TWI523953B - A method and a test apparatus for evaluating a growth performance of a brittle crack propagation in a thick steel sheet having a thickness of 50 mm or more and a method for manufacturing the same, - Google Patents

A method and a test apparatus for evaluating a growth performance of a brittle crack propagation in a thick steel sheet having a thickness of 50 mm or more and a method for manufacturing the same, Download PDF

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Description

增長脆裂傳播停止特性優異之板厚50mm以上的厚鋼板及其製造方法，暨評估增長脆裂傳播停止性能之方法及試驗裝置
本發明係關於大型貨櫃船(Mega-container carrier)、散裝貨船(bulk carrier)等所使用之較佳的脆裂傳播停止特性(brittle crack arrestability)優異之板厚50mm以上的厚鋼板及其製造方法。又，係關於評估等同實船之增長脆裂傳播停止性能的方法、及試驗裝置。
貨櫃船、散裝貨船係為求承載能力(carrying capacity)提升、與貨物裝卸效率(cargo handling efficiency)提升等，而採取加大上部開口部(upper aperture)的構造。所以，為確保船體的剛性(rigidity)與縱向強度(longitudinal strength)，該等船必須特別將船體外板(outer plate of vessel's body)予以厚壁化。
近年，貨櫃船呈現大型化，就6,000~20,000TEU(twenty-foot equivalent unit，二十呎貨櫃當量)的大型船而言，船體外板的板厚達50mm以上，除因板厚效應(Thickness effect)會導致破壞韌性(fracture toughness)降低之外，焊接入熱(welding heat input)亦會變大，所以會有焊接部(welded part)的破壞韌性更加降低之傾向。另外，TEU(Twenty-foot Equivalent Unit，二十呎貨櫃當量)係表示經換算為長度20呎貨櫃的個數，係表示貨櫃船承載能力的指標。
對船舶(ships)或管線(linepipe)所使用之鋼板板厚未滿50mm的較薄鋼材，係利用TMCP法(Thermomechanical controlled processing，熱機控制製程)謀求細粒化，使低溫韌性(low-temperature toughness)提升，俾能賦予優異的脆裂傳播停止特性。
已提案有在不致提高合金成本(alloy cost)之情況下，對鋼材表層部(surface part)的組織施行超細微化的技術，以作為使脆裂傳播停止特性提升的手段。例如專利文獻1揭示有：著眼於當脆裂傳播之際，鋼材表層部所產生的剪變裂痕(shear-lips)(塑性變形區域(plastic deformation area))係對脆裂傳播停止特性的提升具有效果，使剪變裂痕部分的結晶粒細微化，而吸收所傳播之脆裂具有的傳播能量(propagation energy)之方法。
將對鋼板施行熱軋延後，利用控制冷卻(controlled cooling)將表層部分冷卻至Ar3變態點以下，然後停止控制冷卻而使表層部分復熱至變態點以上的步驟，重複施行1次以上，並在此期間對鋼材施加軋縮，藉此使其進行重複變態或加工再結晶(recrystallization due to deformation)，便在表層部分生成超細微的肥粒鐵組織(ferrite structure)或變韌鐵組織(bainite structure)。
專利文獻2揭示有：以肥粒鐵-波來鐵(pearlite)為主體之微組織(microstructure)的鋼材，二表面部係由具有50%以上 具有圓相當平均粒徑：5μm以下、長寬比(aspect ratio)：2以上之肥粒鐵粒的肥粒鐵組織之層所構成，且將精整軋延中每1道次的最大軋縮率(maximm rolling reduction)設為12%以下，便可抑制局部性再結晶現象(recrystallization phenomenon)，可抑制肥粒鐵粒徑變動、以及提升優異的脆裂傳播停止特性。
專利文獻3揭示有：作為承受塑性變形(plastic deformation)後的耐脆裂傳播特性優異之鋼材，係以使依照以下(a)~(d)所述方法製造的結晶粒內形成次晶粒(sub-grain)之細微肥粒鐵為主組織的鋼材。
(a)確保細微肥粒鐵結晶粒的軋延條件；(b)使鋼材板厚5%以上的部分中生成細微肥粒鐵組織的軋延條件；(c)使細微肥粒鐵中發展集合組織，且將因加工(軋延)而導入的轉位(dislocation)利用熱能(thermal energy)進行再配置而形成次晶粒的軋延條件；(d)抑制所形成細微肥粒鐵結晶粒與細微次晶粒的粗大化之冷卻條件，藉此在不需要鋼板表層的冷卻及復熱等複雜溫度控制(temperature control)的情況下，可提升經承受塑性變形後的脆裂傳播停止特性。
再者，與專利文獻1~3不同技術思想(technological thought)的專利文獻4記載有：藉由使集合組織(texture)發展，而在鋼材的破壞面上朝與板厚方向平行之方向產生隔離(separation)，緩和脆裂前端(brittle crack tip)的應力，俾提高 耐脆裂傳播特性的方法，其中，利用控制軋延而將(110)面X射線強度比(X-ray intensity ratio)設為2以上，且圓相當徑20μm以上的粗大粒子設為10%以下。
專利文獻5揭示有作為焊接接頭部(welded joint)的脆裂傳播停止性能優異之焊接構造用鋼，特徵在於板厚內部之軋延面的(100)面X射線面強度比具有1.5以上之鋼板，並記載有利用集合組織發展，而面對垂直於應力負荷方向(stress loading direction)的方向，使龜裂傳播方向(crack propagation direction)產生變化，而將脆裂從焊接接頭部誘導至母材側，俾使作為接頭的脆裂傳播停止性能提升。
再者，專利文獻6揭示有特徵在於板厚中央部之軋延面的(211)面X射線強度比具有1.3以上、且板厚1/4部之軋延面(100)面X射線強度比具有1.5以上、板表層部之軋延面的(100)面X射線強度比具有1.5以上的鋼板，並記載有利用集合組織發展，在經由T形接頭等而從鋼板表面突入的脆裂前端附近產生龜裂(crack)，該龜裂發揮作為龜裂傳播抵抗的作用，針對朝板厚方向傳播的脆裂之脆裂傳播停止性能係提升。
另一方面，就船體構造(hull structure)而言，係認為必須是即便萬一自焊接部發生脆性破壞(brittle failure)的情況，仍使脆裂的傳播停止並防止船體分離。關於板厚未滿50mm的造船用鋼板焊接部之脆裂傳播行為，日本造船研究協會 (The Shipbuilding Research Association of Japan)第147委員會已進行實驗性檢討。
第147委員會針對在焊接部強制性產生之脆裂的傳播路徑、傳播行為進行實驗性調查，結果為若某程度確保焊接部的破壞韌性(fracture toughness)，則雖然大多數會因焊接殘留應力(welding residual stress)的影響而造成脆裂從焊接部逃逸至母材側，但亦有複數確認到脆裂沿焊接部傳播的例子。此現象係暗示不能斷言脆性破壞不會有沿焊接部直進傳播的可能性。
然而，基於將與第147委員會所採用之焊接屬同等級的焊接應用於板厚未滿50mm的鋼板而建造的船舶，多數實況係均可毫無問題地實際航運(actual service)，此外，韌性良好的鋼板母材(造船E級鋼等)之停止脆裂的能力係充足之認知，因而在船級規範(Rules and Guidance for the survey and construction of steel ships)等之中，便沒有要求造船用鋼材焊接部的脆裂傳播停止特性。
[先行技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本專利特開平4-141517號公報[專利文獻2]日本專利特開2002-256375號公報[專利文獻3]日本專利第3467767號公報[專利文獻4]日本專利第3548349號公報 [專利文獻5]日本專利特開平6-207241號公報[專利文獻6]日本專利特開2008-214652號公報
[非專利文獻]
[非專利文獻1]山口等：「超大型貨櫃船(Mega-container carrier)之開發-新高強度極厚鋼板(new high strength heavy gauge steel plate)之實用-」、日本船舶海洋工學會誌、3、(2005)、P70.
然而，最近超過6,000TEU的大型貨櫃船，鋼板板厚係超過50mm，除因板厚效應會使破壞韌性降低之外，亦會使焊接入熱變更大，故而有使焊接部的破壞韌性更降低的傾向。
最近，對此種厚壁高入熱量焊接接頭(large heat input welded joint of heavy gauge steel plate)，已有實驗性顯示從焊接部所產生的脆裂並不會逃逸至母材側而是直進並增長化(long and large)，就連在骨材(或者亦稱「補強材」，stiffeners)等鋼板母材部亦不會停止(非專利文獻1)，對應用板厚50mm以上之鋼板的船體構造安全確保會構成大問題。又，作為評估此種船體安全性確保的試驗，係有增長ESSO試驗，取決於評估方法的不同、與試驗裝置的限制等，會導致試驗結果出現變化，會有未必能評估相當於實船之增長脆裂傳播停止性能的問題。
上述專利文獻1~6所記載的鋼板，針對經增長化的脆裂傳播停止特性並無記載，並無法解決非專利文獻1中明確指出的問題。又，關於評估等同實船之增長脆裂傳播停止特性的方法與試驗裝置，在專利文獻1~6所記載的技術中並無記載，無法解決等同實船之安全性評估的問題。
所以，本發明之目的係在於提供：一種厚鋼板，係板厚50mm以上的鋼板及其焊接部，其中，即便在產生脆性破壞的情況，在到達大規模破壞(catastrophic fracture)之前，便使已增長化的脆裂停止；及其製造方法。此外，本發明之目的係在於提供：評估等同實船之增長脆裂傳播停止性能之方法、及試驗裝置。另外，此處所謂「增長脆裂」係指從相鄰之其他鋼板所突入之長度為1m以上的脆裂。
本發明者等針對使化學組成及軋延條件有所變化的多數鋼板，調查集合組織形態與脆裂傳播停止特性(亦有稱「制動性能」(arrestability)的情況)之關係，且調查制動性能(受韌性與集合組織的影響)之板厚方向分佈對增長脆裂傳播停止現象造成的影響。又，針對利用使分接板前端間距離(distance between tips of tab plates)、或荷重負荷點間距離(distance between loading points)有所變化的動態FEM解析，而可模擬等同實船之增長脆裂傳播特性的增長ESSO試驗之評估方法、試驗裝置進行檢討。
結果，發現當對化學組成與軋延條件進行控制，且規定對制動性能構成影響之韌性與集合組織的板厚方向分佈時，將大幅提升增長脆裂傳播停止性能，截至目前為止被認為較難停止之在厚鋼板或其焊接部中傳播的增長脆裂，能於沒有應力反射的等同實船之條件下，在鋼板中使停止。又，動態FEM解析的結果發現，藉由將分接板前端間距離與荷重負荷點間距離設定為既定值，而達成沒有應力反射之等同實船的增長ESSO試驗之評估方法、試驗裝置。另外，因為厚度未滿50mm的厚鋼板就現行鋼板(例如造船用E級鋼等)而言係可使增長脆裂停止，因而本發明係以厚度50mm以上的厚鋼板為對象。
本發明係以上述發現為基礎更進一步進行檢討而完成，即本發明係如下述(1)~(10)。
(1)一種增長脆裂傳播停止特性優異之板厚(t)50mm以上的厚鋼板，係板厚(t)為50mm以上的厚鋼板，其中，板厚方向截面的增長脆裂傳播停止部之前端形狀，係形成：板厚中央部之板厚(t)之20%寬度區域的停止龜裂長度，相對於自鋼板表面起成為板厚(t)之1/4~1/10或板厚(t)之3/4~9/10的區域的最大龜裂長度，係至少面對上述增長脆裂行進方向僅縮短板厚(t)之長度而呈凹陷的凹陷部。
(2)如(1)所記載之增長脆裂傳播停止特性優異之板厚(t)50mm以上的厚鋼板，其中，在上述板厚中央部板厚(t) 之至少20%區域的部位之軋延面的(211)面或(100)面之X射線強度比係1.5以上，在上述成為板厚(t)之1/4~1/10的區域或上述成為板厚(t)之3/4~9/10的區域之軋延面的(110)面之X射線強度比係1.3以上。
(3)如(1)或(2)所記載之增長脆裂傳播停止特性優異之板厚(t)50mm以上的厚鋼板，其中，在上述板厚中央部板厚(t)之至少20%區域的部位之軋延面的(211)面X射線強度比X(211)、與(100)面X射線強度比X(100)、以及由同部位的2mmV型缺口夏比衝擊試驗(V notch Charpy impact test)所獲得之脆斷轉移溫度vTrs(℃)係滿足式：vTrs-12X(100)-22X(211)≦(T-75)/0.64[T係鋼板的供予使用溫度(℃)]，且在上述成為板厚(t)之1/4~1/10的區域、或上述成為板厚(t)之3/4~9/10的區域之軋延面的(110)面之X射線強度比係1.3以上。
(4)如(1)至(3)中任一項所記載之增長脆裂傳播停止特性優異之板厚(t)50mm以上的厚鋼板，其中，鋼組成係依質量%計，包含C：0.15%以下、Si：0.60%以下、Mn：0.80~1.80%、S：0.001~0.05%，且包含從Ti：0.005~0.050%或Nb：0.001~0.1%之中選擇之至少1種，且進一步含有從Cu：2.0%以下、V：0.2%以下、Ni：2.0%以下、Cr：0.6%以下、Mo：0.6%以下、W：0.5%以下、B：0.0050%以下、Zr：0.5%以下之中選擇之至少1種，其餘則由Fe及不可避免的雜質所構成。
(5)一種增長脆裂傳播停止特性優異之板厚(t)50mm以上的厚鋼板之製造方法，係將具有如(4)所記載之成分組成的鋼素材加熱至900~1350℃之溫度，接著在鋼板表面溫度1000~850℃的溫度域中施行累積軋縮率10%以上的軋延後，形成鋼板表面溫度900~600℃、且鋼板內部溫度較鋼板表面溫度高出50~150℃的狀態，然後，依1道次軋縮率7%以上、累積軋縮率50%以上、且軋延結束時的鋼板表面溫度800~550℃施行熱軋延。
(6)如(5)所記載之增長脆裂傳播停止特性優異之板厚(t)50mm以上的厚鋼板之製造方法，其中，進一步在熱軋延結束後，依5℃/s以上的冷卻速度施行冷卻至400℃。
(7)一種鋼材或構造物的增長脆裂傳播停止性能之評估方法，係使用試驗片寬度2m以上的大型試驗片，評估及確認針對龜裂傳播長1m以上的增長脆裂之傳播停止性能的試驗，其中，試驗片長度、或安裝試驗片的試驗裝置之分接板前端間距離係試驗片寬度的2.8倍以上。
(8)如(7)所記載之鋼材或構造物的增長脆裂傳播停止性能之評估方法，其中，試驗裝置的荷重負荷點間距離係試驗片寬度的4.1倍以上。
(9)一種評估增長脆裂傳播停止性能之試驗裝置，係使用試驗片寬度2m以上的大型試驗片，評估及確認針對龜裂傳播長1m以上的增長脆裂之傳播停止性能的試驗裝置，其 中，安裝試驗片的試驗裝置之分接板前端間距離係試驗片寬度的2.8倍以上。
(10)如(9)所記載之評估增長脆裂傳播停止性能之試驗裝置，其中，試驗裝置的荷重負荷點間距離係試驗片寬度的4.1倍以上。
根據本發明，對板厚(t)50mm以上的厚鋼板能賦予優異的脆裂傳播停止性能，能達成截至目前為止尚屬困難的使板厚50mm以上之厚物材的增長脆裂，在沒有應力反射(stress reflection)的等同實船之條件下停止，產業上極為有用。
本發明中，係對板厚方向截面的增長脆裂傳播停止部之前端形狀進行規定。以下針對本發明的限定理由進行說明。
圖1係示意性顯示本發明板厚(t)50mm以上的鋼板1之板厚方向截面的增長脆裂2之傳播停止部前端形狀(增長脆裂停止位置3)。
本發明中，將增長脆裂傳播停止部的前端形狀設為：具有在板厚中央部之板厚(t)之20%寬度區域的增長脆裂停止位置、與自鋼板表面起成為板厚(t)之1/4~1/10、及板厚(t)之3/4~9/10寬度區域的增長脆裂停止位置之位置間，最短間隔(以下稱「深度a」)係至少面對增長脆裂的行進方向僅縮短板厚(t)長度之深度a，而呈凹陷的略U字狀凹陷部之形狀。
為提升鋼板全體的制動性能，便使鋼板板厚方向截面的板厚中央部，板厚(t)之至少20%寬度區域ta(包含板厚(t)之1/2位置的上下10%以上之寬度區域)之制動性能提升。另外，使制動性能提升的區域ta，從軋延負荷(rolling load)的限制而言，較佳係設為50%以下。
若提升制動性能的板厚中央附近之區域寬度ta未滿板厚的20%，則板厚(t)之1/4~1/10部附近(包括板厚(t)之1/4位置、與1/10位置，在1/4位置與1/10位置間的區域)、及板厚(t)之3/4~9/10部附近(包括板厚(t)之3/4位置與9/10位置，在3/4位置與9/10位置間的區域)之破壞驅動力無法充分下降，導致在板厚(t)之1/4~1/10部附近、及板厚(t)之3/4~9/10部附近，龜裂並未停止而持續傳播，故而設為至少20%。
在板厚方向截面上，因為制動性能較其他區域優異的區域係增長脆裂的停止長度較短而面對其行進方向形成凹陷的凹陷部，因而將增長脆裂傳播停止部的前端形狀設為板厚中央部的板厚(t)之至少20%區域面對增長脆裂行進方向呈凹陷的略U字狀凹陷部。
再者，因為略U字狀凹陷部的形狀為求板厚(t)之1/4~1/10附近、及板厚(t)之3/4~9/10附近的破壞驅動力降低，必須板厚中央部的板厚20%區域之脆裂停止長度係較板厚(t)之1/4~1/10、及板厚(t)之3/4~9/10區域的脆裂停止長度至少僅 縮短板厚(t)的長度，所以設為面對增長脆裂的行進方向，凹陷部深度a係凹陷入至少等於板厚(t)長度的形狀。
深度a係規定為：圖1中表示成為板厚(t)之1/4~1/10、及板厚(t)之3/4~9/10區域中之增長脆裂停止位置(亦稱「最大龜裂長度」)的與板厚方向垂直的線、和通過在板厚中央部表示板厚之20%區域寬度之與板厚方向平行的線及增長脆裂傳播停止位置之交點的與板厚方向垂直的線之間隔內，屬最短間隔的長度。
關於厚度50mm以上的厚鋼板之脆性破壞破面，因為在板厚(t)之1/4~1/10、或板厚(t)之3/4~9/10區域內會觀察到最長龜裂傳播部(圖1的A點與A'點附近)，因而本發明係就板厚中央部附近與該等區域進行比較，規定增長脆裂傳播停止位置在板厚方向所描繪的形狀。另外，相對於板厚(t)之1/2位置，自上下對稱的鋼板表面起朝板厚方向的板厚(t)之1/4~1/10區域、與板厚(t)之3/4~9/10區域，制動性能、增長脆裂傳播停止部的前端形狀係大略相等。
上述增長脆裂傳播停止部的前端形狀係可利用圖2所示之增長ESSO試驗片4的破斷面進行確認。關於增長ESSO試驗片4，試驗板6與助走板(Crack-running plate)5係利用CO2焊接部8相接合，在助走板5中朝與CO2焊接部8垂直的方向設置電氣焊部(electrogas arc weld)7，從機械缺口(mechanical notch)9所產生的脆裂(未圖示)會沿電氣焊部7 進行傳播，並垂直於試驗板6的荷重負荷方向(loading direction)突入試驗板6中。荷重負荷方向係設為圖中箭頭R.D.的軋延方向(rolling direction)。本發明中，所謂「增長脆裂傳播停止特性」係指使用直到突入試驗板6為止的脆裂傳播距離(propagation length)較長之增長ESSO試驗片4，利用與實際船舶同樣沒有應力反射影響的分接板前端間距離、及荷重負荷點間距離充分長的試驗機進行評估而得者。此處所謂的「應力反射」係指因脆裂的產生、傳播而生成的壓縮應力波(compressive stress wave)受到試驗機分接板部(tab plate of testing machine)等之反射。若產生該應力反射，因為壓縮的應力波會返回至脆裂傳播部，因而脆裂容易停止。實際的船舶等構造物中，因為構造物的大小相對於脆裂係充分地大，因而不會(或不易)產生應力反射。所以，增長脆裂的傳播停止特性必須利用分接板前端間距離、及荷重負荷點間距離充分長的試驗機進行評估。
本發明的鋼板較佳係具備有下述集合組織：
在板厚中央部之板厚至少20%區域的軋延面之(211)面或(100)面之X射線強度比係1.5以上，在板厚1/4t~1/10t部或板厚3/4t~9/10t部的軋延面之(110)面的X射線強度比係1.3以上。
若在板厚中央附近的軋延面之(211)面或(100)面的X射線強度比達1.5以上，便會產生細微的二次龜裂(subcrack)， 導致脆裂傳播面(brittle crack propagating surface)的凹凸變大，致使龜裂傳播抵抗(crack propagation resistance)增加，而大幅提升脆裂傳播停止韌性。當X射線強度比未滿1.5時，此項效果並無法顯現。依上述，在板厚中央部的板厚20%以上區域之軋延面之(211)面或(100)面的X射線強度比，便限定在1.5以上。
另一方面，若在板厚1/4t~1/10t部分的軋延面之(110)面之X射線強度比未滿1.3，則板厚中央部的板厚20%以上區域之脆裂停止長度，便無法較板厚1/4t~1/10t區域的脆裂停止長度縮短板厚份以上，導致無法使板厚1/4t~1/10t部分附近(圖1的A點與A'點附近的最長龜裂傳播部)的破壞驅動力降低。所以，將在板厚1/4t~1/10t部分的軋延面之(110)面的X射線強度比限定於1.3以上。上述規定對板厚3/4t~9/10t部分亦同。
再者，為提升鋼板在供予使用溫度下的脆裂傳播停止韌性，較佳係滿足下式：vTrs-12X(100)-22X(211)≦(T-75)/0.64[其中，式中，X(211)係表示在板厚中央部板厚(t)之至少20%區域的部位之軋延面的(211)面X射線強度比；X(100)係表示同部位的(100)面X射線強度比；vTrs(℃)係表示同部位利用2mmV型缺口夏比衝擊試驗所獲得的脆斷轉移溫度；T係表示鋼板的供予使用溫度(℃)]
本參數式係為能在供予使用溫度下確保集合組織的對象部位之脆裂傳播停止韌性，便配合集合組織依vTrs規定鋼板的韌性，為將該對象部位的夏比脆斷轉移溫度vTrs設為較低於供予使用溫度，便規定vTrs滿足上式。又，如上述，為求脆裂傳播停止韌性提升，必須將(211)面或(100)面X射線強度比設為1.5以上，但二者之中，因為(211)面集合組織對脆裂傳播停止韌性提升的貢獻較大，所以式中便將X(211)係數設為較大於X(100)。
具有上述特性的鋼板之較佳成分組成與製造條件係如下述。說明中的「%」係指「質量%」。
[成分組成]
C：0.15%以下
C係為確保強度所必要。就從強度確保的觀點，較佳係將下限設為0.02%。但是，若C量超過0.15%，則焊接熱影響部(HAZ)韌性會降低，所以限定在0.15%以下。另外，為能使(211)面與(100)面的集合組織更加發展，較佳範圍係0.03%以下。
Si：0.60%以下
Si係對強度上升有效的元素。為能獲得此項效果，較佳係含有0.01%以上。若Si量超過0.60%，則會使焊接熱影響部(HAZ)韌性明顯劣化，所以限定在0.60%以下。
Mn：0.80~1.80%
Mn係對高強度化有效的元素，就從強度確保的觀點，將下限設定為0.80%。但是，若Mn量超過1.80%，便會有母材韌性劣化的顧慮。所以，Mn設為0.80~1.80%範圍。另外，較佳範圍係1.00~1.70%。
S：0.001~0.05%以下
本發明中，因為必須使脆裂前緣(leading edge of brittle crack)生成龜裂(平行於鋼板表面的斷裂)，因而必須含有S達0.001%以上。但是，因為S會形成非金屬夾雜物，導致軋延性/韌性劣化，因而限制在0.05%以下。
Ti：0.005~0.050%、Nb：0.001~0.1%之1種或2種
Ti係藉由形成碳化物(carbide)、氮化物(nitride)的析出物(precipitate)，而抑制鋼板製造時在加熱階段的沃斯田鐵粒(austenite grain)成長，對細粒化具有貢獻，且亦抑制焊接熱影響部(welded heat-affected zone)(HAZ)的結晶粒粗大化，具有提升HAZ韌性的效果。為能獲得該等效果，必須含有0.005%以上。另一方面，因為過度含有會導致韌性劣化，因而將0.050%設為上限。
Nb係對析出強化(precipitation strengthening)與韌性的提升均有效。又，抑制沃斯田鐵的再結晶(recrystallization)，促進依照後述軋延條件進行的效果。為能獲得該等效果，必須添加0.001%以上，但若添加超過0.1%，則因為淬火組織會針狀化而有導致韌性劣化的傾向，故將0.1%設為上限。
從Cu：2.0%以下、V：0.2%以下、Ni：2.0%以下、Cr：0.6%以下、Mo：0.6%以下、W：0.5%以下、B：0.0050%以下、Zr：0.5%以下之中選擇之至少1種
Cu：2.0%以下
Cu係主要為析出強化而使用。為能獲得此項效果，較佳係含有0.05%以上。若Cu量添加超過2.0%，析出強化會變為過多，導致韌性劣化，所以較佳係設為2.0%以下的範圍。
V：0.2%以下
V係固溶強化(solid solution strengthening)與析出強化可利用的成分。為能獲得此項效果，較佳係含有0.001%以上。若V量含有超過0.2%，則母材韌性與焊接性會大幅受損，所以較佳係設為0.2%以下的範圍。
Ni：2.0%以下
Ni係提升強度與韌性，且當有添加Cu的情況，對防止軋延時的Cu斷裂係屬有效。為能獲得此項效果，較佳係含有0.05%以上。但是，其屬高價，且即便過剩添加但效果已達飽和，所以較佳係添加2.0%以下的範圍。
Cr：0.6%以下
Cr係具有提升強度的效果。為能獲得此項效果，較佳係含有0.01%以上。但是，若含有超過0.6%，則焊接部韌性會劣化，所以Cr含有量較佳係設為0.6%以下的範圍。
Mo：0.6%以下
Mo係具有提升常溫與高溫下之強度的效果。為能獲得此項效果，較佳係含有0.01%以上。但是，若含有超過0.6%，則焊接性會劣化，所以含有量較佳係設為0.6%以下的範圍。
W：0.5%以下
W係具有提升高溫強度的效果。為能獲得此項效果，較佳係含有0.05%以上。但是，若超過0.5%，則不僅會使韌性劣化，且因為屬於高價，所以較佳係含有0.5%以下的範圍。
B：0.0050%以下
B係在軋延中會以BN形式析出，而使軋延後的肥粒鐵粒變細。為能獲得此項效果，較佳係含有0.0010%以上。但是，若超過0.0050%，則韌性會劣化，所以限定在0.0050%以下。
Zr：0.5%以下
Zr係除提升強度之外，尚會提升鍍鋅材之耐電鍍斷裂性的元素。為能獲得此項效果，較佳係含有0.03%以上。但是，若含有超過0.5%，則焊接部韌性會劣化，因而Zr含有量較佳係以0.5%為上限。
本發明的鋼除上述成分組成之外，其餘係Fe及不可避免的雜質。另外，不可避免的雜質係可容許P：0.035%以下、Al：0.08%以下、N：0.012%以下、O：0.05%以下、Mg：0.01%以下等。
製造條件較佳係規定加熱溫度(heating temperature)、熱軋 延條件(hot rolling condition)、冷卻條件(cooling condition)。說明中沒有規定的情況，溫度、冷卻速度係設為板厚方向的平均值。
[加熱溫度]
鋼素材係加熱至900~1350℃的溫度。加熱溫度設為900℃以上的理由係為施行材質均質化與後述控制軋延所必要的加熱，而設為1350℃以下的理由係若過度高溫，表面氧化(surface oxidation)會趨於明顯，且無法避免結晶粒的粗大化。另外，為提升韌性，較佳係上限設為1150℃。
[熱軋延條件]
在鋼板表面溫度1000~850℃的溫度域中，累積軋縮率(cumulative rolling reduction)達10%以上的軋延
藉由在該溫度域施行軋延，沃斯田鐵粒(austenite grain)便會部分性再結晶，因而組織呈細微且均勻。
另外，在超過1000℃溫度下的軋延，因為會助長沃斯田鐵粒的成長，所以為求細粒化係較不佳。另一方面，若未滿850℃，會完全進入沃斯田鐵未再結晶域，所以為求結晶粒的均勻化係較不佳。
在形成鋼板表面溫度900~600℃、且鋼板內部溫度較鋼板表面溫度高出50~150℃狀態之後，便依1道次軋縮率7%以上、累積軋縮率50%以上，且軋延結束時的鋼板表面溫度850~550℃之條件施行熱軋延。
藉由形成鋼板表面溫度900~600℃、且鋼板內部溫度較鋼板表面溫度高出50~150℃的狀態，表面附近形成大致2相域，且鋼板內部形成大致沃斯田鐵未再結晶域(non-recrystallization region)。
若依該條件施行1道次軋縮率7%以上的軋延，相對性強度變低的鋼板內部會優先被導入軋延應變(rolling strain)，而板厚中央部至少板厚20%的區域則被導入集合組織。藉由此項步驟，沃斯田鐵粒便形成集合組織。
即，會形成對脆裂前端的龜裂生成有效的變態集合組織(transformation texture)的一種之(211)面集合組織的基礎。另外，為在板厚中央部至少板厚之20%區域中導入集合組織，更佳係設為1道次軋縮率10%以上。
然後，直至鋼板表面溫度850~550℃施行軋延，藉此鋼板內部便依2相域被軋延而形成(100)面集合組織。
為使上述集合組織的集聚度能達對脆裂前端的龜裂生成有效的水準(集聚度1.55以上)，必須設為累積軋縮率50%以上。
[冷卻條件]
在熱軋延結束後，依5℃/s以上的冷卻速度施行冷卻至400℃。
若依5℃/s以上的冷卻速度施行冷卻至400℃的溫度域，便會促進(211)面承繼來自優勢集合組織的沃斯田鐵集合組 織，而提升脆裂傳播停止韌性。
若依上述條件施行冷卻，(211)面的X射線面強度會變更強，而更加促進二次龜裂的產生，俾使龜裂較容易停止。又，上述冷卻方法中，更佳的冷卻開始溫度(cooling start temperature)係700℃以上。
再者，本發明的厚鋼板設為鋼板厚度未滿50mm時，當然具有優異的脆裂傳播特性。
[評估方法、試驗裝置]
在沒有應力反射的等同實船條件下，為評估增長脆裂傳播停止特性，便利用動態FEM解析進行應力反射影響的評估，決定試驗機的分接板前端間距離、荷重負荷點間距離。增長ESSO試驗片尺寸係設為圖2所示者。
圖3A、圖3B、圖3C係顯示動態FEM解析模型，圖4係顯示結果。圖3A係用以釐清沒有應力反射之條件的參數模型，為解析對應力反射構成影響的試驗機分接板11(厚度200mm)間之距離(圖3A的2A)之影響的模型。圖3B係所使用試驗機的荷重負荷點10之距離設定為10m時的模型，圖3C係所使用試驗機的荷重負荷點10之距離設定為5m時的模型。
圖4係顯示FEM解析結果。圖4係在從破壞發生起至突入試驗板中的期間，求取傳播中的龜裂之動態應力強度因數(脆裂傳播中的破壞驅動力)Kd之變化。記號「×」表示的結 果係2A=10000mm的情況，在直到脆裂突入試驗板為止均沒有發生應力反射的等同實船條件之結果。因為在2A=1800~4300mm的條件會產生應力反射，因而試驗板突入時的動態應力強度因數Kd，相較於等同實船條件的2A=10000mm之情況下，可確認到會降低。此現象意味著在2A=1800~4300mm的條件下，相較於實船條件而言，更容易使增長脆裂停止。另一方面，雖在2A=6800mm的條件下，發現動態應力強度因數Kd稍有降低，但可確認到與等同實船條件並沒有太大的變化。
所以，若將2A確保6800mm以上，便可進行等同實船條件的評估，例如若屬於圖3B所示之荷重負荷點間距離10m的大型拉伸試驗夾具形狀，便可充分地進行等同實船條件的評估。圖4係顯示藉由將所使用試驗機的荷重負荷點間距離設為5m與10m時的模型所獲得的解析結果，若依圖3B所示之荷重負荷點間距離10m模型的大型拉伸試驗夾具形狀實施增長ESSO試驗，可視為在沒有應力反射的等同實船條件下之評估。
利用以上的FEM解析，在沒有應力反射的等同實船條件下之增長脆裂傳播停止性能的評估方法，係試驗片長度、或安裝有試驗片的試驗裝置之分接板前端間距離設為試驗片寬度的2.8倍以上(≒6800mm/2400mm)，且試驗裝置的荷重負荷點間距離設為試驗片寬度的4.1倍以上 (≒10000mm/2400mm)。
同樣地，能評估在沒有應力反射的等同實船條件下之增長脆裂傳播停止性能的試驗裝置，係將安裝有試驗片的試驗裝置之分接板前端間距離設為試驗片寬度的2.8倍以上(≒6800mm/2400mm)，且將試驗裝置的荷重負荷點間距離設為試驗片寬度的4.1倍以上(≒10000mm/2400mm)。
[實施例]
使用經調整為表1所示各種化學組成的鋼胚，依照表2所示條件製造厚鋼板。針對依此所獲得的各厚鋼板，施行板厚(t)之中央部(高制動性能域)的(211)面與(100)面之X射線強度比測定，並調查夏比脆斷轉移溫度(Ductile-brittle transition temperature of Charpy impact test)vTrs。又，施行板厚(t)之1/8部(板厚(t)之1/4~1/10區域的代表部位)的(110)面之X射線強度比測定。
其次，為評估增長脆裂傳播停止特性，便使用上述厚鋼板(板厚(t)原始厚度狀態)，製作圖2所示尺寸形狀的增長ESSO試驗片，並供予進行試驗。試驗係依應力257N/mm2、溫度-10℃的條件實施。此處，應力257N/mm2係船體大多採用的降伏強度40kgf/mm2級鋼板之最大容許應力，溫度-10℃係船舶的設計溫度。增長ESSO試驗係利用圖3B所示之大型拉伸試驗夾具，以分接板前端間距離6800mm、荷重負荷點間距離10000mm為基準實施。
實施增長ESSO試驗的結果，如表3所示。本發明例(No.2、3、6、8、9、12、14)的脆裂係在填角焊接部停止，比較例(No.1、4、5、7、10、11、13、15、16)則係脆裂並沒有停止。
1‧‧‧鋼板
2‧‧‧增長脆裂
3‧‧‧增長脆裂停止位置
4‧‧‧增長ESSO試驗片
5‧‧‧助走板
6‧‧‧試驗板
7‧‧‧電氣焊部
8‧‧‧CO2焊接部
9‧‧‧機械缺口
10‧‧‧荷重負荷點
11‧‧‧分接板
圖1係示意性顯示本發明板厚(t)50mm以上的鋼板之板厚方向截面的增長脆裂傳播停止部之前端形狀之圖。
圖2係顯示增長ESSO(large-scale duplex ESSO)試驗片的尺寸形狀之圖。
圖3A係顯示用以調查應力反射對增長脆裂傳播停止特性的評估造成的影響之參數模型(parametric model)時的動態FEM解析模型(dynamic finite element method analysis model)。
圖3B係顯示用以調查應力反射對增長脆裂傳播停止特性的評估造成的影響之當荷重負荷點間距離為10m時的動態FEM解析模型。
圖3C係顯示用以調查應力反射對增長脆裂傳播停止特性的評估造成的影響之當荷重負荷點間距離為5m時的動態FEM解析模型。
圖4係顯示作為利用圖3的動態解析模型進行的解析結果，試驗條件(距試驗片端部的距離)對動態應力強度因數(dynamic stress intensity factor)造成的影響之圖。
1‧‧‧鋼板
2‧‧‧增長脆裂
3‧‧‧增長脆裂停止位置

Claims (11)

  1. 一種板厚(t)50mm以上的厚鋼板，係板厚(t)為50mm以上的厚鋼板，其中，板厚方向截面的增長脆裂傳播停止部之前端形狀係形成：板厚中央部之板厚(t)之20%寬度區域的停止龜裂長度，相對於自鋼板表面起成為板厚(t)之1/4~1/10或板厚(t)之3/4~9/10的區域的最大龜裂長度，係至少面對上述增長脆裂行進方向僅縮短板厚(t)之長度而呈凹陷的凹陷部。
  2. 如申請專利範圍第1項之板厚(t)50mm以上的厚鋼板，其中，在上述板厚中央部板厚(t)之至少20%區域的部位之軋延面的(211)面或(100)面之X射線強度比係1.5以上，在上述成為板厚(t)之1/4~1/10的區域或上述成為板厚(t)之3/4~9/10的區域之軋延面的(110)面之X射線強度比係1.3以上。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之板厚(t)50mm以上的厚鋼板，其中，在上述板厚中央部板厚(t)之至少20%區域的部位之軋延面的(211)面X射線強度比X(211)、與(100)面X射線強度比X(100)、以及由同部位的2mmV型缺口夏比衝擊試驗(V notch Charpy impact test)所獲得之脆斷轉移溫度vTrs(℃)係滿足式：vTrs-12X(100)-22X(211)≦(T-75)/0.64[T係鋼板的供予使用溫度(℃)]，且在上述成為板厚(t)之1/4~1/10的區域、或上述成為板厚(t)之3/4~9/10的區域之軋延面的(110)面之 X射線強度比係1.3以上。
  4. 如申請專利範圍第1或2項之板厚(t)50mm以上的厚鋼板，其中，鋼組成係依質量%計，包含C：0.15%以下、Si：0.60%以下、Mn：0.80~1.80%、S：0.001~0.05%，且包含從Ti：0.005~0.050%或Nb：0.001~0.1%之中選擇之至少1種，且進一步含有從Cu：2.0%以下、V：0.2%以下、Ni：2.0%以下、Cr：0.6%以下、Mo：0.6%以下、W：0.5%以下、B：0.0050%以下、Zr：0.5%以下之中選擇之至少1種，其餘則由Fe及不可避免的雜質所構成。
  5. 如申請專利範圍第3項之板厚(t)50mm以上的厚鋼板，其中，鋼組成係依質量%計，包含C：0.15%以下、Si：0.60%以下、Mn：0.80~1.80%、S：0.001~0.05%，且包含從Ti：0.005~0.050%或Nb：0.001~0.1%之中選擇之至少1種，且進一步含有從Cu：2.0%以下、V：0.2%以下、Ni：2.0%以下、Cr：0.6%以下、Mo：0.6%以下、W：0.5%以下、B：0.0050%以下、Zr：0.5%以下之中選擇之至少1種，其餘則由Fe及不可避免的雜質所構成。
  6. 一種板厚(t)50mm以上的厚鋼板之製造方法，係將具有申請專利範圍第4或5項之成分組成的鋼素材加熱至900~1350℃之溫度，接著在鋼板表面溫度1000~850℃的溫度域中施行累積軋縮率10%以上的軋延後，形成鋼板表面溫度900~600℃、且鋼板內部溫度較鋼板表面溫度高出 50~150℃的狀態，然後，依1道次軋縮率7%以上、累積軋縮率50%以上、且軋延結束時的鋼板表面溫度800~550℃施行熱軋延。
  7. 如申請專利範圍第6項之板厚(t)50mm以上的厚鋼板之製造方法，其中，進一步在熱軋延結束後，依5℃/s以上的冷卻速度施行冷卻至400℃。
  8. 一種鋼材或構造物的增長脆裂傳播停止性能之評估方法，係使用試驗片寬度2m以上的大型試驗片，評估及確認針對龜裂傳播長1m以上的增長脆裂之傳播停止性能的試驗，其中，試驗片長度、或安裝試驗片的試驗裝置之分接板前端間距離係試驗片寬度的2.8倍以上。
  9. 如申請專利範圍第8項之鋼材或構造物的增長脆裂傳播停止性能之評估方法，其中，試驗裝置的荷重負荷點間距離係試驗片寬度的4.1倍以上。
  10. 一種評估增長脆裂傳播停止性能之試驗裝置，係使用試驗片寬度2m以上的大型試驗片，評估及確認針對龜裂傳播長1m以上的增長脆裂之傳播停止性能的試驗裝置，其中，安裝試驗片的試驗裝置之分接板前端間距離係試驗片寬度的2.8倍以上。
  11. 如申請專利範圍第10項之評估增長脆裂傳播停止性能之試驗裝置，其中，試驗裝置的荷重負荷點間距離係試驗片寬度的4.1倍以上。
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