TWI852198B

TWI852198B - 鋼板及其製造方法

Info

Publication number: TWI852198B
Application number: TW111146210A
Authority: TW
Inventors: 荒尾亮; 竹下竜平; 橘俊一; 平出隆志
Original assignee: 日商杰富意鋼鐵股份有限公司
Priority date: 2021-12-14
Filing date: 2022-12-01
Publication date: 2024-08-11
Also published as: KR20240059623A; JPWO2023112634A1; CN118119723A; JP7323086B1; WO2023112634A1; TW202325867A

Abstract

本發明的目的在於提出一種鋼板及其製造方法，其中於焊接入熱量成為50 kJ/cm以上的大入熱量焊接熱影響部中，即便於-60℃以下的低溫下亦具備優異的接縫韌性、優異的母材韌性及高的拉伸強度。一種鋼板，以滿足以下的（1）式及（2）式的方式含有特定成分，Nb為0.003%以下，且具有特定組織、特定特性。 0＜（Ca-（0.18+130×Ca）×O）/1.25/S＜1 …（1） Ceq.≦0.36 …（2）其中，設為Ceq.=C+Mn/6+（Cr+Mo+V）/5+（Cu+Ni）/15，於（1）式、（2）式中，各元素符號表示各元素的含量（質量%）。

Description

鋼板及其製造方法

本發明是有關於一種船舶或建築/土木等領域中的各種鋼結構物中所使用的鋼材，尤其是有關於一種即便於實施焊接入熱量超過200kJ/cm的大入熱量焊接的情況下亦具有優異的焊接部韌性的高張力鋼及其製造方法。

伴隨鋼材的高強度化、厚壁化，於焊接施工中，潛弧焊(submerged arc welding)、電氣焊(electrogas welding)及電渣焊(electroslag welding)等生產能率優異的大入熱量焊接的應用要求增加。由於大入熱量焊接後的焊接熱影響部(Heat-Affected Zone(熱影響區)，以下，亦稱為HAZ)的韌性降低，因此提出有各種大入熱量焊接用鋼。例如，使TiN微細分散到鋼中來抑制焊接熱影響部的沃斯田鐵晶粒的粗大化、或者作為焊接熱影響部中的鐵氧體相變核來利用的技術已得到實用化。

利用TiN的組織粗大化的抑制於經濟上亦有用而被廣泛利用，但存在如下問題：於焊接熱影響部中，在TiN熔解的程度的高溫區域，並沒有獲得該些效果，進而母材組織因固熔Ti及固熔N而脆化，韌性顯著降低。

因此，於專利文獻1中，提出有如下技術：使在焊接熱影響部的高溫區域亦難以熔解的Ti氧化物中的粒度5μm以下的TiOx(其中，x：0.65~1.3)微細分散到鋼中，作為焊接熱影響部的針狀鐵氧體的生成核來利用。於專利文獻2中，提出有如下技術：調整鋼組成中的B、N及sol.Al量，積極地析出使焊接熱影響部微細化的BN，從而提高焊接熱影響部的韌性。另外，於專利文獻3中，提出有如下技術：在鋼組成中，以HAZ韌性成為高韌性區域的方式對Ti-B-N量進行調整，進而添加Ca或Ce，從而賦予基於夾雜物的形態控制的韌性改善效果，另外，於專利文獻4中，亦提出有如下技術：將鋼組成設為低N-低Ti系，添加在焊接的接合部亦形成穩定的硫化物/氧化物的稀土金屬(Rare Earth Metal，REM)，藉此改善大入熱量焊接部的韌性。進而，於專利文獻5中，提出有如下技術：藉由適當地控制Ca、O、S含量，使成為相變核且促進焊接熱影響部中的鐵氧體相變的Ca系夾雜物微細分散到鋼中，從而提高超過400kJ/cm的大入熱量焊接的焊接熱影響部韌性。

[現有技術文獻]

[專利文獻]

專利文獻1：日本專利特開昭57-51243號公報

專利文獻2：日本專利特開昭62-170459號公報

專利文獻3：日本專利特開昭60-204863號公報

專利文獻4：日本專利特公平4-14180號公報

專利文獻5：日本專利第3546308號公報

於所述專利文獻1~專利文獻2記載的技術中，在工業生產中存在難以穩定製造的課題。另外，於專利文獻3~專利文獻5記載的技術中，存在如下課題：難以達成在-60℃或低於其的低溫下的大入熱量接縫韌性試驗中穩定地確保超過100J般的高衝擊吸收性能。

因此，本發明的目的在於提出一種鋼板及其製造方法，其中於焊接入熱量成為50kJ/cm以上的大入熱量焊接熱影響部中，即便於-60℃以下的低溫下亦具備優異的接縫韌性、母材韌性及高的拉伸強度。

所謂接縫韌性優異，是指自鋼板採集寬度80mm×長度80mm×厚度15mm的試驗片，實施加熱到1450℃後於800℃~500℃間以150秒冷卻的再現熱循環後，對自該些試驗片採集的2mm V形槽口夏氏(Charpy)試驗片以試驗溫度：-60℃進行夏氏衝擊試驗，評價韌性，結果3根的試驗結果的平均衝擊吸收值超過100J，且最低值超過50J。另外，所謂母材韌性優異，是指自成為板厚1/4的位置處採集日本工業標準(Japanese Industrial Standards，JIS)Z2202中記載的V形槽口夏氏衝擊試驗片，於試驗溫度：-120℃~40℃的範圍內適宜進行夏氏衝擊試驗，求出延性破面率成為50%的破面遷移溫度vTrs(℃)，評價母材韌性，vTrs(℃)成為-60℃以下。另外，所謂高拉伸強度，是指以試驗片長度方向與板寬方向一致的方式自鋼板採集JISZ2201中記載的1A號試驗片，測量拉伸強度：TS(MPa)，TS成為450MPa以上。

發明者等為了解決所述課題而反覆進行了各種研究，獲得了以下見解。

即，為了利用工業生產性優異的TiN析出物抑制焊接熱影響部中的組織的粗大化，除了最大限度地利用母材鋼板中的TiN析出物以外，還需要為了抑制粗大組織的形成而耗費功夫。因此，發現藉由除了添加Ti與N以外亦添加一定量以上的B，且將Ceq.設為一定以下，並儘量不添加Nb，從而即便於焊接入熱量成為50kJ/cm以上的大入熱量焊接接縫中，亦可穩定地確保-60℃以下的接縫韌性。另一方面，判明了於低合金且進行了B添加的成分體系中，伴隨藉由固熔B進行的核生成的抑制，於母材組織中生成部分性的粗大組織，母材韌性的確保成為課題。因此，發明者等人進一步反覆研究，導出了於穩定地確保-60℃以下的接縫韌性的同時，兼顧優異的母材韌性與高拉伸強度的製造條件。

本發明是基於所述獲得的見解進一步進行研究而完成者，即，本發明中，

[1]一種鋼板，鋼組成以質量%計而含有C：0.01%~0.07%、Si：0.01%~0.20%、Mn：0.80%~1.80%、 P：0.020%以下、S：0.0005%~0.0050%、Al：0.030%~0.100%、Ti：0.005%~0.030%、N：0.0045%~0.0090%、B：0.0010%~0.0030%、Ca：0.0005%~0.0030%、O：0.0040%以下、Nb：0.003%以下，且以滿足下述(1)式及(2)式的方式含有，剩餘部分為Fe及不可避免的雜質，所述鋼板具有局部方位差平均超過1°的晶粒相對於所有晶粒以面積分率計而為50%以下、且平均結晶粒徑為50μm以下的微觀組織，且拉伸強度為450MPa以上，0<(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S<1...(1)

Ceq.≦0.36...(2)

其中，設為Ceq.=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15，於(1)式、(2)式中，各元素符號表示各元素的含量(質量%)，不含有的元素為0。

[2]如[1]所述的鋼板，其中鋼組成進而以質量%計而含有選自Cu：0.50%以下、Ni：1.00%以下、Cr：0.50%以下、Mo：0.30%以下、V：0.50%以下中的一種以上。

[3]如[1]或[2]所述的鋼板，其中鋼組成進而以質量%計而含有選自Mg：0.0050%以下、Zr：0.0200%以下、REM：0.0200%以下中的一種以上。

[4]一種鋼板的製造方法，將鋼原材料加熱到1000℃~1200℃後，進行熱軋，將所述熱軋中的軋製結束溫度設為800℃以上，所述熱軋後，進行10秒以上的空冷，所述空冷後以平均冷卻速度：30℃/秒以上冷卻至450℃以下的溫度範圍，所述鋼原材料中，鋼組成以質量%計而含有C：0.01%~0.07%、Si：0.01%~0.20%、Mn：0.80%~1.80%、P：0.020%以下、 S：0.0005%~0.0050%、Al：0.030%~0.100%、Ti：0.005%~0.030%、N：0.0045%~0.0090%、B：0.0010%~0.0030%、Ca：0.0005%~0.0030%、O：0.0040%以下、Nb：0.003%以下，且以滿足下述(1)式及(2)式的方式含有，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質，0<(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S<1...(1)

Ceq.≦0.36...(2)

[5]如[4]所述的鋼板的製造方法，其中進而所述鋼原材料以質量%計而含有選自Cu：0.50%以下、Ni：1.00%以下、 Cr：0.50%以下、Mo：0.30%以下、V：0.50%以下中的一種以上。

[6]如[4]或[5]所述的鋼板的製造方法，其中進而鋼原材料以質量%計而含有選自Mg：0.0050%以下、Zr：0.0200%以下、REM：0.0200%以下中的一種以上。

藉由本發明，可獲得於焊接入熱量成為50kJ/cm以上的大入熱量焊接熱影響部中在-60℃以下的低溫下具備優異的接縫韌性、優異的母材韌性及高拉伸強度的鋼板，於產業上極其有用。

以下，對本發明的實施形態進行詳細說明。首先，對本發明的鋼板及鋼原材料應具有的成分組成進行說明。於說明中，與化學成分相關的%表述全部是指質量%。

C：0.01%~0.07%

C為提高鋼材的強度的元素，為了確保作為結構用鋼所需的強度，C需要含有0.01%以上。C含量較佳為0.02%以上。C含量更佳為0.03%以上。另一方面，若C含量超過0.07%，則於-60℃般的低溫下的焊接熱影響部中容易生成上部變韌鐵般的低韌性粗組織，因此將C含量設為0.07%以下。C含量較佳為0.06%以下。 C含量更佳為0.05%以下。

Si：0.01%~0.20%

Si為作為將鋼熔煉時的脫氧劑而添加的元素，Si需要含有0.01%以上。Si含量較佳為0.02%以上。Si含量更佳為0.05%以上。然而，若Si含量超過0.20%，則伴隨碳化物的析出，母材及接縫的韌性有時會降低。因此，將Si含量設為0.20%以下。Si含量較佳為0.15%以下。Si含量更佳為0.12%以下。Si含量進而佳為0.10%以下。

Mn：0.80%~1.80%

關於Mn，為了確保母材的強度，Mn需要含有0.80%以上。Mn含量較佳為1.00%以上。Mn含量更佳為1.20%以上。Mn含量進而佳為1.40%以上。另一方面，若Mn含量超過1.80%，則會使焊接熱影響部的韌性顯著劣化，因此將Mn含量設為1.80%以下。Mn含量較佳為1.70%以下。Mn含量更佳為1.60%以下。

P：0.020%以下

P促進接合部附近的HAZ中的MA(麻田散鐵-沃斯田鐵組分(Martensite-Austenite Constituent)或島狀麻田散鐵)生成，並使韌性大幅降低，因此需要將P含量設為0.020%以下。P含量較佳為0.015%以下，進而佳為0.012%以下。P的下限並無特別限定，但過度降低會帶來精煉成本的高漲，因此P含量較佳為0.005%以上。

S：0.0005%~0.0050%

S是為了形成作為鐵氧體的核生成點發揮作用的MnS或CaS而所需的元素。因此，S需要含有0.0005%以上。S含量較佳為0.0008%以上。S含量更佳為0.0010%以上。但是，若過度含有，則會導致母材韌性的降低，因此將S含量設為0.0050%以下。S含量較佳為設為0.0040%以下。S含量更佳為設為0.0020%以下。

Al：0.030%~0.100%

Al是為了鋼的脫氧而添加的元素，Al需要含有0.030%以上。Al含量較佳為0.035%以上。然而，若超過0.100%而含有Al，則不僅會使母材的韌性降低，而且還會使焊接金屬的韌性降低。因此，將Al含量設為0.100%以下。Al含量較佳為0.090%以下。Al含量更佳為0.080%以下。Al含量進而佳為0.070%以下。

Ti：0.005%~0.030%

Ti於鋼液的凝固時成為TiN並於母材中析出，抑制沃斯田鐵晶粒的粗大化，藉此有助於母材韌性的提高。另外，於焊接時在焊接熱影響部中，TiN抑制組織的粗大，同時成為鐵氧體的相變核，有助於高韌性化。為了獲得所述效果，Ti需要含有0.005%以上。Ti含量較佳為0.008%以上。Ti含量更佳為0.010%以上。另一方面，若超過0.030%而含有Ti，則析出的TiN過度粗大化，無法獲得所述效果。因此，Ti含量設為0.030%以下。Ti含量較佳為0.025%以下。Ti含量更佳為小於0.025%。

N：0.0045%~0.0090%

N生成於焊接時在焊接熱影響部中抑制組織的粗大化、同時成為鐵氧體的相變核而有助於高韌性化的TiN，因此將N含量設為0.0045%以上。N含量較佳為0.0050%以上。另一方面，若超過0.0090%，則於TiN因焊接熱循環而熔解的情況下，向坯料組織的固熔N過剩，有可能使HAZ韌性劣化。根據以上，將N含量設為0.0090%以下。N含量較佳為0.0080%以下。N含量較佳為0.0075%以下。

B：0.0010%~0.0030%

B於焊接熱影響部生成BN，減低固熔N，另外，成為鐵氧體相變核，生成鐵氧體，提高韌性。為了穩定地獲得該效果，B需要含有0.0010%以上。B含量較佳為0.0012%以上。B含量更佳為0.0015%以上。然而，若超過0.0030%而含有B，則會導致母材及HAZ的韌性降低。因此，將B含量設為0.0030%以下。B含量較佳為0.0028%以下。B含量更佳為0.0025%以下。

Ca：0.0005%~0.0030%

Ca固定S並改善韌性，因此為了獲得該效果而設為0.0005%以上。Ca含量較佳為0.0010%以上。另一方面，若Ca含量超過0.0030%，則效果飽和，因此將Ca含量設為0.0030%以下。Ca含量較佳為0.0025%以下。

O：0.0040%以下

O對在CaS上析出MnS而成的複合硫化物的生成間接地造成影響，因此將O含量設為0.0040%以下、較佳為0.0030%以下。O的下限並無特別限定，但過度減低會帶來精煉成本的高漲，因此O 含量較佳為0.0010%以上。

Nb：0.003%以下

Nb雖是對確保母材強度有效的元素，但於大入熱量焊接接縫中使TiN的熔點降低，同時有助於生成上部變韌鐵般的低韌性組織。若Nb含量超過0.003%，則所述情況會顯著地表現出，因此就確保低溫下的接縫韌性的觀點而言，較佳為不含有Nb，或者於含有的情況下，將Nb設為0.003%以下。就提高母材的拉伸強度的理由而言，於含有的情況下，較佳為將Nb含量設為0.001%以上。更佳為將Nb含量設為0.002%以上。

0<(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S<1...(1)

此處，Ca、O、S為各成分的含量(質量%)

本參數式於對所述成分範圍的鋼進行大入熱量焊接時，使焊接熱影響部的韌性良好，若對Ca、O、S的含量以滿足本式的方式進行規定，則生成、並微細分散在CaS上析出MnS而成的複合硫化物，使焊接熱影響部的韌性提高。

於(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S的值(以下，稱為A值)為0以下的情況下，CaS並不結晶析出，S作為MnS單質析出，於鋼板製造時沿軋製方向伸長，使母材韌性降低。另外，於焊接熱影響部，MnS熔融，因此無法獲得優異的韌性。因此，將A值設為超過0。較佳為A值為0.1以上。更佳為A值為0.2以上。

另一方面，於A值為1以上的情況下，S幾乎未由Ca固定，成為鐵氧體生成核的MnS不在CaS上析出，因此於焊接熱影響部中不生成鐵氧體，無法獲得韌性提高效果。因此，將A值設為小於1。較佳為A值為0.9以下。更佳為A值為0.8以下。

Ceq.≦0.36...(2)

其中，設為Ceq.=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15，各元素符號表示各元素的含量(質量%)。不含有的元素為0。

本參數式是於對所述成分範圍的鋼進行大入熱量焊接時，用於確保其接縫的低溫韌性的指標，藉由除了滿足各元素的含有範圍以外還滿足所述式子，即便於-60℃以下亦可達成良好的接縫韌性。若Ceq.超過0.36，則上部變韌鐵般的低韌性組織開始部分性地生成，因此難以達成穩定的接縫韌性。因此，將Ceq.設為0.36以下。為了確保母材的屈服應力與拉伸強度，較佳為將Ceq.設為0.30以上。

以上為本發明的基本成分組成，剩餘部分為Fe及不可避免的雜質。本發明的鋼板及鋼原材料除了含有所述成分以外，亦可進而以提高強度等為目的，於下述範圍內含有選自Cu、Ni、Cr、Mo及V中的一種以上作為選擇性元素。

Cu：0.50%以下、Ni：1.00%以下、Cr：0.50%以下、Mo：0.30%以下、V：0.50%以下

Cu：0.50%以下

Cu為對鋼板的高強度化有效的元素，但若過度含有則會助長所鑄造的鋼錠的裂紋，有可能會使鋼板的韌性降低。因此，於含有Cu的情況下，將Cu含量設為0.50%以下。再者，若Cu含量小於0.01%，則無法獲得高強度化的效果，因此較佳為將Cu含量設為0.01%以上。更佳為Cu含量為0.10%以上。進而佳為Cu含量為0.20%以上。

Ni：1.00%以下

Ni提高鋼板的韌性，同時亦使強度上升，但過度含有會使韌性降低，另外，壓迫製造成本。因此，於含有Ni的情況下，將Ni含量設為1.00%以下。較佳為Ni含量為0.80%以下。更佳為Ni含量為0.50%以下。再者，若Ni含量小於0.01%，則無法獲得高強度化的效果，因此較佳為將Ni含量設為0.01%以上。更佳為Ni含量為0.10%以上。進而佳為Ni含量為0.20%以上。

Cr：0.50%以下

Cr為對鋼板的高強度化有利的元素，但過度含有會使韌性降低。因此，於含有Cr的情況下，將Cr含量設為0.50%以下。較佳為Cr含量為0.40%以下。更佳為Cr含量為0.30%以下。再者，若Cr含量小於0.01%，則無法獲得高強度化的效果，因此較佳為將Cr含量設為0.01%以上。更佳為Cr含量為0.10%以上。進而佳為Cr含量為0.20%以上。

Mo：0.30%以下

Mo為對鋼板的高強度化有利的元素，但過度含有會使韌性降低。因此，於含有Mo的情況下，將Mo含量設為0.30%以下。較佳為Mo含量為0.20%以下。再者，若Mo含量小於0.002%，則無法獲得高強度化的效果，因此較佳為將Mo含量設為0.002%以上。更佳為將Mo含量設為0.01%以上。

V：0.50%以下

V為對鋼板的高強度化有利的元素，但過度含有會使韌性降低。因此，於含有V的情況下，將V設為0.50%以下。較佳為V含量為0.30%以下。再者，若V含量小於0.002%，則無法獲得高強度化的效果，因此較佳為將V含量設為0.002%以上。更佳為將V含量設為0.01%以上。

另外，本發明的鋼板及鋼原材料除了含有所述成分以外，亦可進而以改善韌性為目的而於下述範圍內含有選自Mg、Zr及REM中的一種以上作為選擇性元素。

選自Mg：0.0050%以下、Zr：0.0200%以下、REM：0.0200%以下中的一種以上

Mg、Zr及REM均為具有基於氧化物的分散的韌性改善效果的元素。為了顯現出此種效果，於含有Mg的情況下，較佳為含有0.0005%以上的Mg。於含有Zr的情況下，較佳為含有0.0010%以上的Zr。於含有REM的情況下，較佳為含有0.0010%以上的REM。另一方面，即便超過0.0050%而含有Mg、且分別超過0.0200%而含有Zr及REM，其效果亦只會飽和。因此，於含有Mg的情況下，將Mg含量設為0.0050%以下。於含有Zr的情況下，將Zr含量設為0.0200%以下。於含有REM的情況下，將REM含量設為0.0200%以下。

對本發明的微觀組織進行說明。

局部方位差平均超過1°的晶粒相對於所有晶粒以面積分率計而為50%以下

局部方位差平均是如後述般可使用電子背散射繞射(Electron BackScatter Diffraction，EBSD)測定的、對同一晶粒內的方位差進行平均而得的值。若局部方位差平均的值超過1°的晶粒增加，則鋼材的延性及低溫韌性降低。為了確保良好的母材韌性，局部方位差平均超過1°的晶粒相對於所有晶粒以面積分率計而設為50%以下。較佳為局部方位差平均超過1°的晶粒相對於所有晶粒以面積分率計而為45%以下。關於下限，就可提高母材的屈服應力與拉伸強度的理由而言，局部方位差平均超過1°的晶粒相對於所有晶粒以面積分率計而較佳為10%以上，更佳為20%以上，進而佳為30%以上。

平均結晶粒徑為50μm以下

若晶粒變得粗大，則母材的韌性降低，因此將平均結晶粒徑設為50μm以下。較佳為平均結晶粒徑為40μm以下。更佳為平均結晶粒徑為35μm以下。

關於下限，就如下理由、即若晶粒變得過度微細，則母材過度變成高強度，韌性反而降低的理由而言，平均結晶粒徑較佳為 10μm以上，更佳為15μm以上，進而佳為20μm以上。

對本發明的製造方法進行說明。對所述組成的鋼液利用轉爐、電爐、真空熔解爐等通常的方法進行熔煉，利用連續鑄造法、鑄錠法等通常的鑄造方法製成板坯等軋製原材料，加熱後進行熱軋，其後進行冷卻。再者，對製造步驟進行說明的過程中的鋼板溫度的記述全部是指鋼板表面的溫度。

微觀組織是以鐵氧體及變韌鐵為主的微觀組織，鐵氧體與變韌鐵的合計以面積分率計而較佳為設為90%以上。上限可為100%。

拉伸強度為450MPa以上

就藉由使用高強度來使船體輕量化並確保裝載量的觀點而言，將鋼板的拉伸強度設為450MPa以上。另一方面，若拉伸強度過高，則於彎曲加工精度或伸長率降低的方面亦有問題，較佳為設為650MPa以下。

板坯加熱溫度：1000℃~1200℃

就相變前組織的均質化及軋製加工中的設備負荷減低的觀點而言，加熱至1000℃以上。更佳為加熱溫度為1030℃以上。進而佳為加熱溫度為1050℃以上。另一方面，若加熱至超過1200℃的溫度，則會導致由組織的粗大化所致的韌性的劣化，同時會使製造效率降低。根據以上理由，將加熱溫度設為1200℃以下。更佳為加熱溫度為1150℃以下。進而佳為加熱溫度為1100℃以下。

熱軋中的軋製結束溫度為800℃以上

熱軋及其後的冷卻是出於如下目的而進行：使鋼板的微觀組織微細化，提高母材韌性，同時確保作為結構物所要求的一定程度以上的強度。通常，為了確保母材韌性而進行作為熱機械控制製程(Thermo-Mechanical Control Process)(以下，稱為TMCP)的基本思想的低溫軋製。但是，於本申請案的成分體系中，伴隨低Ceq.設計，生成的鐵氧體主體組織受到固熔B抑制核生成點的影響，部分性地變粗大，難以確保-60℃以下的母材的低溫韌性。因此，於本申請案中，藉由在精軋結束後設置10秒以上的空冷時間，可促進BN析出，並以此為起點進行核生成，藉此可生成均質且微細的鐵氧體組織。

於將軋製結束溫度設為小於800℃的情況下，在空冷時間內鋼板的溫度會降低，於發生充分的BN析出之前開始相變，無法獲得充分的效果。因此，將軋製結束溫度設為800℃以上。更佳為軋製結束溫度為820℃以上。進而佳為軋製結束溫度為850℃以上。關於上限，就對原材料賦予引起鐵氧體核生成的加工應變的理由而言，軋製結束溫度較佳為900℃以下，更佳為將軋製結束溫度設為880℃以下。

熱軋後，進行10秒以上的空冷，以及空冷後以平均冷卻速度：30℃/秒以上冷卻至450℃以下的溫度範圍

於將空冷時間設為小於10秒的情況下，亦同樣地BN析出變得不充分，因此母材韌性變得不穩定。因此，熱軋後，將空冷時間設為10秒以上。熱軋後的空冷時間較佳為12秒以上。就如下理由、即不會藉由長時間的空冷使BN析出大幅增加，反而會導致生產效率的降低的理由而言，較佳為將熱軋後的空冷時間設為30秒以下。更佳為將空冷時間設為20秒以下。空冷中的平均冷卻速度通常為5℃/秒以下的範圍。另外，於本專利中，雖亦包括藉由空冷降低至450℃以下的溫度範圍後再加熱，並以平均冷卻速度：30℃/秒以上再次冷卻至450℃以下的溫度範圍的情況，但由於步驟數增加，生產效率降低，因此基本上藉由空冷達到的溫度較佳為750℃以上。作為藉由空冷達到的上限溫度，較佳為800℃以下。

關於空冷後的冷卻，為了鐵氧體主體組織亦獲得充分的強度、例如TS450MPa以上的拉伸強度，而於板厚中心部以30℃/秒以上的平均冷卻速度進行冷卻。藉此，鐵氧體組織變得更微細，同時第二相組織的硬度上升，可獲得充分的強度。若平均冷卻速度小於30℃/秒，則母材的強度降低。另外，即便於冷卻停止溫度超過450℃般的情況下，相變組織的微細化或第二相組織的硬度亦不充分，無法獲得所期望的鋼材強度。因此，於空冷後以30℃/秒以上的平均冷卻速度冷卻至450℃以下的溫度範圍。空冷後的平均冷卻速度較佳為40℃/秒以上，更佳為45℃/秒以上。就防止韌性低的麻田散鐵組織的生成的理由而言，關於空冷後的平均冷卻速度，較佳為以150℃/秒以下冷卻至450℃以下的溫度範圍。空冷後的平均冷卻速度更佳為100℃/秒以下，進而佳為80℃/秒以下。

如以上般，使用所述成分組成的鋼，將板坯加熱溫度設為1000℃~1200℃，進行熱軋，將所述熱軋中的軋製結束溫度設為800℃以上，於所述熱軋後，實施10秒以上的空冷並於空冷後以平均冷卻速度：30℃/秒以上實施冷卻直至450℃以下的溫度範圍，藉此不需要中途階段的再加熱或二階段的冷卻，藉此本製造方法達成高的製造能率。另外，亦可以進一步的特性提高為目的，於所述冷卻結束後經過再加熱淬火-回火、再加熱正火-回火等步驟。

另外，本申請案中製造的板厚的範圍為5mm~40mm。

[實施例]

以下說明本發明的實施例。再者，本發明的鋼板及其製造方法並不限定於實施例。

使用高頻真空熔解爐熔煉具有表1所示的成分組成的No.1~No.21的鋼，進行鑄造而製成鋼錠後，進行熱軋而製成厚度為20mm的鋼板。

繼而，以試驗片長度方向與板寬方向一致的方式自所述鋼板採集JISZ2201中記載的1A號試驗片，測量屈服應力：YS(MPa)、拉伸強度：TS(MPa)。較佳為YS為325MPa以上者，將TS為450MPa以上者設為合格。

另外，自成為板厚的1/4的位置處採集微觀組織觀察用的試驗片，鏡面研磨後進行EBSD測定，求出各晶粒每一個的局部方位差平均(晶粒平均取向差(Grain Average Misorientation，GAM))。對象面是設為與軋製方向呈直角的剖面(C剖面)，於300μm×300μm的區域中，以0.4μm的步進間隔進行測定，以3 個視野的平均進行評價。求出同一晶粒中的測定點間的n個方位差β_i(i為1~m的數)，將按照下式求出的針對每一個晶粒進行平均而得的值設為局部方位差平均。

另外，藉由將由大角晶界(所謂大角晶界，是指藉由EBSD測定而判斷為與鄰接的晶粒的方位差為15°以上的晶界)包圍的區域的面積換算成圓相當直徑，從而算出結晶粒徑，求出平均結晶粒徑。

另外，自成為板厚1/4的位置處採集JISZ2202中記載的V形槽口夏氏衝擊試驗片，於試驗溫度：-120℃~40℃的範圍內適宜進行夏氏衝擊試驗，求出延性破面率成為50%的破面遷移溫度vTrs(℃)，評價母材韌性，將vTrs(℃)為-60℃以下者設為合格。

為了評價焊接熱影響部的韌性(接縫韌性)，自所述厚鋼板採集寬度80mm×長度80mm×厚度15mm的試驗片，實施加熱到1450℃後於800℃~500℃間以150秒冷卻的再現熱循環後，自該些試驗片採集2mm V形槽口夏氏試驗片。對所獲得的夏氏試驗片，以試驗溫度：-60℃進行夏氏衝擊試驗，評價韌性。將3根的試驗結果的平均衝擊吸收值超過100J、且最低值超過50J者設為合格。所述再現熱循環條件相當於對板厚20mm下的1道次焊接進行模擬的入熱量100kJ/cm的潛弧焊時的熱循環。

於表2中一併示出軋製板的製造條件以及利用所述方法評價的機械特性的試驗結果。

作為發明例的鋼板No.1~No.10、No.23、No.25顯示出優異的母材韌性、母材的拉伸強度、及接縫韌性，另一方面，於鋼的成分組成或製造條件為本發明範圍外的鋼板No.11~No.22、No.24中，母材韌性、熱影響部韌性或拉伸強度相對於發明例而處於劣勢。

式(1)=(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S

Ceq.≦0.36...(2)其中，Ceq.=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15

Claims

一種鋼板，鋼組成以質量%計而含有C：0.01%~0.07%、Si：0.01%~0.20%、Mn：0.80%~1.80%、P：0.020%以下、S：0.0005%~0.0050%、Al：0.030%~0.100%、Ti：0.005%~0.030%、N：0.0045%~0.0090%、B：0.0010%~0.0030%、Ca：0.0005%~0.0030%、O：0.0040%以下、Nb：0.003%以下，且以滿足下述(1)式及(2)式的方式含有，剩餘部分為Fe及不可避免的雜質，所述鋼板具有局部方位差平均超過1°的晶粒相對於所有晶粒以面積分率計而為50%以下、且平均結晶粒徑為50μm以下的微觀組織，且拉伸強度為450MPa以上，0<(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S<1...(1) Ceq.≦0.36...(2)其中，設為Ceq.=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15，於(1)式、(2)式中，各元素符號表示各元素的含量即質量%，不含有的元素為0。
如請求項1所述的鋼板，其中鋼組成進而以質量%計而含有選自Cu：0.50%以下、Ni：1.00%以下、Cr：0.50%以下、Mo：0.30%以下、V：0.50%以下中的一種以上。
如請求項1或請求項2所述的鋼板，其中鋼組成進而以質量%計而含有選自Mg：0.0050%以下、Zr：0.0200%以下、稀土金屬：0.0200%以下中的一種以上。
一種鋼板的製造方法，為製造如請求項1所述的鋼板的方法，將鋼原材料加熱到1000℃~1200℃後，進行熱軋，將所述熱軋中的軋製結束溫度設為800℃以上，所述熱軋後，進行10秒以上的空冷，所述空冷後以平均冷卻速度：30℃/秒以上冷卻至450℃以下的溫度範圍，所述鋼原材料中，鋼組成以質量%計而含有C：0.01%~0.07%、Si：0.01%~0.20%、Mn：0.80%~1.80%、P：0.020%以下、S：0.0005%~0.0050%、Al：0.030%~0.100%、Ti：0.005%~0.030%、N：0.0045%~0.0090%、B：0.0010%~0.0030%、Ca：0.0005%~0.0030%、O：0.0040%以下、Nb：0.003%以下，且以滿足下述(1)式及(2)式的方式含有，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質，0<(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S<1...(1) Ceq.≦0.36...(2)其中，設為Ceq.=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15，於(1)式、(2)式中，各元素符號表示各元素的含量即質量%，不含有的元素為0。
如請求項4所述的鋼板的製造方法，其中進而所述鋼原材料以質量%計而含有選自Cu：0.50%以下、Ni：1.00%以下、Cr：0.50%以下、Mo：0.30%以下、V：0.50%以下中的一種以上。
如請求項4或請求項5所述的鋼板的製造方法，其中進而鋼原材料以質量%計而含有選自Mg：0.0050%以下、Zr：0.0200%以下、稀土金屬：0.0200%以下中的一種以上。