CN117568718A

CN117568718A - 厚钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN117568718A
Application number: CN202311433530.0A
Authority: CN
Inventors: 兵藤义浩; 末吉仁; 横田智之; 伊木聪; 和田裕; 羽鸟聪
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2019-01-23
Filing date: 2019-12-24
Publication date: 2024-02-20
Also published as: JPWO2020153085A1; KR20210102409A; JP6981546B2; WO2020153085A1; CN113330125A; KR102557520B1

Abstract

本发明提供一种具备优异的抗疲劳裂纹扩展性和总伸长率，并且在板厚方向、轧制方向和宽度方向各方向上抗疲劳裂纹扩展性均优异的厚钢板。一种厚钢板，具有如下的成分组成和微观组织：以质量％计含有C：0.01～0.16％、Si：1.00％以下、Mn：0.50～2.00％、P：0.030％以下、S：0.020％以下、Al：0.06％以下以及N：0.0060％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，以面积分率计包含75～97％的贝氏体和3～25％的珠光体，贝氏体的晶体粒径以平均圆当量直径计为18μm以下，珠光体的晶体粒径以平均圆当量直径计为10μm以下。

Description

厚钢板及其制造方法

本申请是针对申请日为2019年12月24日、申请号为201980089824.1、发明名称为“厚钢板及其制造方法”的申请提出的分案申请。

技术领域

本发明涉及一种厚钢板，特别涉及总伸长率和抗疲劳裂纹扩展性这两者均优异的厚钢板。本发明的厚钢板可优选地用于船舶、海洋结构物、桥梁、建筑物、罐等强烈要求结构安全性的焊接结构物。另外，本发明涉及一种上述厚钢板的制造方法。

背景技术

厚钢板广泛用于船舶、海洋结构物、桥梁、建筑物、罐等结构物。上述厚钢板除了要求强度、韧性等机械特性和焊接性优异之外，还要求疲劳特性也优异。

即，在使用上述结构物时，对该结构物施加由风、地震引起的振动等重复载荷。因此，要求厚钢板即使在重复负荷这样的载荷的情况下，也能够确保结构物的安全性的疲劳特性。特别是为了防止部件的断裂这种最终破坏，有效的是提高厚钢板的抗疲劳裂纹扩展性。

因此，为了提高钢板的抗疲劳裂纹扩展性，进行了各种研究。

例如，专利文献1中提出了一种在湿润硫化氢环境下抗疲劳裂纹扩展性优异的罐用的钢板。上述钢板具有由作为第1相的铁素体、和作为第2相的贝氏体和/或珠光体构成的混合组织。另外，上述钢板中，铁素体的平均晶体粒径为20μm以下。

另外，专利文献2中提出了抗疲劳裂纹扩展性优异的钢板。上述钢板的特征在于具有由硬质部和软质部构成的微观组织，上述硬质部与软质部之间的硬度差以维氏硬度计为150以上。

专利文献3中提出了具有由贝氏体和以面积率计为38～52％的铁素体构成的微观组织的双相钢。在专利文献3所提出的技术中，通过控制铁素体相部分的维氏硬度与铁素体相贝氏体相之间的边界的密度，从而提高抗疲劳裂纹扩展性。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平06－322477号公报

专利文献2：日本特开平07－242992号公报

专利文献3：日本特开平08－225882号公报。

发明内容

然而，在专利文献1～3所记载的现有技术中存在下述(1)～(3)这样的问题。

(1)在用于船舶、海洋结构物、桥梁、建筑物、罐等结构物的钢材中，标准中通常规定了总伸长率值。因此，即使是具有优异的抗疲劳裂纹扩展性的钢板，也要求总伸长率满足标准值。

然而，由于抗疲劳裂纹扩展性和总伸长率是相反的性质，所以可知在专利文献1～3记载的现有技术中无法兼得优异的抗疲劳裂纹扩展性和总伸长率。

即，在专利文献1～3提出的技术中，没有考虑到总伸长率。实际上专利文献1～3提出的钢板均具有由作为软质相的铁素体和作为硬质相的贝氏体或马氏体构成的微观组织。上述钢板中，通过增加软质相与硬质相的硬度差，从而提高抗疲劳裂纹扩展性。然而，如果软质相和硬质相的硬度差大，则组织不均质，其结果是钢板的总伸长率降低。

(2)另外，从确保结构物的安全性的观点考虑，要求厚钢板不仅在一个方向，而且在板厚方向、轧制方向和宽度方向各方向上抗疲劳裂纹扩展性均优异。

即，在一般的结构物中，从各个方向对钢板自由地进行焊接。因此，疲劳裂纹产生、扩展的方向也是各种各样。另外，从该结构的特征来看，在具有夹角的角部的焊接施工部位，疲劳裂纹的产生是不可避免的，产生的疲劳裂纹有首先向板厚方向进展的趋势。然而，为了防止由疲劳裂纹导致的结构物的崩塌，即使疲劳裂纹在钢板的厚度方向贯通后，抑制向板宽度方向、轧制方向的疲劳裂纹进展也很重要。

然而，在像专利文献1～3记载的现有技术中，没有考虑上述抗疲劳裂纹扩展性的方向依存性。

(3)另外，具有上述微观组织的现有钢板的制造条件的控制较为困难。即，在利用在线工艺制造上述钢板的情况下，为了得到所希望的组织，在热轧后的冷却工序中，需要从铁素体和奥氏体这两相区开始加速冷却，并且降低冷却停止温度。此时，最终得到的微观组织的软质相与硬质相的面积分率根据冷却开始时的温度大幅变动。因此，上述以往的钢板的制造中，为了得到所希望的微观组织，需要严格控制冷却条件。

本发明鉴于是上述情况而完成的，目的在于提供一种兼具下述(1)～(3)的优异的特征的厚钢板。

(1)兼具优异的抗疲劳裂纹扩展性和总伸长率。

(2)在板厚方向、轧制方向和宽度方向各方向上，抗疲劳裂纹扩展性优异。

(3)可以在不需要两相区的高度的冷却控制的情况下制造。

另外，本发明的目的在于提供一种上述厚钢板的制造方法。

具体实施方式

本发明人等为了解决上述课题进行了研究，其结果得到以下见解。

(a)即使微观组织的软质相与硬质相的硬度差没有专利文献1～3那么大，也能够得到充分的抗疲劳裂纹扩展性。

(b)通过使用贝氏体作为第1相，从而与以往相比能够提高抗疲劳裂纹扩展性。

(c)通过形成以特定的面积分率包含作为软质相的贝氏体和作为硬质相的珠光体这两者，并且贝氏体与珠光体的晶体粒径分别在特定的范围内的微观组织，能够得到兼具优异的抗疲劳裂纹扩展性和总伸长率的厚钢板。

(d)具有上述微观组织的厚钢板可以通过控制制造条件、特别是热轧与其后的加速冷却的条件进行制造。上述厚钢板由于将贝氏体作为第1相，所以与以往的钢板相比更适于在线工艺的制造。

本发明基于上述情况而完成，要旨如下。

1.一种厚钢板，具有如下的成分组成和微观组织，所述成分组成是以质量％计含有C：0.01～0.16％、Si：1.00％以下、Mn：0.50～2.00％、P：0.030％以下、S：0.020％以下、Al：0.06％以下以及N：0.0060％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，

所述微观组织以面积分率计包含75～97％的贝氏体和3～25％的珠光体，

贝氏体的晶体粒径以平均圆当量直径计为18μm以下，

珠光体的晶体粒径以平均圆当量直径计为10μm以下。

2.根据上述1所述的厚钢板，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有Cr：0.01～1.00％、Cu：0.01～1.00％、Ni：0.01～1.00％、Mo：0.01～1.00％、Nb：0.005～0.050％、V：0.005～0.050％、Ti：0.005～0.050％、B：0.0001～0.0050％、Ca：0.0001～0.020％、Mg：0.0001～0.020％以及REM：0.0001～0.020％中的1种或2种以上。

3.根据上述1或2所述的厚钢板，其中，距上述厚钢板的表面1mm深度的位置的维氏硬度与上述厚钢板的板厚中央部的维氏硬度之差为40HV以下。

4.一种厚钢板的制造方法，将具有上述1或2所述的成分组成的钢坯材加热到1000℃～1250℃的加热温度，

对加热的上述钢坯材进行热轧，制成热轧钢板，

对上述热轧钢板在冷却开始温度：Ar3点以上、冷却停止温度：450～700℃、从冷却开始到冷却停止为止的钢板表面的平均冷却速度：20～60℃/s的条件下进行加速冷却，

上述热轧在950℃以上的温度区域的累积压下率为80％以上，并且在小于950℃且Ar3点以上的温度区域的累积压下率为50％以上。

5.根据上述4所述的厚钢板的制造方法，其中，上述加速冷却的上述平均冷却速度为20～50℃/s。

本发明的厚钢板具备优异的抗疲劳裂纹扩展性和总伸长率，并且在板厚方向、轧制方向和宽度方向各方向上，抗疲劳裂纹扩展性均优异。另外，本发明的厚钢板可以无需在两相区进行的高度的冷却控制而稳定地进行制造。因此，本发明的厚钢板大大有助于钢结构物的可靠性提高、寿命周期成本的降低。

附图说明

图1是表示板厚方向的疲劳裂纹扩展特性的评价中使用的单边缺口单纯拉伸型疲劳试验片的形状和尺寸的图。

具体实施方式

以下，对本发明详细进行说明。应予说明，本发明并不限于该实施方式。

[成分组成]

首先，对本发明的厚钢板的成分组成进行说明。只要没有特别说明，表示各成分含量的“％”表示“质量％”。

C：0.01～0.16％

C是具有提高强度的效果的元素。另外，C具有促进对耐疲劳特性有利的珠光体相的生成的效果。如果C含量小于0.01％，则无法得到所希望的强度和抗疲劳裂纹扩展性。因此，将C含量设为0.01％以上。另一方面，如果C含量超过0.16％，则总伸长率和焊接性劣化。因此，将C含量设为0.16％以下，优选为0.15％以下，更优选为0.10％以下。

Si：1.00％以下

Si是具有脱氧作用，并且还具有进一步提高强度的效果的元素。另外，Si还具有抑制过量的渗碳体生成的效果。然而，如果Si含量超过1.00％，则焊接性、韧性劣化，而且抑制对耐疲劳特性有利的珠光体相的生成。因此，将Si含量设为1.00％以下，优选为0.50％以下。另一方面，Si含量的下限没有特别限定，从提高Si的添加效果的观点考虑，优选将Si含量设为0.01％以上，优选为0.10％以上。

Mn：0.50～2.00％

Mn是具有提高淬透性，其结果提高厚钢板的强度和韧性的效果的元素。为了得到上述效果，将Mn含量设为0.50％以上，优选为0.80％以上。另一方面，如果Mn含量超过2.00％，则淬透性变得过高，其结果抑制对耐疲劳特性有利的珠光体相的生成。另外，如果Mn含量超过2.00％，则总伸长率和韧性降低。因此，Mn含量为2.00％以下，优选为1.65％以下。

P：0.030％以下

P是作为杂质包含在厚钢板中的元素，使韧性和总伸长率劣化。因此，将P含量设为0.030％以下。另一方面，P含量越低越好，因此P含量的下限没有特别限定，P含量可以为0％以上，也可以超过0％。然而，过度的减少会增加制造成本，因此从制造成本的观点考虑，优选将P含量设为0.0005％以上，更优选设为0.001％以上。

S：0.020％以下

S是作为杂质包含在厚钢板中的元素，使韧性劣化。因此，S含量为0.020％以下，优选为0.010％以下。另一方面，S含量越低越好，因此S含量的下限没有特别限定，S含量可以为0％以上，也可以超过0％。然而，过度的减少增加制造成本，因此从制造成本的观点考虑，优选将S含量设为0.0005％以上，更优选设为0.001％以上。

Al：0.06％以下

Al是作为脱氧剂发挥作用的元素，通常用于钢水脱氧工序。另外，Al将钢中的N以AlN的形式固定，有助于母材的韧性提高。然而，如果Al含量超过0.06％，则母材(厚钢板)的韧性和总伸长率降低，而且焊接时Al混入焊接金属部中，焊接部的韧性劣化。因此，Al含量为0.06％以下，优选为0.05％以下。另一方面，Al含量的下限没有特别限定，从提高Al的添加效果的观点考虑，优选将Al含量设为0.01％以上。

N：0.0060％以下

N是与钢中的Al结合而形成AlN，通过热轧时的晶粒的微细化而有助于强度提高的元素。然而，如果N含量超过0.0060％，则韧性降低。因此，N含量为0.0060％以下，优选为0.0050％以下。另一方面，N含量的下限没有特别限定，从提高N的添加效果的观点考虑，优选将N含量设为0.0020％以上。

本发明的一个实施方式的厚钢板可以具有含有上述元素、且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成。

另外，本发明的其他实施方式的厚钢板的成分组成还可以任意含有以下举出的元素中的至少一种。通过任意添加这些添加元素，能够进一步提高厚钢板的强度、韧性、焊接性、耐候性等特性。

Cr：0.01～1.00％

Cr是具有进一步提高强度和耐候性的效果的元素。另外，Cr是促进渗碳体生成的元素，促进对耐疲劳特性有利的珠光体相的生成。在添加Cr的情况下，为了得到上述效果，将Cr含量设为0.01％以上，优选为0.10％以上。另一方面，如果Cr含量超过1.00％，则焊接性和韧性受损。因此，Cr含量为1.00％以下，优选为0.80％以下，更优选为0.50％以下。

Cu：0.01～1.00％

Cu是具有通过固溶进一步提高强度，并且提高耐候性效果的元素。在添加Cu的情况下，为了得到上述效果，将Cu含量设为0.01％以上。另一方面，如果Cu含量超过1.00％，则焊接性受损，另外，在制造厚钢板时容易产生缺陷。因此，Cu含量为1.00％以下，优选为0.70％以下，更优选为0.40％以下。

Ni：0.01～1.00％

Ni是具有提高低温韧性和耐候性效果的元素，另外，Ni改善添加了Cu的情况下的热脆性。在添加Ni的情况下，为了得到上述效果，将Ni含量设为0.01％以上。另一方面，如果Ni含量超过1.00％，则焊接性受损，钢材成本上升。因此，Ni含量设为1.00％以下，优选为0.70％以下，更优选为0.40％以下。

Mo：0.01～1.00％

Mo是具有进一步提高强度的效果的元素。在添加Mo的情况下，为了得到上述效果，将Mo含量设为0.01％以上。另一方面，如果Mo含量超过1.00％，则焊接性和韧性受损。因此，Mo含量为1.00％以下，优选为0.70％以下，更优选为0.40％以下。

Nb：0.005～0.050％

Nb是具有抑制热轧时的奥氏体的再结晶，使最终得到的晶粒细粒化的效果的元素。另外，Nb在加速冷却后的空冷时析出，进一步提高强度。在添加Nb的情况下，为了得到上述效果，将Nb含量设为0.005％以上。另一方面，如果Nb含量超过0.050％，则淬透性过度，生成马氏体，因此得不到所希望的组织，韧性降低。因此，Nb含量为0.050％以下，优选为0.040％以下。

V：0.005～0.050％

V是在加速冷却后的空冷时析出，具有进一步提高强度的效果的元素。在添加V的情况下，为了得到上述效果，将V含量设为0.005％以上。另一方面，如果V含量超过0.050％，则焊接性和韧性降低。因此，V含量为0.050％以下，优选为0.030％以下。

Ti：0.005～0.050％

Ti是具有进一步提高强度，并且提高焊接部韧性的效果的元素。在添加Ti的情况下，为了得到上述效果，将Ti含量设为0.005％以上。另一方面，如果Ti含量超过0.050％，则成本的上升显著。因此，Ti含量为0.050％以下，优选为0.030％以下，更优选为0.020％以下。

B：0.0001～0.0050％

B是具有提高淬透性，其结果进一步提高强度的效果的元素。在添加B的情况下，为了得到上述效果，将B含量设为0.0001％以上。另一方面，如果B含量超过0.0050％，则淬透性过度，生成马氏体，得不到所希望的组织，除此之外，焊接性降低。因此，B含量设为0.0050％以下，优选为0.0030％以下。

Ca：0.0001～0.020％

Ca是具有控制硫化物的形态，其结果是进一步提高韧性的效果的元素。在添加Ca的情况下，为了得到上述效果，将Ca含量设为0.0001％以上。另一方面，如果Ca含量超过0.020％，则其效果饱和。因此，Ca含量设为0.020％以下。

Mg：0.0001～0.020％

Mg是具有通过晶粒的微细化而提高韧性的效果的元素。在添加Mg的情况下，为了得到上述效果，将Mg含量设为0.0001％以上。另一方面，如果Mg含量超过0.02％，则其效果饱和。因此，Mg含量设为0.020％以下。

REM：0.0001～0.020％

REM(稀土金属)是具有提高韧性的效果的元素。在添加REM的情况下，为了得到上述效果，将REM含量设为0.0001％以上。另一方面，如果REM含量超过0.020％，则其效果饱和。因此，REM含量设为0.020％以下。

[微观组织]

接下来，对厚钢板的微观组织进行说明。本发明的一个实施方式的厚钢板具有如下的微观组织，以面积分率计包含75～97％的贝氏体和3～25％的珠光体，贝氏体的晶体粒径以平均圆当量直径计为18μm以下，珠光体的晶体粒径以平均圆当量直径计为10μm以下的微观组织。应予说明，本发明的微观组织是指厚钢板的板厚t的1/4位置(1/4t位置)的微观组织。各组织的面积分率和晶体粒径可以通过将距从厚钢板的表面1/4深度的与轧制方向平行的截面进行硝酸酒精腐蚀进行观察而测定。更具体而言，可利用实施例记载的方法求出面积分率和晶体粒径。

贝氏体的面积分率：75～97％

在本发明中，贝氏体为上述微观组织的第1相，作为软质相发挥功能。作为铁钢坯材中包含的软质相，代表性的有铁素体，但贝氏体与铁素体相比裂纹进展的抑制效果高。因此，通过将贝氏体的面积分率设为75％以上，从而可抑制疲劳裂纹的进展。如果贝氏体的面积分率小于75％，则无法得到所希望的抗疲劳裂纹扩展性。贝氏体的面积分率优选为80％以上。另一方面，如果贝氏体的面积分率超过97％，则珠光体变得不充分，其结果是无法抑制疲劳裂纹的扩展。因此，贝氏体的面积分率为97％以下。

贝氏体的晶体粒径：18μm以下

使贝氏体的晶体粒径以平均圆当量直径计为18μm以下。通过使贝氏体微细化，从而能够得到所希望的韧性和总伸长率特性。如果贝氏体的晶体粒径以平均圆当量直径计超过18μm，则得不到所希望的韧性和总伸长率。另一方面，贝氏体的晶体粒径的下限没有特别限定，过度的微细化使制造变得困难，因此在实际的制造中优选将贝氏体的晶体粒径设为5μm以上。

应予说明，本发明的贝氏体包含上贝氏体、针状铁素体和粒状贝氏体。

珠光体的面积分率：3～25％

在本发明中，珠光体是上述微观组织的第2相，作为硬质相发挥功能。如果在贝氏体中扩展的疲劳裂纹达到作为硬质相的珠光体，则在贝氏体与珠光体之间的界面，裂纹停留或弯曲。其结果抑制裂纹的扩展。为了得到上述效果，将珠光体的面积分率设为3％以上，优选为5％以上。另一方面，如果珠光体的面积分率超过25％，则总伸长率降低。因此，珠光体的面积分率为25％以下，优选为20％以下。

珠光体的晶体粒径：10μm以下

使珠光体的晶体粒径以平均圆当量直径计为10μm以下。通过使珠光体微细化，能够得到所希望的韧性和总伸长率特性。如果珠光体的晶体粒径以平均圆当量直径计超过10μm，则得不到所希望的韧性和总伸长率。另一方面，珠光体的晶体粒径的下限没有特别限制，可以为1μm以上，也可以为2μm以上。

应予说明，本发明的珠光体包含珠光体和疑似珠光体。

(其他组织)

本发明的一个实施方式的厚钢板可以具有由贝氏体和珠光体构成的微观组织。然而，上述微观组织还可以任意地包含其他组织。上述其他组织例如可以为马氏体和铁素体中的一方或两方。这里，上述马氏体包含岛状马氏体、板条状马氏体和透镜状马氏体。

在存在其他组织的情况下，上述其他组织的面积分率(合计面积分率)没有限定。然而，如果马氏体过量地存在，则局部地形成高硬度的区域，强度上升，但有可能总伸长率恶化，韧性降低。另外，如果铁素体过量地存在，则疲劳裂纹扩展速度恶化，除此之外，局部地形成软质的区域，由于硬度差的增加，总伸长率可能恶化。因此，其他组织的面积分率越低越优选，如果为5％以下，可以忽略影响。因此，优选将贝氏体和珠光体以外的组织的合计面积分率设为5％以下。

换言之，本发明的一个实施方式的厚钢板可以具有由75～97％的贝氏体、3～25％的珠光体、0～5％的贝氏体以及珠光体以外的组织构成的微观组织。

(板厚)

本发明中，根据通常的定义，将板厚6mm以上的钢板定义为“厚钢板”。另一方面，板厚的上限没特别限定，但本发明特别适合于比较薄的厚钢板。因此，本发明的厚钢板的板厚优选为25mm以下，更优选为小于20mm。

(拉伸强度)

本发明的厚钢板具有上述成分组成和微观组织，其结果能够具备优异的拉伸强度(TS)。TS的值没有特别限定，优选为500MPa以上，更优选为530MPa以上，进一步优选为550MPa以上。另一方面，TS的上限也没有限定，例如可以为720MPa以下，可以为700MPa以下，可以为640MPa以下，还可以为620MPa以下。

(屈服应力)

本发明的厚钢板的屈服应力(YS)没有特别限定，可以为420MPa以上，也可以为430MPa以上，还可以为440MPa以上。另外，YS可以为560MPa以下，可以为530MPa以下，还可以为520MPa以下。

(韧性)

本发明的厚钢板具有上述成分组成和微观组织，其结果具备优异的韧性。本发明的厚钢板的韧性没有特别限定，优选将作为韧性指标之一的0℃的夏比吸收能vE₀设为100J以上，更优选为130J以上，进一步优选为150J以上，最优选为200J以上。另一方面，vE₀的上限也没有限定，例如可以为400J以下，也可以为300J以下，还可以为270J以下。应予说明，vE₀可以按照实施例记载的方法进行测定。

(总伸长率)

本发明的厚钢板具有上述成分组成和微观组织，其结果具备优异的总伸长率(EL)。EL的值没有特别限定，优选为15％以上，更优选为16％以上，进一步优选为17％以上，最优选为20％以上。EL的上限没有特别限定，可以为30％以下。优异，EL可以按照实施例记载的方法进行测定。

(硬度差)

距上述厚钢板的表面1mm深度的位置的维氏硬度与上述厚钢板的板厚中央部的维氏硬度之差(以下，称为“硬度差”)优选为40HV以下。通过使上述硬度差设为40HV以下，能够进一步提高总伸长率特性。从提高总伸长率特性的观点考虑，上述硬度差越低越好，因此，上述硬度差的下限可以为0HV。然而，在实际的制造中难以将上述硬度差设为0HV，因此上述硬度差例如可以为10HV以上。上述硬度差可以用实施例记载的方法进行测定。

(抗疲劳裂纹扩展性)

本发明的厚钢板具有上述成分组成和微观组织，其结果能够具备在全部板厚方向、轧制方向和宽度方向各方向均优异的抗疲劳裂纹扩展性。作为抗疲劳裂纹扩展性的指标，可以使用疲劳裂纹扩展速度(da/dN)。上述疲劳裂纹扩展速度的值没有特别限定。

应予说明，板厚方向(Z方向)的疲劳裂纹扩展速度优选满足下述的(a)和(b)的条件。

(a)应力放大系数范围ΔK：15MPa/m^1/2的条件的疲劳裂纹扩展速度为8.75×10^－9(m/cycle)以下，

(b)应力放大系数范围ΔK：25MPa/m^1/2的条件的疲劳裂纹扩展速度为4.25×10^－8(m/cycle)以下

另外，轧制方向(L方向)的疲劳裂纹扩展速度和宽度方向(C方向)的疲劳裂纹扩展速度中的任一方优选为满足下述(c)和(d)的条件，更优选两方均满足(c)和(d)的条件。

(c)应力放大系数范围ΔK：15MPa/m^1/2的条件的疲劳裂纹扩展速度为1.75×10^－8(m/cycle)以下，

(d)应力放大系数范围ΔK：25MPa/m^1/2的条件的疲劳裂纹扩展速度为8.50×10^－8(m/cycle)以下

[制造条件]

接下来，对本发明的厚钢板的制造方法进行说明。本发明的一个实施方式的厚钢板可以通过对具有上述成分组成的钢坯材依次实施下述(1)～(3)的工序进行制造。

(1)加热

(2)热轧

(3)加速冷却

以下，对各工序的条件进行说明。应予说明，只要没有特别说明，温度是指被处理物(钢坯材或热轧钢板)的表面温度。另外，冷却速度为钢板的厚度方向的平均温度的冷却速度。

(钢坯材)

作为上述钢坯材，只要具有上述成分组成，就可以使用任意的材料。最终得到的厚钢板的成分组成与所使用的钢坯材的成分组成相同。作为上述钢坯材，例如可以使用钢坯。

(1)加热

加热温度：1000～1250℃

首先，将上述钢坯材加热到1000℃～1250℃的加热温度。如果上述加热温度小于1000℃，则无法确保接下来的热轧所需要的温度。另一方面，如果上述加热温度超过1250℃，则钢的晶粒粗大化，韧性劣化。

(2)热轧

接下来，对加热的上述钢坯材进行热轧，制成热轧钢板。此时，为了制造满足本发明条件的厚钢板，上述热轧的累积压下率需要满足以下的条件。

在950℃以上的温度区域的累积压下率：80％以上

通过使在950℃以上的温度区域的累积压下率设为80％以上，从而使奥氏体粒微细化。而且，其结果使在加速冷却中通过相变生成的贝氏体、由未相变奥氏体生成的珠光体微细化。如果上述累积压下率小于80％，则贝氏体和珠光体的微细化不充分，因韧性降低而总伸长率劣化。另一方面，在950℃以上的温度区域的累积压下率的上限没有特别限定，例如可以为90％以下。

在小于950℃且Ar3点以上的温度区域的累积压下率：50％以上

通过将在小于950℃且Ar3点以上的温度区域的累积压下率设为50％以上，从而使奥氏体粒微细化，使在加速冷却中通过相变生成的贝氏体、由未相变奥氏体生成的珠光体微细化。如果在Ar3点以上的压下率小于50％，则贝氏体和珠光体的微细化不充分，韧性和总伸长率劣化。另一方面，在小于950℃且Ar3点以上的温度区域的累积压下率的上限没有特别限定，例如可以为80％以下，也可以为75％以下。

这里，Ar3点可以利用下述式求出。

Ar3(℃)＝910－310C－80Mn－20Cu－15Cr－55Ni－80Mo

其中，上述式的元素符号表示钢坯材的该元素的含量(质量％)，在钢坯材不包含该元素的情况下为零。

(3)加速冷却

接着，对上述热轧工序中得到的热轧钢板进行加速冷却。上述加速冷却的条件必须如下所述。

冷却开始温度：Ar3点以上

如果上述加速冷却的冷却开始温度小于Ar3点，则铁素体和粗大的珠光体过量地析出，强度和抗疲劳裂纹扩展性降低。因此，将上述冷却开始温度设为Ar3点以上。另一方面，上述冷却开始温度的上限没有特别限定，从确保在Ar3点以上的温度区域的累积压下率的观点考虑，优选为870℃以下。

另外，冷却开始温度为Ar3点以上必须意味着轧制结束温度为Ar3点以上。如果轧制结束温度小于Ar3点，则成为两相区轧制，总伸长率劣化，如果轧制结束温度为Ar3点以上，则在奥氏体单相区进行轧制，因此能够防止总伸长率的劣化。

冷却停止温度：450～700℃

为了使未相变奥氏体相变为硬质相(珠光体)，将上述加速冷却的冷却停止温度设为700℃以下，优选为650℃以下。在上述冷却停止温度超过700℃的情况下，珠光体的生成不充分，得不到所希望的抗疲劳裂纹扩展性。另一方面，在上述冷却停止温度小于450℃的情况下，马氏体的生成量增加，其结果得不到所希望的微观组织，韧性和总伸长率降低。另外，珠光体的生成也不充分，因此无法得到所希望的抗疲劳裂纹扩展性。因此，上述冷却停止温度为450℃以上，优选为500℃以上，更优选为超过550℃。

平均冷却速度：20～60℃/s

上述加速冷却的平均冷却速度设为20℃/s以上。如果平均冷却速度低于20℃/s，则生成铁素体，不产生所希望的微观组织，因此抗疲劳裂纹扩展性降低。另外，韧性降低，因此得不到所希望的总伸长率。另一方面，如果平均冷却速度超过60℃/s，则产生由冷却应变引起的残留应力、过量的马氏体，产生总伸长率的劣化。因此，将冷却速度的上限设为60℃/s。另外，从减少距厚钢板的表面1mm深度的位置的维氏硬度、和上述厚钢板的板厚中央部的维氏硬度之差的观点考虑，优选降低上述平均冷却速度。具体而言，通过将上述平均冷却速度设为50℃/s以下，能够将上述硬度差设为40HV以下。应予说明，上述平均冷却速度是指从加速冷却开始到加速冷却停止的钢板表面的平均冷却速度。

进行上述加速冷却的方法没有特别限定，可以使用任意的方法，例如可以通过交替地重复水冷和空冷的间歇冷却来进行上述加速冷却。通过从冷却开始到水冷一定时间后，停止水冷进行空冷，从而尚未充分冷却的钢板的中央部分保留的热在钢板表面侧产生复热，板厚方向的温度分布均匀化。而且，从复热的温度区域再次进行利用水冷的加速冷却。通过至少重复1次以上的该水冷和空冷，从而将表面附近的平均冷却速度控制在规定的范围内，能够抑制硬质相的形成。

上述加速冷却结束后的处理没有特别限定。例如可以将加速冷却结束后的厚钢板在气氛中进行放冷。上述放冷中例如可冷却至室温。另外，在上述加速冷却结束后也可以任意地通过热矫直机对厚钢板的弯曲进行矫正。

应予说明，热轧后钢板温度立即降低。因此，本发明的厚钢板优选通过在输送线上设置有轧制装置、加速冷却装置的设备的在线工艺进行制造。

实施例

以下，使用实施例对本发明的作用、效果进行说明。应予说明，本发明并不限于以下的实施例。

按照以下的步骤制造厚钢板。

首先，利用转炉－连续铸造法制作具有表1所示的成分组成的钢坯(钢坯材)。上述钢坯的厚度如表2所示。

接下来，将上述钢坯加热到表2所示的加热温度，接着，以表2所示的累积压下率进行热轧，制成热轧钢板。将上述热轧的轧制结束温度和得到的热轧钢板的板厚(最终板厚)一并记于表2。其后，在将上述热轧钢板在表2所示的条件下进行加速冷却，得到厚钢板。得到的厚钢板的板厚与上述最终板厚相同。

对得到的厚钢板分别评价微观组织、机械特性和疲劳裂纹扩展特性。以下说明评价方法。另外，将评价结果示于表3。

(微观组织)

首先，从厚钢板的板厚方向1/4t位置，以长度方向截面为观察面的方式采取微观组织观察用样品。这里，长度方向截面是指与厚钢板的宽度方向垂直的截面。接着，对上述样品的表面进行硝酸酒精腐蚀后，利用400倍的光学显微镜和2000倍的扫描电子显微镜(SEM)拍摄组织。使用拍摄的图像，鉴定存在的组织，并且解析图像，求出贝氏体的面积分率、珠光体的面积分率以及其他组织的合计面积分率。应予说明，珠光体组织的鉴定使用SEM图像，各组织的面积分率的测定使用光学显微镜图像。

(贝氏体的晶体粒径)

此外，使用上述微观组织观察用样品，测定贝氏体的晶体粒径。在上述测定中，首先，对上述样品的表面进行镜面研磨，使用SEM中附带的Electron Back-ScatteringPattern(EBSP)装置，从电子背散射衍射图像测定晶体取向。以0.3μm间隔在200μm四方形围起的区域内进行测定，将由与相邻的晶粒的晶体取向差为15°以上的晶界围起的区域定义为晶粒，求出上述晶粒的平均圆当量直径。将得到的平均圆当量直径视为贝氏体的晶体粒径。

(珠光体的晶体粒径)

利用光学显微镜图像观察上述微观组织观察用样品的硝酸酒精腐蚀后的观察面时，通过SEM观察出现黑色的区域，鉴定出具有层状组织的珠光体。其后，使用图像分析软件(Image－J)，根据上述光学显微镜图像的黑色区域的Pixel数求出面积，换算为珠光体的平均圆当量直径。将得到的平均圆当量直径视为珠光体的晶体粒径。

(机械特性)

从厚钢板的板宽度方向(C方向)采取总厚拉伸试验片。使用上述总厚拉伸试验片，基于JIS Z 2241，实施拉伸试验，测定屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)和总伸长率(EL)。应予说明，基于JIS Z 2241的规定，作为上述总厚拉伸试验片，对于C含量小于0.16％的厚钢板使用JIS1A号试验片，对于C含量为0.16％以上的厚钢板使用JIS 5号试验片。

另外，从上述厚钢板的板厚中心部，与轧制方向(L方向)平行地采取夏比冲击试验片，按照JIS Z 2202，以0℃进行夏比冲击试验，测定吸收能量vE₀。

(硬度差)

按照以下步骤，测定距上述厚钢板的表面1mm深度的位置的维氏硬度与上述厚钢板的板厚中央部的维氏硬度之差(硬度差)。对上述微观组织的观察中使用的样品的截面进行镜面研磨后，基于JIS Z 2244，进行维氏硬度测定。分别在上述测定在距厚钢板的表面1mm深度的位置和板厚中心部这两者，各进行自3点，求出平均值。测定时的载荷设为10kgf。使用得到的平均值，计算距上述厚钢板的表面1mm深度的位置的维氏硬度与上述厚钢板的板厚中央部的维氏硬度之差(硬度差)。

(抗疲劳裂纹扩展性)

作为抗疲劳裂纹扩展性的指标，分别在应力放大系数范围ΔK：15MPa/m^1/2和25MPa/m^1/2这2个条件下测定板厚方向(Z方向)、轧制方向(L方向)和宽度方向(与轧制方向垂直的方向，C方向)的疲劳裂纹扩展速度(da/dN)。

·轧制方向和宽度方向

轧制方向(L方向)的疲劳裂纹扩展速度以载荷负荷方向为轧制方向的方式使用从厚钢板采取的试验片进行测定。同样地宽度方向(C方向)的疲劳裂纹扩展速度以载荷负荷方向为宽度方向的方式使用从厚钢板采取的试验片进行测定。上述试验片为基于ASTME647的紧凑张力试验片。在上述测定中，基于裂纹测量法实施疲劳裂纹扩展试验，求出疲劳裂纹扩展速度。

·板厚方向

另一方面，在板厚方向(Z方向)的疲劳裂纹扩展速度的测定中，使用图1所示的单边缺口简单拉伸型疲劳试验片。从厚钢板采取上述试验片，测定在板厚方向裂纹进展时的疲劳裂纹扩展速度。

由表3所示的结果可知，满足本发明的条件的厚钢板具备满足全部以下条件的极其优异的特性。特别是兼具优异的抗疲劳裂纹扩展性和总伸长率，并且，在板厚方向、轧制方向和宽度方向各方向上，抗疲劳裂纹扩展性优异。与此相对，不满足本发明条件的比较例的厚钢板不满足以下条件中的至少一个。

·TS：500MPa以上

·EL：15％以上(使用JIS1A号试验片的情况)，

EL：19％以上(使用JIS 5号试验片的情况)

·vE₀：100J以上

·L方向和C方向下的疲劳裂纹扩展速度：

ΔK：在15MPa/m^1/2的条件下1.75×10^－8(m/cycle)以下，

ΔK：在25MPa/m^1/2的条件下8.50×10^－8(m/cycle)以下

·Z方向的疲劳裂纹扩展速度：

ΔK：在15MPa/m^1/2的条件下，8.75×10^－9(m/cycle)以下，

ΔK：在25MPa/m^1/2的条件下，4.25×10^－8(m/cycle)以下，

[表2]

表2

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Claims

1.一种厚钢板，具有如下的成分组成和板厚的1/4位置的微观组织，

所述成分组成是以质量％计含有C：0.01～0.16％、Si：1.00％以下、Mn：0.50～2.00％、P：0.030％以下、S：0.020％以下、Al：0.06％以下以及N：0.0060％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，

所述微观组织是以面积分率计包含75～97％的贝氏体和3～25％的珠光体，贝氏体和珠光体以外的组织的合计面积分率为5％以下，贝氏体的晶体粒径以平均圆当量直径计为18μm以下，珠光体的晶体粒径以平均圆当量直径计为10μm以下，

所述厚钢板的0℃的夏比吸收能为100J以上，总伸长率为15％以上。

2.根据权利要求1所述的厚钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有选自Cr：0.01～1.00％、Cu：0.01～1.00％、Ni：0.01～1.00％、Mo：0.01～1.00％、Nb：0.005～0.050％、V：0.005～0.050％、Ti：0.005～0.050％、B：0.0001～0.0050％、Ca：0.0001～0.020％、Mg：0.0001～0.020％以及REM：0.0001～0.020％中的1种或2种以上。

3.根据权利要求1或2所述的厚钢板，其中，距所述厚钢板的表面1mm深度的位置的维氏硬度与所述厚钢板的板厚中央部的维氏硬度之差为40HV以下。

4.一种厚钢板的制造方法，将具有权利要求1或2所述的成分组成的钢坯材加热到1000℃～1250℃的加热温度，

对加热后的所述钢坯材进行热轧，制成热轧钢板，

对所述热轧钢板在冷却开始温度：Ar3点以上、冷却停止温度：450～700℃、从冷却开始到冷却停止的钢板表面的平均冷却速度：20～60℃/s的条件下进行加速冷却，

所述热轧在950℃以上的温度区域的累积压下率为80％以上，并且在小于950℃且Ar3点以上的温度区域的累积压下率为50％以上；

所述厚钢板具有如下板厚的1/4位置的微观组织，以面积分率计包含75～97％的贝氏体和3～25％的珠光体，贝氏体和珠光体以外的组织的合计面积分率为5％以下，贝氏体的晶体粒径以平均圆当量直径计为18μm以下，珠光体的晶体粒径以平均圆当量直径计为10μm以下，

5.根据权利要求4所述的厚钢板的制造方法，其中，所述加速冷却中的所述平均冷却速度为20～50℃/s。