CN103958715A - 止裂性优异的高强度厚钢板 - Google Patents

Abstract

一种高强度厚钢板，具有碳当量Ceq.为0.3～0.5％的成分组成，具有含有面积率为70％以下的铁素体、和面积率为30％以上的贝氏体的显微组织，在板厚的1/4部，结晶取向差为15°以上的晶界的每单位面积的总长度即晶界密度为400～1000mm/mm²，并且相对于与主轧制方向垂直的面形成15°以内的角度的{100}面的面积率为10～40％，在所述板厚的1/2部，所述晶界密度为300～900mm/mm²，并且相对于与所述主轧制方向垂直的面形成15°以内的角度的{110}面的面积率为40～70％。

Description

止裂性优异的高强度厚钢板

技术领域

本发明涉及止裂性优异的高强度厚钢板。

本申请基于2012年4月6日在日本申请的专利申请2012-087384号要求优先权，在此援引其内容。

背景技术

对于造船、建筑、罐、海洋结构物、管线管等的结构物所使用的厚钢板，为了抑制结构物的脆性断裂，要求抑制脆性断裂扩展的能力即止裂性(脆性断裂扩展停止性能)。近年来，伴随着结构物的大型化，使用屈服应力为390～690MPa、板厚为60～95mm的高强度厚钢板的事例增多了。但是，上述的止裂性，一般具有与强度以及板厚的各项相反的倾向。因此，对于高强度厚钢板，希望获得使止裂性提高的技术。

作为使止裂性提高的方法，例如已知控制晶体粒径的方法、控制脆化第二相的方法、以及控制织构的方法。

作为控制晶体粒径的方法，有专利文献1～3、21所记载的技术。

专利文献1所记载的技术，以铁素体为母相，通过将该铁素体细粒化来使止裂性提高。为了得到那样的细粒铁素体，需要从表背层部冷却使得在铸片厚中心方向上铸片厚度的1/8以上变为Ar3以下，在极低温区域进行轧制，其后回热到超过Ac3的温度，使铁素体再结晶。

专利文献2、3所记载的技术，以铁素体为母相，将表层部暂且冷却至Ar1以下，其后在表层部回热的过程中进行轧制，来得到微细的铁素体再结晶晶粒。

专利文献21所记载的技术，通过使铁素体的长轴方向的平均晶体粒径为5μm以上、纵横尺寸比为2以上、或者使原始奥氏体粒的长轴方向的平均粒径为10μm以上、纵横尺寸比为2以上，来提高脆性裂纹扩展停止特性。

另外，作为控制脆化第二相的方法，有专利文献4所记载的技术。

专利文献4所记载的技术，通过在成为母相的铁素体中使微细的脆化第二相(例如马氏体)分散，在脆性裂纹尖端部使脆化第二相产生微小裂纹，使裂纹尖端部的应力状态缓和。

另外，作为控制织构的方法，有专利文献5～17所记载的技术。专利文献5～17所记载的技术，通过作为织构，在例如表层部、板厚的1/4部、板厚的1/2部的各板厚位置控制X射线面强度比，来使裂纹的扩展方向变化，使止裂性提高。

此外，作为控制晶体粒径和织构这两者的方法，有专利文献18～20所记载的技术。

专利文献18所记载的技术，通过将板厚的1/2部的铁素体分数设为80％以上，控制晶体粒径和X射线面强度比，来使止裂性提高。

专利文献19所记载的技术，通过控制在表层和板厚的1/2部的晶体粒径和采用X射线测定的织构强度比，来使止裂性提高。

专利文献20所记载的技术，通过控制表层和板厚的1/2部的晶体粒径和相对于外部应力垂直的{100}面的面积率，来使止裂性提高。

在先技术文献

专利文献

专利文献1:日本国特开昭61-235534号公报

专利文献2:日本国特开2003-221619号公报

专利文献3:日本国特开平5-148542号公报

专利文献4:日本国特开昭59-47323号公报

专利文献5:日本国特开2008-045174号公报

专利文献6:日本国特开2008-069380号公报

专利文献7:日本国特开2008-111165号公报

专利文献8:日本国特开2008-111166号公报

专利文献9:日本国特开2008-169467号公报

专利文献10:日本国特开2008-169468号公报

专利文献11:日本国特开2008-214652号公报

专利文献12:日本国特开2008-214653号公报

专利文献13:日本国特开2008-214654号公报

专利文献14:日本国特开2009-185343号公报

专利文献15:日本国特开2009-221585号公报

专利文献16:日本国特开2009-235458号公报

专利文献17:日本国特开2010-047805号公报

专利文献18:日本国特开2011-068952号公报

专利文献19:日本国特开2011-214116号公报

专利文献20:日本国特开2007-302993号公报

专利文献21:日本国特开2008-156751号公报

发明内容

专利文献1～3中记载的技术，利用钢板表背层部的铁素体的再结晶，使铁素体为主体，因此难以形成为高强度、并且板厚度厚的钢板。另外，如专利文献1～3、21中记载的技术那样只控制晶体粒径时，在高强度并且板厚度厚的钢板中难以使止裂性提高。另外，需要经过冷却、轧制、回热工序，制造工艺变得复杂，因此得到稳定的材质是极其困难的。而且，在这样的制造工艺中，容易产生由钢板面的冷却不均匀所致的形状不良。在产生了形状不良的情况下，形状矫正需要巨大的成本。

另外，专利文献4中记载的技术，在铁素体中分散了马氏体，因此脆性裂纹发生特性显著地劣化。而且，由于以铁素体为主体，因此与上述同样地难以形成为高强度并且板厚度厚的钢板。另外，当只控制脆化第二相时，在高强度并且板厚度厚的钢板中难以使止裂性提高。

另外，专利文献5～17、19以及21中记载的技术，未进行对使高强度并且板厚度厚的钢板的止裂性提高最有效的因子即晶体粒径的控制。即当只控制织构时，在高强度并且板厚度厚的钢板中不能使止裂性飞跃性地提高。另外，X射线面强度比是表现局部的织构的，因此偏差大。这些技术，不是使止裂性提高、且在热轧时得到高的生产率的技术。毕竟专利文献5～8、11以及21的技术是提高板厚方向的脆性裂纹扩展停止特性的技术，不是如本申请那样的涉及与钢板表面平行的方向、例如与轧制方向垂直或平行的方向的脆性裂纹扩展停止特性的提高的技术。根据这样的技术，不能谋求与钢板表面平行的方向的脆性裂纹扩展停止特性的提高。

专利文献9以及10中公开的钢板的止裂性，即使是最高的止裂性，也是板厚60mm、-10℃下的Kca为6500～6600N·mm^-0.5左右。该水平可以认为在-20℃下的Kca为6000N·mm^-0.5以下，需要进一步的止裂性提高。

专利文献12、13、16以及19中公开了用于得到高止裂性的技术。但是，为了形成在板厚方向特异的织构，在板厚中央部的温度为Ar3点-10℃以下、Ar3点-50℃以上的温度区域，需要累积压下率30％以上并且平均道次压下率8％以上的轧制等。也就是说，在非常低的温度下的轧制是不可缺少的，轧制时的生产率非常低，难以大量生产。

专利文献14、15以及17中公开的钢板的板厚方向的止裂性，采用大型混成ESSO试验(助行板长度：1600mm、试验板长度：800mm、试验体宽度：2400mmm、负荷应力：235kg·mm^-0.5)评价。其在-20℃下的Kca被认为是6000N·mm^-0.5以下。而且，为了形成织构，在低温下的轧制仍然是不可缺少的，难以大量生产。

另外，专利文献18中记载的技术，只在板厚的1/2部控制了晶体粒径和织构，因此难以使板厚度厚的情况下的止裂性提高。另外，由于以铁素体为主体，因此难以形成为高强度、并且板厚度厚的钢板。另外，X射线面强度比是表现局部的织构的，因此偏差大，不适合作为使止裂性提高的因子。另外，该技术是用于通过在低温下的轧制来形成织构，由此使相对于轧制方向为45°的角度的止裂性提高的技术。在低温下的轧制是不可缺少的，难以大量生产。

专利文献20中记载的技术，控制表层和板厚的1/2部处的晶体粒径以及织构。但是，在使板厚度厚的情况下的止裂性提高方面，由于为平面应力状态，原来难以引起解理断裂的表层的作用极小，因此表层的控制难以使止裂性飞跃性地提高。另外，公开了板厚70mm、-10℃下的Kca为210MPa·mm^-0.5(也就是说，相当于约6600N·mm^-0.5)。该水平，可以认为在-20℃下的Kca为6000N·mm^-0.5以下，需要进一步的止裂性提高。

本发明是考虑到上述那样的情况而作出的，其目的在于，提供制造成本低、生产率高、强度高、板厚度厚、并且HAZ韧性没有劣化的、止裂性优异的高强度厚钢板。

本发明的要旨如以下所示。

(1)本发明的一方式涉及的高强度厚钢板，具有下述的成分组成：以质量％计，含有C：0.04～0.16％、Si：0.01～0.5％、Mn：0.75～2.5％、Al：0.001～0.1％、Nb：0.003～0.05％、Ti：0.003～0.05％、N：0.001～0.008％，并限制为P：0.03％以下、S：0.02％以下、Cu：1％以下、Ni：2％以下、Cr：1％以下、Mo：0.5％以下、V：0.15％以下、B：0.005％以下、Ca：0.01％以下、Mg：0.01％以下、REM：0.01％以下，余量包含铁以及不可避免的杂质，下述A式的碳当量Ceq.为0.30～0.50％，具有含有面积率为70％以下的铁素体、和面积率为30％以上的贝氏体的显微组织，在板厚的1/4部，结晶取向差为15°以上的晶界的每单位面积的总长度即晶界密度为400～1000mm/mm²，并且相对于与主轧制方向垂直的面形成15°以内的角度的{100}面的面积率为10～40％，在上述板厚的1/2部，上述晶界密度为300～900mm/mm²，并且相对于与上述主轧制方向垂直的面形成15°以内的角度的{110}面的面积率为40～70％。

Ceq.＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5  …A式

(2)根据上述(1)所述的高强度厚钢板，上述板厚可以为60～95mm。

(3)根据上述(1)或(2)所述的高强度厚钢板，屈服应力可以为390～690MPa。

(4)根据上述(1)～(3)的任一项所述的高强度厚钢板，上述显微组织可以含有面积率为10％以下的珠光体。

(5)根据上述(1)～(4)的任一项所述的高强度厚钢板，也可以在上述显微组织中，铁素体面积率低于50％、珠光体面积率为5％以下、贝氏体面积率为50％以上。

(6)根据上述(1)～(5)的任一项所述的高强度厚钢板，也可以上述板厚1/4部的上述晶界密度为500～900mm/mm²、上述板厚1/2部的上述晶界密度为400～800mm/mm²。

(7)根据上述(1)～(6)的任一项所述的高强度厚钢板，也可以进一步限制为：上述Cu：0.5％以下、上述Ni：1％以下、上述Cr：0.5％以下、上述Mo：0.2％以下、上述V：0.07％以下。

(8)根据上述(1)～(7)的任一项所述的高强度厚钢板，也可以将上述B进一步限制为0.002％以下。

(9)根据上述(1)～(8)的任一项所述的高强度厚钢板，也可以进一步限制为：上述Ca：0.003％以下、上述Mg：0.003％以下、上述REM：0.003％以下。

根据本发明，成为与钢板表面平行的方向、例如与轧制方向垂直或平行的方向的止裂性极为优异，并且即使板厚度厚也强度高、没有HAZ韧性的劣化的钢板，因此能够谋求焊接钢结构物的低成本化和安全性提高。

附图说明

图1A是表示对于本发明的一实施方式涉及的钢板，从照片左方向的V缺口施加冲击而发生的裂纹扩展的方式的照片。

图1B是图1A所示的裂纹的断裂面的照片。

图2A是对于比较例涉及的钢板，从照片左方向的V缺口施加冲击而发生的裂纹扩展的方式的照片。

图2B是图2A所示的裂纹的断裂面的照片。

图3A是表示对于比较例涉及的钢板，从照片左方向的V缺口施加冲击而发生的裂纹扩展的方式的照片。

图3B是图3A所示的裂纹的断裂面的照片。

具体实施方式

本发明人为了解决上述课题而刻苦研究，其结果发现：通过控制高强度钢板的成分组成、显微组织、板厚方向的晶界密度、以及板厚方向的织构，能得到热轧时的生产率高、且使与钢板表面平行的方向、例如与轧制方向垂直或平行的方向的止裂性提高了的高强度钢板。

以下对基于上述的见解而完成的本发明的一实施方式涉及的高强度厚钢板(以下有时简单地称为钢板)进行说明。

本实施方式涉及的钢板，通过控制成分组成、显微组织、板厚方向的晶界密度、和板厚方向的织构，使与钢板表面平行的方向、例如与轧制方向垂直或平行的方向的止裂性提高。

(显微组织)

本实施方式涉及的钢板具有下述显微组织，所述显微组织为铁素体和贝氏体的混合组织，或者，铁素体、珠光体和贝氏体的混合组织，铁素体面积率为70％以下、贝氏体面积率为30％以上。

当铁素体面积率超过70％时，难以形成为板厚度厚、强度高的钢板。如果能够得到所希望的板厚、强度的钢板，则作为第二相，能够设为贝氏体、或珠光体和贝氏体。本发明以厚壁高强度钢为对象，可以将铁素体面积率的上限限制为低于50％、低于30％、低于20％或者低于10％。

当贝氏体面积率低于30％时，难以得到板厚度厚、强度高的钢板。为了确保铁素体面积率，使成为脆性裂纹扩展的障碍的晶界增加，贝氏体面积率的上限可以为95％。本发明以厚壁高强度钢为对象，可以将贝氏体面积率的下限限制为50％以上、60％以上、70％以上或者80％以上。

关于珠光体，如果能够得到所希望的板厚、强度的钢板，则可以含有。因此，可以将珠光体面积率限制为10％以下、5％以下、或3％以下。珠光体面积率的下限为0％。

在铁素体、珠光体以及贝氏体以外，也可以存在微细的岛状马氏体(MA：Martensite-Austenite-Consituent)，但MA面积率设为5％以下。也可以将MA面积率限制为3％以下、2％以下或1％以下，最优选为0％。(板厚方向的晶界密度)

止裂性提高方面的支配因子，晶界的作用最大。原因是晶界成为脆性裂纹扩展的障碍。即，在晶界处，在相邻晶粒间结晶取向不同，因此在该部分中，裂纹扩展的方向变化。因此，产生未断裂区域，由于未断裂区域，应力被分散，成为裂纹闭口应力。因此，裂纹扩展的驱动力降低，止裂性提高。另外，未断裂区域最终韧性断裂，因此脆性断裂所需要的能量被吸收。因此，止裂性提高。

迄今为止被认为，为了使这种晶界增加，需要使晶体粒径较细。对于铁素体为主体的组织而言，是这样的，但对于板厚度厚且高强度的钢而言，贝氏体的利用是不可缺少的。该贝氏体与铁素体不同，下部组织的形状复杂，因此晶粒的定义极难。因此，即使换算成当量圆直径而求出晶体粒径和止裂性的关系，也偏差大，难以确定止裂性提高所必需的晶体粒径。因此，返回到晶界成为裂纹扩展的障碍这一基本原理，定义每单位面积的晶界的总长度(以下称为晶界密度)，发现若使用它来整理与止裂性的关系，则相关性最好。

因此，在本实施方式涉及的钢板中，

(A)在板厚的1/4部，使晶界密度为400～1000mm/mm²，

(B)在板厚的1/2部，使晶界密度为300～900mm/mm²。

在此，所谓「晶界密度」，意味着「结晶取向差为15°以上的晶界的每单位面积的总长度」。将结晶取向差设为15°以上的理由是因为，当低于15°时，晶界难以成为脆性裂纹扩展的障碍，止裂性提高效果减少。

即，在晶界密度满足在板厚的1/4部、1/2部分别为400mm/mm²以上、300mm/mm²以上的要件时，显示在-20℃下的止裂韧性值(Kca)为6000N·mm^-0.5以上的高止裂性。为了进一步地稳定地提高止裂性，优选将晶界密度在板厚的1/4部、1/2部分别设为500mm/mm²以上、400mm/mm²以上，或者，进一步优选分别设为600mm/mm²以上、400mm/mm²以上。

晶界密度越增加，则止裂性越提高，但若使其过度地增加，则轧制的负荷变大，会使生产率降低，因此晶界密度的上限，在板厚的1/4部、1/2部分别设为1000mm/mm²、900mm/mm²。也可以将各部分的上限分别限制为900mm/mm²、800mm/mm²或者分别限制为800mm/mm²、700mm/mm²。

在板厚的1/4部、1/2部规定晶界密度的理由是因为，为了极厚材的止裂性提高，需要使板厚整体的晶界密度增加，通过控制板厚的1/4部、1/2部，能够取得板厚平均的晶界密度的代表值。再者，根据主要控制板厚的1/2部的晶界密度的后述的制造方法，其以外的板厚位置必然地温度低，成为冷却速度变大，晶界密度增加的倾向，因此不需要特别地限定数值。但是，根据加热的方法，也有在板厚方向发生大的温度梯度，板厚的1/4部和1/2部的晶界密度逆转的情况，因此硬是规定了数值。

晶界的测定，优选使用能够在大的视场精度好地测定结晶取向的信息的EBSD(Electron Back Scatter Diffraction pattern)法。如果使用EBSD法，则也能够鉴定贝氏体之类的复杂的组织的晶界。

更详细地讲，晶界密度，可通过下述方法求出：利用EBSD法，以1μm间距测定板厚的1/4部、以及1/2部的500μm×500μm的区域，将与相邻晶粒的结晶取向差为15°以上的边界定义为晶界，此时的晶界的总长度除以测定面积。

(板厚方向的织构)

在板厚度厚且高强度的钢板的情况下，只控制板厚方向的晶界密度时，难以使止裂性稳定地提高。因此，活用织构的裂纹扩展方向的控制很重要。在钢板受到外部应力时，该钢板中发生的脆性裂纹，沿着{100}面的解理面扩展。因此判明，如果在与该外部应力垂直的面上{100}面织构发达，则如上述那样控制了晶体粒径时的止裂性提高效果减少。外部应力是对钢结构物外在性地给予的应力。脆性裂纹，在与最高的外部应力垂直的方向发生、扩展的情况较多。因此，在此，将对钢结构物外在性地给予的最高的应力定义为外部应力。一般地，外部应力与钢板的主轧制方向大致平行地被给予。因此，能够将相对于外部应力垂直的面作为相对于钢板的主轧制方向垂直的面对待。

再者，对于钢板的主轧制方向，例如，通过利用苦味酸使钢板表面腐蚀，测定原始奥氏体的纵横尺寸比而能够特定。即，能够将原始奥氏体的纵横尺寸比大的方向作为钢板的主轧制方向来特定。

已判明，如果相对于与钢板的主轧制方向垂直的面形成15°以内的角度的{110}面的织构，在板厚的1/2部以面积率计成为40～70％，则1/2部附近的脆性裂纹不会笔直地扩展，裂纹倾斜地扩展，由此能够降低裂纹扩展的驱动力。但是，如果在板厚的1/2部以外的板厚部位也使同样的织构发达，则裂纹以倾斜的状态扩展，不能发挥充分的止裂性提高效果。因此判明，相反地，为了在板厚的1/4部，使裂纹笔直地扩展，通过在板厚的1/4部，使相对于与钢板的主轧制方向垂直的面形成15°以内的角度的{100}面的织构以面积率计为10～40％，1/2部的倾斜的裂纹扩展被抑制了扩展到1/2部以外的板厚部位。

基于上述的见解，在本实施方式涉及的钢板中，

(C)在板厚的1/4部，使相对于与主轧制方向垂直的面形成15°以内的角度的{100}面的面积率为10～40％，

(D)在板厚的1/2部，使相对于与主轧制方向垂直的面形成15°以内的角度的{110}面的面积率为40～70％。

通过满足上述的(C)、(D)，如图1A、图1B所示，1/2部的裂纹倾斜而扩展，并且，1/4部的裂纹笔直地扩展，裂纹的扩展阻力更加增加。由此，能够发挥由晶界密度的增加所带来的止裂性提高效果，止裂性能够显示充分的值。再者，图1A是表示对于本发明的一实施方式涉及的钢板，从照片左方向的V缺口施加冲击而发生的裂纹扩展的方式的照片，图1B是表示其裂纹的断裂面的照片。

在板厚的1/4部，将相对于与主轧制方向垂直的面形成15°以内的角度的{100}面的面积率设为10％以上的理由是因为，当低于10％时，得不到使裂纹笔直地扩展的效果。

另外，在板厚的1/4部，将相对于与主轧制方向垂直的面形成15°以内的角度的{100}面的面积率设为40％以下的理由是因为，如图2A、2B所示，当超过40％时，相比于1/2部，1/4部的裂纹扩展成为支配性的部分，裂纹笔直地扩展，从而止裂性降低。再者，图2A是表示对于在板厚的1/4部，使相对于与主轧制方向垂直的面形成15°以内的角度的{100}面的面积率为超过40％的钢板，从照片左方向的V缺口施加冲击而发生的裂纹扩展的方式的照片，图2B是表示其裂纹的断裂面的照片。

在板厚的1/4部处的、相对于与主轧制方向垂直的面形成15°以内的角度的{100}面的面积率，优选为13～37％，进一步优选为15～35％。

在板厚的1/2部，使相对于与主轧制方向垂直的面形成15°以内的角度的{110}面的面积率为40％以上的理由是因为，当低于40％时，得不到使裂纹倾斜地扩展的效果。

另外，在板厚的1/2部，使相对于与主轧制方向垂直的面形成15°以内的角度的{110}面的面积率为70％以下的理由是因为，如图3A、图3B所示，当超过70％时，不受1/4部的阻力而以倾斜的状态扩展，由此止裂性降低。再者，图3A是表示对于在板厚的1/2部，使相对于与主轧制方向垂直的面形成15°以内的角度的{110}面的面积率超过70％的钢板，从照片左方向的V缺口施加冲击而发生的裂纹扩展的方式的照片，图3B是表示其裂纹的断裂面的照片。

在板厚的1/2部，相对于与主轧制方向垂直的面形成15°以内的角度的{110}面的面积率，优选为45～65％，进一步优选为40～60％。

优选织构采用EBSD法测定。在采用EBSD法测定的情况下，与采用X射线的测定相比，能够精度好地测定更大的视场的织构。

更详细地讲，采用EBSD法，分别作成在板厚的1/4部的相对于与钢板的主轧制方向垂直的面形成15°以内的角度的{100}面、以及在板厚的1/2部的{110}面的映射图，其总面积除以测定面积，由此能够求出它们的面积率。

如上述那样的用于止裂性提高的对策，在屈服应力为390～690MPa、抗拉强度为500～780MPa的钢板、以及板厚为60～95mm的钢板中能够应用。其理由的因为，在屈服应力低于390MPa、或板厚低于60mm的区域，不依赖于本发明的手段而使止裂性提高是比较容易的，在屈服应力超过690MPa、板厚超过95mm的区域，即使形成本发明中规定的晶界密度、织构，由于力学条件变得严酷，因此也难以成为在-20℃下的止裂韧性值(Kca)为6000N·mm^-0.5以上的高止裂性。可以将屈服应力的下限限制为440MPa或470MPa、将上限限制为640MPa或590MPa。可以将抗拉强度的下限限制为520MPa、540MPa或560MPa、将上限限制为730MPa、680MPa或630MPa。

(成分组成)

以下对本实施方式涉及的钢板的成分组成进行说明。关于成分的「％」意指质量％。

C：0.04～0.16％

C，为了确保厚母材的强度和韧性，含有0.04％以上。C的含有量超过0.16％时，难以确保良好的HAZ韧性，因此C的含有量设为0.16％以下。

因此，C的下限值为0.04％，优选为0.05％，更优选为0.06％，C的上限值为0.16％，优选为0.14％，更优选为0.12％。

Si：0.01～0.5％

Si作为脱氧元素、以及强化元素有效，因此含有0.01％以上。Si的含有量超过0.5％时，HAZ韧性大大地劣化，因此Si的含有量设为0.5％以下。

因此，Si的下限值为0.01％，优选为0.03％，更优选为0.05％，Si的上限值为0.5％，优选为0.4％，更优选为0.35％或0.3％。

Mn：0.75～2.5％

Mn，为了经济性地确保厚母材的强度和韧性，含有0.75％以上。Mn的含有量超过2.5％时，中心偏析变得显著，产生了中心偏析的部分的母材和HAZ的韧性劣化，因此Mn的含有量设为2.5％以下。

因此，Mn的下限值为0.75％，优选为0.9％，更优选为1.2％，Mn的上限值为2.5％，优选为2.0％，更优选为1.8％或1.6％。

P：限制为0.03％以下

P是杂质元素之一。为了稳定地确保HAZ韧性，可以将P的含有量限制为0.03％以下。优选为0.02％以下，进一步优选为0.015％以下。下限值为0％，但考虑到用于使P含有量降低的成本，也可以将0.0001％作为下限值。

S：限制为0.02％以下

S是杂质元素之一。为了稳定地确保母材的特性、以及HAZ韧性，可以将S的含有量限制为0.02％以下。优选为0.01％以下，进一步优选为0.008％以下。下限值为0％，但考虑到用于使S含有量降低的成本，也可以将0.0001％作为下限值。

Al：0.001～0.1％

Al担负脱氧的作用，降低作为杂质元素之一的O。在Al以外，Mn和Si也有助于脱氧。但是，即使是添加了Mn、Si的情况，若Al的含有量低于0.001％，则也不能够稳定地降低O。但是，如果Al的含有量超过0.1％，则生成氧化铝系的粗大氧化物、其团簇，损害母材和HAZ韧性，

因此Al的含有量设为0.1％以下。

因此，Al的下限值为0.001％，优选为0.01％，更优选为0.015％，Al的上限值为0.1％，优选为0.08％，更优选为0.05％。

Nb：0.003～0.05％

Nb在本发明中是重要的元素。为了形成规定的晶界密度、织构，需要在未再结晶奥氏体区域的轧制。Nb是为使未再结晶温度区域扩大而有效的元素，使轧制温度上升，也有助于生产率提高。为了得到该效果，需要含有0.003％以上。但是，Nb的含有量超过0.05％时，HAZ韧性、可焊性降低，因此Nb的含有量设为0.05％以下。

因此，Nb的下限值为0.003％，优选为0.005％，更优选为0.008％，Nb的上限值为0.05％，优选为0.025％，更优选为0.018％。

Ti：0.003～0.05％

Ti在本发明中是重要的元素。通过含有Ti，形成TiN，在钢片加热时抑制奥氏体粒径变大。若奥氏体粒径变大，则相变组织的晶体粒径也变大，因此变得难以得到规定的晶界密度，韧性、止裂性降低。为了得到为不使韧性、止裂性降低而所需要的量的晶界密度，需要含有0.003％以上的Ti。但是，Ti的含有量超过0.05％时，形成TiC，HAZ韧性降低，因此Ti的含有量设为0.05％以下。

因此，Ti的下限值为0.003％，优选为0.006％，更优选为0.008％，Ti的上限值为0.05％，优选为0.02％，更优选为0.015％。

N：0.001～0.008％

N在本发明中是重要的元素。如上述那样形成TiN，在钢片加热时抑制奥氏体粒径变大，因此需要含有0.001％以上。但是，N的含有量超过0.008％时，钢材脆化，因此N的含有量设为0.008％以下。

因此，N的下限值为0.001％，优选为0.0015％，更优选为0.002％，N的上限值为0.008％，优选为0.0065％，更优选为0.006％。

在本实施方式涉及的钢板的成分组成中，上述的元素之外的余量可以为Fe以及不可避免的杂质。但是，本实施方式涉及的钢板的成分组成，也可以根据需要含有Cu、Ni、Cr、Mo、V、B、Ca、Mg、REM的至少1种。这些元素的含有量的下限值为0％，但为了稳定地得到添加的效果，也可以设定下限值。另外，即使这些元素以杂质水平来微量含有，在本发明中也能够容许。以下对于各个元素的添加效果和含有量进行说明。不论是这些元素被有意地添加，还是作为不可避免的杂质混入，其含有量在请求保护的范围内的钢板，都看作在本发明的请求保护的范围内。

Cu：0～1％

通过添加Cu，能够提高母材的强度、以及韧性。

但是，如果Cu的含有量过多，则HAZ韧性、可焊性恶化，因此将1％作为上限。Cu的下限值为0％，但为了稳定地得到添加效果，也可以将下限值设为0.1％。

因此，Cu的下限值为0％。为了提高母材的强度以及韧性，也可以将其下限设为0.1％或0.2％。为了提高HAZ韧性、可焊性，Cu的上限值也可以根据需要限制为1％、0.8％、0.5％、或0.3％。

Ni：0～2％

通过添加Ni，能够提高母材的强度、以及韧性。

但是，如果Ni的含有量过多，则HAZ韧性、可焊性恶化，因此将2％作为上限。Ni的下限值为0％，但为了稳定地得到添加效果，也可以将下限值设为0.1％。

因此，Ni的下限值为0％。为了提高母材的强度以及韧性，也可以将其下限设为0.1％或0.2％。Ni的上限值也可以根据需要限制为2％、1％、0.5％、或0.3％。

Cr：0～1％

通过添加Cr，能够提高母材的强度、以及韧性。

但是，如果Cr的含有量过多，则HAZ韧性、可焊性恶化，因此将1％作为上限。Cr的下限值为0％，但为了稳定地得到添加效果，也可以将下限值设为0.1％或0.2％。Cr的上限值也可以根据需要限制为1％、0.8％、0.5％、或0.3％。

Mo：0～0.5％

通过添加Mo，能够提高母材的强度、以及韧性。

但是，如果Mo的含有量过多，则HAZ韧性、可焊性恶化，因此将0.5％作为上限。Mo的下限值为0％，但为了稳定地得到添加效果，也可以将下限值设为0.01％或0.02％。Mo的上限值也可以根据需要限制为0.5％、0.3％、0.2％、或0.1％。

V：0～0.15％

通过添加V，能够提高母材的强度、以及韧性。

但是，如果V的含有量过多，则HAZ韧性、可焊性恶化，因此将0.15％作为上限。V的下限值为0％，但为了稳定地得到添加效果，也可以将下限值设为0.01％或0.02％。V的上限值也可以根据需要限制为0.15％、0.1％、0.07％、或0.05％。

B：0～0.005％

通过添加B，能够提高母材的强度、以及韧性。

但是，如果B的含有量过多，则HAZ韧性、可焊性恶化，因此将0.005％作为上限。B的下限值为0％，但为了稳定地得到添加效果，也可以将下限值设为0.0002％或0.0003％。B的上限值也可以根据需要限制为0.005％、0.003％、0.002％、或0.001％。

Ca：0～0.01％

通过添加Ca，HAZ韧性提高。但是，如果Ca的含有量过多，则HAZ韧性、可焊性恶化，因此将0.01％作为上限。Ca的下限值为0％，但为了稳定地得到添加效果，也可以将下限值设为0.0002％或0.0003％。Ca的上限值也可以根据需要限制为0.01％、0.005％、0.003％、或0.001％。

Mg：0～0.01％

通过添加Mg，HAZ韧性提高。但是，如果Mg的含有量过多，则HAZ韧性、可焊性恶化，因此将0.01％作为上限。Mg的下限值为0％，但为了稳定地得到添加效果，也可以将下限值设为0.0002％或0.0003％。Mg的上限值也可以根据需要限制为0.01％、0.005％、0.003％、或0.001％。

REM：0～0.01％

通过添加REM，HAZ韧性提高。但是，如果REM的含有量过多，则HAZ韧性、可焊性恶化，因此将0.01％作为上限。REM的下限值为0％，但为了稳定地得到添加效果，也可以将下限值设为0.0003％或0.0005％。REM的上限值也可以根据需要限制为0.01％、0.005％、0.003％、或0.001％。

为了母材的强度、以及韧性提高等，可有意地添加上述的选择元素。但是，为了合金成本降低等，也可以丝毫不添加这些选择元素。这些元素，即使是没有有意地添加的情况，作为不可避免的杂质，在钢中容许含有Cu：0.1％以下、Ni：0.1％以下、Cr：0.1％以下、Mo：0.01％以下、V：0.01％以下、B：0.0002％以下、Ca：0.0003％以下、Mg：0.0003％以下、REM：0.0003％以下。

(碳当量：0.30～0.50％)

本实施方式涉及的钢板，将由下述(1)式求出的碳当量Ceq.设为0.30～0.50％。

Ceq.＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5  …(1)式

在此，各成分为钢板中所含有的各成分的质量％。

当碳当量低于0.30％时，不能满足对高强度厚钢板所要求的强度。当碳当量超过0.50％时，不能满足对高强度厚钢板所要求的止裂性。

因此，碳当量的下限值为0.30％，优选为0.32％，更优选为0.34％，进一步优选为0.36％，碳当量的上限值为0.50％，优选为0.44％，更优选为0.42％，进一步优选为0.40％。

接着，对本实施方式涉及的钢板的优选的制造方法进行说明。

首先，采用使用转炉等的公知的熔炼方法熔炼调整为所希望的成分组成的钢液，采用连铸等的公知的铸造方法制成为钢片。

将钢片冷却到板厚中心温度为600℃以下后，在气氛温度为1000～1250℃的加热炉中装入30～600分钟，在板厚中心温度为950～1150℃时抽出。

冷却了的钢片的温度超过600℃时的向加热炉的装入，由于从冷却中的奥氏体向铁素体的相变没有完成，因此加热时的向奥氏体的逆相变所引起的细粒化效果难以得到，当为粗大的奥氏体粒时，难以使轧制后的晶界密度增加。优选为500℃以下。

加热的气氛温度低于1000℃时，不能充分加热，固溶化变得不充分。气氛温度超过1250℃时，奥氏体粒粗大化，在其后的轧制过程中难以使晶界密度增加。优选的气氛温度的范围为1050～1200℃。

在加热炉中的装入时间低于30分时，固溶化不充分，超过600分时，奥氏体粒粗大化。优选的装入时间的范围为40～500分。

加热抽出时的板厚中心温度低于950℃时，固溶化不充分，并且因奥氏体粒微细化，从而淬透性降低，因此难以制成为板厚度厚、强度高的钢板。

加热抽出时的板厚中心温度超过1150℃时，奥氏体粒粗大化，在其后的轧制过程中难以使晶界密度增加，而且，产生直到轧制开始为止的等待温度的降低的时间，因此生产率变低。优选的加热抽出温度的范围为1000～1100℃。

接着，在板厚中心温度超过850℃且为1150℃以下的条件下，实施下述粗轧，所述粗轧是1道次压下率为3～30％的轧制为4～15道次、低于3％的轧制为3道次以内(包括0在内)的、累积压下率为15～70％的粗轧。

板厚中心温度超过1150℃时，即使其后的精轧也不能够使再结晶奥氏体晶粒微细。板厚中心温度低于850℃时，生产率降低。优选的板厚中心温度为900～1000℃。

1道次压下率低于3％时，奥氏体粒异常长大，因此需要极力避免。但是，如果将1道次压下率低于3％的轧制限制在3道次以内，并实施4道次以上的1道次压下率为3～30％的轧制，则能够充分实现由再结晶所引起的微细化。但是，当超过30％时，轧机的负荷大，当超过15道次时，生产率降低，因此1道次压下率以30％为上限，道次数设为4～15道次。优选将1道次压下率为5～25％的轧制设为6～13道次。

粗轧的累积压下率设为15～70％的理由是因为，当累积压下率低于15％时，奥氏体的再结晶所引起的微细化较困难，并且，疏松残存，有发生内部裂纹、延展性、以及韧性的劣化的可能性，当超过70％时，道次数增加，生产率降低。优选的累积压下率为30～60％。

接着，在板厚中心温度为750～850℃的条件下实施下述精轧，所述精轧是4～15道次、下述(2)式的形状比(mj)的平均值为0.5～1、累积压下率为40～80％的精轧。

mj＝2{R(Hj-1-Hj)}^1/2/(Hj-1+Hj)  …(2)式

在此，j表示轧制道次数，mj表示第j道次的形状比，R表示辊半径(mm)，Hj表示j道次后的板厚(mm)。

当板厚中心温度超过850℃时，未充分进入到未再结晶区域，位错的增加被抑制，不能够增加晶界密度。当板厚中心温度低于750℃时，生产率降低，而且包含一部分的加工铁素体，因此难以使板厚的1/2部的相对于与钢板的主轧制方向垂直的面形成15°以内的角度的{110}面的面积率为40％以上。优选的板厚中心温度为760～840℃。当为低于4道次的轧制时，难以确保形状比为1以下，当超过15道次时，生产率降低。优选的道次数为5～13道次。

(2)式的形状比，是表示通过轧制对钢板给予怎样的应变成分的指标。若形状比小，则剪切应变成分被较多地给予，若形状比大，则压缩应变成分被较多地给予。该形状比变化所致的应变成分的变化，特别是对板厚的1/4部的织构的形成造成大的影响，因此如上述那样设定了其范围。

将形状比的平均值设为0.5～1的理由是因为，在板厚的1/4部，当其低于0.5时，轧制的剪切应变成为支配性的，由此所致的{100}织构发达，难以使相对于与钢板的主轧制方向垂直的面形成15°以内的角度的{100}面的面积率低于40％，当其超过1时，轧制的压缩应变成为支配性的，由此所致的{110}织构发达，因此难以使{100}面的面积率超过10％。优选的形状比的平均值的范围为0.6～0.9。累积压下率低于40％时，由位错的蓄积所致的晶界密度的增加、和使规定的织构发达方面都较困难，超过80％时，由位错的蓄积所致的晶界密度的增加效果饱和，而且生产率降低，因此设为40～80％。优选的累积压下率的范围为45～75％。

与上述的热轧接续，从板厚中心温度为700℃以上的温度，以2～10℃/s的板厚中心冷却速度实施加速冷却直到550℃以下的温度为止。

冷却开始时的板厚中心温度低于700℃时，铁素体相变进行，发生粗粒化，因此难以使晶界密度增加。板厚中心冷却速度低于2℃/s时，难以使晶界密度增加。板厚中心冷却速度超过10℃/s对于板厚60mm以上的钢板而言难以实现，因此将10℃/s作为上限。冷却停止温度超过550℃时，难以使晶界密度增加。虽然没有特别的规定冷却停止温度的下限的必要性，但由于不能够变为水温以下的温度，因此将水温或者室温作为下限。优选的加速冷却的条件是：冷却开始时的板厚中心温度为720℃以上、冷却速度为3～8℃/s、冷却停止温度为500℃以下。

再者，通过使用钢板的板厚中心温度控制制造，能够制造本实施方式涉及的钢板。通过使用板厚中心温度，与使用钢板的表面温度的情况相比，在板厚变化了的情况下等也能够适当地控制制造条件，能够效率好地制造材质的偏差小的、品质好的钢板。

在轧制工序中，通常，从加热到轧制的期间一边测定钢板的表面温度等，一边计算钢板内部的温度分布，一边从该温度分布的计算结果预测轧制反作用力等，一边进行轧制的控制。这样，在轧制中能够容易地求出钢板中心温度。进行加速冷却的情况下也同样地一边预测板厚内部的温度分布一边进行加速冷却的控制。

实施加速冷却后，也可以根据需要在300～650℃进行回火。

低于300℃的回火，难以得到回火的效果。回火温度超过650℃时，软化量变大，难以确保强度。优选的回火温度为400～600℃。

本实施方式涉及的钢板，能够应用作为板厚为60～95mm、屈服应力为390～690MPa的钢板。特别是能够应用于船体、以及海洋结构物用的屈服应力390MPa级、460MPa级或者其以上的强度的钢板的制造。

如以上那样，根据本实施方式，关于止裂性，能够使表示止裂性的在-20℃下的Kca提高到6000N·mm^-0.5以上。另外，能够形成为制造成本低、生产率高、并且HAZ韧性没有劣化的、止裂性优异的高强度厚钢板。

实施例

以下基于实施例说明本发明的效果。

在炼钢工序中调整钢液的成分组成，其后，通过连铸来制造了钢片A～Z。钢片A～O为发明钢，钢片P～Z为比较钢。

在实施例1～20、以及比较例21～55中，对钢片A～Z进行再加热，进而实施厚板轧制，制成为厚度为60～95mm的厚钢板，接着将厚钢板水冷。但是，在比较例53中，代替水冷进行了空冷。其后，根据需要进行了热处理。

表1、表2示出钢片A～Z的成分组成。表1、表2的下划线表示其数值在本发明的范围外，斜体表示作为不可避免的杂质所含有的量的分析值。

表3～6示出制造方法。轧制使用辊半径600mm的轧机。生产率，采用从加热炉抽出时到轧制完成并开始冷却为止所需要的时间来评价，将制造时间低于1000s规定为良好。表3～6的下划线表示：为不优选的条件、或者生产率脱离了上述的规定为良好的值。再者，制造方法中的温度、冷却速度是板厚中心位置的值，从实测的表面温度，通过采用公知的差分法的热传导解析来求得。

表1

表2

表3

表4

表5

麦6

对于制造的各厚钢板，测定了显微组织相分数、织构、晶界密度、以及机械性质。

显微组织相分数，是通过利用光学显微镜，对于板厚的1/2部，以500倍的倍率拍摄显微组织，通过图像解析求出各相的总面积，除以测定面积，从而求出。

晶界密度，是通过采用EBSD法，以1μm间距测定板厚的1/4部、以及1/2部的500μm×500μm的区域，将与相邻晶粒的结晶取向差为15°以上的边界定义为晶界，此时的晶界的总长度除以测定面积，从而求出。

织构，是通过分别作成板厚的1/4部的、相对于与钢板的主轧制方向垂直的面形成15°以内的角度的{100}面、以及板厚的1/2部的、{110}面的映射图，其总面积除以测定面积，从而求出它们的面积率。

机械性质之中，母材的屈服应力、夏比冲击吸收能，使用从板厚中心部制取的试样进行试验，将其结果作为各钢板的代表值。

拉伸试验，依据JIS Z2241(1998年)的「金属材料拉伸试验方法」对各2个试样进行试验测定，求出其平均值。拉伸试样为JIS Z2201(1998年)的4号试样。

夏比冲击吸收能，使用2mmV缺口夏比冲击试样，依据JIS Z2242(2005年)的「金属材料的夏比冲击试验方法」，在-40℃对各3个试样进行试验，求出吸收能的平均值。

母材的止裂性，通过温度梯度型的标准ESSO试验(原始厚以及板宽度500mm)，求出在-20℃下的止裂韧性值Kca。

接头韧性，采用焊接线能量为10kJ/mm的埋弧焊接法制作对接焊接接头，沿着板厚的1/4部处的熔合线(FL)形成2mmV缺口夏比冲击试样的缺口，求出在-20℃下的各3根试样的吸收能的平均值。夏比冲击试验依据JIS Z2242(2005年)的「金属材料的夏比冲击试验方法」进行。

将针对实施例1～20以及比较例21～55的厚钢板的这些测定结果示于表7。在此，将夏比冲击吸收能为100J以上、Kca为6000N·mm^-0.5以上规定为良好。

表7的下划线表示：条件在本发明的范围外、或者钢板的特性脱离了上述的规定为良好的值。

表7

实施例1～20全部满足本发明的条件，因此强度、韧性、止裂性、接头韧性、以及生产率都良好。

比较例21～55，下划线部的条件脱离本发明的范围，因此在下述方面没有得到良好的结果。

比较例21～31，成分范围脱离本发明的范围，因此强度、韧性、止裂性、接头韧性的至少一项存在问题。

比较例32，钢片的加热前温度过高，因此晶界密度小，韧性、以及止裂性低。

比较例33，加热炉的气氛温度过高，因此板厚的1/4部的晶界密度小，止裂性低。

比较例34，加热时间过短，因此晶界密度小，韧性、以及止裂性低。

比较例35，加热时间过长，因此晶界密度小，韧性、以及止裂性低。

比较例36，加热抽出温度过高，因此生产率低，晶界密度小，韧性、以及止裂性低。

比较例37，加热抽出温度过低，因此铁素体分数高，强度低。

比较例38，粗轧的低于3％的道次数过多，因此晶界密度小，韧性、以及止裂性低。

比较例39，粗轧的3～30％的道次数过少，因此板厚的1/2部的晶界密度小，止裂性低。

比较例40，粗轧的3～30％的道次数过多，因此生产率显著低。

比较例41，加热抽出温度高，与之相伴，粗轧温度过高，因此晶界密度小，韧性、止裂性、以及生产率低。

比较例42，粗轧的累积压下率过小，因此晶界密度小，韧性、以及止裂性低。

比较例43，粗轧的3～30％的道次数多，与之相伴，粗轧的累积压下率过大，因此生产率显著低。

比较例44，精轧温度过高，因此晶界密度小，韧性、以及止裂性低。

比较例45，精轧温度过低，因此板厚的1/2部的{110}面积率小，止裂性、以及生产率低。

比较例46，精轧的道次数少，与之相伴，形状比过大，因此板厚的1/4部的{100}面积率小，止裂性低。

比较例47，精轧的道次数过多，因此生产率低。

比较例48，精轧的平均形状比过大，因此板厚的1/4部的{100}面积率小，止裂性低。

比较例49，精轧的平均形状比过小，因此板厚的1/4部的{100}面积率大，止裂性低。

比较例50，精轧的累积压下率过小，因此板厚的1/4部的{100}面积率、板厚的1/2部的{110}面积率、以及晶界密度小，韧性、以及止裂性低。

比较例51，精轧的累积压下率过大，因此生产率低。

比较例52，冷却开始温度过低，因此板厚的1/4部的{100}面积率、板厚的1/2部的{110}面积率、以及晶界密度小，强度、韧性、止裂性、以及生产率低。

比较例53，由于为采用空冷的冷却，因此板厚的1/4部的{100}面积率、板厚的1/2部的{110}面积率、以及晶界密度小，强度、韧性、以及止裂性低。

比较例54，冷却停止温度过高，因此晶界密度小，韧性、以及止裂性低。

比较例55，回火温度过高，因此强度低。

从以上的实施例确认出：通过应用本发明，能够提供制造成本低、生产率高、强度高、板厚度厚、并且HAZ韧性没有劣化的、止裂性优异的高强度厚钢板。

再者，本发明并不被上述的实施方式限定。在不脱离本发明的主旨的范围内能够进行各种变更来实施。

产业上的利用可能性

根据本发明，能够提供制造成本低、生产率高、强度高、板厚度厚、并且HAZ韧性没有劣化的、止裂性优异的高强度厚钢板。

Claims (9)

1.一种高强度厚钢板，其特征在于，

具有下述的成分组成：

以质量％计，含有

C：0.04～0.16％、

Si：0.01～0.5％、

Mn：0.75～2.5％、

Al：0.001～0.1％、

Nb：0.003～0.05％、

Ti：0.003～0.05％、

N：0.001～0.008％，

并限制为

P：0.03％以下、

S：0.02％以下、

Cu：1％以下、

Ni：2％以下、

Cr：1％以下、

Mo：0.5％以下、

V：0.15％以下、

B：0.005％以下、

Ca：0.01％以下、

Mg：0.01％以下、

REM：0.01％以下，

余量包含铁以及不可避免的杂质，

下述(1)式的碳当量Ceq.为0.30～0.50％，

具有含有面积率为70％以下的铁素体、和面积率为30％以上的贝氏体的显微组织，

在板厚的1/4部，结晶取向差为15°以上的晶界的每单位面积的总长度即晶界密度为400～1000mm/mm²，并且相对于与主轧制方向垂直的面形成15°以内的角度的{100}面的面积率为10～40％，

在所述板厚的1/2部，所述晶界密度为300～900mm/mm²，并且相对于与所述主轧制方向垂直的面形成15°以内的角度的{110}面的面积率为40～70％，

Ceq.＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5  …(1)式。

2.根据权利要求1所述的高强度厚钢板，其特征在于，所述板厚为60～95mm。

3.根据权利要求1或2所述的高强度厚钢板，其特征在于，屈服应力为390～690MPa。

4.根据权利要求1或2所述的高强度厚钢板，其特征在于，所述显微组织含有面积率为10％以下的珠光体。

5.根据权利要求1或2所述的高强度厚钢板，其特征在于，所述显微组织，铁素体面积率低于50％，珠光体面积率为5％以下，贝氏体面积率为50％以上。

6.根据权利要求1或2所述的高强度厚钢板，其特征在于，所述板厚1/4部的所述晶界密度为500～900mm/mm²，所述板厚1/2部的所述晶界密度为400～800mm/mm²。

7.根据权利要求1或2所述的高强度厚钢板，其特征在于，进一步限制为：

所述Cu：0.5％以下、

所述Ni：1％以下、

所述Cr：0.5％以下、

所述Mo：0.2％以下、

所述V：0.07％以下。

8.根据权利要求1或2所述的高强度厚钢板，其特征在于，将所述B进一步限制为0.002％以下。

9.根据权利要求1或2所述的高强度厚钢板，其特征在于，进一步限制为：

所述Ca：0.003％以下、

所述Mg：0.003％以下、

所述REM：0.003％以下。