弯曲加工性、冲击特性和拉伸特性优异的钢板及其制造方法

摘要

本发明实现一种高张力钢板，即使板厚很厚，仍显示出高屈服强度和高抗拉强度，并且母材韧性、弯曲加工性和弯曲加工后的韧性优异，此外，HAZ韧性和焊接性(耐焊接裂纹性)也优异。该钢板满足规定的成分组成，并且由规定的式(1)定义的焊接裂纹敏感性组成PCM为0.20％以下，并且，满足钢的全部组织中所占的针状铁素体的分率：70面积％以上；全部组织的平均晶粒直径(当量圆直径)：7μm以下；和MA的分率：0.5面积％以下，此外，钢板表面部的维氏硬度的最高值为220以下。

权利要求

1.一种钢板，其特征在于，以质量％计满足C：0.02～0.05％、Si：0.10～0.40％、Mn：1.85～2.50％、P：0.012％以下、S：0.005％以下、Nb：0.020～0.050％、Ti：0.005～

0.020％、N：0.0020～0.0060％和Al：0.010～0.060％，余量是铁和不可避免的杂质，并且，由下式(1)定义的焊接裂纹敏感性组成PCM为0.20％以下，并且，满足：钢的全部组织中所占的针状铁素体的分率：70面积％以上；

全部组织的平均晶粒直径以当量圆直径计为7μm以下；和

MA(Martensite－Austenite Constituent)的分率：0.5面积％以下，并且，钢板表面部的维氏硬度的最高值为220以下，

PCM＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5×B…(1)在式(1)中，C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B表示各元素的钢中质量百分比含量。

2.根据权利要求1所述的钢板，其中，以质量％计还含有从Cu：0.50％以下但不含0％和Ni：0.50％以下但不含0％所构成的群中选择的一种以上的元素作为其他元素。

3.根据权利要求1所述的钢板，其中，以质量％计还含有Ca：0.0005～0.0050％作为其他元素。

4.根据权利要求2所述的钢板，其中，以质量％计还含有Ca：0.0005～0.0050％作为其他元素。

5.根据权利要求1所述的钢板，其中，所述钢板的板厚为80mm以上。

6.一种制造权利要求1～5中所述的钢板的方法，其特征在于，将具有权利要求1～5中任一项所述的成分组成的钢坯加热至1050～1200℃，接着，以在表面温度为900～1050℃的温度区域使累积压下率为30％以上，并且在表面温度为

750～850℃的温度区域使累积压下率为30％以上的方式而进行热轧后，以4～100℃/s的平均冷却速度从表面温度为Ar3～800℃的温度冷却至450～600℃的温度区域，之后进行空冷。

说明书

弯曲加工性、冲击特性和拉伸特性优异的钢板及其制造方

法

技术领域

[0001] 本发明涉及弯曲加工性、冲击特性(母材韧性和弯曲加工后的韧性)和拉伸特性优异的钢板及其制造方法，涉及即使在板厚很厚的情况下(例如100mm左右)，不仅母材的拉伸特性(屈服强度、抗拉强度)和韧性优异，而且弯曲加工性、弯曲加工后的韧性也优异，此外HAZ韧性和焊接性也优异的钢板及其制造方法。

背景技术

[0002] 在作为桥梁、船舶、海洋结构物、压力容器、管线管等的焊接结构物材使用的屈服强度500MPa以上的高张力钢板中，除了强度以外，还要求韧性和焊接性，近年来，还要求确保大线能量下的焊接性。而且，除了优异的冷态弯曲加工性以外，还有一并要求确保弯曲加工后有优异的韧性，和确保用于在-20～-50℃左右的寒冷地区使用的良好的低温韧性的情况。特别是在冷态弯曲加工中，有进行方钢管这样的弯曲内半径2.5t这种非常严苛的冷态弯曲加工的情况。在这样的情况下，仍要求确保冷态弯曲加工后的韧性。用于使这些特性提高的研究一直以来也有很多，具体来说，关于有于使上述特性提高的钢板的成分组成和制造条件等，提出有很多的提案。

[0003] 以前有离线再加热淬火，再进行再加热回火处理的方法，另外有进行在轧制钢板之后立即进行淬火的所谓直接淬火之后，再进行离线回火处理的方法。然而，它们都需要离线的回火工序，有生产率的降低和长工期化等的问题，因此近年来，提出各种省略回火处理，不需要离线的热处理的所谓非调质的制造方法。

[0004] 作为上述非调质的制造方法，在例如日本·特开2006-241556号中提出的主旨是，作为成分，通过由Nb的碳氮化物、Ti的碳化物带来的析出强化的活用，消减在现有的非调质工艺中为了得到强度而添加的高价的Ni和Cu，使另外Mn添加量增加，作为非调质工艺，从800℃以上的温度范围以2～30℃/秒的冷却速度进行冷却，接着，从550～700℃的温度范围以0.4℃/秒以下的冷却速度进行冷却，由此能够得到具有屈服强度450MPa以上的高张力，声音各向异性小并且焊接性优异的高张力钢板。

[0005] 另外，日本·特开2009-263777号也同样，其出有一种涉及母材的强度/韧性优异，并且焊接部的韧性也优异的高张力钢及其制造方法的技术，其是通过使Mn添加量增加，并且，除了化学成分的适当化以外，还应用包括前段冷却-后段冷却的非调质工艺，由此屈服应力达到460MPa以上。

[0006] 另一方面，在日本·特开2001-64723号中，提出有一种涉及在冷态弯曲后，也具有优异的低温韧性的应变时效后的韧性优异的非调质的60公斤级结构用钢的技术。该技术通过应用采取低C，在轧制后从Ar3以上，以2℃/秒以上的冷却速度冷却至300～600℃的温度域的工艺(在达到室温的途中停止加速冷却的工艺)，并用利用板坯加热温度和再结晶域下的轧制，借助旧奥氏体晶粒直径、贝氏体的板条束尺寸的微细化和未再结晶温度域下的累积压下率确保带来的铁素体析出促进，减少渗碳体的尺寸并且降低析出量。其结果显示，在应变时效后也能够确保优异的韧性。

[0007] 如上述从省略回火处理的观点出发，提出有各种非调质的制造方法。但是，并没有从确保冷态弯曲加工后的优异的韧性，和确保用于在-20～-50℃左右的寒冷地区使用的良好的低温韧性的观点出发。上述日本·特开2006-241556号，在制造工序中，由于为了降低声音各向异性而以高温进行轧制，所以特别是在板厚80mm以上的厚壁材中，能够达成的母材韧性以vTrs计为-50～-60℃左右，若考虑冷态弯曲加工后的韧性确保和在寒冷地区的使用，则认为需要进一步的研究。

[0008] 另外，在上述日本·特开2009-263777号中，由于在前段冷却后实施后段冷却，并且，后段冷却的停止温度是450℃以下、300℃左右的比较低的温度，因此冷却完毕后的徐冷过程中的回火效果少，呈现为钢板表面部的硬度大。其结果是，在例如制造严苛的弯曲内半径为2.5t的方钢管时，即使能够进行弯曲加工，似乎也难以防止弯曲加工的表层部的裂纹。

[0009] 另一方面，上述日本·特开2001-64723号，是设想冷态弯曲等而改善应变时效后的韧性的技术，其假定的应变量为5％左右(换成弯曲内半径为10t左右)，在上述这样的弯曲内半径2.5t这种严苛的冷态弯曲加工中，弯曲外表面部的应变量达到20％左右，因此认为难以确保弯曲加工后的低温韧性。实际上，在此先行文献的实施例(本发明例)中，也有应变时效前的vTs(vTrs)为-70℃左右的例子，但是，若母材韧性为这一水平，则似乎难以确保弯曲内半径2.5t下的弯曲加工后的韧性。

发明内容

[0010] 本发明鉴于上述的情况而形成，其目的在于，确立一种技术，其不需要离线的热处理，便可以高生产率且廉价地提供一种高张力钢板，即使板厚很厚，其仍显示出高屈服强度和高抗拉强度，并且母材韧性、弯曲加工性和弯曲加工后的韧性优异，此外HAZ韧性和焊接性(耐焊接裂纹性)也优异。

[0011] 能够解决上述课题的本发明的弯曲加工性、冲击特性和拉伸特性优异的钢板，满足

[0012] C：0.02～0.05％(“质量％”的意思。涉及化学成分以下相同)、

[0013] Si：0.10～0.40％、

[0014] Mn：1.85～2.50％、

[0015] P：0.012％以下、

[0016] S：0.005％以下、

[0017] Nb：0.020～0.050％、

[0018] Ti：0.005～0.020％、

[0019] N：0.0020～0.0060％、和

[0020] Al：0.010～0.060％，

[0021] 余量由铁和不可避免的杂质构成，并且，

[0022] 由下式(1)定义的焊接裂纹敏感性组成PCM为0.20％以下，并且，满足：

[0023] 钢的全部组织中所占的针状铁素体的分率：70面积％以上；

[0024] 全部组织的平均晶粒直径(当量圆直径)：7μm以下；以及

[0025] MA(马氏体-奥氏体组元：Martensite-Austenite Constituent)的分率：0.5面积％以下，此外，钢板表面部的维氏硬度的最高值为220以下。

[0026] PCM＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5×B…(1)

[0027] [在式(1)中，C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B表示各元素的钢中含量(质量％)。][0028] 上述钢板，作为其他的元素，也可以还含有从Cu：0.50％以下(不含0％)和Ni：0.50％以下(不含0％)所构成的群中选择的一种以上的元素。

[0029] 另外上述钢板，作为其他的元素，也可以还含有Ca：0.0005～0.0050％。

[0030] 本发明也包括上述钢板的制造方法，该制造方法具有如下特征：将具有上述成分组成的钢坯加热至1050～1200℃，接着，在表面温度为900～1050℃的温度区域使累积压下率为30％以上，并且，在表面温度为750～850℃的温度区域使累积压下率为30％以上，如此进行热轧之后，从表面温度为Ar3以上的温度，以4～100℃/s的平均冷却速度冷却至450～600℃的温度区域，其后进行空冷。

[0031] 根据本发明，不需要离线的热处理，就能够高生产率且廉价地提供一种高张力钢板，即使板厚厚达80mm以上时，其仍显示出高拉伸特性(屈服强度(YS)为500MPa以上，并且抗拉强度(TS)为570MPa以上)，并且母材韧性、弯曲加工性和弯曲加工后的韧性优异，此外，HAZ韧性和焊接性(耐焊接裂纹性)也优异。具有上述特性的本发明的钢板，例如能够作为桥梁、船舶、海洋结构物、压力容器和管线管等的焊接结构构件使用。

附图说明

[0032] 图1是表示针状铁素体的分率与屈服强度的关系的标绘图。

[0033] 图2是表示针状铁素体的分率与抗拉强度的关系的标绘图。

[0034] 图3是表示全部组织的平均晶粒直径与屈服强度的关系的标绘图。

[0035] 图4是表示MA分率与屈服强度的关系的标绘图。

[0036] 图5是表示全部组织的平均晶粒直径与vTrs(冲击特性)的关系的标绘图。

具体实施方式

[0037] 本发明者们，鉴于上述情况，就用于得到板厚厚时(厚壁)，母材的屈服强度和抗拉强度仍高，并且母材韧性优异，并且弯曲加工性、弯曲加工后的韧性优异，此外HAZ韧性和焊接性(耐焊接裂纹性)也优异的钢板的方法而锐意研究。

[0038] 其结果发现，对于不能加大钢板内部的冷却速度的厚壁材，为了适用在达到室温的途中停止加速冷却的工艺而确保上述特性，作为化学成分，采取低碳，并且，通过Nb添加使铁素体鼻点处于长时间侧，而且添加奥氏体稳定化元素(Mn、此外根据需要添加Ni等)而降低相变温度，适当实施奥氏体域的再结晶轧制和未再结晶轧制，此外在上述工艺中，将加速冷却的冷却开始温度、冷却速度和冷却停止温度控制在规定的范围内，使组织成为微细的针状铁素体(acicular ferrite)主体的组织，并且，局部地使作为C浓缩的硬质相的M-A(Martensite-AusteniteConstituent)组织(以下称为“MA”)极少很重要(还有，以下将本发明中的在达到室温的途中停止加速冷却的工艺称为“本发明的加速冷却工艺”)。

[0039] 另外，为了在进行弯曲内半径为2.5t这样严苛的冷态弯曲加工时，仍确保不会发生表面裂纹的良好的弯曲加工性，有效的是降低钢板的表面硬度，在研究这一方法时发现，在化学成分组成中采取低碳，将最高硬度抑制得低，并且特别是使加速冷却的停止温度为比较高的温度，有效地活用回火效果即可。

[0040] 而且，在钢材的成分组成中，通过将焊接裂纹敏感性组成(PCM)抑制在0.20％以下，焊接裂纹也得到抑制，焊接性优异，并且在15kJ/mm这样的大线能量下，也能够得到焊接热影响部的韧性(HAZ韧性)高的钢板。

[0041] 以下，对于本发明的钢板进行详述。首先，从规定本发明的钢板的成分组成理由开始说明。

[0042] [C：0.02～0.05％]

[0043] C具有提高钢板的强度的效果。若C含量低于0.02％，则无法充分获得针状铁素体组织，难以确保需要的母材强度，因此在本发明中为0.02％以上。优选为0.03％以上。

[0044] 另一方面，C是使HAZ韧性劣化的元素，另外也是容易使耐焊接裂纹性劣化的元素。另外，若C含量超过0.05％，则母材强度虽然容易确保，但对于冷却速度的硬度的敏感性变大。其结果是，在本发明的加速冷却工艺中，若冷却速度变大，则钢板表面部的硬度变大，弯曲加工性劣化。此外，若C含量过剩，则经过本发明的加速冷却工艺后，容易残留MA，难以得到500MPa以上的屈服强度。因此，在本发明中使C量的上限为0.05％。C含量优选为0.04％以下。

[0045] [Si：0.10～0.40％]

[0046] Si是作为脱氧材有效的元素。另外，也是确保针状铁素体组织而对于母材强度的提高有效的元素。为了发挥这样的强化机构，需要使Si含有0.10％以上。优选为0.15％以上。然而，若Si含量过剩，则母材韧性和弯曲加工后的韧性(冲击特性)容易劣化。另外若Si含量过剩，则容易招致HAZ韧性和焊接性的劣化，因此为0.40％以下。优选的上限为0.35％。

[0047] [Mn：1.85～2.50％]

[0048] Mn通过使奥氏体稳定化，使相变温度低温化，从而使淬火性提高，对于强度提高有效，并且是利用低温相变带来的晶粒微细化效果，对于冲击特性的确保有效的元素。而且，相比Cu、Ni这样的元素的添加，其可以更廉价地达成本发明的针状铁素体组织的确保。为了发挥这样的效果，需要使Mn含有1.85％以上。优选为1.90％以上。然而若使Mn过剩地含有，则HAZ韧性劣化，因此使Mn含量的上限为2.50％。优选的上限为2.40％。

[0049] [P：0.012％以下]

[0050] 作为不可避免的杂质的P，是对冲击特性和HAZ韧性造成不良影响的元素，因此需要将P含量抑制在0.012％以下。优选为0.010％以下。

[0051] [S：0.005％以下]

[0052] S形成MnS，使冲击特性(母材韧性、弯曲加工后的韧性)和HAZ韧性劣化，因此优选尽可能少的方面。从这一观点出发，S含量需要为0.005％以下。优选为0.003％以下。

[0053] [Nb：0.020～0.050％]

[0054] Nb是对于在奥氏体的低温度区域形成未再结晶域有效的元素，通过在此低温的未再结晶域进行轧制，能够实现母材的组织微细化和高韧性化。另外，其实现后述的本发明的加速冷却工艺后的析出强化，对于母材的高强度化也是有效的元素。此外在本发明中，Nb是用于得到针状铁素体组织必要而不可欠缺的元素，如上述“通过达成低C且高Mn，并且以规定量添加Nb，并且在制造工序中，加热至Nb固溶的温度，在奥氏体未再结晶域施加适当的压下，从而得到针状铁素体组织”。而且，上述固溶Nb，具有在钢的连续冷却相变中使铁素体相变缓慢的(使铁素体鼻点处于长时间侧)效果，抑制多边铁素体的生成，有助于母材的高强度化。这了发挥这些效果，需要使Nb含有0.020％以上。优选为0.030％以上。然而，若Nb含量过剩，则HAZ韧性劣化，因此需要为0.050％以下。优选的上限为0.040％。

[0055] [Ti：0.005～0.020％]

[0056] Ti与N形成氮化物(TiN)，防止热轧前的加热时的奥氏体晶粒(γ粒)的粗大化，使得到的组织微细化，由此是有助于高屈服强度的确保以及冲击特性与HAZ韧性的提高的元素。此外，其通过固定N而确保固溶Nb，从而确保奥氏体未再结晶域，并且，在制造工序中本发明的加速冷却工艺后使之析出强化，对于提高屈服强度也是有效的元素。这了发挥这些效果，需要使Ti含有0.005％以上。优选为0.010％以上。然而，若Ti含量过剩，则除了TiN以外还会析出TiC，冲击特性和HAZ韧性劣化。因此Ti含量为0.020％以下。优选为0.018％以下。

[0057] [N：0.0020～0.0060％]

[0058] N与Ti一起生成TiN，防止热轧前的加热时和焊接时的奥氏体晶粒的粗大化，对于使冲击特性和HAZ韧性提高是有效的元素。若N含量低于0.0020％，则TiN不足，上述奥氏体晶粒变得粗大，冲击特性和HAZ韧性劣化。因此在本发明中，需要使N量为0.0020％以上。优选为0.0025％以上。另一方面，若N含量变得过剩，超过0.0060％，则冲击特性和HAZ韧性反而劣化。因此在本发明中，使N量的上限为0.0060％。优选的上限为0.0055％。

[0059] [Al：0.010～0.060％]

[0060] Al是脱氧所需要的元素，因此使之含有0.010％以上。优选为0.020％以上，更优选为0.030％以上。另一方面，若使Al过剩地含有，则形成氧化铝系的粗大的杂质物，冲击特性降低，因此为0.060％以下。优选为0.050％以下。

[0061] 本发明钢板的成分如上述，余量由铁和不可避免杂质构成。另外，除了上述元素以外，还能够进一步含有下述的元素，通过适量含有这些元素，能够进一步提高强度和韧性等。以下，对于这些元素进行详述。

[0062] [从Cu：0.50％以下(不含0％)和Ni：0.50％以下(不含0％)所构成的群中选择的一种以上的元素]

[0063] Cu和Ni均不会对焊接性、HAZ韧性造成大的不良影响，对于母材的强度、韧性提高是有效的元素。这了发挥这些效果，优选使Cu和Ni分别含有0.10％以上(更优选为0.15％以上)。在本发明中，其目的在于，通过确保廉价的Mn的添加量，从而极力降低高价的Cu、Ni的添加量。因此，这些元素的含量上限在冶金学上不受制约，但从削减原料成本的观点出发，则优选分别为0.50％以下。更优选分别为0.45％以下。

[0064] [Ca：0.0005～0.0050％]

[0065] Ca使MnS球状化，是对于耐焊接裂纹性的无害化有效发挥作用的元素。为了发挥这样的效果，优选使Ca含有0.0005％以上。更优选为0.0010％以上。然而，若Ca含量过剩，则使杂质物粗大化，使母材韧性劣化。因此优选使Ca含量的上限为0.0050％。更优选的上限为0.0040％。

[0066] 另外在本发明中，规定由下式(1)定义的焊接裂纹敏感性组成(PCM)。

[0067] [下述式(1)所示的PCM：0.20％以下]

[0068] PCM＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5×B…(1)

[0069] [在式(1)中，C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B表示各元素的钢中含量(质量％)。][0070] PCM被称为焊接裂纹敏感性组成，为了在板厚例如为100mm的厚壁而拘束度大的钢板中，仍稳定抑制焊接裂纹，需要为0.20％以下。PCM优选为0.19％以下。

[0071] 还有，PCM的值越小越为优选，没有特定下限，在本发明的化学成分组成中，PCM的下限大体为0.14％左右。在本发明中，关于上述式(1)未包含的元素，将含量作为零计算。

[0072] 其次，对于本发明中限定钢组织(显微组织)的理由进行说明。

[0073] 本发明中，为了确保希望的特性(特别是高屈服强度和抗拉强度、优异的冲击特性)，需要使钢的全部组织中所占的针状铁素体的分率为70面积％以上，并且使全部组织的平均晶粒直径(当量圆直径)为7μm以下，并且需要使MA的分率为0.5面积％以下。

[0074] 还有，如后述的实施例所示，规定组织和部位为板厚1/4部位。该部位是评价母材的机械的性质一般所采用的部位，规定在该部位的组织。

[0075] 以下，对于如上述规定的理由进行阐述。

[0076] [在钢的全部组织中所占的针状铁素体的分率：70面积％以上]

[0077] 本发明中，为了确保母材的拉伸特性和母材韧性，除了成分组成的适当化(低C+高Mn+添加Nb、Ti)和加热/轧制条件的适当化以外，还采用本发明的加速冷却工艺，由此有效利用钢的相变强化和Nb的析出强化。但是，在钢的相变组织之中，若是在最高温下才开始相变，以扩散相变为主而软质的多边铁素体变多，则难以满足拉伸特性，特别是满足屈服强度在500MPa以上。因此，作为相比多边铁素体在较低温下发生相变的组织，需要使对于拉伸特性和冲击特性的确保有效的针状铁素体成为主体组织。

[0078] 具体来说，需要使针状铁素体相对于钢的全部组织为70面积％以上。若针状铁素体的分率低于70面积％，即，作为针状铁素体以外的组织，多边铁素体组织增加，则如上述，母材强度的确保困难。另外，若贝氏体组织和马氏体组织的分率增加，则母材韧性的确保困难，因此不为优选。

[0079] 针状铁素体的分率更优选为80面积％以上。针状铁素体的分率越高越好，上限没有特别设定。

[0080] 上述针状铁素体的定义不明确的部分很多，但是本发明的针状铁素体，包括准多边铁素体、粒状贝氏体铁素体。另一方面，旧奥氏体晶界明显明保存时，将该旧奥氏体晶界所包围的组织区分为贝氏体组织或马氏体组织。

[0081] 作为上述针状铁素体以外存在的组织，可列举在制造工序中不可避免地形成的多边铁素体、贝氏体和马氏体。从得到更优异的特性的观点出发，优选将上述多边铁素体抑制在20面积％以下，更优选抑制在10面积％以下。

[0082] [全部组织的平均晶粒直径(当量圆直径)：7μm以下]

[0083] 在本发明中，为了确保弯曲加工后的优异的韧性，需要提高母材的韧性(特别是低温韧性)(vTrs≤-85℃)。为此，需要使如上述钢组织以针状铁素体为主体，并且使全部组织的平均晶粒直径以当量圆直径计为7μm以下。若上述平均晶粒直径超过7μm，则即使是针状铁素体主体的组织，也难以确保母材的低温韧性。另外，若组织变得粗大，则组织微细化带来的屈服强度的上升效果变小，满足屈服强度500MPa以上变得困难。全部组织的平均晶粒直径优选为6μm以下。在此所说的全部组织，意思是将也包括针状铁素体以外的组织在内的全部的组织作为对象。

[0084] [MA的分率：0.5面积％以下]

[0085] 在本发明中，以确保高抗拉强度，并且达成高屈服强度为特征，为此，需要使MA的分率为0.5面积％以下。若MA的分率超过0.5面积％，则由此硬质的MA带来的屈强比降低效果，导致屈服强度降低，不能达成高屈服强度。MA的分率优选为0.3面积％以下。

[0086] [钢板表面部的维氏硬度的最高值：220以下]

[0087] 此外，在本发明中，为了成为弯曲加工性优异的高张力钢板，需要降低钢板表面部的硬度。详细地说，就是需要将钢板表面部(如后述的实施例所示，距钢板表面1mm深度的位置)的维氏硬度的最高值抑制在220以下。若上述维氏硬度的最高值超过220，则在进行弯曲内半径为2.5t这样严苛的冷态弯曲加工时，在钢板表面部有可能发生裂纹。上述维氏硬度的最高值更优选为215以下。

[0088] 接着，对于本发明的钢板的制造方法进行说明。

[0089] 本发明中，将具有上述记载化学成分组成的钢坯加热至1050～1200℃，接着，在表面温度为900～1050℃的温度区域使累积压下率为30％以上，并且，在表面温度为750～850℃的温度区域使累积压下率为30％以上而进行热轧后，从表面温度为Ar3以上的温度，以4～100℃/s的平均冷却速度冷却至450～600℃的温度区域，之后进行空冷。以下，对于如上规定的理由进行阐述。

[0090] [热轧时的钢坯的加热温度：1050～1200℃]

[0091] 该加热温度对热轧前的组织控制有很大影响。即使含有规定量的Nb，若加热温度低于1050℃，Nb的固溶仍不充分，固溶Nb带来的再结晶抑制效果变小，组织微细化的效果变小。而且，若固溶Nb少，使加速冷却中的连续冷却相变时的铁素体相变迟缓而抑制多边铁素体的生成的效果，和本发明的加速冷却工艺中的加速冷却途中停止后的析出强化这一效果也变小，难以确保优异的拉伸特性。因此在本发明中，使加热温度为1050℃以上。优选为1080℃以上。另一方面，若加热温度超过1200℃，则由于奥氏体(γ)粒径的粗大化，导致冲击特性劣化，另外不能确保希望的屈服强度。因此在本发明中，加热温度的上限为1200℃。更优选为1180℃以下。

[0092] [表面温度为900～1050℃的温度区域下的累积压下率：30％以上]

[0093] 表面温度为900～1050℃的温度区域，是在固溶Nb量能够充分确保的状态下，热轧时奥氏体也发生再结晶的温度区域。为了确保优异的母材韧性(和弯曲加工后的韧性)和希望的屈服强度，需要使该温度区域下的累积压下率为30％以上，反复使奥氏体晶粒再结晶而使之微细化。若该累积压下率低于30％，则不能使上述加热之后的奥氏体晶粒微细，作为结果是最终组织变得粗大，上述特性的确保困难。该温度区域下的优选的累积压下率为40％以上。

[0094] 另外，该累积压下率的上限，从上述微细化的观点出发没有特别限定，但从轧制工序的生产率和总压下比的观点出发则为80％左右。

[0095] [表面温度为750～850℃的温度区域下的累积压下率：30％以上]

[0096] 表面温度为750～850℃的温度区域，是如果在固溶Nb量能够充分确保的状态下，则热轧时奥氏体不发生再结晶的所谓未再结晶域。为了确保优异的冲击特性和希望的屈服强度，在通过上述再结晶温度区域的热轧反复使奥氏体晶粒再结晶而使之微细化的基础上，还需要在该未再结晶域确保累积压下率在30％以上。由此能够使奥氏体中蓄积应变，使热轧后的加速冷却工序中的相变核增加，能够使相变后的最终组织微细化。若该温度区域的累积压下率低于30％，则相变核不足，最终组织变得粗大，上述特性的确保困难。该温度区域下的优选累积压下率为40％以上。

[0097] 另外，该累积压下率的上限，从上述微细化的观点出发没有特别限定，但从轧制工序的生产率和总压下比的观点出发则为80％左右。

[0098] [加速冷却的开始温度(冷却开始温度)：Ar3以上的温度]

[0099] 若表面温度低于Ar3点，则生成软质的多边铁素体，招致母材强度的降低。因此加速冷却需要从Ar3以上的温度开始。加速冷却的冷却开始温度优选为(Ar3点+20℃)以上的温度。还有，加速冷却的冷却开始温度的上限为800℃左右。

[0100] 上述Ar3通过下式(2)计算。在下式(2)中，关于钢中未包含的元素，作为零计算。

[0101] Ar3(℃)＝910-310×C-80×Mn-20×Cu-15×Cr-55×Ni-80×Mo…(2)

[0102] [在式(2)中，C、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo表示各元素的钢中含量(质量％)。][0103] [加速冷却的平均冷却速度：4～100℃/s]

[0104] 为了充分确保针状铁素体，从而确保高拉伸特性，需要使加速冷却的平均冷却速度为4℃/s以上。该平均冷却速度低于4℃/s，譬如为空冷这样缓慢的冷却速度时，针状铁素体分率减少，多边铁素体增加，因此不能确保母材强度。加速冷却的平均冷却速度优选为8℃/s以上。另一方面，若上述平均冷却速度超过100℃/s，则表面部由于剪切相变而致使马氏体成主体，表面硬度变大。因此，使上述平均冷却速度的上限为100℃/s。优选为80℃/s以下。

[0105] [加速冷却的停止温度(冷却停止温度)：450～600℃的温度区域]

[0106] 在加速冷却工艺中，为了通过相变强化和析出强化实现高强度化，需要在450～600℃这样比较高的温度区域停止加速冷却。若低于450℃，则虽然能够得到相变强化，但途中停止带来的回火效果变小，招致表面硬度的增大，并且在MA残存而招致屈服强度的降低。因此，使加速冷却的停止温度为450℃以上。优选为470℃以上。另一方面，若高于
600℃，则得不到充分的相变强化，成为多边铁素体主体组织，难以得到充分的母材强度。因此，使加速冷却的停止温度为600℃以下。优选为570℃以下。

[0107] 上述加速冷却后，能够空冷至室温空冷而得到本发明的钢板。本发明中，如上述，通过加速冷却并在450～600℃的温度区域停止冷却，其后空冷，由此实现由Nb的碳氮化物进行的析出强化。

[0108] 【实施例】

[0109] 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，在能够符合前/后述宗旨的范围，当然也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术的范围内。

[0110] 调整为表1所示的(化学)成分组成(余量是铁和不可避免杂质，表1中，空白栏表示没有添加元素)而熔炼完毕后，进行连续铸造，将所得到的板坯加热到表2或表3所示的温度(板坯加热温度)之后实施热轧，其后，进行加速冷却，得到表2或表3所示的板厚的钢板。还有，一部分示例中不进行此加速冷却，而是进行空冷。

[0111] 上述板坯加热温度，是以板坯中央的厚度方向计算的平均温度，是根据加热炉的炉内气氛温度和在炉时间计算的。另外，热轧的温度、加速冷却开始温度和加速冷却停止温度，均是由线上设置的放射温度计测量的温度。在此，加速冷却停止温度是加速冷却完毕后的复热后的表面温度。另外，加速冷却时的平均冷却速度，是根据加速冷却开始时的钢板表面温度和停止时的钢板表面温度以及冷却时间计算的。

[0112]

[0113]

[0114]

[0115]

[0116] 使用如上述这样得到的钢板，以下述的要领实施组织观察和特性的评价。

[0117] <钢组织的观察>

[0118] 〔针状铁素体分率的测量〕

[0119] 针状铁素体分率以如下所述方式进行测量。

[0120] (1)以使平行于轧制方向并且相对于钢板表面垂直的、包含钢板表背面的板厚截面能够进行观察的方式，从上述钢板上提取试样。

[0121] (2)以湿式金刚砂纸(#150～#1000)进行研磨，或通过与之具有同等功能的研磨方法(使用金刚石磨浆等的研磨剂的研磨等)，进行观察面的镜面加工。

[0122] (3)使用3％硝酸乙醇腐蚀溶液，对于经过研磨的试样进行腐蚀，使结晶晶界出现。

[0123] (4)在t(板厚)/4部位，以400倍的倍率对于出现的组织拍摄照片(在本实施例中，拍摄为6cm×8cm的照片)。接着，以拍摄的照片，判断在旧奥氏体晶界产生多边铁素体的，将组织照片的中识别为多边铁素体的部分全部涂黑。

[0124] 另一方面，多边铁素体未生成时，由准多边铁素体、含有粒状贝氏体铁素体的针状铁素体、或贝氏体和马氏体组织构成。在此，旧奥氏体晶界明显残存时，由该旧奥氏体晶界所包围的区域的组织，判断为剪切相变为主体的贝氏体组织或马氏体组织，并全部涂黑。

[0125] 作为产生上述贝氏体组织或马氏体组织的情况，在满足本发明中规定的成分组成时，可列举在制造工序中，加速冷却时的速度极大的情况，和不进行热轧等的加工而进行加速冷却的情况，或热轧的加工率小的情况等。另外，在不满足本发明中规定的成分组成时，可列举含有B的情况和C的添加量多，淬火性高，即，相变温度进一步降低的情况等。

[0126] 还有，MA因为在上述腐蚀中不能判别，所以由后述的方法另行测量。

[0127] 接着，将所述照片输入图像分析装置(所述照片的区域为400倍时，相当于150μm×200μm)。向图像分析装置的输入，任何倍率的情况下，都是使区域的合计为
1mm×1mm以上而进行输入(即，400倍时，将上述照片至少输入35张)。

[0128] (5)在图像分析装置中，计处每张照片的黑色以外的面积率，此外，减去后述的MA的分率，将其作为针状铁素体分率。还有，在表4和表5中，关于上述涂黑的多边铁素体以及贝氏体和/或马氏体的分率，也显示作为参考。

[0129] 〔全部组织的平均晶粒直径(当量圆直径)的测量〕

[0130] 以下述的要领测量全部组织的平均晶粒直径(当量圆直径)。无论是针状铁素体还是其他的组织，都可以按此要领进行测量。

[0131] (1)准备沿着与轧制方向平行的方向切断的、包含板厚的表面背面部的试样。

[0132] (2)使用#150～#1000的湿式金刚砂纸或与之具有同等功能的研磨方法，使用研磨纸、金刚石磨浆等的研磨剂而实施镜面加工。

[0133] (3) 使 用 TexSEM Laboratories 社 制 的 EBSP(Electron Back Scattering Pattern)装置，在板厚方向的t/4部，以测量范围：200×200μm、0.5μm间距，将结晶方位差为15°以上的边界作为结晶晶界而测量大倾角晶粒的尺寸。这时，把表示测量方位的可靠性的置信指数比0.1小的测量点从分析对象中剔除。

[0134] (4)计算如此求得的大角晶界所包围的尺寸的平均值，作为本发明中的“全部组织的平均晶粒直径”。还有，大角晶界所包围的尺寸为1.0μm以下的，判断为测量噪音，从平均值计算的对象中剔除。

[0135] 〔MA的观察和分率的测量方法〕

[0136] MA的分率以如下方式测量。

[0137] (1)以使平行于轧制方向并且相对于钢板表面垂直的、包含钢板表背面的板厚截面能够进行观察的方式，从上述钢板上提取试样。

[0138] (2)通过由湿式金刚砂纸(#150～#1000)进行的研磨，或与之具有同等功能的研磨方法(使用金刚石磨浆等的研磨剂的研磨等)，进行观察面的镜面加工。

[0139] (3)使用LePera(レペラ)溶液腐蚀经研磨的试样，使MA出现。MA出现部分在光学显微镜照片上着白色。还有，马氏体经该腐蚀不变白，因此能够区分马氏体和MA。

[0140] (4)在t(板厚)/4部位，以1000倍的倍率对于出现的组织拍摄照片(本实施例中拍摄为6cm×8cm的照片)。接着，将所述照片输入图像分析装置(所述照片的区域为1000倍时，相当于60μm×80μm)。向图像分析装置的输入，以使区域的合计为0.4mm×0.4mm以上的方式输入(即，1000倍时上述照片至少输入35张)。

[0141] (5)在图像分析装置中，计算每张照片的MA的面积率，将全部的照片的平均值作为MA的面积率。

[0142] <弯曲加工性的评价(表面的维氏硬度的最高值的测量)>

[0143] 表面的维氏硬度的最高值(表面硬度)以如下方式测量。

[0144] (1)以使平行于轧制方向并且相对于钢板表面垂直的、包含钢板表背面的板厚截面能够进行观察的方式，从上述钢板上提取试样。

[0145] (2)通过由湿式金刚砂纸(#150～#1000)进行的研磨，或与之具有同等功能的研磨方法(使用金刚石磨浆等的研磨剂的研磨等)，进行观察面的镜面加工。

[0146] (3)用经研磨的试样，在表面下1mm部，沿水平方向以1mm间距，在10点以98N的荷重进行维氏硬度的测量，这10点的维氏硬度之中，将最高的作为钢板表面部的维氏硬度的最高值。然后，该最高值为220以下的情况，评价为表面硬度低，弯曲加工性优异。

[0147] <拉伸特性的评价>

[0148] 从t(板厚)/4的部位沿轧制直角方向提取JISZ2201的4号试验片，以JISZ2241的要领进行拉伸试验，测量屈服强度、抗拉强度。然后，屈服强度为500MPa以上，并且抗拉强度为570MPa以上的，评价为拉伸特性优异。

[0149] <冲击特性的评价(摆锤冲击试验)>

[0150] 从t(板厚)/4的部位沿轧制直角方向提取JISZ2242的V切口试验片，按JISZ2242的要领进行摆锤冲击试验，求得vTrs。还有，求vTrs时，以各试验温度各实施3个。然后，vTrs为-85℃以下的评价为冲击特性优异，具体来说就是评价为母材韧性优异，并且弯曲加工后的弯曲部的韧性也优异。

[0151]

[0152] 通过再现热循环试验机，施加假定为焊接线能量15kJ/mm的热循环，提取JISZ2242的V切口试验片，以JISZ2242的要领进行摆锤冲击试验，评价HAZ韧性。试验温度以-20℃进行，求得3个的平均值。然后该平均值为100J以上时评价为HAZ韧性优异。

[0153] <焊接性的评价(裂纹防止温度的测量)>

[0154] 在裂纹防止温度的评价中，以气体保护金属极电弧焊，按JISZ3158的要领，使预热温度为5℃、25℃、50℃、75℃而实施焊接，测量裂纹防止温度。裂纹防止温度为5℃的评价为焊接性优异。

[0155] 这些结果显示在表4和表5中。

[0156]

[0157]

[0158]

[0159] 由表1～5能够进行如下考察(以下的No.表示表2～5的实验No.)。

[0160] No.A1-1、A1-3、A1-4、A2～A5、A6-3、A6-4、A6-7、A6-8、A7-3、A7-4、A7-6～A7-8、A8-3、A8-4、A9～A13，满足本发明中规定的成分组成，另外以规定的条件制造获得，因此显示出高拉伸特性(屈服强度/抗拉强度)，并且母材韧性优异，并且弯曲加工性、弯曲加工后的韧性、焊接性和HAZ韧性均优异。

[0161] 相对于此，上述No.以外的例子，不满足本发明中规定的成分组成、制造条件的至少一项，其结果是，上述特性的某一项差。

[0162] 详细地说，No.A1-2因为(板坯)加热温度过低，所以Nb没有完全固溶，淬火性不足，得不到针状铁素体组织。其结果是，拉伸特性差。

[0163] No.A1-5因为(板坯)加热温度过高，所以奥氏体(γ)晶粒粗大化，作为结果是全部组织的平均晶粒直径变大。其结果是，冲击特性差，并且不能确保希望的屈服强度。

[0164] No.A6-1因为没有进行在钢板的表面温度为900～1050℃的温度区域(奥氏体再结晶温度区域)中的压下，另外No.A6-2因为上述温度区域中的压下率不足，所以均是全部组织的平均晶粒直径变大。其结果是，冲击特性差，并且不能确保希望的屈服强度。

[0165] No.A6-5因为没有进行在钢板的表面温度为750～850℃的温度区域(奥氏体未再结晶温度区域)中的压下，另外No.A6-6因为上述温度区域中的压下率不足，所以均是全部组织的平均晶粒直径变大。其结果是，冲击特性差，并且不能确保希望的屈服强度。

[0166] No.A7-1因为没有实施加速冷却，所以针状铁素体组织无法充分取得，多边铁素体组织成为主体，拉伸特性差。

[0167] No.A7-2因为加速冷却的冷却开始温度低得低于Ar3，所以多边铁素体析出，针状铁素体组织未充分取得。其结果是拉伸特性差。

[0168] No.A7-5因为加速冷却的冷却速度慢，所以无法充分得到针状铁素体组织，多边铁素体组织成为主体，拉伸特性差。

[0169] No.A7-9因为加速冷却的冷却速度过快，所以表面硬度过大，弯曲加工性差。

[0170] No.A8-1和A8-2因为加速冷却的冷却停止温度过低，所以MA生成，不能确保希望的屈服强度。另外，表面硬度也变得过大，弯曲加工性差。

[0171] No.A8-5因为加速冷却的冷却停止温度过高，所以无法充分获得针状铁素体组织，多边铁素体组织成为主体，拉伸特性差。

[0172] No.B1因为PCM超过规定的上限，所以耐焊接裂纹性劣化。

[0173] No.B2因为C量不足，所以无法充分获得针状铁素体组织，成为拉伸特性的差的结果。

[0174] No.B3因为C量过剩，所以MA过剩生成，不能确保希望的屈服强度。另外，表面硬度过大而弯曲加工性差。此外得不到微细的组织，成为冲击特性差的结果。另外HAZ韧性也劣化。

[0175] No.B4因为Si量不足，所以无法充分获得针状铁素体组织，成为拉伸特性的差的结果。另外No.B5因为Si量过剩，所以冲击特性和HAZ韧性劣化。

[0176] No.B6因为Mn量不足，所以无法充分获得针状铁素体组织，拉伸特性劣化。另外，全部组织的平均晶粒直径变大，成为冲击特性差的结果。No.B7因为Mn量过剩，所以成为HAZ韧性劣化结果。

[0177] No.B8因为P量过剩，所以成为冲击特性和HAZ韧性差的结果。

[0178] No.B9因为S量过剩，所以成为冲击特性和HAZ韧性差的结果。

[0179] No.B10因为Al量过剩，所以成为冲击特性和HAZ韧性差的结果。

[0180] No.B11因为Nb量不足，所以无法充分获得针状铁素体组织，另外全部组织的平均晶粒直径变大，拉伸特性劣化，并且冲击特性也劣化。No.B12因为Nb量过剩，所以HAZ韧性劣化。

[0181] No.B13因为Ti量不足，所以TiN无法充分形成，在热轧前的加热中奥氏体晶粒粗大化，得不到希望的屈服强度，另外成为冲击特性和HAZ韧性也劣化的结果。No.B14因为Ti量过剩，所以TiC析出，冲击特性(母材韧性、弯曲加工后的韧性)和HAZ韧性劣化。

[0182] No.B15因为N量不足，无法充分形成TiN，在热轧前的加热奥氏体晶粒粗大化，全部组织的平均晶粒直径变大，得不到希望的屈服强度，另外成为冲击特性和HAZ韧性也劣化的结果。No.B16因为N量过剩，所以冲击特性和HAZ韧性劣化。

[0183] 另外，使用实施例，整理组织与特性的关系的图显示在图1～5中。图1是表示针状铁素体的分率与屈服强度的关系的标绘图，图2是表示针状铁素体的分率与抗拉强度的关系的标绘图。由此图1和图2可知，为了使屈服强度为500MPa以上并且抗拉强度为570MPa以上，需要使针状铁素体的分率为70面积％以上。另外，图3是表示全部组织的平均晶粒直径与屈服强度的关系的标绘图，图4是表示MA分率与屈服强度的关系的标绘图。
由此图3和图4可知，为了使屈服强度为500MPa以上，需要使全部组织的平均晶粒直径为
7μm以下，并且将MA的分率抑制在0.5面积％以下。

[0184] 此外，图5是表示全部组织的平均晶粒直径与vTrs(冲击特性)的关系的标绘图。由该图5可知，为了达成vTrs：-85℃以下，需要使全部组织的平均晶粒直径为7μm以下。