CN107109597B - 耐脆性裂纹扩展性优异的高强度钢材及其制造方法 - Google Patents

耐脆性裂纹扩展性优异的高强度钢材及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种耐脆性裂纹扩展性优异的高强度钢材及其制造方法。以重量％计，所述钢材包含：C：0.05～0.1％、Mn：0.9～1.5％、Ni：0.8～1.5％、Nb：0.005～0.1％、Ti：0.005～0.1％、Cu：0.1～0.6％、Si：0.1～0.4％、P：100ppm以下、S：40ppm以下及余量Fe和其他不可避免的杂质，并且具有包含选自铁素体单相组织、贝氏体单相组织、铁素体和贝氏体的复合组织、铁素体和珠光体的复合组织以及铁素体、贝氏体和珠光体的复合组织中的一个组织的微细组织。根据本发明能够获得屈服强度高且耐脆性裂纹扩展性优异的高强度钢材。

Description

耐脆性裂纹扩展性优异的高强度钢材及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种耐脆性裂纹扩展性优异的高强度钢材及其制造方法。
背景技术
最近，在设计国内外船舶、海洋、建筑、土木领域中所使用的结构物方面，要求开发具有高强度特性的超厚板钢。
在设计结构物时使用高强度钢的情况下，可对结构物的形状进行轻量化，因此不仅能够获得经济上的利益，而且还能够使钢板的厚度变薄，从而能够同时确保加工及焊接作业的便利性。
对于高强度钢来说，一般在制造超厚板材时，根据总压下率的低下，中心部无法实现充分的变形，因此中心部的组织变得粗大，由此上升淬透性而发生贝氏体等的低温转变相。
而且，由于粗大化的组织，有可能难以确保中心部的冲击韧性。
尤其，表示结构物稳定性的耐脆性裂纹扩展性在适用于船舶等主要结构物中时要求担保的事例越来越多，但由于中心部产生低温转变相时会出现耐脆性裂纹扩展性变得很低的现象，因此，提高高强度超厚板钢材的耐脆性裂纹扩展性是非常难的。
另外，对于屈服强度为390Mpa以上的高强度钢来说，为了提高耐脆性裂纹扩展性，在用于表层部粒度的微细化的精轧时，引入了采用表面冷却、轧制时通过赋予弯曲应力来调节粒度、通过轧制二相区域对表层进行微细化等多种技术。
但是，所述技术虽然有助于表层部的组织微细化，但无法解决基于中心部组织粗大化的冲击韧性低下的问题，因此不能说是解决耐脆性裂纹扩展性的根本措施。
而且，预计技术本身适用于一般的量产体制时生产率将显著降低，因此可以说是该技术不太适合商业应用。
发明内容
(一)要解决的技术问题
根据本发明的一个方面，其目的在于提供一种耐脆性裂纹扩展性优异的高强度钢材。
根据本发明的另一个方面，其目的在于提供一种耐脆性裂纹扩展性优异的高强度钢材的制造方法。
(二)技术方案
根据本发明的一个方面，提供一种耐脆性裂纹扩展性优异的高强度钢材，以重量％计，包含：C：0.05～0.1％、Mn：0.9～1.5％、Ni：0.8～1.5％、Nb：0.005～0.1％、Ti：0.005～0.1％、Cu：0.1～0.6％、Si：0.1～0.4％、P：100ppm以下、S：40ppm以下及余量Fe和其他不可避免的杂质，具有包含选自铁素体单相组织、贝氏体单相组织、铁素体和贝氏体的复合组织、铁素体和珠光体的复合组织以及铁素体、贝氏体和珠光体的复合组织中的一个组织的微细组织，并且厚度为50mm以上。
其中，所述Cu和Ni的含量可以以Cu/Ni重量比为0.6以下的方式设定，优选以Cu/Ni重量比为0.5以下的方式设定。
优选地，所述钢材的通过EBSD方法测量的具有15度以上的高角度晶界的中心部的粒度可以为30μm(微米)以下。
其中，在所述钢材中，以钢材厚度的1/2部分为中心具有钢材厚度的20％范围的厚度中与垂直于轧制方向的面呈15度以内的角度的面100的面积率可为40％以下。
优选地，所述钢材的屈服强度为390Mpa以上。
根据本发明的另一个方面，提供一种耐脆性裂纹扩展性优异的高强度钢材的制造方法，其包括以下步骤：以950～1100℃对板坯进行再加热后，在1100～900℃的温度下进行粗轧，其中，以重量％计，所述板坯包含：C：0.05～0.1％、Mn：0.9～1.5％、Ni：0.8～1.5％、Nb：0.005～0.1％、Ti：0.005～0.1％、Cu：0.1～0.6％、Si：0.1～0.4％、P：100ppm以下、S：40ppm以下及余量Fe和其他不可避免的杂质；在850℃～Ar3以上的温度下对所述经过粗轧的棒材进行精轧，从而获得厚度为50mm以上的钢板；将所述钢板冷却至700℃以下的温度，其中，在进行所述粗轧时，使轧制前的板坯或棒材的中心部与表面之间的温度差为70℃以上。
优选地，所述粗轧时的最后三道次的每道次压下率为5％以上，总累积压下率为40％以上。
其中，所述粗轧后精轧之前的棒材的中心部晶粒尺寸可以为200μm以下，优选为150μm，更优选为100μm以下。
其中，所述精轧时的压下比可以以板坯厚度(mm)/精轧后的钢板厚度(mm)的比为3.5以上的方式设定，优选设定为3.8以上。
其中，所述钢板的冷却可以以2℃/s以上的中心部冷却速度进行。
所述钢板的冷却可以以3～300℃/s的平均冷却速度进行。
并且，上述技术方案并未列出本发明的所有技术特征。
本发明的多种技术特征及其优点和效果可参照以下具体的实施方式来进一步详细地理解。
(三)有益效果
根据本发明，能够获得屈服强度高且耐脆性裂纹扩展性优异的高强度钢材。
附图说明
图1是示出通过光学显微镜观察发明钢1的厚度中心部的照片。
最佳实施方式
本发明的发明人为了提高厚度为50mm以上的厚钢材的屈服强度和耐脆性裂纹扩展性而进行了研究和试验，并根据其结果提出本发明。
本发明是通过控制钢材的钢组成成分、组织、集合组织以及制造条件来进一步提高厚度厚的钢材的屈服强度和耐脆性裂纹扩展性。
本发明的主要概念如下：
1)为了获得通过固溶强化的强度提高而适当地控制了钢的组成成分。尤其，为了固溶强化而优化了Mn、Ni、Cu及Si含量。
2)为了获得通过提高淬透性来提高强度而适当地控制了钢的组成成分。尤其，为了提高淬透性而优化碳含量和Mn、Ni以及Cu含量。
如上所述，通过提高淬透性，在缓慢的冷却速度中也能够确保直至50mm以上的厚钢材的中心部的微细组织。
3)优选地，为了提高强度和耐脆性裂纹扩展性，可对钢材的组织进行微细化。尤其，对钢材的中心部组织进行微细化。
如上所述，通过对钢材中心部组织进行微细化，从而通过强化晶粒而提高强度，同时使裂纹的生成及扩展最小化，以提高耐脆性裂纹扩展性。
4)优选地，为了提高耐脆性裂纹扩展性，可控制钢材的集合组织。
考虑到裂纹(crack)向钢材的宽度方向即垂直于轧制方向的方向扩展，以及体心立方结构(BCC)的脆性断裂面为面100，使与轧制方向垂直的面呈15度以内的角度的面100的面积比例最小化。
尤其，控制与表面的微细组织相比相对粗大的中心部区域的集合组织。
如上所述，通过控制钢材的集合组织，尤其控制钢材的中心部区域的集合组织，即使出现裂纹，也最小化了裂纹的扩展，因此提高耐脆性裂纹扩展性。
5)优选地，为了进一步微细化钢材的组织，可以控制粗轧条件。
尤其，在粗轧时控制压下条件，并确保中心部与表面之间的充分的温度差，从而确保了直至钢材的中心部的微细组织。
下面，对本发明的一个方面的耐脆性裂纹扩展性优异的高强度钢材进行详细说明。
本发明的一个方面的耐脆性裂纹扩展性优异的高强度钢材，以重量％计，包含：C：0.05～0.1％、Mn：0.9～1.5％、Ni：0.8～1.5％、Nb：0.005～0.1％、Ti：0.005～0.1％、Cu：0.1～0.6％、Si：0.1～0.4％、P：100ppm以下、S：40ppm以下及余量Fe和其他不可避免的杂质，具有包含选自铁素体单相组织、贝氏体单相组织、铁素体和贝氏体的复合组织、铁素体和珠光体的复合组织以及铁素体、贝氏体和珠光体的复合组织中的一个组织的微细组织。
下面，对本发明的钢成分及成分范围进行说明。
C(碳)：0.05～0.10％(以下，各成分的含量表示重量％)
C是确保基本强度的最重要元素，钢中有必要包含适当范围的量，为了获得所述添加效果，优选添加0.05％以上的C。
但是，当C含量超过0.10％时，由于大量的岛状马氏体的生成、铁素体自身的高强度以及大量的低温转变相的生成等，使低温韧性降低，因此，将所述C含量优选限定在0.05～0.10％，更优选限定在0.061～0.091％，再优选限定在0.065～0.085％。
Mn(锰)：0.9～1.5％
Mn是通过固溶强化来提高强度且提高淬透性以生成低温转变相的有用的元素，为了获得所述效果，优选添加0.9％以上。
但是，当Mn含量超过1.5％时，由于淬透性的过度增加，促进上贝氏体(Upperbainite)和马氏体的生成，并且引起中心部的偏析，生成粗大的低温转变相，因此降低冲击韧性和耐脆性裂纹扩展性。
因此，所述Mn含量优选限定在0.9～1.5％，更优选限定在0.97～1.39％，再优选限定在1.15～1.30％。
Ni(镍)：0.8～1.5％
Ni是在低温下使位错的交叉滑移(cross slip)容易，从而提高冲击韧性和淬透性，因此是提高强度的重要元素，为了获得所述效果，优选添加0.8％以上。但是，当所述Ni添加1.5％以上时，由于淬透性过度地上升，生成低温转变相，从而会降低韧性并增加制造成本，因此，优选将所述Ni含量的上限限定在1.5％。
更优选地，Ni含量限定在0.89～1.42％，再优选地，限定在1.01～1.35％。
Nb(铌)：0.005～0.1％
Nb以NbC或NbCN的形式析出而提高母材的强度。
而且，利用高温再加热时，固溶的Nb在轧制时以NbC的形态非常微细地析出，从而抑制奥氏体的再结晶，从而具有微细化组织的效果。
因此，Nb优选添加0.005％以上，但添加过量时，可能会导致钢材边缘的脆性裂痕，因此，Nb含量的上限优选限定为0.1％。
更优选地，将Nb含量限定在0.012～0.028％，再优选地，限定在0.018～0.024％。
Ti(钛)：0.005～0.1％
Ti是再加热时以TiN析出而抑制母材和焊接热影响区晶粒的生长，从而大幅提高低温韧性的成分，为了获得所述添加效果，优选添加0.005％以上。
但是，当Ti添加超过0.1％时，可能会堵塞连铸喷嘴或因中心部结晶而使低温韧性降低，因此，优先将Ti含量限定在0.005～0.1％。
更优先地，将Ti含量限定在0.009～0.024％，再优选地，将Ti含量限定在0.011～0.018％。
P：100ppm以下，S：40ppm以下
P、S是在晶界诱发脆性或者形成粗大的夹杂物以诱发脆性的元素，因此，为了提高耐脆性裂纹扩展性，优选将P限定在100ppm以下，将S限定在40ppm以下。
Si：0.1～0.4％
Si具有提高钢材的强度，且具有强力的脱氧效果，因此是制造纯净钢时的必需元素，为了获得所述效果，优选添加0.1％以上。但是，大量添加时，生成粗大的岛状马氏体(MA)相，从而可能会降低耐脆性裂纹扩展性，因此，优选将所述Si含量的上限限定在0.4％。
更优选地，将Si含量限定在0.22～0.32％，再优选地，将Si含量限定在0.25～0.3％。
Cu：0.1～0.6％
Cu是提高淬透性且引起固溶强化而提高钢材强度的主要元素，并且，是采用回火(tempering)时通过生成Υ(epsilon)Cu析出物而提高屈服强度的主要元素，因此，优选添加0.1％以上。但是，大量添加时，在炼钢工艺中，因红热脆性(hot shortness)可能会发生板坯裂纹，因此，优选将所述Cu含量的上限限定在0.6％。
更优选地，将Cu含量限定在0.21～0.51％，再优选地，将Cu含量限定在0.18～0.3％。
所述Cu和Ni的含量可以以Cu/Ni重量比为0.6以下，优选为0.5以下的方式设定。
根据上述设定Cu/Ni重量比时，可进一步改善表面品质。
本发明的其余成分为铁(Fe)。
但是，在一般的制造过程中，可能会从原料或周围环境中不可避免地混入多余的杂质，因此无法排除。
只要是本发明所属技术领域的普通技术人员，就都会知道所述杂质，因此，在本说明书中对其所有内容不作特别的说明。
本发明的钢材具有包含选自铁素体单相组织、贝氏体单相组织、铁素体和贝氏体的复合组织、铁素体和珠光体的复合组织以及铁素体、贝氏体和珠光体的复合组织中的一个组织的微细组织。
所述铁素体优选为多边形铁素体(Polygonal ferrite)或针状铁素体(acicularferrite)，贝氏体优选为粒状贝氏体(granular bainite)。
例如，随着所述Mn及Ni含量的增加，针状铁素体及粒状贝氏体的分率会增加，由此强度也会增加。
若所述钢材的微细组织为包含珠光体的复合组织时，珠光体的分率优选限定在20％以下。
优选地，所述钢材的通过EBSD方法测量的具有15度以上的高角度晶界的中心部的粒度可以为30μm以下。
如上所述，通过将钢材中心部组织的粒度微细化至30μm以下，从而通过强化晶粒而提高强度，同时使裂纹的生成及扩展最小化，以提高耐脆性裂纹扩展性。
优选地，以所述钢材厚度的1/2部分为中心，具有钢材厚度的20％范围的厚度中，与垂直于轧制方向的面呈15度以内的角度的面100的面积率可为40％以下。
如上所述控制集合组织的主要原因如下。
裂纹(crack)向钢材的宽度方向，即，垂直于轧制方向的方向扩展，体心立方结构(BCC)的脆性断裂面为面100。
为此，在本发明中使与垂直于轧制方向的面呈15度以内的角度的面100的面积率最小化。
尤其，控制了与表面相比微细组织相对粗大的中心部区域的集合组织。
如上所述，通过控制钢材的集合组织，尤其以钢材厚度的1/2部分为中心，在钢材厚度的20％范围的厚度中，与垂直于轧制方向的面呈15度以内的角度的面100的面积率控制为40％以下，从而即使出现裂纹，也使裂纹的扩展最小化，由此提高耐脆性裂纹扩展性。
所述钢材的屈服强度优选为390Mpa以上。
所述钢材具有50mm以上的厚度，优选可以具有50～100mm的厚度，更优选可以具有80～100mm的厚度。
下面，对本发明的另一个方面的耐脆性裂纹扩展性优异的高强度钢材的制造方法进行详细说明。
作为本发明的另一个方面的耐脆性裂纹扩展性优异的高强度钢材的制造方法，包括以下步骤：以950～1100℃对板坯进行再加热，然后在1100～900℃的温度下进行粗轧，其中，所述板坯以重量％计，包含：C：0.05～0.1％、Mn：0.9～1.5％、Ni：0.8～1.5％、Nb：0.005～0.1％、Ti：0.005～0.1％、Cu：0.1～0.6％、Si：0.1～0.4％、P：100ppm以下、S：40ppm以下及余量Fe和其他不可避免的杂质；在850℃～Ar3以上的温度下对所述经过粗轧的棒材(bar)进行精轧，从而获得钢板；将所述钢板冷却至700℃以下的温度，其中，在进行所述粗轧时，使轧制前的板坯或棒材的中心部与表面之间的温度差为70℃以上。
板坯再加热
在进行粗轧之前对板坯进行再加热。
板坯的再加热温度优选设定为950℃以上，这是为了对铸造过程中所形成的Ti和/或Nb碳氮化物进行固溶。并且，为了对Ti和/或Nb碳氮化物进行充分的固溶，优选以1000℃以上的温度进行加热。但是，若以过高的温度对板坯进行再加热时，可能会使奥氏体粗大化，因此优选将所述再加热温度的上限限定在1100℃。
粗轧
对经过再加热的板坯进行粗轧。
粗轧温度优选为奥氏体的再结晶停止的温度(Tnr)以上。通过轧制，可获得铸造中形成的枝状晶体等铸造组织被破坏且奥氏体的尺寸变小的效果。为了获得所述效果，粗轧温度优选限定在1100～900℃。
在本发明中，粗轧时使轧制之前的板坯或棒材的中心部与表面之间的温度差为70℃以上。
如上所述，粗轧时通过赋予中心部与表面之间的温度差，板坯或棒材的表面部保持低于中心部温度的温度，在存在所述温度差的状态下进行轧制时，与温度相对低的表面部相比，温度相对高的中心部产生更多的变形，因此中心部晶粒变得更微细化。其中，优选地，中心部的平均粒度可保持30μm以下。
这是利用温度相对低的表面部比温度相对高的中心部具有更高的强度，使得强度比较低的中心部发生更多变形的现象的技术，为了有效地向中心部赋予更多变形，中心部与表面之间的温度差优选为100℃以上，更优选的温度差为100～300℃。
其中，板坯或棒材的中心部与表面之间的温度差表示粗轧之前实测的板坯或棒材的表面温度与考虑到冷却条件和粗轧之前的板坯或棒材的厚度而计算的中心部温度的差。
所述板坯的表面温度和厚度的测量是在最初粗轧之前进行，所述棒材的表面温度和厚度的测量是在二次粗轧开始的粗轧之前进行。
并且，当进行二道次以上的粗轧时，板坯或棒材的中心部与表面之间的温度差表示通过测量粗轧各道次(pass)温度差来计算的整体平均值的温度差为70℃以上。
在本发明中，为了粗轧时对中心部组织进行微细化，优选地，粗轧时最后三道次的每道次的压下率为5％以上，总累积压下率为40％以上。
在本发明中，粗轧时为了对中心部组织进行微细化，优选地，粗轧时最后三道次的每道次的压下率为5％以上，总累积压下率为40％以上。
粗轧时通过初期轧制而再结晶的组织会因高的温度出现晶粒生长，但进行最后三道次时在等待轧制过程中由于棒材被空冷而使晶粒生长速度变慢，由此，粗轧时最后三道次的压下率对最终微细组织的粒度产生最大的影响。
并且，当粗轧时每道次的压下率降低时，未能向中心部传递充分的变形，可能发生因中心部粗大化而导致的韧性降低。因此，将最后三道次的每道次的压下率优选限定在5％以上。
另外，为了中心部组织的微细化，优选将粗轧时的总累积压下率设定为40％以上。
精轧
在850℃～Ar3(铁素体相变开始温度)以上的温度下对经过粗轧的棒材进行精轧，从而获得钢板。
为了获得进一步微细化的微细组织，精轧的精轧温度优选为850℃以下。
精轧时奥氏体组织变为变形的奥氏体组织。
所述粗轧后可使精轧之前的棒材中心部晶粒尺寸为200μm以下，优选为150μm，更优选为100μm以下。
所述粗轧后精轧之前的棒材中心部晶粒尺寸可根据粗轧条件等来进行控制。
如上所述，当控制所述粗轧后精轧之前的棒材中心部晶粒尺寸时，因奥氏体晶粒微细化而微细化最终微细组织，从而提高屈服/拉伸强度以及低温韧性。
所述精轧时的压下比可设定为板坯厚度(mm)/精轧后的钢板厚度(mm)的比为3.5以上，优选设定为3.8以上。
如上所述，在精轧时控制压下比的情况下，随着粗轧和精轧时的压下量的增加，能够带来通过最终微细组织微细化的屈服/拉伸强度以及低温韧性的提高，并且，可通过减少厚度中心部粒度来提高中心部的韧性。
精轧之后钢板具有50mm以上的厚度，优选可以具有50～100mm的厚度，更优选可以具有80～100mm的厚度。
冷却
精轧后将钢板冷却至700℃以下。
当冷却终止温度超过700℃时，无法适当地形成微细组织，因此存在屈服强度变为390Mpa以下的可能性。
所述钢板的冷却可以以2℃/s以上的中心部冷却速度进行，当钢板的中心部冷却速度小于2℃/s时，无法适当地形成微细组织，因此存在屈服强度变为390Mpa以下的可能性。
并且，所述钢板的冷却可以以3～300℃/s的平均冷却速度进行。
具体实施方式
下面，通过实施例更加具体地说明本发明。
但是，需要注意的是，以下实施例只是通过例示说明本发明，并不是用于限定本发明的权利范围。
因为本发明的权利范围由权利要求书中记载的事项和由此合理类推的事项来决定。
(实施例1)
以1050℃的温度对厚度为400mm的具有下述表1组成的钢坯进行再加热，然后在1020℃的温度下进行粗轧来制造棒材。粗轧时板坯的表面与中心部的平均温度差如下述表2所示，累积压下率为50％，采用了相同的压下率。
表2的粗轧时中心部与表面的平均温度差表示粗轧之前实测的板坯或棒材表面的温度与考虑喷射到棒材的水分含量和粗轧之前的板坯厚度而计算的中心部温度之差，是通过测量粗轧的各道次温度差并计算整个平均值的结果。
所述经过粗轧的棒材的厚度为180mm，粗轧后精轧之前的晶粒尺寸为80μm。
所述粗轧之后，在770℃的精轧温度下进行精轧并获得具有下述表2所示的厚度的钢板，然后利用5℃/s的冷却速度冷却至700℃以下的温度。
调查如上所述制造的钢板的微细组织、屈服强度、用EBSD测量的中心部平均粒度、以厚度的1/2部分为中心具有板厚度的20％范围的厚度中与垂直于轧制方向的面呈15度以内的角度的面100的面积率、Kca值(耐脆性裂纹扩展性系数)，并将其结果表示在表2中。
表2的Kca值是对钢板进行ESSO测试来评价的值。
表1
Figure GDA0002284045980000131
表2
Figure GDA0002284045980000132
Figure GDA0002284045980000141
*PE：多边形铁素体(Polygonal ferrite)，P：珠光体(Pearlite)，AF：针状铁素体(Acicular ferrite)，GB：粒状贝氏体(Granular bainite)，UB：上贝氏体(Upperbainite)，相分率(％)：体积％。
如上述表2所示，比较钢1是在本发明中提出的粗轧时中心部与表面平均温度差被控制为小于70℃的情况，可以看出，由于粗轧时未向中心部赋予充分的变形，因此中心部粒度为35.4μm，以厚度的1/2部分为中心具有板厚度的20％范围的厚度中与垂直于轧制方向的面呈15度以内的角度的面100的面积率为40％以上，而且，在-10℃的温度下测量的Kca值未超过一般造船用钢材所需的6000。
可以看出，比较钢2的C含量具有比本发明的C含量的上限更高的值，粗轧时即使通过冷却对中心部奥氏体的粒度进行微细化，也生成了上贝氏体(Upper bainite)，因此最终的微细组织的粒度为38.3μm，以厚度的1/2部分为中心具有板厚度的20％范围的厚度中与垂直于轧制方向的面呈15度以内的角度的面100的面积率为40％以上，并且，由于将容易发生脆性的上贝氏体作为基体组织，在-10℃温度下的Kca值也具有6000以下的值。
可以看出，比较钢3的Si含量具有比本发明的Si含量的上限更高的值，粗轧时即使通过冷却对中心部奥氏体的粒度进行微细化，在中心部也生成了一部分上贝氏体，并且，随着大量添加Si，生成了大量的粗大的MA组织，在-10℃温度下的Kca值也具有6000以下的值。
可以看出，比较钢4的Mn含量具有比本发明的Mn含量的上限更高的值，由于高的淬透性，母材的微细组织为上贝氏体，粗轧时即使通过冷却对中心部奥氏体的粒度进行微细化，最终微细组织的粒度也表示为34.2μm，以厚度的1/2部分为中心具有板厚度的20％范围的厚度中与垂直于轧制方向的面呈15度以内的角度的面100的面积率为40％以上，并且，在-10℃温度下的Kca值也具有6000以下的值。
可以看出，比较钢5的Ni含量具有比本发明的Ni含量的上限更高的值，由于高的淬透性，母材的微细组织为粒状贝氏体和上贝氏体，粗轧时即使通过冷却对中心部奥氏体的粒度进行微细化，最终微细组织的粒度也表示为31.2μm，并且，在-10℃温度下的Kca值也具有6000以下的值。
可以看出，比较钢6的P、S含量具有比本发明的P、S含量的上限更高的值，即使其他条件均满足本发明所提出的条件，但因高含量的P、S而发生脆性，在-10℃温度下的Kca值也具有6000以下的值。
与此相反，可以看出，满足本发明的成分范围且粗轧时通过冷却微细化中心部奥氏体的粒度的发明钢1～6，满足屈服强度为390Mpa以上、中心部粒度为30μm以下，并且将铁素体和珠光体组织、针状铁素体单相组织、针状铁素体和粒状贝氏体的复合组织、针状铁素体和珠光体以及粒状贝氏体的复合组织作为微细组织。
而且，以厚度的1/2部分为中心具有板厚度的20％范围的厚度中与垂直于轧制方向的面呈15度以内的角度的面100的面积率为40％以下，在-10℃温度下的Kca值也满足6000以上的值。
图1中示出通过光学显微镜观察发明钢1的厚度中心部的照片，通过图1也知厚度中心部组织时微细的。
(实施例2)
如表3所示，除了对钢坯的Cu/Ni重量比进行变更之外，通过与实施例1的发明钢2相同的组成成分和制造条件来制造钢板，并且，调查了所制造的钢板的表面特性，并将其结果表示在表3中。
以下表3中的钢板的表面特性是测量表面部是否因热脆性(hot shortness)而发生星形裂纹。
表3
Figure GDA0002284045980000161
如表3所示，可以看出，当适当地控制Cu/Ni重量比时，钢板的表面特性得以改善。
(实施例3)
如图1所示，除了将粗轧后精轧之前的晶粒尺寸(μm)变更之外，通过与实施例1的发明钢1相同的组成成分和制造条件来制造钢板，并且调查所制造的钢板的中心部粒度的平均特性并将其结果表示在表4中。
表4
钢种 粗轧后精轧之前的晶粒尺寸(μm) 中心部平均粒度(μm)
发明钢1 80 21.2
发明钢10 125 29.7
发明钢11 107 25.6
发明钢12 75 19.8
发明钢13 155 21.5
发明钢14 110 24.5
表4中所述，可以看出，粗轧后棒状的中心部晶粒尺寸变得越小，中心部平均粒度就变得越微细，并且由此可预计耐脆性裂纹扩展性得到了提高。
参照以上实施例进行了说明，但本发明所属技术领域的普通技术人员能够理解，在不脱离权利要求书中记载的本发明思想和领域的范围内可对本发明进行多种修改和变更。

Claims (10)

1.一种耐脆性裂纹扩展性优异的高强度钢材，以重量％计，所述钢材包含：C：0.05～0.1％、Mn：0.9～1.5％、Ni：0.8～1.5％、Nb：0.005～0.1％、Ti：0.005～0.1％、Cu：0.1～0.6％、Si：0.1～0.4％、P：100ppm以下、S：40ppm以下及余量Fe和其他不可避免的杂质；其中，所述Cu和Ni的含量以Cu/Ni重量比为0.48以下的方式设定；具有包含选自铁素体单相组织、贝氏体单相组织、铁素体和贝氏体的复合组织、铁素体和珠光体的复合组织以及铁素体、贝氏体和珠光体的复合组织中的一种组织的微细组织，所述铁素体是针状铁素体或者多边形铁素体，而且，贝氏体是粒状贝氏体，并且所述钢材的厚度为50mm以上，
通过EBSD方法测量的具有15度以上的高角度晶界的钢材厚度的中心部的粒度为30μm以下，
以钢材厚度的1/2部分为中心，具有钢材厚度的20％范围的厚度中，与垂直于轧制方向的面呈15度以内的角度的面(100)的面积率为40％以下。
2.根据权利要求1所述的耐脆性裂纹扩展性优异的高强度钢材，其特征在于，当所述钢材的微细组织为包含珠光体的复合组织时，珠光体的分率为20％以下。
3.根据权利要求1所述的耐脆性裂纹扩展性优异的高强度钢材，其特征在于，所述钢材的屈服强度为390MPa以上。
4.根据权利要求1所述的耐脆性裂纹扩展性优异的高强度钢材，其特征在于，钢材厚度为80～100mm。
5.一种耐脆性裂纹扩展性优异的高强度钢材的制造方法，其包括以下步骤：
以950～1100℃对板坯进行再加热，然后在1100～900℃的温度下进行粗轧，其中，以重量％计，所述板坯包含：C：0.05～0.1％、Mn：0.9～1.5％、Ni：0.8～1.5％、Nb：0.005～0.1％、Ti：0.005～0.1％、Cu：0.1～0.6％、Si：0.1～0.4％、P：100ppm以下、S：40ppm以下及余量Fe和其他不可避免的杂质，其中，所述Cu和Ni的含量以Cu/Ni重量比为0.48以下的方式设定；
在Ar3～850℃的温度下对经过粗轧的棒材进行精轧，从而获得厚度为50mm以上的钢板；
将所述钢板冷却至700℃以下的温度，
其中，在进行所述粗轧时，使在粗轧之前实测的板坯或棒材的表面温度与考虑冷却条件和粗轧之前的板坯或棒材的厚度而计算的中心部温度之间的温度差即板坯或棒材的中心部与表面之间的温度差为100～300℃，
所述粗轧后精轧之前的棒材的中心部晶粒尺寸为200μm以下。
6.根据权利要求5所述的耐脆性裂纹扩展性优异的高强度钢材的制造方法，其特征在于，所述粗轧进行二道次以上，而且板坯或棒材的厚度上的中心部与所述板坯或棒材的外表面之间的温度差为通过测量粗轧的各道次温度差来计算整个的平均值的温度差。
7.根据权利要求5所述的耐脆性裂纹扩展性优异的高强度钢材的制造方法，其特征在于，粗轧时最后三道次的每道次压下率为5％以上，总累积压下率为40％以上。
8.根据权利要求5所述的耐脆性裂纹扩展性优异的高强度钢材的制造方法，其特征在于，所述精轧时的压下比以板坯厚度/精轧后的钢板厚度的比为3.5以上的方式设定，所述板坯厚度和所述钢板厚度的单位为mm。
9.根据权利要求5所述的耐脆性裂纹扩展性优异的高强度钢材的制造方法，其特征在于，所述钢板的冷却以2℃/s以上的中心部冷却速度进行。
10.根据权利要求5所述的耐脆性裂纹扩展性优异的高强度钢材的制造方法，其特征在于，所述钢板的冷却以3～300℃/s的平均冷却速度进行。
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