CN107109590A - 耐脆性裂纹扩展性优异的高强度钢材及其制造方法 - Google Patents

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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。根据本发明，提供一种耐脆性裂纹扩展性优异的结构用超厚钢材及其制造方法，所述钢材以重量％计，包括：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、余量的Fe以及其他不可避免的杂质；所述钢材具有微细组织，所述微细组织包括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；并且，所述钢材的厚度为50mm以上。根据本发明，可获得具有高屈服强度和优异的耐脆性裂纹扩展性的高强度钢材。

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
近年来，在国内外船舶、海洋、建筑及土木工程领域所使用的构造物的设计中，都需要开发具有高强度特性的超厚钢。
如果设计构造物时使用高强度钢，则可以将构造物的形态轻量化，因此可以获得经济效益，并且，由于可以使钢板的厚度变薄，因此可以同时确保加工和焊接作业的容易性。
通常，对高强度钢而言，当制造超厚钢材时，随着总压下率的降低，与薄钢板相比没有充分变形，因此超厚钢材的微细组织变得粗大，由此受晶粒度影响最大的低温物理性质会降低。
特别是，对体现构造物的稳定性的耐脆性裂纹扩展性而言，将超厚钢材适用于船舶等主要构造物时需要保证其水平的事例增多，然而，当微细组织变得粗大时，发生耐脆性裂纹扩展性显著降低的现象，因此难以提高超厚高强度钢材的耐脆性裂纹扩展性。
另外，对屈服强度为390MPa以上的高强度钢而言，为了提高耐脆性裂纹扩展性而引入了多种技术，例如，精轧时通过表面冷却来细化表层部粒度，以及轧制时通过施加弯曲应力来调节粒度等。
然而，这样的技术虽然有助于细化表层部的组织，但是不能解决除了表层部之外的其余组织的粗大化所导致的冲击韧性降低的问题，因此，不能视为对耐脆性裂纹扩展性的根本对策。
并且，技术本身在应用于普通的量产***时会显著降低生产性，因此可能难以在商业上应用。
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，包括：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、余量的Fe以及其他不可避免的杂质；所述钢材具有微细组织，所述微细组织包括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；并且，所述钢材的厚度为50mm以上。
所述Cu和Ni的含量可设定为，Cu/Ni重量比为0.6以下，优选为0.5以下。
优选地，所述钢材中具有高角度晶界的晶粒的粒度为15μm(微米)以下，其中，所述高角度晶界是指沿钢材厚度方向从表层部到板厚度的1/4部分，通过电子背散射衍射(EBSD)方法测定的晶体取向的差为15度以上。
所述钢材的沿钢材的厚度方向从表层部到钢材厚度的1/4部分，与轧制方向平行的面呈15度以内的角度的(100)面的面积率可为30％以上。
优选地，所述钢材的屈服强度可为390MPa以上。
根据本发明的另一方面，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：将板坯再加热至950～1100℃，然后在1100～900℃的温度下对所述板坯进行粗轧，其中，所述板坯以重量％计，包括：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、余量的Fe以及其他不可避免的杂质；在Ar3+30℃～Ar3-30℃之间的温度下对所述粗轧的棒材(bar)进行精轧，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。
所述Cu和Ni的含量可设定为，Cu/Ni重量比为0.6以下，优选为0.5以下。
优选地，粗轧时，对于最后三道次(pass)，每道次的压下率为5％以上，总累计压下率为40％以上。
所述粗轧后精轧前的棒材的1.4t部分(其中，t表示钢板厚度)的晶粒尺寸可为150μm以下，优选为100μm以下，更优选为80μm以下。
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)之比为3.5以上，优选为3.8以上。
所述钢板的冷却可以以2℃/秒以上的中心部冷却速度来进行。
所述钢板的冷却可以以3～300℃/秒的平均冷却速度来进行。
此外，上述的问题的解决方案并未列出本发明的所有特征。
可参照以下具体实施方式，更充分地理解本发明的多种特征及其所带来的优点和效果。
(三)有益效果
根据本发明，可获得具有高屈服强度和优异的耐脆性裂纹扩展性的高强度钢材。
附图说明
图1是示出用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
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，本发明的发明人进行了研究和实验，并基于其结果提出了本发明。
在本发明中，通过控制钢材的钢的成分、组织、集合组织以及制造条件，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)为了通过固溶强化来提高强度，适当地控制钢的成分。特别是，为了固溶强化，优化Mn、Ni、Cu以及Si的含量。
2)为了通过提高淬透性来提高强度，适当地控制钢的成分。特别是，为了提高淬透性，与碳含量一起优化Mn、Ni以及Cu的含量。
由于通过如上所述的方式提高淬透性，即使在较慢的冷却速度下，也可以确保在厚度为50mm以上的厚钢材的中心部的微细的组织。
3)优选地，为了提高强度和耐脆性裂纹扩展性，可以细化钢材的组织。特别是，细化沿钢材的厚度方向从表层部到钢材厚度的1/4部分的区域的组织。
通过如上所述的方式细化钢材的组织，从而可以通过强化晶粒来提高强度，同时使裂纹的生成和扩展最小化，从而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，可以控制钢材的集合组织。
考虑到裂纹是沿钢材的宽度方向，即沿着与轧制方向垂直的方向扩展，并且体心立方结构(BCC)的脆性断裂面为(100)面，使得与轧制方向平行的面呈15度以内角度的(100)面的面积率最大化。
特别是，控制沿钢材厚度方向从表层部到钢材厚度的1/4部分的区域的集合组织。
与轧制方向平行的面呈15度以内的角度的(100)面起到阻止裂纹扩展的作用。
通过如上所述的方式控制钢材的集合组织，即使生成裂纹，因裂纹的扩展被阻止而提高耐脆性裂纹扩展性。
5)优选地，为了进一步细化钢材的组织，控制粗轧条件。
特别是，通过控制粗轧时的压下条件来确保微细的组织。
6)为了进一步细化钢材的组织，控制精轧条件。特别是，通过控制精轧温度和压下条件，使得由于精轧时的应变诱导相变而在晶界和晶粒内部生成非常微细的铁素体，从而即使在钢材的中心部也能够确保微细的组织。
以下，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的说明。
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，包括：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、余量的Fe以及其他不可避免的杂质；并且所述钢材具有微细组织，所述微细组织包括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。
以下，对本发明的钢的成分和成分范围进行说明。
C(碳)：0.05～0.10％(以下，各成分的含量表示重量％)
C是确保基本的强度的最重要的元素，因此需要以适当的范围包含在钢中，为了获得这样的添加效果，优选添加0.05％以上的C。
但是，当C的含量超过0.10％时，因生成大量的岛状马氏体、铁素体自身的高强度以及大量生成低温相变相等而降低低温韧性，因此，优选地，将所述C的含量限定为0.05～0.10％，更优选地，限定为0.059～0.091％，再进一步优选地，限定为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相变相的有效元素，为了获得这样的效果，优选添加0.9％以上的Mn。
但是，当Mn的含量超过1.5％时，由于淬透性过度增加而促进上贝氏体(Upperbainite)和马氏体的生成，并且，由于引起中心部偏析而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，优选地，所述Mn的含量限定为0.9～1.5％，更优选地，限定为0.95～1.26％，再进一步优选地，限定为1.15～1.30％。
镍(Ni)：0.8～1.5％
Ni是在低温下使位错的交叉滑移(Cross slip)容易，由此提高冲击韧性和淬透性以提高强度的重要元素，为了获得这样的效果，优选添加0.8％以上的Ni。但是，当所述Ni添加1.5％以上时，淬透性过度上升而生成低温转变相，从而降低韧性，并且可能会使制造成本上升，因此，优选地，所述Ni含量的上限限定为1.5％。
更优选地，Ni的含量限定为0.94～1.38％，再进一步优选地，限定为1.01～1.35％。
铌(Nb)：0.005～0.1％
Nb以NbC或NbCN的形态析出，以提高基材的强度。
并且，在高温下再加热时固溶的Nb会在轧制时以NbC的形态非常细微地析出，从而抑制奥氏体的再结晶，因此具有细化组织的效果。
因此，优选添加0.005％以上的Nb，但是，当添加过多的Nb时，可能在钢材的边角引起脆性裂纹，因此，优选地，Nb含量的上限限制为0.1％。
更优选地，Nb的含量限定为0.016～0.034％，再进一步优选地，限定为0.018～0.024％。
Ti(钛)：0.005～0.1％
Ti是再加热时析出为TiN而抑制基材和焊接热影响区的晶粒的生长，从而显著提高低温韧性的元素，为了获得这样的添加效果，优选添加0.005％以上的Ti。
但是，当Ti的含量超过0.1％时，可能会导致连铸喷嘴的堵塞或者由于中心部结晶而降低低温韧性，因此，优选地，Ti含量限定为0.005～0.1％。
更优选地，Ti的含量限定为0.007～0.023％，再进一步优选地，限定为0.011～0.018％。
P：100ppm以下、S：40ppm以下
P和S是在晶界诱发脆性或者形成粗大的夹杂物而诱发脆性的元素，为了提高耐脆性裂纹扩展性，优选地，P的含量限制在100ppm以下，S的含量限制在40ppm以下。
Si：0.1～0.4％
Si提高钢材的强度且具有很强的脱氧效果，因此Si是制造洁净钢的必要元素，因此优选添加0.1％以上的Si，但是，当大量添加Si时，生成粗大的岛状马氏体(MA)相而可能会降低耐脆性裂纹扩展性，因此，优选地，所述Si含量的上限限制为0.4％。
更优选地，Si的含量限定为0.21～0.33％，再进一步优选地，限定为0.25～0.3％。
Cu：0.1～0.6％
Cu是提高淬透性且产生固溶强化以提高钢材的强度的主要元素，并且，所述Cu是实施回火(tempering)时通过生成ε-Cu析出物来提高屈服强度的主要元素，因此优选添加0.1％以上的Cu。但是，当大量添加Cu时，在炼钢工艺中由于热脆性(hot shortness)而可能会产生板坯的裂纹，因此，优选地，所述Cu含量的上限限制为0.6％。
更优选地，Cu的含量限定为0.13～0.55％，再进一步优选地，限定为0.18～0.3％。
所述Cu和Ni的含量可设定为，Cu/Ni重量比为0.6以下，优选为0.5％以下。
如上所述地设定Cu/Ni重量比时，可以进一步改善表面质量。
本发明的剩余成分是铁(Fe)。
但是，在普通的制造过程中，可能会从原料或周围环境不可避免地混入杂质，因此无法排除这些杂质。
这些杂质是本领域技术人员通常已知的，因此在本说明书中没有特别提及所有内容。
本发明的钢材具有微细组织，所述微细组织包括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。
所述铁素体优选为多边形铁素体(Polygonal ferrite)或针状铁素体(acicularferrite)，所述贝氏体优选为粒状贝氏体(granular bainite)。
例如，随着所述Mn和Ni的含量增加，针状铁素体(acicular ferrite)和粒状贝氏体(granular bainite)的分率随之增加，因此强度也会增加。
当所述钢材的微细组织是包括珠光体的复合组织时，珠光体的分率以体积％计，优选限定为20％以下。
优选地，所述钢材中具有高角度晶界的晶粒的粒度可以为15μm(微米)以下，其中，所述高角度晶界是指沿钢材厚度方向从表层部到板厚度的1/4部分，通过电子背散射衍射(EBSD)方法测定的晶体取向的差为15度以上。
如上所述，通过细化具有高角度晶界的晶粒以使其粒度为15μm(微米)以下，从而通过强化晶粒来提高强度而使裂纹的生成和扩展最小化，由此提高耐脆性裂纹扩展性，其中，所述高角度晶界是指沿钢材厚度方向从表层部到板厚度的1/4部分，通过EBSD方法测定的晶体取向的差为15度以上。
优选地，在所述钢材中沿钢材的厚度方向从表层部到板厚度的1/4部分，与轧制方向平行的面呈15度以内的角度的(100)面的面积率可以为30％以上。
如上所述地控制集合组织的主要理由如下。
裂纹(crack)沿钢材的宽度方向，即沿着与轧制方向垂直的方向扩展，并且，体心立方结构(BCC)的脆性断裂面为(100)面。
因此，在本发明中，使得与轧制方向平行的面呈15度以内的角度的(100)面的面积率最大化。
特别是，控制沿钢材的厚度方向从表层部到钢材厚度的1/4部分的区域的集合组织。
与轧制方向平行的面呈15度以内的角度的(100)面起到阻止裂纹扩展的作用。
如上所述，通过控制钢材的集合组织，特别是，在沿钢材的厚度方向从表层部到板厚度的1/4部分，将与轧制方向平行的面呈15度以内的角度的(100)面的面积率控制在30％以上，从而即使生成裂纹，裂纹的扩展被阻止而提高耐脆性裂纹扩展性。
优选地，所述钢材的屈服强度为390MPa以上。
所述钢材具有50mm以上的厚度，优选地，可具有50～100mm的厚度，更优选地，可具有80～100mm的厚度。
以下，对本发明的另一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的说明。
本发明的另一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：将板坯再加热至950～1100℃，然后在1100～900℃的温度下对所述板坯进行粗轧，其中，所述板坯以重量％计，包括：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、余量的Fe以及其他不可避免的杂质；在Ar3+30℃～Ar3-30℃之间的温度下对所述粗轧的棒材(bar)进行精轧来获得钢板；以及将所述钢板冷却至700℃以下的温度。
板坯的再加热
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为950℃以上，这是为了使铸造过程中形成的Ti和/或Nb的碳氮化物固溶。并且，为了充分地固溶Ti和/或Nb的碳氮化物，更优选以1000℃以上的温度进行加热。但是，在过高的温度下进行再加热时，可能会导致奥氏体的粗大化，因此，所述再加热温度的上限优选为1100℃。
粗轧
对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，在铸造过程中形成的树枝状结晶等铸造组织被破坏，而且还可以获得减小奥氏体的尺寸的效果。为了获得这样的效果，粗轧温度优选限制在1100～900℃。
在本发明中，为了在粗轧时细化中心部的组织，在粗轧时，对于最后三道次的每道次的压下率优选为5％以上，总累计压下率优选为40％以上。
在粗轧时，由于初始轧制而被再结晶的组织，因高温而发生晶粒生长，但是，实施最后三道次时，随着在等待轧制期间棒材被空冷，晶粒生长速度会变慢，因此，粗轧时的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，当粗轧时的每道次的压下率降低时，由于充分的变形不能传递到中心部，因此，可能会发生中心部的粗大化所导致的韧性的降低。因此，优选地，最后三道次的每道次的压下率限制为5％以上。
另外，为了细化中心部的组织，粗轧时的总累计压下率优选设定为40％以上。
精轧
在Ar3(铁素体相变开始温度)+30℃～Ar3-30℃的温度下对粗轧的棒材进行精轧，以获得钢板。
这是为了获得进一步细化的微细组织，当在Ar3温度以上或以下的温度下实施轧制时，由于应变诱导相变而在晶界和晶粒内部生成非常微细的铁素体，从而可以获得减小晶粒单位的效果。
并且，为了产生有效的应变诱导相变，将精轧时的累计压下率优选保持在40％以上，除了用于最终形状调整的轧制以外的每道次的压下率优选保持在8％以上。
当在本发明中提出的条件下进行精轧时，可获得具有高角度晶界的晶粒的粒度为15μm(微米)以下的微细组织，其中，所述高角度晶界是指沿钢材厚度方向从表层部到板厚度的1/4部分，通过EBSD方法测定的晶体取向的差为15度以上。
将精轧温度降低至Ar3-30℃以下时，轧制前生成粗大的铁素体，使得在轧制过程中延伸得较长，反而降低冲击韧性，当在Ar3+30℃以上的温度下进行精轧时，无法有效实现粒度的微细化，因此优选在Ar3+30℃～Ar3-30℃之间的精轧温度下实施精轧。
所述粗轧后精轧前的棒材的1/4t部分(其中，t表示钢板厚度)的晶粒尺寸可以为150μm以下，优选为100μm以下，更优选为80μm以下。
所述粗轧后精轧前的棒材的1/4t部分的晶粒尺寸可以通过粗轧条件等来控制。
如上所述地控制所述粗轧后精轧前的棒材的1/4t部分的晶粒尺寸时，随着奥氏体晶粒微细化而使得最终微细组织被细化，从而能够提高低温冲击韧性。
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)之比为3.5以上，优选为3.8以上。
如上所述地控制压下比时，随着粗轧和精轧时的压下量增加，可通过最终微细组织的微细化提高屈服/拉伸强度和低温韧性，并且，可通过减小厚度中心部的粒度来提高中心部的韧性。
精轧后，钢板具有50mm以上的厚度，优选具有50～100mm的厚度，更优选具有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，不能适当地形成微细组织，从而可能会导致屈服强度为390MPa以下。
所述钢板的冷却可以以2℃/s以上的中心部冷却速度来进行，当钢板的中心部冷却速度小于2℃/s时，不能适当地形成微细组织，从而可能会导致屈服强度为390MPa以下。
并且，所述钢板的冷却可以以3～300℃/s的平均冷却速度来进行。
具体实施方式
以下，通过实施例对本发明进行更加具体的说明。
但是，需留意的是，下面的实施例仅仅是为了说明本发明而例示的，其并不限定本发明的权利范围。
这是因为本发明的权利范围是由权利要求书中记载的内容和由此合理推导的内容来确定的。
(实施例1)
将具有下表1的成分的厚度为400mm的钢坯再加热至1040℃的温度，然后在1010℃的温度下实施粗轧以制造棒材。粗轧时一律适用50％的累计压下率。
所述粗轧的棒材的厚度为180mm，粗轧后精轧前的1/4t部分的晶粒尺寸为95μm。
所述粗轧后，在表2所示的精轧温度与Ar3温度之间的差的温度下进行精轧，获得具有下表2的厚度的钢板，然后以4.2℃/秒的冷却速度冷却至700℃以下的温度。
对如上所述制造出的钢板，调查其微细组织、屈服强度、厚度1/4t部分的平均粒度、在沿板的厚度方向从表层部到板厚度的1/4部分的(100)面的面积率、Kca值(耐脆性裂纹扩展性系数)，并将其结果表示在表2中，其中，所述(100)面是与轧制方向平行的面呈15度以内的角度的面。
表2的Kca值是对钢板实施ESSO测试来评价的值。
[表1]
[表2]
*PF：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％
如所述表2所示，在比较钢1的情况下，可知将本发明中提出的精轧时精轧温度-Ar3温度差控制为50℃以上，没有施加充分的压下，因此，1/4t部分的粒度为24.7μm，在沿板厚度方向从表层部到板厚度的1/4部分，与轧制方向平行的面呈15度以内的角度的(100)面的面积率为30％以下，并且，在-10℃的温度下测定的Kca值没有超过普通的造船用钢材所需的6000。
在比较钢2的情况下，可知C的含量高于本发明的C含量的上限值，即使在粗轧时通过冷却来细化中心部奥氏体的粒度，但由于生成上贝氏体(upper bainite)而使得最终微细组织的粒度为32.9μm，在从表层部到板厚度的1/4部分，与轧制方向平行的面呈15度以内的角度的(100)面的面积率为30％以下，并且，将容易发生脆性的上贝氏体作为基体组织，因此，在-10℃的温度下Kca值也是6000以下的值。
在比较钢3的情况下，可知Si的含量高于本发明的Si含量的上限值，即使在粗轧时通过冷却来细化中心部奥氏体的粒度，但在中心部生成部分上贝氏体(upper bainite)，并且，随着添加大量的Si，生成大量的粗大的MA组织，因此，在-10℃的温度下Kca值也是6000以下的值。
在比较钢4的情况下，可知Mn的含量高于本发明的Mn含量的上限值，由于淬透性高而基材的微细组织为上贝氏体，并且，即使在粗轧时通过冷却来细化中心部奥氏体的粒度，但最终微细组织的粒度为31.1μm，在从表层部到板厚度的1/4部分，与轧制方向平行的面呈15度以内的角度(100)面的面积率为30％以下，因此，在-10℃的温度下Kca值也是6000以下的值。
在比较钢5的情况下，可知Ni的含量高于本发明的Ni含量的上限值，由于淬透性高而基材的微细组织为粒状贝氏体(granular bainite)和上贝氏体，并且，即使在粗轧时通过冷却来细化中心部奥氏体的粒度，但最终微细组织的粒度为29.3μm，因此，在-10℃的温度下Kca值也是6000以下的值。
在比较钢6的情况下，可知P和S的含量高于本发明的P和S含量的上限值，即使其他条件均满足本发明中提出的条件，但由于P和S的含量高而发生脆性，因此，在-10℃的温度下Kca值也是6000以下的值。
与此相反，在满足本发明的成分范围和制造范围的发明钢1～6的情况下，可知满足屈服强度为390MPa以上，1/4t部分的粒度为15μm以下，微细组织为铁素体和珠光体组织，或者针状铁素体单相组织，或者针状铁素体和粒状贝氏体的复合组织，或者针状铁素体、珠光体以及粒状贝氏体的复合组织。
并且，可知在从表层部到板厚度的1/4部分，与轧制方向平行的面呈15度以内的角度的(100)面的面积率为30％以上，在-10℃的温度下Kca值也满足6000以上值。
图1中示出用光学显微镜观察发明钢1的厚度中心部的照片，通过图1可知，厚度中心部的组织很细微。
(实施例2)
除了如表3所示改变钢坯的Cu/Ni重量比之外，以与实施例1的发明钢2相同的成分和制造条件来制造钢板，并调查制造的钢板的表面特性，其结果表示在下表3中。
下表3中，钢板的表面特性是测定热脆性(Hot shortness)导致的表面部星形裂纹的产生与否。
[表3]
如表3所示，当适当地控制Cu/Ni重量比时，会改善钢板的表面特性。
(实施例3)
除了如下表4所示改***轧后精轧前的晶粒尺寸(μm)之外，以与实施例1的发明钢1相同的成分和制造条件来制造钢板，并调查制造的钢板的1/4t部分的冲击转变温度特性，其结果表示在表4中。
[表4]
钢种 粗轧后精轧前的晶粒尺寸(μm) 1/4t冲击转变温度(℃)
发明钢11 76 -65
发明钢12 49 -82
发明钢13 68 -78
发明钢14 65 -79
发明钢15 135 -42
比较钢10 182 -37
如所述表4所示，可知，随着粗轧后棒材状态的1/4t部分的晶粒尺寸减小，冲击转变温度会随之减小，并通过这些能够预期耐脆性裂纹扩展性会提高。
以上，参照实施例对本发明进行了说明，然而本领域技术人员应理解，在不脱离权利要求书中记载的本发明的思想和领域的范围内，可对本发明进行多种修改和变更。

Claims (15)

1.一种耐脆性裂纹扩展性优异的高强度钢材，以重量％计，包括：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、余量的Fe以及其他不可避免的杂质；所述钢材具有微细组织，所述微细组织包括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；并且，所述钢材的厚度为50mm以上。
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，所述Cu和Ni的含量设定为，Cu/Ni重量比为0.6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，所述铁素体是针状铁素体或多边形铁素体，所述贝氏体是粒状贝氏体。
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，当所述钢材的微细组织为包括珠光体的复合组织时，以体积％计，珠光体的分率为20％以下。
5.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，所述钢材中具有高角度晶界的晶粒的粒度为15μm以下，其中，所述高角度晶界是指沿钢材厚度方向从表层部到板厚度的1/4部分，通过电子背散射衍射(EBSD)方法测定的晶体取向的差为15度以上。
6.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。
7.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，所述钢材的沿钢材厚度方向从表层部到钢材厚度的1/4部分，与轧制方向平行的面呈15度以内的角度的(100)面的面积率为30％以上。
8.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。
9.一种耐脆性裂纹扩展性优异的高强度超厚钢材的制造方法，其包括以下步骤：
将板坯再加热至950～1100℃，然后在1100～900℃的温度下对所述板坯进行粗轧，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、余量的Fe以及其他不可避免的杂质；
在Ar3+30℃～Ar3-30℃之间的温度下对所述粗轧的棒材进行精轧，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。
10.根据权利要求9所述的耐脆性裂纹扩展性优异的高强度超厚钢材的制造方法，其特征在于，所述Cu和Ni的含量设定为，Cu/Ni重量比为0.6以下。
11.根据权利要求9所述的耐脆性裂纹扩展性优异的高强度超厚钢材的制造方法，其特征在于，粗轧时，对于最后三道次，每道次的压下率为5％以上，总累计压下率为40％以上。
12.根据权利要求9所述的耐脆性裂纹扩展性优异的高强度超厚钢材的制造方法，其特征在于，所述粗轧后精轧前的棒材的1.4t部分(其中，t表示钢板厚度)的晶粒尺寸为150μm以下。
13.根据权利要求9所述的耐脆性裂纹扩展性优异的高强度超厚钢材的制造方法，其特征在于，所述精轧时的压下比设定为，板坯厚度(mm)/精轧后的钢板厚度(mm)之比为3.5以上。
14.根据权利要求9所述的耐脆性裂纹扩展性优异的高强度超厚钢材的制造方法，其特征在于，所述钢板的冷却是以2℃/秒以上的中心部冷却速度来进行。
15.根据权利要求9所述的耐脆性裂纹扩展性优异的高强度超厚钢材的制造方法，其特征在于，所述钢板的冷却是以3～300℃/秒的平均冷却速度来进行。
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