CN115279933A - 厚钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种厚钢板，其中，成分组成包含C：0.02～0.10质量％、Si：0.10～0.60质量％、Mn：1.00～2.00质量％、P：高于0质量％且在0.035质量％以下、S：高于0质量％且在0.035质量％以下、Cu：0.10～0.60质量％、Al：0.010～0.060质量％、Nb：高于0质量％且在0.050质量％以下、Ti：高于0质量％且在0.050质量％以下、N：0.0010～0.0100质量％、和余量：铁和不可避免的杂质，并且Si和Cu的合计含量为0.30质量％以上，金属组织满足MA分率为0.5面积％以下，以及在200μm见方的区域观察到的小角度晶界的总长度为2.5mm以上。

Description

厚钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及厚钢板及其制造方法。
背景技术
厚钢板主要作为船舶、建筑物、桥梁、建筑机械等的结构用材料使用。在船舶、建筑物、桥梁和建筑机械等的大型结构物中，结构物的大型化不断推进，另一方面，从破损发生时的损害程度出发，对于其结构构件要求更高的可靠性。大型结构物的破损原因，历来已知其大部分是因为疲劳断裂，各种抗疲劳断裂技术得到开发，但即使目前，因疲劳断裂而导致破损的情况也并不少见。
一般来说，在大型结构物容易发生疲劳损伤的部位，通过实施以下等措施，能够防止疲劳断裂：变更为难以发生应力集中的形状、或使用高强度的厚钢板。但是，在这样的结构中，由于追加工时和/或使用更高价的厚钢板，招致制造成本的上升。因此，需要一种使厚钢板自身的疲劳特性本身提高的技术。通常厚钢板的疲劳极限已知与抗拉强度成正比，因此，疲劳极限更高而超过该比例关系的厚钢板(即用疲劳极限除以抗拉强度的疲劳极限比高的厚钢板)，可以说是疲劳特性优异的厚钢板。
特别是近年来，从提高大型集装箱船的设计自由度等的观点出发，对于疲劳特性提高的关注进一步增长，日本海事协会中也可见使钢材疲劳特性的保证法规范化的动态。因此，要求疲劳极限比更高的厚钢板。
在专利文献1中公开有一种满足规定的化学成分组成，并且以精轧结束温度为Ar3相变点以上等的规定条件制造的疲劳特性优异的厚钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2016－855号公报
发明内容
发明所要解决的问题
但是，在专利文献1所公开的这种现有技术中，可知疲劳极限比有可能不充分。
本发明鉴于这样的状况而提出，其目的之一在于，提供一种疲劳极限比充分高的厚钢板及其制造方法。
解决问题的手段
本发明的方式1是一种厚钢板，其中，
成分组成包含：
C：0.02～0.10质量％、
Si：0.10～0.60质量％、
Mn：1.00～2.00质量％、
P：高于0质量％且在0.035质量％以下、
S：高于0质量％且在0.035质量％以下、
Cu：0.10～0.60质量％、
Al：0.010～0.060质量％、
Nb：高于0质量％且在0.050质量％以下、
Ti：高于0质量％且在0.050质量％以下、
N：0.0010～0.0100质量％、和
余量：铁和不可避免的杂质，并且
Si和Cu的合计含量为0.30质量％以上，
金属组织满足：
MA分率为0.5面积％以下，和
200μm见方的区域中观察到的小角度晶界的总长度为2.5mm以上。
本发明的方式2是根据方式1所述的厚钢板，其中，还含有从如下元素构成的群中选择的一种以上：
Ni：高于0质量％且在1.00质量％以下、
Ca：高于0质量％且在0.0050质量％以下、
B：高于0.0003质量％且在0.0050质量％以下、
V：0.003～0.500质量％、
Cr：0.05～1.00质量％、和
Mo：0.010质量％以上且低于0.05质量％。
本发明的方式3是根据方式1或2所述的厚钢板，其中，还含有从如下元素构成的群中选择的一种以上：
REM：高于0质量％且在0.0060质量％以下、
Zr：高于0质量％且在0.0050质量％以下、
Mg：0.0005～0.0100质量％、和
Ta：0.010～0.500质量％。
本发明的方式4是根据方式1～3中任一项所述的厚钢板，其中，由下式(1)表示的淬火性指数DI2为3.90以下。
DI2＝1.16×(0.77/10)0.5×(0.7×[Si]+1)×(5.1×([Mn]－1.2)+5)×(0.35×[Cu]+1)×(0.36×[Ni]+1)×(2.16×[Cr]+1)×(3×[Mo]+1)×(1.75×[V]+1)×(400×[B*]+1)…(1)
式(1)中的[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]和[V]，分别表示以质量％所示的Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo和V的含量，[B*]是以下式(2)表示的实际有效产生的固溶B量。
[B*]＝[B]－(([N]－[Ti]×14/48)×11/14)…(2)
式(2)中的[B]、[N]和[Ti]，分别表示以质量％所示的B、N和Ti的含量。其中，在式(2)中[B*]＜4×10－4(质量％)的情况，视为[B*]＝0(质量％)。
本发明的方式5是方式1～4中任一项所述的厚钢板的制造方法，其中，包括如下工序：
准备具有方式1～4中任一项所述的成分组成的钢片的工序；
对于所述钢片，使压下率为10％以上，在二相温度区域进行热轧的工序；
在所述二相温度区域进行热轧的工序后，以3℃/秒以下的平均冷却速度冷却至室温的工序。
本发明的方式6是根据方式5所述的方法，其中，还包括如下工序：
在准备所述钢片的工序后，在所述二相温度区域进行热轧的工序之前，将所述钢片加热至1000～1250℃的工序；
在所述加热工序后，使压下率为10％以上，在未再结晶区域进行热轧的工序。
发明效果
根据本发明的实施方式，可以提供疲劳极限比充分高的厚钢板及其制造方法。
附图说明
图1表示实施例和比较例的拉伸试验片的俯视图。
图2A表示实施例1～7和比较例1～8的疲劳试验片的俯视图。
图2B表示实施例1～7和比较例1～8的疲劳试验片的侧视图。
图3A表示实施例8的疲劳试验片的俯视图。
图3B表示实施例8的疲劳试验片的侧视图。
具体实施方式
本发明人等，为了实现疲劳极限比充分高的厚钢板，从各种角度进行研究。
其结果发现，通过恰当调整规定的成分组成，减少马氏体和奥氏体的混合相(也称为岛状马氏体，在本说明书中主要称为“MA”)的分率(MA分率)，并且使相邻的晶粒的取向差为2～15°的边界(以下称为“小角度晶界”)的总长度达到规定值以上，则能够实现疲劳极限比充分高的厚钢板。
另外还发现，作为使MA分率减少的方法，是将淬火性指数DI2值控制在规定值以下。此外，在现有技术中，为了提供疲劳特性优异的厚钢板而在Ar3相变点以上结束热轧，而本发明人等的研究结果也发现，为了使小角度晶界的总长度为规定值以上，需要使低于Ar3相变点的二相温度区域的压下率处于规定值以上。
以下，展示本发明的实施方式规定的各要件的详情。
＜1.成分组成＞
本发明的实施方式的厚钢板，优选含有C：0.02～0.10质量％、Si：0.10～0.60质量％、Mn：1.00～2.00质量％、P：高于0质量％且在0.035质量％以下、S：高于0质量％且在0.035质量％以下、Cu：0.10～0.60质量％、Al：0.010～0.060质量％、Nb：高于0质量％且在0.050质量％以下、Ti：高于0质量％且在0.050质量％以下、N：0.0010～0.0100质量％，且Si和Cu的合计含量为0.30质量％以上，此外余量为铁和不可避免的杂质。
以下，对于各元素详细。
(C：0.02～0.10质量％)
C是用于确保母材(即钢板)的强度和疲劳特性的重要元素。因此，C含量为0.02质量％以上。优选为0.03质量％以上，更优选为0.04质量％以上。另一方面，若C含量过剩，则强度变得过高，不仅得不到期望的抗拉强度，而且淬火性过剩，使用加速冷却时MA分率变大，因此疲劳极限比降低。因此C含量为0.10质量％以下。优选为0.08质量％以下，更优选为0.06质量％以下。
(Si：0.10～0.60质量％)
Si是固溶强化量大，用于确保母材强度所需要的元素，同时通过抑制位错增殖而延长龟裂发生寿命，对于提高疲劳极限比是有效的元素。为了有效地发挥此作用，Si含量为0.10质量％以上。优选为0.20质量％以上，更优选为0.30质量％以上，进一步优选为0.35质量％以上。但是，若Si含量过剩，则有可能使韧性等其他特性降低。因此，Si量需要为0.60质量％以下。优选为0.55质量％以下，更优选为0.50质量％以下，进一步优选为0.45质量％以下。
(Mn：1.00～2.00质量％)
Mn在为了得到微细的组织而确保淬火性上是重要的元素。为了有效地发挥这样的作用，Mn含量为1.00质量％以上。优选为1.20质量％以上，更优选为1.40质量％以上，进一步优选为1.45质量％以上。但是若Mn含量过剩，则淬火性过剩，MA分率增加，得不到充分的疲劳特性。因此，Mn含量为2.00质量％以下。优选为1.80质量％以下，更优选为1.70质量％以下，进一步优选为1.60质量％以下。
(P：高于0质量％且在0.035质量％以下)
P(磷)是在制造过程等之中不可避地作为杂质被含有的元素，是对韧性和疲劳特性造成不良影响的元素，因此P含量为0.035质量％以下。P越少越优选，优选为0.020质量％以下，更优选为0.015质量％以下，最优选为0.010质量％以下。还有从炼钢能力的观点出发，通常能够包含高于0质量％。
(S：高于0质量％且在0.035质量％以下)
S(硫)也与P同样，是制造过程等之中不可避免地作为杂质被含有的元素，是对韧性造成不利影响的元素，因此S含量为0.035质量％以下。S越少越优选，例如优选为0.020质量％以下，更优选为0.015质量％以下，进一步优选为0.010质量％以下，但通常包含高于0质量％，此外能够包含0.002质量％左右。
(Cu：0.10～0.60质量％)
Cu与Si同样，通过抑制位错增殖而延长龟裂发生寿命，对于提高疲劳极限比是有效的元素。为了有效地发挥此作用，Cu含量为0.10质量％以上。优选为0.15质量％以上，更优选为0.20质量％以上，进一步优选为0.25质量％以上。但是，若Cu含量过剩，则不仅淬火性过剩，而且热加工时容易发生裂纹等，因此Cu含量为0.60质量％以下。优选为0.55质量％以下，更优选为0.50质量％以下，进一步优选为0.40质量％以下，更进一步优选为0.30质量％以下。
(Al：0.010～0.060质量％)
Al在用于脱氧方面是有用的元素，为了发挥该效果，Al含量为0.010质量％以上。优选为0.015质量％以上，更优选为0.020质量％以上，进一步优选为0.025质量％以上。但是，若Al含量过剩，则淬火性变得过剩，MA分率增加而得不到期望的疲劳特性。因此，Al含量需要为0.060质量％以下。优选为0.050质量％以下，更优选为0.040质量％以下。
(Nb：高于0质量％且在0.050质量％以下)
Nb使淬火性提高，在用于使组织微细化上是有效的元素。为了有效地发挥这样的作用，Nb含量高于0质量％。优选为0.010质量％以上，更优选为0.015质量％以上。但是，若Nb含量过剩，则淬火性过剩，MA分率增加，因此得不到期望的疲劳特性。因此，Nb含量为0.050质量％以下。优选为0.040质量％以下，更优选为0.030质量％以下，进一步优选为0.025质量％以下。
(Ti：高于0质量％且在0.050质量％以下)
Ti使淬火性提高，同时通过形成TiN而使焊接时的热影响部的组织微细，对于抑制韧性降低等是有用的元素。因此，Ti含有高于0质量％。优选为0.005质量％以上，更优选为0.007质量％以上，进一步优选为0.010质量％以上。但是，若Ti含量过剩，则生成粗大的TiN，有可能使韧性等的特性降低。因此，Ti含量为0.050质量％以下。优选为0.040质量％以下，更优选为0.030质量％以下，进一步优选为0.020质量％以下，更进一步优选为0.015质量％以下。
(N：0.0010～0.0100质量％)
N通过与Al等形成氮化物而使组织微细化，具有使母材和焊接热影响部的韧性提高的效果，因此，为了体现这样的效果，N含量为0.0010质量％以上。优选为0.0020质量％以上，更优选为0.0030质量％以上，进一步优选为0.0040质量％以上。但是，若N含量过剩，则母材中析出的氮化物量增加，母材韧性显著降低，此外在焊接热影响部也形成粗大的碳氮化物，使韧性降低。因此，N含量为0.0100质量％以下。优选为0.0080质量％以下，更优选为0.0070质量％以下，进一步优选为0.0060质量％以下。
(Si和Cu的合计含量为0.30质量％以上)
Si和Cu通过抑制位错增殖，延长龟裂发生寿命，能够发挥提高疲劳极限比的共通作用。该作用能够通过Si和Cu的合计含量([Si]+[Cu])为0.30质量％以上时而有效发挥。优选为0.40质量％以上，更优选为0.50质量％以上，进一步优选为0.60质量％以上。还有，[Si]+[Cu]优选的上限，为各自优选上限的合计。
本发明的实施方式的厚钢板，含有上述的成分组成，在本发明的一个实施方式中，优选余量是铁和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，可允许因原料、材料、制造设备等的状况而带入的元素混入。还有，例如像P、S这样，通常其含量越少越优选，因此是不可避免的杂质，但是，有对其组成范围如上述这样另行规定的元素。因此，在本说明书中，称为“不可避免的杂质”时，是将另行规定其组成范围的元素除外的概念。
此外，本发明的实施方式的厚钢板，可以根据需要选择性地含有以下的任意元素，对应所含有的成分，钢的特性得到进一步改善。
(从Ni：高于0质量％且在1.00质量％以下、Ca：高于0质量％且在0.0050质量％以下、B：高于0.0003质量％且在0.0050质量％以下、V：0.003～0.500质量％、Cr：0.05～1.00质量％、和Mo：0.010质量％以上且低于0.05质量％所构成的群中选择的一种以上)
Ni使淬火性提高，具有使组织微细的效果，同时，具有抑制因添加Cu而容易发生的热加工时的裂纹的效果。为发挥这样的效果，Ni含量优选高于0质量％。更优选为0.10质量％以上，进一步优选为0.20质量％以上。但是，若Ni含量过剩，则淬火性变得过剩，MA分率过大，从而得不到期望的疲劳特性。因此，Ni含量为1.00质量％以下。优选为0.80质量％以下，更优选为0.60质量％以下，进一步优选为0.40质量％以下。
Ca对于硫化物系夹杂物的形态控制是有用的元素，为了发挥该效果，优选Ca含量高于0质量％。更优选为0.0005质量％以上，进一步优选为0.0008质量％以上，更进一步优选为0.0010质量％以上。但是，若Ca含量过剩，则招致洁净度的降低而使韧性劣化。因此，Ca含量为0.0050质量％以下，优选为0.0040质量％以下，更优选为0.0035％质量以下，进一步优选为0.0030质量％以下。
B是使淬火性提高的元素，尤其抑制粗大的铁素体组织的生成，是使微细的上贝氏体组织容易生成的元素。为了发挥这样的效果，优选使B含量高于0.0003质量％。更优选为0.0005质量％以上，进一步优选为0.0010质量％以上。但是，若B含量过剩，则淬火性变得过剩，MA分率变得过大，得不到期望的疲劳特性，因此B含量为0.0050质量％以下。优选为0.0040质量％以下。
V、Cr和Mo是具有使钢板的淬火性提高效果的元素，对于使组织微细化有效。为了发挥这样的作用，优选单独含有V：0.003质量％以上、Cr：0.05质量％以上、Mo：0.010质量％以上的任意一种，或含有两种以上。但是，若使这些元素过剩地含有，则淬火性变得过剩，MA分率变得过大，得不到期望的疲劳特性。因此，使各自的量为V：0.500质量％以下，Cr：1.00质量％以下，Mo：低于0.05质量％。优选为V：0.400质量％以下，Cr：0.80质量％以下，Mo：0.04质量％以下。更优选为V：0.300质量％以下，Cr：0.60质量％以下，Mo：0.03质量％以下。进一步优选为V：0.200质量％以下，Cr：0.40质量％以下，Mo：0.02质量％以下。
还有，Ni、Ca、B、V、Cr和Mo，分别可以单独含有，也可以含有两种以上，另外含有两种以上时的含量，至少有一种在上述范围以任意的含量含有，其他则可以在不高于上述上限的范围内以任意的含量含有。
(从REM：高于0质量％且在0.0060质量％以下、Zr：高于0质量％且在0.0050质量％以下、Mg：0.0005～0.0100质量％、和Ta：0.010～0.500质量％所构成的群中选择的一种以上)
所谓REM，是包括镧系元素(从La到Lu的15种元素)、Sc(钪)和Y(钇)的意思。REM是脱氧元素，为了发挥此效果，优选REM含量高于0质量％，更优选为0.0010质量％以上，进一步优选为0.0015质量％以上。另一方面，若REM含量过剩，则粗大氧化物形成，强度与韧性的平衡恶化。因此REM含量为0.0060质量％以下。优选为0.0050质量％以下，更优选为0.0045质量％以下。
Zr也是脱氧元素，为了发挥此效果，优选Zr含量高于0质量％，更优选为0.0010质量％以上，进一步优选为0.0012质量％以上。另一方面，若Zr含量过剩，则形成粗大氧化物，强度与韧性的平衡恶化。因此Zr含量为0.0050质量％以下。优选为0.0045质量％以下，更优选为0.0040质量％以下。
Mg在高温下形成稳定的氧化物，有效地抑制焊接热影响部的原始奥氏体(γ)晶粒的粗大化，对于提高焊接部的韧性是有效的元素。因此Mg含量优选为0.0005质量％以上，更优选为0.0010质量％以上。但是，若Mg含量过剩，则夹杂物量增加，韧性降低。因此，Mg含量为0.0100质量％以下，优选为0.0050质量％以下。
Ta对于提高强度有效，为了发挥此效果，Ta含量优选为0.010质量％以上，更优选为0.030质量％以上。但是，若Ta含量过剩，则由于析出物生成导致韧性降低。因此，Ta含量为0.500质量％以下，优选为0.200质量％以下，更优选为0.150质量％以下。
还有，REM、Zr、Mg和Ta可以分别单独含有，也可以含有两种以上，另外含有两种以上时的含量，至少有一种在上述范围以任意的含量含有，其他则在不高于上述上限的范围内以任意的含量含有。
＜2.金属组织＞
本发明的实施方式的厚钢板，MA分率为0.5面积％以下，以及在200μm见方的区域中观察到的小角度晶界的总长度(以下，也简称为“小角度晶界总长度”)为2.5mm以上。以下分别对其加以详述。
(MA分率为0.5面积％以下)
所谓MA是马氏体·奥氏体混合相，也称为岛状马氏体。MA对于疲劳极限比提高非常有害，MA分率仅仅稍微高于0.5面积％，便有可能使疲劳极限比大幅降低。因此，使MA分率为0.5面积％以下。优选为0.3面积％以下，更优选为0.2面积％以下，进一步优选为0.1面积％以下，最优选为0面积％。
关于其他金属组织没有特别限定，但优选铁素体和珠光体(包括退化珠光体)的合计分率为总体的80面积％以上。进一步优选为90面积％以上，最优选为100面积％。此外，铁素体分率高于珠光体分率，在提高拉伸试验时的延伸率和/或韧性上优选。另外，金属组织中包含贝氏体或马氏体时，优选使MA分率为0.5面积％以下，而且使贝氏体、马氏体和MA的合计分率为20面积％以下。由此，能够抑制母相中的可动位错的增加，抑制疲劳特性的降低。更优选为10面积％以下。
MA分率，例如，能够在与厚钢板的轧制方向平行且相对于厚钢板表面垂直的截面中，观察从厚钢板表面朝板厚方向2mm以上的深度且板厚的1/4以内的位置的任意的面而求得。还有，在此之所以作为“深度2mm以上”，是因为在热轧后的厚钢板表面，由于制造条件而存在0.1～2mm左右的氧化皮层，所以评价将其除去的部分。另外，之所以作为“板厚的1/4以内”，是因为疲劳裂纹会从钢板表面发生，所以在钢板内部的金属组织中有可能得不到与疲劳特性充分对应的结果。
在本发明的实施方式中，没有特别限定，但例如通过以下所示的方法，能够使MA分率达到0.5面积％以下。
在本发明的实施方式中，为了提高疲劳极限比，而较多地含有Si。另一方面，在高Si含量的厚钢板中，容易发生MA。本发明人等，为了使高Si含量的厚钢板的MA分率处于0.5面积％以下，着眼于与马氏体生成相关的淬火性，特别是着眼于由公知的下式(3)表示的DI。
DI＝1.16×([C]/10)0.5×(0.7×[Si]+1)×(5.1×([Mn]－1.2)+5)×(0.35×[Cu]+1)×(0.36×[Ni]+1)×(2.16×[Cr]+1)×(3×[Mo]+1)×(1.75×[V]+1)×(200×[B]+1)…(3)
上述式(3)中的[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]和[B]，分别表示以质量％所示的C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V和B的含量。
上述DI是表示钢的淬火性的指标，是圆棒试验片截至中心部发生马氏体相变的最大直径(英寸)，受添加元素的种类和/或量的影响。即可以说，DI越低，马氏体越不易生成。在本发明的实施方式的厚钢板中，铁素体和珠光体能够成为主体(母相组织)，但在冷却过程中，碳等合金元素在母相组织以外的余量组织中稠化，能够形成MA。本发明人等想到，通过与DI值同样的思想来控制该MA的易形成度。
本发明人等，按照本发明的实施方式的厚钢板的实际情况，以如下方式改进了上述式(3)。
首先，在本发明的实施方式的成分组成(或与之相近的组成)的厚钢板中，MA产生于从奥氏体相变成铁素体·珠光体后的余量组织中，由于这时碳的浓缩强烈发生，将[C]固定在共析组成的0.77质量％。此外，因为B容易作为BN等析出，所以作为实际有效产生的固溶B量，将由公知的下式(2)所表示的[B*]代入上述式(3)的[B]。
[B*]＝[B]－(([N]－[Ti]×14/48)×11/14)…(2)
上述式(2)中的[B]、[N]和[Ti]，分别表示以质量％所示的B、N和Ti的含量。
但是，在控制轧制中，可知只要[B*]到达一定值以上时，就是影响到淬火性，在本发明的实施方式的厚钢板中，发现[B*]为4×10－4质量％以上，便会对淬火性造成影响，因此在上述式(2)中[B*]＜4×10－4(质量％)的情况，视为[B*]＝0(质量％)。
上述改良的结果，是上述式(3)成为下式(1)。还有，改良后的“DI”变更为“DI2”。
DI2＝1.16×(0.77/10)0.5×(0.7×[Si]+1)×(5.1×([Mn]－1.2)+5)×(0.35×[Cu]+1)×(0.36×[Ni]+1)×(2.16×[Cr]+1)×(3×[Mo]+1)×(1.75×[V]+1)×(400×[B*]+1)…(1)
上述式(1)中的[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]和[V]，分别表示以质量％所示的Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo和V的含量，[B*]是由上述式(2)表示的实际有效产生的固溶B量。
本发明人等发现，通过(控制后述的热轧后的冷却方法，并且)使上述淬火性指数DI2为3.90以下，能够使MA分率达到0.5面积％以下。优选为3.85以下，更优选为3.80以下，进一步优选为3.70以下，最优选为3.60以下。
另外，为了使MA分率处于0.5面积％以下，需要控制热轧后的冷却方法。具体来说，热轧后，例如通过进行空冷等冷却，至室温的平均冷却速度为3℃/秒以下。优选为2℃/秒以下，更优选为1℃/秒以下。例如通过水冷等冷却，若至室温的平均冷却速度快于3℃/秒，则MA大量生成。还有，平均冷却速度以厚钢板表面的温度为标准计算。
(小角度晶界总长度为2.5mm以上)
本发明人等发现，小角度晶界难以成为抗拉强度等高应力的位错运动的障碍，另一方面，可显著阻碍疲劳的重复应力等低应力的位错运动。即，使小角度晶界大量存在，能够大幅提高疲劳极限比。
本发明人等发现，如上述＜1.成分组成＞所述这样调整为规定的成分组成，并且使MA分率处于0.5面积％以下，同时使小角度晶界总长度为2.5mm以上，则能够提高疲劳极限比充分高的厚钢板。优选为3.0mm以上，更优选为3.4mm以上，进一步优选为5.0mm以上。优选小角度晶界总长度长的，上限没有特别规定。
在本发明的实施方式的厚钢板中，为了得到上述期望的小角度晶界总长度，在至少包括Ar1相变点以上且低于Ar3相变点的二相温度区域在内的温度区域进行热轧，使二相温度区域的压下率为10％以上。优选为15％以上，更优选为18％以上，进一步优选为19％以上，最优选为20％以上。二相温度区域的压下率的上限没有特别规定，但从生产率的观点出发，优选在60％以下进行。
Ar1相变点能够使用热加工模拟试验等，随着温度下降，根据试验片的体积变化求得，本发明的实施方式的厚钢板大致为600℃左右。
在本发明的实施方式中，Ar3相变点由下式(4)计算。
Ar3(℃)＝910－310[C]－80[Mn]－20[Cu]－15[Cr]－55[Ni]－80[Mo]+0.35(t－8)…(4)
上述式(4)中的[C]、[Mn]、[Cu]、[Cr]、[Ni]和[Mo]，分别表示以质量％所示的C、Mn、Cu、Cr、Ni和Mo的含量，t表示板厚(mm)。
小角度晶界总长度，例如，能够在与厚钢板的轧制方向平行且相对于厚钢板表面垂直的截面中，利用SEM－EBSD，对于从厚钢板表面朝板厚方向2mm以上的深度且板厚的1/4以内的位置的任意的面进行分析而求得。还有，在此之所以作为“深度2mm以上”，是因为在热轧后的厚钢板表面，由于制造条件而存在0.1～2mm左右的氧化皮层，所以评价将其除去的部分。另外，之所以作为“板厚的1/4以内”，是因为疲劳裂纹会从钢板表面发生，所以在钢板内部的金属组织中有可能得不到与疲劳特性充分对应的结果。
本发明的实施方式的厚钢板的板厚没有特别限制，但为6mm以上时，疲劳特性提高效果显著，因此优选。更优选为9mm以上，进一步优选为12mm以上。
本发明的实施方式的厚钢板，只要能够得到所需的金属组织，则不限定于特别的抗拉强度和屈服强度。例如，作为船体用结构材料使用时，其抗拉强度和屈服强度控制在船级规格即可。例如若是日本海事协会的YP32分级，则抗拉强度为440～590MPa，如果是YP36分级，则为490～620MPa。
＜3.制造方法＞
本发明的实施方式的厚钢板的制造方法，包括如下工序：准备具有上述＜1.成分组成＞所述的成分组成的钢片，(a)对于所述钢片，使压下率为10％以上而在二相温度区域进行热轧的工序；(b)在所述二相温度区域进行热轧的工序后，以3℃/秒以下的平均冷却速度冷却至室温的工序。还有，在上述钢片的成分组成中，优选使上述式(1)所表示的DI2处于3.90以下。
以下，对于各工序详述。还有，上述钢片能够使用以一般炼钢方法熔炼的。另外，关于热轧时的加热温度和平均冷却速度等，以厚钢板(或钢片)表面温度为标准。
(a)热轧工序
在至少包括Ar1相变点以上且低于Ar3相变点的二相温度区域在内的温度区域进行热轧，使二相温度区域的压下率为10％以上。优选为15％以上，更优选为18％以上，进一步优选为19％以上，最优选为20％以上。二相温度区域的压下率的上限没有特别规定，但从生产率的观点出发，优选在60％以下进行。另外，二相温度区域的热轧，优选在Ar3－10℃～Ar3－80℃的范围开始，在Ar3－20℃～Ar3－100℃结束。由此，能够使小角度晶界总长度更长。
还有，二相温度区域的压下率根据下式(5)计算。
二相温度区域的压下率(％)＝(t1－t2)/t1×100…(5)
在此，t1是热轧前的钢片(板坯等)的板厚(mm)，t2是二相温度区域的热轧结束后的厚钢板的板厚(mm)。
热轧前，优选将钢片加热至1000～1250℃的温度范围。更优选为1050℃以上。优选加热至既可防止晶粒的粗大化，又充分高于Ar3相变点的1000℃以上的温度范围。但是，若加热温度变得过高而超过1250℃，则即使施加充分的压下也不能减少组织尺寸，因此优选为1250℃以下。更优选为1200℃以下，进一步优选为1150℃以下。
在上述二相温度区域的热轧之前，优选进行Ar3相变点以上的未再结晶区域的热轧。由此，能够减少所得到的厚钢板的平均晶粒直径。未再结晶区域的压下率优选为10％以上，更优选为20％以上，进一步优选为30％以上。由此，能够减少所得到的厚钢板的平均晶粒直径。作为未再结晶区域的上限温度可以通过热加工模拟试验等评价，本发明的实施方式的厚钢板大至为900℃。
还有，除了二相温度区域的热轧以外，如果还进行未再结晶区域的热轧，则未再结晶区域的压下率如下式(6)这样计算，二相温度区域的压下率如下式(7)这样计算，以之取代上述式(5)。
未再结晶区域的压下率(％)＝(t1－t3)/t1×100…(6)
二相温度区域的压下率(％)
＝(t1－t2)/t1×100－(t1－t3)/t1×100
＝(t3－t2)/t1×100…(7)
在此，t1是热轧前的钢片(板坯等)的板厚(mm)，t2是二相温度区域的热轧结束后的厚钢板的板厚(mm)，t3是未再结晶区域的热轧结束后的厚钢板的板厚(mm)。
在上述二相温度区域的热轧和未再结晶区域的热轧之前，可以进行未再结晶区域的温度以上的再结晶区域的热轧。
除了二相温度区域的热轧和未再结晶区域的热轧以外，如果还进行再结晶区域的热轧，则再结晶区域的压下率如下式(8)这样计算，未再结晶区域的压下率如下式(9)这样计算，以之取代上述式(6)，二相温度区域的压下率以下式(10)(即，与上述式(7)相同)这样计算，以之取代上述式(5)。
再结晶区域的压下率(％)＝(t1－t4)/t1×100…(8)
未再结晶区域的压下率(％)
＝(t1－t3)/t1×100－(t1－t4)/t1×100
＝(t4－t3)/t1×100…(9)
二相温度区域的压下率(％)
＝(t1－t2)/t1×100－(t1－t4)/t1×100－(t4－t3)/t1×100
＝(t3－t2)/t1×100…(10)
在此，t1是热轧前的钢片(板坯等)的板厚(mm)，t2是二相温度区域的热轧结束后的厚钢板的板厚(mm)，t3是未再结晶区域的热轧结束后的厚钢板的板厚(mm)，t4是再结晶区域的热轧结束后的厚钢板的板厚(mm)。
(b)冷却工序
在上述二相温度区域的热轧后，以3℃/秒以下的平均冷却速度冷却至室温。例如可考虑通过空冷等进行冷却。由此能够降低MA分率。关于平均冷却速度，优选为2℃/秒以下，更优选为1℃/秒以下。
在可达成本发明的实施方式的目的的范围内，本发明的实施方式的厚钢板的制造方法也可以包括其他工序。
实施例
以下，列举实施例更具体地说明本发明的实施方式。本发明的实施方式不受以下实施例限制，在能够符合前述和后述宗旨的范围内，也可以适宜加以变更实施，这些均包括在本发明的实施方式的技术范围内。
用作为实机(制造机)的250吨转炉熔炼表1所示成分组成的钢片(255mm见方的板坯)A～J。其后，在具有进行未再结晶区域的热轧的轧制道次、和进行二相温度区域的热轧的轧制道次的实机轧制线上，以后述的表2的条件制作实施例1～6和比较例1～8的厚钢板。还有，未再结晶区域的热轧在Ar3相变点以上且低于900℃的温度区进行。另外，二相温度区域的热轧后至室温的冷却，全部以空冷进行，平均冷却速度在1℃/s以下。
还有，在实施例和比较例中，由热加工模拟试验评价的结果是，未再结晶区域的上限温度大致为900℃，Ar1相变点大致为600℃。
【表1】
Figure BDA0003840609750000171
【表2】
Figure BDA0003840609750000181
[MA分率的评价]
从距厚钢板的表面3～4mm的位置提取试样。然后，在与厚钢板的轧制方向平行且相对于厚钢板表面垂直的截面中，对于距厚钢板表面在板厚方向上3～4mm的位置的面，进行镜面研磨加工，再使用lepera腐蚀液进行蚀刻，该lepera腐蚀液是将A液(苦味酸3g+乙醇100ml溶液)与B液(偏重亚硫酸钠1g+蒸馏水100ml溶液)与乙醇按(A液:B液:乙醇)＝(5:6:1)的比率混合而成的。然后，对于蚀刻后的面，以观察面积3.71×10－2mm2、观察倍率400倍，在2处观察，进行各组织的分类，调查各组织分率的大小关系。然后，腐蚀成白色的相作为MA，使用图像分析软件(Image Prover.7.0.1)求得MA分率，采用2处MA分率的平均值。
[小角度晶界总长度和平均晶粒直径的评价]
在与厚钢板的轧制方向平行且相对于厚钢板表面垂直的截面中，对于距厚钢板表面在板厚方向上2.9～3.1mm的位置的面，由SEM－EBSD测量小角度晶界总长度和平均晶粒直径。具体来说，将EBSD装置(TEX SEM Laboratries制“OIM”)与SEM(JEOL制“IT－100”)组合，求得该面的小角度晶界总长度和平均晶粒直径。分析中，使用分析软件OIM Analysis(Ver.7.3.1)，通过Area Fraction法，求得小角度晶界总长度，和以相邻的晶粒的取向差为15°以上的大角晶界所包围的区域作为晶粒而求得平均晶粒直径。这时的测量条件为，测量区域200μm×200μm，测量步长0.4μm间隔，表示测量方位可靠性的置信指数CI(ConfidenceIndex)小于0.1的测量点从分析对象中除外。还有，关于部分包含在测量区域中的晶粒和小角度晶界，只对于包含在测量区域中的部分进行分析。
[疲劳极限比评价]
从距各厚钢板表面的深度为2～6mm的位置，提取图1所述形状的拉伸试验片(板厚4mm，标距35mm)，提取方式为，使拉伸试验片的纵长方向(即，拉伸试验的载荷方向)相对于厚钢板的轧制方向和板厚方向垂直，遵循JIS Z2241：2011进行拉伸试验，据此测量抗拉强度TS和屈服强度YS。
另外，从距各厚钢板表面的深度为2～6mm的位置，切下4mm厚的钢板试样，以疲劳试验片的纵长方向(即，疲劳试验的载荷方向)相对于厚钢板的轧制方向和板厚方向垂直的方式，制作图2A(俯视图)和图2B(侧视图)所述形状的疲劳试验片，进行疲劳试验。具体来说，用砂纸将疲劳试验片表面研磨至#1200而除去表面状态的影响后，使用英斯特朗公司(INSTRON)制电液伺服疲劳试验机，按以下的条件进行疲劳试验。
试验环境：室温，大气中
控制方法：载荷控制
控制波形：正弦波
应力比：R＝－1
试验速度：20Hz
试验结束周期数：500万次未断裂
还有，疲劳试验中，设负载应力为σa(MPa)，抗拉强度为TS(MPa)时，以σa/TS＝0.65～0.7大小的任意应力振幅进行，如果断裂，则每次降低20MPa应力振幅，反复试验直至未断裂。再从未断裂的应力振幅使应力振幅上升10MPa进行试验，将最终断裂的最小应力振幅与未断裂的最大应力振幅的中央值作为疲劳极限σw(MPa)。根据所得到的疲劳极限与抗拉强度，计算疲劳极限比(σw/TS)。
作为判定，疲劳极限比的小数点之后第3位经四舍五入得到的值为0.60以上的，判断为疲劳极限比充分高(〇)，低于0.60的判定为不充分(×)。
结果显示在表3中。还有，在表3的“组织分类”和“各组织的分率的大小关系”一栏中，“F”表示铁素体，“P”表示珠光体，“B”表示贝氏体，“MA”表示马氏体和奥氏体的混合相。
【表3】
Figure BDA0003840609750000211
根据表3的结果，能够进行如下考察。表3的实施例1～6，均是满足本发明的实施方式所规定的全部要件的例子，疲劳极限比充分高，疲劳特性优异。
另一方面，比较例1～8是不满足本发明的实施方式中规定要件的例子，疲劳极限比不充分。
比较例1和4，因为二相温度区域的压下率低于10％，所以小角度晶界总长度低于2.5mm，其结果是，疲劳极限比不充分。
比较例2、3和8，因为二相温度区域的压下率低于10％，所以小角度晶界总长度低于2.5mm，另外DI2高于3.90等，导致MA分率高于0.5面积％，其结果是，疲劳极限比不充分。
比较例5和7，因为不满足本发明的实施方式中规定的成分组成，特别是Cu含量低于0.10质量％且Si和Cu的合计含量低于0.30质量％，所以疲劳极限比不充分。
比较例6，因为二相温度区域的压下率低于10％，所以小角度晶界总长度低于2.5mm，另外不满足本发明的实施方式中规定的成分组成，特别是Cu含量低于0.10质量％且Si和Cu的合计含量低于0.30质量％，所以疲劳极限比不充分。
以下，列举参考例，对于DI2与MA分率的关系更具体地说明。
通过VIF熔化，熔炼表4所示成分组成的钢片(铸块)a～j，切割成板厚120mm之后，以表5所示的条件进行热轧，制作参考例1～10的厚钢板。
关于参考例1～10的MA分率，以实施例同样的方式评价。结果显示在表5中。还有，在全部参考例中，热轧是未再结晶区域的热轧，压下率依据上述式(6)求得。
【表4】
Figure BDA0003840609750000231
【表5】
Figure BDA0003840609750000241
由表5的结果，能够进行如下考察。表5的参考例8，是DI2为3.90以下的例子，MA分率为0.5面积％以下。
另一方面，参考例1～7和9，由于DI2高于3.90等，导致MA分率高于0.5面积％。参考例10虽然DI2在3.90以下，但Mo含量在0.05质量％以上，因此MA分率高于0.5面积％。
以下，再列举实施例更具体地说明本发明的实施方式。
通过VIF熔化，熔炼表6所示的成分组成的钢片(铸块)K，切割成板厚150mm之后，以表7所示的条件进行热轧，制作实施例7～8的厚钢板。还有，未再结晶区域的热轧在Ar3相变点以上且低于900℃的温度区域进行。另外，二相温度区域的热轧后至室温的冷却，全部以空冷进行，平均冷却速度在1℃/s以下。
还有，在实施例7～8中，由热加工模拟试验评价的结果是，未再结晶区域的上限温度大致为900℃，Ar1相变点大致为600℃。
【表6】
Figure BDA0003840609750000251
【表7】
Figure BDA0003840609750000252
对于实施例7～8的厚钢板，以上述实施例1～6和比较例1～8同样的方式进行各评价。结果显示在表8中。还有，在对于实施例8的厚钢板的疲劳试验中，以疲劳试验片的纵长方向(即，疲劳试验的载荷方向)相对于厚钢板的轧制方向和板厚方向垂直的方式，制作图3A(俯视图)和图3B(侧视图)所述形状的疲劳试验片，进行疲劳试验。
【表8】
Figure BDA0003840609750000261
由表8的结果，能够进行如下考察。表8的实施例7～8，均是满足本发明的实施方式中规定的全部要件的例子，疲劳极限比充分高，疲劳特性优异。
产业上的可利用性
本发明的实施方式的厚钢板，因为疲劳极限比充分高，疲劳特性优异，所以，适合作为例如船舶、建筑物、桥梁、建筑机械等的结构用材料。
本申请伴随以申请日为2020年6月30日的日本专利申请、特愿第2020－113166号和2021年3月23日的日本专利申请、特愿第2021－048989号为基础申请的优先权主张。特愿第2020－113166号和特愿第2021－048989号作为参照编入本说明书。

Claims (7)

1.一种厚钢板，其中，成分组成包含：
C：0.02～0.10质量％、
Si：0.10～0.60质量％、
Mn：1.00～2.00质量％、
P：高于0质量％且在0.035质量％以下、
S：高于0质量％且在0.035质量％以下、
Cu：0.10～0.60质量％、
Al：0.010～0.060质量％、
Nb：高于0质量％且在0.050质量％以下、
Ti：高于0质量％且在0.050质量％以下、
N：0.0010～0.0100质量％、和
余量：铁和不可避免的杂质，并且
Si和Cu的合计含量为0.30质量％以上，
金属组织满足：
MA分率为0.5面积％以下，和
在200μm见方的区域所观察到的小角度晶界的总长度为2.5mm以上。
2.根据权利要求1所述的厚钢板，其中，还含有以下的(a)和/或(b)：
(a)从Ni：高于0质量％且在1.00质量％以下、Ca：高于0质量％且在0.0050质量％以下、B：高于0.0003质量％且在0.0050质量％以下、V：0.003～0.500质量％、Cr：0.05～1.00质量％、和Mo：0.010质量％以上且低于0.05质量％所构成的群中选择的一种以上；
(b)从REM：高于0质量％且在0.0060质量％以下、Zr：高于0质量％且在0.0050质量％以下、Mg：0.0005～0.0100质量％、和Ta：0.010～0.500质量％所构成的群中选择的一种以上。
3.根据权利要求1或2所述的厚钢板，其中，由下式(1)表示的淬火性指数DI2为3.90以下，
DI2＝1.16×(0.77/10)0.5×(0.7×[Si]+1)×(5.1×([Mn]－1.2)+5)×(0.35×[Cu]+1)×(0.36×[Ni]+1)×(2.16×[Cr]+1)×(3×[Mo]+1)×(1.75×[V]+1)×(400×[B*]+1)…(1)
式(1)中的[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]和[V]，分别表示以质量％所示的Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo和V的含量，[B*]是以下式(2)表示的实际有效产生的固溶B量，
[B*]＝[B]－(([N]－[Ti]×14/48)×11/14)…(2)
式(2)中的[B]、[N]和[Ti]，分别表示以质量％所示的B、N和Ti的含量，其中，在式(2)中[B*]＜4×10－4质量％的情况视为[B*]＝0质量％。
4.一种制造权利要求1或2所述的厚钢板的方法，其中，包括如下工序：
准备具有权利要求1或2所述的成分组成的钢片的工序；
对于所述钢片，使压下率为10％以上，在二相温度区域进行热轧的工序；
在所述在二相温度区域进行热轧的工序后，以3℃/秒以下平均冷却速度冷却至室温的工序。
5.根据权利要求4所述的方法，其中，还包括如下工序：
在所述准备钢片的工序后，在所述在二相温度区域进行热轧的工序之前，将所述钢片加热至1000～1250℃的工序；
在所述加热工序后，使压下率为10％以上，在未再结晶区域进行热轧的工序。
6.一种制造权利要求3所述的厚钢板的方法，其中，包括如下工序：
准备具有权利要求1或2所述的成分组成，且由下式(1)表示的淬火性指数DI2为3.90以下的钢片的工序；
对于所述钢片，使压下率为10％以上，在二相温度区域进行热轧的工序；
在所述在二相温度区域进行热轧的工序后，以3℃/秒以下的平均冷却速度冷却至室温的工序，
DI2＝1.16×(0.77/10)0.5×(0.7×[Si]+1)×(5.1×([Mn]－1.2)+5)×(0.35×[Cu]+1)×(0.36×[Ni]+1)×(2.16×[Cr]+1)×(3×[Mo]+1)×(1.75×[V]+1)×(400×[B*]+1)…(1)
式(1)中的[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]和[V]，分别表示以质量％所示的Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo和V的含量，[B*]是以下式(2)表示的实际有效产生的固溶B量，
[B*]＝[B]－(([N]－[Ti]×14/48)×11/14)…(2)
式(2)中的[B]、[N]和[Ti]，分别表示以质量％所示的B、N和Ti的含量，其中，在式(2)中[B*]＜4×10－4质量％的情况视为[B*]＝0质量％。
7.根据权利要求6所述的方法，其中，还包括如下工序：
在准备所述钢片的工序后，在所述在二相温度区域进行热轧的工序之前，将所述钢片加热至1000～1250℃的工序；
在所述加热工序后，使压下率为10％以上，在未再结晶区域进行热轧的工序。
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