TWI841339B

TWI841339B - 鋼板及其製造方法

Info

Publication number: TWI841339B
Application number: TW112113549A
Authority: TW
Inventors: 木津谷茂樹; 村上俊一; 釘屋順平
Original assignee: 日商杰富意鋼鐵股份有限公司
Priority date: 2022-05-19
Filing date: 2023-04-12
Publication date: 2024-05-01

Abstract

本發明提供一種兼具高強度與優異低溫韌性、且製造性亦優異之鋼板。本發明之鋼板具有既定之成分組成；及微組織；其板厚1/4位置處之殘留沃斯田鐵之體積率未滿3.0%，板厚1/2位置處之舊沃斯田鐵粒之最大粒徑為100 μm以下，且板厚1/2位置處之舊沃斯田鐵粒之粒徑上位5%之平均值b相對於舊沃斯田鐵粒之平均粒徑a之比b/a為4.5以下；該鋼板之板厚為40 mm以下，降伏強度為585 MPa以上，且拉伸強度為690 MPa以上。

Description

鋼板及其製造方法

本發明係關於一種鋼板，特別是關於一種兼具高強度與優異之低溫韌性，且可適宜用作液化氣儲藏用槽等於低溫環境下使用之構造用鋼之鋼板。又，本發明係關於上述鋼板之製造方法。

對於液化氣儲藏用槽等低溫用構造物所使用之厚鋼板，就確保對低溫下之脆性破壞之安全性的觀點而言，除了要求強度以外，還要求優異之低溫韌性。例如，液化天然氣(LNG)由於在LNG之沸點即-164℃以下之低溫下儲藏，因此對於LNG儲藏用槽所使用之厚鋼板，被要求於-164℃以下之溫度下具有優異之韌性。

因此，習知於液化氣儲藏用槽等用途中，一直使用包含7%或9%之高濃度之Ni，且低溫韌性優異之厚鋼板。

例如，於專利文獻1中，揭示一種藉由對熱軋鋼板依序實施淬火處理、兩相區淬火處理、及回火處理來製造板厚40 mm以上之9%Ni鋼的方法。

又，於專利文獻2中，揭示一種可容易製造具有優異之低溫韌性之厚壁9%Ni鋼板的方法。憑藉上述方法，在減少鋼中之Si量之同時，其賦予適當之加熱軋壓來控制微組織，藉此即使不實施兩相區淬火處理，亦可生成大量穩定之殘留沃斯田鐵(γ)，而可獲得於寬廣之回火溫度範圍內優異之韌性。

於專利文獻3中，揭示一種韌性優異之含Ni鋼板，其於鋼板之1/4t位置處之舊沃斯田鐵之平均粗大粒徑為20μm以下。 [先前技術文獻] [專利文獻]

專利文獻1：日本專利特開平4-371520號公報專利文獻2：日本專利特開平6-184630號公報專利文獻3：國際公開第2020/136829號

(發明所欲解決之問題)

近年來，隨著SO _x或NO _x之排出限制的強化，正在研究將船舶燃料自重油轉化成LNG，並探索將7%Ni鋼板或9%Ni鋼板等Ni含量高之鋼板應用於船舶燃料用槽之本體。於該用途中，被要求板厚較習知之地面儲藏用槽更薄。進而，由於鋼材需求量較大，因此需要製造性優異之鋼板。

然而，在如專利文獻1～3中所揭示之習知技術中，有下述問題。

即，於專利文獻1中所揭示之9%Ni鋼之製造方法中，需要對熱軋鋼板實施淬火處理、兩相區淬火處理、及回火處理這3個階段之熱處理。因此，就製造成本及生產性之方面而言均不利。又，上述兩相區淬火處理需要使用設定為與通常之淬火處理不同之特殊溫度的爐來進行。因此，於應用上述方法之生產線上，其存在有不能製造其他製品的製造上之限制。

又，於專利文獻2中所揭示之厚壁9%Ni鋼板之製造方法中，需要將Si含量嚴格管理為0.10質量%以下，其成分設計之自由度較低。

進而，為了製造專利文獻3中所揭示之含Ni鋼板，其需要於再加熱淬火時之特定的溫度區域內嚴格控制升溫速度，因此就製造性之觀點而言仍存在有問題。

本發明係鑒於上述之實情所完成者，其目的在於提供一種兼具高強度與優異之低溫韌性，且製造性亦優異之鋼板、及其製造方法。 (解決問題之技術手段)

本發明人等為了達成上述之課題，以在低溫環境下使用之構造用鋼中含有適宜之Ni之鋼板為對象，對鋼板之成分組成、製造方法進行了努力研究，而獲得以下之見解。

[1]將添加有5.0～10.0質量%之Ni之鋼素材於軋縮比為5以上，且最終5行程中每1行程之軋縮率為10%以上之行程數為2以上之條件下，進行熱軋而製成板厚40 mm以下之熱軋鋼板，藉此其可使沃斯田鐵粒細粒化且整粒化。然後，結果即使於對上述熱軋鋼板實施再加熱淬火及回火後而獲得之微組織中，舊沃斯田鐵粒亦可得到細粒化及整粒化，因而可獲得優異之低溫韌性。

[2]習知，為了實現優異之低溫韌性，需要進行兩相區淬火來提高殘留沃斯田鐵量。與此相對的，於上述之步驟中，可藉由熱軋、再加熱淬火、及回火來使沃斯田鐵粒細粒化、整粒化。因此，其無需利用兩相區淬火來增加殘留沃斯田鐵量，即便殘留沃斯田鐵之體積率未滿3.0%，亦可獲得優異之低溫韌性。因此，上述步驟中所獲得之鋼板之製造性亦優異。

本發明係對以上之見解進一步進行研究所完成者，其主旨係如下所述。

1.一種鋼板，其包括：成分組成，其以質量%計，含有 C：0.01～0.15%、 Si：0.01～1.00%、 Mn：0.10～2.00%、 P：0.010%以下、 S：0.0050%以下、 Ni：5.0～10.0%、 Al：0.002～0.100%、及 N：0.0080%以下，且包含殘餘部分Fe及不可避免之雜質；以及微組織，其板厚1/4位置處之殘留沃斯田鐵之體積率未滿3.0%，板厚1/2位置處之舊沃斯田鐵粒之最大粒徑為100 μm以下，且板厚1/2位置處之舊沃斯田鐵粒之粒徑上位5%之平均值b相對於舊沃斯田鐵粒之平均粒徑a之比b/a為4.5以下；該鋼板之板厚為40 mm以下，降伏強度為585 MPa以上，且拉伸強度為690 MPa以上。

2.如上述1所記載之鋼板，其中，上述成分組成，進而以質量%計，含有 Cu：0.01～1.00%、 Cr：0.01～1.50%、 Mo：0.03～1.0%、 Nb：0.001～0.030%、 V：0.01～0.10%、 Ti：0.003～0.050%、 B：0.0003～0.0050%、 Sn：0.01～0.30%、 Sb：0.01～0.30%、 W：超過0%且2.00%以下、 Co：超過0%且2.00%以下、 Ca：0.0005～0.0050%、 Mg：0.0005～0.0100%、 Zr：0.0005～0.0050%、 Ta：0.01～0.20%、 Y：0.001～0.010%、及 REM：0.0010～0.0200% 所組成之群組選擇之至少一者。

3.一種鋼板之製造方法，其包括：加熱製程，其將具有如上述1或2所記載之成分組成的鋼素材加熱至900℃以上且1200℃以下之加熱溫度；熱軋製程，其將經上述加熱製程加熱之鋼素材於軋縮比為5以上，且最終5行程中每1行程之軋縮率為10%以上之行程數為2以上之條件下進行熱軋而製成板厚40 mm以下之熱軋鋼板；冷卻製程，其將上述熱軋鋼板冷卻；再加熱淬火製程，其將上述冷卻製程後之熱軋鋼板再加熱至Ac3點以上且900℃以下之再加熱溫度，進行淬火；及回火製程，其將上述再加熱淬火製程後之熱軋鋼板以500℃以上且650℃以下之回火溫度進行回火。 (對照先前技術之功效)

本發明之鋼板兼具高強度與優異之低溫韌性。另外，本發明之鋼板可藉由在熱軋製程後進行通常之再加熱淬火與回火來製造，因此亦可於製造本發明之鋼板之生產線上一併生產其他製品，其製造性優異。

以下，對本發明之實施形態進行具體說明。再者，以下之說明係表示本發明之較佳實施形態之例者，但本發明並不受限於此。

[鋼板] 本發明之一實施形態中之鋼板具備特定之成分組成、微組織、板厚、拉伸強度、及降伏強度。以下，對各者之限定理由進行說明。

[成分組成] 首先，對鋼板之成分組成之適當範圍及限定理由進行說明。再者，於以下之說明中，含量單位之「%」只要未特別說明，則表示「質量%」。

C：0.01～0.15% C為具有使鋼板高強度化之效果之元素。為了獲得上述效果，將C含量設為0.01%以上，較佳為設為0.03%以上。另一方面，若C含量高於0.15%，則低溫韌性降低。其原因在於：Cr碳化物或Nb、V、Ti系碳化物於鋼板、尤其是其中心偏析部過度析出。因此，C含量設為0.15%以下，較佳為設為0.10%以下，更佳為設為0.08%以下。

Si：0.01～1.00% Si為於製鋼步驟中作為去氧劑發揮作用之元素。又，Si具有藉由固溶強化而使鋼板高強度化之效果。為了獲得上述效果，將Si含量設為0.01%以上。另一方面，若Si含量高於1.00%，則因中介物之增大而降低低溫韌性，而且熔接性及表面性狀劣化。因此，Si含量設為1.00%以下，較佳為設為0.5%以下，更佳為設為0.3%以下。

Mn：0.10～2.00% Mn為具有提高鋼板之淬火性，使其高強度化之效果之元素。為了獲得上述效果，將Mn含量設為0.10%以上，較佳為設為0.40%以上。另一方面，若Mn含量高於2.00%，則會促進中心偏析，引起低溫韌性之降低。因此，Mn含量設為2.00%以下，較佳為設為1.00%以下。

P：0.010%以下若P含量超過0.010%，則低溫韌性降低。其原因在於：P偏析至晶界而降低晶界強度，且成為破壞之起點。因此，P含量設為0.010%以下。另一方面，就低溫韌性之觀點而言，期望將P儘可能降低，因此P含量之下限並無特別限定，可為0%。然而，過度降低則會導致製造成本之上升及生產性之降低。因此，就工業生產之觀點而言，較佳為將P含量設為0.001%以上。

S：0.0050%以下 S係於鋼中形成MnS，會使低溫韌性顯著地劣化。因此，期望將S儘可能降低，S含量被設為0.0050%以下，較佳為設為0.0020%以下。另一方面，就低溫韌性之觀點而言，亦期望將S儘可能降低，因此S含量之下限並未特別限定，可為0%。然而，由於過度降低則會導致製造成本之上升及生產性之降低，因此就工業生產之觀點而言，較佳為將S含量設為0.0001%以上。

Ni：5.0～10.0% Ni為具有提昇鋼板強度之效果的元素。又，Ni為對提昇鋼板之低溫韌性極其有效之元素。若Ni含量未滿5.0%，則不能獲得期望之強度及低溫韌性。因此，Ni含量設為5.0%以上，較佳為設為6.5%以上，更佳為設為6.8%以上，進而較佳為設為8.0%以上。另一方面，由於Ni為價格高之元素，因而其含量越高，則鋼板成本越高。因此，Ni含量設為10.0%以下，較佳為設為9.5%以下。

Al：0.002～0.100% Al為作為去氧劑發揮作用之元素，於鋼液去氧步驟中通用。又，Al與鋼中之N反應而形成AlN。藉由該反應而使固溶N降低，結果低溫韌性提昇。為了獲得上述效果，Al含量被設為0.002%以上，較佳為設為0.010%以上，更佳為設為0.020%以上。另一方面，若Al含量高於0.100%，則鋼中之中介物增加，反而低溫韌性劣化。因此，Al含量設為0.100%以下，較佳為設為0.070%以下，更佳為設為0.060%以下。

N：0.0080%以下 N形成氮化物或碳氮化物，由此使低溫韌性降低。若N含量高於0.0080%，則不能獲得期望之低溫韌性。因此，N含量設為0.0080%以下，較佳為設為0.0040%以下。另一方面，就低溫韌性之觀點而言，期望將N儘可能減少，因而N含量之下限並無特別限定，可為0%。然而，由於過度降低則會導致製造成本之上升及生產性之降低，因此就工業生產之觀點而言，較佳為將N含量設為0.0010%以上。

本發明之一實施形態中之鋼板其具有之成分組成包含上述元素，且包含殘餘部分Fe及不可避免之雜質。

又，本發明之另一實施形態中之鋼板的成分組成為進一步提昇鋼板之特性為目的，可進一步任意地含有以下所舉出之元素之至少1種。

Cu：0.01～1.00% Cu為具有藉由提昇淬火性而進一步提高鋼板強度之效果之元素。於添加Cu之情形時，為了獲得上述效果，Cu含量被設為0.01%以上。另一方面，若Cu含量高於1.00%，則鋼板之低溫韌性降低，而且鋼素材表面之性狀惡化。因此，Cu含量設為1.00%以下，較佳為設為0.30%以下。

Cr：0.01～1.50% Cr為對進一步提昇鋼板強度有效之元素。於添加Cr之情形時，為了獲得上述效果，Cr含量被設為0.01%以上。另一方面，Cr有時於輥軋中以氮化物、碳化物、碳氮化物等析出物之形式析出，上述析出物成為腐蝕或破壞之起點而使低溫韌性降低。因此，Cr含量設為1.50%以下，較佳為設為1.00%以下。

Mo：0.03～1.0% Mo為具有抑制鋼板之回火脆化敏感性之效果的元素。又，Mo具有進一步提昇鋼板強度之效果。於添加Mo之情形時，為了獲得上述效果，Mo含量被設為0.03%以上，較佳為設為超過0.05%。另一方面，若Mo含量超過1.0%，則低溫韌性降低。因此，Mo含量設為1.0%以下，較佳為設為0.30%以下。

Nb：0.001～0.030% Nb為具有進一步提昇鋼板之強度之效果的元素。於添加Nb之情形時，為了獲得上述效果，Nb含量被設為0.001%以上，較佳為設為0.005%以上，更佳為設為0.007%以上。另一方面，若Nb含量高於0.030%，則會生成粗大之碳氮化物，低溫韌性降低。因此，Nb含量設為0.030%以下，較佳為設為0.025%以下，更佳為設為0.022%以下。

V：0.01～0.10% V為具有進一步提昇鋼板之強度之效果的元素。於添加V之情形時，為了獲得上述效果，V含量被設為0.01%以上，較佳為設為0.02%以上，更佳為設為0.03%以上。另一方面，若V含量高於0.10%，則會析出粗大之碳氮化物，成為破壞之起點。又，有時析出物粗大化，會導致低溫韌性劣化。因此，將V含量設為0.10%以下，較佳為設為0.09%以下，更佳為設為0.08%以下。

Ti：0.003～0.050% Ti為以氮化物或碳氮化物之形式析出，具有使鋼板組織中之沃斯田鐵粒進一步細粒化之效果的元素。於添加Ti之情形時，為了獲得上述效果，Ti含量被設為0.003%以上，較佳為設為0.005%以上，更佳為設為0.007%以上。另一方面，若Ti含量高於0.050%，則析出物粗大化，低溫韌性降低。因此，Ti含量設為0.050%以下，較佳為設為0.035%以下，更佳為設為0.032%以下。

B：0.0003～0.0050% B為具有進一步提昇鋼板之強度之效果的元素。於添加B之情形時，為了獲得上述效果，B含量被設為0.0003%以上。另一方面，若B含量高於0.0050%，則會生成粗大之析出物，低溫韌性降低。因此，B含量設為0.0050%以下，較佳為設為0.0030%以下。

Sn：0.01～0.30% Sn為具有提昇鋼板之耐蝕性之效果的元素，即使僅含少量亦可發揮效果。因此，於添加Sn之情形時，Sn含量被設為0.01%以上。另一方面，若Sn過量，則低溫韌性降低。因此，Sn含量設為0.30%以下，較佳為設為0.25%以下。

Sb：0.01～0.30% Sb為與Sn同樣地具有提昇鋼板之耐蝕性之效果的元素，即使僅含少量亦可發揮效果。因此，於添加Sb之情形時，Sb含量被設為0.01%以上。另一方面，若Sb過量，則低溫韌性降低，而且成本上升。因此，Sb含量設為0.30%以下，較佳為設為0.25%以下。

W：超過0%且2.00%以下 W為與Sn或Sb同樣地具有提昇鋼板之耐蝕性之效果的元素，即使僅含少量亦可發揮效果。因此，於添加W之情形時，W含量被設為超過0%，較佳為設為0.01%以上，更佳為設為0.05%以上。另一方面，若W過量，則低溫韌性降低，而且成本上升。因此，W含量設為2.00%以下，較佳為設為0.50%以下。

Co：超過0%且2.00%以下 Co為與Sn、Sb、W同樣地具有提昇鋼板之耐蝕性之效果的元素，即使僅含少量亦可發揮效果。因此，於添加Co之情形時，Co含量被設為超過0%，較佳為設為0.01%以上，更佳為設為0.05%以上。另一方面，若Co過量，則成本上升。因此，Co含量設為2.00%以下，較佳為設為1.50%以下。

Ca：0.0005～0.0050% Ca為對MnS等中介物之形態控制有效之元素。中介物之形態控制係指抑制擴展之硫化物系中介物之生成而形成粒狀之中介物。經由該中介物之形態控制，可進一步提昇低溫韌性，並且可提昇耐硫化物應力腐蝕破裂性。於添加Ca之情形時，為了獲得上述效果，Ca含量被設為0.0005%以上，較佳為設為0.0010%以上。另一方面，若含有較多Ca，則存在非金屬中介物量增加，會導致低溫韌性降低之情況。因此，Ca含量設為0.0050%以下，較佳為設為0.0040%以下。

Mg：0.0005～0.0100% Mg為與Ca同樣地對MnS等中介物之形態控制有效之元素。經由該中介物之形態控制，可進一步提昇低溫韌性，並且可提昇耐硫化物應力腐蝕破裂性。於添加Mg之情形時，為了獲得上述效果，Mg含量被設為0.0005%以上，較佳為設為0.0010%以上。另一方面，若含有較多Mg，則存在非金屬中介物量增加，低溫韌性降低之情況。因此，Mg含量設為0.0100%以下，較佳為設為0.0050%以下，更佳為設為0.0040%以下。

Zr：0.0005～0.0050% Zr為與Ca或Mg同樣地對MnS等中介物之形態控制有效之元素。經由該中介物之形態控制，可進一步提昇低溫韌性，並且可提昇耐硫化物應力腐蝕破裂性。於添加Zr之情形時，為了獲得上述效果，Zr含量被設為0.0005%以上，較佳為設為0.0010%以上。另一方面，若含有較多Zr，則存在非金屬中介物量增加，低溫韌性降低之情況。因此，Zr含量設為0.0050%以下，較佳為設為0.0040%以下。

Ta：0.01～0.20% Ta為對於進一步提昇鋼板強度有效之元素。於添加Ta之情形時，為了獲得上述效果，Ta含量被設為0.01%以上。另一方面，若Ta含量超過0.20%，則因析出物生成而導致低溫韌性降低。因此，Ta含量設為0.20%以下。

Y：0.001～0.010% Y為對於高溫下形成穩定之氧化物有效之元素。藉由上述氧化物之形成，可有效地抑制熔接熱影響部之舊沃斯田鐵粒之粗大化，可提昇熔接部之韌性。於添加Y之情形時，為了獲得上述效果，Y含量被設為0.001%以上。另一方面，若Y含量超過0.010%，則中介物量增加，低溫韌性降低。因此，Y含量設為0.010%以下。

REM：0.0010～0.0200% REM(稀土類金屬)為與Ca、Mg、Zr同樣地對MnS等中介物之形態控制有效之元素。經由該中介物之形態控制，可進一步提昇低溫韌性，並且可提昇耐硫化物應力腐蝕破裂性。於添加REM之情形時，為了獲得上述效果，REM含量被設為0.0010%以上，較佳為設為0.0020%以上。另一方面，若含有較多REM，則存在非金屬中介物量增加，低溫韌性降低之情況。因此，REM含量設為0.0200%以下。

[微組織] 繼而，對本發明之鋼板之微組織進行說明。本發明一實施形態中之鋼板的微組織係滿足下述(1)～(3)之條件。 (1)板厚1/4位置處之殘留沃斯田鐵之體積率未滿3.0%。 (2)板厚1/2位置處之舊沃斯田鐵粒之最大粒徑為100 μm以下。 (3)板厚1/2位置處之舊沃斯田鐵粒之粒徑上位5%之平均值b相對於舊沃斯田鐵粒之平均粒徑a之比b/a為4.5以下。

再者，舊沃斯田鐵粒此一用語係指沃斯田鐵(γ)冷卻而發生組織轉變，從變成其他組織之鋼板觀察時之轉變前的γ粒。

殘留γ：未滿3.0% 於習知之技術中，其藉由提高殘留沃斯田鐵量來提昇低溫韌性。然而，為了增加殘留沃斯田鐵量，則需要進行兩相區淬火，而導致製造性降低。因此，於本發明中，將板厚1/4位置處之殘留沃斯田鐵量以體積率計設為未滿3.0%，較佳為設為2.8%以下，更佳為設為2.6%以下。另一方面，殘留沃斯田鐵之體積率之下限並未特別受限定，其可為0%，亦可為0.5%以上。

再者，殘留沃斯田鐵以外之組織並無特別限定，上述微組織較佳為以回火麻田散鐵與變韌鐵為主體。具體而言，回火麻田散鐵與變韌鐵之合計面積率較佳為90%以上。回火麻田散鐵與變韌鐵之合計面積率之上限並未特別受限定，其可為100%。

上述殘留沃斯田鐵之體積率可藉由X射線繞射來測定。更具體而言，可藉由實施例中記載之方法進行測定。

舊γ粒之最大粒徑：100 μm以下若存在粗大之舊沃斯田鐵粒，則應力集中於該粗大之舊沃斯田鐵粒，而成為破壞之起點，因此其低溫韌性降低。因此，在本發明中，將板厚1/2位置處之舊沃斯田鐵粒之最大粒徑設為100 μm以下，較佳為設為80 μm以下。另一方面，上述最大粒徑之下限並未特別受限定，為了將舊γ粒之最大粒徑設為20 μm以下，則需要非常嚴格地控制淬火條件等，因此製造性較差。因而，就工業生產之觀點而言，較佳為將上述最大粒徑設為超過20 μm，更佳為設為22 μm以上，進而較佳為設為25 μm以上。再者，於本發明中，使用等效圓直徑作為舊沃斯田鐵粒之粒徑。

上述舊沃斯田鐵粒之最大粒徑可藉由光學顯微鏡來測定。更具體而言，可藉由實施例中記載之方法進行測定。

b/a≦4.0 於本發明中，將舊沃斯田鐵粒之粒徑上位5%之平均值b相對於舊沃斯田鐵粒之平均粒徑a之比b/a設為4.5以下。當b/a高於4.5之情形時，舊沃斯田鐵粒之整粒化不充分，其存在有部分粗大之晶粒，而韌性降低。b/a較佳為4.0以下，更佳為3.5以下，進而較佳為3.0以下。另一方面，b/a之下限並未特別限定，理論上之下限值為1。b/a越接近1，意味著粗大晶粒之生成越得到抑制，整粒化越被推進，因而b/a越接近1越佳。就工業生產之觀點而言，b/a可為1.2以上，亦可為1.3以上。再者，使用板厚1/2位置處之值作為上述a及b之值。

上述平均粒徑a及平均值b之值係可藉由光學顯微鏡來測定。更具體而言，可藉由實施例中所記載之方法進行測定。

又，板厚1/2位置處之舊沃斯田鐵粒之縱橫比並無特別限定，較佳為2.0以下。若上述縱橫比為2.0以下，則機械特性之各向異性、特別是低溫韌性之各向異性得到改善。

上述舊沃斯田鐵粒之縱橫比係可藉由光學顯微鏡來測定。更具體而言，可藉由實施例中所記載之方法進行測定。

[板厚] 板厚：40 mm以下當鋼板之板厚超過40 mm之情形時，於熱軋製程中，沃斯田鐵粒之細粒化及整粒化變得不充分。然後，其結果，在實施再加熱淬火及回火後之鋼板組織之細粒化及整粒化則變得不充分，且低溫韌性降低。因此，鋼板之板厚設為40 mm以下。進而，當板厚為40 mm以下之情形時，由於熱處理時間變短，因而可於回火時降低回火脆化之影響。因此，於本發明中，Si含量之限制較小。另一方面，板厚之下限並無特別限定，較佳為設為6 mm以上。

[拉伸強度] TS：690 MPa以上本發明之鋼板的拉伸強度(TS)設為690 MPa以上。本發明之鋼板由於具有690 MPa以上之高拉伸強度，因而可合適地用於LNG槽等用途。另一方面，上述拉伸強度之上限並無特別限定，例如可為830 MPa以下，亦可為800 MPa以下。

[降伏強度] YS：585 MPa以上本發明之鋼板的降伏強度(YS)設為585 MPa以上。本發明之鋼板由於具有585 MPa以上之高降伏強度，因而可合適地用於LNG槽等用途。另一方面，上述降伏強度之上限並無特別限定，例如可為790 MPa以下，亦可為770 MPa以下。

上述拉伸強度及降伏強度可藉由依據JIS Z 2204之拉伸試驗來測定。更具體而言，其可藉由實施例中記載之方法進行測定。

[低溫韌性] 本發明之鋼板的低溫韌性較佳為於-196℃下之吸收能vE _-196為100 J以上。本發明之鋼板由於具有vE _-196為100 J以上之較高的低溫韌性，因此可合適地用於LNG槽等用途。上述吸收能vE _-196較佳為150 J以上。另一方面，上述吸收能vE _-196之上限並無特別限定，例如可為400 J以下，亦可為350 J以下。

上述吸收能vE _-196可藉由依據JIS Z 2242之夏比衝擊試驗來測定。更具體而言，可藉由實施例中記載之方法進行測定。

[製造方法] 繼而，對本發明之一實施形態中之鋼板的製造方法進行說明。上述鋼板可藉由對具有上述成分組成之鋼素材依序實施下述(1)～(5)之製程來製造。 (1)加熱製程 (2)熱軋製程 (3)冷卻製程 (4)再加熱淬火製程 (5)回火製程

以下，對各製程之條件進行說明。再者，於以下之說明中，溫度「℃」係指板厚1/2位置處之溫度。板厚1/2位置處之溫度藉由差量計算等而求出。

(鋼素材) 作為上述鋼素材，可使用任意形態之素材。上述鋼素材例如可為鋼坯。鋼素材之製造方法並無特別限定，例如可藉由常法熔製具有上述成分組成之熔鋼，進行鑄造而製造。上述熔製可藉由轉爐、電爐、感應爐等任意之方法進行。又，就生產性之觀點而言，上述鑄造較佳為藉由連續鑄造法進行，亦可藉由鑄錠法進行。

(加熱製程) 加熱製程中，將上述鋼素材加熱至900℃以上且1200℃以下之加熱溫度。上述加熱可於將藉由鑄造等方法所獲得之鋼素材暫時冷卻後進行，又，亦可於不將所獲得之鋼素材冷卻之情況下直接供為上述加熱。

對鋼素材加熱係為了使鋼素材之組織中之析出物固溶。當加熱溫度未滿900℃之情形時，未固溶之析出物之影響變大，而不能獲得混粒等均勻之組織。因此，鋼素材之加熱溫度設為900℃以上。另一方面，若加熱溫度超過1200℃，則逆轉變之沃斯田鐵粒顯著地粗大化，即使經過下述熱軋及熱處理製程，亦不能實現鋼板組織之充分的細粒化。又，其需要過大之能量，而導致製造性降低。因此，鋼素材之加熱溫度設為1200℃以下，較佳為設為1150℃以下。再者，加熱時間並未特別限定，較佳為設為2小時以上且8小時以下。

(熱軋製程) 於熱軋製程中，對經上述加熱製程加熱之鋼素材進行熱軋而製成板厚為40 mm以下之熱軋鋼板。輥軋結束之溫度並未特別限定，較佳為設為成為沃斯田鐵單相區之700℃以上。上述輥軋結束溫度之上限並未特別限定，較佳為950℃以下，更佳為920℃以下。

軋縮比：5以上為了實現鋼板組織之細粒化與整粒化，其需要於熱軋製程中施加充分之加工，以促進沃斯田鐵粒之再結晶。當上述熱軋製程中之軋縮比未滿5之情形時，其加工量不足，會殘留粗大之沃斯田鐵粒，結果低溫韌性降低。又，若軋縮比未滿5時，則被稱為孔隙度(porosity)之內部微小空孔等鑄造缺陷之無害化則成為不充分，而低溫韌性降低。因此，熱軋製程中之軋縮比設為5以上，較佳為設為6以上，更佳為設為10以上。另一方面，軋縮比之上限並未特別限定，較佳為設為50以下。再者，此處，將上述軋縮比定義為(鋼素材之板厚/熱軋後之熱軋鋼板之板厚)。

最終5行程(pass)中軋縮率為10%以上之行程數：2以上對於實現鋼板組織之細粒化與整粒化而言，特別有效的是於熱軋製程之後半段之沃斯田鐵粒之再結晶。因此，將上述熱軋製程之最終5行程中每1行程之軋縮率為10%以上之行程數設為2以上。若上述行程數未滿2，則沃斯田鐵粒之整粒化未充分進行。其結果，最終所獲得之鋼板之b/a大於4.0，低溫韌性劣化。就進一步降低b/a之觀點而言，上述熱軋製程之最終5行程中每1行程之軋縮率為10%以上之行程數較佳為設為3以上，更佳為設為4以上，進而較佳為設為5。

(冷卻製程) 繼而，將上述熱軋製程中所獲得之熱軋鋼板冷卻。藉由上述冷卻而使析出物之粗大化得到抑制，強度及韌性提昇。上述冷卻製程中之冷卻停止溫度並未特別限定，例如可為常溫(20℃等)以上。又，上述冷卻停止溫度較佳為設為400℃以下。

上述冷卻並未特別限定，例如可藉由氣冷、水冷等任意之方法進行。為了提高強度、低溫韌性等必要特性，可實施噴霧冷卻、霧氣冷卻、層流冷卻等水冷。然而，於進行水冷之情形時，由於被急速地冷卻，因此有輥軋時所形成之細長之組織殘留、組織之各向異性變大之傾向。因此，就降低組織之各向異性之觀點而言，較佳為進行氣冷。

[再加熱淬火製程] 於再加熱淬火製程中，將上述冷卻製程後之熱軋鋼板加熱至Ac3點以上900℃以下之再加熱溫度後進行淬火。藉由再加熱至Ac3點以上，而將熱軋鋼板整體之組織逆轉變為沃斯田鐵。結果進一步產生鋼板組織之細粒化，使低溫韌性提昇。若上述再加熱溫度未滿Ac3點，則於加熱後之鋼板之微組織中含有肥粒鐵相，因此不能使微組織均勻，而導致低溫韌性降低。另一方面，若上述再加熱溫度超過900℃，則沃斯田鐵粒生長而變得粗大，因而低溫韌性降低。

再者，Ac3點係藉由下述(1)式來計算。 Ac3(℃)＝937.2－436.5C＋56Si－19.7Mn－16.3Cu－26.6Ni－4.9Cr＋38.1Mo＋124.8V＋136.3Ti－19.1Nb＋198.4Al＋3315B...(1) 其中，上述(1)式中之元素符號表示各元素之含量(質量%)，將不含該元素之情形設為0。

淬火並未特別受限定，其可於任意之條件下進行，較佳為藉由水冷進行。

上述淬火之條件並未特別限定，較佳為冷卻至未滿200℃之冷卻停止溫度。上述冷卻停止溫度更佳為100℃以下，進而較佳為50℃以下。另一方面，上述冷卻停止溫度之下限並無特別限定，例如上述冷卻停止溫度可為室溫以上。

(回火製程) 於回火製程中，將再加熱淬火製程後之鋼板以500℃以上且650℃以下之回火溫度進行回火。當回火溫度未滿500℃之情形時，降伏強度降低。另一方面，當回火溫度超過650℃之情形時，因鋼板組織之再結晶導致強度顯著地降低。因此，回火溫度設為500℃以上且650℃以下。

於上述回火製程後，將鋼板冷卻較佳。上述冷卻方法並未特別限定，例如可藉由氣冷、水冷等任意之方法進行。 [實施例]

以下，使用實施例對本發明之作用效果進行說明。再者，本發明並不限於以下之實施例。

將表1所示之成分組成之鋼熔製，以獲得作為鋼素材之鋼坯。於表2所示之條件下，對所獲得之鋼坯依序實施加熱製程、熱軋製程、冷卻製程、再加熱淬火製程、及回火製程而製造鋼板。再者，於再加熱淬火製程中，將鋼板再加熱至表2所示之再加熱溫度後，冷卻至未滿200℃之冷卻停止溫度。

繼而，對所獲得之鋼板各者，按照以下之順序測定殘留沃斯田鐵量(體積率)、舊沃斯田鐵粒之最大粒徑、及舊沃斯田鐵粒之粒徑上位5%之平均值b相對於舊沃斯田鐵粒之平均粒徑a之比b/a。測定結果被示於表3。

(殘留沃斯田鐵量) 以使所獲得之鋼板之板厚1/4位置成為測定面之方式，與板面平行地採集X射線繞射用試驗片。對上述試驗片實施鏡面研磨及電解研磨後，供於X射線繞射。求出於對稱反射X射線繞射圖案中出現之α-Fe之(200)、(211)面、γ-Fe之(200)、(220)、(311)面之繞射強度，利用下式算出殘留沃斯田鐵量Vγ。 Vγ＝100/((IαRγ/IγRα)＋1) 此處，Vγ：殘留沃斯田鐵之體積率，I：繞射X射線強度，R：每單位體積之理論強度值。作為上述繞射X射線強度I，使用背景去除後之積分強度。再者，於殘留沃斯田鐵量極少之情形時並未能獲得充分之測定精度，因而於算出之殘留沃斯田鐵量為0.5%以下之情形時，則視為於微組織中實質上不含有殘留沃斯田鐵(0%)，並將表3之殘留γ之體積率欄設為空欄(-)。

於表3僅記載殘留γ量，所有實施例及比較例中，其鋼板均具有以回火麻田散鐵與變韌鐵為主體之微組織。具體而言，回火麻田散鐵與變韌鐵之合計面積率為90%以上。

(舊γ粒之晶粒徑) 自所獲得之鋼板，以板厚1/2位置成為觀察位置之方式採集組織觀察用之試驗片。將上述試驗片以輥軋方向(L方向)截面成為觀察面之方式埋入至樹脂，進行鏡面研磨。繼而，實施苦味酸腐蝕後，藉由倍率200倍之光學顯微鏡進行觀察。對拍攝之10處視野之影像進行解析，求出舊沃斯田鐵粒之最大粒徑、及舊沃斯田鐵粒之粒徑上位5%之平均值b相對於舊沃斯田鐵粒之平均粒徑a之比b/a。此處，使用等效圓直徑作為舊沃斯田鐵粒之粒徑。

又，算出以舊沃斯田鐵粒近似成橢圓時之長軸除以短軸而獲得之比率作為縱橫比。

進而，分別按照以下之順序對所獲得之鋼板評價機械特性。其評價結果被示於表3。

(強度) 以鋼板之板寬方向(C方向)與拉伸方向一致之方式採集JIS Z 2201所記載之5號試驗片，依據JIS Z 2204進行拉伸試驗，求出降伏強度(YS)及拉伸強度(TS)。

(低溫韌性) 進行夏比衝擊試驗以評價低溫韌性。具體而言，首先，自上述鋼板以該鋼板之輥軋方向(L方向)成為長邊之方式採集具有2 mmV缺口之夏比衝擊試驗片。將上述試驗片於液氮中冷卻至-196℃，依據JIS Z 2242進行夏比衝擊試驗，測定-196℃下之吸收能vE _-196。對3個試驗片進行同樣之測定，將所獲得之吸收能vE _-196之平均值示於表3。再者，於板厚為12 mm以下之情形時，使用亞尺寸試驗片進行評價。

當使用通常之試驗片之情形時，將vE _-196為100 J以上設為合格。又，當使用亞尺寸試驗片之情形時，將vE _-196為50 J以上設為合格。

根據表3所示之結果可知，本發明例之鋼板可滿足上述特性，強度(拉伸強度及降伏強度)、低溫韌性、製造性均優異。另一方面，超出本發明之範圍之比較例的鋼板之強度(拉伸強度及降伏強度)、低溫韌性、製造性之至少一者較差。

[表1] 表1

鋼種	成分組成(質量%)*	Ac3 /℃	備註
	C	Si	Mn	P	S	Ni	Al	N	其他
A	0.025	0.30	1.25	0.003	0.0008	8.5	0.032	0.0026	Cu：0.15，Mo：0.1，REM：0.0078	699	適合鋼
B	0.035	0.03	0.55	0.004	0.0008	9.1	0.015	0.0022	Cu：0.2，Cr：0.45，Mo：0.08，Nb：0.005，V：0.033，Y：0.004	674	適合鋼
C	0.033	0.10	0.63	0.003	0.0007	7.6	0.022	0.0018	Ti：0.008，B：0.0012，Zr：0.0018	723	適合鋼
D	0.039	0.24	0.53	0.003	0.0010	9.2	0.020	0.0025	Mo：0.09	686	適合鋼
E	0.073	0.18	0.98	0.003	0.0008	5.5	0.045	0.0027	W：0.22，Co：0.3，Ca：0.002	756	適合鋼
F	0.028	0.87	0.55	0.004	0.0019	9.8	0.025	0.0043	Sn：0.05，Mg：0.0025	706	適合鋼
G	0.052	0.25	0.61	0.004	0.0006	9.1	0.029	0.0028	-	678	適合鋼
H	0.058	0.05	0.55	0.003	0.0005	9.0	0.018	0.0020	-	666	適合鋼
I	0.047	0.25	0.66	0.002	0.0011	8.8	0.012	0.0014	-	684	適合鋼
J	0.083	0.09	0.15	0.003	0.0006	7.1	0.049	0.0018	Cr：0.4，Mo：0.1	722	適合鋼
K	0.138	0.20	0.73	0.005	0.0018	9.5	0.025	0.0032	Cr：0.4，V：0.025，Ta：0.05	622	適合鋼
L	0.054	0.08	0.80	0.003	0.0020	7.0	0.029	0.0046	Cr：0.4，Mo：0.09	721	適合鋼
M	0.105	0.18	0.44	0.008	0.0011	6.8	0.078	0.0065	Sb：0.03	723	適合鋼
N	0.232	0.15	0.52	0.005	0.0008	8.3	0.029	0.0041	-	610	比較鋼
O	0.063	1.22	0.55	0.008	0.0012	9.3	0.026	0.0024	-	722	比較鋼
P	0.086	0.05	2.40	0.006	0.0016	7.9	0.032	0.0033	-	648	比較鋼
Q	0.055	0.33	0.55	0.012	0.0009	8.8	0.037	0.0029	-	692	比較鋼
R	0.048	0.25	0.60	0.009	0.0063	8.3	0.026	0.0041	-	701	比較鋼
S	0.052	0.23	0.45	0.009	0.0013	4.3	0.032	0.0033	-	808	比較鋼
T	0.070	0.21	0.63	0.006	0.0006	8.4	0.132	0.0026	-	706	比較鋼
U	0.061	0.29	0.53	0.006	0.0009	8.2	0.046	0.0105	-	705	比較鋼

*殘餘部分為Fe及不可避免之雜質

[表2] 表2

No.	製造條件	備註
鋼素材	加熱製程	熱軋製程	冷卻製程	再加熱淬火製程	回火製程
鋼種	厚度/mm	加熱溫度/℃	加熱時間/hr	軋縮比	行程數*	輥軋結束溫度 /℃	板厚/mm	冷卻方法	再加熱溫度/℃	淬火方法	回火溫度/℃
1	A	200	1200	2.0	33	2	850	6	氣冷	750	水冷	550	發明例
2	B	200	900	4.0	33	3	750	6	水冷	750	水冷	630	發明例
3	C	260	1050	6.0	13	4	800	20	氣冷	800	水冷	630	發明例
4	D	250	1000	5.0	6	2	920	40	氣冷	800	水冷	580	發明例
5	E	250	1100	6.0	42	3	750	6	氣冷	900	水冷	600	發明例
6	F	310	900	5.0	10	5	850	32	氣冷	850	水冷	630	發明例
7	G	260	1000	4.5	13	4	800	20	氣冷	800	水冷	600	發明例
8	H	260	1100	4.5	13	5	850	20	氣冷	800	水冷	550	發明例
9	I	260	1050	5.0	7	5	900	40	氣冷	800	水冷	600	發明例
10	J	310	1000	8.0	8	5	930	40	氣冷	800	水冷	650	發明例
11	K	260	1100	6.0	13	4	800	20	氣冷	700	水冷	600	發明例
12	L	260	1000	6.0	8	2	850	32	水冷	800	水冷	500	發明例
13	M	160	1000	3.0	5	4	800	32	氣冷	800	水冷	600	發明例
14	N	260	1000	6.0	13	4	800	20	氣冷	700	水冷	600	比較例
15	O	260	1000	6.0	13	4	800	20	氣冷	800	水冷	600	比較例
16	P	260	1000	6.0	13	4	800	20	氣冷	800	水冷	550	比較例
17	Q	260	1000	6.0	13	4	800	20	氣冷	800	水冷	650	比較例
18	R	260	1000	6.0	13	4	800	20	氣冷	800	水冷	600	比較例
19	S	260	1000	6.0	13	4	850	20	氣冷	900	水冷	600	比較例
20	T	260	1000	6.0	13	4	800	20	氣冷	800	水冷	600	比較例
21	U	260	1000	6.0	13	4	800	20	氣冷	800	水冷	600	比較例
22	G	160	1000	6.0	4	4	850	40	氣冷	800	水冷	600	比較例
23	G	260	1100	7.0	5	4	900	50	氣冷	800	水冷	600	比較例
24	G	310	1000	6.0	5	4	900	60	氣冷	800	水冷	600	比較例
25	G	260	800	6.0	13	4	700	20	氣冷	800	水冷	600	比較例
26	G	260	1250	6.0	7	4	800	40	氣冷	800	水冷	600	比較例
27	G	260	1000	6.0	13	1	800	20	氣冷	800	水冷	600	比較例
28	G	260	1000	6.0	13	4	800	20	氣冷	950	水冷	600	比較例
29	G	260	1000	6.0	13	4	800	20	氣冷	800	水冷	400	比較例
30	G	260	1000	6.0	13	4	800	20	氣冷	800	水冷	700	比較例

*最終5行程中每1行程之軋縮率為10%以上之行程數

[表3] 表3

No.	測定結果	備註
微組織	機械特性
殘留γ	舊γ粒
體積率/%	縱橫比	最大粒徑/μm	b/a	YS/MPa	TS/MPa	vE _-196/J
1	1.5	1.7	35	3.4	712	741	132	發明例
2	1.0	1.6	28	2.1	721	715	158	發明例
3	1.5	1.5	57	2.5	711	732	222	發明例
4	2.3	1.1	78	4.1	725	803	125	發明例
5	0.8	1.8	24	2.0	658	730	152	發明例
6	2.6	1.6	58	2.8	598	706	332	發明例
7	2.5	1.5	43	2.4	699	718	310	發明例
8	-	1.6	36	2.0	702	730	295	發明例
9	1.1	1.2	63	2.3	712	733	253	發明例
10	2.3	1.3	69	3.3	703	741	182	發明例
11	1.8	1.4	51	2.3	759	783	310	發明例
12	2.2	1.2	72	4.3	734	818	106	發明例
13	1.3	1.5	75	3.0	712	743	153	發明例
14	2.4	1.4	53	2.1	791	823	15	比較例
15	2.2	1.5	48	2.2	723	755	10	比較例
16	1.5	1.3	57	1.8	716	748	15	比較例
17	1.3	1.3	60	1.7	703	726	20	比較例
18	1.5	1.4	55	1.8	725	773	18	比較例
19	-	1.3	43	2.0	658	693	15	比較例
20	2.2	1.3	49	2.2	703	741	20	比較例
21	2.1	1.3	52	2.1	655	712	15	比較例
22	1.8	1.7	106	6.1	678	703	35	比較例
23	1.6	1.8	88	5.2	718	743	78	比較例
24	1.5	1.7	92	4.4	711	725	85	比較例
25	1.5	4.1	60	5.3	645	703	39	比較例
26	2.2	1.3	163	7.3	698	722	20	比較例
27	1.9	1.5	48	8.1	703	741	25	比較例
28	1.8	2.5	115	3.2	783	806	43	比較例
29	2.0	1.4	59	3.1	550	895	185	比較例
30	1.7	1.5	48	3.9	605	645	241	比較例

Claims

一種鋼板，其包括：成分組成，以質量%計，含有 C：0.01～0.15%、 Si：0.01～1.00%、 Mn：0.10～2.00%、 P：0.010%以下、 S：0.0050%以下、 Ni：5.0～10.0%、 Al：0.002～0.100%、及 N：0.0080%以下，且包含殘餘部分Fe及不可避免之雜質；以及微組織，其板厚1/4位置處之殘留沃斯田鐵之體積率未滿3.0%，板厚1/2位置處之舊沃斯田鐵粒之最大粒徑為100 μm以下，且板厚1/2位置處之舊沃斯田鐵粒之粒徑上位5%之平均值b相對於舊沃斯田鐵粒之平均粒徑a之比b/a為4.5以下；該鋼板之板厚為40 mm以下，降伏強度為585 MPa以上，且拉伸強度為690 MPa以上。
如請求項1之鋼板，其中，上述成分組成進而以質量%計，含有 Cu：0.01～1.00%、 Cr：0.01～1.50%、 Mo：0.03～1.0%、 Nb：0.001～0.030%、 V：0.01～0.10%、 Ti：0.003～0.050%、 B：0.0003～0.0050%、 Sn：0.01～0.30%、 Sb：0.01～0.30%、 W：超過0%且2.00%以下、 Co：超過0%且2.00%以下、 Ca：0.0005～0.0050%、 Mg：0.0005～0.0100%、 Zr：0.0005～0.0050%、 Ta：0.01～0.20%、 Y：0.001～0.010%、及 REM：0.0010～0.0200% 所組成之群組選擇之至少一者。
一種鋼板之製造方法，其包括：加熱製程，其將具有請求項1或2之成分組成之鋼素材加熱至900℃以上且1200℃以下之加熱溫度；熱軋製程，其將經上述加熱製程加熱之鋼素材於軋縮比為5以上，且最終5行程中每1行程之軋縮率為10%以上之行程數為2以上之條件下進行熱軋而製成板厚40 mm以下之熱軋鋼板；冷卻製程，其將上述熱軋鋼板冷卻；再加熱淬火製程，其將上述冷卻製程後之熱軋鋼板再加熱至Ac3點以上且900℃以下之再加熱溫度，進行淬火；及回火製程，其將上述再加熱淬火製程後之熱軋鋼板以500℃以上且650℃以下之回火溫度進行回火。