CN104024462B

CN104024462B - 脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN104024462B
Application number: CN201280065286.0A
Authority: CN
Inventors: 竹内佳子; 长谷和邦; 三田尾真司; 村上善明
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 2011-12-27
Filing date: 2012-05-18
Publication date: 2016-03-23
Anticipated expiration: 2032-05-18
Also published as: EP2799584B1; KR20140097463A; BR112014015779B1; EP2799584A4; JP5304925B2; WO2013099318A1; JP2013151732A; CN104024462A; BR112014015779A8; BR112014015779A2; EP2799584A1; KR101588258B1

Abstract

本发明提供适合用于船舶的板厚为50mm以上的脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板及其制造方法。该厚钢板的特征在于，金属组织的主体为贝氏体，具有板厚中央部的RD//(110)面的集聚度I为1.5以上的织构，并且表层部和板厚中央部的夏比断裂转变温度vTrs为-40℃以下，该厚钢板的脆性裂纹传播停止特性优良，更优选的是，板厚中央部的夏比断裂转变温度和RD//(110)面的集聚度I满足下述(1)式，vTrs_(1/2t)-12×I_{RD//(110)[1/2t]}≤-70···(1)vTrs_(1/2t)：板厚中央部的断裂转变温度(℃)，I_{RD//(110)[1/2t]}：板厚中央部的RD//(110)面的集聚度。

Description

脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及脆性裂纹传播停止特性(brittlecrackarrestability)优良的结构用(forstructuraluse)高强度厚钢板(high-strengththicksteelplate)及其制造方法，特别是涉及适合用于船舶的板厚为50mm以上的高强度厚钢板。

背景技术

对于船舶等大型结构物而言，由于脆性断裂(brittlefracture)的事故给经济和环境方面所带来的影响较大，因此，通常要求提高安全性，对于所使用的钢材，对使用温度下的韧性(toughness)、脆性裂纹传播停止特性有要求。

集装箱船或散装货船等船舶在其结构上使用高强度的厚壁材料作为船体外板(outerplateofship’shull)，但最近随着船体的大型化，高强度厚壁化进一步进展。通常越是高强度或者厚壁材料则钢板的脆性裂纹传播停止特性越有变差的趋势，因此对脆性裂纹传播停止特性的要求也进一步提高。

作为提高钢材的脆性裂纹传播停止特性的方法，一直以来已知有增加Ni含量的方法。对于液化天然气(LiquefiedNaturalGas)的贮存罐而言，以商业规模使用9％Ni钢。

但是，Ni量的增加不可避免地会导致成本的大幅提高，因此难以应用于LNG贮存罐以外的用途中。

另一方面，对于不会达到像LNG那样极低温(ultralowtemperature)的、用于船舶或管线管的、板厚小于50mm的较薄的钢材，可以通过TMCP(Thermo-MechanicalControlProcess，热机械控制工艺)法实现细粒化，使低温韧性提高，赋予优良的脆性裂纹传播停止特性。

另外，在专利文献1中提出了为了不使合金成本提高但提高脆性裂纹传播停止特性而将表层部的组织进行了超微细化(ultrafinecrystallization)的钢材。

专利文献1所述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在钢材表层部产生的剪切唇(塑性变形区域shear-lips)对提高脆性裂纹传播停止特性有效，通过使剪切唇部分的晶粒微细化来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：通过热轧后的控制冷却使表层部分冷却至Ar3相变点(transformationpoint)以下，然后停止控制冷却(controlledcooling)使表层部分回热(recuperate)至相变点以上，反复进行一次以上上述工序，在此期间对钢材施加轧制，由此使其反复相变或加工再结晶，在表层部分生成超微细的铁素体组织(ferritestructure)或贝氏体组织(bainitestructure)。

另外，专利文献2中记载了：对于形成以铁素体-珠光体(pearlite)为主体的显微组织的钢材而言，为了提高脆性裂纹传播停止特性，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(circle-equivalentaveragegrainsize)为5μm以下、长径比(aspectratioofthegrains)为2以上的铁素体晶粒，抑制铁素体粒径的偏差很重要，作为抑制偏差的方法，使精轧中每个道次的最大轧制率(rollingreduction)为12％以下，从而抑制局部的再结晶现象。

但是，专利文献1、2所述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使其回热、并且在回热中施加加工而得到特定的组织，在实际生产规模中不易进行控制，特别是对于板厚大于50mm的厚壁材料而言，其是对轧制、冷却设备的负荷大的工艺。

另一方面，在专利文献3中记载了不仅着眼于铁素体晶粒的微细化而且还着眼于在铁素体晶粒内形成的亚晶(subgrain)而使脆性裂纹传播停止特性提高的TMCP的延伸技术。

具体而言，对于板厚为30～40mm的钢板，不需要进行钢板表层的冷却和回热等复杂的温度控制，而是通过下述条件来提高脆性裂纹传播停止特性：(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)使织构(texture)在微细铁素体中发达同时通过热能使由加工(轧制)导入的位错(dislocation)再配置而形成亚晶的轧制条件、(d)抑制所形成的微细的铁素体晶粒和微细的亚晶粒的粗大化的冷却条件。

另外，还已知在控制轧制中通过对相变后的铁素体施加轧制而使织构发达、从而提高脆性裂纹传播停止特性的方法。通过在钢材的断裂面上沿着与板面平行的方向产生裂口(separation)而使脆性裂纹前端的应力缓和，由此提高对脆性断裂的阻力。

例如，专利文献4中记载了：通过控制轧制使(110)面X射线强度比(X-rayplaneintensityratiointhe(110)planeshowingatexturedevelopingdegree)为2以上，且使圆等效直径(diameterequivalenttoacircleinthecrystalgrains)为20μm以上的粗大晶粒为10％以下，由此提高耐脆性断裂特性。

专利文献5中公开了一种钢板，为接缝部的脆性裂纹传播停止性能优良的焊接结构用钢，其特征在于，在板厚内部的轧制面的(100)面的X射线面强度比为1.5以上。并且记载了：通过该织构发达所带来的应力负荷方向与裂纹传播方向的角度错开，使脆性裂纹传播停止特性优良。

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

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，日本船舶海洋工学会演讲会论文集第3号，2006，pp359～362

发明内容

发明所要解决的问题

但是，最近，超过6000TEU(Twenty-footEquivalentUnit，二十英尺当量单位)的大型集装箱船使用板厚大于50mm的厚钢板。非专利文献1对板厚为65mm的钢板的脆性裂纹传播停止性能进行了评价，并报道了在母材的大型脆性裂纹传播停止试验中脆性裂纹未停止的结果。

另外，在供试材料的标准ESSO试验(ESSOtestcompliantwithWES3003)中，显示出使用温度为-10℃时的Kca值(以下也记为Kca(-10℃))小于3000N/mm^3/2的结果，在应用板厚大于50mm的钢板的船体结构的情况下，暗示了确保安全性成为问题。

对于上述专利文献1～5所述的脆性裂纹传播停止特性优良的钢板而言，根据制造条件和所公开的实验数据，其以板厚最多约50mm的钢板为主要对象，在应用于大于50mm的厚壁材料的情况下，不清楚能否得到预定的特性，对于船体结构所需要的板厚方向的裂纹传播的特性完全没有进行验证。

因此，本发明的目的在于，提供能够通过优化轧制条件而控制板厚方向上的织构这样的工业上非常简单的工艺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

本发明人为了达成上述课题进行了深入研究，对于即使是厚壁钢板也具有优良的裂纹传播停止特性的高强度厚钢板得出了如下见解。

1.对于板厚大于50mm的厚钢板，进行标准ESSO试验，确认了：在确认到如图1(a)示意性地表示的短的裂纹的分岔3a的情况下，能够得到高的止裂性。推测是由于裂纹的分岔3a使应力得到缓和。图1(a)(b)示意性地示出了从标准ESSO试验片1的缺口2进入的裂纹3在母材5中以前端形状4停止传播。

2.为了得到上述的断口形态，需要形成使裂纹分岔的组织形态。相比于以铁素体为主体的钢组织，以内部存在有板条束等的贝氏体为主体的钢组织更有利。另外，使作为解理面(cleavageplane)的(100)面相对于作为裂纹的扩展方向的轧制方向或者板宽方向倾斜地集聚是有效的。

3.对标准ESSO试验的断口进行详细的观察、解析，结果是控制作为裂纹的前端部的板厚中央部的材质对于改善止裂性能是有效的。特别是满足作为板厚中央部的韧性和织构的相关指标的下述(1)式是有效的。

vTrs_(1/2t)-12×I_{RD//(110)[1/2t]}≤-70···(1)

vTrs_(1/2t)：板厚中央部的断裂转变温度(℃)

I_{RD//(110)[1/2t]}：板厚中央部的RD//(110)面的集聚度

t：板厚(mm)

4.另外，实施使处于奥氏体再结晶温度范围的状态的累积轧制率为20％以上的轧制，由此实现组织的细粒化。然后，使处于奥氏体未再结晶温度范围的状态的累积轧制率为40％以上。并且，以最初道次的轧制温度与最终道次的轧制温度之差为40℃以内的方式进行轧制，由此控制板厚中央部的织构，从而能够实现上述的组织。

本发明基于所得到的见解而进一步研究而完成。即，本发明为：

1.一种脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板，其特征在于，金属组织的主体为贝氏体，具有板厚中央部的RD//(110)面(RollingDirectionparallelto(110)plane)的集聚度I为1.5以上的织构，并且表层部和板厚中央部的夏比断裂转变温度为vTrs≤-40℃。

2.如1所述的脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板，其特征在于，板厚中央部的夏比韧性值和RD//(110)面的集聚度I满足下述(1)式。

vTrs_(1/2t)-12×I_{RD//(110)[1/2t]}≤-70···(1)

vTrs_(1/2t)：板厚中央部的断裂转变温度(℃)

I_{RD//(110)[1/2t]}：板厚中央部的RD//(110)面的集聚度

t：板厚(mm)

3.如1或2中任一项所述的脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板，其特征在于，钢组成以质量％计含有C：0.03～0.20％、Si：0.03～0.5％、Mn：0.5～2.5％、Al：0.005～0.08％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、N：0.0050％以下、Ti：0.005～0.03％，余量由Fe和不可避免的杂质构成。

4.如3所述的脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板，其特征在于，钢组成以质量％计还含有Nb：0.005～0.05％、Cu：0.01～0.5％、Ni：0.01～1.0％、Cr：0.01～0.5％、Mo：0.01～0.5％、V：0.001～0.10％、B：0.0030％以下、Ca：0.0050％以下、REM：0.010％以下中的任意一种以上。

5.一种脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板的制造方法，其特征在于，将具有3或4中任一项所述的组成的钢原材(slab)加热至1000～1200℃的温度，实施在奥氏体再结晶温度范围和奥氏体未再结晶温度范围内的累积轧制率合计为65％以上的轧制。此时，板厚中央部处于奥氏体再结晶温度范围的状态的累积轧制率为20％以上。接着，板厚中央部处于奥氏体未再结晶温度范围的状态的累积轧制率为40％以上，并且，在上述板厚中央部处于奥氏体未再结晶温度范围的状态的轧制中，最初道次的轧制温度与最终道次的轧制温度之差为40℃以内进行轧制。然后，以4℃/s以上的冷却速度冷却至450℃以下。

6.如5所述的脆性裂纹传播停止特性优良的高强度厚钢板的制造方法，其中，在加速冷却至450℃以下后，进一步具有回火至Ac1点以下的温度的工序。

发明效果

根据本发明，能够得到在板厚方向上织构得到适当控制的、脆性裂纹传播停止特性优良的、板厚为50mm以上的高强度厚钢板及其制造方法，应用于优选板厚大于50mm、更优选板厚为55mm以上的钢板是有效的。并且，在造船领域中，在大型集装箱船、散装货船的强力甲板部结构中，通过应用在舱口侧围板、甲板部件中，有助于提高船舶的安全性等，在产业上非常有用。

附图说明

图1是示意性地表示板厚大于50mm的厚钢板的标准ESSO试验的断口形态的图，其中(a)为俯视观察试验片的图；(b)为表示试验片的断口的图。

具体实施方式

在本发明中对1.板厚中央部的韧性和织构、2.金属组织进行规定。

1.韧性和织构

在本发明中，为了提高针对向轧制方向或轧制直角方向等水平方向(钢板的面内方向)扩展的裂纹的裂纹传播停止特性，根据所期望的脆性裂纹传播停止特性对其板厚中央部的韧性和RD//(100)面的集聚度I进行适当规定。

首先，母材韧性良好是抑制裂纹扩展的前提，因此对于本发明的钢板，将表层部和板厚中央部的夏比断裂转变温度规定为-40℃以下。需要说明的是，板厚中央部的夏比断裂转变温度优选为-50℃以下。

通过使RD//(100)面的集聚度I发达，使解理面相对于裂纹主方向倾斜地集聚，通过产生微细的裂纹分岔所带来的脆性裂纹前端的应力缓和的效果来提高脆性裂纹传播停止性能。

对于为了能够用于最近的集装箱船、散装货船等船体外板的板厚大于50mm的厚壁材料而言，在确保结构安全性的基础上得到作为目标的脆性裂纹传播停止性能：Kca(-10℃)≥6000N/mm^3/2的情况下，需要使板厚中央部的RD//(110)面的集聚度I为1.5以上、优选使其为1.7以上。

在此，板厚中央部的RD//(110)面的集聚度I是指如下。首先，从板厚中央部裁取板厚为1mm的样品，对与板面平行的面进行机械研磨(mechanicalpolishing)/电解研磨(electrolyticpolishing)，由此准备X射线衍射用的试验片。使用该试验片，使用Mo射线源，实施X射线衍射测定(X-raydiffractionmeasurement)，求出(200)、(110)和(211)正极图(polefigures)，根据所得到的正极图通过Bunge法计算求出三维结晶取向密度函数(threedimensionalorientationdistributionfunction)。接着，根据所得到的三维结晶取向密度函数，在以Bunge记载的到ψ2＝0°～90°为止按照5°间隔合计为19张的截面图中，对(110)面相对于轧制方向平行的取向的三维结晶取向密度函数的值进行积分而求出积分值(integratedvalue)。将用该积分值除以上述积分了的取向的个数而得到的值称为RD//(110)面的集聚度I。

除了上述母材韧性和织构的规定以外，优选板厚中央部的夏比韧性值和RD//(110)面的集聚度I满足下述(1)式。通过使其满足下述(1)式，能够得到更加优良的脆性裂纹传播停止性能。

vTrs_(1/2t)-12×I_{RD//(110)[1/2t]}≤-70···(1)

vTrs_(1/2t)：板厚中央部的断裂转变温度(℃)

I_{RD//(110)[1/2t]}：板厚中央部的RD//(110)集聚度

t：板厚(mm)

2.金属组织

在本发明中，使金属组织的主体为贝氏体。金属组织的主体为贝氏体是指贝氏体相的面积分数为整体的80％以上。余量以铁素体、马氏体(包括岛状马氏体)、珠光体等合计的面积分数计为20％以下。

为了得到上述韧性和织构，在奥氏体未再结晶温度范围内进行控制轧制后，使其向贝氏体发生相变是有效的。轧制后从奥氏体向铁素体发生相变时，虽然能够得到目标韧性，但从奥氏体向铁素体发生相变时，相变时间充分存在，因而所得到的织构变得无规则，不能达成作为目标的RD//(110)面的集聚度I为1.5以上、优选为1.7以上。与此相对，在奥氏体未再结晶温度范围内轧制后的组织向贝氏体发生相变时，相变时间不充分，优先形成特定取向的织构，即进行所谓变体(variant)的选择，由此能够得到RD//(110)面的集聚度I为1.5以上、优选为1.7以上。因此，轧制、冷却后所得到的金属组织形成的主体为贝氏体。

3.化学成分

以下对本发明中优选的化学成分进行说明。在说明中，％为质量％。

C：0.03～0.20％

C是提高钢的强度的元素，在本发明中，为了确保所期望的强度需要含有0.03％以上，若大于0.20％，则不仅焊接性变差而且对韧性也存在不良影响。因此，C优选规定为0.03～0.20％的范围。更优选为0.05～0.15％。

Si：0.03～0.5％

Si作为脱氧元素并且作为钢的强化元素是有效的，但若为小于0.03％的含量则没有上述效果。另一方面，若大于0.5％则不仅损害钢的表面性状而且韧性极端变差。因此，使Si添加量为0.03％以上、优选使其含量为0.5％以下。

Mn：0.5～2.5％

Mn作为强化元素而添加。若少于0.5％则其效果不充分，若大于2.5％则焊接性变差，钢材成本也提高，因为使Mn含量为0.5％以上、优选使其含量为2.5以下。

Al：0.005～0.08％

Al作为脱氧剂而发挥作用，因此需要含有0.005％以上，若含有大于0.08％，则导致韧性降低，并且进行焊接时，导致焊接金属部的韧性降低。因此，Al优选规定为0.005～0.08％的范围、更优选为0.02～0.04％。

N：0.0050％以下

N通过与钢中的Al结合而形成AlN，由此调整轧制加工时的结晶粒径，强化钢，若大于0.0050％则导致韧性变差，因此优选设定为0.0050％以下。

P、S

P、S是钢中不可避免的杂质，P若大于0.03％、S若大于0.01％则导致韧性变差，因此分别优选为0.03％以下、0.01％以下，分别更优选为0.02％以下、0.005％以下。

Ti：0.005～0.03％

Ti具有如下效果：通过微量添加，而形成氮化物、碳化物或者碳氮化物，使晶粒微细化从而提高母材韧性。其效果通过添加0.005％以上而能够得到，若含有大于0.03％，则导致母材和焊接热影响部的韧性降低，因此Ti优选设定为0.005～0.03％的范围。

以上是本发明的基本成分组成，为了进一步提高特性，可以含有Nb、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B、Ca、REM中的1种以上。

Nb：0.005～0.05％

Nb以NbC的形式在铁素体相变时或者再加热时析出，有助于高强度化。另外，Nb具有在奥氏体范围的轧制中扩大未再结晶温度范围的效果，有助于贝氏体的板条束的细粒化，因此对于改善韧性也是有效的。其效果通过添加0.005％以上而发挥，若添加大于0.05％，则有粗大的NbC析出，相反会招致韧性的降低，因此其上限优选设定为0.05％。

Cu、Ni、Cr、Mo

Cu、Ni、Cr、Mo均是能够提高钢的淬火性的元素。为了直接有助于轧制后的强度提高、并且提高韧性、高温强度或者耐候性等功能而能够添加Cu、Ni、Cr、Mo，上述效果通过含有0.01％以上而发挥，因此在含有的情况下，优选设定为0.01％以上。但是，若过量含有则韧性、焊接性变差，因此在含有的情况下，对于各自的上限，优选Cu设定为0.5％、Ni设定为1.0％、Cr设定为0.5％、Mo设定为0.5％。

V：0.001～0.10％

V是以V(C、N)的形式析出强化由此提高钢的强度的元素。为了发挥该效果可以含有0.001％以上，若含有大于0.10％，则导致韧性降低。因此，含有V时，优选设定为0.001～0.10％的范围。

B：0.0030％以下

B作为以微量能够提高钢的淬火性的元素而可以添加。但是，若含有大于0.0030％则导致焊接部的韧性降低，因此含有B时，优选设定为0.0030％以下。

Ca：0.0050％以下、REM：0.010％以下

Ca、REM使焊接热影响部的组织微细化并提高韧性，即使添加也不损害本发明的效果，因此可以根据需要添加。但是，若过量含有，则形成粗大的夹杂物导致母材的韧性变差，因此含有Ca、REM时，对于各自的上限，优选Ca设定为0.0050％、REM设定为0.010％。

4.制造条件

以下对于本发明中的优选制造条件进行说明。

作为制造条件，优选对钢原材(钢坯)的加热温度、热轧条件、冷却条件等进行规定。特别是对于热轧，优选除了奥氏体再结晶温度范围和奥氏体未再结晶温度范围合计的累积轧制率以外，还对板厚中央部处于奥氏体再结晶温度范围时和处于奥氏体未再结晶温度范围时分别规定累积轧制率，并且对上述板厚中央部处于奥氏体未再结晶范围的状态的轧制的温度条件进行规定。通过规定上述参数，能够使厚钢板的表层部和板厚中央部的韧性、板厚中央部的RD//(110)集聚度I以及板厚的1/4部分的强度为所期望的值。

首先，利用转炉等将上述组成的钢水进行熔炼，通过连续铸造等形成钢原材。接着，将钢原材加热至1000～1200℃的温度后进行热轧。

若加热温度低于1000℃，则不能充分确保进行奥氏体再结晶温度范围内的轧制的时间。并且若大于1200℃则奥氏体晶粒粗大化，招致韧性的降低，不仅如此，而且氧化损失变得显著，成品率降低，因此加热温度优选设定为1000～1200℃。从韧性的观点出发，优选的加热温度的范围为1000～1150℃。

在本发明中，优选按照如下所述规定热轧条件和其后续的冷却条件。由此，使在奥氏体未再结晶温度范围轧制后的组织向贝氏体发生相变，因此由于这种情况下的相变时间不充分，优先地形成特定取向的织构，即进行所谓变体的选择，由此能够使RD//(110)面的集聚度I为1.5以上、优选为1.7以上。

热轧优选首先在板厚中央部处于奥氏体再结晶温度范围的状态下进行使累积轧制率为20％以上的轧制。通过使该累积轧制率为20％以上，由此奥氏体发生细粒化、最终得到的金属组织也发生细粒化，从而韧性提高。若累积轧制率低于20％，则奥氏体的细粒化不充分，对于最终得到的组织而言韧性没有提高。

接着，优选在板厚中央部的温度处于奥氏体未再结晶温度范围的状态下进行使累积轧制率为40％以上的轧制。通过使该温度范围内的累积轧制率为40％以上，由此能够使板厚中央部的织构充分发达，能够使板厚中央部的RD//(110)面的集聚度I为1.5以上、优选为1.7以上。

需要说明的是，板厚中央部的温度处于奥氏体未再结晶温度范围的状态的轧制若花费过多时间，则组织粗大化，招致韧性降低。因此，优选上述板厚中央部处于奥氏体未再结晶范围的状态的轧制中，最初道次的轧制温度与最终道次的轧制温度之差设定为40℃以内。在此，轧制温度是指轧制不久前的钢材的板厚中央部的温度。板厚中央部的温度根据板厚、表面温度和热历程等通过模拟计算等求出。例如，通过使用差分法计算板厚方向的温度分布，由此求出钢板的板厚中央部的温度。

以组合上述奥氏体再结晶温度范围和奥氏体未再结晶温度范围的整体形式的累积轧制率优选设定为65％以上。若整体的轧制率小，则组织的轧制并不充分，韧性和强度不能达成目标值。这是因为，通过使整体的累积轧制率为65％以上，由此能够对组织确保充分的轧制量，韧性和强度能够达成目标值。

对于具有该成分组成的钢，奥氏体再结晶温度范围和奥氏体未再结晶温度范围通过进行预备实验能够把握，所述预备实验提供使条件发生变化的热加工历程。

需要说明的是，热轧的结束温度没有特别限定，从轧制效率的观点出发，优选在奥氏体未再结晶温度范围结束。

轧制结束后的钢板优选以4℃/s以上的冷却速度冷却至450℃以下。通过使冷却速度为4℃/s以上，由此组织不会粗大化，并且通过抑制铁素体相变，能够得到细粒的贝氏体组织，能够得到目标优良的韧性、织构、强度。冷却速度若小于4℃/s，则组织的粗大化、铁素体相变在各板厚位置进展，不仅不能得到所期望的组织，钢板的强度也降低。通过使冷却停止温度为450℃以下，由此能够使贝氏体相变充分进行，能够得到具有所期望的韧性、织构的金属组织。冷却停止温度若高于450℃，则贝氏体相变不充分进行，还生成铁素体、珠光体等组织，不能得到作为本发明目标的贝氏体主体的组织。需要说明的是，这些冷却速度、冷却停止温度是指钢板的板厚中央部的温度。板厚中央部的温度根据板厚、表面温度和冷却条件等通过模拟计算等而求出。例如，通过使用差分法计算板厚方向的温度分布，由此求出钢板的板厚中央部的温度。

对冷却结束后的钢板还能够实施回火(temper)处理。通过实施回火，能够进一步提高钢板的韧性。回火温度按照以钢板平均温度计为AC1点以下的方式实施，由此能够不损害轧制/冷却中得到的所期望的组织。在本发明中通过下式求出AC₁点(℃)。

AC₁点＝751-26.6C+17.6Si-11.6Mn-169Al-23Cu-23Ni+24.1Cr+22.5Mo+233Nb-39.7V-5.7Ti-895B

式中，各元素符号表示其钢中含量(质量％)，不含有时为0。

钢板的平均温度也是与板厚中央部的温度一样根据板厚、表面温度和冷却条件等通过模拟计算等求出。

实施例

利用转炉将表1所示的各组成的钢水(钢符号A～O)进行熔炼，通过连续铸造法形成钢原材(钢坯厚度为250mm)，热轧成板厚为50～90mm后，进行冷却，得到No.1～30的供试钢。表2中示出了热轧条件和冷却条件。

对于所得到的厚钢板，从板厚的1/4部按照试验片的长度方向与轧制方向成直角的方式裁取Φ14mm的JIS14A号试验片，进行拉伸试验，测定屈服点(YieldStrength)、拉伸强度(TensileStrength)。

另外，从板厚的1/2部按照试验片的长轴的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，求出断裂转变温度。在此，表层部的冲击试验片是使最接近表面的面为距钢板表面1mm的深度的试验片。

接着，为了评价脆性裂纹传播停止特性，进行标准ESSO试验，求出-10℃下的Kca值(Kca(-10℃))。

进一步，如下求出板厚中央部的RD//(110)面的集聚度I。首先，从板厚中央部裁取板厚为1mm的样品，对与板面平行的面进行机械研磨/电解研磨，由此准备X射线衍射用的试验片。使用该试验片并使用Mo射线源实施X射线衍射测定，求出(200)、(110)和(211)正极图。根据所得到的正极图通过Bunge法计算求出三维结晶取向密度函数。接着，根据所得到的三维结晶取向密度函数，在以Bunge记载的到ψ₂＝0°～90°为止按照5°间隔合计19张的截面图中，对(110)面相对于轧制方向平行的取向的三维结晶取向密度函数的值进行积分而求出积分值。将用该积分值除以上述积分了的取向的个数19而得到的值作为RD//(110)面的集聚度I。

表3中示出这些试验结果。板厚中央部的韧性值和织构在本发明的范围内的供试钢板(制造编号1～13、27～30)的情况下，显示出Kca(-10℃)为6000N/mm^3/2以上的优良的脆性裂纹传播停止性能。另外，与不满足(1)式的供试钢板(制造编号27～30)相比，表层部和板厚中央部的夏比韧性值和RD//(110)集聚度I满足(1)式的供试钢板(制造编号1～13)得到了高的Kca(-10℃)值。

另一方面，钢板的成分组成在本发明的优选的范围内但钢板的制造条件中的加热/轧制条件偏离本发明的优选的范围的钢板(制造编号21～26)的Kca(-10℃)的值未达到6000N/mm^3/2。对于钢板(制造编号22、23、26)而言，钢板的织构不满足本发明的规定。对于钢板的成分组成为本发明的优选的范围外的供试钢板(制造编号14～20)，钢板的韧性不满足本申请发明的规定，Kca(-10℃)的值未达到6000N/mm^3/2。

另外，板厚中央部的韧性值和织构中至少一者在本发明的范围外的供试钢板(制造编号14～26)的情况下，Kca(-10℃)未达到6000N/mm^3/2。

符号的说明

1标准ESSO试验片

2缺口

3裂纹

3a分岔

4前端形状

5母材

表3

注1：下划线表示为本发明范围外

注2：(1)式vTrs_(1/2t)-12×I_{RD//(110)[1/2t]}≤-70

注3：1/2部表示板厚中央部。

Claims

1.一种脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板，其特征在于，板厚为55mm以上，金属组织的主体为贝氏体，贝氏体相的面积分数为80％以上，具有板厚中央部的RD//(110)面的集聚度I为1.5以上的织构，并且表层部和板厚中央部的夏比断裂转变温度vTrs为-40℃以下，

板厚中央部的夏比断裂转变温度和RD//(110)面的集聚度I满足下述(1)式，

vTrs_(1/2t)-12×I_{RD//(110)[1/2t]}≤-70···(1)

vTrs_(1/2t)：板厚中央部的断裂转变温度(℃)，

I_{RD//(110)[1/2t]}：板厚中央部的RD//(110)面的集聚度，

t：板厚(mm)，

钢组成以质量％计含有C：0.03～0.20％、Si：0.03～0.5％、Mn：0.5～2.5％、Al：0.005～0.08％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、N：0.0050％以下、Ti：0.005～0.03％，余量由Fe和不可避免的杂质构成。

2.如权利要求1所述的脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板，其特征在于，钢组成以质量％计还含有Nb：0.005～0.05％、Cu：0.01～0.5％、Ni：0.01～1.0％、Cr：0.01～0.5％、Mo：0.01～0.5％、V：0.001～0.10％、B：0.0030％以下、Ca：0.0050％以下、REM：0.010％以下中的任意一种以上。

3.一种脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1所述组成的钢原材加热至1000～1200℃的温度，实施在奥氏体再结晶温度范围和奥氏体未再结晶温度范围内的累积轧制率合计为65％以上的轧制，此时，板厚中央部处于奥氏体再结晶温度范围的状态的累积轧制率为20％以上，接着，板厚中央部处于奥氏体未再结晶温度范围的状态的累积轧制率为40％以上，并且，在所述板厚中央部处于奥氏体未再结晶温度范围的状态的轧制中，最初道次的轧制温度与最终道次的轧制温度之差为40℃以内，之后，以4℃/秒以上的冷却速度冷却至450℃以下。

4.如权利要求3所述的脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板的制造方法，其中，在加速冷却至450℃以下后，进一步具有回火至A_c1点以下的温度的工序。

5.一种脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求2所述组成的钢坯加热至1000～1200℃的温度，实施在奥氏体再结晶温度范围和奥氏体未再结晶温度范围内的累积轧制率合计为65％以上的轧制，此时，板厚中央部处于奥氏体再结晶温度范围的状态的累积轧制率为20％以上，接着，板厚中央部处于奥氏体未再结晶温度范围的状态的累积轧制率为40％以上，并且，在所述板厚中央部处于奥氏体未再结晶温度范围的状态的轧制中，最初道次的轧制温度与最终道次的轧制温度之差为40℃以内，之后，以4℃/秒以上的冷却速度冷却至450℃以下。

6.如权利要求5所述的脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板的制造方法，其中，在加速冷却至450℃以下后，进一步具有回火至A_c1点以下的温度的工序。