專利名稱：脆性龜裂傳播停止特性優異的厚鋼板及其制造方法
技術領域：
本發明涉及主要作為船舶和橋梁的結構材料的原材使用的厚鋼板，特別是涉及改善了使發生了的脆性龜裂的傳播停止的特性的厚鋼板，和用于制造這種厚鋼板的有用的方法。

背景技術：
在船舶、建筑物、儲罐、海洋結構物、管道鋼管等的結構物所使用的鋼板中，為了抑制結構物的脆性破壞，而要求有止裂(arrest)特性(以下稱為“脆性龜裂傳播停止特性”)，該特性是抑制由于脆性龜裂的傳播造成的破壞的能力。近年來，隨著結構物的大型化，使用屈服應力為390MPa以上，板厚為50mm以上的高強度厚鋼板的情況變多。然而，上述這樣的脆性龜裂傳播停止特性，一般隨著鋼板的高強度、厚壁化，對其確保會變得困難。
另一方面，在集裝箱船中為了效率化，大型化也被推進，隨之而來的是使用厚壁、高強度的鋼板。若考慮船體的破壞安全性，則不使之發生脆性破壞至關重要，但假如脆性破壞已發生時，為了避免船體完全崩裂，使船體具有脆性龜裂傳播停止特性而使龜裂的傳播停止很重要。從這一背景出發，就要求在上甲板部停止由艙口圍板發生的脆性龜裂，期望在高強度的鋼板中賦予上述脆性龜裂傳播停止特性的技術。
作為提高脆性龜裂傳播停止特性的方法，已知有(a)添加合金元素的方法，(b)使晶粒直徑微細化的方法等。其中作為添加合金元素的方法，例如提出有特開2007-302993號這樣的技術。在該技術中，作為合金元素含有Ni，并控制冷卻過程中的冷卻速度，由此使貝氏體粒徑微細化而使脆性龜裂傳播停止特性提高。
然而，在這一技術中，碳當量Ceq容易變高，從焊接性的觀點出發而不為優選。另外，板厚80mm這樣的厚壁，即使在表層部(例如距表面至板厚的10％的深度的部分)的微細化被達成，使脆性龜裂的傳播停止的能力也不一定能夠充分地發揮，未必能夠確保良好的脆性龜裂傳播停止特性。而且，添加合金元素還會招致鋼板的成本增大。
另一方面，作為通過使晶粒直徑微細化而提高脆性龜裂傳播停止特性的方法，已知例如有專利第3845113號、特開2002-256374號這樣的技術。在這些技術中，以鐵素體為母材，使該鐵素體的粒徑微細化，由此確保良好的脆性龜裂傳播停止特性。然而，在這些技術中因為以軟質的鐵素體為母相，所以難以適用高強度厚鋼板。


發明內容
本發明著眼于前述的情況而做，其目的在于，提供一種通過在板厚方向的規定位置以貝氏體為主體，并且實現晶粒直徑的微細化，從而脆性破壞傳播停止特性優異的厚鋼板，和用于制造這種厚鋼板的有用的方法。
能夠成達前述目的的本發明的厚鋼板，分別含有C0.05～0.12％(質量％的意思，關于化學成分組成下同)、Si0.05～0.30％、Mn1.00～1.80％、Al0.01～0.06％、Ti0.005～0.03％、Nb0.005～0.05％、B0.0005～0.003％和N0.0020～0.0090％，余量是鐵和不可避免的雜質，P抑制在0.025％以下，S抑制在0.01％以下，在距表面深t/8～t/4(t表示板厚，下同)的位置，由貝氏體占95面積％以上的組織構成，且以相鄰的兩個結晶的方位差為15°以上的大角晶界所包圍的區域作為晶粒時，該晶粒的平均當量圓直徑為8μm以下。
還有，所謂當量圓直徑，意思是具有與該晶粒相同的面積的圓的直徑。另外，相鄰的兩個結晶的方位差為15°以上的大角晶界所包圍的區域作為晶粒時的該晶粒的平均當量圓直徑，以下簡稱為“大角晶界直徑”。
當制造上述這樣的本發明的厚鋼板時，將具有所述組成的板坯加熱到1050～1150℃的溫度，在軋制途中以1℃/秒以上的平均冷卻速度進行水冷直至鋼板表面溫度為(Ar3相變點-90℃)～(Ar3相變點-20℃)為止，此后使溫度返回至(Ar3相變點+10℃)～(Ar3相變點+80℃)的溫度范圍，并在溫度返回到該溫度范圍后，進行累積壓下率為60％以上的軋制，其后以5℃/秒以上的平均冷卻速度從(Ar3相變點-120℃)以上的溫度加速冷卻至400～500℃的溫度范圍即可。
在本發明的鋼板中，通過在板厚方向的規定位置，成為以貝體體為主體的組織，并且實現具有特性的結晶方位的晶粒的微細化，能夠實現脆性龜裂傳播停止特性優異的厚鋼板，這樣的鋼板作為以船舶、建筑物為首的各種大型結構物的原材有用。



圖1是表示設t/8～t/4部的大角晶界直徑為d(μm)時的d-1/2和表示脆性龜裂傳播停止特性的-10℃下的Kca的關系的曲線圖。
圖2是表示關于滿足(1)式的關系的R(有助于微粒化的壓下系數)和d-1/2(d晶粒的當量圓直徑)的關系的曲線圖。

具體實施例方式 本發明者們著眼于貝氏體組織的厚鋼板，就用于使該鋼板的脆性龜裂傳播停止特性良好的方法，從各種角度進行研究。其結果發現，貝氏體組織中，相對于奧氏體會無論持哪種方位關系而生成，但如果鋼板的化學成分組成、組織的生成溫度、根據其他條件等選擇的各晶格的方位關系變化，在鋼板的厚度方向的規定位置，使具有特性的結晶方位的晶粒微細化，則脆性龜裂傳播停止特性良好，從而完成本發明。
本發明的鋼板，至少在鋼厚方向的規定位置，是由貝氏體為主體的組織(貝氏體相在組織中達95面積％以上)構成，這是為了不添加高價的合金元素，仍在板厚為50mm以上的厚鋼板中確保高強度，例如鐵素體為母相時，厚壁和高強度的并立很困難。
一般來說，對于脆性龜裂傳播停止特性來說，認為從表層所形成的延性破壞區域(剪切唇shear lip)帶來的能量損失會造成影響。因此，本發明者們從脆性龜裂進展中的能量平衡的觀點出發，就用于使脆性龜裂傳播停止特性提高的要件進一步研究。其結果判明，剪切唇從鋼板表面擴展至t/8～t/4部(t板厚)的位置(以下僅稱為“t/8～t/4部”)，脆性龜裂便停止。
因此得到的結論是，不用提高距表面至板厚的10％的深度的表層部的韌性，而是通過提高上述t/8～t/4部的韌性，脆性龜裂傳播停止特性就能夠變得良好。于是，對于t/8～t/4部的組織尺寸(大角晶粒直徑)和脆性龜裂傳播停止特性的關系進一步反復研究。
以貝氏體相為主體這樣的單相組織中，認為晶界會成為脆性龜裂的傳播的障礙，但如果在龜裂進展時提高晶界和龜裂沖突的頻率，則認為能夠抑制龜裂的傳播。即得到的結論是，通過實現晶粒的微細化而使晶界細微，從而提高其與龜裂的沖突頻率即可。但是，形成晶界的兩端的方位差小的(例如低于15°的)小角晶界(小傾角晶界)，因為晶界能小而其效果小，所以需要以所述方位差為15°以上的大角晶界(大傾角晶界)為對象。
即，以相鄰的兩個結晶的方位差為15°以上的大角晶界所包圍的區域作為晶粒時，如果將上述t/8～t/4部的該晶粒的平均當量圓直徑(大角晶界直徑)控制在8μm以下，則優異的脆性龜裂傳播停止特性將得到發揮。
還有，所述“方位差”也稱為“偏角”或“傾角”，以下稱為“結晶方位差”。另外，為了測定此結晶方位差，如后述的實施例所示，采用EBSP法(Electron Backscattering Pattern法)即可。
圖1是表示設t/8～t/4部的大角晶界直徑為d(μm)時的d-1/2和表示脆性龜裂傳播停止特性的-10℃下的Kca(測定方法后述)的關系的曲線圖。由其結果可知，d-1/2≥0.35(即，d≤8μm的)時，能夠確保上述Kca在7000N/mm3/2以上。
本發明的鋼板，適當調整化學成分組成也是特征之一。以下說明化學成分的范圍限定理由。
(C0.05～0.12％) C是用于鋼板的強度確保所需要的元素。為了得到高強度，以抗拉強度TS計為510MPa左右，需要使之含有0.05％以上。但是，若過剩使之含有而超過0.12％，則焊接性劣化，并且母材韌性降低。由此，C含量為0.05～0.12％。還有，C含量的優選上限為0.10％。
(Si0.05～0.30％) Si是用于脫氧和強度確保所需要的元素，為此需要使之含有0.05％以上。然而，若使之過剩含有而超過0.30％，則焊接性劣化。還有，Si含量的優選上限為0.15％。
(Mn1.00～1.80％) Mn在用于鋼板的強度上升上是有效元素，為了發揮這樣的效果，需要使之含有1.00％以上。然而，若使之過剩含有，則焊接性劣化，因此需要在1.80％以下。還有，Mn含量的優選的下限為1.40％，優選的上限為1.60％。
(P0.025％以下) P在晶粒偏析，是對延性和韌性有害的雜質，因此優選盡可能少的方面，但考慮實用鋼的純凈度的程度，可以抑制在0.025％以下。還有，P是鋼中不可避免地被含有的雜質，使其量為0％工業生產上很困難。
(S0.01％以下) S與鋼板中的合金元素化合而形成各種夾雜物，是對鋼板的延性和韌性起有害作用的雜質，因此優選盡可能少的方面，但考慮實用鋼的純凈度的程度，可以抑制在0.01％以下。還有，S是鋼中不可避免地被含有的雜質，使其量為0％工業生產上很困難。
(Al0.01～0.06％) Al在用于脫氧上是有效的元素，另外形成AlN，在晶粒的微細化上是有效的元素。為了發揮這樣的效果，Al含量需要為0.01％以上。然而，若Al含量過剩，則使母材韌性和焊接部的韌性劣化，因此需要在0.06％以下。還有，Al含量的優選上限為0.04％。
(Ti0.005～0.03％) Ti使鋼中微細分散TiN，具有防止加熱中的奧氏體晶粒的粗大化，并且抑制奧氏體的再結晶的效果，因此發揮著使奧氏體微細化，使相變的組織微細化的效果。另外，TiN具有防止焊接時的熱影響部(HAZ)的奧氏體晶粒的粗大化，并且抑制奧氏體的再結晶的效果，因此在使奧氏體晶粒微細化，改善HAZ韌性上有效。為了發揮這樣的效果，需要使Ti含有0.005％以上(優選為0.01％以上)。然而，若Ti的含量過剩，則焊接性受損，因此需要在0.03％以下(優選為0.02％以下)。
(Nb0.005～0.05％) Nb與Ti一樣，具有抑制奧氏體的再結晶的效果，因此其發揮著使奧氏體晶粒微細化，使相變后的組織微細化的效果。為了發揮這樣的效果，需要使Nb含有0.005％以上(優選為0.01％以上)的量。然而，若Nb過剩地含有，則焊接性受損，因此Nb含量為0.05％以下(優選為0.025％以下)。
(B0.0005～0.003％) B與N形成氮化物，使焊接時的HAZ的奧氏體晶內組織微細化，在改善HAZ韌性上有效，并且游離B是提高淬火性而使母材強度提高的元素。為了發揮這樣的效果，需要使B含有0.0005％以上(優選為0.0010％以上)。然而，若B含量過剩，則焊接性受損，因此為0.003％以下(優選為0.002％以下)。
(N0.0020～0.0090％) N與Al、Ti、Nb、B等元素結合，形成氮化物，是使母材組織微細化的元素。為了發揮這樣的效果，需要使N含有0.0020％以上(優選為0.004％以上)。然而，固溶N成為使HAZ的韌性劣化的原因。通過總氮量的增加，雖然前述的氧化物增加，但固溶N也會過剩并有害，因此N含量為0.0090％以下(優選為0.007％以下)。
本發明的鋼板的基本成分如前述，余量由鐵和不可避免的雜質(例如O等)組成。
本發明的鋼板，由在板厚方向的規定的位置，貝氏體占95面積％以上的組織構成，通過以奧氏體狀態進行加速冷卻，達到過冷狀態，能夠成為貝氏體組織。本發明的厚鋼板，是在t/8～t/4部使該組織為貝氏體組織，并且實現大角晶界直徑的微細化，接下來對用于制造這種厚鋼板的方法進行說明。
當制造上述這樣的本發明的厚鋼板時，將滿足前述化學成分組成的要件的板坯加熱到1050～1150℃的溫度，在軋制途中以1℃/秒以上的平均冷卻速度進行水冷直至鋼板表面溫度為(Ar3相變點-90℃)～(Ar3相變點-20℃)為止，此后使溫度返回至(Ar3相變點+10℃)～(Ar3相變點+80℃)的溫度范圍，并在溫度返回到該溫度范圍后，進行累積壓下率為60％以上的軋制，其后以5℃/秒以上的平均冷卻速度從(Ar3相變點-120℃)以上的溫度加速冷卻至400～500℃的溫度范圍即可。
本發明的鋼板，通過使鋼板的t/8～t/4部的組織微細化，可使脆性龜裂傳播停止特性優異。為了得到這樣的鋼板，在上述制造方法中，是將該板厚位置(t/8～t/4部)控制在適當的溫度區域而進行軋制，使奧氏體低溫側再結晶溫度區域(以下僅稱為“再結晶溫度區域”)下的軋制帶來的奧氏體晶粒的微細化，和奧氏體未再結晶溫度區域(以下僅稱為“未再結晶溫度區域”)下的軋制帶來的變形應變的導入造成的相變時的核生成點增加，由此使該板厚位置的組織微細化。以下，按順序對于各要件進行說明。
首先，是使板坯的加熱溫度為1050～1150℃。之所以使該加熱溫度為1000℃以上，是由于這是材質的均質化和利用Nb固溶來確保強度的需要。然而，若加熱溫度超過1150℃，則加熱中的奧氏體晶粒粗大化，從而得不到微細組織，因此需要在1150℃以下。
在加熱到上述溫度范圍后，在軋制途中以1℃/秒以上的平均冷卻速度進行水冷直至鋼板表面溫度為(Ar3相變點-90℃)～(Ar3相變點-20℃)。在本發明的鋼板的成分系中對于再結晶溫度進行研究時可知，鋼板的t/8～t/4部的溫度(Ar3相變點+110℃)～(Ar3相變點+180℃)定義為再結晶溫度區域，低于(Ar3相變點+110℃)定義為未再結晶溫度區域，在上述t/8～t/4(t板厚)的位置下的溫度冷卻至再結晶溫度區域后開始終軋即可。
因此，在粗軋結束后，進行平均冷卻速度為1℃/秒以上的水冷直至鋼板表面溫度達到(Ar3相變點-90℃)～(Ar3相變點-20℃)。之所以使該工序中的冷卻為“水冷”，是由于以空冷冷卻該板厚位置的溫度達到再結晶溫度區域需要花費很長時間，冷卻中奧氏體晶粒發生晶粒成長，將難以達成組織的微細化。另外空冷時，因為會招致生產性的降低，所以從生產性的觀點出發也采用水冷。之所以使這時的冷卻停止溫度以鋼板表面溫度計為(Ar3相變點-90℃)～(Ar3相變點-20℃)，是為了使t/8～t/4部的溫度處于再結晶溫度區域。
接著，使溫度返回(Ar3相變點+10℃)～(Ar3相變點+80℃)的溫度范圍，并在溫度返回到該溫度范圍后開始終軋。若在溫度返回結束前實施軋制，則會成為t/8～t/4部和t/2部(板厚中央部)的溫差大的狀態下的軋制，軋制應變會優異被導入強度相對低的t/2部，而軋制應變將難以導入t/8～t/4部，t/8～t/4部的組織的微細化變得困難。以鋼板表面溫度計冷卻至(Ar3相變點-90℃)～(Ar3相變點-20℃)后，之所以溫度返回結束，是為了達到(Ar3相變點+10℃)～(Ar3相變點+80℃)，以此為溫度返回的結束溫度。另外在無法充分地進行溫度返回的狀態下，如上述，因為板厚方向的溫差大，所以終軋中板厚方向的變形阻抗的差引起的“翹曲”容易發生，因此從降低翹曲發生的觀點出，也優選在溫度返回結束后開始終軋。
鋼板的t/8～t/4部的溫度為(Ar3相變點+110℃)～(Ar3相變點+180℃)定義為奧氏體低溫側再結晶溫度區域(再結晶溫度區域)，低于(Ar3相變點+110℃)定義為奧氏體未再結晶溫度區域(未再結晶溫度區域)，設各個溫度區域下的累積壓下率為Rr、Rd時，對于滿足下式(1)的關系的R(有助晶粒細微化的壓下系數)，和前述的d-1/2(d晶粒的當量圓直徑)的關系進行研究時，能夠得到圖2所示的結果。還有，下式(1)是基于有助于細粒化的比例、通過實施求得的各個溫度區域下的累積壓下率，上述R為晶粒微細化的指標。
R＝(0.44×Rr)+(0.56×Rd) …(1) 還有，各個溫度區域下的累積壓下率根據下式(2)求得。
累積壓下率＝(t0-t1)/t0×100 …(2) 〔式(2)中，t0表示該溫度區域下的鋼片的軋制開始厚度厚(mm)，t1表示該溫度區域下的鋼片的軋制結束厚度(mm)。〕 由圖2的結果可知，基本上R≥35時，能夠滿足d-1/2≥0.35，根據與前述圖1的關系，能夠滿足Kca≥7000N/mm3/2。另外可知R≥35，Rr≤10(％)時，奧氏體低溫側再結晶溫度區域的壓下量不足，不能使相變前的奧氏體晶粒微細，不能滿足d-1/2≥0.35，脆性龜裂傳播特性劣化(后述實施例的實驗No.11)。如此，通過使上述(1)式所規定的R在35以上，能夠滿足Kca≥7000N/mm3/2，但為了滿足這一條件，需要使終軋的累積壓下率為60％以上。還有，在本發明的制造方法中，在板坯加熱后，為了使鑄造組織成為均勻的組織，要在奧氏體高溫區域實施粗軋，但為了確保上述終軋時的累積壓下率為60％以上，優選粗軋完畢的板厚確保在最終厚度的2.5倍以上。
終軋結束后，需要以5℃/秒以上的平均冷卻速度從(Ar3相變點-120℃)以上的溫度加速冷卻至400～500℃的溫度范圍。該工序是用于使鋼板的t/8～t/4部的組織成為貝氏體單相，確保板厚50mm以上的厚鋼板的高強度化。從這一觀點出發，因為需要冷卻至組織成為貝氏體主體的溫度，所以加速冷卻的停止溫度需要在500℃以下。但是，若加速冷卻的停止溫度低于400℃，則島狀馬氏體相生成，招致母材韌性的劣化，因此以400℃為下限。
根據前述這樣的制造方法，能夠制造滿足本發明的化學成分組成的要件和組織要件，且抗拉強度TS在510MPa以上的厚鋼板。本發明鋼板的板厚優選為50～80mm。
以下，列舉實施例更具體地說明本發明，但本發明當然不受下述實施例限制，在能夠適合上下述的宗旨的范圍當然也可以加以變更實施，這些均包含在本發明的技術的范圍內。
實施例
以轉爐熔煉下述表1所示的化學成分組成的鋼，根據各種冷卻、軋制條件制造鋼板。這時的制造條件顯示在下述表2中。鋼片的t/8～t/4部的溫度，由采用差分法的過程控制計算機計算。具體的溫度管理的程度如下述。還有，本發明的Ar3相變點采用由下式(3)計算的值。
Ar3相變點＝910-310[C]-80[Mn]-20[Cu]-15[Cr]- 55[Ni]-80[Mo]+0.35(t-8) …(3) 其中，t是板厚，[C]、[Mn]、[Cu]、[Cr]、[Ni]和[Mo]分別表示C、Mn、Cu、Cr、Ni和Mo的含量(質量％)[本發明的厚鋼板，在上式(3)中，對于Cu、Cr、Ni和Mo，作為不含有的物質計算]。
(軋制中的溫度測定方法) 1.使用過程控制計算機，基于加熱開始至加熱結束的氣氛溫度和在爐時間算出鋼片的規定的位置(t/8～t/4部)的加熱溫度。
2.采用算出的加熱溫度，基于軋制中的軋制表道間的冷卻方法(水冷或空冷)的數據，采用差分法等適于計算的方法，邊計算板厚方向的任意的位置的軋制溫度，邊實施軋制。
3.鋼板的表面溫度使用軋制線上所設置的放射型溫度計進行實測。但是要預先以過程控制計算機計算理論值。
4.將粗軋開始時、粗軋結束時、終軋開始時分別進行了實施的鋼板的表面溫度與由過程控制計算機算出的計算溫度進行對照。
5.計算溫度和實測溫度的差為±30℃以上時，使計算表面溫度與實測溫度一致而進行再計算作為過程控制計算機上的計算溫度，低于±30℃時，直接使用由過程控制計算機算出的計算溫度。
6.使用上述算出的計算溫度，管理作為控制對象的區域的軋制溫度。
表1

余量鐵和P、S以外的不可避免的雜質

對于得到的各鋼板，根據下述的方法測定鐵素體和貝氏體分率(面積率)、t/8～t/4部的大角晶界直徑(和d-1/2)、機械的特性(屈服點YP、抗拉強度TS、沖擊特性(母材的沖擊特性)、脆性龜裂傳播停止特性(母材的止裂特性)、和HAZ韌性)。這些結果一并顯示在下述表3中。
(鐵素體、貝氏體分率) 從鋼板的t/8～t/4部切下試樣，使平行于鋼板的軋制方向且相對于鋼板的表面垂直的面露出，使用#150～#1000的濕式砂紙對其進行研磨，之后作為研磨劑使用金剛石研磨漿進行鏡面加工。用2％硝酸-乙醇溶液(nital溶液)對該鏡面研磨片進行刻蝕后，以觀察倍率400倍觀察150μm×200μm的視野，通過圖像分析測定鐵素體分率。在此鐵素體以外的板條狀組織全部視為貝氏體。然后，求得合計5個視野的鐵素體、貝氏體分率，采用其平均值。
(大角晶界直徑的當量圓直徑) (a)準備沿平行于鋼板的軋制方向切斷的、包括板厚的正背面的試料。
(b)使用#150～#1000的濕式砂紙或與之具有同等的功能的研磨方法研磨斷面，使用金剛石研磨漿實施鏡面加工。
(c)在鋼板的t/8～t/4部，在平行于鋼板的軋制方向的斷面，通過FE-SEM-EBSP(使用了場放射型掃描式電子顯微鏡的電子背散射衍射法)測定大角晶界直徑。具體來說，就是將Tex SEM Laboratries公司的EBSP裝置(商品名“OIM”)與FE-SEM組合使用，將傾角(結晶方位差)為15°以上的邊界作為結晶晶界，測定大角晶界直徑。即，特定以傾角(結晶方位差)為15°以上的邊界作為結晶晶界的晶粒，根據圖像求得該晶粒的面積，將與之面積相同的圓的直徑作為大角晶界直徑。這時的測定條件為，測量區域200×200(μm)，測量梯級0.5μm間隔，表示測量方位的可靠性的可靠性指標(Confidence Index)比0.1小的測定點從分析對象中除外。算出如此求得的大角晶界直徑的平均值，作為本發明的“大角晶界直徑(平均當量圓直徑d)”。
(d)作為字符數據的分析法，關于大角晶界直徑(平均當量圓直徑d)在2.5μm以下的判斷為測定噪音，從平均值計算的對象中除外。
(母材的抗拉特性) 從各鋼板的深t/4的部位(與軋制方向垂直的方向C方向)提取NKU14A試驗片，遵循JIS Z2241進行拉伸試驗，由此測定屈服點YP和抗拉強度TS。屈服點Y P390MPa以上、抗拉強度TS510MPa以上為合格。
(母材韌性) 進行V切口擺錘沖擊試驗(依據JIS Z 2242的試驗方法)進行沖擊試驗，根據過渡曲線求得脆性斷面過渡溫度vTrs。試驗片是從t/4部(平行于軋制方向的方向L方向)提取的NK(日本海事協會)船級規定的U4號試驗片。這時，關于各溫度(最低4個溫度以上)的測定，以n＝3實施試驗，通過3點中脆性斷面率最高的點，如此描繪脆性斷面過渡曲線，計算脆性斷面率為50％的溫度作為脆性斷面過渡溫度vTrs(使vTrs為最高溫度側拉線)。vTrs為-80℃以下為合格(母材韌性良好)。
(脆性龜裂停止特性) 脆性龜裂停止特性(止裂特性)依據社團法人日本焊接協會(WES)發行的鋼種認定試驗方法(2003年3月31日制定)所規定的“脆性斷裂傳播停止試驗”來進行。試驗采用脆性斷裂傳播停止試驗方向的圖7.2所示的形狀的試驗片，在從-190℃～+60℃的范圍選擇的任意的溫度范圍對該試驗片賦予溫度梯度，分成4個試驗體進行。Kca值按下式(4)算出。下式(4)中，c表示從傳播部入口到脆性龜裂前端的長度，σ表示從傳播部入口至脆性龜裂前端的長度，W表示傳播部寬度。
以T為脆性龜裂前端的溫度(單位為K)，X軸為1/T，Y軸為算出的Kca值，制成表示1/T和Kca值的相關關系的曲線圖，將4點的近似曲線和273K的交點作為-10℃下的Kca值。-10℃下的Kca值顯示在下述表3中。本發明中，-10℃下的Kca為7000N/mm3/2以上的情況為合格(脆性龜裂傳播停止特性優異)。
(HAZ韌性的評價) 模擬再現HAZ熱循環試驗(至1400℃的升溫度速度50℃/秒，最高加熱溫度1400℃下的保持時間30秒，冷卻時的至800～500℃的冷卻時間Tc300秒)的線能量40～45/mm的大線能輸入焊接時的熔合部的熱過程，對于HAZ部以-20℃進行擺錘沖擊試驗，測定吸收能(vE-20)。這時對于3個測定片測定吸收能(vE-20)，求得其平均值。然后，vE-20的平均值為100J以上的評價為HAZ韌性優異。


由表3的結果能夠進行如下考察。首先實驗No.1～7滿足本發明規定的全部的要件，脆性龜裂傳播停止特性良好。相對于此，欠缺本發明的某一要件的(實驗No.8～32)某種特性劣化。詳細地說如下。
實驗No.8其加熱溫度比本發明規定的范圍低，因此，雖然大角晶界直徑微細化而顯示出良好的止裂特性，但由于Nb的固溶不足，導致強度不足。
實驗No.9其加熱溫度比本發明規定的范圍高，因此加熱時的奧氏體粗大化，不能進行充分的組織微細化，無法獲得良好的止裂特性。實驗No.10、16～25終軋時的累積壓下率不足，不能確保大角晶界直徑的微細化，得不到良好的止裂特性。
實驗No.11、12粗軋后的水冷后的溫度脫離本發明規定范圍，奧氏體低溫側再結晶溫度或奧氏體未再結晶溫度區域的累積壓下率變低，不能確保大角晶界直徑的微細化，得不到良好的止裂特性。
實驗No.13冷卻開始溫度脫離本發明規定的范圍，貝氏體分率降低，無法取得高強度。實驗No.14冷卻停止溫度脫離本發明規定的范圍(參照前述圖1)，島狀馬氏體生成，韌性劣化，無法獲得良好的止裂特性。
實驗No.15因為在軋制完畢后，未實放加速冷卻而進行空冷，所以無法成為貝氏體組織，而是成為以鐵素體為主體的組織，因此不僅強度不足，而且組織粗大化而得不到良好的止裂特性。
實驗No.26～32其化學成分組成沒有滿足本發明規定某一要件，無法獲得良好的止裂特性，或招致強度不足和HAZ韌性的劣化。
基于表3的結果，表示d-1/2和Kca的關系的為所述圖1。另外，顯示關于滿足所述(1)式的關系的R(有助于細粒化的壓下系數)和d-1/2(d晶粒的當量圓直徑)的關系的為所述圖2。
權利要求
1.一種厚鋼板，其特征在于，以質量％計含有C0.05～0.12％、Si0.05～0.30％、Mn1.00～1.80％、Al0.01～0.06％、Ti0.005～0.03％、Nb0.005～0.05％、B0.0005～0.003％和N0.0020～0.0090％，余量是鐵和不可避免的雜質，P抑制在0.025質量％以下，S抑制在0.01質量％以下，
在將板厚定為t時，在距表面深度為t/8～t/4的位置中，由貝氏體占95面積％以上的組織構成，
并且，在將由相鄰的兩個結晶的方位差為15°以上的大角晶界圍住的區域作為晶粒時，該晶粒的平均當量圓直徑為8μm以下。
2.一種制造權利要求1所述的鋼板的方法，其特征在于，包括如下的工序將板坯加熱到1050～1150℃的溫度，在軋制途中以1℃/秒以上的平均冷卻速度進行水冷直至鋼板表面溫度為(Ar3相變點-90℃)～(Ar3相變點-20℃)為止，此后使溫度返回至(Ar3相變點+10℃)～(Ar3相變點+80℃)的溫度范圍，并在溫度返回到該溫度范圍后，進行累積壓下率為60％以上的軋制，其后以5℃/秒以上的平均冷卻速度從(Ar3相變點-120℃)以上的溫度加速冷卻至400～500℃的溫度范圍。
全文摘要
本發明的鋼板，含有C等化學成分，余量是鐵和不可避免的雜質，在板厚方向規定位置由貝氏體占95面積％以上的組織構成，在距表面深t/8～t/4(t表示板厚，下同)的位置，以相鄰的兩個結晶的方位差為15°以上的大角晶界所包圍的區域作為晶粒時，該晶粒的平均當量圓直徑為8μm以下。通過實現晶粒直徑的微細化，能夠得到脆性龜裂傳播停止特性優異的厚鋼板。
文檔編號C22C38/14GK101608283SQ200910147530
公開日2009年12月23日 申請日期2009年6月18日 優先權日2008年6月19日
發明者山口徹雄, 田村榮一 申請人:株式會社神戶制鋼所