止裂性优良的高强度厚钢板

摘要

本发明提供强度高、无HAZ韧性劣化、且无各向异性的止裂性优良的高强度厚钢板，该钢板的化学成分的构成为：以质量％计含有C：0.03～0.15％、Si：0.1～0.5％、Mn：0.5～2.0％、P：≤0.02％、S：≤0.01％、Al：0.001～0.1％、Ti：0.005～0.02％、Ni：0.15～2％、N：0.001～0.008％，并且余量为铁以及不可避免的杂质；显微组织为以贝氏体作为母相的铁素体或/和珠光体组织；晶体取向差为15°以上的晶粒的平均当量圆直径在从表面和背面到板厚的10％的区域内为15μm以下，在除此以外的包含板厚中心部的区域内为40μm以下。

权利要求

1.一种止裂性优良的高强度厚钢板，其化学成分的构成为：以质量％计含有C：0.03～

0.15％、Si：0.1～0.5％、Mn：0.5～2.0％、P：≤0.02％、S：≤0.01％、Al：0.001～0.1％、Ti：0.005～0.02％、Ni：0.15～2％、N：0.001～0.008％，并且余量为铁以及不可避免的杂质；显微组织为以贝氏体作为母相的铁素体或/和珠光体组织；晶体取向差为15°以上的晶粒的平均当量圆直径在从表面以及背面到板厚的10％的区域内为15μm以下，在除此以外的包含板厚中心部的区域内为40μm以下，所述高强度厚钢板的厚度为40～100mm、屈服强度为390MPa～500MPa。

2.根据权利要求1所述的止裂性优良的高强度厚钢板，其特征在于：以质量％计含有Cu：0.1～1％、Cr：0.1～1％、Mo：0.05～0.5％、Nb：0.005～0.05％、V：0.02～0.15％、B：0.0003～0.003％中的至少1种以上作为化学成分。

3.根据权利要求1或2所述的止裂性优良的高强度厚钢板，其特征在于：以质量％计含有Ca：0.0003～0.005％、Mg：0.0003～0.005％、REM：0.0003～0.005％中的至少1种以上作为化学成分。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的止裂性优良的高强度厚钢板，其特征在于：相对于与外部应力垂直的面成±15°角的{100}面在从所述表面以及背面到板厚的10％的区域内的面积率为30％以下。

5.根据权利要求1～4中任一项所述的止裂性优良的高强度厚钢板，其特征在于：相对于与外部应力垂直的面成±15°角的{100}面在从所述表面以及背面到板厚的10％的区域以外的包含板厚中心部的区域内的面积率为15％以下。

说明书

止裂性优良的高强度厚钢板

技术领域

[0001] 本发明涉及止裂性(arrestability)优良的高强度厚钢板。

背景技术

[0002] 对于造船、建筑、贮槽、海洋构筑物、以及管线等结构物所使用的厚钢板来说，为了抑制结构物的脆性破坏，要求作为抑制脆性破坏传播的能力的止裂性(停止脆性破坏传播
的性能)。近年来，伴随结构物的大型化，使用屈服应力为390MPa～500MPa、板厚为40～
100mm的高强度厚钢板的情况增多。但是，通常来说强度与板厚存在相反的倾向，上述止裂
性随着板厚的增加而减低。所以，对于高强度厚钢板，期望使止裂性提高的技术。

[0003] 作为使止裂性提高的技术，已经知道例如控制晶粒直径的方法、控制脆化第二相的方法、以及控制织构的方法。

[0004] 作为控制晶粒直径的方法，有特开昭61-235534号公报、特开2003-221619号公报、以及特开平5-148542号公报所述的技术。它们是通过以铁素体作为母相并将该铁素体
细粒化来使止裂性提高的方法。

[0005] 此外，作为控制脆化第二相的方法，有特开昭59-47323号公报所述的技术。这是如下的方法：通过使微细的脆化第二相(例如马氏体)弥散地分布在作为母相的铁素体中，
在脆性裂纹端部使脆化第二相发生微小裂纹，使裂纹端部的应力状态得到缓和。

[0006] 此外，作为控制织构的方法，有特开2002-241891号公报所述的技术。这是对于超低碳(C＜0.003％)的贝氏体单相钢，使平行于轧制面的{211}面织构发达的方法。

[0007] 但是，这些技术存在以下的问题。

[0008] 上述控制晶粒直径的技术是以软质的铁素体作为母相，因此制作成高强度且板厚较厚的钢板是困难的。

[0009] 而且，在控制上述脆化第二相的技术中，使马氏体弥散地分布在铁素体中，因此脆性裂纹发生特性显著劣化。并且，以铁素体作为母相，因此与上述同样，制作高强度且板厚
较厚的钢板是困难的。

[0010] 并且，在控制上述织构的技术中，使用超低碳钢，使其组织为贝氏体单相，使在板厚方向均匀的织构发达，因此不能使止裂性飞跃性地提高。加之，用于得到超低碳钢的炼钢
所需要的负荷也极大。

发明内容

[0011] 本发明是考虑上述那样的情况而完成的，其目的在于：能够以较低的制造成本提供强度高、无热影响区(HAZ：Heat Affected Zone)韧性的劣化、且无各向异性的止裂性优
良的高强度厚钢板。

[0012] 为了达到上述目的，本发明所涉及的高强度厚钢板如下。

[0013] (1)一种高强度厚钢板，其化学成分的构成为：以质量％计含有C：0.03～0.15％、Si：0.1～0.5％、Mn：0.5～2.0％、P：≤0.02％、S：≤0.01％、Al：0.001～0.1％、
Ti：0.005～0.02％、Ni：0.15～2％、N：0.001～0.008％，并且余量为铁以及不可避免的
杂质；显微组织为以贝氏体作为母相的铁素体或/和珠光体组织；晶体取向差为15°以上
的晶粒的平均当量圆直径在从表面以及背面到板厚的10％的区域内为15μm以下，在除此
以外的包含板厚中心部的区域内为40μm以下。

[0014] (2)根据上述(1)所述的止裂性优良的高强度厚钢板，其特征在于：以质量％计含有Cu：0.1～1％、Cr：0.1～1％、Mo：0.05～0.5％、Nb：0.005～0.05％、V：0.02～0.15％、
B：0.0003～0.003％中的至少1种以上作为化学成分。

[0015] (3)根据上述(1)或(2)所述的止裂性优良的高强度厚钢板，其特征在于：以质量％计含有Ca：0.0003～0.005％、Mg：0.0003～0.005％、REM：0.0003～0.005％中的至
少1种以上作为化学成分。

[0016] (4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的止裂性优良的高强度厚钢板，其特征在于：相对于与外部应力垂直的面成±15°角的{100}面在从上述表面以及背面到板厚的
10％的区域内的面积率为30％以下。

[0017] (5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的止裂性优良的高强度厚钢板，其特征在于：相对于与外部应力垂直的面成±15°角的{100}面在从上述表面以及背面到板厚的
10％的区域以外的包含板厚中心部的区域内的面积率为15％以下。

[0018] (6)根据上述(1)～(5)中任一项所述的止裂性优良的高强度厚钢板，其特征在于：板厚为40mm以上。

[0019] (7)根据上述(1)～(6)中任一项所述的止裂性优良的高强度厚钢板，其特征在于：屈服应力为390MPa以上。

[0020] 根据本发明，可成为止裂性极其优良、且即使在板厚较厚时强度也高、无HAZ韧性的劣化的钢板，因此可以实现焊接钢结构体的低成本化并提高安全性。

附图说明

[0021] 图1是表示Ni添加量与晶粒直径的关系的图。

[0022] 图2是表示通过EBSP法的测定而得到的晶界图像的图。

[0023] 图3是表示通过EBSP法的测定而得到的{100}面图像的图。

具体实施方式

[0024] 以下，说明本发明的实施形态。本实施形态所涉及的高强度厚钢板的显微组织为以贝氏体作为母相的铁素体或/和珠光体组织，且通过控制板厚方向的晶粒直径以及织
构，从而使止裂性提高。

[0025] 以贝氏体作为母相的理由是为了制成板厚较厚、强度较高的钢板，因为采用铁素体为母相来制成这样的钢板是困难的。通过以贝氏体作为母相，如果能得到所要求的板厚
和强度的钢板，则以铁素体或/和珠光体作为第二相也是可能的。

[0026] 通常，贝氏体的粒子直径受相转变成贝氏体前的奥氏体粒子直径的支配。因此，难以将贝氏体的粒子直径制成较细小。对此，本发明者经过潜心研究，结果得知，通过将Ni添
加量控制在适当的值，能够使贝氏体的粒子直径微细化。

[0027] 图1的曲线表示使热轧后的冷却速度在5～30℃/s变化的情况下、Ni添加量与贝氏体组织中晶体取向差为15°以上的晶粒的平均当量圆直径(晶粒直径)的关系。Ni以
外的化学成分以质量％计为：C：0.01％、Si：0.2％、Mn：1.3％、P：0.005％、S：0.003％、Al：
0.03％、Ti：0.01％、N：0.003％。从该曲线可知，通过使添加的Ni量增多，则晶粒微细化，
而且冷却速度增大时晶粒也微细化。

[0028] 板厚超过40mm的钢板的冷却速度在从钢板的表面以及背面到板厚的10％的区域(以下称为“钢板表背层部”)内多为约30℃/s，在这种情况下，在钢板表背层部以外的包
含板厚中心部的区域(以下称为“钢板中心部”)内多为约5℃/s。对于这样的冷却速度，
在Ni添加量为0.15％以上时，从图1可以读取钢板表背层部、钢板中心部各自的晶粒直径
分别为15μm以下和40μm以下。

[0029] 并且判明，这样使晶粒直径在钢板表背层部满足15μm以下、在钢板中心部满足0.5
40μm以下时，显示出在-10℃时的Kca为170MPa·m 以上的高止裂性。

[0030] 对于化学成分以质量％计为C：0.08％、Si：0.2％、Mn：1.1％、P：0.005％、S：0.005％、Al：0.01％、Ti：0.008％、Ni：1.0％、N：0.002％、Nb：0.015％、B：0.001％、Ca：
0.001％、板厚为80mm的厚钢板，表示由EBSP法得到的测定结果的晶界图像示于图2中。
在图2所示的例子中，其晶粒直径在距离钢材表面5mm下的位置为6μm，从表面到板厚的
1/4的位置的部分为11μm，板厚的1/2的位置的部分为18μm。这样，晶粒直径在钢板表背
层部满足15μm以下、在钢板中心部满足40μm以下的厚钢板显示出在-10℃时的Kca为
0.5
200MPa·m 的高止裂性。

[0031] 晶粒直径越微细，止裂性越提高，但若考虑生产率，则晶粒直径的下限优选是：在钢板表背层部为3μm、在钢板中心部为10μm。

[0032] 通过如上所述那样使晶粒直径微细化来提高止裂性的理由如下所述。在晶界处相邻的晶粒之间晶体取向(也称为结晶取向或者结晶方位)不同，因此在该部分裂纹传播的
方向发生变化。因此产生未断裂区域，通过未断裂区域来分散应力，成为裂纹闭口应力。因
此，裂纹传播的驱动力降低，止裂性提高。而且，未断裂区域最终发生延性破坏(也称为韧
性破坏)，因此脆性破坏所需要的能量被吸收。因此，止裂性提高。

[0033] 通常来说，在厚钢板的表层，难以产生脆性破坏，容易形成延性破坏区(剪切唇)。在将表层细粒化且将细粒化层的厚度增大时，剪切唇区域扩大。在剪切唇形成前的未断裂
区域，应力被分散，成为裂纹闭口应力，且通过形成剪切唇，脆性破坏所需要的能量被吸收。
因此，止裂性提高。

[0034] 将与相邻晶粒的晶体取向差确定为15°以上的理由是，因为不足15°时晶界难以成为脆性裂纹传播的障碍，上述那样的止裂性提高效果减小。并且，将钢板表背层部的晶
粒直径确定为15μm以下的理由是，因为超过15μm时不能得到剪切唇的形成所需要的韧
性；将钢板中心部的晶粒直径确定为40μm以下的理由是，因为超过40μm时韧性降低、板
厚内部的脆性裂纹的传播成为支配性的，表层部的破坏驱动力增大，由此难以形成剪切唇。

[0035] 另一方面可以判明，在钢板受到外部应力时，该钢板所发生的脆性裂纹沿着{100}面的解理面传播，所以如果在与该外部应力垂直的面上{100}面织构发达，则如上述那样
控制晶粒直径时的止裂性提高效果减小。

[0036] 此时可以判明，相对于与外部应力垂直的面成±15°的角度的{100}面的织构，在从钢板表面和背面到板厚的10％的区域(钢板表背层部)内的面积率为30％以下时，能
够发挥由晶粒直径的微细化所引起的止裂性提高效果，并且止裂性显示充分的值。而且可
以判明，在钢板表背层部以外的包含板厚中心部的区域(钢板中心部)内，如果将上述的织
构的面积率控制在15％以下，则能够发挥由晶粒直径的微细化所引起的止裂性提高效果，
并且止裂性显示充分的值。

[0037] 图3是表示对图2中使用的钢板由EBSP法得到的测定结果的{100}面图像。在图3所示的例子中，黑色部分是相对于与外部应力垂直的面成±15°角度的{100}面。该
{100}面的面积率在距离钢材表面5mm下的位置为14％，在从表面到板厚的1/4的位置的
部分为14％，板厚的1/2位置的部分为6％。这样，{100}面的面积率满足在钢板表背层部
为30％以下、在钢板中心部为15％以下的厚钢板，如上述那样，显示出在-10℃时的Kca为
0.5
200MPa·m 以上的高止裂性。而且，在观察试验片的断面时，在表背层部观察到为板厚的
约10％的剪切唇。

[0038] 该{100}面的面积率越小，止裂性越提高，但是如果过分地小，则其它织构发达，止裂性将产生各向异性，因此优选在钢板表背层部为5％以上、在钢板中心部为3％以上。

[0039] 上述的止裂性提高效果对于屈服应力为390～500MPa的钢板、以及板厚为40～100mm的钢板特别显著。其理由是，因为在屈服应力不足390MPa或超过500MPa以及板厚不
足40mm或超过100mm的范围，难以在本发明规定的板厚方向形成晶粒直径和织构不同的分
布。

[0040] 以下，就限定各元素量的理由进行说明。

[0041] C：为了确保厚的母材的强度和韧性，0.03％以上是必要的，其为下限。而C超过0.15％时难以确保良好的HAZ韧性，因此将其作为上限。

[0042] Si：作为脱氧元素和强化元素是有效的，因此0.1％以上是必要的，但超过0.5％时HAZ韧性大大劣化，因此其为上限。

[0043] Mn：为了经济地确保厚的母材的强度和韧性，0.5％以上是必要的。但当添加超过2.0％的Mn时，中心偏析变得显著，该部分的母材和HAZ的韧性劣化，因此其为上限。

[0044] P：是杂质元素，为了稳定地确保HAZ的韧性，减低到0.02％以下是必要的。

[0045] S：也是杂质元素，为了稳定地确保母材的特性以及HAZ的韧性，减低到0.01％以下是必要的。

[0046] Al：担负脱氧、且对减少作为杂质元素的氧是必要的。除了Al以外，Mn和Si也对脱氧有利，即便在添加这些元素的情况下，如不添加0.001％以上的Al，则也难以稳定地控
制氧。但是，Al超过0.1％时氧化铝系的粗大氧化物及其簇群生成，母材和HAZ的韧性遭到
损害，因此将其作为上限。

[0047] Ti：对于本发明是重要的，通过添加Ti可形成TiN，在钢坯加热时能够抑制奥氏体粒子直径的长大。如上述那样，如果奥氏体粒子直径长大，则相变后的贝氏体粒子直径也将
增大，因此为了得到所需要的大小的贝氏体粒子直径，添加0.005％以上的Ti是必要的。但
是，过剩地添加Ti会由于形成TiC而导致HAZ韧性的降低，因此将0.02％作为上限。

[0048] Ni：对于本发明是最重要的。如上述那样将Ni添加量控制在适宜的值，且通过控制在钢板冷却过程的冷却速度，则可以将贝氏体的亚单元(subunit)、即将晶体取向差为
15°以上的界面定义为晶界时的晶粒微细化。为了发挥这一效果，Ni的添加量为0.15％以
上是必要的。但是，Ni是昂贵元素，过剩地添加使成本提高，而且Ni添加的效果也存在上
限，因此优选将2％作为上限。

[0049] N：对于本发明是重要的。如上述那样，在钢材中需要形成TiN，所以将0.001％作为下限。另一方面，在N的添加量过剩时，导致钢材脆化，因此将上限确定为0.008％。

[0050] 并且，除了上述添加元素以外，也可以以质量％计含有Cu：0.1～1％、Cr：0.1～1％、Mo：0.05～0.5％、Nb：0.005～0.05％、V：0.02～0.15％、B：0.0003～0.003％中的
至少1种以上作为化学成分。通过将它们添加下限以上的量，可以确保母材的强度和韧性。
但是，在这些元素含量过多时，HAZ韧性和焊接性降低，因此需要对各个元素设定上限。

[0051] 而且，除了上述添加元素以外，也可以以质量％计含有Ca：0.0003～0.005％、Mg：0.0003～0.005％、REM：0.0003～0.005％中的至少1种以上作为化学成分。通过添加这
些元素，可以确保HAZ韧性。

[0052] 其次，就本发明的高强度厚钢板的优选的制造方法进行说明。首先，采用转炉等通常公知的熔炼方法，对调整为上述适宜的化学成分的钢液进行熔炼，采用连铸等通常公
知的铸造方法制成钢坯料即铸坯。在铸造时的冷却过程中或冷却后将钢坯加热至950～
1250℃的温度，进行奥氏体单相化。这是因为在不足950℃时熔体化不充分，在超过1250℃
时加热奥氏体粒子直径极度粗大化，从而在轧制后难以得到微细的组织，且韧性降低。为
了奥氏体细粒化的目的，该加热的钢坯料也可以进行900℃以上的再结晶轧制，但即使是未
进行再结晶轧制的状态也没有关系。接着，通过精轧来制造规定厚度的钢板，轧制后进行水
冷。此时在670℃以上850℃以下的温度进行累积压下率为30％以上的轧制、从650℃以上
的温度开始冷却较为理想。此时的冷却速度较为理想的是，在钢板表面为25℃/s以上、在
钢板中心部为5℃/s以上。并且，为了进行自身回火的目的，也有时从500℃以下的温度将
水冷切换成空冷。而且，根据需要，可以在冷却后于300～650℃的温度下进行回火热处理，
调节母材的强度和韧性。这样，不必要求超低温轧制以及复杂的热处理工序，因此能够以高
的生产率、且以较低的成本制造本实施形态所涉及的高强度厚钢板。而且，因为残余应力也
被抑制，故能够抑制因形状矫正导致的成本增加，所以是优选的。

[0053] 如上所示，根据本实施形态，通过将Ni添加量确定在适宜的值、将贝氏体主体组织的晶粒直径微细化、且形成减低了沿与外部应力垂直的面取向的{100}面的面积率的
织构分布，由此对于高强度厚钢板，能够使止裂性提高。并且，对于屈服应力为390MPa～
0.5
500MPa、且板厚为40～100mm的钢板，可以使显示止裂性的在-10℃时的Kca为170MPa·m
以上。而且生产率高、且能够降低成本。

[0054] 实施例

[0055] 在炼钢工序，将钢液的化学成分进行调整后，通过连铸来制造铸坯，将该铸坯进行再加热并进行厚板轧制，从而制造厚度为40～100mm的厚钢板，并进行水冷。此时对一部分
钢板进行空冷(比较例)。然后，根据需要进行热处理，制造屈服强度为390MPa～500MPa
的厚钢板。在表1中表示各厚钢板的化学成分。

[0056] 表1 单位：质量％

[0057]类别 钢 C Si Mn P S Al Ti Ni N Cu Cr Mo Nb V B Ca Mg REM
本发明钢 1 0.15 0.1 1.40.0050.002 0.030.015 0.2 0.003 - - - 0.008 - - - - 0.003
本发明钢 2 0.12 0.3 1.2 0.0040.003 0.050.006 0.6 0.004 - - - - - - - - -
本发明钢 3 0.08 0.2 1.1 0.0050.005 0.010.008 1.0 0.002 - - - 0.015 - 0.0010.001 - -
本发明钢 4 0.05 0.1 0.7 0.0030.004 0.010.014 1.4 0.006 0.8 - - 0.006 0.05 - - 0.002 -
本发明钢 5 0.03 0.2 0.6 0.0020.004 0.040.012 1.8 0.005 0.5 0.5 0.5 0.025 - - - - -
本发明钢 6 0.04 0.1 1.9 0.0050.003 0.030.010 0.4 0.004 - - - - - - 0.002 - -
本发明钢 7 0.06 0.3 1.80.0050.003 0.030.012 0.5 0.003 - - - - - - - - -
本发明钢 8 0.08 0.1 1.50.0060.005 0.020.014 0.4 0.002 0.4 - - 0.006 - - - - -
比较钢 9 0.08 0.2 1.10.0050.005 0.010.008 0 0.002 - - - 0.015 - 0.0010.001 - -
比较钢 10 0.13 0.2 1.20.0050.002 0.030.015 0.1 0.005 - - - 0.015 0.05 - - - 0.004
比较钢 11 0.05 0.1 1.10.0040.004 0.050.007 1.0 0.004 0.3 0.2 0.2 0.008 - - - - -
比较钢 12 0.11 0.1 0.90.0030.003 0.02 - 1.0 0.002 0.3 - - 0.012 - - - 0.001 -
比较钢 13 0.12 0.2 1.6 0.0040.004 0.010.010 0.3 0.004 - - - - - - 0.0010.001 -

[0058] 测定各厚钢板的显微组织相的分率、机械性能、平均晶粒直径、以及止裂性。在它们当中，作为显微组织相的分率，是通过光学显微镜对距离厚板表面5mm下的位置、板厚的
1/4的位置、以及板厚的1/2的位置以400倍的倍数进行显微组织摄像，通过图象解析，对各
个位置求出各相相对于测定的总视野区域的面积率的平均值。并且，作为屈服应力(YS)以
及抗拉应力(TS)，求出2个试验片的平均值。而且，作为在-40℃下的夏比冲击试样吸收能
(vE-40)，求出3个试验片的平均值。并且，平均晶粒直径是按照如下的方式求得：采用电子
背散射图(EBSP：ElectronBack Scattering Pattern)法以1μm间距测定500μm×500μm
的区域，制作成与相邻晶粒的晶体取向差为15°以上的晶界图像，通过图象解析来求得此
时的晶粒当量圆直径。并且，采用测定的EBSP数据来进行晶体取向解析，制作成相对于与
外部应力垂直的面成±15°的角度的{100}面的图像，通过图象解析来求出其相对于总视
野区域的面积率。并且，平均晶粒直径以及{100}面的面积率的测定位置分别为距离厚钢
板的表面为板厚的约10％下的位置(以下称为表层)、以及板厚中心部(以下称为中心)。
并且，止裂性采用温度梯度型的标准ESSO试验(原厚度以及板宽各为500mm)来进行试验。
各厚钢板的这些测定结果与制造方法一并示于表2和3中。

[0059] 表2

[0060]类别 钢 板厚 钢板的制造方法 显微组织
(mm)
加热 轧制 冷却 回火 各相的面积率(％)
温度 温度
(℃) 开始 开始 结束 (℃)
(℃) (℃) (℃) 铁素体 珠光体 贝氏体
本发明钢 1 50 1150 1050 800 400 - 10 0 90
本发明钢 2 40 1200 1100 780 350 - 20 10 70
本发明钢 3 80 1050 950 750 150 630 10 5 85
本发明钢 4 100 1100 1000 730 100 580 25 5 70
本发明钢 5 60 1080 980 770 200 550 30 5 65
本发明钢 6 70 1020 950 740 300 - 15 5 80
本发明钢 7 70 1200 1100 770 500 - 25 0 75
本发明钢 8 50 1050 950 700 150 500 30 5 65
比较钢 9 80 1150 1050 750 150 630 20 10 70
比较钢 10 40 1250 1150 780 200 580 15 5 80
比较钢 11 60 1100 1000 空冷 - 40 20 40
比较钢 12 100 1050 950 800 400 - 10 0 90
比较钢 13 90 1150 1100 820 300 - 10 5 85

[0061] 表3(表2续表)

[0062])4 性裂止 ℃01-ta acK )maPM( 042 052 002 591 022 012 071 081 08 59 57 021 051 )
)3 心中 ％( 5 01 6 21 7 8 61 01 01 4 9 81 5 率
积 )
面}001{ 层表 ％( 02 81 41 52 51 71 43 04 53 52 23 91 61 )m
心中 μ( 53 03 81 61 71 52 03 51 54 24 82 53 05
)2
径
直粒 层 )m
晶均平 表 μ( 21 01 6 6 5 7 41 6 02 81 52 02 21
04-Ev )J( 002 002 052 042 052 003 022 003 002 081 052 052 001
)1 2/t ST )aPM( 036 035 006 085 055 095 045 046 055 016 025 065 035
- )a
材母 SY PM( 084 593 074 024 044 564 004 084 044 094 093 024 014
钢 1 2 3 4 5 6 7 8 9 01 11 21 31
钢 钢 钢 钢 钢 钢 钢 钢
明 明 明 明 明 明 明 明 钢 钢 钢 钢 钢
别 发 发 发 发 发 发 发 发 较 较 较 较 较
类 本 本 本 本 本 本 本 本 比 比 比 比 比

[0063] 1)在板厚中心位置，YS和TS为2个试验片的平均值、在-40℃下的夏比冲击试样吸收能(vE-40)为3个试验片的平均值。

[0064] 2)由EBSP法测得的与相邻晶粒的取向差为15°以上的晶界所包围的晶粒的当量圆直径。

[0065] 3)由EBSP法测得的相对于与外部应力垂直的面成±15°的角度的{100}晶面的面积率。

[0066] 4)温度梯度型标准ESSO试验(原板厚、板宽为500mm)的在-10℃时的Kca值。

[0067] 钢1～8的化学成分和晶粒直径均满足本发明的要件，因此显示止裂性的在-10℃0.5
时的Kca显示出170MPa·m 以上的优良值。特别是钢1～6的{100}面积率也满足本发
0.5
明的要件，因此显示出195MPa·m 以上的更优良值。并且，呈现出贝氏体主体的显微组织，
且机械性能也显示出屈服强度(YS)为395～480MPa、抗拉强度(TS)为530～640MPa的较
高值。

[0068] 与此相对，钢9和10的Ni添加量分别为0％和0.1％，低于本发明的下限，结果表层和中心部的晶粒直径均高于本发明范围的上限。并且，钢9的{100}面积率在表层部高
0.5
于本发明范围的上限。因此，在-10℃时的Kca值显示出80～95MPa·m 的较低值。

[0069] 另外，虽然钢11的化学成分满足本发明的要件，但晶粒直径以及{100}面积率在0.5
表层部高于本发明范围的上限。因此，在-10℃时的Kca值显示出75MPa·m 的较低值。

[0070] 钢12的化学成分Ti没有满足本发明的要件，因此晶粒直径在表层部高于本发明范围的上限。而且，{100}面积率在中心部高于本发明范围的上限。因此，在-10℃时的Kca
0.5
值显示出120MPa·m 的较低值。

[0071] 钢13的化学成分以及表层部的晶粒直径满足本发明的要件，但中心部的晶粒直径高于本发明范围的上限。因此，即使{100}面积率满足本发明的要件，在-10℃时的Kca
0.5
值也变成150MPa·m ，没能显示出高止裂性。

[0072] 从以上的实施例可以确认，通过适用本发明，能够提供屈服应力为390MPa～0.5
500MPa、板厚为40～100mm的贝氏体主体组织、且在-10℃时的Kca值170MPa·m 以上的
止裂性优良的高强度厚钢板。

[0073] 此外，本发明并不限于上述实施形态，在不脱离本发明的主旨的范围内，可能进行各种变更来实施。

[0074] 本发明能够以低成本提供止裂性优良、屈服应力高的板厚为40mm以上的厚钢板，能够满足造船、贮槽、建筑等大型结构物对安全性和低成本的要求，因此在产业上具有大的
可利用性。