CN113631731A - 厚钢板及其制造方法 - Google Patents

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太田周作
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Abstract

目的在于提供板厚中心部的变形特性优异的厚钢板及其制造方法。厚钢板的特征在于，具有下述成分组成，所述成分组成以质量％计含有C：0.01～0.15％、Si：0.01～1.00％、Mn：0.10～2.00％、P：0.010％以下，S：0.0050％以下，Al：0.002～0.100％、Ni：5.0～10.0％、N：0.0010～0.0080％，余量为Fe及不可避免的杂质，对于所述厚钢板而言，板厚中心部的由板厚方向拉伸引起的断面收缩率为30％以上。

Description

厚钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合于液化气贮槽用罐等在极低温环境中使用的结构用钢的厚钢板及其制造方法。特别是，涉及板厚中心部的机械特性、尤其是变形特性优异的厚钢板及其制造方法。需要说明的是，本发明中的厚钢板是指板厚为6～80mm的钢板。
背景技术
对于液化气贮槽用罐等在极低温环境中使用的厚钢板，不仅要求钢板的强度，而且要求极低温下的韧性。例如，在液化天然气(LNG)的贮槽罐使用厚钢板的情况下，需要在LNG的沸点(-164℃)以下确保优异的韧性。若钢材的低温韧性差，则存在无法再维持作为极低温贮槽用结构物的安全性的可能。因此，针对所应用的厚钢板，强烈要求提高低温韧性。针对这样的要求，使用具有极低温下不显示脆性的残余奥氏体组织的7％Ni钢板、9％Ni钢板等含Ni厚钢板。
为了获得优异的低温韧性，专利文献1中公开了下述方法：在使未相变奥氏体微细化的同时，通过引入晶格缺陷而使Mf点降低，使低温下容易变得不稳定的残余奥氏体组织稳定化。另外，专利文献2中公开一种极低温用钢，其通过调节Si、Al及N及控制再现热循环试验后的残留物中的Fe含量，从而使得包含焊趾部的焊接热影响部的CTOD特性优异。另外，专利文献3中公开了极低温下的屈服强度、拉伸强度、韧性值为规定值以上的破坏安全性优异的厚钢板及其制造方法。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2007/034576号公报
专利文献2：国际公开第2007/080646号公报
专利文献3：日本特开2011-241419号公报
发明内容
发明要解决的课题
例如，在极低温环境中使用的极低温贮槽用结构物中，底板与侧板的接合部附近成为T字接头。随着罐的大型化，作用于钢材的应力提高，从安全性的观点出发，对于钢材要求板厚方向的变形性能。因此，要求确保特别是特性容易变差的板厚中心部的变形特性。
但是，以专利文献1～3为代表，现有的含Ni厚钢板并未着眼于板厚中心部的变形特性，未能充分地确保板厚中心部的变形特性。
本发明是鉴于上述问题提出的，目的在于提供板厚中心部的变形特性优异的厚钢板及其制造方法。
用于解决课题的手段
本申请的发明人为了解决上述课题，以适于在极低温环境中使用的结构用钢的、含Ni的厚钢板为对象，关于钢板的成分组成、制造方法进行了深入研究，获得了以下见解。
1.通过控制板厚中心部的由板厚方向拉伸引起的断面收缩率，从而能够提高板厚中心部的变形性能。
2.在热轧工序的精轧中，进行压下比为3以上、且在最终3道次中的至少2道次中将每1道次的轧制形状比设为0.7以上的轧制，从而能够抑制铸造缺陷、板厚中心部的粗大晶粒，在钢板整体获得均匀的粒度分布(整粒化)，能够改善板厚中心部的板厚方向拉伸特性(断面收缩率)。
3.在板厚中心部的板厚方向拉伸特性(断面收缩率)中，板厚中心部存在的铸造缺陷及长径为100μm以上的粗大的MnS越多，断面收缩率越低。另外，圆当量直径为100μm以上的粗大的原始奥氏体晶粒越多，断面收缩率越低。这是由于，在铸造缺陷、粗大的MnS及粗大的原始奥氏体晶粒处发生应力集中，成为破坏起点。
4.将S的含量控制为0.0050％以下，进一步通过减少由连续铸造时的轻压下引起的中心偏析来减少铸造缺陷、粗大的MnS，能够进一步改善板厚中心部的板厚方向拉伸特性(断面收缩率)。
本发明是在上述见解的基础上进一步研究后得到的，其要旨如下。
[1]厚钢板，其具有下述成分组成，该成分组成以质量％计含有C：0.01～0.15％、Si：0.01～1.00％、Mn：0.10～2.00％、P：0.010％以下，S：0.0050％以下，Al：0.002～0.100％、Ni：5.0～10.0％、N：0.0010～0.0080％，余量为Fe及不可避免的杂质，对于该厚钢板而言，板厚中心部的由板厚方向拉伸引起的断面收缩率为30％以上。
[2]根据[1]所述的厚钢板，其进一步以质量％计含有从Cr：0.01～1.50％、Mo：0.03～1.0％、Nb：0.001～0.030％、V：0.01～0.10％、Ti：0.003～0.050％、B：0.0003～0.0100％、Cu：0.01～1.00％中选择的1种或2种以上。
[3]根据[1]或[2]所述的厚钢板，其进一步以质量％计含有从Sn：0.01～0.30％、Sb：0.01～0.30％、W：大于0～2.00％、Co：大于0～2.00％、Ca：0.0005～0.0050％、Mg：0.0005～0.0050％、Zr：0.0005～0.0050％、REM：0.0010～0.0100％中选择的1种或2种以上。
[4]厚钢板的制造方法，其中，在将包含[1]～[3]中任一项中记载的成分组成的板坯加热至1000℃以上且1300℃以下后，以下述方式进行热轧：精轧时，将压下比设为3以上、且在最终3道次中的至少2道次中将每1道次的轧制形状比设为0.7以上。
发明的效果
根据本发明，能够得到板厚中心部的变形特性优异的厚钢板。本发明的厚钢板大有助于提高液化气贮槽用罐等极低温环境中使用的钢结构物的安全性，产业上具有显著的效果。
具体实施方式
以下，说明本发明的实施方式。需要说明的是，本发明不限定于以下的实施方式。
首先，说明本发明的钢板的成分组成及其限定理由。需要说明的是，表示成分组成的％只要没有特别说明，表示质量％。
C：0.01～0.15％
C对于高强度化有效，为了获得该效果，需要含有0.01％以上的C。优选设为0.03％以上。另一方面，若含有C超过0.15％，则其向板厚中心部偏析，促使Cr碳化物及Nb、V、Ti系碳化物的过度析出，低温韧性下降，并且，断面收缩率降低。因此，C设为0.15％以下。优选设为0.10％以下。
Si：0.01～1.00％
Si由于作为脱氧剂发挥作用，因此不仅是制钢工艺中必需的，而且具有固溶于钢以通过固溶强化使钢板高强度化的效果。为了获得这样的效果，需要含有0.01％以上的Si。另一方面，若含有超过1.00％，则焊接性及表面性状劣化。因此，Si设为1.00％以下。优选设为0.5％以下。更加优选设为0.3％以下。
Mn：0.10～2.00％
Mn为提高钢板的淬火性并对高强度化有效的元素。为了获得该效果，需要含有0.10％以上的Mn。优选设为0.40％以上。另一方面，在含有超过2.00％的情况下，会助长中心偏析，导致极低温韧性下降，板厚中心部的由板厚方向拉伸引起的断面收缩率劣化，发生应力腐蚀开裂。另外，在板厚中心部，助长成为破坏起点的长径为100μm以上的粗大的MnS的生成，使由板厚方向拉伸引起的断面收缩率显著劣化。因此，Mn设为2.00％以下。优选设为1.00％以下。
P：0.010％以下
若含有P超过0.010％，则其向晶界偏析，使晶界强度降低，成为破坏起点，其结果，板厚中心部的由板厚方向拉伸引起的断面收缩率降低。因此，希望尽可能减少P，P设为0.010％以下。
S：0.0050％以下
S在钢中形成MnS，使低温韧性、板厚中心部的由板厚方向拉伸引起的断面收缩率显著劣化。因此，希望尽可能减少S，S设为0.0050％以下。优选设为0.0020％以下。
Al：0.002～0.100％
Al作为脱氧剂发挥作用，在钢液脱氧工艺中，使用最为广泛。另外，具有使钢中的固溶N固定以形成AlN，抑制由固溶N减少引起的韧性劣化的效果。为了获得该效果，需要含有0.002％以上的Al。优选设为0.010％以上。更加优选设为0.020％以上。另一方面，若含有超过0.100％，则焊接时其向焊接金属部扩散，焊接金属的韧性劣化，因此设为0.100％以下。优选设为0.070％以下。更加优选设为0.060％以下。
Ni：5.0～10.0％
Ni为在提高钢板的强度的同时使残余奥氏体稳定化、对于钢板的低温韧性提高非常有效的元素。由于Ni为昂贵的元素，因此随着其含量增加而钢板成本升高。因此，使含Ni量为10.0％以下。另一方面，若含Ni量低于为5.0％，则不仅钢板强度降低，而且无法获得低温下稳定的残余奥氏体，其结果，钢板的低温韧性、强度降低。因此，Ni设为5.0％以上。优选设为6.0～9.0％。
N：0.0010～0.0080％
N为奥氏体稳定化元素，是对于极低温韧性提高有效的元素。另外，其与Nb、V、Ti键合，以氮化物或碳氮化物的形式微细地析出，具有作为扩散性氢的捕集位点以抑制应力腐蚀开裂的效果。为了获得这样的效果，需要含有0.0010％以上的N。优选设为0.0020％以上。另一方面，若含有超过0.0080％，则促使生成过量的氮化物或碳氮化物，不仅固溶元素量下降、耐腐蚀性下降，而且韧性及板厚中心部的由板厚方向拉伸引起的断面收缩率降低。因此，N设为0.0.0080％以下。优选设为0.0060％以下。
在本发明中，为了进一步提高强度及低温韧性，除了上述的必要元素以外，可以根据需要含有从Cr：0.01～1.50％、Mo：0.03～1.0％、Nb：0.001～0.030％、V：0.01～0.10％、Ti：0.003～0.050％、B：0.0003～0.0100％、Cu：0.01～1.00％中选择的1种或2种以上。
Cr：0.01～1.50％
Cr为对于提高强度有效的元素。为了获得该效果，在含有Cr的情况下，Cr设为0.01％以上。另一方面，Cr存在在轧制中以氮化物、碳化物、碳氮化物等方式析出的情况，通过形成这样的析出物而成为腐蚀、破坏的起点，导致低温韧性下降。因此，在含有Cr的情况下，Cr量设为1.50％以下。更加优选Cr量为1.00％以下。
Mo：0.03～1.0％
Mo为对于抑制钢板的回火脆化灵敏性有效的元素，另外，也是不损失低温韧性而获得钢板强度的元素。为了获得这样的效果，在含有Mo的情况下，Mo设为0.03％以上。更加优选大于0.05％。另一方面，若超过1.0％，则低温韧性下降。因此，在含有Mo的情况下，优选其含量设为1.0％以下。更加优选设为0.30％以下。
Nb：0.001～0.030％
Nb为对于提高钢板强度有效的元素。为了获得这样的效果，在含有Nb的情况下，Nb设为0.001％以上。更加优选设为0.005％以上，进一步优选设为0.007％以上。另一方面，若含有超过0.030％，则析出粗大的碳氮化物，成为破坏的起点，存在使板厚中心部的板厚方向拉伸特性劣化的情况。另外，存在析出物粗大化而使母材韧性劣化的情况。因此，在含有Nb的情况下，Nb设为0.030％以下。更加优选设为0.025％以下，进一步优选设为0.022％以下。
V：0.01～0.10％
V为对于提高钢板的强度而言有效的元素。为了获得这样的效果，在含有V的情况下，V设为0.01％以上。更加优选设为0.02％以上，进一步优选设为0.03％以上。另一方面，若含有超过0.10％，则存在粗大的碳氮化物析出、成为破坏起点的情况。另外，存在析出物粗大化而使母材韧性劣化的情况。因此，在含有V的情况下，V设为0.10％以下。更加优选设为0.09％以下，进一步优选设为0.08％以下。
Ti：0.003～0.050％
Ti为以氮化物或碳氮化物的形式析出而对于提高钢板的强度而言有效的元素。为了获得这样的效果，在含有Ti的情况下，Ti设为0.003％以上。更加优选设为0.005％以上，进一步优选设为0.007％以上。另一方面，若含有超过0.050％，则存在析出物粗大化而使母材韧性劣化的情况。另外，存在粗大的碳氮化物析出、成为破坏起点的情况。因此，在含有Ti的情况下，Ti设为0.050％以下。更加优选设为0.035％以下，进一步优选设为0.032％以下。
B：0.0003～0.0100％
B为对于提高母材强度有效的元素。为了获得这样的效果，在含有B的情况下，B为0.0003％以上。另一方面，若含有超过0.0100％，则生成粗大的B析出物，韧性下降。因此，在含有B的情况下，B设为0.0100％以下。更加优选设为0.0030％以下。
Cu：0.01～1.00％
Cu为对于通过提高淬火性来提高钢板强度而言有效的元素。为了获得这样的效果，在含有Cu的情况下，Cu设为0.01％以上。另一方面，若含有超过1.00％，则不仅钢板的低温韧性下降，而且存在铸造后的钢(板坯)表面的性状恶化的可能。因此，在含有Cu的情况下，Cu设为1.00％以下。更加优选设为0.30％以下。
此外，在本发明中，可以根据需要含有从Sn：0.01～0.30％、Sb：0.01～0.30％、W：大于0～2.00％、Co：大于0～2.00％、Ca：0.0005～0.0050％、Mg：0.0005～0.0050％、Zr：0.0005～0.0050％、REM：0.0010～0.0100％中选择的1种或2种以上。
Sn：0.01～0.30％
Sn为对于提高耐腐蚀性有效的元素。这类元素即使少量含有也能发挥效果，在含有Sn的情况下，Sn设为0.01％以上。但是，若含有大量的Sn，则会使焊接性、韧性劣化，从成本的观点出发也会变得不利。因此，在含有Sn的情况下，Sn设为0.30％以下。更加优选设为0.25％以下。
Sb：0.01～0.30％
与Sn同样地，Sb为对于提高耐腐蚀性而言有效的元素。这些元素即使少量含有也能发挥效果，在含有Sb的情况下，Sb设为0.01％以上。但是，若含有大量的Sb，则会使焊接性、韧性劣化，从成本的观点出发也变得不利。因此，在含有Sb的情况下，Sb设为0.30％以下。更加优选设为0.25％以下。
W：大于0～2.00％
W与Sn、Sb同样地，为对于提高耐腐蚀性有效的元素。这些元素即使少量含有也能发挥效果，因此能够含有大于0％的W。但是，若含有大量的W，则会使焊接性、韧性劣化，从成本的观点出发也不利。因此，在含有W的情况下，W设为2.00％以下。更加优选设为0.50％以下。
Co：大于0～2.00％
Co与Sn、Sb、W同样地，为对于提高耐腐蚀性有效的元素。这些元素即使少量含有也能发挥效果，因此能够含有大于0％的Co。进一步优选设为0.10％以上。但是，若含有大量的Co，则会使焊接性、韧性劣化，从成本的观点出发也不利。因此，含有Co的情况下，Co设为2.00％以下。更加优选设为1.50％以下。
Ca：0.0005～0.0050％
Ca为对于MnS等夹杂物的形态控制有效的元素，能够根据需要含有。夹杂物的形态控制是指使伸展的硫化物系夹杂物成为粒状夹杂物。通过该夹杂物的形态控制，从而能够提高板厚中心部的板厚方向拉伸特性、韧性、抗硫化物应力腐蚀开裂性。为了获得这样的效果，在含有Ca的情况下，Ca设为0.0005％以上。更加优选设为0.0010％以上。另一方面，若含有大量的Ca，则非金属夹杂物量增加，反而存在板厚中心部的板厚方向拉伸特性下降的情况。由此，在含有Ca的情况下，Ca设为0.0050％以下。更加优选设为0.0040％以下。
Mg：0.0005～0.0050％
Mg与Ca同样地，为对于MnS等夹杂物的形态控制有效的元素，能够根据需要含有。通过该夹杂物的形态控制，从而能够提高板厚中心部的板厚方向拉伸特性、韧性、抗硫化物应力腐蚀开裂性。为了获得这样的效果，在含有Mg的情况下，Mg设为0.0005％以上。更加优选设为0.0010％以上。另一方面，若含有大量的Mg，则非金属夹杂物量增加，反而存在板厚中心部的板厚方向拉伸特性下降的情况。由此，在含有Mg的情况下，Mg设为0.0050％以下。更加优选设为0.0040％以下。
Zr：0.0005～0.0050％
Zr与Ca、Mg同样地，为对于MnS等夹杂物的形态控制有效的元素，能够根据需要含有。通过该夹杂物的形态控制，从而能够提高板厚中心部的板厚方向拉伸特性、韧性、抗硫化物应力腐蚀开裂性。为了获得这样的效果，Zr设为0.0005％以上。优选设为0.0010％以上。另一方面，若含有大量的Zr，则非金属夹杂物量增加，反而存在板厚中心部的板厚方向拉伸特性下降的情况。由此，在含有Zr的情况下，Zr设为0.0050％以下。更加优选设为0.0040％以下。
REM：0.0010～0.0100％
REM与Ca、Mg、Zr同样地，为对于MnS等夹杂物的形态控制有效的元素，能够根据需要含有。通过该夹杂物的形态控制，从而能够提高板厚中心部的板厚方向拉伸特性、韧性、抗硫化物应力腐蚀开裂性。为了获得这样的效果，REM设为0.0010％以上。更加优选设为0.0020％以上。另一方面，若含有大量的REM，则非金属夹杂物量增加，反而存在板厚中心部的板厚方向拉伸特性下降的情况。由此，在含有REM的情况下，REM设为0.0100％以下。
需要说明的是，余量为Fe及不可避免的杂质。
接下来，本发明中的厚钢板具有板厚中心部的由板厚方向拉伸引起的断面收缩率为30％以上的变形特性。在此，所谓断面收缩率，是指拉伸试验中的试验后的试验片截面积减少量ΔS相对于试验前的试验片截面积S的百分比(ΔS/S(％))。通过使断面收缩率为30％以上，从而能够确保板厚中心部的变形特性。在本发明中，优选断面收缩率为35％以上。需要说明的是，本发明的断面收缩率能够通过控制后述的铸造时的轻压下条件和/或精轧时的条件来获得。
另外，在本发明中，优选在板厚中心部，使长径为100μm以上的MnS为10个/mm2以下，并且，使原始奥氏体晶粒以圆当量直径计小于100μm。这是由于，铸造缺陷、粗大的MnS及粗大的原始奥氏体晶粒处容易发生应力集中，成为破坏的起点。需要说明的是，期望的MnS能够通过控制后述的连续铸造时的轻压下来获得。
另外，本发明中的板厚中心部表示板厚1/2位置，断面收缩率、MnS及原始奥氏体晶粒为通过后述的实施例中记载的测定方法测定到的值。
接下来，说明本发明的制造条件。需要说明的是，在以下的说明中，温度“℃”表示板厚中心部的温度。
本发明的厚钢板的制造方法在将包含期望的成分组成的板坯加热至1000℃以上且1300℃以下后，进行下述热轧：在精轧时，将压下比设为3以上、且在最终3道次中的至少2道次中将每1道次的轧制形状比设为0.7以上。
钢原料的再加热温度：1000℃以上且1300℃以下
之所以对钢原料进行再加热，是为了使组织中的析出物固溶，使晶体粒径等均匀化，作为加热温度，设为1000℃以上且1300℃以下。在加热温度低于1000℃的情况下，AlN等析出物非但没有充分地固溶，而且由于在再加热中粗大化而成为破坏起点，因此无法获得期望的板厚方向的拉伸试验中的断面收缩率。另一方面，若加热温度超过1300℃，则不仅晶体粒径粗大化而使韧性劣化，而且生产成本增加。由此，使再加热温度为1300℃以下。优选设为1250℃以下，更加优选设为1200℃以下。需要说明的是，优选再加热时间为1～10小时。
将精轧的压下比设为3以上
在热轧工序中的精轧时，通过使压下比(板坯厚度/最终板厚)为3以上，从而促进再结晶、实现粒度分布的均匀化，并且，能够将被称为气孔的内部微小孔隙等铸造缺陷压合而使之无害化。此外，通过减少Mn、P、S等的中心偏析，能够形成期望的热轧板微观组织，获得期望的板厚方向的拉伸特性。若是压下比低于3的热轧，则会残留粗大组织、前述铸造缺陷、中心偏析的无害化变得不充分等，无法获得期望的微观组织，无法获得期望的板厚方向的拉伸试验中的断面收缩率。由此，将压下比限定为3以上。优选压下比设为4以上，更加优选压下比设为5以上。
在精轧的最终3道次中的至少2道次中，将每1道次的轧制形状设为0.7以上
在最终决定材质的最终3道次中的至少2道次中，将每1道次的轧制形状比设为0.7以上，从而能够可靠地使铸造缺陷无害化，抑制钢板整体、特别是板厚中心部的粗大晶粒的残留，实现粒度分布的均匀化。其结果，板厚中心部的由板厚方向拉伸引起的断面收缩率提高。在此，轧制形状比(ld/hm)是指{轧制辊与钢板接触的长度(辊接触弧长：ld)}/{辊入侧的板厚和辊出侧的板厚的平均厚度：hm}，由式(1)表示。
ld/hm＝{R(hi-ho)}1/2/{(hi+2ho)/3}
其中，
R：各轧制道次时的辊半径
hi：各轧制道次时的入侧板厚
h 0：各轧制道次时的出侧板厚。
若轧制形状比为0.7以上的道次少于2道次，则会残留粗大组织、或铸造缺陷的无害化变得不充分等，无法获得期望的微观组织，无法获得期望的板厚中心部的由板厚方向拉伸引起的断面收缩率。因此，使轧制形状比为0.7以上的道次至少为2道次。需要说明的是，要增大轧制形状比，增大轧制辊径或增大压下量即可。
上述以外的制造条件没有特别限制，优选在以下的条件下进行。
铸造时的轻压下
在本发明中，优选在连续铸造时对板坯进行轻压下。在本发明中，通过轻压下，从而能够进一步抑制板厚中心部的、长径为100μm以上的粗大的MnS及圆当量直径为100μm以上的粗大的原始奥氏体晶粒的残留。作为轻压下的条件，具体来说，优选在与板坯的最终凝固位置相比的上游处使压下梯度为0.1mm/m以上。
热轧后的冷却开始温度
在本发明中，热轧后的冷却开始温度没有特别限定，优选为1000℃以下且500℃以上。
热轧后的冷却方法
在本发明中，热轧后的冷却方法没有特别限定，例如，能够以空冷、水冷等任意的方法进行。为了获得强度、低温韧性等必要特性，也可以在热轧后实施喷射冷却、喷雾冷却、层流冷却等水冷。
热轧后的热处理
在本发明中，能够进行热轧后冷却以制成最终制品，但为了进一步获得低温韧性等必要特性而优选进行热处理。作为热处理，优选在热轧后进行回火处理。另外，也可以进行在回火处理前也进行淬火处理的、淬火-回火处理。另外，也可以进行在两相区淬火处理后进行回火处理的、两相区淬火-回火处理。此外，也可以进行在淬火-回火处理之间加入两相区淬火处理的、淬火-二相淬火-回火处理。优选使用上述任一种工艺进行制造。
优选淬火温度为Ac3相变点以上且1000℃以下。对于两相区淬火温度，优选设为Ac1相变点以上且低于Ac3相变点。优选回火温度为500～650℃。
需要说明的是，Ac3相变点及Ac1相变点能够通过下述(1)及式(2)计算。
Ac1(℃)＝750.8-26.6C+17.6Si-11.6Mn-22.9Cu-23Ni+24.1Cr+22.5Mo-39.7V-5.7Ti+232.4Nb-169.4Al (1)
Ac3(℃)＝937.2-436.5C+56Si-19.7Mn-16.3Cu-26.6Ni-4.9Cr+38.1Mo+124.8V+136.3Ti-19.1Nb+198.4Al (2)
其中，上述(1)、式(2)中的元素符号表示各元素的含量(质量％)，在不含该元素的情况下设为0。
实施例
对表1所示的成分组成的钢进行熔炼、制成板坯后，根据表2所示的制造条件制造板厚为12～70mm的厚钢板。需要说明的是，在轻压下中，对于试样No.1～30，将压下梯度设为0.20mm/m的条件，试样No.31及32中，分别为0.07mm/m及0.10mm/m。
对于所制得的厚钢板进行下述试验。
(板厚方向的机械特性)
对于拉伸特性，使厚钢板的板厚方向为拉伸方向，加工为TypeA形状的试验片，基于JIS G3199实施拉伸试验。对于低温韧性，将使厚钢板的板厚方向为拉伸方向而采集到的试验片在液氮中冷却至-196℃，基于JIS Z2242实施夏比冲击试验，计算-196℃条件下的吸收能vE-196。
在本发明中，屈服强度(YS)为585MPa以上、拉伸强度(TS)为690MPa以上、断裂后的断面收缩率(拉伸试验中的试验后的试验片截面积减少量ΔS相对于试验前的试验片截面积S的百分比)为30％以上、vE-196为34J以上为合格。
(微观组织)
以板厚1/2位置为观察位置的方式，从所制得的钢板采集组织观察用的试验片。将试验片以与轧制方向垂直的截面成为观察面的方式埋入树脂中并进行镜面研磨。接下来，在实施苦味酸腐蚀后，使用倍率为200倍的SEM进行观察，拍摄板厚1/2位置的组织的SEM像。通过图像解析装置对拍摄到的5个视野的图像进行解析，计算长径为100μm以上的MnS的个数密度及原始奥氏体晶粒的圆当量直径的最大值。
将以上得到的结果示于表2。
[表1]
Figure BDA0003256403810000141
[表2]
Figure BDA0003256403810000151
本发明例(试样No.1～15、27～29、31～32)满足断面收缩率为30％以上，强度、低温韧性均优异。另一方面，偏离本发明范围的比较例(试样No.16～26、30)中，断面收缩率、强度、低温韧性中至少一者变差。

Claims (4)

1.厚钢板，其具有下述成分组成，所述成分组成以质量％计含有
C：0.01～0.15％、
Si：0.01～1.00％、
Mn：0.10～2.00％、
P：0.010％以下、
S：0.0050％以下、
Al：0.002～0.100％、
Ni：5.0～10.0％、
N：0.0010～0.0080％，
余量为Fe及不可避免的杂质，
对于所述厚钢板而言，板厚中心部的由板厚方向拉伸引起的断面收缩率为30％以上。
2.根据权利要求1所述的厚钢板，其进一步以质量％计含有从
Cr：0.01～1.50％、
Mo：0.03～1.0％、
Nb：0.001～0.030％、
V：0.01～0.10％、
Ti：0.003～0.050％、
B：0.0003～0.0100％、
Cu：0.01～1.00％中选择的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的厚钢板，其进一步以质量％计含有从
Sn：0.01～0.30％、
Sb：0.01～0.30％、
W：大于0～2.00％、
Co：大于0～2.00％、
Ca：0.0005～0.0050％、
Mg：0.0005～0.0050％、
Zr：0.0005～0.0050％、
REM：0.0010～0.0100％中选择的1种或2种以上。
4.厚钢板的制造方法，其中，在将包含权利要求1～3中任一项中记载的成分组成的板坯加热至1000℃以上且1300℃以下后，以下述方式进行热轧：在精轧时，将压下比设为3以上、且在最终3道次中的至少2道次中将每1道次的轧制形状比设为0.7以上。
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