TWI836897B

TWI836897B - 鋼板以及其製造方法

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Publication number: TWI836897B
Application number: TW112104787A
Authority: TW
Inventors: 安田恭野; 樹; 塩谷和彦
Original assignee: 日商Ｊｆｅ鋼鐵股份有限公司
Priority date: 2022-02-24
Filing date: 2023-02-10
Publication date: 2024-03-21

Abstract

係提供一種供應於能源運輸船中使用在液化氣體的容納之貯藏用槽等所用之耐氨SCC性及低溫韌性優異的高強度鋼板。鋼板係具有預定的成分組成，此外，係具有：在從鋼板的表面為0.5mm深度的位置上，平均硬度為Hv210以下，且該平均硬度的變動為Hv50以下之硬度特性；以及在從鋼板的表面為0.5mm深度的位置上之變韌鐵(Bainite)組織的體積率為90%以上，在鋼板之板厚的1/2位置上，變韌鐵組織的體積率為20%以上，並且肥粒鐵(Ferrite)組織以及變韌鐵組織的合計體積率為60%以上之金屬組織。

Description

鋼板以及其製造方法

本發明係關於韌性及耐蝕性優異之高強度鋼板，尤其關於適合於在低溫且為液體氨環境下所使用之槽等構造用構件，並且低溫韌性及耐液體氨應力腐蝕龜裂性優異之高強度鋼板以及其製造方法。

近年來伴隨著能源需求的增加，由能源運輸船所進行之液化氣體的運輸正盛行。為了有效率地運用能源運輸船，於槽中不僅是LPG，有時亦會一同運送液體氨。

在此，於處理液化氨之碳鋼製的配管、貯槽、油罐車、管線管路等中，為人所知者會引起由液體氨所造成之應力腐蝕龜裂(以下稱為氨SCC(Stress Corrosion Cracking))。因此，相對於在液體氨環境下所使用之鋼材，係已採取適用氨SCC感受性低的鋼材或是抑制氨SCC之工程措施。

例如關於氨SCC的產生，為人所知者係與材料的強度相關聯，在使用碳鋼時，藉由控制在440MPa以下的降伏強度(YS：Yield Strength)以避免由氨所造成之應力腐蝕龜裂。另一方面，從近年來槽的大型化、鋼材用量的削減之觀點來看，鋼板之高強度的需求乃逐漸增高。

此外，由於LPG或液體氨之液化氣體是在低溫下運輸，所以使用在此等液化氣體的貯藏用槽之鋼板係要求優異的低溫韌性。

於專利文獻1及2中，係揭示用以滿足前述般的液化氣體貯藏用槽所需之低溫韌性與強度範圍之技術。於此等文獻所記載之技術中，係藉由將經熱軋延後冷卻之厚鋼板進行數次熱處理或是經熱軋延後水冷之厚鋼板進行數次熱處理的方法，來實現高程度的低溫韌性及預定的強度特性。先前技術文獻專利文獻

專利文獻1：日本特開平10-140235號公報專利文獻2：日本特開平10-168516號公報

[發明所欲解決之課題]

然而，於上述專利文獻1及2所記載之方法中，需進行複數次熱處理，因而有設備或能量所耗費之成本增大之經濟上的問題。

本發明之目的在於解決上述問題點，而提供一種供應於能源運輸船中使用在液化氣體的容納之貯藏用槽等所用之耐氨SCC性及低溫韌性優異的高強度鋼板以及其製造方法。 [用以解決課題之技術手段]

本發明人等為了達成上述目的，係使用TMCP製程並針對關於鋼板的低溫韌性、強度特性之各種因素進行精心探討。結果發現若以預定量以上將C、Si、Mn、N等元素添加於鋼板，並且以在前述鋼板之板厚的1/2位置上，肥粒鐵組織以及變韌鐵組織的合計體積率成為60%以上之方式來控制鋼板的金屬組織(微組織)，則可有效地助益於達成期望的低溫韌性及強度特性。

再者，係發現到以在從前述鋼板的表面為0.5mm深度的位置上，使變韌鐵組織的體積率成為90%以上之方式來控制微組織，並且在從前述鋼板的表面為0.5mm深度的位置上，將平均硬度設成為Hv210以下，且將該平均硬度的變動控制在Hv50以下，藉此得到在液體氨環境下的耐SCC性，而能夠省略先前技術般之耗費成本的熱處理。

亦即，本發明係根據上述發現而研創，本發明之主旨如下列所說明。 1. 一種鋼板，係具有下列成分組成之鋼板，該成分組成以質量%計含有： C：0.010至0.200%、 Si：0.01至0.50%、 Mn：0.50至2.50%、 Al：0.060%以下、 N：0.0010至0.0100%、 P：0.020%以下、 S：0.0100%以下、以及 O：0.0100%以下，並且剩餘部分為Fe以及不可避免的雜質，係具有：在從前述鋼板的表面為0.5mm深度的位置上，平均硬度為Hv210以下，且該平均硬度的變動為Hv50以下之硬度特性；以及在從前述鋼板的表面為0.5mm深度的位置上之變韌鐵(Bainite)組織的體積率為90%以上，在前述鋼板之板厚的1/2位置上，變韌鐵組織的體積率為20%以上，並且肥粒鐵(Ferrite)組織以及變韌鐵組織的合計體積率為60%以上之金屬組織。

2. 如前述1所述之鋼板，其中前述成分組成以質量%計更含有：選自Cu：0.01至0.50%、 Ni：0.01至2.00%、 Cr：0.01至1.00%、 Sn：0.01至0.50%、 Sb：0.01至0.50%、 Mo：0.01至0.50%、以及 W：0.01至1.00%中的1種以上。

3. 如前述1或2所述之鋼板，其中前述成分組成以質量%計更含有：選自V：0.01至1.00%、 Ti：0.005至0.100%、 Co：0.01至1.00%、 Nb：0.005至0.100%、 B：0.0001至0.0100%、 Ca：0.0005至0.0200%、 Mg：0.0005至0.0200%、以及 REM：0.0005至0.0200%中的1種以上。

4. 一種鋼板的製造方法，係對於具有下列成分組成之鋼原材，以軋延結束溫度為Ar ₃變態點以上來進行熱軋，接著進行從Ar ₃變態點以上的冷卻起始溫度開始冷卻之一次冷卻，然後藉由復熱來進行表面的加熱並接著進行二次冷卻之鋼板的製造方法，該成分組成以質量%計含有： C：0.010至0.200%、 Si：0.01至0.50%、 Mn：0.50至2.50%、 Al：0.060%以下、 N：0.0010至0.0100%、 P：0.020%以下、 S：0.0100%以下、以及 O：0.0100%以下，並且剩餘部分為Fe以及不可避免的雜質，於前述一次冷卻中，在從鋼板的表面為0.5mm深度的位置上，將從600℃至400℃為止之冷卻速度設成為30至100℃/s，前述藉由復熱所進行之表面的加熱，係進行至在從鋼板的表面為0.5mm深度的位置上之到達溫度成為500℃以上為止，於前述二次冷卻中，在鋼板之板厚的1/2位置上，將600℃以下的冷卻停止溫度為止之冷卻速度設成為10℃/s以上。

5. 如前述4所述之鋼板的製造方法，其中前述鋼原材的成分組成以質量%計更含有：選自Cu：0.01至0.50%、 Ni：0.01至2.00%、 Cr：0.01至1.00%、 Sn：0.01至0.50%、 Sb：0.01至0.50%、 Mo：0.01至0.50%、以及 W：0.01至1.00%中的1種以上。

6. 如前述4或5所述之鋼板的製造方法，其中前述鋼原材的成分組成以質量%計更含有：選自V：0.01至1.00%、 Ti：0.005至0.100%、 Co：0.01至1.00%、 Nb：0.005至0.100%、 B：0.0001至0.0100%、 Ca：0.0005至0.0200%、 Mg：0.0005至0.0200%、以及 REM：0.0005至0.0200%中的1種以上。 [發明之效果]

根據本發明，係能夠以低成本的製程來提供低溫韌性，亦即低溫下的耐衝擊特性以及耐氨SCC性優異，並且適合於在低溫且為液體氨環境下所使用之槽等構造用構件之具有高強度之鋼板。

以下係說明本發明之實施型態。表示下列成分(元素)的含量之「%」在未特別言明時，意指「質量%」。

(1)關於成分組成以下係說明鋼板的成分組成(化學成分)。

C：0.010至0.200% C為用以提高依循本發明之藉由冷卻所製造之鋼板的強度之最有效的元素。為了得到該效果，係將C含量規定為0.010%以上。再者，從減少其他合金元素的含量並以更低的成本來製造之觀點來看，C含量較佳係設成為0.013%以上。另一方面，C含量超過0.200%時，會導致鋼板之韌性及熔接性的劣化。因此將C含量規定為0.200%以下。再者，從韌性及熔接性之觀點來看，C含量較佳係設成為0.170%以下。

Si：0.01至0.50% Si係用於脫酸而添加。為了得到該效果，係將Si含量規定為0.01%以上。更佳係設成為0.03%以上。另一方面，Si含量超過0.50%時，會導致鋼板之韌性或熔接性的劣化。因此將Si含量規定為0.50%以下。再者，從韌性及熔接性之觀點來看，Si含量較佳係設成為0.40%以下。

Mn：0.50至2.50% Mn為具有增加鋼的淬火性之作用的元素，係為了如本發明般滿足高強度而需添加之重要的元素之一。為了得到該效果，係將Mn含量規定為0.50%以上。再者，從減少其他合金元素的含量並以更低的成本來製造之觀點來看，Mn含量較佳係設成為0.70%以上。另一方面，Mn含量超過2.50%時，除了鋼板的韌性或熔接性降低之外，合金成本亦變得過高。因此將Mn含量規定為2.50%以下。再者，從更進一步抑制韌性及熔接性的降低之觀點來看，Mn含量較佳係設成為2.30%以下。

Al：0.060%以下 Al係作用為脫酸劑，並且具有將晶粒進行細微化之作用的元素。為了得到該效果，較佳係將Al含量設成為0.001%以上。另一方面，Al含量超過0.060%時，氧化物系中介物增加而使清淨度降低，並且韌性降低。因此將Al含量規定為0.060%以下。再者，從更進一步防止韌性劣化之觀點來看，較佳係設成為0.050%以下。

N：0.0010至0.0100% N係有益於組織的細微化並提升鋼板的韌性。為了得到該效果，係將N含量規定為0.0010%以上。較佳為0.0020%以上。另一方面，N含量超過0.0100%時，反而導致韌性的降低。因此將N含量規定為0.0100%以下。再者，從更進一步抑制韌性及熔接性的降低之觀點來看，N含量較佳係設成為0.0080%以下。於存在有Ti之情形時，N可能與該Ti鍵結而析出作為TiN。

P：0.020%以下 P由於偏析於晶界而帶來韌性或熔接性的降低等不良影響。因此，P含量較佳係盡可能地低，若是0.020%以下則可容許。另一方面，P含量的下限並無特別限定，可為0%，惟過剩的降低會導致精鍊成本的上升，所以從成本之觀點來看，較佳係將P含量設成為0.0005%以上。

S：0.0100%以下 S係以MnS等硫化物系中介物存在於鋼中，成為破壞的產生起點而帶來鋼板韌性的降低等不良影響之元素。因此，S含量較佳係盡可能地低，若是0.0100%以下則可容許。另一方面，S含量的下限並無特別限定，可為0%，惟過剩的降低會導致精鍊成本的上升，所以從成本之觀點來看，較佳係將S含量設成為0.0005%以上。

O：0.0100%以下由於O為形成氧化物且成為破壞的產生起點，而帶來鋼板韌性的降低等不良影響之元素，所以限制在0.0100%以下。O含量較佳係設成為0.0050%以下，尤佳設成為0.0030%以下。另一方面，O含量的下限並無特別限定，可為0%，惟過剩的降低會導致精鍊成本的上升，所以從成本之觀點來看，較佳係將O含量設成為0.0010%以上。

於本發明之鋼板的成分組成中，上述成分以外的剩餘部分為Fe以及不可避免的雜質。惟上述成分組成亦可視需要含有下列所記載之元素。

選自Cu：0.01至0.50%、Ni：0.01至2.00%、Cr：0.01至1.00%、Sn：0.01至0.50%、Sb：0.01至0.50%、Mo：0.01至0.50%、以及W：0.01至1.00%中的1種以上 Cu、Ni、Cr、Sn、Sb、Mo及W為提升強度或耐氨SCC性之元素，可含有此等中的1種以上。為了得到該效果，較佳係於含有Cu之情形時將Cu含量調整為0.01%以上，於含有Ni之情形時將Ni含量調整為0.01%以上，於含有Cr之情形時將Cr含量調整為0.01%以上，於含有Sn之情形時將Sn含量調整為0.01%以上，於含有Sb之情形時將Sb含量調整為0.01%以上，於含有Mo之情形時將Mo含量調整為0.01%以上，於含有W之情形時將W含量調整為0.01%以上。另一方面，過剩地含有Ni時，會導致熔接性的劣化或合金成本的上升。此外，過剩地含有Cu、Cr、Sn、Sb、Mo及W時，熔接性或韌性劣化，從合金成本之觀點來看義不利。因此，較佳係將Cu含量調整為0.50%以下，將Ni含量調整為2.00%以下，將Cr含量調整為1.00%以下，將Sn含量調整為0.50%以下，將Sb含量調整為0.50%以下，將Mo含量調整為0.50%以下，此外，將W含量調整為1.00%以下。尤佳係將Cu含量調整為0.40%以下，將Ni含量調整為1.50%以下，將Cr含量調整為0.80%以下，將Sn含量調整為0.40%以下，將Sb含量調整為0.40%以下，將Mo含量調整為0.40%以下，此外，將W含量調整為0.80%以下。

V：0.01至1.00% V為具有提升鋼板的強度之作用的元素，可任意地添加。為了得到該效果，於添加V之情形時，較佳係將V含量設成為0.01%以上。另一方面，V含量超過1.00%時，會導致熔接性的劣化或合金成本的上升。因此，於添加V之情形時，較佳係將V含量設成為1.00%以下。尤佳係V含量的下限為0.05%，上限為0.50%。

Ti：0.005至0.100% Ti為氮化物的形成傾向強，而具有將N固定以減少固溶N之作用的元素，可任意地添加。此外，Ti可提升母材及熔接部的韌性。為了得到此等效果，於添加Ti之情形時，較佳係將Ti含量設成為0.005%以上。再者，尤佳設成為0.007%以上。另一方面，Ti含量超過0.100%時，韌性反而會降低。因此，於添加Ti之情形時，較佳係將Ti含量設成為0.100%以下。再者，Ti含量尤佳設成為0.090%以下。

Co：0.01至1.00% Co為具有提升鋼板的強度之作用的元素，可任意地添加。為了得到該效果，於添加Co之情形時，較佳係將Co含量設成為0.01%以上。另一方面，Co含量超過1.00%時，會導致熔接性的劣化或合金成本的上升。因此，於添加Co之情形時，較佳係將Co含量設成為1.00%以下。尤佳係Co含量的下限為0.05%，上限為0.50%。

Nb：0.005至0.100% Nb係以碳氮化物所析出並縮小舊沃斯田鐵粒徑，而具有提升韌性之效果的元素。為了得到該效果，於添加Nb之情形時，較佳係將Nb含量設成為0.005%以上。再者，尤佳設成為0.007%以上。另一方面，Nb含量超過0.100%時，多量地析出NbC而使韌性降低。因此，於添加Nb之情形時，較佳係將Nb含量設成為0.100%以下。再者，Nb含量尤佳設成為0.060%以下。

B：0.0001至0.0100% B為即使是微量的添加，亦具有顯著地提升淬火性之作用的元素。亦即可提升鋼板的強度。為了得到該效果，於添加B之情形時，較佳係將B含量設成為0.0001%以上。另一方面，B含量超過0.0100%時，熔接性會降低。因此，於添加B之情形時，較佳係將B含量設成為0.0100%以下。尤佳係B含量的下限為0.0010%，上限為0.0030%。

Ca：0.0005至0.0200% Ca為與S鍵結而具有抑制在軋延方向上過長地伸展之MnS等的形成之作用的元素。亦即藉由添加Ca，以使硫化物系中介物呈球狀之方式來進行形態控制，而能夠提升熔接部等的韌性。為了得到該效果，於添加Ca之情形時，較佳係將Ca含量設成為0.0005%以上。另一方面，Ca含量超過0.0200%時，鋼的清淨度會降低。清淨度的降低會導致韌性的降低。因此，於添加Ca之情形時，較佳係將Ca含量設成為0.0200%以下。尤佳係Ca含量的下限為0.0020%，上限為0.0100%。

Mg：0.0005至0.0200% Mg與Ca相同，為與S鍵結而具有抑制在軋延方向上過長地伸展之MnS等的形成之作用的元素。亦即藉由添加Mg，以使硫化物系中介物呈球狀之方式來進行形態控制，而能夠提升熔接部等的韌性。為了得到該效果，於添加Mg之情形時，較佳係將Mg含量設成為0.0005%以上。另一方面，Mg含量超過0.0200%時，鋼的清淨度會降低。清淨度的降低會導致韌性的降低。因此，於添加Mg之情形時，較佳係將Mg含量設成為0.0200%以下。尤佳係Mg含量的下限為0.0020%，上限為0.0100%。

REM：0.0005至0.0200% REM(稀土類金屬)與Ca或Mg相同，為與S鍵結而具有抑制在軋延方向上過長地伸展之MnS等的形成之作用的元素。亦即藉由添加REM，以使硫化物系中介物呈球狀之方式來進行形態控制，而能夠提升熔接部等的韌性。為了得到該效果，於添加REM之情形時，REM含量較佳為0.0005%以上。另一方面，REM含量超過0.0200%時，鋼的清淨度會降低。清淨度的降低會導致韌性的降低。因此，於添加REM之情形時，REM含量較佳為0.0200%以下。尤佳係REM含量的下限為0.0020%，上限為0.0100%。

(2)關於硬度特性以及金屬組織本發明之鋼板除了具有上述成分組成之外，亦具有：在從鋼板的表面為0.5mm深度的位置(於本發明中亦稱為0.5mm位置)上，平均硬度為Hv210以下，且該平均硬度的變動為Hv50以下之硬度特性。再者，本發明之鋼板係具有：在0.5mm位置上之變韌鐵組織(以下亦僅稱為變韌鐵)的體積率為90%以上，在鋼板之板厚的1/2位置(於本發明中意指板厚之1/2深度的位置，以下亦僅稱為1/2位置或板厚中心部)上，變韌鐵的體積率為20%以上，並且肥粒鐵組織(以下亦僅稱為肥粒鐵)以及變韌鐵的合計體積率為60%以上之金屬組織。以下係說明將鋼板的硬度特性以及金屬組織如上述般地限定之理由。

[在0.5mm位置上，平均硬度為Hv210以下且該變動為Hv50以下] 在0.5mm位置上的平均硬度係設成為Hv210以下且將該變動設成為Hv50以下。於鋼板的極表層，具體而言為從鋼板的表面為0.5mm的位置上存在有高硬度區域時，會助長液體氨環境中的應力腐蝕龜裂。此外，於存在有局部高硬度區域之情形時，在應力被賦予至鋼板時會產生應力集中而助長應力腐蝕龜裂。因此，於本發明之鋼板中，藉由調整為將在0.5mm位置上的平均硬度設成為Hv210以下且將該變動設成為Hv50以下之硬度特性，可確保優異的耐氨SCC性。在0.5mm位置上之平均硬度的下限並無特別限定，較佳約為Hv130。此外，平均硬度之變動的下限可為Hv0，惟工業上約為Hv10。在此所謂上述平均硬度，可測定複數處(例如100處)之0.5mm位置上的維克氏硬度(Vickers Hardness)而算出。此外，平均硬度的變動意指用以求取平均硬度所測得之維克氏硬度的標準差。

[在0.5mm位置上之變韌鐵的體積率為90%以上] 為了滿足強度特性或耐氨SCC性，在0.5mm位置上的組織必須設成為變韌鐵的體積率為90%以上。於表層部生成有麻田散鐵(Martensite)組織或島狀麻田散鐵(MA：Martensite-Austenite)組織等硬質相之情形時，表層硬度上升，鋼板內之硬度的變動增大而阻礙材質均一性。亦即，變韌鐵的體積率未達90%時，除此之外的組織，亦即肥粒鐵、島狀麻田散鐵組織、麻田散鐵組織、珍珠岩(Perlite)組織、沃斯田鐵(Austenite)組織的體積分率增加，而無法得到充分的強度及/或耐氨SCC性。在此，變韌鐵係構成為包括：在有利於變態強化之冷卻時或冷卻後進行變態之稱為變韌體肥粒鐵(Bainitic Ferrite)或粒狀肥粒鐵(Granular Ferrite)之組織，或是該等組織經回火後之組織。於以體積率計佔有10%以下之剩餘部分組織中，除了肥粒鐵、珍珠岩組織及沃斯田鐵組織之外，亦可含有麻田散鐵組織。剩餘部分組織中之各組織的分率並不需特別限定，惟剩餘部分組織較佳為珍珠岩組織。

[在1/2位置上，變韌鐵的體積率為20%以上，並且肥粒鐵以及變韌鐵的合計體積率為60%以上] 在1/2位置上的組織必須是變韌鐵的體積率為20%以上，並且肥粒鐵以及變韌鐵的合計體積率為60%以上。於肥粒鐵過剩地生成之情形時，會導致強度或韌性的降低。此外，肥粒鐵以及變韌鐵的合計體積率未達60%時，除此之外的組織，亦即島狀麻田散鐵組織、麻田散鐵組織、珍珠岩組織及沃斯田鐵組織的體積分率增加，無法得到充分的強度或韌性，因而無法滿足機械特性。上述肥粒鐵以及變韌鐵的合計體積率可為100%。

在此，前述肥粒鐵意指在接受回火前之冷卻過程中所生成的肥粒鐵，前述變韌鐵意指在接受回火前之冷卻過程中所生成的變韌鐵。此外，規定板厚中心部中的微組織者，是由於板厚中心部中的微組織會對該板厚中心部的強度特性造成影響之故，此外，該板厚中心部的強度特性會對鋼板整體的強度造成影響之故。

於以體積率計佔有40%以下之剩餘部分組織中，除了珍珠岩組織及沃斯田鐵組織之外，亦可含有麻田散鐵組織。剩餘部分組織中之各組織的分率並不需特別限定，惟剩餘部分組織較佳為珍珠岩組織。各種微組織的體積率可藉由後述實施例所記載之方法來測定。

(3)關於製造條件本發明之製造方法係對於具有下列成分組成之鋼原材進行加熱並進行熱軋後，進行依循本發明之預定的冷卻，該成分組成係含有：C：0.010至0.200%、Si：0.01至0.50%、Mn：0.50至2.50%、Al：0.060%以下、N：0.0010至0.0100%、P：0.020%以下、S：0.0100%以下、以及O：0.0100%以下，且視需要更含有：選自Cu：0.01至0.50%、Ni：0.01至2.00%、Cr：0.01至1.00%、Sn：0.01至0.50%、Sb：0.01至0.50%、Mo：0.01至0.50%、以及W：0.01至1.00%中的1種以上，以及/或是選自V：0.01至1.00%、Ti：0.005至0.100%、Co：0.01至1.00%、Nb：0.005至0.100%、B：0.0001至0.0100%、Ca：0.0005至0.0200%、Mg：0.0005至0.0200%、以及REM：0.0005至0.0200%中的1種以上，並且剩餘部分為Fe以及不可避免的雜質。以下係說明鋼板之製造條件的限定理由。首先，鋼原材的製造條件並不需特別限定，較佳為例如藉由轉爐等一般所知的熔製方法來熔製具有上述成分組成之熔鋼，並藉由連續鑄造法等一般所知的鑄造方法來形成為預定尺寸的鋼胚等鋼原材。藉由造塊-分塊軋延法來形成為為預定尺寸的鋼胚等鋼原材者，亦無任何問題。

如此得到之鋼原材，係在不進行冷卻下直接進行熱軋，或是再次進行加熱後進行熱軋。該熱軋係以軋延結束溫度為Ar ₃變態點的溫度(以下僅稱為Ar ₃變態點)以上來進行。於熱軋後接著進行從Ar ₃變態點以上的冷卻起始溫度開始冷卻之一次冷卻，然後在預定條件下藉由復熱來進行表面的加熱，並接著在預定條件下進行二次冷卻。

鋼原材的加熱溫度(供應至熱軋時之溫度)並無特別限定，加熱溫度過低時，變形阻力提高，對熱軋機之負荷增大，而有難以進行熱軋之疑慮。另一方面，成為超過1300℃之高溫時，氧化變得顯著而使氧化損失增大，良率降低之疑慮升高。從該理由來看，加熱溫度較佳為950℃以上1300以下。

(熱軋) [軋延結束溫度：Ar ₃變態點以上] 於本發明中，在加熱至上述溫度後，係開始進行熱軋並在Ar ₃變態點以上結束該熱軋。於軋延結束溫度未達Ar ₃變態點時，肥粒鐵生成並阻礙鋼板表層部上的材質均一性，使硬度的變動增大，所以耐氨SCC性劣化。此外，由於所生成之肥粒鐵受到加工的影響，所以韌性惡化。再者，對熱軋機之負荷增大。因此，熱軋中的軋延結束溫度係設成為Ar ₃變態點以上。熱軋中的軋延結束溫度尤佳為Ar ₃變態點+10℃以上的溫度。另一方面，軋延結束溫度超過950℃時，組織粗大化而有韌性劣化之疑慮，所以軋延結束溫度較佳為950℃以下。在此，Ar ₃變態點可藉由下列式來求取。各元素係表示該元素的鋼中含量(質量%)

(一次冷卻) [冷卻起始溫度：Ar ₃變態點以上] 接著對於熱軋後的鋼板，係進行從Ar ₃變態點以上的冷卻起始溫度開始冷卻之一次冷卻。於一次冷卻中的冷卻起始溫度未達Ar ₃變態點時，肥粒鐵過剩地生成而產生強度不足，並且耐氨SCC性劣化。因此，冷卻起始溫度係設成為Ar ₃變態點以上。

[在0.5mm位置上之600℃至400℃中的冷卻速度：30至100℃/s] 於一次冷卻中，在0.5mm位置上之600℃至400℃範圍中的冷卻速度(有時稱為一次冷卻速度)超過100℃/s時，此在0.5mm位置上的平均硬度超過Hv210，導致耐氨SCC性劣化。另一方面，在未達30℃/s時，係生成肥粒鐵或珍珠岩，會因損及材質均一性而有藉此導致耐氨SCC性的劣化之疑慮。此外，在未達30℃/s時，肥粒鐵或珍珠岩過剩地生成而有導致強度不足之疑慮。因此，係將上述一次冷卻速度規定為30至100℃/s。藉由以包括冷卻停止期間之間歇性冷卻所進行之控制性冷卻，可控制上述一次冷卻速度。此外，從鋼板的表面為0.5mm深度之位置上的溫度乃難以物理性地直接測定。然而，可根據由輻射溫度計所測得之冷卻開始時的表面溫度與目標之冷卻停止時的表面溫度，例如使用處理電腦來進行差分計算，藉此可即時性地求取板厚剖面內的溫度分布，尤其是在0.5mm位置上的溫度。

(藉由復熱所進行之表面的加熱) [在0.5mm位置上的到達溫度：500℃以上] 於上述一次冷卻後，係暫時性地停止冷卻並藉由復熱來進行鋼板表面的加熱。此外，此藉由復熱所進行之表面的加熱係進行至在從鋼板的表面為0.5mm深度的位置上之到達溫度成為500℃以上為止。藉由來自伴隨著冷卻停止之板厚中心部側的復熱，將表層部上所生成之麻田散鐵或變韌鐵的組織進行回火。在0.5mm位置上的到達溫度(復熱溫度)未達500℃時，由於回火的效果不足，所以表層的硬度增高，並且無法得到材質均一性而使耐氨SCC性劣化。另一方面，在0.5mm位置上之到達溫度的上限並無特別限定，例如可設成為700℃以下。

(二次冷卻) [在1/2位置上的冷卻停止溫度：600℃以下] 在藉由上述復熱來進行鋼板表面的加熱後，係重新開始進行冷卻，亦即進行二次冷卻。此二次冷卻係進行至在1/2位置上的溫度成為600℃以下為止。於本發明中，在熱軋結束後，係在預定條件下進行二次冷卻直到600℃以下之任意設定的冷卻停止溫度為止，藉此在板厚中心部中，可使肥粒鐵及變韌鐵的組織成為預定的體積率。在此，於冷卻停止溫度超過600℃時，肥粒鐵組織或珍珠岩組織過剩地生成而有導致強度不足之疑慮。因此，冷卻停止溫度係規定為600℃以下。該冷卻停止溫度的下限並無特別限定，冷卻停止溫度過低時，島狀麻田散鐵的體積率變得過高，而使韌性降低。因此，冷卻停止溫度較佳係設成為200℃以上。

[在1/2位置上之600℃以下的冷卻停止溫度為止之冷卻速度：10℃/s以上] 此外，二次冷卻時之冷卻速度係以使肥粒鐵或變韌鐵成為預定的體積率之方式，將在1/2位置上之600℃以下的冷卻停止溫度為止之冷卻速度(有時稱為二次冷卻速度)設成為10℃/s以上。上述二次冷卻速度未達10℃/s時，肥粒鐵或珍珠岩過剩地生成而有導致強度不足之疑慮。另一方面，上述二次冷卻速度的上限並無特別限定，可設成為例如65℃/s以下。在此，二次冷卻時的冷卻起始溫度(在1/2位置上的冷卻起始溫度)，通常可為藉由復熱來進行表面的加熱不久後之1/2位置上的溫度。藉由以包括冷卻停止期間之間歇性冷卻所進行之控制性冷卻，可控制上述二次冷卻速度。此外，在1/2位置上的溫度乃難以物理性地直接測定。然而，可根據由輻射溫度計所測得之冷卻開始時的表面溫度與目標之冷卻停止時的表面溫度，例如使用處理電腦來進行差分計算，藉此可即時性地求取板厚剖面內的溫度分布，尤其是在1/2位置上的溫度。

藉由依循上述製造條件來製造具有上述成分組成之鋼原材，可得到具有依循本發明之成分組成以及硬度特性及金屬組織之鋼板。並且所得到之鋼板具備優異的強度特性與韌性。在此所謂優異的強度特性，為降伏強度YS(具有降伏點時為降伏點YP，不具有降伏點時為0.2%耐力σ0.2)：360MPa以上以及抗張強度(TS)：490MPa以上。此外，所謂優異的韌性，為依據JIS Z 2241之vTrs為-30℃以下。

於依循本發明之製造方法中，本說明書中未記載之項目皆可使用常用方法。 [實施例]

藉由連續鑄造法將表1所示之成分組成的鋼(鋼種A至AH，剩餘部分為Fe以及不可避免的雜質)形成為鋼胚，並使用此鋼胚來形成為板厚25mm的厚鋼板(No.1至50)。接著以表2所示之條件依序進行熱軋、一次冷卻、藉由復熱所進行之表面的加熱、二次冷卻而得到鋼板。對於所得到之鋼板，係分別實施：在從鋼板表面為0.5mm的位置上以及板厚的1/2位置上之金屬組織之組織分率的測定、在從鋼板表面為0.5mm的位置上之硬度特性的評估、強度特性及韌性的評估、以及耐氨SCC性的評估。各試驗方法係如下列所說明。此外，將此等結果一同記載於表2。

[在0.5mm位置上以及1/2位置上之金屬組織的組織分率] 以使從各鋼板為0.5mm的位置或1/2位置(板厚中心部)成為觀察面之方式來採集樣本。接著將該樣本進行鏡面研磨，然後進行硝太蝕劑(Nital)腐蝕後，使用掃描型電子顯微鏡(SEM：Scanning Electron Microscope)並以倍率：500至3000倍來拍攝10mm×10mm的範圍。接著使用圖像解析裝置對所拍攝的影像進行解析，藉此求取微組織的面分率(金屬組織的組織分率)。於微組織的異向性較小之情形時，由於面分率相當於體積率，所以於本發明中將面分率視為體積率。

於本實施例中，於求取樣本之金屬組織的分率時之判別係以下列方式來進行。亦即於上述所拍攝的影像中，將多邊形狀的肥粒鐵判別為肥粒鐵(表2中的F)，此外，將具有成長為細長狀之條狀的肥粒鐵且含有圓等效徑為0.05μm以上的碳化物之組織判別為變韌鐵(表2中的B)。

[硬度特性] 對於與各鋼板的軋延方向呈直角之剖面，係依據JIS Z 2244並在0.5mm位置上測定100點的維克氏硬度(HV0.1)，然後求取其平均值。此外，求取該100點之維克氏硬度的標準差，並設成為0.5mm位置之平均硬度的變動。在此使用HV0.1來取代通常使用在鋼板的硬度測定之HV10者，是由於以HV0.1來進行測定而使壓痕變小，所以可得到在更接近於表面之位置上的硬度資訊，或是對於微組織較敏感之硬度資訊之故。

[強度特性] 從各鋼板的全部厚度中，在與軋延方向呈直角且與板厚方向呈直角之方向上採集JIS Z 2201的1B號試驗片，並藉由JIS Z 2241的要領來進行抗張試驗，然後測定降伏強度YS(具有降伏點時為降伏點YP，不具有降伏點時為0.2%耐力σ0.2)以及抗張強度(TS)。然後將降伏強度為360MPa以上、抗張強度為490MPa以上者評估為強度特性優異之鋼板。

[韌性] 從在各鋼板的表面側削除1mm後之部位中，在軋延方向上採集JIS Z 2202的V缺口試驗片，並藉由JIS Z 2242的要領來進行沙比(Charpy)衝擊試驗，然後測定vTrs(韌脆轉移溫度；Fracture Transition Temperature)。將該vTrs為-30℃以下者評估為韌性優異之鋼板。

[耐氨SCC性] 耐氨SCC性係於試驗溶液中實施4點彎曲試驗，並藉由：為了促進腐蝕而進行定電位陽極電解後之促進試驗來進行評估。具體而言，係藉由下列步驟來實施：從鋼板表面中採集5mm厚×15mm×115mm的試驗片，並於丙酮中進行5分鐘的超音波脫脂，然後藉由4點彎曲來施以各鋼板實際的降伏強度之100%YS的應力負荷。將該4點彎曲的試驗片設置在試驗單元，並在注入混合了胺甲酸銨12.5g與液體氨1L之溶液後，藉由恆電位控制儀，以使+2.0VvsPt於試驗片中流通之方式來進行控制，並浸漬在室溫(25℃)下。於浸漬168小時後，將未觀察到龜裂者判定為耐氨SCC性「良」，此外，將觀察到龜裂者判定為耐氨SCC性「不良」。

從表1及表2中，可得知發明例(No.1至31)皆具有360MPa以上的降伏強度YS以及490MPa以上的抗張強度TS，且vTrs為-30℃以下，而得到低溫下的韌性優異且耐氨SCC性亦優異之鋼板。

另一方面，No.32至39的成分組成雖位於本發明的範圍內，但製造方法處於本發明的範圍外，所以未得到期望的金屬組織及/或硬度特性。其結果為降伏強度YS、抗張強度TS、低溫下的韌性以及耐氨SCC性中的任一項劣化。

此外，No.40至50之鋼的成分組成位於本發明的範圍外，所以降伏強度YS、抗張強度TS、低溫下的韌性以及耐氨SCC性中的任一項劣化。於本發明中，鋼的成分組成可直接考量為鋼板的成分組成。

Claims

一種鋼板，係具有下列成分組成之鋼板，該成分組成以質量%計含有：C：0.010至0.200%、Si：0.01至0.50%、Mn：0.50至2.50%、Al：0.060%以下、N：0.0010至0.0100%、P：0.020%以下、S：0.0100%以下、以及O：0.0100%以下，並且剩餘部分為Fe以及不可避免的雜質，係具有：在從前述鋼板的表面為0.5mm深度的位置上，平均硬度為Hv210以下，且該平均硬度的變動為Hv50以下之硬度特性；以及在從前述鋼板的表面為0.5mm深度的位置上之變韌鐵(Bainite)組織的體積率為90%以上，在前述鋼板之板厚的1/2位置上，變韌鐵組織的體積率為20%以上，並且肥粒鐵(Ferrite)組織以及變韌鐵組織的合計體積率為60%以上之金屬組織。
如請求項1所述之鋼板，其中前述成分組成以質量%計更含有：選自Cu：0.01至0.50%、Ni：0.01至2.00%、 Cr：0.01至1.00%、Sn：0.01至0.50%、Sb：0.01至0.50%、Mo：0.01至0.50%、以及W：0.01至1.00%中的1種以上。
如請求項1或請求項2所述之鋼板，其中前述成分組成以質量%計更含有：選自V：0.01至1.00%、Ti：0.005至0.100%、Co：0.01至1.00%、Nb：0.005至0.100%、B：0.0001至0.0100%、Ca：0.0005至0.0200%、Mg：0.0005至0.0200%、以及REM：0.0005至0.0200%中的1種以上。
一種鋼板的製造方法，係對於具有下列成分組成之鋼原材，以軋延結束溫度為Ar₃變態點以上來進行熱軋，接著進行從Ar₃變態點以上的冷卻起始溫度開始冷卻之一次冷卻，然後藉由復熱來進行表面的加熱並接著進行二次冷卻之鋼板的製造方法，該成分組成以質量%計含有：C：0.010至0.200%、Si：0.01至0.50%、Mn：0.50至2.50%、 Al：0.060%以下、N：0.0010至0.0100%、P：0.020%以下、S：0.0100%以下、以及O：0.0100%以下，並且剩餘部分為Fe以及不可避免的雜質，在此，前述Ar₃變態點，係藉由下式求取：Ar₃(℃)=910-310×C-80×Mn-20×Cu-15×Cr-55×Ni-80×Mo[各元素係表示該元素的鋼中含量(質量%)]，前述鋼板，係具有：在從前述鋼板的表面為0.5mm深度的位置上，平均硬度為Hv210以下，且該平均硬度的變動為Hv50以下之硬度特性；以及在從前述鋼板的表面為0.5mm深度的位置上之變韌鐵(Bainite)組織的體積率為90%以上，在前述鋼板之板厚的1/2位置上，變韌鐵組織的體積率為20%以上，並且肥粒鐵(Ferrite)組織以及變韌鐵組織的合計體積率為60%以上之金屬組織，於前述一次冷卻中，在從前述鋼板的表面為0.5mm深度的位置上，將從600℃至400℃為止之冷卻速度設成為30至100℃/s，前述藉由復熱所進行之表面的加熱，係進行至在從鋼板的表面為0.5mm深度的位置上之到達溫度成為500℃以上為止，於前述二次冷卻中，在鋼板之板厚的1/2位置上，將 600℃以下的冷卻停止溫度為止之冷卻速度設成為10℃/s以上。
如請求項4所述之鋼板的製造方法，其中前述鋼原材的成分組成以質量%計更含有：選自Cu：0.01至0.50%、Ni：0.01至2.00%、Cr：0.01至1.00%、Sn：0.01至0.50%、Sb：0.01至0.50%、Mo：0.01至0.50%、以及W：0.01至1.00%中的1種以上。
如請求項4或請求項5所述之鋼板的製造方法，其中前述鋼原材的成分組成以質量%計更含有：選自V：0.01至1.00%、Ti：0.005至0.100%、Co：0.01至1.00%、Nb：0.005至0.100%、B：0.0001至0.0100%、Ca：0.0005至0.0200%、Mg：0.0005至0.0200%、以及REM：0.0005至0.0200%中的1種以上。