厚钢板及厚钢板的制造方法.pdf

本发明提供一种拉伸强度和屈服强度高、且具有优异的低温韧性的厚钢板、以及该厚钢板的制造方法。所述厚钢板以质量％计含有：C：0.04～0.15％、Si：0.1～2.0％、Mn：0.8～2.0％、P：0.025％以下、S：0.020％以下、Al：0.001～0.100％、Nb：0.010～0.050％、Ti：0.005～0.050％，还含有Cu、Ni、Cr、Mo，且满足0.5％≤Cu+Ni+Cr+Mo≤3.0％，还含有N，且满足1.8≤Ti/N≤4.5，余量为Fe及不可避免的杂质，并且多边形铁素体的面积分率小于10％，板厚中心的有效结晶粒径为15μm以下，有效结晶粒径的标准偏差为10μm以下。

权利要求书
1.  一种厚钢板，其以质量％计含有：
C：0.04～0.15％、Si：0.1～2.0％、Mn：0.8～2.0％、P：0.025％以下、S：0.020％以下、Al：0.001～0.100％、Nb：0.010～0.050％、Ti：0.005～0.050％，还含有Cu、Ni、Cr、Mo，且满足0.5％≤Cu+Ni+Cr+Mo≤3.0％，还含有N，且满足1.8≤Ti/N≤4.5，余量为Fe及不可避免的杂质，并且
多边形铁素体的面积分率小于10％，
板厚中心的有效结晶粒径为15μm以下，
有效结晶粒径的标准偏差为10μm以下。

2.  根据权利要求1所述的厚钢板，其还含有V：0.01～0.10％、W：0.01～1.00％、B：0.0005～0.0050％、Ca：0.0005～0.0060％、REM：0.0020～0.0200％、Mg：0.0002～0.0060％中的1种或2种以上。

3.  权利要求1或2所述的厚钢板的制造方法，该方法包括：
加热工序，将具有权利要求1或2所述的成分组成的钢板加热至950℃以上且1150℃以下，
再结晶温度范围轧制工序，在所述加热工序后，在板厚中心温度为930℃以上且1050℃以下的温度范围内，进行3道次以上轧制形状比为0.5以上且每一道次的压下率为6.0％以上的轧制，
未再结晶温度范围轧制工序，在所述再结晶温度范围轧制工序后，在板厚中心温度小于930℃的温度范围内，进行1道次以上轧制形状比为0.5以上且压下率总计为35％以上的轧制，
冷却工序，在所述未再结晶温度范围轧制工序后，从板厚中心温度为Ar3+15℃以上的温度开始冷却，并且在板厚中心温度于700℃～500℃之间的平均冷却速度为3.5℃/秒以上的条件下进行冷却。

4.  根据权利要求3所述的厚钢板的制造方法，其在所述冷却工序后还具有以700℃以下的温度进行回火处理的回火工序。

说明书厚钢板及厚钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及即使在低温环境下韧性也优异的厚钢板及其制造方法，所述厚钢板用于海洋构造物、建筑机械、桥梁、压力容器、储藏罐、建筑物等。
背景技术
对于用于海洋构造物、建筑机械、桥梁、压力容器、储藏罐、建筑物等的厚钢板而言，从屈服强度、拉伸强度较高以及安全性的观点考虑，要求较高的韧性。
已知，通常为了兼顾钢板组织的高强度和高韧性，使结晶粒径变得微细是有效的。例如，专利文献1～8中公开了通过钢板组织的微细化而提高钢板韧性的方法。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2010-248599号公报
专利文献2：日本特开2009-74111号公报
专利文献3：日本特开2003-129133号公报
专利文献4：日本特开2011-195883号公报
专利文献5：日本特开2001-49385号公报
专利文献6：日本特开2001-200334号公报
专利文献7：日本特开2001-64727号公报
专利文献8：日本特开2001-64723号公报
发明内容
发明要解决的课题
近年来，为了研究在更严苛的环境、特别是在低温环境下使用厚钢板，而且为了提高构造物的安全性，要求进一步提高厚钢板1/2t部(板厚中心部)的韧性。
但是，对于专利文献1、2中记载的方法而言，根据用途，存在板厚中心部的低温韧性(低温环境下的韧性)不足的情况。
另外，对于专利文献3中记载的方法而言，即使平均结晶粒径很微细，有时也会以部分存在的粗大结晶粒为起点而发生脆性破坏，这种情况下会产生韧性的不均、韧性的降低。
另外，对于专利文献4中记载的方法而言，钢板组织的一部分为多边形铁素体，因此存在不能稳定地满足高屈服强度的情况。而且，专利文献4中记载的在轧制形状比高的强压下进行1道次的方法中，道次数为1次，因此无法使所有结晶粒均匀地生成再结晶。其结果是，处于因再结晶而变得微细的晶粒与残存的粗大结晶粒混杂的状态。由于处于这种状态，以韧性差的粗大晶粒为起点而发生脆性破坏，因此不能获得良好的韧性。
另外，对于专利文献5～8中记载的利用轧制形状比大的压下的方法而言，存在1次轧制产生的应变量不足的情况，不生成再结晶而施加的位错由于恢复而消失，因此不会使组织变得微细，无法获得良好的韧性。
本发明是为了解决上述问题而完成的，其目的在于提供一种拉伸强度和屈服强度高、且具有优异的低温韧性的厚钢板、以及该厚钢板的制造方法。
解决课题的方法
本发明人等为了解决上述问题进行了深入研究，结果发现，通过使用具有特定成分组成的钢板，对多边形铁素体的面积分率、板厚中心的有效结晶粒径、有效结晶粒径的标准偏差进行调整，能够制成拉伸强度和屈服强度高、且低温韧性优异的厚钢板，从而完成了本发明。本发明提供以下产品和方法。
第一个发明是一种厚钢板，其以质量％计含有：C：0.04～0.15％、Si：0.1～2.0％、Mn：0.8～2.0％、P：0.025％以下、S：0.020％以下、Al：0.001～0.100％、Nb：0.010～0.050％、Ti：0.005～0.050％，还含有Cu、Ni、Cr、Mo，且满足0.5％≤Cu+Ni+Cr+Mo≤3.0％，还含有N，且满足1.8≤Ti/N≤4.5，余量为Fe及不可避免的杂质，并且多边形铁素体的面积分率小于10％，板厚中心的有效结晶粒径为15μm以下，有效结晶粒径的标准偏差为10μm以下。
第二个发明是第一个发明中记载的厚钢板，其还含有V：0.01～0.10％、W：0.01～1.00％、B：0.0005～0.0050％、Ca：0.0005～0.0060％、REM：0.0020～0.0200％、Mg：0.0002～0.0060％中的1种或2种以上。
第三个发明是制造第一个或第二个发明中的厚钢板的方法，该方法包 括：
加热工序，将具有第一个发明或第二个发明所述的成分组成的钢板加热至950℃以上且1150℃以下，
再结晶温度范围轧制工序，在所述加热工序后，在板厚中心温度为930℃以上且1050℃以下的温度范围内，进行3道次以上轧制形状比为0.5以上且每一道次的压下率为6.0％以上的轧制，
未再结晶温度范围轧制工序，在所述再结晶温度范围轧制工序后，在板厚中心温度小于930℃的温度范围内，进行1道次以上轧制形状比为0.5以上且压下率总计为35％以上的轧制，
冷却工序，在所述未再结晶温度范围轧制工序后，从板厚中心温度为Ar3+15℃以上的温度开始冷却，并且在板厚中心温度于700℃～500℃之间的平均冷却速度为3.5℃/秒以上的条件下进行冷却。
第四个发明为第三个发明中的制造方法，其在所述冷却工序后还具有以700℃以下的温度进行回火处理的回火工序。
发明的效果
本发明的厚钢板、用本发明的制造方法制造的厚钢板的拉伸强度和屈服强度高，且具有优异的低温韧性。
附图说明
图1是示出确定Ar3的热膨胀试验条件的图。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，本发明并不限定于以下的实施方式。
本发明的厚钢板以质量％计含有：C：0.04～0.15％、Si：0.1～2.0％、Mn：0.8～2.0％、P：0.025％以下、S：0.020％以下、Al：0.001～0.100％、Nb：0.010～0.050％、Ti：0.005～0.050％，还含有Cu、Ni、Cr、Mo，且满足0.5％≤Cu+Ni+Cr+Mo≤3.0％，还含有Ti、N，且满足1.8≤Ti/N≤4.5，余量为Fe及不可避免的杂质。以下，对厚钢板所含的成分进行说明。需要说明的是，在以下的说明中，表示各成分的含量的“％”是指“质量％”。
C：0.04～0.15％
C(碳)是提高厚钢板的强度的元素。为了确保本发明的强度，C的含量的下限为0.04％。另外，C的含量超过0.15％时，厚钢板的焊接性降低。因此，本发明中C的含量的上限为0.15％。而且，C的优选含量的下限为0.045％，上限为0.145％。
Si：0.1～2.0％
Si(硅)是通过固溶强化而主要提高厚钢板的屈服强度的元素。为了确保本发明的屈服强度，Si的含量的下限为0.1％。另外，Si的含量超过2.0％时，厚钢板的焊接性降低。因此，本发明中Si的含量的上限为2.0％。而且，优选Si的含量的下限为0.10％，上限为1.90％。
Mn：0.8～2.0％
Mn(锰)是通过提高钢的淬火性来提高厚钢板的强度的元素。但是，如果含有过量的Mn，则厚钢板的焊接性降低。因此，本发明中Mn的含量为0.8％以上且2.0％以下。而且优选为1.10％以上且1.80％以下的范围。
P：0.025％以下
P(磷)在钢中是作为杂质而不可避免存在的元素。而且，P有使钢的韧性降低的情况。因此，希望能够尽量降低P的含量。特别是如果含有超过0.025％的P，则有厚钢板的韧性易于降低的倾向。本发明中P的含量为0.025％以下。优选为0.010％以下。
S：0.020％以下
S(硫)在钢中是作为杂质而不可避免存在的元素。而且，S在钢的韧性、板厚方向拉伸试验中有使断面收缩率降低的情况。因此，希望S的含量能够尽量降低。特别是如果S的含量超过0.020％，则有上述特性显著降低的倾向。因此，本发明中S的含量为0.020％以下。优选为0.004％以下。
Al：0.001～0.100％
Al(铝)是作为脱氧材料起作用的元素，在钢水的脱氧工艺中，是作为脱氧材料而最通常使用的元素。为了使Al作为脱氧材料而充分地发挥作用，Al的含量的下限为0.001％。另一方面，Al的含量如果超过0.100％，则Al会形成粗大的碳化物，具有降低厚钢板的延展性的倾向。因此，本发明中Al的含量的上限为0.100％。优选下限为0.003％，上限为0.050％。
Nb：0.010～0.050％
Nb(铌)是使奥氏体相的未再结晶温度范围扩大的元素，是有效地进行未 再结晶温度范围的轧制、用于得到期望的微细组织所必需的元素。因此，Nb的含量为0.010％以上。但是，Nb的含量超过0.050％时韧性反而降低，因此上限为0.050％。需要说明的是，优选Nb的含量的下限为0.015％，上限为0.035％。
Cu+Ni+Cr+Mo：0.5～3.0％
Cu、Ni、Cr、Mo是增加钢的淬火性、提高厚钢板强度的元素。通过使其总含量为0.5％以上，能够抑制多边形铁素体形成，提高屈服强度。但是，如果总含量超过3.0％，则厚钢板的焊接性变差。因此，本发明中Cu+Ni+Cr+Mo的总含量为0.5～3.0％，下限优选为0.7％，上限优选为2.5％。需要说明的是，“Cu+Ni+Cr+Mo”的各元素符号是各元素的含量的意思。
Ti：0.005～0.050％
Ti(钛)以TiN的形式析出，其结果是，在轧制钢板的钢坯加热时抑制了奥氏体粒变得粗大。如上所述，Ti是对轧制后得到的最终组织的微细化有贡献，且有助于提高厚钢板的韧性的有效的元素。为了获得这样的效果，Ti的含量为0.005％以上。另一方面，如果Ti的含量超过0.050％，则焊接热影响部的韧性降低。因此，本发明中Ti的含量为0.005～0.050％，下限优选为0.005％，上限优选为0.040％。
满足1.8≤Ti/N≤4.5的N
如果1.8＞Ti/N(质量比)，则在钢坯加热时TiN容易熔解，难以获得抑制奥氏体粒粗大化的效果。而且由于固溶N的存在会使厚钢板的韧性变差。另一方面，如果Ti/N＞4.5，则由于相对于N过量存在的Ti形成粗大的TiC，从而使厚钢板的韧性变差。因此，限定为1.8≤Ti/N≤4.5的范围。需要说明的是，优选为2.0≤Ti/N≤4.0。
本发明的厚钢板以上述成分为基本组成。另外，为了提高强度、调整韧性、接头韧性，本发明的厚钢板还可以含有V：0.01～0.10％、W：0.01～1.00％、B：0.0005～0.0050％、Ca：0.0005～0.0060％、REM：0.0020～0.0200％、Mg：0.0002～0.0060％中的1种或2种以上。
V：0.01～0.10％
V(钒)是进一步提高厚钢板的强度和韧性的元素，添加0.01％以上来发挥其效果。但是，如果V的含量超过0.10％，则会有导致韧性降低的情况，因此优选V的含量的上限为0.10％。需要说明的是，V的含量进一步优选为 0.03～0.08％。
W：0.01～1.00％
W(钨)是提高厚钢板的强度的元素，添加0.01％以上来发挥其效果。但是，如果W的含量超过1.00％，则有时产生焊接性降低的问题。因此，W的含量优选为0.01～1.00％。W的含量更优选为0.05～0.15％。
B：0.0005～0.0050％
B(硼)是含有极微量就能提高淬火性，且由此提高厚钢板的强度的有效的元素。为了获得该效果，B的含量优选为0.0005％以上。另一方面，如果含有超过0.0050％的B，则存在焊接性降低的情况，因此B的含量的上限优选为0.0050％。
Ca：0.0005～0.0060％
Ca(钙)通过固定S来抑制MnS的生成，可以改善板厚方向的断面收缩率特性。另外，Ca也有改善焊接热影响部韧性的效果。为了获得该效果，Ca的含量优选为0.0005％以上。另一方面，如果含有超过0.0060％的Ca，则存在厚钢板的韧性降低的情况，Ca的含量的上限优选为0.0060％。
REM：0.0020～0.0200％
REM(稀土元素)通过固定S来抑制MnS的生成，可以改善板厚方向的断面收缩率特性。另外，REM也有改善焊接热影响部韧性的效果。为了获得该效果，REM的含量优选为0.0020％以上。另一方面，如果含有超过0.0200％的REM，则存在厚钢板的韧性降低的情况，REM的含量的上限优选为0.0200％。
Mg：0.0002～0.0060％
Mg(镁)是抑制焊接热影响部的奥氏体粒的生长、改善焊接热影响部的韧性的有效的元素。为了获得该效果，Mg的含量优选为0.0002％以上。另一方面，如果含有超过0.0060％的Mg，则效果饱和而不能期待与含量相称的效果，存在经济上不利的情况。因此，Mg的含量的上限优选为0.0060％。
上述成分以外的余量为Fe及不可避免的杂质。这里，不可避免的杂质为O(氧)等。O是在制造钢材的阶段不可避免地混入的代表性的不可避免的杂质。虽然代表性的不可避免的杂质是O，但是不可避免的杂质是指上述必需成分以外的成分。因此，无论是有意地还是偶然地，含有的不损害本发明效果的任意成分均在本发明的范围内。
接下来，对厚钢板的钢板组织进行说明。
多边形铁素体的面积率：小于10％
如果多边形铁素体的面积率在10％以上，则厚钢板的屈服强度降低。因此，将本发明的厚钢板中多边形铁素体的面积率限定为小于10％。需要说明的是，上述面积率优选为8％以下，最优选为5％以下。这里，多边形铁素体的面积率是指，在钢板组织的观察面中多边形铁素体所占的比例。需要说明的是，对钢板组织的上述观察可以按照以下方法进行：在厚钢板的轧制方向上对平行的板厚剖面进行研磨后，用3％硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀，使用SEM(扫描电子显微镜)以2000倍的倍率、10视野的条件对该经腐食的板厚剖面进行观察。另外，可以使用市售的图像处理软件等求出面积率。
本发明的厚钢板中的主体组织是贝氏体和马氏体。而且，优选使结晶组织的结晶粒径变得微细。在本发明中，该结晶粒径是指下述的有效结晶粒径。
有效结晶粒径：15μm以下
本发明的厚钢板的板厚中心的有效结晶粒径为15μm以下。如果有效结晶粒径大于15μm，则厚钢板的韧性变差。有效结晶粒径更优选为10μm以下。需要说明的是，有效结晶粒径可以用EBSP(Electron Backscatter Diffraction Pattern：电子背散射衍射图案)法来算出。然后，通过求出观察面的有效结晶粒径的平均值可以得到有效结晶粒径。需要说明的是，可以使用市售的图像处理软件等求出有效结晶粒径。
另外，有效结晶粒径的测定可以通过下述方法来进行：对从厚钢板的板厚中心选取的与轧制方向平行的剖面进行镜面研磨，并对板厚中心的5mm×5mm范围进行EBSP解析。即使在该范围内存在有效结晶粒径超过15μm的样品，只要有效结晶粒径在15μm以下的样品所占的比例为总体的80％以上，就在本发明的范围内。
有效结晶粒径的标准偏差：10μm以下
在本发明中，有效结晶粒径的粒径分布的标准偏差为10μm以下。如果上述标准偏差大于10μm，则一部分存在的粗大晶粒会成为脆性破坏的起点，导致厚钢板的韧性变差。另外，本发明中上述标准偏差优选为7μm以下。
接着，对本发明的厚钢板的制造方法进行说明。本发明的厚钢板的制造方法对制造条件没有特别限定。例如，本发明的厚钢板可以通过具有加热工序、再结晶温度范围轧制工序、未再结晶温度范围轧制工序、以及冷却工序 的方法来制造。
对于本发明的厚钢板而言，使结晶组织的结晶粒径最大限度地变得微细是重要的。为了实现该目的，有如下方法：在奥氏体的再结晶温度范围进行强压下使奥氏体粒变得微细，通过进行奥氏体的未再结晶温度范围的压下来导入相变核，然后进行快速冷却。
在再结晶温度范围轧制工序中，在各道次压下时是否发生再结晶依赖于各道次所施加的应变量。而且，在未再结晶温度范围轧制工序中，由压下所施加的应变产生的相变核的效果依赖于应变量的总和。而且，对于任一轧制工序而言，为了将轧制产生的应变施加至板厚中心，需要增大下式所示的各轧制道次的轧制形状比(ld/hm)。
ld/hm＝{R(hi-h0)}1/2/{(hi+2h0)/3}
这里，各符号分别表示各轧制道次时的ld：投影接触弧长、hm：平均板厚、R：辊半径、hi：入侧板厚、h0：出侧板厚。
通过对道次安排、压下率以及轧制形状比进行各种更改，使板厚中心组织的平均尺寸变小、且降低组织尺寸的不均，能够制造出具有优异的低温韧性、且屈服强度和拉伸强度在一定的水平以上的厚钢板。各工序的内容和各工序中采用的优选条件如下所述。需要说明的是，轧制形状比按照上述式子表示，其涉及进行轧制时板厚方向的应变分布。如果轧制形状比小，则存在应变集中于钢板表面的倾向。在相同直径的辊的情况下，减小压下量时轧制形状比减小。另外，如果轧制形状比大，则存在应变不仅发生在钢板的表面，而且深入板厚中心部的倾向。为了增大轧制形状比，在相同直径的辊的情况下，只要增大压下量即可。
加热工序是指对具有上述成分组成的钢板进行加热的工序。在本工序中，优选将钢板加热至950℃以上且1150℃以下。如果加热温度小于950℃，则会局部形成奥氏体未相变部，因此无法在轧制后获得需要的特性。另一方面，如果加热温度超过1150℃，则奥氏体粒变得粗大，无法在控制轧制后获得作为期望的钢板组织的小粒组织。在本工序中，特别优选加热温度为950℃以上且1120℃以下。
再结晶温度范围轧制工序是指，在板厚中心温度为930℃以上且1050℃以下的温度范围内，进行3道次以上轧制形状比为0.5以上且每一道次的压下率为6.0％以上的轧制的工序。另外，轧制时对钢板施加的应变根据板 厚位置而不同，轧制形状比越小，对板厚中心施加应变的比例越小。为了对板厚中心施加与压下比相应的应变，需要将轧制形状比调整为0.5以上。而且，为了生成再结晶，需要每一道次6.0％以上的压下率。需要说明的是，优选每一道次为8％以上。
如果进行本工序时的板厚中心温度的温度范围小于930℃，则存在轧制时难以发生再结晶，无法形成需要量的奥氏体粒微细化的倾向。另外，在高于1050℃的温度时，轧制时再结晶引起的微粒化效果减小。因此，上述温度范围优选为930℃以上且1050℃以下。需要说明的是，板厚中心温度使用了根据热传导、对流传热、辐射传热等传热计算得到的计算值，所述传热计算也考虑到了除锈水、钢板温度调整用冷却水的喷射。
另外，在本工序中，在板厚中心温度为930℃以上且1050℃以下的温度范围内，轧制形状比为0.5以上，且每一道次的压下率为6.0％以上的压下次数为2次以下的情况下，会残留一部分未产生再结晶而仍然粗大的晶粒。如果每一道次的压下率小、或压下次数少，则特别是板厚中央部的韧性会变差。
未再结晶温度范围轧制工序是指，在上述再结晶温度范围轧制工序后，在板厚中心温度小于930℃的温度范围内，进行1道次以上的轧制形状比为0.5以上、且压下率或压下率总计为35％以上的轧制的工序。
如果在930℃以上进行本工序，则容易生成再结晶，导入的应变由于再结晶时被消耗而不会蓄积，不能在随后的冷却时作为相变核而利用，导致最终组织变得粗大。
另外，对于本工序而言，在轧制形状比小于0.5的轧制的情况下、在压下率或压下率之和小于35％的情况下，对板厚中心施加的应变减小，奥氏体相在相变时的微粒化无法达到需要量。轧制优选为2道次以上，压下率之和的优选范围为45％以上。
冷却工序是指，在上述未再结晶温度范围轧制工序后，从板厚中心温度为Ar3+15℃以上的温度开始冷却，并且在板厚中心温度于700℃～500℃之间的平均冷却速度为3.5℃/秒以上的条件下进行冷却的工序。
如果板厚中心的冷却开始温度小于Ar3+15℃，则在板厚中心部的快速冷却开始之前铁素体相变就开始了，导致厚钢板的屈服强度降低。因此，将板厚中心的冷却开始温度限定为Ar3+15℃以上。需要说明的是，Ar3使用了用实施例所示的热膨胀试验而求出的值。
如果板厚中心的平均冷速小于3.5℃/秒，则生成铁素体相而使屈服强度降低。因此，将板厚中心于700～500℃之间的平均冷速限定为3.5℃/秒以上。
对于本发明而言，优选在上述冷却工序后还具有在700℃以下的温度进行回火处理的回火工序。
如果回火温度大于700℃，则生成铁素体相而使厚钢板的屈服强度降低。因此，将回火温度限定在700℃以下。需要说明的是，上述回火温度优选为650℃以下。
实施例
以下，通过实施例对本发明进行说明。需要说明的是，本发明并不受以下实施例的限定。
表1示出了用于评价的钢的组成。钢种类A～H是成分组成满足本发明的范围的发明例，钢种类I～M是成分组成在本发明的范围以外的比较例。
按照表2所示的制造条件，使用这些种类的钢制造厚钢板，将对得到的厚钢板的组织、母材的强度、韧性进行了评价的结果示于表3。
需要说明的是，板厚中心温度是在钢板轧制时，在板的长度、宽度、板厚方向中心处安装热电偶而测定的。
Ar3的确定
在用于钢板轧制的钢坯的(1/4)t(t表示板厚)位置采集8Φ×12mm的样品，在如图1所示的条件下进行热膨胀试验，由相变膨胀评价Ar3。
多边形铁素体的面积率
对于得到的各厚钢板，在进行钢板组织的鉴定的同时，对其面积率(％)进行了测定。对于钢板组织而言，使用扫描电子显微镜(SEM)在2000倍、10视野的条件下，对于用3％硝酸乙醇腐蚀液在与钢板轧制方向平行的板厚剖面形成的腐蚀露出组织进行了观察。用图像分析软件(Image-Pro；Cybernetics公司制)对其进行分析，对于各种相，制作成二值化为该相与除此以外的相的图像。由于马氏体相与残留奥氏体相难以识别，因此将两相视为相同而进行了二值化。使用软件的功能由这些图像求出多边形铁素体相的面积率。另外，主要的相为贝氏体、马氏体组织。
有效结晶粒径的测定
在板的长度、宽度、板厚方向中心采集样品，进行镜面研磨精加工，然 后在下述条件下进行EBSP分析，用得到的结晶方位图，将与邻接的结晶粒的方位差为15°以上的大角度晶界所包围的组织的相当于圆的直径作为有效结晶粒径，对组织尺寸进行了评价。基于该评价结果求出了有效结晶粒径(平均值)和标准偏差。
EBSP条件
分析区域：板厚中心的1mm×1mm区域
步进尺寸：0.4μm
屈服强度和拉伸强度的测定
另外，在与轧制方向成直角的方向上从得到的钢板的EBSP样品的接近板厚中心位置采集JIS4号拉伸试验片，按照JISZ2241(1998年)的规定进行拉伸试验，评价了屈服强度和拉伸强度。
另外，按照JISZ2202(1998年)的规定，在与轧制方向成直角的方向上从得到的钢板的EBSP样品的接近板厚中心位置采集V切口试验片，按照JISZ2242(1998年)的规定实施摆锤式冲击试验，评价了延展性-脆性转变温度(vTrs)。评价标准为：将-60℃以下的样品评价为低温韧性优异。

[表2]表2厚钢板的制造方法

注：带*表示制造方法在发明的范围以外(虽然不带*，但No.14中930℃以上的道次在范围以外)

No.1～8、18为发明例，No.9～17、19为比较例。
根据本发明得到的发明例的屈服强度均为500MPa以上，拉伸强度均为600MPa以上，且均具有vTrs为-60℃以下的优异强度、低温韧性。
No.9的Cu、Ni、Cr及Mo的总量比本发明范围少，因此无法获得需要的强度。
No.10的Nb量比本发明范围少，没有有效地进行未再结晶范围压下，因此有效结晶粒径粗大，韧性降低，而且无法获得需要的强度。
No.11的Ti少且Ti/N小于本发明范围，因此钢坯加热时的γ粒变得粗 大，且最终组织的有效结晶粒径变得粗大，韧性降低。
No.12的Ti/N大于本发明范围，形成了粗大的Ti析出物，因此韧性降低。
No.13的Nb量多于本发明范围，因此韧性降低。
No.14的再结晶温度范围轧制条件不满足优选条件，因此有效结晶粒径粗大，韧性降低。
No.15的加热温度高于优选范围，钢坯加热时的γ粒变得粗大，且最终组织的有效结晶粒径变得粗大，因此韧性降低。
No.16的未再结晶温度范围轧制条件在本发明范围以外，因此有效结晶粒径粗大，韧性降低。
No.17的冷却开始温度低于本发明范围，生成了多边形铁素体，因此有效结晶粒径的偏差增大，韧性降低，而且强度降低。
No.18的冷却速度在制造方法的发明范围以外，因此与优选的发明例相比，强度略低。
No.19的回火温度高于本发明范围，生成了多边形铁素体，因此有效结晶粒径的偏差增大，韧性降低，而且强度降低。