JP7315874B2 - thick steel plate - Google Patents

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JP7315874B2 JP2021575118A JP2021575118A JP7315874B2 JP 7315874 B2 JP7315874 B2 JP 7315874B2 JP 2021575118 A JP2021575118 A JP 2021575118A JP 2021575118 A JP2021575118 A JP 2021575118A JP 7315874 B2 JP7315874 B2 JP 7315874B2
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Description

本発明は、厚鋼板に関し、より詳しくは７０ｍｍ以上の板厚を有する高強度の厚鋼板であって、例えば、橋梁、建築、造船及び圧力容器等の構造体に使用するのに有用な低温靱性に優れた厚鋼板に関する。 TECHNICAL FIELD The present invention relates to a steel plate, more particularly a high-strength steel plate having a thickness of 70 mm or more, which has low temperature toughness useful for use in structures such as bridges, construction, shipbuilding and pressure vessels. It relates to a thick steel plate excellent in

橋梁、建築、造船及び圧力容器等の構造体は高度の安全性が求められることなどから、これらの構造体に使用される厚鋼板に対しては、強度に加えて低温靭性が要求されることが多い。これに関連して、従来技術においても、これらの構造体において使用するための種々の厚鋼板及びその製造方法が提案されている（特許文献１～１０等を参照）。 A high level of safety is required for structures such as bridges, buildings, ships, and pressure vessels. There are many. In this regard, the prior art also proposes various thick steel plates and manufacturing methods thereof for use in these structures (see Patent Documents 1 to 10, etc.).

例えば、特許文献１では、質量％で、Ｃ：０．０３～０．２０％、Ｓｉ：０．０５～０．６０％、Ｍｎ：０．３～２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０７％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成と、ポリゴナルフェライト相と上部ベイナイト相の混合組織であって、ポリゴナルフェライト相の面積分率が１０～４５％、平均結晶粒径が１８μｍ以下、結晶粒径の標準偏差が８μｍ以下で、上部ベイナイト相中の島状マルテンサイトの面積分率が５％以下となるミクロ組織を備えたことを特徴とする高強度厚鋼板が記載されている。また、特許文献１では、上記の構成によれば、引張強度５９０ＭＰａ以上で、低温靭性および全伸びに優れた板厚１２ｍｍ以上の厚鋼板が得られると記載されている。 For example, in Patent Document 1, in mass %, C: 0.03 to 0.20%, Si: 0.05 to 0.60%, Mn: 0.3 to 2.0%, P: 0.015% Below, a steel composition containing S: 0.003% or less, Al: 0.07% or less, N: 0.01% or less, the balance being Fe and inevitable impurities, a polygonal ferrite phase and an upper bainite phase , wherein the area fraction of the polygonal ferrite phase is 10 to 45%, the average grain size is 18 μm or less, the standard deviation of the grain size is 8 μm or less, and the area fraction of island-shaped martensite in the upper bainite phase A high-strength steel plate is described which is characterized by having a microstructure with a modulus of 5% or less. Further, Patent Document 1 describes that a thick steel plate having a tensile strength of 590 MPa or more, excellent low-temperature toughness and total elongation, and a thickness of 12 mm or more can be obtained with the above configuration.

特許文献２では、所定の化学組成を有する鋼を、加熱後圧延してＡｒ3点以上の温度域で圧延を終了し、圧延後、板厚平均温度がＡｒ3点以上の状態から、板厚平均温度が５００℃以下となるまで、２℃／秒以上の平均冷却速度で冷却を行い、次いで、焼戻しを、最高到達温度を５００℃以上とし、加熱速度が５００℃以上の温度範囲において０．５℃／秒以上とし、かつ、焼戻しパラメーターＴＰが所定の条件を満たすように行うことを特徴とする高張力鋼の製造方法が記載されている。また、特許文献２では、ｖＴｓ（延性脆性破面遷移温度）による靭性の評価がｖＴｓ＝－１０４℃である板厚１００ｍｍで引張強度が５９０ＭＰａ以上の厚鋼板が具体的に開示されている。In Patent Document 2, a steel having a predetermined chemical composition is heated and then rolled to finish rolling in a temperature range of Ar 3 or higher. Cooling is performed at an average cooling rate of 2°C/sec or higher until the average temperature reaches 500°C or lower, and then tempering is performed at a maximum temperature of 500°C or higher and a heating rate of 0.0°C or higher in the temperature range of 500°C or higher. A method for producing high-strength steel is described, characterized in that the temperature is set to 5° C./sec or more and the tempering parameter TP satisfies a predetermined condition. Further, Patent Document 2 specifically discloses a thick steel plate having a thickness of 100 mm and a tensile strength of 590 MPa or more, which is vTs=−104° C. in toughness evaluation based on vTs (ductile-brittle fracture surface transition temperature).

特開２０１１－１９５８８３号公報JP 2011-195883 A 特開２００２－２４１８３７号公報JP-A-2002-241837 特開平１１－１３１１７７号公報JP-A-11-131177 特許第６０２４９２８号公報Japanese Patent No. 6024928 特開２００７－２１７７７２号公報Japanese Patent Application Laid-Open No. 2007-217772 特許第５９４９０２３号公報Japanese Patent No. 5949023 特開２０１８－１３１６７８号公報JP 2018-131678 A 国際公開第２０１５／１６２９３９号WO2015/162939 国際公開第２０１７／１３５１７９号WO2017/135179 特開２０１８－０１２８５３号公報JP 2018-012853 A

橋梁、建築、造船及び圧力容器等の構造体においては、溶接で生じた残留応力を除去又は緩和等するために溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）が一般に行われる。近年、これらの構造体の大型化や過酷な使用環境などを考慮し、鋼板の厚肉化（板厚７０ｍｍ以上、さらには１００ｍｍ以上）に加えて、ＰＷＨＴ後の鋼板の強度及び低温靱性を向上させることも求められている。 Post-weld heat treatment (PWHT) is generally performed in structures such as bridges, buildings, ships, and pressure vessels to remove or relax residual stresses generated by welding. In recent years, in consideration of the increase in size of these structures and the harsh usage environment, in addition to increasing the thickness of steel sheets (thickness of 70 mm or more, or even 100 mm or more), the strength and low temperature toughness of steel sheets after PWHT have been improved. It is also required to let

とりわけ、低温靱性の低下による脆性破壊は、瞬時に構造体全体を崩壊させ得るため、避けるべき破壊形態である。しかしながら、ＰＷＨＴ後には不純物元素の濃化や合金炭化物の粗大化等により低温靱性が低下する傾向があるため、ＰＷＨＴ後の低温靱性を向上させることは一般に困難である。 In particular, brittle fracture due to a decrease in low-temperature toughness is a fracture mode that should be avoided because it can instantly collapse the entire structure. However, after PWHT, the low-temperature toughness tends to decrease due to the concentration of impurity elements, the coarsening of alloy carbides, and the like, so it is generally difficult to improve the low-temperature toughness after PWHT.

本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、厚鋼板、より具体的には高強度の厚鋼板においてＰＷＨＴ後の低温靱性を改善することにある。 The present invention has been made in view of such circumstances, and its object is to improve the low-temperature toughness after PWHT of a steel plate, more specifically, a high-strength steel plate.

本発明者らは、上記目的を達成するために、厚鋼板の化学組成及び製造条件について検討を行った。その結果、本発明者らは、厚鋼板の化学組成を所定の範囲内としつつ、熱間圧延前の熱処理、熱間圧延、及び／又は熱間圧延後の冷却速度等を適切なものとすることにより、高強度の厚鋼板において結晶粒を微細化してＰＷＨＴ後の低温靭性を向上させることができることを見出し、本発明を完成させた。 In order to achieve the above object, the present inventors investigated the chemical composition and manufacturing conditions of steel plates. As a result, the present inventors determined that the chemical composition of the steel plate should be within a predetermined range, and the heat treatment before hot rolling, hot rolling, and/or the cooling rate after hot rolling should be appropriate. As a result, the present inventors have found that the low-temperature toughness after PWHT can be improved by refining crystal grains in a high-strength steel plate, and completed the present invention.

上記目的を達成し得た厚鋼板は、以下のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．０５０～０．１３０％、
Ｓｉ：０．１００～０．６００％、
Ｍｎ：１．１００～１．８００％、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．０５０～０．５００％、
Ｖ：０．００５～０．１００％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ａｌ：０．００１～０．１２０％（ただし、［Ａｌ］×［Ｎ］＜３．２×１０-4の場合にはＡｌ：０．００１～０．０８０％、ここで、［Ａｌ］及び［Ｎ］はそれぞれＡｌ及びＮの含有量（質量％）である）、
Ｂ：０～０．００３０％、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｎｉ：０～０．８００％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０～０．１００％（ただし、Ｂ含有量が０．０００３％以上の場合にはＴｉ：０．００５～０．１００％）、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を含み、
方位差１５°以上の境界で囲まれた結晶粒の粗大粒径が４５μｍ以下であり、かつ前記結晶粒の平均粒径が２５μｍ以下である組織を含み、
５８０～７３０ＭＰａの引張強度を有し、
７０ｍｍ以上の板厚を有することを特徴とする、厚鋼板。
（２）４００ＭＰａ以上の降伏強度を有することを特徴とする、上記（１）に記載の厚鋼板。
（３）前記化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５０～０．１３０％、
Ｓｉ：０．１００～０．６００％、
Ｍｎ：１．１００～１．８００％、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．０５０～０．５００％、
Ｖ：０．００５～０．１００％、
Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
Ａｌ：０．００１～０．０８０％、
Ｂ：０．０００３％未満、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｎｉ：０～０．８００％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなることを特徴とする、上記（１）又は（２）に記載の厚鋼板。
（４）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０５０～０．５００％、
Ｎｉ：０．１００～０．８００％、
Ｃｒ：０．０５～０．５０％、
Ｗ：０．０５～０．５０％、
Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
Ｓｎ：０．００５～０．０５０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、及び
ＲＥＭ：０．０００５～０．０１００％
からなる群から選択される１種又は２種以上を含むことを特徴とする、上記（３）に記載の厚鋼板。
（５）前記化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５０～０．１３０％、
Ｓｉ：０．１００～０．６００％、
Ｍｎ：１．１００～１．８００％、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．０５０～０．５００％、
Ｖ：０．００５～０．１００％、
Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
Ａｌ：０．００１～０．０８０％、
Ｂ：０．０００３～０．００３０％、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｎｉ：０～０．８００％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなることを特徴とする、上記（１）又は（２）に記載の厚鋼板。
（６）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０５０～０．５００％、
Ｎｉ：０．１００～０．８００％、
Ｃｒ：０．０５～０．５０％、
Ｗ：０．０５～０．５０％、
Ｓｎ：０．００５～０．０５０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、及び
ＲＥＭ：０．０００５～０．０１００％
からなる群から選択される１種又は２種以上を含むことを特徴とする、上記（５）に記載の厚鋼板。
（７）前記化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５０～０．１３０％、
Ｓｉ：０．１００～０．６００％、
Ｍｎ：１．１００～１．８００％、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．０５０～０．５００％、
Ｖ：０．００５～０．１００％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ａｌ：０．０８１～０．１２０％、
Ｂ：０．０００３％未満、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｎｉ：０～０．８００％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
［Ａｌ］×［Ｎ］≧３．２×１０-4（ここで、［Ａｌ］及び［Ｎ］はそれぞれＡｌ及びＮの含有量（質量％）である）を満足することを特徴とする、上記（１）又は（２）に記載の厚鋼板。
（８）前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
Ｃｕ：０．０５０～０．５００％、
Ｎｉ：０．１００～０．８００％、
Ｃｒ：０．０５～０．５０％、
Ｗ：０．０５～０．５０％、
Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
Ｓｎ：０．００５～０．０５０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、及び
ＲＥＭ：０．０００５～０．０１００％
からなる群から選択される１種又は２種以上を含むことを特徴とする、上記（７）に記載の厚鋼板。
（９）前記化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５０～０．１３０％、
Ｓｉ：０．１００～０．６００％、
Ｍｎ：１．１００～１．８００％、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．０５０～０．５００％、
Ｖ：０．００５～０．１００％、
Ａｌ：０．００１～０．０８０％、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｎｉ：０～０．８００％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなることを特徴とする、上記（１）又は（２）に記載の厚鋼板。
（１０）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０５０～０．５００％、
Ｎｉ：０．１００～０．８００％、
Ｃｒ：０．０５～０．５０％、
Ｗ：０．０５～０．５０％、
Ｓｎ：０．００５～０．０５０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、及び
ＲＥＭ：０．０００５～０．０１００％
からなる群から選択される１種又は２種以上を含むことを特徴とする、上記（９）に記載の厚鋼板。The steel plate that has achieved the above object is as follows.
(1) in mass %,
C: 0.050 to 0.130%,
Si: 0.100 to 0.600%,
Mn: 1.100-1.800%,
P: 0.0200% or less,
S: 0.0100% or less,
Mo: 0.050-0.500%,
V: 0.005 to 0.100%,
Nb: 0 to 0.100%,
Al: 0.001 to 0.120% (however, when [Al]×[N]<3.2×10 −4 , Al: 0.001 to 0.080%, where [Al] and [N] is the content of Al and N (% by mass)),
B: 0 to 0.0030%,
N: 0.0100% or less,
O: 0.0100% or less,
Cu: 0 to 0.500%,
Ni: 0 to 0.800%,
Cr: 0 to 0.50%,
W: 0 to 0.50%,
Ti: 0 to 0.100% (however, when the B content is 0.0003% or more, Ti: 0.005 to 0.100%),
Sn: 0 to 0.050%,
Ca: 0 to 0.0050%,
Mg: 0-0.0050%,
REM: 0 to 0.0100%, and the balance: containing a chemical composition consisting of Fe and impurities,
A structure in which the coarse grain size of crystal grains surrounded by boundaries with a misorientation of 15° or more is 45 μm or less and the average grain size of the crystal grains is 25 μm or less,
It has a tensile strength of 580 to 730 MPa,
A thick steel plate characterized by having a plate thickness of 70 mm or more.
(2) The steel plate according to (1) above, which has a yield strength of 400 MPa or more.
(3) the chemical composition, in mass %,
C: 0.050 to 0.130%,
Si: 0.100 to 0.600%,
Mn: 1.100-1.800%,
P: 0.0200% or less,
S: 0.0100% or less,
Mo: 0.050-0.500%,
V: 0.005 to 0.100%,
Nb: 0.005 to 0.100%,
Al: 0.001 to 0.080%,
B: less than 0.0003%,
N: 0.0100% or less,
O: 0.0100% or less,
Cu: 0 to 0.500%,
Ni: 0 to 0.800%,
Cr: 0 to 0.50%,
W: 0 to 0.50%,
Ti: 0 to 0.100%,
Sn: 0 to 0.050%,
Ca: 0 to 0.0050%,
Mg: 0-0.0050%,
The steel plate according to (1) or (2) above, characterized in that REM: 0 to 0.0100%, and the balance: Fe and impurities.
(4) the chemical composition, in mass %,
Cu: 0.050 to 0.500%,
Ni: 0.100 to 0.800%,
Cr: 0.05 to 0.50%,
W: 0.05 to 0.50%,
Ti: 0.005 to 0.100%,
Sn: 0.005 to 0.050%,
Ca: 0.0005 to 0.0050%,
Mg: 0.0005-0.0050%, and REM: 0.0005-0.0100%
The steel plate according to (3) above, comprising one or more selected from the group consisting of:
(5) the chemical composition, in mass %,
C: 0.050 to 0.130%,
Si: 0.100 to 0.600%,
Mn: 1.100-1.800%,
P: 0.0200% or less,
S: 0.0100% or less,
Mo: 0.050-0.500%,
V: 0.005 to 0.100%,
Nb: 0.005 to 0.100%,
Al: 0.001 to 0.080%,
B: 0.0003 to 0.0030%,
N: 0.0100% or less,
O: 0.0100% or less,
Cu: 0 to 0.500%,
Ni: 0 to 0.800%,
Cr: 0 to 0.50%,
W: 0 to 0.50%,
Ti: 0.005 to 0.100%,
Sn: 0 to 0.050%,
Ca: 0 to 0.0050%,
Mg: 0-0.0050%,
The steel plate according to (1) or (2) above, characterized in that REM: 0 to 0.0100%, and the balance: Fe and impurities.
(6) the chemical composition, in mass %,
Cu: 0.050 to 0.500%,
Ni: 0.100 to 0.800%,
Cr: 0.05 to 0.50%,
W: 0.05 to 0.50%,
Sn: 0.005 to 0.050%,
Ca: 0.0005 to 0.0050%,
Mg: 0.0005-0.0050%, and REM: 0.0005-0.0100%
The thick steel plate according to (5) above, comprising one or more selected from the group consisting of:
(7) the chemical composition, in mass %,
C: 0.050 to 0.130%,
Si: 0.100 to 0.600%,
Mn: 1.100-1.800%,
P: 0.0200% or less,
S: 0.0100% or less,
Mo: 0.050-0.500%,
V: 0.005 to 0.100%,
Nb: 0 to 0.100%,
Al: 0.081-0.120%,
B: less than 0.0003%,
N: 0.0100% or less,
O: 0.0100% or less,
Cu: 0 to 0.500%,
Ni: 0 to 0.800%,
Cr: 0 to 0.50%,
W: 0 to 0.50%,
Ti: 0 to 0.100%,
Sn: 0 to 0.050%,
Ca: 0 to 0.0050%,
Mg: 0-0.0050%,
REM: 0 to 0.0100%, and the balance: Fe and impurities,
[Al] × [N] ≥ 3.2 × 10 -4 (where [Al] and [N] are the contents (% by mass) of Al and N, respectively) The thick steel plate according to (1) or (2) above.
(8) the chemical composition, in mass %,
Nb: 0.005 to 0.100%,
Cu: 0.050 to 0.500%,
Ni: 0.100 to 0.800%,
Cr: 0.05 to 0.50%,
W: 0.05 to 0.50%,
Ti: 0.005 to 0.100%,
Sn: 0.005 to 0.050%,
Ca: 0.0005 to 0.0050%,
Mg: 0.0005-0.0050%, and REM: 0.0005-0.0100%
The thick steel plate according to (7) above, comprising one or more selected from the group consisting of:
(9) the chemical composition, in mass %,
C: 0.050 to 0.130%,
Si: 0.100 to 0.600%,
Mn: 1.100-1.800%,
P: 0.0200% or less,
S: 0.0100% or less,
Mo: 0.050-0.500%,
V: 0.005 to 0.100%,
Al: 0.001 to 0.080%,
N: 0.0100% or less,
O: 0.0100% or less,
Cu: 0 to 0.500%,
Ni: 0 to 0.800%,
Cr: 0 to 0.50%,
W: 0 to 0.50%,
Ti: 0.005 to 0.100%,
Sn: 0 to 0.050%,
Ca: 0 to 0.0050%,
Mg: 0-0.0050%,
The steel plate according to (1) or (2) above, characterized in that REM: 0 to 0.0100%, and the balance: Fe and impurities.
(10) the chemical composition, in mass %,
Cu: 0.050 to 0.500%,
Ni: 0.100 to 0.800%,
Cr: 0.05 to 0.50%,
W: 0.05 to 0.50%,
Sn: 0.005 to 0.050%,
Ca: 0.0005 to 0.0050%,
Mg: 0.0005-0.0050%, and REM: 0.0005-0.0100%
The steel plate according to (9) above, comprising one or more selected from the group consisting of

本発明によれば、高強度の厚鋼板においてＰＷＨＴ後の低温靱性を顕著に改善することができる。 According to the present invention, the low-temperature toughness after PWHT can be significantly improved in a high-strength steel plate.

＜厚鋼板＞
本発明の厚鋼板は、高強度の厚鋼板、より具体的には５８０～７３０ＭＰａの引張強度、特には溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）に相当する６５０℃×１５時間の熱処理を行った場合に５８０～７３０ＭＰａの引張強度を有する厚鋼板において、結晶粒を微細化してＰＷＨＴ後の低温靭性を向上させたものである。ここで、本発明において、結晶粒とは、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）で結晶方位を測定した場合に、隣接する粒の方位差が１５°以上の境界で囲まれた領域をいうものである。また、後で詳しく説明するが、本発明において、粗大粒径及び平均粒径とは、上記ＥＢＳＤによって測定された各結晶粒の円相当直径等に基づいて算出される粒径をいうものである。本発明の厚鋼板は、以下に示す具体的な実施形態によって実現することが可能である。以下、本発明の厚鋼板を実現するための具体的な実施形態１～４についてより詳しく説明するが、これらの説明は、本発明の好ましい実施形態の単なる例示を意図するものであって、本発明をこのような特定の実施形態に限定することを意図するものではない。<Thick steel plate>
The steel plate of the present invention is a high-strength steel plate, more specifically a tensile strength of 580 to 730 MPa. In a thick steel plate having a tensile strength of 730 MPa, crystal grains are refined to improve low-temperature toughness after PWHT. Here, in the present invention, the crystal grain refers to a region surrounded by boundaries with an orientation difference of 15° or more between adjacent grains when the crystal orientation is measured by electron beam backscatter diffraction (EBSD). is. In addition, although it will be described in detail later, in the present invention, the coarse grain size and the average grain size refer to grain sizes calculated based on the equivalent circle diameter of each crystal grain measured by the EBSD. . The thick steel plate of the present invention can be realized by the following specific embodiments. Specific embodiments 1 to 4 for realizing the thick steel plate of the present invention will be described in more detail below, but these descriptions are intended to be merely examples of preferred embodiments of the present invention, and the present invention It is not intended that the invention be limited to such specific embodiments.

＜実施形態１＞
本発明の実施形態１に係る厚鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．０５０～０．１３０％、
Ｓｉ：０．１００～０．６００％、
Ｍｎ：１．１００～１．８００％、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．０５０～０．５００％、
Ｖ：０．００５～０．１００％、
Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
Ａｌ：０．００１～０．０８０％、
Ｂ：０．０００３％未満、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｎｉ：０～０．８００％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を含み、
方位差１５°以上の境界で囲まれた結晶粒の粗大粒径が４５μｍ以下であり、かつ前記結晶粒の平均粒径が２５μｍ以下である組織を含み、
５８０～７３０ＭＰａの引張強度を有し、
７０ｍｍ以上の板厚を有することを特徴としている。<Embodiment 1>
The thick steel plate according to Embodiment 1 of the present invention is mass%,
C: 0.050 to 0.130%,
Si: 0.100 to 0.600%,
Mn: 1.100-1.800%,
P: 0.0200% or less,
S: 0.0100% or less,
Mo: 0.050-0.500%,
V: 0.005 to 0.100%,
Nb: 0.005 to 0.100%,
Al: 0.001 to 0.080%,
B: less than 0.0003%,
N: 0.0100% or less,
O: 0.0100% or less,
Cu: 0 to 0.500%,
Ni: 0 to 0.800%,
Cr: 0 to 0.50%,
W: 0 to 0.50%,
Ti: 0 to 0.100%,
Sn: 0 to 0.050%,
Ca: 0 to 0.0050%,
Mg: 0-0.0050%,
REM: 0 to 0.0100%, and the balance: containing a chemical composition consisting of Fe and impurities,
A structure in which the coarse grain size of crystal grains surrounded by boundaries with a misorientation of 15° or more is 45 μm or less and the average grain size of the crystal grains is 25 μm or less,
It has a tensile strength of 580 to 730 MPa,
It is characterized by having a plate thickness of 70 mm or more.

先に述べたとおり、溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）後には不純物元素の濃化や合金炭化物の粗大化等により低温靱性が低下する傾向があるため、ＰＷＨＴ後の低温靱性を向上させることは一般に困難である。これに関連して、粗大な組織の形成を抑制するためにピン止め粒子の利用及び制御が有効な場合があることが知られている。このような観点から、本発明者らは、結晶粒の微細化に関連してピン止め粒子としてＮｂＣＮ（ＮｂＣＮとは、ＮｂＣ、ＮｂＮ、ＮｂＣのＣの一部がＮに置き換わったもの、及び／又はＮｂＮのＮの一部がＣに置き換わったものを言う）を利用することに着目しそして検討を行った。ここで、Ｎｂは一般に正偏析部に偏析する性質を有するため、単にＮｂを厚鋼板中に含有させても、形成されるＮｂＣＮがピン止め粒子として有効には機能せず、負偏析部に粗大粒が形成しやすいという問題がある。そこで、本発明者らは、Ｎｂ含有量を０．００５～０．１００％の範囲内とするとともに、当該Ｎｂ含有量に応じた条件下で、熱間圧延の前に均質化熱処理を行うことでＮｂ偏析を拡散させ、形成されるＮｂＣＮをピン止め粒子として有効に機能させることで粗大粒の形成、特には負偏析部での粗大粒の形成を抑制することができることを見出した。 As described above, after the post-weld heat treatment (PWHT), the low-temperature toughness tends to decrease due to the concentration of impurity elements and the coarsening of alloy carbides, so it is generally difficult to improve the low-temperature toughness after PWHT. be. In this regard, it is known that the use and control of pinning particles can be effective in inhibiting the formation of coarse texture. From this point of view, the present inventors have found that NbCN (NbCN is NbC, NbN, NbC in which part of C is replaced with N, and/or or part of N in NbN is replaced with C). Here, since Nb generally has the property of segregating in the positive segregation part, even if Nb is simply contained in the steel plate, the formed NbCN does not effectively function as a pinning particle and coarsens in the negative segregation part. There is a problem that grains are easily formed. Therefore, the present inventors set the Nb content in the range of 0.005 to 0.100%, and under conditions according to the Nb content, perform homogenization heat treatment before hot rolling. It was found that the formation of coarse grains, especially the formation of coarse grains in the negative segregation part, can be suppressed by diffusing the Nb segregation in and effectively functioning the formed NbCN as pinning particles.

より具体的には、本発明者らは、均質化熱処理の際に下記式１によって求められる温度Ｔ℃以上で滞留した時間と当該滞留時間（ｈ）における平均温度（℃）との積Ｓを２００００～１０００００（℃・ｈ）の範囲内とすることで、厚鋼板において結晶粒の粗大粒径が４５μｍ以下でかつ当該結晶粒の平均粒径が２５μｍ以下である微細な組織を形成させることができることを見出した。その結果として、本発明の実施形態１によれば、低温靱性が一般に低下するＰＷＨＴ後であっても、結晶粒の粗大粒径及び平均粒径が上記範囲内にない組織の場合と比較して、顕著に改善された低温靭性を有する厚鋼板を得ることが可能となる。
Ｔ＝４５００／（２－ｌｏｇ［Ｎｂ］）－２００ ・・・式１
ここで、［Ｎｂ］はＮｂ含有量（質量％）である。More specifically, the present inventors calculated the product S of the residence time at the temperature T ° C. or higher obtained by the following formula 1 during the homogenization heat treatment and the average temperature (° C.) at the residence time (h) By setting it within the range of 20000 to 100000 (° C. h), it is possible to form a fine structure in which the coarse grain size of the crystal grain is 45 μm or less and the average grain size of the crystal grain is 25 μm or less in the steel plate. I found what I could do. As a result, according to Embodiment 1 of the present invention, even after PWHT, in which the low-temperature toughness generally decreases, compared with the case of a structure in which the coarse grain size and the average grain size of the crystal grains are not within the above range , it is possible to obtain a steel plate with significantly improved low temperature toughness.
T = 4500/(2-log[Nb])-200 Formula 1
Here, [Nb] is the Nb content (% by mass).

以下、本発明の実施形態１に係る厚鋼板について詳しく説明する。以下の説明において、各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味するものである。 Hereinafter, the thick steel plate according to Embodiment 1 of the present invention will be described in detail. In the following description, the unit of content of each element, "%", means "% by mass" unless otherwise specified.

［Ｃ：０．０５０～０．１３０％］
炭素（Ｃ）は、母材の強度確保のために必要な元素であり、ピン止め粒子であるＮｂＣＮを構成する元素でもある。これらの効果を十分に得るために、Ｃ含有量は０．０５０％以上とする。Ｃ含有量は０．０６０％以上、０．０７０％以上又は０．０８０％以上であってもよい。一方で、Ｃを過度に含有すると、母材に加え、溶接熱影響部（ＨＡＺ）、中でも溶融線（ＦＬ）近傍のＨＡＺの靭性劣化が顕著となる場合があり、また強度が過大となる傾向もある。したがって、Ｃ含有量は０．１３０％以下とする。Ｃ含有量は０．１２０％以下、０．１１０％以下又は０．１００％以下であってもよい。[C: 0.050 to 0.130%]
Carbon (C) is an element necessary for ensuring the strength of the base material, and is also an element constituting NbCN, which is the pinning particles. In order to sufficiently obtain these effects, the C content should be 0.050% or more. The C content may be 0.060% or more, 0.070% or more, or 0.080% or more. On the other hand, if C is contained excessively, in addition to the base metal, the weld heat affected zone (HAZ), especially the HAZ near the fusion line (FL), may deteriorate in toughness, and the strength tends to be excessive. There is also Therefore, the C content should be 0.130% or less. The C content may be 0.120% or less, 0.110% or less, or 0.100% or less.

［Ｓｉ：０．１００～０．６００％］
ケイ素（Ｓｉ）は脱酸元素であり、強度の向上にも寄与する元素である。これらの効果を十分に得るために、Ｓｉ含有量は０．１００％以上とする。Ｓｉ含有量は０．１５０％以上、０．２００％以上又は０．２５０％以上であってもよい。一方で、Ｓｉを過度に含有すると、島状マルテンサイトが生成し、靭性が低下する場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．６００％以下とする。Ｓｉ含有量は０．５００％以下、０．４００％以下又は０．３５０％以下であってもよい。[Si: 0.100 to 0.600%]
Silicon (Si) is a deoxidizing element and an element that also contributes to the improvement of strength. In order to sufficiently obtain these effects, the Si content should be 0.100% or more. The Si content may be 0.150% or more, 0.200% or more, or 0.250% or more. On the other hand, if Si is contained excessively, island-shaped martensite may be generated and the toughness may be lowered. Therefore, the Si content should be 0.600% or less. The Si content may be 0.500% or less, 0.400% or less, or 0.350% or less.

［Ｍｎ：１．１００～１．８００％］
マンガン（Ｍｎ）は脱酸元素であり、焼入れ性を向上させる元素でもある。母材及びＨＡＺの強度を十分に確保するために、Ｍｎ含有量は１．１００％以上とする。Ｍｎ含有量は１．２００％以上、１．２５０％以上又は１．３５０％以上であってもよい。一方で、Ｍｎを過度に含有すると、偏析が増大し、焼入れ性が過剰となるため、強度が過度に上昇して靱性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．８００％以下とする。Ｍｎ含有量は１．７００％以下、１．６５０％以下又は１．６００％以下であってもよい。[Mn: 1.100 to 1.800%]
Manganese (Mn) is a deoxidizing element and also an element that improves hardenability. In order to sufficiently secure the strength of the base material and HAZ, the Mn content should be 1.100% or more. The Mn content may be 1.200% or more, 1.250% or more, or 1.350% or more. On the other hand, an excessive Mn content increases segregation and excessive hardenability, resulting in an excessive increase in strength and a decrease in toughness. Therefore, the Mn content should be 1.800% or less. The Mn content may be 1.700% or less, 1.650% or less, or 1.600% or less.

［Ｐ：０．０２００％以下］
リン（Ｐ）は不純物であり、粒界に偏析して靭性を低下させる。このため、Ｐ含有量は０．０２００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０１５０％以下、より好ましくは０．０１００％以下、最も好ましくは０．００８０％以下である。Ｐ含有量は少ないほど好ましいため、下限は特に規定しない。しかしながら、製造コストの観点から、Ｐ含有量は０．０００１％以上、０．０００５％以上又は０．００１０％以上であってもよい。[P: 0.0200% or less]
Phosphorus (P) is an impurity that segregates at grain boundaries to reduce toughness. Therefore, the P content should be 0.0200% or less. The P content is preferably 0.0150% or less, more preferably 0.0100% or less, and most preferably 0.0080% or less. Since the lower the P content is, the better, the lower limit is not particularly defined. However, from the viewpoint of manufacturing cost, the P content may be 0.0001% or more, 0.0005% or more, or 0.0010% or more.

［Ｓ：０．０１００％以下］
硫黄（Ｓ）は不純物であり、中心偏析を助長し、脆性破壊の起点となる延伸形状のＭｎＳが生成する原因となることがある。このため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００８０％、より好ましくは０．００６０％、最も好ましくは０．００５０％以下である。Ｓ含有量は少ないほど好ましいため、下限は特に規定しない。しかしながら、製造コストの観点から、Ｓ含有量は０．０００１％以上、０．０００５％以上又は０．００１０％以上であってもよい。[S: 0.0100% or less]
Sulfur (S), which is an impurity, promotes center segregation and may cause the formation of elongated MnS, which is the starting point of brittle fracture. Therefore, the S content should be 0.0100% or less. The S content is preferably 0.0080%, more preferably 0.0060%, most preferably 0.0050% or less. Since the lower the S content, the better, the lower limit is not particularly defined. However, from the viewpoint of manufacturing cost, the S content may be 0.0001% or more, 0.0005% or more, or 0.0010% or more.

［Ｍｏ：０．０５０～０．５００％］
モリブデン（Ｍｏ）は、母材の強度と靱性を向上させる元素である。このような効果を十分に得るために、Ｍｏ含有量は０．０５０％以上とする。Ｍｏ含有量は０．１００％以上、０．１５０％以上又は０．２００％以上であってもよい。一方で、Ｍｏを過度に含有すると、母材の強度が過剰に上昇して靱性を損なうことがある。このため、Ｍｏ含有量は０．５００％以下とする。Ｍｏ含有量は０．４５０％以下、０．４００％以下又は０．３５０％以下であってもよい。[Mo: 0.050 to 0.500%]
Molybdenum (Mo) is an element that improves the strength and toughness of the base material. In order to sufficiently obtain such effects, the Mo content is set to 0.050% or more. Mo content may be 0.100% or more, 0.150% or more, or 0.200% or more. On the other hand, an excessive Mo content may excessively increase the strength of the base material and impair the toughness. Therefore, the Mo content is set to 0.500% or less. The Mo content may be 0.450% or less, 0.400% or less, or 0.350% or less.

［Ｖ：０．００５～０．１００％］
バナジウム（Ｖ）は、焼戻工程及び溶接後熱処理工程で炭窒化物を析出し、母材の強度の向上に寄与する元素である。このような効果を十分に得るために、Ｖ含有量は０．００５％以上とする。Ｖ含有量は０．０１０％以上、０．０１５％以上又は０．０２０％以上であってもよい。一方で、Ｖを過度に含有させても効果が飽和し、靱性劣化を招くことがある。このため、Ｖ含有量は０．１００％以下とする。Ｖ含有量は０．０８０％以下、０．０６０％以下又は０．０４０％以下であってもよい。[V: 0.005 to 0.100%]
Vanadium (V) is an element that precipitates carbonitrides in the tempering process and the post-welding heat treatment process and contributes to improving the strength of the base material. In order to sufficiently obtain such effects, the V content should be 0.005% or more. The V content may be 0.010% or more, 0.015% or more, or 0.020% or more. On the other hand, even if V is contained excessively, the effect may saturate, resulting in deterioration of toughness. Therefore, the V content is set to 0.100% or less. The V content may be 0.080% or less, 0.060% or less, or 0.040% or less.

［Ｎｂ：０．００５～０．１００％］
ニオブ（Ｎｂ）は、ＮｂＣＮの形態におけるピン止め効果により組織を微細化し、低温靱性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．００５％以上である必要がある。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０１５％以上、最も好ましくは０．０２０％以上である。一方で、Ｎｂを過度に含有させてもピン止め効果が飽和するとともに、粗大な炭化物や窒化物の析出による靱性劣化を招くことがある。このため、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とする。Ｎｂ含有量は０．０８０％以下、０．０７０％以下又は０．０５０％以下であってもよい。[Nb: 0.005 to 0.100%]
Niobium (Nb) is an element that refines the structure by a pinning effect in the form of NbCN and improves low temperature toughness. In order to obtain such effects, the Nb content must be 0.005% or more. The Nb content is preferably 0.010% or more, more preferably 0.015% or more, most preferably 0.020% or more. On the other hand, even if Nb is contained excessively, the pinning effect is saturated, and coarse carbides and nitrides are precipitated, which may lead to deterioration of toughness. Therefore, the Nb content is set to 0.100% or less. The Nb content may be 0.080% or less, 0.070% or less, or 0.050% or less.

［Ａｌ：０．００１～０．０８０％］
アルミニウム（Ａｌ）は脱酸元素であり、セメンタイト生成を抑制する元素でもある。さらに、Ａｌはピン止め粒子ＡｌＮとして細粒化に寄与する。これらの効果の少なくとも１つを得るために、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。Ａｌ含有量は０．０１５％以上、０．０２０％以上又は０．０２５％以上であってもよい。一方で、Ａｌを過度に含有すると、介在物が多くなり、靱性低下を招くことがある。このため、Ａｌ含有量は０．０８０％以下とする。Ａｌ含有量は０．０７０％以下、０．０６０％以下又は０．０５０％以下であってもよい。[Al: 0.001 to 0.080%]
Aluminum (Al) is a deoxidizing element and also an element that suppresses the formation of cementite. Furthermore, Al contributes to grain refinement as pinning particles AlN. In order to obtain at least one of these effects, the Al content should be 0.001% or more. The Al content may be 0.015% or more, 0.020% or more, or 0.025% or more. On the other hand, if the Al content is excessive, inclusions increase, which may lead to a decrease in toughness. Therefore, the Al content is set to 0.080% or less. The Al content may be 0.070% or less, 0.060% or less, or 0.050% or less.

［Ｂ：０．０００３％未満］
ホウ素（Ｂ）は粒界に偏析して焼入れ性を高める元素である。しかしながら、Ｂを過度に含有すると、強度が高くなりすぎたり、上部ベイナイトの形成が促進させて靭性の低下を招いたりすることがある。このため、Ｂ含有量は０．０００３％未満とする。Ｂ含有量は０．０００２％以下、０．０００１％以下又は０％であってもよい。[B: less than 0.0003%]
Boron (B) is an element that segregates at grain boundaries to improve hardenability. However, if the B content is excessive, the strength may become too high, or the formation of upper bainite may be promoted, resulting in a decrease in toughness. Therefore, the B content should be less than 0.0003%. The B content may be 0.0002% or less, 0.0001% or less, or 0%.

［Ｎ：０．０１００％以下］
窒素（Ｎ）は窒化物を形成する元素であり、過度に含有すると粗大な窒化物が生成し、靭性が低下する原因となる。このため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下、より好ましくは０．００６０％以下、最も好ましくは０．００５０％以下である。一方で、Ｎを過度に低減すると、脱窒コストがかかり、さらにはピン止め粒子であるＮｂＣＮを十分に形成できない場合がある。したがって、Ｎ含有量は０．０００３％以上であることが好ましく、０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。[N: 0.0100% or less]
Nitrogen (N) is an element that forms nitrides, and when contained excessively, coarse nitrides are formed, which causes a decrease in toughness. Therefore, the N content is set to 0.0100% or less. The N content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0060% or less, most preferably 0.0050% or less. On the other hand, if N is excessively reduced, the cost of denitrification increases, and NbCN, which is the pinning particles, may not be sufficiently formed. Therefore, the N content is preferably 0.0003% or more, and may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more.

［Ｏ：０．０１００％以下］
酸素（Ｏ）は不純物であり、このため０．０１００％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．００６０％以下、より好ましくは０．００４０％以下、最も好ましくは０．００３０％以下である。Ｏは可能な限り低減することが好ましいが、脱酸コストの観点から、Ｏ含有量は０．０００１％以上、０．０００２％以上、又は０．０００３％以上であってもよい。[O: 0.0100% or less]
Oxygen (O) is an impurity, so its content is made 0.0100% or less. The O content is preferably 0.0060% or less, more preferably 0.0040% or less, and most preferably 0.0030% or less. It is preferable to reduce O as much as possible, but from the viewpoint of deoxidation cost, the O content may be 0.0001% or more, 0.0002% or more, or 0.0003% or more.

本発明の実施形態１に係る厚鋼板の基本化学組成は上記のとおりである。さらに、当該厚鋼板は、必要に応じて以下の任意選択元素のうち１種又は２種以上を含有してもよい。以下、これらの任意選択元素について詳しく説明する。 The basic chemical composition of the steel plate according to Embodiment 1 of the present invention is as described above. Furthermore, the steel plate may contain one or more of the following optional elements, if necessary. These optional elements are described in detail below.

［Ｃｕ：０～０．５００％］
銅（Ｃｕ）は、強度の上昇に寄与する元素である。Ｃｕ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｃｕ含有量は０．０５０％以上であることが好ましい。Ｃｕ含有量は０．１５０％以上、０．２００％以上又は０．２５０％以上であってもよい。一方で、Ｃｕを過度に含有すると、母材の靱性が低下することがある。このため、Ｃｕ含有量は０．５００％以下とする。Ｃｕ含有量を０．４５０％以下、０．４００％以下又は０．３５０％以下であってもよい。[Cu: 0 to 0.500%]
Copper (Cu) is an element that contributes to an increase in strength. Although the Cu content may be 0%, the Cu content is preferably 0.050% or more in order to obtain such effects. The Cu content may be 0.150% or more, 0.200% or more, or 0.250% or more. On the other hand, excessive Cu content may reduce the toughness of the base material. Therefore, the Cu content is set to 0.500% or less. The Cu content may be 0.450% or less, 0.400% or less, or 0.350% or less.

［Ｎｉ：０～０．８００％］
ニッケル（Ｎｉ）は、靱性を確保するために有効な元素である。Ｎｉ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｎｉ含有量は０．１００％以上であることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．２００％以上、０．２５０％以上又は０．３００％以上であってもよい。一方で、Ｎｉを過度に含有すると、製造コストが上昇するのに加えて、焼入れ性が過剰となり却って母材の靱性が低下することがある。このため、Ｎｉ含有量は０．８００％以下とする。Ｎｉ含有量は０．７００％以下、０．６５０％以下又は０．６００％以下であってもよい。[Ni: 0 to 0.800%]
Nickel (Ni) is an effective element for ensuring toughness. Although the Ni content may be 0%, the Ni content is preferably 0.100% or more in order to obtain such effects. The Ni content may be 0.200% or more, 0.250% or more, or 0.300% or more. On the other hand, if Ni is contained excessively, the manufacturing cost increases and the hardenability becomes excessive, which may rather reduce the toughness of the base metal. Therefore, the Ni content is set to 0.800% or less. The Ni content may be 0.700% or less, 0.650% or less, or 0.600% or less.

［Ｃｒ：０～０．５０％］
クロム（Ｃｒ）は、耐炭酸ガス腐食性や焼入れ性の向上に寄与し、強度に影響を与える元素である。Ｃｒ含有量は０％であってもよいが、これらの効果を得るためには、Ｃｒ含有量は０．０５％以上であることが好ましい。Ｃｒ含有量は０．１０％以上、０．１５％以上又は０．２０％以上であってもよい。一方で、Ｃｒを過度に含有すると、ＨＡＺの靱性が低下することがある。このため、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とする。Ｃｒ含有量は０．４５％以下、０．４０％以下又は０．３５％以下であってもよい。[Cr: 0 to 0.50%]
Chromium (Cr) is an element that contributes to improvement of carbon dioxide gas corrosion resistance and hardenability and affects strength. Although the Cr content may be 0%, the Cr content is preferably 0.05% or more in order to obtain these effects. The Cr content may be 0.10% or more, 0.15% or more, or 0.20% or more. On the other hand, if Cr is contained excessively, the toughness of the HAZ may decrease. Therefore, the Cr content is set to 0.50% or less. The Cr content may be 0.45% or less, 0.40% or less, or 0.35% or less.

［Ｗ：０～０．５０％］
タングステン（Ｗ）は、耐食性向上に寄与し、強度に影響を与える元素である。Ｗ含有量は０％であってもよいが、これらの効果を得るためには、Ｗ含有量は０．０５％以上であることが好ましい。Ｗ含有量は０．１０％以上、０．１５％以上又は０．２０％以上であってもよい。一方で、Ｗを過度に含有すると、ＨＡＺの靱性が低下することがある。このため、Ｗ含有量は０．５０％以下とする。Ｗ含有量は０．４５％以下、０．４０％以下又は０．３５％以下であってもよい。[W: 0 to 0.50%]
Tungsten (W) is an element that contributes to improving corrosion resistance and affects strength. Although the W content may be 0%, the W content is preferably 0.05% or more in order to obtain these effects. The W content may be 0.10% or more, 0.15% or more, or 0.20% or more. On the other hand, an excessive W content may lower the toughness of the HAZ. Therefore, the W content is set to 0.50% or less. The W content may be 0.45% or less, 0.40% or less, or 0.35% or less.

［Ｔｉ：０～０．１００％］
チタン（Ｔｉ）は、脱酸に利用すると、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎからなる酸化物相を形成し、組織を微細化し強度に影響を与える効果が得られる。Ｔｉ含有量は０％であってもよいが、上記の効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．００５％以上であることが好ましい。Ｔｉ含有量は０．０１０％以上、０．０１５％以上又は０．０２０％以上であってもよい。一方で、Ｔｉを過度に含有すると、Ｔｉ酸化物やＴｉ－Ａｌ酸化物が形成されて分散密度が低下し、小入熱の溶接熱影響部の組織を微細化する効果が低下することがある。このため、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０８０％以下、０．０６０％以下又は０．０５０％以下であってもよい。[Ti: 0 to 0.100%]
When titanium (Ti) is used for deoxidization, it forms an oxide phase composed of Al, Ti, and Mn, which has the effect of refining the structure and affecting strength. Although the Ti content may be 0%, the Ti content is preferably 0.005% or more in order to obtain the above effect. The Ti content may be 0.010% or more, 0.015% or more, or 0.020% or more. On the other hand, when Ti is contained excessively, Ti oxides and Ti—Al oxides are formed, the dispersion density is lowered, and the effect of refining the structure of the weld heat-affected zone with a small heat input may be lowered. . Therefore, the Ti content should be 0.100% or less. The Ti content may be 0.080% or less, 0.060% or less, or 0.050% or less.

［Ｓｎ：０～０．０５０％］
スズ（Ｓｎ）は、強度に影響を与える元素である。Ｓｎ含有量は０％であってもよいが、この効果を得るためには、Ｓｎ含有量は０．００５％以上であることが好ましい。Ｓｎ含有量は０．０１０％以上、０．０１５％以上又は０．０２０％以上であってもよい。一方で、Ｓｎを過度に含有すると、靱性が低下することがある。このため、Ｓｎ含有量は０．０５０％以下とする。Ｓｎ含有量は０．０４５％以下、０．０４０％以下又は０．０３５％以下であってもよい。[Sn: 0 to 0.050%]
Tin (Sn) is an element that affects strength. Although the Sn content may be 0%, the Sn content is preferably 0.005% or more in order to obtain this effect. The Sn content may be 0.010% or more, 0.015% or more, or 0.020% or more. On the other hand, when Sn is excessively contained, the toughness may decrease. Therefore, the Sn content is set to 0.050% or less. The Sn content may be 0.045% or less, 0.040% or less, or 0.035% or less.

［Ｃａ：０～０．００５０％］
カルシウム（Ｃａ）は、酸化物や硫化物の形態を制御する元素である。Ｃａ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、０．０００１％以上であることが好ましい。Ｃａ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。Ｃａを過度に含有すると、上記の効果が飽和し、介在物の形成によって靭性を損なうことがある。このため、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。Ｃａ含有量は０．００４５％以下、０．００４０％以下又は０．００３５％以下であってもよい。[Ca: 0 to 0.0050%]
Calcium (Ca) is an element that controls the forms of oxides and sulfides. Although the Ca content may be 0%, it is preferably 0.0001% or more in order to obtain such effects. The Ca content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more. Excessive Ca content saturates the above effects and may impair toughness due to the formation of inclusions. Therefore, the Ca content should be 0.0050% or less. The Ca content may be 0.0045% or less, 0.0040% or less, or 0.0035% or less.

［Ｍｇ：０～０．００５０％］
マグネシウム（Ｍｇ）は、酸化物や硫化物の形態を制御する元素である。Ｍｇ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、０．０００１％以上であることが好ましい。Ｍｇ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。Ｍｇを過度に含有すると、上記の効果が飽和し、介在物の形成によって靭性を損なうことがある。このため、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下とする。Ｍｇ含有量は０．００４５％以下、０．００４０％以下又は０．００３５％以下であってもよい。[Mg: 0 to 0.0050%]
Magnesium (Mg) is an element that controls the forms of oxides and sulfides. Although the Mg content may be 0%, it is preferably 0.0001% or more in order to obtain such effects. The Mg content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more. Excessive Mg content saturates the above effects and may impair toughness due to the formation of inclusions. Therefore, the Mg content is set to 0.0050% or less. The Mg content may be 0.0045% or less, 0.0040% or less, or 0.0035% or less.

［ＲＥＭ：０～０．０１００％］
希土類金属（ＲＥＭ）は、酸化物や硫化物の形態を制御する元素である。ＲＥＭ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、０．０００１％以上であることが好ましい。ＲＥＭ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。ＲＥＭを過度に含有すると、上記の効果が飽和し、介在物の形成によって靭性を損なうことがある。このため、ＲＥＭ含有量は０．０１００％以下とする。ＲＥＭ含有量は０．００８０％以下、０．００６０％以下又は０．００４０％以下であってもよい。
なお、本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、及び、ランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選択される１種以上の元素であり、ＲＥＭ含有量はこれら元素の合計含有量である。[REM: 0 to 0.0100%]
Rare earth metals (REMs) are elements that control the morphology of oxides and sulfides. Although the REM content may be 0%, it is preferably 0.0001% or more in order to obtain such effects. The REM content may be 0.0005% or greater, 0.0010% or greater, or 0.0015% or greater. Excessive REM content saturates the above effects and may impair toughness due to the formation of inclusions. Therefore, the REM content is set to 0.0100% or less. The REM content may be 0.0080% or less, 0.0060% or less, or 0.0040% or less.
In this specification, REM refers to scandium (Sc) with atomic number 21, yttrium (Y) with atomic number 39, and lanthanoid (La) with atomic number 57 to atomic number 71. It is one or more elements selected from the group consisting of lutetium (Lu), and the REM content is the total content of these elements.

本発明の実施形態１に係る厚鋼板において、上記の元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物とは、厚鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分等である。 In the steel plate according to Embodiment 1 of the present invention, the balance other than the above elements is Fe and impurities. Impurities are components and the like that are mixed due to various factors in the manufacturing process, including raw materials such as ores and scraps, when thick steel plates are manufactured industrially.

以下、実施形態１に係る厚鋼板の炭素当量（Ｃｅｑ）、結晶粒の粗大粒径、結晶粒の平均粒径、厚鋼板の組織、板厚、及び機械特性について説明するが、これらの説明は実施形態２～４においても共通する。したがって、これらの特徴に関する以下の説明は、実施形態１だけでなく実施形態２～４においても適用するものとする。 Hereinafter, the carbon equivalent (Ceq), the coarse grain size of the crystal grains, the average grain size of the crystal grains, the structure of the steel plate, the thickness, and the mechanical properties of the steel plate according to Embodiment 1 will be described. This also applies to Embodiments 2-4. Therefore, the following description of these features applies not only to Embodiment 1, but also to Embodiments 2-4.

［炭素当量（Ｃｅｑ）：０．３７０～０．６００（実施形態１～４において共通）］
炭素当量（Ｃｅｑ）は焼入れ性の指標である。一般的には、Ｃｅｑが高くなるほど、厚鋼板の引張強度が高くなる傾向があり、一方で、Ｃｅｑが低くなるほど、焼入れ性が低下するため、当該厚鋼板の引張強度が低下する傾向がある。本実施形態においては、Ｃｅｑは下記式２によって算出する。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５ ・・・式２
式中、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］及び［Ｖ］は各元素の含有量（質量％）であり、元素を含有しない場合は０である。本実施形態においては、化学組成を上で説明した範囲内とすることで適切な引張強度を達成することが可能である。したがって、厚鋼板のＣｅｑは特に限定されないが、一般的には０．３７０～０．６００である。例えば、Ｃｅｑは、０．４００以上若しくは０．４５０以上であってもよく、及び／又は０．５５０以下若しくは０．５００以下であってもよい。[Carbon equivalent (Ceq): 0.370 to 0.600 (common in Embodiments 1 to 4)]
Carbon equivalent (Ceq) is an index of hardenability. In general, the higher the Ceq, the higher the tensile strength of the steel plate. On the other hand, the lower the Ceq, the lower the hardenability, so the tensile strength of the steel plate tends to lower. In the present embodiment, Ceq is calculated by Equation 2 below.
Ceq=[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5 Equation 2
In the formula, [C], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo] and [V] are the content (% by mass) of each element, and 0 when no element is contained is. In this embodiment, it is possible to achieve an appropriate tensile strength by setting the chemical composition within the range described above. Therefore, the Ceq of the steel plate is not particularly limited, but is generally 0.370 to 0.600. For example, Ceq may be greater than or equal to 0.400 or greater than or equal to 0.450 and/or less than or equal to 0.550 or less than or equal to 0.500.

［結晶粒の粗大粒径：４５μｍ以下（実施形態１～４において共通）］
厚鋼板中の粗大な組織は脆性破壊の起点となるため、一般に当該厚鋼板の靱性、特には低温靭性を低下させる。これに関連して、本実施形態によれば、厚鋼板において顕著に改善された低温靭性を達成するために、方位差１５°以上の境界で囲まれた結晶粒の粗大粒径を４５μｍ以下とする。結晶粒の粗大粒径は、好ましくは４０μｍ以下、より好ましくは３５μｍ以下、最も好ましくは３０μｍ以下である。結晶粒の粗大粒径は小さいほど好ましいため、下限は特に規定しない。しかしながら、一般的には、結晶粒の粗大粒径は５μｍ以上又は８μｍ以上であってよい。[Crystal grain coarse grain size: 45 μm or less (common to Embodiments 1 to 4)]
Since a coarse structure in a steel plate becomes a starting point of brittle fracture, it generally lowers the toughness of the steel plate, particularly the low-temperature toughness. In this regard, according to the present embodiment, in order to achieve significantly improved low-temperature toughness in a steel plate, the coarse grain size of crystal grains surrounded by boundaries with a misorientation of 15° or more is set to 45 μm or less. do. The coarse grain size of the crystal grains is preferably 40 μm or less, more preferably 35 μm or less, and most preferably 30 μm or less. Since the coarser grain size of the crystal grains is preferably as small as possible, the lower limit is not particularly defined. However, in general, the coarse grain size of the crystal grains may be 5 μm or more or 8 μm or more.

本発明において、結晶粒の粗大粒径は以下のように決定される。まず、厚鋼板の板厚１／４位置のＬ断面（厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面）を鏡面研磨し、次いで電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）により任意の１．０ｍｍ×０．４ｍｍの領域の結晶方位を１箇所測定し、隣接する粒の方位差が１５°以上ある領域を１つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の粒径を円相当直径として算出する。これらの結晶粒のうち円相当直径の大きいものから１０個選択し、それらの円相当直径の平均値を「結晶粒の粗大粒径」として決定する。 In the present invention, the coarse grain size of crystal grains is determined as follows. First, the L cross section (cross section parallel to the rolling direction and the thickness direction of the thick steel plate) at the position of 1/4 of the thickness of the thick steel plate is mirror-polished, and then an arbitrary 1.0 mm by the electron beam backscatter diffraction method (EBSD). Measure the crystal orientation of a region of × 0.4 mm at one point, define a region with an orientation difference of 15° or more between adjacent grains as one crystal grain, and calculate the grain size of each crystal grain as a circle equivalent diameter. do. Among these crystal grains, 10 crystal grains having the largest equivalent circle diameters are selected, and the average value of the equivalent circle diameters is determined as the "coarse grain size of crystal grains."

［結晶粒の平均粒径：２５μｍ以下（実施形態１～４において共通）］
低温靱性の向上には結晶粒の粗大粒径だけでなく、当該結晶粒の平均粒径も所定の範囲とすることが重要である。具体的には、結晶粒の粗大粒径を４５μｍ以下とすることに加えて、当該結晶粒の平均粒径を２５μｍ以下とすることにより、厚鋼板において組織を微細化して顕著に改善された低温靭性を達成することができる。結晶粒の平均粒径は、好ましくは２０μｍ以下、より好ましくは１５μｍ以下、最も好ましくは１０μｍ以下である。結晶粒の平均粒径は小さいほど好ましいため、下限は特に規定しない。しかしながら、一般的には、結晶粒の平均粒径は１μｍ以上又は３μｍ以上であってよい。[Average grain size of crystal grains: 25 μm or less (common to Embodiments 1 to 4)]
In order to improve the low-temperature toughness, it is important to set not only the coarse grain size of the crystal grains but also the average grain size of the grains within a predetermined range. Specifically, in addition to setting the coarse grain size of the crystal grains to 45 μm or less, the average grain size of the crystal grains is set to 25 μm or less, thereby refining the structure in the steel plate and remarkably improving the low temperature toughness can be achieved. The average grain size of the crystal grains is preferably 20 μm or less, more preferably 15 μm or less, and most preferably 10 μm or less. Since the smaller the average grain size of the crystal grains, the better, the lower limit is not particularly defined. However, in general, the average grain size of the grains may be 1 μm or more, or 3 μm or more.

本発明において、結晶粒の平均粒径は以下のように決定される。まず、粗大粒径の場合と同様に、厚鋼板の板厚１／４位置のＬ断面（厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面）を鏡面研磨し、次いで電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）により任意の１．０ｍｍ×０．４ｍｍの領域の結晶方位を１箇所測定し、隣接する粒の方位差が１５°以上ある領域を１つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の粒径を円相当直径として算出する。算出された全ての結晶粒に基づいて算出される面積平均を「結晶粒の平均粒径」として決定する。より具体的には、面積平均（ｄ）は、各結晶粒が占める面積（ａi）と各結晶粒の円相当直径（ｄi）とから下記式３によって算出される。
ｄ＝Σ（ａi×ｄi）／Σａi ・・・式３In the present invention, the average grain size of crystal grains is determined as follows. First, as in the case of coarse grain size, the L cross section (cross section parallel to the rolling direction and thickness direction of the thick steel plate) at the position of 1/4 of the thickness of the thick steel plate is mirror-polished, and then the electron beam backscatter diffraction method. (EBSD), the crystal orientation of an arbitrary 1.0 mm × 0.4 mm region is measured at one point, and a region with an orientation difference of 15 ° or more between adjacent grains is defined as one crystal grain, and individual crystal grains The particle size is calculated as the equivalent circle diameter. The area average calculated based on all the calculated crystal grains is determined as the "average grain size of crystal grains." More specifically, the area average (d) is calculated from the area occupied by each crystal grain (a i ) and the equivalent circle diameter (d i ) of each crystal grain by Equation 3 below.
d=Σ(a i ×d i )/Σa i Expression 3

［結晶粒のアスペクト比（実施形態１～４において共通）］
結晶粒のアスペクト比は、特に限定されないが、例えば１．８以下、１．６以下又は１．５以下であってもよい。結晶粒のアスペクト比を小さくすることで、金属組織の異方性を低減することができる。本発明において、結晶粒のアスペクト比は以下のように決定される。まず、厚鋼板の板厚１／４位置のＬ断面（厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面）を鏡面研磨し、次いで電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）により任意の１．０ｍｍ×０．４ｍｍの領域の結晶方位を１箇所測定し、隣接する粒の方位差が１５°以上ある領域を１つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の圧延方向長さ及び板厚方向長さを測定し、各結晶粒のアスペクト比を算出する。算出された全ての結晶粒のアスペクト比の算術平均を「結晶粒のアスペクト比」として決定する。[Aspect ratio of crystal grains (common to Embodiments 1 to 4)]
The aspect ratio of the crystal grains is not particularly limited, but may be, for example, 1.8 or less, 1.6 or less, or 1.5 or less. By reducing the aspect ratio of the crystal grains, the anisotropy of the metal structure can be reduced. In the present invention, the aspect ratio of crystal grains is determined as follows. First, the L cross section (cross section parallel to the rolling direction and thickness direction of the thick steel plate) at the position of 1/4 of the thickness of the thick steel plate is mirror-polished, and then an arbitrary 1.0 mm by electron beam backscatter diffraction (EBSD). × 0.4 mm region of the crystal orientation is measured at one point, and the region where the orientation difference of adjacent grains is 15 ° or more is defined as one crystal grain, and the rolling direction length and plate thickness direction of each crystal grain The length is measured and the aspect ratio of each grain is calculated. The arithmetic mean of the calculated aspect ratios of all crystal grains is determined as the "crystal grain aspect ratio".

［厚鋼板の組織（実施形態１～４において共通）］
本実施形態に係る厚鋼板の組織は、主としてフェライトから構成される。後で説明する厚鋼板の製造方法では、焼戻し処理について記載されているものの、このような焼戻し処理を行っても、厚鋼板の組織は主としてフェライトから構成されており、例えば組織中の焼戻しマルテンサイト及び焼戻し下部ベイナイトの含有量は合計で３０％以下である。[Structure of thick steel plate (common to Embodiments 1 to 4)]
The structure of the thick steel plate according to this embodiment is mainly composed of ferrite. Although tempering treatment is described in the method for manufacturing a steel plate to be described later, even if such a tempering treatment is performed, the structure of the steel plate is mainly composed of ferrite. For example, tempered martensite in the structure and tempered lower bainite content is 30% or less in total.

［板厚：７０ｍｍ以上（実施形態１～４において共通）］
本実施形態に係る厚鋼板は７０ｍｍ以上の板厚を有する。厚鋼板の化学組成及び組織を上で説明した範囲内とすることで、このような厚い鋼板においても、高強度を維持しつつ、優れた低温靭性、特には優れたＰＷＨＴ後の低温靱性を達成することが可能となる。本実施形態においては、厚鋼板の板厚は、特に限定されないが、８０ｍｍ以上、９０ｍｍ以上又は１００ｍｍ以上であってもよい。上限は特に限定されないが、一般的には、厚鋼板の板厚は１５０ｍｍ以下である。[Plate thickness: 70 mm or more (common in Embodiments 1 to 4)]
The thick steel plate according to this embodiment has a plate thickness of 70 mm or more. By setting the chemical composition and structure of the steel plate within the ranges described above, even in such a thick steel plate, while maintaining high strength, excellent low temperature toughness, especially excellent low temperature toughness after PWHT, is achieved. It becomes possible to In this embodiment, the thickness of the thick steel plate is not particularly limited, but may be 80 mm or more, 90 mm or more, or 100 mm or more. Although the upper limit is not particularly limited, the thickness of the thick steel plate is generally 150 mm or less.

［機械特性（実施形態１～４において共通）］
本実施形態の厚鋼板によれば、優れた機械特性、例えば高強度、より具体的には５８０～７３０ＭＰａの引張強度（ＴＳ）を達成することができる。引張強度は好ましくは６００ＭＰａ以上であり、より好ましくは６５０ＭＰａ以上である。引張強度は７００ＭＰａ以下又は６８０ＭＰａ以下であってもよい。また、本実施形態の厚鋼板によれば、ＰＷＨＴ後においても高強度を維持することができ、例えば６５０℃で１５時間加熱（ＰＷＨＴに相当）した場合でも５８０～７３０ＭＰａの引張強度（ＴＳ）を達成することができる。６５０℃で１５時間加熱後の引張強度は好ましくは６００ＭＰａ以上、より好ましくは６５０ＭＰａ以上であり、７００ＭＰａ以下又は６８０ＭＰａ以下であってもよい。さらに、本実施形態の厚鋼板によれば、同様にＰＷＨＴの有無にかかわらず優れた降伏強度（ＹＳ）を達成することが可能である。より具体的には、本実施形態の厚鋼板は、６５０℃で１５時間加熱（ＰＷＨＴに相当）した場合及びこのような加熱処理を行わない場合の両方で４００ＭＰａ以上、好ましくは４５０ＭＰａ以上、より好ましくは５００ＭＰａ以上の降伏強度を達成することができる。加えて、本実施形態の厚鋼板によれば、同様にＰＷＨＴの有無にかかわらず優れた低温靭性を達成することが可能である。より具体的には、本実施形態の厚鋼板は、６５０℃で１５時間加熱（ＰＷＨＴに相当）した場合及びこのような加熱処理を行わない場合の両方で、－３５℃でのＪＩＳ４号シャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ-35）の平均値が７０Ｊ以上、好ましくは１００Ｊ以上、より好ましくは１５０Ｊ以上の低温靭性を達成することができる。本実施形態に係る厚鋼板は、上記のようにＰＷＨＴ前だけでなくＰＷＨＴ後においても優れた強度及び低温靭性を示すため、例えば、橋梁、建築、造船及び圧力容器等の構造体において使用するのに非常に適している。とりわけ、圧力容器用鋼板は、－１０℃以下の低温領域で各種ガスを反応させるような圧力容器等の用途においても極めて有用である。[Mechanical properties (common in Embodiments 1 to 4)]
According to the thick steel plate of the present embodiment, excellent mechanical properties such as high strength, more specifically tensile strength (TS) of 580 to 730 MPa can be achieved. The tensile strength is preferably 600 MPa or higher, more preferably 650 MPa or higher. The tensile strength may be 700 MPa or less or 680 MPa or less. In addition, according to the thick steel plate of the present embodiment, high strength can be maintained even after PWHT, for example, even when heated at 650 ° C. for 15 hours (equivalent to PWHT), a tensile strength (TS) of 580 to 730 MPa is achieved. can be achieved. The tensile strength after heating at 650° C. for 15 hours is preferably 600 MPa or more, more preferably 650 MPa or more, and may be 700 MPa or less or 680 MPa or less. Furthermore, according to the thick steel plate of this embodiment, similarly, it is possible to achieve excellent yield strength (YS) regardless of the presence or absence of PWHT. More specifically, the steel plate of the present embodiment has a tensile strength of 400 MPa or more, preferably 450 MPa or more, more preferably 450 MPa or more, both when heated at 650 ° C. for 15 hours (corresponding to PWHT) and when such heat treatment is not performed. can achieve a yield strength of 500 MPa or more. In addition, according to the thick steel plate of this embodiment, similarly, it is possible to achieve excellent low temperature toughness regardless of the presence or absence of PWHT. More specifically, the steel plate of the present embodiment was subjected to JIS No. 4 Charpy impact at −35° C. both when heated at 650° C. for 15 hours (equivalent to PWHT) and when such heat treatment was not performed. Low temperature toughness with an average absorbed energy (vE −35 ) of 70 J or more, preferably 100 J or more, more preferably 150 J or more can be achieved. The thick steel plate according to the present embodiment exhibits excellent strength and low-temperature toughness not only before PWHT but also after PWHT as described above, so that it is used in structures such as bridges, buildings, shipbuilding, and pressure vessels. very suitable for In particular, steel sheets for pressure vessels are extremely useful in applications such as pressure vessels in which various gases are reacted in a low temperature range of -10°C or lower.

引張強度（ＴＳ）及び降伏強度（ＹＳ）は、厚鋼板の板幅方向に平行な方向（Ｃ方向）から採取したＪＩＳ５号試験片に基づいてＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に準拠した引張試験を行うことで測定される。シャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ-35）の平均値は、同様に厚鋼板のＣ方向から採取したＪＩＳ４号試験片に基づいてＪＩＳ Ｚ２２４２：２００５の規定に準拠して、半径２ｍｍの衝撃刃を用いて－３５℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーを３本測定し、それらを平均することにより算出される。Tensile strength (TS) and yield strength (YS) were obtained by performing a tensile test in accordance with JIS Z2241: 2011 based on a JIS No. 5 test piece sampled from the direction (C direction) parallel to the plate width direction of the thick steel plate. measured. The average value of the Charpy impact absorption energy (vE -35 ) is similarly based on the JIS No. 4 test piece taken from the C direction of the thick steel plate, in accordance with the provisions of JIS Z2242: 2005, using an impact blade with a radius of 2 mm. It is calculated by measuring three Charpy impact absorption energies at -35°C and averaging them.

［実施形態１に係る厚鋼板の製造方法］
次に、実施形態１に係る厚鋼板の製造方法について説明する。以下の説明は、実施形態１に係る厚鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該厚鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。[Method for manufacturing thick steel plate according to Embodiment 1]
Next, a method for manufacturing a thick steel plate according to Embodiment 1 will be described. The following description is intended to exemplify a characteristic method for manufacturing the thick steel plate according to Embodiment 1, and is limited to those manufactured by the manufacturing method as described below. is not intended to

実施形態１に係る厚鋼板の製造方法は、均質化熱処理工程、熱間圧延工程、焼入工程、中間熱処理工程、及び焼戻工程を含む。以下、各工程についてより詳細に説明する。本製造方法に供する鋼片としては、本実施形態の化学組成の範囲内であれば、特には限定されず、当業者に公知の任意の適切な鋳造条件下で製造された鋼片を使用することができる。例えば、鋼片は、造塊－分塊スラブであってもよいし、連続鋳造スラブであってもよい。製造効率、歩留り及び省エネルギーの観点からは、鋼片としては連続鋳造スラブを用いることが好ましい。 A method for manufacturing a thick steel plate according to Embodiment 1 includes a homogenization heat treatment step, a hot rolling step, a quenching step, an intermediate heat treatment step, and a tempering step. Each step will be described in more detail below. The steel slab to be subjected to this manufacturing method is not particularly limited as long as it is within the range of the chemical composition of the present embodiment, and a steel slab manufactured under any appropriate casting conditions known to those skilled in the art is used. be able to. For example, the billet may be an ingot-blooming slab or a continuously cast slab. From the viewpoint of production efficiency, yield and energy saving, it is preferable to use a continuously cast slab as the billet.

［均質化熱処理工程］
まず、実施形態１において規定される化学組成を有する鋼片が、熱間圧延工程の前に均質化熱処理工程において均質化のために加熱される。粗大な組織の形成を抑制するためには、ピン止め粒子の利用及び制御が重要である。本実施形態では、ピン止め粒子としてＮｂＣＮが利用される。しかしながら、Ｎｂは一般に正偏析部に偏析する性質を有するため、単にＮｂを厚鋼板中に含有させても、形成されるＮｂＣＮがピン止め粒子として有効には機能せず、負偏析部に粗大粒が形成しやすい。本実施形態においては、Ｎｂ含有量に応じた条件下で、熱間圧延の前に均質化熱処理を行うことでＮｂ偏析を拡散させ、形成されるＮｂＣＮをピン止め粒子として有効に機能させることで粗大粒の形成、特には負偏析部での粗大粒の形成を抑制することができる。[Homogenization heat treatment step]
First, a billet having the chemical composition specified in Embodiment 1 is heated for homogenization in a homogenization heat treatment step prior to the hot rolling step. The use and control of pinning particles is important to suppress the formation of coarse textures. In this embodiment, NbCN is used as the pinning particles. However, since Nb generally has the property of segregating in the positive segregation part, even if Nb is simply contained in the steel plate, the formed NbCN does not function effectively as a pinning particle, and coarse grains are formed in the negative segregation part. is easy to form. In the present embodiment, homogenization heat treatment is performed before hot rolling under conditions corresponding to the Nb content to diffuse Nb segregation and effectively function the formed NbCN as pinning particles. It is possible to suppress the formation of coarse grains, particularly the formation of coarse grains in the negative segregation zone.

より具体的には、均質化熱処理の際に下記式１によって求められる温度Ｔ℃以上で滞留した時間と当該滞留時間（ｈ）における平均温度（℃）との積Ｓを２００００～１０００００（℃・ｈ）の範囲内とすることで、厚鋼板において結晶粒の粗大粒径が４５μｍ以下でかつ当該結晶粒の平均粒径が２５μｍ以下である微細な組織を形成させることができる。
Ｔ＝４５００／（２－ｌｏｇ［Ｎｂ］）－２００ ・・・式１
ここで、［Ｎｂ］はＮｂ含有量（質量％）である。More specifically, the product S of the residence time at the temperature T ° C. or higher obtained by the following formula 1 during the homogenization heat treatment and the average temperature (° C.) during the residence time (h) is 20000 to 100000 (° C. ・h), it is possible to form a fine structure in which the coarse grain size of the crystal grains is 45 μm or less and the average grain size of the crystal grains is 25 μm or less in the steel plate.
T = 4500/(2-log[Nb])-200 Formula 1
Here, [Nb] is the Nb content (% by mass).

Ｓが２００００（℃・ｈ）未満の場合には、均質化熱処理が十分でないために、負偏析部での粗大粒の形成を十分に抑制することができない。一方で、Ｓが１０００００（℃・ｈ）を超えるような高温長時間の均質化熱処理を行うと、たとえＮｂ偏析を拡散させてＮｂＣＮ粒子を形成しても、当該ＮｂＣＮ粒子によるピン止め効果を十分に発揮させることができず、結晶粒の粗大化が進行してしまうことがある。均質化熱処理工程後、鋼片は室温まで空冷される。 When S is less than 20000 (° C.·h), the homogenization heat treatment is not sufficient, so the formation of coarse grains in the negative segregation zone cannot be sufficiently suppressed. On the other hand, when the homogenization heat treatment is performed at a high temperature for a long time such that S exceeds 100000 (° C. h), even if the Nb segregation is diffused to form NbCN particles, the pinning effect of the NbCN particles is sufficiently obtained. In some cases, the crystal grains may be coarsened. After the homogenization heat treatment step, the billet is air cooled to room temperature.

［熱間圧延工程］
次に、鋼片は、熱間圧延工程において再加熱され、次いで一般的に圧下率５０％以上で熱間圧延される。再加熱の温度は、圧延ロールの負荷を低減する観点から１０００℃以上とすることが好ましく、組織の粗大化を抑制する観点から１２５０℃以下とすることが好ましい。[Hot rolling process]
The billet is then reheated in a hot rolling step and then hot rolled, typically at a reduction of 50% or more. The reheating temperature is preferably 1000° C. or higher from the viewpoint of reducing the load on the rolling rolls, and is preferably 1250° C. or lower from the viewpoint of suppressing coarsening of the structure.

次いで、熱間圧延された鋼板は、８００℃から５００℃まで０．０５０℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却される。このような比較的遅い冷却速度で冷却することにより、熱間圧延後の組織においてフェライト分率を増加させ、最終組織を細粒化させるとともに靱性を向上させることができる。一方で、８００℃から５００℃までの平均冷却速度が０．０５℃／ｓを超えると、熱間圧延後の組織においてベイナイト分率が増加し、最終組織が粗大化して靱性が低下する場合がある。 The hot rolled steel sheet is then cooled from 800° C. to 500° C. at an average cooling rate of 0.050° C./s or less. By cooling at such a relatively slow cooling rate, it is possible to increase the ferrite fraction in the structure after hot rolling, refine the grains in the final structure, and improve the toughness. On the other hand, if the average cooling rate from 800° C. to 500° C. exceeds 0.05° C./s, the bainite fraction increases in the structure after hot rolling, the final structure coarsens, and the toughness may decrease. be.

［焼入工程］
熱間圧延工程後、鋼板は一旦１５０℃以下まで冷却され、次いで８００℃以上の温度（焼入温度）に再加熱され、次に１．０℃／ｓ以上の平均冷却速度で２００℃以下まで冷却される。このような焼入れ処理を行うことにより、組織を微細化してＰＷＨＴ後であっても所望の強度（引張強度及び降伏強度）を確保するとともに低温靭性を向上させることができる。一方で、１．０℃／ｓ未満での冷却又は２００℃よりも高温での冷却停止では、十分な焼入組織を得ることができず、所望の強度を確保できない場合がある。[Quenching process]
After the hot rolling process, the steel sheet is once cooled to 150°C or lower, then reheated to a temperature of 800°C or higher (quenching temperature), and then cooled to 200°C or lower at an average cooling rate of 1.0°C/s or higher. cooled. By performing such a quenching treatment, it is possible to refine the structure and secure the desired strength (tensile strength and yield strength) even after PWHT and improve the low temperature toughness. On the other hand, cooling at less than 1.0° C./s or stopping cooling at a temperature higher than 200° C. may fail to obtain a sufficient quenched structure and ensure desired strength.

［中間熱処理工程］
次に、鋼板は、中間熱処理工程において６５０～８５０℃に加熱され、次いで１．０℃／ｓ以上の平均冷却速度で２００℃以下まで冷却される。このような中間熱処理を行うことにより、軟化と繰り返し焼入れの効果で組織の微細化を促進させることができる。ただし、中間熱処理工程は、後述する焼戻工程で十分な焼戻しを行うことができる場合には省略してもよい。[Intermediate heat treatment step]
Next, the steel sheet is heated to 650-850° C. in an intermediate heat treatment step and then cooled to 200° C. or less at an average cooling rate of 1.0° C./s or more. By performing such an intermediate heat treatment, it is possible to promote refinement of the structure due to the effects of softening and repeated quenching. However, the intermediate heat treatment step may be omitted if sufficient tempering can be performed in the later-described tempering step.

［焼戻工程］
最後に、鋼板は、焼戻工程において焼戻し処理され、具体的には５５０～７００℃の焼戻温度で３０分～１時間にわたり加熱される。このような焼戻し処理により、強度を適切な範囲に調整するとともに靭性の向上を図ることができる。焼戻し後の冷却速度は特に限定されず、例えば空冷によって冷却すればよい。[Tempering process]
Finally, the steel sheet is tempered in a tempering step, specifically heated at a tempering temperature of 550-700° C. for 30 minutes to 1 hour. By such a tempering treatment, it is possible to adjust the strength to an appropriate range and improve the toughness. The cooling rate after tempering is not particularly limited, and cooling may be performed by, for example, air cooling.

＜実施形態２＞
本発明の実施形態２に係る厚鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．０５０～０．１３０％、
Ｓｉ：０．１００～０．６００％、
Ｍｎ：１．１００～１．８００％、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．０５０～０．５００％、
Ｖ：０．００５～０．１００％、
Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
Ａｌ：０．００１～０．０８０％、
Ｂ：０．０００３～０．００３０％、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｎｉ：０～０．８００％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を含み、
方位差１５°以上の境界で囲まれた結晶粒の粗大粒径が４５μｍ以下であり、かつ前記結晶粒の平均粒径が２５μｍ以下である組織を含み、
５８０～７３０ＭＰａの引張強度を有し、
７０ｍｍ以上の板厚を有することを特徴としている。<Embodiment 2>
The thick steel plate according to Embodiment 2 of the present invention is mass%,
C: 0.050 to 0.130%,
Si: 0.100 to 0.600%,
Mn: 1.100-1.800%,
P: 0.0200% or less,
S: 0.0100% or less,
Mo: 0.050-0.500%,
V: 0.005 to 0.100%,
Nb: 0.005 to 0.100%,
Al: 0.001 to 0.080%,
B: 0.0003 to 0.0030%,
N: 0.0100% or less,
O: 0.0100% or less,
Cu: 0 to 0.500%,
Ni: 0 to 0.800%,
Cr: 0 to 0.50%,
W: 0 to 0.50%,
Ti: 0.005 to 0.100%,
Sn: 0 to 0.050%,
Ca: 0 to 0.0050%,
Mg: 0-0.0050%,
REM: 0 to 0.0100%, and the balance: containing a chemical composition consisting of Fe and impurities,
A structure in which the coarse grain size of crystal grains surrounded by boundaries with a misorientation of 15° or more is 45 μm or less and the average grain size of the crystal grains is 25 μm or less,
It has a tensile strength of 580 to 730 MPa,
It is characterized by having a plate thickness of 70 mm or more.

実施形態２では、実施形態１の場合と同様に、Ｎｂ含有量を０．００５～０．１００％の範囲内とするとともに、当該Ｎｂ含有量に応じた条件下で、熱間圧延の前に均質化熱処理を行うことでＮｂ偏析を拡散させ、形成されるＮｂＣＮ（ＮｂＣＮとは、ＮｂＣ、ＮｂＮ、ＮｂＣのＣの一部がＮに置き換わったもの、及び／又はＮｂＮのＮの一部がＣに置き換わったものを言う）をピン止め粒子として有効に機能させることで粗大粒の形成、特には負偏析部での粗大粒の形成を抑制することができる。これに加えて、本発明者らは、焼入れ性を向上させるが窒化ホウ素（ＢＮ）を形成して靭性低下を招く虞があるホウ素（Ｂ）をチタン（Ｔｉ）と組み合わせて使用することで、実施形態１の場合と同様に、厚鋼板において組織を微細化して、ＰＷＨＴ後であっても顕著に改善された低温靭性を達成することができることを見出した。 In Embodiment 2, as in Embodiment 1, the Nb content is in the range of 0.005 to 0.100%, and under conditions according to the Nb content, before hot rolling Homogenization heat treatment diffuses Nb segregation to form NbCN (NbCN refers to NbC, NbN, NbC in which part of C is replaced with N, and/or NbN in which part of N is replaced with C ) can effectively function as pinning particles to suppress the formation of coarse grains, particularly the formation of coarse grains in the negative segregation zone. In addition to this, the present inventors have found that the use of boron (B) in combination with titanium (Ti), which improves hardenability but may form boron nitride (BN) and cause a decrease in toughness, As in the case of Embodiment 1, it has been found that the structure can be refined in the steel plate to achieve significantly improved low temperature toughness even after PWHT.

以下、本発明の実施形態２に係る厚鋼板について詳しく説明する。以下の説明において、各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味するものである。 Hereinafter, the thick steel plate according to Embodiment 2 of the present invention will be described in detail. In the following description, the unit of content of each element, "%", means "% by mass" unless otherwise specified.

［Ｃ：０．０５０～０．１３０％］
炭素（Ｃ）は、母材の強度確保のために必要な元素であり、ピン止め粒子であるＮｂＣＮを構成する元素でもある。これらの効果を十分に得るために、Ｃ含有量は０．０５０％以上とする。Ｃ含有量は０．０６０％以上、０．０７０％以上又は０．０８０％以上であってもよい。一方で、Ｃを過度に含有すると、母材に加え、溶接熱影響部（ＨＡＺ）、中でも溶融線（ＦＬ）近傍のＨＡＺの靭性劣化が顕著となる場合があり、また強度が過大となる傾向もある。したがって、Ｃ含有量は０．１３０％以下とする。Ｃ含有量は０．１２０％以下、０．１１０％以下又は０．１００％以下であってもよい。[C: 0.050 to 0.130%]
Carbon (C) is an element necessary for ensuring the strength of the base material, and is also an element constituting NbCN, which is the pinning particles. In order to sufficiently obtain these effects, the C content should be 0.050% or more. The C content may be 0.060% or more, 0.070% or more, or 0.080% or more. On the other hand, if C is contained excessively, in addition to the base metal, the weld heat affected zone (HAZ), especially the HAZ near the fusion line (FL), may deteriorate in toughness, and the strength tends to be excessive. There is also Therefore, the C content should be 0.130% or less. The C content may be 0.120% or less, 0.110% or less, or 0.100% or less.

［Ｓｉ：０．１００～０．６００％］
ケイ素（Ｓｉ）は脱酸元素であり、強度の向上にも寄与する元素である。これらの効果を十分に得るために、Ｓｉ含有量は０．１００％以上とする。Ｓｉ含有量は０．１５０％以上、０．２００％以上又は０．２５０％以上であってもよい。一方で、Ｓｉを過度に含有すると、島状マルテンサイトが生成し、靭性が低下する場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．６００％以下とする。Ｓｉ含有量は０．５００％以下、０．４００％以下又は０．３５０％以下であってもよい。[Si: 0.100 to 0.600%]
Silicon (Si) is a deoxidizing element and an element that also contributes to the improvement of strength. In order to sufficiently obtain these effects, the Si content should be 0.100% or more. The Si content may be 0.150% or more, 0.200% or more, or 0.250% or more. On the other hand, if Si is contained excessively, island-shaped martensite may be generated and the toughness may be lowered. Therefore, the Si content should be 0.600% or less. The Si content may be 0.500% or less, 0.400% or less, or 0.350% or less.

［Ｍｎ：１．１００～１．８００％］
マンガン（Ｍｎ）は脱酸元素であり、焼入れ性を向上させる元素でもある。母材及びＨＡＺの強度を十分に確保するために、Ｍｎ含有量は１．１００％以上とする。Ｍｎ含有量は１．２００％以上、１．２５０％以上又は１．３５０％以上であってもよい。一方で、Ｍｎを過度に含有すると、偏析が増大し、焼入れ性が過剰となるため、強度が過度に上昇して靱性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．８００％以下とする。Ｍｎ含有量は１．７００％以下、１．６５０％以下又は１．６００％以下であってもよい。[Mn: 1.100 to 1.800%]
Manganese (Mn) is a deoxidizing element and also an element that improves hardenability. In order to sufficiently secure the strength of the base material and HAZ, the Mn content should be 1.100% or more. The Mn content may be 1.200% or more, 1.250% or more, or 1.350% or more. On the other hand, an excessive Mn content increases segregation and excessive hardenability, resulting in an excessive increase in strength and a decrease in toughness. Therefore, the Mn content should be 1.800% or less. The Mn content may be 1.700% or less, 1.650% or less, or 1.600% or less.

［Ｐ：０．０２００％以下］
リン（Ｐ）は不純物であり、粒界に偏析して靭性を低下させる。このため、Ｐ含有量は０．０２００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０１５０％以下、より好ましくは０．０１００％以下、最も好ましくは０．００８０％以下である。Ｐ含有量は少ないほど好ましいため、下限は特に規定しない。しかしながら、製造コストの観点から、Ｐ含有量は０．０００１％以上、０．０００５％以上又は０．００１０％以上であってもよい。[P: 0.0200% or less]
Phosphorus (P) is an impurity that segregates at grain boundaries to reduce toughness. Therefore, the P content should be 0.0200% or less. The P content is preferably 0.0150% or less, more preferably 0.0100% or less, and most preferably 0.0080% or less. Since the lower the P content is, the better, the lower limit is not particularly defined. However, from the viewpoint of manufacturing cost, the P content may be 0.0001% or more, 0.0005% or more, or 0.0010% or more.

［Ｓ：０．０１００％以下］
硫黄（Ｓ）は不純物であり、中心偏析を助長し、脆性破壊の起点となる延伸形状のＭｎＳが生成する原因となることがある。このため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００８０％、より好ましくは０．００６０％、最も好ましくは０．００５０％以下である。Ｓ含有量は少ないほど好ましいため、下限は特に規定しない。しかしながら、製造コストの観点から、Ｓ含有量は０．０００１％以上、０．０００５％以上又は０．００１０％以上であってもよい。[S: 0.0100% or less]
Sulfur (S), which is an impurity, promotes center segregation and may cause the formation of elongated MnS, which is the starting point of brittle fracture. Therefore, the S content should be 0.0100% or less. The S content is preferably 0.0080%, more preferably 0.0060%, most preferably 0.0050% or less. Since the lower the S content, the better, the lower limit is not particularly defined. However, from the viewpoint of manufacturing cost, the S content may be 0.0001% or more, 0.0005% or more, or 0.0010% or more.

［Ｍｏ：０．０５０～０．５００％］
モリブデン（Ｍｏ）は、母材の強度と靱性を向上させる元素である。このような効果を十分に得るために、Ｍｏ含有量は０．０５０％以上とする。Ｍｏ含有量は０．１００％以上、０．１５０％以上又は０．２００％以上であってもよい。一方で、Ｍｏを過度に含有すると、母材の強度が過剰に上昇して靱性を損なうことがある。このため、Ｍｏ含有量は０．５００％以下とする。Ｍｏ含有量は０．４５０％以下、０．４００％以下又は０．３５０％以下であってもよい。[Mo: 0.050 to 0.500%]
Molybdenum (Mo) is an element that improves the strength and toughness of the base material. In order to sufficiently obtain such effects, the Mo content is set to 0.050% or more. Mo content may be 0.100% or more, 0.150% or more, or 0.200% or more. On the other hand, an excessive Mo content may excessively increase the strength of the base material and impair the toughness. Therefore, the Mo content is set to 0.500% or less. The Mo content may be 0.450% or less, 0.400% or less, or 0.350% or less.

［Ｖ：０．００５～０．１００％］
バナジウム（Ｖ）は、焼戻工程及び溶接後熱処理工程で炭窒化物を析出し、母材の強度の向上に寄与する元素である。このような効果を十分に得るために、Ｖ含有量は０．００５％以上とする。Ｖ含有量は０．０１０％以上、０．０１５％以上又は０．０２０％以上であってもよい。一方で、Ｖを過度に含有させても効果が飽和し、靱性劣化を招くことがある。このため、Ｖ含有量は０．１００％以下とする。Ｖ含有量は０．０８０％以下、０．０６０％以下又は０．０４０％以下であってもよい。[V: 0.005 to 0.100%]
Vanadium (V) is an element that precipitates carbonitrides in the tempering process and the post-welding heat treatment process and contributes to improving the strength of the base material. In order to sufficiently obtain such effects, the V content should be 0.005% or more. The V content may be 0.010% or more, 0.015% or more, or 0.020% or more. On the other hand, even if V is contained excessively, the effect may saturate, resulting in deterioration of toughness. Therefore, the V content is set to 0.100% or less. The V content may be 0.080% or less, 0.060% or less, or 0.040% or less.

［Ｎｂ：０．００５～０．１００％］
ニオブ（Ｎｂ）は、ＮｂＣＮの形態におけるピン止め効果により組織を微細化し、低温靱性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．００５％以上である必要がある。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０１５％以上、最も好ましくは０．０２０％以上である。一方で、Ｎｂを過度に含有させてもピン止め効果が飽和するとともに、粗大な炭化物や窒化物の析出による靱性劣化を招くことがある。このため、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とする。Ｎｂ含有量は０．０８０％以下、０．０７０％以下又は０．０５０％以下であってもよい。[Nb: 0.005 to 0.100%]
Niobium (Nb) is an element that refines the structure by a pinning effect in the form of NbCN and improves low temperature toughness. In order to obtain such effects, the Nb content must be 0.005% or more. The Nb content is preferably 0.010% or more, more preferably 0.015% or more, most preferably 0.020% or more. On the other hand, even if Nb is contained excessively, the pinning effect is saturated, and coarse carbides and nitrides are precipitated, which may lead to deterioration of toughness. Therefore, the Nb content is set to 0.100% or less. The Nb content may be 0.080% or less, 0.070% or less, or 0.050% or less.

［Ａｌ：０．００１～０．０８０％］
アルミニウム（Ａｌ）は脱酸元素であり、セメンタイト生成を抑制する元素でもある。さらに、Ａｌはピン止め粒子ＡｌＮとして細粒化に寄与する。これらの効果の少なくとも１つを得るために、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。Ａｌ含有量は０．０１５％以上、０．０２０％以上又は０．０２５％以上であってもよい。一方で、Ａｌを過度に含有すると、介在物が多くなり、靱性低下を招くことがある。このため、Ａｌ含有量は０．０８０％以下とする。Ａｌ含有量は０．０７０％以下、０．０６０％以下又は０．０５０％以下であってもよい。[Al: 0.001 to 0.080%]
Aluminum (Al) is a deoxidizing element and also an element that suppresses the formation of cementite. Furthermore, Al contributes to grain refinement as pinning particles AlN. In order to obtain at least one of these effects, the Al content should be 0.001% or more. The Al content may be 0.015% or more, 0.020% or more, or 0.025% or more. On the other hand, if Al is contained excessively, inclusions increase, which may lead to a decrease in toughness. Therefore, the Al content is set to 0.080% or less. The Al content may be 0.070% or less, 0.060% or less, or 0.050% or less.

［Ｂ：０．０００３～０．００３０％］
ホウ素（Ｂ）は粒界に偏析して焼入れ性を向上させる元素であり、また最終組織を細粒化する効果を有する。これらの効果を十分に得るために、Ｂ含有量は０．０００３％以上とする。Ｂ含有量は０．０００５％以上、０．０００７％以上、０．００１０％以上であってもよい。一方で、Ｂを過度に含有すると、窒化ホウ素（ＢＮ）を形成して靭性の低下を招くことがある。このため、Ｂ含有量は０．００３０％以下とする。Ｂ含有量は０．００２８％以下、０．００２５％以下又は０．００２０％以下であってもよい。[B: 0.0003 to 0.0030%]
Boron (B) is an element that segregates at grain boundaries to improve hardenability and has the effect of refining the final structure. In order to sufficiently obtain these effects, the B content should be 0.0003% or more. The B content may be 0.0005% or more, 0.0007% or more, or 0.0010% or more. On the other hand, if B is contained excessively, boron nitride (BN) may be formed, resulting in a decrease in toughness. Therefore, the B content should be 0.0030% or less. The B content may be 0.0028% or less, 0.0025% or less, or 0.0020% or less.

［Ｎ：０．０１００％以下］
窒素（Ｎ）は窒化物を形成する元素であり、特にＢＮを形成すると、Ｂの持つ焼入れ性向上効果を阻害する場合がある。このため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下、より好ましくは０．００６０％以下、最も好ましくは０．００５０％以下である。一方で、Ｎを過度に低減すると、脱窒コストがかかり、さらにはピン止め粒子であるＮｂＣＮを十分に形成できない場合がある。したがって、Ｎ含有量は０．０００３％以上であることが好ましく、０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。[N: 0.0100% or less]
Nitrogen (N) is an element that forms nitrides. In particular, when BN is formed, the effect of improving the hardenability of B may be hindered. Therefore, the N content is set to 0.0100% or less. The N content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0060% or less, most preferably 0.0050% or less. On the other hand, if N is excessively reduced, the cost of denitrification increases, and NbCN, which is the pinning particles, may not be sufficiently formed. Therefore, the N content is preferably 0.0003% or more, and may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more.

［Ｏ：０．０１００％以下］
酸素（Ｏ）は不純物であり、このため０．０１００％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．００６０％以下、より好ましくは０．００４０％以下、最も好ましくは０．００３０％以下である。Ｏは可能な限り低減することが好ましいが、脱酸コストの観点から、Ｏ含有量は０．０００１％以上、０．０００２％以上、又は０．０００３％以上であってもよい。[O: 0.0100% or less]
Oxygen (O) is an impurity, so its content is made 0.0100% or less. The O content is preferably 0.0060% or less, more preferably 0.0040% or less, and most preferably 0.0030% or less. It is preferable to reduce O as much as possible, but from the viewpoint of deoxidation cost, the O content may be 0.0001% or more, 0.0002% or more, or 0.0003% or more.

［Ｔｉ：０．００５～０．１００％］
Ｂを焼入れ性向上において有効に機能させるためには、ＢをＢＮとして析出させないこと、すなわちＮを固定する必要がある。チタン（Ｔｉ）は、窒化チタン（ＴｉＮ）を形成して鋼中の固溶窒素を消費することにより、Ｂが固溶窒素と結びついてＢＮを形成するのを阻害するのに有効な元素である。このような効果を十分に得るために、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とする。Ｔｉ含有量は０．０１０％以上、０．０１５％以上又は０．０２０％以上であってもよい。一方で、Ｔｉを過度に含有すると、Ｔｉ酸化物やＴｉ－Ａｌ酸化物が形成されて分散密度が低下し、小入熱の溶接熱影響部の組織を微細化する効果が低下することがある。このため、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０８０％以下、０．０６０％以下又は０．０５０％以下であってもよい。[Ti: 0.005 to 0.100%]
In order for B to function effectively in improving hardenability, it is necessary not to precipitate B as BN, that is, to fix N. Titanium (Ti) forms titanium nitride (TiN) and consumes solute nitrogen in the steel, thereby preventing B from combining with solute nitrogen to form BN. . In order to sufficiently obtain such effects, the Ti content is made 0.005% or more. The Ti content may be 0.010% or more, 0.015% or more, or 0.020% or more. On the other hand, when Ti is contained excessively, Ti oxides and Ti—Al oxides are formed and the dispersion density is lowered, and the effect of refining the structure of the weld heat-affected zone with a small heat input may be lowered. . Therefore, the Ti content should be 0.100% or less. The Ti content may be 0.080% or less, 0.060% or less, or 0.050% or less.

本発明の実施形態２に係る厚鋼板の基本化学組成は上記のとおりである。さらに、当該厚鋼板は、必要に応じて以下の任意選択元素のうち１種又は２種以上を含有してもよい。以下、これらの任意選択元素について詳しく説明する。 The basic chemical composition of the steel plate according to Embodiment 2 of the present invention is as described above. Furthermore, the steel plate may contain one or more of the following optional elements, if necessary. These optional elements are described in detail below.

［Ｃｕ：０～０．５００％］
銅（Ｃｕ）は、強度の上昇に寄与する元素である。Ｃｕ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｃｕ含有量は０．０５０％以上であることが好ましい。Ｃｕ含有量は０．１５０％以上、０．２００％以上又は０．２５０％以上であってもよい。一方で、Ｃｕを過度に含有すると、母材の靱性が低下することがある。このため、Ｃｕ含有量は０．５００％以下とする。Ｃｕ含有量を０．４５０％以下、０．４００％以下又は０．３５０％以下であってもよい。[Cu: 0 to 0.500%]
Copper (Cu) is an element that contributes to an increase in strength. Although the Cu content may be 0%, the Cu content is preferably 0.050% or more in order to obtain such effects. The Cu content may be 0.150% or more, 0.200% or more, or 0.250% or more. On the other hand, excessive Cu content may reduce the toughness of the base material. Therefore, the Cu content is set to 0.500% or less. The Cu content may be 0.450% or less, 0.400% or less, or 0.350% or less.

［Ｎｉ：０～０．８００％］
ニッケル（Ｎｉ）は、靱性を確保するために有効な元素である。Ｎｉ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｎｉ含有量は０．１００％以上であることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．２００％以上、０．２５０％以上又は０．３００％以上であってもよい。一方で、Ｎｉを過度に含有すると、製造コストが上昇するのに加えて、焼入れ性が過剰となり却って母材の靱性が低下することがある。このため、Ｎｉ含有量は０．８００％以下とする。Ｎｉ含有量は０．７００％以下、０．６５０％以下又は０．６００％以下であってもよい。[Ni: 0 to 0.800%]
Nickel (Ni) is an effective element for ensuring toughness. Although the Ni content may be 0%, the Ni content is preferably 0.100% or more in order to obtain such effects. The Ni content may be 0.200% or more, 0.250% or more, or 0.300% or more. On the other hand, if Ni is contained excessively, the manufacturing cost increases and the hardenability becomes excessive, which may rather reduce the toughness of the base metal. Therefore, the Ni content is set to 0.800% or less. The Ni content may be 0.700% or less, 0.650% or less, or 0.600% or less.

［Ｃｒ：０～０．５０％］
クロム（Ｃｒ）は、耐炭酸ガス腐食性や焼入れ性の向上に寄与し、強度に影響を与える元素である。Ｃｒ含有量は０％であってもよいが、これらの効果を得るためには、Ｃｒ含有量は０．０５％以上であることが好ましい。Ｃｒ含有量は０．１０％以上、０．１５％以上又は０．２０％以上であってもよい。一方で、Ｃｒを過度に含有すると、ＨＡＺの靱性が低下することがある。このため、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とする。Ｃｒ含有量は０．４５％以下、０．４０％以下又は０．３５％以下であってもよい。[Cr: 0 to 0.50%]
Chromium (Cr) is an element that contributes to improvement of carbon dioxide gas corrosion resistance and hardenability and affects strength. Although the Cr content may be 0%, the Cr content is preferably 0.05% or more in order to obtain these effects. The Cr content may be 0.10% or more, 0.15% or more, or 0.20% or more. On the other hand, if Cr is contained excessively, the toughness of the HAZ may decrease. Therefore, the Cr content is set to 0.50% or less. The Cr content may be 0.45% or less, 0.40% or less, or 0.35% or less.

［Ｗ：０～０．５０％］
タングステン（Ｗ）は、耐食性向上に寄与し、強度に影響を与える元素である。Ｗ含有量は０％であってもよいが、これらの効果を得るためには、Ｗ含有量は０．０５％以上であることが好ましい。Ｗ含有量は０．１０％以上、０．１５％以上又は０．２０％以上であってもよい。一方で、Ｗを過度に含有すると、ＨＡＺの靱性が低下することがある。このため、Ｗ含有量は０．５０％以下とする。Ｗ含有量は０．４５％以下、０．４０％以下又は０．３５％以下であってもよい。[W: 0 to 0.50%]
Tungsten (W) is an element that contributes to improving corrosion resistance and affects strength. Although the W content may be 0%, the W content is preferably 0.05% or more in order to obtain these effects. The W content may be 0.10% or more, 0.15% or more, or 0.20% or more. On the other hand, when W is contained excessively, the toughness of HAZ may decrease. Therefore, the W content is set to 0.50% or less. The W content may be 0.45% or less, 0.40% or less, or 0.35% or less.

［Ｓｎ：０～０．０５０％］
スズ（Ｓｎ）は、強度に影響を与える元素である。Ｓｎ含有量は０％であってもよいが、この効果を得るためには、Ｓｎ含有量は０．００５％以上であることが好ましい。Ｓｎ含有量は０．０１０％以上、０．０１５％以上又は０．０２０％以上であってもよい。一方で、Ｓｎを過度に含有すると、靱性が低下することがある。このため、Ｓｎ含有量は０．０５０％以下とする。Ｓｎ含有量は０．０４５％以下、０．０４０％以下又は０．０３５％以下であってもよい。[Sn: 0 to 0.050%]
Tin (Sn) is an element that affects strength. Although the Sn content may be 0%, the Sn content is preferably 0.005% or more in order to obtain this effect. The Sn content may be 0.010% or more, 0.015% or more, or 0.020% or more. On the other hand, when Sn is excessively contained, the toughness may decrease. Therefore, the Sn content is set to 0.050% or less. The Sn content may be 0.045% or less, 0.040% or less, or 0.035% or less.

［Ｃａ：０～０．００５０％］
カルシウム（Ｃａ）は、酸化物や硫化物の形態を制御する元素である。Ｃａ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、０．０００１％以上であることが好ましい。Ｃａ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。Ｃａを過度に含有すると、上記の効果が飽和し、介在物の形成によって靭性を損なうことがある。このため、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。Ｃａ含有量は０．００４５％以下、０．００４０％以下又は０．００３５％以下であってもよい。[Ca: 0 to 0.0050%]
Calcium (Ca) is an element that controls the forms of oxides and sulfides. Although the Ca content may be 0%, it is preferably 0.0001% or more in order to obtain such effects. The Ca content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more. Excessive Ca content saturates the above effects and may impair toughness due to the formation of inclusions. Therefore, the Ca content should be 0.0050% or less. The Ca content may be 0.0045% or less, 0.0040% or less, or 0.0035% or less.

［Ｍｇ：０～０．００５０％］
マグネシウム（Ｍｇ）は、酸化物や硫化物の形態を制御する元素である。Ｍｇ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、０．０００１％以上であることが好ましい。Ｍｇ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。Ｍｇを過度に含有すると、上記の効果が飽和し、介在物の形成によって靭性を損なうことがある。このため、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下とする。Ｍｇ含有量は０．００４５％以下、０．００４０％以下又は０．００３５％以下であってもよい。[Mg: 0 to 0.0050%]
Magnesium (Mg) is an element that controls the forms of oxides and sulfides. Although the Mg content may be 0%, it is preferably 0.0001% or more in order to obtain such effects. The Mg content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more. Excessive Mg content saturates the above effects and may impair toughness due to the formation of inclusions. Therefore, the Mg content is set to 0.0050% or less. The Mg content may be 0.0045% or less, 0.0040% or less, or 0.0035% or less.

［ＲＥＭ：０～０．０１００％］
希土類金属（ＲＥＭ）は、酸化物や硫化物の形態を制御する元素である。ＲＥＭ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、０．０００１％以上であることが好ましい。ＲＥＭ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。ＲＥＭを過度に含有すると、上記の効果が飽和し、介在物の形成によって靭性を損なうことがある。このため、ＲＥＭ含有量は０．０１００％以下とする。ＲＥＭ含有量は０．００８０％以下、０．００６０％以下又は０．００４０％以下であってもよい。
なお、本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、及び、ランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選択される１種以上の元素であり、ＲＥＭ含有量はこれら元素の合計含有量である。[REM: 0 to 0.0100%]
Rare earth metals (REMs) are elements that control the morphology of oxides and sulfides. Although the REM content may be 0%, it is preferably 0.0001% or more in order to obtain such effects. The REM content may be 0.0005% or greater, 0.0010% or greater, or 0.0015% or greater. Excessive REM content saturates the above effects and may impair toughness due to the formation of inclusions. Therefore, the REM content is set to 0.0100% or less. The REM content may be 0.0080% or less, 0.0060% or less, or 0.0040% or less.
In this specification, REM refers to scandium (Sc) with atomic number 21, yttrium (Y) with atomic number 39, and lanthanoid (La) with atomic number 57 to atomic number 71. It is one or more elements selected from the group consisting of lutetium (Lu), and the REM content is the total content of these elements.

本発明の実施形態２に係る厚鋼板において、上記の元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物とは、厚鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分等である。 In the steel plate according to Embodiment 2 of the present invention, the balance other than the above elements is Fe and impurities. Impurities are components and the like that are mixed due to various factors in the manufacturing process, including raw materials such as ores and scraps, when thick steel plates are manufactured industrially.

実施形態２に係る厚鋼板の炭素当量（Ｃｅｑ）、結晶粒の粗大粒径、結晶粒の平均粒径、結晶粒のアスペクト比、厚鋼板の組織、板厚、及び機械特性については、実施形態１に関連して上で説明したとおりである。 The carbon equivalent (Ceq), the coarse grain size of the crystal grains, the average grain size of the crystal grains, the aspect ratio of the crystal grains, the structure of the steel plate, the plate thickness, and the mechanical properties of the steel plate according to the second embodiment are described in the embodiment. 1 as described above.

［実施形態２に係る厚鋼板の製造方法］
次に、実施形態２に係る厚鋼板の製造方法について説明する。以下の説明は、実施形態２に係る厚鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該厚鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。[Method for manufacturing thick steel plate according to Embodiment 2]
Next, a method for manufacturing a thick steel plate according to Embodiment 2 will be described. The following description is intended to exemplify a characteristic method for manufacturing the thick steel plate according to Embodiment 2, and is limited to those manufactured by the manufacturing method as described below. is not intended to

実施形態２に係る厚鋼板の製造方法は、均質化熱処理工程、熱間圧延工程、焼入工程、中間熱処理工程、及び焼戻工程を含む。以下、各工程についてより詳細に説明する。本製造方法に供する鋼片としては、本実施形態の化学組成の範囲内であれば、特には限定されず、当業者に公知の任意の適切な鋳造条件下で製造された鋼片を使用することができる。例えば、鋼片は、造塊－分塊スラブであってもよいし、連続鋳造スラブであってもよい。製造効率、歩留り及び省エネルギーの観点からは、鋼片としては連続鋳造スラブを用いることが好ましい。 A method for manufacturing a thick steel plate according to Embodiment 2 includes a homogenization heat treatment step, a hot rolling step, a quenching step, an intermediate heat treatment step, and a tempering step. Each step will be described in more detail below. The steel slab to be subjected to this manufacturing method is not particularly limited as long as it is within the range of the chemical composition of the present embodiment, and a steel slab manufactured under any appropriate casting conditions known to those skilled in the art is used. be able to. For example, the billet may be an ingot-blooming slab or a continuously cast slab. From the viewpoint of production efficiency, yield and energy saving, it is preferable to use a continuously cast slab as the billet.

［均質化熱処理工程］
まず、実施形態２において規定される化学組成を有する鋼片が、熱間圧延工程の前に均質化熱処理工程において均質化のために加熱される。粗大な組織の形成を抑制するためには、ピン止め粒子の利用及び制御が重要である。本実施形態では、ピン止め粒子としてＮｂＣＮが利用される。しかしながら、Ｎｂは一般に正偏析部に偏析する性質を有するため、単にＮｂを厚鋼板中に含有させても、形成されるＮｂＣＮがピン止め粒子として有効には機能せず、負偏析部に粗大粒が形成しやすい。本実施形態においては、Ｎｂ含有量に応じた条件下で、熱間圧延の前に均質化熱処理を行うことでＮｂ偏析を拡散させ、形成されるＮｂＣＮをピン止め粒子として有効に機能させることで粗大粒の形成、特には負偏析部での粗大粒の形成を抑制することができる。[Homogenization heat treatment step]
First, a billet having the chemical composition specified in Embodiment 2 is heated for homogenization in a homogenization heat treatment step prior to the hot rolling step. The use and control of pinning particles is important to suppress the formation of coarse textures. In this embodiment, NbCN is used as the pinning particles. However, since Nb generally has the property of segregating in the positive segregation part, even if Nb is simply contained in the steel plate, the formed NbCN does not function effectively as a pinning particle, and coarse grains are formed in the negative segregation part. is easy to form. In the present embodiment, homogenization heat treatment is performed before hot rolling under conditions corresponding to the Nb content to diffuse Nb segregation and effectively function the formed NbCN as pinning particles. It is possible to suppress the formation of coarse grains, particularly the formation of coarse grains in the negative segregation zone.

より具体的には、均質化熱処理の際に下記式１によって求められる温度Ｔ℃以上で滞留した時間と当該滞留時間（ｈ）における平均温度（℃）との積Ｓを２００００～１０００００（℃・ｈ）の範囲内とすることで、厚鋼板において結晶粒の粗大粒径が４５μｍ以下でかつ当該結晶粒の平均粒径が２５μｍ以下である微細な組織を形成させることができる。
Ｔ＝４５００／（２－ｌｏｇ［Ｎｂ］）－２００ ・・・式１
ここで、［Ｎｂ］はＮｂ含有量（質量％）である。More specifically, the product S of the residence time at the temperature T ° C. or higher obtained by the following formula 1 during the homogenization heat treatment and the average temperature (° C.) during the residence time (h) is 20000 to 100000 (° C. ・h), it is possible to form a fine structure in which the coarse grain size of the crystal grains is 45 μm or less and the average grain size of the crystal grains is 25 μm or less in the steel plate.
T = 4500/(2-log[Nb])-200 Formula 1
Here, [Nb] is the Nb content (% by mass).

Ｓが２００００（℃・ｈ）未満の場合には、均質化熱処理が十分でないために、負偏析部での粗大粒の形成を十分に抑制することができない。一方で、Ｓが１０００００（℃・ｈ）を超えるような高温長時間の均質化熱処理を行うと、たとえＮｂ偏析を拡散させてＮｂＣＮ粒子を形成しても、当該ＮｂＣＮ粒子によるピン止め効果を十分に発揮させることができず、結晶粒の粗大化が進行してしまうことがある。均質化熱処理工程後、鋼片は室温まで空冷される。 When S is less than 20000 (° C.·h), the homogenization heat treatment is not sufficient, so the formation of coarse grains in the negative segregation zone cannot be sufficiently suppressed. On the other hand, when the homogenization heat treatment is performed at a high temperature for a long time such that S exceeds 100000 (° C. h), even if the Nb segregation is diffused to form NbCN particles, the pinning effect of the NbCN particles is sufficiently obtained. In some cases, the crystal grains may be coarsened. After the homogenization heat treatment step, the billet is air cooled to room temperature.

［熱間圧延工程］
次に、鋼片は、熱間圧延工程において再加熱され、次いで一般的に圧下率５０％以上で熱間圧延される。再加熱の温度は、圧延ロールの負荷を低減する観点から１０００℃以上とすることが好ましく、組織の粗大化を抑制する観点から１２５０℃以下とすることが好ましい。[Hot rolling process]
The billet is then reheated in a hot rolling step and then hot rolled, typically at a reduction of 50% or more. The reheating temperature is preferably 1000° C. or higher from the viewpoint of reducing the load on the rolling rolls, and is preferably 1250° C. or lower from the viewpoint of suppressing coarsening of the structure.

次いで、熱間圧延された鋼板は、８００℃から５００℃まで２．０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却される。このような冷却速度で冷却することにより、熱間圧延後の組織においてフェライト分率を増加させ、最終組織を細粒化させるとともに靱性を向上させることができる。Ｂを０．０００３％以上含む実施形態２に係る厚鋼板の製造では、熱間圧延後の冷却を２．０℃／ｓ未満の比較的遅い平均冷却速度で実施すると、熱間圧延後の組織においてベイナイト分率が増加し、最終組織が粗大化して靱性が低下する場合がある。 The hot rolled steel sheet is then cooled from 800° C. to 500° C. at an average cooling rate of 2.0° C./s or more. By cooling at such a cooling rate, it is possible to increase the ferrite fraction in the structure after hot rolling, refine the grains in the final structure, and improve the toughness. In the production of the steel plate according to Embodiment 2 containing 0.0003% or more of B, if cooling after hot rolling is performed at a relatively slow average cooling rate of less than 2.0 ° C./s, the structure after hot rolling In some cases, the bainite fraction increases, the final structure coarsens, and the toughness decreases.

［焼入工程］
熱間圧延工程後、鋼板は一旦１５０℃以下まで冷却され、次いで８００℃以上の温度（焼入温度）に再加熱され、次に１．０℃／ｓ以上の平均冷却速度で２００℃以下まで冷却される。このような焼入れ処理を行うことにより、組織を微細化してＰＷＨＴ後であっても所望の強度（引張強度及び降伏強度）を確保するとともに低温靭性を向上させることができる。一方で、１．０℃／ｓ未満での冷却又は２００℃よりも高温での冷却停止では、十分な焼入組織を得ることができず、所望の強度を確保できない場合がある。[Quenching process]
After the hot rolling process, the steel sheet is once cooled to 150°C or lower, then reheated to a temperature of 800°C or higher (quenching temperature), and then cooled to 200°C or lower at an average cooling rate of 1.0°C/s or higher. cooled. By performing such a quenching treatment, it is possible to refine the structure and secure the desired strength (tensile strength and yield strength) even after PWHT and improve the low temperature toughness. On the other hand, cooling at less than 1.0° C./s or stopping cooling at a temperature higher than 200° C. may fail to obtain a sufficient quenched structure and ensure desired strength.

［中間熱処理工程］
次に、鋼板は、中間熱処理工程において６５０～８５０℃に加熱され、次いで１．０℃／ｓ以上の平均冷却速度で２００℃以下まで冷却される。このような中間熱処理を行うことにより、軟化と繰り返し焼入れの効果で組織の微細化を促進させることができる。ただし、中間熱処理工程は、後述する焼戻工程で十分な焼戻しを行うことができる場合には省略してもよい。[Intermediate heat treatment step]
Next, the steel sheet is heated to 650-850° C. in an intermediate heat treatment step and then cooled to 200° C. or less at an average cooling rate of 1.0° C./s or more. By performing such an intermediate heat treatment, it is possible to promote refinement of the structure due to the effects of softening and repeated quenching. However, the intermediate heat treatment step may be omitted if sufficient tempering can be performed in the later-described tempering step.

［焼戻工程］
最後に、鋼板は、焼戻工程において焼戻し処理され、具体的には５５０～７００℃の焼戻温度で３０分～１時間にわたり加熱される。このような焼戻し処理により、強度を適切な範囲に調整するとともに靭性の向上を図ることができる。焼戻し後の冷却速度は特に限定されず、例えば空冷によって冷却すればよい。[Tempering process]
Finally, the steel sheet is tempered in a tempering step, specifically heated at a tempering temperature of 550-700° C. for 30 minutes to 1 hour. By such a tempering treatment, it is possible to adjust the strength to an appropriate range and improve the toughness. The cooling rate after tempering is not particularly limited, and cooling may be performed by, for example, air cooling.

＜実施形態３＞
本発明の実施形態３に係る厚鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．０５０～０．１３０％、
Ｓｉ：０．１００～０．６００％、
Ｍｎ：１．１００～１．８００％、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．０５０～０．５００％、
Ｖ：０．００５～０．１００％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ａｌ：０．０８１～０．１２０％、
Ｂ：０．０００３％未満、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｎｉ：０～０．８００％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を含み、
［Ａｌ］×［Ｎ］≧３．２×１０-4（ここで、［Ａｌ］及び［Ｎ］はそれぞれＡｌ及びＮの含有量（質量％）である）を満足し、
方位差１５°以上の境界で囲まれた結晶粒の粗大粒径が４５μｍ以下であり、かつ前記結晶粒の平均粒径が２５μｍ以下である組織を含み、
５８０～７３０ＭＰａの引張強度を有し、
７０ｍｍ以上の板厚を有することを特徴としている。<Embodiment 3>
The thick steel plate according to Embodiment 3 of the present invention is mass%,
C: 0.050 to 0.130%,
Si: 0.100 to 0.600%,
Mn: 1.100-1.800%,
P: 0.0200% or less,
S: 0.0100% or less,
Mo: 0.050-0.500%,
V: 0.005 to 0.100%,
Nb: 0 to 0.100%,
Al: 0.081-0.120%,
B: less than 0.0003%,
N: 0.0100% or less,
O: 0.0100% or less,
Cu: 0 to 0.500%,
Ni: 0 to 0.800%,
Cr: 0 to 0.50%,
W: 0 to 0.50%,
Ti: 0 to 0.100%,
Sn: 0 to 0.050%,
Ca: 0 to 0.0050%,
Mg: 0-0.0050%,
REM: 0 to 0.0100%, and the balance: containing a chemical composition consisting of Fe and impurities,
[Al] × [N] ≥ 3.2 × 10 -4 (where [Al] and [N] are the contents (% by mass) of Al and N, respectively),
A structure in which the coarse grain size of crystal grains surrounded by boundaries with a misorientation of 15° or more is 45 μm or less and the average grain size of the crystal grains is 25 μm or less,
It has a tensile strength of 580 to 730 MPa,
It is characterized by having a plate thickness of 70 mm or more.

先に述べたとおり、溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）後には不純物元素の濃化や合金炭化物の粗大化等により低温靱性が低下する傾向があるため、ＰＷＨＴ後の低温靱性を向上させることは一般に困難である。これに関連して、粗大な組織の形成を抑制するためにピン止め粒子の利用及び制御が有効な場合があることが知られている。このような観点から、本発明者らは、結晶粒の微細化に関連してピン止め粒子としてＡｌＮを利用することに着目しそして検討を行った。ここで、ピン止めには微細分散した粒子が効果的であり、粗大な粒子はピン止めに寄与しないことが一般に知られている。一方で、粗大なＡｌＮが存在すると、ピン止めに寄与しないばかりではなく、部分的に結晶粒が粗大化してしまうという問題がある。そこで、本発明者らは、Ａｌ及びＮ含有量を適切な範囲内とするとともに、熱間圧延工程の前にこれらの含有量に応じた温度条件下で加熱を行うことによりＡｌＮを一旦固溶させ、熱間圧延工程後に粗大なＡｌＮが残留しないようにすることで、ＡｌＮをピン止め粒子として有効に機能させて粗大粒の形成を抑制することができることを見出した。 As described above, after the post-weld heat treatment (PWHT), the low-temperature toughness tends to decrease due to the concentration of impurity elements and the coarsening of alloy carbides, so it is generally difficult to improve the low-temperature toughness after PWHT. be. In this regard, it is known that the use and control of pinning particles can be effective in inhibiting the formation of coarse texture. From this point of view, the present inventors have focused on and investigated the use of AlN as pinning particles in relation to grain refinement. Here, it is generally known that finely dispersed particles are effective for pinning, and coarse particles do not contribute to pinning. On the other hand, if coarse AlN is present, there is a problem that not only does it not contribute to pinning, but crystal grains are partially coarsened. Therefore, the present inventors set the Al and N contents within an appropriate range, and performed heating under temperature conditions according to these contents before the hot rolling process to temporarily dissolve AlN. It has been found that by preventing coarse AlN from remaining after the hot rolling process, the AlN can effectively function as pinning particles to suppress the formation of coarse grains.

より具体的には、本発明者らは、熱間圧延工程前の加熱の際に下記式４によって求められるＡｌＮ固溶温度Ｔｓ℃以上でかつ１３００℃以下の温度で鋼片を加熱することで、熱間圧延工程後に粗大なＡｌＮを残留させずに、当該ＡｌＮをピン止め粒子として有効に機能させて、厚鋼板において結晶粒の粗大粒径が４５μｍ以下でかつ当該結晶粒の平均粒径が２５μｍ以下である微細な組織を形成させることができることを見出した。その結果として、本発明の実施形態３によれば、低温靱性が一般に低下するＰＷＨＴ後であっても、結晶粒の粗大粒径及び平均粒径が上記範囲内にない組織の場合と比較して、顕著に改善された低温靭性を有する厚鋼板を得ることが可能となる。
Ｔｓ＝７４００／（１．９５－ｌｏｇ（［Ａｌ］×［Ｎ］））－２７３ ・・・式４
ここで、［Ａｌ］及び［Ｎ］はそれぞれＡｌ及びＮの含有量（質量％）である。More specifically, the inventors of the present invention have found that the steel slab is heated at a temperature equal to or higher than the AlN solid solution temperature Ts° C. and equal to or lower than 1300° C., which is obtained by the following equation 4 during heating before the hot rolling process. , without leaving coarse AlN after the hot rolling process, the AlN effectively functions as a pinning particle, and the coarse grain size of the crystal grain in the steel plate is 45 μm or less and the average grain size of the crystal grain is It was found that a fine structure of 25 μm or less can be formed. As a result, according to Embodiment 3 of the present invention, even after PWHT, in which the low-temperature toughness generally decreases, compared with the case of a structure in which the coarse grain size and the average grain size of the crystal grains are not within the above range , it is possible to obtain a steel plate with significantly improved low temperature toughness.
Ts=7400/(1.95-log([Al]×[N]))-273 Equation 4
Here, [Al] and [N] are the contents of Al and N (% by mass), respectively.

以下、本発明の実施形態３に係る厚鋼板について詳しく説明する。以下の説明において、各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味するものである。 Hereinafter, the thick steel plate according to Embodiment 3 of the present invention will be described in detail. In the following description, the unit of content of each element, "%", means "% by mass" unless otherwise specified.

［Ｃ：０．０５０～０．１３０％］
炭素（Ｃ）は、母材の強度確保のために必要な元素である。このような効果を十分に得るために、Ｃ含有量は０．０５０％以上とする。Ｃ含有量は０．０６０％以上、０．０７０％以上又は０．０８０％以上であってもよい。一方で、Ｃを過度に含有すると、母材に加え、溶接熱影響部（ＨＡＺ）、中でも溶融線（ＦＬ）近傍のＨＡＺの靭性劣化が顕著となる場合があり、また強度が過大となる傾向もある。したがって、Ｃ含有量は０．１３０％以下とする。Ｃ含有量は０．１２０％以下、０．１１０％以下又は０．１００％以下であってもよい。[C: 0.050 to 0.130%]
Carbon (C) is an element necessary for ensuring the strength of the base material. In order to sufficiently obtain such effects, the C content is made 0.050% or more. The C content may be 0.060% or more, 0.070% or more, or 0.080% or more. On the other hand, if C is contained excessively, in addition to the base metal, the weld heat affected zone (HAZ), especially the HAZ near the fusion line (FL), may deteriorate in toughness, and the strength tends to be excessive. There is also Therefore, the C content should be 0.130% or less. The C content may be 0.120% or less, 0.110% or less, or 0.100% or less.

［Ｓｉ：０．１００～０．６００％］
ケイ素（Ｓｉ）は脱酸元素であり、強度の向上にも寄与する元素である。これらの効果を十分に得るために、Ｓｉ含有量は０．１００％以上とする。Ｓｉ含有量は０．１５０％以上、０．２００％以上又は０．２５０％以上であってもよい。一方で、Ｓｉを過度に含有すると、島状マルテンサイトが生成し、靭性が低下する場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．６００％以下とする。Ｓｉ含有量は０．５００％以下、０．４００％以下又は０．３５０％以下であってもよい。[Si: 0.100 to 0.600%]
Silicon (Si) is a deoxidizing element and an element that also contributes to the improvement of strength. In order to sufficiently obtain these effects, the Si content should be 0.100% or more. The Si content may be 0.150% or more, 0.200% or more, or 0.250% or more. On the other hand, if Si is contained excessively, island-shaped martensite may be generated and the toughness may be lowered. Therefore, the Si content should be 0.600% or less. The Si content may be 0.500% or less, 0.400% or less, or 0.350% or less.

［Ｍｎ：１．１００～１．８００％］
マンガン（Ｍｎ）は脱酸元素であり、焼入れ性を向上させる元素でもある。母材及びＨＡＺの強度を十分に確保するために、Ｍｎ含有量は１．１００％以上とする。Ｍｎ含有量は１．２００％以上、１．２５０％以上又は１．３５０％以上であってもよい。一方で、Ｍｎを過度に含有すると、偏析が増大し、焼入れ性が過剰となるため、強度が過度に上昇して靱性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．８００％以下とする。Ｍｎ含有量は１．７００％以下、１．６５０％以下又は１．６００％以下であってもよい。[Mn: 1.100 to 1.800%]
Manganese (Mn) is a deoxidizing element and also an element that improves hardenability. In order to sufficiently secure the strength of the base material and HAZ, the Mn content should be 1.100% or more. The Mn content may be 1.200% or more, 1.250% or more, or 1.350% or more. On the other hand, an excessive Mn content increases segregation and excessive hardenability, resulting in an excessive increase in strength and a decrease in toughness. Therefore, the Mn content should be 1.800% or less. The Mn content may be 1.700% or less, 1.650% or less, or 1.600% or less.

［Ｐ：０．０２００％以下］
リン（Ｐ）は不純物であり、粒界に偏析して靭性を低下させる。このため、Ｐ含有量は０．０２００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０１５０％以下、より好ましくは０．０１００％以下、最も好ましくは０．００８０％以下である。Ｐ含有量は少ないほど好ましいため、下限は特に規定しない。しかしながら、製造コストの観点から、Ｐ含有量は０．０００１％以上、０．０００５％以上又は０．００１０％以上であってもよい。[P: 0.0200% or less]
Phosphorus (P) is an impurity that segregates at grain boundaries to reduce toughness. Therefore, the P content should be 0.0200% or less. The P content is preferably 0.0150% or less, more preferably 0.0100% or less, and most preferably 0.0080% or less. Since the lower the P content is, the better, the lower limit is not particularly defined. However, from the viewpoint of manufacturing cost, the P content may be 0.0001% or more, 0.0005% or more, or 0.0010% or more.

［Ｓ：０．０１００％以下］
硫黄（Ｓ）は不純物であり、中心偏析を助長し、脆性破壊の起点となる延伸形状のＭｎＳが生成する原因となることがある。このため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００８０％、より好ましくは０．００６０％、最も好ましくは０．００５０％以下である。Ｓ含有量は少ないほど好ましいため、下限は特に規定しない。しかしながら、製造コストの観点から、Ｓ含有量は０．０００１％以上、０．０００５％以上又は０．００１０％以上であってもよい。[S: 0.0100% or less]
Sulfur (S), which is an impurity, promotes center segregation and may cause the formation of elongated MnS, which is the starting point of brittle fracture. Therefore, the S content is set to 0.0100% or less. The S content is preferably 0.0080%, more preferably 0.0060%, most preferably 0.0050% or less. Since the lower the S content, the better, the lower limit is not particularly defined. However, from the viewpoint of manufacturing cost, the S content may be 0.0001% or more, 0.0005% or more, or 0.0010% or more.

［Ｍｏ：０．０５０～０．５００％］
モリブデン（Ｍｏ）は、母材の強度と靱性を向上させる元素である。このような効果を十分に得るために、Ｍｏ含有量は０．０５０％以上とする。Ｍｏ含有量は０．１００％以上、０．１５０％以上又は０．２００％以上であってもよい。一方で、Ｍｏを過度に含有すると、母材の強度が過剰に上昇して靱性を損なうことがある。このため、Ｍｏ含有量は０．５００％以下とする。Ｍｏ含有量は０．４５０％以下、０．４００％以下又は０．３５０％以下であってもよい。[Mo: 0.050 to 0.500%]
Molybdenum (Mo) is an element that improves the strength and toughness of the base material. In order to sufficiently obtain such effects, the Mo content is set to 0.050% or more. Mo content may be 0.100% or more, 0.150% or more, or 0.200% or more. On the other hand, an excessive Mo content may excessively increase the strength of the base metal and impair the toughness. Therefore, the Mo content is set to 0.500% or less. The Mo content may be 0.450% or less, 0.400% or less, or 0.350% or less.

［Ｖ：０．００５～０．１００％］
バナジウム（Ｖ）は、焼戻工程及び溶接後熱処理工程で炭窒化物を析出し、母材の強度の向上に寄与する元素である。このような効果を十分に得るために、Ｖ含有量は０．００５％以上とする。Ｖ含有量は０．０１０％以上、０．０１５％以上又は０．０２０％以上であってもよい。一方で、Ｖを過度に含有させても効果が飽和し、靱性劣化を招くことがある。このため、Ｖ含有量は０．１００％以下とする。Ｖ含有量は０．０８０％以下、０．０６０％以下又は０．０４０％以下であってもよい。[V: 0.005 to 0.100%]
Vanadium (V) is an element that precipitates carbonitrides in the tempering process and the post-welding heat treatment process and contributes to improving the strength of the base material. In order to sufficiently obtain such effects, the V content should be 0.005% or more. The V content may be 0.010% or more, 0.015% or more, or 0.020% or more. On the other hand, even if V is contained excessively, the effect may saturate, resulting in deterioration of toughness. Therefore, the V content is set to 0.100% or less. The V content may be 0.080% or less, 0.060% or less, or 0.040% or less.

［Ａｌ：０．０８１～０．１２０％］
アルミニウム（Ａｌ）は脱酸元素であり、セメンタイト生成を抑制する元素でもある。さらに、Ａｌはピン止め粒子ＡｌＮとして細粒化に寄与する。これらの効果を十分に得るために、Ａｌ含有量は０．０８１％以上とする。Ａｌ含有量は０．０８５％以上、０．０９０％以上又は０．０９５％以上であってもよい。一方で、Ａｌを過度に含有すると、ＡｌＮの固溶が困難になり、粗大なＡｌＮ自体が脆性破壊の起点となり、靱性低下を招くことがある。このため、Ａｌ含有量は０．１２０％以下とする。Ａｌ含有量は０．１１５％以下、０．１１０％以下又は０．１０５％以下であってもよい。[Al: 0.081 to 0.120%]
Aluminum (Al) is a deoxidizing element and also an element that suppresses the formation of cementite. Furthermore, Al contributes to grain refinement as pinning particles AlN. In order to sufficiently obtain these effects, the Al content is made 0.081% or more. The Al content may be 0.085% or more, 0.090% or more, or 0.095% or more. On the other hand, if Al is contained excessively, solid solution of AlN becomes difficult, and coarse AlN itself becomes a starting point of brittle fracture, which may lead to a decrease in toughness. Therefore, the Al content is set to 0.120% or less. The Al content may be 0.115% or less, 0.110% or less, or 0.105% or less.

［Ｂ：０．０００３％未満］
ホウ素（Ｂ）は粒界に偏析して焼入れ性を高める元素である。しかしながら、Ｂを過度に含有すると、強度が高くなりすぎたり、上部ベイナイトの形成が促進させて靭性の低下を招いたりすることがある。このため、Ｂ含有量は０．０００３％未満とする。Ｂ含有量は０．０００２％以下、０．０００１％以下又は０％であってもよい。[B: less than 0.0003%]
Boron (B) is an element that segregates at grain boundaries to improve hardenability. However, if the B content is excessive, the strength may become too high, or the formation of upper bainite may be promoted, resulting in a decrease in toughness. Therefore, the B content should be less than 0.0003%. The B content may be 0.0002% or less, 0.0001% or less, or 0%.

［Ｎ：０．０１００％以下］
窒素（Ｎ）は窒化物を形成する元素であり、過度に含有すると粗大な窒化物が生成し、靭性が低下する原因となる。このため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００９０％以下、より好ましくは０．００８０％以下、最も好ましくは０．００７０％以下である。一方で、Ｎを過度に低減すると、脱窒コストがかかり、さらにはピン止め粒子であるＡｌＮを十分に形成できない場合がある。したがって、Ｎ含有量は０．００２７％以上であることが好ましく、０．００３０％以上、０．００３５％以上又は０．００４０％以上であってもよい。[N: 0.0100% or less]
Nitrogen (N) is an element that forms nitrides, and when contained excessively, coarse nitrides are formed, which causes a decrease in toughness. Therefore, the N content is set to 0.0100% or less. The N content is preferably 0.0090% or less, more preferably 0.0080% or less, most preferably 0.0070% or less. On the other hand, if N is excessively reduced, the cost of denitrification increases, and moreover, AlN, which is the pinning particles, may not be sufficiently formed. Therefore, the N content is preferably 0.0027% or more, and may be 0.0030% or more, 0.0035% or more, or 0.0040% or more.

［Ｏ：０．０１００％以下］
酸素（Ｏ）は不純物であり、このため０．０１００％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．００６０％以下、より好ましくは０．００４０％以下、最も好ましくは０．００３０％以下である。Ｏは可能な限り低減することが好ましいが、脱酸コストの観点から、Ｏ含有量は０．０００１％以上、０．０００２％以上、又は０．０００３％以上であってもよい。[O: 0.0100% or less]
Oxygen (O) is an impurity, so its content is made 0.0100% or less. The O content is preferably 0.0060% or less, more preferably 0.0040% or less, and most preferably 0.0030% or less. It is preferable to reduce O as much as possible, but from the viewpoint of deoxidation cost, the O content may be 0.0001% or more, 0.0002% or more, or 0.0003% or more.

［［Ａｌ］×［Ｎ］≧３．２×１０-4］
本実施形態においては、ＡｌＮをピン止め粒子として利用することが重要である。このため、Ａｌ及びＮの含有量をそれぞれ別々に規定しただけでは、ＡｌＮをピン止め粒子として適切な量及び大きさにおいて生成できない場合がある。本実施形態では、Ａｌ及びＮ含有量をそれらの含有量の積においても適切な範囲内としつつ、後で詳しく説明するように熱間圧延工程の前に当該含有量の積に応じた温度条件下で加熱を行うことにより、ＡｌＮをピン止め粒子として有効に機能させて粗大粒の形成を抑制することができる。これに関連して、本実施形態では、Ａｌ及びＮの含有量は、［Ａｌ］×［Ｎ］≧３．２×１０-4、好ましくは［Ａｌ］×［Ｎ］≧４．０×１０-4を満足するようにすることが必要である。［Ａｌ］×［Ｎ］の上限値は特に限定されないが、［Ａｌ］×［Ｎ］の値が高くなりすぎると、ＡｌＮを固溶させるための熱間圧延工程前の加熱温度が高くなる。このため、一般的にはＡｌ及びＮの含有量は、［Ａｌ］×［Ｎ］≦９．５×１０-4を満足することが好ましい。[[Al]×[N]≧3.2×10 −4 ]
In this embodiment, it is important to use AlN as the pinning particles. Therefore, it may not be possible to produce AlN in an appropriate amount and size as pinning particles only by separately defining the contents of Al and N. In the present embodiment, the product of the contents of Al and N is also within an appropriate range, and the temperature conditions according to the product of the contents are set before the hot rolling process as described in detail later. By heating at the bottom, the AlN can effectively function as pinning particles to suppress the formation of coarse particles. In this regard, in this embodiment, the content of Al and N is [Al]×[N]≧3.2×10 −4 , preferably [Al]×[N]≧4.0×10 It is necessary to satisfy -4 . The upper limit of [Al] x [N] is not particularly limited, but if the value of [Al] x [N] is too high, the heating temperature before the hot rolling step for solid solution of AlN becomes high. For this reason, it is generally preferred that the contents of Al and N satisfy [Al]×[N]≦9.5×10 −4 .

本発明の実施形態３に係る厚鋼板の基本化学組成は上記のとおりである。さらに、当該厚鋼板は、必要に応じて以下の任意選択元素のうち１種又は２種以上を含有してもよい。以下、これらの任意選択元素について詳しく説明する。 The basic chemical composition of the steel plate according to Embodiment 3 of the present invention is as described above. Furthermore, the steel plate may contain one or more of the following optional elements, if necessary. These optional elements are described in detail below.

［Ｎｂ：０～０．１００％］
ニオブ（Ｎｂ）は、ＮｂＣＮの形態におけるピン止め効果により組織を微細化し、低温靱性を向上させる元素である。Ｎｂ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．００５％以上であることが好ましい。Ｎｂ含有量は０．０１０％以上、０．０１５％以上又は０．０２０％以上であってもよい。一方で、Ｎｂを過度に含有させてもピン止め効果が飽和するとともに、粗大な炭化物や窒化物の析出による靱性劣化を招くことがある。このため、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とする。Ｎｂ含有量は０．０８０％以下、０．０７０％以下又は０．０５０％以下であってもよい。[Nb: 0 to 0.100%]
Niobium (Nb) is an element that refines the structure by a pinning effect in the form of NbCN and improves low temperature toughness. Although the Nb content may be 0%, the Nb content is preferably 0.005% or more in order to obtain such effects. The Nb content may be 0.010% or more, 0.015% or more, or 0.020% or more. On the other hand, even if Nb is contained excessively, the pinning effect is saturated, and coarse carbides and nitrides are precipitated, which may lead to deterioration of toughness. Therefore, the Nb content is set to 0.100% or less. The Nb content may be 0.080% or less, 0.070% or less, or 0.050% or less.

［Ｃｕ：０～０．５００％］
銅（Ｃｕ）は、強度の上昇に寄与する元素である。Ｃｕ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｃｕ含有量は０．０５０％以上であることが好ましい。Ｃｕ含有量は０．１５０％以上、０．２００％以上又は０．２５０％以上であってもよい。一方で、Ｃｕを過度に含有すると、母材の靱性が低下することがある。このため、Ｃｕ含有量は０．５００％以下とする。Ｃｕ含有量を０．４５０％以下、０．４００％以下又は０．３５０％以下であってもよい。[Cu: 0 to 0.500%]
Copper (Cu) is an element that contributes to an increase in strength. Although the Cu content may be 0%, the Cu content is preferably 0.050% or more in order to obtain such effects. The Cu content may be 0.150% or more, 0.200% or more, or 0.250% or more. On the other hand, excessive Cu content may reduce the toughness of the base material. Therefore, the Cu content is set to 0.500% or less. The Cu content may be 0.450% or less, 0.400% or less, or 0.350% or less.

［Ｎｉ：０～０．８００％］
ニッケル（Ｎｉ）は、靱性を確保するために有効な元素である。Ｎｉ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｎｉ含有量は０．１００％以上であることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．２００％以上、０．２５０％以上又は０．３００％以上であってもよい。一方で、Ｎｉを過度に含有すると、製造コストが上昇するのに加えて、焼入れ性が過剰となり却って母材の靱性が低下することがある。このため、Ｎｉ含有量は０．８００％以下とする。Ｎｉ含有量は０．７００％以下、０．６５０％以下又は０．６００％以下であってもよい。[Ni: 0 to 0.800%]
Nickel (Ni) is an effective element for ensuring toughness. Although the Ni content may be 0%, the Ni content is preferably 0.100% or more in order to obtain such effects. The Ni content may be 0.200% or more, 0.250% or more, or 0.300% or more. On the other hand, if Ni is contained excessively, the manufacturing cost increases and the hardenability becomes excessive, which may rather reduce the toughness of the base material. Therefore, the Ni content is set to 0.800% or less. The Ni content may be 0.700% or less, 0.650% or less, or 0.600% or less.

［Ｃｒ：０～０．５０％］
クロム（Ｃｒ）は、耐炭酸ガス腐食性や焼入れ性の向上に寄与し、強度に影響を与える元素である。Ｃｒ含有量は０％であってもよいが、これらの効果を得るためには、Ｃｒ含有量は０．０５％以上であることが好ましい。Ｃｒ含有量は０．１０％以上、０．１５％以上又は０．２０％以上であってもよい。一方で、Ｃｒを過度に含有すると、ＨＡＺの靱性が低下することがある。このため、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とする。Ｃｒ含有量は０．４５％以下、０．４０％以下又は０．３５％以下であってもよい。[Cr: 0 to 0.50%]
Chromium (Cr) is an element that contributes to the improvement of carbon dioxide corrosion resistance and hardenability and affects strength. Although the Cr content may be 0%, the Cr content is preferably 0.05% or more in order to obtain these effects. The Cr content may be 0.10% or more, 0.15% or more, or 0.20% or more. On the other hand, when Cr is contained excessively, the toughness of the HAZ may decrease. Therefore, the Cr content is set to 0.50% or less. The Cr content may be 0.45% or less, 0.40% or less, or 0.35% or less.

［Ｗ：０～０．５０％］
タングステン（Ｗ）は、耐食性向上に寄与し、強度に影響を与える元素である。Ｗ含有量は０％であってもよいが、これらの効果を得るためには、Ｗ含有量は０．０５％以上であることが好ましい。Ｗ含有量は０．１０％以上、０．１５％以上又は０．２０％以上であってもよい。一方で、Ｗを過度に含有すると、ＨＡＺの靱性が低下することがある。このため、Ｗ含有量は０．５０％以下とする。Ｗ含有量は０．４５％以下、０．４０％以下又は０．３５％以下であってもよい。[W: 0 to 0.50%]
Tungsten (W) is an element that contributes to improving corrosion resistance and affects strength. Although the W content may be 0%, the W content is preferably 0.05% or more in order to obtain these effects. The W content may be 0.10% or more, 0.15% or more, or 0.20% or more. On the other hand, when W is contained excessively, the toughness of HAZ may decrease. Therefore, the W content is set to 0.50% or less. The W content may be 0.45% or less, 0.40% or less, or 0.35% or less.

［Ｔｉ：０～０．１００％］
チタン（Ｔｉ）は、脱酸に利用すると、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎからなる酸化物相を形成し、組織を微細化し強度に影響を与える効果が得られる。Ｔｉ含有量は０％であってもよいが、上記の効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．００５％以上であることが好ましい。Ｔｉ含有量は０．０１０％以上、０．０１５％以上又は０．０２０％以上であってもよい。一方で、Ｔｉを過度に含有すると、Ｔｉ酸化物やＴｉ－Ａｌ酸化物が形成されて分散密度が低下し、小入熱の溶接熱影響部の組織を微細化する効果が低下することがある。このため、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０８０％以下、０．０６０％以下又は０．０５０％以下であってもよい。[Ti: 0 to 0.100%]
When titanium (Ti) is used for deoxidization, it forms an oxide phase composed of Al, Ti, and Mn, which has the effect of refining the structure and affecting strength. Although the Ti content may be 0%, the Ti content is preferably 0.005% or more in order to obtain the above effects. The Ti content may be 0.010% or more, 0.015% or more, or 0.020% or more. On the other hand, when Ti is contained excessively, Ti oxides and Ti—Al oxides are formed, the dispersion density is lowered, and the effect of refining the structure of the weld heat-affected zone with a small heat input may be lowered. . Therefore, the Ti content should be 0.100% or less. The Ti content may be 0.080% or less, 0.060% or less, or 0.050% or less.

［Ｓｎ：０～０．０５０％］
スズ（Ｓｎ）は、強度に影響を与える元素である。Ｓｎ含有量は０％であってもよいが、この効果を得るためには、Ｓｎ含有量は０．００５％以上であることが好ましい。Ｓｎ含有量は０．０１０％以上、０．０１５％以上又は０．０２０％以上であってもよい。一方で、Ｓｎを過度に含有すると、靱性が低下することがある。このため、Ｓｎ含有量は０．０５０％以下とする。Ｓｎ含有量は０．０４５％以下、０．０４０％以下又は０．０３５％以下であってもよい。[Sn: 0 to 0.050%]
Tin (Sn) is an element that affects strength. Although the Sn content may be 0%, the Sn content is preferably 0.005% or more in order to obtain this effect. The Sn content may be 0.010% or more, 0.015% or more, or 0.020% or more. On the other hand, if Sn is contained excessively, the toughness may decrease. Therefore, the Sn content is set to 0.050% or less. The Sn content may be 0.045% or less, 0.040% or less, or 0.035% or less.

［Ｃａ：０～０．００５０％］
カルシウム（Ｃａ）は、酸化物や硫化物の形態を制御する元素である。Ｃａ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、０．０００１％以上であることが好ましい。Ｃａ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。Ｃａを過度に含有すると、上記の効果が飽和し、介在物の形成によって靭性を損なうことがある。このため、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。Ｃａ含有量は０．００４５％以下、０．００４０％以下又は０．００３５％以下であってもよい。[Ca: 0 to 0.0050%]
Calcium (Ca) is an element that controls the forms of oxides and sulfides. Although the Ca content may be 0%, it is preferably 0.0001% or more in order to obtain such effects. The Ca content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more. Excessive Ca content saturates the above effects and may impair toughness due to the formation of inclusions. Therefore, the Ca content should be 0.0050% or less. The Ca content may be 0.0045% or less, 0.0040% or less, or 0.0035% or less.

［Ｍｇ：０～０．００５０％］
マグネシウム（Ｍｇ）は、酸化物や硫化物の形態を制御する元素である。Ｍｇ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、０．０００１％以上であることが好ましい。Ｍｇ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。Ｍｇを過度に含有すると、上記の効果が飽和し、介在物の形成によって靭性を損なうことがある。このため、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下とする。Ｍｇ含有量は０．００４５％以下、０．００４０％以下又は０．００３５％以下であってもよい。[Mg: 0 to 0.0050%]
Magnesium (Mg) is an element that controls the forms of oxides and sulfides. Although the Mg content may be 0%, it is preferably 0.0001% or more in order to obtain such effects. The Mg content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more. Excessive Mg content saturates the above effects and may impair toughness due to the formation of inclusions. Therefore, the Mg content is set to 0.0050% or less. The Mg content may be 0.0045% or less, 0.0040% or less, or 0.0035% or less.

［ＲＥＭ：０～０．０１００％］
希土類金属（ＲＥＭ）は、酸化物や硫化物の形態を制御する元素である。ＲＥＭ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、０．０００１％以上であることが好ましい。ＲＥＭ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。ＲＥＭを過度に含有すると、上記の効果が飽和し、介在物の形成によって靭性を損なうことがある。このため、ＲＥＭ含有量は０．０１００％以下とする。ＲＥＭ含有量は０．００８０％以下、０．００６０％以下又は０．００４０％以下であってもよい。
なお、本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、及び、ランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選択される１種以上の元素であり、ＲＥＭ含有量はこれら元素の合計含有量である。[REM: 0 to 0.0100%]
Rare earth metals (REMs) are elements that control the morphology of oxides and sulfides. Although the REM content may be 0%, it is preferably 0.0001% or more in order to obtain such effects. The REM content may be 0.0005% or greater, 0.0010% or greater, or 0.0015% or greater. Excessive REM content saturates the above effects and may impair toughness due to the formation of inclusions. Therefore, the REM content is set to 0.0100% or less. The REM content may be 0.0080% or less, 0.0060% or less, or 0.0040% or less.
In this specification, REM refers to scandium (Sc) with atomic number 21, yttrium (Y) with atomic number 39, and lanthanoid (La) with atomic number 57 to atomic number 71. It is one or more elements selected from the group consisting of lutetium (Lu), and the REM content is the total content of these elements.

本発明の実施形態３に係る厚鋼板において、上記の元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物とは、厚鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分等である。 In the steel plate according to Embodiment 3 of the present invention, the balance other than the above elements is Fe and impurities. Impurities are components and the like that are mixed due to various factors in the manufacturing process, including raw materials such as ores and scraps, when thick steel plates are manufactured industrially.

実施形態３に係る厚鋼板の炭素当量（Ｃｅｑ）、結晶粒の粗大粒径、結晶粒の平均粒径、結晶粒のアスペクト比、厚鋼板の組織、板厚、及び機械特性については、実施形態１に関連して上で説明したとおりである。 The carbon equivalent (Ceq), the coarse grain size of the crystal grains, the average grain size of the crystal grains, the aspect ratio of the crystal grains, the structure of the steel plate, the plate thickness, and the mechanical properties of the steel plate according to the third embodiment are described in the embodiment. 1 as described above.

［実施形態３に係る厚鋼板の製造方法］
次に、実施形態３に係る厚鋼板の製造方法について説明する。以下の説明は、実施形態３に係る厚鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該厚鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。[Method for manufacturing thick steel plate according to Embodiment 3]
Next, a method for manufacturing a thick steel plate according to Embodiment 3 will be described. The following description is intended to exemplify the characteristic method for manufacturing the thick steel plate according to Embodiment 3, and is limited to those manufactured by the manufacturing method as described below. is not intended to

実施形態３に係る厚鋼板の製造方法は、加熱工程、熱間圧延工程、焼入工程、及び焼戻工程を含む。以下、各工程についてより詳細に説明する。本製造方法に供する鋼片としては、本実施形態の化学組成の範囲内であれば、特には限定されず、当業者に公知の任意の適切な鋳造条件下で製造された鋼片を使用することができる。例えば、鋼片は、造塊－分塊スラブであってもよいし、連続鋳造スラブであってもよい。製造効率、歩留り及び省エネルギーの観点からは、鋼片としては連続鋳造スラブを用いることが好ましい。 A method for manufacturing a thick steel plate according to Embodiment 3 includes a heating step, a hot rolling step, a quenching step, and a tempering step. Each step will be described in more detail below. The steel slab to be subjected to this manufacturing method is not particularly limited as long as it is within the range of the chemical composition of the present embodiment, and a steel slab manufactured under any appropriate casting conditions known to those skilled in the art is used. be able to. For example, the billet may be an ingot-blooming slab or a continuously cast slab. From the viewpoint of production efficiency, yield and energy saving, it is preferable to use a continuously cast slab as the billet.

［加熱工程］
まず、実施形態３において規定される化学組成を有する鋼片が熱間圧延工程の前に加熱される。粗大な組織の形成を抑制するためには、ピン止め粒子の利用及び制御が重要である。粗大なオーステナイト（γ）粒は、ピン止めが外れた際に発生するものだからである。これに関連して、ピン止めには微細分散した粒子が効果的であり、粗大な粒子はピン止めに寄与しないことが一般に知られている。本実施形態では、ピン止め粒子としてＡｌＮが利用されるが、粗大なＡｌＮが存在すると、ピン止めに寄与しないばかりではなく、部分的に結晶粒が粗大化してしまうという問題がある。本実施形態においては、熱間圧延工程の前にＡｌ及びＮ含有量の積に応じた温度条件下で加熱を行うことによりＡｌＮを一旦固溶させ、熱間圧延工程後に粗大なＡｌＮが残留しないようにすることで、ＡｌＮをピン止め粒子として有効に機能させて粗大粒の形成を抑制することができる。[Heating process]
First, a billet having the chemical composition specified in Embodiment 3 is heated before the hot rolling process. The use and control of pinning particles is important to suppress the formation of coarse textures. This is because coarse austenite (γ) grains are generated when the pinning is removed. In this connection, it is generally known that finely dispersed particles are effective for pinning, and coarse particles do not contribute to pinning. In this embodiment, AlN is used as the pinning particles, but the presence of coarse AlN not only does not contribute to pinning, but also causes the problem of partially coarsening the crystal grains. In this embodiment, AlN is dissolved once by heating under temperature conditions corresponding to the product of Al and N contents before the hot rolling process, and coarse AlN does not remain after the hot rolling process. By doing so, AlN can be effectively functioned as pinning particles to suppress the formation of coarse grains.

より具体的には、熱間圧延工程前の加熱の際に下記式４によって求められるＡｌＮ固溶温度Ｔｓ℃以上でかつ１３００℃以下の温度で鋼片を加熱することで、熱間圧延工程後に粗大なＡｌＮを残留させずに、当該ＡｌＮをピン止め粒子として有効に機能させて、厚鋼板において結晶粒の粗大粒径が４５μｍ以下でかつ当該結晶粒の平均粒径が２５μｍ以下である微細な組織を形成させることができる。加熱温度が高くなりすぎると、加熱工程において組織が粗大化してしまうため、このような組織の粗大化を抑制するために、加熱温度は１３００℃以下とする。
Ｔｓ＝７４００／（１．９５－ｌｏｇ（［Ａｌ］×［Ｎ］））－２７３ ・・・式４
ここで、［Ａｌ］及び［Ｎ］はそれぞれＡｌ及びＮの含有量（質量％）である。More specifically, by heating the steel slab at a temperature equal to or higher than the AlN solid solution temperature Ts ° C. obtained by the following formula 4 and 1300 ° C. or lower during heating before the hot rolling process, after the hot rolling process By effectively functioning the AlN as pinning particles without leaving coarse AlN, fine fine grains having a coarse grain size of 45 μm or less and an average grain size of 25 μm or less are obtained in a thick steel plate. tissue can be formed. If the heating temperature is too high, the structure is coarsened in the heating process. In order to suppress such coarsening of the structure, the heating temperature is set to 1300° C. or lower.
Ts=7400/(1.95-log([Al]×[N]))-273 Equation 4
Here, [Al] and [N] are the contents of Al and N (% by mass), respectively.

［熱間圧延工程］
加熱工程後、鋼片は、熱間圧延工程において一般的に圧下率５０％以上で熱間圧延され、次いで８００℃から５００℃まで０．１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却される。このような冷却速度で冷却することにより、一旦固溶したＡｌＮが冷却中に粗大析出することを抑制し、次の焼入工程における昇温の際に析出するＡｌＮをピン止め粒子として有効に機能させることで微細なγ粒を得ることができる。一方で、８００℃から５００℃までの平均冷却速度が０．１０℃／ｓ未満になると、焼入れ前にＡｌＮの粗大化が生じてしまい、部分的に粗大なγ粒を形成して最終的に得られる厚鋼板において靱性が低下する場合がある。[Hot rolling process]
After the heating step, the billet is hot rolled in a hot rolling step, generally at a rolling reduction of 50% or more, and then cooled from 800°C to 500°C at an average cooling rate of 0.10°C/s or more. By cooling at such a cooling rate, coarse precipitation of AlN once solid-soluted is suppressed during cooling, and AlN that precipitates during temperature rise in the next quenching step effectively functions as pinning particles. Fine γ grains can be obtained by On the other hand, if the average cooling rate from 800°C to 500°C is less than 0.10°C/s, coarsening of AlN occurs before quenching, partially forming coarse γ grains, and finally The toughness of the resulting thick steel plate may be lowered.

［焼入工程］
熱間圧延工程後、鋼板は一旦１５０℃以下まで冷却され、次いで８５０℃以上の温度（焼入温度）に再加熱され、次に１．０℃／ｓ以上の平均冷却速度で２００℃以下まで冷却される。このような焼入れ処理を行うことにより、組織を微細化してＰＷＨＴ後であっても所望の強度（引張強度及び降伏強度）を確保するとともに低温靭性を向上させることができる。一方で、１．０℃／ｓ未満での冷却又は２００℃よりも高温での冷却停止では、十分な焼入組織を得ることができず、所望の強度を確保できない場合がある。[Quenching process]
After the hot rolling process, the steel sheet is once cooled to 150°C or lower, then reheated to a temperature of 850°C or higher (quenching temperature), and then cooled to 200°C or lower at an average cooling rate of 1.0°C/s or higher. cooled. By performing such a quenching treatment, it is possible to refine the structure and secure the desired strength (tensile strength and yield strength) even after PWHT and improve the low temperature toughness. On the other hand, cooling at less than 1.0° C./s or stopping cooling at a temperature higher than 200° C. may fail to obtain a sufficient quenched structure and ensure desired strength.

［焼戻工程］
最後に、鋼板は、焼戻工程において焼戻し処理され、具体的には５５０～７００℃の焼戻温度で３０分～１時間にわたり加熱される。このような焼戻し処理により、強度を適切な範囲に調整するとともに靭性の向上を図ることができる。焼戻し後の冷却速度は特に限定されず、例えば空冷によって冷却すればよい。[Tempering process]
Finally, the steel sheet is tempered in a tempering step, specifically heated at a tempering temperature of 550-700° C. for 30 minutes to 1 hour. By such a tempering treatment, it is possible to adjust the strength to an appropriate range and improve the toughness. The cooling rate after tempering is not particularly limited, and cooling may be performed by, for example, air cooling.

＜実施形態４＞
本発明の実施形態４に係る厚鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．０５０～０．１３０％、
Ｓｉ：０．１００～０．６００％、
Ｍｎ：１．１００～１．８００％、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．０５０～０．５００％、
Ｖ：０．００５～０．１００％、
Ａｌ：０．００１～０．０８０％、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｎｉ：０～０．８００％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を含み、
方位差１５°以上の境界で囲まれた結晶粒の粗大粒径が４５μｍ以下であり、かつ前記結晶粒の平均粒径が２５μｍ以下である組織を含み、
５８０～７３０ＭＰａの引張強度を有し、
７０ｍｍ以上の板厚を有することを特徴としている。<Embodiment 4>
The thick steel plate according to Embodiment 4 of the present invention is mass%,
C: 0.050 to 0.130%,
Si: 0.100 to 0.600%,
Mn: 1.100-1.800%,
P: 0.0200% or less,
S: 0.0100% or less,
Mo: 0.050-0.500%,
V: 0.005 to 0.100%,
Al: 0.001 to 0.080%,
N: 0.0100% or less,
O: 0.0100% or less,
Cu: 0 to 0.500%,
Ni: 0 to 0.800%,
Cr: 0 to 0.50%,
W: 0 to 0.50%,
Ti: 0.005 to 0.100%,
Sn: 0 to 0.050%,
Ca: 0 to 0.0050%,
Mg: 0-0.0050%,
REM: 0 to 0.0100%, and the balance: containing a chemical composition consisting of Fe and impurities,
A structure in which the coarse grain size of crystal grains surrounded by boundaries with a misorientation of 15° or more is 45 μm or less and the average grain size of the crystal grains is 25 μm or less,
It has a tensile strength of 580 to 730 MPa,
It is characterized by having a plate thickness of 70 mm or more.

先に述べたとおり、溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）後には不純物元素の濃化や合金炭化物の粗大化等により低温靱性が低下する傾向があるため、ＰＷＨＴ後の低温靱性を向上させることは一般に困難である。これに関連して、粗大な組織の形成を抑制するためにピン止め粒子の利用及び制御が有効な場合があることが知られている。このような観点から、本発明者らは、結晶粒の微細化に関連してピン止め粒子としてＴｉＮを利用することに着目しそして検討を行った。そこで、本発明者らは、Ｔｉ及びＮ含有量を適切な範囲内とするとともに、熱間圧延工程においてこれらの含有量に応じた条件下で圧延を行うことにより粗大粒の形成を抑制することができることを見出した。 As described above, after the post-weld heat treatment (PWHT), the low-temperature toughness tends to decrease due to the concentration of impurity elements and the coarsening of alloy carbides, so it is generally difficult to improve the low-temperature toughness after PWHT. be. In this regard, it is known that the use and control of pinning particles can be effective in inhibiting the formation of coarse texture. From this point of view, the present inventors focused on and investigated the use of TiN as pinning particles in relation to grain refinement. Therefore, the present inventors set the Ti and N contents within an appropriate range, and performed rolling under conditions according to these contents in the hot rolling process to suppress the formation of coarse grains. I found out what I can do.

より具体的には、本発明者らは、熱間圧延工程の際に下記式５によって求められるパラメータＺが７以上となるように熱間圧延することにより、熱間圧延後の組織においてフェライト分率を増加させて熱処理の際に結晶粒が粗大化することを抑制することで、厚鋼板において結晶粒の粗大粒径が４５μｍ以下でかつ当該結晶粒の平均粒径が２５μｍ以下である微細な組織を形成させることができることを見出した。その結果として、本発明の実施形態４によれば、低温靱性が一般に低下するＰＷＨＴ後であっても、結晶粒の粗大粒径及び平均粒径が上記範囲内にない組織の場合と比較して、顕著に改善された低温靭性を有する厚鋼板を得ることが可能となる。
Ｚ＝０．０８×ε＋３００×ｆ＋１０×ε×ｆ ・・・式５
ここで、εは８００℃以下における累積圧下率（％）であり、ｆはＴｉ含有量（質量％）と３．４×Ｎ含有量（質量％）のうち小さい方の値である。More specifically, the present inventors found that by hot rolling so that the parameter Z obtained by the following formula 5 is 7 or more during the hot rolling process, the ferrite content in the structure after hot rolling By increasing the ratio and suppressing the coarsening of crystal grains during heat treatment, fine fine grains having a coarse grain size of 45 μm or less and an average grain size of 25 μm or less are obtained in the steel plate. It has been found that tissue can be formed. As a result, according to Embodiment 4 of the present invention, even after PWHT, in which the low-temperature toughness generally decreases, compared with the case of a structure in which the coarse grain size and the average grain size of the crystal grains are not within the above range , it is possible to obtain a steel plate with significantly improved low temperature toughness.
Z=0.08×ε+300×f+10×ε×f Expression 5
Here, ε is the cumulative rolling reduction (%) at 800° C. or lower, and f is the smaller one of the Ti content (mass %) and 3.4×N content (mass %).

以下、本発明の実施形態４に係る厚鋼板について詳しく説明する。以下の説明において、各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味するものである。 Hereinafter, the thick steel plate according to Embodiment 4 of the present invention will be described in detail. In the following description, the unit of content of each element, "%", means "% by mass" unless otherwise specified.

［Ｃ：０．０５０～０．１３０％］
炭素（Ｃ）は、母材の強度確保のために必要な元素である。このような効果を十分に得るために、Ｃ含有量は０．０５０％以上とする。Ｃ含有量は０．０６０％以上、０．０７０％以上又は０．０８０％以上であってもよい。一方で、Ｃを過度に含有すると、母材に加え、溶接熱影響部（ＨＡＺ）、中でも溶融線（ＦＬ）近傍のＨＡＺの靭性劣化が顕著となる場合があり、また強度が過大となる傾向もある。したがって、Ｃ含有量は０．１３０％以下とする。Ｃ含有量は０．１２０％以下、０．１１０％以下又は０．１００％以下であってもよい。[C: 0.050 to 0.130%]
Carbon (C) is an element necessary for ensuring the strength of the base material. In order to sufficiently obtain such effects, the C content is made 0.050% or more. The C content may be 0.060% or more, 0.070% or more, or 0.080% or more. On the other hand, if C is contained excessively, in addition to the base metal, the weld heat affected zone (HAZ), especially the HAZ near the fusion line (FL), may deteriorate in toughness, and the strength tends to be excessive. There is also Therefore, the C content should be 0.130% or less. The C content may be 0.120% or less, 0.110% or less, or 0.100% or less.

［Ｓｉ：０．１００～０．６００％］
ケイ素（Ｓｉ）は脱酸元素であり、強度の向上にも寄与する元素である。これらの効果を十分に得るために、Ｓｉ含有量は０．１００％以上とする。Ｓｉ含有量は０．１５０％以上、０．２００％以上又は０．２５０％以上であってもよい。一方で、Ｓｉを過度に含有すると、島状マルテンサイトが生成し、靭性が低下する場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．６００％以下とする。Ｓｉ含有量は０．５００％以下、０．４００％以下又は０．３５０％以下であってもよい。[Si: 0.100 to 0.600%]
Silicon (Si) is a deoxidizing element and an element that also contributes to the improvement of strength. In order to sufficiently obtain these effects, the Si content should be 0.100% or more. The Si content may be 0.150% or more, 0.200% or more, or 0.250% or more. On the other hand, if Si is contained excessively, island-shaped martensite may be generated and the toughness may be lowered. Therefore, the Si content should be 0.600% or less. The Si content may be 0.500% or less, 0.400% or less, or 0.350% or less.

［Ｍｎ：１．１００～１．８００％］
マンガン（Ｍｎ）は脱酸元素であり、焼入れ性を向上させる元素でもある。母材及びＨＡＺの強度を十分に確保するために、Ｍｎ含有量は１．１００％以上とする。Ｍｎ含有量は１．２００％以上、１．２５０％以上又は１．３５０％以上であってもよい。一方で、Ｍｎを過度に含有すると、偏析が増大し、焼入れ性が過剰となるため、強度が過度に上昇して靱性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．８００％以下とする。Ｍｎ含有量は１．７００％以下、１．６５０％以下又は１．６００％以下であってもよい。[Mn: 1.100 to 1.800%]
Manganese (Mn) is a deoxidizing element and also an element that improves hardenability. In order to sufficiently secure the strength of the base material and HAZ, the Mn content should be 1.100% or more. The Mn content may be 1.200% or more, 1.250% or more, or 1.350% or more. On the other hand, an excessive Mn content increases segregation and excessive hardenability, resulting in an excessive increase in strength and a decrease in toughness. Therefore, the Mn content should be 1.800% or less. The Mn content may be 1.700% or less, 1.650% or less, or 1.600% or less.

［Ｐ：０．０２００％以下］
リン（Ｐ）は不純物であり、粒界に偏析して靭性を低下させる。このため、Ｐ含有量は０．０２００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０１５０％以下、より好ましくは０．０１００％以下、最も好ましくは０．００８０％以下である。Ｐ含有量は少ないほど好ましいため、下限は特に規定しない。しかしながら、製造コストの観点から、Ｐ含有量は０．０００１％以上、０．０００５％以上又は０．００１０％以上であってもよい。[P: 0.0200% or less]
Phosphorus (P) is an impurity that segregates at grain boundaries to reduce toughness. Therefore, the P content should be 0.0200% or less. The P content is preferably 0.0150% or less, more preferably 0.0100% or less, and most preferably 0.0080% or less. Since the lower the P content is, the better, the lower limit is not particularly defined. However, from the viewpoint of manufacturing cost, the P content may be 0.0001% or more, 0.0005% or more, or 0.0010% or more.

［Ｓ：０．０１００％以下］
硫黄（Ｓ）は不純物であり、中心偏析を助長し、脆性破壊の起点となる延伸形状のＭｎＳが生成する原因となることがある。このため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００８０％、より好ましくは０．００６０％、最も好ましくは０．００５０％以下である。Ｓ含有量は少ないほど好ましいため、下限は特に規定しない。しかしながら、製造コストの観点から、Ｓ含有量は０．０００１％以上、０．０００５％以上又は０．００１０％以上であってもよい。[S: 0.0100% or less]
Sulfur (S), which is an impurity, promotes center segregation and may cause the formation of elongated MnS, which is the starting point of brittle fracture. Therefore, the S content should be 0.0100% or less. The S content is preferably 0.0080%, more preferably 0.0060%, most preferably 0.0050% or less. Since the lower the S content, the better, the lower limit is not particularly defined. However, from the viewpoint of manufacturing cost, the S content may be 0.0001% or more, 0.0005% or more, or 0.0010% or more.

［Ｍｏ：０．０５０～０．５００％］
モリブデン（Ｍｏ）は、母材の強度と靱性を向上させる元素である。このような効果を十分に得るために、Ｍｏ含有量は０．０５０％以上とする。Ｍｏ含有量は０．１００％以上、０．１５０％以上又は０．２００％以上であってもよい。一方で、Ｍｏを過度に含有すると、母材の強度が過剰に上昇して靱性を損なうことがある。このため、Ｍｏ含有量は０．５００％以下とする。Ｍｏ含有量は０．４５０％以下、０．４００％以下又は０．３５０％以下であってもよい。[Mo: 0.050 to 0.500%]
Molybdenum (Mo) is an element that improves the strength and toughness of the base material. In order to sufficiently obtain such effects, the Mo content is set to 0.050% or more. Mo content may be 0.100% or more, 0.150% or more, or 0.200% or more. On the other hand, an excessive Mo content may excessively increase the strength of the base material and impair the toughness. Therefore, the Mo content is set to 0.500% or less. The Mo content may be 0.450% or less, 0.400% or less, or 0.350% or less.

［Ｖ：０．００５～０．１００％］
バナジウム（Ｖ）は、焼戻工程及び溶接後熱処理工程で炭窒化物を析出し、母材の強度の向上に寄与する元素である。このような効果を十分に得るために、Ｖ含有量は０．００５％以上とする。Ｖ含有量は０．０１０％以上、０．０１５％以上又は０．０２０％以上であってもよい。一方で、Ｖを過度に含有させても効果が飽和し、靱性劣化を招くことがある。このため、Ｖ含有量は０．１００％以下とする。Ｖ含有量は０．０８０％以下、０．０６０％以下又は０．０４０％以下であってもよい。[V: 0.005 to 0.100%]
Vanadium (V) is an element that precipitates carbonitrides in the tempering process and the post-welding heat treatment process and contributes to improving the strength of the base material. In order to sufficiently obtain such effects, the V content should be 0.005% or more. The V content may be 0.010% or more, 0.015% or more, or 0.020% or more. On the other hand, even if V is contained excessively, the effect may saturate, resulting in deterioration of toughness. Therefore, the V content is set to 0.100% or less. The V content may be 0.080% or less, 0.060% or less, or 0.040% or less.

［Ａｌ：０．００１～０．０８０％］
アルミニウム（Ａｌ）は脱酸元素であり、セメンタイト生成を抑制する元素でもある。さらに、Ａｌはピン止め粒子ＡｌＮとして細粒化に寄与する。これらの効果の少なくとも１つを得るために、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。Ａｌ含有量は０．０１５％以上、０．０２０％以上又は０．０２５％以上であってもよい。一方で、Ａｌを過度に含有すると、介在物が多くなり、靱性低下を招くことがある。このため、Ａｌ含有量は０．０８０％以下とする。Ａｌ含有量は０．０７０％以下、０．０６０％以下又は０．０５０％以下であってもよい。[Al: 0.001 to 0.080%]
Aluminum (Al) is a deoxidizing element and also an element that suppresses the formation of cementite. Furthermore, Al contributes to grain refinement as pinning particles AlN. In order to obtain at least one of these effects, the Al content should be 0.001% or more. The Al content may be 0.015% or more, 0.020% or more, or 0.025% or more. On the other hand, if the Al content is excessive, inclusions increase, which may lead to a decrease in toughness. Therefore, the Al content is set to 0.080% or less. The Al content may be 0.070% or less, 0.060% or less, or 0.050% or less.

［Ｎ：０．０１００％以下］
窒素（Ｎ）は窒化物を形成する元素であり、過度に含有すると粗大な窒化物が生成し、靭性が低下する原因となる。このため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下、より好ましくは０．００６０％以下、最も好ましくは０．００５０％以下である。一方で、Ｎを過度に低減すると、脱窒コストがかかり、さらにはピン止め粒子であるＴｉＮを十分に形成できない場合がある。したがって、Ｎ含有量は０．０００３％以上であることが好ましく、０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。[N: 0.0100% or less]
Nitrogen (N) is an element that forms nitrides, and when contained excessively, coarse nitrides are formed, which causes a decrease in toughness. Therefore, the N content is set to 0.0100% or less. The N content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0060% or less, most preferably 0.0050% or less. On the other hand, if N is excessively reduced, the cost of denitrification increases, and TiN, which is the pinning particles, may not be sufficiently formed. Therefore, the N content is preferably 0.0003% or more, and may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more.

［Ｏ：０．０１００％以下］
酸素（Ｏ）は不純物であり、このため０．０１００％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．００６０％以下、より好ましくは０．００４０％以下、最も好ましくは０．００３０％以下である。Ｏは可能な限り低減することが好ましいが、脱酸コストの観点から、Ｏ含有量は０．０００１％以上、０．０００２％以上、又は０．０００３％以上であってもよい。[O: 0.0100% or less]
Oxygen (O) is an impurity, so its content is made 0.0100% or less. The O content is preferably 0.0060% or less, more preferably 0.0040% or less, and most preferably 0.0030% or less. It is preferable to reduce O as much as possible, but from the viewpoint of deoxidation cost, the O content may be 0.0001% or more, 0.0002% or more, or 0.0003% or more.

［Ｔｉ：０．００５～０．１００％］
チタン（Ｔｉ）は、ピン止め粒子ＴｉＮとして細粒化に寄与し靭性を向上させる。上記の効果を十分に得るために、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とする。Ｔｉ含有量は０．０１０％以上、０．０１５％以上又は０．０２０％以上であってもよい。一方で、Ｔｉを過度に含有すると、ＴｉＮが多量に生成して破壊の起点となり、靭性の低下を招く場合がある。このため、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０８０％以下、０．０６０％以下又は０．０５０％以下であってもよい。実施形態２では、ＴｉはＢを有効に機能させるために添加されるのに対し、実施形態４では、Ｔｉはピン止め粒子ＴｉＮを形成させるために添加される。したがって、実施形態４では、Ｔｉ含有量はＢ含有量とは無関係に０．００５～０．１００％の範囲から適切に決定することができる。[Ti: 0.005 to 0.100%]
Titanium (Ti) contributes to grain refinement as pinning particles TiN and improves toughness. In order to sufficiently obtain the above effects, the Ti content is set to 0.005% or more. The Ti content may be 0.010% or more, 0.015% or more, or 0.020% or more. On the other hand, when Ti is contained excessively, a large amount of TiN is generated, which may become a starting point of fracture and lead to a decrease in toughness. Therefore, the Ti content should be 0.100% or less. The Ti content may be 0.080% or less, 0.060% or less, or 0.050% or less. In embodiment 2, Ti is added to enable B to function effectively, whereas in embodiment 4, Ti is added to form pinning particles TiN. Therefore, in Embodiment 4, the Ti content can be appropriately determined within the range of 0.005 to 0.100% regardless of the B content.

本発明の実施形態４に係る厚鋼板の基本化学組成は上記のとおりである。さらに、当該厚鋼板は、必要に応じて以下の任意選択元素のうち１種又は２種以上を含有してもよい。以下、これらの任意選択元素について詳しく説明する。 The basic chemical composition of the steel plate according to Embodiment 4 of the present invention is as described above. Furthermore, the steel plate may contain one or more of the following optional elements, if necessary. These optional elements are described in detail below.

［Ｃｕ：０～０．５００％］
銅（Ｃｕ）は、強度の上昇に寄与する元素である。Ｃｕ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｃｕ含有量は０．０５０％以上であることが好ましい。Ｃｕ含有量は０．１５０％以上、０．２００％以上又は０．２５０％以上であってもよい。一方で、Ｃｕを過度に含有すると、母材の靱性が低下することがある。このため、Ｃｕ含有量は０．５００％以下とする。Ｃｕ含有量を０．４５０％以下、０．４００％以下又は０．３５０％以下であってもよい。[Cu: 0 to 0.500%]
Copper (Cu) is an element that contributes to an increase in strength. Although the Cu content may be 0%, the Cu content is preferably 0.050% or more in order to obtain such effects. The Cu content may be 0.150% or more, 0.200% or more, or 0.250% or more. On the other hand, excessive Cu content may reduce the toughness of the base material. Therefore, the Cu content is set to 0.500% or less. The Cu content may be 0.450% or less, 0.400% or less, or 0.350% or less.

［Ｎｉ：０～０．８００％］
ニッケル（Ｎｉ）は、靱性を確保するために有効な元素である。Ｎｉ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｎｉ含有量は０．１００％以上であることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．２００％以上、０．２５０％以上又は０．３００％以上であってもよい。一方で、Ｎｉを過度に含有すると、製造コストが上昇するのに加えて、焼入れ性が過剰となり却って母材の靱性が低下することがある。このため、Ｎｉ含有量は０．８００％以下とする。Ｎｉ含有量は０．７００％以下、０．６５０％以下又は０．６００％以下であってもよい。[Ni: 0 to 0.800%]
Nickel (Ni) is an effective element for ensuring toughness. Although the Ni content may be 0%, the Ni content is preferably 0.100% or more in order to obtain such effects. The Ni content may be 0.200% or more, 0.250% or more, or 0.300% or more. On the other hand, if Ni is contained excessively, the manufacturing cost increases and the hardenability becomes excessive, which may rather reduce the toughness of the base material. Therefore, the Ni content is set to 0.800% or less. The Ni content may be 0.700% or less, 0.650% or less, or 0.600% or less.

［Ｃｒ：０～０．５０％］
クロム（Ｃｒ）は、耐炭酸ガス腐食性や焼入れ性の向上に寄与し、強度に影響を与える元素である。Ｃｒ含有量は０％であってもよいが、これらの効果を得るためには、Ｃｒ含有量は０．０５％以上であることが好ましい。Ｃｒ含有量は０．１０％以上、０．１５％以上又は０．２０％以上であってもよい。一方で、Ｃｒを過度に含有すると、ＨＡＺの靱性が低下することがある。このため、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とする。Ｃｒ含有量は０．４５％以下、０．４０％以下又は０．３５％以下であってもよい。[Cr: 0 to 0.50%]
Chromium (Cr) is an element that contributes to improvement of carbon dioxide gas corrosion resistance and hardenability and affects strength. Although the Cr content may be 0%, the Cr content is preferably 0.05% or more in order to obtain these effects. The Cr content may be 0.10% or more, 0.15% or more, or 0.20% or more. On the other hand, if Cr is contained excessively, the toughness of the HAZ may decrease. Therefore, the Cr content is set to 0.50% or less. The Cr content may be 0.45% or less, 0.40% or less, or 0.35% or less.

［Ｗ：０～０．５０％］
タングステン（Ｗ）は、耐食性向上に寄与し、強度に影響を与える元素である。Ｗ含有量は０％であってもよいが、これらの効果を得るためには、Ｗ含有量は０．０５％以上であることが好ましい。Ｗ含有量は０．１０％以上、０．１５％以上又は０．２０％以上であってもよい。一方で、Ｗを過度に含有すると、ＨＡＺの靱性が低下することがある。このため、Ｗ含有量は０．５０％以下とする。Ｗ含有量は０．４５％以下、０．４０％以下又は０．３５％以下であってもよい。[W: 0 to 0.50%]
Tungsten (W) is an element that contributes to improving corrosion resistance and affects strength. Although the W content may be 0%, the W content is preferably 0.05% or more in order to obtain these effects. The W content may be 0.10% or more, 0.15% or more, or 0.20% or more. On the other hand, when W is contained excessively, the toughness of HAZ may decrease. Therefore, the W content is set to 0.50% or less. The W content may be 0.45% or less, 0.40% or less, or 0.35% or less.

［Ｓｎ：０～０．０５０％］
スズ（Ｓｎ）は、強度に影響を与える元素である。Ｓｎ含有量は０％であってもよいが、この効果を得るためには、Ｓｎ含有量は０．００５％以上であることが好ましい。Ｓｎ含有量は０．０１０％以上、０．０１５％以上又は０．０２０％以上であってもよい。一方で、Ｓｎを過度に含有すると、靱性が低下することがある。このため、Ｓｎ含有量は０．０５０％以下とする。Ｓｎ含有量は０．０４５％以下、０．０４０％以下又は０．０３５％以下であってもよい。[Sn: 0 to 0.050%]
Tin (Sn) is an element that affects strength. Although the Sn content may be 0%, the Sn content is preferably 0.005% or more in order to obtain this effect. The Sn content may be 0.010% or more, 0.015% or more, or 0.020% or more. On the other hand, when Sn is excessively contained, the toughness may decrease. Therefore, the Sn content is set to 0.050% or less. The Sn content may be 0.045% or less, 0.040% or less, or 0.035% or less.

［Ｃａ：０～０．００５０％］
カルシウム（Ｃａ）は、酸化物や硫化物の形態を制御する元素である。Ｃａ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、０．０００１％以上であることが好ましい。Ｃａ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。Ｃａを過度に含有すると、上記の効果が飽和し、介在物の形成によって靭性を損なうことがある。このため、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。Ｃａ含有量は０．００４５％以下、０．００４０％以下又は０．００３５％以下であってもよい。[Ca: 0 to 0.0050%]
Calcium (Ca) is an element that controls the forms of oxides and sulfides. Although the Ca content may be 0%, it is preferably 0.0001% or more in order to obtain such effects. The Ca content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more. Excessive Ca content saturates the above effects and may impair toughness due to the formation of inclusions. Therefore, the Ca content should be 0.0050% or less. The Ca content may be 0.0045% or less, 0.0040% or less, or 0.0035% or less.

［Ｍｇ：０～０．００５０％］
マグネシウム（Ｍｇ）は、酸化物や硫化物の形態を制御する元素である。Ｍｇ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、０．０００１％以上であることが好ましい。Ｍｇ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。Ｍｇを過度に含有すると、上記の効果が飽和し、介在物の形成によって靭性を損なうことがある。このため、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下とする。Ｍｇ含有量は０．００４５％以下、０．００４０％以下又は０．００３５％以下であってもよい。[Mg: 0 to 0.0050%]
Magnesium (Mg) is an element that controls the forms of oxides and sulfides. Although the Mg content may be 0%, it is preferably 0.0001% or more in order to obtain such effects. The Mg content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more. Excessive Mg content saturates the above effects and may impair toughness due to the formation of inclusions. Therefore, the Mg content is set to 0.0050% or less. The Mg content may be 0.0045% or less, 0.0040% or less, or 0.0035% or less.

［ＲＥＭ：０～０．０１００％］
希土類金属（ＲＥＭ）は、酸化物や硫化物の形態を制御する元素である。ＲＥＭ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、０．０００１％以上であることが好ましい。ＲＥＭ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。ＲＥＭを過度に含有すると、上記の効果が飽和し、介在物の形成によって靭性を損なうことがある。このため、ＲＥＭ含有量は０．０１００％以下とする。ＲＥＭ含有量は０．００８０％以下、０．００６０％以下又は０．００４０％以下であってもよい。
なお、本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、及び、ランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選択される１種以上の元素であり、ＲＥＭ含有量はこれら元素の合計含有量である。[REM: 0 to 0.0100%]
Rare earth metals (REMs) are elements that control the morphology of oxides and sulfides. Although the REM content may be 0%, it is preferably 0.0001% or more in order to obtain such effects. The REM content may be 0.0005% or greater, 0.0010% or greater, or 0.0015% or greater. Excessive REM content saturates the above effects and may impair toughness due to the formation of inclusions. Therefore, the REM content is set to 0.0100% or less. The REM content may be 0.0080% or less, 0.0060% or less, or 0.0040% or less.
In this specification, REM refers to scandium (Sc) with atomic number 21, yttrium (Y) with atomic number 39, and lanthanoid (La) with atomic number 57 to atomic number 71. It is one or more elements selected from the group consisting of lutetium (Lu), and the REM content is the total content of these elements.

本発明の実施形態４に係る厚鋼板において、上記の元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物とは、厚鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分等である。 In the steel plate according to Embodiment 4 of the present invention, the balance other than the above elements is Fe and impurities. Impurities are components and the like that are mixed due to various factors in the manufacturing process, including raw materials such as ores and scraps, when thick steel plates are manufactured industrially.

実施形態４に係る厚鋼板の炭素当量（Ｃｅｑ）、結晶粒の粗大粒径、結晶粒の平均粒径、結晶粒のアスペクト比、厚鋼板の組織、板厚、及び機械特性については、実施形態１に関連して上で説明したとおりである。 The carbon equivalent (Ceq), the coarse grain size of the crystal grains, the average grain size of the crystal grains, the aspect ratio of the crystal grains, the structure of the steel plate, the plate thickness, and the mechanical properties of the steel plate according to Embodiment 4 are described in the embodiment. 1 as described above.

［実施形態４に係る厚鋼板の製造方法］
次に、実施形態４に係る厚鋼板の製造方法について説明する。以下の説明は、実施形態４に係る厚鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該厚鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。[Method for manufacturing thick steel plate according to Embodiment 4]
Next, a method for manufacturing a thick steel plate according to Embodiment 4 will be described. The following description is intended to exemplify a characteristic method for manufacturing the thick steel plate according to Embodiment 4, and the thick steel plate is limited to those manufactured by the manufacturing method described below. is not intended to

実施形態４に係る厚鋼板の製造方法は、均質化熱処理後の、熱間圧延工程、焼入工程、中間熱処理工程、及び焼戻工程を含む。上記の均質化熱処理は、任意選択的なものであり、行っても行わなくてもよい。以下、他の各工程についてより詳細に説明する。本製造方法に供する鋼片としては、本実施形態の化学組成の範囲内であれば、特には限定されず、当業者に公知の任意の適切な鋳造条件下で製造された鋼片を使用することができる。例えば、鋼片は、造塊－分塊スラブであってもよいし、連続鋳造スラブであってもよい。製造効率、歩留り及び省エネルギーの観点からは、鋼片としては連続鋳造スラブを用いることが好ましい。 A method for manufacturing a thick steel plate according to Embodiment 4 includes a hot rolling step, a quenching step, an intermediate heat treatment step, and a tempering step after the homogenization heat treatment. The homogenization heat treatment described above is optional and may or may not be performed. Each of the other steps will be described in more detail below. The steel slab to be subjected to this manufacturing method is not particularly limited as long as it is within the range of the chemical composition of the present embodiment, and a steel slab manufactured under any appropriate casting conditions known to those skilled in the art is used. be able to. For example, the billet may be an ingot-blooming slab or a continuously cast slab. From the viewpoint of production efficiency, yield and energy saving, it is preferable to use a continuously cast slab as the billet.

［熱間圧延工程］
まず、実施形態４において規定される化学組成を有する鋼片が、熱間圧延工程において加熱され、次いで下記式５によって求められるパラメータＺが７以上となるように熱間圧延される。加熱の温度は、圧延ロールの負荷を低減する観点から１０００℃以上とすることが好ましく、組織の粗大化を抑制する観点から１２５０℃以下とすることが好ましい。
Ｚ＝０．０８×ε＋３００×ｆ＋１０×ε×ｆ ・・・式５
ここで、εは８００℃以下における累積圧下率（％）であり、ｆはＴｉ含有量（質量％）と３．４×Ｎ含有量（質量％）のうち小さい方の値である。[Hot rolling process]
First, a steel slab having the chemical composition specified in Embodiment 4 is heated in a hot rolling process and then hot rolled so that the parameter Z obtained by the following equation 5 is 7 or more. The heating temperature is preferably 1000° C. or higher from the viewpoint of reducing the load on the rolling rolls, and is preferably 1250° C. or lower from the viewpoint of suppressing coarsening of the structure.
Z=0.08×ε+300×f+10×ε×f Expression 5
Here, ε is the cumulative rolling reduction (%) at 800° C. or lower, and f is the smaller one of the Ti content (mass %) and 3.4×N content (mass %).

より具体的には、熱間圧延工程の際に上記式５によって求められるパラメータＺが７以上となるように熱間圧延することにより、熱間圧延後の組織においてフェライト分率を増加させて、ピン止め粒子ＴｉＮによる効果と組み合わせて熱処理の際に結晶粒が粗大化することを抑制することで、厚鋼板において結晶粒の粗大粒径が４５μｍ以下でかつ当該結晶粒の平均粒径が２５μｍ以下である微細な組織を形成させることができる。一方で、パラメータＺが７未満の場合には、熱間圧延後の組織においてベイナイト分率が増加し、最終組織が粗大化して靭性が低下する場合がある。 More specifically, hot rolling is performed so that the parameter Z obtained by the above formula 5 is 7 or more during the hot rolling process, thereby increasing the ferrite fraction in the structure after hot rolling, By suppressing the coarsening of crystal grains during heat treatment in combination with the effect of the pinning particles TiN, the coarse grain size of the thick steel plate is 45 μm or less and the average grain size of the crystal grain is 25 μm or less. A fine structure can be formed. On the other hand, when the parameter Z is less than 7, the bainite fraction increases in the structure after hot rolling, and the final structure may coarsen and the toughness may decrease.

次いで、熱間圧延された鋼板は、８００℃から５００℃まで０．２０℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却される。このような比較的遅い冷却速度で冷却することにより、熱間圧延後の組織においてフェライト分率を増加させ、最終組織を細粒化させるとともに靱性を向上させることができる。一方で、平均冷却速度が０．２０℃／ｓを超えると、熱間圧延後の組織においてベイナイト分率が増加し、最終組織が粗大化して靱性が低下する場合がある。 The hot rolled steel sheet is then cooled from 800° C. to 500° C. at an average cooling rate of 0.20° C./s or less. By cooling at such a relatively slow cooling rate, it is possible to increase the ferrite fraction in the structure after hot rolling, refine the grains in the final structure, and improve the toughness. On the other hand, if the average cooling rate exceeds 0.20° C./s, the bainite fraction increases in the structure after hot rolling, and the final structure may coarsen, resulting in a decrease in toughness.

［焼入工程］
熱間圧延工程後、鋼板は一旦１５０℃以下まで冷却され、次いで８００℃以上の温度（焼入温度）に再加熱され、次に１．０℃／ｓ以上の平均冷却速度で２００℃以下まで冷却される。このような焼入れ処理を行うことにより、組織を微細化してＰＷＨＴ後であっても所望の強度（引張強度及び降伏強度）を確保するとともに低温靭性を向上させることができる。一方で、１．０℃／ｓ未満での冷却又は２００℃よりも高温での冷却停止では、十分な焼入組織を得ることができず、所望の強度を確保できない場合がある。[Quenching process]
After the hot rolling process, the steel sheet is once cooled to 150°C or lower, then reheated to a temperature of 800°C or higher (quenching temperature), and then cooled to 200°C or lower at an average cooling rate of 1.0°C/s or higher. Cooled. By performing such a quenching treatment, it is possible to refine the structure and secure the desired strength (tensile strength and yield strength) even after PWHT and improve the low temperature toughness. On the other hand, cooling at less than 1.0° C./s or stopping cooling at a temperature higher than 200° C. may fail to obtain a sufficient quenched structure and ensure desired strength.

［中間熱処理工程］
次に、鋼板は、中間熱処理工程において６５０～８５０℃に加熱され、次いで１．０℃／ｓ以上の平均冷却速度で２００℃以下まで冷却される。このような中間熱処理を行うことにより、軟化と繰り返し焼入れの効果で組織の微細化を促進させることができる。ただし、中間熱処理工程は、後述する焼戻工程で十分な焼戻しを行うことができる場合には省略してもよい。[Intermediate heat treatment step]
Next, the steel sheet is heated to 650-850° C. in an intermediate heat treatment step and then cooled to 200° C. or less at an average cooling rate of 1.0° C./s or more. By performing such an intermediate heat treatment, it is possible to promote refinement of the structure due to the effects of softening and repeated quenching. However, the intermediate heat treatment step may be omitted if sufficient tempering can be performed in the later-described tempering step.

［焼戻工程］
最後に、鋼板は、焼戻工程において焼戻し処理され、具体的には５５０～７００℃の焼戻温度で３０分～１時間にわたり加熱される。このような焼戻し処理により、強度を適切な範囲に調整するとともに靭性の向上を図ることができる。焼戻し後の冷却速度は特に限定されず、例えば空冷によって冷却すればよい。[Tempering process]
Finally, the steel sheet is tempered in a tempering step, specifically heated at a tempering temperature of 550-700° C. for 30 minutes to 1 hour. By such a tempering treatment, it is possible to adjust the strength to an appropriate range and improve the toughness. The cooling rate after tempering is not particularly limited, and cooling may be performed by, for example, air cooling.

以下、実施例によって本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に何ら限定されるものではない。 EXAMPLES The present invention will be described in more detail below with reference to Examples, but the present invention is not limited to these Examples.

以下の実施例では、実施形態１～４に係る厚鋼板をそれぞれ例Ａ～Ｄにおいて製造し、得られた厚鋼板の機械特性について調べた。例Ａ～Ｄで得られた厚鋼板における結晶粒の粗大粒径、平均粒径及びアスペクト比、並びに機械特性は下記の方法により決定した。 In the following examples, the thick steel plates according to Embodiments 1 to 4 were produced in Examples A to D, respectively, and the mechanical properties of the obtained thick steel plates were examined. The coarse grain size, average grain size, aspect ratio, and mechanical properties of the steel plates obtained in Examples A to D were determined by the following methods.

［結晶粒の粗大粒径］
結晶粒の粗大粒径は以下のように決定した。まず、厚鋼板の板厚１／４位置のＬ断面（厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面）を鏡面研磨し、次いで電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）により任意の１．０ｍｍ×０．４ｍｍの領域の結晶方位を１箇所測定し、隣接する粒の方位差が１５°以上ある領域を１つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の粒径を円相当直径として算出した。次に、これらの結晶粒のうち円相当直径の大きいものから１０個選択し、それらの円相当直径の平均値を「結晶粒の粗大粒径」として決定した。[Coarse grain size of crystal grain]
The coarse grain size of crystal grains was determined as follows. First, the L cross section (cross section parallel to the rolling direction and thickness direction of the thick steel plate) at the position of 1/4 of the thickness of the thick steel plate is mirror-polished, and then an arbitrary 1.0 mm by electron beam backscatter diffraction (EBSD). Measure the crystal orientation of a region of × 0.4 mm at one point, define a region with an orientation difference of 15° or more between adjacent grains as one crystal grain, and calculate the grain size of each crystal grain as a circle equivalent diameter. bottom. Next, 10 crystal grains having the largest equivalent circle diameter were selected from among these crystal grains, and the average value of the equivalent circle diameters was determined as the "coarse grain size of crystal grains."

［結晶粒の平均粒径］
結晶粒の平均粒径は以下のように決定した。まず、粗大粒径の場合と同様に、厚鋼板の板厚１／４位置のＬ断面（厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面）を鏡面研磨し、次いで電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）により任意の１．０ｍｍ×０．４ｍｍの領域の結晶方位を１箇所測定し、隣接する粒の方位差が１５°以上ある領域を１つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の粒径を円相当直径として算出した。算出された全ての結晶粒に基づいて算出される面積平均を「結晶粒の平均粒径」として決定し、より具体的には、面積平均（ｄ）は、各結晶粒が占める面積（ａi）と各結晶粒の円相当直径（ｄi）とから下記式３によって算出した。
ｄ＝Σ（ａi×ｄi）／Σａi ・・・式３[Average grain size of crystal grains]
The average grain size of crystal grains was determined as follows. First, as in the case of the coarse grain size, the L cross section (the cross section parallel to the rolling direction and the thickness direction of the thick steel plate) at the position of 1/4 of the thickness of the thick steel plate is mirror-polished, and then the electron beam backscatter diffraction method. (EBSD), the crystal orientation of an arbitrary 1.0 mm × 0.4 mm region is measured at one point, and a region with an orientation difference of 15 ° or more between adjacent grains is defined as one crystal grain, and individual crystal grains was calculated as the equivalent circle diameter. The area average calculated based on all the calculated crystal grains is determined as the “average grain size of the crystal grains”, and more specifically, the area average (d) is the area occupied by each crystal grain (a i ) and the circle-equivalent diameter (d i ) of each crystal grain according to Equation 3 below.
d=Σ(a i ×d i )/Σa i Expression 3

［結晶粒のアスペクト比］
結晶粒のアスペクト比は以下のように決定した。まず、厚鋼板の板厚１／４位置のＬ断面（厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面）を鏡面研磨し、次いで電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）により任意の１．０ｍｍ×０．４ｍｍの領域の結晶方位を１箇所測定し、隣接する粒の方位差が１５°以上ある領域を１つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の圧延方向長さ及び板厚方向長さを測定し、各結晶粒のアスペクト比を算出した。次に、算出された全ての結晶粒のアスペクト比の算術平均を「結晶粒のアスペクト比」として決定した。[Aspect ratio of crystal grains]
The aspect ratio of crystal grains was determined as follows. First, the L cross section (cross section parallel to the rolling direction and the thickness direction of the thick steel plate) at the position of 1/4 of the thickness of the thick steel plate is mirror-polished, and then an arbitrary 1.0 mm by the electron beam backscatter diffraction method (EBSD). The crystal orientation of the region of × 0.4 mm is measured at one point, and the region where the orientation difference of adjacent grains is 15 ° or more is defined as one crystal grain, and the rolling direction length and plate thickness direction of each crystal grain The length was measured and the aspect ratio of each crystal grain was calculated. Next, the arithmetic mean of the calculated aspect ratios of all crystal grains was determined as the "crystal grain aspect ratio".

［機械特性］
厚鋼板に関するＰＷＨＴ後の機械特性を評価するため、得られた厚鋼板に対してＰＷＨＴに相当する６５０℃×１５時間の熱処理を行った場合の引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）及びシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ-35）の平均値を測定した。ＴＳ及びＹＳは、上記熱処理を行った厚鋼板の板幅方向に平行な方向（Ｃ方向）から採取したＪＩＳ５号試験片に基づいてＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に準拠した引張試験を行うことで測定した。ｖＥ-35の平均値は、同様に上記熱処理を行った厚鋼板のＣ方向から採取したＪＩＳ４号試験片に基づいてＪＩＳ Ｚ２２４２：２００５の規定に準拠して、半径２ｍｍの衝撃刃を用いて－３５℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーを３本測定し、それらを平均することにより算出した。[Mechanical properties]
In order to evaluate the mechanical properties of the thick steel plate after PWHT, the tensile strength (TS), yield strength (YS) and Charpy The average value of impact absorption energy (vE -35 ) was measured. TS and YS were measured by performing a tensile test based on JIS Z2241:2011 based on a JIS No. 5 test piece sampled from the direction (C direction) parallel to the width direction of the thick steel plate subjected to the heat treatment. The average value of vE -35 is based on the JIS No. 4 test piece taken from the C direction of the thick steel plate similarly subjected to the above heat treatment, in accordance with the provisions of JIS Z2242: 2005, using an impact blade with a radius of 2 mm- It was calculated by measuring three Charpy impact absorption energies at 35°C and averaging them.

以下の例Ａ～Ｄでは、ＴＳが５８０～７３０ＭＰａであり、ｖＥ-35の平均値が７０Ｊ以上である場合を、ＰＷＨＴ後の低温靱性が改善された高強度の厚鋼板として評価した。In Examples A to D below, steel plates with TS of 580 to 730 MPa and an average value of vE -35 of 70 J or more were evaluated as high-strength steel plates with improved low-temperature toughness after PWHT.

［例Ａ（実施形態１に対応）］
まず、連続鋳造法により表１に示す化学組成を有するスラブを鋳造した。次いで、これらのスラブから表２に示す製造条件により板厚７０ｍｍ以上の厚鋼板を製造した。表１に示す成分以外の残部はＦｅ及び不純物である。熱間圧延は圧下率５０％以上で実施し、熱間圧延工程後、鋼板を一旦１５０℃以下まで冷却し、次いで表２に示す焼入温度に再加熱した。結果を表３に示す。また、表３には示していないが、結晶粒のアスペクト比は、表３中の全ての実施例において１．５以下であった。[Example A (corresponding to Embodiment 1)]
First, slabs having chemical compositions shown in Table 1 were cast by a continuous casting method. Then, from these slabs, thick steel plates having a thickness of 70 mm or more were manufactured under the manufacturing conditions shown in Table 2. The balance other than the components shown in Table 1 is Fe and impurities. Hot rolling was carried out at a rolling reduction of 50% or more. Table 3 shows the results. Also, although not shown in Table 3, the aspect ratio of the crystal grains was 1.5 or less in all the examples in Table 3.

Figure 0007315874000001
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表１～３を参照すると、比較例１３３～１３７では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ又はＶ含有量が低かったために十分なＴＳが得られなかった。比較例１３８では、Ｎｂ含有量が低かったために、ＮｂＣＮによるピン止め効果が十分に得られず、結晶粒が粗大化して低温靭性が低下した。比較例１３９では、Ａｌが含まれていなかったために、ＡｌＮによるピン止め効果が得られず、結晶粒が粗大化して低温靭性が低下した。比較例１４０、１４２及び１４６～１４８では、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｍｏ又はＶ含有量が高かったために強度が過大となり低温靭性が低下した。比較例１４１では、Ｓｉ含有量が高かったために島状マルテンサイトが生成して低温靭性が低下した。 Referring to Tables 1-3, Comparative Examples 133-137 did not have sufficient TS due to low C, Si, Mn, Mo or V contents. In Comparative Example 138, since the Nb content was low, the pinning effect of NbCN was not sufficiently obtained, and the crystal grains coarsened and the low temperature toughness decreased. In Comparative Example 139, since Al was not contained, the pinning effect of AlN was not obtained, and the crystal grains became coarse and the low temperature toughness decreased. In Comparative Examples 140, 142, and 146-148, the high C, Mn, Ni, Mo or V content resulted in excessive strength and low low temperature toughness. In Comparative Example 141, since the Si content was high, island martensite was generated and the low temperature toughness was lowered.

比較例１４３～１４５では、Ｐ、Ｓ又はＣｕ含有量が高かったために低温靭性が低下した。比較例１４９及び１５０では、Ｎｂ又はＡｌ含有量が高かったために粗大な析出物が析出したり、介在物の量が多くなったりして低温靭性が低下した。比較例１５１では、Ｂ含有量が高かったために強度が高くなりすぎ、低温靭性が低下した。比較例１５２及び１５３では、Ｎ又はＯ含有量が高かったために介在物などが多く生成して低温靭性が低下した。比較例１５４～１５６では、均質化熱処理工程における制御が適切でなかったために、ＮｂＣＮによるピン止め効果が十分に得られず、結晶粒が粗大化して低温靭性が低下した。比較例１５７及び１５８では、熱間圧延後の平均冷却速度が速かったためにベイナイト分率が増加し、最終組織が粗大化して低温靭性が低下した。 In Comparative Examples 143-145, the low temperature toughness decreased due to the high P, S or Cu content. In Comparative Examples 149 and 150, since the Nb or Al content was high, coarse precipitates precipitated or the amount of inclusions increased, resulting in a decrease in low temperature toughness. In Comparative Example 151, since the B content was high, the strength was too high and the low temperature toughness was lowered. In Comparative Examples 152 and 153, since the N or O content was high, many inclusions and the like were formed, resulting in a decrease in low temperature toughness. In Comparative Examples 154 to 156, since the control in the homogenization heat treatment step was not appropriate, the pinning effect of NbCN was not sufficiently obtained, and the crystal grains coarsened and the low temperature toughness decreased. In Comparative Examples 157 and 158, since the average cooling rate after hot rolling was high, the bainite fraction increased, the final structure coarsened, and the low temperature toughness decreased.

これとは対照的に、全ての実施例において、厚鋼板の化学組成及び結晶粒の粒径を適切なものとすることにより、ＰＷＨＴに相当する６５０℃×１５時間の熱処理を行った場合でも、高強度でかつ低温靭性に優れた厚鋼板を得ることができ、さらには４００ＭＰａ以上の高いＹＳを達成することができた。また、表３には示していないが、ＰＷＨＴ前の機械特性についても測定したところ、全ての実施例に係るＰＷＨＴ前の厚鋼板において、ＴＳ：５８０～７３０ＭＰａ、ｖＥ-35の平均値：７０Ｊ以上、及びＹＳ：４００ＭＰａ以上を達成することができた。また、ＳＥＭ観察等による組織分析の結果から、全ての実施例に係る厚鋼板は、主としてフェライトから構成されており、組織中の焼戻しマルテンサイト及び焼戻し下部ベイナイトの含有量は合計で３０％以下であることがわかった。In contrast, in all the examples, even when heat treatment at 650° C. for 15 hours, which corresponds to PWHT, is performed by making the chemical composition and grain size of the steel plate appropriate, A thick steel plate having high strength and excellent low-temperature toughness could be obtained, and a high YS of 400 MPa or more could be achieved. In addition, although not shown in Table 3, the mechanical properties before PWHT were also measured, and in the steel plates before PWHT according to all the examples, TS: 580 to 730 MPa, average value of vE -35 : 70 J or more. , and YS: 400 MPa or more could be achieved. Further, from the results of structure analysis by SEM observation, etc., the steel plates according to all the examples are mainly composed of ferrite, and the total content of tempered martensite and tempered lower bainite in the structure is 30% or less. It turns out there is.

［例Ｂ（実施形態２に対応）］
まず、連続鋳造法により表４に示す化学組成を有するスラブを鋳造した。次いで、これらのスラブから表５に示す製造条件により板厚７０ｍｍ以上の厚鋼板を製造した。表４に示す成分以外の残部はＦｅ及び不純物である。熱間圧延は圧下率５０％以上で実施し、熱間圧延工程後、鋼板を一旦１５０℃以下まで冷却し、次いで表２に示す焼入温度に再加熱した。結果を表６に示す。また、表６には示していないが、結晶粒のアスペクト比は、表６中の全ての実施例において１．５以下であった。[Example B (corresponding to Embodiment 2)]
First, slabs having chemical compositions shown in Table 4 were cast by a continuous casting method. Then, from these slabs, thick steel plates with a thickness of 70 mm or more were manufactured under the manufacturing conditions shown in Table 5. The balance other than the components shown in Table 4 is Fe and impurities. Hot rolling was carried out at a rolling reduction of 50% or more. Table 6 shows the results. Also, although not shown in Table 6, the aspect ratio of the crystal grains was 1.5 or less in all the examples in Table 6.

Figure 0007315874000012
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Figure 0007315874000013
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表４～６を参照すると、比較例２２８～２３１及び２３３では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ又はＶ含有量が低かったために十分なＴＳが得られなかった。比較例２３２では、Ｎｂ含有量が低かったために、ＮｂＣＮによるピン止め効果が十分に得られず、結晶粒が粗大化して低温靭性が低下した。比較例２３４では、Ｔｉ含有量が低かったためにＴｉＮの形成による鋼中の固溶窒素の消費が少なく、結果としてＢＮが多く生成して低温靭性が低下したと考えられる。比較例２３５では、Ｂ含有量が低かったためにＢによる細粒化効果が十分に得られず、結晶粒が粗大化して低温靭性が低下した。比較例２３６では、Ａｌが含まれていなかったために、ＡｌＮによるピン止め効果が得られず、結晶粒が粗大化して低温靭性が低下した。比較例２３７、２３９、２４２～２４４及び２４６では、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ又はＶ含有量が高かったために強度が過大となり低温靭性が低下した。比較例２３８では、Ｓｉ含有量が高かったために島状マルテンサイトが生成して低温靭性が低下した。 Referring to Tables 4-6, Comparative Examples 228-231 and 233 did not provide sufficient TS due to low C, Si, Mn, Mo or V content. In Comparative Example 232, since the Nb content was low, the pinning effect of NbCN was not sufficiently obtained, and the crystal grains coarsened and the low temperature toughness decreased. In Comparative Example 234, since the Ti content was low, the consumption of solute nitrogen in the steel due to the formation of TiN was small, and as a result, a large amount of BN was produced, which reduced the low temperature toughness. In Comparative Example 235, since the B content was low, the grain refining effect of B was not sufficiently obtained, and the crystal grains became coarse, resulting in a decrease in low-temperature toughness. In Comparative Example 236, since Al was not contained, the pinning effect of AlN was not obtained, and the crystal grains became coarse and the low temperature toughness decreased. In Comparative Examples 237, 239, 242 to 244 and 246, the high C, Mn, Cu, Ni, Mo or V content resulted in excessive strength and reduced low temperature toughness. In Comparative Example 238, since the Si content was high, island martensite was generated and the low temperature toughness was lowered.

比較例２４０及び２４１では、Ｐ又はＳ含有量が高かったために低温靭性が低下した。比較例２４５及び２４９では、Ｎｂ又はＡｌ含有量が高かったために粗大な析出物が析出したり、介在物の量が多くなったりして低温靭性が低下した。比較例２４７では、Ｔｉ含有量が高かったためにＴｉ酸化物等が形成して低温靭性が低下した。比較例２４８では、Ｂ含有量が高かったためにＢＮが形成して低温靭性が低下した。比較例２５０及び２５１では、Ｎ又はＯ含有量が高かったために介在物などが多く生成して低温靭性が低下した。比較例２５２及び２５３では、均質化熱処理工程における制御が適切でなかったために、ＮｂＣＮによるピン止め効果が十分に得られず、結晶粒が粗大化して低温靭性が低下した。比較例２５４及び２５５では、熱間圧延後の平均冷却速度が遅かったためにベイナイト分率が増加し、最終組織が粗大化して低温靭性が低下した。 In Comparative Examples 240 and 241, the low temperature toughness decreased due to the high P or S content. In Comparative Examples 245 and 249, since the Nb or Al content was high, coarse precipitates precipitated or the amount of inclusions increased, resulting in a decrease in low temperature toughness. In Comparative Example 247, since the Ti content was high, Ti oxides and the like were formed and the low temperature toughness was lowered. In Comparative Example 248, since the B content was high, BN was formed and the low temperature toughness decreased. In Comparative Examples 250 and 251, since the N or O content was high, a large amount of inclusions and the like were formed, and the low temperature toughness was lowered. In Comparative Examples 252 and 253, since the control in the homogenization heat treatment step was not appropriate, the pinning effect of NbCN was not sufficiently obtained, and the crystal grains coarsened and the low temperature toughness decreased. In Comparative Examples 254 and 255, since the average cooling rate after hot rolling was slow, the bainite fraction increased, the final structure coarsened, and the low temperature toughness decreased.

これとは対照的に、全ての実施例において、厚鋼板の化学組成及び結晶粒の粒径を適切なものとすることにより、ＰＷＨＴに相当する６５０℃×１５時間の熱処理を行った場合でも、高強度でかつ低温靭性に優れた厚鋼板を得ることができ、さらには４００ＭＰａ以上の高いＹＳを達成することができた。また、表６には示していないが、ＰＷＨＴ前の機械特性についても測定したところ、全ての実施例に係るＰＷＨＴ前の厚鋼板において、ＴＳ：５８０～７３０ＭＰａ、ｖＥ-35の平均値：７０Ｊ以上、及びＹＳ：４００ＭＰａ以上を達成することができた。また、ＳＥＭ観察等による組織分析の結果から、全ての実施例に係る厚鋼板は、主としてフェライトから構成されており、組織中の焼戻しマルテンサイト及び焼戻し下部ベイナイトの含有量は合計で３０％以下であることがわかった。In contrast, in all the examples, even when heat treatment at 650° C. for 15 hours, which corresponds to PWHT, is performed by making the chemical composition and grain size of the steel plate appropriate, A thick steel plate having high strength and excellent low-temperature toughness could be obtained, and a high YS of 400 MPa or more could be achieved. In addition, although not shown in Table 6, the mechanical properties before PWHT were also measured, and in the steel plates before PWHT according to all the examples, TS: 580 to 730 MPa, average value of vE -35 : 70 J or more. , and YS: 400 MPa or more could be achieved. Further, from the results of structure analysis by SEM observation, etc., the steel plates according to all the examples are mainly composed of ferrite, and the total content of tempered martensite and tempered lower bainite in the structure is 30% or less. It turns out there is.

［例Ｃ（実施形態３に対応）］
まず、連続鋳造法により表７に示す化学組成を有するスラブを鋳造した。次いで、これらのスラブから表８に示す製造条件により板厚７０ｍｍ以上の厚鋼板を製造した。表７に示す成分以外の残部はＦｅ及び不純物である。熱間圧延は圧下率５０％以上で実施し、熱間圧延工程後、鋼板を一旦１５０℃以下まで冷却し、次いで表８に示す焼入温度に再加熱し、次に１．０℃／ｓ以上の平均冷却速度で２００℃以下まで冷却した。結果を表８に示す。また、表８には示していないが、結晶粒のアスペクト比は、表８中の全ての実施例において１．５以下であった。[Example C (corresponding to Embodiment 3)]
First, slabs having chemical compositions shown in Table 7 were cast by a continuous casting method. Then, from these slabs, thick steel plates with a thickness of 70 mm or more were manufactured under the manufacturing conditions shown in Table 8. The balance other than the components shown in Table 7 is Fe and impurities. Hot rolling is performed at a rolling reduction of 50% or more, and after the hot rolling process, the steel sheet is once cooled to 150 ° C. or less, then reheated to the quenching temperature shown in Table 8, and then 1.0 ° C./s. It cooled to 200 degrees C or less at the above average cooling rates. Table 8 shows the results. Also, although not shown in Table 8, the aspect ratio of the crystal grains was 1.5 or less in all the examples in Table 8.

Figure 0007315874000023
Figure 0007315874000023

Figure 0007315874000024
Figure 0007315874000024

Figure 0007315874000025
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Figure 0007315874000026
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表７及び８を参照すると、比較例３１１、３１３、３１５、３２０及び３２２は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ又はＶ含有量が低かったために十分なＴＳが得られなかった。一方、比較例３１２、３１４、３１６、３２１及び３２３では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ又はＶ含有量が高かったためにＴＳは良好であったものの、低温靭性が低下した。比較例３１７及び３１８では、Ｐ又はＳ含有量が高かったために低温靭性が低下した。比較例３１９では、Ｎｉ含有量が高かったために焼入れ性が過剰となり低温靭性が低下した。比較例３２４では、Ａｌ含有量が低かったためにＡｌＮによるピン止め効果が十分に得られず、結晶粒が粗大化して低温靭性が低下した。一方、比較例３２５では、Ａｌ含有量が高かったために粗大なＡｌＮが形成して低温靭性が低下した。 Referring to Tables 7 and 8, Comparative Examples 311, 313, 315, 320 and 322 did not have sufficient TS due to low C, Si, Mn, Mo or V content. On the other hand, in Comparative Examples 312, 314, 316, 321 and 323, the C, Si, Mn, Mo or V contents were high, so the TS was good, but the low temperature toughness was low. In Comparative Examples 317 and 318, the low temperature toughness decreased due to the high P or S content. In Comparative Example 319, since the Ni content was high, the hardenability was excessive and the low temperature toughness was lowered. In Comparative Example 324, since the Al content was low, the pinning effect of AlN was not sufficiently obtained, and the crystal grains became coarse and the low-temperature toughness decreased. On the other hand, in Comparative Example 325, since the Al content was high, coarse AlN was formed and the low temperature toughness was lowered.

比較例３２６では、Ｂ含有量が高かったために強度が過大となり低温靭性が低下した。比較例３２７では、［Ａｌ］×［Ｎ］が低かったためにＡｌＮによるピン止め効果が十分に得られず、結晶粒が粗大化して低温靭性が低下した。比較例３２８～３３０では、加熱工程における制御が適切でなかったために、熱間圧延工程後に粗大なＡｌＮが残留し、当該ＡｌＮによるピン止め効果が十分に得られず、結晶粒が粗大化して低温靭性が低下した。比較例３３１及び３３２では、熱間圧延後の平均冷却速度が遅かったために、ＡｌＮの粗大化が生じて低温靭性が低下した。 In Comparative Example 326, since the B content was high, the strength became excessive and the low temperature toughness decreased. In Comparative Example 327, since the [Al]×[N] was low, the pinning effect of AlN was not sufficiently obtained, and the crystal grains became coarse and the low-temperature toughness decreased. In Comparative Examples 328 to 330, since the control in the heating process was not appropriate, coarse AlN remained after the hot rolling process, and the pinning effect of the AlN was not sufficiently obtained, and the crystal grains coarsened and the temperature was low. Decreased toughness. In Comparative Examples 331 and 332, since the average cooling rate after hot rolling was slow, coarsening of AlN occurred and the low temperature toughness decreased.

これとは対照的に、全ての実施例において、厚鋼板の化学組成及び結晶粒の粒径を適切なものとすることにより、ＰＷＨＴに相当する６５０℃×１５時間の熱処理を行った場合でも、高強度でかつ低温靭性に優れた厚鋼板を得ることができ、さらには４００ＭＰａ以上の高いＹＳを達成することができた。また、表８には示していないが、ＰＷＨＴ前の機械特性についても測定したところ、全ての実施例に係るＰＷＨＴ前の厚鋼板において、ＴＳ：５８０～７３０ＭＰａ、ｖＥ-35の平均値：７０Ｊ以上、及びＹＳ：４００ＭＰａ以上を達成することができた。また、ＳＥＭ観察等による組織分析の結果から、全ての実施例に係る厚鋼板は、主としてフェライトから構成されており、組織中の焼戻しマルテンサイト及び焼戻し下部ベイナイトの含有量は合計で３０％以下であることがわかった。In contrast, in all the examples, even when heat treatment at 650° C. for 15 hours, which corresponds to PWHT, is performed by making the chemical composition and grain size of the steel plate appropriate, A thick steel plate having high strength and excellent low-temperature toughness could be obtained, and a high YS of 400 MPa or more could be achieved. In addition, although not shown in Table 8, the mechanical properties before PWHT were also measured, and in the steel plates before PWHT according to all the examples, TS: 580 to 730 MPa, average value of vE -35 : 70 J or more. , and YS: 400 MPa or more could be achieved. Further, from the results of structure analysis by SEM observation, etc., the steel plates according to all the examples are mainly composed of ferrite, and the total content of tempered martensite and tempered lower bainite in the structure is 30% or less. It turns out there is.

［例Ｄ（実施形態４に対応）］
まず、連続鋳造法により表９に示す化学組成を有するスラブを鋳造した。次いで、これらのスラブから表１０に示す製造条件により板厚７０ｍｍ以上の厚鋼板を製造した。表９に示す成分以外の残部はＦｅ及び不純物である。熱間圧延工程後、鋼板を一旦１５０℃以下まで冷却し、次いで表１０に示す焼入温度に再加熱した。結果を表１１に示す。また、表１１には示していないが、結晶粒のアスペクト比は、表１１中の全ての実施例において１．５以下であった。[Example D (corresponding to Embodiment 4)]
First, slabs having chemical compositions shown in Table 9 were cast by a continuous casting method. Then, from these slabs, thick steel plates having a thickness of 70 mm or more were manufactured under the manufacturing conditions shown in Table 10. The balance other than the components shown in Table 9 is Fe and impurities. After the hot rolling process, the steel sheets were once cooled to 150° C. or less and then reheated to the quenching temperatures shown in Table 10. Table 11 shows the results. Also, although not shown in Table 11, the aspect ratio of the crystal grains was 1.5 or less in all the examples in Table 11.

Figure 0007315874000027
Figure 0007315874000027

Figure 0007315874000028
Figure 0007315874000028

Figure 0007315874000029
Figure 0007315874000029

Figure 0007315874000030
Figure 0007315874000030

Figure 0007315874000031
Figure 0007315874000031

Figure 0007315874000032
Figure 0007315874000032

Figure 0007315874000033
Figure 0007315874000033

Figure 0007315874000034
Figure 0007315874000034

表９～１１を参照すると、比較例４２２～４２６では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ又はＶ含有量が低かったために十分なＴＳが得られなかった。比較例４２７では、Ｔｉ含有量が低かったために、ＴｉＮによるピン止め効果が十分に得られず、結晶粒が粗大化して低温靭性が低下した。比較例４２８では、Ａｌ含有量が低かったために、ＡｌＮによるピン止め効果が十分に得られず、低温靭性が低下した。比較例４２９及び４３１では、Ｃ又はＭｎ含有量が高かったために強度が過大となり低温靭性が低下した。比較例４３０及び４３２～４３４では、Ｓｉ、Ｐ、Ｓ又はＣｕ含有量が高かったために低温靭性が低下した。比較例４３５～４３７では、Ｎｉ、Ｍｏ又はＶ含有量が高かったために強度が過大となり低温靭性が低下した。 Referring to Tables 9-11, Comparative Examples 422-426 did not provide sufficient TS due to low C, Si, Mn, Mo or V content. In Comparative Example 427, since the Ti content was low, the pinning effect of TiN was not sufficiently obtained, the crystal grains became coarse, and the low-temperature toughness decreased. In Comparative Example 428, since the Al content was low, the pinning effect of AlN was not sufficiently obtained, and the low temperature toughness was lowered. In Comparative Examples 429 and 431, since the C or Mn content was high, the strength became excessive and the low temperature toughness decreased. In Comparative Examples 430 and 432-434, the low temperature toughness decreased due to the high Si, P, S or Cu content. In Comparative Examples 435 to 437, since the Ni, Mo or V content was high, the strength became excessive and the low temperature toughness decreased.

比較例４３８では、Ｔｉ含有量が高かったために、ＴｉＮが多量に生成してしまい低温靭性が低下した。比較例４３９では、Ａｌ含有量が高かったために介在物の量が多くなり低温靭性が低下した。比較例４４０では、Ｎ含有量が高かったために介在物などが多く生成して低温靭性が低下した。比較例４４１では、熱間圧延工程におけるパラメータＺが適切でなかったために、熱間圧延後の組織においてベイナイト分率が増加し、最終組織が粗大化して低温靭性が低下した。比較例４４２では、熱間圧延後の平均冷却速度が速かったために、同様に熱間圧延後の組織においてベイナイト分率が増加し、最終組織が粗大化して低温靭性が低下した。 In Comparative Example 438, since the Ti content was high, a large amount of TiN was formed and the low temperature toughness was lowered. In Comparative Example 439, since the Al content was high, the amount of inclusions increased and the low temperature toughness decreased. In Comparative Example 440, since the N content was high, a large amount of inclusions and the like were formed, and the low temperature toughness was lowered. In Comparative Example 441, since the parameter Z in the hot rolling step was not appropriate, the bainite fraction increased in the structure after hot rolling, the final structure coarsened, and the low temperature toughness decreased. In Comparative Example 442, since the average cooling rate after hot rolling was high, the bainite fraction also increased in the structure after hot rolling, the final structure coarsened, and the low temperature toughness decreased.

これとは対照的に、全ての実施例において、厚鋼板の化学組成及び結晶粒の粒径を適切なものとすることにより、ＰＷＨＴに相当する６５０℃×１５時間の熱処理を行った場合でも、高強度でかつ低温靭性に優れた厚鋼板を得ることができ、さらには４００ＭＰａ以上の高いＹＳを達成することができた。また、表１１には示していないが、ＰＷＨＴ前の機械特性についても測定したところ、全ての実施例に係るＰＷＨＴ前の厚鋼板において、ＴＳ：５８０～７３０ＭＰａ、ｖＥ-35の平均値：７０Ｊ以上、及びＹＳ：４００ＭＰａ以上を達成することができた。また、ＳＥＭ観察等による組織分析の結果から、全ての実施例に係る厚鋼板は、主としてフェライトから構成されており、組織中の焼戻しマルテンサイト及び焼戻し下部ベイナイトの含有量は合計で３０％以下であることがわかった。In contrast, in all the examples, even when heat treatment at 650° C. for 15 hours, which corresponds to PWHT, is performed by making the chemical composition and grain size of the steel plate appropriate, A thick steel plate having high strength and excellent low-temperature toughness could be obtained, and a high YS of 400 MPa or more could be achieved. In addition, although not shown in Table 11, the mechanical properties before PWHT were also measured, and in the steel plates before PWHT according to all the examples, TS: 580 to 730 MPa, average value of vE -35 : 70 J or more. , and YS: 400 MPa or more could be achieved. Further, from the results of structure analysis by SEM observation, etc., the steel plates according to all the examples are mainly composed of ferrite, and the total content of tempered martensite and tempered lower bainite in the structure is 30% or less. It turns out there is.

Claims (9)

質量％で、
Ｃ：０．０５０～０．１３０％、
Ｓｉ：０．１００～０．６００％、
Ｍｎ：１．１００～１．８００％、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．０５０～０．５００％、
Ｖ：０．００５～０．１００％、
Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
Ａｌ：０．００１～０．０８０％、
Ｂ：０．０００３％未満、
Ｎ：０．０００３～０．０１００％、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｎｉ：０～０．８００％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を含み、
方位差１５°以上の境界で囲まれた結晶粒の粗大粒径が４５μｍ以下であり、かつ前記結晶粒の平均粒径が２５μｍ以下である組織を含み、
５８０～７３０ＭＰａの引張強度を有し、
７０ｍｍ以上の板厚を有し、
前記結晶粒の粗大粒径は、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）による測定で、板厚１／４位置のＬ断面（厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面）の任意の１箇所の１．０ｍｍ×０．４ｍｍの領域の結晶方位において、隣接する粒の方位差が１５°以上ある領域を１つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の粒径を円相当直径として算出した結晶粒のうち円相当直径の大きいものから１０個選択した円相当直径の平均値であり、前記結晶粒の平均粒径は、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）による測定で、板厚１／４位置のＬ断面（厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面）の任意の１箇所の１．０ｍｍ×０．４ｍｍの領域の結晶方位において、隣接する粒の方位差が１５°以上ある領域を１つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の粒径を円相当直径として算出した全ての結晶粒に基づいて算出した面積平均であることを特徴とする、厚鋼板。 in % by mass ,
C: 0.050 to 0.130%,
Si: 0.100 to 0.600%,
Mn: 1.100-1.800%,
P: 0.0200% or less,
S: 0.0100% or less,
Mo: 0.050-0.500%,
V: 0.005 to 0.100%,
Nb: 0.005 to 0.100%,
Al: 0.001 to 0.080%,
B: less than 0.0003%,
N: 0.0003 to 0.0100 %,
O: 0.0100% or less,
Cu: 0 to 0.500%,
Ni: 0 to 0.800%,
Cr: 0 to 0.50%,
W: 0 to 0.50%,
Ti: 0 to 0.100%,
Sn: 0 to 0.050%,
Ca: 0 to 0.0050%,
Mg: 0-0.0050%,
REM: 0 to 0.0100%, and the balance: containing a chemical composition consisting of Fe and impurities,
A structure in which the coarse grain size of crystal grains surrounded by boundaries with a misorientation of 15° or more is 45 μm or less and the average grain size of the crystal grains is 25 μm or less,
It has a tensile strength of 580 to 730 MPa,
Having a plate thickness of 70 mm or more,
The coarse grain size of the crystal grains is measured by an electron beam backscatter diffraction method (EBSD), and any one of the L cross sections (cross sections parallel to the rolling direction and the thickness direction of the thick steel plate) at the 1/4 position of the plate thickness. In the crystal orientation of the region of 1.0 mm × 0.4 mm at the point, the region where the orientation difference between adjacent grains is 15 ° or more is defined as one crystal grain, and the grain size of each crystal grain is the equivalent circle diameter. It is the average value of the circle-equivalent diameters of 10 grains with the largest circle-equivalent diameters selected from among the calculated grains, and the average grain diameter of the grains is measured by electron beam backscattering diffraction (EBSD). In the crystal orientation of a 1.0 mm × 0.4 mm region at any one location in the L cross section (cross section parallel to the rolling direction and thickness direction of the thick steel plate) at the 1/4 position, the misorientation of adjacent grains is 15. A thick steel plate characterized by defining a region having a size of 1° or more as one crystal grain, and calculating the area average calculated based on all crystal grains in which the grain size of each crystal grain is calculated as a circle equivalent diameter. 前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０５０～０．５００％、
Ｎｉ：０．１００～０．８００％、
Ｃｒ：０．０５～０．５０％、
Ｗ：０．０５～０．５０％、
Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
Ｓｎ：０．００５～０．０５０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、及び
ＲＥＭ：０．０００５～０．０１００％
からなる群から選択される１種又は２種以上を含むことを特徴とする、請求項１に記載の厚鋼板。 The chemical composition, in mass %,
Cu: 0.050 to 0.500%,
Ni: 0.100 to 0.800%,
Cr: 0.05 to 0.50%,
W: 0.05 to 0.50%,
Ti: 0.005 to 0.100%,
Sn: 0.005 to 0.050%,
Ca: 0.0005 to 0.0050%,
Mg: 0.0005-0.0050%, and REM: 0.0005-0.0100%
The thick steel plate according to claim 1 , comprising one or more selected from the group consisting of 質量％で、
Ｃ：０．０５０～０．１３０％、
Ｓｉ：０．１００～０．６００％、
Ｍｎ：１．１００～１．８００％、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．０５０～０．５００％、
Ｖ：０．００５～０．１００％、
Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
Ａｌ：０．００１～０．０８０％、
Ｂ：０．０００３～０．００３０％、
Ｎ：０．０００３～０．０１００％、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｎｉ：０～０．８００％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を含み、
方位差１５°以上の境界で囲まれた結晶粒の粗大粒径が４５μｍ以下であり、かつ前記結晶粒の平均粒径が２５μｍ以下である組織を含み、
５８０～７３０ＭＰａの引張強度を有し、
７０ｍｍ以上の板厚を有し、
前記結晶粒の粗大粒径は、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）による測定で、板厚１／４位置のＬ断面（厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面）の任意の１箇所の１．０ｍｍ×０．４ｍｍの領域の結晶方位において、隣接する粒の方位差が１５°以上ある領域を１つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の粒径を円相当直径として算出した結晶粒のうち円相当直径の大きいものから１０個選択した円相当直径の平均値であり、前記結晶粒の平均粒径は、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）による測定で、板厚１／４位置のＬ断面（厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面）の任意の１箇所の１．０ｍｍ×０．４ｍｍの領域の結晶方位において、隣接する粒の方位差が１５°以上ある領域を１つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の粒径を円相当直径として算出した全ての結晶粒に基づいて算出した面積平均であることを特徴とする、厚鋼板。 in % by mass ,
C: 0.050 to 0.130%,
Si: 0.100 to 0.600%,
Mn: 1.100-1.800%,
P: 0.0200% or less,
S: 0.0100% or less,
Mo: 0.050-0.500%,
V: 0.005 to 0.100%,
Nb: 0.005 to 0.100%,
Al: 0.001 to 0.080%,
B: 0.0003 to 0.0030%,
N: 0.0003 to 0.0100 %,
O: 0.0100% or less,
Cu: 0 to 0.500%,
Ni: 0 to 0.800%,
Cr: 0 to 0.50%,
W: 0 to 0.50%,
Ti: 0.005 to 0.100%,
Sn: 0 to 0.050%,
Ca: 0 to 0.0050%,
Mg: 0-0.0050%,
REM: 0 to 0.0100%, and the balance: containing a chemical composition consisting of Fe and impurities,
A structure in which the coarse grain size of crystal grains surrounded by boundaries with a misorientation of 15° or more is 45 μm or less and the average grain size of the crystal grains is 25 μm or less,
It has a tensile strength of 580 to 730 MPa,
Having a plate thickness of 70 mm or more,
The coarse grain size of the crystal grains is measured by an electron beam backscatter diffraction method (EBSD), and any one of the L cross sections (cross sections parallel to the rolling direction and the thickness direction of the thick steel plate) at the 1/4 position of the plate thickness. In the crystal orientation of the region of 1.0 mm × 0.4 mm at the point, the region where the orientation difference between adjacent grains is 15 ° or more is defined as one crystal grain, and the grain size of each crystal grain is the equivalent circle diameter. It is the average value of the circle-equivalent diameters of 10 grains with the largest circle-equivalent diameters selected from among the calculated grains, and the average grain diameter of the grains is measured by electron beam backscattering diffraction (EBSD). In the crystal orientation of a 1.0 mm × 0.4 mm region at any one location in the L cross section (cross section parallel to the rolling direction and thickness direction of the thick steel plate) at the 1/4 position, the misorientation of adjacent grains is 15. A thick steel plate characterized by defining a region having a size of 1° or more as one crystal grain, and calculating the area average calculated based on all crystal grains in which the grain size of each crystal grain is calculated as a circle equivalent diameter. 前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０５０～０．５００％、
Ｎｉ：０．１００～０．８００％、
Ｃｒ：０．０５～０．５０％、
Ｗ：０．０５～０．５０％、
Ｓｎ：０．００５～０．０５０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、及び
ＲＥＭ：０．０００５～０．０１００％
からなる群から選択される１種又は２種以上を含むことを特徴とする、請求項３に記載の厚鋼板。 The chemical composition, in mass %,
Cu: 0.050 to 0.500%,
Ni: 0.100 to 0.800%,
Cr: 0.05 to 0.50%,
W: 0.05 to 0.50%,
Sn: 0.005 to 0.050%,
Ca: 0.0005 to 0.0050%,
Mg: 0.0005-0.0050%, and REM: 0.0005-0.0100%
The thick steel plate according to claim 3 , comprising one or more selected from the group consisting of 質量％で、
Ｃ：０．０５０～０．１３０％、
Ｓｉ：０．１００～０．６００％、
Ｍｎ：１．１００～１．８００％、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．０５０～０．５００％、
Ｖ：０．００５～０．１００％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ａｌ：０．０８１～０．１２０％、
Ｂ：０．０００３％未満、
Ｎ：０．００２７～０．０１００％、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｎｉ：０～０．８００％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を含み、
［Ａｌ］×［Ｎ］≧３．２×１０-4（ここで、［Ａｌ］及び［Ｎ］はそれぞれＡｌ及びＮの含有量（質量％）である）を満足し、
方位差１５°以上の境界で囲まれた結晶粒の粗大粒径が４５μｍ以下であり、かつ前記結晶粒の平均粒径が２５μｍ以下である組織を含み、
５８０～７３０ＭＰａの引張強度を有し、
７０ｍｍ以上の板厚を有し、
前記結晶粒の粗大粒径は、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）による測定で、板厚１／４位置のＬ断面（厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面）の任意の１箇所の１．０ｍｍ×０．４ｍｍの領域の結晶方位において、隣接する粒の方位差が１５°以上ある領域を１つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の粒径を円相当直径として算出した結晶粒のうち円相当直径の大きいものから１０個選択した円相当直径の平均値であり、前記結晶粒の平均粒径は、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）による測定で、板厚１／４位置のＬ断面（厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面）の任意の１箇所の１．０ｍｍ×０．４ｍｍの領域の結晶方位において、隣接する粒の方位差が１５°以上ある領域を１つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の粒径を円相当直径として算出した全ての結晶粒に基づいて算出した面積平均であることを特徴とする、厚鋼板。 in % by mass ,
C: 0.050 to 0.130%,
Si: 0.100 to 0.600%,
Mn: 1.100-1.800%,
P: 0.0200% or less,
S: 0.0100% or less,
Mo: 0.050-0.500%,
V: 0.005 to 0.100%,
Nb: 0 to 0.100%,
Al: 0.081-0.120%,
B: less than 0.0003%,
N: 0.0027 to 0.0100 %,
O: 0.0100% or less,
Cu: 0 to 0.500%,
Ni: 0 to 0.800%,
Cr: 0 to 0.50%,
W: 0 to 0.50%,
Ti: 0 to 0.100%,
Sn: 0 to 0.050%,
Ca: 0 to 0.0050%,
Mg: 0-0.0050%,
REM: 0 to 0.0100%, and the balance: containing a chemical composition consisting of Fe and impurities,
[Al] × [N] ≥ 3.2 × 10 -4 (where [Al] and [N] are the contents (% by mass) of Al and N, respectively) ,
A structure in which the coarse grain size of crystal grains surrounded by boundaries with a misorientation of 15° or more is 45 μm or less and the average grain size of the crystal grains is 25 μm or less,
It has a tensile strength of 580 to 730 MPa,
Having a plate thickness of 70 mm or more,
The coarse grain size of the crystal grains is measured by an electron beam backscatter diffraction method (EBSD), and any one of the L cross sections (cross sections parallel to the rolling direction and the thickness direction of the thick steel plate) at the 1/4 position of the plate thickness. In the crystal orientation of the region of 1.0 mm × 0.4 mm at the point, the region where the orientation difference between adjacent grains is 15 ° or more is defined as one crystal grain, and the grain size of each crystal grain is the equivalent circle diameter. It is the average value of the circle-equivalent diameters of 10 grains with the largest circle-equivalent diameters selected from among the calculated grains, and the average grain diameter of the grains is measured by electron beam backscattering diffraction (EBSD). In the crystal orientation of a 1.0 mm × 0.4 mm region at any one location in the L cross section (cross section parallel to the rolling direction and thickness direction of the thick steel plate) at the 1/4 position, the misorientation of adjacent grains is 15. A thick steel plate characterized by defining a region having a size of 1° or more as one crystal grain, and calculating the area average calculated based on all crystal grains in which the grain size of each crystal grain is calculated as a circle equivalent diameter. 前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
Ｃｕ：０．０５０～０．５００％、
Ｎｉ：０．１００～０．８００％、
Ｃｒ：０．０５～０．５０％、
Ｗ：０．０５～０．５０％、
Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
Ｓｎ：０．００５～０．０５０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、及び
ＲＥＭ：０．０００５～０．０１００％
からなる群から選択される１種又は２種以上を含むことを特徴とする、請求項５に記載の厚鋼板。 The chemical composition, in mass %,
Nb: 0.005 to 0.100%,
Cu: 0.050 to 0.500%,
Ni: 0.100 to 0.800%,
Cr: 0.05 to 0.50%,
W: 0.05 to 0.50%,
Ti: 0.005 to 0.100%,
Sn: 0.005 to 0.050%,
Ca: 0.0005 to 0.0050%,
Mg: 0.0005-0.0050%, and REM: 0.0005-0.0100%
The thick steel plate according to claim 5 , comprising one or more selected from the group consisting of 質量％で、
Ｃ：０．０５０～０．１３０％、
Ｓｉ：０．１００～０．６００％、
Ｍｎ：１．１００～１．８００％、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．０５０～０．５００％、
Ｖ：０．００５～０．１００％、
Ａｌ：０．００１～０．０８０％、
Ｎ：０．０００３～０．０１００％、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｎｉ：０～０．８００％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を含み、
方位差１５°以上の境界で囲まれた結晶粒の粗大粒径が４５μｍ以下であり、かつ前記結晶粒の平均粒径が２５μｍ以下である組織を含み、
５８０～７３０ＭＰａの引張強度を有し、
７０ｍｍ以上の板厚を有し、
前記結晶粒の粗大粒径は、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）による測定で、板厚１／４位置のＬ断面（厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面）の任意の１箇所の１．０ｍｍ×０．４ｍｍの領域の結晶方位において、隣接する粒の方位差が１５°以上ある領域を１つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の粒径を円相当直径として算出した結晶粒のうち円相当直径の大きいものから１０個選択した円相当直径の平均値であり、前記結晶粒の平均粒径は、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）による測定で、板厚１／４位置のＬ断面（厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面）の任意の１箇所の１．０ｍｍ×０．４ｍｍの領域の結晶方位において、隣接する粒の方位差が１５°以上ある領域を１つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の粒径を円相当直径として算出した全ての結晶粒に基づいて算出した面積平均であることを特徴とする、厚鋼板。 in % by mass ,
C: 0.050 to 0.130%,
Si: 0.100 to 0.600%,
Mn: 1.100-1.800%,
P: 0.0200% or less,
S: 0.0100% or less,
Mo: 0.050-0.500%,
V: 0.005 to 0.100%,
Al: 0.001 to 0.080%,
N: 0.0003 to 0.0100 %,
O: 0.0100% or less,
Cu: 0 to 0.500%,
Ni: 0 to 0.800%,
Cr: 0 to 0.50%,
W: 0 to 0.50%,
Ti: 0.005 to 0.100%,
Sn: 0 to 0.050%,
Ca: 0 to 0.0050%,
Mg: 0-0.0050%,
REM: 0 to 0.0100%, and the balance: containing a chemical composition consisting of Fe and impurities,
A structure in which the coarse grain size of crystal grains surrounded by boundaries with a misorientation of 15° or more is 45 μm or less and the average grain size of the crystal grains is 25 μm or less,
It has a tensile strength of 580 to 730 MPa,
Having a plate thickness of 70 mm or more,
The coarse grain size of the crystal grains is measured by an electron beam backscatter diffraction method (EBSD), and any one of the L cross sections (cross sections parallel to the rolling direction and the thickness direction of the thick steel plate) at the 1/4 position of the plate thickness. In the crystal orientation of the region of 1.0 mm × 0.4 mm at the point, the region where the orientation difference between adjacent grains is 15 ° or more is defined as one crystal grain, and the grain size of each crystal grain is the equivalent circle diameter. It is the average value of the circle-equivalent diameters of 10 grains with the largest circle-equivalent diameters selected from among the calculated grains, and the average grain diameter of the grains is measured by electron beam backscattering diffraction (EBSD). In the crystal orientation of a 1.0 mm × 0.4 mm region at any one location in the L cross section (cross section parallel to the rolling direction and thickness direction of the thick steel plate) at the 1/4 position, the misorientation of adjacent grains is 15. A thick steel plate characterized by defining a region having a size of 1° or more as one crystal grain, and calculating the area average calculated based on all crystal grains in which the grain size of each crystal grain is calculated as a circle equivalent diameter. 前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０５０～０．５００％、
Ｎｉ：０．１００～０．８００％、
Ｃｒ：０．０５～０．５０％、
Ｗ：０．０５～０．５０％、
Ｓｎ：０．００５～０．０５０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、及び
ＲＥＭ：０．０００５～０．０１００％
からなる群から選択される１種又は２種以上を含むことを特徴とする、請求項７に記載の厚鋼板。 The chemical composition, in mass %,
Cu: 0.050 to 0.500%,
Ni: 0.100 to 0.800%,
Cr: 0.05 to 0.50%,
W: 0.05 to 0.50%,
Sn: 0.005 to 0.050%,
Ca: 0.0005 to 0.0050%,
Mg: 0.0005-0.0050%, and REM: 0.0005-0.0100%
The thick steel plate according to claim 7 , comprising one or more selected from the group consisting of ４００ＭＰａ以上の降伏強度を有することを特徴とする、請求項１～８のいずれか１項に記載の厚鋼板。The steel plate according to any one of claims 1 to 8, characterized in that it has a yield strength of 400 MPa or more.
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