厚钢板及其制造方法与流程

本发明涉及厚钢板及其制造方法。

背景技术：

船舶、建筑物、桥梁和建筑机械等的大型结构物中，结构物的大型化推进，另一方面，从发生破损时的损害的量级出发，对于其结构构件要求更高的可靠性。随之而来的是，对于构成结构物的钢板要求高强度。另一方面，随着钢板趋于高强度，由均匀伸长率所代表的加工性处于降低的倾向，要求一种兼备双方的钢板。

例如在专利文献1中，研究过一种技术，其通过得到以α相为主体的微细的金属组织，再通过谋求析出强化，从而制造均匀伸长率和强度良好的钢。

作为得到上述金属组织的方法，公开的是，将钢片加热到ac3相变点～1050℃后，进行了开始温度为850℃以下，结束温度为750℃以上，累积压下率为50～95％的热轧后，从750℃以下开始冷却速度为5～100℃/s的加速冷却，在600℃以上停止。

在专利文献2中研究了一种技术，其通过得到具有微细的硬质相和残余奥氏体的金属组织，不伴随韧性的劣化而提高均匀伸长率。

作为得到上述金属组织的方法，其公开的是，加热到ac3相变点以上且1300℃以下的温度，至少进行在950℃～ar3相变点以上的范围、累积压下率为30％以上的含奥氏体的未再结晶域轧制在内的热轧后，从ar3相变点以上的温度起，进行3～100℃/s的加速冷却，直至奥氏体分率为20～70％的温度，加速冷却停止后，进行升温、保持、冷却速度为0.5℃/s以下的冷却的一种或两种以上的组合，距加速冷却停止后10s～100s之间，将钢的温度维持在加速冷却停止温度±100℃以内，之后进行冷却。

在专利文献3中，研究了一种技术，其通过满足全部组织中所占的铁素体的占空系数：高于90％，平均铁素体粒径：3～12μm，最大铁素体粒径：40μm以下，及第二相的平均当量圆直径：0.8μm以下，并使抗拉强度为490mpa以上，从而制造撞击吸收性(即均匀伸长率)和母材韧性优异的钢。

作为得到上述金属组织的方法，其公开的是，使终轧温度为700～850℃，对于700～500℃的温度域以3℃/s以上进行冷却，以规定的温度再加热，再加热后，对于600～500℃的温度域再以2℃/s进行冷却。

【现有技术文献】

【专利文献】

【专利文献1】日本特开2002－105534号公报

【专利文献2】日本特开2003－253331号公报

【专利文献3】日本特开2007－162101号公报

专利文献1和2均通过在轧制后利用加速冷却而精确控制冷却速度，从而实现微细的组织，但在实际的制造工序中，难以对长而大的厚钢板从头至尾进行严密地管理，根据钢板的位置不同，特性有可能发生偏差，使生产率降低。

另外，在专利文献3的制造方法中，为了使有助于均匀伸长率的残余奥氏体在室温下残存，需要进行上述的再加热工序，这就有制造工序数多，生产率降低这样的问题。

在专利文献1至3中，如上述，基于均匀伸长率、强度、韧性等的观点而进行了各种研究，但特别着眼于均匀伸长率时，现状是，从生产率的观点出发，不得不说还遗留有问题。

技术实现要素：

本发明的实施方式是鉴于上述这样的情况而做，其主要目的在于，提供一种均匀伸长率优异的厚钢板及其制造方法。

本发明的实施方式的厚钢板，含有c：0.04～0.06质量％、si：0.35～0.45质量％、mn：1.49～1.59质量％、p：高于0质量％并在0.01质量％以下、s：高于0质量％并在0.002质量％以下、cu：0.23～0.33质量％、al：0.02～0.06质量％、ni：0.24～0.34质量％、nb：0.015～0.021质量％、ti：0.012～0.018质量％、b：0.0007～0.0013质量％、ca：0.0010～0.0030质量％、和n：0.0040～0.0060质量％，余量由铁和不可避免的杂质构成，金属组织含有第一相和比第一相硬的作为硬质相的第二相，该硬质相是由珠光体构成的相，所述第二相的硬度为260hv(维氏硬度)以下。

本发明的实施方式的厚钢板的制造方法，包括如下工序：(a)将具有所述化学成分组成的钢片，加热至900～1250℃的加热工序；(b)在所述工序(a)后，以680～800℃的终轧温度进行终轧的工序；和(c)在所述工序(b)后，以满足下述(1)式的冷却速度a冷却到常温为止的工序。

736.02×[c]+8.5×a+208.53≤260(1)

在此，[c]是c的含量(质量％)，a是终轧后的冷却速度(℃/s)。

根据本发明的实施方式，可提供均匀伸长率优异的厚钢板及其制造方法。

附图说明

图1是表示第二相的硬度与(1)式的左边的值的关系的图。

图2是表示均匀伸长率与第二相的硬度的关系的图。

具体实施方式

本发明者为了解决上述课题而进行了锐意研究，其结果发现，通过恰当控制厚钢板的化学成分组成，在金属组织中含有第一相和比第一相硬的作为硬质相的第二相，使该硬质相为珠光体构成的相而加以控制，此外，再将第二相的硬度控制在260hv以下，则能够得到均匀伸长率优异的厚钢板。

另外，还发现c的含量(质量％)和终轧后的冷却速度，与轧制后所形成的第二相的硬度的相关性，并发现以满足下述(1)式的方式控制c的含量与终轧后的冷却速度而冷却至常温为止，便能够使第二相的硬度达到260hv以下，能够得到优异的均匀伸长率。

736.02×[c]+8.5×a+208.53≤260(1)

在此，[c]是c的含量(质量％)，a是终轧后的冷却速度(℃/s)。

以下，对于本发明的实施方式的厚钢板及其制造方法详细地加以说明。

＜1.厚钢板＞

[1－1.金属组织]

本发明的实施方式的厚钢板(以下，称为“钢”)，作为金属组织，含有第一相和比第一相硬的作为硬质相的第二相(以下，称为“第二相”，“硬质第二相”)。通过将硬质第二相的硬度控制在260hv以下，能够得到希望的均匀伸长率。

在板厚为t的厚钢板中，例如，可以按上述方式控制距钢板表面t/4的部位的第二相的硬度。

以下，对于各构成详述。

(硬质第二相)

在本发明的实施方式的厚钢板中，作为硬质第二相的硬质相由珠光体构成。还有，本发明的实施方式的厚钢板中，作为第一相和第二相以外的第三相有含马氏体的情况，但不含贝氏体。从得到高均匀伸长率的观点出发，硬质第二相的面积率优选为10％以下，更优选为5％以下。

(第二相的硬度：260hv以下)

若第二相过硬，则成为非常脆的相，韧性降低，另外，均匀伸长率不充分，因此需要使第二相的硬度为260hv以下，优选为255hv以下，更优选为250hv以下。

本发明的实施方式的厚钢板的第一相没有特别限定，例如可列举由铁素体构成的软质相。第一相由铁素体构成时，若铁素体的平均粒径过大，则韧性劣化，并且均匀伸长率不充分，因此优选使铁素体的平均粒径为30μm以下。另一方面，若铁素体的平均粒径过小，则制造条件的制约变大，因此优选使铁素体的平均粒径为5μm以上。铁素体的平均粒径，例如，可以使用扫描电子显微镜(scanningelectronmicroscope：sem)拍摄金属组织，通过线段法测量。

本发明的实施方式的厚钢板的板厚没有特别限定，但优选为10mm以上且50mm以下。

[1－2.化学成分组成]

本发明的实施方式的厚钢板中，含有c：0.04～0.06质量％、si：0.35～0.45质量％、mn：1.49～1.59质量％、p：高于0质量％并在0.01质量％以下、s：高于0质量％并在0.002质量％以下、cu：0.23～0.33质量％、al：0.02～0.06质量％、ni：0.24～0.34质量％、nb：0.015～0.021质量％、ti：0.012～0.018质量％、b：0.0007～0.0013质量％、ca：0.0010～0.0030质量％、和n：0.0040～0.0060质量％，余量由铁和不可避免的杂质构成。

通过以上述方式控制化学成分组成，能够得到均匀伸长率优异的厚钢板。

以下，对于各元素详述。

(c：0.04～0.06质量％)

c具有提高钢板的强度的效果，但也是使硬质相增加，使延展性劣化的元素。若c含量低于0.04质量％，则将难以确保需要的强度。

因此c含量为0.04质量％以上。c含量优选为0.042质量％以上，更优选为0.045质量％以上。另一方面，若c含量高于0.06质量％，则强度容易确保，但使硬质相增加，带来延展性的劣化。因此c含量为0.06质量％以下。c含量优选为0.058质量％以下，更优选为0.055质量％以下。

(si：0.35～0.45质量％)

si通过析出的抑制，从而能够有效利用固溶强化，得到不会对伸长率造成阻碍的第一相，是用于确保高强度所需要的元素。为了有效地发挥这一作用，si量需要为0.35质量％以上。si量优选为0.36质量％以上，更优选为0.37质量％以上。但是，若si量变得过剩，则马氏体－奥氏体混合相容易生成，因此有可能使韧性等其他的特性降低。因此，si量需要为0.45质量％以下。si量优选为0.44质量％以下，更优选为0.43质量％以下。

(cu：0.23～0.33质量％)

cu是用于借助固溶强化确保强度所需要的元素，为了有效地发挥这一作用，需要cu量为0.23质量％以上。cu量优选为0.24质量％以上，更优选为0.25质量％以上。但是，若cu量过剩，则不仅由于析出致使延展性降低，而且淬火性变得过剩，热加工时容易发生裂纹等，因此cu量需要为0.33质量％以下。cu量优选为0.32质量％以下，更优选为0.31质量％以下。

(mn：1.49～1.59质量％)

mn使淬火性提高，在确保强度和韧性上是有效的元素。为了发挥这样的效果，需要使mn含有1.49质量％以上。mn含量优选为1.50质量％以上，更优选为1.51质量％以上。但是，若使mn过剩地含有，则焊接性等发生劣化，因此使上限为1.59质量％。mn含量优选为1.58质量％以下，更优选为1.57质量％以下。

(al：0.02～0.06质量％以下)

al是脱氧所需要的元素，并且固定钢中的n，也有防止固溶n造成母材韧性劣化的效果。为了发挥这样的效果，需要使al含有0.02质量％以上。al含量优选为0.025质量％以上，更优选为0.030质量％以上。另一方面，若al被过剩地包含，则形成氧化铝系的粗大的夹杂物，母材韧性降低，因此al含量需要在0.06质量％以下。al含量优选为0.055质量％以下，更优选为0.050质量％以下。

(ni：0.24～0.34质量％)

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而容易产生的热加工时的裂纹的效果。为了发挥这样的效果，需要使ni量含有0.24质量％以上。ni含量优选为0.25质量％以上，更优选为0.26质量％以上。但是，若使ni过剩地含有，则淬火性变得过剩，得不到希望的均匀伸长率。因此，ni量需要为0.34质量％以下。ni含量优选为0.33质量％以下，更优选为0.32质量％以下。

(nb：0.015～0.021质量％)

nb形成碳化物、碳氮化物，对于使强度提高是有效的元素。为了得到这样的效果，需要使nb含有0.015质量％以上。nb含量优选为0.016质量％以上，更优选为0.017质量％以上。另一方面，若nb被过剩包含，则析出的碳化物和碳氮化物变得过多，析出强化能力过剩，带来屈强比增大。因此nb含量需要为0.021质量％以下。nb含量优选为0.020质量％以下，更优选为0.019质量％以下。

(ti：0.012～0.018质量％)

ti与n结合而形成tin，防止热轧前的加热时的奥氏体晶粒，即γ晶粒的粗大化，是有助于母材韧性提高的元素。另外，也有固定钢中的n，防止固溶n造成母材韧性劣化的效果。为了发挥这些效果，需要使ti含有0.012质量％以上。ti含量优选为0.013质量％以上，更优选为0.014质量％以上。另一方面，若ti含量变得过剩，则tin粗大化，母材韧性劣化，因此需要为0.018质量％以下。ti含量优选为0.017质量％以下，更优选为0.016质量％以下。

(b：0.0007～0.0013质量％)

b容易抑制粗大的铁素体组织的生成。为了发挥这样的效果，需要使b含有0.0007质量％以上。b含量优选为0.0008质量％以上，更优选为0.0009质量％以上。但是，若b量变得过剩，则淬火性变得过剩，得不到期望的均匀伸长率，因此需要为0.0013质量％以下。b含量优选为0.0012质量％以下，更优选为0.0011质量％以下。

(ca：0.0010％～0.0030质量％)

ca有助于mns的球化，对于改善母材韧性和板厚方向的延展性是有效的元素。为了发挥这样的效果，优选使ca含量为0.0010质量％以上。ca含量优选为0.0012质量％以上，更优选为0.0015质量％以上。但是，若ca含量高于0.0030质量％而变得过剩，则夹杂物粗大化，母材韧性劣化。因此ca含量为0.0030质量％以下。ca含量优选为0.0028质量％以下，更优选为0.0025质量％以下。

(n：0.0040～0.0060质量％)

n生成tin、aln，防止热轧前的加热时和焊接时的γ晶粒的粗大化，对于使母材韧性和焊接热影响部(heataffectedzone：haz)的韧性(以下，称为haz韧性。)提高是有效的元素。若n的含量低于0.0040质量％，则上述tin等不足，上述γ晶粒变得粗大，母材韧性劣化。因此n含量需要为0.0040质量％以上。n含量优选为0.0042质量％以上，更优选为0.0044质量％以上。另一方面，若n含量高于0.0060质量％而变得过剩，则由于固溶n的增大，对母材韧性·haz韧性造成不利影响。因此，n含量为0.0060质量％以下。n含量优选为0.0058质量％以下，更优选为0.0056质量％以下。

(p：高于0质量％并在0.010质量％以下)

p是对母材和焊接部的韧性造成不利影响的不可避免的杂质。需要以不招致这种问题的方式，将其含量抑制在0.010质量％以下。p含量优选为0.009质量％以下，更优选为0.008质量％以下。还有，工业上达到0％有困难，下限为0.002质量％左右。

(s：高于0质量％并在0.002质量％以下)

s是对韧性和钢板的板厚方向的延展性造成不利影响的不可避免的杂质，优选少的方面。从这一观点出发，s含量需要抑制在0.002质量％以下。s含量更优选为0.001质量％以下，进一步优选为0.0005质量％以下。

本发明的实施方式的厚钢板的基本成分如上述，余量实质上是铁。

但是，当然允许因原料、材料或制造设备等的状况而混入p和s以外的不可避免的杂质包含在钢中。

另外，不可避免的杂质中，作为由于废料等的使用或其他的要因而混入的另外的杂质，也能够含有cr、mo和/或v。

若使cr过剩地含有，则淬火性变得过剩，得不到希望的均匀伸长率。因此，作为杂质而含有cr时，cr含量优选为0.1质量％以下。cr含量更优选为0.09质量以下，进一步优选为0.08质量％以下。

若mo过剩地被包含，则淬火性变得过剩，作为结果是抗焊接裂纹性劣化，因此作为杂质而含有mo时，mo含量优选为0.05质量％以下。mo含量更优选为0.04质量以下，进一步优选为0.03质量％以下。

若v被过剩地包含，则析出的碳化物或碳氮化物过多，析出强化能力过剩，带来屈强比增大。因此，作为杂质而含有v时，v含量优选为0.005质量％以下。v含量更优选为0.003质量％以下，进一步优选为0.001质量％以下。

具有这样构成的本发明的实施方式的厚钢板，其均匀伸长率优异，可以作为船舶、建筑物、桥梁、建筑机械等的构造用材料优选使用。

＜2.厚钢板的制造方法＞

为了制造本发明的实施方式的厚钢板，使用含有上述的化学成分组成的钢片，例如使用板坯，恰当调整钢片的加热温度、终轧温度和其后的冷却速度。

具体来说，包括如下工序：(a)将具有所述化学成分组成的钢片，加热至900～1250℃的加热工序；(b)在所述工序(a)后，以680～800℃的终轧温度进行终轧的工序；和(c)在所述工序(b)后，以满足下述(1)式的冷却速度a冷却至常温为止的工序。

736.02×[c]+8.5×a+208.53≤260(1)

在此，[c]是c的含量(质量％)，a是终轧后的冷却速度(℃/s)。

以下，对于各工序进行详述。还有，本说明书中规定的“温度”，是材料的温度。

[(a)将具有所述化学成分组成的钢片加热至900～1250℃的加热工序]

将具有上述的化学成分组成的钢片，例如板坯，加热至可以热轧的900～1250℃。加热温度优选为1000℃以上，更优选为1050℃以上，优选为1200℃以下，更优选为1150℃以下。

[(b)在所述工序(a)后，以680～800℃的终轧温度进行终轧的工序]

在所述工序(a)后，为了确保强度和伸长率，将终轧温度控制在680～800℃进行终轧。终轧温度优选为690℃以上，更优选为700℃以上，优选为790℃以下，更优选为780℃以下。

[(c)在所述工序(b)后，以满足(1)式的冷却速度a冷却至常温为止的工序]

所述工序(b)后，以满足下述(1)式的冷却速度a冷却至常温为止。

736.02×[c]+8.5×a+208.53≤260(1)

在此，[c]是c的含量(质量％)，a是终轧后的冷却速度(℃/s)。

以下，说明上述(1)式的技术的意义。

图1是表示第二相的硬度与上述(1)式的左边的值的关系的图。另外，图2是表示第二相的硬度与均匀伸长率的关系的图。

图1和2中，“□”所表示的标绘表示以满足上述(1)式的冷却速度冷却而制造的本发明的实施方式例的厚钢板。另一方面，由“○”表示的标绘表示以满足上述(1)式的冷却速度制造的比较例的厚钢板。

如图1所示，若上述(1)式的左边的值变大，则第二相的硬度变大。另外，如图2所示，若第二相的硬度变大，则均匀伸长率变小。由图1和2的结果可知，通过控制上述(1)式的左边的值，即，通过控制厚钢板中的c的含量和终轧后的冷却速度，能够控制均匀伸长率和硬质第二相的硬度这两者。

本发明者发现，对于本申请中具有规定的化学成分组成的钢片实施所述工序(a)和(b)，根据钢片中的c的含量[c]，以满足上述(1)式的方式控制终轧后的冷却速度a，由此能够使第二相的硬度处于260hv以下，能够达成17.5％以上的优异的均匀伸长率，从而在本申请中规定上述(1)式。

从得到均匀伸长率优异的厚钢板的观点出发，上述(1)式的左边的值优选为200以上，更优选为210以上，优选为255以下，更优选为250以下。

全部热轧工序中的累积压下率优选为60％以上。更优选为65％以上。为了精心制作α晶粒，需要在未再结晶温度域施加充分的压下。未再结晶温度域的压下量优选为20％以上，更优选为25％以上，进一步优选为30％以上。

如以上说明了本发明的实施方式的厚钢板的制造方法，但理解本发明的实施方式的厚钢板的希望的特性的本领域技术人员进行尝试法，在制造具有本发明的实施方式的希望的特性的厚钢板的方法中，也可能发现上述的制造方法以外的方法。

【实施例】

以下，列举实施例更具体地说明本发明的实施方式，但本发明当然不受下述实施例限制，在能够符合前述或后述的宗旨的范围，当然也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。

遵循通常的熔炼法，熔炼铸造表1所示的钢种a～x的化学成分组成的钢片后，以表2所示的制造条件进行钢片的加热、终轧和冷却，制造厚度为12～50mm的试验no.1～24的厚钢板。

表1和2中，带下划线的意思是脱离本发明的实施方式的规定之外。

【表2】

对于各厚钢板，遵照以下的要领，进行金属组织的观察，进行铁素体的平均粒径、第二相的硬度和拉伸性能(均匀伸长率(uniformelongation)：u.e1，抗拉强度：ts)的测量。

[1.金属组织的观察]

按以下的步骤进行金属组织的观察。

(1)以能够观察到与轧制方向平行且相对于钢板表面垂直的、含钢板表面及背面在内的板厚截面的方式，从上述钢板上提取试样。

(2)作为用湿式金刚砂研磨纸(#150～#1000)的研磨，或与之有同等功能的研磨，例如通过使用金刚石研磨膏等的研磨剂的研磨等，进行观察面的镜面加工。

(3)对于经过研磨的试样，用3％硝酸乙醇腐蚀溶液进行腐蚀，使结晶晶界显现。

(4)在板厚t/4部位，使用光学显微镜以400倍的倍率观察显现出的组织，组织具有铁素体时，将铁素体以外作为硬质第二相，铁素体作为第一相。即，硬质第二相比第一相硬。组织没有铁素体，而是有贝氏体和马氏体时，将贝氏体作为第一相，比贝氏体硬的马氏体作为第二相。

[2.铁素体的平均粒径]

对于以3％硝酸乙醇腐蚀溶液进行了腐蚀的上述试样，在板厚t/4部位，用光学显微镜以100倍的倍率观察第一相，拍摄10个视野的照片。根据该显微镜照片，以比较法(jisg0551)求得铁素体的粒径，将其平均值作为铁素体的平均粒径。

[3.第二相的硬度的测量方法]

对于以3％硝酸乙醇腐蚀溶液进行了腐蚀的上述试样，在板厚t/4的部位，使用显微维氏硬度计以0.05n的测量载荷测量了第二相的硬度。在第二相以10处以上测量硬度，将其平均值作为第二相的硬度。还有，组织只有马氏体，即为马氏体单相时，将该相的硬度作为第二相的硬度进行测量。

[4.拉伸试验]

使试验片的纵长方向与轧制方向成直角而提取总厚度板状试验片(5号)，按jisz2241：2015的要领进行拉伸试验，测量抗拉强度(ts)和均匀伸长率(u.e1)。

u.e1为17.5％以上的厚钢板判定为可实用的水平。

金属组织、铁素体的平均粒径、第二相的硬度和拉伸性能(均匀伸长率：u.e1，抗拉强度：ts)显示在表3中。表3中，带下划线的意思是脱离本发明的实施方式的规定之外。

【表3】

由表3的结果，能够进行如下考察。试验no.1～4和19～24均是满足本发明的实施方式所规定的全部要件的例子，均匀伸长率优异。

另一方面，试验no.5～18是不满足本发明的实施方式所规定的任意要件的例子。

试验no.5是使用si、cu和ni过剩的钢种e，还不满足(1)式的快的冷却速度进行冷却而制造的厚钢板的例子，由于cu过剩，延展性降低，另外，第二相的硬度高于260hv，无法达成希望的均匀伸长率。

试验no.6和7分别是使用c过剩的钢种f和g，以比本申请中规定的终轧温度高的温度进行终轧，还以不满足(1)式的快的冷却速度冷却而制造的厚钢板的例子，第二相的硬度高于260hv，无法达成希望的均匀伸长率。

试验no.8～11分别是以不满足(1)式的快的冷却速度冷却而制造的厚钢板的例子，无法达成希望的均匀伸长率。

试验no.12和13，是以比本申请中规定的终轧温度高的温度进行终轧，还以不满足(1)式的快的冷却速度冷却而制造的厚钢板的例子，第二相的硬度高于本申请规定的260hv，无法达成希望的均匀伸长率。

试验no.14是使用si、cu和ni过剩的钢种n，又以不满足(1)式的快的冷却速度冷却而制造的厚钢板的例子，第二相的硬度高于本申请规定的260hv，无法达成希望的均匀伸长率。

试验no.15～18分别是使用c过剩的钢种o～r，以比本申请规定的终轧温度高的温度进行终轧，还以不满足(1)式的快的冷却速度冷却而制造的厚钢板的例子，第二相的硬度高于260hv，无法达成希望的均匀伸长率。

本申请伴随以申请日为2016年8月29日的日本国专利申请、特愿第2016－166817号，申请日为2017年5月30日的日本国专利申请、特愿第2017－106674号，及申请日为2017年6月22日的日本国专利申请、特愿第2017－122479号为基础申请的优先权主张。特愿第2016－166817号、特愿第2017－106674号及特愿第2017－122479号作为参照编入本说明书。