CN104651714A

CN104651714A - 钢板

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Publication number: CN104651714A
Application number: CN201410655674.5A
Authority: CN
Inventors: 中岛清孝; 狮狮堀明
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2013-11-19
Filing date: 2014-11-18
Publication date: 2015-05-27
Anticipated expiration: 2034-11-18
Also published as: KR20150057998A; KR101642196B1; JP2015098642A; CN104651714B; JP5713135B1

Abstract

本发明提供一种制造成本低、且生产效率高、母材的脆性裂纹传播停止性能和高热输入焊接时的焊接热影响区的韧性优异的钢板。所述钢板具有规定的化学成分，碳当量为0.30～0.40质量％，SOLB为-0.0015～+0.0015质量％，在板厚1/2部，晶粒的粒径的加权平均值D_AVE为3.0～17.0μm，在板厚1/2部，相对于与轧制方向垂直的面呈15°以内的角度的{100}面的面积率为2.0～20.0％，在板厚1/4部，分别具有0.5～2.0μm的当量圆直径的TiN粒子、MnS粒子、以及复合粒子的个数密度的合计为20～200个/mm²，在板厚1/4部，具有1～10μm的当量圆直径的氧化物粒子的个数密度为20～200个/mm²，板厚为10～35mm，屈服应力为300～500MPa。

Description

钢板

技术领域

本发明涉及在进行了焊接的情况下焊接热影响区的韧性和母材的脆性裂纹传播停止性能优异的钢板。

背景技术

对于造船、建筑、罐、海洋结构物、和管线管等的结构物所使用的厚钢板，为了抑制结构物的脆性断裂，要求抑制从焊接接缝的脆性裂纹产生的性能(以下为接缝韧性)。另外，对于上述那样的结构物用厚钢板，还要求万一脆性断裂在焊接接缝部位发生的情况下，也能够使脆性裂纹的传播在母材停止的性能(以下为止裂性)。特别是近年来，石油和天然气等的能源的埋藏量大的、冰海域等寒冷地区的油田开发不断活跃化，因此在船舶和海洋结构物涉及的技术领域中，即使在例如-60℃的极低温环境下，也要求上述的抗断裂性能。这样的部件，多数情况使用屈服应力为300～500MPa、板厚为10～35mm的厚钢板。此外，对于在船舶涉及的技术领域中使用的钢板，除了抗断裂性能以外还要求抗拉强度、屈服应力等。例如，近年来实用化的、在具有将船体结构与球状LNG罐的外装一体化的结构的LNG船中所使用的球状LNG罐外装用钢板，需要具有450～620MPa、优选为490～620MPa的抗拉强度(TS)，300～500MPa、优选为355～500MPa的屈服应力(YP)，以及10～35mm、优选为15～30mm的板厚。并且，球状LNG罐外装用钢板，还需要具有在-60℃时的止裂韧性值Kca变为4000N/mm^1.5以上的母材止裂性。此外，通过将球状LNG罐外装用钢板在非常大的焊接热输入条件(例如50～200kJ/cm)下焊接而得到的焊接接缝的焊接热影响区(HAZ)中，需要得到高的低温韧性(例如在-60℃时的夏比吸收能的平均值变为100J以上的低温韧性)。

但是，上述的抗断裂性能，一般地在极低温下有显著下降的倾向。并且为了提高焊接施工效率、削减成本，要求应用能够单道焊接的高热输入焊接，该情况下的接缝韧性，容易发生组织粗大化，因此会更进一步下降。因此，在上述厚钢板中，期待使-60℃时的接缝韧性和止裂性提高的技术。再者，单道高热输入焊接的焊接热输入，根据板厚而变化，在板厚为10～35mm的范围为50～200kJ/cm。

作为使接缝韧性提高的方法，已知例如在焊接热影响区(以下为HAZ)控制晶体粒径的方法、控制脆化第二相的方法、以及添加赋予钢高韧性的元素即Ni的方法。

作为控制晶体粒径的方法，可例示通过使微细的钉扎粒子大量分散于钢中，从而抑制焊接的加热过程中的奥氏体晶粒的粗大化的方法(以下称为钉扎技术)。另外，作为控制晶体粒径的另一方法，还可例示通过使成为铁素体相变的核的粒子分散于钢中，从而促进焊接的冷却过程中的晶粒内相变，将晶粒内细分化的方法(以下称为晶粒内相变技术)。

作为钉扎技术，可例示专利文献1～10所记载的技术。

在专利文献1所记载的技术中，通过再加热使0.004％以上的TiN固溶，在之后的冷却过程中将TiN微细析出并使其分散，由此将HAZ组织微细化，提高接缝韧性。

在专利文献2所记载的技术中，通过使Ti含量除以N含量所得的值成为1.0～6.0，从而使粒径为0.01～0.1μm的TiN以5×10⁵～5×10⁶个/mm²存在，由此将HAZ组织微细化，使接缝CTOD特性提高。

在专利文献3～6所记载的技术中，在炼钢工序中，通过利用与Si的平衡反应将钢液中的溶存氧量调整为规定值，接着依次添加作为脱氧元素的Ti、以及Al，从而使Ti-Al复合系氧化物均匀微细分散。由此，在专利文献3～6所记载的技术中，将HAZ组织微细化，使接缝韧性提高。专利文献6记载了该Ti-Al复合系氧化物，Ti组成比为5％以上，Al组成比为95％以下，粒径为0.01～1.0μm，粒子数为5×10³～1×10⁵个/mm²。

在专利文献7所记载的技术中，利用Ti和Al将钢液脱氧后，添加0.0010％以下的Mg。由此，使粒径为0.01～1.0μm、且粒子数为1×10⁴～2×10⁵个/mm²的、以Al-Ti-Mg为主体的复合系氧化物均匀地微细分散，将HAZ组织微细化，提高了接缝韧性。

在专利文献8、9所记载的技术中，使当量圆直径为0.005～2.0μm的包含Ca、Al、O元素的氧化物粒子分散于钢中。由此，将HAZ组织微细化，使接缝韧性提高。专利文献8所记载的氧化物粒子，个数密度为100～5000个/mm²，除了O以外的化学组成为Ca：5质量％以上，以及Al：5质量％以上。专利文献9记载的氧化物粒子，个数密度为100～3000个/mm²，除了O以外的化学组成为Ca：3质量％以上，Al：1质量％以上。

在专利文献10所记载的技术中，在脱氧工序中将钢液中的溶存氧量调整为0.0010～0.0050％，先添加Ti再添加Al，进行脱氧，进而添加Ca、Mg、和REM之中1种以上的元素。由此，使当量圆直径为0.005～0.5μm的氧化物以100个/mm²以上分散，将HAZ组织微细化，提高了接缝韧性。

作为晶粒内相变技术，可例示专利文献11～17所记载的技术。

在专利文献11所记载的技术中，通过在焊接后的冷却过程中生成以VN为核的晶粒内铁素体，将HAZ组织微细化，使接缝韧性提高。

在专利文献12所记载的技术中，通过得到在熔合区附近微细地分散TiN和/或BN粒子、并且粒径50μm以下的铁素体的面积分率为60％以上的金属组织，使接缝韧性提高。

在专利文献13所记载的技术中，通过使B从焊接金属向HAZ扩散，在HAZ内使BN析出，以该BN为核生成微细铁素体，从而使接缝韧性提高。

在专利文献14所记载的技术中，使钢的化学组成，成为冷却速度为2℃/s以下的CCT曲线中的转变点变为670℃以上的化学组成，并且控制N-Ti-B的含量比。由此，生成以BN为核的晶粒内铁素体，将HAZ组织微细化，使接缝韧性提高。

在专利文献15所记载的技术中，在熔炼工序中将Ca添加时的溶存氧量调整为0.0010～0.0030％，并且适当地控制Ca、S、和O的添加量。由此，在CaS上析出MnS的复合硫化物生成于钢中，该复合硫化物作为铁素体相变核发挥作用，将HAZ组织微细化，使接缝韧性提高。

在专利文献16所记载的技术中，使在Ti氧化物中析出了BN的复合夹杂物生成于钢中。通过将该复合夹杂物作为晶粒内相变核，形成晶界铁素体分率为5％以下且针状铁素体尺寸以当量圆直径计为10μm以下的微细的HAZ组织，使接缝韧性提高。

在专利文献17所记载的技术中，使用Ti将钢液脱氧后，添加Al。通过以由此而生成的Ti-Al复合氧化物为核，以使TiN、MnS、B系析出物进一步复合析出而形成的物质为铁素体相变核，从而将HAZ组织微细化，使接缝韧性提高。

另外，作为为了使接缝韧性提高而控制脆化第二相的方法，有专利文献18～20所记载的技术。

在专利文献18所记载的技术中，使用具有C：低于0.03％、Mn：0.6～1.2％、Ni：1.0～2.3％的化学成分，并且满足Ni≤-2×Mn+4.0的钢作成焊接接缝。由此，通过抑制岛状马氏体的生成，使接缝韧性提高。

在专利文献19所记载的技术中，向钢中有意地添加Mn，并且将作为杂质元素的P的含量降低至0.008质量％以下。由此，通过促进在高热输入焊接后的冷却中生成的岛状的未相变奥氏体分解而形成渗碳体，将岛状马氏体的面积率抑制为1％以下，从而使接缝韧性提高。

在专利文献20所记载的技术中，向钢中添加适量的Mn、Ni和Cr，进一步降低C含量。由此，通过将形成于在多层焊接时被加热到2相区域的部分的岛状马氏体的平均面积抑制为3μm²以下，使接缝韧性提高。

另外，作为为了使焊接接缝的韧性提高而添加作为高韧性元素的Ni的方法，可例示专利文献21和22所记载的技术。

在专利文献21所记载的技术中，将Ni含量设为4.0～7.5％，并且将马氏体相变开始温度(Ms)设为370℃以下。由此，将作为马氏体组织的构成单元的板条宽度微细化，使接缝韧性提高。

在专利文献22所记载的技术中，将Ni含量设为4.0～6.0％，并且将以规定的式子表示的碳当量设为低于0.40％。由此，使HAZ的硬度下降，使接缝韧性提高。

作为使止裂性提高的方法，已知例如控制晶体粒径的方法、控制脆化第二相的方法、控制织构的方法、以及添加作为高韧性元素的Ni的方法。

作为为了使止裂性提高而控制晶体粒径的方法，可例示专利文献23～25所记载的技术。

在专利文献23所记载的技术中，通过以铁素体为母相，将该铁素体细粒化，从而使止裂性提高。为得到那样的细粒铁素体，需要在钢板的制造时，将钢片冷却使得沿板厚方向钢片厚度(铸片厚度或板坯厚度)的1/8以上变为Ar3点以下，在极低温区域进行轧制，然后回热至超越Ac3点的温度，由此使铁素体再结晶。

在专利文献24和25所记载的技术中，通过以铁素体为母相，将钢片的表层部暂时冷却至Ar1以下，然后在直到表层部回热为止的期间进行轧制，从而得到具有微细的铁素体再结晶晶粒的钢板。

另外，作为为了使止裂性提高而控制脆化第二相的方法，可例示专利文献26所记载的技术。

在专利文献26所记载的技术中，在成为母相的铁素体中使微细的脆化第二相(例如马氏体)分散。由此，在脆性裂纹的前端部中的脆化第二相产生微小裂纹，使裂纹前端部的应力状态缓和。

另外，作为为了使止裂性提高而控制织构的方法，有专利文献27～39所记载的技术。

在专利文献27～39所记载的技术中，通过作为织构在例如表层部、板厚1/4部、板厚1/2部的各板厚位置控制X射线面强度比，使裂纹的传播方向变化，使止裂性提高。

并且，作为为了使止裂性提高而控制晶体粒径和织构两者的方法，可例示专利文献40～42所记载的技术。

在专利文献40所记载的技术中，通过使板厚1/2部的铁素体分率成为80％以上，并且控制晶体粒径和X射线面强度比，使相对于轧制方向为45°方向的止裂性提高。

在专利文献41所记载的技术中，通过控制表层和板厚1/2部的晶体粒径、以及利用X射线测定的织构强度比，使止裂性提高。

在专利文献42所记载的技术中，通过控制表层和板厚1/2部的晶体粒径、以及相对于外部应力垂直的{100}面的面积率，使止裂性提高。

另外，作为为了使止裂性提高而添加作为高韧性元素的Ni的方法，有专利文献43所记载的技术。在专利文献43所记载的技术中，通过将Ni含量设为超过5.0且低于10.0％，并且将由15°以上的大角度晶界包围的晶粒的当量圆粒径的平均值在板厚1/4位置设为5.5μm以下，使止裂性提高。

在先技术文献

专利文献1：日本国特公昭55-26164号公报

专利文献2：日本国特开2001-164333号公报

专利文献3：日本国特开平6-293936号公报

专利文献4：日本国特开平7-242985号公报

专利文献5：日本国特开平7-242925号公报

专利文献6：日本国特开平9-003597号公报

专利文献7：日本国特开平9-003598号公报

专利文献8：日本国特开2001-342537号公报

专利文献9：日本国特开2003-313629号公报

专利文献10：日本国特开2005-320624号公报

专利文献11：日本国特开平5-186848号公报

专利文献12：日本国特开平9-324238号公报

专利文献13：日本国特开2003-211268号公报

专利文献14：日本国特开2005-008967号公报

专利文献15：日本国特开2005-068519号公报

专利文献16：日本国特开2007-277681号公报

专利文献17：日本国特开平5-239528号公报

专利文献18：日本国特开2002-060891号公报

专利文献19：日本国特开2011-032519号公报

专利文献20：日本国特开2012-172243号公报

专利文献21：日本国特开平6-136483号公报

专利文献22：日本国特开平6-192729号公报

专利文献23：日本国特开昭61-235534号公报

专利文献24：日本国特开2003-221619号公报

专利文献25：日本国特开平5-148542号公报

专利文献26：日本国特开昭59-47323号公报

专利文献27：日本国特开2008-045174号公报

专利文献28：日本国特开2008-069380号公报

专利文献29：日本国特开2008-111165号公报

专利文献30：日本国特开2008-111166号公报

专利文献31：日本国特开2008-169467号公报

专利文献32：日本国特开2008-169468号公报

专利文献33：日本国特开2008-214652号公报

专利文献34：日本国特开2008-214653号公报

专利文献35：日本国特开2008-214654号公报

专利文献36：日本国特开2009-185343号公报

专利文献37：日本国特开2009-221585号公报

专利文献38：日本国特开2009-235458号公报

专利文献39：日本国特开2010-047805号公报

专利文献40：日本国特开2011-068952号公报

专利文献41：日本国特开2011-214116号公报

专利文献42：日本国特开2007-302993号公报

专利文献43：日本国特开2011-219848号公报

发明内容

在专利文献1～10记载的技术中，需要在钢中使钉扎粒子大量分散。在-60℃的极低温下，该钉扎粒子容易变为脆性断裂的发生起点，因此具有这样特征的钢的焊接接缝的韧性下降。因此，由专利文献1～10记载的技术难以稳定地得到高的接缝韧性。特别是如专利文献4～10记载的技术那样，使用氧化物粒子作为钉扎粒子的情况下，可得到热稳定的微细粒子，但由于氧化物粒子具有在高温生成的性质，因此不能避免也生成粗大粒子。该粗大粒子成为断裂的起点，使接缝韧性下降。如专利文献8～10记载的技术那样，将板厚厚的高强度的钢以超过200kJ/cm的大的焊接热输入进行焊接、并且仅评价比较高的温度的韧性的情况下，专利文献1～10记载的技术是有效的技术，但通过这些技术使本发明中作为对象的在-60℃时的接缝韧性提高是极其困难的。另外，钉扎技术能够将在焊接工程中被加热时的奥氏体晶粒微细化，但不能进行晶粒内的微细化。由于焊接部的金属组织的最终粒径依赖于奥氏体粒径，因此采用钉扎技术的微细化存在极限。因此，钉扎技术作为HAZ组织微细化效果比晶粒内相变技术差。

在专利文献11记载的技术中，使用在焊接工序后的冷却时析出的VN作为晶粒内相变核。但是，本发明中作为对象的焊接条件(板厚、焊接热输入)下的VN的利用是困难的。VN由于析出的驱动力小，因此只有在专利文献11的实施例中记载的、以焊接热输入为1000kJ/cm那样的焊接条件(冷却速度极小的条件)下进行焊接的场合能够析出。并且，VN在单独存在时，只会具有比其它粒子差的铁素体核生成能。因此，专利文献11记载的技术，是不能在本发明所要求的条件下适用的技术。

在专利文献12记载的技术中，由于必须将Al含量控制为0.005％以下这样的极低水平，因此脱氧不充分，容易大量生成粗大的氧化物。该粗大的氧化物成为断裂的起点，使韧性明显下降。另外，由于TiN-BN的复合粒子的铁素体核生成能小，因此难以使用TiN-BN的复合粒子得到充分的微细组织。

在专利文献13记载的技术中，需要使B从焊接金属向HAZ扩散，但由于扩散受到各种条件影响，因此难以将作为铁素体相变核的BN的析出量稳定地保持为较高。影响扩散的各种条件之中的第1个是焊接热输入。焊接热输入低，由此在高温滞留时间短、或冷却速度大的情况下，不能使B充分地扩散。因此，对于在焊接热输入低的焊接条件下进行的焊接，不能适用专利文献13记载的技术。影响扩散的各种条件之中的第2个是Nb和Ti的含量。B的扩散介由孔隙发生，因此在添加有与孔隙的结合力强的Nb和Ti等元素的情况下，B的扩散速度下降，不能使B充分地扩散。因此，对于需要含有Nb和Ti的钢，不能适用专利文献13记载的技术。

在专利文献14记载的技术中，使BN分散于金属组织中，生成以BN为核的晶粒内铁素体，将HAZ组织微细化，使接缝韧性提高。但是，仅靠BN的分散，不能使铁素体充分地生成。并且，在专利文献14中没有限定BN的分散状态，因此由专利文献14记载的内容，难以稳定地谋求通过HAZ组织控制带来的接缝韧性提高。另外，专利文献14所公开的、使用板厚厚且强度高的实施例作成焊接接缝的情况下，鉴于其化学成分，认为HAZ变得过硬，并且容易生成脆化相的MA(Martensite-Austeniteconstituent，马氏体-奥氏体组元)，完全不能使在-60℃时的接缝韧性提高。并且，在专利文献14所公开的实施例中，将焊接热输入条件设为340～530kJ/cm，但在该焊接热输入条件下进行焊接的情况下，使在-60℃的接缝韧性提高程度的HAZ组织的微细化是极其困难的。

在专利文献15记载的技术中，通过利用在CaS上析出了MnS的复合硫化物作为铁素体相变核，使HAZ组织微细化。但是，由于复合硫化物的铁素体相变能低，因此在焊接热输入小的情况下，复合硫化物的效果不能充分体现。因此，专利文献15以焊接热输入为400kJ/cm(该焊接热输入，在本技术领域中被视为比较高)、冷却速度小的焊接条件作为对象。在这样的焊接条件下，容易生成铁素体。因此，不能将专利文献15的技术适用于其它焊接条件。另外，与上述的专利文献14同样地，使用专利文献15所公开的强度高的实施例作成焊接接缝的情况下，认为在其化学成分中，HAZ变得过硬，并且容易生成脆化相的MA，因此使在-60℃时的接缝韧性提高是极其困难的。

在专利文献16记载的技术中，必须将Al含量控制为极低的水平即低于0.005％。由此，在专利文献16记载的钢中，脱氧不充分，容易大量生成粗大的氧化物。由于该粗大的氧化物成为断裂的起点，因此使韧性显著下降。另外，由于难以使Ti氧化物大量分散，因此在为了HAZ组织的微细化而使用Ti氧化物的专利文献16中，铁素体的成核位点少，不能将HAZ组织充分微细化。专利文献16作为对象的、以低的焊接热输入进行多层焊接的情况下，认为专利文献16所公开的技术也能够发挥微细化效果，但对于本发明作为对象的单道焊接，不能适用专利文献16所公开的技术。

在专利文献17记载的技术中，使用氧化物作为铁素体相变核。但是，如上所述，该情况下可得到热稳定的微细粒子，但由于氧化物粒子具有在高温下生成的性质，因此想要充分得到氧化物粒子的情况下，不能避免粗大粒子的生成。该粗大粒子成为断裂的起点，接缝韧性会下降。另外，由于不能使氧化物粒子高密度地分散，因此由专利文献17记载的技术难以得到微细的HAZ组织。

专利文献18记载的技术，将C含量控制为极低的水平即低于0.03％，并且需要添加1.0～2.0％的Ni，因此具有合金成本极高这样的问题。并且，Ni通过高温脆化而经常发生铸造时的板坯裂纹，因此专利文献18记载的技术，具有板坯精炼成本也大幅增加这样的问题。另外，即使不进行HAZ的组织微细化控制，而只进行了岛状马氏体的控制，也难以使在-60℃时的接缝韧性提高。

专利文献19和20记载的技术，也与上述专利文献18同样地抑制HAZ中的岛状马氏体的生成。但是，只要不进行组织微细化控制，就不能使在-60℃时的接缝韧性充分地提高。另外，专利文献18以对屈服应力为460MPa以上的钢进行焊接热输入为300kJ/cm以上的多层焊接而得到的焊接接缝为对象，专利文献19以对屈服应力为630MPa以上的钢进行焊接热输入为50kJ/cm的多层焊接而得到的焊接接缝为对象。在这些条件下，不能达成本发明具有的金属组织。因此，使用专利文献19和20记载的技术使在-60℃时的接缝韧性提高是极其困难的。

在专利文献21、22记载的技术中，需要添加4.0％以上的大量的Ni。由于成本极高，因此专利文献21、22记载的技术无法在工业用途上采用。另外，在专利文献21、22记载的技术中，需要得到马氏体，因此必须将焊接热输入降低至20kJ/cm左右。即使在本发明作为对象的焊接热输入下进行焊接，也无法得到上述的金属组织，因此难以使用专利文献21、22记载的技术使接缝韧性提高。

在专利文献23～25记载的技术中，为了利用钢板的表里层部的铁素体的再结晶使铁素体超微细化，需要经过冷却、轧制、和回热工序制造钢板。在该技术中，由于制造工艺复杂，因此得到具有稳定材质的钢板是极其困难的，并且，由于需要低温轧制因此生产效率低。并且，在这样的制造工艺中，在钢板上容易发生起因于钢板面的冷却程度不均匀的形状不良。发生形状不良的情况下，为进行形状矫正需要很大的成本。

另外，在专利文献26记载的技术中，在铁素体中分散有马氏体，因此抑制脆性裂纹发生的特性明显劣化。另外，仅靠脆化第二相的控制，难以使在-60℃时的止裂性提高。

另外，在专利文献27～39记载的技术中，没有进行为使止裂性提高而最有效的因素即晶体粒径的控制。即，仅靠织构的控制，无法使在-60℃时的止裂性飞跃性地提高。另外，X射线面强度比表示出局部的织构，并不表示钢板整体的特性。在通过仅进行X射线面强度比的控制来控制织构的钢板中，有时织构的偏差大。另外，这些技术以板厚厚、强度高的钢为对象，但并不是使具有本发明作为对象的板厚和强度的钢板的止裂性提高、并且在该钢板的热轧制时得到高的生产效率的技术。原本，专利文献27～30和33的技术是提高板厚方向的止裂性的技术，不是本发明这样的与轧制方向垂直或平行的方向的止裂性的提高涉及的技术，因此无法适用于本发明作为对象的钢。

另外，在专利文献40和41中，公开了用于通过控制晶体粒径和织构，而得到高的止裂性的技术。但是，专利文献40和41记载的技术，以板厚为50mm以上的极厚钢板为对象。在具有本发明作为对象的板厚的钢板的制造中，轧制温度和冷却速度与专利文献40和41记载的条件不同。因此，通过专利文献40和41的技术，难以得到具有同样的晶体粒径和织构的钢板。另外，为控制织构而在专利文献40和41中所采用的X射线面强度比，表示出局部的织构，因此偏差大，不适合作为使止裂性提高的因素。另外，在专利文献40和41记载的技术中，为形成所期望的织构，在低温下的轧制是不可或缺的，但这会使生产效率明显下降。并且，专利文献40是用于使相对于轧制方向成45°的角度的止裂性提高的技术，不是本发明这样的与轧制方向垂直或平行的方向的止裂性的提高涉及的技术。

在专利文献42记载的技术中，控制表层和板厚1/2部的晶体粒径及织构，对于板厚厚的钢板的止裂性提高是有效的。但是，在本发明作为对象的板厚为10～35mm的情况下，由于制造时的轧制和冷却条件不同，因此难以将表层和板厚1/2部的晶体粒径及织构明确地分离控制，而得到同样的组织。

专利文献43记载的技术，需要添加超过5.0％的大量的Ni，成本极高，这在工业用途上不优选。另外，由于大量地添加Ni，因此专利文献43记载的钢板的强度高。在单道的高热输入焊接中，通过HAZ***，使接缝韧性下降，因此采用专利文献43记载的技术，得到接缝韧性和止裂性并存的钢板是极其困难的。

本发明是考虑上述的状况而完成的，其目的是提供制造成本低、且生产效率高的、母材的脆性裂纹传播停止性能和高热输入焊接时的焊接热影响区的韧性优异的钢板。具体而言，本发明的课题是得到一种钢板，其母材的屈服应力为300～500MPa，母材在-80℃时的平均夏比吸收能为100J以上，母材在-60℃时的止裂性(Kca)为4000N/mm^1.5以上，可得到在进行焊接热输入为50～200kJ/cm的焊接的情况下具有良好的韧性(例如，在-60℃时的平均夏比吸收能变为100J以上的韧性)的焊接热影响区。

为解决上述课题的本发明的主旨如下所述。

(1)本发明的一方式涉及的钢板，化学组成以质量％计，为C：0.040～0.090％、Si：0.01～0.20％、Mn：1.30～1.80％、P：0.020％以下、S：0.001～0.010％、Al：0.005～0.100％、Nb：0.003～0.030％、Ti：0.003～0.030％、B：0.0003～0.0040％、N：0.0020～0.0080％、O：0.0005～0.0040％、Cu：0～1.00％、Ni：0～1.00％、Cr：0～1.00％、Mo：0～0.500％、V：0～0.100％、Ca：0～0.0050％、Mg：0～0.0050％、REM：0～0.0050％、以及余量：铁和杂质，由A式定义的碳当量CE为0.30～0.40质量％，由B式定义的SOLB为-0.0015～+0.0015质量％，金属组织是包含铁素体和贝氏体的混合组织、或者包含所述铁素体、珠光体和所述贝氏体的混合组织，所述铁素体的面积率为50～90％，且所述贝氏体的面积率为10～50％，所述金属组织中的MA的面积率为0～5％，在板厚1/2部，将彼此的晶体取向差为15°以上的、相邻的晶体之间的边界定义为晶界，将由所述晶界包围的区域定义为晶粒，将分割数N设定为10以上的整数的情况下，由E式定义的所述晶粒的粒径的加权平均值D_AVE为3.0～17.0μm，在所述板厚1/2部，相对于与轧制方向垂直的面呈15°以内的角度的{100}面的面积率为2.0～20.0％，在板厚1/4部，将包含1质量％以上的Ti、低于1质量％的O、和1质量％以上的N的粒子定义为TiN粒子，将包含1质量％以上的Mn、1质量％以上的S、和低于1质量％的O的粒子定义为MnS粒子，将同时满足所述TiN粒子的定义和所述MnS粒子的定义的粒子定义为复合粒子的情况下，分别具有0.5～2.0μm的当量圆直径的所述TiN粒子、所述MnS粒子、以及所述复合粒子的个数密度的合计为20～200个/mm²，在所述板厚1/4部，将包含1质量％以上的O的粒子定义为氧化物粒子的情况下，具有1～10μm的当量圆直径的所述氧化物粒子的个数密度为20～200个/mm²，板厚为10～35mm，屈服应力为300～500MPa。

CE＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5···(A)

SOLB＝0.226×Ti+B-0.772×N···(B)

p＝(D_MAX-D_MIN)/N···(C)

D_k＝D_MIN+p×(k-1/2)···(D)

D_AVE＝(Σ[k＝1、N](D_k×S_k))/(Σ[k＝1、N]S_k)···(E)

式中所记载的元素符号以质量％为单位表示各成分在所述钢板中的含量，D_MAX以μm为单位表示最大的所述晶粒的所述粒径，D_MIN以μm为单位表示最小的所述晶粒的所述粒径，k为1以上N以下的整数，S_k以％为单位表示具有(D_MIN+p×(k-1))μm以上且低于(D_MIN+p×k)μm的当量圆直径的所述晶粒的合计面积率。

(2)根据上述(1)所述的钢板，可以是所述化学组成以质量％计，Si为0.01～0.10％。

(3)根据上述(1)或(2)所述的钢板，可以是所述化学组成以质量％计，Al为0.015～0.060％。

(4)根据上述(1)～(3)的任一项所述的钢板，可以是所述化学组成以质量％计，Mo为0～0.010％。

(5)根据上述(1)～(4)的任一项所述的钢板，可以是所述化学组成以质量％计，Ti为0.005～0.018％。

(6)根据上述(1)～(5)的任一项所述的钢板，可以是所述化学组成以质量％计，B为0.0005～0.0020％。

(7)根据上述(1)～(6)的任一项所述的钢板，可以是所述化学组成以质量％计，N为0.0025～0.0060％。

(8)根据上述(1)～(7)的任一项所述的钢板，可以是所述化学组成以质量％计，O为0.0010～0.0030％。

(9)根据上述(1)～(8)的任一项所述的钢板，可以是所述SOLB为-0.0010～+0.0005质量％。

(10)根据上述(1)～(9)的任一项所述的钢板，可以是所述晶粒的所述加权平均值D_AVE为3.0～13.0μm。

(11)根据上述(1)～(10)的任一项所述的钢板，可以是所述当量圆直径分别为0.5～2.0μm的所述TiN粒子、所述MnS粒子、以及所述复合粒子的所述个数密度的所述合计为50～140个/mm²。

(12)根据上述(1)～(11)的任一项所述的钢板，可以是所述当量圆直径为1～10μm的所述氧化物粒子的所述个数密度为20～150个/mm²。

(13)根据上述(1)～(12)的任一项所述的钢板，可以是所述化学组成以质量％计，为Cu：0.10～1.00％，Ni：0.10～1.00％，Cr：0～0.10％，Mo：0～0.100％，V：0～0.005％。

使用本发明涉及的钢板制造焊接接缝的情况下，可得到在-60℃时的焊接热影响区的韧性和母材的脆性裂纹传播停止性能极其优异的焊接接缝。使用本发明涉及的钢板，能够谋求在寒冷地带和冰海域等低温环境中使用的焊接钢结构物的低成本化和安全性提高。

具体实施方式

本发明人为解决上述课题而进行了认真研究，其结果，发现通过控制钢板的化学组成、金属组织、硬度、析出粒子的直径和个数密度、晶体粒径、以及织构，可得到成本低、热轧制时的生产效率高的钢板。进而本发明人发现在使用该钢板制造焊接接缝的情况下，能够使焊接接缝在-60℃时的接缝韧性(HAZ韧性)和母材止裂性提高。

以下，对基于上述见解而完成的本发明的一实施方式涉及的钢板进行说明。再者，在以下的记载中，「母材」和「热影响区」这些用语，只要不特别说明，则分别表示使用本实施方式涉及的钢板制造的焊接接缝的母材和焊接热影响区(HAZ)。钢板的构成和特性，可以视为与母材的构成和特性相同。

(钢板的金属组织)

本实施方式涉及的钢板，是包含铁素体和贝氏体的混合组织、或者包含铁素体、珠光体和贝氏体的混合组织，具有铁素体的面积率为50～90％、且贝氏体的面积率为10～50％的金属组织。

(钢板的铁素体面积率：50～90％)

钢板的铁素体面积率低于50％的情况下，将平均晶体粒径设为17.0μm以下，由此使止裂性提高是困难的。铁素体面积率超过90％的情况下，难以使钢板的屈服应力成为270MPa以上。只要能够得到具有所期望的板厚和强度(抗拉强度和屈服应力)的钢板，则作为铁素体的余量还可以包含贝氏体、或珠光体和贝氏体。铁素体面积率的下限值可以设为55％、60％、65％或69％。铁素体面积率的上限值可以设为86％、83％、80％或77％。

(钢板的贝氏体面积率：10～50％)

贝氏体大大影响钢板的强度、平均晶体粒径、和织构。贝氏体面积率低于10％的情况下，难以使钢板的屈服应力成为270MPa以上。贝氏体面积率超过50％的情况下，通过将钢板的平均晶体粒径设为17.0μm以下，并且如后述那样将相对于与轧制方向垂直的面呈15°以内的角度的{100}面积率在钢板的板厚1/2部设为20％以下，使钢板的止裂性提高是困难的。贝氏体面积率的下限值可以设为15％、18％、20％或23％。贝氏体面积率的上限值可以设为45％、40％、35％、31％或28％。

(钢板的珠光体面积率：优选为10％以下)

只要能够得到具有所期望的板厚和强度的钢板，可以在钢板中包含珠光体。因此，不规定珠光体面积率。但是，由于珠光体有时会使钢板的抗断裂特性下降，因此可以将珠光体面积率限制为10％以下、5％以下、或3％以下。珠光体面积率的下限值为0％。

(钢板的MA面积率：0～5％)

除了铁素体、珠光体和贝氏体以外，微细的MA(Martensite-Austenite-consituent)也可以存在于钢板的金属组织中。但是，由于MA有时会使钢板的抗断裂特性下降，因此将MA面积率设为0～5％。MA面积率的上限值可以设为3％、2％或1％。MA面积率最优选设为0％。

不需要规定除了铁素体、贝氏体、珠光体、和MA以外的金属组织(金属组织的余量)的面积率。认为在制造钢板以使得钢板的化学成分成为以下所示的范围内，并且铁素体、贝氏体和珠光体的面积率成为上述的规定范围内的情况下，不生成除了上述的金属组织以外的金属组织。另外，即使假设生成了除了上述的金属组织以外的金属组织，生成量也小到对钢板的特性不带来影响的程度。将除了铁素体、贝氏体、珠光体、和MA以外的金属组织的面积率限制为合计1％以下也没有关系。

(钢板的平均晶体粒径：3.0～17.0μm)

主要支配钢板和焊接热影响区的止裂性的因素是晶界的量(面积)。这是由于晶界成为脆性裂纹传播的障碍。即，隔着晶界的邻接晶粒，彼此晶体取向不同，因此裂纹传播的方向在晶界发生变化。因此，在晶界产生未断裂区域，通过该未断裂区域使应力分散，产生裂纹闭合应力。因此，金属组织中的晶界的量多的情况下，裂纹传播的驱动力下降，止裂性提高。另外，在晶界，未断裂区域最终发生延性断裂，因此脆性断裂所需要的能量被吸收。因此，如果增加晶界的量，则止裂性提高。

为了使晶界的量增加，需要使晶体粒径微细。在本实施方式涉及的钢板中，将彼此的晶体取向差为15°以上的、相邻的晶体之间的边界定义为晶界，将由晶界包围的区域定义为晶粒，将分割数N设定为10以上的整数的情况下，由3式定义的晶粒的粒径的加权平均值D_AVE，在板厚1/2部为3.0～17.0μm。

p＝(D_MAX-D_MIN)/N…(1式)

D_k＝D_MIN+p×(k-1/2)…(2式)

D_AVE＝(Σ[k＝1、N](D_k×S_k))/(Σ[k＝1、N]S_k)…(3式)

D_MAX以单位μ单表示最大的晶粒的粒径，D_MIN以单位μ单表示最小的晶粒的粒径，k为1以上N以下的整数，S_k以单位％表示具有(D_MIN+pN有数，粒径，粒径以上且低于(D_MIN+pN低于，粒的当量圆直径的晶粒的合计面积率。

如上所述，本实施方式中的「晶界」，意味着「彼此的晶体取向差为15°以上的、相邻的晶体之间的边界」。晶体取向差低于15°的晶界，难以成为脆性裂纹传播的障碍，不具有大的止裂性提高效果，因此在本实施方式中不予考虑。本实施方式中的「板厚1/X部」，表示从钢板表面起处于板厚约1/X的深度的区域。

在本实施方式中，为了规定晶体粒径，使用晶体粒径的加权平均值。加权平均值由上述的1式、2式和3式算出。「p」是分割范围的幅度，通过晶体粒径的最大值D_MAX与最小值D_MIN的差(全部的晶体粒径分布的幅度)除以分割数N而得到(参照1式)。「k」是1以上N以下的任意的整数。「D_k」是第k个分割范围的中央值(参照2式)。加权平均值D_AVE，通过先算出第k个分割范围的中央值D_k、与具有在第k个分割范围内的晶体粒径的晶粒的量S_k(单位％)相乘得到的值(D_K×S_K)，接着将D₁×S₁～D_N×S_N合计而得到(参照3式)。

加权平均值，作为评价少数粗大粒子的存在(异常值的存在)的指标很优秀。止裂性受到少数粗大的粒子影响，因此显示出与加权平均值良好的相关性。与此相对，作为晶体粒径的评价方法通常最常使用的晶体粒径的算术平均值，通过算出测定视场的面积除以测定视场中的晶粒个数所得的值的平方根而得到。根据算术平均来评价晶体粒径的情况下，最终得到的算术平均值没有充分反映出少数粗大粒子的存在，因此算术平均值与止裂性没有显示良好的相关性。

晶体粒径的加权平均值，有时会成为晶体粒径的算术平均值的2倍左右。并且，在金属组织中包含晶体粒径的偏差大的贝氏体的情况下，晶体粒径的加权平均值会成为晶体粒径的算术平均值的3～10倍。在本实施方式中，「平均晶体粒径」这一用语，只要没有特别说明，则意味着「晶体粒径的加权平均值」。

再者，在此晶体粒径的算术平均，是由JIS G0551：2013的表1定义的平均晶体粒径(单位：mm)。具体而言，是在将观察到的试验面的每1mm²的晶粒的个数记为m时，由求出的粒径。

钢板的平均晶体粒径在板厚1/2部为3.0～17.0μm的情况下，-60℃时的钢板的止裂韧性值(Kca)变为4000N/mm^1.5以上。进而为了稳定地使止裂性提高，也可以将平均晶体粒径设为15.0μm以下、13.0μm以下、11.0μm以下、10.0μm或9.0μm以下。平均晶体粒径超过17.0μm的情况下，钢板的止裂性不足。

为了使钢板的各种特性提高，不需要规定钢板的平均晶体粒径的下限值。但是，平均晶体粒径越微细则止裂性越提高，但过度的微细化会使轧制的负荷增大，使生产效率下降。因此，平均晶体粒径的下限值优选设为3.0μm。该下限值也可以设为4.0μm、5.0μm、或6.0μm。

在板厚1/2部规定钢板的平均晶体粒径的理由，是由于板厚为10～35mm的钢板的止裂性主要由板厚1/2部的平均晶体粒径支配，因此能够将板厚1/2部的平均晶体粒径作为该钢板的平均晶体粒径的代表值。再者，采用主要控制板厚1/2部的平均晶体粒径的后述的制造方法，在除了板厚1/2部以外的板厚位置，必然有温度降低、冷却速度增加、晶粒微细化的倾向。因此，在除了板厚1/2部以外的板厚位置，不需要特别规定平均晶体粒径。

对于钢板的晶体粒径的测定，优选采用能够在开阔的视场精度良好地测定晶体取向的信息的EBSD(Electron Back Scatter Diffraction pattern)法。如果采用EBSD法，则也能够测定贝氏体之类的复杂组织的晶体粒径。

更详细而言，晶体粒径采用以下的方法求出。首先，将测定位置每次移动1μm地重复进行采用EBSD法测定板厚1/2部的500μm×500μm区域的操作。在此，将与邻接晶粒的晶体取向差为15°以上的边界定义为晶界，将该晶界的当量圆直径定义为晶体粒径，由上述的测定结果求出平均晶体粒径。

(钢板的板厚1/2部的、与垂直于轧制方向的面相对呈15°以内的角度的{100}面的面积率：2.0～20.0％)

仅通过平均晶体粒径的控制，难以使-60℃的极低温环境下的止裂性稳定地提高。对于本实施方式涉及的钢板，需要有效利用织构来控制裂纹传播方向。本发明人发现，在钢板受到外部应力时发生于该钢板的脆性裂纹，沿着相对于与轧制方向垂直的面呈15°以内的角度的{100}面的解理面传播。即，明确了如果在相对于外部应力垂直的面{100}面织构发达，则通过将平均晶体粒径控制为3.0～17.0μm而得到的止裂性提高效果减少。外部应力是从外部赋予钢结构物的应力。脆性裂纹大多在相对于最大的外部应力的方向垂直的方向发生、传播。因此，在此，将从外部赋予钢结构物的应力之中最大的应力定义为外部应力。一般而言外部应力相对于钢板的主轧制方向大致平行地被赋予。因此，可以将与外部应力相对垂直的面，视为与钢板的主轧制方向相对垂直的面。

钢板的主轧制方向，能够通过例如采用苦味酸使钢板表面腐蚀，测定原始奥氏体的长宽比(纵横尺寸比)来判定。能够将原始奥氏体的长宽比大的方向判定为钢板的主轧制方向。

明确了只要相对于与钢板的轧制方向垂直的面呈15°以内的角度的{100}面的织构，在板厚1/2部以面积率计变为2.0～20.0％，则能够使对于脆性裂纹的传播的阻力增大，止裂性提高。

基于上述的见解，在本实施方式涉及的钢板中，将在板厚1/2部与垂直于轧制方向的面相对呈15°以内的角度的{100}面的面积率设为2.0～20.0％。

在板厚1/2部，与垂直于轧制方向的面相对呈15°以内的角度的{100}面的面积率，优选较小。但是，为了使与垂直于轧制方向的面相对呈15°以内的角度的{100}面的面积率低于2.0％，需要使钢板的金属组织成为铁素体的面积率超过90％的金属组织。该情况下，难以使屈服应力成为270MPa以上。因此，将相对于与轧制方向垂直的面呈15°以内的角度的{100}面的面积率的下限值设为2.0％。相对于与轧制方向垂直的面呈15°以内的角度的{100}面的面积率超过20.0％的情况下，即使将平均晶体粒径控制为微细，止裂性也下降。因此，将相对于与轧制方向垂直的面呈15°以内的角度的{100}面的面积率的上限值设为20.0％。相对于与轧制方向垂直的面呈15°以内的角度的{100}面的面积率的下限值也可以设为3.0％、4.0％或5.0％。另外，上述的{100}面的面积率的上限值也可以设为17.0％、15.0％、12.0％或10.0％。

钢板的织构优选采用EBSD法测定。采用EBSD法测定的情况下，与通过X射线测定相比，能够精度良好地测定更开阔的视场的织构。

更详细而言，采用EBSD法，作成在板厚1/2部，相对于与钢板的主轧制方向垂直的面呈15°以内的角度的{100}面的图(map)，将其总面积除以测定面积，由此能够求出其面积率。

上述那样的用于提高止裂性的方法，适用于屈服应力为300～500MPa、以及板厚为10～35mm的钢板。屈服应力低于300MPa、或板厚低于10mm的钢板，基本上不作为需要止裂性的部件的材料使用。另外，也由于在屈服应力超过500MPa、板厚超过35mm的钢板中，即使形成在本实施方式中规定的平均晶体粒径和织构，有时力学条件变得苛刻，难以赋予-60℃时的止裂韧性值(Kca)为4000N/mm^1.5以上的高止裂性。屈服应力的下限值可以限制为320MPa、340MPa或360MPa，上限值可以限制为480MPa、460MPa或440MPa。板厚的下限值可以限制为12mm、14mm或16mm，上限值可以限制为30mm、26mm或22mm。

不需要特别规定抗拉强度，但设为450～700MPa也没问题。如果需要，也可以将抗拉强度的下限值设为490MPa，并且将抗拉强度的上限值设为650MPa或600MPa。

(钢板中的分别具有0.5～2.0μm的当量圆直径的TiN粒子、MnS粒子、和复合粒子的个数密度的合计：20～200个/mm²)

钢板所包含的析出物、或夹杂物等的粒子，大大影响焊接热影响区的韧性。TiN粒子、MnS粒子、和复合粒子，在通过焊接而加热钢板时，通过钉扎效应抑制奥氏体晶粒的生长，在焊接后冷却钢板时，成为铁素体相变的核，由此能够将组织微细化而使焊接接缝的韧性提高。但是，TiN粒子、MnS粒子、和复合粒子成为脆性断裂的发生起点，有时会使钢板的韧性下降。因此，需要细致地控制TiN粒子、MnS粒子、和复合粒子的个数。另外，为了通过在焊接接缝中使HAZ组织微细化而使接缝韧性提高，优选利用TiN粒子、MnS粒子、和复合粒子作为铁素体相变核。这是由于仅利用上述的钉扎效应的情况下，通过奥氏体晶粒内的铁素体相变的金属组织的细分化不充分，由此使金属组织的微细化不充分。而且，为了将金属组织充分地微细化而仅利用钉扎效应的情况下，需要使大量的TiN粒子、MnS粒子、和复合粒子分散，但由此会使可成为脆性断裂的发生起点的部位增加，焊接接缝的韧性下降。

基于上述见解，本实施方式涉及的钢板，为了利用TiN粒子、MnS粒子、和复合粒子作为铁素体相变核，具有以下那样的构成。将包含1质量％以上的Ti、低于1质量％的O、和1质量％以上的N的析出物或夹杂物定义为本实施方式中的TiN粒子，将包含1质量％以上的Mn、1质量％以上的S、和低于1质量％的O的析出物或夹杂物定义为本实施方式中的MnS粒子，将同时满足TiN粒子的定义和MnS粒子的定义的析出物或夹杂物定义为本实施方式中的复合粒子(以下，只要没有特别说明，「TiN粒子」、「MnS粒子」、和「复合粒子」这些用语，表示满足上述定义的粒子)。该情况下，将分别具有0.5～2.0μm的当量圆直径的TiN粒子、MnS粒子、和复合粒子的个数密度的合计设为20～200个/mm²。

本实施方式中的TiN粒子、MnS粒子、和复合粒子，成为铁素体相变核。另外，TiN粒子、MnS粒子、和复合粒子也会成为其他铁素体相变核即BN(氮化硼)的析出核。选择TiN粒子、MnS粒子、和复合粒子作为铁素体相变核的理由如下。TiN粒子，与铁素体的界面能小(即晶格匹配性良好)。MnS粒子，在与基质的界面附近产生Mn的缺乏层而提高铁素体相变的驱动力。另外，TiN粒子和MnS粒子，通过提高与奥氏体的界面能，使成为铁素体相变和BN析出的核的性能高，大大有助于HAZ组织的微细化。

TiN和MnS，与分别单独存在相比，优选成为复合粒子(同时满足TiN粒子的定义和MnS粒子的定义的粒子)而存在。复合粒子更加提高上述的效果。但是，TiN和MnS的共存对组织微细化造成的影响，与粒径和个数密度对组织微细化造成的影响相比小到可以忽视。因此，TiN粒子和MnS粒子之中存在任1种以上即可。

将TiN粒子、MnS粒子、和复合粒子的当量圆直径规定为0.5～2.0μm，并且将个数密度规定为20～200个/mm²的理由如下。TiN粒子、MnS粒子、和复合粒子的粒径为0.5μm、和/或个数密度低于20个/mm²的情况下，无法将TiN粒子、MnS粒子、和复合粒子与奥氏体之间的界面能充分增大，这些粒子作为相变核的能力变小，成核位点量变小，因此有时无法使焊接热影响区的平均晶体粒径成为80μm以下。TiN粒子、MnS粒子、和复合粒子的粒径为2.0μm、和/或个数密度超过200个/mm²的情况下，有时这些粒子容易成为脆性断裂的发生起点，钢板的韧性下降。TiN粒子、MnS粒子、和复合粒子各自的当量圆直径的下限值可以设为0.6μm、0.7μm或0.8μm。另外，TiN粒子、MnS粒子、和复合粒子各自的当量圆直径的上限值可以设为1.8μm、1.5μm或1.3μm。为了提高韧性，TiN粒子、MnS粒子、和复合粒子各自的个数密度的下限值可以设为30个/mm²、40个/mm²、50个/mm²或60个/mm²。另外，鉴于各粒子的个数密度的现实范围，TiN粒子、MnS粒子、和复合粒子各自的个数密度的上限值可以设为180个/mm²、160个/mm²、140个/mm²或120/mm²。再者，粒径超过2.0μm的TiN粒子、MnS粒子、和复合粒子(粗大粒子)，有时成为脆性断裂的发生起点，使接缝韧性下降。因此，粒径超过2.0μm的各粒子的个数密度为50个/mm²以下或优选为20个/mm²以下。粒径低于0.5μm的TiN粒子、MnS粒子、和复合粒子的个数密度，铁素体的核生成能低，对金属组织的影响小。因此，不需要特别规定粒径低于0.5μm的各粒子的个数密度。

规定TiN粒子、MnS粒子、和复合粒子的个数及粒径的位置不需要限定。这是因为位置对粒子的个数及粒径造成的影响比较小。在本实施方式中，使用板厚1/4部的TiN粒子、MnS粒子、和复合粒子的个数及粒径，作为代表钢板的值。

(具有1～10μm的当量圆直径的氧化物粒子的个数密度：20～200个/mm²)

并且，在本实施方式涉及的钢板中，板厚1/4部的当量圆直径为1～10μm的氧化物粒子的个数密度优选设为20～200个/mm²。

氧化物粒子，不作为钉扎粒子和/或铁素体相变核使用。并且，氧化物粒子成为脆性断裂的发生起点，使接缝韧性下降。因此，优选极力降低氧化物粒子的个数密度。但是，如果过度地减少氧化物粒子的个数密度，则产生钢板制造成本增大等不利情况，在工业利用上不优选。

在工业利用上能够允许的范围进行最大限度脱氧工序的情况下，作为杂质存在的氧化物粒子的当量圆直径约为1μm，个数密度约为20个/mm²。因此，将氧化物粒子的当量圆直径的下限值设为1μm，将氧化物粒子的个数密度的下限值设为20个/mm²。氧化物粒子的个数密度的下限值可以设为0个/mm²、10个/mm²、20个/mm²、40个/mm²、或60个/mm²。允许具有低于1μm的当量圆直径的氧化物粒子的存在。这是由于具有低于1μm的当量圆直径的氧化物粒子，对韧性几乎不造成影响。因此，不需要规定具有低于1μm的当量圆直径的氧化物粒子的个数密度。

氧化物粒子的当量圆直径超过10μm、和/或个数密度超过200个/mm²的情况下，有可能氧化物粒子成为脆性断裂的发生起点，使钢板的韧性下降。因此，将氧化物粒子的当量圆直径的上限值设为10μm，将氧化物粒子的个数密度的上限值设为200个/mm²。优选的氧化物粒子的个数密度的上限值为150个/mm²，进一步优选为100个/mm²。特别是为了使容易成为断裂起点的氧化物粒子减少，可以将氧化物粒子的上限值设为8μm或6μm。具有超过10μm的当量圆直径的氧化物粒子(粗大粒子)，优选在钢板中不含有。但是，如上述那样使具有1～10μm的当量圆直径的氧化物粒子的个数密度降低的情况下，认为具有超过10μm的当量圆直径的氧化物粒子也被充分除去，因此不需要规定具有超过10μm的当量圆直径的氧化物粒子的个数密度。

规定氧化物粒子的个数和粒径的位置不需要限定。这是由于位置对氧化物粒子的个数和粒径造成的影响比较小。在本实施方式中，使用板厚1/4部的氧化物粒子的个数和粒径作为代表钢板的值。

为了测定氧化物粒子的个数密度和粒径，优选使用扫描型电子显微镜(SEM：Scanning Electron Microscope)，在开阔的视场中测定。

更详细而言，在1mm×1mm的区域中，用反射电子图像识别氧化物粒子，通过SEM所包含的EDS(Energy Dispersive X-ray Spectrometer)分析组成，确定氧化物粒子。另外，拍摄氧化物粒子图像，通过图像分析求出当量圆直径，进而通过计算个数，求出氧化物粒子的个数密度。该氧化物粒子测定，可以使用能够自动连续进行的SEM所附带的软件进行测定。测定时的板厚位置可以是任意的，但以板厚1/4部为代表进行测定。

(化学组成)

以下，对本实施方式涉及的钢板的化学组成进行说明。关于成分的「％」意味着质量％。

(C：0.040～0.090％)

为了确保母材的强度而使C含有0.040％以上。如果C的含量超过0.090％，则渗碳体和MA等的脆化相增加，难以确保接缝韧性，由此C的含量设为0.090％以下。因此，C含量的下限值为0.040％，优选为0.050％，更优选为0.060％。C含量的上限值为0.090％，优选为0.080％，更优选为0.070％。

(Si：0.01～0.20％)

Si作为脱氧元素和强化元素是有效的，因此含有0.01％以上。如果Si的含量超过0.20％，则MA增加，接缝韧性大大劣化，因此Si的含量设为0.20％以下。Si含量的下限值为0.01％，优选为0.03％，更优选为0.05％。Si含量的上限值为0.20％，优选为0.15％，更优选为0.10％。

(Mn：1.30～1.80％)

为了确保厚的母材的强度和韧性而使Mn含有1.30％以上。如果Mn的含量超过1.80％，则Mn的中心偏析变得明显，在产生了中心偏析的部分的母材和HAZ的韧性劣化，因此Mn的含量设为1.80％以下。Mn含量的下限值为1.30％，优选为1.35％，更优选为1.40％。Mn含量的上限值为1.80％，优选为1.70％，更优选为1.60％。

(P：限制为0.020％以下)

P是杂质元素之一。为了稳定地确保接缝韧性，将P的含量限制为0.020％以下。P含量优选为0.015％以下，进一步优选为0.010％以下。优选P含量越少越好，因此P含量的下限值为0％。但是，考虑用于降低P含量的成本，也可以将0.0005％设为P含量的下限值。

(S：0.001～0.010％)

S是杂质元素之一，但也是为了生成MnS粒子而必需的元素。为了生成MnS粒子，确保接缝韧性，而含有0.001％以上的S。但是，如果S的含量超过0.010％，则粗大的MnS粒子增加，接缝韧性下降，因此S的含量设为0.010％以下。S含量的下限值为0.001％，优选为0.0015％，更优选为0.002％。S含量的上限值为0.010％，优选为0.008％，更优选为0.006％或0.005％。

(Al：0.005～0.100％)

Al具有将钢脱氧的作用，减少杂质元素之一的O。除了Al以外，Si和Mn也有助于脱氧，但即使添加Si和Mn的情况下，如果Al的含量低于0.005％，也无法稳定地减少O。但是，如果Al的含量超过0.1％，则在金属组织中生成氧化铝系的粗大氧化物、和粗大氧化物的集群，损害母材和HAZ的韧性。因此，Al的含量设为0.100％以下。Al含量的下限值为0.005％，优选为0.010％，更优选为0.020％。Al含量的上限值为0.100％，优选为0.080％，更优选为0.060％或0.050％。

(Nb：0.003～0.030％)

Nb是本实施方式中重要的元素。为了形成规定的平均晶体粒径和织构，需要进行将轧制温度设定为未再结晶奥氏体区域(未再结晶奥氏体被保持在金属组织中的温度区域)的轧制而制造钢板。Nb是为了使未再结晶奥氏体区域扩大而有效的元素。未再结晶奥氏体区域被扩大的情况下，能够使轧制温度上升，有助于生产效率提高。为得到该结果，需要含有0.003％以上的Nb。但是，如果Nb的含量超过0.030％，则HAZ的硬度过度地增大，接缝韧性下降，因此Nb的含量设为0.030％以下。Nb含量的下限值为0.003％，优选为0.004％，更优选为0.005％。Nb含量的上限值为0.020％，优选为0.015％，更优选为0.010％。

(Ti：0.003～0.030％)

Ti是本发明中重要的元素。通过含有Ti，在钢板中形成TiN粒子。TiN粒子通过钉扎效应抑制在钢板加热时奥氏体粒径变大。如果奥氏体粒径变大，则相变组织的平均晶体粒径也变大，因此难以得到规定的平均晶体粒径，钢板的韧性和止裂性下降。另外，在母材中用于钉扎效应的微细的TiN粒子，在焊接的加热时大部分固溶，但粗大的TiN粒子在HAZ内溶残，作为BN粒子的析出核和铁素体的相变核发挥作用，有助于HAZ组织的微细化。不包含TiN粒子的情况下，难以得到规定的平均晶体粒径，接缝韧性下降。为了得到必要的平均晶体粒径，使韧性、止裂性、和接缝韧性提高，需要含有0.003％以上的Ti。但是，如果Ti的含量超过0.030％，则形成可成为脆性断裂起点的粗大的TiN粒子和TiC粒子，钢板的韧性和接缝韧性下降。因此，Ti的含量设为0.030％以下。Ti含量的下限值为0.003％，优选为0.005％，更优选为0.007％。Ti含量的上限值为0.030％，优选为0.020％，更优选为0.015％。

(B：0.0003～0.0040％)

B是本发明中重要的元素。在HAZ中，B形成BN粒子。BN粒子具有作为铁素体的相变核的功能，因此含有B有助于HAZ组织微细化。为得到该效果，需要含有0.0003％以上的B。但是，如果B的含量过多，则接缝韧性和焊接性恶化，因此将0.0040％设为B含量的上限值。如果B的含量超过0.0040％，则形成可成为脆性断裂起点的粗大的BN粒子，通过固溶B增加、淬透性过度增高而使HAZ的硬度过度变大，由此接缝韧性下降。因此，B的含量设为0.0040％以下。B含量的下限值为0.0003％，优选为0.0005％，更优选为0.0007％。B含量的上限值为0.0040％，优选为0.0030％，更优选为0.0020％或0.0016％。

(N：0.0020～0.0080％)

N是本发明中重要的元素。为了如上述那样形成TiN粒子和BN粒子，使韧性、止裂性、和接缝韧性提高，需要含有0.0020％以上的N。但是，如果N的含量超过0.0080％，则钢板脆化，因此N的含量设为0.0080％以下。N含量的下限值为0.0020％，优选为0.0025％，更优选为0.0030％。N含量的上限值为0.0080％，优选为0.0070％，更优选为0.0060％或0.0050％。

(O：0.0005～0.0040％)

O是杂质元素之一。为了抑制粗大的氧化物粒子的生成，稳定地确保接缝韧性，将O的含量限制为0.0040％以下。优选为0.0030％以下，进一步优选为0.0020％以下。考虑用于降低O含量的成本，下限值为0.0005％，优选为0.0010％，更优选为0.0015％。

在本实施方式涉及的钢板的化学组成中，上述的元素的余量可以是Fe和杂质。本实施方式涉及的钢板的化学组成，根据需要可以含有Cu、Ni、Cr、Mo、V、Ca、Mg、和REM之中至少1种。另外，在本实施方式中可以允许以杂质水平微量含有这些元素。以下，对各个元素的添加效果和含量进行说明。不论是有意地添加这些元素，还是作为杂质混入，这些元素的含量在规定范围内的钢板，都视为本实施方式涉及的钢板。

(Cu：0～1.00％)

通过含有Cu，能够提高母材的强度和韧性。为得到该效果，可以含有0.10％以上的Cu。但是，如果Cu的含量过多，则接缝韧性和焊接性恶化，因此将1.00％设为Cu含量的上限值。Cu含量的下限值为0％，为了母材的强度和韧性的提高，可以设为0.10％、0.15％、或0.20％。为了接缝韧性和焊接性的提高，Cu含量的上限值为1.00％，根据需要，可以限制为0.80％、0.50％、或0.30％。

(Ni：0～1.00％)

通过含有Ni，能够提高母材的强度和韧性。为得到该效果，可以含有0.10％以上的Ni。但是，如果Ni的含量过多，则制造成本增高，并且接缝韧性和焊接性恶化。因此，将1％设为Ni含量的上限值。Ni含量的下限值为0％，为了母材的强度和韧性的提高，可以设为0.15％或0.20％。为了成本削减、和/或提高接缝韧性和焊接性，Ni含量的上限值为1.00％，根据需要，可以限制为0.70％、0.50％、或0.30％。

(Cr：0～1.00％)

通过含有Cr，能够提高母材的强度和韧性。为得到该效果，可以含有0.10％以上的Cr。但是，如果Cr的含量过多，则接缝韧性和焊接性恶化，因此将1.00％设为Cr含量的上限值。因此，Cr含量的下限值为0.05％或0.10％。Cr的上限值，根据需要，可以为1.00％、0.80％、0.50％、0.30％、0.20％或0.12％。

(Mo：0～0.50％)

通过含有Mo，能够提高母材的强度和韧性。为得到该效果，可以含有0.01％以上的Mo。但是，如果Mo的含量过多，则接缝韧性和焊接性恶化，因此将0.50％设为Mo含量的上限值。Mo含量的下限值为0％，也可以设为0.01％、0.02％、或0.03％。Mo含量的上限值为0.50％，根据需要，也可以为0.30％、0.20％、0.10％或0.06％。

(V：0～0.1％)

通过含有V，能够提高母材的强度和韧性。为得到该效果，可以含有0.01％以上的V。但是，如果V的含量过多，则接缝韧性和焊接性恶化，因此将0.10％设为V含量的上限值。V含量的下限值为0％，也可以设为0.01％、0.015％、或0.02％。V含量的上限值为0.10％，根据需要，可以为0.08％、0.06％、或0.04％。

(Ca：0～0.0050％)

通过含有Ca，使接缝韧性提高。为得到该效果，可以含有0.0003％以上的Ca。但是，如果Ca的含量过多，则接缝韧性和焊接性恶化，因此将0.0050％设为Ca含量的上限值。Ca含量的下限值为0％，也可以设为0.0003％、0.0005％、或0.0007％。Ca含量的上限值为0.0050％，根据需要，可以为0.0040％、0.0030％、或0.0020％。

(Mg：0～0.0050％)

通过含有Mg，使接缝韧性提高。为得到该效果，可以含有0.0003％以上的Mg。但是，如果Mg的含量过多，则接缝韧性和焊接性恶化，因此将0.0050％设为Mg含量的上限值。Mg含量的下限值为0％，也可以设为0.0003％、0.0005％、或0.0007％。Mg含量的上限值为0.0050％，根据需要，可以为0.0050％、0.0040％、0.0030％、或0.0020％。

(REM：0～0.0050％)

「REM」这个用语，是指包含Sc、Y和镧系元素的合计17种元素，「REM的含量」意味着这17种元素的合计含量。通过含有REM，使接缝韧性提高。为得到该效果，可以含有0.0003％以上的REM。但是，如果REM的含量过多，则接缝韧性和焊接性恶化，将0.0050％设为REM含量的上限值。REM含量的下限值为0％，也可以为0.0003％、0.0005％、或0.0007％。REM含量的上限值为0.0050％，根据需要，也可以为0.0040％、0.0030％、0.0020％。

为了钢板和焊接接缝的强度和韧性提高等，可以有意地含有上述的选择元素。但是，为了合金成本降低等，即使丝毫不含有这些选择元素也没问题。因此，上述的选择元素的含量的下限值全为0％。但是，即使在不去有意地添加的情况下，作为杂质，在钢中也可以含有Cu：低于0.10％、Ni：低于0.10％、Cr：低于0.10％、Mo：低于0.010％、V：低于0.010％、Ca：低于0.0003％、Mg：低于0.0003％、REM：低于0.0003％。在钢中含有这些元素作为杂质的情况下，也不会对本实施方式涉及的钢板的特性有任何影响。

本实施方式涉及的钢板含有上述必需成分，并且限制上述选择成分的含量，余量包含Fe和杂质。但是，本实施方式涉及的焊接钢材，除了上述成分以外，出于进一步改善钢材自身的强度、韧性等的目的，或作为废料等的来自于辅助原料的杂质，可以含有以下的合金元素。

Sb损害接缝韧性。因此，Sb含量[Sb]优选为0.010％以下，更优选为0.005％以下，最优选为0.003％以下。

Sn损害接缝韧性。因此，Sn含量[Sn]优选为0.010％以下，更优选为0.005％以下，最优选为0.003％以下。

As损害接缝韧性。因此，As含量[As]优选为0.010％以下，更优选为0.005％以下，最优选为0.003％以下。

另外，为了充分发挥上述的必需成分和选择成分具有的上述效果，优选将Zr、Co、Zn和W各自的含量，限制为0.01％以下或0.005％以下。

不需要限制Sb、Sn、As、Zr、Co、Zn和W的下限值，各元素的含量的下限值为0％。另外，即使有意地添加了没有下限值规定的合金元素(例如Cu、Ni、Cr、Mo、V、Ca、Mg、REM、Sb、Sn、As、Zr、Co、Zn和W)，或作为杂质混入，只要其含量在规定范围内，则判断该钢材为本实施方式涉及的钢材。

(碳当量CE：0.30～0.40％)

在本实施方式涉及的钢板中，使由下述4式求出的碳当量CE成为0.30～0.40％。

CE＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5···(4式)

在此，在式中记载的元素符号以质量％表示钢板中所含有的各成分的含量。在有含量为0％的成分的情况下，在上述4式中代入0％作为该成分的含量进行计算。

如果钢板的碳当量低于0.30％，则得不到满足300MPa以上的屈服强度、在-60℃时的止裂性和接缝韧性相关要求的钢板。如果碳当量超过0.40％，则得不到满足-60℃时的止裂性和接缝韧性相关要求的钢板。因此，钢板的碳当量的下限值为0.30％，优选为0.31％，更优选为0.32％，进一步优选为0.33％，碳当量的上限值为0.40％，优选为0.39％，更优选为0.38％，进一步优选为0.37％或0.36％。

(SOLB：-0.0015～+0.0015％)

在本实施方式涉及的钢板中，使由下述5式求出的SOLB(Solute B)成为-0.0015～+0.0015％。

SOLB＝0.226Ti+B-0.772N···(5式)

在此，式中所记载的元素符号以质量％表示钢板中所含有的各成分的含量。

SOLB是用于将HAZ的平均晶体粒径和硬度控制在规定范围，并确保接缝韧性的指标。如果钢板的SOLB低于-0.0015％，则HAZ的平均晶体粒径粗大化，无法满足在-60℃时的接缝韧性。如果SOLB超过+0.0015％，则通过B过度地存在，钢板的淬透性急剧地增加，无法使HAZ的平均粒径成为80μm以下、且使HAZ的维氏硬度成为190以下，因此无法满足在-60℃时的接缝韧性。因此，SOLB的下限值为-0.0015％，优选为-0.0010％，更优选为-0.0005％，进一步优选为0％，SOLB的上限值为+0.0015％，优选为+0.0013％，更优选为+0.0010％，进一步优选为+0.0008％。

接着，对本实施方式涉及的钢板的优选制造方法进行说明。

(熔炼工序)

首先，采用使用转炉等的公知的熔炼方法熔炼调整为所期望的化学组成的钢液。但是，脱氧和化学组成的调整，在熔炼工序中，需要如以下所示进行。

采用RH法的二次精炼中，首先使用以低成本得到强的脱氧力的Al，将钢中的溶存氧量抑制为40ppm以下。接着，进行5分钟以上Ar的吹入和回流，由此将钢中的溶存氧量抑制为20ppm以下。通过进行脱氧达到上述的水平，能够使成为脆性断裂的发生起点的当量圆直径为1～10μm的氧化物粒子的个数密度减少为200个/mm²以下，由此能够防止接缝韧性的下降。在采用RH法的二次精炼中进行Ar的吹入的理由，是由于具有使氧化铝等的粗大氧化物上浮而将其除去的效果。

为调整钢液的化学成分，需要在熔炼工序中投入合金元素。Ti和B，优选在Al脱氧后投入。另外，如果使钢板含有Ca、Mg、和REM的情况下，也优选在Al脱氧后投入。由于Ti、B、Ca、Mg、和REM形成氧化物，因此在Al脱氧前被投入的情况下，有可能妨碍脱氧反应，使成品率下降。其它元素，可以在脱氧前投入也可以在脱氧后投入，但通常在脱氧后投入。再者，由于Si和Mn具有脱氧效果，因此在Al脱氧之前投入的情况下，能够进一步有效地进行脱氧。但是，即使在脱氧后添加Si和Mn，钢板的特性也不会下降。

进而，采用连续铸造等的公知的铸造方法，使钢液成为钢片(铸片、板坯)。但是，将铸造时的钢片的板厚1/4部的900～1300℃的范围的冷却速度设为0.05～5.00℃/s。这是为了使TiN粒子、MnS粒子、和复合粒子析出。在HAZ中作为铁素体相变核使用的TiN粒子、MnS粒子、和复合粒子，如果不适当地进行在钢片制造阶段的析出控制，则在以后的工序中的再加热时，会溶解或粗大化。发生溶解或粗大化的情况下，无法得到包含具有规定粒径和个数密度的TiN粒子、MnS粒子、和复合粒子的钢板。优选的冷却条件为在950～1250℃的范围中将冷却速度设为0.1～4℃/s，进一步优选的冷却条件为在1000～1200℃的范围中将冷却速度设为0.2～3.0℃/s。

钢片，优选钢片的板厚1/2部冷却至700℃以下。即，优选将钢片的板厚1/2部的冷却停止温度设为700℃以下。在钢片的板厚1/2部的冷却停止温度超过700℃的情况下，冷却中产生的从奥氏体向铁素体的相变没有结束，因此在之后工序中的加热时，难以得到利用从铁素体向奥氏体的逆相变的晶粒细化效果。得不到晶粒细化效果的情况下，奥氏体晶粒变得粗大，在轧制后难以使晶体粒径微细化。冷却停止温度优选为650℃以下，进一步优选为600℃以下。但是，在之后工序中的加热温度为1100℃以下、且能够将粗轧的压下率设为30％以上的情况下，能够通过再结晶将奥氏体晶粒微细化，因此可以允许将钢片的板厚1/2部的冷却停止温度设为超过700℃。

(再加热和均热保持工序)

为了钢板的制造而将钢片再加热时，在均热带的气氛温度为1000～1150℃的加热炉内，以将板厚中心温度设为950～1100℃的状态均热保持20～90分钟。

如果均热带的气氛温度低于1000℃，则无法充分加热钢片，固溶化不充分。如果气氛温度超过1150℃，则钢片的奥氏体晶粒粗大化，在之后的轧制工序中难以使晶粒微细化。

如果均热保持时的板厚中心温度低于950℃，则固溶化不充分，且由于奥氏体晶粒微细化而使淬透性下降，因此难以形成满足规定强度的钢板。如果均热保持时的板厚中心温度超过1100℃，则奥氏体晶粒粗大化，在之后的轧制过程中难以使晶粒微细化，并且，产生等待铸片温度下降至用于开始轧制的温度为止的时间，因此生产效率降低。

如果均热保持时的保持时间低于20分钟，则固溶化不充分，如果超过90分钟，则奥氏体晶粒粗大化，并且TiN粒子、MnS粒子和复合粒子熔化，得不到规定的粒径和个数密度。

(粗轧工序)

接着，实施累积压下率为30～90％的粗轧。如果累积压下率低于30％，则通过奥氏体的再结晶的微细化变得困难，如果累积压下率超过90％，则奥氏体的微细化效果饱和，并且道次数增加而生产效率下降。

(精轧工序)

接着，实施轧制开始时的板厚中心温度为760℃～880℃、平均1道次(单道)压下率为10～25％、且累积压下率为60～85％的精轧。精轧结束时的温度设为760℃～840℃。

如果精轧时的板厚中心温度超过880℃，则钢片温度没有充分到达未再结晶区域，位错的增加被抑制，无法将晶粒微细化。如果板厚中心温度低于760℃，则生产效率下降，并且在金属组织中产生加工铁素体，因此难以使相对于与轧制方向垂直的面呈15°以内的角度的{100}面的面积率成为20％以下。

将精轧时的平均1道次压下率设为10～25％的理由如下。平均1道次压下率低于10％的情况下，{100}织构在板厚1/2部发达，难以使与钢板的轧制方向的垂直面相对呈15°以内的角度的{100}面的面积率成为20％以下。平均1道次压下率超过25％，由于轧制机的负担变得极大，因此难以实现。

将精轧时的累积压下率设为60～85％的理由如下。如果精轧时的累积压下率低于60％，则难以通过位错的积累进行晶粒微细化和规定织构的发达。如果精轧时的累积压下率超过85％，则通过位错的积累的晶粒微细化效果饱和，并且生产效率下降。为了晶粒的微细化，使精轧结束时的温度成为840℃以下。

(加速冷却工序)

接着上述的热轧之后，以15～60℃/s的板厚中心冷却速度实施加速冷却，使板厚中心温度从740℃以上变为550℃以下。

如果加速冷却开始时的板厚中心温度(加速冷却开始温度)低于740℃，则进行铁素体相变，金属组织粗粒化，因此难以使晶粒微细化。如果加速冷却的板厚中心冷却速度低于15℃/s，则难以使晶粒微细化。加速冷却开始时的板厚中心冷却速度超过60℃/s的情况下，铁素体面积率低于50％，难以形成规定的平均晶体粒径和织构。如果加速冷却开始时的板厚中心温度(加速冷却停止温度)超过550℃，则难以使晶粒微细化。不需要规定加速冷却停止温度的下限值，但不能为水温以下的温度，因此将水温或室温(例如约为25℃)设为下限值。不需要规定加速冷却的板厚中心冷却速度的上限值，但如果考虑装置的冷却能力，则70℃/s成为加速冷却的板厚中心冷却速度的上限值。

通过以钢片和钢板的板厚中心温度为控制对象，能够制造本实施方式涉及的钢板。与以钢板的表面温度为控制对象相比，优选以钢板的板厚中心温度为控制对象。通过以钢板的板厚中心温度为控制对象，即使在板厚变化等情况下也能够适当地控制制造条件，能够效率良好地制造材质的偏差小、品质好的钢板。

在轧制工序中，通常从加热到轧制为止的期间，测定钢板的表面温度等，并且计算钢板内部的温度分布，由该温度分布的计算结果预测轧制反作用力等，并且进行轧制的控制。这样能够在轧制中容易地求出钢板中心温度。进行加速冷却的情况下，也同样地预测板厚内部的温度分布，并且进行加速冷却的控制。

实施加速冷却后，根据需要可以在300～650℃进行回火。

如果是低于300℃的回火，则难以得到回火的效果。如果回火温度超过650℃，则软化量增大，难以确保强度、韧性。回火温度优选为400～600℃，进一步优选为450～550℃。

本实施方式涉及的钢板的制造方法，不限定于上述的制造方法。钢板的制造方法即使是上述以外的制造方法，只要该钢材的含量和组织等在规定范围内，则该钢板被视为本实施方式涉及的钢板。

[实施例]

以下，基于实施例，对本发明的效果进行说明。

在炼钢工序中调整钢液的化学组成，然后，通过连续铸造制造钢片A～AI。钢片A～O是发明钢，钢片P～AI是比较钢。

在实施例1～20和比较例21～53中，首先将钢片A～AI再加热，进而，对钢片A～AI实施轧制形成厚度为10～38mm的钢板，接着，将钢板水冷。然后，根据需要对钢板进行热处理。

在表1A和表1B中表示钢片A～AI的化学组成。表1A和表1B中的下划线表示附带该下划线的数值在本发明的规定范围外，斜体表示作为杂质而包含的量的分析值。

表1B

※附带下划线的数值在本发明的规定范围外。

※用斜体记载的数值表示被视为杂质的含量。

在表2A～表2D中，表示钢板的制造方法。表2A～表2D中的下划线表示附带该下划线的数值为不合适的制造条件。再者，制造方法中的温度和冷却速度为板厚中心位置的值。该值由实际测定的表面温度，采用公知的差分法通过热传导分析求出。

表2A

表2B

※附带下划线的数值在本发明的规定单位外。

表2C

表2D

※附带下划线的数值在本发明的规定范围外。

对制造出的各钢板，测定了添加Al后的溶存氧量、回流后的溶存氧量、各金属组织相的面积分率、织构、平均晶体粒径、各粒子的个数密度、以及机械性质。

Al添加后的钢液的溶存氧量和回流后的钢液的溶存氧量，采用例如「通过电动势测定的转炉炉中钢液氧的快速分析」(井樋田等，铁和钢，社团法人日本钢铁协会，1972年第10号，P125～132)所述那样的公知的电动势测定法求出。

各金属组织相的面积分率(铁素体面积率、珠光体面积率、和贝氏体面积率、MA面积率)，首先通过光学显微镜以500倍的倍率拍摄板厚1/2部的金属组织，接着通过图像分析求出拍摄图像中的各相的总面积，进而通过将各相的总面积除以拍摄图像整体的面积来求出。

平均晶体粒径采用以下的方法求出。首先，将测定位置每次移动1μm地重复进行采用EBSD法测定板厚1/2部的500μm×500μm的区域的操作。在此，将与邻接晶粒的晶体取向差为15°以上的边界定义为晶界，将该晶界的当量圆直径定义为晶体粒径，由上述的测定结果求出晶体粒径。接着，求出晶体粒径的个数分布，由该个数分布，求出晶粒的加权平均值，将其作为平均晶体粒径。求算加权平均值时的分割数N设为20。

表示织构的{100}面积率，通过首先作成钢板的板厚1/2部中的、相对于与主轧制方向垂直的面呈15°以内的角度的{100}面的图，接着用该{100}面的总面积除以测定面积而求出。

各粒子的个数密度(粒径为0.5～2.0μm的TiN粒子、MnS粒子和复合粒子的个数密度的合计，以及粒径为1～10μm的氧化物的粒子的个数密度)的测定，通过以下的顺序进行。首先，使用扫描型电子显微镜(SEM：Scanning Electron Microscope)，在板厚1/2部的1mm×1mm的区域中，拍摄反射电子图像，通过图像分析识别反射电子图像中的粒子(包含粒径为0.5～2.0μm的TiN粒子、MnS粒子和复合粒子，以及粒径为1～10μm的氧化物粒子的两方的各种粒子)。接着，通过EDS分析各粒子的组成，将包含1质量％以上的Ti、低于1质量％的O、和1质量％以上的N的粒子判断为TiN粒子，将包含1质量％以上的Mn、1质量％以上的S、低于1质量％的O的粒子判断为MnS粒子，将同时满足TiN粒子的定义和MnS粒子的定义的粒子判断为复合粒子，将包含1质量％以上的O的粒子判断为氧化物粒子。并且，拍摄粒子图像，通过图像分析求出各粒子的当量圆直径和个数，由此求出粒径为0.5～2.0μm的TiN粒子、MnS粒子和复合粒子的个数密度的合计，以及粒径为1～10μm的氧化物的粒子的个数密度。

机械性质之中，母材的屈服应力和夏比吸收能，通过对从板厚中心部制取的试验片进行试验，将其结果作为各钢板的代表值而得到。

用于求出屈服应力的拉伸试验，以JIS Z 2241(2011年)的「金属材料拉伸试验方法」为基准，使用1B号试验片进行。对1试料提取2个试验片进行试验测定，求出2个测定值的平均值，将该平均值作为屈服应力示于表3C和表3D。

用于求出夏比吸收能的夏比冲击试验，使用2mmV型缺口夏比冲击试验片，以JIS Z 2242(2005年)的「金属材料的夏比冲击试验方法」为基准进行。对1试料制取3个试验片，在将试验温度设为-80℃的状态下进行试验，求出3个吸收能量测定值的平均值，将该平均值作为夏比吸收能，示于表3C和表3D。

用于求出母材的止裂性的试验，以NK船级协会钢船规则检查方法K编附录K3.12.2-1.(2012年)的「脆性裂纹传播停止韧性值Kca试验方法涉及的检查要领」为基准，使用原始厚度和板宽为500mm的ESSO试验片进行。通过试验，求出-60℃时的止裂韧性值Kca。

接缝韧性如以下那样求出。首先，采用埋弧焊或气电弧焊焊接法对试验No.1～53的钢板实施焊接热输入为58～216kJ/cm的焊接，制作了单道对焊焊接接缝。接着，从各焊接接缝各制取30个夏比冲击试验片。此时，沿板厚1/4部的熔融线(FL)，形成了2mmV型缺口夏比冲击试验片的缺口。对这些试验片实施夏比冲击试验，求出在-60℃时的吸收能量的平均值。进而，吸收能量值的分布假定按照正规分布进行统计分析，求出各试验No.1～53的钢板的、吸收能量成为50J以下的概率。夏比冲击试验以JIS Z2242(2005年)的「金属材料的夏比冲击试验方法」为基准。

将对于实施例1～20和比较例21～53的钢板的这些测定结果，示于表3A～表3D。母材在-80℃时的平均夏比吸收能为100J以上的情况下，判断为母材韧性良好。母材的Kca为4000N/mm^1.5以上的情况下，判断为母材止裂性良好。焊接接缝的热影响区在-60℃时的平均夏比吸收能为100J以上、且夏比吸收能变为50J以下的概率为10％以下的情况下，判断为接缝韧性良好。表3A～3D的下划线，表示附带该下划线的数值在本发明的规定范围外，或基于上述的验收标准为不合格。

表3A

表3B

※附带下划线的数值在本发明的规定范围外、或者不满足本发明中规定的验收标准。

表3C

表3D

实施例1～20，全部满足本发明的条件，因此母材强度、母材韧性、母材止裂性、和接缝韧性全都良好。

比较例21～53，附带下划线的数值在本发明的规定范围之外，因此没有得到良好的结果。以下进行具体说明。

比较例21～40，化学成分在本发明的规定范围之外，因此母材强度、母材韧性、母材止裂性、和接缝韧性的至少一个存在问题。

在比较例41中，加热炉的气氛温度过高，因此母材的平均晶体粒径大，母材韧性和母材止裂性低。另外在比较例41中，TiN粒子、MnS粒子、和它们的复合粒子的粒子个数密度小，因此接缝韧性低。

在比较例42中，在加热炉中的均热保持温度过高，因此母材的平均晶体粒径大，母材韧性和母材止裂性低。

在比较例43中，加热炉的气氛温度和均热保持温度两者过高，因此母材的铁素体分率低、贝氏体分率高，母材的平均晶体粒径和母材的{100}面积率增大。由此，母材韧性和母材止裂性低。另外在比较例43中，TiN粒子、MnS粒子、和它们的复合粒子的粒子个数密度小，因此接缝韧性低。

在比较例44中，加热炉中的均热保持时间过长，因此母材的平均晶体粒径大，母材韧性和母材止裂性低。另外，TiN粒子、MnS粒子、和它们的复合粒子的粒子个数密度小，因此接缝韧性低。

在比较例45中，粗轧的累积压下率过小，因此母材的铁素体分率低，母材的贝氏体分率高，母材的平均晶体粒径和母材的{100}面积率大。由此，母材韧性和母材止裂性低。

在比较例46中，精轧温度过高，因此母材的平均晶体粒径大，母材韧性和母材止裂性低。

在比较例47中，精轧温度过低，因此母材的{100}面积率大，由此母材韧性和母材止裂性低。

在比较例48中，精轧的平均1道次压下率过小，因此母材的{100}面积率大，由此母材止裂性低。

在比较例49中，精轧的累积压下率过小，因此母材的平均晶体粒径大，由此母材韧性和母材止裂性低。

在比较例50中，板厚过大，因此母材的平均晶体粒径大，由此母材韧性和母材止裂性低。另外，由于板厚大，导致焊接热输入过大，因此接缝韧性低。

在比较例51中，冷却开始温度过低，因此母材的铁素体分率大，母材的贝氏体分率低，母材的平均晶体粒径大，由此母材强度、母材韧性、和母材止裂性低。

在比较例52中，冷却速度过小，母材的铁素体分率大，母材的贝氏体分率低，母材的平均晶体粒径大，由此母材强度、母材韧性、和母材止裂性低。

在比较例53中，冷却停止温度过高，因此母材的铁素体分率大，母材的贝氏体分率低，母材的平均晶体粒径大，由此母材强度、母材韧性、和母材止裂性低。

由以上的实施例，确认通过应用本发明，能够提供制造成本低、生产效率高、强度高、板厚厚、且没有接缝韧性的劣化、止裂性优异的高强度钢板。

再者，本发明并不限定于上述的实施方式。可以在不脱离本发明的主旨的范围内进行各种变更而实施。

产业可利用性

根据本发明，能够提供制造成本低、生产效率高的、焊接热影响区的韧性和母材的脆性裂纹传播停止性能优异的钢板，以及焊接热影响区的韧性优异的焊接接缝。

Claims

1.一种钢板，其特征在于，化学组成以质量％计，为

C：0.040～0.090％、

Si：0.01～0.20％、

Mn：1.30～1.80％、

P：0.020％以下、

S：0.001～0.010％、

Al：0.005～0.100％、

Nb：0.003～0.030％、

Ti：0.003～0.030％、

B：0.0003～0.0040％、

N：0.0020～0.0080％、

O：0.0005～0.0040％、

Cu：0～1.00％、

Ni：0～1.00％、

Cr：0～1.00％、

Mo：0～0.500％、

V：0～0.100％、

Ca：0～0.0050％、

Mg：0～0.0050％、

REM：0～0.0050％、以及

余量：铁和杂质，

由A式定义的碳当量CE为0.30～0.40质量％，

由B式定义的SOLB为-0.0015～+0.0015质量％，

金属组织是包含铁素体和贝氏体的混合组织、或者包含所述铁素体、珠光体和所述贝氏体的混合组织，

所述铁素体的面积率为50～90％，且所述贝氏体的面积率为10～50％，

所述金属组织中的MA的面积率为0～5％，

在板厚1/2部，将彼此的晶体取向差为15°以上的、相邻晶体之间的边界定义为晶界，将由所述晶界包围的区域定义为晶粒，将分割数N设定为10以上的整数的情况下，由E式定义的所述晶粒的粒径的加权平均值D_AVE为3.0～17.0μm，

在所述板厚1/2部，相对于与轧制方向垂直的面呈15°以内的角度的{100}面的面积率为2.0～20.0％，

在板厚1/4部，将包含1质量％以上的Ti、低于1质量％的O、和1质量％以上的N的粒子定义为TiN粒子，将包含1质量％以上的Mn、1质量％以上的S、和低于1质量％的O的粒子定义为MnS粒子，将同时满足所述TiN粒子的定义和所述MnS粒子的定义的粒子定义为复合粒子的情况下，分别具有0.5～2.0μm的当量圆直径的所述TiN粒子、所述MnS粒子、以及所述复合粒子的个数密度的合计为20～200个/mm²，

在所述板厚1/4部，将包含1质量％以上的O的粒子定义为氧化物粒子的情况下，具有1～10μm的当量圆直径的所述氧化物粒子的个数密度为20～200个/mm²，

板厚为10～35mm，

屈服应力为300～500MPa，

CE＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5···(A)

SOLB＝0.226×Ti+B-0.772×N···(B)

p＝(D_MAX-D_MIN)/N···(C)

D_k＝D_MIN+p×(k-1/2)···(D)

D_AVE＝(Σ[k＝1、N](D_k×S_k))/(Σ[k＝1、N]S_k)···(E)

2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计，Si为0.01～0.10％。

3.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计，Al为0.015～0.060％。

4.根据权利要求1～3的任一项所述的钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计，Mo为0～0.010％。

5.根据权利要求1～4的任一项所述的钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计，Ti为0.005～0.018％。

6.根据权利要求1～5的任一项所述的钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计，B为0.0005～0.0020％。

7.根据权利要求1～6的任一项所述的钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计，N为0.0025～0.0060％。

8.根据权利要求1～7的任一项所述的钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计，O为0.0010～0.0030％。

9.根据权利要求1～8的任一项所述的钢板，其特征在于，所述SOLB为-0.0010～+0.0005质量％。

10.根据权利要求1～9的任一项所述的钢板，其特征在于，所述晶粒的所述加权平均值D_AVE为3.0～13.0μm。

11.根据权利要求1～10的任一项所述的钢板，其特征在于，所述当量圆直径分别为0.5～2.0μm的所述TiN粒子、所述MnS粒子、以及所述复合粒子的所述个数密度的所述合计为50～140个/mm²。

12.根据权利要求1～11的任一项所述的钢板，其特征在于，所述当量圆直径为1～10μm的所述氧化物粒子的所述个数密度为20～150个/mm²。

13.根据权利要求1～12的任一项所述的钢板，其特征在于，

所述化学组成以质量％计，为

Cu：0.10～1.00％，

Ni：0.10～1.00％，

Cr：0～0.10％，

Mo：0～0.100％，

V：0～0.005％。