疲劳龟裂进展抑制特性和脆性破坏抑制特性优异的钢板

具体实施方式

本发明者们为了解决所述课题，特别着眼于作为贝氏体组织的钢板，从种种角度就用于抑制该钢板中的疲劳龟裂进展速度的方法进行研究。其结果得到如下结论。即，在上述这样的贝氏体组织中，其相对于奥氏体，会有几种方位关系生成，但是将根据钢板的化学成分组成、组织的生成温度、其他条件等选择的各晶格的方位有关系变化，在具有一定结晶方位差的结晶晶界，特别能够判明疲劳龟裂进展得到抑制。而且，如果适当规定结晶方位分布，则发现能够实现疲劳龟裂进展的抑制得到良好实现的钢板。以下，沿着本发明被完成的经纬，对于本发明的作用效果进行说明。

在以贝氏体相为主体这样的单相组织中，认为晶界成为龟裂进展的阻抗，在龟裂进展时，如果提高晶界与龟裂冲突的频率，则认为龟裂的进展能够受到抑制。即，得到的结论是，通过细化晶界，提高与龟裂的冲突频率即可。但是，在形成晶界的两端的方位差小(例如低于15°的)小角晶界(小倾角境界)，因为晶界能量小，其效果小，所以需要以上述方位差为15°以上的大角晶界(大倾角境界)为对象。另外，即使在大角晶界之中，邻接的晶粒之间的方位差为55～60°的比率越高，则判明对龟裂进展的抑制也越有效(参照后述图1)。

就是说，在距表面深度为t/4的位置，作为由所述方位差为15°以上的大角晶界所包围的晶粒，换算成同一面积的圆时的直径(圆当量直径)的平均值为15μm以下的晶粒，在邻接的晶粒的方位差的分布中，方位差为55～60°的平均比率为0.30以上(30％以上)，由此能够实现疲劳龟裂进展抑制优异的钢板。在本发明的钢板中，当改善疲劳龟裂进展抑制时，晶粒的方位关系之所以在距表面深度为t/4的位置评价，是由于这是板厚整体的代表位置，疲劳龟裂进展抑制需要在整体厚度中得到抑制。

还有，所述“方位差”也称为“偏差角”或“倾角”，以下称为“结晶方位差”。另外，为了测定这样的结晶方位差，如后述的实施例所示，采用EBSP法(Electron Backscattering Pattern法)即可。

另外，据本发明者们进行的研究还发现，通过在距表面深度为t/2的位置使大角晶界径微细化(具体来说是使之在20μm以下)，能够抑制脆性破坏。因为脆性破坏一般在距表面深度为t/2的位置(即板厚中央部)发生，所以通过使该位置的组织微细化，认为能够抑制脆性破坏。还有，本发明的“距表面深度为t/2的位置的晶粒”，与距表面深度为t/4的的位置一样，是指“由2个结晶的方位差为15°以上的大角晶界所包围的区域”。

本发明的钢板，化学成分组成被适当调整也是特征之一。以下，说明化学成分的范围限定理由。

(C：0.06～0.12％)

C是用于确保钢板的强度所需要的元素。为了获得高强度，即大约570MPa左右(所取决于使用的钢板的壁厚)，需要使之含有0.06％以上。但是，若使之过剩地含有而超过0.12％，则焊接性劣化，并且，块尺寸粗大化，小角晶界的比率增加，显示出具有55～60°的结晶方位差的大角晶界的比率减少的倾向。由此，C含量为0.06～0.12％。还有，C含量的优选下限为0.07％，优选上限为0.11％。

(Si：0.5％以下)

Si是用于脱氧和确保强度所需要的元素，推荐优选以0.01％以上，更优选以0.05％以上的量含有。但是，若过剩地含有而超过0.5％，则焊接性劣化。还有，Si含量的更优选上限为0.4％。

(Mn：1.4～2％)

Mn是用于确保钢板的强度和韧性有效的元素，为了发挥这样的效果，需要使之含有1.4％以上。然而，若过剩地含有，则焊接性、裂纹敏感性劣化，因此需要为2％以下。还有，Mn含量的优选下限为1.5％，优选上限为1.8％。

(Al：0.01～0.06％)

Al是用于脱氧的有用元素，若低于0.01％则没有脱氧效果。然而，若使之过剩地含有，则使焊接部的韧性劣化，因此需要为0.06％以下。

(P：0.025％以下)

P在晶粒偏析，是对延性和韧性起有害作用的杂质，因此优选尽可能少的方面，但是，考虑到实用钢的纯净度的程度，可以抑制在0.025％以下。还有，P是钢中不可避免被包含的杂质，使其量为0％在工业生产上很难。

(S：0.01％以下)

S与钢板中的合金元素化合而形成各种夹杂物，是对钢板的延性和韧性起有害作用的杂质，因此优选尽可能少的方面，但是，考虑到实用钢的纯净度的程度，可以抑制在0.01％以下。还有，S是钢中不可避免被包含的杂质，使其量为0％在工业生产上很困难。

(Nb：0.005～0.025％)

Nb通过抑制相变，使贝氏全相变开始温度Bs降低，而发挥着细化组织单位的作用。另外，贝氏体虽然在相变之时持K-S关系(Kurdjiumov-Sachs的关系)而相变，但是在低温下相变，会使由单一的变种(variant)(所谓孪晶)构成的微细的块生成。为了发挥这样的效果，需要以0.005％以上(优选为0.012％以上)的量含有Nb。然而，若过剩地含有，则损害焊接性，因此Nb含量为0.025％以下(优选为0.020％以下)。

(Ti：0.005～0.03％)

Ti与Nb一样，抑制相变而使Bs降低，在形成微细的块上是有效的元素。然而，若Ti含量变得过剩，则焊接性受损。由此Ti含量为0.005％以上(优选为0.007％以上)，0.03％以下(优选为0.025％以下)。

(N：0.002～0.009％)

N与Ti和Al等元素形成氮化物，是使HAZ韧性提高的元素。为了发挥这样的效果，需要N含有0.002％以上(优选为0.003％以上)。还有，固溶N成为使HAZ的韧性劣化的原因。由于总氮量的增加，前述的氮化物增加，固溶N量也过剩，因此在本发明中将其抑制在0.009％以下。

(B：0.0005～0.003％)

B与Nb一样，抑制相变而使Bs降低，从而对微细的块形成有效。为了发挥这样的效果，需要使之含有0.0005％以上。然而，若B含量变得过剩，则焊接性受损，因此为0.003％以下。

本发明的钢板的基本成分如前述，余量由铁和不可避免的杂质(例如O等)构成。另外在本发明的钢板中，使所述成分之中根据需要含有下述成分也有效。

(从Cu：0.05～0.5％、Cr：0.05～0.4％、Ni：0.05～1％、Mo：0.03～0.3％和V：0.005～0.1％所构成的群中选择的1种以上)

这些元素与Nb一样，抑制相变而使Bs降低，从而对微细的块形成有效。因此使这些元素含有时，优选含有Cu、Cr和Ni为0.05％以上，Mo为0.03％以上，以及V为0.005％以上。但是若其量变得过剩，则焊接性受损。因此使这些元素含有时的上限，如前述这样规定。还有，这些元素即使不积极地使之含有，也会因原料等造成不可避免地微量混入，因此以比上述下限少的量被含有时，视为不可避免的杂质。

(Ca：0.0001～0.005％和稀土类元素：0.0005～0.003％的至少一种)

Ca和REM是通过S的固定而在韧性的提高上有效的元素，为了发挥该效果，优选使之均含有0.0005％以上。然而，即使过剩地含有其效果也是饱和，因此优选Ca为0.005％以下，REM为0.003％以下。使Ca含有时的更优选下限为0.001％。

本发明的钢板，虽然是由贝氏体为主体的组织构成，但是在奥氏体状态下进行冷却，从而成为过冷状态，也能够成为贝氏体组织。这样的贝氏体组织，与奥氏体保持某种一定的方向的方位关系而相变，但是，特别若是在低温下使之相变，则能够选择的参数受到限定，造成一定结晶方位差具有大的峰值。为了降低相变点，有效的方法是合金元素的添加和冷却速度的增加等。

作为具体的制造条件，是将满足所述化学成分组成的要件的钢坯加热到1000～1200℃的温度范围并进行热轧。为了使相变组织微细化，有效的是轧制奥氏体组织而使之再结晶。而且奥氏体的再结晶温度(再结晶开始的最低温度)由钢材的化学成分组成左右，但是如果是本发明的化学成分组成，则通常为850～900℃左右。为了在这一温度范围(再结晶温度以上)进行轧制(即为了进行热轧)，可以使加热温度为1000℃以上。但是若加热温度过高，则初期奥氏体组织过于粗大化，因此不能充分地使相变组织微细化。因此加热温度为1200℃以下。

其次，在距表面深度为t/2的位置为850～900℃的温度范围的轧制中，由下式(1)计算的累积压下率为15％以上，且可以将距表面深度为2mm和深度为t/2的位置的温度差调整到45℃以内。

累积压下率＝(t₀-t₁)/t₀×100     …(1)

(式(1)中，t₀表示钢片的t/2的位置的温度为900℃时的钢片的厚度，t₁表示钢板的t/2的位置的温度为850℃时的钢片的厚度。)

通过如此控制，能够均一地减小距表面深度为t/2的位置的晶粒和大角晶界径。详细地说，通过在距表面深度为t/2的位置为850～900℃的温度范围(再结晶温度正上方)实施充分的轧制，在距表面深度为t/2的位置，能够形成微细的奥氏体组织，其结果是能够形成微细的相变组织。相对于此，若在该温度范围压下率不充分，则粗大的奥氏体有可能形成。另外在该温度范围的轧制时，若距表面深度为2mm和距表面深度为t/2的位置的温度差变得过大，则作为得到的相变组织，粗大的和微细的相混合，在脆性破坏的抑制上有可能发生偏差。还有，作为采用与上述距表面深度为t/2的位置的温度差的基准，之所以是“距表面深度为2mm”的位置，是因为表层部直接受到来自水等外部的影响，所以作为表层部要选择能够进行稳定评价的位置。

距表面深度为t/2的位置的温度，能够由下述实施例所示的方法求得。另外距表面深度为2mm和深度为t/2的位置的温度差，能够通过调整温度调节的板厚、水冷时间和空冷时间进行控制。

还有，通过在奥氏体未再结晶温度域实施轧制，向奥氏体晶粒导入应变，也能够使其后生成的相变组织微细化，但是其效果不太大。因此在未再结晶温度域的轧制的微细化效果不值得期待，可以在(Ar₃相变点+10℃)以上的温度结束轧制。据此，通过充分地发挥轧制后的加速冷却(例如水冷)的高强度化和组织微细化的效果。

关于轧制后的冷却，优选以5℃/秒以上的冷却速度进行加速冷却。另外关于加速冷却的停止温度，需要冷却至组织成为贝氏体主体的温度，因此为450℃以下。通过进行如此的加速冷却，能够充分地使相变组织(特别是在t/4的位置的相变组织)，能够实现钢板的高强度化和充分的疲劳龟裂进展抑制。

除了上述制造工序以外，根据需要也可以在500～700℃的温度范围进行回火处理。

根据所述这样的制造方法，能够制造出满足本发明的化学成分组成的要件和组织要件，且抗拉强度为570MPa以上的钢板。本发明的钢板的板厚优选为40～100mm。

以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例的限制，在能够符合上·下述宗旨的范围内当然也可以适当地变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。

【实施例】

实施例1

将下述表1所示的化学成分组成的钢用转炉熔炼，在各种冷却、轧制条件下制造钢板。这时的制造条件显示在下述表2中。还有，在下述表2中，“AcC”意思是“加速冷却(利用水的冷却)”，“AC”意思是“空冷”，“QT”意思是“淬火·回火”。还有，钢片的t/2部的温度，通过采用了差分法的过程控制计算机计算，深2mm与t/2部的温度差，通过控制进行温度调整的板厚、冷却时间、空冷时间等进行调整。具体的温度管理的步骤如下。

(轧制中的温度测定方法)

1.使用过程控制计算机，基于从加热开始至加热结束的气氛温度和在炉时间，计算钢坏的规定的位置(距表面深度为t/2的位置)的加热温度。

2.采用计算出的加热温度，基于轧制中的轧制表(pass schedule)和轧道间的冷却方法(水冷或空冷)的数据，采用差分法等适合计算的方法计算板厚方向的任意的位置的轧制温度，并实施轧制。

3.钢板的表面温度采用轧制线上的放射型温度计进行实测。但是，也可以用过程控制计算机先计算理论值。

4.将粗轧开始时、粗轧结束时、终轧开始时分别实测的钢板的表面温度，与由过程控制计算机计算的计算温度进行对照。

5.计算温度与实测温度的差为±30℃以上时，以使计算表面温度与实测温度一致的方式进行再计算并作为过程控制计算机上的计算温度，当低于±30℃时，直接采用由过程控制计算机计算出的计算温度。

6.采用上述计算的计算温度，管理作为控制对象的区域的轧制温度。

对于得到的各钢板，根据下述方法测定贝氏体分率、距表面深度为t/4的位置的大角晶界径和结晶方位差为55～60°的比率、距表面深度为t/2的位置的大角晶界径、抗拉强度TS、疲劳龟裂进展速度、以及脆性龟裂抑制特性(δc_-10℃)。其结果在表3种表示。

(贝氏体分率)

从钢板的深度为t/4的部位，以平行于钢板的轧制方向，且使相对于钢板的表面垂直的面露出的方式切割下试样，用#150～#1000的湿式的砂纸对其进行研磨，其后作为研磨剂采用金刚石研磨浆进行镜面加工。将该镜面研磨片用2％硝酸-乙醇溶液(nital)浸蚀后，以400的观察倍率观察150μm×200μm的视野，通过图像分析测定贝氏体分率。还有，铁素体以外的板条状的组织全部视为贝氏体，合计求得5个视野的贝氏体分率，采用其平均值。

(深度为t/4和t/2的位置的大角晶界径)

在距表面深度为t/4和t/2的位置的平行于钢板的轧制方向的截面中，通过FE-SEM-EBSP(使用电子放射型扫瞄电子显微镜的电子背散射衍射影像法)测定大角晶界径。具体来说，采用Tex SEM Laboratries社的EBSP装置(商品名：“OIM”)与EF-SEM相组合，将倾角(结晶方位差)为15°以上的境界作为结晶晶界，测定大角晶界径。这时的测定条件为，测定区域：200μm，测定节距：0.5μm间隔，显示测定方位的可靠性的信心指数(confidence index)比0.1小的测定点从分析对象中排除。计算如此求得的大角晶界径的平均值，作为本发明中的“大角晶界径(平均圆当量直径)”。还有，对于大角晶界径为2.0μm以下的，判断为测定干扰，从平均值计算的对象中排除。

(距表面深度为t/4的位置的结晶方位差为55～60°的比率)

利用OIM自动分析软件，通过测定各晶界的方位差，求得(计算)距表面深度为t/4的位置的结晶方位差为55～60°的比率。在测定该比率时，例如将2个结晶的方位差为15°以上的大角晶界所包围的区域作为晶粒(大角晶粒)，如果与该大角晶粒邻接的晶粒为6个，而其中只有1个满足方位差：55～60°时，则“比率”为1/6。这样的计算对于全部大角晶粒实施并平均化，求得邻接的晶粒之间的方位差为55～60°的平均比率。即，大角晶粒之中，结晶方位差为55～60°的比率即使包含低于0.30的，但如果平均化时(以平均比率计)为0.30以上，则仍满足本发明的要件。

(抗拉强度)

从各钢板的深t/4的部位提取NK U14A试验片，遵循JIS Z2241进行拉伸试验，由此测定抗拉强度TS。抗拉强度的基准为570MPa以上。

(疲劳龟裂进展速度)

依据ASTM E647，采用小型试验片，实施疲劳龟裂进展试验，由此求得疲劳龟裂进展速度。这时，将下式(2)所规定的帕里斯法则成立的在稳定成长区域ΔK＝20(MPa·√m)的值作为代表值进行评价。还有，关于疲劳龟裂进展速度的评价基准，由于通常的钢材为4～6×10^-5mm/循环(ΔK＝20时)左右的进展速度，因此以低于3.0×10^-5mm/循环为基准。

da/dn＝C(ΔK)^m…(2)

(式(2)中，a：表示龟裂长度、n：表示重复次数、C、m：表示由材料、载荷等的条件决定的常数。)

(脆性龟裂抑制特性的评价)

脆性龟裂抑制特性，基于社团法人日本焊接协会(WES)发行的WES1108(1995年2月1日制定)所规定的“龟裂前端开口位移试验(CTOD试验)”，进行龟裂前端开口位移试验，测定不稳定破坏开始时的开口位移(δc)，根据该结果进行评价。还有，进行龟裂前端开口位移试验时，也参酌WES1109(1995年4月1日制定)所规定的“关于焊接热影响部CTOD试验方法的指南”。

试验片采用WES1108(1995年2月1日制定)的P.6的图6所示的“标准三点弯曲试验片”。试验温度为-10℃，测定δc_-10℃(mm)。在本发明中，δc_-10℃为0.20mm以上的为合格。

【表3】

(-)由于低TS而未测定

由表3的结果能够进行如下考察。首先，试验No.3、7、8、11、13、16、18、21和23满足本发明的组织要件，疲劳龟裂进展和脆性破坏得到充分地抑制。相对于此，欠缺本发明的组织要件的任何一个的，在龟裂进展速度或δc_-10℃上不会得出满足的结果。

基于表3的结果，在深t/4位置的结晶方位差为55～60°的比率和疲劳龟裂进展速度的关系显示在图1中，但除去深t/4位置大角晶界粗大化的(试验No.15、19、26)，通过使所述比率为0.30以上，可知疲劳龟裂的进展受到抑制(龟裂进展速度＜3.0×10^-5mm/循环)。另外深t/2位置大角晶界径与δc_-10℃的关系显示在图2中，通过使该位置的大角晶界径为20μm以下，可知脆性破坏发生得到抑制(δc_-10℃≥0.20mm)。