TWI504759B - High strength thick steel sheet with excellent brittle crack propagation stability and its manufacturing method - Google Patents

High strength thick steel sheet with excellent brittle crack propagation stability and its manufacturing method Download PDF

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Description

脆性龜裂傳播停止特性優異之高強度厚鋼板及其製造方法
本發明係關於一種使用於船舶、海洋結構物、低溫儲料罐、建築/土木結構物等大型結構物中之較佳地作為板厚超過50 mm之厚鋼板的脆性龜裂傳播停止特性(brittle crack arrestability)優異之高強度厚鋼板(high strength steel plate)及其製造方法。
於船舶、海洋結構物、低溫儲料罐、建築/土木結構物等大型結構物中，由於伴隨脆性破裂(brittle fracture)之事故對經濟及環境造成之影響較大，因此，始終要求提高安全性，而對所使用之鋼材要求使用溫度下之韌性(toughness)或脆性龜裂傳播停止特性。
集裝箱船或散裝貨船(bulk carrier)等船舶係於其結構上對船體外板(outer plate of ship's hull)使用高強度之厚壁材料，但最近隨著船體之大型化而推進進一步之高強度厚壁化，一般而言，鋼板之脆性龜裂傳播停止特性存在越高強度或越厚壁材料則越劣化之傾向，故而對脆性龜裂傳播停止特性之要求亦更加高度化。
作為提高鋼材之脆性龜裂傳播停止特性之方法，自先前以來已知有增加Ni含量之方法，於液化天然氣(LNG：Liquefied Natural Gas)之儲料罐中，以商業規模使用有9%Ni鋼。
然而，由於Ni量之增加迫使成本大幅上升，故而難以應用於LNG儲料罐以外之用途。
另一方面，對於未達到如LNG般之極低溫(cryogenic temperature)之船舶或管線(line pipe)中所使用的板厚未達50 mm之相對較薄之鋼材，可藉由熱機控制製程(TMCP，Thermo-Mechanical Control Process)法而實現細粒化，提高低溫韌性，並賦予優異之脆性龜裂傳播停止特性。
又，於專利文獻1中提出有如下鋼材：使表層部之組織超微細化(ultrafine-grained)，以便不使合金成本上升而提高脆性龜裂傳播停止特性。
專利文獻1所記載之脆性龜裂傳播停止特性優異之鋼材之特徵在於：著眼於當脆性龜裂傳播時產生於鋼材表層部之剪切唇(塑性變形區域shear-lips)對提高脆性龜裂傳播停止特性有效之情況，而使剪切唇部分之晶粒微細化，從而吸收傳播之脆性龜裂具有之傳播能量。
作為製造方法，記載有：反覆進行1次以上之藉由熱軋後之控制冷卻(controlled cooling)而將表層部分冷卻至Ar3 變態點(Ar3 temperature)以下，其後停止控制冷卻並使表層部分重熱(reheat)至變態點以上的步驟，在此期間對鋼材施加軋縮，藉此，使其反覆變態或加工再結晶，從而於表層部分生成超微細之肥粒鐵組織(ferrite structure)或變韌鐵組織(bainite structure)。
進而，於專利文獻2中記載有：為了於設為以肥粒鐵-波來鐵(pearlite)為主體之微組織的鋼材中提高脆性龜裂傳播停止特性，而使鋼材之兩表面部由具有50%以上之肥粒鐵組織之層構成，該肥粒鐵組織具有近似圓的粒徑(average grain diameter equivalent to a circle)為5 μm以下、縱橫比(aspect ratio of the grains)為2以上之肥粒鐵粒，且抑制肥粒鐵粒徑之不均較為重要，作為抑制不均之方法，將精軋中之平均1道次之最大軋縮率(rolling reduction ratio)設為12%以下而抑制局部之再結晶現象。
然而，專利文獻1、2中記載之脆性龜裂傳播停止特性優異之鋼材係於僅將鋼材表層部暫時冷卻後使其重熱且於重熱中施加加工，藉此獲得特定之組織者，於實際生產規模中難以控制，尤其是板厚超過50 mm之厚壁材料時軋壓成為對冷卻設備之負載較大之製程。
另一方面，於專利文獻3中記載有如下處於TMCP之延長上之技術：不僅著眼於肥粒鐵晶粒之微細化，而且著眼於形成於肥粒鐵晶粒內之次晶粒(subgrain)，從而提高脆性龜裂傳播停止特性。
具體而言，於板厚30~40 mm時，無需鋼板表層之冷卻及重熱等複雜之溫度控制，而是藉由如下條件提高脆性龜裂傳播停止特性，即，(a)確保微細之肥粒鐵晶粒之軋壓條件、(b)於鋼材板厚之5%以上之部分生成微細肥粒鐵組織之軋 壓條件、(c)於微細肥粒鐵上使集合組織(texture)發達並且利用熱能重新配置因加工(軋壓)而導入之位錯(dislocation)並形成次晶粒的軋壓條件、(d)抑制所形成之微細之肥粒鐵晶粒與微細之次晶粒之粗大化的冷卻條件。
又，於控制軋壓中，亦已知有如下方法：藉由對變態之肥粒鐵施加軋縮使集合組織發達，而提高脆性龜裂傳播停止特性。於鋼材之破裂面上於與板面平行之方向上產生裂口(separation)，而緩和脆性龜裂前端之應力，藉此，提高對脆性破裂之阻抗。
例如，於專利文獻4中記載有：藉由控制軋壓將(110)面X射線強度比(X-ray diffraction intensity according to(110)plane)設為2以上，且將相當於圓的直徑(average grain diameter equivalent to a circle)為20 μm以上之粗大粒設為10%以下，藉此，提高耐脆性破裂特性。
於專利文獻5中，作為接頭部之脆性龜裂傳播停止性能優異之焊接結構用鋼，揭示有如下鋼板，其特徵在於板厚內部之軋壓面上之(100)面之X射線面強度比具有1.5以上，且記載有藉由該集合組織發達所致之應力負載方向與龜裂傳播方向之角度的偏差而使脆性龜裂傳播停止特性優異。進而，於專利文獻6~9中記載有藉由規定控制軋壓中之平均軋縮率而於板厚方向之各部(板厚之1/4部、板厚中央部等)中使集合組織發達的脆性龜裂傳播停止性能優異之焊接結 構用鋼之製造方法。
[先前技術文獻] [專利文獻]
專利文獻1：日本專利特公平7-100814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：日本專利第2659661號公報
專利文獻6：日本專利特開2008-214652號公報
專利文獻7：日本專利特開2010-047805號公報
專利文獻8：日本專利特開2009-221585號公報
專利文獻9：日本專利特開2010-202931號公報
非專利文獻
非專利文獻1：井上等人：厚造船用鋼中之長大脆性龜裂傳播行為，日本船舶海洋工學會演講論文集第3號，2006，pp359-362
然而，最近，於超過6,000 20呎標準貨櫃(TEU，Twenty-foot Equivalent Unit)之大型集裝箱船中使用板厚超過50 mm之厚鋼板，井上等人於厚造船用鋼中之長大脆性龜裂傳播行為、日本船舶海洋工學會演講會論文集第3號、2006、 pp359-362中對板厚65 mm之鋼板之脆性龜裂傳播停止性能進行了評價，且報告有母材之大型脆性龜裂傳播停止試驗中脆性龜裂未停止之結果。
又，於供試材之ESSO試驗(ESSO test compliant with the guide line for brittle crack arrest design(2009，CLASS NK))中顯示使用溫度-10℃時之Kca之值未達3000 N/mm3/2 之結果，暗示於應用有超過50 mm之板厚之鋼板的船體結構之情形時，安全性確保成為課題。
上述專利文獻1~5中記載之脆性龜裂傳播停止特性優異之鋼板係根據製造條件或所揭示之實驗資料而以板厚50 mm左右為主要對象，於應用於超過50 mm之厚壁材料之情形時，能否獲得特定之特性並不明確，且完全未對船體結構中針對所需之板厚方向之龜裂傳播的特性進行驗證。
又，於專利文獻6~9中，為了使板厚中央部之集合組織發達，而於軋壓時必需較高地設定平均1道次之軋縮率，因此，於製造條件或鋼板尺寸等方面產生各種制約，從而謀求其改善。
因此，本發明之目的在於提供一種即便於板厚超過50 mm之厚壁鋼板中，亦能夠以使軋壓條件最佳化且控制板厚方向上之集合組織之工業上極其簡易之製程穩定地製造的脆性龜裂傳播停止特性優異之高強度厚鋼板及其製造方法。
本發明者等人對即便為板厚超過50 mm之厚壁鋼板亦具有優異之脆性龜裂傳播停止特性的高強度厚鋼板及穩定地獲得該鋼板之製造方法反覆進行了銳意研究，並對厚鋼板中集合組織對脆性龜裂傳播停止特性造成之影響進行了詳細調查，結果獲得了如下見解：具有與鋼板表面平行之面上之(211)面X射線強度比為1.0以上之集合組織的區域存在於包含板厚中心部在內之板厚總厚之1/3以上之區域內，藉此，可獲得優異之脆性龜裂傳播停止特性。而且，亦瞭解到：為了獲得此種厚鋼板，較佳為將特定範圍之化學成分與特定範圍之製造條件、尤其是板厚中央部之軋壓/冷卻條件加以組合進行製造。
本發明係對所獲得之見解進而加以研究而成者，即，本發明係：
1.一種脆性龜裂傳播停止特性優異之高強度厚鋼板，其特徵在於：於包含板厚中心部在內之板厚總厚之1/3以上之區域內，具有與鋼板表面平行之面上之(211)面X射線強度比為1.0以上之集合組織，板厚之中央部中之變韌鐵分率為80%以上，且板厚之1/4位置上之夏比斷裂轉變溫度(fracture transition temperature)為-40℃以下。
2.如1之脆性龜裂傳播停止特性優異之高強度厚鋼板，其中，鋼之化學成分係以質量%計，C：0.03~0.20%、Si：0.03~0.50%、Mn：0.50~2.20%、P：0.030%以下、S：0.010% 以下、Al：0.005~0.08%、N：0.0045%以下，且以下述(1)式所表示之碳當量(Ceq)為0.34%以上且0.49%以下，剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質。
Ceq=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(V+Mo+Cr)/5 (1)
其中，各元素符號表示各成分之含量(質量%)。
3.如2之脆性龜裂傳播停止特性優異之高強度厚鋼板，其中，鋼之化學成分進而以質量%計，含有選自Ti：0.005~0.030%、Nb：0.005~0.050%，Cu：0.01~0.50%、Ni：0.01~1.00%、Cr：0.01~0.50%、Mo：0.01~0.50%、V：0.001~0.10%、B：0.0030%以下、Ca：0.0050%以下、REM：0.010%以下中之1種或2種以上。
4.一種脆性龜裂傳播停止特性優異之高強度厚鋼板之製造方法，其特徵在於：將具有如2或3之化學成分之鋼素材加熱至900~1200℃之溫度，且於進行如下軋壓後，以4.0℃/s以上之冷卻速度冷卻至450℃以下為止，上述軋壓係於熱軋中之板厚中央部之溫度處於(Ar3 點+100)℃以上之溫度區域內時累積軋縮率為30%以上，於板厚中央部之溫度處於(Ar3 點+60)℃以下且Ar3 點以上之溫度區域內時累積軋縮率為50%以上，且平均1道次之軋縮率之平均值為6.0%以上，且各道次之軋縮率範圍為5.0~20.0%。
藉由本發明而獲得之厚鋼板係即便板厚為50 mm以上， 亦根據板厚方向之各位置適當地控制集合組織，因此，脆性龜裂傳播停止特性優異。將本發明應用於板厚50 mm以上、較佳為板厚超過50 mm、更佳為板厚55 mm以上、進而較佳為板厚60 mm以上之鋼板時，相對於先前技術之鋼發揮更顯著之優越性，故而有效。其中作為船舶用之結構構件，例如，藉由在集裝箱船或散裝貨船等之強力甲板部結構中對接合於艙口邊緣圍板(hatch side coaming)之甲板構件應用本發明，而有助於提高船舶之安全性，於工業上極其有用。
於本發明中，規定1.鋼板內部之集合組織、2.板厚中央部之微組織、3.母材韌性。
1.鋼板內部之集合組織
於本發明中，為了對於在軋壓方向或軋壓直角方向等與板面平行之方向上傳播之龜裂提高龜裂傳播停止特性，而於與鋼板表面平行之面上、即與軋壓面平行地使(211)面發達。若於板厚中央部於與鋼板表面平行之面上使(211)面發達，則會於龜裂進展之前產生微觀之裂痕(crack)，從而成為龜裂進展之阻抗。
由於在龜裂進展之前產生微觀之裂痕，故而於包含板厚中心部在內之板厚總厚之1/3以上之區域內，具有與鋼板表面平行之面上之(211)面X射線強度比為1.0以上之集合組織。上述於龜裂進展之前產生微觀之裂痕而成為龜裂進展之 阻抗的作用效果係只要具有該集合組織之區域為包含板厚中心部在內之板厚總厚之1/3以上之區域則可獲得，因此，上限並未特別規定。若具有該集合組織之區域增多，則進一步發揮上述作用效果，但即便使該區域增多至超過板厚總厚之3/4，上述作用效果之增加亦會飽和，故而無需使具有該集合組織之區域多至超過板厚總厚之3/4。然而，當然即便板厚總厚為該集合組織亦發揮上述作用效果。
此處，所謂(211)面X射線強度比係指表示對象材料之(211)結晶面之積體度(X-ray diffraction intensity ratio of texture)之數值，且係指對象材料之(211)反射之X射線繞射強度(I(211) )、與無集合組織之無規則之標準試樣的(211)反射之X射線繞射強度(I0(211) )之比(I(211) /I0(211) )。
2.板厚中央部之微組織
為了獲得上述板厚中央部中之較佳之集合組織，而將與軋壓方向平行之剖面之板厚之中央部中之變韌鐵分率設為至少80%。變韌鐵分率係設為以面積分率表示。
與鋼板表面平行之面上之(211)面係藉由軋壓時進行加工之沃斯田鐵(austenite)組織變態為肥粒鐵或變韌鐵組織而發達者。於肥粒鐵-雪明碳鐵(cementite)組織之情形時，由於存在恢復等之影響，故而該集合組織不會於板厚方向之較廣範圍內發達。藉由使變態後之組織變態為變韌鐵組織而可於廣泛範圍內保持最高之(211)面X射線強度比。於本發明中所 謂板厚中央部之微組織，意指包含板厚中心部之至少板厚之1/3部分之區域之微組織。本發明包含板厚方向之整個剖面為該微組織之鋼板。
3.母材韌性
關於母材韌性，具有良好之特性成為抑制脆性龜裂之進展之前提，因此，於本發明之鋼板中，規定利用自作為代表鋼板之材質之位置的板厚之1/4位置提取之夏比試驗片之夏比衝擊試驗中之夏比斷裂轉變溫度。
為了以板厚50 mm以上之厚壁材料獲得於確保結構安全性方面被視為目標之Kca(-10℃)≧7000 N/mm3/2 之脆性龜裂傳播停止特性，而將利用自板厚之1/4位置提取之試驗片之夏比衝擊試驗中之夏比斷裂轉變溫度規定為-40℃以下。
對具備上述集合組織與母材韌性之鋼板而言較佳之鋼之化學成分與製造條件如下。以下，於化學成分之說明中%係設為質量%。
C：0.03~0.20%
C係提高鋼之強度之元素，於本發明中，為了確保所需之強度而必需含有0.03%以上，但若超過0.20%，則不僅焊接性劣化而且亦會對韌性造成不良影響。因此，C較佳為規定為0.03~0.20%之範圍。再者，更佳為0.05~0.15%。
Si：0.03~0.50%
Si作為去氧元素有效，又，作為鋼之強化元素有效，但 於含量未達0.03%時無該效果。另一方面，若超過0.50%，則不僅會損及鋼之表面性狀而且韌性會極端地劣化。因此，較佳為將其含量設為0.03%以上且0.50%以下。更佳為0.05~0.45%。
Mn：0.50~2.20%
Mn可作為強化元素而含有。若少於0.50%則其效果不充分，若超過2.20%則母材之韌性或焊接性會劣化，且鋼材成本亦上升，故而較佳為設為0.50%以上且2.20%以下。更佳為0.60~2.15%。
P、S
P、S係鋼中之不可避免之雜質，但若P超過0.030%、S超過0.010%則韌性會劣化，故而分別較理想為0.030%以下、0.010%以下，分別更理想為0.020%以下、0.005%以下。
Al：0.005~0.08%
Al係作為去氧劑而發揮作用，為此較佳為含有0.005%以上。然而，若含有超過0.08%，則會使韌性下降，並且於焊接之情形時使焊接金屬部之韌性下降。因此，Al較佳為規定為0.005~0.08%之範圍。再者，更佳為0.02~0.04%。
N：0.0045%以下
N係與鋼中之Al結合，調整軋壓加工時之結晶粒徑並強化鋼。然而，若超過0.0045%則韌性會劣化，故而較佳為設為0.0045%以下。更佳為0.0040%以下。
碳當量(carbon equivalent)(Ceq)：0.34%以上且0.49%以下
碳當量成為用以預測組織之強度、變態行為等之重要指標。若碳當量未達0.34%則於板厚中心部難以獲得上述變韌鐵分率。又，若超過0.49%則韌性劣化，故而較佳為設為0.34%以上且0.49%以下。更佳為0.35~0.48%。
再者，碳當量(Ceq)係設為藉由以下所示之式而獲得者。
Ceq=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(V+Mo+Cr)/5
各元素符號係設為含量(質量%)，於未含有之情形時設為0。
以上為本發明中之較佳之基本成分組成且剩餘部分Fe及不可避免之雜質。作為不可避免之雜質，例如只要O為0.0050%以下則容許。
為了進一步提高特性，可含有選自Ti、Nb、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B、Ca、REM中之一種或兩種以上。
Ti：0.005~0.030%
Ti係藉由含有微量而形成氮化物、碳化物或碳氮化物，具有使晶粒微細化而提高母材韌性之效果。該效果係藉由含有0.005%以上而獲得，但若含有超過0.030%則會使母材及焊接熱影響部之韌性下降，故而於含有Ti之情形時，較佳為設為0.005~0.030%之範圍。更佳為0.008~0.028%。
Nb：0.005~0.050%
Nb係以NbC之形式於肥粒鐵變態時或再加熱時析出，有 助於高強度化。又，於沃斯田鐵區域之軋壓中具有擴大未再結晶區域之效果，且有助於肥粒鐵之細粒化，故而亦對韌性之改善有效。該效果係藉由含有0.005%以上而獲得，但若含有超過0.050%，則析出粗大之NbC，反而會導致韌性下降，故而於含有Nb之情形時，其上限較佳為設為0.050%。更佳為0.008~0.040%。
Cu、Ni、Cr、Mo
Cu、Ni、Cr、Mo中之任一者均為提高鋼之淬火性之元素。直接有助於提高軋壓後之強度，並且可為了提高韌性、高溫強度、或耐候性等功能而含有，但過量含有會使韌性或焊接性劣化，故而於含有Cu、Ni、Cr、Mo之情形時，較佳為分別將Cu之上限設為0.50%，Ni之上限設為1.00%，Cr之上限設為0.50%，Mo之上限設為0.50%。更佳為分別將Cu之上限設為0.45%，Ni之上限設為0.95%，Cr之上限設為0.45%，Mo之上限設為0.45%。另一方面，若各元素之含量未達0.01%則其效果不會顯現，故而於含有之情形時，關於各元素較佳為設為含有0.01%以上。
V：0.001~0.10%
V係藉由以V(CN)之形式之析出強化而提高鋼之強度之元素，為了發揮該效果，亦可含有0.001%以上。然而，若含有超過0.10%，則使韌性下降。因此，於含有V之情形時，較佳為設為0.001~0.10%之範圍之含有。更佳為0.008~ 0.095%。
B：0.0030%以下
B係以微量提高鋼之淬火性之元素，其效果係藉由含有0.0006%以上而發揮。然而，若含有超過0.0030%則會使焊接部之韌性下降，故而於含有B之情形時，較佳為設為0.0030%以下。更佳為0.0028%以下。
Ca：0.005%以下、REM：0.01%以下
Ca、REM使焊接熱影響部之組織微細化且提高韌性，即便含有亦不會損及本發明之效果，故而視需要亦可含有。然而，若過量含有則會形成粗大之中介物而使母材之韌性劣化，故而於含有Ca、REM之情形時，較佳為將其量之上限分別設為0.005%、0.01%。
以下，對本發明中之較佳之製造條件進行說明。
製造條件較佳為規定鋼坯加熱條件、熱軋條件及熱軋後之冷卻條件。
[鋼坯加熱]
較佳為將上述組成之鋼液以轉爐等熔化，並藉由連續鑄造等製成鋼素材(鋼坯)，於加熱至900~1200℃後進行熱軋。
若加熱溫度未達900℃，則無法充分地確保進行沃斯田鐵再結晶溫度區域內之軋壓之時間，又，若超過1200℃，則沃斯田鐵粒粗大化，不僅導致韌性下降，而且氧化損耗顯著，從而使良率下降，故而加熱溫度設為900~1200℃。就 韌性之觀點而言較佳之加熱溫度之範圍為1000~1150℃，更佳為1000~1050℃。
[熱軋]
較佳為規定熱軋中之板厚中央部之溫度(成為板厚之1/2之位置上之溫度，以下相同)為(Ar3 點+100)℃以上時之累積軋縮率、(Ar3 點+60)℃以下且Ar3 點以上之累積軋縮率、(Ar3 點+60)℃以下且Ar3 點以上中之平均1道次之軋縮率之平均值、及(Ar3 點+60)℃以下且Ar3 點以上中之平均1道次之軋縮率之範圍。
熱軋係首先在板厚中央部之溫度為(Ar3 點+100)℃以上時進行累積軋縮率為30%以上之軋壓，使沃斯田鐵細粒化，藉此，實現最終之微組織之細粒化，提高母材韌性。該溫度區域內之累積軋縮率進而較佳為35%以上。於本發明中以下式求出Ar3 點(℃)。
Ar3 點=910-273C-74Mn-57Ni-16Cr-9Mo-5Cu
於式中各元素符號係鋼中含量(質量%)，未含有之情形時設為0。
其次，於板厚中央部之溫度處於(Ar3 點+60)℃以下且Ar3 點以上之溫度區域內時，進行累積軋縮率50%以上且平均1道次之軋縮率之平均值為6.0%以上之軋壓。若該溫度區域內之累積軋縮率未達50%，則鋼板之韌性劣化。又，由於將(211)面X射線強度比設為1.0以上，故而於作為未再結晶 沃斯田鐵區域之(Ar3 點+60)℃以下且Ar3 點以上之溫度區域內將累積軋縮率設為50%以上。該溫度區域內之累積軋縮率進而較佳為55%以上。
於厚壁材料之精軋中，通常成為小軋縮多道次軋壓，故而有如下傾向：與鋼板表面平行之面上之(211)面X射線強度比為1.0以上之區域變窄。因此，於本發明中，將板厚中央部之溫度處於(Ar3 點+60)℃以下且Ar3 點以上之溫度區域內之平均1道次之軋縮率之平均值規定為6.0%以上，且將各道次之軋縮率範圍規定為5.0~20.0%。藉此，可將(211)面X射線強度比為1.0以上之區域設為包含板厚中心在內之板厚總厚之1/3以上之區域。於平均1道次之軋縮率之平均值未達6.0%之情形時，或者於各道次軋縮率之最小值未達5.0%之情形時，韌性會下降，且無法將(211)面X射線強度比為1.0以上之區域設為包含板厚中心在內之板厚總厚之1/3以上之區域。另一方面，若各道次軋縮率之最大值超過20.0%，則因加工應變之影響，反而導致韌性劣化。該溫度區域內之平均1道次之軋縮率之平均值進而較佳為6.5%以上，又，各道次之軋縮率範圍進而較佳為5.5~18.0%。再者，於熱軋中亦可實施規定之溫度區域外之軋壓。只要於上述規定之溫度區域內進行包含上述規定之累積軋縮率之軋壓即可。
[熱軋後之冷卻]
軋壓結束後之鋼板係以4.0℃/s以上之冷卻速度冷卻至 450℃以下為止。若冷卻速度未達4.0℃/s，則不會充分地進行向變韌鐵之變態，故而無法將(211)面X射線強度比為1.0以上之區域設為包含板厚中心在內之板厚總厚之1/3以上，進而亦無法獲得所需之微組織、即板厚之中央部中之變韌鐵分率為80%以上之組織。又，若冷卻停止溫度超過450℃，則不會充分地進行向變韌鐵之變態，故而仍然無法獲得所需之微組織。作為冷卻方式，可使用水冷、氣體冷卻等方式。
藉由上述製造條件，不僅可獲得所需之集合組織，而且使夏比衝擊試驗中之斷裂單位(fracture facet size)微細化，從而使板厚1/4位置上之夏比斷裂轉變溫度達到-40℃以下。
於以上之說明中，板厚中央部之溫度係根據以放射溫度計測定之板表面溫度，藉由傳熱計算而求出。熱軋後之冷卻中之溫度條件亦設為板厚中央部之溫度。
[實施例]
將表1所示之各組成之鋼液(鋼符號A~T)以轉爐熔化，並藉由連續鑄造法製成鋼素材(鋼坯280 mm厚)，於熱軋成板厚50~75 mm之後進行冷卻，而獲得No.1~28之供試鋼。於表2中表示熱軋條件與冷卻條件。Ar3 點(℃)係藉由下式而計算。
Ar3 點=910-273C-74Mn-57Ni-16Cr-9Mo-5Cu
其中，各元素符號係鋼中含量(質量%)，於未含有之情形時設為0。
對於所獲得之厚鋼板，自板厚1/4部提取將與軋壓方向正交之方向設為長度方向之14之JIS14A號試驗片，進行拉伸試驗，測定降伏強度(YS)、拉伸強度(TS)。
以試驗片之長軸之方向與軋壓方向平行之方式，自板厚之1/4部提取JIS4號衝擊試驗片，進行夏比衝擊試驗(Charpy impact test)，從而求出斷裂轉變溫度(vTrs)。將板厚1/4部中之夏比斷裂轉變溫度為-40℃以下者設為本發明範圍內。
關於板厚之中央部中之變韌鐵分率，於對與板厚之中央部之軋壓長度方向平行之板厚剖面進行鏡面研磨後，拍攝藉由蝕刻(etching)而現出之金屬組織之光學顯微鏡照片，並藉由圖像解析(imaging analysis)進行測定。
又，為了評價鋼板之集合組織，而自鋼板之表面向背面以1 mm為單位測定與鋼板表面平行之面上之(211)面X射線強度比，從而求出(211)面X射線強度比為1.0以上之區域。
繼而，為了評價脆性龜裂傳播停止特性，而進行溫度梯度型ESSO試驗，從而求出Kca(-10℃)(N/mm3/2 )。
於表3中表示該等之試驗結果。
再者，關於No.1~28，任一者均係與鋼板表面平行之面上之(211)面X射線強度比於板厚中央部為1.0以上。
於板厚1/4部中之夏比衝擊試驗之轉變溫度、板厚中央部之變韌鐵分率及與鋼板表面平行之面上之(211)面X射線強度比為1.0以上之區域為本發明之範圍內的供試鋼板(製造 編號(No.)1~13)之情形時，顯示Kca(-10℃)為7000 N/mm3/2 以上之優異之脆性龜裂傳播停止性能。

Claims (4)

  1. 一種高強度厚鋼板，其特徵在於：於包含板厚中心部在內之板厚總厚之1/3以上之區域內，具有與鋼板表面平行之面上之(211)面X射線強度比為1.0以上之集合組織，板厚之中央部中之變韌鐵分率為80%以上，且板厚之1/4位置上之夏比斷裂轉變溫度為-40℃以下。
  2. 如申請專利範圍第1項之高強度厚鋼板，其中，鋼之化學成分係以質量%計，C：0.03~0.20%、Si：0.03~0.50%、Mn：0.50~2.20%、P：0.030%以下、S：0.010%以下、Al：0.005~0.08%、N：0.0045%以下，且以下述(1)式表示之碳當量(Ceq)為0.34%以上且0.49%以下，剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質；Ceq=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(V+Mo+Cr)/5 (1)其中，各元素符號表示各成分之含量(質量%)。
  3. 如申請專利範圍第2項之高強度厚鋼板，其中，鋼之化學成分進而以質量%計，含有選自Ti：0.005~0.030%、Nb：0.005~0.050%，Cu：0.01~0.50%、Ni：0.01~1.00%、Cr：0.01~0.50%、Mo：0.01~0.50%、V：0.001~0.10%、B：0.0030%以下、Ca：0.0050%以下、REM：0.010%以下中之1種或2種以上。
  4. 一種高強度厚鋼板之製造方法，其特徵在於：將具有如申請專利範圍第2或3項之化學成分之鋼素材加熱至900~ 1200℃之溫度，且於進行如下軋壓後，以4.0℃/s以上之冷卻速度冷卻至450℃以下為止；上述軋壓係於熱軋中之板厚中央部之溫度處於(Ar3 點+100)℃以上之溫度區域內時累積軋縮率為30%以上，於板厚中央部之溫度處於(Ar3 點+60)℃以下且Ar3 點以上之溫度區域內時累積軋縮率為50%以上，且平均1道次之軋縮率之平均值為6.0%以上，且各道次之軋縮率範圍為5.0~20.0%。
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