厚钢板及其制造方法与流程-j9九游会真人

1.本发明涉及厚钢板及其制造方法，例如，涉及能够用于可混装运载液化石油气(lpg)和液氨的船舶的储罐等的厚钢板。


背景技术：

2.响应近年来的环境法规，作为下一代燃料，无碳(c)的氨受到注目。作为燃料的氨的使用目前是有限的，但预计将来会增加。另一方面，船舶通常会在建造后使用20年左右，因此在造船业界，为应对将来氨的使用量增加，建造可与氨混装的规格的lpg运输船的需求不断升高。
3.在液化气运输船的结构
·
设备相关的国际规范igc code中，对于装载氨的气体运输船规定了特别的要求，从防止应力腐蚀裂纹的观点出发，对于储罐用钢板，重新规定了一般lpg运输船的储罐用钢板未规定的屈服强度的上限。例如，在一般lpg运输船的储罐用钢板即低温用钢kl33标准中，关于抗拉应力(抗拉强度ts)，规定了440mpa≤抗拉应力(ts)≤560mpa这样的上限值和下限值。但是，屈服强度只规定了325mpa≤屈服强度(yp)这一下限值。相对于此，关于装载氨的储罐用钢板，补充规定了屈服强度(yp)≤440mpa这一上限值。
4.另外，为了使丙烷气(pg)液化，需要冷却至－42℃以下，由此，为了确保贮存lpg的储罐结构物的安全性，还需要规定的低温韧性。此外，在焊接储罐用钢板时产生的热影响部(haz)，也要求在低温下具有规定的韧性。
5.作为响应这种要求的储罐用钢板，例如已知有专利文献1和2公开的厚钢板，公开的都是屈服强度在325～440mpa范围内的厚钢板。专利文献1的发明中，以确保低温韧性和低屈强比为课题，另外专利文献2的发明还以进一步确保haz韧性为课题。在专利文献1和2的厚钢板中，为了实现低屈强比，通过在板厚四分之一部分的组织中，在多个数值范围划分铁素体粒径，并将各个数值范围的每个的个数比例作为要件之一，从而解决了这些课题。
6.现有技术文献
7.专利文献
8.专利文献1：日本特开2019-214751号公报
9.专利文献2：日本特开2019-214752号公报


技术实现要素：

10.发明所要解决的问题
11.在焊接厚钢板而制造储罐时，从生产率的观点出发，有希望适用7kj/mm以上的线能量的大线能量焊接的要求。这种情况下，不仅需要厚钢板本身具有优异的低温韧性，而且需要大线能量焊接特性即经过大线能量焊接的热影响部(haz)的低温韧性也优异。
12.但是，专利文献1和2并未提及大线能量焊接，其中所述的钢板有可能得不到优异的大线能量焊接特性。另外，若试图使用现有方法调整化学组成和制造方法以获得低温韧性和大线能量焊接特性这两方特性，则存在难以满足装载氨的储罐用钢板所要求的上述抗
拉应力的范围(440mpa以上且560mpa以下)和屈服强度的范围(325mpa以上且440mpa以下)这两方的问题。
13.本发明鉴于这样的状况而提出，其目的在于，提供一种满足装载氨的储罐用钢板所求的抗拉应力的范围和屈服强度的范围这两方，且低温韧性和大线能量焊接特性也优异的钢板及其制造方法。
14.解决问题的手段
15.本发明的方式1是一种钢板，其中，含有c：0.04～0.16质量％、si：0.10～0.50质量％、mn：0.60～1.60质量％、p：0.005～0.030质量％、al：0.015～0.050质量％、ti：0.005～0.020质量％、ca：0.0005～0.0025质量％、o：0.0008～0.0025质量％、b：0.0005～0.0020质量％、n：0.0030～0.0060质量％，余量由fe和不可避免的杂质构成，满足下述(1)式和(2)式，距表面在板厚方向的距离处于板厚四分之一的部分即板厚方向t/4位置的金属组织，以面积比计包含铁素体组织和珠光体组织合计为90％以上，余量由岛状马氏体组织和贝氏体组织中的一个以上构成，通过拉伸试验求得的上屈服点与下屈服点之差为30mpa以下。
16.3[si] 6.3[p] 1.4[al]≥0.63
ꢀꢀ
(1)
[0017]
在此，[si]、[p]和[al]分别是质量％所示的si、p和al的含量。
[0018]
[ca]/[o]≥0.2
ꢀꢀ
(2)
[0019]
在此，[ca]和[o]分别是质量％所示的ca和o的含量。
[0020]
本发明的方式2，根据方式1所述的钢板，其中，还含有从v：0.003～0.50质量％、nb：0.003～0.020质量％、cu：0.05～0.25质量％、ni：0.05～0.25质量％、cr：0.05～0.25质量％、mo：0.05～0.25质量％、zr：0.0001～0.010质量％、mg：0.0001～0.010质量％和rem：0.0001～0.010质量％所构成的群中选择的一种以上。
[0021]
本发明的方式3是一种钢板的制造方法，该钢板距表面在板厚方向的距离为板厚的四分之一部分即板厚方向t/4位置的金属组织以面积比计包含铁素体组织和珠光体组织合计为90％以上，余量由岛状马氏体组织和贝氏体组织中的一个以上构成，通过拉伸试验求得的上屈服点与下屈服点之差为30mpa以下，在此制造方法中，包括如下工序：
[0022]
准备钢材的工序，该钢材含有：
[0023]
c：0.04～0.16质量％、
[0024]
si：0.10～0.50质量％、
[0025]
mn：0.60～1.60质量％、
[0026]
p：0.005～0.030质量％、
[0027]
al：0.015～0.050质量％、
[0028]
ti：0.005～0.020质量％、
[0029]
ca：0.0005～0.0025质量％、
[0030]
o：0.0008～0.0025质量％、
[0031]
b：0.0005～0.0020质量％，
[0032]
n：0.0030～0.0060质量％，
[0033]
余量由fe和不可避免的杂质，
[0034]
满足下述(1)式和(2)式；
[0035]
轧制工序，将所述钢材加热至1000～1150℃后，使820℃以上的温度区域内的压下
率为30％以上、790℃以上且低于820℃的温度区域内的压下率为10％以上，且使热轧结束温度为750℃以上而进行热轧，接着，以0.5～3.0℃/秒的平均冷却速度，冷却至加速冷却开始温度即低于下述(3)式所示的ar3点且ar3点－150℃或其以上的温度，从所述加速冷却开始温度至500℃以上且650℃以下的加速冷却结束温度之间，以4～9℃/秒的平均冷却速度进行冷却。
[0036]
3[si] 6.3[p] 1.4[al]≥0.63
ꢀꢀ
(1)
[0037]
在此，[si]、[p]和[al]分别是质量％所示的si、p和al的含量。
[0038]
[ca]/[o]≥0.2
ꢀꢀ
(2)
[0039]
在此，[ca]和[o]分别是质量％所示的ca和o的含量。
[0040]
ar3(℃)＝910－310[c]－80[mn]－20[cu]－15[cr]－55[ni]－80[mo](3)
[0042]
在此，[c]、[mn]、[cu]、[cr]、[ni]和[mo]分别是质量％所示的c、mn、cu、cr、ni和mo的含量。
[0043]
本发明的方式4，根据权利要求3所述的钢板的制造方法，其中，所述钢材，还含有从v：0.003～0.50质量％、nb：0.003～0.020质量％、cu：0.05～0.25质量％、ni：0.05～0.25质量％、cr：0.05～0.25质量％、mo：0.05～0.25质量％、zr：0.0001～0.010质量％、mg：0.0001～0.010质量％和rem：0.0001～0.010质量％所构成的群中选择的至少一种。
[0044]
发明的效果
[0045]
根据本发明的实施方式，可以提供满足装载氨的储罐用钢板所要求的抗拉应力的范围和屈服强度的范围的两方，且低温韧性和大线能量焊接特性优异的钢板及其制造方法。
具体实施方式
[0046]
用于船舶的储罐的厚钢板，若为了评价抗拉特性而实施拉伸试验并得到应力－应变曲线图时，基本上是显现上屈服点和下屈服点的上屈服点-下屈服点型，将上屈服点的值作为屈服强度使用。发明人等着眼于上屈服点与下屈服点之差并进行研究。而后发现，通过使上屈服点与下屈服点的差处于30mpa以下这样小的值，则即便使化学组成和制造条件的条件适当化以提高低温韧性和大线能量焊接特性，也能够满足装载氨的储罐用钢板所要求的抗拉应力的范围和屈服强度的范围的两方。
[0047]
为了减少上屈服点与下屈服点之差，对于组成，不仅要使各个元素的含量适当化，而且如详述细节那样，对于si与p与al的含量进行控制，以使其满足规定的关系。
[0048]
而后，将这样控制了组成的钢材加热到恰当的温度进行热轧时，通过对每个温度区域控制压下率，使热轧结束温度在合适的范围，再缓冷至ar3点之后，对于从低于ar3点的加速冷却开始温度至规定的加速冷却结束温度之间，以规定的冷却速度进行加速冷却，则能够使上屈服点与下屈服点之差达到30mpa以下这样非常小的值。
[0049]
关于像这样使组成和轧制条件恰当化从而能够使上屈服点与下屈服点之差达到30mpa以下的理由，考虑是因为这样能够增加铁素体中的可动位错密度。增加此铁素体中的可动位错密度的技术思想，基于目前所得到的研究结果，虽然认为其具有妥当性，但是只测量铁素体部分的可动位错密度也存在困难，应该留意的是，这并非有意限制本发明的技术范围。
[0050]
为了进一步改善经过上述条件的热轧而得到的钢板(厚钢板)的大线能量焊接特性(由大线能量焊接形成的焊接热影响部的低温韧性)，发现除了控制各个元素的含量以外，还需要在恰当范围内管理ca量与o量之比，从而达成了本发明的实施方式的钢板。
[0051]
以下，显示本发明的实施方式的详情。
[0052]
＜1.化学成分组成＞
[0053]
本发明的实施方式的钢板，含有c：0.04～0.16质量％、si：0.10～0.50质量％、mn：0.60～1.60质量％、p：0.005～0.030质量％、al：0.015～0.050质量％、ti：0.005～0.020质量％、ca：0.0005～0.0025质量％、o：0.0008～0.0025质量％、b：0.0005～0.0020质量％、n：0.0030～0.0060质量％。
[0054]
以下，对于各元素进行详述。
[0055]
〔1-1.基本成分〕
[0056]
(c：0.04～0.16质量％)
[0057]
c是使钢强度增加的元素，为了确保希望的高强度，需要含有0.04质量％以上。另一方面，若含有高于0.16质量％，则招致低温韧性的降低。因此，c规定在0.04～0.16质量％的范围。为了易于确保强度而优选的c含量的下限为0.06质量％。另外，c含量的上限为了达到更高韧性而优选为0.08质量％。
[0058]
(si：0.10～0.50质量％)
[0059]
si抑制渗碳体生成，为了使铁素体中的可动位错增加而需要含有0.10质量％以上。另一方面，若高于0.50质量％而大量含有，则大线能量焊接特性劣化。因此，si规定在0.10～0.50质量％的范围。为了进一步加大对可动位错导入的贡献，si含量的下限优选为0.20质量％。另外，为了使接头韧性进一步高韧化(提高大线能量焊接特性)，si含量的上限优选为0.30质量％。
[0060]
(mn：0.60～1.60质量％)
[0061]
mn有助于强度上升，为此需要添加0.60质量％以上。另一方面，过剩的mn的添加使大线能量焊接特性降低。因此，mn含量规定在0.60～1.60质量％的范围。为了更有助于强度上升，mn含量的下限优选为1.35质量％。另外，为了进一步提高大线能量焊接特性，mn含量的上限优选为1.45质量％。
[0062]
(p：0.005～0.030质量％)
[0063]
p是钢中不可避免被包含的杂质元素，但出于以下理由，将其控制在比作为杂质元素通常允许的范围更小的范围。
[0064]
若p含量为0.005质量％以上，则抑制渗碳体生成，使铁素体中的可动位错增加。但是，由于使低温韧性劣化，所以为0.030质量％以下。为了进一步抑制低温韧性的劣化，p含量的上限优选为0.01质量％。
[0065]
(al：0.015～0.050质量％)
[0066]
al抑制渗碳体生成，有助于铁素体中的可动位错增加，另外作为脱氧剂有助于洁净度提高。为了发挥两个效果，需要添加0.015质量％以上，但若添加高于0.050质量％，则洁净度降低。因此，al含量规定在0.015～0.050质量％的范围。
[0067]
(ti：0.005～0.020质量％)
[0068]
ti在钢的凝固时作为tin析出，抑制大线能量焊接时的焊接热影响部的奥氏体粗
大化和作为铁素体相变的生成核，有助于于高韧性化。为了确保大线能量焊接特性，ti的含量为0.005质量％以上，但若ti含量高于0.020质量％，则由于tin的粗大化招致低韧性化，因此为0.005～0.020质量％。为了更有助于大线能量焊接特性的提高，ti含量的下限优选为0.009质量％。另外，为了更高韧性化，ti含量的上限优选为0.015质量％。
[0069]
(ca：0.0005～0.0025质量％)
[0070]
ca对于包括大线能量焊接在内的焊接热影响部的晶粒粗大化的抑制有效，因此需要0.0005质量％以上的含量。另一方面，若ca含量过剩，由于洁净度的降低招致低韧性化，因此为0.0025质量％以下。
[0071]
(o：0.0008～0.0025质量％)
[0072]
o在焊接热影响部与ca结合，抑制粗大的tin的结晶出来，对于大线能量焊接时的焊接热影响部的低温韧性(大线能量焊接特性)提高有效。为了有效地发挥这一效果，需要0.0008质量％以上的o含量。另一方面，若o含量过剩，则由于洁净度的降低招致低韧性化，因此为0.0025质量％以下。
[0073]
(b：0.0005～0.0020质量％)
[0074]
为了通过抑制大线能量焊接时的焊接热影响部的晶粒直径粗大化而确保韧性(低温韧性)，使b含量为0.0005质量％以上。另一方面，若b含量过剩，则使韧性降低。因此，b含量为0.0005～0.0020质量％。为了有助于更高韧性化，b含量的下限优选为0.0009质量％。另外，为了更高韧性化，b含量的上限优选为0.0015质量％。
[0075]
(n：0.0030～0.0060质量％)
[0076]
n在固溶状态下使韧性降低，因此需要使其含量为0.0060质量％以下。另一方面，因为n也有形成aln而使晶粒微细化的效果，所以需要为0.0030质量％以上。因此，使n含量为0.0030～0.0060质量％。
[0077]
另外，为了进一步提高低温韧性，n含量的上限优选为0.0050质量％。
[0078]
(si含量、p含量和al含量应满足的关系)
[0079]
铁素体中的可动位错越是增加，上屈服点与下屈服点之差越小。在铁素体－珠光体二相组织中，若难以固溶在渗碳体中的元素多，则珠光体相变温度向低温侧移动，因相变膨胀形成的可动位错被更多地导入铁素体中。下述(1)式的左边所示的参数，是关于难以固溶于渗碳体的元素si、p和al，考虑到各个元素的扩散系数而导出的、与经由珠光体相变而导入的可动位错的量相对应的指标。为了充分减小上屈服点与下屈服点之差而使其达到30mpa以下，该参数如(1)式所示为0.63以上。
[0080]
3[si] 6.3[p] 1.4[al]≥0.63
ꢀꢀ
(1)
[0081]
在此，[si]、[p]和[al]分别是质量％所示的si、p和al的含量。
[0082]
还有，为了进一步增加可动位错，优选(1)式左边的参数为0.74以上(即，3[si] 6.3[p] 1.4[al]≥0.74)。
[0083]
(ca含量和o含量应满足的关系)
[0084]
cao抑制在钢的凝固时形成粗大的tin，由此，有助于大线能量焊接时的焊接热影响部的低温韧性(大线能量焊接特性)的提高。
[0085]
(2)式的左边所示的参数，是与cao量对应的指标。为了发挥大线能量焊接特性提高效果，使该参数为0.2以上。
[0086]
[ca]/[o]≥0.2
ꢀꢀ
(2)
[0087]
在此，[ca]和[o]分别是质量％所示的ca和o的含量。
[0088]
还有，为了得到更大的大线能量焊接特性提高的效果，优选(2)式左边的参数为0.3以上(即，[ca]/[o]≥0.3)。
[0089]
基本成分如上述，优选的实施方式之一中，余量是铁和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，允许因原料、物资、制造设备等状况而掺进的元素的混入。作为代表性的不可避免的杂质可列举s，即使含有0.05质量％以下也没有问题。作为s以外的杂质元素的例子，能够列举as、sn、sb和h等。
[0090]
还有，例如像p这样，通常多作为不可避免的杂质元素处理，但也有对于其组成范围如上述这样另行规定的元素。因此，本说明书中，构成余量的“不可避免的杂质”这种情况，是除去另行规定其组成范围的元素以外的概念。
[0091]
〔1-2.选择的添加元素〕
[0092]
此外，在本发明的其他优选实施方式中，在不损害本发明实施方式作用的范围内，可以根据需要添加上述以外的元素。作为这样的选择性添加元素含量的例子，可列举从v：0.003～0.50质量％、nb：0.003～0.020质量％、cu：0.05～0.25质量％、ni：0.05～0.25质量％、cr：0.05～0.25质量％、mo：0.05～0.25质量％、zr：0.0001～0.010质量％、mg：0.0001～0.010质量％和rem：0.0001～0.010质量％所构成的群中选择的一种以上。
[0093]
这些选择性的元素根据所含有的元素，钢的特性得到进一步改善。以下显示各个选择性元素的效果。
[0094]
(v：0.003～0.50质量％)
[0095]
v在提高淬火性确保高强度方面是有用的元素。使该效果发挥时，使v含量为0.003质量％以上。v含量优选为0.01质量％以上。但是若过剩包含，则大线能量焊接时的haz韧性劣化，因此v含量为0.50质量％以下。v含量优选为0.25质量％以下。
[0096]
(nb：0.003～0.020质量％)
[0097]
nb是通过奥氏体晶粒的再结晶抑制效果而具有铁素体晶粒微细化效果的元素。为了得到该效果，使nb含有0.003质量％以上。nb含量优选为0.008质量％以上。另一方面，若nb含量过剩，则韧性降低，因此使其上限为0.020质量％。nb含量优选为0.018质量％以下。
[0098]
(cu：0.05～0.25质量％)
[0099]
cu是对于提高强度有效的元素。发挥该效果时，使cu含量为0.05质量％以上。cu含量优选为0.10质量％以上。若cu含量过多，则热加工时容易发生裂纹，因此cu含量这0.25质量％以下，优选为0.20质量％以下。
[0100]
(ni：0.05～0.25质量％)
[0101]
ni对于确保钢板良好的低温韧性，使钢板的强度和低温韧性这两种特性的提高是有用的元素。为了发挥该效果，使ni含量为0.05质量％以上。ni含量优选为0.10质量％以上，更优选为0.15质量％以上。另一方面，若ni含量过剩，则会打破ni带给强度和韧性的效果平衡，相比低温下的延性断裂的抑制效果，强度上升效果更胜一筹，低温韧性劣化，因此使ni含量为0.25质量％以下。ni含量优选为0.20质量％以下。
[0102]
(cr：0.05～0.25质量％)
[0103]
cr对于钢板的高强度化是有效的元素，该效果随着其含量增加而增大，为了有效
地发挥这一效果，使之含有0.05质量％以上。cr含量优选为0.10质量％以上。但是若cr含量过剩，则招致强度过大的上升，包括母材和大线能量焊接部在内的haz的韧性劣化，因此cr含量抑制在0.25质量％以下。cr含量优选为0.20质量％以下。
[0104]
(mo：0.05～0.25质量％)
[0105]
mo对于钢板的高强度化是有效的元素，该效果随着其含量增加而增大，为了有效地发挥这一效果而使之含有0.05质量％以上。mo含量优选为0.10质量％以上。但是若mo含量过剩，则招致强度过大的上升，包括母材和大线能量焊接部在内的haz的韧性劣化，因此mo含量抑制在0.25质量％以下。mo含量优选为0.20质量％以下。
[0106]
(zr：0.0001～0.010质量％)
[0107]
zr与ti同样地形成氮化物，对于提高大线能量焊接特性有效。为了能够确实取得所述效果，zr含量的下限为0.0001质量％，优选为0.0005质量％，更优选为0.0010质量％。另一方面，若zr含量过剩，则招致洁净度的降低。因此zr含量为0.010质量％以下，优选为0.005质量％以下，更优选为0.003质量％以下。
[0108]
(mg：0.0001～0.010质量％)
[0109]
mg形成氧化物、硫化物和氧硫化物等，在防止haz的晶粒粗大化方面有效。为了确实取得所述效果，mg含量的下限为0.0001质量％，优选为0.0005质量％，更优选为0.0010质量％。另一方面，若mg含量过剩，则洁净度降低。因此，mg含量为0.010质量％以下，优选为0.005质量％以下，更优选为0.003质量％以下。
[0110]
(rem：0.0001～0.010质量％)
[0111]
rem(稀土类元素)形成氧化物、硫化物和氧硫化物等，对于防止haz的晶粒粗大化有效。为了确实地取得所述效果，rem含量的下限为0.0001质量％，优选为0.0005质量％，更优选为0.0010质量％。另一方面，若rem含量过剩，则洁净度降低。因此，rem含量为0.010质量％以下，优选为0.005质量％以下，更优选为0.003质量％以下。
[0112]
所谓rem含量，意思是sc、y两种元素和la至lu的15种元素共计17种元素的合计含量，所谓含有rem，意思是含有从这17种元素中选择的1个以上。
[0113]
＜2.金属组织＞
[0114]
本发明的实施方式的钢板，距表面在板厚方向的距离为板厚的四分之一的部分(以下有时简称为“板厚方向t/4位置”。在此t为板厚)中的金属组织，以面积比计包含铁素体组织和珠光体组织合计90％以上。而且，余量的组织是岛状马氏体组织和贝氏体组织的一方或两方。
[0115]
之所以将评价金属组织的位置作为距表面在板厚方向上四分之一位置，是由于这部分被认为在示出钢板的金属组织上是具有普遍代表性的位置。从抑制过剩的强度上升这一观点出发，需要使铁素体组织和珠光体组织以面积比计达到90％以上。还有，铁素体组织与珠光体组织的分率没有特别限定，例如仅铁素体组织以面积比计达到金属组织总体的90％以上也没有问题。
[0116]
＜3.上屈服点与下屈服点之差＞
[0117]
如上述，本发明的实施方式的钢板，除了各个元素的组成以外，还通过在规定的范围内管理ca与o之比和后述的制造方法，而取得优异的低温韧性和优异的大线能量焊接特性。而且，使上屈服点与下屈服点之差为30mpa以下，以满足这些特性，且还满足装载氨的储
罐用钢板所求的上述的抗拉应力的范围(440mpa以上且560mpa以下)和屈服强度的范围(325mpa以上且440mpa以下)这两方。
[0118]
上屈服点和下屈服点，如实施例中所示细节，能够进行遵循jis z 2241的拉伸试验而求得。
[0119]
还有，可知由钢材的拉伸试验得到的应力－应变曲线，若大致区分有两种类型。一种是上屈服-下屈服型，即，若施加应变，则应力与应变成比例而增加，到达上屈服点时，应力减小，出现即使应变增加应力也不增加的区域即屈服架(yield shelf)，这时的应力称为下屈服点。另一种是环绕曲线(around curve)型，即，观察不到明确的上屈服点与下屈服点及屈服架，强度与应变增加一起连续性地增加。
[0120]
在环绕曲线型中，因为未出现明确的屈服点，所以，通常将应变量0.2％时的应力即0.2％屈服强度作为屈服强度使用。像这样由于将0.2％屈服强度作为屈服强度、以及未出现明确的上屈服点和下屈服点，所以在环绕曲线型中，上屈服点和下屈服点两方都等于0.2％屈服强度，因此也有将上屈服点与下屈服点之差视为0这样的想法。但是，在0.2％屈服强度之后的应变范围(即，应变量略高于0.2％的区域)，可能发生应力持续上升而招致抗应力腐蚀裂纹性劣化这样的问题。因此，本发明的实施方式的钢板，由拉伸试验得到的应力－应变曲线是上屈服－下屈服型，并且是上屈服点与下屈服点之差小至30mpa以下的钢板。而且，这样的钢板能够通过以上述方式控制化学成分，并应用以下的制造方法来取得。
[0121]
＜4.制造方法＞
[0122]
冷加工用机械结构用钢，如以下所示详情，能够通过如下方式制造，准备具有规定组成的铸片等钢材，将此钢材加热至恰当的温度，进行热轧时，对每个温度区域控制压下率，使热轧结束温度在适当的范围，再缓冷至ar3点后，对于从低于ar3点的规定加速冷却开始温度至规定的加速冷却结束温度之间，以规定的冷却速度进行加速冷却。
[0123]
[4－1.准备具有规定的化学组成的钢材]
[0124]
为了在接下来的的轧制工序提供给热轧，准备具有上述的“1.化学成分组成”所示组成的钢材。该钢材可以是厚板热轧中通常所用的钢材。作为这样的钢材，可列举铸片。作为铸片的例子，可列举使用连续铸造法得到的板坯和通过使用铸模的铸锭法得到的铸锭。可以根据需要，对于这些板坯和铸锭进行表面处理、热处理和加工处理等的处理，作为轧制用的钢材。另外，进行连续铸造时所用的中间包优选为热态重复利用中间包。这是由于能够容易降低钢液中的o浓度。
[0125]
[4－2.轧制〕
[0126]
热轧上述钢材。
[0127]
(加热)
[0128]
首先，将钢材加热至1000℃～1150℃。这是由于，若加热温度高于1150℃，则奥氏体粒径变得粗大，韧性降低，另一方面，若加热温度低于1000℃，则难以确保后述的轧制温度，得不到希望的特性。
[0129]
(热轧)
[0130]
热轧加热后的钢材。为了以提高低温韧性和大线能量焊接特性为目的而使奥氏体粒径微细化，针对各个温度区域控制压下率，即，再结晶区的压下率30％以上，未再结晶区的压下率10％以上。在上述“1.化学成分组成”中说明的本发明的实施方式的钢板的成分系
中，再结晶区为820℃以上，未再结晶区为790℃以上且低于820℃(下限的790℃确实是作为奥氏体区域的下限温度)。因此，使820℃以上的温度区域的压下率为30％以上，使790℃以上且低于820℃的温度区域的压下率为10％以上。
[0131]
这些压下率可以通过1个道次的轧制达成，另外也可以作为多道次轧制的总压下量来达成。另外，这里所说的温度区域的温度，相当于轧辊入口侧的钢材温度。
[0132]
还有，再结晶区温度由以下的方法决定。使轧制钢板的t/2位置(距表面在厚度方向上处于板厚二分之一的位置)成为中心轴而提取φ12
×
12l的试验片，使用热加工再现试验机加热至1070℃后，以各种压下温度压下，在如此得到的应力-应变曲线中，将加工硬化带来的强度上升没有单调递增的温度区域作为再结晶温度区域。
[0133]
另外，使热轧结束温度(轧制最终道次下的轧辊出口侧的钢材温度)为750℃以上。这是为了避免强度过剩地上升，并且避免低温韧性恶化。
[0134]
还有，只要热轧结束温度满足750℃以上，除了上述的790℃以上且低于820℃的温度区域内的轧制以外，也可以进行温度区域低于790℃的轧制，另外也可以不进行。
[0135]
(轧制后冷却)
[0136]
热轧完毕后立即在以下的条件下冷却钢材(轧制钢板)。
[0137]
对于从热轧结束温度至加速冷却开始温度，例如通过空冷等缓冷手段，以0.5～3.0℃/秒的平均冷却速度进行冷却。这是为了抑制钢板表层中的贝氏体的生成。加速冷却开始温度，是低于ar3点且ar3点－150℃或其以上的温度(是低于ar3点的温度，并中ar3点150℃以内的温度)。
[0138]
接着，在从加速冷却开始温度到设于500℃以上且650℃以下之间的加速冷却结束温度之间，以4～9℃/秒的平均冷却速度进行冷却(加速冷却)。
[0139]
若加速冷却开始温度低于ar3点－150℃，则粗大的先共析铁素体析出，招致低强度化。因此加速冷却温度为ar3点－150℃或其以上的温度((ar3点－150℃)以上的温度)。
[0140]
若平均冷却速度低于4℃/秒、或加速冷却结束温度高于650℃，则铁素体中的可动位错的密度不充分，上屈服点与下屈服点之差无法足够小。另外，若平均冷却速度高于9℃/秒、或加速冷却结束温度低于500℃，则贝氏体过剩生成，强度过度升高。
[0141]
优选加速冷却开始温度比加速冷却结束温度高50℃以上。这是由于，若加速冷却温度与加速冷却结束温度之差为50℃以上，则加速冷却带来的高强度化效果变大。
[0142]
ar3点能够根据下述的(3)式求得。这种情况下，仅以杂质水平包含cu、cr、ni和mo时，可以将它们的量作为0计算。
[0143]
ar3(℃)＝910－310[c]－80[mn]－20[cu]－15[cr]－55[ni]
[0144]
－80[mo](3)
[0145]
在此，[c]、[mn]、[cu]、[cr]、[ni]和[mo]分别是质量％所示的c、mn、cu、cr、ni和mo的含量。
[0146]
为了进一步提高铁素体中的可动位错的密度，进一步缩小上屈服点与下屈服点之差，有以下所示的第一种手段和第二种手段两种手段。可以采取这两种手段中的一个或两个。
[0147]
第一种手段：
[0148]
上述的加速冷却之后，在500℃～200℃之间以0.5～4.0℃/秒的平均冷却速度进
行冷却。还有，由于在此温度区域进行空冷时的平均冷却速度为0.1～0.4℃/秒，所以意味着以比通常空冷快的速度进行冷却。
[0149]
第二种手段：
[0150]
上述的加速冷却后，进行塑性加工，使距表面在板厚方向的距离为板厚四分之一的部分(即，板厚方向t/4位置。这里t为板厚)的应变为0.2％以上。作为这样的塑性加工，可例示用上下辊等成对的辊进行的轻压下、压力加工、通过拉伸导入应变。
[0151]
此塑性加工如果在加速冷却后，则可以在任何温度下进行，例如温态或冷态。
[0152]
第一种手段，由于在热轧后的冷却时比较容易实施，所以优选实施。
[0153]
另一方面，第二种手段，由于要额外进行塑性加工，所以想要确保高生产率时优选不实施这种方法。但是，在重视获得更高的铁素体中的可动位错密度时，则优选实施。
[0154]
还有，以上说明的轧制工序之中所述的钢材的温度，例如可以由辐射温度计等非接触温度计测量，也可以用热电偶等接触温度计测量。另外，也可以通过模拟等确认。
[0155]
实施例
[0156]
以下，列举实施例更具体地说明本发明。本发明不受以下实施例限制，在能够符合前述和后述宗旨的范围内，也可以适宜加以变更实施，这些均包括在本发明的技术范围内。
[0157]
1.制作试样
[0158]
通过转炉熔炼，熔化表1所示的成分组成的钢。使用这些钢液，经连续铸造得到铸片(板坯)。
[0159]
表1中，显示作为基本成分的c、si、mn、p、al、ti、ca、o、b和n的含量，作为选择成分的v、nb、cu、ni、cr和mo的含量，作为不可避免的杂质的s的含量。余量是fe和s以外的不可避免的杂质。表中的表述
“‑”
，表示仅含有杂质水平以下。表1中还显示(1)式左边的值、(2)式左边的值和使用(3)式求得的ar3点。另外，脱离本发明的实施方式的值加下划线。
[0160]
表1
[0161][0162]
将得到的铸片加热至1000～1150℃之后进行轧制，得到板厚12～16mm的钢板试样(热轧板)。在表2中显示轧制条件，更详细地说，820℃以上的温度区域内的压下率、790℃以上且低于820℃的温度区域内的压下率(低于790℃的温度区域不进行热轧)、热轧结束温度(frt)、从热轧结束温度至加速冷却开始温度的平均冷却速度、加速冷却开始温度、加速冷却结束温度、加速冷却时的平均冷却速度(从加速冷却开始温度至加速冷却结束温度的平均冷却速度)、加速冷却后的冷却速度和有无应变导入(有应变导入时也记述应变量)。表2中用于参考也记述表1所示的ar3点。
[0163]
还有，在表2中，对于脱离本发明的实施方式的条件以外的条件加下划线。
[0164]
从热轧结束温度至加速冷却开始温度进行空冷。
[0165]
钢板试样no.6和7不进行加速冷却，从热轧结束温度至“加速冷却结束温度”一栏所述的温度进行空冷。因此，钢板试样no.6和7中，所谓“加速冷却完毕温度”意思是开始“加
速冷却后的冷速“的温度。另外，由于这样进行空冷，所以意味着钢板试样no.6和7相当于其他试样的加速冷却的温度区域内的平均冷却速度远低于4.0℃/秒。
[0166]
加速冷却后的平均冷却速度意思是，从500℃至200℃间的平均冷却速度即加速冷却后的平均冷却速度为“空冷”的试样，加速冷却后的平均冷却速度在0.1～0.4℃/秒的范围内。
[0167]
另外，加速冷却后进行了应变导入的试样(试样3)，冷却至常温后，利用上下辊，在常温下，使板厚方向的塑性率为第1道次：85％、第二道次：75％、第三道次：65％而进行压下设定并实施轻压下，由此进行板厚方向t/4位置的应变为1.5％的塑性加工。还有，导入应变的值通过比较导入前后由拉伸试验取得的应力―应变曲线来导出。
[0168]
表2
[0169][0170]
2.试样评价
[0171]
对于各钢板，通过以下展示了细节的方法，进行组织观察、拉伸试验、摆锤冲击试验和haz韧性评价。
[0172]
＜金属组织的观察＞
[0173]
对于各个钢板试样，在后述冲击试验片提取位置相同的板厚t/4位置，使用光学显微镜，以倍率100倍，观察视野600μm
×
800μm的区域，使用图像分析软件，测量铁素体和珠光体的面积率。另外，对于铁素体 珠光体的合计面积率并非100％的试样，也确认铁素体和珠光体以外的部分，即剩余组织是什么。
[0174]
＜拉伸试验＞
[0175]
从各钢板试样的板厚t/4位置，与轧制方向和板厚方向垂直提取jis z2241的4号试验片(圆棒形状)(使圆棒的中心轴为板厚t/4位置而进行提取)、或使用jis z 2241的1b号试验片(平板拉伸，总厚提取)遵循jis z 2241实施拉伸试验，得到应力－应变曲线。然后，基于此应力－应变曲线求得由jis z 2241确定的上屈服点和下屈服点。关于各试样所得到的上屈服点与下屈服点之差显示在表3中。
[0176]
根据得到的应力－应变曲线，也求得抗拉应力(抗拉强度)。另外，将上屈服点作为屈服强度。抗拉应力和屈服强度也显示在表3中。抗拉应力在440mpa以上且560mpa以下为合格，屈服强度在325mpa以上且440mpa以下为合格。
[0177]
＜摆锤冲击试验＞
[0178]
试验片的中心轴为距钢板试样的表面6mm深度的位置，使试验片的纵长方向与轧制方向平行，如此从各钢板试样提取各3个全尺寸的摆锤冲击试验片(jis z 2202的v切口试验片)。对于得到的摆锤冲击试验片，在－40℃下进行摆锤冲击试验，测量吸收功ve
－40℃
。
此各3个摆锤冲击试验测量结果的平均值(将ve
－40℃
作为(ave.))显示在表3的“ve
－40℃”一栏中。ve
－40℃
以(ave.)计高于200j的，判定为低温韧性充分。
[0179]
＜haz韧性评价＞
[0180]
从钢板试样的t/2位置提取55mm(轧制方向)
×
323mm(与轧制方向和板厚方向垂直的方向)
×
12.5mm(板厚)的试验片(使试验片的板厚方向的中心为t/2的位置而进行提取)。将得到的试验片以1460℃保持60秒后，使800℃至500℃的冷却时间为340秒而控制速度进行冷却。这是模拟实施单面saw的大线能量(约9kj/mm)焊接时的热循环。从这些试验片上，各提取3个全尺寸的摆锤冲击试验片(jis z 2202的v切口试验片)，在－20℃下进行摆锤冲击试验，测量吸收功ve
－20
℃。此各3个摆锤冲击试验测量结果的平均值(将ve
－20℃
作为(ave.))显示在表3的“haz韧性ve
－20℃”一栏中。haz韧性ve
－20℃
高于30j的，判定为haz韧性(大线能量焊接特性)充分。
[0181]
还有，haz韧性评价只对于钢板试样no.1、2、4和8进行。钢板试样no.2和钢板试样no.3在化学组成和制造条件中，只在有无导入应变上有区别。即，由于对haz韧性(大线能量焊接特性)造成影响的化学组成和轧制时的压下率为相同条件，所以认为钢板试样no.3的haz韧性与钢板试样no.2为同程度。
[0182]
表3所示的特性之中，对于脱离本发明的实施方式的加下划线。
[0183]
表3
[0184][0185]
由表1～表3，能够进行如下考察。
[0186]
钢板试样no.2、3和4均满足本发明的实施方式所规定的化学组成和制造条件的全部要件。其结果是，如表3所示，满足金属组织的要件和上屈服点与下屈服点之差的要件，抗拉应力、屈服强度、低温韧性和大线能量焊接特性均为优异的特性。
[0187]
钢板试样no.1，由于不满足化学组成的规定，所以上屈服点与下屈服点之差大，尽管如此，但抗拉应力和屈服强度满足规定，然而大线能量焊接特性差。另外，不满足(2)式也是大线能量焊接特性低的原因。
[0188]
钢板试样no.5，780℃以上且低于820℃的温度以下的压下率不充分，其结果是，低温韧性差。
[0189]
钢板试样no.6，热轧结束温度过低，且加速冷却时的冷却速度慢。其结果是，上屈服点与下屈服点之差变大，屈服强度过大，并且低温韧性差。
[0190]
钢板试样no.7，加速冷却时的冷却速度过小。其结果是，上屈服点与下屈服点之差
变大，屈服强度过大。
[0191]
钢板试样no.8不含b。其结果是，大线能量焊接特性差。
[0192]
钢板试样no.9，加速冷却时的冷却速度过大。其结果是，贝氏体组织过度生成，抗拉应力和屈服强度过大。另外，钢板试样no.9不含b。
[0193]
本技术伴随以申请日为2021年7月20日的日本专利申请、特愿第2021－120011号为基础申请的优先权主张。特愿第2021－120011号通过参照编入本说明书。