WO2022045351A1 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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啓介 中井
大貴 今城
真吾 中村
祥晃 新宅
清孝 中島
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日本製鉄株式会社
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    • C21D2211/002—Bainite

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet and a method for manufacturing the same.
  • the welded structure is required to have a brittle crack propagation stopping property (hereinafter referred to as "arrest property") in which the brittle crack is stopped by the base metal even if a brittle crack is generated at the welded joint. Be done.
  • arrest property a brittle crack propagation stopping property
  • An object of the present invention is to solve the above-mentioned problems and to provide a steel sheet having high strength and excellent low temperature toughness, fracture toughness and arrest property, and a method for producing the same.
  • the gist of the present invention is the following steel sheet and its manufacturing method.
  • the chemical composition of the steel sheet is mass%.
  • the metallographic structure at a position 1/4 t from the surface of the steel sheet is formed.
  • In% area it contains more than 80% bainite and The average length of the bainite ferrite constituting the bainite in the major axis direction is 10 ⁇ m or less.
  • the average length of the former austenite grains at a position 1 / 4t from the surface of the steel sheet in the thickness direction is 20 ⁇ m or less, and the average aspect ratio is 2. .5 or more.
  • the area ratio of the region where the ⁇ 110 ⁇ surface forms an angle within 15 ° with respect to the vertical surface is 30.
  • the area ratio of the region where the ⁇ 100 ⁇ plane forms an angle within 15 ° with respect to the vertical plane is 10 to 40%.
  • the area ratio of the region where the ⁇ 110 ⁇ plane forms an angle within 15 ° with respect to the vertical plane is 40 to 70%.
  • the chemical composition is, instead of a part of the Fe, by mass%.
  • Ti 0.050% or less, Cu: 1.50% or less, Ni: 2.50% or less, Cr: 1.00% or less, Mo: 1.00% or less, V: 0.150% or less, and B: 0.0050% or less, It contains at least one selected from the group consisting of The steel sheet according to (1) above.
  • the chemical composition is, instead of a part of the Fe, by mass%.
  • Mg 0.0100% or less
  • Ca 0.0100% or less
  • REM 0.0100% or less
  • It contains at least one selected from the group consisting of The steel sheet according to (1) or (2) above.
  • the chemical composition is, instead of a part of the Fe, by mass%.
  • the chemical composition is, instead of a part of the Fe, by mass%.
  • W 1.00% or less
  • Sn 0.50% or less, It contains at least one selected from the group consisting of The steel sheet according to any one of (1) to (4) above.
  • a heating step, a rough rolling step, a primary accelerated cooling step, a finish rolling step, and a secondary accelerated cooling step are sequentially performed on a steel piece having the chemical composition according to any one of (1) to (5) above.
  • the steel pieces are heated to a heating temperature of 950 to 1080 ° C.
  • the rough rolling step was carried out in a range where the surface temperature of the steel pieces was Trex or more and 1050 ° C. or less.
  • the cumulative rolling reduction in the rough rolling step is 10 to 75%.
  • cooling is started in the range where the surface temperature of the steel piece is Ar 3 or higher, cooling is stopped in the range of 500 ° C. or higher and Ar 3-30 ° C. or lower, and the average cooling rate during that period is 35. Water-cooled under the condition of ⁇ 100 ° C / sec.
  • the finish rolling step is carried out in a range where the surface temperature of the steel piece is less than Trex and the temperature at the center of the thickness of the steel piece is Ar 3 or more and less than Trex .
  • the number of rolling passes n in the finish rolling step is 4 to 15, the average value of the rolling shape ratio mj obtained by the following formula ( i ) is 0.5 to 1.0, and the cumulative rolling reduction rate is 65 to 90%.
  • the time between passes should be 15 seconds or less.
  • the time from the completion of the finish rolling step to the start of cooling in the secondary accelerated cooling step is set to 50 seconds or less.
  • cooling is performed at 0 to 550 ° C. under the conditions that the cooling start temperature is Trex -10 ° C. or lower and the average cooling rate from the cooling start to the cooling end is 5 to 50 ° C./sec. Water cool to stop temperature, Steel sheet manufacturing method.
  • m j 2 (R (H j-1 -H j )) 1/2 / (H j-1 + H j ) ...
  • j in the above formula is a natural number from 1 to n (where n is the number of rolling passes), m j is the rolling shape ratio of the jth pass, R is the roll radius (mm), and H j-1 is j.
  • the plate thickness (mm) after -1 pass and H j represent the plate thickness (mm) after j pass.
  • Ar 3 is obtained by the following formula (ii)
  • Trex is obtained by the following formula (iii).
  • the element symbol in the following formula represents the content (mass%) of each element contained in the steel sheet, and if it is not contained, 0 is substituted.
  • T in the above formula represents the heating temperature (° C.) of the steel piece in the heating step.
  • a tempering step of heating to a temperature range of 350 to 650 ° C. is further performed.
  • the present inventors first investigated a method for achieving both high strength and improvement of low temperature toughness and fracture toughness. As a result, the strength is increased by using bainite as the main component of the metal structure, and in addition to the miniaturization and flattening of the bainite structure, the bainite ferrite constituting the bainite is refined not only to have low temperature toughness. It was found that the decrease in fracture toughness can be suppressed.
  • C 0.040 to 0.160% C is contained in an amount of 0.040% or more in order to secure the strength of the steel sheet.
  • the C content is 0.040% or more, preferably 0.050% or more or more than 0.050%, more preferably 0.060% or more or more than 0.075%.
  • the C content is 0.160% or less, preferably 0.140% or less, and more preferably 0.120% or less.
  • Si 0.01-0.50% Since Si is effective as a deoxidizing element and a strengthening element, it is contained in an amount of 0.01% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 0.50%, the low temperature toughness and the fracture toughness are significantly deteriorated, so the Si content is set to 0.50% or less. Therefore, the Si content is 0.01% or more, preferably 0.03% or more, and more preferably 0.05% or more. The Si content is 0.50% or less, preferably 0.40% or less, more preferably 0.35% or less, still more preferably 0.30% or less.
  • Mn 0.70 to 2.50% Mn is contained in an amount of 0.70% or more in order to economically secure the strength of the steel sheet.
  • the Mn content is set to 2.50% or less. .. Therefore, the Mn content is 0.70% or more, preferably 0.90% or more, and more preferably 1.20% or more.
  • the Mn content is 2.50% or less, preferably 2.00% or less, more preferably 1.80% or less, still more preferably 1.60% or less.
  • P 0.030% or less
  • P is an element present in steel as an impurity.
  • the content of P is 0.030% or less. It is preferably 0.020% or less, more preferably 0.015% or less.
  • the lower limit is 0%, but the P content may be 0.0001% or more in consideration of the cost for reducing the P content.
  • S 0.020% or less S is an element present in steel as an impurity.
  • the S content exceeds 0.020%, a large amount of MnS stretched in the central segregation portion is generated, and the low temperature toughness, fracture toughness and ductility deteriorate. Therefore, the S content is set to 0.020% or less. It is preferably 0.010% or less. The lower the S content is, the more preferable it is, so the lower limit is not particularly specified, but the S content may be 0.0001% or more from the viewpoint of manufacturing cost.
  • Al 0.001 to 0.100%
  • Al is generally an element positively contained as a deoxidizing element, and the Al content is 0.001% or more.
  • the Al content is 0.100% or less, preferably 0.050% or less.
  • N 0.0010 to 0.0080% Since N has the effect of forming a Ti nitride and suppressing an increase in the austenite particle size when the steel piece is heated, it is contained in an amount of 0.0010% or more. However, if the N content exceeds 0.0080%, the steel sheet becomes embrittlement, so the N content is set to 0.0080% or less. Therefore, the N content is 0.0010% or more, preferably 0.0015% or more, and more preferably 0.0020% or more. The N content is 0.0080% or less, preferably 0.0065% or less, and more preferably 0.0060% or less.
  • Nb 0.003 to 0.050% Nb can improve the strength and toughness of the steel sheet. Further, in order to obtain a predetermined microstructure, rolling in the unrecrystallized austenite region is required, but Nb is an effective element for expanding the unrecrystallized temperature region, and raises the rolling temperature. It also contributes to productivity improvement. In order to obtain this effect, it is contained in an amount of 0.003% or more. However, if the Nb content exceeds 0.050%, the low temperature toughness, fracture toughness and weldability deteriorate, so the Nb content is set to 0.050% or less. Therefore, the Nb content is 0.003% or more, preferably 0.005% or more, and more preferably 0.008% or more. The Nb content is 0.050% or less, preferably 0.025% or less, and more preferably 0.018% or less.
  • At least one selected from the group consisting of Ti, Cu, Ni, Cr, Mo, V and B for the purpose of improving the strength is further selected. It may be contained in the range shown below. The reason for limiting each element will be described.
  • Ti 0.050% or less Ti has an effect of improving the strength and toughness of the steel sheet, and may be contained if necessary. However, if Ti is excessively contained, the welded portion is hardened and the toughness is significantly deteriorated. Therefore, the Ti content is 0.050% or less, preferably 0.035% or less, and more preferably 0.020% or less. When the above effect is to be obtained more reliably, the Ti content is preferably 0.003% or more, more preferably 0.006% or more, still more preferably 0.010% or more.
  • Cu 1.50% or less Cu has the effect of improving the strength and toughness of the steel sheet, and may be contained as necessary. However, if Cu is contained in an excessive amount, the performance is not improved in proportion to the increase in alloy cost, but rather it may cause surface cracking. Therefore, the Cu content is 1.50% or less, preferably 1.20% or less, and more preferably 1.00% or less. When the above effect is to be obtained more reliably, the Cu content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.010% or more, still more preferably 0.050% or more.
  • Ni 2.50% or less
  • Ni is an element having an effect of improving the strength of the steel sheet, and may be contained as necessary. Further, Ni is an element having an effect of increasing the toughness of the steel matrix (fabric) in the solid solution state. However, if Ni is excessively contained, the low temperature toughness, fracture toughness and weldability are deteriorated. Therefore, the Ni content is 2.50% or less, preferably 1.00% or less, more preferably 0.50% or less, still more preferably 0.30% or less. When the above effect is to be obtained more reliably, the Ni content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.010% or more, still more preferably 0.050% or more.
  • Cr 1.00% or less Cr is an element having an effect of improving the strength of the steel sheet, and may be contained as necessary. However, if Cr is excessively contained, low temperature toughness, fracture toughness and weldability are deteriorated. Therefore, the Cr content is 1.00% or less, preferably 0.80% or less, more preferably 0.50% or less, still more preferably 0.30% or less. When the above effect is to be obtained more reliably, the Cr content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.010% or more, still more preferably 0.050% or more.
  • Mo 1.00% or less Mo is an element having an effect of improving the strength of the steel sheet, and may be contained as necessary. However, if Mo is contained in an excessive amount, low temperature toughness, fracture toughness and weldability are deteriorated. Therefore, the Mo content is 1.00% or less, preferably 0.80% or less, more preferably 0.50% or less, still more preferably 0.30% or less. When the above effect is to be obtained more reliably, the Mo content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more, still more preferably 0.010% or more.
  • V 0.150% or less Since V is an element having an effect of improving the strength of the steel sheet, it may be contained if necessary. However, if V is excessively contained, low temperature toughness, fracture toughness and weldability are deteriorated. Therefore, the V content is 0.150% or less, preferably 0.100% or less, more preferably 0.070% or less, still more preferably 0.050% or less. When the above effect is to be obtained more reliably, the V content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more, still more preferably 0.010% or more.
  • B 0.0050% or less
  • B is an element that enhances hardenability and contributes to improving the strength of the steel sheet, and may be contained as necessary. However, if B is contained in an excessive amount, the low temperature toughness and the fracture toughness are lowered. Therefore, the B content is 0.0050% or less, preferably 0.0040% or less, and more preferably 0.0030% or less. When the above effect is to be obtained more reliably, the B content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0005% or more, still more preferably 0.0010% or more.
  • At least one selected from the group consisting of Mg, Ca and REM is further contained in the range shown below for the purpose of controlling inclusions. You may. The reason for limiting each element will be described.
  • Mg 0.0100% or less
  • Mg is a deoxidizing element, which suppresses the formation of coarse inclusions by forming sulfides and suppresses the formation of harmful inclusions by forming fine oxides. It is an element that does. Therefore, it may be contained as needed. However, if Mg is excessively contained, coarse oxides, sulfides, and acid sulfides are likely to be formed, and low temperature toughness and fracture toughness are deteriorated. Therefore, the Mg content is 0.0100% or less, preferably 0.0070% or less, and more preferably 0.0050% or less. When the above effect is to be obtained more reliably, the Mg content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0005% or more, still more preferably 0.0010% or more.
  • Ca 0.0100% or less
  • Ca is a deoxidizing element, which suppresses the formation of coarse inclusions by forming sulfides and suppresses the formation of harmful inclusions by forming fine oxides. It is an element to be used. Therefore, it may be contained as needed. However, if Ca is excessively contained, coarse oxides, sulfides, and acid sulfides are likely to be formed, and low temperature toughness and fracture toughness are deteriorated. Therefore, the Ca content is 0.0100% or less, preferably 0.0070% or less, and more preferably 0.0050% or less. When the above effect is to be obtained more reliably, the Ca content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0005% or more, still more preferably 0.0010% or more.
  • REM 0.0100% or less REM is a deoxidizing element, which suppresses the formation of coarse inclusions by forming sulfides and suppresses the formation of harmful inclusions by forming fine oxides. It is an element that does. Therefore, it may be contained as needed. However, if REM is excessively contained, coarse oxides, sulfides, and acid sulfides are likely to be formed, and low temperature toughness and fracture toughness are deteriorated. Therefore, the REM content is 0.0100% or less, preferably 0.0070% or less, and more preferably 0.0050% or less. When the above effect is desired to be obtained more reliably, the REM content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0005% or more, still more preferably 0.0010% or more.
  • REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and the content of the REM means the total content of these elements.
  • Lanthanoids are industrially added in the form of misch metal.
  • At least one selected from the group consisting of Zr and Te is further contained in the range shown below for the purpose of miniaturizing the metal structure. May be good. The reason for limiting each element will be described.
  • Zr 0.0100% or less
  • Zr is an element that contributes to the improvement of toughness by miniaturizing the structure of the steel sheet.
  • Zr also functions as a deoxidizing element. Therefore, it may be contained as needed.
  • excessive Zr content reduces low temperature toughness and fracture toughness. Therefore, the Zr content is 0.0100% or less, preferably 0.0070% or less, and more preferably 0.0050% or less.
  • the Zr content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0005% or more, still more preferably 0.0010% or more.
  • Te 0.0100% or less Te is an element that contributes to the improvement of toughness by refining the structure of the steel sheet, and may be contained as necessary. However, even if Te is excessively contained, the above effect is saturated. Therefore, the Te content is 0.0100% or less, preferably 0.0070% or less, and more preferably 0.0050% or less. When the above effect is to be obtained more reliably, the Te content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0005% or more, still more preferably 0.0010% or more.
  • At least one selected from the group consisting of W and Sn may be contained in the range shown below for the purpose of improving corrosion resistance. .. The reason for limiting each element will be described.
  • W 1.00% or less W is an element that dissolves and adsorbs to rust in the form of oxygen acid ion WO 4- , suppresses the permeation of chloride ions in the rust layer, and improves corrosion resistance, so it is necessary. It may be contained according to the above. However, even if W is excessively contained, not only the above effect is saturated, but also low temperature toughness and fracture toughness may be lowered. Therefore, the W content is 1.00% or less, preferably 0.75% or less. When the above effect is to be obtained more reliably, the W content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more, still more preferably 0.010% or more.
  • Sn 0.50% or less
  • Sn is an element that dissolves as Sn 2+ and has an action of suppressing corrosion by an inhibitory action in an acidic chloride solution.
  • Sn has an effect of suppressing the anode melting reaction of steel and improving corrosion resistance. Therefore, it may be contained as needed.
  • the Sn content is 0.50% or less, preferably 0.30% or less.
  • the Sn content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more, still more preferably 0.010% or more.
  • the balance is Fe and impurities.
  • impurity is a component mixed with raw materials such as ore and scrap and various factors in the manufacturing process when the steel sheet is industrially manufactured, and is allowed as long as it does not adversely affect the present invention. Means something. O can also be mixed in the steel sheet as an impurity, but it is permissible if the O content is 0.0040% or less.
  • the metal structure is mainly bainite. Specifically, by setting the area ratio of bainite at the 1 / 4t position on the C cross section to 80% or more, it is possible to secure the strength of the steel sheet.
  • the area ratio of bainite is preferably 90% or more. It is not necessary to set an upper limit on the area ratio of bainite, that is, it may be bainite single phase.
  • Ferrite, pearlite, and martensite / austenite mixed phase may be mixed as the residual structure, but it is permissible if the total area ratio of these is 20% or less.
  • the total area ratio is preferably 10% or less. It is preferable that the total area ratio of these is small, and the lower limit is not particularly limited.
  • the total area ratio may be 0%. Further, it may be more than 0% or 1% or more.
  • the bainite structure is finely and flattened, and the bainite ferrite is further refined to achieve both the strength of the steel sheet, low temperature toughness, and fracture toughness. It is possible to improve the toughness. Specifically, the bainite organization must meet the following provisions.
  • Average length of bainitic ferrite 10 ⁇ m or less At the 1 / 4t position in the C cross section, the average length of bainite ferrite constituting bainite in the major axis direction shall be 10 ⁇ m or less.
  • the average length of bainitic ferrite is preferably 8 ⁇ m or less.
  • Average length in the thickness direction of the old austenite grains 20 ⁇ m or less
  • Average aspect ratio of the old austenite grains 2.5 or more
  • the miniaturization of the bainite structure controls the heating temperature before hot rolling to a low level and does not recrystallize. This can be achieved by performing finish rolling at a high-pressure reduction ratio in the region. That is, the old austenite grains of bainite have a shape elongated in the rolling direction. Therefore, at the 1 / 4t position in the L cross section, the average length of the old austenite grains in the thickness direction is 20 ⁇ m or less, and the average aspect ratio is 2.5 or more.
  • the average length of the old austenite grains in the thickness direction is preferably 15 ⁇ m or less. Further, the average aspect ratio of the old austenite grains is preferably more than 2.5, more preferably 4.0 or more.
  • the area ratio of the metal structure is calculated as follows. First, a sample is taken from the steel plate so that the 1 / 4t position on the C cross section is the observation surface. Then, the observation surface is night-game-etched, and after etching, eight fields of view are photographed at a magnification of 500 using an optical microscope. Then, image analysis is performed on the obtained tissue photograph, and the area ratio of each is obtained by using ferrite as the one that looks white and pearlite as the one that looks black.
  • the night-game-etched part is repeller-etched, the part that looks gray by night-game etching is image-analyzed, and the area ratio is obtained with the part that looks white as the MA phase.
  • the average length of bainite ferrite and the area ratio of bainite are calculated by KAM (Kernel Average Missionation) analysis using EBSD (Electron Back Scatter Diffraction).
  • KAM Kernel Average Missionation
  • EBSD Electro Back Scatter Diffraction
  • the region where the local orientation difference exceeds 1.0 ° is bainitic ferrite.
  • bainitic ferrite having a length in the major axis direction of 1 ⁇ m or more is targeted.
  • the area ratio of bainite is the sum of the area ratios of bainite ferrite.
  • the average length and aspect ratio of the old austenite grains in the thickness direction are measured according to JIS G 0551: 2013.
  • a sample is taken from the steel plate so that the 1 / 4t position on the L cross section is the observation surface.
  • the observation surface is mirror-polished, it is corroded by the Behcet-Beaujard method using a saturated aqueous solution of picric acid.
  • the grains that appear black due to corrosion are called old austenite grains.
  • the observation surface on which the old austenite grains are exposed is observed with an optical microscope, and a field of view having an area of 0.05 mm 2 or more is photographed with 8 fields or more (total 0.40 mm 2 or more). Then, the thickness of the old austenite grains is measured by a cutting method based on the tissue photograph taken by an optical microscope, and the average value thereof is taken as the average length in the thickness direction of the old austenite grains. In the measurement, the old austenite grains having a length of 1 ⁇ m or more in the thickness direction are targeted.
  • the maximum length in the major axis direction and the maximum length in the minor axis direction orthogonal to the major axis direction are measured for each old austenite grain, and the ratio (maximum length / short axis in the major axis direction) is measured. Axis maximum length) is calculated. Then, the average value is taken as the average aspect ratio of the old austenite grains.
  • finish rolling is performed in the unrecrystallized region at a high pressure reduction rate, the old austenite grains show a shape extended in the rolling direction, so the major axis direction is the rolling direction and the minor axis direction is the plate thickness direction ( So-called ND direction).
  • External stress is the stress applied externally to the steel structure. Brittle cracks often occur and propagate in the direction perpendicular to the highest external stress. Therefore, here, the highest stress applied externally to the steel structure is defined as the external stress. Generally, the external stress is applied almost parallel to the rolling direction of the steel sheet. Therefore, a surface perpendicular to the external stress can be treated as a surface perpendicular to the rolling direction of the steel sheet.
  • the area ratio of the region where the ⁇ 110 ⁇ plane forms an angle within 15 ° with respect to the C cross section at the 1 / 2t position of the C cross section is set to 40 to 70%, the brittleness near the 1 / 2t position will be reduced.
  • the driving force of crack propagation can be reduced because the crack propagates at an angle instead of propagating straight.
  • the area ratio of the region where the ⁇ 110 ⁇ plane forms an angle within 15 ° with respect to the C cross section at the 1 / 2t position of the C cross section is less than 40%, the effect of inclining and propagating the crack cannot be obtained. ..
  • the area ratio exceeds 70%, the arrest property is deteriorated by propagating while the crack is inclined without receiving the resistance at the 1 / 4t position described later.
  • the area ratio is preferably 45% or more, preferably 65% or less, and more preferably 60% or less.
  • the cracks will propagate while being inclined, and the effect of improving the arrest property cannot be sufficiently exhibited. Therefore, at the 1 / 4t position of the C cross section, in order to propagate the crack straight, the area where the ⁇ 100 ⁇ plane forms an angle within 15 ° with respect to the C cross section is 10 to 40% in area ratio. To. Thereby, it is possible to suppress the propagation of the inclined crack propagation at the 1 / 2t position to the plate thickness portion other than the 1 / 2t position.
  • the area ratio of the region where the ⁇ 100 ⁇ plane forms an angle within 15 ° with respect to the C cross section at the 1 / 4t position of the C cross section is less than 10%, the effect of propagating the crack straight cannot be obtained.
  • the area ratio exceeds 40%, the crack propagation at the 1 / 4t position becomes dominant rather than the 1 / 2t position, and the crack propagates straight, so that the arrest property is lowered.
  • the area ratio is preferably 13% or more, and more preferably 15% or more.
  • the area ratio is preferably 37% or less, more preferably 35% or less.
  • the area where the ⁇ 110 ⁇ plane forms an angle within 15 ° with respect to the C cross section at the 1 / 10t position of the C cross section is the area ratio. If it is set to 30 to 60%, it is possible to suppress the propagation of straight cracks at the 1 / 4t position to the vicinity of the surface layer.
  • the area ratio of the region where the ⁇ 110 ⁇ plane forms an angle within 15 ° with respect to the C cross section at the 1 / 10t position of the C cross section is less than 30%, the effect of inclining and propagating the crack cannot be obtained.
  • the area ratio exceeds 60%, the arrest property is deteriorated by propagating while the crack is inclined without receiving resistance at the 1 / 4t position.
  • the area ratio is preferably 35% or more, preferably 55% or less, and more preferably 50% or less.
  • the texture is measured by the electron backscatter diffraction (EBSD) method.
  • EBSD electron backscatter diffraction
  • the EBSD method measures crystal orientation information at 1 ⁇ m pitch for a total of 100,000 points at the 1 / 2t position and 1 / 10t position of the C cross section. From this, the ⁇ 110 ⁇ plane of each measurement point is known, and the number of measurement points where the angle formed by the ⁇ 110 ⁇ plane of each measurement point and the C cross section, that is, the angle formed by the normal of each plane is within 15 ° is obtained. , The area ratio is obtained by dividing by the total number of measurements (100,000 points) measured by the EBSD method.
  • crystal orientation information is measured at a pitch of 1 ⁇ m at a position of 1 / 4t of the C cross section for a total of 100,000 points. From this, the ⁇ 100 ⁇ plane of each measurement point is known, and the number of measurement points where the angle formed by the ⁇ 100 ⁇ plane of each measurement point and the C cross section, that is, the angle formed by the normal of each plane is within 15 ° is obtained. , The area ratio is obtained by dividing by the total number of measurements (100,000 points) measured by the EBSD method.
  • the mechanical properties of the steel sheet according to the present invention are not particularly limited, but the steel sheet according to the present invention has high strength and is excellent in low temperature toughness, fracture toughness and arrest property. Specifically, it is preferable that the yield stress (YS) is 460 to 860 MPa and the tensile strength (TS) is 570 to 980 MPa. Further, it is preferable that the fracture surface transition temperature (vTrs), which is an index of low temperature toughness, is ⁇ 60 ° C. or lower. Further, it is preferable that the Crack Tip Opening Displacement (CTOD) value at ⁇ 10 ° C., which is an index of fracture toughness, is 0.50 mm or more.
  • YS yield stress
  • TS tensile strength
  • vTrs fracture surface transition temperature
  • CTOD Crack Tip Opening Displacement
  • the tensile strength (TS) and yield stress (YS) are measured using a No. 1B tensile test piece collected from the center of the plate thickness in the direction perpendicular to the rolling direction based on JIS Z 2241: 2011. Specifically, the yield stress (YS) is the proof stress of the permanent elongation method at 0.2% permanent elongation.
  • the evaluation of the fracture surface transition temperature (vTrs) is based on JIS Z 2242: 2005, and the test piece is a V-notch test piece and is collected so as to include the 1 / 4t position of the steel plate. Further, according to ISO 15653: 2018, a CTOD test piece having the total thickness in the plate thickness direction of the base metal as the notch position of 3-point bending is collected, and the CTOD value at ⁇ 10 ° C. is measured.
  • the brittle crack propagation stop toughness value Kca (hereinafter referred to as “arest toughness value Kca -10 ° C ”) at a test temperature of ⁇ 10 ° C. is 6000 N / mm 1.5 or more. It is preferably 8000 N / mm 1.5 or more, and more preferably 8000 N / mm 1.5 or more. By satisfying this characteristic, the steel sheet has excellent arrest property.
  • Arrest toughness value Kca -10 ° C is NK Ship Class Association Steel Ship Regulation Inspection Procedure K Edition Annex K3.12.2-1. Measurements are performed in accordance with (2016) "Inspection Guidelines for Temperature Gradient ESSO Test and Temperature Gradient Double Tensile Test".
  • the non-ductile transition temperature (hereinafter referred to as “NDT temperature”) in the NRL drop test is preferably ⁇ 100 ° C. or lower, and more preferably ⁇ 110 ° C. or lower. By satisfying this characteristic, the steel sheet has excellent arrest property.
  • the NDT temperature is determined by conducting a test in accordance with the NRL drop weight test method specified in ASTM E208-06.
  • the NRL drop test method will be described in detail.
  • a type P3 test piece specified in ASTM E208 is collected so as to include the outermost surface of the steel plate.
  • the type P3 test piece is a test piece having a length of 130 mm, a width of 50 mm, and a thickness of 16 mm. At this time, the sample is collected so that the thickness direction of the test piece coincides with the plate thickness direction of the steel sheet and the longitudinal direction of the test piece coincides with the rolling direction of the steel sheet.
  • a weld bead extending in a direction parallel to the longitudinal direction of the test piece is formed on the outermost surface of the steel plate perpendicular to the thickness direction of the test piece.
  • the welding material having low toughness specified in ASTM E208 is used.
  • the length of the weld bead is adjusted to be in the range of 60 to 70 mm and the width is adjusted to be in the range of 12 to 16 mm.
  • a notch parallel to the width direction of the test piece is formed on the weld bead. At this time, the width of the notch is set to 1.5 mm or less, and the distance between the groove bottom of the notch and the test piece is adjusted to be in the range of 1.8 to 2.0 mm.
  • the impact bending load due to the drop weight is applied to the surface opposite to the surface on which the weld bead is formed.
  • Break with crack propagation
  • No Break without crack propagation
  • the above drop test is performed using two test pieces, for example, starting from the condition of -100 ° C and changing the test temperature at 5 ° C intervals (in the case of No Break, the temperature drops by 5 ° C, Break's (In the case of an increase of 5 ° C.), the temperature 5 ° C. lower than the lowest test temperature at which No Break was obtained for both of the two test pieces is defined as the non-ductile transition temperature.
  • the thickness of the steel plate according to the present invention is not particularly limited, but when used as a welded structure, the thickness is preferably 10 to 70 mm, preferably 20 to 60 mm. Is more preferable. Further, the effect of improving the low temperature toughness and the fracture toughness in the present invention is remarkably exhibited when the thickness is less than 50 mm.
  • (E) Method for manufacturing a steel sheet The manufacturing conditions for the steel sheet according to the present invention are not particularly limited. For example, for a steel piece having the above-mentioned chemical composition, a heating step, a rough rolling step, and a primary acceleration are performed under the following conditions. It can be manufactured by sequentially performing a cooling step, a finish rolling step, and a secondary accelerated cooling step. Each process will be described.
  • the heating step is a step that contributes to the microstructure control of the austenite phase by heating the steel pieces.
  • the above steel pieces are heated to a heating temperature of 950 to 1080 ° C.
  • the heating step may be performed in a heating furnace.
  • heating the steel pieces to 950 to 1080 ° C. means heating the steel pieces so that the average temperature of the total thickness of the steel pieces when extracted from the heating furnace is in the range of 950 to 1080 ° C., and is described in the present specification.
  • the average temperature of the total thickness of the steel pieces is referred to as the heating temperature of the steel pieces. Further, the total thickness average temperature can be calculated from the temperature in the heating furnace, the heating time, and the surface temperature of the steel piece.
  • the heating temperature is less than 950 ° C., austeniticization becomes insufficient and hardenability is lowered due to the miniaturization of austenite grains, so that it is difficult to obtain a thick steel sheet and high strength steel sheet. Further, the miniaturization of the austenite grains promotes recrystallization during finish rolling, so that the aspect ratio of the old austenite grains is lowered. Further, when the heating temperature exceeds 1080 ° C., the austenite grains become coarse and it becomes difficult to make the bainite structure finer in the final structure.
  • the preferred heating temperature range is 1000-1050 ° C.
  • the rough rolling step is carried out in the range where the surface temperature of the steel pieces is Trex or more and 1050 ° C. or less. That is, the rough rolling is started when the surface temperature of the steel pieces is Trex or more and 1050 ° C. or less, and the rough rolling is finished when the surface temperature of the steel pieces is Trex or more and 1050 ° C. or less.
  • the rough rolling step is carried out in the range of 1050 ° C. or lower.
  • the austenite becomes coarse and the surface layer is excessively quenched by the primary acceleration cooling step described later and becomes excessively hard. Further, in the finish rolling process described later, sufficient strain cannot be applied to the surface layer, while the strain is concentrated inside and introduced. As a result, at the 1 / 10t position of the C cross section, the area ratio of the region where the ⁇ 110 ⁇ plane forms an angle within 15 ° with respect to the C cross section is less than 30%.
  • the surface temperature at the end of rough rolling may be higher than the surface temperature at the start of rough rolling. It is considered that this is due to the effect of processing heat generation due to rough rolling and the effect of heat transfer in the plate thickness direction of the steel piece due to the internal temperature being higher than the surface temperature.
  • the cumulative rolling reduction in rough rolling shall be in the range of 10 to 75%.
  • the cumulative rolling reduction in rough rolling is a value obtained by subtracting the plate thickness after the end of rough rolling from the plate thickness at the start of rough rolling and dividing by the plate thickness at the start of rough rolling. If the cumulative rolling reduction during rough rolling is less than 10%, it is difficult to make the austenite finer by recrystallization, and porosity may remain to cause internal cracking, resulting in deterioration of ductility and toughness. In addition, when the cumulative rolling reduction rate exceeds 75%, the austenite grains become excessively fine, and recrystallization during finish rolling is promoted, so that the aspect ratio of the old austenite grains decreases and the number of passes increases. As a result, productivity decreases.
  • the preferred cumulative reduction rate is 30-60%.
  • the steel piece after rough rolling is referred to as a steel plate.
  • (C) Primary accelerated cooling step In the primary accelerated cooling step, the steel sheet after rough rolling is water-cooled. In the primary accelerated cooling step, cooling is started in the range where the surface temperature of the steel sheet is Ar 3 or higher, cooling is stopped in the range of 500 ° C or higher and Ar 3-30 ° C or lower, and the average cooling rate during that period is 35 to 100 ° C. Cool with water under the condition of / sec.
  • the area ratio of the region where the ⁇ 110 ⁇ plane forms an angle within 15 ° with respect to the C cross section becomes excessive. Therefore, at the 1 / 4t position of the C cross section, the area ratio of the region where the ⁇ 100 ⁇ plane forms an angle within 15 ° with respect to the C cross section is less than 10%.
  • the internal temperature becomes Ar 3 or more, and it is possible to prevent ferrite transformation to the inside of the steel sheet.
  • the area ratio of the region where the ⁇ 110 ⁇ plane forms an angle within 15 ° with respect to the C cross section at the 1 / 10t position of the C cross section is 60% or less. Can be.
  • the finish rolling step is carried out in the range where the surface temperature of the steel sheet is less than Trex and the temperature at the center of the thickness of the steel sheet is Ar 3 or more and less than Trex . That is, after the completion of the primary accelerated cooling step, finish rolling is started in a state where the surface temperature of the steel sheet is less than Trex and the temperature at the center of the thickness is Ar 3 or more and less than Trex , and the surface temperature of the steel sheet is high. Is less than Trex , and the temperature at the center of the thickness is Ar 3 or more and less than Trex , and the finish rolling is finished.
  • the temperature at the center of the thickness can be calculated by considering the ambient temperature, time, specific heat of the steel sheet, density, thermal conductivity, processing calorific value, transformation calorific value, and heat removal from contact with the roll. Is.
  • the finish rolling By performing the finish rolling in the range of less than Trex , it becomes possible to impart strain to the austenite grains without recrystallization. This makes it possible to miniaturize bainite in the final structure.
  • the finishing temperature is set in the range where the surface temperature is Trex or higher, recrystallization is promoted and the aspect ratio of the old austenite grains is lowered.
  • the area ratio of the surface where the processed ferrite is not generated at the 1 / 10t position and the ⁇ 110 ⁇ surface forms an angle within 15 ° with respect to the surface perpendicular to the rolling direction of the steel sheet can be set to 30% or more. It disappears.
  • the finish rolling is performed in the range where the temperature at the center of the thickness is less than Ar 3 , processed ferrite is generated, and not only the structure mainly composed of bainite cannot be obtained in the final structure, but also the ⁇ 110 ⁇ surface.
  • the area ratio of the surface forming an angle within 15 ° with respect to the C cross section cannot be set to 40% or more.
  • the processed ferrite since the processed ferrite may be generated in the surface layer portion, it is not necessary to set a lower limit for the surface temperature in the finish rolling.
  • the number of rolling passes n in finish rolling is 4 to 15, and the average value of the rolling shape ratio mj in each pass obtained by the following formula ( i ) is 0.5 to 1.0.
  • m j 2 (R (H j-1 -H j )) 1/2 / (H j-1 + H j ) ... (i)
  • j in the above formula is a natural number from 1 to n (where n is the number of rolling passes), m j is the rolling shape ratio of the jth pass, R is the roll radius (mm), and H j-1 is j.
  • the plate thickness (mm) after -1 pass and H j represent the plate thickness (mm) after j pass.
  • the number of rolling passes n is less than 4, it is difficult to set the average value of the rolling shape ratio m j to 1.0 or less. On the other hand, when the number of rolling passes n exceeds 15, the productivity decreases.
  • the preferred number of rolling passes n is 5 to 13 passes.
  • the rolled shape ratio is an index showing what kind of strain component is applied to the steel sheet by rolling.
  • the rolling shape ratio is small, a large amount of shear strain component is applied, and when it is large, a large amount of compressive strain component is applied. That is, the strain component changes by changing the rolled shape ratio.
  • the change in the strain component has a great influence on the formation of the texture at the 1 / 4t position. Therefore, the average value of the rolled shape ratio mj is set to 0.5 to 1.0.
  • the average value of the rolling shape ratio mj is less than 0.5, the shear strain of rolling becomes dominant at the 1 / 4t position. As a result, the ⁇ 100 ⁇ texture develops, and it becomes difficult to reduce the area ratio of the surface whose ⁇ 100 ⁇ surface forms an angle within 15 ° with respect to the C cross section to 40% or less.
  • the average value of the rolling shape ratio mj exceeds 1.0, the compressive strain of rolling becomes dominant at the 1 / 4t position.
  • the range of the average value of the preferable rolled shape ratio mj is 0.6 to 0.9.
  • the cumulative rolling reduction in finish rolling shall be in the range of 65 to 90%.
  • the cumulative rolling reduction in finish rolling is a value obtained by subtracting the plate thickness after the end of finish rolling from the plate thickness at the start of finish rolling (after the end of rough rolling) and dividing by the plate thickness at the start of finish rolling.
  • the area ratio of the region where the ⁇ 110 ⁇ plane forms an angle within 15 ° with respect to the C cross section at the 1 / 10t position of the C cross section becomes more than 60%. Further, when the cumulative reduction rate exceeds 90%, recrystallization is promoted, the aspect ratio of the old austenite grains is lowered, the number of passes is increased, and the productivity is lowered. Further, the area ratio of the region where the ⁇ 110 ⁇ plane forms an angle within 15 ° with respect to the C cross section at the 1 / 10t position and the 1 / 2t position of the C cross section decreases.
  • the preferred cumulative reduction rate is 70-80%.
  • the time between passes in finish rolling shall be 15 seconds or less.
  • the inter-pass time exceeds 15 seconds, the strain applied by the processing is recovered, bainite in the final structure cannot be sufficiently refined, recrystallization is promoted, and the aspect ratio of the old austenite grains is lowered.
  • the shorter the inter-pass time the more preferable it is. Therefore, it is not necessary to set a lower limit, but it is preferably 3 seconds or more from the viewpoint of operability.
  • finish rolling is performed by reverse rolling.
  • the time between passes in finish rolling means that the steel sheet is rolled by a rolling roll while moving forward, the rear end of the steel sheet comes out of the rolling roll, the traveling direction of the steel sheet is reversed backward, and the rear end of the steel sheet is again. Means the time it takes for the roll to be bitten into the rolling roll.
  • the time from the completion of finish rolling to the start of cooling in the accelerated cooling process described later is set to 50 seconds or less.
  • the time from the completion of finish rolling to the start of cooling exceeds 50 seconds, the strain applied by the processing is recovered, bainite in the final structure cannot be sufficiently refined, recrystallization is promoted, and the old austenite grains are promoted.
  • the aspect ratio of is reduced.
  • the time from the completion of finish rolling to the start of cooling means the time from when the tip of the steel sheet traveling forward passes through the rolling roll in the final pass to the start of water cooling.
  • Ar 3 means the transformation start temperature at which the transformation from the austenite grains to the ferrite grains starts in the temperature lowering process, and is obtained by the following equation (ii).
  • Trex means the recrystallization temperature which is the lowest temperature at which equiaxial recrystallized grains can be generated and grown, and is obtained by the following equation (iii).
  • the element symbol in the following formula represents the content (mass%) of each element contained in the steel sheet, and if it is not contained, 0 is substituted.
  • T in the above formula represents the heating temperature (° C.) of the steel piece in the heating step.
  • (E) Secondary accelerated cooling step In the secondary accelerated cooling step, the steel sheet that has been finished rolled is water-cooled. At this time, water cooling is performed to a cooling stop temperature of 0 to 550 ° C. under the condition that the cooling start temperature is Trex -10 ° C. or lower and the average cooling rate from the cooling start to the cooling end is 5 to 50 ° C./sec. ..
  • the final structure can be made mainly bainite by water cooling to a cooling stop temperature of 0 to 550 ° C at an average cooling rate of 5 to 50 ° C / sec.
  • the average cooling rate and the cooling stop temperature are adjusted according to the value of Ceq in the chemical composition of the steel sheet, and are set to conditions under which martensitic transformation does not occur.
  • (F) Tempering step After the secondary accelerated cooling step, a tempering step of heating to a temperature range of 350 to 650 ° C. may be further provided. By performing the tempering step, it is possible to reduce the dislocation density that has become excessively high due to cooling. When the cooling shutdown temperature in the secondary accelerated cooling step is high, the self-tempering effect can be obtained, so that the tempering step does not have to be performed. On the other hand, in the secondary accelerated cooling step, for example, when the cooling is performed to about room temperature, it is preferable to perform a tempering step.
  • the metallographic structure of the obtained steel sheet was observed, and the area ratio of each structure was measured. Specifically, first, a sample was taken from the steel plate so that the 1 / 4t position on the C cross section was the observation surface. Then, the observation surface is nital-etched, and after etching, eight fields of view are photographed at a magnification of 500 using an optical microscope, and image analysis is performed on the obtained microstructure photograph. Was taken as pearl light, and the area ratio of each was calculated.
  • the part that had been etched by night game was subjected to repera etching, and the image analysis was performed on the part that looked gray by night game etching, and the area ratio was calculated with the part that looked white as the MA phase.
  • the average length of bainitic ferrite and the area ratio of bainite were calculated by KAM analysis using EBSD.
  • the region where the local orientation difference exceeds 1.0 ° was defined as bainitic ferrite.
  • bainitic ferrite having a length in the major axis direction of 1 ⁇ m or more was targeted.
  • the area ratio of bainite is the sum of the area ratios of bainite ferrite.
  • the average length and the average aspect ratio of the old austenite grains in the thickness direction were measured according to JIS G 0551: 2013.
  • a sample was taken from the steel plate so that the 1 / 4t position on the L cross section was the observation surface.
  • the observation surface was mirror-polished, it was corroded by the Behcet-Beaujard method using a saturated aqueous solution of picric acid to reveal old austenite grains.
  • the observation surface on which the old austenite grains appeared was observed with an optical microscope, and a field of view with an area of 0.05 mm 2 or more was photographed for 8 fields or more (total 0.40 mm 2 or more). Then, the thickness of the old austenite grains was measured by a cutting method based on the tissue photograph taken by an optical microscope, and the average value was taken as the average length in the thickness direction of the old austenite grains. In the measurement, old austenite grains having a length of 1 ⁇ m or more in the thickness direction were targeted.
  • the maximum length in the major axis direction and the maximum length in the minor axis direction orthogonal to the major axis direction were measured for each old austenite grain, and the ratio (maximum length / short axis) was measured. The maximum axis length) was calculated, and the average value was taken as the average aspect ratio of the old austenite grains.
  • the texture was measured by the EBSD method. Specifically, according to the EBSD method, at the 1 / 2t position and the 1 / 10t position, the ⁇ 110 ⁇ plane forms an angle within 15 ° with respect to the C cross section, and at the 1 / 4t position, the ⁇ 100 ⁇ plane. Maps of regions forming an angle within 15 ° with respect to the C cross section were created, and their area ratios were obtained by dividing the total area by the measured area.
  • the EBSD method was used to measure crystal orientation information at 1 ⁇ m pitch for a total of 100,000 points at the 1 / 2t position and 1 / 10t position of the C cross section. From this, the ⁇ 110 ⁇ plane of each measurement point is known, and the number of measurement points where the angle between the ⁇ 110 ⁇ plane of each measurement point and the C cross section, that is, the angle formed by the normal of each plane is within 15 ° is obtained. , The area ratio was obtained by dividing by the total number of measurements (100,000 points) measured by the EBSD method.
  • crystal orientation information was measured at a pitch of 1 ⁇ m at a position of 1 / 4t of the C cross section for a total of 100,000 points. From this, the ⁇ 100 ⁇ plane of each measurement point is known, and the number of measurement points where the angle formed by the ⁇ 100 ⁇ plane of each measurement point and the C cross section, that is, the angle formed by the normal of each plane is within 15 ° is obtained. , The area ratio was obtained by dividing by the total number of measurements (100,000 points) measured by the EBSD method.
  • Table 4 shows the results of these measurements.
  • the ferrite area ratio is "F fraction”
  • the pearlite area ratio is “P fraction”
  • the bainite area ratio is “B fraction”
  • the MA phase area ratio is "MA fraction”.
  • the average length of bainitic ferrite in the major axis direction is referred to as "BF length”.
  • the area ratio of the region where the ⁇ 110 ⁇ plane forms an angle within 15 ° with respect to the C cross section is " ⁇ 110 ⁇ area ratio”
  • the area ratio of the region where the ⁇ 100 ⁇ plane forms an angle within 15 ° with respect to the C cross section is expressed as " ⁇ 100 ⁇ area ratio”.
  • TS tensile strength
  • YS yield stress
  • the test piece was measured using a No. 1B tensile test piece collected with the direction perpendicular to the rolling direction (width direction) from the center of the plate thickness as the longitudinal direction.
  • the yield stress (YS) was the proof stress of the permanent elongation method when the permanent elongation was 0.2%.
  • those having a YS of 460 MPa or more and a TS of 570 MPa or more are considered to have high strength.
  • V-notch test pieces were collected so as to include the 1 / 4t position of the steel plate, and the fracture surface transition temperature (vTrs) was evaluated in accordance with JIS Z 2242: 2005. At this time, two V-notch test pieces were taken so that the longitudinal direction of the test pieces coincided with the rolling direction and the width direction of the steel sheet. In this example, the two test pieces having vTrs of ⁇ 60 ° C. or lower were considered to have excellent low temperature toughness.
  • CTOD test pieces having the total thickness in the plate thickness direction of the base metal as the notch position of 3-point bending were collected, and the CTOD value at ⁇ 10 ° C. was measured.
  • the test was performed 3 times and the minimum values are shown in the table. In this example, those having a minimum CTOD value of 0.50 mm or more at ⁇ 10 ° C. are considered to have excellent fracture toughness.
  • Test No. 27 the C content was excessive, so that the low temperature toughness and the fracture toughness deteriorated.
  • Test No. 28 had a low C content, did not have a bainite-based structure, had insufficient strength, and deteriorated low-temperature toughness and fracture toughness.
  • Test No. 29 the low temperature toughness and the fracture toughness deteriorated due to the excessive Si content.
  • Test No. 30 the low temperature toughness and fracture toughness deteriorated due to the excessive Mn content.
  • Test No. 31 had a low Mn content and insufficient strength.
  • Test number 32 had an excessive content of P and S, test number 33 had an excessive content of Al, and test number 34 had an excessive content of N, so that low temperature toughness and fracture toughness deteriorated.
  • Test No. 35 the N content was low and the old austenite grains became coarse, so that the low temperature toughness and the fracture toughness deteriorated.
  • Test number 36 had an excessive Nb content, resulting in deterioration of low temperature toughness and fracture toughness.
  • Test No. 37 the Nb content was low, the BF length was excessive, and the aspect ratio of the old austenite grains was small, so that the low temperature toughness and the fracture toughness deteriorated.
  • Test No. 38 the heating temperature in the heating step was high, the BF length and the old austenite granules were coarsened, and the low temperature toughness, fracture toughness and arrest property were deteriorated.
  • Test No. 39 the heating temperature was low, the bainite area ratio was low, and the aspect ratio of the old austenite grains was low, so that the strength was insufficient and the low temperature toughness and fracture toughness were deteriorated.
  • Test No. 40 since the end temperature of rough rolling was less than Trex , the BF length and the old austenite grains were coarsened, and the low temperature toughness, fracture toughness and arrest property were deteriorated.
  • test number 41 since the cumulative rolling reduction rate of rough rolling was high, the aspect ratio of the old austenite grains decreased, and the low temperature toughness, fracture toughness and arrest property deteriorated.
  • Test No. 42 since the cumulative reduction rate was low, the old austenite grains were coarsened, and the low temperature toughness, fracture toughness and arrest property were deteriorated.
  • test number 43 since the start temperature of rough rolling was high, the texture of the surface layer could not be controlled, and the arrest property deteriorated.
  • test number 44 since the cooling start temperature in the primary accelerated cooling step is low, the finish rolling end temperature is also less than Ar 3 , and as a result, the bainite area ratio becomes low, the BF length and the old austenite grains become coarse, and further. , The desired texture was not obtained. Therefore, the strength is insufficient, and the low temperature toughness, fracture toughness and arrest property are deteriorated.
  • test number 45 since the cooling shutdown temperature in the primary accelerated cooling process was high, sufficient processed ferrite could not be obtained on the surface layer portion, and the arrest property deteriorated.
  • the cooling stop temperature was low, the structure was not mainly bainite, and the desired texture was not obtained. Therefore, the strength was insufficient and the low temperature toughness, fracture toughness and arrest property were deteriorated.
  • test number 47 since the cooling rate in the primary accelerated cooling step was high, the texture of the surface layer could not be controlled, and the arrest property deteriorated.
  • Test No. 48 since the cooling rate in the primary accelerated cooling step was low, the bainite area ratio was low, the desired texture was not obtained, the strength was insufficient, and the low temperature toughness, fracture toughness and arrest property were deteriorated.
  • test number 49 since the start temperature of finish rolling was Trex or higher, the BF length became coarse, the aspect ratio of the old austenite grains decreased, and the texture of the surface layer could not be controlled, resulting in low temperature toughness. Fracture toughness and arrestability deteriorated.
  • Test No. 50 since the end temperature at the central portion of the thickness of the finish rolling was less than Ar 3 , processed ferrite was excessively generated, the strength became insufficient, and the low temperature toughness, fracture toughness and arrest property deteriorated.
  • test number 51 the number of rolling passes in finish rolling was small and the average value of the rolling shape ratio was high, so that the desired texture could not be obtained and the arrest property deteriorated.
  • Test No. 52 the average value of the rolled shape ratio was high, so that the desired texture could not be obtained and the arrest property was deteriorated.
  • Test No. 53 since the average value of the rolled shape ratio was low, a desired texture could not be obtained, and the arrest property was deteriorated.
  • test number 54 the cumulative rolling reduction rate of finish rolling was high, the aspect ratio of the old austenite grains was lowered, and the texture of the surface layer could not be controlled, so that the low temperature toughness, fracture toughness and arrest property deteriorated.
  • Test No. 55 the cumulative reduction rate was low, so that the BF length was coarsened, the aspect ratio of the old austenite grains was lowered, and the desired texture was not obtained, resulting in low temperature toughness, fracture toughness, and arrestability. Deteriorated.
  • test number 56 the time between passes is long, and in test number 57, the time from the completion of finish rolling to the start of cooling is long, so that the BF length becomes coarse and the aspect ratio of the old austenite grains decreases, and the low temperature toughness and fracture toughness Has deteriorated.
  • Test No. 58 since the cooling rate in the accelerated cooling step was high, the MA phase was excessively generated, so that the low temperature toughness, the fracture toughness and the arrest property deteriorated.
  • Test No. 59 had a low cooling rate, did not have a bainite-based structure, had insufficient strength, and deteriorated low temperature toughness and fracture toughness. Since the cooling stop temperature of the test number 60 was high, the structure was not mainly composed of bainite, the strength was insufficient, and the low temperature toughness and the fracture toughness deteriorated.
  • Test No. 61 the cooling start temperature exceeded Trex -10 ° C. and the BF length became coarse, so that the low temperature toughness was good, but the fracture toughness deteriorated.
  • the steel plate according to the present invention can be suitably used as a material for welded structures such as ships, high-rise buildings, other buildings, bridges, marine structures, LNG storage tanks and other large tanks, and line pipes. ..

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Abstract

化学組成が、質量％で、C：0.040～0.160％、Si：0.01～0.50％、Mn：0.70～2.50％、P：0.030％以下、S：0.020％以下、Al：0.001～0.100％、N：0.0010～0.0080％、Nb：0.003～0.050％、残部：Feおよび不純物であり、C断面で1/4t位置の金属組織が、80面積％以上のベイナイトを含み、ベイナイトを構成するベイニティックフェライトの長軸方向の平均長さが10μｍ以下、L断面で1/4t位置の旧オーステナイト粒の、厚さ方向における平均長さが20μm以下、アスペクト比の平均が2.5以上であり、1/10t位置での{110}の面積率が30～60％、1/4t位置での{100}の面積率が10～40％、1/2t位置での{110}の面積率が40～70％である、鋼板。

Description

鋼板およびその製造方法
　本発明は、鋼板およびその製造方法に関する。
　鋼板の用途として、船舶、高層建築物、その他の建築物、橋梁、海洋構造物、ＬＮＧ貯蔵タンクその他の大型タンク、ラインパイプ等の溶接構造物が挙げられる（例えば、特許文献１～５参照）。近年、コンテナ船の積載重量増大等のため、溶接構造物の大型化が進められている。これに伴い、鋼板には板厚の厚肉化および高強度化が求められている。加えて、上記のような溶接構造物では、一層の安全性および信頼性の観点から、低温靱性および破壊靱性のさらなる向上が課題になっている。
　さらに、溶接構造物には、万が一、脆性き裂が溶接継手箇所に発生した場合でも、脆性き裂を母材で停止させる脆性き裂伝播停止特性（以下、「アレスト性」という。）が求められる。
特開２０１９－０２３３２２号公報 特開２０１９－０２３３２３号公報 特開２０１９－０２３３２４号公報 特開２０１９－０３５１０７号公報 国際公開第２０１９／０６９７７１号
　しかしながら、一般的に、強度と低温靱性との間には、いわゆるトレードオフの関係が存在するため、これらを両立することは容易ではなかった。加えて、アレスト性の向上も容易ではなく、重要な課題となっていた。さらに、破壊靱性の向上に関しては、これまでほとんど検討がなされていなかったのが現状である。
　本発明は、上記の課題を解決し、高い強度を有し、かつ低温靱性、破壊靱性およびアレスト性に優れる鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明は、下記の鋼板およびその製造方法を要旨とする。
　（１）鋼板の化学組成が、質量％で、
　Ｃ　：０．０４０～０．１６０％、
　Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
　Ｍｎ：０．７０～２．５０％、
　Ｐ　：０．０３０％以下、
　Ｓ　：０．０２０％以下、
　Ａｌ：０．００１～０．１００％、
　Ｎ　：０．００１０～０．００８０％、
　Ｎｂ：０．００３～０．０５０％、
　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
　前記鋼板の圧延方向に垂直な断面において、前記鋼板の厚さをｔとした時に、前記鋼板の表面から１／４ｔの位置における金属組織が、
　面積％で、８０％以上のベイナイトを含み、かつ、
　前記ベイナイトを構成するベイニティックフェライトの長軸方向の平均長さが１０μｍ以下であり、
　前記鋼板の圧延方向および厚さ方向に平行な断面において、前記鋼板の表面から１／４ｔの位置における旧オーステナイト粒の、厚さ方向における平均長さが２０μｍ以下であり、アスペクト比の平均が２．５以上であり、
　前記鋼板の圧延方向に対して垂直な面である垂直面の前記表面から１／１０ｔの位置において、｛１１０｝面が前記垂直面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率が３０～６０％であり、
　前記垂直面の前記表面から１／４ｔの位置において、｛１００｝面が前記垂直面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率が１０～４０％であり、
　前記垂直面の前記表面から１／２ｔの位置において、｛１１０｝面が前記垂直面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率が４０～７０％である、
　鋼板。
　（２）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
　Ｔｉ：０．０５０％以下、
　Ｃｕ：１．５０％以下、
　Ｎｉ：２．５０％以下、
　Ｃｒ：１．００％以下、
　Ｍｏ：１．００％以下、
　Ｖ　：０．１５０％以下、および
　Ｂ　：０．００５０％以下、
　からなる群から選択される少なくとも１種以上を含有するものである、
　上記（１）に記載の鋼板。
　（３）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
　Ｍｇ　：０．０１００％以下、
　Ｃａ　：０．０１００％以下、および
　ＲＥＭ：０．０１００％以下、
　からなる群から選択される少なくとも１種以上を含有するものである、
　上記（１）または（２）に記載の鋼板。
　（４）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
　Ｚｒ：０．０１００％以下、および
　Ｔｅ：０．０１００％以下、
　からなる群から選択される少なくとも１種以上を含有するものである、
　上記（１）から（３）までのいずれかに記載の鋼板。
　（５）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
　Ｗ　：１．００％以下、および
　Ｓｎ：０．５０％以下、
　からなる群から選択される少なくとも１種以上を含有するものである、
　上記（１）から（４）までのいずれかに記載の鋼板。
　（６）上記（１）から（５）までのいずれか１項に記載の鋼板の製造方法であって、
　上記（１）から（５）までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼片に対して、加熱工程、粗圧延工程、一次加速冷却工程、仕上圧延工程および二次加速冷却工程を順に施す、鋼板の製造方法において、
　前記加熱工程では、前記鋼片を９５０～１０８０℃の加熱温度まで加熱し、
　前記粗圧延工程は、前記鋼片の表面温度がＴｒｅｘ以上１０５０℃以下の範囲で実施し、
　前記粗圧延工程における累積圧下率を１０～７５％とし、
　前記一次加速冷却工程では、前記鋼片の表面温度がＡｒ３以上の範囲で冷却を開始し、５００℃以上Ａｒ３－３０℃以下の範囲で冷却を停止し、かつその間の平均冷却速度が３５～１００℃／秒となる条件で水冷し、
　前記仕上圧延工程は、前記鋼片の表面温度がＴｒｅｘ未満の範囲であり、かつ前記鋼片の厚さ中央部での温度がＡｒ３以上Ｔｒｅｘ未満の範囲で実施し、
　前記仕上圧延工程における圧延パス数ｎを４～１５パス、下記（ｉ）式で求められる圧延形状比ｍｊの平均値を０．５～１．０、累積圧下率を６５～９０％として、かつパス間時間を１５秒以下とし、
　前記仕上圧延工程が完了してから、前記二次加速冷却工程における冷却開始までの時間を５０秒以下とし、
　前記二次加速冷却工程では、冷却開始温度をＴｒｅｘ－１０℃以下とし、かつ、冷却開始から冷却終了までの平均冷却速度が５～５０℃／秒となる条件で、０～５５０℃の冷却停止温度まで水冷する、
　鋼板の製造方法。
　ｍｊ＝２（Ｒ（Ｈｊ－１－Ｈｊ））１／２／（Ｈｊ－１＋Ｈｊ）　　　・・・（ｉ）
　ここで、上記式中のｊは１からｎまでの自然数（但し、ｎは圧延パス数）、ｍｊはｊパス目の圧延形状比、Ｒはロール半径（ｍｍ）、Ｈｊ－１はｊ－１パス後の板厚（ｍｍ）、Ｈｊはｊパス後の板厚（ｍｍ）を表す。
　また、Ａｒ３は下記（ii）式で求められ、Ｔｒｅｘは下記（iii）式で求められる。なお、下記式中の元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
　Ａｒ３＝９１０－３１０×Ｃ＋６５×Ｓｉ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－５５×Ｎｉ－１５×Ｃｒ－８０×Ｍｏ　　　・・・（ii）
　Ｔｒｅｘ＝－９１９００［Ｎｂ＊］２＋９４００［Ｎｂ＊］＋７７０　　　・・・（iii）
　但し、下記（iv）式で求められる固溶Ｎｂ量（質量％）を、ｓｏｌ．Ｎｂとした時に、
　Ｎｂ≧ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝ｓｏｌ．Ｎｂ
　Ｎｂ＜ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝Ｎｂ
　とする。
　ｓｏｌ．Ｎｂ＝（１０（－６７７０／（Ｔ＋２７３）＋２．２６））／（Ｃ＋１２／１４×Ｎ）　　　・・・（iv）
　なお、上記式中のＴは加熱工程における鋼片の加熱温度（℃）を表す。
　（７）前記二次加速冷却工程の後に、３５０～６５０℃の温度範囲まで加熱する焼戻し工程をさらに施す、
　上記（６）に記載の鋼板の製造方法。
　本発明によれば、高い強度を有し、かつ低温靱性、破壊靱性およびアレスト性に優れる鋼板を得ることが可能になる。
　本発明者らは上記課題に対して詳細な検討を行った結果、以下の知見を得るに至った。
　上述のように、強度と低温靱性との間には、いわゆるトレードオフの関係が存在する。加えて、本発明者らの検討の結果、強度と破壊靱性との両立も容易でないことが分かった。そこで、まず、本発明者らは高強度化と低温靱性および破壊靱性の向上とを両立する方法について検討を行った。その結果、金属組織をベイナイト主体とすることで高強度化するとともに、ベイナイト組織の微細化および扁平化に加えて、ベイナイトを構成するベイニティックフェライトを微細化することで、低温靱性だけでなく破壊靱性の低下を抑制できることが分かった。
　また、熱間圧延前の加熱温度を低く制御し、かつ未再結晶域で高圧下率での仕上圧延を行うことで、ベイナイト組織の微細化および扁平化ならびにベイニティックフェライトの微細化を達成できることを見出した。
　次に、アレスト性を改善する方法について検討を行った。その結果、ベイナイト組織の微細化および扁平化ならびにベイニティックフェライトの微細化が、アレスト性の向上にも寄与することが分かった。加えて、鋼板の板厚方向における集合組織を制御することにより、鋼板表面に平行な方向、例えば、圧延方向と垂直または平行な方向のアレスト性を向上させることができることを見出した。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
　（Ａ）化学組成
　各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。また、本明細書において、数値範囲を示す「～」とは、特に断りがない場合、その前後に記載される数値を下限値および上限値として含む意味で使用される。
　Ｃ：０．０４０～０．１６０％
　Ｃは、鋼板の強度を確保するために０．０４０％以上含有させる。一方、Ｃ含有量が０．１６０％を超えると、良好な低温靱性および破壊靱性を確保することが困難になるので、Ｃの含有量は、０．１６０％以下とする。したがって、Ｃ含有量は０．０４０％以上、好ましくは０．０５０％以上または０．０５０％超、より好ましくは０．０６０％以上または０．０７５％超である。また、Ｃ含有量は０．１６０％以下、好ましくは０．１４０％以下、より好ましくは０．１２０％以下である。
　Ｓｉ：０．０１～０．５０％
　Ｓｉは、脱酸元素および強化元素として有効であるので、０．０１％以上含有させる。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、低温靱性および破壊靱性が大きく劣化するので、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１％以上、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上である。また、Ｓｉ含有量は０．５０％以下、好ましくは０．４０％以下、より好ましくは０．３５％以下、さらに好ましくは０．３０％以下である。
　Ｍｎ：０．７０～２．５０％
　Ｍｎは、鋼板の強度を経済的に確保するために０．７０％以上含有させる。一方、Ｍｎ含有量が２．５０％を超えると、中心偏析が顕著となり、中心偏析が生じた部分の低温靱性および破壊靱性が劣化するので、Ｍｎの含有量は、２．５０％以下とする。したがって、Ｍｎ含有量は０．７０％以上、好ましくは０．９０％以上、より好ましくは１．２０％以上である。また、Ｍｎ含有量は２．５０％以下、好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．８０％以下、さらに好ましくは１．６０％以下である。
　Ｐ：０．０３０％以下
　Ｐは、不純物として鋼中に存在する元素である。低温靱性および破壊靱性を安定的に確保するために、Ｐの含有量を０．０３０％以下とする。好ましくは、０．０２０％以下、さらに好ましくは、０．０１５％以下である。下限は０％であるが、Ｐ含有量を低減させるためのコストを考慮し、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
　Ｓ：０．０２０％以下
　Ｓは、不純物として鋼中に存在する元素である。Ｓ含有量が０．０２０％を超えると中心偏析部において延伸したＭｎＳが多量に生成し、低温靱性、破壊靱性および延性が劣化する。このためＳ含有量を０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１０％以下である。Ｓ含有量は少ないほど好ましいので下限は特に規定しないが、製造コストの観点から、Ｓ含有量は０．０００１％以上であってもよい。
　Ａｌ：０．００１～０．１００％
　Ａｌは、一般的には、脱酸元素として、積極的に含有させる元素であり、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。しかし、Ａｌ含有量が過剰になると、粗大なクラスター状のアルミナ（Ａｌ２Ｏ３）系介在物の形成が助長され、低温靱性および破壊靱性が劣化する。よって、Ａｌ含有量は０．１００％以下、好ましくは０．０５０％以下である。
　Ｎ：０．００１０～０．００８０％
　Ｎは、Ｔｉ窒化物を形成し、鋼片加熱時にオーステナイト粒径が大きくなることを抑制する効果を有するため、０．００１０％以上含有させる。しかし、Ｎ含有量が０．００８０％を超えると、鋼板が脆化するので、Ｎの含有量は、０．００８０％以下とする。したがって、Ｎ含有量は０．００１０％以上、好ましくは０．００１５％以上、より好ましくは０．００２０％以上である。また、Ｎ含有量は０．００８０％以下、好ましくは０．００６５％以下、より好ましくは０．００６０％以下である。
　Ｎｂ：０．００３～０．０５０％
　Ｎｂは、鋼板の強度および靱性を向上することができる。また、所定のミクロ組織を得るためには、未再結晶オーステナイト域での圧延が必要となるところ、Ｎｂは未再結晶温度域を拡大させるために有効な元素であり、圧延温度を上昇させ、生産性向上にも寄与する。この効果を得るためには、０．００３％以上含有させる。ただし、Ｎｂの含有量が０．０５０％を超えると低温靱性、破壊靱性および溶接性が低下するので、Ｎｂの含有量は、０．０５０％以下とする。したがって、Ｎｂ含有量は０．００３％以上、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００８％以上である。また、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０１８％以下である。
　本発明の鋼板の化学組成において、上記の元素に加えて、強度の向上を目的として、さらにＴｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢからなる群から選択される少なくとも１種以上を、以下に示す範囲において含有させてもよい。各元素の限定理由について説明する。
　Ｔｉ：０．０５０％以下
　Ｔｉは、鋼板の強度および靱性を向上する効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉを過剰に含有させると、溶接部を硬化させ著しく靱性を劣化させる。そのため、Ｔｉ含有量は０．０５０％以下、好ましくは０．０３５％以下、より好ましくは０．０２０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００３％以上、より好ましくは０．００６％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。
　Ｃｕ：１．５０％以下
　Ｃｕは、鋼板の強度および靱性を向上する効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕを過剰に含有させると、合金コスト上昇に見合った性能の改善が見られず、むしろ表面割れの原因となる場合がある。そのため、Ｃｕ含有量は１．５０％以下、好ましくは１．２０％以下、より好ましくは１．００％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｃｕ含有量は、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０５０％以上である。
　Ｎｉ：２．５０％以下
　Ｎｉは、鋼板の強度を向上させる効果を有する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。また、Ｎｉは固溶状態において鋼のマトリックス（生地）の靱性を高める効果を有する元素である。しかしながら、Ｎｉを過剰に含有させると、低温靱性、破壊靱性および溶接性が悪化する。そのため、Ｎｉ含有量は２．５０％以下、好ましくは１．００％以下、より好ましくは０．５０％以下、さらに好ましくは０．３０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｎｉ含有量は、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０５０％以上である。
　Ｃｒ：１．００％以下
　Ｃｒは、鋼板の強度を向上させる効果を有する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｒを過剰に含有させると、低温靱性、破壊靱性および溶接性が悪化する。そのため、Ｃｒ含有量は１．００％以下、好ましくは０．８０％以下、より好ましくは０．５０％以下、さらに好ましくは０．３０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｃｒ含有量は、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０５０％以上である。
　Ｍｏ：１．００％以下
　Ｍｏは、鋼板の強度を向上させる効果を有する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏを過剰に含有させると、低温靱性、破壊靱性および溶接性が悪化する。そのため、Ｍｏ含有量は１．００％以下、好ましくは０．８０％以下、より好ましくは０．５０％以下、さらに好ましくは０．３０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｍｏ含有量は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。
　Ｖ：０．１５０％以下
　Ｖは、鋼板の強度を向上させる効果を有する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｖを過剰に含有させると、低温靱性、破壊靱性および溶接性が悪化する。そのため、Ｖ含有量は０．１５０％以下、好ましくは０．１００％以下、より好ましくは０．０７０％以下、さらに好ましくは０．０５０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｖ含有量は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。
　Ｂ：０．００５０％以下
　Ｂは、焼入れ性を高め、鋼板の強度向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂを過剰に含有させると、低温靱性および破壊靱性が低下する。そのため、Ｂ含有量は０．００５０％以下、好ましくは０．００４０％以下、より好ましくは０．００３０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｂ含有量は、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上である。
　本発明の鋼板の化学組成において、上記の元素に加えて、介在物の制御を目的として、さらにＭｇ、ＣａおよびＲＥＭからなる群から選択される少なくとも１種以上を、以下に示す範囲において含有させてもよい。各元素の限定理由について説明する。
　Ｍｇ：０．０１００％以下
　Ｍｇは、脱酸元素であり、硫化物を形成することで粗大な介在物の生成を抑制し、微細な酸化物を形成して、有害な介在物の生成を抑制する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇを過剰に含有させると、粗大な酸化物、硫化物、および酸硫化物が形成されやすくなり、低温靱性および破壊靱性が低下する。そのため、Ｍｇ含有量は０．０１００％以下、好ましくは０．００７０％以下、より好ましくは０．００５０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｍｇ含有量は、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上である。
　Ｃａ：０．０１００％以下
　Ｃａは、脱酸元素であり、硫化物を形成することで粗大な介在物の生成を抑制し、微細な酸化物を形成して、有害な介在物の生成を抑制する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃａを過剰に含有させると、粗大な酸化物、硫化物、および酸硫化物が形成されやすくなり、低温靱性および破壊靱性が低下する。そのため、Ｃａ含有量は０．０１００％以下、好ましくは０．００７０％以下、より好ましくは０．００５０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｃａ含有量は、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上である。
　ＲＥＭ：０．０１００％以下
　ＲＥＭは、脱酸元素であり、硫化物を形成することで粗大な介在物の生成を抑制し、微細な酸化物を形成して、有害な介在物の生成を抑制する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭを過剰に含有させると、粗大な酸化物、硫化物、および酸硫化物が形成されやすくなり、低温靱性および破壊靱性が低下する。そのため、ＲＥＭ含有量は０．０１００％以下、好ましくは０．００７０％以下、より好ましくは０．００５０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上である。
　ここで、本発明において、ＲＥＭはＳｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、前記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。なお、ランタノイドは、工業的には、ミッシュメタルの形で添加される。
　本発明の鋼板の化学組成において、上記の元素に加えて、金属組織の微細化を目的として、さらにＺｒおよびＴｅからなる群から選択される少なくとも１種以上を、以下に示す範囲において含有させてもよい。各元素の限定理由について説明する。
　Ｚｒ：０．０１００％以下
　Ｚｒは、鋼板の組織微細化によって靱性向上に寄与する元素である。また、Ｚｒは脱酸元素としても機能する。そのため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｚｒを過剰に含有させると、低温靱性および破壊靱性が低下する。そのため、Ｚｒ含有量は０．０１００％以下、好ましくは０．００７０％以下、より好ましくは０．００５０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｚｒ含有量は、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上である。
　Ｔｅ：０．０１００％以下
　Ｔｅは、鋼板の組織微細化によって靱性向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔｅを過剰に含有させても、上記効果は飽和する。そのため、Ｔｅ含有量は０．０１００％以下、好ましくは０．００７０％以下、より好ましくは０．００５０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｔｅ含有量は、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上である。
　本発明の鋼板の化学組成において、上記の元素に加えて、耐食性の向上を目的として、さらにＷおよびＳｎからなる群から選択される少なくとも１種以上を、以下に示す範囲において含有させてもよい。各元素の限定理由について説明する。
　Ｗ：１．００％以下
　Ｗは、溶解して酸素酸イオンＷＯ４ －の形でさびに吸着し、さび層中の塩化物イオンの透過を抑制し、耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｗを過剰に含有させても、上記効果が飽和するだけでなく、低温靱性および破壊靱性が低下する場合がある。そのため、Ｗ含有量は１．００％以下、好ましくは０．７５％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｗ含有量は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。
　Ｓｎ：０．５０％以下
　Ｓｎは、Ｓｎ２＋となって溶解し、酸性塩化物溶液中でのインヒビター作用により腐食を抑制する作用を有する元素である。また、Ｓｎには鋼のアノード溶解反応を抑制し耐食性を向上させる作用がある。そのため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｓｎを過剰に含有させても、上記効果が飽和するだけでなく、鋼板の圧延割れが発生しやすくなる。そのため、Ｓｎ含有量は０．５０％以下、好ましくは０．３０％以下である。上記の効果をより確実に得たい場合は、Ｓｎ含有量は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。
　本発明の鋼板の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。鋼板中にはＯも不純物として混入し得るが、Ｏ含有量は０．００４０％以下であれば許容される。
　（Ｂ）鋼板の金属組織
　本発明の鋼板の金属組織について説明する。なお、以下の説明において「％」は、「面積％」を意味する。また、本発明では、鋼板の厚さをｔとした時に、鋼板の圧延方向に垂直な断面（以下、「Ｃ断面」ともいう。）における、該鋼板の表面から１／４ｔの位置を「Ｃ断面での１／４ｔ位置」と呼び、鋼板の圧延方向および厚さ方向に平行な断面（以下、「Ｌ断面」ともいう。）における、該鋼板の表面から１／４ｔの位置を「Ｌ断面での１／４ｔ位置」と呼ぶこととする。さらに、上記の「圧延方向」は、仕上圧延における圧延方向を意味することとする。
　ベイナイト：８０％以上
　本発明において、金属組織はベイナイトが主体である。具体的には、Ｃ断面での１／４ｔ位置におけるベイナイトの面積率を８０％以上とすることで、鋼板の強度を確保することが可能となる。ベイナイトの面積率は９０％以上であることが好ましい。なお、ベイナイトの面積率に上限を設ける必要はなく、すなわち、ベイナイト単相であってもよい。
　なお、残部組織として、フェライト、パーライト、マルテンサイト・オーステナイト混合相（ＭＡ相）が混入する場合があるが、これらの合計面積率が２０％以下であれば許容される。上記合計面積率は１０％以下であるのが好ましい。これらの合計面積率は少ない方が好ましく、下限値は特に限定されるものではない。例えば、上記合計面積率は０％であってもよい。また、０％超であってもよく、１％以上であってもよい。
　上述のように、ベイナイトを主体とすることに加えて、ベイナイト組織を微細かつ扁平化し、さらにベイニティックフェライトを微細化することで、鋼板の強度と低温靱性および破壊靱性とを両立し、かつアレスト性を向上させることができる。具体的には、ベイナイト組織が以下の規定を満足する必要がある。
　ベイニティックフェライトの平均長さ：１０μｍ以下
　Ｃ断面での１／４ｔ位置において、ベイナイトを構成するベイニティックフェライトの長軸方向の平均長さを１０μｍ以下とする。ベイナイトを構成するベイニティックフェライトを微細化することで、破壊靱性を確保することが可能となる。ベイニティックフェライトの平均長さは８μｍ以下であるのが好ましい。
　旧オーステナイト粒の厚さ方向における平均長さ：２０μｍ以下
　旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均：２．５以上
　ベイナイト組織の微細化は、熱間圧延前の加熱温度を低く制御し、かつ未再結晶域で高圧下率での仕上圧延を行うことで達成できる。すなわち、ベイナイトの旧オーステナイト粒は圧延方向に伸長した形状となる。そのため、Ｌ断面での１／４ｔ位置において、旧オーステナイト粒の厚さ方向における平均長さを２０μｍ以下とし、かつアスペクト比の平均を２．５以上とする。旧オーステナイト粒の厚さ方向における平均長さは１５μｍ以下であるのが好ましい。また、旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均は２．５超であるのが好ましく、４．０以上であるのがより好ましい。
　ここで、本発明において、金属組織の面積率は以下のように求める。まず、鋼板からＣ断面での１／４ｔ位置が観察面となるように、試料を採取する。そして、観察面をナイタールエッチングし、エッチング後に光学顕微鏡を用いて８視野を５００倍で撮影する。そして得られた組織写真に対し、画像解析を行い、白色に見えるものをフェライト、黒色に見えるものをパーライトとして、それぞれの面積率を求める。
　次に、ナイタールエッチングした部分をレペラエッチングし、ナイタールエッチングで灰色に見えた部分について画像解析を行い、白色に見えるものをＭＡ相として面積率を求める。
　ベイニティックフェライトの平均長さおよびベイナイトの面積率は、ＥＢＳＤ（Electron Back Scatter Diffraction）を用いたＫＡＭ（Kernel Average Misorientation）解析により算出する。ＫＡＭ解析において、フェライトであると判断される組織において、局所方位差が１．０°を超える領域がベイニティックフェライトである。なお、測定に際しては、長軸方向の長さが１μｍ以上であるベイニティックフェライトを対象とする。また、ベイナイトの面積率はベイニティックフェライトの面積率を合計したものである。
　旧オーステナイト粒の厚さ方向における平均長さおよびアスペクト比の平均の測定は、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１：２０１３に準じて行う。まず、鋼板からＬ断面での１／４ｔ位置が観察面となるように、試料を採取する。次に、観察面を鏡面研磨した後、ピクリン酸飽和水溶液を用いて、Ｂｅｃｈｅｔ－Ｂｅａｕｊａｒｄ法で腐食する。腐食によって黒色に現出した粒を旧オーステナイト粒とする。
　旧オーステナイト粒を現出させた観察面を、光学顕微鏡により観察し、面積０．０５ｍｍ２以上の視野を８視野以上（合計０．４０ｍｍ２以上）撮影する。そして、光学顕微鏡により撮影した組織写真に基づいて、旧オーステナイト粒の厚さを切断法により測定し、その平均値を旧オーステナイト粒の厚さ方向における平均長さとする。なお、測定に際しては、厚さ方向の長さが１μｍ以上である旧オーステナイト粒を対象とする。
　また、上記の組織写真から、各旧オーステナイト粒について、長軸方向の最大長さと、長軸方向と直交する短軸方向の最大長さとをそれぞれ測定し、その比（長軸最大長さ／短軸最大長さ）を求める。そして、その平均値を旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均とする。なお、未再結晶域で高圧下率での仕上圧延を施した場合、旧オーステナイト粒は、圧延方向に伸びた形状を示すため、長軸方向は圧延方向となり、短軸方向は板厚方向（いわゆるＮＤ方向）となる。
　上記の方法で旧オーステナイト粒を十分に現出できない場合は、「鋼のオーステナイト組織の再構築法の高精度化に向けた検討」（畑顕吾、脇田昌幸、藤原知哉、河野佳織、新日鉄住金技報第４０４号（２０１６）、ｐ．２４～３０）に記載される再構築法によって旧オーステナイト粒を特定し、旧オーステナイト粒の厚さ方向における平均長さおよびアスペクト比の平均を求めることとする。
　１／１０ｔ位置において｛１１０｝面がＣ断面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率：３０～６０％
　１／４ｔ位置において｛１００｝面がＣ断面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率：１０～４０％
　１／２ｔ位置において｛１１０｝面がＣ断面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率：４０～７０％
　板厚が厚く高強度の鋼板の場合、集合組織を活用したき裂伝播方向の制御が重要である。鋼板が外部応力を受けた際に、該鋼板に発生する脆性き裂は、｛１００｝面のへき開面に沿って伝播する。したがって、この外部応力と垂直な面に｛１００｝面の集合組織が発達すれば、上記のように結晶粒径を制御したときのアレスト性向上効果が減少してしまうことが判明した。
　外部応力は、鋼構造物に外的に付与される応力のことである。脆性き裂は、最も高い外部応力に垂直な方向に発生、伝播する場合が多い。したがって、ここでは、鋼構造物に外的に付与される最も高い応力のことを外部応力と定義する。一般的に外部応力は、鋼板の圧延方向とほぼ平行に付与される。このため、外部応力に対して垂直な面を、鋼板の圧延方向に垂直な面として取り扱うことができる。
　Ｃ断面の１／２ｔ位置において、｛１１０｝面がＣ断面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率を４０～７０％になるようにすれば、１／２ｔ位置近傍の脆性き裂は真っ直ぐ伝播せずにき裂が傾斜して伝播することにより、き裂伝播の駆動力を低減できる。
　Ｃ断面の１／２ｔ位置において、｛１１０｝面がＣ断面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率を４０％未満とすると、き裂を傾斜させて伝播させる効果が得られない。一方、上記の面積率が７０％を超えると、後述する１／４ｔ位置での抵抗を受けずに、き裂が傾斜したまま伝播することによってアレスト性が低下してしまう。上記の面積率は４５％以上であるのが好ましく、６５％以下であるのが好ましく、６０％以下であるのがより好ましい。
　また、１／２ｔ位置以外の板厚部位にも同様の集合組織を発達させると、き裂は傾斜したまま伝播することになり、十分なアレスト性向上効果を発揮できない。そこで、Ｃ断面の１／４ｔ位置では、き裂を真っ直ぐ伝播させるために、｛１００｝面がＣ断面に対して１５°以内の角度をなす領域が、面積率で１０～４０％になるようにする。それにより、１／２ｔ位置の傾斜したき裂伝播が１／２ｔ位置以外の板厚部位にまで伝播することを抑制することができる。
　Ｃ断面の１／４ｔ位置において、｛１００｝面がＣ断面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率が１０％未満では、き裂を真っ直ぐ伝播させる効果が得られない。一方、上記の面積率が４０％を超えると、１／２ｔ位置よりも１／４ｔ位置でのき裂伝播が支配的となり、き裂が真っ直ぐ伝播することによってアレスト性が低下してしまう。上記の面積率は１３％以上であるのが好ましく、１５％以上であるのがより好ましい。また、上記の面積率は３７％以下であるのが好ましく、３５％以下であるのがより好ましい。
　さらに、鋼板の表面近傍でもき裂を傾斜して伝播させるために、Ｃ断面の１／１０ｔ位置において、｛１１０｝面がＣ断面に対して１５°以内の角度をなす領域が、面積率で３０～６０％になるようにすれば、１／４ｔ位置の真っ直ぐなき裂が表層近傍まで伝播することが抑制できる。
　Ｃ断面の１／１０ｔ位置において、｛１１０｝面がＣ断面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率が３０％未満では、き裂を傾斜させて伝播させる効果が得られない。一方、上記の面積率が６０％を超えると、１／４ｔ位置での抵抗を受けずに、き裂が傾斜したまま伝播することによってアレスト性が低下してしまう。上記の面積率は３５％以上であるのが好ましく、５５％以下であるのが好ましく、５０％以下であるのがより好ましい。
　本発明において、集合組織は、電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）法により測定する。具体的には、ＥＢＳＤ法により、１／２ｔ位置および１／１０ｔ位置では、｛１１０｝面がＣ断面に対して１５°以内の角度をなす領域、ならびに１／４ｔ位置では、｛１００｝面がＣ断面に対して１５°以内の角度をなす領域のマップをそれぞれ作成し、その総面積を測定面積で除することによって、それらの面積率を求めることができる。
　より詳細に記載すると、ＥＢＳＤ法により、Ｃ断面の１／２ｔ位置および１／１０ｔ位置において、結晶方位情報を１μｍピッチで合計１０万点分の測定を行う。これにより各測定点の｛１１０｝面が分かり、各測定点の｛１１０｝面とＣ断面のなす角、すなわち各面の法線がなす角度とが１５°以内である測定点の数を求め、ＥＢＳＤ法により測定した合計測定数（１０万点）で除することによって面積率を求める。
　同様に、ＥＢＳＤ法により、Ｃ断面の１／４ｔ位置において、結晶方位情報を１μｍピッチで合計１０万点分の測定を行う。これにより各測定点の｛１００｝面が分かり、各測定点の｛１００｝面とＣ断面のなす角、すなわち各面の法線がなす角度とが１５°以内である測定点の数を求め、ＥＢＳＤ法により測定した合計測定数（１０万点）で除することによって面積率を求める。
　（Ｃ）鋼板の機械的特性
　本発明に係る鋼板の機械的特性について、特に制限はないが、本発明に係る鋼板は、高い強度を有し、かつ低温靱性、破壊靱性およびアレスト性に優れる。具体的には、降伏応力（ＹＳ）が４６０～８６０ＭＰａで、引張強さ（ＴＳ）が５７０～９８０ＭＰａであることが好ましい。また、低温靱性の指標となる破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が－６０℃以下であることが好ましい。さらに、破壊靱性の指標となる－１０℃における亀裂先端開口変位（Crack Tip Opening Displacement：ＣＴＯＤ）値が０．５０ｍｍ以上であることが好ましい。
　なお、引張強さ（ＴＳ）および降伏応力（ＹＳ）は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に基づき、板厚中心部から圧延方向と直角の方向に採取した、１Ｂ号引張試験片を用いて測定する。詳細には、降伏応力（ＹＳ）は永久伸び０．２％時の永久伸び法の耐力である。また、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）の評価は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２００５に準拠し、試験片はＶノッチ試験片とし、鋼板の１／４ｔ位置を含むように採取する。さらに、ＩＳＯ　１５６５３：２０１８に準じて、母材の板厚方向の全厚を３点曲げのノッチ位置とするＣＴＯＤ試験片を採取し、－１０℃におけるＣＴＯＤ値を測定する。
　さらに、温度勾配型ＥＳＳＯ試験における、－１０℃の試験温度での脆性亀裂伝播停止靱性値Ｋｃａ（以下、「アレスト靱性値Ｋｃａ－１０℃」という。）が、６０００Ｎ／ｍｍ１．５以上であることが好ましく、８０００Ｎ／ｍｍ１．５以上であることがより好ましい。この特性を満足することで、鋼板は優れたアレスト性を有する。
　アレスト靱性値Ｋｃａ－１０℃は、ＮＫ船級協会　鋼船規則検査要領　Ｋ編　付属書　Ｋ３．１２．２－１．（２０１６年）の「温度勾配型ＥＳＳＯ試験及び温度勾配型二重引張試験に関する検査要領」に準拠して測定を行う。
　また、ＮＲＬ落重試験における無延性遷移温度（以下、「ＮＤＴ温度」という。）が、－１００℃以下であることが好ましく、－１１０℃以下であることがより好ましい。この特性を満足することで、鋼板は優れたアレスト性を有する。
　ＮＤＴ温度は、ＡＳＴＭ　Ｅ２０８－０６で規定された、ＮＲＬ落重試験法に準拠して試験を行うことで求める。ＮＲＬ落重試験法について詳しく説明する。まず、鋼板の最表面を含むようにして、ＡＳＴＭ　Ｅ２０８に規定されるタイプＰ３試験片を採取する。タイプＰ３試験片とは、長さ１３０ｍｍ、幅５０ｍｍ、厚さ１６ｍｍの試験片である。この際、試験片の厚さ方向が鋼板の板厚方向と一致し、試験片の長手方向が鋼板の圧延方向と一致するように採取する。
　その後、上記試験片を用いて、ＡＳＴＭ　Ｅ２０８－０６に準拠したＮＲＬ落重試験を実施する。具体的には、まず上記試験片の厚さ方向に垂直な鋼板の最表面上に、試験片の長手方向に平行な方向に延びる溶接ビードを形成する。その際、溶接材料はＡＳＴＭ　Ｅ２０８に規定される靱性の低い溶接材料を使用する。溶接ビードの長さは６０～７０ｍｍ、幅は１２～１６ｍｍの範囲となるよう調整する。そして、溶接ビード上に試験片の幅方向に平行な切欠きを形成する。この時、切欠きの幅は１．５ｍｍ以下とし、切欠きの溝底と試験片との距離が１．８～２．０ｍｍの範囲となるよう調整する。
　そして、上記試験片の溶接ビードを形成した面を下側に向け、長さ方向の両端部を支持した後、溶接ビードを形成したのと反対側の面に対して、落重による衝撃曲げ荷重を加える。その後、切欠きから発生した脆性き裂が試験片に伝播する状態を調べることで、Ｂｒｅａｋ（き裂伝播あり）またはＮｏ　Ｂｒｅａｋ（き裂伝播なし）を判定する。切欠から発生した脆性き裂が試験片の表面を試験片幅方向に伝播してその端部まで進行した場合、試験結果はＢｒｅａｋ（き裂伝播あり）と判定される。幅方向の端部にき裂が達しなかった場合、試験結果はＮｏ　Ｂｒｅａｋ（き裂伝播なし）と判定される。
　上記の落重試験は、２個ずつの試験片を用いて例えば、－１００℃の条件から開始して、５℃間隔で試験温度を変化させながら（Ｎｏ　Ｂｒｅａｋの場合は５℃低下、Ｂｒｅａｋの場合は５℃上昇）、２個の試験片ともにＮｏ　Ｂｒｅａｋが得られた最も低い試験温度から５℃低い温度を無延性遷移温度とする。
　（Ｄ）鋼板の厚さ
　本発明に係る鋼板の厚さについて、特に制限はないが、溶接構造物として用いる場合には、板厚は１０～７０ｍｍであるのが好ましく、２０～６０ｍｍであるのがより好ましい。また、本発明における低温靱性および破壊靱性の向上効果は、厚さが５０ｍｍ未満の場合に顕著に発揮される。
　（Ｅ）鋼板の製造方法
　本発明に係る鋼板の製造条件について特に制限はないが、例えば、上述した化学組成を有する鋼片に対して、以下に示す条件で加熱工程、粗圧延工程、一次加速冷却工程、仕上圧延工程および二次加速冷却工程を順に施すことで、製造することができる。各工程について説明する。
　（ａ）加熱工程
　加熱工程は、鋼片の加熱により、オーステナイト相の組織制御に寄与する工程である。加熱工程では、上記の鋼片を９５０～１０８０℃の加熱温度まで加熱する。加熱工程は加熱炉で行うとよい。なお、鋼片を９５０～１０８０℃に加熱するとは、加熱炉から抽出する際の鋼片の全厚平均温度が、９５０～１０８０℃の範囲になるように加熱することであり、本明細書では、この鋼片の全厚平均温度を鋼片の加熱温度と称する。また、全厚平均温度は、加熱炉内の温度、加熱時間、鋼片の表面温度から計算で求めることが可能である。
　加熱温度が９５０℃未満では、オーステナイト化が不十分になるとともに、オーステナイト粒が微細化することにより焼入れ性が低下するため、板厚が厚く、強度が高い鋼板にすることが困難である。さらに、オーステナイト粒の微細化により仕上圧延時の再結晶が促進されることで、旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下する。また、加熱温度が１０８０℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、最終組織においてベイナイト組織を微細化することが困難になる。好ましい加熱温度の範囲は、１０００～１０５０℃である。
　（ｂ）粗圧延工程
　粗圧延工程は、鋼片の表面温度がＴｒｅｘ以上１０５０℃以下の範囲で実施する。すなわち、鋼片の表面温度がＴｒｅｘ以上１０５０℃以下である状態で粗圧延を開始し、鋼片の表面温度がＴｒｅｘ以上１０５０℃以下である状態で粗圧延を終了する。粗圧延をＴｒｅｘ以上の範囲で実施することで、オーステナイト粒の再結晶により、微細化が可能となる。また、粗圧延工程は、１０５０℃以下の範囲で実施する。１０５０℃超の範囲で粗圧延を行うと、オーステナイトが粗大化し、後述する一次加速冷却工程により表層が過剰に焼入れされて過剰に硬くなる。さらに、後述する仕上圧延工程において表層に十分な歪みを付与することができず、一方で、内部に集中して歪みが導入される。その結果、Ｃ断面の１／１０ｔ位置において、｛１１０｝面がＣ断面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率は３０％未満となる。なお、粗圧延の終了時の表面温度が、粗圧延の開始時の表面温度よりも高い場合がある。これは、粗圧延によって加工発熱が発生した影響、および表面温度よりも内部温度の方が高温であることによる、鋼片の板厚方向の伝熱影響が考えられる。
　また、粗圧延における累積圧下率は１０～７５％の範囲とする。粗圧延における累積圧下率とは、粗圧延開始時の板厚から粗圧延終了後の板厚を引いたものを、粗圧延開始時の板厚で除した値である。粗圧延時の累積圧下率が１０％未満では、オーステナイトの再結晶による微細化が困難であるとともに、ポロシティが残存して内部割れが生じ、延性および靱性の劣化が発生する可能性がある。また、累積圧下率が７５％を超えると、オーステナイト粒が過度に微細化するため、仕上圧延時の再結晶が促進されることで、旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下するとともに、パス数が増加して生産性が低下する。好ましい累積圧下率は、３０～６０％である。なお、以下の説明においては、粗圧延を施した後の鋼片を鋼板と呼ぶ。
　（ｃ）一次加速冷却工程
　一次加速冷却工程では、粗圧延が終了した鋼板を水冷する。一次加速冷却工程では、鋼板の表面温度がＡｒ３以上の範囲で冷却を開始し、５００℃以上Ａｒ３－３０℃以下の範囲で冷却を停止し、かつその間の平均冷却速度が３５～１００℃／秒となる条件で水冷する。
　Ａｒ３以上の範囲で冷却を開始することで、表層部分だけをフェライト変態させる。その後、後述する仕上圧延を行うことで、表層部分において加工フェライトを生成させ、表層の集合組織を制御することが可能となる。Ａｒ３－３０℃超の範囲で水冷を終了すると、表層部分に加工フェライトを生成させることができないため、Ｃ断面の１／１０ｔ位置において、｛１１０｝面がＣ断面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率が３０％未満となる。また、５００℃未満の範囲で水冷を終了すると、表層部分だけでなく、１／４ｔ位置までフェライト変態が進み、ベイナイト分率が低下する。
　さらに、１／１０ｔ位置だけでなくＣ断面の１／４ｔ位置においても、｛１１０｝面がＣ断面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率が過剰となる。そのため、Ｃ断面の１／４ｔ位置において、｛１００｝面がＣ断面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率が１０％未満となる。なお、この際に平均冷却速度を３５℃／秒以上とすることで、内部の温度はＡｒ３以上となり、鋼板の内部までフェライト変態するのを防止することができる。また、平均冷却速度を１００℃／秒以下とすることで、Ｃ断面の１／１０ｔ位置において、｛１１０｝面がＣ断面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率を６０％以下とすることができる。
　（ｄ）仕上圧延工程
　仕上圧延工程は、鋼板の表面温度がＴｒｅｘ未満の範囲であり、かつ鋼板の厚さ中央部での温度がＡｒ３以上Ｔｒｅｘ未満の範囲で実施する。すなわち、一次加速冷却工程の終了後、鋼板の表面温度がＴｒｅｘ未満であり、かつ厚さ中央部での温度がＡｒ３以上Ｔｒｅｘ未満である状態で仕上圧延を開始し、鋼板の表面温度がＴｒｅｘ未満であり、かつ厚さ中央部での温度がＡｒ３以上Ｔｒｅｘ未満である状態で仕上圧延を終了する。なお、厚さ中央部での温度は、雰囲気温度、時間、鋼板の比熱、密度、熱伝導率、加工発熱量、変態発熱量、ロールへの接触抜熱を考慮し、計算で求めることが可能である。
　仕上圧延をＴｒｅｘ未満の範囲で実施することで、再結晶させずにオーステナイト粒に歪みを付与することが可能となる。これにより、最終組織におけるベイナイトを微細化することができる。仕上温度を、表面温度がＴｒｅｘ以上の範囲で行うと、再結晶が促進され、旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下してしまう。また、１／１０ｔ位置において加工フェライトが生成せず、｛１１０｝面が鋼板の圧延方向に垂直な面に対して１５°以内の角度をなす面の面積率を３０％以上とすることができなくなる。
　一方、仕上圧延を、厚さ中央部での温度がＡｒ３未満の範囲で行うと、加工フェライトが生成し、最終組織においてベイナイト主体の組織とすることができなくなるだけでなく、｛１１０｝面がＣ断面に対して１５°以内の角度をなす面の面積率を４０％以上とすることができなくなるおそれがある。なお、上述のように、表層部分では加工フェライトが生成してもよいため、仕上圧延での表面温度については、特に下限を設ける必要はない。
　また、仕上圧延における圧延パス数ｎを４～１５パスとし、下記（ｉ）式で求められる各パスにおける圧延形状比ｍｊの全パスでの平均値を０．５～１．０とする。
　ｍｊ＝２（Ｒ（Ｈｊ－１－Ｈｊ））１／２／（Ｈｊ－１＋Ｈｊ）　　　・・・（ｉ）
　ここで、上記式中のｊは１からｎまでの自然数（但し、ｎは圧延パス数）、ｍｊはｊパス目の圧延形状比、Ｒはロール半径（ｍｍ）、Ｈｊ－１はｊ－１パス後の板厚（ｍｍ）、Ｈｊはｊパス後の板厚（ｍｍ）を表す。
　圧延パス数ｎが４パス未満では、圧延形状比ｍｊの平均値を１．０以下とすることが困難となる。一方、圧延パス数ｎが１５パスを超えると、生産性が低下する。好ましい圧延パス数ｎは、５～１３パスである。
　圧延形状比は、圧延によって鋼板にどのようなひずみ成分が付与されるかを表す指標である。圧延形状比が小さいとせん断ひずみ成分、大きいと圧縮ひずみ成分が多く付与される。すなわち、圧延形状比を変化させることにより、ひずみ成分が変化することとなる。そして、ひずみ成分の変化は、特に１／４ｔ位置の集合組織の形成に大きな影響を及ぼす。そのため、圧延形状比ｍｊの平均値を０．５～１．０とする。
　圧延形状比ｍｊの平均値が０．５未満では、１／４ｔ位置において、圧延のせん断ひずみが支配的となる。その結果、｛１００｝集合組織が発達し、｛１００｝面がＣ断面に対して１５°以内の角度をなす面の面積率を４０％以下とすることが困難となる。一方、圧延形状比ｍｊの平均値が１．０を超えると、１／４ｔ位置において、圧延の圧縮ひずみが支配的となる。その結果、｛１１０｝集合組織が発達するため、｛１００｝面がＣ断面に対して１５°以内の角度をなす面の面積率を１０％以上とすることが困難となる。好ましい圧延形状比ｍｊの平均値の範囲は、０．６～０．９である。
　さらに、仕上圧延における累積圧下率は６５～９０％の範囲とする。仕上圧延における累積圧下率とは、仕上圧延開始時（粗圧延終了後）の板厚から仕上圧延終了後の板厚を引いたものを、仕上圧延開始時の板厚で除した値である。仕上圧延における累積圧下率を６５％以上とすることで、オーステナイト粒に十分な歪みを付与することが可能となる。累積圧下率が６５％未満であると、オーステナイト粒への歪の付与が不十分になるとともに、オーステナイト粒の扁平化が促進されず、アスペクト比が低下する。さらに、Ｃ断面の１／１０ｔ位置における、｛１１０｝面がＣ断面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率が６０％超となる。また、累積圧下率が９０％を超えると、再結晶が促進され、旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下するとともに、パス数が増加して生産性が低下する。さらに、Ｃ断面の１／１０ｔ位置および１／２ｔ位置における、｛１１０｝面がＣ断面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率が低下する。好ましい累積圧下率は、７０～８０％である。
　さらに、仕上圧延におけるパス間時間は１５秒以下とする。パス間時間が１５秒を超えると加工によって付与した歪みが回復し、最終組織におけるベイナイトを十分に微細化することができなくなるとともに、再結晶が促進され、旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下する。パス間時間は短ければ短いほど好ましいため、下限を設ける必要はないが、操業性の観点から３秒以上とすることが好ましい。なお、一般的に仕上圧延はリバース圧延により行われる。仕上圧延におけるパス間時間とは、鋼板が前方に進行しながら圧延ロールにより圧延され、鋼板の後端が圧延ロールから抜けてから、鋼板の進行方向が後方へとリバースし、再度鋼板の後端が圧延ロールに噛み込まれるまでの時間を意味する。
　そして、仕上圧延完了から、後述する加速冷却工程における冷却開始までの時間を５０秒以下とする。仕上圧延完了から冷却開始までの時間が５０秒を超えると、加工によって付与した歪みが回復し、最終組織におけるベイナイトを十分に微細化することができなくなるとともに、再結晶が促進され、旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下する。仕上圧延完了から冷却開始までの時間は短ければ短いほど好ましいため、下限を設ける必要はないが、操業性の観点から５秒以上とすることが好ましい。なお、仕上圧延完了から冷却開始までの時間とは、前方へと進行する鋼板の先端が、最終パスにおける圧延ロールを抜けてから、水冷が開始されるまでの時間を意味する。
　上記説明において、Ａｒ３は降温過程でオーステナイト粒からフェライト粒に変態が始まる変態開始温度を意味し、下記（ii）式で求められる。また、Ｔｒｅｘは等軸な再結晶粒が生成し成長し得る最低温度である再結晶温度を意味し、下記（iii）式で求められる。なお、下記式中の元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
　Ａｒ３＝９１０－３１０×Ｃ＋６５×Ｓｉ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－５５×Ｎｉ－１５×Ｃｒ－８０×Ｍｏ　　　・・・（ii）
　Ｔｒｅｘ＝－９１９００［Ｎｂ＊］２＋９４００［Ｎｂ＊］＋７７０　　　・・・（iii）
　但し、下記（iv）式で求められる固溶Ｎｂ量（質量％）を、ｓｏｌ．Ｎｂとした時に、
　Ｎｂ≧ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝ｓｏｌ．Ｎｂ
　Ｎｂ＜ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝Ｎｂ
　とする。
　ｓｏｌ．Ｎｂ＝（１０（－６７７０／（Ｔ＋２７３）＋２．２６））／（Ｃ＋１２／１４×Ｎ）　　　・・・（iv）
　なお、上記式中のＴは加熱工程における鋼片の加熱温度（℃）を表す。
　（ｅ）二次加速冷却工程
　二次加速冷却工程では、仕上圧延が終了した鋼板を水冷する。この際、冷却開始温度をＴｒｅｘ－１０℃以下とし、かつ、冷却開始から冷却終了までの平均冷却速度が５～５０℃／秒となる条件で、０～５５０℃の冷却停止温度まで水冷する。
　仕上圧延をＡｒ３以上Ｔｒｅｘ未満の範囲で実施したとしても、その後の復熱によって冷却開始温度がＴｒｅｘ－１０℃を超えると、加工によって付与した歪みの回復が促進され、最終組織におけるベイナイトを構成するベイニティックフェライトを十分に微細化することができなくなる。
　加えて、５～５０℃／秒の平均冷却速度で０～５５０℃の冷却停止温度まで水冷することで、最終組織をベイナイト主体の組織とすることができる。なお、平均冷却速度および冷却停止温度は、鋼板の化学組成におけるＣｅｑの値に応じて調整し、マルテンサイト変態しない条件とする。
　（ｆ）焼戻し工程
　二次加速冷却工程の後に、３５０～６５０℃の温度範囲まで加熱する焼戻し工程をさらに備えてもよい。焼き戻し工程を行うことで、冷却によって過剰に高くなった転位密度を低減させることができる。なお、二次加速冷却工程における冷却停止温度が高い場合には、自己焼戻し効果が得られるため、焼戻し工程を行わなくてもよい。一方、二次加速冷却工程において、例えば室温程度まで冷却した場合には、焼戻し工程を行うことが好ましい。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　表１の化学組成を有する鋼片を用いて、表２および表３の製造条件により板厚１０～７０ｍｍの鋼板を試作した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　得られた鋼板の金属組織観察を行い、各組織の面積率の測定を行った。具体的には、まず鋼板からＣ断面での１／４ｔ位置が観察面となるように、試料を採取した。そして、観察面をナイタールエッチングし、エッチング後に光学顕微鏡を用いて８視野を５００倍で撮影し、得られた組織写真に対し、画像解析を行い、白色に見えるものをフェライト、黒色に見えるものをパーライトとして、それぞれの面積率を求めた。
　次に、ナイタールエッチングした部分をレペラエッチングし、ナイタールエッチングで灰色に見えた部分について画像解析を行い、白色に見えるものをＭＡ相として面積率を求めた。
　ベイニティックフェライトの平均長さおよびベイナイトの面積率は、ＥＢＳＤを用いたＫＡＭ解析により算出した。ＫＡＭ解析において、フェライトであると判断される組織において、局所方位差が１．０°を超える領域をベイニティックフェライトとした。なお、測定に際しては、長軸方向の長さが１μｍ以上であるベイニティックフェライトを対象とした。また、ベイナイトの面積率はベイニティックフェライトの面積率を合計したものとした。
　さらに、旧オーステナイト粒の厚さ方向における平均長さおよびアスペクト比の平均の測定を、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１：２０１３に準じて行った。まず、鋼板からＬ断面での１／４ｔ位置が観察面となるように、試料を採取した。次に、観察面を鏡面研磨した後、ピクリン酸飽和水溶液を用いて、Ｂｅｃｈｅｔ－Ｂｅａｕｊａｒｄ法で腐食し、旧オーステナイト粒を現出させた。
　旧オーステナイト粒を現出させた観察面を、光学顕微鏡により観察し、面積０．０５ｍｍ２以上の視野を８視野以上（合計０．４０ｍｍ２以上）撮影した。そして、光学顕微鏡により撮影した組織写真に基づいて、旧オーステナイト粒の厚さを切断法により測定し、その平均値を旧オーステナイト粒の厚さ方向における平均長さとした。測定に際しては、厚さ方向の長さが１μｍ以上である旧オーステナイト粒を対象とした。
　また、上記の組織写真から、各旧オーステナイト粒について、長軸方向の最大長さと、長軸方向と直交する短軸方向の最大長さとをそれぞれ測定し、その比（長軸最大長さ／短軸最大長さ）を求め、その平均値を旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均とした。
　続いて、集合組織の測定をＥＢＳＤ法により行った。具体的には、ＥＢＳＤ法により、１／２ｔ位置および１／１０ｔ位置では、｛１１０｝面がＣ断面に対して１５°以内の角度をなす領域、ならびに１／４ｔ位置では、｛１００｝面がＣ断面に対して１５°以内の角度をなす領域のマップをそれぞれ作成し、その総面積を測定面積で除することによって、それらの面積率を求めた。
　より詳細に記載すると、ＥＢＳＤ法により、Ｃ断面の１／２ｔ位置および１／１０ｔ位置において、結晶方位情報を１μｍピッチで合計１０万点分の測定を行った。これにより各測定点の｛１１０｝面が分かり、各測定点の｛１１０｝面とＣ断面のなす角、すなわち各面の法線がなす角度とが１５°以内である測定点の数を求め、ＥＢＳＤ法により測定した合計測定数（１０万点）で除することによって面積率を求めた。
　同様に、ＥＢＳＤ法により、Ｃ断面の１／４ｔ位置において、結晶方位情報を１μｍピッチで合計１０万点分の測定を行った。これにより各測定点の｛１００｝面が分かり、各測定点の｛１００｝面とＣ断面のなす角、すなわち各面の法線がなす角度とが１５°以内である測定点の数を求め、ＥＢＳＤ法により測定した合計測定数（１０万点）で除することによって面積率を求めた。
　これらの測定結果を表４に示す。なお、表中においては、フェライトの面積率を「Ｆ分率」、パーライトの面積率を「Ｐ分率」、ベイナイトの面積率を「Ｂ分率」、ＭＡ相の面積率を「ＭＡ分率」、ベイニティックフェライトの長軸方向の平均長さを「ＢＦ長さ」と表記する。また、｛１１０｝面がＣ断面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率を「｛１１０｝面積率」、｛１００｝面がＣ断面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率を「｛１００｝面積率」と表記する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　さらに、引張強さ（ＴＳ）および降伏応力（ＹＳ）を、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に基づき測定した。試験片は、板厚中心部から圧延方向に直行する方向（幅方向）を長手方向として採取した、１Ｂ号引張試験片を用いて測定した。降伏応力（ＹＳ）は永久伸び０．２％時の永久伸び法の耐力とした。本実施例では、ＹＳが４６０ＭＰａ以上、かつＴＳが５７０ＭＰａ以上であるものを、高い強度を有するとした。
　また、鋼板の１／４ｔ位置を含むようにＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２００５に準拠して破面遷移温度（ｖＴｒｓ）の評価を行った。この際、Ｖノッチ試験片は、ぞれぞれ、試験片の長手方向が鋼板の圧延方向および幅方向に一致するよう、２つずつ採取した。本実施例では、２つの試験片で、いずれもｖＴｒｓが－６０℃以下であるものを、低温靱性に優れるとした。
　そして、ＩＳＯ　１５６５３：２０１８に準じて、母材の板厚方向の全厚を３点曲げのノッチ位置とするＣＴＯＤ試験片を採取し、－１０℃におけるＣＴＯＤ値の測定を行った。試験は３回行い、表には、それらの最小値を記載した。本実施例では、－１０℃におけるＣＴＯＤ値の最小値が０．５０ｍｍ以上のものを、破壊靱性に優れるとした。
　また、ＮＫ船級協会　鋼船規則検査要領　Ｋ編　付属書　Ｋ３．１２．２－１．（２０１６年）の「温度勾配型ＥＳＳＯ試験及び温度勾配型二重引張試験に関する検査要領」に準拠して、アレスト靱性値Ｋｃａ－１０℃の測定を行った。次に、ＡＳＴＭ　Ｅ２０８－０６で規定された、ＮＲＬ落重試験法に準拠して試験を行い、ＮＤＴ温度を求めた。本実施例では、アレスト靱性値Ｋｃａ－１０℃が、６０００Ｎ／ｍｍ１．５以上で、かつＮＤＴ温度が－１００℃以下のものを、アレスト性に優れるとした。
　これらの測定結果を表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表４および５から分かるように、本発明の規定を満足する本発明例（試験番号１～２６）では、高い強度を有し、かつ低温靱性、破壊靱性およびアレスト性に優れる結果となった。これに対して、比較例（試験番号２７～６１）では、強度、低温靱性、破壊靱性およびアレスト性の少なくともいずれかが劣化する結果となった。
　具体的には、試験番号２７はＣ含有量が過剰であるため、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号２８はＣ含有量が低く、ベイナイト主体の組織とならず、強度不足となるとともに、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号２９はＳｉ含有量が過剰であるため、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号３０はＭｎ含有量が過剰であるため、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号３１はＭｎ含有量が低く、強度不足となった。
　試験番号３２はＰおよびＳの含有量が過剰であり、試験番号３３はＡｌ含有量が過剰であり、試験番号３４はＮ含有量が過剰であるため、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号３５はＮ含有量が低く、旧オーステナイト粒が粗大になったため、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号３６はＮｂ含有量が過剰であるため、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号３７はＮｂ含有量が低く、ＢＦ長さが過剰かつ、旧オーステナイト粒のアスペクト比が小さくなったため、低温靱性および破壊靱性が劣化した。
　試験番号３８は加熱工程での加熱温度が高く、ＢＦ長さおよび旧オーステナイト粒が粗大化し、低温靱性、破壊靱性およびアレスト性が劣化した。試験番号３９は加熱温度が低く、ベイナイト面積率が低くなり、旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下したため、強度不足となるとともに、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号４０は粗圧延の終了温度がＴｒｅｘ未満であったため、ＢＦ長さおよび旧オーステナイト粒が粗大化し、低温靱性、破壊靱性およびアレスト性が劣化した。
　試験番号４１は粗圧延の累積圧下率が高いため、旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下し、低温靱性、破壊靱性およびアレスト性が劣化した。一方、試験番号４２は累積圧下率が低いため、旧オーステナイト粒が粗大化し、低温靱性、破壊靱性およびアレスト性が劣化した。試験番号４３は粗圧延の開始温度が高いため、表層部の集合組織を制御できず、アレスト性が劣化した。
　試験番号４４は一次加速冷却工程での冷却開始温度が低いため、仕上圧延の終了温度もＡｒ３未満となり、その結果、ベイナイト面積率が低くなり、ＢＦ長さおよび旧オーステナイト粒が粗大化し、さらに、所望の集合組織が得られなかった。そのため、強度不足となるとともに、低温靱性、破壊靱性およびアレスト性が劣化した。
　試験番号４５は一次加速冷却工程での冷却停止温度が高いため、表層部分に加工フェライトが十分に得られず、アレスト性が劣化した。試験番号４６は冷却停止温度が低く、ベイナイト主体の組織とならず、また、所望の集合組織が得られなかったため、強度不足となるとともに、低温靱性、破壊靱性およびアレスト性が劣化した。試験番号４７は一次加速冷却工程での冷却速度が高いため、表層部の集合組織を制御できず、アレスト性が劣化した。試験番号４８は一次加速冷却工程での冷却速度が低いため、ベイナイト面積率が低くなるとともに、所望の集合組織が得られず、強度不足となり、また低温靱性、破壊靱性およびアレスト性が劣化した。
　試験番号４９は仕上圧延の開始温度がＴｒｅｘ以上であったため、ＢＦ長さが粗大化し、かつ旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下し、さらに、表層部の集合組織を制御できず、低温靱性、破壊靱性およびアレスト性が劣化した。試験番号５０は仕上圧延の厚さ中央部における終了温度がＡｒ３未満であったため、加工フェライトが過剰に生成し、強度不足となるとともに、低温靱性、破壊靱性およびアレスト性が劣化した。
　試験番号５１は仕上圧延における圧延パス数が少なく、圧延形状比の平均値が高くなったため、所望の集合組織が得られず、アレスト性が劣化した。同様に、試験番号５２も圧延形状比の平均値が高くなったため、所望の集合組織が得られず、アレスト性が劣化した。試験番号５３は圧延形状比の平均値が低いため、所望の集合組織が得られず、アレスト性が劣化した。
　試験番号５４は仕上圧延の累積圧下率が高く、旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下し、さらに、表層部の集合組織を制御できなかったため、低温靱性、破壊靱性およびアレスト性が劣化した。試験番号５５は累積圧下率が低いため、ＢＦ長さが粗大化し、かつ旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下し、さらに、所望の集合組織が得られなかったため、低温靱性、破壊靱性およびアレスト性が劣化した。試験番号５６はパス間時間が長く、試験番号５７は仕上圧延完了から冷却開始までの時間が長いため、ＢＦ長さが粗大化し、かつ旧オーステナイト粒のアスペクト比が低下し、低温靱性および破壊靱性が劣化した。
　試験番号５８は加速冷却工程での冷却速度が高いため、ＭＡ相が過剰に生成したため、低温靱性、破壊靱性およびアレスト性が劣化した。試験番号５９は冷却速度が低く、ベイナイト主体の組織とならず、強度不足となるとともに、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号６０は冷却停止温度が高いため、ベイナイト主体の組織とならず、強度不足となるとともに、低温靱性および破壊靱性が劣化した。試験番号６１は冷却開始温度がＴｒｅｘ－１０℃を超え、ＢＦ長さが粗大化したため、低温靱性は良好であったものの、破壊靱性が劣化する結果となった。
　本発明によれば、高い強度を有し、かつ低温靱性、破壊靱性およびアレスト性に優れる鋼板を得ることが可能になる。したがって、本発明に係る鋼板は、船舶、高層建築物、その他の建築物、橋梁、海洋構造物、ＬＮＧ貯蔵タンクその他の大型タンク、ラインパイプ等の溶接構造物の素材として好適に用いることができる。

Claims (7)

  1. 　鋼板の化学組成が、質量％で、
    　Ｃ　：０．０４０～０．１６０％、
    　Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
    　Ｍｎ：０．７０～２．５０％、
    　Ｐ　：０．０３０％以下、
    　Ｓ　：０．０２０％以下、
    　Ａｌ：０．００１～０．１００％、
    　Ｎ　：０．００１０～０．００８０％、
    　Ｎｂ：０．００３～０．０５０％、
    　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    　前記鋼板の圧延方向に垂直な断面において、前記鋼板の厚さをｔとした時に、前記鋼板の表面から１／４ｔの位置における金属組織が、
    　面積％で、８０％以上のベイナイトを含み、かつ、
    　前記ベイナイトを構成するベイニティックフェライトの長軸方向の平均長さが１０μｍ以下であり、
    　前記鋼板の圧延方向および厚さ方向に平行な断面において、前記鋼板の表面から１／４ｔの位置における旧オーステナイト粒の、厚さ方向における平均長さが２０μｍ以下であり、アスペクト比の平均が２．５以上であり、
    　前記鋼板の圧延方向に対して垂直な面である垂直面の前記表面から１／１０ｔの位置において、｛１１０｝面が前記垂直面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率が３０～６０％であり、
    　前記垂直面の前記表面から１／４ｔの位置において、｛１００｝面が前記垂直面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率が１０～４０％であり、
    　前記垂直面の前記表面から１／２ｔの位置において、｛１１０｝面が前記垂直面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率が４０～７０％である、
    　鋼板。
  2. 　前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
    　Ｔｉ：０．０５０％以下、
    　Ｃｕ：１．５０％以下、
    　Ｎｉ：２．５０％以下、
    　Ｃｒ：１．００％以下、
    　Ｍｏ：１．００％以下、
    　Ｖ　：０．１５０％以下、および
    　Ｂ　：０．００５０％以下、
    　からなる群から選択される少なくとも１種以上を含有するものである、
    　請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
    　Ｍｇ　：０．０１００％以下、
    　Ｃａ　：０．０１００％以下、および
    　ＲＥＭ：０．０１００％以下、
    　からなる群から選択される少なくとも１種以上を含有するものである、
    　請求項１または請求項２に記載の鋼板。
  4. 　前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
    　Ｚｒ：０．０１００％以下、および
    　Ｔｅ：０．０１００％以下、
    　からなる群から選択される少なくとも１種以上を含有するものである、
    　請求項１から請求項３までのいずれかに記載の鋼板。
  5. 　前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
    　Ｗ　：１．００％以下、および
    　Ｓｎ：０．５０％以下、
    　からなる群から選択される少なくとも１種以上を含有するものである、
    　請求項１から請求項４までのいずれかに記載の鋼板。
  6. 　請求項１から請求項５までのいずれか１項に記載の鋼板の製造方法であって、
    　請求項１から請求項５までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼片に対して、加熱工程、粗圧延工程、一次加速冷却工程、仕上圧延工程および二次加速冷却工程を順に施す、鋼板の製造方法において、
    　前記加熱工程では、前記鋼片を９５０～１０８０℃の加熱温度まで加熱し、
    　前記粗圧延工程は、前記鋼片の表面温度がＴｒｅｘ以上１０５０℃以下の範囲で実施し、
    　前記粗圧延工程における累積圧下率を１０～７５％とし、
    　前記一次加速冷却工程では、前記鋼片の表面温度がＡｒ３以上の範囲で冷却を開始し、５００℃以上Ａｒ３－３０℃以下の範囲で冷却を停止し、かつその間の平均冷却速度が３５～１００℃／秒となる条件で水冷し、
    　前記仕上圧延工程は、前記鋼片の表面温度がＴｒｅｘ未満の範囲であり、かつ前記鋼片の厚さ中央部での温度がＡｒ３以上Ｔｒｅｘ未満の範囲で実施し、
    　前記仕上圧延工程における圧延パス数ｎを４～１５パス、下記（ｉ）式で求められる圧延形状比ｍｊの平均値を０．５～１．０、累積圧下率を６５～９０％として、かつパス間時間を１５秒以下とし、
    　前記仕上圧延工程が完了してから、前記二次加速冷却工程における冷却開始までの時間を５０秒以下とし、
    　前記二次加速冷却工程では、冷却開始温度をＴｒｅｘ－１０℃以下とし、かつ、冷却開始から冷却終了までの平均冷却速度が５～５０℃／秒となる条件で、０～５５０℃の冷却停止温度まで水冷する、
    　鋼板の製造方法。
    　ｍｊ＝２（Ｒ（Ｈｊ－１－Ｈｊ））１／２／（Ｈｊ－１＋Ｈｊ）　　　・・・（ｉ）
    　ここで、上記式中のｊは１からｎまでの自然数（但し、ｎは圧延パス数）、ｍｊはｊパス目の圧延形状比、Ｒはロール半径（ｍｍ）、Ｈｊ－１はｊ－１パス後の板厚（ｍｍ）、Ｈｊはｊパス後の板厚（ｍｍ）を表す。
    　また、Ａｒ３は下記（ii）式で求められ、Ｔｒｅｘは下記（iii）式で求められる。なお、下記式中の元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
    　Ａｒ３＝９１０－３１０×Ｃ＋６５×Ｓｉ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－５５×Ｎｉ－１５×Ｃｒ－８０×Ｍｏ　　　・・・（ii）
    　Ｔｒｅｘ＝－９１９００［Ｎｂ＊］２＋９４００［Ｎｂ＊］＋７７０　　　・・・（iii）
    　但し、下記（iv）式で求められる固溶Ｎｂ量（質量％）を、ｓｏｌ．Ｎｂとした時に、
    　Ｎｂ≧ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝ｓｏｌ．Ｎｂ
    　Ｎｂ＜ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝Ｎｂ
    　とする。
    　ｓｏｌ．Ｎｂ＝（１０（－６７７０／（Ｔ＋２７３）＋２．２６））／（Ｃ＋１２／１４×Ｎ）　　　・・・（iv）
    　なお、上記式中のＴは加熱工程における鋼片の加熱温度（℃）を表す。
  7. 　前記二次加速冷却工程の後に、３５０～６５０℃の温度範囲まで加熱する焼戻し工程をさらに施す、
    　請求項６に記載の鋼板の製造方法。
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