CN102666885A - 厚钢板的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及厚钢板的制造方法，其特征在于，将具有规定的成分组成的钢坯加热到1000～1200℃后，在板厚中心温度950～1200℃下实施累积压下率为50～95％、道次数为4～16道次的前段轧制，接着，在板厚中心温度850～950℃下实施道次数为2～8道次、各道次中的压下率为10～25％、道次间隔时间为3～25秒的后段轧制，然后，从板厚中心温度750℃以上开始，以0.5～8℃/秒的冷却速度实施前段冷却直至630~700℃，接着，以10～50℃/秒的冷却速度实施后段冷却直至550℃以下，从而形成下述厚钢板：板厚度为10～40mm，屈服应力为315～550MPa，显微组织为软质相的铁素体、硬质相的珠光体、贝氏体、马氏体中的1种或2种以上的混合组织，且板厚度中心部的铁素体面积率为70~95%，硬质相的平均维氏硬度为250~500，平均晶体粒径为5～20μm。

Description

厚钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及厚钢板的制造方法，特别涉及轧制生产率高、强度、延伸率和韧性优异的焊接结构用厚钢板的制造方法。
背景技术
对于在造船、建筑、油罐、海洋结构物、管线管等焊接结构物中使用的厚钢板，要求强度、延伸率和韧性，特别是使用屈服应力为315MPa～550MPa、板厚度为10mm～40mm的厚钢板的情况逐渐增多。
通常，强度、延伸率和韧性具有相反关系，如果提高强度，则延伸率和韧性下降。为了兼顾强度、延伸率和韧性，在轧制工序中，在被称为γ未再结晶温度区域的750～850℃左右的低温下实施轧制，生成微细铁素体晶粒是必要的。
以往，关于使厚钢板的强度、延伸率和韧性提高的方法，提出了各种方案，例如有专利文献1～5中公开的技术。
在专利文献1中记载了板厚度为40mm以上的脆性龟裂的止裂性（arrest）优异的钢板。
在专利文献2中记载了规定了钢板内的维氏硬度的加工性优异的钢板及其制造方法。
在专利文献3中记载了下述的材质不均较少的钢材的制造方法，其将精轧中的最终第5道次结束至最终第4道次前的开始为止的道次间隔时间设为30秒以上、将最终第4道次前至最终道次为止的各道次间隔时间设为15秒以下。
在专利文献4中记载了下述方法：在各轧制道次中以满足规定的轧制温度与压下率的关系的方式设定轧制条件，最大限度地享受再结晶γ晶粒的微细化和未再结晶轧制的效果，使最终组织微细化，从而制造具有优异的强度、韧性的钢板。
在专利文献5中记载了下述方法：使用2台轧制机，按道次间隔为5秒以内进行串联轧制，促进再结晶，将未再结晶区域中的累积压下率设为70％以上，由此制造强度、韧性优异的钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1日本特开2007-302993号公报
专利文献2日本特开2006-193816号公报
专利文献3日本特开2002-249822号公报
专利文献4日本特开2004-269924号公报
专利文献5日本特开平11-181519号公报
发明内容
发明所要解决的问题
但是，上述专利文献1～5中存在下述问题点。
专利文献1中记载的制造方法需要板厚度较厚的部位处的低温轧制（CR）。如果实施低温轧制，则能使晶粒变细，低温韧性提高。但是，如果进行低温轧制，则在高温轧制结束后，产生等待温度降低的时间，因此轧制生产率降低。而且，在加速冷却时需要进行途中空气冷却，因而加速冷却的生产率较低。
专利文献2中记载的制造方法必须进行低温轧制，因此生产率较低。而且，作为对象的钢板是屈服应力为600MPa以上的高强度钢，对于本发明的作为对象的屈服应力为315MPa～550MPa、板厚度为10mm～40mm的厚钢板，由于显微组织不同，因此无法应用。
如专利文献3中记载的制造方法那样，如果将道次间隔时间设为30秒以上，则根据本发明人等的研究结果可知，再结晶γ粗大化。
专利文献4中记载的制造方法由于通过表面温度来管理轧制温度，因此不仅材质不均较大，而且由于未规定到再结晶为止的时间，因此难以得到再结晶γ晶粒的微细化。
像专利文献5中记载的制造方法那样使用2台轧制机的串联轧制在设备上的限制大，不实用。
因此，本发明的课题是提供一种材质不均较小、且强度、延伸率和韧性优异的焊接结构用厚钢板的制造方法，该方法能改善现有技术的因需要低温轧制而引起的生产率的低下，而且能应用于屈服应力为315MPa～550MPa、板厚度为10mm～40mm的厚钢板，且不需要特殊的设备。具体而言，以提供下述的厚钢板的制造方法为课题，该方法即使不进行低温轧制，仅通过高温轧制也能将组织微细化，而且通过实施使冷却速度阶段性地变化的加速冷却，能够在确保铁素体的同时使第二相变硬。
用于解决问题的手段
本发明人等对厚钢板的制造方法进行了深入研究。其结果是，发现了即使在被称为γ再结晶温度区域的850～950℃左右的高温下的轧制下，也能利用由γ的再结晶带来的微细化而使组织微细化的制造条件，从而实现了能兼顾轧制生产率和低温韧性的厚钢板的制造方法。
具体而言，在热轧的后段（以下也称为“后段轧制”。此外，以下也将热轧的前段称为“前段轧制”），使每1道次的压下率与以往制造时相比增大，将道次间隔时间最优化。如果使每1道次的压下率增大，则道次数减少，因此生产率提高。在以往的γ未再结晶温度区域下的低温轧制中，由于轧制反作用力增大，因此，压下率被抑制在低于10％。
但是，根据本发明人等的研究可知，在γ再结晶温度区域的高温轧制中，通过将压下率设为10～25％，进而将道次间隔时间设为3～25秒，能利用由γ的再结晶引起的微细化，能使组织微细化。
而且得知，通过将轧制后的加速冷却划分为冷却速度不同的两个阶段，即设定为前半段的冷却（以下也称为“前段冷却”）中的冷却速度较慢、后半段的冷却（以下也称为“后段冷却”）中的冷却速度较快的二段冷却，能够在确保铁素体的同时使第二相变硬，从而能够制造强度、延伸率和韧性优异的厚钢板。
本发明是基于上述见解，而且考虑了生产率、强度、延伸率和韧性优异的钢的成分组成而完成的，其要旨如下所述。
（1）一种厚钢板的制造方法，其特征在于，将钢坯加热到1000～1200℃，
接着，在板厚中心温度950～1200℃下实施累积压下率为50～95％、道次数为4～16道次的前段轧制，
接着，在板厚中心温度850～950℃下实施道次数为2～8道次、各道次中的压下率为10～25％、道次间隔时间为3～25秒的后段轧制，
然后，从板厚中心温度750℃以上开始，以0.5～8℃/秒的冷却速度实施前段冷却直至630~700℃，
接着，以10～50℃/秒的冷却速度实施后段冷却直至板厚中心温度达到550℃以下，
从而形成下述厚钢板：板厚度为10～40mm，屈服应力为315～550MPa，显微组织为软质相的铁素体、硬质相的珠光体、贝氏体、马氏体中的1种或2种以上的混合组织，且板厚度中心部的铁素体面积率为70~95%，硬质相的平均维氏硬度为250~500，平均晶体粒径为5～20μm；
其中，所述钢坯以质量％计含有：
C：0.04～0.16％、
Si：0.01～0.5％、
Mn：0.2～2.5％、
P：0.03％以下、
S：0.02％以下、
Al：0.001～0.10％、
Nb：0.003～0.02％、
Ti：0.003～0.05％、及
N：0.001～0.008％，
作为选择元素，含有以下元素中的1种或2种以上：
Cu：0.03～1.5％、
Ni：0.03～2.0％、
Cr：0.03～1.5％、
Mo：0.01～1.0％、
V：0.003～0.2％、
B：0.0002～0.005％、
Ca：0.0005～0.01％、
Mg：0.0005～0.01％、
REM：0.0005～0.01％，
下述（A）式的碳当量Ceq.为0.2～0.5％，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，
Ceq.＝C＋Mn／6＋（Cu＋Ni）／15＋（Cr＋Mo＋V）／5    （A）。
（2）根据上述（1）的厚钢板的制造方法，其特征在于，在所述加速冷却结束之后，在300～650℃下回火。
发明效果
本发明的焊接结构用厚钢板的制造方法由于不进行低温轧制，因此温度等待时间短，并且由于压下率大，因此道次数少，轧制生产率高。
另外，根据本发明的制造方法，通过利用由γ的再结晶引起的微细化，通过γ再结晶温度区域的高温轧制使组织微细化，进而将轧制后的加速冷却设定为前段缓慢冷却、后段快速冷却的二段冷却，在确保铁素体的同时使第二相变硬，从而能制造强度、延伸率和韧性优异的焊接结构用厚钢板。
具体实施方式
首先，对本发明的焊接结构用厚钢板的优选的制造方法进行说明。
首先，将调整成所希望的成分组成的钢水通过使用了转炉等的公知的熔炼方法进行熔炼，通过连续铸造等公知的铸造方法制成钢坯。
在铸造时的冷却途中或冷却后，将钢坯加热至1000～1200℃的温度。在钢坯的加热温度低于1000℃的情况下，固溶化不充分。加热温度超过1200℃时，奥氏体晶粒粗大化，在此后的轧制过程中难以进行微细化，进而，在到高温轧制开始为止之间，产生等待温度降低的时间，因此，生产率降低。优选的加热温度的范围为1050～1150℃。
接着，按照板厚中心温度为950～1200℃、累积压下率为50～95％、道次数为4～16的条件实施前段的热轧（前段轧制）。
如果板厚中心温度超过1200℃，则无法使再结晶γ晶粒变得微细。如果板厚中心温度低于950℃，则生产率降低。优选的板厚中心温度为1000～1150℃。
如果累积压下率低于50％，则再结晶无法充分进行，无法使再结晶γ晶粒变得微细。如果累积压下率超过95％，则轧制负荷增大，生产率降低。优选的累积压下率为60％～90％。
如果道次数低于4，则无法使再结晶γ晶粒变得微细。如果道次数超过16，则生产率降低。优选的道次数为5～14。
接着，在板厚中心温度850～950℃下，实施每1道次的压下率为10～25％、道次间隔时间为3～25秒、道次数为2～8道次的后段的热轧（后段轧制）。
如果板厚中心温度超过950℃，则无法使再结晶γ晶粒变得微细。如果板厚中心温度低于850℃，则生产率降低。优选的板厚中心温度为870～930℃。
如果每1道次的压下率低于10％，则道次数增加，因此，生产率降低。如果每1道次的压下率超过25％，则轧制机的负担变得非常大，因此难以实现。每1道次的优选的压下率为13～22％。
为了使各道次中的压下率为10％以上、使生产率提高，道次间隔时间成为重要的因素。
在每1道次的压下率在10～25％的范围中，如果道次间隔时间低于3秒，则在再结晶的核生成所需要的潜伏期间内、或者在再结晶初期阶段中进入下一道次，因此，再结晶未充分地进行。如果道次间隔时间超过25秒，则在进入下一道次前，一次再结晶结束，以晶界能量作为驱动力的二次再结晶开始，因此，再结晶γ晶粒粗大化。即，如果道次间隔时间不在3～25秒的范围，则作为本发明的课题的在高温轧制下的组织的微细化无法实现。优选的道次间隔时间为5～23秒。
如果道次数低于2，则无法使再结晶γ晶粒变得微细。如果道次数超过8，则生产率降低。优选的道次数为3～7。
接着上述的热轧，从板厚中心温度750℃以上开始，以0.5～8℃/秒的冷却速度实施前段冷却直至板厚中心温度达到630~700℃的范围，接着，以10～50℃/秒的冷却速度实施后段冷却直至550℃以下的温度。
如果冷却开始时的板厚中心温度低于750℃，则铁素体相变进行，因此难以得到铁素体细粒组织。
如果前段冷却中的冷却速度低于0.5℃/秒，则不能得到微细组织；如果冷却速度超过8℃/秒，则不能得到70％以上的铁素体面积率。
如果后段冷却中的冷却速度低于10℃/秒，则硬质相的硬度以平均维氏硬度计不能达到250以上；如果超过50℃/秒，则硬质相的硬度以平均维氏硬度计不能达到500以下。
如果冷却停止温度超过550℃，则硬质相的硬度以平均维氏硬度计不能达到250以上。
优选的加速冷却的条件为：前段冷却开始时的板厚中心温度为770℃以上、冷却速度为1～7℃/秒、前段冷却的结束温度为640~690℃、后段冷却的冷却速度为15~45℃/秒、冷却停止温度为500℃以下。
另外，使用钢板的板厚中心温度来控制制造也是本发明的钢板的制造方法的特征。通过使用板厚中心温度，与使用钢板的表面温度的情况相比，在板厚度变化的情况等中，也能适当地控制制造条件，能高效地制造材质不均小、品质优良的钢板。
在轧制工序中，通常，从加热至轧制之间，在测定钢板的表面温度等的同时计算钢板内部的温度分布，根据该温度分布的计算结果来预测轧制反作用力等，同时进行轧制的控制。这样，能容易地求出轧制中的钢板中心温度。在进行加速冷却的情况下，也同样地在预测板厚度内部的温度分布的同时进行加速冷却的控制。
在实施加速冷却后，根据需要也可以在300～650℃下进行回火。
在低于300℃的回火中，难以得到回火的效果。如果回火温度超过650℃，则软化量增大，难以确保强度。
优选的回火温度为400～600℃。
本发明的制造方法能适用于板厚度为10～40mm、屈服应力为315～550MPa的钢板的制造。特别是能适用于船体结构用的屈服应力为315MPa级、355MPa级或390MPa级钢板的制造。
对于板厚度低于10mm的钢板，由于板形状劣化，因此不能应用加速冷却。对于板厚度超过40mm的钢板，为了确保韧性，必须进行低温轧制，因此不能兼顾生产率。
在屈服应力低于315MPa的钢板的制造中，不需要加速冷却，因此不需要应用本发明。在屈服应力超过550MPa的钢板的制造中，为了确保韧性，必须进行低温轧制，从而难以兼顾生产率。
根据上述制造条件，利用由γ的再结晶引起的微细化，即使在高温轧制下也能使组织微细化。进而，本发明的制造方法不需要进行低温轧制，因此，是温度等待时间短、压下率大的轧制，因此是道次数少、轧制生产率优异的制造方法。
应用本发明的制造方法的厚钢板的成分组成考虑到强度、延伸率、韧性、焊接热影响部（HAZ）韧性及焊接性等，如下所述。
C为了确保母材的强度和韧性而添加0.04％以上。如果C的含量超过0.16％，则难以确保良好的HAZ韧性，因此C的含量设为0.16％以下。为了确保母材的强度，也可以将C的含量的下限限制为0.06％或0.08％。此外，为了提高HAZ韧性，也可以将C的含量上限限制为0.15％或0.14％。
Si作为脱氧元素及强化元素是有效的，因此添加0.01％以上。如果Si的含量超过0.5％，则HAZ韧性大幅度变差，因此Si的添加量设为0.5％以下。为了可靠地进行脱氧，也可以将Si的含量的下限限制为0.05%或0.10％。此外，为了提高HAZ韧性，将Si的含量的上限限制为0.40％或0.34％。
Mn为了确保母材的强度和韧性而添加0.2％以上。如果Mn的含量超过2.5％，则中心偏析变得显著，产生中心偏析的部分的母材和HAZ的韧性变差，因此，Mn的含量设为2.5％以下。为了提高母材的强度和韧性，也可以将Mn的含量的下限限制为0.6％或0.8％。为了防止由中心偏析引起的材质的劣化，也可以将Mn的含量的上限限制为2.0％、1.8％或1.6％。
P是杂质元素。为了稳定地确保HAZ韧性，需要将P的含量减少到0.03％以下。为了提高HAZ韧性，也可以将P的含量设为0.02％以下或0.015％以下。
S是杂质元素。为了稳定地确保母材的特性及HAZ韧性，需要将S的含量降低至0.02％以下。为了提高母材的特性及HAZ韧性，也可以将S的含量设为0.01％以下或0.008％以下。
为了担负脱氧、减少作为杂质元素的O，Al是必需元素。除Al以外，Mn和Si对脱氧也有贡献。但是，即使在添加Mn和Si的情况下，在Al的含量低于0.001％时，无法稳定地减少O。但是，如果Al的含量超过0.10％，则生成氧化铝系的粗大氧化物或其簇状物，母材和HAZ韧性受损，因此Al的添加量设为0.10％以下。为了可靠地进行脱氧，也可以将Al的含量的下限设为0.01％或0.015％。为了抑制粗大氧化物的生成等，也可以将Al的含量的上限设为0.08％或0.06％。
Nb通过添加0.003％以上，对母材的强度及韧性的提高有贡献。但是，如果Nb的含量超过0.02％，则HAZ韧性或焊接性降低，因此，Nb的含量设为0.02％以下。为了进一步发挥由Nb带来的细粒化效果，也可以将Nb的含量的下限设为0.005％。为了使HAZ韧性和焊接性提高，也可以将Nb的含量的上限设为0.015％或0.012％。
Ti通过添加而形成TiN，在钢坯加热时抑制奥氏体粒径增大。如果奥氏体粒径增大，则相变后的晶体粒径也增大，韧性降低。为了不使韧性降低且为了得到需要的大小的晶体粒径，需要添加0.003％以上的Ti。但是，如果Ti的含量超过0.05％，则由于形成TiC，HAZ韧性降低，因此Ti的含量设为0.05％以下。为了使HAZ韧性提高，也可以将Ti的含量的上限设为0.03％或0.02％。
N形成TiN，在钢坯加热时抑制奥氏体粒径增大，因此添加0.001％以上。如果N的含量超过0.008％，则钢材脆化，因此N的含量设为0.008％以下。
作为除了上述添加元素之外可根据需要添加的选择元素，以质量％计可以含有Cu：0.03～1.5％、Ni：0.03～2.0％、Cr：0.03～1.5％、Mo：0.01～1.0％、V：0.03～0.2％、B：0.0002～0.005％中的1种或2种以上。通过添加这些元素，能提高母材的强度及韧性。根据需要，可以将Cu的含量的上限限制为1.0％、0.5％或0.3％，将Ni的含量的上限限制为1.0％、0.5％或0.3％，将Cr的含量的上限限制为1.0％、0.5％或0.3％，将Mo的含量的上限限制为0.3％、0.2％或0.1％，将V的含量的上限限制为0.1％、0.07％或0.05％，将B的含量的上限限制为0.003％、0.002或0.001％。
如果这些元素的含量过多，则HAZ韧性和焊接性恶化，因此，将含量的上限规定为如上所述。
进而，作为其他选择元素，以质量％计可以含有Ca：0.0005～0.01％、Mg：0.0005～0.01％、REM：0.0005～0.01％中的1种或2种以上。通过添加这些元素，HAZ韧性提高。
为了提高母材的强度及韧性等，可有意地添加这些选择元素。但是，为了降低合金成本等，即使不添加任何上述选择元素也没关系。即使是有意地不添加上述元素的情况下，作为不可避免的杂质，在钢中可以含有Cu：0.05％以下、Ni：0.05％以下、Cr：0.05％以下、Mo：0.03％以下、V：0.01％以下、B：0.0004％以下、Ca：0.0008％以下、Mg：0.0008％以下：REM：0.0008％以下。即使是这些元素在钢中作为不可避免的杂质含有的情况下，对于本发明的厚钢板的制造方法也没有任何影响。
通过本发明的焊接结构用厚钢板的制造方法制造的钢板将由上述（A）式求出的碳当量设为0.2～0.5％。在选择元素作为不可避免的杂质含有的情况下，将其含量代入而求出碳当量。
如果碳当量低于0.2％，则无法满足由本发明的制造方法制造的钢板所要求的强度。如果碳当量超过0.5％，则无法满足由本发明的制造方法制造的钢板所要求的延伸率、韧性及焊接性。为了确保强度，也可以将碳当量的下限限制为0.25％、0.28％或0.30％。为了改善HAZ韧性和焊接性，也可以将碳当量的下限限制为0.43％、0.4％或0.38％。
通过本发明的焊接结构用厚钢板的制造方法制造的钢板的显微组织为软质相的铁素体、硬质相的珠光体、贝氏体及马氏体的混合组织。通过形成这样的组织，可确保由本发明的制造方法制造的钢板所要求的强度、延伸率及韧性。
由本发明的焊接结构用厚钢板的制造方法制造的钢板的板厚度中心部的铁素体面积率为70~95%，硬质相的维氏硬度平均为250~500，平均晶体粒径为5～20μm。
其结果是，满足通过本发明的焊接结构用厚钢板的制造方法制造的钢板所要求的韧性。
实施例
在炼钢工序中调整钢水的成分组成，然后，通过连续铸造制造钢坯。
接着，将该钢坯再加热，进而，实施厚板轧制，形成厚度为10～40mm的厚钢板，接着，将厚钢板水冷。在试验No.25的钢板中，代替水冷而进行空气冷却（比较例）。
然后，根据需要进行热处理，制造了屈服强度为315MPa～550MPa的厚钢板。表1～2中示出了各厚钢板的成分组成。表1的下划线表示含量在本发明的范围之外。表2的括号写法表示作为不可避免的杂质含有的量的分析值。
Figure BDA00001784241600121
Figure BDA00001784241600131
对于制造的各厚钢板，测定了显微组织相分数、平均晶体粒径及机械性质。
显微组织相分数设定为：通过光学显微镜对板厚度中心位置以500倍的倍率拍摄显微组织，通过图像解析求出的相对于全视野区域的各相的面积率的平均值设为显微组织相分数。
平均晶体粒径设定为：通过EBSP（Electron Back Scattering Pattern，电子背散射图案）法对500μm×500μm的区域以1μm间距进行测定，将与相邻晶粒的晶体取向差为15°以上的边界定义为晶体晶界，此时的晶体粒径的平均值设为平均晶体粒径。
在机械性质中，维氏硬度根据JIS Z 2244（2009年），在试验载荷为10gf下，对硬质相进行20点测定，求出其平均值。
在机械性质中，屈服应力、延伸率使用从总厚度中采集的试验片进行试验，夏氏断口转变临界温度（vTrs）使用从板厚度中心部采集的试验片进行试验，将其结果作为各钢板的代表值。
拉伸试验根据JIS Z 2241（1998年）的“金属材料拉伸试验方法”，对各2根进行试验测定，求出其平均值。拉伸试验片设为JIS Z 2201（1998年）的1B号试验片。
夏氏断口转变临界温度（vTrs）使用2mmV型缺口夏氏冲击试验片，根据JIS Z 2242（2005年）的“金属材料的夏氏冲击试验方法”，对于1个温度各试验3根，在5个温度下进行试验，测定50％脆性断面率时的温度。
将各厚钢板的这些测定结果与制造方法一起示于表3～8。另外，制造方法中的温度和冷却速度是板厚度中心位置的值，从实测的表面温度通过利用公知的差分法的导热解析来求出。
在本实施例中，将总延伸率为20%以上、断口转变临界温度为－60℃以下、轧制时间为200秒以下规定为良好。表3～8的下划线表示条件在本发明的范围外，或者表示钢板的特性、生产率偏离上述规定为良好的值。
Figure BDA00001784241600151
Figure BDA00001784241600161
Figure BDA00001784241600171
Figure BDA00001784241600181
表7
Figure BDA00001784241600191
※下划线表示在本发明的范围之外。
表8
Figure BDA00001784241600201
※下划线表示在本发明的范围之外。
试验No.1～No.13是满足本发明的所有条件的本发明例，强度、延伸率、韧性、生产率均良好。
试验No.14～No.37是下划线的条件偏离本发明的范围的比较例。
试验No.14的前段及后段的轧制道次数多，后段轧制的结束温度低，因此，轧制时间长，生产率低。
试验No.15由于前段的冷却速度过快，因此铁素体面积率小，强度高，延伸率及韧性低。
试验No.16由于后段的冷却速度过快，因此硬质相的硬度及强度高，延伸率及韧性低。
试验No.17由于板坯加热温度过高，因此铁素体面积率小，平均晶体粒径大，延伸率及韧性低，而且轧制时间长，生产率低。
试验No.18由于前段的冷却开始温度过低，因此，平均晶体粒径大，强度及韧性低。
试验No.19由于后段轧制的道次数少，因此铁素体面积率小，平均晶体粒径大，硬质相的硬度、延伸率及韧性低。
试验No.20由于后段轧制的道次间隔时间短，因此铁素体面积率小，平均晶体粒径大，硬质相的硬度、延伸率及韧性低。
试验No.21由于前段轧制的累积压下率小，因此铁素体面积率小，平均晶体粒径大，硬质相的硬度、延伸率及韧性低，而且轧制时间长，生产率低。
试验No.22由于后段的冷却结束温度过高，因此平均晶体粒径大，硬质相的硬度、强度及韧性低。
试验No.23、31、32由于后段轧制的道次间隔时间长，因此铁素体面积率小，平均晶体粒径大，硬度、延伸率及韧性低，而且试验No.32轧制时间长，生产率低。
试验No.24由于后段的冷却速度低，因此平均晶体粒径大，硬质相的硬度及韧性低。
试验No.25由于利用空气冷却来进行冷却，因此平均晶体粒径大，硬质相的硬度及韧性低。
试验No.26～30由于成分范围偏离本发明的范围，因此铁素体面积率、硬质相的硬度、强度、延伸率或韧性不满足本发明中制造的钢所要求的必要条件。
试验No.33～35由于后段轧制的各道次中的压下率小，因此铁素体面积率小，平均晶体粒径大，硬质相的硬度、延伸率及韧性低。关于No.34、35，道次间隔时间在规定的范围内，但是稍微有点长，并且，各道次中的压下率过小，因此轧制时间也长，生产率低。
试验No.36由于前段冷却的结束温度低，因此硬质相的硬度及强度低。
试验No.37由于前段冷却的结束温度高，因此铁素体面积率小，平均晶体粒径大，硬质相的硬度、延伸率及韧性低。
从以上的实施例确认了，根据本发明的制造方法，利用由γ的再结晶引起的微细化，通过γ再结晶温度区域中的高温轧制使组织微细化，进而将轧制后的加速冷却设定为前段缓慢冷却、后段快速冷却的二段冷却，在确保铁素体的同时使第二相变硬，从而能得到强度、延伸率和韧性优异的厚钢板。
另外，本发明并不限定于上述实施方式。在不脱离本发明的主旨的范围内可进行各种变更来实施。
产业上的可利用性
本发明的厚钢板的制造方法由于没有低温轧制工序，因此温度等待时间短，并且由于压下率大，因此道次数少，轧制生产率高。根据本发明，利用由γ的再结晶引起的微细化，即使通过γ再结晶温度区域中的高温轧制也能使组织微细化，进而将轧制后的加速冷却设定为前段缓慢冷却、后段快速冷却的二段冷却，在确保铁素体的同时使第二相变硬，从而能提供强度、延伸率和韧性优异的焊接结构用厚钢板的制造方法，因此，可在造船、建筑、油罐、海洋结构物、管线管等焊接结构物中使用的厚钢板的制造中应用，产业上的可利用性大。

Claims (2)

1.一种厚钢板的制造方法，其特征在于，将钢坯加热到1000～1200℃，
接着，在板厚中心温度950～1200℃下实施累积压下率为50～95％、道次数为4～16道次的前段轧制，
接着，在板厚中心温度850～950℃下实施道次数为2～8道次、各道次中的压下率为10～25％、道次间隔时间为3～25秒的后段轧制，
然后，从板厚中心温度750℃以上开始，以0.5～8℃/秒的冷却速度实施前段冷却直至630~700℃，
接着，以10～50℃/秒的冷却速度实施后段冷却直至板厚中心温度达到550℃以下，
从而形成下述厚钢板：板厚度为10～40mm，屈服应力为315～550MPa，显微组织为软质相的铁素体、硬质相的珠光体、贝氏体、马氏体中的1种或2种以上的混合组织，且板厚度中心部的铁素体面积率为70~95%，硬质相的平均维氏硬度为250~500，平均晶体粒径为5～20μm；
其中，所述钢坯以质量％计含有：
C：0.04～0.16％、
Si：0.01～0.5％、
Mn：0.2～2.5％、
P：0.03％以下、
S：0.02％以下、
Al：0.001～0.10％、
Nb：0.003～0.02％、
Ti：0.003～0.05％、及
N：0.001～0.008％，
作为选择元素，含有以下元素中的1种或2种以上：
Cu：0.03～1.5％、
Ni：0.03～2.0％、
Cr：0.03～1.5％、
Mo：0.01～1.0％、
V：0.003～0.2％、
B：0.0002～0.005％、
Ca：0.0005～0.01％、
Mg：0.0005～0.01％、
REM：0.0005～0.01％，
下述（A）式的碳当量Ceq.为0.2～0.5％，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，
Ceq.＝C＋Mn／6＋（Cu＋Ni）／15＋（Cr＋Mo＋V）／5    （A）。
2.根据权利要求1所述的厚钢板的制造方法，其特征在于，在所述加速冷却结束之后，在300～650℃下回火。
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