CN102482751A - 船体用厚钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的船体用厚钢板具有如下化学成分：以质量％计，含有C：超过0.03且为0.10％以下、P：≤0.05％、S：≤0.05％、Al：0.002～0.1％，剩余部分包含铁以及不可避免的杂质，且具有如下显微组织：包含铁素体，且包含珠光体、贝氏体中的1种以上，所述显微组织中的未加工的铁素体的面积率为85％以上，所述未加工的铁素体的平均结晶粒径为5～40μm，所述铁素体的晶粒内的渗碳体粒子以个数密度计为50000个/mm²以下，屈服强度为235MPa以上，抗拉强度为460MPa以下，均匀伸长率为15％以上，0℃下的夏比平均吸收能量为100J以上。

Description

船体用厚钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及具有在碰撞时发生变形而能够防止被碰撞的对方一侧的船发生损伤的缓冲效果、使碰撞安全性提高的船的船头结构所使用的板厚为8mm以上的厚钢板及其制造方法。

本申请基于2009年11月20日在日本申请的特愿2009-265118号主张优先权，并在此援引其内容。

背景技术

目前的大型船在船的船头结构中使用了板厚为8mm以上的厚钢板，为了哪怕是少量减轻由波浪的阻力所产生的能量损失，在船头吃水线下具备球鼻型船首(球状船头；bulbous bow)。

以往，在球鼻型船首采用在内部沿纵横方向配置有增强用的横梁材料的刚体结构(参照专利文献1以及2)。但是，具备刚体结构的球鼻型船首的船在与他船碰撞时，例如，如图1A所示，碰撞船20的球鼻型船首20a侵入被碰撞船21的船腹21a，进而扩大破坏部位，损坏被碰撞船21的船壳(船腹21a)，有时形成破口(孔)21b。

因此，近年来，提出了：在船彼此之间发生碰撞时，特别是碰撞船的船头与被碰撞船的船腹碰撞时，以不损坏被碰撞船的船壳的方式尽量吸收碰撞能量的结构的球鼻型船首(参照专利文献3～5)。

在专利文献3中公开了一种球鼻型船首，其中，通过使顶端部为水密性结构，使与顶端部连接的周缘部为非水密性结构(球鼻型船首内部与外部水连通的结构)，吸收碰撞能量。但是，在专利文献3中公开的球鼻型船首由于与顶端部连接的周缘部为非水密性结构，因此难以充分地降低造波阻力。

另外，专利文献3中公开的球鼻型船首由于具有非水密性结构，因此必须对钢板进行防腐蚀加工，因而制造成本增大。

专利文献4中公开了一种球鼻型船首，其中，在球状突起的根部的外板上设置降低了横向的弯曲刚性的厚度减薄部。另外，专利文献5中公开了一种球鼻型船首，在球状突起的根部的外板上设置横向的弯曲强度低的低强度部(由下屈服点或者0.2％屈服强度为235MPa以下的低屈服点钢构成的部分)。

专利文献4以及5中公开的球鼻型船首通过在球鼻型船首的根部附近设置厚度减薄部或者低强度部，从而在碰撞时容易使球鼻型船首的根部弯曲。

即，对专利文献4以及5中公开的球鼻型船首来说，船彼此之间以期望的角度发生碰撞时，例如，如图1B所示，碰撞船30的球鼻型船首30a在根部30b容易弯折。因此，与被碰撞船31的船腹31a接触的球鼻型船首30a的面不是顶端面30c、而是主体面30d，因此被碰撞船31的船腹31a的损伤降低。

但是，专利文献4以及5中公开的球鼻型船首与专利文献3中公开的球鼻型船首不同，球鼻型船首自身不能作为吸收碰撞能量的减震器发挥作用。因此，推定：船彼此之间以接近90°的角度发生碰撞时，球鼻型船首在受到碰撞反作用力而在根部发生弯折前，侵入被碰撞船的船腹。

需要说明的是，图1B的虚线部分表示碰撞船30与被碰撞船31碰撞前的球鼻型船首30a的位置。

结果，专利文献4以及5中公开的球鼻型船首在降低被碰撞船的船腹的损坏程度方面受到限制。

另一方面，作为提高船的碰撞安全性的手段，也研究了使用在碰撞时的能量吸收能力优良的钢板，专利文献6～10中公开了这样的钢板。

专利文献6中公开的钢板是通过提高铁素体的占有率和硬度，缩小第二相的尺寸，增大加工硬化，由此提高能量吸收能力。

另外，专利文献7～9中公开的钢板是通过将残留奥氏体分散在钢中，利用相变诱发塑性(TRIP)来增大加工硬化，由此使强度和均匀伸长率提高，从而提高能量吸收能力。

另外，专利文献10中公开的钢板是使其组织为细晶粒铁素体主体组织，利用析出强化来提高铁素体相的强度，由此使耐破坏特性提高。

但是，碰撞船的船头与被碰撞船的船腹碰撞时，被碰撞船的船腹即使由能量吸收能力提高了的钢板构成，只要碰撞船的球鼻型船首不发生变形，球鼻型船首贯穿船腹的危险性也高。另外，根据碰撞的方式不同，无法期待得到使用能量吸收量高的钢板的效果。

与此相对，在碰撞船的球鼻型船首如果能够吸收碰撞能量，则能够尽量降低被碰撞船的船腹的损坏。

但是，专利文献6～10中公开的能量吸收能力优良的钢板的强度高，加工硬化大，因此碰撞时对被碰撞船施加的压迫力增大。因而，在球鼻型船首的变形没有充分地进行的状态下充分吸收能量前，球鼻型船首贯穿船腹的可能性高。

另外，为了制造球鼻型船首中使用的曲率大的曲板，在其成形过程中多采用通过线状加热进行弯曲加工、即线状加热加工。

该线状加热加工是利用如下现象：使用煤气炉等对钢板表面进行线状局部加热，加热部分发生热膨胀，从其周围受到拘束而发生塑性变形。通常，为了提高作业效率，在加热后立刻进行水冷，根据母材的显微组织的变化，线状加热加工后的钢板的材质发生变化。

即，对专利文献6～10中公开的能量吸收能力优良的钢板来说，对加热后水冷的部分进行淬火，强度局部地上升，伸长率降低的可能性高。

因此，使用这样的曲板的球鼻型船首的强度不均匀，难以变形。因此，具备该球鼻型船首的船与他船碰撞时，如图1A所示，碰撞船20的船头20a侵入被碰撞船21的船腹21a，破坏船腹21a，进而破坏部位扩大，从而在船体上形成破口(孔)21b的危险性也大。

与专利文献6～10相对，专利文献11中公开了一种钢板，其通过降低400℃下的屈服强度，提高由线状加热产生的弯曲加工性。对该钢板来说，为了使400℃下的屈服强度降低，使室温的屈服强度也降低。因此，在将该钢板用于球鼻型船首的情况下，在碰撞时变形容易进行，从而具有球鼻型船首能够充分地吸收能量的可能性。但是，根据国际船级联合会(IACS)的统一标准，需要室温下的屈服强度满足235MPa以上，因此使用微细渗碳体的分散强化。但是，由于渗碳体对热不稳定，因此难以在线状加热后维持钢板中的渗碳体的分散状态，从而满足规定的材质。另外，微细渗碳体的分散存在下述的问题：得不到所需的加工硬化特性，并且难以得到用于吸收能量的充分的均匀伸长率。

另外，专利文献12以及13中公开了一种球鼻型船首用钢板，其通过减少碳量来减低屈服点，提高加工性以及加工后的韧性。但是，制造这样的极低碳钢板时，熔炼负荷变得极大，并且成本增大，因此在经济上不优选。

因此，目前需求一种球鼻型船首用的厚钢板，其在航行时发挥大幅降低造波阻力而进一步降低能量损失、进一步提高船的推进性能的功能，而在碰撞时发挥降低被碰撞船的船腹的损坏、有效地吸收碰撞能量的减震器功能。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2002-347690号公报

专利文献2：日本特开2005-199736号公报

专利文献3：日本特开平08-164887号公报

专利文献4：日本特开2004-314824号公报

专利文献5：日本特开2004-314825号公报

专利文献6：日本特开平11-193438号公报

专利文献7：日本特开平11-246934号公报

专利文献8：日本特开2007-162101号公报

专利文献9：日本特开2008-45196号公报

专利文献10：日本特开2002-105534号公报

专利文献11：日本特开2009-185380号公报

专利文献12：日本特开平5-70885号公报

专利文献13：日本特开平6-256891号公报

发明内容

发明所要解决的问题

本发明鉴于对球鼻型船首的上述要求，其课题在于，提供能够在无需变更船体结构的设计的情况下在碰撞时有效地吸收碰撞能量、能够显著降低被碰撞船的船腹的损坏的球鼻型船首用的厚钢板及其制造方法。

解决上述问题的手段

为了解决上述课题而深入地进行了研究，结果完成了本发明，其手段如下。

(1)本发明的一个方案的船体用厚钢板具有如下化学成分：以质量％计，含有C：超过0.03且为0.10％以下、P：≤0.05％、S：≤0.05％、Al：0.002～0.1％，剩余部分包含铁以及不可避免的杂质，且具有如下显微组织：包含铁素体，且包含珠光体、贝氏体中的1种以上，上述显微组织中的未加工的铁素体的面积率为85％以上，上述未加工的铁素体的平均结晶粒径为5～40μm，上述铁素体的晶粒内的渗碳体粒子以个数密度计为50000个/mm²以下，屈服强度为235MPa以上，抗拉强度为460MPa以下，均匀伸长率为15％以上，0℃下的夏比平均吸收能量(average Charpy absorbed energy)为100J以上。

(2)上述(1)所述的船体用厚钢板中，以质量％计，含有Si：0.03～1％、Mn：0.1～1.5％、Cu：0.02～0.5％、Ni：0.02～0.5％、Cr：0.02～0.5％、Mo：0.002以上且低于0.2％、Nb：0.002～0.02％、V：0.002～0.04％、Ti：0.002～0.04％、B：0.0002～0.002％、N：0.0005～0.008％、Ca：0.0003～0.005％、Mg：0.0003～0.005％、REM：0.0003～0.005％之中的1种以上作为上述化学成分，并且，碳当量Ceq可以为0.30％以下。

其中，Ceq＝[C]+[Si]/24+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[V])/10+([Mo]+[Nb])/5+[Ti]/20+[B]/3+[N]/8。

其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[V]、[Mo]、[Nb]、[Ti]、[B]、[N]分别为C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、V、Mo、Nb、Ti、B、N的以质量％计的含量。

(3)上述(2)所述的船体用厚钢板中，以质量％计，上述碳当量Ceq可以为0.27％以下。

(4)上述(1)或者(2)所述的船体用厚钢板中，屈服比可以为0.70以上。

(5)本发明的第一方案的船体用厚钢板的制造方法是：将具有上述(1)～(3)中任一项所述的化学成分的钢坯加热至1000～1300℃；在A_r3相变点以上的奥氏体单相区内进行累积压下率为30～98％的轧制直至达到制品板厚；从760℃以上的冷却开始温度以按板厚平均为1～50℃/秒的冷却速度进行加速冷却直至400～650℃的温度，然后进行空气冷却。

(6)本发明的第二方案的船体用厚钢板的制造方法是：将具有上述(1)～(3)中任一项所述的化学成分的钢坯加热至1000～1300℃；在Ar₃相变点以上的奥氏体单相区内进行累积压下率为30～98％的轧制直至达到制品板厚；从760℃以上的冷却开始温度以按板厚平均为1～50℃/秒的冷却速度进行加速冷却直至低于400℃的温度，然后在400～650℃的温度下进行回火。

(7)本发明的第三方案的船体用厚钢板的制造方法是：将具有上述(1)～(3)中任一项所述的化学成分的钢坯加热至1000～1300℃；在Ar3相变点以上的奥氏体单相区内进行累积压下率为30～98％的轧制直至达到制品板厚；进行空气冷却。

发明效果

根据本发明，在具有球鼻型船首的自船的船头与他船的船腹碰撞这样的事故发生的情况下，碰撞船(自船)中的球鼻型船首的球状部侧面更均匀地发生弯曲变形，由此能够大幅吸收碰撞能量。另外，通过在吸收碰撞能量的同时碰撞面被压碎，能够尽量降低被碰撞船(他船)的损伤，由此能够有助于预防被碰撞船的沉没或油流出所导致的海洋污染。

附图说明

图1A是表示船头结构不具有缓冲效果的船发生碰撞时的碰撞船与被碰撞船各自的变形的示意图。

图1B是表示船头结构具有缓冲效果的船发生碰撞时的碰撞船与被碰撞船各自的变形的示意图。

图1C是表示船头结构具有使用了本发明的船体用厚钢板而得到的缓冲效果的船发生碰撞时碰撞船与被碰撞船各自的变形的示意图。

具体实施方式

以下，对本发明的一个实施方式进行说明。

在具有球鼻型船首的船舶的船头与他船的船腹碰撞这样的事故发生的情况下，如图1C所示，如果球鼻型船首10a的球状部分10b能够更均匀地进行弯曲变形，则能够吸收更多的碰撞能量，因此碰撞产生的碰撞力得以缓和。其结果，能够避免被碰撞船11的船腹11a的局部的断裂和破损，从而能够防止破口(孔)的产生。

需要说明的是，图1C的虚线部分表示碰撞船10与被碰撞船11碰撞前的球鼻型船首10a的位置。

通过FEM分析来研究这样的球鼻型船首的变形行为，结果发现，关于机械性质，在屈服强度为235MPa以上、抗拉强度为460MPa以下、均匀伸长率为15％以上的情况下，在船彼此之间的碰撞时对被碰撞船施加的压迫力变小。而且，此时，球鼻型船首容易发生变形，球鼻型船首与被碰撞船的船腹的接触面积增大，球鼻型船首有效地吸收碰撞能量，从而能够显著降低被碰撞船的船腹中的损伤。

以下，对本实施方式中的屈服强度、抗拉强度、均匀伸长率、0℃下的夏比平均吸收能量的限定理由进行说明。

目前的大型船在船头结构中使用板厚为8mm以上、最大为100mm的厚钢板，为了碰撞船的船头发生弯曲变形，基本上来说，需要在碰撞船的船头中使用的钢板的屈服强度比被碰撞船中使用的钢板的屈服强度小。但是，船中使用的钢板的屈服强度需要满足国际船级联合会(IACS)的统一标准，而且，以往的具有内骨结构的船头结构需要能耐受波动碰撞的强度。另外，使屈服强度过度降低时，无法期待变形时有大的能量吸收效果。考虑到以上方面，钢板的屈服强度需要为235MPa以上。另外，从船所使用的钢板的屈服强度考虑，屈服强度的上限通常优选为400MPa以下。为了在碰撞时船头更确实地发生弯曲变形，钢板的屈服强度更优选为320MPa以下。

为了提高能量吸收能力，需要提高抗拉强度。但是，抗拉强度变得过高时，在碰撞时对被碰撞船施加的压迫力增大。此时，在球鼻型船首的变形没有充分地进行的状态下充分吸收能量前，球鼻型船首贯穿船腹的可能性高。因此，抗拉强度的上限为460MPa。为了得到所需的能量吸收能力，抗拉强度的下限优选为300MPa。

为了提高能量吸收能力，均匀伸长率和抗拉强度同样需要增大，均匀伸长率的下限为15％。为了使能量吸收能力进一步提高，优选均匀伸长率为20％以上。另外，均匀伸长率越高越好，为了确保必需的强度，优选为50％以下。

另外，为了防止碰撞时的脆性破坏，0℃下的夏比平均吸收能量需要为100J以上。即，如果在碰撞时发生脆性破坏，则无法进行由弯曲变形实施的能量吸收，进而向其他构件传播裂纹，发生严重的破坏事故的危险性高。因此，上述夏比平均吸收能量的下限为100J。为了防止脆性破坏，进一步提高安全性，夏比平均吸收能量优选为150J以上。另外，如果考虑到大致能够避免脆性破坏的危险性的水平，则夏比吸收能量的上限优选为500J。

此外，屈服比优选为0.70以上。屈服比降低时，加工硬化增大，因此钢板的能量吸收能力提高。但是，如上所述，如果加工硬化增大，则在碰撞时碰撞船的球鼻型船首对被碰撞船施加的压迫力增大。因此，在没有充分地进行球鼻型船首的变形的状态下充分吸收能量前，有可能发生球鼻型船首贯穿船腹。因此，为了充分地确保作为球鼻型船首的能量吸收能力，优选根据钢板的强度限制屈服比。为了更加确实地确保球鼻型船首的变形，屈服比更优选为0.75以上，最优选为0.80以上。另外，为了确保能量吸收能力以及作为球鼻型船首用的钢板的加工性，屈服比优选为0.95以下。

以下，阐述本实施方式中的显微组织的限定理由。

钢板的显微组织是：含有铁素体作为母相，除了该铁素体之外，由珠光体、贝氏体的1种以上构成。

首先，未加工的铁素体为母相的理由是：利用钢板的组织中最软的组织来抑制强度，同时使均匀伸长率提高，从而使伴随球鼻型船首的弯曲变形的吸收能量增加。另外，通过两相区轧制等加工的铁素体成为均匀伸长率以及夏比平均吸收能量的降低的原因，因此为了避免它们的降低，母相的铁素体为未加工的铁素体。另外，通过加工铁素体的生成，钢板的各向异性增大，因此母相的铁素体为加工铁素体时，在碰撞时使球鼻型船首均匀地弯曲变形而使钢板中吸收能量变困难。需要说明的是，如果加工铁素体为1％以下，则判断显微组织中不存在加工铁素体。

将未加工铁素体以外设定为珠光体、贝氏体的理由是：仅仅通过未加工的铁素体相难以确保强度，加工硬化特性极端降低，无法使均匀伸长率为15％以上，从而难以确保碰撞时的能量吸收能力。另外，组织中如果存在马氏体，则难以使抗拉强度为460MPa以下、使0℃下的夏比平均吸收能量为100J以上，因此需要通过光学显微镜进行组织观察来确认没有马氏体。

如果未加工的铁素体的面积率低于85％，则难以使未加工铁素体以外的加工铁素体、珠光体、贝氏体、马氏体等硬的组织超过15％、使抗拉强度为460MPa以下、使均匀伸长率为15％以上。因此，未加工的铁素体的面积率为85％以上。未加工的铁素体的面积率优选为90～95％。

未加工的铁素体粒径低于5μm时，难以确保15％以上的均匀伸长率，未加工的铁素体粒径超过40μm时，难以确保235MPa以上的屈服强度以及100J以上的0℃下的夏比平均吸收能量。因此，使未加工的铁素体粒径为5～40μm。

另外，在铁素体的晶粒内存在以个数密度计超过50000个/mm²的渗碳体粒子时，容易产生孔洞，因此均匀伸长率降低，难以确保15％以上的均匀伸长率。因而，将铁素体的晶粒内的渗碳体粒子限定为以个数密度计为50000个/mm²以下。

以下，对限定各元素的量的理由进行说明。需要说明的是，以下的“％”在没有特别的说明的情况下为“质量％”。

C：超过0.03且为0.10％以下

C是使钢的强度增加的元素，为了确保235MPa以上的室温下的屈服强度，使熔炼负荷减轻，需要超过0.03％的C。但是，C量超过0.10％时，例如珠光体等第二相的面积率增加，难以使抗拉强度为460MPa以下、使均匀伸长率为15％以上。因此，C量的上限为0.10％。为了更加确实地控制屈服强度、抗拉强度、均匀伸长率，C量优选为0.04～0.08％。

P：≤0.05％、S：≤0.05％

P为杂质元素，通过固溶强化使高温下的屈服强度增加，使韧性劣化，因此需要尽量降低P。但是，P量为0.05％以下时，上述不良影响可以被容许，因此P量的上限为0.05％。S也是杂质元素，由于使钢的韧性以及延展性劣化，因此优选尽量降低S。但是，S量为0.05％以下时，上述不良影响可以被容许，因此S量的上限为0.05％。

Al：0.002～0.1％

Al在本发明中是重要的元素，主要是为了脱氧而添加的。为了进行充分的脱氧，Al需要为0.002％以上。但是，Al量超过0.1％时，生成氧化铝系的粗大氧化物及其束群，损害韧性，因此Al量的上限为0.1％。为了更加确实地进行脱氧，进一步确保韧性，Al量优选为0.01～0.07％。

以上的成分为本发明的钢板的基本成分。可以使用至少含有这些基本成分的钢板作为本发明目标的碰撞能量吸收能力优良的球鼻型船首用的厚钢板(以8mm以上的板厚作为对象。需要说明的是，板厚的上限没有特别限定，但现实使用的是约100mm)。另外，为了调节强度以及韧性，可以在钢中添加Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、V、Ti、B、N作为选择元素。这些选择元素即使微量添加，也能提高钢的淬火性，因此除了由晶粒微细化引起的强度以及韧性的提高之外，还有助于固溶强化、析出强化等的强度提高。为了得到该效果，Si量的下限为0.03％，Mn量的下限为0.1％，Cu量、Ni量、Cr量的下限分别为0.02％，Mo量、Nb量、V量、Ti量的下限分别为0.002％，B量的下限为0.0002％，N量的下限为0.0005％。但是，过量添加任意的选择元素时，容易生成贝氏体等低温相变组织，从而难以使铁素体的面积率为90％以上。此时，强度增加，均匀伸长率降低，因此难以使抗拉强度为460MPa以下，使均匀伸长率为15％以上。因此，需要对各种选择元素的量设置上限。关于该上限，Si量为1％，Mn量为1.5％，Cu量、Ni量、Cr量分别为0.5％，Mo量为0.2％(不包括0.2％)，Nb量为0.02％，V量、Ti量分别为0.04％，B量为0.002％，N量为0.008％。另外，关于该上限，优选Si量为0.8％以下，Mn量为1.2％以下，Cu量、Ni量、Cr量分别为0.3％以下，Mo量为0.05％以下，Nb量为0.01％以下，V量、Ti量分别为0.02％以下，B量为0.001％以下，N量为0.006％以下。

另外，在Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、V、Ti、B的添加时，需要使下述(1)式所示的碳当量Ceq为0.30质量％以下。当上述元素过量添加而使碳当量Ceq超过0.30质量％时，如上所述，容易生成贝氏体等低温相变组织，难以使铁素体的面积率为85％以上。此时，强度增加，均匀伸长率降低，因此难以使抗拉强度为460MPa以下，使均匀伸长率为15％以上。另外，屈服强度也增加，因此具有碰撞船的屈服强度比被碰撞船的屈服强度大的可能性。此时，无法缓和碰撞时对被碰撞船的碰撞力，其结果，由于被碰撞船的局部的断裂或破损，产生破口(孔)的危险性高。另外，为了制造球鼻型船首中使用的曲率大的曲板，在进行线状加热加工的情况下，对加热后水冷的部分淬火，强度局部地上升，均匀伸长率降低。为了防止这些，碳当量Ceq需要为0.30质量％以下。为了更加确实地控制抗拉强度、屈服强度、均匀伸长率，优选的碳当量Ceq为0.27质量％以下。需要说明的是，碳当量Ceq是通过研究上述元素的量与强度的相关性而进行多重回归分析来确定系数的式子。

Ceq＝[C]+[Si]/24+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[V])/10+([Mo]+[Nb])/5+[Ti]/20+[B]/3+[N]/8    (1)

其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[Nb]、[V]、[Ti]、[B]、[N]分别为各元素的添加量(质量％)。

因此，(1)式的碳当量Ceq与JIS中规定的碳当量Ceq(JIS)或由国际焊接学会规定的碳当量Ceq(IIW)等标准化后的碳当量不同(参照下述(2)以及(3)式)。

Ceq(JIS)＝[C]+[Si]/24+[Mn]/6+[Ni]/40+[Cr]/5+[Mo]/4+[V]/14    (2)

Ceq(IIW)＝[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5        (3)

另外，即使上述选择元素作为不可避免的杂质含有时，也要求(1)式的碳当量Ceq为0.30质量％以下。

另外，除了上述选择元素之外，本发明中，为了提高钢板的延展性以及提高HAZ韧性，在钢中可以含有0.0003～0.005％的Ca、0.0003～0.005％的Mg、0.0003～0.005％的REM作为选择元素。通过添加这些，能确保延展性以及HAZ韧性。Ca、Mg、REM各自的量低于0.003％时，难以得到钢板的延展性提高以及HAZ韧性提高的效果。另一方面，Ca、Mg、REM分别超过0.005％添加时，这些效果饱和。因此，Ca、Mg、REM的量分别设定为0.0003～0.005％。

因此，钢中可以在上述含量的范围内含有Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、V、Ti、B、N、Ca、Mg、REM之中的1种以上作为选择元素。

如上所述，使用具有如下化学组成的钢板作为船体用钢板：含有上述基本成分和根据需要的上述选择元素，剩余部分包含铁以及不可避免的杂质。

如上所述，通过采用本实施方式的钢板，在无需变更船体结构的设计的情况下在具有球鼻型船首的自船的船头与他船的船腹碰撞这样的事故发生时碰撞船(自船)中的球鼻型船首的球状部侧面更均匀地发生弯曲变形，由此能够有效地吸收碰撞能量。另外，在吸收碰撞能量的同时碰撞面被压碎，由此能够显著降低被碰撞船(他船)的船腹的损坏。

以下，关于限定本发明的制造方法的理由，使用一个实施方式进行说明。

首先，将调节至上述适当的化学组成的钢水通过转炉等通常公知的熔炼方法进行熔炼，通过连铸等通常公知的铸造方法制造钢原材料(钢坯)。

接着，将该钢原材料用加热炉加热至1000℃～1300℃的温度，使钢原材料的组织为奥氏体单相(γ单相)。加热温度低于1000℃时，钢原材料的组织没有充分地相变为奥氏体单相，加热温度超过1300℃时，加热γ粒径(由该加热引起的γ粒径)极端粗大化。在这些情况下，轧制后难以得到微细的组织，因此韧性降低，或者淬火性增加，硬的第二相增加，因此伸长率降低。为了更加确实地确保韧性和伸长率，优选的加热温度超过1050℃且为1250℃以下。

接着进行的轧制是本发明的最重要的工序。即，需要在A_r3相变点以上的奥氏体单相区内进行累积压下率为30～98％的轧制直至达到制品板厚(最终板厚)。

首先，在A_r3相变点以上的奥氏体单相区内进行轧制的理由是：通过低于A_r3相变点的两相区轧制而在铁素体中引入位错时，均匀伸长率显著降低，难以使均匀伸长率为15％以上。另外，引入了位错的铁素体与没有引入位错的铁素体的界面容易成为脆性破坏的起点，韧性降低，因此需要避免两相区轧制。另外，在进行两相区轧制的情况下，通过织构的发展而容易产生分离，因此难以确保0℃下的夏比平均吸收能量为100J以上。另外，在这种情况下，钢板的各向异性增大，因此难以使碰撞时球鼻型船首均匀地弯曲变形从而使球鼻型船首吸收能量。因此，在A_r3相变点以上的奥氏体单相区内进行轧制。需要说明的是，轧制温度的上限没有特别的限定，上述加热炉中的加热温度为1300℃，因此能够设定为1300℃。但是，为了充分地确保比两相区更高的温度的轧制温度范围而使奥氏体的再结晶晶粒有效地微细化，优选尽可能温度高。但是，考虑到从加热炉到轧制开始的温度降低时，能够将约(加热温度-50)℃设定为轧制温度的上限。

接着，对以30～98％的累积压下率进行轧制的理由进行说明。低于30％的累积压下率时，由再结晶引起的奥氏体的细粒化不充分，难以通过其后的冷却来控制结晶粒径。为了更容易地控制结晶粒径。轧制的累积压下率优选为50％以上，更优选为70％以上。另外，在以超过98％的累积压下率进行轧制的情况下，晶粒微细化效果几乎饱和，导致轧制生产率的降低。因此，将累积压下率的上限设定为98％。为了进一步确保轧制生产率，累积压下率的上限优选为95％。

上述轧制后，需要在以下的冷却条件(第一冷却条件、第二冷却条件、第三冷却条件)之中的任一种条件下进行冷却。第一冷却条件是从760℃以上的冷却开始温度以按板厚平均为1～50℃/秒的冷却速度进行加速冷却直至400～650℃的温度(冷却停止温度)，然后进行空气冷却。另外，第二冷却条件是从760℃以上的冷却开始温度以按板厚平均为1～50℃/秒的冷却速度进行加速冷却直至低于400℃的温度(冷却停止温度)，然后在400～650℃的温度(回火温度)下进行回火。另外，第三冷却条件是进行由空气冷却实施的冷却。通常来说，空气冷却有两种：在静止大气中的自然冷却和通过人工产生的风(空气)进行的强制冷却。在此，选定静止大气中的自然冷却(也包括在钢板通过的同时进行的情况)。

关于第一冷却条件，冷却开始温度低于760℃时，在冷却前由于相变生成铁素体并生长，因此难以通过冷却来控制结晶粒径。另外，此时，奥氏体中C富集，淬火性提高，因此在冷却后生成硬的第二相，伸长率降低。因此，冷却开始温度需要为760℃。为了更容易地控制结晶粒径并且确保充分的伸长率，冷却开始温度优选为770℃以上。

另外，关于第一冷却条件，对将加速冷却时的冷却速度设定为以按板厚平均为1～50℃/秒的理由进行说明。加速冷却时的冷却速度低于1℃/秒时，难以控制冷却，因此无法进行均匀的冷却，板形状发生劣化，或材质产生偏差。因此，加速冷却时的冷却速度的下限为1℃/秒。另外，加速冷却时的冷却速度超过50℃/秒时，结晶粒径低于5μm而变得过细，因此难以确保15％以上的均匀伸长率。因此，加速冷却时的冷却速度的上限为50℃/秒。为了更容易地进行冷却的控制、确保更高的均匀伸长率，加速冷却时的冷却速度以按板厚平均优选为5～40℃/秒。

另外，关于第一冷却条件，对进行加速冷却直至400～650℃的温度(加速冷却停止温度)的理由进行说明。在加速冷却停止温度超过650℃的情况下，由于冷却停止后的晶粒生长，由冷却引起的晶粒微细化效果消失。因此，加速冷却停止温度的上限为650℃。另外，在低于400℃的过渡沸腾范围内停止加速冷却时，无法进行均匀的冷却，材质上产生偏差，难以使球鼻型船首均匀地变形，同时使板形状显著劣化，而且，在这种情况下，无法生成珠光体或贝氏体，难以确保15％以上的均匀伸长率。此外，也有时在铁素体的晶粒内生成以个数密度计超过50000个/mm²的渗碳体粒子，均匀伸长率降低。因此，加速冷却停止温度的下限为400℃。为了提高晶粒微细化效果、确保更高的均匀伸长率，加速冷却停止温度的范围优选为450～600℃。

上述加速冷却可以进行至低于400℃的温度，但此时，需要在加速冷却后在400～650℃的温度下进行回火(第二冷却条件)。其理由是：使由于在低于400℃时的冷却停止而产生的材质的偏差以及板形状的劣化、均匀伸长率的劣化通过回火而恢复。因此，为了得到该效果，需要使回火温度为400℃以上。另外，在超过650℃的回火温度下，与晶粒的粗大化相伴随的软化得以进行，有时难以确保屈服强度以及韧性。另外，在铁素体的晶粒内生成以个数密度计超过50000个/mm²的渗碳体粒子的情况下，通过该回火，也能够使渗碳体粒子减少，改善均匀伸长率。因此，回火温度的上限为650℃。为了更加确实地确保均匀伸长率、屈服强度、韧性，优选使回火温度为450～600℃。需要说明的是，回火后的冷却优选为空气冷却。

另外，如上所述，为了将结晶粒径控制为5～40μm而确保15％以上的均匀伸长率，可以在不进行水冷的条件下进行空气冷却(第三冷却条件)。在该空气冷却的情况下，能够容易地进行均匀冷却，材质偏差小，板形状也良好。另外，从能够充分地确保铁素体组织的方面考虑，优选进行空气冷却，但冷却时间延长，生产率降低。因此，在生产率方面具有充分的富裕的情况下，优选选择空气冷却。

但是，为了同时实现生产率和一定程度的淬火性，并且确保母材的碰撞特性以及母材的强度，优选通过第一冷却方法或第二冷却方法进行冷却。

如上所述，根据本实施方式，能够制造在不变更船体结构的设计的情况下、有效地吸收碰撞能量、从而能够显著降低被碰撞船的船腹的损坏的球鼻型船首用的厚钢板。即，通过利用由本实施方式制造的厚钢板，在具有球鼻型船首的自船的船头与他船的船腹碰撞这样的事故发生的情况下，碰撞船(自船)中的球鼻型船首的球状部侧面更均匀地发生弯曲变形，由此能够有效地吸收碰撞能量。另外，通过利用由本实施方式制造的厚钢板，在吸收碰撞能量的同时碰撞面被压碎，从而能够显著降低被碰撞船(他船)的船腹的损坏。

实施例

在炼钢工序中进行钢水的化学成分调节后，通过连铸制造铸坯。将这些铸坯的化学成分示于表1以及表2。在此，A_r3相变点是从热膨胀曲线求得的，该热膨胀曲线是使用从这些铸坯采集的Formaster试验片，进行1200℃的奥氏体化处理后，由施加了以0.5℃/秒冷却的热履历(历史过程)而得到的。使用表1以及表2的铸坯来制造板厚为8～30mm的厚钢板(钢板)。表3中表示各厚钢板的制造条件。需要说明的是，表3中的加速冷却是通过水冷控制冷却速度。

表3

表4中表示各钢板的显微组织(未加工铁素体、加工铁素体、第二相)的面积率、铁素体相的平均结晶粒径、铁素体的晶粒内的渗碳体粒子的个数密度。各钢板的显微组织的面积率以及铁素体相的平均结晶粒径是从未包括中心偏析的板厚中心位置得到的测定值，将这些测定值作为各钢板的代表值。显微组织的面积率使用100倍、或500倍的光学显微镜照片通过图像分析来测定。此时，为了区别沿轧制方向延伸的加工铁素体和未加工铁素体，测定铁素体的晶粒粒的轧制方向的尺寸和板厚方向的尺寸。将铁素体晶粒的轧制方向的长度除以铁素体晶粒的板厚方向的长度而得到的值(纵横比)为1.5以上的铁素体定义为加工铁素体，将纵横比低于1.5的铁素体定义为未加工铁素体。铁素体相的平均结晶粒径是使用测定显微组织的面积率的光学显微镜照片，基于JIS G 0551(2005年)的“钢-结晶粒度的显微镜试验方法”来测定。铁素体的晶粒内的渗碳体粒子的个数密度是通过下述的方法来求得：使用扫描型电子显微镜，对铁素体的晶粒内所包含的区域进行20000倍、5视野的照片拍摄，对渗碳体粒子的个数进行计数，除以总照片面积，由此而求得。

表4

*P：珠光体、B：贝氏体、M：马氏体

表5中示出了各厚钢板的机械性质和能量吸收量。拉伸特性(屈服强度、抗拉强度、均匀伸长率)使用总厚度试验片测定，夏比碰撞特性使用从板厚中心部采集的试验片测定，将这些测定值作为各钢板的代表值。屈服强度、抗拉强度、均匀伸长率使用JIS1B号拉伸试验片(参照JIS Z 2201(1998))，通过基于JIS Z 2241(1998年)的“金属材料拉伸试验方法”的拉伸试验进行测定。该拉伸试验是对各2片上述拉伸试验片进行试验，将这些测定值的平均记载于表5中。0℃下的夏比平均吸收能量使用2mmV凹槽夏比碰撞试验片，通过基于JIS Z 2242(2005年)的“金属材料的夏比碰撞试验方法”的夏比碰撞试验进行测定。该夏比碰撞试验是在0℃下对各3片上述夏比碰撞试验片进行试验，将这些测定值的平均记载于表5中。能量吸收量通常由应力-变形曲线的面积求得。但是，其中，使用由上述求得的拉伸特性，通过以下的(4)式近似地求出能量吸收量，对能量吸收能力进行评价。

EA＝(YS+TS)/2×uEL  (4)

在此，EA为能量吸收量(MPa)，YS为屈服强度(MPa)，TS为抗拉强度(MPa)，uEL为均匀伸长率(-)。

表5

注1)EA＝(YS+TS)/2×uEL

钢编号1～20为本发明的厚钢板的实施例。由于表1所示的化学成分以及表3所示的制造方法满足本发明的条件，因此表4所示的显微组织满足本发明的条件。因此，就钢编号1～20来说，表5所示的机械性质满足本发明的条件。其结果，钢编号1～20的能量吸收能力比后述的比较例的能量吸收能力优良，这些钢编号1～20的厚钢板的特性对于作为具有在碰撞时能够有效地防止被碰撞船的损伤的缓冲效果的球鼻型船首用的厚钢板而言是充分的。另外，这些实施例中，钢编号1～8、11～15、17、18、20的厚钢板的制造方法由于在轧制后进行加速冷却，因此与钢编号9、10、16、19的厚钢板的制造方法相比，能够大幅缩短制造时间。需要说明的是，在使用钢板作为球鼻型船首用的厚钢板的情况下，在表5中能量吸收量需要为60MPa以上。

与此相对，钢编号21～37为厚钢板的比较例。其中，如表2所示，钢编号21～27的化学成分满足本发明的条件，但表3的制造方法不满足本发明的条件，因此显微组织不满足本发明的条件。另外，钢编号28～32的制造方法满足本发明的条件，但化学成分不满足本发明的条件。另外，钢编号33～37的化学成分、制造方法均不满足本发明的条件。

以下，对厚钢板的比较例比本发明的厚钢板差的理由进行说明。

关于钢编号21，在制造方法中进行轧制直到低于A_r3相变点的温度。也就是说，该钢编号21进行了两相区轧制。与此相伴随的是，冷却开始温度低于760℃。因此，未加工铁素体的面积率低于85％，均匀伸长率低于15％。因此，钢编号21的能量吸收量比钢编号1～20的能量吸收量差。另外，夏比平均吸收能量发生分离，因此低于100J。因而，在球鼻型船首中应用钢编号21的钢板的情况下，碰撞时在球鼻型船首中产生脆性破坏，有可能无法进行由弯曲变形引起的能量吸收。因此，难以将钢编号21的钢板作为碰撞能量吸收能力优良的钢板使用。

关于钢编号22，在制造方法中，冷却速度大于50℃/秒。因此，铁素体结晶粒径低于5μm，均匀伸长率低于15％。另外，冷却停止温度低于400℃，没有进行回火。因此，渗碳体粒子的个数密度大于50000个/mm²。这也是均匀伸长率低于15％的原因。由以上的结果可知，钢编号22的能量吸收量比钢编号1～20的能量吸收量差。

关于钢编号23，在制造方法中，冷却开始温度低于760℃。因此，奥氏体中碳富集，淬火性极端提高。因此，在冷却中难以生成铁素体，作为第二相，不是珠光体或贝氏体，而是生成超过10％的硬的马氏体。因此，抗拉强度超过460MPa，并且均匀伸长率低于15％。另外，夏比平均吸收能量也低于100J。因此，钢编号23的能量吸收量比钢编号1～20的能量吸收量差，钢编号23的钢板不适合作为碰撞能量吸收能力优良的钢板。

关于钢编号24，在制造方法中，加热温度超过1300℃。因此，加热奥氏体晶粒***大，冷却后的铁素体的结晶粒径大于40μm。其结果，屈服强度低于235MPa，夏比吸收能量低于100J。钢编号24的能量吸收量与钢编号1～20的能量吸收量同等，但作为结构用钢的钢编号24的特性比钢编号1～20的特性差。因此，钢编号24的钢板难以作为球鼻型船首用的碰撞能量吸收能力优良的钢板使用。

关于钢编号25，在制造方法中，在700℃下进行回火。因此，铁素体的结晶粒径大于40μm，屈服强度低于235MPa，夏比吸收能量低于100J。与钢编号24同样，钢编号25的能量吸收量与钢编号1～20的能量吸收量同等，但作为结构用钢的钢编号25的特性比钢编号1～20的特性差。因此，钢编号25的钢板难以作为球鼻型船首用的碰撞能量吸收能力优良的钢板使用。

关于钢编号26以及27，在制造方法中，冷却停止温度低于400℃。此时，需要适当地进行回火，但钢编号26没有进行回火，钢编号27回火温度低于400℃。因此，铁素体的晶粒内的渗碳体粒子的个数密度大于50000个/mm²。其结果，均匀伸长率降低至小于15％，因此钢编号26以及27的能量吸收量比钢编号1～20的能量吸收量差。

关于钢编号28，在化学成分中，C量超过0.10％。由此，未加工铁素体的面积率低于85％，而第二相的面积率反而增加。因此，抗拉强度大于460MPa，并且均匀伸长率低于15％。因而，钢编号28的能量吸收量比钢编号1～20的能量吸收量差。

关于钢编号29，在化学成分中，C量为0.03％以下。该钢编号29的淬火性极端降低，因此铁素体的结晶粒径***大直至超过40μm。其结果，屈服强度低于235MPa，夏比吸收能量低于100J。钢编号29的能量吸收量与钢编号1～20的能量吸收量同等，钢编号29不满足作为结构用钢所需要的特性。

关于钢编号30，在化学成分中，Mn量超过1.5％，Nb量超过0.02％，V量超过0.04％，并且碳当量超过0.30％。另外，关于钢编号31，在化学成分中，Ni量超过0.5％，Mo量为0.2％以上，以及碳当量超过0.30％。因此，这些钢编号30以及31的未加工铁素体的面积率低于85％，第二相的面积率增加。其结果，抗拉强度大于460MPa，并且均匀伸长率低于15％。因此，钢编号30以及31的能量吸收量比钢编号1～20的能量吸收量差。

关于钢编号32，在化学成分中，Si量超过1％，Cr量超过0.5％。其结果，未加工铁素体的面积率低于85％，第二相面积率增加。因此，该钢编号32的均匀伸长率低于15％，钢编号32的能量吸收量比钢编号1～20的能量吸收量差。另外，由于过量添加了合金，因此夏比吸收能量降低至低于100J，也不满足作为结构用钢的特性。

关于钢编号33，在化学成分中，C量超过0.1％，Cu量以及Ni量超过0.5％，并且碳当量超过0.30％，在制造方法中，进行两相区轧制。因此，未加工铁素体的面积率低于85％，抗拉强度大于460MPa，并且均匀伸长率低于15％。其结果，钢编号33的能量吸收量比钢编号1～20的能量吸收量显著变差。另外，通过两相区轧制增加了加工铁素体，因此夏比吸收能量也低于100J。因而，脆性破坏的危险性高，所以钢编号33的钢板不适合作为球鼻型船首用的厚钢板。

关于钢编号34，Mo量为0.2％以上，碳当量超过0.30％。另外，在制造方法中，加热温度高于1300℃。除了淬火性高的化学成分之外，在加热奥氏体晶粒***大的状态下，进行过量的淬火，因此未加工铁素体的面积率低于85％、第二相的面积率增加。其结果，钢编号34的均匀伸长率低于15％，钢编号34的能量吸收量比钢编号1～20的能量吸收量差。

关于钢编号35，在化学成分中，C量为0.03％以下，在制造方法中，冷却开始温度低于760℃。除了淬火性极端不足的化学成分之外，没有进行适当的冷却，因此铁素体的结晶粒径***大直至超过40μm。与此相伴随的是，屈服强度低于235MPa，夏比吸收能量低于100J。该钢编号35的能量吸收量与钢编号1～20的能量吸收量同等，但钢编号35的钢板没有兼具作为球鼻型船首用的厚钢板的特性。

关于钢编号36，在化学成分中，Ti量超过0.04％，在制造方法中，回火温度超过650℃。其结果，铁素体的结晶粒径***大直至超过40μm，此外，通过TiC的析出脆化，夏比吸收能量显著降低，低于100J。此时，即使由强度以及伸长率计算出的能量吸收量高，在碰撞时的球鼻型船首的变形时产生脆性破坏的危险性也高，因此终究无法期待与弯曲变形相伴随的充分的能量吸收。

关于钢编号37，在化学成分中，C量超过0.10％，Si量超过1％，Mn量超过1.5％，Mo量为0.2％以上，B量超过0.002％，并且碳当量为0.30％。另外，关于该钢编号37，在制造方法中，冷却速度大于50℃/秒。因此，进行过量的淬火，未加工铁素体的面积率低于85％，铁素体结晶粒径低于5μm。其结果，抗拉强度大幅超过460MPa，并且均匀伸长率也大幅低于15％。其结果，钢编号37的能量吸收量比钢编号1～20的能量吸收量差。另外，夏比吸收能量也低于100J，钢编号37的钢板难以作为球鼻型船首用的厚钢板应用。

由以上的实施例可知，通过采用本发明，能够提供碰撞能量吸收能力优良的球鼻型船首用的厚钢板及其制造方法。将该厚钢板用于球鼻型船首时，在无需变更船体结构的设计的情况下，在具有球鼻型船首的船舶(碰撞船)的船头与他船(被碰撞船)的船腹碰撞这样的事故发生时，碰撞船中的球鼻型船首的球状部侧面更均匀地发生弯曲变形，由此能够有效地吸收碰撞能量，在吸收碰撞能量的同时碰撞面被压碎，从而能够显著降低被碰撞船的船腹的损坏。

需要说明的是，本发明并不限于上述实施方式，可以在不脱离本发明的主旨的范围内进行各种变更来实施。

产业上的可利用性

能够提供在无需变更船体结构设计情况下具有在船彼此之间的碰撞时能够有效地防止被碰撞船的损伤的缓冲效果的船头结构用的厚钢板及其制造方法。

符号说明

10碰撞船

10a球鼻型船首

10b球状部分

11被碰撞船

11a被碰撞船的船腹

Claims (7)

1.一种船体用厚钢板，其特征在于，具有如下化学成分：以质量％计，含有C：超过0.03且为0.10％以下、P：≤0.05％、S：≤0.05％、Al：0.002～0.1％，剩余部分包含铁以及不可避免的杂质，

且具有如下显微组织：包含铁素体，并包含珠光体、贝氏体中的1种以上，所述显微组织中的未加工的铁素体的面积率为85％以上，所述未加工的铁素体的平均结晶粒径为5～40μm，所述铁素体的晶粒内的渗碳体粒子以个数密度计为50000个/mm²以下，屈服强度为235MPa以上，抗拉强度为460MPa以下，均匀伸长率为15％以上，0℃下的夏比平均吸收能量为100J以上。

2.根据权利要求1所述的船体用厚钢板，其特征在于，以质量％计，含有Si：0.03～1％、Mn：0.1～1.5％、Cu：0.02～0.5％、Ni：0.02～0.5％、Cr：0.02～0.5％、Mo：0.002以上且低于0.2％、Nb：0.002～0.02％、V：0.002～0.04％、Ti：0.002～0.04％、B：0.0002～0.002％、N：0.0005～0.008％、Ca：0.0003～0.005％、Mg：0.0003～0.005％、REM：0.0003～0.005％之中的1种以上作为所述化学成分，并且碳当量Ceq为0.30％以下，其中，

Ceq＝[C]+[Si]/24+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[V])/10+([Mo]+[Nb])/5+[Ti]/20+[B]/3+[N]/8，

其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[V]、[Mo]、[Nb]、[Ti]、[B]、[N]分别为C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、V、Mo、Nb、Ti、B、N的以质量％计的含量。

3.根据权利要求2所述的船体用厚钢板，其特征在于，以质量％计，所述碳当量Ceq为0.27％以下。

4.根据权利要求1或2所述的船体用厚钢板，其特征在于，屈服比为0.70以上。

5.一种船体用厚钢板的制造方法，其特征在于，

将具有权利要求1～3中任一项所述的化学成分的钢坯加热至1000～1300℃；

在A_r3相变点以上的奥氏体单相区内进行累积压下率为30～98％的轧制直至达到制品板厚；

从760℃以上的冷却开始温度以按板厚平均为1～50℃/秒的冷却速度进行加速冷却直至400～650℃的温度，然后进行空气冷却。

6.一种船体用厚钢板的制造方法，其特征在于，

将具有权利要求1～3中任一项所述的化学成分的钢坯加热至1000～1300℃；

在Ar₃相变点以上的奥氏体单相区内进行累积压下率为30～98％的轧制直至达到制品板厚；

从760℃以上的冷却开始温度以按板厚平均为1～50℃/秒的冷却速度进行加速冷却直至低于400℃的温度，然后在400～650℃的温度下进行回火。

7.一种船体用厚钢板的制造方法，其特征在于，

将具有权利要求1～3中任一项所述的化学成分的钢坯加热至1000～1300℃；

在Ar₃相变点以上的奥氏体单相区内进行累积压下率为30～98％的轧制直至达到制品板厚；

进行空气冷却。

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