CN118119725A - 厚钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供无需特别设备就能以低成本制造的内部质量特性优异且具有高强度的厚钢板。制成规定的成分组成，并且满足Ceq/t≥0.0015的关系，使板厚中心位置的空隙缺陷的面积率为0.5％以下。

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。
背景技术
近年来，在船舶、管线管、建筑物、桥梁、海洋结构物、风力发电机、建筑与工业用机械以及压力容器等领域，结构物的大型化正在发展。随之，上述领域使用的钢板的板厚也在变厚。
作为与这种板厚较厚的钢板(以下也称为厚钢板)及其制造方法相关的技术，例如在专利文献1中公开了：
“一种钢材的热锻造方法，其特征在于，在上砧和下砧中对轴对称形状的钢材进行锻造的钢材的热锻造方法中，在开始锻造和结束锻造之间设置将与钢材的锻造方向垂直的截面形状制成长边的长度与短边的长度之比至少为1.4的长方形或大致长方形的工序”。
在专利文献2中公开了：
“一种板坯锻造方法，其特征在于，在包括对板坯使用上砧和下砧的宽度不同的非对称砧连续地在宽度方向和厚度方向施加压下的板坯锻造方法中，
从板坯长边方向的一个端部进行上述宽度方向的压下，此时，将板坯长边方向的另一端部侧的上下砧的端部位置的偏移量设为ΔL，将上下砧中与板坯的接触长度短的一方的接触长度设为B时，将它们的比ΔL/B限制为0.20以下”。
在专利文献3中公开了：
“一种板坯的热锻造方法，其特征在于，在包括对通过连续铸造制造的板坯使用上下非对称的砧连续地在宽度方向和厚度方向施加压下的板坯的热锻造方法中，
将上述宽度方向的板坯压下设为在第一阶段与第二阶段之间进行板坯的反转的2个阶段且在各阶段至少进行2次压下，在各阶段的宽度方向的板坯压下时，使用其宽度为400～1200mm的砧作为短边侧的砧，另外使用其宽度为800～1500mm的砧作为长边侧的砧，该短边侧的砧的压下位置以最初的板坯压下时的板坯进给边界与下一次压下时的砧接触长度(B)的中心的偏移(ΔL)满足ΔL≤0.20B的方式，移动压下相位，并且
使上述宽度方向的板坯压下的各压下率为4％以上，并且
使上述厚度方向的板坯压下的总压下率为10％以上”。
在专利文献4中公开了
“一种内部性状优异的极厚钢板的制造方法，其特征在于，在将利用连续铸造法制造的铸片在粗轧工序中进行拉幅轧制，进一步在精轧工序中轧制至产品厚度的极厚钢板的制造方法中，
在上述精轧工序中，以轧制速度为200～350mm/秒进行多道次轧制”。
在专利文献5中公开了：
“一种利用连续铸造制造内部质量优异的高韧性厚钢板的制造方法，其特征在于，包括以下顺序结合：对板坯
将Al：0.07重量％以下的铝镇静钢的连铸坯切断成规定长度后，立即以热铸片的状态热装入开坯均热炉中，均热至1050～1150℃的温度，进行根据下述式的形状比R的值为0.5以上的板坯轧制，
接着，对该板坯实施将内置于其壁厚中心部的扩散性氢降低至1.2ppm以下的脱氢处理，
然后，将板坯再加热至950～1050℃，然后进行厚板轧制至预定为50mm以上的必要厚度的最终板厚，以及
该厚板轧制结束后，以每分钟15℃以上的除热速度从Ar3或不比Ar3低出40℃以上的温度到500～350℃之间实施加速冷却”。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭58－167045号公报
专利文献2：日本专利第6137080号
专利文献3：日本专利第6156321号
专利文献4：日本特公平6－69569号公报
专利文献5：日本特开昭59－74220号公报
发明内容
然而，厚钢板由于其板厚较厚，所以延展性破坏、脆性破坏和疲劳破坏等破坏的发生风险较高。因此，需要降低这种破坏的发生风险的具有优异的内部质量特性的厚钢板。但是，在利用专利文献1～5的技术制造的厚钢板中，有时未必能够充分降低这种破坏的发生风险，无法得到优异的内部质量特性。
另外，专利文献1～3的技术对板坯实施热锻造。但是，热锻造的制造效率远低于热轧的制造效率。因此，存在生产能力低、制造成本变高的问题。
专利文献4和5的技术对板坯实施热轧而不是热锻造，但需要施加轧制形状比大的压下。但是，在板坯的板厚较厚的阶段施加轧制形状比大的压下，需要增大每道次的压下量。因此，存在需要导入耐负载上限、扭矩上限高的昂贵轧制设备的问题。
进而，近年来，希望大型结构物的轻量化。因此，要求厚钢板的进一步高强度化，特别是屈服强度的提高。
本发明是鉴于上述现状而开发的，其目的在于提供一种无需特别设备就能以低成本(换言之，在高生产率下)制造的内部质量特性优异且具有高强度的厚钢板。另外，本发明的目的在于提供上述厚钢板的制造方法。
本发明人等为了解决上述课题而进行了深入研究，结果得到以下见解。
·作为厚钢板的轧制或锻造坯料的板坯一般通过连续铸造法、铸锭法等制造。因此，板坯的板厚中心位置附近通常成为最终凝固位置。当钢水凝固时，发生体积收缩。因此，在板坯的板厚中心位置附近不可避免地产生空隙缺陷。而且，该空隙缺陷成为延展性破坏、脆性破坏和疲劳破坏等破坏的起点，空隙缺陷的量越多，破坏的发生频率越高。
·为了减少板坯的板厚中心位置附近的空隙缺陷的产生量，增加热轧时导入的该位置附近的应变量是有效的。但是，通过热轧导入板坯的应变的板厚方向的分布在与轧制辊接触的板坯的表面附近最大，越接近板厚中心越小。因此，在板坯的板厚中心位置应变量最小，空隙缺陷压接能力也最低。
因此，本发明人等为了在不使用特别设备的情况下在热轧中增加板坯的板厚中心位置附近的应变量而反复各种研究。
其结果，本发明人等得到以下见解。
·通过施加使板坯的表面与板厚中心位置的温度差为一定以上的压下，可以使板坯的表面附近的变形阻力相对于板厚中心位置相对提高，从而减少施加于板坯的表面附近的应变量。而且，根据该施加于板坯的表面附近的应变量的减少量，有使施加于板厚中心位置附近的应变量增加的效果。
·另外，通过在板坯的板厚中心位置的温度为一定以上、具体为700℃以上的状态下实施压下，可以更有利地使空隙缺陷通过轧制应变来封闭并通过金属键合来压接。
而且，本发明人等基于上述见解进一步反复研究，得到以下见解：特别是通过提高满足以下(a)和(b)的轧制道次的压下率，可以大幅减少板坯的板厚中心位置附近的空隙缺陷的产生量。
(a)板坯的板厚中心位置的温度：700℃以上
(b)板坯的表面与板厚中心位置的温度差：100℃以上
另外，本发明人等进一步反复研究，得到以下见解。
·通过使厚钢板的板厚中心位置的空隙缺陷的面积率为0.5％以下，可以得到充分降低破坏发生风险的优异的内部质量特性。
·为了使厚钢板的板厚中心位置的空隙缺陷的面积率为0.5％以下，使热轧工序中满足上述(a)和(b)的轧制道次的合计压下率超过30％是有效的。
另外，本发明人等进一步反复研究，为了在保证优异的内部质量特性的同时实现进一步的高强度化、具体而言屈服强度：325MPa以上而反复研究，结果得到以下见解。
即，根据厚钢板的板厚适当地控制由下式(1)定义的Ceq，具体而言，满足Ceq/t≥0.0015的关系是有效的。
Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Cu]+[Ni])/15···(1)
另外，本发明人等发现，在热轧后的冷却中，根据热轧钢板的板厚t(mm)使通过来自奥氏体组织的相变温度范围时的冷却速度、具体而言热轧钢板的板厚1/4位置的700～600℃的温度范围内的平均冷却速度为6000t－1.8以上是有效的。
本发明是基于上述见解并进一步进行研究而完成的。
即，本发明的主旨构成如下。
[1]一种厚钢板，具有如下成分组成：以质量％计为C：0.04～0.18％、Si：0.03～0.70％、Mn：0.30～2.50％、P：0.030％以下、S：0.0200％以下、Al：0.001～0.100％、O：0.0100％以下和N：0.0100％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
由下式(1)定义的Ceq与板厚t(mm)满足Ceq/t≥0.0015的关系，
板厚中心位置的空隙缺陷的面积率为0.5％以下，
屈服强度为325MPa以上。
Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Cu]+[Ni])/15···(1)
这里，式(1)中的[元素符号]为成分组成中的各元素的含量(质量％)，不含有该元素时设为0进行计算。
[2]根据上述[1]所述的厚钢板，其中，上述成分组成以质量％计进一步包含选自Cu：2.00％以下、Ni：2.50％以下、Cr：1.50％以下、Mo：1.00％以下、Nb：0.100％以下、Ti：0.100％以下、V：0.30％以下、B：0.0100％以下、W：0.50％以下、Ca：0.0200％以下、Mg：0.0200％以下和REM：0.0500％以下中的1种或2种以上。
[3]一种厚钢板的制造方法，是用于制造上述[1]或[2]所述的厚钢板的方法，具备：
准备工序，准备具有上述[1]或[2]所述的成分组成的板坯，
热轧工序，对该板坯进行热轧而制成热轧钢板，以及
冷却工序，对该热轧钢板进行冷却，
该热轧工序中满足以下(a)和(b)的轧制道次的合计压下率超过30％，
该冷却工序中，该热轧钢板的板厚1/4位置的700～600℃的温度范围内的平均冷却速度(℃/s)为6000t－1.8以上。
(a)板坯的板厚中心位置的温度：700℃以上
(b)板坯的表面与板厚中心位置的温度差：100℃以上
这里，t为热轧钢板的板厚(mm)。
[4]根据上述[3]所述的厚钢板的制造方法，其中，进一步具备回火工序，在上述冷却工序后，在回火温度：650℃以下的条件下对上述热轧钢板进行回火处理。
根据本发明，可以得到无需特别设备就能以低成本制造的内部质量特性优异且具有高强度的厚钢板。
应予说明，本发明的厚钢板的用途没有特别限定，可以应用于船舶、管线管、建筑物、桥梁、海洋结构物、风力发电机、建筑与工业用机械以及压力容器等通常应用厚钢板的广泛领域。
具体实施方式
基于以下实施方式对本发明的厚钢板进行说明。
首先，对本发明的一个实施方式的厚钢板的成分组成进行说明。应予说明，成分组成中的元素的含量的单位均为“质量％”，以下，只要没有特别说明，仅以“％”表示。
C：0.04～0.18％
C是能够最便宜地提高钢的强度的元素。C含量小于0.04％时，无法得到所期望的强度。另一方面，C含量超过0.18％时，焊接性降低。另外，韧性也降低。因此，C含量为0.04～0.18％。应予说明，C含量优选为0.05％以上。另外，C含量优选为0.17％以下。
Si：0.03～0.70％
Si是对脱氧有效的元素。Si含量小于0.03％时，不能得到充分的效果。但是，Si含量超过0.70％时，焊接性降低。因此，Si含量为0.03～0.70％。应予说明，Si含量优选为0.04％以上。另外，Si含量优选为0.60％以下。
Mn：0.30～2.50％
Mn是以低成本提高钢的淬透性、提高强度的元素。从得到这种效果的观点考虑，Mn含量为0.30％以上。另一方面，Mn含量超过2.50％时，焊接性降低。因此，Mn含量为0.30～2.50％。应予说明，Mn含量优选为0.50％以上。另外，Mn含量优选为2.20％以下。
P：0.030％以下
P是使晶界脆化的作用大的元素。因此，大量含有P时，钢的韧性降低。因此，P含量为0.030％以下。P含量优选为0.025％以下。另一方面，P越少越优选，因此P含量的下限没有特别限定，可以为0％。但是，P是作为杂质在钢中不可避免地含有的元素，过度的低P化导致精炼时间的增加、成本的上升。因此，优选将P含量设为0.001％以上。
S：0.0200％以下
S降低钢的韧性。因此，S含量为0.0200％以下。S含量优选为0.0100％以下。另一方面，S越少越优选，因此S含量的下限没有特别限定，可以为0％。但是，S是作为杂质在钢中不可避免地含有的元素，过度的低S化导致精炼时间的增加、成本的上升。因此，S含量优选为0.0001％以上。
Al：0.001～0.100％
Al是对脱氧有效的元素。另外，Al是具有形成氮化物而减小奥氏体粒径的效果的元素。为了得到这种效果，Al含量为0.001％以上。另一方面，Al含量超过0.100％时，钢的清洁度降低。其结果，延展性和韧性降低。因此，Al含量为0.001～0.100％。应予说明，Al含量优选为0.005％以上。另外，Al含量优选为0.080％以下。
O：0.0100％以下
O是降低延展性和韧性的元素。因此，O含量为0.0100％以下。另一方面，O越少越优选，因此O含量的下限没有特别限定，可以为0％。但是，O是作为杂质在钢中不可避免地含有的元素，过度的低O化导致精炼时间的增加、成本的上升。因此，O含量优选为0.0005％以上。
N：0.0100％以下
N是降低延展性和韧性的元素。因此，N含量为0.0100％以下。另一方面，N越少越优选，因此N含量的下限没有特别限定，可以为0％。但是，N是作为杂质在钢中不可避免地含有的元素，因此工业上可以超过0％。应予说明，过度的低N化导致精炼时间的增加、成本的上升。因此，N含量优选为0.0005％以上。
以上，对本发明的一个实施方式的厚钢板的基本成分组成进行了说明，但从进一步提高强度、焊接性(焊接部的韧性、焊接作业性等)的观点考虑，可以进一步适当含有以下任意添加元素中的1种或2种以上。
Cu：2.00％以下、
Ni：2.50％以下、
Cr：1.50％以下、
Mo：1.00％以下、
Nb：0.100％以下、
Ti：0.100％以下、
V：0.30％以下、
B：0.0100％以下、
W：0.50％以下、
Ca：0.0200％以下、
Mg：0.0200％以下和
REM：0.0500％以下。
Cu：2.00％以下
Cu是在不使韧性大幅劣化的情况下提高钢的强度的元素。但是，Cu含量超过2.00％时，在氧化皮正下方生成的Cu富集层所引起的热裂纹成为问题。因此，在含有Cu的情况下，Cu含量优选为2.00％以下。应予说明，Cu含量更优选为0.01％以上。另外，Cu含量更优选为1.50％以下。
Ni：2.50％以下
Ni是提高钢的淬透性的元素。另外，Ni也是具有提高韧性的效果的元素。但是，Ni含量超过2.50％时，制造成本的增加成为问题。因此，在含有Ni的情况下，Ni含量优选为2.50％以下。应予说明，Ni含量更优选为0.01％以上。另外，Ni含量更优选为2.00％以下。
Cr：1.50％以下
Cr是通过提高钢的淬透性而提高钢的强度的元素。但是，Cr含量超过1.50％时，焊接性降低。因此，在含有Cr的情况下，Cr含量优选为1.50％以下。应予说明，Cr含量更优选为0.01％以上。另外，Cr含量更优选为1.20％以下。
Mo：1.00％以下
Mo是通过提高钢的淬透性而提高钢的强度的元素。但是，Mo含量超过1.00％时，焊接性降低。因此，在含有Mo的情况下，Mo含量优选为1.00％以下。应予说明，Mo含量更优选为0.01％以上。另外，Mo含量更优选为0.80％以下。
Nb：0.100％以下
Nb是通过固溶Nb或微细析出的NbC而抑制对奥氏体组织施加应变时的再结晶的元素。另外，Nb也是具有使未再结晶温度范围高温化的效果的元素。但是，Nb含量超过0.100％时，焊接性降低。因此，在含有Nb的情况下，Nb含量优选为0.100％以下。应予说明，Nb含量更优选为0.001％以上，进一步优选为0.005％以上。另外，Nb含量更优选为0.075％以下，进一步优选为0.050％以下。
Ti：0.100％以下
Ti是通过以TiN的形式析出而具有钉扎晶界的移动、抑制晶粒生长的效果的元素。但是，Ti含量超过0.100％时，钢的清洁度降低。其结果，延展性和韧性降低。因此，在含有Ti的情况下，Ti含量优选为0.100％以下。应予说明，Ti含量更优选为0.001％以上。另外，Ti含量更优选为0.080％以下。
V：0.30％以下
V是通过提高钢的淬透性和生成碳氮化物而提高钢的强度的元素。但是，V含量超过0.30％时，焊接性降低。因此，在含有V的情况下，V含量优选为0.30％以下。应予说明，V含量更优选为0.01％以上。另外，V含量更优选为0.25％以下。
B：0.0100％以下
B是通过提高钢的淬透性而提高钢的强度的元素。但是，B含量超过0.0100％时，焊接性降低。因此，在含有B的情况下，B含量优选为0.0100％以下。应予说明，B含量更优选为0.0001％以上。另外，B含量更优选为0.0070％以下。
W：0.50％以下
W是通过提高钢的淬透性而提高钢的强度的元素。但是，W含量超过0.50％时，焊接性降低。因此，在含有W的情况下，W含量优选为0.50％以下。应予说明，W含量更优选为0.01％以上。另外，W含量更优选为0.40％以下。
Ca：0.0200％以下
Ca是通过形成高温下的稳定性高的氧硫化物而提高焊接性的元素。但是，Ca含量超过0.0200％时，钢的清洁度降低而钢的韧性降低。因此，在含有Ca的情况下，Ca含量优选为0.0200％以下。应予说明，Ca含量更优选为0.0001％以上。另外，Ca含量更优选为0.0180％以下。
Mg：0.0200％以下
Mg是通过形成高温下的稳定性高的氧硫化物而提高焊接性的元素。但是，Mg含量超过0.0200％时，Mg的添加效果饱和而无法期待与含量相符的效果，经济上不利。因此，在含有Mg的情况下，Mg含量优选为0.0200％以下。应予说明，Mg含量更优选为0.0001％以上。另外，Mg含量更优选为0.0180％以下。
REM：0.0500％以下
REM(稀土金属)是通过形成高温下的稳定性高的氧硫化物而提高焊接性的元素。但是，REM含量超过0.0500％时，REM的添加效果饱和而无法期待与含量相符的效果，经济上不利。因此，在含有REM的情况下，REM含量优选为0.0500％以下。应予说明，REM含量更优选为0.0001％以上。另外，REM含量更优选为0.0450％以下。
本发明的一个实施方式的厚钢板的成分组成中的除上述元素以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。应予说明，在与上述任意添加成分相关的元素的含量小于各优选下限值的情况下，将该元素作为不可避免的杂质处理。
另外，在本发明的一个实施方式的厚钢板中，由下式(1)定义的Ceq与厚钢板的板厚t(mm)满足Ceq/t≥0.0015的关系是重要的。
Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Cu]+[Ni])/15···(1)
这里，式(1)中的[元素符号]为成分组成中的各元素的含量(质量％)，不含有该元素时设为0进行计算。
Ceq/t≥0.0015
Ceq是与钢组织的强度相关的参数。适当地控制该Ceq与厚钢板的板厚t(mm)之比，具体而言，通过使Ceq/t为0.0015以上，可以得到所期望的屈服强度。因此，使Ceq/t为0.0015以上。应予说明，Ceq/t优选为0.0018以上。Ceq/t的上限没有特别限定，例如，Ceq/t优选为0.0200以下。
另外，在本发明的一个实施方式的厚钢板中，使板厚中心位置的空隙缺陷的面积率为0.5％以下是极其重要的。
板厚中心位置的空隙缺陷的面积率：0.5％以下
厚钢板内部的空隙缺陷成为延展性破坏、脆性破坏和疲劳破坏等破坏的起点。特别是，如果在厚钢板的板厚中心位置残留大量的空隙缺陷，具体而言，如果板厚中心位置的空隙缺陷的面积率超过0.5％，则发生这种破坏的频率变高，无法得到内部质量特性优异的厚钢板。因此，板厚中心位置的空隙缺陷的面积率为0.5％以下。板厚中心位置的空隙缺陷的面积率优选为0.3％以下。应予说明，板厚中心位置的空隙缺陷的面积率的下限没有特别限定，可以为0％。
这里，板厚中心位置的空隙缺陷的面积率按照后述的实施例中记载的要领进行测定。另外，内部质量特性优异(优异的内部质量特性)是指通过依据ASTM A370(2010)的拉伸试验测定的厚钢板的板厚方向的拉深率为35％以上。应予说明，详细的试验条件如后述的实施例的[板厚方向拉伸试验]中记载的要领。
另外，高强度是指通过依据JIS Z2241(2011)的拉伸试验测定的屈服强度为325MPa以上。应予说明，详细的试验条件如后述的实施例的[板宽方向拉伸试验]中的要领。
另外，本发明的一个实施方式的厚钢板的钢组织没有特别限定，但从更有利地得到所期望的强度的观点考虑，优选为平均结晶粒径为15μm以下的微细组织主体的组织。
这里，平均结晶粒径为15μm以下的微细组织主体的组织是指相对于钢组织整体的铁素体和贝氏体的合计面积率为60％以上、且铁素体和贝氏体的平均结晶粒径(大角晶界的圆当量直径)为15μm以下。应予说明，作为除铁素体和贝氏体以外的剩余部分组织，可举出珠光体、马氏体等，相对于钢组织整体的剩余部分组织的合计面积率优选为40％以下。
应予说明，各组织的面积率和平均结晶粒径可以按照常规方法测定，例如，可以利用光学显微镜照片、扫描式电子显微镜照片来测定。另外，各组织的面积率和平均结晶粒径的测定位置为板厚中心位置。
另外，本发明的一个实施方式的厚钢板的板厚优选为30～240mm。本发明的一个实施方式的厚钢板的板厚更优选为50mm以上，进一步优选为101mm以上。另外，本发明的一个实施方式的厚钢板的板厚更优选为230mm以下。
接下来，说明本发明的一个实施方式的厚钢板的制造方法。
本发明的一个实施方式的厚钢板的制造方法具备：
准备工序，准备具有上述成分组成的板坯(钢坯料)，
热轧工序，对该板坯进行热轧而制成热轧钢板，以及
冷却工序，对该热轧钢板进行冷却，
该热轧工序中满足以下(a)和(b)的轧制道次的合计压下率超过30％，
该冷却工序中，该热轧钢板的板厚1/4位置的700～600℃的温度范围内的平均冷却速度(℃/s)为6000t－1.8以上。
(a)板坯的板厚中心位置的温度：700℃以上
(b)板坯的表面与板厚中心位置的温度差：100℃以上
(这里，t为热轧钢板的板厚(mm)。应予说明，(最终产品)厚钢板的板厚和热轧钢板的板厚大多相同，因此这里两者的板厚均用t表示。)
由此，可以适当地制造上述本发明的一个实施方式的厚钢板。以下，对各工序进行说明。
应予说明，板坯和钢板的表面温度例如可以利用辐射温度计等进行测定。另外，板坯的板厚中心位置的温度例如可以在板坯的板厚中心位置安装热电偶进行测定，或者可以通过传热分析计算板坯截面内的温度分布并利用板坯的表面温度对该结果进行修正而求出。热轧钢板的板厚1/4位置的温度也能够同样地求出。以下，在没有特别说明的情况下，板坯和钢板的温度是指表面温度。另外，这里，为了方便，将热轧工序中的被轧制材料称为板坯，而不是钢板(热轧钢板、厚钢板)，将经过热轧工序得到的钢板称为热轧钢板。
[准备工序]
在准备工序中，准备具有上述成分组成的板坯。准备方法没有限定。例如，通过转炉、电炉和真空熔化炉等公知的熔炼方法熔炼钢水。任意地，可以进行钢包精炼等二次精炼。接着，将熔炼的钢水例如通过连续铸造法、铸锭法等制成板坯，准备具有上述成分组成的板坯。应予说明，各条件可以按照常规方法。
[热轧工序]
接着，将准备工序中准备的板坯根据需要进行加热，实施热轧而制成热轧钢板。而且，此时，满足以下条件是极其重要的。
满足(a)和(b)的轧制道次(以下也称为规定条件的轧制道次)的合计压下率：超过30％
(a)板坯的板厚中心位置的温度：700℃以上
(b)板坯的表面与板厚中心位置的温度差：100℃以上
为了使存在于板坯的板厚中心位置附近的空隙缺陷封闭而通过金属键合进行压接，在板坯的板厚中心位置的温度为700℃以上的状态下施加应变是有效的。另外，为了使施加于板坯的板厚中心位置附近的应变量增加，需要在板坯的表面与板厚中心位置的温度差为100℃以上的状态下进行轧制。从确保这样的存在于板坯的板厚中心位置附近的空隙缺陷的封闭和压接所需的应变量的观点考虑，规定条件的轧制道次的合计压下率超过30％。规定条件的轧制道次的合计压下率优选为40％以上。应予说明，规定条件的轧制道次的合计压下率的上限没有特别限定，但规定条件的轧制道次的合计压下率优选为65％以下。
应予说明，规定条件的轧制道次的合计压下率通过下式(1)算出。
rt＝100×{(ti1－tf1)/ti1+(ti2－tf2)/ti2+(ti3－tf3)/ti3+···+(tiN－tfN)/tiN}···(1)
这里，
rt为规定条件的轧制道次的合计压下率(％)，
tiN为规定条件的轧制道次中的第N个轧制道次的轧制开始时刻的板坯的板厚(mm)，
tfN为规定条件的轧制道次中的第N个轧制道次的轧制结束时刻的板坯的板厚(mm)，
N为规定条件的轧制道次的道次数。
另外，是否满足上述(a)和(b)中规定的温度条件根据该轧制道次的轧制开始时刻的板坯的表面温度和板厚中心位置的温度来判断。
应予说明，板坯的表面与板厚中心位置的温度差的调整方法没有特别限定。例如，通过利用空冷或水冷等对板坯的表面进行强制冷却，可以将板坯的表面与板厚中心位置的温度差调整至上述范围。
上述以外的条件没有限定，可以按照常规方法。
例如，板坯加热温度优选为950～1300℃。热轧中的合计轧制道次优选为5～60道次。N(规定条件的轧制道次的道次数)优选为5～50道次。热轧的压下比(＝[热轧开始(最初的轧制道次开始)时刻的板坯的厚度(mm)]/[热轧结束(最终的轧制道次结束)后得到的热轧钢板的板厚(mm)])优选为1.6～16。精轧结束温度(最终道次的出口温度)优选为700～1000℃。
[冷却工序]
接着，对热轧钢板进行冷却。而且，此时，满足以下条件是极其重要的。
热轧钢板的板厚1/4位置的700～600℃的温度范围内的平均冷却速度(℃/s)：6000t－1.8以上
为了在保证优异的内部质量特性的同时实现高强度化、具体而言屈服强度：325MPa以上，根据热轧钢板的板厚t(mm)提高通过来自奥氏体组织的相变温度范围、特别是在热轧钢板的板厚1/4位置的700～600℃的温度范围时的冷却速度是有效的。因此，使热轧钢板的板厚1/4位置的700～600℃的温度范围内的平均冷却速度(以下也称为700～600℃的平均冷却速度)为6000t－1.8以上。700～600℃的平均冷却速度优选为7000t－1.8以上。700～600℃的平均冷却速度优选为30000t－1.8以下。
应予说明，上述以外的条件没有限定，可以按照常规方法。例如，作为冷却方式，可举出水冷、气冷等。另外，上述以外的温度范围内的冷却速度没有特别限定，可以使用任意的冷却方式冷却至室温。
[回火工序]
上述冷却工序后，为了调整强度、延展性和韧性等，可以任意地对热轧钢板进行回火处理。但是，回火温度超过650℃时，软化过度进行，无法得到所期望的屈服强度。因此，在进行回火处理的情况下，使回火温度为650℃以下。应予说明，上述以外的条件没有特别限定，可以按照常规方法。应予说明，回火温度为均热保持中的热轧钢板的板厚1/4位置的温度。
实施例
将具有表1所示的成分组成的钢水熔炼，通过连续铸造法、铸锭法等准备板厚：260～600mm的板坯(板坯)。应予说明，表1的元素一栏中为空栏的地方表示不有意地添加，不仅包括不含有(0％)的情况，还包括不可避免地含有的情况。
接下来，对准备的板坯在表2所示的条件下进行热轧和冷却、以及对一部分进行回火处理，得到表2所示的板厚t(mm)的厚钢板。应予说明，厚钢板的板厚和热轧钢板的板厚的值相同，因此在表2中将它们记载为板厚t。另外，表2中回火温度一栏为“－”的情况表示未进行回火处理。应予说明，热轧的压下比为2.5～3.5的范围，N(规定条件的轧制道次的道次数)为5～37道次。另外，板坯的表面温度使用利用辐射温度计测定的值，板坯的板厚中心温度和热轧钢板的板厚1/4位置的温度使用利用热电偶测温的值。应予说明，板坯的表面与板厚中心位置的温度差通过利用空冷或水冷等对板坯的表面进行强制冷却来调整。上述以外的条件按照常规方法。
对于这样得到的各厚钢板，按照以下要领测定板厚中心位置的空隙缺陷的面积率。将测定结果一并记载于表2。应予说明，在本发明例中，均得到平均晶界为15μm以下的微细组织主体的组织(铁素体和贝氏体主体的组织)。
[板厚中心位置的空隙缺陷的面积率的测定]
从得到的各厚钢板中在该厚钢板的长边方向(轧制方向)中央位置以厚钢板的板厚中心位置的厚钢板的宽度方向(轧制直角方向)截面成为评价面的方式采取厚钢板整个宽度的样品。接着，通过氧化铝抛光对得到的各样品进行镜面研磨。接着，将各样品中的评价区域设为板厚方向：板厚中心位置±3mm×宽度方向：整个板宽，通过图像分析来测定该评价区域中的空隙缺陷的面积率。然后，将该测定值作为板厚中心位置的空隙缺陷的面积率。
另外，对于得到的各厚钢板，按照以下要领进行板厚方向拉伸试验和板宽方向拉伸试验，评价内部质量特性和屈服强度。将评价结果一并记载于表2。
[板厚方向拉伸试验]
从得到的各厚钢板中在该厚钢板的长边方向(轧制方向)中央位置以拉伸试验片的长边方向与厚钢板的板厚方向平行的方式采取拉伸试验片。这里，拉伸试验片以拉伸试验片的长边方向中心位置成为厚钢板的板厚中心位置(板厚1/2位置)的方式采取。另外，将板宽方向的采取间距设为100mm，在整个板宽上采取该拉伸试验片。拉伸试验片的形状为ASTM A770(2007)Type3形状。接着，使用所采取到的各拉伸试验片，进行依据ASTM A370(2010)的拉伸试验，测定拉深率。这里，将用在厚钢板的整个板宽上采取的各拉伸试验片测定的拉深率中的最小值作为该厚钢板的拉深率。然后，在该值为35％以上的情况下，评价为得到了优异的内部质量特性。
[板宽方向拉伸试验]
从得到的各厚钢板中在该厚钢板的长边方向(轧制方向)中央位置以拉伸试验片的长边方向与厚钢板的板宽方向(轧制直角方向)平行的方式采取拉伸试验片。这里，拉伸试验片以拉伸试验片的厚度方向中心位置成为厚钢板的板厚1/4位置的方式采取。另外，将板宽方向的采取间距设为500mm，在整个板宽上采取该拉伸试验片。拉伸试验片的形状为JIS4号形状。接着，使用所采取到的各拉伸试验片，进行依据JIS Z2241(2011)的拉伸试验，测定屈服强度。这里，将用在厚钢板的整个板宽上采取的各拉伸试验片测定的屈服强度中的最小值作为该厚钢板的屈服强度。然后，在该值为325MPa以上的情况下，评价为得到了高强度。
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如表2所示，本发明例的厚钢板均得到了优异的内部质量特性和高强度。另外，本发明例的厚钢板均可以利用一般的热轧设备制造，无需特别设备就能以低成本(在高生产率下)制造。
另一方面，比较例的厚钢板均是内部质量特性和强度中的至少一者不充分。
即，比较例No.23和24由于C含量低于适当范围，所以无法得到充分的强度。
比较例No.25和26由于不满足Ceq/t≥0.0015的关系，所以无法得到充分的强度。
比较例No.27和28由于热轧条件不合适，所以板厚中心位置的空隙缺陷的面积率变大，无法得到充分的内部质量特性。
比较例No.29和30由于700～600℃的温度范围内的平均冷却速度过慢，所以无法得到充分的强度。
比较例No.31和32由于回火温度过高，所以无法得到充分的强度。

Claims (4)

1.一种厚钢板，具有如下成分组成：以质量％计为C：0.04～0.18％、Si：0.03～0.70％、Mn：0.30～2.50％、P：0.030％以下、S：0.0200％以下、Al：0.001～0.100％、O：0.0100％以下和N：0.0100％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
由下式(1)定义的Ceq与板厚t满足Ceq/t≥0.0015的关系，所述t的单位为mm，
板厚中心位置的空隙缺陷的面积率为0.5％以下，
屈服强度为325MPa以上，
Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Cu]+[Ni])/15···(1)
这里，式(1)中的[元素符号]为成分组成中的各元素的以质量％计的含量，不含有该元素时设为0进行计算。
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％计进一步包含选自Cu：2.00％以下、Ni：2.50％以下、Cr：1.50％以下、Mo：1.00％以下、Nb：0.100％以下、Ti：0.100％以下、V：0.30％以下、B：0.0100％以下、W：0.50％以下、Ca：0.0200％以下、Mg：0.0200％以下和REM：0.0500％以下中的1种或2种以上。
3.一种厚钢板的制造方法，是用于制造权利要求1或2所述的厚钢板的方法，具备如下工序：
准备工序，准备具有权利要求1或2所述的成分组成的板坯，
热轧工序，对该板坯进行热轧而制成热轧钢板，以及
冷却工序，对该热轧钢板进行冷却，
该热轧工序中满足以下(a)和(b)的轧制道次的合计压下率超过30％，
该冷却工序中，该热轧钢板的板厚1/4位置的700～600℃的温度范围内的平均冷却速度为6000t－1.8以上，所述平均冷却速度的单位为℃/s，
(a)板坯的板厚中心位置的温度为700℃以上
(b)板坯的表面与板厚中心位置的温度差为100℃以上
这里，t为热轧钢板的板厚，单位为mm。
4.根据权利要求3所述的厚钢板的制造方法，其中，进一步具备回火工序，在所述冷却工序后，在回火温度为650℃以下的条件下对所述热轧钢板进行回火处理。
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