本发明涉及低温韧性优异且板厚大的高强度钢板。更详细而言，涉及板厚超过200mm，抗拉强度为780mpa以上，板厚中心部在-60℃的吸收能为69j以上的钢板。该钢板适合用于海洋结构物、压力容器、压力水管(penstock)、船舶用大型吊车等结构物。
背景技术：
在上述结构物中，一般为了保证结构物的安全性，对作为母材使用的钢板要求低温韧性。近年结构物的规模显著变大，在那样的结构物中，倾向使用板厚大且强度高的钢板。
上述结构物一般使用780mpa级的高强度钢板。该高强度钢板中，为了得到780mpa以上的抗拉强度，采用直接淬火法之类的淬火形成以贝氏体和/或马氏体之类的低温相变生成物为主体的组织。但是，板厚越增厚，淬火时钢板内部的冷却速度越下降，因此难以形成低温相变组织。因此，向钢中适量添加使淬火性提高的c、mn、cr、mo、v等的合金元素，从而即使冷却速度下降也可得到充分的低温相变生成物。结果，即使将板厚增大到约150mm，也可实现780mpa以上的抗拉强度。但是，在板厚超过200mm的钢板中，相变热对淬火时的实际冷却速度造成的影响显著，因此相变在高温下进行，无法充分得到低温相变生成物。
例如，专利文献1中公开了一种高强度钢板，ceq(碳当量)为0.80以下，c含量、p含量、mn含量、ni含量和mo含量满足预定式，钢板的中心偏析部硬度相对于钢板的某一区域硬度的平均值的比例(hvmax/hvave)、c含量和板厚满足预定式。另外，该专利文献1中，公开了钢板的板厚为60mm～150mm。专利文献2中公开了一种ceq为ceqm以下，板厚为75mm～200mm的高强度钢板。专利文献3中公开了一种由化学元素的量确定的参数x为26～42，板厚为75～200mm的韧性高的高强度钢板。但是，这3个专利文献中，如果钢板板厚超过200mm，则无法对钢板带来预期的效果。
另外，专利文献4中公开了一种c含量为0.005～0.02％，板厚为50～200mm的高强度钢板。另外，专利文献5中公开了一种c含量为0.02～0.05％，板厚为75～200mm的高强度钢板。而且，该专利文献4和专利文献5中，公开了淬火处理时必须使板厚中心部的冷却速度为1.1℃/秒以上的快速冷却的方法。但是，如果钢板的板厚超过200mm，则工业上不可能将板厚中心部的冷却速度增大到1.1℃/秒以上。因此，如果钢板的板厚超过200mm，则专利文献4和专利文献5所公开的方法不可能实现。
专利文献6中公开了一种方法，在热轧时的ar3点～900℃的温度范围将累积压下率提高到50％以上，将用于淬火的加热温度限制在ac3点～(ac3点+100℃)的温度范围，以得到微细奥氏体晶粒。另外，该专利文献6中公开了板厚为40～65mm的高强度钢板。但是，钢板的板厚越大，在钢板的板厚方向上的中心轧制的影响越下降。因此，如果钢板的板厚超过100mm，则低温轧制对晶粒细化带来的效果小。因此，即使尝试采用低温轧制将晶粒微细化，如果钢板的板厚超过200mm则无法对钢板带来预期的效果。另外，低温轧制使变形阻力增大，难以填埋钢板内部的空隙。因此，低温轧制不适于制造板厚超过200mm的钢板。
专利文献7中公开了一种高强度钢板，ceq为0.50～0.80，由化学元素的量确定的参数β为8.45～15.2，钢板的板厚中心部的平均晶体粒径为35μm以下，板厚为25～200mm。另外，该专利文献7中公开了一种方法，将900～1150℃的温度范围的累积压下率提高到50％以上，以使平均晶体粒径变为35μm以下。但是，如上所述，钢板的板厚越大，在钢板的板厚方向上的中心，轧制的影响越下降。此外，如专利文献7所公开的那样，如果钢板的板厚超过200mm，则板厚中心部的冷却速度显著下降，发生晶粒的粗大化。因此，专利文献7中，如果钢板板厚超过200mm则无法对钢板带来预期的效果。
专利文献8中公开了一种实施2次以上的淬火处理的方法，以通过再结晶得到微细且均匀的奥氏体晶粒。但是，如非专利文献1和非专利文献2所示，在低合金钢中如果加热速度下降则再加热对晶粒细化造成的效果减轻。另外，专利文献8中公开了一种板厚为50mm的高强度钢板。但是，钢板的板厚越厚加热速度越下降。因此，在板厚超过200mm的钢板的制造中，即使实施2次以上的淬火处理，晶粒也基本上不微细化，仅会使制造成本增加。因此，专利文献8所公开的方法中，如果钢板板厚超过200mm则无法对钢板带来预期的效果。
另外，已知在微细的残留奥氏体晶粒中使ni变浓，将残留奥氏体稳定化，来提高钢板韧性的方法。例如，专利文献9和专利文献10中，公开了一种停止脆性断裂(龟裂)传播的特性高的高强度钢板，板厚为150～200mm，残留奥氏体的量为1～10％。另外，这些专利文献中，公开了一种在能够相变为奥氏体的温度范围(比ac1高的温度范围)将钢板回火，以形成微细的残留奥氏体的方法。但是，当钢板板厚超过200mm的情况下，在钢板的板厚中心部，奥氏体粒径变得粗大、和/或ni对奥氏体的浓化变得不充分。因此，残留奥氏体的稳定性下降，钢板的板厚中心部的韧性下降。另外，为了提高残留奥氏体的稳定性，需要增加ni的量，因此成本往往变高。此外，专利文献9中公开了一种方法，将精轧的温度范围限定在700～850℃，将该温度范围的累积压下率限定在25～75％，以得到微细的奥氏体。这样，专利文献9中利用了低温轧制，所以专利文献9的方法不适于制造板厚超过200mm的钢板。
如上所述，以往的方法中，如果钢板板厚超过200mm，则无法得到抗拉强度为780mpa以上的低温韧性优异的高强度钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本国特开2013-91845号公报
专利文献2：日本国特开2011-202214号公报
专利文献3：日本国专利第2662409号
专利文献4：日本国特开2013-104065号公报
专利文献5：日本国专利第5552967号
专利文献6：日本国特开平6-240353号公报
专利文献7：日本国专利第5590271号
专利文献8：日本国特开平10-265846号公报
专利文献9：日本国专利第3336877号
专利文献10：日本国专利第3327065号
非专利文献
非专利文献1：本间亮介“ni-cr-mo-v钢的ni对奥氏体晶粒行为带来的影响”铁与钢vol.58(1972)no.1p.119
非专利文献2：松田昭一等“低碳低合金钢的逆相变”铁与钢vol.60(1974)no.2p.60
技术实现要素：
本发明是鉴于上述问题完成的，其目的是提供一种板厚超过200mm，低温韧性优异，且强度高的钢板。
本发明人发现了一种新的化学组成和组织，即使钢板板厚超过200mm，也能够对钢板的板厚中央部赋予高强度和高的低温韧性。另外，本发明人发现，这种新的化学组成与以往对厚钢板赋予高强度和高的低温韧性的化学组成不同，对这种具有新的化学组成的钢应用与以往方法不同的新方法是合适的。
本发明是以这些见解为基础完成的，其主旨如下所述。
(1)本发明的一方式涉及的钢板，具有以下化学组成，按质量％计，含有c：0.08％～0.15％、mn：0.80％～1.60％、ni：3.00％～4.50％、cr：0.50％～1.00％、mo：0.50％～1.00％、al：0.020％～0.085％、n：0.0020％～0.0070％、b：0.0005％～0.0020％、p：0.000％～0.010％、s：0.000％～0.003％、si：0.00％～0.30％、cu：0.00％～0.50％、v：0.000％～0.050％、nb：0.000％～0.050％、ti：0.000％～0.020％、ca：0.0000％～0.0030％、mg：0.0000％～0.0030％和rem：0.0000％～0.0030％，余量包含fe和杂质，板厚tmm超过200mm且为300mm以下，所述化学组成中，由下述式1定义的ts为380～430，由下述式2定义的ceq为0.80～1.05，由下述式3定义的ac1为580～647，由下述式4定义的x为46～90，按面积％计，马氏体与贝氏体的合计量为99％～100％，抗拉强度为780mpa～930mpa，板厚中心部在-60℃的夏比冲击试验测得的吸收能为69j以上。
ts＝750-4240×(t/2)-1.4×(80×c+10×mn+7×ni+13×cr+13×mo-40×si)···式1
ceq＝c+mn/6+(cu+ni)/15+(cr+mo+v)/5···式2
ac1＝720-25×c+22×si-40×mn-30×ni+20×cr+25×mo···式3
x＝c1/2×(1+0.64×si)×(1+4.10×mn)×(1+0.27×cu)×(1+0.52×ni)×(1+2.33×cr)×(1+3.14×mo)···式4
(2)上述(1)所述的钢板中，所述化学组成可以还满足ti/n≤3.4。
(3)上述(1)或(2)所述的钢板中，所述化学组成可以还满足c：0.09％～0.13％。
(4)上述(1)～(3)的任一项所述的钢板中，所述化学组成可以还满足mn：0.80％～1.30％。
(5)上述(1)～(4)的任一项所述的钢板中，所述化学组成可以还满足ni：3.60％～4.50％。
(6)上述(1)～(5)的任一项所述的钢板中，所述化学组成可以还满足cr：0.75％～1.00％。
(7)上述(1)～(6)的任一项所述的钢板中，所述化学组成可以还满足mo：0.70％～1.00％。
(8)上述(1)～(7)的任一项所述的钢板中，所述化学组成可以还满足si：0.00％～0.10％。
(9)上述(1)～(8)的任一项所述的钢板中，所述化学组成可以还满足v：0.020％～0.050％。
(10)上述(1)～(9)的任一项所述的钢板中，所述化学组成可以还满足ti：0.000％～0.004％。
(11)上述(1)～(10)的任一项所述的钢板中，所述化学组成可以还满足所述ts为395～415这一条件。
(12)上述(1)～(11)的任一项所述的钢板中，所述化学组成可以还满足所述ceq为0.85～1.05这一条件。
根据本发明，能够提供板厚超过200mm，低温韧性优异，且强度高的钢板。因此，能够进一步提高规模更大的结构物的安全性。
附图说明
图1是表示ts与ve-60℃之间的关系的一例的图。
图2是表示ceq与ve-60℃之间的关系的一例的图。
图3是表示x与ve-60℃之间的关系的一例的图。
图4是表示本发明的一实施方式涉及的高强度钢板的组织的照片。
图5是示意地表示ts对淬火组织带来的效果作为一例的图。
具体实施方式
以下，对本发明一实施方式涉及的钢板(高强度钢板)进行说明。
首先，对本实施方式涉及的钢板的化学组成进行说明。以下，各化学元素的量(％)用质量％表示。
c：0.08％～0.15％
c为了提高淬火后的钢板组织的硬度，对提高强度有效。因此，c的量需要为0.08％以上。另一方面，如果c的量过剩则损害韧性，因此c的量需要为0.15％以下。因此，c的量为0.08％～0.15％。为了更加提高强度，c的量优选为0.09％以上或0.10％以上。另外，为了更加提高韧性，c的量优选为0.14％以下，更优选为0.13％以下或0.12％以下。
mn：0.80％～1.60％
mn对脱氧和淬火性的改善都有效。为了提高钢的淬火性使强度提高，mn的量需要为0.80％以上。可以将mn的量设为0.85％以上、0.90％以上、0.95％以上、1.00％以上、1.05％以上或1.10％以上。另一方面，如果mn的量过剩，则淬火性过剩，组织变为硬质。另外，过剩量的mn促进回火脆性，所以由于硬质组织与回火脆性的协同效应而使钢的韧性下降。因此，mn的量需要为1.60％以下。因此，mn的量为0.80％～1.60％。为了更加提高韧性，mn的量优选为1.50％以下，更优选为1.40％以下，最优选为1.35％以下或1.30％以下。根据需要，可以将mn的量设为1.25％以下或1.20％以下。
ni：3.00％～4.50％
ni对提高钢的强度和韧性有效，ni的量需要为3.00％以上。如果ni的量过度，则由于ac1的下降而需要使回火温度降低，所以回火时间变长。另外，ni使奥氏体稳定化，所以有残留奥氏体残存的顾虑。此外，ni的价格高。因此，如果ni的量过剩，则制造成本恶化。因此，ni的量需要为4.50％以下。因此，ni的量为3.00％～4.50％。另外，在更加提高钢的强度和韧性的情况下，ni的量优选为3.15％以上、3.30％以上、3.40％以上或3.50％以上，更优选为3.60％以上。ni的量可以为4.30％以下、4.15％以下、4.00％以下、3.90％以下或3.80％以下。
cr：0.50％～1.00％
mo：0.50％～1.00％
cr和mo改善钢的淬火性，使强度提高。cr的量需要为0.50％以上，mo的量需要为0.50％以上。另一方面，如果cr的量或mo的量过剩，则由于合金碳化物的形成而使韧性下降。因此，cr的量需要为1.00％以下，mo的量需要为1.00％以下。因此，cr的量为0.50％～1.00％，mo的量为0.50％～1.00％。另外，为了稳定地提高钢的强度，cr的量优选为0.60％以上，更优选为0.65％以上、0.70％以上、0.75％以上或0.80％以上。cr的量可以为0.96％以下、0.94％以下或0.91％以下。同样地，mo的量优选为0.60％以上，更优选为0.70％以上、0.75％以上、0.80％以上或0.85％以上。mo的量可以为0.96％以下、0.94％以下、0.92％以下或0.90％以下。
al：0.020％～0.085％
al对脱氧有效，与钢中的固溶n结合形成aln。该aln使晶粒形成细粒，由于钢中的固溶n的量下降而使影响钢的淬火性的b的效果稳定化。因此，al的量需要为0.020％以上。另一方面，如果al的量过剩，则aln的尺寸过大，因此韧性下降，铸片产生裂纹。因此，aln的量需要为0.085％以下。因此，al的量为0.020％～0.085％。为了进一步提高b的淬火性提高效果，可以将al的量设为0.030％以上、0.040％以上或0.045％以上。为了更切实地防止生成粗大的aln，可以将al的量的上限设为0.070％、0.065％或0.060％。
n：0.0020％～0.0070％
n与合金元素结合形成化合物(氮化物和碳氮化物)使晶粒形成细粒。因此，n的量需要为0.0020％以上。另一方面，如果n的量过剩，则在钢中固溶n变得过剩、和/或化合物(氮化物和碳氮化物)变得粗大，因此钢的韧性下降。因此，n的量需要为0.0070％以下。因此，n的量为0.0020％～0.0070％。可以将n的量设为0.0025％以上、0.0030％以上或0.0040％以上，可以设为0.0065％以下或0.0060％以下。
b：0.0005％～0.0020％
如果钢含有微量的b，则改善钢的淬火性，强度提高。因此，b的量需要为0.0005％以上。但是，在b的量变得过剩的情况下，形成金属的碳硼化物，淬火性下降。因此，b的量需要为0.0020％以下。因此，b的量为0.0005％～0.0020％。为了进一步提高淬火性，可以将b的量设为0.0007％以上或0.0008％以上。为了使淬火性进一步最佳化，可以将b的量设为0.0018％以下、0.0016％以下或0.0014％以下。
本实施方式的钢板包含上述8种化学元素(c、mn、ni、cr、mo、al、n、b)作为必需的化学元素。除了这些必需的化学元素以外，钢可以可选地包含以下的化学元素。
p：0.000％～0.010％
p是钢中的杂质，促进晶界脆化，使韧性下降。这样，p对于钢的韧性有害，因此优选p的量尽量少。因此，p的量需要为0.010％以下。p的量可以为0.000％。因此，p的量为0.000％～0.010％。可以将p的量设为0.007％以下或0.005％以下。再者，如果减少p的量，则提纯成本增大、和/或生产率下降，因此可以将p的量设为0.0005％以上或0.001％以上。
s：0.000％～0.003％
s是钢中的杂质，s的偏析和硫化物使韧性下降。因此，优选s的量尽量少。因而，s的量需要为0.003％以下。s的量可以为0.000％。因此，s的量为0.000％～0.003％。可以将s的量设为0.002％以下。再者，如果减少s的量，则提纯成本增大、和/或生产率下降，因此可以将s的量设为0.0004％以上或0.0006％以上。
si：0.00％～0.30％
如果si的量过剩，则促进回火脆性，使韧性下降。因此，si的量需要为0.30％以下。另一方面，si的量可以为0.00％。因此，si的量为0.00％～0.30％。再者，si对脱氧和强度改善都有效，所以钢可以可选地含有si。为了提高将钢液提纯时的脱氧效率，si的量可以为0.01％以上、0.02％以上或0.03％以上。另外，为了更稳定地提高韧性，si的量优选为0.25％以下，更优选为0.20％以下、0.15％或0.10％以下。
cu：0.00％～0.50％
如果cu的量过剩，则在热加工时产生裂纹，而且金属cu析出，韧性下降。因此，cu的量需要为0.50％以下。cu的量若为0.50％以下，则能够不损害低温韧性地提高钢强度。另外，如果cu的量增加，则ceq变大，所以淬火时能够更稳定地抑制铁素体生成。因此，钢可以可选地含有cu。不过，cu对钢强度和ceq带来的效果将cu替代为其他合金元素也能够获得。因此，cu的量可以为0.00％。因此，cu的量为0.00％～0.50％。再者，在作为原料使用的钢液中包含cu的情况下，难以通过提纯将cu的量降低到0.00％，因此可以将cu的量设为0.01％以上、0.02％以上或0.06％以上。可以将cu的量设为0.45％以下、0.40％以下、0.35％以下或0.030％以下。
v：0.000％～0.050％
如果v的量过剩，则由于形成合金碳化物而使韧性下降。因此，v的量需要为0.050％以下。另一方面，v形成碳化物、和/或改善淬火性，因此使钢的强度提高。另外，如果v的量增加，则ceq变大，所以能够更稳定地抑制淬火时生成铁素体。因此，钢可以可选地含有v。不过，v对钢强度和ceq带来的效果，即使将v替代为其他合金也能够获得。因此，v的量可以为0.000％。因此，v的量为0.000％～0.050％。再者，在作为原料使用的钢液中含有v的情况下，难以通过提纯将v的量降低到0.000％，因此可以将v的量设为0.003％以上或0.005％以上。为了稳定地提高钢强度，v的量更优选为0.010％以上，v的量最优选为0.020％以上。可以将v的上限设为0.045％、0.040％或0.035％。
nb：0.000％～0.050％
nb形成碳氮化物，使钢内部的晶粒形成细粒。因此，钢可以可选地含有nb。另一方面，nb的量可以为0.000％。但是，如果nb的量过剩，则碳氮化物的尺寸变大，韧性下降。因此，nb的量需要为0.050％以下。因此，nb的量为0.000％～0.050％。在nb对钢赋予带来晶粒细化的效果的情况下，可以将nb的量设为0.001％。该情况下，可以将nb的上限设为0.040％、0.035％、0.030％或0.025％。在不需要nb带来的晶粒细化效果的情况等，也可以不进行nb的有意添加。
ti：0.000％～0.020％
ti形成稳定的氮化物，使晶粒形成细粒。因此，钢可以可选地含有ti。另一方面，ti的量可以为0.000％。但是，如果ti的量过剩，则氮化物的尺寸变大，韧性下降。因此，ti的量需要为0.020％以下。因此，ti的量为0.000％～0.020％。在ti对钢赋予带来晶粒细化的效果的情况下，可以将ti的量设为0.001％以上。另外，通过aln也能够实现晶粒细化，因此ti的量可以为0.010％以下，也可以为0.004％以下或0.002％以下。在不需要ti带来的晶粒细化效果的情况等，可以不进行ti的有意添加。
ca：0.0000％～0.0030％
mg：0.0000％～0.0030％
rem：0.0000％～0.0030％
ca、mg、rem全都与s等有害杂质结合，形成无害的夹杂物，因此改善钢的机械性质。因此，钢可以可选地含有选自ca、mg、rem中的至少1种。另一方面，ca的量、mg的量、rem的量可以全都为0.0000％。如果这些化学元素的量过剩，则铸造管嘴等的耐火物熔损。因此，ca的量、mg的量、rem的量全都需要为0.0030％以下。因此，ca的量、mg的量、rem的量全都为0.0000％～0.0030％。在ca、mg、rem对钢赋予带来钢的机械性质的效果的情况下，ca的量、mg的量、rem的量优选全都为0.0001％以上。如果这些化学元素的量分别达到0.0030％则该效果饱和。可以不进行ca、mg、rem的有意添加。
其他部分化学元素只要不对本实施方式的钢板特性带来实质不利的效果，就可以包含在本实施方式的钢板中。例如，作为其容许量，w的量为0.00％～0.10％，co的量为0.00％～0.10％，sb的量为0.000％～0.010％，as的量为0.000％～0.010％，sn的量为0.000％～0.010％，pb的量为0.000％～0.050％。这些化学元素例如有时从铁屑等混入钢液。w的量或co的量可以分别为0.05％以下、0.02％以下、0.01％以下或0.005％以下。
本实施方式的钢板具有以下化学组成：含有上述8种必需的化学元素，余量包含fe和杂质，或者含有选自上述8种必需的化学元素和上述可选的化学元素中的至少1种，余量包含fe和杂质。本实施方式涉及的钢板中，需要使该化学组成进一步满足以下条件。
ts：380～430
ts由下述式5定义，与板厚超过200mm的钢板用水冷淬火之后的钢板组织具有比较强的相关性。在ts过低的情况下，组织变为马氏体主体，钢板韧性下降。因此，如图1所示，ts需要为380以上。另一方面，在ts过高的情况下，组织变为上贝氏体主体，钢板的强度和韧性下降。因此，如图1所示，ts需要为430以下。因此，ts的范围为380～430。这样将ts的范围定义为380～430，因此ts本身是无量纲量。因此，不需要限定ts的单位。假设对ts赋予单位，则ts的单位为mm-1.4·％。另外，为了更稳定地提高钢板韧性，ts优选为385以上、390以上、395以上或400以上。出于同样的理由，ts优选为425以下、420以下、415以下或412以下。
ts＝750-4240×(t/2)-1.4
×(80×c+10×mn+7×ni+13×cr+13×mo-40×si)‥‥式5
在此，t是钢板板厚mm，各元素符号是对应的化学元素的量％。
ceq：0.80～1.05
ceq由下述式6定义，表示钢的淬火性。如果ceq过低，则铁素体析晶，钢板的强度和低温韧性不充分。因此，如图2所示，ceq需要为0.80以上。另一方面，如果ceq过高，则钢板强度变得过高，同时钢板韧性显著下降。因此，如图2所示，ceq需要为1.05以下。因此，ceq的范围为0.80～1.05。这样将ceq的范围定义为0.80～1.05，因此ceq本身是无量纲量。因此，不需要限定ceq的单位。假设对ceq赋予单位，则ceq的单位是％。另外，为了进一步提高钢板的强度和低温韧性，ceq优选超过0.80，ceq更优选为0.85以上、0.86以上、0.87以上或0.89以上。ceq的上限可以为1.02、0.99、0.96或0.94。
ceq＝c+mn/6+(cu+ni)/15+(cr+mo+v)/5‥‥式6
在此，各元素符号是对应的化学元素的量％。
x：46～90
x由下述式7定义，表示钢的淬火性。如果x过低，则上贝氏体的量增加，钢板的低温韧性不充分。因此，如图3所示，x需要为46以上。另一方面，如果x过高，则马氏体的量变得过多，因此钢板的低温韧性不充分。因此，如图3所示，x需要为90以下。因此，x的范围为46～90。这样将x的范围定义为46～90，因此x本身是无量纲量。因此，不需要限定x的单位。假设对x赋予单位，则x的单位是％6.5。可以将x的下限设为50、53、56、59、61或63，可以将x的上限设为85、82、79、76或73。
x＝c1/2×(1+0.64×si)×(1+4.10×mn)×(1+0.27×cu)×(1+0.52×ni)×(1+2.33×cr)×(1+3.14×mo)···式7
在此，各元素符号是对应的化学元素的量％。
β
β由下述式8定义，表示钢的淬火性。如果β过低，则淬火组织变为上贝氏体主体，钢板的强度和低温韧性不充分。因此，β需要为22以上。另一方面，如果β过高，则淬火组织变为马氏体主体，钢板的低温韧性不充分。因此，β需要为60以下。因此，β的范围为22～60。不过，本实施方式中，si的量为0.00％～0.30％，x为46～90，因此β的范围必然变为22～60。因此，不需要限定β的范围。再者，将β的范围定义为22～60，因此β本身是无量纲量。因此，不需要限定β的单位。假设对β赋予单位，则β的单位是％6.5。可以将β的下限设为25、28、31或34，可以将β的上限设为56、53、50或48。
β＝0.65×c1/2×(1+0.27×si)×(1+4.10×mn)×(1+0.27×cu)×(1+0.52×ni)×(1+2.33×cr)×(1+3.14×mo)···式8
在此，各元素符号是对应的化学元素的量％。
ac1：580～647
ac1表示加热钢时奥氏体相变开始的温度，由下述式9定义。具有包含回火马氏体和回火贝氏体的组织的钢中，如果ac1比580低，则杂质向晶界偏析，钢的低温韧性不充分。因此，ac1需要为580以上。再者，本实施方式中，c的量、si的量、mn的量、ni的量、cr的量和mo的量需要为上述范围内，所以ac1为647以下。因此，ac1的范围为580～647。这样将ac1的范围定义为580～647，因此ac1本身是无量纲量。因此，不需要限定ac1的单位。在对ac1赋予单位的情况下，ac1的单位是℃。可以将ac1的上限设为640、635、630或625，可以将其下限设为585、590或595。
ac1＝720-25×c+22×si-40×mn-30×ni+20×cr+25×mo‥‥式9
在此，各元素符号是对应的化学元素的量％。
ti/n
在向钢添加ti的情况下，ti与n结合生成tin。如果在该反应中ti相对于n的比率比化学计量比(3.4)小，则能够抑制ti与n以外的化学元素(例如c)结合。因此，能够稳定地得到tin带来晶粒细化的效果，能够更加提高低温韧性。因此，钢的化学组成优选满足ti/n≤3.4。
接着，对于本实施方式涉及的钢板组织进行说明。
马氏体和贝氏体的合计量：99％～100％
马氏体和贝氏体提高钢板强度。因此，马氏体和贝氏体的合计量需要为99％～100％。组织的余量有时包含铁素体、珠光体、残留奥氏体。该余量的量(铁素体、珠光体和残留奥氏体的合计量)为0％～1％。可以将该余量的量设为0.5％以下、0.2％以下或0.1％以下。即，可以将马氏体和贝氏体的合计量设为99.5％以上、99.8％以上或99.9％以上。最优选该余量的量为0％也就是马氏体和贝氏体的合计量为100％。
金属组织中可能包含马氏体、贝氏体、珠光体、铁素体和残留奥氏体。本实施方式中，马氏体和贝氏体的合计量为99％以上，因此直接确定这2种组织的合计量极其困难。因此，采用下述方法预先确定余量的量，即铁素体、珠光体和残留奥氏体的合计量。其后，通过从100％减去这3种组织的合计量来计算马氏体和贝氏体的合计量。
铁素体的量和珠光体的量由面积分率(面积％)表现，根据以500倍的倍率通过光学显微镜拍摄的照片确定。试料由距钢板边缘离开超过100mm位置的板厚中心部制取。该试料的纵截面(包含板厚方向和轧制方向的面；与宽度方向垂直的面)采用硝酸乙醇腐蚀，由该被腐蚀的表面拍摄3个视场。再者，这3个视场以彼此没有重复区域的方式确定。例如，铁素体的量通过对光学显微镜照片中的白色区域(铁素体的区域)进行累计后，将累计的面积除以测定面积，并将得到的面积分率进行平均由此确定。
残留奥氏体的量由体积分率(体积％)来体现，采用x射线衍射法测定。试料从距钢板边缘离开超过100mm位置的板厚中心部制取。对该试料的纵截面(包含板厚方向和轧制方向的面；与宽度方向垂直的面)射入x射线，由得到的数据确定残留奥氏体的体积分率。将该奥氏体的体积分率(体积％)与残留奥氏体的面积分率(面积％)视为同等，确定残留奥氏体的面积分率。再者，残留奥氏体的量为痕迹程度，无法定量的情况下看作为0％。因此，马氏体与贝氏体的合计量也由面积分率(面积％)体现。再者，本实施方式涉及的钢板中，在能够采用的化学组成范围的大部分产生能够定量的量的残留奥氏体的可能性几乎不存在。在这样的情况下，可以省略采用x射线衍射法进行的测定。
再者，板厚中心部(t/2部)意味着从钢板表面起沿板厚方向离开板厚一半的钢板内的位置。在该板厚中心部，最难生成马氏体和贝氏体。因此，在板厚中心部，马氏体与贝氏体的合计量若为99％～100％，则从钢板表面起的深度(厚度)为1mm左右以下的遍及除脱碳层以外的钢板整体的马氏体与贝氏体的合计量可以看作99％～100％。因此，只要仅对板厚中心部的组织进行评价即足够。
将本实施方式涉及的钢板组织的例子示于图4。该图中，观察不到铁素体和珠光体。在采用x射线衍射法无法定量残留奥氏体的情况下，铁素体、珠光体和残留奥氏体的合计量为0％，因此马氏体和贝氏体的合计量为100％。
抗拉强度：780mpa～930mpa
板厚中心部在-60℃的夏比冲击试验得到的吸收能：69j以上
本实施方式中，钢板的抗拉强度为780mpa～930mpa，板厚中心部在-60℃的夏比冲击试验得到的吸收能为69j以上是必要的。以下说明其理由。
回火下贝氏体最有效地提高钢板的强度和低温韧性。回火马氏体也提高钢板的强度和低温韧性。不过，回火马氏体虽然与回火下贝氏体相比更能够提高钢板的强度，但不如回火下贝氏体那样提高钢板的低温韧性。因此，钢板最优具有由回火下贝氏体构成的组织、或者由回火下贝氏体和回火马氏体构成的组织。如果回火下贝氏体和回火马氏体的合计量充分，则钢板也可以包含回火上贝氏体。不过，回火上贝氏体不如回火下贝氏体、回火马氏体那样提高钢板的强度和低温韧性。因此，回火上贝氏体的量优选尽量少。另一方面，没有回火的马氏体(virgin(untempered)martensite)、没有回火的上贝氏体(virgin(untempered)upperbainite)和没有回火的下贝氏体(virgin(untempered)lowerbainite)使低温韧性大大下降。因此，需要尽量减少没有回火的马氏体、没有回火的上贝氏体和没有回火的下贝氏体。再者，本实施方式涉及的钢板中，在钢回火的情况下，只要后述的回火温度不超过ac1，就不存在没有回火的马氏体、没有回火的上贝氏体和没有回火的下贝氏体。也就是说，为了不生成没有回火的马氏体、没有回火的上贝氏体和没有回火的下贝氏体，以后述的回火温度不超过ac1的方式进行热处理(回火)即可。没有回火的马氏体、没有回火的上贝氏体和没有回火的下贝氏体的合计优选为0％。
因此，需要适当控制上述马氏体和贝氏体中的回火马氏体、回火上贝氏体、回火下贝氏体、没有回火的马氏体、没有回火的上贝氏体、没有回火的下贝氏体的量。但是，采用为了测定组织分率通常使用的光学显微镜判别回火马氏体、回火上贝氏体、回火下贝氏体、没有回火的马氏体、没有回火的上贝氏体和没有回火的下贝氏体极其困难。因此，实质上不可能适当地测定回火马氏体、回火上贝氏体、回火下贝氏体、没有回火的马氏体、没有回火的上贝氏体、没有回火的下贝氏体的量。不过，如果钢板的化学组成满足上述条件，钢板的抗拉强度为780mpa～930mpa，板厚中心部在-60℃的夏比冲击试验得到的吸收能为69j以上，则可以看作这6个组织的量合适。
例如，ts与淬火组织有比较强的相关性，如图5所示，通过调整ts可实现淬火组织(马氏体、下贝氏体、上贝氏体的量)的相当一部分。但是，仅通过ts，并不会完整地体现淬火组织，也无法确定回火后的组织。进而，仅靠化学组成，无法体现回火后的组织(最终组织)中的析出物(例如碳化物和氮化物)的形态，但本实施方式中，有时析出物非常微细、和/或粒径分布非常宽，因此析出物的测定极其困难。因此，通过化学组成、抗拉强度和夏比冲击试验的组合来体现上述6个组织的量和析出物的形态。因此，如上所述，钢板的抗拉强度为780mpa～930mpa，板厚中心部在-60℃的夏比冲击试验得到的吸收能为69j以上是必要的。再者，板厚中心部在-60℃的夏比冲击试验得到的吸收能的上限不需要限定，可以为400j以下。再者，回火马氏体和没有回火的马氏体是马氏体的下位概念，回火上贝氏体、回火下贝氏体、没有回火的上贝氏体和没有回火的下贝氏体是贝氏体的下位概念。
为了使钢板中的上述6个组织的量和析出物的形态更加合适，钢板的抗拉强度优选小于930mpa。这样的抗拉强度的优选上限，按直到最优选的顺序依次排列为900mpa、880mpa、870mpa。同样地，钢板的屈服强度优选为880mpa以下。这样的屈服强度的优选上限，按直到最优选的顺序依次排列为850mpa、830mpa、810mpa。另外，钢板的屈服强度优选为665mpa以上或685mpa以上。
抗拉强度采用jisz2241所规定的拉伸试验测定。该试验中，jisz2201所规定的14号拉伸试验片由t/4部制取。该14号拉伸试验片的长度方向(拉伸方向)是t方向(transversedirection，横向)，即与轧制方向垂直的方向(c方向)。再者，t/4部意味着从钢板表面起沿板厚方向离开板厚1/4的钢板内的位置。
板厚中心部在-60℃的夏比冲击试验得到的吸收能采用jisz2242所规定的夏比冲击试验测定。该试验中，jisz2242所规定的夏比冲击试验片由板厚中心部制取。该夏比冲击试验片的长度方向是t方向(transversedirection)，即与轧制方向垂直的方向(c方向)。另外，v切口的深度方向是轧制方向。再者，板厚中心部在-60℃的夏比冲击试验得到的吸收能也有时省略为ve-60℃。
板厚：超过200mm且为300mm以下
为了更加提高将来的大规模结构物的安全性，在能够制造和处理钢板的限度内优选板厚尽量厚。因此，板厚需要超过200mm，板厚的优选下限按直到最优选的顺序依次排列为210mm、215mm、220mm、225mm或230mm。另一方面，如果板厚变得过厚，则制造具有高强度和优异的低温韧性的钢板变得更困难，此外上述化学组成对高强度和优异的低温韧性带来的效果下降。因此，板厚需要为300mm以下，板厚的优选上限按直到最优选的顺序依次排列为290mm、280mm、270mm、260mm。根据上述理由，板厚需要超过200mm且为300mm以下。
本实施方式涉及的钢板从降低制造成本的观点出发适合采用下述实施方式涉及的钢板的制造方法制造。
接着，对于一实施方式涉及的钢板(高强度钢板)的制造方法进行叙述。
首先，铸造具有上述化学组成的钢液得到铸坯。该铸坯可以通过连铸或者将铸锭用分块轧制机分块来得到。
当热轧前没有以1200℃以上的温度对铸坯进行均热的情况下，钢中残存粗大的aln(1.5μm以上的aln)，该粗大的aln使钢板的韧性下降。因此，热轧前以1200℃～1380℃对铸坯均热。为了在板厚中心部更加降低aln粒径的最大值，该均热温度优选为1250℃以上。另外，为了更加改善生产率，均热温度优选为1300℃以下。再者，判断1.5μm以上的aln基本上不存在极其困难。例如，可以使用透射电子显微镜观察1.5μm以上的aln，但采用透射电子显微镜观察的区域非常小。因此，以实际的测定次数不可能判断1.5μm以上的aln基本上不存在。另一方面，1.5μm以上的aln基本上不存在可以通过板厚中心部在-60℃的夏比冲击试验得到的吸收能(69j以上)来确认。
均热后，将铸坯热轧，得到具有超过200mm且300mm以下的板厚的热轧钢板作为中间制品。除了目标板厚，热轧的条件不限定。为了良好地保证钢板表面品质并且对板厚中心部充分施加压下对晶体粒径等带来的效果，优选从950℃～1250℃的温度开始热轧。
为了得到马氏体和贝氏体的合计量为99％以上的组织，在淬火处理中，将钢板再加热到ac3℃以上的温度后水冷到小于300℃的温度。如果在该淬火处理中将钢板再加热到ac3℃以上的温度，则钢板组织变为奥氏体单相。如果该奥氏体单相组织被淬火，则奥氏体相变为马氏体或贝氏体，钢板组织变得均匀。淬火处理中，为了得到足够量的马氏体和下贝氏体，需要将板厚中心部的温度从800℃下降到500℃期间的板厚中心部的平均水冷速度设为0.4℃/秒～0.8℃/秒。再者，该板厚中心部的温度和水冷速度可以通过传热计算来确定。ac3由下述式10定义。
ac3＝937.2-476.2×c+56×si-19.7×mn-16.3×cu-26.6×ni-4.9×cr+38.1×mo+124.8×v+198.4×al+3315×b-19.1×nb+136.3×ti‥‥式10
在此，各元素符号是对应的化学元素的量％。
为了提高热轧钢板的韧性，在回火处理中，将淬火后的钢板加热到580℃～ac1℃的温度，其后从580℃～ac1℃的温度水冷到小于300℃的温度。如果将钢板加热到超过ac1℃温度，则钢板中产生奥氏体，回火处理后残存没有回火的贝氏体，因此钢板韧性下降。另一方面，如果回火温度小于580℃，则得不到足够量的回火组织、和/或发生回火脆化。因此，钢板韧性不足。因此，回火温度需要为580℃～ac1℃。再者，ac1由前述式9定义。
本实施方式中，热轧钢板的板厚超过200mm，因此在回火处理的冷却中也进行偏析，发生脆化。该脆化发生的温度范围主要在300℃～500℃。因此，热轧后钢板需要尽量快速地通过该温度范围。因此，在回火处理中，需要将板厚中心部的温度从500℃下降到300℃期间的板厚中心部的平均水冷速度设为0.3℃/秒～0.7℃/秒。再者，该板厚中心部的温度和水冷速度可以根据传热计算来确定。另外，为了防止钢板表面的脆化，开始水冷时需要将钢板表面的温度设为580℃以上。钢板表面的温度用辐射温度计实际测定。
实施例
将具有表1～3所示的化学组成的钢熔炼，将熔炼得到的钢片以表5所示的均热温度均热后进行热轧，冷却到室温，得到了作为中间制品的热轧钢板。而且，在表5所示的条件下，对该钢板再次加热，淬火到室温。其后，在表6所示的条件下，将经淬火的钢板回火，冷却到室温，得到了作为最终制品的热轧钢板(no.1～50)。表5～6表示将钢片均热的温度、为了淬火将钢板加热的温度、淬火中从800℃到500℃的平均水冷速度、回火温度、回火刚结束后开始水冷的温度(钢板表面的温度)、以及回火刚结束后的水冷中从500℃到300℃的平均水冷速度。热轧钢板的板厚为210mm～270mm。
其后，从全部钢板的t/4部以长度方向与t方向一致的方式制取jisz2201所规定的14号拉伸试验片，实施了jisz2241所规定的拉伸试验。此外，从全部钢板的板厚中心部以长度方向与t方向一致的方式制取jisz2242所规定的夏比冲击试验片，实施了试验。将该结果示于表7。
此外，从板厚中心部制取试验片，采用硝酸乙醇对该试验片进行腐蚀。使用光学显微镜从与轧制方向正交的宽度方向观察腐蚀了的该试验片。光学显微镜的倍率为500倍，测定视场为3个。再者，以视场不重复的方式使试料仅沿轧制方向移动，拍摄了3个视场的光学显微镜照片。从这些光学显微镜照片确定铁素体和珠光体的面积分率。其结果，在no.1～50中，全都没有检测出珠光体，珠光体的量为0％。另外，在no.12、29、35和41中，铁素体的量为0.5％以上且小于1.0％，在no.37和38中，铁素体的量为4.5％以上且小于5.0％。表4表示将小数点第1位以下四舍五入了的铁素体的量。
另行从板厚中心部制取试验片，采用x射线衍射法测定奥氏体的体积分率，使该体积分率与面积分率相同。x射线衍射法中，从试验片的宽度方向射入x射线。在no.1～50中全都没有检测出残留奥氏体，残留奥氏体的量为痕迹程度，因此无法定量。因此，残留奥氏体的量在no.1～50中全都为0％。
以下的表中附带下划线的栏表示不满足本发明的必要条件。
表1
表2
表3
表4
表5
表6
表7
no.1～11中，最终制品具有本发明的化学组成和组织，具备优异的低温韧性和高强度。由这些no.1～11可知，如果将ti/n降低到3.4以下，则能够进一步提高低温韧性。
no.12中，c的量低，因此抗拉强度和冲击吸收能低。另一方面，no.13中，c的量高，因此冲击吸收能非常低。no.14中，si的量高，因此冲击吸收能低。
no.15中，mn的量低，因此抗拉强度和冲击吸收能低。另一方面，no.16中，mn的量高，因此冲击吸收能非常低。
no.17中，p的量高，因此冲击吸收能低。no.18中，s的量高，因此冲击吸收能低。
no.19中，cu的量高，因此冲击吸收能低。no.20中，ni的量低，因此冲击吸收能低。
no.21中，cr的量低，因此抗拉强度和冲击吸收能低。另一方面，no.22中，cr的量高，因此冲击吸收能低。no.23中，mo的量低，因此抗拉强度和冲击吸收能低。另一方面，no.24中，mo的量高，因此冲击吸收能低。no.25中，v的量高，因此冲击吸收能低。
no.26中，al的量低，因此抗拉强度和冲击吸收能低。另一方面，no.27中，al的量高，因此冲击吸收能低。no.28中，n的量低，因此冲击吸收能低。另一方面，no.29中，n的量高，因此抗拉强度和冲击吸收能低。no.30中，b的量低，因此抗拉强度和冲击吸收能低。另一方面，no.31中，b的量过剩，因此抗拉强度和冲击吸收能低。
no.32中，ac1低，因此冲击吸收能低。no.34和36中，ts低，因此冲击吸收能低。no.33和35中，ts高，因此抗拉强度和冲击吸收能低。no.37和38中，ceq低，因此抗拉强度和冲击吸收能低。no.39中，ceq高，因此抗拉强度过高，冲击吸收能低。no.40中，ac1低，因此冲击吸收能低。该no.40中，钢以在两相区域没有回火的方式使用低的回火温度。
no.41中，x低，因此冲击吸收能低。no.42中，x高，因此冲击吸收能低。no.43中，除了x以外，β也低，因此抗拉强度和冲击吸收能低。no.44中，除了x以外，β也高，因此冲击吸收能低。
no.45中，回火温度小于580℃，因此冲击吸收能低。
no.46中，在超过ac1℃的温度下进行了回火，因此冲击吸收能低。no.47中，开始水冷时的钢板表面的温度小于580℃，因此冲击吸收能低。
no.48中，铸坯的均热温度小于1200℃，因此冲击吸收能低。no.49中，淬火时板厚中心部的温度从800℃下降到500℃期间的板厚中心部的水冷速度小于0.4℃/秒。因此，抗拉强度和冲击吸收能低。no.50中，回火后板厚中心部的温度从500℃下降到300℃期间的板厚中心部的水冷速度小于0.3℃/秒。因此，冲击吸收能低。
产业上的可利用性
根据本发明，提供低温韧性优异，板厚超过200mm的高强度钢板，所以能够更加提高规模更大的结构物的安全性。因此，本发明在产业上的可利用性大。