本发明涉及一种耐脆性裂纹扩展性优异的超厚钢材及其制造方法。更具体地，本发明涉及一种耐脆性裂纹扩展性和生产率优异的用于钢结构的超厚钢材及其制造方法。
背景技术：
最近，国内外的船舶等结构物的设计中要求超厚高强度钢材。
在设计结构物时，如果使用高强度钢，就可以减轻结构物的重量，因此能获得经济效益，而且由于能够将板厚减薄，可以同时确保加工和焊接操作的容易性。
通常，将高强度钢制成超厚钢材时，由于总压下率下降，整体组织不会充分变形，进而导致组织变得粗大，当实施用于确保强度的快速冷却时，由于厚度超厚，表层部和中心部之间产生冷却速度之差，因此表层部会生成贝氏体等粗大的低温转变相，从而难以确保韧性。
特别是，将高强度超厚钢材应用于船舶等的主要结构物时，要求保证代表结构物稳定性的耐脆性裂纹扩展性的案例在增加。
然而，如上所述，将高强度钢制成超厚钢材时，如果生成低温转变相，就会发生耐脆性裂纹扩展性明显下降的现象，因此难以提高超厚高强度钢材的耐脆性裂纹扩展性。
另外，当制造高强度超厚钢材时，为了提高韧性，在非常低的温度下实施精轧，因此从粗轧完后到精轧之前，需要在从高温长时间空冷的状态下等待，从而造成粒度变得粗大以及生产率下降的问题。
当制造屈服强度为500mpa以上的高强度超厚钢材时，已知技术是使表层部粒度细化，以提高耐脆性裂纹扩展性。
作为如上所述使表层部粒度细化的现有技术，已知有精轧时采用表面冷却或者轧制时赋予弯曲应力以控制粒度的技术等。
然而，上述的现有技术虽然有助于使表层部的组织细化，但是不能解决余下组织的粗大化所导致的冲击韧性下降的问题，因此不能作为应对耐脆性裂纹扩展性的根本对策，而且技术本身应用于普通的量产体系时，估计也会导致生产率大大降低，还无法避免粗轧和精轧中间长时间空冷等待所导致的生产率下降。
另外，已知有一种技术是大量添加有助于提高韧性的元素如ni等，以提高耐脆性裂纹扩展性。
然而，当大量添加ni等元素时，虽然可提高耐脆性裂纹扩展性，但由于ni是高价元素，因此从制造成本方面考虑很难应用在商业上。
技术实现要素：
技术问题
本发明一方面提供耐脆性裂纹扩展性优异的高强度超厚钢材。
本发明另一方面提供以高生产率制造耐脆性裂纹扩展性优异的高强度超厚钢材的方法。
技术方案
本发明一方面提供一种耐脆性裂纹扩展性优异的超厚钢材，其以重量％计包含0.03～0.09％的c、1.4～2.2％的mn、0.2～0.9％的ni、0.005～0.05％的nb、0.005～0.04％的ti、0.1～0.5％的cu、0.05～0.5％的si、0.01～0.05％的al、100ppm以下的p、40ppm以下的s、余量的fe及其他不可避免的杂质，表层部由多边形铁素体和贝氏体的混合相组成，厚度的1/2t～1/4t(其中，t为钢材厚度)部分由50体积％以上的针状铁素体和50体积％以下的贝氏体组成，在钢材整体厚度上具有贝氏体(bainite)单相组织的区域的分数为20％以下。
所述钢材优选中心部显微组织的具有大角度晶界的粒度平均可为20微米以下。
所述钢材优选屈服强度可为500mpa以上。
所述钢材优选中心部冲击转变温度可为-40℃以下。
所述钢材优选可具有50mm以上的厚度。
本发明另一方面提供一种耐脆性裂纹扩展性优异的超厚钢材的制造方法，其包含：对钢板坯以1150～1000℃的温度进行再加热的步骤，所述钢板坯以重量％计包含0.03～0.09％的c、1.4～2.2％的mn、0.2～0.9％的ni、0.005～0.05％的nb、0.005～0.04％的ti、0.1～0.5％的cu、0.05～0.5％的si、0.01～0.05％的al、100ppm以下的p、40ppm以下的s、余量的fe及其他不可避免的杂质；
在1150～900℃的温度下对所述再加热后的板坯进行粗轧的步骤；
将所述粗轧后的棒材(bar)利用冷却手段进行冷却的步骤；
将所述冷却后的棒材以表面为准回热至ac3以上的温度的步骤；
对所述回热后的棒材以1/4t为准在ar3以上的温度下进行终轧的步骤；以及
终轧后以3℃/s以上的冷却速度冷却至600℃以下的温度的步骤，
所述棒材的冷却是以棒材的表层部具有低于ac3的温度且1/4t(其中，t是棒材厚度)区域具有高出终轧开始温度50℃以上的温度的方式实施。
发明效果
根据本发明，可以高生产率方式提供耐脆性裂纹扩展性优异的高强度超厚钢材。
具体实施方式
下面详细描述本发明的优选实例。
根据本发明的一个方面的耐脆性裂纹扩展性优异的超厚钢材，其以重量％计包含0.03～0.09％的c、1.4～2.2％的mn、0.2～0.9％的ni、0.005～0.05％的nb、0.005～0.04％的ti、0.1～0.5％的cu、0.05～0.5％的si、0.01～0.05％的al、100ppm以下的p、40ppm以下的s、余量的fe及其他不可避免的杂质，表层部由多边形铁素体和贝氏体的混合相组成，厚度的1/2t～1/4t(其中，t为钢材厚度)部分由50体积％以上的针状铁素体和50体积％以下的贝氏体组成，在钢材整体厚度上具有贝氏体(bainite)单相组织的区域的分数为20％以下。
下面对钢材的成分及其含量进行说明。
c：0.03～0.09％(下面各成分的含量单位是重量％)
c是本发明中用于确保基本强度的重要元素，因此钢中需要包含适当范围的c。如果c含量大于0.09％，则促进焊接热影响区生成大量的岛状马氏体和低温转变相，从而导致韧性下降，如果c含量小于0.03％，则导致强度下降，因此c含量限制在0.03～0.09％。所述c含量优选限制在0.04～0.09％，更优选可限制在0.05～0.08％。
mn：1.4～2.2％
mn是通过固溶强化提高强度以及提高可淬性以生成低温转变相的有用元素，需要添加1.4％以上的mn，以满足500mpa以上的强度。如果添加大于2.2％的mn，则可淬性过于增加导致促进上贝氏体(upperbainite)和马氏体生成，从而大大降低冲击韧性和耐脆性裂纹扩展性，因此mn含量限制在1.4～2.2％。所述mn含量优选限制在1.5～2.1％，更优选可限制在1.6～2.0％。
ni：0.2～0.9％
ni是在低温下容易形成位错交叉滑移(crossslip)而提高冲击韧性以及提高可淬性而提高强度的重要元素，为了提高具有500mpa以上的屈服强度的高强度钢中的冲击韧性和耐脆性裂纹扩展性，优选添加0.2％以上的ni，如果添加量大于0.9％，就会使可淬性过于上升，从而导致生成低温转变相降低韧性，还存在制造成本上升的问题，因此ni含量上限优选限制为0.9％。所述ni含量优选限制在0.3～0.9％，更优选可限制在0.4～0.8％。
nb：0.005～0.05％
nb提高可淬性并以nbc或nbcn形式析出，从而提高母材强度。此外，高温再加热时固溶的nb在轧制时以nbc形式非常微细地析出，从而具有抑制奥氏体的再结晶使组织微细化的效果。因此，为了获得这样的添加效果，nb优选添加0.005％以上，但是当过量添加时，有可能导致钢材的边缘产生脆性裂纹，因此nb含量上限限制为0.05％。所述nb含量优选限制在0.01～0.04％，更优选可限制在0.015～0.03％。
ti：0.005～0.04％
ti是再加热时析出成tin抑制母材和焊接热影响区的晶粒生长而大大降低低温韧性的元素，为了有效地析出成tin，ti需要添加0.005％以上。但是，如果添加量大于0.04％过量添加，就会造成连铸水口堵塞或者中心部粗大tin结晶化或者以粗大的(tinb),(c,n)形式析出降低韧性的问题，因此ti含量限制在0.005～0.04％。所述ti含量优选限制在0.01～0.03％，更优选可限制在0.012～0.025％。
cu：0.1～0.5％
cu是提高可淬性、引起固溶强化而提高钢材强度且在采用回火(tempering)时通过ε-cu析出物的生成来提高屈服强度的重要元素，为了获得这样的添加效果，cu优选添加0.1％以上。但是，当过量添加时，炼钢工艺中可能会产生高温脆性(热脆性，hotshortness)导致的板坯裂纹，因此所述cu含量的上限优选限制为0.5％。所述cu含量优选限制在0.1～0.4％，更优选可限制在0.2～0.4％。
si：0.05～0.5％，al：0.01～0.05％
si、al是在炼钢及连铸工艺时使得溶解在钢水中的氧以熔渣形式析出进行脱氧操作所需的合金元素，当利用转炉制造钢材时，si含量必须为0.05％以上，al含量必须为0.01％以上。但是，如果过量添加，则可能会生成粗大的si、al复合氧化物或者显微组织内大量生成粗大的岛状马氏体，因此si优选添加0.5％以下，al优选添加0.05％以下。
p：100ppm以下，s：40ppm以下
p、s是在晶界导致脆性或者形成粗大的夹杂物而导致脆性的元素，为了提高耐脆性裂纹扩展性，p含量优选限制在100ppm以下，s含量优选限制在40ppm以下。
下面对钢材的显微组织和性能进行说明。
本发明的钢材表层部的显微组织由多边形铁素体和贝氏体的混合相组成，从钢材中心部至1/4t部分[厚度的1/2t～1/4t(其中，t为钢材厚度)部分]的显微组织由50体积％以上的针状铁素体和50体积％以下的贝氏体组成。
对于所述钢材的表层部，可以定义为例如从表面至表面下10mm的区域。
例如，对于钢材表层部的显微组织，如果是表面下2mm的部分，则优选由包含70～90体积％的多边形铁素体和10～30体积％的贝氏体的混合相组成，如果是表面下10mm的部分，则优选由包含20～30体积％的多边形铁素体和70～80体积％的贝氏体的混合相组成。
在所述钢材整体厚度上具有贝氏体(bainite)单相组织的区域的分数为20％以下。
在本发明中，终轧之前的棒材具有奥氏体组织，而棒材的表层部通过对粗轧后的棒材以适当的条件进行冷却和回热工艺具有微细的组织，如贝氏体相(phase)、针状铁素体相或它们的混合相等逆转变的微细的奥氏体。
由于如上所述的基于表层部逆转变的奥氏体微细化，空冷铁素体转变温度会上升，因此在终轧后冷却工艺之前微细的奥氏体的至少一部分会转变成铁素体，而没有转变成铁素体的奥氏体通过冷却会转变成贝氏体。
因此，钢材表层部的显微组织会具有铁素体和贝氏体的混合相。
如此，通过使钢材表层部的显微组织由铁素体和贝氏体的混合相组成，可以实现在钢材整体厚度上具有贝氏体(bainite)单相组织的区域的分数为20％以下。
如果在钢材整体厚度上具有贝氏体(bainite)单相组织的区域的分数大于20％，则导致耐脆性裂纹扩展性下降。
所述c、mn和ni含量越增加，整体贝氏体的分数越增加，由此强度也会增加。
所述钢材优选中心部显微组织的具有大角度晶界的粒度平均可为20微米以下。
如果具有大角度晶界的粒度平均大于20微米，则有可能导致耐脆性裂纹扩展性下降。
所述钢材优选屈服强度可为500mpa以上。
所述钢材优选中心部冲击转变温度可为-40℃以下。
所述钢材优选可具有50mm以上的厚度。
下面对本发明的制造钢材的方法进行说明。
本发明的钢材制造方法包含板坯再加热-粗轧-棒材(bar)冷却-回热-终轧-冷却的工艺。
板坯再加热温度：1150～1000℃
在对板坯进行粗轧之前，对板坯以1150～1000℃的温度进行再加热。
所述板坯加热温度优选为1000℃以上，以使铸造中形成的ti和/或nb的碳氮化物固溶。
更优选以1050℃以上的温度进行加热，以使ti和/或nb的碳氮化物充分固溶。但是，如果以过高的温度对板坯进行再加热，则有可能导致奥氏体粗大化，因此所述板坯再加热温度优选为1150℃以下。
粗轧温度：1150～900℃
对于再加热后的板坯，为了调整其形状，加热后实施粗轧。
粗轧温度为奥氏体的再结晶停止的温度(tnr)以上。通过进行轧制，可以破坏铸造中形成的枝晶等铸造组织，同时还可以获得通过粗大奥氏体的再结晶使粒度变小的效果。
为了获得这样的效果，粗轧温度优选限制在1150～900℃。
为了引起充分的再结晶以使组织微细化，优选粗轧时总累积压下率为40％以上。
棒材(bar)冷却：
将粗轧完的棒材(bar)利用冷却手段快速冷却至终轧温度以上。通过冷却，棒材表层部中会生成微细的组织。例如，通过冷却，棒材表层部可以生成贝氏体相、针状铁素体相或它们的混合相等。
冷却结束温度优选以1/4t为准高出终轧开始温度50℃以上，冷却速度优选以1/4t为准0.5℃/s(秒)以上。
如果所述冷却结束温度高出终轧开始温度小于50℃，则不会充分发生表层部的回热，冷却时生成在表层部的微细的组织如贝氏体相、针状铁素体相或它们的混合相等不会再逆转变成奥氏体，存在韧性下降的可能性。因此，所述冷却结束温度优选限制在高出终轧开始温度50℃以上的温度。
另外，如果所述冷却结束温度高出终轧开始温度100℃，则由于回热后温度过高，奥氏体会生长导致粒度变大，或者由于回热完后至终轧为止温差大，需要长时间等待，存在生产率下降的可能性。因此，所述冷却结束温度优选限制在高出终轧开始温度100℃以下的温度。
如果所述冷却速度以1/4t为准小于0.5℃/s(秒)，则可能会发生棒材中心部的再结晶的奥氏体组织的粗大化，从而导致终轧钢材的冷却后的中心部显微组织的具有大角度晶界的粒度平均大于20微米，因此所述冷却速度优选以1/4t为准0.5℃/s(秒)以上，进一步优选以1/4t为准1～10℃/s(秒)，更优选2～5℃/s(秒)。
如上所述，通过棒材的冷却，可以防止空冷过程中再结晶的奥氏体组织变得粗大化，最终获得使显微组织变得微细的效果。
此外，通过防止终轧之前发生长时间的空冷等待，可以获得提高生产率的效果。
回热：表层部为准ac3以上的温度
粗轧后，将通过冷却手段进行冷却的棒材空冷一定时间，以使过于冷却的表层部的温度回热。为了使棒材冷却时生成在表层部的微细的组织如贝氏体相、针状铁素体相或它们的混合相等再转变成奥氏体，即为了逆转变，回热时优选回热至表层部温度达到ac3以上的温度，进一步优选的表层部温度为ac3℃～ac3+100℃，更优选的表层部温度为ac3+20℃～ac3+70℃。
对于所述棒材的表层部，可以定义为例如从表面至表面下10mm的区域。
如上所述，随着回热，所述冷却时生成的棒材表层部的微细的组织如贝氏体相、针状铁素体相或它们的混合相等会逆转变成奥氏体，从而生成微细的表层部奥氏体，由此空冷铁素体转变温度上升，可以获得降低钢材中的贝氏体单相组织生成的效果。
所述微细的组织如贝氏体相、针状铁素体相或它们的混合相等中逆转变的奥氏体的粒度例如可为50微米(μm)以下。
终轧温度：1/4t为准ar3以上
对粗轧后的棒材在未再结晶区域实施终轧。终轧结束温度为铁素体生成温度(ar3)以上。如果在小于ar3的温度下进行轧制，则在厚度方向上整个显微组织中大量生成空冷铁素体，因此存在难以确保500mpa以上的屈服强度的可能性。
终轧后冷却条件：以3℃/s以上的冷却速度冷却至600℃以下，结束冷却
由于如上所述的基于表层部的逆转变的奥氏体微细化，空冷铁素体转变温度会上升，因此在终轧后冷却工艺之前微细的奥氏体的至少一部分会转变成铁素体，而没有转变成铁素体的奥氏体通过冷却会转变成贝氏体。
因此，钢材表层部的显微组织会具有铁素体和贝氏体的混合相。
将所述终轧后钢材以3℃/s以上的冷却速度冷却至600℃以下。
当终轧后冷却时，如果冷却速度低于3℃/s或者在高于600℃的温度下结束冷却，则不会形成适当的显微组织，存在屈服强度小于500mpa的可能性。
所述钢材优选可具有50mm以上的厚度。
经过上述的制造方法可以制造出如下钢材：钢材的表面显微组织由多边形铁素体和贝氏体的混合相组成，从钢材的中心部至1/4t的部分由50％以上的针状铁素体和50％以下的贝氏体组成，在钢材整体厚度上具有贝氏体单相组织的区域的分数为20％以下。
所述钢材优选中心部显微组织的具有大角度晶界的粒度平均可为20微米以下。
所述钢材优选屈服强度可为500mpa以上。
所述钢材优选中心部冲击转变温度可为-40℃以下。
如此，可以提供屈服强度为500mpa以上且中心部冲击转变温度为-40℃以下的高强度超厚钢材，通过控制钢组分及制造条件来确保耐脆性裂纹扩展性优异的产品的显微组织，并且通过棒材的冷却和回热来缩短粗轧后至精轧为止发生的空冷等待时间，以提高生产率及确保粒度微细化。
尤其，本发明中对粗轧后的棒材(bar)利用冷却手段实施冷却，因此减少空冷等待时间以及防止奥氏体生长，从而可以提高生产率，还可以将钢材中心部显微组织的具有大角度晶界的粒度保持在平均为20微米以下。
如上所述，通过控制钢组分以及在制造工艺特别是在粗轧后终轧工艺之前按照适当的条件进行冷却和回热工艺，可以高生产率方式提供耐脆性裂纹扩展性优异的高强度超厚钢材。
发明实施方式
下面通过实施例更具体地描述本发明。需要注意的是，下述实施例只是用于例示本发明，并不是用于限制本发明的权利范围。因为，本发明的权利范围取决于权利要求书中记载的内容以及由此合理导出的内容。
下面通过实施例描述本发明。
(实施例)
对具有下表1的组分的厚度为400mm的钢板坯以1070℃的温度进行再加热后，在1025℃的温度下实施粗轧，从而制造出棒材。粗轧时采用了相同的累积压下率，累积压下率为50％。
所述粗轧后的棒材的厚度为200mm，所述粗轧后实施棒材冷却，然后实施了回热，下表2的表面回热温度是指棒材冷却后基于棒材厚度的1/4t和1/2t的温差小于20℃的时间点的表面温度测定值。所述棒材的冷却是以棒材的表层部具有低于ac3的温度且1/4t(其中，t是棒材厚度)区域具有高出终轧开始温度50℃以上的温度的方式实施。在这种情况下，棒材冷却时的冷却速度为1～5℃/秒。
回热完后立即实施终轧而得到具有下表2的厚度的钢板，然后以3.5～5℃/秒的冷却速度冷却至500～300℃范围的温度。
【表1】
【表2】
对于按照上表1和表2制造的钢材，将显微组织分析结果和屈服强度/中心部冲击转变温度结果示于下表3中。
此外，对钢材利用esso设备在-10℃下实施止裂试验(cat，crackarresttest)评价，并将裂纹扩展(propagate)/止裂(arrest)与否示于表3中。
下表3的中心部粒度是指通过ebsd方法进行测定并利用测定结果计算出具有15度以上的大角度的晶界后测定的值。
【表3】
在上表3中，pf表示多边形铁素体(polygonalferrite)，p表示珠光体(pearlite)，af表示针状铁素体(acicularferrite)，b表示贝氏体(bainite)。
如上表3所示，对比例1和2由于棒材冷却后回热温度为ac3以下的温度，棒材冷却时生成的表层部贝氏体组织没有再转变成奥氏体，留下粗大的贝氏体，因此贝氏体单相组织区域超过20％，并且在展示耐脆性裂纹扩展性的-10℃止裂试验中裂纹没有止裂而是扩展。
对比例1和2由于回热到ac3以下的温度，因此不会发生从冷却时生成的贝氏体再转变成奥氏体的100％转变，只有一部分发生转变，因此无法测定回热后逆转变的奥氏体的粒度。
对比钢3和4由于没有采用本发明中提出的棒材冷却，尽管显微组织分数落入本发明中提出的范围，随着中心部显微组织在粗轧后空冷过程中变得粗大化，中心部平均粒度达到20微米以上，因此中心部冲击转变温度为-40℃以上，并且在展示耐脆性裂纹扩展性的-10℃止裂试验中裂纹没有止裂而是扩展。
对比例5由于具有高于本发明中提出的c上限的值，过度的可淬性导致生成大量的贝氏体组织，因此中心部冲击转变温度为-40℃以上，并且在展示耐脆性裂纹扩展性的-10℃止裂试验中裂纹没有止裂而是扩展。
对比例6由于具有高于本发明中提出的mn上限的值，过度的可淬性导致生成大量的贝氏体组织，因此中心部冲击转变温度为-40℃以上，并且在展示耐脆性裂纹扩展性的-10℃止裂试验中裂纹没有止裂而是扩展。
对比例7由于具有低于本发明中提出的c、mn下限的值，可淬性不足导致生成大量的多边形铁素体和珠光体组织，因此屈服强度为500mpa以下。
对比例8由于具有高于本发明中提出的ni上限的值，过度的可淬性导致生成大量的贝氏体组织，因此中心部冲击转变温度为-40℃以上，并且在展示耐脆性裂纹扩展性的-10℃止裂试验中裂纹没有止裂而是扩展。
对比例9由于具有高于本发明中提出的ti、nb上限的值，过度的可淬性导致生成大量的贝氏体组织并析出粗大的tin或(tinb),(c,n)，因此在展示耐脆性裂纹扩展性的-10℃止裂试验中裂纹没有止裂而是扩展。
相比之下，发明例1～5满足本发明中提出的成分范围，在粗轧后实施棒材冷却，然后将表层部回热至高于ac3的温度，发明例1～5的中心部粒度为20微米以下微细，相对于钢材整体厚度区域的贝氏体单相区域为20％以下，表层部即中心部～1/4t部分的显微组织由50％以上的针状铁素体和50％以下的贝氏体组成。因此，发明例1～5的屈服强度为500mpa以上，中心部冲击转变温度为-40℃以下，并且显示出-10℃止裂试验中裂纹止裂的优异的耐脆性裂纹扩展性。