本發(fā)明涉及一種耐脆性裂紋擴(kuò)展性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼材及其制造方法。
背景技術(shù)：
：近年來，在國內(nèi)外船舶、海洋、建筑及土木工程領(lǐng)域所使用的構(gòu)造物的設(shè)計(jì)中，都需要開發(fā)具有高強(qiáng)度特性的超厚鋼。如果設(shè)計(jì)構(gòu)造物時(shí)使用高強(qiáng)度鋼，則可以將構(gòu)造物的形態(tài)輕量化，因此可以獲得經(jīng)濟(jì)效益，并且，由于可以使鋼板的厚度變薄，因此可以同時(shí)確保加工和焊接作業(yè)的容易性。通常，對(duì)高強(qiáng)度鋼而言，當(dāng)制造超厚鋼材時(shí)，隨著總壓下率的降低，與薄鋼板相比沒有充分變形，因此超厚鋼材的微細(xì)組織變得粗大，由此受晶粒度影響最大的低溫物理性質(zhì)會(huì)降低。特別是，對(duì)體現(xiàn)構(gòu)造物的穩(wěn)定性的耐脆性裂紋擴(kuò)展性而言，將超厚鋼材適用于船舶等主要構(gòu)造物時(shí)需要保證其水平的事例增多，然而，當(dāng)微細(xì)組織變得粗大時(shí)，發(fā)生耐脆性裂紋擴(kuò)展性顯著降低的現(xiàn)象，因此難以提高超厚高強(qiáng)度鋼材的耐脆性裂紋擴(kuò)展性。另外，對(duì)屈服強(qiáng)度為390mpa以上的高強(qiáng)度鋼而言，為了提高耐脆性裂紋擴(kuò)展性而引入了多種技術(shù)，例如，精軋時(shí)通過表面冷卻來細(xì)化表層部粒度，以及軋制時(shí)通過施加彎曲應(yīng)力來調(diào)節(jié)粒度等。然而，這樣的技術(shù)雖然有助于細(xì)化表層部的組織，但是不能解決除了表層部之外的其余組織的粗大化所導(dǎo)致的沖擊韌性降低的問題，因此，不能視為對(duì)耐脆性裂紋擴(kuò)展性的根本對(duì)策。并且，技術(shù)本身在應(yīng)用于普通的量產(chǎn)系統(tǒng)時(shí)會(huì)顯著降低生產(chǎn)性，因此可能難以在商業(yè)上應(yīng)用。技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：(一)要解決的技術(shù)問題根據(jù)本發(fā)明的一個(gè)方面，其目的在于提供一種耐脆性裂紋擴(kuò)展性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼材。根據(jù)本發(fā)明的另一個(gè)方面，其目的在于提供一種耐脆性裂紋擴(kuò)展性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼材的制造方法。(二)技術(shù)方案根據(jù)本發(fā)明的一個(gè)方面，提供一種耐脆性裂紋擴(kuò)展性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼材，以重量％計(jì)，包括：c：0.05～0.1％、mn：0.9～1.5％、ni：0.8～1.5％、nb：0.005～0.1％、ti：0.005～0.1％、cu：0.1～0.6％、si：0.1～0.4％、p：100ppm以下、s：40ppm以下、余量的fe以及其他不可避免的雜質(zhì)；所述鋼材具有微細(xì)組織，所述微細(xì)組織包括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(fù)合組織、鐵素體和珠光體的復(fù)合組織，以及鐵素體、貝氏體和珠光體的復(fù)合組織中的一種組織；并且，所述鋼材的厚度為50mm以上。所述cu和ni的含量可設(shè)定為，cu/ni重量比為0.6以下，優(yōu)選為0.5以下。優(yōu)選地，所述鋼材中具有高角度晶界的晶粒的粒度為15μm(微米)以下，其中，所述高角度晶界是指沿鋼材厚度方向從表層部到板厚度的1/4部分，通過電子背散射衍射(ebsd)方法測定的晶體取向的差為15度以上。所述鋼材的沿鋼材的厚度方向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(nèi)的角度的(100)面的面積率可為30％以上。優(yōu)選地，所述鋼材的屈服強(qiáng)度可為390mpa以上。根據(jù)本發(fā)明的另一方面，提供一種耐脆性裂紋擴(kuò)展性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼材的制造方法，其包括以下步驟：將板坯再加熱至950～1100℃，然后在1100～900℃的溫度下對(duì)所述板坯進(jìn)行粗軋，其中，所述板坯以重量％計(jì)，包括：c：0.05～0.1％、mn：0.9～1.5％、ni：0.8～1.5％、nb：0.005～0.1％、ti：0.005～0.1％、cu：0.1～0.6％、si：0.1～0.4％、p：100ppm以下、s：40ppm以下、余量的fe以及其他不可避免的雜質(zhì)；在ar3+30℃～ar3-30℃之間的溫度下對(duì)所述粗軋的棒材(bar)進(jìn)行精軋，獲得厚度為50mm以上的鋼板；將所述鋼板冷卻至700℃以下的溫度。所述cu和ni的含量可設(shè)定為，cu/ni重量比為0.6以下，優(yōu)選為0.5以下。優(yōu)選地，粗軋時(shí)，對(duì)于最后三道次(pass)，每道次的壓下率為5％以上，總累計(jì)壓下率為40％以上。所述粗軋后精軋前的棒材的1.4t部分(其中，t表示鋼板厚度)的晶粒尺寸可為150μm以下，優(yōu)選為100μm以下，更優(yōu)選為80μm以下。所述精軋時(shí)的壓下比可設(shè)定為，板坯厚度(mm)/精軋后的鋼板厚度(mm)之比為3.5以上，優(yōu)選為3.8以上。所述鋼板的冷卻可以以2℃/秒以上的中心部冷卻速度來進(jìn)行。所述鋼板的冷卻可以以3～300℃/秒的平均冷卻速度來進(jìn)行。此外，上述的問題的解決方案并未列出本發(fā)明的所有特征?？蓞⒄找韵戮唧w實(shí)施方式，更充分地理解本發(fā)明的多種特征及其所帶來的優(yōu)點(diǎn)和效果。(三)有益效果根據(jù)本發(fā)明，可獲得具有高屈服強(qiáng)度和優(yōu)異的耐脆性裂紋擴(kuò)展性的高強(qiáng)度鋼材。附圖說明圖1是示出用光學(xué)顯微鏡觀察發(fā)明鋼1的厚度中心部的照片。最佳實(shí)施方式為了提高厚度為50mm以上的厚鋼材的屈服強(qiáng)度和耐脆性裂紋擴(kuò)展性，本發(fā)明的發(fā)明人進(jìn)行了研究和實(shí)驗(yàn)，并基于其結(jié)果提出了本發(fā)明。在本發(fā)明中，通過控制鋼材的鋼的成分、組織、集合組織以及制造條件，進(jìn)一步提高厚度厚的鋼材的屈服強(qiáng)度和耐脆性裂紋擴(kuò)展性。本發(fā)明的主要概念如下。1)為了通過固溶強(qiáng)化來提高強(qiáng)度，適當(dāng)?shù)乜刂其摰某煞?。特別是，為了固溶強(qiáng)化，優(yōu)化mn、ni、cu以及si的含量。2)為了通過提高淬透性來提高強(qiáng)度，適當(dāng)?shù)乜刂其摰某煞?。特別是，為了提高淬透性，與碳含量一起優(yōu)化mn、ni以及cu的含量。由于通過如上所述的方式提高淬透性，即使在較慢的冷卻速度下，也可以確保在厚度為50mm以上的厚鋼材的中心部的微細(xì)的組織。3)優(yōu)選地，為了提高強(qiáng)度和耐脆性裂紋擴(kuò)展性，可以細(xì)化鋼材的組織。特別是，細(xì)化沿鋼材的厚度方向從表層部到鋼材厚度的1/4部分的區(qū)域的組織。通過如上所述的方式細(xì)化鋼材的組織，從而可以通過強(qiáng)化晶粒來提高強(qiáng)度，同時(shí)使裂紋的生成和擴(kuò)展最小化，從而提高耐脆性裂紋擴(kuò)展性。4)優(yōu)選地，為了提高耐脆性裂紋擴(kuò)展性，可以控制鋼材的集合組織。考慮到裂紋是沿鋼材的寬度方向，即沿著與軋制方向垂直的方向擴(kuò)展，并且體心立方結(jié)構(gòu)(bcc)的脆性斷裂面為(100)面，使得與軋制方向平行的面呈15度以內(nèi)角度的(100)面的面積率最大化。特別是，控制沿鋼材厚度方向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(nèi)的角度的(100)面起到阻止裂紋擴(kuò)展的作用。通過如上所述的方式控制鋼材的集合組織，即使生成裂紋，因裂紋的擴(kuò)展被阻止而提高耐脆性裂紋擴(kuò)展性。5)優(yōu)選地，為了進(jìn)一步細(xì)化鋼材的組織，控制粗軋條件。特別是，通過控制粗軋時(shí)的壓下條件來確保微細(xì)的組織。6)為了進(jìn)一步細(xì)化鋼材的組織，控制精軋條件。特別是，通過控制精軋溫度和壓下條件，使得由于精軋時(shí)的應(yīng)變誘導(dǎo)相變而在晶界和晶粒內(nèi)部生成非常微細(xì)的鐵素體，從而即使在鋼材的中心部也能夠確保微細(xì)的組織。以下，對(duì)本發(fā)明的一個(gè)方面的耐脆性裂紋擴(kuò)展性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼材進(jìn)行詳細(xì)的說明。本發(fā)明的一個(gè)方面的耐脆性裂紋擴(kuò)展性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼材，以重量％計(jì)，包括：c：0.05～0.1％、mn：0.9～1.5％、ni：0.8～1.5％、nb：0.005～0.1％、ti：0.005～0.1％、cu：0.1～0.6％、si：0.1～0.4％、p：100ppm以下、s：40ppm以下、余量的fe以及其他不可避免的雜質(zhì)；并且所述鋼材具有微細(xì)組織，所述微細(xì)組織包括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(fù)合組織、鐵素體和珠光體的復(fù)合組織，以及鐵素體、貝氏體和珠光體的復(fù)合組織中的一種組織。以下，對(duì)本發(fā)明的鋼的成分和成分范圍進(jìn)行說明。c(碳)：0.05～0.10％(以下，各成分的含量表示重量％)c是確?；镜膹?qiáng)度的最重要的元素，因此需要以適當(dāng)?shù)姆秶阡撝?，為了獲得這樣的添加效果，優(yōu)選添加0.05％以上的c。但是，當(dāng)c的含量超過0.10％時(shí)，因生成大量的島狀馬氏體、鐵素體自身的高強(qiáng)度以及大量生成低溫相變相等而降低低溫韌性，因此，優(yōu)選地，將所述c的含量限定為0.05～0.10％，更優(yōu)選地，限定為0.059～0.091％，再進(jìn)一步優(yōu)選地，限定為0.065～0.085％。mn(錳)：0.9～1.5％mn是通過固溶強(qiáng)化來提高強(qiáng)度且提高淬透性以生成低溫相變相的有效元素，為了獲得這樣的效果，優(yōu)選添加0.9％以上的mn。但是，當(dāng)mn的含量超過1.5％時(shí)，由于淬透性過度增加而促進(jìn)上貝氏體(upperbainite)和馬氏體的生成，并且，由于引起中心部偏析而生成粗大的低溫轉(zhuǎn)變相，因此降低沖擊韌性和耐脆性裂紋擴(kuò)展性。因此，優(yōu)選地，所述mn的含量限定為0.9～1.5％，更優(yōu)選地，限定為0.95～1.26％，再進(jìn)一步優(yōu)選地，限定為1.15～1.30％。鎳(ni)：0.8～1.5％ni是在低溫下使位錯(cuò)的交叉滑移(crossslip)容易，由此提高沖擊韌性和淬透性以提高強(qiáng)度的重要元素，為了獲得這樣的效果，優(yōu)選添加0.8％以上的ni。但是，當(dāng)所述ni添加1.5％以上時(shí)，淬透性過度上升而生成低溫轉(zhuǎn)變相，從而降低韌性，并且可能會(huì)使制造成本上升，因此，優(yōu)選地，所述ni含量的上限限定為1.5％。更優(yōu)選地，ni的含量限定為0.94～1.38％，再進(jìn)一步優(yōu)選地，限定為1.01～1.35％。鈮(nb)：0.005～0.1％nb以nbc或nbcn的形態(tài)析出，以提高基材的強(qiáng)度。并且，在高溫下再加熱時(shí)固溶的nb會(huì)在軋制時(shí)以nbc的形態(tài)非常細(xì)微地析出，從而抑制奧氏體的再結(jié)晶，因此具有細(xì)化組織的效果。因此，優(yōu)選添加0.005％以上的nb，但是，當(dāng)添加過多的nb時(shí)，可能在鋼材的邊角引起脆性裂紋，因此，優(yōu)選地，nb含量的上限限制為0.1％。更優(yōu)選地，nb的含量限定為0.016～0.034％，再進(jìn)一步優(yōu)選地，限定為0.018～0.024％。ti(鈦)：0.005～0.1％ti是再加熱時(shí)析出為tin而抑制基材和焊接熱影響區(qū)的晶粒的生長，從而顯著提高低溫韌性的元素，為了獲得這樣的添加效果，優(yōu)選添加0.005％以上的ti。但是，當(dāng)ti的含量超過0.1％時(shí)，可能會(huì)導(dǎo)致連鑄噴嘴的堵塞或者由于中心部結(jié)晶而降低低溫韌性，因此，優(yōu)選地，ti含量限定為0.005～0.1％。更優(yōu)選地，ti的含量限定為0.007～0.023％，再進(jìn)一步優(yōu)選地，限定為0.011～0.018％。p：100ppm以下、s：40ppm以下p和s是在晶界誘發(fā)脆性或者形成粗大的夾雜物而誘發(fā)脆性的元素，為了提高耐脆性裂紋擴(kuò)展性，優(yōu)選地，p的含量限制在100ppm以下，s的含量限制在40ppm以下。si：0.1～0.4％si提高鋼材的強(qiáng)度且具有很強(qiáng)的脫氧效果，因此si是制造潔凈鋼的必要元素，因此優(yōu)選添加0.1％以上的si，但是，當(dāng)大量添加si時(shí)，生成粗大的島狀馬氏體(ma)相而可能會(huì)降低耐脆性裂紋擴(kuò)展性，因此，優(yōu)選地，所述si含量的上限限制為0.4％。更優(yōu)選地，si的含量限定為0.21～0.33％，再進(jìn)一步優(yōu)選地，限定為0.25～0.3％。cu：0.1～0.6％cu是提高淬透性且產(chǎn)生固溶強(qiáng)化以提高鋼材的強(qiáng)度的主要元素，并且，所述cu是實(shí)施回火(tempering)時(shí)通過生成ε-cu析出物來提高屈服強(qiáng)度的主要元素，因此優(yōu)選添加0.1％以上的cu。但是，當(dāng)大量添加cu時(shí)，在煉鋼工藝中由于熱脆性(hotshortness)而可能會(huì)產(chǎn)生板坯的裂紋，因此，優(yōu)選地，所述cu含量的上限限制為0.6％。更優(yōu)選地，cu的含量限定為0.13～0.55％，再進(jìn)一步優(yōu)選地，限定為0.18～0.3％。所述cu和ni的含量可設(shè)定為，cu/ni重量比為0.6以下，優(yōu)選為0.5％以下。如上所述地設(shè)定cu/ni重量比時(shí)，可以進(jìn)一步改善表面質(zhì)量。本發(fā)明的剩余成分是鐵(fe)。但是，在普通的制造過程中，可能會(huì)從原料或周圍環(huán)境不可避免地混入雜質(zhì)，因此無法排除這些雜質(zhì)。這些雜質(zhì)是本領(lǐng)域技術(shù)人員通常已知的，因此在本說明書中沒有特別提及所有內(nèi)容。本發(fā)明的鋼材具有微細(xì)組織，所述微細(xì)組織包括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(fù)合組織、鐵素體和珠光體的復(fù)合組織，以及鐵素體、貝氏體和珠光體的復(fù)合組織中的一種組織。所述鐵素體優(yōu)選為多邊形鐵素體(polygonalferrite)或針狀鐵素體(acicularferrite)，所述貝氏體優(yōu)選為粒狀貝氏體(granularbainite)。例如，隨著所述mn和ni的含量增加，針狀鐵素體(acicularferrite)和粒狀貝氏體(granularbainite)的分率隨之增加，因此強(qiáng)度也會(huì)增加。當(dāng)所述鋼材的微細(xì)組織是包括珠光體的復(fù)合組織時(shí)，珠光體的分率以體積％計(jì)，優(yōu)選限定為20％以下。優(yōu)選地，所述鋼材中具有高角度晶界的晶粒的粒度可以為15μm(微米)以下，其中，所述高角度晶界是指沿鋼材厚度方向從表層部到板厚度的1/4部分，通過電子背散射衍射(ebsd)方法測定的晶體取向的差為15度以上。如上所述，通過細(xì)化具有高角度晶界的晶粒以使其粒度為15μm(微米)以下，從而通過強(qiáng)化晶粒來提高強(qiáng)度而使裂紋的生成和擴(kuò)展最小化，由此提高耐脆性裂紋擴(kuò)展性，其中，所述高角度晶界是指沿鋼材厚度方向從表層部到板厚度的1/4部分，通過ebsd方法測定的晶體取向的差為15度以上。優(yōu)選地，在所述鋼材中沿鋼材的厚度方向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(nèi)的角度的(100)面的面積率可以為30％以上。如上所述地控制集合組織的主要理由如下。裂紋(crack)沿鋼材的寬度方向，即沿著與軋制方向垂直的方向擴(kuò)展，并且，體心立方結(jié)構(gòu)(bcc)的脆性斷裂面為(100)面。因此，在本發(fā)明中，使得與軋制方向平行的面呈15度以內(nèi)的角度的(100)面的面積率最大化。特別是，控制沿鋼材的厚度方向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(nèi)的角度的(100)面起到阻止裂紋擴(kuò)展的作用。如上所述，通過控制鋼材的集合組織，特別是，在沿鋼材的厚度方向從表層部到板厚度的1/4部分，將與軋制方向平行的面呈15度以內(nèi)的角度的(100)面的面積率控制在30％以上，從而即使生成裂紋，裂紋的擴(kuò)展被阻止而提高耐脆性裂紋擴(kuò)展性。優(yōu)選地，所述鋼材的屈服強(qiáng)度為390mpa以上。所述鋼材具有50mm以上的厚度，優(yōu)選地，可具有50～100mm的厚度，更優(yōu)選地，可具有80～100mm的厚度。以下，對(duì)本發(fā)明的另一方面的耐脆性裂紋擴(kuò)展性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼材的制造方法進(jìn)行詳細(xì)的說明。本發(fā)明的另一方面的耐脆性裂紋擴(kuò)展性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼材的制造方法包括以下步驟：將板坯再加熱至950～1100℃，然后在1100～900℃的溫度下對(duì)所述板坯進(jìn)行粗軋，其中，所述板坯以重量％計(jì)，包括：c：0.05～0.1％、mn：0.9～1.5％、ni：0.8～1.5％、nb：0.005～0.1％、ti：0.005～0.1％、cu：0.1～0.6％、si：0.1～0.4％、p：100ppm以下、s：40ppm以下、余量的fe以及其他不可避免的雜質(zhì)；在ar3+30℃～ar3-30℃之間的溫度下對(duì)所述粗軋的棒材(bar)進(jìn)行精軋來獲得鋼板；以及將所述鋼板冷卻至700℃以下的溫度。板坯的再加熱在進(jìn)行粗軋之前對(duì)板坯進(jìn)行再加熱。板坯的再加熱溫度優(yōu)選為950℃以上，這是為了使鑄造過程中形成的ti和/或nb的碳氮化物固溶。并且，為了充分地固溶ti和/或nb的碳氮化物，更優(yōu)選以1000℃以上的溫度進(jìn)行加熱。但是，在過高的溫度下進(jìn)行再加熱時(shí)，可能會(huì)導(dǎo)致奧氏體的粗大化，因此，所述再加熱溫度的上限優(yōu)選為1100℃。粗軋對(duì)再加熱的板坯進(jìn)行粗軋。粗軋溫度優(yōu)選為奧氏體的再結(jié)晶停止的溫度(tnr)以上。通過軋制，在鑄造過程中形成的樹枝狀結(jié)晶等鑄造組織被破壞，而且還可以獲得減小奧氏體的尺寸的效果。為了獲得這樣的效果，粗軋溫度優(yōu)選限制在1100～900℃。在本發(fā)明中，為了在粗軋時(shí)細(xì)化中心部的組織，在粗軋時(shí)，對(duì)于最后三道次的每道次的壓下率優(yōu)選為5％以上，總累計(jì)壓下率優(yōu)選為40％以上。在粗軋時(shí)，由于初始軋制而被再結(jié)晶的組織，因高溫而發(fā)生晶粒生長，但是，實(shí)施最后三道次時(shí)，隨著在等待軋制期間棒材被空冷，晶粒生長速度會(huì)變慢，因此，粗軋時(shí)的最后三道次的壓下率對(duì)最終微細(xì)組織的粒度產(chǎn)生最大的影響。并且，當(dāng)粗軋時(shí)的每道次的壓下率降低時(shí)，由于充分的變形不能傳遞到中心部，因此，可能會(huì)發(fā)生中心部的粗大化所導(dǎo)致的韌性的降低。因此，優(yōu)選地，最后三道次的每道次的壓下率限制為5％以上。另外，為了細(xì)化中心部的組織，粗軋時(shí)的總累計(jì)壓下率優(yōu)選設(shè)定為40％以上。精軋?jiān)赼r3(鐵素體相變開始溫度)+30℃～ar3-30℃的溫度下對(duì)粗軋的棒材進(jìn)行精軋，以獲得鋼板。這是為了獲得進(jìn)一步細(xì)化的微細(xì)組織，當(dāng)在ar3溫度以上或以下的溫度下實(shí)施軋制時(shí)，由于應(yīng)變誘導(dǎo)相變而在晶界和晶粒內(nèi)部生成非常微細(xì)的鐵素體，從而可以獲得減小晶粒單位的效果。并且，為了產(chǎn)生有效的應(yīng)變誘導(dǎo)相變，將精軋時(shí)的累計(jì)壓下率優(yōu)選保持在40％以上，除了用于最終形狀調(diào)整的軋制以外的每道次的壓下率優(yōu)選保持在8％以上。當(dāng)在本發(fā)明中提出的條件下進(jìn)行精軋時(shí)，可獲得具有高角度晶界的晶粒的粒度為15μm(微米)以下的微細(xì)組織，其中，所述高角度晶界是指沿鋼材厚度方向從表層部到板厚度的1/4部分，通過ebsd方法測定的晶體取向的差為15度以上。將精軋溫度降低至ar3-30℃以下時(shí)，軋制前生成粗大的鐵素體，使得在軋制過程中延伸得較長，反而降低沖擊韌性，當(dāng)在ar3+30℃以上的溫度下進(jìn)行精軋時(shí)，無法有效實(shí)現(xiàn)粒度的微細(xì)化，因此優(yōu)選在ar3+30℃～ar3-30℃之間的精軋溫度下實(shí)施精軋。所述粗軋后精軋前的棒材的1/4t部分(其中，t表示鋼板厚度)的晶粒尺寸可以為150μm以下，優(yōu)選為100μm以下，更優(yōu)選為80μm以下。所述粗軋后精軋前的棒材的1/4t部分的晶粒尺寸可以通過粗軋條件等來控制。如上所述地控制所述粗軋后精軋前的棒材的1/4t部分的晶粒尺寸時(shí)，隨著奧氏體晶粒微細(xì)化而使得最終微細(xì)組織被細(xì)化，從而能夠提高低溫沖擊韌性。所述精軋時(shí)的壓下比可設(shè)定為，板坯厚度(mm)/精軋后的鋼板厚度(mm)之比為3.5以上，優(yōu)選為3.8以上。如上所述地控制壓下比時(shí)，隨著粗軋和精軋時(shí)的壓下量增加，可通過最終微細(xì)組織的微細(xì)化提高屈服/拉伸強(qiáng)度和低溫韌性，并且，可通過減小厚度中心部的粒度來提高中心部的韌性。精軋后，鋼板具有50mm以上的厚度，優(yōu)選具有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(dāng)冷卻終止溫度超過700℃時(shí)，不能適當(dāng)?shù)匦纬晌⒓?xì)組織，從而可能會(huì)導(dǎo)致屈服強(qiáng)度為390mpa以下。所述鋼板的冷卻可以以2℃/s以上的中心部冷卻速度來進(jìn)行，當(dāng)鋼板的中心部冷卻速度小于2℃/s時(shí)，不能適當(dāng)?shù)匦纬晌⒓?xì)組織，從而可能會(huì)導(dǎo)致屈服強(qiáng)度為390mpa以下。并且，所述鋼板的冷卻可以以3～300℃/s的平均冷卻速度來進(jìn)行。具體實(shí)施方式以下，通過實(shí)施例對(duì)本發(fā)明進(jìn)行更加具體的說明。但是，需留意的是，下面的實(shí)施例僅僅是為了說明本發(fā)明而例示的，其并不限定本發(fā)明的權(quán)利范圍。這是因?yàn)楸景l(fā)明的權(quán)利范圍是由權(quán)利要求書中記載的內(nèi)容和由此合理推導(dǎo)的內(nèi)容來確定的。(實(shí)施例1)將具有下表1的成分的厚度為400mm的鋼坯再加熱至1040℃的溫度，然后在1010℃的溫度下實(shí)施粗軋以制造棒材。粗軋時(shí)一律適用50％的累計(jì)壓下率。所述粗軋的棒材的厚度為180mm，粗軋后精軋前的1/4t部分的晶粒尺寸為95μm。所述粗軋后，在表2所示的精軋溫度與ar3溫度之間的差的溫度下進(jìn)行精軋，獲得具有下表2的厚度的鋼板，然后以4.2℃/秒的冷卻速度冷卻至700℃以下的溫度。對(duì)如上所述制造出的鋼板，調(diào)查其微細(xì)組織、屈服強(qiáng)度、厚度1/4t部分的平均粒度、在沿板的厚度方向從表層部到板厚度的1/4部分的(100)面的面積率、kca值(耐脆性裂紋擴(kuò)展性系數(shù))，并將其結(jié)果表示在表2中，其中，所述(100)面是與軋制方向平行的面呈15度以內(nèi)的角度的面。表2的kca值是對(duì)鋼板實(shí)施esso測試來評(píng)價(jià)的值。[表1][表2]*pf：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％如所述表2所示，在比較鋼1的情況下，可知將本發(fā)明中提出的精軋時(shí)精軋溫度-ar3溫度差控制為50℃以上，沒有施加充分的壓下，因此，1/4t部分的粒度為24.7μm，在沿板厚度方向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(nèi)的角度的(100)面的面積率為30％以下，并且，在-10℃的溫度下測定的kca值沒有超過普通的造船用鋼材所需的6000。在比較鋼2的情況下，可知c的含量高于本發(fā)明的c含量的上限值，即使在粗軋時(shí)通過冷卻來細(xì)化中心部奧氏體的粒度，但由于生成上貝氏體(upperbainite)而使得最終微細(xì)組織的粒度為32.9μm，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(nèi)的角度的(100)面的面積率為30％以下，并且，將容易發(fā)生脆性的上貝氏體作為基體組織，因此，在-10℃的溫度下kca值也是6000以下的值。在比較鋼3的情況下，可知si的含量高于本發(fā)明的si含量的上限值，即使在粗軋時(shí)通過冷卻來細(xì)化中心部奧氏體的粒度，但在中心部生成部分上貝氏體(upperbainite)，并且，隨著添加大量的si，生成大量的粗大的ma組織，因此，在-10℃的溫度下kca值也是6000以下的值。在比較鋼4的情況下，可知mn的含量高于本發(fā)明的mn含量的上限值，由于淬透性高而基材的微細(xì)組織為上貝氏體，并且，即使在粗軋時(shí)通過冷卻來細(xì)化中心部奧氏體的粒度，但最終微細(xì)組織的粒度為31.1μm，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(nèi)的角度(100)面的面積率為30％以下，因此，在-10℃的溫度下kca值也是6000以下的值。在比較鋼5的情況下，可知ni的含量高于本發(fā)明的ni含量的上限值，由于淬透性高而基材的微細(xì)組織為粒狀貝氏體(granularbainite)和上貝氏體，并且，即使在粗軋時(shí)通過冷卻來細(xì)化中心部奧氏體的粒度，但最終微細(xì)組織的粒度為29.3μm，因此，在-10℃的溫度下kca值也是6000以下的值。在比較鋼6的情況下，可知p和s的含量高于本發(fā)明的p和s含量的上限值，即使其他條件均滿足本發(fā)明中提出的條件，但由于p和s的含量高而發(fā)生脆性，因此，在-10℃的溫度下kca值也是6000以下的值。與此相反，在滿足本發(fā)明的成分范圍和制造范圍的發(fā)明鋼1～6的情況下，可知滿足屈服強(qiáng)度為390mpa以上，1/4t部分的粒度為15μm以下，微細(xì)組織為鐵素體和珠光體組織，或者針狀鐵素體單相組織，或者針狀鐵素體和粒狀貝氏體的復(fù)合組織，或者針狀鐵素體、珠光體以及粒狀貝氏體的復(fù)合組織。并且，可知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(nèi)的角度的(100)面的面積率為30％以上，在-10℃的溫度下kca值也滿足6000以上值。圖1中示出用光學(xué)顯微鏡觀察發(fā)明鋼1的厚度中心部的照片，通過圖1可知，厚度中心部的組織很細(xì)微。(實(shí)施例2)除了如表3所示改變鋼坯的cu/ni重量比之外，以與實(shí)施例1的發(fā)明鋼2相同的成分和制造條件來制造鋼板，并調(diào)查制造的鋼板的表面特性，其結(jié)果表示在下表3中。下表3中，鋼板的表面特性是測定熱脆性(hotshortness)導(dǎo)致的表面部星形裂紋的產(chǎn)生與否。[表3]如表3所示，當(dāng)適當(dāng)?shù)乜刂芻u/ni重量比時(shí)，會(huì)改善鋼板的表面特性。(實(shí)施例3)除了如下表4所示改變粗軋后精軋前的晶粒尺寸(μm)之外，以與實(shí)施例1的發(fā)明鋼1相同的成分和制造條件來制造鋼板，并調(diào)查制造的鋼板的1/4t部分的沖擊轉(zhuǎn)變溫度特性，其結(jié)果表示在表4中。[表4]鋼種粗軋后精軋前的晶粒尺寸(μm)1/4t沖擊轉(zhuǎn)變溫度(℃)發(fā)明鋼1176-65發(fā)明鋼1249-82發(fā)明鋼1368-78發(fā)明鋼1465-79發(fā)明鋼15135-42比較鋼10182-37如所述表4所示，可知，隨著粗軋后棒材狀態(tài)的1/4t部分的晶粒尺寸減小，沖擊轉(zhuǎn)變溫度會(huì)隨之減小，并通過這些能夠預(yù)期耐脆性裂紋擴(kuò)展性會(huì)提高。以上，參照實(shí)施例對(duì)本發(fā)明進(jìn)行了說明，然而本領(lǐng)域技術(shù)人員應(yīng)理解，在不脫離權(quán)利要求書中記載的本發(fā)明的思想和領(lǐng)域的范圍內(nèi)，可對(duì)本發(fā)明進(jìn)行多種修改和變更。當(dāng)前第1頁12