專利名稱：：厚度中心區域具有優良強度和韌性并且整個厚度上特性改變較小的用于焊接結構的厚鋼...的制作方法
技術領域：
：本發明涉及一種厚度中心區域具有優良強度和韌性并且整個厚度上顯示較小的特性改變的用于焊接結構的厚鋼板，及其制造方法。更具體而言，本發明涉及一種制造高強度厚鋼板的方法，所述鋼板厚度中心區域具有優良強度和韌性，并且整個厚度方向上顯示較小的特性改變，而且具有通過使合金元素的添加最小化而確保的可焊性。
背景技術：
：常規地，已通過添加大量的合金元素來提高鋼的所謂淬透性的這樣一種方式制成高強度鋼板。在此情況下，經由冷卻處理例如調質處理，在鋼中形成大量的低溫結構例如馬氏體或貝氏體，從而使鋼的強度提高。當制造用于船舶、海洋結構物、建筑物等的鋼板時，不可避免地要進行焊接過程。在這方面，如果用于焊接結構的鋼板含有大量的合金元素，則該焊接過程可導致焊接部分的低溫韌性明顯受損。為解決上述問題，日本專利公開文本(昭)62-0170459公開了一種技術，其中通過將鋼軋制之后使鋼淬火、同時限制鋼的碳當量并使用TiN內含物來防止熱影響區(HAZ)內的結構粗化，從而確保鋼強度。同樣地，日本專利公開文本(平)7-0268540公開了一種^支術，其中通過限制元素例如C、Si、Mn等的量、同時控制Ti、Al等的含量以在鋼內形成大量Ti-Al基非金屬內含物來防止焊接時結構粗化，從而提高鋼的韋刃性。上述兩種技術具有一個共同的特征為，首先通過盡可能地抑制鋼中合金元素的含量、并分布大量的非金屬內含物一一其成為結構的轉化沉淀核同時還提供防止結構粗化的釘扎作用(pinningeffect)——來提高鋼的可焊性，然后，通過鋼淬火形成大量低溫轉化結構來提高鋼的強度。換言之，根據上述技術，可依序1)通過限制合金元素的量同時分布細小內含物確保提高鋼的可焊性的條件，和2)通過提高冷卻速率確保提高鋼強度的條件，來提高鋼的強度和可焊性。但是，難于將這些技術應用于具有50mm或更大厚度的厚鋼板。這是因為隨著鋼板厚度的增加，鋼板表面及內部的冷卻速度的差異顯著增加，這導致主要在鋼的內部、特別是鋼板厚度的中心區域形成低溫轉化軟結構，例如多角形鐵素體或珠光體，這樣，即使在鋼的表面形成大量的低溫轉化結構，鋼的整體強度同薄鋼板相比也有降低。為解決上述問題，韓國專利10-0266378公開了一種通過熱軋扁鋼錠制造貝氏體鋼板的方法，所述扁鋼錠含有超低碳含量范圍內的0.001~0.010重量°/的C、0，60重量》/或更少的Si、0.20-3.00重量。/。的Mn、0.005~0.20重量％的Ti、0.01~0.20重量％的Nb、0.00030.0050重量％的B、及0.100重量。/。的Al，所述熱軋通過這樣一種方式進行將扁鋼錠加熱至1，1001，35(TC的溫度、將該扁鋼錠保持恒溫5至300秒、或將所述鋼板在軋制道次之間在i，100900t:的溫度以rc/秒的冷卻速率進行冷卻、并在80(TC或更高的溫度完成軋制、接著冷卻鋼板。在上述方法中，所述鋼錠為含有0.010重量％或更少碳的超低碳鋼，它具有貝氏體結構，該貝氏體結構不同于常規貝氏體結構，通常被稱為超低碳貝氏體(ULCB)。ULCB結構存在于高強度高韌性鋼中，這種鋼具有良好的基體韌性并且由于整個厚度方向上較小的硬度改變而具有較小的性能改變。但是，正如可從該文本中公開的實施方案所認識到的，這樣一種ULCB結構在t/4點處具有400Mpa的屈服強度。根據該屈服強度，可以推出鋼的厚度中心區域的屈服強度約為350Mpa，該屈服強度仍小于390Mpa——本發明的鋼的厚度中心區域的目標屈服強度。此外，由于ULCB基鋼在焊接部分的韌性降低，因此其安全溫度僅為0'C。為提高ULCB基鋼的強度，需以添加大量的Cu、Ni、Cr及Mo中的任一種或它們的組合、或添加大量的Cu、進行熱處理等的這樣一種方式實行復雜過程。在此情況下，由于添加了大量的合金元素，不僅可能會增加生產成本，而且可顯著損害焊接部分的韌性。
發明內容技術問題因此，考慮到上述問題而作出本發明，本發明的一個目的是提供一種具有50mm或更大厚度的用于低合金焊接結構的厚鋼板，所述鋼板在其厚度中心區域具有530MPa或更高的拉伸強度、390MPa或更大的屈服強度、-5(TC或更低的延性-脆性轉變溫度，及整個厚度方向上50Hv或更小的硬度改變。技術方案根據本發明的一方面，上述及其他目的可通過提供一種厚鋼板來實現，所述厚鋼板含有按重量°/計，0.05-0.10%的C;0.100.5%的Si;1.31.7。/。的Mn;0.0005-0.0025%的B;0.005~0.03%的Ti;0.010%或更少的N;0.005~0.03%的Nb;0.005~0.055。/n的可溶性Al;及余量的Fe和其他不可避免的雜質，其中，Ti/N的含量比為2.O或更大，并且通過表達式l表示的組成參數(CP)在4050的范圍內；CP=165x%c+6.8x%Si+10.2xo/0Mn+80.6x。鋒+9.5x%Cu+3.5x%Ni+12.5x%Cr+14.4x飾...(1)優選地，厚鋼板還含有至少一種選自按重量％計的0.5°/或更少的Cu;0.5%或更少的Ni;0.15%或更少的Cr;及0.15°/。或更少的Mo的l且分。優選地，不可避免的雜質中，P和S的含量分別控制在按重量。/。計的0.012%或更少、和O.005%或更少。優選地，為了進一步降低由雜質引起的負面影響，P和S的含量分別控制在按重量°/。計的0.010%或更少、和0.003%或更少。優選地，厚度中心區域(范圍從t/4至3t/4，此處t表示鋼板的總厚度)中多角形鐵素體含量為10%或更少，并且鋼板表面區域(范圍從表面以下lmm深度至t/4,反面相同)中的馬氏體含量為10%或更少。優選地，鋼板的整個厚度方向上具有Hv50或更小的硬度改變。此外，本發明對具有50100mm厚度的鋼板有效。根據本發明的另一方面，提供了一種制造鋼板的方法，所述方法包括以下步驟將一種扁鋼錠再加熱至1,000-1，MOt:的溫度后，在Ar3奧氏體重結晶溫度的溫度下以30%或更大的壓縮比例(reductionrate)精軋該扁鋼錠，該鋼錠含有按重量％計0.05-0.10%的C、0.100.5°/的Si、1.3~1.7%的Mn、0.0005-0.0025%的B、0.005~0.03%的Ti、0.010%或更少的N、0.005~0.03%的Nb、0.005~0.055%的可溶性Al、及余量的Fe和其他不可避免的雜質，其中Ti/N的含量比為2.0或更大，并且通過表達式2表示的組成參數(CP)在4050的范圍內；并將該熱軋鋼板以這樣一種方式冷卻——在Ar3或更高溫度下以鋼板中心區域為1.5。C/秒或更大的速率開始冷卻，并且在35055(TC的溫度完成冷卻。CP=165xo/0C+6.8x%Si+10.2x飾+80.6x。肌+9.5x%Cu+3.5x額+12.5x%Cr+14.4x%Mo...(2)優選地，扁鋼錠還含有至少一種選自按重量°/。計的0.5%或更少的Cu;0.5。/。或更少的Ni;0.15"/。或更少的Cr;及0.15%或更少的Mo的癥且分。優選地，扁鋼錠含有0.012%的P和0.005%或更少的S雜質。優選地，扁鋼錠含有0.010%的P和0.003%或更少的S。優選地，本發明對具有50-100mm厚度的鋼板有效。有益效果從以上描述中可明顯看出，本發明方法制造了一種具有50mm或更大厚度的用于焊接結構的厚鋼板，所述厚鋼板的厚度的中心區域顯示出優良的強度和韌性，并且整個厚度方向上具有較小的性能改變，而且具有通過使合金元素的添加最小化而確保的鋼板的可焊性。本發明的上述及其他目的、特征及其他優點將從以下結合附圖的詳細描述中更清楚地理解，其中圖1為描繪與CP相關的表面區域中馬氏體含量和厚度中心區域中多角形鐵素體含量的圖形表示；圖2為描繪與CP相關的整個厚度方向上硬度變化的分布的圖形表示。具體實施方式將對本發明進行如下描述。鋼板的微結構本發明優選用于具有貝氏體結構或針狀鐵素體結構的鋼板，所述鋼板基本不含多角形鐵素體或馬氏體。具體而言，為獲得本發明鋼板的目標強度和韌性，需抑制厚度中心區域中多角形鐵素體的含量為10%或更小(當t表示鋼板的總厚度時，厚度中心區域指的是t/43t/4的范圍，即厚度中心(t/2)±t/4)，并且為了獲得本發明的整個厚度方向上的硬度變化情況，需抑制鋼板表面區域中馬氏體的含量為10°/或更少(范圍從表面以下1mm深度至厚度的t/4處，反面相同)。在此情況下，如果鋼板滿足本發明的組成，則該鋼板除表面以下1mm深度和厚度中心區域的偏析部分之外在厚度方向在其整個區域中具有含有針狀鐵素體作為主要結構和貝氏體作為二級結構的結構。鋼板的組成根據本發明，鋼板含有按重量"/。計的0.05-0.10%的C;0.10~0.5%的Si;1.3~1.7%的Mn;0.012%或更少的P;0.005%或更少的S;0.0005~0.0025%的B;0.005~0.03%的Ti;0.005~0.03%的Nb;0.005-0.055。/。的可溶性A1;0.01。/。或更少的N;及余量的Fe和其他不可避免的雜質。此外，Ti/N的含量比為2.O或更大，并且通過表達式l表示的組成參數(CP)在40~50的范圍內。CP=165xo/oC+6.8x%Si+10.2x。她+80.6x飾+9.5x%Cu+3.5x%Ni+12.5x/0Cr+14.4x。飾...(1)現將對本發明的鋼板的組成進行詳細描述。碳(C):0.05~0.10重量％C是一種通過使固溶體強度加強同時提高鋼板淬透性而有效提高鋼板強度的元素。為確保鋼板厚度中心區域的所需拉伸強度，需含有O.05重量°/或更多量的碳。而且，為了確保焊接部分的低溫韌性，需含有0.05重量％或更多量的碳，這樣可通過在焊接之后形成碳化硼而形成軟結構例如針狀鐵素體。但是，含量過多的碳會導致表面區域中硬度的增加，從而增大厚度方向上的硬度改變。此外，含量過多的碳還會導致基體韌性降低，并增加焊接部分的馬氏體-奧氏體組分(MA，馬氏體島)的含量，從而顯著降低焊接部分的韌性。因此，碳含量的上限設定為0.1重量％。珪(Si):0.l(M).5重量％Si是一種協助鋼水脫氧中的鋁的元素。因此，需含有O.10重量％或更多的Si。但是，如果硅含量過高，則在HAZ中形成的馬氏體島不分解，從而顯著提高脆性斷裂的可能同時損害基體的韌性。因此含有高于0.5重量°/。的Si是不利的。錳(Mn):1.3~1.7重量％Mn是一種用于提高鋼的強度同時降低其屈服比的元素。具體而言，Mn抑制多角形鐵素體的含量，從而提高鋼板的淬透性。因此，需含有1.3重量"/。的Mn。但是，如果錳含量過高，則鋼板強度增加，但是韌性受損，特別是熱影響區(HAZ)的韌性受損。因此需抑制Mn的含量為1.7重量％或更少。硼(B):0.0005~0.0025重量％B是本發明的一種必要元素，添加少量的硼即能增加鋼的淬透性。為了獲得本發明的厚度中心區域的目標強度同時使該厚度中心區域具有基本上不含多角形鐵素體的針狀鐵素體結構，需含0.0005重量％或更多的B。但是，如果過量含有多于0.0025重量％的量的硼，則鋼板中心區域的淬透性降低，損害鋼板的強度同時擴大厚度方向上的硬度差異。因此，需抑制B的含量為0.0025重量°/。或更少。鈥(Ti):0.0050.03重量％根據本發明，Ti是除B之外的另一必要元素。為了獲得B的淬透性增強效應，在軋制操作之后硼需以原子狀態存在。就這點來說，如果對B具有較大親和性的N在再熱或軋制過程中以固溶體N的形式存在于鋼中，則N和B形成BN化合物，從而消除了B的淬透性增強效應。因此，需通過添加對N的親和性比B更強的Ti從而在形成BN之前形成TiN的方式抑制BN化合物的形成。為此，需含有至少0.005重量°/的Ti。但是，如果Ti含量超過O.03重量％，則通過添加Ti所獲得的作用飽和。此外，如果Ti含量過高，在連續鑄造過程中可能發生噴嘴堵塞或形成許多粗大內含物，從而損害鋼的韌性。因此，需抑制Ti的含量為0.03重量％或更少。氮(N):0.010重量％或更少雖然N在鋼制造過程中是一種不可避免的元素，但是它與Ti和/或Al反應并形成氮化物，從而起到形成細小結構的作用。同時，為了向鋼中添加0.010重量％或更多的N，需進行一個特殊過程，例如在4岡制造過程中注入過量的氮化錳或含氰化物的化合物，在此情況下，N以固溶體狀態存在于鋼中，從而損害B的淬透性增強作用。因此，需抑制N的含量為0.010重量°/或更少。更優選地，N和Ti的含量按照它們的含量比進行控制。具體而言，由于可通過控制Ti和N的重量比(Ti/N的比例)為2.0或更大來用Ti有效抑制固溶體N，因此將Ti含量控制為具有2.0或更大的Ti/N重量比。鈮(Nb):0.005~0.03重量％Nb是除B和Ti之外本發明中的又一種必要元素。為了充分應用B的淬透性增強作用，需與B和Ti同時添加Nb。Nb用于使奧氏體結構具有細小晶粒度，并且用于擴大非重結晶區域，同時有助于最終結構的細化和強度的提高。為此，需含有O.005重量y。或更多的Nb。但是，由于Nb是一種昂貴的元素，并且超過0.03重量％的Nb含量不能確保其作用的顯著提高、反而損害焊接部分的韌性，因此Nb的上限設定為0.03重量％。可溶性鋁(可溶性Al):0.005-0.055重量％Al通常被用作鋼的脫氧劑。因此，需含有0.005重量％或更多的可溶性Al作為鋼的一種有效成分。但是，如果Al含量超過O.055重量％，則脫氧作用飽和，因此，可溶性Al的上限設定為0.055重量％。上述鋼板組成有利于賦予鋼板優良性能例如高強度和高韌性，同時降低整個厚度上的性能差異。除該組成之外，優選鋼板還含有至少一種選自Cu、Ni、Cr和Mo的組分以獲得更有利的效果。銅(Cu):0.5重量％或更少，鎳(Ni):0.5重量°/或更少Cu和Ni是用于提高鋼的淬透性而不顯著降低焊接部分的韌性、從而抑制多角形鐵素體在鋼內形成的元素，它們還用于通過固溶體強化而提高鋼的強度。但是，由于Cu和Ni是昂貴元素并且它們的過量添加會導致其作用的飽和，因此Cu和Ni兩者的上限均設定為0.5重量％。鉻(Cr):0.15重量°/。或更少Cr是一種可顯著提高鋼的淬透性的元素。如此，隨著Cr的含量在鋼內的增加，抑制了多角形鐵素體在鋼內的形成，從而提高鋼的強度。但是，如果鋼內Cr含量過量，不僅損害鋼的可焊性，而且可在鋼內形成馬氏體。此外，Cr是一種非常昂貴的材料。因此，希望Cr的含量為0.15重量°/。或更少。鉬(Mo):0.15重量％或更少Mo提供與Cr相同的作用。因此，雖然Mo對多角形鐵素體的抑制和強度的提高有效，但是如果鋼中Mo含量過多，不僅損害鋼的可焊性，而且可在鋼內形成馬氏體。此外，Mo是一種非常昂貴的材料。因此，希望Mo的含量為0.15重量％或更少。此外，本發明的鋼板可含有P、S等在鋼制造過程中不可避免的元素。更優選地，為了進一步提高鋼的性能，需要限制這些元素的含量滿足以下條件。磷(P):0.012重量％或更少(優選O.010重量°/。或更少)P是一種導致晶界偏析從而使鋼脆化的元素。因此，為了提高鋼的初性，需要使含有針狀鐵素體和/或貝氏體作為主要結構的鋼的P含量最小化。但是，由于P含量最小化至極低水平需要用制造過程中的較重負荷來實現，并且鋼中0.012重量。/。或更少的P不會顯著出現上述問題，因此P的上限設定為0.012重量％。更優選地，為了防止上述P的負面影響，P含量設定為0.010重量％或更少。碌u(S):0.005重量°/。或更少(優選0.003重量％或更少)S是一種導致鋼熱脆性的元素。同P含量一樣，S的上限設定為0.005重量°/。或更少，并且優選地，考慮到鋼制造過程中的負荷，為0.003重量%或更少。除鋼板組成之外，本發明鋼板具有如以下表達式2所表示的40~50范圍內的組成參數。根據該組成參數，可同時確定當用水冷卻厚鋼板時，能抑制多少多角形鐵素體在厚鋼板中心區域中的形成和抑制多少馬氏體在其表面區域中的形成。CP=165x/0c+6.8x%Si+10.2x。/0Mn+80.6x。/0Nb+9.5x%Cu+3.5xo衞+12,5x%Cr+14.4xo/0Mo...(2)提出CP的原因將在下文描述。根據研究結果，本發明的發明人指出，當使用常規冷卻方法來冷卻作為本發明目標鋼板的具有50mm10Qmm厚度的厚鋼板時，雖然最大冷卻速率可根據鋼板的厚度和冷卻方式而改變，但是厚鋼板的厚度中心區域的最大冷卻速率約為3-6。C/秒。同時，為了獲得上述中心區域的最大冷卻速度，相應于鋼板表面以下直線深度1mm處的表面區域的冷卻速率必須為20-40XV秒。因此，厚度中心區域和表面區域的冷卻速率存在巨大差異。因此，對于典型的鋼板，表面區域由于其快速冷卻速率傾向于形成馬氏體，而中心區域由于其緩慢冷卻速率傾向于形成多角形鐵素體。如果不抑制這種傾向，馬氏體在鋼板的表面區域中的含量增加，并且多角形鐵素體在鋼板的中心區域中的含量增加。馬氏體為一種典型的硬結構，它能提高鋼的強度但損害其韌性。相反，多角形鐵素體為一種典型的軟結構，該軟結構能有效確保鋼的韌性但是不適于提高鋼的強度。因此，如果鋼具有上述結構變化，則鋼顯示出顯著的性能變化，導致表面區域的韌性受損，而中心區域的強度降低。此外，由于上述結構變化，中心區域和表面區域之間的硬度差異變得顯著，使得難于獲得作為本發明目的之一的降低硬度差異的作用。CP是本發明的發明人通過長時間的研究得出的解決上述問題的一個參數。如果CP保持在預定范圍內，則可抑制在表面區域中形成馬氏體和在中心區域中形成多角形鐵素體的傾向，從而使整個鋼板的性能的差異最小化。為了實現本發明的目的，需抑制除異常區域之外的鋼板整個區域中馬氏體和多角形鐵素體的含量為10%或更少。鋼板的異常區域指的是在鋼板的中心區域形成的中部偏析區域，和從鋼板表面至表面以下直線lmm深度的區域。中部偏析區域指的是其中異常大量固溶體元素偏析從而難于確保鋼的典型性能的鋼板區域，中部偏析區域的形成是由于從鋼板表面至表面以下直線1mm深度的區域受冷卻速率的強烈影響。當然，如上所述，本發明嚴格設定了各自組分的上限和下限以確保鋼的強度、韌性和可焊性一這是本發明希望獲得的，并且如果鋼板滿足各自組分的上限和下限，則可實現本發明目的。但是，根據試驗，即使鋼板滿足本發明組成，本發明的目的在一些情況下也不能實現。因此，本發明的發明人將本發明目的實現時的情形同鋼板滿足本發明組成時本發明目的未實現的情形進行了比較，并推出，本發明目的未實現的原因可用上述CP進行解釋，并且本發明目的可通過在鋼板滿足本發明組成的條件下控制CP在預定范圍而實現。實驗的一個結果示于圖1中，用點計數法計算列于表l中的依據CP的除異常區域之外的鋼板整個區域中多角形鐵素體和馬氏體的含量。在圖1中，多角形鐵素體的含量在1.5。C/秒的冷卻速率下測量，該冷卻速率為鋼板加速冷卻時具有50-100mm厚度的鋼板的中心區域通常獲得的最大冷卻速率3'C/秒的50%。此外，馬氏體的含量在40X:/秒的冷卻速率下測量，該冷卻速率在鋼板加速冷卻時通常可在具有50~100mm厚度的鋼板表面以下直線lmm深度處獲得。如從圖l中可認識到的，當表達式1表示的CP為40或更大時，多角形鐵素體的含量為10%或更少，這意味著，如果CP為40或更大，貝'J多角形鐵素體的含量可維持在10%或更少，即使采用1.5。C/秒的冷卻速率(低于3'C/秒一具有50-100mm厚度的鋼板的中心區域的典型冷卻速率)。當CP為50或更少時，馬氏體的含量為10%或更少，這意^^未著，如果CP為50或更大，則馬氏體的含量可維持在10%或更少，即使采用40。C/秒的冷卻速率一具有50-100mm厚度的鋼板的表面以下直線1mm深度處的典型冷卻速率。圖2展示了各自具有100mm厚度且CP彼此不同的鋼板的厚度方向上以2mm間隔測得的維氏硬度的最大值和最小值之間的差異。如可從圖2中所認識到的，當CP在上述本發明的40-50范圍內時，最大值和最小值之間的硬度差可控制在50Hv或更小。如上所述，這是由限定表面區域和厚度中心區域中的馬氏體和多角形鐵素體的含量各自為10%或更少而導致的。此外，滿足上述本發明所有條件的厚鋼板具有50-100mm的厚度，且厚度方向上的硬度差異為Hv50或更小。優選這種滿足上述條件的厚鋼板通過以下制造條件制造。(軋制和冷卻條件)根據本發明，本發明的效果可通過如上所述控制鋼板的組成和結構甚至使用本領域已知的控制軋制和加速冷卻而基本實現。但是，為了進一步提高本發明效果，需比常規方法更精確地控制軋制和冷卻條件。再熱溫度1，000~1，250°C當熱軋含有上述組分的扁鋼錠時，需將該扁鋼錠加熱至預定溫度。為實現本發明目的，需使B以原子狀態存在于熱軋后的鋼板中。為此，需通過維持B的固溶體狀態同時使N作為TiN而沉淀于鋼板中來降低固溶體N在鋼板中的含量的方式，防止BN在軋制后的冷卻過程中在鋼板中沉淀。為了確保此效果，將扁鋼錠加熱至1,000。C或更高，從而〗吏鋼水固化過程中形成的BN溶解并以固溶體形式存在于鋼中。同時，如果將扁鋼錠加熱至1，250。C或更高的溫度，則TiN沉淀物溶在鋼中，從而使鋼中含有大量的固溶體N。因此，需控制扁鋼錠的再熱溫度為1，000《T再熱<1，250°C。精軋溫度Ar廣奧氏體重結晶溫度精軋溫度是實現本發明目的的一個必要組成部分。如果精軋在鐵素體轉變溫度Ar3或更低的溫度下進行，則形成多角形鐵素體，從而難于維持多角形鐵素體的含量為滿足本發明條件的10°/。或更少。因此，需在An或更高的溫度進行精軋。同時，如果精軋在顯著高于奧氏體重結晶溫度的溫度下進行，則馬氏體的含量可能增加至10%或更多，并且重結晶晶粒可能會粗化，從而不僅損害鋼板的韌性，而且顯著提高了鋼板表面區域的淬透性。因此，優選設定精軋溫度的上限為奧氏體重結晶溫度或更低。這樣，精軋溫度優選為Ar3<T精札<奧氏體重結晶溫度。精軋的壓縮比例30%或更大為了在精軋時充分達到奧氏體晶粒細化的效果，精軋的壓縮比例優選30%或更大，并且更優選45%或更大。如果在精軋過程中壓縮比例小于30%，則奧氏體晶粒細化的效果不令人滿意，降低了鋼板的韌性同時不能充分提高鋼板的強度。起始冷卻溫度Ar3或更高即使精軋是在Ar3或更高的溫度下完成的，如果水冷卻不在Ar3或更高的溫度下開始，空氣冷卻過程中也會在鋼板中形成粗大的多角形鐵素體。在此情況下，無法獲得本發明需要形成的鋼板的結構，還損害了鋼板的強度和韌性。因此，為了達到本發明目的，需在鋼板的溫度達到形成鐵素體的溫度即Ar3之前開始冷卻過程。冷卻速率1.5。C/秒或更大當根據常規方法進行加速冷卻時，如果鋼板具有上述本發明的組成，則可實現本發明目的。但是，如果鋼板的冷卻速率非常低，例如，如果鋼板在軋制后在空氣中冷卻，則在鋼板的整個區域內形成大量的多角形鐵素體，從而不能實現本發明目的。因此，為了有效實現本發明目的，需進行這樣一種鋼板的冷卻，使得可抑制多角形鐵素體在鋼板厚度中心區域中形成。為此，鋼板中心區域中的冷卻速率必須為1.5。C/秒或更大最終冷卻溫度350~550°C如果鋼板的冷卻在55(TC或更高的溫度下完成，則多角形鐵素體可能會在厚度的中心區域中形成，并且妨礙本發明需要形成的針狀鐵素體的形成。此外，如果鋼板的冷卻在低于350。C的溫度下停止，則低溫結構例如貝氏體或馬氏體的含量增加。低溫結構例如貝氏體或馬氏體會引起材料的應力-應變曲線中其中屈服點不顯示的所謂的連續屈服，所以，隨著低溫結構的含量增加至預定水平，屈服強度降低。因此，對于如本發明的難于在鋼板整個厚度上具有低溫結構的厚鋼板而言，可通過防止低溫結構含量的增加來有效提高屈服強度。在這點上來說，最終冷卻溫度優選在350550。C的范圍內。實施例實施例1為了確認根據本發明制造的鋼板的性能，在對具有列于下表l中組成的每一個扁鋼錠進行回火冷軋之后，在與各自組成相關的非重結晶溫度和Ar3之間的溫度下以40%或更大的累計壓縮比例進行熱軋，其中鋼板具有50mm或100mm的厚度。軋制之后，在Ar3+IO'C或更高的溫度開始鋼板的冷卻，同時控制各鋼板的中心區域的冷卻速率為3"C/秒。表l<table>complextableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table><table>complextableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>CS40,0720.291.210.0090.0030.00060.0120.0200000o扁33.6440.3CS50.0930.281.820.010,0020.00120.0130.01000000.00333.9449.1CS60.0910.351.560.0180.0030.00130.0120.01900000,00363.3347.3IS80.0820.311.570.0080.0050.00050.0150.03000000.00295.1746.6IS90.0820.271.50.0080.0020.00250.0130.01800000.00363.6145.3CS70.0740.311.510.0090.00300.0120.01700000.00294.1443.6CS80.0860.311.530.0090.0030.00380,0250.01100000.00396.4145.3IS100.0830.301.580.0050.0020.00120.0050.02400000纖2.0046.3CS90.0820.321.570.0080.0020.001300.02200000細446.0CS100.0830.311.580.0090.0020-00120.0070.01500000細61.5245.6IS110.0850.291.590,0070.0030.00120.0300.02400000.01013.0046.7IS120.0730.1.50.000.00.000.00.00000.0.0033.2444，17<table>complextableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table>IS:本發明鋼，CS:對照鋼表l中，列出了按重量％計的各元素的含量，并且，雖然未示于表l中，但是將可溶性Al以滿足本發明含量(0.005-0.055重量°/。)的量添力口至'j扁4岡4^。按上述條件，制出具有50mm或100mm厚度的鋼板。僅對100mm厚度的鋼板的細小結構和硬度差異進行測量。用從各鋼板的中心區域切下的試樣(對每一個試樣，其中心與鋼板厚度方向的中心共軸)對100mm或50mm厚度的鋼板的機械性能進行測量。此外，在焊接過程中測量300kJ/口熱輸入的焊接部分的熔融線處的沖擊韌性。這些試驗的結果示于表2中。在表2中，VF表示對每一個鋼板在厚度方向的中心區域(即當t表示鋼板的總厚度時，中心區域指的是從鋼板表面t/4~3t/4的范圍)的0.01口通過點計數法測得的多角形鐵素體的含量，VM表示通過與VF相同的方法在從表面以下2mm深度至厚度的t/4的范圍內測得的馬氏體的含量。硬度差指的是除鋼板表面以下2mm深度和厚度中心區域的偏析部分之外在整個區域中測得的維氏硬度的最大硬度和最小硬度之間的差異。基體和焊接部分的DBTT為延性-脆性轉變溫度，其是在室溫(201C)至-14(TC以20"C的間隔通過夏式V型缺口沖擊試驗測得，并且顯示200J的數值。表2<table>complextableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table><table>complextableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table><table>complextableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table>IS:本發明鋼，CS:對照鋼表2中，根據本發明制造的鋼板具有多角形鐵素體一_其在100mm厚度的各鋼板的中心區域的含量限制在10%或更少——和馬氏體——其在表面區域的含量限制在10%或更少，所以厚度方向上的硬度差控制在50Hv或更少。此外，對于具有50mm或100mm厚度的鋼板，每個鋼板的中心區域具有399MPa或更大的屈服強度、536MPa或更大的拉伸強度和-52。C或更低的DBTT。從表2所示結果可以認識到，本發明目的已實現。同時，根據焊接部分的韌性的測量結果，本發明制造的鋼板的各相在-20。C顯示出132J或更大的優良沖擊韌性，和-35t:或更低的優良麗T。相反，對于含有在韓國專利10-0266378Bl中公開的發明成分的對照鋼l,結構含量和厚度方向上的硬度改變同本發明的類似。但是，當將其用于具有100mm厚度的鋼板時，中心區域的強度和焊接部分的可焊性由于其過低的C含量也明顯降低。對于具有過高C含量的對照鋼2，強度非常高，但是由于表面區域中增加的馬氏體含量和增加的C的固溶體強化效應，硬度差為50Hv或更大。具體而言，基體的DBTT高于-5(TC,并且焊接部分的韌性不滿足本發明目標。對于具有高于本發明上限的Si含量的對照鋼3,強度和硬度差滿足本發明目標，但是焊接部分及基體的韌性顯著較低。對于具有低于本發明下限的Mn含量的對照鋼4，具有IOOmm厚度的鋼板的結構含量和厚度方向上的硬度差異由于低的淬透性而不滿足本發明目標。另一方面，對于具有高于本發明上限的Mn含量的對照鋼5，基體及焊接部分的沖擊韌性由于低淬透性而顯著較低，未能滿足本發明目標。對于具有高于本發明上限的P含量的對照鋼6,基體及焊接部分的沖擊韌性顯著較低，因此不滿足本發明目標。對于不含B的對照鋼7,厚度中心區域中多角形鐵素體的含量為10%或更多，該數值高于本發明數值，導致具有100mm厚度的鋼板的厚度中心區域的強度變差，從而不滿足本發明目標。另一方面，對于含過量B的對照鋼8，B的作用由于氮化硼等的沉淀而減弱，造成50Hv或更大的硬度差，同時損害具有100mm厚度的鋼板的厚度中心區域的強度和韌性，使其不能滿足本發明目標。對于不含Ti的對照鋼9、和具有2或更小的Ti/N比的對照鋼10，由于固溶體N的含量不足夠低，因此形成BN。因此，多角形鐵素體的含量為10。/。或更多，并且厚度中心區域的硬度差為50Hv或更多。此外，中心區域的拉伸強度不滿足本發明目標。對于不含Nb的對照鋼11,未實現B的淬透性增強作用，因而導致厚度中心區域中多角形鐵素體的含量超過10%，同時硬度差為50Hv或更大。此外，具有100mm厚度的鋼板的厚度中心區域的強度不滿足本發明目標。對照鋼12和13具有本發明組成和不同于本發明的CP。具體地，對于具有低于本發明下限的CP的對照鋼12，厚度中心區域的多角形鐵素體的含量超過10%，并且其中的硬度差超過50Hv。此外，具有IOOmm和50mm厚度的鋼板的厚度中心區域的強度不滿足本發明目標。對于具有高于本發明上限的CP的對照鋼13，表面區域中的馬氏體含量超過10%，并且其中的硬度差也超過50Hv。此外，對于對照鋼13，基體和焊接部分的沖擊韌性由于強度的過度增加而顯著較低，不滿足本發明目標。根據上述結果，可以確認本發明鋼板具有有益效果。實施例2回火冷軋具有表1中所列本發明鋼1至11的組成的扁鋼錠之后，按如下表3中所列條件進行軋制和冷卻，從而形成各自具有IOO腿厚度的厚鋼板。表3<table>complextableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table><table>complextableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table><table>complextableseeoriginaldocumentpage25</column></row><table>IM:本發明材料，CM:對照材料，IS:本發明鋼表3中，Tnr表示奧氏體重結晶溫度，Ar3表示從奧氏體到鐵素體的起始轉變溫度。此外，T4和T5分別表示精軋的起始溫度和精軋的最終溫度。用與實施例1相同的方法獲得在表3條件下制成的鋼板的試樣后，測量試樣的機械性能，其結果示于表4中。表4<table>complextableseeoriginaldocumentpage26</column></row><table><table>complextableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table>深度區域之外的區域中的馬氏體的含量為10%或更少，從而提供50Hv或更小的硬度差，該硬度差滿足本發明目標。此外，每個鋼板的中心區域具有395MPa或更大的屈服強度、532MPa或更大的拉伸強度、及-52。C或更低的DBTT，該DBTT使得具有優良的低溫韌性。對于對照材料l，再熱在非本發明范圍的溫度下進行。在此情況下，大量的固溶體N存在于材料中，造成B的淬透性增強作用不充分，因而在厚度中心區域中形成了過量的多角形鐵素體，并且產生了大于50Hv的硬度差。此外，厚度中心區域的屈服強度和拉伸強度明顯低于目標值。對于對照材料2，再熱在遠高于本發明的溫度進行。在此情況下，雖然硬度差和其強度滿足本發明目標，但是奧氏體晶粒過分粗化，從而導致了在厚度中心區域中過高的DBTT,不滿足本發明目標。對于對照材料3，精軋在奧氏體重結晶溫度或更高溫度進行。在此情況下，在表面區域中形成大量的馬氏體，導致表面區域的淬透性過度增加，從而產生了較大的硬度差。此外，由于軋制導致基本無晶粒細化，因此DBTT為-32°C,該數值明顯低于本發明材料的數值。對于對照材料5，精軋在Ar3或更低的溫度進行，使得發生鐵素體轉變。結果是在表面區域和中心區域形成大量的多角形鐵素體，從而產生了超過50Hv的硬度差、厚度中心區域中486MPa的拉伸強度、和低于本發明材料的-39'C的DBTT。對于對照材料6，精軋在Ar3或更高的溫度進行，并且冷卻在Ar3或更低的溫度進行。結果是，同對照材料5—樣，該材料的整個范圍內多角形鐵素體的含量超過10%，并且導致低的強度。對于對照材料4，精軋以比本發明材料低的20%的壓縮比例進行，導致晶粒細化效果不充分，同時還損害了低溫韌性。結果是，該對照材料具有-33。C的DBTT、和比本發明材料低的387MPa的屈服強度。對于對照材料7，軋制按照本發明條件進行，不同之處在于冷卻以接近空氣冷卻的速率進行。由于低的冷卻速率，多角形鐵素體的含量同對照材料5—樣在材料整個厚度范圍內超過10%,從而同本發明材料相比顯示出不足夠好的強度和DBTT性能。對于對照材料8，雖然精軋在Ar3或更高的溫度進行，但是冷卻在比本發明的最終冷卻溫度低的279。C溫度進行。結果是，過量的低溫結構、例如含量超過10%的馬氏體在厚度中心區域中形成，導致在拉伸試驗時發生連續屈服，從而降低了屈服強度。對于對照材料9，冷卻在626。C下完成，該溫度比本發明的高。在此情況下，材料中發生過量的多角形鐵素體轉變，從而產生超過50Hv的硬度差，同時還損害厚度中心區域的屈服強度。從這些結果中可以認識到，對照材料9的機械性能不滿足本發明目標。根據上述實施例可以確認，本發明目的可通過按本發明控制組成和微結構、并且基本上是通過應用常規厚鋼板的受控軋制和冷卻條件來實現。同時還可確認，當滿足本發明的條件，即由構成鋼板的組成所確定的鋼板的制造條件時，用于焊接結構的厚鋼板具有改善的微結構和整個厚度方向上的硬度差、以及中心區域的強度和韌性。雖然已為示例說明之目的公開了本發明的優選實施方案，但是本領域的技術人員將認識到，在不偏離所附權利要求中所公開的本發明范圍和主旨的情況下，多種改變、添加和置換均可進行。權利要求1.一種在其厚度的中心區域具有優良的強度和韌性并且整個厚度上顯示出較小的性能改變的厚鋼板，含有，按重量％計0.05～0.10％的C；0.10～0.5％的Si；1.3～1.7％的Mn；0.0005～0.0025％的B；0.005～0.03％的Ti；0.010％或更少的N；0.005～0.03％的Nb；0.005～0.055％的可溶Al；及余量的Fe及其他不可避免的雜質，其中Ti/N的含量比為2.0或更大，并且通過表達式1表示的組成參數(CP)在40～50的范圍內CP＝165×％C+6.8×％Si+10.2×％Mn+80.6×％Nb+9.5×％Cu+3.5×％Ni+12.5×％Cr+14.4×％Mo...(1)。2.權利要求1的厚鋼板，還含有至少一種選自按重量計的0.5。/。或更少的Cu;0.5"/。或更少的Ni;0.15%或更少的Cr;及0.15%或更少的Mo的組分。3.權利要求1的厚鋼板，其中在不可避免的雜質中，P和S的含量分別控制為按重量°/。計的0.012%或更少、和0.005%或更少。4.權利要求3的厚鋼板，其中P和S的含量分別控制在按重量％計的0.010°/。或更少、和O.003%或更少。5.權利要求1-4的任一項的厚鋼板，其中厚度中心區域(范圍從t/4至3t/4，此處t表示鋼板的總厚度)中的多角形鐵素體含量為10%或更少，并且鋼板表面區域(范圍從表面以下1mm深度至t/4,反面相同)中的馬氏體含量為10%或更少。6.權利要求1-4的任一項的厚鋼板，其中鋼板的整個厚度上的硬度改變為Hv50或更少。7.權利要求6的厚鋼板，其中鋼板的厚度為50100mm。8.—種制造其厚度中心區域具有優良強度和韌性并且整個厚度上顯示出較小性能改變的鋼板的方法，所述方法包括以下步驟將一種扁鋼錠再加熱至1,000~1，250X:的溫度后，在Ar廣奧氏體重結晶溫度的溫度下以30%或更大的壓縮比例精軋該扁鋼錠，所述扁鋼錠含有按重量°/計的0,05~0.10%的C、0.10~0.5%的Si、1.3~1.7%的Mn、0.0005~0.0025。/。的B、0.005~0.03。/o的Ti、0.010%或更少的N、0.005~0.03%的Nb、0.0050.055%的可溶性Al、及余量的Fe和其他不可避免的雜質，其中Ti/N的含量比為2.0或更大，并且通過表達式2表示的組成參數(CP)在40-50的范圍內；和將該熱軋鋼板以這樣一種方式冷卻在Ar3或更高溫度下以鋼板中心區域為1.5'C/秒或更大的速率開始冷卻，并且在350550。C的溫度完成冷卻，CP=165xo/oC+6.8xo/0Si+10.2x飾+80.6x飾+9.5x%Cu+3.5x%Ni+12.5x%Cr+14.4x飾...(2)。9.權利要求8的方法，其中扁鋼錠還含有至少一種選自按重量%計的0.5y。或更少的Cu;0.5%或更少的Ni;0.15%或更少的Cr;及0.15%或更少的Mo的la分。10.權利要求8的方法，其中在不可避免的雜質中，P和S的含量分別控制為按重量%計的0.012%或更少、和0.005%或更少。11.權利要求10的方法，其中p和s的含量分別控制為按重量%計的0.010%或更少、和O.003%或更少。12.權利要求8-11的任一項的方法，其中鋼板的厚度為50100mm。全文摘要本發明公開了一種中心區域具有優良強度和韌性并且整個厚度上顯示較小的性能改變的用于焊接結構的厚鋼板。所述鋼板含有，按重量％計0.05～0.10％的C、0.10～0.5％的Si、1.3～1.7％的Mn、0.0005～0.0025％的B、0.005～0.03％的Ti、0.010％或更少的N、0.005～0.03％的Nb、0.005～0.055％的可溶Al、及余量的Fe及其他不可避免的雜質，其中Ti/N的含量比為2.0或更大，并且通過表達式1表示的CP為40～50。CP＝165×％C+6.8×％Si+10.2×％Mn+80.6×％Nb+9.5×％Cu+3.5×％Ni+12.5×％Cr+14.4×％Mo…(1)。文檔編號C22C38/00GK101346483SQ200680049218公開日2009年1月14日申請日期2006年12月19日優先權日2005年12月26日發明者徐仁植,樸忠載,李在起,金相鎬申請人:Posco公司