子以个数密度为5.0×10⁸个/cm²以上的方式含有，并且，在板厚的1/2的深度的(211)面X射线强度比为1.60以上；

169≤5158×Ti+25563×N≤360···(1)

Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(V+Mo+Cr)/5···(2)

其中，(1)式和(2)式中的各元素符号表示各元素的含量(质量％)，不含时为0。

其中，贝氏体的体积率、TiN粒子的平均粒径、TiN粒子的个数密度以及(211)面X射线强度比可以分别根据后述实施例中记载的方法测定。

2.根据1所述的钢板，其中，进一步以质量％计含有选自W：0.50％以下、Co：0.50％以下、B：0.0100％以下、Ca：0.0100％以下、Mg：0.0100％以下以及REM：0.0200％以下中的1种或2种以上。

3.根据1或2所述的钢板，其中，上述Ti和N的含量为Ti：0.010％～0.031％和N：0.0038％～0.0100％。

4.一种钢板的制造方法，包含以下内容：

将具有如下成分组成的钢水进行熔炼，其中，所述成分组成以质量％计含有C：0.040％～0.090％、Si：0.02％～0.10％、Mn：1.60％～2.00％、P：0.010％以下、S：0.010％以下、Al：0.010％～0.100％、Nb：0.005％～0.100％、O：0.0100％以下、Cu：1.00％以下、Ni：1.00％以下、Cr：1.00％以下、Mo：0.50％以下、V：0.50％以下，并且，将Ti和N以Ti与N的质量％比Ti/N为2.00～4.00以下且满足以下的(1)式的范围的方式含有，并且，以下的(2)式表示的碳当量Ceq为0.400～0.500，剩余部分为Fe和不可避免的杂质；

并且，使用如下得到的钢坯材，即在铸造所述钢水得到板坯状钢坯材之际，将所述铸造时的距所述板坯表面1mm深度的位置的平均冷却速度设为100℃/min～500℃/min而得到的钢坯材；

实施如下的热轧：在950℃～1250℃的温度下对上述钢坯材加热，进而，将轧制开始温度设为Ar₃点+100℃以上，将未再结晶区域中的每1道次压下率设为5.0％以上且累计压下率设为50％以上，轧制结束温度设为Ar₃点以上，从而得到热轧板后；

对上述热轧板实施如下冷却：将冷却开始温度设为Ar₃点(℃)以上，直到板厚的1/2的深度处的温度成为500℃以下为止，将600～500℃之间的平均冷却速度设为2.0℃/s以上；

169≤5158×Ti+25563×N≤360···(1)

Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(V+Mo+Cr)/5···(2)

但是，(1)式和(2)式中的各元素符号表示各元素的含量(质量％)，不含时为0。

其中，各工序中的温度可以使用辐射温度计进行测定和计算。另外，“距板坯表面1mm深度的位置的平均冷却速度”可以是根据使用辐射温度计测定的板坯的表面温度通过计算算出深度1mm的位置处的温度，该温度可作为从1400℃到1250℃为止的冷却速度的平均来进行计算。

5.根据4所述的钢板的制造方法，其中，进一步以质量％计含有选自：W：0.50％以下、Co：0.50％以下、B：0.0100％以下、Ca：0.0100％以下、Mg：0.0100％以下以及REM：0.0200％以下中的1种或2种以上。

6.根据4或5所述的钢板的制造方法，其中，所述Ti和N的含量为Ti：0.010％～0.031％和N：0.0038％～0.0100％。

根据本发明，能够提供兼具优异的脆性裂纹传播停止特性和大线能量焊接后接头的HAZ的优异的韧性的钢板及其制造方法。

另外，本发明所得的钢板由于适用于例如建造集装箱船时的施工性优异的大线能量焊接，因此在工业上起到了特别的效果。

通过本发明的制造方法得到的钢板，能够发挥优异的脆性裂纹传播停止特性，并且能够发挥大线能量焊接后的HAZ优异的韧性。因此，本发明的制造方法适用于集装箱船等大型结构物的制造。

具体实施方式

对本发明的实施方式进行具体地说明。应予说明，以下的实施方式是表示本发明的优选例子，并不限定于这些例子。

(钢板)

本发明的钢板具有规定的成分组成。在本发明的钢板具有的成分组成中，规定了C、Si、Mn、P、S、Al、Nb、O、Cu、Ni、Cr、Mo及V的各元素的含量，并且，添加满足Ti与N的质量％比(Ti/N)、以及满足规定的(1)式的范围的Ti和N。另外，根据规定的(2)式来规定Ceq。另外，在本发明的钢板具有的组织，规定贝氏体的体积率。进一步，规定本发明的钢板中具有规定的平均粒径的TiN粒子的个数密度和(211)面X射线强度比。

本发明的钢板的脆性裂纹传播停止特性优异，并能够发挥大线能量焊接后的接头的优异的韧性，所以能够适用于集装箱船等大型结构物，特别是能够适用于集装箱船舱口侧围堰部分。本发明的钢板优选作为大线能量焊接用钢板。

此外，本发明的钢板例如可以通过后述的本发明的制造方法得到。

[成分组成]

首先，对本发明的钢板的成分组成的限定理由进行说明。

应予说明，除另有说明外，以下钢板的成分组成涉及的“％”是指，“质量％”。

C：0.040％以上0.090％以下

C是具有增加钢的淬透性作用的元素，对于提高贝氏体组织分率、在基材中实现所希望的强度、发挥优异的止裂特性是必要的。另外，C也影响钢的织构的发展，是提高(211)面X射线强度以实现所希望的脆性裂纹传播停止特性的重要元素之一。为了得到上述效果，将C含量设为0.040％以上。另外，从减少其它合金元素的含量，以较低的成本制造钢板观点考虑，C含量优选为0.045％以上，更优选为0.050％以上。另一方面，如果C含量多，大线能量焊接引起的奥氏体粗大化而相变或生成MA，因此HAZ韧性大幅度降低。从这些观点考虑，将C含量设为0.090％以下。另外，从进一步抑制HAZ韧性的降低以及抑制焊接性的降低的观点考虑，C含量优选为0.085％以下，更优选为0.080％以下。

Si：0.02％～0.10％，

Si是脱氧等所需的成分，还是具有通过抑制粗大的炭化物生成来增加钢的淬透性的作用的元素。添加0.02％以上的Si，对于提高贝氏体组织分率、在基材中实现所希望的强度、使织构发展而发挥优异的止裂特性来说是必要的。从减少其它合金元素的含量，以较低的成本制造钢板观点考虑，Si含量优选为0.03％以上，更优选为0.04％以上。另一方面，如果Si含量多，则由大线能量焊接而引起MA的生成，因此HAZ韧性大幅度降低。所以，为了确保高的HAZ焊接性，将Si含量设为0.10％以下。从使HAZ韧性更好的观点考虑，Si含量优选为0.09％以下，更优选为0.08％以下。

Mn：1.60％～2.00％

Mn是具有增加钢的淬透性作用的元素，对于提高贝氏体组织分率、在基材中实现所希望的强度、使织构发达而发挥优异的止裂特性来说是必要的。另外，Mn也影响钢的织构的发展，是提高(211)面X射线强度以实现所希望的脆性裂纹传播停止特性的重要元素之一。为了得到上述效果は，将Mn含量设为1.60％以上。另外，从减少其它合金元素的含量，以较低的成本制造钢板观点考虑，Mn含量优选为1.65％以上，更优选为1.70％以上。另一方面，如果Mn含量多，则除了HAZ韧性和焊接性降低以外，合金成本变得过高。从这些观点考虑，将Mn含量设为2.00％以下。另外，从进一步抑制韧性和焊接性降低和进一步抑制作本的观点考虑，Mn含量优选为1.95％以下，更优选为1.90％以下。

P：0.010％以下

P具有通过晶界偏析而降低HAZ韧性的不良影响。因此优选为尽可能降低P含量，但如果为0.010％以下，则可以允许。另一方面，P含量的下限没有特别限定，可以是0％。通常由于P是作为钢中不可避免的杂质而含有的元素，工业上也可以大于0％。另外，过度地减少P会导致精炼成为升高，因此从成本的观点考虑，P含量优选为0.005％以上。

S：0.010％以下

S作为MnS等硫化物类夹杂物存在钢中，是具有使HAZ的韧性降低，并成为脆性断裂发生起点的不良影响。因此，优选尽可能地减少S的含量，但如果是0.010％以下，则可以允许。另一方面，S含量的下限没有特别限定，也可以为0％。通常，S是作为钢中不可避免的杂质而含有的元素，因此工业上也可以大于0％。另外，如果过度减少S，则导致精炼成本的上涨，因此从成本的观点出发，S含量优选为0.005％以上。

Al：0.010％～0.100％

Al是具有增加钢的淬透性作用的元素，对于提高贝氏体组织分率、在基材中实现所希望的强度、使织构发展而发挥优异的止裂特性来说是必要的。为了得到这些效果，将Al含量设为0.010％以上。另一方面，如果Al含量大于0.100％，则氧化物类夹杂物增加，清洁度降低，HAZ韧性降低。因此，将Al含量设为0.100％以下。应予说明，Al含量优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下。

Nb：0.005％～0.100％

Nb是具有增加钢的淬透性作用的元素，对于提高贝氏体组织分率、在基材中实现所希望的强度、使织构发展而发挥优异的止裂特性来说是必要的。为了得到上述效果，将Nb含量设为0.005％以上。应予说明，Nb含量优选为0.007％以上，更优选为0.009％以上。另一方面，如果Nb含量大于0.100％，则在HAZ中生成MA而韧性降低。因此，将Nb含量的上限设为0.100％以下。从提高HAZ韧性的观点考虑，优选为0.050％以下，更优选为0.045％以下，进一步优选为0.040％以下。

O：0.0100％以下

O是作为不可避免的杂质而含有的元素，但由于是需要特别减少的元素，因此规定了该含量。O形成氧化物成为脆性断裂的发生起点，具有使HAZ韧性降低的不良影响。因此，将O含量限制为0.0100％以下。O含量优选为0.0050％以下，更优选为0.0030％以下。另一方面，O含量的下限没有特别限定，也可以为0％。通常，由于O是作为钢中不可避免的杂质而含有的元素，工业上可以大于0％。另外，如果过度减少O，则导致精炼成本上涨，从成本的观点出发，O含量优选为0.0005％以上，更优选为0.0020％以上。

Cu：1.00％以下

Cu是具有增加钢的淬透性提高钢板(基材)的强度作用的元素，可以任意地添加。当添加Cu时，为了得到上述效果，将Cu含量优选设为0.01％以上。另一方面，如果Cu含量大于1.00％，则导致韧性变差，合金成本的升高。因此，当添加Cu时，将Cu含量设为1.00％以下。应予说明，Cu含量更优选为0.075％以上，另一方面，更优选为0.50％以下。

Ni：1.00％以下

Ni是与Cu一样地具有提高钢板(基材)的强度作用的元素，可以任意地添加。当添加Ni时，为了得到上述效果，将Ni含量优选设为0.01％以上。另一方面，如果Ni含量大于1.00％，则导致焊接性变差，合金成本的升高。因此，当添加Ni时，将Ni含量设为1.00％以下。应予说明，Ni含量更优选为0.075％以上，另一方面，更优选为0.50％以下。

Cr：1.00％以下

Cr是与Cu一样地具有提高钢板(基材)的强度作用的元素，可以任意地添加。为了得到上述效果，将Cr含量优选设为0.01％以上。另一方面，如果Cr含量大于1.00％，则导致焊接性变差、合金成本的升高。因此，当添加Cr时，将Cr含量设为1.00％以下。应予说明，Cr含量更优选为0.05％以上，另一方面，更优选为0.75％以下，进一步优选为0.50％以下。

Mo：0.50％以下

Mo是与Cu一样地具有提高钢板(基材)的强度作用的元素，可以任意地添加。为了得到上述效果，将Mo含量优选设为0.01％以上。另一方面，如果Mo含量大于0.50％，则导致焊接性变差，合金成本升高。因此，当添加Mo时，将Mo含量设为0.50％以下。应予说明，Mo含量更优选为0.05％以上，另一方面，更优选为0.25％以下。

V：0.50％以下

V是与Cu一样地具有提高钢板(基材)的强度作用的元素，可以任意地添加。为了得到上述效果，将V含量优选设为0.01％以上。另一方面，如果V含量大于0.50％，则导致焊接性变差，合金成本升高。因此，当添加V时，将V含量设为0.50％以下。应予说明，V含量更优选为0.05％以上，另一方面，更优选为0.25％以下。

Ti和N在钢凝固时形成TiN而析出的，是有助于抑制焊接热影响区的奥氏体晶粒的粗大化、成为铁素体相变核有助于高韧性化的，在本发明中起重要作用的元素，使其含有如下范围。

Ti/N：2.00～4.00以下

当Ti/N小于2.00时，不成为TiN的固溶N增加，使HAZ韧性降低。因此，将Ti/N设为2.00以上。Ti/N优选为2.10以上，更优选为2.20以上。另外，如果Ti/N大于4.00，则TiN粗大化，使HAZ韧性降低。因此，将Ti/N的上限设为4.00。另外，从提高HAZ韧性的观点考虑，Ti/N优选为3.90以下，更优选为3.80以下。应予说明，Ti/N中各元素为钢中的含量(质量％)。

169≤5158×Ti+25563×N≤360···(1)

在现有的利用TiN来提高大线能量焊接时的韧性的技术中，在焊接热影响区暴露于大线能量焊接时，TiN分解而TiN的分散效果消失，通过TiN的分解生成的固溶Ti和固溶N引起HAZ部的钢的基体组织脆化，存在着HAZ韧性显著降低的问题。因此，为了抑制该TiN的分解，关键是将(5158×Ti)+(25563×N)的值，即将(1)式的值设为169以上。从进一步提高HAZ韧性的观点考虑，优选大于169，更优选为175以上，进一步优选为180以上。

另一方面，如果上述(1)式的值大于360，大量地生成TiN，反而使HAZ韧性降低。因此，将上述(1)式的值设为360以下。从进一步提高HAZ韧性的观点考虑，优选为小于360，更优选为330以下，进一步优选为300以下。

上述(1)式的条件是，以确保HAZ韧性良好为目的，关于用于控制TiN粒子的分布的Ti与N的含量比，基于本发明人等深入研究的结果所知的回归值。

应予说明，本发明中，关于Ti和N的含量的范围如上述的规定，然而，在根据上述的规定的基础上，Ti和N的各个含量的优选的具体范围如下。

Ti：0.010％～0.031％

Ti在钢的凝固时成为TiN而析出，是抑制焊接热影响区中的奥氏体的粗粒化，成为铁素体相变核而有助于高韧性化的本发明的重要元素之一。为了确保TiN的需要量，优选含有Ti为0.010％。Ti含量更优选为0.012％以上，进一步优选0.014％以上。另一方面，如果添加大于0.031％的Ti，则容易大量生产TiN，或者发生TiN粒子的粗大化而难以得到期待的效果，反而容易降低焊接区的韧性。因此，Ti含量的上限优选为0.031％。另外，从提高韧性的观点考虑，Ti含量更优选为0.028％以下，进一步优选为0.025％以下，更进一步优选为0.022％以下。

N：0.0038％～0.0100％

N是生成上述TiN所需要的元素，为确保TiN的需要量，优选含有N为0.0038％以上。应予说明，N含量更优选为0.0040％以上，进一步优选为0.0042％以上。另一方面，如果添加大于0.0100％的N，则容易大量生成TiN，反而容易降低焊接区的韧性。因此，N含量的上限优选0.0100％。从提高韧性的观点考虑，N含量更优选为0.0090％以下，进一步优选为0.0080％以下，更进一步优选为0.0070％以下。

0.400≤Ceq≤0.500

为了提高钢板的淬透性，提高贝氏体组织分率和规定的织构的发达程度，实现优异的强度和止裂特性，关键是将由Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(V+Mo+Cr)/5的(2)式定义的碳当量设为0.400以上。为了得到上述效果，Ceq优选为0.410以上，更优选为0.420以上，进一步优选为0.430以上。

另一方面，如果Ceq大于0.500，则大线能量焊接时产生的HAZ中生成MA，降低HAZ韧性。因此，将Ceq设为0.500以下。另外，从成本的观点考虑，Ceq优选为0.490以下，更优选为0.480以下。

本发明的钢板的基本成分组成为包含以上说明的含量的各元素，剩余部分为Fe以及其它不可避免的杂质。以进一步提高特性、特别是提高强度或是基材韧性以及HAZ韧性为目的，该基本成分组成可以进一步任意地含有选自W：0.50％以下、Co：0.50％以下、B：0.0100％以下、Ca：0.0100％以下、Mg：0.0100％以下、REM：0.0200％以下中的1种或2种以上。

W：0.50％以下

W是与Cu一样地具有提高钢板(基材)强度作用的元素，可以任意地添加。为了得到上述效果，W含量优选为0.01％以上。另一方面，如果W含量大于0.50％，则导致焊接性变差，合金成本升高。因此，当添加W时，将W含量设为0.50％以下。应予说明，W含量更优选为0.05％以上。另一方面，更优选为0.25％以下。

Co：0.50％以下

Co是与Cu一样地具有提高钢板强度作用的元素，可以任意地添加。为了得到上述效果，Co含量优选为0.01％以上。另一方面，如果Co含量大于0.50％，则导致焊接性变差，合金成本升高。因此，当添加Co时，将Co含量设为0.50％以下。应予说明，Co含量更优选为0.05％以上。另一方面，更优选为0.25％以下。

B：0.0100％以下

B是即使微量添加也具有显著提高淬透性作用的元素。因此，能够提高钢板(基材)的强度。另外，有助于提高HAZ的淬透性，从而抑制粗大铁素体组织的形成和长大，并且通过与N形成析出物作为相变核有助于组织的细化，因此也能够提高HAZ韧性。为了得到上述效果，当添加B时，B含量优选为0.0001％以上。另一方面，如果B含量大于0.0100％，则容易形成粗大的Fe－B系的碳化物。该粗大的Fe－B系的碳化物作为断裂的起点，显著降低基材和HAZ的韧性。

因此，当添加B时，将B含量设为0.0100％以下。另外，B含量更优选为0.0050％以下，更优选为0.0030％以下，更优选为0.0012％以下，进一步优选为0.0010％以下。并且，当添加B时，从避免高合金化并且控制作本的观点出发，也优选将B含量的上限设为如上所述。

Ca：0.0100％以下

Ca是与S结合的，具有抑制沿轧制方向伸长的MnS等的形成作用的元素。因此，通过添加Ca，能够控制形态使硫化物类夹杂物呈球状，并且提高焊接接头等的韧性。为了得到上述效果，当添加Ca时，Ca含量优选为0.0005％以上，更优选为0.0020％以上。另一方面，如果Ca含量大于0.0100％，则钢的清洁度降低，HAZ韧性降低。因此，当添加Ca时，将Ca含量设为0.0100％以下。另外，Ca含量更优选为0.0075％以下，进一步优选为0.0050％以下。

Mg：0.0100％以下

Mg和Ca同样是与S结合的，具有抑制沿轧制方向伸长的MnS等的形成的作用的元素。因此，通过添加Mg，能够控制形态使硫化物系夹杂物呈球状，并且提高焊接接头等的韧性。为了得到上述效果，当添加Mg时，Mg含量优选为0.0005％以上，更优选为0.0020％以上。另一方面，如果Mg含量大于0.0100％，则钢的清洁度降低，HAZ的韧性降低。因此，当添加Mg时，将Mg含量设为0.0100％以下。另外，Mg含量更优选为0.0075％以下，进一步优选为0.0050％以下。

REM：0.0200％以下

REM(稀土类金属)和Ca、Mg同样是与S结合的，具有抑制沿着轧制方向伸长的MnS等的形成的作用的元素。因此，通过添加REM，能够控制形态使硫化物系夹杂物呈球状，并且提高焊接接头等的韧性。为了得到上述效果，当添加REM时，REM含量优选0.0005％以上，更优选为0.0015％以上。另一方面，如果REM含量大于0.0200％，则钢的清洁度降低，HAZ的韧性降低。因此，当添加REM时，将REM含量设为0.0200％以下。另外，REM含量更优选为0.0100％以下，进一步优选为0.0080％以下，更进一步优选为0.0050％以下。

应予说明，REM是镧系的15种元素与Y及Sc组合起来的17种元素的通称，可以含有这些元素中的1种或2种以上。另外，REM的含量是指这些元素的合计含量。

[组织]

接下来，对本发明的钢板的组织进行说明。

距钢板表面1mm深度位置的平均粒径：20nm～50nm的TiN粒子的个数密度：5.0×10⁸个/cm²以上

TiN是在钢凝固时析出的、抑制焊接热影响区中的奥氏体的粗粒化，以及成为铁素体相变核而有助于高韧性化的、在本发明中起重要作用的析出物。距钢板表面1mm深度位置析出规定密度以上的平均粒径小于20nm的TiN粒子时，焊接过程中TiN分解而该分散效果消失，由上述分解生成的固溶Ti和固溶N引起了HAZ区的钢的基体组织脆化，HAZ韧性显著降低。因此，将TiN粒子的平均粒径设为20nm以上。从有效提高HAZ韧性的观点考虑，TiN粒子的平均粒径优选为25nm以上，进一步优选为30nm以上。另外，如果TiN粒子的平均粒径大于50nm，则奥氏体的粗粒化的抑制效果降低，HAZ韧性降低。因此，将TiN粒子的平均粒径设为50nm以下。从提高HAZ韧性的观点考虑，TiN粒子的平均粒径优选为45nm以下，进一步优选为40nm以下。

另外，为了抑制焊接热影响区中的奥氏体的粗粒化、成为铁素体相变核而获得高韧性化的效果，使具有上述平均粒径的TiN大量分散是重要的。因此，将距钢板表面1mm深度位置析出的TiN粒子的个数密度设为5.0×10⁸个/cm²以上。从有效提高HAZ韧性的观点考虑，TiN粒子的个数密度优选为8.0×10⁸个/cm²以上，进一步优选为1.0×10⁹个/cm²以上。另一方面，TiN粒子的个数密度的上限没有特别限定，从满足本发明中规定的Ti和N含量的关系的观点，以及如果TiN粒子的个数密度过高会使TiN粒子的平均粒径具有变为过细的倾向的观点考虑，实际上为1.0×10¹⁰个/cm²以下。

这里，钢板基材中的脆性裂纹传播停止特性以及HAZ区韧性，特别是钢板的内外表面容易成为问题，因此，希望提高钢板的内外表面的这些。从这个观点考虑，本发明中规定了钢板表面附近1mm深度位置所析出的TiN粒子的平均粒径和个数密度。

应予说明，本发明中的TiN粒子是指分别含有10％以上的Ti和N的析出物。另外，上述TiN粒子的平均粒径和个数密度是，从距钢板表面1mm深度的位置上获取样品以作为观察面，在通过显微镜观察到的任选的10μm×10μm范围内确定TiN粒子的面积圆当量直径和数量，并可由此算出。

板厚的1/2的深度处的(211)面X射线强度比：1.60以上

本发明的钢板中，为了提高在板厚方向贯通并且与轧制方向成直角的方向(板宽方向)传播的裂纹的脆性裂纹传播停止特性，将板厚的1/2的深度，即位于板厚t的中心的1/2t的，与钢板表面(板面)平行的面(211)面X射线强度比限定为1.60以上。在上述1/2t处，如果与上述板面平行的轧制面上发展成(211)面的织构，则作为裂纹的优先传播方向的(001)面具有相对于板宽方向的角度，由于能够使脆性裂纹传播路径曲折而吸收传播能量，因此对于脆性裂纹传播停止特性的提高是有效的。从上述的观点考虑，1/2t处的(211)面X射线强度比优选为1.80以上，更优选为2.00以上。

另一方面，1/2t处的(211)面X射线强度比的上限没有限制，为了提高(211)面X射线强度比，提高控制轧制中未再结晶区域的压下率/道次是有效的，然而如果为了过度提高(211)面X射线强度比而过度提高上述压下率/道次，则轧机的负荷变得过高，因此优选为3.00以下。

这里，(211)面X射线强度比是表示对象材料(钢板)的(211)晶面的集成度的数值，以对象材料的(211)反射的X射线衍射强度(I₍₂₁₁₎)与无织构的随机标准试料的(211)反射的X射线衍射强度(I₀₍₂₁₁₎)的比(I₍₂₁₁₎/I₀₍₂₁₁₎)来计算。

贝氏体的体积率：80％以上

与钢板表面平行的轧制面上的(211)面是通过轧制时加工的奥氏体组织相变为铁素体和/或贝氏体组织而发展的。然而，在铁素体－渗碳体组织相变时，由于微细组织的形成机构不同，难以发展成为(211)面一致的织构。另外，在主要为铁素体组织相变时，难以确保作为集装箱船等大型结构物可承受的程度的强度。因此，将相变后的微细组织作为贝氏体组织主体对于(211)面X射线强度比的提高是有效。从这个观点考虑，本发明的钢板中，规定贝氏体的体积率为80％以上，板厚的1/2的深度的板厚中心的1/2t处的贝氏体的体积率优选为80％以上。该贝氏体的体积率优选为90％以上，当然也可以为100％。通过使贝氏体的体积率为上述的范围，可以提高(211)面X射线强度比，提高钢板基材的脆性裂纹传播停止特性。

另外，只要贝氏体的体积率满足上述范围，剩余的微细组织中也可以存在铁素体、珠光体等钢板中一般存在的除贝氏体以外的组织。

大线能量焊接中制作的接头的特性主要通过上述的要件来实现，例如，作为集装箱船舱口侧围堰部位使用的钢板，优选板厚和强度为如下所述的。

[板厚]

本发明的钢板的板厚没有特别限定，例如，当适用于集装箱船舱口侧围堰部位时，优选为50mm以上，更优选为65mm以上。另一方面，板厚优选为100mm以下，更优选为80mm以下。如果钢板的板厚低于上述下限，则例如难以将货物装载到集装箱船的舱口盖上部。另一方面，如果钢板的板厚高于上述上限，则难以产生所希望的强度。

[强度]

本发明的钢板(基材)的强度没有特别限定，例如，当适用于集装箱船舱口侧围堰部位时，优选适用板厚的1/2的深度(板厚1/2t位置)的屈服强度为390MPa以上的钢板，更优选为430MPa以上，进一步优选为460MPa以上。

(钢板的制造方法)

本发明的制造方法使用具有规定成分组成钢水，在规定的条件下进行铸造、加热、热轧以及冷却，得到钢板。这里，本发明的制造方法特别是关键在于规定熔炼工序中钢水的成分组成；铸造工序中钢坯的平均冷却速度；加热工序中钢坯的加热温度；热轧工序中轧制开始温度，未再结晶区域中每1道次的压下率及累计压下率，以及轧制结束温度；冷却工序中冷却开始温度以及平均冷却速度。根据本发明的制造方法，能够较好地获得上述本发明的钢板。

[熔炼工序]

熔炼工序中，控制得到的钢水的成分组成。钢水的成分组成与钢板的上述各元素量、Ti/N，(1)式及Ceq在相同的范围内。通常，O是作为钢中不可避免的杂质而含有的元素，如果过度地降低含量，则精炼成本变高，因此将钢及钢坯中O量的下限值优选设为0.0005％。

[铸造工序]

关于从钢水获得板坯状的钢坯时的铸造条件，以如下的条件规定板坯的规定位置的平均冷却速度。

即，关键是将铸造时距板坯表面1mm深度位置的平均冷却速度设为100℃/min～500℃/min，将TiN析出的1400～1250℃的温度范围内的平均冷却速度优选设为100℃/min～500℃/min。如果平均冷却速度小于100℃/min，成品钢板中基材(钢板)的TiN尺寸粗大化，难以将TiN粒子的平均粒径控制为规定以下。另外，如果TiN粒子尺寸粗大化，则基材(钢板)中TiN的析出密度降低，难以将TiN粒子的个数密度控制为规定以上。其结果，大线能量时的HAZ中奥氏体组织粗大化，HAZ韧性降低。因此，将铸造时的平均冷却速度设为100℃/min以上，优选为150℃/min以上，更优选为200℃/min以上。

另一方面，平均冷却速度如果大于500℃/min，则TiN的析出密度虽然增加，但TiN粒子的尺寸过度细化，难以将TiN粒子的平均粒径控制为规定以上。其结果，由于大线能量焊接时TiN溶解而奥氏体粒粗大化，HAZ韧性变差。另外，由于在钢坯(板坯)的表面产生裂纹，因此有可能降低用于去除裂纹的成本和钢坯的成品率。因此，将铸造时的平均冷却速度设为500℃/min以下，优选为400℃/min以下，更优选为300℃/min以下。

另外，如果铸造速度小于0.3m/min，则成品钢板中基材(钢板)的TiN粒子的尺寸有时会粗大化。如果TiN粒子的尺寸粗大化，则基材(钢板)中TiN的析出密度降低，大线能量HAZ中奥氏体组织粗大化，可能会降低HAZ韧性。因此，将板坯铸造时的铸造速度优选设为0.3m/min以上。另一方面，铸造速度的上限没有特别限制，铸造速度如果大于2.5m/min，则TiN的析出密度虽然增加，但TiN粒子的尺寸细化，大线能量焊接中有时TiN溶解而奥氏体粒粗大化，HAZ韧性可能变差。因此，将板坯铸造时的铸造速度优选设为2.5m/min以下。

除另有说明外，以下记载的制造工序中的温度是各钢材的板厚中心处(1/2t)的温度。

[加热工序]

钢坯的加热温度：950℃～1250℃

钢坯的加热温度需要为950℃～1250℃。当加热温度小于950℃时，加热温度过低而不能充分完成对奥氏体的反相变。即使使用未完成奥氏体反相变的热轧板来制造钢板，由于织构没有充分发展而无法充分得到贝氏体组织，因此不能获得所希望的脆性裂纹传播停止特性。另外，基材强度降低的同时变形阻力变高，热轧机的负荷增大，所以后续的热轧变得困难。另一方面，如果加热温度为大于1250℃的高温，奥氏体粒粗大化，由于织构未充分发展而无法充分得到贝氏体组织，因此不能获得所希望的脆性裂纹传播停止特性。另外，如果基材强度降低的同时氧化显著而氧化损失增大，合格率有可能会降低，因此将加热温度设为1250℃以下。应予说明，加热温度优选为1000℃以上，另一方面，优选为1150℃以下。

[热轧工序]

轧制开始温度：Ar₃点+100℃以上

对经过上述加热的钢坯进行热轧得到热轧板时，如果轧制开始温度小于Ar₃点+100℃，则经过热轧的热轧板中再结晶无法充分进行，奥氏体粒径无法变细。使用奥氏体粒径未充分细化的热轧板来制造钢板，由于织构未充分发展而无法充分得到贝氏体组织，得不到所希望的脆性裂纹传播停止特性。另外，基材强度降低。因此，将轧制开始温度设为Ar₃点+100℃以上。从确保后述的未再结晶区域内进行轧制的时间的观点考虑，轧制开始温度优选为Ar₃点+150℃以上，更优选为Ar₃点+200℃以上。另外，轧制开始温度的上限通常只要根据上述钢坯的加热温度即可。

应予说明，Ar₃点(℃)可根据以下(3)式求出。

Ar₃点(℃)

＝910－273C－74Mn－57Ni－16Cr－9Mo－5Cu···(3)

这里，(3)式中，各元素符号表示该元素的钢中含量(质量％)，将不含有的元素设为0。

未再结晶区域内每1道次的压下率：5.0％以上，且累计压下率：50％以上

未再结晶区域(在本发明中是指作为热轧对象的钢坯的小于Ar₃点+100℃的温度区域)内，如果每1道次的压下率(以下也记为压下率/道次)小于5.0％，或者累积压下率小于50％，则对于奥氏体不能得到足够的加工效果。如果奥氏体未被充分加工，则后述的冷却工序后的(211)面X射线强度比降低，不能得到所希望的脆性裂纹传播停止特性。因此，未再结晶区域内，将每1道次的压下率规定为5.0％以上，且累计压下率规定为50％以上。

从进一步提高(211)面X射线强度比，并且进一步提高脆性裂纹传播停止特性的观点考虑，未再结晶区域内的压下率/道次优选为8.0％以上，更优选为10.0％以上，进一步优选12.0％以上。另一方面，从防止轧机负荷过大的观点考虑，未再结晶区域内的压下率/道次优选为20.0％以下。

另外，从进一步提高脆性裂纹传播停止特性的观点考虑，未再结晶区域内的累积压下率优选为55％以上，更优选为60％以上。另一方面，如果未再结晶区域内的累积压下率大于70％，则无法充分确保再结晶区域的累计压下率，因此奥氏体粒径不能充分细化。如果奥氏体粒径未充分细化，则钢板的韧性降低，脆性裂纹传播停止特性反而变差，因此未再结晶区域内的累积压下率优选为70％以下。

轧制结束温度：Ar₃点以上

热轧工序需要在Ar₃相变点(℃)以上的温度下结束。热轧时，如果温度小于Ar₃相变点(℃)，则在钢中生成大量的铁素体，不能提高贝氏体的体积率。其结果，(211)面X射线强度比降低，无法得到优异的脆性裂纹传播停止特性。另外，基材强度降低。此外，越是低温变形阻力越增加，出现了热轧机的负荷变大的问题。应予说明，从后工序的冷却开始温度为Ar₃点(℃)以上观点考虑，上述结束温度优选为Ar₃点+10℃以上。

[冷却工序]

冷却开始温度：Ar₃点以上

对于经过如上述热轧得到的热轧板，需要在Ar₃相变点(℃)以上的温度下开始冷却。如果冷却开始温度低于Ar₃相变点(℃)，则在钢中生成大量的铁素体，不能提高贝氏体的体积率。其结果，(211)面X射线强度比降低，不能获得优异的脆性裂纹传播停止特性。另外，基材强度降低。因此，将冷却开始温度设为Ar₃点(℃)以上。

直到500℃以下为止，600～500℃之间的平均冷却速度：2.0℃/s以上

如果开始冷却后的板厚的1/2的深度处的温度达到500℃以下为止的600～500℃间的平均冷却速度小于2.0℃/s，通过缓慢冷却在钢中生成大量的铁素体，因此不能提高贝氏体的体积率。其结果，(211)面X射线强度比降低，不能得到优异的脆性裂纹传播停止特性。另外，基材强度降低。因此，将板厚的1/2的深度(1/2t)处的平均冷却速度设为2.0℃/s以上，优选为3.0℃/s以上。另一方面，平均冷却速度的上限没有特别限定，但为了避免过快冷却带来的冷却成本的增大，优选为20℃/s以下。

应予说明，测定上述平均冷却速度的温度范围对大部分的奥氏体组织的相变特性有很大的贡献，为600℃～500℃。

冷却停止温度：500℃以下

上述的冷却工序需要进行到板厚的1/2深度即1/2t处的温度达到500℃以下为止，换言之，需要进行到冷却停止温度：500℃以下。如果冷却停止温度大于500℃，则在钢中生成大量的铁素体，不能提高贝氏体的体积率。其结果，(211)面X射线强度比降低，不能得到优异的脆性裂纹传播停止特性。另外，基材强度降低。另一方面，冷却停止温度的下限没有限定，但由于当冷却停止温度过低时钢板的形状变差，优选为200℃左右，更优选为300℃左右。

通过对具有上述成分组成钢坯实施上述制造工序，能够得到满足上述特征的钢板。这样得到的钢板具备优异的脆性裂纹传播停止特性。另外，这样得到的钢板具有高强度。此外，上述钢板兼具大线能量焊接后产生的HAZ的优异的韧性，所以包含该HAZ的焊接接头也兼具优异的韧性。

这里，本发明中，关于实施例中详述的基材特性，将－10℃时的Kca值(Kca(－10℃))：6000N/mm^3/2以上的情况作为优异的脆性裂纹传播停止特性，将屈服强度(YS)：390MPa以上的情况作为优异的强度特性。另外，将－20℃时的吸收能量(vE－20℃)：46J以上的情况作为优异的HAZ韧性，将53J以上的情况下作为更优异的韧性，将64J以上的情况作为特别优异的韧性。

另外，本发明的钢板与普通的碳钢相比，具有碳含量和Si含量被抑制为较低、且大线能量焊接时TiN难以溶解的成分组成而制造。因此，大线能量焊接时生成的HAZ中，与普通的碳钢的情况相比，能够避免奥氏体的粗大化，以及铁素体和岛状马氏体的生成，在上述HAZ中能够兼得高的YS和高的vE－20℃。而且，包含该HAZ的焊接接头中也能够兼得高的YS和高的vE－20℃。这样，除了高的脆性裂纹传播停止特性以外，本发明的钢板及其制造方法还解决了确保大线能量焊接的接头韧性的现有的问题，能够适用于大线能量焊接。

实施例

以下，基于实施例对本发明进行具体地说明。应予说明，以下的实施例是表示本发明的一个优选例子，对本发明没有任何限定。另外，以下的实施例也可以在符合本发明的主旨的范围进行变更来实施，这样的方式也包含在本发明的技术范围内。

熔炼具有表1所示的成分组成的钢水，并且以表2所示的条件，获得钢坯(板坯)，对得到的钢坯实施加热、热轧以及冷却，得到钢板。

对于得到的各钢板，测定距表面1mm深度的TiN粒子的平均粒径和个数密度、板厚的1/2深度(板厚中心处，也记为1/2t)处(211)面X射线强度比和贝氏体的体积率。另外，作为基材特性，评价该钢板的1/2t处的屈服强度YS和脆性裂纹传播停止特性Kca(－10℃)。

此外，分别对从上述钢板获取的接头用试板实施V切口加工，使用市售的低温钢用焊丝进行焊接输入为150kJ/cm的大线能量焊接，制作大线能量焊接接头。然后使用得到的接头评价韧性。各试验方法按如下进行。应予说明，将使用这样得到的接头评价的特性作为HAZ特性。

[TiN粒子的平均粒径以及个数密度]

从钢板中以距钢板表面1mm深度的位置作为观察面来获取样品。通过提取复制法从获取的样品中制备薄膜样品，并使用透射电子显微镜(TEM)拍摄10μm×10μm的范围的图像。进而，通过EDX分析，对于分别包含10％以上的Ti和N析出物，利用图像分析装置由拍摄的图像分析析出物的面积圆当量直径和数量，计算出平均粒径以及个数密度。

[(211)面X射线强度比]

以钢板的板厚中心处为板厚中心采集板厚1mm的样本，通过对与样本表面平行面进行机械研磨和电解研磨，准备X射线衍射用的试片。使用该试片，利用使用Mo射线源的X射线衍射装置，实施X射线衍射测定，求出(211)面X射线强度比。

[贝氏体的体积率]

从钢板中以板厚中心处作为观察面来获取样品。对获取的样品的表面镜面抛光，并进一步进行硝酸腐蚀使出现组织后，使用扫描电子显微镜(SEM)放大500～3000倍来拍摄10mm×10mm范围的图像。在该SEM图像中，将具有细长生长的片状的铁素体组织且含有圆当量直径为0.05μm以上的碳化物组织识别为贝氏体组织。利用图像分析装置分析所拍摄的图像，由此求出贝氏体组织的分率，并将该值作为贝氏体的体积率。

[基材的屈服强度]

从钢板的板厚中心沿垂直于与轧制方向的方向上获取JIS Z 2201的14A号试片，使该板厚中心为试片中心。根据JIS Z 2241的主要要求对获取的试片进行拉伸试验，测定的屈服强度YS(单位：MPa)。

[基材的脆性裂纹传播停止特性]

对钢板进行温度梯度型标准ESSO试验，作为脆性裂纹传播停止特性，测定－10℃下的Kca值(Kca(－10℃))(单位：N/mm^3/2)。

[HAZ韧性]

以距大线能量焊接得到接头的表面1mm深度作为试片表层获取NK U4号冲击试片，使HAZ为切口位置。在试验温度为－20℃下对获取的试片实施夏比冲击试验，将相同条件下实施的3个试片的吸收能量的平均值vE－20℃(单位：J)作为HAZ的韧性来求出。

将这样得到的评价结果一并记录在表2中。

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由表1和2可知，发明例均发挥基材的Kca值为6000N/mm^3/2以上的高的脆性裂纹传播停止特性，并且屈服强度(YS)为390MPa以上，大线能量焊接的HAZ的vE－20℃为46J以上，兼具高的强度和韧性。由此可知发明例的钢板适合用于大线能量焊接。

另一方面，相当于比较例的钢板No.5、6的TiN的平均粒径和个数密度中至少有一个不满足本发明的条件，结果HAZ韧性差。相当于比较例的钢板No.7～15的板厚中心的(211)面X射线强度比以及贝氏体的体积率中至少有一个不满足本发明的条件，结果基材的脆性裂纹传播停止特性差。

另外，相当于比较例的钢板No.27～49的钢坯的成分组成不满足本发明的条件。具体而言，钢板No.27由于碳含量过低而向所希望的织构的发达程度低，基材的脆性裂纹传播停止特性差。钢板No.28由于碳含量过高，HAZ的韧性差。钢板No.29～49中各种元素的添加量以及Ti与N的规定以及Ceq中的任一个在本发明规定的上限或者下限之外，比基材的脆性裂纹传播停止特性和HAZ韧性中的任一个要差。

由以上的结果可知，根据本发明，能够提供兼具基材优异的脆性裂纹传播停止特性和大线能量焊接后的接头的优异的韧性的钢板及其制造方法。

Claims

1.一种钢板，具有如下成分组成和贝氏体的体积率为80％以上的组织，

所述成分组成以质量％计含有C：0.040％～0.090％、Si：0.02％～0.10％、Mn：1.60％～2.00％、P：0.010％以下、S：0.010％以下、Al：0.010％～0.100％、Nb：0.005％～0.100％、O：0.0100％以下、Cu：1.00％以下、Ni：1.00％以下、Cr：1.00％以下、Mo：0.50％以下、V：0.50％以下，并且，将Ti和N以Ti与N的质量％比Ti/N为2.00～4.00且满足以下的(1)式的范围的方式含有，并且，以下的(2)式所示的碳当量Ceq为0.400～0.500，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，

并且，在距钢板表面1mm深度的位置，将平均粒径20nm～50nm的TiN粒子以个数密度为5.0×10⁸个/cm²以上的方式含有，

并且，在板厚的1/2的深度的(211)面X射线强度比为1.60以上，

169≤5158×Ti+25563×N≤360···(1)

Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(V+Mo+Cr)/5···(2)

其中，(1)式和(2)式中的各元素符号表示各元素的以质量％计含量，不含时为0。

2.根据权利要求1所述的钢板，其中，进一步以质量％计含有选自W：0.50％以下、Co：0.50％以下、B：0.0100％以下、Ca：0.0100％以下、Mg：0.0100％以下以及REM：0.0200％以下中的1种或2种以上。

3.根据权利要求1或2所述的钢板，其中，所述Ti和N的含量为Ti：0.010％～0.031％，N：0.0038％～0.0100％。

4.一种钢板的制造方法，

将具有如下成分组成的钢水进行熔炼，其中，所述成分组成以质量％计含有C：0.040％～0.090％、Si：0.02％～0.10％、Mn：1.60％～2.00％、P：0.010％以下、S：0.010％以下、Al：0.010％～0.100％、Nb：0.005％～0.100％、O：0.0100％以下、Cu：1.00％以下、Ni：1.00％以下、Cr：1.00％以下、Mo：0.50％以下、V：0.50％以下、并且，将Ti和N以Ti与N的质量％比Ti/N为2.00～4.00以下且满足以下的(1)式的范围的方式含有，并且，以下的(2)式表示的碳当量Ceq为0.400～0.500，剩余部分为Fe和不可避免的杂质；

并且，使用如下得到的钢坯材，即在铸造所述钢水得到板坯状钢坯材之际，将所述铸造时的距所述板坯表面1mm深度的位置的平均冷却速度设为100℃/min～500℃/min而得到钢坯材；

实施如下的热轧：在950℃～1250℃的温度下对所述钢坯材加热，进而，将轧制开始温度设为Ar₃点+100℃以上，将未再结晶区域中的每1道次压下率设为5.0％以上且累计压下率设为50％以上，将轧制结束温度设为Ar₃点以上，从而得到热轧板后；

对所述热轧板实施如下的冷却：将冷却开始温度设为Ar₃点(℃)以上，在直到板厚的1/2的深度的温度成为500℃以下为止，将600～500℃之间的平均冷却速度设为2.0℃/s以上；

169≤5158×Ti+25563×N≤360···(1)

Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(V+Mo+Cr)/5···(2)

5.根据权利要求4所述的钢板的制造方法，其中，进一步以质量％计含有选自：W：0.50％以下、Co：0.50％以下、B：0.0100％以下、Ca：0.0100％以下、Mg：0.0100％以下以及REM：0.0200％以下中的1种或2种以上。

6.根据权利要求4或5所述的钢板的制造方法，其中，所述Ti和N的含量为Ti：0.010％～0.031％，N：0.0038％～0.0100％。