CN113574197B - 钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种钢板，其化学组成以质量％计为C：0.050～0.200％、Si：0.100～1.000％、Mn：0.50～2.00％、P：0.030％以下、S：0.010％以下、Al：0.002～0.050％、N：0.0010～0.0060％、O：0.0005～0.0060％、Ti：0.003～0.020％、Cu：0.01～1.50％、Ca：0～0.0080％、Mg：0～0.0080％、REM：0～0.0080％、Mo：0～0.20％、W：0～0.50％、Nb：0～0.030％、V：0～0.050％、Ni：0～1.00％、Cr：0～0.50％、B：0～0.0030％、Sb：0～0.30％、Sn：0～0.30％、Pb：0～0.30％、As：0～0.30％、Bi：0～0.30％、Ta：0～0.50％、Zr：0～0.50％、余量：Fe和杂质、且满足[0.01≤Mo+W≤0.70]，钢板表层部中的固溶Mo和固溶W的总含量以质量％计为0.005％以上，1/4t位置处的铁素体的平均晶粒直径为60μm以下。

Description

钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种钢板及其制造方法。
背景技术
原油船、地上或地下原油罐等输送或储存原油的钢制油槽(以下，将这些总称为“原油油槽”)中使用强度和焊接性优异的焊接结构用钢。另外，用作原油油槽的钢被要求对原油中所含的腐蚀性气体成分、盐分等具有优异的耐腐蚀性(例如，参见专利文献1)。
专利文献1公开了对钢制油槽中发生的原油腐蚀表现出优异的整体耐腐蚀性和局部耐腐蚀性、并且进一步可以抑制包含固体S的腐蚀产物(泥渣)的生成的用于焊接结构的原油油槽用钢、原油油槽钢的制造方法、原油油槽以及原油油槽的防腐蚀方法。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2004-204344号公报
发明内容
发明要解决的问题
专利文献1所述的原油油槽用钢含有规定量以上的固溶状态的Mo和W，因此具有优异的耐腐蚀性。但是，在专利文献1中，在对热轧前的钢坯进行加热时，通过进行扩散热处理，从而确保Mo和W的固溶量，所述扩散热处理将钢坯在设为1200～1350℃的加热温度的状态下持续保持2～100小时。因此，大量使用加热用燃料气体，加热时间变长，导致制造成本的增加和生产率受阻的问题，留有改善的余地。此外，高温下的长时间加热导致晶粒粗大化，存在强度与延性之间的平衡性劣化的问题。
本发明的目的在于解决上述技术问题，提供对原油中所含的腐蚀性气体成分、盐分等具有优异的耐腐蚀性的钢板及其制造方法。
用于解决问题的方案
本发明人等对上述技术问题进行详细的研究，结果获得以下发现。
通过确保钢中的固溶状态的Mo和W，对原油油槽中发生的原油腐蚀发挥优异的耐腐蚀性。另一方面，为了确保Mo和W的固溶量，需要实施扩散热处理，这是导致晶粒粗大化的主要原因。
为此，本发明人等对不进行扩散热处理而可提高耐腐蚀性的方法进行了研究。其结果发现了：通过提高加热时的氧浓度，在钢表面形成比较厚的氧化皮，从而能够在氧化皮正下方的钢板表层部富集Mo和W，可以确保钢板表层部中的固溶状态的Mo和W，由此可以大幅提高耐腐蚀性。
本发明是基于上述发现作出的，以下述钢板及其制造方法为要旨。
(1)一种钢板，其化学组成以质量％计为
C：0.050～0.200％、
Si：0.100～1.000％、
Mn：0.50～2.00％、
P：0.030％以下、
S：0.010％以下、
Al：0.002～0.050％、
N：0.0010～0.0060％、
O：0.0005～0.0060％、
Ti：0.003～0.020％、
Cu：0.01～1.50％、
Ca：0～0.0080％、
Mg：0～0.0080％、
REM：0～0.0080％、
Mo：0～0.20％、
W：0～0.50％、
Nb：0～0.030％、
V：0～0.050％、
Ni：0～1.00％、
Cr：0～0.50％、
B：0～0.0030％、
Sb：0～0.30％、
Sn：0～0.30％、
Pb：0～0.30％、
As：0～0.30％、
Bi：0～0.30％、
Ta：0～0.50％、
Zr：0～0.50％、
余量：Fe和杂质、
且满足下述(i)式，
钢板表层部中的固溶Mo和固溶W的总含量以质量％计为0.005％以上，
在钢板的轧制方向截面中，将所述钢板的厚度设为t时，距所述钢板表面1/4t的位置处的铁素体的平均晶粒直径为60μm以下。
0.01≤Mo+W≤0.70···(i)
其中，上述式中的元素符号表示各元素的含量(质量％)，不包含时设为0。
(2)根据上述(1)所述的钢板，其中，
所述化学组成以质量％计
Si为0.200～1.000％、
P为0.015％以下、
S为0.003％以下、
且满足下述(ii)式和(iii)式，
由下述(iv)式求出的铁素体相变开始温度Ar3为760～820℃，
距所述钢板表面1/4t的位置处的金相组织以面积％计为
珠光体：5～20％、
贝氏体：10％以下、
余量：铁素体，
距所述钢板表面1/4t的位置处的铁素体的平均长宽比为1.0～1.5，
距所述钢板表面1/4t的位置处的铁素体的平均晶粒直径为5～20μm。
0.0005≤Ca+Mg+REM≤0.0080···(ii)
0.5≤Ti/N≤4.0···(iii)
Ar3＝910-310×C+65×Si-80×Mn-20×Cu-55×Ni-15×Cr-80×Mo···(iv)
其中，上述式中的元素符号表示各元素的含量(质量％)，不包含时设为0。
(3)根据上述(2)所述的钢板，其中，
距所述钢板表面1/4t的位置处的铁素体中的平均位错密度为7.0×1012/m2以下，
在1mm间距的维氏硬度的试验中，所述钢板表面与距所述钢板表面1/4t的位置之间的区域中的维氏硬度的平均值为距所述钢板表面1/4t的位置与距所述钢板表面3/4t的位置之间的区域中的维氏硬度的平均值的80～105％。
(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的钢板，其中，
在距所述钢板表面2/5t的位置与距所述钢板表面3/5t的位置之间的区域中存在的长度5μm以上的夹杂物的个数密度为10个/mm2以下。
(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的钢板，其中，
距所述钢板表面2/5t的位置与距所述钢板表面3/5t的位置之间的区域中的P的最大浓度以质量％计为0.02～0.20％。
(6)一种钢板的制造方法，所述制造方法具备：
精炼工序，其制造钢水；
连续铸造工序，其对所述钢水进行连续铸造而制造具有上述(1)所述的化学组成的钢坯；
加热工序，其对得到的所述钢坯进行加热；
除氧化皮工序，其对加热后的钢坯实施除氧化皮；
热轧工序，其对除氧化皮后的钢坯实施热轧而制成钢板；以及
冷却工序，其将热轧后的所述钢板冷却至室温，
在所述加热工序中，在O2浓度为1.0体积％以上的气氛中，将所述钢坯以950℃以上且小于1200℃的加热温度保持30～120分钟，并且将加热抽出温度设为950℃以上且小于1200℃。
(7)一种钢板的制造方法，所述制造方法具备：
精炼工序，其制造钢水；
连续铸造工序，其对所述钢水进行连续铸造而制造具有上述(2)所述的化学组成的钢坯；
加热工序，其对得到的所述钢坯进行加热；
除氧化皮工序，其对加热后的钢坯实施除氧化皮；
热轧工序，其对除氧化皮后的钢坯实施包括精轧在内的热轧而制成钢板；以及
冷却工序，其将热轧后的所述钢板冷却至室温，
在所述加热工序中，在O2浓度为1.0体积％以上的气氛中，将所述钢坯以950～1100℃的加热温度保持30～60分钟，并且将加热抽出温度设为950～1100℃，
在所述热轧工序中，以所述钢坯的表面温度在Ar3-30℃～Trex℃的温度范围内且累积压下率为50～75％的条件进行所述精轧。
其中，Ar3由下述(iv)式求出，Trex是指晶粒开始生长的再结晶开始温度、由下述(v)式求出。其中下述式中的元素符号表示各元素的含量(质量％)。
Ar3＝910-310×C+65×Si-80×Mn-20×Cu-55×Ni-15×Cr-80×Mo···(iv)
Trex＝-91900[Nb*]2+9400[Nb*]+770···(v)
其中，将由下述(vi)式求出的固溶Nb量(质量％)设为sol.Nb时，
在Nb≥sol.Nb的情况下，[Nb*]＝sol.Nb
在Nb＜sol.Nb的情况下，[Nb*]＝Nb。
sol.Nb＝(10(-6770/(T+273)+2.26))/(C+12/14×N)···(vi)
需要说明的是，上述式中的T表示钢坯的加热抽出温度(℃)。
(8)根据上述(7)所述的钢板的制造方法，其中，
在所述冷却工序中，直到钢板的表面温度为Ar3-150℃～Ar3-50℃的温度为止，以大于1℃/秒且为20℃/秒以下的平均冷却速度进行水冷，该水冷后以1℃/秒以下的平均冷却速度进行空气冷却。
(9)根据上述(6)～(8)中任一项所述的钢板的制造方法，其中，
在所述精炼工序中，通过真空脱气装置将钢水的溶解氧量调整至40ppm以下，接下来以使Al的最终含量为0.002～0.050％的方式添加Al而将钢水的溶解氧量调整至10ppm以下，然后以使Ca、Mg和REM的最终含量的总和为0.0005～0.0080％的方式添加选自Ca、Mg和REM中的1种以上。
(10)根据上述(6)～(9)中任一项所述的钢板的制造方法，其中，
在所述连续铸造工序中，铸坯的凝固末期的铸坯的中心固相率为0.2～0.7的范围内，使铸辊的间隙在铸造行进方向每行进1m就缩窄0.2mm～3.0mm，边压下边进行铸造。
发明的效果
根据本发明，能够获得对原油中所含的腐蚀性气体成分、盐分等具有优异的耐腐蚀性的钢板。
具体实施方式
以下，针对本发明的各要件进行详细说明。
(A)化学组成
各元素的限定理由如下所述。需要说明的是，以下说明中关于含量的“％”是指“质量％”。
C：0.050～0.200％
C是对形成珠光体以提高强度有效的元素。另一方面，C含量过多时，则难以确保焊接性和接头韧性。因此，C含量设为0.050～0.200％。C含量优选为0.070％以上或0.100％以上，优选为0.180％以下或0.160％以下。
Si：0.100～1.000％
Si是廉价的脱氧元素，对固溶强化有效，并且提高相变点，有助于α中的位错密度的降低。另一方面，Si含量过多时，则使焊接性和接头韧性劣化。因此，Si含量设为0.100～1.000％。当希望获得优异的延性时，Si含量优选为0.200％以上，更优选为0.300％以上。另外，Si含量优选为0.800％以下，优选为0.500％以下。
Mn：0.50～2.00％
Mn作为提高母材的强度和韧性的元素是有效的。另一方面，Mn含量过多时，则使焊接性和接头韧性劣化。因此，Mn含量设为0.50～2.00％。Mn含量优选为0.80％以上，更优选为0.90％以上。另外，Mn含量优选为1.60％以下，更优选为1.50％以下。
P：0.030％以下
P是作为杂质包含在钢中的元素，为了确保耐腐蚀性，设为0.030％以下。另外，为了确保延性和韧性，P含量越少越优选，优选为0.015％以下。
S：0.010％以下
S是作为杂质包含在钢中的元素，为了确保耐腐蚀性，设为0.010％以下。另外，为了确保延性和韧性，S含量越少越优选，S含量优选为0.003％以下。
Al：0.002～0.050％
Al是重要的脱氧元素。另一方面，Al含量过多时，则钢坯的表面品位受损，并且形成对韧性有害的夹杂物。因此，Al含量设为0.002～0.050％。Al含量优选为0.010％以上，优选为0.040％以下。
N：0.0010～0.0060％
N与Al一起形成氮化物以提高接头韧性。另一方面，N含量过多时，则由于固溶N而发生脆化和伸长率特性的降低。因此，N含量设为0.0010～0.0060％。N含量优选为0.0020％以上，优选为0.0050％以下，更优选为0.0040％以下。
O：0.0005～0.0060％
O与后述的Ca、Mg、REM一起形成氧化物。O含量过多时，则氧化物粗大化而延性和韧性降低。另一方面，O含量越少越好，但是过度降低会使得例如使用RH真空脱气装置的回流作业时间变长，这是不现实的。因此，O含量设为0.0005～0.0060％。
Ti：0.003～0.020％
Ti由于微量的含有，通过母材和焊接部的组织微细化从而有助于提高韧性。另一方面，Ti含量过多时，则焊接部硬化，韧性显著劣化。因此，Ti含量设为0.003～0.020％。Ti含量优选为0.006％以上，优选为0.013％以下。
另外，通过将Ti含量与N含量的比例设为0.5以上，不仅能够降低固溶N、改善伸长率特性，还能够防止板坯的表面缺陷的产生。此外，通过将Ti含量与N含量的比例设为4.0以下，可以抑制TiC的生成、改善伸长率特性。因此，当希望获得优异的延性时，Ti含量在与N含量的关系中，优选满足下述(iii)式。
0.5≤Ti/N≤4.0···(iii)
其中，上述式中的元素符号表示各元素的含量(质量％)。
Cu：0.01～1.50％
Cu是不仅对提高整体耐腐蚀性还对提高局部耐腐蚀性有效的元素。此外，对抑制固体S的生成也是有效果的。另一方面，Cu含量过多时，则促进钢坯的表面裂纹、使接头韧性劣化等不良影响也会变得明显。因此，Cu含量设为0.01～1.50％。Cu含量优选为0.03％以上，优选为0.50％以下，更优选为小于0.20％。
Ca：0～0.0080％
Mg：0～0.0080％
REM：0～0.0080％
Ca、Mg和REM均通过形成硫化物来抑制粗大夹杂物(拉伸MnS等)的生成，因此可以根据需要含有。另一方面，即使任一含量超过0.0080％，效果也饱和并且形成粗大的氧化物或硫化物而使韧性和伸长率劣化。因此，Ca、Mg和REM的含量均设为0.0080％以下。
当希望获得优异的延性时，优选将这些元素的总含量设为0.0005％以上。另外，从防止粗大的氧化物或硫化物引起的韧性和伸长率特性劣化的角度出发，优选将这些元素的总含量设为0.0080％以下。
即，优选满足下述(ii)式。上述总含量更优选为0.0010％以上，进一步优选为0.0015％以上。另外，上述总含量更优选为0.0060％以下，进一步优选为0.0040％以下。
0.0005≤Ca+Mg+REM≤0.0080···(ii)
其中，上述式中的元素符号表示各元素的含量(质量％)，不包含时设为0。
在此，在本发明中，REM是指Sc、Y和镧系的合计17种元素，所述REM的含量是指这些元素的总含量。需要说明的是，镧系在工业上以混合稀土的形式添加。
Mo：0～0.20％
W：0～0.50％
Mo和W是对提高局部耐腐蚀性有效的元素。因此，需要含有Mo和W中的至少一种且将总含量设为0.01％以上。另一方面，如果含有超过0.20％的Mo、超过0.50％的W，则局部耐腐蚀性反而降低且使焊接性和韧性劣化。因此，Mo含量设为0.20％以下，W含量设为0.50％以下，总含量设为0.70％以下。即，需要满足下述(i)式。
0.01≤Mo+W≤0.70···(i)
其中，上述式中的元素符号表示各元素的含量(质量％)，不包含时设为0。
Mo含量优选为0.01％以上，更优选为0.03％以上。另外，Mo含量优选为0.08％以下，更优选为0.07％以下。另一方面，W含量优选为0.01％以上，优选为小于0.05％。
Nb：0～0.030％
Nb是通过微量添加就有助于组织微细化、对确保母材强度有效的元素，因此可以根据需要含有。另一方面，Nb含量过多时，则焊接部硬化，韧性显著劣化。因此，Nb含量设为0.030％以下。当希望获得上述效果时，Nb含量优选为0.003％以上。
V：0～0.050％
V通过析出强化而有助于增加强度，因此可以根据需要含有。另一方面，V含量过多时，接头韧性可能受损。因此，V含量设为0.050％以下。当希望获得上述效果时，V含量优选为0.010％以上。
Ni：0～1.00％
Ni对确保强度和提高韧性有效，因此可以根据需要含有。另一方面，Ni含量过多时，则成本增加。因此，Ni含量设为1.00％以下。当希望获得上述效果时，Ni含量优选为0.05％以上。
Cr：0～0.50％
Cr对提高淬火性和提高强度有效，因此可以根据需要含有。另一方面，Cr含量过多时，则接头的硬度可能增加而韧性可能降低。因此，Cr含量设为0.50％以下。当希望获得上述效果时，Cr含量优选为0.05％以上。
B：0～0.0030％
B通过微量添加而提高淬火性并且有助于提高母材强度，因此可以根据需要含有。另一方面，B含量过多时，则使伸长率和接头韧性劣化。因此，B含量设为0.0030％以下。当希望获得上述效果时，B含量优选为0.0003％以上。
Sb：0～0.30％
Sn：0～0.30％
Pb：0～0.30％
As：0～0.30％
Bi：0～0.30％
Sb、Sn、Pb、As和Bi具有进一步抑制局部腐蚀加剧的效果，因此可以根据需要含有。另一方面，即使任一含量超过0.30％，效果也饱和并且可能对其它特性产生不良影响。因此，考虑到经济性，Sb、Sn、Pb、As和Bi的含量均设为0.30％以下。另外，任一元素的含量均优选为0.15％以下。当希望获得上述效果时，优选含有选自Sb：0.01％以上、Sn：0.01％以上、Pb：0.01％以上、As：0.01％以上和Bi：0.01％以上中的1种以上。
Ta：0～0.50％
Zr：0～0.50％
Ta和Zr是以微量就对提高钢的强度有效的元素，主要为了调整强度，可以根据需要含有。另一方面，即使任一含量超过0.50％，韧性劣化也变得显著。因此，Ta和Zr的含量均设为0.50％以下。当希望获得上述效果时，优选含有选自Ta：0.005％以上和Zr：0.005％以上中的1种或2种。
本发明的钢板的化学组成中，余量为Fe和杂质。
在此，“杂质”是指工业上制造钢板时由于矿石、废料等原料、制造工序的种种因素而混入的成分，为在对本发明不会造成不良影响的范围内允许的成分。
钢板表层部中的固溶Mo和固溶W的总含量：0.005％以上
在本发明涉及的钢板中，如上所述，为了提高耐腐蚀性，将Mo和W富集到钢板表层部，从而确保规定值以上的固溶Mo和W的量。具体而言，将钢板表层部中的固溶Mo和固溶W的总含量以质量％计设为0.005％以上。钢板表层部中的固溶Mo和固溶W的总含量优选为0.010％以上，更优选为0.020％以上。
需要说明的是，在本发明中，钢板表层部是指从钢板的表面起沿深度方向至1mm位置为止的区域。另外，固溶Mo和固溶W的总含量(质量％)按照以下步骤测定。首先，从钢板表面切下2个厚度为1mm的试验片。然后，对于其中一个试验片，通过使用公知的化学分析方法(例如，ICP发射光谱分析法)测定试验片中的W和Mo的含量。
另外，对于另一个试验片，用10％乙酰丙酮-1％四甲基氯化铵/甲醇，以20mA/cm2的电流密度电解约0.4g。将该电解中使用的溶液通过孔径为0.2μm的过滤器过滤，对过滤器上捕获的提取残渣，通过使用公知的化学分析方法(例如，ICP发射光谱分析法)测定提取残渣中的W和Mo的含量。
试验片中的W和Mo认为是W析出物和Mo析出物以及固溶W和固溶Mo，提取残渣中的W和Mo认为是W析出物和Mo析出物。然后，通过求出由试验片中的W和Mo的含量减去提取残渣中的W和Mo的含量的差值，从而求出固溶W和固溶Mo的含量。
板厚中心部的P的最大浓度：0.02～0.20％
P可能在连续铸造时发生中心偏析，在板厚中心部形成脆化区，造成裂纹的出现和局部伸长率的劣化。因此，当希望获得优异的延性时，板厚中心部中的P的最大浓度优选低，具体而言，距钢板表面2/5t的位置与距钢板表面3/5t的位置之间的区域中的P的最大浓度优选设为0.20％以下。另外，将P的最大浓度设为小于0.02％在现实中是困难的，因此将0.02％设为下限。
需要说明的是，P的最大浓度是通过电子束显微分析仪(Electron ProbeMicroAnalyser：EPMA)以加速电压：15kV、射束直径：20μm、照射时间：20ms、测定间距：20μm对距钢板表面2/5t的位置与距钢板表面3/5t的位置之间的区域进行测定时的P的浓度的最大值。
(B)钢板的金相组织
在本发明的钢板的金相组织中，从确保规定的伸长率特性的角度出发，将铁素体的平均晶粒直径设为60μm以下。铁素体的平均晶粒直径优选为50μm以下。需要说明的是，本发明中的金相组织是指在钢板的轧制方向截面中将钢板的宽度和厚度分别设为W和t时、距该钢板端面1/4W且距该钢板表面1/4t的位置处的组织。
另外，上述“规定的伸长率特性”是指以下特性，即钢板板厚大于4.5mm且为5mm以下时的总伸长率(t-EL)为11％以上，钢板板厚大于5mm且为10mm以下时的总伸长率(t-EL)为12％以上，钢板板厚大于10mm且为15mm以下时的总伸长率(t-EL)为13％以上，钢板板厚大于15mm且为20mm以下时的总伸长率(t-EL)为14％以上，钢板板厚大于20mm且为25mm以下时的总伸长率(t-EL)为15％以上，钢板板厚大于25mm且为30mm以下时的总伸长率(t-EL)为16％以上，钢板板厚大于30mm且为40mm以下时的总伸长率(t-EL)为17％以上，钢板板厚大于40mm且为50mm以下时的总伸长率(t-EL)为18％以上。
其它的金相组织没有特别限定，当希望获得更加优异的延性时，优选具有以下所示金相组织。以下的说明中的“％”是指“面积％”。
珠光体：5～20％
作为强度特性的屈服应力和拉伸强度与伸长率特性是相反的性质，通常难以同时提高二者。为了确保伸长率特性的同时确保强度特性，珠光体的面积率优选为5～20％。珠光体的面积率更优选为10～15％。
贝氏体：10％以下
在本发明中，金相组织优选为以铁素体为主体，且包含规定量的珠光体。但是，即使包含10％以下的贝氏体也不会妨碍上述效果。因此，贝氏体的面积率优选为10％以下，更优选为5％以下。可以不包含贝氏体，即贝氏体的面积率可以是0％。
余量：铁素体
铁素体是延性优异的组织。铁素体的面积率越高，越能够改善伸长率特性EL。因此，将珠光体和贝氏体以外的组织设为铁素体。
在此，在本发明中，金相组织的面积率如下求出。如上所述，首先从距钢板端面1/4W且距钢板表面1/4t的位置采集试样。然后，观察该试样的轧制方向截面(所谓L方向截面)。
具体而言，使用硝酸酒精溶液对试样进行蚀刻，蚀刻后用光学显微镜在300μm×300μm的视场内进行观察。然后，对得到的组织照片进行图像分析，将看起来是白色的作为铁素体，将看起来是黑色的作为珠光体，将看起来是灰色的作为贝氏体，求出各自的面积率。
另外，当希望获得优异的延性时，铁素体的平均长宽比和平均晶粒直径、以及铁素体中的平均位错密度还优选设为以下所示的范围内。
铁素体的平均长宽比：1.0～1.5
距钢板表面1/4t的位置处的铁素体的平均长宽比越低越优选。通过将平均长宽比设为1.5以下，可以降低位错密度，提高伸长率。因此，平均长宽比优选为1.5以下。平均长宽比的下限是使铁素体晶粒为球状的1.0。
铁素体的平均晶粒直径：5～20μm
通过将距钢板表面1/4t的位置处的铁素体的平均晶粒直径设为20μm以下，可以改善强度与延性之间的平衡性。因此，平均晶粒直径优选为20μm以下。另外，铁素体晶粒越微细越优选，但是如果小于5μm则在工业上难以实现，因此将下限设为5μm。
需要说明的是，铁素体的平均长宽比和平均晶粒直径在上述显微镜观察中进行测定。具体而言，通过图像分析将各铁素体近似为椭圆，通过将长轴长度除以短轴长度而求出铁素体的长宽比。同样地，通过图像分析求出各铁素体的面积，通过求出与该面积相等的圆的直径而求出铁素体的晶粒直径。然后，通过分别算出视场内的全部铁素体的长宽比和直径的平均值而求出平均长宽比和平均晶粒直径。
铁素体中的平均位错密度：7.0×1012/m2以下
通过降低距钢板表面1/4t的位置处的铁素体中的平均位错密度，铁素体软化，可以得到更优异的伸长率特性。因此，铁素体中的平均位错密度优选设为7.0×1012/m2以下。位错密度越低越好，但通常几乎没有低于1.0×1012/m2。平均位错密度的优选的上限为6.0×1012/m2。
铁素体中的平均位错密度如下求出。首先，从距钢板表面1/4t的位置提取薄膜试样，用透射电子显微镜(TEM)并将倍数设为40000倍进行明场的观察拍摄。从得到的TEM图像中测定任意直线与位错线之间的交切点的数量。然后，通过以下式(vii)算出平均位错密度。
ρ＝2N/Ld···(vii)
其中，上述式中的各符号的含义如下。
ρ：平均位错密度(/m2)
L：任意直线的长度(m)
N：任意直线与位错线的交切点的数量
d：薄膜试样的厚度(m)
板厚中心部的粗大夹杂物的个数密度：10个/mm2以下
长度为5μm以上的粗大夹杂物(MnS、氧化铝(Al2O3)等硫化物或氧化物)成为延性断裂(空隙)的起点，能够使局部伸长率劣化。因此，当希望获得优异的延性时，优选降低板厚中心部中的粗大夹杂物的个数密度，具体而言，优选将存在于距钢板表面2/5t的位置与距钢板表面3/5t的位置之间的区域中的长度为5μm以上的夹杂物的个数密度设为10个/mm2以下。需要说明的是，夹杂物的测定是使用扫描电子显微镜(SEM)通过颗粒分析进行的。
(C)钢板的机械性质
表层区域相对于中央区域的维氏硬度的比例：80～105％
冷却厚钢板时，钢板表面附近的冷却速度比板厚中心附近的冷却速度相对快，容易硬质化。另一方面，通过将表层部附近的硬度保持在较低水平，能够改善伸长率特性。在此，在以下的说明中，将钢板表面与距钢板表面1/4t的位置之间的区域、即钢板表面附近称为表层区域，将距钢板表面1/4t的位置与距钢板表面3/4t的位置之间的区域、即板厚中心附近称为中央区域。
考虑到整个板厚的伸长率特性，钢板的表层区域硬质化的影响在一定程度上是可以允许的，但是当表层区域与中央区域的硬度差变大时，就不能无视影响了。因此，当希望获得优异的延性时，优选将表层区域中的维氏硬度的平均值设为中央区域中的维氏硬度的平均值的80～105％。需要说明的是，各区域中的维氏硬度的平均值为在1mm间距的维氏硬度的试验中求出的。另外，试验力设为10kgf(98N)。
其它机械性质没有特别限定，本发明涉及的钢板优选具有例如用作原油油槽所需的强度。具体而言，优选屈服应力(YS)为235MPa以上，拉伸强度(TS)为400～620MPa。
另外，当希望获得优异的延性时，优选钢板板厚大于4.5mm且为5mm以下时的总伸长率(t-EL)为19％以上，钢板板厚大于5mm且为10mm以下时的总伸长率(t-EL)为22％以上，钢板板厚大于10mm且为15mm以下时的总伸长率(t-EL)为23％以上，钢板板厚大于15mm且为20mm以下时的总伸长率(t-EL)为25％以上，钢板板厚大于20mm且为25mm以下时的总伸长率(t-EL)为26％以上，钢板板厚大于25mm且为30mm以下时的总伸长率(t-EL)为27％以上，钢板板厚大于30mm且为40mm以下时的总伸长率(t-EL)为29％以上，钢板板厚大于40mm且为50mm以下时的总伸长率(t-EL)为30％以上。
需要说明的是，拉伸强度(TS)、屈服应力(YS)、总伸长率(t-EL)是基于JIS Z2241：2011使用从板厚中心部沿垂直于轧制方向的方向提取的1B号拉伸试验片测定的。具体而言，屈服应力(YS)是永久伸长率0.2％时的永久伸长率法的条件屈服强度，总伸长率(t-EL)是断裂时总伸长率。
(D)钢板的制造方法
本发明涉及的钢板的制造条件没有特别限定，可以通过依次进行后述的精炼工序、连续铸造工序、加热工序、除氧化皮工序、热轧工序和冷却工序来制造。对各工序进行说明。
(a)精炼工序
精炼工序中制造钢水。精炼工序采用公知的方法即可，没有特别限定。但是，为了提高钢板的延性，优选按照以下步骤制造钢水。
首先，作为铸造前处理，在进行一次精炼而除去钢水中的碳之后，在调整钢水的成分时，通过真空脱气装置将钢水的溶解氧量调整至40ppm以下。为了将钢水的溶解氧量调整至40ppm以下，例如以RH真空脱气装置的真空度为1～5托将钢水回流1～3分钟来进行调整。
接下来，以使Al的最终含量为0.002～0.050％的方式添加Al而将钢水的溶解氧量调整至10ppm以下。然后，以使Ca、Mg和REM的最终含量的总和为0.0005～0.0080％的方式添加选自Ca、Mg和REM中的1种以上。
由此，优先使Ca、Mg、REM硫化物化以抑制MnS的生成。溶解氧量超过10ppm时，添加Ca、Mg、REM时会氧化物化，硫化物控制可能不充分。为了将钢水的溶解氧量调整至10ppm以下，例如以RH真空脱气装置的真空度为1～5托将钢水回流10～60分钟而将钢水的溶解氧量调整至10ppm以下。只有以真空度为1～5托将钢水回流10～60分钟，才能将溶解氧量设为10ppm以下。另外，溶解氧量越少越好，不需要设定钢水的溶解氧量的下限。
通过以上述条件进行精炼工序，能够将板厚中心部的粗大夹杂物的个数密度抑制在10个/mm2以下。
(b)连续铸造工序
在连续铸造工序中，连续铸造钢水，制造具有上述化学组成的钢坯。连续铸造工序也采用公知的方法即可，没有特别限定。但是，为了提高钢板的延性，优选在连续铸造钢水时，铸坯的凝固末期的铸坯的中心固相率为0.2～0.7的范围内，使铸辊的间隙在铸造行进方向每行进1m就缩窄0.2mm～3.0mm，边压下边进行铸造。
通过以上述条件进行铸造，将P等富集的钢水排出到上游侧。由此能够减少有害的中心偏析。即，能够将板厚中心部的P的最大浓度调整至0.02～0.20％的范围。已知这里所说的中心固相率可以定义为铸坯厚度方向的中心部且铸坯宽度方向的熔融部分的固相率，可以通过传热、凝固计算而求出等。
铸辊的间隙更优选在铸造行进方向每行进1m就缩窄0.5～2.0mm地进行轻压下，进一步优选在铸造行进方向每行进1m就缩窄0.7～1.5mm地进行轻压下。需要说明的是，虽然优选进行轻压下，但是在P含量低的成分的情况下也可以不进行轻压下。
(c)加热工序
为了对钢坯实施热轧，对钢坯进行加热。在加热工序中，在O2浓度为1.0体积％以上的气氛中，对具有上述化学组成的钢坯以950℃以上且小于1200℃的加热温度保持30～120分钟，并且将加热抽出温度设为950℃以上且小于1200℃。
通过以上述条件进行加热，在钢板表面形成以Fe为主体的氧化皮。此时，作为比Fe贵的元素的Mo和W不包含在氧化皮中，可以在氧化皮正下方的钢板表层部富集而含有固溶Mo和固溶W。
当O2浓度小于1.0体积％、或加热温度小于950℃、或保持时间小于30分钟时，则形成的氧化皮较薄，钢板表层部的Mo和W的富集可能不足，固溶Mo和固溶W的总含量可能不足。
另一方面，当加热温度为1200℃以上或保持时间超过120分钟时，则铁素体晶粒可能会粗大化。
O2浓度的上限没有特别设置，如果O2浓度过高，则温度不会上升，可能发生操作上的问题。因此，O2浓度优选设为10.0体积％以下，更优选设为5.0体积％以下。
此外，当通过将金相组织中各相的面积率设为上述范围并控制铁素体的平均长宽比和平均晶粒直径，希望获得优异的延性时，优选以以下条件进行加热。
首先，优选将上述加热温度设为1100℃以下且将加热抽出温度设为1100℃以下。将加热抽出温度设为1100℃以下时，奥氏体(γ)晶粒微细化，铁素体(α)晶粒微细化，同时，铁素体(α)晶粒的长宽比变小，伸长率特性得到改善。
另外，加热钢坯时的保持时间对铁素体晶粒的微细化有影响。例如，希望将铁素体的平均晶粒直径设为50μm以下时，保持时间优选设为80分钟以下，希望将铁素体的平均晶粒直径设为20μm以下时，保持时间优选设为60分钟以下。
(d)除氧化皮工序
对经加热的钢坯进行除氧化皮后，实施后述的热轧。通过进行除氧化皮，去除钢板表面的以Fe为主体的氧化皮，在使氧化皮正下方的Mo和W富集到钢坯表层部的状态下实施热轧，从而可以使固溶Mo和固溶W富集到钢板表层部。除氧化皮方法只要能够除去上述氧化皮就没有特别限定，使用公知的方法即可。
(e)热轧工序
在热轧工序中，对钢坯实施热轧而制成钢板。热轧工序包括粗轧和精轧。
当希望获得优异的延性时，除了规范化上述加热条件之外，还优选规范化精轧条件。具体而言，在实施热轧时，在粗轧之后，优选以钢坯的表面温度在Ar3-30℃～Trex℃的温度范围内且累积压下率为50～75％的条件进行精轧。
Ar3为冷却钢时的铁素体相变开始温度，由下述(iv)式求出。在此，作为钢组成的Ar3的值越大，高温下铁素体越进行相变，因此铁素体晶粒内的位错密度降低，伸长率特性得到改善。即，如果Ar3的值过小时，则形成贝氏体，伸长率特性劣化。另一方面，如果Ar3的值过大时，则铁素体粗大化，强度降低。因此，Ar3优选为760～820℃。
Ar3＝910-310×C+65×Si-80×Mn-20×Cu-55×Ni-15×Cr-80×Mo···(iv)
其中，上述式中的元素符号表示各元素的含量(质量％)。
另外，Trex是指晶粒开始生长的再结晶开始温度，由下述(v)式求出。(v)式是经验公式，由于低温加热时还存在没有固溶的Nb，因此其是根据固溶Nb与再结晶温度的关系求出固溶Nb量(sol.Nb量)的式子。
Trex＝-91900[Nb*]2+9400[Nb*]+770···(v)
其中，将由下述(vi)式求出的固溶Nb量(质量％)设为sol.Nb时，
在Nb≥sol.Nb的情况下，[Nb*]＝sol.Nb
在Nb＜sol.Nb的情况下，[Nb*]＝Nb。
sol.Nb＝(10(-6770/(T+273)+2.26))/(C+12/14×N)···(vi)
需要说明的是，上述式中的T表示钢坯的加热抽出温度(℃)。
通过以Ar3-30℃以上进行精轧，可以抑制拉伸铁素体的形成。另外，通过在Trex以下的未再结晶区域进行精轧，可以抑制铁素体的粗大化。
另外，当累积压下率为50％以上时，奥氏体中的铁素体成核位点增加，可以使铁素体微细化的同时提高γ→α相变温度。另一方面，当累积压下率超过75％时，生产率劣化。因此，优选将累积压下率设为50～75％，更优选设为55～65％。
(f)冷却工序
热轧后的钢板冷却至室温。为了获得耐腐蚀性优异的钢板，对冷却条件没有特别限定。例如，可以以1℃/秒以下的平均冷却速度进行空气冷却，也可以使用冷却水进行冷却，以大于1℃/秒的平均冷却速度进行水冷。
此外，为了提高钢板的延性，在冷却工序中，优选直到钢板的表面温度为Ar3-150℃～Ar3-50℃的温度为止，以大于1℃/秒且为20℃/秒以下的平均冷却速度进行水冷，该水冷后以1℃/秒以下的平均冷却速度进行空气冷却。
通过将水冷中的冷却停止温度设为Ar3-150℃～Ar3-50℃的范围，可以防止相变温度的降低并且抑制铁素体晶粒内的位错密度的上升或贝氏体的形成。同样地，通过将水冷的平均冷却速度设为20℃/秒以下，可以防止相变温度的降低。水冷只要为空气冷却的冷却速度以上就有效果，因此水冷的平均冷却速度的下限设为大于1℃/秒。
通过以上述条件进行水冷工序，可以将铁素体中的平均位错密度控制到7.0×1012/m2以下，且可以将表层区域相对于中央区域的维氏硬度的比例设为80～105％的范围。
以下，通过实施例更详细地说明本发明，但本发明不限于这些实施例。
实施例
使用具有表1的化学组成的钢坯，通过表2和表3的制造条件试制板厚为5～50mm的钢板。需要说明的是，在加热工序与轧制工序之间实施除氧化皮工序，去除在钢板表面形成的以Fe为主体的氧化皮。
另外，表2的“Ca、Mg、REM前氧量”是指在添加选自Ca、Mg和REM中的1种以上之前的溶解氧量。表3的冷却条件一栏中的冷却速度(℃/s)为通过公知的差分法的热传导分析由实测的表面温度求出的1/2厚部处的冷却速度。表3的冷却方式一栏中记载的“空气冷却”为不进行水冷(加速冷却)而进行空气冷却的例子，而“部分水冷”为轧制后进行部分水冷、然后进行空气冷却的例子。
[表1]
Figure BDA0003262005720000221
[表2]
表2
Figure BDA0003262005720000231
[表3]
表3
Figure BDA0003262005720000241
对得到的钢板的金相组织进行观察，测定各组织的面积率。具体而言，首先在钢板的轧制方向截面中，将钢板的宽度和厚度分别设为W和t时，从距该钢板端面1/4W且距该距钢板表面1/4t的位置切下用于观察金相组织的试验片。
然后，用硝酸酒精溶液蚀刻上述试验片的轧制方向截面(所谓L方向截面)，蚀刻后用光学显微镜在300μm×300μm的视场内进行观察。对得到的组织照片进行图像分析，求出铁素体、珠光体和贝氏体各自的面积率。
另外，按照以下步骤测定铁素体的平均长宽比和平均晶粒直径。在视场内通过图像分析将特定的各铁素体近似为椭圆，通过将长轴长度除以短轴长度而求出铁素体的长宽比。同样地，通过图像分析求出各铁素体的面积，通过求出与该面积相等的圆的直径而求出铁素体的晶粒直径。然后，通过分别算出视场内的全部铁素体的长宽比和直径的平均值而求出平均长宽比和平均晶粒直径。
接下来，通过以下方法求出铁素体中的平均位错密度。首先，从距钢板表面1/4t的位置采集薄膜试样，用TEM将倍率设为40000倍来拍摄明场进行观察，从得到的TEM图像中测定任意直线与位错线之间的交切点的数量。然后，通过以下式(vii)算出平均位错密度。
ρ＝2N/Ld···(vii)
其中，上述式中的各符号的含义如下。
ρ：平均位错密度(/m2)
L：任意直线的长度(m)
N：任意直线与位错线的交切点的数量
d：薄膜试样的厚度(m)
此外，按照以下步骤测定钢板表层部中的固溶Mo和固溶W的总含量(质量％)。首先，从钢板表面切下2个厚度为1mm的试验片，对于其中一个试验片，通过使用ICP发射光谱分析法测定试验片中的W和Mo的含量。
另外，对于另一个试验片，用10％乙酰丙酮-1％四甲基氯化铵/甲醇，以20mA/cm2的电流密度电解约0.4g，将该电解中使用的溶液通过孔径为0.2μm的过滤器过滤，对过滤器上捕获的提取残渣，通过使用ICP发射光谱分析法测定提取残渣中的W和Mo的含量。
然后，通过求出由试验片中的W和Mo的含量减去提取残渣中的W和Mo的含量的差值，从而求出固溶W和固溶Mo的含量。
接下来，测定板厚中心部的粗大夹杂物的个数密度。具体而言，通过使用SEM的颗粒分析对存在于距钢板表面2/5t的位置与距钢板表面3/5t的位置之间的区域中的长度为5μm以上的夹杂物的个数密度进行测定。
另外，通过EPMA对距钢板表面2/5t的位置与距钢板表面3/5t的位置之间的区域进行测定，求出P浓度的最大值，设为中心部的P的最大浓度。测定条件设为加速电压：15kV、射束直径：20μm、照射时间：20ms、测定间距：20μm。
接下来，进行1mm间距的维氏硬度的试验，测定表层区域中的平均维氏硬度(表层区域Hv)和中央区域中的平均维氏硬度(中央区域Hv)。试验力设为10kgf(98N)。然后，计算出表层区域Hv/中央区域Hv(％)。
此外，基于JIS Z 2241：2011测定拉伸强度(TS)、屈服应力(YS)和总伸长率(t-EL)。试验片使用1B号拉伸试验片进行测定，其是将板宽设为W时，在板宽方向上距板的一端1/4W的位置处，以与轧制方向垂直的方向(宽度方向)为长度方向从板厚中心部采集的。屈服应力(YS)为永久伸长率0.2％时的永久伸长法的条件屈服强度，总伸长率(t-EL)设为断裂时总伸长率。
然后，为了评价钢板的耐腐蚀性，实施了以下所示3种腐蚀试验。
＜腐蚀试验1、2＞
从钢板表面采集轧制方向的长度为40mm、宽度方向的长度为40mm、厚度方向的长度为4mm的试验片。将切截面(表面以外)涂上涂料，通过No.600的湿式研磨而去除钢板表面的氧化铁(氧化皮)，制成40mm×40mm的仅在钢板表面露出铁基体的试验片。将该试验片浸渍在如下的2种腐蚀液中，即用盐酸将pH调整为0.2的20质量％NaCl水溶液(腐蚀试验1)和将pH调整为0.5的20质量％NaCl水溶液(腐蚀试验2)。
在液温30℃、浸渍时间24小时～4星期的浸渍条件下实施，测定腐蚀失重，评价腐蚀速度。该腐蚀液组成模拟实际钢结构物发生局部腐蚀时的环境条件，该腐蚀试验中的腐蚀速度降低，相应的实际环境中局部腐蚀加剧的速度也降低。
＜腐蚀试验3＞
从钢板表面采集轧制方向的长度为40mm、宽度方向的长度为40mm、厚度方向的长度为4mm的试验片。将切截面(表面以外)涂上涂料，通过No.600的湿式研磨而去除钢板表面的氧化铁(氧化皮)，制成40mm×40mm的仅在钢板表面露出铁基体的试验片。然后，使用该试验片，按照以下步骤评价腐蚀速度和以固体S为主体的泥渣的生成速度。
首先，在腐蚀试验前，以使NaCl的附着量为1000mg/m2的方式将NaCl水溶液涂布到试验片的表面并使其干燥，并且水平设置在试验箱内的恒温加热板上。然后，将调整至恒定露点(30℃)的气体送入试验箱内。所用气体具有CO2：12体积％、H2S：500ppm、O2：5体积％、N2：余量的组成。
然后，施予20℃×1小时和40℃×1小时的合计2小时/循环的温度循环，使得在试验片表面发生干湿往复。720次循环后，根据腐蚀失重来评价腐蚀速度，根据在试验片表面生成的产物质量来评价泥渣生成速度。需要说明的是，产物通过预备试验采用化学分析和X射线分析而确认为羟基氧化铁(铁锈)和固体S。
这些测定结果示于表4～6中。需要说明的是，表6中的“相对腐蚀速度”和“相对泥渣生成速度”是指分别将作为比较例的试验No.41的腐蚀速度和泥渣生成速度设为100时的相对值。
[表4]
表4
Figure BDA0003262005720000281
[表5]
表5
Figure BDA0003262005720000291
[表6]
表6
Figure BDA0003262005720000301
由表4～6可知，满足本发明的限定的本发明例(试验No.1～16、18、20～32、34～37、39、40以及43～50)在所有腐蚀试验中均表现出优异的耐腐蚀性。另外，其中满足上述所有优选条件的试验No.15、16、18、21～24、26～31、35以及37中，可以看出强度与延性之间的平衡性特别优异。
与此相对，在比较例中的试验No.17、19、33、38、41以及42中，结果是耐腐蚀性较差。具体而言，在试验No.17和38中，热轧前的加热时的气氛中的O2浓度低，在试验No.19和33中，加热时的保持时间短，因此氧化皮的形成不充分，氧化皮正下方的Mo和W的富集不充分。
另外，在试验No.41和42中，使用了不含有Mo和W的钢U。其结果，在这些例中，钢板表层部中的固溶Mo和固溶W的总含量不满足本发明的限定，结果是耐腐蚀性较差。此外，在作为比较例的试验No.51中，由于加热工序中的加热时间过长，因此结果是晶粒粗大化，强度与延性之间的平衡性劣化。
产业上的可利用性
根据本发明，通过本发明能够获得对原油中所含的腐蚀性气体成分、盐分等具有优异的耐腐蚀性的钢板。因此，本发明涉及的钢板可以适宜地用作原油油槽。

Claims (10)

1.一种钢板，其化学组成以质量％计为
C：0.050～0.200％、
Si：0.100～1.000％、
Mn：0.50～2.00％、
P：0.030％以下、
S：0.010％以下、
Al：0.002～0.050％、
N：0.0010～0.0060％、
O：0.0005～0.0060％、
Ti：0.003～0.020％、
Cu：0.01～1.50％、
Ca：0～0.0080％、
Mg：0～0.0080％、
REM：0～0.0080％、
Mo：0～0.20％、
W：0～0.50％、
Nb：0～0.030％、
V：0～0.050％、
Ni：0～1.00％、
Cr：0～0.50％、
B：0～0.0030％、
Sb：0～0.30％、
Sn：0～0.30％、
Pb：0～0.30％、
As：0～0.30％、
Bi：0～0.30％、
Ta：0～0.50％、
Zr：0～0.50％、
余量：Fe和杂质、
且满足下述(i)式，
钢板表层部中的固溶Mo和固溶W的总含量以质量％计为0.005％以上，
在钢板的轧制方向截面中，将所述钢板的厚度设为t时，距所述钢板表面1/4t的位置处的铁素体的平均晶粒直径为60μm以下，
0.01≤Mo+W≤0.70···(i)
其中，上述式中的元素符号表示各元素的以质量％计的含量，不包含时设为0。
2.根据权利要求1所述的钢板，其中，
所述化学组成以质量％计
Si为0.200～1.000％、
P为0.015％以下、
S为0.003％以下、
且满足下述(ii)式和(iii)式，
由下述(iv)式求出的铁素体相变开始温度Ar3为760～820℃，
距所述钢板表面1/4t的位置处的金相组织以面积％计为
珠光体：5～20％、
贝氏体：10％以下、
余量：铁素体，
距所述钢板表面1/4t的位置处的铁素体的平均长宽比为1.0～1.5，
距所述钢板表面1/4t的位置处的铁素体的平均晶粒直径为5～20μm，
0.0005≤Ca+Mg+REM≤0.0080···(ii)
0.5≤Ti/N≤4.0···(iii)
Ar3＝910-310×C+65×Si-80×Mn-20×Cu-55×Ni-15×Cr-80×Mo···(iv)
其中，上述式中的元素符号表示各元素的以质量％计的含量，不包含时设为0。
3.根据权利要求2所述的钢板，其中，
距所述钢板表面1/4t的位置处的铁素体中的平均位错密度为7.0×1012/m2以下，
在1mm间距的维氏硬度的试验中，所述钢板表面与距所述钢板表面1/4t的位置之间的区域中的维氏硬度的平均值为距所述钢板表面1/4t的位置与距所述钢板表面3/4t的位置之间的区域中的维氏硬度的平均值的80～105％。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的钢板，其中，
在距所述钢板表面2/5t的位置与距所述钢板表面3/5t的位置之间的区域中存在的长度5μm以上的夹杂物的个数密度为10个/mm2以下。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的钢板，其中，
距所述钢板表面2/5t的位置与距所述钢板表面3/5t的位置之间的区域中的P的最大浓度以质量％计为0.02～0.20％。
6.一种钢板的制造方法，所述制造方法具备：
精炼工序，其制造钢水；
连续铸造工序，其对所述钢水进行连续铸造而制造具有权利要求1所述的化学组成的钢坯；
加热工序，其对得到的所述钢坯进行加热；
除氧化皮工序，其对加热后的钢坯实施除氧化皮；
热轧工序，其对除氧化皮后的钢坯实施热轧而制成钢板；以及
冷却工序，其将热轧后的所述钢板冷却至室温，
在所述加热工序中，在O2浓度为1.0体积％以上的气氛中，将所述钢坯以950℃以上且小于1200℃的加热温度保持30～120分钟，并且将加热抽出温度设为950℃以上且小于1200℃。
7.一种钢板的制造方法，所述制造方法具备：
精炼工序，其制造钢水；
连续铸造工序，其对所述钢水进行连续铸造而制造具有权利要求2所述的化学组成的钢坯；
加热工序，其对得到的所述钢坯进行加热；
除氧化皮工序，其对加热后的钢坯实施除氧化皮；
热轧工序，其对除氧化皮后的钢坯实施包括精轧在内的热轧而制成钢板；以及
冷却工序，其将热轧后的所述钢板冷却至室温，
在所述加热工序中，在O2浓度为1.0体积％以上的气氛中，将所述钢坯以950～1100℃的加热温度保持30～60分钟，并且将加热抽出温度设为950～1100℃，
在所述热轧工序中，以所述钢坯的表面温度在Ar3-30℃～Trex℃的温度范围内且累积压下率为50～75％的条件进行所述精轧，
其中，Ar3由下述(iv)式求出，Trex是指晶粒开始生长的再结晶开始温度、由下述(v)式求出，其中下述式中的元素符号表示各元素的以质量％计的含量，
Ar3＝910-310×C+65×Si-80×Mn-20×Cu-55×Ni-15×Cr-80×Mo···(iv)
Trex＝-91900[Nb*]2+9400[Nb*]+770···(v)
其中，将由下述(vi)式求出的以质量％计的固溶Nb量设为sol.Nb时，
在Nb≥sol.Nb的情况下，[Nb*]＝sol.Nb
在Nb＜sol.Nb的情况下，[Nb*]＝Nb，
sol.Nb＝(10(-6770/(T+273)+2.26))/(C+12/14×N)···(vi)
需要说明的是，上述式中的T表示钢坯的加热抽出温度、单位为℃。
8.根据权利要求7所述的钢板的制造方法，其中，
在所述冷却工序中，直到钢板的表面温度为Ar3-150℃～Ar3-50℃的温度为止，以大于1℃/秒且为20℃/秒以下的平均冷却速度进行水冷，该水冷后以1℃/秒以下的平均冷却速度进行空气冷却。
9.根据权利要求6～8中任一项所述的钢板的制造方法，其中，
在所述精炼工序中，通过真空脱气装置将钢水的溶解氧量调整至40ppm以下，接下来以使Al的最终含量为0.002～0.050％的方式添加Al而将钢水的溶解氧量调整至10ppm以下，然后以使Ca、Mg和REM的最终含量的总和为0.0005～0.0080％的方式添加选自Ca、Mg和REM中的1种以上。
10.根据权利要求6～9中任一项所述的钢板的制造方法，其中，
在所述连续铸造工序中，铸坯的凝固末期的铸坯的中心固相率为0.2～0.7的范围内，使铸辊的间隙在铸造行进方向每行进1m就缩窄0.2mm～3.0mm，边压下边进行铸造。
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