WO2025004797A1 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents

鋼板およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2025004797A1
WO2025004797A1 PCT/JP2024/021239 JP2024021239W WO2025004797A1 WO 2025004797 A1 WO2025004797 A1 WO 2025004797A1 JP 2024021239 W JP2024021239 W JP 2024021239W WO 2025004797 A1 WO2025004797 A1 WO 2025004797A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
temperature
steel
plate thickness
toughness
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2024/021239
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
智久 矢野
直樹 ▲高▼山
俊一 橘
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Priority to KR1020257032157A priority Critical patent/KR20250168240A/ko
Priority to JP2024558072A priority patent/JP7700972B2/ja
Priority to CN202480022371.1A priority patent/CN120882894A/zh
Publication of WO2025004797A1 publication Critical patent/WO2025004797A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate, particularly a steel plate applicable to high heat input welding, and a manufacturing method thereof. Specifically, the present invention relates to a steel plate having excellent toughness in the heat affected zone (hereinafter, the heat affected zone will be referred to as HAZ) after high heat input welding. Furthermore, the steel plate of the present invention can be suitably used for large structures such as ships, marine structures, low-temperature storage tanks, and architectural and civil engineering structures.
  • Patent Documents 1 and 2 disclose technologies that attempt to solve this problem using controlled rolling and controlled cooling methods, for example, as described in Patent Documents 1 and 2.
  • Patent Document 3 also discloses a technology that ensures the Charpy toughness of the base material by refining the crystal structure of the steel plate through measures such as the application of direct quenching and tempering technology.
  • Patent Document 5 discloses a method of preventing a decrease in the Charpy toughness of the HAZ by adding an appropriate amount of B to the steel.
  • B is a nitride-forming element, and has a fast diffusion rate, especially in high temperature regions, and fixes the solute N, which has a negative effect on Charpy toughness, as nitrides during cooling during welding, thereby achieving high toughness in the HAZ.
  • the above-mentioned technology utilizing TiN for refining austenite has a problem that, when large heat input welding is performed, the weld heat affected zone is heated to the melting temperature range of TiN, so that TiN decomposes and the effect of suppressing coarsening of austenite grains is lost, and the base structure of the steel is embrittled by dissolved Ti and N produced by the decomposition of TiN, resulting in a significant decrease in the toughness of the weld heat affected zone.
  • the technology utilizing Ti oxides also has a problem in that it is difficult to disperse a specified oxide finely and uniformly in the steel plate.
  • the conventional technology is not yet sufficient as a technology for a steel plate having excellent Charpy toughness in the HAZ generated when large heat input welding is performed, and also having excellent strength at the 1/2 plate thickness position of the base material and excellent Charpy toughness after strain aging treatment.
  • an object of the present invention is to provide a steel plate having excellent Charpy toughness in the HAZ generated during high heat input welding, and also having excellent strength at the 1/2 plate thickness position of the base material and Charpy toughness after strain aging treatment, and a method for manufacturing such a steel plate.
  • excellent Charpy toughness (HAZ toughness)" of the HAZ generated when large heat input welding is performed means that, in a welded joint produced using the obtained steel plate with a welding heat input of 500 kJ/cm, vE-40°C ⁇ 53J on average.
  • the term "excellent strength at 1/2 the plate thickness position” refers to a yield strength (YS) of 460 MPa or more when a tensile test is performed at the 1/2 plate thickness position in accordance with the provisions of JIS Z 2241 (2022).
  • excellent Charpy toughness (base material toughness) after strain aging treatment” in the base material means that, in accordance with the provisions of JIS Z 2242 (2023), a Charpy fracture transition temperature (vTrs) at the 1/2 sheet thickness position after strain aging treatment in which a 5 to 10% strain is applied at room temperature and then held at 200 to 250°C for 1 to 2 hours is vTrs ⁇ 40°C.
  • the present inventors have conducted extensive research into a steel plate having excellent toughness (base material toughness) while ensuring the strength of the base material and excellent HAZ toughness in large heat input welds, and a manufacturing method for stably obtaining the steel plate.
  • base material toughness base material toughness
  • HAZ toughness high strength of the base material
  • the following findings were obtained. Specifically, they discovered that by controlling the amounts of C, Si, Mn, Al, Nb, Ti, B, N, and O in the steel plate within predetermined ranges, it is possible to effectively suppress the formation of island martensite (MA) in the HAZ and prevent a decrease in toughness.
  • MA island martensite
  • the base material toughness In order to obtain the above-mentioned base material toughness, it is effective to heat the steel material to 950 to 1150°C in the casting process. This allows the austenite grain size to be refined, and the final average grain size of bainite grains to be refined. In addition, it is effective to control the cumulative reduction ratio in the hot rolling process to 15.0% or more and the average value of the reduction ratio/pass to 5.0% or more when the temperature at the 1/2 thickness position is in the austenite recrystallization temperature range, and the cumulative reduction ratio in the austenite non-recrystallization temperature range to 50.0% or more.
  • the rolling end temperature at the 1/2 thickness position is controlled to be ( Ar3 point + 100) ° C. or more in the hot rolling process. This control reduces the precipitation of B nitrides at the 1/2 thickness position as much as possible, and allows solute B to remain until the accelerated cooling, thereby improving hardenability. This makes it possible to achieve the desired strength without containing a large amount of alloy elements that adversely affect HAZ toughness.
  • the present invention has been completed based on the above findings and further investigations, and the gist of the present invention is as follows.
  • C 0.020-0.080%, Si: 0.02-0.09%, Mn: 1.00-2.50%, P: 0.020% or less, S: 0.010% or less, Al: 0.010-0.100%, Nb: 0.005-0.040%, Ti: 0.010 to 0.030%, B: 0.0001 to 0.0020%, Contains N: 0.0010 to 0.0100% and O: 0.0100% or less, and has a Ceq defined by formula (1) of 0.350 to 0.450%, The mass% ratio of Ti to N (Ti/N) is 2.00 or more and 4.50 or less, The balance is Fe and unavoidable impurities,
  • the steel has a structure in which, at a position at 1/2 of the plate thickness, the structure is composed of 80% or more of a bainite phase by area ratio and the remaining structure, and the average grain size of the bainite phase crystal grains surrounded
  • Ceq C+Mn/6+Cu/15+Ni/15+Cr/5+Mo/5+V/5...Formula (1)
  • C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo and V in formula (1) represent the content (mass %) of each element, and the content of an element that is not contained is set to 0 (zero).
  • Group A one or more selected from Cu: 1.00% or less, Ni: 2.00% or less, Cr: 1.00% or less;
  • Group B one or more selected from Mo: 0.30% or less, V: 0.30% or less, W: 0.30% or less, Co: 0.30% or less, Ca: 0.0100% or less, Mg: 0.0100% or less, and REM (rare earth metal): 0.0200% or less;
  • Group C one or more selected from Sn: 0.20% or less, As: 0.10% or less, Bi: 0.20% or less [3]
  • a steel material having the above-mentioned composition is heated to a heating temperature of 950 to 1150°C, Next, the rolling start temperature at the plate thickness 1/2 position is ( Ar3 point + 200) ° C.
  • the steel sheet of the present invention contains, by mass%, C: 0.020 to 0.080%, Si: 0.02 to 0.09%, Mn: 1.00 to 2.50%, P: 0.020% or less, S: 0.010% or less, Al: 0.010 to 0.100%, Nb: 0.005 to 0.040%, Ti: 0.010 to 0.030%, B: 0.0001 to 0.0020%, N: 0.0010 to 0.0100%, and O: 0.0100% or less, and has a component composition in which Ceq defined by formula (1) is 0.350 to 0.450%, the mass% ratio of Ti to N (Ti/N) is 2.00 to 4.50, and the balance is Fe and unavoidable impurities, and
  • the steel has a steel structure in which the bainite phase accounts for 80% or more and the remaining structure, the bainite phase crystal grains being surrounded by grain boundaries having an orientation difference of 15° or more with adjacent crystal
  • C 0.020-0.080% C is an element that has the effect of increasing the hardenability of steel and is necessary to achieve a desired strength.
  • the C content is set to 0.020% or more. do.
  • the amount of MA Martensite-Austenite constituent
  • the toughness of the base material decreases.
  • the austenite becomes coarse and transforms due to high heat input welding, and MA is generated, so the HAZ toughness is significantly reduced.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.025% or more, and more preferably 0.030% or more.
  • the upper limit of the C content is preferably 0.075% or less. , and more preferably 0.070% or less.
  • Si 0.02-0.09% Silicon is an element that suppresses the formation of coarse carbides and enhances the toughness of the HAZ, and is necessary to achieve the desired HAZ toughness value. It is also necessary for ensuring the strength of the base material and for deoxidization.
  • the Si content is set to 0.02% or more.
  • the Si content exceeds 0.09%, not only does it impair the surface properties of the steel, but also MA is generated due to high heat input welding, and the toughness of the HAZ is significantly reduced.
  • the Si content is in the range of 0.02 to 0.09%.
  • the lower limit of the Si content is preferably 0.03% or more, and the upper limit of the Si content is preferably 0.07% or less.
  • Mn 1.00-2.50%
  • Mn is an element that increases the hardenability of steel, suppresses the formation of coarse carbides, contributes to ensuring the strength of the base material, and has the effect of increasing the toughness of the HAZ.
  • the Mn content is set to 1.00% or more.
  • the Mn content is set to 2.50% or less.
  • the lower limit of the Mn content is preferably 1.40% or more, and the upper limit of the Mn content is preferably 2.30% or less.
  • P 0.020% or less
  • S 0.010% or less
  • P and S are unavoidable impurities in steel. If their contents increase, the toughness of the base material decreases.
  • the P content is suppressed to 0.020% or less and the S content is suppressed to 0.010% or less.
  • the P content is preferably 0.015% or less, and more preferably 0.010% or less.
  • the S content is preferably 0.007% or less, and more preferably 0.004% or less.
  • the lower limits of the P content and the S content are not particularly limited.
  • the P content and the S content are preferably set to P: 0.001% or more and S: 0.0005% or more, respectively. More preferably, P: 0.003% or more and S: 0.0010% or more.
  • Al acts as a deoxidizer, reduces oxide inclusions, and improves the toughness of the HAZ. To obtain this effect, the Al content must be 0.010% or more. be. On the other hand, if the Al content exceeds 0.100%, the oxide inclusions increase, the cleanliness decreases, and the toughness of the HAZ decreases.
  • the range of Al content is 100%.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.020% or more.
  • the upper limit of the Al content is preferably 0.070% or less, and more preferably 0.050% or less. be.
  • Nb is an element that enhances the hardenability of steel and also has the effect of improving the strength and toughness of the base material.
  • the Nb content is set to 0.005% or more. It is preferable that the content of Si is 0.010% or more, and more preferably 0.015% or more.
  • the Nb content exceeds 0.040%, the strength increases excessively, and in addition, the toughness of the base material decreases, and MA is generated in the weld heat affected zone, which decreases the HAZ toughness.
  • the upper limit of the Nb content is 0.040%. From the viewpoint of improving the toughness of the HAZ, the Nb content is preferably 0.035% or less, and more preferably 0.030% or less. .
  • Ti 0.010-0.030%
  • Ti is an element that precipitates as TiN during the solidification of steel, suppresses the coarsening of austenite grains in the HAZ, and acts as a ferrite transformation nucleus, thereby contributing to high toughness of the HAZ.
  • the Ti content is set to 0.010% or more.
  • the Ti content is more preferably set to 0.012% or more, and more preferably set to 0.014% or more. Even more preferred.
  • the Ti content exceeds 0.030%, a large amount of TiN is generated and the TiN particles become coarse, so that the expected effect cannot be obtained. Therefore, the toughness of the HAZ is deteriorated.
  • the Ti content is set to 0.030% or less.
  • the upper limit of the Ti content is From the viewpoint of improving toughness, the content is more preferably 0.020% or less.
  • B 0.0001-0.0020%
  • B is an element that has the effect of significantly improving hardenability even when added in small amounts. Therefore, it is possible to improve the strength of the steel plate (base material).
  • the B content is set to 0.0001% or more.
  • the B content exceeds 0.0020%, there is a risk of coarse Fe-B carbides being formed. Such coarse Fe-B carbides become the starting points of fracture, and the HAZ toughness is significantly reduced.
  • the toughness of the base material may also decrease. Therefore, the B content is set to 0.0020% or less.
  • the B content is more preferably set to 0.0018% or less, and more preferably set to 0. It is more preferable that the content be 0.0015% or less, and further more preferable that the content be 0.0012% or less.
  • N combines with Al in the steel, adjusts the grain size during rolling, and strengthens the steel. To obtain this effect, the N content must be 0.0010% or more. If the N content is less than 0.0010%, the HAZ toughness decreases. On the other hand, if the N content exceeds 0.0100%, the toughness of the base material and the HAZ toughness decrease. Therefore, the N content is set to the range of 0.0010 to 0.0100%. The N content is 0.0020% or more, and the upper limit of the N content is preferably 0.0070% or less.
  • O 0.0100% or less
  • O oxygen
  • the O content is preferably 0.0050% or less, and more preferably 0.0040% or less.
  • the lower limit of the O content is not particularly limited and may be 0.0000%, but O is usually inevitably contained in steel as an impurity.
  • the O content is preferably 0.0010% or more, and more preferably 0.0020% or more.
  • each element is contained within the above range, and Ceq (carbon equivalent) (%) defined by formula (1) satisfies the following range.
  • Ceq C+Mn/6+Cu/15+Ni/15+Cr/5+Mo/5+V/5...Formula (1)
  • C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo and V in formula (1) represent the content (mass %) of each element, and the content of an element that is not contained is set to 0 (zero).
  • Ceq 0.350-0.450%
  • the value of Ceq expressed by formula (1) is adjusted to 0.350% or more. This improves the hardenability of the steel sheet and increases the cooling rate. Even at the 1/2 plate thickness position, which is lower than the 1/2 plate thickness position, the steel structure becomes bainite entirely, and the strength improving effect is obtained.
  • the value of Ceq exceeds 0.450%, the hardenability becomes excessive, the strength of the matrix structure increases excessively, and the amount of MA (island martensite) that becomes the starting point of brittle fracture increases.
  • the Ceq value is set to 0.450% or less, and preferably set to 0.370% or more, and more preferably set to 0.435% or less.
  • Ti/N 2.00 or more and 4.50 or less
  • Ti/N is set to 2.00 or more.
  • Ti/N is preferably set to 2.10 or more, and more preferably set to 2.20 or more.
  • the upper limit of Ti/N is set to 4.50.
  • Ti/N is preferably set to 4.40 or less, and more preferably set to 4.30 or less.
  • each element is represented by its content (mass%) in the steel.
  • the basic composition of the steel sheet of the present invention is the above, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • the steel sheet of the present invention can obtain the intended properties.
  • Other unavoidable impurities include Zn, Pb, Sb, and the like.
  • each of the elements Cu, Ni, Cr, Mo, V, W, Co, Ca, Mg, REM, Sn, As, and Bi can be contained as necessary, so the content of these elements may be 0%.
  • Group A Cu: 1.00% or less, Ni: 2.00% or less, and Cr: 1.00% or less.
  • Group A Cu: 1.00% or less, Ni: 2.00% or less, and Cr: 1.00% or less.
  • Ni 2.00% or less
  • Ni is an element that enhances the hardenability of steel. Ni contributes to improving the strength after rolling. In addition, Ni can be contained to improve functions such as toughness, high-temperature strength, and weather resistance. In order to obtain the above effects of Ni, it is preferable that the Ni content is 0.05% or more. On the other hand, if the Ni content exceeds 2.00%, it leads to deterioration of weldability, decrease in toughness, and increase in alloy cost. Therefore, when Ni is contained, the Ni content is set to 2.00% or less, and preferably to 1.80% or less. The Ni content is more preferably set to 0.20% or more.
  • Cr 1.00% or less
  • Cr is an element that enhances the hardenability of steel. Cr contributes to improving the strength after rolling. In addition, Cr can be contained to improve functions such as toughness, high-temperature strength, and weather resistance. In order to obtain the above effects of Cr, the Cr content is preferably 0.01% or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 1.00%, it leads to deterioration of weldability, decrease in toughness, and increase in alloy cost. Therefore, when Cr is contained, the Cr content is set to 1.00% or less, and preferably to 0.50% or less. The Cr content is more preferably set to 0.05% or more.
  • Group B One or more selected from the following: Mo: 0.30% or less, V: 0.30% or less, W: 0.30% or less, Co: 0.30% or less, Ca: 0.0100% or less, Mg: 0.0100% or less, and REM: 0.0200% or less
  • Mo 0.30% or less
  • Mo is an element that enhances the hardenability of steel. Mo contributes to improving the strength after rolling. In addition, Mo can be contained to improve functions such as toughness, high-temperature strength, and weather resistance. In order to obtain the above effects of Mo, it is preferable that the Mo content is 0.01% or more. On the other hand, if the Mo content exceeds 0.30%, it leads to deterioration of weldability, decrease in toughness, and increase in alloy cost. Therefore, when Mo is contained, the Mo content is set to 0.30% or less, and preferably 0.20% or less. The Mo content is more preferably 0.03% or more.
  • V 0.30% or less
  • V is an element that improves the strength of steel by precipitation strengthening, where V precipitates as V(CN). This effect is exerted by setting the V content to 0.01% or more. Therefore, the V content is preferably set to 0.01% or more. On the other hand, if the V content exceeds 0.30%, the toughness may decrease. Therefore, when V is contained, the V content is set to 0.30% or less, and preferably 0.20% or less. The V content is more preferably 0.03% or more.
  • W 0.30% or less
  • W is an element that has the effect of improving the strength of a steel sheet.
  • the W content is preferably 0.01% or more.
  • the W content is set to 0.30% or less, preferably 0.20% or less.
  • the W content is more preferably 0.03% or more.
  • Co 0.30% or less
  • Co is an element that has the effect of improving the strength of a steel sheet.
  • the Co content is preferably 0.01% or more.
  • the Co content is set to 0.30% or less, and preferably 0.20% or less.
  • the Co content is more preferably 0.03% or more.
  • Ca 0.0100% or less Ca refines the structure of the weld heat affected zone and improves toughness.
  • the Ca content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0020% or more.
  • the Ca content is set to 0.0100% or less, and preferably 0.0050% or less.
  • Mg 0.0100% or less Like Ca, Mg refines the structure of the weld heat affected zone and improves toughness. In order to obtain this effect, when Mg is contained, the Mg content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0020% or more. On the other hand, if the Mg content exceeds 0.0100%, coarse inclusions are formed and the toughness is reduced, so that when Mg is contained, the Mg content is set to 0.0100% or less, and preferably 0.0050% or less.
  • REM 0.0200% or less Like Ca, REM refines the structure of the weld heat affected zone and improves toughness. In order to obtain this effect, when REM is contained, the REM content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0015% or more. On the other hand, if the REM content exceeds 0.0200%, coarse inclusions are formed and the toughness is reduced, so that when REM is contained, the REM content is set to 0.0200% or less, and preferably 0.0100% or less.
  • REM refers to scandium (Sc) with atomic number 21, yttrium (Y) with atomic number 39, and lanthanoid elements with atomic numbers from lanthanum (La) with atomic number 57 to lutetium (Lu) with atomic number 71.
  • the REM content is the total content of one or more elements selected from the above REMs.
  • Group C One or more selected from the following: Sn: 0.20% or less, As: 0.10% or less, Bi: 0.20% or less
  • Sn 0.20% or less
  • Sn is an element that has the effect of improving the strength of a steel sheet.
  • the Sn content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.02% or more.
  • the Sn content is set to 0.20% or less, and preferably 0.10% or less.
  • the As content is preferably 0.001% or more, and more preferably 0.002% or more.
  • the As content is set to 0.10% or less, and preferably 0.05% or less.
  • Bi 0.20% or less Bi refines the structure of the weld heat affected zone and improves the toughness of the HAZ.
  • the Bi content is preferably 0.001% or more, and more preferably 0.002% or more.
  • the Bi content exceeds 0.20%, coarse inclusions are formed and the HAZ toughness is reduced. Therefore, when Bi is contained, the Bi content is set to 0.20% or less, and preferably 0.10% or less.
  • the steel structure at the 1/2 sheet thickness position is a structure containing, in terms of area ratio, 80% or more of bainite phase, and the average grain size of the bainite phase crystal grains surrounded by grain boundaries having an orientation difference of 15° or more with adjacent crystal grains is 30 ⁇ m or less.
  • the steel plate of the present invention needs to have an area fraction of the bainite phase at the 1/2 plate thickness position of 80% or more. If the area fraction of the bainite phase is less than 80%, the fraction of hard structures decreases, and strength decreases. Therefore, the area fraction of the bainite phase at the 1/2 plate thickness position is set to 80% or more. In order to further increase the strength, the above area fraction is preferably 85% or more, and more preferably 90% or more. The area fraction of the bainite phase may be 100%. The remainder other than the bainite phase may be ferrite, the area ratio of which may be 20% or less, preferably 15% or less, and more preferably 10% or less. The balance may be 0%.
  • the above average grain size is preferably 25 ⁇ m or less, and more preferably 20 ⁇ m or less. Although there is no particular lower limit for the average grain size, from the viewpoint of rolling efficiency, the average grain size is preferably 5 ⁇ m or more, and more preferably 10 ⁇ m or more.
  • Plate thickness 50 mm or more
  • the plate thickness of the steel plate of the present invention is 50 mm or more in order to ensure rigidity when the steel plate is used in a large steel structure.
  • the plate thickness is preferably 60 mm or more, and more preferably 65 mm or more.
  • the plate thickness is preferably 100 mm or less, and more preferably 90 mm or less.
  • the steel plate of the present invention has a yield strength of 460 MPa or more, measured using a JIS 14A tensile test piece with a diameter of 14 mm taken from the 1/2 thickness position.
  • the use of the steel plate of the present invention is not particularly limited, but for example, ships such as container ships and bulk carriers usually use high-strength and thick steel plate base material that can withstand this bending stress, and if the yield strength is less than 460 MPa, it is not suitable for use. Therefore, the steel plate of the present invention has a yield strength at 1/2 thickness position of 460 MPa or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but the yield strength at 1/2 thickness position may be 550 MPa or less.
  • ⁇ Base material toughness Charpy fracture transition temperature after strain aging treatment> vTrs at 1/2 thickness position: -40°C or less
  • vTrs at 1/2 thickness position -40°C or less
  • the steel plate of the present invention has a vTrs at 1/2 thickness position of the steel plate after strain aging treatment of -40°C or less.
  • the vTrs In order to further increase the brittle fracture resistance, it is preferable to set the vTrs at -45°C or less, and more preferable to set the vTrs at -50°C or less.
  • the lower limit of vTrs is not particularly specified, but from the viewpoint of rolling efficiency, the vTrs is preferably set to -80°C or more, and more preferably set to -70°C or more.
  • the vTrs can be evaluated by taking a JIS No. 4 impact test piece from the 1/2 position of the plate thickness of the steel plate after strain aging treatment and carrying out a Charpy test in accordance with the provisions of JIS Z 2242 (2023).
  • the -40°C Charpy absorbed energy in the HAZ of the weld must be an average of 53 J or more in order to ensure the brittle fracture resistance of the weld heat affected zone in a welded joint obtained by welding with a welding heat input of 500 kJ/cm.
  • the average -40°C Charpy absorbed energy in the HAZ is preferably 64 J or more, and more preferably 75 J or more.
  • the HAZ toughness can be evaluated by taking a test piece from a joint obtained by large heat input welding.
  • the temperature in each process refers to the temperature at the center of the thickness of the steel material and hot-rolled plate (1/2 the plate thickness position) and at the center in the plate width direction. For example, it can be obtained by calculating the temperature distribution in the cross section of the steel plate using heat transfer analysis and correcting the result by the surface temperature of the steel plate.
  • the heating temperature of the steel material is set to 1150°C or lower.
  • the heating temperature of the steel material is preferably 1000°C or higher, and more preferably 1030°C or higher.
  • the heating temperature is preferably 1130°C or lower, and more preferably 1100°C or lower.
  • the rolling start temperature is set to ( Ar3 point + 200) ° C. or more.
  • the rolling start temperature is preferably set to ( Ar3 point + 210) ° C. or more, and more preferably set to ( Ar3 point + 220) ° C. or more.
  • the rolling start temperature is preferably set to ( Ar3 point + 280) ° C. or less.
  • the Ar3 point (°C) can be determined according to the following formula (2).
  • Ar 3 points (°C) 910-273 x C-74 x Mn-57 x Ni-16 x Cr-9 x Mo-5 x Cu...Formula (2)
  • each element symbol represents the content (mass %) of the corresponding element in the steel, and elements that are not contained are regarded as 0 mass %.
  • the cumulative reduction in this temperature range is preferably 20.0% or more, and more preferably 25.0% or more.
  • the cumulative rolling reduction in this temperature range is preferably 70.0% or less, and more preferably 65.0% or less.
  • the cumulative rolling reduction here is, within a pass where the temperature at the 1/2 thickness position is in the austenite recrystallization temperature range, "[100 x (plate thickness before (just before) the first pass (mm) - plate thickness after (just after) the final pass) (mm))] / plate thickness before (just before) the first pass (mm).
  • the temperature at half the thickness position is in the austenite recrystallization temperature range
  • the temperature at half the thickness position is in the austenite recrystallization temperature range before the start of rolling (immediately before the start of rolling).
  • the average reduction rate/pass in this temperature range is preferably 5.5% or more, and more preferably 6.0% or more.
  • the average value of the rolling reduction/pass is preferably 7.0% or less, and more preferably 6.5% or less.
  • the average reduction rate/pass is the average value of the reduction rate in each pass within a pass in which the temperature at the 1/2 sheet thickness position is in the austenite recrystallization temperature range.
  • the reduction ratio of the Nth pass is "100 x [(plate thickness after the (N-1)th pass and before the Nth pass) (mm) - (plate thickness after the Nth pass and before the (N+1)th pass) (mm)] / (plate thickness after the (N-1)th pass and before the Nth pass) (mm)".
  • the cumulative rolling reduction in this temperature range is preferably 75.0% or less, and more preferably 70.0% or less.
  • the cumulative rolling reduction here is, within a pass where the temperature at the 1/2 thickness position is in the austenite non-recrystallization temperature range, "[100 x (plate thickness before (just before) the first pass (mm) - plate thickness after (just after) the final pass) (mm))] / plate thickness before (just before) the first pass (mm).
  • Rolling end temperature at 1/2 plate thickness position ( Ar3 point + 100) ° C. or higher]
  • the hot rolling process must be completed when the rolling end temperature at the 1/2 plate thickness position is ( Ar3 point + 100) ° C. or higher. If the temperature of the steel plate during hot rolling is less than ( Ar3 point + 100) ° C., B nitrides will precipitate, and the dissolved B required to improve hardenability will be insufficient during accelerated cooling, resulting in a decrease in strength. Furthermore, the lower the temperature, the higher the deformation resistance will be, which will cause a problem of increased load on the hot rolling machine. Note that the rolling end temperature is preferably ( Ar3 point + 110) ° C.
  • the rolling end temperature is preferably ( Ar3 point + 150) ° C. or less, and more preferably ( Ar3 point + 130) ° C. or less.
  • the cooling start temperature is preferably ( Ar3 point + 110) ° C. or higher, and is preferably ( Ar3 point + 130) ° C. or lower.
  • the average cooling rate when the plate thickness 1/2 position is in the temperature range of 700 to 500°C is set to 5.0°C/s or more. This has the effect of increasing the fraction of bainite, improving the strength.
  • the average cooling rate in this temperature range is preferably 5.5°C/s or more.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited, but from the viewpoint of avoiding an increase in cooling costs due to excessive rapid cooling, the average cooling rate is preferably 20° C./s or less, and more preferably 10° C./s or less.
  • the average cooling rate in the temperature range of 700 to 500°C is "(700 (°C) - 500 (°C)) / cooling time (s) from 700°C to 500°C.”
  • the average cooling rate in the temperature range of 700 to 600°C is "(700 (°C) - 600 (°C)) / cooling time (s) from 700°C to 600°C.”
  • Cooling must be continued until the temperature at the half-thickness position reaches 500°C or less. If the cooling end temperature exceeds 500°C, a large amount of ferrite is generated in the steel, and the area ratio of the bainite phase must be reduced.
  • the cooling stop temperature cannot be increased, resulting in a decrease in strength.
  • the cooling stop temperature is preferably 450° C. or lower, and more preferably 400° C. or lower.
  • the cooling stop temperature is preferably 250° C. or higher, and more preferably 300° C. or higher. .
  • the toughness was evaluated based on the Charpy fracture transition temperature at the 1/2 sheet thickness position after strain aging treatment.
  • a JIS No. 4 impact test piece was taken from the obtained steel plate at 1/2 the plate thickness position so that the longitudinal axis of the test piece was parallel to the rolling direction, and a notch was machined in a direction parallel to the plate width direction.
  • a Charpy test was performed in the range of 0°C to -80°C in accordance with the provisions of JIS Z 2242 (2023), the Charpy fracture surface ratio at each test temperature was measured, and the Charpy fracture surface transition temperature (vTrs) was calculated. Three pieces were tested per test temperature, and vTrs was calculated from the average brittle fracture surface ratio of the three pieces.
  • the examples with vTrs ⁇ 40° C. were evaluated as having excellent Charpy toughness (toughness of the base material).
  • a Charpy impact test was performed on the taken impact test piece at a test temperature of -40°C.
  • the average value vE-40°C (unit: J) of the absorbed energy obtained by carrying out the same conditions for three impact test pieces taken from the above test plate for joints was taken as the toughness of the HAZ.
  • examples with an average vE-40°C ⁇ 53J were evaluated as having excellent HAZ toughness.
  • the area ratio of the bainite phase was evaluated by calculating the area ratio by image analysis, assuming that the structure revealed as white chunks in the obtained photograph was ferrite and the remaining part was bainite phase.
  • [Average grain size of bainite phase] A sample was taken from the center of the width of the steel plate and at 1/2 the plate thickness so that the surface perpendicular to the rolling direction was the observation surface. The dimensions of the sample were 20 mm in the plate thickness direction, 10 mm in the direction parallel to the rolling direction, and 1 mm in the direction perpendicular to the rolling direction. After mirror polishing the surface perpendicular to the rolling direction of this sample, EBSP analysis was performed at the 1/2 plate thickness position under the following conditions.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

大入熱溶接を施した際に生じるＨＡＺのシャルピー靭性に優れ、かつ、母材の板厚１／２位置の強度および歪時効処理後のシャルピー靭性に優れた鋼板およびその製造方法の提供。　Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎ、Ｏを所定の含有量範囲とし、かつ、式（１）で定義されるＣｅｑが０．３５０～０．４５０％であり、ＴｉとＮの質量％比（Ｔｉ／Ｎ）が２．００以上４．５０以下である成分組成を有し、　板厚１／２位置において、面積率で、ベイナイト相：８０％以上であり、隣接する結晶粒との方位差が１５°以上の粒界に囲まれたベイナイト相の結晶粒の平均粒径：３０μｍ以下である鋼組織を有するようにする。 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５　・・・式（１）

Description

鋼板およびその製造方法
　本発明は、鋼板、特に、大入熱溶接に適用可能な鋼板、およびその製造方法に関する。具体的には、大入熱溶接後の溶接熱影響部（以下、熱影響部のことをＨＡＺと記載する）において優れた靱性を有する鋼板に関する。また、本発明の鋼板は、船舶、海洋構造物、低温貯蔵タンク、建築・土木構造物等の大型構造物に好適に用いることができる。
　船舶、海洋構造物、建築、鋼管等の分野で使用される鋼構造物は、溶接接合により所望の形状の構造物に仕上げられるのが一般的である。したがって、これらの構造物は、安全性を確保するという観点から、使用される鋼材の強度、靱性の確保に加えて、溶接部の靱性にも優れていることが要請されている。
　さらに、近年では、船舶や鋼構造物はますます大型化し、使用される鋼材も高強度化や厚肉化が積極的に進められている。それに伴い、溶接施工には、サブマージアーク溶接やエレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接などの高能率で大入熱の溶接方法が適用されるようになってきており、大入熱溶接によって溶接施工した場合においても、溶接部の靱性に優れる鋼材が必要となってきている。
　しかしながら、上述した鋼材、特に高強度鋼板、あるいは厚鋼板においては、母材の機械的特性（特にシャルピー靭性）とＨＡＺのシャルピー靭性の両立が困難である、という事例がしばしば散見される。厚鋼板母材のシャルピー靭性は一般的に鋼板の強度、板厚の増加とともに低下する傾向があるため、例えば特許文献１および特許文献２に記載のように、制御圧延や制御冷却方法で解決しようとする技術が開示されている。また、特許文献３には、直接焼入れ－焼き戻し技術を適用するなどの方策により、鋼板の結晶組織を微細化させて母材のシャルピー靭性を確保する技術が開示されている。
　一方、大入熱溶接により形成されるＨＡＺでは上述した各種制御圧延・冷却プロセスによる結晶粒微細化効果が消失してしまうために、製造工程依存のない、化学成分調整によりＨＡＺのシャルピー靭性の確保を図る必要がある。中でも広く知られている対策として、溶接中の高温域で比較的安定なＴｉＮを鋼中に微細分散させることによりオーステナイト粒の粗大化を抑制する技術や、特許文献４に記載された技術のように、より高温で安定なＴｉ酸化物を分散させる技術等が開示されている。
　特許文献５には、鋼中に適量のＢを添加することによりＨＡＺのシャルピー靭性の低下を防ぐ方法が開示されている。Ｂは窒化物形成元素であり、かつ、特に高温域での拡散速度が速く、シャルピー靭性に悪影響をおよぼす固溶Ｎを溶接時の冷却中に窒化物として固定するため、ＨＡＺの高靱性化を達成することができる。
特開昭５７－１３４５１８号公報 特開昭５９－８３７２２号公報 特開昭６３－２２３１２５号公報 特開昭５７－０５１２４３号公報 特開２００５－２４７６号公報
　しかしながら、オーステナイトの微細化のためにＴｉＮを活用する上記技術は、大入熱溶接を実施した際に、溶接熱影響部がＴｉＮの溶解温度域まで加熱されるため、ＴｉＮが分解してオーステナイト粒粗大化抑制効果が消失したり、ＴｉＮの分解によって生成した固溶Ｔｉおよび固溶Ｎによって鋼の地組織が脆化したりして、溶接熱影響部の靱性が著しく低下するという問題を抱えている。また、Ｔｉ酸化物を活用する技術は、所定の酸化物を微細に、且つ鋼板に均一に分散させることが困難であるという課題もある。
　また、上記技術では母材の板厚１／２位置での強度、および歪時効処理後の板厚１／２位置でのシャルピー靭性を所望の値にすることが困難である。
　このように、従来の技術では、大入熱溶接を施した際に生じるＨＡＺのシャルピー靭性に優れ、かつ、母材の板厚１／２位置の強度および歪時効処理後のシャルピー靭性に優れた鋼板の技術としては、まだ十分であるとは言えなかった。
　そこで、本発明は、上記実情に鑑み、特に、大入熱溶接を施した際に生じるＨＡＺのシャルピー靭性に優れ、かつ、母材の板厚１／２位置の強度および歪時効処理後のシャルピー靭性に優れた鋼板、およびかかる鋼板の製造方法を提供することを目的とするものである。
　ここで、大入熱溶接を施した際に生じるＨＡＺのシャルピー靭性（ＨＡＺ靭性）に優れるとは、得られた鋼板を用い、溶接入熱５００ｋＪ／ｃｍで作製した溶接継手において、平均で、ｖＥ－４０℃≧５３Ｊであることを指す。
　また、母材の板厚１／２位置の強度に優れるとは、板厚１／２位置において、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０２２）の規定に準拠して引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）が４６０ＭＰａ以上であることを指す。
　また、母材において歪時効処理後のシャルピー靭性（母材靭性）に優れるとは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２（２０２３）の規定に準拠して、室温で５～１０％歪を付与した後に２００～２５０℃で１～２時間保持する歪時効処理を施した後の板厚１／２位置におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）がｖＴｒｓ≦－４０℃であることを指す。
　本発明者らは、上記課題を解決するために、母材の強度を確保しつつ優れた靭性（母材靭性）を有し、大入熱溶接部のＨＡＺ靭性に優れた鋼板、および当該鋼板を安定して得る製造方法について、鋭意研究を重ねた。その結果、以下の知見を得た。
　具体的には、鋼板中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎ、Ｏを所定の範囲の量に制御することにより、ＨＡＺの島状マルテンサイト（ＭＡ）の生成を効果的に抑制でき、靭性の低下を阻止することができることを知見した。
　また、板厚１／２位置における降伏強度：４６０ＭＰａ以上を達成するためには、炭素当量（Ｃｅｑ）を０．３５０％以上に制御することが有効であり、これにより板厚１／２位置の鋼組織を全面的にベイナイトとすることで強度が向上し、高強度を達成する。
　また、上記鋼板の板厚１／２位置において、歪時効処理後に母材の優れた靭性（母材靭性）を達成するためには、板厚１／２位置における鋼組織について、隣接する結晶粒との方位差が１５°以上の粒界に囲まれたベイナイトの結晶粒径が平均３０μｍ以下となるように制御することが有効である。これにより、粒径微細化効果により靭性が向上し、最も特性の低くなる板厚１／２位置における歪時効処理後のシャルピー破面遷移温度がｖＴｒｓ≦－４０℃を達成する。
　そして、上記の母材靭性を得るためには、鋳造工程で鋼素材を９５０～１１５０℃に加熱することが有効である。これにより、オーステナイト粒径を微細化し最終的なベイナイトの結晶粒の平均粒径を微細にすることができる。また、熱間圧延工程において、板厚１／２位置における温度がオーステナイト再結晶温度域であるときの累積圧下率：１５．０％以上かつ圧下率／パスの平均値：５．０％以上とし、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率：５０．０％以上に制御することが有効である。これにより、板厚１／２位置に十分な圧延応力を付与することができ、板厚１／２位置における鋼組織について、隣接する結晶粒との方位差が１５°以上の粒界に囲まれたベイナイトの結晶粒径が平均３０μｍ以下となるように制御でき、優れた靭性を達成する。
　また、板厚１／２位置における降伏強度：４６０ＭＰａ以上の強度を得るためには、熱間圧延工程において、板厚１／２位置における圧延終了温度：（Ａｒ3点＋１００）℃以上となるように制御する。この制御によって、板厚１／２位置でのＢ窒化物の析出を可能な限り低減し、加速冷却時までに固溶Ｂを残存させて焼入れ性を高めることができる。これにより、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼす多量の合金元素を含有させることなく所望の強度を達成することができる。
　本発明は、上記した知見に、さらに検討を加えて完成されたものであり、本発明の要旨は次のとおりである。
［１］質量％で、
Ｃ：０．０２０～０．０８０％、
Ｓｉ：０．０２～０．０９％、
Ｍｎ：１．００～２．５０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．０１０～０．１００％、
Ｎｂ：０．００５～０．０４０％、
Ｔｉ：０．０１０～０．０３０％、
Ｂ：０．０００１～０．００２０％、
Ｎ：０．００１０～０．０１００％、および
Ｏ：０．０１００％以下
を含有し、かつ、式（１）で定義されるＣｅｑが０．３５０～０．４５０％であり、
ＴｉとＮの質量％比（Ｔｉ／Ｎ）が２．００以上４．５０以下であり、
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、
　板厚１／２位置において、面積率で、ベイナイト相：８０％以上とその他残部組織からなる組織であり、隣接する結晶粒との方位差が１５°以上の粒界に囲まれたベイナイト相の結晶粒の平均粒径：３０μｍ以下である鋼組織を有し、
　板厚が５０ｍｍ以上であり、
　板厚１／２位置における降伏強度が４６０ＭＰａ以上であり、
　室温で５～１０％歪を付与した後に２００～２５０℃で１～２時間保持する歪時効処理を施した後の板厚１／２位置におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）がｖＴｒｓ≦－４０℃であり、
　溶接入熱を５００ｋＪ／ｃｍとして作製した溶接継手において溶接部のＨＡＺにおける－４０℃シャルピー吸収エネルギーが平均５３Ｊ以上である鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５　・・・式（１）
ここで、式（１）におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない元素は含有量を０（零）とする。
［２］前記成分組成に加えて、質量％で、以下のＡ群、Ｂ群およびＣ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有する、前記［１］に記載の鋼板。
Ａ群：Ｃｕ：１．００％以下、Ｎｉ：２．００％以下、Ｃｒ：１．００％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ群：Ｍｏ：０．３０％以下、Ｖ：０．３０％以下、Ｗ：０．３０％以下、Ｃｏ：０．３０％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、およびＲＥＭ（希土類金属）：０．０２００％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃ群：Ｓｎ：０．２０％以下、Ａｓ：０．１０％以下、Ｂｉ：０．２０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
［３］前記［１］または［２］に記載の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、９５０～１１５０℃の加熱温度に加熱し、
　次いで、板厚１／２位置における圧延開始温度：（Ａｒ3点＋２００）℃以上であり、
板厚１／２位置における温度がオーステナイト再結晶温度域であるときの累積圧下率：１５．０％以上、かつ、１パスあたりの圧下率の平均値：５．０％以上であり、
板厚１／２位置における温度がオーステナイト未再結晶温度域であるときの累積圧下率：５０．０％以上であり、
さらに、板厚１／２位置における圧延終了温度：（Ａｒ3点＋１００）℃以上となる条件で圧延を実施し、
　次いで、板厚１／２位置における冷却開始温度：（Ａｒ3点＋１００）℃以上であり、
かつ、板厚１／２位置における温度が７００～５００℃の温度域であるときの平均冷却速度：５．０℃／ｓ以上であり、
かつ、板厚１／２位置における冷却停止温度：５００℃以下となる条件で冷却を施す、鋼板の製造方法。
［４］前記冷却では、さらに、板厚１／２位置における温度が７００～６００℃の温度域であるときの平均冷却速度：５．５℃／ｓ以上である、前記［３］に記載の鋼板の製造方法。
　本発明によれば、鋼組織はベイナイト主体組織であり、隣接する結晶粒との方位差が１５°以上の粒界に囲まれたベイナイトの結晶粒の平均粒径が３０μｍ以下である。これにより、従来母材の靭性低下が課題となっていた歪時効処理後であっても優れた靭性（母材靭性）を有する。また、成分組成を一定内に制御することにより、大入熱溶接後の継手のＨＡＺにおける優れた靱性（ＨＡＺ靭性）を有する。また、本発明によれば、炭素当量（Ｃｅｑ）を０．３５０％以上に制御すること等により母材の板厚１／２位置の強度に優れる。
また、本発明の製造方法によれば、上記の特性を備える鋼板を、特定の成分組成条件下、圧延条件を最適化することで製造できる。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　本発明の鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２０～０．０８０％、Ｓｉ：０．０２～０．０９％、Ｍｎ：１．００～２．５０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１０～０．１００％、Ｎｂ：０．００５～０．０４０％、Ｔｉ：０．０１０～０．０３０％、Ｂ：０．０００１～０．００２０％、Ｎ：０．００１０～０．０１００％、およびＯ：０．０１００％以下を含有し、かつ、式（１）で定義されるＣｅｑが０．３５０～０．４５０％であり、ＴｉとＮの質量％比（Ｔｉ／Ｎ）が２．００以上４．５０以下であり、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、板厚１／２位置において、面積率で、ベイナイト相：８０％以上とその他残部組織からなる組織であり、隣接する結晶粒との方位差が１５°以上の粒界に囲まれたベイナイト相の結晶粒の平均粒径：３０μｍ以下である鋼組織を有し、板厚が５０ｍｍ以上であり、板厚１／２位置における降伏強度が４６０ＭＰａ以上であり、室温で５～１０％歪を付与した後に２００～２５０℃で１～２時間保持する歪時効処理を施した後の板厚１／２位置におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）がｖＴｒｓ≦－４０℃であり、溶接入熱を５００ｋＪ／ｃｍとして作製した溶接継手において溶接部のＨＡＺにおける－４０℃シャルピー吸収エネルギーが平均５３Ｊ以上である。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５　・・・式（１）
ここで、式（１）におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない元素は含有量を０（零）とする。
　まず、本発明において鋼板の成分組成を限定した理由について説明する。本明細書において、成分組成に関する「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０２０～０．０８０％
　Ｃは、鋼の焼入れ性を増加させる作用を有する元素であり、所望の強度を達成するために必要である。本発明では、前記効果を得るために、Ｃ含有量を０．０２０％以上とする。
一方、Ｃ含有量が０．０８０％を超えると、破壊起点となるＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ　ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ：島状マルテンサイト）の生成量が増加し母材の靭性が低下する。加えて、溶接熱影響部では大入熱溶接に起因してオーステナイトが粗大化して変態したり、ＭＡが生成したりすることにより、ＨＡＺ靭性が大幅に低下する。このため、Ｃ含有量は、０．０２０～０．０８０％の範囲とする。なお、下限について好ましいＣ含有量は０．０２５％以上であり、０．０３０％以上とすることがより好ましい。上限について好ましいＣ含有量は０．０７５％以下であり、０．０７０％以下とすることがより好ましい。
　Ｓｉ：０．０２～０．０９％
　Ｓｉは、粗大な炭化物の生成を抑制しＨＡＺの靭性を高める作用を有する元素であり、所望のＨＡＺ靭性値を達成するために必要である。また、母材の強度確保および脱酸にも必要な成分である。本発明では、前記効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．０２％以上とする。
一方、Ｓｉ含有量が０．０９％を超えると鋼の表面性状を損なうばかりか、大入熱溶接に起因してＭＡが生成することにより、ＨＡＺの靭性が大幅に低下する。このため、Ｓｉ含有量は、０．０２～０．０９％の範囲とする。なお、下限について好ましいＳｉ含有量は０．０３％以上であり、上限について好ましいＳｉ含有量は０．０７％以下である。
　Ｍｎ：１．００～２．５０％
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を増加させ粗大な炭化物の生成を抑制し、母材強度の確保に寄与し、ＨＡＺの靭性を高める作用を有する元素であり、所望のＨＡＺ靭性値を達成するために必要である。前記効果を得るためには、Ｍｎ含有量を１．００％以上とする。
一方、Ｍｎ含有量が多いと、強度が過剰に上がるため、母材の靭性が低下することに加え、ＨＡＺの靭性が低下する。これらの観点から、Ｍｎ含有量は２．５０％以下とする。なお、下限について好ましいＭｎ含有量は１．４０％以上であり、上限について好ましいＭｎ含有量は２．３０％以下である。
　Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下
　Ｐ、Ｓは、鋼中の不可避的不純物である。これらの含有量が多くなると母材の靭性が低下する。板厚が５０ｍｍ以上の厚鋼板において、良好な靭性を保つためには、Ｐ含有量は０．０２０％以下、Ｓ含有量は０．０１０％以下に抑制する。なお、Ｐ含有量は、０．０１５％以下が好ましく、０．０１０％以下がより好ましい。Ｓ含有量は、０．００７％以下が好ましく、０．００４％以下がより好ましい。
　なお、Ｐ含有量およびＳ含有量の下限は特に限定しない。ただし、ＰおよびＳの過度の低減は製造コストの増加を招くため、Ｐ含有量およびＳ含有量は、それぞれ、好ましくはＰ：０．００１％以上、Ｓ：０．０００５％以上とする。より好ましくはＰ：０．００３％以上、Ｓ：０．００１０％以上とする。
　Ａｌ：０．０１０～０．１００％
　Ａｌは、脱酸剤として作用し、酸化物系介在物を減らしＨＡＺの靭性を向上させる効果がある元素である。その効果を得るために、Ａｌ含有量を０．０１０％以上にする必要がある。
一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、かえって酸化物系介在物が増加して清浄度が低下し、ＨＡＺの靭性が低下する。このため、Ａｌ含有量は、０．０１０～０．１００％の範囲とする。なお、下限について好ましいＡｌ含有量は、０．０２０％以上である。上限について好ましいＡｌ含有量は０．０７０％以下であり、より好ましくは０．０５０％以下である。
　Ｎｂ：０．００５～０．０４０％
　Ｎｂは、鋼の焼入れ性を高める元素であり、母材の強度および靭性を向上させる効果も有する。前記効果を得るために、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とする。なお、Ｎｂ含有量は０．０１０％以上とすることが好ましく、０．０１５％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｎｂ含有量が０．０４０％を超えると、強度が過剰に上がるため、母材の靭性が低下することに加え、溶接熱影響部においてもＭＡが生成しＨＡＺ靭性を低下させる。そのため、Ｎｂ含有量の上限は、０．０４０％とする。ＨＡＺの靭性向上の観点からは、Ｎｂ含有量を、０．０３５％以下とすることが好ましく、０．０３０％以下とすることがより好ましい。
　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を抑制したりフェライト変態核となったりすることでＨＡＺの高靱性化に寄与する元素である。ＴｉＮを必要量確保して良好なＨＡＺ靭性を得るために、Ｔｉを０．０１０％以上含有させる。なお、Ｔｉ含有量は０．０１２％以上とすることがより好ましく、０．０１４％以上とすることが更に好ましい。
一方、０．０３０％を超えてＴｉを含有すると、ＴｉＮが多量に生成したりＴｉＮ粒子の粗大化の問題が起こり、期待する効果が得られなくなる。そのため、却ってＨＡＺの靱性を低下させる。また、固溶Ｔｉが増加することにより過度に焼入れ性が上がり、強度が過剰に上がるため、靭性が低下する。よって、Ｔｉ含有量は０．０３０％以下とする。なお、Ｔｉ含有量の上限は、０．０２５％とすることが好ましい。また、靭性向上の観点から、０．０２０％以下とすることがより好ましい。
　Ｂ：０．０００１～０．００２０％
　Ｂは、微量の添加でも焼入れ性を著しく向上させる作用を有する元素である。したがって、鋼板（母材）の強度を向上させることができる。また、ＨＡＺにおいて焼入れ性の向上に寄与することで、粗大なフェライト組織の生成および成長を抑制するとともに、Ｎと結合して析出物を形成することで変態核としてはたらき、組織の微細化に寄与することで、ＨＡＺ靭性も向上させることができる。前記効果を得るために、Ｂ含有量を０．０００１％以上とする。
一方、Ｂ含有量が０．００２０％を超えると、粗大なＦｅ－Ｂ系の炭化物が生成するおそれがある。かかる粗大なＦｅ－Ｂ系の炭化物は、破壊の起点となってＨＡＺ靭性が著しく低下する。また、母材靭性が低下する場合もある。そのため、Ｂ含有量は０．００２０％以下とする。なお、Ｂ含有量は、０．００１８％以下とすることがより好ましく、０．００１５％以下とすることがより好ましく、０．００１２％以下とすることがさらに好ましい。
　Ｎ：０．００１０～０．０１００％
　Ｎは、鋼中のＡｌと結合し、圧延加工時の結晶粒径を調整し、鋼を強化する。この効果を得るためにはＮ含有量を０．００１０％以上にする必要がある。また、Ｎ含有量が０．００１０％未満であると、ＨＡＺ靭性が低下する。
一方、Ｎ含有量が０．０１００％を超えると母材の靭性およびＨＡＺ靭性が低下する。このため、Ｎ含有量は０．００１０～０．０１００％の範囲とする。なお、下限について好ましいＮ含有量は、０．００２０％以上であり、上限について好ましいＮ含有量は０．００７０％以下である。
　Ｏ：０．０１００％以下
　Ｏ（酸素）は不可避的不純物として含有される元素であるが、特に低減すべき元素であるため、その含有量を規定する。Ｏは、酸化物を形成し、脆性破壊の発生起点となり、母材の靭性およびＨＡＺ靭性を低下させるといった悪影響を及ぼす。そのため、Ｏ含有量を０．０１００％以下に制限する。Ｏ含有量は、０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００４０％以下とすることがより好ましい。
一方、Ｏ含有量の下限は特に限定されず、０．００００％であってもよいが、通常、Ｏは不純物として鋼中に不可避的に含有される。また、Ｏを過剰に低減することは精錬コストの高騰を招くため、コストの観点からは、Ｏ含有量を０．００１０％以上とすることが好ましく、０．００２０％以上とすることがより好ましい。
　また、本発明では、各元素を上記範囲内とし、かつ式（１）で定義されるＣｅｑ（炭素当量）（％）が以下の範囲を満足するように含有する。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５　・・・式（１）
ここで、式（１）におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない元素は含有量を０（零）とする。
　Ｃｅｑ：０．３５０～０．４５０％
　鋼板の焼入性を向上させ、強度を上昇させるために、式（１）で表すＣｅｑの値を０．３５０％以上に調整する。これにより鋼板の焼入れ性が上昇し、冷却速度が他の位置よりも低くなる板厚１／２位置であっても鋼組織が全面的にベイナイトとなり、強度向上効果を得られる。
一方、Ｃｅｑの値が０．４５０％を超えると、焼入れ性が過剰となり地の組織の強度が過度に上昇し、かつ脆性破壊起点となるＭＡ（島状マルテンサイト）の生成量が増加し、母材靭性およびＨＡＺ靭性を低下させる。このためＣｅｑは０．４５０％以下とする。Ｃｅｑの値は、好ましくは０．３７０％以上とし、好ましくは０．４３５％以下とする。
　Ｔｉ／Ｎ：２．００以上４．５０以下
　Ｔｉ／Ｎが２．００未満では、ＴｉＮとならない固溶Ｎが増加し、ＨＡＺ靭性を低下させる。そのため、Ｔｉ／Ｎは２．００以上とする。Ｔｉ／Ｎは２．１０以上とすることが好ましく、２．２０以上とすることがより好ましい。また、Ｔｉ／Ｎが４．５０を超えると、ＴｉＮが粗大化し、ＨＡＺ靭性を低下させる。そのため、Ｔｉ／Ｎの上限は、４．５０とする。また、ＨＡＺ靭性向上の観点から、Ｔｉ／Ｎは４．４０以下とすることが好ましく、４．３０以下とすることがより好ましい。なお、Ｔｉ／Ｎにおいて各元素は鋼中の含有量（質量％）とする。
　以上を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなるのが本発明の鋼板の基本の成分組成であり、
　この基本の成分組成を有し、かつ、上記の式（１）で表すＣｅｑの値を０．３５０％以上、０．４５０％以下とすることで、本発明の鋼板は目的とする特性を得られる。
　その他、不可避的不純物としては、Ｚｎ、ＰｂおよびＳｂ等が挙げられる。
　本発明では、さらに特性を向上させるため、基本の成分組成に加えて、必要に応じて後述のＡ群、Ｂ群およびＣ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有することが可能である。なお、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｂｉ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。
　Ａ群：Ｃｕ：１．００％以下、Ｎｉ：２．００％以下、およびＣｒ：１．００％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
　Ｃｕ：１．００％以下
　Ｃｕは、鋼の焼入れ性を高める元素である。Ｃｕは、圧延後の強度向上に寄与する。これとともに、靭性、高温強度、あるいは耐候性などの機能向上のためにＣｕを含有させることができる。Ｃｕによる上記の効果を得るためには、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とするのが好ましい。
一方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、溶接性の劣化、靭性の低下、合金コストの上昇を招く。そのため、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕ含有量は１．００％以下とし、０．８０％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、０．０５％以上とすることがより好ましい。
　Ｎｉ：２．００％以下
　Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高める元素である。Ｎｉは、圧延後の強度向上に寄与する。これとともに、靭性、高温強度、あるいは耐候性などの機能向上のためにＮｉを含有させることができる。Ｎｉによる上記の効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．０５％以上とするのが好ましい。
一方、Ｎｉ含有量が２．００％を超えると、溶接性の劣化、靭性の低下、合金コストの上昇を招く。そのため、Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉ含有量を２．００％以下とし、１．８０％以下とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、０．２０％以上とすることがより好ましい。
　Ｃｒ：１．００％以下
　Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高める元素である。Ｃｒは、圧延後の強度向上に寄与する。これとともに、靭性、高温強度、あるいは耐候性などの機能向上のためにＣｒを含有させることができる。Ｃｒによる上記の効果を得るには、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とするのが好ましい。
一方、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると、溶接性の劣化、靭性の低下、合金コストの上昇を招く。そのため、Ｃｒを含有する場合には、Ｃｒ含有量を１．００％以下とし、０．５０％以下とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、０．０５％以上とすることがより好ましい。
　Ｂ群：Ｍｏ：０．３０％以下、Ｖ：０．３０％以下、Ｗ：０．３０％以下、Ｃｏ：０．３０％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、およびＲＥＭ：０．０２００％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
　Ｍｏ：０．３０％以下
　Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高める元素である。Ｍｏは、圧延後の強度向上に寄与する。これとともに、靭性、高温強度、あるいは耐候性などの機能向上のためにＭｏを含有させることができる。Ｍｏによる上記の効果を得るには、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とするのが好ましい。
一方、Ｍｏ含有量が０．３０％を超えると、溶接性の劣化、靭性の低下、合金コストの上昇を招く。そのため、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏ含有量を０．３０％以下とし、０．２０％以下とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、０．０３％以上とすることがより好ましい。
　Ｖ：０．３０％以下
　Ｖは、Ｖ（ＣＮ）として析出する析出強化によって、鋼の強度を向上させる元素である。この効果は、Ｖ含有量を０．０１％以上にすることにより発揮される。よって、Ｖ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｖ含有量が０．３０％を超えると、靭性が低下する場合がある。そのため、Ｖを含有する場合には、Ｖ含有量を０．３０％以下とし、０．２０％以下とすることが好ましい。Ｖ含有量は、０．０３％以上とすることがより好ましい。
　Ｗ：０．３０％以下
　Ｗは、鋼板の強度を向上させる作用を有する元素である。この効果を得るためにはＷ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｗ含有量が０．３０％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｗを含有する場合には、Ｗ含有量を０．３０％以下とし、０．２０％以下とすることが好ましい。Ｗ含有量は、０．０３％以上とすることがより好ましい。
　Ｃｏ：０．３０％以下
　Ｃｏは、鋼板の強度を向上させる作用を有する元素である。この効果を得るためにはＣｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｃｏ含有量が０．３０％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｃｏを含有する場合には、Ｃｏ含有量を０．３０％以下とし、０．２０％以下とすることが好ましい。Ｃｏ含有量は、０．０３％以上とすることがより好ましい。
　Ｃａ：０．０１００％以下
　Ｃａは、溶接熱影響部の組織を微細化し、靭性を向上させる。この効果を得るために、Ｃａを含有する場合には、Ｃａ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００２０％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えると、粗大な介在物を形成し、靭性を低下させる。そのため、Ｃａを含有する場合には、Ｃａ含有量を０．０１００％以下とし、０．００５０％以下とすることが好ましい。
　Ｍｇ：０．０１００％以下
　Ｍｇは、Ｃａと同様、溶接熱影響部の組織を微細化し、靭性を向上させる。この効果を得るために、Ｍｇを含有する場合には、Ｍｇ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００２０％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｍｇ含有量が０．０１００％を超えると、粗大な介在物を形成し、靭性を低下させる。そのため、Ｍｇを含有する場合には、Ｍｇ含有量を０．０１００％以下とし、０．００５０％以下とすることが好ましい。
　ＲＥＭ：０．０２００％以下
　ＲＥＭは、Ｃａと同様、溶接熱影響部の組織を微細化し、靭性を向上させる。この効果を得るために、ＲＥＭを含有する場合には、ＲＥＭ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００１５％以上とすることがより好ましい。
一方、ＲＥＭ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な介在物を形成し、靭性を低下させる。そのため、ＲＥＭを含有する場合には、ＲＥＭ含有量を０．０２００％以下とし、０．０１００％以下とすることが好ましい。
　ここで、ＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）と原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、および原子番号５７番のランタン（Ｌａ）から７１番のルテチウム（Ｌｕ）までのランタノイドの元素のことを指す。ＲＥＭ含有量とは、上述のＲＥＭから選択された１種または２種以上の元素の総含有量である。
　Ｃ群：Ｓｎ：０．２０％以下、Ａｓ：０．１０％以下、Ｂｉ：０．２０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
　Ｓｎ：０．２０％以下
　Ｓｎは、鋼板の強度を向上させる作用を有する元素である。この効果を得るためにはＳｎ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０２％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｓｎ含有量が０．２０％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｓｎを含有する場合には、Ｓｎ含有量を０．２０％以下とし、０．１０％以下とすることが好ましい。
　Ａｓ：０．１０％以下
　Ａｓは、溶接熱影響部の組織を微細化し、ＨＡＺ靭性を向上させる。この効果を得るためにはＡｓ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００２％以上とすることがより好ましい。
一方、Ａｓ含有量が０．１０％を超えると、粗大な介在物を形成し、ＨＡＺ靭性を低下させる。そのため、Ａｓを含有する場合には、Ａｓ含有量を０．１０％以下とし、０．０５％以下とすることが好ましい。
　Ｂｉ：０．２０％以下
　Ｂｉは、溶接熱影響部の組織を微細化し、ＨＡＺ靭性を向上させる。この効果を得るためにはＢｉ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００２％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｂｉ含有量が０．２０％を超えると、粗大な介在物を形成し、ＨＡＺ靭性を低下させる。そのため、Ｂｉを含有する場合には、Ｂｉ含有量を０．２０％以下とし、０．１０％以下とすることが好ましい。
　＜板厚１／２位置の鋼組織＞
　本発明では、板厚１／２位置における鋼組織は、面積率で、ベイナイト相：８０％以上を含む組織であり、かつ、隣接する結晶粒との方位差が１５°以上の粒界に囲まれたベイナイト相の結晶粒の平均粒径：３０μｍ以下とする。
　［板厚１／２位置におけるベイナイト相の面積率：８０％以上］
　本発明の鋼板は、板厚１／２位置におけるベイナイト相の面積率が８０％以上である必要がある。ベイナイト相の面積分率が８０％未満の場合、硬質な組織の分率が低下し、強度が低下する。したがって、板厚１／２位置におけるベイナイト相の面積率を８０％以上とする。強度をさらに高めるためには、上記の面積率は、８５％以上とすることが好ましく、９０％以上とすることがより好ましい。ベイナイト相の面積率は１００％であってもよい。
ベイナイト相以外の残部としては、フェライトが、面積率で２０％以下含まれていてよく、１５％以下であることが好ましく、１０％以下であることがより好ましい。残部は０％であってもよい。
　［板厚１／２位置において隣接する結晶粒との方位差が１５°以上の粒界に囲まれたベイナイト相の結晶粒の平均粒径：３０μｍ以下］
　本発明の鋼板は、板厚１／２位置において隣接する結晶粒との方位差が１５°以上の粒界に囲まれたベイナイト相の結晶粒の平均粒径が３０μｍ以下である必要がある。この平均粒径が３０μｍ超えの場合、粒径粗大化に伴い結晶粒の劈開破面の破面単位が大きくなるため、靭性が低下する。したがって、板厚１／２位置において隣接する結晶粒との方位差が１５°以上の粒界に囲まれたベイナイト相の結晶粒の平均粒径を３０μｍ以下とする。靭性をさらに高めるためには、上記の平均粒径は、２５μｍ以下とすることが好ましく、２０μｍ以下とすることがより好ましい。
なお、上記の平均粒径の下限は特に規定しないが、圧延能率の観点から、上記の平均粒径は５μｍ以上とすることが好ましく、１０μｍ以上とすることがより好ましい。
　＜板厚＞
　板厚：５０ｍｍ以上
　本発明の鋼板の板厚は、鋼板を大型の鋼構造物に用いた際、剛性を確保するため、５０ｍｍ以上とする。板厚は、６０ｍｍ以上であることが好ましく、６５ｍｍ以上であることがより好ましい。また、板厚は、製造能率の観点から、１００ｍｍ以下であることが好ましく、９０ｍｍ以下であることがより好ましい。
　＜強度＞
　板厚１／２位置における降伏強度：４６０ＭＰa以上
　本発明の鋼板は、板厚１／２位置から採取したΦ１４ｍｍのＪＩＳ　１４Ａ号引張試験片を用いて測定した降伏強度が４６０ＭＰａ以上である。本発明の鋼板の用途は特に限定されないが、例えば、コンテナ船及びバルクキャリアー等の船舶は、この曲げ応力に耐え得る高強度かつ厚肉な鋼板母材を使用することが常であり、降伏強度が４６０ＭＰａ未満の場合には、使用に適さない。よって、本発明の鋼板は、板厚１／２位置における降伏強度を４６０ＭＰａ以上とする。上限値は特に限定されないが、板厚１／２位置における降伏強度を５５０ＭＰａ以下としてよい。
　＜母材靭性：歪時効処理後のシャルピー破面遷移温度＞
　板厚１／２位置におけるｖＴｒｓ：－４０℃以下
　加工性を保ちつつ船体の脆性破壊耐性を確保するために、歪時効処理後の鋼板の板厚１／２位置におけるｖＴｒｓを－４０℃以下とする必要がある。ｖＴｒｓが－４０℃よりも高い場合には加工を施した船体部位が脆性破壊する可能性が高くなる。そのため、本発明の鋼板は、歪時効処理後の鋼板の板厚１／２位置におけるｖＴｒｓを－４０℃以下とする。さらに脆性破壊耐性を高めるためには、ｖＴｒｓを－４５℃以下とすることが好ましく、ｖＴｒｓを－５０℃以下とすることがより好ましい。なお、ｖＴｒｓの下限は特に規定しないが、圧延能率の観点から、上記ｖＴｒｓは－８０℃以上とすることが好ましく、－７０℃以上とすることがより好ましい。
　ｖＴｒｓは歪時効処理後の鋼板の板厚１／２位置からＪＩＳ　４号の衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２（２０２３）の規定に準拠してシャルピー試験を実施することで評価できる。
　＜ＨＡＺ靭性＞
　溶接入熱５００ｋＪ／ｃｍで溶接して得られる溶接継手において溶接部のＨＡＺにおける－４０℃シャルピー吸収エネルギー：平均５３Ｊ以上
　溶接熱影響部の脆性破壊耐性を確保するためには、溶接入熱５００ｋＪ／ｃｍで溶接して得られる溶接継手において溶接部のＨＡＺにおける－４０℃シャルピー吸収エネルギーを平均５３Ｊ以上とする必要がある。ＨＡＺにおける－４０℃シャルピー吸収エネルギーは平均を６４Ｊ以上とすることが好ましく、７５Ｊ以上とすることがより好ましい。
　ＨＡＺ靭性は、大入熱溶接により得られた継手から試験片を採取することで評価できる。
　以上説明したように、上記の成分組成の調整や鋼板１／２位置の鋼組織の微細化による靭性の向上により、板厚５０ｍｍ以上で高強度かつ大入熱溶接後の継手において優れた靭性を有する鋼板を得られる。
　次に、本発明における鋼板の製造方法について説明する。
　本発明の鋼板は、上述の成分組成を有する鋼素材に対し、以下に説明する特定の条件で加熱、熱間圧延および冷却を行うことによって、製造される。
　本発明の鋼板の製造方法では、前述した成分組成を有する鋼素材を、９５０～１１５０℃の加熱温度に加熱し、次いで、板厚１／２位置における圧延開始温度：（Ａｒ3点＋２００）℃以上、板厚１／２位置における温度がオーステナイト再結晶温度域であるときの累積圧下率：１５．０％以上、かつ１パスあたりの圧下率の平均値：５．０％以上とし、板厚１／２位置における温度がオーステナイト未再結晶温度域であるときの累積圧下率：５０．０％以上、および板厚１／２位置における圧延終了温度：（Ａｒ3点＋１００）℃以上となる条件で圧延（熱間圧延）を実施し、次いで、板厚１／２位置における冷却開始温度：（Ａｒ3点＋１００）℃以上、かつ、板厚１／２位置における温度が７００～５００℃の温度域であるときの平均冷却速度：５．０℃／ｓ以上、かつ、板厚１／２位置における冷却停止温度：５００℃以下となる条件で冷却を施す。
　以下に、各工程について詳細に説明する。各工程における温度は、別段の記載がない限り、鋼素材および熱延板の板厚中心部（板厚１／２位置）、板幅方向中心における温度を指すものとする。例えば、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。
　＜加熱工程＞
　まず、上述の成分組成を有する鋼素材を、９５０～１１５０℃の加熱温度に加熱する。
　［鋼素材の加熱温度：９５０～１１５０℃］
　鋼素材の加熱温度が９５０℃未満では、加熱温度が低すぎて変形抵抗が高くなり、熱間圧延機への負荷が増大する。そのため、後に続く熱間圧延工程の実施が困難になる。また、鋼素材の加熱温度が９５０℃未満では、添加元素が十分に溶解せず、強度が低下する。よって、鋼素材の加熱温度を９５０℃以上とする。
一方、鋼素材の加熱温度が１１５０℃を超える高温では、オーステナイト粒が粗大化し、その結果、靭性が低下する。さらに、酸化が著しくなって酸化ロスが増大し、歩留りが低下するおそれがある。このような理由から、鋼素材の加熱温度を１１５０℃以下とする。なお、鋼素材の加熱温度は、１０００℃以上が好ましく、１０３０℃以上がより好ましい。上記の加熱温度は、１１３０℃以下が好ましく、１１００℃以下がより好ましい。
　＜熱間圧延工程＞
　次いで、加熱工程で加熱された鋼素材に、板厚１／２位置における圧延開始温度：（Ａｒ3点＋２００）℃以上、板厚１／２位置における温度がオーステナイト再結晶温度域であるときの累積圧下率：１５．０％以上、かつ、１パスあたりの圧下率の平均値：５．０％以上であり、板厚１／２位置における温度がオーステナイト未再結晶温度域であるときの累積圧下率：５０．０％以上、および板厚１／２位置における圧延終了温度：（Ａｒ3点＋１００）℃以上となる条件で、圧延（熱間圧延）を施す。
　［圧延開始温度：（Ａｒ3点＋２００）℃以上］
　上述の加熱工程で加熱された鋼素材の熱間圧延に際し、熱間圧延を開始するときの板厚１／２位置における温度が（Ａｒ3点＋２００）℃未満では、熱間圧延工程終了後の熱延板において再結晶が十分に起こらない。そのため、オーステナイト粒径が小さくならず、靭性が低下する。そのため、圧延開始温度は（Ａｒ3点＋２００）℃以上とする。後述の未再結晶領域において熱間圧延を行う時間を確保する観点からは、圧延開始温度は（Ａｒ3点＋２１０）℃以上とすることが好ましく、（Ａｒ3点＋２２０）℃以上とすることがより好ましい。上限値は特に限定されないが、圧延開始温度は（Ａｒ３点＋２８０）℃以下とすることが好ましい。
　なお、Ａｒ3点（℃）は、以下の式（２）にしたがって求めることができる。
Ａｒ3点（℃）＝９１０－２７３×Ｃ－７４×Ｍｎ－５７×Ｎｉ－１６×Ｃｒ－９×Ｍｏ－５×Ｃｕ　・・・式（２）
ここで、式（２）中、各元素記号は該元素の鋼中含有量（質量％）を表し、含有されない元素については０質量％とする。
　［オーステナイト再結晶温度域での累積圧下率：１５．０％以上］
　板厚１／２位置の温度がオーステナイト再結晶温度域であるときの累積圧下率を１５．０％以上とする熱間圧延を行う。この温度域での累積圧下率が１５．０％未満であると、オーステナイトの細粒化が不十分であり、靭性が向上せず、その結果、歪時効処理後の板厚１／２位置におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）：－４０℃以下が達成されない。この温度域での累積圧下率は、好ましくは２０．０％以上であり、より好ましくは２５．０％以上である。
　この温度域での累積圧下率の上限は特に限定されないが、上記のオーステナイト細粒化の効果が飽和するため、この温度域での累積圧下率は７０．０％以下とすることが好ましく、６５．０％以下とすることがより好ましい。
なお、ここでの累積圧下率は、板厚１／２位置における温度がオーステナイト再結晶温度域であるパス内において、「［１００×（第１パス前（直前）の板厚（ｍｍ）－最終パス後（直後）の板厚）（ｍｍ））］／第１パス前（直前）の板厚（ｍｍ）」である。
また、板厚１／２位置における温度がオーステナイト再結晶温度域であるときとは、各パスにおいて、圧延開始前（圧延開始直前）において、板厚１／２位置における温度がオーステナイト再結晶温度域にあればよい。
　［オーステナイト再結晶温度域での１パスあたりの圧下率（圧下率／パス）の平均値：５．０％以上］
　板厚中心部（板厚１／２位置）の温度がオーステナイト再結晶温度域であるときの圧延の１パスあたりの圧下率（圧下率／パス）の平均値を５．０％以上とする熱間圧延を行う。この温度域での圧下率／パスの平均値が５．０％未満であると、オーステナイトの細粒化が不十分であり、靭性が向上せず、その結果、歪時効処理後の板厚１／２位置におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）：－４０℃以下が達成されない。この温度域での圧下率／パスの平均値は、好ましくは５．５％以上であり、より好ましくは６．０％以上である。
この温度域での圧下率／パスの平均値の上限は特に限定されないが、製造能率の観点から、７．０％以下とすることが好ましく、６．５％以下とすることがより好ましい。
なお、ここで、圧下率／パスの平均値は、板厚１／２位置における温度がオーステナイト再結晶温度域であるパス内において、各パスにおける圧下率の平均値である。
また、各パスにおける圧下率について、第Ｎパスの圧下率は、「１００×［（第（Ｎ－１）パス後、かつ第Ｎパス前の板厚）（ｍｍ）－（第Ｎパス後、かつ第（Ｎ＋１）パス前の板厚）（ｍｍ）］／（第（Ｎ－１）パス後、かつ第Ｎパス前の板厚）（ｍｍ）」である。
　［オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率：５０．０％以上］
　さらに、板厚１／２位置の温度がオーステナイト未再結晶温度域にあるときの累積圧下率を５０．０％以上とする熱間圧延を行う。この温度域での累積圧下率を５０．０％以上とすることにより、オーステナイトに対して十分加工歪を付与することができ、ベイナイト変態時に核生成サイトが増加し粒径が微細化し板厚１／２位置の靭性を向上させることができる。
　一方、この温度域での累積圧下率が５０．０％未満であると、オーステナイトが圧延方向に十分延伸せずにベイナイト変態時の核生成サイトが減少し、これにより、粗大なベイナイトが生成して粒径微細化ができなくなる。その結果、歪時効処理後の鋼板の母材の板厚１／２位置におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）：－４０℃以下が達成されない。
　したがって、この温度域での累積圧下率は、５０．０％以上とする。該累積圧下率は、好ましくは５５．０％以上であり、より好ましくは６０．０％以上である。
　この温度域での累積圧下率の上限は特に限定されない。圧延能率を阻害しない観点から、この温度域での累積圧下率は７５．０％以下であることが好ましく、７０．０％以下とすることがより好ましい。
　なお、ここでの累積圧下率は、板厚１／２位置における温度がオーステナイト未再結晶温度域であるパス内において、「［１００×（第１パス前（直前）の板厚（ｍｍ）－最終パス後（直後）の板厚）（ｍｍ））］／第１パス前（直前）の板厚（ｍｍ）」である。
また、板厚１／２位置における温度がオーステナイト未再結晶温度域であるときとは、各パスにおいて、圧延開始前（圧延開始直前）において、板厚１／２位置における温度がオーステナイト未再結晶温度域にあればよい。
　［板厚１／２位置における圧延終了温度：（Ａｒ3点＋１００）℃以上］
　熱間圧延工程は、板厚１／２位置における圧延終了温度が（Ａｒ3点＋１００）℃以上で終了する必要がある。熱間圧延において鋼板の温度が（Ａｒ3点＋１００）℃未満となると、Ｂ窒化物が析出し、焼入れ性を高めるのに必要な固溶Ｂが加速冷却時に不足し強度が低下する。更に、低温ほど変形抵抗が増加するため、熱間圧延機への負荷が大きくなるといった問題が生じる。なお、上記圧延終了温度は、後工程の冷却開始温度をＡｒ3点（℃）以上とする観点から、（Ａｒ3点＋１１０）℃以上であることが好ましい。
　上記圧延終了温度の上限は特に限定されないが、圧延能率の観点から、圧延終了温度は（Ａｒ3点＋１５０）℃以下とすることが好ましく、（Ａｒ3点＋１３０）℃以下とすることがより好ましい。
　＜冷却工程＞
　次いで、熱間圧延工程で熱間圧延された熱延板に、板厚１／２位置における冷却開始温度：（Ａｒ3点＋１００）℃以上、板厚１／２位置における温度が７００～５００℃の温度域であるときの平均冷却速度：５．０℃／ｓ以上、かつ、板厚１／２位置における冷却停止温度：５００℃以下となる条件で冷却を施す。
　［冷却開始温度：（Ａｒ3点＋１００）℃以上］
　上述の熱間圧延工程を経て得られた熱延板に対し、板厚１／２位置における温度として（Ａｒ3点＋１００）℃以上の温度で冷却を開始する必要がある。冷却開始温度が（Ａｒ3点＋１００）℃を下回るとＢ窒化物が析出し焼入れ性を高めるのに必要な固溶Ｂが加速冷却時に不足し強度が低下する。そのため、上記冷却開始温度は（Ａｒ3点＋１００）℃以上とする。冷却開始温度は（Ａｒ3点＋１１０）℃以上とすることが好ましく、また（Ａｒ3点＋１３０）℃以下とすることが好ましい。
　［７００～５００℃の温度域での平均冷却速度：５．０℃／ｓ以上］
　板厚１／２位置の温度が７００～５００℃のときの平均冷却速度が５．０℃／ｓ未満であると、徐冷により鋼中に多量のフェライトが生成するため、ベイナイト相の面積率を高めることができない。その結果、強度が低下する。
　この平均冷却速度を規定する温度範囲は、大部分のオーステナイト組織の変態が起こり、鋼板の特性に大きく寄与する効果を得るという観点から、７００～５００℃の温度域とする。
　すなわち、本発明では、板厚１／２位置が７００～５００℃の温度域であるときの平均冷却速度を５．０℃／ｓ以上とする。これにより、ベイナイトの分率を向上させる効果を得られ、強度が向上する。この温度域での平均冷却速度は、好ましくは５．５℃／ｓ以上とする。
　なお、該平均冷却速度の上限は特に限定されないが、過度の急冷による冷却コストの増大を回避する観点から、該平均冷却速度は、２０℃／ｓ以下とすることが好ましく、１０℃／ｓ以下とすることがより好ましい。
　上記の７００～５００℃の温度域の範囲外の平均冷却速度は、ベイナイト生成に大きく影響を与えないため特に規定しないが、製造能率の観点から、０．５～１．０℃／ｓとすることが好ましい。
　ここで、７００～５００℃の温度域での平均冷却速度は、「（７００（℃）－５００（℃））／７００℃から５００℃までの冷却時間（ｓ）」である。
　［７００～６００℃の温度域での平均冷却速度：５．５℃／ｓ以上］（好適条件）
　板厚１／２位置の温度が７００～６００℃のときの平均冷却速度を５．５℃／ｓ以上とすることで、未再結晶域での強圧下に伴う変形帯導入により高温域でのフェライト変態が促進された場合でも、鋼中のフェライト生成量増加を抑制し、より強度を向上させることができるので好ましい。この温度域での平均冷却速度は、６．０℃／ｓ以上であることがより好ましい。
　ここで、７００～６００℃の温度域での平均冷却速度は、「（７００（℃）－６００（℃））／７００℃から６００℃までの冷却時間（ｓ）」である。
　［冷却停止温度：５００℃以下］
　冷却は、板厚１／２位置における温度が５００℃以下になるまで行う必要がある。冷却停止温度が５００℃を超えると、鋼中に多量のフェライトが生成するため、ベイナイト相の面積率を高めることができない。その結果、強度が低下する。冷却停止温度は、好ましくは４５０℃以下であり、より好ましくは４００℃以下である。
一方、冷却停止温度の下限は限定されないが、冷却停止温度が低すぎると鋼板の平坦度が低下する。そのため、冷却停止温度は、好ましくは２５０℃以上であり、より好ましくは３００℃以上である。
　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。
　表１－１、表１－２に供試鋼の成分を示し、表２－１、表２－２に製造条件を示した。表１－１、表１－２に示す各成分組成の溶鋼（鋼記号：Ａ～ＣＪ）を転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼素材とした。その後、表２－１、表２－２に示す製造条件で加熱、熱間圧延、および冷却をこの順に行い、板厚が５０～１００ｍｍの鋼板（製造Ｎo．：１～９７）を製造した。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が、その場合好適な下限値を超えることはない。
なお、鋼ＢＭ、鋼ＣＧのＢ量：「－」についても、上記空欄と同様に、意図的に添加しておらず、元素を含有しない（０％）場合だけでなく、本発明で規定するＢ量の下限値（０．０００１質量％）未満で不可避的に含有していてもよい。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　得られた各鋼板について、以下に説明する方法で、（１）母材の強度、（２）母材の靭性、（３）ＨＡＺ靭性、（４）母材の鋼組織を評価した。
　（１）母材の強度
　得られた鋼板の板厚１／２位置より、試験片の長手軸の方向が圧延方向と垂直かつ板幅方向と平行となるように、Φ１４のＪＩＳ　１４Ａ号試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０２２）の規定に準拠して引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）を測定した。
ここでは、降伏強度が４６０ＭＰａ以上の実施例を高強度であると評価した。
　（２）母材の靭性
　靭性の評価は、歪時効処理後の板厚１／２位置のシャルピー破面遷移温度で行った。
得られた鋼板の板厚１／２位置より、試験片の長手軸の方向が圧延方向と平行となるようにＪＩＳ４号衝撃試験片を採取し、板幅方向に平行な向きに切欠を加工し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２（２０２３）の規定に準拠して０℃～－８０℃の範囲でシャルピー試験を実施し、各試験温度におけるシャルピー破面率を測定し、シャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。なお、１試験温度につき３本試験し、３本の脆性破面率の平均値からｖＴｒｓを計算した。
ここでは、ｖＴｒｓ≦－４０℃の実施例をシャルピー靭性（母材の靭性）に優れると評価した。
　（３）ＨＡＺ靭性
　鋼板から採取した継手用試験板に、開先角度：２０°、開先ギャップ：１０ｍｍとなるＶ開先加工を施し、市販の低温用鋼用溶接ワイヤを使用して、電流：３９８Ａ、電圧：４４Ｖ、溶接速度：２１ｍｍ／ｍｉｎ、溶接入熱５００ｋＪ／ｃｍのエレクトロガス溶接（ＥＧＷ）により継手を作製し、得られた継手の表面から深さ１ｍｍの位置を試験片表層とし、融合部（ＦＬ）上で溶接金属と母材が５０％ずつとなる位置に切欠を付与し、ＮＫ　Ｕ４号衝撃試験片を採取した。採取した衝撃試験片について、試験温度－４０℃でシャルピー衝撃試験を実施した。上記の継手用試験板から採取した衝撃試験片３本について、同一条件で実施して得られた吸収エネルギーの平均値ｖＥ－４０℃（単位：Ｊ）を、ＨＡＺの靭性とした。ここでは、平均でｖＥ－４０℃≧５３Ｊの実施例をＨＡＺ靭性に優れると評価した。
　（４）母材の鋼組織
　［鋼組織］
　板厚１／２位置の鋼組織は、次の通り観察した。
圧延方向と垂直な面が観察面となるように、鋼板の幅中央かつ板厚１／２位置から試料を採取した。試料の寸法は板厚方向に２０ｍｍ、圧延方向と平行な方向に１０ｍｍ、かつ板幅方向に１ｍｍとした。この試料の圧延方向に垂直な面を鏡面研磨した後、ナイタール腐食により現出させた金属組織の光学顕微鏡写真を撮影した。撮影部は板厚１／２位置で倍率は２００倍、撮影範囲は２５０μｍ×３００μｍとした。得られた写真から白い塊状として現出した組織をフェライト、残部をベイナイト相として画像解析によって面積率を計算することによりベイナイト相の面積率を評価した。
　［ベイナイト相の結晶粒の平均粒径］
圧延方向と垂直な面が観察面となるように、鋼板の幅中央かつ板厚１／２位置から試料を採取した。試料の寸法は板厚方向に２０ｍｍ、圧延方向と平行な方向に１０ｍｍ、かつ圧延方向と垂直な方向に１ｍｍとした。この試料の圧延方向に垂直な面を鏡面研磨した後、板厚１／２位置について下記の条件でＥＢＳＰ解析を行った。得られた結晶方位マップより、隣接する結晶粒との方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた組織の円相当直径を求め、下記の解析領域における円相当直径の平均値を平均有効結晶粒径とした。
（ＥＢＳＰ条件）
・加速電圧：２０ＫＶ、照射電流：５０ｎＡ
・ビーム径：５０ｎｍ
・解析領域：板厚１／２位置の１ｍｍ×１ｍｍ領域
・ステップサイズ：０．４μｍ
　表３－１、表３－２にこれらの試験結果を示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
  
　本発明例（製造Ｎｏ.１、１２～５４、９６、９７）の場合、成分組成および製造条件が本発明範囲内であり、かつ上述の板厚１／２位置の鋼組織も得られていた。これにより、板厚１／２位置における降伏強度が４６０ＭＰａ以上、歪時効処理後の板厚１／２位置におけるシャルピー破面遷移温度が－４０℃以下、溶接入熱が５００ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接で得られた溶接継手において溶接部のＨＡＺにおける－４０℃シャルピー吸収エネルギーが平均５３Ｊ以上となる鋼板が得られた。
　一方、比較例（製造Ｎｏ.２～１１、５５～９５）の場合、成分組成および製造条件のいずれか１つ以上で本発明範囲外となり、所望の成分組成および／または板厚１／２位置における所望の鋼組織を得られず、母材の強度、母材の靭性、ＨＡＺ靭性の少なくともいずれかにおいて目標の値にすることができなかった。

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０２０～０．０８０％、
    Ｓｉ：０．０２～０．０９％、
    Ｍｎ：１．００～２．５０％、
    Ｐ：０．０２０％以下、
    Ｓ：０．０１０％以下、
    Ａｌ：０．０１０～０．１００％、
    Ｎｂ：０．００５～０．０４０％、
    Ｔｉ：０．０１０～０．０３０％、
    Ｂ：０．０００１～０．００２０％、
    Ｎ：０．００１０～０．０１００％、および
    Ｏ：０．０１００％以下
    を含有し、かつ、式（１）で定義されるＣｅｑが０．３５０～０．４５０％であり、
    ＴｉとＮの質量％比（Ｔｉ／Ｎ）が２．００以上４．５０以下であり、
    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、
    　板厚１／２位置において、面積率で、ベイナイト相：８０％以上とその他残部組織からなる組織であり、隣接する結晶粒との方位差が１５°以上の粒界に囲まれたベイナイト相の結晶粒の平均粒径：３０μｍ以下である鋼組織を有し、
    　板厚が５０ｍｍ以上であり、
    　板厚１／２位置における降伏強度が４６０ＭＰａ以上であり、
    　室温で５～１０％歪を付与した後に２００～２５０℃で１～２時間保持する歪時効処理を施した後の板厚１／２位置におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）がｖＴｒｓ≦－４０℃であり、
    　溶接入熱を５００ｋＪ／ｃｍとして作製した溶接継手において溶接部のＨＡＺにおける－４０℃シャルピー吸収エネルギーが平均５３Ｊ以上である鋼板。
    Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５　・・・式（１）
    ここで、式（１）におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない元素は含有量を０（零）とする。
  2. 　前記成分組成に加えて、質量％で、以下のＡ群、Ｂ群およびＣ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有する、請求項１に記載の鋼板。
    Ａ群：Ｃｕ：１．００％以下、Ｎｉ：２．００％以下、Ｃｒ：１．００％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
    Ｂ群：Ｍｏ：０．３０％以下、Ｖ：０．３０％以下、Ｗ：０．３０％以下、Ｃｏ：０．３０％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、およびＲＥＭ（希土類金属）：０．０２００％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
    Ｃ群：Ｓｎ：０．２０％以下、Ａｓ：０．１０％以下、Ｂｉ：０．２０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
  3. 　請求項１または２に記載の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、９５０～１１５０℃の加熱温度に加熱し、
    　次いで、板厚１／２位置における圧延開始温度：（Ａｒ3点＋２００）℃以上であり、
    板厚１／２位置における温度がオーステナイト再結晶温度域であるときの累積圧下率：１５．０％以上、かつ、１パスあたりの圧下率の平均値：５．０％以上であり、
    板厚１／２位置における温度がオーステナイト未再結晶温度域であるときの累積圧下率：５０．０％以上であり、
    さらに、板厚１／２位置における圧延終了温度：（Ａｒ3点＋１００）℃以上となる条件で圧延を実施し、
    　次いで、板厚１／２位置における冷却開始温度：（Ａｒ3点＋１００）℃以上であり、
    かつ、板厚１／２位置における温度が７００～５００℃の温度域であるときの平均冷却速度：５．０℃／ｓ以上であり、
    かつ、板厚１／２位置における冷却停止温度：５００℃以下となる条件で冷却を施す、鋼板の製造方法。
  4. 　前記冷却では、さらに、板厚１／２位置における温度が７００～６００℃の温度域であるときの平均冷却速度：５．５℃／ｓ以上である、請求項３に記載の鋼板の製造方法。
PCT/JP2024/021239 2023-06-27 2024-06-11 鋼板およびその製造方法 Ceased WO2025004797A1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020257032157A KR20250168240A (ko) 2023-06-27 2024-06-11 강판 및 그의 제조 방법
JP2024558072A JP7700972B2 (ja) 2023-06-27 2024-06-11 鋼板およびその製造方法
CN202480022371.1A CN120882894A (zh) 2023-06-27 2024-06-11 钢板及其制造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2023-104776 2023-06-27
JP2023104776 2023-06-27

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2025004797A1 true WO2025004797A1 (ja) 2025-01-02

Family

ID=93938836

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2024/021239 Ceased WO2025004797A1 (ja) 2023-06-27 2024-06-11 鋼板およびその製造方法

Country Status (4)

Country Link
JP (1) JP7700972B2 (ja)
KR (1) KR20250168240A (ja)
CN (1) CN120882894A (ja)
WO (1) WO2025004797A1 (ja)

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009074111A (ja) * 2007-09-18 2009-04-09 Kobe Steel Ltd 母材低温靭性のばらつきが少なく熱影響部の靭性に優れた大入熱溶接用厚肉高強度鋼板およびその製造方法
WO2013150687A1 (ja) * 2012-04-06 2013-10-10 新日鐵住金株式会社 アレスト性に優れた高強度厚鋼板
JP2015183273A (ja) * 2014-03-26 2015-10-22 新日鐵住金株式会社 鋼板及びその製造方法
WO2022097589A1 (ja) * 2020-11-05 2022-05-12 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5751243A (en) 1980-09-12 1982-03-26 Nippon Steel Corp Steel products for welding
JPS609086B2 (ja) 1981-02-14 1985-03-07 川崎製鉄株式会社 高靭性高張力鋼の製造法
JPS5983722A (ja) 1982-11-05 1984-05-15 Kawasaki Steel Corp 低炭素当量非調質高張力鋼板の製造方法
JPS63223125A (ja) 1987-03-10 1988-09-16 Sumitomo Metal Ind Ltd 高靭性高張力鋼板の製造方法
JP2005002476A (ja) 2004-08-03 2005-01-06 Jfe Steel Kk 溶接継手

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009074111A (ja) * 2007-09-18 2009-04-09 Kobe Steel Ltd 母材低温靭性のばらつきが少なく熱影響部の靭性に優れた大入熱溶接用厚肉高強度鋼板およびその製造方法
WO2013150687A1 (ja) * 2012-04-06 2013-10-10 新日鐵住金株式会社 アレスト性に優れた高強度厚鋼板
JP2015183273A (ja) * 2014-03-26 2015-10-22 新日鐵住金株式会社 鋼板及びその製造方法
WO2022097589A1 (ja) * 2020-11-05 2022-05-12 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JP7700972B2 (ja) 2025-07-01
JPWO2025004797A1 (ja) 2025-01-02
KR20250168240A (ko) 2025-12-02
CN120882894A (zh) 2025-10-31

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101846759B1 (ko) 강판 및 그 제조 방법
JP5846311B2 (ja) 溶接熱影響部ｃｔｏｄ特性に優れた厚肉高張力鋼およびその製造方法
WO2012036307A1 (ja) 靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
EP3378962B1 (en) High heat input welded steel material
KR20190037303A (ko) 대입열 용접용 강재
CN116194602A (zh) 钢板及其制造方法
TWI526545B (zh) 熔接用鋼材
JP4096839B2 (ja) 超大入熱溶接熱影響部靱性に優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法
JP5151693B2 (ja) 高張力鋼の製造方法
WO2021199629A1 (ja) 鋼板およびその製造方法
JP5034290B2 (ja) 低降伏比高強度厚鋼板およびその製造方法
JP7323090B1 (ja) 鋼板および鋼板の製造方法
JP7700972B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
JP4066879B2 (ja) 溶接熱影響部ｃｔｏｄ特性に優れた厚肉高張力鋼板の製造方法
CN118679276A (zh) 大线能量焊接用钢板及其制造方法
JP5935678B2 (ja) 高靭性高張力鋼およびその製造方法
WO2016068094A1 (ja) 溶接熱影響部の低温靭性に優れる高張力鋼板とその製造方法
CN117337341B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN116323988B (zh) 钢板以及钢板的制造方法
JP2017002349A (ja) 高張力鋼板およびその製造方法
JP7444090B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
JP2025173475A (ja) 鋼板およびその製造方法
JP3733922B2 (ja) 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚肉高張力鋼板の製造方法
JP3941596B2 (ja) 建築構造用厚鋼板の製造方法
WO2023166935A1 (ja) 鋼板および鋼板の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2024558072

Country of ref document: JP

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 24831663

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 1020257032157

Country of ref document: KR

Free format text: ST27 STATUS EVENT CODE: A-0-1-A10-A15-NAP-PA0105 (AS PROVIDED BY THE NATIONAL OFFICE)

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: KR1020257032157

Country of ref document: KR

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 202480022371.1

Country of ref document: CN

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 202480022371.1

Country of ref document: CN

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE