CN113840933B - 厚钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种厚钢板，成分组成满足规定的C、Si、Mn、P、S、Al、Nb、Ti、N、和Ca，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并满足由下式(1)求得的Di+10Nb：1.20～2.50，晶粒取向差15°以上的大角晶界所包围的晶粒之中，当量圆直径为7.5μm以下的晶粒的合计面积分率SA，在板厚的1/4位置为34％以上，且在板厚的1/2位置为27％以上。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)…(1)式(1)中，[元素]分别表示以质量％所示的各元素的含量，不包含的元素为0。

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。特别是涉及母材韧性优异的高强度的厚钢板，和该厚钢板的制造方法。
背景技术
例如，伴随LPG罐等的大型化，高强度且兼备母材的低温韧性、HAZ低温韧性的厚钢板的需要正在增长。
作为HAZ韧性优异的高强度钢，例如在专利文献1中公开有一种钢，其满足规定的成分，并满足钢板中心偏析部的平均化学分析值的C浓度是钢材的平均C浓度的1.2倍以下，按JIS规格测量的夹杂物的清洁度为0.03％以下，且在钢板截面观察到的平均直径10μm以上的氧化物系夹杂物的个数为1个以下/1mm2，0.05～5μm的氧化物和氮化物的析出物的个数为100个以上/1mm2。
在专利文献2中，通过满足规定的化学成分，并使针状铁素体组织分率为50％以上，此外使以平均当量圆直径计1～5μm的岛状马氏体(MA)组织分率满足3～10％，从而能够得到母材低温韧性和HAZ低温韧性优异的低屈强比高张力钢板。
在专利文献3中公开有一种满足规定的成分组成，微观组织是贝氏体组织，屈服强度为500N/mm2以上且抗拉强度为610N/mm2以上的钢材。另外还公开有该钢材不以进行用于去除焊接后的残余应力的退火热处理为必须，适合LPG·氨货船用罐的制造。
在专利文献4中公开有一种耐SR(Stress Relief)特性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，满足规定的成分组成，且将作为参数的9×Ceq+4×P≥4.8，和[C]/([Mo]+[Ti]+[Nb]+[V])为0.6～1.7的钢，加热到1100～1300℃的温度，以750℃以上的轧制结束温度热轧后，以20℃/s以上的冷却速度进行加速冷却，直至低于400℃的温度，其后立即以0.5℃/s以上的升温速度进行再加热至550～700℃。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平8－158006号公报
专利文献2：日本特开2009－127065号公报
专利文献3：日本特开2008－025014号公报
专利文献4：日本特开2007－270194号公报
在专利文献1中，虽然能够得到良好的强度与韧性的平衡，但在实施例中只考虑到40mm以下的板厚，而没有提出考虑到更厚钢板的技术。在专利文献2中，试图使母材和HAZ的低温韧性与强度并立，但低温韧性以－60℃评价，为了实现更低温下的优异韧性，认为需要进一步的研究。在专利文献3中，只在板厚t/4位置评价力学特性，而没有进一步考虑直至钢板内部的力学特性。在专利文献4中，公开的是即使在SR后仍具有良好力学特性的厚钢板的制造方法，但韧性的评价温度仅为－10℃，没有研究到更低温下的韧性。
发明内容
本发明鉴于上述情况而形成，其目的在于，提供一种即使板厚厚，在钢板的内部范围也发挥出优异的强度－韧性平衡，特别是显示出高强度和比以往更低温下的优异韧性的厚钢板，以及该厚钢板的制造方法。
本发明的方式1是一种厚钢板，其中，成分组成满足
C：0.020质量％～0.070质量％、
Si：高于0质量％且在0.40质量％以下、
Mn：1.30质量％～1.95质量％、
P：高于0质量％且在0.015质量％以下、
S：高于0质量％且在0.005质量％以下、
Al：0.005质量％～0.070质量％、
Nb：0.015质量％～0.048质量％、
Ti：0.005质量％～0.024质量％、
N：0.0030质量％～0.0080质量％、和
Ca：高于0质量％且在0.0040质量％以下，
余量由Fe和不可避免的杂质构成，
并满足由下式(1)求得的Di+10Nb：1.20～2.50，
晶粒取向差15°以上的大角晶界所包围的晶粒之中，当量圆直径为7.5μm以下的晶粒的合计面积分率SA，在板厚的1/4位置为34％以上，且在板厚的1/2位置为27％以上。
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)…(1)
在式(1)中，[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，不包含的元素为0。
本发明的方式2，在方式1所述的厚钢板中，还包含从
Cu：高于0质量％且在0.75质量％以下、和
Ni：高于0质量％且在1.4质量％以下
所构成的群中选择的一种以上的元素。
本发明的方式3，在方式1或2所述的厚钢板中，还包含从
Mo：高于0质量％且在0.50质量％以下、
V：高于0质量％且在0.060质量％以下、
Cr：高于0质量％且在0.8质量％以下、和
B：高于0质量％且在0.0007质量％以下
所构成的群中选择的一种以上的元素。
本发明的方式4，在方式1～3中任一项所述的厚钢板中，还包含从REM：高于0质量％且在0.0060质量％以下、和
Zr：高于0质量％且在0.0050质量％以下
所构成的群中选择的一种以上的元素。
本发明的方式5，是制造方式1～4中任一项所述的厚钢板的方法，其中，包括将具有方式1～4中任一项所述的成分组成的钢片加热至高于1020℃且低于1200℃的工序、和所述加热后的热轧工序，
所述热轧工序中，使轧制道次数为3个道次以上，且以满足下述(a)～(d)全部条件的方式，进行热轧和该热轧后的冷却。
(a)850℃以下的温度区域的累积压下率为40％以上
(b)最终3个道次的轧制的平均压下率为5.5％以上
(c)终轧温度为720～830℃
(d)热轧后，以平均冷却速度0.5～20℃/s，从终轧温度～690℃的冷却开始温度，冷却到320～550℃的冷却停止温度。
根据本发明，能够提供一种即使板厚厚，在钢板的内部也发挥出优异的强度－韧性平衡，特别是显示出高强度和比以往更低温下的优异韧性的厚钢板及其制造方法。
附图说明
图1是表示晶粒取向差15°以上的大角晶界所包围的晶粒之中，当量圆直径在7.5μm以下的晶粒的合计面积分率SA与Y值的关系图。
具体实施方式
本发明中，为了在SR前的状态即热轧刚结束的状态下，得到强度与比以往更低温下的韧性的平衡得到改善的厚钢板，而进行了锐意研究。特别是为了得到如下的钢板而进行了锐意研究：即使板厚厚，在板厚的1/4位置和1/2位置，强度－韧性平衡仍优异的钢板，具体来说，就是本发明中规定的关于强度－韧性平衡的参数Y＝20×vTrs－7×YP十分低的钢板。
其结果发现，如果控制成分组成，并且在板厚的1/4位置和1/2位置，以规定量确保微细的针状铁素体组织，更具体地说，就是以规定量确保由后述方法测量的当量圆直径7.5μm以下的针状铁素体，便能够得到上述良好的特性。以下，将板厚的1/4位置称为“t/4位置”，将板厚的1/2位置称为“t/2位置”。
另外发现，为了以规定量形成上述微细的针状铁素体组织，实施下述(A)～(C)的全部内容有效。上述针状铁素体，以下称为“AF”。
(A)从奥氏体相相变到铁素体相之前，通过热轧对奥氏体相施加充分的加工应变。以此加工所导入的位错组织和变形带为核，生成AF晶粒，从而实现微细组织。
(B)在热态的未再结晶区轧制前，确保固溶Nb。这样做，容易在相变之前得到加工应变，容易生成上述这样微细的AF晶粒。所述固溶Nb的确保，如后述，有效的是使轧制前加热温度高于1020℃，且降低850℃以上的轧制中的压下率。
(C)恰当控制向铁素体相的相变温度。若向铁素体相的相变温度高，则在AF生成之前先形成晶界铁素体组织，AF量减少。反之，若向铁素体相的相变温度低，则在AF组织未形成的状态下，马氏体组织生成。为了恰当控制向铁素体相的相变温度，可以控制成分组成中的C含量、Mn含量、和含有Cu与Ni中至少任意一个时它们的含量、以及Di+10Nb的各范围，并且如后述，使热轧后的规定温度区域的平均冷却速度为0.5℃/s以上。
以下，对于本发明的厚钢板的钢组织与成分组成、特性和制造方法按顺序说明。
1.钢组织
以下对于本发明的厚钢板的钢组织进行详述。在以下钢组织的说明中，有对于具有这样的组织而能够提高各种特性的机制进行说明的情况。这些是本发明人根据目前得到的见解考虑的机制，但应该指出的是，其并不限定本发明的技术范围。
在本发明中，晶粒取向差15°以上的大角晶界所包围的晶粒之中，将当量圆直径为7.5μm以下的晶粒，定义为微细的针状铁素体(AF)组织。在本发明中所谓“使微细的针状铁素体(AF)组织以规定量形成”，是指使该晶粒取向差15°以上的大角晶界所包围的晶粒，即当量圆直径为7.5μm以下的晶粒，如下述所示这样，在t/4位置确保34％以上，且在t/2位置确保27％以上。
在本发明中，为了得到即使板厚厚仍显示出优异的强度－韧性平衡的厚钢板，在t/4位置和t/2位置的双方，规定晶粒取向差15°以上的大角晶界所包围的晶粒之中，当量圆直径为7.5μm以下的晶粒的合计面积分率SA，即微细的针状铁素体(AF)组织的面积分率。详细地说，就使上述合计面积分率SA，在t/4位置满足34％以上，且在t/2位置满足27％以上。t/4位置的上述合计面积分率SA，优选为35％以上，更优选为36％以上。另外t/2位置的上述合计面积分率SA，优选为28％以上，更优选为30％以上。还有，从得到优异的强度－韧性平衡的观点出发，t/4位置和t/2位置各位置的上述合计面积分率SA的上限没有特别限定。若考虑本发明的实施方式的厚钢板的制造条件，则t/4位置的合计面积分率SA的上限为80％左右，t/2位置的合计面积分率SA的上限为70％左右。
作为上述微细的针状铁素体以外的组织，可列举贝氏体、铁素体、渗碳体、残余奥氏体、马氏体等。只要上述合计面积分率SA处于本发明的实施方式所规定的范围内，也可以存在上述当量圆直径高于7.5μm的针状铁素体。
2.组成
以下对于本发明的厚钢板的组成进行说明。
C：0.020质量％～0.070质量％
C具有恰当控制铁素体相变温度，抑制作为脆性断裂起点起作用并成为强度－韧性平衡劣化原因的晶界铁素体在AF生成前生成的效果。从发挥该效果的观点出发，C量为0.020质量％以上，优选为0.023质量％以上，更优选为0.030质量％以上。另一方面，若C量过剩，则硬质的马氏体组织生成，作为脆性断裂起点起作用，从而使强度－韧性平衡劣化。因此，C量为0.070质量％以下。C量优选为0.065质量％以下，更优选为0.060质量％以下。
Si：高于0质量％且在0.40质量％以下
Si是脱氧元素，其含量高于0质量％。Si量也可以在0.05质量％以上，进一步在0.10质量％以上。另一方面，若Si量过剩，则硬质的马氏体组织生成，作为脆性断裂起点起作用而使强度－韧性平衡劣化。因此，Si量为0.40质量％以下，优选为0.38质量％以下，更优选为0.35质量％以下。
Mn：1.30质量％～1.95质量％
Mn具有恰当地控制铁素体相变温度，抑制作为脆性断裂起点起作用并成为强度－韧性平衡劣化原因的晶界铁素体在AF生成前生成的效果。从发挥该效果的观点出发，Mn量为1.30质量％以上，优选为1.40质量％以上，更优选为1.45质量％以上。另一方面，若Mn量过剩，则硬质的马氏体组织生成，作为脆性断裂起点起作用而使强度－韧性平衡劣化。因此Mn量为1.95质量％以下，优选为1.90质量％以下，更优选为1.80质量％以下。
P：高于0质量％且在0.015质量％以下
P是杂质元素，若过剩地包含，则晶界脆化，强度－韧性平衡劣化。因此P量为0.015质量％以下。P量优选为0.008质量％以下，更优选为0.007质量％以下。另一方面，在工业上，由于使P量达到0质量％困难，所以P量的下限为高于0质量％。
S：高于0质量％且在0.005质量％以下
S是杂质元素，若过剩地包含，则晶界脆化，强度－韧性平衡劣化。因此S量为0.005质量％以下。S量优选为0.004质量％以下，更优选为0.003质量％以下。另一方面，在工业上，使S量达到0质量％有困难，因此S量的下限高于0质量％。
Al：0.005质量％～0.070质量％
Al是脱氧元素。进行充分的脱氧而减少钢中氧，抑制由氧化物造成的强度－韧性平衡劣化，因此Al量为0.005质量％以上。Al量优选为0.010质量％以上，更优选为0.015质量％以上。另一方面，若Al量过剩，则形成粗大氧化物，强度－韧性平衡劣化。因此，Al量为0.070质量％以下，优选为0.050质量％以下，更优选为0.045质量％以下。
Nb：0.015质量％～0.048质量％
Nb是促进AF生成的元素。为了使微细的AF组织充分生成而得到良好的强度－韧性平衡，Nb量为0.015质量％以上，优选为0.016质量％以上，更优选为0.018质量％以上。另一方面，若Nb量过剩，则硬质的马氏体组织生成，该组织作为脆性断裂起点起作用而使强度－韧性平衡劣化。因此，Nb量为0.048质量％以下，优选为0.045质量％以下，更优选为0.040质量％以下。
Ti：0.005质量％～0.024质量％
Ti是通过形成TiN而有助于HAZ韧性提高的元素。从发挥该效果的观点出发，Ti量为0.005质量％以上，优选为0.007质量％以上，更优选为0.009质量％以上。另一方面，若Ti量过剩，则粗大的结晶TiN生成，强度－韧性平衡劣化。因此Ti量为0.024质量％以下，优选为0.022质量％以下，更优选为0.020质量％以下。
N：0.0030质量％～0.0080质量％
N是通过形成TiN而有助于HAZ韧性提高的元素。从发挥该效果的观点出发，N量为0.0030质量％以上，优选为0.0032质量％以上，更优选为0.0035质量％以上。另一方面，若N量过剩，则固溶N增加，强度－韧性平衡劣化。因此N量为0.0080质量％以下，优选为0.0075质量％以下，更优选为0.0070质量％以下。
Ca：高于0质量％且在0.0040质量％以下
Ca是脱氧元素，其含量高于0质量％。另外，钢中Mn量多时，在t/2位置，由于铸造时的Mn稠化而容易生成粗大的MnS，认为t/2位置的韧性容易降低。为了抑制该MnS的形成，优选使Ca量高于0质量％，更优选为0.0008质量％以上，进一步优选为0.0010质量％以上。另一方面，若Ca量过剩，则形成粗大氧化物，强度－韧性平衡劣化。因此，Ca量为0.0040质量％以下，优选为0.0028质量％以下，更优选为0.0025质量％以下。
余量是Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，允许由原料、物料、制造设备等的状况而带进来的例如As、Sb、Sn等微量元素的混入。还有，例如像P和S这样，通常，含量越少越优选，因此是不可避免的杂质，但有对于其组成范围以上述方式另行规定的元素。因此，在本说明书，所谓构成余量的“不可避免的杂质”，是除去其组成范围被另行规定的元素以外的概念。
本发明的实施方式的厚钢板，在成分组成中，包含上述元素即可。以下所述的选择元素，也可以不包含，但根据需要使之与上述元素一并含有，能够更容易达成高强度等。另外，能够更容易确保希望的组织，能够更容易地达成本发明的实施方式所要求的强度－韧性平衡。以下，对于选择元素进行阐述。
从Cu：高于0质量％且在0.75质量％以下和Ni：高于0质量％且在1.4质量％以下所构成的群中选择的一种以上的元素
这些元素具有恰当控制铁素体相变温度，抑制作为脆性断裂起点起作用并成为强度－韧性平衡劣化原因的晶界铁素体在AF生成前生成的效果。从发挥该效果的观点出发，使Cu含有时，优选高于0质量％，更优选为0.05质量％以上，进一步优选为0.10质量％以上，更进一步优选为0.15质量％以上。使Ni含有时，优选高于0质量％，更优选为0.10质量％以上，进一步优选为0.15质量％以上，更进一步优选为0.20质量％以上。另一方面，若这些元素过剩，则硬质的马氏体组织生成，该组织作为脆性断裂起点起作用，招致强度－韧性平衡的劣化。因此，Cu量优选为0.75质量％以下，更优选为0.70质量％以下，进一步优选为0.68质量％以下。Ni量优选为1.4质量％以下，更优选为1.2质量％以下，进一步优选为1.0质量％以下。
从Mo：高于0质量％且在0.50质量％以下、V：高于0质量％且在0.060质量％以下、Cr：高于0质量％且在0.8质量％以下和B：高于0质量％且在0.0007质量％以下所构成的群中选择的一种以上的元素
这些元素是对于提高强度有效的元素。从发挥该效果的观点出发，使Mo含有时，优选高于0质量％，更优选为0.05质量％以上，进一步优选为0.10质量％以上。使V含有时，优选高于0质量％，更优选为0.01质量％以上，进一步优选为0.02质量％以上。使Cr含有时，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。使B含有时，优选高于0质量％，更优选为0.0003质量％以上。
另一方面，若这些元素的含量过剩，则硬质的马氏体组织生成，该组织作为脆性断裂起点起作用，招致强度－韧性平衡的劣化。因此，Mo量优选为0.50质量％以下，更优选为0.45质量％以下，进一步优选为0.40质量％以下。V量优选0.060质量％以下，更优选为0.050质量％以下，进一步优选为0.045质量％以下。Cr量优选为0.8质量％以下，更优选为0.70质量％以下，进一步优选为0.60质量％以下。B量优选为0.0007质量％以下，更优选为0.0006质量％以下。
从REM：高于0质量％且在0.0060质量％以下和Zr：高于0质量％且在0.0050质量％以下所构成的群中选择的一种以上的元素
这些元素是脱氧元素。为了发挥该效果，使REM含有时，优选高于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。使Zr含有时，优选高于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，若这些元素过剩，则粗大氧化物形成，强度－韧性平衡劣化。因此REM量优选为0.0060质量％以下，更优选为0.0050质量％以下，进一步优选为0.0045质量％以下。Zr量优选为0.0050质量％以下，更优选为0.0045质量％以下，进一步优选为0.0040质量％以下。所述REM，是包括镧系元素(从La至Lu的15种元素)、Sc(钪)和Y(钇)的意思。
Di+10Nb：1.20～2.50(Di由下式(1)求得)
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)…(1)
在式(1)是，[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，不包含的元素为0。
Di+10Nb是对铁素体相变温度造成影响的参数。通过恰当控制铁素体相变温度，能够抑制AF生成前的晶界铁素体的生成，另外能够控制AF以外的珠光体组织和马氏体组织的过剩生成，促进AF生成。从些观点出发，在本发明的实施方式中，使Di+10Nb在1.20～2.50的范围内。若Di+10Nb的值过小，则珠光体组织随晶界铁素体一起生成，强度－韧性平衡劣化。因此Di+10Nb为1.20以上。Di+10Nb优选为1.25以上，更优选为1.30以上。另一方面，若Di+10Nb的值过大，则硬质的马氏体组织生成，作为脆性断裂起点起作用而使强度－韧性平衡劣化。因此Di+10Nb为2.50以下。Di+10Nb优选为2.20以下，更优选为2.00以下。
本发明的实施方式的厚钢板的板厚，优选为16mm以上，更优选为30mm以上，进一步优选为40mm以上，特别优选为高于40mm。还有，板厚的上限未特别限定，例如优选为80mm以下。
本发明的厚钢板具有下述的特性，例如适于大型的LPG罐、船舶等的制造。
3.特性
本发明中，在强度与比以往更低温度下的韧性的平衡的评价中，使用下式(2)所示的参数即Y值。Y值如下式(2)所示，包括屈服强度YP、延脆转变温度vTrs。还有，作为下式(2)中的屈服强度YP，SS曲线(也称为“应力－应变曲线图”)，在屈服点不明朗的圆弧的情况下，使用0.2％屈服强度(0.2YS)，在具有降伏点的情况下使用YP。
本发明的实施方式的厚钢板将在热轧状态下，在相对于轧制方向为直角的C方向上，满足t/4位置的Y低于－5200，且t/2位置的Y低于－4700的情况，评价为强度－韧性平衡优异。
Y＝20×vTrs－7×YP…(2)
上述t/4位置的Y值，优选为－5300以下，更优选为－5400以下，另外，上述t/2位置的Y值，优选为－4800以下，更优选为－5000以下。这些值越低，意味着强度－韧性平衡越优异。
在本发明的实施方式中，作为特性达成上述参数即可。关于屈服强度YP、延脆转变温度vTrs，分别以达成上述参数为前提，例如可列举屈服强度YP优选为350～550MPa的范围，延脆转变温度vTrs优选为低于－70℃的范围，更优选为低于－80℃的范围。另外根据测量位置不同，在t/4位置，以达成上述参数为前提，例如，屈服强度YP优选为410MPa以上，更优选为430MPa以上，进一步优选为460MPa以上，更进一步优选为480MPa以上，特别为500MPa以上，延脆转变温度vTrs优选为－90℃以下，更优选为－95℃以下，进步优选为－100℃以下，更进一步优选为－110℃以下。另外在t/2位置，以达成上述参数为前提，例如，屈服强度YP优选为400MPa以上，更优选为430MPa以上，进一步优选为460MPa以上，更进一步优选为480MPa以上，特别为500MPa以上，延脆转变温度vTrs优选为－80℃以下，更优选为－90℃以下，进一步优选为－95℃以下，更进一步优选为－100℃以下。
4.制造方法
本发明的厚钢板的制造方法，其中，包括将具有所述成分组成的钢片加热到高于1020℃且低于1200℃的工序、和所述加热后的热轧工序，所述热轧工序中，使轧制道次数为3个道次以上，且以完全满足下述(a)～(d)的条件的方式，进行热轧和该热轧后的冷却。
(a)850℃以下的温度区域的累积压下率为40％以上
(b)最终3个道次的轧制的平均压下率为5.5％以上
(c)终轧温度为720～830℃
(d)热轧后，以平均冷却速度0.5～20℃/s，从终轧温度～690℃的冷却开始温度，冷却至320～550℃的冷却停止温度。
以下，对于各制造条件进行详述。
[将具有所述成分组成的钢片加热至高于1020℃且低于1200℃的工序]
在热轧的加热中，若加热温度为1020℃以下，则铸造时生成的NbC无法充分固溶，得不到由固溶Nb带来的AF生成促进效果。因此加热温度高于1020℃，优选为1040℃以上，更优选为1050℃以上，进一步优选为1060℃以上。另一方面，若加热温度为1200℃以上，则奥氏体晶粒粗大化，组织全面粗大化。因此加热温度低于1200℃，优选为1180℃以下，更优选为1150℃以下。
[所述加热后的热轧工序]
本发明，如后述，具有的特征在于，控制最终3个道次的轧制的平均压下率，所述加热后，进行轧制道次为3个道次以上的热轧，全总道次数数(轧制道次的次数)只要对组织和特性不造成影响便没有限定。所述轧制道次更优选为7个道次以上，进一步优选为10个道次以上，从生产率的观点出发，能够为60个道次以下。
本发明的实施方式中，以完全满足下述(a)～(d)条件的方式而进行所述热轧，且进行热轧后的冷却。
(a)850℃以下的温度区域下的累积压下率：40％以上
以得到充分的AF组织为目的，为了向奥氏体相导入充分的加工应变，需要使热轧中850℃以下的温度区域的累积压下率(也称为“总压下率”)为40％以上。可是，若850℃以上的轧制的压下率增加，则认为在轧制中NbC析出，固溶Nb减少。从抑制该850℃以上的轧制中的累积压下率的观点出发，使上述850℃以下的温度区域的累积压下率为40％以上。所述累积压下率优选为50％以上，更优选为55％以上。所述累积压下率的上限从生产率的观点出发为80％左右。
(b)最终3个道次的轧制的平均压下率：5.5％以上
最终3个道次的压下所导入的位错组织，以恢复相对未进行的状态转移到冷却工序，因此AF促进效果大。在本发明的实施方式中，为了导入上述位错组织而向奥氏体相导入充分的加工应变，为此使最终3个道次的轧制中的平均压下率为5.5％以上。在本发明的实施方式中，通过控制最终3个道次的轧制的平均压下率，即使在钢板内部，特别是在t/2位置，也能够得到AF组织在一定程度以上的预期组织，这一点与没有控制最终3个道次的轧制的平均压下率的现有方法不同。所述平均压下率优选为5.8％以上，更优选为6.0％以上。另一方面，从轧制机负荷的观点出发，上述平均压下率的上限为20％左右。
(c)终轧温度(Finishing Rolling Temperature，FRT)：720～830℃
若钢材的温度高于850℃，则即使以上述平均压下率进行最终3个道次的轧制，也无法向奥氏体相导入充分的加工应变，AF组织量不足。在本发明的实施方式中，为了充分确保AF组织量，使终轧温度为830℃以下。终轧温度优选为820℃以下，更优选为810℃以下。另一方面，若终轧温度低于720℃，则轧制中形成粗大的铁素体，韧性劣化。因此终轧温度为720℃以上，优选为750℃以上，更优选为760℃以上。
(d)热轧后，以平均冷却速度0.5～20℃/s，从终轧温度～690℃的冷却开始温度，冷却到320～550℃的冷却停止温度。
通过以平均冷却速度0.5～20℃/s对于一定的温度区域进行冷却，能够充分确保AF组织。若平均冷却速度高于20℃/s，则会在无法充分形成AF组织状态下发生马氏体相变，因此不为优选。所述平均冷却速度优选为15℃/s以下，更优选为12℃/s以下。如前述，为了恰当控制向铁素体相的相变温度，充分确保AF组织，而控制成分组成中的C含量、Mn含量、和含有Cu与Ni的至少任意一个时它们的含量、以及Di+10Nb的各范围，使上述平均冷却速度为0.5℃/s以上。若上述平均冷却速度低于0.5℃/s，则冷却时生成粗大的晶界铁素体，AF组织量不足。平均冷却速度优选为2.0℃/s以上，更优选为3.0℃/s以上。作为上述平均冷却速度的冷却方法，例如可列举水冷。
上述冷却的开始温度，为终轧温度～690℃下的任意的温度。若钢材的温度低于710℃，则容易发生冷却开始前生成晶界铁素体，或导入到奥氏体相中的加工应变恢复这样的问题。其结果是，AF组织量容易不足。在本发明的实施方式中，为了充分确保AF组织量，使上述平均冷却速度下的冷却开始温度(Start Cooling Temperature，SCT)为690℃以上。上述冷却开始温度优选为710℃以上，更优选为720℃以上。
上述冷却的结束温度(Finish Cooling Temperature，FCT)为320～550℃下的任意温度。若使上述平均冷却速度下的冷却，例如水冷，在高于550℃的温度区域停止，则在水冷停止后的缓冷时生成晶界铁素体，难以充分确保AF组织。因此，所述结束温度为550℃以下。所述结束温度优选为500℃以下，更优选为480℃以下。另一方面，若进行上述平均冷却速度下的冷却直至例如低于320℃的温度区域，则在未充分形成AF组织的状态下发生马氏体相变。因此，所述结束温度为320℃以上。所述结束温度优选为340℃以上，更优选为360℃以上。
本发明的制造方法，除上述热轧工序以外，没有特别限定，以通常进行的条件实施即可。
如果是接触过以上说明的本发明实施方式的高强度钢板的制造方法的本领域技术人员，则通过反复试验，有可能通过不同于上述制造方法的制造方法，得到本发明的实施方式的高强度钢板。
【实施例】
以下，列举实施例更具体地说明本发明的实施方式。本发明不受以下的实施例限制，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，这些均包含在本发明的技术范围内。
1.试样制作
以150kgVIF(Vacuum Induction Furnace：真空感应炉)或实机转炉，熔炼表1所示的成分组成的钢，对于铸造所得到的板坯，按表2所示的各种条件热轧，得到表2所示板厚的钢板。在所述热轧中，总道次数(轧制道次的次数)高于20次。表1中“－”表示非有意添加。在表2中，FRT表示终轧温度，SCT表示冷却开始温度，FCT表示冷却结束温度。所述冷却停止温度FCT，在钢板表面沿纵长方向以辐射温度计计测1～3点，计算其平均值。另外FRT、SCT以辐射温度计计测钢材表面的1点而求得。
【表1】
Figure BDA0003309859100000151
【表2】
Figure BDA0003309859100000161
2.钢组织
在与上述热轧材的轧制宽度方向垂直的截面的t/4(t：板厚)和t/2位置，实施EBSD(Electron Back Scatter Diffraction)测量。测量条件如下述。
EBSD测量条件
·装置：日本电子制JEOL－5410或JSM－IT100
·观察倍率：400倍
·测量面积：200μm×200μm
·步长(像素)：0.4μm
·考虑的相：铁素体，奥氏体
对于所得到的EBSD数据，用株式会社TSLSolutions制分析软件OIM Analysis进行分析。在得到的数据中，除去Confidence Index为0.100以下的点，将与邻接像素的晶体取向为15°以上的晶界定义为大角晶界。该大角晶界所包围的单元之中，像素尺寸为10以上的单元视为大角度晶粒。另外，测量视野的端部的大角度晶粒从分析中除外。求得大角度晶粒的平均当量圆直径，计算大角度晶粒的合计面积中所占的该平均当量圆直径为7.5μm以下的大角度晶粒的合计面积分率SA。
3.力学特性
(屈服强度YS)
在热轧状态的钢板的t/4位置和t/2位置，与板宽方向(C方向)平行地提取ASTM圆棒抗拉试验片，按ASTM的要领进行抗拉试验，测量屈服强度YS。
(母材的低温韧性)
在热轧状态的钢板的t/4位置和t/2位置，与板宽方向(C方向)平行地提取V切口摆锤冲击试验片，按ASTM的要领实施摆锤冲击冲击试验。然后评价脆性破裂率为50％的温度vTrs。
将经过上述测量得到的屈服强度YP、延脆转变温度vTrs代入下式(2)，求得t/4位置、t/2位置各位置的Y值。其结果一并记录在表2中。还有在表2中，vTrs＞－30℃时，Y值在计算时以vTrs＝－30℃计算。另外vTrs＜－130℃时，Y值在计算时以vTrs＝－130℃计算。
Y＝20×vTrs－7×YP…(2)
由表1、2可知如下。实验No.1～11，因为满足本发明的实施方式所规定的成分组成，且以规定的条件制造厚钢板，所以得到的厚钢板，即使板厚很厚，在钢板的内部，强度－韧性平衡也优异。特别是表示出高强度并且比以往更低温下的韧性优异。相对于此，实验No.12～17，因为成分组成、制造条件的至少任意一项不在本发明的实施方式所规定的范围内，所以得到的厚钢板造成强度－韧性平衡差的结果。
实验No.12，虽然成分组成处于本发明的实施方式的范围内，但是在制造条件中，因为850℃以下的温度区域的累积压下率不足，所以在t/4和t/2的任意位置，AF组织都不足，造成强度－韧性平衡差的结果。
实验No.13和14，虽然成分组成处于本发明的实施方式的范围内，但是在制造条件中，因为终轧温度高，所以在t/4和t/2的任意位置，AF组织不足，造成强度－韧性平衡差的结果。
实验No.15，因为Di+10Nb低于规定的范围，所以造成强度－韧性平衡差的结果。在此实验No.15中，认为由于上述Di+10Nb低于规定的范围，导致随晶界铁素体一起生成珠光体组织。其结果认为，AF组织不足，强度－韧性平衡差
实验No.16和17，因为Di+10Nb高于规定的范围，所以造成强度－韧性平衡差的结果。在此实验No.16和17中，认为由于上述Di+10Nb高于规定的范围，导致硬质的马氏体组织生成。其结果认为，该硬质的马氏体组织作为脆性断裂起点起作用，强度－韧性平衡差。
实验No.18，虽然成分组成处于本发明的实施方式的范围内，但是在制造条件中，因为热轧前的加热温度低，且终轧温度高，所以不能确保充分的AF组织，造成强度－韧性平衡差的结果。
实验No.19，虽然成分组成处于本发明的实施方式的范围内，但是在制造条件中，因为热轧前的加热温度高，所以不能一定程度以上确保微细的AF组织，造成强度－韧性平衡差的结果。
实验No.20中，因为B量为0.0008％，高于上限的0.0007％，所以硬质的马氏体生成，t/4位置和t/2位置的SA不足，特性差。
实验No.21，虽然成分组成处于本发明的实施方式的范围内，但是在制造条件中，因为热轧时的最终3个道次的轧制的平均压下率过低，所以不能一定程度以上确保微细的AF组织，造成强度－韧性平衡差的结果。
实验No.22，因为Nb量不足，且在制造条件中，850℃以下的温度区域で的累积压下率和最终3个道次的轧制的平均压下率也低，所以不能一定程度以上确保微细的AF组织，造成强度－韧性平衡差的结果。
图1是以上述实施例为基础制成的，晶粒取向差15°以上的大角晶界所包围的晶粒之中，表示当量圆直径为7.5μm以下的晶粒的合计面积分率SA与Y值的关系的图。还有，图1中的向下箭头意思是，因为测量的vTrs低于－130℃，所以推测Y值是低于绘制值的值，向上箭头意思是，因为测量的vTrs高于－30℃，所以推测Y值是高于绘制值的值。
由此图1可知，在钢板的t/4位置、t/2位置的任意一处，所述合计面积分率SA与Y值之间都相关，在t/4位置，为了使Y值低于－5200，需要使所述合计面积分率SA为34％以上，另外在t/2位置，为了使Y值低于－4700，需要使所述合计面积分率SA为27％以上。
本申请伴随以申请日为2019年4月22日的日本专利申请、特愿第2019－081271号为基础申请的优先权主张，和以申请日2020年1月21日的日本专利申请、特愿第2020－007626号为基础申请的优先权主张。特愿第2019－081271号和特愿第2020－007626号通过参照而编入本说明书。

Claims (3)

1.一种厚钢板，其中，成分组成满足
C：0.020质量％～0.070质量％、
Si：高于0质量％且在0.40质量％以下、
Mn：1.30质量％～1.8质量％、
P：高于0质量％且在0.015质量％以下、
S：高于0质量％且在0.005质量％以下、
Al：0.005质量％～0.070质量％、
Nb：0.015质量％～0.048质量％、
Ti：0.005质量％～0.024质量％、
N：0.0030质量％～0.0080质量％、和
Ca：高于0质量％且在0.0040质量％以下，
余量由Fe和不可避免的杂质构成，
并满足由下式(1)求得的Di+10Nb：1.20～2.50，
晶粒取向差15°以上的大角晶界所包围的晶粒之中，当量圆直径在7.5μm以下的晶粒的合计面积分率SA，在板厚的1/4位置为34％以上，且在板厚的1/2位置为27％以上，
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)…(1)
式(1)中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]和[B]分别表示在以质量％所示的C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V和B的含量，不包含的元素为0。
2.根据权利要求1所述的厚钢板，其中，满足以下的(i)～(iii)中的任意1个以上：
(i)还含有从Cu：高于0质量％且在0.75质量％以下、和Ni：高于0质量％且在1.4质量％以下所构成的群中选择的一种以上的元素；
(ii)还含有从Mo：高于0质量％且在0.50质量％以下、V：高于0质量％且在0.060质量％以下、Cr：高于0质量％且在0.8质量％以下、和B：高于0质量％且在0.0007质量％以下所构成的群中选择的一种以上的元素；
(iii)还含有从REM：高于0质量％且在0.0060质量％以下、和Zr：高于0质量％且在0.0050质量％以下所构成的群中选择的一种以上的元素。
3.一种厚钢板的制造方法，是制造权利要求1或2所述的厚钢板的方法，其中，
包括将具有权利要求1或2所述的成分组成的钢片加热到高于1020℃并低于1200℃的工序、和所述加热后的热轧工序，
所述热轧工序中，使轧制道次数为3个道次以上，且以全部满足下述(a)～(d)的条件的方式，进行热轧和该热轧后的冷却，
(a)850℃以下的温度区域下的累积压下率为40％以上；
(b)最终3个道次的轧制的平均压下率为5.5％以上；
(c)终轧温度为720～830℃；
(d)热轧后，以平均冷却速度0.5～20℃/s，从终轧温度～690℃的冷却开始温度冷却至320～550℃的冷却停止温度。
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