WO2017141714A1 - 鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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WO2017141714A1
WO2017141714A1 PCT/JP2017/003701 JP2017003701W WO2017141714A1 WO 2017141714 A1 WO2017141714 A1 WO 2017141714A1 JP 2017003701 W JP2017003701 W JP 2017003701W WO 2017141714 A1 WO2017141714 A1 WO 2017141714A1
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mass
less
steel plate
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tin
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PCT/JP2017/003701
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English (en)
French (fr)
Inventor
雅弘 井元
秀徳 名古
喜臣 岡崎
Original Assignee
株式会社神戸製鋼所
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Publication date
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Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the present disclosure relates to a steel plate and a method of manufacturing the same.
  • HAZ heat affected zone
  • This indication is made based on the above situations, and aims at providing a steel plate which is excellent in base material intensity and HAZ toughness, and its manufacturing method.
  • the inventors of the present invention found that when the Ti addition amount of the steel plate is increased, fine TiN effective for improving the HAZ toughness is increased, while coarse TiN with a particle diameter of 2.0 ⁇ m or more decreases the HAZ toughness. Also found to increase. Then, the inventors arrived at the present disclosure which can improve the HAZ toughness at the time of high heat input welding by reducing the amount of coarse TiN formed when the amount of added Ti is increased.
  • the invention made in order to solve the above-mentioned subject is C: 0.005 mass% or more and 0.07 mass% or less, Si: 0 mass% or more and 0.04 mass% or less, Mn: 1.4 mass% or more 2.0 mass% or less, P: more than 0 mass%, 0.010 mass% or less, S: more than 0 mass%, 0.007 mass% or less, Al: 0.010 mass% or more and 0.040 mass% or less, Ni: 0.1 mass% or more and 1.50 mass% or less, Cu: 0.1 mass% or more and 0.8 mass% or less, Nb: 0.004 mass% or more and 0.025 mass% or less, Ti: 0.010 mass% More than 0.025 mass% or less, N: 0.0040 mass% or more to 0.0080 mass% or less, Ca: 0.0005 mass% or more to 0.0030 mass% or less, and the rest: Fe and compositions which are unavoidable impurities Has acid-insoluble Ti content [mass%] [ins) [
  • the steel plate fine TiN is coarsened by adjusting the ratio between the total Ti content and the content of acid-insoluble Ti mainly present as TiN to a value satisfying the above equation (1).
  • the brittle fracture due to coarse TiN is suppressed and the HAZ toughness is excellent.
  • the said steel plate is excellent also in base material strength by having the said composition.
  • the cross-sectional density of TiN-containing precipitates having a circle equivalent diameter of 0.040 ⁇ m to 1 ⁇ m and the number ratio of TiN-containing precipitates having a circle equivalent diameter of 0.1 ⁇ m to 1 ⁇ m are in the above range.
  • the contents [mass%] of C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V and B are respectively [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], In the case of [Mo], [V] and [B], it is preferable to satisfy the following formula (2). ([C] / 10) 0.5 * (1 + 0.7 * [Si]) * (1 + 3.33 * [Mn]) * (1 + 0.35 * [Cu]) * (1 + 0.36 * [Ni]) X (1 + 2.16 x [Cr]) x (1 + 3 x [Mo]) x (1 + 1. 75 x [V]) x (1 + 200 x [B]) x 1.115 0.7 0.72 (2)
  • the strength of the base material can be further improved while maintaining the HAZ toughness.
  • the content [mass%] of C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo and V is [C], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo] and [V] respectively It is good to satisfy the following formula (3) when 110 ⁇ [C] + 7 ⁇ [Mn] + 4 ⁇ [Cu] + 5 ⁇ [Ni] + 2.8 ⁇ [Cr] + 5 ⁇ [Mo] + 7.2 ⁇ [V] ⁇ 21.5 (3)
  • Another invention made to solve the above problems is C: 0.005% by mass or more and 0.07% by mass or less, Si: 0% by mass or more and 0.04% by mass or less, Mn: 1.4% by mass or more 2.0 mass% or less, P: more than 0 mass%, 0.010 mass% or less, S: more than 0 mass%, 0.007 mass% or less, Al: 0.010 mass% or more and 0.040 mass% or less, Ni: 0.1 mass% or more and 1.50 mass% or less, Cu: 0.1 mass% or more and 0.8 mass% or less, Nb: 0.004 mass% or more and 0.025 mass% or less, Ti: 0.010 mass% More than 0.025 mass% or less, N: 0.0040 mass% or more to 0.0080 mass% or less, Ca: 0.0005 mass% or more to 0.0030 mass% or less, and the rest: Fe and compositions which are unavoidable impurities Casting the molten steel and the casting obtained in the casting step And hot-rolling at
  • the method of manufacturing the steel plate is coarse because the fine TiN increases relative to the coarse TiN by the casting process of cooling the molten steel having the above composition from 1,500 ° C. to 1,450 ° C. in less than 300 seconds.
  • the brittle fracture resulting from TiN is suppressed, and a steel plate excellent in HAZ toughness can be manufactured.
  • the steel plate which is excellent also in base material strength can be obtained by hot-rolling and cooling on the above-mentioned conditions.
  • the above-mentioned molten steel is Cr: more than 0 mass% 1.00 mass%, Mo: more than 0 mass% more than 0.50 mass%, V: more than 0 mass% more than 0.50 mass%, B: more than 0 mass% It is preferable to further contain at least one of .0009 mass% or less, rare earth metal: more than 0 mass% and less than 0.0050 mass%, and Zr: more than 0 mass% and less than 0.0050 mass%.
  • the base material strength of the obtained steel sheet can be further improved.
  • Still another invention made to solve the above problems is C: 0.005% by mass or more and 0.07% by mass or less, Si: 0% by mass or more and 0.04% by mass or less, Mn: 1.4% by mass More than 2.0 mass% or less, P: more than 0 mass% and less than 0.010 mass%, S: more than 0 mass% and less than 0.007 mass%, Al: 0.010 mass% or more and 0.040 mass% or less, Ni 0.1 mass% or more and 1.50 mass% or less, Cu: 0.1 mass% or more and 0.8 mass% or less, Nb: 0.004 mass% or more and 0.025 mass% or less, Ti: 0.010 mass % Or more, 0.025 mass% or less, N: 0.0040 mass% or more, 0.0080 mass% or less, Ca: 0.0005 mass% or more, 0.0030 mass% or less, and the rest: composition containing Fe and unavoidable impurities Content of N based on the entire composition [mass% When the content of [N] and
  • the steel plate has a sectional density of TiN-containing precipitates having a [Ti] / [N] equivalent circle diameter of 0.040 ⁇ m to 1 ⁇ m, and a number ratio of TiN-containing precipitates having a circle equivalent diameter of 0.1 ⁇ m to 1 ⁇ m.
  • Still another invention made to solve the above problems is C: 0.005% by mass or more and 0.07% by mass or less, Si: 0% by mass or more and 0.04% by mass or less, Mn: 1.4% by mass More than 2.0 mass% or less, P: more than 0 mass% and less than 0.010 mass%, S: more than 0 mass% and less than 0.007 mass%, Al: 0.010 mass% or more and 0.040 mass% or less, Ni 0.1 mass% or more and 1.50 mass% or less, Cu: 0.1 mass% or more and 0.8 mass% or less, Nb: 0.004 mass% or more and 0.025 mass% or less, Ti: 0.010 mass % Or more, 0.025 mass% or less, N: 0.0040 mass% or more, 0.0080 mass% or less, Ca: 0.0005 mass% or more, 0.0030 mass% or less, and the rest: composition containing Fe and unavoidable impurities
  • the ingot before rolling is 1,050 ° C. or more and 1 Steel sheet characterized by holding at 200 ° C. or less for 20 minutes to 5 hours and setting the cumulative rolling reduction at 900 ° C. or higher to 30% or more and the cumulative rolling reduction at 820 ° C. to 900 ° C. to 15% or more Manufacturing method.
  • the manufacturing method of the steel plate has a constant melting residue after high heat input welding by a casting step of cooling molten steel having the above composition under the above conditions and a hot rolling step of rolling after holding the temperature of the ingot under the above conditions. Increase the number of TiN of size. Thereby, the coarsening of the prior austenite grain boundary is suppressed, and the formation of the coarse grain boundary ferrite and the coarse grain boundary bainite is suppressed, and therefore, according to the method of manufacturing the steel plate, a steel plate excellent in HAZ toughness is manufactured. Can. Moreover, in the manufacturing method of the said steel plate, the steel plate which is excellent also in base material strength can be obtained by hot-rolling and cooling on the above-mentioned conditions.
  • the above-mentioned molten steel is Cr: more than 0 mass% 1.00 mass%, Mo: more than 0 mass% more than 0.50 mass%, V: more than 0 mass% more than 0.50 mass%, B: more than 0 mass% It is preferable to further contain at least one of .0009 mass% or less, rare earth metal: more than 0 mass% and less than 0.0050 mass%, and Zr: more than 0 mass% and less than 0.0050 mass%.
  • the base material strength of the obtained steel sheet can be further improved.
  • the steel plate of the present disclosure is excellent in base material strength and HAZ toughness, it can be suitably used for a large-sized welded structure. Moreover, the manufacturing method of the steel plate of this indication can obtain the steel plate which is excellent in base material strength and HAZ toughness.
  • the said steel plate is C (carbon): 0.005 mass% or more and 0.07 mass% or less, Si (silicon): 0 mass% or more and 0.04 mass% or less, Mn (manganese): 1.4 mass% or more 2 .0 mass% or less, P (phosphorus): more than 0 mass%, 0.010 mass% or less, S (sulfur): more than 0 mass%, 0.007 mass% or less, Al (aluminum): 0.010 mass% or more 0 .040 mass% or less, Ni (nickel): 0.1 mass% or more and 1.50 mass% or less, Cu (copper): 0.1 mass% or more and 0.8 mass% or less, Nb (niobium): 0.004 Mass% or more and 0.025 mass% or less, Ti (titanium): 0.010 mass% or more and 0.025 mass% or less, N (nitrogen): 0.0040 mass% or more and 0.0080 mass% or
  • the lower limit of the average thickness of the steel plate is not particularly limited, and is, for example, 50 mm, more preferably 60 mm.
  • the upper limit of the average thickness of the steel plate is not particularly limited, and is, for example, 100 mm.
  • the average thickness of the said steel plate is smaller than the said minimum, there exists a possibility that it may become unsuitable for uses, such as a ship.
  • the average thickness of the steel plate concerned exceeds the above-mentioned upper limit, there is a possibility that processing etc. may become difficult.
  • C is an element necessary for securing the strength of the steel sheet.
  • the lower limit of the content of C is 0.005% by mass, preferably 0.01% by mass, and more preferably 0.02% by mass.
  • the upper limit of the content of C is 0.07% by mass, preferably 0.06% by mass, and more preferably 0.05% by mass.
  • the strength of the steel sheet may be insufficient.
  • the content of C exceeds the above upper limit, the solidus temperature of the steel sheet is lowered to promote the formation of coarse TiN, and the HAZ toughness may be lowered.
  • Si (silicon)] Si is an element useful for deoxidation of the said steel plate.
  • the lower limit of the Si content is 0% by mass.
  • the upper limit of the content of Si is 0.04% by mass, preferably 0.03% by mass, and more preferably 0.02% by mass.
  • Mn is an element necessary for securing the strength of the steel sheet.
  • the lower limit of the content of Mn is 1.4% by mass, preferably 1.50% by mass, and more preferably 1.60% by mass.
  • the upper limit of the content of Mn is 2.0% by mass, preferably 1.95% by mass, and more preferably 1.92% by mass.
  • the content of Mn is smaller than the above lower limit, the strength of the steel sheet may be insufficient.
  • the content of Mn exceeds the above upper limit, island martensite is generated in HAZ of high heat input welding, and the hardness may be excessively increased to lower the toughness.
  • [P (phosphorus)] P is an element which is unavoidably contained in the steel sheet and which reduces the HAZ toughness.
  • the content of P is more than 0% by mass. The smaller the P content, the better, but it is difficult to industrially achieve 0% by mass.
  • the upper limit of the content of P is 0.010% by mass, preferably 0.009% by mass, and more preferably 0.008% by mass. When content of P exceeds the above-mentioned upper limit, there is a possibility that HAZ toughness of the steel plate concerned may fall.
  • [S (sulfur)] S is an element which is unavoidably contained in the steel sheet and which reduces the HAZ toughness.
  • the content of S is more than 0% by mass. The smaller the content of S, the better. However, it is difficult to industrially reduce the content to 0% by mass.
  • the upper limit of the content of S is 0.007% by mass, preferably 0.005% by mass, and more preferably 0.003% by mass. If the content of S exceeds the above upper limit, the HAZ toughness of the steel sheet may be reduced.
  • Al (Aluminum) is an element necessary for deoxidation of the steel plate.
  • the lower limit of the content of Al is 0.010% by mass, preferably 0.015% by mass, and more preferably 0.020% by mass.
  • the upper limit of the content of Al is 0.040% by mass, preferably 0.038% by mass, and more preferably 0.036% by mass.
  • the content of Al is smaller than the above lower limit, the oxygen concentration in the steel sheet is increased, and there is a possibility that the HAZ toughness may be reduced due to the increase of oxides.
  • the content of Al exceeds the above upper limit, coarse oxides may increase and the HAZ toughness may decrease.
  • Ni is an element that contributes to the improvement of the strength of the steel sheet.
  • the lower limit of the content of Ni is 0.1% by mass, preferably 0.15% by mass, and more preferably 0.20% by mass.
  • the upper limit of the content of Ni is 1.50% by mass, preferably 1.00% by mass, and more preferably 0.80% by mass. If the content of Ni is smaller than the above lower limit, the strength of the steel sheet may be reduced. On the other hand, when the content of Ni exceeds the above upper limit, the hardness may be excessively increased to lower the toughness.
  • [Cu (copper)] Cu is an element that contributes to the improvement of the strength of the steel sheet.
  • the lower limit of the content of Cu is 0.1% by mass, preferably 0.12% by mass, and more preferably 0.15% by mass.
  • the upper limit of the content of Cu is 0.8% by mass, preferably 0.60% by mass, and more preferably 0.50% by mass. If the content of Cu is smaller than the above lower limit, the strength of the steel sheet may be reduced. On the contrary, when content of Cu exceeds the above-mentioned upper limit, there is a possibility that hardness may rise too much and toughness may fall.
  • Nb (niobium) Nb is an element necessary for securing the strength of the steel sheet.
  • the lower limit of the Nb content is 0.004% by mass, preferably 0.006% by mass, and more preferably 0.007% by mass.
  • the upper limit of the content of Nb is 0.025% by mass, preferably 0.022% by mass, and more preferably 0.020% by mass. If the content of Nb is smaller than the above lower limit, the strength of the steel sheet may be insufficient. On the other hand, when the content of Nb exceeds the above upper limit, island martensite is generated in HAZ of high heat input welding, and the hardness may be excessively increased to lower the toughness.
  • Ti titanium is an element which precipitates as TiN with N, refines the HAZ structure of high heat input welding, and improves the toughness.
  • the lower limit of the content of Ti is 0.010% by mass, preferably 0.012% by mass, and more preferably 0.013% by mass.
  • the upper limit of the content of Ti is 0.025% by mass, preferably 0.022% by mass, and more preferably 0.020% by mass.
  • the content of Ti is smaller than the above lower limit, the absolute amount of fine TiN may be insufficient, and the effect of improving the HAZ toughness may be insufficient.
  • solid solution Ti increases in HAZ, and a coarse bainite structure is formed, which may make it impossible to secure HAZ toughness.
  • N is an element which precipitates as TiN together with Ti, refines the HAZ structure of high heat input welding, and improves the toughness.
  • the lower limit of the content of N is 0.0040% by mass, preferably 0.0045% by mass, and more preferably 0.0050% by mass.
  • the upper limit of the content of N is 0.0080% by mass, preferably 0.0075% by mass, and more preferably 0.0070% by mass. If the content of N is smaller than the above lower limit, the effect of improving fine HAZ toughness by TiN may be insufficient. On the contrary, when content of N exceeds the above-mentioned upper limit, there is a possibility that solid solution N in HAZ of large heat input welding may increase, and toughness may fall.
  • Ca (calcium) Ca is an element required for the deoxidation of the said steel plate.
  • the lower limit of the content of Ca is 0.0005% by mass, preferably 0.0008% by mass, and more preferably 0.0010% by mass.
  • the upper limit of the content of Ca is 0.0030% by mass, preferably 0.0025% by mass, and more preferably 0.0022% by mass.
  • the content of Ca is less than the above lower limit, the formation of coarse TiN starting from the oxide particles is promoted, and the HAZ toughness may be lowered.
  • the content of Ca exceeds the above upper limit, the HAZ toughness may decrease due to the increase of the coarse oxide.
  • the steel plate concerned is Cr (chromium): more than 0 mass% 1.00 mass%, Mo (molybdenum): more than 0 mass% 0.50 mass% or less, V (vanadium): 0 mass% More than 0.50 mass% or less, B (boron): more than 0 mass% to less than 0.0009 mass%, rare earth metal: more than 0 mass% to less than 0.0050 mass%, and Zr (zirconium): more than 0 mass%. It is preferable to further contain at least one of 0050% by mass or less.
  • [Cr (Chrome)] Cr is an element that contributes to the improvement of the strength of the steel sheet. In order to improve the strength, it is preferable to contain Cr in an amount of 0.01% by mass or more, and more preferably, 0.05% by mass or more. On the other hand, the addition of Cr may excessively increase the HAZ hardness of high heat input welding and reduce the toughness. Therefore, as an upper limit of content of Cr, 1.00 mass% is preferred, 0.50 mass% is more preferable, and 0.10 mass% is more preferable.
  • Mo molybdenum
  • Mo is an element that contributes to the improvement of the strength of the steel sheet. In order to improve strength, it is preferable to contain Mo 0.01% by mass or more, more preferably 0.03% by mass or more, and still more preferably 0.05% by mass or more. On the other hand, the addition of Mo may excessively increase the HAZ hardness of high heat input welding and reduce the toughness. Therefore, as an upper limit of content of Mo, 0.50 mass% is preferred, 0.30 mass% is more preferable, and 0.20 mass% is more preferable.
  • V vanadium
  • V is an element that contributes to the improvement of the strength of the steel sheet.
  • V is preferably contained in an amount of 0.003% by mass or more, more preferably 0.02% by mass or more, and still more preferably 0.05% by mass or more.
  • an upper limit of content of V 0.50 mass% is preferred, 0.35 mass% is more preferred, and 0.15 mass% is more preferred.
  • the content of V exceeds the above upper limit, the HAZ hardness of the high heat input welding may be excessively increased to lower the toughness.
  • [B (boron)] B is an element that contributes to the improvement of the strength and HAZ toughness of the steel sheet.
  • B is preferably contained in an amount of 0.0002% by mass or more, more preferably 0.0004% by mass or more, and still more preferably 0.0005% by mass or more.
  • an upper limit of content of B 0.0009 mass% is preferable, 0.0008 mass% is more preferable, 0.0007 mass% is more preferable.
  • the rare earth metal is an element contributing to the deoxidation of the steel sheet, and is preferably contained 0.0003% by mass or more, more preferably 0.0010% by mass or more, and contained 0.0015% by mass or more Is more preferred.
  • the upper limit of the content of the rare earth metal is preferably 0.0050% by mass, more preferably 0.0040% by mass, and still more preferably 0.0030% by mass. When the content of the rare earth metal exceeds the above upper limit, the HAZ toughness may be reduced due to the increase of the coarse oxide.
  • “rare earth metal” means 15 lanthanoid elements from La (lanthanum) of atomic number 57 to Lu (lutetium) of atomic number 71, and Sc (scandium) and Y (yttrium).
  • Zr (zirconium)] Zr is an element contributing to the deoxidation of the steel sheet, and is preferably contained 0.0003% by mass or more, more preferably 0.0008% by mass or more, further preferably 0.0010% by mass or more preferable.
  • the upper limit of the content of Zr is preferably 0.005% by mass, more preferably 0.0040% by mass, and still more preferably 0.0030% by mass. If the content of Zr exceeds the above upper limit, the HAZ toughness may be reduced due to the increase of the coarse oxide.
  • the said steel plate contains Fe (iron) and an unavoidable impurity as a remainder other than each element mentioned above.
  • the unavoidable impurities include Sn (tin), As (arsenic), Pb (lead) and the like.
  • the said steel plate contains the content [mass%] of acid insoluble Ti [insol. Ti]
  • the content [mass%] of Ti based on the whole composition is set to [Ti]
  • the following formula (1) is satisfied.
  • the acid-insoluble Ti is Ti in a Ti compound (for example, TiN, Ti oxide, etc.) insoluble in an acid, and is a concept including Ti in so-called precipitates and crystals.
  • Ti in the precipitates and the crystals which are not dissolved in the electrolytic solution by the electrolytic extraction method described later is taken as the acid-insoluble Ti.
  • the electrolytic extraction method using an electrolytic solution is performed on a test piece collected at a position of 1 ⁇ 4 of the plate thickness in the thickness direction of the steel plate, and the obtained residue is
  • the compound is filtered to extract the compound, and the compound is obtained, for example, by measuring the Ti content by ICP emission spectrometry.
  • the acid-insoluble Ti in the embodiment of the present invention is mainly present as TiN, those present as other compounds such as Ti oxide are also included.
  • the above-mentioned acid-insoluble Ti is mostly a crystallized product generated in molten steel in a casting process described later, it partially contains a precipitate generated in solid iron.
  • the lower limit of [Ti] / [N] is preferably 2.0, and more preferably 2.5.
  • the upper limit of [Ti] / [N] is preferably 5.0, and more preferably 4.5. If [Ti] / [N] is smaller than the above lower limit, the number of TiN increases, but the size of TiN decreases, and there is a possibility that the cross-sectional density of TiN-containing precipitates having a predetermined equivalent circle diameter will be insufficient. is there. Conversely, if [Ti] / [N] exceeds the above upper limit, Ti diffusion-controlled growth is promoted, the size of TiN increases, and coarse TiN may increase.
  • the steel plate is a TiN-containing precipitate having a cross-sectional density of 2.0 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 or more and a circle-equivalent diameter of 0.040 ⁇ m or more and 1 ⁇ m or less.
  • the proportion of the number of TiN-containing precipitates having a circle equivalent diameter of 0.1 ⁇ m or more and 1 ⁇ m or less is preferably 15% or less.
  • the lower limit of the cross-sectional density of the TiN-containing precipitate having a circle equivalent diameter of 0.040 ⁇ m or more and 1 ⁇ m or less is more preferably 2.5 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 , and 3.0 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 preferable. If the cross-sectional density of the TiN-containing precipitate having a circle equivalent diameter of 0.040 ⁇ m or more and 1 ⁇ m or less is smaller than the above lower limit, the fine TiN contributing to the suppression of the prior austenite grain size coarsening decreases and the HAZ toughness may be easily lowered. .
  • the upper limit of the cross-sectional density of the TiN-containing precipitate having a circle equivalent diameter of 0.040 ⁇ m or more and 1 ⁇ m or less is not particularly limited, and is, for example, 1.0 ⁇ 10 6 / mm 2 .
  • the lower limit of the number ratio of TiN-containing precipitates having a circle equivalent diameter of 0.1 ⁇ m or more and 1 ⁇ m or less is not particularly limited, and is substantially 0%.
  • the cross-sectional density of the TiN-containing precipitate having a circle equivalent diameter of 0.040 to 1 ⁇ m and the number ratio of the TiN-containing precipitate having a circle equivalent diameter of 0.1 to 1 ⁇ m are values measured by the following method. .
  • TEM transmission electron microscope
  • a precipitate containing Ti is determined by an energy dispersive X-ray spectrometry (EDX) apparatus or the like, and this is used as a TiN-containing precipitate.
  • EDX energy dispersive X-ray spectrometry
  • the area of each TiN-containing precipitate in the observation field of view is measured by image analysis and converted to an equivalent circle diameter, and the number of TiN-containing precipitates having a circle equivalent diameter of 0.040 ⁇ m or more and 1 ⁇ m or less, and the circle equivalent diameter 0
  • the number of TiN-containing precipitates of 1 ⁇ m or more and 1 ⁇ m or less is measured, and the number of particles per 1 mm 2 is calculated to obtain the cross-sectional density, and the number ratio is obtained from the above-mentioned ratio of the numbers.
  • the said steel plate is [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [C mass of content of C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V and B] respectively.
  • [Cr], [Mo], [V] and [B] it is preferable to satisfy the following formula (2).
  • the said steel plate is excellent in the strength and the HAZ toughness at the time of high heat input welding, it can be suitably used for large-sized welded structures such as ships.
  • ⁇ Method of manufacturing steel plate> As a method of manufacturing the steel plate of the first embodiment, for example, a casting process of casting molten steel, a hot rolling process of hot rolling the obtained ingot, and a process of cooling steel materials after hot rolling And the like. Each step will be described below.
  • molten steel having the above composition is cast into a slab shape or the like to obtain an ingot.
  • the molten steel having the above composition can be obtained by appropriately combining conventionally known methods such as desulfurization treatment, deoxidation treatment, addition of each element, and the like.
  • the cooling process in the temperature range of 1,500 ° C. to 1,450 ° C. is performed in a cooling time of less than 300 seconds.
  • Coarse TiN is formed in a temperature range (solid-liquid coexistence temperature range) in which steel is partially solidified in the casting process. That is, in the process of solidifying liquid phase iron into solid, Ti is discharged from solid iron to liquid phase iron, and the concentration of Ti in liquid phase iron increases. In liquid phase iron with an increased Ti concentration, TiN is likely to be formed, and in addition, TiN formed in the liquid phase is easily coarsened. Therefore, in order to reduce coarse TiN, it is important to pass quickly through the solid-liquid coexistence temperature range and to suppress the formation and coarsening of TiN.
  • the cooling time from 1,500 ° C. to 1,450 ° C. is 300 seconds or more, coarse TiN is formed during casting [insol. Ti] / [Ti] does not satisfy the above equation (1), and the HAZ toughness is reduced.
  • the cooling time from 1,500 ° C. to 1,450 ° C. is more preferably less than 285 seconds.
  • the cooling temperature is a measurement temperature at a position of t / 4 in the thickness direction from the surface of the ingot.
  • a steel plate is obtained by hot-rolling the ingot obtained at the said casting process.
  • the final rolling temperature of the ingot during the hot rolling is 750 ° C. or more and 820 ° C. or less. If the final rolling temperature is lower than the above lower limit, the austenite grains become finer and ferrite precipitation in the subsequent cooling step is promoted, so it may be difficult to obtain a predetermined strength. Conversely, if the final rolling temperature exceeds the above upper limit, the toughness of the steel material may be reduced.
  • the cooling rate is 5 ° C./second or more. If the cooling rate is less than the above lower limit, ferrite may be precipitated, which may make it difficult to obtain a predetermined strength.
  • the said steel plate is C (carbon): 0.005 mass% or more and 0.07 mass% or less, Si (silicon): 0 mass% or more and 0.04 mass% or less, Mn (manganese): 1.4 mass% or more 2 .0 mass% or less, P (phosphorus): more than 0 mass%, 0.010 mass% or less, S (sulfur): more than 0 mass%, 0.007 mass% or less, Al (aluminum): 0.010 mass% or more 0 .040 mass% or less, Ni (nickel): 0.1 mass% or more and 1.50 mass% or less, Cu (copper): 0.1 mass% or more and 0.8 mass% or less, Nb (niobium): 0.004 Mass% or more and 0.025 mass% or less, Ti (titanium): 0.010 mass% or more and 0.025 mass% or less, N (nitrogen): 0.0040 mass% or more and 0.0080 mass% or
  • the average thickness of the steel plate can be the same as that of the steel plate of the first embodiment. Moreover, preferable content of C, Si, Mn, P, S, Al, Ni, Cu, Nb, Ti, N and Ca of the said steel plate, and the remainder can be made to be the same as that of the steel plate of said 1st embodiment. .
  • the steel plate concerned is Cr (chromium): more than 0 mass% 1.00 mass%, Mo (molybdenum): more than 0 mass% 0.50 mass% or less, V (vanadium): 0 mass% More than 0.50 mass% or less, B (boron): more than 0 mass% to less than 0.0009 mass%, rare earth metal: more than 0 mass% to less than 0.0050 mass%, and Zr (zirconium): more than 0 mass%. It is preferable to further contain at least one of 0050% by mass or less. Moreover, preferable content of these compositions of the said steel plate can be made to be the same as that of the steel plate of said 1st embodiment.
  • the lower limit of [Ti] / [N] of the steel plate is 2.0, preferably 2.5.
  • the upper limit of [Ti] / [N] is 5.0, preferably 4.5. If [Ti] / [N] is smaller than the above lower limit, the number of TiN increases, but the size of TiN decreases, and the cross-sectional density of TiN-containing precipitates having a certain range of equivalent circle diameter described later tends to be insufficient. . Conversely, when [Ti] / [N] exceeds the above upper limit, Ti diffusion-limited growth is promoted, the size of TiN increases, and coarse TiN tends to increase.
  • the steel plate is a TiN-containing precipitate having a cross-sectional density of 2.0 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 or more and a circle-equivalent diameter of 0.040 ⁇ m or more and 1 ⁇ m or less.
  • the number ratio of TiN-containing precipitates having a circle equivalent diameter of 0.1 ⁇ m or more and 1 ⁇ m or less is 15% or less.
  • the lower limit of the cross-sectional density of the TiN-containing precipitate having a circle equivalent diameter of 0.040 ⁇ m or more and 1 ⁇ m or less is preferably 2.5 ⁇ 10 5 pieces / mm 2, and more preferably 3.0 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 .
  • the cross-sectional density of the TiN-containing precipitate having a circle equivalent diameter of 0.040 ⁇ m or more and 1 ⁇ m or less is smaller than the above lower limit, fine TiN contributing to the suppression of the prior austenite grain size decreases and the HAZ toughness tends to be deteriorated.
  • the upper limit of the cross-sectional density of the TiN-containing precipitate having a circle equivalent diameter of 0.040 ⁇ m or more and 1 ⁇ m or less is not particularly limited, and is, for example, 5.0 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 .
  • the upper limit of the number ratio of TiN-containing precipitates having a circle equivalent diameter of 0.1 ⁇ m to 1 ⁇ m 10% is preferable, and 6% is more preferable.
  • the proportion of the number of TiN-containing precipitates having a circle equivalent diameter of 0.1 ⁇ m or more and 1 ⁇ m or less exceeds the above upper limit, Ostwald growth of TiN at high temperature holding during welding is promoted, and the number of TiN contributing to suppression of the prior austenite grain size is small. As a result, the HAZ toughness tends to decrease.
  • the lower limit of the number ratio of TiN-containing precipitates having a circle equivalent diameter of 0.1 ⁇ m or more and 1 ⁇ m or less is not particularly limited, and is substantially 0%.
  • the said steel plate is excellent in the strength and the HAZ toughness at the time of high heat input welding, it can be suitably used for large-sized welded structures such as ships.
  • ⁇ Method of manufacturing steel plate> As a method of manufacturing the steel plate of the second embodiment, for example, a casting process of casting molten steel, a hot rolling process of hot rolling the obtained ingot, and a process of cooling steel materials after hot rolling And the like. Each step will be described below.
  • molten steel having the above composition is cast into a slab shape or the like to obtain an ingot.
  • the molten steel having the above composition can be obtained by appropriately combining conventionally known methods such as desulfurization treatment, deoxidation treatment, addition of each element, and the like.
  • the cooling process in the temperature range of 1,500 ° C. to 1,450 ° C. is performed in a cooling time of less than 300 seconds.
  • Coarse TiN is formed in a temperature range (solid-liquid coexistence temperature range) in which steel is partially solidified in the casting process. That is, in the process of solidifying liquid phase iron into solid, Ti is discharged from solid iron to liquid phase iron, and the concentration of Ti in liquid phase iron increases. In liquid phase iron with an increased Ti concentration, TiN is likely to be formed, and in addition, TiN formed in the liquid phase is easily coarsened. Therefore, in order to reduce coarse TiN, it is important to pass quickly through the solid-liquid coexistence temperature range and to suppress the formation and coarsening of TiN.
  • the cooling time from 1,500 ° C. to 1,450 ° C. is 300 seconds or more, coarse TiN is formed during casting, and the cross-sectional density of TiN-containing precipitates having a circle equivalent diameter of 0.040 ⁇ m to 1 ⁇ m is It becomes smaller and hence the HAZ toughness decreases.
  • the cooling time from 1,500 ° C. to 1,450 ° C. is more preferably less than 285 seconds.
  • the cooling temperature is a measurement temperature at a position of t / 4 in the thickness direction from the surface of the ingot.
  • the cooling process in the temperature range of 1,300 ° C. to 1,200 ° C. is performed for 450 seconds or more and 680 seconds or less.
  • the lower limit of the cooling treatment time in the above temperature range is preferably 500 seconds, and the upper limit is preferably 600 seconds. If the cooling process time is less than the above lower limit, TiN-containing precipitates with a circle equivalent diameter of 0.040 ⁇ m or more and 1 ⁇ m or less decrease, and the HAZ toughness decreases.
  • a steel plate is obtained by hot-rolling the ingot obtained at the said casting process.
  • the ingot before rolling is held at 1,050 ° C. or more and 1,200 ° C. or less for 20 minutes or more and 5 hours or less before hot rolling.
  • 2 hours are preferable. If the holding temperature or time is less than the above lower limit, minute TiN smaller than 0.040 ⁇ m does not grow, so the TiN-containing precipitate having a circle equivalent diameter of 0.040 ⁇ m or more and 1 ⁇ m or less decreases, and the HAZ toughness decreases.
  • the hot rolling step rolling is performed so that the cumulative rolling reduction at 900 ° C. or higher is 30% or more, and the cumulative rolling reduction at 820 ° C. or more and less than 900 ° C. is 15% or more.
  • fine TiN grows due to the diffusion of Ti induced from the strain, the number of TiN-containing precipitates having a circle equivalent diameter of 0.040 ⁇ m to 1 ⁇ m increases, and the HAZ toughness can be improved.
  • the number of TiN-containing precipitates having a circle equivalent diameter of 0.040 ⁇ m or more and 1 ⁇ m or less decreases, and the HAZ toughness decreases.
  • the upper limit of the cumulative pressure reduction in each temperature range is not particularly limited, and is, for example, 50%.
  • the "cumulative reduction amount” is the sum of the reduction amounts per pass, and the “reduction amount” is a value calculated by the following equation (4).
  • Reduction amount (t0-t1) / t0 ⁇ 100 (4)
  • t0 is the rolling start thickness [mm] of the billet when the surface temperature is in the rolling temperature range
  • t1 is the rolling finish thickness of the billet when the surface temperature is in the rolling temperature range [Mm] is shown respectively.
  • the cooling rate is 5 ° C./sec or more, preferably 6 ° C./sec or more. If the cooling rate is less than the above lower limit, ferrite may be precipitated, which may make it difficult to obtain a predetermined strength.
  • a molten steel having the composition shown in Table 1 was melted using a 150 kg vacuum induction furnace, and this molten steel was cast to produce a slab.
  • the cooling time from 1,500 ° C. to 1,450 ° C. was the time shown in Table 2.
  • This slab is held at 1,100 ° C. for 3 hours, hot rolled at a final finishing temperature of 780 ° C., and water-cooled at a cooling rate of 7.5 ° C./sec. 1 to 6 steel plates were obtained.
  • yield strength From each steel plate, a rod-like No. 4 test piece prescribed in JIS-Z2241: 2011 was cut out. In this cutting, the axial direction of the test piece coincides with the width direction of the steel plate, and the distance between the central axis of the test piece and one surface of the steel plate is 1/4 of the thickness of the steel plate. Next, a tensile test was performed according to the method described in JIS-Z2241: 2011, and the yield strength YS [MPa] was measured. The yield strength indicates that the larger the value, the better the strength, and it can be judged that “490 MPa or more” is “good”, and “less than 490 MPa” is “not good”.
  • [HAZ toughness] A test piece of 12.5 mm (thickness direction) x 32 mm (C direction) x 55 mm (rolling L direction) is cut out from the position of 1 ⁇ 4 of the plate thickness in the thickness direction of each steel plate and held at 1400 ° C for 60 seconds Then, the temperature was controlled to cool so that the cooling time from 800 ° C. to 500 ° C. was 400 seconds. This is a thermal cycle simulating high heat input welding with a heat input of 55 kJ / mm. Next, three Charpy impact test pieces according to JIS-Z2242: 2005 were collected three by three, and the Charpy impact test was performed at -20 ° C. to measure the absorbed energy vE [J]. The HAZ toughness can be determined to be "good” when vE exceeds 100 J and "not good” at 100 J or less.
  • the yield strength is a high value of 515 MPa or more, and the yield strength is excellent as compared with Examples 1 and 3 to 5. From this, it is judged that base material strength can be improved while maintaining HAZ toughness by setting the value of Di to 0.72 or more.
  • the HAZ toughness is as good as 146 J or more, and the HAZ toughness is superior to Examples 1 and 2. From this, it is judged that the HAZ toughness can be further improved by setting the value of A to 21.5 or less.
  • the HAZ toughness is determined in Example 3 under the influence of Cr. It was inferior to ⁇ 5, 9-10.
  • Examples 3 to 5 and 10 in which the Cr content is 0.10 mass% or less and the Mo content is 0.20 mass% or less, have a good HAZ toughness of 160 J or more, and Examples 6 to 9 HAZ toughness was superior to. From this, it is judged that the HAZ toughness can be further improved by setting the Cr content to 0.10 mass% or less and the Mo content to 0.20 mass% or less. In Examples 1 and 2, although Cr and Mo are not contained, the value of A exceeds 21.5. Therefore, the HAZ toughness can be obtained in Examples 3 to 5 and 10 under the influence of A. It was inferior compared.
  • Example 6 to 9 in which the Cr content is more than 0.10 mass% or the Mo content is more than 0.20 mass%, the yield strength is as high as 527 MPa or more, and Examples 1, 3 and 3 The yield strength was superior to ⁇ 5 and 10. From this, it is judged that the yield strength can be further improved by setting the Cr content to more than 0.10 mass% or the Mo content to more than 0.20 mass%.
  • Example 2 although Cr and Mo are not included, since Di is as high as 0.81, the yield strength is higher than in Examples 1, 3 to 5 and 10 due to the influence of Di. The
  • Comparative Examples 1 to 4 [insol. Since Ti] / [Ti] is more than 0.8, coarse TiN is large and the HAZ toughness is not good. Moreover, the comparative example 5 is [insol. Although Ti] / [Ti] is 0.8 or less, since the content of Ti is too large, the amount of solid solution Ti increases and the HAZ toughness is not good. Furthermore, also in Comparative Example 6, [insol. Although Ti] / [Ti] is 0.8 or less, since the content of Ti and N is small, the absolute amount of fine TiN is insufficient and the HAZ toughness is not good.
  • the test piece was extract
  • the axial direction of the test piece was made to coincide with the rolling direction of the steel plate.
  • the distance between the central axis of the test piece and one surface of the steel plate was set to be 1 ⁇ 4 of the average thickness of the steel plate.
  • one bottom surface of the test piece was made to be a longitudinal cross section of the steel plate.
  • a replica TEM test piece was produced from the bottom corresponding to the longitudinal section of the above-mentioned steel plate of this test piece, and it observed with a transmission electron microscope (TEM).
  • TEM transmission electron microscope
  • observation was performed at a magnification of 15,000 times, an observation field of view of 52.7 ⁇ m 2, and two fields of observation.
  • Ti-containing precipitates were identified by an energy dispersive X-ray fluorescence (EDX) apparatus, and the precipitates were regarded as TiN-containing precipitates.
  • EDX energy dispersive X-ray fluorescence
  • the area of each TiN-containing precipitate in the observation field of view is measured by image analysis and converted to an equivalent circle diameter, and the number of TiN-containing precipitates having a circle equivalent diameter of 0.040 ⁇ m or more and 1 ⁇ m or less, and the circle equivalent diameter 0 .
  • the number of TiN-containing precipitates of 1 ⁇ m or more and 1 ⁇ m or less is measured, and the cross-sectional density is determined by calculating the number per 1 mm 2 , and the number ratio of TiN-containing precipitates of circle equivalent diameter of 0.1 ⁇ m or more and 1 ⁇ m or less I asked for.
  • the measurement results are shown in Table 4.
  • Comparative Examples 7 to 10 either the yield strength or the HAZ toughness is not good because the composition does not satisfy the range of the present invention. Further, in Comparative Examples 11, 13 and 14, the cross-sectional density of the TiN-containing precipitate having a circle equivalent diameter of 0.040 ⁇ m or more and 1 ⁇ m or less is insufficient, so the HAZ toughness is not good. In Comparative Example 11, the cooling time from 1,500 ° C. to 1,450 ° C. is too long, the cumulative rolling reduction at 900 ° C. or more is too small, and Comparative Example 14 is from 820 ° C. to less than 900 ° C.
  • Comparative Example 12 the number ratio of TiN-containing precipitates having a circle equivalent diameter of 0.1 ⁇ m or more and 1 ⁇ m or less is too large, so the HAZ toughness is not good.
  • the comparative example 12 is considered to have increased the number ratio because the cooling time from 1,300 ° C. to 1,200 ° C. is too large.
  • the disclosure content of the present specification includes the following aspects.
  • (Aspect 1) C: 0.005% by mass or more and 0.07% by mass or less, Si: 0% by mass or more and 0.04% by mass or less, Mn: 1.4% by mass or more and 2.0% by mass or less, P: more than 0 mass% and not more than 0.010 mass%, S: more than 0 mass% and not more than 0.007 mass%, Al: 0.010% by mass or more and 0.040% by mass or less, Ni: 0.1% by mass or more and 1.50% by mass or less, Cu: 0.1% by mass or more and 0.8% by mass or less, Nb: 0.004% by mass or more and 0.025% by mass or less, Ti: 0.010% by mass or more and 0.025% by mass or less, N: 0.0040% by mass or more and 0.0080% by mass or less, Ca: 0.0005% by mass or more and 0.0030% by mass or less, and the balance: Fe and a composition that is an unavoidable impurity,
  • the above molten steel is Cr: more than 0% by mass and less than 1.00% by mass, Mo: more than 0 mass% and 0.50 mass% or less, V: more than 0 mass% and 0.50 mass% or less, B: more than 0% by mass and not more than 0.0009% by mass
  • Circle equivalent diameter 0 for TiN containing precipitates with circle equivalent diameter of 0.040 ⁇ m or more and 1 ⁇ m or less of TiN containing precipitate of 2.0 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 or more and circle equivalent diameter of 0.040 ⁇ m or more and 1 ⁇ m or less Steel sheet in which the number ratio of TiN-containing precipitates of 1 ⁇ m to 1 ⁇ m is 15% or less.
  • 1,450 ° C. is performed for less than 300 seconds, and cooling from 1,300 ° C. to 1,200 ° C. for 450 seconds or more and 680 seconds or less. Holding the ingot before rolling at 1,050 ° C. to 1,200 ° C. for 20 minutes to 5 hours, and the cumulative rolling reduction at 900 ° C. or more to 30% or more, cumulative rolling pressure at 820 ° C. to less than 900 ° C.
  • the manufacturing method of the steel plate characterized by making amount into 15% or more.
  • the above molten steel is Cr: more than 0% by mass and less than 1.00% by mass, Mo: more than 0 mass% and 0.50 mass% or less, V: more than 0 mass% and 0.50 mass% or less, B: more than 0% by mass and not more than 0.0009% by mass Aspect 11.
  • the present application is a Japanese patent application whose filing date is February 15, 2016, Japanese Patent Application No. 2016-026380, a Japanese patent application filing date of July 4, 2016, Japanese Patent Application No. 2016-132915. No. and the filing date of which is October 31, 2016, the Japanese Patent Application No. 2016-213579 has priority claims based on Japanese Patent Application No. 2016-213579.
  • Japanese Patent Application Nos. 2016-026380, 2016-132915 and 2016-213579 are incorporated herein by reference.
  • the steel plate of the present disclosure is excellent in base material strength and HAZ toughness. Moreover, the manufacturing method of the steel plate of this indication can obtain the steel plate which is excellent in base material strength and HAZ toughness.

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Abstract

本開示の鋼板は、Ｃ：０．００５質量％以上０．０７質量％以下、Ｓｉ：０質量％以上０．０４質量％以下、Ｍｎ：１．４質量％以上２．０質量％以下、Ｐ：０質量％超０．０１０質量％以下、Ｓ：０質量％超０．００７質量％以下、Ａｌ：０．０１０質量％以上０．０４０質量％以下、Ｎｉ：０．１質量％以上１．５０質量％以下、Ｃｕ：０．１質量％以上０．８質量％以下、Ｎｂ：０．００４質量％以上０．０２５質量％以下、Ｔｉ：０．０１０質量％以上０．０２５質量％以下、Ｎ：０．００４０質量％以上０．００８０質量％以下、Ｃａ：０．０００５質量％以上０．００３０質量％以下、並びに残部：Ｆｅ及び不可避的不純物である組成を有し、酸不溶性のＴｉの含有量の組成全体を基準とするＴｉの含有量に対する比が０．８０以下である。

Description

鋼板及びその製造方法
　本開示は、鋼板及びその製造方法に関する。
　造船分野における溶接構造物の大型化に伴い、板厚が５０ｍｍ以上かつ降伏強度が４９０ＭＰａ以上の高強度鋼板の適用が拡大しつつある。このような鋼板では、入熱量が増加するため、溶接施工効率向上の観点とも相まって、大入熱溶接の需要が高まっている。大入熱溶接では、溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）において、加熱によりオーステナイト温度に長時間保持されることで粗大オーステナイト組織が形成され、その後の冷却過程で旧オーステナイト粒界に沿った粗大粒界フェライト及び粗大粒界ベイナイトが生成される。その結果、ＨＡＺにおける靭性（以下、「ＨＡＺ靭性」ともいう）が安定して得られなくなる。
　このような不都合に対し、Ｔｉ含有窒化物の形態を制御することで大入熱溶接でのＨＡＺ靭性を改善する方法が提案されている（特開２０１０－９５７８１号公報及び特開２０１１－２１２６３号公報参照）。しかしながら、これらの方法では、Ｔｉ含有窒化物の制御のために鋳造工程に制約があり、生産コストの増大を招くおそれがある。また、母材の強度については考慮されていない。
　また、酸化物系介在物の大きさを制御することで大入熱溶接でのＨＡＺ靭性を改善する方法が提案されている（特開２０１０－２２２６５２号公報参照）。しかしながら、この方法では、酸化物の制御のために精緻な製鋼プロセスが求められるため、生産コストの増大を招くおそれがある。また、この方法でも母材の強度については考慮されていない。
　さらに、Ｃａ、Ｓ、Ｏ等の量を制御し、粒内変態核を導入することでＨＡＺ組織を微細化し、ＨＡＺ靭性を改善する方法が提案されている（特開２０１３－１４７７４０号公報参照）。しかしながら、この方法で得られる母材の降伏強度は大半が４９０ＭＰａ未満と不十分であり、一方で降伏強度が４９０ＭＰａ以上のものではＨＡＺ靭性が十分とは言い難い。
　また、Ｔｉ－Ｃａ複合添加並びにＣａＯ及びＣａＳ量の最適化により、高い母材強度と良好なＨＡＺ靭性とを実現する方法が提案されている（特開２００２－３１７２４３号公報）。しかしながら、この方法では圧延前の保持温度が１１５０～１２５０℃と高く、生産性について改善の余地がある。また、板厚５０ｍｍ以上の厚鋼板における特性が考慮されていない。
　さらに、０．１μｍ以下のＴｉＮ析出物を制御することで、ＨＡＺ靭性を改善する方法が提案されている（特開２００１－９８３４０号公報参照）。しかしながら、検討されている入熱量が最大で４５０ｋＪ／ｃｍであり、大入熱溶接における改善が十分とは言えない。また、母材の強度についても考慮されていない。
特開２０１０－９５７８１号公報 特開２０１１－２１２６３号公報 特開２０１０－２２２６５２号公報 特開２０１３－１４７７４０号公報 特開２００２－３１７２４３号公報 特開２００１－９８３４０号公報
　本開示は、上述のような事情に基づいてなされたものであり、母材強度及びＨＡＺ靭性に優れる鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
　発明者らは、鋭意検討した結果、鋼板のＴｉ添加量を増やすと、ＨＡＺ靭性の改善に有効な微細ＴｉＮが増加する一方で、ＨＡＺ靭性を低下させる例えば粒径が２．０μｍ以上の粗大ＴｉＮも増加することを見出した。そこで、発明者らはＴｉ添加量を増やした際に生成する粗大ＴｉＮの量を低減することで、大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を改善できる本開示に至った。
　すなわち、上記課題を解決するためになされた発明は、Ｃ：０．００５質量％以上０．０７質量％以下、Ｓｉ：０質量％以上０．０４質量％以下、Ｍｎ：１．４質量％以上２．０質量％以下、Ｐ：０質量％超０．０１０質量％以下、Ｓ：０質量％超０．００７質量％以下、Ａｌ：０．０１０質量％以上０．０４０質量％以下、Ｎｉ：０．１質量％以上１．５０質量％以下、Ｃｕ：０．１質量％以上０．８質量％以下、Ｎｂ：０．００４質量％以上０．０２５質量％以下、Ｔｉ：０．０１０質量％以上０．０２５質量％以下、Ｎ：０．００４０質量％以上０．００８０質量％以下、Ｃａ：０．０００５質量％以上０．００３０質量％以下、並びに残部：Ｆｅ及び不可避的不純物である組成を有し、酸不溶性のＴｉの含有量［質量％］を［ｉｎｓｏｌ．Ｔｉ］、上記組成全体を基準とするＴｉの含有量［質量％］を［Ｔｉ］とした場合に下記式（１）を満たす鋼板である。
［ｉｎｓｏｌ．Ｔｉ］／［Ｔｉ］≦０．８０ ・・・（１）
　当該鋼板は、全Ｔｉの含有量と、主にＴｉＮとして存在する酸不溶性のＴｉの含有量との比を、上記式（１）を満たす値に調整することで、微細なＴｉＮが粗大なＴｉＮに対し相対的に増加するので、粗大ＴｉＮに起因する脆性破壊が抑制され、ＨＡＺ靭性に優れる。また、当該鋼板は、上記組成を有することで母材強度にも優れる。
　Ｎの含有量［質量％］を［Ｎ］とした場合に［Ｔｉ］／［Ｎ］が２．０以上５．０以下であり、円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の断面密度が２．０×１０５個／ｍｍ２以上、かつ円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物における円相当径０．１μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の個数割合が１５％以下であるとよい。このように［Ｔｉ］／［Ｎ］、円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の断面密度及び円相当径０．１μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の個数割合を上記範囲に調整することで、大入熱溶接時のＴｉＮのオストワルド成長を抑制し、入熱後溶け残るＴｉＮにより、旧オーステナイト粒径の粗大化が抑制される。その結果、粗大粒界フェライト及び粗大粒界ベイナイトの生成が抑制されるので、ＨＡＺ靭性の向上を促進することができる。
　Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ及びＢの含有量［質量％］をそれぞれ［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］及び［Ｂ］とした場合に下記式（２）を満たすとよい。
（［Ｃ］／１０）０．５×（１＋０．７×［Ｓｉ］）×（１＋３．３３×［Ｍｎ］）×（１＋０．３５×［Ｃｕ］）×（１＋０．３６×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］）×（１＋３×［Ｍｏ］）×（１＋１．７５×［Ｖ］）×（１＋２００×［Ｂ］）×１．１１５≧０．７２ ・・・（２）
上記式（２）を満たすことで、ＨＡＺ靭性を維持しつつ、母材強度をさらに向上することができる。
　Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの含有量［質量％］をそれぞれ［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］及び［Ｖ］とした場合に下記式（３）を満たすとよい。
１１０×［Ｃ］＋７×［Ｍｎ］＋４×［Ｃｕ］＋５×［Ｎｉ］＋２．８×［Ｃｒ］＋５×［Ｍｏ］＋７．２×［Ｖ］≦２１．５ ・・・（３）
　上記式（３）を満たすことで、固相線の温度が上昇し、鋳造時に早期に凝固が完了するため、粗大ＴｉＮの低減が容易に達成できる。その結果、ＨＡＺ靭性をさらに向上することができる。
　Ｃｒ：０質量％超１．００質量％以下、Ｍｏ：０質量％超０．５０質量％以下、Ｖ：０質量％超０．５０質量％以下、Ｂ：０質量％超０．０００９質量％以下、希土類金属：０質量％超０．００５０質量％以下、及びＺｒ：０質量％超０．００５０質量％以下のうち少なくとも１種をさらに含有するとよい。このような元素をさらに含有することで、母材強度をさらに向上することができる。
　上記課題を解決するためになされた別の発明は、Ｃ：０．００５質量％以上０．０７質量％以下、Ｓｉ：０質量％以上０．０４質量％以下、Ｍｎ：１．４質量％以上２．０質量％以下、Ｐ：０質量％超０．０１０質量％以下、Ｓ：０質量％超０．００７質量％以下、Ａｌ：０．０１０質量％以上０．０４０質量％以下、Ｎｉ：０．１質量％以上１．５０質量％以下、Ｃｕ：０．１質量％以上０．８質量％以下、Ｎｂ：０．００４質量％以上０．０２５質量％以下、Ｔｉ：０．０１０質量％以上０．０２５質量％以下、Ｎ：０．００４０質量％以上０．００８０質量％以下、Ｃａ：０．０００５質量％以上０．００３０質量％以下、並びに残部：Ｆｅ及び不可避的不純物である組成を有する溶鋼を鋳造する工程と、上記鋳造工程で得られた鋳塊を７５０℃以上８２０℃以下の最終圧延温度で熱間圧延する工程と、上記熱間圧延工程後の鋼材を５℃／秒以上の冷却速度で冷却する冷却工程とを備え、上記鋳造工程で１，５００℃から１，４５０℃までの冷却を３００秒未満で行うことを特徴とする鋼板の製造方法である。
　当該鋼板の製造方法は、上記組成を有する溶鋼を１，５００℃から１，４５０℃まで３００秒未満で冷却する鋳造工程により、微細なＴｉＮが粗大なＴｉＮに対し相対的に増加するので、粗大ＴｉＮに起因する脆性破壊が抑制され、ＨＡＺ靭性に優れる鋼板を製造することができる。また、当該鋼板の製造方法では、上述の条件で熱間圧延及び冷却を行うことで、母材強度にも優れる鋼板を得ることができる。
　上記溶鋼が、Ｃｒ：０質量％超１．００質量％以下、Ｍｏ：０質量％超０．５０質量％以下、Ｖ：０質量％超０．５０質量％以下、Ｂ：０質量％超０．０００９質量％以下、希土類金属：０質量％超０．００５０質量％以下、及びＺｒ：０質量％超０．００５０質量％以下のうち少なくとも１種をさらに含有するとよい。溶鋼がこのような元素をさらに含有することで、得られる鋼板の母材強度をさらに向上することができる。
　上記課題を解決するためになされたさらに別の発明は、Ｃ：０．００５質量％以上０．０７質量％以下、Ｓｉ：０質量％以上０．０４質量％以下、Ｍｎ：１．４質量％以上２．０質量％以下、Ｐ：０質量％超０．０１０質量％以下、Ｓ：０質量％超０．００７質量％以下、Ａｌ：０．０１０質量％以上０．０４０質量％以下、Ｎｉ：０．１質量％以上１．５０質量％以下、Ｃｕ：０．１質量％以上０．８質量％以下、Ｎｂ：０．００４質量％以上０．０２５質量％以下、Ｔｉ：０．０１０質量％以上０．０２５質量％以下、Ｎ：０．００４０質量％以上０．００８０質量％以下、Ｃａ：０．０００５質量％以上０．００３０質量％以下、並びに残部：Ｆｅ及び不可避的不純物である組成を有し、上記組成全体を基準とするＮの含有量［質量％］を［Ｎ］、Ｔｉの含有量［質量％］を［Ｔｉ］とした場合に［Ｔｉ］／［Ｎ］が２．０以上５．０以下であり、円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の断面密度が２．０×１０５個／ｍｍ２以上、かつ円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物における円相当径０．１μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の個数割合が１５％以下である鋼板である。
　当該鋼板は、［Ｔｉ］／［Ｎ］、円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の断面密度及び円相当径０．１μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の個数割合を上記範囲に調整することで、大入熱溶接時のＴｉＮのオストワルド成長を抑制し、入熱後溶け残るＴｉＮにより、旧オーステナイト粒径の粗大化が抑制される。その結果、当該鋼板は、溶接時の粗大粒界フェライト及び粗大粒界ベイナイトの生成が抑制され、ＨＡＺ靭性に優れる。また、当該鋼板は、上記組成を有することで母材強度にも優れる。
　Ｃｒ：０質量％超１．００質量％以下、Ｍｏ：０質量％超０．５０質量％以下、Ｖ：０質量％超０．５０質量％以下、Ｂ：０質量％超０．０００９質量％以下、希土類金属：０質量％超０．００５０質量％以下、及びＺｒ：０質量％超０．００５０質量％以下のうち少なくとも１種をさらに含有するとよい。このような元素をさらに含有することで、母材強度をさらに向上することができる。
　上記課題を解決するためになされたさらに別の発明は、Ｃ：０．００５質量％以上０．０７質量％以下、Ｓｉ：０質量％以上０．０４質量％以下、Ｍｎ：１．４質量％以上２．０質量％以下、Ｐ：０質量％超０．０１０質量％以下、Ｓ：０質量％超０．００７質量％以下、Ａｌ：０．０１０質量％以上０．０４０質量％以下、Ｎｉ：０．１質量％以上１．５０質量％以下、Ｃｕ：０．１質量％以上０．８質量％以下、Ｎｂ：０．００４質量％以上０．０２５質量％以下、Ｔｉ：０．０１０質量％以上０．０２５質量％以下、Ｎ：０．００４０質量％以上０．００８０質量％以下、Ｃａ：０．０００５質量％以上０．００３０質量％以下、並びに残部：Ｆｅ及び不可避的不純物である組成を有する溶鋼を鋳造する工程と、上記鋳造工程で得られた鋳塊を熱間圧延する工程と、上記熱間圧延工程後の鋼材を５℃／秒以上の冷却速度で冷却する冷却工程とを備え、上記鋳造工程で、１，５００℃から１，４５０℃までの冷却を３００秒未満、１，３００℃から１，２００℃までの冷却を４５０秒以上６８０秒以下で行い、上記熱間圧延工程で、圧延前の鋳塊を１，０５０℃以上１，２００℃以下で２０分以上５時間以下保持し、９００℃以上での累積圧下量を３０％以上、８２０℃以上９００℃未満での累積圧下量を１５％以上とすることを特徴とする鋼板の製造方法である。
　当該鋼板の製造方法は、上記組成を有する溶鋼を上記条件で冷却する鋳造工程と、上記条件で鋳塊の温度を保持した後に圧延する熱間圧延工程とにより、大入熱溶接後に溶け残る一定の大きさのＴｉＮの数を増加させる。これにより、旧オーステナイト粒界の粗大化が抑制され、ひいては粗大粒界フェライト及び粗大粒界ベイナイトの生成が抑制されるので、当該鋼板の製造方法によれば、ＨＡＺ靭性に優れる鋼板を製造することができる。また、当該鋼板の製造方法では、上述の条件で熱間圧延及び冷却を行うことで、母材強度にも優れる鋼板を得ることができる。
　上記溶鋼が、Ｃｒ：０質量％超１．００質量％以下、Ｍｏ：０質量％超０．５０質量％以下、Ｖ：０質量％超０．５０質量％以下、Ｂ：０質量％超０．０００９質量％以下、希土類金属：０質量％超０．００５０質量％以下、及びＺｒ：０質量％超０．００５０質量％以下のうち少なくとも１種をさらに含有するとよい。溶鋼がこのような元素をさらに含有することで、得られる鋼板の母材強度をさらに向上することができる。
　本開示の鋼板は、母材強度及びＨＡＺ靭性に優れるため、大型の溶接構造物に好適に使用できる。また、本開示の鋼板の製造方法は、母材強度及びＨＡＺ靭性に優れる鋼板を得ることができる。
　以下、本開示に係る鋼板及びその製造方法の実施形態について説明する。
〔第一実施形態〕
　まず、本発明の第一実施形態について説明する。
＜鋼板＞
　当該鋼板は、Ｃ（炭素）：０．００５質量％以上０．０７質量％以下、Ｓｉ（ケイ素）：０質量％以上０．０４質量％以下、Ｍｎ（マンガン）：１．４質量％以上２．０質量％以下、Ｐ（リン）：０質量％超０．０１０質量％以下、Ｓ（硫黄）：０質量％超０．００７質量％以下、Ａｌ（アルミニウム）：０．０１０質量％以上０．０４０質量％以下、Ｎｉ（ニッケル）：０．１質量％以上１．５０質量％以下、Ｃｕ（銅）：０．１質量％以上０．８質量％以下、Ｎｂ（ニオブ）：０．００４質量％以上０．０２５質量％以下、Ｔｉ（チタン）：０．０１０質量％以上０．０２５質量％以下、Ｎ（窒素）：０．００４０質量％以上０．００８０質量％以下、Ｃａ（カルシウム）：０．０００５質量％以上０．００３０質量％以下、並びに残部：Ｆｅ（鉄）及び不可避的不純物である組成を有する。
　当該鋼板の平均厚さの下限としては、特に限定されないが、例えば５０ｍｍであり、６０ｍｍがより好ましい。一方、当該鋼板の平均厚さの上限としては、特に限定されないが、例えば１００ｍｍである。当該鋼板の平均厚さが上記下限より小さい場合、船舶等の用途に不向きとなるおそれがある。逆に、当該鋼板の平均厚さが上記上限を超える場合、加工等が困難となるおそれがある。
［Ｃ（炭素）］
　以下、当該鋼板の各成分について説明する。Ｃは、当該鋼板の強度確保のために必要な元素である。Ｃの含有量の下限としては、０．００５質量％であり、０．０１質量％が好ましく、０．０２質量％がより好ましい。一方、Ｃの含有量の上限としては、０．０７質量％であり、０．０６質量％が好ましく、０．０５質量％がより好ましい。Ｃの含有量が上記下限より小さい場合、当該鋼板の強度が不十分となるおそれがある。逆に、Ｃの含有量が上記上限を超える場合、当該鋼板の固相線温度が低下することで粗大ＴｉＮの生成が助長され、ＨＡＺ靭性が低下するおそれがある。
［Ｓｉ（ケイ素）］
　Ｓｉは、当該鋼板の脱酸に有用な元素である。Ｓｉの含有量の下限としては、０質量％である。一方、Ｓｉの含有量の上限としては、０．０４質量％であり、０．０３質量％が好ましく、０．０２質量％がより好ましい。Ｓｉの含有量が上記上限を超える場合、Ｔｉの活量が増加することで粗大ＴｉＮの生成が助長され、ＨＡＺ靭性が低下するおそれがある。
［Ｍｎ（マンガン）］
　Ｍｎは、当該鋼板の強度確保のために必要な元素である。Ｍｎの含有量の下限としては、１．４質量％であり、１．５０質量％が好ましく、１．６０質量％がより好ましい。一方、Ｍｎの含有量の上限としては、２．０質量％であり、１．９５質量％が好ましく、１．９２質量％がより好ましい。Ｍｎの含有量が上記下限より小さい場合、当該鋼板の強度が不十分となるおそれがある。逆に、Ｍｎの含有量が上記上限を超える場合、大入熱溶接のＨＡＺに島状マルテンサイトが生じると共に、硬度が過度に上昇して靭性が低下するおそれがある。
［Ｐ（リン）］
　Ｐは、当該鋼板に不可避的に含まれ、ＨＡＺ靭性を低下させる元素である。Ｐの含有量は、０質量％超である。Ｐの含有量は小さいほど好ましいが、工業的に０質量％とすることは困難である。一方、Ｐの含有量の上限としては、０．０１０質量％であり、０．００９質量％が好ましく、０．００８質量％がさらに好ましい。Ｐの含有量が上記上限を超える場合、当該鋼板のＨＡＺ靭性が低下するおそれがある。
［Ｓ（硫黄）］
　Ｓは、当該鋼板に不可避的に含まれ、ＨＡＺ靭性を低下させる元素である。Ｓの含有量は、０質量％超である。Ｓの含有量は小さいほど好ましいが、工業的に０質量％とすることは困難である。一方、Ｓの含有量の上限としては、０．００７質量％であり、０．００５質量％が好ましく、０．００３質量％がより好ましい。Ｓの含有量が上記上限を超える場合、当該鋼板のＨＡＺ靭性が低下するおそれがある。
［Ａｌ（アルミニウム）］
　Ａｌは、当該鋼板の脱酸に必要な元素である。Ａｌの含有量の下限としては、０．０１０質量％であり、０．０１５質量％が好ましく、０．０２０質量％がより好ましい。一方、Ａｌの含有量の上限としては、０．０４０質量％であり、０．０３８質量％が好ましく、０．０３６質量％がさらに好ましい。Ａｌの含有量が上記下限より小さい場合、当該鋼板中の酸素濃度が上昇し、酸化物の増加によってＨＡＺ靭性が低下するおそれがある。逆に、Ａｌの含有量が上記上限を超える場合、粗大酸化物が増加し、ＨＡＺ靭性が低下するおそれがある。
［Ｎｉ（ニッケル）］
　Ｎｉは、当該鋼板の強度向上に寄与する元素である。Ｎｉの含有量の下限としては、０．１質量％であり、０．１５質量％が好ましく、０．２０質量％がより好ましい。一方、Ｎｉの含有量の上限としては、１．５０質量％であり、１．００質量％が好ましく、０．８０質量％がより好ましい。Ｎｉの含有量が上記下限より小さい場合、当該鋼板の強度が低下するおそれがある。逆に、Ｎｉの含有量が上記上限を超える場合、硬度が過度に上昇して靭性が低下するおそれがある。
［Ｃｕ（銅）］
　Ｃｕは、当該鋼板の強度向上に寄与する元素である。Ｃｕの含有量の下限としては、０．１質量％であり、０．１２質量％が好ましく、０．１５質量％がより好ましい。一方、Ｃｕの含有量の上限としては、０．８質量％であり、０．６０質量％が好ましく、０．５０質量％がより好ましい。Ｃｕの含有量が上記下限より小さい場合、当該鋼板の強度が低下するおそれがある。逆に、Ｃｕの含有量が上記上限を超える場合、硬度が過度に上昇して靭性が低下するおそれがある。
［Ｎｂ（ニオブ）］
　Ｎｂは、当該鋼板の強度確保に必要な元素である。Ｎｂの含有量の下限としては、０．００４質量％であり、０．００６質量％が好ましく、０．００７質量％がより好ましい。一方、Ｎｂの含有量の上限としては、０．０２５質量％であり、０．０２２質量％が好ましく、０．０２０質量％がより好ましい。Ｎｂの含有量が上記下限より小さい場合、当該鋼板の強度が不十分となるおそれがある。逆に、Ｎｂの含有量が上記上限を超える場合、大入熱溶接のＨＡＺに島状マルテンサイトが生じると共に、硬度が過度に上昇して靭性が低下するおそれがある。
［Ｔｉ（チタン）］
　Ｔｉは、Ｎと共にＴｉＮとして析出し、大入熱溶接のＨＡＺ組織を微細化し、靭性を向上させる元素である。Ｔｉの含有量の下限としては、０．０１０質量％であり、０．０１２質量％が好ましく、０．０１３質量％がより好ましい。一方、Ｔｉの含有量の上限としては、０．０２５質量％であり、０．０２２質量％が好ましく、０．０２０質量％がより好ましい。Ｔｉの含有量が上記下限より小さい場合、微細なＴｉＮの絶対量が不足し、ＨＡＺ靭性の向上効果が不十分となるおそれがある。逆に、Ｔｉの含有量が上記上限を超える場合、ＨＡＺにおいて固溶Ｔｉが増加し、粗大なベイナイト組織が形成されるようになってＨＡＺ靭性が確保できなくなるおそれがある。
［Ｎ（窒素）］
　Ｎは、Ｔｉと共にＴｉＮとして析出し、大入熱溶接のＨＡＺ組織を微細化し、靭性を向上させる元素である。Ｎの含有量の下限としては、０．００４０質量％であり、０．００４５質量％が好ましく、０．００５０質量％がより好ましい。一方、Ｎの含有量の上限としては、０．００８０質量％であり、０．００７５質量％が好ましく、０．００７０質量％がより好ましい。Ｎの含有量が上記下限より小さい場合、微細なＴｉＮによるＨＡＺ靭性の向上効果が不十分となるおそれがある。逆に、Ｎの含有量が上記上限を超える場合、大入熱溶接のＨＡＺにおける固溶Ｎが増加し、靭性が低下するおそれがある。
［Ｃａ（カルシウム）］
　Ｃａは、当該鋼板の脱酸に必要な元素である。Ｃａの含有量の下限としては、０．０００５質量％であり、０．０００８質量％が好ましく、０．００１０質量％がより好ましい。一方、Ｃａの含有量の上限としては、０．００３０質量％であり、０．００２５質量％が好ましく、０．００２２質量％がより好ましい。Ｃａの含有量が上記下限より小さい場合、酸化物粒子を起点とする粗大ＴｉＮの生成が助長され、ＨＡＺ靭性が低下するおそれがある。逆に、Ｃａの含有量が上記上限を超える場合、粗大酸化物の増加により、ＨＡＺ靭性が低下するおそれがある。
　当該鋼板は、上述の組成に加え、Ｃｒ（クロム）：０質量％超１．００質量％以下、Ｍｏ（モリブデン）：０質量％超０．５０質量％以下、Ｖ（バナジウム）：０質量％超０．５０質量％以下、Ｂ（ホウ素）：０質量％超０．０００９質量％以下、希土類金属：０質量％超０．００５０質量％以下、及びＺｒ（ジルコニウム）：０質量％超０．００５０質量％以下のうち少なくとも１種をさらに含有するとよい。
［Ｃｒ（クロム）］
　Ｃｒは、当該鋼板の強度向上に寄与する元素である。強度を向上するためには、Ｃｒを０．０１質量％以上含有させることが好ましく、０．０５質量％以上含有させることがより好ましい。一方、Ｃｒの添加により、大入熱溶接のＨＡＺ硬度が過度に上昇して靭性が低下する可能性がある。そのため、Ｃｒの含有量の上限としては、１．００質量％が好ましく、０．５０質量％がより好ましく、０．１０質量％がさらに好ましい。
［Ｍｏ（モリブデン）］
　Ｍｏは、当該鋼板の強度向上に寄与する元素である。強度を向上するためには、Ｍｏを０．０１質量％以上含有させることが好ましく、０．０３質量％以上含有させることがより好ましく、０．０５質量％以上含有させることがさらに好ましい。一方、Ｍｏの添加により、大入熱溶接のＨＡＺ硬度が過度に上昇して靭性が低下する可能性がある。そのため、Ｍｏの含有量の上限としては、０．５０質量％が好ましく、０．３０質量％がより好ましく、０．２０質量％がさらに好ましい。
［Ｖ（バナジウム）］
　Ｖは、当該鋼板の強度向上に寄与する元素である。強度を向上するためには、Ｖを０．００３質量％以上含有させることが好ましく、０．０２質量％以上含有させることがより好ましく、０．０５質量％以上含有させることがさらに好ましい。一方、Ｖの含有量の上限としては、０．５０質量％が好ましく、０．３５質量％がより好ましく、０．１５質量％がさらに好ましい。Ｖの含有量が上記上限を超える場合、大入熱溶接のＨＡＺ硬度が過度に上昇して靭性が低下するおそれがある。
［Ｂ（ホウ素）］
　Ｂは、当該鋼板の強度及びＨＡＺ靭性向上に寄与する元素である。強度を向上するためには、Ｂを０．０００２質量％以上含有させることが好ましく、０．０００４質量％以上含有させることがより好ましく、０．０００５質量％以上含有させることがさらに好ましい。一方、Ｂの含有量の上限としては、０．０００９質量％が好ましく、０．０００８質量％がより好ましく、０．０００７質量％がさらに好ましい。Ｂの含有量が上記上限を超える場合、当該鋼板の靭性が不安定となるおそれがある。
［希土類金属］
　希土類金属は、当該鋼板の脱酸に寄与する元素であり、０．０００３質量％以上含有させることが好ましく、０．００１０質量％以上含有させることがより好ましく、０．００１５質量％以上含有させることがさらに好ましい。一方、希土類金属の含有量の上限としては、０．００５０質量％が好ましく、０．００４０質量％がより好ましく、０．００３０質量％がさらに好ましい。希土類金属の含有量が上記上限を超える場合、粗大酸化物の増加により、ＨＡＺ靭性が低下するおそれがある。ここで「希土類金属」とは、原子番号５７のＬａ（ランタン）から原子番号７１のＬｕ（ルテチウム）までの１５のランタノイド元素と、Ｓｃ（スカンジウム）及びＹ（イットリウム）とを意味する。
［Ｚｒ（ジルコニウム）］
　Ｚｒは当該鋼板の脱酸に寄与する元素であり、０．０００３質量％以上含有させることが好ましく、０．０００８質量％以上含有させることがより好ましく、０．００１０質量％以上含有させることがさらに好ましい。一方、Ｚｒの含有量の上限としては、０．００５０質量％が好ましく、０．００４０質量％がより好ましく、０．００３０質量％がさらに好ましい。Ｚｒの含有量が上記上限を超える場合、粗大酸化物の増加により、ＨＡＺ靭性が低下するおそれがある。
［残部］
　当該鋼板は、上述した各元素以外にＦｅ（鉄）及び不可避的不純物を残部として含有する。この不可避的不純物としては、例えばＳｎ（スズ）、Ａｓ（砒素）、Ｐｂ（鉛）等が挙げられる。
　当該鋼板は、酸不溶性のＴｉの含有量［質量％］を［ｉｎｓｏｌ．Ｔｉ］、組成全体を基準とするＴｉの含有量［質量％］を［Ｔｉ］とした場合に下記式（１）を満たす。
［ｉｎｓｏｌ．Ｔｉ］／［Ｔｉ］≦０．８０ ・・・（１）
　なお、酸不溶性のＴｉとは、酸に不溶のＴｉ化合物（例えば、ＴｉＮ、Ｔｉ酸化物等）中のＴｉであり、いわゆる析出物及び晶出物中のＴｉを含む概念である。本実施形態では、後述する電解抽出法によって電解液に溶解しない析出物及び晶出物中のＴｉを、酸不溶性のＴｉとしている。
　上記式（１）の右辺としては、０．７７が好ましく、０．７５がより好ましい。［ｉｎｓｏｌ．Ｔｉ］／［Ｔｉ］がこれらの値を超えると、粗大ＴｉＮによりＨＡＺ靭性が低下し易くなる。なお、［ｉｎｓｏｌ．Ｔｉ］／［Ｔｉ］が同等でＴｉ添加量が異なる鋼材を比較すると、Ｔｉ添加量の多いものほど粗大ＴｉＮの生成量も多い。しかし、Ｔｉ添加量の多いものは同時にＨＡＺ組織の微細化に寄与する微細ＴｉＮも増加しているため、［ｉｎｓｏｌ．Ｔｉ］／［Ｔｉ］が等しければ、得られるＨＡＺ靭性もほぼ同等となる。
　ここで、酸不溶性のＴｉの含有量は、鋼板の厚さ方向で板厚の１／４の位置で採取した試験片に対し電解液を用いた電解抽出法を実施し、得られた残渣をろ過して化合物を抽出し、この化合物について、例えばＩＣＰ発光分光分析法により、Ｔｉ含有量を測定することで得られる。
　なお、本発明の実施形態における酸不溶性のＴｉは、主にＴｉＮとして存在するが、Ｔｉ酸化物等、他の化合物として存在するものも含まれる。また、上記酸不溶性のＴｉは、後述の鋳造工程において、溶鋼中で生成する晶出物が大部分であるが、固体鉄中に生成する析出物も一部含むものである。
　また、Ｎの含有量［質量％］を［Ｎ］とした場合、［Ｔｉ］／［Ｎ］の下限としては、２．０が好ましく、２．５がより好ましい。一方、［Ｔｉ］／［Ｎ］の上限としては、５．０が好ましく、４．５がより好ましい。［Ｔｉ］／［Ｎ］が上記下限より小さいと、ＴｉＮの数は増加するが、ＴｉＮのサイズが小さくなり、後述する円相当径が一定範囲のＴｉＮ含有析出物の断面密度が不足するおそれがある。逆に、［Ｔｉ］／［Ｎ］が上記上限を超えると、Ｔｉ拡散律速成長が促進され、ＴｉＮのサイズが大きくなり、粗大なＴｉＮが増加するおそれがある。
　当該鋼板は、円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の断面密度が２．０×１０５個／ｍｍ２以上、かつ円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物における円相当径０．１μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の個数割合が１５％以下であるとよい。
　また、円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の断面密度の下限としては、２．５×１０５個／ｍｍ２がより好ましく、３．０×１０５個／ｍｍ２がさらに好ましい。円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の断面密度が上記下限より小さいと、旧オーステナイト粒径粗大化抑制に寄与する微細ＴｉＮが減少し、ＨＡＺ靭性が低下し易くなるおそれがある。一方、円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の断面密度の上限は特に限定されないが、例えば１．０×１０６個／ｍｍ２である。
　さらに、円相当径０．１μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の個数割合の上限としては、１０％がより好ましく、６％がさらに好ましい。円相当径０．１μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の個数割合が上記上限を超えると、溶接時の高温保持におけるオストワルド成長が促進されてＴｉＮが消失し、旧オーステナイト粒径が粗大化するため、ＨＡＺ靭性が低下し易くなるおそれがある。一方、円相当径０．１μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の個数割合の下限は特に限定されず、実質的に０％である。
　ここで、円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の断面密度、及び円相当径０．１μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の個数割合は、以下の方法により測定した値をいう。まず、当該鋼板の任意の部位を切断し、得られた切断面を透過型電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＴＥＭ）等の電子顕微鏡で観察する。上記観察においては、エネルギー分散型蛍光Ｘ線分析（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ－ｒａｙ ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：ＥＤＸ）装置等によってＴｉを含有する析出物を判別し、これをＴｉＮ含有析出物とする。次に、画像解析によって観察視野中の各ＴｉＮ含有析出物の面積を測定して円相当径に換算し、円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の個数と、円相当径０．１μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の個数とを計測し、１ｍｍ２あたりの個数を算出することで断面密度を求め、上記個数の比から個数割合を求める。
　当該鋼板は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ及びＢの含有量［質量％］をそれぞれ［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］及び［Ｂ］とした場合に下記式（２）を満たすことが好ましい。
Ｄｉ＝（［Ｃ］／１０）０．５×（１＋０．７×［Ｓｉ］）×（１＋３．３３×［Ｍｎ］）×（１＋０．３５×［Ｃｕ］）×（１＋０．３６×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］）×（１＋３×［Ｍｏ］）×（１＋１．７５×［Ｖ］）×（１＋２００×［Ｂ］）×１．１１５≧０．７２ ・・・（２）
　上記式（２）の右辺としては、０．７５がより好ましく、０．７７がさらに好ましい。Ｄｉがこれらの値未満であると、母材強度が不十分となるおそれがある。
　Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの含有量［質量％］をそれぞれ［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］及び［Ｖ］とした場合に下記式（３）を満たすことが好ましい。
Ａ＝１１０×［Ｃ］＋７×［Ｍｎ］＋４×［Ｃｕ］＋５×［Ｎｉ］＋２．８×［Ｃｒ］＋５×［Ｍｏ］＋７．２×［Ｖ］≦２１．５ ・・・（３）
　上記式（３）の右辺としては、２１．２がより好ましく、２１．０がさらに好ましい。Ａがこれらの値を超えると、固相線温度の低下により粗大ＴｉＮが生成され易くなり、ＨＡＺ靭性が不十分となるおそれがある。
［用途］
　当該鋼板は、強度及び大入熱溶接時のＨＡＺ靭性に優れるので、船舶等の大型溶接構造物に好適に使用することができる。
＜鋼板の製造方法＞
　第一実施形態の当該鋼板の製造方法としては、例えば溶鋼を鋳造する鋳造工程と、得られた鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延後の鋼材を冷却する工程とを備える方法等が挙げられる。以下、各工程について説明する。
［鋳造工程］
　本工程では、上記組成を有する溶鋼をスラブ形状等に鋳造し、鋳塊を得る。上記組成を有する溶鋼は、脱硫処理、脱酸処理、各元素の添加等の従来公知の方法を適宜組み合わせることで得ることができる。
　鋳造工程では、１，５００℃から１，４５０℃までの温度範囲の冷却処理を３００秒未満の冷却時間で行う。粗大ＴｉＮは、鋳造過程において鋼が一部凝固した温度域（固液共存温度域）で生成する。つまり、液相鉄が凝固して固体となる過程で、固体鉄から液相鉄にＴｉが排出され、液相鉄中のＴｉ濃度が上昇する。Ｔｉ濃度の高まった液相鉄中ではＴｉＮが生成され易くなり、加えて、液相中で生成したＴｉＮは容易に粗大化する。そのため、粗大ＴｉＮを低減するには、固液共存温度域を速やかに通過し、ＴｉＮの生成及び粗大化を抑制することが重要である。従って、１，５００℃から１，４５０℃までの冷却時間が３００秒以上であると、鋳造時に粗大なＴｉＮが生成され、［ｉｎｓｏｌ．Ｔｉ］／［Ｔｉ］が上記式（１）を満たさなくなり、ひいてはＨＡＺ靭性が低下する。なお、１，５００℃から１，４５０℃までの冷却時間は２８５秒未満がより好ましい。また、鋳塊が厚さｔ［ｍｍ］の板状の場合、上記冷却温度は鋳塊の表面から厚さ方向にｔ／４の位置での測定温度とする。
［熱間圧延工程］
　本工程では、上記鋳造工程で得られた鋳塊を熱間圧延することで鋼板を得る。この熱間圧延時の鋳塊の最終圧延温度としては、７５０℃以上８２０℃以下である。最終圧延温度が上記下限より小さいと、オーステナイト粒が微細化し、続く冷却工程でのフェライト析出が助長されるため、所定の強度を得ることが難しくなるおそれがある。逆に、最終圧延温度が上記上限を超えると、鋼材の靭性が低下するおそれがある。
［冷却工程］
　熱間圧延後には、鋼材の冷却を行う。この冷却速度としては、５℃／秒以上とする。冷却速度が上記下限より小さいと、フェライトが析出し、所定の強度を得ることが難しくなるおそれがある。
〔第二実施形態〕
　次に、本発明の第二実施形態について説明する。
＜鋼板＞
　当該鋼板は、Ｃ（炭素）：０．００５質量％以上０．０７質量％以下、Ｓｉ（ケイ素）：０質量％以上０．０４質量％以下、Ｍｎ（マンガン）：１．４質量％以上２．０質量％以下、Ｐ（リン）：０質量％超０．０１０質量％以下、Ｓ（硫黄）：０質量％超０．００７質量％以下、Ａｌ（アルミニウム）：０．０１０質量％以上０．０４０質量％以下、Ｎｉ（ニッケル）：０．１質量％以上１．５０質量％以下、Ｃｕ（銅）：０．１質量％以上０．８質量％以下、Ｎｂ（ニオブ）：０．００４質量％以上０．０２５質量％以下、Ｔｉ（チタン）：０．０１０質量％以上０．０２５質量％以下、Ｎ（窒素）：０．００４０質量％以上０．００８０質量％以下、Ｃａ（カルシウム）：０．０００５質量％以上０．００３０質量％以下、並びに残部：Ｆｅ（鉄）及び不可避的不純物である組成を有する。
　当該鋼板の平均厚さは上記第一実施形態の鋼板と同様とすることができる。また、当該鋼板のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎ及びＣａの好ましい含有量、並びに残部は上記第一実施形態の鋼板と同様とすることができる。
　当該鋼板は、上述の組成に加え、Ｃｒ（クロム）：０質量％超１．００質量％以下、Ｍｏ（モリブデン）：０質量％超０．５０質量％以下、Ｖ（バナジウム）：０質量％超０．５０質量％以下、Ｂ（ホウ素）：０質量％超０．０００９質量％以下、希土類金属：０質量％超０．００５０質量％以下、及びＺｒ（ジルコニウム）：０質量％超０．００５０質量％以下のうち少なくとも１種をさらに含有するとよい。また、当該鋼板のこれらの組成の好ましい含有量は上記第一実施形態の鋼板と同様とすることができる。
　また、当該鋼板の［Ｔｉ］／［Ｎ］の下限としては、２．０であり、２．５が好ましい。一方、［Ｔｉ］／［Ｎ］の上限としては、５．０であり、４．５が好ましい。［Ｔｉ］／［Ｎ］が上記下限より小さいと、ＴｉＮの数は増加するが、ＴｉＮのサイズが小さくなり、後述する円相当径が一定範囲のＴｉＮ含有析出物の断面密度が不足し易くなる。逆に、［Ｔｉ］／［Ｎ］が上記上限を超えると、Ｔｉ拡散律速成長が促進され、ＴｉＮのサイズが大きくなり、粗大なＴｉＮが増加し易くなる。
　当該鋼板は、円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の断面密度が２．０×１０５個／ｍｍ２以上、かつ円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物における円相当径０．１μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の個数割合が１５％以下である。
　また、円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の断面密度の下限としては、２．５×１０５個／ｍｍ２が好ましく、３．０×１０５個／ｍｍ２がより好ましい。円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の断面密度が上記下限より小さいと、旧オーステナイト粒径抑制に寄与する微細ＴｉＮが減少し、ＨＡＺ靭性が低下し易くなる。一方、円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の断面密度の上限は特に限定されないが、例えば５．０×１０５個／ｍｍ２である。
　さらに、円相当径０．１μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の個数割合の上限としては、１０％が好ましく、６％がより好ましい。円相当径０．１μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の個数割合が上記上限を超えると、溶接時の高温保持におけるＴｉＮのオストワルド成長が促進され、旧オーステナイト粒径抑制に寄与するＴｉＮ数が少なくなり、ＨＡＺ靭性が低下し易くなる。一方、円相当径０．１μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の個数割合の下限は特に限定されず、実質的に０％である。
［用途］
　当該鋼板は、強度及び大入熱溶接時のＨＡＺ靭性に優れるので、船舶等の大型溶接構造物に好適に使用することができる。
＜鋼板の製造方法＞
　第二実施形態の当該鋼板の製造方法としては、例えば溶鋼を鋳造する鋳造工程と、得られた鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延後の鋼材を冷却する工程とを備える方法等が挙げられる。以下、各工程について説明する。
［鋳造工程］
　本工程では、上記組成を有する溶鋼をスラブ形状等に鋳造し、鋳塊を得る。上記組成を有する溶鋼は、脱硫処理、脱酸処理、各元素の添加等の従来公知の方法を適宜組み合わせることで得ることができる。
　鋳造工程では、１，５００℃から１，４５０℃までの温度範囲の冷却処理を３００秒未満の冷却時間で行う。粗大ＴｉＮは、鋳造過程において鋼が一部凝固した温度域（固液共存温度域）で生成する。つまり、液相鉄が凝固して固体となる過程で、固体鉄から液相鉄にＴｉが排出され、液相鉄中のＴｉ濃度が上昇する。Ｔｉ濃度の高まった液相鉄中ではＴｉＮが生成され易くなり、加えて、液相中で生成したＴｉＮは容易に粗大化する。そのため、粗大ＴｉＮを低減するには、固液共存温度域を速やかに通過し、ＴｉＮの生成及び粗大化を抑制することが重要である。従って、１，５００℃から１，４５０℃までの冷却時間が３００秒以上であると、鋳造時に粗大なＴｉＮが生成され、円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の断面密度が小さくなり、ひいてはＨＡＺ靭性が低下する。なお、１，５００℃から１，４５０℃までの冷却時間は２８５秒未満がより好ましい。また、鋳塊が厚さｔ［ｍｍ］の板状の場合、上記冷却温度は鋳塊の表面から厚さ方向にｔ／４の位置での測定温度とする。
　さらに、鋳造工程では、１，３００℃から１，２００℃までの温度範囲の冷却処理を４５０秒以上６８０秒以下で行う。上記温度範囲の冷却処理時間の下限としては５００秒が好ましく、上限としては６００秒が好ましい。上記冷却処理時間が上記下限未満であると、円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物が減少し、ＨＡＺ靭性が低下する。一方、上記冷却処理時間が上記上限を超えると、円相当径０．１μｍ以上のＴｉＮ含有析出物が増加することで円相当径０．１μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の個数割合が大きくなり、ＨＡＺ靭性が低下する。
［熱間圧延工程］
　本工程では、上記鋳造工程で得られた鋳塊を熱間圧延することで鋼板を得る。本工程では、熱間圧延の前に圧延前の鋳塊を１，０５０℃以上１，２００℃以下で２０分以上５時間以下保持する。また、上記保持時間の下限としては、２時間が好ましい。保持温度又は時間が上記下限未満であると、０．０４０μｍ未満の微小なＴｉＮが成長しないため、円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物が減少し、ＨＡＺ靭性が低下する。一方、保持温度又は時間が上記上限を超えると、オストワルド成長が過剰に進行し円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物が減少し、ＨＡＺ靭性が低下する。
　熱間圧延工程では、９００℃以上での累積圧下量を３０％以上、８２０℃以上９００℃未満での累積圧下量を１５％以上となるよう圧延を行う。これにより歪から誘起されるＴｉの拡散により微細ＴｉＮが成長し、円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の個数が増加し、ＨＡＺ靭性を向上できる。一方で、上記範囲を逸脱して圧延を行うと、円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の個数が減少し、ＨＡＺ靭性が低下する。なお、各温度範囲での累積圧下量の上限は特に限定されないが、例えば５０％である。また、「累積圧下量」とは、１パス当たりの圧下量の総和であり、「圧下量」は、下記式（４）により計算される値である。
圧下量＝（ｔ０ －ｔ１ ）／ｔ０ ×１００ ・・・（４）
式（４）中、ｔ０ は、表面の温度が圧延温度範囲にあるときの鋼片の圧延開始厚み［ｍｍ］、ｔ１ は、表面の温度が圧延温度範囲にあるときの鋼片の圧延終了厚み［ｍｍ］をそれぞれ示す。
［冷却工程］
　熱間圧延後には、鋼材の冷却を行う。この冷却速度としては、５℃／秒以上であり、６℃／秒以上が好ましい。冷却速度が上記下限より小さいと、フェライトが析出し、所定の強度を得ることが難しくなるおそれがある。
〔その他の実施形態〕
　本開示の鋼板及びその製造方法は、上記実施形態に限定されるものではない。
　以下、実施例によって本開示をさらに詳細に説明するが、本開示はこれらの実施例に限定されるものではない。
＜鋼板の作製（１）＞
　１５０ｋｇ真空誘導炉を用い、表１に示す組成を有する溶鋼を溶製し、この溶鋼を鋳造することでスラブを作製した。ここで１，５００℃から１，４５０℃までの冷却時間は表２に示す時間とした。このスラブを１，１００℃で３時間保持後、最終仕上げ温度７８０℃で熱間圧延し、冷却速度７．５℃／秒で水冷することにより平均厚さ６５ｍｍの実施例１～１０及び比較例１～６の鋼板を得た。
＜［ｉｎｓｏｌ．Ｔｉ］の測定＞
　得られた鋼板の厚さ方向で板厚の１／４の位置で試験片を採取し、電解液を用いた電解抽出法により上記試験片から抽出した酸不溶性のＴｉの濃度を測定することで［ｉｎｓｏｌ．Ｔｉ］の測定を行った。なお、電解液としては、メタノール１００ｃｃ中に、トリエタノールアミン２ｃｃと、テトラメチルアンモニウムクロライド１ｇとを含有するものを用いた。測定に際しては、上記電解液での電解抽出により得られた溶液を孔径２．０μｍのフィルタでろ過して残渣を得た後、この残渣をＩＣＰ発光分光分析法によって化学成分を分析し、［ｉｎｓｏｌ．Ｔｉ］を求めた。なお、上記電解液での電解抽出で不溶であるＴｉは、本開示で定義する酸不溶性のＴｉと判断できる。この測定結果を表２に示す。
＜鋼板の評価（１）＞
　以下の方法により、各鋼板の降伏強度、及びＨＡＺ靭性を評価した。評価結果を表２に示す。なお、表２中、「Ｄｉ」は上記（２）式の左辺を示し、「Ａ」は上記（３）式の左辺を示す。
［降伏強度］
　各鋼板から、ＪＩＳ－Ｚ２２４１：２０１１に規定の棒状の４号試験片を切り出した。この切り出しにおいては、試験片の軸方向が鋼板の幅方向と一致し、試験片の中心軸と鋼板の一方の表面との距離が鋼板の板厚の１／４となるようにした。次に、ＪＩＳ－Ｚ２２４１：２０１１に記載の方法で引張り試験を行い、降伏強度ＹＳ［ＭＰａ］を測定した。降伏強度は、その値が大きいほど強度に優れることを示し、４９０ＭＰａ以上を「良好」、４９０ＭＰａ未満を「良好ではない」と判断できる。
［ＨＡＺ靭性］
　各鋼板の厚さ方向で板厚の１／４の位置から、１２．５ｍｍ（厚さ方向）×３２ｍｍ（Ｃ方向）×５５ｍｍ（圧延Ｌ方向）の試験片を切り出し、１４００℃で６０秒間保持した後、８００℃から５００℃までの冷却時間が４００秒となるように速度を制御して冷却した。これは、入熱量が５５ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接を模擬した熱サイクルである。次に、ＪＩＳ－Ｚ２２４２：２００５に準拠し、規定のシャルピー衝撃試験片を３本ずつ採取し、－２０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギーｖＥ［Ｊ］を測定した。ＨＡＺ靭性は、ｖＥが１００Ｊを超えるものを「良好」、１００Ｊ以下を「良好ではない」と判断できる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１、２から明らかなように、実施例１～１０の鋼板は、降伏強度及びＨＡＺ靭性が共に良好であった。
　また、Ｄｉが０．７２以上である実施例２、６～１０は、降伏強度が５１５ＭＰａ以上と高い値になり、実施例１、３～５に比べて降伏強度に優れていた。このことから、Ｄｉの値を０．７２以上とすることで、ＨＡＺ靭性を維持しつつ、母材強度を向上することができると判断される。
　さらに、Ａが２１．５以下の実施例３～５、９～１０は、ＨＡＺ靭性が１４６Ｊ以上と良好であり、実施例１、２に比べてＨＡＺ靭性に優れていた。このことから、Ａの値を２１．５以下とすることで、ＨＡＺ靭性をより向上することができると判断される。
　なお、実施例６～８については、Ａの値が２１．５以下であるが、Ｃｒが０．１０質量％を超えて含有されているため、Ｃｒの影響により、ＨＡＺ靭性は、実施例３～５、９～１０に比べると劣っていた。
　さらに、Ｃｒ含有量が０．１０質量％以下、及びＭｏ含有量が０．２０質量％以下である実施例３～５、１０は、ＨＡＺ靭性が１６０Ｊ以上と良好であり、実施例６～９に比べてＨＡＺ靱性に優れていた。このことから、Ｃｒ含有量を０．１０質量％以下、及びＭｏ含有量を０．２０質量％以下とすることで、ＨＡＺ靭性をより向上することができると判断される。
　なお、実施例１～２については、Ｃｒ及びＭｏを含んでいないが、Ａの値が２１．５を超えているため、当該Ａの影響により、ＨＡＺ靭性は、実施例３～５、１０に比べて劣っていた。
　一方で、Ｃｒ含有量が０．１０質量％超、又はＭｏ含有量が０．２０質量％超である実施例６～９は、降伏強度が５２７ＭＰａ以上と高い値になり、実施例１、３～５、１０に比べて降伏強度に優れていた。このことから、Ｃｒ含有量を０．１０質量％超、又はＭｏ含有量を０．２０質量％超とすることで、降伏強度をより向上することができると判断される。
　なお、実施例２については、Ｃｒ及びＭｏを含んでいないが、Ｄｉが０．８１と高いため、当該Ｄｉの影響により、降伏強度は、実施例１、３～５、１０に比べて高くなった。
　
　一方で、比較例１～４は、［ｉｎｓｏｌ．Ｔｉ］／［Ｔｉ］が０．８超であるため、粗大なＴｉＮが多くなり、ＨＡＺ靭性が良好でない。また、比較例５は、［ｉｎｓｏｌ．Ｔｉ］／［Ｔｉ］が０．８以下であるが、Ｔｉの含有量が多すぎるため、固溶Ｔｉが多くなり、ＨＡＺ靭性が良好でない。さらに、比較例６も、［ｉｎｓｏｌ．Ｔｉ］／［Ｔｉ］が０．８以下であるが、Ｔｉ及びＮの含有量が小さいため、微細なＴｉＮの絶対量が不足し、ＨＡＺ靭性が良好でない。
＜鋼板の作製（２）＞
　次に、１５０ｋｇ真空誘導炉を用い、表３に示す組成を有する溶鋼を溶製し、この溶鋼を鋳造することでスラブを作製した。ここで１，５００℃から１，４５０℃までの冷却時間及び１，３００℃から１，２００℃までの冷却時間は表４に示す時間とした。このスラブを表４に示す温度及び時間で保持後、９００℃以上及び８２０℃以上９００℃未満でそれぞれ表４に示す累積圧下量となるよう熱間圧延し、さらに表４に示す冷却速度で水冷することにより平均厚さ６５ｍｍの実施例１１～２０及び比較例７～１５の鋼板を得た。なお、表３の「ＲＥＭ」は、希土類金属（ｒａｒｅ ｅａｒｔｈ ｍｅｔａｌ）を示す。
＜ＴｉＮ含有析出物の測定＞
　得られた鋼板の厚さ方向で板厚の１／４の位置で試験片を採取し、各鋼板から、柱体状の試験片を切り出した。この切り出しの方法では、試験片の軸方向が鋼板の圧延方向と一致するようにした。また、試験片の中心軸と、鋼板の一方の表面との距離が鋼板の平均厚さの１／４となるようにした。さらに、試験片の一方の底面が鋼板の縦断面となるようにした。次に、この試験片の上記鋼板の縦断面に相当する底面からレプリカＴＥＭ試験片を作成し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した。観察条件は、観察倍率１５，０００倍、観察視野５２．７μｍ２とし、２視野観察した。観察においては、エネルギー分散型蛍光Ｘ線分析（ＥＤＸ）装置によってＴｉを含有する析出物を判別し、この析出物をＴｉＮ含有析出物とした。次に、画像解析によって観察視野中の各ＴｉＮ含有析出物の面積を測定して円相当径に換算し、円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の個数と、円相当径０．１μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の個数とを計測し、１ｍｍ２あたりの個数を算出することで断面密度を求めると共に、円相当径０．１μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の個数割合を求めた。測定結果を表４に示す。
＜鋼板の評価（２）＞
　上述の方法により、各鋼板の降伏強度、及びＨＡＺ靭性を評価した。評価結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表３、４から明らかなように、実施例１１～２０の鋼板は、降伏強度及びＨＡＺ靭性が共に良好であった。
　また、実施例を比較すると、円相当径０．１μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の個数割合が小さいほどＨＡＺ靭性に優れる傾向があり、特に個数割合が６％以下の実施例１１、１３、１４、１８は他の実施例よりも良好なＨＡＺ靭性を有する。
　一方で、比較例７～１０は、組成が本願発明の範囲を満たさないため、降伏強度又はＨＡＺ靭性のどちらかが良好ではない。また、比較例１１、１３、１４は、円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の断面密度が不十分であるため、ＨＡＺ靭性が良好でない。比較例１１は１，５００℃から１，４５０℃までの冷却時間が大きすぎること、比較例１３は９００℃以上での累積圧下量が小さすぎること、比較例１４は８２０℃以上９００℃未満での累積圧下量が小さすぎることにより、上記断面密度が不十分となったと考えられる。さらに、比較例１２は、円相当径０．１μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の個数割合が大きすぎるため、ＨＡＺ靭性が良好でない。比較例１２は１，３００℃から１，２００℃までの冷却時間が大きすぎることにより、上記個数割合が増大したと考えられる。
　本明細書の開示内容は、以下の態様を含む。
（態様１）
　Ｃ：０．００５質量％以上０．０７質量％以下、
　Ｓｉ：０質量％以上０．０４質量％以下、
　Ｍｎ：１．４質量％以上２．０質量％以下、
　Ｐ：０質量％超０．０１０質量％以下、
　Ｓ：０質量％超０．００７質量％以下、
　Ａｌ：０．０１０質量％以上０．０４０質量％以下、
　Ｎｉ：０．１質量％以上１．５０質量％以下、
　Ｃｕ：０．１質量％以上０．８質量％以下、
　Ｎｂ：０．００４質量％以上０．０２５質量％以下、
　Ｔｉ：０．０１０質量％以上０．０２５質量％以下、
　Ｎ：０．００４０質量％以上０．００８０質量％以下、
　Ｃａ：０．０００５質量％以上０．００３０質量％以下、並びに
　残部：Ｆｅ及び不可避的不純物
である組成を有し、
　酸不溶性のＴｉの含有量［質量％］を［ｉｎｓｏｌ．Ｔｉ］、上記組成全体を基準とするＴｉの含有量［質量％］を［Ｔｉ］とした場合に下記式（１）を満たす鋼板。
　［ｉｎｓｏｌ．Ｔｉ］／［Ｔｉ］≦０．８０ ・・・（１）
（態様２）
　Ｎの含有量［質量％］を［Ｎ］とした場合に［Ｔｉ］／［Ｎ］が２．０以上５．０以下であり、
　円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の断面密度が２．０×１０５個／ｍｍ２以上、かつ円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物における円相当径０．１μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の個数割合が１５％以下である態様１に記載の鋼板。
（態様３）
　Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ及びＢの含有量［質量％］をそれぞれ［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］及び［Ｂ］とした場合に下記式（２）を満たす態様１又は態様２に記載の鋼板。
（［Ｃ］／１０）０．５×（１＋０．７×［Ｓｉ］）×（１＋３．３３×［Ｍｎ］）×（１＋０．３５×［Ｃｕ］）×（１＋０．３６×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］）×（１＋３×［Ｍｏ］）×（１＋１．７５×［Ｖ］）×（１＋２００×［Ｂ］）×１．１１５≧０．７２ ・・・（２）
（態様４）
　Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの含有量［質量％］をそれぞれ［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］及び［Ｖ］とした場合に下記式（３）を満たす態様１、態様２又は態様３に記載の鋼板。
　１１０×［Ｃ］＋７×［Ｍｎ］＋４×［Ｃｕ］＋５×［Ｎｉ］＋２．８×［Ｃｒ］＋５×［Ｍｏ］＋７．２×［Ｖ］≦２１．５ ・・・（３）
（態様５）
　Ｃｒ：０質量％超１．００質量％以下、
　Ｍｏ：０質量％超０．５０質量％以下、
　Ｖ：０質量％超０．５０質量％以下、
　Ｂ：０質量％超０．０００９質量％以下、
　希土類金属：０質量％超０．００５０質量％以下、及び
　Ｚｒ：０質量％超０．００５０質量％以下
のうち少なくとも１種をさらに含有する態様１から態様４のいずれかに記載の鋼板。
（態様６）
　Ｃ：０．００５質量％以上０．０７質量％以下、
　Ｓｉ：０質量％以上０．０４質量％以下、
　Ｍｎ：１．４質量％以上２．０質量％以下、
　Ｐ：０質量％超０．０１０質量％以下、
　Ｓ：０質量％超０．００７質量％以下、
　Ａｌ：０．０１０質量％以上０．０４０質量％以下、
　Ｎｉ：０．１質量％以上１．５０質量％以下、
　Ｃｕ：０．１質量％以上０．８質量％以下、
　Ｎｂ：０．００４質量％以上０．０２５質量％以下、
　Ｔｉ：０．０１０質量％以上０．０２５質量％以下、
　Ｎ：０．００４０質量％以上０．００８０質量％以下、
　Ｃａ：０．０００５質量％以上０．００３０質量％以下、並びに
　残部：Ｆｅ及び不可避的不純物
である組成を有する溶鋼を鋳造する工程と、
　上記鋳造工程で得られた鋳塊を７５０℃以上８２０℃以下の最終圧延温度で熱間圧延する工程と、
　上記熱間圧延工程後の鋼材を５℃／秒以上の冷却速度で冷却する冷却工程とを備え、
　上記鋳造工程で１，５００℃から１，４５０℃までの冷却を３００秒未満で行うことを特徴とする鋼板の製造方法。
（態様７）
　上記溶鋼が、
　Ｃｒ：０質量％超１．００質量％以下、
　Ｍｏ：０質量％超０．５０質量％以下、
　Ｖ：０質量％超０．５０質量％以下、
　Ｂ：０質量％超０．０００９質量％以下、
　希土類金属：０質量％超０．００５０質量％以下、及び
　Ｚｒ：０質量％超０．００５０質量％以下
のうち少なくとも１種をさらに含有する態様６に記載の鋼板の製造方法。
（態様８）
　Ｃ：０．００５質量％以上０．０７質量％以下、
　Ｓｉ：０質量％以上０．０４質量％以下、
　Ｍｎ：１．４質量％以上２．０質量％以下、
　Ｐ：０質量％超０．０１０質量％以下、
　Ｓ：０質量％超０．００７質量％以下、
　Ａｌ：０．０１０質量％以上０．０４０質量％以下、
　Ｎｉ：０．１質量％以上１．５０質量％以下、
　Ｃｕ：０．１質量％以上０．８質量％以下、
　Ｎｂ：０．００４質量％以上０．０２５質量％以下、
　Ｔｉ：０．０１０質量％以上０．０２５質量％以下、
　Ｎ：０．００４０質量％以上０．００８０質量％以下、
　Ｃａ：０．０００５質量％以上０．００３０質量％以下、並びに
　残部：Ｆｅ及び不可避的不純物
である組成を有し、
　上記組成全体を基準とするＮの含有量［質量％］を［Ｎ］、Ｔｉの含有量［質量％］を［Ｔｉ］とした場合に［Ｔｉ］／［Ｎ］が２．０以上５．０以下であり、
　円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の断面密度が２．０×１０５個／ｍｍ２以上、かつ円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物における円相当径０．１μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の個数割合が１５％以下である鋼板。
（態様９）
　Ｃｒ：０質量％超１．００質量％以下、
　Ｍｏ：０質量％超０．５０質量％以下、
　Ｖ：０質量％超０．５０質量％以下、
　Ｂ：０質量％超０．０００９質量％以下、
　希土類金属：０質量％超０．００５０質量％以下、及び
　Ｚｒ：０質量％超０．００５０質量％以下
のうち少なくとも１種をさらに含有する態様８に記載の鋼板。
（態様１０）
　Ｃ：０．００５質量％以上０．０７質量％以下、
　Ｓｉ：０質量％以上０．０４質量％以下、
　Ｍｎ：１．４質量％以上２．０質量％以下、
　Ｐ：０質量％超０．０１０質量％以下、
　Ｓ：０質量％超０．００７質量％以下、
　Ａｌ：０．０１０質量％以上０．０４０質量％以下、
　Ｎｉ：０．１質量％以上１．５０質量％以下、
　Ｃｕ：０．１質量％以上０．８質量％以下、
　Ｎｂ：０．００４質量％以上０．０２５質量％以下、
　Ｔｉ：０．０１０質量％以上０．０２５質量％以下、
　Ｎ：０．００４０質量％以上０．００８０質量％以下、
　Ｃａ：０．０００５質量％以上０．００３０質量％以下、並びに
　残部：Ｆｅ及び不可避的不純物
である組成を有する溶鋼を鋳造する工程と、
　上記鋳造工程で得られた鋳塊を熱間圧延する工程と、
　上記熱間圧延工程後の鋼材を５℃／秒以上の冷却速度で冷却する冷却工程とを備え、
　上記鋳造工程で、１，５００℃から１，４５０℃までの冷却を３００秒未満、１，３００℃から１，２００℃までの冷却を４５０秒以上６８０秒以下で行い、上記熱間圧延工程で、圧延前の鋳塊を１，０５０℃以上１，２００℃以下で２０分以上５時間以下保持し、９００℃以上での累積圧下量を３０％以上、８２０℃以上９００℃未満での累積圧下量を１５％以上とすることを特徴とする鋼板の製造方法。
（態様１１）
　上記溶鋼が、
　Ｃｒ：０質量％超１．００質量％以下、
　Ｍｏ：０質量％超０．５０質量％以下、
　Ｖ：０質量％超０．５０質量％以下、
　Ｂ：０質量％超０．０００９質量％以下、
　希土類金属：０質量％超０．００５０質量％以下、及び
　Ｚｒ：０質量％超０．００５０質量％以下
のうち少なくとも１種をさらに含有する態様１０に記載の鋼板の製造方法。
　本出願は、出願日が２０１６年２月１５日である日本国特許出願、特願第２０１６－０２６３８０号、出願日が２０１６年７月４日である日本国特許出願、特願第２０１６－１３２９１５号及び出願日が２０１６年１０月３１日である日本国特許出願、特願第２０１６－２１３５７９号を基礎出願とする優先権主張を伴う。特願第２０１６－０２６３８０号、特願第２０１６－１３２９１５号及び特願第２０１６－２１３５７９号は参照することにより本明細書に取り込まれる。
　本開示の鋼板は、母材強度及びＨＡＺ靭性に優れる。また、本開示の鋼板の製造方法は、母材強度及びＨＡＺ靭性に優れる鋼板を得ることができる。

Claims (15)

  1. 　Ｃ：０．００５質量％以上０．０７質量％以下、
    　Ｓｉ：０質量％以上０．０４質量％以下、
    　Ｍｎ：１．４質量％以上２．０質量％以下、
    　Ｐ：０質量％超０．０１０質量％以下、
    　Ｓ：０質量％超０．００７質量％以下、
    　Ａｌ：０．０１０質量％以上０．０４０質量％以下、
    　Ｎｉ：０．１質量％以上１．５０質量％以下、
    　Ｃｕ：０．１質量％以上０．８質量％以下、
    　Ｎｂ：０．００４質量％以上０．０２５質量％以下、
    　Ｔｉ：０．０１０質量％以上０．０２５質量％以下、
    　Ｎ：０．００４０質量％以上０．００８０質量％以下、
    　Ｃａ：０．０００５質量％以上０．００３０質量％以下、並びに
    　残部：Ｆｅ及び不可避的不純物
    である組成を有し、
    　酸不溶性のＴｉの含有量［質量％］を［ｉｎｓｏｌ．Ｔｉ］、上記組成全体を基準とするＴｉの含有量［質量％］を［Ｔｉ］とした場合に下記式（１）を満たす鋼板。
    　［ｉｎｓｏｌ．Ｔｉ］／［Ｔｉ］≦０．８０ ・・・（１）
  2. 　Ｎの含有量［質量％］を［Ｎ］とした場合に［Ｔｉ］／［Ｎ］が２．０以上５．０以下であり、
    　円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の断面密度が２．０×１０５個／ｍｍ２以上、かつ円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物における円相当径０．１μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の個数割合が１５％以下である請求項１に記載の鋼板。
  3. 　Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ及びＢの含有量［質量％］をそれぞれ［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］及び［Ｂ］とした場合に下記式（２）を満たす請求項１に記載の鋼板。
    （［Ｃ］／１０）０．５×（１＋０．７×［Ｓｉ］）×（１＋３．３３×［Ｍｎ］）×（１＋０．３５×［Ｃｕ］）×（１＋０．３６×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］）×（１＋３×［Ｍｏ］）×（１＋１．７５×［Ｖ］）×（１＋２００×［Ｂ］）×１．１１５≧０．７２ ・・・（２）
  4. 　Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ及びＢの含有量［質量％］をそれぞれ［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］及び［Ｂ］とした場合に下記式（２）を満たす請求項２に記載の鋼板。
    （［Ｃ］／１０）０．５×（１＋０．７×［Ｓｉ］）×（１＋３．３３×［Ｍｎ］）×（１＋０．３５×［Ｃｕ］）×（１＋０．３６×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］）×（１＋３×［Ｍｏ］）×（１＋１．７５×［Ｖ］）×（１＋２００×［Ｂ］）×１．１１５≧０．７２ ・・・（２）
  5. 　Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの含有量［質量％］をそれぞれ［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］及び［Ｖ］とした場合に下記式（３）を満たす請求項１に記載の鋼板。
    　１１０×［Ｃ］＋７×［Ｍｎ］＋４×［Ｃｕ］＋５×［Ｎｉ］＋２．８×［Ｃｒ］＋５×［Ｍｏ］＋７．２×［Ｖ］≦２１．５ ・・・（３）
  6. 　Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの含有量［質量％］をそれぞれ［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］及び［Ｖ］とした場合に下記式（３）を満たす請求項２に記載の鋼板。
    　１１０×［Ｃ］＋７×［Ｍｎ］＋４×［Ｃｕ］＋５×［Ｎｉ］＋２．８×［Ｃｒ］＋５×［Ｍｏ］＋７．２×［Ｖ］≦２１．５ ・・・（３）
  7. 　Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの含有量［質量％］をそれぞれ［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］及び［Ｖ］とした場合に下記式（３）を満たす請求項３に記載の鋼板。
    　１１０×［Ｃ］＋７×［Ｍｎ］＋４×［Ｃｕ］＋５×［Ｎｉ］＋２．８×［Ｃｒ］＋５×［Ｍｏ］＋７．２×［Ｖ］≦２１．５ ・・・（３）
  8. 　Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの含有量［質量％］をそれぞれ［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］及び［Ｖ］とした場合に下記式（３）を満たす請求項４に記載の鋼板。
    　１１０×［Ｃ］＋７×［Ｍｎ］＋４×［Ｃｕ］＋５×［Ｎｉ］＋２．８×［Ｃｒ］＋５×［Ｍｏ］＋７．２×［Ｖ］≦２１．５ ・・・（３）
  9. 　Ｃｒ：０質量％超１．００質量％以下、
    　Ｍｏ：０質量％超０．５０質量％以下、
    　Ｖ：０質量％超０．５０質量％以下、
    　Ｂ：０質量％超０．０００９質量％以下、
    　希土類金属：０質量％超０．００５０質量％以下、及び
    　Ｚｒ：０質量％超０．００５０質量％以下
    のうち少なくとも１種をさらに含有する請求項１～８のいずれか１項に記載の鋼板。
  10. 　Ｃ：０．００５質量％以上０．０７質量％以下、
    　Ｓｉ：０質量％以上０．０４質量％以下、
    　Ｍｎ：１．４質量％以上２．０質量％以下、
    　Ｐ：０質量％超０．０１０質量％以下、
    　Ｓ：０質量％超０．００７質量％以下、
    　Ａｌ：０．０１０質量％以上０．０４０質量％以下、
    　Ｎｉ：０．１質量％以上１．５０質量％以下、
    　Ｃｕ：０．１質量％以上０．８質量％以下、
    　Ｎｂ：０．００４質量％以上０．０２５質量％以下、
    　Ｔｉ：０．０１０質量％以上０．０２５質量％以下、
    　Ｎ：０．００４０質量％以上０．００８０質量％以下、
    　Ｃａ：０．０００５質量％以上０．００３０質量％以下、並びに
    　残部：Ｆｅ及び不可避的不純物
    である組成を有する溶鋼を鋳造する工程と、
    　上記鋳造工程で得られた鋳塊を７５０℃以上８２０℃以下の最終圧延温度で熱間圧延する工程と、
    　上記熱間圧延工程後の鋼材を５℃／秒以上の冷却速度で冷却する冷却工程とを備え、
    　上記鋳造工程で１，５００℃から１，４５０℃までの冷却を３００秒未満で行うことを特徴とする鋼板の製造方法。
  11. 　上記溶鋼が、
    　Ｃｒ：０質量％超１．００質量％以下、
    　Ｍｏ：０質量％超０．５０質量％以下、
    　Ｖ：０質量％超０．５０質量％以下、
    　Ｂ：０質量％超０．０００９質量％以下、
    　希土類金属：０質量％超０．００５０質量％以下、及び
    　Ｚｒ：０質量％超０．００５０質量％以下
    のうち少なくとも１種をさらに含有する請求項１０に記載の鋼板の製造方法。
  12. 　Ｃ：０．００５質量％以上０．０７質量％以下、
    　Ｓｉ：０質量％以上０．０４質量％以下、
    　Ｍｎ：１．４質量％以上２．０質量％以下、
    　Ｐ：０質量％超０．０１０質量％以下、
    　Ｓ：０質量％超０．００７質量％以下、
    　Ａｌ：０．０１０質量％以上０．０４０質量％以下、
    　Ｎｉ：０．１質量％以上１．５０質量％以下、
    　Ｃｕ：０．１質量％以上０．８質量％以下、
    　Ｎｂ：０．００４質量％以上０．０２５質量％以下、
    　Ｔｉ：０．０１０質量％以上０．０２５質量％以下、
    　Ｎ：０．００４０質量％以上０．００８０質量％以下、
    　Ｃａ：０．０００５質量％以上０．００３０質量％以下、並びに
    　残部：Ｆｅ及び不可避的不純物
    である組成を有し、
    　上記組成全体を基準とするＮの含有量［質量％］を［Ｎ］、Ｔｉの含有量［質量％］を［Ｔｉ］とした場合に［Ｔｉ］／［Ｎ］が２．０以上５．０以下であり、
    　円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の断面密度が２．０×１０５個／ｍｍ２以上、かつ円相当径０．０４０μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物における円相当径０．１μｍ以上１μｍ以下のＴｉＮ含有析出物の個数割合が１５％以下である鋼板。
  13. 　Ｃｒ：０質量％超１．００質量％以下、
    　Ｍｏ：０質量％超０．５０質量％以下、
    　Ｖ：０質量％超０．５０質量％以下、
    　Ｂ：０質量％超０．０００９質量％以下、
    　希土類金属：０質量％超０．００５０質量％以下、及び
    　Ｚｒ：０質量％超０．００５０質量％以下
    のうち少なくとも１種をさらに含有する請求項１２に記載の鋼板。
  14. 　Ｃ：０．００５質量％以上０．０７質量％以下、
    　Ｓｉ：０質量％以上０．０４質量％以下、
    　Ｍｎ：１．４質量％以上２．０質量％以下、
    　Ｐ：０質量％超０．０１０質量％以下、
    　Ｓ：０質量％超０．００７質量％以下、
    　Ａｌ：０．０１０質量％以上０．０４０質量％以下、
    　Ｎｉ：０．１質量％以上１．５０質量％以下、
    　Ｃｕ：０．１質量％以上０．８質量％以下、
    　Ｎｂ：０．００４質量％以上０．０２５質量％以下、
    　Ｔｉ：０．０１０質量％以上０．０２５質量％以下、
    　Ｎ：０．００４０質量％以上０．００８０質量％以下、
    　Ｃａ：０．０００５質量％以上０．００３０質量％以下、並びに
    　残部：Ｆｅ及び不可避的不純物
    である組成を有する溶鋼を鋳造する工程と、
    　上記鋳造工程で得られた鋳塊を熱間圧延する工程と、
    　上記熱間圧延工程後の鋼材を５℃／秒以上の冷却速度で冷却する冷却工程とを備え、
    　上記鋳造工程で、１，５００℃から１，４５０℃までの冷却を３００秒未満、１，３００℃から１，２００℃までの冷却を４５０秒以上６８０秒以下で行い、上記熱間圧延工程で、圧延前の鋳塊を１，０５０℃以上１，２００℃以下で２０分以上５時間以下保持し、９００℃以上での累積圧下量を３０％以上、８２０℃以上９００℃未満での累積圧下量を１５％以上とすることを特徴とする鋼板の製造方法。
  15. 　上記溶鋼が、
    　Ｃｒ：０質量％超１．００質量％以下、
    　Ｍｏ：０質量％超０．５０質量％以下、
    　Ｖ：０質量％超０．５０質量％以下、
    　Ｂ：０質量％超０．０００９質量％以下、
    　希土類金属：０質量％超０．００５０質量％以下、及び
    　Ｚｒ：０質量％超０．００５０質量％以下
    のうち少なくとも１種をさらに含有する請求項１４に記載の鋼板の製造方法。
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