脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板及其制造方法
【专利摘要】本发明提供一种适用于船舶的板厚50mm以上的脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板及其制造方法。一种脆性裂纹传播停止特性优良的厚钢板，其特征在于，具有特定成分组成，金属组织以铁素体为主体，具有板厚表层部的RD//(110)面的集聚度I为1.3以上、板厚中央部的RD//(110)面的集聚度I为1.8以上的织构，表层部的夏比断口转变温度vTrs为-60℃以下，并且板厚中央部的夏比断口转变温度vTrs为-50℃以下。
【专利说明】脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板及其制造方法
【技术领域】
[0001]本发明涉及脆性裂纹传播停止特性(brittle crack arrestability)优良的结构用(for structural use)高强度厚钢板(high-strength thick steel plate)及其制造方法，特别涉及适合用于船舶的板厚50mm以上的高强度厚钢板。
【背景技术】
[0002]对于船舶等大型结构物而言,脆性断裂(brittle fracture)所带来的事故对经济和环境产生的影响很大，因此，通常要求提高安全性，对于所使用的钢材，要求使用温度下的勒性(toughness)、和脆性裂纹传播停止特性。 [0003]集装箱船、散装货轮等船舶在其结构上将高强度的厚壁材料用于船体外板(outerplate of ship’s hull)。最近,随着船体的大型化,正在进一步发展高强度厚壁化。通常，钢板的脆性裂纹传播停止特性具有越是高强度或越是厚壁材料越变差的倾向，因此，对脆性裂纹传播停止特性的要求也进一步提高。
[0004]作为使钢材的脆性裂纹传播停止特性提高的方法，一直以来已知增加Ni含量的方法，在液化天然气(LiquefiedNatural Gas)的储罐中，以商业规模使用9% Ni钢。
[0005]但是，Ni量的增加不得不使成本大幅上升，因此，难以应用于LNG储罐以外的用途。
[0006]另一方面，对于没有达到LNG这样的极低温(ultra low temperature)的、用于船舶或管线的、板厚小于50mm的比较薄的钢材，可以通过所谓的TMCP(Thermo-MechanicalControl Process,热机械控制工艺)法实现细粒化而使低温勒性提高,从而赋予优良的脆性裂纹传播停止特性。
[0007]另外，在专利文献I中提出了为了在不使合金成本上升的前提下使脆性裂纹传播停止特性提高而将表层部的组织超微细化(ultra fine crystallization)而成的钢材。
[0008]专利文献I记载的脆性裂纹传播停止特性优良的钢材的特征在于，着眼于脆性裂纹传播时在钢材表层部产生的剪切唇(塑性变形区域shear-lips)对脆性裂纹传播停止特性的提高有效，使剪切唇部分的晶粒微细化，从而吸收传播的脆性裂纹所具有的传播能量。
[0009]作为制造方法，记载了如下方法:通过热轧后的控制冷却将表层部分冷却至Ar3相变点(transformation point)以下，然后，停止控制冷却(controlled cooling),将表层部分再加热(recuperate)至相变点以上，反复进行I次以上上述工序，在此期间对钢材实施轧制，由此使其反复发生相变或加工再结晶，在表层部分生成超微细的铁素体组织(ferrite structure)或贝氏体组织(bainite structure)。
[0010]另外，专利文献2中记载了如下内容:在以铁素体-珠光体(pearlite)作为主体显微组织的钢材中，为了使脆性裂纹传播停止特性提高，钢材的两表面部由具有50%以上铁素体组织的层构成，所述铁素体组织具有圆等效粒径(circle-equivalent averagegrain size)为5μηι以下、长径比(aspect ratio of the grains)为2以上的铁素体晶粒，并且重要的是抑制铁素体粒径的偏差，作为抑制偏差的方法，将精轧中的每I个道次的最大轧制率(rolling reduction)设定为12%以下,从而抑制局部的再结晶现象。
[0011]但是，专利文献1、2中记载的脆性裂纹传播停止特性优良的钢材是通过仅将钢材表层部先冷却后再进行再加热、并且在再加热中实施加工而得到特定的组织，在实际生产规模下不易控制，特别是对于板厚超过50mm的厚壁材料而言，是对轧制、冷却设备的负荷大的工艺。
[0012]另一方面，专利文献3中记载了不仅着眼于铁素体晶粒的微细化、而且着眼于形成在铁素体晶粒内的亚晶粒(subgrain)而使脆性裂纹传播停止特性提高的TMCP延伸技术。
[0013]具体而言，在板厚为30~40mm时，无需进行钢板表层的冷却以及再加热等复杂的温度控制，通过下述条件使脆性裂纹传播停止特性提高:(a)确保微细的铁素体晶粒的轧制条件、(b)在钢材板厚的5%以上的部分中生成微细铁素体组织的轧制条件、(C)在微细铁素体中使织构(texture)发达并且利用热能将通过加工(轧制)引入的位错(dislocation)再配置而形成亚晶粒的轧制条件、(d)抑制形成的微细铁素体晶粒和微细亚晶粒粒的粗大化的冷却条件。
[0014]另外，还已知在控制轧制中对相变后的铁素体施加轧制而使织构发达、由此使脆性裂纹传播停止特性提高的方法。通过在钢材的断裂面上沿着与板面平行的方向产生裂口(separation)而缓和脆性裂纹前端的应力来提高对脆性断裂的阻力。
[0015]例如，专利文献4中记载了如下内容:通过控制轧制使(110)面X射线强度比(X_ray plane intensity ratio in the (110)plane showing a texture developingdegree)为 2 以上、并且使圆等效直径(diameter equivalent to a circle in the crystalgrains) 20 μ m以上的粗大晶粒为10%以下，由此使耐脆性断裂特性提高。
[0016]在专利文献5中公开了一种作为接缝部的脆性裂纹传播停止特性优良的焊接结构用钢的钢板，其特征在于，在板厚内部的轧制面上的(100)面的X射线面强度比为1.5以上。并且记载了通过由该织构发达所产生的应力负荷方向与裂纹传播方向的角度偏差而使脆性裂纹传播停止特性优良。
[0017]现有技术文献
[0018]专利文献
[0019]专利文献1:日本特公平7-100814号公报
[0020]专利文献2:日本特开2002-256375号公报
[0021]专利文献3:日本专利第3467767号公报
[0022]专利文献4:日本专利第3548349号公报
[0023]专利文献5:日本专利第2659661号公报
【发明内容】
[0024]发明要解决的问题
[0025]近来,在超过6000TEU (Twenty-foot Equivalent Unit, 二十英尺当量单位)的大型集装箱船中，使用板厚超过50mm的厚钢板。井上等:厚手造船用鋼(二 B It石長大脆性爸裂伝播挙動(厚壁造船用钢的长大脆性裂纹传播特性)、日本船舶海洋工学会讲演论文集第3号、2006、pp359-362中，对板厚65mm的钢板的脆性裂纹传播停止特性进行了评价，并且报道了在母材的大型脆性裂纹传播停止试验中脆性裂纹没有停止的结果。
[0026]另外，在供试材料的标准ESSO试验(ESSO test compliant with WES3003)中，显不出在-10°C的使用温度下的Kca的值(以下，也记载为Kca(-10°C ))小于3000N/mm3/2的结果，在应用板厚超过50mm的钢板的船体结构的情况下，暗示出确保安全性成为课题。
[0027]从制造条件、公开的实验数据来看，上述专利文献I~5中记载的脆性裂纹传播停止特性优良的钢板以约50mm的板厚为主要对象，在应用于超过50mm的厚壁材料的情况下，不清楚能否得到规定的特性，关于船体结构所需的板厚方向的裂纹传播的特性完全没有得到验证。
[0028]因此，本 发明的目的在于，提供能够通过优化轧制条件而控制板厚方向上的织构的工业上极其简易的工艺来稳定地制造的脆性裂纹传播停止特性优良的高强度厚钢板及其制造方法。
[0029]用于解决问题的方法
[0030]本发明人为了实现上述课题反复进行了深入的研究，关于即使是厚钢板也具有优良的裂纹传播停止特性的高强度厚钢板得到以下的见解。
[0031]1.对于板厚超过50mm厚钢板，详细考察标准ESSO试验的断口，结果，在成为如图1(b)所示的断口形态的情况下，随着脆性裂纹的宽度减小，裂纹前端部的应力扩大系数减小，结果钢板的止裂性能提高。图1(a) (b)示意地示出了标准ESSO试验片I的从缺口 2进入的裂纹3在母材5中以前端形状4停止传播。
[0032]2.为了得到如上所述的断口形态，需要提高表层部和板厚中央部的止裂性能。作为使表层部和板厚中央部的止裂性能提高的方法，使表层部和板厚中央部的靭性提高是有效的。但是，在像板厚超过50_这样的厚钢板中，对冷却速度和轧制率等存在限制，从而对于提高板厚中央部的靭性也存在限界。
[0033]3.作为除了提高韧性以外还使止裂性能提高的方法，控制板厚中央部的织构是有效的。特别是相对于轧制方向平行地使(110)面集聚，以使轧制方向或板宽方向上发展的裂纹分别从轧制方向或板宽方向倾斜地偏离的方式进行织构控制是有效的。
[0034]4.另外，通过使在板厚中央部处于奥氏体再结晶温度范围的状态下的累积轧制率为20%以上，并且使每I个道次的平均轧制率为5%以下，实现表层部的组织的微细化。然后，通过使在板厚中央部处于奥氏体未再结晶温度范围的状态下的累积轧制率为40%以上，并且使每I个道次的平均轧制率为7%以上，可以使板厚中央部的靭性和织构发达，从而能够实现上述的组织。
[0035]本发明是在所得到的见解基础上进一步进行研究而完成的。即，本发明为:
[0036]1.一种脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板，其特征在于，金属组织以铁素体为主体，具有板厚表层部的RD//(110)面的集聚度I为1.3以上、板厚中央部的RD//(110)面的集聚度I为1.8以上的织构，表层部的夏比断口转变温度vTrs ( _60°C，并且板厚中央部的夏比断口转变温度vTrs ( -50°C。
[0037]2.如I所述的脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板，其特征在于，表层部和板厚中央部的夏比韧性值以及RD//(110)面的集聚度I满足下述(I)式，
[0038]vTrs(表层)+1.9XvTrs(咖-6XIKD"(110)[表层]-SAXIsiw(H0)[咖≤-350...(I)[0039]vTrs(表层):表层部的断口转变温度CC )，
[0040]vTrs(1/2t):板厚中央部的断口转变温度(°C )，
[0041]Ied//(ho)[MS]:表层部的 RD//(110)面的集聚度，
[0042]Ied7ai10)[1/2t]:板厚中央部的RD//(110)面的集聚度。
[0043]3.如I或2所述的脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板，其特征在于，钢组成以质量％计含有C:0.03~0.20%, Si:0.03~0.5%, Mn:0.5~2.2%、Al:
0.005 ~0.08%,P:0.03% 以下、S:0.01% 以下、N:0.0050% 以下、Ti:0.005 ~0.03%，余
量由Fe和不可避免的杂质构成。
[0044]4.如3所述的脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板，其特征在于，钢组成以质量％计进一步含有Nb:0.005~0.05%,Cu:0.01~0.5%,N1:0.01~1.0%,Cr:0.01 ~0.5%, Mo:0.01 ~0.5%, V:0.001 ~0.10%, B:0.0030% 以下、Ca:0.0050%以下、REM:0.010%以下中的一种以上。
[0045]5.一种脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板的制造方法，其特征在于，将具有3或4所述的组成的钢原材(slab)加热至900~1150°C的温度，实施在奥氏体再结晶温度范围和奥氏体未再结晶温度范围内的累积轧制率合计为65%以上、在板厚中央部处于奥氏体再结晶温度范围的状态下的累积轧制率为20%以上、并且每I个道次的平均轧制率为5.0%以下的轧制，接着，进行在板厚中央部处于奥氏体未再结晶温度范围的状态下的累积轧制率为40%以上、并且每I个道次的平均轧制率为7.0%以上的轧制，然后，以
4.0°C /s以上的冷却速度加速冷却至600°C以下。
[0046]6.如5所述的脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板的制造方法，其中，在加速冷却至600°C 以下后，进一步具有回火至AaA以下的温度的工序。
[0047]发明效果
[0048]根据本发明，得到在板厚方向上织构得到适当控制、脆性裂纹传播停止特性优良的板厚50mm以上的高强度厚钢板及其制造方法，应用于优选板厚超过50mm、更优选板厚55mm以上的钢板是有效的。另外，在造船领域，在大型的集装箱船、散装货轮的强力甲板部结构中，通过应用于舱口边围板、甲板部件，有助于提高船舶的安全性，因此，在产业上极为有用。
【专利附图】
【附图说明】
[0049]图1是示意地表示板厚超过50mm的厚钢板的标准ESSO试验的断口形态的图，(a)是俯视观察试验片的图，(b)是表示试验片的断口的图。
【具体实施方式】
[0050]本发明中，规定1.表层部以及板厚中央部的靭性和织构、2.金属组织。
[0051]1.靭性和织构
[0052]本发明中，对于沿轧制方向或轧制垂直方向等水平方向(钢板的面内方向)发展的裂纹而言，为了得到能够提高裂纹传播停止特性的图1的断口形态，适当规定在板厚表层部以及中央部的靭性和RD//(100)面的集聚度I。
[0053]首先，由于母材靭性良好是用于抑制裂纹的发展的前提，因此，对于本发明的钢板，将表层部的夏比断口转变温度vTrs规定为-60°C以下，并且将板厚中央部中的夏比断口转变温度vTrs规定为-50°C以下。板厚中央部中的夏比断口转变温度vTrs优选为_60°C以下。
[0054]另外,通过使RD//(100)面的织构发达,使解理面(cleavage plane)相对于裂纹主方向倾斜地集聚，通过产生微小的裂纹分支引起的脆性裂纹前端的应力缓和的效果，脆性裂纹传播停止性能提高。通过最近的用于集装箱船和散装货轮等船体外板的板厚超过50_厚壁材料，在确保结构安全性的方面得到作为目标的Kca(-10°C ) ^ 6000N/mm3/2的脆性裂纹传播停止性能的情况下，需要使板厚表层部的RD//(110)面的集聚度I为1.3以上、优选1.6以上，并且使板厚中央部的RD//(110)面的集聚度I为1.8以上、优选2.0以上。
[0055]在此，板厚表层部、或板厚中央部的RD//(110)面的集聚度I是指如下。首先，从板厚表层部或板厚中央部采集板厚Imm的样品，对与板面平行的面进行机械研磨(mechanical polishing) / 电解研磨(electrolytic polishing),由此,准备 X 射线衍射用的试验片。需要说明的是，板厚表层部的情况下，对与最表面近的面进行研磨。使用该试验片，使用Mo射线源，实施X射线衍射测定(X-ray diffraction measurement),求出(200)、(110)以及(211)极图(pole figures)。通过Bunge法由所得到的极图计算求得三维结晶取向密度函数(three dimensional orientation distribution function)。接着，由所得至丨J的三维结晶取向密度函数，通过Bunge记载,在ψ2 = 0°~90°以5°间隔合计19张的截面图中，累积(110)面相对于轧制方向达到平行的取向的三维结晶取向密度函数的值，求出累积值(integrated value)。将该累积值除以上述累积的取向的个数而得到的值称为RD//(110)面的集聚度I。
[0056]除了上述的母材靭性和织构的规定之外，优选表层部以及板厚中央部的夏比靭性值以及RD//(110)面的集聚度I满足下述(I)式。
[0057]vTrs(表层)+1.9XvTrs(咖-6XIKD//(11CI)[表层]-SAXIkd//.[咖≤-350...(1)
[0058]vTrSdjjg):表层部的断口转变温度(C)
[0059]vTrs(1/2t):板厚中央部的断口转变温度(V )
[0060]Ied//(ho)[MS]:表层部的 RD//(110)面的集聚度
[0061]:板厚中央部的RD//(110)面的集聚度
[0062]通过满足上述(I)式，能够得到更加优良的脆性裂纹传播停止性能。
[0063]2.金属组织
[0064]本发明中，金属组织以铁素体为主体。在此，本发明中，金属组织以铁素体为主体是指铁素体相的面积百分率为整体的60%以上。余量中贝氏体、马氏体(包括岛状马氏体)、珠光体等的合计的面积百分率为40%以下。
[0065]以铁素体为主体的组织中，在根据通常的奥氏体范围轧制中的轧制条件得到以铁素体为主体的金属组织的情况下，虽然得到作为目标的靭性，但在轧制后从奥氏体向铁素体相变时相变时间充分存在，因此，所得到的织构变得无序，无法实现在作为目标的板厚表层部中RD//(110)面的集聚度I为1.3以上、优选1.6以上、板厚中央部的RD//(110)面的集聚度I为1.8以上、优选2.0以上。因此，如后所述，通过设计轧制条件，即使是以铁素体为主体的组织，也能够得到板厚表层部中RD//(110)面的集聚度I为1.3以上、优选1.6以上、板厚中央部的RD//(110)面的集聚度I为1.8以上、优选2.0以上。[0066]3.化学成分
[0067]以下，对本发明中的优选的化学成分进行说明。说明中，％为质量％。
[0068]C:0.03 ~0.20%
[0069]C是提高钢强度的元素，本发明中，为了确保期望的强度，需要含有0.03%以上，但超过0.20%时，不仅焊接性变差，而且对靭性也具有不良影响。因此，C优选规定为
0.03~0.20%的范围。进一步优选为0.05~0.15%。
[0070]S1:0.03 ~0.5%
[0071]Si作为脱氧元素并且作为钢的强化元素是有效的，但含量小于0.03%时，没有其效果。另一方面，超过0.5%时，不仅损害钢的表面性状，而且靭性变得极差。因此，优选使其添加量为0.03以上且0.50%以下。
[0072]Mn:0.5 ~2.2% [0073]Mn作为强化元素添加。少于0.5%时，其效果不充分，超过2.2%时，焊接性变差，钢材成本也上升，因此，优选设为0.5%以上且2.2%以下。
[0074]Al:0.005 ~0.08%
[0075]Al作为脱氧剂起作用，为此需要含有0.005%以上，但含有超过0.008%时，会使靭性降低，并且在进行焊接时使焊接金属部的靭性降低。因此，Al优选规定为0.005~
0.008%的范围。进一步优选为0.02~0.04%。
[0076]N:0.0050% 以下
[0077]N与钢中的Al结合而形成A1N，由此，调节轧制加工时的结晶粒径而使钢强化，但超过0.0050%时，靭性变差，因此，优选设为0.0050%以下。
[0078]P、S
[0079]P、S为钢中的不可避免的杂质，但P超过0.03%，S超过0.01%时，靭性变差，因此，分别优选设为0.03%以下、0.01 %以下。分别进一步优选为0.02%以下、0.005%以下。
[0080]T1:0.005 ~0.03%
[0081]Ti通过微量的添加，形成氮化物、碳化物、或碳氮化物，具有使晶粒微细化而提高母材靭性的效果。其效果通过0.005%以上的添加而得到，但含有超过0.03%的时，会使母材以及焊接热影响部的靭性降低，因此，设为0.005~0.03%。
[0082]以上为本发明中的优选的基本成分组成，但为了进一步使特性提高，可以含有Nb、Cu、N1、Cr、Mo、V、B、Ca、REM 中的一种以上。
[0083]Nb:0.005 ~0.05%
[0084]Nb以NbC的形式在铁素体相变时或再加热时析出，有助于高强度化。另外，在奥氏体范围的轧制中，具有使未再结晶范围扩大的效果，有助于铁素体的细粒化，因此，对靭性的改善也有效。通过0.005%以上的添加发挥该效果，但超过0.05%添加时，粗大的NbC析出，反而导致靭性的降低，因此，其上限优选为0.05%。
[0085]Cu、N1、Cr、Mo
[0086]Cu、N1、Cr、Mo均为提高钢的淬透性的元素。直接有助于轧制后的强度提高，并且可以为了提高靭性、高温强度、或耐候性等功能而添加，它们的效果通过含有0.01%以上而发挥，因此，在含有的情况下，优选为0.01 %以上。但是，过度含有时，会使靭性、焊接性变差，因此，在含有的情况下，分别优选使Cu的上限为0.5%,Ni的上限为1.0%Xr的上限为0.5%,Mo的上限为0.5%o
[0087]V:0.001 ~0.10%
[0088]V是通过以V(CN)的形式析出强化而使钢的强度提高的元素，为了发挥该效果，可以含有0.001%以上。但是，含有超过0.10%时，会使靭性降低。因此，在含有V的情况下，优选设定为在0.001~0.10%的范围内含有。
[0089]B:0.0030% 以下
[0090]B可以作为提高钢的淬透性的元素微量地添加。但是，含有超过0.0030%时，使焊接部的靭性降低，因此，在含有B的情况下，优选含有0.0030%以下。
[0091]Ca:0.0050% 以下、REM:0.010% 以下
[0092]Ca、REM使焊接热影响部的组织微细化而提高韧性，并且即使添加也不会损害本发明的效果，因此，可以根据需要添加。但是，过度含有时，会形成粗大的夹杂物而使母材的靭性变差，因此，在含有的情况下，优选使Ca的上限为0.0050%、REM的上限为0.010%。
[0093]4.制造条件
[0094]以下，对本发明中的优选的制造条件进行说明。 [0095]作为制造条件，优选规定钢原材的加热温度、热轧条件、冷却条件等。特别是关于热轧，除了整体的累积轧制率之外，对板厚中央部处于奥氏体再结晶温度范围内的情况、和处于奥氏体未再结晶温度范围的情况分别优选规定累积轧制率以及每I个道次的平均轧制率。通过这些规定，对于厚钢板的表层部以及板厚中央部中的靭性以及RD//(110)面的集聚度I和板厚1/4部的强度，能够得到期望的特性。
[0096]首先，将上述组成的钢水通过转炉等进行熔炼，通过连铸等制成钢原材。接着，将钢原材加热至900~1150°C的温度后，进行热轧。
[0097]为了得到良好的靭性，降低加热温度、缩小轧制前的结晶粒径是有效的，但加热温度低于900°C时，不能充分地确保进行奥氏体再结晶温度范围内的轧制的时间。另外，超过1150°C时，奥氏体粒变粗大，不仅导致靭性降低，而且氧化损失显著，成品率降低，因此，加热温度优选为900~1150°C。从靭性的观点出发，更优选的加热温度的范围为1000~1100。。。
[0098]通常，在通过实施通常的奥氏体范围轧制而得到以铁素体为主体的金属组织的情况下，虽然得到作为目标的靭性，但在轧制后从奥氏体向铁素体相变时相变时间充分存在，因此，所得到的织构变得无序。因此，无法实现本发明中作为目标的板厚表层部的RD//
(110)面的集聚度I为1.3以上、优选1.6以上、板厚中央部的RD//(110)面的集聚度I为1.8以上、优选2.0以上。因此，本发明中，优选如下所述规定热轧条件。由此，即使是以铁素体为主体的组织，也能够得到板厚表层部的RD//(110)面的集聚度I为1.3以上、优选1.6以上、板厚中央部的RD//(110)面的集聚度I为1.8以上、优选2.0以上。
[0099]对于热轧而言，首先优选进行板厚中央部在处于奥氏体再结晶温度范围的状态下的累积轧制率为20%以上、并且每I个道次的平均轧制率5.0%以下的轧制。通过使该累积轧制率为20%以上，奥氏体细粒化，最终得到的金属组织也细粒化，靭性提高。另一方面，通过使该温度范围内的每I个道次的平均轧制率为5.0 %以下，可以在钢材的特别是表层附近引入应变，由此，可以使板厚表层部的RD//(110)面的集聚度I为1.3以上、优选1.6以上，进而，表层部变细粒化，得到表层部的靭性提高效果。[0100]接着，优选进行在板厚中央部的温度处于奥氏体未再结晶温度范围内的状态下累积轧制率40%以上并且每I个道次的平均轧制率为7.0%以上的轧制。通过使该温度范围内的累积轧制率为40%以上，能够使板厚中央部的织构充分发达。另外，通过使每I个道次的平均轧制率为7.0%以上，可以使板厚中央部的RD//(110)面的集聚度I为1.8以上、优选2.0以上。
[0101]另外，作为使上述的奥氏体再结晶温度范围和奥氏体未再结晶温度范围合起来的整体，累积轧制率优选为65%以上。这是由于，通过使整体的累积轧制率为65%以上，能够确保对于组织而言充分的轧制量，靭性以及强度能够实现目标值。
[0102]奥氏体再结晶温度范围、以及奥氏体未再结晶温度范围，可以通过进行对具有该成分组成的钢赋予使条件变化的热/加工历史的预备的实验来把握。
[0103]需要说明的是，热轧的结束温度没有特别限定，但从轧制能率的观点出发，优选在奥氏体未再结晶温度范围内使其结束。
[0104]对于轧制结束后的钢板，优选以4.0°C /s以上的冷却速度冷却至600°C以下。通过使冷却速度为4.(TC /s以上，能够得到细粒组织而不会使组织粗大化，能够得到作为目标的优良的韧性。冷却速度小于4.(TC/s时，组织粗大化，无法得到作为目标的靭性。通过使冷却停止温度为600°C以下，可以避免再结晶的进行，通过热轧以及之后的冷却，能够维持所得到的期望的织构。冷却停止温度高于600°C时，即使在冷却停止后再结晶也会进行，不能得到期望的织构。需要说明的是，上述冷却速度和冷却停止温度设为钢板的板厚中央部的温度。板厚中央部的温度由板厚、表面温度以及冷却条件等通过模拟计算等而求得。例如，通过使用差分法，计算板厚方向的温度分布，求出钢板的板厚中央部的温度。
[0105]对于冷却结束后 的钢板,也可以实施回火(temper)处理。通过实施回火,可以进一步提高钢板的靭性。回火温度以钢板平均温度计设为Aa点以下来实施，由此，能够不损害由轧制、冷却所得到的期望的组织。本发明中，通过下式求出Aa点(V)。
[0106]Aci 点=751-26.6C+17.6Si_ll.6Mn-169Al-23Cu_23Ni+24.lCr+22.5Mo+233Nb_39? 7V-5.7Τ?-895Β
[0107]式中，各兀素符号为钢中质量％含量，不含有时设为O。
[0108]钢板的平均温度也与板厚中央部的温度同样，由板厚、表面温度以及冷却条件等通过模拟计算等求出。
[0109]实施例
[0110]将表1所示的各组成的钢水(钢记号A~O)通过转炉进行熔炼，通过连铸法制成钢原材(钢坯厚250mm)，热轧至板厚50~80mm，然后，进行冷却，得到N0.1~29的供试钢。对于一部分，在冷却后还实施回火。表2中示出热轧条件、冷却条件以及回火条件。
[0111]对于所得到的厚钢板，由板厚的1/4部以试验片的长度方向与轧制方向成直角的方式裁取Φ14的JIS14A号试验片,进行拉伸试验,测定屈服点(Yield Strength)、拉伸强度(Tensile Strength)。
[0112]另外，由表层部以及板厚中央部(以下，也记为l/2t部)以试验片的长轴的方向与轧制方向平行的方式裁取JIS4号冲击试验片，进行夏比冲击试验，求出断口转变温度(vTrs)。在此，表层部的冲击试验片是使距表面最近的面为距钢板表面Imm的深度的试验片。[0113]接着，为了评价脆性裂纹传播停止特性，进行标准ESSO试验，求出-10°C下的Kca值(Kca(-1O0C ))。
[0114]另外，如下求出板厚中央部的RD//(110)面的集聚度I。首先，从板厚中央部裁取板厚1_的样品，通过对与板面平行的面进行机械研磨/电解研磨，准备X射线衍射用的试验片。使用该试验片，使用Mo射线源，实施X射线衍射测定，求出(200)、(110)以及(211)极图。通过Bunge法从所得到的极图计算求出三维结晶取向密度函数。接着，由所得到的三维结晶取向密度函数，通过Bunge记载,在ψ2 = 0°~90°以5°间隔合计19张的截面图中，累积(110)面相对于轧制方向达到平行的取向的三维结晶取向密度函数的值，求出累积值。将该累积值除以上述累积的取向的个数19而得到的值称为RD//(110)面的集聚度I。
[0115]表3中示出这些试验结果。表层部以及板厚中央部的靭性值以及织构在本发明的范围内的供试钢板(制造N0.1~13,27~29)的情况下，Kca (-10°C )为6000N/W/2以上，显示出优良的脆性裂纹传播停止性能。另外，表层部以及板厚中央部的夏比靭性值以及RD//(110)面的集聚度I满足⑴式的供试钢板(制造编号I~13)，与不满足⑴式的供试钢板(制造编号27~29)相比，得到高Kca(-10°C )值。
[0116]另一方面，对于制造条件在本发明范围之外、钢板的靭性或织构不满足本发明的规定的供试钢板(制造编号21~26)，Kca(-1O0C )的值小于6000N/mm3/2。对于钢板的成分组成在本发明的优选范围之外的供试钢板(制造编号14~20)，钢板的靭性不满足本申请发明的规定，Kca (-1O0C )的值没有达到6000N/mm3/2。
[0117]标号说明
[0118]I标准ESSO试验片
[0119]2 缺口
[0120]3 裂纹
[0121]4前端形状
[0122]5 母材
[0123]表1
[0124](质量％)
[0125]
【权利要求】
1.一种脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板，其特征在于，金属组织以铁素体为主体，具有板厚表层部的RD//(110)面的集聚度I为1.3以上、板厚中央部的RD//(110)面的集聚度I为1.8以上的织构，表层部的夏比断口转变温度vTrs为-60°C以下，并且板厚中央部的夏比断口转变温度vTrs为-50°C以下。
2.如权利要求1所述的脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板，其特征在于，表层部和板厚中央部的夏比断口转变温度以及RD//(110)面的集聚度I满足下述(I)式， vTrs(<Jg):表层部的断口转变温度(°C )， vTrs(1/2t):板厚中央部的断口转变温度(V)， Ird//(iic0[表层]:表层部的RD// (110)面的集聚度，
IrD//(110) [l/2t]:板厚中央部的RD//(110)面的集聚度。
3.如权利要求1或2所述的脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板，其特征在于,钢组成以质量％计含有C:0.03~0.20%,Si:0.03~0.5%、Μη:0.5~2.2%、Α1:.0.005 ~0.08%,P:0.03% 以下、S:0.01% 以下、N:0.0050% 以下、Ti:0.005 ~0.03%，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
4.如权利要求3所述的脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板，其特征在于，钢组成以质量％计进一步含有Nb:0.005~0.05%, Cu:0.01~0.5%, N1:0.01~.1.0%, Cr:0.01 ~0.5%、Mo:0.01 ~0.5%、V:0.001 ~0.10%, B:0.0030% 以下、Ca:.0.0050%以下、REM:0.010%以下中的一种以上。
5.一种脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求3所述的组成的钢原材加热至900~1150°C的温度，实施在奥氏体再结晶温度范围和奥氏体未再结晶温度范围内的累积轧制率合计为65%以上、在板厚中央部处于奥氏体再结晶温度范围的状态下的累积轧制率为20%以上、并且每I个道次的平均轧制率为5.0%以下的轧制，接着，进行在板厚中央部处于奥氏体未再结晶温度范围的状态下的累积轧制率为40%以上、并且每I个道次的平均轧制率为7.0%以上的轧制，然后，以4.(TC /s以上的冷却速度加速冷却至600°C以下。
6.如权利要求5所述的脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板的制造方法，其中，在加速冷却至600°C以下后，进一步具有回火至Aa点以下的温度的工序。
7.一种脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求4所述的组成的钢原材加热至900~1150°C的温度，实施在奥氏体再结晶温度范围和奥氏体未再结晶温度范围内的累积轧制率合计为65%以上、在板厚中央部处于奥氏体再结晶温度范围的状态下的累积轧制率为20%以上、并且每I个道次的平均轧制率为5.0%以下的轧制，接着，进行在板厚中央部处于奥氏体未再结晶温度范围的状态下的累积轧制率为40%以上、并且每I个道次的平均轧制率为7.0%以上的轧制，然后，以4.(TC /s以上的冷却速度加速冷却至600°C以下。
8.如权利要求7所述的脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板的制造方法，其中，在加速冷却至600°C以下后，进一步具有回火至Aa点以下的温度的工序。
【文档编号】C22C38/58GK104011250SQ201280065235
【公开日】2014年8月27日 申请日期:2012年5月18日 优先权日:2011年12月27日
【发明者】竹内佳子, 长谷和邦, 三田尾真司, 村上善明 申请人:杰富意钢铁株式会社