本發(fā)明涉及一種耐脆性裂紋擴展性優(yōu)異的高強度鋼材及其制造方法。
背景技術：
：最近，在設計國內外船舶、海洋、建筑、土木領域中所使用的結構物方面，要求開發(fā)一種具有高強度特性的超厚板鋼。在設計結構物時使用高強度鋼的情況下，可對結構物的形狀進行輕量化，因此不僅能夠獲得經(jīng)濟上的利益，而且還能夠使鋼板的厚度變薄，從而能夠同時確保加工及焊接作業(yè)的便利性。對于高強度鋼來說，一般在制造超厚板材時，由于總壓下率的低下而相比薄板材料無法實現(xiàn)充分的變形，因此超厚板材料的微細組織變得粗大，由此受晶粒度的影響最大的低溫物理特性降低。尤其，表示結構物穩(wěn)定性的耐脆性裂紋擴展性在適用于船舶等主要結構物中時要求擔保的事例越來越多，但由于微細組織粗大化時出現(xiàn)耐脆性裂紋擴展性變得很低的現(xiàn)象，因此，提高高強度超厚板鋼材的耐脆性裂紋擴展性是非常難的。另外，對于屈服強度為390mpa以上的高強度鋼來說，為了提高耐脆性裂紋擴展性，在用于表層部粒度的微細化的精軋時，引入采用表面冷卻、軋制時通過賦予彎曲應力調節(jié)粒度等多種技術。但是，所述技術雖然有助于表層部的組織微細化，但無法解決基于除表層部以外的其余組織的粗大化的沖擊韌性低下的問題，因此不能說是解決耐脆性裂紋擴展性的根本措施。而且，預計技術本身適用于一般的量產體制時生產率將顯著降低，因此可以說是該技術不太適合商業(yè)應用。技術實現(xiàn)要素：(一)要解決的技術問題根據(jù)本發(fā)明的一個方面，其目的在于提供一種耐脆性裂紋擴展性優(yōu)異的高強度鋼材。根據(jù)本發(fā)明的另一個方面，其目的在于提供一種耐脆性裂紋擴展性優(yōu)異的高強度鋼材的制造方法。(二)技術方案根據(jù)本發(fā)明的一個方面，提供一種耐脆性裂紋擴展性優(yōu)異的高強度鋼材，以重量％計，其包含：c：0.05～0.1％、mn：1.5～2.2％、ni：0.3～1.2％、nb：0.005～0.1％、ti：0.005～0.1％、cu：0.1～0.5％、si：0.1～0.3％、p：100ppm以下、s：40ppm以下及余量fe和其他不可避免的雜質，具有包含選自由鐵素體單相組織、貝氏體單相組織、鐵素體和貝氏體的復合組織、鐵素體和珠光體的復合組織以及鐵素體、貝氏體和珠光體的復合組織組成的組中的一個組織的微細組織，并且厚度為50mm以上。其中，所述cu和ni的含量可以以cu/ni重量比為0.6以下的方式設定，優(yōu)選以cu/ni重量比為0.5以下的方式設定。優(yōu)選地，在所述鋼材中，在鋼材厚度方向上的從表層部到鋼材厚度的1/4部分通過ebsd方法測量的晶體取向差為15度以上的具有高角度晶界的晶粒粒度可為15μm(微米)以下。其中，在所述鋼材中，在鋼材厚度方向上從表層部到鋼材厚度的1/4部分與軋制方向平行的面呈15度以內的角度的面100的面積率可為30％以上。優(yōu)選地，所述鋼材的屈服強度為390mpa以上，而且，在鋼材厚度方向上的表層部和鋼材厚度1/4t部分的夏比斷裂轉變溫度可為-40℃以下。根據(jù)本發(fā)明的另一個方面，提供一種耐脆性裂紋擴展性優(yōu)異的高強度鋼材的制造方法，其包括以下步驟：將板坯再加熱至950～1100℃后，在1100～900℃的溫度下進行粗軋，其中，所述板坯以重量％計，包含：c：0.05～0.1％、mn：1.5～2.2％、ni：0.3～1.2％、nb：0.005～0.1％、ti：0.005～0.1％、cu：0.1～0.5％、si：0.1～0.3％、p：100ppm以下、s：40ppm以下及余量fe和其他不可避免的雜質；在ar3+30℃～ar3-30℃之間的溫度下對所述經(jīng)過粗軋的棒材(bar)進行精軋，從而獲得厚度為50mm以上的鋼板；以及將所述鋼板冷卻至700℃以下的溫度。優(yōu)選地，粗軋時的最后三道次(pass)的每道次壓下率為5％以上，總累積壓下率為40％以上。其中，所述粗軋后精軋之前的棒材的1/4t部分(其中t為鋼板厚度)的晶粒尺寸可為150μm以下，優(yōu)選可以為100μm以下，更優(yōu)先可以為80μm以下。其中，所述精軋時的壓下比可以以板坯厚度(mm)/精軋后的鋼板厚度(mm)的比為3.5以上的方式設定，優(yōu)選可以為3.8以上。其中，所述鋼板的冷卻可以以1.5℃/s以上的中心部冷卻速度進行。所述鋼板的冷卻可以以2～300℃/s的平均冷卻速度進行。并且，上述技術方案并未列出本發(fā)明的所有技術特征。本發(fā)明的多種技術特征及其優(yōu)點和效果可參照以下具體的實施方式來進一步詳細地理解。(三)有益效果根據(jù)本發(fā)明，能夠獲得屈服強度高且耐脆性裂紋擴展性優(yōu)異的高強度鋼材。附圖說明圖1是通過光學顯微鏡觀察發(fā)明鋼6的厚度中心部的照片。最佳實施方式本發(fā)明的發(fā)明人為了提高厚度為50mm以上的厚鋼材的屈服強度和耐脆性裂紋擴展性而進行了研究和試驗，并根據(jù)其結果提出本發(fā)明。本發(fā)明是通過控制鋼材的鋼組成成分、組織、集合組織以及制造條件來進一步提高厚度厚的鋼材的屈服強度和耐脆性裂紋擴展性。本發(fā)明的主要概念如下：1)為了獲得通過固溶強化的強度提高而適當?shù)乜刂屏虽摰慕M成成分。尤其，為了固溶強化而優(yōu)化了mn、ni、cu及si含量。2)為了獲得通過提高淬透性的強度提高而適當?shù)乜亓酥其摰慕M成成分。尤其，為了提高淬透性而優(yōu)化碳含量的同時優(yōu)化了mn、ni以及cu含量。如上所述，通過提高淬透性，在緩慢的冷卻速度中也能夠確保直至50mm以上的厚鋼材的中心部的微細組織。3)優(yōu)選地，為了提高強度和耐脆性裂紋擴展性，可對鋼材的組織進行微細化。尤其，對在鋼材厚度方向上的從表層部到鋼材厚度的1/4部分的區(qū)域的組織進行微細化。如上所述，通過對鋼材組織進行微細化，從而通過晶粒強化而提高強度，同時使裂紋的生成及擴展最小化，以提高耐脆性裂紋擴展性。4)優(yōu)選地，為了提高耐脆性裂紋擴展性，可控制鋼材的集合組織。考慮到裂紋向鋼材的寬度方向即垂直于軋制方向的方向擴展，以及體心立方結構(bcc)的脆性斷裂面為面100，使與軋制方向平行的面呈15度以內的角度的面100的面積比例最小化。尤其，控制在鋼材厚度方向上的從表層部到鋼材厚度的1/4部分的區(qū)域的集合組織。與軋制方向平行的面呈15度以內的角度的面100具有阻止裂紋擴展的作用。如上所述，通過控制鋼材的集合組織，即使出現(xiàn)裂紋，裂紋的擴展也被阻止，因此耐脆性裂紋擴展性得以提高。5)優(yōu)選地，為了進一步微細化鋼材的組織，可控制粗軋條件。尤其，在粗軋時控制壓下條件，從而確保微細組織。6)這是為了進一步對鋼材組織進行微細化，而控制精軋條件。尤其，通過控制精軋溫度和壓下條件，使精軋時因應變誘導相變而在晶界和晶粒內部生成非常微細的鐵素體，從而確保直至鋼材的中心部的微細組織。下面，對本發(fā)明的一個方面的耐脆性裂紋擴展性優(yōu)異的高強度鋼材進行詳細說明。本發(fā)明的一個方面的耐脆性裂紋擴展性優(yōu)異的高強度鋼材，以重量％計，包含：c：0.05～0.1％、mn：1.5～2.2％、ni：0.3～1.2％、nb：0.005～0.1％、ti：0.005～0.1％、cu：0.1～0.5％、si：0.1～0.3％、p：100ppm以下、s：40ppm以下及余量fe和其他不可避免的雜質，具有包含選自由鐵素體單相組織、貝氏體單相組織、鐵素體和貝氏體的復合組織、鐵素體和珠光體的復合組織以及鐵素體、貝氏體和珠光體的復合組織組成的組中的一個組織的微細組織。下面，對本發(fā)明的鋼成分及成分范圍進行說明。c(碳)：0.05～0.10％(以下，各成分的含量表示重量％)c是確保基本強度的最重要元素，鋼中有必要包含適當范圍的量，為了獲得所述添加效果，優(yōu)選添加0.05％以上的c。但是，當c含量超過0.10％時，由于大量的島狀馬氏體的生成、鐵素體自身的高強度以及低溫轉變相的大量生成等，使低溫韌性降低，因此，將所述c含量優(yōu)選限定在0.05～0.10％，更優(yōu)選限定在0.059～0.081％，再優(yōu)選限定在0.065～0.075％。mn(錳)：1.5～2.2％mn是通過固溶強化來提高強度且提高淬透性以生成低溫轉變相的有用的元素。而且，因淬透性的提高，即使在緩慢的冷卻速度中，也能夠生成低溫轉變相，因此mn是用于確保超厚板材料的中心部強度的主要元素。因此，為了獲得所述效果，優(yōu)選添加1.5％以上。但是，當mn含量超過2.2％時，由于淬透性過度地增加，促進上貝氏體(upperbainite)和馬氏體的生成，因此降低沖擊韌性和耐脆性裂紋擴展性。因此，所述mn含量優(yōu)選限定在1.5～2.2％，更優(yōu)選限定在1.58～2.11％，再優(yōu)選限定在1.7～2.0％。ni(鎳)：0.3～1.2％ni是在低溫下容易進行位錯的交叉滑移(crossslip)，從而提高沖擊韌性和淬透性，因此是提高強度的重要元素，為了獲得所述效果，優(yōu)選添加0.3％以上。但是，當所述ni添加1.2％以上時，由于淬透性過度地上升，生成低溫轉變相，從而會降低韌性，并且相比其他淬透性元素，由于ni成本高，從而會增加制造成本，因此優(yōu)選將所述ni含量的上限限定在1.2％。更優(yōu)選地，ni含量限定在0.45～1.02％，最優(yōu)選地，限定在0.55～0.95％。nb(鈮)：0.005～0.1％nb以nbc或nbcn的形式析出而提高母材的強度。而且，利用高溫再加熱時，固溶的nb在軋制時以nbc的形態(tài)非常微細地析出，并抑制奧氏體的再結晶，從而具有對組織進行微細化的效果。因此，nb優(yōu)選添加0.005％以上，但過多添加時，可能會導致鋼材邊緣的脆性裂痕，因此，nb含量的上限優(yōu)選限定為0.1％。更優(yōu)選地，將nb含量限定在0.012～0.031％，再優(yōu)選限定在0.017～0.025％。ti(鈦)：0.005～0.1％ti是再加熱時以tin析出而抑制母材和焊接熱影響區(qū)的晶粒的生長，從而大幅提高低溫韌性的成分，為了獲得所述添加效果，優(yōu)選添加0.005％以上。但是，當ti的添加超過0.1％時，可能會堵塞連鑄噴嘴或因中心部結晶而使低溫韌性降低，因此，優(yōu)先將ti含量限定在0.005～0.1％。更優(yōu)先地，將ti含量限定在0.011～0.023％，再優(yōu)選地，將ti含量限定在0.014～0.018％。p：100ppm以下，s：40ppm以下p、s是在晶界誘發(fā)脆性或者形成粗大的夾雜物以誘發(fā)脆性的元素，因此，為了提高耐脆性裂紋擴展性，優(yōu)選將p限定在100ppm以下，將s限定在40ppm以下。si：0.1～0.3％si作為置換型元素，具有通過固溶強化提高鋼材的強度，且具有強力的脫氧效果，因此是制造純凈鋼時的必要元素，因此優(yōu)選添加0.1％以上。但是，大量添加時，生成粗大的島狀馬氏體(ma)相，從而有可能降低耐脆性裂紋擴展性，因此，優(yōu)選將所述si含量的上限限定在0.3％。更優(yōu)選地，將si含量限定在0.16～0.27％，再優(yōu)選地，將si含量限定在0.19～0.25％。cu：0.1～0.5％cu是提高淬透性且引起固溶強化而提高鋼材強度的主要元素，并且，是采用回火(tempering)時通過生成υ(epsilon)cu析出物來提高屈服強度的主要元素，因此，優(yōu)選添加0.1％以上。但是，大量添加時，在煉鋼工藝中，因紅熱脆性(hotshortness)而有可能發(fā)生板坯裂紋，因此，優(yōu)選將所述cu含量的上限限定在0.5％。更優(yōu)選地，將cu含量限定在0.19～0.42％，再優(yōu)選地，將cu含量限定在0.25～0.35％。所述cu和ni的含量可以以cu/ni重量比為0.6以下，優(yōu)選為0.5以下的方式設定。根據(jù)上述設定cu/ni重量比時，可進一步改善表面品質。本發(fā)明的剩余成分為鐵(fe)。但是，在一般制造過程中，有可能從原料或周圍環(huán)境中不可避免地混入多余的雜質，因此無法排除。只要是本發(fā)明所屬
技術領域：
的普通技術人員，就都會知道所述雜質，因此，在本說明書中對其所有內容不作特別的說明。本發(fā)明的鋼材具有包含選自鐵素體單相組織、貝氏體單相組織、鐵素體和貝氏體的復合組織、鐵素體和珠光體的復合組織以及鐵素體、貝氏體和珠光體的復合組織中的一個組織的微細組織。所述鐵素體優(yōu)選為多邊形鐵素體(polygonalferrite)或針狀鐵素體(acicularferrite)，貝氏體優(yōu)選為粒狀貝氏體(granularbainite)。例如，隨著所述mn及ni含量的增加，針狀鐵素體及粒狀貝氏體的分率會增加，由此強度也會增加。若所述鋼材的微細組織為包含珠光體的復合組織時，珠光體的分率優(yōu)選限定在20％以下。優(yōu)選地，所述鋼材在鋼材厚度方向上的從表層部到鋼材厚度的1/4部分通過ebsd方法測量的晶體取向差為15度以上的具有高角度晶界的晶粒粒度可為15μm(微米)以下。如上所述，將在鋼材厚度方向上從表層部到鋼材厚度的1/4部分通過ebsd方法測量的晶體取向差為15度以上的具有高角度晶界的晶粒粒度微細化到15μm以下，從而通過強化晶粒來提高強度的同時，使裂紋的生成及擴展最小化，以提高耐脆性裂紋擴展性。優(yōu)選地，所述鋼材在鋼材厚度方向上從表層部到板厚度的1/4部分的與軋制方向平行的面呈15度以內的角度的面100的面積率可為30％以上。如上所述控制集合組織的主要原因如下。裂紋(crack)向鋼材的寬度方向，即垂直于軋制方向的方向擴展，體心立方結構(bcc)的脆性斷裂面為面100。為此，在本發(fā)明中使與平行于軋制方向的面呈15度以內的角度的面100的面積率最大化。尤其，控制了鋼材厚度方向上的從表層部到鋼材厚度的1/4部分的區(qū)域的集合組織。與平行于軋制方向的面呈15度以內的角度的面100具有阻止裂紋擴展的作用。如上所述，通過控制鋼材的集合組織，尤其通過將在鋼材厚度方向上從表層部到板厚度的1/4部分的與軋制方向平行的面呈15度以內的角度的面100的面積率控制為30％以上，從而即使出現(xiàn)裂紋，裂紋的擴展也被阻止，由此提高耐脆性裂紋擴展性。所述鋼材的屈服強度優(yōu)選為390mpa以上。所述鋼材具有50mm以上的厚度，優(yōu)選可以具有50～100mm的厚度，更優(yōu)選可以具有80～100mm的厚度。下面，對本發(fā)明的另一個方面的耐脆性裂紋擴展性優(yōu)異的高強度鋼材的制造方法進行詳細說明。作為本發(fā)明的另一個方面的耐脆性裂紋擴展性優(yōu)異的高強度鋼材的制造方法，包括以下步驟：將板坯再加熱至950～1100℃后，在1100～900℃的溫度下進行粗軋，其中，所述板坯包含：c：0.05～0.1％、mn：1.5～2.2％、ni：0.3～1.2％、nb：0.005～0.1％、ti：0.005～0.1％、cu：0.1～0.5％、si：0.1～0.3％、p：100ppm以下、s：40ppm以下及余量fe和其他不可避免的雜質；在ar3+30℃～ar3-30℃之間的溫度下對所述經(jīng)過粗軋的棒材(bar)進行精軋，從而獲得鋼板；將所述鋼板冷卻至700℃以下的溫度。板坯再加熱在進行粗軋之前對板坯進行再加熱。板坯的再加熱溫度優(yōu)選設定為950℃以上，這是為了對鑄造過程中所形成的ti和/或nb碳氮化物進行固溶。并且，為了對ti和/或nb碳氮化物進行充分的固溶，優(yōu)選加熱至1000℃以上的溫度。但是，若以過高的溫度進行再加熱時，可能會使奧氏體粗大化，因此，所述再加熱溫度的上限優(yōu)選為1100℃。粗軋對經(jīng)過再加熱的板坯進行粗軋。粗軋溫度優(yōu)選設為奧氏體的再結晶停止的溫度(tnr)以上。通過軋制，可獲得鑄造中形成的枝狀晶體等鑄造組織被破壞且奧氏體的尺寸變小的效果。為了獲得所述效果，粗軋溫度優(yōu)選限定在1100～900℃。在本發(fā)明中，為了在粗軋時對中心部組織進行微細化，優(yōu)選地，粗軋時最后三道次的每道次的壓下率為5％以上，總累積壓下率為40％以上。粗軋時通過初期軋制而再結晶的組織會因高的溫度出現(xiàn)晶粒生長，但進行最后三道次時在等待軋制過程中因棒材被空冷而使晶粒生長速度變慢，由此，粗軋時最后三道次的壓下率對最終微細組織的粒度產生最大的影響。并且，當粗軋時每道次的壓下率降低時，未能向中心部傳遞充分的變形，可能發(fā)生因中心部粗大化而導致的韌性降低。因此，將最后三道次的每道次的壓下率優(yōu)選限定在5％以上。另外，為了中心部組織的微細化，優(yōu)選將粗軋時的總累積壓下率設定為40％以上。精軋在ar3(鐵素體轉變開始溫度)+30℃～ar3-30℃的溫度下對經(jīng)過粗軋的棒材進行精軋，從而獲得鋼板。這是為了獲得進一步微細化的微細組織，在高于ar3溫度或低于ar3溫度下進行軋制時，由于應變誘導相變，使非常微細的鐵素體生成在晶界和晶粒內部，從而能夠獲得使晶粒單位變小的效果。而且，為了有效發(fā)生應變誘導相變，優(yōu)選地，將精軋時的累積壓下率保持在40％以上，除了使最終形狀均勻的軋制以外，其余每道次的壓下率保持在8％以上。以本發(fā)明提出的條件進行精軋時，能夠獲得在板厚度方向上的從表層部到板厚度的1/4部分通過ebsd方法測量的晶體取向差為15度以上的具有高角度晶界的晶粒粒度為15μm以下的微細組織。當將精軋溫度降低至ar3-30℃以下時，軋制前生成粗大的鐵素體，并在軋制過程中被拉伸得很長，由此反而會降低沖擊韌性，當在ar3+30℃以上的溫度下進行精軋時，無法有效進行粒度微細化，因此，精軋的精軋溫度優(yōu)選設為ar3+30℃～ar3-30℃之間。所述粗軋后精軋之前的棒材的1/4t部分(其中t為鋼板厚度)的晶粒尺寸為150μm以下，優(yōu)選為100μm以下，更優(yōu)選為80μm以下。所述粗軋后精軋之前的棒材的1/4t部分的晶粒尺寸可根據(jù)粗軋條件等來進行控制。如上所述，當控制所述粗軋后精軋之前的棒材的1/4t部分的晶粒尺寸時，因奧氏體晶粒微細化而最終使微細組織微細化，從而能夠提高低溫沖擊韌性。所述精軋時壓下比可設定為板坯厚度(mm)/精軋后的鋼板厚度(mm)的比為3.5以上，優(yōu)選設定為3.8以上。如上所述，在控制壓下比時，隨著粗軋和精軋時壓下量的增加，最終微細組織被微細化，從而能夠提高屈服/拉伸強度以及低溫韌性，并且，通過減少厚度中心部粒度可提高中心部的韌性。精軋之后，鋼板具有50mm以上的厚度，優(yōu)選可具有50～100mm的厚度，更優(yōu)選具有80～100mm的厚度。冷卻精軋后將鋼板冷卻至700℃以下。當冷卻終止溫度超過700℃時，無法適當?shù)匦纬晌⒓毥M織，因此存在屈服強度變?yōu)?90mpa以下的可能性。所述鋼板的冷卻可以以1.5℃/s以上的中心部冷卻速度進行，當鋼板的中心部冷卻速度小于1.5℃/s時，無法適當?shù)匦纬晌⒓毥M織，因此，存在屈服強度變?yōu)?90mpa以下的可能性。并且，所述鋼板的冷卻可以以2～300℃/s的平均冷卻速度進行。具體實施方式下面，將通過實施例更加具體地說明本發(fā)明。但是，需要注意的是，以下實施例只是通過例示說明本發(fā)明，并不是用于限定本發(fā)明的權利范圍。因為本發(fā)明的權利范圍由權利要求書中記載的事項和由此合理類推的事項來決定。(實施例1)對厚度為400mm的具有以下表1組成成分的鋼坯再加熱至1045℃的溫度，然后在1015℃的溫度下進行粗軋來制造棒材。粗軋時累積壓下率為50％，采用了相同的壓下率。所述經(jīng)過粗軋的棒材的厚度為180mm，粗軋后精軋之前的1/4t部分的晶粒尺寸為95μm。所述粗軋之后，在表2中示出的精軋溫度與ar3溫度之間的溫度差下進行精軋并獲得具有以下表2所示的厚度的鋼板，然后以4℃/秒的冷卻速度冷卻至700℃以下的溫度。了解如上所述制造的鋼板的微細組織、屈服強度、厚度1/4t部分的平均粒度、在板厚度方向上的從表層部到板厚度的1/4部分與軋制方向平行的面呈15度以內的角度的面100的面積率、kca值(耐脆性裂紋擴展性系數(shù))，并將其結果表示在表2中。表2的kca值是對鋼板進行esso測試來評價的值。表1表2*pe：多邊形鐵素體(polygonalferrite)，p：珠光體(pearlite)，af：針狀鐵素體(acicularferrite)，gb：粒狀貝氏體(granularbainite)，ub：上貝氏體(upperbainite)，相分率(％)：體積％。如上述表2所示，比較鋼1是在本發(fā)明中提出的精軋時的精軋溫度-ar3的溫度差被控制為50℃以上的情況，由于未能施加充分的壓下，因此，1/4t部分的粒度為29.1μm，在板厚度方向上從表層部到板厚度的1/4部分與軋制方向平行的面呈15度以內的角度的面100的面積率為30％以下，而且，沖擊轉變溫度為-40度以上，在-10℃的溫度下測量的kca值未超過一般造船用鋼材所需的6000?？梢钥闯觯容^鋼2的c含量具有比本發(fā)明的c含量的上限更高的值，粗軋時即使通過冷卻對中心部奧氏體的粒度進行微細化，也生成了上貝氏體(upperbainite)，因此最終的微細組織的粒度為33.2μm，在從表層部到板厚度的1/4部分與軋制方向平行的面呈15度以內的角度的面100的面積率為30％以下，并且，由于將容易發(fā)生脆性的上貝氏體作為基體組織，沖擊轉變溫度為-40度以上，在-10℃下的kca值也具有6000以下的值。可以看出，比較鋼3的si含量具有比本發(fā)明的si含量的上限更高的值，粗軋時即使通過冷卻對中心部奧氏體的粒度進行微細化，中心部也生成了一部分上貝氏體，并且，隨著大量添加si，大量生成粗大的ma組織，從而在-10℃下kca值也具有6000以下的值?？梢钥闯觯容^鋼4的mn含量具有比本發(fā)明的mn含量的上限更高的值，由于高的淬透性，母材的微細組織為上貝氏體，粗軋時即使通過冷卻對中心部奧氏體的粒度進行微細化，最終微細組織的粒度也表示為32.2μm，在從表層部到板厚度的1/4部分與軋制方向平行的面呈15度以內的角度的面100的面積率為30％以下，并且，沖擊轉變溫度為-40度以上，在-10℃下kca值也具有6000以下的值。可以看出，比較鋼5的ni含量具有比本發(fā)明的ni含量的上限更高的值，由于高的淬透性，母材的微細組織為粒狀貝氏體和上貝氏體，粗軋時即使通過冷卻對中心部奧氏體的粒度進行微細化，最終微細組織的粒度也表示為28.7μm，并且，沖擊轉變溫度為-40度以上，在-10℃下kca值也具有6000以下的值?？梢钥闯觯容^鋼6的p、s含量具有比本發(fā)明的p、s含量的上限更高的值，即使其他條件均滿足本發(fā)明所提出的條件，但因高含量的p、s而發(fā)生脆性，在-10℃下的kca值也具有6000以下的值。與此相反，可以看出，滿足本發(fā)明的成分范圍和制造范圍的發(fā)明鋼1～6，滿足屈服強度為390mpa以上、1/4部分的粒度為15μm以下，并且具有鐵素體和珠光體組織、針狀鐵素體單相組織、針狀鐵素體和粒狀貝氏體的復合組織或者針狀鐵素體、珠光體以及粒狀貝氏體的復合組織的微細組織。而且，在從板厚度的表層部到板厚度的1/4部分與軋制方向平行的面呈15度以內的角度的面100的面積率為30％以上，沖擊轉變溫度為-40℃以上，在-10℃下kca值也滿足6000以上的值。圖1中示出通過光學顯微鏡觀察發(fā)明鋼6的厚度中心部的照片，通過圖1可知厚度中心部組織是微細的。(實施例2)如表3所示，除了對鋼坯的cu/ni重量比進行變更之外，通過與實施例1的發(fā)明鋼2相同的組成成分和制造條件來制造鋼板，并且，了解所制造的鋼板的表面特性并將其結果表示在表3中。以下表3中的鋼板的表面特性是測量表面部是否因熱脆性(hotshortness)而發(fā)生星形裂紋。表3如表3所示，可以看出，當適當?shù)乜刂芻u/ni重量比時，鋼板的表面特性得以改善。(實施例3)如圖4所示，除了將粗軋后精軋之前的晶粒尺寸(μm)進行變更之外，通過與實施例1的發(fā)明鋼1相同的組成成分和制造條件來制造鋼板，并且了解所制造的鋼板的1/4部分的沖擊轉變溫度特性，并將其結果表示在表4中。表4鋼種粗軋后精軋之前的晶粒尺寸(μm)1/4t沖擊轉變溫度(℃)發(fā)明鋼195-65發(fā)明鋼1076-73發(fā)明鋼1161-83發(fā)明鋼12115-55發(fā)明鋼13132-56發(fā)明鋼1489-72如表4中所述，可以看出，粗軋后棒狀的1/4t晶粒尺寸變得越小，沖擊轉變溫度就越降低，并由此可預計耐脆性裂紋擴展性得到了提高。參照以上實施例進行了說明，但本發(fā)明所屬
技術領域：
的普通技術人員能夠理解，在不脫離權利要求書中記載的本發(fā)明思想和領域的范圍內可對本發(fā)明進行多種修改和變更。當前第1頁12