WO2022045350A1 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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啓介 中井
大貴 今城
真吾 中村
祥晃 新宅
清孝 中島
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日本製鉄株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet and a method for manufacturing the same.
  • the welded structure is welded with a large heat input such as 35 kJ / mm or more.
  • HZ toughness In order to suppress brittle fracture, it is required to improve the toughness (hereinafter referred to as "HAZ toughness") in the heat-affected zone (HAZ) generated when high heat input welding is performed.
  • An object of the present invention is to solve the above-mentioned problems and to provide a steel sheet having high strength and excellent low temperature toughness, fracture toughness and HAZ toughness, and a method for producing the same.
  • the gist of the present invention is the following steel sheet and its manufacturing method.
  • the chemical composition of the steel sheet is mass%.
  • the average length of the former austenite grains at a position 1 / 4t from the surface of the steel sheet in the thickness direction is 20 ⁇ m or less, and the average aspect ratio is 2. .5 or more, It is a composite inclusion containing Zr and B, has a circle equivalent diameter of 0.5 ⁇ m or more, and the ratio of Al 2 O 3 to the total of ZrO 2 , Ti 2 O 3 , and Al 2 O 3 is The number density of the composite inclusions, which is 50% or less by mass, is 5 to 300 pieces / mm 2 . Steel plate. BF ⁇ 0.0030 ...
  • the chemical composition is, instead of a part of the Fe, by mass%.
  • Cu 1.50% or less
  • Ni 2.50% or less
  • Cr 1.00% or less
  • Mo 1.00% or less
  • V 0.150% or less
  • It contains at least one selected from the group consisting of The steel sheet according to (1) above.
  • the chemical composition is, instead of a part of the Fe, by mass%.
  • W 1.00% or less
  • Sn 0.50% or less, It contains at least one selected from the group consisting of The steel sheet according to any one of (1) to (3) above.
  • the chemical composition is, instead of a part of the Fe, by mass%.
  • the method for manufacturing a steel sheet according to any one of (1) to (5) above The said product obtained by comprising a refining step for producing molten steel and a continuous casting step for continuously casting the molten steel to produce a steel piece having the chemical composition according to any one of (1) to (5) above.
  • a steel plate manufacturing method in which a heating process, a hot rolling process, and an accelerated cooling process are sequentially performed on a steel piece.
  • the amount of deoxidized Al to be charged is 0.2 to 1.3 kg per 1 ton of the molten steel, and Zr is added after the dissolved O concentration in the molten steel becomes 0.0050% by mass or less.
  • the average cooling rate when the surface temperature of the steel pieces is between 1200 and 900 ° C. is set to 0.5 ° C./sec or less.
  • the steel pieces are heated to a heating temperature of 950 to 1080 ° C.
  • the hot rolling step includes rough rolling and finish rolling. The rough rolling was carried out in a range where the surface temperature of the steel pieces was Trex or higher. The cumulative rolling reduction in the rough rolling is 10 to 75%. The finish rolling was carried out in a range where the surface temperature of the steel piece was Ar 3 or more and less than Trex .
  • the cumulative rolling reduction in the finish rolling is 65 to 90%, and the time between passes is 15 seconds or less.
  • the time from the completion of the finish rolling to the start of cooling in the accelerated cooling step is set to 50 seconds or less.
  • the cooling stop temperature is 0 to 550 ° C. under the condition that the cooling start temperature is Trex -10 ° C or lower and the average cooling rate from the cooling start to the cooling end is 5 to 50 ° C / sec.
  • Water-cooled to Steel sheet manufacturing method Ar 3 is obtained by the following formula (i), and Trex is obtained by the following formula (ii).
  • the element symbol in the following formula represents the content (mass%) of each element contained in the steel sheet, and if it is not contained, 0 is substituted.
  • a tempering step of heating to a temperature range of 350 to 650 ° C. is further performed.
  • the present inventors first investigated a method for achieving both high strength and improvement of low temperature toughness and fracture toughness. As a result, the strength is increased by using bainite as the main component of the metal structure, and in addition to the miniaturization and flattening of the bainite structure, the bainite ferrite constituting the bainite is refined not only to have low temperature toughness. It was found that the decrease in fracture toughness can be suppressed.
  • B nitride is deposited in the steel with the Zr-containing oxide as the nucleus.
  • Such a composite inclusion containing Zr and B (hereinafter, also simply referred to as “composite inclusion”) functions effectively as an intragranular ferrite formation site and contributes to the miniaturization of the HAZ structure.
  • the HAZ toughness tends to deteriorate as the amount of Zr that dissolves in the steel increases. Therefore, Sol., which is the amount of Zr that dissolves in steel. It is preferable that Zr is 0.0010% by mass or less.
  • BF which is the amount of B that dissolves in the steel, 0.0030% by mass or less.
  • the composite inclusions function more effectively as intragranular ferrite formation sites.
  • the equivalent circle diameter is 0.5 ⁇ m or more, and the ratio of Al 2 O 3 to the total of ZrO 2 , Ti 2 O 3 , and Al 2 O 3 is 50% or less in mass%.
  • the number density of the composite inclusions is 5 to 300 / mm 2 , in-grain ferrite is generated finely and in a large amount in HAZ, and HAZ toughness is improved.
  • Excessive content of Al which acts as a strongly deoxidizing element, in steel inhibits the formation of composite inclusions.
  • the Al content is preferably 0.010% by mass or less.
  • Elements having a stronger deoxidizing power than Al, such as Ca, Mg and REM, may be contained as long as they are in the range of 0.0005% by mass or less in total.
  • C 0.040 to 0.160% C is contained in an amount of 0.040% or more in order to secure the strength of the steel sheet.
  • the C content is 0.040% or more, preferably 0.050% or more or more than 0.050%, more preferably 0.060% or more or more than 0.075%.
  • the C content is 0.160% or less, preferably 0.140% or less, and more preferably 0.120% or less.
  • Si 0.01-0.50% Since Si is effective as a deoxidizing element and a strengthening element, it is contained in an amount of 0.01% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 0.50%, the low temperature toughness, fracture toughness and HAZ toughness are significantly deteriorated, so the Si content is set to 0.50% or less. Therefore, the Si content is 0.01% or more, preferably 0.03% or more, and more preferably 0.05% or more. The Si content is 0.50% or less, preferably 0.40% or less, more preferably 0.35% or less, still more preferably 0.30% or less.
  • Mn 0.70 to 2.50% Mn is contained in an amount of 0.70% or more in order to economically secure the strength of the steel sheet.
  • the Mn content exceeds 2.50%, the central segregation becomes remarkable and the low temperature toughness, fracture toughness and HAZ toughness of the portion where the central segregation occurs deteriorates, so that the Mn content is 2.50%.
  • the Mn content is 0.70% or more, preferably 0.90% or more, and more preferably 1.20% or more.
  • the Mn content is 2.50% or less, preferably 2.00% or less, more preferably 1.80% or less, still more preferably 1.60% or less.
  • P 0.030% or less
  • P is an element present in steel as an impurity.
  • the P content is 0.030% or less. It is preferably 0.020% or less, more preferably 0.015% or less.
  • the lower limit is 0%, but the P content may be 0.0001% or more in consideration of the cost for reducing the P content.
  • S 0.020% or less S is an element present in steel as an impurity.
  • the S content exceeds 0.020%, a large amount of MnS stretched in the central segregation portion is generated, and the low temperature toughness, fracture toughness, HAZ toughness and ductility deteriorate. Therefore, the S content is set to 0.020% or less. It is preferably 0.010% or less. The lower the S content is, the more preferable it is, so the lower limit is not particularly specified, but the S content may be 0.0001% or more from the viewpoint of manufacturing cost.
  • Al 0.010% or less
  • Al is generally an element positively contained as a deoxidizing element.
  • the Al content is excessive, the formation of the desired composite inclusions will be inadequate and the number of effective ferrite formation sites in HAZ will be reduced.
  • the formation of coarse cluster-like alumina (Al 2 O 3 ) -based inclusions is promoted, and not only the HAZ toughness is deteriorated, but also the low temperature toughness and the fracture toughness are deteriorated in some cases. Therefore, the Al content is 0.010% or less, preferably 0.005% or less.
  • N 0.0010 to 0.0080% Since N has the effect of forming a Ti nitride and suppressing an increase in the austenite particle size when the steel piece is heated, it is contained in an amount of 0.0010% or more. However, if the N content exceeds 0.0080%, the steel sheet becomes embrittlement, so the N content is set to 0.0080% or less. Therefore, the N content is 0.0010% or more, preferably 0.0015% or more, and more preferably 0.0020% or more. The N content is 0.0080% or less, preferably 0.0065% or less, and more preferably 0.0060% or less.
  • O 0.0005 to 0.0040%
  • O is an element contained in steel and is dissolved or exists as an oxide. Since it is difficult to clearly separate the two, the O content in the present invention is the total oxygen content (also referred to as TO) in which the two are combined. If the O content is less than 0.0005%, the number of oxide dispersions required for ensuring toughness cannot be obtained. On the other hand, if the O content exceeds 0.0040%, the cleanliness of the molten steel deteriorates, and it may cause a decrease in productivity such as nozzle blockage at the molten steel stage. In addition, coarse oxides are generated and stress concentration occurs in the oxides, so that low temperature toughness, fracture toughness and HAZ toughness deteriorate. Therefore, the O content is set to 0.0005 to 0.0040%.
  • Nb 0.003 to 0.050% Nb can improve the strength and toughness of the steel sheet. Further, in order to obtain a predetermined microstructure, rolling in the unrecrystallized austenite region is required, but Nb is an effective element for expanding the unrecrystallized temperature region, and raises the rolling temperature. It also contributes to productivity improvement. In order to obtain this effect, it is contained in an amount of 0.003% or more. However, if the Nb content exceeds 0.050%, the low temperature toughness, fracture toughness, HAZ toughness and weldability will decrease, so the Nb content should be 0.050% or less. Therefore, the Nb content is 0.003% or more, preferably 0.005% or more, and more preferably 0.008% or more. The Nb content is 0.050% or less, preferably 0.025% or less, and more preferably 0.018% or less.
  • Ti 0.003 to 0.024%
  • Ti is an element that forms a complex inclusion with Zr.
  • the composite inclusions function as intragranular ferrite formation sites in HAZ and contribute to the miniaturization of the HAZ structure. In order to obtain this effect, it is contained in an amount of 0.003% or more.
  • the Ti content exceeds 0.024%, a large amount of Ti nitride is produced, the amount of B nitride produced is suppressed, and the effect of improving HAZ toughness cannot be obtained.
  • Excess Ti also forms TiC, degrading low temperature toughness, fracture toughness and HAZ toughness. Therefore, the Ti content is 0.003% or more, preferably 0.005% or more.
  • the Ti content is 0.024% or less, preferably 0.020% or less.
  • Zr 0.0007 to 0.0050% Zr is described in Sol. Zr and Insol. It is the total with Zr.
  • the Zr content is 0.0007% or more, preferably 0.0010% or more.
  • the Zr content is determined by Insol. Upper limit of Zr and Sol. The total with the upper limit of Zr, that is, 0.0050% or less, preferably 0.0040% or less.
  • Zr is an acid-insoluble Zr, which is Zr contained in inclusions such as complex inclusions.
  • Zr is an important element that forms a Zr-containing oxide that is the core of intragranular transformation.
  • Insol. If the Zr content is less than 0.0007%, the oxide composition required for ensuring toughness is not obtained.
  • Insol. When the Zr content exceeds 0.0040%, most of them are ZrO 2 produced in the molten steel stage, and the frequency of nozzle blockage increases. In addition, Insol. When Zr increases, ZrO 2 is excessively generated and stress is concentrated, so that HAZ toughness is significantly deteriorated. Therefore, Insol.
  • the Zr content is 0.0007 to 0.0040%.
  • Sol. Zr 0.0010% or less
  • Zr represents acid-soluble Zr, that is, Zr that is solid-solved in steel.
  • Sol. As the Zr content increases, the HAZ toughness deteriorates significantly. Therefore, the content is set to 0.0010% or less.
  • Sol. Since the smaller the amount of Zr, the more preferable it is, the lower limit is not particularly specified, and 0% may be used.
  • Zr is measured by the following method. First, a test piece is cut out from a steel sheet and electrolyzed with 10% acetylacetone-1% tetramethylammonium chloride / methanol at a current density of 20 mA / cm 2 by about 0.4 g. The solution used for the electrolysis is filtered through a filter having a pore size of 0.2 ⁇ m, and the extraction residue collected on the filter is contained in the extraction residue by using a known chemical analysis method (for example, ICP emission spectroscopic analysis). The Zr content was measured and Insol. Let it be Zr. Further, from the Zr content (Total Zr) in the steel, Insol. The value obtained by subtracting Zr is calculated as Sol. Let it be Zr.
  • B 0.0003 to 0.0040%
  • B is an element that improves the hardenability of the steel material and precipitates as a B nitride around the Zr-containing oxide to form composite inclusions and improve the intragranular transformation ability.
  • the B content is 0.0003% or more.
  • the B content is 0.0003% or more, preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0010% or more.
  • the B content is 0.0040% or less, preferably 0.0035% or less, and more preferably 0.0030% or less.
  • At least one selected from the group consisting of Cu, Ni, Cr, Mo and V for the purpose of improving the strength is in the range shown below. May be contained in. The reason for limiting each element will be described.
  • Cu 1.50% or less Cu has the effect of improving the strength and toughness of the steel sheet, and may be contained as necessary. However, if Cu is contained in an excessive amount, the performance is not improved in proportion to the increase in alloy cost, but rather it may cause surface cracking. Therefore, the Cu content is 1.50% or less, preferably 1.20% or less, and more preferably 1.00% or less. When the above effect is to be obtained more reliably, the Cu content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.010% or more, still more preferably 0.050% or more.
  • Ni 2.50% or less
  • Ni is an element having an effect of improving the strength of the steel sheet, and may be contained as necessary. Further, Ni is an element having an effect of increasing the toughness of the steel matrix (fabric) in the solid solution state. However, if Ni is excessively contained, low temperature toughness, fracture toughness, HAZ toughness and weldability are deteriorated. Therefore, the Ni content is 2.50% or less, preferably 1.00% or less, more preferably 0.50% or less, still more preferably 0.30% or less. When the above effect is to be obtained more reliably, the Ni content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.010% or more, still more preferably 0.050% or more.
  • Cr 1.00% or less Cr is an element having an effect of improving the strength of the steel sheet, and may be contained as necessary. However, if Cr is excessively contained, the low temperature toughness, fracture toughness, HAZ toughness and weldability are deteriorated. Therefore, the Cr content is 1.00% or less, preferably 0.80% or less, more preferably 0.50% or less, still more preferably 0.30% or less. When the above effect is to be obtained more reliably, the Cr content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.010% or more, still more preferably 0.050% or more.
  • Mo 1.00% or less Mo is an element having an effect of improving the strength of the steel sheet, and may be contained as necessary. However, if Mo is contained in an excessive amount, low temperature toughness, fracture toughness, HAZ toughness and weldability are deteriorated. Therefore, the Mo content is 1.00% or less, preferably 0.80% or less, more preferably 0.50% or less, still more preferably 0.30% or less. When the above effect is to be obtained more reliably, the Mo content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more, still more preferably 0.010% or more.
  • V 0.150% or less Since V is an element having an effect of improving the strength of the steel sheet, it may be contained if necessary. However, if V is excessively contained, low temperature toughness, fracture toughness, HAZ toughness and weldability are deteriorated. Therefore, the V content is 0.150% or less, preferably 0.100% or less, more preferably 0.070% or less, still more preferably 0.050% or less. When the above effect is to be obtained more reliably, the V content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more, still more preferably 0.010% or more.
  • Te In the chemical composition of the steel sheet of the present invention, in addition to the above elements, Te may be further contained in the range shown below for the purpose of miniaturizing the metal structure. The reason for the limitation will be explained.
  • Te 0.0100% or less Te is an element that contributes to the improvement of toughness by refining the structure of the steel sheet, and may be contained as necessary. However, even if Te is excessively contained, the above effect is saturated. Therefore, the Te content is 0.0100% or less, preferably 0.0070% or less, and more preferably 0.0050% or less. When the above effect is to be obtained more reliably, the Te content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0005% or more, still more preferably 0.0010% or more.
  • At least one selected from the group consisting of W and Sn may be contained in the range shown below for the purpose of improving corrosion resistance. .. The reason for limiting each element will be described.
  • W 1.00% or less W is an element that dissolves and adsorbs to rust in the form of oxygen acid ion WO 4- , suppresses the permeation of chloride ions in the rust layer, and improves corrosion resistance, so it is necessary. It may be contained according to the above. However, even if W is excessively contained, not only the above effect is saturated, but also low temperature toughness, fracture toughness and HAZ toughness may be lowered. Therefore, the W content is 1.00% or less, preferably 0.75% or less. When the above effect is to be obtained more reliably, the W content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more, still more preferably 0.010% or more.
  • Sn 0.50% or less
  • Sn is an element that dissolves as Sn 2+ and has an action of suppressing corrosion by an inhibitory action in an acidic chloride solution.
  • Sn has an effect of suppressing the anode melting reaction of steel and improving corrosion resistance. Therefore, it may be contained as needed.
  • the Sn content is 0.50% or less, preferably 0.30% or less.
  • the Sn content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more, still more preferably 0.010% or more.
  • Ca, Mg and REM may be further contained in the range shown below for the purpose of reducing the dissolved oxygen concentration in the molten steel. The reason for the limitation will be explained.
  • Total of Ca, Mg and REM 0.0005% or less
  • Ca, Mg and REM are elements that are more likely to react with oxygen more preferentially than Al. Therefore, it may be contained as needed. However, even if Ca, Mg and REM are excessively contained, the amount of dissolved oxygen in the molten steel cannot be secured and the desired composite inclusions cannot be formed.
  • the total content of Ca, Mg and REM should be 0.0005% or less. More preferably, the Ca content is less than 0.0003%, the Mg content is less than 0.0003%, the REM content is less than 0.0003%, and the total content is 0.0005% or less.
  • REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and the content of the REM means the total content of these elements.
  • BF is the B content present as a solid solution B in the steel. Since it is difficult to directly measure the amount of solid solution B, in the present invention, it is calculated by the above formula.
  • BF is 0.0030% or less, preferably 0.0020% or less, and more preferably 0.0010% or less.
  • the balance is Fe and impurities.
  • impurity is a component mixed with raw materials such as ore and scrap and various factors in the manufacturing process when the steel sheet is industrially manufactured, and is allowed as long as it does not adversely affect the present invention. Means something.
  • the metal structure is mainly bainite. Specifically, by setting the area ratio of bainite at the 1 / 4t position on the C cross section to 80% or more, it is possible to secure the strength of the steel sheet.
  • the area ratio of bainite is preferably 90% or more. It is not necessary to set an upper limit on the area ratio of bainite, that is, it may be bainite single phase.
  • Ferrite, pearlite, and martensite / austenite mixed phase may be mixed as the residual structure, but it is permissible if the total area ratio of these is 20% or less.
  • the total area ratio is preferably 10% or less. It is preferable that the total area ratio of these is small, and the lower limit is not particularly limited.
  • the total area ratio may be 0%. Further, it may be more than 0% or 1% or more.
  • bainite As described above, in addition to using bainite as the main component, by making the bainite structure finer and flatter, and further making the bainite ferrite finer, it is possible to achieve both the strength of the steel sheet and the low temperature toughness and fracture toughness. can. Specifically, the bainite organization must meet the following provisions.
  • Average length of bainitic ferrite 10 ⁇ m or less At the 1 / 4t position in the C cross section, the average length of bainite ferrite constituting bainite in the major axis direction shall be 10 ⁇ m or less.
  • the average length of bainitic ferrite is preferably 8 ⁇ m or less.
  • Average length in the thickness direction of the old austenite grains 20 ⁇ m or less
  • Average aspect ratio of the old austenite grains 2.5 or more
  • the miniaturization of the bainite structure controls the heating temperature before hot rolling to a low level and does not recrystallize. This can be achieved by performing finish rolling at a high-pressure reduction ratio in the region. That is, the old austenite grains of bainite have a shape elongated in the rolling direction. Therefore, at the 1 / 4t position in the L cross section, the average length of the old austenite grains in the thickness direction is 20 ⁇ m or less, and the average aspect ratio is 2.5 or more.
  • the average length of the old austenite grains in the thickness direction is preferably 15 ⁇ m or less. Further, the average aspect ratio of the old austenite grains is preferably more than 2.5, more preferably 4.0 or more.
  • the area ratio of the metal structure is calculated as follows. First, a sample is taken from the steel plate so that the 1 / 4t position on the C cross section is the observation surface. Then, the observation surface is night-game-etched, and after etching, eight fields of view are photographed at a magnification of 500 using an optical microscope. Then, image analysis is performed on the obtained tissue photograph, and the area ratio of each is obtained by using ferrite as the one that looks white and pearlite as the one that looks black.
  • the night-game-etched part is repeller-etched, the part that looks gray by night-game etching is image-analyzed, and the area ratio is obtained with the part that looks white as the MA phase.
  • the average length of bainite ferrite and the area ratio of bainite are calculated by KAM (Kernel Average Missionation) analysis using EBSD (Electron Back Scatter Diffraction).
  • KAM Kernel Average Missionation
  • EBSD Electro Back Scatter Diffraction
  • the region where the local orientation difference exceeds 1.0 ° is bainitic ferrite.
  • bainitic ferrite having a length in the major axis direction of 1 ⁇ m or more is targeted.
  • the area ratio of bainite is the sum of the area ratios of bainite ferrite.
  • the average length and aspect ratio of the old austenite grains in the thickness direction are measured according to JIS G 0551: 2013.
  • a sample is taken from the steel plate so that the 1 / 4t position on the L cross section is the observation surface.
  • the observation surface is mirror-polished, it is corroded by the Behcet-Beaujard method using a saturated aqueous solution of picric acid.
  • the grains that appear black due to corrosion are called old austenite grains.
  • the observation surface on which the old austenite grains are exposed is observed with an optical microscope, and a field of view having an area of 0.05 mm 2 or more is photographed with 8 fields or more (total 0.40 mm 2 or more). Then, the thickness of the old austenite grains is measured by a cutting method based on the tissue photograph taken by an optical microscope, and the average value thereof is taken as the average length in the thickness direction of the old austenite grains. In the measurement, the old austenite grains having a length of 1 ⁇ m or more in the thickness direction are targeted.
  • the maximum length in the major axis direction and the maximum length in the minor axis direction orthogonal to the major axis direction are measured for each old austenite grain, and the ratio (maximum length / short axis in the major axis direction) is measured. Axis maximum length) is calculated. Then, the average value is taken as the average aspect ratio of the old austenite grains.
  • finish rolling is performed in the unrecrystallized region at a high pressure reduction rate, the old austenite grains show a shape extended in the rolling direction, so the major axis direction is the rolling direction and the minor axis direction is the plate thickness direction ( So-called ND direction).
  • the steel sheet according to the present invention has a composite inclusion containing Zr and B in the metal structure. As a result, it becomes an intragranular ferrite formation site during cooling after welding, and HAZ toughness is improved. At this time, too fine composite inclusions contribute less to HAZ toughness. Further, the composite inclusions having a low ratio of Al 2 O 3 function more effectively as the intragranular ferrite formation site.
  • the equivalent circle diameter (diameter) is 0.5 ⁇ m or more, and the ratio of Al 2 O 3 to the total of ZrO 2 , Ti 2 O 3 , and Al 2 O 3 is mass%. Then, pay attention to the composite inclusions which are 50% or less, and control the number density thereof. If the number density of the composite inclusions is less than 5 pieces / mm 2 , the effect of improving HAZ toughness cannot be sufficiently obtained. It is preferable that the number density of the composite inclusions increases because the number of intragranular ferrite formation sites increases, but the effect is saturated even if the number density exceeds 300 pieces / mm 2 . Therefore, the number density of the composite inclusions is set to 5 to 300 pieces / mm 2 .
  • an inclusion containing 5% by mass or more of Zr, 0.1% by mass or more of B, and 1% by mass or more of O is defined as a composite inclusion containing Zr and B.
  • the circle-equivalent diameter and the number density of the composite inclusions can be measured by observing the mirror-polished steel surface by SEM.
  • the range of 10 mm ⁇ 10 mm (100 mm 2 ) was observed by SEM, and by quantitative analysis by the energy dispersive X-ray analyzer (EDX) attached to the SEM, Zr of 5% by mass or more and 0. It contains 1% by mass or more of B and 1% by mass or more of O, and the ratio of Al 2 O 3 to the total of ZrO 2 , Ti 2 O 3 and Al 2 O 3 is 50% by mass or less. Identify the particles. Then, among the particles, the number of particles having a circle equivalent diameter of 0.5 ⁇ m or more is measured, and the number density is measured by dividing by the area of the observed visual field. When measuring the number density, a photograph taken by SEM may be used.
  • EDX energy dispersive X-ray analyzer
  • the mechanical properties of the steel sheet according to the present invention are not particularly limited, but the steel sheet according to the present invention has high strength and is excellent in low temperature toughness and HAZ toughness. Specifically, it is preferable that the yield stress (YS) is 460 to 860 MPa and the tensile strength (TS) is 570 to 980 MPa. Further, it is preferable that the fracture surface transition temperature (vTrs), which is an index of low temperature toughness, is ⁇ 60 ° C. or lower. Further, it is preferable that the Crack Tip Opening Displacement (CTOD) value at ⁇ 10 ° C., which is an index of fracture toughness, is 0.50 mm or more.
  • YS yield stress
  • TS tensile strength
  • vTrs fracture surface transition temperature
  • CTOD Crack Tip Opening Displacement
  • the tensile strength (TS) and yield stress (YS) are measured using a No. 1B tensile test piece collected from the center of the plate thickness in the direction perpendicular to the rolling direction based on JIS Z 2241: 2011. Specifically, the yield stress (YS) is the proof stress of the permanent elongation method at 0.2% permanent elongation.
  • the evaluation of the fracture surface transition temperature (vTrs) is based on JIS Z 2242: 2005, and the test piece is a V-notch test piece and is collected so as to include the 1 / 4t position of the steel plate. Further, according to ISO 15653: 2018, a CTOD test piece having the total thickness in the plate thickness direction of the base metal as the notch position of 3-point bending is collected, and the CTOD value at ⁇ 10 ° C. is measured.
  • the Charpy absorption energy of HAZ at ⁇ 20 ° C. when welding is performed under the condition that the welding heat input amount is 35 kJ / mm is 100 J or more at the average value of three measurements and 50 J or more at the minimum value. Is preferable.
  • the Charpy absorption energy of HAZ is measured by the following method.
  • a heat cycle that reproduces welding with a heat input of 35 kJ / mm (large heat input welding) is applied to the steel sheet.
  • the temperature is held at 1400 ° C for 5 seconds, and then the temperature range from 800 ° C to 500 ° C, which is the temperature range related to intragranular transformation, is 1.0. Cool at a controlled rate of ° C / sec.
  • V-notch test pieces Three V-notch test pieces are collected from the steel sheet after the thermal cycle is applied, and a Charpy impact test is performed at ⁇ 20 ° C. to measure the absorption energy (vE- 20 ).
  • the V-notch test piece is manufactured according to the V-notch test piece described in JIS Z 2242: 2005, and the Charpy impact test is performed according to JIS Z 2242: 2005. Then, the average value and the minimum value of vE- 20 of the three test pieces are obtained.
  • the thickness of the steel plate according to the present invention is not particularly limited, but when used as a welded structure, the thickness is preferably 10 to 70 mm, preferably 20 to 60 mm. Is more preferable. Further, the effect of improving the low temperature toughness and the fracture toughness in the present invention is remarkably exhibited when the thickness is less than 50 mm.
  • (E) Method for manufacturing steel plate The manufacturing conditions for the steel plate according to the present invention are not particularly limited, but for example, the refining step, the continuous casting step, the heating step, the hot rolling step and the accelerated cooling step are sequentially performed under the conditions shown below. By doing so, it can be manufactured. Each process will be described.
  • the refining process is a process for producing molten steel.
  • the amount of deoxidized Al to be charged is 0.2 to 1.3 kg per 1 ton of molten steel.
  • the amount of deoxidized Al is 0.2 to 1.3 kg per 1 ton of molten steel.
  • the amount of deoxidized Al is 0.2 kg / t or more, the dissolved O concentration can be reduced and the Zr-containing oxide can be finely dispersed.
  • the amount of deoxidized Al can be added using, for example, a converter.
  • B is added after 1 minute or more has passed from the addition of Zr.
  • B segregates on the surface layer of the Zr-containing oxide, and B nitride can be deposited.
  • the time from the addition of Zr to the addition of B does not need to be set in particular, but is preferably 5 minutes or less.
  • the addition of Zr and B can be performed, for example, in a recirculation type degassing device.
  • the continuous casting step is a step of continuously casting molten steel to produce steel pieces having the above-mentioned chemical composition.
  • the average cooling rate when the surface temperature of the steel pieces is between 1200 and 900 ° C. is 0.5 ° C./sec or less.
  • the heating step is a step that contributes to the microstructure control of the austenite phase by heating the steel pieces.
  • the above steel pieces are heated to a heating temperature of 950 to 1080 ° C.
  • the heating step may be performed in a heating furnace.
  • heating the steel pieces to 950 to 1080 ° C. means heating the steel pieces so that the average temperature of the total thickness of the steel pieces when extracted from the heating furnace is in the range of 950 to 1080 ° C., and is described in the present specification.
  • the average temperature of the total thickness of the steel pieces is referred to as the heating temperature of the steel pieces.
  • the total thickness average temperature can be calculated from the temperature in the heating furnace, the heating time, and the surface temperature of the steel piece.
  • the heating temperature is less than 950 ° C., austeniticization becomes insufficient and hardenability is lowered due to the miniaturization of austenite grains, so that it is difficult to obtain a thick steel sheet and high strength steel sheet. Further, the miniaturization of the austenite grains promotes recrystallization during finish rolling, so that the aspect ratio of the old austenite grains is lowered. Further, when the heating temperature exceeds 1080 ° C., the austenite grains become coarse and it becomes difficult to make the bainite structure finer in the final structure.
  • the preferred heating temperature range is 1000-1050 ° C.
  • the hot rolling process includes rough rolling and finish rolling.
  • Rough rolling is carried out in the range where the surface temperature of the steel pieces is Trex or higher. That is, the rough rolling is started when the surface temperature of the steel pieces is Trex or higher, and the rough rolling is finished when the surface temperature of the steel pieces is Trex or higher.
  • the surface temperature at the end of rough rolling may be higher than the surface temperature at the start of rough rolling. It is considered that this is due to the effect of processing heat generation due to rough rolling and the effect of heat transfer in the plate thickness direction of the steel piece due to the internal temperature being higher than the surface temperature.
  • the cumulative rolling reduction in rough rolling shall be in the range of 10 to 75%.
  • the cumulative rolling reduction in rough rolling is a value obtained by subtracting the plate thickness after the end of rough rolling from the plate thickness at the start of rough rolling and dividing by the plate thickness at the start of rough rolling. If the cumulative rolling reduction during rough rolling is less than 10%, it is difficult to make the austenite finer by recrystallization, and porosity may remain to cause internal cracking, resulting in deterioration of ductility and toughness. In addition, when the cumulative rolling reduction rate exceeds 75%, the austenite grains become excessively fine, and recrystallization during finish rolling is promoted, so that the aspect ratio of the old austenite grains decreases and the number of passes increases. As a result, productivity decreases.
  • the preferred cumulative reduction rate is 30-60%.
  • the steel piece after rough rolling is referred to as a steel plate.
  • Subsequent finish rolling is carried out in the range where the surface temperature of the steel sheet is Ar 3 or more and less than Trex . That is, it is cooled after the rough rolling is completed, the finish rolling is started when the surface temperature of the steel sheet is Ar 3 or more and less than Trex , and the finish rolling is finished when the surface temperature of the steel sheet is Ar 3 or more and less than Trex . ..
  • By performing the finish rolling in the range of less than Trex it becomes possible to impart strain to the austenite grains without recrystallization. This makes it possible to miniaturize bainite in the final structure.
  • the finishing temperature is set in the range where the surface temperature is Trex or higher, recrystallization is promoted and the aspect ratio of the old austenite grains is lowered.
  • the finish rolling is performed in the range where the surface temperature is less than Ar 3 , processed ferrite may be generated and the final structure may not have a bainite-based structure.
  • the cumulative rolling reduction in finish rolling shall be in the range of 65 to 90%.
  • the cumulative rolling reduction in finish rolling is a value obtained by subtracting the plate thickness after the end of finish rolling from the plate thickness at the start of finish rolling (after the end of rough rolling) and dividing by the plate thickness at the start of finish rolling.
  • the time between passes in finish rolling shall be 15 seconds or less.
  • the inter-pass time exceeds 15 seconds, the strain applied by the processing is recovered, the bainite in the final structure cannot be sufficiently refined, recrystallization is promoted, and the aspect ratio of the old austenite grains is lowered.
  • the shorter the inter-pass time the more preferable it is. Therefore, it is not necessary to set a lower limit, but it is preferably 3 seconds or more from the viewpoint of operability.
  • finish rolling is performed by reverse rolling.
  • the time between passes in finish rolling means that the steel sheet is rolled by a rolling roll while moving forward, the rear end of the steel sheet comes out of the rolling roll, the traveling direction of the steel sheet is reversed backward, and the rear end of the steel sheet is again. Means the time it takes for the roll to be bitten into the rolling roll.
  • the time from the completion of finish rolling to the start of cooling in the accelerated cooling process described later is set to 50 seconds or less.
  • the time from the completion of finish rolling to the start of cooling exceeds 50 seconds, the strain applied by the processing is recovered, bainite in the final structure cannot be sufficiently refined, recrystallization is promoted, and the old austenite grains are promoted.
  • the aspect ratio of is reduced.
  • the time from the completion of finish rolling to the start of cooling means the time from when the tip of the steel sheet traveling forward passes through the rolling roll in the final pass to the start of water cooling.
  • Ar 3 means the transformation start temperature at which the transformation from the austenite grains to the ferrite grains starts in the temperature lowering process, and is obtained by the following formula (i).
  • Trex means the recrystallization temperature which is the lowest temperature at which equiaxial recrystallized grains can be generated and grown, and is obtained by the following equation (ii).
  • the element symbol in the following formula represents the content (mass%) of each element contained in the steel sheet, and if it is not contained, 0 is substituted.
  • (E) Accelerated cooling process In the accelerated cooling process, the steel sheet that has been finished rolled is water-cooled. At this time, water cooling is performed to a cooling stop temperature of 0 to 550 ° C. under the condition that the cooling start temperature is Trex -10 ° C. or lower and the average cooling rate from the cooling start to the cooling end is 5 to 50 ° C./sec. ..
  • the final structure can be made mainly bainite by water cooling to a cooling stop temperature of 0 to 550 ° C at an average cooling rate of 5 to 50 ° C / sec.
  • the average cooling rate and the cooling stop temperature are adjusted according to the value of Ceq in the chemical composition of the steel sheet, and are set to conditions under which martensitic transformation does not occur.
  • (F) Tempering step After the accelerated cooling step, a tempering step of heating to a temperature range of 350 to 650 ° C. may be further provided. By performing the tempering step, it is possible to reduce the dislocation density that has become excessively high due to cooling. When the cooling stop temperature in the accelerated cooling step is high, the self-tempering effect can be obtained, so that the tempering step does not have to be performed. On the other hand, in the accelerated cooling step, for example, when the cooling is performed to about room temperature, it is preferable to perform a tempering step.
  • the hot metal ejected from the blast furnace was desulfurized by hot metal pretreatment, de-P and de-C treatment was performed in a converter type refining vessel, and deoxidized Al was added, and then steel was received in a ladle. At the time of steel ejection, alloying elements were added and cover slag for heat insulation was added.
  • the molten steel in the ladle was depressurized with an RH vacuum degassing device.
  • RH vacuum degassing device During melting, molten steel samples were taken as appropriate and subjected to analysis to obtain molten steel components. The molten steel temperature changed from 1560 ° C to 1610 ° C.
  • alloys other than Zr and B were added to adjust the components, and vacuum degassing was performed to adjust the dissolved O concentration. The dissolved O concentration was measured using an oxygen concentration probe.
  • Zr and B were added, and a reflux treatment was performed to mix them uniformly.
  • Zr was added and B was added after a predetermined time had elapsed.
  • the time from the addition of Zr to the addition of B is indicated by a minus.
  • steel pieces having the chemical compositions shown in Tables 1 and 2 were produced by a continuous casting method.
  • the average cooling rate was appropriately adjusted when the surface temperature of the steel pieces was between 1200 and 900 ° C.
  • Tables 3 and 4 show the amount of deoxidized Al (kg / t) to be added per 1 ton of molten steel in the refining step, the concentration of dissolved O in the molten steel when Zr is added (mass%), and after adding Zr.
  • the time (minutes) until the addition of B and the average cooling rate (° C / sec) between 1200 and 900 ° C. in the continuous casting process are shown. Further, using the above steel pieces, a steel plate having a plate thickness of 10 to 70 mm was prototyped according to the production conditions shown in Tables 5 and 6.
  • the metallographic structure of the obtained steel sheet was observed, and the area ratio of each structure was measured. Specifically, first, a sample was taken from the steel plate so that the 1 / 4t position on the C cross section was the observation surface. Then, the observation surface is nital-etched, and after etching, eight fields of view are photographed at a magnification of 500 using an optical microscope, and image analysis is performed on the obtained microstructure photograph. Was taken as pearl light, and the area ratio of each was calculated.
  • the part that had been etched by night game was subjected to repera etching, and the image analysis was performed on the part that looked gray by night game etching, and the area ratio was calculated with the part that looked white as the MA phase.
  • the average length of bainitic ferrite and the area ratio of bainite were calculated by KAM analysis using EBSD.
  • the region where the local orientation difference exceeds 1.0 ° was defined as bainitic ferrite.
  • bainitic ferrite having a length in the major axis direction of 1 ⁇ m or more was targeted.
  • the area ratio of bainite is the sum of the area ratios of bainite ferrite.
  • the average length and the average aspect ratio of the old austenite grains in the thickness direction were measured according to JIS G 0551: 2013.
  • a sample was taken from the steel plate so that the 1 / 4t position on the L cross section was the observation surface.
  • the observation surface was mirror-polished, it was corroded by the Behcet-Beaujard method using a saturated aqueous solution of picric acid to reveal old austenite grains.
  • the observation surface on which the old austenite grains appeared was observed with an optical microscope, and a field of view with an area of 0.05 mm 2 or more was photographed for 8 fields or more (total 0.40 mm 2 or more). Then, the thickness of the old austenite grains was measured by a cutting method based on the tissue photograph taken by an optical microscope, and the average value was taken as the average length in the thickness direction of the old austenite grains. In the measurement, old austenite grains having a length of 1 ⁇ m or more in the thickness direction were targeted.
  • the maximum length in the major axis direction and the maximum length in the minor axis direction orthogonal to the major axis direction were measured for each old austenite grain, and the ratio (maximum length / short axis) was measured. The maximum axis length) was calculated, and the average value was taken as the average aspect ratio of the old austenite grains.
  • a test piece was cut out from the steel sheet and electrolyzed with 10% acetylacetone-1% tetramethylammonium chloride / methanol at a current density of 20 mA / cm 2 in an amount of about 0.4 g.
  • the solution used for the electrolysis was filtered through a filter having a pore size of 0.2 ⁇ m, and the Zr content in the extraction residue was measured by using ICP emission spectroscopy for the extraction residue collected on the filter. It was Zr. Further, from the Zr content contained in the steel, Insol. The value obtained by subtracting Zr is calculated as Sol. It was Zr.
  • the surface of the steel plate is mirror-polished, the range of 10 mm ⁇ 10 mm (100 mm 2 ) is observed by SEM, and quantitative analysis by EDX attached to SEM shows Zr of 5% by mass or more and 0.1% by mass.
  • the number of particles having a circle equivalent diameter of 0.5 ⁇ m or more was measured, and the number density was measured by dividing by the area of the observed visual field.
  • the measurement results are shown in Tables 7 and 8.
  • the ferrite area ratio is "F fraction”
  • the pearlite area ratio is “P fraction”
  • the bainite area ratio is “B fraction”
  • the MA phase area ratio is "MA fraction”.
  • the average length of bainitic ferrite in the major axis direction is referred to as "BF length”.
  • TS tensile strength
  • YS yield stress
  • the test piece was measured using a No. 1B tensile test piece collected with the direction perpendicular to the rolling direction (width direction) from the center of the plate thickness as the longitudinal direction.
  • the yield stress (YS) was the proof stress of the permanent elongation method when the permanent elongation was 0.2%.
  • those having a YS of 460 MPa or more and a TS of 570 MPa or more are considered to have high strength.
  • V-notch test pieces were collected so as to include the 1 / 4t position of the steel plate, and the fracture surface transition temperature (vTrs) was evaluated in accordance with JIS Z 2242: 2005. At this time, two V-notch test pieces were taken so that the longitudinal direction of the test pieces coincided with the rolling direction and the width direction of the steel sheet. In this example, the two test pieces having vTrs of ⁇ 60 ° C. or lower were considered to have excellent low temperature toughness.
  • CTOD test pieces having the total thickness in the plate thickness direction of the base metal as the notch position of 3-point bending were collected, and the CTOD value at ⁇ 10 ° C. was measured.
  • the test was performed 3 times and the minimum values are shown in the table. In this example, those having a minimum CTOD value of 0.50 mm or more at ⁇ 10 ° C. are considered to have excellent fracture toughness.
  • the Charpy absorption energy of HAZ at ⁇ 20 ° C. when welding was performed under the condition that the welding heat input amount was 35 kJ / mm was measured by the following method.
  • a heat cycle was applied to the steel sheet to reproduce welding with a heat input of 35 kJ / mm (large heat input welding).
  • the temperature is held at 1400 ° C for 5 seconds, and then the temperature range from 800 ° C to 500 ° C, which is the temperature range related to intragranular transformation, is 1.0. Cooling was controlled to a rate of ° C./sec.
  • V-notch test pieces were collected from each of the steel sheets after the thermal cycle was applied, and a Charpy impact test was performed at ⁇ 20 ° C. to measure the absorption energy (vE- 20 ).
  • the V-notch test piece was manufactured according to the V-notch test piece described in JIS Z 2242: 2005, and the Charpy impact test was performed according to JIS Z 2242: 2005. Then, the average value and the minimum value of vE- 20 of the three test pieces were obtained. In this example, those having an average value of vE- 20 of 100 J or more and a minimum value of 50 J or more are considered to have excellent HAZ toughness.
  • Test No. 27 the C content was excessive, so that the low temperature toughness, fracture toughness and HAZ toughness deteriorated.
  • Test No. 28 had a low C content, insufficient strength, and deteriorated low temperature toughness and fracture toughness.
  • Test No. 29 the low temperature toughness, fracture toughness and HAZ toughness deteriorated due to the excessive Si content.
  • Test No. 30 the low temperature toughness, fracture toughness and HAZ toughness deteriorated due to the excessive Mn content.
  • the Mn content was low and the bainite area ratio was low, resulting in insufficient strength and deterioration of low temperature toughness and fracture toughness.
  • Test number 32 deteriorated low temperature toughness, fracture toughness and HAZ toughness due to excessive contents of P and S.
  • the Al content was excessive and the formation of the desired composite inclusion was insufficient, so that the HAZ toughness deteriorated.
  • Test No. 34 the N content was excessive and the bainite area ratio was low, so that the strength was insufficient and the low temperature toughness and fracture toughness deteriorated.
  • Test No. 35 the N content was low and the old austenite grains became coarse, so that the low temperature toughness and the fracture toughness deteriorated.
  • Test number 36 had an excessive O content, so that the low temperature toughness, fracture toughness and HAZ toughness deteriorated.
  • Test No. 37 had a low O content and insufficient formation of the desired complex inclusions, resulting in deterioration of HAZ toughness.
  • Test number 38 had an excessive Nb content, resulting in deterioration of low temperature toughness, fracture toughness and HAZ toughness.
  • the Nb content was low, the BF length was excessive, and the aspect ratio of the old austenite grains was small, so that the low temperature toughness and the fracture toughness deteriorated.
  • Test No. 40 the low temperature toughness, fracture toughness and HAZ toughness deteriorated due to the excessive Ti content.
  • Test No. 41 the Ti content was low, and the BF length and the austenite granules were coarsened, so that the low temperature toughness and the fracture toughness deteriorated.
  • Test number 44 has an excessive Zr content, so Insol. The Zr content became excessive and the HAZ toughness deteriorated.
  • Test number 45 has a low Zr content and is described in Insol. The HAZ toughness deteriorated due to the low Zr content and insufficient formation of the desired complex inclusions. Since test number 46 did not contain B, no desired composite inclusions were formed and the HAZ toughness deteriorated. In addition, the low bainite area ratio resulted in insufficient strength and deterioration of low temperature toughness and fracture toughness.
  • Test number 47 had an excessive amount of deoxidized Al, while test number 48 had a low amount of deoxidized Al. In test numbers 48 and 49, the dissolved O concentration at the time of adding Zr was excessive. Further, in the test number 50, the time from the addition of Zr to the addition of B was short, and in the test number 51, B was added before the addition of Zr. Further, the test number 52 had a high average cooling rate in the continuous casting process. Therefore, in any of the examples, the formation of the desired composite inclusions was insufficient, and the HAZ toughness deteriorated.
  • test number 53 the heating temperature in the heating step was high, the BF length and the old austenite granules were coarsened, and the low temperature toughness and the fracture toughness were deteriorated.
  • Test No. 54 the heating temperature was low and the bainite area ratio was low, so that the strength was insufficient and the low temperature toughness and fracture toughness deteriorated.
  • Test No. 55 since the end temperature of rough rolling was less than Trex , the BF length and the old austenite grains were coarsened, and the low temperature toughness and fracture toughness deteriorated.
  • Test No. 56 has a high cumulative reduction rate of rough rolling, while Test No. 57 has a low cumulative reduction rate.
  • the BF length and the former austenite grains are coarsened, and the aspect ratio of the former austenite grains is reduced, resulting in a low temperature. Toughness and fracture toughness deteriorated.
  • Test No. 58 since the start temperature of the finish rolling was Trex or higher, the BF length and the austenite grain were coarsened, the aspect ratio of the austenite grain was lowered, and the low temperature toughness and the fracture toughness were deteriorated.
  • test number 59 since the end temperature of the finish rolling was less than Ar 3 , the processed ferrite was excessively generated and the strength was insufficient. In addition, the low bainite area ratio resulted in insufficient strength and deterioration of low temperature toughness and fracture toughness.
  • Test number 60 has a high cumulative rolling reduction and a low aspect ratio of the old austenite grains, while test number 61 has a low cumulative rolling rate, the BF length and the old austenite grains are coarsened, and the old austenite grains are coarse. Due to the decrease in the aspect ratio of, the low temperature toughness and the fracture toughness deteriorated.
  • test number 62 the time between passes is long, and in test number 63, the time from the completion of finish rolling to the start of cooling is long, so that the BF length becomes coarse and the aspect ratio of the old austenite grains decreases, and the low temperature toughness and fracture toughness Has deteriorated.
  • Test No. 64 the cooling rate in the accelerated cooling step was high, so that the MA phase was excessively generated, so that the low temperature toughness and the fracture toughness deteriorated.
  • Test No. 65 the cooling rate was low, and in Test No. 66, the cooling stop temperature was high. Therefore, neither of them had a bainite-based structure, the strength was insufficient, and the low temperature toughness and the fracture toughness deteriorated.
  • Test No. 67 the cooling start temperature exceeded Trex -10 ° C. and the BF length became coarse, so that the low temperature toughness was good, but the fracture toughness deteriorated.
  • the steel plate according to the present invention can be suitably used as a material for welded structures such as ships, high-rise buildings, other buildings, bridges, marine structures, LNG storage tanks and other large tanks, and line pipes. ..

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Abstract

化学組成が、質量％で、C：0.040～0.160％、Si：0.01～0.50％、Mn：0.70～2.50％、P：0.030％以下、S：0.020％以下、Al：0.010％以下、N：0.0010～0.0080％、O：0.0005～0.0040％、Nb：0.003～0.050％、Ti：0.003～0.024％、Zr：0.0007～0.0050％、Insol.Zr：0.0007～0.0040％、Sol.Zr：0.0010％以下、B：0.0003～0.0040％、残部：Feおよび不純物、BF≦0.0030であり、C断面で1/4t位置の金属組織が、80面積％以上のベイナイトを含み、ベイナイトを構成するベイニティックフェライトの長軸方向の平均長さが10μｍ以下、L断面で1/4t位置の旧オーステナイト粒の、厚さ方向における平均長さが20μm以下、アスペクト比の平均が2.5以上であり、所定の径および成分を有する複合介在物の個数密度が5～300個/mm2である、鋼板。

Description

鋼板およびその製造方法
　本発明は、鋼板およびその製造方法に関する。
　鋼板の用途として、船舶、高層建築物、その他の建築物、橋梁、海洋構造物、ＬＮＧ貯蔵タンクその他の大型タンク、ラインパイプ等の溶接構造物が挙げられる（例えば、特許文献１～５参照）。近年、コンテナ船の積載重量増大等のため、溶接構造物の大型化が進められている。これに伴い、鋼板には板厚の厚肉化および高強度化が求められている。加えて、上記のような溶接構造物では、一層の安全性および信頼性の観点から、低温靱性および破壊靱性のさらなる向上が課題になっている。
　さらに、溶接構造物には、例えば、３５ｋＪ／ｍｍ以上といった大入熱の溶接が行われることが一般的である。脆性破壊を抑制するためには、大入熱溶接を行った際に生じる溶接熱影響部（ＨＡＺ：Ｈｅａｔ　Ａｆｆｅｃｔｅｄ　Ｚｏｎｅ）における靱性（以下、「ＨＡＺ靱性」という。）の改善が求められている。
特開２０１９－０２３３２２号公報 特開２０１９－０２３３２３号公報 特開２０１９－０２３３２４号公報 特開２０１９－０３５１０７号公報 国際公開第２０１９／０６９７７１号
　しかしながら、一般的に、強度と低温靱性およびＨＡＺ靱性との間には、いわゆるトレードオフの関係が存在するため、これらを両立することは容易ではなかった。さらに、破壊靱性の向上に関しては、これまでほとんど検討がなされていなかったのが現状である。
　本発明は、上記の課題を解決し、高い強度を有し、かつ低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性に優れる鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明は、下記の鋼板およびその製造方法を要旨とする。
　（１）鋼板の化学組成が、質量％で、
　Ｃ　：０．０４０～０．１６０％、
　Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
　Ｍｎ：０．７０～２．５０％、
　Ｐ　：０．０３０％以下、
　Ｓ　：０．０２０％以下、
　Ａｌ：０．０１０％以下、
　Ｎ　：０．００１０～０．００８０％、
　Ｏ　：０．０００５～０．００４０％、
　Ｎｂ：０．００３～０．０５０％、
　Ｔｉ：０．００３～０．０２４％、
　Ｚｒ：０．０００７～０．００５０％、
　Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ：０．０００７～０．００４０％、
　Ｓｏｌ．Ｚｒ：０．００１０％以下、
　Ｂ　：０．０００３～０．００４０％、
　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
　下記（Ｉ）式を満足し、
　前記鋼板の圧延方向に垂直な断面において、前記鋼板の厚さをｔとした時に、前記鋼板の表面から１／４ｔの位置における金属組織が、
　面積％で、８０％以上のベイナイトを含み、かつ、
　前記ベイナイトを構成するベイニティックフェライトの長軸方向の平均長さが１０μｍ以下であり、
　前記鋼板の圧延方向および厚さ方向に平行な断面において、前記鋼板の表面から１／４ｔの位置における旧オーステナイト粒の、厚さ方向における平均長さが２０μｍ以下であり、アスペクト比の平均が２．５以上であり、
　ＺｒおよびＢを含む複合介在物であって、円相当径が０．５μｍ以上であり、かつ、ＺｒＯ２、Ｔｉ２Ｏ３、およびＡｌ２Ｏ３の合計に占めるＡｌ２Ｏ３の割合が、質量％で、５０％以下である前記複合介在物の個数密度が５～３００個／ｍｍ２である、
　鋼板。
　ＢＦ≦０．００３０　　・・・（Ｉ）
　但し、
　ＢＦ´＞Ｂの場合は、ＢＦ＝Ｂ
　０＜ＢＦ´≦Ｂの場合は、ＢＦ＝ＢＦ´
　ＢＦ´≦０の場合は、ＢＦ＝０
　とし、ＢＦ´は下記（II）式で表される。
　ＢＦ´＝Ｂ－（Ｎ－（Ｔｉ－（Ｏ－Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ×（３２／９１．２２４））×（９５．７３／４８））×（１４／４７．８６７））×（１０．８１１／１４）　　・・・（II）
　なお、上記式中の元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
　（２）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
　Ｃｕ：１．５０％以下、
　Ｎｉ：２．５０％以下、
　Ｃｒ：１．００％以下、
　Ｍｏ：１．００％以下、および
　Ｖ　：０．１５０％以下、
　からなる群から選択される少なくとも１種以上を含有するものである、
　上記（１）に記載の鋼板。
　（３）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
　Ｔｅ：０．０１００％以下、
　を含有するものである、
　上記（１）または（２）に記載の鋼板。
　（４）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
　Ｗ　：１．００％以下、および
　Ｓｎ：０．５０％以下、
　からなる群から選択される少なくとも１種以上を含有するものである、
　上記（１）から（３）までのいずれかに記載の鋼板。
　（５）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの合計：０．０００５％以下、
　を含有するものである、
　上記（１）から（４）までのいずれかに記載の鋼板。
　（６）上記（１）から（５）までのいずれか１項に記載の鋼板の製造方法であって、
　溶鋼を製造する精錬工程と、前記溶鋼を連続鋳造して上記（１）から（５）までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼片を製造する連続鋳造工程とを備え、得られた前記鋼片に対して、加熱工程、熱間圧延工程および加速冷却工程を順に施す、鋼板の製造方法において、
　前記精錬工程では、投入する脱酸Ａｌ量を、前記溶鋼１ｔ当たり０．２～１．３ｋｇとし、前記溶鋼中の溶存Ｏ濃度が０．００５０質量％以下となってからＺｒを添加し、かつ前記Ｚｒの添加から１分以上経過した後にＢを添加し、
　前記連続鋳造工程では、前記鋼片の表面温度が１２００～９００℃の間における平均冷却速度を０．５℃／秒以下とし、
　前記加熱工程では、前記鋼片を９５０～１０８０℃の加熱温度まで加熱し、
　前記熱間圧延工程は、粗圧延と仕上圧延とを含み、
　前記粗圧延は、前記鋼片の表面温度がＴｒｅｘ以上の範囲で実施し、
　前記粗圧延における累積圧下率を１０～７５％とし、
　前記仕上圧延は、前記鋼片の表面温度がＡｒ３以上Ｔｒｅｘ未満の範囲で実施し、
　前記仕上圧延における累積圧下率を６５～９０％として、かつパス間時間を１５秒以下とし、
　前記仕上圧延完了から、前記加速冷却工程における冷却開始までの時間を５０秒以下とし、
　前記加速冷却工程では、冷却開始温度をＴｒｅｘ－１０℃以下とし、かつ、冷却開始から冷却終了までの平均冷却速度が５～５０℃／秒となる条件で、０～５５０℃の冷却停止温度まで水冷する、
　鋼板の製造方法。
　ここで、Ａｒ３は下記（ｉ）式で求められ、Ｔｒｅｘは下記（ii）式で求められる。なお、下記式中の元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
　Ａｒ３＝９１０－３１０×Ｃ＋６５×Ｓｉ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－５５×Ｎｉ－１５×Ｃｒ－８０×Ｍｏ　　　・・・（ｉ）
　Ｔｒｅｘ＝－９１９００［Ｎｂ＊］２＋９４００［Ｎｂ＊］＋７７０　　　・・・（ii）
　但し、下記（iii）式で求められる固溶Ｎｂ量（質量％）を、ｓｏｌ．Ｎｂとした時に、
　Ｎｂ≧ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝ｓｏｌ．Ｎｂ
　Ｎｂ＜ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝Ｎｂ
　とする。
　ｓｏｌ．Ｎｂ＝（１０（－６７７０／（Ｔ＋２７３）＋２．２６））／（Ｃ＋１２／１４×Ｎ）　　　・・・（iii）
　なお、上記式中のＴは加熱工程における鋼片の加熱温度（℃）を表す。
　（７）前記加速冷却工程の後に、３５０～６５０℃の温度範囲まで加熱する焼戻し工程をさらに施す、
　上記（６）に記載の鋼板の製造方法。
　本発明によれば、高い強度を有し、かつ低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性に優れる鋼板を得ることが可能になる。
　本発明者らは上記課題に対して詳細な検討を行った結果、以下の知見を得るに至った。
　上述のように、強度と低温靱性およびＨＡＺ靱性との間には、いわゆるトレードオフの関係が存在する。加えて、本発明者らの検討の結果、強度と破壊靱性との両立も容易でないことが分かった。そこで、まず、本発明者らは高強度化と低温靱性および破壊靱性の向上とを両立する方法について検討を行った。その結果、金属組織をベイナイト主体とすることで高強度化するとともに、ベイナイト組織の微細化および扁平化に加えて、ベイナイトを構成するベイニティックフェライトを微細化することで、低温靱性だけでなく破壊靱性の低下を抑制できることが分かった。
　また、熱間圧延前の加熱温度を低く制御し、かつ未再結晶域で高圧下率での仕上圧延を行うことで、ベイナイト組織の微細化および扁平化ならびにベイニティックフェライトの微細化を達成できることを見出した。
　次に、ＨＡＺ靱性を改善する方法について検討を行い、以下の知見を得た。
　ＺｒおよびＢを含有させることにより、鋼中ではＺｒ含有酸化物を核としてＢ窒化物が析出する。このようなＺｒおよびＢを含む複合介在物（以下、単に「複合介在物」ともいう。）は、粒内フェライト生成サイトとして有効に機能し、ＨＡＺ組織の微細化に寄与する。
　一方、鋼中に固溶するＺｒが増加するとＨＡＺ靱性は劣化する傾向にある。そのため、鋼に固溶するＺｒ量であるＳｏｌ．Ｚｒを０．００１０質量％以下にすることが好ましい。
　また、上記の複合介在物による効果を得るためには、鋼に固溶するＢ量であるＢＦを０．００３０質量％以下にする必要がある。
　さらに、複合介在物中に含まれるＡｌ２Ｏ３の割合が低いと、複合介在物が粒内フェライト生成サイトとしてより一層有効に機能する。具体的には、円相当径が０．５μｍ以上であり、かつ、ＺｒＯ２、Ｔｉ２Ｏ３、およびＡｌ２Ｏ３の合計に占めるＡｌ２Ｏ３の割合が、質量％で、５０％以下である複合介在物の個数密度が、５～３００個／ｍｍ２である場合、ＨＡＺに粒内フェライトが微細かつ多量に生成し、ＨＡＺ靱性が向上する。
　強脱酸元素として作用するＡｌを鋼中に過剰に含有すると、複合介在物の生成が阻害される。溶鋼中の溶存酸素量を確保し、複合介在物を鋼中に生成させるため、Ａｌの含有量は０．０１０質量％以下にすることが好ましい。なお、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭのように、Ａｌよりもさらに脱酸力の強い元素は合計で０．０００５質量％以下の範囲であれば含有させてもよい。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
　（Ａ）化学組成
　各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。また、本明細書において、数値範囲を示す「～」とは、特に断りがない場合、その前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む意味で使用される。
　Ｃ：０．０４０～０．１６０％
　Ｃは、鋼板の強度を確保するために０．０４０％以上含有させる。一方、Ｃ含有量が０．１６０％を超えると、良好な低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性を確保することが困難になるので、Ｃの含有量は、０．１６０％以下とする。したがって、Ｃ含有量は０．０４０％以上、好ましくは０．０５０％以上または０．０５０％超、より好ましくは０．０６０％以上または０．０７５％超である。また、Ｃ含有量は０．１６０％以下、好ましくは０．１４０％以下、より好ましくは０．１２０％以下である。
　Ｓｉ：０．０１～０．５０％
　Ｓｉは、脱酸元素および強化元素として有効であるので、０．０１％以上含有させる。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性が大きく劣化するので、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１％以上、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上である。また、Ｓｉ含有量は０．５０％以下、好ましくは０．４０％以下、より好ましくは０．３５％以下、さらに好ましくは０．３０％以下である。
　Ｍｎ：０．７０～２．５０％
　Ｍｎは、鋼板の強度を経済的に確保するために０．７０％以上含有させる。一方、Ｍｎ含有量が２．５０％を超えると、中心偏析が顕著となり、中心偏析が生じた部分の低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性が劣化するので、Ｍｎの含有量は、２．５０％以下とする。したがって、Ｍｎ含有量は０．７０％以上、好ましくは０．９０％以上、より好ましくは１．２０％以上である。また、Ｍｎ含有量は２．５０％以下、好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．８０％以下、さらに好ましくは１．６０％以下である。
　Ｐ：０．０３０％以下
　Ｐは、不純物として鋼中に存在する元素である。低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性を安定的に確保するために、Ｐの含有量を０．０３０％以下とする。好ましくは、０．０２０％以下、さらに好ましくは、０．０１５％以下である。下限は０％であるが、Ｐ含有量を低減させるためのコストを考慮し、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
　Ｓ：０．０２０％以下
　Ｓは、不純物として鋼中に存在する元素である。Ｓ含有量が０．０２０％を超えると中心偏析部において延伸したＭｎＳが多量に生成し、低温靱性、破壊靱性、ＨＡＺ靱性および延性が劣化する。このためＳ含有量を０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１０％以下である。Ｓ含有量は少ないほど好ましいので下限は特に規定しないが、製造コストの観点から、Ｓ含有量は０．０００１％以上であってもよい。
　Ａｌ：０．０１０％以下
　Ａｌは、一般的には、脱酸元素として、積極的に含有させる元素である。しかし、Ａｌ含有量が過剰になると、所望する複合介在物の形成が不十分となり、ＨＡＺにおける有効なフェライト生成サイトが減少する。また、粗大なクラスター状のアルミナ（Ａｌ２Ｏ３）系介在物の形成が助長され、ＨＡＺ靱性が劣化するだけでなく、場合によっては、低温靱性および破壊靱性も劣化する。よって、Ａｌ含有量は０．０１０％以下、好ましくは０．００５％以下である。Ａｌ含有量は少ないほど好ましいので下限は特に規定しないが、製造コストの観点から、Ａｌ含有量は０．００１％以上であってもよい。
　Ｎ：０．００１０～０．００８０％
　Ｎは、Ｔｉ窒化物を形成し、鋼片加熱時にオーステナイト粒径が大きくなることを抑制する効果を有するため、０．００１０％以上含有させる。しかし、Ｎ含有量が０．００８０％を超えると、鋼板が脆化するので、Ｎの含有量は、０．００８０％以下とする。したがって、Ｎ含有量は０．００１０％以上、好ましくは０．００１５％以上、より好ましくは０．００２０％以上である。また、Ｎ含有量は０．００８０％以下、好ましくは０．００６５％以下、より好ましくは０．００６０％以下である。
　Ｏ　：０．０００５～０．００４０％
　Ｏは鋼中に含有される元素であり、溶存して、または酸化物として存在する。両者を明確に分離することは困難であることから、本発明でのＯ含有量は両者を合わせた全酸素含有量（Ｔ．Ｏとも記載する。）とする。Ｏ含有量が０．０００５％未満になると、靱性確保に必要な酸化物分散数が得られない。一方、Ｏ含有量が０．００４０％を超えると、溶鋼の清浄性が悪化するとともに、溶鋼段階にてノズル閉塞といった生産性が低下する要因となり得る。また、粗大な酸化物が生成し、酸化物に応力集中が生じるため、低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性が劣化する。このため、Ｏ含有量は０．０００５～０．００４０％とする。
　Ｎｂ：０．００３～０．０５０％
　Ｎｂは、鋼板の強度および靱性を向上させることができる。また、所定のミクロ組織を得るためには、未再結晶オーステナイト域での圧延が必要となるところ、Ｎｂは未再結晶温度域を拡大させるために有効な元素であり、圧延温度を上昇させ、生産性向上にも寄与する。この効果を得るためには、０．００３％以上含有させる。ただし、Ｎｂの含有量が０．０５０％を超えると低温靱性、破壊靱性、ＨＡＺ靱性および溶接性が低下するので、Ｎｂの含有量は、０．０５０％以下とする。したがって、Ｎｂ含有量は０．００３％以上、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００８％以上である。また、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０１８％以下である。
　Ｔｉ：０．００３～０．０２４％
　Ｔｉは、Ｚｒとともに複合介在物を形成する元素である。上述のように、複合介在物はＨＡＺにおける粒内フェライト生成サイトとして機能し、ＨＡＺ組織の微細化に寄与する。この効果を得るためには、０．００３％以上含有させる。ただし、Ｔｉの含有量が０．０２４％を超えるとＴｉ窒化物が多量に生成し、Ｂ窒化物の生成量が抑制され、ＨＡＺ靱性の向上効果が得られなくなる。また、過剰なＴｉはＴｉＣを形成し、低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性を劣化させる。したがって、Ｔｉ含有量は０．００３％以上、好ましくは０．００５％以上である。また、Ｔｉ含有量は０．０２４％以下、好ましくは０．０２０％以下である。
　Ｚｒ：０．０００７～０．００５０％
　Ｚｒは、後述するＳｏｌ．ＺｒとＩｎｓｏｌ．Ｚｒとの合計である。Ｚｒ含有量は、０．０００７％以上であり、好ましくは０．００１０％以上である。また、Ｚｒ含有量は、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒの上限とＳｏｌ．Ｚｒの上限との合計、すなわち、０．００５０％以下であり、好ましくは０．００４０％以下である。
　Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ：０．０００７～０．００４０％
　Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒは、酸不溶性Ｚｒであり、複合介在物等の介在物中に含まれるＺｒである。Ｚｒは粒内変態の核となるＺｒ含有酸化物を形成する重要な元素である。しかしながら、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ含有量が０．０００７％未満であると、靱性確保に必要な酸化物組成とならない。一方、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ含有量が０．００４０％を超えると、その多くが溶鋼段階で生成したＺｒＯ２であり、ノズル閉塞が生じる頻度が高くなる。また、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒが増えると、過剰にＺｒＯ２が生成し、応力が集中するため、ＨＡＺ靱性が著しく劣化する。このため、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ含有量は０．０００７～０．００４０％とする。
　Ｓｏｌ．Ｚｒ：０．００１０％以下
　Ｓｏｌ．Ｚｒは、酸可溶性Ｚｒ、すなわち、鋼中に固溶しているＺｒを表わす。Ｓｏｌ．Ｚｒの含有量が増えると、ＨＡＺ靱性が著しく劣化する。そのため、その含有量を０．００１０％以下とする。Ｓｏｌ．Ｚｒは少ないほど好ましいので下限は特に規定せず、０％でもよい。
　なお、上記式中のＩｎｓｏｌ．Ｚｒは、以下の方法により測定する。まず、鋼板から試験片を切り出し、１０％アセチルアセトン－１％テトラメチルアンモニウムクロライド／メタノールにて、２０ｍＡ／ｃｍ２の電流密度で約０．４ｇ電解する。その電解に用いた溶液を孔径０．２μｍのフィルターでろ過し、フィルター上に捕集した抽出残渣について、公知の化学分析方法（例えば、ＩＣＰ発光分光分析法）を用いることで、抽出残渣中のＺｒ含有量を測定し、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒとする。また、鋼中のＺｒ含有量（Ｔｏｔａｌ　Ｚｒ）からＩｎｓｏｌ．Ｚｒを差し引いた値を、Ｓｏｌ．Ｚｒとする。
　Ｂ　：０．０００３～０．００４０％
　Ｂは、鋼材の焼入れ性を向上させるとともに、Ｚｒ含有酸化物の周囲にＢ窒化物として析出して複合介在物を形成し、粒内変態能を向上させる元素である。Ｚｒ含有酸化物の周囲にＢ窒化物として析出させるためには、Ｂ含有量は０．０００３％以上とする。しかしながら、Ｂを過剰に含有させても効果が飽和するため、Ｂ含有量は０．００４０％以下とする。したがって、Ｂ含有量は０．０００３％以上、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１０％以上である。また、Ｂ含有量は０．００４０％以下、好ましくは０．００３５％以下、より好ましくは０．００３０％以下である。
　本発明の鋼板の化学組成において、上記の元素に加えて、強度の向上を目的として、さらにＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶからなる群から選択される少なくとも１種以上を、以下に示す範囲において含有させてもよい。各元素の限定理由について説明する。
　Ｃｕ：１．５０％以下
　Ｃｕは、鋼板の強度および靱性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕを過剰に含有させると、合金コスト上昇に見合った性能の改善が見られず、むしろ表面割れの原因となる場合がある。そのため、Ｃｕ含有量は１．５０％以下、好ましくは１．２０％以下、より好ましくは１．００％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｃｕ含有量は、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０５０％以上である。
　Ｎｉ：２．５０％以下
　Ｎｉは、鋼板の強度を向上させる効果を有する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。また、Ｎｉは固溶状態において鋼のマトリックス（生地）の靱性を高める効果を有する元素である。しかしながら、Ｎｉを過剰に含有させると、低温靱性、破壊靱性、ＨＡＺ靱性および溶接性が悪化する。そのため、Ｎｉ含有量は２．５０％以下、好ましくは１．００％以下、より好ましくは０．５０％以下、さらに好ましくは０．３０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｎｉ含有量は、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０５０％以上である。
　Ｃｒ：１．００％以下
　Ｃｒは、鋼板の強度を向上させる効果を有する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｒを過剰に含有させると、低温靱性、破壊靱性、ＨＡＺ靱性および溶接性が悪化する。そのため、Ｃｒ含有量は１．００％以下、好ましくは０．８０％以下、より好ましくは０．５０％以下、さらに好ましくは０．３０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｃｒ含有量は、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０５０％以上である。
　Ｍｏ：１．００％以下
　Ｍｏは、鋼板の強度を向上させる効果を有する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏを過剰に含有させると、低温靱性、破壊靱性、ＨＡＺ靱性および溶接性が悪化する。そのため、Ｍｏ含有量は１．００％以下、好ましくは０．８０％以下、より好ましくは０．５０％以下、さらに好ましくは０．３０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｍｏ含有量は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。
　Ｖ：０．１５０％以下
　Ｖは、鋼板の強度を向上させる効果を有する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｖを過剰に含有させると、低温靱性、破壊靱性、ＨＡＺ靱性および溶接性が悪化する。そのため、Ｖ含有量は０．１５０％以下、好ましくは０．１００％以下、より好ましくは０．０７０％以下、さらに好ましくは０．０５０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｖ含有量は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。
　本発明の鋼板の化学組成において、上記の元素に加えて、金属組織の微細化を目的として、さらにＴｅを、以下に示す範囲において含有させてもよい。限定理由について説明する。
　Ｔｅ：０．０１００％以下
　Ｔｅは、鋼板の組織微細化によって靱性向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔｅを過剰に含有させても、上記効果は飽和する。そのため、Ｔｅ含有量は０．０１００％以下、好ましくは０．００７０％以下、より好ましくは０．００５０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｔｅ含有量は、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上である。
　本発明の鋼板の化学組成において、上記の元素に加えて、耐食性の向上を目的として、さらにＷおよびＳｎからなる群から選択される少なくとも１種以上を、以下に示す範囲において含有させてもよい。各元素の限定理由について説明する。
　Ｗ：１．００％以下
　Ｗは、溶解して酸素酸イオンＷＯ４ －の形でさびに吸着し、さび層中の塩化物イオンの透過を抑制し、耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｗを過剰に含有させても、上記効果が飽和するだけでなく、低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性が低下する場合がある。そのため、Ｗ含有量は１．００％以下、好ましくは０．７５％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｗ含有量は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。
　Ｓｎ：０．５０％以下
　Ｓｎは、Ｓｎ２＋となって溶解し、酸性塩化物溶液中でのインヒビター作用により腐食を抑制する作用を有する元素である。また、Ｓｎには鋼のアノード溶解反応を抑制し耐食性を向上させる作用がある。そのため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｓｎを過剰に含有させても、上記効果が飽和するだけでなく、鋼板の圧延割れが発生しやすくなる。そのため、Ｓｎ含有量は０．５０％以下、好ましくは０．３０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｓｎ含有量は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。
　本発明の鋼板の化学組成において、上記の元素に加えて、溶鋼中の溶存酸素濃度の低減を目的として、さらにＣａ、ＭｇおよびＲＥＭを、以下に示す範囲において含有させてもよい。限定理由について説明する。
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの合計：０．０００５％以下
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、Ａｌよりもさらに優先的に酸素と反応しやすい元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭを過剰に含有させても、溶鋼中の溶存酸素量が確保できず、所望する複合介在物を形成させることができない。所望する複合介在物を形成させるために、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量の合計を０．０００５％以下とする。より好ましくはＣａ含有量が０．０００３％未満、Ｍｇ含有量が０．０００３％未満、かつＲＥＭ含有量が０．０００３％未満であり、その含有量の合計が０．０００５％以下である。
　ここで、本発明において、ＲＥＭはＳｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、前記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。
　また、本発明に係る鋼板の化学組成においては、下記（Ｉ）式を満足する。
　ＢＦ≦０．００３０　　・・・（Ｉ）
　但し、
　ＢＦ´＞Ｂの場合は、ＢＦ＝Ｂ
　０＜ＢＦ´≦Ｂの場合は、ＢＦ＝ＢＦ´
　ＢＦ´≦０の場合は、ＢＦ＝０
　とし、ＢＦ´は下記（II）式で表される。
　ＢＦ´＝Ｂ－（Ｎ－（Ｔｉ－（Ｏ－Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ×（３２／９１．２２４））×（９５．７３／４８））×（１４／４７．８６７））×（１０．８１１／１４）　　・・・（II）
　なお、上記式中の元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
　ＢＦは、鋼中に固溶Ｂとして存在するＢ含有量である。固溶Ｂ量を直接測定することは困難であるため、本発明においては、上記式により算出することとする。
　前述のように、本発明に係る鋼板では、複合介在物の表層にＢ窒化物を析出させることで、溶接後の冷却中の粒内フェライトの生成を効果的に促進することができ、組織微細化してＨＡＺ靱性を改善できる。この効果を得るためには、ＢＦを０．００３０％以下にする必要がある。また、ＢＦが０．００３０％を超えると、鋼材の焼入れ性が過剰となり、ベイナイトの粗大化および過度な硬さ増加が生じることでＨＡＺ靱性が低下する。したがって、ＢＦは０．００３０％以下であり、好ましくは０．００２０％以下であり、より好ましくは０．００１０％以下である。
　本発明の鋼板の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　（Ｂ）鋼板の金属組織
　本発明の鋼板の金属組織について説明する。なお、以下の説明において「％」は、「面積％」を意味する。また、本発明では、鋼板の厚さをｔとした時に、鋼板の圧延方向に垂直な断面における、該鋼板の表面から１／４ｔの位置を「Ｃ断面での１／４ｔ位置」と呼び、鋼板の圧延方向および厚さ方向に平行な断面における、該鋼板の表面から１／４ｔの位置を「Ｌ断面での１／４ｔ位置」と呼ぶこととする。さらに、上記の「圧延方向」は、仕上圧延における圧延方向を意味することとする。
　ベイナイト：８０％以上
　本発明において、金属組織はベイナイトが主体である。具体的には、Ｃ断面での１／４ｔ位置におけるベイナイトの面積率を８０％以上とすることで、鋼板の強度を確保することが可能となる。ベイナイトの面積率は９０％以上であることが好ましい。なお、ベイナイトの面積率に上限を設ける必要はなく、すなわち、ベイナイト単相であってもよい。
　なお、残部組織として、フェライト、パーライト、マルテンサイト・オーステナイト混合相（ＭＡ相）が混入する場合があるが、これらの合計面積率が２０％以下であれば許容される。上記合計面積率は１０％以下であるのが好ましい。これらの合計面積率は少ない方が好ましく、下限値は特に限定されるものではない。例えば、上記合計面積率は０％であってもよい。また、０％超であってもよく、１％以上であってもよい。
　上述のように、ベイナイトを主体とすることに加えて、ベイナイト組織を微細かつ扁平化し、さらにベイニティックフェライトを微細化することで、鋼板の強度と低温靱性および破壊靱性とを両立することができる。具体的には、ベイナイト組織が以下の規定を満足する必要がある。
　ベイニティックフェライトの平均長さ：１０μｍ以下
　Ｃ断面での１／４ｔ位置において、ベイナイトを構成するベイニティックフェライトの長軸方向の平均長さを１０μｍ以下とする。ベイナイトを構成するベイニティックフェライトを微細化することで、破壊靱性を確保することが可能となる。ベイニティックフェライトの平均長さは８μｍ以下であるのが好ましい。
　旧オーステナイト粒の厚さ方向における平均長さ：２０μｍ以下
　旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均：２．５以上
　ベイナイト組織の微細化は、熱間圧延前の加熱温度を低く制御し、かつ未再結晶域で高圧下率での仕上圧延を行うことで達成できる。すなわち、ベイナイトの旧オーステナイト粒は圧延方向に伸長した形状となる。そのため、Ｌ断面での１／４ｔ位置において、旧オーステナイト粒の厚さ方向における平均長さを２０μｍ以下とし、かつアスペクト比の平均を２．５以上とする。旧オーステナイト粒の厚さ方向における平均長さは１５μｍ以下であるのが好ましい。また、旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均は２．５超であるのが好ましく、４．０以上であるのがより好ましい。
　ここで、本発明において、金属組織の面積率は以下のように求める。まず、鋼板からＣ断面での１／４ｔ位置が観察面となるように、試料を採取する。そして、観察面をナイタールエッチングし、エッチング後に光学顕微鏡を用いて８視野を５００倍で撮影する。そして得られた組織写真に対し、画像解析を行い、白色に見えるものをフェライト、黒色に見えるものをパーライトとして、それぞれの面積率を求める。
　次に、ナイタールエッチングした部分をレペラエッチングし、ナイタールエッチングで灰色に見えた部分について画像解析を行い、白色に見えるものをＭＡ相として面積率を求める。
　ベイニティックフェライトの平均長さおよびベイナイトの面積率は、ＥＢＳＤ（Electron Back Scatter Diffraction）を用いたＫＡＭ（Kernel Average Misorientation）解析により算出する。ＫＡＭ解析において、フェライトであると判断される組織において、局所方位差が１．０°を超える領域がベイニティックフェライトである。なお、測定に際しては、長軸方向の長さが１μｍ以上であるベイニティックフェライトを対象とする。また、ベイナイトの面積率はベイニティックフェライトの面積率を合計したものである。
　旧オーステナイト粒の厚さ方向における平均長さおよびアスペクト比の平均の測定は、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１：２０１３に準じて行う。まず、鋼板からＬ断面での１／４ｔ位置が観察面となるように、試料を採取する。次に、観察面を鏡面研磨した後、ピクリン酸飽和水溶液を用いて、Ｂｅｃｈｅｔ－Ｂｅａｕｊａｒｄ法で腐食する。腐食によって黒色に現出した粒を旧オーステナイト粒とする。
　旧オーステナイト粒を現出させた観察面を、光学顕微鏡により観察し、面積０．０５ｍｍ２以上の視野を８視野以上（合計０．４０ｍｍ２以上）撮影する。そして、光学顕微鏡により撮影した組織写真に基づいて、旧オーステナイト粒の厚さを切断法により測定し、その平均値を旧オーステナイト粒の厚さ方向における平均長さとする。なお、測定に際しては、厚さ方向の長さが１μｍ以上である旧オーステナイト粒を対象とする。
　また、上記の組織写真から、各旧オーステナイト粒について、長軸方向の最大長さと、長軸方向と直交する短軸方向の最大長さとをそれぞれ測定し、その比（長軸最大長さ／短軸最大長さ）を求める。そして、その平均値を旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均とする。なお、未再結晶域で高圧下率での仕上圧延を施した場合、旧オーステナイト粒は、圧延方向に伸びた形状を示すため、長軸方向は圧延方向となり、短軸方向は板厚方向（いわゆるＮＤ方向）となる。
　上記の方法で旧オーステナイト粒を十分に現出できない場合は、「鋼のオーステナイト組織の再構築法の高精度化に向けた検討」（畑顕吾、脇田昌幸、藤原知哉、河野佳織、新日鉄住金技報第４０４号（２０１６）、ｐ．２４～３０）に記載される再構築法によって旧オーステナイト粒を特定し、旧オーステナイト粒の厚さ方向における平均長さおよびアスペクト比の平均を求めることとする。
　複合介在物の個数密度：５～３００個／ｍｍ２
　上述のように、本発明に係る鋼板は、金属組織中にＺｒおよびＢを含む複合介在物を有する。これにより、溶接後の冷却時に粒内フェライト生成サイトとなり、ＨＡＺ靱性を向上させる。この時に、微細すぎる複合介在物はＨＡＺ靱性に対する寄与が少ない。また、Ａｌ２Ｏ３の割合が低い複合介在物が粒内フェライト生成サイトとしてより一層有効に機能する。
　すなわち、本発明においては、円相当径（直径）が０．５μｍ以上であり、かつ、ＺｒＯ２、Ｔｉ２Ｏ３、およびＡｌ２Ｏ３の合計に占めるＡｌ２Ｏ３の割合が、質量％で、５０％以下である複合介在物に注目し、その個数密度を制御する。上記複合介在物の個数密度が５個／ｍｍ２未満では、ＨＡＺ靱性の向上効果が十分に得られない。上記複合介在物の個数密度が多いほど粒内フェライト生成サイトが増加するため好ましいが、個数密度が３００個／ｍｍ２を超えてもその効果は飽和する。したがって、上記複合介在物の個数密度を５～３００個／ｍｍ２とする。
　なお、本発明においては、５質量％以上のＺｒと、０．１質量％以上のＢと、１質量％以上のＯとを含む介在物を、ＺｒおよびＢを含む複合介在物と定義する。また、複合介在物の円相当径および個数密度は、鏡面研磨した鋼表面をＳＥＭによって観察することで、測定することができる。
　具体的には、１０ｍｍ×１０ｍｍ（１００ｍｍ２）の範囲について、ＳＥＭによって観察し、ＳＥＭに付属するエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）による定量分析によって、５質量％以上のＺｒと、０．１質量％以上のＢと、１質量％以上のＯとを含み、かつ、ＺｒＯ２、Ｔｉ２Ｏ３、およびＡｌ２Ｏ３の合計に占めるＡｌ２Ｏ３の割合が５０質量％以下である粒子を特定する。そして、当該粒子のうち、円相当径が０．５μｍ以上の粒子の個数を測定し、観察した視野の面積で除して個数密度を測定する。個数密度の測定に際しては、ＳＥＭによって撮影された写真を用いてもよい。
　（Ｃ）鋼板の機械的特性
　本発明に係る鋼板の機械的特性について、特に制限はないが、本発明に係る鋼板は、高い強度を有し、かつ低温靱性およびＨＡＺ靱性に優れる。具体的には、降伏応力（ＹＳ）が４６０～８６０ＭＰａで、引張強さ（ＴＳ）が５７０～９８０ＭＰａであることが好ましい。また、低温靱性の指標となる破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が－６０℃以下であることが好ましい。さらに、破壊靱性の指標となる－１０℃における亀裂先端開口変位（Crack Tip Opening Displacement：ＣＴＯＤ）値が０．５０ｍｍ以上であることが好ましい。
　なお、引張強さ（ＴＳ）および降伏応力（ＹＳ）は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に基づき、板厚中心部から圧延方向と直角の方向に採取した、１Ｂ号引張試験片を用いて測定する。詳細には、降伏応力（ＹＳ）は永久伸び０．２％時の永久伸び法の耐力である。また、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）の評価は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２００５に準拠し、試験片はＶノッチ試験片とし、鋼板の１／４ｔ位置を含むように採取する。さらに、ＩＳＯ　１５６５３：２０１８に準じて、母材の板厚方向の全厚を３点曲げのノッチ位置とするＣＴＯＤ試験片を採取し、－１０℃におけるＣＴＯＤ値を測定する。
　さらに、溶接入熱量が３５ｋＪ／ｍｍの条件で溶接した場合のＨＡＺの－２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが、３回の測定の平均値で１００Ｊ以上であり、かつ最低値で５０Ｊ以上であることが好ましい。
　ＨＡＺのシャルピー吸収エネルギーは、以下の方法により測定する。まず、鋼板に対して、入熱３５ｋＪ／ｍｍの溶接（大入熱溶接）を再現した熱サイクルを付与する。具体的な熱サイクル条件としては、室温から１４００℃まで加熱した後、１４００℃で５秒間保持し、その後、粒内変態に関わる温度範囲である８００℃から５００℃までの温度範囲を１．０℃／秒の速度に制御して冷却する。
　熱サイクルを付与した後の鋼板から、３個ずつＶノッチ試験片を採取し、－２０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ－２０）を測定する。なお、Ｖノッチ試験片は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２００５に記載されたＶノッチ試験片に準じて作製し、シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２００５に準拠して行う。そして、３個の試験片のｖＥ－２０の平均値および最低値を求める。
　（Ｄ）鋼板の厚さ
　本発明に係る鋼板の厚さについて、特に制限はないが、溶接構造物として用いる場合には、板厚は１０～７０ｍｍであるのが好ましく、２０～６０ｍｍであるのがより好ましい。また、本発明における低温靱性および破壊靱性の向上効果は、厚さが５０ｍｍ未満の場合に顕著に発揮される。
　（Ｅ）鋼板の製造方法
　本発明に係る鋼板の製造条件について特に制限はないが、例えば、以下に示す条件で精錬工程、連続鋳造工程、加熱工程、熱間圧延工程および加速冷却工程を順に行うことで、製造することができる。各工程について説明する。
　（ａ）精錬工程
　精錬工程は、溶鋼を製造する工程である。精錬工程では、投入する脱酸Ａｌ量を、溶鋼１ｔ当たり０．２～１．３ｋｇとする。脱酸Ａｌ量を０．２ｋｇ／ｔ以上とすることで溶存Ｏ濃度を低減し、Ｚｒ含有酸化物を微細分散させることが可能となる。一方、脱酸Ａｌ量を１．３ｋｇ／ｔ以下とすることで、複合介在物中のＡｌ２Ｏ３の割合を低減することができる。脱酸Ａｌの投入は、例えば、転炉を用いて行うことができる。
　続いて、真空脱ガスを行い、溶鋼中の溶存Ｏ濃度が０．００５０質量％以下となってからＺｒを添加する。溶存Ｏ濃度が０．００５０質量％を超える状態でＺｒを添加すると、Ｚｒ含有酸化物を微細分散させることが困難になるだけでなく、複合介在物中のＡｌ２Ｏ３の割合を低減することができなくなるおそれがある。また、生成するＺｒＯ２量が多くなり、溶鋼を連続鋳造する際のタンディッシュへの注入ノズルの閉塞のリスクが高くなる。
　次に、Ｚｒの添加から１分以上経過した後にＢを添加する。これにより、Ｚｒ含有酸化物の表層にＢが偏析し、Ｂ窒化物を析出させることが可能となる。Ｚｒの添加からＢを添加するまでの時間について、上限は特に設ける必要はないが、５分以内とするのが好ましい。ＺｒおよびＢの添加は、例えば、環流型脱ガス装置内において行うことができる。
　（ｂ）連続鋳造工程
　連続鋳造工程は、溶鋼を連続鋳造して上述した化学組成を有する鋼片を製造する工程である。連続鋳造工程では、鋼片の表面温度が１２００～９００℃の間における平均冷却速度を０．５℃／秒以下とする。これにより、Ｚｒ含有酸化物においてＺｒＯ２とＡｌ２Ｏ３との分離が進み、複合介在物中のＡｌ２Ｏ３の割合を低減することができるようになる。
　（ｃ）加熱工程
　加熱工程は、鋼片の加熱により、オーステナイト相の組織制御に寄与する工程である。加熱工程では、上記の鋼片を９５０～１０８０℃の加熱温度まで加熱する。加熱工程は加熱炉で行うとよい。なお、鋼片を９５０～１０８０℃に加熱するとは、加熱炉から抽出する際の鋼片の全厚平均温度が、９５０～１０８０℃の範囲になるように加熱することであり、本明細書では、この鋼片の全厚平均温度を鋼片の加熱温度と称する。また、全厚平均温度は、加熱炉内の温度、加熱時間、鋼片の表面温度から計算で求めることが可能である。
　加熱温度が９５０℃未満では、オーステナイト化が不十分になるとともに、オーステナイト粒が微細化することにより焼入れ性が低下するため、板厚が厚く、強度が高い鋼板にすることが困難である。さらに、オーステナイト粒の微細化により仕上圧延時の再結晶が促進されることで、旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下する。また、加熱温度が１０８０℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、最終組織においてベイナイト組織を微細化することが困難になる。好ましい加熱温度の範囲は、１０００～１０５０℃である。
　（ｄ）熱間圧延工程
　熱間圧延工程は、粗圧延と仕上圧延とを含む。粗圧延は、鋼片の表面温度がＴｒｅｘ以上の範囲で実施する。すなわち、鋼片の表面温度がＴｒｅｘ以上である状態で粗圧延を開始し、鋼片の表面温度がＴｒｅｘ以上である状態で粗圧延を終了する。粗圧延をＴｒｅｘ以上の範囲で実施することで、オーステナイト粒の再結晶により、微細化が可能となる。なお、粗圧延の終了時の表面温度が、粗圧延の開始時の表面温度よりも高い場合がある。これは、粗圧延によって加工発熱が発生した影響、および表面温度よりも内部温度の方が高温であることによる、鋼片の板厚方向の伝熱影響が考えられる。
　また、粗圧延における累積圧下率は１０～７５％の範囲とする。粗圧延における累積圧下率とは、粗圧延開始時の板厚から粗圧延終了後の板厚を引いたものを、粗圧延開始時の板厚で除した値である。粗圧延時の累積圧下率が１０％未満では、オーステナイトの再結晶による微細化が困難であるとともに、ポロシティが残存して内部割れが生じ、延性および靱性の劣化が発生する可能性がある。また、累積圧下率が７５％を超えると、オーステナイト粒が過度に微細化するため、仕上圧延時の再結晶が促進されることで、旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下するとともに、パス数が増加して生産性が低下する。好ましい累積圧下率は、３０～６０％である。なお、以下の説明においては、粗圧延を施した後の鋼片を鋼板と呼ぶ。
　続く仕上圧延は、鋼板の表面温度がＡｒ３以上Ｔｒｅｘ未満の範囲で実施する。すなわち、粗圧延終了後に冷却し、鋼板の表面温度がＡｒ３以上Ｔｒｅｘ未満である状態で仕上圧延を開始し、鋼板の表面温度がＡｒ３以上Ｔｒｅｘ未満である状態で仕上圧延を終了する。仕上圧延をＴｒｅｘ未満の範囲で実施することで、再結晶させずにオーステナイト粒に歪みを付与することが可能となる。これにより、最終組織におけるベイナイトを微細化することができる。仕上温度を、表面温度がＴｒｅｘ以上の範囲で行うと、再結晶が促進され、旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下してしまう。一方、仕上圧延を、表面温度がＡｒ３未満の範囲で行うと、加工フェライトが生成し、最終組織においてベイナイト主体の組織とすることができなくなるおそれがある。
　また、仕上圧延における累積圧下率は６５～９０％の範囲とする。仕上圧延における累積圧下率とは、仕上圧延開始時（粗圧延終了後）の板厚から仕上圧延終了後の板厚を引いたものを、仕上圧延開始時の板厚で除した値である。仕上圧延における累積圧下率を６５％以上とすることで、オーステナイト粒に十分な歪みを付与することが可能となる。累積圧下率が６５％未満であると、オーステナイト粒への歪の付与が不十分になるとともに、オーステナイト粒の扁平化が促進されず、アスペクト比が低下する。また、累積圧下率が９０％を超えると、再結晶が促進され、旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下するとともに、パス数が増加して生産性が低下する。好ましい累積圧下率は、７０～８０％である。
　さらに、仕上圧延におけるパス間時間は１５秒以下とする。パス間時間が１５秒を超えると加工によって付与した歪みが回復し、最終組織におけるベイナイトを十分に微細化することができなくなるとともに、再結晶が促進され、旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下する。パス間時間は短ければ短いほど好ましいため、下限を設ける必要はないが、操業性の観点から３秒以上とすることが好ましい。なお、一般的に仕上圧延はリバース圧延により行われる。仕上圧延におけるパス間時間とは、鋼板が前方に進行しながら圧延ロールにより圧延され、鋼板の後端が圧延ロールから抜けてから、鋼板の進行方向が後方へとリバースし、再度鋼板の後端が圧延ロールに噛み込まれるまでの時間を意味する。
　そして、仕上圧延完了から、後述する加速冷却工程における冷却開始までの時間を５０秒以下とする。仕上圧延完了から冷却開始までの時間が５０秒を超えると、加工によって付与した歪みが回復し、最終組織におけるベイナイトを十分に微細化することができなくなるとともに、再結晶が促進され、旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下する。仕上圧延完了から冷却開始までの時間は短ければ短いほど好ましいため、下限を設ける必要はないが、操業性の観点から５秒以上とすることが好ましい。なお、仕上圧延完了から冷却開始までの時間とは、前方へと進行する鋼板の先端が、最終パスにおける圧延ロールを抜けてから、水冷が開始されるまでの時間を意味する。
　上記説明において、Ａｒ３は降温過程でオーステナイト粒からフェライト粒に変態が始まる変態開始温度を意味し、下記（ｉ）式で求められる。また、Ｔｒｅｘは等軸な再結晶粒が生成し成長し得る最低温度である再結晶温度を意味し、下記（ii）式で求められる。なお、下記式中の元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
　Ａｒ３＝９１０－３１０×Ｃ＋６５×Ｓｉ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－５５×Ｎｉ－１５×Ｃｒ－８０×Ｍｏ　　　・・・（ｉ）
　Ｔｒｅｘ＝－９１９００［Ｎｂ＊］２＋９４００［Ｎｂ＊］＋７７０　　　・・・（ii）
　但し、下記（iii）式で求められる固溶Ｎｂ量（質量％）を、ｓｏｌ．Ｎｂとした時に、
　Ｎｂ≧ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝ｓｏｌ．Ｎｂ
　Ｎｂ＜ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝Ｎｂ
　とする。
　ｓｏｌ．Ｎｂ＝（１０（－６７７０／（Ｔ＋２７３）＋２．２６））／（Ｃ＋１２／１４×Ｎ）　　　・・・（iii）
　なお、上記式中のＴは加熱工程における鋼片の加熱温度（℃）を表す。
　（ｅ）加速冷却工程
　加速冷却工程では、仕上圧延が終了した鋼板を水冷する。この際、冷却開始温度をＴｒｅｘ－１０℃以下とし、かつ、冷却開始から冷却終了までの平均冷却速度が５～５０℃／秒となる条件で、０～５５０℃の冷却停止温度まで水冷する。
　仕上圧延をＡｒ３以上Ｔｒｅｘ未満の範囲で実施したとしても、その後の復熱によって冷却開始温度がＴｒｅｘ－１０℃を超えると、加工によって付与した歪みの回復が促進され、最終組織におけるベイナイトを構成するベイニティックフェライトを十分に微細化することができなくなる。
　加えて、５～５０℃／秒の平均冷却速度で０～５５０℃の冷却停止温度まで水冷することで、最終組織をベイナイト主体の組織とすることができる。なお、平均冷却速度および冷却停止温度は、鋼板の化学組成におけるＣｅｑの値に応じて調整し、マルテンサイト変態しない条件とする。
　（ｆ）焼戻し工程
　加速冷却工程の後に、３５０～６５０℃の温度範囲まで加熱する焼戻し工程をさらに備えてもよい。焼戻し工程を行うことで、冷却によって過剰に高くなった転位密度を低減させることができる。なお、加速冷却工程における冷却停止温度が高い場合には、自己焼戻し効果が得られるため、焼戻し工程を行わなくてもよい。一方、加速冷却工程において、例えば室温程度まで冷却した場合には、焼戻し工程を行うことが好ましい。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　高炉から出銑された溶銑を、溶銑予備処理で脱硫処理し、転炉型精錬容器にて脱Ｐおよび脱Ｃ処理し、さらに脱酸Ａｌを投入した後、取鍋に受鋼した。出鋼の際、合金元素を添加し、保温用のカバースラグを添加した。
　続いて、取鍋内の溶鋼をＲＨ真空脱ガス装置にて減圧処理を行った。溶製中は適宜溶鋼サンプルを採取し、分析に供して溶鋼成分を得た。溶鋼温度は１５６０℃から１６１０℃で推移した。ＲＨ処理前半でＺｒおよびＢを除く合金を添加して成分調整を実施するとともに真空脱ガスを行い、溶存Ｏ濃度を調整した。溶存Ｏ濃度は、酸素濃度プローブを用いて測定した。
　その後、ＺｒおよびＢを添加し、均一に混合するために環流処理を行った。一部の例を除いて、Ｚｒを添加し、所定時間が経過した後に、Ｂを添加した。なお、Ｚｒを添加する前にＢを添加した例では、Ｚｒを添加してからＢを添加するまでの時間をマイナスで表記している。
　ＲＨ真空脱ガス装置で処理した後、連続鋳造法によって、表１および２の化学組成を有する鋼片を作製した。連続鋳造では、鋼片の表面温度が１２００～９００℃の間における平均冷却速度を適宜調節した。表３および４に、精錬工程における、溶鋼１ｔ当たりに投入する脱酸Ａｌ量（ｋｇ／ｔ）、Ｚｒを添加する際の溶鋼中の溶存Ｏ濃度（質量％）、およびＺｒを添加してからＢを添加するまでの時間（分）、ならびに連続鋳造工程における１２００～９００℃の間における平均冷却速度（℃／秒）を示す。さらに、上記の鋼片を用いて、表５および６の製造条件により板厚１０～７０ｍｍの鋼板を試作した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　得られた鋼板の金属組織観察を行い、各組織の面積率の測定を行った。具体的には、まず鋼板からＣ断面での１／４ｔ位置が観察面となるように、試料を採取した。そして、観察面をナイタールエッチングし、エッチング後に光学顕微鏡を用いて８視野を５００倍で撮影し、得られた組織写真に対し、画像解析を行い、白色に見えるものをフェライト、黒色に見えるものをパーライトとして、それぞれの面積率を求めた。
　次に、ナイタールエッチングした部分をレペラエッチングし、ナイタールエッチングで灰色に見えた部分について画像解析を行い、白色に見えるものをＭＡ相として面積率を求めた。
　ベイニティックフェライトの平均長さおよびベイナイトの面積率は、ＥＢＳＤを用いたＫＡＭ解析により算出した。ＫＡＭ解析において、フェライトであると判断される組織において、局所方位差が１．０°を超える領域をベイニティックフェライトとした。なお、測定に際しては、長軸方向の長さが１μｍ以上であるベイニティックフェライトを対象とした。また、ベイナイトの面積率はベイニティックフェライトの面積率を合計したものとした。
　さらに、旧オーステナイト粒の厚さ方向における平均長さおよびアスペクト比の平均の測定を、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１：２０１３に準じて行った。まず、鋼板からＬ断面での１／４ｔ位置が観察面となるように、試料を採取した。次に、観察面を鏡面研磨した後、ピクリン酸飽和水溶液を用いて、Ｂｅｃｈｅｔ－Ｂｅａｕｊａｒｄ法で腐食し、旧オーステナイト粒を現出させた。
　旧オーステナイト粒を現出させた観察面を、光学顕微鏡により観察し、面積０．０５ｍｍ２以上の視野を８視野以上（合計０．４０ｍｍ２以上）撮影した。そして、光学顕微鏡により撮影した組織写真に基づいて、旧オーステナイト粒の厚さを切断法により測定し、その平均値を旧オーステナイト粒の厚さ方向における平均長さとした。測定に際しては、厚さ方向の長さが１μｍ以上である旧オーステナイト粒を対象とした。
　また、上記の組織写真から、各旧オーステナイト粒について、長軸方向の最大長さと、長軸方向と直交する短軸方向の最大長さとをそれぞれ測定し、その比（長軸最大長さ／短軸最大長さ）を求め、その平均値を旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均とした。
　続いて、鋼板から試験片を切り出し、１０％アセチルアセトン－１％テトラメチルアンモニウムクロライド／メタノールにて、２０ｍＡ／ｃｍ２の電流密度で約０．４ｇ電解した。その電解に用いた溶液を孔径０．２μｍのフィルターでろ過し、フィルター上に捕集した抽出残渣について、ＩＣＰ発光分光分析法を用いることで、抽出残渣中のＺｒ含有量を測定し、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒとした。また、鋼中に含まれるＺｒ含有量からＩｎｓｏｌ．Ｚｒを差し引いた値を、Ｓｏｌ．Ｚｒとした。
　また、鋼中に固溶Ｂとして存在するＢ含有量ＢＦを下記式に基づき算出した。
　ＢＦ´＞Ｂの場合は、ＢＦ＝Ｂ
　０＜ＢＦ´≦Ｂの場合は、ＢＦ＝ＢＦ´
　ＢＦ´≦０の場合は、ＢＦ＝０
　とし、ＢＦ´は下記（II）式で表される。
　ＢＦ´＝Ｂ－（Ｎ－（Ｔｉ－（Ｏ－Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ×（３２／９１．２２４））×（９５．７３／４８））×（１４／４７．８６７））×（１０．８１１／１４）　　・・・（II）
　なお、上記式中の元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
　次に、鋼板の表面を鏡面研磨し、１０ｍｍ×１０ｍｍ（１００ｍｍ２）の範囲について、ＳＥＭによって観察し、ＳＥＭに付属するＥＤＸによる定量分析によって、５質量％以上のＺｒと、０．１質量％以上のＢと、１質量％以上のＯとを含み、かつ、ＺｒＯ２、Ｔｉ２Ｏ３、およびＡｌ２Ｏ３の合計に占めるＡｌ２Ｏ３の割合が５０質量％以下である粒子を特定した。そして、当該粒子のうち、円相当径が０．５μｍ以上の粒子の個数を測定し、観察した視野の面積で除して個数密度を測定した。
　これらの測定結果を表７および８に示す。なお、表中においては、フェライトの面積率を「Ｆ分率」、パーライトの面積率を「Ｐ分率」、ベイナイトの面積率を「Ｂ分率」、ＭＡ相の面積率を「ＭＡ分率」、ベイニティックフェライトの長軸方向の平均長さを「ＢＦ長さ」と表記する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　さらに、引張強さ（ＴＳ）および降伏応力（ＹＳ）を、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に基づき測定した。試験片は、板厚中心部から圧延方向に直行する方向（幅方向）を長手方向として採取した、１Ｂ号引張試験片を用いて測定した。降伏応力（ＹＳ）は永久伸び０．２％時の永久伸び法の耐力とした。本実施例では、ＹＳが４６０ＭＰａ以上、かつＴＳが５７０ＭＰａ以上であるものを、高い強度を有するとした。
　また、鋼板の１／４ｔ位置を含むようにＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２００５に準拠して破面遷移温度（ｖＴｒｓ）の評価を行った。この際、Ｖノッチ試験片は、ぞれぞれ、試験片の長手方向が鋼板の圧延方向および幅方向に一致するよう、２つずつ採取した。本実施例では、２つの試験片で、いずれもｖＴｒｓが－６０℃以下であるものを、低温靱性に優れるとした。
　そして、ＩＳＯ　１５６５３：２０１８に準じて、母材の板厚方向の全厚を３点曲げのノッチ位置とするＣＴＯＤ試験片を採取し、－１０℃におけるＣＴＯＤ値の測定を行った。試験は３回行い、表には、それらの最小値を記載した。本実施例では、－１０℃におけるＣＴＯＤ値の最小値が０．５０ｍｍ以上のものを、破壊靱性に優れるとした。
　また、溶接入熱量が３５ｋＪ／ｍｍの条件で溶接した場合のＨＡＺの－２０℃でのシャルピー吸収エネルギーを、以下の方法により測定した。まず、鋼板に対して、入熱３５ｋＪ／ｍｍの溶接（大入熱溶接）を再現した熱サイクルを付与した。具体的な熱サイクル条件としては、室温から１４００℃まで加熱した後、１４００℃で５秒間保持し、その後、粒内変態に関わる温度範囲である８００℃から５００℃までの温度範囲を１．０℃／秒の速度に制御して冷却した。
　熱サイクルを付与した後の鋼板から、３個ずつＶノッチ試験片を採取し、－２０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ－２０）を測定した。なお、Ｖノッチ試験片は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２００５に記載されたＶノッチ試験片に準じて作製し、シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２００５に準拠して行った。そして、３個の試験片のｖＥ－２０の平均値および最低値を求めた。本実施例では、ｖＥ－２０の平均値が１００J以上で、かつ最低値が５０J以上のものを、ＨＡＺ靱性に優れるとした。
　これらの測定結果を表９および１０に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　表７～１０から分かるように、本発明の規定を満足する本発明例（試験番号１～２６）では、高い強度を有し、かつ低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性に優れる結果となった。これに対して、比較例（試験番号２７～６７）では、強度、低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性の少なくともいずれかが劣化する結果となった。
　具体的には、試験番号２７はＣ含有量が過剰であるため、低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性が劣化した。試験番号２８はＣ含有量が低く、強度不足となるとともに、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号２９はＳｉ含有量が過剰であるため、低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性が劣化した。試験番号３０はＭｎ含有量が過剰であるため、低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性が劣化した。試験番号３１はＭｎ含有量が低く、ベイナイト面積率が低くなったため、強度不足になるとともに、低温靱性および破壊靱性が劣化する結果となった。
　試験番号３２はＰおよびＳの含有量が過剰であるため、低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性が劣化した。試験番号３３はＡｌ含有量が過剰であり、所望する複合介在物の形成が不十分となったため、ＨＡＺ靱性が劣化した。試験番号３４はＮ含有量が過剰であり、ベイナイト面積率が低くなったため、強度不足になるとともに、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号３５はＮ含有量が低く、旧オーステナイト粒が粗大になったため、低温靱性および破壊靱性が劣化した。
　試験番号３６はＯ含有量が過剰であるため、低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性が劣化した。試験番号３７はＯ含有量が低く、所望する複合介在物の形成が不十分となったため、ＨＡＺ靱性が劣化した。試験番号３８はＮｂ含有量が過剰であるため、低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性が劣化した。試験番号３９はＮｂ含有量が低く、ＢＦ長さが過剰かつ、旧オーステナイト粒のアスペクト比が小さくなったため、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号４０はＴｉ含有量が過剰であるため、低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性が劣化した。試験番号４１はＴｉ含有量が低く、ＢＦ長さおよび旧オーステナイト粒が粗大化したため、低温靱性および破壊靱性が劣化した。
　試験番号４２はＣａ含有量が過剰であり、試験番号４３はＭｇおよびＲＥＭの含有量が過剰であるため、所望する複合介在物の形成が不十分となったため、ＨＡＺ靱性が劣化した。試験番号４４はＺｒ含有量が過剰であるため、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ含有量が過剰となり、ＨＡＺ靱性が劣化した。試験番号４５はＺｒ含有量が低く、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ含有量が低く、また所望する複合介在物の形成が不十分となったため、ＨＡＺ靱性が劣化した。試験番号４６はＢを含まないため、所望する複合介在物が全く形成されず、ＨＡＺ靱性が劣化した。加えて、ベイナイト面積率が低くなったため、強度不足となるとともに、低温靱性および破壊靱性が劣化した。
　試験番号４７は脱酸Ａｌ量が過剰であり、一方、試験番号４８は脱酸Ａｌ量が低くかった。試験番号４８および４９は、Ｚｒ添加時の溶存Ｏ濃度が過剰であった。また、試験番号５０はＺｒ添加からＢを添加するまでの時間が短く、試験番号５１はＺｒ添加の前にＢを添加した。さらに、試験番号５２は連続鋳造工程での平均冷却速度が高かった。そのため、いずれの例でも所望する複合介在物の形成が不十分となり、ＨＡＺ靱性が劣化した。
　試験番号５３は加熱工程での加熱温度が高く、ＢＦ長さおよび旧オーステナイト粒が粗大化し、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号５４は加熱温度が低く、ベイナイト面積率が低くなったため、強度不足となるとともに、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号５５は粗圧延の終了温度がＴｒｅｘ未満であったため、ＢＦ長さおよび旧オーステナイト粒が粗大化し、低温靱性および破壊靱性が劣化した。
　試験番号５６は粗圧延の累積圧下率が高く、一方、試験番号５７は累積圧下率が低く、いずれもＢＦ長さおよび旧オーステナイト粒が粗大化し、また旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下したため、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号５８は仕上圧延の開始温度がＴｒｅｘ以上であったため、ＢＦ長さおよび旧オーステナイト粒が粗大化し、かつ旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下し、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号５９は仕上圧延の終了温度がＡｒ３未満であったため、加工フェライトが過剰に生成し、強度不足となった。加えて、ベイナイト面積率が低くなったため、強度不足となるとともに、低温靱性および破壊靱性が劣化した。
　試験番号６０は仕上圧延の累積圧下率が高く、旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下し、一方、試験番号６１は累積圧下率が低く、ＢＦ長さおよび旧オーステナイト粒が粗大化し、かつ旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下したため、いずれも低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号６２はパス間時間が長く、試験番号６３は仕上圧延完了から冷却開始までの時間が長いため、ＢＦ長さが粗大化し、かつ旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下し、低温靱性および破壊靱性が劣化した。
　試験番号６４は加速冷却工程での冷却速度が高いため、ＭＡ相が過剰に生成したため、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号６５は冷却速度が低く、試験番号６６は冷却停止温度が高いため、いずれもベイナイト主体の組織とならず、強度不足となるとともに、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号６７は冷却開始温度がＴｒｅｘ－１０℃を超え、ＢＦ長さが粗大化したため、低温靱性は良好であったものの、破壊靱性が劣化する結果となった。
　本発明によれば、高い強度を有し、かつ低温靱性、破壊靱性およびＨＡＺ靱性に優れる鋼板を得ることが可能になる。したがって、本発明に係る鋼板は、船舶、高層建築物、その他の建築物、橋梁、海洋構造物、ＬＮＧ貯蔵タンクその他の大型タンク、ラインパイプ等の溶接構造物の素材として好適に用いることができる。

Claims (7)

  1. 　鋼板の化学組成が、質量％で、
    　Ｃ　：０．０４０～０．１６０％、
    　Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
    　Ｍｎ：０．７０～２．５０％、
    　Ｐ　：０．０３０％以下、
    　Ｓ　：０．０２０％以下、
    　Ａｌ：０．０１０％以下、
    　Ｎ　：０．００１０～０．００８０％、
    　Ｏ　：０．０００５～０．００４０％、
    　Ｎｂ：０．００３～０．０５０％、
    　Ｔｉ：０．００３～０．０２４％、
    　Ｚｒ：０．０００７～０．００５０％、
    　Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ：０．０００７～０．００４０％、
    　Ｓｏｌ．Ｚｒ：０．００１０％以下、
    　Ｂ　：０．０００３～０．００４０％、
    　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    　下記（Ｉ）式を満足し、
    　前記鋼板の圧延方向に垂直な断面において、前記鋼板の厚さをｔとした時に、前記鋼板の表面から１／４ｔの位置における金属組織が、
    　面積％で、８０％以上のベイナイトを含み、かつ、
    　前記ベイナイトを構成するベイニティックフェライトの長軸方向の平均長さが１０μｍ以下であり、
    　前記鋼板の圧延方向および厚さ方向に平行な断面において、前記鋼板の表面から１／４ｔの位置における旧オーステナイト粒の、厚さ方向における平均長さが２０μｍ以下であり、アスペクト比の平均が２．５以上であり、
    　ＺｒおよびＢを含む複合介在物であって、円相当径が０．５μｍ以上であり、かつ、ＺｒＯ２、Ｔｉ２Ｏ３、およびＡｌ２Ｏ３の合計に占めるＡｌ２Ｏ３の割合が、質量％で、５０％以下である前記複合介在物の個数密度が５～３００個／ｍｍ２である、
    　鋼板。
    　ＢＦ≦０．００３０　　・・・（Ｉ）
    　但し、
    　ＢＦ´＞Ｂの場合は、ＢＦ＝Ｂ
    　０＜ＢＦ´≦Ｂの場合は、ＢＦ＝ＢＦ´
    　ＢＦ´≦０の場合は、ＢＦ＝０
    　とし、ＢＦ´は下記（II）式で表される。
    　ＢＦ´＝Ｂ－（Ｎ－（Ｔｉ－（Ｏ－Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ×（３２／９１．２２４））×（９５．７３／４８））×（１４／４７．８６７））×（１０．８１１／１４）　　・・・（II）
    　なお、上記式中の元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
  2. 　前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
    　Ｃｕ：１．５０％以下、
    　Ｎｉ：２．５０％以下、
    　Ｃｒ：１．００％以下、
    　Ｍｏ：１．００％以下、および
    　Ｖ　：０．１５０％以下、
    　からなる群から選択される少なくとも１種以上を含有するものである、
    　請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
    　Ｔｅ：０．０１００％以下、
    　を含有するものである、
    　請求項１または請求項２に記載の鋼板。
  4. 　前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
    　Ｗ　：１．００％以下、および
    　Ｓｎ：０．５０％以下、
    　からなる群から選択される少なくとも１種以上を含有するものである、
    　請求項１から請求項３までのいずれかに記載の鋼板。
  5. 　前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
    　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの合計：０．０００５％以下、
    　を含有するものである、
    　請求項１から請求項４までのいずれかに記載の鋼板。
  6. 　請求項１から請求項５までのいずれか１項に記載の鋼板の製造方法であって、
    　溶鋼を製造する精錬工程と、前記溶鋼を連続鋳造して請求項１から請求項５までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼片を製造する連続鋳造工程とを備え、得られた前記鋼片に対して、加熱工程、熱間圧延工程および加速冷却工程を順に施す、鋼板の製造方法において、
    　前記精錬工程では、投入する脱酸Ａｌ量を、前記溶鋼１ｔ当たり０．２～１．３ｋｇとし、前記溶鋼中の溶存Ｏ濃度が０．００５０質量％以下となってからＺｒを添加し、かつ前記Ｚｒの添加から１分以上経過した後にＢを添加し、
    　前記連続鋳造工程では、前記鋼片の表面温度が１２００～９００℃の間における平均冷却速度を０．５℃／秒以下とし、
    　前記加熱工程では、前記鋼片を９５０～１０８０℃の加熱温度まで加熱し、
    　前記熱間圧延工程は、粗圧延と仕上圧延とを含み、
    　前記粗圧延は、前記鋼片の表面温度がＴｒｅｘ以上の範囲で実施し、
    　前記粗圧延における累積圧下率を１０～７５％とし、
    　前記仕上圧延は、前記鋼片の表面温度がＡｒ３以上Ｔｒｅｘ未満の範囲で実施し、
    　前記仕上圧延における累積圧下率を６５～９０％として、かつパス間時間を１５秒以下とし、
    　前記仕上圧延完了から、前記加速冷却工程における冷却開始までの時間を５０秒以下とし、
    　前記加速冷却工程では、冷却開始温度をＴｒｅｘ－１０℃以下とし、かつ、冷却開始から冷却終了までの平均冷却速度が５～５０℃／秒となる条件で、０～５５０℃の冷却停止温度まで水冷する、
    　鋼板の製造方法。
    　ここで、Ａｒ３は下記（ｉ）式で求められ、Ｔｒｅｘは下記（ii）式で求められる。なお、下記式中の元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
    　Ａｒ３＝９１０－３１０×Ｃ＋６５×Ｓｉ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－５５×Ｎｉ－１５×Ｃｒ－８０×Ｍｏ　　　・・・（ｉ）
    　Ｔｒｅｘ＝－９１９００［Ｎｂ＊］２＋９４００［Ｎｂ＊］＋７７０　　　・・・（ii）
    　但し、下記（iii）式で求められる固溶Ｎｂ量（質量％）を、ｓｏｌ．Ｎｂとした時に、
    　Ｎｂ≧ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝ｓｏｌ．Ｎｂ
    　Ｎｂ＜ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝Ｎｂ
    　とする。
    　ｓｏｌ．Ｎｂ＝（１０（－６７７０／（Ｔ＋２７３）＋２．２６））／（Ｃ＋１２／１４×Ｎ）　　　・・・（iii）
    　なお、上記式中のＴは加熱工程における鋼片の加熱温度（℃）を表す。
  7. 　前記加速冷却工程の後に、３５０～６５０℃の温度範囲まで加熱する焼戻し工程をさらに施す、
    　請求項６に記載の鋼板の製造方法。
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