CN104011247A

CN104011247A - 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

Info

Publication number: CN104011247A
Application number: CN201280065089.9A
Authority: CN
Inventors: 长谷和邦; 竹内佳子; 西村公宏; 三田尾真司
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; JFE Engineering Corp
Priority date: 2011-12-27
Filing date: 2012-12-20
Publication date: 2014-08-27
Anticipated expiration: 2032-12-20
Also published as: KR101681491B1; JP5733425B2; KR101614375B1; BR112014015789B1; TWI504759B; KR20140113975A; JPWO2013099179A1; WO2013099179A1; KR20160021912A; BR112014015789A2; TW201333219A; BR112014015789A8; CN104011247B

Abstract

本发明提供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。一种厚钢板，其含有特定含量的C、Si、Mn、Al、P、S、N，并且Ceq(＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(V+Mo+Cr)/5)为0.34％以上且0.49％以下，根据需要含有选自Nb、Ti、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Ca、B、REM中的一种或两种以上，具有与钢板表面平行的面中的(211)面X射线强度比为1.0以上的织构的区域存在于包括板厚中心部在内的板厚的1/3部以上，板厚的中央部的贝氏体百分率为80％以上，并且板厚的1/4位置的夏比断口转变温度为-40℃以下。在进行热轧中的板厚中央部的温度在(Ar₃点+60)℃以下且Ar₃点以上的温度范围内的累积轧制率为50％以上的轧制后，以4.0℃/秒以上的冷却速度冷却至450℃以下。

Description

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

技术领域

本发明涉及用于船舶、海洋结构物、低温贮藏罐、建筑/土木结构物等大型结构物的、适合作为板厚超过50mm的厚钢板的、脆性裂纹传播停止特性(brittle crack arrestability)优良的高强度厚钢板(highstrength steel plate)及其制造方法。

背景技术

对于船舶、海洋结构物、低温贮藏罐、建筑/土木结构物等大型结构物而言，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，要求使用温度下的靭性(toughness)、脆性裂纹传播停止特性。

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(outer plate of ship’s hull)，最近，随着船体的大型化，高强度厚壁化进一步发展，一般而言，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。

作为使钢材的脆性裂纹传播停止特性提高的方法，一直以来已知有增加Ni含量的方法，在液化天然气(Liquefied Natural Gas)的储罐中，以商业规模使用9％Ni钢。

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。

另一方面，对于没有达到LNG这样的极低温(cryogenic 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TMCP(Thermo-Mechanical Control Process，热机械控制工艺)法实现细粒化而使低温靭性提高，从而赋予优良的脆性裂纹传播停止特性。

另外，在专利文献1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(ultrafine-grained)的钢材。

专利文献1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产生在钢材表层部的剪切唇(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。

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(Ar₃temperature)以下，然后，停止控制冷却，将表层部分再加热至相变点以上，反复进行1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(bainitestructure)。

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(average grain diameter equivalent to a circle)为5μm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1个道次的最大轧制率(rolling reduction ratio)设定为12％以下，从而抑制局部的再结晶现象。

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。

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。

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。

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而缓和脆性裂纹前端的应力来提高对脆性断裂的阻力。

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 diffraction intensity according to(110)plane)为2以上、并且使圆等效直径(average grain diameter equivalent to acircle)20μm以上的粗大晶粒为10％以下，由此使耐脆性断裂特性提高。

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。另外，专利文献6～9中记载了通过对控制轧制中的平均轧制率进行规定而在板厚方向的各部(板厚的1/4部、板厚中央部等)中使织构发达的、脆性裂纹传播停止特性优良的焊接结构用钢的制造方法。

发明内容

发明所要解决的问题

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；厚手造船用鋼における長大脆性き裂伝播挙動(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

另外，在供试材料的ESSO试验(ESSO test compliant with theguideline for brittle crack arrest design(2009,CLASS NK))中，显示出在-10℃的使用温度下的Kca的值小于3000N/mm^3/2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。

从制造条件、公开的实验数据来看，上述专利文献1～5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。

另外，专利文献6～9中，为了使板厚中央部的织构发达，需要在轧制时将每1个道次的轧制率设定得较高，因此，在制造条件、钢板尺寸等方面产生各种制约，要求对其进行改善。

因此，本发明的目的在于提供即使对于板厚超过50mm的厚钢板而言，也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。

用于解决问题的方法

本发明人对即使是板厚超过50mm的厚钢板也具有优良的脆性裂纹传播停止特性的高强度厚钢板以及稳定地得到该钢板的制造方法反复进行了深入研究，详细考察了厚钢板中织构对脆性裂纹传播停止特性带来的影响，结果得到如下见解：通过使具有与钢板表面平行的面中的(211)面X射线强度比为1.0以上的织构的区域存在于包括板厚中心部在内的板厚总厚度的1/3以上的区域中，能够得到优良的脆性裂纹传播停止特性。另外还获知：为了得到这样的厚钢板，优选将特定范围的化学成分与特定范围的制造条件、特别是板厚中央部的轧制、冷却条件进行组合来制造。

本发明是对所得见解进行进一步研究而完成的，即，本发明为：

1.一种脆性裂纹传播停止特性优良的高强度厚钢板，其特征在于，在包括板厚中心部在内的板厚总厚度的1/3以上的区域中，具有与钢板表面平行的面中的(211)面X射线强度比为1.0以上的织构，板厚的中央部的贝氏体百分率为80％以上，并且板厚的1/4位置的夏比断口转变温度为-40℃以下。

2.如1所述的脆性裂纹传播停止特性优良的高强度厚钢板，其特征在于，钢的化学成分以质量％计为，C：0.03～0.20％、Si：0.03～0.50％、Mn：0.50～2.20％、P：0.030％以下、S：0.010％以下、Al：0.005～0.08％、N：0.0045％以下，并且由下述(1)式表示的碳当量(Ceq)为0.34％以上且0.49％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，

Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(V+Mo+Cr)/5 (1)

其中，各元素符号表示各成分的质量％含量。

3.如2所述的脆性裂纹传播停止特性优良的高强度厚钢板，其特征在于，钢的化学成分以质量％计进一步含有选自Ti：0.005～0.030％、Nb：0.005～0.050％、Cu：0.01～0.50％、Ni：0.01～1.00％、Cr：0.01～0.50％、Mo：0.01～0.50％、V：0.001～0.10％、B：0.0030％以下，Ca：0.0050％以下、REM：0.010％以下中的一种或两种以上。

4.一种脆性裂纹传播停止特性优良的高强度厚钢板的制造方法，其特征在于，将具有2或3所述的化学成分的钢原材加热至900～1200℃的温度，进行如下条件的轧制后，以4.0℃/秒以上的冷却速度冷却至450℃以下，

所述轧制的条件如下：热轧中的板厚中央部的温度在(Ar₃点+100)℃以上的温度范围内的累积轧制率为30％以上，板厚中央部的温度在(Ar₃点+60)℃以下且Ar₃点以上的温度范围内的累积轧制率为50％以上，并且，每1个道次的轧制率的平均值为6.0％以上且各道次的轧制率范围为5.0～20.0％。

发明效果

通过本发明得到的厚钢板即使板厚为50mm以上，也可根据板厚方向的各位置使织构得到适当控制，因此脆性裂纹传播停止特性优良。将本发明应用于板厚50mm以上、优选板厚超过50mm、更优选板厚55mm以上、进一步优选板厚60mm以上的钢板时，相比于现有技术的钢发挥出更显著的优越性，因此是有效的。其中，作为船舶的结构构件，例如，在集装箱船、散装货轮等的强力甲板部结构中，通过应用于与舱口边缘围板接合的甲板部件，有助于提高船舶的安全性，因此，在产业上极为有用。

具体实施方式

本发明中，对1.钢板内部的织构、2.板厚中央部的显微组织、3.母材靭性进行了规定。

1.钢板内部的织构

本发明中，为了提高针对沿轧制方向或轧制垂直方向等与板面平行的方向传播的裂纹的裂纹传播停止特性，在与钢板表面平行的面上、即与轧制面平行地使(211)面发达。如果在板厚中央部在与钢板表面平行的面上使(211)面发达，则在裂纹进展之前产生微观的裂缝，成为裂纹进展的阻力。

为了在裂纹进展之前产生微观的裂缝，在包括板厚中心部在内的板厚总厚度的1/3以上的区域中，具有与钢板表面平行的面中的(211)面X射线强度比为1.0以上的织构。只要具有该织构的区域为包括板厚中心部在内的板厚总厚度的1/3以上的区域，则能够得到上述的在裂纹进展之前产生微观的裂缝而成为裂纹进展的阻力的作用效果，因此上限没有特别规定。如果具有该织构的区域增多，则会进一步发挥上述作用效果，但即使使该区域增多而超过板厚总厚度的3/4，上述作用效果的增加也已饱和，因此，无需使具有该织构的区域增多至超过板厚总厚度的3/4。但是，在板厚总厚度均为该织构的情况下，当然也能够发挥上述作用效果。

在此，(211)面X射线强度比是表示对象材料的(211)晶面的集聚度(X-ray diffraction intensity ratio of texture)的数值，是指对象材料的(211)反射的X射线衍射强度(I₍₂₁₁₎)与没有织构的随机的标准试样的(211)反射的X射线衍射强度(I₀₍₂₁₁₎)之比(I₍₂₁₁₎/I₀₍₂₁₁₎)。

2.板厚中央部的显微组织

为了得到上述板厚中央部的优选织构，使与轧制方向平行的截面的板厚中央部的贝氏体百分率至少为80％。贝氏体百分率用面积百分率表示。

与钢板表面平行的面中的(211)面是通过轧制时加工得到的奥氏体组织相变为铁素体、贝氏体组织而发达的面。在铁素体-渗碳体组织的情况下，由于存在回复等的影响，因此该织构在板厚方向的广泛范围内不发达。通过使相变后的组织相变成贝氏体组织，能够在广泛范围内保持最高的(211)面X射线强度比。本发明中，板厚中央部的显微组织是指包括板厚中心部在内的至少板厚1/3部分的区域的显微组织。本发明包括板厚方向的整个截面为该显微组织的钢板。

3.母材靭性

母材靭性具有良好的特性成为用于抑制裂纹进展的前提，因此，本发明的钢板中，对于利用夏比试验片进行的夏比冲击试验中的夏比断口转变温度进行了规定，所述夏比试验片从作为代表钢板材质的位置的板厚1/4位置处裁取。

对于板厚为50mm以上的厚壁材料而言，为了得到出于确保结构安全性的考虑而作为目标的Kca(-10℃)≥7000N/mm^3/2的脆性裂纹传播停止性能，将利用从板厚的1/4位置裁取的试验片进行的夏比冲击试验中的夏比断口转变温度规定为-40℃以下。

具备上述织构和母材靭性的钢板中优选的钢的化学成分和制造条件如下所述。以下，在化学成分的说明中，％为质量％。

C：0.03～0.20％

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，而且对靭性也有不良影响。因此，优选将C规定为0.03～0.20％的范围。另外，更优选为0.05～0.15％

Si：0.03～0.50％

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0.50％时，不仅会损害钢的表面性状，而且靭性变得极差。因此，优选使其含量为0.03以上且0.50％以下。更优选为0.05～0.45％。

Mn：0.50～2.20％

Mn可以作为强化元素而含有。少于0.50％时，其效果不充分，超过2.20％时，母材的靭性、焊接性变差，钢材成本也上升，因此，优选设定为0.50％以上且2.20％以下。更优选为0.60～2.15％。

P、S

P、S为钢中的不可避免的杂质，但P超过0.030％、S超过0.010％时，靭性变差，因此，分别优选为0.030％以下、0.010％以下，分别更优选为0.020％以下、0.005％以下。

Al：0.005～0.08％

Al作为脱氧剂起作用，为此优选含有0.005％以上。但是，含有超过0.08％时，会使靭性降低，并且在进行焊接的情况下，会使焊接金属部的靭性降低。因此，Al优选规定为0.005～0.08％的范围。另外，更优选为0.02～0.04％。

N：0.0045％以下

N与钢中的Al结合，调节轧制加工时的结晶粒径而使钢强化。但是，超过0.0045％时，靭性变差，因此优选设定为0.0045％以下。更优选为0.0040％以下。

碳当量(carbon equivalent)(Ceq)：0.34％以上且0.49％以下

碳当量成为用于预测组织的强度、相变特性等的重要指标。碳当量小于0.34％时，在板厚中心部难以得到上述贝氏体百分率。另外，超过0.49％时，靭性变差，因此，优选设定为0.34％以上且0.49％以下。更优选为0.35～0.48％。

需要说明的是，碳当量(Ceq)通过以下所示的式子得到。

Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(V+Mo+Cr)/5

各元素符号为质量％含量，不含有时为0。

以上为本发明的优选的基本成分组成，余量为Fe和不可避免的杂质，作为不可避免的杂质，例如O只要为0.0050％以下则允许。

为了进一步提高特性，可以含有选自Ti、Nb、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B、Ca、REM中的一种或两种以上。

Ti：0.005～0.030％

Ti通过微量含有而形成氮化物、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。其效果通过含有0.005％以上而得到，但含有超过0.030％时会使母材以及焊接热影响部的靭性降低，因此，在含有Ti的情况下，优选设定为0.005～0.030％的范围。更优选为0.008～0.028％。

Nb：0.005～0.050％

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。通过含有0.005％以上而得到其效果，但含有超过0.050％时，会析出粗大的NbC，反而导致靭性的降低，因此，在含有Nb的情况下，其上限优选设定为0.050％。更优选为0.008～0.040％。

Cu、Ni、Cr、Mo

Cu、Ni、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含有，但过度的含有会使靭性、焊接性变差，因此，在含有的情况下，优选分别使上限为Cu：0.50％、Ni：1.00％、Cr：0.50％、Mo：0.50％。更优选分别使上限为Cu：0.45％、Ni：0.95％、Cr：0.45％、Mo：0.45％。另一方面，各元素的含量小于0.01％时，不显现其效果，因此，在含有的情况下，对于各元素而言，优选含有0.01％以上。

V：0.001～0.10％

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，通过含有0.001％以上而发挥该效果。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，优选在0.001～0.10％的范围内含有。更优选为0.008～0.095％。

B：0.0030％以下

B是以微量提高钢的淬透性的元素，通过含有0.0006％以上而发挥其效果。但是，含有超过0.0030％时，会使焊接部的靭性降低，因此，在含有B的情况下，优选设定为0.0030％以下。更优选为0.0028％以下。

Ca：0.005％以下，REM：0.01％以下

Ca、REM使焊接热影响部的组织微细化而提高韧性，并且即使含有也不会损害本发明的效果，因此，可以根据需要含有。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，优选将其含量的上限分别设定为0.005％、0.01％。

以下，对本发明中的优选制造条件进行说明。

制造条件优选对钢坯加热条件、热轧条件以及热轧后的冷却条件进行规定。

[钢坯加热]

优选将上述组成的钢水使用转炉等进行熔炼，通过连铸等制成钢原材(钢坯)，加热至900～1200℃后，进行热轧。

加热温度低于900℃时，不能充分确保在奥氏体再结晶温度范围内进行轧制的时间，另外，超过1200℃时，奥氏体晶粒粗大化，不仅导致靭性的降低，而且氧化损耗变显著，成品率降低，因此，加热温度设定为900～1200℃。从靭性的观点出发，优选的加热温度的范围为1000～1150℃，更优选为1000～1050℃。

[热轧]

优选对热轧中的板厚中央部的温度(在作为板厚的1/2的位置的温度、下同)在(Ar₃点+100)℃以上时的累积轧制率、在(Ar₃点+60)℃以下且Ar₃点以上的累积轧制率、在(Ar₃点+60)℃以下且Ar₃点以上的每1个道次的轧制率的平均值、以及在(Ar₃点+60)℃以下且Ar₃点以上的每1个道次的轧制率的范围进行规定。

对于热轧，首先进行使板厚中央部的温度在(Ar₃点+100)℃以上的累积轧制率为30％以上的轧制，通过使奥氏体细粒化而实现最终的显微组织的细粒化，从而使母材靭性提高。该温度范围内的累积轧制率进一步优选为35％以上。本发明中，通过下式求出Ar₃点(℃)。

Ar₃点＝910-273C-74Mn-57Ni-16Cr-9Mo-5Cu

式中，各元素符号为钢中质量％含量，不含有时为0。

接着，进行板厚中央部的温度在(Ar₃点+60)℃以下且Ar₃点以上的温度范围内的累积轧制率为50％以上并且每1个道次的轧制率的平均值为6.0％以上的轧制。该温度范围内的累积轧制率小于50％时，钢板的靭性变差。另外，为了使(211)面X射线强度比为1.0以上，将作为未再结晶奥氏体范围的(Ar₃点+60)℃以下且Ar₃点以上的温度范围内的累积轧制率设定为50％以上。该温度范围内的累积轧制率进一步优选为55％以上。

对于厚壁材料的精轧而言，通常会成为小轧制量多道次的轧制，因此，与钢板表面平行的面中的(211)面X射线强度比为1.0以上的区域有变窄的倾向。因此，本发明中，将板厚中央部的温度在(Ar₃点+60)℃以下且Ar₃点以上的温度范围内的每1个道次的轧制率的平均值规定为6.0％以上，并且将各道次的轧制率范围规定为5.0～20.0％。由此，能够使(211)面X射线强度比为1.0以上的区域达到包括板厚中心在内的板厚总厚度的1/3以上的区域。在每1个道次的轧制率的平均值小于6.0％的情况下，或者在各道次轧制率的最小值小于5.0％的情况下，靭性降低，并且无法使(211)面X射线强度比为1.0以上的区域达到包括板厚中心在内的板厚总厚度的1/3以上的区域。另一方面，各道次轧制率的最大值超过20.0％时，由于加工应变的影响，靭性反而变差。该温度范围内的每1个道次的轧制率的平均值进一步优选为6.5％以上，另外，各道次的轧制率范围进一步优选为5.5～18.0％。需要说明的是，热轧中也可以实施在规定的温度范围外的轧制。只要进行在上述规定的温度范围内包括上述规定的累积轧制率的轧制即可。

[热轧后的冷却]

轧制结束后的钢板以4.0℃/秒以上的冷却速度冷却至450℃以下。冷却速度小于4.0℃/秒时，未充分进行向贝氏体的相变，因此，无法使(211)面X射线强度比为1.0以上的区域达到包括板厚中心在内的板厚总厚度的1/3以上，进而也得不到期望的显微组织、即板厚的中央部的贝氏体百分率为80％以上的组织。另外，冷却停止温度超过450℃时，未充分进行向贝氏体的相变，因此，还是得不到期望的显微组织。作为冷却方式，可以使用水冷、气体冷却等方式。

通过上述的制造条件，不仅能够得到期望的织构，而且使夏比冲击试验中的断口单元(fracture facet size)微细化，从而实现板厚1/4位置的夏比断口转变温度为-40℃以下。

以上的说明中，板厚中央部的温度通过由使用放射温度计测定的板表面温度进行传热计算而求出。热轧后的冷却中的温度条件也设定为板厚中央部的温度。

实施例

将表1所示的各组成的钢水(钢标号A～T)使用转炉进行熔炼，通过连铸法制成钢原材(钢坯厚度280mm)，热轧至板厚为50～75mm后，进行冷却，得到No.1～28的供试钢。表2中示出了热轧条件和冷却条件。Ar₃点(℃)通过下式计算。

Ar₃点＝910-273C-74Mn-57Ni-16Cr-9Mo-5Cu

其中，各元素符号为钢中质量％含量，不含有时为0。

表1

表2

对于所得到的厚钢板，从板厚1/4部裁取以与轧制方向正交的方向作为长度方向的Φ14的JIS14A号试验片，进行拉伸试验，测定屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)。

由板厚的1/4部以使试验片的长轴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(Charpy impact test)，求出断口转变温度(vTrs)。将板厚1/4部的夏比断口转变温度在-40℃以下的试验片作为在本发明范围内。

关于板厚中央部的贝氏体百分率，对板厚中央部的与轧制长度方向平行的板厚截面进行镜面研磨后，拍摄通过蚀刻(etching)而显出的金属组织的光学显微镜照片，通过图像分析(imaging analysis)进行测定。

另外，为了评价钢板的织构，从钢板的表面到背面，每隔1mm测定与钢板表面平行的面中的(211)面X射线强度比，求出(211)面X射线强度比为1.0以上的区域。

接着，为了评价脆性裂纹传播停止特性，进行温度梯度型ESSO试验，求出Kca(-10℃)(N/mm^3/2)。

表3中示出了这些试验结果。

需要说明的是，对于No.1～28而言，与钢板表面平行的面中的(211)面X射线强度比在板厚中央部均为1.0以上。

在板厚1/4部的夏比冲击试验的过渡温度、板厚中央部的贝氏体百分率以及与钢板表面平行的面中的(211)面X射线强度比为1.0以上的区域在本发明范围内的供试钢板(制造编号(No.)1～13)的情况下，显示出Kca(-10℃)为7000N/mm^3/2以上的优良的脆性裂纹传播停止性能。

表3

注：X(211)表示与钢板表面平行的面中的(211)面X射线强度比。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特公平7-100814号公报

专利文献2：日本特开2002-256375号公报

专利文献3：日本专利第3467767号公报

专利文献4：日本专利第3548349号公报

专利文献5：日本专利第2659661号公报

专利文献6：日本特开2008-214652号公报

专利文献7：日本特开2010-047805号公报

专利文献8：日本特开2009-221585号公报

专利文献9：日本特开2010-202931号公报

非专利文献

非专利文献1：井上等；厚手造船用鋼における長大脆性き裂伝播挙動(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。

Claims

1.一种高强度厚钢板，其特征在于，在包括板厚中心部在内的板厚总厚度的1/3以上的区域中，具有与钢板表面平行的面中的(211)面X射线强度比为1.0以上的织构，板厚的中央部的贝氏体百分率为80％以上，并且板厚的1/4位置的夏比断口转变温度为-40℃以下。

2.如权利要求1所述的高强度厚钢板，其特征在于，钢的化学成分以质量％计为，C：0.03～0.20％、Si：0.03～0.50％、Mn：0.50～2.20％、P：0.030％以下、S：0.010％以下、Al：0.005～0.08％、N：0.0045％以下，并且由下述(1)式表示的碳当量(Ceq)为0.34％以上且0.49％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，

Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(V+Mo+Cr)/5 (1)

其中，各元素符号表示各成分的质量％含量。

3.如权利要求2所述的高强度厚钢板，其特征在于，钢的化学成分以质量％计进一步含有选自Ti：0.005～0.030％、Nb：0.005～0.050％、Cu：0.01～0.50％、Ni：0.01～1.00％、Cr：0.01～0.50％、Mo：0.01～0.50％、V：0.001～0.10％、B：0.0030％以下，Ca：0.0050％以下、REM：0.010％以下中的一种或两种以上。

4.一种高强度厚钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求2或3所述的化学成分的钢原材加热至900～1200℃的温度，进行如下条件的轧制后，以4.0℃/秒以上的冷却速度冷却至450℃以下，