WO2023276516A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2023276516A1
WO2023276516A1 PCT/JP2022/021867 JP2022021867W WO2023276516A1 WO 2023276516 A1 WO2023276516 A1 WO 2023276516A1 JP 2022021867 W JP2022021867 W JP 2022021867W WO 2023276516 A1 WO2023276516 A1 WO 2023276516A1
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less
ferrite
temperature
strength steel
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PCT/JP2022/021867
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Inventor
亮 荒尾
竜平 竹下
俊一 橘
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Publication date
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    • 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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • 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 (thick steel plate) for use in, for example, ships, offshore structures, mid-to-high-rise buildings, bridges, tanks, etc.
  • the welded heat-affected zone of the steel plate after welding has high toughness.
  • the present invention relates to a strength steel plate and a manufacturing method thereof.
  • Patent Literature 1 and Patent Literature 2 disclose techniques for improving the toughness of HAZ by high heat input welding (hereinafter sometimes referred to as "high heat input HAZ"). Specifically, a method of suppressing coarsening of austenite grains by the pinning effect of TiN, Al oxide, etc. has been proposed.
  • Patent Documents 3, 4, and 5 disclose techniques for refining the intra-grain structure by allowing a large number of ferrite transformation nuclei to exist within the austenite grains. Specifically, by using TiN, MnS, Ti oxide, etc. as ferrite transformation nuclei, refinement of the intragranular structure is achieved, thereby improving the low-temperature toughness of the HAZ.
  • the present invention has been made in view of the above-mentioned circumstances, and in particular, provides a high-strength steel sheet that is excellent in low-temperature toughness of the base material and HAZ (large heat input HAZ) of the steel sheet used for the above-mentioned applications, and a method for producing the same. for the purpose.
  • high strength in the present invention means that the yield stress (YP), which indicates the strength of the base material of the high-strength steel sheet, is 235 MPa or more.
  • excellent low-temperature toughness of the base material means that the absorbed energy of the base material in a Charpy impact test at -60°C is 200 J or more.
  • Excellent low-temperature toughness of HAZ (large heat input HAZ)” in the present invention means that the HAZ after high heat input welding, that is, the HAZ of the single-sided one-pass welded joint at ⁇ 60 ° C. The absorbed energy in the Charpy impact test is 80 J.
  • Coarse bainite is a coarse structure compared to structures such as ferrite and pearlite. Since the coarse structure has a low critical stress for brittle fracture, it causes a decrease in toughness. Therefore, the present inventors thought that suppressing the formation of coarse bainite would improve the low temperature toughness of the high heat input HAZ.
  • the present inventors investigated the metal structure of the base material. As a result, at the position of 1/4 of the plate thickness of the steel plate, the volume fraction of the deformed ferrite in the entire structure of the base material is 50% or more, the aspect ratio of the deformed ferrite is 1.5 or more, and the average of the deformed ferrite The crystal grain size is set to 50 ⁇ m or less. As a result, it has been found that excellent base material strength can be obtained while satisfying the condition of formula (1).
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows. [1] in % by mass, C: 0.010 to 0.070%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 1.00-2.00%, P: 0.020% or less, S: 0.0005 to 0.0100%, Al: 0.035 to 0.100%, Ti: 0.010-0.030%, and N: 0.0035-0.0100% contains Carbon equivalent Ceq. represented by the following formula (1).
  • the balance has a component composition consisting of Fe and inevitable impurities,
  • the metal structure of the high-strength steel sheet at the position of 1/4 of the plate thickness is composed of a soft phase composed of ferrite as the main phase, and a hard phase containing one or more of pearlite, bainite, and martensite as the balance.
  • the fraction of deformed ferrite in the entire metal structure is 50% or more in volume fraction
  • the deformed ferrite has an aspect ratio of 1.5 or more
  • the average crystal grain size of the deformed ferrite is 50 ⁇ m or less
  • the yield stress of the base material is 235 MPa or more
  • the Charpy impact absorption energy of the base material at -60 ° C. is 200 J or more
  • the component composition further includes, in % by mass, B: 0.0030% or less, Cu: 0.50% or less, Ni: 1.50% or less, V: 0.100% or less, Cr: 0.50% or less, Mo: 0.50% or less, Ca: 0.0030% or less,
  • B: 0.0030% or less Cu: 0.50% or less, Ni: 1.50% or less, V: 0.100% or less, Cr: 0.50% or less, Mo: 0.50% or less, Ca: 0.0030% or less
  • [4] A method for manufacturing a high-strength steel sheet according to any one of [1] to [3] above, After heating the steel material having the above composition to a temperature of 1050° C. or more and 1200° C. or less, Rolling is started in the recrystallized ⁇ region, which is a temperature range of 950°C or higher, and the rolling reduction in the non-recrystallized ⁇ region, which is a temperature range of 850°C or lower, is 30% or more, and (Ar3 transformation point -80) ° C. Hot rolling is performed at a rolling reduction of 30% or more in the ferrite-austenite two-phase region of the Ar3 transformation point, and the finishing temperature is 650 ° C.
  • a method for producing a high-strength steel plate [5] The method for producing a high-strength steel sheet according to [4] above, wherein the steel material is cast at an average casting speed of 0.3 to 1.0 m/min.
  • the high-strength steel sheet of the present invention is constructed by a large heat input welding method such as electrogas welding, submerged arc welding, and electroslag welding, for example, low-temperature storage tanks for liquefied gas and ships operated in low-temperature environments. It can be suitably used as a steel plate (steel material) for welding of structures.
  • the “%” display regarding the component composition means “mass %” unless otherwise specified.
  • C 0.010-0.070% C needs to be contained in an amount of 0.010% or more in order to obtain the strength of the base material (high-strength steel sheet) aimed at in the present invention. However, if the C content exceeds 0.070%, island martensite increases and the low temperature toughness of the weld heat affected zone (HAZ) decreases, so the C content is made 0.070% or less.
  • the C content is preferably 0.020% or more, more preferably 0.030% or more, still more preferably 0.050% or more.
  • the C content is preferably 0.065% or less, more preferably 0.060% or less, still more preferably 0.055% or less.
  • Si 0.01-0.50% Si is a component necessary for securing the strength of the base material and for deoxidizing, etc.
  • Si is contained in an amount of 0.01% or more.
  • the Si content is preferably 0.1% or more, more preferably 0.15% or more.
  • the Si content is preferably 0.40% or less, more preferably 0.3% or less.
  • Mn 1.00-2.00% Mn must be contained in an amount of 1.00% or more in order to ensure the strength of the base material. On the other hand, if the Mn content exceeds 2.00%, not only the weldability deteriorates but also the cost of the steel sheet increases. Therefore, the range of Mn content is 1.00 to 2.00%.
  • the Mn content is preferably 1.20% or more, more preferably 1.40% or more, still more preferably 1.50% or more.
  • the Mn content is preferably 1.90% or less, more preferably 1.75% or less, still more preferably 1.60% or less.
  • P 0.020% or less
  • P is an impurity that is unavoidably mixed. %. Therefore, the P content should be 0.020% or less.
  • the P content is preferably 0.015% or less.
  • the P content is more preferably 0.010% or less, even more preferably 0.007% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, the P content is preferably 0.001% or more because the ultra-low P content increases the cost.
  • S 0.0005 to 0.0100% S must be contained in an amount of 0.0005% or more in order to form the required CaS or MnS as cores of composite inclusions necessary for ferrite nucleation.
  • the S content should be 0.0100% or less.
  • the S content is preferably 0.0090% or less, more preferably 0.0030% or less.
  • the S content is preferably 0.0010% or more, more preferably 0.0015% or more.
  • Al 0.035-0.100%
  • Al must be contained in an amount of 0.035% or more for deoxidizing steel.
  • the Al content exceeds 0.100%, the low temperature toughness of the base material is lowered and the low temperature toughness of the weld metal is deteriorated. Therefore, the Al content is set to 0.100% or less.
  • the Al content is preferably 0.095% or less, more preferably 0.090% or less, still more preferably 0.080% or less.
  • the Al content is preferably 0.040% or more, more preferably 0.050% or more.
  • Ti 0.010-0.030% Ti precipitates as TiN when the steel solidifies, and contributes to suppression of coarsening of austenite grains in the HAZ and high toughness as ferrite transformation nuclei. If the Ti content is less than 0.010%, the effect is small, and if it exceeds 0.030%, the TiN particles become coarse and the expected effect cannot be obtained. Therefore, the Ti content should be in the range of 0.010 to 0.030%.
  • the Ti content is preferably 0.011% or more, more preferably 0.013% or more, still more preferably 0.015% or more.
  • the Ti content is preferably 0.028% or less, more preferably 0.025% or less, still more preferably 0.020% or less.
  • N 0.0035 to 0.0100% Since N combines with Ti to form TiN, it is contained at 0.0035% or more. If the N content increases, the solid solution N increases and the low temperature toughness of the HAZ decreases, so the upper limit of the N content is set at 0.0100%. Therefore, the N content should be 0.0100% or less.
  • the N content is preferably 0.0040% or more, more preferably 0.0045% or more, and still more preferably 0.0052% or more.
  • the N content is preferably 0.0095% or less, more preferably 0.0090% or less, still more preferably 0.0075% or less.
  • the high-strength steel sheet of the present invention has a carbon equivalent Ceq.
  • the component composition is adjusted so that (IIW) satisfies the range of 0.25 to 0.35% by mass.
  • Ceq. (IIW) [C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5 (1)
  • [ ] in the formula (1) is the content (% by mass) of each element in the parenthesis, and the content of the element not contained is zero.
  • Carbon equivalent Ceq. (IIW) is 0.35% by mass or less in order to ensure vTrs (fracture surface transition temperature) of ⁇ 60° C. or less in the weld heat affected zone.
  • the carbon equivalent Ceq. If (IIW) is less than 0.25% by mass, a yield stress of 235 MPa or more cannot be ensured in the base material. Therefore, the carbon equivalent Ceq. (IIW) is 0.25 to 0.35% by mass.
  • Carbon equivalent Ceq. (IIW) is preferably 0.27% by mass or more, more preferably 0.28% by mass or more.
  • Carbon equivalent Ceq. (IIW) is preferably 0.33% by mass or less, more preferably 0.32% by mass or less.
  • vTrs is set to ⁇ 60° C. or less in the weld heat affected zone.
  • Ti/N 1.5-4.0
  • Ti satisfies 1.5 ⁇ Ti/N ⁇ 4.0 (where Ti and N are the contents of each element (% by mass)) in relation to the N content. and adjust the Ti content.
  • Ti and N are the contents of each element (% by mass)
  • the Ti content By adjusting the Ti content, it becomes possible to secure the optimum size and amount of TiN, and as a result, it becomes possible to suppress coarsening of austenite.
  • the Ti/N ratio is less than 1.5, TiN becomes finer, and as a result, TiN dissolves in the weld heat-affected zone. As a result, the amount of TiN necessary for improving the low temperature toughness of the weld cannot be ensured.
  • the ratio of Ti content to N content (T/Ni) is set to 1.5 or more and 4.0 or less.
  • T/Ni is preferably 2.0 or more, more preferably 2.5 or more.
  • T/Ni is preferably 3.4 or less, more preferably 3.2 or less.
  • the size of TiN is preferably adjusted to 5 nm or more and 200 nm or less. The reason for this is that if the size is out of this range, a sufficient effect of suppressing coarsening of austenite grains cannot be obtained.
  • the "size of TiN" refers to the diagonal length of rectangular TiN, which can be measured by the method described in Examples below.
  • the balance other than the above components is iron (Fe) and unavoidable impurities.
  • the above-described elements are used as the basic composition, and the characteristics aimed at in the present invention can be obtained with this basic composition.
  • the following elements can be contained as necessary.
  • each component of B, Cu, Ni, V, Cr, Mo, Ca, Mg, and REM described below can be contained as necessary, these components may be 0%.
  • B 0.0030% or less
  • Cu 0.50% or less, Ni: 1.50% or less, V: 0.100% or less, Cr: 0.50% or less, Mo: 0.50% or less
  • Ca One or more selected from the group consisting of 0.0030% or less, Mg: 0.0050% or less, and REM: 0.1000% or less
  • B 0.0030% or less
  • B is a steel plate (base material) It is an element that effectively acts to increase the strength of steel. Such an effect becomes remarkable when the B content is 0.0002% or more.
  • an excessive B content adversely affects the low-temperature toughness of the HAZ of the weld zone, so the B content is preferably 0.0030% or less. Therefore, when B is contained, the B content is preferably 0.0030% or less.
  • the B content is preferably 0.0002% or more, more preferably 0.0007% or more.
  • the B content is more preferably 0.0012% or less.
  • Cu 0.50% or less
  • Cu is an element that enhances the hardenability of steel, and contributes not only to enhancing the strength of the base material after rolling, but also to enhancing functions such as high-temperature strength and weather resistance. These effects are exhibited by containing 0.01% or more of Cu.
  • an excessive Cu content rather deteriorates the low-temperature toughness and weldability of the HAZ of the weld zone.
  • the Cu content is preferably 0.50% or less. Therefore, when Cu is contained, the Cu content is preferably 0.50% or less.
  • the Cu content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.04% or more.
  • the Cu content is more preferably 0.10% or less.
  • Ni 1.50% or less
  • Ni is an element that enhances the hardenability of steel, and in addition to improving the strength of the base material after rolling, it also contributes to the improvement of functions such as low-temperature toughness, high-temperature strength, and weather resistance of the base material. do. These effects are exhibited by containing 0.01% or more of Ni.
  • an excessive Ni content rather deteriorates the low-temperature toughness and weldability of the HAZ of the weld zone, and causes an increase in the cost of the alloy.
  • the Ni content is preferably 1.50% or less. Therefore, when Ni is contained, the Ni content is preferably 1.50% or less.
  • the Ni content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more.
  • the Ni content is more preferably 0.50% or less.
  • V 0.100% or less
  • V is an element effective in improving the strength and low-temperature toughness of the base metal, and also acts as a ferrite formation nucleus as VN. Such an effect is exhibited by containing 0.005% or more of V.
  • the V content is preferably 0.100% or less. Therefore, when V is contained, the V content is preferably 0.100% or less.
  • the V content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.009% or more.
  • the V content is more preferably 0.080% or less.
  • Cr 0.50% or less Cr, like Cu, is an element that enhances the hardenability of steel. In addition to improving the strength of the base metal after rolling, it contributes to functional improvements such as high-temperature strength and weather resistance. These effects are exhibited by containing 0.01% or more of Cr. On the other hand, an excessive Cr content rather deteriorates the low-temperature toughness and weldability of the HAZ of the weld zone.
  • the Cr content is preferably 0.50% or less. Therefore, when Cr is contained, the Cr content is preferably 0.50% or less.
  • the Cr content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more.
  • the Cr content is more preferably 0.10% or less.
  • Mo 0.50% or less Mo, like Cu and Cr, is an element that enhances the hardenability of steel, and in addition to improving the strength of the base material after rolling, it contributes to functional improvements such as high-temperature strength and weather resistance. do. These effects are exhibited by containing 0.01% or more Mo. On the other hand, an excessive Mo content rather deteriorates the low-temperature toughness and weldability of the HAZ of the weld zone.
  • the Mo content is preferably 0.50% or less. Therefore, when Mo is contained, the Mo content is preferably 0.50% or less.
  • the Mo content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more. Mo content is more preferably 0.10% or less.
  • Ca 0.0030% or less Ca is an element useful for improving the low temperature toughness of the base metal and HAZ by fixing S. If the content of Ca exceeds 0.0030%, the effect saturates, so Ca should be contained at 0.0030% or less. On the other hand, when the Ca content is less than 0.0005%, the fixation of S becomes insufficient. Ca should be contained at 0.0005% or more. Therefore, when Ca is contained, the Ca content is preferably 0.0030% or less. The Ca content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0010% or more. The Ca content is more preferably 0.0025% or less.
  • the contents showing the respective deoxidizing effects are Mg: 0.0002% or more and REM: 0.0010% or more.
  • Mg content is preferably 0.0002% or more.
  • the REM content is preferably 0.0010% or more.
  • the high-strength steel sheet of the present invention can achieve improvement in low-temperature toughness by satisfying the chemical composition described above. On the other hand, as described above, it becomes difficult to ensure the strength of the base material. Therefore, in the present invention, it is also important to define the metal structure of the high-strength steel sheet as follows for the purpose of ensuring the strength.
  • the metal structure of the high-strength steel sheet of the present invention is described below.
  • the high-strength steel sheet of the present invention is composed of a soft phase whose main phase is ferrite at the position of 1/4 of the plate thickness, and a hard phase whose balance is one or more of pearlite, bainite, and martensite. It has a metal structure.
  • the above-described deformed ferrite has a volume fraction of 50% or more in the entire metal structure of the high-strength steel sheet at the position of 1/4 of the plate thickness, and the deformed ferrite has an aspect ratio of 1.5. and the average crystal grain size of the deformed ferrite is 50 ⁇ m or less.
  • the high-strength steel sheet of the present invention has ferrite as the main phase at the 1/4 position of the plate thickness from the viewpoint of improving the strength of the base material.
  • the "main phase” refers to a volume ratio of 50% or more.
  • the volume fraction of ferrite is preferably 70% or more, more preferably 75% or more, even more preferably 80% or more, and even more preferably 90% or more.
  • the fraction of deformed ferrite is also specified. Details of the processed ferrite will be described later.
  • Remainder hard phase containing one or more of pearlite, bainite, and martensite.
  • volume fraction of deformed ferrite 50% or more
  • dislocations are added to ferrite in the two-phase region by two-phase region rolling according to the hot rolling conditions described later. Improves strength by In order to obtain such an effect, it is necessary to have deformed ferrite in which dislocations are introduced by two-phase rolling at a certain ratio or more.
  • the deformed ferrite In order to ensure the strength of the base material described above, the deformed ferrite must be 50% or more in volume fraction with respect to the entire metal structure of the high-strength steel sheet at the position of 1/4 of the plate thickness.
  • the volume fraction of processed ferrite is preferably 60% or more. Processed ferrite accounts for 55% or more of the above ferrite.
  • the deformed ferrite is 70% or more.
  • the upper limit of the deformed ferrite is not specified, it is preferably 90% or less in volume fraction from the viewpoint of the load on the rolling mill and the prevention of a decrease in absorbed energy due to the occurrence of separation. It is more preferable that the volume fraction of the deformed ferrite is 80% or less. Processed ferrite accounts for 96% or less of the above ferrite. Preferably, it is 93% or less.
  • deformed ferrite in the present invention refers to ferrite having a dislocation density ⁇ value of 1.0 ⁇ 10 14 m ⁇ 2 or more as determined by X-ray diffraction (XRD).
  • XRD X-ray diffraction
  • the dislocation density ⁇ mentioned above is preferably 2.0 ⁇ 10 14 m ⁇ 2 .
  • the upper limit of the dislocation density ⁇ is set to 2.5 ⁇ 10 15 m ⁇ 2 or less.
  • the dislocation density can be measured by the method described in Examples below.
  • the aspect ratio of deformed ferrite is set to 1.5 or more.
  • the aspect ratio of the deformed ferrite is preferably 2.0 or more, more preferably 2.5 or more.
  • the upper limit of the aspect ratio of deformed ferrite need not be specified. From the viewpoint of the capability of the rolling mill, etc., the aspect ratio of the deformed ferrite is preferably 4.0 or less, more preferably 3.8 or less.
  • Average grain size of deformed ferrite 50 ⁇ m or less
  • the average grain size of the deformed ferrite is preferably 45 ⁇ m or less, more preferably 40 ⁇ m or less, and still more preferably 30 ⁇ m or less.
  • the upper limit of the average crystal grain size of deformed ferrite is not particularly defined. From the viewpoint of applying the steel sheet to the above applications, the thickness is preferably 5 ⁇ m or more, more preferably 15 ⁇ m or more.
  • the crystal grain size of the deformed ferrite of the present invention is obtained by determining the orientation difference between adjacent crystal grains, and measuring the boundary where the orientation difference is 15° or more as the crystal grain boundary.
  • the arithmetic mean of the grain sizes is calculated from the obtained grain boundaries to obtain the average circle equivalent diameter, which is the above-mentioned average grain size.
  • the volume fraction of ferrite, pearlite, bainite, martensite, and deformed ferrite, the aspect ratio of deformed ferrite, and the average grain size of deformed ferrite can be measured by the methods described in Examples described later. .
  • molten steel having the chemical composition described above is melted by a melting method such as a converter or an electric furnace. Secondary refining may also be performed in a vacuum degassing furnace. After that, it is preferable to form a steel material such as a slab having a predetermined size by a casting method such as a continuous casting method, an ingot casting-blooming rolling method, or the like.
  • a slab can be used as the steel material described above.
  • the casting conditions preferably satisfy the following conditions.
  • the average casting speed during slab casting is preferably 0.3 m/min or more and 1.0 m/min or less. It is possible to control the cooling of the slab (steel material) by means of the casting speed. If the average casting speed is less than 0.3 m/min, the size of TiN in the base material (high-strength steel sheet) becomes large. As the size of TiN increases, the TiN density of the base material (high-strength steel sheet) decreases, thereby decreasing the pinning effect. As a result, the ferrite cannot be sufficiently refined in the HAZ of the weld zone, and the low temperature toughness of the HAZ may deteriorate. In addition, as described above, the size of the TiN core is preferably 5 nm or more and 200 nm or less. The above casting speed is the average speed for the entire casting process.
  • the average casting speed exceeds 1.0 m/min
  • the TiN density increases, but the TiN size becomes smaller than the above range.
  • TiN dissolves due to a large heat input during welding of the base metal (high-strength steel plate).
  • the austenite grain size may become coarse, and the low temperature toughness of the HAZ may deteriorate.
  • the temperature "°C" indicates the surface temperature of the steel material or steel plate.
  • the surface temperature can be measured with, for example, a radiation thermometer.
  • the temperature at the thickness center position of the slab or steel plate can be measured, for example, by attaching a thermocouple to the thickness center of the steel plate, or by calculating the temperature distribution in the steel plate cross section by heat transfer analysis, and using the results as the steel plate can be obtained by correcting with the surface temperature of
  • the heating temperature of the steel material (for example, slab) needs to be 1050°C or higher and 1200°C or lower. The reason for this is that if the heating temperature is less than 1050° C., coarse inclusions generated during solidification of the slab that adversely affect the low temperature toughness may remain unmelted. On the other hand, when heated at a high temperature, there is a possibility that the precipitates built in by controlling the cooling rate during casting may be redissolved. Based on this, a heating temperature of 1200° C. or less is sufficient for completing the phase transformation. It should be noted that the coarsening of crystal grains, which is thought to occur during heating and holding, can also be prevented in advance by the above-described pinning effect of TiN. For the above reasons, the heating temperature is limited to 1050° C. or higher and 1200° C. or lower. The heating temperature is preferably 1180° C. or lower, more preferably 1100° C. or lower.
  • Rolling start temperature 950°C or higher
  • the heated steel material starts rolling in the recrystallization temperature range (recrystallization ⁇ range), which is a temperature range of 950°C or higher. In this temperature range, rolling recrystallizes the austenite grains. As a result, the structure can be made finer. If rolling is started at a temperature of less than 950° C., sufficient recrystallization of austenite grains will not occur, resulting in insufficient refinement of the structure. As a result, the strength of the base material is lowered.
  • the rolling start temperature is preferably 970° C. or higher, more preferably 1000° C. or higher. Although the upper limit of the rolling start temperature is not particularly specified, it is preferably 1100° C. or less from the viewpoint of suppressing wear of the rolling rolls due to contact with the high-temperature steel material.
  • Non-recrystallized ⁇ region of 850°C or less 30% or more Perform hot rolling with a rolling reduction of 30% or more in a non-recrystallized temperature region (non-recrystallized ⁇ region), which is a temperature region of 850°C or less. .
  • the reason is as follows. In this temperature range, recrystallization of the austenite grains does not occur, the austenite grains are deformed flat, and defects such as deformation bands are introduced inside the austenite grains. This stored internal energy adds to the driving force for subsequent ferrite transformation.
  • the rolling reduction of the non-recrystallized ⁇ region is preferably 35% or more, more preferably 40% or more.
  • the upper limit of the rolling reduction in the non-recrystallized ⁇ region is not particularly defined. If the rolling reduction of the non-recrystallized ⁇ region is excessively increased, the manufacturing efficiency is lowered, so it is preferably 55% or less, more preferably 50% or less.
  • the rolling reduction of 30% in the ferrite-austenite two-phase temperature region develops the rolling texture of ferrite and contributes to the improvement of low-temperature toughness.
  • the rolling reduction in the ferrite-austenite two-phase temperature range is limited to 30% or more.
  • the rolling reduction in the two-phase temperature range is preferably 35% or more, more preferably 40% or more.
  • the upper limit of the rolling reduction in the above two-phase temperature range is not particularly defined. From the viewpoint of ensuring the flatness of the steel sheet, it is preferably 50% or less.
  • Ar3 (°C) 910-273 x C-74 x Mn-57 x Ni-16 x Cr-9 x Mo-5 x Cu
  • each element is the content (mass %), and the content of the element not contained is zero.
  • Finishing temperature 650°C or higher. That is, the reason why hot rolling is completed (finished) at a temperature of 650° C. or higher is that if finish rolling is performed at a temperature of less than 650° C., the ferrite generated by phase transformation is strained more than necessary. This is because, as a result, the low-temperature toughness of the base metal is lowered.
  • the finishing temperature is preferably 670° C. or higher, more preferably 680° C. or higher. The upper limit of finishing temperature is not specified. Since the rolling is performed in the ferrite-austenite two-phase temperature range, the temperature is preferably 710° C. or less.
  • the hot rolled steel sheet is cooled under the following conditions. This cooling can increase the strength of the base material.
  • Cooling start temperature 650°C or higher
  • the reason for starting cooling at a temperature of 650°C or higher is that starting cooling at a temperature below 650°C is disadvantageous from the viewpoint of hardenability, and the required base material strength may not be obtained. This is because
  • the cooling start temperature is preferably 670° C. or higher, more preferably 680° C. or higher.
  • the upper limit of the cooling start temperature is not specified. Since cooling starts below the Ar3 transformation point, the temperature is preferably 710° C. or below.
  • Cooling stop temperature Temperature in the temperature range of 600 ° C. or lower and 300 ° C. or higher The hot-rolled steel plate after hot rolling is cooled from the cooling start temperature to the temperature in the temperature range of 300 ° C. or higher and 600 ° C. or lower (cooling stop temperature). Cooling. This is because stopping cooling at a temperature exceeding 600° C. makes it difficult to secure sufficient strength from the viewpoint of hardenability. Also, stopping cooling at a temperature of less than 300° C. does not significantly change the properties of the steel sheet, so only the operational load increases.
  • the cooling stop temperature is preferably 570° C. or lower, more preferably 520° C. or lower.
  • Average cooling rate 5°C/s or more If the average cooling rate in the above temperature range is less than 5°C/s, it becomes difficult to obtain steel having a uniform metal structure, and it becomes impossible to ensure base material strength and low-temperature toughness.
  • the average cooling rate is preferably 7° C./s or higher, more preferably 10° C./s or higher.
  • the average cooling rate is preferably 100° C./s or less, more preferably 80° C./s or less, still more preferably 60° C./s or less.
  • the steel billet is cooled from a cooling start temperature of 650°C or higher at an average cooling rate of 5°C/s or higher to 300°C or higher and 600°C. Cool down to the cooling stop temperature below.
  • a high-strength steel sheet manufactured under the above manufacturing conditions has the above-described metallographic structure in addition to the above-described chemical composition. That is, it is a structure having a ferrite structure as a main phase and a structure having one or more of pearlite, bainite, and martensite as the balance, and having the above deformed ferrite.
  • the high-strength steel sheet of the present invention has the properties of a steel sheet suitable as a material for the above applications (for example, low-temperature storage tanks for liquefied gas and structures such as ships operated in low-temperature environments).
  • the low-temperature toughness of the base material is also high, and specifically, the characteristic that the Charpy impact absorption energy at -60°C is 200 J or more can be obtained.
  • the Charpy impact absorption energy at -60 ° C. in the weld heat affected zone is 80 J or more, and the welding heat Excellent low temperature toughness in the affected area.
  • a steel slab (steel material) adjusted to the chemical composition shown in Table 1 was produced by the converter - ladle refining - continuous casting method.
  • a blank in Table 1 indicates that the element is not intentionally added, which means that it includes not only the case where the element is not contained (0%) but also the case where the element is unavoidably contained.
  • the resulting steel slabs are heated and then cooled according to the conditions shown in Tables 2-1 and 2-2, followed by hot rolling and then cooling to obtain a plate thickness (finished thickness )
  • Fraction of processed ferrite For the fraction of deformed ferrite, a sample is taken from the 1/4 position of the steel plate thickness in the same manner as described above, the surface is mirror-polished, the surface is finished with colloidal silica, and then subjected to SEM (scanning electron microscope). was used to perform EBSD (Electron Backscatter Diffraction) measurements. The crystal orientation was measured at a magnification of 500, and from the obtained data, the boundary where the orientation difference between adjacent measurement points was 15° or more was defined as the crystal grain boundary.
  • SEM scanning electron microscope
  • ferrite region having a GAM (Grain Average Misorientation) value of 1.0 or more was defined as deformed ferrite, and its area fraction was determined. 10 fields of view were measured, and the average processed ferrite area ratio was taken as the volume ratio in the same manner as in the above method.
  • GAM Gram Average Misorientation
  • Size of TiN For the size of TiN, a thin film sample was taken from the position of 1/4 of the plate thickness of the steel plate, and the precipitate was measured using a TEM (transmission electron microscope). Ten visual fields of 1 ⁇ m ⁇ 1 ⁇ m were observed, and the diagonal length of the rectangular TiN was measured. The average diagonal length of all TiN was calculated as the size of TiN.
  • a test piece conforming to JIS Z2242 (2016) was taken from the 1/4 position of the plate thickness of each high-strength steel plate. Then, a Charpy impact test based on JIS Z2242 (2018) was performed to measure the Charpy impact absorption energy (vE -60 ) of the base material at -60°C. In this example, when the average value of the absorbed energies of the three wires at ⁇ 60° C. was 200 J or more, the low temperature toughness of the base material was judged to be excellent.
  • the chemical composition satisfies the condition of formula (1), and the base material is at the 1/4 position of the sheet thickness. metallographic structure. As a result, it was confirmed that the base material has both high strength and excellent low-temperature toughness.
  • the absorbed energy (vE -60 ) in the above-mentioned Charpy impact test satisfies 80 J or more, and it is confirmed that it has excellent HAZ low temperature toughness. was done.

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Abstract

高強度鋼板およびその製造方法を提供する。本発明の高強度鋼材は、特定の成分組成を有し、板厚１／４位置における高強度鋼板の金属組織は、フェライトからなる軟質相を主相とし、残部がパーライト、ベイナイト、およびマルテンサイトのうちの１種または２種以上を含む硬質相とからなり、金属組織全体に占める加工フェライトの分率が、体積分率で５０％以上であり、加工フェライトのアスペクト比が１．５以上であり、加工フェライトの平均結晶粒径が５０μｍ以下であり、母材の降伏応力が２３５ＭＰａ以上であり、母材の－６０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが２００Ｊ以上であり、大入熱溶接後の溶接熱影響部における－６０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが８０Ｊ以上である。

Description

高強度鋼板およびその製造方法
　本発明は、例えば船舶、海洋構造物、中高層ビル、橋梁、タンクなどに使用される鋼板（厚鋼板）であり、特に、該鋼板を溶接した後の溶接熱影響部においても高い靭性を有する高強度鋼板およびその製造方法に関する。
　近年、船舶、海洋構造物、中高層ビル、橋梁、タンクなどの構造物に使用される、溶接用鋼材（溶接用鋼板）の材質特性に対する要望は厳しさを増している。さらに、そのような構造物は、短期間で製造するべく、サブマージアーク溶接法、エレクトロガス溶接法、エレクトロスラグ溶接法などに代表される、大入熱溶接法の運用が希望されている。このことから、鋼材自身の靭性と同様に、溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」と称する場合もある）の靭性への要求も厳しさを増している。
　しかし、一般に、溶接入熱量が大きくなると、ＨＡＺの組織が粗大化し、ＨＡＺの靭性は低下することが知られている。このような大入熱溶接によるＨＡＺの靭性の低下に対して、例えば特許文献１～５に記載された技術のように、これまでも多くの対策が提案されてきた。
　特許文献１および特許文献２には、大入熱溶接によるＨＡＺ（以下、「大入熱ＨＡＺ」と称する場合もある）の靱性を改善する技術が開示されている。具体的には、ＴｉＮ、Ａｌオキサイド等のピンニング効果によって、オーステナイト粒の粗大化を抑制する方法が提案されている。
　また、特許文献３、特許文献４および特許文献５には、オーステナイト粒内にフェライト変態核を多数存在させることにより、結晶粒内組織の微細化を図る技術が開示されている。具体的には、ＴｉＮ、ＭｎＳ、Ｔｉオキサイド等をフェライト変態核として利用することによって、結晶粒内組織の微細化を達成し、これによりＨＡＺの低温靱性の改善を図っている。
特開２００２－２５６３７９号公報 特許第２９５００７６号公報 特公平０７－０６８５７７号公報 特公平０５－０１７３００号公報 特許第３７３３８９８号公報
　しかしながら、特許文献１～特許文献５に開示された上記の析出物を利用してＨＡＺを微細化する諸技術を適用しても、大入熱溶接を施す場合には、ＨＡＺ組織の粗大化が不可避であり、例えば－６０℃を下回る環境下ではＨＡＺの低温靭性の劣化が生じる。
　近年、船舶やタンク等においては、従来よりも低温の環境での運用が検討されている。そのため、上記の各特許文献に記載の技術が対象としている鋼材（鋼板）よりも、飛躍的に溶接熱影響部の低温靭性を向上させた鋼材が必要とされるようになっている。
　本発明は、上記の実情を鑑みてなされたものであり、特に、上記した用途に用いる鋼板の母材およびＨＡＺ（大入熱ＨＡＺ）の低温靱性に優れる高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　ここで、本発明における「高強度」とは、高強度鋼板の母材強度を示す降伏応力（ＹＰ）が２３５ＭＰa以上であることを指す。本発明における「母材の低温靭性に優れる」とは、母材の－６０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが２００Ｊ以上であることを指す。本発明における「ＨＡＺ（大入熱ＨＡＺ）の低温靭性に優れる」とは、大入熱溶接後のＨＡＺ、すなわち片面１パス溶接継手のＨＡＺにおける－６０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが８０Ｊ以上であることを指す。特に、サブマージアーク溶接などの片面１パス溶接による溶接入熱量が４ｋＪ／ｍｍ以上の溶接継手に対して安定した低温靭性を得ることができる。
なお、降伏応力およびシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーは、後述する実施例に記載の方法で測定できる。
　本発明者らは、上記課題を解決するために、大入熱ＨＡＺの低温靱性を向上するための手法について鋭意研究を重ねた結果、以下の知見を得るに到った。
　まず、本発明者らは、大入熱溶接により生成する粗大なベイナイト組織に着目した。フェライトやパーライトといった組織と比較して、粗大なベイナイトは粗い組織である。粗い組織は脆性破壊の限界応力が低いため、靭性低下の要因となる。そこで、本発明者らは、粗大なベイナイトの生成を抑制することで、大入熱ＨＡＺの低温靭性が向上すると考えた。
　また、本発明者らが鋭意検討した結果、次の知見を得た。以下の(１)式の条件を満足する成分組成に設計することによって、フェライト変態が促進され、粗大なベイナイトの細粒化が可能となる。さらに、Ｎに対するＴｉの割合（Ｔｉ／Ｎ）を１．５～４．０の範囲に設計することで、溶接による旧オーステナイト粒径の粗大化が抑制され、粗大なベイナイトの抑制が可能となる。
　しかし、（１）式の条件を満足することで、軟質相であるフェライトの分率が増加してしまうため、母材（鋼板）の強度確保が困難になってしまう。
　そこで、本発明者らは母材の金属組織に関して検討した。その結果、鋼板の板厚１／４位置において、母材の全組織に占める加工フェライトの分率が体積分率で５０％以上、加工フェライトのアスペクト比が１．５以上、および加工フェライトの平均結晶粒径が５０μｍ以下とする。これにより、（１）式の条件を満足したまま、優れた母材強度を得ることができることを知見した。
０．２５≦［Ｃ］＋［Ｍｎ］/６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）/１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）/５≦０．３５…（１）
ただし、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素の含有量はゼロとする。
　本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［１］　質量％で、
　Ｃ：０．０１０～０．０７０％、
　Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
　Ｍｎ：１．００～２．００％、
　Ｐ：０．０２０％以下、
　Ｓ：０．０００５～０．０１００％、
　Ａｌ：０．０３５～０．１００％、
　Ｔｉ：０．０１０～０．０３０％、および
　Ｎ：０．００３５～０．０１００％
を含有し、
　下記式(１)で表される炭素等量Ｃｅｑ．（ＩＩＷ）が０．２５～０．３５質量％を満足し、
　Ｔｉ／Ｎが１．５～４．０を満足し、
残部はＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有し、
　板厚１／４位置における高強度鋼板の金属組織は、フェライトからなる軟質相を主相とし、残部がパーライト、ベイナイト、およびマルテンサイトのうちの１種または２種以上を含む硬質相とからなり、
金属組織全体に占める加工フェライトの分率が、体積分率で５０％以上であり、
前記加工フェライトのアスペクト比が１．５以上であり、
前記加工フェライトの平均結晶粒径が５０μｍ以下であり、
　母材の降伏応力が２３５ＭＰａ以上であり、母材の－６０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが２００Ｊ以上であり、
大入熱溶接後の溶接熱影響部における－６０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが８０Ｊ以上である、高強度鋼板。
Ｃｅｑ．（ＩＩＷ）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５…（１）
ここで、式（１）中の[]は、該括弧内の各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素の含有量はゼロとする。
［２］　前記成分組成は、さらに、質量％で、
　Ｂ　：０．００３０％以下、
　Ｃｕ：０．５０％以下、
　Ｎｉ：１．５０％以下、
　Ｖ　：０．１００％以下、
　Ｃｒ：０．５０％以下、
　Ｍｏ：０．５０％以下、
　Ｃａ：０．００３０％以下、
　Ｍｇ：０．００５０％以下、および
　ＲＥＭ：０．１０００％以下
からなる群より選択される１種または２種以上を含有する、上記の［１］に記載の高強度鋼板。
［３］　前記板厚１／４位置における高強度鋼板の金属組織は、ＴｉＮのサイズが５～２００ｎｍである、上記の［１］または［２］に記載の高強度鋼板。
［４］　上記の［１］～［３］のいずれか１つに記載の高強度鋼板の製造方法であって、
　前記成分組成を有する鋼素材を１０５０℃以上１２００℃以下の温度に加熱後、
　９５０℃以上の温度域である再結晶γ域で圧延を開始し、８５０℃以下の温度域である未再結晶γ域での圧下率が３０％以上、および（Ａｒ３変態点－８０）℃～Ａｒ３変態点のフェライト－オーステナイト二相域での圧下率が３０％以上の条件で圧延を行い、仕上温度が６５０℃以上である、熱間圧延を施し、
　その後、６５０℃以上の冷却開始温度から、６００℃以下３００℃以上の温度域の冷却停止温度まで、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する、
高強度鋼板の製造方法。
［５］　前記鋼素材を０．３～１．０ｍ／ｍｉｎの平均鋳造速度で鋳造する、上記の［４］に記載の高強度鋼板の製造方法。
　本発明によれば、本発明の高強度鋼板に大入熱溶接を施しても、母材および溶接熱影響部において優れた低温靱性を有することができる。したがって、本発明の高強度鋼板は、エレクトロガス溶接、サブマージアーク溶接、エレクトロスラグ溶接などの大入熱溶接法によって施工される、例えば液化ガスの低温貯蔵タンクや低温環境で運用される船舶等の構造物の溶接用鋼板（鋼材）として、好適に用いることができる。
　以下、本発明について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　まず、本発明において高強度鋼板の成分組成を限定した理由について説明する。なお、本発明において、成分組成に関する「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０１０～０．０７０％
　Ｃは、本発明で目的とする母材（高強度鋼板）の強度を得るために０．０１０％以上の含有を必要とする。しかしながら、０．０７０％を超えてＣを含有すると、島状マルテンサイトが増加して溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱性が低下するため、Ｃ含有量は０．０７０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０２０％以上であり、より好ましくは０．０３０％以上であり、さらに好ましくは０．０５０％以上である。Ｃ含有量は、好ましくは０．０６５％以下であり、より好ましくは０．０６０％以下であり、さらに好ましくは０．０５５％以下である。
　Ｓｉ：０．０１～０．５０％
　Ｓｉは、母材の強度確保および脱酸などに必要な成分であり、本発明では０．０１％以上でＳｉを含有する。一方、Ｓｉの含有量が０．５０％を超えると、ＨＡＺが硬化してＨＡＺの低温靭性が低下するため、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１％以上であり、より好ましくは０．１５％以上である。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．４０％以下であり、より好ましくは０．３％以下である。
　Ｍｎ：１．００～２．００％
　Ｍｎは、母材の強度を確保するために、１．００％以上の含有が必要である。一方、Ｍｎは、２．００％を超えて含有すると溶接性が劣化するだけでなく鋼板コストも上昇する。したがって、Ｍｎ含有量の範囲は、１．００～２．００％とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．２０％以上であり、より好ましくは１．４０％以上であり、さらに好ましくは１．５０％以上である。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．９０％以下であり、より好ましくは１．７５％以下であり、さらに好ましくは１．６０％以下である。
　Ｐ：０．０２０％以下
　Ｐは、不可避的に混入する不純物であり、Ｐの含有量が０．０２０％を超えると、母材および溶接部の低温靱性を低下させるため、上限を０．０２０％とする。したがって、Ｐ含有量は０．０２０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０１５％以下とする。良好な低温靱性を得るためには、Ｐの含有量は、０．０１０％以下であることがより好ましく、０．００７％以下であることがさらに好ましい。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定する必要はないが、極低Ｐ化処理を施すことでコストが増加してしまうため、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
　Ｓ：０．０００５～０．０１００％
　Ｓは、フェライト核生成に必要な複合介在物の核として所要のＣａＳあるいはＭｎＳを生成するために、０．０００５％以上の含有が必要である。一方、Ｓの含有量は０．０１００％を超えると、母材の低温靱性を劣化させる。したがって、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００９０％以下であり、より好ましくは０．００３０％以下である。Ｓ含有量は、好ましくは０．００１０％以上であり、より好ましくは０．００１５％以上である。
　Ａｌ：０．０３５～０．１００％
　Ａｌは、鋼の脱酸上０．０３５％以上の含有が必要である。一方、Ａｌは０．１００％を超えて含有すると、母材の低温靱性を低下させると共に溶接金属の低温靱性を劣化させる。したがって、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０９５％以下であり、より好ましくは０．０９０％以下であり、さらに好ましくは０．０８０％以下である。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０４０％以上であり、より好ましくは０．０５０％以上である。
　Ｔｉ：０．０１０～０．０３０％
　Ｔｉは、鋼の凝固時にＴｉＮとなって析出し、ＨＡＺでのオーステナイトの粗粒化抑制や、フェライト変態核となって高靱性化に寄与する。Ｔｉの含有量は、０．０１０％に満たないとその効果は少なく、０．０３０％を超えるとＴｉＮ粒子の粗大化によって期待する効果が得られなくなる。したがって、Ｔｉの含有量は、０．０１０～０．０３０％の範囲とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０１１％以上であり、より好ましくは０．０１３％以上であり、さらに好ましくは０．０１５％以上である。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０２８％以下であり、より好ましくは０．０２５％以下であり、さらに好ましくは０．０２０％以下である。
　Ｎ：０．００３５～０．０１００％
　Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成するため、０．００３５％以上で含有する。Ｎの含有量が増えると、固溶Ｎが増大しＨＡＺの低温靱性の低下を招くことから、Ｎ含有量は０．０１００％を上限とした。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００４０％以上であり、より好ましくは０．００４５％以上であり、さらに好ましくは０．００５２％以上である。Ｎ含有量は、好ましくは０．００９５％以下であり、より好ましくは０．００９０％以下であり、さらに好ましくは０．００７５％以下である。
　炭素当量Ｃｅｑ．（ＩＩＷ）：０．２５～０．３５質量％
　本発明の高強度鋼板は、次の（１）式で表される炭素当量Ｃｅｑ．（ＩＩＷ）が、０．２５～０．３５質量％の範囲を満足するように成分組成を調整する。
Ｃｅｑ．（ＩＩＷ）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５　…（１）
ここで、式（１）中の[]は、該括弧内の各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素の含有量はゼロとする。
　炭素当量Ｃｅｑ．（ＩＩＷ）は、溶接熱影響部において、ｖＴｒｓ（破面遷移温度）が－６０℃以下を確保するために、０．３５質量％以下とする。一方で、炭素当量Ｃｅｑ．（ＩＩＷ）が０．２５質量％を下回ると、母材において降伏応力が２３５ＭＰａ以上を確保できない。したがって、炭素当量Ｃｅｑ．（ＩＩＷ）は、０．２５～０．３５質量％とする。炭素当量Ｃｅｑ．（ＩＩＷ）は、好ましくは０．２７質量％以上であり、より好ましくは０．２８質量％以上である。炭素当量Ｃｅｑ．（ＩＩＷ）は、好ましくは０．３３質量％以下であり、より好ましくは０．３２質量％以下である。
なお、溶接熱影響部において、上記のｖＴｒｓが－６０℃以下とする理由は、将来的に需要の増加が期待される液化ガスタンクの設計温度が－６０℃以下であると推定するためである。
　Ｔｉ／Ｎ：１．５～４．０
　また、本発明では、Ｔｉは、Ｎ含有量との関係で、１．５≦Ｔｉ／Ｎ≦４．０（ここで、Ｔｉ、Ｎ：各元素の含有量（質量％）とする）を満足するように添加し、Ｔｉ含有量を調整する。Ｔｉ含有量を調整することで、最適なサイズと量のＴｉＮを確保することが可能となり、その結果、オーステナイトの粗粒化抑制が可能となる。Ｔｉ／Ｎが１．５未満では、ＴｉＮが微細化してしまい、これにより溶接熱影響部ではＴｉＮが固溶してしまう。その結果、溶接部の低温靭性の向上に必要なＴｉＮ量を確保できない。一方、Ｔｉ／Ｎが、４．０超えでは、ＴｉＣ粒子の生成およびＴｉＮの粗大化に起因して、母材の低温靭性および溶接部の低温靭性が低下する。したがって、Ｎ含有量に対するＴｉ含有量の割合（Ｔ／Ｎｉ）は、１．５以上とし、４．０以下とする。Ｔ／Ｎｉは、好ましくは２．０以上であり、より好ましくは２．５以上である。Ｔ／Ｎｉは、好ましくは３．４以下であり、より好ましくは３．２以下である。
なお、本発明では、ＴｉＮのサイズは５ｎｍ以上２００ｎｍ以下に調整することが好ましい。その理由は、このサイズの範囲外となることで、十分なオーステナイト粒の粗大化抑制効果が得られないためである。本発明において「ＴｉＮのサイズ」とは、長方形であるＴｉＮの対角線長さを指し、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。
　本発明の高強度鋼板は、上記した成分以外の残部が鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物である。
　本発明では、上記した元素を基本の成分組成とし、この基本の成分組成によって本発明で目的とする特性は得られる。本発明では、さらに特性を向上させることを目的として、上記した基本の成分組成に加えて、必要に応じて以下の元素を含有することができる。なお、以下に記載のＢ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭの各成分は必要に応じて含有できるので、これらの成分は０％であってもよい。
　Ｂ：０．００３０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．５０％以下、Ｖ：０．１００％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃａ：０．００３０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、およびＲＥＭ：０．１０００％以下からなる群より選択される１種または２種以上
　Ｂ：０．００３０％以下
　Ｂは、鋼板（母材）の高強度化に有効に作用する元素である。このような効果は、０．０００２％以上のＢの含有で顕著となる。一方、Ｂを過剰に含有すると、溶接部のＨＡＺの低温靭性に悪影響を与えるため、Ｂ含有量は０．００３０％以下とすることが好ましい。そのため、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は０．００３０％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、好ましくは０．０００２％以上とし、より好ましくは０．０００７％以上とする。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００１２％以下とする。
　Ｃｕ：０．５０％以下
　Ｃｕは、鋼の焼き入れ性を高める元素であり、圧延後の母材の強度向上に加え、高温強度、耐候性などの機能向上にも寄与する。これらの効果は、０．０１％以上のＣｕを含有することによって発揮される。一方、Ｃｕの過度の含有は、溶接部のＨＡＺの低温靭性や溶接性をかえって劣化させる。Ｃｕ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。そのため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０４％以上とする。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．１０％以下とする。
　Ｎｉ：１．５０％以下
　Ｎｉは、鋼の焼き入れ性を高める元素であり、圧延後の母材の強度向上に加え、母材の低温靱性、高温強度、耐候性などの機能向上にも寄与する。これらの効果は、０．０１％以上のＮｉを含有することによって発揮される。一方で、Ｎｉの過度の含有は、溶接部のＨＡＺの低温靭性や溶接性をかえって劣化させることに加え、合金のコスト増加を招く。Ｎｉ含有量は１．５０％以下とすることが好ましい。そのため、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量は１．５０％以下とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０２％以上とする。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．５０％以下とする。
　Ｖ：０．１００％以下
　Ｖは、母材の強度および低温靭性の向上に有効な元素であり、またＶＮとしてのフェライト生成核として働く元素である。このような効果は、０．００５％以上のＶを含有させることによって発揮される。一方、Ｖは０．１００％を超えて含有すると、かえって溶接部のＨＡＺの低温靭性が低下する。Ｖ含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。そのため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。Ｖ含有量は、好ましくは０．００５％以上とし、より好ましくは０．００９％以上とする。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０８０％以下とする。
　Ｃｒ：０．５０％以下
　Ｃｒは、Ｃｕと同様に、鋼の焼き入れ性を高める元素であり、圧延後の母材の強度向上に加え、高温強度、耐候性などの機能向上に寄与する。これらの効果は、０．０１％以上のＣｒを含有することによって発揮される。一方、Ｃｒの過度の含有は、溶接部のＨＡＺの低温靭性や溶接性をかえって劣化させる。Ｃｒ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。そのため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０２％以上とする。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．１０％以下とする。
　Ｍｏ：０．５０％以下
　Ｍｏは、ＣｕやＣｒと同様に、鋼の焼き入れ性を高める元素であり、圧延後の母材の強度向上に加え、高温強度、耐候性などの機能向上に寄与する。これらの効果は、０．０１％以上のＭｏを含有することによって発揮される。一方、Ｍｏの過度の含有は、溶接部のＨＡＺの低温靭性や溶接性をかえって劣化させる。Ｍｏ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。そのため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０２％以上とする。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．１０％以下とする。
　Ｃａ：０．００３０％以下
　Ｃａは、Ｓの固定による母材およびＨＡＺの低温靭性向上に有用な元素である。Ｃａの含有量が０．００３０％を超えるとその効果は飽和するので、Ｃａは０．００３０％以下で含有させるものとする。一方、Ｃａの含有量が０．０００５％未満であると、Ｓの固定が不十分となる。Ｃaは０．０００５％以上で含有させるものとする。そのため、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は、０．００３０％以下とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、好ましくは０．０００５％以上とし、より好ましくは０．００１０％以上とする。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．００２５％以下とする。
　Ｍｇ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．１０００％以下
　ＭｇおよびＲＥＭ（希土類金属）は、いずれも溶鋼中で強い脱酸力を有し、微細酸化物形成を補助する働きがあることから、必要に応じて添加する。それぞれの脱酸効果を示す含有量は、Ｍｇ：０．０００２％以上、ＲＥＭ：０．００１０％以上である。一方、多量に添加すると、粗大な介在物ができることにより母材特性を損ねることから、それぞれの含有量は、Ｍｇ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．１０００％以下とすることが好ましい。そのため、ＭｇおよびＲＥＭを含有する場合、Ｍｇ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．１０００％以下とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．０００２％以上とする。ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．００１０％以上とする。
　本発明の高強度鋼板は、上記した成分組成を満足することで、低温靭性の向上を達成できる。一方で、上述のように、母材の強度の確保が難しくなる。そこで、該強度の確保を目的として、本発明では高強度鋼板の金属組織を次のように規定することも重要である。
　以下に、本発明の高強度鋼板の金属組織について説明する。
　本発明の高強度鋼板は、板厚１／４位置において、主相がフェライトからなる軟質相と、残部がパーライト、ベイナイト、およびマルテンサイトのうちの１種または２種以上を含む硬質相とからなる金属組織を有する。また、上記した加工フェライトは、板厚１／４位置において、高強度鋼板の金属組織全体に占める加工フェライトの分率が体積分率で５０％以上であり、加工フェライトのアスペクト比が１．５以上であり、および加工フェライトの平均結晶粒径が５０μｍ以下である。
　主相：フェライト
　本発明の高強度鋼板は、母材の強度を向上させる観点から、板厚１／４位置において、フェライトを主相とする。本発明において「主相」とは、体積率で５０％以上であることを指す。フェライトの体積率は、好ましくは７０％以上とし、より好ましくは７５％以上とし、さらに好ましくは８０％以上とし、さらに一層好ましくは９０％以上とする。
なお、本発明では、上述のように、（１）式の条件を満足したまま、優れた母材強度を得るために、軟質相であるフェライトに加えて、鋼板の板厚１／４位置における加工フェライトの分率も規定する。加工フェライトに関する詳細は、後述する。
　残部：パーライト、ベイナイト、およびマルテンサイトのうちの１種または２種以上を含む硬質相
　フェライト以外の残部の組織は、強度確保の観点から、板厚１／４位置において、パーライト、ベイナイト、およびマルテンサイトのうちの１種または２種以上を含む硬質相とする。残部の組織は、各組織の体積率の合計で、２５％以下とすることが好ましい。残部の組織の合計体積率は、より好ましくは１５％以下とし、さらに好ましくは１０％以下とする。
　加工フェライトの体積分率：５０％以上
　本発明では、高強度鋼板の製造時に、後述する熱間圧延条件に従って、温度領域が二相域のフェライトに対して二相域圧延によって転位を加え、これにより強度を向上させる。このような効果を得るためには、二相域圧延により転位が導入された加工フェライトを一定以上の割合で有することを必要とする。加工フェライトは、上述した母材の強度を確保するために、板厚１／４位置において、高強度鋼板の金属組織全体に対する体積分率で５０％以上とする必要がある。加工フェライトは、体積分率で、好ましくは６０％以上とする。
加工フェライトは、上記のフェライトの内、５５％以上を占めるものとする。好ましくは、７０％以上である。
　なお、加工フェライトの上限は特に規定しないが、圧延機における負荷の観点や、セパレーションの発生による吸収エネルギー低下防止の理由から、体積分率で９０％以下とすることが好ましい。加工フェライトは、体積分率で、８０％以下とすることがより好ましい。
加工フェライトは、上記のフェライトの内、９６％以下を占めるものとする。好ましくは、９３％以下である。
　ここで、本発明において「加工フェライト」とは、Ｘ線回折(ＸＲＤ)により求められる、転位密度ρの値が、１．０×１０14ｍ-2以上のフェライトを指す。転位密度ρの値が１．０×１０14ｍ-2以上となることで、加工硬化が働き強度が上昇する。上記した転位密度ρの値は、好ましくは２．０×１０14ｍ-2とする。しかし、二相域圧下を過剰に加えると、過剰に転位が入ることで、転位が動きにくくなる結果、鋼板の低温靭性が低下する。そのため、転位密度ρの値の上限は、２．５×１０15ｍ-2以下とする。本発明では、上記の転位密度は、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。
　加工フェライトのアスペクト比：１．５以上
　板厚１／４位置における加工フェライトのアスペクト比が１．５未満であると、特定の集合組織が十分に発達せず、延性き裂が生じる恐れがある。また、転位強化および細粒化効果が発現せず、低温における母材の靭性が低下する。したがって、加工フェライトのアスペクト比は１．５以上とする。加工フェライトのアスペクト比は、好ましくは２．０以上であり、より好ましくは２．５以上である。なお、加工フェライトのアスペクト比の上限値は、特に規定する必要はない。圧延機の能力等の観点から、加工フェライトのアスペクト比は４．０以下とすることが好ましく、３．８以下とすることがより好ましい。
　加工フェライトの平均結晶粒径：５０μｍ以下
　板厚１／４位置における、加工フェライトの平均結晶粒径を５０μｍ以下とすることで、単位体積当たりの粒界が増加し、その結果、転位が動きにくくなることで、鋼板の強度が向上する。加工フェライトの平均結晶粒径は、好ましくは４５μｍ以下であり、より好ましくは４０μｍ以下であり、さらに好ましくは３０μｍ以下である。なお、加工フェライトの平均結晶粒径の上限値は、特に規定しない。上記用途に鋼板を適用する観点から、好ましくは５μｍ以上とし、より好ましくは１５μｍ以上とする。
　ここで、本発明の加工フェライトの結晶粒径は、隣接する結晶粒の方位差を求め、方位差が１５°以上の境界を結晶粒界として測定する。得られた結晶粒界から粒径の算術平均を求めて平均円相当径とし、上記の平均結晶粒径とする。
　なお、上記したフェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、加工フェライトの体積分率、加工フェライトのアスペクト比、および加工フェライトの平均結晶粒径は、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。
　次に、本発明の高強度鋼板の製造方法の一実施形態について説明する。
　まず、上記した成分組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉等の溶製方法で溶製する。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。その後、連続鋳造法、造塊－分塊圧延法等の鋳造方法により、所定寸法のスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
　本発明では、上記した鋼素材としてスラブを用いることができる。この鋼素材を鋳造連続鋳造法によって製造する場合、その鋳造条件は以下の条件を満たすことが好ましい。
　具体的には、スラブ鋳造時の平均鋳造速度は、０．３ｍ／ｍｉｎ以上かつ１．０ｍ／ｍｉｎ以下にすることが好ましい。鋳造速度により、スラブ（鋼素材）の冷却を制御することが可能である。平均鋳造速度が０．３ｍ／ｍｉｎ未満になると、母材（高強度鋼板）のＴｉＮのサイズが大きくなってしまう。ＴｉＮのサイズが大きくなると、母材（高強度鋼板）のＴｉＮ密度が低下し、これによりピンニング効果が低下する。その結果、溶接部のＨＡＺにおいて十分にフェライトが微細化できず、ＨＡＺの低温靭性が劣化するおそれがある。なお、上述のように、核となるＴｉＮのサイズは５ｎｍ以上２００ｎｍ以下であることが好ましい。上記鋳造速度は、鋳造工程全体の平均速度である。
　一方、平均鋳造速度が１．０ｍ／ｍｉｎを超えると、ＴｉＮ密度は増加するが、ＴｉＮのサイズが上記した範囲に対して小さくなってしまう。これにより、母材（高強度鋼板）の溶接時における大入熱によってＴｉＮが固溶してしまう。その結果、オーステナイト粒径が粗大化して、ＨＡＺの低温靭性が劣化するおそれがある。
　続いて、上記の鋼素材を、母材の低温靭性および大入熱ＨＡＺの低温靱性に優れた高強度鋼板へと造りこむための製造条件における限定理由を、詳細に説明する。
　本発明では、上記の鋼素材を１０５０℃以上１２００℃以下の温度に加熱後、９５０℃以上の再結晶γ域で圧延を開始し、８５０℃以下の未再結晶γ域における圧下率が３０％以上、および（Ａｒ３変態点－８０）℃～Ａｒ３変態点のフェライト－オーステナイトの二相域における圧下率が３０％以上の条件で圧延を行い、仕上温度が６５０℃以上である、熱間圧延を施す。該熱間圧延を施した後、熱間圧延鋼板に対して６５０℃以上の冷却開始温度から、６００℃以下３００℃以上の温度域の冷却停止温度まで、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。
　なお、以下の製造方法の説明では、温度に関する「℃」表示は、特に断らない限り、それぞれ鋼素材または鋼板の表面温度である。表面温度は、例えば放射温度計等で測定することができる。また、スラブや鋼板の板厚中心位置の温度は、例えば、鋼板の板厚中心に熱電対を付けて測定することや、鋼板断面内の温度分布を伝熱解析により計算し、その結果を鋼板の表面温度によって補正することで求めることができる。
　［鋼素材の加熱温度］
　鋼素材（例えばスラブ）の加熱温度は、１０５０℃以上１２００℃以下とすることが必要である。この理由は、加熱温度が１０５０℃未満の加熱では、スラブの凝固中に生成した低温靭性に悪影響を及ぼす粗大な介在物が溶けずに残る可能性があるためである。一方、高温で加熱すると、鋳造時に冷却速度を制御して造りこんだ析出物を再溶解させてしまう可能性がある。これを踏まえると、相変態を完了させる意味での加熱温度としては、１２００℃以下で十分である。なお、加熱保持時に生じると考えられる結晶粒の粗大化も、上記したＴｉＮのピンニング効果により、あらかじめ防ぐことができる。以上の理由から、加熱温度は１０５０℃以上１２００℃以下に限定した。加熱温度は、好ましくは１１８０℃以下であり、より好ましくは１１００℃以下である。
　［熱間圧延条件］
　圧延開始温度：９５０℃以上
　加熱された鋼素材は、９５０℃以上の温度域である再結晶温度域（再結晶γ域）において圧延を開始する。この温度域では、圧延によってオーステナイト粒が再結晶する。その結果、組織を微細にすることができる。９５０℃未満の温度から圧延を開始すると、十分にオーステナイト粒の再結晶が起こらず、組織の微細化が不十分となる。その結果、母材強度が低下する。圧延開始温度は、好ましくは９７０℃以上とし、より好ましくは１０００℃以上とする。圧延開始温度の上限は特に規定しないが、高温鋼素材との接触による圧延ロール損耗を抑制する観点から、１１００℃以下とすることが好ましい。
　８５０℃以下の未再結晶γ域での圧下率：３０％以上
　８５０℃以下の温度域である未再結晶温度域（未再結晶γ域）において圧下率が３０％以上の熱間圧延を行う。その理由は次の通りである。この温度域ではオーステナイト粒の再結晶は起こらず、オーステナイト粒は扁平に変形し、かつオーステナイト粒の内部に変形帯などの欠陥が導入される。この蓄積された内部エネルギーが、その後のフェライト変態の駆動力に加えられる。未再結晶γ域の圧下率が３０％未満では、蓄積される内部エネルギーが十分ではないために、フェライトが十分に微細化されず、母材の強度が確保できない。なお、未再結晶γ域の圧下率は、好ましくは３５％以上とし、より好ましくは４０％以上とする。未再結晶γ域の圧下率の上限は、特に規定しない。未再結晶γ域圧下率を過剰に上げると製造能率が低下することから、５５％以下とすることが好ましく、５０％以下とすることがより好ましい。
　（Ａｒ３変態点－８０）℃～Ａｒ３変態点のフェライト－オーステナイト二相域での圧下率：３０％以上
　（Ａｒ３変態点－８０）℃～Ａｒ３変態点の温度域であるフェライト－オーステナイトの二相温度域において、圧下率が３０％以上の熱間圧延を行う必要がある。その理由は次の通りである。上記の二相温度域における圧下量の増加は、圧延中のフェライトの加工による転位強化に伴う強度向上と、加工によるサブグレインの形成を通じた細粒化の効果による低温靱性の向上との効果がある。さらに、フェライト－オーステナイトの二相温度域での圧下率が３０％となることで、フェライトの圧延集合組織が発達し、低温靱性の向上に寄与する。このような理由から、上記したフェライト－オーステナイトの二相温度域における圧下率を３０％以上に限定した。なお、上記の二相温度域の圧下率は、好ましくは３５％以上とし、より好ましくは４０％以上とする。上記の二相温度域の圧下率の上限は、特に規定しない。鋼板平坦度を確保する観点から、５０％以下とすることが好ましい。
　ここで、Ａｒ３変態点は、以下の式で求めることができる。
Ａｒ３（℃）＝９１０－２７３×Ｃ－７４×Ｍｎ－５７×Ｎｉ－１６×Ｃｒ－９×Ｍｏ－５×Ｃｕ
この式において、各元素は含有量（質量％）であり、含有しない元素の含有量はゼロとする。
　仕上温度：６５０℃以上
　熱間圧延における仕上温度（仕上圧延終了温度）は６５０℃以上とする。すなわち、６５０℃以上の温度で熱間圧延を完了（終了）させるのは、６５０℃未満の温度で仕上圧延を行うと、相変態により生成したフェライトに必要以上に歪を与えることになる。その結果、母材の低温靱性が低下してしまうためである。なお、仕上温度は、好ましくは６７０℃以上とし、より好ましくは６８０℃以上とする。仕上温度の上限は、特に規定しない。フェライト－オーステナイトの二相温度域で圧延を行うため、７１０℃以下とすることが好ましい。
　［熱間圧延後の冷却条件］
　本発明では、上記の熱間圧延を施した後、熱間圧延鋼板に対して以下の条件で冷却する。この冷却によって、母材の強度を高めることできる。
　冷却開始温度：６５０℃以上
　６５０℃以上の温度から冷却を開始する理由は、６５０℃未満の温度より冷却を開始すると焼き入れ性の観点から不利となり、所要の母材強度が得られない可能性があるためである。冷却開始温度は、好ましくは６７０℃以上とし、より好ましくは６８０℃以上とする。冷却開始温度の上限は、特に規定しない。Ａｒ３変態点以下で冷却を開始するため、７１０℃以下とすることが好ましい。
　冷却停止温度：６００℃以下３００℃以上の温度域の温度
　熱間圧延後の熱間圧延鋼板を、上記冷却開始温度から、３００℃以上６００℃以下の温度域の温度（冷却停止温度）まで、冷却する。６００℃を超える温度での冷却停止では、焼き入れ性の観点から、十分な強度確保が困難となるためである。また、３００℃未満の温度での冷却停止は、鋼板特性に大きな変化を与えないことから、操業上の負荷のみが大きくなるためである。冷却停止温度は、好ましくは５７０℃以下とし、より好ましくは５２０℃以下とする。
　平均冷却速度：５℃／ｓ以上
　上記温度範囲の平均冷却速度が５℃／ｓ未満では、均一な金属組織を有する鋼を得ることが難しくなり、母材強度および低温靭性の確保ができなくなる。平均冷却速度は、好ましくは７℃／ｓ以上とし、より好ましくは１０℃／ｓ以上とする。平均冷却速度は、好ましくは１００℃／ｓ以下とし、より好ましくは８０℃／ｓ以下とし、さらに好ましくは６０℃／ｓ以下とする。
　このような理由により、鋼片は６５０℃以上の仕上温度で熱間圧延を完了させた後、６５０℃以上の冷却開始温度から、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で、３００℃以上６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する。
　以上の製造条件によって製造される高強度鋼板は、上記した成分組成に加えて、上記した金属組織を有することになる。すなわち、フェライト組織を主相とし、残部がパーライト、ベイナイト、およびマルテンサイトのうちの１種または２種以上を有する組織とからなり、かつ、上記の加工フェライトを有する組織である。
　以上に説明したとおり、本発明の高強度鋼板は、上記した用途（例えば、液化ガスの低温貯蔵タンクや低温環境で運用される船舶等の構造物）の素材として好適な鋼板の特性を有する。特に、母材の降伏応力が２３５ＭＰａ以上であることに加えて、母材の低温靭性も高く、具体的には－６０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが２００Ｊ以上である特性を得られる。さらに、本発明の高強度鋼板を溶接用鋼板として用い、それらを大入熱溶接で施工された継手では、溶接熱影響部における－６０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが８０J以上であり、溶接熱影響部の低温靭性にも優れる。
　次に、本発明を実施例に基づいて具体的に説明する。なお、以下の実施例は本発明の好適な一例を示すものであり、本発明はこの実施例に限定されない。
　転炉－取鍋精錬－連続鋳造法によって、表１に示す成分組成に調整した鋼スラブ（鋼素材）を作製した。なお、表１中の空欄は、意図的に元素を添加しないことを表しており、元素を含有しない（０％）場合だけでなく、元素を不可避的に含有する場合も含むことを意味する。
　得られた鋼スラブに対して、表２－１および表２－２に示す種々の条件に従って、スラブ加熱後に冷却し、次いで熱間圧延を施し、次いで冷却処理を施して、板厚（仕上げ厚）８～２５ｍｍの高強度鋼板（厚鋼板）とした。
　まず、得られた各高強度鋼板を用いて、金属組織の評価を以下に示す方法で行った。
　（１）高強度鋼板の金属組織の評価
　［金属組織］
　得られた高強度鋼板から、鋼板の板厚１／４位置を中心とし、板幅方向に対して垂直な面が観察面となるようにサンプルを採取した。該サンプルの表面を鏡面研磨し、さらにナイタール液で腐食した後、光学顕微鏡（倍率：２００倍）により観察した。組織を撮像し、画像解析装置を用いて、フェライトの組織分率（面積％）を算出した。１０視野を観察し、それぞれのフェライトの組織分率（面積％）の平均値を算出した。ミクロ組織の異方性が小さい場合、面積率は体積率に相当するため、本特許では、平均のフェライト面積率を体積率とした。
なお、表３－１および表３－２中、フェライトはＦ、パーライトはＰ、ベイナイトはＢ、マルテンサイトはＭと示す。
　［加工フェライトの分率］
　加工フェライトの分率は、上記と同様に鋼板の板厚１／４位置からサンプルを採取し、表面を鏡面研磨し、コロイッダルシリカで仕上げ研磨を施した後、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いてＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折）測定を行った。倍率５００倍で結晶方位を測定し、得られたデータから隣接する測定点間の方位差が１５°以上となる境界を結晶粒界と定義した。さらに前記粒界に囲まれる個々の結晶粒において、ＧＡＭ（Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）の値が１．０以上となるフェライト領域を加工フェライトとし、その面積分率を求めた。１０視野を測定し、上記方法と同様に平均の加工フェライト面積率を体積率とした。
　［加工フェライトのアスペクト比］
　加工フェライトのアスペクト比は、上記と同様に鋼板の板厚１／４位置からサンプルを採取し、表面を鏡面研磨し、エッチングして、加工フェライト粒界を現出させた。その後、光学顕微鏡で２００倍の倍率で１０～２０視野撮影し、各視野内の各加工フェライト粒について圧延方向の最大長を板厚方向の最大長で除して、全ての粒の平均値を算出した。これを加工フェライトのアスペクト比とした。
　［加工フェライトの平均結晶粒径］
　加工フェライトの平均結晶粒径は、上記と同様に鋼板の板厚１／４位置からサンプルを採取し、表面を鏡面研磨し、コロイッダルシリカで仕上げ研磨を施した後、ＳＥＭを用いてＥＢＳＤ測定を行った。倍率５００倍で結晶方位を測定し、得られたデータから隣接する測定点間の方位差が１５°以上となる境界を結晶粒界と定義した。さらに前記粒界に囲まれる個々の結晶粒において、ＧＡＭ値が１．０以上となるフェライト領域を加工フェライトとし、加工フェライトの面積を算出した。これら加工フェライトの面積と同じになる円相当径を個々の結晶粒径とし、得られた結晶粒径の平均値を加工フェライトの平均結晶粒径とした。
　[ＴｉＮのサイズ]
　ＴｉＮのサイズは、鋼板の板厚１／４位置から薄膜サンプルを採取し、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて析出物の測定を行った。１μｍ×１μｍ視野を１０視野観察し、長方形であるＴｉＮの対角線長さを測定した。全ＴｉＮの対角線長さの平均値をＴｉＮのサイズとして算出した。
　続いて、得られた各高強度鋼板を用いて、大入熱溶接後の母材および溶接熱影響部の特性の評価を以下に示す方法で行った。
　（２）母材の特性の評価
　得られた各高強度鋼板の板厚１／４位置からＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）に準拠した引張試験片を採取した。そして、ＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）に準拠した引張試験を行い、母材の降伏応力（ＹＰ）を測定した。本実施例では、降伏応力が２３５ＭＰａ以上を母材の強度に優れる（高強度である）と判定した。
　また、各高強度鋼板の板厚１／４位置からＪＩＳ　Ｚ２２４２（２０１８）に準拠した試験片を採取した。そして、ＪＩＳ　Ｚ２２４２（２０１８）に準拠したシャルピー衝撃試験を行い、母材の－６０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ-60）を測定した。本実施例では、－６０℃での３本の吸収エネルギーの平均値が２００Ｊ以上を母材の低温靭性に優れると判定した。
　（３）溶接熱影響部の特性の評価
　さらに、得られた各高強度鋼板の板厚１／４位置から、溶接継手作製用試験片を採取し、上記の片面１パス溶接により、大入熱溶接継手を作製した。溶接条件は、表３－１および表３－２に示す溶接入熱量とした。これら溶接継手から切欠き位置をボンド部とするＪＩＳ４号衝撃試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行い、ＨＡＺの－６０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ-60）を測定した。本実施例では、－６０℃での３本の吸収エネルギーの平均値が８０Ｊ以上をＨＡＺの低温靭性に優れると判定した。
　以上の各測定結果を、表３－１および表３－２に示す。
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表３－１および表３－２に示すように、本発明の高強度鋼板では、上述のように、（１）式の条件を満たす成分組成であるとともに、板厚１／４位置において母材の金属組織を満たしていた。これにより、母材の高強度と優れた低温靭性を兼備することが確認された。また、本発明の高強度鋼板を大入熱溶接した箇所では、上述のシャルピー衝撃試験の吸収エネルギー（ｖＥ-60）が８０Ｊ以上を満足しており、優れたＨＡＺの低温靭性を有することが確認された。
　これに対し、本発明の範囲を外れる比較例では、上記特性を満足できなかった。

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０１０～０．０７０％、
    　Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
    　Ｍｎ：１．００～２．００％、
    　Ｐ：０．０２０％以下、
    　Ｓ：０．０００５～０．０１００％、
    　Ａｌ：０．０３５～０．１００％、
    　Ｔｉ：０．０１０～０．０３０％、および
    　Ｎ：０．００３５～０．０１００％
    を含有し、
    　下記式(１)で表される炭素等量Ｃｅｑ．（ＩＩＷ）が０．２５～０．３５質量％を満足し、
    　Ｔｉ／Ｎが１．５～４．０を満足し、
    残部はＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有し、
    　板厚１／４位置における高強度鋼板の金属組織は、フェライトからなる軟質相を主相とし、残部がパーライト、ベイナイト、およびマルテンサイトのうちの１種または２種以上を含む硬質相とからなり、
    金属組織全体に占める加工フェライトの分率が、体積分率で５０％以上であり、
    前記加工フェライトのアスペクト比が１．５以上であり、
    前記加工フェライトの平均結晶粒径が５０μｍ以下であり、
    　母材の降伏応力が２３５ＭＰａ以上であり、母材の－６０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが２００Ｊ以上であり、
    大入熱溶接後の溶接熱影響部における－６０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが８０Ｊ以上である、高強度鋼板。
    Ｃｅｑ．（ＩＩＷ）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５…（１）
    ここで、式（１）中の[]は、該括弧内の各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素の含有量はゼロとする。
  2. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    　Ｂ　：０．００３０％以下、
    　Ｃｕ：０．５０％以下、
    　Ｎｉ：１．５０％以下、
    　Ｖ　：０．１００％以下、
    　Ｃｒ：０．５０％以下、
    　Ｍｏ：０．５０％以下、
    　Ｃａ：０．００３０％以下、
    　Ｍｇ：０．００５０％以下、および
    　ＲＥＭ：０．１０００％以下
    からなる群より選択される１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 　前記板厚１／４位置における高強度鋼板の金属組織は、ＴｉＮのサイズが５～２００ｎｍである、請求項１または２に記載の高強度鋼板。
  4. 　請求項１～３のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
    　前記成分組成を有する鋼素材を１０５０℃以上１２００℃以下の温度に加熱後、
    　９５０℃以上の温度域である再結晶γ域で圧延を開始し、８５０℃以下の温度域である未再結晶γ域での圧下率が３０％以上、および（Ａｒ３変態点－８０）℃～Ａｒ３変態点のフェライト－オーステナイト二相域での圧下率が３０％以上の条件で圧延を行い、仕上温度が６５０℃以上である、熱間圧延を施し、
    　その後、６５０℃以上の冷却開始温度から、６００℃以下３００℃以上の温度域の冷却停止温度まで、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する、高強度鋼板の製造方法。
  5. 　前記鋼素材を０．３～１．０ｍ／ｍｉｎの平均鋳造速度で鋳造する、請求項４に記載の高強度鋼板の製造方法。
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