8-169468号公报
[0074] 专利文献33 :日本国特开2008-214652号公报
[0075] 专利文献34 :日本国特开2008-214653号公报
[0076] 专利文献35 :日本国特开2008-214654号公报
[0077] 专利文献36 :日本国特开2009-185343号公报
[0078] 专利文献37 :日本国特开2009-221585号公报
[0079] 专利文献38 :日本国特开2009-235458号公报
[0080] 专利文献39 :日本国特开2010-047805号公报
[0081] 专利文献40 :日本国特开2011-068952号公报
[0082] 专利文献41 :日本国特开2011-214116号公报
[0083] 专利文献42 :日本国特开2007-302993号公报
[0084] 专利文献43 :日本国特开2011-219848号公报
【发明内容】
[0085] 在专利文献1~10记载的技术中，需要在钢中使钉扎粒子大量分散。在_60°C的 极低温下，该钉扎粒子容易变为脆性断裂的发生起点，因此具有这样特征的钢的焊接接缝 的韧性下降。因此，由专利文献1~10记载的技术难以稳定地得到高的接缝韧性。特别是 如专利文献4~10记载的技术那样，使用氧化物粒子作为钉扎粒子的情况下，可得到热稳 定的微细粒子，但由于氧化物粒子具有在高温生成的性质，因此不能避免也生成粗大粒子。 该粗大粒子成为断裂的起点，使接缝韧性下降。如专利文献8~10记载的技术那样，将板 厚厚的高强度的钢以超过200kJ/cm的大的焊接热输入进行焊接、并且仅评价比较高的温 度的韧性的情况下，专利文献1~10记载的技术是有效的技术，但通过这些技术使本发明 中作为对象的在_60°C时的接缝韧性提高是极其困难的。另外，钉扎技术能够将在焊接工 程中被加热时的奥氏体晶粒微细化，但不能进行晶粒内的微细化。由于焊接部的金属组织 的最终粒径依赖于奥氏体粒径，因此采用钉扎技术的微细化存在极限。因此，钉扎技术作为 HAZ组织微细化效果比晶粒内相变技术差。
[0086] 在专利文献11记载的技术中，使用在焊接工序后的冷却时析出的VN作为晶粒内 相变核。但是，本发明中作为对象的焊接条件（板厚、焊接热输入）下的VN的利用是困难 的。VN由于析出的驱动力小，因此只有在专利文献11的实施例中记载的、以焊接热输入为 1000kJ/cm那样的焊接条件（冷却速度极小的条件）下进行焊接的场合能够析出。并且， VN在单独存在时，只会具有比其它粒子差的铁素体核生成能。因此，专利文献11记载的技 术，是不能在本发明所要求的条件下适用的技术。
[0087] 在专利文献12记载的技术中，由于必须将A1含量控制为0. 005%以下这样的极低 水平，因此脱氧不充分，容易大量生成粗大的氧化物。该粗大的氧化物成为断裂的起点，使 韧性明显下降。另外，由于TiN-BN的复合粒子的铁素体核生成能小，因此难以使用TiN-BN的复合粒子得到充分的微细组织。
[0088] 在专利文献13记载的技术中，需要使B从焊接金属向HAZ扩散，但由于扩散受到 各种条件影响，因此难以将作为铁素体相变核的BN的析出量稳定地保持为较高。影响扩散 的各种条件之中的第1个是焊接热输入。焊接热输入低，由此在高温滞留时间短、或冷却速 度大的情况下，不能使B充分地扩散。因此，对于在焊接热输入低的焊接条件下进行的焊 接，不能适用专利文献13记载的技术。影响扩散的各种条件之中的第2个是Nb和Ti的含 量。B的扩散介由孔隙发生，因此在添加有与孔隙的结合力强的Nb和Ti等元素的情况下， B的扩散速度下降，不能使B充分地扩散。因此，对于需要含有Nb和Ti的钢，不能适用专利 文献13记载的技术。
[0089] 在专利文献14记载的技术中，使BN分散于金属组织中，生成以BN为核的晶粒内 铁素体，将HAZ组织微细化，使接缝韧性提高。但是，仅靠BN的分散，不能使铁素体充分地 生成。并且，在专利文献14中没有限定BN的分散状态，因此由专利文献14记载的内容，难 以稳定地谋求通过HAZ组织控制带来的接缝韧性提高。另外，专利文献14所公开的、使用 板厚厚且强度高的实施例作成焊接接缝的情况下，鉴于其化学成分，认为HAZ变得过硬，并 且容易生成脆化相的MA(Martensite-Austenite constituent，马氏体-奥氏体组元），完 全不能使在_60°C时的接缝韧性提高。并且，在专利文献14所公开的实施例中，将焊接热输 入条件设为340~530kJ/cm，但在该焊接热输入条件下进行焊接的情况下，使在-60°C的接 缝韧性提高程度的HAZ组织的微细化是极其困难的。
[0090] 在专利文献15记载的技术中，通过利用在CaS上析出了MnS的复合硫化物作为 铁素体相变核，使HAZ组织微细化。但是，由于复合硫化物的铁素体相变能低，因此在焊接 热输入小的情况下，复合硫化物的效果不能充分体现。因此，专利文献15以焊接热输入为 400kJ/cm(该焊接热输入，在本技术领域中被视为比较高）、冷却速度小的焊接条件作为对 象。在这样的焊接条件下，容易生成铁素体。因此，不能将专利文献15的技术适用于其它 焊接条件。另外，与上述的专利文献14同样地，使用专利文献15所公开的强度高的实施例 作成焊接接缝的情况下，认为在其化学成分中，HAZ变得过硬，并且容易生成脆化相的MA， 因此使在-60°C时的接缝韧性提高是极其困难的。
[0091] 在专利文献16记载的技术中，必须将A1含量控制为极低的水平即低于0. 005%。 由此，在专利文献16记载的钢中，脱氧不充分，容易大量生成粗大的氧化物。由于该粗大的 氧化物成为断裂的起点，因此使韧性显著下降。另外，由于难以使Ti氧化物大量分散，因此 在为了HAZ组织的微细化而使用Ti氧化物的专利文献16中，铁素体的成核位点少，不能 将HAZ组织充分微细化。专利文献16作为对象的、以低的焊接热输入进行多层焊接的情况 下，认为专利文献16所公开的技术也能够发挥微细化效果，但对于本发明作为对象的单道 焊接，不能适用专利文献16所公开的技术。
[0092] 在专利文献17记载的技术中，使用氧化物作为铁素体相变核。但是，如上所述，该 情况下可得到热稳定的微细粒子，但由于氧化物粒子具有在高温下生成的性质，因此想要 充分得到氧化物粒子的情况下，不能避免粗大粒子的生成。该粗大粒子成为断裂的起点，接 缝韧性会下降。另外，由于不能使氧化物粒子高密度地分散，因此由专利文献17记载的技 术难以得到微细的HAZ组织。
[0093] 专利文献18记载的技术，将C含量控制为极低的水平即低于0. 03%，并且需要添 加1. 0~2. 0%的Ni，因此具有合金成本极高这样的问题。并且，Ni通过高温脆化而经常 发生铸造时的板坯裂纹，因此专利文献18记载的技术，具有板坯精炼成本也大幅增加这样 的问题。另外，即使不进行HAZ的组织微细化控制，而只进行了岛状马氏体的控制，也难以 使在-60°C时的接缝韧性提高。
[0094] 专利文献19和20记载的技术，也与上述专利文献18同样地抑制HAZ中的岛状马 氏体的生成。但是，只要不进行组织微细化控制，就不能使在_60°C时的接缝韧性充分地提 高。另外，专利文献18以对屈服应力为460MPa以上的钢进行焊接热输入为300kJ/cm以上 的多层焊接而得到的焊接接缝为对象，专利文献19以对屈服应力为630MPa以上的钢进行 焊接热输入为50kJ/cm的多层焊接而得到的焊接接缝为对象。在这些条件下，不能达成本 发明具有的金属组织。因此，使用专利文献19和20记载的技术使在-60°C时的接缝韧性提 高是极其困难的。
[0095] 在专利文献21、22记载的技术中，需要添加4.0%以上的大量的Ni。由于成本极 高，因此专利文献21、22记载的技术无法在工业用途上采用。另外，在专利文献21、22记载 的技术中，需要得到马氏体，因此必须将焊接热输入降低至20kJ/cm左右。即使在本发明作 为对象的焊接热输入下进行焊接，也无法得到上述的金属组织，因此难以使用专利文献21、 22记载的技术使接缝韧性提高。
[0096] 在专利文献23~25记载的技术中，为了利用钢板的表里层部的铁素体的再结晶 使铁素体超微细化，需要经过冷却、乳制、和回热工序制造钢板。在该技术中，由于制造工艺 复杂，因此得到具有稳定材质的钢板是极其困难的，并且，由于需要低温轧制因此生产效率 低。并且，在这样的制造工艺中，在钢板上容易发生起因于钢板面的冷却程度不均匀的形状 不良。发生形状不良的情况下，为进行形状矫正需要很大的成本。
[0097]另外，在专利文献26记载的技术中，在铁素体中分散有马氏体，因此抑制脆性裂 纹发生的特性明显劣化。另外，仅靠脆化第二相的控制，难以使在-60°C时的止裂性提高。
[0098] 另外，在专利文献27~39记载的技术中，没有进行为使止裂性提高而最有效的因 素即晶体粒径的控制。即，仅靠织构的控制，无法使在-60°C时的止裂性飞跃性地提高。另 外，X射线面强度比表示出局部的织构，并不表示钢板整体的特性。在通过仅进行X射线面 强度比的控制来控制织构的钢板中，有时织构的偏差大。另外，这些技术以板厚厚、强度高 的钢为对象，但并不是使具有本发明作为对象的板厚和强度的钢板的止裂性提高、并且在 该钢板的热轧制时得到高的生产效率的技术。原本，专利文献27~30和33的技术是提高 板厚方向的止裂性的技术，不是本发明这样的与轧制方向垂直或平行的方向的止裂性的提 高涉及的技术，因此无法适用于本发明作为对象的钢。
[0099] 另外，在专利文献40和41中，公开了用于通过控制晶体粒径和织构，而得到高的 止裂性的技术。但是，专利文献40和41记载的技术，以板厚为50mm以上的极厚钢板为对 象。在具有本发明作为对象的板厚的钢板的制造中，乳制温度和冷却速度与专利文献40和 41记载的条件不同。因此，通过专利文献40和41的技术，难以得到具有同样的晶体粒径和 织构的钢板。另外，为控制织构而在专利文献40和41中所采用的X射线面强度比，表示出 局部的织构，因此偏差大，不适合作为使止裂性提高的因素。另外，在专利文献40和41记 载的技术中，为形成所期望的织构，在低温下的轧制是不可或缺的，但这会使生产效率明显 下降。并且，专利文献40是用于使相对于轧制方向成45°的角度的止裂性提高的技术，不 是本发明这样的与轧制方向垂直或平行的方向的止裂性的提高涉及的技术。
[0100] 在专利文献42记载的技术中，控制表层和板厚1/2部的晶体粒径及织构，对于板 厚厚的钢板的止裂性提高是有效的。但是，在本发明作为对象的板厚为10~35mm的情况 下，由于制造时的轧制和冷却条件不同，因此难以将表层和板厚1/2部的晶体粒径及织构 明确地分离控制，而得到同样的组织。
[0101] 专利文献43记载的技术，需要添加超过5. 0 %的大量的Ni，成本极高，这在工业用 途上不优选。另外，由于大量地添加Ni，因此专利文献43记载的钢板的强度高。在单道的 高热输入焊接中，通过HAZ变硬，使接缝韧性下降，因此采用专利文献43记载的技术，得到 接缝韧性和止裂性并存的钢板是极其困难的。
[0102] 本发明是考虑上述的状况而完成的，其目的是提供制造成本低、且生产效率高的、 母材的脆性裂纹传播停止性能和高热输入焊接时的焊接热影响区的韧性优异的钢板。具体 而言，本发明的课题是得到一种钢板，其母材的屈服应力为300~500MPa，母材在-80°C时 的平均夏比吸收能为100J以上，母材在_60°C时的止裂性（Kca)为4000N/mm15以上，可得 到在进行焊接热输入为50~200kJ/cm的焊接的情况下具有良好的韧性（例如，在-60°C时 的平均夏比吸收能变为100J以上的韧性）的焊接热影响区。
[0103] 为解决上述课题的本发明的主旨如下所述。
[0104] (1)本发明的一方式涉及的钢板，化学组成以质量％计，为C :0. 040~0. 090%、 Si :0? 01~0? 20%、Mn :1. 30~1. 80%、P :0? 020%以下、S :0? 001~0? 010%、A1 :0? 005~ 0. 100%、Nb :0. 003~0. 030%、Ti :0. 003~0. 030%、B :0. 0003~0. 0040%、N :0. 0020~ 0? 0080%、0 :0? 0005~0? 0040%、Cu :0~1. 00%、Ni :0~1. 00%、Cr :0~1. 00%、Mo : 0~0? 500%、V :0~0? 100%、Ca :0~0? 0050%、Mg :0~0? 0050%、REM :0~0? 0050%、 以及余量：铁和杂质，由A式定义的碳当量CE为0. 30~0. 40质量％，由B式定义的S0LB 为-0. 0015~+0. 0015质量％，金属组织是包含铁素体和贝氏体的混合组织、或者包含所述 铁素体、珠光体和所述贝氏体的混合组织，所述铁素体的面积率为50~90%，且所述贝氏 体的面积率为10~50%，所述金属组织中的MA的面积率为0~5%，在板厚1/2部，将彼 此的晶体取向差为15°以上的、相邻的晶体之间的边界定义为晶界，将由所述晶界包围的 区域定义为晶粒，将分割数N设定为10以上的整数的情况下，由E式定义的所述晶粒的粒 径的加权平均值DAVE为3. 0~17. 0 ym，在所述板厚1/2部，相对于与轧制方向垂直的面呈 15°以内的角度的{100}面的面积率为2.0~20.0%，在板厚1/4部，将包含1质量％以上 的Ti、低于1质量％的0、和1质量％以上的N的粒子定义为TiN粒子，将包含1质量％以 上的Mn、l质量％以上的S、和低于1质量％的0的粒子定义为MnS粒子，将同时满足所述 TiN粒子的定义和所述MnS粒子的定义的粒子定义为复合粒子的情况下，分别具有0. 5~ 2. 0 ym的当量圆直径的所述TiN粒子、所述MnS粒子、以及所述复合粒子的个数密度的合计 为20~200个/mm2,在所述板厚1/4部，将包含1质量％以上的0的粒子定义为氧化物粒 子的情况下，具有1~10 U m的当量圆直径的所述氧化物粒子的个数密度为20~200个/ mm2,板厚为10~35mm，屈服应力为300~500MPa〇
[0105] CE = C+Mn/6+(Cu+Ni)