高强度钢板及其制造方法与流程

本发明涉及一种高强度钢板及其制造方法。尤其涉及高强度且稳定发挥优异的低温韧性的钢板及其制造方法。

背景技术：

对于例如船舶、海洋结构物等的建设中使用的钢板，既要求高强度又要求优异的低温下的韧性。在上述船舶等中万一发生事故的话，人的损害、经济的损害很大。为了不产生大规模断裂起点，对于上述船舶等中使用的钢材要求较高的低温韧性。另外，为了确保船体等的强度，需要增厚板厚或使用高强度材，但是，近年来，从伴随船体大型化的轻量化的观点出发，与厚壁材相比，更致力于高强度材的应用。

作为提高高强度材的低温韧性的技术，本申请申请人迄今为止提出了以下的技术。例如在专利文献1中提出了一种钢板，其特征在于以下几点：其是满足规定的成分组成的钢板，被2个结晶的取向差为15°以上的大角晶界包围的晶粒的平均圆当量直径D为35μm以下，并且由结晶取向分布差测定的无规晶界分率R为50面积％以上。

另外，在专利文献2中提出了一种钢板，其满足规定的成分组成和规定的式(1)，且在与厚度tmm的钢板的轧制方向平行地观察与钢板表面垂直的面的金属组织时，满足以下条件：(a)铁素体面积率为75％以上、(b)t/2位置的铁素体粒的平均圆当量直径为20.0μm以下、(c)t/4位置的铁素体粒的平均长径比为2.0以下。

但是，近年来，需要安全性的要求水平进一步提高、高强度且更稳定地发挥优异的低温韧性的钢板。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2009－228020号公报

专利文献2：日本特开2008－248354号公报

技术实现要素：

发明要解决的课题

本发明着眼于如上所述的情况而完成，其目的在于确立显示高强度且稳定发挥优异低温韧性的钢板及其制造方法。

用于解决课题的手段

可以解决上述课题的本发明的高强度钢板具有以下特征：

其成分组成以质量％计满足

C：0.01～0.15％、

Si：超过0％且0.50％以下

Mn：0.6～2.0％

P：超过0％且0.030％以下

S：超过0％且0.025％以下

Al：0.02～0.07％、

Nb：0.003％以上且不足0.05％、

Ti：0.003～0.03％

B：0％以上且0.005％以下、

N：0.001～0.01％、及

Ca：0.0003～0.0060％，余量由铁及不可避免的杂质构成，

组织满足下述(1)及(2)，且板厚的1/4部位的维氏硬度为180以上，

(1)在板厚的1/4部位，被相邻接的2个结晶的取向差为15°以上的大角晶界包围的晶粒的圆当量直径的最大值为30μm以下。

(2)在板厚的1/4部位，在被相邻接的2个结晶的取向差为15°以上的大角晶界包围的晶粒中圆当量直径为15μm以上的晶粒的个数密度为1.5×10^－3个/μm²以下。

上述成分组成可以以质量％计还包含选自

Cu：超过0％且1.0％以下

Ni：超过0％且1.20％以下

Cr：超过0％且0.50％以下

Mo：超过0％且0.5％以下、及

V：超过0％且0.1％以下中的1种以上元素。

上述成分组成可以以质量％计还包含选自

REM：超过0％且0.05％以下、及

Zr：超过0％且0.020％以下中的1种以上元素。

本发明还包含一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，其是上述高强度钢板的制造方法，其使用满足上述成分组成的钢坯并且依次包含下述工序A～F。

工序A：在900～1200℃的温度区域加热至板厚方向的温度偏差达到40℃以内为止。

工序B：除去钢坯表面的氧化皮。

工序C：在板厚的1/4部位的温度达到奥氏体再结晶温度的温度区域进行累积压下率为30％以上的轧制。

工序D：从板厚的1/4部位的温度达到奥氏体再结晶温度的温度区域起直至达到奥氏体未再结晶温度的温度区域为止的冷却，在上述工序C后的板厚超过50mm的情况下，利用包含平均冷却速度为0.5℃/s以上的冷却和空冷的2次以上的重复操作的方法来进行，在上述板厚为50mm以下的情况下，利用除水冷以外的方法来进行。

工序E：在板厚的1/4部位的温度达到奥氏体未再结晶温度的温度区域，在下述式(1)所示的固溶B指数不足2.0的情况下，进行累积压下率为5％以上的轧制，在下述式(1)所示的固溶B指数为2.0以上的情况下，进行累积压下率为15％以上的轧制。

工序F：以平均冷却速度5℃/s以上从Ar₃相变点冷却至500℃，其中，上述Ar₃相变点利用下述式(2)求得。

[数1]

式(1)中，B、N、Ti表示各元素的以质量％计的钢中含量。

Ar₃相变点＝910－310×C－80×Mn－20×Cu－15×Cr－55×Ni－80×Mo+0.35×(t－8)···(2)

式(2)中，C、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo表示各元素的以质量％计的钢中含量，t表示以单位mm表示的制品厚度。

发明效果

根据本发明，可以提供显示高强度且稳定地发挥优异的低温韧性的钢板及其制造方法。

附图说明

图1为用于说明贝氏体铁素体的显微镜照片。

图2为实施例中的利用EBSP(Electron Back Scattering Pattern)法的观察用试验片的提取位置的说明图，以斜线表示的截面为观察面。

图3A为表示实施例中的本发明例的EBSP测定结果的照片。

图3B为表示实施例中的比较例的EBSP测定结果的照片。

具体实施方式

首先，已知例如船舶用钢材中成为问题的脆性龟裂的进展与板厚方向截面的板厚的1/4部位的L方向的韧性、即轧制方向的韧性具有相关关系。另外，为了抑制上述脆性龟裂的进展，还已知邻接的2个结晶的取向差为15°以上的晶界可以有效地作为障壁。予以说明，以下，有时将上述“相邻接的2个结晶的取向差为15°以上的晶界”称作“大角晶界”，并且将被该大角晶界包围的晶粒称作“大角晶粒”。

迄今为止，为了抑制脆性龟裂的进展等，而控制大角晶粒的尺寸，例如还如专利文献1所示那样对上述大角晶粒的平均晶粒直径进行了规定。

然而，本发明人等对大角晶粒的尺寸与韧性的关系进行了研究，结果判明：即使大角晶粒的平均晶粒直径为一定以下且冲击能量的平均值为一定以下，在存在数量少但粗大的大角晶粒或存在一定以上的较大大角晶粒的情况下，从外部施加力时应力也会集中在这些粗大的晶粒等中，容易成为断裂起点的发生起点。

为此，本发明人等着眼于这些粗大的晶粒等，为了得到具有优异的母材韧性、尤其稳定发挥母材的优异低温韧性的钢板而进行了研究，结果想到：若要满足与粗大的晶粒等有关的下述(1)及(2)的要件，则抑制评价韧性的冲击吸收能量值的偏差，可以实现稳定发挥优异母材韧性的钢板，由此完成本发明。以下，对有关组织的各要件进行说明。

(1)在板厚的1/4部位，被相邻接的2个结晶的取向差为15°以上的大角晶界包围的晶粒的圆当量直径的最大值为30μm以下

首先，针对大角晶粒的圆当量直径的最大值对韧性的影响、详细而言对后述的实施例中评价的vE_－40和其偏差以及vTrs的影响进行了研究。其结果可知：若满足后述的个数密度且上述最大值为30μm以下，则vE_－40和其偏差以及vTrs满足评价基准，稳定地发挥优异的低温韧性。上述最大值优选为28.0μm以下、更优选为25.0μm以下、进一步优选为23.0μm以下。予以说明，上述最大值越小越优选，但是，若考虑规定的制造方法的条件等，则上述最大值的下限值为大致10μm左右。予以说明，以下有时将板厚方向截面的板厚的1/4部位称作“t/4部”，并且将板厚的1/2部位称作“t/2部”。

(2)在t/4部中，圆当量直径为15μm以上的大角晶粒的个数密度为1.5×10^－3个/μm²以下

为了得到稳定发挥优异的低温韧性的钢板，发现除上述最大值外还适宜将较大的大角晶粒、即圆当量直径为15μm以上的大角晶粒的个数密度设定为一定以下。详细而言，针对上述个数密度对vE_－40和其偏差以及vTrs的影响进行了研究，结果可知：若上述个数密度为1.5×10^－3个/μm²以下，则上述vE_－40等满足评价基准，稳定得到优异的低温韧性。上述个数密度优选为1.0×10^－3个/μm²以下、更优选为0.9×10^－3个/μm²以下。予以说明，上述个数密度也越小越优选，若考虑规定的制造方法的条件等，则上述个数密度的下限值为1.0×10^－5个/μm²左右。

上述最大值和上述个数密度利用实施例中记载的方法求得。

本发明对钢组织的种类并无特别限定。例如，贝氏体铁素体为10面积％以上，作为其他组织，可以设定为可以包含铁素体、贝氏体、马氏体或它们的组合的组织。予以说明，上述贝氏体铁素体是指：如图1的显微镜照片中被○包围的组织所示，铁素体与板条状组织的中间组织。

本发明的钢板中，高强度是指t/4部的维氏硬度为180以上。上述维氏硬度连同如下述实施例所示的屈服强度、抗拉强度及伸长率优选满足下述实施例所示的评价基准。

为了确保钢板的上述高强度、母材的韧性、尤其母材的低温韧性、以及船舶用钢板等所要求的HAZ(Heat Affected Zone)韧性等，如以下所示，需要满足钢板的成分组成。

C：0.01～0.15％

C是为了确保钢材、即母材的强度而不可缺少的元素。为了发挥这样的效果，需要含有0.01％以上。C的含量优选为0.03％以上、更优选为0.04％以上。但是，若C量超过0.15％，则在焊接时在HAZ生成大量岛状马氏体，不仅招致HAZ韧性的劣化，而且对焊接性也产生不良影响。因此，C量为0.15％以下、优选为0.10％以下、更优选为0.060％以下。

Si：超过0％且0.50％以下

Si是有助于利用固溶强化确保钢材的强度的元素。从该观点出发，可以含有0.02％以上、进而0.05％以上的Si。但是，若Si量超过0.50％，则在焊接时在HAZ生成大量岛状马氏体，不仅招致HAZ韧性的劣化，而且对焊接性也产生不良影响。因此，Si量为0.50％以下。Si量优选为0.30％以下，更优选为0.20％以下，进一步优选为0.10％以下。

Mn：0.6～2.0％

Mn是有助于提高钢材强度的元素。为了发挥这样的效果，需要含有0.6％以上的Mn。Mn量优选为1.0％以上，更优选为1.50％以上。但是，若Mn量超过2.0％，则母材的焊接性劣化。因此，Mn量需要抑制为2.0％以下。Mn量优选为1.90％以下，更优选为1.85％以下，进一步优选为1.80％以下。

P：超过0％且0.030％以下

P是容易偏析的元素，尤其在钢材中的晶界偏析而使母材的韧性劣化。因此，P需要抑制在0.030％以下。P量优选为0.018％以下，更优选为0.015％以下。

S：超过0％且0.025％以下

S是与Mn键合而生成MnS、且使母材的韧性、板厚方向的延展性劣化的有害元素。因此，S量需要抑制在0.025％以下。S量优选为0.012％以下，更优选为0.008％以下，进一步优选为0.006％以下。

Al：0.02～0.07％

Al是为了脱酸而有用的元素，并且是形成AlN而也有助于晶粒的微细化的元素。为了发挥这些效果，Al量为0.02％以上。但是，若Al量过量，则母材韧性及HAZ韧性劣化，因此Al量需要抑制在0.07％以下。Al量优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下。

Nb：0.003％以上且不足0.05％

Nb具有基于固溶的溶质拖曳效应及基于炭氮化物析出的钉扎效应2个效应，从而抑制再结晶粒的粗大化，有助于提高母材韧性。另外，有使相变开始温度向低温侧位移的作用，其促进组织的微细化。为了有效地发挥基于Nb的这些作用，而将Nb量设为0.003％以上。Nb量优选为0.005％以上，更优选为0.007％以上。但是，若Nb量达到0.05％以上，则母材韧性及HAZ韧性劣化，因此在本发明中，Nb量为不足0.05％。Nb量优选为0.030％以下，更优选为0.025％以下，进一步优选为0.020％以下。

Ti：0.003～0.03％

Ti是在钢材中生成TiN等氮化物、Ti氧化物且有助于提高HAZ韧性的元素。为了发挥该效果，需要含有0.003％以上Ti。Ti量优选为0.005％以上，更优选为0.007％以上，进一步优选为0.010％以上。但是，若过量地含有Ti，则母材韧性劣化，因此Ti量为0.03％以下。Ti量优选为0.020％以下，更优选为0.018％以下。

B：0％以上且0.005％以下

B是利用淬火性提高的效果而有助于确保高强度的元素。另外，也是抑制晶界铁素体的生成而提高HAZ韧性的元素。为了发挥该效果，可以含有0.0005％以上，可以进一步含有0.0010％以上。但是，若B量超过0.005％，则在奥氏体晶界以BN的形式析出，招致HAZ韧性的降低。因此，B量为0.005％以下。B量优选为0.002％以下。

N：0.001～0.01％

N是析出例如TiN等氮化物的元素。该氮化物利用钉扎效应防止在焊接时HAZ中生成的奥氏体粒的粗大化，促进铁素体相变，从而有助于提高HAZ韧性。为了发挥该效应，需要含有0.001％以上。N量优选为0.0030％以上，更优选为0.0035％以上，进一步优选为0.0040％以上。但是，若N量超过0.01％，则固溶N量增大，母材韧性劣化，并且HAZ韧性也劣化。因此，N量抑制在0.01％以下。N量优选为0.0085％以下，更优选为0.0075％以下。

Ca：0.0003～0.0060％

若包含Ca，则TiN生成温度下降，因此微细的TiN析出而提高HAZ韧性。另外，Ca还抑制将Al₂O₃作为核而析出的粗大的TiN的生成，有助于抑制HAZ韧性降低。为了发挥这些效果，Ca量为0.0003％以上。Ca量优选为0.0010％以上。另一方面，若Ca量超过0.0060％，则析出粗大的夹杂物而招致HAZ韧性的降低。因此，Ca为0.0060％以下。Ca量优选为0.0040％以下，更优选为0.0030％以下。

本发明的钢材包含上述元素且余量由铁及不可避免的杂质构成。作为该不可避免的杂质，可列举例如氧、Mg、As、Se等。其中，氧形成夹杂物而容易招致特性的劣化，因此优选抑制在0.0040％以下。氧量更优选0.0020％以下。本发明中也包括还包含如下述所示那样使钢材的强度、韧性提高的Cu、Ni、Cr、Mo、V、有助于控制夹杂物的形态的REM、Zr作为其他元素的钢材。

选自Cu：超过0％且1.0％以下、Ni：超过0％且1.20％以下、Cr：超过0％且0.50％以下、Mo：超过0％且0.5％以下、及V：超过0％且0.1％以下中的1种以上元素

这些元素是有助于提高钢材的强度、韧性的元素。以下，对各元素进行说明。

Cu是利用固溶强化提高钢材的强度的元素。为了有效地发挥该作用，优选含有0.01％以上的Cu。Cu量更优选为0.15％以上，进一步优选为0.20％以上，更进一步优选为0.25％以上。但是，若Cu量超过1.0％，则钢材的韧性劣化，因此Cu量优选为1.0％以下。Cu量更优选为0.8％以下，进一步优选为0.5％以下。

Ni是提高钢材的强度且也有助于钢材自身的韧性的元素。另外，与Nb同样，具有使相变开始温度向低温侧位移的作用，其促进组织的微细化。为了有效地发挥这些作用，优选含有0.01％以上的Ni，更优选为0.10％以上、进一步优选为0.20％以上、更进一步优选为0.30％以上。但是，Ni是高价的元素，因此从经济的理由出发，Ni量优选为1.20％以下、更优选为1.00％以下、进一步优选为0.80％以下、更进一步优选为0.60％以下。

Cr是有助于提高钢材的强度的元素，优选含有0.01％以上。Cr量更优选为0.02％以上，进一步优选为0.03％以上。但是，若Cr量超过0.50％，则钢材的强度过度提高，母材韧性劣化，并且HAZ韧性也劣化。因此，Cr量优选为0.50％以下。Cr量更优选为0.30％以下，进一步优选为0.20％以下，更进一步优选为0.15％以下。

Mo也是有助于提高钢材的强度的元素，优选含有0.005％以上。更优选为0.008％以上，进一步优选为0.01％以上。但是，若超过0.5％，则钢材的强度过高，母材韧性劣化，HAZ韧性也降低。因此，Mo量优选为0.5％以下、更优选为0.3％以下、进一步优选为0.2％以下、更进一步优选为0.10％以下。

V也是有助于提高钢材的强度的元素，并且也是有助于提高HAZ韧性的元素。为了发挥该效果，优选含有0.001％以上的V。V量更优选为0.002％以上，进一步优选为0.005％以上。但是，若V量过量，则析出的炭氮化物粗大化而母材韧性劣化。因此，V量优选为0.1％以下。V量更优选为0.05％以下，进一步优选为0.02％以下。

选自REM：超过0％且0.05％以下、及Zr：超过0％且0.020％以下中的1种以上的元素

这些元素在使夹杂物微细化、并且使母材韧性及HAZ韧性提高的方面有效发挥作用。为发挥该效果，在使用REM的情况下，REM量优选为0.005％以上、更优选为0.010％以上。另外，在使用Zr的情况下，Zr量优选为0.005％以上、更优选为0.010％以上。然而，若它们的含量过量，则氧化物变得粗大，母材及HAZ的韧性反而劣化。因此，REM量优选为0.05％以下，更优选为0.018％以下。另外，Zr量优选为0.020％以下、更优选为0.010％以下。予以说明，在本发明中，作为REM，也可以使用属于周期表第3族的钪、钇及镧系元素系列稀土元素、即原子编号57～71的元素中的任意元素。

本发明的钢板的板厚并无特别限定，设定为例如6mm以上、进一步10mm以上、更进一步15mm以上且100mm以下的板厚的钢板。

接着，对本发明的钢板的制造方法进行说明。首先，对本发明的钢板的制造方法中使用的固溶B指数进行说明。

从提高施工效率的观点出发，致力于对船舶用钢材进行大线能量焊接。为了提高该焊接后的HAZ韧性，一般而言，添加Ti、N及B，并有效利用基于TiN生成的旧奥氏体粒生长抑制及基于BN生成的晶内核生成来进行。上述B分为构成BN的B和不与N键合而固溶于钢中的“固溶B”2种。它们的比率根据制钢阶段中的Ti、N及B的添加实际情况而发生变化。

本发明人等对大角晶粒的尺寸与元素的关系进行了研究，着眼于元素中的上述B、尤其上述“固溶B”是否会招致大角晶粒的粗大化这一点。而且，从该观点出发，针对固溶B量对大角晶粒的尺寸产生的影响进行了调查，结果判明：若钢中的固溶B增加，则生成具备粗大的晶粒作为大角晶粒或者存在较粗大的大角晶粒的数量增加的倾向。固溶B招致上述大角晶粒的粗大化的理由考虑如下。即，在从钢的γ到α的相变时，固溶B限制相变的取向选择，结果容易聚集形成结晶取向差不足15°的晶粒，换言之，不易形成结晶取向差为15°以上的大角晶粒，其结果认为：结晶取向差为15°以上的晶粒直径变得粗大、即大角晶粒的尺寸并未变得粗大。

为此，为了抑制上述粗大的大角晶粒的生成的目的，首先，计算钢中的固溶B量，由此设定下述式(1)。下述式(1)所示的固溶B指数是表示钢中的固溶B量的指数，该值越大，意味着钢中的固溶B量越多。本发明人等另外还确认到：该固溶B指数越大，大角晶粒容易变得粗大，其结果容易发生低温韧性的降低。

[数2]

式(1)中，B、N、Ti表示各元素的以质量％计的钢中含量。

而且，本发明人等为了根据上述固溶B指数来控制制造条件而进行了进一步的研究。其结果发现：以上述固溶B指数＝2.0为界，尤其在固溶B指数为2.0以上的情况下，若在奥氏体未再结晶温度区域下轧制的累积压下率为一定以上，则抑制粗大的大角晶粒的生成。

以下，对包含在上述奥氏体未再结晶温度区域下轧制的累积压下率且在本发明中规定制造方法的理由进行说明。

利用常规方法铸造具有上述的成分组成的钢坯，得到例如板坯等后，按照依次包括下述工序A～F的方式实施本发明的制造方法。予以说明，在以下的制造方法中规定的温度并无特别限制，是指表面温度。另外，在下述制造方法中，板厚、t并无特别限制，在各工序的包括板厚、轧制的工序中是指轧制开始时的板厚。

[工序A：在900～1200℃的温度区域加热至板厚方向的温度偏差达到40℃以内为止]

为了将钢坯的组织先设置为奥氏体单相，因此加热到900℃以上。加热温度优选为1000℃以上。从成本等的观点出发，该加热温度的上限为1200℃以下、优选为1150℃以下。予以说明，在此的加热温度是指炉内的气氛温度。

上述钢坯的加热进行至板厚方向的温度偏差达到40℃以内为止。该工序A中的板厚方向的温度偏差为利用后述的实施例中所示的方法求得的“t/4部的温度”与“t/2部的温度”之差。若该钢坯加热时的板厚方向的温度偏差大，则t/4部的温度的预测计算值产生偏差，后工序中未进行适当的轧制。上述温度偏差优选为35℃以内、更优选为30℃以内、最优选为20℃以内。

[工序B：除去钢坯表面的氧化皮]

一般而言，若加热时间长时间化，则容易在钢板表面生成氧化皮。若氧化皮存在于钢坯表面，则阻碍由表面温度计算的t/4部的温度的计算，结果无法进行t/4部的适当的轧制。因此，在上述工序A后进行钢坯表面的氧化皮的除去。作为除去氧化皮的方法，可列举例如进行高压水的吹送。

通过实施上述工序A及工序B，从而可以将下述工序C开始时的板厚内的温度偏差、即由[(t/4部的温度－表面温度)/工序C开始时的板厚]求得的数值抑制在1.0℃/mm以下。

[工序C：在t/4部的温度达到奥氏体再结晶温度的温度区域进行累积压下率为30％以上的轧制]

在该工序中，在奥氏体再结晶温度区域施加累积压下率为30％以上的压下。利用该压下蓄积应变，实施后述的工序F的冷却，由此可以实现大角晶粒的微细化。上述累积压下率优选为32％以上、更优选为35％以上，其上限为大致50％左右。

[工序D：从t/4部的温度达到奥氏体再结晶温度的温度区域直至达到奥氏体未再结晶温度为止的冷却，在上述工序C后的板厚超过50mm的情况下，利用包含平均冷却速度为0.5℃/s以上的冷却和空冷的2次以上的重复操作的方法来进行，在上述板厚为50mm以下的情况下，利用除水冷以外的方法来进行]

在从奥氏体再结晶温度区域向奥氏体未再结晶温度区域移动时需要钢板的冷却，但是，若该冷却的速度较为急剧，则容易在钢板表面生成氧化皮。若生成氧化皮，则t/4部的温度的予测计算值产生偏差，无法进行适当的轧制。为了抑制氧化皮生成，考虑将钢板的冷却仅设为空冷，但是，在板厚超过50mm的情况下，无法充分冷却。为此，在板厚超过50mm的情况下，作为从上述奥氏体再结晶温度区域直至奥氏体未再结晶温度区域的冷却，将平均冷却速度为0.5℃/s以上的冷却和基于空冷的回热过程重复实施2次以上。予以说明，只要在钢板表面不生成氧化皮，则还可以采用除上述回热过程外进一步不同的冷却方法。

以下，有时将上述平均冷却速度为0.5℃/s以上的冷却称作“中间冷却”，将第1次的中间冷却称作“中间冷却1”，并且将第2次的中间冷却称作“中间冷却2”。另外，将上述空冷称作“中间空冷”，将第1次的中间空冷称作“中间空冷1”，并且将第2次的中间空冷称作“中间空冷2”。只要将上述中间冷却和中间空冷重复进行2次以上即可，对各冷却的温度区域和时间并无特别限制。

上述中间冷却的平均冷却速度优选为0.7℃/s以上、更优选为0.9℃/s以上。从抑制氧化皮生成的观点出发，上述平均冷却速度的上限为1.0℃/s左右。

上述平均冷却速度利用下述实施例所示的方法求得。

作为上述平均冷却速度为0.5℃/s以上的冷却的方法，可列举例如水、雾的吹送，优选为水的吹送。

在上述板厚为50mm以下的情况下，冷却方法只要为抑制氧化皮的形成的方法即可，因此只要为除水冷以外的方法即可。作为从奥氏体再结晶温度区域至奥氏体未再结晶温度区域的冷却方法，例如可以仅进行空冷，也可以重复进行上述的中间冷却和中间空冷。

在实施上述工序D、尤其上述板厚超过50mm的情况下，通过经过回热过程，从而将下述工序E开始时的板厚内的温度偏差、即由[(t/4部的温度－表面温度)/工序E开始时的板厚]求得的数值抑制为1.0℃/mm以下。

[工序E：在t/4部的温度达到奥氏体未再结晶温度的温度区域，在下述式(1)所示的固溶B指数不足2.0的情况下，进行累积压下率为5％以上的轧制，在下述式(1)所示的固溶B指数为2.0以上的情况下，进行累积压下率为15％以上的轧制]

[数3]

式(1)中，B、N、Ti表示各元素的以质量％计的钢中含量。

在固溶B指数不足2.0的情况下，钢中的固溶B量较少，因此只要在该t/4部的温度达到奥氏体未再结晶温度的温度区域进行累积压下率为5％以上的轧制即可。上述累积压下率优选为10％以上，更优选为15％以上。予以说明，若考虑生产率等，则上述累积压下率的上限为50％左右。

另一方面，在固溶B指数为2.0以上的情况下，如上述所示，利用固溶B限制相变的取向选择，大角晶粒容易变得粗大。为此，在本发明中，在该t/4部的温度达到奥氏体未再结晶温度的温度区域进行累积压下率为15％以上的轧制。通过增加在该温度区域的压下量，从而在旧γ晶内引入成为相变时的核生成位点的位错，其结果认为：缓和由固溶B所致的相变时的取向抑制，抑制粗大粒的生成。上述累积压下率优选为19％以上，更优选为20％以上。予以说明，若考虑生产率等，则上述累积压下率的上限为50％左右。

t/4部的温度达到奥氏体再结晶温度的温度区域和未达到奥氏体未再结晶温度的温度区域严格地受到所含元素的种类、其含量等的影响。这些温度区域能够基于例如加工Formaster实验而由变形电阻量变化的温度求得。

[工序F：以平均冷却速度5℃/s以上从Ar₃相变点冷却至500℃。其中，上述Ar₃相变点利用下述式(2)求得。予以说明，未包含的元素只要按照零来计算即可。

Ar₃相变点＝910－310×C－80×Mn－20×Cu－15×Cr－55×Ni－80×Mo+0.35×(t－8)···(2)

式(2)中，C、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo表示各元素的以质量％计的钢中含量，t表示以单位mm表示的制品厚度]

为了达成t/4部的维氏硬度：180以上，从使C固溶的观点出发，需要发生剪切性相变。因此，以平均冷却速度5℃/s以上进行从冷却开始温度：以t/4部计为Ar₃相变点直至冷却停止温度：以表面温度计为500℃的温度区域的冷却。该平均冷却速度优选为6.0℃/s以上、更优选为7.0℃/s以上。上述冷却开始温度如上述那样利用t/4部的温度进行控制，但是上述平均冷却速度使用冷却开始时和冷却停止时的表面温度来计算。

予以说明，上述平均冷却速度的上限取决于板厚。例如在后述的实施例中使用的板厚65mm的情况下，上述平均冷却速度的上限为大致10℃/s左右，若板厚薄于此，上述平均冷却速度的上限也变高。

本发明中，只要以上述速度冷却至从至少Ar₃相变点到500℃的范围即可。即，冷却开始温度进一步为Ar₃相变点+10℃以上、更进一步为Ar₃相变点+20℃以上，例如可以为精轧结束温度以下的温度。另外，冷却停止温度进一步为480℃以下、更进一步为450℃以下，也可以为例如400℃以上的温度。

以上述速度冷却后的、进一步至室温的冷却并无特别限制，可列举例如空冷等。

上述平均冷却速度利用下述实施例所示的方法求得。

本申请基于2014年6月20日申请的日本专利申请第2014－127643号主张优先权的权益。2014年6月20日申请的日本专利申请第2014－127643号的说明书的全部内容作为本申请的参考而援引于此。

实施例

以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例限制，在能够符合上下文的主旨的范围内当然也可以适当加以变更再实施，这些均包含在本发明的技术范围内。

使用将钢熔炼并凝固而得到的下述表1所示的成分组成的各种板坯，按照下述表2及表3所示的制造条件制作各种钢板。

予以说明，t/4部的温度达到奥氏体再结晶温度的温度区域和达到奥氏体未再结晶温度的温度区域利用加工Formaster实验求得。若为本发明的钢板的成分组成范围，则达到奥氏体再结晶温度的温度区域设定为940℃以下且860℃以上，达到奥氏体未再结晶温度的温度区域设为860℃以下且Ar₃相变点以上的范围，在本实施例中采用上述温度区域。在表2及表3中，将在t/4部的温度达到奥氏体再结晶温度的温度区域下的轧制开始温度表示为“SRT1”，将在t/4部的温度达到奥氏体未再结晶温度的温度区域下的轧制开始温度表示为“SRT2”，将精轧结束温度表示为“FRT”，将在奥氏体未再结晶温度区域轧制后的冷却开始温度表示为“SCT”，并且将该冷却的结束温度表示为“FCT”。

[轧制中的板厚方向各部位的温度测定方法]

1.使用工艺计算机，基于从加热开始到抽出、即加热结束的气氛温度、在炉时间计算从钢坯的表面到里面的位置的加热温度。

2.使用计算出的加热温度，基于轧制中的轧制道次程序表、道次间的例如水冷、空冷等的冷却方法的数据，使用适于差分法等计算的方法计算板厚方向的任意位置的轧制温度，并实施轧制。

3.钢板的表面温度使用设置于轧制线上的放射型温度计进行实际测定。但是，已经利用工艺计算机计算过理论值。

4.将在粗轧制开始时、粗轧结束时、精轧开始时分别实测的钢板的表面温度与由工艺计算机计算的计算温度进行对照。

5.在计算温度与实测温度之差为±30℃以上的情况下，将实测表面温度置换为计算表面温度，设为工艺计算机上的计算温度，在不足±30℃的情况下，直接使用由工艺计算机计算的计算温度。

6.使用上述计算出的计算温度，管理作为控制对象的区域的轧制温度。

[平均冷却速度的计算方法]

平均冷却速度为由下述式(3)式求得的速度。

平均冷却速度：单位℃/s＝(θs－θf)/τ·····(3)

上述式(3)中，θs表示冷却开始时的温度：单位℃，θf表示冷却停止时的温度：单位℃，τ表示以秒表示的冷却时间。

表2、表3中的SRT1、SRT2的温度的温度偏差：单位℃/mm由(t/4部的温度－表面温度)/各工序开始时的板厚求得。

[累积压下率的计算方法]

利用下式来计算。

在奥氏体再结晶温度区域下的累积压下率＝(H1－H2)/H1×100

在奥氏体未再结晶温度区域下的累积压下率＝(H2－t)/H2×100

上述中，H1为在表2所示的奥氏体再结晶温度区域的轧制开始时的板厚，H2为在表2所示的奥氏体未再结晶温度区域的轧制开始时的板厚，t为制品厚度、即表3所示的板厚，单位均为mm。

使用上述得到的钢板，按照以下的要点进行组织的评价，并且评价了作为特性的拉伸特性、维氏硬度及母材的低温韧性。

[大角晶粒的尺寸的测定]

在t/4部中，利用EBSP法求得被相邻接的2个结晶的取向差为15°以上的大角晶界包围的晶粒的圆当量直径、即大角晶粒的尺寸。其测定要点如以下所示。

(1)按照能够观察图2中以斜线所示的截面、即该图2中与以双箭头表示的轧制方向平行且与钢板表面垂直的包含钢板表面和里面的板厚截面的方式，从上述钢板采集试样。

(2)通过用#150～#1000的湿式砂纸研磨、或者作为与之具有同等功能的研磨方法的使用金刚石磨浆等研磨剂的研磨等，进行观察面的镜面加工。

(3)使用TexSEM Laboratories公司制的EBSP装置，测定在t/4部中(A)在测定范围200μm×200μm中间距为0.5μm或(B)在测定范围100μm×100μm中间距为0.25μm、将结晶取向差为15°以上的边界设为晶界且被该晶界包围的晶粒、即大角晶粒的尺寸。此时，从分析对象中排除表示测定方位的可靠性的置信指数小于0.1的测定点。另外，在本实施例中，将圆当量直径为2.5μm以下的情况看作噪音加以删除。

(4)求出在上述测定范围内最大的大角晶粒的圆当量直径。另外，求出圆当量直径为15μm以上的大角晶粒的数量，除以上述测定范围的面积、即200μm×200μm或100μm×100μm，求出每1μm²的个数作为个数密度。

将所得的钢板沿着轧制方向切割，从切断面的t/4部采集组织观察试验片，利用倍率400倍进行光学显微镜观察，结果各个例子为：贝氏体铁素体为10面积％以上，其他组织为铁素体、贝氏体、马氏体或包含它们的组合的组织。

[拉伸特性的评价]

从t/4部与轧制方向成直角地采集JIS Z 2201的4号试验片，依据JIS Z 2241进行抗拉试验，求出屈服强度、拉伸强度及伸长率。而且，将上述屈服强度为390MPa以上、上述拉伸强度为530MPa以上、且伸长率为17％以上设为合格。上述屈服强度优选为400MPa以上、更优选为415MPa以上。另外，上述拉伸强度优选为550MPa以上、更优选为580MPa以上。另外，上述伸长率优选为20％以上。

[维氏硬度的测定]

在各钢板的t/4部中，对各3点在载荷98N下进行维氏硬度试验。然后，求出3点的维氏硬度的平均值，将该平均值为180以上的情况设为合格。

[母材的低温韧性的评价]

在t/4部中按照试验片的纵长方向为L方向、即轧制方向的方式采集3个NK U4号试验片。然后，利用JIS Z 2242中规定的方法实施V缺口夏比冲击试验。在NK船级的造船E等级中，为了在试验温度：－40℃下评价母材的冲击特性，作为低温韧性的稳定性的指标，测定了在试验温度：－40℃下3个上述试验片的能量值(vE_－40)。另外，进行上述冲击试验，从表示试验温度与脆性断面率的关系的曲线求出脆性断面过渡温度(vTrs)。然后，将上述能量值均为100J以上、并且最大值与最小值之差为100J以下、并且上述脆性断面过渡温度满足－60℃以下的情况评价为稳定发挥优异的低温韧性。

它们的结果如表4所示。

由表1～4可知如下内容。No.1、6、8及9使用满足规定的成分组成的钢，但是无法利用规定的方法进行制造，其结果使组织不满足规定，出现母材的低温韧性变差的结果。

详细而言，No.1在工序B、即加热后未进行热轧前的氧化皮除去，且在工序D中也未进行规定的冷却，进而工序C与工序E的累积压下率小，因此大角晶粒的尺寸变大，出现母材的低温韧性变差的结果。予以说明，在该No.1中，在工序D未进行规定的冷却，因此阻碍t/4部的温度的计算，使t/4部的SRT2提高。

No.6的固溶B指数为8.2，并且No.8的固溶B指数为22.0，在奥氏体未再结晶温度区域的累积压下率均需要为15％以上，但是上述累积压下率均低于15％，因此大角晶粒的最大尺寸大，且在No.8中，15μm以上的大角晶粒的个数也变多，其结果使vE_－40的偏差变大，且vTrs变高。

No.9的固溶B指数为19.9，在奥氏体未再结晶温度区域的累积压下率需要为15％以上，但是该累积压下率低于15％，因此大角晶粒的最大尺寸变大，且15μm以上的大角晶粒的个数也变多，其结果使vE_－40变小，且偏差也变大，vTrs也进一步变高。

予以说明，本发明例的上述钢板No.2的EBSP测定结果如图3A所示，比较例的上述钢板No.6的EBSP测定结果如图3B所示。若将这些结果进行对比，可知：钢板No.6的大角晶粒的尺寸变得粗大。