JPWO2010038470A1 - 母材および溶接熱影響部の低温靭性に優れかつ強度異方性の小さい鋼板およびその製造方法 - Google Patents

母材および溶接熱影響部の低温靭性に優れかつ強度異方性の小さい鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Abstract

本発明の、母材および溶接熱影響部の低温靭性に優れかつ強度異方性の小さい鋼板は、鋼が、質量％で、Ｃ：０．０４％以上０．１０％以下、Ｓｉ：０．０２％以上０．４０％以下、Ｍｎ：０．５％以上１．０％以下、Ｐ：０．００１０％以上０．０１００％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．００５０％以下、Ｎｉ：２．０％以上４．５％以下、Ｃｒ：０．１％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．１％以上０．６％以下、Ｖ：０．００５％以上０．１％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．０８％以下、Ｎ：０．０００１％以上０．００７０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成であり、鋼板表面から鋼板厚さ方向に鋼板厚さの１／４だけ入った部位のＮｉ偏析比が１．３以下であり、旧オーステナイトの扁平度が１．０５以上３．０以下であり、有効結晶粒径が１０μｍ以下であり、ビッカース硬さが２６５ＨＶ以上３１０ＨＶ以下である。

Description

本発明は、母材および溶接熱影響部の低温靱性に優れかつ強度異方性の小さい厚鋼板およびその製造方法に関するものである。この製法で製造した鋼板は、造船、橋梁、建築、海洋構造物、圧力容器、タンク、ラインパイプなどの溶接構造物全般に用いることができるが、特に−７０℃程度での破壊靱性試験が要求される低温分野での使用において有効である。
本願は、２００８年１０月１日に、日本に出願された特願２００８−２５６１２２号及び、２００９年１月５日に、日本に出願された特願２００９−０００２０２号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
低温での破壊靱性を高めるにはＮｉ添加が有効である。たとえば、特許文献１、特許文献２、特許文献３は、液化天然ガス（ＬＮＧ）貯槽の内槽に使用される鋼種として、いわゆる９％Ｎｉ鋼（Ｎｉが質量％で８．５〜９．５％程度含有されていて、おもに焼き戻しマルテンサイトからなる組織を有し、特に低温靱性、例えば−１９６℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーに優れる鋼材）を開示している。
また、たとえば、特許文献４、特許文献５は、船舶用に使用される鋼種として、Ｎｉが４．０％程度含有されていて、おもに焼き戻しマルテンサイトからなる組織を有し、低温靭性、例えば−７０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーに優れる鋼材を開示している。
Ｎｉの添加によって低温靭性を改善することができるが、Ｎｉは鋳造の段階で鋼中に偏析するため、局所的に靱性の低い組織が生成して溶接熱影響部靱性が低下することがある。靱性を改善するための方法がいくつか提案されている。たとえば、特許文献６は、鋳造スラブを加熱、圧延する前に偏析低減のための予備熱処理を行う方法を開示している。また、特許文献７は、圧延工程を二工程として、板厚中心部の欠陥を減らす方法を開示している。しかし、特許文献６の方法では偏析低減の効果が小さくバンド状のＮｉ偏析が残存して溶接熱影響部の靱性が低くなる。また、特許文献７の方法では鋳造スラブから最終板厚までの圧下比（圧下比とは、圧延前の板厚を圧延後の板厚で除した値）が小さく、かつ１回目の熱間圧延における圧下比や温度などの制御を行っていないために組織粗大化と偏析残存によって母材および溶接熱影響部の靱性が低下する。
また、特許文献８は、溶接熱影響部靱性に優れた鋼材を製造する方法として、圧延後にすみやかに水冷をおこなうＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ）というプロセスによる方法を開示している。しかし、ＴＭＣＰで低温圧延を強化すると、強度の異方性が大きくなり、安全性に問題が生じる。
つまり、Ｎｉを含有する鋼材で、母材および溶接熱影響部の靱性に優れ、かつ強度異方性が小さい鋼材を製造することは、既存技術では困難である。
特開平７−２７８７３４ 特開平６−１７９９０９ 特開昭６３−１３０２４５ 特開平１−２３０７１３ 特開昭６３−２４１１１４ 特公平４−１４１７９ 特開２０００−１２９３５１ 特開２００１−１２３２４５
さらにユーザー側の靭性の要求として、強度の異方性のミニマム化、−７０℃の低温でも１５０Ｊ以上の母材靭性、及び、−７０℃の低温でも１００Ｊ以上の溶接熱影響部靭性の確保が望まれている。本発明が解決しようとする問題点は、母材および溶接熱影響部の靱性に優れ、かつ異方性の小さい鋼板を提供することである。
本発明は、母材および溶接熱影響部の靱性に優れ、かつ異方性の小さい鋼板を提供するものであり、その要旨とするところは以下の通りである。
（１）本発明の第一実施態様は、鋼が、質量％で、Ｃ：０．０４％以上０．１０％以下、Ｓｉ：０．０２％以上０．４０％以下、Ｍｎ：０．５％以上１．０％以下、Ｐ：０．００１０％以上０．０１００％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．００５０％以下、Ｎｉ：２．０％以上４．５％以下、Ｃｒ：０．１％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．１％以上０．６％以下、Ｖ：０．００５％以上０．１％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．０８％以下、Ｎ：０．０００１％以上０．００７０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成であり、鋼板表面から鋼板厚さ方向に鋼板厚さの１／４だけ入った部位のＮｉ偏析比が１．３以下であり、旧オーステナイトの扁平度が１．０５以上３．０以下であり、有効結晶粒径が１０μｍ以下であり、ビッカース硬さが２６５ＨＶ以上３１０ＨＶ以下であることを特徴とする、母材および溶接熱影響部の低温靭性に優れかつ強度異方性の小さい鋼板である。
（２）上記（１）に記載の母材および溶接熱影響部の低温靭性に優れかつ強度異方性の小さい鋼板は、さらに質量％で、Ｎｂ：０．００５％以上０．０３％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０３％以下、Ｃｕ：０．０１％以上０．７％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．０５％以下、Ｃａ：０．０００２％以上０．００４０％以下、ＲＥＭ：０．０００２％以上０．００４０％以下の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成であっても良い。
（３）本発明の第二実施態様は、質量％で、Ｃ：０．０４％以上０．１０％以下、Ｓｉ：０．０２％以上０．４０％以下、Ｍｎ：０．５％以上１．０％以下、Ｐ：０．００１０％以上０．０１００％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．００５０％以下、Ｎｉ：２．０％以上４．５％以下、Ｃｒ：０．１％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．１％以上０．６％以下、Ｖ：０．００５％以上０．１％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．０８％以下、Ｎ：０．０００１％以上０．００７０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成であり、最終板厚の５．５倍以上５０倍以下の厚さを有する鋳造スラブを、１２５０℃以上１３８０℃以下に加熱し、８時間以上保持する工程と；前記鋳造スラブに、圧下比１．２以上１０．０以下、最終１パス前温度が８００℃以上１２５０℃以下で１回目の熱間圧延を行うことで鋼片を得る工程と；前記鋼片を３００℃以下まで空冷し、その後に９００℃以上１２７０℃以下に加熱を行う工程と；前記鋼片に、圧下比が２．０以上４０．０以下、最終１パス前温度が６８０℃以上１０００℃以下で２回目の熱間圧延を行う工程と；前記２回目の熱間圧延後、１００秒以内に水冷を開始し、前記鋼片の表面温度が２００℃以下になるまで冷却する工程と；５５０℃以上７２０℃以下で前記鋼片の焼き戻しを行う工程と；を有することを特徴とする、母材および溶接熱影響部の低温靭性に優れかつ強度異方性の小さい鋼板の製造方法である。
（４）上記（３）に記載の母材および溶接熱影響部の低温靭性に優れかつ強度異方性の小さい鋼板の製造方法は、さらに質量％で、Ｎｂ：０．００５％以上０．０３％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０３％以下、Ｃｕ：０．０１％以上０．７％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．０５％以下、Ｃａ：０．０００２％以上０．００４０％以下、ＲＥＭ：０．０００２％以上０．００４０％以下の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成であっても良い。
本発明によれば、母材および溶接熱影響部靱性に優れ、かつ強度の異方性が小さい鋼板を使用できる。つまり、溶接入熱の増大などを通じて溶接施工性が良好になるとともに、鋼板の使用する方向に制約が生じにくいため設計上の自由度も大きくなることから、産業上の価値の高い発明であるといえる。
Ｎｉ偏析比と溶接熱影響部靱性の関係を示すグラフである。 Ｎｉ偏析比に及ぼす１回目の熱間圧延の加熱温度と保持時間の影響を示すグラフである。 Ｎｉ偏析比と１回目の熱間圧延における圧下率の関係を示すグラフである。 Ｎｉ偏析比と１回目の熱間圧延における最終１パス前温度の関係を示すグラフである。 有効結晶粒径と母材靱性の関係を示すグラフである。 旧オーステナイト粒扁平度と０．２％耐力差の関係を示すグラフである。 有効結晶粒径と２回目の熱間圧延の加熱温度の関係を示すグラフである。 有効結晶粒径と２回目の熱間圧延の圧下比の関係を示すグラフである。 旧オーステナイト粒扁平度と２回目の熱間圧延における最終１パス前温度の関係を示すグラフである。 有効結晶粒径と２回目の熱間圧延における最終１パス前温度の関係を示すグラフである。
本発明を詳細に説明する。
本発明者らは、−７０℃程度で使用されるＮｉ添加鋼が母材靱性と溶接熱影響部靱性に優れ、かつ強度異方性が小さくなる条件を鋭意検討した。その結果、製造工程に２回の熱間圧延が必要であること、全体で十分な圧下比を確保できる厚さの鋳造スラブを使用する必要があること、さらにそれぞれの熱間圧延において加熱条件、圧下比や温度などを厳格に制御する必要があることを明らかにした。２回の熱間圧延にはそれぞれ役割がある。即ち、１回目の熱間圧延の主要な役割はＮｉ含有熱延鋼板特有のバンド状Ｎｉ偏析を低減することであり、２回目の熱間圧延の主要な役割は焼き入れ組織の生成、組織の微細化、組織の扁平化抑制である。
本発明では、２回の熱間圧延で十分な圧下を加えることのできる厚さの鋳造スラブを使用することが最も重要である。本発明者らは母材靱性、溶接熱影響部靱性を評価する試験を、１回あるいは２回の熱間圧延によって製造した種々の鋼板について行った。その結果、表１に示すように、２回の熱間圧延を行い、かつ鋳造スラブ厚さを製品板厚で除した全圧下比が５．５以上の場合にのみ２つの特性が優れることを知見した。また、全圧下比が５０を超えると生産性が著しく低下する。よって、本発明における全圧下比を５．５以上５０以下と規定する。また、全圧下率が７．５以上とすると母材および溶接熱影響部靱性が一層向上することから、望ましくは全圧下率を７．５以上５０以下とする。さらに、全圧下率を１０以上とすると母材および溶接熱影響部靱性がなお一層向上することから、さらに望ましくは、全圧下率を１０以上５０以下とする。尚、表１において、母材靭性の評価は１５０Ｊ以上の場合をＯＫ、１５０未満の場合をＮＧとした。また、溶接熱影響部靱性の評価は１００Ｊ以上の場合をＯＫとし、１００Ｊ未満の場合をＮＧとした。総合判定は、両評価がＯＫの場合をＯＫとし、いずれか一方又は両方の評価がＮＧの場合をＮＧとしている。
Figure 2010038470
１回目の熱間圧延について詳細を述べる。１回目の熱間圧延の主な目的は、Ｎｉ添加熱延鋼板特有のバンド状Ｎｉ偏析低減による溶接熱影響部靱性の向上である。本発明者らは、−７０℃程度で使用されるＮｉ添加鋼の低温靱性、特に高能率の溶接が行われた場合の溶接熱影響部靱性が低下する原因を鋭意調査した。その結果、溶接熱影響部靱性低下の一要因がバンド状Ｎｉ偏析にあることが判明した。バンド状Ｎｉ偏析は、凝固時点で偏析したＮｉが、熱間圧延により圧延方向に平行なバンド状形態をなしたものである。バンド状Ｎｉ偏析の発達に伴って局部的にＮｉ濃度の低い領域が形成されるため、溶接熱影響部靱性が低下する。
本発明者らは、Ｎｉ偏析比と溶接熱影響部靱性の関係を調査した。ＳＭＡＷ（Ｓｈｉｅｌｄ Ｍｅｔａｌ Ａｒｃ Ｗｅｌｄ）により、入熱２９〜３０ｋＪ／ｍｍの条件で作成した溶接継手から板厚３２ｍｍのシャルピー試験片を採取し、−７０℃でシャルピー衝撃吸収エネルギーを評価した。尚、シャルピー試験片のノッチ部は、ボンド部に対応させた。その結果、図１に示すように、鋼板表面から鋼板厚さ方向に厚さの１／４だけ入った部位（以後１／４ｔ部と呼称する）のＮｉ偏析比が１．３以下の場合に溶接熱影響部靱性が優れることを発見した。よって、本発明における１／４ｔ部のＮｉ偏析比を１．３以下と規定する。なお、１／４ｔ部の偏析比が１．２以下の場合には溶接熱影響部靭性がより優れることから、望ましくはＮｉ偏析比を１．２以下とする。さらに、１／４ｔ部の偏析比が１．１以下の場合にはさらに溶接熱影響部靭性に優れることから、さらに望ましくはＮｉ偏析比を１．１以下とする。１／４ｔ部の偏析比はＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）により測定できる。鋼板表面から板厚方向に表面から１／４だけ内部に入った部位を中心に、板厚方向に２ｍｍの長さにわたって５μｍ間隔で４００点のＮｉ量データを得る。このデータのうち、大きいデータから順に５点と、小さいデータから順に５点と、を除外したのち、残った３９０点の平均を平均値として、また、３９０点のうち大きいものから順に１０点の平均値を最大値とする。そして、最大値を平均値で除した値を１／４ｔ部の偏析比とする。偏析比の下限値については、溶接熱影響部靱性の必要上特に規定はしないが、計算上１．０となる。なお、本発明で溶接熱影響部靱性に優れるとは、前述のように−７０℃での溶接熱影響部の靭性が１００Ｊ以上、即ち−７０℃での溶接熱影響部シャルピー試験で吸収エネルギーが１００Ｊ以上であることを意味する。
この偏析比を達成するためには、１回目の熱間圧延の加熱温度、保持時間、圧下比、圧延温度を規定することが必要になる。ここで、加熱温度とは、第一パスを通過する前のスラブの表面温度を指す。また、保持時間とは、スラブ表面が加熱温度に到達後３時間経過してから、加熱炉抽出までの時間を指す。加熱温度と保持時間に関しては、温度が高いほど、保持時間が長いほど拡散によってＮｉ偏析比が小さくなる。本発明者らは、１回目の熱間圧延の加熱温度と保持時間の組み合わせが偏析比に与える影響を調査した。具体的には、圧下比２．０、最終１パス前温度１０２０℃の条件で、一回目の熱間圧延を行なった。その結果、図２に示すように、１／４ｔ部で１．３以下のＮｉ偏析比を達成するためには１２５０℃以上の加熱温度で８時間以上の保持をする必要があることを発見した。よって、本発明では１回目の熱間圧延の加熱温度を１２５０℃以上、保持時間を８時間以上と規定する。なお、加熱温度を１３８０℃以上、保持時間を５０時間とすると生産性が大幅に低下することから、加熱温度の上限を１３８０℃、保持時間を５０時間以下とする。なお、加熱温度を１３００℃以上、保持時間を２０時間以上とすると、一層Ｎｉ偏析比が低減することから、望ましくは加熱温度を１３００℃以上、保持時間を２０時間以上とする。
１回目の熱間圧延の噛込みおよび圧延後空冷時にも偏析低減効果が期待できる。これは、再結晶が生じる場合は粒界移動を通じた偏析低減効果が、再結晶が生じない場合には高転位密度下での拡散を通じた偏析低減効果があるためである。このため、１回目の熱間圧延の圧下比が大きいほどバンド状Ｎｉ偏析比が減少する。本発明者らは、１回目の熱間圧延の圧下比が偏析比に与える影響を調査した。具体的には、加熱温度１２８０℃、保持時間１０時間、最終１パス前温度１０２０℃の条件で１回目の熱間圧延を行なった。その結果、図３に示すように、１．３以下のＮｉ偏析比を達成するためには、圧下比を１．２以上にする必要があることを発見した。また、圧下比が１０を超えると生産性が大幅に低下する。よって、１回目の熱間圧延における圧下比を１．２以上１０以下と規定する。また、圧下比が２．０以上では偏析比がより小さくなることから、望ましくは圧下比を２．０以上１０以下とする。
１回目の熱間圧延における最終１パス前温度を適正な温度に制御することも非常に重要である。これは、最終１パス前温度が低すぎると、圧延終了後空冷時に拡散が進まず偏析比が低くなり、逆に最終１パス前温度が高すぎると、再結晶によって急速に転位密度が低下し、圧延終了後空冷時の高転位密度下での拡散効果が低下し、偏析比が低くなるためである。１回目の熱間圧延には、適度に転位が残存して、かつ拡散が進行しやすい温度域が存在する。本発明者らは１回目の熱間圧延における最終１パス前温度と偏析比の関係を調査した。具体的には、１回目の熱間圧延の加熱温度１２９０℃、保持時間１０時間、最終１パス前温度１０２０℃の条件で１回目の熱間圧延を行なった。その結果、図４に示すように、８００℃未満と１２５０℃超で偏析比が非常に高くなることを発見した。よって、１回目の熱間圧延における最終１パス前温度を８００℃以上１２５０℃以下と規定する。なお、最終１パス前温度が９５０℃以上１１５０℃以下では偏析比の低減効果がさらに大きくなることから、望ましくは1回目の熱間圧延における最終１パス前温度を９５０℃以上１１５０℃以下と規定する。圧延後は空冷することが好ましい。圧延後の空冷によってＮｉの拡散がさらに進んで偏析が低減する。なお、圧延後の空冷から２回目の熱間圧延に移行する温度が３００℃超となると、変態が完了せず材質が不均一となるため、圧延後に空冷してから２回目の熱間圧延に移行する時点の鋼片表面温度は３００℃以下とする。
なお、加熱温度とは、スラブ表面の温度を指す。また、保持時間とは、スラブ表面が加熱温度に到達後３時間経過してから、加熱炉抽出までの時間を指す。圧下比とは、圧延前の板厚を圧延後の板厚で除した値である。また、最終１パス前温度とは、圧延の最終パスの噛込直前に測定されたスラブ表面の温度であり、放射温度計などにより測定が可能である。空冷とは、鋼板の表面温度が８００℃から５００℃の間で冷却速度が５℃／ｓ以下であるものとする。
次に、２回目の熱間圧延工程について説明する。２回目の熱間圧延の主な目的は、焼き入れ組織の生成による強度確保、組織の微細化による母材靱性向上と組織扁平度を小さくすることによる強度異方性低減である。
溶接構造物用の材料として使用するために、焼き入れ組織の生成による強度確保が必要である。ビッカース硬さが２６５ＨＶを下回ると板厚の大きい鋼板が必要となって構造物の重量増大による燃費低下、溶接施工コストの増大が生じる。一方ビッカース硬さが３１０ＨＶを超えると溶接熱影響部靱性が低下して高能率な溶接の適用が不可能になる。よって、ビッカース硬さを２６５ＨＶ以上３１０ＨＶ以下と規定する。なお、ビッカース硬さは鋼板の圧延方向と板厚方向に平行な面で切り出したサンプルの、鋼板表面から板厚の１／４だけ内部に入った部位で、荷重１０ｋｇｆで５点測定された平均値をいう。
２回目の熱間圧延では、母材の靱性を高めるため、組織の微細化が必要である。本発明の強度範囲では、組織の主体はマルテンサイトであり、実効的な粒径は大角粒界で囲まれた領域、すなわち有効結晶粒径に対応し、有効結晶粒径の微細化に伴って母材靱性が向上する。本発明者らは、有効結晶粒径と母材靱性の関係を調査した結果、図５に示すような関係を得た。有効結晶粒径が１０μｍ超では、母材靱性が低下することから、有効結晶粒径を１０μｍ以下と規定する。有効結晶粒径は小さいほど望ましいが、有効結晶粒径が１μｍ未満では生産性が著しく低下することから、有効結晶粒径の下限値は１μｍとする。なお、有効結晶粒径が６μｍ以下では母材靱性がより向上することから、望ましくは有効結晶粒径を１μｍ以上６μｍ以下とする。さらに、有効結晶粒径が３μｍ以下では母材靱性がさらに向上することから、さらに望ましくは有効結晶粒径を１μｍ以上３μｍ以下とする。なお、有効結晶粒径は、シャルピー試験後の破面の脆性破壊起点近傍を観察し、多数のへき開破面の面積を定量化して、平均の円相当径を算出することで推定が可能である。本発明で母材靱性に優れるとは、溶接熱影響部のシャルピー試験の−７０℃での吸収エネルギーが１５０Ｊ以上であることとする。
２回目の熱間圧延では、強度の異方性を小さくする必要がある。未再結晶温度域での圧延が強化され、旧オーステナイト粒の扁平度が大きくなるほど強度の異方性は大きくなる傾向がある。このため、旧オーステナイトの扁平度を小さくする必要がある。本発明者らは、強度の異方性に及ぼす旧オーステナイト扁平度の影響を調査し、図６に示す結果を得た。ここで、強度の異方性は圧延方向垂直に採取した試験片と圧延方向平行に採取した試験片の０．２％耐力の差で評価しており、強度の異方性が小さいとは、０．２％耐力差が５０ＭＰａ以下であることを意味する。図６によると、旧オーステナイト扁平度が３．０超では強度の異方性が大きくなることから、旧オーステナイトの扁平度を３．０以下と規定する。旧オーステナイト扁平度が１．０５を下回ると、生産性が大幅に低下することから、旧オーステナイト扁平度の下限値を１．０５と規定する。なお、旧オーステナイトの扁平度が１．６以下では一層強度の異方性が低下することから、望ましくは旧オーステナイトの扁平度を１．０５以上１．６以下とする。さらに、旧オーステナイトの扁平度が１．２以下では強度の異方性がより低下することから、望ましくは旧オーステナイトの扁平度を１．０５以上１．２以下とする。旧オーステナイト粒の扁平度は、以下のように算出する。即ち、鋼板の圧延方向と板厚方向に平行な面で切り出したサンプルの、鋼板表面から板厚の１／４だけ内部に入った部位で、光学顕微鏡でメッシュの入った接眼レンズを使用して組織観察を行い、圧延長手方向の線分を横切る旧オーステナイト粒界の数と、同一距離の圧延方向に垂直な板厚方向の線分を横切る旧オーステナイト粒界の数の比を算出して旧オーステナイト粒の扁平度が得られる。
前記の有効結晶粒径と旧オーステナイト粒扁平度を達成するためには、２回目の熱間圧延の加熱温度、圧下比、圧延温度を規定することが必要になる。第２の熱間圧延における加熱温度を高くすると、オーステナイトの粗大化を通じて有効結晶粒径が大きくなる。本発明者らは、有効結晶粒径と加熱温度の関係を調査した結果、図７に示すように、有効結晶粒径を１０μｍ以下とするためには加熱温度を１２７０℃以下とする必要があることを発見した。また、加熱温度を９００℃未満とすると生産性が大幅に低下する。よって、２回目の熱間圧延における加熱温度を９００℃以上１２７０℃以下と規定する。なお、加熱温度を１１２０℃以下とすると、有効結晶粒径を５μｍ以下にすることが期待できる。よって、望ましくは２回目の熱間圧延における加熱温度を９００℃以上１１２０℃以下とする。２回目の熱間圧延の加熱時保持時間は特に規定しないが、均一加熱と生産性確保の観点から２時間以上１０時間以下であることが望ましい。
２回目の熱間圧延における圧下比も重要である。圧下比が大きくなると、再結晶あるいは転位密度の増大を通じて有効結晶粒径が小さくなる。本発明者らは有効結晶粒径と圧下比の関係を調査した。その結果、図８に示すように、有効結晶粒径を１０μｍ以下とするためには圧下比を２．０以上にする必要があることを発見した。また、圧下比が４０を超えると生産性が大幅に低下する。よって、２回目の熱間圧延における圧下比を２．０以上４０以下と規定する。なお、２回目の熱間圧延における圧下比が１０以上である場合には有効結晶粒径がより微細化することから、望ましくは圧下比を１０以上４０以下とする。
また、２回目の熱間圧延の最終１パス前温度も重要である。最終１パス前温度が低くなると旧オーステナイトの扁平度が大きくなり、高くなると有効結晶粒径が大きくなる。本発明者らは、旧オーステナイトの扁平度を３．０以下として、かつ有効結晶粒径を１０μｍ以下とするための最終１パス前温度を検討した。その結果、図９に示すように、最終１パス前温度を６８０℃未満にすると旧オーステナイト扁平度が大きくなり、図１０に示すように、１０００℃超とすると有効結晶粒径が増大することを見いだした。よって、２回目の熱間圧延工程における最終１パス前温度を６８０℃以上１０００℃以下と規定する。なお、最終１パス前温度を８００℃以上９２０℃以下とすると、旧オーステナイト扁平度と有効結晶粒径がより小さくなることから、望ましくは最終１パス前温度を８００℃以上９２０℃以下とする。
以下に、熱間圧延以外の製造条件について記載する。圧延後は速やかに水冷を行うことが好ましい。水冷は、圧延後は１００秒以内に開始して、２００℃以下で水冷を終了するのが望ましい。これにより、ビッカース硬さを２６５ＨＶ以上とすることができる。水冷後は焼き戻しを行う。焼き戻し時の加熱温度が５５０℃を下回ると母材靱性が低下し、７２０℃を超えると強度が不足する。よって、焼き戻し時の加熱温度を５５０℃以上７２０℃以下と規定する。なお、焼戻し後は空冷と水冷のどちらも実施可能である。また、水冷とは、鋼板表面温度が８００℃から５００℃の間で冷却速度が５℃／ｓ超であるものとする。
以下にその他の合金元素の範囲を規定する。
Ｃは、強度確保に必須の元素であるため、その添加量を０．０４％以上とする。しかし、一方でＣ量の増大は粗大析出物の生成による母材靱性の低下や溶接性の低下を招くためその上限を０．１０％とする。
Ｓｉは、強度確保に必須の元素であるため、その添加量を０．０２％以上とする。しかし、一方でＳｉ量の増大は溶接性の低下を招くためその上限を０．４０％とする。
Ｍｎは、強度増大に有効な元素であり、最低でも０．５％以上の添加が必要となるが、逆に１．０％を超えて添加すると焼戻し脆化感受性が高くなって耐脆性破壊性能が低下する。よって、Ｍｎの添加量を０．５％以上１．０％以下と規定する。
Ｐは、０．００１０％未満では精錬負荷の増大により生産性が大幅に低下し、０．０１００％を超えると焼戻し脆化の促進により耐脆性破壊性能が低下する。よって、Ｐの添加量を０．００１０以上０．０１００％以下と規定する。
Ｓは、０．０００１％未満では精錬負荷の増大により生産性が大幅に低下し、０．００５０％を超えると靱性が低下する。よって、Ｓの添加量を０．０００１％以上０．００５０％以下と規定する。
Ｎｉは、耐脆性破壊特性の向上に有効な元素である。２．０％未満では耐脆性破壊特性の向上が小さく、４．５％を超えると製造コストが増大する。よって、Ｎｉの添加量を２．０％以上４．５％以下と規定する。なお、Ｎｉ量が３．６％以下の場合は一層合金コストが低くなるため、望ましくはＮｉ添加量を２．０％以上３．６％以下とする。
Ｃｒは、強度増大に有効な元素であり、最低でも０．１％以上の添加が必要となるが、逆に１．０％を超えて添加すると溶接熱影響部靭性が低下する。よって、Ｃｒの添加量を０．１％以上１．０％以下と規定する。
Ｍｏは、焼戻し脆化感受性を増加させずに強度を高めるのに有効な元素である。添加量が０．１％未満では強度増大の効果が小さく、０．６％を超えると製造コストが増大するとともに、溶接熱影響部靱性が低下する。よって、Ｍｏの添加量を０．１％以上０．６％以下と規定する。なお、Ｍｏ量が０．３％以下では一層製造コストが低減できることから、望ましくはＭｏ量を０．１％以上０．３％以下とする。
Ｖは、強度確保に有効な元素である。０．００５％未満の添加では効果が小さく、０．１％超の添加では溶接熱影響部靱性の低下を招く。よって、Ｖの添加量を０．００５％以上０．１％以下と規定する。
Ａｌは、脱酸材として有効な元素であり、０．０１％未満の添加では脱酸が不十分となって母材靱性が低下し、０．０８％超の添加では溶接熱影響部靱性の低下を招く。よって、Ａｌの添加量を０．０１％以上０．０８％以下と規定する。
Ｎは、０．０００１％未満では精錬負荷の増大によって生産性が低下し、０．００７％を超える添加では母材靱性、溶接熱影響部靱性が低下する。よって、Ｎの添加量を０．０００１％以上０．００７％以下と規定する。
なお、本発明では、さらに以下の元素を添加する。
Ｎｂは強度確保に有効な元素である。０．００５％未満の添加では効果が小さく、０．０３％超の添加では溶接熱影響部靱性の低下を招く。よって、Ｎｂの添加量を０．００５％以上０．０３％以下と規定する。
Ｔｉは、靭性向上に有効な元素である。０．００５％未満の添加では効果が小さく、０．０３％超の添加では溶接熱影響部靱性の低下を招く。よって、Ｔｉの添加量を０．００５％以上０．０３％以下と規定する。
Ｃｕは、強度確保に有効な元素である。０．０１％未満の添加では効果が小さく、０．７％超の添加では溶接熱影響部靱性の低下を招く。よって、Ｃｕの添加量を０．０１％以上０．７％以下と規定する。
Ｂは、強度確保に有効な元素である。０．０００２％未満の添加では効果が小さく、０．０５％超の添加では母材靱性の低下を招く。よって、Ｂの添加量を０．０００２％以上０．０５％以下と規定する。
Ｃａは、ノズル閉塞防止に有効な元素である。０．０００２％未満の添加ではその効果が小さく、０．００４０％超の添加では靭性の低下を招く。よって、Ｃａの添加量を０．０００２％以上０．００４０％以下と規定する。
ＲＥＭは、溶接熱影響部靱性改善に有効な元素である。０．０００２％未満の添加ではその効果が小さく、０．００４０％超の添加では靭性の低下を招く。よって、ＲＥＭの添加量を０．０００２％以上０．００４０％以下と規定する。
なお、本発明鋼を溶製する上で、添加合金を含めた使用原料または溶製中に炉材等から溶出する不可避的不純物として混入する虞のある、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｚｒ、Ｍｇ等も０．００２％未満の混入であれば何ら本発明の効果を損なうものではない。
種々の化学成分、製造条件で製造した板厚６ｍｍから５０ｍｍの鋼板について、母材の降伏応力と引張強さ、母材のシャルピー衝撃吸収エネルギー、溶接熱影響部のシャルピー衝撃吸収エネルギーを評価した。表２に、実施例１〜１３及び比較例１〜１３の、鋼板の板厚、化学成分、製造方法、Ｎｉ偏析比、ビッカース硬さ、有効結晶粒径、旧オーステナイト粒扁平度を示す。表３に、実施例１４〜２６及び比較例１４〜２６の、鋼板の板厚、化学成分、製造方法、Ｎｉ偏析比、ビッカース硬さ、有効結晶粒径、旧オーステナイト粒扁平度を示す。
Figure 2010038470
Figure 2010038470
特性の評価結果を表４に示す。なお、焼き戻しは６３０℃から６８０℃の範囲で行った。
Figure 2010038470
降伏応力と引張強さはＪＩＳ Ｚ ２２４１に記載の金属材料引張試験方法により測定した。試験片はＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の金属材料引張試験片とし、板厚２０ｍｍ以下の鋼板からは５号試験片、板厚４０ｍｍ以上の鋼板からは鋼板表面から１／４ｔ部から採取した１０号試験片を使用した。試験片は、長手方向が圧延方向と平行および垂直になるように採取した。それぞれＬ方向、Ｃ方向と呼ぶ。降伏応力はオフセット法で算出した０．２％耐力とした。常温で２本の試験を行い、平均値を採用した。強度の異方性は、Ｃ方向の降伏応力とＬ方向の降伏応力の差で評価し、５０ＭＰａ以下の場合をＯＫとし、５０ＭＰＡを越える場合をＮＧとした。
母材靭性は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に記載の金属材料衝撃試験方法によりシャルピー衝撃吸収エネルギーを測定した。試験片は、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に記載の金属材料衝撃試験片とし、ｔ／４部から幅１０ｍｍの試験片を採取した。板厚６ｍｍの鋼板は幅５ｍｍの試験片を採取した。形状はいずれもＶノッチ試験片とし、ノッチ底のなす線が板厚方向と平行になるように、また試験片の長手方向が圧延方向と垂直になるように採取した。試験温度は−７０℃とし、３本の試験を行った平均値を採用した。シャルピー衝撃吸収エネルギーの必要値は、船舶において多く使用される条件の１５０Ｊ以上を採用し、１５０Ｊ以上をＯＫ、１５０Ｊ未満をＮＧとした。
溶接熱影響部靭性の評価は、ＳＭＡＷで作成した溶接継手からシャルピー試験片を採取して行った。ＳＭＡＷの条件は、入熱１．５〜２．０ｋＪ／ｃｍ、予熱およびパス間温度１００℃以下とした。シャルピー試験片のノッチ部はボンド部に対応させた。試験温度は−７０℃とし、３本の試験を行った平均値を採用した。溶接継手のシャルピー試験の場合、１００Ｊ以上をＯＫ、１００Ｊ未満をＮＧとした。
実施例１では、バンド状Ｎｉ偏析を制御して板厚１２ｍｍの鋼板を製造した。この鋼板は、母材靭性、溶接熱影響部靭性に優れ、強度異方性が小さかった。一方、実施例１と類似の成分および製造方法で鋼板を製造した比較例１では、１回目の熱間圧延における保持時間とＮｉ偏析比が本発明の範囲を外れたため、この比較例１の鋼板は溶接熱影響部靭性に劣っていた。
実施例２では、バンド状偏析を制御して板厚２５ｍｍの鋼板を製造した。この鋼板は、母材靭性、溶接熱影響部靭性に優れ、強度異方性が小さかった。一方、実施例２と類似の成分および製造方法で鋼板を製造した比較例２では、１回目の熱間圧延における加熱温度と偏析比が本発明の範囲を外れたため、この比較例２の鋼板は溶接熱影響部靭性に劣っていた。
実施例３では、バンド状Ｎｉ偏析を制御して板厚５０ｍｍの鋼板を製造した。この鋼板は、母材靭性、溶接熱影響部靭性に優れ、強度異方性が小さかった。一方、実施例３と類似の成分および製造方法で鋼板を製造した比較例３では、１回目の熱間圧延における圧下比と偏析比が本発明の範囲を外れたため、この比較例３の鋼板は溶接熱影響部靭性に劣っていた。
実施例４では、バンド状Ｎｉ偏析を制御して板厚１２ｍｍの鋼板を製造した。この鋼板は、母材靭性、溶接熱影響部靭性に優れ、強度異方性が小さかった。一方、実施例４と類似の成分および製造方法で鋼板を製造した比較例４では、Ｓｉ量とＰ量が本発明の範囲を外れたため、この比較例４の鋼板は母材靱性と溶接熱影響部靱性に劣っていた。
実施例５では、バンド状Ｎｉ偏析を制御して板厚２５ｍｍの鋼板を製造した。この鋼板は、母材靭性、溶接熱影響部靭性に優れ、強度異方性が小さかった。一方、実施例５と類似の成分および製造方法で鋼板を製造した比較例５では、Ｎｉ量が本発明の範囲を外れたため、この比較例５の鋼板は母材靱性と溶接熱影響部靭性に劣っていた。
実施例６では、バンド状ＮＩ偏析を制御して板厚５０ｍｍの鋼板を製造した。この鋼板は、母材靭性、溶接熱影響部靭性に優れ、強度異方性が小さかった。一方、実施例６と類似の成分および製造方法で鋼板を製造した比較例６では、２回目の熱間圧延における最終１パス前温度と旧オーステナイト粒扁平度が本発明の範囲を外れたため、この比較例６の鋼板は強度異方性が大きかった。
実施例７では、バンド状Ｎｉ偏析を制御して板厚１２ｍｍの鋼板を製造した。この鋼板は、母材靭性、溶接熱影響部靭性に優れ、強度異方性が小さかった。一方、実施例７と類似の成分および製造方法で鋼板を製造した比較例７では、２回目の熱間圧延における最終１パス前温度と有効結晶粒径が本発明の範囲を外れたため、この比較例７の鋼板は母材靱性に劣っていた。
実施例８では、バンド状偏析を制御して板厚２５ｍｍの鋼板を製造した。この鋼板は、母材靭性、溶接熱影響部靭性に優れ、強度異方性が小さかった。一方、実施例８と類似の成分および製造方法で鋼板を製造した比較例８では、Ｃ量、ビッカース硬さが本発明の範囲を外れたため、この比較例８の鋼板は母材靱性と溶接熱影響部靱性に劣っていた。
実施例９では、バンド状Ｎｉ偏析を制御して板厚５０ｍｍの鋼板を製造した。この鋼板は、母材靭性、溶接熱影響部靭性に優れ、強度異方性が小さかった。一方、実施例９と類似の成分および製造方法で鋼板を製造した比較例９では、Ｍｎ量が本発明の範囲を外れたため、この比較例９の鋼板は母材靱性に劣っていた。
実施例１０では、バンド状Ｎｉ偏析を制御して板厚２５ｍｍの鋼板を製造した。この鋼板は、母材靭性、溶接熱影響部靭性に優れ、強度異方性が小さかった。一方、実施例１０と類似の成分および製造方法で鋼板を製造した比較例１０では、第一の熱間圧延の最終１パス前温度と偏析比が本発明の範囲を外れたため、この比較例１０の鋼板は溶接熱影響部靱性に劣っていた。
実施例１１では、バンド状Ｎｉ偏析を制御して板厚５０ｍｍの鋼板を製造した。この鋼板は、母材靭性、溶接熱影響部靭性に優れ、強度異方性が小さかった。一方、実施例１１と類似の成分および製造方法で鋼板を製造した比較例１１では、２回目の熱間圧延における加熱温度と有効結晶粒径が本発明の範囲を外れたため、この比較例１１の鋼板は母材靱性に劣っていた。
実施例１２では、バンド状Ｎｉ偏析を制御して板厚５０ｍｍの鋼板を製造した。この鋼板は、母材靭性、溶接熱影響部靭性に優れ、強度異方性が小さかった。一方、実施例１２と類似の成分および製造方法で鋼板を製造した比較例１２では、２回目の熱間圧延における圧下比、有効結晶粒径が本発明の範囲を外れたため、この比較例１２の鋼板は母材靱性に劣っていた。
実施例１３では、バンド状Ｎｉ偏析を制御して板厚５０ｍｍの鋼板を製造した。この鋼板は、母材靭性、溶接熱影響部靭性に優れ、強度異方性が小さかった。一方、実施例１３と類似の成分および製造方法で鋼板を製造した比較例１３では、１回目の熱間圧延における圧下比、Ｎｉ偏析比が本発明の範囲を外れたため、この比較例１３の鋼板は溶接熱影響部靱性に劣っていた。
実施例１４では、バンド状Ｎｉ偏析を制御して板厚５０ｍｍの鋼板を製造した。この鋼板は、母材靭性、溶接熱影響部靭性に優れ、強度異方性が小さかった。一方、実施例１４と類似の成分および製造方法で鋼板を製造した比較例１４では、全圧下比が本発明の範囲を外れたため、この比較例１４の鋼板は母材靱性に劣っていた。
実施例１５では、バンド状Ｎｉ偏析を制御して板厚５０ｍｍの鋼板を製造した。この鋼板は、母材靭性、溶接熱影響部靭性に優れ、強度異方性が小さかった。一方、実施例１５と類似の成分および製造方法で鋼板を製造した比較例１５では、全圧下比および２回目の熱間圧延における圧下比、有効結晶粒径が本発明の範囲を外れたため、この比較例１５の鋼板は母材靱性が著しく劣っていた。
実施例１６では、バンド状Ｎｉ偏析を制御して板厚５０ｍｍの鋼板を製造した。この鋼板は、母材靭性、溶接熱影響部靭性に優れ、強度異方性が小さかった。一方、実施例１６と類似の成分および製造方法で鋼板を製造した比較例１６では、全圧下比および１回目の熱間圧延における圧下比、Ｎｉ偏析比が本発明の範囲を外れたため、この比較例１６の鋼板は母材靱性と溶接熱影響部靱性に劣っていた。
実施例１７では、バンド状Ｎｉ偏析を制御して板厚５０ｍｍの鋼板を製造した。この鋼板は、母材靭性、溶接熱影響部靭性に優れ、強度異方性が小さかった。一方、実施例１７と類似の成分および製造方法で鋼板を製造した比較例１７では、全圧下比、１回目の熱間圧延における圧下比、２回目の熱間圧延における圧下比、Ｎｉ偏析比、有効結晶粒径が本発明の範囲を外れたため、この比較例１７の鋼板は母材靱性と溶接熱影響部靱性に劣っていた。
実施例１８では、バンド状偏析を制御して板厚１２ｍｍの鋼板を製造した。この鋼板は、母材靭性、溶接熱影響部靭性に優れ、強度異方性が小さかった。一方、実施例１８と類似の成分および製造方法で鋼板を製造した比較例１８では、Ｍｏ量が本発明の範囲を外れたため、この比較例１８の鋼板は溶接熱影響部靱性に劣っていた。
実施例１９では、バンド状Ｎｉ偏析を制御して板厚２５ｍｍの鋼板を製造した。この鋼板は、母材靭性、溶接熱影響部靭性に優れ、強度異方性が小さかった。一方、実施例１９と類似の成分および製造方法で鋼板を製造した比較例１９では、１回目の熱間圧延の最終１パス前温度とＮｉ偏析比が本発明の範囲を外れたため、この比較例１９の鋼板は溶接熱影響部靱性に劣っていた。
実施例２０では、バンド状Ｎｉ偏析を制御して板厚２５ｍｍの鋼板を製造した。この鋼板は、母材靭性、溶接熱影響部靭性に優れ、強度異方性が小さかった。一方、実施例２０と類似の成分および製造方法で鋼板を製造した比較例２０では、Ｓ量とＣｒ量が本発明の範囲を外れたため、この比較例２０の鋼板は母材靱性と溶接熱影響部靱性に劣っていた。
実施例２１では、バンド状Ｎｉ偏析を制御して板厚５０ｍｍの鋼板を製造した。この鋼板は、母材靭性、溶接熱影響部靭性に優れ、強度異方性が小さかった。一方、実施例２１と類似の成分および製造方法で鋼板を製造した比較例２１では、Ｖ量とＡｌ量が本発明の範囲を外れたため、この比較例２１の鋼板は母材靱性と溶接熱影響部靱性に劣っていた。
実施例２２では、バンド状偏析を制御して板厚２５ｍｍの鋼板を製造した。この鋼板は、母材靭性、溶接熱影響部靭性に優れ、強度異方性が小さかった。一方、実施例２２と類似の成分および製造方法で鋼板を製造した比較例２２では、２回目の熱間圧延における圧下比と有効結晶粒径が本発明の範囲を外れたため、この比較例２２の鋼板は母材靱性に劣っていた。
実施例２３では、バンド状Ｎｉ偏析を制御して板厚２５ｍｍの鋼板を製造した。この鋼板は、母材靭性、溶接熱影響部靭性に優れ、強度異方性が小さかった。一方、実施例２３と類似の成分および製造方法で鋼板を製造した比較例２３では、Ｎ量、ビッカース硬さと２回目の熱間圧延での圧延終了から水冷開始までの時間が本発明の範囲を外れたため、この比較例２３の鋼板は母材靱性に劣っていた。
実施例２４では、バンド状偏析を制御して板厚４０ｍｍの鋼板を製造した。この鋼板は、母材靭性、溶接熱影響部靭性に優れていた。一方、実施例２４と類似の成分および製造方法で鋼板を製造した比較例２４では、全圧下比が本発明の範囲を外れたため、この比較例２４の鋼板は母材靱性に劣っていた。
実施例２５では、バンド状偏析を制御して板厚４０ｍｍの鋼板を製造した。この鋼板は、母材靭性、溶接熱影響部靭性に優れていた。一方、実施例２５と類似の成分および製造方法で鋼板を製造した比較例２５では、２回目の熱間圧延の終了から水冷開始までの時間とビッカース硬さが本発明の範囲を外れたため、この比較例２５の鋼板は母材靱性に劣っていた。
実施例２６では、バンド状偏析を制御して板厚４０ｍｍの鋼板を製造した。この鋼板は、母材靭性、溶接熱影響部靭性に優れていた。一方、実施例２６と類似の成分および製造方法で鋼板を製造した比較例２６では、水冷終了温度、ビッカース硬さが本発明の範囲を外れたため、この比較例２６の鋼板は母材靱性に劣っていた。
以上の実施例から、本発明により製造された厚鋼板である実施例１〜２６の鋼板は、溶接熱影響部靱性に優れ、強度異方性が小さい鋼板であることは明白である。
本発明によれば、母材および溶接熱影響部靱性に優れ、かつ強度の異方性が小さい鋼板を使用できる。つまり、溶接入熱の増大などを通じて溶接施工性が良好になるとともに、鋼板の使用する方向に制約が生じにくいため設計上の自由度も大きくなることから、産業上の価値の高い発明である。

Claims (4)

  1. 鋼が、質量％で、
    Ｃ ：０．０４％以上０．１０％以下、
    Ｓｉ：０．０２％以上０．４０％以下、
    Ｍｎ：０．５％以上１．０％以下、
    Ｐ：０．００１０％以上０．０１００％以下、
    Ｓ：０．０００１％以上０．００５０％以下、
    Ｎｉ：２．０％以上４．５％以下、
    Ｃｒ：０．１％以上１．０％以下、
    Ｍｏ：０．１％以上０．６％以下、
    Ｖ：０．００５％以上０．１％以下、
    Ａｌ：０．０１％以上０．０８％以下、
    Ｎ：０．０００１％以上０．００７０％以下を含有し、
    残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成であり、
    鋼板表面から鋼板厚さ方向に鋼板厚さの１／４だけ入った部位のＮｉ偏析比が１．３以下であり、
    旧オーステナイトの扁平度が１．０５以上３．０以下であり、有効結晶粒径が１０μｍ以下であり、
    ビッカース硬さが２６５ＨＶ以上３１０ＨＶ以下である
    ことを特徴とする、母材および溶接熱影響部の低温靭性に優れかつ強度異方性の小さい鋼板。
  2. さらに質量％で、
    Ｎｂ：０．００５％以上０．０３％以下、
    Ｔｉ：０．００５％以上０．０３％以下、
    Ｃｕ：０．０１％以上０．７％以下、
    Ｂ：０．０００２％以上０．０５％以下、
    Ｃａ：０．０００２％以上０．００４０％以下、
    ＲＥＭ：０．０００２％以上０．００４０％以下
    の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成である
    ことを特徴とする、請求項１に記載の母材および溶接熱影響部の低温靭性に優れかつ強度異方性の小さい鋼板。
  3. 質量％で、
    Ｃ ：０．０４％以上０．１０％以下、
    Ｓｉ：０．０２％以上０．４０％以下、
    Ｍｎ：０．５％以上１．０％以下、
    Ｐ：０．００１０％以上０．０１００％以下、
    Ｓ：０．０００１％以上０．００５０％以下、
    Ｎｉ：２．０％以上４．５％以下、
    Ｃｒ：０．１％以上１．０％以下、
    Ｍｏ：０．１％以上０．６％以下、
    Ｖ：０．００５％以上０．１％以下、
    Ａｌ：０．０１％以上０．０８％以下、
    Ｎ：０．０００１％以上０．００７０％以下
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成であり、最終板厚の５．５倍以上５０倍以下の厚さを有する鋳造スラブを、１２５０℃以上１３８０℃以下に加熱し、８時間以上保持する工程と；
    前記鋳造スラブに、圧下比１．２以上１０．０以下、最終１パス前温度が８００℃以上１２５０℃以下で１回目の熱間圧延を行うことで鋼片を得る工程と；
    前記鋼片を３００℃以下まで空冷し、その後に９００℃以上１２７０℃以下に加熱を行う工程と；
    前記鋼片に、圧下比が２．０以上４０．０以下、最終１パス前温度が６８０℃以上１０００℃以下で２回目の熱間圧延を行う工程と；
    前記２回目の熱間圧延後、１００秒以内に水冷を開始し、前記鋼片の表面温度が２００℃以下になるまで冷却する工程と；
    ５５０℃以上７２０℃以下で前記鋼片の焼き戻しを行う工程と；
    を有することを特徴とする、母材および溶接熱影響部の低温靭性に優れかつ強度異方性の小さい鋼板の製造方法。
  4. さらに質量％で、
    Ｎｂ：０．００５％以上０．０３％以下、
    Ｔｉ：０．００５％以上０．０３％以下、
    Ｃｕ：０．０１％以上０．７％以下、
    Ｂ：０．０００２％以上０．０５％以下、
    Ｃａ：０．０００２％以上０．００４０％以下、
    ＲＥＭ：０．０００２％以上０．００４０％以下
    の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成であることを特徴とする、請求項３に記載の母材および溶接熱影響部の低温靭性に優れかつ強度異方性の小さい鋼板の製造方法。
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