WO2023203702A1 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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WO2023203702A1
WO2023203702A1 PCT/JP2022/018338 JP2022018338W WO2023203702A1 WO 2023203702 A1 WO2023203702 A1 WO 2023203702A1 JP 2022018338 W JP2022018338 W JP 2022018338W WO 2023203702 A1 WO2023203702 A1 WO 2023203702A1
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less
steel plate
temperature
steel
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祐也 佐藤
俊一 橘
善明 村上
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Ｊｆｅスチール株式会社
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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
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • 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 invention relates to a steel plate, and particularly to a steel plate suitable for use at low temperatures, which can stably ensure excellent strength, low-temperature toughness, and low yield ratio, and a method for manufacturing the same.
  • the steel sheet of the present invention can be suitably used in large-scale low-temperature liquefied gas storage tanks, for example, because stress relief can be mechanically removed instead of post-weld heat treatment in liquefied gas storage tanks for ships. can.
  • TS tensile strength
  • a higher strength steel is required. That is, there is a need for steel materials that have a low yield ratio, high strength, and excellent low-temperature toughness.
  • Patent Document 1 discloses a steel plate with an impact toughness of 150 J at -75°C, a yield ratio of 0.8 or less, and a tensile strength of 530 MPa or more.
  • the steel plate described in Patent Document 1 has a maximum TS of 620 MPa, and has not yet been able to provide a steel plate with a TS of 690 MPa or more.
  • TS TS of 690 MPa
  • expensive nickel steel such as 9% Ni steel has to be used. There was a problem in that the material cost was high.
  • the present invention was made in view of the above circumstances, and aims to provide a method for realizing excellent low-temperature toughness and low yield ratio in high-strength steel with TS ⁇ 690 MPa.
  • the present inventors conducted intensive research on the composition and structure of high-strength steel to achieve low-temperature toughness and low yield ratio, and obtained the following knowledge, especially regarding the structure.
  • Ta the microstructure at a depth of 1/4 of the plate thickness in the thickness direction from the surface of the steel plate is determined by the following: ferrite fraction is 5 to 95%, island martensite fraction is 1 to 30%, and the balance is tempered marten.
  • the number of crystal grains with a circular equivalent diameter of more than 30 ⁇ m should be 200 or less/mm 2 when the region surrounded by large-angle grain boundaries with a misorientation of 15 degrees or more is defined as a crystal grain. It was newly discovered that this method is effective in improving the desired properties.
  • the above-mentioned ferrite refers to a BCC phase that remains without undergoing reverse transformation even if martensite or bainite is heat-treated to a temperature above the Ac point , and takes over the original lath-like structure.
  • this relatively soft ferrite phase 5 to 95% and finely dispersing island martensite, a low yield ratio can be achieved.
  • the crystal grains are defined as regions surrounded by large-angle grain boundaries with a misorientation of 15 degrees or more, the generation of coarse grains is suppressed so that the number of crystal grains with a circular equivalent diameter of more than 30 ⁇ m is 200 pieces/mm2 or less.
  • low-temperature toughness can be achieved by forming the remainder other than the ferrite and island martensite into a tempered martensite and/or bainite phase.
  • the present invention was completed based on the above findings, and the gist thereof is as follows. 1. In mass%, C: 0.02% or more and 0.15% or less, Si: 0.01% or more and 0.50% or less, Mn: 0.05% or more and 2.50% or less, Ni: 0.5% or more and less than 5.0%, P: 0.03% or less, S: 0.005% or less and N: 0.0010% or more and 0.0080% or less, with the remainder consisting of Fe and inevitable impurities, The microstructure at a depth of 1/4 of the plate thickness in the thickness direction from the surface of the steel plate has a ferrite fraction of 5 to 95%, an island-like martensite fraction of 1 to 30%, and the remainder is tempered martensite and / or bainite, and when a region surrounded by large-angle grain boundaries with a misorientation of 15 degrees or more is defined as a crystal grain, the number of crystal grains with an equivalent circle diameter of more than 30 ⁇ m is 200 pieces/mm 2 or less steel plate.
  • the component composition further includes, in mass%, Al: 0.100% or less Nb: 0.1% or less, Cr: 2.00% or less, Mo: 1.0% or less, Cu: 2.0% or less, V: 0.05% or less,
  • the component composition further includes, in mass%, Ca: 0.007% or less, The steel plate according to 1 or 2 above, containing one or more selected from REM: 0.010% or less and Mg: 0.007% or less.
  • a steel material having the composition described in 1, 2 or 3 above is subjected to hot rolling at a final rolling end temperature of 1000 to 700°C at the surface temperature of the steel plate to obtain a hot rolled steel plate, and then the hot rolled steel plate is obtained.
  • the average cooling rate in the temperature range of 600°C or lower and 300°C or higher at a temperature at a depth of 1/4 of the sheet thickness in the thickness direction from the surface of the hot rolled steel sheet is 3°C/s or more and the cooling end temperature is After being quenched at a temperature of 300°C or lower, and then heated and maintained at a temperature range of 1 point Ac to less than 3 points Ac, the average temperature in a temperature range of 700°C or lower and 500°C or higher at the temperature at the 1/4 depth position.
  • a method for manufacturing a steel plate which performs a cooling treatment at a cooling rate of 3° C./s or higher and a cooling end temperature of 500° C. or lower and 200° C. or higher.
  • carbon steel or carbon manganese steel can be used in steel structures used in low-temperature environments, such as large-scale low-temperature storage tanks for ships, for example, liquefied CO2 tanks and LPG tanks. , construction costs are lower than that of nickel steel, and it brings significant industrial benefits.
  • the steel plate of the present invention has a predetermined composition. Moreover, it is preferable that the steel material used for manufacturing the steel plate of the present invention also has the above-mentioned predetermined composition.
  • Each element included in this component composition will be explained below.
  • "%" as a unit of content of each element means “mass %”.
  • C 0.02% or more and 0.15% or less C is an element that has the effect of improving the strength of the steel plate.
  • the C content is set to 0.02% or more. Preferably it is 0.03% or more.
  • the C content is set to 0.15% or less. Preferably it is 0.12% or less.
  • Si 0.01% or more and 0.50% or less Si is an element that acts as a deoxidizing agent. In order to exhibit this effect, the Si content is set to 0.01% or more. Preferably it is 0.03% or more. On the other hand, when the Si content becomes excessively high, the toughness decreases. Therefore, the Si content is set to 0.50% or less. Preferably it is 0.30% or less.
  • Mn 0.05% or more and 2.50% or less
  • Mn is an element that is effective in improving the hardenability of steel and increasing the strength of steel sheets.
  • Mn is added in an amount of 0.05% or more.
  • Mn is 0.10% or more.
  • Mn exceeds 2.50%, the toughness deteriorates, so it is set to 2.50% or less.
  • it is 2.00% or less.
  • Ni 0.5% or more and less than 5.0%
  • Ni is an element effective in improving the low-temperature toughness of steel sheets.
  • the Ni content is set to 0.5% or more.
  • the Ni content is set to less than 5.0%. Preferably, it is 0.8% or more and 3.5% or less.
  • P 0.03% or less
  • P is an unavoidable impurity and a harmful element that adversely affects the low-temperature toughness of the steel plate.
  • the P content is suppressed to 0.03% or less.
  • the lower the P content the better, so the lower limit is not particularly limited and may be 0%, but even in that case, it is allowed to be included as an unavoidable impurity. .
  • excessive reduction causes an increase in cost, so from the viewpoint of cost, it is preferable to set the lower limit of the P content to 0.001%.
  • S 0.005% or less S forms MnS in steel and significantly deteriorates low-temperature toughness, so it is desirable to reduce it as much as possible, with an upper limit of 0.005%.
  • the S content is preferably 0.002% or less.
  • the lower limit is not particularly limited and may be 0%, but even in that case, it is allowed to be included as an unavoidable impurity.
  • N 0.0010% or more and 0.0080% or less N forms precipitates in steel, and when the N content exceeds 0.0080%, it causes a decrease in the toughness of the base metal.
  • N is also an element that contributes to grain refinement of the base material by forming AlN, and such an effect can be obtained by setting the N content to 0.0010% or more. Therefore, the N content is set to 0.0010% or more and 0.0080% or less.
  • the N content is preferably 0.0020% or more. Preferably it is 0.0060% or less.
  • the component composition in one embodiment of the present invention may be such that, in addition to the above-mentioned predetermined amount of elements, the remainder consists of Fe and unavoidable impurities.
  • the component composition optionally contains one or more selected from Cr, Mo, Al, Cu, Nb, V, Ti, and B, preferably in the following amounts. It can further contain.
  • Cr 2.00% or less Cr is an element that can improve the strength of a steel plate without significantly impairing low-temperature toughness.
  • the Cr content is 0.01% or more. More preferably, it is 0.30% or more.
  • the Cr content is preferably 2.00% or less. More preferably, it is 0.80% or less.
  • Mo 1.0% or less
  • Mo is an element that contributes to improving the strength of steel, and can be contained arbitrarily depending on the desired strength. However, if the Mo content exceeds 1.0%, the toughness may deteriorate, so when Mo is contained, the Mo content is set to 1.0% or less. Note that, from the viewpoint of obtaining the strength-improving effect of Mo, it is preferable that the Mo content is 0.01% or more.
  • Al 0.100% or less
  • Al is an element that acts as a deoxidizing agent, and is most commonly used in the deoxidizing process of molten high-strength steel.
  • the Al content is preferably 0.001% or more. It is more preferable that the Al content is 0.010% or more.
  • the Al content is preferably 0.100% or less. It is more preferable that the Al content is 0.070% or less.
  • Cu 2.0% or less
  • Cu is an element that can increase strength while maintaining high toughness, and can be contained arbitrarily depending on the desired strength. However, if the Cu content exceeds 2.0%, hot embrittlement may occur and the surface quality of the steel sheet may deteriorate. Therefore, when Cu is contained, the Cu content is preferably 2.0% or less. More preferably, the Cu content is 1.0% or less. In addition, in order to obtain the above effect, it is preferable that the Cu content is 0.01% or more. Further, the Cu content is preferably 0.10% or more, more preferably 0.20% or more.
  • Nb 0.1% or less
  • Nb is an element that contributes to improving the strength of steel, and can be contained arbitrarily depending on the desired strength. However, if the Nb content exceeds 0.1%, there is a risk that the base material toughness will deteriorate, so when Nb is contained, the Nb content is preferably 0.1% or less. Note that from the viewpoint of obtaining the strength-improving effect of Nb, it is preferable that the Nb content is 0.005% or more.
  • V 0.05% or less
  • V is an effective element that increases the strength of steel sheets through precipitation strengthening.
  • the V content is preferably 0.05% or less. More preferably, it is 0.04% or less.
  • the lower limit of the V content is not particularly limited, but in order to obtain the above effects, the V content is preferably 0.010% or more.
  • Ti 0.03% or less
  • Ti is an element that has the effect of increasing the toughness of the welded part without reducing the mechanical properties of the base metal when welding steel plates to form a welded structure. For this purpose, it is preferable to add 0.003% or more. On the other hand, if it exceeds 0.03%, there is a risk that the toughness will be reduced, so Ti is preferably contained in a range of 0.03% or less.
  • B 0.0030% or less
  • B is an element that improves hardenability when added in a small amount. In order to effectively exhibit this effect, it is preferable to contain B in an amount of 0.0003% or more. On the other hand, if the B content exceeds 0.0030%, there is a risk that the toughness will deteriorate. Therefore, when B is contained, it is preferable that the content is 0.0030% or less.
  • the above component composition may optionally further contain one or more selected from Ca, REM, and Mg, preferably in the amounts described below.
  • Ca 0.007% or less Ca is an element that has the effect of improving the low-temperature toughness of the steel sheet by controlling the form of inclusions in the steel.
  • Charpy toughness Charpy absorbed energy at low temperatures
  • the Ca content is preferably 0.007% or less. More preferably, it is 0.004% or less.
  • the lower limit of the Ca content is not particularly limited, but in order to obtain the above effects, it is preferably 0.001% or more.
  • REM 0.010% or less REM (rare earth metal), like Ca, is an element that has the effect of improving the low-temperature toughness of a steel sheet by controlling the form of inclusions in steel. However, if REM becomes excessive, there is a risk that the cleanliness of the steel will be impaired and the Charpy toughness will be reduced. Therefore, when REM is added, the REM content is preferably 0.010% or less. More preferably, it is 0.008% or less. On the other hand, the lower limit of the REM content is not particularly limited, but in order to obtain the above effects, the REM content is preferably 0.001% or more.
  • REM is a general term for 17 elements including 15 elements of lanthanoids, Y and Sc, and these elements can be contained alone or in combination. Note that the content of REM means the total content of these elements.
  • Mg 0.007% or less
  • Mg content is preferably 0.007% or less. More preferably, it is 0.004% or less.
  • the lower limit of the Mg content is not particularly limited, but in order to obtain the above effects, the Mg content is preferably 0.001% or more.
  • the steel plate of the present invention has a ferrite fraction of 5 to 95% and an island martensite fraction of 1 to 30% in the microstructure at a depth of 1/4 of the plate thickness in the thickness direction from the surface of the steel plate.
  • the remainder is a tempered martensite/bainite structure, and the number of crystal grains with a circular equivalent diameter of more than 30 ⁇ m is 200/mm 2 or less, with crystal grains defined as regions surrounded by large-angle grain boundaries with a misorientation of 15 degrees or more.
  • the yield ratio does not satisfy 0.80 or less.
  • the ferrite fraction exceeds 95%, the fraction of hard phases such as island martensite becomes low, and the yield ratio does not satisfy 0.80 or less.
  • the island-like martensite content is less than 1%, the yield ratio does not satisfy 0.80 or less.
  • the island martensite content exceeds 30%, the toughness deteriorates.
  • the remainder is not tempered martensite and/or bainite, for example, as-quenched martensite or bainite, the desired toughness will not be achieved.
  • the number of crystal grains with a circular equivalent diameter of more than 30 ⁇ m is 200 pieces/mm2 or less. If the number of crystal grains with a circular equivalent diameter of more than 30 ⁇ m exceeds 200/mm 2 , where the crystal grains are defined as regions surrounded by large-angle grain boundaries with a misorientation of 15 degrees or more, the toughness decreases. More preferably, the number is 150 pieces/mm 2 or less.
  • the thickness of the steel plate is not particularly limited and can be any thickness. For example, it is preferably 6 mm or more and 50 mm or less.
  • the lower limit of the tensile strength of the steel plate does not need to be particularly limited, it is preferable that the lower limit is 690 MPa. This is because the plate thickness can be made thinner when applied to tanks. More preferably, it is 720 MPa or more. On the other hand, there is no need to particularly limit the upper limit of the tensile strength, but it is preferable that the upper limit is 1000 MPa. Incidentally, the tensile strength can be measured by the method described in Examples described later.
  • the upper limit of the yield ratio of the steel plate does not need to be particularly limited, it is preferable that the upper limit is 0.80. This is because mechanical stress relief becomes possible instead of post-weld heat treatment.
  • the toughness value of the steel plate is not particularly limited, but it is preferable that the Charpy absorbed energy (vE -70 °C) at -70°C is 100 J or more in a full-size Charpy impact test. More preferably it is 150J or more.
  • temperature refers to the temperature at the center of the plate thickness.
  • the temperature at the center of the plate thickness can be determined, for example, by heat transfer calculation from the surface temperature of the steel plate measured with a radiation thermometer. That is, the steel plate of the present invention can be suitably manufactured by sequentially performing the following steps (1) to (6). (1) Heating of steel material (2) Hot rolling (3) Quenching (accelerated cooling) (4) Heating of steel plate (5) Accelerated cooling + cooling stop (6) Air cooling (self-tempering)
  • the steel material having the above-mentioned composition it is preferable to heat the steel material having the above-mentioned composition to a temperature of 900° C. or more and 1250° C. or less.
  • the method for manufacturing the steel material is not particularly limited, but it can be manufactured, for example, by melting and casting molten steel having the above-mentioned composition by a conventional method. This melting can be performed by any method such as a converter, an electric furnace, or an induction furnace.
  • casting is preferably carried out by a continuous casting method from the viewpoint of productivity, but it can also be carried out by an ingot-forming-decomposition rolling method.
  • the steel material for example, a steel slab can be used.
  • the steel material may be heated after once cooling the steel material obtained by a method such as casting, or the obtained steel material may be directly heated without being cooled.
  • the heating temperature of the steel material is less than 900°C, the deformation resistance of the steel material is high, so the load on the rolling mill during subsequent hot rolling may increase, making it difficult to perform hot rolling. be. Therefore, the heating temperature of the steel material is preferably 900°C or higher. On the other hand, if the heating temperature of the steel material is higher than 1250° C., the oxidation of the steel will become significant, and as a result, the loss due to the removal of the oxide film due to oxidation will increase, and as a result, there is a possibility that the yield will decrease. Therefore, the heating temperature of the steel material is preferably 1250°C or less.
  • Hot rolling [finishing temperature: 700-1000°C]
  • the finishing temperature is less than 700°C, the deformation resistance of the steel material is high, so the load on the rolling mill during subsequent hot rolling increases, making it difficult to perform hot rolling.
  • the finishing temperature exceeds 1000° C., a fine structure is not obtained, a coarse structure remains, and the toughness decreases.
  • the final thickness of the hot-rolled steel sheet is not particularly limited, but as described above, it is preferably 6 mm or more and 50 mm or less.
  • the average cooling rate is preferably 200° C./s or less.
  • the cooling stop temperature is set to 300° C. or less at 1/4 t.
  • cooling treatment during quenching is not particularly limited and can be performed by any method.
  • one or both of air cooling and water cooling can be used.
  • water cooling any cooling method using water (for example, spray cooling, mist cooling, laminar cooling, etc.) can be used.
  • the hot-rolled steel plate after quenching is heated at a temperature in the two-phase region.
  • the heating temperature is set to 1 point or more of AC and less than 3 points of AC. If A c is less than 1 point, island-like martensite cannot be obtained and a low yield ratio cannot be achieved. At 3 or more Ac points, the ferrite phase is less than 5% and the tempered martensitic phase is more than 90%, making it impossible to achieve a low yield ratio.
  • any heating method can be used for heating in the two-phase region temperature heating step as long as the heating temperature can be controlled as described above.
  • An example of the heating method is furnace heating.
  • the furnace heating is not particularly limited, and a general heat treatment furnace can be used.
  • cooling may be started after holding the two-phase region heating temperature for an arbitrary period of time.
  • the holding time is not particularly limited, but is preferably 5 minutes or more.
  • Ac 1 point can be determined by the following equation (1).
  • a C1 point (°C) 750.8-26.6 ⁇ C+17.6 ⁇ Si-11.6 ⁇ Mn-22.9 ⁇ Cu-23 ⁇ Ni+24.1 ⁇ Cr+22.5 ⁇ Mo-39.7 ⁇ V-5.7 ⁇ Ti+232.4 ⁇ Nb-169.4 ⁇ Al...(1)
  • the Ac 3 points can be determined by the following equation (2).
  • Ac 3 (°C) 937.2-436.5 ⁇ C+56 ⁇ Si-19.7 ⁇ Mn-16.3 ⁇ Cu-26.6 ⁇ Ni-4.9 ⁇ Cr+38.1 ⁇ Mo+124.8 ⁇ V+136.3 ⁇ Ti-19.1 ⁇ Nb+198.4 ⁇ Al+3315 ⁇ B...(2)
  • Accelerated cooling + cooling stop The average cooling rate in the temperature range of 700°C or lower and 500°C or higher at the 1/4 depth position is 3°C/s or higher, and the cooling end temperature is 500°C or lower and 200°C or higher. , perform cooling. That is, if the average cooling rate is less than 3° C./s, the desired transformed structure may not be obtained and strength and toughness may decrease. Furthermore, if the cooling stop temperature exceeds 500° C., the island-like martensite will decompose in the subsequent air cooling step, and the low yield ratio will not be satisfied. If the temperature is less than 200°C, the desired tempering effect cannot be obtained in the subsequent air cooling process, and the toughness deteriorates.
  • Air cooling Self-tempering After the cooling is stopped, air cooling is performed to improve toughness by self-tempering.
  • the cooling rate in air cooling is not particularly limited, but for example, if the plate thickness is 6 to 50 mm, it is usually 1° C./s or less.
  • a steel plate was manufactured according to the procedure described below, and its properties were evaluated. First, molten steel having the composition shown in Table 1 was melted in a converter, and a steel slab (thickness: 200 mm) as a steel material was manufactured by a continuous casting method. Note that Table 1 also lists the A C1 point (°C) and A C3 point (°C) determined by the above-mentioned equations (1) and (2).
  • ⁇ Tempered martensite and/or bainite a hard phase containing cementite
  • ⁇ Island martensite a hard phase that does not contain cementite and has an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or less
  • ⁇ As-quenched martensite a hard phase that does not contain cementite and has an equivalent circle diameter of more than 1 ⁇ m
  • Hard phase/ferrite matrix other than the above
  • V-notch test piece was taken from a 1/4 t position of the steel plate parallel to the rolling direction in accordance with the regulations of JIS Z2202. Using this V-notch test piece, a Charpy impact test was carried out in accordance with the provisions of JIS Z2242, and the Charpy absorbed energy (vE -70°C ) at -70°C was determined. Charpy absorbed energy can be regarded as an indicator of the low-temperature toughness of a steel plate. In the Charpy impact test, three test pieces were taken from each steel plate and measured. Table 2 shows the individual measurement results and average values. In this full-size Charpy impact test, if the vE -70°C of each test piece was 100 J or more, it was evaluated as having excellent Charpy toughness and passed.

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Abstract

ＴＳ≧６９０MPa以上の高強度鋼において、優れた低温靭性と低降伏比を実現する方途について提供する。Ｃ：０．０２％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｍｎ：０．０５％以上２．５０％以下、Ｎｉ：０．５％以上５．０％未満、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下およびＮ：０．００１０％以上０．００８０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４の深さ位置におけるミクロ組織は、フェライト分率が５～９５％、島状マルテンサイト分率が１～３０％、残部が焼戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトであり、方位差１５度以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、該結晶粒のうち円相当径で３０μm超の結晶粒が２００個/mm２以下である鋼板とする。

Description

鋼板およびその製造方法
　本発明は、鋼板に関し、特に優れた強度、低温靭性および低降伏比を安定的に確保できる、低温下の用途に適する鋼板およびその製造方法に関する。本発明の鋼板は、例えば、船舶用液化ガス貯蔵用タンクなどでは、応力除去を溶接後熱処理に替えて機械的に除去することが認められるため、大型低温液化貯蔵用タンクに好適に用いることができる。
　船舶用液化ガス貯蔵タンクで独立型Type－Ｃタンクかつ設計温度が－10℃より低い場合、炭素鋼、炭素マンガン鋼を用いる際には、溶接後の応力除去が必要となる。この応力除去は、通常、PWHT（Post Weld Heat Treatment；溶接後熱処理）により実施されるが、鋼材の降伏比が0.8以下の場合には、機械的に応力除去することも可能である。しかしながら、タンクが大型化すると、PWHTの施工が困難となるため、機械的な応力除去が可能である、低降伏比の材料が望まれる。例えば、液化CO２の大型貯蔵用タンクに炭素鋼が使用される場合には、－50～－70℃の低温下において優れた靱性を確保しつつ、引張強度（以下、ＴＳとも示す）が６９０MPa以上の高強度鋼が必要となる。すなわち、低降伏比かつ高強度であり、しかも低温靭性に優れる鋼材が要求されている。
　低降伏比かつ低温靭性に優れる鋼板について、例えば、特許文献１には、－75℃で衝撃靭性が150J、降伏比が0.8以下、引張強度が530MPa以上の鋼板が開示されている。
特表2016-507649号
　しかしながら、特許文献１に記載の鋼板は、ＴＳが最高でも６２０MPaであり、ＴＳが６９０MPa以上の鋼板を提供するには到っていない。かように、従来は、低降伏比かつ低温靭性に優れるとともに、６９０MPa以上の高強度を有する炭素鋼が提供されていないことから、例えば９％Ni鋼のような、高価なニッケル鋼を使わざるを得ず、材料コストが高くなるという問題があった。
　本発明は上記の事情に鑑みなされたものであり、ＴＳ≧６９０MPaの高強度鋼において、優れた低温靭性と低降伏比を実現する方途について提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を解決するために、高強度鋼を前提に低温靭性と低降伏比を達成する成分組成および組織に関して鋭意研究を行ったところ、特に組織について、以下の知見を得た。すなわち、鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４の深さ位置におけるミクロ組織を、フェライト分率が５～９５％、島状マルテンサイト分率が１～３０％、残部が焼戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトであり、方位差１５度以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒としたときに、円相当径で３０μm超の結晶粒が２００個/mm２以下とすることが、所期した特性の向上に有効であることを新規に知見した。
　ここで、上記のフェライトは、マルテンサイトやベイナイトをＡc１点以上の温度に熱処理しても逆変態せず残存し、元のラス状組織を引き継いだBCC相のことをさす。この比較的軟質なフェライト相を５～９５％とし、島状マルテンサイトを微細分散させることにより、低降伏比を達成できる。
　また、方位差１５度以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒としたときに、円相当径で３０μm超の結晶粒が２００個/mm２以下となるように粗大粒の生成を抑制し、上記のフェライトおよび島状マルテンサイト以外の残部を焼戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイト相とすることにより、低温靭性を達成できる。
　本発明は、上記知見に基づき完成されたものであり、その要旨は以下のとおりである。
１．質量％で、
　Ｃ：０．０２％以上０．１５％以下、
　Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％以下、
　Ｍｎ：０．０５％以上２．５０％以下、
　Ｎｉ：０．５％以上５．０％未満、
　Ｐ：０．０３％以下、
　Ｓ：０．００５％以下および
　Ｎ：０．００１０％以上０．００８０％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
　鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４の深さ位置におけるミクロ組織は、フェライト分率が５～９５％、島状マルテンサイト分率が１～３０％、残部が焼戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトであり、方位差１５度以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、該結晶粒のうち円相当径で３０μm超の結晶粒が２００個/mm２以下である鋼板。
２．前記成分組成は、さらに、質量％で、
　Ａｌ：０．１００％以下
　Ｎｂ：０．１％以下、
　Ｃｒ：２．００％以下、
　Ｍｏ：１．０％以下、
　Ｃｕ：２．０％以下、
　Ｖ：０．０５％以下、
　Ｔｉ：０．０３％以下および
　Ｂ：０．００３０％以下
から選択される１種以上を含有する、前記１に記載の鋼板。
３．前記成分組成が、さらに、質量％で、
　Ｃａ：０．００７％以下、
　ＲＥＭ：０．０１０％以下および
　Ｍｇ：０．００７％以下
から選択される１種以上を含有する、前記１または２に記載の鋼板。
４．前記１、２または３に記載の成分組成を有する、鋼素材に、最終圧延終了温度が鋼板表面温度で１０００～７００℃である熱間圧延を行って熱延鋼板とした後、該熱延鋼板に、該熱延鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４の深さ位置における温度で６００℃以下３００℃以上の温度域における平均冷却速度が３℃／ｓ以上および冷却終了温度が３００℃以下である、焼入れを行い、次いでＡc１点以上Ａc３点未満の温度域に加熱保持した後、前記１／４の深さ位置における温度で７００℃以下５００℃以上の温度域における平均冷却速度が３℃／ｓ以上および冷却終了温度が５００℃以下２００℃以上である冷却処理を行う、鋼板の製造方法。
　本発明によれば、炭素鋼や炭素マンガン鋼でありながら、船舶向けの大型低温貯槽タンク、例えば、液化ＣＯ２タンクやＬＰＧタンクなどの、低温環境で使用される鋼構造物に供することができ、ニッケル鋼よりも建造コストを削減でき、産業上格段の効果をもたらす。
　以下、本発明の実施形態について具体的に説明する。なお、以下の説明は、本発明の好適な実施形態を示すものであって、本発明はこれに限定されない。
［成分組成］
　本発明の鋼板は、所定の成分組成を有する。また、本発明の鋼板の製造に用いる鋼素材も、上記所定の成分組成を有することが好ましい。以下、この成分組成に含まれる各元素について説明する。なお、特に断らない限り、本明細書において、各元素の含有量の単位としての「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０２％以上０．１５％以下
　Ｃは、鋼板の強度を向上させる効果を有する元素である。この効果を得るために、Ｃ含有量は０．０２％以上とする。好ましくは、０．０３％以上である。一方、Ｃ含有量が０．１５％を超えると、鋼板の島状マルテンサイト量が多くなり低温靭性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．１５％以下とする。好ましくは、０．１２％以下である。
Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％以下
　Ｓｉは、脱酸剤としての作用を有する元素である。この効果を発現させるために、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。好ましくは、０．０３％以上である。一方、Ｓｉ含有量が過剰に高くなると、靭性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは、０．３０％以下である。
Ｍｎ：０．０５％以上２．５０％以下
　Ｍｎは、鋼の焼き入れ性を高め、鋼板の高強度化に有効な元素である。この効果を得るため、Ｍｎは０．０５％以上で添加する。好ましくは、０．１０％以上である。一方、Ｍｎは２．５０％を超えると、靭性を劣化させるため、２．５０％以下とする。好ましくは、２．００％以下である。
Ｎｉ：０．５％以上５．０％未満
　Ｎｉは、鋼板の低温靭性の向上に有効な元素である。そのためには、Ｎｉ含有量を０．５％以上とする。一方で、Ｎｉは高価な元素であるため、その含有量が高くなるにつれて鋼板コストが高騰する。したがって、本発明においては、Ｎｉ含有量を５．０％未満とする。好ましくは、０．８％以上３．５％以下である。
Ｐ：０．０３％以下
　Ｐは、不可避的不純物であり、鋼板の低温靭性に悪影響を及ぼす有害な元素である。例えば、鋼板を溶接して溶接構造物とした際に健全な母材および溶接継手を得るためには、Ｐの含有量を可能な限り低減することが好ましい。そのため、Ｐ含有量は０．０３％以下に抑制する。また、低温靭性の観点からは、Ｐ含有量は低ければ低いほどよいため、下限は特に限定されず、０％であってもよいが、その場合にも不可避不純物として含有することは許容される。一方、過度の低減はコスト増の原因となるため、コストの観点からは、Ｐ含有量の下限を０．００１％とすることが好ましい。
Ｓ：０．００５％以下
　Ｓは、鋼中でＭｎＳを形成し低温靭性を著しく劣化させるため、０．００５％を上限とし、可能なかぎり低減することが望ましい。Ｓ含有量は、好ましくは０．００２％以下とする。一方、Ｓ含有量は低ければ低いほどよいため、下限は特に限定されず、０％であってよいが、その場合にも不可避不純物として含有することは許容される。
Ｎ：０．００１０％以上０．００８０％以下
　Ｎは、鋼中で析出物を形成し、Ｎの含有量が０．００８０％を超えると、母材の靭性低下の原因となる。但し、Ｎは、ＡｌＮを形成することにより母材の細粒化に寄与する元素でもあり、このような効果はＮ含有量を０．００１０％以上とすることにより得られる。したがって、Ｎ含有量は０．００１０％以上０．００８０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００２０％以上である。好ましくは、０．００６０％以下である。
　本発明の一実施形態における成分組成は、上記した所定量の元素に加え、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるものとすることができる。
　また、本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、任意に、Ｃｒ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｖ、ＴｉおよびＢから選択される１種以上を、好ましくは以下に記す量でさらに含有することができる。
Ｃｒ：２．００％以下
　Ｃｒは、低温靭性を大きく損なうことなく鋼板の強度を向上させることができる元素である。上記の効果を得るには、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．３０％以上である。しかし、Ｃｒ含有量が２．００％を超えると、鋼板の低温靭性が低下する、おそれがある。そのため、Ｃｒ含有量は２．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．８０％以下である。
Ｍｏ：１．０％以下
　Ｍｏは、鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると靭性が劣化する、おそれがあるため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量を１．０％以下とする。なお、Ｍｏによる強度向上効果を得るという観点からは、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．１００％以下
　Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスにおいて、もっとも汎用的に使われる。前記効果を得るために、Ａｌ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ａｌ含有量は、０．０１０％以上とすることがさらに好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、母材の靭性が低下する、おそれがある。そのため、Ａｌ含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。Ａｌ含有量は０．０７０％以下とすることがさらに好ましい。
Ｃｕ：２．０％以下
　Ｃｕは、高靭性を保ちつつ強度を増加させることが可能な元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｃｕ含有量が２．０％を超えると熱間脆性を生じて鋼板の表面性状が劣化する、おそれがある。そのため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は２．０％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は１．０％以下とすることがさらに好ましい。なお、前記効果を得るために、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。さらに、Ｃｕ含有量を０．１０％以上とすることが好ましく、０．２０％以上とすることがより好ましい。
Ｎｂ：０．１％以下
　Ｎｂは、鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｎｂ含有量が０．１％を超えると母材靭性が劣化する、おそれがあるため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量を０．１％以下とすることが好ましい。なお、Ｎｂによる強度向上効果を得るという観点からは、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｖ：０．０５％以下
　Ｖは、析出強化により鋼板の強度を高める有効な元素である。しかし、Ｖ含有量が過剰に高くなると、鋼板の低温靭性が低下する、おそれがあるため、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量を０．０５％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．０４％以下とする。一方、Ｖ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るには、Ｖ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。
Ｔｉ：０．０３％以下
　Ｔｉは、鋼板を溶接して溶接構造物とする際、母材の機械的特性を低下させることなく溶接部の靭性を高める効果を有する元素である。そのためには、０．００３％以上で添加することが好ましい。一方、０．０３％を超えると、かえって靭性を低下させる、おそれがあるため、Ｔｉは０．０３％以下の範囲で含有させることが好ましい。
Ｂ：０．００３０％以下
　Ｂは、微量添加で焼入れ性を高める元素である。この効果を有効に発揮させるために、Ｂを０．０００３％以上で含有させることが好ましい。一方、Ｂの含有量が０．００３０％を超えると、靭性が劣化する、おそれがある。このため、Ｂを含有させる場合は、その含有量を０．００３０％以下とすることが好ましい。
　また、本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、任意に、Ｃａ、ＲＥＭおよびＭｇから選択される１種以上を、好ましくは以下に記す量でさらに含有することができる。
Ｃａ：０．００７％以下
　Ｃａは、鋼中の介在物の形態を制御することで鋼板の低温靭性を向上させる効果を有する元素である。しかし、Ｃａが過剰になると、鋼の清浄性を損なって低温でのシャルピー吸収エネルギー（以下、シャルピー靭性ともいう）を低下させる、おそれがある。そのため、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．００７％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．００４％以下とする。一方、Ｃａ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るには、０．００１％以上とすることが好ましい。
ＲＥＭ：０．０１０％以下
　ＲＥＭ（希土類金属）は、Ｃａ同様、鋼中の介在物の形態を制御することで鋼板の低温靭性を向上させる効果を有する元素である。しかし、ＲＥＭが過剰になると、鋼の清浄性を損ないシャルピー靭性が低下する、おそれがある。そのため、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．０１０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．００８％以下とする。一方、ＲＥＭ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るには、ＲＥＭ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
　ここで、ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素の総称であり、これらの元素を単独でまたは組み合わせて含有させることができる。なお、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。
Ｍｇ：０．００７％以下　
　Ｍｇは、ＣａやＲＥＭ同様、鋼中の介在物の形態を制御することで、鋼板の低温靭性を向上させる作用を有する元素である。しかし、Ｍｇが過剰になると、鋼の清浄性を損ない、シャルピー靭性が低下する、おそれがある。そのため、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ含有量を０．００７％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．００４％以下とする。一方、Ｍｇ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るにはＭｇ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
［ミクロ組織］
（フェライト分率が５～９５％、島状マルテンサイト分率が１～３０％、残部が焼戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイト）
　本発明の鋼板は、該鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４の深さ位置におけるミクロ組織において、フェライト分率が５～９５％、島状マルテンサイト分率が１～３０％、残部が焼戻しマルテンサイト/ベイナイト組織であり、方位差１５度以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒とした円相当径で30μm超の結晶粒が２００個/mm２以下とする。すなわち、ミクロ組織における、フェライト分率が５％未満の場合、降伏比が０．８０以下を満足しないことになる。一方、フェライト分率が９５％超の場合、島状マルテンサイトなど硬質相の分率が低くなり、やはり降伏比が０．８０以下を満足しないことになる。また、島状マルテンサイトが１％未満の場合、降伏比が０．８０以下を満足しない。一方、島状マルテンサイトが３０％超の場合、靭性が悪化する。さらに、残部が焼戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトでない場合、例えば焼入れままのマルテンサイトやベイナイトの場合、所期する靭性が満足されない。
（方位差１５度以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、該結晶粒のうち円相当径で30μm超の結晶粒が２００個/mm２以下）
　方位差１５度以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒としたときの、円相当径で３０μm超の結晶粒が２００個/mm２を超えると、靭性が低下する。より好ましくは１５０個/mm２以下である。
　鋼板の板厚は特に限定されず、任意の厚さとすることができる。例えば、６mm以上５０mm以下とすることが好ましい。
［機械的特性］
（引張強さ）
　鋼板の引張強さの下限は、特に限定する必要はないが、下限を６９０ＭＰａとすることが好ましい。なぜなら、タンクに適用する際の板厚を薄くできるからである。より好ましくは、７２０ＭＰａ以上とする。一方、引張強さの上限についても特に限定する必要はないが、上限を１０００ＭＰａとすることが好ましい。
　なお、引張強さは、後述する実施例に記載した方法で測定することができる。
（降伏比）
　鋼板の降伏比の上限は、特に限定する必要はないが、上限を０．８０とすることが好ましい。なぜなら、溶接後熱処理に代えて、機械的応力除去が可能になるからである。
（低温靱性）
　鋼板の靱性値は、特に限定する必要はないが、－７０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－７０℃）が、フルサイズシャルピー衝撃試験において１００Ｊ以上であることが好ましい。より好ましくは１５０J以上である。
［製造方法］
　次に、本発明の鋼板を製造する方法について説明する。なお、以下の説明においては、特に断らない限り、温度は板厚中央の温度を指すものとする。板厚中央の温度は、例えば、放射温度計で測定した鋼板の表面温度から、伝熱計算により求めることができる。
　すなわち、下記（１）～（６）の工程を順次行うことにより、本発明の鋼板を好適に製造することができる。
（１）鋼素材の加熱
（２）熱間圧延
（３）焼入れ（加速冷却）
（４）鋼板の加熱
（５）加速冷却＋冷却停止
（６）空冷（自己焼戻し）
（１）鋼素材の加熱
　まず、上述した成分組成を有する鋼素材を、９００℃以上１２５０℃以下の温度に加熱することが好ましい。なお、鋼素材の製造方法は、とくに限定されないが、例えば、上述した成分組成を有する溶鋼を常法により溶製し、鋳造することにより製造できる。この溶製は、転炉、電気炉、誘導炉等、任意の方法により行うことができる。また、鋳造は、生産性の観点から連続鋳造法で行うことが好ましいが、造塊－分解圧延法により行うこともできる。鋼素材としては、例えば、鋼スラブを用いることができる。
　ここで、鋼素材の加熱は、鋳造などの方法によって得た鋼素材を一旦冷却した後に行ってもよいし、または、得られた鋼素材を冷却することなく直接、加熱に供してもよい。
　鋼素材の加熱温度が９００℃未満であると、鋼素材の変形抵抗が高いため、後続の熱間圧延における圧延機への負荷が増大し、熱間圧延を行うことが困難となる、おそれがある。そのため、鋼素材の加熱温度は９００℃以上とすることが好ましい。一方、鋼素材の加熱温度が１２５０℃より高いと、鋼の酸化が顕著となり、酸化による酸化膜を除去することによるロスが増大する結果、歩留まりが低下する、おそれがある。そのため、鋼素材の加熱温度は１２５０℃以下とすることが好ましい。
（２）熱間圧延
［仕上げ温度：７００～１０００℃］
　熱間圧延において、仕上げ温度が７００℃未満であると、鋼素材の変形抵抗が高いため、後続の熱間圧延における圧延機への負荷が増大し、熱間圧延を行うことが困難となる。一方、仕上げ温度が１０００℃を超えると、微細な組織が得られず、粗大組織が残存し、靭性が低下する。なお、熱延鋼板の最終板厚は特に限定されないが、上述したように、６ｍｍ以上５０ｍｍ以下とすることが好ましい。
（３）焼入れ（加速冷却）　
　上記熱間圧延後の熱延鋼板に焼入れを行う。この焼入れは、鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４の深さ（以下、１／４ｔとも示す）の位置における温度で６００℃以下３００℃以上の温度域における平均冷却速度が３℃／ｓ以上であることが肝要である。
　すなわち、焼入れにおいて、上記の平均冷却速度が３℃／ｓ未満であると、所望の変態組織が得難く、十分な強度を得ることが困難となる。一方、平均冷却速度の上限は特に限定されないが、平均冷却速度が２００℃／ｓよりも高いと、鋼板内の各位置における温度制御が困難となり、板幅方向および圧延方向に材質のばらつきが出やすくなる。その結果、引張特性および靭性などの材料特性にばらつきが生じやすくなる。そのため、平均冷却速度は２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
　また、焼入れにおいて、冷却停止温度にが、１／４ｔにおける温度で３００℃よりも高いと、所望の変態組織が得られなくなる。従って、冷却停止温度は、１／４ｔにおける温度で３００℃以下とする。このような条件で加速冷却をすることにより、熱延鋼板が良好に焼入れされる。
　なお、焼入れにおける冷却処理は、特に限定されることなく任意の方法で行うことができる。例えば、空冷および水冷の一方または両方を用いることができる。水冷としては、水を用いた任意の冷却方法（例えば、スプレー冷却、ミスト冷却、ラミナー冷却など）を用いることができる。
（４）鋼板の加熱
　次いで、上記の焼入れ後の熱延鋼板を２相域温度で加熱する。加熱温度はＡc１点以上ＡＣ３点未満とする。Ａc１点未満では、島状マルテンサイトをえられず、低降伏比を達成できない。Ａc３点以上では、フェライト相が５％未満、また、焼き戻しマルテンサイト相が９０％超となり、低降伏比を達成できない。
　ここで、２相域温度加熱工程における加熱には、加熱温度を上記の通り制御できる方法であれば、任意の加熱方法を用いることができる。加熱方法の一例としては、炉加熱が挙げられる。前記炉加熱は、特に限定されることなく、一般的な熱処理炉を用いることができる。
　上記の２相域加熱温度に到達した後は、２相域加熱温度で任意の時間保持した後に冷却を開始してもよい。焼き戻し温度での保持を行う場合、保持時間は特に限定されないが、５分以上とすることが好ましい。
　なお、Ａｃ１点は、次の（１）式により求めることができる。
　ＡＣ１点（℃）＝750.8－26.6×Ｃ＋17.6×Ｓｉ－11.6×Ｍｎ－22.9×Ｃｕ－23×Ｎｉ＋24.1×Ｃｒ＋22.5×Ｍｏ－39.7×Ｖ－5.7×Ｔｉ＋232.4×Ｎｂ－169.4×Ａｌ　・・・（１）
　また、Ａｃ３点は、次の（２）式により求めることができる。
Ａｃ３（℃）＝937.2－436.5×Ｃ＋56×Ｓｉ－19.7×Ｍｎ－16.3×Ｃｕ－26.6×Ｎｉ－4.9×Ｃｒ＋38.1×Ｍｏ＋124.8×Ｖ＋136.3×Ｔｉ－19.1×Ｎｂ＋198.4×Ａｌ＋3315×Ｂ　・・・（２）
（５）加速冷却＋冷却停止
　１／４の深さ位置における温度で７００℃以下５００℃以上の温度域における平均冷却速度が３℃／ｓ以上および冷却終了温度が５００℃以下２００℃以上である、冷却を行う。すなわち、平均冷却速度が３℃/s未満では、所望の変態組織を得られず強度靭性が低下する可能性がある。また、冷却停止温度が５００℃超では、続く空冷工程で島状マルテンサイトが分解し、低降伏比を満足しない。２００℃未満では、続く空冷工程で所望の焼き戻し効果を得られず、靭性が劣化する。
（６）空冷（自己焼戻し）
　上記の冷却停止後は、自己焼戻しによる靭性向上をさせるため、空冷を行う。空冷において冷却速度は特に限定されないが、例えば板厚が６～５０ｍｍであれば通常１℃/ｓ以下となる。
　以下に述べる手順で鋼板を製造し、その特性を評価した。
　まず、表１に示す成分組成を有する溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法によって鋼素材としての鋼スラブ（厚さ：２００ｍｍ）を製造した。なお、上述した（１）～（２）式によって求めたＡＣ１点（℃）、ＡＣ３点（℃）を表１に併記する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　次に、表２に示した条件に従って、得られた鋼スラブを加熱し、熱間圧延して、各板厚（最終板厚）を有する熱延鋼板とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　かくして得られた熱延鋼板のそれぞれについて、ミクロ組織、引張強さ（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）および－７０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－70℃）を、以下の手法に従って評価した。その評価結果を、表３に示す。
［ミクロ組織］
　各鋼板から、１／４ｔの位置が観察位置となるように、ミクロ組織観察用の試験片を採取した。この試験片を、圧延方向と垂直な断面が観察面となるよう樹脂に埋め、鏡面研磨した。次いで、ナイタール腐食を実施した後、倍率５０００倍の走査型電子顕微鏡で観察して組織の画像を撮影した。得られた画像を解析して、ミクロ組織分率を同定した。各組織の特定は、それぞれ以下の通りとする。
・焼戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイト：セメンタイトを含む硬質相
・島状マルテンサイト：セメンタイトを含まない、円相当径１μｍ以下の硬質相
・焼入れままマルテンサイト：セメンタイトを含まない、円相当径１μｍ超えの硬質相
・フェライト：上記以外の母相
　さらに、ＥＢＳＤにて組織解析を行い、トータルで１mm×１mmの面積について、方位差１５度の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒と定義し、結晶粒サイズ分布を算出し、円相当径で直径が３０μｍ超の結晶粒数を測定した。
［引張強さ］
［降伏比］
　鋼板の１／４ｔの位置から、圧延方向と垂直にＪＩＳ４号引張試験片を採取した。この引張試験片を用い、ＪＩＳ　Ｚ２２４１の規定に準拠して引張試験を実施して、鋼板の引張強さ（ＴＳ）を評価した。引張強さが６９０ＭＰａ以上であれば、高強度であり合格とした。同様に、引張試験結果から降伏比も評価し、０．８０以下であれば、合格とした。
［低温靭性］
　鋼板の１／４ｔの位置から、圧延方向と平行にＪＩＳ　Ｚ２２０２の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取した。このＶノッチ試験片を用い、ＪＩＳ　Ｚ２２４２の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、－７０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－70℃）を求めた。シャルピー吸収エネルギーは、鋼板の低温靭性の指標と見なすことができる。シャルピー衝撃試験は、各鋼板において３本の試験片を採取して測定を行った。個々の測定結果と平均値を表２に示す。このフルサイズのシャルピー衝撃試験において、各試験片のｖＥ－７０℃が１００Ｊ以上であればシャルピー靭性に優れるものと評価し合格とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０２％以上０．１５％以下、
    　Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％以下、
    　Ｍｎ：０．０５％以上２．５０％以下、
    　Ｎｉ：０．５％以上５．０％未満、 
    　Ｐ：０．０３％以下、
    　Ｓ：０．００５％以下および
    　Ｎ：０．００１０％以上０．００８０％以下
    を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    　鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４の深さ位置におけるミクロ組織は、フェライト分率が５～９５％、島状マルテンサイト分率が１～３０％、残部が焼戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトであり、方位差１５度以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、該結晶粒のうち円相当径で３０μm超の結晶粒が２００個/mm２以下である鋼板。
  2. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    　Ａｌ：０．１００％以下、
    　Ｎｂ：０．１％以下、
    　Ｃｒ：２．００％以下、
    　Ｍｏ：１．０％以下、
    　Ｃｕ：２．０％以下、
    　Ｖ：０．０５％以下、
    　Ｔｉ：０．０３％以下および
    　Ｂ：０．００３０％以下
    から選択される１種以上を含有する、請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    　Ｃａ：０．００７％以下、
    　ＲＥＭ：０．０１０％以下および
    　Ｍｇ：０．００７％以下
    から選択される１種以上を含有する、請求項１または２に記載の鋼板。
  4. 　請求項１、２または３に記載の成分組成を有する、鋼素材に、最終圧延終了温度が鋼板表面温度で１０００～７００℃である熱間圧延を行って熱延鋼板とした後、該熱延鋼板に、該熱延鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４の深さ位置における温度で６００℃以下３００℃以上の温度域における平均冷却速度が３℃／ｓ以上および冷却終了温度が３００℃以下である、焼入れを行い、次いでＡc１点以上ＡＣ３点未満の温度域に加熱保持した後、前記１／４の深さ位置における温度で７００℃以下５００℃以上の温度域における平均冷却速度が３℃／ｓ以上および冷却終了温度が５００℃以下２００℃以上である冷却処理を行う、鋼板の製造方法。
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