具有低温韧性的耐磨厚钢板及其制造方法

摘要

提供低温韧性优异的耐磨厚钢板及其制造方法。一种板厚为100～125mm的厚钢板，板条马氏体钢中的被取向差15°以上的大角度晶界包围的晶粒的平均粒径为20μm以下，包含直径50nm以下的微细析出物50个/100μm2以上，布氏硬度(HBW10/3000)为361以上。以质量％计，含有C：0.10以上且低于0.20％、Si：0.05～0.5％、Mn：0.5～1.5％、Cr：0.05～1.20％、Nb：0.01～0.08％、B：0.0005～0.003％、Al：0.01～0.08％、N：0.0005～0.008％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、O：0.008％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，在对这种钢进行铸造、轧制后，再加热至Ac3相变点以上，之后从Ar3相变点以上利用水冷淬火至250℃以下的温度，将未再结晶区的热轧压下率设为30％以上。

权利要求

1.一种具有低温韧性的耐磨厚钢板，其特征在于，

以质量％计，含有C：0.10以上且低于0.20％、Si：0.05～0.5％、Mn：0.5～1.5％、Cr：

0.05～1.20％、Nb：0.01～0.08％、B：0.0005～0.003％、Al：0.01～0.08％、N：0.0005～

0.008％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、O：0.008％以下，余量由Fe以及不可避免的杂质构成，包含直径50nm以下的微细析出物为50个/100μm2以上，至少从钢板表面到板厚的1/4的深度为止具有板条马氏体组织，所述板条马氏体组织中的被取向差15°以上的大角度晶界包围的晶粒的平均粒径为20μm以下，所述耐磨厚钢板的布氏硬度即HBW10/3000为361以上，板厚为100～125mm。

2.根据权利要求1所述的具有低温韧性的耐磨厚钢板，其特征在于，还含有选自下述A及B中的至少一组的化学成分组成，组A：以质量％计，Mo：0.8％以下、V：0.2％以下、Ti：0.05％以下中的一种或两种以上；

组B：以质量％计，Nd：1％以下、Cu：1％以下、Ni：1％以下、W：1％以下、Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.02％以下中的一种或两种以上，其中REM是Rare Earth Metal的缩写，指稀土类金属。

3.根据权利要求1或2所述的具有低温韧性的耐磨厚钢板，其特征在于，Nb、Ti、Al以及V的含量成为0.03≤Nb+Ti+Al+V≤0.14，上述不等式中的Nb、Ti、Al、V表示各元素的以质量％计的含量，并且，关于上述不等式中的Nb、Ti、Al、V，在不添加这些元素的情况下设为0。

4.根据权利要求1或2所述的具有低温韧性的耐磨厚钢板，其特征在于，－40℃的夏比冲击吸收能为27J以上。

5.根据权利要求3所述的具有低温韧性的耐磨厚钢板，其特征在于，

－40℃的夏比冲击吸收能为27J以上。

6.一种具有低温韧性的耐磨厚钢板的制造方法，其特征在于，

在铸造具有权利要求1至3中任一项所述的钢组成的钢后，将利用热轧制成规定板厚的厚钢板再加热至Ac3相变点以上，之后从Ar3相变点以上利用水冷淬火至250℃以下的温度，将未再结晶区的热轧压下率设为30％以上。

7.根据权利要求6所述的具有低温韧性的耐磨厚钢板的制造方法，其特征在于，进一步地，将铸造后的板坯再加热至1100℃以上。

8.根据权利要求6或7所述的具有低温韧性的耐磨厚钢板的制造方法，其特征在于，进一步地，在热轧后，利用水冷冷却至250℃以下的温度。

9.根据权利要求6或7所述的具有低温韧性的耐磨厚钢板的制造方法，其特征在于，进一步地，在热轧、水冷后的厚钢板的再加热时以1℃/s以上的速度再加热至Ac3相变点以上。

10.根据权利要求8所述的具有低温韧性的耐磨厚钢板的制造方法，其特征在于，进一步地，在热轧、水冷后的厚钢板的再加热时以1℃/s以上的速度再加热至Ac3相变点以上。

说明书

具有低温韧性的耐磨厚钢板及其制造方法

[0001] 本申请是中国专利申请号为201480018756.7、进入国家阶段日期为2015年9月28日，国际申请日为2014年3月19日、PCT国际申请号为PCT/JP2014/001596、发明名称为“具有低温韧性的耐磨厚钢板及其制造方法”的发明专利申请的分案申请。

技术领域

[0002] 本发明涉及具有低温韧性(excellent resistance to low-temperature toughness)的耐磨厚钢板(abrasion resistant steel plate)及其制造方法，尤其涉及作为布氏硬度(Brinell hardness)为361以上的低温韧性优异的耐磨厚钢板而合适的钢板。

背景技术

[0003] 近年来，暴露于矿山、土木、农业机械、建设等磨损环境的工业机械的厚钢板使用领域中，例如为了使矿石粉的粉碎处理能力(grinding ability)长寿命化，希望使用的厚钢板高硬度化。

[0004] 但是，一般情况下钢材存在若高硬度化则低温韧性降低从而在钢材使用中产生裂纹的危险性，因此强烈希望使尤其是布氏硬度361以上的高硬度耐磨钢板的低温韧性提高。

[0005] 因此，专利文献1、2、3等提出了，通过碳当量(carbon equivalent)以及淬透性指数(hardenability index)的优化来改善低温韧性等的、低温韧性优异的耐磨厚钢板及其制造方法。

[0006] 专利文献

[0007] 专利文献1：日本特开2002－256382号公报

[0008] 专利文献2：日本专利第3698082号公报

[0009] 专利文献3：日本专利第4238832号公报

发明内容

[0010] 但是，即使利用上述专利文献1、2、3等所记载的方法，－40℃的夏比吸收能(Charpy absorbed energy)稳定地以50～100J左右为极限，期望低温韧性更优异的耐磨厚钢板及其制造方法。

[0011] 本发明鉴于上述情况而完成，其目的在于提供布氏硬度为361以上、且与以往的耐磨厚钢板相比低温韧性更优异的耐磨厚钢板及其制造方法。

[0012] 作为使淬火后的板条马氏体钢(lath martensitic steel)的低温韧性提高的基本的材料设计方针，可以列举以下三种：使容易成为断面单位(fracture facet size)的大角度晶界(high-angle grain boundaries)微细化；减少减弱晶界结合力的P、S等杂质的量；成为低温脆性的起点的夹杂物的微细化及量的减少。

[0013] 本申请发明人员根据以上观点为了使耐磨厚钢板的低温韧性提高而进行了深入研究，结果发现，若使Nb系碳氮化物(Nb carbonitride)等直径50nm以下的微细析出物大量分散，则能够抑制再加热奥氏体晶粒的粗大化，实现成为断面单位的板条群(packet)的显著微细化，由此得到具有与以往材料相比更优异的低温韧性的耐磨厚钢板。

[0014] 本发明基于以上发现在进一步研究基础上而完成，提供以下的具有低温韧性的耐磨厚钢板及其制造方法。

[0015] (1)一种具有低温韧性的耐磨厚钢板，以质量％计，含有C：0.10以上且低于0.20％、Si：0.05～0.5％、Mn：0.5～1.5％、Cr：0.05～1.20％、Nb：0.01～0.08％、B：0.0005～0.003％、Al：0.01～0.08％、N：0.0005～0.008％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、O：
0.008％以下，余量由Fe以及不可避免的杂质构成，包含直径50nm以下的微细析出物为50
2
个/100μm以上，至少从钢板表面到板厚的1/4的深度为止具有板条马氏体组织，所述板条马氏体组织中的被取向差15°以上的大角度晶界包围的晶粒的平均粒径为20μm以下，所述耐磨厚钢板的布氏硬度(HBW10/3000)为361以上。

[0016] (2)如上述(1)所述的具有低温韧性的耐磨厚钢板，以质量％计，还含有Mo：0.8％以下、V：0.2％以下、Ti：0.05％以下中的一种或两种以上。

[0017] (3)如上述(1)或(2)所述的具有低温韧性的耐磨厚钢板，以质量％计，还含有Nd：1％以下、Cu：1％以下、Ni：1％以下、W：1％以下、Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：
0.02％以下(注：REM是Rare Earth Metal的缩写，指稀土类金属)中的一种或两种以上。

[0018] (4)如上述(1)～(3)中任一项所述的具有低温韧性的耐磨厚钢板，Nb、Ti、Al以及V的含量成为0.03≤Nb+Ti+Al+V≤0.14，在上述不等式中，Nb、Ti、Al、V表示含量(质量％)。并且，在上述不等式中，在未添加Nb、Ti、Al、V的情况下，将这些元素的含量设为0。

[0019] (5)如上述(1)～(4)中任一项所述的具有低温韧性的耐磨厚钢板，板厚为6～125mm。

[0020] (6)如上述(1)～(5)中任一项所述的具有低温韧性的耐磨厚钢板，－40℃的夏比冲击吸收能为27J以上。

[0021] (7)一种具有低温韧性的耐磨厚钢板的制造方法，在对具有上述(1)～(4)中任一项所述的钢组成的钢进行铸造后，将利用热轧制成规定板厚的厚钢板再加热至Ac3相变点以上，之后从Ar3相变点以上利用水冷淬火至250℃以下的温度。

[0022] (8)如上述(7)所述的具有低温韧性的耐磨厚钢板的制造方法，进一步地，将铸造后的板坯(slab)再加热至1100℃以上。

[0023] (9)如上述(7)或(8)所述的具有低温韧性的耐磨厚钢板的制造方法，进一步地，将未再结晶区的热轧压下率设为30％以上。

[0024] (10)如上述(7)～(9)中任一项所述的具有低温韧性的耐磨厚钢板的制造方法，进一步地，在热轧后，利用水冷冷却至250℃以下的温度。

[0025] (11)如上述(7)～(10)中任一项所述的具有低温韧性的耐磨厚钢板的制造方法，进一步地，在热轧、水冷后的厚钢板的再加热时以1℃/s以上的速度再加热至Ac3相变点以上。

[0026] 发明效果

[0027] 根据本发明，能够得到布氏硬度为361以上的、低温韧性极为优异的耐磨厚钢板及其制造方法，在工业上极为有用。

具体实施方式

[0028] 对本发明中的微观组织的限定理由进行叙述。

[0029] 本发明的耐磨厚钢板是钢板的组织至少从钢板表面到板厚的1/4厚度的深度为止具有板条马氏体组织的板条马氏体钢，被取向差15°以上的大角度晶界包围的晶粒的平均粒径为20μm以下，优选为10μm以下，更优选为5μm以下。

[0030] 大角度晶粒作为供滑移(slip)堆积的位置而发挥功能。大角度晶粒的微细化会减轻因滑移向晶界的堆积而导致的应力集中，从而不容易发生脆性破坏的开裂，因此使低温韧性提高。粒径越小低温韧性的提高效果变得越大，但通过使被取向差15°以上的大角度晶界包围的晶粒的平均粒径为20μm以下，能够显著地看到效果。所述晶粒的平均粒径优选为10μm以下，更优选为5μm以下。

[0031] 就晶体取向(crystal orientation)的测定而言，例如通过EBSP(Electron Back Scattering Pattern：电子背散射图案)法对100μm见方的区域的晶体取向进行分析，将取向差15°以上的晶界定义为大角度，测定被该晶界包围的直径，并求得简单平均值。

[0032] 在本发明中，包含直径50nm以下、优选20nm以下、更优选10nm以下的微细析出物为50个/100μm2以上。

[0033] 微细析出物主要确认到Nb系碳氮化物、Ti系碳氮化物、Al系氮化物、V系碳化物的效果，但只要满足大小，则并不限于此，也包含氧化物等。如果微细析出物的直径小且密度大的话，则通过钉扎效应(pinning effect)来抑制结晶粗大化的效果高，若包含直径50nm以下、优选20nm、更优选10nm以下的微细析出物为至少50个/100μm2以上，则晶粒微细化，使低温韧性提高。

[0034] 关于微细析出物的平均粒径，例如，对通过碳萃取复型法(carbon extraction replica method)制作的试样进行TEM观察，进行照片拍摄，通过图像分析求出50点以上的微细析出物的平均粒径，作为简单平均值。

[0035] 布氏硬度设为361以上(其耐磨性能效果高)。板厚设为作为耐磨性厚钢板而通常使用的6～125mm，但本技术也能够应用于其他板厚，因此并不限定于该板厚范围。板条马氏体组织没必要必须在厚钢板内所有部位得到，根据用途，例如可以是，仅从厚钢板表面到板厚的1/4为止为板条马氏体组织，其他的板厚1/4～3/4为例如下贝氏体或上贝氏体组织。

[0036] 作为具备上述微观组织的耐磨厚钢板而优选的成分组成和制造条件的限定理由如下所述。

[0037] [成分组成]

[0038] 表示化学成分组成的％均为质量％。

[0039] C：0.10％以上～低于0.20％

[0040] C为了确保马氏体硬度以及淬透性而含有，但若低于0.10％则其效果不充分，另一方面，若成为0.20％以上则母材以及焊接热影响区的韧性劣化，并且焊接性显著劣化。因此，将C含量限定为0.10％以上～低于0.20％。

[0041] Si：0.05～0.5％

[0042] Si作为炼钢阶段的脱氧材料以及确保淬透性的元素而含有，但若低于0.05％则其效果不充分，另一方面，若超过0.5％，则晶界脆化，使低温韧性劣化。因此，将Si含量限定为0.05～0.5％。

[0043] Mn：0.5～1.5％

[0044] Mn作为确保淬透性的元素而含有，但若低于0.5％则其效果不充分，另一方面，若含有超过1.5％，则晶界强度降低，低温韧性劣化。因此，将Mn含量限定为0.5～1.5％。

[0045] Cr：0.05～1.20％

[0046] Cr作为确保淬透性的元素而含有，但若低于0.05％则其效果不充分，另一方面，若含有超过1.20％则焊接性劣化。因此，将Cr含量限定为0.05～1.20％。

[0047] Nb：0.01～0.08％

[0048] Nb以Nb系碳氮化物的微细析出物的形态对加热奥氏体晶粒进行钉扎，抑制晶粒的粗大化。若含量低于0.01％则其效果不充分，另一方面，若添加超过0.08％则使焊接热影响区的韧性劣化。因此，将Nb含量限定为0.01～0.08％。

[0049] B：0.0005～0.003％

[0050] B作为确保淬透性的元素而含有，若低于0.0005％则其效果不充分，若超过0.003％则使韧性劣化。因此，将B含量限定为0.0005～0.003％。

[0051] Al：0.01～0.08％

[0052] Al作为脱氧材料而添加，同时具有以下效果：以Al系氮化物的微细析出物的形态对加热奥氏体晶粒进行钉扎，抑制晶粒的粗大化的效果；以及通过将游离N固定为Al系氮化物来抑制B系氮化物的生成从而将游离B有效地用于淬透性提高的效果，因此本发明中对Al含量进行控制最为重要。在Al含量低于0.01％的情况下其效果不充分，因此需要含有0.01％以上。优选为含有0.02％以上，更优选为含有0.03％以上。另一方面，若含有超过
0.08％，则容易产生钢板的表面缺陷。因此，将Al含量限定为0.01～0.08％。

[0053] N：0.0005～0.008％

[0054] N因具有以下效果而添加，即N通过与Nb、Ti、Al等形成氮化物来形成微细析出物，对加热奥氏体晶粒进行钉扎，由此抑制晶粒的粗大化，使低温韧性提高。若添加低于0.0005％则组织的微细化效果不充分，另一方面，若添加超过0.008％则固溶N量增加从而损害母材以及焊接热影响区的韧性。因此，将N含量限定为0.0005～0.008％。

[0055] P：0.05％以下

[0056] 作为杂质元素的P容易在晶界偏析，若超过0.05％则会使相邻晶粒的接合强度降低，使低温韧性劣化。因此，将P含量限定为0.05％以下。

[0057] S：0.005％以下

[0058] 作为杂质元素的S容易在晶界偏析，另外，容易生成作为非金属夹杂物的MnS。若超过0.005％则相邻晶粒的接合强度降低，夹杂物的量变多，使低温韧性劣化。因此，将S含量限定为0.005％以下。

[0059] O：0.008％以下

[0060] O通过与Al等形成氧化物而对材料的加工性造成影响。若含有超过0.008％则夹杂物增加，损害加工性。因此，将O含量限定为0.008％以下。

[0061] 本发明的耐磨厚钢板由上述的基本成分和余量的Fe以及不可避免的杂质构成。

[0062] 在本发明中，可以根据所希望的特性而进一步含有以下成分。

[0063] Mo：0.8％以下

[0064] Mo具有提高淬透性的作用，但若低于0.05％则其效果不充分，优选添加0.05％以上。但是，若添加超过0.8％则经济性变差。因此，在添加Mo的情况下，将其含量限定为0.8％以下。

[0065] V：0.2％以下

[0066] V具有提高淬透性的作用，并且以V系碳化物的微细析出物的形态对加热奥氏体晶粒进行钉扎，从而抑制晶粒的粗大化，但若低于0.005％则其效果不充分，优选添加0.005％以上。但是，若添加超过0.2％则会使焊接热影响区的韧性劣化。因此，在添加V的情况下，将其含量限定为0.2％以下。

[0067] Ti：0.05％以下

[0068] Ti具有通过以Ti系碳氮化物的微细析出物的形态对加热奥氏体晶粒进行钉扎从而抑制晶粒的生长的效果，还具有通过将游离N固定为Ti系氮化物来抑制B系氮化物的生成从而将游离B有效地用于淬透性提高的效果，若低于0.005％则其效果不充分，优选添加0.005％以上。但是，若添加超过0.05％则会使焊接热影响区的韧性劣化。因此，在添加Ti的情况下，将其含量限定为0.05％以下。

[0069] Nd：1％以下

[0070] Nd具有将S作为夹杂物引入而使S的晶界偏析量降低从而使低温韧性提高的作用。但是，若低于0.005％则其效果不充分，优选添加0.005％以上。但是，若添加超过1％则会使焊接热影响区的韧性劣化。因此，在添加Nd的情况下，将其含量限定为1％以下。

[0071] Cu：1％以下

[0072] Cu具有使淬透性提高的作用。但是，若低于0.05％则其效果不充分，优选添加0.05％以上。但是，若Cu含量超过1％，则钢板坯加热时、焊接时容易产生热裂(hot tearing)。因此，在添加Cu的情况下，将其含量限定为1％以下。

[0073] Ni：1％以下

[0074] Ni具有提高韧性以及淬透性的作用。但是，若低于0.05％则其效果不充分，优选添加0.05％以上。但是，若Ni含量超过1％，则经济性变差。因此，在添加Ni的情况下，将其含量限定为1％以下。

[0075] W：1％以下

[0076] W具有提高淬透性的作用，但若低于0.05％则其效果不充分，优选添加0.05％以上。但是，若超过1％，则焊接性劣化。因此，在添加W的情况下，将其含量限定为1％以下。

[0077] Ca：0.005％以下

[0078] Ca具有代替MnS(其作为容易因轧制而延展的夹杂物)而形成CaS(其作为难以因轧制而延展的球状夹杂物)这样的控制硫化物系夹杂物的形态的作用。但是，若低于0.0005％则其效果不充分，优选添加0.0005％以上。但是，若含有超过0.005％则清洁度(cleanliness)降低从而韧性等性质劣化。因此，在添加Ca的情况下，将其含量限定为0.005％以下。

[0079] Mg：0.005％以下

[0080] Mg有时用作铁水脱硫材料。但是，若低于0.0005％则其效果不充分，优选添加0.0005％以上。但是，若添加超过0.005％，则导致清洁度的降低。因此，在添加Mg的情况下，将其添加量限定为0.005％以下。

[0081] REM：0.02％以下

[0082] REM通过在钢中作为REM(O、S)生成氧硫化物来降低晶界的固溶S量从而改善耐SR裂纹特性(SR cracking resistance characteristics)。但是，若低于0.0005％则其效果不充分，优选添加0.0005％以上。但是，若添加超过0.02％，则REM硫化物显著聚集于沉淀晶带(sedimentation zone)，导致材质的劣化。因此，在添加REM的情况下，将其添加量限定为0.02％以下。

[0083] 0.03≤Nb+Ti+Al+V≤0.14

[0084] Nb、Ti、Al、V以Nb系碳氮化物、Ti系碳氮化物、Al系氮化物、V系碳化物的微细析出物的形态对加热奥氏体晶粒进行钉扎，从而抑制晶粒的粗大化。对这些元素与粒径的关系进行详细研究的结果表明，在满足0.03≤Nb+Ti+Al+V≤0.14的情况下，尤其实现晶粒的微细化，且低温韧性提高。因此，限定为0.03≤Nb+Ti+Al+V≤0.14。其中，Nb、Ti、Al、V表示含量(以质量％计)，在不含有这些元素的情况下设为0。

[0085] [制造条件]

[0086] 本发明的耐磨厚钢板能够应用于管钢、形钢以及棒钢等多种形状，并不限于厚钢板。制造条件中的温度限定以及加热速度限定是针对钢材中心部而言，采用钢板时为板厚中心，采用形钢时为赋予本发明的特性的部位的板厚中心，采用棒钢时为径向的中心。但是，由于中心部附近为几乎相同的温度历程(temperature history)，所以并不严格地限定于正中心。

[0087] 铸造条件

[0088] 本发明对由所有的铸造条件制造的钢材有效，所以没有必要特别地限定铸造条件。从钢水制造铸钢的方法、对铸钢进行轧制来制造钢板坯的方法没有特别限定。能够利用由转炉法(converter steelmaking process)/电炉法(electric steelmaking process)等熔铸的钢、由连续铸造(continuous casting)/铸锭法(ingot casting)等制造的板坯。

[0089] 再加热淬火

[0090] 将通过热轧而制成规定板厚的厚钢板再加热至Ac3相变点以上，之后从Ar3相变点以上通过水冷淬火至250℃以下的温度，生成板条马氏体组织。

[0091] 若再加热温度低于Ac3相变点，则残留有一部分未相变铁素体，因此无法通过接下来的水冷来满足想要达到的硬度。在水冷前低于Ar3相变点的情况下，奥氏体的一部分的相变在水冷前产生，因此无法通过接下来的水冷来满足想要达到的硬度。再有，若在比250℃高的温度停止水冷，则存在一部分相变为板条马氏体以外的组织的情况。因此，将再加热温度限定为Ac3相变点以上，将水冷开始温度限定为Ar3相变点以上，将水冷停止温度限定为250℃以下。

[0092] 本发明中求得Ac3相变点(℃)以及Ar3相变点(℃)的式子没有特别限定，例如为Ac3＝854－180C+44Si－14Mn－17.8Ni－1.7Cr，Ar3＝910－310C－80Mn－20Cu－15Cr－55Ni－80Mo。式中各元素为钢中含量(质量％)。

[0093] 本发明中，能够根据所期望的特性进一步限定以下的制造条件。

[0094] 热轧条件

[0095] 在管理板坯的再加热温度的情况下，优选设为1100℃以上。更优选为1150℃以上，进一步优选为1200℃以上。这是为了使板坯中生成的Nb系等的结晶物更多地固溶于板坯内，有效地确保微细析出物的生成量。

[0096] 在管理热轧的情况下，优选使未再结晶区的压下率为30％以上。更优选为40％以上，进一步优选为50％以上。这是因为，通过进行压下率30％以上的未再结晶区轧制，因Nb系碳氮化物等的应变诱导析出(strain-induced precipitation)而生成微细的析出物。

[0097] 冷却

[0098] 在热轧结束后实施水冷的情况下，优选强制冷却至250℃以下的温度。这是为了抑制轧制时应变诱导析出的微细析出物的生长。

[0099] 再加热时的升温速度

[0100] 再有，在管理再加热淬火时的再加热温度的情况下，优选以1℃/s以上的速度再加热至Ac3相变点以上。这是为了抑制再加热前生成的微细析出物以及再加热过程中生成的微细析出物的生长。关于加热方式，只要能够达到需要的升温速度，则可以是感应加热(induction heating)、通电加热(Electrical heating)，红外线辐射加热(Infrared radiation heating)，气氛加热(Atmospheric heating)等任一种方式。

[0101] 通过以上的条件，能够得到晶粒微细化、低温韧性优异的耐磨厚钢板。

[0102] 实施例

[0103] 熔铸表1所示的化学成分的钢A～K来铸造成板坯，并在表2所示的条件下制造厚钢板。板的温度测定通过插入至板厚中心部的热电偶来实施。

[0104] 表2表示钢板的组织、由取向差15°以上的大角度晶界包围的晶粒的平均粒径、直径50nm以下的微细析出物密度以及得到的钢板的布氏硬度、－40℃的夏比吸收能。

[0105] 采集与轧制方向垂直的截面的样品，将截面研磨成镜面后，由硝酸甲醇溶液进行腐蚀，通过光学显微镜以400倍对距钢板表面0.5mm的部位以及板厚1/4的部位进行观察，由此测定钢板的组织。

[0106] 关于晶体取向的测定，通过EBSP(Electron Back Scattering Pattern：电子背散射图案)法对包含板厚1/4的部位的、100μm见方的区域的晶体取向进行分析，将取向差15°以上的晶界定义为大角度，测定被该晶界包围的粒径，并求得简单平均值。

[0107] 关于微细析出物的单位面积内的个数密度，对从板厚1/4的部位由碳萃取复型法制作的试样进行TEM观察，并进行照片拍摄，数出直径50nm以下的微细析出物的个数，算出每100μm2内的个数密度。

[0108] 按照JISZ2243(2008)，使用压头直径10mm的超硬合金球以3000kgf的试验力对距钢板表面0.5mm的部位进行测试而求得布氏硬度(HBW10/3000)。关于－40℃的夏比吸收能，按照JISZ2242(2005)，使用从板厚1/4的部位沿与轧制方向垂直的方向采集的实际大小(full size)的V型缺口试验片(Charpy V-notch specimen)而求得，针对每个条件分别采集三组数据，并算出平均值。

[0109] 作为目标值(本发明范围)，布氏硬度为361以上，－40℃的夏比吸收能为27J以上。

[0110] [表1]

[0111]

[0112] [表2]

[0113]

[0114] 表2所示的钢板No.1～7、10、11、14～16的化学成分以及制造条件中任一个均满足本发明的要件，平均粒径、微细析出物密度也满足本发明的要件，布氏硬度、vE－40℃均满足本发明范围的目标。

[0115] 另外，钢板No.10、14在本发明的范围内，分别与钢板No.1、5相比较，由于提高了加热温度，因此粒径的微细化、微细析出物密度增加，确认到vE－40℃的提高。

[0116] 钢板No.11满足本发明的要件，与钢板No.2相比，提高了未再结晶区压下率，确认到粒径的微细化、微细析出物密度的增加、vE－40℃的提高。

[0117] 钢板No.15满足本发明的要件，与钢板No.6相比，轧制后进行了水冷，确认到粒径的微细化、微细析出物密度的增加、vE－40℃的提高。

[0118] 钢板No.16满足本发明的要件，与钢板No.7相比，提高了再加热升温速度，确认到粒径的微细化、微细析出物密度的增加、vE－40℃的提高。

[0119] 另一方面，钢板No.8的Nb以及(Nb+Ti+Al+V)的含量、No.9的Nb的含量超出本发明范围的下限，平均粒径、微细析出物密度、vE－40℃均没有达到目标值。

[0120] 钢板No.12的再加热温度低至Ac3以下，因此在从表面到板厚的1/4的深度，成为铁素体与马氏体的两相组织，没有充分地形成板条马氏体组织，布氏硬度未达到本发明的要件。

[0121] 钢板No.13的水冷开始温度低至Ar3以下，因此在从表面到板厚的1/4的深度，成为铁素体与马氏体的两相组织，没有充分地形成板条马氏体组织，布氏硬度未达到本发明的要件。

[0122] 另一方面，钢板No.17、18的Al的含量超出本发明范围的下限，平均粒径、微细析出物密度、vE－40℃均未达到目标值。