专利名称：脆性龟裂传播停止特性优异的厚钢板及其制造方法
技术领域：
本发明涉及主要作为船舶和桥梁的结构材料的原材使用的厚钢板，特别是涉及改善了使发生了的脆性龟裂的传播停止的特性的厚钢板，和用于制造这种厚钢板的有用的方法。
背景技术：
在船舶、建筑物、储罐、海洋结构物、管道钢管等的结构物所使用的钢板中，为了抑制结构物的脆性破坏，而要求有止裂(arrest)特性(以下称为“脆性龟裂传播停止特性”)，该特性是抑制由于脆性龟裂的传播造成的破坏的能力。近年来，随着结构物的大型化，使用屈服应力为390MPa以上，板厚为50mm以上的高强度厚钢板的情况变多。然而，上述这样的脆性龟裂传播停止特性，一般随着钢板的高强度、厚壁化，对其确保会变得困难。
另一方面，在集装箱船中为了效率化，大型化也被推进，随之而来的是使用厚壁、高强度的钢板。若考虑船体的破坏安全性，则不使之发生脆性破坏至关重要，但假如脆性破坏已发生时，为了避免船体完全崩裂，使船体具有脆性龟裂传播停止特性而使龟裂的传播停止很重要。从这一背景出发，就要求在上甲板部停止由舱口围板发生的脆性龟裂，期望在高强度的钢板中赋予上述脆性龟裂传播停止特性的技术。
作为提高脆性龟裂传播停止特性的方法，已知有(a)添加合金元素的方法，(b)使晶粒直径微细化的方法等。其中作为添加合金元素的方法，例如提出有特开2007-302993号这样的技术。在该技术中，作为合金元素含有Ni，并控制冷却过程中的冷却速度，由此使贝氏体粒径微细化而使脆性龟裂传播停止特性提高。
然而，在这一技术中，碳当量Ceq容易变高，从焊接性的观点出发而不为优选。另外，板厚80mm这样的厚壁，即使在表层部(例如距表面至板厚的10％的深度的部分)的微细化被达成，使脆性龟裂的传播停止的能力也不一定能够充分地发挥，未必能够确保良好的脆性龟裂传播停止特性。而且，添加合金元素还会招致钢板的成本增大。
另一方面，作为通过使晶粒直径微细化而提高脆性龟裂传播停止特性的方法，已知例如有专利第3845113号、特开2002-256374号这样的技术。在这些技术中，以铁素体为母材，使该铁素体的粒径微细化，由此确保良好的脆性龟裂传播停止特性。然而，在这些技术中因为以软质的铁素体为母相，所以难以适用高强度厚钢板。
发明内容
本发明着眼于前述的情况而做，其目的在于，提供一种通过在板厚方向的规定位置以贝氏体为主体，并且实现晶粒直径的微细化，从而脆性破坏传播停止特性优异的厚钢板，和用于制造这种厚钢板的有用的方法。
能够成达前述目的的本发明的厚钢板，分别含有C0.05～0.12％(质量％的意思，关于化学成分组成下同)、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％，余量是铁和不可避免的杂质，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，由贝氏体占95面积％以上的组织构成，且以相邻的两个结晶的方位差为15°以上的大角晶界所包围的区域作为晶粒时，该晶粒的平均当量圆直径为8μm以下。
还有，所谓当量圆直径，意思是具有与该晶粒相同的面积的圆的直径。另外，相邻的两个结晶的方位差为15°以上的大角晶界所包围的区域作为晶粒时的该晶粒的平均当量圆直径，以下简称为“大角晶界直径”。
当制造上述这样的本发明的厚钢板时，将具有所述组成的板坯加热到1050～1150℃的温度，在轧制途中以1℃/秒以上的平均冷却速度进行水冷直至钢板表面温度为(Ar3相变点-90℃)～(Ar3相变点-20℃)为止，此后使温度返回至(Ar3相变点+10℃)～(Ar3相变点+80℃)的温度范围，并在温度返回到该温度范围后，进行累积压下率为60％以上的轧制，其后以5℃/秒以上的平均冷却速度从(Ar3相变点-120℃)以上的温度加速冷却至400～500℃的温度范围即可。
在本发明的钢板中，通过在板厚方向的规定位置，成为以贝体体为主体的组织，并且实现具有特性的结晶方位的晶粒的微细化，能够实现脆性龟裂传播停止特性优异的厚钢板，这样的钢板作为以船舶、建筑物为首的各种大型结构物的原材有用。
图1是表示设t/8～t/4部的大角晶界直径为d(μm)时的d-1/2和表示脆性龟裂传播停止特性的-10℃下的Kca的关系的曲线图。
图2是表示关于满足(1)式的关系的R(有助于微粒化的压下系数)和d-1/2(d晶粒的当量圆直径)的关系的曲线图。
具体实施例方式 本发明者们着眼于贝氏体组织的厚钢板，就用于使该钢板的脆性龟裂传播停止特性良好的方法，从各种角度进行研究。其结果发现，贝氏体组织中，相对于奥氏体会无论持哪种方位关系而生成，但如果钢板的化学成分组成、组织的生成温度、根据其他条件等选择的各晶格的方位关系变化，在钢板的厚度方向的规定位置，使具有特性的结晶方位的晶粒微细化，则脆性龟裂传播停止特性良好，从而完成本发明。
本发明的钢板，至少在钢厚方向的规定位置，是由贝氏体为主体的组织(贝氏体相在组织中达95面积％以上)构成，这是为了不添加高价的合金元素，仍在板厚为50mm以上的厚钢板中确保高强度，例如铁素体为母相时，厚壁和高强度的并立很困难。
一般来说，对于脆性龟裂传播停止特性来说，认为从表层所形成的延性破坏区域(剪切唇shear lip)带来的能量损失会造成影响。因此，本发明者们从脆性龟裂进展中的能量平衡的观点出发，就用于使脆性龟裂传播停止特性提高的要件进一步研究。其结果判明，剪切唇从钢板表面扩展至t/8～t/4部(t板厚)的位置(以下仅称为“t/8～t/4部”)，脆性龟裂便停止。
因此得到的结论是，不用提高距表面至板厚的10％的深度的表层部的韧性，而是通过提高上述t/8～t/4部的韧性，脆性龟裂传播停止特性就能够变得良好。于是，对于t/8～t/4部的组织尺寸(大角晶粒直径)和脆性龟裂传播停止特性的关系进一步反复研究。
以贝氏体相为主体这样的单相组织中，认为晶界会成为脆性龟裂的传播的障碍，但如果在龟裂进展时提高晶界和龟裂冲突的频率，则认为能够抑制龟裂的传播。即得到的结论是，通过实现晶粒的微细化而使晶界细微，从而提高其与龟裂的冲突频率即可。但是，形成晶界的两端的方位差小的(例如低于15°的)小角晶界(小倾角晶界)，因为晶界能小而其效果小，所以需要以所述方位差为15°以上的大角晶界(大倾角晶界)为对象。
即，以相邻的两个结晶的方位差为15°以上的大角晶界所包围的区域作为晶粒时，如果将上述t/8～t/4部的该晶粒的平均当量圆直径(大角晶界直径)控制在8μm以下，则优异的脆性龟裂传播停止特性将得到发挥。
还有，所述“方位差”也称为“偏角”或“倾角”，以下称为“结晶方位差”。另外，为了测定此结晶方位差，如后述的实施例所示，采用EBSP法(Electron Backscattering Pattern法)即可。
图1是表示设t/8～t/4部的大角晶界直径为d(μm)时的d-1/2和表示脆性龟裂传播停止特性的-10℃下的Kca(测定方法后述)的关系的曲线图。由其结果可知，d-1/2≥0.35(即，d≤8μm的)时，能够确保上述Kca在7000N/mm3/2以上。
本发明的钢板，适当调整化学成分组成也是特征之一。以下说明化学成分的范围限定理由。
(C0.05～0.12％) C是用于钢板的强度确保所需要的元素。为了得到高强度，以抗拉强度TS计为510MPa左右，需要使之含有0.05％以上。但是，若过剩使之含有而超过0.12％，则焊接性劣化，并且母材韧性降低。由此，C含量为0.05～0.12％。还有，C含量的优选上限为0.10％。
(Si0.05～0.30％) Si是用于脱氧和强度确保所需要的元素，为此需要使之含有0.05％以上。然而，若使之过剩含有而超过0.30％，则焊接性劣化。还有，Si含量的优选上限为0.15％。
(Mn1.00～1.80％) Mn在用于钢板的强度上升上是有效元素，为了发挥这样的效果，需要使之含有1.00％以上。然而，若使之过剩含有，则焊接性劣化，因此需要在1.80％以下。还有，Mn含量的优选的下限为1.40％，优选的上限为1.60％。
(P0.025％以下) P在晶粒偏析，是对延性和韧性有害的杂质，因此优选尽可能少的方面，但考虑实用钢的纯净度的程度，可以抑制在0.025％以下。还有，P是钢中不可避免地被含有的杂质，使其量为0％工业生产上很困难。
(S0.01％以下) S与钢板中的合金元素化合而形成各种夹杂物，是对钢板的延性和韧性起有害作用的杂质，因此优选尽可能少的方面，但考虑实用钢的纯净度的程度，可以抑制在0.01％以下。还有，S是钢中不可避免地被含有的杂质，使其量为0％工业生产上很困难。
(Al0.01～0.06％) Al在用于脱氧上是有效的元素，另外形成AlN，在晶粒的微细化上是有效的元素。为了发挥这样的效果，Al含量需要为0.01％以上。然而，若Al含量过剩，则使母材韧性和焊接部的韧性劣化，因此需要在0.06％以下。还有，Al含量的优选上限为0.04％。
(Ti0.005～0.03％) Ti使钢中微细分散TiN，具有防止加热中的奥氏体晶粒的粗大化，并且抑制奥氏体的再结晶的效果，因此发挥着使奥氏体微细化，使相变的组织微细化的效果。另外，TiN具有防止焊接时的热影响部(HAZ)的奥氏体晶粒的粗大化，并且抑制奥氏体的再结晶的效果，因此在使奥氏体晶粒微细化，改善HAZ韧性上有效。为了发挥这样的效果，需要使Ti含有0.005％以上(优选为0.01％以上)。然而，若Ti的含量过剩，则焊接性受损，因此需要在0.03％以下(优选为0.02％以下)。
(Nb0.005～0.05％) Nb与Ti一样，具有抑制奥氏体的再结晶的效果，因此其发挥着使奥氏体晶粒微细化，使相变后的组织微细化的效果。为了发挥这样的效果，需要使Nb含有0.005％以上(优选为0.01％以上)的量。然而，若Nb过剩地含有，则焊接性受损，因此Nb含量为0.05％以下(优选为0.025％以下)。
(B0.0005～0.003％) B与N形成氮化物，使焊接时的HAZ的奥氏体晶内组织微细化，在改善HAZ韧性上有效，并且游离B是提高淬火性而使母材强度提高的元素。为了发挥这样的效果，需要使B含有0.0005％以上(优选为0.0010％以上)。然而，若B含量过剩，则焊接性受损，因此为0.003％以下(优选为0.002％以下)。
(N0.0020～0.0090％) N与Al、Ti、Nb、B等元素结合，形成氮化物，是使母材组织微细化的元素。为了发挥这样的效果，需要使N含有0.0020％以上(优选为0.004％以上)。然而，固溶N成为使HAZ的韧性劣化的原因。通过总氮量的增加，虽然前述的氧化物增加，但固溶N也会过剩并有害，因此N含量为0.0090％以下(优选为0.007％以下)。
本发明的钢板的基本成分如前述，余量由铁和不可避免的杂质(例如O等)组成。
本发明的钢板，由在板厚方向的规定的位置，贝氏体占95面积％以上的组织构成，通过以奥氏体状态进行加速冷却，达到过冷状态，能够成为贝氏体组织。本发明的厚钢板，是在t/8～t/4部使该组织为贝氏体组织，并且实现大角晶界直径的微细化，接下来对用于制造这种厚钢板的方法进行说明。
当制造上述这样的本发明的厚钢板时，将满足前述化学成分组成的要件的板坯加热到1050～1150℃的温度，在轧制途中以1℃/秒以上的平均冷却速度进行水冷直至钢板表面温度为(Ar3相变点-90℃)～(Ar3相变点-20℃)为止，此后使温度返回至(Ar3相变点+10℃)～(Ar3相变点+80℃)的温度范围，并在温度返回到该温度范围后，进行累积压下率为60％以上的轧制，其后以5℃/秒以上的平均冷却速度从(Ar3相变点-120℃)以上的温度加速冷却至400～500℃的温度范围即可。
本发明的钢板，通过使钢板的t/8～t/4部的组织微细化，可使脆性龟裂传播停止特性优异。为了得到这样的钢板，在上述制造方法中，是将该板厚位置(t/8～t/4部)控制在适当的温度区域而进行轧制，使奥氏体低温侧再结晶温度区域(以下仅称为“再结晶温度区域”)下的轧制带来的奥氏体晶粒的微细化，和奥氏体未再结晶温度区域(以下仅称为“未再结晶温度区域”)下的轧制带来的变形应变的导入造成的相变时的核生成点增加，由此使该板厚位置的组织微细化。以下，按顺序对于各要件进行说明。
首先，是使板坯的加热温度为1050～1150℃。之所以使该加热温度为1000℃以上，是由于这是材质的均质化和利用Nb固溶来确保强度的需要。然而，若加热温度超过1150℃，则加热中的奥氏体晶粒粗大化，从而得不到微细组织，因此需要在1150℃以下。
在加热到上述温度范围后，在轧制途中以1℃/秒以上的平均冷却速度进行水冷直至钢板表面温度为(Ar3相变点-90℃)～(Ar3相变点-20℃)。在本发明的钢板的成分系中对于再结晶温度进行研究时可知，钢板的t/8～t/4部的温度(Ar3相变点+110℃)～(Ar3相变点+180℃)定义为再结晶温度区域，低于(Ar3相变点+110℃)定义为未再结晶温度区域，在上述t/8～t/4(t板厚)的位置下的温度冷却至再结晶温度区域后开始终轧即可。
因此，在粗轧结束后，进行平均冷却速度为1℃/秒以上的水冷直至钢板表面温度达到(Ar3相变点-90℃)～(Ar3相变点-20℃)。之所以使该工序中的冷却为“水冷”，是由于以空冷冷却该板厚位置的温度达到再结晶温度区域需要花费很长时间，冷却中奥氏体晶粒发生晶粒成长，将难以达成组织的微细化。另外空冷时，因为会招致生产性的降低，所以从生产性的观点出发也采用水冷。之所以使这时的冷却停止温度以钢板表面温度计为(Ar3相变点-90℃)～(Ar3相变点-20℃)，是为了使t/8～t/4部的温度处于再结晶温度区域。
接着，使温度返回(Ar3相变点+10℃)～(Ar3相变点+80℃)的温度范围，并在温度返回到该温度范围后开始终轧。若在温度返回结束前实施轧制，则会成为t/8～t/4部和t/2部(板厚中央部)的温差大的状态下的轧制，轧制应变会优异被导入强度相对低的t/2部，而轧制应变将难以导入t/8～t/4部，t/8～t/4部的组织的微细化变得困难。以钢板表面温度计冷却至(Ar3相变点-90℃)～(Ar3相变点-20℃)后，之所以温度返回结束，是为了达到(Ar3相变点+10℃)～(Ar3相变点+80℃)，以此为温度返回的结束温度。另外在无法充分地进行温度返回的状态下，如上述，因为板厚方向的温差大，所以终轧中板厚方向的变形阻抗的差引起的“翘曲”容易发生，因此从降低翘曲发生的观点出，也优选在温度返回结束后开始终轧。
钢板的t/8～t/4部的温度为(Ar3相变点+110℃)～(Ar3相变点+180℃)定义为奥氏体低温侧再结晶温度区域(再结晶温度区域)，低于(Ar3相变点+110℃)定义为奥氏体未再结晶温度区域(未再结晶温度区域)，设各个温度区域下的累积压下率为Rr、Rd时，对于满足下式(1)的关系的R(有助晶粒细微化的压下系数)，和前述的d-1/2(d晶粒的当量圆直径)的关系进行研究时，能够得到图2所示的结果。还有，下式(1)是基于有助于细粒化的比例、通过实施求得的各个温度区域下的累积压下率，上述R为晶粒微细化的指标。
R＝(0.44×Rr)+(0.56×Rd) …(1) 还有，各个温度区域下的累积压下率根据下式(2)求得。
累积压下率＝(t0-t1)/t0×100 …(2) 〔式(2)中，t0表示该温度区域下的钢片的轧制开始厚度厚(mm)，t1表示该温度区域下的钢片的轧制结束厚度(mm)。〕 由图2的结果可知，基本上R≥35时，能够满足d-1/2≥0.35，根据与前述图1的关系，能够满足Kca≥7000N/mm3/2。另外可知R≥35，Rr≤10(％)时，奥氏体低温侧再结晶温度区域的压下量不足，不能使相变前的奥氏体晶粒微细，不能满足d-1/2≥0.35，脆性龟裂传播特性劣化(后述实施例的实验No.11)。如此，通过使上述(1)式所规定的R在35以上，能够满足Kca≥7000N/mm3/2，但为了满足这一条件，需要使终轧的累积压下率为60％以上。还有，在本发明的制造方法中，在板坯加热后，为了使铸造组织成为均匀的组织，要在奥氏体高温区域实施粗轧，但为了确保上述终轧时的累积压下率为60％以上，优选粗轧完毕的板厚确保在最终厚度的2.5倍以上。
终轧结束后，需要以5℃/秒以上的平均冷却速度从(Ar3相变点-120℃)以上的温度加速冷却至400～500℃的温度范围。该工序是用于使钢板的t/8～t/4部的组织成为贝氏体单相，确保板厚50mm以上的厚钢板的高强度化。从这一观点出发，因为需要冷却至组织成为贝氏体主体的温度，所以加速冷却的停止温度需要在500℃以下。但是，若加速冷却的停止温度低于400℃，则岛状马氏体相生成，招致母材韧性的劣化，因此以400℃为下限。
根据前述这样的制造方法，能够制造满足本发明的化学成分组成的要件和组织要件，且抗拉强度TS在510MPa以上的厚钢板。本发明钢板的板厚优选为50～80mm。
以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例限制，在能够适合上下述的宗旨的范围当然也可以加以变更实施，这些均包含在本发明的技术的范围内。
实施例
以转炉熔炼下述表1所示的化学成分组成的钢，根据各种冷却、轧制条件制造钢板。这时的制造条件显示在下述表2中。钢片的t/8～t/4部的温度，由采用差分法的过程控制计算机计算。具体的温度管理的程度如下述。还有，本发明的Ar3相变点采用由下式(3)计算的值。
Ar3相变点＝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]分别表示C、Mn、Cu、Cr、Ni和Mo的含量(质量％)[本发明的厚钢板，在上式(3)中，对于Cu、Cr、Ni和Mo，作为不含有的物质计算]。
(轧制中的温度测定方法) 1.使用过程控制计算机，基于加热开始至加热结束的气氛温度和在炉时间算出钢片的规定的位置(t/8～t/4部)的加热温度。
2.采用算出的加热温度，基于轧制中的轧制表道间的冷却方法(水冷或空冷)的数据，采用差分法等适于计算的方法，边计算板厚方向的任意的位置的轧制温度，边实施轧制。
3.钢板的表面温度使用轧制线上所设置的放射型温度计进行实测。但是要预先以过程控制计算机计算理论值。
4.将粗轧开始时、粗轧结束时、终轧开始时分别进行了实施的钢板的表面温度与由过程控制计算机算出的计算温度进行对照。
5.计算温度和实测温度的差为±30℃以上时，使计算表面温度与实测温度一致而进行再计算作为过程控制计算机上的计算温度，低于±30℃时，直接使用由过程控制计算机算出的计算温度。
6.使用上述算出的计算温度，管理作为控制对象的区域的轧制温度。
表1
余量铁和P、S以外的不可避免的杂质
对于得到的各钢板，根据下述的方法测定铁素体和贝氏体分率(面积率)、t/8～t/4部的大角晶界直径(和d-1/2)、机械的特性(屈服点YP、抗拉强度TS、冲击特性(母材的冲击特性)、脆性龟裂传播停止特性(母材的止裂特性)、和HAZ韧性)。这些结果一并显示在下述表3中。
(铁素体、贝氏体分率) 从钢板的t/8～t/4部切下试样，使平行于钢板的轧制方向且相对于钢板的表面垂直的面露出，使用#150～#1000的湿式砂纸对其进行研磨，之后作为研磨剂使用金刚石研磨浆进行镜面加工。用2％硝酸-乙醇溶液(nital溶液)对该镜面研磨片进行刻蚀后，以观察倍率400倍观察150μm×200μm的视野，通过图像分析测定铁素体分率。在此铁素体以外的板条状组织全部视为贝氏体。然后，求得合计5个视野的铁素体、贝氏体分率，采用其平均值。
(大角晶界直径的当量圆直径) (a)准备沿平行于钢板的轧制方向切断的、包括板厚的正背面的试料。
(b)使用#150～#1000的湿式砂纸或与之具有同等的功能的研磨方法研磨断面，使用金刚石研磨浆实施镜面加工。
(c)在钢板的t/8～t/4部，在平行于钢板的轧制方向的断面，通过FE-SEM-EBSP(使用了场放射型扫描式电子显微镜的电子背散射衍射法)测定大角晶界直径。具体来说，就是将Tex SEM Laboratries公司的EBSP装置(商品名“OIM”)与FE-SEM组合使用，将倾角(结晶方位差)为15°以上的边界作为结晶晶界，测定大角晶界直径。即，特定以倾角(结晶方位差)为15°以上的边界作为结晶晶界的晶粒，根据图像求得该晶粒的面积，将与之面积相同的圆的直径作为大角晶界直径。这时的测定条件为，测量区域200×200(μm)，测量梯级0.5μm间隔，表示测量方位的可靠性的可靠性指标(Confidence Index)比0.1小的测定点从分析对象中除外。算出如此求得的大角晶界直径的平均值，作为本发明的“大角晶界直径(平均当量圆直径d)”。
(d)作为字符数据的分析法，关于大角晶界直径(平均当量圆直径d)在2.5μm以下的判断为测定噪音，从平均值计算的对象中除外。
(母材的抗拉特性) 从各钢板的深t/4的部位(与轧制方向垂直的方向C方向)提取NKU14A试验片，遵循JIS Z2241进行拉伸试验，由此测定屈服点YP和抗拉强度TS。屈服点Y P390MPa以上、抗拉强度TS510MPa以上为合格。
(母材韧性) 进行V切口摆锤冲击试验(依据JIS Z 2242的试验方法)进行冲击试验，根据过渡曲线求得脆性断面过渡温度vTrs。试验片是从t/4部(平行于轧制方向的方向L方向)提取的NK(日本海事协会)船级规定的U4号试验片。这时，关于各温度(最低4个温度以上)的测定，以n＝3实施试验，通过3点中脆性断面率最高的点，如此描绘脆性断面过渡曲线，计算脆性断面率为50％的温度作为脆性断面过渡温度vTrs(使vTrs为最高温度侧拉线)。vTrs为-80℃以下为合格(母材韧性良好)。
(脆性龟裂停止特性) 脆性龟裂停止特性(止裂特性)依据社团法人日本焊接协会(WES)发行的钢种认定试验方法(2003年3月31日制定)所规定的“脆性断裂传播停止试验”来进行。试验采用脆性断裂传播停止试验方向的图7.2所示的形状的试验片，在从-190℃～+60℃的范围选择的任意的温度范围对该试验片赋予温度梯度，分成4个试验体进行。Kca值按下式(4)算出。下式(4)中，c表示从传播部入口到脆性龟裂前端的长度，σ表示从传播部入口至脆性龟裂前端的长度，W表示传播部宽度。
以T为脆性龟裂前端的温度(单位为K)，X轴为1/T，Y轴为算出的Kca值，制成表示1/T和Kca值的相关关系的曲线图，将4点的近似曲线和273K的交点作为-10℃下的Kca值。-10℃下的Kca值显示在下述表3中。本发明中，-10℃下的Kca为7000N/mm3/2以上的情况为合格(脆性龟裂传播停止特性优异)。
(HAZ韧性的评价) 模拟再现HAZ热循环试验(至1400℃的升温度速度50℃/秒，最高加热温度1400℃下的保持时间30秒，冷却时的至800～500℃的冷却时间Tc300秒)的线能量40～45/mm的大线能输入焊接时的熔合部的热过程，对于HAZ部以-20℃进行摆锤冲击试验，测定吸收能(vE-20)。这时对于3个测定片测定吸收能(vE-20)，求得其平均值。然后，vE-20的平均值为100J以上的评价为HAZ韧性优异。
由表3的结果能够进行如下考察。首先实验No.1～7满足本发明规定的全部的要件，脆性龟裂传播停止特性良好。相对于此，欠缺本发明的某一要件的(实验No.8～32)某种特性劣化。详细地说如下。
实验No.8其加热温度比本发明规定的范围低，因此，虽然大角晶界直径微细化而显示出良好的止裂特性，但由于Nb的固溶不足，导致强度不足。
实验No.9其加热温度比本发明规定的范围高，因此加热时的奥氏体粗大化，不能进行充分的组织微细化，无法获得良好的止裂特性。实验No.10、16～25终轧时的累积压下率不足，不能确保大角晶界直径的微细化，得不到良好的止裂特性。
实验No.11、12粗轧后的水冷后的温度脱离本发明规定范围，奥氏体低温侧再结晶温度或奥氏体未再结晶温度区域的累积压下率变低，不能确保大角晶界直径的微细化，得不到良好的止裂特性。
实验No.13冷却开始温度脱离本发明规定的范围，贝氏体分率降低，无法取得高强度。实验No.14冷却停止温度脱离本发明规定的范围(参照前述图1)，岛状马氏体生成，韧性劣化，无法获得良好的止裂特性。
实验No.15因为在轧制完毕后，未实放加速冷却而进行空冷，所以无法成为贝氏体组织，而是成为以铁素体为主体的组织，因此不仅强度不足，而且组织粗大化而得不到良好的止裂特性。
实验No.26～32其化学成分组成没有满足本发明规定某一要件，无法获得良好的止裂特性，或招致强度不足和HAZ韧性的劣化。
基于表3的结果，表示d-1/2和Kca的关系的为所述图1。另外，显示关于满足所述(1)式的关系的R(有助于细粒化的压下系数)和d-1/2(d晶粒的当量圆直径)的关系的为所述图2。
权利要求
1.一种厚钢板，其特征在于，以质量％计含有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％，余量是铁和不可避免的杂质，P抑制在0.025质量％以下，S抑制在0.01质量％以下，
在将板厚定为t时，在距表面深度为t/8～t/4的位置中，由贝氏体占95面积％以上的组织构成，
并且，在将由相邻的两个结晶的方位差为15°以上的大角晶界围住的区域作为晶粒时，该晶粒的平均当量圆直径为8μm以下。
2.一种制造权利要求1所述的钢板的方法，其特征在于，包括如下的工序将板坯加热到1050～1150℃的温度，在轧制途中以1℃/秒以上的平均冷却速度进行水冷直至钢板表面温度为(Ar3相变点-90℃)～(Ar3相变点-20℃)为止，此后使温度返回至(Ar3相变点+10℃)～(Ar3相变点+80℃)的温度范围，并在温度返回到该温度范围后，进行累积压下率为60％以上的轧制，其后以5℃/秒以上的平均冷却速度从(Ar3相变点-120℃)以上的温度加速冷却至400～500℃的温度范围。
全文摘要
本发明的钢板，含有C等化学成分，余量是铁和不可避免的杂质，在板厚方向规定位置由贝氏体占95面积％以上的组织构成，在距表面深t/8～t/4(t表示板厚，下同)的位置，以相邻的两个结晶的方位差为15°以上的大角晶界所包围的区域作为晶粒时，该晶粒的平均当量圆直径为8μm以下。通过实现晶粒直径的微细化，能够得到脆性龟裂传播停止特性优异的厚钢板。
文档编号C22C38/14GK101608283SQ200910147530
公开日2009年12月23日 申请日期2009年6月18日 优先权日2008年6月19日
发明者山口彻雄, 田村荣一 申请人:株式会社神户制钢所