JP7248885B2 - Steel plate and steel plate manufacturing method - Google Patents

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JP7248885B2 JP2019010615A JP2019010615A JP7248885B2 JP 7248885 B2 JP7248885 B2 JP 7248885B2 JP 2019010615 A JP2019010615 A JP 2019010615A JP 2019010615 A JP2019010615 A JP 2019010615A JP 7248885 B2 JP7248885 B2 JP 7248885B2
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Description

本発明は、鋼板及び鋼板の製造方法に関する。 TECHNICAL FIELD The present invention relates to a steel sheet and a method for manufacturing a steel sheet.

鋼板の用途として、例えば、船舶、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、ラインパイプ等が挙げられる(例えば、特許文献1~4参照)。
これらの用途に適用される鋼板は、脆性破壊を抑制するために、良好な溶接熱影響部(HAZ:Heat Affected Zone)靭性が求められるとともに、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(BCA:Brittle Crack Arrest;以下、「アレスト性」と称する場合がある。)が求められる。
Uses of steel plates include, for example, ships, buildings, bridges, offshore structures, LNG storage tanks, other large tanks, line pipes, and the like (see Patent Documents 1 to 4, for example).
In order to suppress brittle fracture, steel sheets applied to these applications are required to have good weld heat affected zone (HAZ) toughness, and if a brittle crack occurs at a welded joint, However, a brittle crack arrest property (BCA: Brittle Crack Arrest; hereinafter sometimes referred to as "arrestability") for arresting brittle cracks in the base material is required.

船舶に適用される鋼板としては、例えば、コンテナ船の重要部材(例えば、ハッチサイドコーミング及びアッパーデッキ)が挙げられる。コンテナ船は、上甲板が大きく開口した構造であることから、船体断面剛性を確保するために、重要部材には、板厚が厚く、高強度である鋼板が使用される。 Steel plates applied to ships include, for example, important members of container ships (eg, hatch side coamings and upper decks). Since a container ship has a structure with a wide open upper deck, thick and high-strength steel plates are used for important members in order to ensure the cross-sectional rigidity of the hull.

近年、環境負荷軽減及び運航コスト低減のため、コンテナ船は大型化が進行している。最近では、14000~20000TEU(Twenty-foot Equivalent Unit)級の超大型船(メガコンテナ船)が建造されるようになってきた。このため、船体の大規模破壊抑制の観点から、コンテナ船の重要部材に用いられる鋼板には、さらなるアレスト性の向上が求められている。また、高いアレスト性を有する鋼板を安定的に量産するため、アレスト性の向上に対する新たな技術開発が望まれている。 In recent years, the size of container ships has been increasing in order to reduce environmental impact and operating costs. Recently, 14,000 to 20,000 TEU (Twenty-foot Equivalent Unit) class mega-container ships have been built. Therefore, from the viewpoint of suppressing large-scale destruction of the hull, steel plates used for important members of container ships are required to have further improved arrestability. In addition, in order to stably mass-produce steel sheets having high arrestability, it is desired to develop new technologies for improving arrestability.

特開2009-221585号公報JP 2009-221585 A 特開2009-235458号公報JP 2009-235458 A 特開2011-214116号公報Japanese Unexamined Patent Application Publication No. 2011-214116 特開2002-020835号公報Japanese Patent Application Laid-Open No. 2002-020835

本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、優れたアレスト性を有し、かつ、高強度な鋼板を提供するものである。 The present invention has been made in view of such circumstances, and provides a steel sheet having excellent arrestability and high strength.

上記課題を解決するための手段には、以下の態様が含まれる。 Means for solving the above problems include the following aspects.

<1>
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、
Nb:0.003%~0.050%、
Ti:0.003%~0.050%、
Al:0.001%~0.100%、
N :0.0010%~0.0080%、
を含み、残部として、Fe及び不純物からなる化学組成を有し、
鋼板表面から1mmの位置と鋼板表面から5mmの位置との間における、圧延方向に平行な板厚方向断面の金属組織が、面積分率で、加工フェライト相30%~90%、ベイナイト相10%~60%、ポリゴナルフェライト相、パーライト相、及びマルテンサイト・オーステナイト混合相の合計30%以下から構成され、
鋼板表面から1mmの位置と鋼板表面から5mmの位置との間における、圧延方向に平行な板厚方向断面の加工フェライト相のアスペクト比が、2.0以上であり、
鋼板表面から1mmの位置と鋼板表面から5mmの位置との間における、圧延方向に垂直な断面の、加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、パーライト相、及びマルテンサイト・オーステナイト混合相を、電子線後方散乱回折法により測定したときの平均粒径(直径)が25μm以下であり、
鋼板表面から1mmの位置と鋼板表面から5mmの位置との間における、圧延面及び圧延方向に対する{hkl}面及び<uvw>方向の集合組織強度比I{hkl}<uvw>のうち{001}<110>、I{113}<110>、及びI{112}<110>の平均値が3.0以上であり、
鋼板表面から板厚方向の1/2位置における、圧延方向に垂直な断面の、加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、パーライト相、及びマルテンサイト・オーステナイト混合相を、電子線後方散乱回折法により測定したときの平均粒径(直径)が30μm以下であり、
鋼板表面から板厚方向の1/2位置における、圧延面及び圧延方向に対する{hkl}面及び<uvw>方向の集合組織強度比I{hkl}<uvw>のうち、I{001}<110>、I{112}<110>、及びI{332}<113>の平均値が2.0以上である鋼板。
<2>
前記化学組成が、さらに、
Cu :0.01%~1.50%、
Ni :0.01%~2.50%、
Cr :0.01%~1.00%、
Mo :0.01%~1.00%、
V :0.001%~0.150%
B :0.0001%~0.0050%、
からなる群から選択される少なくとも1種を含む<1>に記載の鋼板。
<3>
前記化学組成が、さらに、
Mg :0.0001%~0.0100%、
Ca :0.0001%~0.0100%、
REM:0.0001%~0.0100%、
からなる群から選択される少なくとも1種を含む<1>又は<2>に記載の鋼板。
<4>
前記化学組成が、さらに、
Zr :0.0001%~0.0100%、
Te :0.0001%~0.0100%、
からなる群から選択される少なくとも1種を含む<1>~<3>のいずれか1項に記載の鋼板。
<5>
下記式(1)で表される炭素当量Ceq.が、0.30%~0.55%である<1>~<4>のいずれか1項に記載の鋼板。
式(1) Ceq.=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15
(ただし、式(1)中のC、Mn、Cr、Mo、V、Cu、及びNiは、鋼板に含まれる各元素の含有量(質量%)を表す。)
<6>
<1>~<5>のいずれか1項に記載の鋼板を製造する方法であって、
<1>~<5>のいずれか1項に記載の化学組成を有する鋼片を、950℃~1150℃の温度域で加熱する工程と、
前記加熱後の鋼片を、鋼板の表面温度が再結晶温度Trex~1050℃の温度域で、累積圧下率が10%~75%で粗圧延を行う工程と、
前記粗圧延後の鋼板を、鋼板表面から1mmの位置での温度が、Ar点~1050℃の冷却開始温度から、500℃~(Ar点-30℃)の冷却停止温度まで、35℃/秒~100℃/秒の平均冷却速度で一次冷却する工程と、
前記一次冷却後の鋼板を、鋼板の表面温度が600℃~800℃の温度域で、累積圧下率が50%~75%で仕上圧延を行う工程と、
前記仕上圧延後の鋼板を、鋼板表面から板厚方向の1/4位置での温度が、600℃~800℃の冷却開始温度から、0℃~550℃の冷却停止温度まで、1℃/秒~20℃/秒の平均冷却速度で二次冷却する工程と、
を有する、鋼板の製造方法。
<7>
さらに、前記二次冷却後の鋼板を、350℃~650℃の温度域で焼戻し熱処理を行う工程を有する、<6>に記載の鋼板の製造方法。
<1>
in % by mass,
C: 0.040% to 0.160%,
Si: 0.01% to 0.50%,
Mn: 0.70% to 2.50%,
P: 0.030% or less,
S: 0.020% or less,
Nb: 0.003% to 0.050%,
Ti: 0.003% to 0.050%,
Al: 0.001% to 0.100%,
N: 0.0010% to 0.0080%,
and having a chemical composition consisting of Fe and impurities as the balance,
The metal structure of the plate thickness direction cross section parallel to the rolling direction between the position 1 mm from the steel plate surface and the position 5 mm from the steel plate surface has an area fraction of 30% to 90% deformed ferrite phase and 10% bainite phase. ~ 60%, composed of a total of 30% or less of a polygonal ferrite phase, a pearlite phase, and a martensite/austenite mixed phase,
The aspect ratio of the deformed ferrite phase in the plate thickness direction cross section parallel to the rolling direction between the position 1 mm from the steel plate surface and the position 5 mm from the steel plate surface is 2.0 or more,
A deformed ferrite phase, a bainite phase, a polygonal ferrite phase, a pearlite phase, and a martensite-austenite mixed phase in a cross section perpendicular to the rolling direction between a position 1 mm from the steel plate surface and a position 5 mm from the steel plate surface, An average particle size (diameter) of 25 μm or less as measured by an electron beam backscatter diffraction method,
Between the position 1 mm from the steel plate surface and the position 5 mm from the steel plate surface, the texture intensity ratio I of the {hkl} plane and <uvw> direction with respect to the rolling surface and the rolling direction I {hkl} <uvw> , I { 001} <110> , I {113} <110> and I {112} <110> have an average value of 3.0 or more,
Electron beam backscatter diffraction of the deformed ferrite phase, bainite phase, polygonal ferrite phase, pearlite phase, and martensite-austenite mixed phase in the cross section perpendicular to the rolling direction at the 1/2 position in the plate thickness direction from the steel plate surface. The average particle size (diameter) when measured by the method is 30 μm or less,
I {001} <110> out of the texture intensity ratio I {hkl} <uvw> of the {hkl} plane and <uvw> direction with respect to the rolled surface and rolling direction at the 1/2 position in the plate thickness direction from the steel plate surface , I {112}<110> and I {332}<113> have an average value of 2.0 or more.
<2>
The chemical composition further comprises
Cu: 0.01% to 1.50%,
Ni: 0.01% to 2.50%,
Cr: 0.01% to 1.00%,
Mo: 0.01% to 1.00%,
V: 0.001% to 0.150%
B: 0.0001% to 0.0050%,
The steel sheet according to <1>, containing at least one selected from the group consisting of
<3>
The chemical composition further comprises
Mg: 0.0001% to 0.0100%,
Ca: 0.0001% to 0.0100%,
REM: 0.0001% to 0.0100%,
The steel sheet according to <1> or <2>, containing at least one selected from the group consisting of:
<4>
The chemical composition further comprises
Zr: 0.0001% to 0.0100%,
Te: 0.0001% to 0.0100%,
The steel sheet according to any one of <1> to <3>, containing at least one selected from the group consisting of
<5>
Carbon equivalent Ceq. represented by the following formula (1). is 0.30% to 0.55%, the steel sheet according to any one of <1> to <4>.
Formula (1) Ceq. =C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15
(However, C, Mn, Cr, Mo, V, Cu, and Ni in formula (1) represent the content (mass%) of each element contained in the steel sheet.)
<6>
A method for producing a steel plate according to any one of <1> to <5>,
a step of heating a steel slab having the chemical composition according to any one of <1> to <5> in a temperature range of 950° C. to 1150° C.;
a step of rough rolling the heated steel slab in a temperature range where the surface temperature of the steel plate is the recrystallization temperature T rex to 1050 ° C. and the cumulative rolling reduction is 10% to 75%;
The steel plate after the rough rolling is heated at a position 1 mm from the steel plate surface from the cooling start temperature of Ar 3 point to 1050 ° C. to the cooling stop temperature of 500 ° C. to (Ar 3 point -30 ° C.), 35 ° C. A step of primary cooling at an average cooling rate of / sec to 100 ° C. / sec;
A step of finish rolling the steel plate after the primary cooling in a temperature range of the surface temperature of the steel plate of 600° C. to 800° C. and a cumulative rolling reduction of 50% to 75%;
The steel plate after the finish rolling is heated so that the temperature at the quarter position in the plate thickness direction from the surface of the steel plate is 1 ° C./sec from the cooling start temperature of 600 ° C. to 800 ° C. to the cooling stop temperature of 0 ° C. to 550 ° C. secondary cooling at an average cooling rate of ~20°C/sec;
A method for manufacturing a steel plate.
<7>
The method for producing a steel sheet according to <6>, further comprising a step of subjecting the steel sheet after the secondary cooling to a tempering heat treatment in a temperature range of 350°C to 650°C.

本実施形態によれば、優れたアレスト性を有し、かつ、高強度な鋼板が提供される。 According to this embodiment, a steel plate having excellent arrestability and high strength is provided.

ODF上に図示した結晶方位と材料軸との関係を示す模式図である。FIG. 3 is a schematic diagram showing the relationship between crystal orientations and material axes illustrated on the ODF. アレスト性に及ぼす集合組織強度比I{001}<110>、I{113}<110>、及びI{112}<110>の平均値の影響を示すグラフである。10 is a graph showing the effect of average texture intensity ratios I {001}<110> , I {113}<110> , and I {112}<110> on arrestability. アレスト性に及ぼす集合組織強度比I{001}<110>、I{112}<110>、及びI{332}<113>の平均値の影響を示すグラフである。Fig. 10 is a graph showing the effect of the mean values of texture intensity ratios I {001}<110> , I {112}<110> and I {332}<113> on arrestability.

以下、本発明の好ましい実施形態の一例について詳細に説明する。
なお、本明細書中において、「~」を用いて表される数値範囲は、「~」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
本明細書中において、成分(元素)の含有量について、例えば、C(炭素)の含有量の場合、「C量」と表記することがある。また、他の元素の含有量についても同様に表記することがある。
本明細書中において、「工程」との用語は、独立した工程だけではなく、他の工程と明確に区別できない場合であってもその工程の所期の目的が達成されれば、本用語に含まれる。
An example of preferred embodiments of the present invention will be described in detail below.
In this specification, a numerical range represented by "-" means a range including the numerical values before and after "-" as lower and upper limits.
In this specification, the content of a component (element) may be expressed as "amount of C", for example, in the case of the content of C (carbon). Contents of other elements may also be expressed similarly.
In this specification, the term "step" is used not only for independent steps, but also for the intended purpose of the step even if it cannot be clearly distinguished from other steps. included.

また、本明細書中において、鋼板表面から1mmの位置と鋼板表面から5mmの位置との間(鋼板表面から深さ1mmの位置と鋼板表面から深さ5mmの位置との間、及び、鋼板裏面から深さ1mmの位置と鋼板裏面から深さ5mmの位置との間)を、「表裏層」と称する場合がある。
本明細書中において、圧延方向に垂直な断面の鋼板表面から板厚方向の1/4位置を、「1/4位置」、圧延方向に垂直な断面の鋼板表面から板厚方向の1/2位置を、「1/2位置」と称する場合がある。
Further, in this specification, between the position 1 mm from the steel plate surface and the position 5 mm from the steel plate surface (between the position 1 mm deep from the steel plate surface and the position 5 mm deep from the steel plate surface, and the back surface of the steel plate between the position at a depth of 1 mm from the bottom surface and the position at a depth of 5 mm from the back surface of the steel sheet) may be referred to as "front and back layers".
In this specification, the 1/4 position in the plate thickness direction from the steel plate surface in the cross section perpendicular to the rolling direction is "1/4 position", and the 1/2 in the plate thickness direction from the steel plate surface in the cross section perpendicular to the rolling direction. The position is sometimes referred to as the "1/2 position."

<鋼板>
本実施形態に係る鋼板は、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、Nb:0.003%~0.050%、Ti:0.003%~0.050%、Al:0.001%~0.100%、N :0.0010%~0.0080%、を含み、残部として、Fe及び不純物からなる化学組成を有する。
また、鋼板表面から1mmの位置と鋼板表面から5mmの位置との間における、圧延方向に平行な断面の金属組織が、加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、パーライト相、及びマルテンサイト・オーステナイト混合相から構成される。それぞれの面積分率が、加工フェライト相30%~90%、ベイナイト相10%~60%、ポリゴナルフェライト相、パーライト相、及びマルテンサイト・オーステナイト混合相の合計30%以下である。
さらに、鋼板表面から1mmの位置と鋼板表面から5mmの位置との間における、圧延方向に平行な断面の加工フェライト相のアスペクト比が、2.0以上である。
鋼板表面から1mmの位置と鋼板表面から5mmの位置との間における、圧延方向に垂直な断面の、加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、パーライト相、及びマルテンサイト・オーステナイト混合相を、電子線後方散乱回折法により測定したときの平均粒径(直径)が25μm以下である。
そして、鋼板表面から1mmの位置と鋼板表面から5mmの位置との間における、圧延面及び圧延方向に対する{hkl}面及び<uvw>方向の集合組織強度比I{hkl}<uvw>のうち{001}<110>、I{113}<110>、及びI{112}<110>の平均値が3.0以上である。
鋼板表面から板厚方向の1/2位置における、圧延方向に垂直な断面の、加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、パーライト相、及びマルテンサイト・オーステナイト混合相を、電子線後方散乱回折法により測定したときの平均粒径(直径)が30μm以下である。
鋼板表面から板厚方向の1/2位置における、圧延面及び圧延方向に対する{hkl}面及び<uvw>方向の集合組織強度比I{hkl}<uvw>のうち、I{001}<110>、I{112}<110>、及びI{332}<113>の平均値が2.0以上である。
<Steel plate>
The steel sheet according to the present embodiment has, in mass%, C: 0.040% to 0.160%, Si: 0.01% to 0.50%, Mn: 0.70% to 2.50%, P: 0.030% or less, S: 0.020% or less, Nb: 0.003% to 0.050%, Ti: 0.003% to 0.050%, Al: 0.001% to 0.100%, N: 0.0010% to 0.0080%, with the balance being Fe and impurities.
In addition, the metal structure of the cross section parallel to the rolling direction between the position of 1 mm from the steel plate surface and the position of 5 mm from the steel plate surface is the deformed ferrite phase, the bainite phase, the polygonal ferrite phase, the pearlite phase, and the martensite phase. It consists of an austenite mixed phase. The area fractions of each are 30% to 90% of the deformed ferrite phase, 10% to 60% of the bainite phase, the polygonal ferrite phase, the pearlite phase, and the martensite/austenite mixed phase in total of 30% or less.
Furthermore, the aspect ratio of the deformed ferrite phase in the cross section parallel to the rolling direction between the position 1 mm from the steel plate surface and the position 5 mm from the steel plate surface is 2.0 or more.
A deformed ferrite phase, a bainite phase, a polygonal ferrite phase, a pearlite phase, and a martensite-austenite mixed phase in a cross section perpendicular to the rolling direction between a position 1 mm from the steel plate surface and a position 5 mm from the steel plate surface, The average particle size (diameter) measured by an electron beam backscatter diffraction method is 25 μm or less.
Then, between the position 1 mm from the steel plate surface and the position 5 mm from the steel plate surface, among the texture intensity ratios I {hkl} <uvw> in the {hkl} plane and <uvw> direction with respect to the rolling surface and the rolling direction , The average values of I {001}<110> , I {113}<110> and I {112}<110> are 3.0 or more.
Electron beam backscatter diffraction of the deformed ferrite phase, bainite phase, polygonal ferrite phase, pearlite phase, and martensite-austenite mixed phase in the cross section perpendicular to the rolling direction at the 1/2 position in the plate thickness direction from the steel plate surface. The average particle size (diameter) measured by the method is 30 μm or less.
I {001} <110> out of the texture intensity ratio I {hkl} <uvw> of the {hkl} plane and <uvw> direction with respect to the rolled surface and rolling direction at the 1/2 position in the plate thickness direction from the steel plate surface , I {112}<110> , and I {332}<113> are 2.0 or more.

従来、船舶等に適用される鋼板は、例えば、超大型のメガコンテナ船の重要部材に適用するために、アレスト性のさらなる向上が望まれていた。 Conventionally, it has been desired to further improve the arrestability of steel plates applied to ships and the like in order to apply them, for example, to important members of ultra-large mega-container ships.

アレスト性を向上させる手段としては、結晶粒微細化が重要であることが知られている。さらに、近年では集合組織制御の観点からも検討が行われている。脆性き裂は、鋼のへき開面を伝播する。そのため、鋼板のへき開面が、き裂伝播方向と一致しないように集合組織を制御することで、鋼材のアレスト性を向上させることが可能である。具体的には、板厚中心部の温度と圧延条件を制御して、圧延面に平行な集合組織において、(100)面の集積度を高めた鋼板が提案されている(例えば、特許文献1及び特許文献2参照)。これらは、冷却時のフェライト変態開始温度であるArの近傍の特定の温度範囲での圧下率を高めて製造される。しかしながら、特許文献1及び特許文献2に開示される鋼板では、アレスト性向上に最も効果的な結晶粒径について考慮されていない。また、面強度比のみによる二次元の集合組織しか規定されておらず、面と方位を組み合わせた三次元の集合組織については考慮されていない。そのため、アレスト性を飛躍的に向上させることは困難である。 It is known that refinement of crystal grains is important as a means for improving arrestability. Furthermore, in recent years, studies have also been conducted from the viewpoint of texture control. Brittle cracks propagate along the cleavage planes of steel. Therefore, it is possible to improve arrestability of the steel material by controlling the texture so that the cleavage plane of the steel sheet does not coincide with the crack propagation direction. Specifically, a steel sheet has been proposed in which the temperature and rolling conditions at the center of the sheet thickness are controlled to increase the degree of accumulation of the (100) plane in the texture parallel to the rolled surface (for example, Patent Document 1 and Patent Document 2). These are produced by increasing the rolling reduction in a specific temperature range near Ar 3 , which is the temperature at which ferrite transformation starts during cooling. However, in the steel sheets disclosed in Patent Documents 1 and 2, no consideration is given to the most effective grain size for improving arrestability. In addition, only two-dimensional textures based on plane intensity ratios are specified, and three-dimensional textures combining planes and orientations are not considered. Therefore, it is difficult to dramatically improve arrestability.

特許文献3には、鋼板表面から板厚方向の1/10位置及び板厚中心部における集合組織と結晶粒径を考慮した鋼板が開示されている。この鋼板では、1/10位置と板厚中心部の両方を考慮しているため、優れたアレスト性が得られる。さらに表層近傍の集合組織と結晶粒径を考慮することで、より一層のアレスト性(特にNDT温度)向上の余地がある。 Patent Document 3 discloses a steel sheet in consideration of the texture and grain size at the 1/10 position in the thickness direction from the steel sheet surface and at the center of the thickness. In this steel sheet, since both the 1/10 position and the central portion of the sheet thickness are considered, excellent arrestability can be obtained. Furthermore, there is room for further improvement in arrestability (especially NDT temperature) by considering the texture and grain size near the surface layer.

特許文献4に開示される鋼板は、板厚の内部を考慮していない。アレスト性は、全板厚の特性である。このため、板厚の内部における金属組織が不適切であると、アレスト性が十分に向上しない場合がある。 The steel plate disclosed in Patent Document 4 does not consider the inside of the plate thickness. Crest resistance is a property of the total plate thickness. Therefore, if the metallographic structure inside the plate thickness is inappropriate, the arrestability may not be sufficiently improved.

前述のように、アレスト性の向上には、結晶粒の微細化が有効であることが知られている。しかしながら、アレスト鋼の厚手化及び高強度化の進行が著しく、単なる結晶粒の微細化では、十分なアレスト性を得ることが困難となってきた。その原因としては、例えば、鋼板の表裏層に存在するベイナイト相が一因として挙げられる。鋼板の板厚内部まで高い強度を確保するためには、圧延後に、強冷却(強水冷)を適用することが効果的である。この強冷却を適用することにより、鋼板は高強度になるものの、鋼板の表裏層には、高硬度の粗大ベイナイト相が形成される。 As described above, it is known that refinement of crystal grains is effective for improving arrestability. However, arrest steels have been remarkably thickened and strengthened, and it has become difficult to obtain sufficient arrestability simply by refining grains. One of the reasons for this is, for example, the bainite phase present in the front and back layers of the steel sheet. It is effective to apply strong cooling (strong water cooling) after rolling in order to secure high strength to the inside of the plate thickness of the steel plate. By applying this intense cooling, the steel sheet has high strength, but a coarse bainite phase with high hardness is formed in the front and back layers of the steel sheet.

そこで、高強度の鋼板としながら、アレスト性を向上させるために、加工フェライト相に着目した。加工フェライト相は、転位強化によりベイナイト相と同等の強度が得られ、かつ、集合組織により優れたアレスト性が期待できる。 Therefore, attention was paid to the deformed ferrite phase in order to improve arrestability while making a high-strength steel sheet. The deformed ferrite phase can be expected to have a strength equivalent to that of the bainite phase due to dislocation strengthening, and excellent arrestability due to the texture.

加工フェライト相とは、オーステナイト相とポリゴナルフェライト相の二相域で仕上圧延を行うことにより、ポリゴナルフェライト相が圧延加工を受けて圧延方向に伸長することで得られる組織である。ポリゴナルフェライト相が加工を受けると、転位強化により強度が増大する。そして、ポリゴナルフェライト相が加工を受ける過程で、圧延集合組織が発達する。このとき、{001}面が鋼板圧延面に平行、かつ<110>方向が圧延方向に平行な結晶方位を主体とする、α-fiberと呼ばれる集合組織が発達する。したがって、圧延方向に対して直交する方向に脆性き裂を発生させるアレスト性の評価をしたときに、BCC構造のへき開面である{100}面が、き裂発生方向に配置されずに、き裂発生方向に対して45°傾いた方向に配置されるので、脆性き裂の伝播は、き裂発生方向に対して45°方向に斜行し、き裂伝播の抵抗となるのでアレスト性が向上する。これらの理由から、加工フェライト相を生成させることで、強度とアレスト性がともに向上すると考えられる。 The deformed ferrite phase is a structure obtained by performing finish rolling in a two-phase region of an austenite phase and a polygonal ferrite phase so that the polygonal ferrite phase is subjected to rolling and elongated in the rolling direction. When the polygonal ferrite phase undergoes deformation, its strength increases due to dislocation strengthening. A rolling texture develops during the process of working the polygonal ferrite phase. At this time, a texture called α-fiber develops, which mainly has a crystal orientation in which the {001} plane is parallel to the steel sheet rolling surface and the <110> direction is parallel to the rolling direction. Therefore, when evaluating the arrestability for generating brittle cracks in the direction perpendicular to the rolling direction, the {100} plane, which is the cleavage plane of the BCC structure, is not arranged in the crack generation direction. Since it is arranged in a direction inclined at 45° to the crack generation direction, the brittle crack propagates obliquely at 45° to the crack generation direction, which acts as a resistance to crack propagation, so arrestability is improved. improves. For these reasons, it is considered that both the strength and arrestability are improved by forming the deformed ferrite phase.

図1を参照してさらに説明する。図1は、ODF(Oriented distribution function)上に示される結晶方位と鋼材の結晶面との関係を示す模式図である。具体的には、φ=45°断面のODF上に現れる加工フェライトの主な結晶方位を表している。図1に示す{001}<110>方位、{113}<110>方位、{112}<110>方位は、α-fiberの代表的な集合組織である。加工フェライトが存在しない、又は加工フェライトが存在していても極めて少ない従来の鋼板では、{001}<010>方位、{110}<110>方位、及び{110}<001>方位の集合組織が、圧延方向に対して直交する方向(TD)に配置する場合がある。脆性き裂の発生方向は、圧延方向に対して直交する方向(TD)であるから、従来の鋼板では、脆性き裂が直進して伝播しやすく、アレスト性が劣位であると考えられる。 Further description will be made with reference to FIG. FIG. 1 is a schematic diagram showing the relationship between the crystal orientation shown on an ODF (Oriented Distribution Function) and the crystal plane of a steel material. Specifically, it represents the main crystal orientations of deformed ferrite appearing on the ODF of the φ 2 =45° cross section. The {001}<110> orientation, {113}<110> orientation, and {112}<110> orientation shown in FIG. 1 are representative textures of α-fiber. In a conventional steel sheet that does not have deformed ferrite or that has very little deformed ferrite, the textures of {001}<010> orientation, {110}<110> orientation, and {110}<001> orientation are , in the direction perpendicular to the rolling direction (TD). Since the direction of brittle crack initiation is the direction (TD) perpendicular to the rolling direction, conventional steel sheets are considered to have inferior arrestability because brittle cracks tend to propagate straight.

これに対し、本実施形態に係る鋼板では、表裏層において、集合組織強度比I{001}<110>、I{113}<110>、及びI{112}<110>の平均値が3.0以上である。つまり、本実施形態に係る鋼板では、表裏層において、α-fiberの集合組織が発達しているため、圧延方向に対して直交する方向に発生させた脆性き裂は、き裂発生方向に対して45°方向に伝播しやすく、脆性き裂が直進して伝播し難い。その結果、本実施形態に係る鋼板は、アレスト性の評価において、き裂伝播方向にBCC構造のへき開面である{100}面が配置されないため、アレスト性が向上していると考えられる。さらに、1/2位置では、集合組織強度比I{001}<110>、I{112}<110>、及びI{332}<113>の平均値が2.0以上である。つまり、1/2位置では、圧縮加工を受けたオーステナイト相が変態した場合の典型的な集合組織である{001}<110>方位、{112}<110>方位、及び{332}<113>方位の集合組織が発達しているため、脆性き裂が伝播方向に直進し難く、アレスト性が向上していると考えられる。 On the other hand, in the steel sheet according to the present embodiment, the average values of the texture strength ratios I {001}<110> , I {113}<110> , and I {112}<110> are 3.0 in the front and back layers. 0 or more. That is, in the steel sheet according to the present embodiment, the texture of α-fiber is developed in the front and back layers, so the brittle crack generated in the direction perpendicular to the rolling direction is It is easy to propagate in the 45° direction, and the brittle crack propagates straight and is difficult to propagate. As a result, the steel plate according to the present embodiment is considered to have improved arrestability in evaluation of arrestability because the {100} plane, which is the cleavage plane of the BCC structure, is not arranged in the crack propagation direction. Furthermore, at the 1/2 position, the average values of texture intensity ratios I {001}<110> , I {112}<110> , and I {332}<113> are 2.0 or more. That is, at the 1/2 position, {001}<110>, {112}<110>, and {332}<113> It is thought that brittle cracks are less likely to propagate straight in the direction of propagation due to the well-developed texture of the orientation, and arrestability is improved.

本明細書において、加工フェライトとは、GOS値が4°を超える結晶粒を意味する。加工フェライト分率とは、金属組織中の加工フェライトの面積率を意味する。加工フェライト分率は、EBSP(Electron Back Scattering Pattern)にて測定されるパラメータGOS値(Grain Orientation Spread)により定量化される。GOS値とは、同一結晶粒内において、ある測定点と、他の測定点との測定点間における方位差の平均値を示すパラメータである。二相域圧延によって結晶粒内に転位が導入されると、転位による結晶の方位差が生じるためGOS値が増加すると考えられる。 As used herein, deformed ferrite means grains with a GOS value greater than 4°. The deformed ferrite fraction means the area ratio of the deformed ferrite in the metal structure. The processed ferrite fraction is quantified by the parameter GOS value (Grain Orientation Spread) measured by EBSP (Electron Back Scattering Pattern). The GOS value is a parameter that indicates the average value of misorientation between a certain measurement point and another measurement point within the same crystal grain. It is thought that when dislocations are introduced into grains by two-phase rolling, the GOS value increases due to the difference in crystal orientation caused by the dislocations.

さらに、主に表裏層において加工フェライト相を活用するに当たり、本実施形態に係る鋼板の製造方法を検討した。粗圧延後の冷却条件(一次冷却の条件)を制御することにより、表裏層にポリゴナルフェライト相を十分に生成させる。そして、オーステナイト相とポリゴナルフェライト相の二相域で仕上圧延を行うことにより、ポリゴナルフェライト相に圧延加工を加える。さらに、仕上圧延後の冷却条件(二次冷却の条件)を制御することにより、粗大ベイナイト相の生成を極力抑える。その結果、表裏層に加工フェライト相を含む所定の金属組織を有する鋼板が得られることが判明した。 Furthermore, in utilizing the deformed ferrite phase mainly in the front and back layers, the method of manufacturing the steel sheet according to the present embodiment was studied. By controlling the cooling conditions (primary cooling conditions) after rough rolling, the polygonal ferrite phase is sufficiently generated in the front and back layers. Then, by performing finish rolling in the two-phase region of the austenite phase and the polygonal ferrite phase, rolling is applied to the polygonal ferrite phase. Furthermore, by controlling the cooling conditions (secondary cooling conditions) after finish rolling, the generation of coarse bainite phase is suppressed as much as possible. As a result, it was found that a steel sheet having a predetermined metal structure containing deformed ferrite phases in the front and back layers could be obtained.

以上から、本実施形態に係る鋼板によって、優れたアレスト性を有し、かつ、高強度な鋼板が得られる。 As described above, the steel sheet according to the present embodiment provides a steel sheet having excellent arrestability and high strength.

まず、本実施形態に係る鋼板の化学組成の限定理由を述べる。
以下の説明において、各元素の説明における「%」は「質量%」を意味する。
First, reasons for limiting the chemical composition of the steel sheet according to the present embodiment will be described.
In the following explanation, "%" in the explanation of each element means "% by mass".

(C:0.040%~0.160%)
Cは、強度を確保するために必要な元素である。C量が0.040%未満では必要とする鋼板(以下、「母材」とも称する)の強度を確保することができない。しかし、C量が0.160%を超えると、アレスト性及びHAZ靭性が劣位となる。そのため、C量は、0.040%~0.160%とする。C量の好ましい下限は0.050%、より好ましい下限は0.060%である。C量の好ましい上限は0.140%、より好ましい上限は0.120%である。
(C: 0.040% to 0.160%)
C is an element necessary for ensuring strength. If the amount of C is less than 0.040%, the required strength of the steel sheet (hereinafter also referred to as "base material") cannot be ensured. However, when the amount of C exceeds 0.160%, arrestability and HAZ toughness become inferior. Therefore, the amount of C is set to 0.040% to 0.160%. A preferred lower limit for the C content is 0.050%, and a more preferred lower limit is 0.060%. A preferred upper limit for the amount of C is 0.140%, and a more preferred upper limit is 0.120%.

(Si:0.01%~0.50%)
Siは、脱酸元素であり、固溶強化に有効な元素である。Si量が0.01%未満では、Siを含有する効果が得られない。一方、Si量が0.50%を超えると、HAZ靭性が劣位となる。そのため、Si量は、0.01%~0.50%とする。Si量の好ましい下限は0.03%、より好ましい下限は0.05%である。Si量の好ましい上限は0.40%、より好ましい上限は0.35%である。
(Si: 0.01% to 0.50%)
Si is a deoxidizing element and an element effective for solid solution strengthening. If the amount of Si is less than 0.01%, the effect of containing Si cannot be obtained. On the other hand, when the amount of Si exceeds 0.50%, the HAZ toughness becomes inferior. Therefore, the amount of Si is set to 0.01% to 0.50%. A preferable lower limit of the amount of Si is 0.03%, and a more preferable lower limit is 0.05%. A preferable upper limit of the amount of Si is 0.40%, and a more preferable upper limit is 0.35%.

(Mn:0.70%~2.50%)
Mnは、母材の強度及びアレスト性を向上させる有効な元素である。Mn量が0.70%未満では、Mnを含有する効果が得られない。一方、Mn量が2.50%を超えると、HAZ靭性が劣位となる。そのため、Mn量は、0.70%~2.50%とする。Mn量の好ましい下限は0.90%、より好ましい下限は1.20%である。Mn量の好ましい上限は2.20%、より好ましい上限は2.00%である。
(Mn: 0.70% to 2.50%)
Mn is an effective element that improves the strength and arrestability of the base material. If the Mn content is less than 0.70%, the effect of containing Mn cannot be obtained. On the other hand, when the Mn content exceeds 2.50%, the HAZ toughness becomes inferior. Therefore, the Mn content is set to 0.70% to 2.50%. A preferred lower limit for the Mn content is 0.90%, and a more preferred lower limit is 1.20%. A preferred upper limit for the amount of Mn is 2.20%, and a more preferred upper limit is 2.00%.

(P:0.030%以下)
Pは、不純物として鋼板に存在する。しかし、P量が過剰になると、アレスト性及びHAZ靭性が劣位となる。そのため、P量の上限を0.030%とする。P量の好ましい上限は0.020%、より好ましい上限は0.010%である。P量は少ないほど好ましいため下限は特に限定されず、製造コストの観点から、0.001%以上であってもよい。
(P: 0.030% or less)
P exists in the steel sheet as an impurity. However, when the amount of P becomes excessive, arrestability and HAZ toughness become inferior. Therefore, the upper limit of the amount of P is set to 0.030%. A preferable upper limit of the amount of P is 0.020%, and a more preferable upper limit is 0.010%. Since the lower the amount of P, the better, the lower limit is not particularly limited, and from the viewpoint of manufacturing cost, it may be 0.001% or more.

(S:0.020%以下)
Sは、不純物として鋼板に存在する。しかし、S量が過剰になると、硫化物、及び酸硫化物の介在物が多量に生成してアレスト性及びHAZ靭性が劣位となる。このためS量の上限を0.020%とする。S量の好ましい上限は0.010%、より好ましい上限は0.005%である。S量は少ないほど好ましいため下限は特に限定されず、製造コストの観点から、0.001%以上であってもよい。
(S: 0.020% or less)
S exists in the steel sheet as an impurity. However, when the amount of S becomes excessive, a large amount of inclusions of sulfides and oxysulfides are formed, resulting in inferior arrestability and HAZ toughness. Therefore, the upper limit of the amount of S is set to 0.020%. A preferable upper limit of the amount of S is 0.010%, and a more preferable upper limit is 0.005%. Since the lower the amount of S, the better, the lower limit is not particularly limited, and from the viewpoint of manufacturing cost, it may be 0.001% or more.

(Nb:0.003%~0.050%)
Nbは、再結晶を抑制し、微量の添加により組織微細化に寄与し、母材の強度及びアレスト性の確保に有効な元素である。Nb量が0.003%未満であると、Nbを含有する効果が得られない。Nb量が0.050%を超えると、HAZ靭性が劣位となる。そのため、Nb量は0.003%~0.050%とする。Nb量の好ましい下限は0.005%、より好ましい下限は0.008%である。Nb量の好ましい上限は0.035%、より好ましい上限は0.025%である。
(Nb: 0.003% to 0.050%)
Nb is an element that suppresses recrystallization, contributes to refinement of the structure when added in a small amount, and is effective in ensuring the strength and arrestability of the base material. If the Nb content is less than 0.003%, the effect of containing Nb cannot be obtained. If the Nb content exceeds 0.050%, the HAZ toughness becomes inferior. Therefore, the Nb content is set to 0.003% to 0.050%. A preferable lower limit of the Nb content is 0.005%, and a more preferable lower limit is 0.008%. A preferable upper limit of the Nb content is 0.035%, and a more preferable upper limit is 0.025%.

(Ti:0.003%~0.050%)
Tiは、微量の添加により母材と溶接部の組織微細化を通じて、アレスト性及びHAZ靭性向上に寄与する元素である。また、Tiは脱酸元素としても機能する。一方、Tiを過剰に添加すると溶接部を硬化させ著しく靭性を劣化させ、HAZ靭性が劣位となる。そのため、Ti量は0.003%~0.050%とする。Ti量の好ましい下限は0.006%、より好ましい下限は0.010%である。Ti量の好ましい上限は0.035%、より好ましい上限は0.020%である。
(Ti: 0.003% to 0.050%)
Ti is an element that contributes to the improvement of arrestability and HAZ toughness through refinement of the structure of the base metal and the weld zone by addition of a small amount. Ti also functions as a deoxidizing element. On the other hand, if Ti is added excessively, the weld zone is hardened and the toughness is significantly deteriorated, resulting in inferior HAZ toughness. Therefore, the Ti content is set to 0.003% to 0.050%. A preferred lower limit for the Ti content is 0.006%, and a more preferred lower limit is 0.010%. A preferable upper limit of the Ti amount is 0.035%, and a more preferable upper limit is 0.020%.

(Al:0.001%~0.100%)
Alは、脱酸元素であるため、Al量は0.001%以上とする。一方、Alを過剰に添加すると、鋼片の表面品位を損ない、アレスト性及びHAZ靭性に有害な介在物を形成するため、Al量の上限は0.100%とする。そのため、Al量は0.001%~0.100%とする。Al量の好ましい下限は0.010%、より好ましい下限は0.015%である。Al量の好ましい上限は0.080%、より好ましい上限は0.050%である。
(Al: 0.001% to 0.100%)
Since Al is a deoxidizing element, the amount of Al is made 0.001% or more. On the other hand, excessive addition of Al impairs the surface quality of the steel slab and forms inclusions harmful to arrestability and HAZ toughness, so the upper limit of the Al content is made 0.100%. Therefore, the Al content is set to 0.001% to 0.100%. A preferable lower limit of the Al content is 0.010%, and a more preferable lower limit is 0.015%. A preferable upper limit of the Al content is 0.080%, and a more preferable upper limit is 0.050%.

(N:0.0010%~0.0080%)
Nは、Ti及びAlと共に窒化物を形成し継手靭性を向上させるため、N量の下限を0.0010%とする。しかし、Nの含有量が過剰であると、固溶Nによるアレスト性及び母材の伸びの低下が生じるため、N量の上限を0.0080%とする。そのため、N量は0.0010%~0.0080%とする。N量の好ましい下限は0.0015%、より好ましい下限は0.0020%である。N量の好ましい上限は0.0070%、より好ましい上限は0.0060%である。
(N: 0.0010% to 0.0080%)
N forms nitrides together with Ti and Al to improve joint toughness, so the lower limit of the N content is made 0.0010%. However, if the N content is excessive, the arrestability and the elongation of the base metal are lowered due to solid solution N, so the upper limit of the N content is made 0.0080%. Therefore, the amount of N is set to 0.0010% to 0.0080%. A preferable lower limit of the N content is 0.0015%, and a more preferable lower limit is 0.0020%. A preferable upper limit of the amount of N is 0.0070%, and a more preferable upper limit is 0.0060%.

さらに、本実施形態に係る鋼板には、質量%で、下記の元素を含んでいてもよい。下記元素は、任意元素であり、含んでいなくてもよい(つまり、含有量が0%でもよい)。具体的には、Cu、Ni、Cr、Mo、V、及びBからなる群から選択される少なくとも1種を含んでいてもよい。これら元素は、高強度化に寄与する元素である。Mg、Ca、及びREMからなる群から選択される少なくとも1種を含んでいてもよい。これら元素は、介在物生成抑制効果に寄与する元素である。Zr及びTeからなる群から選択される少なくとも1種を含んでいてもよい。これら元素は、靱性向上に寄与する元素である。 Furthermore, the steel sheet according to the present embodiment may contain the following elements in terms of % by mass. The following elements are optional elements and may not be contained (that is, the content may be 0%). Specifically, at least one selected from the group consisting of Cu, Ni, Cr, Mo, V, and B may be included. These elements are elements that contribute to high strength. At least one selected from the group consisting of Mg, Ca, and REM may be included. These elements are elements that contribute to the effect of suppressing formation of inclusions. At least one selected from the group consisting of Zr and Te may be included. These elements are elements that contribute to the improvement of toughness.

(Cu0.01%~1.50%)
Cuは、焼入れ性を向上させ、母材の高強度化に有効な元素である。したがって、Cuを含有させてもよい。しかしながら、Cu量が1.50%を超えると、継手の硬さの上昇に伴い靭性が低下する。上記作用による効果をより確実に得るには、Cu量の下限は0.01%とすることが好ましい。したがって、Cuを含有する場合、Cu量は、0.01%~1.50%とする。Cu量のより好ましい上限は、0.80%、さらに好ましい上限は0.50%である。Cu量のより好ましい下限は、0.05%、さらに好ましい下限は0.10%である。
(Cu 0.01% to 1.50%)
Cu is an element that improves hardenability and is effective in increasing the strength of the base material. Therefore, Cu may be contained. However, when the amount of Cu exceeds 1.50%, toughness decreases as the hardness of the joint increases. In order to more reliably obtain the effect of the above action, the lower limit of the amount of Cu is preferably set to 0.01%. Therefore, when Cu is contained, the amount of Cu should be 0.01% to 1.50%. A more preferable upper limit of the amount of Cu is 0.80%, and a further preferable upper limit is 0.50%. A more preferable lower limit for the amount of Cu is 0.05%, and a further preferable lower limit is 0.10%.

(Ni:0.01%~2.50%)
Niは、母材の強度及びアレスト性の向上に有効な元素である。したがって、Niを含有させてもよい。しかしながら、Ni量が2.50%を超えても、Niを含有する効果は飽和し、コストが上昇する。上記作用による効果をより確実に得るには、Ni量の下限は0.01%以上とすることが好ましい。したがって、Niを含有する場合、Ni量は、0.01%~2.50%とする。Ni量のより好ましい上限は、1.50%、さらに好ましい上限は1.00%である。Ni量のより好ましい下限は、0.10%、さらに好ましい下限は0.20%である。
(Ni: 0.01% to 2.50%)
Ni is an element effective in improving the strength and arrestability of the base material. Therefore, Ni may be contained. However, even if the amount of Ni exceeds 2.50%, the effect of containing Ni is saturated and the cost increases. In order to more reliably obtain the effect of the above action, the lower limit of the Ni amount is preferably 0.01% or more. Therefore, when Ni is contained, the amount of Ni should be 0.01% to 2.50%. A more preferable upper limit of the Ni amount is 1.50%, and a further preferable upper limit is 1.00%. A more preferable lower limit of the Ni content is 0.10%, and a further preferable lower limit is 0.20%.

(Cr:0.01%~1.00%)
Crは、焼入れ性を向上させ、母材の高強度化に有効な元素である。したがって、Crを含有させてもよい。しかしながら、Cr量が1.00%を超えると、継手の硬さの上昇に伴い靭性が低下する。上記作用による効果をより確実に得るには、Cr量の下限は0.01%とすることが好ましい。したがって、Crを含有する場合、Cr量は、0.01%~1.00%とする。Cr量のより好ましい上限は、0.80%、さらに好ましい上限は0.60%である。Cr量のより好ましい下限は、0.05%、さらに好ましい下限は0.10%である。
(Cr: 0.01% to 1.00%)
Cr is an element that improves hardenability and is effective in increasing the strength of the base material. Therefore, Cr may be contained. However, when the Cr content exceeds 1.00%, toughness decreases as the hardness of the joint increases. The lower limit of the Cr content is preferably set to 0.01% in order to more reliably obtain the effect of the above action. Therefore, when Cr is contained, the amount of Cr should be 0.01% to 1.00%. A more preferable upper limit of the Cr content is 0.80%, and a further preferable upper limit is 0.60%. A more preferable lower limit of the Cr content is 0.05%, and a further preferable lower limit is 0.10%.

(Mo:0.01%~1.00%)
Moは、焼入れ性を向上させ、母材の高強度化に有効な元素である。したがって、Moを含有させてもよい。しかしながら、Mo量が1.00%を超えると、継手の硬さの上昇に伴い靭性が低下する。上記作用による効果をより確実に得るには、Mo量の下限は0.01%とすることが好ましい。したがって、Moを含有する場合、Mo量は、0.01%~1.00%とする。Mo量のより好ましい上限は、0.60%、さらに好ましい上限は0.40%である。Mo量のより好ましい下限は、0.05%、さらに好ましい下限は0.10%である。
(Mo: 0.01% to 1.00%)
Mo is an element that improves hardenability and is effective in increasing the strength of the base material. Therefore, Mo may be contained. However, when the Mo content exceeds 1.00%, toughness decreases as the hardness of the joint increases. In order to more reliably obtain the effects of the above action, the lower limit of the Mo content is preferably 0.01%. Therefore, when Mo is contained, the amount of Mo should be 0.01% to 1.00%. A more preferable upper limit of Mo content is 0.60%, and a further preferable upper limit is 0.40%. A more preferable lower limit of Mo content is 0.05%, and a further preferable lower limit is 0.10%.

(V:0.001%~0.150%)
Vは、析出強化により母材の強度上昇に寄与する元素である。したがって、Vを含有させてもよい。しかしながら、V量が0.150%を超えると、継手靭性を損なう。上記作用による効果をより確実に得るには、V量の下限は0.001%とすることが好ましい。したがって、Vを含有する場合、V量は、0.001%~0.150%とする。V量のより好ましい上限は、0.100%、さらに好ましい上限は0.080%である。V量のより好ましい下限は、0.010%、さらに好ましい下限は0.020%である。
(V: 0.001% to 0.150%)
V is an element that contributes to increasing the strength of the base material by precipitation strengthening. Therefore, V may be included. However, if the V content exceeds 0.150%, joint toughness is impaired. The lower limit of the V content is preferably set to 0.001% in order to more reliably obtain the effect of the above action. Therefore, when V is contained, the amount of V should be 0.001% to 0.150%. A more preferable upper limit of the amount of V is 0.100%, and a further preferable upper limit is 0.080%. A more preferable lower limit of the V content is 0.010%, and a further preferable lower limit is 0.020%.

(B:0.0001%~0.0050%)
Bは、微量の添加により焼き入れ性を高め母材の強度向上に寄与する元素である。したがって、Bを含有させてもよい。B量が0.0050%を超えると、アレスト性及びHAZ靭性が低下する。上記作用による効果をより確実に得るには、B量の下限は0.0001%とすることが好ましい。したがって、Bを含有する場合、B量は、0.0001%~0.0050%とする。B量のより好ましい上限は、0.0040%、さらに好ましい上限は0.0030%である。B量のより好ましい下限は、0.0005%、さらに好ましい下限は0.0010%である。
(B: 0.0001% to 0.0050%)
B is an element that enhances the hardenability and contributes to the strength improvement of the base metal when added in a very small amount. Therefore, B may be contained. When the amount of B exceeds 0.0050%, the arrestability and HAZ toughness are lowered. In order to more reliably obtain the effect of the above action, the lower limit of the B amount is preferably 0.0001%. Therefore, when B is contained, the amount of B should be 0.0001% to 0.0050%. A more preferable upper limit of the amount of B is 0.0040%, and a further preferable upper limit is 0.0030%. A more preferable lower limit of the amount of B is 0.0005%, and a further preferable lower limit is 0.0010%.

(Mg:0.0001%~0.0100%)
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。したがって、Mgを含有させてもよい。しかしながら、Mg量が0.0100%を超えると、粗大な酸化物、硫化物、及び酸硫化物が形成されやすくなり、アレスト性及びHAZ靭性が低下する。上記作用による効果をより確実に得るには、Mg量の下限は0.0001%とすることが好ましい。したがって、Mgを含有する場合、Mg量は、0.0001%~0.0100%とする。Mg量のより好ましい上限は、0.0070%、さらに好ましい上限は0.0050%である。Mg量のより好ましい下限は、0.0005%、さらに好ましい下限は0.0010%である。
(Mg: 0.0001% to 0.0100%)
Mg is a deoxidizing element that suppresses the formation of coarse inclusions by forming sulfides and suppresses the formation of harmful inclusions by forming fine oxides. Therefore, Mg may be contained. However, when the Mg content exceeds 0.0100%, coarse oxides, sulfides, and oxysulfides are likely to be formed, and arrestability and HAZ toughness are lowered. In order to more reliably obtain the effects of the above action, the lower limit of the Mg content is preferably 0.0001%. Therefore, when Mg is contained, the amount of Mg should be 0.0001% to 0.0100%. A more preferable upper limit of the Mg amount is 0.0070%, and a further preferable upper limit is 0.0050%. A more preferable lower limit of the Mg content is 0.0005%, and a further preferable lower limit is 0.0010%.

(Ca:0.0001%~0.0100%)
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。したがって、Caを含有させてもよい。しかしながら、Ca量が0.0100%を超えると、粗大な酸化物、硫化物、及び酸硫化物が形成されやすくなり、アレスト性及びHAZ靭性が低下する。上記作用による効果をより確実に得るには、Ca量の下限は0.0001%とすることが好ましい。したがって、Caを含有する場合、Ca量は、0.0001%~0.0100%とする。Ca量のより好ましい上限は、0.0070%、さらに好ましい上限は0.0050%である。Ca量のより好ましい下限は、0.0005%、さらに好ましい下限は0.0010%である。
(Ca: 0.0001% to 0.0100%)
Ca is a deoxidizing element that suppresses the formation of coarse inclusions by forming sulfides and suppresses the formation of harmful inclusions by forming fine oxides. Therefore, Ca may be contained. However, when the amount of Ca exceeds 0.0100%, coarse oxides, sulfides and oxysulfides are likely to be formed, and arrestability and HAZ toughness are lowered. In order to more reliably obtain the effect of the action described above, the lower limit of the amount of Ca is preferably 0.0001%. Therefore, when Ca is contained, the amount of Ca should be 0.0001% to 0.0100%. A more preferable upper limit of the amount of Ca is 0.0070%, and a further preferable upper limit is 0.0050%. A more preferable lower limit of the amount of Ca is 0.0005%, and a further preferable lower limit is 0.0010%.

(REM:0.0001%~0.0100%)
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。したがって、REMを含有させてもよい。しかしながら、REM量が0.0100%を超えると、粗大な酸化物、硫化物、及び酸硫化物が形成されやすくなり、アレスト性及びHAZ靭性が低下する。上記作用による効果をより確実に得るには、REM量の下限は0.0001%とすることが好ましい。したがって、REMを含有する場合、REM量は、0.0001%~0.0100%とする。REM量のより好ましい上限は、0.0070%、さらに好ましい上限は0.0050%である。REM量のより好ましい下限は、0.0005%、さらに好ましい下限は0.0010%である。
ここで、「REM」とはSc、Y、及びランタノイドの合計17元素の総称である。REMとしては、合計17元素のうちの1種又は2種以上の元素を含んでいればよい。REMの含有量はこれら元素の合計含有量を指す。
(REM: 0.0001% to 0.0100%)
REM is a deoxidizing element that suppresses the formation of coarse inclusions by forming sulfides and suppresses the formation of harmful inclusions by forming fine oxides. Therefore, REM may be included. However, when the amount of REM exceeds 0.0100%, coarse oxides, sulfides and oxysulfides are likely to be formed, and arrestability and HAZ toughness are lowered. In order to more reliably obtain the effect of the above action, the lower limit of the REM content is preferably 0.0001%. Therefore, when REM is contained, the amount of REM should be 0.0001% to 0.0100%. A more preferable upper limit of the REM amount is 0.0070%, and a further preferable upper limit is 0.0050%. A more preferable lower limit of the REM amount is 0.0005%, and a further preferable lower limit is 0.0010%.
Here, "REM" is a generic term for a total of 17 elements including Sc, Y, and lanthanoids. REM may contain one or more of the 17 elements in total. The REM content refers to the total content of these elements.

(Zr:0.0001%~0.0100%)
Zrは、微量の添加により母材と溶接部の組織微細化を通じて靭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。したがって、Zrを含有させてもよい。Zr量が0.0100%を超えると、HAZ靭性の低下がする。上記作用による効果をより確実に得るには、Zr量の下限は0.0001%とすることが好ましい。したがって、Zrを含有する場合、Zr量は、0.0001%~0.0100%とする。Zr量のより好ましい上限は、0.0070%、さらに好ましい上限は0.0050%である。Zr量のより好ましい下限は、0.0005%、さらに好ましい下限は0.0010%である。
(Zr: 0.0001% to 0.0100%)
Zr is an element that, when added in a small amount, contributes to the improvement of toughness by refining the structure of the base metal and the weld zone. Zr also functions as a deoxidizing element. Therefore, Zr may be contained. If the Zr content exceeds 0.0100%, the HAZ toughness is lowered. The lower limit of the Zr amount is preferably set to 0.0001% in order to more reliably obtain the effect of the above action. Therefore, when Zr is contained, the amount of Zr should be 0.0001% to 0.0100%. A more preferable upper limit of the Zr amount is 0.0070%, and a further preferable upper limit is 0.0050%. A more preferable lower limit of the Zr content is 0.0005%, and a further preferable lower limit is 0.0010%.

(Te:0.0001%~0.0100%)
Teは、組織微細化により靭性の向上に寄与する元素である。したがって、Teを含有させてもよい。Te量が0.0100%を超えても、上記作用による効果は飽和する。上記作用による効果をより確実に得るには、Te量の下限は0.0001%とすることが好ましい。したがって、Teを含有する場合、Te量は、0.0001%~0.0100%とする。Te量のより好ましい上限は、0.0070%、さらに好ましい上限は0.0050%である。Te量のより好ましい下限は、0.0005%、さらに好ましくい下限は0.0010%である。
(Te: 0.0001% to 0.0100%)
Te is an element that contributes to improvement of toughness by refining the structure. Therefore, Te may be contained. Even if the amount of Te exceeds 0.0100%, the effect of the above action is saturated. In order to more reliably obtain the effects of the above action, the lower limit of the Te amount is preferably 0.0001%. Therefore, when Te is contained, the amount of Te should be 0.0001% to 0.0100%. A more preferable upper limit of the amount of Te is 0.0070%, and a further preferable upper limit is 0.0050%. A more preferable lower limit for the amount of Te is 0.0005%, and a more preferable lower limit is 0.0010%.

(残部)
残部はFe及び不純物である。不純物とは、原材料に含まれる成分、又は、製造の過程で混入する成分であって、意図的に鋼板に含有させたものではない成分を指す。
(remainder)
The balance is Fe and impurities. Impurities refer to components contained in the raw material or components mixed in during the manufacturing process and not intentionally included in the steel sheet.

(炭素当量Ceq.:0.30%~0.55%)
本実施形態に係る鋼板は、下記式(1)により求められる炭素当量Ceq.が、0.30%~0.55%であることが好ましい。
式(1) Ceq.=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15
ただし、式(1)中のC、Mn、Cr、Mo、V、Cu、及びNiは、鋼板に含まれる各元素の含有量(質量%)を表す。
なお、含有量が0質量%の元素がある場合には、式(1)中の該当する元素の含有量として0質量%を代入して計算する。
(Carbon equivalent Ceq.: 0.30% to 0.55%)
The steel sheet according to the present embodiment has a carbon equivalent Ceq. calculated by the following formula (1). is preferably 0.30% to 0.55%.
Formula (1) Ceq. =C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15
However, C, Mn, Cr, Mo, V, Cu, and Ni in Formula (1) represent the contents (% by mass) of each element contained in the steel sheet.
If there is an element whose content is 0% by mass, 0% by mass is substituted for the content of the corresponding element in formula (1).

炭素当量が0.30%未満になると、母材となる鋼板の要求される強度特性(引張強さ、降伏応力)を満足し難くなる。炭素当量が0.55%を超えると、アレスト性及びHAZ靭性が向上し難くなる。炭素当量の下限値は、より好ましくは0.35%、さらに好ましは0.40%である。炭素当量の上限値は、より好ましくは0.52%、さらに好ましくは0.50%である。 If the carbon equivalent is less than 0.30%, it becomes difficult to satisfy the strength properties (tensile strength, yield stress) required of the steel plate as the base material. If the carbon equivalent exceeds 0.55%, it becomes difficult to improve arrestability and HAZ toughness. The lower limit of the carbon equivalent is more preferably 0.35%, still more preferably 0.40%. The upper limit of the carbon equivalent is more preferably 0.52%, still more preferably 0.50%.

[表裏層の金属組織]
次に、本実施形態に係る鋼板の表裏層における金属組織(ミクロ組織)の限定理由について説明する。
[Metal structure of front and back layers]
Next, the reason for limiting the metal structure (microstructure) in the front and back layers of the steel sheet according to the present embodiment will be described.

(加工フェライト相:30%~90%)
加工フェライト相は、アレスト性に寄与する。加工フェライト相の面積が、90%を超えると、母材の強度が不十分となる場合がある。一方、加工フェライト相の面積分率が30%未満であると、アレスト性が劣位となる。そのため、フェライト相の面積分率は、30%~90%とする。加工フェライト相の面積分率の好ましい上限は、85%、より好ましい上限は、80%である。また、加工フェライト相の面積分率の好ましい下限は、35%、より好ましい下限は、40%である。
(Processed ferrite phase: 30% to 90%)
The deformed ferrite phase contributes to arrestability. If the area of the deformed ferrite phase exceeds 90%, the strength of the base metal may be insufficient. On the other hand, when the area fraction of the deformed ferrite phase is less than 30%, arrestability is inferior. Therefore, the area fraction of the ferrite phase is set to 30% to 90%. A preferable upper limit of the area fraction of the deformed ferrite phase is 85%, and a more preferable upper limit is 80%. A preferred lower limit for the area fraction of the deformed ferrite phase is 35%, and a more preferred lower limit is 40%.

(ベイナイト相:10%~60%)
ベイナイト相は、主に母材の強度に寄与する。ベイナイト相の面積分率が10%未満であると、母材の強度が劣位となる。一方、ベイナイト相の面積分率が60%を超えると、アレスト性が劣位となる。そのため、ベイナイト相の面積分率は、10%~60%とする。ベイナイト相の面積分率の好ましい上限は、55%、より好ましい上限は、50%である。また、ベイナイト相の面積分率の好ましい下限は、15%、より好ましい下限は、20%である。
(Bainite phase: 10% to 60%)
The bainite phase mainly contributes to the strength of the base material. If the area fraction of the bainite phase is less than 10%, the strength of the base metal is inferior. On the other hand, when the area fraction of the bainite phase exceeds 60%, arrestability becomes inferior. Therefore, the area fraction of the bainite phase is set to 10% to 60%. A preferred upper limit for the area fraction of the bainite phase is 55%, and a more preferred upper limit is 50%. A preferred lower limit for the area fraction of the bainite phase is 15%, and a more preferred lower limit is 20%.

(ポリゴナルフェライト相、パーライト相、及びマルテンサイト・オーステナイト混合相の合計:30%以下)
ポリゴナルフェライト相、パーライト相、及びマルテンサイト・オーステナイト混合相(MA相)の合計の面積分率が30%を超えると、軟質相であるポリゴナルフェライト相による母材強度の低下、又は脆化相であるパーライト相及びMA相によるアレスト性の低下が顕著となる。そのため、これら各相(ポリゴナルフェライト相、パーライト相、及びMA相)の合計の面積分率は、母材の強度とアレスト性の両特性を確保する観点で、30%以下とする。これらの合計の面積分率の好ましい上限は、25%以下である。これらの合計の面積分率は少ないほうが好ましく、下限値は特に限定されるものではない。例えば、これら各相の合計の面積分率は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。
(Total of polygonal ferrite phase, pearlite phase, and martensite/austenite mixed phase: 30% or less)
When the total area fraction of the polygonal ferrite phase, the pearlite phase, and the martensite/austenite mixed phase (MA phase) exceeds 30%, the strength of the base material decreases or becomes embrittled due to the polygonal ferrite phase, which is a soft phase. The decrease in arrestability due to the pearlite phase and the MA phase, which are phases, becomes remarkable. Therefore, the total area fraction of these phases (polygonal ferrite phase, pearlite phase, and MA phase) is set to 30% or less from the viewpoint of ensuring both the strength and arrestability of the base material. A preferred upper limit for the total area fraction of these is 25% or less. The total area fraction of these is preferably as small as possible, and the lower limit is not particularly limited. For example, the total area fraction of each of these phases may be 0%. Moreover, it may be more than 0%, or it may be 1% or more.

(加工フェライト相のアスペクト比:2.0以上)
表裏層における加工フェライト相のアスペクト比が2.0以上であることで、アレスト性が向上する。表裏層における加工フェライト相のアスペクト比は、好ましくは2.5以上、より好ましくは3.0以上である。表裏層における加工フェライト相のアスペクト比の上限は特に限定されず、例えば、10.0以下であってもよい。表裏層における加工フェライト相は、面積分率で30%~90%であり、かつ、アスペクト比が2.0以上を満足していると、アレスト性向上が向上する。
ここで、本明細書中において、表裏層における加工フェライト相のアスペクト比は、一つの加工フェライト相において、長軸の最大長さと、長軸方向と直交する短軸方向の短軸の最大長さとの比(長軸最大長さ/最大短軸長さ)で表される。加工フェライト相は、圧延方向に伸びた形状を示すので、長軸の長さは、圧延方向に伸びる長さとなり、短軸は、板厚方向(いわゆるND方向)の長さとなる。なお、アスペクト比は、表裏層における各相の面積分率を測定する際に測定する、鋼板の圧延方向と平行な断面(いわゆるL断面)の試料を用いて測定する。表裏層における試料にナイタールエッチングを行い、ナイタールエッチングで白色に見えた部分についてEBSPにてGOS値を求め、GOS値が4°を超える部分を加工フェライト相として画像解析して求める。画像解析は、例えば、面積0.05mm以上の視野を8視野以上(合計0.40mm以上)について行い、平均値を求めればよい。
(Aspect ratio of deformed ferrite phase: 2.0 or more)
When the aspect ratio of the deformed ferrite phase in the front and back layers is 2.0 or more, arrestability is improved. The aspect ratio of the deformed ferrite phase in the front and back layers is preferably 2.5 or more, more preferably 3.0 or more. The upper limit of the aspect ratio of the deformed ferrite phase in the front and back layers is not particularly limited, and may be, for example, 10.0 or less. When the deformed ferrite phase in the front and back layers has an area fraction of 30% to 90% and an aspect ratio of 2.0 or more, the arrestability is improved.
Here, in this specification, the aspect ratio of the deformed ferrite phase in the front and back layers is the maximum length of the major axis and the maximum length of the minor axis in the minor axis direction orthogonal to the major axis direction in one deformed ferrite phase. (maximum major axis length/maximum minor axis length). Since the deformed ferrite phase exhibits a shape extending in the rolling direction, the length of the major axis is the length extending in the rolling direction, and the minor axis is the length in the plate thickness direction (so-called ND direction). The aspect ratio is measured using a sample of a cross section (so-called L cross section) parallel to the rolling direction of the steel sheet, which is measured when measuring the area fraction of each phase in the front and back layers. A sample of the front and back layers is etched with nital, and the GOS value is determined by EBSP for the portion that appears white due to the nital etching. Image analysis may be performed, for example, on 8 or more fields of view with an area of 0.05 mm 2 or more (a total of 0.40 mm 2 or more), and the average value may be obtained.

(加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、パーライト相、及びマルテンサイト・オーステナイト混合相の平均粒径(直径):25μm以下)
加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、パーライト相、及びMA相の全相の組織微細化はアレスト性の向上に寄与する。表裏層における各相(加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、パーライト相、及びマルテンサイト・オーステナイト混合相)を、電子線後方散乱回折法により測定したときの平均粒径(直径)が25μm以下であることで、アレスト性が向上する。表裏層における各相の平均粒径は、小さいほうが好ましく、下限値は特に限定されるものではない。例えば、表裏層における各相の平均粒径は、1μm以上であってもよく、5μm以上であってもよい。表裏層における各相の平均粒径の測定方法は後述する。
(Average grain size (diameter) of deformed ferrite phase, bainite phase, polygonal ferrite phase, pearlite phase, and martensite/austenite mixed phase: 25 μm or less)
Refinement of the structure of all phases of the deformed ferrite phase, the bainite phase, the polygonal ferrite phase, the pearlite phase, and the MA phase contributes to the improvement of arrestability. The average grain size (diameter) of each phase (deformed ferrite phase, bainite phase, polygonal ferrite phase, pearlite phase, and martensite/austenite mixed phase) in the front and back layers measured by electron beam backscattering diffraction method is 25 μm. Arrest property is improved by being below. The average grain size of each phase in the front and back layers is preferably as small as possible, and the lower limit is not particularly limited. For example, the average grain size of each phase in the front and back layers may be 1 μm or more, or may be 5 μm or more. A method for measuring the average grain size of each phase in the front and back layers will be described later.

(I{001}<110>、I{113}<110>、及びI{112}<110>の平均値:3.0以上)
表裏層における圧延面及び圧延方向に対する{hkl}面及び<uvw>方向の集合組織強度比I{hkl}<uvw>のうち、I{001}<110>、I{113}<110>、及びI{112}<110>の平均値(以下、「集合組織強度比A」と称する場合がある。)が3.0以上であると、アレスト性が向上する。集合組織強度比Aは、ポリゴナルフェライト相を加工したときの集合組織の強度比の平均値を表しており、α-fiberの3つの代表組織を表している。集合組織強度比Aが3.0以上であることは、α-fiberが増加していることを表している。前述のように、α-fiberは、アレスト性の評価において、き裂伝播方向にBCC構造のへき開面である{100}面が配置されない。そのため、集合組織強度比Aは高いほどアレスト性が向上する。集合組織強度比Aは3.3以上であることが好ましく、3.5以上であることがより好ましい。集合組織強度比Aの上限は特に限定されず、例えば、10.0以下であってもよい。集合組織強度比Aの測定方法は後述する。
(Average value of I {001} <110> , I {113} <110> , and I {112} <110> : 3.0 or more)
Of the texture intensity ratios I {hkl} <uvw> in the {hkl} plane and <uvw> direction with respect to the rolled surface and rolling direction in the front and back layers, I {001} <110> , I {113} <110> , and When the average value of I {112} <110> (hereinafter sometimes referred to as "texture intensity ratio A") is 3.0 or more, arrestability is improved. The texture intensity ratio A represents the average value of the texture intensity ratios when the polygonal ferrite phase is processed, and represents three representative textures of α-fiber. A texture strength ratio A of 3.0 or more indicates an increase in α-fiber. As described above, α-fiber does not have the {100} plane, which is the cleavage plane of the BCC structure, arranged in the direction of crack propagation in the arrestability evaluation. Therefore, the higher the texture strength ratio A, the better the arrestability. The texture strength ratio A is preferably 3.3 or more, more preferably 3.5 or more. The upper limit of the texture intensity ratio A is not particularly limited, and may be, for example, 10.0 or less. A method for measuring the texture intensity ratio A will be described later.

[1/2位置の金属組織]
次に、本実施形態に係る鋼板の板厚方向の1/2位置における金属組織(ミクロ組織)の限定理由について説明する。
[Metal structure at 1/2 position]
Next, the reasons for limiting the metal structure (microstructure) at the 1/2 position in the plate thickness direction of the steel plate according to the present embodiment will be described.

(加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、パーライト相、及びマルテンサイト・オーステナイト混合相の平均粒径(直径):30μm以下)
1/2位置においても、加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、パーライト相、及びMA相の全相の組織微細化はアレスト性の向上に寄与する。1/2位置における各相(加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、パーライト相、及びマルテンサイト・オーステナイト混合相)を、電子線後方散乱回折法により測定したときの平均粒径(直径)が30μm以下であることで、アレスト性が向上する。表裏層における各相の平均粒径は、小さいほうが好ましく、下限値は特に限定されるものではない。例えば、表裏層における各相の平均粒径は、1μm以上であってもよく、5μm以上であってもよい。
(Average grain size (diameter) of deformed ferrite phase, bainite phase, polygonal ferrite phase, pearlite phase, and martensite/austenite mixed phase: 30 μm or less)
Even at the 1/2 position, the refinement of the structure of all the deformed ferrite phase, bainite phase, polygonal ferrite phase, pearlite phase, and MA phase contributes to the improvement of arrestability. Average particle size (diameter) of each phase (deformed ferrite phase, bainite phase, polygonal ferrite phase, pearlite phase, and martensite/austenite mixed phase) at the 1/2 position measured by electron beam backscattering diffraction method is 30 μm or less, arrestability is improved. The average grain size of each phase in the front and back layers is preferably as small as possible, and the lower limit is not particularly limited. For example, the average grain size of each phase in the front and back layers may be 1 μm or more, or may be 5 μm or more.

(I{001}<110>、I{112}<110>、及びI{332}<113>の平均値:2.0以上)
1/2位置における圧延面及び圧延方向に対する{hkl}面及び<uvw>方向の集合組織強度比I{hkl}<uvw>のうち、I{001}<110>、I{112}<110>、及びI{332}<113>の平均値(以下、「集合組織強度比B」と称する場合がある。)が2.0以上であると、アレスト性が向上する。集合組織強度比Bは、圧縮加工を受けたオーステナイト相が変態した場合の典型的な変態集合組織の強度比の平均値を表している。表裏層における集合組織を3.0以上とするだけでなく、1/2位置における集合組織強度比Bが2.0以上であることにより、アレスト性が向上する。集合組織強度比Bは2.3以上であることが好ましく、2.5以上であることがより好ましい。集合組織強度比Bの上限は特に限定されず、例えば、10.0以下であってもよい。
(Average value of I {001} <110> , I {112} <110> , and I {332} <113> : 2.0 or more)
Of the texture intensity ratios I {hkl} <uvw> in the {hkl} plane and <uvw> direction with respect to the rolling surface and rolling direction at the 1/2 position, I {001} <110> and I {112} <110> , and I {332}<113> (hereinafter sometimes referred to as "texture intensity ratio B") is 2.0 or more, arrestability is improved. The texture strength ratio B represents an average value of strength ratios of typical transformed textures when the austenite phase undergoes compression working. Not only is the texture of the front and back layers 3.0 or more, but also the texture intensity ratio B at the 1/2 position is 2.0 or more, thereby improving arrestability. The texture intensity ratio B is preferably 2.3 or more, more preferably 2.5 or more. The upper limit of the texture intensity ratio B is not particularly limited, and may be, for example, 10.0 or less.

高強度であり、アレスト性に優れる鋼板とする観点で、上記した、表裏層における各相の平均粒径は、1/2位置における各相の平均粒径よりも小さいほうが望ましい。また、同様の観点で、表裏層おける集合組織強度比Aは、1/2位置における集合組織強度比Bよりも大きいほうが望ましい。 From the viewpoint of obtaining a steel sheet having high strength and excellent arrestability, it is desirable that the average grain size of each phase in the front and back layers is smaller than the average grain size of each phase at the 1/2 position. From the same point of view, it is desirable that the texture intensity ratio A in the front and back layers is larger than the texture intensity ratio B at the 1/2 position.

-表裏層における各相の面積分率の測定方法-
表裏層における各相の面積分率の測定方法は、以下のとおりである。
表裏層において測定用試料を採取する。採取したそれぞれの試料について、光学顕微鏡により、鋼板の圧延方向と平行な断面(いわゆるL断面)の金属組織を写真撮影し、画像解析することによって求める。
具体的には、まず、鋼板の圧延方向と平行な方向の断面の、表裏層であって、鋼板の幅方向端面から1/4位置になる部分において、試料を採取する。
次に、採取した試料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、L方向の断面の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、画像解析ソフトにより二値化処理を行い、画像解析を行う。白色に見える相を加工フェライト相、又はポリゴナルフェライト相、黒色に見える相をパーライト相、灰色に見える相をベイナイト相、又はMA相(マルテンサイト・オーステナイト混合相)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EBSPにて測定し、ナイタールエッチングで白色に見えた部分についてGOS値を求め、GOS値が4°を超える部分を加工フェライト相の面積率とし、GOS値が4°以下の部分をポリゴナルフェライト相の面積率とする。
さらに、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(マルテンサイト・オーステナイト混合相)とし面積率を求める。
そして、ナイタールエッチングして灰色に見えた面積率から、上記のMA相(マルテンサイト・オーステナイト混合相)の面積率を引いたものを、ベイナイト相の面積率とする。
なお、加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、パーライト相、及びMA相の面積分率の合計は、100%である。
-Method for measuring the area fraction of each phase in the front and back layers-
The method for measuring the area fraction of each phase in the front and back layers is as follows.
Samples for measurement are taken from the front and back layers. For each of the collected samples, the metal structure of a cross section (so-called L cross section) parallel to the rolling direction of the steel sheet is photographed with an optical microscope, and the metal structure is obtained by image analysis.
Specifically, first, a sample is taken from a portion of the front and back layers of the cross section in the direction parallel to the rolling direction of the steel sheet, which is located at the 1/4 position from the end surface in the width direction of the steel sheet.
Next, the collected sample is etched with nital, and after the etching, an optical microscope is used to photograph 8 fields of view of the cross section in the L direction at a magnification of 500. Then, the obtained tissue photograph is subjected to binarization processing by image analysis software, and image analysis is performed. The phase that looks white is the deformed ferrite phase or polygonal ferrite phase, the phase that looks black is the pearlite phase, the phase that looks gray is the bainite phase, or the MA phase (martensite/austenite mixed phase), and the area ratio of each is calculated. .
Next, the nital-etched portion was measured by EBSP, and the GOS value was obtained for the portion that looked white due to the nital etching. The portion of 4° or less is defined as the area ratio of the polygonal ferrite phase.
Further, the nital-etched portion is repelled and image analysis is performed on the gray portion due to the nital etching.
Then, the area ratio of the bainite phase is obtained by subtracting the area ratio of the MA phase (martensite-austenite mixed phase) from the area ratio that appears gray after nital etching.
The total area fraction of the deformed ferrite phase, bainite phase, polygonal ferrite phase, pearlite phase, and MA phase is 100%.

-平均粒径の測定方法-
表裏層及び1/2位置における各相の平均粒径の測定方法は、以下のとおりである。
表裏層及び1/2位置において、鋼板の圧延方向と垂直な断面(いわゆるC断面)の測定用試料を採取する。全相の平均粒径は、結晶方位の情報を広い視野で精度良く測定できる、EBSPにより測定する。EBSPを用いれば、ベイナイト相のような複雑な組織の結晶粒径の測定も可能である。具体的には、以下の方法によって測定する。EBSPにより、表裏層の500μm×500μmの領域を、測定位置を1μmずつ動かしながら繰り返し測定する。1/2位置についても同様に測定する。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、この結晶粒界に囲まれた円相当径(直径)の加重平均値を求め、これを平均粒径とする。
具体的に、加重平均値は、下記の式(D1)、式(D2)及び式(D3)によって算出する。
式(D1) p=(DMAX-DMIN)/N
式(D2) D=DMIN+p×(k-1/2)
式(D3) DAVE=(Σ[k=1、N](D×S))/(Σ[k=1、N]S
-Method for measuring average particle size-
The method for measuring the average grain size of each phase in the front and back layers and the 1/2 position is as follows.
At the front and back layers and at the 1/2 position, a sample for measurement of a cross section (so-called C cross section) perpendicular to the rolling direction of the steel plate is taken. The average grain size of all phases is measured by EBSP, which can accurately measure crystal orientation information over a wide field of view. By using EBSP, it is possible to measure the grain size of complex structures such as the bainite phase. Specifically, it is measured by the following method. By EBSP, a region of 500 μm×500 μm on the front and back layers is repeatedly measured while moving the measurement position by 1 μm. The 1/2 position is also measured in the same way. Here, a boundary with a crystal orientation difference of 15° or more with an adjacent grain is defined as a grain boundary, and the weighted average value of the circle equivalent diameter (diameter) surrounded by this grain boundary is obtained, and this is the average grain size. and
Specifically, the weighted average value is calculated by the following formulas (D1), (D2) and (D3).
Formula (D1) p=(D MAX -D MIN )/N
Formula (D2) D k =D MIN +p×(k−1/2)
Formula (D3) D AVE =(Σ[k=1, N](D k ×S k ))/(Σ[k=1, N]S k )

ここで、DMAXは、結晶粒の円相当径(直径)で最大の粒径を示したもので、DMINは、結晶粒の円相当径(直径)で最小の粒径を示したものである。Nは、加重平均を計算する際の分割数を表したもので、10以上の値を用いて加重平均を求める。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、分割範囲の幅であるpを式(D1)により計算することができる。
は、k番目の分割範囲の結晶粒径の中央値で、kは1以上、分割数N以下の整数を用いて、式(D2)により求めることができる。Sは、k番目の分割範囲の結晶粒の面積で、電子線後方散乱回折法(EBSP法)を用いて測定した、(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を表す。
加重平均値DAVEは、式(D3)のように、k番目の分割範囲の結晶粒径の中央値D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合計面積Sとを掛けた値、(DK×SK)を算出し、kが1から分割数Nまでの間の(D×S)を合計したものを、kが1から分割数Nまでの間のSKの合計で割ったものである。すなわち、加重平均値は、D×S~D×Sを合計したものを、S~Sを合計したもので除算することで計算できる。
Here, D MAX indicates the maximum grain size among the equivalent circle diameters (diameters) of crystal grains, and D MIN indicates the minimum grain size among the equivalent circle diameters (diameters) of crystal grains. be. N represents the number of divisions when calculating the weighted average, and a value of 10 or more is used to obtain the weighted average. By dividing the difference between the maximum value D MAX and the minimum value D MIN of the crystal grain size (the width of all crystal grain size distributions) by the number of divisions N, p, which is the width of the division range, is calculated by the formula (D1). can do.
Dk is the median value of the crystal grain size in the k-th division range, and k is an integer equal to or more than 1 and equal to or less than the number of divisions N, and can be obtained by the formula (D2). S k is the area of the crystal grain in the k-th division range, measured using the electron beam backscatter diffraction method (EBSP method), (D MIN + p × (k-1)) μm or more, (D MIN + p xk) Represents the total area of crystal grains having an equivalent circle diameter of less than μm.
The weighted average value D AVE is the median value Dk of the grain size in the k-th division range and the total area S of grains having grain sizes in the k-th division range, Calculate (DK × SK), the value multiplied by k , and sum up ( DK × SK ) for k from 1 to the number of divisions N, is divided by the sum of SK. That is, the weighted average value can be calculated by dividing the sum of D 1 ×S 1 to D N ×S N by the sum of S 1 to S N .

-集合組織強度比の測定方法-
表裏層おける集合組織強度比A及び1/2位置における集合組織強度比Bの測定方法は、以下のとおりである。
集合組織強度比は、種々のプロセスによって製造した鋼板を用いて、アレスト性に及ぼす鋼板の集合組織の影響を明確化するために、EBSPによる解析を実施する。測定面は圧延方向(RD)を法線とする、鋼板の圧延方向と垂直な断面(いわゆるC断面)とし、測定位置は、表裏層と、1/2位置とする。測定は1.5mm×1mmの領域を3μm間隔で行い、結晶方位分布関数(Crystallite Orientation Distribution Function;ODF)を作成した上で、ランダム強度に対する特定の集合組織強度の比を読み取った。本実施形態に係る鋼板において、集合組織の解析には、(株)TSLソリューションズ製のソフトウェア「OIM Analysis(ver.7)」を使用した。
-Method for measuring texture intensity ratio-
The method for measuring the texture intensity ratio A in the front and back layers and the texture intensity ratio B at the 1/2 position is as follows.
The texture strength ratio is analyzed by EBSP using steel sheets manufactured by various processes in order to clarify the influence of the texture of the steel sheet on the arrestability. The measurement surface is a cross section perpendicular to the rolling direction of the steel sheet (so-called C cross section) with the rolling direction (RD) as the normal, and the measurement positions are the front and back layers and the 1/2 position. The measurement was performed in a 1.5 mm×1 mm area at intervals of 3 μm to create a crystal orientation distribution function (ODF), and then the ratio of specific texture intensity to random intensity was read. In the steel sheet according to the present embodiment, software "OIM Analysis (ver.7)" manufactured by TSL Solutions Co., Ltd. was used for texture analysis.

[鋼板の物性]
本実施形態に係る鋼板の板厚としては、特に限定されず、例えば、50mm以上であることが挙げられ、さらに、50mm~100mmであることが挙げられる。
[Physical properties of steel plate]
The plate thickness of the steel plate according to the present embodiment is not particularly limited, and may be, for example, 50 mm or more, and further may be 50 mm to 100 mm.

本実施形態に係る鋼板の引張強さ(TS)は、特に限定されず、高強度とする点で、510MPa以上(好ましくは510MPa~720MPa、より好ましくは570MPa~720MPa)であることがよい。また、降伏応力(YP)は、390MPa以上(好ましくは390MPa~650MPa、より好ましくは460MPa~650MPa)であることがよい。
ここで、本実施形態に係る鋼板の引張強さ(TS)は、JIS Z 2241(2011)の1B号引張試験片を用いて測定する。また、降伏応力(YP)は、JIS Z 2241(2011)の永久伸び0.2%時の永久伸び法の耐力を意味する。
The tensile strength (TS) of the steel sheet according to the present embodiment is not particularly limited, and is preferably 510 MPa or more (preferably 510 MPa to 720 MPa, more preferably 570 MPa to 720 MPa) in terms of high strength. Also, the yield stress (YP) is preferably 390 MPa or more (preferably 390 MPa to 650 MPa, more preferably 460 MPa to 650 MPa).
Here, the tensile strength (TS) of the steel sheet according to this embodiment is measured using a No. 1B tensile test piece of JIS Z 2241 (2011). Yield stress (YP) means the yield strength of the permanent elongation method at 0.2% permanent elongation of JIS Z 2241 (2011).

また、本実施形態に係る鋼板は、温度勾配型ESSO試験における、-10℃の試験温度での脆性き裂伝播停止靭性値Kca(以下、「アレスト靱性値Kca-10℃」と称する場合がある。)が、6000N/mm1.5以上(好ましくは、8000N/mm1.5以上)であることがよい。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。
In addition, the steel sheet according to the present embodiment has a brittle crack arrest toughness value K ca at a test temperature of −10 ° C. in a temperature gradient type ESSO test (hereinafter referred to as “arrest toughness value K ca−10 ° C. ) is preferably 6000 N/mm 1.5 or more (preferably 8000 N/mm 1.5 or more). Satisfying this characteristic, the steel sheet has excellent arrestability.
The crack arrest toughness value Kca -10°C is based on NK Classification Society Steel Ship Rules and Inspections, Part K, Appendix K3.12.2-1. (2016) in accordance with "Inspection Procedures for Temperature Gradient ESSO Test and Temperature Gradient Double Tensile Test".

さらに、本実施形態に係る鋼板は、NRL落重試験における無延性遷移温度が、-80℃以下(好ましくは、-85℃以下、より好ましくは-100℃以下)であることがよい。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。
無延性遷移温度(NDT温度;Nil-Ductility-Transition Temperature)は、ASTM E208-06で規定された、NRL(Naval Research Laboratory)落重試験法に準拠して試験を行うことで求める。試験片は、P-3タイプ(T:16mm,L:130mm,W:50mm)とし、鋼板の最表面を含むようにして、板厚方向に16mmの位置までを採取する。試験片は、圧延方向(L方向)に採取し、試験片の最表面にL方向に溶接ビードを設け、クラックスターターとして圧延方向に垂直な方向(C方向)に切り欠きを設ける。
Furthermore, the steel sheet according to the present embodiment preferably has a non-ductility transition temperature of −80° C. or less (preferably −85° C. or less, more preferably −100° C. or less) in the NRL drop weight test. Satisfying this characteristic, the steel sheet has excellent arrestability.
The non-ductile transition temperature (NDT temperature; Nil-Ductility-Transition Temperature) is determined by testing in accordance with the NRL (Naval Research Laboratory) drop weight test method specified in ASTM E208-06. The test piece is P-3 type (T: 16 mm, L: 130 mm, W: 50 mm), and is sampled up to a position of 16 mm in the plate thickness direction so as to include the outermost surface of the steel plate. A test piece is taken in the rolling direction (L direction), a weld bead is provided on the outermost surface of the test piece in the L direction, and a notch is provided in a direction perpendicular to the rolling direction (C direction) as a crack starter.

なお、本実施形態に係る鋼板は、化学組成、表裏層及び1/2位置における金属組織の態様が、前述の条件を満足するように制御されていることで、例えば、板厚が50mm以上(例えば、50mm~100mm)であっても、引張強さ(TS)、降伏応力(YP)、アレスト靱性値Kca-10℃、及び無延性遷移温度(NDT温度)が全て、上記範囲の値を満足し得る。 In the steel sheet according to the present embodiment, the chemical composition, the front and back layers, and the aspect of the metal structure at the 1/2 position are controlled so as to satisfy the above-mentioned conditions. For example, 50 mm to 100 mm), the tensile strength (TS), yield stress (YP), arrest toughness value K ca-10 ° C. , and non-ductile transition temperature (NDT temperature) all have values in the above ranges. be satisfied.

<鋼板の製造方法>
次に、本実施形態に係る鋼板を得るための好ましい製造方法の一例について説明する。
<Manufacturing method of steel plate>
Next, an example of a preferable manufacturing method for obtaining the steel sheet according to this embodiment will be described.

本実施形態に係る鋼板は、例えば、下記の各工程を有する製造方法によって得ることができる。
前述の化学組成を有する鋼片を、950℃~1150℃の温度域で加熱する工程(加熱工程)、
前記加熱後の鋼片を、鋼板の表面温度が再結晶温度Trex~1050℃の温度域で、累積圧下率が10%~75%で粗圧延を行う工程(粗圧延工程)、
前記粗圧延後の鋼板を、鋼板表面から1mmの位置での温度が、Ar点~1050℃の冷却開始温度から、500℃~(Ar点-30℃)の冷却停止温度まで、35℃/秒~100℃/秒の平均冷却速度で一次冷却する工程(一次冷却工程)、
前記一次冷却後の鋼板を、鋼板の表面温度が600℃~800℃の温度域で、累積圧下率が50%~75%で仕上圧延を行う工程(仕上圧延工程)、
前記仕上圧延後の鋼板を、鋼板表面から板厚方向の1/4位置での温度が、600℃~800℃の冷却開始温度から、0℃~550℃の冷却停止温度まで、1℃/秒~20℃/秒の平均冷却速度で二次冷却する工程(二次冷却工程)。
The steel plate according to this embodiment can be obtained, for example, by a manufacturing method having the following steps.
a step of heating a steel billet having the chemical composition described above in a temperature range of 950° C. to 1150° C. (heating step);
A step of rough rolling the steel slab after heating at a cumulative rolling reduction of 10% to 75% in a temperature range where the surface temperature of the steel plate is the recrystallization temperature T rex to 1050 ° C. (rough rolling step);
The steel plate after the rough rolling is heated at a position 1 mm from the steel plate surface from the cooling start temperature of Ar 3 point to 1050 ° C. to the cooling stop temperature of 500 ° C. to (Ar 3 point -30 ° C.), 35 ° C. A step of primary cooling at an average cooling rate of / sec to 100 ° C. / sec (primary cooling step),
A step of finish rolling the steel sheet after the primary cooling at a surface temperature of the steel sheet in a temperature range of 600 ° C. to 800 ° C. and a cumulative reduction rate of 50% to 75% (finish rolling step);
The steel plate after the finish rolling is heated so that the temperature at the quarter position in the plate thickness direction from the surface of the steel plate is 1 ° C./sec from the cooling start temperature of 600 ° C. to 800 ° C. to the cooling stop temperature of 0 ° C. to 550 ° C. A step of secondary cooling at an average cooling rate of ~20°C/sec (secondary cooling step).

(加熱工程)
前述の化学組成を有する鋼片を所定の温度で加熱する工程である。この工程は、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。所定の化学組成を有する鋼片を、950℃~1150℃の温度域で加熱する。鋼片の加熱温度を950℃以上とすることで、オーステナイト化が十分となり、微細なオーステナイト相が得られる。一方、鋼片の加熱温度を1150℃以下とすることで、オーステナイト相の粗大化が抑制され、微細なオーステナイト相が得られる。
(Heating process)
This is the step of heating the steel slab having the chemical composition described above at a predetermined temperature. This step contributes to the control of the structure of the austenitic phase by heating the steel slab. A steel slab having a predetermined chemical composition is heated in a temperature range of 950°C to 1150°C. By setting the heating temperature of the steel slab to 950° C. or higher, austenitization becomes sufficient and a fine austenite phase is obtained. On the other hand, by setting the heating temperature of the steel slab to 1150° C. or less, coarsening of the austenite phase is suppressed and a fine austenite phase is obtained.

(粗圧延工程)
粗圧延では、加熱後の鋼片を、鋼片(鋼板)の表面温度が再結晶温度Trex~1050℃の温度域で、累積圧下率が10%~75%の範囲となるように施す。
上記の条件とすることで、圧延により発生した転位のエネルギーで、オーステナイト相が再結晶することで、オーステナイト相が微細化し、アレスト性が向上した鋼板が得られる。
(rough rolling process)
In the rough rolling, the steel billet after heating is subjected to a surface temperature range of the recrystallization temperature T rex to 1050° C. and a cumulative rolling reduction of 10% to 75%.
Under the above conditions, the austenite phase is recrystallized by the energy of dislocations generated by rolling, so that the austenite phase is refined and a steel sheet with improved arrestability is obtained.

なお、粗圧延の温度がTrex未満であると、オーステナイト相の再結晶が起こらないため、オーステナイト相の微細化は期待できない。また、粗圧延の温度が1050℃を超えると、再結晶後のオーステナイト相の粒径が大きくなり、かつ、再結晶後の粒成長も促進されるため、微細なオーステナイト相が得られない。 If the rough rolling temperature is lower than Trex , recrystallization of the austenite phase does not occur, so refinement of the austenite phase cannot be expected. On the other hand, if the rough rolling temperature exceeds 1050° C., the grain size of the austenite phase after recrystallization becomes large and the grain growth after recrystallization is promoted, so a fine austenite phase cannot be obtained.

つまり、上記条件のように、オーステナイト相が再結晶する圧下率を確保しつつ、比較的低温で粗圧延を行うことで、オーステナイト相が微細に制御される。それによって、鋼板のアレスト性が向上する。 In other words, the austenite phase is finely controlled by performing rough rolling at a relatively low temperature while ensuring the rolling reduction at which the austenite phase recrystallizes as in the above conditions. This improves arrestability of the steel sheet.

ここで、粗圧延における累積圧下率は、以下の式(R1)のようにして求められる。
式(R1) 粗圧延の累積圧下率={(粗圧延前の板厚-粗圧延後の板厚)/粗圧延前の板厚}×100
なお、粗圧延前の板厚とは、加熱炉から鋼片を抽出した後、鋼片(鋼板)の表面温度が再結晶温度Trex~1050℃の温度域で圧延した際の圧延前の板厚の最大値である。
粗圧延後の板厚とは、鋼片(鋼板)の表面温度が再結晶温度Trex~1050℃の温度域で圧延した際の圧延後の板厚の最小値である。
Here, the cumulative rolling reduction in rough rolling is obtained by the following formula (R1).
Formula (R1) Cumulative reduction rate of rough rolling = {(plate thickness before rough rolling - plate thickness after rough rolling) / plate thickness before rough rolling} × 100
The plate thickness before rough rolling refers to the plate before rolling when the billet (steel plate) is extracted from the heating furnace and then rolled in a temperature range where the surface temperature of the billet (steel plate) is the recrystallization temperature T rex to 1050 ° C. Maximum thickness.
The plate thickness after rough rolling is the minimum value of the plate thickness after rolling when the steel slab (steel plate) is rolled in a temperature range where the surface temperature is the recrystallization temperature T rex to 1050°C.

(一次冷却工程)
一次冷却は、粗圧延後の鋼板を、鋼板表面から1mmの位置での温度が、Ar点~1050℃の冷却開始温度から、500℃~(Ar点-30℃)の冷却停止温度まで、冷却する。そして、冷却している間の平均冷却速が35℃/秒~100℃/秒である。一次冷却の条件として、上記のように、高い冷却速度とし、高い冷却停止温度とすることで、仕上圧延前におけるポリゴナルフェライト相を十分に確保する。一次冷却工程で、十分にポリゴナルフェライト相を確保することは、仕上圧延において、加工フェライト相を生成させるうえで重要な工程である。なお、冷却速度及び冷却停止温度は、鋼板表面から1mmの位置における計算冷却速度及び計算冷却停止温度である。冷却速度は、冷却している間の平均冷却速度である。
(Primary cooling process)
In the primary cooling, the steel plate after rough rolling is cooled from the cooling start temperature of Ar 3 point to 1050 ° C. to the cooling stop temperature of 500 ° C. to (Ar 3 point -30 ° C.) at a position 1 mm from the steel plate surface. ,Cooling. And the average cooling rate during cooling is 35° C./sec to 100° C./sec. As the conditions for the primary cooling, as described above, a high cooling rate and a high cooling stop temperature are used to sufficiently secure the polygonal ferrite phase before finish rolling. Securing a sufficient polygonal ferrite phase in the primary cooling step is an important step in forming a deformed ferrite phase in the finish rolling. The cooling rate and the cooling stop temperature are the calculated cooling rate and the calculated cooling stop temperature at a position 1 mm from the steel plate surface. Cooling rate is the average cooling rate during cooling.

(仕上圧延工程)
仕上圧延は、鋼板の表面温度が600℃~800℃の温度域で、累積圧下率が50%~75%となるように行う。鋼板の表面温度が600℃~800℃の温度域で仕上圧延を行うことで、一次冷却工程で生成したポリゴナルフェライト相が圧延加工を受け、圧延方向に伸長した加工フェライト相が生成する。
(Finish rolling process)
The finish rolling is carried out so that the surface temperature of the steel sheet is in the temperature range of 600° C. to 800° C. and the cumulative rolling reduction is 50% to 75%. By performing finish rolling in a temperature range in which the surface temperature of the steel sheet is 600° C. to 800° C., the polygonal ferrite phase generated in the primary cooling process is subjected to rolling, and a deformed ferrite phase elongated in the rolling direction is generated.

また、累積圧下率が50%以上とすることで、加工フェライト相に効率的に歪を蓄積することができ、集合組織の発達及び金属組織の各相の微細化に寄与する。一方、累積圧下率が75%を超えると、設備能力により圧延が困難であったり、圧延温度調整時間等により生産性が低下したりする。そのため、累積圧下率は50%~75%(好ましくは55%~70%)とする。 Further, by setting the cumulative rolling reduction to 50% or more, strain can be efficiently accumulated in the deformed ferrite phase, which contributes to the development of the texture and the refinement of each phase of the metal structure. On the other hand, if the cumulative rolling reduction exceeds 75%, rolling becomes difficult due to equipment capacity, or productivity decreases due to the rolling temperature adjustment time and the like. Therefore, the cumulative rolling reduction is set to 50% to 75% (preferably 55% to 70%).

ここで、仕上圧延における累積圧下率とは、下記式(R2)で表される。
式(R2) 仕上圧延の累積圧下率={(粗圧延後の板厚-仕上圧延後の板厚)/粗圧延後の板厚}×100
なお、粗圧延後の板厚は、仕上圧延を開始するときの板厚と同じである。
Here, the cumulative rolling reduction in finish rolling is represented by the following formula (R2).
Formula (R2) Cumulative reduction rate of finish rolling = {(plate thickness after rough rolling - plate thickness after finish rolling) / plate thickness after rough rolling} × 100
The thickness after rough rolling is the same as the thickness at the start of finish rolling.

ここで、本明細書中において、Arは、下記式(T1)、及び再結晶温度Trexは、下記式(T2)で表される。
式(T1) Ar=910-310[C]+65[Si]-80[Mn]-20[Cu]-55[Ni]-15[Cr]-80[Mo]
式(T2) Trex=-91900[Nb*]+9400[Nb*]+770
(ただし、式(T2)中、[Nb*]は、下記式(T3-1)及び下記式(T3-2)で表される。
式(T3-1) [Nb]≧[Sol.Nb]の場合、[Nb*]=[Sol.Nb]
式(T3-2) [Nb]<[Sol.Nb]の場合、[Nb*]=[Nb]
ここで、[Nb]は、Nb含有量(質量%)を表し、[Sol.Nb]は、下記式(T4)で求めるSol.Nb(固溶Nb)(質量%)を表す。
式(T4) Sol.Nb=(10(-6770/(T+273)+2.26))/(C+12/14×N)
なお、式(T4)中、Tは鋼片の加熱温度で、単位は摂氏温度(℃)であり、C、Nは、それぞれ、C、Nの含有量(質量%)である。)
Here, in this specification, Ar 3 is represented by the following formula (T1), and the recrystallization temperature T rex is represented by the following formula (T2).
Formula (T1) Ar 3 =910-310 [C]+65 [Si]-80 [Mn]-20 [Cu]-55 [Ni]-15 [Cr]-80 [Mo]
Formula (T2) T rex =−91900 [Nb*] 2 +9400 [Nb*]+770
(However, in the formula (T2), [Nb*] is represented by the following formulas (T3-1) and (T3-2).
Formula (T3-1) [Nb]≧[Sol. Nb], then [Nb*]=[Sol. Nb]
Formula (T3-2) [Nb]<[Sol. Nb], then [Nb*]=[Nb]
Here, [Nb] represents the Nb content (% by mass), and [Sol. Nb] is the Sol. represents Nb (solid solution Nb) (% by mass).
Formula (T4) Sol. Nb = (10 (-6770/(T+273)+2.26) )/(C+12/14×N)
In the formula (T4), T is the heating temperature of the steel slab, the unit is Celsius temperature (° C.), and C and N are the contents of C and N (% by mass), respectively. )

(二次冷却工程)
次に、仕上圧延を施した後の鋼板を、所定の冷却速度で、所定の温度になるまで冷却する(二次冷却)。この条件での冷却により、金属組織が微細化されるとともに、組織形態(前述の全相の面積分率)が制御される。この工程は、母材の強度及びアレスト性に影響を及ぼす。
(Secondary cooling process)
Next, the steel sheet after finish rolling is cooled at a predetermined cooling rate to a predetermined temperature (secondary cooling). Cooling under these conditions refines the metal structure and controls the structure morphology (area fraction of all phases described above). This step affects the strength and arrestability of the base material.

二次冷却工程では、仕上圧延後の鋼板を、鋼板の板厚方向の1/4位置での温度が、600℃~800℃の冷却開始温度から、0℃~550℃の冷却停止温度まで冷却する。その際、1/4位置での平均冷却速度は、1℃/秒~20℃/秒である。 In the secondary cooling step, the steel plate after finish rolling is cooled from a cooling start temperature of 600 to 800 ° C. to a cooling stop temperature of 0 to 550 ° C. at a quarter position in the thickness direction of the steel plate. do. The average cooling rate at the quarter position is then between 1° C./s and 20° C./s.

冷却方法は、特に限定されず、例えば、水冷等の方法が挙げられる。1/4位置での温度が600℃~800℃の冷却開始温度から、0℃~550℃の冷却停止温度まで、1/4位置での冷却速度を、1℃/秒~20℃/秒とし、鋼板の1/4部位置での温度を、600℃以上の温度から開始して、550℃以下の温度になるまで冷却することで、所定量の金属組織が得られる。
なお、冷却速度及び冷却停止温度は、1/4位置における計算冷却速度及び計算冷却停止温度である。冷却速度は、冷却している間の平均冷却速度である。
The cooling method is not particularly limited, and examples thereof include methods such as water cooling. From the cooling start temperature of 600°C to 800°C at the 1/4 position to the cooling stop temperature of 0°C to 550°C, the cooling rate at the 1/4 position is 1°C/sec to 20°C/sec. A predetermined amount of metallographic structure is obtained by starting from a temperature of 600° C. or higher at the position of the 1/4 part of the steel plate and then cooling to a temperature of 550° C. or lower.
The cooling rate and the cooling stop temperature are the calculated cooling rate and the calculated cooling stop temperature at the 1/4 position. Cooling rate is the average cooling rate during cooling.

本実施形態に係る鋼板を得るための好ましい製造方法は、必要に応じて、さらに、冷却工程後の鋼板を、350℃~650℃の温度域で焼戻し熱処理を行う工程(熱処理工程)を有していてもよい。 A preferred manufacturing method for obtaining the steel sheet according to the present embodiment further includes a step (heat treatment step) of subjecting the steel plate after the cooling step to temper heat treatment in a temperature range of 350 ° C. to 650 ° C., if necessary. may be

(熱処理工程)
鋼板の冷却後に、必要に応じて、350℃~650℃(好ましくは450℃~550℃)の温度域で焼戻し熱処理を行い、鋼板の強度と靭性を調整してもよい。焼戻し熱処理を行う場合、熱処理の温度が350℃以上であると、ひずみ除去によるアレスト性改善効果が高まる。一方、熱処理の温度が650℃を超えると、強度が低下する場合がある。
(Heat treatment process)
After cooling the steel sheet, if necessary, tempering heat treatment may be performed in a temperature range of 350° C. to 650° C. (preferably 450° C. to 550° C.) to adjust the strength and toughness of the steel sheet. When the tempering heat treatment is performed, if the temperature of the heat treatment is 350° C. or higher, the effect of improving arrestability by strain removal increases. On the other hand, if the heat treatment temperature exceeds 650°C, the strength may decrease.

なお、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、その鋼板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の範囲に包含されると見なされる。 In addition, the manufacturing method of the steel plate which concerns on this embodiment is not limited to the above-mentioned manufacturing method. Even if the steel sheet is manufactured by a manufacturing method other than the above-described one, if the steel sheet is within the specified range, the steel sheet is considered to be included in the scope of the steel sheet according to the present embodiment.

以下、本発明を実施例によってさらに詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではない。前記又は後記した趣旨に適合し得る範囲で変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術範囲に含まれる。 EXAMPLES The present invention will be described in more detail below with reference to examples, but the following examples are not intended to limit the present invention. It is also possible to change and implement within the range compatible with the above or later described gist, and all of them are included in the technical scope of the present invention.

<実施例1>
表1及び表2に鋼板の化学成分を示す。表1及び表2に示す化学組成を有する鋼種A~Z及びAA~AGを、表3~表6に示す条件で加熱、粗圧延、一次冷却、仕上圧延、二次冷却、及び必要に応じて行う熱処理の各工程を経て製造することにより、No.1~No.49の鋼板を得た。得られた各鋼板の下記特性について測定した結果を表7及び表8に示す。
<Example 1>
Tables 1 and 2 show chemical compositions of the steel sheets. Steel grades A to Z and AA to AG having chemical compositions shown in Tables 1 and 2 are heated, rough rolled, primary cooled, finish rolled, secondary cooled, and if necessary, under the conditions shown in Tables 3 to 6. By manufacturing through each process of heat treatment to be performed, No. 1 to No. 49 steel plates were obtained. Tables 7 and 8 show the results of measurements of the following properties of each of the obtained steel sheets.

得られた各鋼板について、表裏層における加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、パーライト相、及びマルテンサイト・オーステナイト混合相の面積率を既述の方法に従って測定した。また、これらの全相の平均粒径(直径)を既述の方法に従って測定した。さらに、加工フェライト相のアスペクト比を、既述の方法に従って測定した。そして、集合組織強度比Aを既述の方法に従って測定した。 The area ratios of the deformed ferrite phase, the bainite phase, the polygonal ferrite phase, the pearlite phase, and the martensite-austenite mixed phase in the front and back layers of each of the obtained steel sheets were measured according to the method described above. Also, the average particle size (diameter) of all these phases was measured according to the method described above. Furthermore, the aspect ratio of the deformed ferrite phase was measured according to the method described above. Then, the texture strength ratio A was measured according to the method described above.

得られた各鋼板について、鋼板表面から板厚方向の1/2位置における加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、パーライト相、及びマルテンサイト・オーステナイト混合相の全相の平均粒径(直径)を既述の方法に従って測定した。また、集合組織強度比Bを既述の方法に従って測定した。 For each steel sheet obtained, the average grain size (diameter ) was measured according to the method described above. Also, the texture strength ratio B was measured according to the method described above.

得られた各鋼板について、鋼板の引張り強さ(TS)、降伏応力(YP)、温度勾配型ESSO試験における試験温度-10℃での脆性き裂伝播停止靭性値Kca(アレスト靱性値Kca-10℃)、及びNRL落重試験における無延性遷移温度(NDT温度)を、既述の方法に従って測定した。 For each steel plate obtained, the tensile strength (TS), yield stress (YP), and brittle crack arrest toughness value K ca at a test temperature of −10° C. in the temperature gradient type ESSO test (arrest toughness value K ca −10° C. ), and the non-ductile transition temperature (NDT temperature) in the NRL drop weight test were measured according to the method described above.

Figure 0007248885000001
Figure 0007248885000001

Figure 0007248885000002
Figure 0007248885000002

表1及び表2中、「-」は、意図的に添加していないことを表す。 In Tables 1 and 2, "-" means not intentionally added.

Figure 0007248885000003
Figure 0007248885000003

Figure 0007248885000004
Figure 0007248885000004

Figure 0007248885000005
Figure 0007248885000005

Figure 0007248885000006
Figure 0007248885000006

表5及び表6中、熱処理欄の「-」は、焼戻し処理無しである(焼戻し処理を行わない)ことを表す。 In Tables 5 and 6, "-" in the heat treatment column indicates no tempering treatment (no tempering treatment).

Figure 0007248885000007
Figure 0007248885000007

Figure 0007248885000008
Figure 0007248885000008

表7及び表8中の略号は以下のとおりである。
「DF分率」は加工フェライト相の面積分率を、「B分率」はベイナイト相の面積分率を、「PF分率」はポリゴナルフェライト相の面積分率を、それぞれ表す。
「PF+P+MA」は、ポリゴナルフェライト相、パーライト相、及びマルテンサイト・オーステナイト混合相の面積分率の合計を表す。
「平均粒径」は、加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、パーライト相、及びマルテンサイト・オーステナイト混合相の全相の平均粒径(直径)を表す。
「DFアスペクト比」は加工フェライト相のアスペクト比を表す。
「集合組織強度比A」は、表裏層における集合組織強度比I{001}<110>、I{113}<110>、及びI{112}<110>の平均値を表す。
「集合組織強度比B」は、1/2位置における集合組織強度比I{001}<110>、I{112}<110>、及びI{332}<113>の平均値を表す。
「Kca-10℃」は、-10℃でのアレスト靭性値を、「NDT温度」は、無延性遷移温度を、それぞれ表す。
Abbreviations in Tables 7 and 8 are as follows.
The "DF fraction" represents the area fraction of the deformed ferrite phase, the "B fraction" represents the area fraction of the bainite phase, and the "PF fraction" represents the area fraction of the polygonal ferrite phase.
"PF+P+MA" represents the sum of the area fractions of the polygonal ferrite phase, the pearlite phase, and the martensite-austenite mixed phase.
"Average grain size" represents the average grain size (diameter) of all phases including the deformed ferrite phase, the bainite phase, the polygonal ferrite phase, the pearlite phase, and the martensite-austenite mixed phase.
"DF aspect ratio" represents the aspect ratio of the deformed ferrite phase.
“Texture intensity ratio A” represents the average value of the texture intensity ratios I {001}<110> , I {113}<110> , and I {112}<110> in the front and back layers.
"Texture intensity ratio B" represents the average value of the texture intensity ratios I {001}<110> , I {112}<110> , and I {332}<113> at the ½ position.
"Kca -10°C " represents the arrest toughness value at -10°C, and "NDT temperature" represents the non-ductile transition temperature.

本実施形態に係る鋼板の化学組成及びミクロ組織の少なくとも一方の条件を満足していない比較例は、アレスト性及び高強度の少なくとも一方の特性が劣位であった。
これに対し、本実施形態に係る鋼板の化学組成及びミクロ組織の条件を満たしている発明例は、アレスト性及び強度のいずれの特性も優れた鋼板であった。
Comparative examples, which did not satisfy at least one of the chemical composition and microstructure of the steel sheet according to the present embodiment, were inferior in at least one of arrestability and high strength.
On the other hand, the invention examples satisfying the chemical composition and microstructure conditions of the steel sheet according to the present embodiment were steel sheets excellent in both arrestability and strength.

以上より、本実施形態に係る鋼板は、優れたアレスト性を有し、かつ、高強度である。そのため、本実施形態に係る鋼板によれば、特に、コンテナ船の重要部材(例えば、ハッチサイドコーミング及びアッパーデッキ)にも、好適に適用され得る。 As described above, the steel sheet according to the present embodiment has excellent arrestability and high strength. Therefore, the steel plate according to this embodiment can be suitably applied particularly to important members of container ships (for example, hatch side coamings and upper decks).

Claims (6)

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、
Nb:0.003%~0.050%、
Ti:0.003%~0.050%、
Al:0.001%~0.100%、
N :0.0010%~0.0080%、
を含み、残部として、Fe及び不純物からなる化学組成を有し、
下記式(1)で表される炭素当量Ceq.が、0.30%~0.55%であり、
鋼板表面から1mmの位置と鋼板表面から5mmの位置との間における、圧延方向に平行な板厚方向断面の金属組織が、面積分率で、加工フェライト相30%~90%、ベイナイト相10%~60%、ポリゴナルフェライト相、パーライト相、及びマルテンサイト・オーステナイト混合相の合計30%以下から構成され、
鋼板表面から1mmの位置と鋼板表面から5mmの位置との間における、圧延方向に平行な板厚方向断面の加工フェライト相のアスペクト比が、2.0以上であり、
鋼板表面から1mmの位置と鋼板表面から5mmの位置との間における、圧延方向に垂直な断面の、加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、パーライト相、及びマルテンサイト・オーステナイト混合相を、電子線後方散乱回折法により測定したときの平均粒径(直径)が25μm以下であり、
鋼板表面から1mmの位置と鋼板表面から5mmの位置との間における、圧延面及び圧延方向に対する{hkl}面及び<uvw>方向の集合組織強度比I{hkl}<uvw>のうち、I{001}<110>、I{113}<110>、及びI{112}<110>の平均値が3.0以上であり、
鋼板表面から板厚方向の1/2位置における、圧延方向に垂直な断面の、加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、パーライト相、及びマルテンサイト・オーステナイト混合相を、電子線後方散乱回折法により測定したときの平均粒径(直径)が30μm以下であり、
鋼板表面から板厚方向の1/2位置における、圧延面及び圧延方向に対する{hkl}面及び<uvw>方向の集合組織強度比I{hkl}<uvw>のうち、I{001}<110>、I{112}<110>、及びI{332}<113>の平均値が2.0以上である鋼板。
式(1) Ceq.=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15
(ただし、式(1)中のC、Mn、Cr、Mo、V、Cu、及びNiは、鋼板に含まれる各元素の含有量(質量%)を表す。)
in % by mass,
C: 0.040% to 0.160%,
Si: 0.01% to 0.50%,
Mn: 0.70% to 2.50%,
P: 0.030% or less,
S: 0.020% or less,
Nb: 0.003% to 0.050%,
Ti: 0.003% to 0.050%,
Al: 0.001% to 0.100%,
N: 0.0010% to 0.0080%,
and having a chemical composition consisting of Fe and impurities as the balance,
Carbon equivalent Ceq. represented by the following formula (1). is 0.30% to 0.55%,
The metal structure of the plate thickness direction cross section parallel to the rolling direction between the position 1 mm from the steel plate surface and the position 5 mm from the steel plate surface has an area fraction of 30% to 90% deformed ferrite phase and 10% bainite phase. ~ 60%, composed of a total of 30% or less of a polygonal ferrite phase, a pearlite phase, and a martensite/austenite mixed phase,
The aspect ratio of the deformed ferrite phase in the plate thickness direction cross section parallel to the rolling direction between the position 1 mm from the steel plate surface and the position 5 mm from the steel plate surface is 2.0 or more,
A deformed ferrite phase, a bainite phase, a polygonal ferrite phase, a pearlite phase, and a martensite-austenite mixed phase in a cross section perpendicular to the rolling direction between a position 1 mm from the steel plate surface and a position 5 mm from the steel plate surface, An average particle size (diameter) of 25 μm or less as measured by an electron beam backscatter diffraction method,
Between the position 1 mm from the steel plate surface and the position 5 mm from the steel plate surface, the texture intensity ratio I {hkl} of the {hkl} plane and <uvw> direction with respect to the rolling surface and the rolling direction, I { 001} <110> , I {113} <110> and I {112} <110> have an average value of 3.0 or more,
Electron beam backscatter diffraction of the deformed ferrite phase, bainite phase, polygonal ferrite phase, pearlite phase, and martensite-austenite mixed phase in the cross section perpendicular to the rolling direction at the 1/2 position in the plate thickness direction from the steel plate surface. The average particle size (diameter) when measured by the method is 30 μm or less,
I {001} <110> out of the texture intensity ratio I {hkl} <uvw> in the {hkl} plane and <uvw> direction with respect to the rolling surface and rolling direction at the 1/2 position in the plate thickness direction from the steel plate surface , I {112}<110> and I {332}<113> have an average value of 2.0 or more.
Formula (1) Ceq. =C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15
(However, C, Mn, Cr, Mo, V, Cu, and Ni in formula (1) represent the content (mass%) of each element contained in the steel sheet.)
前記化学組成が、さらに、
Cu :0.01%~1.50%、
Ni :0.01%~2.50%、
Cr :0.01%~1.00%、
Mo :0.01%~1.00%、
V :0.001%~0.150%
B :0.0001%~0.0050%、
からなる群から選択される少なくとも1種を含む請求項1に記載の鋼板。
The chemical composition further comprises
Cu: 0.01% to 1.50%,
Ni: 0.01% to 2.50%,
Cr: 0.01% to 1.00%,
Mo: 0.01% to 1.00%,
V: 0.001% to 0.150%
B: 0.0001% to 0.0050%,
The steel sheet according to claim 1, comprising at least one selected from the group consisting of
前記化学組成が、さらに、
Mg :0.0001%~0.0100%、
Ca :0.0001%~0.0100%、
REM:0.0001%~0.0100%、
からなる群から選択される少なくとも1種を含む請求項1又は請求項2に記載の鋼板。
The chemical composition further comprises
Mg: 0.0001% to 0.0100%,
Ca: 0.0001% to 0.0100%,
REM: 0.0001% to 0.0100%,
The steel sheet according to claim 1 or 2, comprising at least one selected from the group consisting of
前記化学組成が、さらに、
Zr :0.0001%~0.0100%、
Te :0.0001%~0.0100%、
からなる群から選択される少なくとも1種を含む請求項1~請求項3のいずれか1項に記
載の鋼板。
The chemical composition further comprises
Zr: 0.0001% to 0.0100%,
Te: 0.0001% to 0.0100%,
The steel sheet according to any one of claims 1 to 3, comprising at least one selected from the group consisting of
請求項1~請求項のいずれか1項に記載の鋼板を製造する方法であって、
請求項1~請求項のいずれか1項に記載の化学組成を有する鋼片を、950℃~1150℃の温度域で加熱する工程と、
前記加熱後の鋼片を、鋼板の表面温度が再結晶温度Trex~1050℃の温度域で、累積圧下率が10%~75%で粗圧延を行う工程と、
前記粗圧延後の鋼板を、鋼板表面から1mmの位置での温度が、Ar点~1050℃の冷却開始温度から、500℃~(Ar点-30℃)の冷却停止温度まで、35℃/秒~100℃/秒の平均冷却速度で一次冷却する工程と、
前記一次冷却後の鋼板を、鋼板の表面温度が600℃~800℃の温度域で、累積圧下率が50%~75%で仕上圧延を行う工程と、
前記仕上圧延後の鋼板を、鋼板表面から板厚方向の1/4位置での温度が、600℃~800℃の冷却開始温度から、0℃~550℃の冷却停止温度まで、1℃/秒~20℃/秒の平均冷却速度で二次冷却する工程と、
を有する、鋼板の製造方法。
A method for producing a steel plate according to any one of claims 1 to 4 ,
a step of heating a steel slab having the chemical composition according to any one of claims 1 to 4 in a temperature range of 950°C to 1150°C;
a step of rough rolling the steel slab after heating in a temperature range where the surface temperature of the steel plate is from the recrystallization temperature Trex to 1050 ° C. and the cumulative rolling reduction is from 10% to 75%;
The steel plate after the rough rolling is heated at a position 1 mm from the steel plate surface from the cooling start temperature of Ar 3 point to 1050 ° C. to the cooling stop temperature of 500 ° C. to (Ar 3 point -30 ° C.), 35 ° C. A step of primary cooling at an average cooling rate of / sec to 100 ° C. / sec;
A step of finish rolling the steel plate after the primary cooling in a temperature range of the surface temperature of the steel plate of 600° C. to 800° C. and a cumulative rolling reduction of 50% to 75%;
The steel plate after the finish rolling is heated so that the temperature at the quarter position in the plate thickness direction from the surface of the steel plate is 1 ° C./sec from the cooling start temperature of 600 ° C. to 800 ° C. to the cooling stop temperature of 0 ° C. to 550 ° C. secondary cooling at an average cooling rate of ~20°C/sec;
A method for manufacturing a steel plate.
さらに、前記二次冷却後の鋼板を、350℃~650℃の温度域で焼戻し熱処理を行う工程を有する、請求項に記載の鋼板の製造方法。 The method for manufacturing a steel sheet according to claim 5 , further comprising a step of subjecting the steel sheet after secondary cooling to a tempering heat treatment in a temperature range of 350°C to 650°C.
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