CN115135787A

CN115135787A - 钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN115135787A
Application number: CN202180015241.1A
Authority: CN
Inventors: 竹下龙平; 荒尾亮; 植田圭治
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2020-03-30
Filing date: 2021-01-27
Publication date: 2022-09-30
Also published as: WO2021199629A1; JPWO2021199629A1; KR20220092977A; JP7276443B2

Abstract

本发明提供一种特别是提高了大热量输入HAZ的低温韧性的钢板。具有如下的成分组成：以质量％计在规定的关系下含有C：0.03～0.15％、Si：0.01～0.50％、Mn：1.20～2.00％、P：0.020％以下、S：0.0005～0.0100％、Al：0.005～0.100％、Ti：0.004～0.030％、B：0.0020～0.0050％以及N：0.0035～0.0100％，并且将金属组织中的加工铁素体的体积分率设为50％以上。

Description

钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种船舶、海洋结构物、中高层大楼、桥梁、储罐等中使用的钢板、特别是涉及进行焊接时的焊接热影响区(以下也称为HAZ)中也能够确保高韧性的厚钢板。

背景技术

近年来，船舶、海洋结构物、中高层大楼、桥梁、储罐等结构物中使用的、相对于焊接用钢材的材质特性的迫切期望越来越高。并且，这样的结构物为了在短时间内制造，希望运用以埋弧焊法、气焊法、电渣焊法等为代表的大热输入焊接法，因此与钢材自身的韧性同样地对HAZ的韧性的要求也越来越严格。然而，一般来说，如果焊接热量输入量增加，则HAZ的组织粗大化，HAZ的韧性降低。迄今为止，针对这样的因大热输入焊接导致的韧性的降低，已经提出了大量的对策。

作为改善因大热输入焊接所致的HAZ(以下也称为大热量输入HAZ)的韧性的方法，例如在专利文献1和专利文献2中提出了通过TiN、Al氧化物等的钉扎效应来抑制奥氏体晶粒的粗大化的方法。另外，专利文献3、专利文献4和专利文献5中公开了通过在奥氏体晶粒内存在大量铁素体相变核来实现晶粒内组织的微细化的技术。具体而言，通过利用TiN、MnS、Ti氧化物等作为铁素体相变核，实现晶粒内组织的微细化，实现HAZ的低温韧性的改善。另外，专利文献6中通过活用固溶B来抑制晶界铁素体的比例，从而实现HAZ韧性的改善。专利文献7中通过使用B的化合物，使晶粒内的贝氏体组织细粒化来改善再现HAZ组织。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特公昭55－026164号公报

专利文献2：日本特许第2950076号

专利文献3：日本特公平07－068577号公报

专利文献4：日本特公平05－017300号公报

专利文献5：日本特许第3733898号

专利文献6：日本特开2005－336602号公报

专利文献7：日本特许第4332064号

发明内容

然而，即使应用利用上述的析出物来使HAZ微细化的各技术来实施大热输入焊接的情况下，HAZ组织的粗大化也是不可避免的，例如在小于－40℃的环境下产生低温韧性的劣化。近年来在船舶、储罐等中，研究了与以往相比更低温环境下的运用，需要一种与上述的专利各文献记载的技术的对象的钢材相比显著提高焊接影响区的低温韧性的钢材。因此，本发明鉴于上述实际情况，目的在于提供一种特别是提高了大热量输入HAZ的低温韧性的钢板。

发明人等为了解决上述课题，对用于提高大热量输入HAZ的低温韧性的方法反复进行了深入研究，其结果得到以下见解。

首先，发明人等着眼于作为因大热输入焊接生成的低韧性组织的粗大的侧板条铁素体(ferrite side-plate)。如果实施大热输入焊接时，奥氏体晶粒粗大地生长，则由奥氏体晶粒生成的组织也变得粗大。粗大的侧板条铁素体(以下，示为FSP)是以由上述的粗大的奥氏体晶界生成的粗大的晶界铁素体作为起点，铁素体在晶粒内伸长形成的组织。该FSP组织的粗糙度是低韧性的主要因素。因此，认为发明人等通过使粗大的晶界铁素体微细化，抑制粗大的FSP的生成，提高大热量输入HAZ的低温韧性。

并且，发明人等进行了深入研究，其结果发现了通过设计成由下述的式(1)定义的SB满足规定的条件，由下述式(2)得到的温度成为比Ar₃点(相变开始温度)高的温度的成分组成，由在晶界析出的BN核生成晶界铁素体，能够实现晶界铁素体的微细化。通过该晶界铁素体的微细化，可以得到比以往更优异的大热量输入HAZ的低温韧性。

SB＝[B]－0.77×[N]+0.22×[Ti]…(1)

T(℃)＝12000/(4.63―log([B]×([N]－[Ti]/3.42)))－273……(2)

其中，B、N、Ti是各元素的含量(质量％)。

本发明基于上述的情况而完成，其要旨构成如下。

1.一种钢板，具有如下的成分组成：在下式(1)表示的SB为－0.0010～0.0002和下式(2)表示的温度T超过Ar₃点的范围以质量％计含有C：0.03～0.15％、Si：0.01～0.50％、Mn：1.20～2.00％、P：0.020％以下、S：0.0005～0.0100％、Al：0.005～0.100％、Ti：0.004～0.030％、B：0.0020～0.0050％以及N：0.0035～0.0100％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，具有加工铁素体的体积分率为50％以上的金属组织：。

SB＝[B]－0.77×[N]+0.22×[Ti]…(1)

T(℃)＝12000/(4.63―log([B]×([N]－[Ti]/3.42)))－273…(2)

其中，上述式(1)和(2)的[B]、[N]和[Ti]表示各成分的含量(质量％)。

这里，上述Ar3点例如可以由Ar₃(℃)＝910－273×C－74×Mn－57×Ni－16×Cr－9×Mo－5×Cu求出。应予说明，式中的各元素表示该元素的含量(质量％)。

2.根据上述1所述的钢板，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有Cu：0.01～0.50％、Ni：0.01～1.50％、Nb：0.005～0.040％、V：0.005～0.100％、Cr：0.01～0.50％、Mo：0.01～0.50％、Ca：0.0005～0.0030％、Mg：0.0002～0.0050％和REM：0.0010～0.1000％中的1种或2种以上。

3.一种钢板的制造方法，将具有上述1或2所述的成分组成的钢坯材加热到1050℃～1200℃的温度后，以7℃/s以下的冷却速度冷却到900℃以下的温度后，实施850℃以下的铁素体+奥氏体的二相温度区域的累积压下率为60％以上和精加工温度为650℃以上的热轧。

4.根据上述3所述的钢板的制造方法，其中，实施上述热轧后，从650℃以上的温度以5℃/s以上的冷却速度冷却至600℃以下300℃以上的温度区域。

根据本发明，即使实施大热输入焊接，也能够得到焊接热影响区的低温韧性优异的钢材。因此，本发明的钢材适宜地用于通过气焊、埋弧焊、电渣焊等大热量输入施工的液化气体的低温储藏储罐、低温环境中运用的船舶等结构物。

附图说明

图1是示出赋予了热量输入10kJ/mm相当的埋弧焊的固相线(FL)附近的热过程的再现HAZ部的析出物的观察图像的投射电子显微镜照片。

具体实施方式

以下，对用于实施本发明的方式进行说明。首先，对本发明中限定化学成分的意义进行说明。应予说明，在本发明中，关于化学成分的“％”的表述，只要没有特别说明就是指“质量％”。

C：0.03～0.15％

C为了得到必要的强度而需要含有0.03％以上。然而，如果含量超过0.15％，则由于岛状马氏体增加，焊接热影响区的韧性降低，因此将上限设为0.15％。下限优选为0.045％。另外，优选为小于0.10％。

Si：0.01～0.50％

Si是确保母材的强度和脱氧等需要的成分，添加0.01％以上。另一方面，如果超过0.50％，则HAZ固化，HAZ的韧性降低，因此将上限设为0.50％。并且，优选的下限为0.10％，优选的上限为0.30％。

Mn：1.20～2.00％

Mn为了确保母材的强度，需要为1.20％以上，如果超过2.00％，则不仅焊接性劣化，而且钢材成本也上升。因此，Mn的范围为1.20～2.00％。下限优选为1.40％。上限优选为1.60％。

P：0.020％以下

P是不可避免地混入的杂质，如果含量超过0.020％，则使母材和焊接部的韧性降低，因此将上限设为0.020％。应予说明，为了得到良好的韧性，优选为0.010％以下，进一步优选为0.007％以下。因此，下限不需要限定，但通过实施极低P化处理，成本增加，因此优选为0.001％以上。

S：0.0005～0.0100％

S生成在铁素体成核所需的复合夹杂物的核中所需要的MnS、进一步在添加Ca的情况下生成CaS，因此需要为0.0005％以上。如果S小于0.0005％，则无法充分地形成MnS、进一步无法充分形成CaS，HAZ的韧性降低。另一方面，如果超过0.0100％，则使母材的韧性劣化。上限优选为0.0090％。下限优选为0.0010％。

Al：0.005～0.100％

Al为了钢的脱氧需要为0.005％以上，优选需要为0.010％以上。另一方面，如果含量超过0.100％，则降低母材的韧性，并且使焊接金属的韧性劣化。上限优选为0.08％。

Ti：0.004～0.030％

Ti在钢的凝固时作为TiN析出，抑制焊接热影响区(HAZ)的奥氏体的粗粒化，成为铁素体相变核，有助于高韧性化。Ti不满足0.004％，其效果小，另一方面，如果超过0.030％，则得不到由TiN粒子的粗大化所期待的效果。因此，Ti的含量为0.004～0.030％的范围。下限优选为0.008％。上限优选为0.020％。

B：0.0020～0.0050％

B是使晶界铁素体微细化，提高HAZ韧性很重要的元素，为了在铁素体相变温度以上析出，至少添加0.0020％。然而，如果大量添加，使母材韧性劣化，因此将上限设为0.0050％。下限优选为0.0025％。上限优选为0.0040％。

N：0.0035～0.0100％

N与Ti结合而形成TiN，并且与B结合而形成BN，所以以0.0035％以上进行添加。即，如果N小于0.0035％的下限，则不能形成BN，无法确保充分的HAZ韧性。另一方面，如果N的含量增加，则固溶N增大，导致HAZ韧性的降低，因此将0.0100％设为上限。下限优选为0.0040％。上限优选为0.0090％。

本发明的钢板具有含有以上的各成分且剩余部分为Fe和不可避免的杂质的成分组成。在该成分组成中，进一步由下式(1)表示的SB为－0.0010～0.0002和由下式(2)表示的温度T超过Ar₃点很重要。

SB＝[B]－0.77×[N]+0.22×[Ti]…(1)

T(℃)＝12000/(4.63―log([B]×([N]－[Ti]/3.42)))－273…(2)

其中，上述式(1)和(2)中的[B]、[N]和[Ti]表示各成分的含量(质量％)。

在本发明中，通过以满足上述式(1)和式(2)的方式含有B、N和Ti，即使在大热输入焊接时钢板所承受的热循环(以下也称为焊接热循环)中TiN不固溶而残留，以该TiN作为核，在早期析出BN。其中，如图1中对上述的成分组成的钢板赋予热量输入10kJ/mm相当的焊接再现热循环的样品的观察图像所示，在焊接热循环的冷却过程的初始阶段，BN在TiN的周围析出。即，BN容易从更高的高温区域析出。这样BN从TiN析出时，TiN与BN的复合析出物的尺寸比TiN单独的尺寸大。析出物的尺寸变大，从而铁素体容易成核。应予说明，成为核的TiN的尺寸通常为15nm～200nm，如果BN在TiN中析出，则BN被覆析出物的尺寸为50nm～600nm。铁素体容易成核是指在晶界生成大量的铁素体核，能够在晶界中形成大量的铁素体。这些铁素体由于由不同的BN核生成，因此取向是不同的，因此铁素体的晶体取向随机化。通过该晶体取向的随机化，邻接的铁素体彼此不易合体。其结果是晶界铁素体微细化，由晶界铁素体生成的侧板条铁素体也微细化。因此，通过满足式(1)和式(2)，提高HAZ韧性。

即如果上述SB的值超过0.0002，则固溶B增加，通过该固溶B提升淬透性，形成岛状马氏体，其结果是无法充分确保低温下的韧性。另外，如果上述SB的值小于－0.0010，则BN的析出不充分，无法使晶界铁素体微细化。

并且，如图1所示，上述式(2)表示在TiN的周围析出BN时的析出温度T，如果该T为Ar₃点以下，则不易生成以BN为核的铁素体，其结果是无法实现晶界铁素体的微细化。

在具有上述成分组成的钢板中，例如进行热量输入量为5kJ/mm以上的大热输入焊接时的熔合线附近的热影响区组织在原γ晶界生成的晶界铁素体的密度为20个/mm以上。这里，原γ晶界的晶界铁素体生成密度在模拟了焊接的热循环模拟的冷却中途从铁素体相变开始后进行快速冷却处理，使用EBSD(电子背散射衍射法)进行计测。在本发明中，将从原γ晶界的邻接的3个重点到3个重点的沿着晶界的曲线长度作为原γ晶界长度，在其原γ晶界上生成的相邻的铁素体晶粒的晶体取向差成为15度以上的铁素体晶粒的个数作为原γ晶界上的铁素体数，由(原γ晶界上的铁素体数)/(原γ晶界长度)定义晶界铁素体的密度。

在本发明的钢板中，在实施了上述的大热输入焊接时，由于熔合线附近的热影响区组织的在原γ晶界上生成的晶界铁素体的密度为20个/mm以上，因此能够抑制粗大的侧板条铁素体的生成，在HAZ中实现优异的低温韧性。这里，熔合线附近的热影响区组织是指从焊接金属的与母材钢板的边界到进入大致0.5mm母材的钢板侧的位置的区域。在原γ晶界生成的晶界铁素体的密度根据上述式(1)和(2)将N、B和Ti的添加量控制在规定范围内，从而能够将例如进行热输入量为5kJ/mm以上的大热输入焊接时的晶界铁素体的密度设为20个/mm以上。即，抑制粗大的侧板条铁素体的生成，能够在热影响区得到优异的韧性。

在本发明中，通过满足上述成分组成，能够实现低温韧性的提高，另一方面，难以确保母材和接头的强度。因此，为了确保强度，本发明的钢板的金属组织中重要的是使该组织中所占的加工铁素体的比例以体积分率计为50％以上。这里，加工铁素体是指通过X射线衍射(XRD)求出的位错密度ρ的值为1.0×10¹⁴m^-2以上的铁素体。

即加工铁素体导入高密度的位错，位错彼此发生相互作用而妨碍彼此的运动，从而强度上升。并且，通过将该加工铁素体的体积分率设为50％以上，从而强度上升。

应予说明，金属组织中所占的加工铁素体的体积分率优选为60％以上。另一方面，加工铁素体量的上限无需特别限定，可以为100％，从轧机的能力的观点考虑，优选为90％以下。此时的残余组织优选为贝氏体、贝氏体和马氏体中的1种以上的硬质相。

在本发明的其它的实施方式中，为了进一步提高特性，除了上述成分组成之外，可以任意含有选自Cu、Ni、Nb、V、Cr、Mo、Ca、Mg和REM中的1种或2种以上。

Cu：0.01～0.50％

Cu是提高钢的淬透性的元素，除了提高轧制后的母材的强度之外，还有助于韧性、高温强度、耐候性等功能的提高。这些效果可通过0.01％以上的含量发挥。另一方面，过量含有反而会使母材的韧性、焊接性劣化。因此，Cu含量优选为0.01～0.50％。

Ni：0.01～1.50％

Ni是提高钢的淬透性的元素，除了提高轧制后的母材的强度之外，还有助于韧性、高温强度、耐候性等功能的提高。这些效果通过0.01％以上的含量发挥。另一方面，过量含有反而会使母材的韧性、焊接性劣化之外，还会导致合金的成本增加。因此，Ni含量优选为0.01～1.50％。

Nb：0.005～0.040％

Nb是对确保母材的强度、韧性以及接头的强度有效的元素。其效果通过0.005％以上的含量而发挥。另一方面，如果含量超过0.040％，则通过在焊接热影响区形成岛状马氏体而使韧性劣化。因此，在含有Nb的情况下，优选使Nb含量为0.005～0.040％。

V：0.005～0.100％

V提高母材的强度·韧性，以VN的形式作为铁素体生成核发挥作用。通过含有0.005％以上的V来发挥该效果。另一方面，V含量超过0.100％，反而使母材的韧性降低。因此在含有V的情况下，优选将V含量设为0.005～0.100％。

Cr：0.01～0.50％

Cr与Cu同样是提高钢的淬透性的元素，除了提高轧制后的母材的强度之外，还有助于韧性、高温强度、耐候性等功能的提高。这些效果可以通过0.01％以上的含量发挥。另一方面，过量含有反而使母材的韧性、焊接性劣化。因此，Cr含量优选为0.01～0.50％。

Mo：0.01～0.50％

Mo与Cu、Cr同样地是提高钢的淬透性的元素，除了提高轧制后的母材的强度之外，还有助于韧性、高温强度、耐候性等功能的提高。这些效果通过0.01％以上的含量发挥。另一方面，过量含有反而会使母材的韧性、焊接性劣化。因此，Mo含量优选为0.01～0.50％。

Ca：0.0005～0.0030％

Ca是通过固定S而对母材的韧性提高有用的元素，如果含量超过0.0030％，则其效果饱和，因此Ca以0.0030％以下含有。另一方面，如果含量小于0.0005％，则S的固定不充分。因此，Ca的含量优选为0.0005％～0.0030％。

Mg：0.0002～0.0050％

REM：0.0010～0.1000％

Mg和REM均在钢水中具有强的脱氧能力，有辅助微细氧化物形成的趋势，根据需要添加。表示脱氧效果的添加量分别为Mg：0.0002％以上，REM：0.0010％以上，如果大量添加，则形成粗大的夹杂物，损害母材特性，因此优选将添加的上限分别设为Mg：0.0050％和REM：0.1000％。

本发明的制造方法是将具有以上的成分组成的钢坯材加热到1050℃～1200℃的温度后，以7℃/s以下的冷却速度冷却到900℃以下的温度后，实施850℃以下的铁素体－奥氏体的二相温度区域的累积压下率为60％以上和精加工温度为650℃以上的热轧。接下来，对于本发明的制造条件的限定理由进行了说明。

[钢坯材加热温度和到900℃以下的温度的冷却速度]

首先，钢坯材、例如板坯的加热温度必须为1050℃～1200℃。其原因是因为如果进行小于1050℃的加热，则有可能对凝固中产生的韧性造成负面影响的粗大的夹杂物不溶地残存下来。另一方面，如果在高温下进行加热，则有可能使控制后述的冷却速度而生成的析出物再溶解。基于此，作为完成相变的含义的加热温度，1200℃以下就足够了。应予说明，通过上述的TiN的钉扎效应也可以预先防止被认为此时发生的晶粒的粗大化。据此，加热温度被限定在1050℃～1200℃。

接着，需要以7℃/s以下的冷却速度冷却到900℃以下的温度。其原因是因为在超过7℃/s的冷却速度下，B不会以BN的形式析出，而以固溶B的形式残留在晶界，抑制晶界铁素体的生成，难以充分确保母材的低温韧性。应予说明，从制造效率的观点考虑，冷却速度优选为1℃/s以上。

[热轧条件]

在850℃以下的铁素体+奥氏体的二相温度区域，需要进行累积压下率60％以上的热轧。作为其原因，二相温度区域的压下量的增加具有随着由轧制中的铁素体的加工导致的位错强化而提高强度和通过由加工形成亚晶粒而得到的细粒化的效果而提高韧性的效果。

即通过将二相温度区域的累积压下率增加到60％以上，从而在二相区域的温度区域的铁素体施加位错，其结果能够实现强度的提高。特别是通过将累积压下率提高到60％以上，能够确保50％以上的加工铁素体分率。并且通过铁素体+奥氏体的二相温度区域中的累积压下率为60％以上，使铁素体的轧制织构发达，有助于低温韧性的提高。

根据以上，将850℃以下的铁素体+奥氏体的二相温度区域的累积压下率限定在60％以上。应予说明，从轧机能力的观点考虑，累积压下率优选为90％以下。

并且，将热轧中的精加工温度设为650℃以上。因此，如果以小于650℃进行精轧，则对由相变生成的铁素体施加必要以上的应变，韧性降低。

并且，在提高母材的强度方面，优选在实施上述的热轧后，从650℃以上的温度以5℃/s以上的冷却速度冷却至600℃以下300℃以上的温度区域。

[热轧后冷却条件]

另外，上述钢坯材优选在650℃以上完成热轧后，从650℃以上的温度以5℃/s以上的冷却速度冷却至600℃以下300℃以上的温度区域。即作为从650℃以上进行冷却的理由，如果以小于650℃开始冷却，则淬透性不充分，可能得不到所需要的强度。另外，如果冷却速度小于5℃/s，则难以得到具有均匀的微组织的钢。并且优选冷却至600℃以下300℃以上的温度区域。这是因为在超过600℃的温度下的冷却停止时，从淬透性的观点考虑，难以确保充分的强度。另外，因为小于300℃的温度下的冷却停止不会显著改变钢材特性，因此仅操作上的负荷变大。根据上述的理由，钢片优选以650℃以上完成热轧性后，从650℃以上的温度以5℃/s以上的冷却速度冷却至600℃以下300℃以上。应予说明，从母材的韧性确保的观点考虑，冷却速度优选为50℃/s以上。

上述钢坯材可以使用板坯，但在通过铸造制造这些钢坯材的情况下，关于其铸造条件，优选满足以下的条件。即将板坯铸造时的冷却速度设为0.3m/min以上且1.0m/min以下。如果铸造速度小于0.3m/min，则母材(钢板)的TiN的尺寸变大。如果TiN尺寸变大，则母材(钢板)的TiN密度可能降低，BN复合析出物的量可能减少。其结果铁素体不能充分微细化，HAZ韧性可能劣化。应予说明，成为核的TiN的尺寸为15nm～200nm。另一方面，如果铸造速度超过1.0m/min，则TiN的密度增加，TiN的尺寸变小，焊接时可能固溶。其结果是存在奥氏体粒径粗大化，HAZ韧性劣化的风险。

这样制造的钢板除了上述成分组成之外，还具有加工铁素体的体积分率为50％以上的组织。优选为主相包含由铁素体构成的软质相、剩余部分由贝氏体、贝氏体和马氏体中的1种以上的硬质相构成的组织。这里，主相为铁素体是指铁素体以体积分率计为60％以上。即，铁素体可以为100％，但从轧制性的观点考虑，优选为90％以下。此时的剩余部分没有特别限定，例如如上所述。这里重要的是铁素体中的加工铁素体在组织中所占的比率，该比率以体积分率计为50％以上。因此，可以包含加工铁素体以外的铁素体即位错密度ρ的值小于1.0×10¹⁴m^－2的铁素体。

另外，作为上述用途的钢板，除了低温韧性高，尤其优选屈服应力为325MPa以上。另外，母材的－70℃下的夏比冲击吸收能量优选为200J以上。并且，大热输入焊接施工的接头的－70℃下的夏比冲击吸收能量优选为80J以上。

实施例

接下来，基于实施例具体说明本发明。

对调整成表1所示的成分组成的钢板坯(钢坯材)，按照表2所示的各种的条件加热板坯后进行冷却，接着进行热轧，然后实施冷却处理，制成板厚20mm的厚钢板。

从这样得到的各厚钢板采取按照JIS Z2241标准的拉伸试验片，进行按照JISZ2241标准的拉伸试验，测定屈服应力。另外，从各厚钢板采取按照JIS Z2242标准的试验片，对各试验片加工V形坡口，进行按照JIS Z2242标准的夏比冲击试验，测定－70℃下的夏比冲击吸收能量。并且，从得到的各厚钢板采取焊接接头制作用试验片，对试验片加工V形坡口，通过埋弧焊(焊接热量输入量：102kJ/cm)制成焊接接头。从这些焊接接头采取将切口位置作为接合部的JIS4号冲击试验片，实施夏比冲击试验，测定－70℃下的夏比冲击吸收能量。

另外，从各厚钢板的板厚1/4位置切出与轧制方向垂直的方向的截面，作为金属组织观察用的样品。组织样品研磨至镜面，利用硝酸乙醇(3％硝酸－乙醇溶液)进行腐蚀露出组织，用100倍的光学显微镜观察组织。在5个视场确认，测定铁素体的分率。此时，利用X射线衍射对铁素体测定位错密度ρ，测定位错密度ρ的值为1.0×10¹⁴m^-2以上的加工铁素体的体积分率。将该测定结果作为加工铁素体的体积分率。

将以上的各测定结果示于表3。

[表1]

[表2]

[表3]

Claims

1.一种钢板，具有如下的成分组成：在下式(1)表示的SB为－0.0010～0.0002和下式(2)表示的温度T超过Ar₃点的范围内以质量％计含有C：0.03～0.15％、Si：0.01～0.50％、Mn：1.20～2.00％、P：0.020％以下、S：0.0005～0.0100％、Al：0.005～0.100％、Ti：0.004～0.030％、B：0.0020～0.0050％以及N：0.0035～0.0100％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，具有加工铁素体的体积分率为50％以上的金属组织，

SB＝[B]－0.77×[N]+0.22×[Ti]…(1)

T(℃)＝12000/(4.63―log([B]×([N]－[Ti]/3.42)))－273…(2)

其中，上述式(1)和(2)中的[B]、[N]和[Ti]表示各成分的含量，单位是质量％。

2.根据权利要求1所述的钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有Cu：0.01～0.50％、Ni：0.01～1.50％、Nb：0.005～0.040％、V：0.005～0.100％、Cr：0.01～0.50％、Mo：0.01～0.50％、Ca：0.0005～0.0030％、Mg：0.0002～0.0050％和REM：0.0010～0.1000％中的1种或2种以上。

3.一种钢板的制造方法，将具有权利要求1或2所述的成分组成的钢坯材加热到1050℃～1200℃的温度后，以7℃/s以下的冷却速度冷却到900℃以下的温度后，实施850℃以下的铁素体－奥氏体的二相温度区域的累积压下率为60％以上和精加工温度为650℃以上的热轧。

4.根据权利要求3所述的钢板的制造方法，其中，实施所述热轧后，从650℃以上的温度以5℃/s以上的冷却速度冷却至600℃以下300℃以上的温度区域。