JP7099653B1 - Steel plate and its manufacturing method - Google Patents

Abstract

優れた脆性亀裂伝播停止特性を発揮しつつ、大入熱溶接後の継手において優れた靱性を発揮可能な鋼板を提供する。本発明の鋼板は、ＴｉおよびＮを、ＴｉとＮの質量％比（Ｔｉ／Ｎ）で２．００～４．００、かつ、１６９≦５１５８×Ｔｉ＋２５５６３×Ｎ≦３６０の関係を満足して含有し、Ｃｅｑが０．４００～０．５００である所定の成分組成と、ベイナイトの体積率が８０％以上である組織とを有し、鋼板表面から深さ１ｍｍの位置において、平均粒径が２０～５０ｎｍのＴｉＮ粒子を５．０×１０８個／ｃｍ２以上の個数密度で含有し、板厚の１／２の深さにおける（２１１）面Ｘ線強度比が１．６０以上である。Provided is a steel plate capable of exhibiting excellent toughness in a joint after high heat input welding while exhibiting excellent brittle crack arrestability. The steel sheet of the present invention contains Ti and N in a mass% ratio of Ti and N (Ti/N) of 2.00 to 4.00 and satisfying the relationship of 169 ≤ 5158 × Ti + 25563 × N ≤ 360. It has a predetermined chemical composition with a Ceq of 0.400 to 0.500, a structure with a volume fraction of bainite of 80% or more, and an average grain size of 20 at a depth of 1 mm from the steel plate surface. TiN particles of up to 50 nm are contained at a number density of 5.0×10 8 /cm 2 or more, and the (211) plane X-ray intensity ratio at a depth of 1/2 of the plate thickness is 1.60 or more.

Description

本発明は、鋼板、特に、大入熱溶接に適用可能な鋼板および該鋼板を製造する方法に関する。より具体的には、本発明は、優れた脆性亀裂伝播停止特性と、大入熱溶接後の継手における優れた靱性とを両立できる、鋼板およびその製造方法に関する。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。 The present invention relates to a steel sheet, particularly a steel sheet applicable to high heat input welding and a method for producing the steel sheet. More specifically, the present invention relates to a steel sheet and a method for manufacturing the same, which can achieve both excellent brittle crack propagation stopping characteristics and excellent toughness in a joint after high heat input welding. Further, the steel plate of the present invention can be suitably used for large structures such as ships, marine structures, low temperature storage tanks, and construction / civil engineering structures.

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は、脆性破壊に伴う事故が起きた場合に社会経済及び環境に及ぼす影響が大きい。そのため、大型構造物には安全性の向上が常に求められており、大型構造物に使用される鋼材には、特に、使用温度における靭性及び強度、並びに、脆性亀裂が伝播することを防止する脆性亀裂伝播停止特性（アレスト性能）が高いレベルで要求されている。 Large structures such as ships, marine structures, low temperature storage tanks, and building / civil engineering structures have a great impact on socio-economics and the environment in the event of an accident due to brittle fracture. Therefore, improvement of safety is always required for large structures, and the steel materials used for large structures are particularly tough and strong at the operating temperature and brittleness that prevents brittle cracks from propagating. Crack propagation stop characteristics (arrest performance) are required at a high level.

コンテナ船及びバルクキャリアー等の船舶は、一般的な甲板を設けずにハッチカバー上にまで積荷を積載し、大きな荷重のかかる波を受けながら海洋を走行するといった構造上及び使用上の理由から、大きな繰り返し曲げ応力を受ける。それ故、船体外板には、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、近年では、船体の大型化に伴って、鋼板の高強度厚肉化が一層進んでいる。
しかし、一般に、鋼板は高強度又は厚肉となるほど脆性亀裂伝播停止特性に劣る傾向があるため、コンテナ船等に使用される鋼板が有する脆性亀裂伝播停止特性への要求は近年一段と高まっている。Vessels such as container ships and bulk carriers carry loads up to the hatch cover without providing a general deck, and travel in the ocean while receiving waves with a large load for structural and usage reasons. Receives large repeated bending stress. Therefore, it is usual to use a high-strength and thick steel plate base material that can withstand this bending stress for the hull outer plate. It is becoming more and more popular.
However, in general, the higher the strength or the thickness of a steel sheet, the more inferior the brittle crack propagation stop property tends to be. Therefore, the demand for the brittle crack propagation stop property of a steel sheet used for a container ship or the like has been further increased in recent years.

例えば、特許文献１には、フェライト－パーライトが主体のミクロ組織を有する鋼材において脆性亀裂伝播停止特性を向上させるために、フェライト粒の形状を制御することで、脆性亀裂伝播停止特性を高める技術が提案されている。 For example, Patent Document 1 discloses a technique for improving brittle crack propagation stop characteristics by controlling the shape of ferrite grains in order to improve brittle crack propagation stop characteristics in a steel material having a microstructure mainly composed of ferrite-pearlite. Proposed.

また、特許文献２には、板厚１／２ｔ位置の｛３１１｝＜０１１＞面Ｘ線強度比を２．５以上、板厚１／４ｔ位置の｛１１０｝＜００１＞面Ｘ線強度比を０．７以上かつシャルピー破面遷移温度を－４０℃以下とすることで、脆性亀裂伝播停止特性を高める技術が提案されている。 Further, in Patent Document 2, the {311} <011> surface X-ray intensity ratio at the plate thickness 1 / 2t position is 2.5 or more, and the {110} <001> surface X-ray intensity ratio at the plate thickness 1 / 4t position. A technique has been proposed in which the brittle crack propagation stop characteristic is enhanced by setting the temperature to 0.7 or more and the Charpy fracture surface transition temperature to −40 ° C. or lower.

一方、このようなコンテナ船を造る際は、通常、厚肉の鋼板を、船体の長手方向に連続して接合させなければならないため、作業効率の観点から、サブマージアーク溶接、エレクトロガスアーク溶接などの大入熱溶接を採用することが多い。しかし、この大入熱溶接を施した場合、鋼板の溶接熱影響部（Heat Affected Zone、以下、略してＨＡＺともいう）に伝わる大きな熱を通じて、ＨＡＺの特性が損なわれてしまうおそれがある。一例として、大入熱溶接時に融点直下の高温に晒されたＨＡＺでは、オーステナイト結晶粒が粗大化し易く、かかる粗大化したオーステナイト結晶粒は、その後の冷却によって靭性に劣る島状マルテンサイトを含んだ上部ベイナイト組織に変態するため、結果としてＨＡＺの靭性が低下することがある。 On the other hand, when constructing such a container ship, it is usually necessary to continuously join thick steel plates in the longitudinal direction of the hull, so from the viewpoint of work efficiency, submerged arc welding, electrogas arc welding, etc. Large heat welding is often used. However, when this large heat input welding is performed, the characteristics of HAZ may be impaired through the large heat transmitted to the weld heat affected zone (Heat Affected Zone, hereinafter abbreviated as HAZ) of the steel sheet. As an example, in HAZ exposed to a high temperature just below the melting point at the time of high heat input welding, austenite grains tend to be coarsened, and the coarsened austenite grains contain island-like martensite having inferior toughness due to subsequent cooling. Transformation into upper bainite tissue may result in reduced toughness of HAZ.

特許文献３には、ＴｉＮを多量に分散させることで、ＨＡＺのオーステナイト結晶粒径の粗大化を抑制する技術が開示されている。 Patent Document 3 discloses a technique for suppressing coarsening of the austenite crystal grain size of HAZ by dispersing a large amount of TiN.

特許文献４には、Ｃ、Ｓｉの含有量を低減することの他に、Ｐの含有量の低減によりＨＡＺにおける島状マルテンサイト（ＭＡ）を低減する技術が開示されている。 Patent Document 4 discloses a technique for reducing island-like martensite (MA) in HAZ by reducing the content of P in addition to reducing the contents of C and Si.

特許文献５に記載の発明では、結晶粒径を微細化させたフェライト主体のミクロ組織にＴｉＮなどの粒子を分散させることで脆性亀裂伝播停止性能と大入熱溶接時のＨＡＺ靭性とを両立させている。 In the invention described in Patent Document 5, brittle crack propagation stopping performance and HAZ toughness at the time of large heat-affected welding are achieved at the same time by dispersing particles such as TiN in a ferrite-based microstructure in which the crystal grain size is refined. ing.

特開２００２－２５６３７５号公報Japanese Patent Application Laid-Open No. 2002-256375 国際公開第２０１３／０９９１７７号International Publication No. 2013/099177 国際公開第２０１１／１４８７５４号International Publication No. 2011/148754 特開２００８－１６３４４６号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2008-163446 特開２０１５－０９８６４２号公報JP-A-2015-098642

しかしながら、上記したミクロ組織およびＸ線強度比を用いる技術では、近年の大型コンテナ船で求められる高い脆性亀裂伝播停止特性を安定して達成できない課題を抱えていた。
また、ＴｉＮを活用し大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を向上させる上記技術では、大入熱溶接を受けた際に、溶接熱影響部がＴｉＮの溶解温度域まで加熱されるため、ＴｉＮが分解して上記分散効果が消失したり、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ＨＡＺ部の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た。However, the above-mentioned technique using the microstructure and the X-ray intensity ratio has a problem that the high brittle crack propagation stop characteristic required for a large container ship in recent years cannot be stably achieved.
Further, in the above technique for improving the HAZ toughness at the time of high heat input welding by utilizing TiN, the welding heat affected zone is heated to the melting temperature range of TiN when receiving the large heat input welding, so that TiN is decomposed. Then, the above-mentioned dispersion effect disappears, or the solid-melt Ti and the solid-melt N generated by the decomposition of TiN make the ground structure of the steel in the HAZ portion brittle, and the toughness of the weld heat-affected zone is significantly reduced. Was holding.

加えて、ＭＡ量の低減を目的にＰの含有量を低減する上記技術では、粒界などに偏析しやすいＰの分布によってＭＡ量の抑制にばらつきが生じ、ＨＡＺ組織内のＭＡ量を均一に減少させる観点からは不十分であった。 In addition, in the above technique for reducing the P content for the purpose of reducing the MA amount, the suppression of the MA amount varies depending on the distribution of P that easily segregates at the grain boundaries, and the MA amount in the HAZ structure becomes uniform. It was insufficient from the viewpoint of reduction.

そこで、本発明は、上記実情に鑑み、優れた脆性亀裂伝播停止特性を発揮しつつ、大入熱溶接後の継手において優れた靱性を発揮可能な鋼板を提供することを目的とする。また、本発明は、このような鋼板を好適に製造する方法を提供することを目的とする。 Therefore, in view of the above circumstances, it is an object of the present invention to provide a steel sheet capable of exhibiting excellent toughness in a joint after high heat input welding while exhibiting excellent brittle crack propagation stopping characteristics. Another object of the present invention is to provide a method for suitably producing such a steel sheet.

なお、本明細書において、「大入熱溶接」とは入熱量が１５０ｋＪ／ｃｍ程度の溶接を指し、具体的にはサブマージアーク溶接が挙げられる。 In the present specification, "large heat input welding" refers to welding with a heat input amount of about 150 kJ / cm, and specific examples thereof include submerged arc welding.

発明者らは、コンテナ船のハッチサイドコーミング部に用いられる程度の高強度鋼に関して、一般にコンテナ船が使用される程度の低温環境下にて、母材の脆性亀裂伝播停止特性、並びに、大入熱溶接を施した際のＨＡＺにおける靭性（以下、大入熱溶接によるＨＡＺ靭性ともいう）を向上すべく鋭意検討を行い、以下の（１）～（４）の新たな知見を得た。
なお、一例として、上記検討に際して用いた高強度鋼の降伏強度は３９０Ｎ／ｍｍ^２以上であり、大入熱溶接の入熱量は１５０ｋＪ／ｃｍであり、使用環境は－１０℃程度の低温環境下を想定した。The inventors have described the brittle crack propagation stop characteristics of the base metal and the large entry in the high-strength steel used for the hatchside combing part of the container ship in a low temperature environment where the container ship is generally used. Diligent studies were conducted to improve the toughness of HAZ when heat-welded (hereinafter, also referred to as HAZ toughness by heat-affected zone), and the following new findings (1) to (4) were obtained.
As an example, the yield strength of the high-strength steel used in the above study is 390 N / mm ² or more, the heat input amount of the large heat input welding is 150 kJ / cm, and the usage environment is a low temperature environment of about -10 ° C. Was assumed.

（１）大入熱溶接によるＨＡＺ靱性を向上させるためには、ＨＡＺのオーステナイト結晶粒径の粗大化を抑制することが重要である。ＨＡＺのオーステナイト結晶粒径の粗大化を抑制するためには、ＴｉＮを多量に分散させることが重要であるが、大入熱溶接を受けた際に、溶解温度域まで加熱されることによってＴｉＮが分解して分散効果が消失するおそれがあった。このＴｉＮの分解を抑制するためには、ＴｉとＮとの添加量を、ＴｉとＮとの質量％比（Ｔｉ／Ｎ）が２．００以上４．００以下であり、かつ、後述する（１）式の条件を満足する範囲に設計することによって、大入熱溶接時のＴｉＮの分解を抑制するのに有効であることを見出した。 (1) In order to improve the HAZ toughness by high heat input welding, it is important to suppress the coarsening of the austenite crystal grain size of HAZ. In order to suppress the coarsening of the austenite crystal grain size of HAZ, it is important to disperse a large amount of TiN. There was a risk of decomposition and loss of dispersion effect. In order to suppress the decomposition of TiN, the amount of Ti and N added is such that the mass% ratio (Ti / N) of Ti and N is 2.00 or more and 4.00 or less, and will be described later (). It was found that it is effective to suppress the decomposition of TiN at the time of high heat input welding by designing within the range satisfying the condition of the formula 1).

（２）また、ＴｉＮを多量に分散させるに際し、所定範囲の平均粒径を有するＴｉＮ粒子が５．０×１０^８個／ｃｍ^２以上の個数密度で析出するよう制御することにより、ＴｉＮの分散効果を良好に確保して、大入熱溶接によるＨＡＺ靱性を向上可能なことも見出した。(2) Further, when a large amount of TiN is dispersed, TiN particles having an average particle size in a predetermined range are controlled to be precipitated at a number density of 5.0 × 10 ⁸ particles / cm ² or more to disperse TiN. It was also found that the HAZ toughness can be improved by high heat input welding while ensuring a good effect.

（３）大入熱溶接によるＨＡＺ靱性を向上させるためには、ＨＡＺの島状マルテンサイトを低減することも重要である。そして、ＨＡＺにおいてＭＡをほとんど生成させないためには、後述する（２）式で示される炭素当量（Ｃｅｑ）を０．５００以下に制御し、鋼板が含有するＣ含有量を０．０９０％以下、Ｓｉ含有量を０．１０％以下とすることが重要である。また、Ｍｎの含有量を２．００％以下、Ａｌの含有量を０．１００％以下、Ｎｂの含有量を０．１００％以下とすることもＨＡＺ靭性を低下させないために必要である。
ここで、本発明における「ＭＡをほとんど生成させない」とは、ＨＡＺの微細組織においてＭＡが占める体積率が１０％以下であることをいう。(3) In order to improve the HAZ toughness by high heat input welding, it is also important to reduce the island-shaped martensite of HAZ. Then, in order to hardly generate MA in HAZ, the carbon equivalent (Ceq) represented by the formula (2) described later is controlled to 0.500 or less, and the C content contained in the steel sheet is 0.090% or less. It is important that the Si content is 0.10% or less. Further, it is also necessary to set the Mn content to 2.00% or less, the Al content to 0.100% or less, and the Nb content to 0.100% or less in order not to reduce the HAZ toughness.
Here, "almost no MA is generated" in the present invention means that the volume fraction occupied by MA in the microstructure of HAZ is 10% or less.

（４）上述したＨＡＺの優れた特性を発揮させつつ、鋼板の脆性亀裂伝播停止特性を更に両立させるためには、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｎｂを所定量以上で添加すること、上記Ｃｅｑを０．４００以上に制御することに加え、鋼板において、板厚の１／２の深さにおける（２１１）面Ｘ線強度が１．６０以上となる集合組織とすることが有効である。また、（２１１）面Ｘ線強度を上記のとおり高めるためには、鋼板におけるベイナイトの体積率を８０％以上とすることが有効である。 (4) In order to further achieve the brittle crack propagation stop property of the steel sheet while exhibiting the excellent properties of HAZ described above, C, Si, Mn, Al and Nb should be added in a predetermined amount or more, and the above Ceq. In addition to controlling Further, in order to increase the (211) plane X-ray intensity as described above, it is effective to set the volume fraction of bainite in the steel sheet to 80% or more.

本発明は、かかる知見に基づき、更に検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：０．０４０％以上０．０９０％以下、
Ｓｉ：０．０２％以上０．１０％以下、
Ｍｎ：１．６０％以上２．００％以下、
Ｐ：０．０１０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上０．１００％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｖ：０．５０％以下
を含み、更に、ＴｉおよびＮを、ＴｉとＮの質量％比である（Ｔｉ／Ｎ）が２．００以上４．００以下、かつ、以下の（１）式を満足する範囲で含有し、以下の（２）式で示される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．４００以上０．５００以下であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成と、
ベイナイトの体積率が８０％以上である組織と、を有し、
鋼板表面から深さ１ｍｍの位置において、平均粒径が２０ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉＮ粒子を５．０×１０^８個／ｃｍ^２以上の個数密度で含有し、
板厚の１／２の深さにおける（２１１）面Ｘ線強度比が１．６０以上である、鋼板。
１６９≦５１５８×Ｔｉ＋２５５６３×Ｎ≦３６０・・・（１）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｖ＋Ｍｏ＋Ｃｒ）／５・・・（２）
ただし、（１）式および（２）式中の各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
ここで、ベイナイトの体積率、ＴｉＮ粒子の平均粒径、ＴｉＮ粒子の個数密度、および、（２１１）面Ｘ線強度比は、それぞれ後述の実施例に記載の手法に従って測定可能である。The present invention has been completed with further studies based on such findings. That is, the gist of the present invention is as follows.
1. 1. By mass%,
C: 0.040% or more and 0.090% or less,
Si: 0.02% or more and 0.10% or less,
Mn: 1.60% or more and 2.00% or less,
P: 0.010% or less,
S: 0.010% or less,
Al: 0.010% or more and 0.100% or less,
Nb: 0.005% or more and 0.100% or less,
O: 0.0100% or less,
Cu: 1.00% or less,
Ni: 1.00% or less,
Cr: 1.00% or less,
Mo: 0.50% or less,
V: Contains 0.50% or less, and Ti and N have a mass ratio of Ti and N (Ti / N) of 2.00 or more and 4.00 or less, and the following equation (1) is used. A component composition containing a satisfactory range, having a carbon equivalent (Ceq) represented by the following formula (2) of 0.400 or more and 0.500 or less, and the balance being Fe and unavoidable impurities.
With a structure having a bainite volume fraction of 80% or more,
At a position 1 mm deep from the surface of the steel sheet, TiN particles having an average particle size of 20 nm or more and 50 nm or less are contained in a number density of 5.0 × 10 ⁸ particles / cm ² or more.
A steel sheet having a (211) plane X-ray intensity ratio of 1.60 or more at a depth of 1/2 of the plate thickness.
169 ≤ 5158 x Ti + 25563 x N ≤ 360 ... (1)
Ceq = C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 15+ (V + Mo + Cr) / 5 ... (2)
However, each element symbol in the formulas (1) and (2) represents the content (mass%) of each element, and if it is not contained, it is set to 0.
Here, the volume ratio of baynite, the average particle size of TiN particles, the number density of TiN particles, and the (211) plane X-ray intensity ratio can be measured according to the methods described in Examples described later.

２．更に、質量％で、
Ｗ：０．５０％以下、
Ｃｏ：０．５０％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下および
ＲＥＭ：０．０２００％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、前記１に記載の鋼板。2. 2. Furthermore, by mass%,
W: 0.50% or less,
Co: 0.50% or less,
B: 0.0100% or less,
Ca: 0.0100% or less,
The steel sheet according to 1 above, which contains one or more selected from Mg: 0.0100% or less and REM: 0.0200% or less.

３．前記ＴｉおよびＮの含有量が、Ｔｉ：０．０１０％以上０．０３１％以下およびＮ：０．００３８％以上０．０１００％以下である、前記１または２に記載の鋼板。 3. 3. The steel sheet according to 1 or 2 above, wherein the contents of Ti and N are Ti: 0.010% or more and 0.031% or less and N: 0.0038% or more and 0.0100% or less.

４．質量％で、
Ｃ：０．０４０％以上０．０９０％以下、
Ｓｉ：０．０２％以上０．１０％以下、
Ｍｎ：１．６０％以上２．００％以下、
Ｐ：０．０１０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上０．１００％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｖ：０．５０％以下
を含み、更に、ＴｉおよびＮを、ＴｉとＮの質量％比である（Ｔｉ／Ｎ）を２．００以上４．００以下とし、かつ、以下の（１）式を満足する範囲で含有し、以下の（２）式で示される炭素当量（Ｃｅｑ）を０．４００以上０．５００以下とし、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有する溶鋼を溶製し、
前記溶鋼を鋳造してスラブ状の鋼素材を得るに際し、前記鋳造時の前記スラブ表面から深さ１ｍｍの位置における平均冷却速度を１００℃／ｍｉｎ以上５００℃／ｍｉｎ以下として得られた鋼素材を用いて、
前記鋼素材を９５０℃以上１２５０℃以下の温度に加熱し、更に、圧延開始温度をＡｒ_３点＋１００℃以上とし、未再結晶領域における１パスあたりの圧下率を５．０％以上かつ累計圧下率を５０％以上とし、圧延終了温度をＡｒ_３点以上とした熱間圧延を施して熱延板とした後、
前記熱延板に対し、冷却開始温度をＡｒ_３点（℃）以上とし、板厚の１／２の深さにおける温度が５００℃以下になるまで、６００～５００℃間の平均冷却速度を２．０℃／ｓ以上とした冷却を施す、鋼板の製造方法。
１６９≦５１５８×Ｔｉ＋２５５６３×Ｎ≦３６０・・・（１）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｖ＋Ｍｏ＋Ｃｒ）／５・・・（２）
ただし、（１）式および（２）式中の各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
ここで、各工程における温度は、放射温度計を使用して測定および算出可能である。また、「スラブ表面から深さ１ｍｍの位置における平均冷却速度」は、放射温度計を使用して測定したスラブの表面温度から、深さ１ｍｍの位置における温度を計算によってもとめ、該温度が１４００℃から１２５０℃までにおける冷却速度の平均として算出可能である。4. By mass%,
C: 0.040% or more and 0.090% or less,
Si: 0.02% or more and 0.10% or less,
Mn: 1.60% or more and 2.00% or less,
P: 0.010% or less,
S: 0.010% or less,
Al: 0.010% or more and 0.100% or less,
Nb: 0.005% or more and 0.100% or less,
O: 0.0100% or less,
Cu: 1.00% or less,
Ni: 1.00% or less,
Cr: 1.00% or less,
Mo: 0.50% or less,
V: Contains 0.50% or less, and Ti and N have a mass ratio of Ti and N (Ti / N) of 2.00 or more and 4.00 or less, and the following equation (1). The carbon equivalent (Ceq) represented by the following formula (2) is 0.400 or more and 0.500 or less, and the balance is Fe and a molten steel having a component composition of unavoidable impurities. death,
When casting the molten steel to obtain a slab-shaped steel material, the steel material obtained by setting the average cooling rate at a depth of 1 mm from the surface of the slab at the time of casting to 100 ° C./min or more and 500 ° C./min or less. make use of,
The steel material is heated to a temperature of 950 ° C. or higher and 1250 ° C. or lower, the rolling start temperature is set to Ar ₃ points + 100 ° C. or higher, and the rolling reduction rate per pass in the unrecrystallized region is 5.0% or higher and cumulative rolling. After hot rolling with a ratio of 50% or more and a rolling end temperature of Ar ₃ points or more to obtain a hot-rolled plate,
For the hot-rolled sheet, the cooling start temperature is set to Ar ₃ points (° C) or higher, and the average cooling rate between 600 and 500 ° C is set to 2 until the temperature at a depth of 1/2 of the plate thickness becomes 500 ° C or lower. A method for manufacturing a steel sheet, which is cooled to 0.0 ° C./s or higher.
169 ≤ 5158 x Ti + 25563 x N ≤ 360 ... (1)
Ceq = C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 15+ (V + Mo + Cr) / 5 ... (2)
However, each element symbol in the formulas (1) and (2) represents the content (mass%) of each element, and if it is not contained, it is set to 0.
Here, the temperature in each step can be measured and calculated using a radiation thermometer. The "average cooling rate at a depth of 1 mm from the slab surface" is calculated by calculating the temperature at a depth of 1 mm from the surface temperature of the slab measured using a radiation thermometer, and the temperature is 1400 ° C. It can be calculated as the average of the cooling rates from 1 to 1250 ° C.

５．更に、質量％で、
Ｗ：０．５０％以下、
Ｃｏ：０．５０％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下および
ＲＥＭ：０．０２００％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、前記４に記載の鋼板の製造方法。5. Furthermore, by mass%,
W: 0.50% or less,
Co: 0.50% or less,
B: 0.0100% or less,
Ca: 0.0100% or less,
The method for producing a steel sheet according to 4 above, which contains one or more selected from Mg: 0.0100% or less and REM: 0.0200% or less.

６．前記ＴｉおよびＮの含有量を、Ｔｉ：０．０１０％以上０．０３１％以下およびＮ：０．００３８％以上０．０１００％以下とする、前記４または５に記載の鋼板の製造方法。 6. The method for producing a steel sheet according to 4 or 5, wherein the Ti and N contents are Ti: 0.010% or more and 0.031% or less and N: 0.0038% or more and 0.0100% or less.

本発明によれば、優れた脆性亀裂伝播停止特性と、大入熱溶接後の継手のＨＡＺにおける優れた靱性とを両立した鋼板およびその製造方法を提供することができる。
また、本発明で得られる鋼板は、例えば、コンテナ船の建造の際の施工性に優れた大入熱溶接に好適であるため、産業上格段の効果を奏する。
本発明の製造方法によって得られる鋼板は、脆性亀裂伝播停止特性に優れ、大入熱溶接後のＨＡＺに優れた靱性を発揮させることができる。したがって、本発明の製造方法は、コンテナ船等の大型構造物の製造に好適である。INDUSTRIAL APPLICABILITY According to the present invention, it is possible to provide a steel sheet having both excellent brittle crack propagation stop property and excellent toughness in HAZ of a joint after high heat input welding, and a method for manufacturing the same.
Further, the steel plate obtained by the present invention is suitable for large heat input welding, which is excellent in workability at the time of construction of a container ship, for example, and thus exerts a remarkable effect in industry.
The steel sheet obtained by the manufacturing method of the present invention is excellent in brittle crack propagation stop property, and can exhibit excellent toughness in HAZ after large heat-affected zone welding. Therefore, the manufacturing method of the present invention is suitable for manufacturing a large structure such as a container ship.

本発明の実施形態について具体的に説明する。なお、以下の実施形態は、本発明の好適な一例を示すものであり、これらの例のみに限定されるものではない。
（鋼板）
本発明の鋼板は、所定の成分組成を有する。本発明の鋼板が有する成分組成では、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ａｌ，Ｎｂ、Ｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの各元素の含有量を規定するとともに、ＴｉおよびＮを、ＴｉとＮの質量％比（Ｔｉ／Ｎ）、および所定の（１）式を満足する範囲で添加する。また、所定の（２）式に従うＣｅｑを規定する。また、本発明の鋼板が有する組織では、ベイナイトの体積率を規定する。さらに、本発明の鋼板は、所定の平均粒径を有するＴｉＮ粒子の個数密度と、（２１１）面Ｘ線強度比とを規定する。
本発明の鋼板は、脆性亀裂伝播停止特性に優れ、大入熱溶接した後の継手に優れた靱性を発揮させることができるので、コンテナ船等の大型構造物に好適に使用可能であり、とりわけ、コンテナ船のハッチサイドコーミング部に好適に使用可能である。本発明の鋼板は、好ましくは大入熱溶接用鋼板である。
そして、本発明の鋼板は、例えば、後述する本発明の製造方法によって得ることができる。An embodiment of the present invention will be specifically described. The following embodiments show suitable examples of the present invention, and are not limited to these examples.
(Steel plate)
The steel sheet of the present invention has a predetermined composition. In the component composition of the steel plate of the present invention, the contents of each element of C, Si, Mn, P, S, Al, Nb, O, Cu, Ni, Cr, Mo and V are specified, and Ti and N are used. , The mass% ratio of Ti and N (Ti / N), and the predetermined equation (1) are added in a range satisfying. Further, Ceq according to a predetermined equation (2) is specified. Further, in the structure of the steel sheet of the present invention, the volume fraction of bainite is defined. Further, the steel sheet of the present invention defines the number density of TiN particles having a predetermined average particle size and the (211) plane X-ray intensity ratio.
The steel sheet of the present invention has excellent brittle crack propagation stop characteristics and can exhibit excellent toughness in the joint after high heat input welding, so that it can be suitably used for large structures such as container ships, and in particular. , Can be suitably used for the hatch side combing part of a container ship. The steel sheet of the present invention is preferably a steel sheet for high heat input welding.
The steel sheet of the present invention can be obtained, for example, by the production method of the present invention described later.

［成分組成］
まず、本発明において鋼板の成分組成を限定する理由を説明する。
なお、以下、鋼板の成分組成に関する「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
Ｃ：０．０４０％以上０．０９０％以下
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、ベイナイト組織分率を向上させ母材において所望の強度を達成し、優れたアレスト特性を発揮するために必要である。また、Ｃは、鋼の集合組織の発達にも影響し、（２１１）面Ｘ線強度を高めて所望の脆性亀裂伝播停止特性を達成するためにも、重要な元素の１つである。前記効果を得るためには、Ｃ含有量を０．０４０％以上とする。また、他の合金元素の含有量を少なくして、より低コストで鋼板を製造するという観点からは、Ｃ含有量は０．０４５％以上とすることが好ましく、０．０５０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｃ含有量が多いと、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。これらの観点から、Ｃ含有量は０．０９０％以下とする。また、ＨＡＺ靱性の低下を更に抑制する観点、溶接性の低下を抑制する観点からは、Ｃ含有量を０．０８５％以下とすることが好ましく、０．０８０％以下とすることがより好ましい。[Ingredient composition]
First, the reason for limiting the component composition of the steel sheet in the present invention will be described.
Hereinafter, "%" regarding the composition of the steel sheet shall mean "mass%" unless otherwise specified.
C: 0.040% or more and 0.090% or less C is an element having an action of increasing the hardenability of steel, improving the bainite structure fraction, achieving the desired strength in the base material, and having excellent arrest characteristics. It is necessary to exert. C also affects the development of the texture of the steel, and is one of the important elements for increasing the (211) plane X-ray intensity and achieving the desired brittle crack propagation stop property. In order to obtain the above effect, the C content is 0.040% or more. Further, from the viewpoint of producing a steel sheet at a lower cost by reducing the content of other alloying elements, the C content is preferably 0.045% or more, preferably 0.050% or more. Is more preferable. On the other hand, when the C content is high, the austenite is coarsened and transformed due to the large heat input welding, or MA is generated, so that the HAZ toughness is significantly lowered. From these viewpoints, the C content is 0.090% or less. Further, from the viewpoint of further suppressing the decrease in HAZ toughness and the viewpoint of suppressing the decrease in weldability, the C content is preferably 0.085% or less, and more preferably 0.080% or less.

Ｓｉ：０．０２％以上０．１０％以下、
Ｓｉは、脱酸などに必要な成分であり、また粗大な炭化物生成を抑制することで鋼の焼入れ性を増加させる作用を有する元素である。Ｓｉは、ベイナイト組織分率を高めて母材において所望の強度を達成し、集合組織を発達させ優れたアレスト特性を発揮するために必要であり、０．０２％以上で添加する。他の合金元素の含有量を少なくして、より低コストで鋼板を製造するという観点からは、Ｓｉ含有量は０．０３％以上とすることが好ましく、０．０４％以上とすることがより好ましい。一方で、Ｓｉ含有量が多いと大入熱溶接に起因してＭＡが生成することにより、ＨＡＺ靭性が大幅に低下する。そのため、高いＨＡＺ溶接性を確保するために、Ｓｉ含有量は０．１０％以下とする。ＨＡＺ靭性をより良好にする観点からは、Ｓｉ含有量を０．０９％以下とすることが好ましく、０．０８％以下とすることがより好ましい。Si: 0.02% or more and 0.10% or less,
Si is a component necessary for deoxidation and the like, and is an element having an action of increasing the hardenability of steel by suppressing the formation of coarse carbides. Si is required to increase the bainite structure fraction to achieve the desired strength in the base metal, develop the texture and exhibit excellent arrest properties, and is added at 0.02% or more. From the viewpoint of producing a steel sheet at a lower cost by reducing the content of other alloying elements, the Si content is preferably 0.03% or more, and more preferably 0.04% or more. preferable. On the other hand, if the Si content is high, MA is generated due to the large heat input welding, and the HAZ toughness is significantly lowered. Therefore, in order to ensure high HAZ weldability, the Si content is set to 0.10% or less. From the viewpoint of improving the HAZ toughness, the Si content is preferably 0.09% or less, and more preferably 0.08% or less.

Ｍｎ：１．６０％以上２．００％以下
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を増加させる作用を有する元素であり、ベイナイト組織分率を高めて母材において所望の強度を達成し、集合組織を発達させ優れたアレスト特性を発揮するために必要である。また、Ｍｎは、鋼の集合組織の発達にも影響し、（２１１）面Ｘ線強度を高めて所望の脆性亀裂伝播停止特性を達成するためにも、重要な元素の１つである。前記効果を得るためには、Ｍｎ含有量を１．６０％以上とする。また、他の合金元素の含有量を少なくして、より低コストで鋼板を製造するという観点からは、Ｍｎ含有量は１．６５％以上とすることが好ましく、１．７０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｍｎ含有量が多いと、ＨＡＺ靭性及び溶接性が低下することに加え、合金コストが過度に高くなってしまう。これらの観点から、Ｍｎ含有量は２．００％以下とする。また、靭性及び溶接性の低下を更に抑制する観点や、コストを更に抑制する観点からは、Ｍｎ含有量を１．９５％以下とすることが好ましく、１．９０％以下とすることがより好ましい。Mn: 1.60% or more and 2.00% or less Mn is an element having an action of increasing the hardenability of steel, and increases the bainite structure fraction to achieve the desired strength in the base metal and develop an aggregate structure. It is necessary to make it exhibit excellent arrest characteristics. Mn also affects the development of the texture of the steel, and is one of the important elements for increasing the (211) plane X-ray intensity and achieving the desired brittle crack propagation stop property. In order to obtain the above effect, the Mn content is 1.60% or more. Further, from the viewpoint of reducing the content of other alloying elements and producing a steel sheet at a lower cost, the Mn content is preferably 1.65% or more, and 1.70% or more. Is more preferable. On the other hand, if the Mn content is high, the HAZ toughness and weldability are lowered, and the alloy cost becomes excessively high. From these viewpoints, the Mn content is 2.00% or less. Further, from the viewpoint of further suppressing the deterioration of toughness and weldability and further suppressing the cost, the Mn content is preferably 1.95% or less, and more preferably 1.90% or less. ..

Ｐ：０．０１０％以下
Ｐは、粒界に偏析することによってＨＡＺ靱性を低下させるといった悪影響を及ぼす。そのため、できる限りＰ含有量を低くすることが望ましいが、０．０１０％以下であれば許容できる。一方、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよい。通常、Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってもよい。また、Ｐ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、Ｐ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。P: 0.010% or less P has an adverse effect such as lowering HAZ toughness by segregating at grain boundaries. Therefore, it is desirable to reduce the P content as much as possible, but 0.010% or less is acceptable. On the other hand, the lower limit of the P content is not particularly limited and may be 0%. Normally, P is an element that is inevitably contained in steel as an impurity, and therefore may be industrially more than 0%. Further, since excessive reduction of P causes an increase in refining cost, the P content is preferably 0.005% or more from the viewpoint of cost.

Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物系介在物として鋼中に存在し、ＨＡＺ靭性を低下させる、脆性破壊の発生起点となるといった悪影響を及ぼす。そのため、できる限りＳ含有量を低くすることが望ましいが、０．０１０％以下であれば許容できる。一方、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。通常、Ｓは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってもよい。また、Ｓ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、Ｓ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。S: 0.010% or less S exists in steel as a sulfide-based inclusion such as MnS, and has an adverse effect such as lowering HAZ toughness and becoming a starting point for brittle fracture. Therefore, it is desirable to reduce the S content as much as possible, but 0.010% or less is acceptable. On the other hand, the lower limit of the S content is not particularly limited and may be 0%. Normally, S is an element that is inevitably contained in steel as an impurity, and therefore may be industrially more than 0%. Further, since excessive reduction of S causes an increase in refining cost, it is preferable to set the S content to 0.005% or more from the viewpoint of cost.

Ａｌ：０．０１０％以上０．１００％以下
Ａｌは、鋼の焼入れ性を増加させる作用を有する元素であり、ベイナイト組織分率を高めて母材において所望の強度を達成し、集合組織を発達させ優れたアレスト特性を発揮するために必要である。これらの効果を得るためには、Ａｌ含有量を０．０１０％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、酸化物系介在物が増加して清浄度が低下し、ＨＡＺ靭性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。なお、Ａｌ含有量は０．０５０％以下とすることが好ましく、０．０４０％以下とすることがより好ましい。Al: 0.010% or more and 0.100% or less Al is an element having an action of increasing the hardenability of steel, and increases the bainite structure fraction to achieve the desired strength in the base metal and develop an aggregate structure. It is necessary to make it exhibit excellent arrest characteristics. In order to obtain these effects, the Al content is 0.010% or more. On the other hand, when the Al content exceeds 0.100%, oxide-based inclusions increase, the cleanliness decreases, and the HAZ toughness decreases. Therefore, the Al content is set to 0.100% or less. The Al content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.040% or less.

Ｎｂ：０．００５％以上０．１００％以下
Ｎｂは、鋼の焼入れ性を増加させる作用を有する元素であり、ベイナイト組織分率を高めて母材において所望の強度を達成し、優れたアレスト特性を発揮するために必要である。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０．００７％以上とすることが好ましく、０．００９％以上とすることがより好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えると、ＨＡＺにＭＡが生成し靭性を低下させる。そのため、Ｎｂ含有量の上限は、０．１００％以下とする。ＨＡＺ靭性向上の観点からは、０．０５０％以下とすることが好ましく、０．０４５％以下とすることがより好ましく、０．０４０％以下とすることがさらに好ましい。Nb: 0.005% or more and 0.100% or less Nb is an element having an action of increasing the hardenability of steel, increases the bainite structure fraction, achieves the desired strength in the base material, and has excellent arrest characteristics. It is necessary to exert. In order to obtain the above effect, the Nb content is set to 0.005% or more. The Nb content is preferably 0.007% or more, more preferably 0.009% or more. On the other hand, when the Nb content exceeds 0.100%, MA is generated in HAZ and the toughness is lowered. Therefore, the upper limit of the Nb content is 0.100% or less. From the viewpoint of improving HAZ toughness, it is preferably 0.050% or less, more preferably 0.045% or less, and even more preferably 0.040% or less.

Ｏ：０．０１００％以下
Ｏ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、０．００３０％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％であってもよい。通常、Ｏは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってよい。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０．０００５％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。O: 0.0100% or less O is an element contained as an unavoidable impurity, but since it is an element to be particularly reduced, its content is specified. O forms an oxide, becomes a starting point for brittle fracture, and has an adverse effect of lowering HAZ toughness. Therefore, the O content is limited to 0.0100% or less. The O content is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0030% or less. On the other hand, the lower limit of the O content is not particularly limited and may be 0%. Normally, O is an element that is inevitably contained in steel as an impurity, and therefore may be industrially more than 0%. Further, since excessive reduction of O causes an increase in refining cost, it is preferable that the O content is 0.0005% or more, and more preferably 0.0020% or more, from the viewpoint of cost. ..

Ｃｕ：１．００％以下
Ｃｕは、鋼の焼入れ性を増加させて鋼板（母材）の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。Ｃｕを添加する場合、前記効果を得るためにＣｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、靭性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量を１．００％以下とする。なお、Ｃｕ含有量は、０．０７５％以上がより好ましい一方で、０．５０％以下がより好ましい。Cu: 1.00% or less Cu is an element having an action of increasing the hardenability of steel and improving the strength of the steel sheet (base material), and can be arbitrarily added. When Cu is added, the Cu content is preferably 0.01% or more in order to obtain the above effect. On the other hand, if the Cu content exceeds 1.00%, the toughness deteriorates and the alloy cost increases. Therefore, when Cu is added, the Cu content is set to 1.00% or less. The Cu content is more preferably 0.075% or more, while more preferably 0.50% or less.

Ｎｉ：１．００％以下
Ｎｉは、Ｃｕと同様に鋼板（母材）の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。Ｎｉを添加する場合、前記効果を得るためにＮｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｉ含有量が１．００％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、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量を１．００％以下とする。なお、Ｎｉ含有量は、０．０７５％以上がより好ましい一方で、０．５０％以下がより好ましい。Ni: 1.00% or less Ni is an element having an action of improving the strength of a steel sheet (base material) like Cu, and can be arbitrarily added. When Ni is added, the Ni content is preferably 0.01% or more in order to obtain the above effect. On the other hand, if the Ni content exceeds 1.00%, the weldability is deteriorated and the alloy cost is increased. Therefore, when Ni is added, the Ni content is set to 1.00% or less. The Ni content is more preferably 0.075% or more, while more preferably 0.50% or less.

Ｃｒ：１．００％以下
Ｃｒは、Ｃｕと同様に鋼板（母材）の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。前記効果を得るためにＣｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ含有量を１．００％以下とする。なお、Ｃｒ含有量は、０．０５％以上がより好ましい一方で、０．７５％以下がより好ましく、０．５０％以下がさらに好ましい。Cr: 1.00% or less Cr is an element having an action of improving the strength of the steel sheet (base material) like Cu, and can be arbitrarily added. In order to obtain the above effect, the Cr content is preferably 0.01% or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 1.00%, the weldability is deteriorated and the alloy cost is increased. Therefore, when Cr is added, the Cr content is set to 1.00% or less. The Cr content is more preferably 0.05% or more, more preferably 0.75% or less, still more preferably 0.50% or less.

Ｍｏ：０．５０％以下
Ｍｏは、Ｃｕと同様に鋼板（母材）の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。前記効果を得るためにＭｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％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、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ含有量を０．５０％以下とする。なお、Ｍｏ含有量は、０．０５％以上がより好ましい一方で、０．２５％以下がより好ましい。Mo: 0.50% or less Mo is an element having an action of improving the strength of the steel sheet (base material) like Cu, and can be arbitrarily added. In order to obtain the above effect, the Mo content is preferably 0.01% or more. On the other hand, if the Mo content exceeds 0.50%, the weldability is deteriorated and the alloy cost is increased. Therefore, when Mo is added, the Mo content is set to 0.50% or less. The Mo content is more preferably 0.05% or more, while it is more preferably 0.25% or less.

Ｖ：０．５０％以下
Ｖは、Ｃｕと同様に鋼板（母材）の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。前記効果を得るためにＶ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｖ含有量が０．５０％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、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量を０．５０％以下とする。なお、Ｖ含有量は、０．０５％以上がより好ましい一方で、０．２５％以下がより好ましい。V: 0.50% or less V is an element having an action of improving the strength of the steel sheet (base material) like Cu, and can be arbitrarily added. In order to obtain the above effect, the V content is preferably 0.01% or more. On the other hand, if the V content exceeds 0.50%, the weldability is deteriorated and the alloy cost is increased. Therefore, when V is added, the V content is set to 0.50% or less. The V content is more preferably 0.05% or more, while it is more preferably 0.25% or less.

ＴｉおよびＮは、鋼の凝固時にＴｉＮとなって析出し、溶接熱影響部でのオーステナイトの粗粒化抑制や、フェライト変態核となって高靱性化に寄与する本発明で重要な働きをする元素であり、以下の範囲で含有させる。 Ti and N precipitate as TiN during solidification of steel, and play an important role in the present invention, which contributes to the suppression of coarse granulation of austenite in the weld heat-affected zone and the ferrite transformation nucleus, which contributes to high toughness. It is an element and is contained in the following range.

Ｔｉ／Ｎ：２．００以上４．００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４．００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、４．００とする。また、ＨＡＺ靭性向上の観点から、Ｔｉ／Ｎは３．９０以下とすることが好ましく、３．８０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。Ti / N: 2.00 or more and 4.00 or less When Ti / N is less than 2.00, the solid solution N that does not become TiN increases, and the HAZ toughness decreases. Therefore, Ti / N is set to 2.00 or more. Ti / N is preferably 2.10 or more, and more preferably 2.20 or more. Further, when Ti / N exceeds 4.00, TiN becomes coarse and HAZ toughness is lowered. Therefore, the upper limit of Ti / N is 4.00. Further, from the viewpoint of improving HAZ toughness, the Ti / N is preferably 3.90 or less, and more preferably 3.80 or less. In Ti / N, each element is the content (mass%) in the steel.

１６９≦５１５８×Ｔｉ＋２５５６３×Ｎ≦３６０・・・（１）
従来のＴｉＮを活用した大入熱溶接時の靭性向上技術では、大入熱溶接に溶接熱影響部が曝された際に、ＴｉＮが分解して該ＴｉＮの分散効果が消失したり、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ＨＡＺ部における鋼の地組織が脆化したりして、ＨＡＺ靱性が著しく低下するという問題を抱えていた。そこで、このＴｉＮの分解を抑制するために、（５１５８×Ｔｉ）＋（２５５６３×Ｎ）の値、すなわち（１）式の値を１６９以上とすることが肝要である。よりＨＡＺ靭性を向上させる観点からは、１６９超であることが好ましく、１７５以上であることがより好ましく、１８０以上とすることがさらに好ましい。
一方、上記（１）式の値が３６０超となるとＴｉＮが多量に生成し、却ってＨＡＺ靱性を低下させる。したがって、上記（１）式の値は３６０以下とする。より靭性を向上させる観点からは、３６０未満とすることが好ましく、３３０以下とすることがより好ましく、３００以下とすることがさらに好ましい。
上記（１）式の条件は、ＨＡＺ靭性を良好に確保する目的で、ＴｉＮ粒子の分布を制御するためのＴｉとＮとの含有量比について、本発明者らが鋭意検討の結果知見した回帰値に基づくものである。169 ≤ 5158 x Ti + 25563 x N ≤ 360 ... (1)
In the conventional technology for improving toughness during high heat input welding using TiN, when the weld heat affected zone is exposed to high heat input welding, TiN decomposes and the dispersion effect of TiN disappears, or TiN There is a problem that the ground structure of the steel in the HAZ portion becomes brittle due to the solid melt Ti and the solid melt N produced by the decomposition, and the HAZ toughness is remarkably lowered. Therefore, in order to suppress the decomposition of TiN, it is important that the value of (5158 × Ti) + (25563 × N), that is, the value of the equation (1) is 169 or more. From the viewpoint of further improving the HAZ toughness, it is preferably more than 169, more preferably 175 or more, and further preferably 180 or more.
On the other hand, when the value of the above equation (1) exceeds 360, a large amount of TiN is generated, which in turn lowers the HAZ toughness. Therefore, the value of the above equation (1) is 360 or less. From the viewpoint of further improving toughness, it is preferably less than 360, more preferably 330 or less, and even more preferably 300 or less.
The condition of the above equation (1) is a regression that the present inventors have found as a result of diligent studies on the content ratio of Ti and N for controlling the distribution of TiN particles for the purpose of ensuring good HAZ toughness. It is based on the value.

なお、本発明おいて、ＴｉおよびＮの含有量の範囲に関しては、上記の規定とおりであるが、上記の規定に従った上での、ＴｉおよびＮの各含有量の好適な範囲は具体的に以下のとおりになる。 In the present invention, the range of Ti and N contents is as specified above, but the preferable range of each Ti and N content is specific in accordance with the above provisions. It becomes as follows.

Ｔｉ：０．０１０％以上０．０３１％以下
Ｔｉは、鋼の凝固時にＴｉＮとなって析出し、溶接熱影響部でのオーステナイトの粗粒化抑制や、フェライト変態核となって高靱性化に寄与する本発明で重要な元素のひとつである。ＴｉＮを必要量確保するには、Ｔｉを０．０１０％含有させることが好ましい。Ｔｉ含有量は０．０１２％以上とすることがより好ましく、０．０１４％以上とすることがさらに好ましい。一方、Ｔｉを０．０３１％超えて添加すると、ＴｉＮが多量に生成し易い、または、ＴｉＮ粒子の粗大化が起こり期待する効果が得られ難くなくなり、却って溶接部の靱性を低下させ易い。そのため、Ｔｉ含有量の上限は、０．０３１％とすることが好ましい。また、靭性向上の観点から、Ｔｉ含有量を０．０２８％以下とすることがより好ましく、０．０２５％以下とすることがさらに好ましく、０．０２２％以下とすることが一層好ましい。Ti: 0.010% or more and 0.031% or less Ti precipitates as TiN during solidification of steel, suppresses coarse graining of austenite in the heat-affected zone of welding, and becomes ferrite transformation nuclei for high toughness. It is one of the important elements in the present invention that contributes. In order to secure the required amount of TiN, it is preferable to contain 0.010% of Ti. The Ti content is more preferably 0.012% or more, and further preferably 0.014% or more. On the other hand, when Ti is added in an amount of more than 0.031%, a large amount of TiN is likely to be generated, or the TiN particles are coarsened and it is difficult to obtain the expected effect, and on the contrary, the toughness of the welded portion is likely to be lowered. Therefore, the upper limit of the Ti content is preferably 0.031%. Further, from the viewpoint of improving toughness, the Ti content is more preferably 0.028% or less, further preferably 0.025% or less, and further preferably 0.022% or less.

Ｎ：０．００３８％以上０．０１００％以下
Ｎは、上述したＴｉＮの生成に必要な元素であり、ＴｉＮを必要量確保するには、Ｎを０．００３８％以上含有させることが好ましい。なお、Ｎ含有量は０．００４０％以上とすることがより好ましく、０．００４２％以上とすることがさらに好ましい。一方、Ｎを０．０１００％超えて添加すると、ＴｉＮが多量に生成し易く、却って溶接部の靱性を低下させ易い。そのため、Ｎ含有量の上限は、０．０１００％とすることが好ましい。靭性向上の観点から、Ｎ含有量を０．００９０％以下とすることがより好ましく、０．００８０％以下とすることがさらに好ましく、０．００７０％以下とすることが一層好ましい。N: 0.0038% or more and 0.0100% or less N is an element necessary for the formation of TiN described above, and in order to secure the required amount of TiN, it is preferable to contain N in an amount of 0.0038% or more. The N content is more preferably 0.0040% or more, and further preferably 0.0042% or more. On the other hand, when N is added in an amount of more than 0.0100%, a large amount of TiN is likely to be generated, and on the contrary, the toughness of the welded portion is likely to be lowered. Therefore, the upper limit of the N content is preferably 0.0100%. From the viewpoint of improving toughness, the N content is more preferably 0.0090% or less, further preferably 0.0080% or less, and even more preferably 0.0070% or less.

０．４００≦Ｃｅｑ≦０．５００
鋼板における焼入性を向上し、ベイナイト組織分率および所定の集合組織の発達程度を高めて、優れた強度およびアレスト特性を実現するために、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｖ＋Ｍｏ＋Ｃｒ）／５の（２）式で定義される炭素当量を０．４００以上とすることが肝要である。上記の効果を得るためには、Ｃｅｑは０．４１０以上であることが好ましく、０．４２０以上であることがより好ましく、０．４３０以上であることがさらに好ましい。
一方、Ｃｅｑが０．５００を超えると、大入熱溶接時に生じるＨＡＺにＭＡ生成が生じ、ＨＡＺ靭性が低下する。そのため、Ｃｅｑは０．５００以下とする。また、コストの観点からは、Ｃｅｑを０．４９０以下とすることが好ましく、０．４８０以下とすることがより好ましい。0.400 ≤ Ceq ≤ 0.500
Ceq = C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 15+ (V + Mo + Cr) to improve hardenability in steel sheets, increase the bainite structure fraction and the degree of development of a given texture, and achieve excellent strength and arrest properties. It is important that the carbon equivalent defined by the equation (2) of / 5 is 0.400 or more. In order to obtain the above effects, Ceq is preferably 0.410 or more, more preferably 0.420 or more, and even more preferably 0.430 or more.
On the other hand, when Ceq exceeds 0.500, MA formation occurs in HAZ generated during high heat input welding, and HAZ toughness decreases. Therefore, Ceq is set to 0.500 or less. From the viewpoint of cost, Ceq is preferably 0.490 or less, and more preferably 0.480 or less.

本発明の鋼板における基本的な成分組成は、以上に説明した含有量の各元素を含み、残部がＦｅおよび他の不可避的不純物である。この基本成分組成は、更なる特性の向上、特には強度または母材靭性およびＨＡＺ靭性の向上を目的として、任意に、Ｗ：０．５０％以下、Ｃｏ：０．５０％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０２００％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を更に含有することができる。 The basic composition of the steel sheet of the present invention contains each element having the contents described above, and the balance is Fe and other unavoidable impurities. This basic component composition optionally has W: 0.50% or less, Co: 0.50% or less, B: 0 for the purpose of further improving the properties, particularly the strength or the base metal toughness and the HAZ toughness. It can further contain one or more selected from 0.0100% or less, Ca: 0.0100% or less, Mg: 0.0100% or less, and REM: 0.0200% or less.

Ｗ：０．５０％以下
Ｗは、Ｃｕと同様に鋼板（母材）の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。前記効果を得るために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０．５０％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を添加する場合、Ｗ含有量を０．５０％以下とする。なお、Ｗ含有量は、０．０５％以上がより好ましい一方で、０．２５％以下がより好ましい。W: 0.50% or less W is an element having an action of improving the strength of the steel sheet (base material) like Cu, and can be arbitrarily added. In order to obtain the above effect, the W content is preferably 0.01% or more. On the other hand, if the W content exceeds 0.50%, the weldability is deteriorated and the alloy cost is increased. Therefore, when W is added, the W content is set to 0.50% or less. The W content is more preferably 0.05% or more, while it is more preferably 0.25% or less.

Ｃｏ：０．５０％以下
Ｃｏは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。前記効果を得るために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０．５０％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を添加する場合、Ｃｏ含有量を０．５０％以下とする。なお、Ｃｏ含有量は、０．０５％以上がより好ましい一方で、０．２５％以下がより好ましい。Co: 0.50% or less Co is an element having an action of improving the strength of the steel sheet like Cu, and can be arbitrarily added. In order to obtain the above effect, the Co content is preferably 0.01% or more. On the other hand, if the Co content exceeds 0.50%, the weldability is deteriorated and the alloy cost is increased. Therefore, when Co is added, the Co content is set to 0.50% or less. The Co content is more preferably 0.05% or more, while it is more preferably 0.25% or less.

Ｂ：０．０１００％以下
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、成長を抑制するとともに、Ｎと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を添加する場合、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、粗大なＦｅ－Ｂ系の炭化物が生成し易い。かかる粗大なＦｅ－Ｂ系の炭化物は、破壊の起点となって母材およびＨＡＺの靭性が著しく低下する。
そのため、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量を０．０１００％以下とする。また、Ｂ含有量は、０．００５０％以下とすることがより好ましく、０．００３０％以下とすることがより好ましく、０．００１２％以下とすることがより好ましく、０．００１０％以下とすることがさらに好ましい。更に、高合金化を回避してコストを抑制する観点からも、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量の上限を上記のとおりとすることが好ましい。B: 0.0100% or less B is an element having an effect of significantly improving hardenability even when added in a small amount. Therefore, the strength of the steel plate (base material) can be improved. In addition, by contributing to the improvement of hardenability in HAZ, the formation and growth of a coarse ferrite structure is suppressed, and by forming a precipitate with N, it acts as a transformation nucleus and contributes to the miniaturization of the structure. HAZ toughness can also be improved. When B is added in order to obtain the above effect, the B content is preferably 0.0001% or more. On the other hand, when the B content exceeds 0.0100%, coarse Fe-B-based carbides are likely to be produced. Such coarse Fe-B-based carbides serve as a starting point of fracture, and the toughness of the base metal and HAZ is significantly reduced.
Therefore, when B is added, the B content is 0.0100% or less. The B content is more preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0030% or less, more preferably 0.0012% or less, and more preferably 0.0010% or less. Is even more preferable. Further, from the viewpoint of avoiding high alloying and suppressing the cost, when B is added, it is preferable that the upper limit of the B content is as described above.

Ｃａ：０．０１００％以下
Ｃａは、Ｓと結合し、圧延方向に長く伸びるＭｎＳ等の形成を抑制する作用を有する元素である。したがって、Ｃａを添加することにより、硫化物系介在物が球状を呈するように形態制御し、溶接継手等の靭性を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｃａを添加する場合、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、鋼の清浄度が低下し、ＨＡＺ靭性が低下する。そのため、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．０１００％以下とする。また、Ｃａ含有量は、０．００７５％以下とすることがより好ましく、０．００５０％以下とすることがさらに好ましい。Ca: 0.0100% or less Ca is an element that binds to S and has an effect of suppressing the formation of MnS or the like that extends long in the rolling direction. Therefore, by adding Ca, the morphology of the sulfide-based inclusions can be controlled so as to have a spherical shape, and the toughness of the welded joint or the like can be improved. When Ca is added in order to obtain the above effect, the Ca content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0020% or more. On the other hand, when the Ca content exceeds 0.0100%, the cleanliness of the steel is lowered and the HAZ toughness is lowered. Therefore, when Ca is added, the Ca content is set to 0.0100% or less. Further, the Ca content is more preferably 0.0075% or less, and further preferably 0.0050% or less.

Ｍｇ：０．０１００％以下
Ｍｇは、Ｃａと同様、Ｓと結合し、圧延方向に長く伸びるＭｎＳ等の形成を抑制する作用を有する元素である。したがって、Ｍｇを添加することにより、硫化物系介在物が球状を呈するように形態制御し、溶接継手等の靭性を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｍｇを添加する場合、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、鋼の清浄度が低下し、ＨＡＺ靭性が低下する。そのため、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ含有量を０．０１００％以下とする。また、Ｍｇ含有量は、０．００７５％以下とすることがより好ましく、０．００５０％以下とすることがさらに好ましい。Mg: 0.0100% or less Mg, like Ca, is an element that binds to S and suppresses the formation of MnS and the like that extend long in the rolling direction. Therefore, by adding Mg, the morphology of the sulfide-based inclusions can be controlled so as to have a spherical shape, and the toughness of the welded joint or the like can be improved. When Mg is added in order to obtain the above effect, the Mg content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0020% or more. On the other hand, when the Mg content exceeds 0.0100%, the cleanliness of the steel is lowered and the HAZ toughness is lowered. Therefore, when Mg is added, the Mg content is set to 0.0100% or less. The Mg content is more preferably 0.0075% or less, and even more preferably 0.0050% or less.

ＲＥＭ：０．０２００％以下
ＲＥＭ（希土類金属）は、ＣａやＭｇと同様、Ｓと結合し、圧延方向に長く伸びるＭｎＳ等の形成を抑制する作用を有する元素である。したがって、ＲＥＭを添加することにより、硫化物系介在物が球状を呈するように形態制御し、溶接継手等の靭性を向上させることができる。前記効果を得るために、ＲＥＭを添加する場合、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、鋼の清浄度が低下し、ＨＡＺ靭性が低下する。そのため、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．０２００％以下とする。また、ＲＥＭ含有量は、０．０１００％以下とすることがより好ましく、０．００８０％以下とすることがさらに好ましく、０．００５０％以下とすることが一層好ましい。
なお、ＲＥＭは、ランタノイドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素の総称であり、これらの元素のうちの１種または２種以上を含有させることができる。また、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。REM: 0.0200% or less REM (rare earth metal) is an element that binds to S and suppresses the formation of MnS and the like that extend long in the rolling direction, like Ca and Mg. Therefore, by adding REM, the morphology of the sulfide-based inclusions can be controlled so as to have a spherical shape, and the toughness of the welded joint or the like can be improved. When REM is added in order to obtain the above effect, the REM content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0015% or more. On the other hand, when the REM content exceeds 0.0200%, the cleanliness of the steel is lowered and the HAZ toughness is lowered. Therefore, when REM is added, the REM content is set to 0.0200% or less. The REM content is more preferably 0.0100% or less, further preferably 0.0080% or less, and even more preferably 0.0050% or less.
REM is a general term for 17 elements including 15 elements of lanthanoids combined with Y and Sc, and one or more of these elements can be contained. Further, the content of REM means the total content of these elements.

［組織］
次いで、本発明の鋼板における組織について説明する。
鋼板表面から深さ１ｍｍの位置において、平均粒径：２０ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉＮ粒子の個数密度：５．０×１０^８個／ｃｍ^２以上
ＴｉＮは鋼の凝固時に析出し、溶接熱影響部でのオーステナイトの粗粒化抑制、および、フェライト変態核となって高靱性化に寄与する本発明で重要な働きをする析出物である。鋼板表面から深さ１ｍｍの位置において所定密度以上で析出させるＴｉＮ粒子の平均粒径が２０ｎｍ未満では、溶接時にＴｉＮが分解してその分散効果が消失したり、かかる分解によって生成した固溶Ｔｉおよび固溶ＮによってＨＡＺ部における鋼の地組織が脆化したりして、ＨＡＺの靱性が著しく低下する。そのため、ＴｉＮ粒子の平均粒径を２０ｎｍ以上とする。ＴｉＮ粒子の平均粒径は、ＨＡＺ靭性向上効果の観点から、２５ｎｍ以上とするのが好ましく、３０ｎｍ以上とするのがさらに好ましい。また、ＴｉＮ粒子の平均粒径が５０ｎｍを超えると、オーステナイトの粗粒化抑制効果が低下し、ＨＡＺの靭性が低下する。そのため、ＴｉＮ粒子の平均粒径を５０ｎｍ以下とする。ＴｉＮ粒子の平均粒径は、ＨＡＺ靭性向上の観点から４５ｎｍ以下とするのが好ましく、４０ｎｍ以下とするのがさらに好ましい。[Organization]
Next, the structure of the steel sheet of the present invention will be described.
At a depth of 1 mm from the surface of the steel sheet, the average particle size: the number of TiN particles of 20 nm or more and 50 nm or less Density: 5.0 × 10 ⁸ pieces / cm ² or more TiN precipitates during solidification of steel and is present at the weld heat affected zone. It is a precipitate that plays an important role in the present invention, which contributes to the suppression of coarse graining of austenite and the increase in toughness as a ferrite transformation nucleus. If the average particle size of TiN particles deposited at a depth of 1 mm from the surface of the steel sheet at a depth of 1 mm or more is less than 20 nm, TiN decomposes during welding and its dispersion effect disappears, or the solid solution Ti and solid solution Ti produced by such decomposition Due to the solid solution N, the ground structure of the steel in the HAZ portion becomes brittle, and the toughness of the HAZ is significantly reduced. Therefore, the average particle size of TiN particles is set to 20 nm or more. The average particle size of the TiN particles is preferably 25 nm or more, and more preferably 30 nm or more, from the viewpoint of the effect of improving HAZ toughness. Further, when the average particle size of the TiN particles exceeds 50 nm, the effect of suppressing coarse graining of austenite is lowered, and the toughness of HAZ is lowered. Therefore, the average particle size of TiN particles is set to 50 nm or less. The average particle size of the TiN particles is preferably 45 nm or less, and more preferably 40 nm or less, from the viewpoint of improving the HAZ toughness.

また、溶接熱影響部でのオーステナイトの粗粒化抑制や、フェライト変態核となって高靱性化の効果を得るためには、上記平均粒径を有するＴｉＮを多量に分散させることが重要である。そのため、鋼板表面から深さ１ｍｍの位置において析出するＴｉＮ粒子の個数密度を５．０×１０^８個／ｃｍ^２以上とする。ＴｉＮ粒子の個数密度は、ＨＡＺ靭性向上効果の観点から、８．０×１０^８個／ｃｍ^２以上とするのが好ましく、１．０×１０^９個／ｃｍ^２以上とするのがさらに好ましい。一方、ＴｉＮ粒子の個数密度の上限は特に限定されないが、本発明で規定するＴｉおよびＮの含有量の関係を満たす観点、および、ＴｉＮ粒子の個数密度が高まりすぎるとＴｉＮ粒子の平均粒径が細かくなりすぎる傾向がある観点から、実質的には１．０×１０^１０個／ｃｍ^２以下である。
ここで、鋼板母材における脆性亀裂伝播停止特性およびＨＡＺ部における靭性は、特に鋼板の表裏面において課題となり易く、したがって、鋼板の表裏面におけるこれらの特性を向上させることが望ましい。この観点から、本発明では、鋼板表面に近い、深さ１ｍｍの位置において析出するＴｉＮ粒子の平均粒径および個数密度を規定する。In addition, it is important to disperse a large amount of TiN having the above average particle size in order to suppress the coarsening of austenite in the weld heat-affected zone and to obtain the effect of increasing toughness by forming a ferrite transformation nucleus. .. Therefore, the number density of TiN particles deposited at a depth of 1 mm from the surface of the steel sheet is set to 5.0 × 10 ⁸ particles / cm ² or more. From the viewpoint of the effect of improving HAZ toughness, the number density of TiN particles is preferably 8.0 × 10 ⁸ particles / cm ² or more, and more preferably 1.0 × 10 ⁹ particles / cm ² or more. On the other hand, the upper limit of the number density of TiN particles is not particularly limited, but from the viewpoint of satisfying the relationship between the Ti and N contents specified in the present invention, and when the number density of TiN particles becomes too high, the average particle size of TiN particles becomes large. From the viewpoint that it tends to be too fine, it is practically 1.0 × 10 ¹⁰ pieces / cm ² or less.
Here, the brittle crack propagation stop property in the steel sheet base material and the toughness in the HAZ portion are likely to be problems especially on the front and back surfaces of the steel sheet, and therefore it is desirable to improve these properties on the front and back surfaces of the steel sheet. From this point of view, the present invention defines the average particle size and the number density of TiN particles precipitated at a depth of 1 mm near the surface of the steel sheet.

なお、本発明において、ＴｉＮ粒子とは、ＴｉおよびＮをそれぞれ１０％以上含む析出物を指すものとする。また、上述したＴｉＮ粒子の平均粒径および個数密度は、鋼板表面から深さ１ｍｍの位置が観察面となるようにサンプルを採取し、顕微鏡により観察される任意に選択される１０μｍ×１０μｍの範囲において、ＴｉＮ粒子の面積円相当径と数とを特定し、これらより算出することができる。 In the present invention, the TiN particles refer to precipitates containing 10% or more of Ti and N, respectively. The average particle size and number density of the TiN particles described above are in the range of 10 μm × 10 μm, which is arbitrarily selected and observed by a microscope when a sample is taken so that the observation surface is located at a depth of 1 mm from the surface of the steel sheet. In, the diameter corresponding to the area circle and the number of TiN particles can be specified and calculated from these.

板厚の１／２の深さにおける（２１１）面Ｘ線強度比：１．６０以上
本発明の鋼板では、板厚方向に貫通しながら圧延方向に直角な方向（板幅方向）を伝播する亀裂に対する脆性亀裂伝播停止特性を向上させるために、板厚の１／２の深さ、すなわち板厚ｔの中央である１／２ｔに位置する、鋼板表面（板面）に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比を１．６０以上に限定する。上記１／２ｔにおいて上記板面と平行な圧延面に（２１１）面を発達させた集合組織にすれば、亀裂の優先伝播の方向である（００１）面が板幅方向に対して角度を有し、脆性亀裂が伝播する径路をジグザグにして伝播エネルギーを吸収できるため、脆性亀裂伝播停止特性の向上に有効である。上記の観点から、１／２ｔにおける（２１１）面Ｘ線強度比は１．８０以上であることが好ましく、２．００以上であることがより好ましい。
一方、１／２ｔにおける（２１１）面Ｘ線強度比の上限に制限はないが、（２１１）面Ｘ線強度比を高めるためには制御圧延における未再結晶領域での圧下率／パスを高めることが有効であるところ、（２１１）面Ｘ線強度比を過度に高めるべく上記圧下率／パスを過度に高めると圧延機への負荷が高くなりすぎるため、３．００以下とするのが好ましい。(211) Surface X-ray intensity ratio at a depth of 1/2 of the plate thickness: 1.60 or more In the steel plate of the present invention, it propagates in the direction perpendicular to the rolling direction (plate width direction) while penetrating in the plate thickness direction. Brittleness to cracks In order to improve the crack propagation stop characteristic, in a plane parallel to the steel plate surface (plate surface) located at a depth of 1/2 of the plate thickness, that is, 1 / 2t which is the center of the plate thickness t ( 211) The surface X-ray intensity ratio is limited to 1.60 or more. If the (211) plane is developed on the rolled surface parallel to the plate surface at the above 1 / 2t, the (001) surface, which is the direction of preferential propagation of cracks, has an angle with respect to the plate width direction. However, since the propagation energy can be absorbed by making the path through which the brittle crack propagates in a zigzag, it is effective in improving the brittle crack propagation stop characteristic. From the above viewpoint, the (211) plane X-ray intensity ratio at 1 / 2t is preferably 1.80 or more, and more preferably 2.00 or more.
On the other hand, there is no limit to the upper limit of the (211) plane X-ray intensity ratio at 1 / 2t, but in order to increase the (211) plane X-ray intensity ratio, the rolling reduction / path in the unrecrystallized region in controlled rolling is increased. However, if the rolling reduction ratio / path is excessively increased in order to excessively increase the (211) plane X-ray intensity ratio, the load on the rolling mill becomes too high, so the value is preferably 3.00 or less. ..

ここで、（２１１）面Ｘ線強度比とは、対象材（鋼板）の（２１１）結晶面の集積度を表す数値であり、対象材の（２１１）反射のＸ線回折強度（Ｉ_{（２１１）}）と、集合組織のないランダムな標準試料の（２１１）反射のＸ線回折強度（Ｉ_{０（２１１）}）との比（Ｉ_{（２１１）}／Ｉ_{０（２１１）}）として算出される。Here, the (211) plane X-ray intensity ratio is a numerical value representing the degree of integration of the (211) crystal plane of the target material (steel plate), and the (211) reflection X-ray diffraction intensity (I ₍ 211)) of the target material. ₎ ) Is calculated as the ratio (I ₍₂₁₁₎ / I _{0 (211)} ) of the X-ray diffraction intensity (I _{0 (211)} ) of the (211) reflection of a random standard sample without texture.

ベイナイトの体積率：８０％以上
鋼板表面と平行な圧延面における（２１１）面は、圧延時に加工されたオーステナイト組織がフェライトおよび／またはベイナイト組織に変態することにより発達する。しかしながら、フェライト－セメンタイト組織に変態した場合は、微細組織の形成機構の違いにより、（２１１）面が揃った集合組織に発達し難い。また、主にフェライト組織に変態した場合は、コンテナ船等の大型構造物として耐え得る程度の強度を確保し難い。したがって、変態後の微細組織をベイナイト組織主体とすることが、（２１１）面Ｘ線強度比を高めるために有効である。この観点から、本発明の鋼板では、ベイナイトの体積率を８０％以上と規定とし、板厚の１／２の深さである板厚中心部１／２ｔにおけるベイナイトの体積率を８０％以上とすることが好ましい。かかるベイナイトの体積率は、９０％以上であることが好ましく、勿論１００％であっても構わない。ベイナイトの体積率を上記の範囲とすることにより、（２１１）面Ｘ線強度比を高め、鋼板母材の脆性亀裂伝播停止特性を向上させることができる。
また、ベイナイトの体積率が上記の範囲を満たす限り、残りの微細組織には、フェライト、パーライト等の鋼板に通常存在するベイナイト以外の組織が存在していてもよい。Bainite volume ratio: 80% or more The (211) plane on the rolled surface parallel to the steel sheet surface develops when the austenite structure processed during rolling is transformed into a ferrite and / or bainite structure. However, when transformed into a ferrite-cementite structure, it is difficult to develop an aggregate structure in which the (211) planes are aligned due to the difference in the formation mechanism of the fine structure. Further, when the structure is mainly transformed into a ferrite structure, it is difficult to secure sufficient strength to withstand a large structure such as a container ship. Therefore, it is effective to make the microstructure after transformation mainly the bainite structure in order to increase the (211) plane X-ray intensity ratio. From this point of view, in the steel sheet of the present invention, the volume fraction of bainite is defined as 80% or more, and the volume fraction of bainite at the center 1 / 2t of the plate thickness, which is 1/2 the depth of the plate thickness, is 80% or more. It is preferable to do so. The volume fraction of such bainite is preferably 90% or more, and of course, it may be 100%. By setting the volume fraction of bainite in the above range, the (211) plane X-ray intensity ratio can be increased and the brittle crack propagation stop property of the steel sheet base material can be improved.
Further, as long as the volume ratio of bainite satisfies the above range, a structure other than bainite normally present in steel sheets such as ferrite and pearlite may be present in the remaining fine structure.

大入熱溶接にて作製された継手の特性は主に上述の要件に従うことによって達成されるが、例えば、コンテナ船のハッチサイドコーミング部として使用する場合の鋼板の好ましい板厚および強度は以下のとおりである。 The characteristics of joints made by high heat input welding are mainly achieved by following the above requirements, for example, the preferred thickness and strength of steel sheets when used as a hatchside combing section of a container ship are as follows: That's right.

［板厚］
本発明の鋼板の板厚は特に限定されないが、例えば、コンテナ船におけるハッチサイドコーミング部に適用される場合、５０ｍｍ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。一方、板厚は、１００ｍｍ以下であることが好ましく、８０ｍｍ以下であることがより好ましい。鋼板の板厚が上記下限を下回ると、例えば、コンテナ船におけるハッチカバー上部にまで貨物を積載することが困難となる。一方、鋼板の板厚が上記上限を上回ると、所望の強度を出すことが困難となる。[Plate thickness]
The thickness of the steel plate of the present invention is not particularly limited, but is preferably 50 mm or more, more preferably 65 mm or more, for example, when applied to a hatchside combing portion in a container ship. On the other hand, the plate thickness is preferably 100 mm or less, more preferably 80 mm or less. If the thickness of the steel plate is less than the above lower limit, it becomes difficult to load the cargo up to the upper part of the hatch cover in a container ship, for example. On the other hand, if the thickness of the steel sheet exceeds the above upper limit, it becomes difficult to obtain the desired strength.

［強度］
本発明の鋼板（母材）の強度は特に限定されないが、例えば、コンテナ船におけるハッチサイドコーミング部に適用する場合、板厚の１／２の深さ（板厚１／２ｔ位置）の降伏強度が３９０ＭＰa以上の鋼板を適用することが好ましく、より好ましくは４３０ＭＰa以上、さらに好ましくは４６０ＭＰa以上である。[Strength]
The strength of the steel plate (base material) of the present invention is not particularly limited, but for example, when applied to a hatchside combing portion in a container ship, the yield strength is ½ of the plate thickness (plate thickness 1 / 2t position). It is preferable to apply a steel sheet having a value of 390 MPa or more, more preferably 430 MPa or more, still more preferably 460 MPa or more.

（鋼板の製造方法）
本発明の製造方法は、所定の成分組成を有する溶鋼を用いて、所定の条件にて、鋳造、加熱、熱間圧延、および冷却を行って、鋼板を得る。ここで、本発明の製造方法は、とりわけ、溶製工程における溶鋼の成分組成；鋳造工程における鋼素材の平均冷却速度；加熱工程における鋼素材の加熱温度；熱間圧延工程における圧延開始温度、未再結晶領域における１パスあたりの圧下率および累計圧下率、並びに圧延終了温度；冷却工程における冷却開始温度および平均冷却速度；を規定することが肝要である。本発明の製造方法に従えば、上述した本発明の鋼板を良好に得ることができる。(Manufacturing method of steel plate)
In the production method of the present invention, a steel sheet is obtained by casting, heating, hot rolling, and cooling under predetermined conditions using molten steel having a predetermined composition. Here, the manufacturing method of the present invention is, in particular, the composition of the molten steel in the melting process; the average cooling rate of the steel material in the casting process; the heating temperature of the steel material in the heating process; the rolling start temperature in the hot rolling process, not yet. It is important to specify the rolling reduction rate and cumulative rolling rate per pass in the recrystallized region, and the rolling end temperature; the cooling start temperature and the average cooling rate in the cooling process. According to the production method of the present invention, the above-mentioned steel sheet of the present invention can be obtained satisfactorily.

［溶製工程］
溶製工程では、得られる溶鋼の成分組成を制御する。溶鋼の成分組成は、鋼板について前述した各元素量、Ｔｉ／Ｎ、（１）式およびＣｅｑと同一の範囲である。通常、Ｏは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、過度に含有量を下げすぎると精錬コストが高くなるため、鋼および鋼素材におけるＯ量の下限値を０．０００５％とすることが好ましい。[Melting process]
In the melting process, the composition of the obtained molten steel is controlled. The composition of the molten steel is in the same range as the above-mentioned elemental weights, Ti / N, formula (1) and Ceq for the steel sheet. Normally, O is an element that is inevitably contained in steel as an impurity, and if the content is excessively lowered, the refining cost increases. Therefore, the lower limit of the amount of O in steel and steel materials is 0.0005%. It is preferable to do so.

［鋳造工程］
溶鋼からスラブ状の鋼素材を得る際の鋳造条件に関し、スラブの所定位置における平均冷却速度を、以下の条件のとおり規定する。
すなわち、鋳造時のスラブ表面から深さ１ｍｍの位置における平均冷却速度を１００℃／ｍｉｎ以上５００℃／ｍｉｎ以下とすることが肝要であり、ＴｉＮが析出する１４００～１２５０℃の温度域における平均冷却速度を１００℃／ｍｉｎ以上５００℃／ｍｉｎ以下とすることが好ましい。平均冷却速度が１００℃／ｍｉｎ未満になると、製品鋼板における母材（鋼板）のＴｉＮのサイズが粗大化し、ＴｉＮ粒子の平均粒径を所定以下に制御することができない。また、ＴｉＮ粒子のサイズが粗大化すると、母材（鋼板）におけるＴｉＮの析出密度が低下して、ＴｉＮ粒子の個数密度を所定以上に制御することができない。その結果、大入熱した際のＨＡＺにおけるオーステナイト組織が粗大化し、ＨＡＺの靭性が低下する。したがって、鋳造時の平均冷却速度を１００℃／ｍｉｎ以上とし、１５０℃／ｍｉｎ以上とするのが好ましく、２００℃／ｍｉｎ以上とするのがより好ましい。
一方、平均冷却速度が５００℃／ｍｉｎを超えると、ＴｉＮの析出密度は増加するものの、ＴｉＮ粒子のサイズが過度に微細化してしまい、ＴｉＮ粒子の平均粒径を所定以上に制御することができない。その結果、大入熱溶接時にＴｉＮが溶解してオーステナイト粒が粗大化するため、ＨＡＺの靭性が劣化する。また、鋼素材（スラブ）の表面に割れが発生するため、割れを取り除くためのコストおよび鋼素材の歩留まりが低下するおそれがある。したがって、鋳造時の平均冷却速度を５００℃／ｍｉｎ以下とし、４００℃／ｍｉｎ以下とするのが好ましく、３００℃／ｍｉｎ以下とするのがより好ましい。[Casting process]
Regarding the casting conditions for obtaining a slab-shaped steel material from molten steel, the average cooling rate at a predetermined position of the slab is specified as follows.
That is, it is important that the average cooling rate at a depth of 1 mm from the surface of the slab during casting is 100 ° C./min or more and 500 ° C./min or less, and the average cooling in the temperature range of 1400 to 1250 ° C. where TiN is deposited is important. The speed is preferably 100 ° C./min or more and 500 ° C./min or less. When the average cooling rate is less than 100 ° C./min, the size of TiN of the base material (steel plate) in the product steel sheet becomes coarse, and the average particle size of the TiN particles cannot be controlled to a predetermined value or less. Further, when the size of the TiN particles becomes coarse, the precipitation density of TiN in the base material (steel plate) decreases, and the number density of the TiN particles cannot be controlled to be more than a predetermined value. As a result, the austenite structure in HAZ when a large amount of heat is applied becomes coarse, and the toughness of HAZ decreases. Therefore, the average cooling rate during casting is preferably 100 ° C./min or higher, preferably 150 ° C./min or higher, and more preferably 200 ° C./min or higher.
On the other hand, when the average cooling rate exceeds 500 ° C./min, the precipitation density of TiN increases, but the size of the TiN particles becomes excessively fine, and the average particle size of the TiN particles cannot be controlled more than a predetermined value. .. As a result, the toughness of HAZ deteriorates because TiN is melted and the austenite grains are coarsened during the large heat input welding. In addition, since cracks occur on the surface of the steel material (slab), the cost for removing the cracks and the yield of the steel material may decrease. Therefore, the average cooling rate during casting is preferably 500 ° C./min or less, preferably 400 ° C./min or less, and more preferably 300 ° C./min or less.

また、鋳造速度が０．３ｍ／ｍｉｎ未満になると、製品鋼板における母材（鋼板）のＴｉＮ粒子のサイズが粗大化してしまう場合がある。ＴｉＮ粒子のサイズが粗大化すると、母材（鋼板）におけるＴｉＮの析出密度が低下して、大入熱ＨＡＺにおけるオーステナイト組織が粗大化し、ＨＡＺ靭性が低下するおそれがある。したがって、スラブ鋳造時の鋳造速度を０．３ｍ／ｍｉｎ以上とするのが好ましい。一方、鋳造速度の上限は特に制限されないが、鋳造速度が２．５ｍ／ｍｉｎを超えると、ＴｉＮの析出密度は増加するものの、ＴｉＮ粒子のサイズが微細化してしまい、大入熱溶接時にＴｉＮが溶解してオーステナイト粒が粗大化する場合があり、ＨＡＺ靭性が劣化するおそれがある。したがって、スラブ鋳造時の鋳造速度を２．５ｍ／ｍｉｎ以下とするのが好ましい。 Further, when the casting speed is less than 0.3 m / min, the size of TiN particles of the base material (steel plate) in the product steel plate may become coarse. When the size of the TiN particles becomes coarse, the precipitation density of TiN in the base material (steel plate) decreases, the austenite structure in the large heat input HAZ becomes coarse, and the HAZ toughness may decrease. Therefore, it is preferable that the casting speed at the time of slab casting is 0.3 m / min or more. On the other hand, the upper limit of the casting speed is not particularly limited, but when the casting speed exceeds 2.5 m / min, the precipitation density of TiN increases, but the size of the TiN particles becomes finer, and TiN is generated during high heat input welding. The austenite particles may be melted and coarsened, which may deteriorate the HAZ toughness. Therefore, it is preferable that the casting speed at the time of slab casting is 2.5 m / min or less.

以下に記載する製造工程における温度は、別段の記載がない限り、各鋼材の板厚中心部（１／２ｔ）における温度とする。 Unless otherwise specified, the temperature in the manufacturing process described below is the temperature at the center of the plate thickness (1 / 2t) of each steel material.

［加熱工程］
鋼素材の加熱温度：９５０℃以上１２５０℃以下
鋼素材の加熱温度は９５０℃以上１２５０℃以下である必要がある。加熱温度が９５０℃未満では、加熱温度が低すぎてオーステナイトへの逆変態が十分に完了しない。オーステナイトへの逆変態が完了していない熱延板を用いて鋼板を製造しても、集合組織が十分に発達せずにベイナイト組織が十分に得られないため、所望の脆性亀裂伝播停止特性が得られない。また、母材強度が低下するとともに、変形抵抗が高くなり、熱間圧延機への負荷が増大するので、後に続く熱間圧延が困難になる。一方、加熱温度が１２５０℃を超える高温では、オーステナイト粒が粗大化して、集合組織が十分に発達せずにベイナイト組織が十分に得られないため、所望の脆性亀裂伝播停止特性が得られない。また、母材強度が低下するとともに、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ため、加熱温度を１２５０℃以下とする。なお、加熱温度は、１０００℃以上が好ましい一方で、１１５０℃以下が好ましい。[Heating process]
Heating temperature of steel material: 950 ° C or higher and 1250 ° C or lower The heating temperature of steel material must be 950 ° C or higher and 1250 ° C or lower. If the heating temperature is less than 950 ° C., the heating temperature is too low to sufficiently complete the reverse transformation to austenite. Even if a steel sheet is manufactured using a hot-rolled sheet in which the reverse transformation to austenite has not been completed, the desired brittle crack propagation stop property is obtained because the texture is not sufficiently developed and the bainite structure is not sufficiently obtained. I can't get it. In addition, the strength of the base metal decreases, the deformation resistance increases, and the load on the hot rolling mill increases, which makes subsequent hot rolling difficult. On the other hand, at a high temperature of more than 1250 ° C., the austenite grains are coarsened and the texture is not sufficiently developed and the bainite structure is not sufficiently obtained, so that the desired brittle crack propagation stopping property cannot be obtained. Further, the heating temperature is set to 1250 ° C. or lower because the strength of the base metal decreases, the oxidation becomes remarkable, the oxidation loss increases, and the yield may decrease. The heating temperature is preferably 1000 ° C. or higher, while it is preferably 1150 ° C. or lower.

［熱間圧延工程］
圧延開始温度：Ａｒ_３点＋１００℃以上
上述のとおり加熱された鋼素材を熱間圧延して熱延板を得るに際し、圧延を開始する温度がＡｒ_３点＋１００℃未満では、熱間圧延された熱延板において再結晶が十分に起こらないため、オーステナイト粒径が細かくならない。オーステナイト粒径が十分に微細化されなかった熱延板を用いて鋼板を製造しても、集合組織が十分に発達せずベイナイト組織が十分に得られないため、所望の脆性亀裂伝播停止特性が得られない。また、母材強度が低下する。そのため、圧延開始温度はＡｒ_３点＋１００℃以上とする。後述の未再結晶領域において圧延を行う時間を確保する観点からは、圧延開始温度はＡｒ_３点＋１５０℃以上とするのが好ましく、Ａｒ_３点＋２００℃以上とするのがより好ましい。また、圧延開始温度の上限は、通常、上述した鋼素材の加熱温度に従えばよい。
なお、Ａｒ_３点（℃）は以下の（３）式にしたがって求めることができる。
Ａｒ_３点（℃）
＝９１０－２７３Ｃ－７４Ｍｎ－５７Ｎｉ－１６Ｃｒ－９Ｍｏ－５Ｃｕ・・・（３）
ここで、（３）式中、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とする。[Hot rolling process]
Rolling start temperature: Ar ₃ points + 100 ° C or higher When hot rolling a steel material heated as described above to obtain a hot-rolled sheet, if the rolling start temperature is less than Ar ₃ points + 100 ° C, hot rolling was performed. Since recrystallization does not occur sufficiently in the hot-rolled plate, the austenite particle size does not become fine. Even if a steel sheet is manufactured using a hot-rolled sheet in which the austenite grain size is not sufficiently refined, the texture is not sufficiently developed and the bainite structure is not sufficiently obtained. I can't get it. In addition, the strength of the base metal is reduced. Therefore, the rolling start temperature is set to Ar ₃ points + 100 ° C. or higher. From the viewpoint of securing the time for rolling in the unrecrystallized region described later, the rolling start temperature is preferably Ar ₃ points + 150 ° C. or higher, and more preferably Ar ₃ points + 200 ° C. or higher. Further, the upper limit of the rolling start temperature may usually follow the heating temperature of the steel material described above.
The Ar ₃ points (° C) can be obtained according to the following equation (3).
Ar ₃ points (℃)
= 910-273C-74Mn-57Ni-16Cr-9Mo-5Cu ... (3)
Here, in the formula (3), each element symbol represents the content (mass%) of the element in steel, and 0 is set for the element not contained.

未再結晶領域における１パスあたりの圧下率：５．０％以上かつ累計圧下率：５０％以上
未再結晶領域（本発明においては、熱間圧延対象である鋼素材におけるＡｒ_３点＋１００℃未満の温度領域を意味する）において、１パスあたりの圧下率（以下、圧下率／パスとも記載する）が５．０％未満、または、累積圧下率が５０％未満であると、オーステナイトに対する十分な加工の効果が得られない。オーステナイトが十分に加工されないと、後述する冷却工程後の（２１１）面Ｘ線強度比が低下し、所望の脆性亀裂伝播停止特性が得られない。そのため、未再結晶領域において、１パスあたりの圧下率を５．０％以上かつ累計圧下率を５０％以上に規定する。
（２１１）面Ｘ線強度比を更に高めて、脆性亀裂伝播停止特性を更に向上させる観点からは、未再結晶領域での圧下率／パスを８．０％以上とすることが好ましく、１０．０％以上とすることがより好ましく、１２．０％以上とすることがさらに好ましい。一方、圧延機への負荷が大きくなりすぎることを防止する観点からは、未再結晶領域での圧下率／パスを２０．０％以下とするのが好ましい。
また、未再結晶領域での累積圧下率は、脆性亀裂伝播停止特性を更に向上させる観点から、５５％以上とするのが好ましく、６０％以上とするのがより好ましい。一方、未再結晶領域での累積圧下率が７０％を超えると、再結晶領域の累計圧下率が十分に確保できないことに繋がるため、オーステナイト粒径が十分に微細化されない。オーステナイト粒径が十分に微細化されないと、鋼板の靱性が低下し、脆性亀裂伝播停止特性がかえって悪化するため、未再結晶領域での累積圧下率は７０％以下とするのが好ましい。Reduction rate per pass in the unrecrystallized region: 5.0% or more and cumulative reduction rate: 50% or more Unrecrystallized region (in the present invention, Ar ₃ points + less than 100 ° C. in the steel material to be hot-rolled A reduction rate per pass (hereinafter, also referred to as reduction rate / pass) of less than 5.0% or a cumulative reduction rate of less than 50% is sufficient for austenite. The effect of processing cannot be obtained. If austenite is not sufficiently processed, the (211) plane X-ray intensity ratio after the cooling step described later decreases, and the desired brittle crack propagation stop characteristic cannot be obtained. Therefore, in the unrecrystallized region, the reduction rate per pass is specified to be 5.0% or more and the cumulative reduction rate is specified to be 50% or more.
(211) From the viewpoint of further increasing the surface X-ray intensity ratio and further improving the brittle crack propagation stop characteristic, it is preferable that the reduction rate / pass in the unrecrystallized region is 8.0% or more. It is more preferably 0% or more, and further preferably 12.0% or more. On the other hand, from the viewpoint of preventing the load on the rolling mill from becoming too large, it is preferable that the rolling reduction ratio / pass in the unrecrystallized region is 20.0% or less.
Further, the cumulative reduction rate in the unrecrystallized region is preferably 55% or more, more preferably 60% or more, from the viewpoint of further improving the brittle crack propagation stopping characteristic. On the other hand, if the cumulative reduction rate in the unrecrystallized region exceeds 70%, the cumulative reduction rate in the recrystallized region cannot be sufficiently secured, so that the austenite particle size is not sufficiently refined. If the austenite grain size is not sufficiently refined, the toughness of the steel sheet is lowered and the brittle crack propagation stopping property is rather deteriorated. Therefore, the cumulative reduction rate in the unrecrystallized region is preferably 70% or less.

圧延終了温度：Ａｒ_３点以上
熱間圧延工程は、Ａｒ_３変態点（℃）以上の温度で終了する必要がある。熱間圧延に際して温度がＡｒ_３変態点（℃）未満となると、鋼中に多量のフェライトが生成するため、ベイナイトの体積率を高めることができない。この結果、（２１１）面Ｘ線強度比が低下し、優れた脆性亀裂伝播停止特性が得られなくなる。また、母材強度が低下する。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、かかる終了温度は、後工程の冷却開始温度をＡｒ_３点（℃）以上とする観点からは、Ａｒ_３点＋１０℃以上であることが好ましい。Rolling end temperature: Ar ₃ points or more The hot rolling process must be completed at a temperature of Ar ₃ transformation points (° C.) or higher. When the temperature becomes less than the Ar ₃ transformation point (° C.) during hot rolling, a large amount of ferrite is generated in the steel, so that the volume fraction of bainite cannot be increased. As a result, the (211) plane X-ray intensity ratio is lowered, and excellent brittle crack propagation stop characteristics cannot be obtained. In addition, the strength of the base metal is reduced. Further, since the deformation resistance increases as the temperature decreases, there arises a problem that the load on the hot rolling mill increases. The end temperature is preferably Ar ₃ points + 10 ° C or higher from the viewpoint of setting the cooling start temperature in the subsequent process to Ar ₃ points (° C) or higher.

［冷却工程］
冷却開始温度：Ａｒ_３点以上
上述のとおり熱間圧延を経て得られた熱延板に対し、Ａｒ_３変態点（℃）以上の温度にて冷却を開始する必要がある。冷却開始温度がＡｒ_３変態点（℃）を下回ると、鋼中に多量のフェライトが生成するため、ベイナイトの体積率を高めることができない。この結果、（２１１）面Ｘ線強度比が低下し、優れた脆性亀裂伝播停止特性が得られなくなる。また、母材強度が低下する。そのため、冷却開始温度はＡｒ_３点（℃）以上とする。[Cooling process]
Cooling start temperature: Ar ₃ points or more It is necessary to start cooling at a temperature of Ar ₃ transformation point (° C.) or higher for the hot-rolled sheet obtained by hot rolling as described above. When the cooling start temperature is lower than the Ar ₃ transformation point (° C.), a large amount of ferrite is formed in the steel, so that the volume fraction of bainite cannot be increased. As a result, the (211) plane X-ray intensity ratio is lowered, and excellent brittle crack propagation stop characteristics cannot be obtained. In addition, the strength of the base metal is reduced. Therefore, the cooling start temperature is set to Ar ₃ points (° C.) or higher.

５００℃以下になるまで、６００～５００℃間の平均冷却速度：２．０℃／ｓ以上
冷却を開始した後の板厚の１／２の深さにおける温度が５００℃以下になるまでの、６００～５００℃間の平均冷却速度が２．０℃／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、ベイナイトの体積率を高めることができない。この結果、（２１１）面Ｘ線強度比が低下し、優れた脆性亀裂伝播停止特性が得られなくなる。また、母材強度が低下する。そのため、板厚の１／２の深さ（１／２ｔ）における平均冷却速度は２．０℃／ｓ以上とし、好ましくは３．０℃／ｓ以上とする。一方、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ため、２０℃／ｓ以下とすることが好ましい。
なお、かかる平均冷却速度を測定する温度範囲は、大部分のオーステナイト組織の変態が起こり特性に大きく寄与する、６００℃以下５００℃以上とする。Average cooling rate between 600 and 500 ° C until the temperature drops below 500 ° C: 2.0 ° C / s or more Until the temperature at a depth of 1/2 of the plate thickness after starting cooling drops below 500 ° C. If the average cooling rate between 600 and 500 ° C. is less than 2.0 ° C./s, a large amount of ferrite is generated in the steel by slow cooling, so that the volume ratio of bainite cannot be increased. As a result, the (211) plane X-ray intensity ratio is lowered, and excellent brittle crack propagation stop characteristics cannot be obtained. In addition, the strength of the base metal is reduced. Therefore, the average cooling rate at a depth of 1/2 of the plate thickness (1 / 2t) is 2.0 ° C./s or more, preferably 3.0 ° C./s or more. On the other hand, the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited, but it is preferably 20 ° C./s or less in order to avoid an increase in cooling cost due to excessive quenching.
The temperature range for measuring the average cooling rate is 600 ° C. or lower and 500 ° C. or higher, which causes transformation of most austenite structures and greatly contributes to the characteristics.

冷却停止温度：５００℃以下
上記の冷却工程は、板厚の１／２の深さである１／２ｔにおける温度が５００℃以下になるまで行う必要がある、換言すれば、冷却停止温度：５００℃以下で行う必要がある。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、ベイナイトの体積率を高めることができない。この結果、（２１１）面Ｘ線強度比が低下し、優れた脆性亀裂伝播停止特性が得られなくなる。また、母材強度が低下する。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形状が悪くなるため、好ましくは２００℃程度であり、より好ましくは３００℃程度である。Cooling stop temperature: 500 ° C or less The above cooling step needs to be performed until the temperature at 1 / 2t, which is 1/2 the depth of the plate thickness, becomes 500 ° C or less, in other words, the cooling stop temperature: 500. Must be done below ° C. If the cooling shutdown temperature exceeds 500 ° C., a large amount of ferrite is formed in the steel, so that the volume fraction of bainite cannot be increased. As a result, the (211) plane X-ray intensity ratio is lowered, and excellent brittle crack propagation stop characteristics cannot be obtained. In addition, the strength of the base metal is reduced. On the other hand, the lower limit of the cooling stop temperature is not limited, but if the cooling stop temperature is too low, the shape of the steel sheet deteriorates, so that the temperature is preferably about 200 ° C, more preferably about 300 ° C.

上述した成分組成を有する鋼素材に対し、上述した製造工程を施すことにより、上述した特徴を満足する鋼板を得ることができる。かくして得られる鋼板は優れた脆性亀裂伝播停止特性を備える。また、かくして得られる鋼板は高強度を備える。さらに、かかる鋼板を大入熱溶接した結果生じるＨＡＺは優れた靭性を兼ね備えるので、該ＨＡＺを含む溶接継手も優れた靭性を兼ね備える。 By subjecting the steel material having the above-mentioned composition to the above-mentioned manufacturing process, a steel sheet satisfying the above-mentioned characteristics can be obtained. The resulting steel sheet has excellent brittle crack propagation stop properties. Further, the steel sheet thus obtained has high strength. Further, since the HAZ produced as a result of heat-affected zone welding of such a steel sheet also has excellent toughness, the welded joint containing the HAZ also has excellent toughness.

ここで、本発明において、実施例で詳述する母材特性に関しては、－１０℃におけるＫｃａ値（Ｋｃａ（－１０℃））：６０００Ｎ／ｍｍ^３／２以上である場合を優れた脆性亀裂伝播停止特性とし、降伏強度（ＹＳ）：３９０ＭＰａ以上である場合を優れた強度特性とする。また、－２０℃における吸収エネルギー（ｖＥ－２０℃）：４６Ｊ以上である場合を優れたＨＡＺ靭性とし、５３Ｊ以上である場合をより優れた靭性とし、６４Ｊ以上である場合を特に優れた靭性とする。Here, in the present invention, regarding the base material characteristics detailed in the examples, excellent brittle crack propagation is obtained when the Kca value (Kca (-10 ° C.)) at −10 ° C. is 6000 N / mm ^3/2 or more. The stop characteristic is defined as the yield strength (YS): 390 MPa or more, and the excellent strength characteristic is defined. Absorption energy at −20 ° C. (vE-20 ° C.): Excellent HAZ toughness when it is 46 J or more, more excellent toughness when it is 53 J or more, and particularly excellent toughness when it is 64 J or more. do.

また、本発明の鋼板は、通常の炭素鋼と比較して炭素量およびＳｉ量が低く抑えられ、かつ大入熱溶接時にＴｉＮが溶解しにくい成分組成をもって製造されている。したがって、大入熱溶接された際に生成するＨＡＺにおいて、通常の炭素鋼の場合よりも、オーステナイトの粗大化、並びに、フェライトおよび島状マルテンサイトの生成を回避することができ、上記ＨＡＺにおいて高いＹＳおよび高いｖＥ－２０℃を両立することができる。そして、該ＨＡＺを含む溶接継手においても高いＹＳおよび高いｖＥ－２０℃を両立することができる。このように、本発明の鋼板およびその製造方法は、高い脆性亀裂伝播停止特性に加え、大入熱溶接による継手の靭性確保という従来の問題を解消するものであり、大入熱溶接に好適に用いることができる。 Further, the steel sheet of the present invention is manufactured with a component composition in which the carbon content and the Si content are suppressed to be lower than those of ordinary carbon steel, and TiN is less likely to dissolve during high heat input welding. Therefore, in the HAZ generated by heat-affected zone, it is possible to avoid coarsening of austenite and formation of ferrite and island-like martensite as compared with the case of ordinary carbon steel, which is higher in the above HAZ. Both YS and high vE-20 ° C can be achieved. Further, even in a welded joint containing the HAZ, both high YS and high vE-20 ° C can be achieved at the same time. As described above, the steel sheet of the present invention and the manufacturing method thereof solve the conventional problem of ensuring the toughness of the joint by high heat input welding in addition to the high brittle crack propagation stop property, and are suitable for large heat input welding. Can be used.

以下、本発明について実施例に基づき具体的に説明する。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、本発明を何ら限定するものではない。また、以下の実施例は、本発明の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、そのような態様も本発明の技術的範囲に含まれる。 Hereinafter, the present invention will be specifically described based on examples. The following examples show a suitable example of the present invention, and do not limit the present invention in any way. Further, the following examples can be carried out with modifications to the extent that can be adapted to the gist of the present invention, and such aspects are also included in the technical scope of the present invention.

表１に示す成分組成を有する溶鋼を溶製し、表２に示す条件で、鋼素材（スラブ）とし、得られた鋼素材に、加熱、熱間圧延および冷却を施して、鋼板を得た。 A molten steel having the composition shown in Table 1 was melted and used as a steel material (slab) under the conditions shown in Table 2. The obtained steel material was heated, hot-rolled and cooled to obtain a steel sheet. ..

得られた各鋼板について、表面から深さ１ｍｍにおけるＴｉＮ粒子の平均粒径および個数密度、板厚の１／２深さ（板厚中心部、１／２ｔとも記す）における（２１１）面Ｘ線強度比およびベイナイトの体積率を測定した。また、当該鋼板について、母材特性として、１／２ｔにおける降伏強度ＹＳおよび脆性亀裂伝播停止特性Ｋｃａ（－１０℃）を評価した。
更に、当該鋼板それぞれから採取した継手用試験板に、Ｖ開先加工を施し、市販の低温用鋼用溶接用ワイヤを使用して溶接入熱１５０ｋＪ／ｃｍのサブマージアーク溶接を行い、大入熱溶接による継手を作製した。そして、得られた継手を用いて靭性を評価した。各試験方法は、次の通りである。なお、このように、得られた継手を用いて評価した特性を、ＨＡＺ特性とした。For each of the obtained steel sheets, the average particle size and number density of TiN particles at a depth of 1 mm from the surface, and the (211) plane X-ray at a depth of 1/2 of the plate thickness (center of plate thickness, also referred to as 1 / 2t). The intensity ratio and the volume ratio of baynite were measured. Further, for the steel sheet, the yield strength YS at 1 / 2t and the brittle crack propagation stop characteristic Kca (-10 ° C.) were evaluated as the base material characteristics.
Furthermore, the joint test plate collected from each of the steel plates is subjected to V-groove processing, and submerged arc welding with a welding heat input of 150 kJ / cm is performed using a commercially available welding wire for low temperature steel to generate a large amount of heat. Welded joints were made. Then, the toughness was evaluated using the obtained joint. Each test method is as follows. The characteristics evaluated using the obtained joint as described above were defined as HAZ characteristics.

［ＴｉＮ粒子の平均粒径および個数密度］
鋼板表面から深さ１ｍｍの位置が観察面となるように、鋼板からサンプルを採取した。採取したサンプルから抽出レプリカ法により薄膜サンプルを作製し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて１０μｍ×１０μｍの範囲を撮影した。さらにＥＤＸ分析により確認される、ＴｉおよびＮをそれぞれ１０％以上含む析出物について、画像解析装置を用いて、撮影された像から、析出物の面積より算出される円相当径および析出物の数を解析し、平均粒径および個数密度を算出した。[Average particle size and number density of TiN particles]
A sample was taken from the steel sheet so that the observation surface was at a depth of 1 mm from the surface of the steel sheet. A thin film sample was prepared from the collected sample by an extraction replica method, and a range of 10 μm × 10 μm was photographed using a transmission electron microscope (TEM). Furthermore, for the precipitates containing 10% or more of Ti and N, which are confirmed by EDX analysis, the diameter equivalent to the circle and the number of precipitates calculated from the area of the precipitates are analyzed from the images taken by using an image analysis device. Then, the average particle size and the number density were calculated.

［（２１１）面Ｘ線強度比］
鋼板の板厚中央部を板厚中心として板厚１ｍｍのサンプルを採取し、サンプルの表面に平行な面を機械研磨および電解研磨することにより、Ｘ線回折用の試験片を用意した。この試験片を用いて、Ｍｏ線源を用いてＸ線回折装置を使用して、Ｘ線回折測定を実施し、（２１１）面Ｘ線強度比を求めた。[(211) Surface X-ray intensity ratio]
A sample having a plate thickness of 1 mm was collected with the central portion of the plate thickness as the center of the plate thickness, and a surface parallel to the surface of the sample was mechanically polished and electrolytically polished to prepare a test piece for X-ray diffraction. Using this test piece, an X-ray diffraction measurement was carried out using an X-ray diffractometer using a Mo radiation source, and the (211) plane X-ray intensity ratio was determined.

［ベイナイトの体積率］
鋼板から、板厚中心部が観察面となるようにサンプルを採取した。採取したサンプルの表面を鏡面研磨し、更にナイタール腐食して組織を現出させた後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、５００～３０００倍に拡大して、１０ｍｍ×１０ｍｍの範囲を撮影した。ＳＥＭ像において、細長く成長したラス状のフェライト組織を有し、円相当径で０．０５μｍ以上の炭化物を含む組織をベイナイト組織と判別した。そして、撮影された像について画像解析装置を用いて解析することによりベイナイト組織の分率を求め、その値を体積率とした。[Volume fraction of bainite]
A sample was taken from the steel plate so that the central part of the plate thickness was the observation surface. After mirror-polishing the surface of the collected sample and further corroding it with nital to reveal the tissue, a scanning electron microscope (SEM) was used to magnify it 500 to 3000 times and photograph a range of 10 mm × 10 mm. did. In the SEM image, a structure having an elongated lath-shaped ferrite structure and containing carbides having a diameter equivalent to a circle of 0.05 μm or more was determined to be a bainite structure. Then, the captured image was analyzed using an image analysis device to obtain the fraction of the bainite structure, and the value was taken as the volume fraction.

[母材の降伏強度]
鋼板の板厚中心部から、圧延方向に直角の方向に、当該板厚中心部が試験片の中心となるようにＪＩＳ Ｚ ２２０１の１４Ａ号試験片を採取した。採取した試験片について、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の要領で引張試験を行い、降伏強度ＹＳ（単位：ＭＰａ）を測定した。[Yield strength of base metal]
A JIS Z 2201 No. 14A test piece was collected from the center of the steel plate thickness in a direction perpendicular to the rolling direction so that the center of the plate thickness was the center of the test piece. A tensile test was performed on the collected test pieces in the manner of JIS Z 2241, and the yield strength YS (unit: MPa) was measured.

[母材の脆性亀裂伝播停止特性]
鋼板について、温度勾配型標準ＥＳＳＯ試験を行い、脆性亀裂伝播停止特性として、－１０℃におけるＫｃａ値（Ｋｃａ（－１０℃））（単位：Ｎ／ｍｍ^３／２）を測定した。[Brittle crack propagation stop characteristic of base metal]
A temperature gradient type standard ESSO test was carried out on the steel sheet, and the Kca value (Kca (-10 ° C)) (unit: N / mm ^3/2 ) at −10 ° C. was measured as the brittle crack propagation stop characteristic.

[ＨＡＺ靭性]
大入熱溶接により得られた継手の表面から深さ１ｍｍを試験片表層とし、ＨＡＺを切欠位置とするようなＮＫ Ｕ４号衝撃試験片を採取した。採取した試験片について、試験温度－２０℃でシャルピー衝撃試験を実施し、同一条件で実施した試験片３本の吸収エネルギーの平均値ｖＥ－２０℃（単位：Ｊ）を、ＨＡＺ靭性として求めた。
かくして得られた評価結果を表２に併記する。[HAZ toughness]
An NK U4 impact test piece having a depth of 1 mm from the surface of the joint obtained by high heat input welding as the surface layer of the test piece and HAZ as the notch position was collected. The collected test pieces were subjected to a Charpy impact test at a test temperature of -20 ° C, and the average value vE-20 ° C (unit: J) of the absorbed energy of the three test pieces conducted under the same conditions was determined as HAZ toughness. ..
The evaluation results thus obtained are also shown in Table 2.

表１および２から分かるように、発明例はいずれも、母材のＫｃａ値が６０００Ｎ／ｍｍ^３／２以上の高い脆性亀裂伝播停止特性を発揮するとともに、降伏強度（ＹＳ）が３９０ＭＰａ以上であって、大入熱溶接によるＨＡＺのｖＥ－２０℃が４６Ｊ以上と、高い強度及び靭性を両立していた。このように、発明例の鋼板は、大入熱溶接に好適であることがわかる。As can be seen from Tables 1 and 2, all of the invention examples exhibit high brittle crack propagation stopping characteristics in which the Kca value of the base metal is 6000 N / mm ^3/2 or more, and the yield strength (YS) is 390 MPa or more. Therefore, the vE-20 ° C. of HAZ by high heat input welding was 46J or more, and both high strength and toughness were achieved. As described above, it can be seen that the steel sheet of the invention example is suitable for large heat input welding.

一方、比較例に相当する鋼板Ｎｏ．５～６は、ＴｉＮの平均粒径および個数密度のうち少なくともいずれかが本発明の条件を満たしておらず、結果として、ＨＡＺ靭性に劣っている。比較例に相当する鋼板Ｎｏ．７～１５は、板厚中心部の（２１１）面Ｘ線強度比、およびベイナイトの体積率のうち少なくともいずれかが本発明の条件を満たしておらず、結果として、母材の脆性亀裂伝播停止特性に劣っている。
また、比較例に相当する鋼板Ｎｏ．２７～４９は、鋼素材の成分組成が本発明の条件を満たしていない。具体的には、鋼板Ｎｏ．２７は、炭素量が低過ぎるために所望の集合組織への発達程度が低く、母材の脆性亀裂伝播停止特性に劣っている。鋼板Ｎｏ．２８は、炭素量が高過ぎるためにＨＡＺの靱性に劣っている。鋼板Ｎｏ．２９～４９は、種々の元素の添加量およびＴｉとＮにかかる規定並びにＣｅｑのいずれかが本発明で規定する上限または下限を外れており、母材の脆性亀裂伝播停止特性およびＨＡＺの靱性のいずれかに劣っている。On the other hand, the steel plate No. corresponding to the comparative example. In Nos. 5 to 6, at least one of the average particle size and the number density of TiN does not satisfy the conditions of the present invention, and as a result, the HAZ toughness is inferior. Steel plate No. corresponding to the comparative example. In Nos. 7 to 15, at least one of the (211) plane X-ray intensity ratio at the center of the plate thickness and the volume fraction of bainite does not satisfy the conditions of the present invention, and as a result, the brittle crack propagation of the base metal is stopped. Inferior in characteristics.
In addition, the steel plate No. corresponding to the comparative example. In Nos. 27 to 49, the composition of the steel material does not satisfy the conditions of the present invention. Specifically, the steel plate No. In No. 27, the carbon content is too low, so that the degree of development to a desired texture is low, and the brittle crack propagation stopping property of the base metal is inferior. Steel plate No. 28 is inferior in HAZ toughness because the carbon content is too high. Steel plate No. In Nos. 29 to 49, the addition amount of various elements, the regulation on Ti and N, and any of Ceq are out of the upper limit or the lower limit specified in the present invention, and the brittle crack propagation stopping property of the base metal and the toughness of HAZ are determined. Inferior to either.

以上の結果より、本発明によれば、母材における優れた脆性亀裂伝播停止特性と、大入熱溶接後の継手における優れた靱性を両立した鋼板及びその製造方法を提供可能であることがわかる。 From the above results, it can be seen that according to the present invention, it is possible to provide a steel sheet having both excellent brittle crack propagation stopping characteristics in the base metal and excellent toughness in the joint after high heat input welding, and a method for manufacturing the same. ..

Claims (6)

質量％で、
Ｃ：０．０４０％以上０．０９０％以下、
Ｓｉ：０．０２％以上０．１０％以下、
Ｍｎ：１．６０％以上２．００％以下、
Ｐ：０．０１０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上０．１００％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｖ：０．５０％以下
を含み、更に、ＴｉおよびＮを、ＴｉとＮの質量％比であるＴｉ／Ｎが２．００以上４．００以下、かつ、以下の（１）式を満足する範囲で含有し、以下の（２）式で示される炭素当量Ｃｅｑが０．４００以上０．５００以下であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成と、
ベイナイトの体積率が８０％以上である組織と、を有し、
鋼板表面から深さ１ｍｍの位置において含有されるＴｉＮ粒子の平均粒径が２０ｎｍ以上５０ｎｍ以下であって、該ＴｉＮ粒子の個数密度が５．０×１０ ^８ 個／ｃｍ ^２ 以上であり、
板厚の１／２の深さにおける（２１１）面Ｘ線強度比が１．６０以上である、鋼板。
１６９≦５１５８×Ｔｉ＋２５５６３×Ｎ≦３６０・・・（１）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｖ＋Ｍｏ＋Ｃｒ）／５・・・（２）
ただし、（１）式および（２）式中の各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。 By mass%,
C: 0.040% or more and 0.090% or less,
Si: 0.02% or more and 0.10% or less,
Mn: 1.60% or more and 2.00% or less,
P: 0.010% or less,
S: 0.010% or less,
Al: 0.010% or more and 0.100% or less,
Nb: 0.005% or more and 0.100% or less,
O: 0.0100% or less,
Cu: 1.00% or less,
Ni: 1.00% or less,
Cr: 1.00% or less,
Mo: 0.50% or less,
V: Contains 0.50% or less, and Ti / N, which is the mass ratio of Ti and N, is 2.00 or more and 4.00 or less, and satisfies the following equation (1). The composition of components contained in the range, the carbon equivalent Ceq represented by the following formula (2) is 0.400 or more and 0.500 or less, and the balance is Fe and unavoidable impurities.
With a structure having a bainite volume fraction of 80% or more,
The average particle size of the TiN particles contained at a depth of 1 mm from the surface of the steel sheet is 20 nm or more and 50 nm or less, and the number density of the TiN particles is 5.0 × 10 ⁸ particles / cm ² or more .
A steel sheet having a (211) plane X-ray intensity ratio of 1.60 or more at a depth of 1/2 of the plate thickness.
169 ≤ 5158 x Ti + 25563 x N ≤ 360 ... (1)
Ceq = C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 15+ (V + Mo + Cr) / 5 ... (2)
However, each element symbol in the formulas (1) and (2) represents the content (mass%) of each element, and if it is not contained, it is set to 0. 更に、質量％で、
Ｗ：０．５０％以下、
Ｃｏ：０．５０％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下および
ＲＥＭ：０．０２００％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の鋼板。 Furthermore, by mass%,
W: 0.50% or less,
Co: 0.50% or less,
B: 0.0100% or less,
Ca: 0.0100% or less,
The steel sheet according to claim 1, which contains one or more selected from Mg: 0.0100% or less and REM: 0.0200% or less. 前記ＴｉおよびＮの含有量が、Ｔｉ：０．０１０％以上０．０３１％以下およびＮ：０．００３８％以上０．０１００％以下である、請求項１または２に記載の鋼板。 The steel sheet according to claim 1 or 2, wherein the contents of Ti and N are Ti: 0.010% or more and 0.031% or less and N: 0.0038% or more and 0.0100% or less. 質量％で、
Ｃ：０．０４０％以上０．０９０％以下、
Ｓｉ：０．０２％以上０．１０％以下、
Ｍｎ：１．６０％以上２．００％以下、
Ｐ：０．０１０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上０．１００％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｖ：０．５０％以下
を含み、更に、ＴｉおよびＮを、ＴｉとＮの質量％比であるＴｉ／Ｎを２．００以上４．００以下とし、かつ、以下の（１）式を満足する範囲で含有し、以下の（２）式で示される炭素当量Ｃｅｑを０．４００以上０．５００以下とし、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有する溶鋼を溶製し、
前記溶鋼を鋳造してスラブ状の鋼素材を得るに際し、前記鋳造時の前記スラブ表面から深さ１ｍｍの位置における平均冷却速度を１００℃／ｍｉｎ以上５００℃／ｍｉｎ以下として得られた鋼素材を用いて、
前記鋼素材を９５０℃以上１２５０℃以下の温度に加熱し、更に、圧延開始温度をＡｒ_３点＋１００℃以上とし、未再結晶領域における１パスあたりの圧下率を５．０％以上かつ累計圧下率を５０％以上とし、圧延終了温度をＡｒ_３点以上とした熱間圧延を施して熱延板とした後、
前記熱延板に対し、冷却開始温度をＡｒ_３点（℃）以上とし、板厚の１／２の深さにおける温度が５００℃以下になるまで、６００～５００℃間の平均冷却速度を２．０℃／ｓ以上とした冷却を施すことにより、
ベイナイトの体積率が８０％以上である組織を有し、鋼板表面から深さ１ｍｍの位置において含有されるＴｉＮ粒子の平均粒径が２０ｎｍ以上５０ｎｍ以下であって、該ＴｉＮ粒子の個数密度が５．０×１０ ^８ 個／ｃｍ ^２ 以上であり、板厚の１／２の深さにおける（２１１）面Ｘ線強度比が１．６０以上である鋼板を得る、鋼板の製造方法。
１６９≦５１５８×Ｔｉ＋２５５６３×Ｎ≦３６０・・・（１）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｖ＋Ｍｏ＋Ｃｒ）／５・・・（２）
ただし、（１）式および（２）式中の各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。 By mass%,
C: 0.040% or more and 0.090% or less,
Si: 0.02% or more and 0.10% or less,
Mn: 1.60% or more and 2.00% or less,
P: 0.010% or less,
S: 0.010% or less,
Al: 0.010% or more and 0.100% or less,
Nb: 0.005% or more and 0.100% or less,
O: 0.0100% or less,
Cu: 1.00% or less,
Ni: 1.00% or less,
Cr: 1.00% or less,
Mo: 0.50% or less,
V: Contains 0.50% or less, Ti and N are set to 2.00 or more and 4.00 or less for Ti / N, which is the mass% ratio of Ti and N, and the following equation (1) is satisfied. A molten steel having a component composition in which the carbon equivalent Ceq represented by the following formula (2) is 0.400 or more and 0.500 or less, and the balance is Fe and an unavoidable impurity is melted.
When casting the molten steel to obtain a slab-shaped steel material, the steel material obtained by setting the average cooling rate at a depth of 1 mm from the surface of the slab at the time of casting to 100 ° C./min or more and 500 ° C./min or less. make use of,
The steel material is heated to a temperature of 950 ° C. or higher and 1250 ° C. or lower, the rolling start temperature is set to Ar ₃ points + 100 ° C. or higher, and the rolling reduction rate per pass in the unrecrystallized region is 5.0% or higher and cumulative rolling. After hot rolling with a ratio of 50% or more and a rolling end temperature of Ar ₃ points or more to obtain a hot-rolled plate,
For the hot-rolled plate, the cooling start temperature is set to Ar ₃ points (° C) or higher, and the average cooling rate between 600 and 500 ° C is 2 until the temperature at a depth of 1/2 of the plate thickness becomes 500 ° C or lower. By cooling at 0.0 ° C / s or higher,
It has a structure in which the volume ratio of baynite is 80% or more, the average particle size of TiN particles contained at a depth of 1 mm from the surface of the steel sheet is 20 nm or more and 50 nm or less, and the number density of the TiN particles is 5. .0 × 10 A method for manufacturing a steel sheet, which obtains a steel sheet having a (211) plane X-ray intensity ratio of 1.60 or more at a depth of 1/2 of the plate thickness, which is ⁸ pieces / cm ² or more.
169 ≤ 5158 x Ti + 25563 x N ≤ 360 ... (1)
Ceq = C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 15+ (V + Mo + Cr) / 5 ... (2)
However, each element symbol in the formulas (1) and (2) represents the content (mass%) of each element, and if it is not contained, it is set to 0. 更に、質量％で、
Ｗ：０．５０％以下、
Ｃｏ：０．５０％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下および
ＲＥＭ：０．０２００％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、請求項４に記載の鋼板の製造方法。 Furthermore, by mass%,
W: 0.50% or less,
Co: 0.50% or less,
B: 0.0100% or less,
Ca: 0.0100% or less,
The method for producing a steel sheet according to claim 4, which contains one or more selected from Mg: 0.0100% or less and REM: 0.0200% or less. 前記ＴｉおよびＮの含有量を、Ｔｉ：０．０１０％以上０．０３１％以下およびＮ：０．００３８％以上０．０１００％以下とする、請求項４または５に記載の鋼板の製造方法。 The method for producing a steel sheet according to claim 4 or 5, wherein the contents of Ti and N are Ti: 0.010% or more and 0.031% or less and N: 0.0038% or more and 0.0100% or less.