CN105452511A - 疲劳特性优异的厚钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的厚钢板满足既定的化学成分组成，并且在与轧制方向平行的纵截面中距钢板表面深3mm的观察位置进行测量时，金属组织满足下述(a)～(d)的要件，析出物满足下述(A)的要件。(a)金属组织由贝氏体组织和余量组织构成，全部组织中，贝氏体分率为80面积％以上。(b)基于相邻结晶的取向差为15°以上的大角度晶界决定贝氏体的晶粒时，该晶粒的板厚方向的平均长度为7μm以下。(c)所述余量组织的当量圆直径为3.0μm以下。(d)所述余量组织中，珠光体分率为80面积％以上。(A)含有Nb、Ti和V中的至少任意一个的当量圆直径为20nm以下的析出物的个数为100个/μm²以上。

Description

疲劳特性优异的厚钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及主要作为船舶、建筑物、桥梁、建筑机械等结构用材料使用的厚钢板及其制造方法。更详细地说，是涉及抗拉强度为490MPa以上且低于650MPa、疲劳特性优异的厚钢板及其制造方法。

背景技术

在船舶、建筑物、桥梁和建筑机械等大型结构物中，结构物的大型化日益推进，另一方面，从破损发生时的损害的大小出发，对其结构构件要求更进一步的可靠性。历来已知大型结构物的破损原因的大部分是疲劳破坏，各种各样的耐疲劳破坏技术被开发，但截止目前，因疲劳破坏导致破损的事例仍不少。

一般来说，在大型结构物的疲劳损伤容易发生的部位，通过从结构上想办法能够缓和应力集中，但在这样的结构中，多由于构件的追加和高强度钢材的使用导致制造成本上升。因此，要求使钢材自身的疲劳特性本身提高的技术。

例如在非专利文献1中，公开了作用于疲劳特性的各种影响因素的效果，通过固溶强化、析出强化、晶粒微细化和第二相强化，疲劳特性提高，但在位错强化中，因为伴有可动位错的增加，所以认为难以取得疲劳特性的提高。疲劳破坏的过程，能够分为如下过程：(1)循环负荷施加而至龟裂发生的过程；(2)发生的龟裂进展而至断裂的过程。先前所示的疲劳特性的提高因素之中，在上述(1)的过程中，有效的是抑制位错的蓄积，认为固溶强化、析出强化和晶粒微细化等有效。另一方面，在上述(2)的过程中，因为有效的是妨碍龟裂的进展，所以认为晶粒微细化和第二相强化是有效的。

另一方面，在专利文献1中提出，作为微细的铁素体和硬质马氏体的两相组织，通过规定其硬度差，抑制龟裂进展速度，使龟裂发生后的疲劳寿命提高。但是，在此技术中，除了由于淬火处理导入大量的位错以外，第二相从奥氏体相变为马氏体时也有位错进一步被导入，因此能够容易地想像到至龟裂发生的寿命降低，使总体寿命稳定地提高困难。另外，通过Nb和V的添加期待碳氮化物的析出，但像淬火处理这样急速进行冷却时，则难以稳定确保这样的析出物，由析出强化获得疲劳特性提高有困难。

在专利文献2中提出有一种技术，其是使钢组织成为微细的铁素体和贝氏体的混合组织，从而使龟裂进展速度降低的技术。通过使用该技术，在疲劳破坏中，虽然也能够期待使龟裂发生后的疲劳寿命提高，但对于截止到龟裂发生的疲劳特性则一点也没有考虑，不能期待大幅的疲劳特性的提高。

在专利文献3中提出，通过使铁素体组织中析出碳化物使疲劳强度提高。但是，对于龟裂发生后的疲劳特性没有记述，而且是以薄钢板为对象，难以满足韧性等大型结构物所需要的其他的特性。

本发明人等对于至达到疲劳破坏的总体寿命，对截止龟裂发生的前段寿命与龟裂发生后至断裂的后段寿命的比率进行调查。其结果判明，至达到疲劳破坏的总体寿命之中，截止龟裂发生的前段寿命约占5成，随着应力水平下降而总体寿命变长，截止龟裂发生的前段寿命所占的比例增加。由此出发，为了增长截至达到疲劳破坏的总体寿命，提高龟裂发生后的疲劳特性自不必说，而且还需要使截止龟裂发生的疲劳特性提高。特别是在疲劳限度附近，截止龟裂发生的前段寿命的比例有变多的倾向。

如前所述，在大型结构物中要求使疲劳特性提高的技术，但是同时要求使龟裂进展速度降低的技术(使龟裂进展特性提高的技术)。这是由于，即便疲劳龟裂万一发生时，如果龟裂进展速度低，则截止达到破坏仍可发现并修补损伤部位。因此，要求使钢材自身的疲劳特性(疲劳强度)提高，并且使疲劳龟裂进展特性提高的(使疲劳龟裂的进展速度降低)钢板。

还有，前述的疲劳特性的龟裂进展，是龟裂刚发生之后龟裂的长度特别短的区域，因此需要用从表层提取的试验片进行评价。另一方面，龟裂进展特性中的龟裂进展，是龟裂生长并稳定进展的区域(所谓长龟裂)，不是受表层影响，而是受到钢材内部的组织的影响。因此，为了制造除了疲劳特性以外龟裂进展特性也优异的钢板，不仅需要控制表层的组织形态，而且需要控制钢材内部的组织形态。

现有技术文献

非专利文献

非专利文献1：阿部等，“铁与钢”第70年(1984)第10号1459-1466

专利文献

专利文献1：日本国特开平10-60575号公报

专利文献2：日本国特开2011-195944号公报

专利文献3：日本国特开2009-84643号公报

发明内容

发明要解决的课题

本发明鉴于上述这样的情况而形成的，其目的在于，提供一种使截止龟裂发生的疲劳特性和龟裂发生后的疲劳特性一并提高，前所未有的疲劳特性优异的厚钢板、以及用于制造这种厚钢板的有用的方法。

用于解决课题的手段

能够解决上述课题的本发明的厚钢板的特征在于，以质量％计分别含有C：0.03～0.12％、Si：高于0％并在0.3％以下、Mn：1.0～2.0％、B：0.0005～0.005％，且含有从Cu：0.1～1.0％和Ni：0.1～1.0％中选择的一种以上，以及从V：高于0％并在0.05％以下、Nb：高于0％并在0.05％以下和Ti：高于0％并在0.05％以下所构成的组中选择的一种以上，这些元素满足下述(1)～(3)式的关系，余量是铁和不可避免的杂质，在与轧制方向平行的纵截面中，在距钢板表面深3mm的观察位置进行测量时，金属组织满足下述(a)～(d)的要件，析出物满足下述(A)的要件。

0.01≤[Nb]+2[Ti]+2[V]≤0.10…(1)

([Nb]、[Ti]和[V]分别表示Nb、Ti和V在钢板中的质量％标准下的含量。)

0≤([Cu]+[Ni])-2[Si]≤1.0…(2)

([Cu]、[Ni]和[Si]分别表示Cu、Ni和Si在钢板中的质量％标准下的含量。)

[Mn]+1.5[Cr]+2[Mo]≤2.4…(3)

([Mn]、[Cr]和[Mo]分别表示Mn、Cr和Mo在钢板中的质量％标准下的含量。)

(a)金属组织由贝氏体组织和余量组织构成，全部组织中，贝氏体分率为80面积％以上。

(b)基于相邻结晶的取向差为15°以上的大角度晶界决定贝氏体的晶粒时，该晶粒的板厚方向的平均长度为7μm以下。

(c)所述余量组织的当量圆直径为3.0μm以下。

(d)所述余量组织中，珠光体分率为80面积％以上。

(A)含有Nb、Ti和V中的至少任意一个的当量圆直径为20nm以下的析出物的个数为100个/μm²以上。

还有，上述所谓“当量圆直径”，意思是换算成同等面积的圆时的直径(当量圆直径)。另外，在由上述(3)式规定的元素之中，除本发明的厚钢板的基本成分(C、Si、Mn、Cu、Ni、B、V、Nb、Ti)以外，还包含根据需要含有的元素(例如Cr、Mo)，不含这些元素时，取消该项目而计算(3)式的左边的值(以下，将该值称为“Kp值”)，含有这些元素时，根据上述(3)式计算Kp值即可。

在本发明的厚钢板中，根据需要，以质量％计，再含有如下等元素也有用：(i)Ca：高于0％并在0.005％以下；(ii)Al：高于0％并在0.10％以下；(iii)N：高于0％并在0.010％以下；(iv)Cr：高于0％并在2％以下；(v)Mo：高于0％并在1％以下，根据所含有的元素的种类，厚钢板的特性得到进一步改善。

另外，本发明人等对于各种钢板进行龟裂进展试验和组织观察的结果发现，在与轧制方向平行的纵截面，以满足下述(e)～(g)的要件的方式控制板厚的1/4的位置(也称为t/4位置)的组织形态，能够得到除了疲劳特性以外，龟裂进展特性也优异的钢板。

(e)金属组织由贝氏体组织和比该贝氏体硬质的余量组织构成，全部组织中，贝氏体分率为80面积％以上。

(f)基于相邻结晶的取向差为15°以上的大角度晶界决定贝氏体的晶粒时，该晶粒的板厚方向的平均长度不7μm以下。

(g)所述硬质余量组织的当量圆直径为3μm以下。

另一方面，能够达成上述目的的本发明的制造方法的特征在于，以下述的条件热轧上述这样的化学成分组成的钢片。在此制造方法中，优选冷却停止温度为550℃以上。

加热温度：1000～1200℃

全部热轧工序的累积压下率：70％以上

终轧中，Ar₃相变点+150℃～Ar₃相变点+50℃的温度范围中的累积压下率：50％以上

终轧结束温度：Ar₃相变点+30℃以上的温度

从终轧结束温度至600℃的平均冷却速度：10℃/秒以下

发明效果

根据本发明，因为适当控制厚钢板的化学成分组成、以及组织和析出物，所以能够使截止龟裂发生的疲劳特性(龟裂发生抑制特性)和龟裂发生后的疲劳特性(龟裂进展抑制特性)一起提高，能够实现疲劳特性极其优异的厚钢板。

附图说明

图1是表示用于疲劳特性的测量的试验片的示意图。

图2是表示用于龟裂进展速度的测量的紧凑拉伸试验片的形状的示意说明图。

具体实施方式

本发明人等首先对于确保疲劳龟裂发生后的疲劳寿命的手段进行研究。龟裂发生后的疲劳寿命(后段寿命)如前所述因为对龟裂的进展大有帮助，所以有效的是作为主体的组织的晶粒的微细化、利用作为主体的组织以外的余量组织(第二相)进行强化。其中关于晶粒的微细化，通过使钢材的组织为贝氏体组织、马氏体组织而能够实现晶粒的微细化。另外，通过使余量组织成为在相变时不会发生剪切变形的珠光体主体，能够防止前段寿命的降低。

本发明人等对于各种厚钢板，调查组织形态对疲劳特性造成的影响。其结果发现，以如下方式控制距钢板表面深3mm的位置的厚度方向截面(与轧制方向平行的纵截面)中的组织，能够得到疲劳特性比以往优异的厚钢板。还有，在此之所以将距钢板表面深3mm的组织作为对象，是由于在通常的厚钢板中，龟裂发生在钢板的表面，因此需要控制表层附近的组织，即使控制t/4位置和t/2位置(t：板厚)的组织，也无法取得疲劳特性的提高。

(组织)

确保金属组织中所占的贝氏体分率为80面积％以上，并且基于相邻结晶的取向差为15°以上的大角度晶界决定贝氏体的晶粒时，使该晶粒的板厚方向的平均长度(以下，称为“有效晶粒直径”)为7μm以下。贝氏体分率优选为85面积％以上，更优选为90面积％以上。有效晶粒直径优选为6μm以下，更优选为5μm以下。

为了满足490MPa以上、低于650MPa的强度级，且确保优异的疲劳特性，本发明的钢板的组织如上所述由贝氏体为主体的组织构成。在此所谓“贝氏体”含上贝氏体、下贝氏体、针状铁素体、粒状贝氏体铁素体等组织。

贝氏体与铁素体等相比，可以使晶粒直径微细，使截止龟裂发生的寿命(前段寿命)和龟裂进展之后的寿命(后段寿命)两者提高。马氏体也能够得到微细的组织，但是马氏体相变时发生的剪切变形导致大量的位错被导入，前段寿命受损，因此得不到整体的疲劳特性的提高。还有，之所以用板厚方向的长度(切断长度)定义晶粒直径(有效晶粒直径)，是因为考虑到在钢板表面发生的疲劳龟裂的进展。

为了成为以贝氏体为主体的组织，通常除了添加C和Mn等合金元素以外，轧制后进行急冷处理的情况也很多。但是，若冷却速度大，则难以确保希望的析出物(后述)。因此，在本发明中除了钢板中通常被添加的C和Mn等以外，还需要添加B(后述)。B具有抑制铁素体相变的效果，因此，即使冷却速度比较小，也能够稳定确保以贝氏体为主体的组织。

(余量的组织)

需要使贝氏体组织以外的组织(余量组织)以当量圆直径为3.0μm以下，余量组织中所占的珠光体分率为80面积％以上。之所以使余量组织的当量圆直径为3.0μm以下是由于，若余量组织的平均尺寸高于3.0μm，则有可能使韧性等其他的特性大幅降低。对于余量组织而言，另外使余量组织成为硬质的马氏体、马氏体-奥氏体混合组织(MA)，能够期待后段寿命的提高。另一方面，这些组织因为在相变时有大量的可动位错被导入贝氏体组织中，所以使前段寿命大幅降低，有可能也使总体寿命降低。相对于此，通过使余量组织成为在相变时不发生剪切变形的珠光体主体，可以防止龟裂发生寿命的降低。余量组织的当量圆直径优选的上限为2.5μm以下(更优选为2.0μm以下)，优选的下限大致为0.5μm以上。

还有，余量组织中，也可以部分含有铁素体等软质的组织。为了使其效果发挥，优选余量组织为3面积％以上(更优选为5面积％以上)。

本发明人等对于析出物对疲劳特性造成的影响也进行了调查。其结果发现，在距钢板表面深3mm的位置，通过以如下方式控制与轧制方向平行的纵截面中的析出物，能够得到发挥着比以往疲劳特性更优异的厚钢板。

(析出物)

为了使厚钢板的疲劳特性提高，需要使含有Nb、Ti和V中的至少任意一个的当量圆直径为20nm以下的析出物(碳化物和碳氮化物)微细分散在钢板中。利用析出物进行的强化(析出强化)，一般有效的是使析出物更微细且大量分散。另外，析出物不会因位错被剪断时，析出物尺寸微细的方法的析出强化的效果大。在此，之所以将上述析出物(碳化物和碳氮化物)的当量圆直径规定为20nm以下，是从以下这样的观点出发，即，一边活用析出强化，一边抑制使韧性等其他的特性降低的粗大的析出物生成。

但是，若析出物过于微细，则析出物因位错而被剪断，因此难以取得析出强化。析出物被剪断的临界尺寸根据析出物的种类而有所不同，在含有Nb、Ti和V的至少任意一种的析出物中，其临界尺寸约为5nm左右。因此，即使作为更微细的析出物，也有助于析出强化，因此通过使之微细分散，增加数密度，能够有效地活用析出强化。为了确保既定量的析出物，一般进行大量的合金添加，或进行回火等热处理。但是，在这样的方法中，不仅材料成本和制造成本增加，而且析出物粗大化，不仅无法取得疲劳特性的提高，而且有使韧性等其他的特性大幅降低的危险性。

本发明人等，着眼于C的析出物形成能力(将其称为“C活度”)进行合金设计，以便能够低成本且稳定地确保微细的析出物。从这一观点出发，需要适当控制构成析出物的元素的添加量，具体来说，下述Nb、Ti和V的含量需要满足(1)式的关系。

0.01≤[Nb]+2[Ti]+2[V]≤0.10…(1)

([Nb]、[Ti]和[V]分别表示Nb、Ti和V在钢板中的含量(质量％)。)

在本发明中，对于使龟裂发生后的疲劳特性提高的钢板的化学成分组成进行说明。在本发明的厚钢板中，能够适宜添加C、Mn和B等的合金元素，确保既定量的贝氏体组织，同时适宜调整Mn、Cr、Mo的添加量，得到使后段寿命提高的贝氏体主体组织，并且恰当限制作为析出物的构成元素的Nb、Ti和V的添加量，此外调整影响C活度的Cu、Ni和Si的添加量的关系，使微细的析出物分散析出，从而能够实现发挥优异的疲劳特性厚钢板。从这一观点出发，各成分以如下方式调整。在此，各化学成分的含量(％)除非特别指出，否则以质量％为基准。还有，在本说明书中，以质量为基准的百分率(质量％)与以重量为基准的百分率(重量％)相同。另外，关于各化学成分的含量，将“X％以下(不含0％)”表示为“高于0％并在X％以下”。

(C：0.03～0.12％)

C是用于确保母材(钢板)的强度的重要的元素，此外也是构成析出物的元素。为了有效地发挥这样的效果，C量定为0.03％以上。C量优选为0.04％以上，更优选为0.05％以上。另一方面，若C量过剩，则余量组织粗大且过剩产生，因此疲劳特性降低。因此C量定为0.12％以下。C量优选为0.10％以下，更优选为0.08％以下。

(Si：0.3％以下(不含0％))

Si是用于确保母材(钢板)的强度所需要的元素，但同时是使C活度降低的元素，因此需要使其添加量为0.3％以下。Si量优选为0.25％以下，更优选为0.2％以下。还有，为了有效地发挥上述这样的作用，Si量优选为0.01％以上，更优选为0.05％以上。

(Mn：1.0～2.0％)

Mn在为了得到贝氏体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量需要为1.0％以上。Mn量优选为1.2％以上，更优选为1.4％以上。但是，若Mn量过剩，则余量组织中所占的珠光体分率降低，因此得不到充分的疲劳特性。因此，Mn量需要为2.0％以下。Mn量优选为1.8％以下，更优选为1.6％以下。

(B：0.0005～0.005％)

B是使淬火性提高的元素，另外是抑制铁素体相变而使贝氏体组织容易产生的元素。为了发挥这样的效果，需要使B含有0.0005％以上。B量优选为0.001％以上，更优选为0.002％以上。但是，若B含量过剩，则得不到充分的析出物，无法取得疲劳特性提高效果，因此需要为0.005％以下。B含量优选的上限为0.004％以下，更优选为0.003％以下。

(从Cu：0.1～1.0％和Ni：0.1～1.0％中选择的一种以上)

Cu和Ni使C活度增加，是用于使微细的析出物产生所需要的元素。为了发挥这样的作用，需要使至少任意一个含有0.1％以上。优选为0.15％以上，更优选为0.2％以上。但是，若Cu、Ni的含量过剩，则析出物粗大化，不仅得不到疲劳特性的提高，而且使韧性等其他的特性劣化。从这一观点出发，均需要为1.0％以下，优选为0.8％以下，更优选为0.6％以下。

上述Cu、Ni和Si是对C活度产生影响的元素，因此为了稳定得到微细的析出物，需要以满足下述(2)式的关系的方式控制其含量。

0≤([Cu]+[Ni])-2[Si]≤1.0…(2)

([Cu]、[Ni]和[Si]分别表示Cu、Ni和Si在钢板中的含量(质量％)。)

若([Cu]+[Ni])-2[Si]的值(以下，称为“CA值”)低于0(％)，则C活度不足，因此得不到充分的析出物，无法取得疲劳特性的提高。另外，若CA值高于1.0(％)，则C活度过剩，反而发生粗大的析出物，不仅无法取得疲劳特性的提高，而且有可能使其他的特性降低。CA值的优选的下限为0.1(％)以上，更优选为0.15(％)以上。另外，CA值优选的上限为0.9(％)以下，更优选为0.7(％)以下。

(从V：0.05％以下(不含0％)、Nb：0.05％以下(不含0％)和Ti：0.05％以下(不含0％)所构成的组中选择的一种以上)

V、Nb和Ti通过淬火性的提高，除了确保贝氏体组织以外，还是用于使析出物产生所需要的元素。但是，若过剩地含有，则析出物粗大化，得不到充分的疲劳提高效果，因此需要分别限制在0.05％以下。这些元素的优选的下限根据上述(1)式的关系单独决定。

这些元素需要满足上述(1)式的关系。[Nb]+2[Ti]+2[V]的值(以下称为“PR值”)低于0.01(％)时，得不到充分的析出物，无法得到疲劳特性的提高。PR值优选为0.03(％)以上，更优选为0.05(％)以上。若PR值过大，则析出物粗大化，因此疲劳特性降低。PR值优选为0.08(％)以下，更优选为0.06(％)以下。

为了使余量组织为珠光体主体的组织而防止龟裂发生寿命的降低，也需要适当控制Mn、Cr和Mo的含量的关系。Mn、Cr和Mo需要满足下述(3)式的关系。

[Mn]+1.5[Cr]+2[Mo]≤2.4…(3)

([Mn]、[Cr]和[Mn]分别表示Mn、Cr和Mo在钢板中的含量(质量％)。)

若[Mn]+1.5[Cr]+2[Mo]的值(以下称为“Kp值”)高于2.4(％)，则余量组织中所占的珠光体分率降低，龟裂发生寿命大幅降低，因此得不到充分的疲劳特性。该Kp值优选的上限为2.2(％)以下，更优选为2.0(％)以下。另外Kp值的优选的下限为1.0(％)以上，更优选为1.3(％)以上。

本发明的厚钢板的基本成分如上所述，余量实质上是铁。但是，当然允许因原料、物资、制造设备等的状况而混入的不可避免的杂质(例如，P、S等)包含在钢中。另外在本发明的厚钢板中，积极地含有下述元素也有效，根据所含有的元素的种类，厚钢板的特性得到进一步改善。

(Ca：0.005％以下(不含0％))

Ca是减少钢中的夹杂物(例如MnS等)的形状的各向异性的元素，防止夹杂物成为破坏的起点，对于使疲劳特性提高是有效的元素。为了有效地发挥这样的作用，优选使之含有0.0005％以上。更优选为0.001％以上。但是，若Ca含量过剩，则使钢中的洁净度降低，不仅反而使疲劳特性劣化，而且还可能使韧性等其他的特性降低。因此，Ca含量优选为0.005％以下，更优选为0.003％以下。

(Al：0.10％以下(不含0％))

Al作为脱氧材是有用的元素，为了发挥这样的作用，优选使之含有0.01％以上。更优选为0.02％以上。但是，若Al含量过剩，则不仅使疲劳特性，而且使韧性等降低，因此优选为0.10％以下，更优选为0.04％以下。

(N：0.010％以下(不含0％))

N具有通过固溶强化而使强度提高的效果，因此根据需要使之积极地含有。但是，若N含量过剩，则粗大的氮化物生成，使疲劳特性降低。从这一观点出发，N含量优选为0.010％以下，更优选为0.008％以下。还有，为了有效地发挥N的效果，其含量优选为0.0035％以上，更优选为0.0040％以上。

(Cr：2％以下(不含0％))

Cr是具有与Mn同样效果的元素，能够稳定地得到贝氏体组织。为了发挥这样的作用，优选使Cr含有0.1％以上。更优选为0.5％以上。但是，若Cr含量过剩，则使余量组织中的珠光体分率减少，疲劳特性有可能降低，因此优选为2％以下。Cr含量的更优选的上限为1.7％以下。

(Mo：1％以下(不含0％))

Mo是具有与Mn同样效果的元素，能够稳定得到贝氏体组织。为了发挥这样的作用，优选使Mo含有0.005％以上，更优选为0.01％以上，进而优选为0.03％以上。但是，若Mo含量过剩，则使余量组织中的珠光体分率减少，疲劳特性降低，因此其含量优选为1％以下。Mo含量的更优选为上限为0.7％以下，进一步优选为0.5％以下。

析出物妨碍位错的运动，因此析出强化抑制疲劳的循环负荷导致的位错的蓄积，使疲劳特性提高。但是，在船舶、桥梁、海洋结构物等所使用的厚钢板中，不仅疲劳特性是重要的要素，韧性也是重要的要素，粗大的析出物有可能使韧性降低。因此，需要使微细的析出物分散，但若析出物的尺寸变小，则被位错剪断，得不到析出物带来的强化的效果。但是，含有Nb、Ti、V等的析出物，即使是5nm左右的非常微细的析出物，也不会被位错剪断，因此不会使其他的特性降低而可以使疲劳特性提高。

如上所述，为了使厚钢板的疲劳特性提高，需要使钢板中分散当量圆直径为20nm以下、含有Nb、Ti和V的至少任意一种的析出物(碳化物和碳氮化物)。析出物带来的强化(析出强化)一般有效的是使析出物更微细且大量地分散。从这一观点出发，需要在距钢板表面深3mm的位置，使当量圆直径为20nm以下，含有Nb、Ti和V中的至少任意一个的析出物的个数为100个/μm²以上。析出物的个数优选为150个/μm²以上，更优选为200个/μm²以上。

本发明的厚钢板的板厚没有特别限定，但板厚小时，对于龟裂进展寿命提高的帮助小。从这一观点出发，板厚优选为6mm以上，更优选为10mm以上。另外本发明的厚钢板如上，使多个疲劳特性提高因素并立，是发挥着前所未有的优异的疲劳特性的厚钢板。

本发明的厚钢板满足上述的各要件，其制法没有特别限定，但为了将钢熔炼铸造之后，在实施热轧这样的厚钢板一系列的制造工序中得到使疲劳特性提高的析出物，优选使用具有上述这样化学成分组成的钢片(例如，板坯)，以下述方式控制热轧前的加热温度、热轧时的累积压下率、终轧温度、终轧压下率、终轧结束温度、热轧后的冷却速度和冷却停止温度。

加热温度：1000～1200℃

全部热轧工序的累积压下率：70％以上

终轧中，Ar₃相变点+150℃～Ar₃相变点+50℃的温度范围中的累积压下率：50％以上

终轧结束温度：Ar₃相变点+30℃以上的温度

从终轧结束温度至600℃的平均冷却速度：10℃/秒以下

在热轧前，将钢片加热至1000～1200℃的温度范围。优选为1050℃以上。全部热轧工序的累积压下率为70％以上。优选为75％以上。为了减小贝氏体的组织尺寸，需要在未再结晶温度域施加充分的压下。以一边防止晶粒的粗大化，一边能够确保热轧时的累积压下率为70％以上的方式，加热至1000～1200℃的温度范围而进行充分的压下。另外为了得到贝氏体组织，在钢板的终轧中，使Ar₃相变点+150℃～Ar₃相变点+50℃的温度范围(未再结晶温度域)的累积压下率为50％以上(优选为60％以上)。还有，为了得到贝氏体组织，结束终轧的温度(终轧结束温度)若为Ar₃相变点+30℃以上则能够适宜设定，只要可以达成既定的累积压下率，也可以比该Ar₃相变点+30℃高。终轧结束温度优选的上限为钢板的Ar₃相变点+130℃以下(更优选为Ar₃相变点+100℃以下)。

关于加热钢板时的加热速度，没有特别限定，但优选为3～10℃/分左右。若加热速度低于3℃/分，则在板坯的加热阶段容易析出粗大的碳化物，其后的工序中不能充分地固溶，合金元素偏析，因此难以微细地分散希望的析出物。反之，若加热速度高于10℃/分，则板坯中的成分偏析无法被充分消除，因此难以微细地分散希望的析出物。

还有，上述“累积压下率”是由下述(4)式计算的值。另外上述Ar₃相变点采用由下述(5)式求得的值(后述的表1、2所示的值也同样)。

累积压下率＝(t₀-t₁)/t₂×100…(4)

[(4)式中，t₀表示距表面3mm的位置的温度处于轧制温度范围时的钢片的轧制开始厚度(mm)，t₁表示距表面3mm的位置的温度处于轧制温度范围时的钢片的轧制结束厚度(mm)，t₂表示轧制前的钢片(例如板坯)的厚度。]

Ar₃相变点＝910-230×[C]+25×[Si]-74×[Mn]-56×[Cu]-16×[Ni]-9×[Cr]-5×[Mo]-1620×[Nb]…(5)

其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]和[Nb]分别表示C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo和Nb的含量(质量％)。

热轧结束后，从终轧结束温度至少至600℃，以10℃/秒以下(优选为8℃/秒以下)的平均冷却速度进行冷却，优选该平均冷却速度的停止温度(冷却停止温度)为550℃以上，从而能够一边使析出物微细分散，一边使余量组织为珠光体主体的组织。之所以使冷却范围为“终轧结束温度至600℃”，除了是因为其是形成母相的组织的温度域，也是析出物析出的温度域。另外在本发明的厚钢板中，即便使平均冷却速度为10℃/秒以下，也可一边抑制铁素体的生成，一边实现贝氏体组织的微细化。

还有，之所以使冷却停止温度为550℃以上，是因为若以上述冷却速度进行冷却至低于550℃，则余量组织成为MA、马氏体，为了稳定地使余量组织为珠光体，必须在550℃以上停止冷却。但是，低于550℃时，也可以通过放冷进行冷却。另外，从这一观点出发，上述平均冷却速度的优选的下限为1℃/秒以上(更优选为1.5℃/秒以上)。

关于疲劳特性如说明，龟裂进展的抑制，有效的是作为主体的组织中的晶粒的微细化和硬质的第二相带来的强化。但是，在一般的热轧中，即使对轧制后的钢板进行强制冷却，与钢板的表层相比，内部的冷却速度仍较慢，即使表层的组织是微细的贝氏体组织，内部的组织尺寸也粗大，或贝氏体分率降低，龟裂进展速度增加。因此，为了得到疲劳特性优异，且龟裂进展特性优异的钢板，优选在控制表层的组织形态的同时，一并控制钢材(钢板)内部的组织形态。

(钢板内部的组织)

确保作为板厚的t/4的位置的金属组织中所占的贝氏体分率为80面积％以上，且基于相邻结晶取向差为15°以上的大角度晶界而决定贝氏体的晶粒时，使该晶粒的板厚方向的平均长度(平均有效晶粒直径)为7μm以下。贝氏体分率优选为85面积％以上，更优选为90面积％以上。平均有效晶粒直径优选为6μm以下，更优选为5μm以下。

(钢板内部的余量组织)

贝氏体组织以外的组织(余量组织)之中，优选使硬质的余量组织(硬质余量组织)以当量圆直径计为3μm以下，相比贝氏体为硬质的组织。之所以使硬质余量组织的当量圆直径为3μm以下，是由于若余量组织的平均尺寸高于3μm，则有可能使韧性等其他的特性大幅降低。余量组织基本上含有马氏体、MA，这些硬质余量组织可以使龟裂进展速度降低。

为了确保这样的组织形态，优选以下述方式控制热轧时的累积压下率和未再结晶温度域的压下率。

全部热轧工序的累积压下率：80％以上

未再结晶温度域的压下率：低于70％

为了使板厚的1/4的位置的组织尺寸为7μm以下，需要提高热轧工序中的累积压下率，优选该压下率为80％以上。若该累积压下率不足，则即使表层的组织变得微细，板厚的1/4的位置的组织仍达不到充分微细，龟裂进展速度无法充分降低。更优选为85％以上。

另外若未再结晶温度域的压下率变大，则铁素体核生成点增加，铁素体相变容易发生，贝氏体分率降低，因此得不到充分的龟裂进展速度抑制效果。因此，为了在钢板内部确保贝氏体分率为80面积％以上，需要不过度施加未再结晶温度域的压下。由此，优选使未再结晶温度域的累积压下率低于70％。

实施例

以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例限制，在能够符合前、后述的主旨的范围内，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。

(实施例1)

遵循通常的熔炼法，熔炼铸造下述表1和表2所示的化学成分组成的钢(钢种A～Z)后，以下述表3所示的各种条件(轧制条件No.a～p)进行热轧，得到厚18～20mm的钢板。还有，在表3中，所谓“未再结晶温度域压下率”，是Ar₃相变点+150℃～Ar₃相变点+50℃的温度范围的压下率(累积压下率)。另外表3所示的“未再结晶温度域压下率”是设计值，终轧结束温度比Ar₃相变点+150℃高(即，在未再结晶温度域到达前完成轧制)时，未再结晶温度域压下率为0％(即，未进行未再结晶温度域的压下)(例如，表5的试验No.26)。

[表1]

[表2]

[表3]

对于各钢板，遵循以下的要领测量钢板的贝氏体分率、有效晶粒直径、第二相(余量组织)的尺寸、余量组织中的珠光体分率、抗拉强度、疲劳特性、微细析出物的个数密度和尺寸。还有，无论哪项测量中，试验片提取均是将从钢板的表层起到3mm的位置作为评价位置。

(贝氏体分率)

使距钢板表面深度3mm位置的钢板的与轧制方向平行且相对于钢板的表面垂直的面露出，如此切下试样，使用#150～#1000的湿式砂纸对其进行研磨，之后作为研磨剂使用金刚石研磨剂进行镜面研磨加工。对于该镜面试验片，以2％硝酸-乙醇溶液(nital溶液)进行蚀刻后，以观察倍率400倍观察150μm×200μm的视野，通过图像分析测量贝氏体分率(面积％)。求得合计5个视野的贝氏体分率，采用其平均值。

(有效晶粒直径)

在距钢板表层深3mm位置的钢板的与轧制方向平行的截面中，通过SEM(ScanningElectronMicroscape：扫描型电子显微镜)-EBSP(ElectronBackscatterPattern：电子背散射解析像法)测量有效晶粒直径(大角度晶界直径)。具体来说，将TEXSEMLaboratries社的EBSP装置(商品名：“OIM”)与SEM组合使用，将倾角(结晶取向差)15°以上的边界作为结晶晶界而测量有效晶粒直径。这时的测量条件为，测量区域：200μm×200μm，测量梯级：0.5μm间隔，表示测量方位的可靠性的置信指数(ConfidenceIndex)比0.1小的测量点从分析对象中除外。在如此求得的结晶晶界中，在板厚方向测量100处的切断长度，将其平均值作为有效晶粒直径。但是，有效晶粒直径为2.0μm以下判断为测量干扰，将其除外。

(余量组织的尺寸和珠光体分率)

余量组织的尺寸和余量组织中的珠光体分率，根据与上述贝氏体分率的测量同样的方法，切下试样，进行研磨、蚀刻后，用SEM以观察倍率1000倍进行观察，通过图像分析求得余量组织的尺寸(当量圆直径)和余量组织中的珠光体分率。两者均采用5个视野的平均值。

(抗拉强度)

从各钢板的表层深度2～6mm位置提取板厚4mm、标点距离35mm的拉伸试验片，遵循JISZ2241(2011)进行拉伸试验，由此测量抗拉强度TS。

(疲劳特性)

疲劳特性的进行是从板厚表层2～6mm位置切下4mm厚的钢材，制作图1所示这样的试验片。还有，试验片表面用砂纸进行研磨至#1200，除去表面状态的影响。对于所得到的试验片，使用Instron公司制电液伺服式疲劳试验机，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

试验结束循环数：5000000次

疲劳特性受到抗拉强度的影响，为了除去其影响而求得500万次疲劳限度比，500万次疲劳限度比高于0.51的为合格。500万次疲劳限度比是用500万次疲劳强度除以抗拉强度的值，500万次疲劳强度以如下方式决定。在各试验片中用应力振幅σa除以抗拉强度TS(σa/TS)，在所得值为0.51的应力振幅下进行疲劳试验，到达500万次时未断裂的为合格(断裂的为不合格，表示为“×”)，在下述表4、5中以“○”表示。另外在(σa/TS)的值为0.53的应力振幅下进行疲劳试验，到达500万次时未断裂的，在下述表4、5中以“◎”表示。

(析出物的个数密度和尺寸)

在利用由距钢板表面3mm的位置提取的试样，通过萃取复型法制作的试验片中，用透射型电子显微镜(TEM：TransmissionElectronMicroscape)，以观察倍率150000倍，进行观察视野750nm×625nm、进行观察位置5个视野的观察，通过图像分析，测量该视野中的含有Nb、Ti、V的任意一个析出物的面积，据其面积计算各析出物的当量圆直径。还有，含有Nb、Ti、V的任意一个的析出物，由EDX(EnergyDispersiveX-rayspectrometry：能量色散型X射线分析)进行判别。将当量圆直径20nm以下的析出物换算成1μm²，作为个数密度。

这些结果显示在下述表4和表5中。

[表4]

[表5]

由这些结果能够进行如下考察。即，试验No.1～19(表4)，因为钢的化学成分组成和制造条件均得到适当控制，因此满足本发明所规定的要件(组织、析出物)，发挥着优异的疲劳特性。

另一方面，试验No.20～41(表5)，因为钢板的化学成分组成和制造条件的至少任意一个不当，因此成为疲劳特性差的结果。其中，试验No.20的板坯加热速度过速快(轧制条件No.g)，析出物个数密度小，疲劳特性劣化。试验No.21的板坯加热速度过慢(轧制条件No.h)，析出物个数密度小，疲劳特性劣化。

试验No.22的热轧前的加热温度过高(轧制条件No.i)，没有达成既定的抗拉强度(其他的特性未评价)。试验No.23的热轧前的加热温度过低(轧制条件No.j)，贝氏体分率降低，并且有效晶粒直径变大，而且析出物个数密度也小，疲劳特性劣化。

试验No.24的热轧时的累积压下率过小(轧制条件No.k)，有效晶粒直径变大，疲劳特性劣化。试验No.25的未再结晶温度域的压下率小(轧制条件No.1)，有效晶粒直径过大，并且余量组织尺寸变大，疲劳特性劣化。

试验No.26的终轧结束温度过高(轧制条件No.m：未再结晶温度域的压下率实质上为0％)，抗拉强度降低，并且有效晶粒直径变大，而且析出物个数密度也小，疲劳特性劣化。试验No.27的终轧结束温度过低(轧制条件No.n)，贝氏体分率降低，而且析出物个数密度也小，疲劳特性劣化。

试验No.28的热轧后的冷却速度快(轧制条件No.o)，析出物个数密度未达成(未分散微细析出物)，疲劳特性劣化(抗拉强度也变高)。试验No.29的冷却停止温度低(轧制条件No.p)，余量组织中的珠光体分率小，疲劳特性劣化。

试验No.30是使用了C含量过剩的钢片(钢种O)的例子，抗拉强度过高(其他的特性未评价)。试验No.31是使用了C含量少的钢片(钢种P)的例子，未达成既定的抗拉强度(其他的特性未评价)。

试验No.32是使用了Si含量过剩的钢片(钢种Q)的例子，析出物个数密度未达成(未分散微细析出物)，疲劳特性劣化。试验No.33是使用了Mn含量少的钢材(钢种R)的例子，贝氏体分率降低，疲劳特性劣化。试验No.34是使用了Mn量多的钢片(钢种S)的例子，余量组织中的珠光体分率不足，疲劳特性劣化。

试验No.35是使用了Cu和Ni的含量不足，CA值小的钢片(钢种T)的例子，析出物个数密度少，疲劳特性劣化。试验No.36是使用了CA值大的钢片(钢种U)的例子(Ni含量也过剩)，粗大析出物增加，析出物个数密度少，疲劳特性劣化(抗拉强度也变高)。

试验No.37是使用了PR值小的钢片(钢种V)的例子，析出物个数密度少，疲劳特性劣化。试验No.38是使用了PR值大的钢片(钢种W)的例子，析出物个数密度少，疲劳特性劣化。

试验No.39是使用了Kp值大的钢片(钢种X)的例子，贝氏体分率降低，并且有效晶粒直径变大，而且余量组织中的珠光体分率小，疲劳特性劣化。

试验No.40是使用了B含量少的(未添加的)钢片(钢种Y)的例子，贝氏体分率降低，并且有效晶粒直径变大，疲劳特性劣化。试验No.41是使用了B含量多的钢片(钢种Z)的例子，另外CA值也小，贝氏体分率降低，疲劳特性劣化(抗拉强度也变高)。

(实施例2)

对于表4所示的试验No.1～19的各钢板，对板厚的1/4的位置的贝氏体分率、有效晶粒直径、第二相的尺寸，与实施例1所示的方法同样进行评价。关于试验片的提取方法，除了板厚的1/4的位置以外，均与上述同样。另外，对于该钢板，通过下述的方法测量龟裂进展速度。

(龟裂进展速度)

依据ASTME647，使用紧凑拉伸试验片，用电液伺服式疲劳试验机以下述的条件进行疲劳龟裂进展试验，测量龟裂进展速度。还有，紧凑拉伸试验片使用从板厚的1/2的位置提取，图2所示的形状的试验片。另外，龟裂长度使用柔度法。

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：5～20Hz

这时，由下述(6)式规定的Paris公式成立的稳定成长区域ΔK＝20(MPa·m^1/2)的值作为代表值进行评价。ΔK＝20(MPa·m^1/2)时的龟裂进展速度为5.0×10^-5mm/cycle以下的为龟裂进展特性优异。

da/dn＝C(ΔK)m…(6)

[(1)式中，a：表示龟裂长度，n：表示循环数，C、m：表示由材料、载荷等条件决定的常数。]

这些结果显示在下述表6中。

[表6]

由这些结果，能够进行如下分析。即，试验No.1、3～6、9～19，因为钢的化学成分组成和制造条件得到适当控制，所以满足钢板内部的优选的要件(组织、析出物)，能够得到优异的疲劳龟裂进展特性(龟裂进展速度为5.0×10^-5mm/cycle以下)。

相对于此，试验No.2、8的全部热轧工序中的累积压下率小(轧制条件No.c)，有效晶粒直径变大，疲劳龟裂进展特性劣化。另外，试验No.7的未再结晶温度域的压下率(累积压下率)变大(轧制条件No.f)，贝氏体分率降低，疲劳龟裂进展特性劣化。

参照特定的方式详细地说明了本发明，但不脱离本发明的精神和范围而可以进行各种变更和修改，这对本领域技术人员来说是清楚的。

还有，本申请基于2013年9月20日申请的日本专利申请(专利申请2013-195590)和2014年1月30日申请的日本专利申请(专利申请2014-015524)，其全体通过引用而援引。

Claims (5)

1.一种疲劳特性优异的厚钢板，其特征在于，以质量％计分别含有C：0.03～0.12％、Si：高于0％并在0.3％以下、Mn：1.0～2.0％、B：0.0005～0.005％，且含有从Cu：0.1～1.0％和Ni：0.1～1.0％中选择的一种以上，以及从V：高于0％并在0.05％以下、Nb：高于0％并在0.05％以下和Ti：高于0％并在0.05％以下所构成的组中选择的一种以上，这些元素满足下述(1)～(3)式的关系，余量是铁和不可避免的杂质，

在与轧制方向平行的纵截面中距钢板表面深3mm的观察位置进行测量时，金属组织满足下述(a)～(d)的要件，析出物满足下述(A)的要件，

0.01≤[Nb]+2[Ti]+2[V]≤0.10…(1)

其中，[Nb]、[Ti]和[V]分别表示Nb、Ti和V的钢板中的质量％标准下的含量，

0≤([Cu]+[Ni])-2[Si]≤1.0…(2)

其中，[Cu]、[Ni]和[Si]分别表示Cu、Ni和Si的钢板中的质量％标准下的含量，

[Mn]+1.5[Cr]+2[Mo]≤2.4…(3)

其中，[Mn]、[Cr]和[Mo]分别表示Mn、Cr和Mo在钢板中的质量％标准下的含量，

(a)金属组织由贝氏体组织和余量组织构成，全部组织中，贝氏体分率为80面积％以上，

(b)基于相邻结晶的取向差为15°以上的大角度晶界决定贝氏体的晶粒时，该晶粒的板厚方向的平均长度为7μm以下，

(c)所述余量组织的当量圆直径为3.0μm以下，

(d)所述余量组织中，珠光体分率为80面积％以上，

(A)含有Nb、Ti和V中的至少任意一个的当量圆直径为20nm以下的析出物的个数为100个/μm²以上。

2.根据权利要求1所述的厚钢板，其中，以质量％计还含有从Ca：高于0％并在0.005％以下、Al：高于0％并在0.10％以下、N：高于0％并在0.010％以下、Cr：高于0％并在2％以下和Mo：高于0％并在1％以下所构成的组中选择的一种以上。

3.根据权利要求1或2所述的厚钢板，其中，在与轧制方向平行的纵截面中，观察作为板厚的1/4位置这一位置时，金属组织满足下述(e)～(g)的要件：

(e)金属组织由贝氏体组织和比该贝氏体硬质的余量组织构成，全部组织中，贝氏体分率为80面积％以上；

(f)基于相邻结晶的取向差为15°以上的大角度晶界决定贝氏体的晶粒时，该晶粒的板厚方向的平均长度为7μm以下；

(g)所述硬质余量组织的当量圆直径为3μm以下。

4.一种疲劳特性优异的厚钢板的制造方法，其特征在于，以下述的条件热轧权利要求1或2所述的化学成分组成的钢片：

加热温度：1000～1200℃

全部热轧工序的累积压下率：70％以上

终轧中，(Ar₃相变点+150℃)～(Ar₃相变点+50℃)的温度范围的累积压下率：50％以上

终轧结束温度：Ar₃相变点+30℃以上的温度

从终轧结束温度至600℃的平均冷却速度：10℃/秒以下。

5.根据权利要求4所述的厚钢板的制造方法，其中，冷却停止温度为550℃以上。