JP7127753B2 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、鋼板およびその製造方法に関する。
鋼板の用途として、船舶、高層建築物、その他の建築物、橋梁、海洋構造物、ＬＮＧ貯蔵タンクその他の大型タンク、ラインパイプ等の溶接構造物が挙げられる（例えば、特許文献１～５参照）。近年、コンテナ船の積載重量増大等のため、溶接構造物の大型化が進められている。これに伴い、鋼板には板厚の厚肉化および高強度化が求められている。加えて、上記のような溶接構造物では、一層の安全性および信頼性の観点から、低温靱性および破壊靱性のさらなる向上が課題になっている。
さらに、溶接構造物には、万が一、脆性き裂が溶接継手箇所に発生した場合でも、脆性き裂を母材で停止させる脆性き裂伝播停止特性（以下、「アレスト性」という。）が求められる。
特開２０１９－０２３３２２号公報 特開２０１９－０２３３２３号公報 特開２０１９－０２３３２４号公報 特開２０１９－０３５１０７号公報 国際公開第２０１９／０６９７７１号
しかしながら、一般的に、強度と低温靱性との間には、いわゆるトレードオフの関係が存在するため、これらを両立することは容易ではなかった。加えて、アレスト性の向上も容易ではなく、重要な課題となっていた。さらに、破壊靱性の向上に関しては、これまでほとんど検討がなされていなかったのが現状である。
本発明は、上記の課題を解決し、高い強度を有し、かつ低温靱性、破壊靱性およびアレスト性に優れる鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明は、下記の鋼板およびその製造方法を要旨とする。
（１）鋼板の化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０４０～０．１６０％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：０．７０～２．５０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｎ ：０．００１０～０．００８０％、
Ｎｂ：０．００３～０．０５０％、
Ｔｉ：０．００３～０．０５０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
前記鋼板の圧延方向に垂直な断面において、前記鋼板の厚さをｔとした時に、前記鋼板の表面から１／４ｔの位置における金属組織が、
面積％で、８０％以上のベイナイトを含み、かつ、
前記ベイナイトを構成するベイニティックフェライトの長軸方向の平均長さが１０μｍ以下であり、
前記鋼板の圧延方向および厚さ方向に平行な断面において、前記鋼板の表面から１／４ｔの位置における旧オーステナイト粒の、厚さ方向における平均長さが２０μｍ以下であり、アスペクト比の平均が２．５以上であり、
前記鋼板の圧延方向に垂直な断面において、
前記鋼板の表面から１／１０ｔの位置における結晶粒界密度が５００～１１００ｍｍ／ｍｍ２、
前記鋼板の表面から１／４ｔの位置における結晶粒界密度が４００～１０００ｍｍ／ｍｍ２、
前記鋼板の表面から１／２ｔの位置における結晶粒界密度が３００～９００ｍｍ／ｍｍ２である、
鋼板。
（２）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｃｕ：１．５０％以下、
Ｎｉ：２．５０％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｖ ：０．１５０％以下、および
Ｂ ：０．００５０％以下、
からなる群から選択される少なくとも１種以上を含有するものである、
上記（１）に記載の鋼板。
（３）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｍｇ ：０．０１００％以下、
Ｃａ ：０．０１００％以下、および
ＲＥＭ：０．０１００％以下、
からなる群から選択される少なくとも１種以上を含有するものである、
上記（１）または（２）に記載の鋼板。
（４）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｚｒ：０．０１００％以下、および
Ｔｅ：０．０１００％以下、
からなる群から選択される少なくとも１種以上を含有するものである、
上記（１）から（３）までのいずれかに記載の鋼板。
（５）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｗ ：１．００％以下、および
Ｓｎ：０．５０％以下、
からなる群から選択される少なくとも１種以上を含有するものである、
上記（１）から（４）までのいずれかに記載の鋼板。
（６）前記化学組成が、下記（ｉ）式を満足する、
上記（１）から（５）までのいずれかに記載の鋼板。
１．７≦Ｔｉ／Ｎ≦３．４ ・・・（ｉ）
但し、上記式中の元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
（７）前記化学組成が、下記（ii）式を満足し、
前記鋼板の圧延方向に垂直な断面において、前記鋼板の表面から１／１０ｔの位置におけるＴｉＮ粒子の平均円相当径が６０ｎｍ以下であり、かつ前記ＴｉＮ粒子の面積率が０．０００１％以上である、
上記（１）から（６）までのいずれかに記載の鋼板。
Ｔｉ×Ｎ≧３．０×１０－５ ・・・（ii）
但し、上記式中の元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
（８）上記（１）から（６）までのいずれか１項に記載の鋼板の製造方法であって、
上記（１）から（６）までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼片に対して、加熱工程、熱間圧延工程および加速冷却工程を順に施す、鋼板の製造方法において、
前記加熱工程では、前記鋼片を９５０～１０５０℃の加熱温度まで加熱し、
前記熱間圧延工程は、粗圧延と仕上圧延とを含み、
前記粗圧延は、前記鋼片の表面温度がＴｒｅｘ以上の範囲で実施し、
前記粗圧延における累積圧下率を１０～７５％とし、
前記仕上圧延は、前記鋼片の表面温度がＡｒ３以上Ｔｒｅｘ未満の範囲で実施し、
前記仕上圧延における累積圧下率を６５～９０％として、かつパス間時間を１５秒以下とし、
前記仕上圧延完了から、前記加速冷却工程における冷却開始までの時間を５０秒以下とし、
前記加速冷却工程では、冷却開始温度をＴｒｅｘ－１０℃以下とし、かつ、冷却開始から冷却終了までの平均冷却速度が５～５０℃／秒となる条件で、０～５５０℃の冷却停止温度まで水冷する、
鋼板の製造方法。
但し、Ａｒ３は下記（iii）式で求められ、Ｔｒｅｘは下記（iv）式で求められる。なお、下記式中の元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
Ａｒ３＝９１０－３１０×Ｃ＋６５×Ｓｉ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－５５×Ｎｉ－１５×Ｃｒ－８０×Ｍｏ ・・・（iii）
Ｔｒｅｘ＝－９１９００［Ｎｂ＊］２＋９４００［Ｎｂ＊］＋７７０ ・・・（iv）
但し、下記（v）式で求められる固溶Ｎｂ量（質量％）を、ｓｏｌ．Ｎｂとした時に、
Ｎｂ≧ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝ｓｏｌ．Ｎｂ
Ｎｂ＜ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝Ｎｂ
とする。
ｓｏｌ．Ｎｂ＝（１０（－６７７０／（Ｔ＋２７３）＋２．２６））／（Ｃ＋１２／１４×Ｎ） ・・・（v）
なお、上記式中のＴは加熱工程における鋼片の加熱温度（℃）を表す。
（９）上記（７）に記載の鋼板の製造方法であって、
溶鋼を製造する精錬工程と、前記溶鋼を連続鋳造して、上記（１）から（６）までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼片を製造する連続鋳造工程とを備え、得られた前記鋼片に対して、加熱工程、熱間圧延工程および加速冷却工程を順に施す、鋼板の製造方法において、
前記精錬工程では、前記溶鋼中の溶存Ｏ濃度が０．００５０％以下となってからＴｉを添加し、
前記連続鋳造工程では、前記鋼片の表面温度が１２００～９００℃の間における平均冷却速度を０．１～０．５℃／秒とし、
前記加熱工程では、前記鋼片を９５０～１０８０℃の加熱温度まで加熱し、
前記熱間圧延工程は、粗圧延と仕上圧延とを含み、
前記粗圧延は、前記鋼片の表面温度がＴｒｅｘ以上の範囲で実施し、
前記粗圧延における累積圧下率を１０～７５％とし、
前記仕上圧延は、前記鋼片の表面温度がＡｒ３以上Ｔｒｅｘ未満の範囲で実施し、
前記仕上圧延における累積圧下率を６５～９０％として、かつパス間時間を１５秒以下とし、
前記仕上圧延完了から、前記加速冷却工程における冷却開始までの時間を５０秒以下とし、
前記加速冷却工程では、冷却開始温度をＴｒｅｘ－１０℃以下とし、かつ、冷却開始から冷却終了までの平均冷却速度が５～５０℃／秒となる条件で、０～５５０℃の冷却停止温度まで水冷する、
鋼板の製造方法。
ここで、Ａｒ３は下記（iii）式で求められ、Ｔｒｅｘは下記（iv）式で求められる。なお、下記式中の元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
Ａｒ３＝９１０－３１０×Ｃ＋６５×Ｓｉ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－５５×Ｎｉ－１５×Ｃｒ－８０×Ｍｏ ・・・（iii）
Ｔｒｅｘ＝－９１９００［Ｎｂ＊］２＋９４００［Ｎｂ＊］＋７７０ ・・・（iv）
但し、下記（v）式で求められる固溶Ｎｂ量（質量％）を、ｓｏｌ．Ｎｂとした時に、
Ｎｂ≧ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝ｓｏｌ．Ｎｂ
Ｎｂ＜ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝Ｎｂ
とする。
ｓｏｌ．Ｎｂ＝（１０（－６７７０／（Ｔ＋２７３）＋２．２６））／（Ｃ＋１２／１４×Ｎ） ・・・（v）
なお、上記式中のＴは加熱工程における鋼片の加熱温度（℃）を表す。
（１０）前記加速冷却工程の後に、３５０～６５０℃の温度範囲まで加熱する焼戻し工程をさらに施す、
上記（８）または（９）に記載の鋼板の製造方法。
本発明によれば、高い強度を有し、かつ低温靱性、破壊靱性およびアレスト性に優れる鋼板を得ることが可能になる。
本発明者らは上記課題に対して詳細な検討を行った結果、以下の知見を得るに至った。
上述のように、強度と低温靱性との間には、いわゆるトレードオフの関係が存在する。加えて、本発明者らの検討の結果、強度と破壊靱性との両立も容易でないことが分かった。そこで、まず、本発明者らは高強度化と低温靱性および破壊靱性の向上とを両立する方法について検討を行った。その結果、金属組織をベイナイト主体とすることで高強度化するとともに、ベイナイト組織の微細化および扁平化に加えて、ベイナイトを構成するベイニティックフェライトを微細化することで、低温靱性だけでなく破壊靱性の低下を抑制できることが分かった。
また、熱間圧延前の加熱温度を低く制御し、かつ未再結晶域で高圧下率での仕上圧延を行うことで、ベイナイト組織の微細化および扁平化ならびにベイニティックフェライトの微細化を達成できることを見出した。
次に、アレスト性を改善する方法について検討を行った結果、鋼板の板厚方向における結晶粒界密度を制御することにより、鋼板表面に平行な方向、例えば、圧延方向と垂直または平行な方向のアレスト性を向上させることができることを見出した。
本発明は、上記知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
（Ａ）化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。また、本明細書において、数値範囲を示す「～」とは、特に断りがない場合、その前後に記載される数値を下限値および上限値として含む意味で使用される。
Ｃ：０．０４０～０．１６０％
Ｃは、鋼板の強度を確保するために０．０４０％以上含有させる。一方、Ｃ含有量が０．１６０％を超えると、良好な低温靱性および破壊靱性を確保することが困難になるので、Ｃの含有量は、０．１６０％以下とする。したがって、Ｃ含有量は０．０４０％以上、好ましくは０．０５０％以上または０．０５０％超、より好ましくは０．０６０％以上または０．０７５％超である。また、Ｃ含有量は０．１６０％以下、好ましくは０．１４０％以下、より好ましくは０．１２０％以下である。
Ｓｉ：０．０１～０．５０％
Ｓｉは、脱酸元素および強化元素として有効であるので、０．０１％以上含有させる。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、低温靱性および破壊靱性が大きく劣化するので、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１％以上、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上である。また、Ｓｉ含有量は０．５０％以下、好ましくは０．４０％以下、より好ましくは０．３５％以下、さらに好ましくは０．３０％以下である。
Ｍｎ：０．７０～２．５０％
Ｍｎは、鋼板の強度を経済的に確保するために０．７０％以上含有させる。一方、Ｍｎ含有量が２．５０％を超えると、中心偏析が顕著となり、中心偏析が生じた部分の低温靱性および破壊靱性が劣化するので、Ｍｎの含有量は、２．５０％以下とする。したがって、Ｍｎ含有量は０．７０％以上、好ましくは０．９０％以上、より好ましくは１．２０％以上である。また、Ｍｎ含有量は２．５０％以下、好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．８０％以下、さらに好ましくは１．６０％以下である。
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、不純物として鋼中に存在する元素である。低温靱性および破壊靱性を安定的に確保するために、Ｐの含有量を０．０３０％以下とする。好ましくは、０．０２０％以下、さらに好ましくは、０．０１５％以下である。下限は０％であるが、Ｐ含有量を低減させるためのコストを考慮し、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
Ｓ：０．０２０％以下
Ｓは、不純物として鋼中に存在する元素である。Ｓ含有量が０．０２０％を超えると中心偏析部において延伸したＭｎＳが多量に生成し、低温靱性、破壊靱性および延性が劣化する。このためＳ含有量を０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１０％以下である。Ｓ含有量は少ないほど好ましいので下限は特に規定しないが、製造コストの観点から、Ｓ含有量は０．０００１％以上であってもよい。
Ａｌ：０．００１～０．１００％
Ａｌは、一般的には、脱酸元素として、積極的に含有させる元素であり、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。しかし、Ａｌ含有量が過剰になると、粗大なクラスター状のアルミナ（Ａｌ２Ｏ３）系介在物の形成が助長され、低温靱性および破壊靱性が劣化する。よって、Ａｌ含有量は０．１００％以下、好ましくは０．０５０％以下である。
Ｎ：０．００１０～０．００８０％
Ｎは、Ｔｉ窒化物を形成し、鋼片加熱時にオーステナイト粒径が大きくなることを抑制する効果を有するため、０．００１０％以上含有させる。しかし、Ｎ含有量が０．００８０％を超えると、鋼板が脆化するので、Ｎの含有量は、０．００８０％以下とする。したがって、Ｎ含有量は０．００１０％以上、好ましくは０．００１５％以上、より好ましくは０．００２０％以上である。また、Ｎ含有量は０．００８０％以下、好ましくは０．００６５％以下、より好ましくは０．００６０％以下である。
Ｎｂ：０．００３～０．０５０％
Ｎｂは、鋼板の強度および靱性を向上することができる。また、所定のミクロ組織を得るためには、未再結晶オーステナイト域での圧延が必要となるところ、Ｎｂは未再結晶温度域を拡大させるために有効な元素であり、圧延温度を上昇させ、生産性向上にも寄与する。この効果を得るためには、０．００３％以上含有させる。ただし、Ｎｂの含有量が０．０５０％を超えると低温靱性、破壊靱性および溶接性が低下するので、Ｎｂの含有量は、０．０５０％以下とする。したがって、Ｎｂ含有量は０．００３％以上、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００８％以上である。また、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０１８％以下である。
Ｔｉ：０．００３～０．０５０％
Ｔｉは、鋼板の強度および靱性を向上することができる。また、Ｔｉを含有させることによりＴｉＮが形成され、鋼片加熱時にオーステナイト粒径が大きくなることを抑制する。オーステナイト粒径が大きくなると変態組織の結晶粒径も大きくなるため、所定の結晶粒界密度を得ることが困難となり、靱性およびアレスト性が低下する。ＴｉＮによる効果を得るためには、Ｔｉを０．００３％以上含有させる。
しかし、Ｔｉの含有量が０．０５０％を超えると、ＴｉＣが形成されＨＡＺ靱性が低下するので、Ｔｉの含有量は０．０５０％以下とする。したがって、Ｔｉ含有量は０．００３％以上、好ましくは０．００６％以上、より好ましくは０．００８％以上ある。また、Ｔｉ含有量は０．０５０％以下、好ましくは０．０２０％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。
また、Ｔｉ含有量はＮ含有量との関係において、下記（ｉ）式を満足するのが好ましい。Ｔｉ／Ｎの値を１．７以上とすることにより、固溶Ｎを固定し、アレスト性を向上させることができる。なお、固溶Ｎが過剰な場合、例えば、固溶Ｎによるへき開破壊感受性の助長、固溶Ｎによる粒界脆化の促進、固溶ＮによるＭＡの形成、転位を固着するＦｅ窒化物による脆化等の現象に起因して、アレスト性が低下すると考えられる。
一方、Ｔｉ／Ｎの値を３．４以下とすることにより、粗大なＴｉＮ、ＴｉＣ等の形成を抑制し、アレスト性を向上させることができる。Ｔｉ／Ｎの値は、２．０～３．０であることが好ましく、２．３～２．７であることがより好ましい。
１．７≦Ｔｉ／Ｎ≦３．４ ・・・（ｉ）
但し、上記式中の元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
さらに、Ｔｉ含有量はＮ含有量との関係において、下記（ii）式を満足するのが好ましい。Ｔｉ×Ｎの値を３．０×１０－５以上とすることにより、後述するように、鋼板の表面から１／１０ｔ位置において、平均円相当径が６０ｎｍ以下であり、かつ面積率が０．０００１％以上であるＴｉＮ粒子が得られ、アレスト性の向上に寄与する。Ｔｉ×Ｎの値は、４．０×１０－５～１０．０×１０－５であることが好ましく、５．０×１０－５～８．０×１０－５であることがより好ましい。
Ｔｉ×Ｎ≧３．０×１０－５ ・・・（ii）
但し、上記式中の元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
本発明の鋼板の化学組成において、上記の元素に加えて、強度の向上を目的として、さらにＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢからなる群から選択される少なくとも１種以上を、以下に示す範囲において含有させてもよい。各元素の限定理由について説明する。
Ｃｕ：１．５０％以下
Ｃｕは、鋼板の強度および靱性を向上する効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕを過剰に含有させると、合金コスト上昇に見合った性能の改善が見られず、むしろ表面割れの原因となる場合がある。そのため、Ｃｕ含有量は１．５０％以下、好ましくは１．２０％以下、より好ましくは１．００％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｃｕ含有量は、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０５０％以上である。
Ｎｉ：２．５０％以下
Ｎｉは、鋼板の強度を向上させる効果を有する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。また、Ｎｉは固溶状態において鋼のマトリックス（生地）の靱性を高める効果を有する元素である。しかしながら、Ｎｉを過剰に含有させると、低温靱性、破壊靱性および溶接性が悪化する。そのため、Ｎｉ含有量は２．５０％以下、好ましくは１．００％以下、より好ましくは０．５０％以下、さらに好ましくは０．３０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｎｉ含有量は、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０５０％以上である。
Ｃｒ：１．００％以下
Ｃｒは、鋼板の強度を向上させる効果を有する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｒを過剰に含有させると、低温靱性、破壊靱性および溶接性が悪化する。そのため、Ｃｒ含有量は１．００％以下、好ましくは０．８０％以下、より好ましくは０．５０％以下、さらに好ましくは０．３０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｃｒ含有量は、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０５０％以上である。
Ｍｏ：１．００％以下
Ｍｏは、鋼板の強度を向上させる効果を有する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏを過剰に含有させると、低温靱性、破壊靱性および溶接性が悪化する。そのため、Ｍｏ含有量は１．００％以下、好ましくは０．８０％以下、より好ましくは０．５０％以下、さらに好ましくは０．３０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｍｏ含有量は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。
Ｖ：０．１５０％以下
Ｖは、鋼板の強度を向上させる効果を有する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｖを過剰に含有させると、低温靱性、破壊靱性および溶接性が悪化する。そのため、Ｖ含有量は０．１５０％以下、好ましくは０．１００％以下、より好ましくは０．０７０％以下、さらに好ましくは０．０５０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｖ含有量は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。
Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは、焼入れ性を高め、鋼板の強度向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂを過剰に含有させると、低温靱性および破壊靱性が低下する。そのため、Ｂ含有量は０．００５０％以下、好ましくは０．００４０％以下、より好ましくは０．００３０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｂ含有量は、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上である。
本発明の鋼板の化学組成において、上記の元素に加えて、介在物の制御を目的として、さらにＭｇ、ＣａおよびＲＥＭからなる群から選択される少なくとも１種以上を、以下に示す範囲において含有させてもよい。各元素の限定理由について説明する。
Ｍｇ：０．０１００％以下
Ｍｇは、脱酸元素であり、硫化物を形成することで粗大な介在物の生成を抑制し、微細な酸化物を形成して、有害な介在物の生成を抑制する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇを過剰に含有させると、粗大な酸化物、硫化物、および酸硫化物が形成されやすくなり、低温靱性および破壊靱性が低下する。そのため、Ｍｇ含有量は０．０１００％以下、好ましくは０．００７０％以下、より好ましくは０．００５０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｍｇ含有量は、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上である。
Ｃａ：０．０１００％以下
Ｃａは、脱酸元素であり、硫化物を形成することで粗大な介在物の生成を抑制し、微細な酸化物を形成して、有害な介在物の生成を抑制する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃａを過剰に含有させると、粗大な酸化物、硫化物、および酸硫化物が形成されやすくなり、低温靱性および破壊靱性が低下する。そのため、Ｃａ含有量は０．０１００％以下、好ましくは０．００７０％以下、より好ましくは０．００５０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｃａ含有量は、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上である。
ＲＥＭ：０．０１００％以下
ＲＥＭは、脱酸元素であり、硫化物を形成することで粗大な介在物の生成を抑制し、微細な酸化物を形成して、有害な介在物の生成を抑制する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭを過剰に含有させると、粗大な酸化物、硫化物、および酸硫化物が形成されやすくなり、低温靱性および破壊靱性が低下する。そのため、ＲＥＭ含有量は０．０１００％以下、好ましくは０．００７０％以下、より好ましくは０．００５０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上である。
ここで、本発明において、ＲＥＭはＳｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、前記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。なお、ランタノイドは、工業的には、ミッシュメタルの形で添加される。
本発明の鋼板の化学組成において、上記の元素に加えて、金属組織の微細化を目的として、さらにＺｒおよびＴｅからなる群から選択される少なくとも１種以上を、以下に示す範囲において含有させてもよい。各元素の限定理由について説明する。
Ｚｒ：０．０１００％以下
Ｚｒは、鋼板の組織微細化によって靱性向上に寄与する元素である。また、Ｚｒは脱酸元素としても機能する。そのため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｚｒを過剰に含有させると、低温靱性および破壊靱性が低下する。そのため、Ｚｒ含有量は０．０１００％以下、好ましくは０．００７０％以下、より好ましくは０．００５０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｚｒ含有量は、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上である。
Ｔｅ：０．０１００％以下
Ｔｅは、鋼板の組織微細化によって靱性向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔｅを過剰に含有させても、上記効果は飽和する。そのため、Ｔｅ含有量は０．０１００％以下、好ましくは０．００７０％以下、より好ましくは０．００５０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｔｅ含有量は、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上である。
本発明の鋼板の化学組成において、上記の元素に加えて、耐食性の向上を目的として、さらにＷおよびＳｎからなる群から選択される少なくとも１種以上を、以下に示す範囲において含有させてもよい。各元素の限定理由について説明する。
Ｗ：１．００％以下
Ｗは、溶解して酸素酸イオンＷＯ４ －の形でさびに吸着し、さび層中の塩化物イオンの透過を抑制し、耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｗを過剰に含有させても、上記効果が飽和するだけでなく、低温靱性および破壊靱性が低下する場合がある。そのため、Ｗ含有量は１．００％以下、好ましくは０．７５％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｗ含有量は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。
Ｓｎ：０．５０％以下
Ｓｎは、Ｓｎ２＋となって溶解し、酸性塩化物溶液中でのインヒビター作用により腐食を抑制する作用を有する元素である。また、Ｓｎには鋼のアノード溶解反応を抑制し耐食性を向上させる作用がある。そのため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｓｎを過剰に含有させても、上記効果が飽和するだけでなく、鋼板の圧延割れが発生しやすくなる。そのため、Ｓｎ含有量は０．５０％以下、好ましくは０．３０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｓｎ含有量は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。
本発明の鋼板の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。鋼板中にはＯも不純物として混入し得るが、Ｏ含有量は０．００４０％以下であれば許容される。
（Ｂ）鋼板の金属組織
本発明の鋼板の金属組織について説明する。なお、以下の説明において「％」は、「面積％」を意味する。また、本発明では、鋼板の厚さをｔとした時に、鋼板の圧延方向に垂直な断面における、該鋼板の表面から１／４ｔの位置を「Ｃ断面での１／４ｔ位置」と呼び、鋼板の圧延方向および厚さ方向に平行な断面における、該鋼板の表面から１／４ｔの位置を「Ｌ断面での１／４ｔ位置」と呼ぶこととする。さらに、上記の「圧延方向」は、仕上圧延における圧延方向を意味することとする。
ベイナイト：８０％以上
本発明において、金属組織はベイナイトが主体である。具体的には、Ｃ断面での１／４ｔ位置におけるベイナイトの面積率を８０％以上とすることで、鋼板の強度を確保することが可能となる。ベイナイトの面積率は９０％以上であることが好ましい。なお、ベイナイトの面積率に上限を設ける必要はなく、すなわち、ベイナイト単相であってもよい。
なお、残部組織として、フェライト、パーライト、マルテンサイト・オーステナイト混合相（ＭＡ相）が混入する場合があるが、これらの合計面積率が２０％以下であれば許容される。上記合計面積率は１０％以下であるのが好ましい。これらの合計面積率は少ない方が好ましく、下限値は特に限定されるものではない。例えば、上記合計面積率は０％であってもよい。また、０％超であってもよく、１％以上であってもよい。
上述のように、ベイナイトを主体とすることに加えて、ベイナイト組織を微細かつ扁平化し、さらにベイニティックフェライトを微細化することで、鋼板の強度と低温靱性および破壊靱性とを両立することができる。具体的には、ベイナイト組織が以下の規定を満足する必要がある。
ベイニティックフェライトの平均長さ：１０μｍ以下
Ｃ断面での１／４ｔ位置において、ベイナイトを構成するベイニティックフェライトの長軸方向の平均長さを１０μｍ以下とする。ベイナイトを構成するベイニティックフェライトを微細化することで、破壊靱性を確保することが可能となる。ベイニティックフェライトの平均長さは８μｍ以下であるのが好ましい。
旧オーステナイト粒の厚さ方向における平均長さ：２０μｍ以下
旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均：２．５以上
ベイナイト組織の微細化は、熱間圧延前の加熱温度を低く制御し、かつ未再結晶域で高圧下率での仕上圧延を行うことで達成できる。すなわち、ベイナイトの旧オーステナイト粒は圧延方向に伸長した形状となる。そのため、Ｌ断面での１／４ｔ位置において、旧オーステナイト粒の厚さ方向における平均長さを２０μｍ以下とし、かつアスペクト比の平均を２．５以上とする。旧オーステナイト粒の厚さ方向における平均長さは１５μｍ以下であるのが好ましい。また、旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均は２．５超であるのが好ましく、４．０以上であるのがより好ましい。
ここで、本発明において、金属組織の面積率は以下のように求める。まず、鋼板からＣ断面での１／４ｔ位置が観察面となるように、試料を採取する。そして、観察面をナイタールエッチングし、エッチング後に光学顕微鏡を用いて８視野を５００倍で撮影する。そして得られた組織写真に対し、画像解析を行い、白色に見えるものをフェライト、黒色に見えるものをパーライトとして、それぞれの面積率を求める。
次に、ナイタールエッチングした部分をレペラエッチングし、ナイタールエッチングで灰色に見えた部分について画像解析を行い、白色に見えるものをＭＡ相として面積率を求める。
ベイニティックフェライトの平均長さおよびベイナイトの面積率は、ＥＢＳＤ（Electron Back Scatter Diffraction）を用いたＫＡＭ（Kernel Average Misorientation）解析により算出する。ＫＡＭ解析において、フェライトであると判断される組織において、局所方位差が１．０°を超える領域がベイニティックフェライトである。なお、測定に際しては、長軸方向の長さが１μｍ以上であるベイニティックフェライトを対象とする。また、ベイナイトの面積率はベイニティックフェライトの面積率を合計したものである。
旧オーステナイト粒の厚さ方向における平均長さおよびアスペクト比の平均の測定は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１：２０１３に準じて行う。まず、鋼板からＬ断面での１／４ｔ位置が観察面となるように、試料を採取する。次に、観察面を鏡面研磨した後、ピクリン酸飽和水溶液を用いて、Ｂｅｃｈｅｔ－Ｂｅａｕｊａｒｄ法で腐食する。腐食によって黒色に現出した粒を旧オーステナイト粒とする。
旧オーステナイト粒を現出させた観察面を、光学顕微鏡により観察し、面積０．０５ｍｍ２以上の視野を８視野以上（合計０．４０ｍｍ２以上）撮影する。そして、光学顕微鏡により撮影した組織写真に基づいて、旧オーステナイト粒の厚さを切断法により測定し、その平均値を旧オーステナイト粒の厚さ方向における平均長さとする。なお、測定に際しては、厚さ方向の長さが１μｍ以上である旧オーステナイト粒を対象とする。
また、上記の組織写真から、各旧オーステナイト粒について、長軸方向の最大長さと、長軸方向と直交する短軸方向の最大長さとをそれぞれ測定し、その比（長軸最大長さ／短軸最大長さ）を求める。そして、その平均値を旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均とする。なお、未再結晶域で高圧下率での仕上圧延を施した場合、旧オーステナイト粒は、圧延方向に伸びた形状を示すため、長軸方向は圧延方向となり、短軸方向は板厚方向（いわゆるＮＤ方向）となる。
上記の方法で旧オーステナイト粒を十分に現出できない場合は、「鋼のオーステナイト組織の再構築法の高精度化に向けた検討」（畑顕吾、脇田昌幸、藤原知哉、河野佳織、新日鉄住金技報第４０４号（２０１６）、ｐ．２４～３０）に記載される再構築法によって旧オーステナイト粒を特定し、旧オーステナイト粒の厚さ方向における平均長さおよびアスペクト比の平均を求めることとする。
Ｃ断面での１／１０ｔ位置における結晶粒界密度：５００～１１００ｍｍ／ｍｍ２
Ｃ断面での１／４ｔ位置における結晶粒界密度：４００～１０００ｍｍ／ｍｍ２
Ｃ断面での１／２ｔ位置における結晶粒界密度：３００～９００ｍｍ／ｍｍ２
アレスト性向上における支配因子として、脆性き裂伝播の障害となる結晶粒界の寄与が大きい。結晶粒界においては隣接結晶粒間で結晶方位が異なるため、この部分においてき裂が伝播する方向が変化する。このため未破断領域が生じ、未破断領域によって応力が分散され、き裂閉口応力となる。したがって、き裂伝播の駆動力が低下し、アレスト性が向上する。また、未破断領域が最終的に延性破壊するため、脆性破壊に要するエネルギーが吸収される。このため、アレスト性が向上する。
これまでは、この結晶粒界を増加させるために結晶粒径を細かくすることが必要であると考えられていた。フェライトが主体の組織では、その通りであるが、板厚が厚く高強度の鋼では、ベイナイトの利用が不可欠である。このベイナイトはフェライトと異なり、下部組織の形状が複雑であるため、結晶粒の定義が極めて難しい。このため、円相当径に換算して結晶粒径とアレスト性との関係を求めてもばらつきが大きく、アレスト性向上に必要な結晶粒径を決定することが困難であった。
そこで、結晶粒界がき裂伝播の障害になるという基本原理に立ち返り、単位面積当たりの結晶粒界の総長さ（以下、「結晶粒界密度」という。）を定義し、それを用いてアレスト性との関係を整理すると最も相関がよいことを知見した。ここで、「結晶粒界密度」とは、「結晶方位差が１５°以上の結晶粒界の単位面積当たりの総長さ」を意味する。結晶方位差を１５°以上とした理由は、１５°未満では、結晶粒界が脆性き裂伝播の障害とはなり難く、アレスト性向上効果が減少するからである。
Ｃ断面での結晶粒界密度を、１／１０ｔ位置において５００ｍｍ／ｍｍ２以上、１／４ｔ位置において４００ｍｍ／ｍｍ２以上、１／２ｔ位置において３００ｍｍ／ｍｍ２以上とすることで、優れたアレスト性が得られる。さらに安定的にアレスト性を向上させるためには、Ｃ断面での結晶粒界密度は、それぞれ、１／１０ｔ位置において６００ｍｍ／ｍｍ２以上、１／４ｔ位置において５００ｍｍ／ｍｍ２以上、１／２ｔ位置において４００ｍｍ／ｍｍ２以上であるのが好ましい。
結晶粒界密度は増加するほどアレスト性は向上するが、過度の増加は、圧延負荷の増大を招き、ひいては生産性を低下させる。そのため、Ｃ断面での結晶粒界密度を、１／１０ｔ位置において１１００ｍｍ／ｍｍ２以下、１／４ｔ位置において１０００ｍｍ／ｍｍ２以下、１／２ｔ位置において９００ｍｍ／ｍｍ２以下とする。Ｃ断面での結晶粒界密度は、それぞれ、１／１０ｔ位置において１０００ｍｍ／ｍｍ２以下、１／４ｔ位置において９００ｍｍ／ｍｍ２以下、１／２ｔ位置において８００ｍｍ／ｍｍ２以下であるのが好ましい。
なお、極厚材のアレスト性向上のためには、板厚全体の結晶粒界密度を増加させる必要がある。後述の製造方法では、１／２ｔ位置の結晶粒界密度を主に制御する。それ以外の板厚位置では、必然的に温度は低く、冷却速度は大きくなるため、結晶粒界密度は増加する傾向にある。そのため、１／２ｔ位置の結晶粒界密度のみを規定すれば十分な場合が多い。しかし、加熱の方法によっては、板厚方向に大きな温度勾配が発生して、例えば、１／４ｔ位置と１／２ｔ位置とで、結晶粒界密度が逆転する場合もある。そのため、本発明においては、板厚平均の結晶粒界密度の代表値として、１／１０ｔ位置、１／４ｔ位置および１／２ｔ位置での結晶粒界密度を規定する。
本発明において、結晶粒界密度は、電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）法により測定する。具体的には、ＥＢＳＤ法により、１／１０ｔ位置、１／４ｔ位置および１／２ｔ位置の５００μｍ×５００μｍの領域を１μｍピッチで測定し、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、そのときの結晶粒界の総長を測定面積で除することによって求めることができる。
１／１０ｔ位置におけるＴｉＮ粒子
平均円相当径：６０ｎｍ以下
面積率：０．０００１％以上
１／１０ｔにおいて、ＴｉＮ粒子が微細分散していると、ＴｉＮ粒子によるピン止め効果が効果的に発現し、旧オーステナイトの粗大化が抑制される。その結果、１／１０ｔ位置における結晶粒界密度が増加して、より一層鋼板のアレスト性が向上する。そのため、１／１０ｔ位置に存在するＴｉＮ粒子の平均円相当径が６０ｎｍ以下であり、かつ面積率が０．０００１％以上であるのが好ましい。
ＴｉＮ粒子の平均円相当径は、５０ｎｍ以下であることがより好ましく、４０ｎｍ以下であることがさらに好ましい。ＴｉＮ粒子の平均円相当径の下限は特に限定されず、例えば、１０ｎｍ以上であってもよい。また、ＴｉＮ粒子の面積率は、０．０００２％以上であることがより好ましく、０．０００３％以上であることがさらに好ましい。ＴｉＮ粒子の面積率の上限値は特に限定されず、例えば、０．００２０％以下であってもよい。
ＴｉＮ粒子の平均円相当径および面積率は、以下の方法で測定する。まず、鋼板の１／１０ｔ位置から抽出レプリカを作製し、エネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）付きのＴＥＭで、３万倍以上の倍率により、１視野の観察面積を１５μｍ２以上として、１５～２００ｎｍの大きさの粒子を観察する。観察された全ての粒子を、ＥＤＸを用いて分析し、１質量％以上のＴｉと、１質量％未満のＯ（酸素）と、１質量％以上のＮと、を含む粒子をＴｉＮ粒子と判別する。
なお、粒子を定量分析するときに使用する、ＴＥＭの電子ビーム径は１～２０ｎｍで、観察倍率は５万倍～１００万倍とし、粒子内の任意の位置を定量分析する。ＴｉＮ粒子の平均円相当径は、上述により判別された個々のＴｉＮ粒子の面積と、同一の面積となる円の相当径（直径）を、算術平均したものである。ＴｉＮ粒子の面積率は、上述により判別された個々のＴｉＮ粒子の面積の総和を、観察した視野の面積で除した値である。
ここで、３万倍以上の倍率により、１視野の観察面積を１５μｍ２以上として、１５～２００ｎｍの大きさの粒子を観察し、判別されたＴｉＮ粒子の数が１００個に満たない場合は、別の視野を確認して、ＴｉＮ粒子の数の合計が１００個以上になるまで観察を続ける。この場合、ＴｉＮ粒子の平均円相当径は、上述のとおり、個々の判別されたＴｉＮ粒子の円相当径（直径）の算術平均である。ＴｉＮ粒子の面積率は、１００個以上になるまで観察を続けたＴｉＮ粒子の面積の総和を、それまでに観察した視野の合計面積で除した値である。また、視野の追加の観察を続けて、観察を続けた視野の数が５０視野となり、累計の観察面積が７５０μｍ２以上になった時点で、判別されたＴｉＮ粒子の合計が１００個に満たない場合は、ＴｉＮ粒子は存在していないと考え、本願の範囲外とする。
（Ｃ）鋼板の機械的特性
本発明に係る鋼板の機械的特性について、特に制限はないが、本発明に係る鋼板は、高い強度を有し、かつ低温靱性、破壊靱性およびアレスト性に優れる。具体的には、降伏応力（ＹＳ）が４６０～８６０ＭＰａで、引張強さ（ＴＳ）が５７０～９８０ＭＰａであることが好ましい。また、低温靱性の指標となる破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が－６０℃以下であることが好ましい。さらに、破壊靱性の指標となる－１０℃における亀裂先端開口変位（Crack Tip Opening Displacement：ＣＴＯＤ）値が０．５０ｍｍ以上であることが好ましい。
なお、引張強さ（ＴＳ）および降伏応力（ＹＳ）は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に基づき、板厚中心部から圧延方向と直角の方向に採取した、１Ｂ号引張試験片を用いて測定する。詳細には、降伏応力（ＹＳ）は永久伸び０．２％時の永久伸び法の耐力である。また、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）の評価は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に準拠し、試験片はＶノッチ試験片とし、鋼板の１／４ｔ位置を含むように採取する。さらに、ＩＳＯ １５６５３：２０１８に準じて、母材の板厚方向の全厚を３点曲げのノッチ位置とするＣＴＯＤ試験片を採取し、－１０℃におけるＣＴＯＤ値を測定する。
さらに、温度勾配型ＥＳＳＯ試験における、－１０℃の試験温度での脆性亀裂伝播停止靱性値Ｋｃａ（以下、「アレスト靱性値Ｋｃａ－１０℃」という。）が、６０００Ｎ／ｍｍ１．５以上であることが好ましく、８０００Ｎ／ｍｍ１．５以上であることがより好ましい。この特性を満足することで、鋼板は優れたアレスト性を有する。
アレスト靱性値Ｋｃａ－１０℃は、ＮＫ船級協会 鋼船規則検査要領 Ｋ編 付属書 Ｋ３．１２．２－１．（２０１６年）の「温度勾配型ＥＳＳＯ試験及び温度勾配型二重引張試験に関する検査要領」に準拠して測定を行う。
また、ＮＲＬ落重試験における無延性遷移温度（以下、「ＮＤＴ温度」という。）が、－１００℃以下であることが好ましく、－１１０℃以下であることがより好ましい。この特性を満足することで、鋼板は優れたアレスト性を有する。
ＮＤＴ温度は、ＡＳＴＭ Ｅ２０８－０６で規定された、ＮＲＬ落重試験法に準拠して試験を行うことで求める。ＮＲＬ落重試験法について詳しく説明する。まず、鋼板の最表面を含むようにして、ＡＳＴＭ Ｅ２０８に規定されるタイプＰ３試験片を採取する。タイプＰ３試験片とは、長さ１３０ｍｍ、幅５０ｍｍ、厚さ１６ｍｍの試験片である。この際、試験片の厚さ方向が鋼板の板厚方向と一致し、試験片の長手方向が鋼板の圧延方向と一致するように採取する。
その後、上記試験片を用いて、ＡＳＴＭ Ｅ２０８－０６に準拠したＮＲＬ落重試験を実施する。具体的には、まず上記試験片の厚さ方向に垂直な鋼板の最表面上に、試験片の長手方向に平行な方向に延びる溶接ビードを形成する。その際、溶接材料はＡＳＴＭ Ｅ２０８に規定される靱性の低い溶接材料を使用する。溶接ビードの長さは６０～７０ｍｍ、幅は１２～１６ｍｍの範囲となるよう調整する。そして、溶接ビード上に試験片の幅方向に平行な切欠きを形成する。この時、切欠きの幅は１．５ｍｍ以下とし、切欠きの溝底と試験片との距離が１．８～２．０ｍｍの範囲となるよう調整する。
そして、上記試験片の溶接ビードを形成した面を下側に向け、長さ方向の両端部を支持した後、溶接ビードを形成したのと反対側の面に対して、落重による衝撃曲げ荷重を加える。その後、切欠きから発生した脆性き裂が試験片に伝播する状態を調べることで、Ｂｒｅａｋ（き裂伝播あり）またはＮｏ Ｂｒｅａｋ（き裂伝播なし）を判定する。切欠から発生した脆性き裂が試験片の表面を試験片幅方向に伝播してその端部まで進行した場合、試験結果はＢｒｅａｋ（き裂伝播あり）と判定される。幅方向の端部にき裂が達しなかった場合、試験結果はＮｏ Ｂｒｅａｋ（き裂伝播なし）と判定される。
上記の落重試験は、２個ずつの試験片を用いて例えば、－１００℃の条件から開始して、５℃間隔で試験温度を変化させながら（Ｎｏ Ｂｒｅａｋの場合は５℃低下、Ｂｒｅａｋの場合は５℃上昇）、２個の試験片ともにＮｏ Ｂｒｅａｋが得られた最も低い試験温度から５℃低い温度を無延性遷移温度とする。
（Ｄ）鋼板の厚さ
本発明に係る鋼板の厚さについて、特に制限はないが、溶接構造物として用いる場合には、板厚は１０～７０ｍｍであるのが好ましく、２０～６０ｍｍであるのがより好ましい。また、本発明における低温靱性および破壊靱性の向上効果は、厚さが５０ｍｍ未満の場合に顕著に発揮される。
（Ｅ）鋼板の製造方法
本発明に係る鋼板の製造条件について特に制限はないが、例えば、以下に示す条件で精錬工程、連続鋳造工程、加熱工程、熱間圧延工程および加速冷却工程を順に行うことで、製造することができる。各工程について説明する。
（ａ）精錬工程
精錬工程は、溶鋼を製造する工程である。精錬工程の条件については特に制限はなく、常法を用いればよい。しかしながら、Ｔｉ２Ｏ３の生成を抑制し、ＴｉＮを微細分散させ、具体的には、１／１０ｔ位置におけるＴｉＮ粒子の平均円相当径を６０ｎｍ以下、かつ面積率を０．０００１％以上としたい場合には、真空脱ガスを行い、溶鋼中の溶存Ｏ濃度が０．００５０質量％以下となってからＴｉを添加することが好ましい。溶存Ｏ濃度が０．００５０質量％を超える状態でＴｉを添加すると、Ｔｉ２Ｏ３の生成を抑制することが困難になる。Ｔｉの添加は、例えば、環流型脱ガス装置内において行うことができる。
（ｂ）連続鋳造工程
連続鋳造工程は、溶鋼を連続鋳造して上述した化学組成を有する鋼片を製造する工程である。連続鋳造工程の条件については特に制限はなく、常法を用いればよい。しかしながら、１／１０ｔ位置におけるＴｉＮ粒子の平均円相当径を６０ｎｍ以下、かつ面積率を０．０００１％以上としたい場合には、鋼片の表面温度が１２００～９００℃の間における平均冷却速度を０．１～０．５℃／秒とすることが好ましい。平均冷却速度が０．１℃／秒未満ではＴｉＮ粒子が粗大化するおそれがあり、０．５℃／秒を超えるとＴｉＮの面積率が低下するおそれがある。
（ｃ）加熱工程
加熱工程は、鋼片の加熱により、オーステナイト相の組織制御に寄与する工程である。加熱工程では、上記の鋼片を９５０～１０８０℃の加熱温度まで加熱する。加熱工程は加熱炉で行うとよい。なお、鋼片を９５０～１０８０℃に加熱するとは、加熱炉から抽出する際の鋼片の全厚平均温度が、９５０～１０８０℃の範囲になるように加熱することであり、本明細書では、この鋼片の全厚平均温度を鋼片の加熱温度と称する。また、全厚平均温度は、加熱炉内の温度、加熱時間、鋼片の表面温度から計算で求めることが可能である。
加熱温度が９５０℃未満では、オーステナイト化が不十分になるとともに、オーステナイト粒が微細化することにより焼入れ性が低下するため、板厚が厚く、強度が高い鋼板にすることが困難である。さらに、オーステナイト粒の微細化により仕上圧延時の再結晶が促進されることで、旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下する。また、加熱温度が１０８０℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、最終組織においてベイナイト組織を微細化することが困難になる。好ましい加熱温度の範囲は、１０００～１０５０℃である。
上述のように、精錬工程においてＴｉの添加タイミングを適切に管理し、かつ連続鋳造工程における１２００～９００℃の間の平均冷却速度を適切に制御することで、ＴｉＮを微細分散させることが可能となり、これにより結晶粒界密度を上述の範囲に制御することができる。この場合は、鋼片の加熱温度は１０８０℃以下であればよい。
一方、ＴｉＮを積極的に活用しない場合であっても、加熱工程における鋼片の加熱温度を低く調整することで、オーステナイトの粗大化を抑制し、結晶粒界密度を上述の範囲に制御することが可能である。その場合には、鋼片の加熱温度は１０５０℃以下とする。
（ｄ）熱間圧延工程
熱間圧延工程は、粗圧延と仕上圧延とを含む。粗圧延は、鋼片の表面温度がＴｒｅｘ以上の範囲で実施する。すなわち、鋼片の表面温度がＴｒｅｘ以上である状態で粗圧延を開始し、鋼片の表面温度がＴｒｅｘ以上である状態で粗圧延を終了する。粗圧延をＴｒｅｘ以上の範囲で実施することで、オーステナイト粒の再結晶により、微細化が可能となる。なお、粗圧延の終了時の表面温度が、粗圧延の開始時の表面温度よりも高い場合がある。これは、粗圧延によって加工発熱が発生した影響、および表面温度よりも内部温度の方が高温であることによる、鋼片の板厚方向の伝熱影響が考えられる。
また、粗圧延における累積圧下率は１０～７５％の範囲とする。粗圧延における累積圧下率とは、粗圧延開始時の板厚から粗圧延終了後の板厚を引いたものを、粗圧延開始時の板厚で除した値である。粗圧延時の累積圧下率が１０％未満では、オーステナイトの再結晶による微細化が困難であるとともに、ポロシティが残存して内部割れが生じ、延性および靱性の劣化が発生する可能性がある。また、累積圧下率が７５％を超えると、オーステナイト粒が過度に微細化するため、仕上圧延時の再結晶が促進されることで、旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下するとともに、パス数が増加して生産性が低下する。好ましい累積圧下率は、３０～６０％である。なお、以下の説明においては、粗圧延を施した後の鋼片を鋼板と呼ぶ。
続く仕上圧延は、鋼板の表面温度がＡｒ３以上Ｔｒｅｘ未満の範囲で実施する。すなわち、粗圧延終了後に冷却し、鋼板の表面温度がＡｒ３以上Ｔｒｅｘ未満である状態で仕上圧延を開始し、鋼板の表面温度がＡｒ３以上Ｔｒｅｘ未満である状態で仕上圧延を終了する。仕上圧延をＴｒｅｘ未満の範囲で実施することで、再結晶させずにオーステナイト粒に歪みを付与することが可能となる。これにより、最終組織におけるベイナイトを微細化することができる。仕上温度を、表面温度がＴｒｅｘ以上の範囲で行うと、再結晶が促進され、旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下してしまう。一方、仕上圧延を、表面温度がＡｒ３未満の範囲で行うと、加工フェライトが生成し、最終組織においてベイナイト主体の組織とすることができなくなるおそれがある。
また、仕上圧延における累積圧下率は６５～９０％の範囲とする。仕上圧延における累積圧下率とは、仕上圧延開始時（粗圧延終了後）の板厚から仕上圧延終了後の板厚を引いたものを、仕上圧延開始時の板厚で除した値である。仕上圧延における累積圧下率を６５％以上とすることで、オーステナイト粒に十分な歪みを付与することが可能となる。累積圧下率が６５％未満であると、オーステナイト粒への歪の付与が不十分になるとともに、オーステナイト粒の扁平化が促進されず、アスペクト比が低下する。また、累積圧下率が９０％を超えると、再結晶が促進され、旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下するとともに、パス数が増加して生産性が低下する。好ましい累積圧下率は、７０～８０％である。
さらに、仕上圧延におけるパス間時間は１５秒以下とする。パス間時間が１５秒を超えると加工によって付与した歪みが回復し、最終組織におけるベイナイトを十分に微細化することができなくなるとともに、再結晶が促進され、旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下する。パス間時間は短ければ短いほど好ましいため、下限を設ける必要はないが、操業性の観点から３秒以上とすることが好ましい。なお、一般的に仕上圧延はリバース圧延により行われる。仕上圧延におけるパス間時間とは、鋼板が前方に進行しながら圧延ロールにより圧延され、鋼板の後端が圧延ロールから抜けてから、鋼板の進行方向が後方へとリバースし、再度鋼板の後端が圧延ロールに噛み込まれるまでの時間を意味する。
そして、仕上圧延完了から、後述する加速冷却工程における冷却開始までの時間を５０秒以下とする。仕上圧延完了から冷却開始までの時間が５０秒を超えると、加工によって付与した歪みが回復し、最終組織におけるベイナイトを十分に微細化することができなくなるとともに、再結晶が促進され、旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下する。仕上圧延完了から冷却開始までの時間は短ければ短いほど好ましいため、下限を設ける必要はないが、操業性の観点から５秒以上とすることが好ましい。なお、仕上圧延完了から冷却開始までの時間とは、前方へと進行する鋼板の先端が、最終パスにおける圧延ロールを抜けてから、水冷が開始されるまでの時間を意味する。
上記説明において、Ａｒ３は降温過程でオーステナイト粒からフェライト粒に変態が始まる変態開始温度を意味し、下記（iii）式で求められる。また、Ｔｒｅｘは等軸な再結晶粒が生成し成長し得る最低温度である再結晶温度を意味し、下記（iv）式で求められる。なお、下記式中の元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
Ａｒ３＝９１０－３１０×Ｃ＋６５×Ｓｉ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－５５×Ｎｉ－１５×Ｃｒ－８０×Ｍｏ ・・・（iii）
Ｔｒｅｘ＝－９１９００［Ｎｂ＊］２＋９４００［Ｎｂ＊］＋７７０ ・・・（iv）
但し、下記（v）式で求められる固溶Ｎｂ量（質量％）を、ｓｏｌ．Ｎｂとした時に、
Ｎｂ≧ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝ｓｏｌ．Ｎｂ
Ｎｂ＜ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝Ｎｂ
とする。
ｓｏｌ．Ｎｂ＝（１０（－６７７０／（Ｔ＋２７３）＋２．２６））／（Ｃ＋１２／１４×Ｎ） ・・・（v）
なお、上記式中のＴは加熱工程における鋼片の加熱温度（℃）を表す。
（ｅ）加速冷却工程
加速冷却工程では、仕上圧延が終了した鋼板を水冷する。この際、冷却開始温度をＴｒｅｘ－１０℃以下とし、かつ、冷却開始から冷却終了までの平均冷却速度が５～５０℃／秒となる条件で、０～５５０℃の冷却停止温度まで水冷する。
仕上圧延をＡｒ３以上Ｔｒｅｘ未満の範囲で実施したとしても、その後の復熱によって冷却開始温度がＴｒｅｘ－１０℃を超えると、加工によって付与した歪みの回復が促進され、最終組織におけるベイナイトを構成するベイニティックフェライトを十分に微細化することができなくなる。
加えて、５～５０℃／秒の平均冷却速度で０～５５０℃の冷却停止温度まで水冷することで、最終組織をベイナイト主体の組織とすることができる。なお、平均冷却速度および冷却停止温度は、鋼板の化学組成におけるＣｅｑの値に応じて調整し、マルテンサイト変態しない条件とする。
（ｆ）焼戻し工程
加速冷却工程の後に、３５０～６５０℃の温度範囲まで加熱する焼戻し工程をさらに備えてもよい。焼戻し工程を行うことで、冷却によって過剰に高くなった転位密度を低減させることができる。なお、加速冷却工程における冷却停止温度が高い場合には、自己焼戻し効果が得られるため、焼戻し工程を行わなくてもよい。一方、加速冷却工程において、例えば室温程度まで冷却した場合には、焼戻し工程を行うことが好ましい。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
高炉から出銑された溶銑を、溶銑予備処理で脱硫処理し、転炉型精錬容器にて脱Ｐおよび脱Ｃ処理した後、取鍋に受鋼した。出鋼の際、合金元素を添加し、保温用のカバースラグを添加した。
続いて、取鍋内の溶鋼をＲＨ真空脱ガス装置にて減圧処理を行った。溶製中は適宜溶鋼サンプルを採取し、分析に供して溶鋼成分を得た。溶鋼温度は１５６０℃から１６１０℃で推移した。ＲＨ処理前半で真空脱ガスを行い、溶存Ｏ濃度を調整した。溶存Ｏ濃度は、酸素濃度プローブを用いて測定した。その後、Ｔｉを添加し、均一に混合するために環流処理を行った。
ＲＨ真空脱ガス装置で処理した後、連続鋳造法によって、表１および２の化学組成を有する鋼片を作製した。連続鋳造では、鋼片の表面温度が１２００～９００℃の間における平均冷却速度を適宜調節した。表３および４に、Ｔｉを添加する際の溶鋼中の溶存Ｏ濃度（質量％）、および連続鋳造での１２００～９００℃の間における平均冷却速度（℃／秒）を示す。さらに、上記の鋼片を用いて、表５および表６の製造条件により板厚１０～７０ｍｍの鋼板を試作した。
Figure 0007127753000001
Figure 0007127753000002
Figure 0007127753000003
Figure 0007127753000004
Figure 0007127753000005
Figure 0007127753000006
得られた鋼板の金属組織観察を行い、各組織の面積率の測定を行った。具体的には、まず鋼板からＣ断面での１／４ｔ位置が観察面となるように、試料を採取した。そして、観察面をナイタールエッチングし、エッチング後に光学顕微鏡を用いて８視野を５００倍で撮影し、得られた組織写真に対し、画像解析を行い、白色に見えるものをフェライト、黒色に見えるものをパーライトとして、それぞれの面積率を求めた。
次に、ナイタールエッチングした部分をレペラエッチングし、ナイタールエッチングで灰色に見えた部分について画像解析を行い、白色に見えるものをＭＡ相として面積率を求めた。
ベイニティックフェライトの平均長さおよびベイナイトの面積率は、ＥＢＳＤを用いたＫＡＭ解析により算出した。ＫＡＭ解析において、フェライトであると判断される組織において、局所方位差が１．０°を超える領域をベイニティックフェライトとした。なお、測定に際しては、長軸方向の長さが１μｍ以上であるベイニティックフェライトを対象とした。また、ベイナイトの面積率はベイニティックフェライトの面積率を合計したものとした。
さらに、旧オーステナイト粒の厚さ方向における平均長さおよびアスペクト比の平均の測定を、ＪＩＳ Ｇ ０５５１：２０１３に準じて行った。まず、鋼板からＬ断面での１／４ｔ位置が観察面となるように、試料を採取した。次に、観察面を鏡面研磨した後、ピクリン酸飽和水溶液を用いて、Ｂｅｃｈｅｔ－Ｂｅａｕｊａｒｄ法で腐食し、旧オーステナイト粒を現出させた。
旧オーステナイト粒を現出させた観察面を、光学顕微鏡により観察し、面積０．０５ｍｍ２以上の視野を８視野以上（合計０．４０ｍｍ２以上）撮影した。そして、光学顕微鏡により撮影した組織写真に基づいて、旧オーステナイト粒の厚さを切断法により測定し、その平均値を旧オーステナイト粒の厚さ方向における平均長さとした。測定に際しては、厚さ方向の長さが１μｍ以上である旧オーステナイト粒を対象とした。
また、上記の組織写真から、各旧オーステナイト粒について、長軸方向の最大長さと、長軸方向と直交する短軸方向の最大長さとをそれぞれ測定し、その比（長軸最大長さ／短軸最大長さ）を求め、その平均値を旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均とした。
さらに、ＴｉＮ粒子の平均円相当径および面積率の測定を、ＥＤＸ付きのＴＥＭを用いて行った。まず、鋼板の１／１０ｔ位置から抽出レプリカを作製し、ＴＥＭで、３万倍以上の倍率により、１視野の観察面積を１５μｍ２以上として、１５～２００ｎｍの大きさの粒子を観察した。観察された全ての粒子を、ＥＤＸを用いて分析し、１質量％以上のＴｉと、１質量％未満のＯ（酸素）と、１質量％以上のＮと、を含む粒子をＴｉＮ粒子と判別した。
なお、ＴＥＭの電子ビーム径は１～２０ｎｍで、観察倍率は５万倍～１００万倍とし、粒子内の任意の位置を定量分析した。ＴｉＮ粒子の平均円相当径は、上述により判別された個々のＴｉＮ粒子の面積と、同一の面積となる円の相当径（直径）を、算術平均したものである。ＴｉＮ粒子の面積率は、上述により判別された個々のＴｉＮ粒子の面積の総和を、観察した視野の面積で除した値である。
続いて、結晶粒界密度の測定をＥＢＳＤ法により行った。具体的には、ＥＢＳＤ法により、１／１０ｔ位置、１／４ｔ位置および１／２ｔ位置の５００μｍ×５００μｍの領域を１μｍピッチで測定し、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、そのときの結晶粒界の総長を測定面積で除することによって求めた。
これらの測定結果を表７および８に示す。なお、表中においては、フェライトの面積率を「Ｆ分率」、パーライトの面積率を「Ｐ分率」、ベイナイトの面積率を「Ｂ分率」、ＭＡ相の面積率を「ＭＡ分率」、ベイニティックフェライトの長軸方向の平均長さを「ＢＦ長さ」と表記する。
Figure 0007127753000007
Figure 0007127753000008
さらに、引張強さ（ＴＳ）および降伏応力（ＹＳ）を、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に基づき測定した。試験片は、板厚中心部から圧延方向に直行する方向（幅方向）を長手方向として採取した、１Ｂ号引張試験片を用いて測定した。降伏応力（ＹＳ）は永久伸び０．２％時の永久伸び法の耐力とした。本実施例では、ＹＳが４６０ＭＰａ以上、かつＴＳが５７０ＭＰａ以上であるものを、高い強度を有するとした。
また、鋼板の１／４ｔ位置を含むようにＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に準拠して破面遷移温度（ｖＴｒｓ）の評価を行った。この際、Ｖノッチ試験片は、ぞれぞれ、試験片の長手方向が鋼板の圧延方向および幅方向に一致するよう、２つずつ採取した。本実施例では、２つの試験片で、いずれもｖＴｒｓが－６０℃以下であるものを、低温靱性に優れるとした。
そして、ＩＳＯ １５６５３：２０１８に準じて、母材の板厚方向の全厚を３点曲げのノッチ位置とするＣＴＯＤ試験片を採取し、－１０℃におけるＣＴＯＤ値の測定を行った。試験は３回行い、表には、それらの最小値を記載した。本実施例では、－１０℃におけるＣＴＯＤ値の最小値が０．５０ｍｍ以上のものを、破壊靱性に優れるとした。
また、ＮＫ船級協会 鋼船規則検査要領 Ｋ編 付属書 Ｋ３．１２．２－１．（２０１６年）の「温度勾配型ＥＳＳＯ試験及び温度勾配型二重引張試験に関する検査要領」に準拠して、アレスト靱性値Ｋｃａ－１０℃の測定を行った。次に、ＡＳＴＭ Ｅ２０８－０６で規定された、ＮＲＬ落重試験法に準拠して試験を行い、ＮＤＴ温度を求めた。本実施例では、アレスト靱性値Ｋｃａ－１０℃が、６０００Ｎ／ｍｍ１．５以上で、かつＮＤＴ温度が－１００℃以下のものを、アレスト性に優れるとした。
これらの測定結果を表９および１０に示す。
Figure 0007127753000009
Figure 0007127753000010
表７～１０から分かるように、本発明の規定を満足する本発明例（試験番号１～２９）では、高い強度を有し、かつ低温靱性、破壊靱性およびアレスト性に優れる結果となった。これに対して、比較例（試験番号３０～６１）では、強度、低温靱性およびアレスト性の少なくともいずれかが劣化する結果となった。
具体的には、試験番号３０は精錬工程でのＴｉ添加時の溶存Ｏ濃度が高く、かつ加熱工程での加熱工程が高く、試験番号３１は連続鋳造工程での平均冷却速度が高く、いずれもＴｉＮ粒子が析出せずに結晶粒界密度を適正化できなかったため、アレスト性が劣化した。試験番号３２は連続鋳造工程での平均冷却速度が低いため、粗大なＴｉＮ粒子が析出して結晶粒界密度を適正化できなかったため、アレスト性が劣化した。
試験番号３３はＣ含有量が過剰であるため、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号３４はＣ含有量が低く、ベイナイト主体の組織とならず、強度不足となるとともに、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号３５はＳｉ含有量が過剰であるため、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号３６はＭｎ含有量が過剰であるため、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号３７はＭｎ含有量が低く、強度不足となった。
試験番号３８はＰおよびＳの含有量が過剰であり、試験番号３９はＡｌ含有量が過剰であり、試験番号４０はＮ含有量が過剰であるため、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号４１はＮ含有量が低く、ＢＦ長さおよび旧オーステナイト粒が粗大になり、結晶粒界密度を適正化できなかったため、低温靱性、破壊靱性およびアレスト性が劣化した。
試験番号４２はＮｂ含有量が過剰であるため、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号４３はＮｂ含有量が低く、ＢＦ長さおよび旧オーステナイト粒が粗大化し、かつ、旧オーステナイト粒のアスペクト比が小さくなり、さらに、結晶粒界密度を適正化できなかったため、低温靱性、破壊靱性およびアレスト性が劣化した。試験番号４４はＴｉ含有量が過剰であるため、低温靱性および破壊靱性が劣化した。加えて、ＴｉＮ粒子が粗大化しており、かつ加熱工程での加熱温度も高いため、結晶粒界密度を適正化できずに、アレスト性も劣化した。試験番号４５はＴｉ含有量が低いため、ＢＦ長さおよび旧オーステナイト粒が粗大化し、さらに、結晶粒界密度を適正化できなかったため、低温靱性、破壊靱性およびアレスト性が劣化した。
試験番号４６および４７はいずれも加熱工程での加熱温度が高く、ＢＦ長さおよび旧オーステナイト粒が粗大化し、さらに、結晶粒界密度を適正化できなかったため、低温靱性、破壊靱性およびアレスト性が劣化した。試験番号４８は加熱温度が低く、ベイナイト面積率が低くなったため、強度不足となるとともに、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号４９は粗圧延の終了温度がＴｒｅｘ未満であり、ＢＦ長さおよび旧オーステナイト粒が粗大化し、さらに、結晶粒界密度を適正化できなかったため、低温靱性、破壊靱性およびアレスト性が劣化した。
試験番号５０は粗圧延の累積圧下率が高く、ＢＦ長さおよび旧オーステナイト粒が粗大化し、かつ、旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下し、さらに、結晶粒界密度を適正化できなかったため、低温靱性、破壊靱性およびアレスト性が劣化した。一方、試験番号５１は累積圧下率が低く、ＢＦ長さおよび旧オーステナイト粒が粗大化し、さらに、結晶粒界密度を適正化できなかったため、低温靱性、破壊靱性およびアレスト性が劣化した。
試験番号５２は仕上圧延の開始温度がＴｒｅｘ以上であり、ＢＦ長さおよび旧オーステナイト粒が粗大化し、かつ、旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下し、さらに、結晶粒界密度を適正化できなかったため、低温靱性、破壊靱性およびアレスト性が劣化した。試験番号５３は仕上圧延の終了温度がＡｒ３未満であったため、加工フェライトが過剰に生成し、強度不足となるとともに、低温靱性および破壊靱性が劣化した。
試験番号５４は仕上圧延の累積圧下率が高く、試験番号５５は累積圧下率が低く、いずれもＢＦ長さおよび旧オーステナイト粒が粗大化し、かつ、旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下し、さらに、結晶粒界密度を適正化できなかったため、低温靱性、破壊靱性およびアレスト性が劣化した。試験番号５６はパス間時間が長く、試験番号５７は仕上圧延完了から冷却開始までの時間が長く、いずれもＢＦ長さおよび旧オーステナイト粒が粗大化し、かつ、旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下し、さらに、結晶粒界密度を適正化できなかったため、低温靱性、破壊靱性およびアレスト性が劣化した。
試験番号５８は加速冷却工程での冷却速度が高いため、ＭＡ相が過剰に生成し、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号５９は冷却速度が低く、ベイナイト主体の組織とならず、強度不足となるとともに、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号６０は冷却停止温度が高いため、ベイナイト主体の組織とならず、強度不足となるとともに、低温靱性、破壊靱性およびアレスト性が劣化した。試験番号６１は冷却開始温度がＴｒｅｘ－１０℃を超え、ＢＦ長さが粗大化したため、低温靱性は良好であったものの、破壊靱性が劣化する結果となった。
本発明によれば、高い強度を有し、かつ低温靱性、破壊靱性およびアレスト性に優れる鋼板を得ることが可能になる。したがって、本発明に係る鋼板は、船舶、高層建築物、その他の建築物、橋梁、海洋構造物、ＬＮＧ貯蔵タンクその他の大型タンク、ラインパイプ等の溶接構造物の素材として好適に用いることができる。

Claims (10)

  1. 鋼板の化学組成が、質量％で、
    Ｃ ：０．０４０～０．１６０％、
    Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
    Ｍｎ：０．７０～２．５０％、
    Ｐ ：０．０３０％以下、
    Ｓ ：０．０２０％以下、
    Ａｌ：０．００１～０．１００％、
    Ｎ ：０．００１８～０．００８０％、
    Ｎｂ：０．００３～０．０５０％、
    Ｔｉ：０．００３～０．０２６％、
    残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    前記鋼板の圧延方向に垂直な断面において、前記鋼板の厚さをｔとした時に、前記鋼板の表面から１／４ｔの位置における金属組織が、
    面積％で、８０％以上のベイナイトを含み、かつ、
    前記ベイナイトを構成するベイニティックフェライトの長軸方向の平均長さが１０μｍ以下であり、
    前記鋼板の圧延方向および厚さ方向に平行な断面において、前記鋼板の表面から１／４ｔの位置における旧オーステナイト粒の、厚さ方向における平均長さが２０μｍ以下であり、アスペクト比の平均が２．５以上であり、
    前記鋼板の圧延方向に垂直な断面において、
    前記鋼板の表面から１／１０ｔの位置における結晶粒界密度が５００～１１００ｍｍ／ｍｍ２、
    前記鋼板の表面から１／４ｔの位置における結晶粒界密度が４００～１０００ｍｍ／ｍｍ２、
    前記鋼板の表面から１／２ｔの位置における結晶粒界密度が３００～９００ｍｍ／ｍｍ２である、
    鋼板。
  2. 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
    Ｃｕ：１．５０％以下、
    Ｎｉ：２．５０％以下、
    Ｃｒ：１．００％以下、
    Ｍｏ：１．００％以下、
    Ｖ ：０．１５０％以下、および
    Ｂ ：０．００５０％以下、
    からなる群から選択される少なくとも１種以上を含有するものである、
    請求項１に記載の鋼板。
  3. 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
    Ｍｇ ：０．０１００％以下、
    Ｃａ ：０．０１００％以下、および
    ＲＥＭ：０．０１００％以下、
    からなる群から選択される少なくとも１種以上を含有するものである、
    請求項１または請求項２に記載の鋼板。
  4. 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
    Ｚｒ：０．０１００％以下、および
    Ｔｅ：０．０１００％以下、
    からなる群から選択される少なくとも１種以上を含有するものである、
    請求項１から請求項３までのいずれかに記載の鋼板。
  5. 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
    Ｗ ：１．００％以下、および
    Ｓｎ：０．５０％以下、
    からなる群から選択される少なくとも１種以上を含有するものである、
    請求項１から請求項４までのいずれかに記載の鋼板。
  6. 前記化学組成が、下記（ｉ）式を満足する、
    請求項１から請求項５までのいずれかに記載の鋼板。
    １．７≦Ｔｉ／Ｎ≦３．４ ・・・（ｉ）
    但し、上記式中の元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
  7. 前記化学組成が、下記（ii）式を満足し、
    前記鋼板の圧延方向に垂直な断面において、前記鋼板の表面から１／１０ｔの位置におけるＴｉＮ粒子の平均円相当径が６０ｎｍ以下であり、かつ前記ＴｉＮ粒子の面積率が０．０００１％以上である、
    請求項１から請求項６までのいずれかに記載の鋼板。
    Ｔｉ×Ｎ≧３．０×１０－５ ・・・（ii）
    但し、上記式中の元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
  8. 請求項１から請求項６までのいずれか１項に記載の鋼板の製造方法であって、
    請求項１から請求項６までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼片に対して、加熱工程、熱間圧延工程および加速冷却工程を順に施す、鋼板の製造方法において、
    前記加熱工程では、前記鋼片を９５０～１０５０℃の加熱温度まで加熱し、
    前記熱間圧延工程は、粗圧延と仕上圧延とを含み、
    前記粗圧延は、前記鋼片の表面温度がＴｒｅｘ以上である状態で開始し、前記鋼片の表面温度がＴ ｒｅｘ 以上である状態で終了し、
    前記粗圧延における累積圧下率を１０～７５％とし、
    前記仕上圧延は、前記鋼片の表面温度がＡｒ３以上Ｔｒｅｘ未満である状態で開始し、前記鋼片の表面温度がＡｒ ３ 以上Ｔ ｒｅｘ 未満である状態で終了し、
    前記仕上圧延における累積圧下率を６５～９０％として、かつパス間時間を１５秒以下とし、
    前記仕上圧延完了から、前記加速冷却工程における冷却開始までの時間を５０秒以下とし、
    前記加速冷却工程では、冷却開始温度をＴｒｅｘ－１０℃以下とし、かつ、冷却開始から冷却終了までの平均冷却速度が５～５０℃／秒となる条件で、０～５５０℃の冷却停止温度まで水冷する、
    鋼板の製造方法。
    但し、Ａｒ３は下記（iii）式で求められ、Ｔｒｅｘは下記（iv）式で求められる。なお、下記式中の元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
    Ａｒ３＝９１０－３１０×Ｃ＋６５×Ｓｉ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－５５×Ｎｉ－１５×Ｃｒ－８０×Ｍｏ ・・・（iii）
    Ｔｒｅｘ＝－９１９００［Ｎｂ＊］２＋９４００［Ｎｂ＊］＋７７０ ・・・（iv）
    但し、下記（v）式で求められる固溶Ｎｂ量（質量％）を、ｓｏｌ．Ｎｂとした時に、
    Ｎｂ≧ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝ｓｏｌ．Ｎｂ
    Ｎｂ＜ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝Ｎｂ
    とする。
    ｓｏｌ．Ｎｂ＝（１０（－６７７０／（Ｔ＋２７３）＋２．２６））／（Ｃ＋１２×Ｎ／１４） ・・・（v）
    なお、上記式中のＴは加熱工程における鋼片の加熱温度（℃）を表す。
  9. 請求項７に記載の鋼板の製造方法であって、
    溶鋼を製造する精錬工程と、前記溶鋼を連続鋳造して、請求項１から請求項６までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼片を製造する連続鋳造工程とを備え、得られた前記鋼片に対して、加熱工程、熱間圧延工程および加速冷却工程を順に施す、鋼板の製造方法において、
    前記精錬工程では、前記溶鋼中の溶存Ｏ濃度が０．００５０％以下となってからＴｉを添加し、
    前記連続鋳造工程では、前記鋼片の表面温度が１２００～９００℃の間における平均冷却速度を０．１～０．５℃／秒とし、
    前記加熱工程では、前記鋼片を９５０～１０８０℃の加熱温度まで加熱し、
    前記熱間圧延工程は、粗圧延と仕上圧延とを含み、
    前記粗圧延は、前記鋼片の表面温度がＴｒｅｘ以上である状態で開始し、前記鋼片の表面温度がＴ ｒｅｘ 以上である状態で終了し、
    前記粗圧延における累積圧下率を１０～７５％とし、
    前記仕上圧延は、前記鋼片の表面温度がＡｒ３以上Ｔｒｅｘ未満である状態で開始し、前記鋼片の表面温度がＡｒ ３ 以上Ｔ ｒｅｘ 未満である状態で終了し、
    前記仕上圧延における累積圧下率を６５～９０％として、かつパス間時間を１５秒以下とし、
    前記仕上圧延完了から、前記加速冷却工程における冷却開始までの時間を５０秒以下とし、
    前記加速冷却工程では、冷却開始温度をＴｒｅｘ－１０℃以下とし、かつ、冷却開始から冷却終了までの平均冷却速度が５～５０℃／秒となる条件で、０～５５０℃の冷却停止温度まで水冷する、
    鋼板の製造方法。
    ここで、Ａｒ３は下記（iii）式で求められ、Ｔｒｅｘは下記（iv）式で求められる。なお、下記式中の元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
    Ａｒ３＝９１０－３１０×Ｃ＋６５×Ｓｉ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－５５×Ｎｉ－１５×Ｃｒ－８０×Ｍｏ ・・・（iii）
    Ｔｒｅｘ＝－９１９００［Ｎｂ＊］２＋９４００［Ｎｂ＊］＋７７０ ・・・（iv）
    但し、下記（v）式で求められる固溶Ｎｂ量（質量％）を、ｓｏｌ．Ｎｂとした時に、
    Ｎｂ≧ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝ｓｏｌ．Ｎｂ
    Ｎｂ＜ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝Ｎｂ
    とする。
    ｓｏｌ．Ｎｂ＝（１０（－６７７０／（Ｔ＋２７３）＋２．２６））／（Ｃ＋１２×Ｎ／１４） ・・・（v）
    なお、上記式中のＴは加熱工程における鋼片の加熱温度（℃）を表す。
  10. 前記加速冷却工程の後に、３５０～６５０℃の温度範囲まで加熱する焼戻し工程をさらに施す、
    請求項８または請求項９に記載の鋼板の製造方法。
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