CN114402089B - 厚钢板和厚钢板的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供厚钢板及其制造方法。本发明的厚钢板由特定的成分组成构成，具有Ceq与板厚t[mm]满足0.0004t+0.25≤Ceq≤0.0004t+0.45的成分组成，钢板表层下1mm位置处的位错密度为ρ≤4×1014m‑2，钢板表层下1mm位置处的平均结晶粒径为15μm以下，板厚中心位置处的平均结晶粒径为20μm以下。

Description

厚钢板和厚钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及以高水准兼具强度、韧性和弯曲加工性的厚钢板。另外，本发明涉及厚钢板的制造方法。
背景技术
为了提高发电效率，正在推进风力发电机的大型化，需要强度更高且板厚较厚的钢板。另外，海上风力发电机的支撑结构形式中成为主流的单桩式所使用的风力发电机用厚钢板通过弯曲加工而成形为管状。此外，在海上风力发电机中，波浪、浮冰等与支撑结构物所使用的钢板的表层发生碰撞。因此，厚钢板需要具有高的弯曲加工性以及钢板表层和板厚中心的优良的韧性。
一直以来，已知通过添加合金元素以及提高从奥氏体区开始的冷却速度而将钢组织的种类控制为强度更高的钢组织从而提高钢板的强度。
已知通过进行钢组织的结晶粒径的微细化来提高钢板的韧性。例如如专利文献1记载的那样，已知为了结晶粒径的微细化，特别是在奥氏体的再结晶被抑制而成为未再结晶温度范围的低温范围内进行轧制、并将由此导入的应变用于相变核的控制轧制是有效的。
作为改善了强度和弯曲加工性的钢板，例如在专利文献2中记载了一种厚钢板，其组成如下：以质量％计含有适当量的C、Si、Mn、P、S、Al、Ti、N、Nb、V、Cr，而且Ti、N满足4.0≥Ti/N≥2.0，并且由规定的式定义的碳当量Ceq满足0.35～0.50，余量由Fe和不可避免的杂质构成，从钢板表面起沿板厚方向到5mm的位置为止的范围内的组织由以面积率计为30～70％的多边形铁素体相以及作为余量的贝氏体相或马氏体相或者其混合相构成，从沿板厚方向距钢板表面5mm的位置起到板厚中央位置为止的范围内的组织由面积率为30％以下的多边形铁素体相以及作为余量的贝氏体相或珠光体相或者其混合相构成，沿板厚方向距钢板表面1mm的位置处的维氏硬度HV为260HV以下。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特公昭49-7291号
专利文献2：日本特开2019-52341号公报
发明内容
发明所要解决的问题
但是，专利文献2记载的技术的目的在于改善强度和弯曲加工性，对于钢板表层和板厚中心的韧性没有进行研究。
另外，如上所述，对于板厚较厚的钢板而言，为了确保板厚中心的强度，必须添加大量的合金元素，但是，高合金成分的情况下，冷却速度快的钢板表层形成强度非常高的组织，因此弯曲加工性和韧性差。
如果为了提高板厚中心的韧性而在低温下进行轧制，则尤其是对于板厚较厚的钢板而言板厚方向的温度分布大，因此，在钢板表层附近，在发生从奥氏体组织向铁素体或珠光体这样的低温生成组织的相变的状态下进行轧制。其结果是，钢板的表层组织中被导入了轧制引起的加工应变，弯曲加工性和韧性显著劣化。
因此，尤其对于板厚较厚的钢板而言，难以兼具高强度、钢板表层和板厚中心的优良的韧性以及优良的弯曲加工性。
本发明是鉴于上述问题而完成的，目的在于提供以高水准兼具板厚较厚的钢板的高强度、钢板表层和板厚中心的优良的韧性以及优良的弯曲加工性的厚钢板。另外，本发明的目的在于提供制造上述厚钢板的方法。
在此，高强度是指拉伸试验中的板厚中心位置处的屈服强度为300MPa以上、拉伸强度为400MPa以上。
另外，优良的韧性是指钢板表面下1mm位置和板厚中心位置处的-40℃下的夏比冲击吸收试验的冲击吸收能分别为60J以上。冲击吸收能优选为100J以上。
另外，优良的弯曲加工性是指在钢板表层在弯曲半径R(弯曲冲头的半径)/t(板厚)为1.0的条件下进行180°弯曲试验时不产生弯曲裂纹。
需要说明的是，上述拉伸试验、夏比冲击吸收试验和弯曲试验可以通过后述的实施例中记载的方法进行。
用于解决问题的方法
本发明人为了解决上述问题进行了深入研究，结果得出以下见解。
首先，根据钢板的板厚确保必要强度，并且防止由于淬透性变得过高而在钢板表层生成韧性和弯曲加工性差的高强度组织。为此，控制碳当量(Ceq)以及作为从奥氏体发生相变的温度范围的700～550℃间的冷却速度。
接着，在钢板表层和板厚中心的温度分布相对于钢板的板厚方向增大的厚材料中，抑制在钢板表层形成弯曲加工性和韧性差的导入了加工应变的组织，并且在板厚中心位置处进行未再结晶温度范围的压下。为此，含有具有通过固溶Nb或微细析出NbC而使奥氏体的未再结晶温度范围向高温侧升高的效果的Nb。含Nb钢的未再结晶温度为(8250[Nb]+770℃)以下。
接着，对于板厚较厚的钢板，为了兼具弯曲加工性、钢板表层的韧性以及板厚中心的韧性，对钢板表层和板厚中心的热轧条件分别适当地进行控制是有效的。
因此，为了控制钢板表层的组织，如下进行控制。对于钢板表层，首先，在热轧中将钢板表层暂时冷却至Ar3温度以下，由此从奥氏体相变为铁素体等低温生成组织，通过之后的回热使钢板表层为Ac3温度以上的温度，由此再相变为奥氏体组织，从而使钢板表层为微细的奥氏体。
接着，通过对钢板表层进行钢板表层温度为(8250[Nb]+770℃)～Ar3温度的未再结晶温度范围内的压下率为25％以上的压下，在钢板表层的奥氏体中导入加工应变。然后，以钢板表层温度低于Ar3温度的温度范围内的总压下率为15％以下的方式进行轧制，由此防止钢板表层的组织变为导入了加工应变的铁素体或珠光体。通过这些组织控制，能够使钢板表层的组织为位错密度低、并且结晶粒径小、兼具优良的弯曲加工性和韧性的组织。
此外，为了板厚中心(1/2t)的组织控制，在对钢板表层进行上述热轧的期间，进行如下控制。对于钢板的板厚中心，进行板厚中心温度为未再结晶温度范围、即(8250[Nb]+770℃)以下的温度范围内的总压下率为25％以上的轧制，由此能够在板厚中心位置也形成结晶粒径微细的高韧性组织。
如上所述，发现：通过进行与钢板的板厚对应的Ceq和700～550℃间的冷却速度的控制以及热轧中的钢板表层和板厚中心的组织控制，即使是板厚较厚的钢板，也能够兼具高强度、钢板表层和板厚中心的优良的韧性以及优良的弯曲加工性。
本发明是基于上述见解而完成的，其主旨如下。
[1]一种厚钢板，其具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.04～0.14％、Si：0.03～0.70％、Mn：0.30～2.50％、P：0.030％以下、S：0.0200％以下、Nb：0.001～0.100％、Al：0.001～0.100％、O：0.01％以下和N：0.01％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，由下述(1)式定义的Ceq与板厚t[mm]满足0.0004t+0.25≤Ceq≤0.0004t+0.45，
钢组织中，钢板表面下1mm位置处的位错密度ρ(m-2)为ρ≤4×1014，钢板表面下1mm位置处的平均结晶粒径为15μm以下，钢板的板厚中心位置处的平均结晶粒径为20μm以下。
Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Cu]+[Ni])/15…(1)
其中，上述(1)式中的各元素符号表示该元素的含量(质量％)，不含有该元素时设为0。
[2]如[1]所述的厚钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自由Cu：2.00％以下、Ni：2.50％以下、Cr：1.50％以下、Mo：1.00％以下、Ti：0.100％以下、V：0.30％以下、B：0.0100％以下、W：0.50％以下、Ca：0.0200％以下、Mg：0.0200％以下和REM：0.0500％以下组成的组中的一种或两种以上。
[3]一种厚钢板的制造方法，其是[1]或[2]所述的厚钢板的制造方法，其中，
将具有上述成分组成的钢坯加热至1000～1200℃的温度，
对加热后的上述钢坯进行热轧时，
将上述钢板表面下1mm位置的钢板温度暂时冷却至Ar3温度以下，然后通过回热使其超过Ac3温度，
进行将上述钢板表面下1mm位置的钢板温度为(8250[Nb]+770℃)～Ar3温度的温度范围内的压下率设为25％以上的压下，然后进行将上述钢板表面下1mm位置的钢板温度低于Ar3温度的温度范围内的总压下率设为15％以下的压下，并且进行将上述板厚中心位置的钢板温度为(8250[Nb]+770℃)以下且Ar3温度以上的温度范围内的总压下率设为25％以上的压下，
上述热轧后，在以板厚中心位置的温度计为700～550℃的温度范围内的平均冷却速度在将钢板的板厚设为t[mm]时为2500×t-1.7℃/秒以上的条件下进行冷却。
其中，上述[Nb]表示该元素的含量(质量％)。
[4]如[3]所述的厚钢板的制造方法，其中，上述冷却后，进一步在650℃以下的回火温度下进行回火。
发明效果
根据本发明，可以提供即使是板厚较厚的钢板也兼具高强度、钢板表层和板厚中心的优良的韧性以及优良的弯曲加工性的厚钢板和厚钢板的制造方法。
需要说明的是，本发明的厚钢板的应用不只限于海上风力发电用途，也可以应用于例如造船、管线管、海洋结构物、建筑用途等。
具体实施方式
以下，对本发明进行详细说明。需要说明的是，本发明不限于以下实施方式。
首先，对本发明的厚钢板的成分组成和钢组织进行说明。
[成分组成]
在本发明中，厚钢板及用于制造该厚钢板的钢原材具有上述成分组成很重要。因此，对在本发明中如上所述地限定钢原材的成分组成的理由进行说明。需要说明的是，只要没有特别声明，与成分组成有关的“％”是指“质量％”。
C：0.04～0.14％
C是能够价格最低廉地提高钢板的强度的元素，并且是有助于奥氏体晶界的强化的元素。C含量低于0.04％时，奥氏体的晶界强度降低，产生钢坯的热裂纹，因此制造性显著降低。并且无法得到本发明中作为目标的强度。另一方面，C含量超过0.14％时，焊接性降低。韧性也降低。因此，C含量设定为0.04～0.14％。需要说明的是，C含量优选为0.05％以上，C含量优选为0.12％以下。更优选为0.06％以上，更优选为0.11％以下。
Si：0.03～0.70％
Si是对脱氧有效的元素，但Si含量低于0.03％时，不能得到充分的效果。但是，Si含量超过0.70％时，焊接性降低。因此，将Si含量设定为0.03～0.70％。需要说明的是，Si含量优选为0.04％以上，Si含量优选为0.60％以下。更优选为0.05％以上，更优选为0.55％以下。
Mn：0.30～2.50％
Mn是能够以低成本提高钢的淬透性、提高强度的元素。为了得到该效果，需要含有0.30％以上的Mn。另一方面，Mn含量超过2.50％时，焊接性降低。因此，将Mn含量设定为0.30～2.50％。需要说明的是，Mn含量优选为0.50％以上，Mn含量优选为2.20％以下。更优选为0.60％以上，更优选为2.10％以下。
P：0.030％以下
P是使晶界脆化的作用大的元素，大量含有时，使钢的韧性降低。因此，将P含量设定为0.030％以下。优选将P含量设定为0.025％以下。另一方面，P越少越优选，因此，P含量的下限没有特别限定，可以为0％。但是，P是作为杂质在钢中不可避免地含有的元素，过度的低P化导致精炼时间的增加、成本的升高，因此优选将P含量设定为0.001％以上。
S：0.0200％以下
S使钢的韧性降低，因此将S含量设定为0.0200％以下。优选将S含量设定为0.0100％以下。另一方面，S越少越优选，因此，S含量的下限没有特别限定，可以为0％。但是，S是作为杂质在钢中不可避免地含有的元素，过度的低S化导致精炼时间的增加、成本的升高，因此优选将S含量设定为0.0001％以上。
Nb：0.001～0.100％
Nb是具有通过固溶Nb或微细析出的NbC抑制对奥氏体组织施加应变时的再结晶、并且使未再结晶温度范围高温化的效果的元素。为了得到该效果，需要含有0.001％以上的Nb。另一方面，含有超过0.100％的Nb时，使焊接性劣化。因此，Nb含量设定为0.001～0.100％。需要说明的是，Nb含量优选为0.005％以上，Nb含量优选为0.075％以下。Nb含量更优选为0.050％以下。
Al：0.001～0.100％
Al是作为脱氧剂有效、并且具有形成氮化物而减小奥氏体粒径的效果的元素。为了得到该效果，需要将Al含量设定为0.001％以上。另一方面，Al含量超过0.100％时，钢原材、钢板的洁净度降低，其结果是延展性和韧性降低。因此，将Al含量设定为0.001～0.100％。需要说明的是，Al含量优选为0.005％以上，Al含量优选为0.080％以下。
O：0.01％以下
O是使延展性、韧性降低的元素，因此将O含量设定为0.01％以下。另一方面，O越少越优选，因此，O含量的下限没有特别限定，可以为0％。但是，O是作为杂质在钢中不可避免地含有的元素，过度的低O化导致精炼时间的增加、成本的升高，因此O含量优选设定为0.0005％以上。
N：0.01％以下
N是使延展性、韧性降低的元素，因此将N含量设定为0.01％以下。另一方面，N越少越优选，因此，N含量的下限没有特别限定，可以为0％。但是，N是作为杂质在钢中不可避免地含有的元素，因此工业上可以大于0％。需要说明的是，过度的低N化导致精炼时间的增加、成本的升高，因此N含量优选设定为0.0005％以上。
本发明的厚钢板含有以上成分，余量为Fe和不可避免的杂质。
本发明的厚钢板以上述成分作为基本的成分组成。利用上述必需元素可以得到本发明中作为目标的特性，但是，可以以进一步提高强度、焊接性(焊接部的韧性、焊接作业性等)为目的根据需要含有下述元素。
选自由Cu：2.00％以下、Ni：2.50％以下、Cr：1.50％以下、Mo：1.00％以下、Ti：0.100％以下、V：0.30％以下、B：0.0100％以下、W：0.50％以下、Ca：0.0200％以下、Mg：0.0200％以下和REM：0.0500％以下组成的组中的一种或两种以上
Cu：2.00％以下
Cu是能够在不使母材和韧性大幅劣化的情况下提高钢板的强度的元素。另一方面，Cu含量超过2.00％时，在紧邻氧化皮的下方生成的Cu富集层所引起的热裂纹成为问题。因此，在含有Cu的情况下，优选将Cu含量设定为2.00％以下。需要说明的是，更优选为0.01％以上，更优选为1.50％以下。进一步优选为0.15％以上，进一步优选为1.00％以下。
Ni：2.50％以下
Ni是具有提高钢的淬透性、并且提高韧性的效果的元素。另一方面，Ni含量超过2.50％时，制造成本的增加成为问题。因此，在含有Ni的情况下，优选将Ni含量设定为2.50％以下。需要说明的是，更优选为0.01％以上，更优选为2.00％以下。进一步优选为0.15％以上，进一步优选为1.50％以下。
Cr：1.50％以下
Cr是能够通过提高钢的淬透性而提高钢板的强度的元素。另一方面，Cr含量超过1.50％时，焊接性降低。因此，在含有Cr的情况下，优选将Cr含量设定为1.50％以下。需要说明的是，更优选为0.01％以上，更优选为1.20％以下。进一步优选为0.15％以上，进一步优选为0.90％以下。
Mo：1.00％以下
Mo是能够通过提高钢的淬透性而提高钢板的强度的元素。另一方面，Mo含量超过1.00％时，焊接性降低。因此，在含有Mo的情况下，优选将Mo含量设定为1.00％以下。需要说明的是，更优选为0.01％以上，更优选为0.80％以下。进一步优选为0.05％以上，进一步优选为0.60％以下。
Ti：0.100％以下
Ti是通过以TiN的形式析出而具有钉扎晶界的移动、抑制晶粒生长的效果的元素。另一方面，Ti含量超过0.100％时，钢组织的洁净度降低，其结果是延展性和韧性降低。因此，在含有Ti的情况下，优选将Ti含量设定为0.100％以下。需要说明的是，更优选为0.001％以上，更优选为0.080％以下。进一步优选为0.005％以上，进一步优选为0.050％以下。
V：0.30％以下
V是能够提高钢的淬透性、并且通过生成碳氮化物而提高钢板的强度的元素。另一方面，V含量超过0.30％时，焊接性降低。因此，在含有V的情况下，优选将V含量设定为0.30％以下。需要说明的是，更优选为0.01％以上，更优选为0.25％以下。进一步优选为0.15％以下。
B：0.0100％以下
B是通过极微量的添加而具有使淬透性提高从而使钢板的强度提高的效果的元素。另一方面，B含量超过0.0100％时，焊接性降低。因此，在含有B的情况下，优选将B含量设定为0.0100％以下。需要说明的是，更优选为0.0001％以上，更优选为0.0070％以下。进一步优选为0.0005％以上，进一步优选为0.0050％以下。
W：0.50％以下
W是能够通过提高钢的淬透性而使钢板的强度提高的元素。另一方面，W含量超过0.50％时，焊接性降低。因此，在含有W的情况下，优选将W含量设定为0.50％以下。需要说明的是，更优选为0.01％以上，更优选为0.40％以下。进一步优选为0.05％以上，进一步优选为0.35％以下。
Ca：0.0200％以下
Ca是通过形成高温下的稳定性高的氧硫化物而使焊接性提高的元素。另一方面，Ca含量超过0.0200％时，洁净度降低而损害钢的韧性。因此，在含有Ca的情况下，将Ca含量设定为0.0200％以下。需要说明的是，更优选为0.0001％以上，更优选为0.0180％以下。进一步优选为0.0005％以上，进一步优选为0.0060％以下。
Mg：0.0200％以下
Mg是通过形成高温下的稳定性高的氧硫化物而使焊接性提高的元素。另一方面，Mg含量超过0.0200％时，Mg的添加效果饱和而无法期待与含量相符的效果，经济上不利。因此，在含有Mg的情况下，将Mg含量设定为0.0200％以下。需要说明的是，更优选为0.0001％以上，更优选为0.0180％以下。进一步优选为0.0005％以上，进一步优选为0.0060％以下。
REM：0.0500％以下
REM(稀土金属)是通过形成高温下的稳定性高的氧硫化物而使焊接性提高的元素。另一方面，REM含量超过0.0500％时，REM的添加效果饱和而无法期待与含量相符的效果，经济上不利。因此，在含有REM的情况下，将REM含量设定为0.0500％以下。需要说明的是，更优选为0.0001％以上，更优选为0.0450％以下。进一步优选为0.0010％以上，进一步优选为0.0100％以下。
上述厚钢板的成分组成还需要满足下述条件。
Ceq与板厚t[mm]的关系：0.0004t+0.25≤Ceq≤0.0004t+0.45
由下述(1)式定义的Ceq是含有元素带来的淬透性的指标。为了得到本发明中作为目标的高强度组织，需要控制与某钢板的板厚对应的冷却速度和与板厚对应的合金添加量，Ceq小于(0.0004t+0.25)时，得不到必要的强度。另一方面，Ceq大于(0.0004t+0.45)时，在冷却速度比板厚中心位置快的钢板表层，强度变得过高，因此弯曲加工性低。因此，设定为0.0004t+0.25≤Ceq≤0.0004t+0.45。需要说明的是，Ceq优选设定为(0.0004t+0.27)以上，Ceq优选设定为(0.0004t+0.43)以下。更优选为(0.0004t+0.28)以上且(0.0004t+0.42)以下。
Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Cu]+[Ni])/15…(1)
其中，(1)式中的各元素符号表示该元素的含量(质量％)，不含有该元素时设为0。
[钢组织]
本发明的厚钢板除了具有上述成分组成以外，还具有如下钢组织：厚钢板的钢板表面下1mm位置处的位错密度ρ(m-2)为ρ≤4×1014，钢板表面下1mm位置处的平均结晶粒径为15μm以下，钢板的板厚中心位置处的平均结晶粒径为20μm以下。因此，以下对本发明中如上限定钢组织的理由进行说明。
钢板表面下1mm位置处的位错密度：ρ≤4×1014(m-2)
钢板的弯曲加工性由钢板的表层组织的延展性决定。如果表层组织的位错密度因热轧时的加工应变而增加，则表层组织的变形极限降低，因此弯曲加工性降低。因此，将钢板表面下1mm位置处的位错密度设定为4×1014(m-2)以下。需要说明的是，通常，钢组织不可避免地含有位错，因此，使位错为1×1011(m-2)以下非常耗费制造成本。因此，优选为1×1011以上，优选为3×1014(m-2)以下。
钢板表面下1mm位置处的平均结晶粒径：15μm以下
钢板的表层组织的结晶粒径越细，则钢板表层的韧性越提高。为了得到该效果，需要使钢板表面下1mm位置处的平均结晶粒径为15μm以下。因此，将钢板表面下1mm位置处的平均结晶粒径设定为15μm以下。需要说明的是，优选为13μm以下。优选为4μm以上。
板厚中心位置处的平均结晶粒径：20μm以下
钢板的板厚中心位置处的钢组织的结晶粒径越细，则板厚中心位置处的韧性越提高。为了得到该效果，需要将板厚中心位置处的平均结晶粒径设定为20μm以下。因此，将板厚中心位置处的平均结晶粒径设定为20μm以下。需要说明的是，优选为15μm以下。优选为7μm以上。
在此，在本发明中，“钢板表面下1mm”是指沿板厚方向距厚钢板的表面为1mm的深度位置。“板厚中心位置”是指厚钢板的板厚1/2位置。
“平均结晶粒径”是指将由晶体取向差为15°以上的边界围成的区域作为晶粒时分别在钢板表面下1mm位置和板厚中心位置各位置处的所有晶粒的平均。需要说明的是，平均结晶粒径可以通过后述的实施例中记载的方法进行测定。
需要说明的是，本发明中的“厚钢板”是指板厚为6mm以上的钢板。厚钢板的板厚优选设定为超过40mm，更优选设定为70mm以上。板厚的上限没有特别限定，可以设定为任意的厚度，但优选设定为190mm以下。
[制造方法]
接着，对本发明的一个实施方式的厚钢板的制造方法进行说明。
本发明的厚钢板通过将具有上述成分组成的钢坯(钢原材)在上述的各条件下加热、热轧、冷却而得到。该冷却后，可以进一步进行任选的回火工序。
以下，详细地进行说明。需要说明的是，在以下的制造方法的说明中，只要没有特别声明，与温度有关的“℃”表示设定为钢坯、钢板的表面温度以及钢板的板厚中心位置(板厚1/2位置)的温度。表面温度例如可以利用辐射温度计等进行测定。另外，钢坯、钢板的板厚中心位置的温度，例如，可以在钢板的板厚中心安装热电偶进行测定，或者可以通过传热分析计算钢板截面内的温度分布并利用钢板的表面温度对该结果进行修正而求出。
在本发明中，钢坯的熔炼方法没有特别限定，转炉、电炉、真空熔化炉等公知的熔炼方法均适合。钢坯例如可以通过连铸法制造成期望的尺寸。也可以进一步对钢水实施浇包精炼等二次精炼。
如上所述，将制造的钢坯加热至1000～1200℃的温度。
钢坯的加热温度：1000～1200℃
钢坯的加热温度低于1000℃时，钢坯铸造时在钢坯内部析出的粗大NbC没有再固溶而残留。由此，得不到由固溶Nb、热轧中再析出的微细NbC带来的未再结晶温度范围的低温化效果。与此相伴，由控制轧制带来的晶粒的微细化效果减小，韧性降低。另一方面，钢坯的加热温度超过1200℃时，热轧开始时的结晶粒径因奥氏体的晶粒生长而变得粗大，因此，与此相伴，热轧后的最终组织的结晶粒径也变得粗大，韧性降低。因此，钢坯的加热温度设定为1000～1200℃的温度。优选为1030℃以上，优选为1170℃以下。
接着，对加热后的钢坯进行热轧。如上所述，在本发明中，适当地控制热轧时的钢板表层和钢板的板厚中心的各轧制条件很重要。
需要说明的是，在此，将以钢板表面下1mm位置或板厚中心位置的温度计超过(8250[Nb]+770℃)的温度范围称为再结晶温度范围，将以钢板表面下1mm位置或板厚中心位置的温度计为(8250[Nb]+770℃)～Ar3温度的温度范围称为未再结晶温度范围。需要说明的是，上述[Nb]表示该元素的含量(质量％)。
钢板表层的轧制条件：
首先，将钢板表面下1mm位置的钢板温度暂时冷却至Ar3温度以下，然后通过回热使其超过Ac3温度。接着，对于钢板表面下1mm位置，进行将钢板表面下1mm位置的钢板温度为(8250[Nb]+770℃)～Ar3温度的温度范围内的压下率设为25％以上的压下。然后，进行将钢板表面下1mm位置的钢板温度低于Ar3温度的温度范围内的总压下率设为15％以下的压下。
对于加热后的钢坯，在热轧中将钢板表层暂时冷却至Ar3温度以下，由此从奥氏体相变为铁素体等低温生成组织，进而通过之后的回热使钢板表层为Ac3温度以上的温度，由此再相变为奥氏体组织，从而使钢板表层为微细的奥氏体。
需要说明的是，该冷却例如可以列举水冷、送风冷却等方法，只要能够控制为规定的温度，则方法没有限定。例如，使温度为Ar3温度以下的冷却通过水冷进行，钢板表面下1mm位置为Ar3温度以下的停留时间优选设定为5秒以上，优选设定为300秒以下。冷却后的回热是将钢板保持在大气中，保持时间优选设定为30秒以上，优选设定为600秒以下。
(8250[Nb]+770℃)～Ar3温度的温度范围内的压下率：25％以上
接着，在钢板表层为未再结晶温度范围、即(8250[Nb]+770℃)～Ar3温度的温度范围内进行25％以上的压下，由此在钢板表层的奥氏体中导入加工应变。其作为最终冷却时的相变核发挥作用，由此能够得到韧性良好的微细组织。优选设定为30％以上。需要说明的是，从轧制效率的观点出发，该温度范围内的压下率优选设定为80％以下，更优选设定为70％以下。
需要说明的是，该温度范围内的道次数的上限没有特别限定。另外，只要满足上述的压下率的条件即可，例如可以分成多个道次进行。
低于Ar3温度的温度范围内的总压下率：15％以下
钢板表层的温度低于Ar3温度的温度范围内的总压下率超过15％时，在钢板表层相变完成后的铁素体组织、珠光体组织中被导入加工应变，由此延展性降低，弯曲加工性劣化。因此，将钢板表层的温度低于Ar3温度的温度范围内的总压下率设定为15％以下。优选设定为6％以下。
利用上述的钢板表层的轧制条件进行这些组织控制，由此，能够使钢板表层形成位错密度低且结晶粒径小、兼具优良的弯曲加工性和韧性的组织。
板厚中心位置的轧制条件：
对于钢板的板厚中心位置，以板厚中心位置的钢板温度为(8250[Nb]+770℃)以下且Ar3温度以上的温度范围内的总压下率为25％以上的方式进行压下。
(8250[Nb]+770℃)以下且Ar3温度以上的温度范围内的总压下率：25％以上
对于加热后的钢坯，在上述钢板表层的轧制条件下进行热轧的期间，在钢板的板厚中心位置为未再结晶温度范围、即(8250[Nb]+770℃)～Ar3温度的温度范围内进行25％以上的压下，由此在板厚中心位置的奥氏体中导入加工应变。其作为最终冷却时的相变核发挥作用，由此能够得到韧性良好的微细组织。因此，将钢板板厚中心温度为(8250[Nb]+770℃)以下的温度范围内的总压下率设定为25％以上。优选设定为35％以上。从轧制效率的观点出发，该温度范围内的总压下率优选设定为70％以下，更优选设定为67％以下。
需要说明的是，在钢板的板厚中心位置低于Ar3温度的情况下，生成的铁素体中被导入加工应变，韧性降低。因此，优选设定为Ar3温度以上。
需要说明的是，在本发明中，在“对钢板表层的轧制”和“对板厚中心位置的轧制”这两种轧制中，在上述的各轧制条件内温度范围可能重叠。这种情况下，将重叠的温度范围的压下量作为“钢板表层”和“板厚中心位置”的各压下量进行累计，该累计得到的压下量在各轧制条件的范围内即可。
在此，在超过(8250[Nb]+770℃)的温度范围内，将最初的轧制开始时的板厚设为r0、将进行最后的轧制之后的板厚设为r1时，钢板表层和板厚中心位置的再结晶温度范围内的总压下率通过总压下率＝(r0-r1)/r0×100(％)来计算。
另外，Ar3温度、Ac3温度可以通过Formaster试验等求出。
利用上述的钢板的板厚中心位置的轧制条件进行这些组织控制，由此，能够使钢板中心位置形成结晶粒径小的韧性优良的组织。
上述热轧后，对所得到的厚钢板进行冷却。冷却以在以钢板的板厚中心位置的温度计为700～550℃的温度范围内的平均冷却速度在将板厚设为t[mm]时为2500×t-1.7℃/秒以上的方式进行。冷却方法例如可以列举从喷嘴以大流量喷射水的水冷等。在本发明中，优选以钢板的两面在相同条件下被冷却的方式对钢板两面实施冷却操作(处理)。
以板厚中心位置计的700～550℃的温度范围内的平均冷却速度：2500×t-1.7℃/秒以上
在热轧后的以板厚中心位置计的700～550℃间的平均冷却速度小于2500×t-1.7℃/秒时，发生从奥氏体向低温相变组织的相变的温度范围内的冷却速度不足，由此，得不到本发明中作为目标的必要的强度，并且生成粗大的铁素体，因此韧性降低。因此，以板厚中心位置计的700～550℃的温度范围内的平均冷却速度设定为2500×t-1.7℃/秒以上。优选为2800×t-1.7℃/秒以上，优选为15000×t-1.7℃/秒以下。
在本发明中，上述冷却后，可以根据需要以进一步提高强度和韧性为目的而进行回火。这种情况下，在钢板冷却后在650℃以下的回火温度下进行回火。
回火温度：650℃以下
回火温度高于650℃时，有时发生显著的软化而无法确保必要的强度。因此，优选将回火温度设定为650℃以下。另一方面，回火温度的下限没有特别限定，但优选设定为200℃以上。需要说明的是，回火的时间可以适当调节。此处的回火温度是指钢板表面的温度。更优选为250℃以上，更优选为630℃以下。
实施例
以下，基于实施例对本发明更具体地进行说明。需要说明的是，以下的实施例表示本发明的优选的一例，本发明不受该实施例任何限定。
首先，将具有表1所示的成分组成的钢水熔炼，通过连续铸造等制造钢原材(钢坯)。需要说明的是，表1的空栏表示不有意地添加，不仅包括不含有(0％)的情况，还包括不可避免地含有的情况。
接着，对所得到的钢坯依次进行加热、热轧、冷却各工序，得到表2所示的板厚t(mm)的厚钢板。进而，对于所得到的厚钢板中的一部分厚钢板，在冷却后进行用于回火的再加热。各工序的制造条件如表2所示。
需要说明的是，在进行表层控制轧制之前使钢板表面下1mm位置暂时为Ar3温度以下时的冷却通过水冷进行，以钢板表面下1mm位置为Ar3温度以下的停留时间为5秒以上的方式进行冷却。进而，将冷却后的钢板保持在大气中，由此等待回热。另外，热轧后的冷却通过从钢板的表面和背面以大流量喷射水来进行。关于钢板温度，表层温度是利用辐射温度计测定的值，板厚中心位置的温度是通过在钢板的板厚中心位置安装热电偶而测定的值。另外，表2所示的本发明例的轧制开始温度以钢板表层计为990～1140℃的范围，轧制结束温度以钢板表层计为670～830℃的范围。
对于所得到的各厚钢板，通过以下所述的方法进行位错密度、平均结晶粒径、Ar3温度和Ac3温度的温度测定以及拉伸试验、夏比冲击吸收试验、弯曲试验。将测定结果和试验结果示于表3中。
[位错密度的测定]
以所得到的各钢板的长度方向和宽度方向的中央位置的、钢板表面下1mm位置为评价面的方式裁取样品。通过机械研磨和电解研磨抛光对该样品的表面进行镜面研磨，使用X射线衍射装置通过威廉姆森霍尔(Williamson-Hall)法(参考文献1)评价位错密度。
(参考文献1)G.K.Williams and W.H.Hall:Acta Metall.,1(1953),22
[平均结晶粒径]
从所得到的各厚钢板上在该钢板的长度方向和宽度方向的中央位置处以钢板表面下1mm位置和板厚中心位置的钢板长度方向截面为评价面的方式裁取样品。通过胶体二氧化硅抛光对得到的样品的表面进行镜面研磨，在下述条件下通过EBSP(背散射电子射线衍射法)进行测定。测定区域设定为300μm×400μm，测定步长设定为1μm。根据得到的晶体取向图，求出由与相邻的晶粒的晶体取向差为15°以上的大角晶界围成的组织的等效圆直径，将上述测定区域中的等效圆直径的平均值作为平均结晶粒径。需要说明的是，本发明例的钢板表层、板厚中心均是以贝氏体、准多边形铁素体为主体的组织。
[Ar3温度、Ac3温度的测定]
从所得到的各钢坯的板厚1/4t位置裁取Formaster试验片。在Formaster试验中，使用Formaster试验片，测定以10℃/秒从室温加热到1000℃时的Ac3温度以及以0.1℃/秒从1000℃冷却到室温时的Ar3温度，用于评价。
[拉伸试验]
使用所得到的各厚钢板，从该钢板的长度方向和宽度方向的中央位置处的板厚中心位置(板厚1/2位置)以拉伸试验片的长度方向与钢板的轧制方向平行的方式裁取拉伸试验片。接着，使用拉伸试验片，依据JIS Z2241(2011)进行拉伸试验，评价YS、TS。拉伸试验片使用JIS4号形状的试验片。
[夏比冲击吸收试验]
使用所得到的各厚钢板，从该钢板的长度方向和宽度方向的中央位置裁取夏比试验片。夏比试验片是从钢板表面下1mm和板厚中心位置(板厚1/2位置)以夏比试验片的长度方向与钢板的板宽方向平行的方式裁取。接着，使用各夏比试验片，依据JIS Z2242(2018)进行夏比冲击吸收试验，评价冲击吸收能。夏比试验片使用V型缺口的标准试验片，将-40℃下对三条夏比试验片进行试验而得到的结果的平均值用于评价。
[弯曲试验]
使用所得到的各厚钢板，从该钢板的长度方向和宽度方向的中央位置裁取试验片。关于试验片，以弯曲试验片的长度方向与钢板的宽度方向平行的方式裁取从钢板最表面起至表层下12mm位置为止的形状为厚度12mm×宽度50mm×长度350mm的试验片。接着，使用各试验片，依据JIS Z2248(2006)进行三点弯曲试验。使用弯曲半径为12mm的冲头，以原钢板的最表面侧成为弯曲的外侧的朝向进行180°弯曲，评价裂纹产生的有无。
Figure GDA0003551841630000221
Figure GDA0003551841630000231
Figure GDA0003551841630000241
根据表3所示的结果可知，满足本发明的条件的厚钢板在板厚高达180mm的极厚钢板中兼具板厚中心位置的高强度、钢板表层和板厚中心位置的优良的韧性以及优良的弯曲加工性。与此相对，不满足本发明的条件的比较例的钢板的强度、韧性、弯曲加工性中的某一个差。
例如，对于No.23的钢板而言，P含量高，因此，钢板脆化，韧性低。
对于No.24的钢板而言，S含量高，因此，钢板脆化，韧性低。
对于No.25的钢板而言，Al含量高，因此，钢板的延展性降低，弯曲加工性低。另外，韧性也低。
对于No.26的钢板而言，O含量高，因此，钢板的延展性降低，弯曲加工性低。
对于No.27的钢板而言，N含量高，因此，钢板的延展性降低，弯曲加工性低。
对于No.28、30的钢板而言，相对于板厚，Ceq高，因此，冷却时冷却速度快的钢板表面的组织变为以位错密度高且延展性低的贝氏体为主体的组织。因此，弯曲加工性低。
对于No.29、31的钢板而言，相对于板厚，Ceq低，因此，板厚中心的强度低。
对于No.32的钢板而言，钢坯加热温度低，因此，具有再结晶抑制效果的Nb为析出物的状态而未固溶，因此，由控制轧制带来的晶粒微细化效果小。另外，韧性低。
对于No.33的钢板而言，钢坯加热温度高，因此，轧制开始阶段的结晶粒径变得粗大，最终组织的结晶粒径也变得粗大，因此韧性低。
对于No.34、37的钢板而言，没有发生进行表层的控制轧制之前的、暂时向低温组织的相变以及之后的回热引起的逆相变，因此，表层的晶粒微细化不充分。因此，表层的韧性低。
对于No.35、38的钢板而言，在未再结晶区的压下量不充分，组织变得粗大，因此韧性低。
对于No.36、39的钢板而言，表层温度低于Ar3温度时的压下量多，因此，表层变为包含大量加工应变的组织。因此，弯曲加工性低。
对于No.40、41的钢板而言，相对于板厚，冷却速度慢，因此，强度低。另外，韧性也低。

Claims (4)

1.一种厚钢板，其具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.04～0.14％、Si：0.03～0.70％、Mn：0.30～2.50％、P：0.030％以下、S：0.0200％以下、Nb：0.001～0.100％、Al：0.001～0.100％、O：0.01％以下和N：0.01％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，由下述(1)式定义的Ceq与板厚t[mm]满足0.0004t+0.25≤Ceq≤0.0004t+0.45，
钢组织中，钢板表面下1mm位置处的位错密度ρ[m-2]为ρ≤4×1014，钢板表面下1mm位置处的平均结晶粒径为15μm以下，钢板的板厚中心位置处的平均结晶粒径为20μm以下，
Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Cu]+[Ni])/15…(1)
其中，所述(1)式中的各元素符号表示该元素的含量(质量％)，不含有该元素时设为0，
厚钢板的板厚为40mm以上。
2.如权利要求1所述的厚钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有选自由Cu：2.00％以下、Ni：2.50％以下、Cr：1.50％以下、Mo：1.00％以下、Ti：0.100％以下、V：0.30％以下、B：0.0100％以下、W：0.50％以下、Ca：0.0200％以下、Mg：0.0200％以下和REM：0.0500％以下组成的组中的一种或两种以上。
3.一种厚钢板的制造方法，其是权利要求1或2所述的厚钢板的制造方法，其中，
将具有所述成分组成的钢坯加热至1000～1200℃的温度，
对加热后的所述钢坯进行热轧时，
将所述钢板表面下1mm位置的钢板温度暂时冷却至Ar3温度以下，然后通过回热使其超过Ac3温度，
进行将所述钢板表面下1mm位置的钢板温度为(8250[Nb]+770℃)～Ar3温度的温度范围内的压下率设为25％以上的压下，然后进行将所述钢板表面下1mm位置的钢板温度低于Ar3温度的温度范围内的总压下率设为15％以下的压下，并且进行将所述板厚中心位置的钢板温度为(8250[Nb]+770℃)以下且Ar3温度以上的温度范围内的总压下率设为25％以上的压下，
所述热轧后，在以板厚中心位置的温度计为700～550℃的温度范围内的平均冷却速度在将钢板的板厚设为t[mm]时为2500×t-1.7℃/秒以上的条件下进行冷却，
其中，所述[Nb]表示该元素的含量(质量％)。
4.如权利要求3所述的厚钢板的制造方法，其中，所述冷却后，进一步在650℃以下的回火温度下进行回火。
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