TWI582245B

TWI582245B - High strength thick plate and its manufacturing method

Info

Publication number: TWI582245B
Application number: TW105107530A
Authority: TW
Inventors: Koichi Nakashima; Katsuyuki Ichimiya; Kazukuni Hase
Original assignee: Jfe Steel Corp
Priority date: 2015-03-12
Filing date: 2016-03-11
Publication date: 2017-05-11
Also published as: WO2016143345A1; KR101964247B1; CN107208238A; JPWO2016143345A1; TW201641713A; CN107208238B; KR20170086102A; JP6112265B2

Description

高強度極厚鋼板及其製造方法

本發明係關於使用於船舶、海洋結構物、低溫儲存槽、建築‧土木結構物等大型結構物，且板厚：70mm以上之脆性龜裂傳播停止特性優異的高強度極厚鋼板及其製造方法。

例如船舶、或海洋結構物、低溫儲存槽、建築‧土木結構物等大型結構物，若發生因脆性破壞衍生的事故，會對社會經濟或環境等造成較大影響。所以，上述大型結構物經常要求安全性提升，針對成為大型結構物素材的鋼板，依高水準要求使用溫度下的脆性龜裂傳播停止特性。

貨櫃船或散裝貨船等船舶在其結構上，船體外板係使用高強度厚鋼板，最近隨船體的大型化要求更進一步的高強度化，使成為素材的厚鋼板朝厚板化演進。

一般鋼板的脆性龜裂傳播停止特性會有越高強度或越成為厚板則越劣化的傾向。所以，針對大型結構物所使用厚鋼板的脆性龜裂傳播停止特性亦要求更高度化。

所以，作為提升鋼板之脆性龜裂傳播停止特性的手段，自習知起便已知有增加鋼中之Ni含有量的方法。例如液化天然瓦斯(LNG)的儲存槽便依商業規模使用9%Ni鋼。

但，鋼中Ni含有量增加會無奈地導致製造成本大幅提升。所以，9%Ni鋼較難應用於LNG儲存槽以外的用途。

另一方面，針對不致達如LNG般極低溫之例如船舶、管線所使用之板厚未滿50mm的較薄板鋼板，利用TMCP法達細粒化，並提升低溫韌性，藉此便可實現優異的脆性龜裂傳播停止特性。

再者，為能在不致使合金成本提升之前提下，提升脆性龜裂傳播停止特性，專利文獻1提案有表層部組織經超微細化的鋼板。

上述專利文獻1所記載脆性龜裂傳播停止特性優異的鋼板，係著眼於脆性龜裂傳播時，在鋼板表層部所發生的剪變裂痕(Shear lip)(塑性變形區域)具有脆性龜裂傳播停止特性提升的效果而完成。其特徵在於：藉由使剪變裂痕部分的結晶粒微細化，而吸收傳播之脆性龜裂所具有的傳播能量。

再者，同時作為製造方法，上述專利文獻1記載有：在重複1次以上施行利用熱軋後的冷卻控制，使表層部冷卻至Ar₃溫度以下之後，停止冷卻控制俾使表層部回熱至變態點以上的步驟期間，藉由對鋼板施加軋縮，使重複產生變態、或加工再結晶，便使表層部分生成超微細的肥粒鐵組織或變韌鐵組織。

專利文獻2記載有：以肥粒鐵-波來鐵為主體微觀組織的鋼板，為能提升脆性龜裂傳播停止特性，便使鋼板的二表面部由具有等值圓粒徑：5μm以下、且長寬比：2以上之肥粒鐵粒的肥粒鐵組織，以面積率計具有50%以上的層構成，且抑制肥粒鐵粒徑的變動係屬重要。又，記載有抑制該變動的方法係藉由將精軋中的每1軋道最大軋縮率設定在12%以下，而抑制局部性再結晶現象。

專利文獻3記載有：不僅肥粒鐵結晶粒的微細化，亦著眼於肥粒鐵結晶粒內所形成的次晶粒，而提升脆性龜裂傳播停止特性的TMCP延長上之技術。

具體而言，記載針對板厚：30~40mm的鋼板，在不需要鋼板表層的冷卻及回熱等複雜溫度控制下，藉由：(a)確保微細肥粒鐵結晶粒的軋延條件；(b)於鋼板板厚5%以上的部分生成微細肥粒鐵組織的軋延條件；(c)於微細肥粒鐵中使集合組織發達，且使利用加工(軋延)而導入的差排利用熱能施行再配置而形成次晶粒的軋延條件；以及(d)抑制所形成微細肥粒鐵結晶粒與微細次晶粒之粒粗大化的冷卻條件，而提升脆性龜裂傳播停止特性的技術。

再者，亦已知有在控制軋延時，藉由對變態的肥粒鐵施加軋縮而使集合組織發達，俾提升脆性龜裂傳播停止特性的方法。在鋼板的破壞面上使朝板面的平行方向生成隔離，而緩和脆性龜裂前端的應力，俾提高對脆性破壞的阻力。

例如專利文獻4記載有：利用控制軋延將(110)面X射線強度比設成2以上、且將等值圓直徑20μm以上的粗大粒設在10%以下，藉此提升耐脆性破壞特性。

專利文獻5所揭示鋼板，係接頭部之脆性龜裂傳播停止特性優異的熔接結構用鋼，其特徵係既定軋延面的(100)面之X射線面強度比(X-ray face intensity ratio)為1.5以上，並記載有藉由使因該集合組織發達而造成的應力負荷方向、與龜裂傳播方向出現角度錯開，而使脆性龜裂傳播停止特性優異。

[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

[非專利文獻]

非專利文獻1：較厚造船用鋼的增長脆性龜裂傳播行為、日本船舶海洋工學會講演論文集第3號、2006、pp359-362

上述專利文獻1、2所記載脆性龜裂傳播停止特性優異之鋼板的發明，僅將鋼板表層部暫時冷卻後再回熱，且在回熱中施行加工，而獲得特定組織。所以，專利文獻1、2所記載的技術於實際生產規模的控制非屬容易，特別係於板厚為70mm以上的厚板材製造時，對於軋延、冷卻設備屬較大負荷的製程。

再者，最近超過6,000TEU的大型貨櫃船使用板厚：70mm以上的厚鋼板。非專利文獻1有報告指出：評價板厚：65mm鋼板的脆性龜裂傳播停止特性，結果在母材的大型脆性龜裂傳播停止試驗時並沒有停止脆性龜裂。

再者，非專利文獻1揭示有試體材的ESSO試驗中，使用溫度-10℃下的Kca值未滿3000N/mm^3/2之結果，非專利文獻1暗示應用板厚超過50mm鋼板的船體結構之情況，難謂能充分確保安全性。

再者，上述專利文獻1~5所記載鋼板，從製造條件或所揭示實驗數據中，均未明確指出關於以板厚：50mm左右為主要對象、且應用於70mm以上厚板材時，是否能獲得既定特性，針對船體結構所必要的板厚方向龜裂傳播特性完全沒有驗證。

本發明之目的係有利地解決上述問題，並提供：特別係板厚為70mm以上、脆性龜裂傳播停止特性優異的高強度極厚鋼板及其製造方法。

發明者等為解決上述問題，針對即便板厚：70mm以上仍具優異脆性龜裂傳播停止特性的高強度極厚鋼板、及穩定獲得該鋼板的製造方法進行深入鑽研。其結果發現當具有板厚中央處的軋延面之(211)面集聚度設為1.7以上、且鋼板表面(亦簡稱「表面」)的軋延面之(200)面集聚度設為1.3以上的集合組織，且韌性(vTrs)為-60℃以下時，便可獲得極優異的脆性龜裂傳播停止特性。

本發明係對上述發現進行更進一步檢討而完成，本發明之主旨構成係如下。

[1]一種脆性龜裂傳播停止特性優異之高強度極厚鋼板，其係板厚：70mm以上的高強度極厚鋼板，具有依質量%計，含有：C：0.03~0.20%、Si：0.03~0.5%、Mn：0.5~2.2%、P：0.01%以下、S：0.005%以下、Ti：0.005~0.03%、Al：0.005~0.080%、Ni： 0.1~1.5%、及N：0.0050%以下，且依下述式(1)所定義Ceq：0.39以上，其餘係包含Fe及不可避免的雜質之成分組成；以及板厚中央的軋延面之(211)面集聚度為1.7以上、表面的軋延面之(200)面集聚度為1.3以上之集合組織；使用從板厚1/4位置所採取JIS 4號衝擊試驗片測定的韌性係vTrs：-40℃以下，從表面所採取JIS 4號衝擊試驗片測定的韌性係vTrs≦-60℃。

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

(其中，式(1)中，C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo及V係指各元素含有量(質量%)，未含有時則為0。)

[2]如[1]所記載的脆性龜裂傳播停止特性優異之高強度極厚鋼板，其中，上述成分組成係更進一步依質量%計，含有Nb：0.005~0.05%、Cu：0.1~1.0%及Cr：0.01~0.5%中之1種或2種以上。

[3]如[1]或[2]所記載的脆性龜裂傳播停止特性優異之高強度極厚鋼板，其中，上述成分組成係更進一步依質量%計，含有：Mo：0.01~0.5%、V：0.001~0.10%、B：0.0030%以下、Ca：0.0050%以下、REM：0.0100%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極厚鋼板的製造方法，其係板厚：70mm以上之脆性龜裂傳播停止特性優異的高強度極厚鋼板之製造方法；將具有[1]~[3]中任一項所記載成分組成的鋼素材，加熱至1000~1200℃之溫度後，在板厚中央於沃斯田鐵再結晶溫度域時的累積軋縮率：10%以上、板厚中央於沃斯田鐵未再結晶溫度域時的累積軋縮率：50%以上、於表面在Ar₃溫度以下且板厚中央溫度為Ar₃溫度以上之溫度域時的累積軋縮率為10%以上的條件下施行熱軋後，依0.5℃/s以上的冷卻速度冷卻至 500℃以下的冷卻停止溫度、或依0.5℃/s以上的冷卻速度冷卻至400℃以下的冷卻停止溫度，冷卻後再回火至Ac₁溫度以下的溫度。

根據本發明，由於適當地控制板厚方向的集合組織，因而本發明的高強度極厚鋼板係即便板厚：70mm以上，脆性龜裂傳播停止特性仍優異。例如將本發明的高強度極厚鋼板應用於在造船領域的貨櫃船、散裝貨船的強力甲板部結構中接合於艙口邊緣圍板(hatch side coaming)的甲板構件，藉此有助於船舶的安全性提升。依此，本發明在產業上極為有用。

再者，根據本發明的製造方法，藉由將軋延條件最佳化便可製造上述有用的高強度極厚鋼板。本發明的高強度極厚鋼板係依照工業性極簡易的製程便可穩定的製造。

再者，本發明的高強度極厚鋼板係如上述，脆性龜裂傳播停止特性優異，且韌性亦優異，屬高強度。

以下，針對本發明實施形態進行說明。另外，本發明並不侷限於以下的實施形態。

<成分組成>

本發明的高強度極厚鋼板係依質量%計，含有：C：0.03~0.20%、Si：0.03~0.5%、Mn：0.5~2.2%、P：0.01%以下、S：0.005%以下、Ti：0.005~0.03%、Al：0.005~0.080%、Ni：0.1~1.5%、及N：0.0050%以下，且依下述式(1)所定義Ceq：0.39以上。

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

其中，式(1)的元素符號係指各元素含有量(質量%)，未含有時係設為0。

再者，除上述成分以外的選擇元素係更進一步依質量%計，含有：Nb：0.005~0.05%、Cu：0.1~1.0%及Cr：0.01~0.5%中之1種或2種以上；亦可含有：Mo：0.01~0.5%、V：0.001~0.10%、B：0.0030%以下、Ca：0.0050%以下、REM：0.0100%以下中之1種或2種以上。

除上述必要成分以外，其餘係Fe及不可避免的雜質。

以下針對各成分進行說明。本說明書中，表示成分含有量的「%」係指「質量%」。

C：0.03~0.20%

C係提升鋼強度的元素。本發明中，為確保所需強度，將C含有量設為0.03%以上。又，若C含有量超過0.20%，則不僅熔接性會劣化，亦會對韌性造成不良影響。所以，C含有量設定為0.03~0.20%之範圍。另外，下限較佳之C含有量係0.05%以上，上限較佳之C含有量係0.15%以下。

Si：0.03~0.5%

Si係作為脫氧元素，且作為鋼的強化元素有效。Si含有量未滿0.03%時便無法獲得該等效果。另一方面，若Si含有量超過0.5%，則不僅會損及鋼的表面性狀，亦會使韌性極端地劣化。所以，其含有量設為0.03~0.5%之範圍。

Mn：0.5~2.2%

Mn係作為強化元素而含有。若Mn含有量少於0.5%，則該效果不充分，另一方面，若超過2.2%，則熔接性劣化、且鋼板成本亦提高。所以，Mn含有量設為0.5~2.2%。

P：0.01%以下、S：0.005%以下

P、S係鋼中不可避免的雜質。若該等含有量變多，則韌性劣化。板厚：70mm以上的鋼板為能保持良好的韌性，P含有量抑制在0.01%以下、S含有量抑制在0.005%以下。另外，更理想之範圍分別係0.006%以下、0.003%以下。

Ti：0.005~0.03%

Ti係藉由微量含有而形成氮化物、碳化物、或氮碳化物，具有將結晶粒微細化而提升母材韌性的效果。該效果係藉由將Ti含有量設為0.005%以上便可獲得。又，若Ti含有量超過0.03%，則母材及熔接熱影響部的韌性會降低。所以，Ti含有量設定為0.005~0.03%。

Al：0.005~0.080%

Al係作為脫氧劑而用，為能將Al使用作為脫氧劑，必需將Al含有量設為0.005%以上。又，若Al含有量超過0.080%，則韌性會降低，且當施行熔接時，會降低熔接金屬部的韌性。所以，Al含有量規定在0.005~0.080%之範圍。另外，下限較佳之Al含有量係0.020以上，上限較佳之Al含有量係0.040%以下。

Ni：0.1~1.5%

Ni係提高鋼淬火性的元素。Ni係直接有助於軋延後的強度提升，且為提升韌性、高溫強度或耐候性等功能而可含有。該等效果均係藉由將Ni含有量設為0.1%以上而發揮。又，過度含有Ni會使韌性或熔接性劣化。作為板厚：70mm以上的鋼板能保持充分強度，且不會使韌性或熔接性劣化的範圍，係將Ni含有量設定為0.1~1.5%。

N：0.0050%以下

N係與鋼中的Al鍵結，調整軋延加工時的結晶粒徑而強化鋼。為能獲得此效果，較佳係將N含有量設定為0.0010%以上。又，若N含有量超過0.0050%，則韌性會劣化。所以，N含有量設定在0.0050%以下。

以上係本發明的基本成分組成，其餘係Fe及不可避免的雜質。本發明為能更進一步提升特性，亦可含有Nb、Cu、Cr、Mo、V、B、Ca、REM中之一種或二種以上。另外，以下的任意成分雖有特定下限值的成分，但由於未滿該下限值時不會妨礙本發明效果，因而當任意元素含有未滿下限值時，該任意元素便被視為不可避免的雜質含有。

Nb：0.005~0.05%

Nb係以NbC的形式在肥粒鐵變態時或再加熱時析出，有助於高強度化。又，Nb在沃斯田鐵域軋延時具有擴大未再結晶域的效果，有助於肥粒鐵的細粒化。所以，Nb含有對韌性改善亦有效。該效果係藉由將Nb含有量設為0.005%以上而發揮。若Nb含有量超過0.05%，便會析出粗大的NbC，會有導致韌性降低的情況。所以，含有Nb時較佳係將其含有量設定為0.05%以下。

Cu：0.1~1.0%

Cu係提高鋼淬火性的元素。此元素係直接有助於軋延後的強度提升，且為提升韌性、高溫強度或耐候性等功能而可含有。含有此元素的上述效果，係藉由含有0.1%以上而發揮，但若過度含有會使韌性或熔接性劣化。作為即便板厚：70mm以上仍能保持充分強度，且不會使韌性或熔接性劣化的範圍，較佳係將Cu含有量設為0.1~1.0%。

Cr：0.01~0.5%

Cr係提高鋼淬火性的元素。此元素係直接有助於軋延後的強度提升，且為提升韌性、高溫強度或耐候性等功能而可含有。含有此元素的上述效果，係藉由含有0.01%以上而發揮，但若過度含有會使韌性或熔接性劣化。作為即便板厚：70mm以上仍能保持充分強度，且不會使韌性或熔接性劣化的範圍，較佳係將Cr含有量設為0.01~0.5%。

Mo：0.01~0.5%

Mo均係提高鋼淬火性的元素。此元素係直接有助於軋延後的強度提升，且為提升韌性、高溫強度或耐候性等功能而可含有。上述效果係藉由含有0.01%以上而發揮，但若過度含有會使韌性或熔接性劣化。作為即便板厚：70mm以上仍能保持充分強度，且不會使韌性或熔接性劣化的範圍，較佳係將Mo含有量設為0.01~0.5%。

V：0.001~0.10%

V係以V(CN)的形式析出並藉由析出強化，而提升鋼強度的元素。此效果係藉由將V含有量設為0.001%以上而發揮。但是，若V含有量超過0.10%，會有韌性降低的情況。所以，含有V的情況，較佳係將V含有量設定為0.001~010%之範圍。

B：0.0030%以下

B係提高鋼淬火性的元素，即便B含有量為0.0030%以下的微量仍可獲得上述效果。又，若B含有量超過0.0030%，則熔接部的韌性會降低，因而當含有B的情況，較佳係將B含有量設定為0.0030%以下。另外，從獲得上述效果的觀點，B含有量的下限較佳係設定為0.0006%。

Ca：0.0050%以下、REM：0.0100%以下

Ca、REM係將熔接熱影響部的組織微細化而提升韌性。即便含有該等成分仍不會損及本發明效果，因而亦可視需要含有。但是，若過度含有，會有形成粗大夾雜物使母材韌性劣化的情況。所以，當含有該等成分的情況，較佳係含有量的上限分別設為 0.0050%、0.0100%。

Ceq：0.39以上

本發明的高強度極厚鋼板係上述各成分在上述含有量之範圍，此外，將下述式(1)所示Ceq調整為0.39以上。若Ceq<0.39，便較難提高板厚中央的軋延面之(211)面集聚度。又，Ceq的上限並無特別的限定，但為能確保熔接性，Ceq較佳係0.51以下。

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

其中，式(1)中的C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo及V係指各元素含有量(質量%)，未含有時係設為0。

<集合組織>

本發明的高強度極厚鋼板係具有滿足板厚中央的軋延面之(211)面集聚度為1.7以上、表面(從極表面表面下1mm之範圍)的軋延面之(200)面集聚度為1.3以上的集合組織。藉由採用上述成分組成，且依照後述製造條件控制成集合組織滿足上述範圍，便可獲得脆性龜裂傳播停止特性優異的高強度極厚鋼板。

<韌性>

本發明採用由板厚1/4位置所採取JIS 4號衝擊試驗片測定的韌性係vTrs：-40℃以下，使用從表面所採取JIS 4號衝擊試驗片測定的韌性係vTrs≦-60℃。藉由特定位置的韌性在上述範圍內，便可改善脆性龜裂傳播停止特性。

再者，藉由上述成分組成的調整、或集合組織或特定位置的韌性控制，本發明的高強度極厚鋼板便滿足高強度及高韌性(脆性龜裂傳播停止特性等)。

再者，即便為70mm以上的厚度，本發明的高強度極厚鋼板仍具有脆性龜裂傳播停止特性優異等上述效果。

<製造方法>

利用轉爐等熔製上述成分組成的熔鋼，再利用連續鑄造等製成鋼素材(鋼胚)，加熱至1000~1200℃後施行熱軋。

加熱溫度未滿1000℃時，便無法充分確保在沃斯田鐵再結晶溫度域施行軋延的時間。另一方面，加熱溫度超過1200℃時，沃斯田鐵粒會粗大化，不僅導致韌性降低，且氧化損耗(oxidation loss)明顯，良率降低。所以，鋼素材的加熱溫度設定為1000~1200℃之範圍。從提升鋼板韌性的觀點，較佳的加熱溫度範圍係1000~1150℃。另外，鋼素材的溫度係指鋼板的板厚中央溫度。

在熱軋時，首先將在板厚中央之溫度為沃斯田鐵再結晶溫度域的累積軋縮率設定為10%以上並施行軋延。藉由將在該溫度域的累積軋縮率設為10%以上，而達成板厚1/4位置的夏比脆斷轉移溫度(Ductile-brittle transition temperature of Charpy impact test，vTrs)：-40℃以下。若累積軋縮率未滿10%，則沃斯田鐵的細粒化不充分，無法提升韌性，且無法達成板厚1/4位置的夏比脆斷轉移溫度：-40℃以下。上述累積軋縮率的上限並無特別的限定，由於上述累積軋縮率會造成細粒化提升效果變小，因而較佳為45%以下。另外，本發明成分組成的情況，上述條件較佳係在上述熱軋時在1100~950℃所涵蓋溫度域下的累積軋縮率為10%以上。

再者，施行板厚中央的溫度在沃斯田鐵未再結晶溫度域時的累積軋縮率：50%以上之軋延。藉由將該溫度域下的累積軋縮率設定為50%以上，便可獲得板厚中央位置的軋延面之(211)面集聚度成為1.7以上的集合組織。反之，若該溫度域下的累積軋縮率未滿50%，便無法獲得板厚中央位置的軋延面之(211)面集聚度成為1.7以上的集合組織。上述累積軋縮率的上限並無特別的限定，上述累積軋縮率較佳係不會抑制軋延效率而為75%以下。另外，本發明成分組成的情況，上述條件較佳係將熱軋時未滿950℃且700℃以上所涵蓋溫度域下的累積軋縮率設為50%以上。

再者，本發明中在熱軋時，當表面在Ar₃溫度以下且板厚中央溫度為Ar₃溫度以上的溫度域時，便施行累積軋縮率10%以上的軋縮。藉此條件，可獲得表面之軋延面的(200)面集聚度為1.3以上、使用從表面所採取試驗片測定的韌性(vTrs)為-60℃以下的組織。若表面在該溫度域時的累積軋縮率未滿10%，便無法獲得所需的集合組織及韌性。此處，Ar₃係依Ar₃溫度=910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo(式中的元素符號係指各元素含有量(質量%)，未含有者設為0)表示。另外，表面溫度在Ar₃溫度以下時，軋延較適宜的溫度域係Ar₃~Ar₃-80℃。又，板厚中央溫度在Ar₃溫度以上時，軋延較適宜的溫度域係Ar₃+80℃~Ar₃℃。

另外，本發明之熱軋，並非限定上述所規定溫度域外的軋延，只要至少在上述所規定溫度域中施行規定之累積軋縮率的軋縮便可。

已完成軋延的鋼板依0.5℃/s以上的冷卻速度冷卻至500℃以下的冷卻停止溫度。當冷卻速度未滿0.5℃/s時，無法確保板厚中央位置的軋延面之(211)面集聚度為1.7以上。

軋延及冷卻後施行回火處理時，必需將剛剛冷卻時的冷卻停止溫度設為400℃以下、且板厚中央溫度在Ac₁溫度以下施行回火處理。其理由係在回火處理超過Ac₁溫度時，便會喪失在軋延時發達的集合組織。其中，Ac₁係依Ac₁溫度=751-26.6C+17.6Si-11.6Mn-169Al-23Cu-23Ni+24.1Cr+22.5Mo+233Nb-39.7V-5.7Ti-895B(式中的元素符號係指各元素含有量(質量%)，未含有者設為0)表示。

另外，以上說明中，板厚中央溫度係從利用輻射溫度計所測定的鋼板表面溫度，依照傳熱計算求取。又，軋延後的冷卻條件之溫度條件係指板厚中央溫度，冷卻速度亦是指根據板厚中央溫度計算出的平均冷卻速度。

[實施例]

其次，針對本發明之實施例進行說明。

利用轉爐熔製表1所示各成分組成的熔鋼(鋼記號：1~19)，再利用連續鑄造法製成鋼素材，熱軋為板厚：70~120mm後，施行冷卻而獲得No.1~27的試體鋼。於表2中表示加熱條件、熱軋條件及冷卻條件。又，關於經施行回火者亦標示回火溫度。

針對所獲得鋼板，從板厚1/4位置採取 14的JIS 14A號試驗片，並施行拉伸試驗，且測定降伏強度(YS)、拉伸強度(TS)。將YS為390MPa以上、TS為510MPa以上者評價為良好。

從板厚的1/4位置及鋼板表面，依試驗片的長邊軸方向平行於軋延方向的方式採取JIS 4號衝擊試驗片，施行夏比衝擊試驗，求取脆斷轉移溫度(vTrs)。將1/4位置的vTrs為-40℃以下、表面的vTrs為-60℃以下者評價為良好。

再者，為評價鋼板的集合組織，便測定板厚中央的軋延面之(211)面集聚度、及鋼板表面(從極表面表面下1mm之範圍)的(200)面集聚度。

面集聚度係使用X射線繞射裝置(理學電機股份有限公司製)，且使用Mo線源施行測定。

其次，為評價脆性龜裂傳播停止特性，便施行溫度梯度型ESSO試驗，求取-10℃下的Kca值(以下亦記為「Kca(-10℃)N/mm^3/2」)。將Kca(-10℃)為6000N/mm^3/2以上者評價為良好。

於表3中表示該等的試驗結果。

由表3所示結果，遵循本發明的試體鋼No.1~10、27之情況，可獲得具有板厚中央的軋延面之(211)面集聚度為1.7以上、且鋼板表面的軋延面之(200)面集聚度為1.3以上的集合組織，且韌性為(vTrs)-60℃以下，板厚1/4位置的夏比脆斷轉移溫度為-40℃以下、Kca(-10℃)為6000N/mm^3/2以上的優異脆性龜裂傳播停止特性。

另一方面，本發明外的試體鋼No.11~26(No.18除外)之情況，並未滿足上述任一項規定，Kca值為5500N/mm^3/2以下。No.18係強度不足。

Claims

一種高強度極厚鋼板，其係板厚超過80mm且YS：390MPa以上的高強度極厚鋼板；其係具有：依質量%計，含有：C：0.03~0.20%、Si：0.03~0.5%、Mn：0.5~2.2%、P：0.01%以下、S：0.005%以下、Ti：0.005~0.03%、Al：0.005~0.080%、Ni：0.1~1.5%及N：0.0050%以下，且依下述式(1)所定義Ceq：0.39以上，其餘係包含Fe及不可避免的雜質之成分組成；以及板厚中央的軋延面之(211)面集聚度為1.7以上、鋼板表面的(200)面集聚度為1.3以上之集合組織；使用從板厚1/4位置所採取JIS 4號衝擊試驗片測定的韌性係vTrs：-40℃以下，使用從表面所採取JIS 4號衝擊試驗片測定的韌性係vTrs≦-60℃；Ceq=C+Mn/6+Cu/15+Ni/15+Cr/5+Mo/5+V/5 (1)(其中，式(1)中，C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo及V係指各元素含有量(質量%)，未含有時則為0)。
如請求項1之高強度極厚鋼板，其中，上述成分組成係更進一步依質量%計，含有Nb：0.005~0.05%、Cu：0.1~1.0%及Cr：0.01~0.5%中之1種或2種以上。
如請求項1或2之高強度極厚鋼板，其中，上述成分組成係更進一步依質量%計，含有：Mo：0.01~0.5%、V：0.001~0.10%、B：0.0030%以下、Ca：0.0050%以下、REM：0.0100%以下中之1種或2種以上。
一種高強度極厚鋼板之製造方法，其係板厚超過80mm且YS：390MPa以上之脆性龜裂傳播停止特性優異的高強度極厚鋼板之製造方法，其特徵係：將具有請求項1至3中任一項記載之成分組成的鋼素材，加熱至1000~1200℃之溫度後，在板厚中央於沃斯田鐵再結晶溫度域時的累積軋縮率：10%以上、板厚中央於沃斯田鐵未再結晶溫度域時的累積軋縮率：50%以上、於表面在Ar₃溫度以下且板厚中央溫度為Ar₃溫度以上之溫度域時的累積軋縮率為10%以上的條件下施行熱軋後，依0.5℃/s以上的冷卻速度冷卻至500℃以下的冷卻停止溫度、或依0.5℃/s以上的冷卻速度冷卻至400℃以下的冷卻停止溫度，冷卻後再回火至Ac₁溫度以下的溫度。