JP2015098642A - 鋼板 - Google Patents

鋼板 Download PDF

Info

Publication number
JP2015098642A
JP2015098642A JP2014129724A JP2014129724A JP2015098642A JP 2015098642 A JP2015098642 A JP 2015098642A JP 2014129724 A JP2014129724 A JP 2014129724A JP 2014129724 A JP2014129724 A JP 2014129724A JP 2015098642 A JP2015098642 A JP 2015098642A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
particles
mass
steel sheet
less
steel
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.)
Granted
Application number
JP2014129724A
Other languages
English (en)
Other versions
JP5713135B1 (ja
Inventor
中島　清孝
Kiyotaka Nakajima
清孝 中島
明 獅々堀
Akira Shishibori
明 獅々堀
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 and Sumitomo Metal 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
Priority claimed from PCT/JP2013/081137 external-priority patent/WO2015075771A1/ja
Application filed by Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Priority to JP2014129724A priority Critical patent/JP5713135B1/ja
Priority to KR1020140157187A priority patent/KR101642196B1/ko
Priority to CN201410655674.5A priority patent/CN104651714B/zh
Application granted granted Critical
Publication of JP5713135B1 publication Critical patent/JP5713135B1/ja
Publication of JP2015098642A publication Critical patent/JP2015098642A/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
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/18—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
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • 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
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C01—INORGANIC CHEMISTRY
    • C01P—INDEXING SCHEME RELATING TO STRUCTURAL AND PHYSICAL ASPECTS OF SOLID INORGANIC COMPOUNDS
    • C01P2002/00—Crystal-structural characteristics
    • C01P2002/60—Compounds characterised by their crystallite size
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C2202/00—Physical properties

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)

Abstract

【課題】製造コストが低く、且つ生産性が高い、母材の脆性き裂伝播停止性能と大入熱溶接時の溶接熱影響部の靭性とに優れた鋼板を提供する。
【解決手段】所定の化学成分を有し、炭素当量が０．３０〜０．４０質量％、ＳＯＬＢが−０．００１５〜＋０．００１５質量％、板厚１／２部では、結晶粒の粒径の加重平均値ＤＡＶＥが３．０〜１７．０μｍ、板厚１／２部では、圧延方向に垂直な面に対して１５°以内の角度をなす｛１００｝面の面積率が２．０〜２０．０％、板厚１／４部では、０．５〜２．０μｍの円相当径をそれぞれ有するＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子、及び複合粒子の個数密度の合計が２０〜２００個／ｍｍ２、板厚１／４部では、１〜１０μｍの円相当径を有する酸化物粒子の個数密度が２０〜２００個／ｍｍ２、板厚が１０〜３５ｍｍ、降伏応力が３００〜５００ＭＰａである。
【選択図】なし

Description

本発明は、溶接を行った場合に溶接熱影響部の靭性と母材の脆性き裂伝播停止性能とに優れる鋼板に関する。
造船、建築、タンク、海洋構造物、およびラインパイプなどの構造物に用いられる厚鋼板には、構造物の脆性破壊を抑制するために、溶接継手からの脆性き裂の発生を抑制する性能（以下、継手靭性）が求められる。また、万一脆性破壊が溶接継手箇所にて発生した場合でも、脆性き裂の伝播を母材にて停止させる性能（以下、アレスト性）も、上述のような構造物用厚鋼板には求められる。特に、近年、石油および天然ガス等のエネルギー資源の埋蔵量が大きい、氷海域などの寒冷地における油田開発が活発化していることから、船舶、および海洋構造物に係る技術分野では、例えば−６０℃の極低温環境下においても、上記の耐破壊性能が求められている。このような部材には、降伏応力が３００〜５００ＭＰａ、板厚が１０〜３５ｍｍの厚鋼板を使用するケースが多い。加えて、船舶に係る技術分野において用いられる鋼板には、耐破壊性能に加えて引張強さ、降伏応力なども求められる。例えば、近年実用化された、船体構造と球状ＬＮＧタンクの外装とを一体化した構造を有するＬＮＧ船において用いられる球状ＬＮＧタンク外装用鋼板は、４５０〜６２０ＭＰａ、好ましくは４９０〜６２０ＭＰａの引張強さ（ＴＳ）と、３００〜５００ＭＰａ、好ましくは３５５〜５００ＭＰａの降伏応力（ＹＰ）と、１０〜３５ｍｍ、好ましくは１５〜３０ｍｍの板厚とを有する必要がある。さらに、球状ＬＮＧタンク外装用鋼板は、−６０℃でのアレスト靭性値Ｋｃａが４０００Ｎ／ｍｍ１．５以上となる母材アレスト性をも有する必要がある。加えて、球状ＬＮＧタンク外装用鋼板を非常に大きい溶接入熱条件（例えば、５０〜２００ｋＪ／ｃｍ）下において溶接することにより得られる溶接継手の溶接熱影響部（ＨＡＺ）において、高い低温靱性（例えば、−６０℃におけるシャルピー吸収エネルギーの平均値が１００Ｊ以上となる低温靱性）が得られるようにする必要がある。
しかし、上記した耐破壊性能は、一般に極低温下では著しく低下する傾向にある。さらに溶接施工効率を向上させ、コストを削減するために、１パスで溶接可能な大入熱溶接の適用が求められており、この場合の継手靭性は、組織粗大化が起り易いので、より一層低下する。このため、上記厚鋼板において、−６０℃での継手靭性、及びアレスト性を向上させる技術が望まれている。なお、１パス大入熱溶接における溶接入熱は、板厚によって変化し、板厚が１０〜３５ｍｍの範囲では、５０〜２００ｋＪ／ｃｍである。
継手靭性を向上させる方法として、例えば溶接熱影響部（以下、ＨＡＺ）において結晶粒径を制御する方法、脆化第二相を制御する方法、及び鋼に高靭性を付与する元素であるＮｉを添加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、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（以下、ピン止め技術と称す）が例示される。また、結晶粒径を制御する別の方法として、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（以下、粒内変態技術と称す）も例示される。
ピン止め技術として、特許文献１〜１０に記載された技術が例示される。
特許文献１に記載された技術では、再加熱によりＴｉＮを０．００４％以上固溶させ、その後の冷却過程でＴｉＮを微細析出、および分散させることによって、ＨＡＺ組織を微細化し、継手靭性を高めている。
特許文献２に記載された技術では、Ｔｉ含有量をＮ含有量で割った値を１．０〜６．０とすることで、粒子径が０．０１〜０．１μｍのＴｉＮを５×１０５〜５×１０６個／ｍｍ２存在させ、これによりＨＡＺ組織を微細化し、継手ＣＴＯＤ特性を向上させる。
特許文献３〜６に記載された技術では、製鋼工程で、Ｓｉとの平衡反応を利用して溶鋼中の溶存酸素量を所定の値に調整し、次いで脱酸元素であるＴｉ、さらにＡｌを順に添加することで、Ｔｉ−Ａｌ複合系酸化物を均一微細分散させる。これにより、特許文献３〜６に記載された技術では、ＨＡＺ組織を微細化し、継手靭性を向上させる。このＴｉ−Ａｌ複合系酸化物は、Ｔｉ組成比が５％以上、Ａｌ組成比が９５％以下であり、粒子径が０．０１〜１．０μｍ、粒子数が５×１０３〜１×１０５個／ｍｍ２であることが、特許文献６に記載されている。
特許文献７に記載された技術では、溶鋼をＴｉ、およびＡｌで脱酸した後で、０．００１０％以下のＭｇを添加する。これにより、粒子径が０．０１〜１．０μｍ、および粒子数が１×１０４〜２×１０５個／ｍｍ２の、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｇを主体とした複合系酸化物を均一に微細分散させ、ＨＡＺ組織を微細化し、継手靭性を高めている。
特許文献８、９に記載された技術では、円相当径が０．００５〜２．０μｍのＣａ、Ａｌ、Ｏの元素からなる酸化物粒子を鋼中に分散させる。これにより、ＨＡＺ組織を微細化し、継手靭性を向上させる。特許文献８に記載の酸化物粒子は、個数密度が１００〜５０００個／ｍｍ２であり、Ｏを除いた化学組成が、Ｃａ：５質量％以上、およびＡｌ：５質量％以上である。特許文献９に記載の酸化物粒子は、個数密度が１００〜３０００個／ｍｍ２であり、Ｏを除いた化学組成が、Ｃａ：３質量％以上、Ａｌ：１質量％以上である。
特許文献１０に記載された技術では、脱酸工程で溶鋼中の溶存酸素量を０．００１０〜０．００５０％に調整し、先ずＴｉ、次いでＡｌを添加して脱酸し、さらにＣａ、Ｍｇ、およびＲＥＭのうち１種類以上の元素を添加する。これにより、円相当径が０．００５〜０．５μｍの酸化物を、１００個／ｍｍ２以上分散させて、ＨＡＺ組織を微細化し、継手靭性を高めている。
粒内変態技術としては、特許文献１１〜１７に記載された技術が例示される。
特許文献１１に記載された技術では、ＶＮを核とした粒内フェライトを溶接後の冷却過程にて生成させることにより、ＨＡＺ組織を微細化し、継手靭性を向上させる。
特許文献１２に記載された技術では、ボンド近傍でＴｉＮおよび／またはＢＮ粒子が微細に分散するとともに、粒径５０μｍ以下のフェライトの面積分率が６０％以上である金属組織を得ることによって、継手靭性を向上させる。
特許文献１３に記載された技術では、Ｂを溶接金属からＨＡＺに拡散させて、ＨＡＺ内でＢＮを析出させ、そのＢＮを核として微細フェライトを生成させることによって、継手靭性を向上させる。
特許文献１４に記載された技術では、鋼の化学組成を、冷却速度が２℃／ｓ以下のＣＣＴ曲線における変態点が６７０℃以上となる化学組成とし、且つＮ−Ｔｉ−Ｂの含有量比を制御する。これにより、ＢＮを核とした粒内フェライトを生成させて、ＨＡＺ組織を微細化し、継手靭性を向上させる。
特許文献１５に記載された技術では、溶製工程にてＣａ添加時の溶存酸素量を０．００１０〜０．００３０％に調整し、且つＣａ、Ｓ、およびＯの添加量を適切に制御する。これにより、ＣａＳ上にＭｎＳが析出したものである複合硫化物が鋼中に生成し、この複合硫化物がフェライト変態核として機能し、ＨＡＺ組織を微細化し、継手靭性を向上させる。
特許文献１６に記載された技術では、Ｔｉ酸化物中にＢＮを析出させた複合介在物を鋼中に生成させる。この複合介在物を粒内変態核とすることで、粒界フェライト分率が５％以下かつアシキュラーフェライトサイズが円相当径で１０μｍ以下の微細なＨＡＺ組織を形成させ、継手靭性を向上させる。
特許文献１７に記載された技術では、Ｔｉを用いて溶鋼を脱酸した後に、Ａｌを添加する。これにより生成したＴｉ−Ａｌ複合酸化物を核として、ＴｉＮ、ＭｎＳ、Ｂ系析出物をさらに複合析出させたものをフェライト変態核とすることで、ＨＡＺ組織を微細化し、継手靭性を向上させる。
また、継手靱性を向上させるために脆化第二相を制御する方法としては、特許文献１８〜２０に記載された技術がある。
特許文献１８に記載された技術では、Ｃ：０．０３％未満、Ｍｎ：０．６〜１．２％、Ｎｉ：１．０〜２．３％である化学成分を有し、かつＮｉ≦−２×Ｍｎ＋４．０を満足する鋼を用いて溶接継手を作成する。これにより、島状マルテンサイトの生成を抑制することによって、継手靭性を向上させる。
特許文献１９に記載された技術では、Ｍｎを鋼中に積極的に添加するとともに、不純物元素であるＰの含有量を０．００８質量％以下にまで低減する。これにより、大入熱溶接後の冷却中に生成する島状の未変態オーステナイトが分解してセメンタイトとなることを促進し、島状マルテンサイトの面積率を１％以下に抑制することによって、継手靭性を向上させる。
特許文献２０に記載された技術では、Ｍｎ，ＮｉおよびＣｒを鋼中に適正量添加し、さらにＣ含有量を低減する。これにより、多層溶接時に２相域に加熱される部分に形成される島状マルテンサイトの平均面積を３μｍ２以下に抑制することによって、継手靭性を向上させる。
また、溶接継手の靱性を向上させるために高靭性元素であるＮｉを添加する方法としては、特許文献２１、および２２に記載された技術が例示される。
特許文献２１に記載された技術では、Ｎｉ含有量を４．０〜７．５％とし、且つマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）を３７０℃以下とする。これにより、マルテンサイト組織の構成単位であるラス幅を微細化して、継手靭性を向上させる。
特許文献２２に記載された技術では、Ｎｉ含有量を４．０〜６．０％とし、且つ所定の式で表わされる炭素当量を０．４０％未満にする。これにより、ＨＡＺの硬さを低下させて、継手靭性を向上させる。
アレスト性を向上させる方法として、例えば結晶粒径を制御する方法、脆化第二相を制御する方法、集合組織を制御する方法、及び高靭性元素であるＮｉを添加する方法が知られている。
アレスト性を向上させるために結晶粒径を制御する方法としては、特許文献２３〜２５に記載された技術が例示される。
特許文献２３に記載された技術では、フェライトを母相とし、このフェライトを細粒化することにより、アレスト性を向上させる。そのような細粒フェライトを得るために、鋼板の製造の際に、板厚方向に沿って鋼片厚（鋳片厚又はスラブ厚）の１／８以上がＡｒ３点以下となるように鋼片を冷却し、極低温域で圧延を行い、その後Ａｃ３点を越える温度まで復熱させることにより、フェライトを再結晶させる必要がある。
特許文献２４、および２５に記載された技術では、フェライトを母相とし、鋼片の表層部を一旦Ａｒ１以下に冷却し、その後表層部が復熱するまでの間に圧延を行うことにより、微細なフェライト再結晶粒を有する鋼板を得る。
また、アレスト性を向上させるために脆化第二相を制御する方法としては、特許文献２６に記載された技術が例示される。
特許文献２６に記載された技術では、母相となるフェライト中に微細な脆化第二相（例えばマルテンサイト）を分散させる。これにより、脆性き裂の先端部における脆化第二相に微小き裂を発生させて、き裂先端部の応力状態を緩和させる。
また、アレスト性を向上させるために集合組織を制御する方法としては、特許文献２７〜３９に記載された技術がある。
特許文献２７〜３９に記載された技術では、集合組織としてＸ線面強度比を例えば表層部、板厚１／４部、板厚１／２部の各板厚位置で制御することによって、き裂の伝播方向を変化させ、アレスト性を向上させる。
さらに、アレスト性を向上させるために結晶粒径および集合組織の両方を制御する方法としては、特許文献４０〜４２に記載された技術が例示される。
特許文献４０に記載された技術では、板厚１／２部のフェライト分率を８０％以上とし、且つ結晶粒径とＸ線面強度比とを制御することにより、圧延方向に対して４５°方向のアレスト性を向上させる。
特許文献４１に記載された技術では、表層および板厚１／２部の結晶粒径と、Ｘ線で測定した集合組織強度比とを制御することにより、アレスト性を向上させる。
特許文献４２に記載された技術では、表層および板厚１／２部の結晶粒径と、外部応力に対し垂直な｛１００｝面の面積率とを制御することにより、アレスト性を向上させる。
また、アレスト性を向上させるために高靭性元素であるＮｉを添加する方法としては、特許文献４３に記載された技術がある。特許文献４３に記載された技術では、Ｎｉ含有量を５．０超〜１０．０％未満とし、且つ１５°以上の大角粒界で囲まれる結晶粒の円相当粒径の平均値を板厚１／４位置で５．５μｍ以下にすることにより、アレスト性を向上させる。
日本国特公昭５５−２６１６４号公報 日本国特開２００１−１６４３３３号公報 日本国特開平６−２９３９３６号公報 日本国特開平７−２４２９８５号公報 日本国特開平７−２４２９２５号公報 日本国特開平９−００３５９７号公報 日本国特開平９−００３５９８号公報 日本国特開２００１−３４２５３７号公報 日本国特開２００３−３１３６２９号公報 日本国特開２００５−３２０６２４号公報 日本国特開平５−１８６８４８号公報 日本国特開平９−３２４２３８号公報 日本国特開２００３−２１１２６８号公報 日本国特開２００５−００８９６７号公報 日本国特開２００５−０６８５１９号公報 日本国特開２００７−２７７６８１号公報 日本国特開平５−２３９５２８号公報 日本国特開２００２−０６０８９１号公報 日本国特開２０１１−０３２５１９号公報 日本国特開２０１２−１７２２４３号公報 日本国特開平６−１３６４８３号公報 日本国特開平６−１９２７２９号公報 日本国特開昭６１−２３５５３４号公報 日本国特開２００３−２２１６１９号公報 日本国特開平５−１４８５４２号公報 日本国特開昭５９−４７３２３号公報 日本国特開２００８−０４５１７４号公報 日本国特開２００８−０６９３８０号公報 日本国特開２００８−１１１１６５号公報 日本国特開２００８−１１１１６６号公報 日本国特開２００８−１６９４６７号公報 日本国特開２００８−１６９４６８号公報 日本国特開２００８−２１４６５２号公報 日本国特開２００８−２１４６５３号公報 日本国特開２００８−２１４６５４号公報 日本国特開２００９−１８５３４３号公報 日本国特開２００９−２２１５８５号公報 日本国特開２００９−２３５４５８号公報 日本国特開２０１０−０４７８０５号公報 日本国特開２０１１−０６８９５２号公報 日本国特開２０１１−２１４１１６号公報 日本国特開２００７−３０２９９３号公報 日本国特開２０１１−２１９８４８号公報
特許文献１〜１０に記載の技術では、鋼中にピン止め粒子を大量に分散させる必要がある。−６０℃の極低温下では、そのピン止め粒子が脆性破壊の発生起点となり易いので、このような特徴を有する鋼の溶接継手の靭性は低下する。従って、特許文献１〜１０に記載の技術から安定的に高い継手靭性を得ることは困難である。特に、特許文献４〜１０に記載の技術のように、酸化物粒子をピン止め粒子として用いる場合には、熱的に安定な微細粒子が得られるが、酸化物粒子は高温で生成するという性質を有するので、粗大粒子も生成することが避けられない。その粗大粒子は、破壊の起点となり、継手靭性を低下させる。特許文献８〜１０に記載の技術のように、板厚が厚い高強度の鋼を２００ｋＪ／ｃｍ超の大きな溶接入熱で溶接する場合であり、且つ比較的高い温度の靭性だけが評価される場合には、特許文献１〜１０に記載の技術は有効な技術であるが、これら技術によって本発明で対象としている−６０℃での継手靭性を向上させることは、極めて困難である。また、ピン止め技術は、溶接工程で加熱された際のオーステナイト粒を微細化することはできるが、粒内の微細化は行えない。溶接部の金属組織の最終的な粒径はオーステナイト粒径に依存するので、ピン止め技術による微細化には限界がある。したがって、ピン止め技術は、ＨＡＺ組織微細化効果としては粒内変態技術よりも劣位である。
特許文献１１に記載の技術では、溶接工程後の冷却時に析出するＶＮを粒内変態核として用いている。しかし、本発明で対象としている溶接条件（板厚、溶接入熱）でのＶＮの利用は困難である。ＶＮは、析出の駆動力が小さいので、特許文献１１の実施例で記載されているような、溶接入熱が１０００ｋＪ／ｃｍであるような溶接条件（冷却速度が極めて小さい条件）で溶接を行った場合にしか析出できない。さらに、ＶＮは単独では、他の粒子に比べて劣るフェライト核生成能しか有しない。したがって、特許文献１１に記載の技術は、本発明に求められる条件下では適用できない技術である。
特許文献１２に記載の技術では、Ａｌ含有量を０．００５％以下という極めて低い水準まで制御しなければならないので、脱酸が不十分となり、粗大な酸化物が大量に生成し易くなる。この粗大な酸化物は、破壊の起点となり、著しく靭性を低下させてしまう。また、ＴｉＮ−ＢＮの複合粒子のフェライト核生成能は小さいので、ＴｉＮ−ＢＮの複合粒子を用いて十分な微細組織を得るのは困難である。
特許文献１３に記載の技術では、Ｂを溶接金属からＨＡＺに拡散させることが必要であるが、拡散は種々の条件に影響されるので、フェライト変態核としてのＢＮの析出量を安定的に高く保つことは困難である。拡散に影響する種々の条件のうちの１つ目は、溶接入熱である。溶接入熱が低く、これにより高温滞留時間が短かったり、または冷却速度が大きかったりする場合は、Ｂを十分に拡散させることはできない。したがって、溶接入熱が低い溶接条件で行われる溶接には、特許文献１３に記載の技術を適用できない。拡散に影響する種々の条件のうちの２つ目は、ＮｂおよびＴｉの含有量である。Ｂの拡散は、空孔を介して生じるので、空孔との結合力が強いＮｂおよびＴｉ等の元素が添加されている場合には、Ｂの拡散速度が低下して、十分にＢを拡散させることができない。従って、ＮｂおよびＴｉの含有が必要とされる鋼に、特許文献１３に記載の技術を適用することはできない。
特許文献１４に記載の技術では、ＢＮを金属組織中に分散させ、ＢＮを核とした粒内フェライトを生成させて、ＨＡＺ組織を微細化し、継手靭性を向上させる。しかし、ＢＮの分散だけでは、フェライトを十分に生成させることはできない。さらに、特許文献１４ではＢＮの分散状態が限定されていないので、特許文献１４に記載の内容から、ＨＡＺ組織制御による継手靭性向上を安定的に図ることは難しい。また、特許文献１４に開示されている、板厚が厚く且つ強度が高い実施例を用いて溶接継手を作成した場合、その化学成分に鑑みて、ＨＡＺが硬くなりすぎるとともに、脆化相であるＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）が生成し易くなり、−６０℃での継手靭性を向上させることは到底できないと考えられる。さらに、特許文献１４に開示された実施例では、溶接入熱条件を３４０〜５３０ｋＪ／ｃｍとしているが、この溶接入熱条件下で溶接を行った場合、−６０℃の継手靭性を向上させるほどのＨＡＺ組織の微細化は極めて困難である。
特許文献１５に記載の技術では、ＣａＳ上にＭｎＳが析出したものである複合硫化物をフェライト変態核として利用することにより、ＨＡＺ組織が微細化される。しかし、複合硫化物のフェライト変態能は低いので、溶接入熱が小さい場合には、複合硫化物の効果は十分に発現できない。このため、溶接入熱が４００ｋＪ／ｃｍであり（この溶接入熱は、本技術分野においては比較的高いとみなされる）、冷却速度が小さい溶接条件を、特許文献１５は対象としている。このような溶接条件では、フェライトが生成しやすい。従って、別の溶接条件に、特許文献１５の技術を適用することはできない。また、上述した特許文献１４と同様に、特許文献１５に開示された強度が高い実施例を用いて溶接継手を作成した場合、その化学成分では、ＨＡＺが硬くなりすぎるとともに、脆化相であるＭＡが生成し易くなるので、−６０℃での継手靭性を向上させることは極めて困難であると考えられる。
特許文献１６に記載の技術では、Ａｌ含有量を、極めて低い水準である０．００５％未満まで制御しなければならない。これにより、特許文献１６に記載の鋼では、脱酸が不十分となり、粗大な酸化物が大量に生成し易くなる。この粗大な酸化物は破壊の起点となるので、著しく靭性を低下させる。また、Ｔｉ酸化物を多量に分散させることは困難であるので、Ｔｉ酸化物をＨＡＺ組織の微細化のために用いる特許文献１６では、フェライトの核生成サイトが少なく、ＨＡＺ組織を十分微細化できない。特許文献１６が対象としている、低い溶接入熱で多層溶接する場合には、特許文献１６に開示された技術も微細化効果を発揮できると考えられるが、本発明が対象とする１パス溶接には、特許文献１６に開示された技術を適用できない。
特許文献１７に記載の技術では、酸化物をフェライト変態核として用いている。しかし、上述したように、この場合熱的に安定な微細粒子は得られるが、酸化物粒子は高温で生成する性質を有するので、酸化物粒子を十分に得ようとする場合、粗大粒子の生成が避けられない。その粗大粒子が破壊の起点となり、継手靭性が低下する。また、酸化物粒子を高密度に分散させることはできないので、特許文献１７に記載の技術からは微細なＨＡＺ組織が得られ難い。
特許文献１８に記載の技術は、Ｃ含有量を、極めて低い水準である０．０３％未満に制御し、且つ１．０〜２．０％のＮｉを添加する必要があるので、極めて合金コストが高いという問題点を有する。さらに、Ｎｉは、高温脆化により鋳造時のスラブ割れを多発させることから、特許文献１８に記載の技術は、スラブ精製コストも大幅に増加するという問題を有する。また、ＨＡＺの組織微細化制御を行わず、島状マルテンサイトの制御のみを行ったとしても、−６０℃での継手靭性を向上させることは困難である。
特許文献１９、および２０に記載の技術も、上記特許文献１８と同様に、ＨＡＺ中の島状マルテンサイトの生成を抑制する。しかし、組織微細化制御をしない限り、−６０℃での継手靭性を十分に向上させることはできない。また、特許文献１８は、降伏応力が４６０ＭＰａ以上の鋼に溶接入熱が３００ｋＪ／ｃｍ以上の多層溶接を行って得られる溶接継手を対象とし、特許文献１９は、降伏応力が６３０ＭＰａ以上の鋼に溶接入熱が５０ｋＪ／ｃｍの多層溶接を行って得られる溶接継手を対象としている。これら条件下では、本発明が有する金属組織を達成することはできない。したがって、特許文献１９、および２０に記載の技術を用いて−６０℃での継手靭性を向上させることは極めて困難である。
特許文献２１、２２に記載の技術では、４．０％以上もの多量のＮｉを添加することが必要とされる。極めてコストが高いので、特許文献２１、２２に記載の技術は産業利用上採用できない。また、特許文献２１、２２に記載の技術では、マルテンサイトを得る必要があるので、溶接入熱を２０ｋＪ／ｃｍ程度まで低くしなければならない。本発明が対象とする溶接入熱下で溶接を行ったとしても、上述の金属組織を得ることができないので、特許文献２１、２２に記載の技術を用いて継手靭性を向上させることは困難である。
特許文献２３〜２５に記載の技術では、鋼板の表裏層部のフェライトの再結晶を利用してフェライトを超微細化させるために、冷却、圧延、および復熱工程を経て鋼板を製造する必要がある。この技術では、製造プロセスが複雑になるので、安定した材質を有する鋼板を得るのは極めて困難であり、さらに、低温圧延が必要とされるので生産性が低い。さらに、このような製造プロセスでは、鋼板面の冷却の度合いが不均一になることに起因した形状不良が鋼板に生じやすい。形状不良が生じた場合、形状矯正を行うために多大なコストを要する。
また、特許文献２６に記載の技術では、フェライト中にマルテンサイトを分散させているので、脆性き裂発生を抑制する特性が、著しく劣化してしまう。また、脆化第二相の制御のみでは、−６０℃でのアレスト性を向上させることは困難である。
また、特許文献２７〜３９に記載の技術では、アレスト性を向上させるために最も効果的な因子である結晶粒径の制御が行われていない。すなわち、集合組織の制御だけでは、−６０℃でのアレスト性を飛躍的に向上させることができない。また、Ｘ線面強度比は局所的な集合組織を表しているものであり、鋼板全体の特性を示すものではない。Ｘ線面強度比の制御のみを行うことによって集合組織が制御された鋼板では、集合組織のばらつきが大きい場合がある。また、これらの技術は、板厚が厚く、強度が高い鋼を対象としているが、本発明が対象とする板厚、および強度を有する鋼板のアレスト性を向上させ、かつこの鋼板の熱間圧延時に高い生産性が得られる技術ではない。そもそも、特許文献２７〜３０及び３３の技術は、板厚方向のアレスト性を高める技術であり、本発明のような圧延方向と垂直、または平行な方向のアレスト性の向上に係る技術ではないので、本発明が対象とする鋼に適用することはできない。
また、特許文献４０、および４１には、結晶粒径と集合組織とを制御することにより、高いアレスト性を得るための技術が開示されている。しかし、特許文献４０および４１に記載の技術は、板厚が５０ｍｍ以上の極厚鋼板を対象としている。本発明が対象とする板厚を有する鋼板の製造では、圧延温度および冷却速度が特許文献４０および４１に記載の条件とは異なる。従って、特許文献４０および４１の技術によって、同様の結晶粒径と集合組織とを有する鋼板を得ることは困難である。また、集合組織制御のために特許文献４０および４１にて用いられているＸ線面強度比は、局所的な集合組織を表しているものであるので、ばらつきが大きく、アレスト性を向上させる因子としては適していない。また、特許文献４０および４１に記載の技術では、所望の集合組織を形成させるために、低温での圧延が不可欠であるが、このことは、生産性を著しく低下させる。さらに、特許文献４０は、圧延方向に対して４５°の角度のアレスト性を向上させるための技術であり、本発明のような圧延方向と垂直、または平行な方向のアレスト性の向上に係る技術ではない。
特許文献４２に記載の技術では、表層と板厚１／２部とにおける結晶粒径及び集合組織を制御しており、板厚が厚い鋼板のアレスト性の向上には有効である。しかし、本発明が対象とする板厚が１０〜３５ｍｍの場合では、製造時の圧延、および冷却条件が異なることから、表層と板厚１／２部とにおける結晶粒径及び集合組織を明確に分離して制御し、同様の組織を得ることは困難である。
特許文献４３に記載の技術は、５．０％超もの多量のＮｉ添加を必要とし、極めてコストが高く、このことは産業利用上好ましくない。また、Ｎｉを多量に添加するので、特許文献４３に記載の鋼板の強度は高い。１パスの大入熱溶接では、ＨＡＺが硬くなることによって、継手靭性が低下するので、特許文献４３に記載の技術によって、継手靭性とアレスト性とを両立させた鋼板を得ること極めて困難である。
本発明は上記のような事情を考慮してなされたものであり、その目的は、製造コストが低く、且つ生産性が高い、母材の脆性き裂伝播停止性能と大入熱溶接時の溶接熱影響部の靭性とに優れた鋼板を提供することにある。具体的には、母材の降伏応力が３００〜５００ＭＰａであり、母材の−８０℃での平均シャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であり、母材の−６０℃でのアレスト性（Ｋｃａ）が４０００Ｎ／ｍｍ１．５以上であり、溶接入熱が５０〜２００ｋＪ／ｃｍである溶接を行った場合に良好な靭性（例えば、−６０℃での平均シャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上となる靱性）を有する溶接熱影響部が得られる鋼板を得ることが、本発明の課題である。
上記課題を解決するための本発明の要旨は、以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０４０〜０．０９０％、Ｓｉ：０．０１〜０．２０％、Ｍｎ：１．３０〜１．８０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｎｂ：０．００３〜０．０３０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、Ｂ：０．０００３〜０．００４０％、Ｎ：０．００２０〜０．００８０％、Ｏ：０．０００５〜０．００４０％、Ｃｕ：０〜１．００％、Ｎｉ：０〜１．００％、Ｃｒ：０〜１．００％、Ｍｏ：０〜０．５００％、Ｖ：０〜０．１００％、Ｃａ：０〜０．００５０％、Ｍｇ：０〜０．００５０％、ＲＥＭ：０〜０．００５０％、および残部：鉄および不純物であり、Ａ式によって定義される炭素当量ＣＥが０．３０〜０．４０質量％であり、Ｂ式によって定義されるＳＯＬＢが−０．００１５〜＋０．００１５質量％であり、金属組織が、フェライト及びベイナイトを含む混合組織、又は前記フェライト、パーライト及び前記ベイナイトを含む混合組織であり、前記フェライトの面積率が５０〜９０％、かつ前記ベイナイトの面積率が１０〜５０％であり、前記金属組織中のＭＡの面積率が０〜５％であり、板厚１／２部では、互いの結晶方位差が１５°以上である、隣り合う結晶の間の境界を結晶粒界と定義し、前記結晶粒界によって囲まれた領域を結晶粒と定義し、分割数Ｎを、１０以上の整数に設定した場合に、Ｅ式によって定義される前記結晶粒の粒径の加重平均値ＤＡＶＥが３．０〜１７．０μｍであり、前記板厚１／２部では、圧延方向に垂直な面に対して１５°以内の角度をなす｛１００｝面の面積率が２．０〜２０．０％であり、板厚１／４部では、１質量％以上のＴｉと１質量％未満のＯと１質量％以上のＮとを含む粒子をＴｉＮ粒子と定義し、１質量％以上のＭｎと１質量％以上のＳと１質量％未満のＯとを含む粒子をＭｎＳ粒子と定義し、前記ＴｉＮ粒子の定義と前記ＭｎＳ粒子の定義とを同時に満たす粒子を複合粒子と定義した場合に、０．５〜２．０μｍの円相当径をそれぞれ有する前記ＴｉＮ粒子、前記ＭｎＳ粒子、及び前記複合粒子の個数密度の合計が２０〜２００個／ｍｍ２であり、前記板厚１／４部では、１質量％以上のＯを含む粒子を酸化物粒子と定義した場合に、１〜１０μｍの円相当径を有する前記酸化物粒子の個数密度が２０〜２００個／ｍｍ２であり、板厚が１０〜３５ｍｍであり、降伏応力が３００〜５００ＭＰａである。
ＣＥ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（Ａ）
ＳＯＬＢ＝０．２２６×Ｔｉ＋Ｂ−０．７７２×Ｎ ・・・（Ｂ）
ｐ＝（ＤＭＡＸ−ＤＭＩＮ）／Ｎ ・・・（Ｃ）
Ｄｋ＝ＤＭＩＮ＋ｐ×（ｋ−１／２） ・・・（Ｄ）
ＤＡＶＥ＝（Σ［ｋ＝１、Ｎ］（Ｄｋ×Ｓｋ））／（Σ［ｋ＝１、Ｎ］Ｓｋ） ・・・（Ｅ）
式中に記載された元素記号は、各成分の前記鋼板中での含有量を単位質量％で示し、ＤＭＡＸは、最大の前記結晶粒の前記粒径を単位μｍで示し、ＤＭＩＮは、最小の前記結晶粒の前記粒径を単位μｍで示し、ｋは１以上Ｎ以下の整数であり、Ｓｋは、（ＤＭＩＮ＋ｐ×（ｋ−１））μｍ以上（ＤＭＩＮ＋ｐ×ｋ）μｍ未満の円相当径を有する前記結晶粒の合計面積率を単位％で示す。
（２）上記（１）に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％であってもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ａｌ：０．０１５〜０．０６０％であってもよい。
（４）上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｍｏ：０〜０．０１０％であってもよい。
（５）上記（１）〜（４）のいずれか一項に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．０１８％であってもよい。
（６）上記（１）〜（５）のいずれか一項に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．００２０％であってもよい。
（７）上記（１）〜（６）のいずれか一項に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｎ：０．００２５〜０．００６０％であってもよい。
（８）上記（１）〜（７）のいずれか一項に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｏ：０．００１０〜０．００３０％であってもよい。
（９）上記（１）〜（８）のいずれか一項に記載の鋼板は、前記ＳＯＬＢが、−０．００１０〜＋０．０００５％であってもよい。
（１０）上記（１）〜（９）のいずれか一項に記載の鋼板は、前記結晶粒の前記加重平均値ＤＡＶＥが３．０〜１３．０μｍであってもよい。
（１１）上記（１）〜（１０）のいずれか一項に記載の鋼板は、前記円相当径がそれぞれ０．５〜２．０μｍの前記ＴｉＮ粒子、前記ＭｎＳ粒子、及び前記複合粒子の前記個数密度の前記合計が５０〜１４０個／ｍｍ２であってもよい。
（１２）上記（１）〜（１１）のいずれか一項に記載の鋼板は、前記円相当径が１〜１０μｍの前記酸化物粒子の前記個数密度が２０〜１５０個／ｍｍ２であってもよい。
（１３）上記（１）〜（１２）のいずれか一項に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｃｕ：０．１０〜１．００％、Ｎｉ：０．１０〜１．００％、Ｃｒ：０〜０．１０％、Ｍｏ：０〜０．１００％、Ｖ：０〜０．００５％であってもよい。
本発明に係る鋼板を用いて溶接継手を製造した場合、−６０℃での溶接熱影響部の靭性と母材の脆性き裂伝播停止性能とが極めて優れた溶接継手が得られる。本発明に係る鋼板を用いれば、寒冷地、および氷海域などの低温環境において用いられる溶接鋼構造物の低コスト化および安全性向上を図ることが可能となる。
本発明者らは上記課題を解決するために鋭意研究し、その結果、鋼板の化学組成、金属組織、硬さ、析出粒子の径および個数密度、結晶粒径、ならびに集合組織を制御することにより、コストが低く、熱間圧延時の生産性が高い鋼板が得られることを見出した。さらに本発明者らは、この鋼板を用いて溶接継手を製造した場合に、溶接継手の−６０℃での継手靱性（ＨＡＺ靭性）と母材アレスト性とを向上させることができることを見出した。
以下、上述の知見に基づきなされた本発明の一実施形態に係る鋼板について説明する。なお、以下の記載において、「母材」および「熱影響部」との用語は、断りが無い限り、本実施形態に係る鋼板を用いて製造された溶接継手の母材および溶接熱影響部（ＨＡＺ）をそれぞれ示す。鋼板の構成および特性は、母材の構成および特性と同一であると見なすことができる。
（鋼板の金属組織）
本実施形態に係る鋼板は、フェライト及びベイナイトを含む混合組織、又は、フェライト、パーライト及びベイナイトを含む混合組織であり、フェライトの面積率が５０〜９０％、かつベイナイトの面積率が１０〜５０％である金属組織を有する。
（鋼板のフェライト面積率：５０〜９０％）
鋼板のフェライト面積率が５０％未満である場合、平均結晶粒径を１７．０μｍ以下として、これによりアレスト性を向上させることが困難である。フェライト面積率が９０％超である場合、鋼板の降伏応力を２７０ＭＰａ以上とすることが困難である。所望の板厚、および強度（引張強さおよび降伏応力）を有する鋼板を得ることができるのであれば、フェライトの残部としてベイナイト、又はパーライト及びベイナイトをさらに含むことが可能である。フェライト面積率の下限値を、５５％、６０％、６５％又は６９％としてもよい。フェライト面積率の上限値を、８６％、８３％、８０％又は７７％としてもよい。
（鋼板のベイナイト面積率：１０〜５０％）
ベイナイトは、鋼板の強度、平均結晶粒径、及び集合組織に大きく影響する。ベイナイト面積率が１０％未満である場合、鋼板の降伏応力を２７０ＭＰａ以上とすることが困難である。ベイナイト面積率が５０％超である場合、鋼板の平均結晶粒径を１７．０μｍ以下とし、且つ、後述するように圧延方向に垂直な面に対して１５°以内の角度をなす｛１００｝面積率を鋼板の板厚１／２部にて２０％以下とすることによって、鋼板のアレスト性を向上させることが困難である。ベイナイト面積率の下限値を１５％、１８％、２０％又は２３％としてもよい。ベイナイト面積率の上限値を４５％、４０％、３５％、３１％又は２８％としてもよい。
（鋼板のパーライト面積率：好ましくは１０％以下）
パーライトは、所望の板厚、および強度を有する鋼板が得ることができるのであれば、鋼板中に含まれてもよい。従って、パーライト面積率は規定されない。しかしながら、パーライトは鋼板の耐破壊特性を低下させる場合があるので、パーライト面積率を、１０％以下、５％以下、又は３％以下に制限してもよい。パーライト面積率の下限値は０％である。
（鋼板のＭＡ面積率：０〜５％）
フェライト、パーライト及びベイナイト以外に、微細なＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ−ｃｏｎｓｉｔｕｅｎｔ）が鋼板の金属組織中に存在していてもよい。しかしながら、ＭＡは鋼板の耐破壊特性を低下させる場合があるので、ＭＡ面積率を０〜５％にする。ＭＡ面積率の上限値を３％、２％又は１％にしてもよい。ＭＡ面積率は、０％とすることが最も望ましい。
フェライト、ベイナイト、パーライト、およびＭＡ以外の金属組織（金属組織の残部）の面積率を規定する必要はない。鋼板の化学成分を以下に示す範囲内とし、且つフェライト、ベイナイトおよびパーライトの面積率を上述の規定範囲内とするように鋼板を製造した場合、上述の金属組織以外の金属組織は生成しないと考えられる。また、仮に上述の金属組織以外の金属組織が生成したとしても、生成量は鋼板の特性に影響を及ぼさない程度に小さい。フェライト、ベイナイト、パーライト、およびＭＡ以外の金属組織の面積率を合計で１％以下に制限しても差し支えない。
（鋼板の平均結晶粒径：３．０〜１７．０μｍ）
鋼板および溶接熱影響部のアレスト性を主に支配する因子は、結晶粒界の量（面積）である。結晶粒界が脆性き裂伝播の障害となるからである。すなわち、結晶粒界を挟む隣接結晶粒は、互いに結晶方位が異なるので、結晶粒界ではき裂が伝播する方向が変化する。このため、結晶粒界では未破断領域が生じ、この未破断領域によって応力が分散され、き裂閉口応力が生じる。従って、金属組織中の結晶粒界の量が多い場合、き裂伝播の駆動力が低下し、アレスト性が向上する。また、結晶粒界では、未破断領域が最終的に延性破壊するので、脆性破壊に要するエネルギーが吸収される。このため、結晶粒界の量を増加させると、アレスト性が向上する。
結晶粒界の量を増加させるためには、結晶粒径を微細にすることが必要である。本実施形態に係る鋼板においては、互いの結晶方位差が１５°以上である、隣り合う結晶の間の境界を結晶粒界と定義し、結晶粒界によって囲まれた領域を結晶粒と定義し、分割数Ｎを１０以上の整数に設定した場合に、３式によって定義される結晶粒の粒径の加重平均値ＤＡＶＥが、板厚１／２部において３．０〜１７．０μｍである。
ｐ＝（ＤＭＡＸ−ＤＭＩＮ）／Ｎ …（１式）
Ｄｋ＝ＤＭＩＮ＋ｐ×（ｋ−１／２） …（２式）
ＤＡＶＥ＝（Σ［ｋ＝１、Ｎ］（Ｄｋ×Ｓｋ））／（Σ［ｋ＝１、Ｎ］Ｓｋ） …（３式）
ＤＭＡＸは、最大の結晶粒の粒径を単位μｍで示し、ＤＭＩＮは、最小の結晶粒の粒径を単位μｍで示し、ｋは１以上Ｎ以下の整数であり、Ｓｋは、（ＤＭＩＮ＋ｐ×（ｋ−１））μｍ以上（ＤＭＩＮ＋ｐ×ｋ）μｍ未満の円相当径を有する結晶粒の合計面積率を単位％で示す。
上述の通り、本実施形態における「結晶粒界」とは、「互いの結晶方位差が１５°以上である、隣り合う結晶の間の境界」を意味する。結晶方位差が１５°未満である結晶粒界は、脆性き裂伝播の障害とはなり難く、大きなアレスト性向上効果を有しないので、本実施形態では考慮されない。本実施形態における「板厚１／Ｘ部」とは、鋼板表面から板厚の約１／Ｘの深さにある領域を示す。
本実施形態においては、結晶粒径を規定するために、結晶粒径の加重平均値を用いる。加重平均値は、上述の１式、２式および３式によって算出される。「ｐ」は、分割範囲の幅であり、結晶粒径の最大値ＤＭＡＸと最小値ＤＭＩＮとの差（全ての結晶粒径分布の幅）を分割数Ｎで割ることにより得られる（１式参照）。「ｋ」は、１以上Ｎ以下の任意の整数である。「Ｄｋ」は、ｋ番目の分割範囲の中央値である（２式参照）。加重平均値ＤＡＶＥは、先ずｋ番目の分割範囲の中央値Ｄｋと、ｋ番目の分割範囲内にある結晶粒径を有する結晶粒の量Ｓｋ（単位％）とを掛けた値（ＤＫ×ＳＫ）を算出し、次いで、Ｄ１×Ｓ１〜ＤＮ×ＳＮを合計することにより得られる（３式参照）。
加重平均値は、少数の粗大粒子の存在（異常値の存在）を評価する指標として優れている。アレスト性は、少数の粗大な粒子に影響されるので、加重平均値と良好な相関を示す。これに対し、結晶粒径の評価方法として通常最もよく用いられる結晶粒径の算術平均値は、測定視野の面積を、測定視野中の結晶粒の個数で割った値の平方根を算出することによって得られる。算術平均によって結晶粒径を評価した場合、少数の粗大粒子の存在が最終的に得られる算術平均値に十分に反映されないので、算術平均値とアレスト性とは良好な相関を示さない。
結晶粒径の加重平均値は、結晶粒径の算術平均値の２倍程度になる場合もある。さらに、結晶粒径のばらつきが大きいベイナイトが金属組織中に含まれる場合、結晶粒径の加重平均値は、結晶粒径の算術平均値の３〜１０倍になりうる。本実施形態では、「平均結晶粒径」との用語は、特に断りが無い限り「結晶粒径の加重平均値」を意味する。
なお、ここで結晶粒径の算術平均とは、ＪＩＳ Ｇ０５５１：２０１３の表１にて定義された平均結晶粒径（単位：ｍｍ）である。具体的には、観察した試験面の１ｍｍ２当たりの結晶粒の個数をｍとしたときに、１／√ｍで求められる粒径である。
鋼板の平均結晶粒径が、板厚１／２部にて３．０〜１７．０μｍである場合、−６０℃における鋼板のアレスト靭性値（Ｋｃａ）が４０００Ｎ／ｍｍ１．５以上となる。さらに安定的にアレスト性を向上させるためには、平均結晶粒径を１５．０μｍ以下、１３．０μｍ以下、１１．０μｍ以下、１０．０μｍ又は９．０μｍ以下としてもよい。平均結晶粒径が１７．０μｍを上回る場合、鋼板のアレスト性が不足する。
鋼板の各種特性を向上させるために、鋼板の平均結晶粒径の下限値を規定する必要はない。しかしながら、平均結晶粒径を微細にするほどアレスト性は向上するが、過度の微細化は圧延の負荷を増大させ、生産性を低下させてしまう。従って、平均結晶粒径の下限値を、３．０μｍとすることが好ましい。この下限値は、４．０μｍ、５．０μｍ、または６．０μｍにしてもよい。
鋼板の平均結晶粒径を板厚１／２部で規定する理由は、板厚が１０〜３５ｍｍの鋼板のアレスト性は主に板厚１／２部の平均結晶粒径によって支配されるので、板厚１／２部の平均結晶粒径を、その鋼板の平均結晶粒径の代表値とすることができるからである。なお、板厚１／２部の平均結晶粒径を主に制御する後述の製造方法によれば、板厚１／２部以外の板厚位置では、必然的に温度が低くなり、冷却速度が大きくなり、結晶粒が微細化する傾向になる。従って、板厚１／２部以外の板厚位置では、平均結晶粒径を特に規定する必要はない。
鋼板の結晶粒径の測定には、結晶方位の情報を広い視野で精度良く測定できるＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ ｐａｔｔｅｒｎ）法を用いることが好ましい。ＥＢＳＤ法を用いれば、ベイナイトのような複雑な組織の結晶粒径の測定も可能である。
より詳細には、結晶粒径は以下の方法によって求められる。先ず、ＥＢＳＤ法により板厚１／２部の５００μｍ×５００μｍの領域を測定することを、測定位置を１μｍずつ動かしながら繰り返し行う。ここで、隣接粒との結晶方位差が１５°以上の境界を結晶粒界と定義し、この結晶粒界の円相当径を結晶粒径と定義し、上述の測定結果から平均結晶粒径を求める。
（鋼板の、板厚１／２部における、圧延方向に垂直な面に対して１５°以内の角度をなす｛１００｝面の面積率：２．０〜２０．０％）
平均結晶粒径の制御のみでは、−６０℃の極低温環境下のアレスト性を安定的に向上させることが難しい。集合組織を活用したき裂伝播方向の制御が、本実施形態に係る鋼板には必要とされる。鋼板が外部応力を受けた際に該鋼板に発生する脆性き裂は、圧延方向に垂直な面に対して１５°以内の角度をなす｛１００｝面のへき開面に沿って伝播することを本発明者らは見出した。すなわち、外部応力に対して垂直な面に｛１００｝面集合組織が発達すれば、平均結晶粒径を３．０〜１７．０μｍに制御することにより得られるアレスト性向上効果が減少してしまうことが判明した。外部応力とは、鋼構造物に外的に付与される応力のことである。脆性き裂は、最も大きい外部応力の方向に対して垂直な方向に発生し、伝播する場合が多い。したがって、ここでは、鋼構造物に外的に付与される応力のうち最も大きいものを外部応力と定義する。一般的に外部応力は、鋼板の主圧延方向に対してほぼ平行に付与される。このため、外部応力に対して垂直な面を、鋼板の主圧延方向に対して垂直な面と見なすことができる。
鋼板の主圧延方向は、例えば、鋼板表面をピクリン酸により腐食させ、旧オーステナイトのアスペクト比を測定することにより判別可能である。旧オーステナイトのアスペクト比が大きい方向を、鋼板の主圧延方向として判別することができる。
鋼板の圧延方向に垂直な面に対して１５°以内の角度をなす｛１００｝面の集合組織が、板厚１／２部において面積率で２．０〜２０．０％になるようにすれば、脆性き裂の伝播に対する抵抗力が増大し、アレスト性が向上できることが判明した。
上述の知見に基づき、本実施形態に係る鋼板においては、板厚１／２部において、圧延方向に垂直な面に対して１５°以内の角度をなす｛１００｝面の面積率を２．０〜２０．０％とする。
板厚１／２部において、圧延方向に垂直な面に対して１５°以内の角度をなす｛１００｝面の面積率は、小さい方が望ましい。しかしながら、圧延方向に垂直な面に対して１５°以内の角度をなす｛１００｝面の面積率を２．０％未満とするためには、鋼板の金属組織を、フェライトの面積率が９０％を超える金属組織にする必要が生じる。この場合、降伏応力を２７０ＭＰａ以上とすることが困難となる。従って、圧延方向に垂直な面に対して１５°以内の角度をなす｛１００｝面の面積率の下限値を２．０％とした。圧延方向に垂直な面に対して１５°以内の角度をなす｛１００｝面の面積率が２０．０％超である場合、平均結晶粒径を微細に制御してもアレスト性が低下する。したがって、圧延方向に垂直な面に対して１５°以内の角度をなす｛１００｝面の面積率の上限値を２０．０％とした。圧延方向に垂直な面に対して１５°以内の角度をなす｛１００｝面の面積率の下限値を、３．０％、４．０％又は５．０％としてもよい。また、上記の｛１００｝面の面積率の上限値を、１７．０％、１５．０％、１２．０％又は１０．０％としてもよい。
鋼板の集合組織はＥＢＳＤ法により測定することが好ましい。ＥＢＳＤ法により測定する場合、Ｘ線による測定に比べて、より広い視野の集合組織を精度良く測定することが可能である。
より詳細には、ＥＢＳＤ法により、板厚１／２部において、鋼板の主圧延方向に対し垂直な面に対し１５°以内の角度をなす｛１００｝面のマップを作成し、その総面積を測定面積で除することによって、それらの面積率を求めることができる。
上記のようなアレスト性向上のための方策は、降伏応力が３００〜５００ＭＰａ、及び板厚が１０〜３５ｍｍの鋼板に適用される。降伏応力が３００ＭＰａ未満、又は板厚が１０ｍｍ未満の鋼板は、アレスト性が必要とされる部材の材料として用いられることは殆どない。また、降伏応力が５００ＭＰａ超、板厚が３５ｍｍ超の鋼板では、本実施形態で規定する平均結晶粒径及び集合組織を形成しても、力学的条件が厳しくなり、−６０℃におけるアレスト靭性値（Ｋｃａ）が４０００Ｎ／ｍｍ１．５以上の高アレスト性を付与することが難しい場合があるからである。降伏応力の下限値を３２０ＭＰａ、３４０ＭＰａ又は３６０ＭＰａに、上限値を４８０ＭＰａ、４６０ＭＰａ又は４４０ＭＰａに制限してもよい。板厚の下限値を１２ｍｍ、１４ｍｍ又は１６ｍｍに、上限値を３０ｍｍ、２６ｍｍ又は２２ｍｍに制限してもよい。
引張強さを特に規定する必要はないが、４５０〜７００ＭＰａとしても差し支えない。必要があれば、引張強さの下限値を４９０ＭＰａにしてもよく、また、引張強さの上限値を６５０ＭＰａ又は６００ＭＰａにしてもよい。
（鋼板における、０．５〜２．０μｍの円相当径をそれぞれ有するＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子、及び複合粒子の個数密度の合計：２０〜２００個／ｍｍ２）
鋼板に含まれる析出物、または介在物等の粒子は、溶接熱影響部の靭性に大きく影響する。ＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子、及び複合粒子は、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、組織を微細化して溶接継手の靭性を向上させることができる。しかしながら、ＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子、及び複合粒子が脆性破壊の発生起点となり、鋼板の靭性が低下する場合もある。従って、ＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子、及び複合粒子の個数を緻密に制御することが必要となる。また、溶接継手においてＨＡＺ組織を微細化させることにより継手靭性を向上させるためには、ＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子、及び複合粒子をフェライト変態核として利用することが望ましい。これは、上述のピン止め効果だけを利用した場合、オーステナイト粒内でのフェライト変態による金属組織の細分化が不十分になり、これにより、金属組織の微細化が不十分となるからである。その上、金属組織を十分に微細化するためにピン止め効果だけを利用する場合、多量のＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子、及び複合粒子を分散させる必要があるが、これにより脆性破壊の発生起点となり得る箇所が増加し、溶接継手の靱性が低下する。
上記知見に基づいて、本実施形態に係る鋼板は、ＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子、及び複合粒子をフェライト変態核として利用するために、以下のような構成を有するものとされる。１質量％以上のＴｉと１質量％未満のＯと１質量％以上のＮとを含む析出物または介在物を本実施形態におけるＴｉＮ粒子と定義し、１質量％以上のＭｎと１質量％以上のＳと１質量％未満のＯとを含む析出物または介在物を本実施形態におけるＭｎＳ粒子と定義し、ＴｉＮ粒子の定義とＭｎＳ粒子の定義とを同時に満たす析出物または介在物を本実施形態における複合粒子と定義する（以降、特に断りが無い限り、「ＴｉＮ粒子」、「ＭｎＳ粒子」、及び「複合粒子」との用語は、上述した定義を満たす粒子を示す）。この場合に、０．５〜２．０μｍの円相当径をそれぞれ有するＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子、及び複合粒子の個数密度の合計を２０〜２００個／ｍｍ２とする。
本実施形態におけるＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子、及び複合粒子は、フェライト変態核となる。また、ＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子、及び複合粒子は別のフェライト変態核であるＢＮ（窒化ホウ素）の析出核にもなる。フェライト変態核としてＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子、及び複合粒子を選択した理由は、以下の通りである。ＴｉＮ粒子は、フェライトとの界面エネルギーが小さい（すなわち、格子整合性が良い）。ＭｎＳ粒子は、マトリックスとの界面近傍にＭｎの欠乏層を生じさせてフェライト変態の駆動力を高める。また、ＴｉＮ粒子およびＭｎＳ粒子は、オーステナイトとの界面エネルギーを高めることによって、フェライト変態およびＢＮ析出の核となる性能が高く、ＨＡＺ組織の微細化に大きく寄与する。
ＴｉＮおよびＭｎＳは、それぞれが単独で存在するよりも、複合粒子（ＴｉＮ粒子の定義とＭｎＳ粒子の定義とを同時に満たす粒子）となって存在する方が好ましい。複合粒子は、上記の効果をより高める。しかし、ＴｉＮおよびＭｎＳの共存が組織微細化に及ぼす影響は、粒子径および個数密度が組織微細化に及ぼす影響と比較すれば無視できるほど小さい。従って、ＴｉＮ粒子およびＭｎＳ粒子のうちいずれか１種以上存在すれば良い。
ＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子、及び複合粒子の円相当径を０．５〜２．０μｍと規定し、且つ個数密度を２０〜２００個／ｍｍ２と規定した理由は、以下の通りである。ＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子、及び複合粒子の粒子径が０．５μｍ、及び／または個数密度が２０個／ｍｍ２未満である場合、ＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子、及び複合粒子とオーステナイトとの間の界面エネルギーを十分大きくすることができなくなり、これら粒子の変態核としての能力が小さくなり、核生成サイト量が小さくなるので、溶接熱影響部の平均結晶粒径を８０μｍ以下にすることができなくなる場合がある。ＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子、及び複合粒子の粒子径が２．０μｍ、及び／または個数密度が２００個／ｍｍ２超である場合、これら粒子が脆性破壊の発生起点になり易く、鋼板の靭性が低下してしまう場合がある。ＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子、及び複合粒子それぞれの円相当径の下限値を、０．６μｍ、０．７μｍ又は０．８μｍとしてもよい。また、ＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子、及び複合粒子それぞれの円相当径の上限値を１．８μｍ、１．５μｍ又は１．３μｍとしてもよい。靭性向上のために、ＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子、及び複合粒子それぞれの個数密度の下限値を３０個／ｍｍ２、４０個／ｍｍ２、５０個／ｍｍ２又は６０個／ｍｍ２としてもよい。また、各粒子の個数密度の現実的な範囲に鑑み、ＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子、及び複合粒子それぞれの個数密度の上限値を１８０個／ｍｍ２、１６０個／ｍｍ２、１４０個／ｍｍ２又は１２０／ｍｍ２としてもよい。なお、粒子径が２．０μｍ超であるＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子、及び複合粒子（粗大粒子）は、脆性破壊の発生起点となり、継手靭性を低下させる場合がある。このため、粒子径が２．０μｍ超である各粒子の個数密度は５０個／ｍｍ２以下又は２０個／ｍｍ２以下であることが好ましい。粒子径が０．５μｍ未満であるＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子、及び複合粒子の個数密度は、フェライトの核生成能が低く、金属組織への影響が小さい。したがって、粒子径が０．５μｍ未満である各粒子の個数密度を特に規定する必要はない。
ＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子、及び複合粒子の個数および粒径を規定する位置を限定する必要はない。粒子の個数および粒径に、位置が及ぼす影響は比較的小さいからである。本実施形態では、板厚１／４部におけるＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子、及び複合粒子の個数および粒径を、鋼板を代表する値として用いた。
（１〜１０μｍの円相当径を有する酸化物粒子の個数密度：２０〜２００個／ｍｍ２）
さらに、本実施形態に係る鋼板においては、板厚１／４部における円相当径１〜１０μｍの酸化物粒子の個数密度を２０〜２００個／ｍｍ２とすることが好ましい。
酸化物粒子は、ピン止め粒子および／またはフェライト変態核として用いない。さらに、酸化物粒子は、脆性破壊の発生起点となり、継手靭性を低下させる。したがって酸化物粒子の個数密度を極力低減した方が好ましい。しかしながら、酸化物粒子の個数密度を過剰に減少させると、鋼板製造コストが大きくなるなどの不都合が生じ、産業利用上好ましくない。
産業利用上許容できる範囲で最大限脱酸工程を行った場合に、不純物として存在する酸化物粒子の円相当径は約１μｍであり、個数密度は約２０個／ｍｍ２である。従って、酸化物粒子の円相当径の下限値を１μｍとし、酸化物粒子の個数密度の下限値を２０個／ｍｍ２とする。酸化物粒子の個数密度の下限値を０個／ｍｍ２、１０個／ｍｍ２、２０個／ｍｍ２、４０個／ｍｍ２、又は６０個／ｍｍ２としても良い。１μｍ未満の円相当径を有する酸化物粒子の存在は許容される。何故なら、１μｍ未満の円相当径を有する酸化物粒子は、靱性にほとんど影響を及ぼさないからである。したがって、１μｍ未満の円相当径を有する酸化物粒子の個数密度を規定する必要はない。
酸化物粒子の円相当径が１０μｍ超であり、および／または個数密度が２００個／ｍｍ２超である場合、酸化物粒子は脆性破壊の発生起点となり、鋼板の靭性を低下させるおそれがある。したがって、酸化物粒子の円相当径の上限値を１０μｍとし、酸化物粒子の個数密度の上限値を２００個／ｍｍ２とした。好ましい酸化物粒子の個数密度の上限値は、１５０個／ｍｍ２であり、さらに好ましくは１００個／ｍｍ２である。特に破壊の起点になりやすい酸化物粒子を低減させるために、酸化物粒子の上限値を８μｍ又は６μｍとしてもよい。１０μｍ超の円相当径を有する酸化物粒子（粗大粒子）は、鋼板中に含有されないことが好ましい。しかしながら、１〜１０μｍの円相当径を有する酸化物粒子の個数密度を上述のように低減させた場合、１０μｍ超の円相当径を有する酸化物粒子も十分に除去されていると考えられるので、１０μｍ超の円相当径を有する酸化物粒子の個数密度を規定する必要はない。
酸化物粒子の個数および粒径を規定する位置を限定する必要はない。酸化物粒子の個数および粒径に、位置が及ぼす影響は比較的小さいからである。本実施形態では、板厚１／４部における酸化物粒子の個数および粒径を、鋼板を代表する値として用いた。
酸化物粒子の個数密度および粒径の測定のためには、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて、広い視野で測定することが好ましい。
より詳細には、１ｍｍ×１ｍｍの領域において、反射電子像で酸化物粒子を識別し、ＳＥＭに含まれるＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）によって組成を分析し酸化物粒子を同定する。また、酸化物粒子像を撮影し、画像解析によって円相当径を求め、さらには個数をカウントすることで、酸化物粒子の個数密度を求める。この酸化物粒子測定は、自動で連続的に行うことができるＳＥＭに付属のソフトを用いて、測定しても良い。測定する際の板厚位置は任意で良いが、板厚１／４部を代表として測定する。
（化学組成）
以下、本実施形態に係る鋼板の化学組成について説明する。成分についての「％」は質量％を意味する。
（Ｃ：０．０４０〜０．０９０％）
Ｃは、母材の強度を確保するために０．０４０％以上含有させる。Ｃの含有量が０．０９０％を超えると、セメンタイトおよびＭＡ等の脆化相が増加し、継手靭性を確保することが困難になるので、Ｃの含有量は、０．０９０％以下とする。従って、Ｃ含有量の下限値は０．０４０％であり、好ましくは０．０５０％、より好ましくは０．０６０％である。Ｃ含有量の上限値は０．０９０％であり、好ましくは０．０８０％、より好ましくは０．０７０％である。
（Ｓｉ：０．０１〜０．２０％）
Ｓｉは、脱酸元素、及び強化元素として有効であるので、０．０１％以上含有させる。Ｓｉの含有量が０．２０％を超えると、ＭＡが増加し、継手靭性が大きく劣化するので、Ｓｉの含有量は０．２０％以下とする。Ｓｉ含有量の下限値は０．０１％であり、好ましくは０．０３％、より好ましくは０．０５％である。Ｓｉ含有量の上限値は０．２０％であり、好ましくは０．１５％、より好ましくは０．１０％である。
（Ｍｎ：１．３０〜１．８０％）
Ｍｎは、厚手母材の強度と靭性とを確保するために１．３０％以上含有させる。Ｍｎの含有量が１．８０％を超えると、Ｍｎの中心偏析が顕著となり、中心偏析が生じた部分における母材およびＨＡＺの靭性が劣化するので、Ｍｎの含有量は、１．８０％以下とする。Ｍｎ含有量の下限値は１．３０％であり、好ましくは１．３５％、より好ましくは１．４０％である。Ｍｎ含有量の上限値は１．８０％であり、好ましくは１．７０％、より好ましくは１．６０％である。
（Ｐ：０．０２０％以下に制限）
Ｐは、不純物元素の一つである。継手靭性を安定的に確保するために、Ｐの含有量を０．０２０％以下に制限する。好ましくは、Ｐ含有量は０．０１５％以下、さらに好ましくは、０．０１０％以下である。Ｐ含有量は少なければ少ないほど好ましいので、Ｐ含有量の下限値は０％である。しかし、Ｐ含有量を低減させるためのコストを考慮し、０．０００５％をＰ含有量の下限値としてもよい。
（Ｓ：０．００１〜０．０１０％）
Ｓは、不純物元素の一つであるが、ＭｎＳ粒子を生成するために必要な元素である。ＭｎＳ粒子を生成させ、継手靭性を確保するために、０．００１％以上のＳを含有させる。しかし、Ｓの含有量が０．０１０％を超えると、粗大なＭｎＳ粒子が増加し、継手靭性が低下するので、Ｓの含有量は０．０１０％以下とする。Ｓ含有量の下限値は０．００１％であり、好ましくは０．００１５％、より好ましくは０．００２％である。Ｓ含有量の上限値は０．０１０％であり、好ましくは０．００８％、より好ましくは０．００６％又は０．００５％である。
（Ａｌ：０．００５〜０．１００％）
Ａｌは、鋼を脱酸する役割を有し、不純物元素の一つであるＯを低減する。Ａｌ以外に、ＳｉおよびＭｎも脱酸に寄与するが、ＳｉおよびＭｎが添加される場合でも、Ａｌの含有量が０．００５％未満では、安定的にＯを低減することはできない。しかし、Ａｌの含有量が０．１％を超えると、アルミナ系の粗大酸化物、および粗大酸化物のクラスターが金属組織中に生成し、母材およびＨＡＺの靭性が損なわれる。したがって、Ａｌの含有量は０．１００％以下とする。Ａｌ含有量の下限値は０．００５％であり、好ましくは０．０１０％、より好ましくは０．０２０％である。Ａｌ含有量の上限値は０．１００％であり、好ましくは０．０８０％、より好ましくは０．０６０％又は０．０５０％である。
（Ｎｂ：０．００３〜０．０３０％）
Ｎｂは、本実施形態において重要な元素である。所定の平均結晶粒径および集合組織を形成させるためには、圧延温度を未再結晶オーステナイト域（未再結晶オーステナイトが金属組織中に保たれる温度域）に設定した圧延を行って鋼板を製造することが必要となる。Ｎｂは、未再結晶オーステナイト域を拡大させるために有効な元素である。未再結晶オーステナイト域が拡大された場合、圧延温度を上昇させることができ、生産性向上に寄与する。この効果を得るためには、Ｎｂを０．００３％以上含有させる必要がある。しかし、Ｎｂの含有量が０．０３０％を超えると、ＨＡＺの硬度が過剰に増大し、継手靭性が低下するので、Ｎｂの含有量は、０．０３０％以下とする。Ｎｂ含有量の下限値は０．００３％であり、好ましくは０．００４％、より好ましくは０．００５％である。Ｎｂ含有量の上限値は０．０２０％であり、好ましくは０．０１５％、より好ましくは０．０１０％である。
（Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％）
Ｔｉは、本発明において重要な元素である。Ｔｉを含有させることにより、鋼板中にＴｉＮ粒子を形成する。ＴｉＮ粒子は、鋼板加熱時にオーステナイト粒径が大きくなることを、ピン止め効果によって抑制する。オーステナイト粒径が大きくなると、変態組織の平均結晶粒径も大きくなるので、所定の平均結晶粒径を得ることが困難となり、鋼板の靭性、およびアレスト性が低下する。また、母材でピン止め効果に用いた微細なＴｉＮ粒子は、溶接の加熱時に大部分が固溶するが、粗大なＴｉＮ粒子はＨＡＺ内に溶け残り、ＢＮ粒子の析出核およびフェライトの変態核として機能し、ＨＡＺ組織の微細化に寄与する。ＴｉＮ粒子が含まれない場合、所定の平均結晶粒径を得ることが困難となり、継手靭性が低下する。必要な平均結晶粒径を得て、靭性、アレスト性、および継手靭性を向上させるためには、Ｔｉを０．００３％以上含有させる必要がある。しかし、Ｔｉの含有量が０．０３０％を超えると、脆性破壊の起点となり得る粗大なＴｉＮ粒子およびＴｉＣ粒子が形成され、鋼板の靭性、および継手靭性が低下する。したがって、Ｔｉの含有量は０．０３０％以下とする。Ｔｉ含有量の下限値は０．００３％であり、好ましくは０．００５％、より好ましくは０．００７％である。Ｔｉ含有量の上限値は０．０３０％であり、好ましくは０．０２０％、より好ましくは０．０１５％である。
（Ｂ：０．０００３〜０．００４０％）
Ｂは、本発明において重要な元素である。ＨＡＺにおいて、Ｂは、ＢＮ粒子を形成する。ＢＮ粒子はフェライトの変態核としての機能を有するので、Ｂ含有はＨＡＺ組織微細化に寄与する。この効果を得るためには、０．０００３％以上のＢを含有させる必要がある。しかし、Ｂの含有量が多すぎると、継手靭性および溶接性が悪化するので、０．００４０％をＢ含有量の上限値とする。Ｂの含有量が０．００４０％を超えると、脆性破壊の起点となり得る粗大なＢＮ粒子が形成されたり、固溶Ｂが増加して過度に焼入れ性が高まることによってＨＡＺの硬さが過剰に大きくなったりすることで、継手靭性が低下する。したがって、Ｂの含有量は、０．００４０％以下とする。Ｂ含有量の下限値は０．０００３％であり、好ましくは０．０００５％、より好ましくは０．０００７％である。Ｂ含有量の上限値は０．００４０％であり、好ましくは０．００３０％、より好ましくは０．００２０％又は０．００１６％である。
（Ｎ：０．００２０〜０．００８０％）
Ｎは、本発明において重要な元素である。上記したようにＴｉＮ粒子およびＢＮ粒子を形成し、靭性、アレスト性、および継手靭性を向上させるために、０．００２０％以上のＮを含有させる必要がある。しかし、Ｎの含有量が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。Ｎ含有量の下限値は０．００２０％であり、好ましくは０．００２５％、より好ましくは０．００３０％である。Ｎ含有量の上限値は０．００８０％であり、好ましくは０．００７０％、より好ましくは０．００６０％又は０．００５０％である。
（Ｏ：０．０００５〜０．００４０％）
Ｏは、不純物元素の一つである。粗大な酸化物粒子の生成を抑制し、継手靭性を安定的に確保するために、Ｏの含有量を０．００４０％以下に制限する。好ましくは、０．００３０％以下、さらに好ましくは、０．００２０％以下である。下限値は、Ｏ含有量を低減させるためのコストを考慮し、０．０００５％、好ましくは０．００１０％、より好ましくは０．００１５％である。
本実施形態に係る鋼板の化学組成において、上述した元素の残部はＦｅ及び不純物であればよい。ただし、本実施形態に係る鋼板の化学組成は、必要に応じてＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭのうち少なくとも１種を含有してもよい。また、これらの元素が不純物レベルで微量含有されていても本実施形態では許容できる。以下、それぞれの元素の添加効果および含有量について説明する。これらの元素が意図的に添加されていたとしても、不純物として混入したとしても、これら元素の含有量が規定範囲内の鋼板は、本実施形態に係る鋼板であるとみなす。
（Ｃｕ：０〜１．００％）
Ｃｕを含有させることにより、母材の強度、及び靭性を向上することができる。その効果を得るためには、０．１０％以上のＣｕを含有させてもよい。ただし、Ｃｕの含有量が多すぎると、継手靭性および溶接性が悪化するので、１．００％をＣｕ含有量の上限値とする。Ｃｕ含有量の下限値は０％であり、母材の強度及び靭性の向上のために、０．１０％、０．１５％、又は０．２０％としてもよい。継手靭性および溶接性の向上のために、Ｃｕ含有量の上限値は１．００％であり、必要に応じて、０．８０％、０．５０％、又は０．３０％に制限してもよい。
（Ｎｉ：０〜１．００％）
Ｎｉを含有させることにより、母材の強度、及び靭性を向上させることができる。その効果を得るためには、０．１０％以上のＮを含有させてもよい。ただし、Ｎｉの含有量が多すぎると、製造コストが高くなり、さらに継手靭性および溶接性が悪化する。したがって、１％をＮｉ含有量の上限値とする。Ｎｉ含有量の下限値は０％であり、母材の強度及び靭性の向上のために、０．１５％、又は０．２０％としてもよい。コスト削減、および／または継手靭性および溶接性の向上のために、Ｎｉ含有量の上限値は１．００％であり、必要に応じて、０．７０％、０．５０％、又は０．３０％に制限してもよい。
（Ｃｒ：０〜１．００％）
Ｃｒを含有させることにより、母材の強度、及び靭性を向上することができる。その効果を得るために、０．１０％以上のＣｒを含有させてもよい。しかし、Ｃｒの含有量が多すぎると、継手靭性および溶接性が悪化するので、１．００％をＣｒ含有量の上限値とする。従って、Ｃｒ含有量の下限値は０．０５％又は０．１０％である。Ｃｒの上限値は、必要に応じて、１．００％、０．８０％、０．５０％、０．３０％、０．２０％又は０．１２％であってもよい。
（Ｍｏ：０〜０．５０％）
Ｍｏを含有させることにより、母材の強度、及び靭性を向上することができる。その効果を得るために、０．０１％以上のＭｏを含有させてもよい。ただし、Ｍｏの含有量が多すぎると、継手靭性および溶接性が悪化するので、０．５０％をＭｏ含有量の上限値とする。Ｍｏ含有量の下限値は０％であり、０．０１％、０．０２％、または０．０３％としてもよい。Ｍｏ含有量の上限値は０．５０％であり、必要に応じて、０．３０％、０．２０％、０．１０％又は０．０６％であってもよい。
（Ｖ：０〜０．１％）
Ｖを含有させることにより、母材の強度、及び靭性を向上することができる。その効果を得るためには、０．０１％以上のＶを含有させてもよい。ただし、Ｖの含有量が多すぎると、継手靭性および溶接性が悪化するので、０．１０％をＶ含有量の上限値とする。Ｖ含有量の下限値は０％であり、０．０１％、０．０１５％、または０．０２％としてもよい。Ｖ含有量の上限値は０．１０％であり、必要に応じて、０．０８％、０．０６％、又は０．０４％であってもよい。
（Ｃａ：０〜０．００５０％）
Ｃａを含有させることにより、継手靭性が向上する。その効果を得るために、０．０００３％以上のＣａを含有させてもよい。ただし、Ｃａの含有量が多すぎると、継手靭性および溶接性が悪化するので、０．００５０％をＣａ含有量の上限値とする。Ｃａ含有量の下限値は０％であり、０．０００３％、０．０００５％、または０．０００７％としてもよい。Ｃａ含有量の上限値は０．００５０％であり、必要に応じて、０．００４０％、０．００３０％、又は０．００２０％であってもよい。
（Ｍｇ：０〜０．００５０％）
Ｍｇを含有させることにより、継手靭性が向上する。その効果を得るために、０．０００３％以上のＭｇを含有させてもよい。ただし、Ｍｇの含有量が多すぎると、継手靭性および溶接性が悪化するので、０．００５０％をＭｇ含有量の上限値とする。Ｍｇ含有量の下限値は０％であり、０．０００３％、０．０００５％、または０．０００７％としてもよい。Ｍｇ含有量の上限値は０．００５０％であり、必要に応じて、０．００５０％、０．００４０％、０．００３０％、又は０．００２０％であってもよい。
（ＲＥＭ：０〜０．００５０％）
「ＲＥＭ」との用語は、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドからなる合計１７元素を指し、「ＲＥＭの含有量」とは、これらの１７元素の合計含有量を意味する。ＲＥＭを含有させることにより、継手靭性が向上する。その効果を得るためには、０．０００３％以上のＲＥＭを含有させてもよい。ただし、ＲＥＭの含有量が多すぎると、継手靭性および溶接性が悪化するので、０．００５０％をＲＥＭ含有量の上限値とする。ＲＥＭ含有量の下限値は０％であり、０．０００３％、０．０００５％、または０．０００７％であってもよい。ＲＥＭ含有量の上限値は０．００５０％であり、必要に応じて、０．００４０％、０．００３０％、又は０．００２０％であってもよい。
鋼板および溶接継手の強度、及び靭性向上などのために、上述の選択元素を意図的に含有させることができる。しかし、合金コスト低減などのために、これらの選択元素を何ら含有させなくても、差し支えない。したがって、上述の選択元素の含有量の下限値は全て０％である。しかし、意図的に添加しない場合であっても、不純物として、Ｃｕ：０．１０％未満、Ｎｉ：０．１０％未満、Ｃｒ：０．１０％未満、Ｍｏ：０．０１０％未満、Ｖ：０．０１０％未満、Ｃａ：０．０００３％未満、Ｍｇ：０．０００３％未満、ＲＥＭ：０．０００３％未満が、鋼中に含有され得る。これらの元素は、鋼中に不純物として含有された場合であっても、本実施形態に係る鋼板の特性には何ら影響しない。
本実施形態に係る鋼板は、上記必須成分を含有し、さらに上記選択成分の含有量が制限され、残部がＦｅおよび不純物を含む。しかしながら、本実施形態に係る溶接鋼材は、上記成分の他に、鋼材自体の強度、靭性等を一段と改善する目的で、あるいはスクラップ等の副原料からの不純物として、以下の合金元素を含有してもよい。
Ｓｂは継手靭性を損なう。従って、Ｓｂ含有量［Ｓｂ］は、０．０１０％以下であることが好ましく、０．００５％以下であることがより好ましく、０．００３％以下であることが最も好ましい。
Ｓｎは継手靭性を損なう。従って、Ｓｎ含有量［Ｓｎ］は、０．０１０％以下であることが好ましく、０．００５％以下であることがより好ましく、０．００３％以下であることが最も好ましい。
Ａｓは継手靭性を損なう。従って、Ａｓ含有量［Ａｓ］は、０．０１０％以下であることが好ましく、０．００５％以下であることがより好ましく、０．００３％以下であることが最も好ましい。
また、上記した必須成分および選択成分が有する上記効果を十分に発揮させるために、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ及びＷそれぞれの含有量を、０．０１％以下又は０．００５％以下に制限することが好ましい。
Ｓｂ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ及びＷの下限値を制限する必要はなく、各元素の含有量の下限値は０％である。また、下限値の規定がない合金元素（例えば、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ及びＷ）が意図的に添加されたとしても、または不純物として混入したとしても、その含有量が規定範囲内にあれば、その鋼材は本実施形態に係る鋼材であると判断される。
（炭素当量ＣＥ：０．３０〜０．４０％）
本実施形態に係る鋼板では、下記４式により求められる炭素当量ＣＥを、０．３０〜０．４０％とする。
ＣＥ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（４式）
ここで、式中に記載された元素記号は、鋼板中に含有されている各成分の含有量を質量％で示す。含有量が０％の成分がある場合には、上記４式で当該成分の含有量として０％を代入して計算するものとする。
鋼板の炭素当量が０．３０％未満になると、３００ＭＰａ以上の降伏強度、−６０℃でのアレスト性、および継手靭性に関し要求を満たす鋼板が得られない。炭素当量が０．４０％を超えると、−６０℃でのアレスト性、および継手靭性に関し要求を満たす鋼板が得られない。従って、鋼板の炭素当量の下限値は０．３０％、好ましくは０．３１％、より好ましくは０．３２％、更に好ましくは０．３３％であり、炭素当量の上限値は０．４０％、好ましくは０．３９％、より好ましくは０．３８％、更に好ましくは０．３７％又は０．３６％である。
（ＳＯＬＢ：−０．００１５〜＋０．００１５％）
本実施形態に係る鋼板では、下記５式により求められるＳＯＬＢ（Ｓｏｌｕｔｅ Ｂ）を、−０．００１５〜＋０．００１５％とする。
ＳＯＬＢ＝０．２２６Ｔｉ＋Ｂ−０．７７２Ｎ ・・・（５式）
ここで、式中に記載された元素記号は、鋼板中に含有されている各成分の含有量を質量％で示す。
ＳＯＬＢは、ＨＡＺの平均結晶粒径および硬さを所定の範囲に制御し、継手靭性を確保するための指標である。鋼板のＳＯＬＢが−０．００１５％未満になると、ＨＡＺの平均結晶粒径が粗大化し、−６０℃での継手靭性を満足できない。ＳＯＬＢが＋０．００１５％を超えると、Ｂが過剰に存在することによって、鋼板の焼入れ性が急激に増加し、ＨＡＺの平均粒径を８０μｍ以下にし、且つＨＡＺのビッカース硬さを１９０以下にすることができなくなるので、−６０℃での継手靭性を満足できない。従って、ＳＯＬＢの下限値は−０．００１５％、好ましくは−０．００１０％、より好ましくは−０．０００５％、更に好ましくは０％であり、ＳＯＬＢの上限値は＋０．００１５％、好ましくは＋０．００１３％、より好ましくは＋０．００１０％、更に好ましくは＋０．０００８％である。
次に、本実施形態に係る鋼板の好ましい製造方法について説明する。
（溶製工程）
まず、所望の化学組成に調整した溶鋼を、転炉等を用いた公知の溶製方法で溶製する。ただし、脱酸および化学組成の調整は、溶製工程中に、以下に示すように行う必要がある。
ＲＨ法による二次精錬にて、先ず、強い脱酸力を低コストで得られるＡｌを用いて、鋼中の溶存酸素量を４０ｐｐｍ以下に抑制する。次いで、Ａｒの吹き込みと還流とを５分以上行い、これにより鋼中の溶存酸素量を２０ｐｐｍ以下に抑制する。上述の水準まで脱酸を行うことによって、脆性破壊の発生起点となる円相当径１〜１０μｍの酸化物粒子の個数密度を２００個／ｍｍ２以下に減少させることができ、これにより継手靭性の低下を防止できる。ＲＨ法による二次精錬にてＡｒの吹き込みを行う理由は、アルミナ等の粗大酸化物を浮上させて除去する効果があるからである。
溶鋼の化学成分を調整するためには、溶製工程にて合金元素を投入する必要がある。ＴｉおよびＢは、Ａｌ脱酸後に投入することが好ましい。また、Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭも、もし鋼板に含有させる場合、Ａｌ脱酸後に投入することが好ましい。Ｔｉ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭは酸化物を形成するので、Ａｌ脱酸前に投入された場合、脱酸反応を妨げ、歩留まりを低下させるおそれがある。その他の元素は、脱酸前に投入しても脱酸後に投入してもよいが、脱酸後に投入されるのが通常である。なお、ＳｉおよびＭｎは脱酸効果を有するので、Ａｌ脱酸の前に投入された場合、脱酸をさらに効率的に行うことができる。しかし、ＳｉおよびＭｎが脱酸後に添加されたとしても、鋼板の特性が低下することはない。
さらに、連続鋳造等の公知の鋳造方法によって、溶鋼を鋼片（鋳片、スラブ）とする。ただし、鋳造時の鋼片の板厚１／４部の９００〜１３００℃の範囲における冷却速度を０．０５〜５．００℃／ｓとする。これは、ＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子、および複合粒子を析出させるためである。ＨＡＺでフェライト変態核として用いるＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子、および複合粒子は、鋼片製造段階での析出制御を適切に行わなければ、以降の工程における再加熱の際に、溶解、又は粗大化してしまう。溶解または粗大化が生じた場合、所定の粒子径と個数密度とを有するＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子、および複合粒子を含む鋼板を得ることができなくなる。好ましい冷却条件は、９５０〜１２５０℃の範囲において冷却速度を０．１〜４℃／ｓにすることであり、さらに好ましい冷却条件は、１０００〜１２００℃の範囲において冷却速度を０．２〜３．０℃／ｓにすることである。
鋼片は、鋼片の板厚１／２部が７００℃以下になるまで冷却することが望ましい。即ち、鋼片の板厚１／２部の冷却停止温度を７００℃以下とすることが望ましい。鋼片の板厚１／２部の冷却停止温度が７００℃超である場合、冷却中に生じるオーステナイトからフェライトへの変態が完了しないので、後工程での加熱時に、フェライトからオーステナイトへの逆変態を利用した細粒化効果が得られにくくなる。細粒化効果が得られない場合、オーステナイト粒が粗大となり、圧延後に結晶粒径を微細化させることが困難になる。冷却停止温度は、好ましくは、６５０℃以下であり、さらに好ましくは６００℃以下である。ただし、後工程での加熱温度が１１００℃以下であり、かつ粗圧延の圧下率を３０％以上とすることができる場合は、再結晶によってオーステナイト粒を微細化することが可能であるので、鋼片の板厚１／２部の冷却停止温度を７００℃超とすることは許容できる。
（再加熱および均熱保持工程）
鋼片を鋼板の製造のために再加熱する際は、均熱帯の雰囲気温度が１０００〜１１５０℃である加熱炉内で、板厚中心温度を９５０〜１１００℃とした状態で２０〜９０分間均熱保持する。
均熱帯の雰囲気温度が１０００℃未満では、鋼片を十分加熱できず、溶体化が不十分となる。雰囲気温度が１１５０℃を超えると、鋼片のオーステナイト粒が粗大化し、その後の圧延工程で結晶粒を微細化させることが困難となる。
均熱保持時の板厚中心温度が９５０℃未満では、溶体化が不十分になり、かつ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ので、所定の強度を満足する鋼板にすることが困難である。均熱保持時の板厚中心温度が１１００℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、その後の圧延過程で結晶粒を微細化させることが困難となり、さらに、圧延を開始するための温度まで鋳片温度が低下することを待つ時間が生じるので、生産性が低くなる。
均熱保持時の保持時間が２０分未満では、溶体化が不十分となり、９０分超では、オーステナイト粒が粗大化するとともに、ＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子および複合粒子が溶解して、所定の粒子径と個数密度が得られない。
（粗圧延工程）
次いで、累積圧下率が３０〜９０％である粗圧延を施す。累積圧下率が３０％未満になると、オーステナイトの再結晶による微細化が困難となり、累積圧下率が９０％を超えると、オーステナイトの微細化効果が飽和するとともに、パス数が増加して生産性が低下する。
（仕上圧延工程）
次いで、圧延開始時の板厚中心温度が７６０℃〜８８０℃であり、平均１パス圧下率が１０〜２５％であり、且つ累積圧下率が６０〜８５％である仕上圧延を施す。仕上圧延終了時の温度は７６０℃〜８４０℃とする。
仕上圧延の際の板厚中心温度が８８０℃を超えると、鋼片温度が未再結晶領域に十分に達せず、転位の増加が抑制され、結晶粒を微細化することができない。板厚中心温度が７６０℃未満となると、生産性が低下し、さらに加工フェライトが金属組織中に生じるので、圧延方向に垂直な面に対して１５°以内の角度をなす｛１００｝面の面積率を２０％以下とすることが困難となる。
仕上圧延の際の平均１パス圧下率を１０〜２５％とする理由は以下の通りである。平均１パス圧下率が１０％未満である場合、板厚１／２部において｛１００｝集合組織が発達し、鋼板の圧延方向の垂直な面に対して１５°以内の角度をなす｛１００｝面の面積率を２０％以下とすることが困難となる。平均１パス圧下率を２５％超とすることは、圧延機の負担が極めて大きくなるため、実現が困難である。
仕上圧延の際の累積圧下率を６０〜８５％とする理由は、以下の通りである。仕上圧延の際の累積圧下率が６０％未満では、転位の蓄積によって結晶粒微細化および所定の集合組織の発達を行うことが困難となる。仕上圧延の際の累積圧下率が８５％超では、転位の蓄積による結晶粒微細化効果が飽和し、さらに生産性が低下する。結晶粒の微細化のため、仕上圧延終了時の温度を８４０℃以下とする。
（加速冷却工程）
上記の熱間圧延に続いて、板厚中心温度が７４０℃以上から５５０℃以下になるまで、１５〜６０℃／ｓの板厚中心冷却速度で加速冷却を施す。
加速冷却開始時の板厚中心温度（加速冷却開始温度）が７４０℃未満になると、フェライト変態が進行し、金属組織が粗粒化するので、結晶粒を微細化させることが困難である。加速冷却の板厚中心冷却速度が１５℃／ｓ未満になると、結晶粒を微細化させることが困難になる。加速冷却開始時の板厚中心冷却速度が６０℃／ｓを超える場合、フェライト面積率が５０％未満となり、所定の平均結晶粒径、および集合組織とするのが困難になる。加速冷却開始時の板厚中心温度（加速冷却停止温度）が５５０℃を超えると、結晶粒を微細化させることが困難になる。加速冷却停止温度の下限値を規定する必要はないが、水温以下の温度にはできないので、水温または室温（例えば約２５℃）を下限値とする。加速冷却の板厚中心冷却速度の上限値を規定する必要はないが、装置の冷却能力を考慮すると、７０℃／ｓが加速冷却の板厚中心冷却速度の上限値となる。
鋼片および鋼板の板厚中心温度を制御対象とすることにより、本実施形態に係る鋼板を製造することができる。鋼板の表面温度を制御対象とするよりも、鋼板の板厚中心温度を制御対象とすることが好ましい。鋼板の板厚中心温度を制御対象とすることにより、板厚が変化した場合などにも適切に製造条件を制御することができ、材質のばらつきが小さい、品質のよい鋼板を効率よく製造することができる。
圧延工程では、通常、加熱から圧延までの間、鋼板の表面温度等を測定しながら鋼板内部の温度分布を計算し、その温度分布の計算結果から圧延反力などを予測しながら、圧延の制御を行っている。このように、圧延中に鋼板中心温度を容易に求めることができる。加速冷却を行う場合も、同様に板厚内部の温度分布を予測しながら、加速冷却の制御を行っている。
加速冷却を施した後、必要に応じて３００〜６５０℃で焼戻しを行ってもよい。
３００℃未満での焼戻しでは、焼戻しの効果が得られにくい。焼戻し温度が６５０℃を超えると、軟化量が大きくなり、強度、靭性の確保が困難になる。焼戻し温度は、好ましくは４００〜６００℃であり、さらに好ましくは４５０〜５５０℃である。
本実施形態に係る鋼板の製造方法は、上述の製造方法に限定されない。鋼板の製造方法が上述以外の製造方法であっても、その鋼材の含有量および組織などが規定範囲内にあれば、その鋼板は、本実施形態に係る鋼板であると見なされる。
以下、実施例に基づいて、本発明の効果について説明する。
製鋼工程において溶鋼の化学組成を調整し、その後、連続鋳造によって鋼片Ａ〜ＡＩを製造した。鋼片Ａ〜Ｏが発明鋼であり、鋼片Ｐ〜ＡＩが比較鋼である。
実施例１〜２０、及び比較例２１〜５３では、先ず鋼片Ａ〜ＡＩを再加熱し、さらに、鋼片Ａ〜ＡＩに圧延を施して厚さが１０〜３８ｍｍの鋼板とし、続いて、鋼板を水冷した。その後、必要に応じて鋼板に熱処理を行った。
表１Ａ及び表１Ｂに鋼片Ａ〜ＡＩの化学組成を示す。表１Ａ及び表１Ｂ中の下線は、その下線が付された数値が本発明の規定範囲外であることを示し、斜体は、不純物として含まれた量の分析値を示す。
Figure 2015098642
Figure 2015098642
表２Ａ〜表２Ｄに、鋼板の製造方法を示す。表２Ａ〜表２Ｄ中の下線は、その下線が付された数値が好ましくない製造条件であることを示す。なお、製造方法における温度及び冷却速度は、板厚中心位置の値である。この値は、実測された表面温度から、公知の差分法による熱伝導解析により求めた。
Figure 2015098642
Figure 2015098642
Figure 2015098642
Figure 2015098642
製造した各鋼板について、Ａｌ添加後の溶存酸素量、還流後の溶存酸素量、各金属組織相の面積分率、集合組織、平均結晶粒径、各粒子の個数密度、及び機械的性質を測定した。
Ａｌ添加後の溶鋼の溶存酸素量、および還流後の溶鋼の溶存酸素量は、例えば「起電力測定による転炉炉中溶鋼酸素の迅速分析」（井樋田等、鉄と鋼、社団法人日本鉄鋼協会、１９７２年第１０号、Ｐ１２５〜１３２）に記載されているような、公知の起電力測定法によって求めた。
各金属組織相の面積分率（フェライト面積率、パーライト面積率、およびベイナイト面積率、ＭＡ面積率）は、先ず光学顕微鏡により板厚１／２部の金属組織を５００倍の倍率で撮影し、次に画像解析により撮影像中の各相の総面積を求め、さらに各相の総面積を撮影像全体の面積で除することによって求めた。
平均結晶粒径は、以下の方法によって求めた。先ず、ＥＢＳＤ法により、板厚１／２部の５００μｍ×５００μｍの領域を測定することを、測定位置を１μｍずつ動かしながら繰り返し行った。ここで、隣接粒との結晶方位差が１５°以上の境界を結晶粒界と定義し、この結晶粒界の円相当径を結晶粒径と定義し、上述の測定結果から結晶粒径を求めた。次いで、結晶粒径の個数分布を求め、この個数分布から、結晶粒の加重平均値を求め、これを平均結晶粒径とした。加重平均値を求める際の分割数Ｎは２０とした。
集合組織を示す｛１００｝面積率は、先ず鋼板の板厚１／２部中の、主圧延方向に垂直な面に対し１５°以内の角度をなす｛１００｝面のマップを作成し、次いでその｛１００｝面の総面積を測定面積で除することによって求めた。
各粒子の個数密度（粒径０．５〜２．０μｍのＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子および複合粒子の個数密度の合計、および粒径１〜１０μｍの酸化物の粒子の個数密度）の測定は、以下の手順により行われた。まず、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて、板厚１／２部の１ｍｍ×１ｍｍの領域において、反射電子像を撮影し、画像解析により反射電子像中の粒子（粒径０．５〜２．０μｍのＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子および複合粒子、ならびに粒径１〜１０μｍの酸化物粒子の両方を含む種々の粒子）を識別した。次に、ＥＤＳによって各粒子の組成を分析し、１質量％以上のＴｉと１質量％未満のＯと１質量％以上のＮとを含む粒子をＴｉＮ粒子と判断し、１質量％以上のＭｎと１質量％以上のＳと１質量％未満のＯとを含む粒子をＭｎＳ粒子と判断し、ＴｉＮ粒子の定義とＭｎＳ粒子の定義とを同時に満たす粒子を複合粒子と判断し、１質量％以上のＯを含む粒子を酸化物粒子と判断した。さらに、粒子像を撮影し、画像解析によって各粒子の円相当径及び個数を求めることで、粒径０．５〜２．０μｍのＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子および複合粒子の個数密度の合計、および粒径１〜１０μｍの酸化物の粒子の個数密度を求めた。
機械的性質のうち、母材の降伏応力、およびシャルピー吸収エネルギーは、板厚中心部から採取した試験片に試験を行い、その結果を各鋼板の代表値とすることによって得られた。
降伏応力を求めるための引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１年）の「金属材料引張試験方法」に準拠し、１Ｂ号試験片を用いて行われた。１試料に対して２本の試験片を採取して試験測定し、２つの測定値の平均値を求めて、この平均値を降伏応力として表３Ｃおよび表３Ｄに示した。
シャルピー吸収エネルギーを求めるためのシャルピー衝撃試験は、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５年）の「金属材料のシャルピー衝撃試験方法」に準拠して行われた。１試料に対して３つの試験片を採取して、試験温度を−８０℃とした状態で試験を行い、３つの吸収エネルギー測定値の平均値を求めてこの平均値をシャルピー吸収エネルギーとして、表３Ｃおよび表３Ｄに示した。
母材のアレスト性を求めるための試験は、ＮＫ船級協会 鋼船規則検査要領 Ｋ編 付属書 Ｋ３．１２．２−１．（２０１２年）の「脆性亀裂伝播停止靭性値Ｋｃａ試験方法に関する検査要領」に準拠し、元厚及び板幅が５００ｍｍのＥＳＳＯ試験片を用いて行われた。試験により、−６０℃におけるアレスト靭性値Ｋｃａを求めた。
継手靭性は、以下のようにして求めた。先ず、溶接入熱が５８〜２１６ｋＪ／ｃｍのサブマージアーク、またはエレクトロガスアーク溶接法による溶接を試験Ｎｏ．１〜５３の鋼板に実施して、１パスの突き合わせ溶接継手を作製した。次に、各溶接継手からシャルピー衝撃試験片を３０個ずつ採取した。この際に、板厚１／４部における溶融線（ＦＬ）に沿って、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片のノッチを形成した。これら試験片に対してシャルピー衝撃試験を実施して、−６０℃での吸収エネルギーの平均値を求めた。さらに、吸収エネルギー値の分布が正規分布に従うと仮定して統計解析を行い、各試験Ｎｏ．１〜５３の鋼板の、吸収エネルギーが５０Ｊ以下となる確率を求めた。シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５年）の「金属材料のシャルピー衝撃試験方法」に準拠した。
実施例１〜２０及び比較例２１〜５３の鋼板に対するこれらの測定結果を、表３Ａ〜表３Ｄに示す。母材の−８０℃での平均シャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上である場合、母材靱性が良好であると判断された。母材のＫｃａが４０００Ｎ／ｍｍ１．５以上である場合、母材アレスト性が良好であると判断された。溶接継手の熱影響部の−６０℃での平均シャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であり、且つシャルピー吸収エネルギーが５０Ｊ以下となる確率が１０％以下である場合、継手靱性が良好であると判断した。表３Ａ〜３Ｄの下線は、その下線が付された数値が本発明の規定範囲外であること、または上述の合否基準に鑑みて不合格であることを示す。
Figure 2015098642
Figure 2015098642
Figure 2015098642
Figure 2015098642
実施例１〜２０は、本発明の条件を全て満足するので、母材強度、母材靭性、母材アレスト性、および継手靭性の全てが良好であった。
比較例２１〜５３は、下線が付された数値が本発明の規定範囲から外れていたので、良好な結果が得られなかった。以下に、具体的に説明する。
比較例２１〜４０は、化学成分が本発明の規定範囲から外れるので、母材強度、母材靭性、母材アレスト性、および継手靭性の少なくとも一つに問題があった。
比較例４１では、加熱炉の雰囲気温度が高すぎたので、母材の平均結晶粒径が大きく、母材靭性、及び母材アレスト性が低かった。また比較例４１では、ＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子、およびそれらの複合粒子の粒子個数密度が小さかったので、継手靭性が低かった。
比較例４２では、加熱炉での均熱保持温度が高すぎたので、母材の平均結晶粒径が大きく、母材靭性、及び母材アレスト性が低かった。
比較例４３では、加熱炉の雰囲気温度、及び均熱保持温度の両方が高すぎたので、母材のフェライト分率が低く、ベイナイト分率が高く、母材の平均結晶粒径および母材の｛１００｝面積率が大きくなった。これにより、母材靭性、及び母材アレスト性が低かった。また比較例４３では、ＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子、およびそれらの複合粒子の粒子個数密度が小さかったので、継手靭性が低かった。
比較例４４では、加熱炉での均熱保持時間が長すぎたので、母材の平均結晶粒径が大きく、母材靭性、及び母材アレスト性が低かった。また、ＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子、およびそれらの複合粒子の粒子個数密度が小さかったので、継手靭性が低かった。
比較例４５では、粗圧延の累積圧下率が小さすぎたので、母材のフェライト分率が低く、母材のベイナイト分率が高く、母材の平均結晶粒径および母材の｛１００｝面積率が大きかった。これにより、母材靭性、及び母材アレスト性が低かった。
比較例４６では、仕上圧延温度が高すぎたので、母材の平均結晶粒径が大きく、母材靭性、及び母材アレスト性が低かった。
比較例４７では、仕上圧延温度が低すぎたので、母材の｛１００｝面積率が大きく、これにより母材靭性、及び母材アレスト性が低かった。
比較例４８では、仕上圧延の平均１パス圧下率が小さすぎたので、母材の｛１００｝面積率が大きく、これにより母材アレスト性が低かった。
比較例４９では、仕上圧延の累積圧下率が小さすぎたので、母材の平均結晶粒径が大きく、これにより母材靭性、及び母材アレスト性が低かった。
比較例５０では、板厚が大きすぎたので、母材の平均結晶粒径が大きく、これにより母材靭性、及び母材アレスト性が低かった。また、板厚が大きいゆえに、溶接入熱が大きすぎたので、継手靭性が低かった。
比較例５１では、冷却開始温度が低すぎたので、母材のフェライト分率が大きく、母材のベイナイト分率が低く、母材の平均結晶粒径が大きく、これにより母材強度、母材靭性、及び母材アレスト性が低かった。
比較例５２では、冷却速度が小さすぎたので、母材のフェライト分率が大きく、母材のベイナイト分率が低く、母材の平均結晶粒径が大きく、これにより母材強度、母材靭性、及び母材アレスト性が低かった。
比較例５３では、冷却停止温度が高すぎたので、母材のフェライト分率が大きく、母材のベイナイト分率が低く、母材の平均結晶粒径が大きく、これにより母材強度、母材靭性、及び母材アレスト性が低かった。
以上の実施例から、本発明を適用することにより、製造コストが低く、生産性が高く、強度が高く、板厚が厚く、かつ継手靭性の劣化がない、アレスト性に優れた高強度鋼板を提供できることが確認された。
なお、本発明は上述した実施形態に限定されるものではない。本発明の主旨を逸脱しない範囲内で種々変更して実施することが可能である。
本発明によれば、製造コストが低く、生産性が高い、溶接熱影響部の靭性と母材の脆性き裂伝播停止性能に優れた鋼板、及び溶接熱影響部の靭性に優れた溶接継手を提供することができる。
（１）本発明の一態様に係る鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０４０〜０．０９０％、Ｓｉ：０．０１〜０．２０％、Ｍｎ：１．３０〜１．８０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｎｂ：０．００３〜０．０３０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、Ｂ：０．０００３〜０．００４０％、Ｎ：０．００２０〜０．００８０％、Ｏ：０．０００５〜０．００４０％、Ｃｕ：０〜１．００％、Ｎｉ：０〜１．００％、Ｃｒ：０〜１．００％、Ｍｏ：０〜０．５００％、Ｖ：０〜０．１００％、Ｃａ：０〜０．００５０％、Ｍｇ：０〜０．００５０％、ＲＥＭ：０〜０．００５０％、および残部：鉄および不純物であり、Ａ式によって定義される炭素当量ＣＥが０．３０〜０．４０質量％であり、Ｂ式によって定義されるＳＯＬＢが−０．００１５〜＋０．００１５質量％であり、金属組織が、フェライト及びベイナイトを含む混合組織、又は前記フェライト、パーライト及び前記ベイナイトを含む混合組織であり、前記フェライトの面積率が５０〜９０％、前記ベイナイトの面積率が１０〜５０％、かつ前記パーライトの面積率が０〜１０％であり、前記金属組織中のＭＡの面積率が０〜５％であり、板厚１／２部では、互いの結晶方位差が１５°以上である、隣り合う結晶の間の境界を結晶粒界と定義し、前記結晶粒界によって囲まれた領域を結晶粒と定義し、分割数Ｎを、１０以上の整数に設定した場合に、Ｅ式によって定義される前記結晶粒の粒径の加重平均値ＤＡＶＥが３．０〜１７．０μｍであり、前記板厚１／２部では、圧延方向に垂直な面に対して１５°以内の角度をなす｛１００｝面の面積率が２．０〜２０．０％であり、板厚１／４部では、１質量％以上のＴｉと１質量％未満のＯと１質量％以上のＮとを含む粒子をＴｉＮ粒子と定義し、１質量％以上のＭｎと１質量％以上のＳと１質量％未満のＯとを含む粒子をＭｎＳ粒子と定義し、前記ＴｉＮ粒子の定義と前記ＭｎＳ粒子の定義とを同時に満たす粒子を複合粒子と定義した場合に、０．５〜２．０μｍの円相当径をそれぞれ有する前記ＴｉＮ粒子、前記ＭｎＳ粒子、及び前記複合粒子の個数密度の合計が２０〜２００個／ｍｍ２であり、前記板厚１／４部では、１質量％以上のＯを含む粒子を酸化物粒子と定義した場合に、１〜１０μｍの円相当径を有する前記酸化物粒子の個数密度が２０〜２００個／ｍｍ２であり、板厚が１０〜３５ｍｍであり、降伏応力が３００〜５００ＭＰａである。
ＣＥ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（Ａ）
ＳＯＬＢ＝０．２２６×Ｔｉ＋Ｂ−０．７７２×Ｎ ・・・（Ｂ）
ｐ＝（ＤＭＡＸ−ＤＭＩＮ）／Ｎ ・・・（Ｃ）
Ｄｋ＝ＤＭＩＮ＋ｐ×（ｋ−１／２） ・・・（Ｄ）
ＤＡＶＥ＝（Σ［ｋ＝１、Ｎ］（Ｄｋ×Ｓｋ））／（Σ［ｋ＝１、Ｎ］Ｓｋ） ・・・（Ｅ）
式中に記載された元素記号は、各成分の前記鋼板中での含有量を単位質量％で示し、ＤＭＡＸは、最大の前記結晶粒の前記粒径を単位μｍで示し、ＤＭＩＮは、最小の前記結晶粒の前記粒径を単位μｍで示し、ｋは１以上Ｎ以下の整数であり、Ｓｋは、（ＤＭＩＮ＋ｐ×（ｋ−１））μｍ以上（ＤＭＩＮ＋ｐ×ｋ）μｍ未満の円相当径を有する前記結晶粒の合計面積率を単位％で示す。

Claims (13)

  1. 化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．０４０〜０．０９０％、
    Ｓｉ：０．０１〜０．２０％、
    Ｍｎ：１．３０〜１．８０％、
    Ｐ：０．０２０％以下、
    Ｓ：０．００１〜０．０１０％、
    Ａｌ：０．００５〜０．１００％、
    Ｎｂ：０．００３〜０．０３０％、
    Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、
    Ｂ：０．０００３〜０．００４０％、
    Ｎ：０．００２０〜０．００８０％、
    Ｏ：０．０００５〜０．００４０％、
    Ｃｕ：０〜１．００％、
    Ｎｉ：０〜１．００％、
    Ｃｒ：０〜１．００％、
    Ｍｏ：０〜０．５００％、
    Ｖ：０〜０．１００％、
    Ｃａ：０〜０．００５０％、
    Ｍｇ：０〜０．００５０％、
    ＲＥＭ：０〜０．００５０％、および
    残部：鉄および不純物であり、
    Ａ式によって定義される炭素当量ＣＥが０．３０〜０．４０質量％であり、
    Ｂ式によって定義されるＳＯＬＢが−０．００１５〜＋０．００１５質量％であり、
    金属組織が、フェライト及びベイナイトを含む混合組織、又は前記フェライト、パーライト及び前記ベイナイトを含む混合組織であり、
    前記フェライトの面積率が５０〜９０％、かつ前記ベイナイトの面積率が１０〜５０％であり、
    前記金属組織中のＭＡの面積率が０〜５％であり、
    板厚１／２部では、互いの結晶方位差が１５°以上である、隣り合う結晶の間の境界を結晶粒界と定義し、前記結晶粒界によって囲まれた領域を結晶粒と定義し、分割数Ｎを、１０以上の整数に設定した場合に、Ｅ式によって定義される前記結晶粒の粒径の加重平均値ＤＡＶＥが３．０〜１７．０μｍであり、
    前記板厚１／２部では、圧延方向に垂直な面に対して１５°以内の角度をなす｛１００｝面の面積率が２．０〜２０．０％であり、
    板厚１／４部では、１質量％以上のＴｉと１質量％未満のＯと１質量％以上のＮとを含む粒子をＴｉＮ粒子と定義し、１質量％以上のＭｎと１質量％以上のＳと１質量％未満のＯとを含む粒子をＭｎＳ粒子と定義し、前記ＴｉＮ粒子の定義と前記ＭｎＳ粒子の定義とを同時に満たす粒子を複合粒子と定義した場合に、０．５〜２．０μｍの円相当径をそれぞれ有する前記ＴｉＮ粒子、前記ＭｎＳ粒子、及び前記複合粒子の個数密度の合計が２０〜２００個／ｍｍ２であり、
    前記板厚１／４部では、１質量％以上のＯを含む粒子を酸化物粒子と定義した場合に、１〜１０μｍの円相当径を有する前記酸化物粒子の個数密度が２０〜２００個／ｍｍ２であり、
    板厚が１０〜３５ｍｍであり、
    降伏応力が３００〜５００ＭＰａである
    ことを特徴とする鋼板。
    ＣＥ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（Ａ）
    ＳＯＬＢ＝０．２２６×Ｔｉ＋Ｂ−０．７７２×Ｎ ・・・（Ｂ）
    ｐ＝（ＤＭＡＸ−ＤＭＩＮ）／Ｎ ・・・（Ｃ）
    Ｄｋ＝ＤＭＩＮ＋ｐ×（ｋ−１／２） ・・・（Ｄ）
    ＤＡＶＥ＝（Σ［ｋ＝１、Ｎ］（Ｄｋ×Ｓｋ））／（Σ［ｋ＝１、Ｎ］Ｓｋ） ・・・（Ｅ）
    式中に記載された元素記号は、各成分の前記鋼板中での含有量を単位質量％で示し、ＤＭＡＸは、最大の前記結晶粒の前記粒径を単位μｍで示し、ＤＭＩＮは、最小の前記結晶粒の前記粒径を単位μｍで示し、ｋは１以上Ｎ以下の整数であり、Ｓｋは、（ＤＭＩＮ＋ｐ×（ｋ−１））μｍ以上（ＤＭＩＮ＋ｐ×ｋ）μｍ未満の円相当径を有する前記結晶粒の合計面積率を単位％で示す。
  2. 前記化学組成が、質量％で、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％であることを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
  3. 前記化学組成が、質量％で、Ａｌ：０．０１５〜０．０６０％であることを特徴とする請求項１または２に記載の鋼板。
  4. 前記化学組成が、質量％で、Ｍｏ：０〜０．０１０％であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼板。
  5. 前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．０１８％であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の鋼板。
  6. 前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．００２０％であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の鋼板。
  7. 前記化学組成が、質量％で、Ｎ：０．００２５〜０．００６０％であることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の鋼板。
  8. 前記化学組成が、質量％で、Ｏ：０．００１０〜０．００３０％であることを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の鋼板。
  9. 前記ＳＯＬＢが、−０．００１０〜＋０．０００５質量％であることを特徴とする請求項１〜８のいずれか１項に記載の鋼板。
  10. 前記結晶粒の前記加重平均値ＤＡＶＥが３．０〜１３．０μｍであることを特徴とする請求項１〜９のいずれか１項に記載の鋼板。
  11. 前記円相当径がそれぞれ０．５〜２．０μｍの前記ＴｉＮ粒子、前記ＭｎＳ粒子、及び前記複合粒子の前記個数密度の前記合計が５０〜１４０個／ｍｍ２であることを特徴とする請求項１〜１０のいずれか１項に記載の鋼板。
  12. 前記円相当径が１〜１０μｍの前記酸化物粒子の前記個数密度が２０〜１５０個／ｍｍ２であることを特徴とする請求項１〜１１のいずれか１項に記載の鋼板。
  13. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｃｕ：０．１０〜１．００％、
    Ｎｉ：０．１０〜１．００％、
    Ｃｒ：０〜０．１０％、
    Ｍｏ：０〜０．１００％、
    Ｖ：０〜０．００５％
    であることを特徴とする請求項１〜１２のいずれか１項に記載の鋼板。
JP2014129724A 2013-11-19 2014-06-24 鋼板 Active JP5713135B1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014129724A JP5713135B1 (ja) 2013-11-19 2014-06-24 鋼板
KR1020140157187A KR101642196B1 (ko) 2013-11-19 2014-11-12 강판
CN201410655674.5A CN104651714B (zh) 2013-11-19 2014-11-18 钢板

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2013/081137 WO2015075771A1 (ja) 2013-11-19 2013-11-19 鋼板
WOPCT/JP2013/081137 2013-11-19
JP2014129724A JP5713135B1 (ja) 2013-11-19 2014-06-24 鋼板

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP5713135B1 JP5713135B1 (ja) 2015-05-07
JP2015098642A true JP2015098642A (ja) 2015-05-28

Family

ID=53243350

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2014129724A Active JP5713135B1 (ja) 2013-11-19 2014-06-24 鋼板

Country Status (3)

Country Link
JP (1) JP5713135B1 (ja)
KR (1) KR101642196B1 (ja)
CN (1) CN104651714B (ja)

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2018024907A (ja) * 2016-08-09 2018-02-15 新日鐵住金株式会社 鋼板およびその鋼板の製造方法
JP2019035107A (ja) * 2017-08-14 2019-03-07 新日鐵住金株式会社 鋼板および鋼板の製造方法
JP2019035112A (ja) * 2017-08-16 2019-03-07 新日鐵住金株式会社 鋼材
WO2019069771A1 (ja) * 2017-10-03 2019-04-11 新日鐵住金株式会社 鋼板および鋼板の製造方法
JP2019056148A (ja) * 2017-09-21 2019-04-11 新日鐵住金株式会社 高張力厚鋼板およびその製造方法
JP6813128B1 (ja) * 2019-11-13 2021-01-13 日本製鉄株式会社 鋼材
CN112746219A (zh) * 2019-12-30 2021-05-04 宝钢湛江钢铁有限公司 低屈强比、高韧性及高焊接性YP500MPa级钢板及其制造方法
WO2022097588A1 (ja) * 2020-11-05 2022-05-12 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板および鋼板の製造方法
CN115491613A (zh) * 2022-07-06 2022-12-20 鞍钢股份有限公司 热加工和焊接性良好的结构管用宽厚钢板及其生产方法
KR20230041045A (ko) 2020-11-05 2023-03-23 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 강판 및 그 제조 방법

Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2016143812A1 (ja) * 2015-03-09 2016-09-15 新日鐵住金株式会社 熱間圧延鋼材および鋼部品
US11519061B2 (en) * 2015-08-31 2022-12-06 Nippon Steel Corporation Steel sheet
WO2017043660A1 (ja) * 2015-09-11 2017-03-16 新日鐵住金株式会社 鋼板およびほうろう製品
CN107557662B (zh) * 2016-06-30 2019-03-22 鞍钢股份有限公司 调质型800MPa级低成本易焊接厚钢板及其生产方法
CN106011361B (zh) * 2016-07-08 2018-07-31 华北理工大学 提高焊接性能的Mo-Nb-Ti-Mg钢冶炼方法
EP3495529B1 (en) * 2016-08-05 2021-03-03 Nippon Steel Corporation Steel sheet and plated steel sheet
KR101819356B1 (ko) * 2016-08-08 2018-01-17 주식회사 포스코 취성균열전파 저항성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법
US11299798B2 (en) 2017-05-22 2022-04-12 Jfe Steel Corporation Steel plate and method of producing same
CN114599804B (zh) * 2019-11-13 2024-03-29 日本制铁株式会社 钢材
CN111235472B (zh) * 2019-12-16 2021-05-25 首钢集团有限公司 一种420MPa级低合金耐蚀钢及其制备方法、应用
CN112746218B (zh) * 2019-12-30 2021-11-16 宝钢湛江钢铁有限公司 低成本、高止裂、可大热输入焊接yp420级钢板及其制造方法
CN111020397A (zh) * 2020-01-16 2020-04-17 五矿营口中板有限责任公司 焊接性能良好的高强度高韧性正火q370桥梁钢板及生产方法
CN113025915B (zh) * 2021-03-04 2022-02-01 东北大学 一种高强韧性钒氮微合金化热轧钢管及其制造方法
CN115354240B (zh) * 2022-08-24 2022-12-27 山东钢铁集团日照有限公司 一种经济型耐海水冲蚀钢板及其制造方法
CN116984393B (zh) * 2023-09-25 2024-01-02 太原理工大学 一种轧制力和各层厚度预测方法、装置、设备及介质

Family Cites Families (50)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5526164A (en) 1978-08-14 1980-02-25 Fuji Kikai Seisakusho Kk Product supplying device
JPS5947323A (ja) 1982-09-10 1984-03-17 Nippon Steel Corp 溶接部靭性および脆性破壊伝播停止特性の優れた高張力鋼の製造法
JPH064903B2 (ja) 1985-04-09 1994-01-19 新日本製鐵株式会社 脆性き裂伝播停止特性の優れた厚鋼板およびその製造法
JP2633757B2 (ja) 1991-11-29 1997-07-23 新日本製鐵株式会社 脆性破壊伝播停止特性の優れた溶接用構造用鋼板とその製造方法
JPH05186848A (ja) 1992-01-10 1993-07-27 Nippon Steel Corp 溶接熱影響部靭性の優れた大入熱溶接用鋼
JPH05239528A (ja) 1992-02-28 1993-09-17 Nippon Steel Corp 大入熱溶接熱影響部靭性の優れた低温用鋼材の製造方法
JPH06136483A (ja) 1992-10-22 1994-05-17 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靱性の優れた低温用鋼板
JP3297107B2 (ja) 1992-12-25 2002-07-02 川崎製鉄株式会社 溶接性の優れた低温用鋼の製造方法
JP2944842B2 (ja) 1993-04-06 1999-09-06 新日本製鐵株式会社 Ｔｉ−Ａｌ複合系酸化物が分散した溶接部の靭性に優れた溶接低温用鋼の製造方法
JP3222007B2 (ja) 1994-03-08 2001-10-22 新日本製鐵株式会社 大入熱溶接熱影響部靭性の良好な溶接構造用鋼材の製造方法
JP3238271B2 (ja) 1994-03-08 2001-12-10 新日本製鐵株式会社 大入熱溶接熱影響部靭性の優れた低温用鋼材の製造方法
JP3464566B2 (ja) 1995-06-21 2003-11-10 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部靱性の優れた低温用鋼材
JPH093597A (ja) 1995-06-21 1997-01-07 Nippon Steel Corp 溶接熱影響部靱性の優れた低温用鋼材およびその製造方法
JP3434125B2 (ja) 1996-06-04 2003-08-04 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の靱性が優れた構造用鋼板
JP3492282B2 (ja) 1999-09-30 2004-02-03 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部靱性に優れた溶接構造用鋼
JP3502822B2 (ja) 2000-02-10 2004-03-02 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部靭性の優れた鋼材およびその製造方法
JP3546820B2 (ja) 2000-08-10 2004-07-28 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部靱性に優れる鋼材
JP3788340B2 (ja) 2001-05-17 2006-06-21 Ｊｆｅスチール株式会社 大入熱溶接の溶接継手
JP2003221619A (ja) 2002-01-31 2003-08-08 Kobe Steel Ltd アレスト特性および延性破壊特性に優れた厚鋼板の製造方法
JP3616609B2 (ja) 2002-04-22 2005-02-02 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部靭性の優れた鋼材
JP2005008967A (ja) 2003-06-20 2005-01-13 Jfe Steel Kk 溶接構造用鋼
JP4120531B2 (ja) 2003-08-27 2008-07-16 Ｊｆｅスチール株式会社 超大入熱溶接熱影響部靱性に優れる建築構造用高強度厚鋼板の製造方法
JP4660250B2 (ja) 2004-04-07 2011-03-30 新日本製鐵株式会社 大入熱溶接による溶接熱影響部の低温靭性に優れた厚手高強度鋼板
JP4673784B2 (ja) 2006-04-11 2011-04-20 新日本製鐵株式会社 優れた溶接熱影響部靭性を有する高強度鋼板およびその製造方法
JP4058097B2 (ja) 2006-04-13 2008-03-05 新日本製鐵株式会社 アレスト性に優れた高強度厚鋼板
JP5151090B2 (ja) 2006-08-18 2013-02-27 Ｊｆｅスチール株式会社 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
JP5034392B2 (ja) 2006-09-12 2012-09-26 Ｊｆｅスチール株式会社 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
JP5181461B2 (ja) 2006-10-31 2013-04-10 Ｊｆｅスチール株式会社 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
JP5181460B2 (ja) 2006-10-31 2013-04-10 Ｊｆｅスチール株式会社 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
JP5064149B2 (ja) 2006-12-14 2012-10-31 新日本製鐵株式会社 脆性き裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板及びその製造方法
JP5064150B2 (ja) 2006-12-14 2012-10-31 新日本製鐵株式会社 脆性き裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板
JP5181496B2 (ja) 2007-02-28 2013-04-10 Ｊｆｅスチール株式会社 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
JP4946512B2 (ja) 2007-02-28 2012-06-06 Ｊｆｅスチール株式会社 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
JP5061649B2 (ja) 2007-02-28 2012-10-31 Ｊｆｅスチール株式会社 脆性き裂伝播停止特性に優れた厚さ５０ｍｍ以上の厚鋼板
JP5076939B2 (ja) 2008-02-07 2012-11-21 Ｊｆｅスチール株式会社 大入熱溶接部の靭性および脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法
JP5146033B2 (ja) 2008-03-19 2013-02-20 Ｊｆｅスチール株式会社 大入熱溶接部の靭性および脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法
JP5146043B2 (ja) 2008-03-26 2013-02-20 Ｊｆｅスチール株式会社 大入熱溶接部の靭性および脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法
US8110292B2 (en) * 2008-04-07 2012-02-07 Nippon Steel Corporation High strength steel plate, steel pipe with excellent low temperature toughness, and method of production of same
JP5146198B2 (ja) 2008-08-22 2013-02-20 Ｊｆｅスチール株式会社 大入熱溶接部の靭性および脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法
JP5493557B2 (ja) 2009-07-31 2014-05-14 Ｊｆｅスチール株式会社 大入熱溶接用鋼材
WO2011027900A1 (ja) * 2009-09-02 2011-03-10 新日本製鐵株式会社 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管
JP2011068952A (ja) 2009-09-25 2011-04-07 Sumitomo Metal Ind Ltd アレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板
JP4874435B2 (ja) * 2010-02-08 2012-02-15 新日本製鐵株式会社 厚鋼板の製造方法
CN102666885B (zh) * 2010-02-15 2013-08-07 新日铁住金株式会社 厚钢板的制造方法
JP5477578B2 (ja) 2010-04-01 2014-04-23 新日鐵住金株式会社 脆性き裂伝播停止特性に優れた厚手高強度鋼板及びその製造方法
JP5494166B2 (ja) 2010-04-14 2014-05-14 新日鐵住金株式会社 極低温用厚鋼板およびその製造方法
JP5630322B2 (ja) 2011-02-24 2014-11-26 Ｊｆｅスチール株式会社 靭性に優れる高張力鋼板とその製造方法
CN102828116A (zh) * 2011-06-14 2012-12-19 鞍钢股份有限公司 基于tmcp工艺的表层超细晶高强度钢板及其制造方法
JP5397460B2 (ja) * 2011-12-27 2014-01-22 Ｊｆｅスチール株式会社 耐疲労亀裂伝播特性に優れる鋼材の製造方法
CN102994874B (zh) * 2012-10-23 2016-03-02 鞍钢股份有限公司 屈服强度500MPa级高止裂韧性钢板及其生产方法

Cited By (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2018024907A (ja) * 2016-08-09 2018-02-15 新日鐵住金株式会社 鋼板およびその鋼板の製造方法
JP2019035107A (ja) * 2017-08-14 2019-03-07 新日鐵住金株式会社 鋼板および鋼板の製造方法
JP7066997B2 (ja) 2017-08-16 2022-05-16 日本製鉄株式会社 鋼材
JP2019035112A (ja) * 2017-08-16 2019-03-07 新日鐵住金株式会社 鋼材
JP2019056148A (ja) * 2017-09-21 2019-04-11 新日鐵住金株式会社 高張力厚鋼板およびその製造方法
WO2019069771A1 (ja) * 2017-10-03 2019-04-11 新日鐵住金株式会社 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
JP6813128B1 (ja) * 2019-11-13 2021-01-13 日本製鉄株式会社 鋼材
WO2021095184A1 (ja) * 2019-11-13 2021-05-20 日本製鉄株式会社 鋼材
CN112746219A (zh) * 2019-12-30 2021-05-04 宝钢湛江钢铁有限公司 低屈强比、高韧性及高焊接性YP500MPa级钢板及其制造方法
WO2022097588A1 (ja) * 2020-11-05 2022-05-12 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板および鋼板の製造方法
JPWO2022097588A1 (ja) * 2020-11-05 2022-05-12
JP7243916B2 (ja) 2020-11-05 2023-03-22 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板および鋼板の製造方法
KR20230041045A (ko) 2020-11-05 2023-03-23 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 강판 및 그 제조 방법
CN115491613A (zh) * 2022-07-06 2022-12-20 鞍钢股份有限公司 热加工和焊接性良好的结构管用宽厚钢板及其生产方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN104651714A (zh) 2015-05-27
KR101642196B1 (ko) 2016-07-22
JP5713135B1 (ja) 2015-05-07
KR20150057998A (ko) 2015-05-28
CN104651714B (zh) 2017-05-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5713135B1 (ja) 鋼板
KR101444646B1 (ko) 어레스트성이 우수한 고강도 후강판
EP3042976B1 (en) Steel sheet for thick-walled high-strength line pipe having exceptional corrosion resistance, crush resistance properties, and low-temperature ductility, and line pipe
RU2518830C1 (ru) Горячекатаный стальной лист и способ его изготовления
KR101686257B1 (ko) 내 ｈｉｃ 성이 우수한 후육 고장력 열연강판 및 그 제조 방법
EP2309014B1 (en) Thick, high tensile-strength hot-rolled steel sheets with excellent low temperature toughness and manufacturing method therefor
JP5522084B2 (ja) 厚鋼板の製造方法
JP5574059B2 (ja) 低温靭性に優れた高強度ｈ形鋼及びその製造方法
JP5817832B2 (ja) 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
KR101719943B1 (ko) 다층 용접 조인트 ctod 특성이 우수한 후강판 및 그 제조 방법
JPWO2015064077A1 (ja) フェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法
JP2011179106A (ja) 落重特性に優れた高強度厚鋼板
WO2017183719A1 (ja) 高張力鋼および海洋構造物
JP2009068050A (ja) 母材低温靭性に優れた大入熱溶接用高張力鋼板
JP2012207237A (ja) 多層盛溶接部の靭性に優れた降伏強さ５００ＭＰａ級厚鋼板およびその製造方法
WO2014175122A1 (ja) Ｈ形鋼及びその製造方法
JP5994819B2 (ja) 耐衝撃性に優れた鋼板及びその製造方法
JP2016141834A (ja) 靭性に優れた高強度極厚ｈ形鋼及びその製造方法
JP6645373B2 (ja) 厚鋼板とその製造方法
JP2017193759A (ja) 厚鋼板およびその製造方法
WO2015075771A1 (ja) 鋼板
JP2004300567A (ja) 高張力鋼板およびその製造方法
JP2008214653A (ja) 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
JP5668668B2 (ja) 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材並びに溶接継手、溶接継手の製造方法
WO2013175745A1 (ja) 脆性き裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
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: 20150210

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20150223

R151 Written notification of patent or utility model registration

Ref document number: 5713135

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151

S533 Written request for registration of change of name

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350