TWI463018B - 具優異裂縫阻滯性之高強度厚鋼板 - Google Patents

Description

具優異裂縫阻滯性之高強度厚鋼板 發明領域

本發明係有關於具優異裂縫阻滯性之高強度厚鋼板。

本申請係基於2012年4月6日在日本提出申請之特願2012-087384號而主張優先權，並且將其內容引用於此。

發明背景

在造船、建築、槽體、海洋構造物、管線等構造物所使用之厚鋼板，係被要求具有抑制脆性破壞傳播的能力之裂縫阻滯性(脆性破壞傳播停止性能)，用以抑制構造物的脆性破壞。近年來，伴隨著構造物的大型化，使用降伏應力為390~690MPa、板厚度為60~95mm的高強度厚鋼板之情況係變多。但是上述的裂縫阻滯性係通常具有與強度及板厚度各自相反的傾向。因此，在高強度厚鋼板，係期望一種能夠使裂縫阻滯性提升之技術。

作為使裂縫阻滯性提升之方法，例如已知控制結晶粒徑之方法；控制脆化第二相之方法；以及控制集合組織之方法。

作為控制結晶粒徑之方法，係有在專利文獻1~3、21所記載之技術。

在專利文獻1所記載之技術，係藉由以肥粒鐵作為母相且將該肥粒鐵進行細粒化，來使裂縫阻滯性提升。為了得到此種細粒肥粒鐵，係以從表背層部分往鑄片厚度中心方向之鑄片厚度的1/8以上為Ar3以下的方式進行冷卻，在極低溫區域進行輥軋，隨後，必須使其復熱至大於Ac3的溫度，來使肥粒鐵再結晶。

在專利文獻2、3所記載之技術，係以肥粒鐵作為母相且使表層部分暫時冷卻至Ar1以下，隨後，藉由在表層部分復熱的過程進行輥軋，來得到微細的肥粒鐵再結晶粒。

在專利文獻21所記載之技術，係藉由使肥粒鐵之長軸方向的平均結晶粒徑為5μm以上且縱橫比為2以上，或是使舊沃斯田鐵粒之長軸方向的平均粒徑為10μm以上且縱橫比為2以上，來提高脆性龜裂傳播停止特性。

又，作為控制脆化第二相之方法，係有在專利文獻4所記載之技術。

在專利文獻4所記載之技術，係藉由使在母相的肥粒鐵中之微細的脆化第二相(例如麻田散鐵)分散，來使在脆性龜裂前端部分之脆化第二相產生微小龜裂而使龜裂前端部分的應力狀態緩和。

又，作為控制集合組織之方法，係有在專利文獻5~17所記載之技術。在專利文獻5~17所記載之技術，作為集合組織，係藉由在例如表層部分、板厚度的1/4部分、板 厚度的1/2部分之各板厚度位置控制X射線面強度比而使龜裂的傳播方向變化且使裂縫阻滯性提升。

而且，作為控制結晶粒徑與集合組織的雙方之方法，係有在專利文獻18~20所記載之技術。

在專利文獻18所記載之技術，係藉由將板厚度的1/2部分之肥粒鐵分率設為80%以上，且控制結晶粒徑與X射線面強度比，來使裂縫阻滯性提升。

在專利文獻19所記載之技術，係藉由控制表層與板厚度的1/2部分之結晶粒徑及使用X射線所測定之集合組織強度比，來使裂縫阻滯性。

在專利文獻20所記載之技術，係藉由控制表層及板厚度的1/2部分之結晶粒徑以及相對於外部應力為垂直的{100}面之面積率，來使裂縫阻滯性提升。

先前技術文獻 專利文獻

專利文獻1：日本國特開昭61-235534號公報

專利文獻2：日本國特開2003-221619號公報

專利文獻3：日本國特開平5-148542號公報

專利文獻4：日本國特開昭59-47323號公報

專利文獻5：日本國特開2008-045174號公報

專利文獻6：日本國特開2008-069380號公報

專利文獻7：日本國特開2008-111165號公報

專利文獻8：日本國特開2008-111166號公報

專利文獻9：日本國特開2008-169467號公報

專利文獻10：日本國特開2008-169468號公報

專利文獻11：日本國特開2008-214652號公報

專利文獻12：日本國特開2008-214653號公報

專利文獻13：日本國特開2008-214654號公報

專利文獻14：日本國特開2009-185343號公報

專利文獻15：日本國特開2009-221585號公報

專利文獻16：日本國特開2009-235458號公報

專利文獻17：日本國特開2010-047805號公報

專利文獻18：日本國特開2011-068952號公報

專利文獻19：日本國特開2011-214116號公報

專利文獻20：日本國特開2007-302993號公報

專利文獻21：日本國特開2008-156751號公報

發明概要

在專利文獻1~3所記載的技術，因為係利用鋼板表背層部分之肥粒鐵的再結晶且以肥粒鐵作為主體，作為高強度且板厚度較厚的鋼板係困難的。又，如專利文獻1~3、21所記載的技術，只有控制結晶粒徑時，在高強度且板厚度較厚的鋼板，使裂縫阻滯性提升係困難的。又，因為必須經過冷卻、輥軋、復熱步驟，製造程序係變為複雜，得到安定的材質係非常困難的。而且，此種製造程序時，係容易產生起因於鋼板面的冷卻不均之形狀不良。產生形狀不良時，形狀矯正需要相當大的成本。

又，在專利文獻4所記載的技術，因為使麻田散鐵分散在肥粒鐵中，脆性龜裂產生特性係顯著地劣化掉。而且，因為將肥粒鐵設作主體，與上述同樣地，作為高強度且板厚度較厚的鋼板係困難的。又，只有控制脆化第二相時，在高強度且板厚度較厚的鋼板，使裂縫阻滯性提升係困難的。

又，專利文獻5~17、19及21所記載的技術，係沒有進行結晶粒徑的控制，該結晶粒徑的控制係用以使高強度且板厚度較厚的鋼板之裂縫阻滯性提升之最具有效果的因素。亦即只有控制集合組織時，在高強度且板厚度較厚的鋼板，係無法使裂縫阻滯性飛躍地提升。又，因為X射線面強度比係表示局部性的集合組織，偏差較大。該等技術不是能夠使裂縫阻滯性提升且在熱輥軋時能夠得到高生產性之技術。原本專利文獻5~8、11及21的技術係提高板厚度方向的脆性龜裂傳播停止特性之技術，而不是提升如在本申請之與鋼板表面平行的方向、例如與輥軋方向垂直或平行的方向的脆性龜裂傳播停止特性之技術。藉由此種技術，係無法謀求提升在與鋼板表面平行的方向的脆性龜裂傳播停止特性。

在專利文獻9及10所揭示之鋼板的裂縫阻滯性，係即便最高，在板厚度60mm且於-10℃的Kca為6500~6600N．mm^-0.5 左右。認為該水準係於-20℃的Kca為6000N．mm^-0.5 以下，有必要進一步提升裂縫阻滯性。

專利文獻12、13、16及19係揭示一種用以得到高裂縫阻滯性之技術。但是為了在板厚度方向形成優異的集合組 織，在板厚度中央部分之溫度為Ar3點-10℃以下，Ar3點-50℃以上的溫度區域，累積軋縮率30%以上且平均道次(pass)軋縮率8%以上的輥軋等係必要的。亦即，在非常低的溫度之輥軋係不可缺少的，致使輥軋時的生產性為非常低且難以大量生產。

在專利文獻14、15及17所揭示之鋼板的板厚度方向的裂縫阻滯性，係藉由大型混合ESSO試驗(助跑板長度：1600mm、試驗板長度：800mm、試驗體寬度：2400mmm、負荷應力：235kg．mm^-0.5 )進行評價。認為其於-20℃的Kca係6000N．mm^-0.5 以下。而且，為了形成集合組織，同樣地，於低溫的輥軋係不可缺少的，致使難以大量生產。

又，在專利文獻18所記載的技術，因為只有在板厚度的1/2部分控制結晶粒徑及集合組織，使板厚度較厚的情況之裂縫阻滯性提升係困難的。又，因為以肥粒鐵作為主體，製成高強度且板厚度較厚的鋼板係困難的。又，因為X射線面強度比係表示局部性的集合組織者，偏差較大而不適合作為使裂縫阻滯性之因素。而且，該技術係藉由在低溫的輥軋使其形成集合組織，而使相對於輥軋方向為45°的角度之裂縫阻滯性提升之技術。於低溫的輥軋係不可缺少的，致使難以大量生產。

在專利文獻20所記載的技術，係控制在表層及板厚度的1/2部分之結晶粒徑及集合組織。但是在使板厚度較厚場合的裂縫阻滯性提升，因為平面應力狀態且對於原本裂開(cleavage)破壞不容易產生之表層的貢獻為非常小，表層的 控制係難以使裂縫阻滯性飛躍地提升。又，已揭示一種在板厚度為70mm且於-10℃的Kca為210MPa．mm^-0.5 (亦即，大約相當於6600N．mm^-0.5 )之技術。認為該水準係於-20℃的Kca為6000N．mm^-0.5 以下，有必要進一步提升裂縫阻滯性。

本發明係考慮如上述之情形而進行，其目的係提供一種製造成本低、生產性高、強度高、板厚度較厚且HAZ韌性不劣化之具優異裂縫阻滯性的高強度厚鋼板。

本發明的要旨係如以下。

(1)本發明的一態樣之高強度厚鋼板，係具有下述成分組成：以質量%計含有C：0.04~0.16%、Si：0.01~0.5%、Mn：0.75~2.5%、Al：0.001~0.1%、Nb：0.003~0.05%、Ti：0.003~0.05%、及N：0.001~0.008%，且限制P為0.03%以下、S為0.02%以下、Cu為1%以下、Ni為2%以下、Cr為1%以下、Mo為0.5%以下、V為0.15%以下、B為0.005%以下、Ca為0.01%以下、Mg為0.01%以下、及REM為0.01%以下，剩餘部分含有鐵及不可避免的不純物，並且下述A式的碳當量Ceq.為0.30~0.50%；且具有下述微組織：含有以面積率計為70%以下之肥粒鐵、與以面積率計為30%以上之變韌鐵；又，在板厚度的1/4部分，結晶方位差為15°以上的結晶晶界之平均單位面積的總長度之結晶晶界密度為400~1000mm/mm² ，且同時相對於對主輥軋方向為垂直的面，構成15°以內的角度之{100}面的面積率為10~40%；且在前述板厚度的1/2部分，前述結晶晶界密度為 300~900mm/mm² ，且同時相對於對前述主輥軋方向為垂直的面，構成15°以內的角度之{110}面的面積率為40~70%。

Ceq.=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5．．．A式

(2)如上述(1)之高強度厚鋼板，其中前述板厚度可以是60~95mm。

(3)如上述(1)或(2)之高強度厚鋼板，其中降伏應力可以是390~690MPa。

(4)如上述(1)至(3)項中任一項之高強度厚鋼板，其中前述微組織可以含有以面積率計為10%以下的波來鐵。

(5)如上述(1)至(4)項中任一項之高強度厚鋼板，其中前述微組織可以是肥粒鐵面積率小於50%，波來鐵面積率為5%以下且變韌鐵面積率為50%以上。

(6)如上述(1)至(5)項中任一項之高強度厚鋼板，其中前述板厚度1/4部分的前述結晶晶界密度可以是500~900mm/mm² ，且前述板厚度1/2部分的前述結晶晶界密度可以是400~800mm/mm² 。

(7)如上述(1)至(6)項中任一項之高強度厚鋼板，其可進一步限制前述Cu為0.5%以下、前述Ni為1%以下、前述Cr為0.5%以下、前述Mo為0.2%以下、及前述V為0.07%以下。

(8)如上述(1)至(7)項中任一項之高強度厚鋼板，其可進一步限制前述B為0.002%以下。

(9)如上述(1)至(8)項中任一項之高強度厚鋼板，其可進一步限制前述Ca為0.003%以下、前述Mg為0.003%以下、及前述REM為0.003%以下。

依照本發明，因為在與鋼板表面平行的方向、例如與輥軋方向垂直或平行的方向的裂縫阻滯性係非常優異，而且即便板厚度較厚亦成為強度高、HAZ韌性不劣化的鋼板，能夠謀求焊接鋼構造物的低成本化和提升安全性。

圖1A係顯示對本發明的一實施形態之鋼板，從照片左方向的V凹口施加衝撃使其產生之龜裂傳播的態樣之照片。

圖1B係在圖1A所顯示之龜裂的斷裂面之照片。

圖2A係對比較例之鋼板，從照片左方向的V凹口施加衝撃使其產生之龜裂傳播的態樣之照片。

圖2B係在圖2A所顯示之龜裂的斷裂面之照片。

圖3A係對比較例之鋼板，從照片左方向的V凹口施加衝撃使其產生之龜裂傳播的態樣之照片。

圖3B係在圖2A所顯示之龜裂的斷裂面之照片。

用以實施發明之形態

為了解決上述課題，本發明者等進行專心研究，其結果發現藉由控制高強度鋼板的成分組成、微組織、板厚度方向的結晶晶界密度及板厚度方向的集合組織，能夠得到熱輥軋時的生產性高而且使在與鋼板表面平行的方向、例如與輥軋方向垂直或平行的方向的裂縫阻滯性提升之高強度鋼板。

以下，針對基於上述的知識之本發明的一實施形態之高強度厚鋼板(以下，有簡稱為鋼板之情形)進行說明。

本實施形態之鋼板係藉由控制成分組成、微組織、板厚度方向的結晶晶界密度及板厚度方向的集合組織，來使與鋼板表面平行的方向、例如與輥軋方向垂直或平行的方向的裂縫阻滯性提升。

(微組織)

本實施形態之鋼板係具有微組織，該微組織係肥粒鐵及變韌鐵的混合組織，或是肥粒鐵、波來鐵及變韌鐵的混合組織，其中肥粒鐵面積率為70%以下，變韌鐵面積率為30%以上。

肥粒鐵面積率為大於70%時，製成板厚度較厚、強度高的鋼板係困難的。只要能夠得到所需要的板厚度、強度的鋼板，作為第二相，係能夠設為變韌鐵、或波來鐵及變韌鐵。本發明係以厚壁高強度鋼作為對象，可以限制肥粒鐵面積率的上限為小於50%、小於30%、小於20%或小於10%。

變韌鐵面積率為小於30%時，得到板厚度較厚強度高的鋼板係困難的。為了確保肥粒鐵面積率且使成為脆性龜裂傳播的障礙之結晶晶界増加，變韌鐵面積率的上限係可以是95%。本發明係以厚壁高強度鋼作為對象，可以限制變韌鐵面積率的下限為50%以上、60%以上、70%以上或80%以上。

只要能夠得到所需要的板厚度、強度的鋼板，亦可以含有波來鐵。因而，可以限制波來鐵面積率為10%以下、 5%以下、或3%以下。波來鐵面積率的下限為0%。

除了肥粒鐵、波來鐵及變韌鐵以外，亦可以存在微細的島狀麻田散鐵(MA：Martensite-Austenite-Consituent(麻田散鐵-沃斯田鐵-組織))，但是MA面積率係設為5%以下。可以限制MA面積率為3%以下、2%以下或1%以下，以0%為最佳。

(板厚度方向的結晶晶界密度)

在裂縫阻滯性提升之支配因素，結晶晶界的貢獻為最大。因為結晶晶界係成為脆性龜裂傳播的障礙。亦即，因為在結晶晶界，隣接結晶粒之間的結晶方位為不同，龜裂在該部分的傳播方向產生變化。因此產生未斷裂區域且藉由未斷裂區域而將應力分散，而且成為龜裂閉口應力。因而，龜裂傳播的驅動力降低，使得裂縫阻滯性提升。又，因為未斷裂區域係最後產生延展性破壞，而將脆性破壞所需要的能量吸收。因此，裂縫阻滯性提升。

以往，認為為了使該結晶晶界増加，必須使結晶粒徑細小化。肥粒鐵為主體之組織時係如此，但是板厚度較厚之高強度的鋼時，利用變韌鐵係不可缺少的。因為該變韌鐵係與肥粒鐵不同且下部分組織的形狀複雜，結晶粒的定義係非常困難的。因此，即便換算成為圓相當直徑而求取結晶粒徑與裂縫阻滯性的關係，偏差亦變大，決定裂縫阻滯性提升所必要的結晶粒徑係困難的。因此，回歸結晶晶界成為龜裂傳播的障礙之基本原理，定義平均單位面積之結晶晶界的總長度(以下，稱為結晶晶界密度)，使用其而整理 與裂縫阻滯性的關係時，得到了互相關聯為最密切的知識。

因此，在本實施形態之鋼板，係(A)將在板厚度的1/4部分之結晶晶界密度設為400~1000mm/mm² ，(B)將在板厚度的1/2部分之結晶晶界密度設為300~900mm/mm² 。

在此，所謂「結晶晶界密度」，係意味著「結晶方位差為15°以上的結晶晶界之平均單位面積的總長度」。將結晶方位差設為15°以上之理由係小於15°時，結晶晶界係不容易成為脆性龜裂傳播的障礙，致使裂縫阻滯性提升效果減少之緣故。

亦即，結晶晶界密度係在板厚度的1/4部分、1/2部分，各自滿足設為400、300mm/mm² 以上的要件時，係顯示在-20℃之裂縫阻滯韌性值(Kca)為6000N．mm^-0.5 以上的高裂縫阻滯性。而且為了穩定地使裂縫阻滯性提升，以在板厚度的1/4部分、1/2部分將結晶晶界密度各自設為500、400mm/mm² 以上為佳，或是各自設為600、400mm/mm² 以上為更佳。

結晶晶界密度越増加，裂縫阻滯性係越提升，但是因為過度地使其増加時，輥軋的負荷變大致使生產性低落，結晶晶界密度的上限係在板厚度的1/4部分、1/2部分，各自設為1000、900mm/mm² 。亦可以將各自的上限各自限制為900、800mm/mm² 或是各自限制為800、700mm/mm² 。

在板厚度的1/4部分、1/2部分規定結晶晶界密度 之理由，係為了提升極厚材的裂縫阻滯性，必須使板厚度整體的結晶晶界密度増加，藉由控制板厚度的1/4部分、1/2部分，因為能夠作為板厚度平均的結晶晶界密度之代表值。又，依照主要控制板厚度的1/2部分之結晶晶界密度之後述的製造方法，因為此外的板厚度位置係必然地溫度低，冷卻速度變大且結晶晶界密度有増加的傾向，所以不必特別地限定數值。但是藉由加熱的方法時，在板厚度方向產生甚大的溫度梯度，而板厚度的1/4部分及1/2部分的結晶晶界密度亦有反轉的情況，所以特意地規定數值。

結晶晶界的測定，係以使用能夠在寬闊視野精確度良好地測定結晶方位的資訊之EBSD(電子背散射繞射分析儀；Electron Back Scatter Diffraction pattern)法為佳。使用EBSD法時，亦能夠鑑定如變韌鐵之複雜組織的結晶晶界。

更詳細地，結晶晶界密度係能夠使用EBSD法，以1μm間距測定板厚度的1/4部分及1/2部分之500μm×500μm的區域，且將與隣接粒結晶方位差為15°以上的境界定義為結晶晶界，藉由將此時的結晶晶界總長度除以測定面積而求取。

(板厚度方向的集合組織)

板厚度較厚之高強度的鋼板之情況，只有控制板厚度方向的結晶晶界密度時，使裂縫阻滯性穩定地提升係困難的。因此，控制活用集合組織之龜裂傳播方向係重要的。鋼板蒙受外部應力時，在該鋼板所產生之脆性龜裂係沿著{100}面的裂開面而傳播。因而，清楚明白在與該外部應力垂直的面，{100}面集合組織發達時，如上述控制結晶粒徑 時，裂縫阻滯性提升效果係減少。外部應力係外在地賦予鋼構造物之應力。脆性龜裂係在與最高外部應力垂直的方向產生且多半的情況係進行傳播。因此，在此，將外在地賦予鋼構造物之最高應力定義為外部應力。一般而言，外部應力係在與鋼板的主輥軋方向大致平行地賦予。因此，能夠將相對於外部應力為垂直的面，設作相對於鋼板的主輥軋方向為垂直的面而操作。

又，針對鋼板的主輥軋方向，例如能夠藉由使用苦味酸(picric acid)使鋼板表面腐蝕且測定舊沃斯田鐵的縱橫比來特定可能。亦即，能夠舊沃斯田鐵的縱橫比為較大的方向特定作為鋼板的主輥軋方向。

清楚明白相對於對鋼板的主輥軋方向為垂直的面，構成15°以內的角度之{100}面的集合組織，係在板厚度的1/2部分以面積率計為40~70%時，由於1/2部分附近的脆性龜裂不筆直地傳播，龜裂係傾斜地傳播而能夠減低龜裂傳播的驅動力。但是在板厚度的1/2部分以外的板厚度部位亦使同樣的集合組織發達時，龜裂係以傾斜的狀態傳播，而無法發揮充分的裂縫阻滯性提升效果。因此相反地，清楚明白在板厚度的1/4部分，為了使龜裂筆直地傳播，藉由在板厚度的1/4部分，使相對於對鋼板的主輥軋方向為垂直的面，構成15°以內的角度之{100}面的集合組織，以面積率計為10~40%，1/2部分傾斜的龜裂傳播，其傳播至1/2部分以外的板厚度部位係受到抑制。

基於上述的知識，在本實施形態之鋼板，係 (C)將在板厚度的1/4部分，相對於對主輥軋方向為垂直的面，構成15°以內的角度之{100}面的面積率設為10~40%，(D)將在板厚度的1/2部分，相對於對主輥軋方向為垂直的面，構成15°以內的角度之{100}面的面積率設為40~70%。

藉由滿足上述的(C)、(D)，如圖1A、圖1B所顯示，1/2部分的龜裂係傾斜而傳播，而且，1/4部分的龜裂筆直地傳播，龜裂的傳播抵抗係更進一步増加。藉此，能夠發揮因結晶晶界密度的増加之裂縫阻滯性提升效果，而且裂縫阻滯性係能夠顯示充分的值。

又，圖1A係顯示對本發明的一實施形態之鋼板，從照片左方向的V凹口施加衝撃使其產生之龜裂傳播的態樣之照片，圖1B係顯示其龜裂的斷裂面之照片。

在板厚度的1/4部分，將相對於對主輥軋方向為垂直的面，構成15°以內的角度之{100}面的面積率設為10%以上之理由，係因為小於10%時，無法得到使龜裂筆直地傳播之效果。

又，在板厚度的1/4部分，將相對於對主輥軋方向為垂直的面，構成15°以內的角度之{100}面的面積率設為40%以下之理由，係如圖2A、2B所顯示，因為大於40%時，由於1/4部分的龜裂傳播係比1/2部分具有支配性且龜裂為筆直地傳播，致使裂縫阻滯性低落。

又，圖2A係顯示在板厚度的1/4部分，將相對於對主輥軋方向為垂直的面，構成15°以內的角度之{100}面的面積率設為大於40%之鋼板，對該鋼板從照片左方向的V凹口施 加衝撃而使其產生龜裂傳播的態樣之照片，圖2B係顯示其龜裂的斷裂面之照片。

在板厚度的1/4部分之相對於對主輥軋方向為垂直的面，構成15°以內的角度之{100}面的面積率係較佳為13~37%，更佳為15~35%。

在板厚度的1/2部分，將相對於對主輥軋方向為垂直的面，構成15°以內的角度之{110}面的面積率設為40%以上之理由，係因為小於40%時，無法得到使龜裂傾斜而傳播之效果。

又，在板厚度的1/2部分，將相對於對主輥軋方向為垂直的面，構成15°以內的角度之{110}面的面積率設為70%以下之理由，係如圖3A、圖3B所顯示，因為大於70%時，不接受1/4部分的抵抗而在傾斜狀態下進行傳播，致使裂縫阻滯性低落。

而且，圖3A係顯示在板厚度的1/2部分，將相對於對主輥軋方向為垂直的面，構成15°以內的角度之{110}面的面積率設為大於70%之鋼板，對該鋼板從照片左方向的V凹口施加衝撃使其產生龜裂傳播的態樣之照片，圖3B係顯示其龜裂的斷裂面之照片。

在板厚度的1/2部分，相對於對主輥軋方向為垂直的面，構成15°以內的角度之{110}面的面積率，係較佳為45~65%，更佳為40~60%。

集合組織係以使用EBSD法測定為佳。使用EBSD法測定時，相較於使用X射線之測定，能夠精確度良好地測 定更寬闊視野的集合組織。

更詳細地，使用EBSD法，各自在板厚度的1/4部分係製作相對於對鋼板的主輥軋方向為垂直的面，構成15°以內的角度之{100}面的圖像；以及在板厚度的1/2部分時之{110}面的圖像，藉由將其總面積除以測定面積，能夠求取其等的面積率。

為了提升如上述之裂縫阻滯性之對策，係能夠應用降伏應力為390~690MPa、拉伸強度為500~780MPa之鋼板，以及板厚度為60~95mm之鋼板。該理由係在降伏應力為小於390MPa、或是板厚度為小於60mm的區域，即便不依靠本發明的手段，使裂縫阻滯性提升係比較容易，在降伏應力為大於690MPa、板厚度為大於95mm的區域，即便形成在本發明所規定之結晶晶界密度和集合組織，因為力學條件係變嚴格，設為於-20℃之裂縫阻滯韌性值(Kca)為6000N．mm^-0.5 以上的高裂縫阻滯性係困難的。可以限制降伏應力的下限為440MPa或470MPa，可以限制上限為640MPa或590MPa。亦可以限制拉伸強度的下限為520MPa、540MPa或560MPa，亦可以限制上限為730MPa、680MPa或630MPa。

(成分組成)

以下，進行說明本實施形態之鋼板的成分組成。關於成分的「%」係意味著質量%。

C：0.04~0.16%

為了確保厚母材的強度及韌性，C係使其含有0.04%以 上。因為C的含量大於0.16%時，難以確保良好的HAZ韌性，C的含量係設為0.16%以下。

因而，C的下限值係0.04%，以0.05%為佳，較佳為0.06%，C的上限值為0.16%，以0.14%為佳，較佳為0.12%。

Si：0.01~0.5%

因為Si作為脫酸元素及強化元素係有效的，使其含有0.01%以上。因為Si的含量大於0.5%時，HAZ韌性變大且劣化，Si的含量係設為0.5%以下。

因而，Si的下限值係0.01%，以0.03%為佳，較佳為0.05%，Si的上限值為0.5%，以0.4%為佳，較佳為0.35%或0.3%。

Mn：0.75~2.5%

為了經濟地確保厚母材的強度及韌性，Mn係使其含有0.75%以上。Mn的含量大於2.5%時，中心偏析變為顯著，因為產生中心偏析的部分之母材及HAZ的韌性劣化，Mn的含量係設為2.5%以下。

因而，Mn的下限值係0.75%，以0.9%為佳，較佳為1.2%，Mn的上限值係2.5%，以2.0%為佳，較佳為1.8%或1.6%。

限制為P：0.03%以下

P係不純物元素之一。為了穩定地確保HAZ韌性，可以限制P的含量為0.03%以下。較佳為0.02%以下，更佳為0.015%以下。下限值係0%，但是考慮為了使P含量減低之成本，亦可以將下限值設為0.0001%。

限制為S：0.02%以下

S係不純物元素之一。為了穩定地確保母材的特性及HAZ韌性，可以限制S的含量為0.02%以下。較佳為0.01%以下，更佳為0.008%以下。下限值係0%，但是考慮為了使S含量減低之成本，亦可以將下限值設為0.0001%。

Al：0.001~0.1%

Al係擔任脫酸且減低不純物元素之一的O。除了Al以外，Mn和Si亦對脫酸有貢獻。但是即便添加Mn和Si時，Al的含量小於0.001%時，亦無法穩定地減低O。但是Al的含量大於0.1%時，因為生成氧化鋁系的粗大氧化物和其簇群，會損害母材及HAZ韌性，Al的含量係設為0.1%以下。

因而，Al的下限值係0.001%，以0.01%為佳，較佳為0.015%，Al的上限值係0.1%，以0.08%為佳，較佳為0.05%。

Nb：0.003~0.05%

在本發明，Nb係重要元素。為了形成預定的結晶晶界密度和集合組織，在未再結晶沃斯田鐵區域的輥軋係成為必要。Nb係用以擴大未再結晶溫度區域之有效的元素，且對於使輥軋溫度、提升生產性提升亦有貢獻。為了得到該效果，必須使其含有0.003%以上。但是Nb的含量大於0.05%時，因為HAZ韌性和焊接性低落，Nb的含量係設為0.05%以下。

因而，Nb的下限值係0.003%，以0.005%為佳，較佳為0.008%，Nb的上限值係0.05%，以0.025%為佳，較佳為0.018%。

Ti：0.003~0.05%

在本發明，Ti係重要元素。藉由使其含有Ti而形成TiN，來抑制在鋼片加熱時沃斯田鐵粒徑變大。因為沃斯田鐵粒徑變大時，變態組織的結晶粒徑亦變大，而難以得到預定結晶晶界密度，致使韌性、裂縫阻滯性低落。為了得到不使韌性、裂縫阻滯性低落之必要量的結晶晶界密度，必須使Ti含有0.003%以上。但是Ti的含量大於0.05%時，因為形成TiC且HAZ韌性低落，Ti的含量係設為0.05%以下。

因而，Ti的下限值係0.003%，以0.006%為佳，較佳為0.008%，Ti的上限值係0.05%，以0.02%為佳，較佳為0.015%。

N：0.001~0.008%

在本發明，N係重要元素。如上述，為了形成TiN來抑制在鋼片加熱時沃斯田鐵粒徑變大，必須使其含有0.001%以上。但是N的含量大於0.008%時，因為鋼材脆化，N的含量係設為0.008%以下。

因而，N的下限值係0.001%，以0.0015%為佳，較佳為0.002%，N的上限值係0.008%，以0.0065%為佳，較佳為0.006%。

在本實施形態之鋼板的成分組成，上述之元素的剩餘部分係Fe及不可避免的不純物即可。但是本實施形態之鋼板的成分組成，亦可以按照必要而含有Cu、Ni、Cr、Mo、V、B、Ca、Mg、REM的至少1種。該等元素的含量之下限值係0%，為了穩定地得到添加所致之效果，可以設定下限 值。又，在本發明係能夠容許以不純物水準微量含有該等元素。以下，說明各自元素的添加效果及含量。故意地添加該等元素、或是以不可避免的不純物之方式混入，其含量為申請專利範圍內之鋼板，係視為在本發明的申請專利範圍內。

Cu：0~1%

藉由添加Cu，能夠提升母材的強度及韌性。但是Cu的含量太多時，因為HAZ韌性和焊接性變差，將1%設為上限。Cu的下限值係0%，但是為了穩定地得到添加效果，可以將下限值設為0.1%。

因而，Cu的下限值係0%，但是為了提升母材的強度及韌性，可以將其下限設為0.1%或0.2%。為了提升HAZ韌性和焊接性，Cu的上限值亦可以按照必要而限制為1%、0.8%、0.5%、或0.3%。

Ni：0~2%

藉由添加Ni，能夠提升母材的強度及韌性。但是Ni的含量太多時，因為HAZ韌性和焊接性變差，將2%設為上限。Ni的下限值係0%，但是為了穩定地得到添加效果，可以將下限值設為0.1%。

因而，Ni的下限值係0%，但是為了提升母材的強度及韌性，可以將其下限設為0.1%或0.2%。Ni的上限值亦可以按照必要而限制為2%、1%、0.5%、或0.3%。

Cr：0~1%

藉由添加Cr，能夠提升母材的強度及韌性。但是Cr的含量太多時，因為HAZ韌性和焊接性變差，將1%設為上 限。Cr的下限值係0%，但是為了穩定地得到添加效果，可以將下限值設為0.1%或0.2%。Cr的上限值亦可以按照必要而限制為1%、0.8%、0.5%、或0.3%。

Mo：0~0.5%

藉由添加Mo，能夠提升母材的強度及韌性。但是Mo的含量太多時，因為HAZ韌性和焊接性變差，將0.5%設為上限。Mo的下限值係0%，但是為了穩定地得到添加效果，可以將下限值設為0.01%或0.02%。Mo的上限值亦可以按照必要而限制為0.5%、0.3%、0.2%、或0.1%。

V：0~0.15%

藉由添加V，能夠提升母材的強度及韌性。但是V的含量太多時，因為HAZ韌性和焊接性變差，將0.15%設為上限。V的下限值係0%，但是為了穩定地得到添加效果，可以將下限值設為0.01%或0.02%。V的上限值亦可以按照必要而限制為0.15%、0.1%、0.07%、或0.05%。

B：0~0.005%

藉由添加B，能夠提升母材的強度及韌性。但是B的含量太多時，因為HAZ韌性和焊接性變差，將0.005%設為上限。B的下限值係0%，但是穩定地得到添加效果，可以將下限值設為0.0002%或0.0003%。B的上限值亦可以按照必要而限制為0.005%、0.003%、0.002%、或0.001%。

Ca：0~0.01%

藉由添加Ca，HAZ韌性提升。但是Ca的含量太多時，因為HAZ韌性和焊接性變差，將0.01%設為上限。Ca的下限 值係0%，但是為了穩定地得到添加效果，將下限值設為0.0002%或0.0003%。Ca的上限值亦可以按照必要而限制為0.01%、0.005%、0.003%、或0.001%。

Mg：0~0.01%

藉由添加Mg，HAZ韌性提升。但是Mg的含量太多時，因為HAZ韌性和焊接性變差，將0.01%設為上限。Mg的下限值係0%，但是為了穩定地得到添加效果，可以將下限值設為0.0002%或0.0003%。Mg的上限值亦可以按照必要而限制為0.01%、0.005%、0.003%、或0.001%。

REM：0~0.01%

藉由添加REM，HAZ韌性提升。但是REM的含量太多時，因為HAZ韌性和焊接性變差，將0.01%設為上限。REM的下限值係0%，但是為了穩定地得到添加效果，可以將下限值設為0.0003%或0.0005%。REM的上限值亦可以按照必要而限制為0.01%、0.005%、0.003%、或0.001%。

為了提升母材的強度及韌性等，能夠故意地添加上述的選擇元素。但是為了減低合金成本等，完全不添加該等選擇元素亦沒有妨礙。即便不故意地添加該等元素之情況，亦能夠以不可避免的不純物之方式在鋼中含有Cu：0.1%以下，Ni：0.1%以下，Cr：0.1%以下，Mo：0.01%以下，V：0.01%以下，B：0.0002%以下，Ca：0.0003%以下，Mg：0.0003%以下，REM：0.0003%以下。

(碳當量：0.30~0.50%)

本實施形態之鋼板係將依照下述(1)式所求取之碳當量 Ceq.設為0.30~0.50%。

Ceq.=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5...(1)式

在此，各成分係在鋼板中所含有之各成分的質量%。

碳當量小於0.30%時，無法得到在高強度厚鋼板被要求的強度。碳當量大於0.50%時，無法滿足在高強度厚鋼板被要求的裂縫阻滯性。

因而，碳當量的下限值係0.30%，以0.32%為佳，較佳為0.34%，更佳為0.36%，碳當量的上限值係0.50%，以0.44%為佳，較佳為0.42%，更佳為0.40%。

其次，說明本實施形態之鋼板的較佳製造方法。

首先，將經調整為所需要的成分組成之熔鋼，藉由使用轉爐等眾所周知的溶製方法進行溶製，且使用連續鑄造等的眾所周知的鑄造方法製成鋼片。

將鋼片冷卻至板厚度中心溫度為600℃以下之後、以30~600分鐘裝入環境溫度為1000~1250℃的加熱爐，並且於板厚度中心溫度為950~1150℃進行抽出。

於冷卻後的鋼片之溫度為大於600℃時裝入加熱爐，因為冷卻中之從沃斯田鐵變態成為肥粒鐵係未完成，加熱時之逆變態至沃斯田鐵所致之細粒化效果係不容易得到，粗大的沃斯田鐵粒時，係難以使輥軋後的結晶晶界密度増加之緣故。較佳為500℃以下。

加熱的環境溫度小於1000℃時，無法充分加熱致使熔體化不充分。環境溫度大於1250℃時，沃斯田鐵粒係粗大化，在隨後的輥軋過程，難以使結晶晶界密度増加。較佳 環境溫度的範圍係1050~1200℃。

因為裝入加熱爐的時間小於30分鐘時，熔體化不充分，大於600分鐘時，沃斯田鐵粒係粗大化。較佳裝入時間的範圍係40~500分鐘。

加熱抽出時的板厚度中心溫度小於950℃時，因為熔體化不充分，同時沃斯田鐵粒係微細化，致使淬火性低落，製成板厚度較厚、強度高的鋼板係困難的。

加熱抽出時的板厚度中心溫度大於1150℃時，沃斯田鐵粒係粗大化，在隨後的輥軋過程，難以使結晶晶界密度増加，而且，因為產生等待至開始輥軋開始之溫度降低的時間，致使生產性變低。較佳加熱抽出溫度的範圍係1000~1100℃。

其次，於板厚度中心溫度大於850~1150℃，進行4~15道次之1道次軋縮率為3~30%，及3道次以內之小於3%(包含0)，來施行累積軋縮率為15~70%的粗輥軋。

板厚度中心溫度大於1150℃時，即便隨後的精加工輥軋亦無法使再結晶沃斯田鐵粒微細化。板厚度中心溫度小於850℃時，生產性低落。較佳板厚度中心溫度係900~1000℃。

1道次軋縮率為小於3%時，因為沃斯田鐵粒係異常成長，必須極力避免。但是將1道次軋縮率為小於3%輥軋限制為3道次以內，且施行4道次以上之1道次軋縮率為3~30%的輥軋時，能夠藉由充分再結晶而微細化。但是大於30%時，因為輥軋機的負荷大，大於15道次時，生產性低落， 1道次軋縮率係將30%設為上限，道次數係設為4~15道次。以將1道次軋縮率為5~25%的輥軋設為6~13道次為佳。

將粗輥軋的累積軋縮率設為15~70%之理由，係因為累積軋縮率小於15%時，藉由沃斯田鐵的再結晶而微細化係困難的，同時會殘留孔隙(porosity)，有產生內部裂紋、延展性及韌性劣化之可能性，大於70%時，因為道次數増加而生產性低落。較佳累積軋縮率係30~60%。

其次，於板厚度中心溫度為750~850℃施行4~15道次之下述(2)式的形狀比(mj)的平均值為0.5~1、累積軋縮率為40~80%的精加工輥軋。

m_j =2{R(H_j-1 -H_j )}^1/2 /(H_j-1 +H_j )．．．(2)式

在此，j係表示輥軋道次數，mj係表示第j道次的形狀比，R係表示輥半徑(mm)，Hj係表示j道次後的板厚度(mm)。

板厚度中心溫度大於850℃時，未充分地進入未再結晶區域，而抑制位錯(dislocation)的増加且無法增加結晶晶界密度。板厚度中心溫度小於750℃時，生產性低落而且因為含有一部分的加工肥粒鐵，將板厚度的1/2部分之相對於對鋼板的主輥軋方向為垂直的面，構成15°以內的角度之{110}面的面積率設為40%以上係困難的。較佳板厚度中心溫度係760~840℃。小於4道次的輥軋時，確保形狀比為1以下係困難的，大於15道次時，生產性低落。較佳道次數係5~13道次。

(2)式的形狀比係表示藉由輥軋對鋼板賦予如何的應變成分之指標。形狀比為較小時，係賦予大量的剪切應變成 分，較大時係賦予大量的壓縮應變成分。因為該形狀比變化所致之應變成分的變化，特別是對板厚度的1/4部分之形成集合組織造成重大的影響，所以將其範圍如上述設定。

將形狀比的平均值設為0.5~1之理由，係因為在板厚度的1/4部分，小於0.5時，輥軋的剪切應變係變為具有支配性，因此{100}集合組織發達使得將相對於對鋼板之主輥軋方向為垂直的面，構成15°以內的角度之{100}面的面積率設為小於40%係困難的，大於1時，輥軋的壓縮應變係變為具有支配性，因此{110}集合組織發達使得將{100}面的面積率設為大於10%係困難的。較佳形狀比的平均值之範圍係0.6~0.9。因為累積軋縮率小於40%時，位錯的蓄積所致之結晶晶界密度増加和使規定的集合組織發達係困難的，大於80%時，位錯的蓄積所致之結晶晶界密度増加效果係飽和而且生產性低落，所以設為40~80%。較佳累積軋縮率的範圍係45~75%。

接著上述的熱輥軋，因為板厚度中心溫度為700℃以上，以2~10℃/s的板厚度中心冷卻速度，施行加速冷卻至550℃以下的溫度為止。

開始冷卻時的板厚度中心溫度為小於700℃時，因為肥粒鐵變態進行且粗粒化，使結晶晶界密度増加係困難的。板厚度中心冷卻速度小於2℃/s時，使結晶晶界密度増加係變為困難。板厚度中心冷卻速度大於10℃/s時，因為板厚度60mm以上的鋼板時係難以實現，所以將其設為上限。冷卻停止溫度大於550℃時，使結晶晶界密度増加係變 為困難。雖然沒有特別規定冷卻停止溫度的下限之必要性，但是因為水溫以下的溫度係不可能，所以將水溫或室溫設為下限。較佳加速冷卻的條件係開始冷卻時之板厚度中心溫度為720℃以上，冷卻速度為3~8℃/s，冷卻停止溫度為500℃以下。

又，藉由使用鋼板的板厚度中心溫度而控制製造，能夠製造本實施形態之鋼板。藉由使用板厚度中心溫度，相較於使用鋼板的表面溫度之情況，即便板厚度變化的情況等，亦能夠適當地控制製造條件，而能夠效率良好地製造材質偏差小、品質良好的鋼板。

輥軋步驟時，係通常邊測定從加熱至輥軋之間之鋼板的表面溫度等，邊計算鋼板內部的溫度分布，而且邊從其溫度分布的計算結果預測輥軋反作用力等，邊進行輥軋的控制。如此，能夠容易地求取在輥軋中之鋼板中心溫度。進行加速冷卻時，亦是同樣地邊預測板厚度內部的溫度分布邊進行控制加速冷卻。

施行加速冷卻之後，可以按照必要而於300~650℃進行回火。

於小於300℃進行回火時，不容易得到回火的效果。回火溫度大於650℃時，軟化量變大且變為難以確保強度。較佳回火溫度係400~600℃。

本實施形態之鋼板係能夠應用作為板厚度為60~95mm、降伏應力為390~690MPa之鋼板。特別是能夠應用於製造船體及海洋構造物用之降伏應力390MPa級、 460MPa級或其以上的強度之鋼板。

如以上，依照本實施形態，能夠使顯示裂縫阻滯性之於-20℃的Kca為6000N．mm^-0.5 以上，而使裂縫阻滯性提升。又，能夠製成製造成本低、生產性高且HAZ韌性不劣化之具優異裂縫阻滯性的高強度厚鋼板。

[實施例]

基於以下的實施例而說明本發明的效果。

在製鋼步驟調整熔鋼的成分組成，隨後，藉由連續鑄造製造鋼片A~Z。鋼片A~O為發明鋼，而鋼片P~Z為比較鋼。

實施例1~20及比較例21~55係將鋼片A~Z進行再加熱，而且，施行厚板輥軋而製成厚度為60~95mm的厚鋼板，接著，將厚鋼板進行水冷卻。但是比較例53係進行空氣冷卻代替水冷卻。隨後，按照必要而進行熱處理。

在表1、表2顯示鋼片A~Z的成分組成。表1、表2的底線係顯示其數值為本發明的範圍外，斜體係顯示以不可避免的不純物之方式而含有的量之分析值。

在表3~6顯示製造方法。輥軋係使用輥半徑600mm的輥軋機。生產性係藉由從加熱爐抽出時，至輥軋完成且開始冷卻為止所需要的時間進行評價，規定製造時間小於1000s為良好。表3~6的底線係表示不良的條件、或表示生產性係脫離上述規定為良好之值。又，在製造方法之溫度和冷卻速度係板厚度中心位置的值，而且係藉由使用眾所周知的差分法之熱傳導解析從實測的表面溫度求得。

針對所製造的各厚鋼板，進行測定微組織相分率、集合組織、結晶晶界密度及機械性質。

微組織相分率係藉由將板厚度的1/2部分使用光學顯微鏡以500倍的倍率拍攝微組織，而且使用影像解析求取各相的總面積且除以測定面積而求得。

結晶晶界密度係使用EBSD法，以1μm間距測定板厚度的1/4部分及1/2部分之500μm×500μm的區域，將與隣接粒的結晶方位差為15°以上的境界定義為結晶晶界，而且將此時的結晶晶界之總長度除以測定面積而求得。

集合組織係板厚度的1/4部分時，將相對於對鋼板之主輥軋方向為垂直的面，各自製作構成15°以內的角度之{100}面的圖像及在板厚度的1/2部分時之{110}面的圖像，並且將其總面積除以測定面積而求得其等的面積率。

機械的性質之中，母材的降伏應力、查拜式吸收能量係使用從板厚度中心部分所採取的試片而進行試驗且將其結果作為各鋼板的代表值。

拉伸試驗係依據JIS Z 2241(1998年)之「金屬材料拉伸試驗方法」，試驗測定各2支且求取其平均值。拉伸試片係製成JIS Z 2201(1998年)的4號試片。

查拜式吸收能量係使用2mmV凹口查拜式衝撃試片且依據JIS Z 2242(2005年)之「金屬材料的查拜式衝撃試驗方法」，於-40℃試驗各3支且求取吸收能量的平均值。

母材的裂縫阻滯性係藉由溫度梯度型的標準ESSO試驗(原來厚度及板寬度為500mm)，來求取在-20℃之 裂縫阻滯韌性值Kca。

接頭韌性係藉由焊接入熱為10kJ/mm的潛弧焊(submerged arc welding)焊接法，製造對接焊接接頭，並且沿著在板厚度的1/4部分之熔融線(FL)切割2mmV凹口查拜式衝撃試片的凹口，於-20℃求取各3本的吸收能量之平均值。查拜式衝撃試驗係依據JIS Z 2242(2005年)的「金屬材料的查拜式衝撃試驗方法」。

將對實施例1~20及比較例21~55的厚鋼板之該等的測定結果顯示在表7。在此，規定查拜式吸收能量為100J以上且Kca為6000N．mm^-0.5 以上為良好。

表7的底線係條件為本發明的範圍外，或表示鋼板的特性係脫離上述規定為良好之值。

實施例1~20係因為全部滿足本發明的條件，強度、韌性、裂縫阻滯性、接頭韌性及生產性均良好。

比較例21~55係因為底線部分的條件為從本發明的範圍脫離，在下述之點無法得到良好的結果。

比較例21~31係因為成分範圍為從本發明的範圍脫離，在強度、韌性、裂縫阻滯性、接頭韌性的至少一者有問題。

比較例32係因為鋼片的加熱前溫度太高，結晶晶界密度小、韌性及裂縫阻滯性低。

比較例33係因為加熱爐的環境溫度太高，板厚度的1/4部分之結晶晶界密度小、裂縫阻滯性低。

比較例34係因為加熱時間太短，結晶晶界密度小、韌性及裂縫阻滯性低。

比較例35係因為加熱時間太長，結晶晶界密度小、韌性及裂縫阻滯性低。

比較例36係因為加熱抽出溫度太高，生產性較低、結晶晶界密度小、韌性及裂縫阻滯性低。

比較例37係因為加熱抽出溫度太低，肥粒鐵分率較高、強度低。

比較例38係因為粗輥軋之小於3%的道次數太多，結晶晶界密度小、韌性及裂縫阻滯性低。

比較例39係因為粗輥軋之3~30%的道次數太少，板厚度的1/2部分的結晶晶界密度小、裂縫阻滯性低。

比較例40係因為粗輥軋之3~30%的道次數太 多，生產性係顯著地較低。

比較例41係因為加熱抽出溫度較高，伴隨著其之粗輥軋溫度太高，結晶晶界密度小、韌性、裂縫阻滯性及生產性低。

比較例42係因為粗輥軋的累積軋縮率太小，結晶晶界密度小、韌性及裂縫阻滯性低。

比較例43係因為粗輥軋之3~30%的道次數多，伴隨著其之粗輥軋的累積軋縮率太大，生產性係顯著地較低。

比較例44係因為精加工輥軋溫度太高，結晶晶界密度小、韌性及裂縫阻滯性低。

比較例45係因為精加工輥軋溫度太低，板厚度的1/2部分之{110}面積率小、裂縫阻滯性及生產性低。

比較例46係因為精加工輥軋的道次數少，伴隨著其之形狀比太大，板厚度的1/4部分之{100}面積率小、裂縫阻滯性低。

比較例47係因為精加工輥軋的道次數太多，生產性低。

比較例48係因為精加工輥軋的平均形狀比太大，板厚度的1/4部分之{100}面積率小、裂縫阻滯性低。

比較例49係因為精加工輥軋的平均形狀比太小，板厚度的1/4部分之{100}面積率大、裂縫阻滯性低。

比較例50係因為精加工輥軋的累積軋縮率太小，板厚度的1/4部分之{100}面積率、板厚度的1/2部分之{110}面積率及結晶晶界密度小、韌性及裂縫阻滯性低。

比較例51係因為精加工輥軋的累積軋縮率太大，生產性低。

比較例52係因為開始冷卻溫度太低，板厚度的1/4部分之{100}面積率、板厚度的1/2部分之{110}面積率及結晶晶界密度小、強度、韌性、裂縫阻滯性及生產性低。

比較例53係因為利用空氣冷卻進行冷卻，板厚度的1/4部分之{100}面積率、板厚度的1/2部分之{110}面積率及結晶晶界密度小、強度、韌性及裂縫阻滯性低。

比較例54係因為冷卻停止溫度太高，結晶晶界密度小、韌性及裂縫阻滯性低。

比較例55係因為回火溫度太高，強度低。

從以上的實施例，能夠確認藉由應用本發明，能夠提供一種製造成本低、生產性高、強度高、板厚度較厚且HAZ韌性不劣化之具優異裂縫阻滯性的高強度厚鋼板。

又，本發明係不被上述的實施形態限定。在不脫離本發明的主旨之範圍內，能夠進行各種變更而實施。

產業上之可利用性

依照本發明，能夠提供一種製造成本低、生產性高、強度高、板厚度較厚且HAZ韌性不劣化之具優異裂縫阻滯性的高強度厚鋼板。

Claims (8)

1. 一種高強度厚鋼板，其特徵在於具有下述成分組成：以質量%計含有：C：0.04~0.16%、Si：0.01~0.5%、Mn：0.75~2.5%、Al：0.001~0.1%、Nb：0.003~0.05%、Ti：0.003~0.05%、及N：0.001~0.008%，且限制P為0.03%以下、S為0.02%以下、Cu為1%以下、Ni為2%以下、Cr為1%以下、Mo為0.5%以下、V為0.15%以下、B為0.005%以下、Ca為0.01%以下、Mg為0.01%以下、及REM為0.01%以下，剩餘部分由鐵及不可避免的不純物所構成，並且下述(1)式的碳當量Ceq.為0.30~0.50%；且 具有下述微組織：含有以面積率計為70%以下之肥粒鐵、與以面積率計為30%以上之變韌鐵；又在板厚度1/4部分，結晶方位差為15°以上的結晶晶界之平均單位面積的總長度之結晶晶界密度為400~1000mm/mm² ，且同時相對於對主輥軋方向為垂直的面，構成15°以內的角度之{100}面的面積率為10~40%；且在前述板厚度的1/2部分，前述結晶晶界密度為300~900mm/mm² ，且同時相對於對前述主輥軋方向為垂直的面，構成15°以內的角度之{110}面的面積率為40~70%；降伏應力為390MPa以上且690MPa以下；Ceq.=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5．．．(1)式。
2. 如申請專利範圍第1項之高強度厚鋼板，其中前述板厚度為60~95mm。
3. 如申請專利範圍第1或2項之高強度厚鋼板，其中前述微組織含有以面積率計為10%以下的波來鐵。
4. 如申請專利範圍第1或2項之高強度厚鋼板，其中前述微組織係肥粒鐵面積率小於50%，波來鐵面積率為5%以下且變韌鐵面積率為50%以上。
5. 如申請專利範圍第1或2項之高強度厚鋼板，其中前述板厚度1/4部分的前述結晶晶界密度為500~900mm/mm² ，且前述板厚度1/2部分的前述結晶晶界密度為 400~800mm/mm² 。
6. 如申請專利範圍第1或2項之高強度厚鋼板，其係進一步限制前述Cu為0.5%以下，前述Ni為1%以下，前述Cr為0.5%以下，前述Mo為0.2%以下，及前述V為0.07%以下。
7. 如申請專利範圍第1或2項之高強度厚鋼板，其係進一步限制前述B為0.002%以下。
8. 如申請專利範圍第1或2項之高強度厚鋼板，其係進一步限制前述Ca為0.003%以下，前述Mg為0.003%以下，及前述REM為0.003%以下。