耐应力腐蚀开裂性优异的耐磨损钢板及其制造方法

摘要

本发明提供适合供于建设机械、产业机械等的耐应力腐蚀开裂性优异的耐磨损钢板及其制造方法。具体而言，具有如下组成：以质量%计，含有C：0.20～0.27%、Si：0.05～1.0%、Mn：0.30～0.90%、P、S、Nb：0.005～0.025%、Ti：0.008～0.020%、Al：0.1%以下、N：0.0010～0.0060%，以及Cr、Mo、W、B中的1种或2种以上，根据需要含有Cu、Ni、V、REM、Ca、Mg中的1种或2种以上，DI＊为45以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，微观组织是以回火马氏体为基体相，粒径以当量圆直径计为0.01～0.5μm以下的Nb、Ti系析出物以2×102个/mm2以上存在。另外，将具有上述记载的钢组成的钢片加热后，进行热轧，并进行再加热淬火或者直接淬火。

说明书

技术领域

本发明涉及适合供于建设机械（construction machine）、产业机械 （industrial machine）、造船（shipbuiding）、钢管（steel pipe）、土木 （civil engineering）、建筑等的板厚为4mm以上的耐磨损钢板（abrasion  resistant steel plate or steel sheet），特别涉及耐应力腐蚀开裂性 （resistance of stress corrosion crack）优异的耐磨损钢板。

背景技术

在建设机械、产业机械、造船、钢管、土木、建筑等的钢铁结构物 或机械、装置等中使用热轧钢板时，有时要求钢板的磨损特性（abrasion  resistant property）。磨损是在机械、装置等的运转部位，由于钢材之间， 或者与土砂、岩石等不同种类材料的持续接触而产生并削去钢材的表层 部的现象。

如果钢材的耐磨损特性差，则不仅造成机械、装置的故障，还存在 无法维持作为结构物的强度的危险性，所以高频率的磨损部位的修补、 更换是不可避免的。因此，针对被应用于磨损部位的钢材，强烈要求提 高耐磨损特性。

以往，作为钢材，为了拥有优异的耐磨损性，通常提高硬度，通过 形成马氏体单相组织（martensite single phase microstructure），从而能 够飞跃性地提高硬度。另外，为了提高马氏体组织本身的硬度，增加固 溶C量（amount of solid solution carbon）是有效的，从而开发出各种 耐磨损钢板（例如，专利文献1～5）。

另一方面，对于钢板，要求耐磨损特性的部位大多露出铁基体表面， 钢材表面与含有腐蚀性物质的水蒸气（moisture vapor）、水分（moisture） 或油分（oil）等接触，产生钢材的腐蚀。

例如，在矿石运输用输送机（ore conveyer）等矿山机械（mining  machinery）中使用耐磨损钢时，硫化氢（hydrogen sulfide）等腐蚀性 物质（corrosive material）与土壤中的水分（moisture in soil）同时存 在，另外，在建设机械等中使用耐磨损钢时，存在柴油发动机（diesel  engine）中所含的水分和氧化硫（sulfuric oxide）等，有时都会成为非 常严苛的腐蚀环境（corrosion environment）。此时，在钢材表面的腐蚀 反应（corrosion reaction）中，铁因阳极反应（anode reaction）而生成 氧化物（铁锈），另一方面，因水分的阴极反应（cathode reaction）而 生成氢。

通过腐蚀反应生成的氢侵入像耐磨损钢这样的高硬度马氏体组织 的钢材中时，钢材极度脆化，在弯曲加工（bending work）、焊接等的 残余应力（welding residual stress）或使用环境（environment of usage） 中的负荷应力（applied stress）的存在下，产生开裂（crack）。其为应 力腐蚀开裂（stress corrosion crack），对于用于机械、装置等的钢材， 从运转的安全性的观点出发，耐磨损性不言自喻，耐应力腐蚀开裂性优 异也是重要的。

专利文献1：日本特开平5-51691号公报

专利文献2：日本特开平8-295990号公报

专利文献3：日本特开2002-115024号公报

专利文献4：日本特开2002-80930号公报

专利文献5：日本特开2004-162120号公报

非专利文献1：日本学术振兴会大129委员会（日本材料强度学会， 1985）基准的应力腐蚀开裂标准试验法

发明内容

然而，专利文献1～5等中提出的耐磨损钢以具备母材韧性、耐延 迟断裂特性（以上，专利文献1、3、4）、焊接性、焊接部的耐磨损性、 结露腐蚀环境中的耐腐蚀性（以上，专利文献5）为目的，因此，用非 专利文献1记载的应力腐蚀开裂标准试验法时，没有达到优异的耐应力 腐蚀开裂性和耐磨损性的兼备。

因此，本发明的目的在于提供在不引起生产率（productivity）降低 和制造成本（production cost）增加的情况下，经济性（economic  efficiency）优异、耐应力腐蚀开裂性优异的耐磨损钢板及其制造方法。

本发明人等为了实现上述课题，以耐磨损钢板为对象，为了确保优 异的耐应力腐蚀开裂性能，对钢板的化学成分、制造方法以及决定微观 组织（microstructure）的各种要因进行深入研究，得到了以下见解。

1.为了确保优异的耐磨损特性，必须确保高硬度（high hardness）， 但过度高硬度化会使耐应力腐蚀开裂性显著降低，因此，重要的是严格 控制硬度范围。进而，为了提高耐应力腐蚀开裂性，有效的是在钢板中 将渗碳体（cementite）作为扩散性氢（diffusible hydrogen）的捕获点 （trap site）分散。因此，重要的是严格控制以C为主的钢板的化学组 成，并以钢板的基体组织为回火马氏体。

回火马氏体组织中的Nb、Ti的碳化物、氮化物以及复合碳氮化物 （complex carbonitride）通过适当控制其分散状态（dispersion state）， 从而作为因钢材的腐蚀反应而生成的扩散性氢的捕获点发挥作用，具有 抑制氢脆开裂（hydrogen embrittlement cracking）的效果。

轧制、热处理以及冷却条件等对回火马氏体组织中的Nb、Ti的碳 化物、氮化物以及复合碳氮化物的分散状态造成影响，重要的是控制这 些制造条件。由此，能够抑制在腐蚀环境下的结晶晶界断裂，有效防止 应力腐蚀开裂。

2.此外，为了有效抑制回火马氏体组织（tempered martensite  microstructure）的结晶晶界断裂（grain boundary fracture），提高结 晶晶界强度（grain boundary strength）的对策是有效的，必须在减少P 等杂质元素的同时控制Mn的成分范围。Mn具有提高淬透性（harde  nability）的效果，有助于提高耐磨损性，另一方面，是在钢片的凝固 过程（solidification process）中，容易与P一起共偏析（co-segregation） 的元素，使微观偏析部的结晶晶界强度降低。

另外，为了有效抑制结晶晶界断裂，使晶粒微细化是有效的，具有 抑制晶粒生长的钉扎效应（pinning effect）的微小的夹杂物（inclusion） 的分散是有效的。因此，有效的是添加Nb和Ti而使碳氮化物在钢中分 散。

本发明是在得到的见解的基础上进一步进行研究而作出的，即，本 发明如下：

1.一种耐应力腐蚀开裂性优异的耐磨损钢板，其特征在于，具有如 下组成：

以质量%计，含有以下成分中的1种或2种以上：

C：0.20～0.27%，

Si：0.05～1.0%，

Mn：0.30～0.90%

P：0.010%以下，

S：0.005%以下，

Nb：0.005～0.025%，

Ti：0.008～0.020%，

Al：0.1%以下，

N：0.0010～0.0060%，以及

Cr：0.05～1.5%，

Mo：0.05～1.0%，

W：0.05～1.0%，

B：0.0003～0.0030%，

（1）式表示的淬透性指数（hardenability index）DI＊为45以上， 余量由Fe和不可避免的杂质构成，

微观组织是以回火马氏体为基体相，粒径以当量圆直径计为0.01～ 0.5μm的含有Nb和Ti中的1种或2种的碳化物、氮化物或碳氮化物以 2×10²个/mm²以上存在；

DI＊＝33.85×（0.1×C）^0.5×（0.7×Si＋1）×（3.33×Mn＋1）×（0.35×Cu ＋1）×（0.36×Ni＋1）×（2.16×Cr＋1）×（3×Mo＋1）×（1.75×V ＋1）×（1.5×W＋1）·····（1）

其中，各合金元素表示含量（质量%），不含有时设为0。

2.如1所述的耐应力腐蚀开裂性优异的耐磨损钢板，其特征在于， 在钢组成中，以质量%计，进一步含有以下成分中的1种或2种以上：

Cu：1.5%以下，

Ni：2.0%以下，

V：0.1%以下。

3.如1或2所述的耐应力腐蚀开裂性优异的耐磨损钢板，其特征在 于，钢组成中，以质量%计，进一步含有以下成分中的1种或2种以上：

REM：0.008%以下，

Ca：0.005%以下，

Mg：0.005%以下。

4.如1～3中任一项所述的耐应力腐蚀开裂性优异的耐磨损钢板， 其特征在于，回火马氏体的平均结晶粒径以当量圆直径计为15μm以下。

5.如1～4中任一项所述的耐应力腐蚀开裂性优异的耐磨损钢板， 其特征在于，表面硬度以布氏硬度计为400～520HBW10/3000。

6.一种耐应力腐蚀开裂性优异的耐磨损钢板的制造方法，其特征在 于，将具有1～3中任一项所述的钢组成的钢片加热至1000℃～1200℃ 后，进行热轧，冷却后，再加热至Ac3～950℃，进行淬火。

7.一种耐应力腐蚀开裂性优异的耐磨损钢板，其特征在于，将具有 1～3中的任一项所述的钢组成的钢片加热至1000℃～1200℃后，在850 ℃以上的温度区域进行热轧，热轧结束后，立即从Ar3～950℃的温度 进行淬火。

应予说明，在本发明中，对于回火马氏体的平均结晶粒径，由于回 火马氏体为原奥氏体粒，因而以原奥氏体粒径的当量圆直径求出平均结 晶粒径。

根据本发明，在不引起生产率降低和制造成本增加的情况下，得到 具有优异的耐应力腐蚀开裂性的耐磨损钢板，大大有助于提高钢结构物 的安全性、寿命，在产业上起到显著的效果。

附图说明

图1是表示P含量为0.007～0.009%的耐磨损钢（以布氏硬度计为 450～500HBW10/3000的耐磨损钢）的耐应力腐蚀开裂特性（KISCC） 与Mn量的关系的图。

图2是表示Mn含量为0.5～0.7%的耐磨损钢（以布氏硬度计为 450～500HBW10/3000的耐磨损钢）的耐应力腐蚀开裂特性（KISCC） 与P量的关系的图。

图3是表示应力腐蚀开裂标准试验中使用的试验片形状的图。

图4是表示使用图3所示的试验片的试验机的构成的图。

具体实施方式

［微观组织］

在本发明中，将钢板的微观组织的基体相作为回火马氏体，进而规 定微观组织中的含有Nb和Ti中的1种或2种的碳化物、氮化物或者碳 氮化物（以下，Nb、Ti系析出物）的存在状态。

Nb、Ti系析出物的粒径以当量圆直径计为0.01～0.5μm。如果小于 0.01μm，则不仅作为扩散性氢的捕获点而抑制氢脆开裂的效果饱和，而 且在实际制造中为了控制到小于0.01μm，制造负荷极度增大，制造成 本上升。另一方面，如果超过0.5μm，则得不到抑制热轧和热处理时的 晶粒的粗大化的效果，以及作为扩散性氢的捕获点而抑制氢脆开裂的效 果。

如果上述粒径的Nb、Ti系析出物在微观组织中少于2×10²个/mm²， 则得不到抑制热轧和热处理时的晶粒的粗大化的效果，以及作为扩散性 氢的捕获点而抑制氢脆开裂的效果，因此设为2×10²个/mm²以上。

在本发明中，进一步提高耐应力腐蚀开裂性时，除上述之外，使钢 板的微观组织的基体相（base phase or main phase）为平均结晶粒径以 当量圆直径计为15μm以下的回火马氏体。为了具有钢板的耐磨损特性， 必须形成回火马氏体组织。但是，如果回火马氏体的平均结晶粒径以当 量圆直径计超过15μm，则耐应力腐蚀开裂性劣化。因此，优选将回火 马氏体的平均结晶粒径设为15μm以下。

应予说明，如果母相中除回火马氏体之外，还混杂有贝氏体 （bainite）、珠光体（pearlite）和铁素体（ferrite）等组织，则硬度降 低，耐磨损性降低，所以这些组织的面积比（area ratio）越少越好，混 杂时，优选以面积比计为5%以下。

另一方面，如果混杂有马氏体，则耐应力腐蚀开裂性降低，所以马 氏体越少越好，以面积比计为10%以下时，可以忽略其影响，所以可以 含有。

另外，表面硬度以布氏硬度（Brinell hardness）计小于 400HBW10/3000时，作为耐磨损钢的寿命缩短，另一方面，如果超过 520HBW10/3000，则耐应力腐蚀开裂性显著劣化，所以优选使表面硬度 以布氏硬度计为400～520HBW10/3000的范围。

［成分组成］

在本发明中，为了确保优异的耐应力腐蚀开裂性，规定钢板的成分 组成。应予说明，在说明中，%为质量%。

C：0.20～0.27%

C是对于提高马氏体的硬度、确保优异的耐磨损性而言重要的元素， 为了提高该效果，必须含有0.20%以上。另一方面，如果含量超过0.27%， 则马氏体的硬度过度升高，耐应力腐蚀开裂性降低。因此，限定在0.20～ 0.27%的范围。优选为0.21～0.26%。

Si：0.05～1.0%

Si作为脱氧剂（deoxidizing agent）发挥作用，不仅在制钢上需要， 还具有固溶在钢中通过固溶强化（solid solution strengthening）使钢板 高硬度化的效果。为了得到这样的效果，必须含有0.05%以上。另一方 面，如果含量超过1.0%，则焊接性（weldability）劣化，所以限定在 0.05～1.0%的范围。优选为0.07～0.5%。

Mn：0.30～0.90%

Mn具有增加钢的淬透性（hardenability）的效果，为了确保母材 的硬度，必须为0.30%以上。另一方面，如果含量超过0.90%，则不仅 母材的韧性（toughness）、延性（ductility）以及焊接性劣化，还助长P 的晶界偏析（intergranular segregation），助长耐应力腐蚀开裂的发生。 图1是P含量为0.007～0.009%的耐磨损钢（以布氏硬度计为450～ 500HBW10/3000的耐磨损钢）的耐应力腐蚀开裂特性（KISCC）与Mn 量的关系。实验方法与后述的实施例相同，而Mn量越增加，则KISCC 值越降低，即耐应力腐蚀开裂特性越降低。因此，Mn含量限定在0.30～ 0.90%的范围。优选为0.35～0.85%。

P：0.010%以下

如果P含量超过0.010%，则在晶界偏析，成为耐应力腐蚀开裂发 生的起点。图2是Mn含量为0.5～0.7%的耐磨损钢（以布氏硬度计为 450～500HBW10/3000的耐磨损钢）的耐应力腐蚀开裂特性（KISCC） 与P量的关系。可知P量越增加，则KISCC值越降低。因此，P含量 以0.010%为上限，优选尽可能减少。优选为0.085%以下。

S：0.005%以下

由于S使母材的低温韧性、延性劣化，所以优选以0.005%为上限 进行减少。优选为0.003%以下，更优选为0.002%以下。

Nb：0.005～0.025%

Nb作为碳氮化物析出，使母材和焊接热影响部（weld heat-affected  zone）的微观组织微细化，并且不仅固定固溶N（solute N）而改善韧 性，而且生成的碳氮化物在扩散性氢的捕获点有效，是兼具应力腐蚀开 裂抑制的效果的重要元素。为了得到这样的效果，必须含有0.005%以 上。另一方面，如果含量超过0.025%，则粗大的碳氮化物析出，成为 断裂的起点（origin of the fracture）。因此，限定在0.005～0.025%的范 围。

Ti：0.008～0.020%

Ti与氮化物或Nb一起形成碳氮化物，具有抑制晶粒的粗大化的效 果，并且具有抑制因固溶N的减少所致的韧性的劣化的效果。进而，生 成的碳氮化物作为扩散性氢的捕获点有效，是兼具应力腐蚀开裂抑制的 效果的重要元素。为了得到这样的效果，必须含有0.008%以上。另一 方面，如果含量超过0.020%，则析出物粗大化而使母材的韧性劣化。 因此，限定在0.005～0.020%的范围。

Al：0.1%以下

Al作为脱氧剂发挥作用，在钢板的钢液的脱氧工艺（deoxidizing  process）中最常使用。另外，通过固定钢中的固溶N而形成AlN，从 而具有抑制晶粒的粗大化的效果，并且具有抑制因固溶N的减少所致的 韧性劣化的效果。另一方面，如果含量超过0.1%，则在焊接时混入到 焊接金属部（weld metal），使焊接金属的韧性劣化，所以限定在0.1% 以下。优选为0.08%以下。

N：0.0010～0.0060%

N与Ti和Nb键合，作为氮化物或碳氮化物析出，具有抑制热轧和 热处理时的晶粒的粗大化的效果，以及作为扩散性氢的捕获点而抑制氢 脆开裂的效果。为了具有这样的效果，必须含有0.0010%以上的N。另 一方面，如果含量超过0.0060%，则固溶N量增加，韧性显著降低。因 此，N限定在0.0010～0.0060%。

Cr、Mo、W和B中的1种或2种以上

Cr：0.05～1.5%

Cr是增加钢的淬透性而对母材的高硬度化有效的元素。为了具有这 样的效果，必须添加0.05%以上。另一方面，如果含量超过1.5%，则 母材韧性和耐焊接开裂性（weld crack resistance）降低。因此，限定在 0.05～1.5%的范围。

Mo：0.05～1.0%

Mo是显著增加淬透性而对母材的高硬度化有效的元素。为了得到 这样的效果，优选设为0.05%以上，但如果超过1.0%，则对母材韧性、 延性以及耐焊接开裂性造成负面影响，因此设为1.0%以下。

W：0.05～1.0%

W是显著增加淬透性而对母材的高硬度化有效的元素。为了得到这 样的效果，优选设为0.05%以上，但如果超过1.0%，则对母材韧性、 延性以及耐焊接开裂性造成负面影响，因此设为1.0%以下。

B：0.0003～0.0030%

B是微量添加时显著增加淬透性而对母材的高硬度化有效的元素。 为了得到这样的效果，优选设为0.0003%以上，但如果超过0.0030%， 则对母材韧性、延性以及耐焊接开裂性造成负面影响，因此设为 0.0030%以下。

DI＊＝33.85×（0.1×C）^0.5×（0.7×Si＋1）×（3.33×Mn＋1）× （0.35×Cu＋1）×（0.36×Ni＋1）×（2.16×Cr＋1）×（3×Mo＋1） ×（1.75×V＋1）×（1.5×W＋1）

其中，各合金元素表示含量（质量%），不含有时设为0。

以母材的基体组织为回火马氏体，为了提高耐磨损性，重要的是使 上式中规定的DI＊满足45以上。DI＊小于45时，从板厚表层的淬透 深度小于10mm，作为耐磨损钢的寿命缩短，因此设为45以上。

以上是本发明的基本成分组成，余量为Fe和不可避免的杂质，在 本发明中，为了提高强度特性，可以进一步含有Cu、Ni、V中的1种 或2种以上。Cu、Ni、V均为有助于提高钢的强度的元素，可根据所希 望的强度而适当含有。

含有Cu时，如果超过1.5%，则产生热脆性（hot brittleness）而使 钢板的表面性状（surface property）劣化，因此设为1.5%以下。

含有Ni时，如果超过2.0%，则效果饱和，经济上不利，因此设为 2.0%以下。含有V时，如果超过0.1%，则使母材韧性和延性劣化，因 此设为0.1%以下。

在本发明中，为了提高韧性，可以进一步含有REM、Ca、Mg中的 1种或2种以上。REM、Ca以及Mg均有助于韧性提高，根据所希望 的特性进行选择并含有。

含有REM时，优选为0.002%以上，但即使超过0.008%，效果也 会饱和，因此以0.008%为上限。含有Ca时，优选为0.0005%以上，但 即使超过0.005%，效果也会饱和，因此以0.005%为上限。含有Mg时， 优选为0.001%以上，但即使超过0.005%，效果也会饱和，因此以0.005% 为上限。

［制造条件］

在说明中，与温度相关的“℃”表示是指在板厚的1/2位置处的温 度。

对于本发明的耐磨损钢板，优选用公知的熔炼方法（steelmaiking  process）熔炼上述组成的钢液（molten steel），利用连续铸造法 （continuous casting）或铸锭（ingot casting）-开坯法（blooming  method），制成规定尺寸的板坯（slab）等钢坯料。

接着，将得到的钢坯料再加热至1000～1200℃后，进行热轧，制成 所希望的板厚的钢板。再加热温度小于1000℃时，热轧的变形阻力 （deformation resistance）变高，无法取得很大的每道次压下率（量） （rolling reduction），所以轧制道次数增加，导致轧制效率（rolling  efficiency）降低，并且有时无法压焊钢坯料（板坯）中的铸造缺陷（cast  defect）。

另一方面，如果再加热温度超过1200℃，则因加热时的氧化皮 （scale）而容易产生表面划伤（surface scratch），增大轧制后的修整 （repair）负担。因此，钢坯料的再加热温度为1000～1200℃的范围。 进行直送轧制时，钢坯料在1000～1200℃下开始热轧。热轧时的轧制条 件没有特别规定。

热轧后为了实现钢板内的温度的均匀化、抑制特性的波动 （characteristic variation），热轧后，空冷，然后进行再加热处理。钢 板必须在再加热处理之间完成向铁素体、贝氏体、或者马氏体的转化， 再加热热处理前，钢板温度冷却至300℃以下，优选200℃以下，更优 选100℃以下。冷却后进行再加热处理，但在再加热温度为Ac3以下时 组织中混杂有铁素体，硬度降低。另一方面，如果超过950℃，则晶粒 粗大化，韧性和耐应力腐蚀开裂性降低，因此设为Ac3～950℃。Ac3 （℃）例如可以利用下式求出。

Ac3＝854-180C＋44Si-14Mn-17.8Ni-1.7Cr

（其中，C、Si、Mn、Ni、Cr：各合金元素的含量（质量%））

只要钢板内的温度均匀，再加热的保持时间（holding time）可以为 短时间。另一方面，如果成为长时间，则晶粒粗大化，韧性和耐应力腐 蚀开裂性降低，所以优选1小时以内。应予说明，热轧后再加热时的热 轧的结束温度没有特别规定。

再加热后，进行淬火（RQ）。淬火后，在要使钢板内的特性进一步 均匀化，并且提高耐应力腐蚀开裂性时，可以再加热至100～300℃后回 火（tempering）。如果回火温度（tempering temperature）超过300℃， 则硬度的降低变大，耐磨损性降低，并且生成的渗碳体粗大化，得不到 作为扩散性氢的捕获点的效果。

另一方面，回火温度小于100℃时，得不到上述效果。只要钢板内 的温度均匀，保持时间可以为短时间。另一方面，如果保持时间为长时 间，则生成的渗碳体粗大化，作为扩散性氢的捕获点的效果降低，因此 优选1小时以内。

热轧后，不实施再加热处理时，使轧制结束温度为Ar3～950℃，轧 制结束后，可以立即进行淬火（DQ）。如果淬火的开始温度（与轧制结 束温度大致相同）小于Ar3，则铁素体混入组织中，硬度降低，另一方 面，如果达到950℃以上，则晶粒粗大化，韧性和耐应力腐蚀开裂性降 低，因此设为Ar3～950℃。应予说明，Ar3点例如可以用下式求出。

Ar3＝868-396C＋25Si-68Mn-21Cu-36Ni-25Cr-30Mo（其中，C、 Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo：各合金元素的含量（质量%））淬火后， 进行回火处理的情况，与热轧后进行再加热的情况相同。

实施例

用转炉（steel converter）-钢包精炼（ladle refining）-连续铸造法， 将调制成表1-1和表1-2所示的各种成分组成的钢板坯（steel slab）加 热至950～1250℃后，实施热轧，对一部分钢板在轧制后立即进行淬火 （DQ），对其它钢板在轧制后进行空冷，再加热后进行淬火（RQ）。

按照下述要点对得到的钢板实施微观组织调查、表面硬度测定、母 材韧性、应力腐蚀开裂性试验。

微观组织调查是如下进行的，即，对得到的各钢板的板厚1/4t部的 与轧制方向平行的剖面，采集微观组织观察用样本，进行硝酸乙醇腐蚀 （nital corrosion treatment）后，用500倍的光学显微镜（optical  microscope）拍摄组织并进行评价。

另外，回火马氏体的平均结晶粒径的评价是如下进行的，即，对各 钢板的板厚1/4t部的与轧制方向平行的剖面，进行苦味酸腐蚀（picric  acid corrosion treatment）后，用光学显微镜以500倍拍摄5个视野后， 使用图像解析装置（image analyzation equipment）。应予说明，就回火 马氏体的平均结晶粒径而言，由于回火马氏体结晶粒径与原奥氏体粒径 相同，所以用原奥氏体粒径的当量圆直径求出平均结晶粒径。

此外，回火马氏体组织中的Nb、Ti系析出物的个数密度的调查是 如下进行的，对各钢板的板厚1/4t部的与轧制方向平行的剖面，用透射 式电子显微镜（transmission electron microscope）以10个视野进行 50000倍的拍摄，调查Nb、Ti系析出物的个数。

表面硬度的测定是基于JIS Z2243（1998），测定表层下的表面硬度 （除去表层的氧化皮后测定的表面的硬度）。测定使用10mm的钨硬球 （tungsten hard ball），负荷为3000kgf。

从各钢板的板厚1/4位置的与轧制方向垂直的方向，基于JIS Z2202 （1998年）的规定，采集夏比V缺口试验片（V notch test specimen）， 基于JIS Z2242（1998年）的规定，对各钢板实施3个夏比冲击试验 （Charpy impact test），求出-20℃时的吸收能量，评价母材韧性。将3 个吸收能量（vE_-20）的平均值为30J以上评价为母材韧性优异（本发明 范围内）。

应力腐蚀开裂性试验是基于日本学术振兴会大129委员会（日本材 料强度学会，1985）基准的应力腐蚀开裂标准试验法实施的。将试验片 形状示于图3，将试验机形状示于图4。试验条件为试验溶液：3.5%NaCl、 pH：6.7～7.0、试验温度：30℃、最大试验时间：500小时，求出应力 腐蚀开裂性的门槛应力强度因子（threshold stress intensity factor） K_ISCC。将表面硬度为400～520HBW10/3000，母材韧性为30J以上，且 K_ISCC为100kgf/mm^-3/2以上作为本发明的目标性能。

将供试钢板的制造条件和上述试验结果示于表2-1～表2-4。确认了 本发明例（No.1、4～12）满足上述目标性能，但比较例（No1、2、13～ 28）的表面硬度、母材韧性、以及耐应力腐蚀开裂性中的任一个或者其 中多个无法满足目标性能。

表1-1

表1-2

表2-1

表2-2

表2-3

表2-4