專利名稱：：厚壁高強度鋼板及其制造方法
技術領域：
：本發明涉及脆性裂紋擴展停止特性(以下也稱為止裂性，arrestability。)優良的厚壁高強度鋼板(以下也稱為厚壁高強度高止裂鋼板或高止裂鋼板。)及其制造方法。特別是，本發明涉及板厚為50mm以上的厚壁材料(以下也稱為厚壁材料。)且即使屈服強度為390460MPa級，達到Kca二6000N/mm"的溫度(以下也稱為止裂性指標TKea=6,。)也為一10'C以下的脆性裂紋擴展停止特性優良的厚壁高強度鋼板及其制造方法。再有，應用本發明的鋼板適用于造船、建筑、橋梁、罐槽、海洋構造體等焊接結構體。此外，本發明鋼板有時也以加工成鋼管、柱等二次加工品的形式流通。本申請基于2007年3月5日在日本申請的特愿2007-54279號主張優先權，這里援引其內容。
背景技術：
：伴隨著近年的鋼結構體的大型化，對所用鋼材要求厚壁且高強度化，同時從確保安全性的觀點出發，對脆性裂紋擴展停止特性(止裂性)的要求變得嚴格。可是，一般如果強度或厚度增大，則確保止裂性的難度急劇增加，成為阻礙厚壁高強度鋼板在鋼結構體中應用的主要原因。同時，用戶的短期交貨的愿望也年年增高，強烈希望提高鋼板制造工序中的生產率。作為提高鋼材的止裂性的冶金學方面的主要因素，已經知道有(i)晶粒微細化、(ii)添加Ni、(iii)控制脆化第二相、(iv)控制織構等。作為(0的使晶粒微細化的方法，有專利文獻1(特開平02-129318號公報)中記載的技術。它是在Ar3以上的未再結晶區實施了壓下率為50%以上的軋制后，在700750'C的范圍進行3050%的二相區軋制的方法。此外，作為使鋼板的晶粒微細化的特殊的方法，有專利文獻2(特公平06-004903號公報、專利文獻3(特開號公報)中記載的方法，這些方法是在軋制前或粗軋結束后冷卻鋼坯表面，在賦予了與內部的溫度差的狀態開始軋制并使其回熱，從而在表層部生成細粒鐵素體。關于(ii)的添加Ni，認為通過助長低溫區的交叉滑移，抑制脆性裂紋的傳播(參照非專利文獻l:田村今男著，"鉄鋼材料強度學"，日刊工業新聞社發行，1969年7月5日，p.125。)，提高基體的止裂性(參照非專利文獻2:長谷部、川口，"關于利用錐形DCB試驗的添加Ni鋼板的脆性破壞傳播停止特性"，鉄&鋼，vol.61(1975)p.875丄作為(iii)的控制脆化第二相的方法，有在專利文獻4(特開昭59-047323號公報)中記載的技術。它是使脆化相即馬氏體微細分散在母相的鐵素體中的技術。關于(iv)的織構控制，有專利文獻5(特開號公報)中記載的方法，該方法是用超低碳的貝氏體鋼，在低溫大氣壓下進行軋制，使(211)面與軋制面并行地發展。可是，專利文獻1中記載的方法是以顯微組織主體為鐵素體、強度比較低、板厚也為20mm左右的低溫用鋼為對象的方法。因此，在用于本發明作為對象的板厚為50mm以上的厚壁材料時，從板坯厚的觀點考慮難以確保壓下率。此外，還存在溫度等待時間延長、生產率顯著下降的問題。此外，如果采用該文獻記載的方法，也難以確保屈服強度在390MPa以上。在將專利文獻2、3中記載的發明用于本發明作為對象的厚壁鋼材時，存在以下問題即使組織形態相同也難以確保止裂性，表層鐵素體微細化產生的效果相對減小。另外，還存在以下問題作為制造工藝其板厚方向的溫度控制也變得更加困難，而且不得不加大回熱過程中的軋制壓下率，從而嚴重阻礙生產率。此外，如上述(ii)所述，如果只通過添加Ni來制造具有所希望的止裂性的鋼板，則存在過于增加合金成本的問題。因而，為了削減Ni添加量，即使通過并用添加Ni和組織微細化等來確保止裂性，由于還未進行有關將與添加Ni并用的其它因素對止裂性的影響進行分離、定量化的試驗，因此具有很難說添加Ni型高止裂鋼板的制造方針已經被明確化的狀況。此外，在厚壁材料中，如專利文獻4中記載的發明，難以使馬氏體微細地分散。而且，在厚壁高強度鋼板中，此種脆化相有可能使脆性破壞發生特性降低。此外，如果將專利文獻5中記載的發明用于厚壁材料，則存在軋制效率極端降低、不適合工業化生產的問題。如上所述，尚未確立可以穩定且高效率地制造本發明作為對象的、板厚為50mm以上的厚壁材料、且即使屈服強度為390460MPa級止裂性指標丁K^6,也為一l(TC以下的可用于大型結構體高止裂性鋼板的技術。
發明內容本發明是考慮上述情況而完成的，其目的在于提供厚壁高強度鋼板及其制造方法，該高強度厚壁鋼作為大型結構用鋼具有良好的止裂性，而且工業上可穩定且高效率地制造，脆性裂紋擴展停止特性優良。本發明涉及可解決上述問題的、脆性裂紋擴展停止特性優良的厚壁高強度鋼板及其制造方法，其要旨如下所述。一種脆性裂紋擴展停止特性優良的厚壁高強度鋼板，其特征在于，以質量％計含有C:0.010.14%、Si:0.030.5%、Mn:0.32.0%、P:0.020%以下、S:0.010%以下、Ni:0.54.0%、Nb:0.0050.050%、Ti:0.0050.050%、Al:0.0020.10%、N:0.00100.0080%，余量含有Fe及不可避免的雜質，且按下述(1)式規定的Ceq為0.300.50Q/。；其顯微組織以體積分率計為60%以上的貝氏體為主體，且珠光體的分率為5%以下，而且，在從正面以及背面到板厚的5%深度的表層區域的顯微組織中，當量圓直徑超過25um的粗大鐵素體的分率為10%以下，且滲碳體的平均當量圓直徑為0.5um以下；在將與板軋制方向垂直的斷面作為T斷面，將與該T斷面內的板面平行的方向作為T方向時，對該T斷面內的除去所述表層區域的內部區域進行采用電子背散射衍射(ElectronBackScatteringPattern:以下稱為EBSP。)的晶體取向解析，并將所述T斷面組織分割成各個晶體取向(crystalorientation)相同的區域(以下稱為各向同性取向區域。)，進而對被該各向同性取向區域分割的T斷面組織應用根據JISG0551的切斷法，引出所述T方向的任意的測定線；在該測定線上，除去當量圓直徑低于8Pm的各向同性取向區域，將角度低于20。的在所述測定線上連續相鄰的多個各向同性取向區域與在所述測定線上鄰接的當量圓直徑低于8"m的各向同性取向區域一并看作為一個區域(以下稱為等效裂紋擴展阻止區域，equalcrackpropagationresistancearea。)時，該等效裂紋擴展阻止區域的利用所述切斷法算出的平均當量圓直徑(以下稱為有效晶粒直徑。)大于等于8ym且不超過下述(2)式的d(um)，其中所述角度是在連續相鄰的多個當量圓直徑為8iim以上的各向同性取向區域的各自3個<001〉軸內，與T方向最近的<001>軸之間相互形成的角度(以下稱為裂紋擴展偏向角。)。Ceq=[C]+[Mn]/6+([Cu]+[柳力5十([Cr]+[Mo]+[V])/5…(l)d=(7.11X[Ni]+ll)X(1.2—t/300)…(2)其中，[X]表示元素X的含量(質量％)，t表示板厚(mm)。[2]根據上述[l]所述的脆性裂紋擴展停止特性優良的厚壁高強度鋼板，其特征在于，以質量％計進一步含有Cu:0.051.5°/。、Cr:0.051.0%、Mo:0.051.0%、V:0.0050.10%、B:0.00020.0030%中的1種或2種以上。根據上述[1]或[2]所述的脆性裂紋擴展停止特性優良的厚壁高強度鋼板，其特征在于，以質量％計進一步含有Mg:0.00030.0050%、Ca:0細50細0%、REM:0.00050.010°/。中的1種或2種以上。一種脆性裂紋擴展停止特性優良的厚壁高強度鋼板的制造方法，其特征在于，將具有上述[1][3]中任一項所述的組成的鋼坯加熱到9501150°C，在90(TC以上的溫度下進行了累積壓下率為30%以上的粗軋后，在大于等于Af3且不超過下述(3)式的T(°C)的溫度下，且按40%以上的累積壓下率進行精軋，然后從Ar3以上的溫度，以板厚平均計為8'C/s以上的冷卻速度加速冷卻到50(TC以下的溫度。T=(37X[Ni]+8lO)X(1.l—t/500)…(3)其中，[Ni]表示Ni含量(質量％)，t表示板厚(mm)。[5]根據上述[4]所述的脆性裂紋擴展停止特性優良的厚壁高強度鋼板的制造方法，其特征在于，在所述加速冷卻結束后，在300600'C的溫度下進行回火處理。通過應用本發明，能夠利用穩定且高效率的制造方法提#^板厚為50mm以上的厚壁材料、且即使屈服強度為390460MPa級止裂性指標TKca=6000也為一1(TC以下、適合大型結構體的高止裂鋼板，因而產業上的效果非常大。圖1是利用EBSP解析了晶體取向圖和等效裂紋擴展阻止區域的邊界的結果的一個例子。圖2是表示伴隨著Ni添加量的止裂性的變化的曲線圖。圖3是表示Ni量和有效晶粒直徑對止裂性產生影響的曲線圖。圖4是表示珠光體分率和止裂性的關系的曲線圖。圖5是表示滲碳體的平均當量圓直徑和止裂性的關系的曲線圖。圖6是表示從正面以及背面到板厚5%的區域內的當量圓直徑超過25um的粗大鐵素體的分率和止裂性的關系的曲線圖。圖7是表示用于賦予規定的止裂性所需的Ni量和有效晶粒直徑的關系的曲線圖。圖8是表示用于賦予規定的止裂性所需的有效晶粒直徑的板厚依賴性的曲線圖。圖9是表示用于賦予規定的止裂性所需的Ni量和精軋溫度的關系的曲線圖。圖IO是表示用于賦予規定的止裂性所需的精軋溫度的板厚依賴性的曲線圖。具體實施例方式以下，對本發明的實施方式進行詳細的說明。本發明者們以具有貝氏體主體(以體積分率計為60%以上)的顯微組織的鋼為對象，進行了屈服強度390460MPa級鋼的止裂性支配因素的實驗性研究，發現了即使是板厚為50mm以上的厚壁材料也能確保止裂性的方法。本發明的重點在于下記(1)(5)的新發現。(1)脆性裂紋擴展時的破壞的單位不與表觀的晶粒直徑對應，而與通過采用EBSP的晶體取向解析而得到的粒徑非常好的相對應。具體地講，在使在與軋制方向呈直角的丁方向最近的<001>軸一致所需的角度(裂紋擴展偏向角)在20°以上的晶界(除去當量圓直徑低于8um的晶粒。)圍成的晶粒中，等效裂紋擴展阻止區域的平均當量圓直徑(有效晶粒直徑)(包括當量圓直徑低于8l^m的晶粒。)和止裂性的相關性良好。(2)如果添加0.5%以上的Ni，明顯地顯示出止裂性的提高效果。Ni的效果和細粒化的效果相獨立，大致成立加法運算規則。也就是說，即使組織變粗也能確保與添加了Ni同等的止裂性，精軋溫度的高溫化等制造負荷可降低。(3)即使有效晶粒直徑是微細的，如果珠光體分率超過5%，則粗大的珠光體容易成為脆性破壞的起點，止裂性也下降。為了避免該情況，需要控制加速冷卻過程中的冷卻速度及停止溫度。(4)平均當量圓直徑為0.5um以下的微細的滲碳體有助于提高止裂性。為了微細地保持滲碳體的尺寸，需要控制軋制后的加速冷卻、及接著進行的熱處理條件。(5)如果生成于表層部的粗大的鐵素體分率超過10%,例如板厚平均的有效晶粒直徑即使是微細的，止裂性也下降。為了避免該情況，需要進行控制以使精軋溫度、冷卻開始溫度不會過度下降。以下，對構成本發明的各要件進行詳細的說明。一般支配貝氏體鋼的韌性的基本組織單位不是原奧氏體粒徑，是被稱為"板條束(Packet)"或"板條塊(block)"的區域(關于"板條束"、"板條塊"，參照非專利文獻松田、井上、三村、岡村，"低合金調質高張力鋼的韌性和有效晶粒直徑"，Proc.ofInt.sympo.onTowardImprovedDuctilityandToughness,ClimaxMolybdenumCo.,Kyoto(1971)，p.47。)的尺寸，該尺寸越小韌性越提高。可是，在通常的利用光學顯微鏡的組織觀察中，難以測定板條束或板條塊的尺寸，而且，在鐵素體混合存在的情況下，客觀地定義基本組織單位是非常困難的。因而，本發明者們首先采用不含Ni的鋼坯，在各種條件下制造板厚為50mm的鋼板，為評價止裂性，基于WES3003中記載的方法，采用在500mm的正方形試片上加工有29mm深的缺口的試驗片，進行了溫度梯度型ESSO試驗。其后用掃描型電子顯微觀察試驗片的斷面，對被稱為"撕裂脊(tearridge)"的延性破壞部包圍的裂開面的單位(斷口單位)進行測定，確認在其和止裂性之間具有良好的相關性。接著，對與上述斷口垂直的斷面進行EBSP測定，通過斷口正下方的晶粒的晶體取向解析結果和斷口照片進行比較，詳細研究了成為斷口單位邊界的條件。圖1中示出其一個例子。圖1中基于EBSP取向圖(也稱為方位圖)對各向同性取向區域內的代表點進行了解析，示出了由認為是裂開面的{100}面構成的立方體、及假設為裂紋沿著{100}面傳播時假想的方向。圖1中的數字是使最近的<001〉軸一致所需的角度(裂紋擴展偏向角)，是通過容許與T方向垂直的{100}面的旋轉使其一致所需的角度。由此，裂紋擴展方向明顯變化的，如(a)、(b)、(c)、(f)所示，是裂紋擴展偏向角為20°以上的情況，從斷口觀察結果確認實際上成為斷口單位邊界。但是，即使是角度在20°以上，如(d)(e)所示，有時在尺寸小的區域也不改變傳播方向。推斷這與裂紋的蔓延或部分地存在的延性斷口對應。在當量圓直徑低于8ym的區域發現這樣的例子，確認即使通過斷口觀察也沒有形成明確的邊界。在求有效晶粒直徑時，在存在低于8iim的區域的情況下，通過使其與鄰接的任意區域形成一體，研究其兩側的區域之間的偏向角，確定等效裂紋擴展阻止區域的邊界即可。如上所述，根據EBSP解析結果，除了低于8um的晶粒以外，只要確定裂紋擴展偏向角為20°以上的邊界，算出被該邊界圍住的區域的平均當量圓直徑，就能推斷有效晶粒直徑。詳細研究了如此測定的有效晶粒直徑和止裂性的關系，結果判明為了賦予可用于大型結構用鋼的水平的止裂性，需要在800'C以下的低溫下實施精軋,另一方面要將屈服強度達到3卯MPa以上，需要確保冷卻開始溫度，因而高效率且穩定地進行制造是非常困難的。因此作為解決上述問題的方法，詳細研究了添加Ni產生的效果。為了使顯微組織、強度大致同等，采用通過將Ni、Mn的平衡進行各種改變而鑄造的鋼坯，在相同的制造條件下制造了板厚為50mm及80mm的鋼板，通過ESSO試驗研究了止裂性。其結果是，盡管幾乎沒有發現有效晶粒直徑發生變化，但是確認了Ni量越多止裂性越提高的傾向。圖2中示出此情況。這里，通過脆性裂紋擴展特性達到Kc^6000N/mm"的溫度(TKea=6(K)())評價了止裂性。從圖2看出，如果Ni量達到0.5%以上，則止裂性明顯提高。如果觀察ESSO試驗片的斷口，則發現隨著Ni量，三維的凹凸變得顯著的情況。認為這是由于通過固溶Ni助長交叉滑移，裂紋的擴展方向更無規則化。接著，以將添加Ni和有效晶粒直徑微細化的效果進行分離、定量化為目的，調查了在各種條件下軋制上述含有Ni的鋼坯而得到的鋼板的止裂性。其結果是，發現細粒化形成的止裂性提高效果不依賴于Ni量，大致可加法運算。圖3中示出此狀態。也就是說，通過應用適量的Ni，即使不使有效晶粒直徑微細化，也能夠確保止裂性。所以，在相對于Ni合金成本而言，更謀求鋼材制造效率的情況下，通過添加Ni，可使精軋溫度高溫化，縮短溫度等待時間，因此可顯著提高厚壁材料的生產率。本發明者們對于有效晶粒直徑以外的組織因素對止裂性的影響也進行了研究。這是因為發現了盡管有效晶粒直徑是微細的但止裂性還不充分的情況。其一個因素是混合存在于貝氏體主體的組織中的珠光體。如果珠光體組織的分率提高，則因大的珠光體增加，其成為脆性破壞的起點，而有止裂性也劣化的傾向。因此，如圖4所示，需要使珠光體分率在5%以下。此外，還特別確認了含在貝氏體中的滲碳體的尺寸也影響止裂性。如圖5所示，如果滲碳體的平均當量圓直徑超過0.5um，則止裂性下降。推斷這是因為，微細的滲碳體在主裂紋擴展之前，在與基體的界面上生成顯微裂紋，緩和裂紋前端的應力狀態。另一方面，如果滲碳體粗大化，則與珠光體一樣，成為誘發脆性破壞的要因，止裂性也下降。進一步判明表層部生成的粗大的鐵素體也使止裂性降低。在比Ar3低的溫度下軋制淬火性相對低的鋼、或即使在Ar3以上結束軋制但加速冷卻的開始低于Af3的情況下，生成該表層粗大的鐵素體，如圖6所示，只要從正面以及背面到板厚的5%的區域的當量圓直徑超過25um的鐵素體的分率為10%以下，就能避免止裂性的顯著下降。考慮到以上的組織因素，同時為了使厚壁高強度高止裂性鋼板的制造方針明確化，采用滿足有關上述珠光體、滲碳體、表層鐵素體的條件的鋼板，更詳細地分析了有效晶粒直徑、Ni量、板厚對止裂性的影響。其結果是，發現作為有效晶粒直徑的條件，下記d以下是必要的。d=(-7.llx[Ni%]+ll)X(l.2-t/300)這里，[Ni]表示Ni含量(質量％)，t表示板厚(mm)。對于上述d，其是以有效晶粒直徑和Ni對板厚為50mm的鋼材的止裂性產生的影響為基準、并基于從圖7導入的一次式與研磨含有2%的Ni的板厚為80mm的鋼材的表背面使板厚變化時的試驗結果、組合從圖8導入的板厚效果的式子而得出的。在有效晶粒直徑大于上述d的情況下，脆性裂紋從某些晶粒向其它晶粒傳播時形成的撕裂脊的頻率不足，因而抑制裂紋擴展的效果減小，止裂性下降。接著，對本發明中的制造條件的限定理由進行說明。在本發明中，將鋼坯的加熱溫度規定為950115(TC。如果再加熱溫度低于950°C，則合金元素的固溶不充分，成為材質不均的原因，如果超過115(TC，則有可能使奧氏體粒徑粗大化，最終的組織微細化變得困難。下面的粗軋需要在卯O'C以上的溫度下、按30%以上的累積壓下率進行。如果不滿足這些條件，則不能充分進行奧氏體晶粒的再結晶，成為混晶組織，并可成為材質不均勻的原因。接著進行的精軋從支配止裂性的有效晶粒直徑微細化的觀點出發是最重要的工序，以大于等于Ai3(冷卻時，開始從奧氏體析出鐵素體的溫度)且不超過下記T(°C)的溫度、且按40%以上的累積壓下率實施。T=(37X[Ni]+810)X(1.l-t/500)這里，[Ni]表示Ni含量(質量％)，t表示板厚(mm)。對于上述T，其是將基于上述的實驗結果、并基于從表示滿足TKea=6,《一l(TC所需的Ni量和精軋溫度的關系的圖9而求出的一次式與采用含有2%的Ni的鋼坯使板厚和精軋溫度各種變化時的試驗結果、組合從圖10導入的板厚效果的式子而得出的。如果溫度低于AT3，則表層部生成當量圓直徑超過25ym的粗大的鐵素體，使止裂性、強度、韌性、延性降低。另一方面，如果溫度超過上述T或者累積壓下率低于40%，則由于有效晶粒直徑不能充分微細化，從而使止裂性下降。通過根據Ni添加量，選擇比上述T稍低的溫度，由此使精軋前的溫度等待時間縮短，可高效率地制造厚壁高強度鋼板。在精軋結束后，從Ai"3以上的溫度、以板厚平均計為8°C/s的冷卻速度加速冷卻到50(TC以下的溫度。如果冷卻開始溫度突破Ar3，則表層部的粗大鐵素體分率超過10%，使止裂性下降。如果冷卻速度低于8°C/s，或冷卻停止溫度高于50(TC，則不僅強度不足，而且有效晶粒直徑的微細化也不充分，同時有助于止裂性提高的滲碳體粗大化、或珠光體生成超過5%，使止裂性下降。加速冷卻后，為了調整強度、韌性，也可以在30060(TC的溫度下進行回火處理。如果回火處理溫度低于30(TC，則延性或韌性的改善不充分，如果超過600'C,則滲碳體粗大化，使止裂性下降。下面，對本發明的成分限定理由進行說明。C(碳)是有助于滲碳體生成、防止組織粗大化的元素，并且對于廉價地提高強度是不可缺的元素，因此添加0.01%以上。另一方面，如果添加量增加，則難以確保良好的大熱量輸入HAZ(HeatAffectedZone，熱影響區)韌性，也容易使滲碳體粗大化，因此將0.14%作為上限。Si(硅)是廉價的脫氧元素，為了固溶強化基體，添加0.03%以上，但如果超過0.5%，則使焊接性和HAZ韌性劣化，因此將0.5%作為上限。Mn(錳)作為提高母材的強度和韌性的元素是有效的，因此添加0.3%以上，但如果過剩添加，則使HAZ韌性和焊接裂紋性劣化，因此將2.0%作為上限。P(磷)、S(硫)含量越小越好，但由于工業化地使其降低需要高的成本，因此對于P，將0.02%作為上限，對于S，將0.01%作為上限。Ni(鎳)對于確保強度和提高止裂性、HAZ韌性是有效的元素，因此添加0.5%以上，但如果Ni量增加則使鋼坯成本上升，因此將其限制在4.0%以下。Nb(鈮)是通過微量添加而有助于組織微細化、相變強化、析出強化的元素，對于確保母材強度是有效的元素，因此添加0.005%以上，但如果過剩地添加，則使HAZ硬化，使韌性大大劣化，因此將0.050%作為上限。Ti(鈦)通過微量添加有助于組織微細化、析出強化，通過微細TiN生成，對于提高母材的強度和韌性、HAZ韌性是有效的，因此添加0.005%以上，但如果過剩地添加，則使HAZ韌性大大劣化，因此將0.050%作為上限。Al(鋁)是重要的脫氧元素，因此添加0.002%以上，但如果過剩地添加，則鋼坯的表面質量等級遭到損害，形成對韌性有害的夾雜物，因此將0.10%作為上限。N(氮)與Ti一同形成氮化物，提高HAZ韌性，因此添加0.0010%以上，但如果過剩地添加，則產生固溶N造成的脆化，因此限定在0.0080%以下。基于以下的理由限定選擇添加元素。Cu(銅)、Cr(鉻)、Mo(鉬)都能使淬火性提高，對于高強度化是有效的，因此添加0.05%以上。另一方面，如果過度地添加，則使HAZ韌性降低，因此將Cu限制在1.5%以下、將Cr及Mo限制在1.0。/。以下。V(釩)通過強化析出而有助于提高溫度，因此添加0.005%以上，但如果添加超過0.10%，則使HAZ韌性降低，因此將其作為上限。B(硼)是提高淬火性的元素，通過適量添加對于提高鋼的強度是有效的，但過度地添加則損害焊接性，因此將其限制在0.00020.0030%。Mg(鎂)、Ca(鈣)、REM:形成微細的氧化物或硫化物，有助于提高HAZ韌性，但過度地添加則使夾雜物粗大化，使韌性降低，因此將Mg限制在0.00030.0050%的范圍、將Ca限制在0.00050.0030%的范圍、將REM限制在0.00050.010。/。的范圍。再有，所謂REM，是La、Ce等稀土元素。再有，為了兼顧母材強度和接頭特性，需要將用下式表示的Ceq限制在0.300.50%的范圍內。如果Ceq低于0.30。/。，則難以將板厚為50mm以上的厚壁材料的母材屈服強度確保在390MPa以上，如果超過0.50%，除了難以確保焊接性、接頭韌性以外，強度變得過高，有可能連止裂性也降低。Ceq=[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])力5+([Cr]+[Mo]+[V])/5這里，[元素符號]表示元素的含量(質量％)。也就是說，如果將元素符號表示為X，則[X]表示元素X的含量(質量％)。實施例以下，通過實施例使本發明的效果更明確。再有，本發明并不限定于以下的實施例，在不變更其要旨的范圍內可適宜變更地實施。采用具有表1的化學成分的鋼坯，根據表2、表3的制造條件試制了板厚為5080mm的鋼板。表4、表5中示出了組織、母材強度及止裂性。從鋼板最表層部的T斷面的光學顯微鏡照片，通過圖像解析測定了表層粗大鐵素體分率(表層粗大a分率)。從鋼板的正面下方5mm、板厚的1/4相當部、板厚中心部的T斷面的光學顯微鏡照片，測定了珠光體分率。關于滲碳體粒徑(e粒徑)，從與上述同樣的3處板厚位置制作抽取復制品，從采用透射電子顯微鏡攝影的照片算出平均當量圓直徑。關于有效晶粒直徑，從與上述同樣的3處板厚位置，以T斷面成為測定面的方式采取EBSP用試樣，在按lum的間距測定了500X500um的區域后，以晶體取向圖為基礎，按35ym的間距延伸，對遍及長度為2mm的范圍內進行取向解析，由此確定晶界，利用基于JISG0551的切斷法算出。關于屈服強度(YP)、抗拉強度(TS)，采用從板厚中心部朝T方向取樣的JISZ2201的4號抗拉試驗片進行了評價。關于止裂性，進行了溫度梯度型ESSO試驗，按顯示Kca=6000N/mm15的溫度進行了評價。表1(massX)<table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>表3<table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table>T=(37x[Ni]+810)x(1.1-t/500)下劃線為本發明的范圍外<table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table>對于本發明例的No.l22，其化學成分在規定的范圍內，并且是按規定的條件制造的，其全部作為YP，390460MPa級鋼具有良好的強度，止裂性也良好。另一方面，對于比較例的No.2345，由于其化學成分、制造條件都脫離本發明的范圍，因而止裂性下降。對于No.23、41，精軋溫度低于AT3，表層部生成大量的粗大鐵素體，因而止裂性降低。對于No.28、42，雖然軋制結束溫度在Ar3以上，但由于加速冷卻開始溫度突破了Ar3，因而表層粗大鐵素體分率仍然高，止裂性下降。對于No.24、37，加速冷卻的冷卻速度低。對于No.33、40，冷卻停止溫度高于50(TC。對于No.26、38，熱處理溫度超過60(TC，因此所有滲碳體直徑都增大，不能得到良好的止裂性。對于No.34，不進行加速冷卻而進行空冷，因此有效晶粒直徑沒有被微細化，止裂性下降。對于No.27、35，精軋的累積壓下率低。對于No.25、30、36，精軋溫度高，因此所有有效晶粒直徑都粗大化，止裂性下降。對于No.29，加熱溫度高。對于No.31、39，粗軋的累積壓下率低。對于No.32，加熱溫度高，粗累積壓下率也低，因此所有有效晶粒直徑都增大，止裂性下降。對于No.43，因C含高而使滲碳體增大，止裂性降低，并且HAZ韌性也降低。對于No.44，因Ni量少而使止裂性不充分。對于No.45，Ceq高，因而強度過于提高，使止裂性下降。通過應用本發明，能夠利用穩定且高效率的制造方法，提供一種板厚為50mm以上的厚壁材料、即使屈服強度為390460MPa級止裂性指標TK",也為一1(TC以下、且可以適合大型結構體的高止裂鋼板，因此在產業上的利用性極大。權利要求1、一種厚壁高強度鋼板，其特征在于，以質量％計含有C0.01～0.14％、Si0.03～0.5％、Mn0.3～2.0％、P0.020％以下、S0.010％以下、Ni0.5～4.0％、Nb0.005～0.050％、Ti0.005～0.050％、Al0.002～0.10％、N0.0010～0.0080％，余量含有Fe及不可避免的雜質，且按下述(1)式規定的Ceq為0.30～0.50％；其顯微組織以體積分率計為60％以上的貝氏體為主體，且珠光體的分率為5％以下，在從正面以及背面到各自板厚的5％深度的表層區域的顯微組織中，當量圓直徑超過25μm的粗大鐵素體的分率為10％以下，且滲碳體的平均當量圓直徑為0.5μm以下；在將與板軋制方向垂直的斷面作為T斷面，將與該T斷面內的板面平行的方向作為T方向時，對該T斷面內的除去所述表層區域的內部區域進行采用電子背散射衍射的晶體取向解析，并將所述T斷面組織分割成各個晶體取向相同的區域即各向同性取向區域，進而對被該各向同性取向區域分割的T斷面組織應用根據JISG0551的切斷法，引出所述T方向的任意的測定線；在該測定線上，除去當量圓直徑低于8μm的各向同性取向區域，將裂紋擴展偏向角低于20°的在所述測定線上連續相鄰的多個各向同性取向區域與在所述測定線上相鄰的當量圓直徑低于8μm的各向同性取向區域一并看作為一個區域即等效裂紋擴展阻止區域時，該等效裂紋擴展阻止區域的利用所述切斷法算出的平均當量圓直徑即有效晶粒直徑大于等于8μm且不超過下述(2)式的d，其中所述裂紋擴展偏向角是在連續相鄰的多個當量圓直徑為8μm以上的各向同性取向區域的各自3個&lt;001&gt;軸內，與所述T方向最近的&lt;001&gt;軸之間相互形成的角度，所述d的單位是μm，Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5…(1)d＝(7.11×[Ni]+11)×(1.2-t/300)…(2)其中，[X]表示元素X的含量，其以質量％計，t表示板厚，其單位為mm。2、根據權利要求1所述的厚壁高強度鋼板，其特征在于，以質量％計進一步含有Cu:0.051.5%、Cr:0.051.0%、Mo:0.051.0%、V:0.0050.10%、B:0.00020.0030%中的1種或2種以上。3、根據權利要求1所述的厚壁高強度鋼板，其特征在于，以質量％計進一步含有Mg:0.00030.0050%、Ca:0.00050.0030°/。、REM:0.00050.010%中的1種或2種以上。4、根據權利要求2所述的厚壁高強度鋼板，其特征在于，以質量％計進一步含有Mg:0.00030.0050%、Ca:0.00050.0030%、REM:0.00050.010%中的1種或2種以上。5、一種厚壁高強度鋼板的制造方法，其特征在于，將具有權利要求l4中任一項所述的組成的鋼坯加熱到9501150°C，在900。C以上的溫度下進行了累積壓下率為30%以上的粗軋后，在大于等于Ar3且不超過下述(3)式的T的溫度下，且按40%以上的累積壓下率進行精軋，然后從A&以上的溫度，以板厚平均計為8'C/s以上的冷卻速度加速冷卻到500'C以下的溫度，所述T的單位是'C，T=(37X[Ni]+810)X(1.l—t/500)…(3)其中，[Ni]表示Ni含量，其以質量％計，t表示板厚，其單位是mm。6、根據權利要求5所述的厚壁高強度鋼板的制造方法，其特征在于，在所述加速冷卻結束后，在300600'C的溫度下進行回火處理。全文摘要本發明提供抑一種厚壁高強度鋼板，其特征在于，其由含Ni的鋼構成，具有貝氏體主體組織且珠光體分率為5％以下，從正面以及背面到板厚5％的表層區域的當量圓直徑超過25μm的粗大鐵素體分率為10％以下，滲碳體的平均當量圓直徑為0.5μm以下，將與板軋制方向垂直的斷面內的除去所述表層區域的內部區域分割成各個各向同性取向區域，將切斷法的測定線向與板厚平行的T方向引出，在測定線上，除去當量圓直徑低于8μm的各向同性取向區域，在連續相鄰的多個各向同性取向區域的<001>軸的與T方向最近的<001>軸之間相互形成的角度低于20°的所述各向同性取向區域被看作為一個等效裂紋擴展阻止區域時，該等效裂紋擴展阻止區域的平均當量圓直徑為d＝(7.11×[Ni]+11)×(1.2-t/300)(μm)以下。文檔編號C22C38/00GK101622370SQ20088000701公開日2010年1月6日申請日期2008年3月3日優先權日2007年3月5日發明者兒島明彥,田中洋一,白幡浩幸,藤岡政昭申請人:新日本制鐵株式會社