CN102191431A - 脆性龟裂传播停止特性优异的钢材及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的脆性龟裂传播停止特性优异的钢材，从钢材的深t/8至t/4位置的区域，以电子背散射衍射分析法(EBSP法)观察金属组织时，满足下式(1)和式(2)。其中式(1)中，D的意思是以EBSP法测定邻接的2个结晶的方位差，由结晶方位差15°以上的大角晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径(μm)，R的意思是随机晶界在上述大角晶界中所占的比例(面积％)。D≤8μm…(1)，R≥50面积％…(2)。

Description

脆性龟裂传播停止特性优异的钢材及其制造方法

技术领域

本发明涉及桥梁、建筑物、船舶等结构物所使用钢材，特别是涉及将钢材上发生了的脆性龟裂快速停止的钢材及其制造方法。

背景技术

对于桥梁、建筑物、船舶、油罐、海洋结构物、管线管等结构物所使用的钢材，要求难以发生脆性破坏。为了抑制脆性破坏，有效的是不使钢材发生脆性龟裂，而如果钢材发生了脆性龟裂，则有效的是使发生的脆性龟裂不要进展，迅速地使之停止(以下称为脆性龟裂传播停止特性)。

脆性龟裂已知在钢材的应力扩大系数K达到根据脆性破坏传播停止特性试验所测定的Kca值以上时(K≥Kca)时发生，设应力为σ，龟裂的长度为a时，应力扩大系数K由

(π×a)表示。因此，钢材的强度越高，应力σ越大，脆性龟裂越容易发生。为了防止脆性龟裂的发生，有效的是降低钢材的强度。但是随着结构物的大型化，钢材所要求的强度日益提高。

本发明者在日本特开2010-1520号中提出有一种技术，其不是通过减小应力σ来减小应力扩大系数K，从而防止脆性龟裂的发生，而是通过增大钢材的Kca值来扩展应力扩大系数K的允许范围，从而即使负荷大的应力σ时，仍可防止脆性龟裂的发生。因此提出的厚钢板距表面深t/8～t/4(t为板厚)的位置的组织为贝氏体主体，并且将相邻的2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，将该晶粒的平均当量圆直径控制在8μm以下。通过使晶粒微细化，从而提高Kca值。即，晶粒的微细化会提高龟裂与晶界碰撞的频率，从而使龟裂的进展停止。

发明内容

期盼着钢材的更高强度化，本发者在提出上述专利文献后，为了进一步改善脆性龟裂传播停止特性而进行了研究。

本发明鉴于这种情况而做，其目的在于，提供一种进一步改善了脆性龟裂传播停止特性的钢材及其制造方法。

能够解决上述课题的本发明的钢材，满足C：0.02～0.12％(“质量％”的意思。以下关于化学成分均同。)、Si：0.5％以下、Mn：1～2％、Nb：0.005～0.04％、B：0.0005～0.003％、Ti：0.005～0.02％、N：0.0040～0.01％、P：0.02％以下、S：0.015％以下、Al：0.01～0.06％，余量由铁和不可避免的杂质构成。而且，从所述钢材的深t/8至t/4位置(t为钢材的厚度，以下同。)的区域，以电子背散射衍射分析法(EBSP法)观察金属组织时，满足下式(1)和式(2)。其中，式(1)中，D的意思是以EBSP法测定邻接的2个结晶的方位差，由结晶方位差15°以上的大角晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径(μm)。另外，式(2)中，R的意思是随机晶界在上述大角晶界中所占的比例(面积％)。

D≤8μm        …(1)

R≥50面积％    …(2)

从所述钢材最表面至深t/4位置的区域测定硬度时，优选最小值达到190Hv以上。

所述钢材作为其他元素，也可以还含有(a)从Ni：0.7％以下、Cu：0.3％以下、Cr：1.5％以下和Mo：1％以下之中选出的至少一种；和/或(b)V：0.1％以下。

本发明的脆性龟裂传播停止特性优异的钢材，能够通过如下方式制造：将上述成分组成的钢材加热至适当的温度(优选为1050℃以上)，在Ar₃点+30℃以下、Ar₃点以上的温度范围进行累积压下率50％以上的轧制，接着通过适当的方法(加热、回热(復熱)等。优选为回热)，升温至超过Ar₃点+30℃(优选为再结晶温度-30℃以上)、再结晶温度+20℃以下(优选为低于再结晶温度)的温度范围后进行冷却(优选以5℃/秒以上的平均速度从Ar₃点以上的温度冷却至500℃以下)。所述钢材也可以在加热后，通过加速冷却，冷却至所述Ar₃点+30℃以下。所述升温之后也可以进行轧制，之后再进行冷却。

在本发明中，除了着眼于钢材的表层部的金属组织，将大角晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径抑制在8μm以下之外，还使随机晶界在大角晶界中所占的比例增加到规定值以上，因此能够提供脆性龟裂传播停止特性进一步得到改善的钢材。

附图说明

图1是表示以加工热模拟(フォ一マスタ一)试验仪测量再结晶温度时的加热模式的模式图。

图2是表示用于评价疲劳特性的试验片的形状的说明图。

图3是表示热轧时的累积压下率与大角晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径D的关系的曲线图。

图4是表示有无通过回热进行的升温与随机晶界在大角晶界中所占的比例R的关系的曲线图。

图5是表示通过回热升温后的平均冷却速度与从钢板的最表面至深t/4位置的区域中的硬度的最小值的关系的曲线图。

图6是表示由大角晶界包围的晶粒的平均当量圆直径D与-10℃下的Kca值(脆性龟裂传播停止特性)的关系的曲线图。

图7是表示随机晶界在大角晶界中所占的比例R与-10℃下的Kca值(脆性龟裂传播停止特性)的关系的曲线图。

图8是表示从钢板的最表面至深t/4位置的区域中的区域的硬度的最小值与疲劳限度(疲劳特性)的关系的曲线图。

具体实施方式

若提高钢材的抗拉强度，则应力σ变大，因此应力扩大系数K变大，脆性龟裂容易发生。因此，如上述日本专利2010-1520号公开的，判明只是将大角晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径D抑制在8μm以下，还不能防止脆性破坏的发生。

因此本发明者为了提供一种将脆性龟裂传播停止特性进一步改善了的钢材而反复锐意研究。其结果发现，如果使大角晶界中所占的随机晶界的比例R达到50面积％以上，则即使脆性龟裂发生，也能够迅速停止其进展，能够确保脆性龟裂传播停止特性。

即，大角晶界已知被大致区分为晶界能低的“规则晶界”和晶界能高的“随机晶界”(例如，“材料组织学”，高木节雄、津崎兼彰，朝仓书店发行，第45页)。是否可以认为，其中晶界能高的随机晶界对于脆性龟裂的进展成为阻抗，能够快速停止脆性龟裂进展，并对此进行反复研究。其结果判明，如后述的实施例所表明，如果能够通过规定的方法来控制随机晶量的量，并且使大角晶界中所占的随机晶界的比例R达到50面积％以上，则能够改善脆性龟裂传播停止特性。

以下，对于本发明进行详细地说明。

“关于晶界方位差为15°以上的大角晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径D和大角晶界中所占的随机晶界的比例R”

本发明的钢材，以电子背散射衍射分析法(EBSP法)观察金属组织时，需要满足下式(1)和式(2)。通过满足两式，能够改善脆性龟裂传播停止特性。

D≤8μm        …(1)

R≥50面积％    …(2)

上式(1)中，D的意思是以EBSP法测定邻接的2个结晶的方位差，将结晶方位差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(μm)。所谓“当量圆直径”，就是测定晶界的面积，并假设为面积相等的圆的直径。

在本发明中，与上述日本特开2010-1520号一样，为了改善脆性龟裂传播停止特性，上述D值为8μm以下。即，一般可知脆性龟裂在结晶方位差为15°以上的大角晶界弯曲、迂回或停止。因此，通过使结晶方位差为15°以上的大角晶界所包围的晶粒微细化，脆性龟裂弯曲、迂回或停止的位置便会增加，其结果是能够使脆性龟裂进展停止。

上述D值优选为7μm以下，更优选为6μm以下。还有，D值越小越为优选，下限没有特别限制，例如也可以为1μm左右。

上式(2)中，R的意思是以EBSP法测定邻接的2个结晶的方位差时，随机晶界在结晶方位差为15°以上的大角晶界中所占的比例(面积％)。

在本发明中，R值为50面积％以上。通过使晶界能高的随机晶界增加，能够增加对于脆性龟裂的进展的阻抗，能够提高脆性龟裂传播停止特性。

上述R值优选为53面积％以上，更优选为55面积％以上。还有，R值越大越优选，上限没有特别限制，例如也可以为65面积％左右。

D值和R值是设钢材的厚度为t(mm)时，对于从深度t/8位置至t/4位置的区域中的金属组织进行观察来测定。脆性龟裂传播停止特性对于从表层形成的延性破坏区域(剪切唇shear lip)造成的能量损失产生影响，因此通过控制深度t/8位置至t/4位置的区域中的D值和R值，能够停止脆性龟裂。

据以上，钢材的脆性龟裂传播停止特性提高。该技术特别能够有效地利用于使表面硬度提高的钢和高强度钢上。

可是，在上述结构物中，通常应力被反复负荷。若应力反复负荷，则由于剪切应力导致滑移带发生，其反应并且发达，在结构物的表面形成突出或凹陷(以下称为突出等。)。若在该突出等有应力集中，则疲劳龟裂发生而产生疲劳破坏。但是为了确保安全性，对于构成结构物的钢材要求难以发生疲劳龟裂，疲劳特性优异。

为了防止疲劳龟裂的发生，抑制由剪切应力造成的滑移带，防止突出等的形成即可，有效的是提高钢材的屈服点(YP)和抗拉强度(TS)。因此在本发明中，为了提高屈服点和抗拉强度而着眼于钢材的表层部的硬度。这是由于疲劳龟裂从钢材的表面发生，所以如果使钢材的表层部坚硬，提高该部分的屈服点和抗拉强度，则认为能够防止突出等的发生，能够抑制疲劳龟裂的发生。而且如后述的实施例所表明，可知如果使表层部的硬度的最小值达到190Hv以上，则能够改善疲劳特性。

“关于硬度的最小值”

在本发明中，优选使钢材的表层部的硬度的最小值为190Hv以上。通过使钢材的表层部坚硬，即使应力被反复负荷，也能够防止突出等的形成，因此能够改善钢材的疲劳特性。

上述的硬度的最小值越大越好，更优选为200Hv以上，进一步优选为210Hv以上。

为了使上述的硬度的最小值达到190Hv以上，使表层部的金属组织为贝氏体主体即可。所谓贝氏体主体，意思是以电子显微镜观察金属组织时，贝氏体分率约60面积％以上。贝氏体分率优选为70面积％以上，更优选为80面积％以上，进一步优选为90面积％以上，最优选贝氏体为100面积％。

贝氏体以外的金属组织也可以是铁素体。但是若铁素体在金属组织中所占的比率高，则钢材的硬度有变小的倾向。因此铁素体在金属组织中所占的比率尽可能地小，例如优选为8面积％以下，更优选为5面积％以下，进一步优选为3面积％以下。

上述硬度的上限没有特别限定，例如也可以为260Hv左右。该上限值是与贝氏体组织的平均硬度大致相等的值。

上述硬度是设钢材的厚度为t(mm)时，从最表面至深度t/4位置的区域测定的。之所以设定该区域，是因为由于疲劳龟裂发生的位置在钢材的最表面，所以防止疲劳龟裂的发生。

上述硬度以等间隔(例如1mm间隔)，对于从最表面至深度t/4位置的区域进行测定，求得最小值即可。具体的测定步骤在后述的实施例的项目中进行说明。

本发明的钢材，表层部的金属组织(优选为金属组织和硬度)满足上述要件，该钢材的成分组成需要满足C：0.02～0.12％、Si：0.5％以下、Mn：1～2％、Nb：0.005～0.04％、B：0.0005～0.003％、Ti：0.005～0.02％、N：0.0040～0.01％、P：0.02％以下、S：0.015％以下、Al：0.01～0.06％。规定这一范围的理由如下。

C是用于确保钢材(母材)的强度所不能缺少的元素。需要使之含有0.02％以上。C优选含有0.04％以上，更优选为0.05％以上。但是若C超过0.12％，则焊接时在HAZ大量生成岛状马氏体(MA)，不仅会招致HAZ的韧性劣化，而且也给焊接性带来不良影响。因此C在0.12％以下，优选在0.1％以下，更优选在0.08％以下。

Si是有助于通过固溶强化而确保钢材的强度的元素。但是若Si超过0.5％，则在焊接时在HAZ大量生成岛状马氏体(MA)，不仅会招致HAZ的韧性劣化，而且也给焊接性带来不良影响。因此Si在0.5％以下。优选在0.4％以下，更优选在0.3％以下，进一步优选在0.2％以下。还有，也可以不含有Si，但添加Si而为了添加Si而确保钢材的强度，优选使之含有0.02％以上，更优选为0.05％以上，进一步优选使之含有0.1％以上。

Mn是有助于钢材(母材)的强度提高的元素。需要使之含有1％以上。Mn优选含有1.2％以上，更优选含有1.4％以上。但是若Mn超过2％，则使钢材(母材)的焊接性劣化。因此，Mn需要抑制在2％以下。优选在1.8％以下，更优选在1.6％以下。

Nb借助固溶带来的溶质拖曳效应(Solute drag effect)和使氮碳化物析出带来的钉扎效应，抑制再结晶粒的粗大化，具有使脆性龟裂传播停止特性提高的作用。另外也有助于母材韧性的提高。为了发挥这样的作用，需要使Nb含有0.005％以上。更优选为0.007％以上，进一步优选为0.009％以上。但是，若Nb超过0.04％，则析出的碳氮化物粗大化，反而使母材韧性劣化。因此，Nb优选处于0.035％以下，更优选在0.03％以下，进一步优选为0.025％以下，特别优选为0.02％以下。

B是提高淬火性而使强度提高的元素。另外，B抑制晶界铁素体的生成，是使HAZ韧性提高的元素。为了发挥来自B添加的作用，需要使之含有0.0005％以上，优选为0.001％以上，更优选为0.0015％以上。但是，若B超过0.003％，则其在奥氏体晶界作为BN析出，招致HAZ韧性的降低。因此B在0.003％以下，优选为0.0025％以下，更优选为0.002％以下。

Ti在钢材中使氮化物(TiN)微细分散，防止奥氏体晶粒粗大化，另外还具有抑制奥氏体的再结晶造成的粗大化的作用，具有减小晶粒而提高脆性龟裂传播停止特性的作用。另外，Ti除了氮化物以外还生成氧化物，也是有助于HAZ韧性提高的元素。为了发挥这样的作用，需要使Ti含有0.005％以上。优选为0.007％以上，更优选为0.01％以上。但是若过剩地添加Ti，则使钢材(母材)的韧性劣化，因此Ti应该抑制在0.02％以下。优选在0.018％以下，更优选在0.016％以下。

N是使Ti氮化物析出，是具有提高脆性龟裂传播停止特性的作用的元素。另外N在该氮化物带来的钉扎效应下，防止焊接时在HAZ生成的奥氏体晶粒的粗大化，促进铁素体相变，是有助于HAZ韧性提高的元素。为了有效地发挥这样的效果，需要使之含有0.0040％以上。优选为0.005％以上，更优选为0.006％以上。N越多越会形成含Ti氮化物，奥氏体晶粒的微细化越得到促进，因此在HAZ的韧性提高上有效地发挥着作用。但是若N超过0.01％，则固溶N量增大，母材自身的韧性劣化，HAZ韧性也降低。因此N需要抑制在0.01％以下。优选在0.0095％以下，更优选在0.009％以下。

P是容易偏析的元素，特别是在钢材中的晶界偏析而使母材的韧性劣化。因此P需要抑制在0.02％以下。优选在0.018％以下，更优选在0.015％以下。

S与Mn结合而生成硫化物(MnS)，是使母材的韧性和板厚方向的延展性劣化的有害的元素。因此S需要抑制在0.015％以下。优选为0.012％以下，更优选在0.008％以下，进一步优选在0.006％以下。

Al是作为脱氧剂发挥作用的元素，另外还形成AlN，是对晶粒的微细化有作用的元素。为了发挥这样的效果，Al需要含有0.01％以上。Al优选为0.02％以上，更优选为0.03％以上。但是若过剩地添加，则使母材韧性和HAZ韧性劣化，因此Al需要抑制在0.06％以下。Al优选在0.04％以下，更优选在0.035％以下。

本发明的钢材，含有上述元素作为必须成分，余量是铁和不可避免的杂质(例如Mg、As、Se等)。

本发明的钢材，作为其他元素还含有使钢材的强度提高的元素(Ni、Cu、Cr、Mo)和/或使HAZ韧性进一步提高的元素(V)等也有效。具体来说、优选含有如下等元素：

(a)从Ni：0.7％以下、Cu：0.3％以下、Cr：1.5％以下和Mo：1％以下之中选出的至少1种元素，和/或(b)V：0.1％以下。规定这一范围的理由如下。

[(a)Ni、Cu、Cr、Mo]

Ni、Cu、Cr和Mo均是有助于提高钢材的强度的元素，能够分别单独添加，或者也能够复合添加。

特别是Ni除了提高钢材的强度，也是有助于提高钢材自身的韧性的元素。优选尽可能含有Ni，但是其为昂贵的元素，因此若过剩地含有则成本提高。因此从经济性的理由出发，上限优选为0.7％。更优选为0.5％以下，进一步优选为0.4％以下。还有，为了有效地发挥上述的作用，优选使Ni含有0.01％以上。更优选为0.02％以上，进一步优选为0.03％以上。

Cu是进行固溶强化而提高钢材的强度的元素。但是若含有超过0.3％，则钢材的韧性劣化，因此Cu优选在0.3％以下。更优选为0.28％以下，进一步优选在0.25％以下。还有，为了有效地发挥这样的作用，优选使之含有0.01％以上。更优选为0.02％以上，进一步优选为0.03％以上。

Cr对于提高钢的强度发挥作用，但是若超过1.5％，则使钢材(母材)的强度提高得过于显著，母材韧性劣化，因此HAZ韧性降低。因此Cr优选为1.5％以下。更优选在1.2％以下，进一步优选在1％以下，特别优选在0.5％以下。还有，为了有效地发挥上述的作用，优选使之含有0.01％以上。更优选为0.02％以上，进一步优选为0.03％以上。

Mo对于提高钢的强度发挥作用，但若超过1％，则钢材(母材)的强度显著过高，母材韧性反而劣化，因此HAZ韧性也降低。因此优选Mo在1％以下。更优选在0.7％以下，进一步优选抑制在0.5％以下，特别优选为0.05％以下。还有，为了有效地发挥上述作用，优选使之含有0.01％以上。更优选为0.02％以上，进一步优选为0.03％以上。

[(b)V]

V是使HAZ韧性提高的元素，但若含有超过0.1％，则析出的碳氮化物粗大化而使母材的韧性劣化。因此V优选为0.1％以下。更优选为0.08％以下，进一步优选为0.05％以下，特别优选为0.01％以下。还有，为了有效地发挥上述的作用，优选使之含有0.001％以上。更优选为0.002％以上，进一步优选为0.003％以上。

接下来，对于制造本发明的钢材的方法进行说明。

为了将大角晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径(D值)和随机晶界在大角晶界中所占的比例(R值)控制在规定的范围，重要的是将加热的钢材在Ar₃点之上的未再结晶域进行轧制(以下称为低温轧制。)，从而向钢材中导入应变(位错)后，将其升温至再结晶温度附近(以下称为升温处理)。即使低于再结晶温度，再结晶也会以导入的应变为驱动力而发生，因此新的晶界生成。然后在Ar₃点之上的低温下生成的晶界成为规则晶界，相对于此，在再结晶温度附近生成的晶界成为随机晶界。因此，越是增大由未再结晶域下的轧制导入的应变的蓄积，另外通过其后的升温越接近再结晶温度，就越能够减小D值，能够增大R值。

上述钢材的加热温度(钢材的温度意思是平均温度。下同，其决定方法在实施例一栏中详述。)例如为1050℃以上，优选1080℃以上，更优选为1100℃以上。通过加热至1050℃以上，能够使钢材的组织成为奥氏体单相，另外还能够使Nb全部固溶。但是若加热温度过高，则初期的奥氏体组织过于粗大化，因此使相变后的组织充分微细化有困难。因此加热温度的上限例如为1250℃以下，优选为1200℃以下，更优选为1150℃以下。

加热的钢材根据需要实施粗轧和冷却后，实施上述低温轧制。低温轧制的温度为Ar₃点+30℃以下(优选为Ar₃点+20℃以下)，Ar₃点以上。该温度范围的累积压下率为50％以上，优选为53％以上，更优选为55％以上。从R值和D值的观点出发，累积压下率的上限没有限制，但是若考虑到轧制负荷和制造效率，则累积压下率例如为80％以下，优选为70％以下，更优选为65％以下左右。

还有，上述Ar₃点的温度能够由下式(3)计算。式(3)中，[]表示各元素的含量(质量％)，t意思是钢材的最终板厚(mm)。

Ar₃(℃)＝910-310×[C]-80×[Mn]-20×[Cu]-15×[Cr]-55×[Ni]-80×[Mo]+0.35×(t-8)    …(3)

低温轧制后如上述进行升温处理。该升温的温度范围是超过Ar₃点+30℃，再结晶温度+20℃以下。越接近再结晶温度，以应变为驱动力的再结晶越得到促进，R值变大，另外D值变小。但是若过于超越再结晶温度，则晶粒开始生长，因此D值的抑制变得困难。考虑到再结晶和晶粒生成的平衡，将升温的温度范围定在再结晶温度+20℃以下。优选的温度范围是再结晶温度-30℃以上(特别优选再结晶温度-20℃以上)、低于再结晶温度(特别优选再结晶温度-5℃以下)。

还有，再结晶温度例如能够使用加工热模拟(フォ一マスタ一)试验仪，按下面的步骤进行测定。准备直径8mm、高12mm的圆柱状试验片，按图1所示的加热模式进行加工。即，以10℃/秒的升温速度将试验片加热至1100℃，保持1分钟后，进行初期加工而使高度达到10mm，以1100℃的状态保持20分钟。接着，使加工温度760℃、780℃、800℃、820℃、840℃、860℃或880℃而以50℃/秒的冷却速度从1100℃进行冷却，重复如下步骤：以各种加工温度保持10秒→第一道次的加工→以所述加工温度保持10秒→第二道次的加工，结束第四道次的加工后，以加工温度保持10秒之后，以50℃/秒的冷却速度冷却至室温。各道次的加工是以15mm/秒的冲程速度进行，使试验片的高度为，第一道次：9.0mm，第二道次：8.0mm，第三道次：7.0mm，第四道次：6.5mm。上述冷却是使用惰性气体进行急冷。作为比较对象，还准备一个在上述20分钟保持后，不进行加工，而是以50℃/秒的冷却速度冷却(用惰性气体进行的急冷)至室温的试样。

加工后，测定各加工温度下的奥氏体粒径，观察有无再结晶，决定再结晶温度。奥氏体晶粒为等轴的情况评价为发生了再结晶，偏平情况评价为没有再结晶。奥氏体粒径是用#150～#1000的湿式砂纸研磨试验片，接着使用金刚石研磨浆作为研磨剂实施镜面加工，使用极低碳腐蚀液(例如使苦味酸20g、十二烷基苯磺酸钠20g和盐酸5～10ml溶解于蒸馏水500ml中调制而成的腐蚀液)对该镜面研磨面进行蚀刻后，以400倍的倍率观察150μm×200μm的视野，进行图像分析来测定奥氏体粒径。

用于升温的方法没有特别限定，例如利用加热(高频加热等)和回热的任意一种都可以。利用回热时，直到对于加热的钢材进行低温轧制的期间(特别是低温轧制开始之前)，需要进行加速冷却(例如水冷)。另外，实施粗轧时，需要在粗轧和低温轧制之间进行加速冷却。通过低温轧制之前的加速冷却，能够增大钢材表面和内部的温度差，因此能够在低温轧制后使钢材回热。

在上述升温的温度范围中，也可以根据需要实施轧制。在升温温度一边再结晶一边进行轧制，由此能够使晶粒更微细，能够使D值更小。该轧制的累积压下率例如为3％以上(优选为5％以上，特别优选为8％以上)、25％以下(优选为20％以下，特别优选为18％以下)。

升温处理结束后，推荐进行控制冷却。通过控制冷却，能够使金属组织成为贝氏体主体，能够将表层部的硬度提高到规定值以上，能够改善疲劳特性。在该控制冷却中，例如以5℃/秒以上的平均速度从Ar₃点以上的温度冷却至500℃以下。若冷却开始温度低于Ar₃点或平均冷却速度低于5℃/秒，则铁素体大量生成，难以使表层部坚硬。平均冷却速度优选为7℃/秒以上、更优选为9℃/秒以上。之所以使冷却停止温度为500℃以下，是为了使相变完全结束。

本发明的钢材，脆性龟裂传播停止特性(还有疲劳特性)优异，因此例如能够作为桥梁、建筑物、船舶、油罐、海洋结构物、管线管等的结构物的材料使用。该钢材当然能够在小～中线能量焊接中防止焊接热影响部的韧性劣化，即使在线能量为50kJ/mm以上的大线能量焊接中，也能够防止焊接热影响部的韧性劣化。

本发明的钢材，优选抗拉强度为530MPa以上(特别优选为600MPa以上)。另外，优选表层部的硬度的最小值为160Hv以上(特别优选为190Hv以上)。

本发明的钢材，以板厚为3mm以上(特别是20mm以上，此外还有40mm以上)的厚钢板为对象。

以下，通过实施例更详细地说明本发明，但下述实施例并没有限定本发明的性质，只要在能够符合前后述的宗旨的范围内，也可以适当变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。

【实施例】

用转炉熔炼下述表1所示的成分组成的钢(余量为铁和不可避免的杂质)，以下述表2所示的条件对所得到的板坯进行热轧。具体条件如下。将熔炼所得到的板坯加热至下述1所示的温度后，从1050℃加速冷却至下述表2所示的热轧开始温度，从该温度以下述表2所示的累积压下率进行热轧。

热轧后，经回热使之升温后进行冷却，制造下述表2所示的板厚的钢板。在下述表2中，显示回热时的钢材的最高温度和各钢种的再结晶温度(即晶粒开始再结晶的温度)。再结晶温度由加工热模拟试验仪测定。另外在下述表2中，还显示冷却开始温度和平均冷却速度。还有，下述表2的No.7、8是通过回热升温后，以下述表2所示的压下率进行轧制之后进行冷却的例子。

在本实施例中，上述温度全部以平均温度进行管理。平均温度的计算方法如下。

《平均温度》

(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，计算钢坯的表面至背面的板厚方向的任意的位置的加热温度。

(2)使用计算出的加热温度，基于轧制中的轧制表和道间的冷却方法(水冷或空冷)的数据，一边采用差分法等适于计算的方法计算板厚方向的任意的位置的轧制温度，一边进行轧制。

(3)钢坯的表面温度使用设置于轧制线上的放射型温度计实测。但在过程控制计算机上也计算表面温度。

(4)将粗轧开始时、粗轧结束时和精轧开始时分别实测的钢坯的表面温度与过程控制计算机所计算的表面温度进行对照。

(5)计算表面温度与实测的钢坯表面温度的差为±30℃以上时，将实测的钢坯的表面温度置换为上述计算表面温度，作为过程控制计算机上的计算表面温度，在差低于±30℃时，直接使用由过程控制计算机计算的表面温度。

(6)采用计算出的计算表面温度，求得板厚方向的平均温度。

在下述表2中显示基于表1所示的成分组成和钢板的板厚(制品厚度)，运用上式(3)计算的Ar₃点的值。

其次，以下述步骤观察所得到的钢板的金属组织，求得结晶方位差为15°以上的大角晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径D，和随机晶界在大角晶界中所占的比例R。D(μm)和R(面积％)的值显示在下述表3中。

《D值》

(1)准备平行于轧制方向(纵长方向)而切断的试样，使之包含所得到的钢板的表面和背面双方。

(2)用#150～#1000的湿式砂纸或与之具有同等的功能的研磨方法进行研磨，使用金刚石研磨浆等研磨剂实施镜面加工。

(3)针对镜面研磨面，用TexSEM Laboratories公司制的EBSP(Electron Back Scattering Pattern)装置，在板厚方向深度t/8位置至t/4位置(t为钢板的厚度)的区域，使测定范围为200μm×200μm，使间距为0.5μm，测定2个结晶的方位差，将结晶方位差为15°以上的境界作为大角晶界。测定在上述区域中以5个视野进行。还有，表示测定方位的可靠性的置信指数(confidence index)比0.1小的测定点从分析对象中除去。

(4)在晶粒分布映像(Grain distribution map)中，测定被结晶方位差为15°以上的大角晶界包围的晶粒的最大宽度(通常是沿板厚方向的长度)和最大长度(通常是沿轧制方向的长度)，计算晶粒的面积，计算晶粒的当量圆直径，求得平均值。

《R值》

(1)大角晶界中所占的随机晶界的比例R，使用以计算上述D时相同的条件实施了镜面加工的试样，以TexSEM Laboratories公司制的EBSP装置，在镜面研磨面之中板厚方向的深度t/8位置至t/4位置(t为钢板的厚度)的区域，使测定范围为200μm×200μm，使间距为0.5μm，测定2个结晶的方位差。测定在上述区域中以5个视野进行。还有，表示测定方位的可靠性的置信指数比0.1小的测定点从分析对象中除去。

(2)测定结果之中，结晶方位差低于5.5°的认为是干扰而消除，求得至62.5°的各方位差的分布。

(3)通过使上述(2)的工序制成的结晶方位差分布与规则晶界映像(记载各规则晶界的个数的表)对应，由此计算各板厚位置的随机晶界在大角晶界中所占的比例R。具体来说，使各规则晶界(∑1～49)除以根据结晶方位分布得到的方位差15°以上的大角晶界的个数，由此求得各规则晶界的分布，将其合计，从100％中减去，从而计算出各板厚位置的随机晶界在大角晶界中所占的比例R。将各板厚位置的最大的随机晶界的比例R作为此轧制材的随机晶界的比例R[规则晶界以外为随机晶界(＞∑49)]。

还有，在规则晶界的测定中，使用株式会社TSL社的“TSL OIM Data Collection ver5.2”，分析中，使用株式会社TSL公司的“TSL OIM Analysis ver5.0”。

接着，从钢板的深度t/8位置至t/4位置(t为钢板的厚度)的区域，平行于钢板的轧制方向，且使相对于钢板的表面垂直的面露出而切割试样，使用#150～#1000的湿式砂纸对其进行研磨，接着使用金刚石研磨浆等研磨剂实施镜面加工。以2％硝酸-乙醇溶液(硝酸乙醇腐蚀液)对该镜面研磨面进行蚀刻后，以400倍的倍率观察150μm×200μm的视野，进行图像分析来测定铁素体分率。铁素体以外的板条状的组织全部视为贝氏体。在5个视野中求得铁素体分率，其平均值显示在下述表3中。

接着，测定从钢板的最表面至深度t/4位置(t为钢板的厚度)的区域中的硬度和钢板的机械的特性(屈服点和抗拉强度)。

《硬度》

钢板的硬度，使用以计算上述D时相同的条件实施了镜面加工的试样，用维氏硬度试验机测定。测定针对从钢板的最表面至深度t/4位置(t为钢板的厚度)的区域，以1mm间隔，使载荷为98N(10kgf)，在测定位置20处进行。测定结果之中的最小值显示在下述表3中。

《机械的特性》

从钢板的深度t/4部位(垂直于轧制方向的方向。C方向。)提取NK(日本海事协会)船级规定的U14A试验片，遵循JIS Z2241进行拉伸试验，测定屈服点(YP)和抗拉强度(TS)。结果显示在下述表3中。

接着，按以下步骤评价钢板的脆性龟裂传播停止特性和疲劳特性。

《脆性龟裂传播停止特性》

脆性龟裂传播停止特性，遵循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“脆性破坏传播停止试验”进行。试验使用脆性破坏传播停止试验方法的图7.2所示的形状的试验片，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，进行4个试验体，由下式(4)计算Kca值。下式(4)中，c表示从传播部入口至脆性龟裂前端的长度，σ表示从传播部进入口至脆性龟裂前端的长度，W表示传播部宽度。

【算式1】

$\mathrm{Kca}=\mathrm{\σ}\sqrt{2W\tan (\mathrm{\πc}/2W)}---\left(4\right)$

设T为脆性龟裂前端的温度(单位为K)，设X轴为1/T，将Y轴作为计算出的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。在本发明中，-10℃下的Kca为7000N/mm^1.5以上的情况为合格(脆性龟裂传播停止特性优异)。

《疲劳特性》

疲劳特性使用从钢板的t/4部位提取的图2所示的小型(miniature)拉伸疲劳试验片，反复镟切200万次，将试验停止时的疲劳强度作为疲劳限度进行测定并评价。试验条件如下。

<试验条件>

验试环境：室温，大气中

试验机载荷容量：10kN

负荷方式：轴向力

控制方式：载荷控制

控制波形：正弦波

应力比：R＝σmin/σmax＝0.1

试验速度：10～20Hz

断裂反复数范围：10⁴～2×10⁶

测量回数：4次

试验停止条件：达到断裂或最大反复数时(未断裂)

接着，评价钢板的冲击特性，和对该钢板进行焊接时的HAZ韧性。评价步骤如下所示。

《冲击特性》

钢板的冲击特性，进行V切口摆锤冲击试验，测定脆性断裂转变温度(vTrs)并进行评价。测定是从t/4位置提取NK(日本海事协会)船级规定的U4号试验片，遵循JIS Z2242进行。测定结果显示在下述表3中。

《HAZ韧性》

为了评价焊接时受到热影响的部位(HAZ)的韧性，模拟大线能量焊接进行下所示的焊接再现试验。焊接再现试验是对试样进行如下热循环：加热从钢板的t/4位置切下的试样，使之达到1400℃，以该温度保持30秒后再进行冷却。冷却速度的调整方式为，使800℃到500℃的冷却时间为300秒。

以V切口摆锤冲击试验测定冷却后的试样的冲击特性。试验在-20℃下进行，测定-20℃下的吸收能(vE_-20)。在本发明中，vE_-20为100J以上的情况评价为“HAZ韧性优异”。测定结果显示在下述表3中。

首先，热轧时的累积压下率和大角晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径D的关系显示在图3中。由图3可知，如果使热轧时的累积压下率为50％以上，则能够使上述平均当量圆直径D在8μm以下。

其次，有回以回热进行的升温和随机晶界在大角晶界中所占的比例R的关系显示在图4中。由图4可知，通过在轧制后回热，随机晶界在大角晶界中所占的比例R增加至50面积％以上。

接着，通过回热升温后的平均冷却速度与从钢板的最表面至深t/4位置的区域中的硬度的最小值的关系的显示在图5中。在图5中，绘制了下述表2、表3的No.3～11的结果。由图5可知，如果使升温后的平均冷却速度达到5℃/秒以上，则能够使表层部的最小值为190Hv以上。

接着，由大角晶界包围的晶粒的平均当量圆直径D与-10℃下的Kca值的关系显示在图6中。图6◆表示随机晶界在大角晶界中所占的比例R为50面积％以上的结果，■表示随机晶界在大角晶界中所占的比例R低于50面积％的结果。由图6可知，通过将上述平均当量圆直径D抑制在8μm以下，能够使-10℃下的Kca值达到7000N/mm^1.5以上，能够改善脆性传播停止特性。

接着，随机晶界在大角晶界中所占的比例R与-10℃下的Kca值显示在图7中。在图7中显示1～3、11、12、13、16、17的结果。由图7可知，通过使上述随机晶界的比例达到50面积％以上，能够使-10℃下的Kca值达到7000N/mm^1.5以上，能够改善脆性传播停止特性。

接着，从钢板的最表面至深t/4位置的区域中的区域的硬度的最小值与疲劳限度的关系显示在图8中。由图8可知，通过使表层部的硬度的最小值为190Hv以上，能够使疲劳限度达到400MPa以上，能够改善疲劳特性。

接下来，基于表3进行考察。

No.1～11是满足本发明规定的要件的例子，因为适当控制了表层部的金属组织，所以能够改善脆性龟裂传播停止特性。即，大角晶界包围的晶粒的平均当量圆直径D在8μm以下，并且随机晶界在大角晶界中所占的比例R达到50面积％以上，因此脆性龟裂传播停止特性优异。另外冲击特性也优异，钢材自身的韧性良好。特别是No.1～8，HAZ韧性也优异。还有No.9因为钢板中所含的Nb稍多，所以HAZ韧性稍差。

满足本发明规定的要件的例子之中，No.1～9其表层部的硬度的最小值为190Hv以上，因此除了脆性龟裂传播停止特性以外，疲劳特性也优异。另一方面，No.10、11大角晶界包围的晶粒的平均当量圆直径D在8μm以下，并且随机晶界在大角晶界中所占的比例R达到50面积％以上，因此脆性龟裂传播停止特性优异，但因为表层部的硬度的最小值低于190Hv，所以不能改善疲劳特性。

另一方面，No.12～17是不满足本发明规定的要件的例子。这些例子中，大角晶界包围的晶粒的平均当量圆直径D超过8μm，或随机晶界在大角晶界中所占的比例R低于50面积％，因此不能改善脆性龟裂传播停止特性。

Claims (9)

1.一种钢材，其特征在于，以质量％计含有C：0.02～0.12％、Si：0.5％以下、Mn：1～2％、Nb：0.005～0.04％、B：0.0005～0.003％、Ti：0.005～0.02％、N：0.0040～0.01％、P：0.02％以下、S：0.015％以下、Al：0.01～0.06％，余量是铁和不可避免的杂质，

在从所述钢材的深t/8位置至t/4位置的区域中，用电子背散射衍射分析法即EBSP法观察金属组织时，满足下式(1)和式(2)，其中，t为钢材的厚度，

D≤8μm        …(1)

R≥50面积％    …(2)

其中，式(1)中的D的意思是以EBSP法测定邻接的2个结晶的方位差，由结晶方位差为15°以上的大角晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径(μm)，

式(2)中的R的意思是随机晶界在上述大角晶界中所占的比例(面积％)。

2.根据权利要求1所述的钢材，其特征在于，作为其他元素，以质量％计还含有从Ni：0.7％以下、Cu：0.3％以下、Cr：1.5％以下和Mo：1％以下之中选出的至少一种元素。

3.根据权利要求1所述的钢材，其特征在于，作为其他元素，以质量％计还含有V：0.1％以下。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的钢材，其特征在于，在从所述钢材的最表面至深t/4位置的区域中测定硬度时，最小值为190Hv以上。

5.一种钢材的制造方法，其特征在于，加热权利要求1～3中任一项所述的钢材，在Ar₃点+30℃以下、Ar₃点以上的温度范围进行累积压下率为50％以上的轧制，接着升温至超过Ar₃点+30℃、再结晶温度+20℃以下的温度范围后进行冷却。

6.根据权利要求5所述的钢材的制造方法，其特征在于，使所述钢材的加热温度为1050℃以上，通过加速冷却，使钢材达到Ar₃点+30℃以下的温度之后，在Ar₃点以上的温度范围进行累积压下率为50％以上的轧制，通过回热升温至所述超过Ar₃点+30℃、再结晶温度+20℃以下的温度范围。

7.根据权利要求5所述的钢材的制造方法，其特征在于，所述升温在再结晶温度-30℃以上、低于再结晶温度的温度范围内。

8.根据权利要求5所述的钢材的制造方法，其特征在于，在所述升温之后，进行轧制后进行所述冷却。

9.根据权利要求5所述的钢材的制造方法，其特征在于，所述冷却是以5℃/秒以上的平均速度从Ar₃点以上的温度冷却到500℃以下。

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