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，特别是涉及总厚度上的伸长特性和疲劳裂纹传播特性以及韧性优良的厚钢板及其制造方法。本发明的厚钢板能够适合用于船舶、海洋结构物、桥梁、建筑物、罐等强烈要求结构安全性的焊接结构物。

背景技术

厚钢板被广泛用于船舶、海洋结构物、桥梁、建筑物、罐等结构物。对于这样的厚钢板，除了要求强度、韧性等机械特性和焊接性优良以外，还要求疲劳特性优良。

在使用如上所述的结构物时，对该结构物施加由风或地震引起的振动等重复载荷。因此，对于厚钢板，要求即使在负载有这样的重复载荷的情况下也能够确保结构物的安全性的疲劳特性。

疲劳断裂是指最初产生微细的裂纹(疲劳裂纹)、接着经过该裂纹扩大(进展)的阶段的现象。疲劳断裂通常多数情况下从焊接部产生疲劳裂纹，在钢材中传播直至断裂。这是因为，焊接部由于其形状而容易成为应力集中部，而且在焊接后产生拉伸的残余应力等。因此，作为抑制从焊接部产生裂纹的手段，广泛已知有通过锤击等导入压缩的残余应力的技术等。

但是，对在结构物内大量存在的焊接部全部实施这样的处理从作业性和制造成本方面考虑也是不现实的。因此，即使从焊接部等产生疲劳裂纹，通过使之后的钢材中的裂纹传播延迟而延长作为焊接结构物的疲劳寿命也是重要的，希望提高钢材本身的耐疲劳裂纹传播特性。

例如，专利文献1中记载了一种厚钢板，其中，在板厚20mm以下的厚钢板的制造方法中，通过减少C添加量而将Ceq(碳当量)控制在特定的范围、并且降低冷却停止温度来兼顾伸长率和耐疲劳裂纹传播特性。

另外，专利文献2中记载了通过根据屈服应力组合加热、轧制、加速冷却和热处理来制造裂纹传播特性的各向异性小的厚钢板的方法。

在专利文献3中，通过制成具有由贝氏体和以面积率计为38～52％的铁素体构成的显微组织的双相钢、并控制铁素体相部分的维氏硬度和铁素体相与贝氏体相之间的边界的密度来提高疲劳裂纹传播特性。

在专利文献4中，为了提高优良的耐疲劳裂纹传播特性和总厚度上的伸长特性，提出了在沿板厚方向从表面到表面下100μm的范围内的显微组织包含以面积率计为80％以上的铁素体相、从表面下100μm到板厚1/2位置的范围内的显微组织包含以面积率计为80％以下的铁素体相、余量由珠光体相、贝氏体相、或珠光体相与贝氏体相的混合相构成的厚钢板。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2010-196109号公报

专利文献2：日本特开2007-332402号公报

专利文献3：日本特开平08-225882号公报

专利文献4：日本特开2019-026927号公报

发明内容

发明所要解决的问题

但是，在专利文献1～4记载的现有的技术中，存在以下问题。

在专利文献1记载的方法中，通过基于轧制和加速冷却控制的在线工艺制造厚钢板。因此，特别是对于板厚为20mm以下的薄物而言，在热轧时和加速冷却时，在钢板前端和尾端容易产生温度偏差，不能在全长上得到稳定的机械特性。

另外，在专利文献2记载的方法中，如果在双相区再加热后立即进行淬火，则伴随相变收缩，厚钢板的形状劣化，另外，厚钢板的最表层由于淬火而微细化，发生硬化，导致总厚度上的伸长特性劣化。这些倾向在板厚薄的情况下特别显著。

在专利文献3记载的方法中，与专利文献1同样，通过基于轧制和加速冷却控制的在线工艺制造厚钢板。因此，特别是对于板厚为20mm以下的薄物而言，存在如下问题：在热轧时和加速冷却时，在钢板前端和尾端容易产生温度偏差，不能在全长上得到稳定的机械特性。

在专利文献4中，再加热后的热轧板以7.7～16.9℃/秒的平均冷却速度进行冷却、淬火。在该方法中，由于冷却速度高，因此与珠光体相相比优先生成贝氏体相，而且在贝氏体相中存在岛状马氏体，因此韧性值劣化。

因此，在以往的制造方法中，存在不能制造兼具总厚度上的伸长(也称为总厚度伸长)特性、疲劳裂纹传播特性和韧性全部特性的厚钢板的问题。

本发明是鉴于上述情况而完成的，目的在于提供高强度、总厚度上的伸长特性和疲劳裂纹传播特性以及韧性优良的厚钢板及其制造方法。

用于解决问题的方法

本发明人为了解决上述课题进行了研究，结果得出以下见解。

(1)在热轧结束、冷却后的厚钢板中，存在因冷却偏差引起的组织的不均，但该组织的不均通过再加热至双相区的温度以上能够消除。

(2)即使在板厚薄的情况下，通过控制再加热热处理后的冷却模式，也能够在全长上兼顾总厚度上的伸长特性和耐疲劳裂纹传播特性。

(3)此外，通过生成比贝氏体相多的珠光体相，能够改善韧性值。

(4)在热轧结束、进行冷却的过程中，通过适当地控制冷却速度，能够消除组织的不均，在全长上确保高强度，并且兼顾总厚度上的伸长特性和耐疲劳裂纹传播特性。

本发明是基于上述见解而完成的，其主旨构成如下所述。

[1]一种厚钢板，其具有以质量％计含有C：0.05～0.20％、Si：0.01～0.50％、Mn：0.50～2.00％、P：0.05％以下、S：0.02％以下、且余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，

显微组织如下：在沿板厚方向从表面到表面下100μm的范围内包含以面积率计为80％以上的铁素体相，在沿板厚方向从表面下100μm到板厚1/4位置的范围内包含以面积率计为80％以下的铁素体相，余量由珠光体相、或珠光体相与贝氏体相的混合相构成，并且上述珠光体相的面积率大于上述贝氏体相的面积率。

[2]如[1]所述的厚钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自Cr：0.01～1.00％、Cu：0.01～2.00％、Ni：0.01～2.00％、Mo：0.01～1.00％、Co：0.01～1.00％、Sn：0.005～0.500％、Sb：0.005～0.200％、Nb：0.005～0.200％、V：0.005～0.200％、Ti：0.005～0.050％、B：0.0001～0.0050％、Zr：0.005～0.100％、Ca：0.0001～0.020％、Mg：0.0001～0.020％和REM：0.0001～0.020％中的一种或两种以上。

[3]一种厚钢板的制造方法，其中，

将具有上述[1]或[2]所述的成分组成的钢原材加热至900～1200℃，

对加热后的上述钢原材实施累积压下率为50％以上的热轧而制成热轧板，

将上述热轧板冷却，

接着，再加热至Ac1相变点以上且950℃以下的再加热温度，

将上述再加热至Ac1相变点以上且950℃以下的温度的钢板以2～7℃/秒的平均冷却速度冷却至350～600℃的冷却停止温度，

对上述冷却至350～600℃的冷却停止温度的钢板实施淬火。

[4]一种厚钢板的制造方法，其中，

将具有上述[1]或[2]所述的成分组成的钢原材加热至900～1200℃，

对加热后的上述钢原材实施累积压下率为50％以上的热轧而制成热轧板，

接着，将冷却至Ar1相变点以上且Ar3相变点以下的温度的钢板以2～7℃/秒的平均冷却速度冷却至350～600℃的冷却停止温度，

对上述冷却至350～600℃的冷却停止温度的钢板实施淬火。

发明效果

根据本发明，能够得到高强度、总厚度上的伸长特性和疲劳裂纹传播特性以及韧性优良的厚钢板。对于本发明的厚钢板而言，即使从应力集中部或焊接部等经年地产生疲劳裂纹，也能够抑制之后的裂纹的传播，因此，能够提高钢结构物整体的安全性。另外，通过将本发明的厚钢板适当地用于桥梁、船舶、建筑结构物、建筑产业机械等结构物，能够降低这样的结构物的维护成本、进而降低生命周期成本，在产业上极其有用。

附图说明

图1是疲劳裂纹传播试验中使用的单侧切口单纯拉伸型疲劳试验片的示意图。

具体实施方式

接着，对实施本发明的方法具体地进行说明。需要说明的是，以下的说明示出本发明的优选实施方式，但本发明不受以下说明的任何限定。

[成分组成]

关于本发明的厚钢板的成分组成，以下对其限定理由进行说明。需要说明的是，只要没有特别说明，以下说明中的“％”表示“质量％”。

C：0.05～0.20％

C是具有使基体相(基体)硬度增加、使强度提高的效果的元素。另外，具有生成作为渗碳体相的集合的珠光体相的效果，因此耐疲劳特性提高。为了得到这样的效果，需要将C含量设定为0.05％以上。C含量优选为0.08％以上，更优选为0.10％以上，进一步优选为0.12％以上。另一方面，C含量超过0.20％时，基体相的硬度过度升高，总厚度上的伸长率劣化。因此，C含量设定为0.20％以下。C含量优选为0.18％以下，更优选为0.16％以下，进一步优选为0.14％以下。

Si：0.01～0.50％

Si是作为脱氧剂发挥作用、并且固溶在钢中通过固溶强化而使基体相的硬度增加的元素。为了得到这样的效果，需要将Si含量设定为0.01％以上。Si含量优选为0.05％以上，更优选为0.1％以上，进一步优选为0.15％以上，最优选为0.20％以上。另一方面，Si含量超过0.50％时，总厚度上的伸长率、韧性降低。因此，Si含量设定为0.50％以下。Si含量优选为0.45％以下，更优选为0.40％以下，进一步优选为0.35％以下，最优选为0.30％以下。

Mn：0.50～2.00％

Mn是具有使基体相的硬度增加、使强度提高的效果的元素。为了得到这样的效果，需要将Mn含量设定为0.50％以上。Mn含量优选为0.60％以上，更优选为0.70％以上，进一步优选为0.80％以上，最优选为1.00％以上。另一方面，Mn含量超过2.00％时，焊接性降低，而且作为夹杂物的MnS过量地偏析，韧性劣化。因此，Mn含量设定为2.00％以下。Mn含量优选为1.85％以下，更优选为1.70％以下，进一步优选为1.55％以下，最优选为1.40％以下。

P：0.05％以下

P是作为不可避免的杂质而包含在钢中的元素。P在晶界偏析，带来使母材和焊接部的韧性降低等不良影响，因此优选尽可能地减少，但可以允许含有0.05％以下。因此，P含量设定为0.05％以下。P含量优选为0.04％以下，更优选为0.03％以下。另一方面，P含量的下限没有限定，过度的减少导致精炼成本的高涨，因此优选将P含量设定为0.001％以上。P含量优选为0.002％以上，更优选为0.003％以上。

S：0.02％以下

S是作为不可避免的杂质而包含在钢中的元素。S以MnS等硫化物系夹杂物的形式存在于钢中，成为脆性断裂的发生起点，韧性劣化，因此优选尽可能地减少，但可以允许含有0.02％以下。因此，S含量设定为0.02％以下。S含量优选设定为0.01％以下。另一方面，S含量的下限没有限定，但过度的减少导致精炼成本的高涨，因此优选将S含量设定为0.0005％以上。

余量由Fe和不可避免的杂质构成。需要说明的是，作为不可避免的杂质含有的氧(O)的含量超过0.0050％时，在钢板表面的夹杂物的存在比例变大，因此容易产生以夹杂物作为起点的裂纹。因此，O含量优选设定为0.0050％以下。同样，作为不可避免的杂质含有的N的含量超过0.0050％时，在钢板表面的夹杂物的存在比例变大，因此，容易产生以夹杂物作为起点的裂纹。因此，N含量优选设定为0.0050％以下。N含量更优选设定为0.0040％以下。同样，作为不可避免的杂质含有的sol.Al的含量超过0.060％时，焊接时在焊接金属部中混入Al，焊接部的韧性劣化。因此，sol.Al含量优选设定为0.060％以下。sol.Al含量更优选设定为0.050％以下，进一步优选设定为0.040％以下。

此外，在本发明中，可以任选地含有选自Cr：0.01～1.00％、Cu：0.01～2.00％、Ni：0.01～2.00％、Mo：0.01～1.00％、Co：0.01～1.00％、Sn：0.005～0.500％、Sb：0.005～0.200％、Nb：0.005～0.200％、V：0.005～0.200％、Ti：0.005～0.050％、B：0.0001～0.0050％、Zr：0.005～0.100％、Ca：0.0001～0.020％、Mg：0.0001～0.020％和REM：0.0001～0.020％中的一种或两种以上。

Cr：0.01～1.00％

Cr是具有进一步提高强度的效果的元素。另外，Cr是促进渗碳体生成的元素，促进对耐疲劳特性有利的珠光体相的生成。在含有Cr的情况下，为了得到上述效果，将Cr含量设定为0.01％以上。优选设定为0.10％以上。另一方面，Cr含量超过1.00％时，焊接性和韧性受损。因此，在含有Cr的情况下，设定为1.00％以下。Cr含量优选设定为0.80％以下，更优选设定为0.50％以下。

Cu：0.01～2.00％

Cu是通过固溶使强度进一步升高的元素。在含有Cu的情况下，为了得到上述效果，将Cu含量设定为0.01％以上。优选将Cu含量设定为0.05％以上，更优选设定为0.10％以上。另一方面，Cu含量超过1.00％时，焊接性受损，另外，在制造厚钢板时容易产生瑕疵。因此，在含有Cu的情况下，设定为2.00％以下。Cu含量优选设定为0.70％以下，更优选设定为0.60％以下，进一步优选设定为0.50％以下。

Ni：0.01～2.00％

Ni是具有使低温韧性提高的效果的元素、另外，Ni改善含有Cu时的热脆性。在含有Ni的情况下，为了得到上述效果，将Ni含量设定为0.01％以上。优选将Ni含量设定为0.05％以上。另一方面，Ni含量超过1.00％时，焊接性受损，钢材成本升高。因此，在含有Ni的情况下，设定为1.00％以下。Ni含量优选设定为0.70％以下，更优选设定为0.40％以下。

Mo：0.01～1.00％

Mo是具有使基体相的硬度增加的效果的元素，可以根据期望的特性任选地含有。在含有Mo的情况下，为了得到该效果，将Mo含量设定为0.01％以上。优选将Mo含量设定为0.05％以上。但是，Mo含量超过1.00％时，焊接性和韧性受损，因此，在含有Mo的情况下，将Mo含量设定为1.00％以下。优选将Mo含量设定为0.80％以下，更优选设定为0.70％以下。

Co：0.01～1.00％

Co是具有使基体相的硬度增加的效果的元素，可以根据期望的特性任选地含有。为了得到该效果，在含有Co的情况下，将Co含量设定为0.01％以上。优选为0.10％以上，更优选为0.20％以上，进一步优选为0.35％以上。另一方面，Co含量即使超过1.00％，效果也饱和，而且合金成本增大。因此，在含有Co的情况下，Co含量设定为1.00％以下。Co含量优选设定为0.50％以下。

Sn：0.005～0.500％

Sn是具有使基体相的硬度增加的效果的元素，可以根据期望的特性任选地含有。为了充分地得到这样的效果，在含有Sn的情况下，设定为0.005％以上。优选设定为0.010％以上，更优选设定为0.020％以上，进一步优选设定为0.030％以上。另一方面，Sn含量超过0.500％时，导致钢的延展性、韧性的劣化。因此，在含有Sn的情况下，设定为0.500％以下。优选为0.300％以下，更优选为0.200％以下，进一步优选为0.100％以下。

Sb：0.005～0.200％

Sb是具有使基体相的硬度增加的效果的元素，可以根据期望的特性任选地含有。为了充分地得到这样的效果，在含有Sb的情况下，设定为0.005％以上。Sb含量优选为0.010％以上，更优选为0.020％以上。另一方面，Sb含量超过0.200％时，导致钢的延展性、韧性的劣化。因此，在含有Sb的情况下，Sb含量设定为0.200％以下。优选为0.150％以下，更优选为0.100％以下，进一步优选为0.080％以下，最优选为0.050％以下。

Nb：0.005～0.200％

Nb是具有抑制热轧时的奥氏体的再结晶、使最终得到的晶粒细粒化的效果的元素。另外，Nb在加速冷却后的空冷时析出，使强度进一步提高。在含有Nb的情况下，为了得到上述效果，将Nb含量设定为0.005％以上。Nb含量优选设定为0.007％以上，更优选设定为0.010％以上。另一方面，Nb含量超过0.200％时，淬透性变得过量，贝氏体过量地生成，因此，得不到期望的组织，韧性降低。因此，在含有Nb的情况下，Nb含量设定为0.200％以下。Nb含量优选设定为0.070％以下，更优选设定为0.050％以下，进一步优选设定为0.040％以下，最优选设定为0.030％以下。

V：0.005～0.200％

V与Nb同样是具有抑制热轧时的奥氏体的再结晶而进行细粒化、并且在热轧后的空冷过程中析出而使强度升高的效果的元素，可以根据期望的特性任选地含有。为了得到上述效果，在含有V的情况下，将V含量设定为0.005％以上。V含量优选设定为0.010％，更优选设定为0.020％以上，进一步优选设定为0.030％以上。但是，V含量超过0.200％时，VC大量析出，韧性受损。因此，在含有V的情况下，将V含量设定为0.200％以下。V含量优选设定为0.150％以下，更优选设定为0.100％以下，进一步优选设定为0.070％以下。

Ti：0.005～0.050％

Ti的氮化物形成倾向强，固定N而减少固溶N，因此具有使母材和焊接部的韧性提高的效果。另外，在含有B的情况下，通过同时含有Ti，Ti固定N，能够抑制B以BN的形式析出。其结果是，能够助长B的淬透性提高效果，能够进一步提高强度。因此，可以根据期望的特性任选地含有。为了得到上述效果，在含有Ti的情况下，设定为0.005％以上。Ti含量优选设定为0.007％以上，更优选设定为0.010％以上。但是，Ti含量超过0.050％时，TiC大量析出，韧性受损。因此，在含有Ti的情况下，将Ti含量设定为0.050％以下。Ti含量优选设定为0.040％以下，更优选设定为0.030％以下，进一步优选设定为0.020％以下。

B：0.0001～0.0050％

B是具有即使微量含有也使淬透性显著提高、使强度升高的效果的元素，可以根据期望的特性而含有。为了得到上述效果，在含有B的情况下，设定为0.0001％以上。B含量优选设定为0.0005％以上，更优选设定为0.001％以上。但是，B含量超过0.0050％时，不仅其效果饱和，而且使焊接性降低，因此，在含有B的情况下，将B含量设定为0.0050％以下。B含量优选设定为0.0040％以下，更优选设定为0.0030％以下，进一步优选设定为0.0020％以下。

Zr：0.005～0.100％

Zr是具有使强度进一步提高的效果的元素。为了充分地得到上述效果，在含有Zr的情况下，将Zr含量设定为0.005％以上。Zr含量优选设定为0.010％以上，更优选设定为0.030％以上，进一步优选设定为0.050％以上。另一方面，Zr含量超过0.100％时，其强度提高效果饱和。因此，在含有Zr的情况下，Zr含量设定为0.100％以下。

Ca：0.0001～0.020％

Ca与S结合，抑制在轧制方向上较长地延伸的MnS等的形成，以硫化物系夹杂物呈球状的方式进行形态控制，有助于焊接部等的韧性提高，因此可以根据期望的特性而含有。在含有Ca的情况下，为了得到该效果，将Ca含量设定为0.0001％以上。Ca含量优选设定为0.0005％以上，更优选设定为0.0010％以上。但是，Ca含量超过0.020％时，不仅其效果饱和，而且钢的洁净度降低，产生大量表面瑕疵，表面性状降低。因此，在含有Ca的情况下，将Ca含量设定为0.020％以下。Ca含量优选设定为0.010％以下，更优选设定为0.006％以下，进一步优选设定为0.002％以下。

Mg：0.0001～0.020％

Mg是具有通过晶粒的微细化而使韧性提高的效果的元素。在含有Mg的情况下，为了得到上述效果，将Mg含量设定为0.0001％以上。Mg含量优选设定为0.0003％以上，更优选设定为0.0005％以上。另一方面，Mg含量超过0.020％时，其效果饱和。因此，在含有Mg的情况下，Mg含量设定为0.020％以下。Mg含量优选设定为0.015％以下，更优选设定为0.010％以下，进一步优选设定为0.005％以下。

REM：0.0001～0.020％

REM(稀土金属)是具有使韧性提高的效果的元素。在添加REM的情况下，为了得到上述效果，将REM含量设定为0.0001％以上。REM含量优选设定为0.0003％以上。另一方面，REM含量超过0.020％时，其效果饱和。因此，在添加REM的情况下，REM含量设定为0.020％以下。REM含量优选设定为0.010％以下，更优选设定为0.005％以下，进一步优选设定为0.001％以下。

[显微组织]

接着，对厚钢板的显微组织的限定理由进行说明。需要说明的是，只要没有特别说明，显微组织的说明中的“％”是指面积率。另外，以下说明中的厚钢板的“前端”定义为从钢板的轧制方向前端向尾端侧前进100mm的位置。同样，厚钢板的“尾端”定义为从钢板的轧制方向尾端向前端侧前进100mm的位置。另外，厚钢板的“中央”定义为钢板的轧制方向(长度方向)中央的位置。

从表面到表面下100μm的范围内的组织(表层部组织)

使本发明的厚钢板中的沿板厚方向从表面到表面下100μm的范围内(以下有时简称为“表层部”)的显微组织包含以面积率计为80％以上的铁素体相。在Ac1相变点以上且低于Ac3相变点的双相区，发生表层脱碳反应，在表层部生成80％以上的铁素体而使厚钢板的表层软化，由此能够显著地提高总厚度上的伸长特性。

该表层脱碳反应通过在再加热过程中在双相区中通过或保持而发生。

表层部的铁素体相的面积率小于80％时，会大量存在由贝氏体相、珠光体相、马氏体相、或它们的混合相构成的硬质的余量组织。其结果是表层部的硬度增大而不能得到期望的总厚度上的伸长特性。另外，有时拉伸强度变得过大。

需要说明的是，在此，表层部的铁素体相的面积率是指厚钢板的从表面到表面下100μm的范围内的铁素体相的面积率的平均值。另外，表层部的显微组织是指厚钢板的轧制方向的前端、中央和尾端处的表层部的显微组织。因此，本发明的厚钢板在厚钢板的轧制方向的前端、中央和尾端处从表面到表面下100μm的范围内的铁素体相的面积率的平均值为80％以上。需要说明的是，通常，只要前端、中央和尾端处的表层部的显微组织满足上述条件，则在厚钢板的轧制方向全长上满足上述条件。因此，可以说本发明的厚钢板在轧制方向的全长上表层部的铁素体相的面积率为80％以上。即，在本发明中，表层部的铁素体相的面积率为80％以上是指在轧制方向的全长上在前端、中央、尾端中的任一处都可以得到表层部的铁素体相的面积率为80％以上。

表层部的显微组织中的铁素体相以外的余量优选由珠光体相、或贝氏体相与珠光体相的混合相构成，但贝氏体相含有岛状马氏体而使韧性劣化，因此贝氏体相越少越优选，更优选设定为只有珠光体相。

从表面下100μm到板厚1/4位置的范围内的组织(板厚内部组织)

使本发明的厚钢板的沿板厚方向从表面下100μm到板厚1/4位置的范围内(以下有时简称为“板厚内部”)的显微组织包含以面积率计为80％以下的铁素体相。通过使板厚内部的显微组织满足上述条件，能够得到期望的强度和耐疲劳裂纹传播特性。

需要说明的是，在此，板厚内部的铁素体相的面积率是指厚钢板的从表面下100μm到板厚1/4位置的范围内的铁素体相的面积率的平均值。另外，在此，板厚内部的显微组织是指厚钢板的轧制方向的前端、中央和尾端处的板厚内部的显微组织。因此，本发明的厚钢板在厚钢板的轧制方向的前端、中央和尾端处从表面下100μm到板厚1/4位置的范围内的显微组织满足上述条件。需要说明的是，与表层部的组织同样，通常，只要前端、中央和尾端处的板厚内部的显微组织满足上述条件，则在厚钢板的轧制方向全长上满足上述条件。因此，可以说本发明的厚钢板在轧制方向的全长上板厚内部的显微组织是以面积率计为80％以下的铁素体相。

本发明的特征在于，板厚内部的显微组织中的余量由珠光体相、或珠光体相与贝氏体相的混合相构成，并且珠光体相的面积率大于贝氏体相的面积率。贝氏体相含有岛状马氏体，使韧性劣化。因此，通过使珠光体相的面积分率大于贝氏体相的面积分率，能够得到期望的韧性。贝氏体相的面积分率优选设定为15％以下。更优选为13％以下，进一步优选为11％以下。

需要说明的是，本发明的厚钢板的余量是指前端、中央和尾端处的表层部和板厚内部的余量。即，在厚钢板的轧制方向全长上，显微组织的余量由珠光体相、或珠光体相与贝氏体相的混合相构成，并且珠光体相的面积率大于贝氏体相的面积率。

需要说明的是，表层部和板厚内部的显微组织可以通过实施例中记载的方法进行评价。

[总厚度伸长率]

厚钢板的总厚度伸长率没有特别限定，在板厚超过16mm的情况下优选为19％以上，在板厚为16mm以下的情况下优选为15％以上。在本发明中，优选在厚钢板的轧制方向的前端、中央和尾端满足上述总厚度伸长率的条件。需要说明的是，通常，只要前端、中央和尾端满足上述条件，则在厚钢板的轧制方向全长上满足上述条件。另外，总厚度伸长率可以通过实施例中记载的方法进行测定。

[拉伸强度]

厚钢板的拉伸强度(TS)没有特别限定，优选为490MPa以上。另外，TS的上限也没有特别限定，例如，在设定为JIS的490MPa(50kgf/mm

[韧性]

本发明的厚钢板具有上述成分组成和显微组织，结果具备优良的韧性。本发明的厚钢板的韧性没有特别限定，在试验片厚度为10mm的情况下，优选将作为韧性的指标之一的0℃下的夏比吸收能量vE

[疲劳裂纹传播特性]

本发明的厚钢板具有上述成分组成和显微组织，结果能够具备优良的疲劳裂纹传播特性。作为疲劳裂纹传播特性的指标，可以使用疲劳裂纹传播速度(da/dN)。疲劳裂纹传播速度的值没有特别限定，在本发明中，优选ΔK＝25MPa√m时的疲劳裂纹传播速度为4.25×10

[板厚]

本发明中的“厚钢板”按照本技术领域的通常定义是指厚度为6mm以上的钢板。另一方面，本发明中的厚钢板的板厚的上限没有特别限定，可以设定为任意的值。但是，如上所述钢板前端和尾端的温度偏差容易变大，并且对于要求总厚度上的伸长特性优良的薄物而言，本发明效果特别显著。因此，厚钢板的板厚优选设定为25mm以下，更优选设定为20mm以下。

[制造方法]

本发明的厚钢板可以通过对具有上述成分组成的钢原材依次实施加热、热轧、冷却、再加热、冷却、淬火的处理的方法而得到、或者依次实施加热、热轧、冷却、淬火的处理的方法而得到。首先，对依次实施加热、热轧、冷却、再加热、冷却、淬火的处理的方法进行说明。

钢原材

作为本发明的钢原材，只要是具有上述成分组成且能够进行热轧的材料，则可以使用任意的材料，通常为钢坯即可。例如，可以将具有上述成分组成的钢水通过转炉等手段熔炼，通过连铸法等铸造方法制成钢坯等钢原材。另外，也可以通过铸锭-分坯轧制法制成钢坯等钢原材。

加热

将具有上述成分组成的钢原材加热至900～1200℃。加热温度低于900℃时，之后的热轧工序中的钢原材的变形阻力变高，对热轧机的负荷增大，热轧变得困难。因此，加热温度设定为900℃以上。加热温度优选设定为950℃以上。另一方面，加热温度超过1200℃时，韧性降低。因此，加热温度设定为1200℃以下。加热温度优选设定为1150℃以下。

需要说明的是，在通过连续铸造等方法制造钢原材(钢坯)的情况下，该钢坯可以不进行冷却地直接供于上述加热工序，也可以进行冷却后供于上述加热工序。另外，加热方法没有特别限定，例如可以按照常规方法利用加热炉进行加热。

热轧

接着，对加热后的钢原材进行热轧而制成热轧板。此时，为了确保作为制品钢板的基本性能的韧性，将累积压下率设定为50％以上。在累积压下率小于50％的情况下，板厚内部的铁素体晶粒粗大化而局部地产生脆性低的区域，容易产生脆性裂纹，韧性劣化。关于热轧工序的其它条件，没有特别限定。

冷却

接着，对热轧结束后的钢板进行冷却(第一冷却工序)。在冷却工序中，在进行再加热的情况下，优选冷却至室温。需要说明的是，冷却可以通过任意的方法、例如空冷或加速冷却进行。另外，关于冷却条件，没有特别限制。

再加热

接着，将冷却后的钢板再加热至Ac1相变点以上且950℃以下。再加热温度优选设定为低于Ac3相变点。这样通过加热至Ac1相变点以上且950℃以下的包含奥氏体相的温度范围，能够消除因冷却偏差引起的显微组织的不均，其结果是能够消除机械特性的不均。再加热温度低于Ac3相变点时，不会损害再加热前的组织，因此优选。

在再加热温度为Ac1相变点以上且低于Ac3相变点的情况下，在双相区进行特有的脱碳反应，能够使表层部的铁素体相的面积率为80％以上。另一方面，在再加热温度为Ac3相变点以上且950℃以下的情况下，通过使再加热温度下的保持时间为短时间，能够抑制由于通过双相区时的表层脱碳反应而生成的表层部的铁素体相奥逆相变为氏体相的反应，能够使表层部的铁素体相的面积率为80％以上。

再加热温度超过950℃时，由于通过双相区时的表层脱碳反应而生成的表层部的铁素体相逆相变为奥氏体相的反应被促进，表层部的铁素体相的面积率小于80％。其结果是表层部的硬度增大而不能得到期望的总厚度上的伸长特性。

另外可知，在再加热温度为Ac3相变点以上且950℃以下的情况下，虽然板厚内部的奥氏体相的结晶粒径与再加热温度低于Ac3相变点的情况相比粗大化，但不会使韧性过度劣化。此外，在该温度范围内，板厚内部的向奥氏体相的逆相变进行的速度升高。因此，由于在短的加热时间内形成期望的母相组织，因此在规定时间内能够制造的厚钢板的张数增加，因此生产率提高。

另一方面，超过950℃时，在板厚内部逆相变的奥氏体相生长而粗大化，其结果是局部地产生韧性低的区域而韧性降低。

另一方面，再加热温度低于Ac1相变点时，不会发生逆相变为奥氏体相的反应，冷却后的板厚内部的铁素体相、珠光体相和贝氏体相没有达到期望的面积率。其结果是疲劳特性(裂纹传播特性)劣化。此外，不能消除伴随热轧后的冷却工序中的冷却偏差而来的机械特性的不均。

需要说明的是，Ac1相变点例如可以通过下述(1)式求出。

Ac1(℃)＝723+29.1×Si-10.7×Mn-16.9×Ni+16.9×Cr…(1)

另外，Ac3相变点例如可以通过下述(2)式求出。

Ac3(℃)＝961.6-311.9×C+49.5×Si-36.4×Mn+438.1×P-2818×S+12.7×Al-51×Cu-29×Ni-8.7×Cr+13.5×Mo+308.1×Nb-140×V+318.9×Ti+611.2×B-969×N…(2)

在此，上述(1)～(2)式中的元素符号是指各元素的含量(质量％)，不含有该元素时设为零。

需要说明的是，在上述再加热处理中，优选加热至再加热温度后保持在该温度。在再加热温度为Ac1相变点以上且低于Ac3相变点的情况下，保持时间小于10分钟时，向奥氏体相的逆相变没有在钢板全长上开始，有时在一部分区域淬透性显著降低。因此，保持时间优选设定为10分钟以上。另一方面，在再加热温度为Ac3相变点以上且950℃以下的情况下，保持时间超过30分钟时，奥氏体相生长而粗大化。因此，保持时间优选设定为30分钟以下。

冷却

将通过上述再加热工序再加热后的钢板或者热轧后的钢板冷却至350～600℃的冷却停止温度(第二冷却工序)。此时，将平均冷却速度设定为2～7℃/秒。平均冷却速度越低，越促进珠光体相变，因此在韧性改善方面优选。但是，平均冷却速度小于2℃/秒时，铁素体的晶粒生长变得过量而粗粒化，因此韧性劣化。因此，平均冷却速度设定为2℃/秒以上。另一方面，平均冷却速度超过7℃/秒时，在钢板内部的显微组织中，珠光体相变没有充分地进行，贝氏体相变、马氏体相变容易进行。这种情况下，贝氏体相、马氏体相的分率变多，因此总厚度上的伸长特性和韧性劣化。因此，平均冷却速度设定为7℃/秒以下。平均冷却速度优选设定为5℃/秒以下，更优选设定为4℃/秒以下，进一步优选设定为小于3℃/秒。

另外，在冷却停止温度低于350℃时，在板厚内部过量地生成铁素体，因此钢板整体软质化，不能得到期望的拉伸强度。因此，冷却停止温度设定为350℃以上。另一方面，冷却停止温度超过600℃时，在大量残留有未相变奥氏体的状态下进行淬火，因此过量地生成硬质的贝氏体、马氏体。其结果是，总厚度上的伸长特性降低，韧性也劣化。因此，冷却停止温度设定为600℃以下。

淬火

对上述冷却至冷却停止温度的钢板实施淬火。因此，淬火温度为350～600℃的范围。淬火没有特别限定，可以在任意的条件下进行，但优选水冷至Ms点以下的温度、优选水冷至200℃以下。需要说明的是，Ms点例如可以通过下述(3)式求出。

Ms(℃)＝517-300×C-11×Si-33×Mn-17×Ni-22×Cr-11×Mo…(3)

在此，上述(3)式中的元素符号是指各元素的含量(质量％)，不含有该元素时设为零。

接着，对依次实施加热、热轧、冷却、淬火的处理的方法进行说明。

钢原材使用与上述说明的钢原材同样的材料。加热和热轧可以通过与上述说明的加热和热轧相同的方法实施。

关于热轧后的冷却，首先，冷却至Ar1相变点以上且Ar3相变点以下的温度，从Ar1相变点以上且Ar3相变点以下的温度(冷却开始温度)以2～7℃/秒的平均冷却速度冷却至350～600℃的冷却停止温度。将冷却开始温度设定为Ar1相变点以上且Ar3相变点以下(双相区)的温度的理由是因为，在双相区进行特有的脱碳反应，能够使表层部的铁素体相的面积率为80％以上。

另外，作为将之后的平均冷却速度设定为2～7℃/秒的理由，可以列举如下所述的理由。平均冷却速度小于2℃/秒时，铁素体的晶粒生长变得过量而粗粒化，因此韧性劣化。因此，平均冷却速度设定为2℃/秒以上。另一方面，平均冷却速度超过7℃/秒时，在钢板内部的显微组织中，珠光体相变没有充分地进行，贝氏体相变、马氏体相变容易进行。这种情况下，贝氏体相、马氏体相的分率变多，因此总厚度上的伸长特性和韧性劣化。因此，平均冷却速度设定为7℃/秒以下。平均冷却速度优选设定为5℃/秒以下，更优选设定为4℃/秒以下，进一步优选设定为小于3℃/秒。

另外，将冷却停止温度设定为350～600℃的理由可以列举以下理由。在冷却停止温度低于350℃时，在板厚内部过量地生成铁素体，因此钢板整体软质化，不能得到期望的拉伸强度。因此，冷却停止温度设定为350℃以上。另一方面，在冷却停止温度超过600℃时，在大量残留有未相变奥氏体的状态下进行淬火，因此过量地生成硬质的贝氏体、马氏体。其结果是，总厚度上的伸长特性降低，韧性也劣化。因此，冷却停止温度设定为600℃以下。

关于之后的淬火，可以通过与上述说明的淬火相同的方法实施。

需要说明的是，Ar1相变点例如可以通过下述(4)式求出。

Ar1＝712-17.8×C-19.1×Ni+20.1×Si+11.9×Cr+9.8×Mo…(4)

另外，Ar3相变点例如可以通过下述(5)式求出。

Ar3＝910-310×C-80×Mn-20×Cu-15×Cr-55×Ni-80×Mo…(5)

在此，上述(4)～(5)式中的元素符号是指各元素的含量(质量％)，不含有该元素时设为零。

实施例

以下，基于实施例对本发明的效果具体地进行说明，但本发明不限定于这些实施例。

将表1所示组成的钢水熔炼，制成钢原材(钢坯)。需要说明的是，表1所示的Ac1点、Ac3点、Ms点、Ar1点和Ar3点的值分别为通过上述(1)、(2)、(3)、(4)、(5)式求出的值。

接着，对得到的钢坯在表2所示的条件下实施加热和热轧，制成全长20m且表2所示板厚的热轧板。然后，将热轧板通过表2中记载的冷却方法冷却至室温，再加热至表2所示的再加热温度，保持30分钟以上。接着，对钢板的双面喷冷却水，以表2所示的平均冷却速度冷却至冷却停止温度后，实施淬火处理。在淬火处理中，水冷至150℃以下。

需要说明的是，为了比较，在一部分比较例(表2的No.24)中，在再加热后没有进行满足本发明的条件的冷却，立即进行淬火。关于该比较例中的淬火条件，平均冷却速度设定为44.0℃/秒、冷却停止温度设定为110℃。

对于得到的厚钢板，分别对(1)显微组织、(2)总厚度伸长率、(3)拉伸强度(TS)、(4)疲劳裂纹传播特性、(5)韧性进行评价。为了评价厚钢板全长上的特性，试验片分别从厚钢板的轧制方向的前端、中央和尾端裁取。试验方法如下所述。需要说明的是，前端和尾端的试验片是从距钢板的轧制方向端部100mm的位置裁取的。

(1)显微组织观察

按照以下步骤观察显微组织。

表层部的铁素体相的面积率、板厚内部的铁素体相的面积率、板厚内部的珠光体相和贝氏体相的面积率

首先，以观察面为与轧制方向垂直的截面(板厚方向截面)的方式从得到的厚钢板上裁取组织观察用试验片，研磨至变为镜面后，利用腐蚀液(硝酸甲醇溶液)进行腐蚀，使用光学显微镜(倍率：400倍)，从钢板表面沿板厚方向观察到板厚1/4位置，以画面连续的方式进行拍摄。使用得到的组织照片，通过图像分析来鉴定相，求出(a)厚钢板的从表面到表面下100μm的范围内的铁素体相的面积率的平均值、(b)从表面下100μm到板厚1/4位置的范围内的铁素体相的面积率的平均值和(c)从表面下100μm到板厚1/4位置的范围内的珠光体相和贝氏体相的面积率。

将显微组织的测定结果示于表3中。

(2)拉伸试验

使用以板宽方向与拉伸方向一致的方式从厚钢板的宽度中央部裁取的JIS Z2201 1A号的总厚度试验片实施拉伸试验，求出拉伸强度(TS)和总厚度伸长率。将拉伸强度为490MPa以上设定为合格。关于伸长特性，在板厚为16mm以下的情况下将15％以上设定为合格，在板厚超过16mm的情况下将19％以上设定为合格。

(3)疲劳裂纹传播试验

使用图1所示的单侧切口单纯拉伸型疲劳试验片进行疲劳裂纹传播试验，对沿板厚方向裂纹进展时的疲劳裂纹传播行为进行评价。试验条件依据ASTM E647将应力比设定为0.1、将频率设定为10HZ、在室温大气中实施。在本发明中，由于目的在于降低焊接结构物中从焊接部等产生的裂纹在钢材中进展时的传播速度，因此，设想了这样的状况，在应力强度因子范围(ΔK)为10～30MPa√m的范围内进行了试验。将ΔK＝25MPa√m时的疲劳裂纹传播速度为4.25×10

(4)韧性

与轧制方向(L方向)平行地从厚钢板的板厚中心部裁取夏比冲击试验片。关于试验片厚度，在板厚为10mm以上的情况下将试验片厚度设定为10mm，在板厚小于10mm的情况下将试验片厚度设定为5mm。试验依据JIS Z 2202在0℃下进行夏比冲击试验，测定吸收能量vE

将测定结果示于表4中。由该结果可知，就满足本发明的条件的实施例而言，得到了具备总厚度上的伸长特性和耐疲劳裂纹传播特性和韧性的厚钢板。另一方面，就不满足本发明的条件的比较例而言，在钢板的前端、尾端中的至少一个位置处，总厚度上的伸长特性、疲劳裂纹传播速度、韧性中的至少一者较差。

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