專(zhuān)利名稱(chēng)：脆性龜裂傳播停止特性?xún)?yōu)異的鋼材及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及橋梁、建筑物、船舶等結(jié)構(gòu)物所使用鋼材，特別是涉及將鋼材上發(fā)生了的脆性龜裂快速停止的鋼材及其制造方法。
背景技術(shù)：
對(duì)于橋梁、建筑物、船舶、油罐、海洋結(jié)構(gòu)物、管線(xiàn)管等結(jié)構(gòu)物所使用的鋼材，要求難以發(fā)生脆性破壞。為了抑制脆性破壞，有效的是不使鋼材發(fā)生脆性龜裂，而如果鋼材發(fā)生了脆性龜裂，則有效的是使發(fā)生的脆性龜裂不要進(jìn)展，迅速地使之停止(以下稱(chēng)為脆性龜裂傳播停止特性)。脆性龜裂已知在鋼材的應(yīng)力擴(kuò)大系數(shù)K達(dá)到根據(jù)脆性破壞傳播停止特性試驗(yàn)所測(cè)定的Kca值以上時(shí)(K彡Kca)時(shí)發(fā)生，設(shè)應(yīng)力為ο，龜裂的長(zhǎng)度為a時(shí)，應(yīng)力擴(kuò)大系數(shù)K
由K=CJ^T (n Xa)表示。因此，鋼材的強(qiáng)度越高，應(yīng)力σ越大，脆性龜裂越容易發(fā)生。為
了防止脆性龜裂的發(fā)生，有效的是降低鋼材的強(qiáng)度。但是隨著結(jié)構(gòu)物的大型化，鋼材所要求的強(qiáng)度日益提高。本發(fā)明者在日本特開(kāi)2010-1520號(hào)中提出有一種技術(shù)，其不是通過(guò)減小應(yīng)力ο來(lái)減小應(yīng)力擴(kuò)大系數(shù)K，從而防止脆性龜裂的發(fā)生，而是通過(guò)增大鋼材的Kca值來(lái)擴(kuò)展應(yīng)力擴(kuò)大系數(shù)K的允許范圍，從而即使負(fù)荷大的應(yīng)力ο時(shí)，仍可防止脆性龜裂的發(fā)生。因此提出的厚鋼板距表面深t/8 t/4(t為板厚)的位置的組織為貝氏體主體，并且將相鄰的2個(gè)結(jié)晶的方位差為15°以上的大角晶界所包圍的區(qū)域作為晶粒時(shí)，將該晶粒的平均當(dāng)量圓直徑控制在8μπι以下。通過(guò)使晶粒微細(xì)化，從而提高Kca值。即，晶粒的微細(xì)化會(huì)提高龜裂與晶界碰撞的頻率，從而使龜裂的進(jìn)展停止。

發(fā)明內(nèi)容
期盼著鋼材的更高強(qiáng)度化，本發(fā)者在提出上述專(zhuān)利文獻(xiàn)后，為了進(jìn)一步改善脆性龜裂傳播停止特性而進(jìn)行了研究。本發(fā)明鑒于這種情況而做，其目的在于，提供一種進(jìn)一步改善了脆性龜裂傳播停止特性的鋼材及其制造方法。能夠解決上述課題的本發(fā)明的鋼材，滿(mǎn)足C :0. 02 0.12% ( “質(zhì)量％”的意思。 以下關(guān)于化學(xué)成分均同。)、Si :0. 5%以下、Mn 1 2%、Nb :0. 005 0. 04%,B :0. 0005 0. 003%, Ti 0. 005 0. 02%, N :0. 0040 0. 01%, P :0. 02% 以下、S :0. 015% 以下、Al 0. 01 0. 06%，余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。而且，從所述鋼材的深t/8至t/4位置 (t為鋼材的厚度，以下同。)的區(qū)域，以電子背散射衍射分析法(EBSP法)觀察金屬組織時(shí)，滿(mǎn)足下式(1)和式O)。其中，式(1)中，D的意思是以EBSP法測(cè)定鄰接的2個(gè)結(jié)晶的方位差，由結(jié)晶方位差15°以上的大角晶界所包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑(ym)。另外， 式O)中，R的意思是隨機(jī)晶界在上述大角晶界中所占的比例(面積％ )。D ^ 8ym... (1)
R ≥ 50 面積 ％ — (2)從所述鋼材最表面至深t/4位置的區(qū)域測(cè)定硬度時(shí)，優(yōu)選最小值達(dá)到190Hv以上。所述鋼材作為其他元素，也可以還含有(a)從Ni :0. 7%以下、Cu :0. 3%以下、Cr 1. 5%以下和Mo 以下之中選出的至少一種；和/或(b)V :0. 以下。本發(fā)明的脆性龜裂傳播停止特性?xún)?yōu)異的鋼材，能夠通過(guò)如下方式制造將上述成分組成的鋼材加熱至適當(dāng)?shù)臏囟?優(yōu)選為1050°C以上)，在Ar3A+30°C以下、Ar3A以上的溫度范圍進(jìn)行累積壓下率50%以上的軋制，接著通過(guò)適當(dāng)?shù)姆椒?加熱、回?zé)?復(fù)熱)等。 優(yōu)選為回?zé)?，升溫至超過(guò)Ar3點(diǎn)+30°C (優(yōu)選為再結(jié)晶溫度-30°C以上)、再結(jié)晶溫度+20°C 以下(優(yōu)選為低于再結(jié)晶溫度)的溫度范圍后進(jìn)行冷卻(優(yōu)選以5°C/秒以上的平均速度從Ar3點(diǎn)以上的溫度冷卻至500°C以下)。所述鋼材也可以在加熱后，通過(guò)加速冷卻，冷卻至所述Ar3點(diǎn)+30°C以下。所述升溫之后也可以進(jìn)行軋制，之后再進(jìn)行冷卻。在本發(fā)明中，除了著眼于鋼材的表層部的金屬組織，將大角晶界所包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑抑制在8μπι以下之外，還使隨機(jī)晶界在大角晶界中所占的比例增加到規(guī)定值以上，因此能夠提供脆性龜裂傳播停止特性進(jìn)一步得到改善的鋼材。


圖1是表示以加工熱模擬{ H” 一、試驗(yàn)儀測(cè)量再結(jié)晶溫度時(shí)的加熱模式的模式圖。圖2是表示用于評(píng)價(jià)疲勞特性的試驗(yàn)片的形狀的說(shuō)明圖。圖3是表示熱軋時(shí)的累積壓下率與大角晶界所包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑D的關(guān)系的曲線(xiàn)圖。圖4是表示有無(wú)通過(guò)回?zé)徇M(jìn)行的升溫與隨機(jī)晶界在大角晶界中所占的比例R的關(guān)系的曲線(xiàn)圖。圖5是表示通過(guò)回?zé)嵘郎睾蟮钠骄鋮s速度與從鋼板的最表面至深t/4位置的區(qū)域中的硬度的最小值的關(guān)系的曲線(xiàn)圖。圖6是表示由大角晶界包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑D與-10°C下的Kca值(脆性龜裂傳播停止特性)的關(guān)系的曲線(xiàn)圖。圖7是表示隨機(jī)晶界在大角晶界中所占的比例R與-10°C下的Kca值(脆性龜裂傳播停止特性)的關(guān)系的曲線(xiàn)圖。圖8是表示從鋼板的最表面至深t/4位置的區(qū)域中的區(qū)域的硬度的最小值與疲勞限度(疲勞特性)的關(guān)系的曲線(xiàn)圖。
具體實(shí)施例方式若提高鋼材的抗拉強(qiáng)度，則應(yīng)力σ變大，因此應(yīng)力擴(kuò)大系數(shù)K變大，脆性龜裂容易發(fā)生。因此，如上述日本專(zhuān)利2010-1520號(hào)公開(kāi)的，判明只是將大角晶界所包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑D抑制在8 μ m以下，還不能防止脆性破壞的發(fā)生。因此本發(fā)明者為了提供一種將脆性龜裂傳播停止特性進(jìn)一步改善了的鋼材而反復(fù)銳意研究。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，如果使大角晶界中所占的隨機(jī)晶界的比例R達(dá)到50面積％以上， 則即使脆性龜裂發(fā)生，也能夠迅速停止其進(jìn)展，能夠確保脆性龜裂傳播停止特性。
S卩，大角晶界已知被大致區(qū)分為晶界能低的“規(guī)則晶界”和晶界能高的“隨機(jī)晶界”(例如，“材料組織學(xué)”，高木節(jié)雄、津崎兼彰，朝倉(cāng)書(shū)店發(fā)行，第45頁(yè))。是否可以認(rèn)為， 其中晶界能高的隨機(jī)晶界對(duì)于脆性龜裂的進(jìn)展成為阻抗，能夠快速停止脆性龜裂進(jìn)展，并對(duì)此進(jìn)行反復(fù)研究。其結(jié)果判明，如后述的實(shí)施例所表明，如果能夠通過(guò)規(guī)定的方法來(lái)控制隨機(jī)晶量的量，并且使大角晶界中所占的隨機(jī)晶界的比例R達(dá)到50面積％以上，則能夠改善脆性龜裂傳播停止特性。以下，對(duì)于本發(fā)明進(jìn)行詳細(xì)地說(shuō)明?！瓣P(guān)于晶界方位差為15°以上的大角晶界所包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑D和大角晶界中所占的隨機(jī)晶界的比例R”本發(fā)明的鋼材，以電子背散射衍射分析法(EBSP法)觀察金屬組織時(shí)，需要滿(mǎn)足下式(1)和式O)。通過(guò)滿(mǎn)足兩式，能夠改善脆性龜裂傳播停止特性。D ^ 8ym... (1)R 彡 50 面積 ％ — (2)上式⑴中，D的意思是以EBSP法測(cè)定鄰接的2個(gè)結(jié)晶的方位差，將結(jié)晶方位差 15°以上的大角晶界所包圍的區(qū)域作為晶粒時(shí)，該晶粒的平均當(dāng)量圓直徑(ym)。所謂“當(dāng)量圓直徑”，就是測(cè)定晶界的面積，并假設(shè)為面積相等的圓的直徑。在本發(fā)明中，與上述日本特開(kāi)2010-1520號(hào)一樣，為了改善脆性龜裂傳播停止特性，上述D值為8μπι以下。即，一般可知脆性龜裂在結(jié)晶方位差為15°以上的大角晶界彎曲、迂回或停止。因此，通過(guò)使結(jié)晶方位差為15°以上的大角晶界所包圍的晶粒微細(xì)化，脆性龜裂彎曲、迂回或停止的位置便會(huì)增加，其結(jié)果是能夠使脆性龜裂進(jìn)展停止。上述D值優(yōu)選為7 μ m以下，更優(yōu)選為6 μ m以下。還有，D值越小越為優(yōu)選，下限沒(méi)有特別限制，例如也可以為Iym左右。上式(2)中，R的意思是以EBSP法測(cè)定鄰接的2個(gè)結(jié)晶的方位差時(shí)，隨機(jī)晶界在結(jié)晶方位差為15°以上的大角晶界中所占的比例(面積％)。在本發(fā)明中，R值為50面積％以上。通過(guò)使晶界能高的隨機(jī)晶界增加，能夠增加對(duì)于脆性龜裂的進(jìn)展的阻抗，能夠提高脆性龜裂傳播停止特性。上述R值優(yōu)選為53面積％以上，更優(yōu)選為55面積％以上。還有，R值越大越優(yōu)選， 上限沒(méi)有特別限制，例如也可以為65面積％左右。D值和R值是設(shè)鋼材的厚度為t (mm)時(shí)，對(duì)于從深度t/8位置至t/4位置的區(qū)域中的金屬組織進(jìn)行觀察來(lái)測(cè)定。脆性龜裂傳播停止特性對(duì)于從表層形成的延性破壞區(qū)域(剪切唇shear lip)造成的能量損失產(chǎn)生影響，因此通過(guò)控制深度t/8位置至t/4位置的區(qū)域中的D值和R值，能夠停止脆性龜裂。據(jù)以上，鋼材的脆性龜裂傳播停止特性提高。該技術(shù)特別能夠有效地利用于使表面硬度提高的鋼和高強(qiáng)度鋼上。可是，在上述結(jié)構(gòu)物中，通常應(yīng)力被反復(fù)負(fù)荷。若應(yīng)力反復(fù)負(fù)荷，則由于剪切應(yīng)力導(dǎo)致滑移帶發(fā)生，其反應(yīng)并且發(fā)達(dá)，在結(jié)構(gòu)物的表面形成突出或凹陷(以下稱(chēng)為突出等。)。 若在該突出等有應(yīng)力集中，則疲勞龜裂發(fā)生而產(chǎn)生疲勞破壞。但是為了確保安全性，對(duì)于構(gòu)成結(jié)構(gòu)物的鋼材要求難以發(fā)生疲勞龜裂，疲勞特性?xún)?yōu)異。為了防止疲勞龜裂的發(fā)生，抑制由剪切應(yīng)力造成的滑移帶，防止突出等的形成即可，有效的是提高鋼材的屈服點(diǎn)(YP)和抗拉強(qiáng)度(TS)。因此在本發(fā)明中，為了提高屈服點(diǎn)和抗拉強(qiáng)度而著眼于鋼材的表層部的硬度。這是由于疲勞龜裂從鋼材的表面發(fā)生，所以如果使鋼材的表層部堅(jiān)硬，提高該部分的屈服點(diǎn)和抗拉強(qiáng)度，則認(rèn)為能夠防止突出等的發(fā)生， 能夠抑制疲勞龜裂的發(fā)生。而且如后述的實(shí)施例所表明，可知如果使表層部的硬度的最小值達(dá)到190Hv以上，則能夠改善疲勞特性。“關(guān)于硬度的最小值”在本發(fā)明中，優(yōu)選使鋼材的表層部的硬度的最小值為190HV以上。通過(guò)使鋼材的表層部堅(jiān)硬，即使應(yīng)力被反復(fù)負(fù)荷，也能夠防止突出等的形成，因此能夠改善鋼材的疲勞特性。上述的硬度的最小值越大越好，更優(yōu)選為200Hv以上，進(jìn)一步優(yōu)選為210Hv以上。為了使上述的硬度的最小值達(dá)到190Hv以上，使表層部的金屬組織為貝氏體主體即可。所謂貝氏體主體，意思是以電子顯微鏡觀察金屬組織時(shí)，貝氏體分率約60面積％以上。貝氏體分率優(yōu)選為70面積％以上，更優(yōu)選為80面積％以上，進(jìn)一步優(yōu)選為90面積％ 以上，最優(yōu)選貝氏體為100面積％。貝氏體以外的金屬組織也可以是鐵素體。但是若鐵素體在金屬組織中所占的比率高，則鋼材的硬度有變小的傾向。因此鐵素體在金屬組織中所占的比率盡可能地小，例如優(yōu)選為8面積％以下，更優(yōu)選為5面積％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為3面積％以下。上述硬度的上限沒(méi)有特別限定，例如也可以為260Hv左右。該上限值是與貝氏體組織的平均硬度大致相等的值。上述硬度是設(shè)鋼材的厚度為t (mm)時(shí)，從最表面至深度t/4位置的區(qū)域測(cè)定的。之所以設(shè)定該區(qū)域，是因?yàn)橛捎谄邶斄寻l(fā)生的位置在鋼材的最表面，所以防止疲勞龜裂的發(fā)生。上述硬度以等間隔(例如Imm間隔)，對(duì)于從最表面至深度t/4位置的區(qū)域進(jìn)行測(cè)定，求得最小值即可。具體的測(cè)定步驟在后述的實(shí)施例的項(xiàng)目中進(jìn)行說(shuō)明。本發(fā)明的鋼材，表層部的金屬組織(優(yōu)選為金屬組織和硬度)滿(mǎn)足上述要件，該鋼材的成分組成需要滿(mǎn)足C 0. 02 0. 12%, Si :0. 5%以下、Mn 1 2%、Nb :0. 005 0. 04%, B 0. 0005 0. 003%, Ti :0. 005 0. 02%, N :0. 0040 0. 01%, P :0. 02% 以下、 S 0. 015%以下、Al 0. 01 0. 06%。規(guī)定這一范圍的理由如下。C是用于確保鋼材(母材)的強(qiáng)度所不能缺少的元素。需要使之含有0. 02%以上。 C優(yōu)選含有0.04%以上，更優(yōu)選為0.05%以上。但是若C超過(guò)0. 12%，則焊接時(shí)在HAZ大量生成島狀馬氏體(MA)，不僅會(huì)招致HAZ的韌性劣化，而且也給焊接性帶來(lái)不良影響。因此 C在0. 12%以下，優(yōu)選在0. 以下，更優(yōu)選在0. 08%以下。Si是有助于通過(guò)固溶強(qiáng)化而確保鋼材的強(qiáng)度的元素。但是若Si超過(guò)0. 5%，則在焊接時(shí)在HAZ大量生成島狀馬氏體(MA)，不僅會(huì)招致HAZ的韌性劣化，而且也給焊接性帶來(lái)不良影響。因此Si在0.5%以下。優(yōu)選在0.4%以下，更優(yōu)選在0.3%以下，進(jìn)一步優(yōu)選在0. 2%以下。還有，也可以不含有Si，但添加Si而為了添加Si而確保鋼材的強(qiáng)度，優(yōu)選使之含有0. 02%以上，更優(yōu)選為0. 05%以上，進(jìn)一步優(yōu)選使之含有0. 1 %以上。Mn是有助于鋼材(母材)的強(qiáng)度提高的元素。需要使之含有以上。Mn優(yōu)選含有1.2%以上，更優(yōu)選含有1.4%以上。但是若Mn超過(guò)2%，則使鋼材(母材)的焊接性劣化。因此，Mn需要抑制在2%以下。優(yōu)選在1.8%以下，更優(yōu)選在1.6%以下。Nb借助固溶帶來(lái)的溶質(zhì)拖曳效應(yīng)(Solute drag effect)和使氮碳化物析出帶來(lái)的釘扎效應(yīng)，抑制再結(jié)晶粒的粗大化，具有使脆性龜裂傳播停止特性提高的作用。另外也有助于母材韌性的提高。為了發(fā)揮這樣的作用，需要使Nb含有0.005%以上。更優(yōu)選為 0. 007%以上，進(jìn)一步優(yōu)選為0. 009%以上。但是，若Nb超過(guò)0. 04%，則析出的碳氮化物粗大化，反而使母材韌性劣化。因此，Nb優(yōu)選處于0.035%以下，更優(yōu)選在0.03%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0. 025%以下，特別優(yōu)選為0. 02%以下。B是提高淬火性而使強(qiáng)度提高的元素。另外，B抑制晶界鐵素體的生成，是使HAZ韌性提高的元素。為了發(fā)揮來(lái)自B添加的作用，需要使之含有0.0005%以上，優(yōu)選為0.001% 以上，更優(yōu)選為0. 0015%以上。但是，若B超過(guò)0. 003%，則其在奧氏體晶界作為BN析出， 招致HAZ韌性的降低。因此B在0. 003%以下，優(yōu)選為0. 0025%以下，更優(yōu)選為0. 002%以下。Ti在鋼材中使氮化物(TiN)微細(xì)分散，防止奧氏體晶粒粗大化，另外還具有抑制奧氏體的再結(jié)晶造成的粗大化的作用，具有減小晶粒而提高脆性龜裂傳播停止特性的作用。另外，Ti除了氮化物以外還生成氧化物，也是有助于HAZ韌性提高的元素。為了發(fā)揮這樣的作用，需要使Ti含有0. 005%以上。優(yōu)選為0. 007%以上，更優(yōu)選為0.01%以上。但是若過(guò)剩地添加Ti，則使鋼材(母材)的韌性劣化，因此Ti應(yīng)該抑制在0.02%以下。優(yōu)選在0. 018%以下，更優(yōu)選在0. 016%以下。N是使Ti氮化物析出，是具有提高脆性龜裂傳播停止特性的作用的元素。另外N在該氮化物帶來(lái)的釘扎效應(yīng)下，防止焊接時(shí)在HAZ生成的奧氏體晶粒的粗大化，促進(jìn)鐵素體相變，是有助于HAZ韌性提高的元素。為了有效地發(fā)揮這樣的效果，需要使之含有0. 0040% 以上。優(yōu)選為0.005%以上，更優(yōu)選為0.006%以上。N越多越會(huì)形成含Ti氮化物，奧氏體晶粒的微細(xì)化越得到促進(jìn)，因此在HAZ的韌性提高上有效地發(fā)揮著作用。但是若N超過(guò) 0. 01 %，則固溶N量增大，母材自身的韌性劣化，HAZ韌性也降低。因此N需要抑制在0. 01 % 以下。優(yōu)選在0.0095%以下，更優(yōu)選在0.009%以下。P是容易偏析的元素，特別是在鋼材中的晶界偏析而使母材的韌性劣化。因此P需要抑制在0. 02%以下。優(yōu)選在0. 018%以下，更優(yōu)選在0. 015%以下。S與Mn結(jié)合而生成硫化物(MnS)，是使母材的韌性和板厚方向的延展性劣化的有害的元素。因此S需要抑制在0.015%以下。優(yōu)選為0.012%以下，更優(yōu)選在0.008%以下， 進(jìn)一步優(yōu)選在0. 006%以下。Al是作為脫氧劑發(fā)揮作用的元素，另外還形成A1N，是對(duì)晶粒的微細(xì)化有作用的元素。為了發(fā)揮這樣的效果，Al需要含有0.01%以上。Al優(yōu)選為0.02%以上，更優(yōu)選為 0. 03%以上。但是若過(guò)剩地添加，則使母材韌性和HAZ韌性劣化，因此Al需要抑制在0. 06% 以下。Al優(yōu)選在0.04%以下，更優(yōu)選在0.035%以下。本發(fā)明的鋼材，含有上述元素作為必須成分，余量是鐵和不可避免的雜質(zhì)(例如 Mg, As, Se 等)。本發(fā)明的鋼材，作為其他元素還含有使鋼材的強(qiáng)度提高的元素(Ni、Cu、Cr、Mo)和 /或使HAZ韌性進(jìn)一步提高的元素(V)等也有效。具體來(lái)說(shuō)、優(yōu)選含有如下等元素(a)從Ni 0. 7%以下、Cu :0. 3%以下、Cr :1. 5%以下和Mo 以下之中選出的至少1種元素，和/或(b)V:0. 以下。規(guī)定這一范圍的理由如下。[(a)Ni、Cu、Cr、Mo]NiXuXr和Mo均是有助于提高鋼材的強(qiáng)度的元素，能夠分別單獨(dú)添加，或者也能夠復(fù)合添加。特別是M除了提高鋼材的強(qiáng)度，也是有助于提高鋼材自身的韌性的元素。優(yōu)選盡可能含有Ni，但是其為昂貴的元素，因此若過(guò)剩地含有則成本提高。因此從經(jīng)濟(jì)性的理由出發(fā)，上限優(yōu)選為0.7%。更優(yōu)選為0.5%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.4%以下。還有，為了有效地發(fā)揮上述的作用，優(yōu)選使Ni含有0. 01 %以上。更優(yōu)選為0. 02%以上，進(jìn)一步優(yōu)選為0. 03% 以上。Cu是進(jìn)行固溶強(qiáng)化而提高鋼材的強(qiáng)度的元素。但是若含有超過(guò)0.3%，則鋼材的韌性劣化，因此Cu優(yōu)選在0. 3%以下。更優(yōu)選為0.以下，進(jìn)一步優(yōu)選在0. 25%以下。 還有，為了有效地發(fā)揮這樣的作用，優(yōu)選使之含有0.01%以上。更優(yōu)選為0.02%以上，進(jìn)一步優(yōu)選為0. 03%以上。Cr對(duì)于提高鋼的強(qiáng)度發(fā)揮作用，但是若超過(guò)1.5%，則使鋼材(母材)的強(qiáng)度提高得過(guò)于顯著，母材韌性劣化，因此HAZ韌性降低。因此Cr優(yōu)選為1.5%以下。更優(yōu)選在 1. 2 %以下，進(jìn)一步優(yōu)選在1 %以下，特別優(yōu)選在0. 5%以下。還有，為了有效地發(fā)揮上述的作用，優(yōu)選使之含有0.01%以上。更優(yōu)選為0.02%以上，進(jìn)一步優(yōu)選為0.03%以上。Mo對(duì)于提高鋼的強(qiáng)度發(fā)揮作用，但若超過(guò)1%，則鋼材(母材)的強(qiáng)度顯著過(guò)高， 母材韌性反而劣化，因此HAZ韌性也降低。因此優(yōu)選Mo在以下。更優(yōu)選在0.7%以下， 進(jìn)一步優(yōu)選抑制在0.5%以下，特別優(yōu)選為0.05%以下。還有，為了有效地發(fā)揮上述作用， 優(yōu)選使之含有0. 01 %以上。更優(yōu)選為0. 02%以上，進(jìn)一步優(yōu)選為0. 03%以上。[(b) V]V是使HAZ韌性提高的元素，但若含有超過(guò)0. 1 %，則析出的碳氮化物粗大化而使母材的韌性劣化。因此V優(yōu)選為0. 以下。更優(yōu)選為0.08%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.05% 以下，特別優(yōu)選為0.01%以下。還有，為了有效地發(fā)揮上述的作用，優(yōu)選使之含有0.001% 以上。更優(yōu)選為0. 002%以上，進(jìn)一步優(yōu)選為0. 003%以上。接下來(lái)，對(duì)于制造本發(fā)明的鋼材的方法進(jìn)行說(shuō)明。為了將大角晶界所包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑(D值)和隨機(jī)晶界在大角晶界中所占的比例(R值)控制在規(guī)定的范圍，重要的是將加熱的鋼材在Ar3點(diǎn)之上的未再結(jié)晶域進(jìn)行軋制(以下稱(chēng)為低溫軋制。)，從而向鋼材中導(dǎo)入應(yīng)變(位錯(cuò))后，將其升溫至再結(jié)晶溫度附近(以下稱(chēng)為升溫處理)。即使低于再結(jié)晶溫度，再結(jié)晶也會(huì)以導(dǎo)入的應(yīng)變?yōu)轵?qū)動(dòng)力而發(fā)生，因此新的晶界生成。然后在Ar3點(diǎn)之上的低溫下生成的晶界成為規(guī)則晶界，相對(duì)于此，在再結(jié)晶溫度附近生成的晶界成為隨機(jī)晶界。因此，越是增大由未再結(jié)晶域下的軋制導(dǎo)入的應(yīng)變的蓄積，另外通過(guò)其后的升溫越接近再結(jié)晶溫度，就越能夠減小D值，能夠增大 R值。上述鋼材的加熱溫度(鋼材的溫度意思是平均溫度。下同，其決定方法在實(shí)施例一欄中詳述。)例如為1050°C以上，優(yōu)選1080°C以上，更優(yōu)選為1100°C以上。通過(guò)加熱至 1050°C以上，能夠使鋼材的組織成為奧氏體單相，另外還能夠使Nb全部固溶。但是若加熱溫度過(guò)高，則初期的奧氏體組織過(guò)于粗大化，因此使相變后的組織充分微細(xì)化有困難。因此加熱溫度的上限例如為1250°C以下，優(yōu)選為1200°C以下，更優(yōu)選為1150°C以下。加熱的鋼材根據(jù)需要實(shí)施粗軋和冷卻后，實(shí)施上述低溫軋制。低溫軋制的溫度為 Ar3A+30°C以下(優(yōu)選為Ar3A+20°C以下)，Ar3A以上。該溫度范圍的累積壓下率為 50%以上，優(yōu)選為53%以上，更優(yōu)選為55%以上。從R值和D值的觀點(diǎn)出發(fā)，累積壓下率的上限沒(méi)有限制，但是若考慮到軋制負(fù)荷和制造效率，則累積壓下率例如為80%以下，優(yōu)選為 70%以下，更優(yōu)選為65%以下左右。還有，上述Ar3點(diǎn)的溫度能夠由下式(3)計(jì)算。式(3)中，[]表示各元素的含量 (質(zhì)量％ )，t意思是鋼材的最終板厚(mm)。Ar3 (°C ) = 910-310 X [C] -80 X [Mn] -20 X [Cu]-15 X [Cr]-55 X [Ni]-80 X [Mo] +0 .35 X (t-8) ... (3)低溫軋制后如上述進(jìn)行升溫處理。該升溫的溫度范圍是超過(guò)Ar3點(diǎn)+30°C，再結(jié)晶溫度+20°C以下。越接近再結(jié)晶溫度，以應(yīng)變?yōu)轵?qū)動(dòng)力的再結(jié)晶越得到促進(jìn)，R值變大，另外 D值變小。但是若過(guò)于超越再結(jié)晶溫度，則晶粒開(kāi)始生長(zhǎng)，因此D值的抑制變得困難。考慮到再結(jié)晶和晶粒生成的平衡，將升溫的溫度范圍定在再結(jié)晶溫度+20°C以下。優(yōu)選的溫度范圍是再結(jié)晶溫度-30°C以上(特別優(yōu)選再結(jié)晶溫度-20°C以上)、低于再結(jié)晶溫度(特別優(yōu)選再結(jié)晶溫度_5°C以下)。還有，再結(jié)晶溫度例如能夠使用加工熱模擬(7 *—7 7夕一)試驗(yàn)儀，按下面的步驟進(jìn)行測(cè)定。準(zhǔn)備直徑8mm、高12mm的圓柱狀試驗(yàn)片，按圖1所示的加熱模式進(jìn)行加工。 即，以10°C /秒的升溫速度將試驗(yàn)片加熱至1100°C，保持1分鐘后，進(jìn)行初期加工而使高度達(dá)到10_，以1100°C的狀態(tài)保持20分鐘。接著，使加工溫度760°C、780°C、80(rC、82(rC、 840°C、860°C或880°C而以50°C /秒的冷卻速度從1100°C進(jìn)行冷卻，重復(fù)如下步驟以各種加工溫度保持10秒一第一道次的加工一以所述加工溫度保持10秒一第二道次的加工，結(jié)束第四道次的加工后，以加工溫度保持10秒之后，以50°C/秒的冷卻速度冷卻至室溫。各道次的加工是以15mm/秒的沖程速度進(jìn)行，使試驗(yàn)片的高度為，第一道次9. 0mm，第二道次 8. 0mm，第三道次7. 0mm，第四道次6. 5mm。上述冷卻是使用惰性氣體進(jìn)行急冷。作為比較對(duì)象，還準(zhǔn)備一個(gè)在上述20分鐘保持后，不進(jìn)行加工，而是以50°C /秒的冷卻速度冷卻(用惰性氣體進(jìn)行的急冷)至室溫的試樣。加工后，測(cè)定各加工溫度下的奧氏體粒徑，觀察有無(wú)再結(jié)晶，決定再結(jié)晶溫度。奧氏體晶粒為等軸的情況評(píng)價(jià)為發(fā)生了再結(jié)晶，偏平情況評(píng)價(jià)為沒(méi)有再結(jié)晶。奧氏體粒徑是用#150 #1000的濕式砂紙研磨試驗(yàn)片，接著使用金剛石研磨漿作為研磨劑實(shí)施鏡面加工，使用極低碳腐蝕液(例如使苦味酸20g、十二烷基苯磺酸鈉20g和鹽酸5 IOml溶解于蒸餾水500ml中調(diào)制而成的腐蝕液)對(duì)該鏡面研磨面進(jìn)行蝕刻后，以400倍的倍率觀察 150 μ mX 200 μ m的視野，進(jìn)行圖像分析來(lái)測(cè)定奧氏體粒徑。用于升溫的方法沒(méi)有特別限定，例如利用加熱(高頻加熱等)和回?zé)岬娜我庖环N都可以。利用回?zé)釙r(shí)，直到對(duì)于加熱的鋼材進(jìn)行低溫軋制的期間(特別是低溫軋制開(kāi)始之前)，需要進(jìn)行加速冷卻(例如水冷)。另外，實(shí)施粗軋時(shí)，需要在粗軋和低溫軋制之間進(jìn)行加速冷卻。通過(guò)低溫軋制之前的加速冷卻，能夠增大鋼材表面和內(nèi)部的溫度差，因此能夠在低溫軋制后使鋼材回?zé)?。在上述升溫的溫度范圍中，也可以根?jù)需要實(shí)施軋制。在升溫溫度一邊再結(jié)晶一邊進(jìn)行軋制，由此能夠使晶粒更微細(xì)，能夠使D值更小。該軋制的累積壓下率例如為3%以上(優(yōu)選為5%以上，特別優(yōu)選為8%以上)、25%以下(優(yōu)選為20%以下，特別優(yōu)選為18% 以下)。 升溫處理結(jié)束后，推薦進(jìn)行控制冷卻。通過(guò)控制冷卻，能夠使金屬組織成為貝氏體主體，能夠?qū)⒈韺硬康挠捕忍岣叩揭?guī)定值以上，能夠改善疲勞特性。在該控制冷卻中，例如以5°C /秒以上的平均速度從Ar3點(diǎn)以上的溫度冷卻至500°C以下。若冷卻開(kāi)始溫度低于 Ar3點(diǎn)或平均冷卻速度低于5°C /秒，則鐵素體大量生成，難以使表層部堅(jiān)硬。平均冷卻速度優(yōu)選為7°C /秒以上、更優(yōu)選為9°C /秒以上。之所以使冷卻停止溫度為500°C以下，是為了使相變完全結(jié)束。本發(fā)明的鋼材，脆性龜裂傳播停止特性(還有疲勞特性)優(yōu)異，因此例如能夠作為橋梁、建筑物、船舶、油罐、海洋結(jié)構(gòu)物、管線(xiàn)管等的結(jié)構(gòu)物的材料使用。該鋼材當(dāng)然能夠在小 中線(xiàn)能量焊接中防止焊接熱影響部的韌性劣化，即使在線(xiàn)能量為50kJ/mm以上的大線(xiàn)能量焊接中，也能夠防止焊接熱影響部的韌性劣化。本發(fā)明的鋼材，優(yōu)選抗拉強(qiáng)度為530MPa以上(特別優(yōu)選為600MPa以上)。另夕卜， 優(yōu)選表層部的硬度的最小值為160Hv以上(特別優(yōu)選為190Hv以上)。本發(fā)明的鋼材，以板厚為3mm以上(特別是20mm以上，此外還有40mm以上)的厚鋼板為對(duì)象。以下，通過(guò)實(shí)施例更詳細(xì)地說(shuō)明本發(fā)明，但下述實(shí)施例并沒(méi)有限定本發(fā)明的性質(zhì)， 只要在能夠符合前后述的宗旨的范圍內(nèi)，也可以適當(dāng)變更實(shí)施，這些均包含在本發(fā)明的技術(shù)范圍內(nèi)。實(shí)施例用轉(zhuǎn)爐熔煉下述表1所示的成分組成的鋼(余量為鐵和不可避免的雜質(zhì))，以下述表2所示的條件對(duì)所得到的板坯進(jìn)行熱軋。具體條件如下。將熔煉所得到的板坯加熱至下述1所示的溫度后，從1050°C加速冷卻至下述表2所示的熱軋開(kāi)始溫度，從該溫度以下述表 2所示的累積壓下率進(jìn)行熱軋。熱軋后，經(jīng)回?zé)崾怪郎睾筮M(jìn)行冷卻，制造下述表2所示的板厚的鋼板。在下述表 2中，顯示回?zé)釙r(shí)的鋼材的最高溫度和各鋼種的再結(jié)晶溫度(即晶粒開(kāi)始再結(jié)晶的溫度)。 再結(jié)晶溫度由加工熱模擬試驗(yàn)儀測(cè)定。另外在下述表2中，還顯示冷卻開(kāi)始溫度和平均冷卻速度。還有，下述表2的No. 7、8是通過(guò)回?zé)嵘郎睾?，以下述?所示的壓下率進(jìn)行軋制之后進(jìn)行冷卻的例子。在本實(shí)施例中，上述溫度全部以平均溫度進(jìn)行管理。平均溫度的計(jì)算方法如下?！镀骄鶞囟取?1)使用過(guò)程控制計(jì)算機(jī)，基于加熱開(kāi)始至加熱結(jié)束的氣氛溫度和在爐時(shí)間，計(jì)算鋼坯的表面至背面的板厚方向的任意的位置的加熱溫度。(2)使用計(jì)算出的加熱溫度，基于軋制中的軋制表和道間的冷卻方法(水冷或空冷)的數(shù)據(jù)，一邊采用差分法等適于計(jì)算的方法計(jì)算板厚方向的任意的位置的軋制溫度， 一邊進(jìn)行軋制。(3)鋼坯的表面溫度使用設(shè)置于軋制線(xiàn)上的放射型溫度計(jì)實(shí)測(cè)。但在過(guò)程控制計(jì)算機(jī)上也計(jì)算表面溫度。
(4)將粗軋開(kāi)始時(shí)、粗軋結(jié)束時(shí)和精軋開(kāi)始時(shí)分別實(shí)測(cè)的鋼坯的表面溫度與過(guò)程控制計(jì)算機(jī)所計(jì)算的表面溫度進(jìn)行對(duì)照。(5)計(jì)算表面溫度與實(shí)測(cè)的鋼坯表面溫度的差為士30°C以上時(shí)，將實(shí)測(cè)的鋼坯的表面溫度置換為上述計(jì)算表面溫度，作為過(guò)程控制計(jì)算機(jī)上的計(jì)算表面溫度，在差低于士30°C時(shí)，直接使用由過(guò)程控制計(jì)算機(jī)計(jì)算的表面溫度。(6)采用計(jì)算出的計(jì)算表面溫度，求得板厚方向的平均溫度。在下述表2中顯示基于表1所示的成分組成和鋼板的板厚(制品厚度)，運(yùn)用上式 (3)計(jì)算的Ar3點(diǎn)的值。其次，以下述步驟觀察所得到的鋼板的金屬組織，求得結(jié)晶方位差為15°以上的大角晶界所包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑D，和隨機(jī)晶界在大角晶界中所占的比例R。 D ( μ m)和R (面積％ )的值顯示在下述表3中。《D值》(1)準(zhǔn)備平行于軋制方向(縱長(zhǎng)方向)而切斷的試樣，使之包含所得到的鋼板的表面和背面雙方。(2)用#150 #1000的濕式砂紙或與之具有同等的功能的研磨方法進(jìn)行研磨，使用金剛石研磨漿等研磨劑實(shí)施鏡面加工。(3)針對(duì)鏡面研磨面，用 TexSEM Laboratories 公司制的 EBSP(Electron Back Scattering Pattern)裝置，在板厚方向深度t/8位置至t/4位置(t為鋼板的厚度)的區(qū)域，使測(cè)定范圍為200 μ mX200 μ m，使間距為0.5 μ m，測(cè)定2個(gè)結(jié)晶的方位差，將結(jié)晶方位差為15°以上的境界作為大角晶界。測(cè)定在上述區(qū)域中以5個(gè)視野進(jìn)行。還有，表示測(cè)定方位的可靠性的置信指數(shù)(confidence index)比0. 1小的測(cè)定點(diǎn)從分析對(duì)象中除去。(4)在晶粒分布映像(Grain distribution map)中，測(cè)定被結(jié)晶方位差為15°以上的大角晶界包圍的晶粒的最大寬度(通常是沿板厚方向的長(zhǎng)度)和最大長(zhǎng)度(通常是沿軋制方向的長(zhǎng)度)，計(jì)算晶粒的面積，計(jì)算晶粒的當(dāng)量圓直徑，求得平均值?！禦值》(1)大角晶界中所占的隨機(jī)晶界的比例R，使用以計(jì)算上述D時(shí)相同的條件實(shí)施了鏡面加工的試樣，以iTexSEM Laboratories公司制的EBSP裝置，在鏡面研磨面之中板厚方向的深度t/8位置至t/4位置(t為鋼板的厚度)的區(qū)域，使測(cè)定范圍為200 μ mX 200 μ m， 使間距為0.5μπι，測(cè)定2個(gè)結(jié)晶的方位差。測(cè)定在上述區(qū)域中以5個(gè)視野進(jìn)行。還有，表示測(cè)定方位的可靠性的置信指數(shù)比0. 1小的測(cè)定點(diǎn)從分析對(duì)象中除去。(2)測(cè)定結(jié)果之中，結(jié)晶方位差低于5. 5°的認(rèn)為是干擾而消除，求得至62. 5°的各方位差的分布。(3)通過(guò)使上述O)的工序制成的結(jié)晶方位差分布與規(guī)則晶界映像(記載各規(guī)則晶界的個(gè)數(shù)的表)對(duì)應(yīng)，由此計(jì)算各板厚位置的隨機(jī)晶界在大角晶界中所占的比例R。具體來(lái)說(shuō)，使各規(guī)則晶界(Σ 1 49)除以根據(jù)結(jié)晶方位分布得到的方位差15°以上的大角晶界的個(gè)數(shù)，由此求得各規(guī)則晶界的分布，將其合計(jì)，從100%中減去，從而計(jì)算出各板厚位置的隨機(jī)晶界在大角晶界中所占的比例R。將各板厚位置的最大的隨機(jī)晶界的比例R作為此軋制材的隨機(jī)晶界的比例R[規(guī)則晶界以外為隨機(jī)晶界(>Σ 49)]。還有，在規(guī)則晶界的測(cè)定中，使用株式會(huì)社TSL社的“TSL OIM Data Collectionver5. 2”，分析中，使用株式會(huì)社TSL公司的“TSL OIM Analysis ver5. 0”。接著，從鋼板的深度t/8位置至t/4位置(t為鋼板的厚度)的區(qū)域，平行于鋼板的軋制方向，且使相對(duì)于鋼板的表面垂直的面露出而切割試樣，使用#150 #1000的濕式砂紙對(duì)其進(jìn)行研磨，接著使用金剛石研磨漿等研磨劑實(shí)施鏡面加工。以2%硝酸-乙醇溶液 (硝酸乙醇腐蝕液)對(duì)該鏡面研磨面進(jìn)行蝕刻后，以400倍的倍率觀察150 μ mX 200 μ m的視野，進(jìn)行圖像分析來(lái)測(cè)定鐵素體分率。鐵素體以外的板條狀的組織全部視為貝氏體。在 5個(gè)視野中求得鐵素體分率，其平均值顯示在下述表3中。接著，測(cè)定從鋼板的最表面至深度t/4位置(t為鋼板的厚度)的區(qū)域中的硬度和鋼板的機(jī)械的特性(屈服點(diǎn)和抗拉強(qiáng)度)?！队捕取蜂摪宓挠捕龋褂靡杂?jì)算上述D時(shí)相同的條件實(shí)施了鏡面加工的試樣，用維氏硬度試驗(yàn)機(jī)測(cè)定。測(cè)定針對(duì)從鋼板的最表面至深度t/4位置(t為鋼板的厚度)的區(qū)域，以 Imm間隔，使載荷為98N(IOkgf)，在測(cè)定位置20處進(jìn)行。測(cè)定結(jié)果之中的最小值顯示在下述表3中?！稒C(jī)械的特性》從鋼板的深度t/4部位(垂直于軋制方向的方向。C方向。)提取NK(日本海事協(xié)會(huì))船級(jí)規(guī)定的U14A試驗(yàn)片，遵循JIS Z2241進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，測(cè)定屈服點(diǎn)(YP)和抗拉強(qiáng)度(TS)。結(jié)果顯示在下述表3中。接著，按以下步驟評(píng)價(jià)鋼板的脆性龜裂傳播停止特性和疲勞特性?！洞嘈札斄褌鞑ネＶ固匦浴反嘈札斄褌鞑ネＶ固匦?，遵循社團(tuán)法人日本焊接協(xié)會(huì)(WEQ發(fā)行的鋼種認(rèn)定試驗(yàn)方法(2003年3月31日制定)所規(guī)定的“脆性破壞傳播停止試驗(yàn)”進(jìn)行。試驗(yàn)使用脆性破壞傳播停止試驗(yàn)方法的圖7. 2所示的形狀的試驗(yàn)片，從-190°C +60°C的范圍選擇的任意的溫度范圍對(duì)該試驗(yàn)片賦予溫度梯度，進(jìn)行4個(gè)試驗(yàn)體，由下式(4)計(jì)算Kca值。下式(4) 中，c表示從傳播部入口至脆性龜裂前端的長(zhǎng)度，σ表示從傳播部進(jìn)入口至脆性龜裂前端的長(zhǎng)度，W表示傳播部寬度。算式1Kca = OyIlWtm^cZlW).·· (4)設(shè)T為脆性龜裂前端的溫度(單位為K)，設(shè)X軸為1/Τ，將Y軸作為計(jì)算出的 Kca值，制成表示1/Τ和Kca值的相關(guān)關(guān)系的曲線(xiàn)圖，將4點(diǎn)的近似曲線(xiàn)和271的交點(diǎn)作為-10°C下的Kca值。-10°C下的Kca值顯示在下述表3中。在本發(fā)明中，_10°C下的Kca為 7000N/mm15以上的情況為合格(脆性龜裂傳播停止特性?xún)?yōu)異)?！镀谔匦浴菲谔匦允褂脧匿摪宓膖/4部位提取的圖2所示的小型(miniature)拉伸疲勞試驗(yàn)片，反復(fù)鏇切200萬(wàn)次，將試驗(yàn)停止時(shí)的疲勞強(qiáng)度作為疲勞限度進(jìn)行測(cè)定并評(píng)價(jià)。試驗(yàn)條件如下?！丛囼?yàn)條件〉驗(yàn)試環(huán)境室溫，大氣中試驗(yàn)機(jī)載荷容量IOkN
負(fù)荷方式軸向力控制方式載荷控制控制波形正弦波應(yīng)力比R = σ min/ σ max = 0. 1試驗(yàn)速度10 20Hz斷裂反復(fù)數(shù)范圍104 2X IO6測(cè)量回?cái)?shù)4次試驗(yàn)停止條件達(dá)到斷裂或最大反復(fù)數(shù)時(shí)(未斷裂)接著，評(píng)價(jià)鋼板的沖擊特性，和對(duì)該鋼板進(jìn)行焊接時(shí)的HAZ韌性。評(píng)價(jià)步驟如下所
7J\ ο《沖擊特性》鋼板的沖擊特性，進(jìn)行V切口擺錘沖擊試驗(yàn)，測(cè)定脆性斷裂轉(zhuǎn)變溫度(vTrs)并進(jìn)行評(píng)價(jià)。測(cè)定是從t/4位置提取NK(日本海事協(xié)會(huì))船級(jí)規(guī)定的U4號(hào)試驗(yàn)片，遵循JIS Z2242進(jìn)行。測(cè)定結(jié)果顯示在下述表3中?！禜AZ韌性》為了評(píng)價(jià)焊接時(shí)受到熱影響的部位(HAZ)的韌性，模擬大線(xiàn)能量焊接進(jìn)行下所示的焊接再現(xiàn)試驗(yàn)。焊接再現(xiàn)試驗(yàn)是對(duì)試樣進(jìn)行如下熱循環(huán)加熱從鋼板的t/4位置切下的試樣，使之達(dá)到1400°C，以該溫度保持30秒后再進(jìn)行冷卻。冷卻速度的調(diào)整方式為，使 800°C到500°C的冷卻時(shí)間為300秒。以V切口擺錘沖擊試驗(yàn)測(cè)定冷卻后的試樣的沖擊特性。試驗(yàn)在-20°C下進(jìn)行，測(cè)定-20°C下的吸收能(VE_J。在本發(fā)明中，vEi為100J以上的情況評(píng)價(jià)為“HAZ韌性?xún)?yōu)異”。 測(cè)定結(jié)果顯示在下述表3中。首先，熱軋時(shí)的累積壓下率和大角晶界所包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑D的關(guān)系顯示在圖3中。由圖3可知，如果使熱軋時(shí)的累積壓下率為50%以上，則能夠使上述平均當(dāng)量圓直徑D在8μπι以下。其次，有回以回?zé)徇M(jìn)行的升溫和隨機(jī)晶界在大角晶界中所占的比例R的關(guān)系顯示在圖4中。由圖4可知，通過(guò)在軋制后回?zé)?，隨機(jī)晶界在大角晶界中所占的比例R增加至50 面積％以上。接著，通過(guò)回?zé)嵘郎睾蟮钠骄鋮s速度與從鋼板的最表面至深t/4位置的區(qū)域中的硬度的最小值的關(guān)系的顯示在圖5中。在圖5中，繪制了下述表2、表3的No. 3 11的結(jié)果。由圖5可知，如果使升溫后的平均冷卻速度達(dá)到5°C /秒以上，則能夠使表層部的最小值為190Hv以上。接著，由大角晶界包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑D與-10°C下的Kca值的關(guān)系顯示在圖6中。圖6 表示隨機(jī)晶界在大角晶界中所占的比例R為50面積％以上的結(jié)果，■表示隨機(jī)晶界在大角晶界中所占的比例R低于50面積％的結(jié)果。由圖6可知，通過(guò)將上述平均當(dāng)量圓直徑D抑制在8 μ m以下，能夠使-10°C下的Kca值達(dá)到7000N/mm15以上，能夠改善脆性傳播停止特性。接著，隨機(jī)晶界在大角晶界中所占的比例R與-10°C下的Kca值顯示在圖7中。在圖7中顯示1 3、11、12、13、16、17的結(jié)果。由圖7可知，通過(guò)使上述隨機(jī)晶界的比例達(dá)到50面積％以上，能夠使-10°C下的Kca值達(dá)到7000N/mm15以上，能夠改善脆性傳播停止特性。接著，從鋼板的最表面至深t/4位置的區(qū)域中的區(qū)域的硬度的最小值與疲勞限度的關(guān)系顯示在圖8中。由圖8可知，通過(guò)使表層部的硬度的最小值為190Hv以上，能夠使疲勞限度達(dá)到400MPa以上，能夠改善疲勞特性。接下來(lái)，基于表3進(jìn)行考察。No. 1 11是滿(mǎn)足本發(fā)明規(guī)定的要件的例子，因?yàn)檫m當(dāng)控制了表層部的金屬組織， 所以能夠改善脆性龜裂傳播停止特性。即，大角晶界包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑D在 8 μ m以下，并且隨機(jī)晶界在大角晶界中所占的比例R達(dá)到50面積％以上，因此脆性龜裂傳播停止特性?xún)?yōu)異。另外沖擊特性也優(yōu)異，鋼材自身的韌性良好。特別是No. 1 8，HAZ韌性也優(yōu)異。還有No. 9因?yàn)殇摪逯兴腘b稍多，所以HAZ韌性稍差。滿(mǎn)足本發(fā)明規(guī)定的要件的例子之中，No. 1 9其表層部的硬度的最小值為190Hv 以上，因此除了脆性龜裂傳播停止特性以外，疲勞特性也優(yōu)異。另一方面，No. IOUl大角晶界包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑D在8μπι以下，并且隨機(jī)晶界在大角晶界中所占的比例R 達(dá)到50面積％以上，因此脆性龜裂傳播停止特性?xún)?yōu)異，但因?yàn)楸韺硬康挠捕鹊淖钚≈档陀?190Ην，所以不能改善疲勞特性。另一方面，No. 12 17是不滿(mǎn)足本發(fā)明規(guī)定的要件的例子。這些例子中，大角晶界包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑D超過(guò)8 μ m，或隨機(jī)晶界在大角晶界中所占的比例R低于 50面積％，因此不能改善脆性龜裂傳播停止特性。
權(quán)利要求
1.一種鋼材，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)含有C 0. 02 0. 12%,Si 0. 5%以下、Mn 1 2%,Nb 0. 005 0. 04%,B :0. 0005 0. 003%,Ti :0. 005 0. 02%,N :0. 0040 0. 01%, P 0. 02%以下、S :0. 015%以下、Al :0.01 0. 06%，余量是鐵和不可避免的雜質(zhì)，在從所述鋼材的深t/8位置至t/4位置的區(qū)域中，用電子背散射衍射分析法即EBSP法觀察金屬組織時(shí)，滿(mǎn)足下式(1)和式O)，其中，t為鋼材的厚度，D 彡 8μ ... (1)R彡50面積％ — (2)其中，式(1)中的D的意思是以EBSP法測(cè)定鄰接的2個(gè)結(jié)晶的方位差，由結(jié)晶方位差為15°以上的大角晶界所包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑(ym)，式O)中的R的意思是隨機(jī)晶界在上述大角晶界中所占的比例(面積％)。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的鋼材，其特征在于，作為其他元素，以質(zhì)量％計(jì)還含有從M 0. 7%以下、Cu 0. 3%以下、Cr :1. 5%以下和Mo 1 %以下之中選出的至少一種元素。
3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的鋼材，其特征在于，作為其他元素，以質(zhì)量％計(jì)還含有V: 0. 以下。
4.根據(jù)權(quán)利要求1 3中任一項(xiàng)所述的鋼材，其特征在于，在從所述鋼材的最表面至深 t/4位置的區(qū)域中測(cè)定硬度時(shí)，最小值為190Hv以上。
5.一種鋼材的制造方法，其特征在于，加熱權(quán)利要求1 3中任一項(xiàng)所述的鋼材，在Ar3 點(diǎn)+30°C以下、Ar3點(diǎn)以上的溫度范圍進(jìn)行累積壓下率為50%以上的軋制，接著升溫至超過(guò) Ar3點(diǎn)+30°C、再結(jié)晶溫度+20°C以下的溫度范圍后進(jìn)行冷卻。
6.根據(jù)權(quán)利要求5所述的鋼材的制造方法，其特征在于，使所述鋼材的加熱溫度為 1050°C以上，通過(guò)加速冷卻，使鋼材達(dá)到Ar3點(diǎn)+30°C以下的溫度之后，在Ar3點(diǎn)以上的溫度范圍進(jìn)行累積壓下率為50%以上的軋制，通過(guò)回?zé)嵘郎刂了龀^(guò)Ar3點(diǎn)+30°C、再結(jié)晶溫度+20°C以下的溫度范圍。
7.根據(jù)權(quán)利要求5所述的鋼材的制造方法，其特征在于，所述升溫在再結(jié)晶溫度_30°C 以上、低于再結(jié)晶溫度的溫度范圍內(nèi)。
8.根據(jù)權(quán)利要求5所述的鋼材的制造方法，其特征在于，在所述升溫之后，進(jìn)行軋制后進(jìn)行所述冷卻。
9.根據(jù)權(quán)利要求5所述的鋼材的制造方法，其特征在于，所述冷卻是以5°C/秒以上的平均速度從Ar3點(diǎn)以上的溫度冷卻到500°C以下。
全文摘要
本發(fā)明的脆性龜裂傳播停止特性?xún)?yōu)異的鋼材，從鋼材的深t/8至t/4位置的區(qū)域，以電子背散射衍射分析法(EBSP法)觀察金屬組織時(shí)，滿(mǎn)足下式(1)和式(2)。其中式(1)中，D的意思是以EBSP法測(cè)定鄰接的2個(gè)結(jié)晶的方位差，由結(jié)晶方位差15°以上的大角晶界所包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑(μm)，R的意思是隨機(jī)晶界在上述大角晶界中所占的比例(面積％)。D≤8μm…(1)，R≥50面積％…(2)。
文檔編號(hào)C22C38/58GK102191431SQ20111005694
公開(kāi)日2011年9月21日 申請(qǐng)日期2011年3月7日 優(yōu)先權(quán)日2010年3月9日
發(fā)明者金子雅人 申請(qǐng)人:株式會(huì)社神戶(hù)制鋼所