JP7099653B1 - 鋼板およびその製造方法 - 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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

特開２００２－２５６３７５号公報 国際公開第２０１３／０９９１７７号 国際公開第２０１１／１４８７５４号 特開２００８－１６３４４６号公報 特開２０１５－０９８６４２号公報

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。

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。

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。

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。

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。

（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。

（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。

（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。

（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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

［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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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／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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

［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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

［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。

［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。

（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。

［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。

［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。

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。

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。

［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。

［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。

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。

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。

［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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

［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。

［（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。

［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。

[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。

[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。

[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。

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。

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。

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。

Claims (6)

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。
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、請求項１に記載の鋼板。
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、請求項１または２に記載の鋼板。
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。
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、請求項４に記載の鋼板の製造方法。
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、請求項４または５に記載の鋼板の製造方法。