WO2023002812A1 - 厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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晃人 田畑
喜一郎 田代
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株式会社神戸製鋼所
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    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present disclosure relates to a thick steel plate and a method for manufacturing the same, and for example, to a thick steel plate that can be used for tanks of ships capable of transporting liquefied petroleum gas (LPG) and liquid ammonia mixedly.
  • LPG liquefied petroleum gas
  • C-free ammonia is attracting attention as a next-generation fuel.
  • the use of ammonia as a fuel is currently limited, but is expected to increase in the future.
  • ships are usually used for about 20 years after construction, there is an increasing demand in the shipbuilding industry to build LPG carriers with specifications that allow mixed loading of ammonia in preparation for future increases in the amount of ammonia used.
  • the IGC Code an international regulation for the structure and equipment of liquefied gas carriers, stipulates special requirements for gas carriers that carry ammonia.
  • the upper limit of yield strength which is not found in steel plates for tanks of LPG carriers, is newly specified.
  • the KL33 standard for low-temperature steel which is a steel plate for tanks of general LPG carriers, specifies upper and lower limits for tensile stress (tensile strength TS) of 440 MPa ⁇ tensile stress (TS) ⁇ 560 MPa.
  • TS tensile strength
  • TS tensile strength
  • TS tensile strength
  • TS tensile strength
  • TS tensile strength
  • TS tensile strength
  • YP yield strength
  • the upper limit of yield strength (YP) ⁇ 440 MPa is additionally specified for steel plates for tanks loaded with ammonia.
  • Patent Documents 1 and 2 As steel plates for tanks that meet such demands, for example, the thick steel plates disclosed in Patent Documents 1 and 2 are known, both of which disclose thick steel plates having a yield strength within the range of 325 to 440 MPa.
  • the invention according to Patent Document 1 aims at ensuring low-temperature toughness and a low yield ratio
  • the invention according to Patent Document 2 further aims at ensuring HAZ toughness.
  • the ferrite grain size is divided into a plurality of numerical ranges in the structure of a quarter of the plate thickness, and the number ratio for each numerical range is calculated.
  • Patent Documents 1 and 2 do not mention high heat input welding, and there is a risk that the steel sheets described in these documents will not provide excellent high heat input welding properties.
  • the above-mentioned tensile stress range ( 440 MPa or more and 560 MPa or less) and the yield strength range (325 MPa or more and 440 MPa or less) are difficult to satisfy.
  • An object of the present invention is to provide a steel sheet having excellent properties and a method for manufacturing the same.
  • Aspect 1 of the present invention has C: 0.04 to 0.16% by mass, Si: 0.10 to 0.50% by mass, Mn: 0.60 to 1.60% by mass, P: 0.005 to 0 .030% by mass, Al: 0.015 to 0.050% by mass, Ti: 0.005 to 0.020% by mass, Ca: 0.0005 to 0.0025% by mass, O: 0.0008 to 0.0025 % by mass, B: 0.0005 to 0.0020% by mass, N: 0.0030 to 0.0060% by mass, the balance being Fe and unavoidable impurities, and the following formulas (1) and (2)
  • the metal structure at the t/4 position in the plate thickness direction, where the distance in the plate thickness direction from the surface is 1/4 of the plate thickness contains a total of 90% or more of the ferrite structure and the pearlite structure in terms of area ratio.
  • Aspect 2 of the present invention has V: 0.003 to 0.50% by mass, Nb: 0.003 to 0.020% by mass, Cu: 0.05 to 0.25% by mass, Ni: 0.05 to 0 .25% by mass, Cr: 0.05 to 0.25% by mass, Mo: 0.05 to 0.25% by mass, Zr: 0.0001 to 0.010% by mass, Mg: 0.0001 to 0.010
  • Aspect 3 of the present invention is C: 0.04 to 0.16% by mass Si: 0.10 to 0.50% by mass, Mn: 0.60 to 1.60% by mass, P: 0.005 to 0.030% by mass, Al: 0.015 to 0.050% by mass, Ti: 0.005 to 0.020% by mass, Ca: 0.0005 to 0.0025% by mass, O: 0.0008 to 0.0025% by mass, B: 0.0005 to 0.0020% by mass, N: 0.0030 to 0.0060% by mass, balance consists of Fe and unavoidable impurities, A step of preparing a steel material that satisfies the following formulas (1) and (2); After heating the steel material to 1000 to 1150 ° C., the reduction rate in the temperature range of 820 ° C.
  • the reduction rate in the temperature range of 790 ° C. or higher and lower than 820 ° C. is 10% or higher
  • the hot rolling end temperature is hot rolled at 750 ° C. or higher, followed by an average cooling rate of 0.5 to the accelerated cooling start temperature, which is lower than the Ar 3 point shown in the following formula (3) and is a temperature of Ar 3 point ⁇ 150 ° C. or higher.
  • [Ca] and [O] are the contents of Ca and O in mass %, respectively.
  • Ar 3 (°C) 910-310 [C]-80 [Mn]-20 [Cu]-15 [Cr]-55 [Ni]-80 [Mo] (3)
  • [C], [Mn], [Cu], [Cr], [Ni] and [Mo] are the contents of C, Mn, Cu, Cr, Ni and Mo, respectively, in % by mass. be.
  • Aspect 4 of the present invention is that the steel material contains V: 0.003 to 0.50% by mass, Nb: 0.003 to 0.020% by mass, Cu: 0.05 to 0.25% by mass, Ni: 0 0.05 to 0.25% by mass, Cr: 0.05 to 0.25% by mass, Mo: 0.05 to 0.25% by mass, Zr: 0.0001 to 0.010% by mass, Mg: 0.0001
  • a steel plate that satisfies both the range of tensile stress and the range of yield strength required for steel plates for tanks loaded with ammonia, and is excellent in low-temperature toughness and high heat input welding characteristics, and a method for producing the same It is possible to provide
  • the reduction rate is controlled for each temperature range, the hot rolling end temperature is set to an appropriate range, and Ar is added up to 3 points.
  • accelerated cooling is performed at a predetermined cooling rate between the accelerated cooling start temperature lower than the Ar 3 point and the predetermined accelerated cooling end temperature, so that the difference between the upper yield point and the lower yield point is 30 MPa or less. Can be very small.
  • the reason why the difference between the upper yield point and the lower yield point can be reduced to 30 MPa or less by optimizing the composition and rolling conditions in this way is thought to be that the mobile dislocation density in the ferrite was able to be increased.
  • the steel sheet according to the embodiment of the present invention has C: 0.04 to 0.16% by mass, Si: 0.10 to 0.50% by mass, Mn: 0.60 to 1.60% by mass, P: 0.005 ⁇ 0.030% by mass, Al: 0.015 to 0.050% by mass, Ti: 0.005 to 0.020% by mass, Ca: 0.0005 to 0.0025% by mass, O: 0.0008 to 0 0.0025 mass %, B: 0.0005 to 0.0020 mass %, N: 0.0030 to 0.0060 mass %.
  • C 0.04 to 0.16% by mass
  • Si 0.10 to 0.50% by mass
  • Mn 0.60 to 1.60% by mass
  • P 0.005 ⁇ 0.030% by mass
  • Al 0.015 to 0.050% by mass
  • Ti 0.005 to 0.020% by mass
  • Ca 0.0005 to 0.0025% by mass
  • O 0.0008 to 0 0.0025 mass %
  • B 0.0005 to 0.0020 mass %
  • N 0.00
  • C 0.04 to 0.16% by mass
  • C is an element that increases the strength of steel, and should be contained in an amount of 0.04% by mass or more in order to ensure the desired high strength.
  • C is specified in the range of 0.04 to 0.16% by mass.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.06% by mass in order to easily secure the strength.
  • the upper limit of the C content is preferably 0.08% by mass in order to achieve higher toughness.
  • Si 0.10 to 0.50% by mass
  • Si must be contained in an amount of 0.10% by mass or more in order to suppress cementite formation and increase mobile dislocations in ferrite.
  • the content exceeds 0.50% by mass and is large, the large heat input welding properties deteriorate.
  • Si is specified in the range of 0.10 to 0.50% by mass.
  • the lower limit of the Si content is preferably 0.20% by mass in order to increase the contribution to the introduction of mobile dislocations.
  • the upper limit of the Si content is preferably 0.30% by mass in order to increase joint toughness (improve high heat input welding properties).
  • Mn 0.60 to 1.60% by mass
  • Mn needs to be added in an amount of 0.60% by mass or more in order to contribute to an increase in strength.
  • the Mn content is specified in the range of 0.60 to 1.60% by mass.
  • the lower limit of the Mn content is preferably 1.35% by mass in order to contribute to the increase in strength.
  • the upper limit of the Mn content is preferably 1.45% by mass in order to improve the high heat input welding properties.
  • P is an impurity element that is unavoidably contained in steel, but is controlled within a range narrower than the range normally allowed as an impurity element for the following reasons.
  • P content is 0.005% by mass or more, cementite formation is suppressed and mobile dislocations in ferrite are increased.
  • the upper limit of the P content is preferably 0.01% by mass in order to further suppress deterioration of low temperature toughness.
  • Al 0.015 to 0.050% by mass
  • Al suppresses cementite formation, contributes to an increase in mobile dislocations in ferrite, and contributes to improvement in cleanliness as a deoxidizing agent. In order to exhibit both effects, it is necessary to add 0.015% by mass or more, but when added in excess of 0.050% by mass, cleanliness deteriorates. Therefore, the Al content is specified in the range of 0.015 to 0.050% by mass.
  • Ti 0.005 to 0.020% by mass
  • Ti precipitates as TiN during solidification of steel, suppresses coarsening of austenite in the weld heat affected zone during high heat input welding, and serves as nuclei for ferrite transformation, contributing to high toughness.
  • the Ti content is set to 0.005% by mass or more in order to secure large heat input welding properties, but if the Ti content exceeds 0.020% by mass, TiN coarsens to cause low toughness. 0.020% by mass.
  • the lower limit of the Ti content is preferably 0.009% by mass in order to contribute to the improvement of high heat input welding properties.
  • the upper limit of the Ti content is preferably 0.015% by mass in order to increase the toughness.
  • Ca 0.0005 to 0.0025% by mass Since Ca is effective in suppressing coarsening of crystal grains in the weld heat affected zone including high heat input welding, the Ca content should be 0.0005% by mass or more. On the other hand, if the Ca content is excessive, the cleanliness is lowered and the toughness is lowered.
  • O combines with Ca in the weld heat affected zone to suppress the crystallization of coarse TiN, and is effective in improving the low temperature toughness (high heat input welding characteristics) of the weld heat affected zone during high heat input welding. In order to effectively exhibit this effect, an O content of 0.0008% by mass or more is required. On the other hand, if the O content is excessive, the cleanliness is lowered and the toughness is lowered.
  • the B content is made 0.0005% by mass or more in order to ensure toughness (low-temperature toughness) by suppressing coarsening of grain size in the weld heat affected zone during high heat input welding.
  • the B content is set to 0.0005 to 0.0020% by mass.
  • the lower limit of the B content is preferably 0.0009% by mass in order to contribute to higher toughness.
  • the upper limit of the B content is preferably 0.0015% by mass in order to increase the toughness.
  • N (N: 0.0030 to 0.0060% by mass) Since N lowers the toughness in a solid solution state, the content must be 0.0060% by mass or less. On the other hand, it also has the effect of forming AlN and refining the crystal grains, so it is necessary to make it 0.0030% by mass or more. Therefore, the N content is set to 0.0030 to 0.0060% by mass. Moreover, the upper limit of the N content is preferably 0.0050% by mass in order to further increase the low temperature toughness.
  • the parameter is set to 0.63 or more as shown in equation (1).
  • [Si], [P] and [Al] are the contents of Si, P and Al in mass %, respectively.
  • the parameter on the left side of formula (1) should be 0.74 or more (that is, 3 [Si] + 6.3 [P] + 1.4 [Al] ⁇ 0.74 ) is preferred.
  • the parameter shown on the left side of the formula (2) is an index corresponding to the amount of CaO.
  • the parameter is set to 0.2 or more in order to exhibit the effect of improving the large heat input welding characteristics.
  • [Ca] and [O] are the contents of Ca and O in mass %, respectively.
  • the parameter on the left side of equation (2) is preferably 0.3 or more (that is, [Ca] / [O] ⁇ 0.3). .
  • the basic components are as described above, with the balance being iron and incidental impurities in one preferred embodiment.
  • unavoidable impurities contamination of elements brought in depending on the conditions of raw materials, materials, manufacturing equipment, etc. is allowed.
  • a typical unavoidable impurity is S, and there is no problem even if it contains 0.05% by mass or less.
  • impurity elements other than S include As, Sn, Sb and H.
  • the term "inevitable impurities" constituting the balance is a concept excluding elements whose composition range is separately defined.
  • V (V: 0.003 to 0.50% by mass)
  • V content shall be 0.003 mass % or more.
  • the V content is preferably 0.01% by mass or more.
  • the V content is made 0.50% by mass or less.
  • the V content is preferably 0.25% by mass or less.
  • Nb is an element that has an effect of refining ferrite crystal grains through an effect of suppressing recrystallization of austenite crystal grains. In order to obtain this effect, 0.003% by mass or more of Nb is contained.
  • the Nb content is preferably 0.008% by mass or more.
  • the Nb content is preferably 0.018% by mass or less.
  • Cu 0.05 to 0.25% by mass
  • Cu content shall be 0.05 mass % or more.
  • the Cu content is preferably 0.10% by mass or more. If the Cu content is too high, cracks are likely to occur during hot working.
  • Ni is an element useful for ensuring good low-temperature toughness in a steel sheet and improving both the strength and low-temperature toughness properties of the steel sheet.
  • Ni content shall be 0.05 mass % or more.
  • the Ni content is preferably 0.10% by mass or more, more preferably 0.15% by mass or more.
  • the Ni content is 0.25% by mass or less.
  • the Ni content is preferably 0.20% by mass or less.
  • Cr 0.05 to 0.25% by mass
  • Cr is an element effective in increasing the strength of steel sheets, and its effect increases as its content increases.
  • the Cr content is preferably 0.10% by mass or more.
  • an excessive Cr content causes an excessive increase in strength and deteriorates the toughness of the HAZ including the base metal and the high heat input weld zone.
  • the Cr content is preferably 0.20% by mass or less.
  • Mo 0.05 to 0.25% by mass
  • Mo is an element effective in increasing the strength of steel sheets, and its effect increases as its content increases.
  • the Mo content is preferably 0.10% by mass or more. However, if the Mo content becomes excessive, the strength will increase excessively, and the toughness of the HAZ including the base metal and the high heat input weld zone will deteriorate.
  • the Mo content is preferably 0.20% by mass or less.
  • Zr 0.0001 to 0.010% by mass
  • Zr like Ti, forms nitrides and is effective in improving high heat input welding properties.
  • the lower limit of the Zr content is 0.0001% by mass, preferably 0.0005% by mass, and more preferably 0.0010% by mass so as to reliably obtain the above effect.
  • the Zr content is 0.010% by mass or less, preferably 0.005% by mass or less, and more preferably 0.003% by mass or less.
  • Mg 0.0001 to 0.010% by mass
  • Mg is effective in forming oxides, sulfides, oxysulfides, and the like to prevent grain coarsening in the HAZ.
  • the lower limit of the Mg content is 0.0001% by mass, preferably 0.0005% by mass, more preferably 0.0010% by mass in order to reliably obtain the above effect.
  • the Mg content should be 0.010% by mass or less, preferably 0.005% by mass or less, and more preferably 0.003% by mass or less.
  • REMs (rare earth elements) form oxides, sulfides, oxysulfides, etc., and are effective in preventing grain coarsening in the HAZ.
  • the lower limit of the REM content is 0.0001% by mass, preferably 0.0005% by mass, and more preferably 0.0010% by mass in order to reliably obtain the above effects.
  • the REM content should be 0.010% by mass or less, preferably 0.005% by mass or less, and more preferably 0.003% by mass or less.
  • REM content means the total content of a total of 17 elements, 2 elements of Sc and Y and 15 elements from La to Lu, and containing REM contains one or more selected from these 17 elements means to
  • the distance in the plate thickness direction from the surface is a quarter of the plate thickness (hereinafter simply referred to as “t / 4 position in the plate thickness direction”.
  • t is the plate thickness
  • t contains a total of 90% or more of a ferrite structure and a pearlite structure in terms of area ratio.
  • the structure of the remainder is one or both of the island martensite structure and the bainite structure.
  • the reason why the metallographic structure is evaluated is the quarter position in the plate thickness direction from the surface is that this portion is generally regarded as a representative position for showing the metallographic structure of the steel plate.
  • the area ratio of the ferrite structure to the pearlite structure must be 90% or more.
  • the ratio of the ferrite structure and the pearlite structure is not particularly limited.
  • the area ratio of the ferrite structure alone may be 90% or more of the entire metal structure.
  • the steel sheet according to the embodiment of the present invention has excellent low-temperature toughness and excellent High heat input welding characteristics are obtained. While satisfying these characteristics, both the tensile stress range (440 MPa or more and 560 MPa or less) and the yield strength range (325 MPa or more and 440 MPa or less) required for the steel plate for tanks loaded with ammonia are satisfied. The difference between the upper yield point and the lower yield point is set to 30 MPa or less.
  • the upper yield point and the lower yield point can be determined by performing a tensile test according to JIS Z 2241, as detailed in Examples. It is known that there are roughly two types of stress-strain curves obtained by tensile tests of steel materials. One is that as strain is applied, the stress increases in proportion to the strain, and when the upper yield point is reached, the stress decreases, and a yield shelf appears, which is a region where the stress does not increase even if the strain increases. , the stress at this time is the upper yield-lower yield type, which is called the lower yield point. The other is a round-curve type in which the strength increases continuously with increasing strain without any clear upper yield point, lower yield point, or yield shelf.
  • the steel plate according to the embodiment of the present invention has a stress-strain curve obtained by a tensile test of the upper yield-lower yield type, and the difference between the upper yield point and the lower yield point is as small as 30 MPa or less.
  • Such a steel sheet can be obtained by controlling the chemical composition as described above and applying the following manufacturing method.
  • Steel for machine structural use for cold working is prepared by preparing a steel material such as a cast slab having a predetermined composition, heating this steel material to an appropriate temperature, and hot-rolling the steel material, as described in detail below. After controlling the reduction rate for each region, setting the hot rolling end temperature to an appropriate range, and further slowly cooling to Ar 3 point, from a predetermined accelerated cooling start temperature lower than Ar 3 point to a predetermined accelerated cooling end temperature It can be manufactured by accelerated cooling at a predetermined cooling rate.
  • a steel material having the composition shown in the above "1. Chemical Composition" is prepared for hot rolling in the next rolling step.
  • the steel may be a steel commonly used for hot rolling thick plates.
  • a cast slab can be mentioned as such a steel material.
  • slabs include slabs obtained by using a continuous casting method and ingots obtained by an ingot-making method using a mold. If necessary, these slabs and ingots may be subjected to treatments such as surface treatment, heat treatment and working treatment, and used as steel materials for rolling.
  • the tundish used for continuous casting is preferably a hot reusable tundish. This is because the O concentration in the molten steel can be easily reduced.
  • the recrystallized region is 820 ° C. or higher
  • the non-recrystallized region is 790 ° C. or higher and lower than 820 ° C. (the lower limit of 790 ° C. is the lower temperature limit that is definitely in the austenitic region).
  • the rolling reduction in the temperature range of 820° C. or higher is set to 30% or higher, and the rolling reduction in the temperature range of 790° C. or higher and lower than 820° C. is set to 10% or higher.
  • These rolling reductions may be achieved by rolling in one pass, or may be achieved as a total rolling reduction in multiple passes of rolling.
  • the temperature in the temperature range referred to here corresponds to the temperature of the steel material on the inlet side of the rolling rolls.
  • the recrystallization zone temperature was determined by the following method. A test piece of ⁇ 12 ⁇ 12 L was taken so that the t / 2 position of the rolled steel plate (half the position of the plate thickness in the thickness direction from the surface) was the central axis, and 1070 using a hot working reproduction tester. After heating to °C, the temperature range in which the increase in strength due to work hardening does not monotonically increase in the stress-strain curves obtained by rolling at various rolling temperatures was defined as the recrystallization temperature range.
  • the hot rolling end temperature (the temperature of the steel material on the roll exit side in the final rolling pass) is set to 750° C. or higher. This is to avoid an excessive increase in strength and deterioration in low temperature toughness. As long as the hot rolling end temperature of 750°C or higher is satisfied, in addition to the rolling in the above-described temperature range of 790°C or higher and lower than 820°C, rolling in a temperature range of lower than 790°C may or may not be performed. It doesn't have to be.
  • the steel material (rolled steel sheet) is cooled under the following conditions immediately after the completion of hot rolling. From the hot rolling end temperature to the accelerated cooling start temperature, the steel sheet is cooled at an average cooling rate of 0.5 to 3.0° C./sec by slow cooling means such as air cooling. This is for suppressing the formation of bainite in the surface layer of the steel sheet.
  • the accelerated cooling start temperature is a temperature lower than the Ar 3 point and the Ar 3 point ⁇ 150° C. or higher (a temperature lower than the Ar 3 point and within 150° C. from the Ar 3 point). Subsequently, cooling (accelerated cooling) is performed at an average cooling rate of 4 to 9° C./sec between the accelerated cooling start temperature and the accelerated cooling end temperature set between 500° C.
  • the accelerated cooling start temperature is lower than the Ar 3 point ⁇ 150° C., coarse pro-eutectoid ferrite precipitates, resulting in low strength. For this reason, the accelerated cooling temperature was set to Ar 3 point-150° C. or higher ((Ar 3 point-150° C.) or higher). If the average cooling rate is less than 4°C/sec or the accelerated cooling end temperature is higher than 650°C, the density of mobile dislocations in the ferrite is insufficient and the difference between the upper yield point and the lower yield point is not sufficiently small.
  • the accelerated cooling start temperature is preferably higher than the accelerated cooling end temperature by 50°C or more. This is because if the difference between the accelerated cooling temperature and the accelerated cooling end temperature is 50° C. or more, the effect of increasing the strength by accelerated cooling increases.
  • Ar 3 points can be obtained by the following formula (3). In this case, if Cu, Cr, Ni and Mo are contained only at impurity levels, these amounts may be calculated as zero.
  • Ar 3 (°C) 910-310 [C]-80 [Mn]-20 [Cu]-15 [Cr]-55 [Ni]-80 [Mo] (3) where [C], [Mn], [Cu], [Cr], [Ni] and [Mo] are the contents of C, Mn, Cu, Cr, Ni and Mo, respectively, in % by mass. be.
  • First means After the accelerated cooling described above, cooling is performed between 500° C. and 200° C. at an average cooling rate of 0.5 to 4.0° C./sec. The average cooling rate when air cooling is performed in this temperature range is 0.1 to 0.4° C./second, which means cooling at a faster rate than normal air cooling.
  • the strain in the part where the distance in the plate thickness direction from the surface is 1/4 of the plate thickness i.e., t / 4 position in the plate thickness direction, where t is the plate thickness
  • Perform plastic working so as to be Examples of such plastic working include light reduction by a pair of rolls such as upper and lower rolls, press working, and introduction of strain by tension. This plastic working may be done at any temperature, eg warm or cold, after accelerated cooling.
  • the first measure is preferably carried out because it can be carried out relatively easily during cooling after hot rolling.
  • the second means additionally performs plastic working, it is preferable not to implement the second means if high productivity is desired.
  • the temperature of the steel material described in the rolling process described above may be measured, for example, with a non-contact thermometer such as a radiation thermometer, or with a contact thermometer such as a thermocouple. Also, it may be confirmed by simulation or the like.
  • Table 1 shows the basic components C, Si, Mn, P, Al, Ti, Ca, O, B and N, the optional components V, Nb, Cu, Ni, Cr and Mo, and the inevitable impurities A certain S content was shown. The balance is Fe and unavoidable impurities other than S. The description "-" in the table indicates that the content is below the impurity level. Table 1 further shows the values of the left side of the equation (1), the values of the left side of the equation (2), and the 3 points of Ar determined using the equation (3). In addition, values outside the embodiments of the present invention are underlined.
  • the obtained slab was heated to 1000 to 1150° C. and then rolled to obtain a steel plate sample (hot rolled plate) having a thickness of 12 to 16 mm.
  • Rolling conditions more specifically, rolling reduction in a temperature range of 820 ° C. or higher, rolling reduction in a temperature range of 790 ° C. or higher and less than 820 ° C. (hot rolling in a temperature range of less than 790 ° C.
  • Air cooling was performed from the hot rolling end temperature to the accelerated cooling start temperature.
  • the average cooling rate after accelerated cooling is an average cooling rate between 500° C. and 200° C. Samples with an average cooling rate after accelerated cooling of "air cooling” have an average cooling rate after accelerated cooling of 0.1 to 0.1. Means it was within 4°C/sec.
  • sample 3 in which strain was introduced after accelerated cooling was cooled to room temperature, and the plasticity rate in the plate thickness direction at room temperature by the upper and lower rolls was 85% for the first pass, 75% for the second pass, and 3. Passes: Plastic working was performed so that the strain at the t/4 position in the plate thickness direction was 1.5% by applying light reduction with a reduction setting of 65%.
  • the value of introduced strain was derived by comparing stress-strain curves obtained by tensile tests before and after introduction.
  • a tensile stress (tensile strength) was also obtained from the resulting stress-strain curve. Moreover, the upper yield point was defined as the yield strength. Tensile stress and yield strength are also shown in Table 3. Tensile stress of 440 MPa or more and 560 MPa or less was passed, and yield strength of 325 MPa or more and 440 MPa or less was passed.
  • ⁇ Charpy impact test> A full-size Charpy impact test piece (JIS Z 2202 V-notch test piece) was prepared so that the central axis of the test piece was positioned at a depth of 6 mm from the surface of the steel plate sample, and the longitudinal direction of the test piece was parallel to the rolling direction. ) were collected from each steel plate sample. The obtained Charpy impact test piece was subjected to a Charpy impact test at -40°C, and the absorbed energy vE of -40°C was measured. The average value (vE -40°C (ave.)) of the measurement results of the Charpy impact test for each of these three pieces is shown in the "vE -40°C " column of Table 3. Those with a vE of ⁇ 40° C. (ave.) exceeding 200 J were judged to have sufficient low temperature toughness.
  • ⁇ HAZ toughness evaluation> A test piece of 55 mm (rolling direction) ⁇ 323 mm (direction perpendicular to the rolling direction and the plate thickness direction) ⁇ 12.5 mm (plate thickness) was taken from the t / 2 position of the steel plate sample (the center of the plate thickness direction of the test piece is the position of t/2). After holding the obtained test piece at 1460° C. for 60 seconds, the speed was controlled so that the cooling time from 800° C. to 500° C. was 340 seconds. This is a heat cycle that simulates single-sided SAW high heat input (approximately 9 kJ/mm) welding.
  • Steel plate sample no. 1 is due to the fact that the chemical composition does not satisfy the specifications, and although the difference between the upper yield point and the lower yield point is large, the tensile stress and yield strength satisfy the specifications, but the large heat input welding characteristics is inferior. Moreover, the fact that the formula (2) is not satisfied is also a cause of low high heat input welding properties. Steel plate sample no. In No. 5, the rolling reduction at a temperature of 780° C. or more and less than 820° C. is insufficient, and as a result, the low temperature toughness is poor. Steel plate sample no. In No. 6, the hot rolling finish temperature is too low and the cooling rate during accelerated cooling is slow. As a result, the difference between the upper yield point and the lower yield point becomes large, the yield strength becomes excessive, and the low temperature toughness is inferior.

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Abstract

Ｃ：０．０４～０．１６質量％、Ｓｉ：０．１０～０．５０質量％、Ｍｎ：０．６０～１．６０質量％、Ｐ：０．００５～０．０３０質量％、Ａｌ：０．０１５～０．０５０質量％、Ｔｉ：０．００５～０．０２０質量％、Ｃａ：０．０００５～０．００２５質量％、Ｏ：０．０００８～０．００２５質量％、Ｂ：０．０００５～０．００２０質量％、Ｎ：０．００３０～０．００６０質量％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物から成り、（１）式および（２）式を満足し、金属組織が面積比でフェライトとパーライトを合計で９０％以上含み、残部が島状マルテンサイトおよび／またはベイナイトであり、上降伏点と下降伏点の差が３０ＭＰａ以下である鋼板。３［Ｓｉ］＋６．３［Ｐ］＋１．４［Ａｌ］≧０．６３（１）、［Ｃａ］／［Ｏ］≧０．２（２）

Description

厚鋼板およびその製造方法
　本開示は、厚鋼板およびその製造方法に関し、例えば、液化石油ガス（ＬＰＧ）と液体アンモニアを混載して運搬可能な船舶のタンク等に用いることができる厚鋼板に関する。
　近年の環境規制対応を巡り、次世代燃料として、カーボン（Ｃ）フリーであるアンモニアが注目されている。燃料としてのアンモニアの使用は現時点では限定的であるが、将来に亘り増大していくと期待されている。一方、船舶は通常、建造後２０年程度は使用されるため、造船業界において、将来のアンモニアの使用量増加に備えて、ＬＰＧ運搬船をアンモニア混載可能な仕様として建造する要望が高まっている。
　液化ガス運搬船の構造・設備に関する国際規則ＩＧＣ　Ｃｏｄｅでは、アンモニアを積載するガス運搬船に対しては特別な要求を規定しており、タンク用鋼板に対しては応力腐食割れを防止する観点から、一般ＬＰＧ運搬船のタンク用鋼板にはない、降伏強度の上限が新たに規定されている。例えば、一般ＬＰＧ運搬船のタンク用鋼板である低温用鋼ＫＬ３３規格では、引張応力（引張強さＴＳ）については、４４０ＭＰａ≦引張応力（ＴＳ）≦５６０ＭＰａと上限値と下限値が規定されている。しかし、降伏強度は３２５ＭＰａ≦降伏強度（ＹＰ）と下限値のみが規定されている。これに対して、アンモニアを積載するタンク用鋼板については、降伏強度（ＹＰ）≦４４０ＭＰａと上限値が追加で規定されている。
　また、プロパンガス（ＰＧ）を液化するために－４２℃以下に冷却する必要があることからＬＰＧを貯蔵するタンクの構造物としての安全性を確保するために所定の低温靭性も必要である。さらに、タンク用鋼板を溶接した際に生ずる熱影響部（ＨＡＺ）についても低温で所定の靭性を有することが求められている。
　このような要望に応えるタンク用鋼板として、例えば特許文献１および２が開示する厚鋼板が知られており、どちらも降伏強度が３２５～４４０ＭＰａの範囲内である厚鋼板を開示している。特許文献１に係る発明では低温靭性と低降伏比の確保を課題としており、また特許文献２に係る発明はさらにＨＡＺ靭性の確保も課題としている。特許文献１および２に係る厚鋼板では、低降伏比の実現のため、板厚４分の１部分の組織において、フェライト粒径を複数の数値範囲に区分しそれぞれの数値範囲毎の個数割合を要件の一つとすることでこれらの課題を解決している。
特開２０１９-２１４７５１号公報 特開２０１９-２１４７５２号公報
　厚鋼板を溶接してタンクを製造する際に生産性の観点から、入熱量が７ｋＪ／ｍｍ以上である大入熱溶接を適用したいとの要望がある。この場合、厚鋼板自体が優れた低温靭性を有するだけでなく、大入熱溶接特性、すなわち大入熱溶接による熱影響部（ＨＡＺ）の低温靭性も優れている必要がある。
　しかしながら、特許文献１および２は大入熱溶接についての言及がなく、これらに記載の鋼板では優れた大入熱溶接特性が得られない虞がある。また従来の手法を用いて化学組成および製造方法を調整して低温靭性と大入熱溶接特性の両方の特性を得ようとするとアンモニアを積載するタンク用鋼板に求められる上述の引張応力の範囲（４４０ＭＰａ以上、５６０ＭＰａ以下）と降伏強度の範囲（３２５ＭＰａ以上、４４０ＭＰａ以下）の両方を満足することが困難であるという問題がある。
　本開示は、このような状況を鑑みてなされたものであり、アンモニアを積載するタンク用鋼板に求められる引張応力の範囲と降伏強度の範囲の両方を満足し、且つ低温靭性および大入熱溶接特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。
　本発明の態様１は、Ｃ：０．０４～０．１６質量％、Ｓｉ：０．１０～０．５０質量％、Ｍｎ：０．６０～１．６０質量％、Ｐ：０．００５～０．０３０質量％、Ａｌ：０．０１５～０．０５０質量％、Ｔｉ：０．００５～０．０２０質量％、Ｃａ：０．０００５～０．００２５質量％、Ｏ：０．０００８～０．００２５質量％、Ｂ：０．０００５～０．００２０質量％、Ｎ：０．００３０～０．００６０質量％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物から成り、下記（１）式および（２）式を満足し、表面からの板厚方向の距離が板厚の４分の１の部分である板厚方向ｔ／４位置における金属組織が、面積比でフェライト組織とパーライト組織を合計で９０％以上含み、残部が島状マルテンサイト組織およびベイナイト組織の一つ以上からなり、引張試験により求める上降伏点と下降伏点の差が３０ＭＰａ以下である鋼板である。

　３［Ｓｉ］＋６．３［Ｐ］＋１．４［Ａｌ］≧０．６３　　（１）
　ここで、［Ｓｉ］、［Ｐ］および［Ａｌ］は、それぞれ、質量％で示したＳｉ、ＰおよびＡｌの含有量である。

　［Ｃａ］／［Ｏ］≧０．２　　（２）
　ここで、［Ｃａ］および［Ｏ］は、それぞれ、質量％で示したＣａおよびＯの含有量である。
　本発明の態様２は、Ｖ：０．００３～０．５０質量％、Ｎｂ：０．００３～０．０２０質量％、Ｃｕ：０．０５～０．２５質量％、Ｎｉ：０．０５～０．２５質量％、Ｃｒ：０．０５～０．２５質量％、Ｍｏ：０．０５～０．２５質量％、Ｚｒ：０．０００１～０．０１０質量％、Ｍｇ：０．０００１～０．０１０質量％およびＲＥＭ：０．０００１～０．０１０質量％からなる群から選択される１種以上を更に含む態様１に記載の鋼板である。
　本発明の態様３は、
　Ｃ　：０．０４～０．１６質量％
　Ｓｉ：０．１０～０．５０質量％、
　Ｍｎ：０．６０～１．６０質量％、
　Ｐ　：０．００５～０．０３０質量％、
　Ａｌ：０．０１５～０．０５０質量％、
　Ｔｉ：０．００５～０．０２０質量％、
　Ｃａ：０．０００５～０．００２５質量％、
　Ｏ　：０．０００８～０．００２５質量％、
　Ｂ　：０．０００５～０．００２０質量％、
　Ｎ　：０．００３０～０．００６０質量％を含み、
　残部がＦｅおよび不可避的不純物から成り、
　下記（１）式および（２）式を満足する鋼材を準備する工程と、
　前記鋼材を１０００～１１５０℃に加熱後、８２０℃以上の温度域での圧下率３０％以上、７９０℃以上、８２０℃未満の温度域での圧下率を１０％以上、かつ熱間圧延終了温度を７５０℃以上で熱間圧延し、続いて下記（３）式で示すＡｒ３点より低く且つＡｒ３点－１５０℃またはそれ以上の温度である加速冷却開始温度まで平均冷却速度０．５～３．０℃／秒で冷却し、前記加速冷却開始温度から５００℃以上６５０℃以下の加速冷却終了温度までの間を４～９℃／秒の平均冷却速度で冷却する圧延工程と、
を含む、
　表面からの板厚方向の距離が板厚の４分の１の部分である板厚方向ｔ／４位置における金属組織が、面積比でフェライト組織とパーライト組織を合計で９０％以上含み、残部が島状マルテンサイト組織およびベイナイト組織の一つ以上からなり、引張試験により求める上降伏点と下降伏点の差が３０ＭＰａ以下である鋼板の製造方法である。

　３［Ｓｉ］＋６．３［Ｐ］＋１．４［Ａｌ］≧０．６３　　（１）
　ここで、［Ｓｉ］、［Ｐ］および［Ａｌ］は、それぞれ、質量％で示したＳｉ、ＰおよびＡｌの含有量である。

　［Ｃａ］／［Ｏ］≧０．２　　（２）
　ここで、［Ｃａ］および［Ｏ］は、それぞれ、質量％で示したＣａおよびＯの含有量である。

　Ａｒ３（℃）＝９１０－３１０［Ｃ］－８０［Ｍｎ］－２０［Ｃｕ］－１５［Ｃｒ］－５５［Ｎｉ］－８０［Ｍｏ］　　（３）
　ここで、［C］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］および［Ｍｏ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏの含有量である。
　本発明の態様４は、前記鋼材が、Ｖ：０．００３～０．５０質量％、Ｎｂ：０．００３～０．０２０質量％、Ｃｕ：０．０５～０．２５質量％、Ｎｉ：０．０５～０．２５質量％、Ｃｒ：０．０５～０．２５質量％、Ｍｏ：０．０５～０．２５質量％、Ｚｒ：０．０００１～０．０１０質量％、Ｍｇ：０．０００１～０．０１０質量％およびＲＥＭ：０．０００１～０．０１０質量％からなる群から選択される少なくとも１種を更に含む請求項３に記載の鋼板の製造方法である。
　本発明の実施形態によれば、アンモニアを積載するタンク用鋼板に求められる引張応力の範囲と降伏強度の範囲の両方を満足し、且つ低温靭性および大入熱溶接特性に優れる鋼板およびその製造方法を提供することが可能である。
　船舶のタンクに用いる厚鋼板のほとんどは、引張特性を評価するべく引張試験を実施し応力－歪線図を得ると上降伏点と下降伏点が現れる上降伏点-下降伏点型であり、上降伏点の値を降伏強度として用いている。発明者らは上降伏点と下降伏点の差に注目し検討を進めた。そして、上降伏点と下降伏点の差を３０ＭＰａ以下と小さい値にすることで、低温靭性および大入熱溶接特性を向上させるように化学組成および製造条件の条件を適正化してもアンモニアを積載するタンク用鋼板に求められる引張応力の範囲と降伏強度の範囲の両方を満足できることを見出した。
　上降伏点と下降伏点の差を小さくするべく、組成については個々の元素の含有量を適正化するだけでなく、詳細を詳述するようにＳｉとＰとＡｌの含有量について所定の関係を満足するように制御する。
　そして、このように組成を制御した鋼材を適切な温度に加熱し熱間圧延する際に、温度域ごとに圧下率を制御し、熱間圧延終了温度を適正な範囲とし、さらにＡｒ３点まで徐冷した後、Ａｒ３点よりも低い加速冷却開始温度から所定の加速冷却終了温度までの間を所定の冷却速度で加速冷却することで、上降伏点と下降伏点の差を３０ＭＰａ以下と非常に小さい値にできる。
　このように組成及び圧延条件を適正化することにより、上降伏点と下降伏点の差を３０ＭＰａ以下にできる理由については、フェライト中の可動転位密度を増やすことができたためと考えられる。このフェライト中の可動転位密度を増やすという技術思想は現在得られている知見から妥当性があると考えられるものの、フェライト部分のみの可動転位密度を測定することが困難であることもあり、本発明の技術的範囲を制限することを意図したものではないことに留意されたい。
　上述の条件の熱間圧延を経て得られた鋼板（厚鋼板）の大入熱溶接特性（大入熱溶接による溶接熱影響部の低温靭性）をさらに改善するためには、個々の元素の含有量を制御することに加えＣａ量とＯ量の比を適正な範囲に管理することが必要であることを見出し、本発明の実施形態に係る鋼板に至った。
　以下に、本発明の実施形態の詳細を示す。
＜１．化学成分組成＞
　本発明の実施形態に係る鋼板はＣ：０．０４～０．１６質量％、Ｓｉ：０．１０～０．５０質量％、Ｍｎ：０．６０～１．６０質量％、Ｐ：０．００５～０．０３０質量％、Ａｌ：０．０１５～０．０５０質量％、Ｔｉ：０．００５～０．０２０質量％、Ｃａ：０．０００５～０．００２５質量％、Ｏ：０．０００８～０．００２５質量％、Ｂ：０．０００５～０．００２０質量％、Ｎ：０．００３０～０．００６０質量％を含有する。
　以下、各元素について詳述する。
〔１-１.基本成分〕
（Ｃ：０．０４～０．１６質量％）
　Cは、鋼の強度を増加させる元素であり、所望の高強度を確保するためには、０．０４質量％以上の含有を必要とする。一方、０．１６質量％を超えて含有すると低温靭性の低下を招く。このため、Cは０．０４～０．１６質量％の範囲に規定した。強度を確保しやすくするために好ましいC含有量の下限は０．０６質量％である。また、C含有量の上限はより高靱性とするため好ましくは０．０８質量％である。
（Ｓｉ：０．１０～０．５０質量％）
　Ｓｉはセメンタイト生成を抑制し、フェライト中の可動転位を増加させるため０．１０質量％以上の含有を必要とする。一方、０．５０質量％を超えて多量に含有すると、大入熱溶接特性が劣化する。このため、Ｓｉは０．１０～０．５０質量％の範囲に規定した。Ｓｉ含有量の下限は、可動転位導入への寄与をより大きくするために、好ましくは０．２０質量％である。また、Ｓｉ含有量の上限はより継手靱性を高靱化する（大入熱溶接特性を向上する）ために好ましくは０．３０質量％である。
（Ｍｎ：０．６０～１．６０質量％）
　Ｍｎは強度上昇に寄与するために、０．６０質量％以上の添加を必要とする。一方、過剰なＭｎの添加は大入熱溶接特性を低下させる。このため、Ｍｎ含有量は０．６０～１．６０質量％の範囲に規定した。Ｍｎ含有量の下限は、より強度上昇に寄与させるために、好ましくは１．３５質量％である。また、Ｍｎ含有量の上限はより大入熱溶接特性を向上するために好ましくは１．４５質量％である。
（Ｐ：０．００５～０．０３０質量％）
　Ｐは鋼中に不可避的に含まれる不純物元素であるが、以下の理由から不純物元素として通常許容される範囲よりも狭い範囲に制御する。
　Ｐ含有量が０．００５質量％以上だとセメンタイト生成を抑制し、フェライト中の可動転位を増加させる。しかし、低温靭性を劣化させることから、０．０３０質量％以下とした。Ｐ含有量の上限は、より低温靱性の劣化を抑制するために、好ましくは０．０１質量％である。
（Ａｌ：０．０１５～０．０５０質量％）
　Ａｌはセメンタイト生成を抑制し、フェライト中の可動転位の増加に寄与し、また脱酸剤として清浄度向上に寄与する。両効果を発揮するためには０．０１５質量％以上の添加を必要とするが、０．０５０質量％を越えて添加すると清浄度が低下する。このため、Ａｌ含有量は０．０１５～０．０５０質量％の範囲に規定した。
（Ｔｉ：０．００５～０．０２０質量％）
　Ｔｉは鋼の凝固時にＴｉＮとなって析出し、大入熱溶接時の溶接熱影響部のオーステナイトの粗大化抑制およびフェライト変態の生成核となり高靱化に寄与する。大入熱溶接特性確保のためＴｉの含有量は０．００５質量％以上とするが、Ｔｉ含有量が０．０２０質量％を超えるとＴｉＮの粗大化による低靱化を招くため０．００５～０．０２０質量％とした。Ｔｉ含有量の下限は、より大入熱溶接特性の向上に寄与させるために、好ましくは０．００９質量％である。また、Ｔｉ含有量の上限はより高靱化するために好ましくは０．０１５質量％である。
（Ｃａ：０．０００５～０．００２５質量％）
　Ｃａは大入熱溶接を含む溶接熱影響部における結晶粒の粗大化の抑制に有効であるため、０．０００５質量％以上の含有量を必要とする。一方、Ｃａ含有量が過剰になると清浄度の低下による低靱化を招くため０．００２５質量％以下とした。
（Ｏ：０．０００８～０．００２５質量％）
　Ｏは溶接熱影響部においてＣａと結合し粗大なＴｉＮの晶出を抑制し、大入熱溶接時の溶接熱影響部の低温靭性（大入熱溶接特性）向上に有効である。この効果を有効に発揮するためには０．０００８質量％以上のO含有量を必要とする。一方、O含有量が過剰となると清浄度の低下による低靱化を招くため０．００２５質量％以下とした。
（Ｂ：０．０００５～０．００２０質量％）
　大入熱溶接時の溶接熱影響部の結晶粒径粗大化抑制による靱性（低温靭性）の確保のために、Ｂ含有量を０．０００５質量％以上とする。一方、B含有量が過剰になると靭性を低下させる。このため、Ｂ含有量は０．０００５～０．００２０質量％とした。Ｂ含有量の下限は、より高靱化に寄与させるために、好ましくは０．０００９質量％である。また、B含有量の上限はより高靱化するために好ましくは０．００１５質量％である。
（Ｎ：０．００３０～０．００６０質量％）
　Ｎは固溶状態では靭性を低下させるためその含有量を０．００６０質量％以下とする必要がある。一方、ＡｌＮを形成して結晶粒を微細化する効果もあるため０．００３０質量％以上とする必要がある。このため、Ｎ含有量を０．００３０～０．００６０質量％とした。
　また、低温靭性をより高めるためにN含有量の上限は０．００５０質量％とすることが好ましい。
（Ｓｉ含有量、Ｐ含有量およびＡｌ含有量が満たすべき関係）
　上降伏点と下降伏点の差はフェライト中の可動転位が増加するほど小さくなる。フェライト－パーライト二相組織においてセメンタイトに固溶し難い元素が多いとパーライト変態温度が低温側にシフトし、フェライト中に変態膨張による可動転位がより多く導入される。下記の（１）式の左辺に示すパラメータは、セメンタイトに固溶し難い元素であるＳｉ、ＰおよびＡｌについて、それぞれの元素の拡散係数を考慮して導き出した、パーライト変態により導入される可動転位の量に対応した指標である。上降伏点と下降伏点の差を３０ＭＰａ以下と十分に小さくするために当該パラメータは（１）式に示すように０．６３以上とする。

　３［Ｓｉ］＋６．３［Ｐ］＋１．４［Ａｌ］≧０．６３　　（１）
　ここで、［Ｓｉ］、［Ｐ］および［Ａｌ］は、それぞれ、質量％で示したＳｉ、ＰおよびＡｌの含有量である。

　なお、可動転位をより増加させるために、（１）式左辺のパラメータは、０．７４以上であること（すなわち、３［Ｓｉ］＋６．３［Ｐ］＋１．４［Ａｌ］≧０．７４）が好ましい。
（Ｃａ含有量およびＯ含有量が満たすべき関係）
　ＣａＯは、鋼の凝固時に粗大なＴｉＮが形成されるのを抑制することから、大入熱溶接時の溶接熱影響部の低温靭性（大入熱溶接特性）の向上に寄与する。
　（２）式の左辺に示すパラメータは、ＣａＯ量に対応した指標である。大入熱溶接特性向上の効果を発揮するために当該パラメータを０．２以上とする。

　［Ｃａ］／［Ｏ］≧０．２　　（２）
　ここで、［Ｃａ］および［Ｏ］は、それぞれ、質量％で示したＣａおよびＯの含有量である。

　なお、より大きな大入熱溶接特性向上の効果を得るためには、（２）式左辺のパラメータは０．３以上であること（すなわち、［Ｃａ］／［Ｏ］≧０．３）が好ましい。
　基本成分は上記のとおりであり、好ましい実施形態の１つでは、残部は鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容される。代表的な不可避不純物としてＳが挙げられ、０．０５質量％以下を含んでも問題ない。Ｓ以外の不純物元素の例として、Ａｓ、Ｓｎ、ＳｂおよびＨ等を挙げることができる。
　なお、例えば、Ｐのように、通常、不可避不純物元素として取り扱われることが多いが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
　〔１-２.選択的添加元素〕
　さらに、本発明の別の好ましい実施形態では、本発明の実施形態に係る作用を損なわない範囲で必要に応じて上述した以外の元素を添加してよい。そのような選択的に添加する元素の含有量の例として、Ｖ：０．００３～０．５０質量％、Ｎｂ：０．００３～０．０２０質量％、Ｃｕ：０．０５～０．２５質量％、Ｎｉ：０．０５～０．２５質量％、Ｃｒ：０．０５～０．２５質量％、Ｍｏ：０．０５～０．２５質量％、Ｚｒ：０．０００１～０．０１０質量％、Ｍｇ：０．０００１～０．０１０質量％およびＲＥＭ：０．０００１～０．０１０質量％からなる群から選択される１種以上を挙げることができる。
　これらの選択的元素は含有される元素に応じて鋼の特性が更に改善される。各々の選択的元素の効果を以下に示す。
（Ｖ：０．００３～０．５０質量％）
　Ｖは、焼入れ性を高めて高強度を確保するのに有用な元素である。当該効果を発揮させる場合は、Ｖ含有量を０．００３質量％以上とする。Ｖ含有量は好ましくは０．０１質量％以上である。しかし過剰に含まれると、大入熱溶接時のＨＡＺ靭性が劣化するためＶ含有量は０．５０質量％以下とする。Ｖ含有量は好ましくは０．２５質量％以下である。
（Ｎｂ：０．００３～０．０２０質量％）
　Ｎｂは、オーステナイト結晶粒の再結晶抑制効果を通じてフェライト結晶粒の微細化効果を有する元素である。当該効果を得るため、Ｎｂを０．００３質量％以上含有させる。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．００８質量％以上である。一方、Ｎｂ含有量が過剰になると靭性が低下するため、その上限を０．０２０質量％とした。Ｎｂ含有量は好ましくは０．０１８質量％以下である。
（Ｃｕ：０．０５～０．２５質量％）
　Ｃｕは、強度向上に有効な元素である。当該効果を発揮させる場合は、Ｃｕ含有量を０．０５質量％以上とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．１０質量％以上である。Ｃｕ含有量が多過ぎると、熱間加工の際に割れが発生しやすくなるので、Ｃｕ含有量は０．２５質量％以下、好ましくは０．２０質量％以下とする。
（Ｎｉ：０．０５～０．２５質量％）
　Ｎｉは、鋼板における良好な低温靭性を確保し、鋼板の強度と低温靭性の両特性を向上させるのに有用な元素である。当該効果を発揮させるため、Ｎｉ含有量を０．０５質量％以上とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは、０．１０質量％以上、より好ましくは０．１５質量％以上である。一方、Ｎｉ含有量が過剰になると、Ｎｉによる強度と靭性に及ぼす効果のバランスが崩れて、低温での延性破壊の抑制効果よりも強度上昇効果が勝り、低温靭性が劣化するため、Ｎｉ含有量を０．２５質量％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．２０質量％以下である。
（Ｃｒ：０．０５～０．２５質量％）
　Ｃｒは、鋼板の高強度化に有効な元素であり、その効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるに０．０５質量％以上含有させる。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．１０質量％以上である。しかしＣｒ含有量が過剰になると、強度の過大な上昇を招き、母材および大入熱溶接部を含むＨＡＺの靭性が劣化するため、Ｃｒ含有量は０．２５質量％以下に抑える。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．２０質量％以下である。
（Ｍｏ：０．０５～０．２５質量％）
　Ｍｏは、鋼板の高強度化に有効な元素であり、その効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるに０．０５質量％以上含有させる。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．１０質量％以上である。しかしＭｏ含有量が過剰になると、強度の過大な上昇を招き、母材および大入熱溶接部を含むＨＡＺの靭性が劣化するため、Ｍｏ含有量は０．２５質量％以下に抑える。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．２０質量％以下である。
（Ｚｒ：０．０００１～０．０１０質量％）
　Ｚｒは、Ｔｉと同様に窒化物を形成し、大入熱溶接特性を向上させるのに有効である。Ｚｒ含有量の下限は、前記効果を確実に得られように０．０００１質量％、好ましくは０．０００５質量％、さらに好ましくは０．００１０質量％とする。一方、Ｚｒ含有量が過剰になると清浄度の低下を招く。従ってＺｒ含有量は、０．０１０質量％以下、好ましくは０．００５質量％以下、さらに好ましくは０．００３質量％以下とする。
（Ｍｇ：０．０００１～０．０１０質量％）
　Ｍｇは、酸化物、硫化物および酸硫化物等を形成してＨＡＺの結晶粒の粗大化を防止するのに有効である。Ｍｇ含有量の下限は、前記効果を確実に得るために０．０００１質量％、好ましくは０．０００５質量％、さらに好ましくは０．００１０質量％とする。一方、Ｍｇ含有量が過剰となると清浄度が低下する。従って、Ｍｇ含有量は、０．０１０質量％以下、好ましくは０．００５質量％以下、さらに好ましくは０．００３質量％以下とする。
（ＲＥＭ：０．０００１～０．０１０質量％）
　ＲＥＭ（希土類元素）は、酸化物、硫化物および酸硫化物等を形成してＨＡＺの結晶粒の粗大化を防止するのに有効である。ＲＥＭ含有量の下限は、前記効果を確実に得るために０．０００１質量％、好ましくは０．０００５質量％、さらに好ましくは０．００１０質量％とする。一方、ＲＥＭ含有量が過剰となると清浄度が低下する。従って、ＲＥＭ含有量は、０．０１０質量％以下、好ましくは０．００５質量％以下、さらに好ましくは０．００３質量％以下とする。
　ＲＥＭ含有量とはＳｃ、Ｙの２元素と、ＬａからＬｕまでの１５元素の計１７元素の合計含有量を意味し、ＲＥＭを含有するとは、これら１７元素から選択される１つ以上を含有することを意味する。
＜２．金属組織＞
　本発明の実施形態に係る鋼板は、表面からの板厚方向の距離が板厚の４分の１の部分（以下単に「板厚方向ｔ／４位置」という場合がある。ここでｔは板厚）における金属組織が、面積比でフェライト組織とパーライト組織を合計で９０％以上含んでいる。そして、残部の組織は島状マルテンサイト組織およびベイナイト組織の一方または両方である。
　金属組織を評価する位置を表面から板厚方向に４分の１位置としたのは、この部分が鋼板の金属組織を示すのに一般的に代表的な位置とされるからである。過剰な強度上昇を抑制するという観点からフェライト組織とパーライト組織を面積比で９０％以上にする必要がある。なお、フェライト組織とパーライト組織の分率は特に限定するものではなく、例えばフェライト組織だけで面積比で金属組織全体の９０％以上としても問題ない。
＜３．上降伏点と下降伏点の差＞
　上述のように本発明の実施形態に係る鋼板は、個々の元素の組成に加えて、ＣａとＯの比も所定の範囲内に管理すること及び後述の製造方法により優れた低温靭性および優れた大入熱溶接特性を得ている。そして、これらの特性を満足しつつ、且つアンモニアを積載するタンク用鋼板に求められる上述の引張応力の範囲（４４０ＭＰａ以上、５６０ＭＰａ以下）と降伏強度の範囲（３２５ＭＰａ以上、４４０ＭＰａ以下）の両方を満足するように上降伏点と下降伏点の差を３０ＭＰａ以下としている。
　上降伏点と下降伏点は、詳細を実施例で示すようにＪＩＳ　Ｚ　２２４１に従った引張試験を行うことで求めることができる。
　なお、鋼材の引張試験により得られる応力－歪曲線は大別すると２つのタイプがあることが知られている。１つは、歪を付与していくと応力が歪に比例して増加していき上降伏点に到達すると応力が低下し、歪が増加しても応力が増加しない領域である降伏棚が現れ、この時の応力を下降伏点と呼ぶ上降伏-下降伏型である。もう一方は、明確な上降伏点と下降伏点および降伏棚が観察されず歪の増加とともに連続的に強度が増加するラウンドカーブ型である。
　ラウンドカーブ型では、明確な降伏点が現れないため通常、歪量０．２％時の応力である０．２％耐力を降伏強度として用いる。このように０．２％耐力を降伏強度とすること、および明確な上降伏点と下降伏点が現れないことから、ラウンドカーブ型では、上降伏点と下降伏点の両方が０．２％耐力に等しく、従って上降伏点と下降伏点の差はゼロであるとみなすという考え方もあり得る。しかしながら、０．２％耐力直後のひずみ範囲（すなわち、歪量が０．２％を僅かに上回る領域）で応力が上昇し続け耐応力腐食割れ性の劣化を招くという問題を生じ得る。このため、本発明の実施形態に係る鋼板は、引張試験により得られる応力－歪曲線が上降伏－下降伏型であり、且つ上降伏点と下降伏点の差が３０ＭＰａ以下と小さい鋼鈑である。そして、このような鋼板は上述のように化学成分をコントロールし、以下の製造方法を適用することにより得ることができる。
＜４．製造方法＞
　冷間加工用機械構造用鋼は、以下に詳細を示すように、所定の組成を有する鋳片等の鋼材を準備し、この鋼材を適切な温度に加熱し、熱間圧延する際に、温度域ごとに圧下率を制御し、熱間圧延終了温度を適正な範囲とし、さらにＡｒ３点まで徐冷した後、Ａｒ３点より低い所定の加速冷却開始温度から所定の加速冷却終了温度までの間を所定の冷却速度で加速冷却することで製造できる。
［４－１．所定の化学組成を有する鋼材の準備］
　次の圧延工程で熱間圧延に供するために上述の「１．化学成分組成」に示した組成を有する鋼材を準備する。当該鋼材は厚板の熱間圧延に通常用いられる鋼材であってよい。このような鋼材として鋳片を挙げることができる。鋳片の例として、連続鋳造法を用いて得たスラブおよび鋳型を用いた造塊法で得た鋳塊を挙げることができる。必要に応じてこれらのスラブおよび鋳塊は表面処理、熱処理および加工処理等の処理を行って圧延用の鋼材としてよい。また、連続鋳造を行う際に用いるタンディッシュは熱間再使用タンディッシュであることが好ましい。溶鋼中のO濃度を容易に低減できるからである。
［４－２．圧延〕
　上述の鋼材を熱間圧延する。
（加熱）
　まず、鋼材を１０００℃～１１５０℃に加熱する。加熱温度が１１５０℃を超えるとオーステナイト粒径が粗大となり靭性が低下し、一方、加熱温度が１０００℃より低いと後述する圧延温度の確保が困難となり所望の特性を得られないからである。
（熱間圧延）
　加熱した鋼材を熱間圧延する。低温靭性および大入熱溶接特性の向上を目的にオーステナイト粒径を微細化するために、再結晶域での圧下率３０％以上、未再結晶域での圧下率１０％以上と、それぞれの温度域毎に圧下率を制御する。上述の「１．化学成分組成」で説明した本発明の実施形態に係る鋼板の成分系では再結晶域は８２０℃以上であり、未再結晶域は７９０℃以上８２０℃未満（下限の７９０℃は確実にオーステナイト領域である下限温度）である。よって、８２０℃以上の温度域での圧下率３０％以上、７９０℃以上、８２０℃未満の温度域での圧下率を１０％以上とする。
　これらの圧下率は、１パスの圧延により達成してもよく、また複数パスの圧延のトータルの圧下量として達成してもよい。また、ここでいう温度域の温度は圧延ロール入口側の鋼材の温度に相当する。
　なお再結晶域温度は以下の方法により決定した。圧延鋼板のｔ／２位置（表面から厚さ方向に板厚の二分の一の位置）が中心軸となるようにφ１２×１２Ｌの試験片を採取し、熱間加工再現試験機を用いて１０７０℃に加熱後、種々圧下温度で圧下し得られた応力-歪曲線において加工硬化による強度上昇が単調増加しない温度域を再結晶温度域とした。
　また、熱間圧延終了温度（圧延最終パスにおける圧延ロール出口側での鋼材の温度）を７５０℃以上とする。過剰に強度が上昇するのを避けるためとともに低温靭性が悪化するのを避けるためである。
　なお、熱間圧延終了温度７５０℃以上を満足する限りは、上述した７９０℃以上８２０℃未満の温度域での圧延に加えて、温度域７９０℃未満での圧延を行ってもよく、また行わなくてもよい。
（圧延後冷却）
　熱間圧延完了後直ちに鋼材（圧延鋼板）を以下の条件で冷却する。
　熱間圧延終了温度から加速冷却開始温度までは例えば空冷等の徐冷手段により平均冷却速度０．５～３．０℃／秒で冷却する。鋼板表層におけるベイナイトの生成を抑制するためである。加速冷却開始温度は、Ａｒ３点より低く且つＡｒ３点－１５０℃またはそれ以上の温度（Ａｒ３点より低い温度であって、Ａｒ３点から１５０℃以内の温度）である。
　続いて、加速冷却開始温度から５００℃以上６５０℃以下の間に設けた加速冷却終了温度の間を平均冷却速度４～９℃／秒で冷却（加速冷却）する。
　加速冷却開始温度がＡｒ３点－１５０℃よりも低いと粗大な初析フェライトが析出し低強度化を招いてしまう。このため加速冷却温度はＡｒ３点－１５０℃またはそれ以上の温度（（Ａｒ３点－１５０℃）以上の温度）とした。
　平均冷却速度が４℃／秒未満であるか、または加速冷却終了温度が６５０℃より高いとフェライト中の可動転位の密度が十分でなく上降伏点と下降伏点の差が十分に小さくならない。また、平均冷却速度が９℃／秒より高い、または加速冷却終了温度が５００℃より低いとベイナイトが過剰に生成し強度が過度に高くなる。
　加速冷却開始温度は加速冷却終了温度より５０℃以上高いことが好ましい。加速冷却温度と加速冷却終了温度の差が５０℃以上だと加速冷却による高強度化効果が大きくなるからである。
　Ａｒ３点は下記の（３）式により求めることができる。この場合、Ｃｕ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏを不純物レベルしか含まない場合は、これらの量を０として計算してもよい。

　Ａｒ３（℃）＝９１０－３１０［Ｃ］－８０［Ｍｎ］－２０［Ｃｕ］－１５［Ｃｒ］－５５［Ｎｉ］－８０［Ｍｏ］　　（３）
　ここで、［C］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］および［Ｍｏ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏの含有量である。
　フェライト中の可動転位の密度をさらに高め、上降伏点と下降伏点の差をより小さくするために以下に示す第１の手段と第２の手段の２つの手段がある。これら２つの手段の１つまたは２つを行ってもよい。
第１の手段：
　上述の加速冷却の後、５００℃～２００℃の間を平均冷却速度０．５～４．０℃／秒で冷却する。なお、この温度域で空冷を行った場合の平均冷却速度は０．１～０．４℃／秒であることから、通常の空冷よりは速い速度で冷却することを意味する。
第２の手段：
　上述の加速冷却後、表面からの板厚方向の距離が板厚の４分の１の部分（すなわち、板厚方向ｔ／４位置。ここでｔは板厚）における歪が０．２％以上となるように塑性加工を行う。このような塑性加工として上下ロール等の対になったロールによる軽圧下、プレス加工、引張によるひずみ導入を例示できる。
　この塑性加工は加速冷却後であれば如何なる温度、例えば温間または冷間で行ってよい。
　第１の手段は、熱間圧延後の冷却の際に比較的容易に実施できることから実施するのが好ましい。
　一方、第２の手段は、付加的に塑性加工を行うことから高い生産性を確保したい場合は実施しない方が好ましい。しかし、より高いフェライト中の可動転位密度を得ることを重視する場合は実施することが好ましい。
　なお、以上に説明した圧延工程の中に記載した鋼材の温度は、例えば放射温度計等の非接触温度計で測定してもよく、熱電対等の接触温度計で測定してもよい。また、シミュレーション等により確認してもよい。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前述および後述する趣旨に合致し得る範囲で、適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
１．サンプル作製
　表１に示す成分組成の鋼を転炉溶製によって溶製した。これらの溶鋼を用いて連続鋳造にて鋳片（スラブ）を得た。
　表１には、基本成分であるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｏ、ＢおよびＮと、選択成分であるＶ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏと、不可避不純物であるＳの含有量を示した。残部はＦｅと、Ｓ以外の不可避不純物である。表中の記載「-」は、不純物レベル以下でしか含有していないことを示す。表１にはさらに（１）式左辺の値、（２）式左辺の値および（３）式を用いて求めたＡｒ３点を示す。また、本発明の実施形態から外れている値には下線を付した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　得られた鋳片を１０００～１１５０℃に加熱したのち圧延を行い、板厚１２～１６ｍｍの鋼板サンプル（熱間圧延板）を得た。圧延条件、より詳細には、８２０℃以上の温度域での圧下率、７９０℃以上、８２０℃未満の温度域での圧下率（７９０℃未満の温度域での熱間圧延は行っていない）、熱間圧延終了温度（ＦＲＴ）、熱間圧延終了温度から加速冷却開始温度までの平均冷却速度、加速冷却開始温度、加速冷却終了温度、加速冷却時の平均冷却速度（加速冷却開始温度から加速冷却終了温度までの平均冷却速度）、加速冷却後の冷却速度および歪導入の有無（歪導入ありの場合は歪量も記載）を表２に示す。表２には表１に示したＡｒ３点も参考のため記載した。
　なお、表２において、本発明の実施形態の条件から外れる条件については下線を付した。
　熱間圧延終了温度から加速冷却開始温度までは空冷を行った。
　鋼鈑サンプルＮｏ．６および７は加速冷却を行わず熱間圧延終了温度から「加速冷却終了温度」欄に記載された温度まで空冷を行った。このため、鋼板サンプルＮｏ．６および７では「加速冷却完了温度」とは「加速冷却後の冷速」を開始した温度を意味する。また、このように空冷を行ったことから、鋼鈑サンプルＮｏ．６および７は他のサンプルの加速冷却に相当する温度域での平均冷却速度が４．０℃／秒よりもかなり低いことを意味する。
　加速冷却後の平均冷却速度は５００℃から２００℃まで間の平均冷却速度である加速冷却後の平均冷却速度が「空冷」であるサンプルは加速冷却後の平均冷却速度が０．１～０．４℃／秒の範囲内であったことを意味する。
　また、加速冷却後に歪導入を行ったサンプル（サンプル３）は、常温まで冷却後、上下ロールにより常温にて板厚方向の塑性率が１パス目：８５％、２パス目：７５％、３パス目：６５％となるよう圧下設定にて軽圧下を施すことにより板厚方向ｔ／４位置における歪が１．５％となる塑性加工を行った。なお、導入歪の値は導入前後の引張試験による応力―ひずみ曲線を比較し導出した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
２．サンプル評価
　各鋼板に対して詳細を以下に示す方法により組織観察、引張試験、シャルピー衝撃試験およびＨＡＺ靭性評価を行った。
＜金属組織の観察＞
　それぞれの鋼板サンプルについて、後述する衝撃試験片採取位置と同じ板厚ｔ／４位置において、光学顕微鏡を用い倍率１００倍で、視野が６００μｍ×８００μｍの領域を観察し、画像解析ソフトを用いて、フェライトとパーライトの面積率を測定した。また、フェライト＋パーライトの合計面積率が１００％でなかったサンプルについて、フェライトとパーライト以外の部分、すなわち残部の組織が何であるかも確認した。
＜引張試験＞
　各鋼板サンプルの板厚ｔ／４位置から、圧延方向および板厚方向に垂直にＪＩＳ　Ｚ　２２４１の４号試験片（丸棒形状）（丸棒の中心軸が板厚ｔ／４位置となるように採取）、あるいはＪＩＳ　Ｚ　２２４１の１B号試験片（平板引張、全厚採取）を用いてＪＩＳ　Ｚ　２２４１に従って引張り試験を実施し応力－ひずみ曲線を得た。そして、この応力－ひずみ曲線をもとにＪＩＳ　Ｚ　２２４１で定められる上降伏点と下降伏点を求めた。各サンプルについて得られた上降伏点と下降伏点の差を表３に示す。
　得られた応力－ひずみ曲線から引張応力（引張強さ）も求めた。また、上降伏点を降伏強度とした。引張応力および降伏強度も表３に示す。引張応力は４４０ＭＰａ以上、５６０ＭＰａ以下を合格とし、降伏強度は３２５ＭＰａ以上、４４０ＭＰａ以下を合格とした。
＜シャルピー衝撃試験＞
　試験片の中心軸が鋼板サンプルの表面から６ｍｍの深さの位置となり、試験片の長手方向が圧延方向と平行となるように、フルサイズのシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ　Ｚ　２２０２のＶノッチ試験片）を各鋼板サンプルから３本ずつ採取した。得られたシャルピー衝撃試験片について－４０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギーｖＥ－４０℃を測定した。これら各３本ずつのシャルピー衝撃試験測定結果の平均値（ｖＥ－４０℃を（ａｖｅ.））を表３の「ｖＥ－４０℃」欄に示す。ｖＥ－４０℃を（ａｖｅ.）が２００Ｊを超えるものを低温靭性が十分であると判定した。
＜ＨＡＺ靭性評価＞
　鋼板サンプルのｔ／２位置から５５ｍｍ（圧延方向）×３２３ｍｍ（圧延方向および板厚方向に垂直の方向）×１２．５ｍｍ（板厚）の試験片を採取した（試験片の板厚方向の中心がｔ／２の位置となるように採取）。得られた試験片を１４６０℃で６０秒間保持した後、８００℃から５００℃までの冷却時間が３４０秒となるように速度を制御して冷却した。これは、片面ＳＡＷの大入熱（約９ｋＪ／ｍｍ）溶接を施したときを模擬した熱サイクルである。これら試験片から、フルサイズのシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ　Ｚ　２２０２のＶノッチ試験片）を３本ずつ採取し、－２０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギーｖＥ－２０℃を測定した。これら各３本ずつのシャルピー衝撃試験測定結果の平均値（ｖＥ－２０℃を（ａｖｅ.））を表３の「ＨＡＺ靭性ｖＥ－２０℃」欄に示す。ＨＡＺ靭性ｖＥ－２０℃が３０Ｊを超えるものをＨＡＺ靭性（大入熱溶接特性）が十分であると判定した。
　なお、ＨＡＺ靭性評価は鋼板サンプルＮｏ．１、２、４および８についてのみ行った。鋼板サンプルＮｏ．２と鋼板サンプルＮｏ．３は化学組成と製造条件において、歪導入の有無が違うだけである。すなわち、ＨＡＺ靭性（大入熱溶接特性）に影響を及ぼす化学組成および圧延時の圧下率が同条件であることから、鋼板サンプルＮｏ．３のＨＡＺ靭性は鋼板サンプルＮｏ．２と同程度と考えられる。
　表３に示した特性のうち、本発明の実施形態から外れるものには下線を付した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表１～表３より、次のように考察できる。
　鋼板サンプルＮｏ．２、３および４は、いずれも本発明の実施形態で規定する化学組成および製造条件の要件の全てを満足している。その結果、表３に示すように金属組織の要件および上降伏点と下降伏点の差の要件を満足し、引張応力、降伏強度、低温靭性および大入熱溶接特性の何れもが優れた特性となっている。
　鋼板サンプルＮｏ．１は、化学組成の規定を満足していないことに起因し、上降伏点と下降伏点の差が大きいにもかかわらず引張応力と降伏強度は規定を満たしているが、大入熱溶接特性が劣る。また、（２）式を満足しないことも大入熱溶接特性が低い原因である。
　鋼板サンプルＮｏ．５は、７８０℃以上８２０℃未満の温度以下での圧下率が十分でなく、その結果、低温靭性が劣っている。
　鋼板サンプルＮｏ．６は、熱間圧延終了温度が低すぎ、且つ加速冷却時の冷却速度が遅い。その結果、上降伏点と下降伏点の差が大きくなり降伏強度が過大となるとともに、低温靭性が劣っている。
　鋼板サンプルＮｏ．７は、加速冷却時の冷却速度が過小である。その結果、上降伏点と下降伏点の差が大きくなり降伏強度が過大となっている。
　鋼板サンプルＮｏ．８は、Ｂを含有していない。その結果、大入熱溶接特性が劣っている。
　鋼板サンプルＮｏ．９は、加速冷却時の冷却速度が過大である。その結果、過度にベイナイト組織が生じ、引張応力と降伏強度が過大となっている。また、鋼板サンプルＮｏ．９は、Ｂを含有していない。
　本出願は、出願日が２０２１年７月２０日である日本国特許出願、特願第２０２１－１２００１１号を基礎出願とする優先権主張を伴う。特願第２０２１－１２００１１号は参照することにより本明細書に取り込まれる。

Claims (4)

  1. 　Ｃ　：０．０４～０．１６質量％、
    　Ｓｉ：０．１０～０．５０質量％、
    　Ｍｎ：０．６０～１．６０質量％、
    　Ｐ　：０．００５～０．０３０質量％、
    　Ａｌ：０．０１５～０．０５０質量％、
    　Ｔｉ：０．００５～０．０２０質量％、
    　Ｃａ：０．０００５～０．００２５質量％、
    　Ｏ　：０．０００８～０．００２５質量％、
    　Ｂ　：０．０００５～０．００２０質量％、
    　Ｎ　：０．００３０～０．００６０質量％を含み、
    　残部がＦｅおよび不可避的不純物から成り、
    　下記（１）式および（２）式を満足し、
    　表面からの板厚方向の距離が板厚の４分の１の部分である板厚方向ｔ／４位置における金属組織が、面積比でフェライト組織とパーライト組織を合計で９０％以上含み、残部が島状マルテンサイト組織およびベイナイト組織の一つ以上からなり、
    　引張試験により求める上降伏点と下降伏点の差が３０ＭＰａ以下である鋼板。

    　３［Ｓｉ］＋６．３［Ｐ］＋１．４［Ａｌ］≧０．６３　　（１）
    　ここで、［Ｓｉ］、［Ｐ］および［Ａｌ］は、それぞれ、質量％で示したＳｉ、ＰおよびＡｌの含有量である。

    　［Ｃａ］／［Ｏ］≧０．２　　（２）
    　ここで、［Ｃａ］および［Ｏ］は、それぞれ、質量％で示したＣａおよびＯの含有量である。
  2. 　Ｖ：０．００３～０．５０質量％、Ｎｂ：０．００３～０．０２０質量％、Ｃｕ：０．０５～０．２５質量％、Ｎｉ：０．０５～０．２５質量％、Ｃｒ：０．０５～０．２５質量％、Ｍｏ：０．０５～０．２５質量％、Ｚｒ：０．０００１～０．０１０質量％、Ｍｇ：０．０００１～０．０１０質量％およびＲＥＭ：０．０００１～０．０１０質量％からなる群から選択される１種以上を更に含む請求項１に記載の鋼板。
  3. 　Ｃ　：０．０４～０．１６質量％
    　Ｓｉ：０．１０～０．５０質量％、
    　Ｍｎ：０．６０～１．６０質量％、
    　Ｐ　：０．００５～０．０３０質量％、
    　Ａｌ：０．０１５～０．０５０質量％、
    　Ｔｉ：０．００５～０．０２０質量％、
    　Ｃａ：０．０００５～０．００２５質量％、
    　Ｏ　：０．０００８～０．００２５質量％、
    　Ｂ　：０．０００５～０．００２０質量％、
    　Ｎ　：０．００３０～０．００６０質量％を含み、
    　残部がＦｅおよび不可避的不純物から成り、
    　下記（１）式および（２）式を満足する鋼材を準備する工程と、
    　前記鋼材を１０００～１１５０℃に加熱後、８２０℃以上の温度域での圧下率３０％以上、７９０℃以上、８２０℃未満の温度域での圧下率を１０％以上、かつ熱間圧延終了温度を７５０℃以上で熱間圧延し、続いて下記（３）式で示すＡｒ３点より低く且つＡｒ３点－１５０℃またはそれ以上の温度である加速冷却開始温度まで平均冷却速度０．５～３．０℃／秒で冷却し、前記加速冷却開始温度から５００℃以上６５０℃以下の加速冷却終了温度までの間を４～９℃／秒の平均冷却速度で冷却する圧延工程と、
    を含む、
    　表面からの板厚方向の距離が板厚の４分の１の部分である板厚方向ｔ／４位置における金属組織が、面積比でフェライト組織とパーライト組織を合計で９０％以上含み、残部が島状マルテンサイト組織およびベイナイト組織の一つ以上からなり、引張試験により求める上降伏点と下降伏点の差が３０ＭＰａ以下である鋼板の製造方法。

    　３［Ｓｉ］＋６．３［Ｐ］＋１．４［Ａｌ］≧０．６３　　（１）
    　ここで、［Ｓｉ］、［Ｐ］および［Ａｌ］は、それぞれ、質量％で示したＳｉ、ＰおよびＡｌの含有量である。

    　［Ｃａ］／［Ｏ］≧０．２　　（２）
    　ここで、［Ｃａ］および［Ｏ］は、それぞれ、質量％で示したＣａおよびＯの含有量である。

    　Ａｒ３（℃）＝９１０－３１０［Ｃ］－８０［Ｍｎ］－２０［Ｃｕ］－１５［Ｃｒ］－５５［Ｎｉ］－８０［Ｍｏ］　　（３）
    　ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］および［Ｍｏ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏの含有量である。
  4. 　前記鋼材が、Ｖ：０．００３～０．５０質量％、Ｎｂ：０．００３～０．０２０質量％、Ｃｕ：０．０５～０．２５質量％、Ｎｉ：０．０５～０．２５質量％、Ｃｒ：０．０５～０．２５質量％、Ｍｏ：０．０５～０．２５質量％、Ｚｒ：０．０００１～０．０１０質量％、Ｍｇ：０．０００１～０．０１０質量％およびＲＥＭ：０．０００１～０．０１０質量％からなる群から選択される少なくとも１種を更に含む請求項３に記載の鋼板の製造方法。
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