专利名称：：厚壁高强度钢板及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及脆性裂纹扩展停止特性(以下也称为止裂性，arrestability。)优良的厚壁高强度钢板(以下也称为厚壁高强度高止裂钢板或高止裂钢板。)及其制造方法。特别是，本发明涉及板厚为50mm以上的厚壁材料(以下也称为厚壁材料。)且即使屈服强度为390460MPa级，达到Kca二6000N/mm"的温度(以下也称为止裂性指标TKea=6,。)也为一10'C以下的脆性裂纹扩展停止特性优良的厚壁高强度钢板及其制造方法。再有，应用本发明的钢板适用于造船、建筑、桥梁、罐槽、海洋构造体等焊接结构体。此外，本发明钢板有时也以加工成钢管、柱等二次加工品的形式流通。本申请基于2007年3月5日在日本申请的特愿2007-54279号主张优先权，这里援引其内容。
背景技术：
：伴随着近年的钢结构体的大型化，对所用钢材要求厚壁且高强度化，同时从确保安全性的观点出发，对脆性裂纹扩展停止特性(止裂性)的要求变得严格。可是，一般如果强度或厚度增大，则确保止裂性的难度急剧增加，成为阻碍厚壁高强度钢板在钢结构体中应用的主要原因。同时，用户的短期交货的愿望也年年增高，强烈希望提高钢板制造工序中的生产率。作为提高钢材的止裂性的冶金学方面的主要因素，已经知道有(i)晶粒微细化、(ii)添加Ni、(iii)控制脆化第二相、(iv)控制织构等。作为(0的使晶粒微细化的方法，有专利文献1(特开平02-129318号公报)中记载的技术。它是在Ar3以上的未再结晶区实施了压下率为50%以上的轧制后，在700750'C的范围进行3050%的二相区轧制的方法。此外，作为使钢板的晶粒微细化的特殊的方法，有专利文献2(特公平06-004903号公报、专利文献3(特开2003-221619号公报)中记载的方法，这些方法是在轧制前或粗轧结束后冷却钢坯表面，在赋予了与内部的温度差的状态开始轧制并使其回热，从而在表层部生成细粒铁素体。关于(ii)的添加Ni，认为通过助长低温区的交叉滑移，抑制脆性裂纹的传播(参照非专利文献l:田村今男著，"鉄鋼材料強度学"，日刊工业新闻社发行，1969年7月5日，p.125。)，提高基体的止裂性(参照非专利文献2:长谷部、川口，"关于利用锥形DCB试验的添加Ni钢板的脆性破坏传播停止特性"，鉄&鋼，vol.61(1975)p.875丄作为(iii)的控制脆化第二相的方法，有在专利文献4(特开昭59-047323号公报)中记载的技术。它是使脆化相即马氏体微细分散在母相的铁素体中的技术。关于(iv)的织构控制，有专利文献5(特开2002-241891号公报)中记载的方法，该方法是用超低碳的贝氏体钢，在低温大气压下进行轧制，使(211)面与轧制面并行地发展。可是，专利文献1中记载的方法是以显微组织主体为铁素体、强度比较低、板厚也为20mm左右的低温用钢为对象的方法。因此，在用于本发明作为对象的板厚为50mm以上的厚壁材料时，从板坯厚的观点考虑难以确保压下率。此外，还存在温度等待时间延长、生产率显著下降的问题。此外，如果采用该文献记载的方法，也难以确保屈服强度在390MPa以上。在将专利文献2、3中记载的发明用于本发明作为对象的厚壁钢材时，存在以下问题即使组织形态相同也难以确保止裂性，表层铁素体微细化产生的效果相对减小。另外，还存在以下问题作为制造工艺其板厚方向的温度控制也变得更加困难，而且不得不加大回热过程中的轧制压下率，从而严重阻碍生产率。此外，如上述(ii)所述，如果只通过添加Ni来制造具有所希望的止裂性的钢板，则存在过于增加合金成本的问题。因而，为了削减Ni添加量，即使通过并用添加Ni和组织微细化等来确保止裂性，由于还未进行有关将与添加Ni并用的其它因素对止裂性的影响进行分离、定量化的试验，因此具有很难说添加Ni型高止裂钢板的制造方针已经被明确化的状况。此外，在厚壁材料中，如专利文献4中记载的发明，难以使马氏体微细地分散。而且，在厚壁高强度钢板中，此种脆化相有可能使脆性破坏发生特性降低。此外，如果将专利文献5中记载的发明用于厚壁材料，则存在轧制效率极端降低、不适合工业化生产的问题。如上所述，尚未确立可以稳定且高效率地制造本发明作为对象的、板厚为50mm以上的厚壁材料、且即使屈服强度为390460MPa级止裂性指标丁K^6,也为一l(TC以下的可用于大型结构体高止裂性钢板的技术。
发明内容本发明是考虑上述情况而完成的，其目的在于提供厚壁高强度钢板及其制造方法，该高强度厚壁钢作为大型结构用钢具有良好的止裂性，而且工业上可稳定且高效率地制造，脆性裂纹扩展停止特性优良。本发明涉及可解决上述问题的、脆性裂纹扩展停止特性优良的厚壁高强度钢板及其制造方法，其要旨如下所述。一种脆性裂纹扩展停止特性优良的厚壁高强度钢板，其特征在于，以质量％计含有C:0.010.14%、Si:0.030.5%、Mn:0.32.0%、P:0.020%以下、S:0.010%以下、Ni:0.54.0%、Nb:0.0050.050%、Ti:0.0050.050%、Al:0.0020.10%、N:0.00100.0080%，余量含有Fe及不可避免的杂质，且按下述(1)式规定的Ceq为0.300.50Q/。；其显微组织以体积分率计为60%以上的贝氏体为主体，且珠光体的分率为5%以下，而且，在从正面以及背面到板厚的5%深度的表层区域的显微组织中，当量圆直径超过25um的粗大铁素体的分率为10%以下，且渗碳体的平均当量圆直径为0.5um以下；在将与板轧制方向垂直的断面作为T断面，将与该T断面内的板面平行的方向作为T方向时，对该T断面内的除去所述表层区域的内部区域进行采用电子背散射衍射(ElectronBackScatteringPattern:以下称为EBSP。)的晶体取向解析，并将所述T断面组织分割成各个晶体取向(crystalorientation)相同的区域(以下称为各向同性取向区域。)，进而对被该各向同性取向区域分割的T断面组织应用根据JISG0551的切断法，引出所述T方向的任意的测定线；在该测定线上，除去当量圆直径低于8Pm的各向同性取向区域，将角度低于20。的在所述测定线上连续相邻的多个各向同性取向区域与在所述测定线上邻接的当量圆直径低于8"m的各向同性取向区域一并看作为一个区域(以下称为等效裂纹扩展阻止区域，equalcrackpropagationresistancearea。)时，该等效裂纹扩展阻止区域的利用所述切断法算出的平均当量圆直径(以下称为有效晶粒直径。)大于等于8ym且不超过下述(2)式的d(um)，其中所述角度是在连续相邻的多个当量圆直径为8iim以上的各向同性取向区域的各自3个<001〉轴内，与T方向最近的<001>轴之间相互形成的角度(以下称为裂纹扩展偏向角。)。Ceq=[C]+[Mn]/6+([Cu]+[柳力5十([Cr]+[Mo]+[V])/5…(l)d=(7.11X[Ni]+ll)X(1.2—t/300)…(2)其中，[X]表示元素X的含量(质量％)，t表示板厚(mm)。[2]根据上述[l]所述的脆性裂纹扩展停止特性优良的厚壁高强度钢板，其特征在于，以质量％计进一步含有Cu:0.051.5°/。、Cr:0.051.0%、Mo:0.051.0%、V:0.0050.10%、B:0.00020.0030%中的1种或2种以上。根据上述[1]或[2]所述的脆性裂纹扩展停止特性优良的厚壁高强度钢板，其特征在于，以质量％计进一步含有Mg:0.00030.0050%、Ca:0細50細0%、REM:0.00050.010°/。中的1种或2种以上。一种脆性裂纹扩展停止特性优良的厚壁高强度钢板的制造方法，其特征在于，将具有上述[1][3]中任一项所述的组成的钢坯加热到9501150°C，在90(TC以上的温度下进行了累积压下率为30%以上的粗轧后，在大于等于Af3且不超过下述(3)式的T(°C)的温度下，且按40%以上的累积压下率进行精轧，然后从Ar3以上的温度，以板厚平均计为8'C/s以上的冷却速度加速冷却到50(TC以下的温度。T=(37X[Ni]+8lO)X(1.l—t/500)…(3)其中，[Ni]表示Ni含量(质量％)，t表示板厚(mm)。[5]根据上述[4]所述的脆性裂纹扩展停止特性优良的厚壁高强度钢板的制造方法，其特征在于，在所述加速冷却结束后，在300600'C的温度下进行回火处理。通过应用本发明，能够利用稳定且高效率的制造方法提#^板厚为50mm以上的厚壁材料、且即使屈服强度为390460MPa级止裂性指标TKca=6000也为一1(TC以下、适合大型结构体的高止裂钢板，因而产业上的效果非常大。图1是利用EBSP解析了晶体取向图和等效裂纹扩展阻止区域的边界的结果的一个例子。图2是表示伴随着Ni添加量的止裂性的变化的曲线图。图3是表示Ni量和有效晶粒直径对止裂性产生影响的曲线图。图4是表示珠光体分率和止裂性的关系的曲线图。图5是表示渗碳体的平均当量圆直径和止裂性的关系的曲线图。图6是表示从正面以及背面到板厚5%的区域内的当量圆直径超过25um的粗大铁素体的分率和止裂性的关系的曲线图。图7是表示用于赋予规定的止裂性所需的Ni量和有效晶粒直径的关系的曲线图。图8是表示用于赋予规定的止裂性所需的有效晶粒直径的板厚依赖性的曲线图。图9是表示用于赋予规定的止裂性所需的Ni量和精轧温度的关系的曲线图。图IO是表示用于赋予规定的止裂性所需的精轧温度的板厚依赖性的曲线图。具体实施例方式以下，对本发明的实施方式进行详细的说明。本发明者们以具有贝氏体主体(以体积分率计为60%以上)的显微组织的钢为对象，进行了屈服强度390460MPa级钢的止裂性支配因素的实验性研究，发现了即使是板厚为50mm以上的厚壁材料也能确保止裂性的方法。本发明的重点在于下记(1)(5)的新发现。(1)脆性裂纹扩展时的破坏的单位不与表观的晶粒直径对应，而与通过采用EBSP的晶体取向解析而得到的粒径非常好的相对应。具体地讲，在使在与轧制方向呈直角的丁方向最近的<001>轴一致所需的角度(裂纹扩展偏向角)在20°以上的晶界(除去当量圆直径低于8um的晶粒。)围成的晶粒中，等效裂纹扩展阻止区域的平均当量圆直径(有效晶粒直径)(包括当量圆直径低于8l^m的晶粒。)和止裂性的相关性良好。(2)如果添加0.5%以上的Ni，明显地显示出止裂性的提高效果。Ni的效果和细粒化的效果相独立，大致成立加法运算规则。也就是说，即使组织变粗也能确保与添加了Ni同等的止裂性，精轧温度的高温化等制造负荷可降低。(3)即使有效晶粒直径是微细的，如果珠光体分率超过5%，则粗大的珠光体容易成为脆性破坏的起点，止裂性也下降。为了避免该情况，需要控制加速冷却过程中的冷却速度及停止温度。(4)平均当量圆直径为0.5um以下的微细的渗碳体有助于提高止裂性。为了微细地保持渗碳体的尺寸，需要控制轧制后的加速冷却、及接着进行的热处理条件。(5)如果生成于表层部的粗大的铁素体分率超过10%,例如板厚平均的有效晶粒直径即使是微细的，止裂性也下降。为了避免该情况，需要进行控制以使精轧温度、冷却开始温度不会过度下降。以下，对构成本发明的各要件进行详细的说明。一般支配贝氏体钢的韧性的基本组织单位不是原奥氏体粒径，是被称为"板条束(Packet)"或"板条块(block)"的区域(关于"板条束"、"板条块"，参照非专利文献松田、井上、三村、冈村，"低合金调质高张力钢的韧性和有效晶粒直径"，Proc.ofInt.sympo.onTowardImprovedDuctilityandToughness,ClimaxMolybdenumCo.,Kyoto(1971)，p.47。)的尺寸，该尺寸越小韧性越提高。可是，在通常的利用光学显微镜的组织观察中，难以测定板条束或板条块的尺寸，而且，在铁素体混合存在的情况下，客观地定义基本组织单位是非常困难的。因而，本发明者们首先采用不含Ni的钢坯，在各种条件下制造板厚为50mm的钢板，为评价止裂性，基于WES3003中记载的方法，采用在500mm的正方形试片上加工有29mm深的缺口的试验片，进行了温度梯度型ESSO试验。其后用扫描型电子显微观察试验片的断面，对被称为"撕裂脊(tearridge)"的延性破坏部包围的裂开面的单位(断口单位)进行测定，确认在其和止裂性之间具有良好的相关性。接着，对与上述断口垂直的断面进行EBSP测定，通过断口正下方的晶粒的晶体取向解析结果和断口照片进行比较，详细研究了成为断口单位边界的条件。图1中示出其一个例子。图1中基于EBSP取向图(也称为方位图)对各向同性取向区域内的代表点进行了解析，示出了由认为是裂开面的{100}面构成的立方体、及假设为裂纹沿着{100}面传播时假想的方向。图1中的数字是使最近的<001〉轴一致所需的角度(裂纹扩展偏向角)，是通过容许与T方向垂直的{100}面的旋转使其一致所需的角度。由此，裂纹扩展方向明显变化的，如(a)、(b)、(c)、(f)所示，是裂纹扩展偏向角为20°以上的情况，从断口观察结果确认实际上成为断口单位边界。但是，即使是角度在20°以上，如(d)(e)所示，有时在尺寸小的区域也不改变传播方向。推断这与裂纹的蔓延或部分地存在的延性断口对应。在当量圆直径低于8ym的区域发现这样的例子，确认即使通过断口观察也没有形成明确的边界。在求有效晶粒直径时，在存在低于8iim的区域的情况下，通过使其与邻接的任意区域形成一体，研究其两侧的区域之间的偏向角，确定等效裂纹扩展阻止区域的边界即可。如上所述，根据EBSP解析结果，除了低于8um的晶粒以外，只要确定裂纹扩展偏向角为20°以上的边界，算出被该边界围住的区域的平均当量圆直径，就能推断有效晶粒直径。详细研究了如此测定的有效晶粒直径和止裂性的关系，结果判明为了赋予可用于大型结构用钢的水平的止裂性，需要在800'C以下的低温下实施精轧,另一方面要将屈服强度达到3卯MPa以上，需要确保冷却开始温度，因而高效率且稳定地进行制造是非常困难的。因此作为解决上述问题的方法，详细研究了添加Ni产生的效果。为了使显微组织、强度大致同等，采用通过将Ni、Mn的平衡进行各种改变而铸造的钢坯，在相同的制造条件下制造了板厚为50mm及80mm的钢板，通过ESSO试验研究了止裂性。其结果是，尽管几乎没有发现有效晶粒直径发生变化，但是确认了Ni量越多止裂性越提高的倾向。图2中示出此情况。这里，通过脆性裂纹扩展特性达到Kc^6000N/mm"的温度(TKea=6(K)())评价了止裂性。从图2看出，如果Ni量达到0.5%以上，则止裂性明显提高。如果观察ESSO试验片的断口，则发现随着Ni量，三维的凹凸变得显著的情况。认为这是由于通过固溶Ni助长交叉滑移，裂纹的扩展方向更无规则化。接着，以将添加Ni和有效晶粒直径微细化的效果进行分离、定量化为目的，调查了在各种条件下轧制上述含有Ni的钢坯而得到的钢板的止裂性。其结果是，发现细粒化形成的止裂性提高效果不依赖于Ni量，大致可加法运算。图3中示出此状态。也就是说，通过应用适量的Ni，即使不使有效晶粒直径微细化，也能够确保止裂性。所以，在相对于Ni合金成本而言，更谋求钢材制造效率的情况下，通过添加Ni，可使精轧温度高温化，縮短温度等待时间，因此可显著提高厚壁材料的生产率。本发明者们对于有效晶粒直径以外的组织因素对止裂性的影响也进行了研究。这是因为发现了尽管有效晶粒直径是微细的但止裂性还不充分的情况。其一个因素是混合存在于贝氏体主体的组织中的珠光体。如果珠光体组织的分率提高，则因大的珠光体增加，其成为脆性破坏的起点，而有止裂性也劣化的倾向。因此，如图4所示，需要使珠光体分率在5%以下。此外，还特别确认了含在贝氏体中的渗碳体的尺寸也影响止裂性。如图5所示，如果渗碳体的平均当量圆直径超过0.5um，则止裂性下降。推断这是因为，微细的渗碳体在主裂纹扩展之前，在与基体的界面上生成显微裂纹，缓和裂纹前端的应力状态。另一方面，如果渗碳体粗大化，则与珠光体一样，成为诱发脆性破坏的要因，止裂性也下降。进一步判明表层部生成的粗大的铁素体也使止裂性降低。在比Ar3低的温度下轧制淬火性相对低的钢、或即使在Ar3以上结束轧制但加速冷却的开始低于Af3的情况下，生成该表层粗大的铁素体，如图6所示，只要从正面以及背面到板厚的5%的区域的当量圆直径超过25um的铁素体的分率为10%以下，就能避免止裂性的显著下降。考虑到以上的组织因素，同时为了使厚壁高强度高止裂性钢板的制造方针明确化，采用满足有关上述珠光体、渗碳体、表层铁素体的条件的钢板，更详细地分析了有效晶粒直径、Ni量、板厚对止裂性的影响。其结果是，发现作为有效晶粒直径的条件，下记d以下是必要的。d=(-7.llx[Ni%]+ll)X(l.2-t/300)这里，[Ni]表示Ni含量(质量％)，t表示板厚(mm)。对于上述d，其是以有效晶粒直径和Ni对板厚为50mm的钢材的止裂性产生的影响为基准、并基于从图7导入的一次式与研磨含有2%的Ni的板厚为80mm的钢材的表背面使板厚变化时的试验结果、组合从图8导入的板厚效果的式子而得出的。在有效晶粒直径大于上述d的情况下，脆性裂纹从某些晶粒向其它晶粒传播时形成的撕裂脊的频率不足，因而抑制裂纹扩展的效果减小，止裂性下降。接着，对本发明中的制造条件的限定理由进行说明。在本发明中，将钢坯的加热温度规定为950115(TC。如果再加热温度低于950°C，则合金元素的固溶不充分，成为材质不均的原因，如果超过115(TC，则有可能使奥氏体粒径粗大化，最终的组织微细化变得困难。下面的粗轧需要在卯O'C以上的温度下、按30%以上的累积压下率进行。如果不满足这些条件，则不能充分进行奥氏体晶粒的再结晶，成为混晶组织，并可成为材质不均匀的原因。接着进行的精轧从支配止裂性的有效晶粒直径微细化的观点出发是最重要的工序，以大于等于Ai3(冷却时，开始从奥氏体析出铁素体的温度)且不超过下记T(°C)的温度、且按40%以上的累积压下率实施。T=(37X[Ni]+810)X(1.l-t/500)这里，[Ni]表示Ni含量(质量％)，t表示板厚(mm)。对于上述T，其是将基于上述的实验结果、并基于从表示满足TKea=6,《一l(TC所需的Ni量和精轧温度的关系的图9而求出的一次式与采用含有2%的Ni的钢坯使板厚和精轧温度各种变化时的试验结果、组合从图10导入的板厚效果的式子而得出的。如果温度低于AT3，则表层部生成当量圆直径超过25ym的粗大的铁素体，使止裂性、强度、韧性、延性降低。另一方面，如果温度超过上述T或者累积压下率低于40%，则由于有效晶粒直径不能充分微细化，从而使止裂性下降。通过根据Ni添加量，选择比上述T稍低的温度，由此使精轧前的温度等待时间縮短，可高效率地制造厚壁高强度钢板。在精轧结束后，从Ai"3以上的温度、以板厚平均计为8°C/s的冷却速度加速冷却到50(TC以下的温度。如果冷却开始温度突破Ar3，则表层部的粗大铁素体分率超过10%，使止裂性下降。如果冷却速度低于8°C/s，或冷却停止温度高于50(TC，则不仅强度不足，而且有效晶粒直径的微细化也不充分，同时有助于止裂性提高的渗碳体粗大化、或珠光体生成超过5%，使止裂性下降。加速冷却后，为了调整强度、韧性，也可以在30060(TC的温度下进行回火处理。如果回火处理温度低于30(TC，则延性或韧性的改善不充分，如果超过600'C,则渗碳体粗大化，使止裂性下降。下面，对本发明的成分限定理由进行说明。C(碳)是有助于渗碳体生成、防止组织粗大化的元素，并且对于廉价地提高强度是不可缺的元素，因此添加0.01%以上。另一方面，如果添加量增加，则难以确保良好的大热量输入HAZ(HeatAffectedZone，热影响区)韧性，也容易使渗碳体粗大化，因此将0.14%作为上限。Si(硅)是廉价的脱氧元素，为了固溶强化基体，添加0.03%以上，但如果超过0.5%，则使焊接性和HAZ韧性劣化，因此将0.5%作为上限。Mn(锰)作为提高母材的强度和韧性的元素是有效的，因此添加0.3%以上，但如果过剩添加，则使HAZ韧性和焊接裂纹性劣化，因此将2.0%作为上限。P(磷)、S(硫)含量越小越好，但由于工业化地使其降低需要高的成本，因此对于P，将0.02%作为上限，对于S，将0.01%作为上限。Ni(镍)对于确保强度和提高止裂性、HAZ韧性是有效的元素，因此添加0.5%以上，但如果Ni量增加则使钢坯成本上升，因此将其限制在4.0%以下。Nb(铌)是通过微量添加而有助于组织微细化、相变强化、析出强化的元素，对于确保母材强度是有效的元素，因此添加0.005%以上，但如果过剩地添加，则使HAZ硬化，使韧性大大劣化，因此将0.050%作为上限。Ti(钛)通过微量添加有助于组织微细化、析出强化，通过微细TiN生成，对于提高母材的强度和韧性、HAZ韧性是有效的，因此添加0.005%以上，但如果过剩地添加，则使HAZ韧性大大劣化，因此将0.050%作为上限。Al(铝)是重要的脱氧元素，因此添加0.002%以上，但如果过剩地添加，则钢坯的表面质量等级遭到损害，形成对韧性有害的夹杂物，因此将0.10%作为上限。N(氮)与Ti一同形成氮化物，提高HAZ韧性，因此添加0.0010%以上，但如果过剩地添加，则产生固溶N造成的脆化，因此限定在0.0080%以下。基于以下的理由限定选择添加元素。Cu(铜)、Cr(铬)、Mo(钼)都能使淬火性提高，对于高强度化是有效的，因此添加0.05%以上。另一方面，如果过度地添加，则使HAZ韧性降低，因此将Cu限制在1.5%以下、将Cr及Mo限制在1.0。/。以下。V(钒)通过强化析出而有助于提高温度，因此添加0.005%以上，但如果添加超过0.10%，则使HAZ韧性降低，因此将其作为上限。B(硼)是提高淬火性的元素，通过适量添加对于提高钢的强度是有效的，但过度地添加则损害焊接性，因此将其限制在0.00020.0030%。Mg(镁)、Ca(钙)、REM:形成微细的氧化物或硫化物，有助于提高HAZ韧性，但过度地添加则使夹杂物粗大化，使韧性降低，因此将Mg限制在0.00030.0050%的范围、将Ca限制在0.00050.0030%的范围、将REM限制在0.00050.010。/。的范围。再有，所谓REM，是La、Ce等稀土元素。再有，为了兼顾母材强度和接头特性，需要将用下式表示的Ceq限制在0.300.50%的范围内。如果Ceq低于0.30。/。，则难以将板厚为50mm以上的厚壁材料的母材屈服强度确保在390MPa以上，如果超过0.50%，除了难以确保焊接性、接头韧性以外，强度变得过高，有可能连止裂性也降低。Ceq=[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])力5+([Cr]+[Mo]+[V])/5这里，[元素符号]表示元素的含量(质量％)。也就是说，如果将元素符号表示为X，则[X]表示元素X的含量(质量％)。实施例以下，通过实施例使本发明的效果更明确。再有，本发明并不限定于以下的实施例，在不变更其要旨的范围内可适宜变更地实施。采用具有表1的化学成分的钢坯，根据表2、表3的制造条件试制了板厚为5080mm的钢板。表4、表5中示出了组织、母材强度及止裂性。从钢板最表层部的T断面的光学显微镜照片，通过图像解析测定了表层粗大铁素体分率(表层粗大a分率)。从钢板的正面下方5mm、板厚的1/4相当部、板厚中心部的T断面的光学显微镜照片，测定了珠光体分率。关于渗碳体粒径(e粒径)，从与上述同样的3处板厚位置制作抽取复制品，从采用透射电子显微镜摄影的照片算出平均当量圆直径。关于有效晶粒直径，从与上述同样的3处板厚位置，以T断面成为测定面的方式采取EBSP用试样，在按lum的间距测定了500X500um的区域后，以晶体取向图为基础，按35ym的间距延伸，对遍及长度为2mm的范围内进行取向解析，由此确定晶界，利用基于JISG0551的切断法算出。关于屈服强度(YP)、抗拉强度(TS)，采用从板厚中心部朝T方向取样的JISZ2201的4号抗拉试验片进行了评价。关于止裂性，进行了温度梯度型ESSO试验，按显示Kca=6000N/mm15的温度进行了评价。表1(massX)<table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>表3<table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table>T=(37x[Ni]+810)x(1.1-t/500)下划线为本发明的范围外<table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table>对于本发明例的No.l22，其化学成分在规定的范围内，并且是按规定的条件制造的，其全部作为YP，390460MPa级钢具有良好的强度，止裂性也良好。另一方面，对于比较例的No.2345，由于其化学成分、制造条件都脱离本发明的范围，因而止裂性下降。对于No.23、41，精轧温度低于AT3，表层部生成大量的粗大铁素体，因而止裂性降低。对于No.28、42，虽然轧制结束温度在Ar3以上，但由于加速冷却开始温度突破了Ar3，因而表层粗大铁素体分率仍然高，止裂性下降。对于No.24、37，加速冷却的冷却速度低。对于No.33、40，冷却停止温度高于50(TC。对于No.26、38，热处理温度超过60(TC，因此所有渗碳体直径都增大，不能得到良好的止裂性。对于No.34，不进行加速冷却而进行空冷，因此有效晶粒直径没有被微细化，止裂性下降。对于No.27、35，精轧的累积压下率低。对于No.25、30、36，精轧温度高，因此所有有效晶粒直径都粗大化，止裂性下降。对于No.29，加热温度高。对于No.31、39，粗轧的累积压下率低。对于No.32，加热温度高，粗累积压下率也低，因此所有有效晶粒直径都增大，止裂性下降。对于No.43，因C含高而使渗碳体增大，止裂性降低，并且HAZ韧性也降低。对于No.44，因Ni量少而使止裂性不充分。对于No.45，Ceq高，因而强度过于提高，使止裂性下降。通过应用本发明，能够利用稳定且高效率的制造方法，提供一种板厚为50mm以上的厚壁材料、即使屈服强度为390460MPa级止裂性指标TK",也为一1(TC以下、且可以适合大型结构体的高止裂钢板，因此在产业上的利用性极大。权利要求1、一种厚壁高强度钢板，其特征在于，以质量％计含有C0.01～0.14％、Si0.03～0.5％、Mn0.3～2.0％、P0.020％以下、S0.010％以下、Ni0.5～4.0％、Nb0.005～0.050％、Ti0.005～0.050％、Al0.002～0.10％、N0.0010～0.0080％，余量含有Fe及不可避免的杂质，且按下述(1)式规定的Ceq为0.30～0.50％；其显微组织以体积分率计为60％以上的贝氏体为主体，且珠光体的分率为5％以下，在从正面以及背面到各自板厚的5％深度的表层区域的显微组织中，当量圆直径超过25μm的粗大铁素体的分率为10％以下，且渗碳体的平均当量圆直径为0.5μm以下；在将与板轧制方向垂直的断面作为T断面，将与该T断面内的板面平行的方向作为T方向时，对该T断面内的除去所述表层区域的内部区域进行采用电子背散射衍射的晶体取向解析，并将所述T断面组织分割成各个晶体取向相同的区域即各向同性取向区域，进而对被该各向同性取向区域分割的T断面组织应用根据JISG0551的切断法，引出所述T方向的任意的测定线；在该测定线上，除去当量圆直径低于8μm的各向同性取向区域，将裂纹扩展偏向角低于20°的在所述测定线上连续相邻的多个各向同性取向区域与在所述测定线上相邻的当量圆直径低于8μm的各向同性取向区域一并看作为一个区域即等效裂纹扩展阻止区域时，该等效裂纹扩展阻止区域的利用所述切断法算出的平均当量圆直径即有效晶粒直径大于等于8μm且不超过下述(2)式的d，其中所述裂纹扩展偏向角是在连续相邻的多个当量圆直径为8μm以上的各向同性取向区域的各自3个<001>轴内，与所述T方向最近的<001>轴之间相互形成的角度，所述d的单位是μm，Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5…(1)d＝(7.11×[Ni]+11)×(1.2-t/300)…(2)其中，[X]表示元素X的含量，其以质量％计，t表示板厚，其单位为mm。2、根据权利要求1所述的厚壁高强度钢板，其特征在于，以质量％计进一步含有Cu:0.051.5%、Cr:0.051.0%、Mo:0.051.0%、V:0.0050.10%、B:0.00020.0030%中的1种或2种以上。3、根据权利要求1所述的厚壁高强度钢板，其特征在于，以质量％计进一步含有Mg:0.00030.0050%、Ca:0.00050.0030°/。、REM:0.00050.010%中的1种或2种以上。4、根据权利要求2所述的厚壁高强度钢板，其特征在于，以质量％计进一步含有Mg:0.00030.0050%、Ca:0.00050.0030%、REM:0.00050.010%中的1种或2种以上。5、一种厚壁高强度钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求l4中任一项所述的组成的钢坯加热到9501150°C，在900。C以上的温度下进行了累积压下率为30%以上的粗轧后，在大于等于Ar3且不超过下述(3)式的T的温度下，且按40%以上的累积压下率进行精轧，然后从A&以上的温度，以板厚平均计为8'C/s以上的冷却速度加速冷却到500'C以下的温度，所述T的单位是'C，T=(37X[Ni]+810)X(1.l—t/500)…(3)其中，[Ni]表示Ni含量，其以质量％计，t表示板厚，其单位是mm。6、根据权利要求5所述的厚壁高强度钢板的制造方法，其特征在于，在所述加速冷却结束后，在300600'C的温度下进行回火处理。全文摘要本发明提供抑一种厚壁高强度钢板，其特征在于，其由含Ni的钢构成，具有贝氏体主体组织且珠光体分率为5％以下，从正面以及背面到板厚5％的表层区域的当量圆直径超过25μm的粗大铁素体分率为10％以下，渗碳体的平均当量圆直径为0.5μm以下，将与板轧制方向垂直的断面内的除去所述表层区域的内部区域分割成各个各向同性取向区域，将切断法的测定线向与板厚平行的T方向引出，在测定线上，除去当量圆直径低于8μm的各向同性取向区域，在连续相邻的多个各向同性取向区域的<001>轴的与T方向最近的<001>轴之间相互形成的角度低于20°的所述各向同性取向区域被看作为一个等效裂纹扩展阻止区域时，该等效裂纹扩展阻止区域的平均当量圆直径为d＝(7.11×[Ni]+11)×(1.2-t/300)(μm)以下。文档编号C22C38/00GK101622370SQ20088000701公开日2010年1月6日申请日期2008年3月3日优先权日2007年3月5日发明者儿岛明彦,田中洋一,白幡浩幸,藤冈政昭申请人:新日本制铁株式会社