本發(fā)明涉及一種耐脆性裂紋擴(kuò)展性優(yōu)異的構(gòu)造用超厚鋼材及其制造方法。
背景技術(shù):
:近來(lái),在國(guó)內(nèi)外船舶、海洋、建筑及土木工程等領(lǐng)域使用的構(gòu)造物的設(shè)計(jì)中,都需要開(kāi)發(fā)具有高強(qiáng)度特性的超厚鋼。當(dāng)使用高強(qiáng)度的鋼來(lái)設(shè)計(jì)構(gòu)造物時(shí),可以減輕構(gòu)造物的重量,不僅能夠獲得經(jīng)濟(jì)利益,而且由于能夠使鋼板的厚度變薄,因此能夠同時(shí)實(shí)現(xiàn)加工和焊接作業(yè)的容易性。通常,對(duì)于高強(qiáng)度鋼,在超厚鋼材的制造中由于總壓下率的降低,其中心部不能充分變形,使得中心部的組織變得粗大,從而導(dǎo)致淬透性上升,生成貝氏體等的低溫相變相。并且,因粗大的組織而可能導(dǎo)致在中心部難以確保沖擊韌性。特別是,應(yīng)用于船舶等的主要構(gòu)造物時(shí),需要保證表示構(gòu)造物的穩(wěn)定性的耐脆性裂紋擴(kuò)展性的事例正在增加,但是,在中心部生成低溫相變相時(shí),可能會(huì)產(chǎn)生耐脆性裂紋擴(kuò)展性顯著下降的現(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)于屈服強(qiáng)度為350mpa以上的高強(qiáng)度鋼,為了提高耐脆性裂紋擴(kuò)展性而引入了各種技術(shù),例如用于表層部粒度微細(xì)化的精軋時(shí)采用表面冷卻以及軋制時(shí)通過(guò)賦予彎曲應(yīng)力的粒度調(diào)節(jié)、通過(guò)兩相區(qū)域軋制的表層微細(xì)化等技術(shù)。但是,這些技術(shù)雖然有助于使表層部的組織微細(xì)化,但是不能解決由于中心部的組織粗大化而引起的沖擊韌性降低的問(wèn)題,因此不能作為對(duì)于耐脆性裂紋擴(kuò)展性的根本對(duì)策。并且,技術(shù)本身在應(yīng)用于通常的量產(chǎn)系統(tǒng)時(shí)會(huì)顯著降低生產(chǎn)率,因此可能難以將這種技術(shù)商業(yè)化。并且,當(dāng)大量添加有助于提高韌性的諸如ni等元素時(shí),雖然可以提高耐脆性裂紋擴(kuò)展性,但是,由于ni元素是昂貴元素,因此從制造成本方面考慮,難以在商業(yè)上應(yīng)用?,F(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)1:韓國(guó)公開(kāi)專利第2009-0069818號(hào)專利文獻(xiàn)2:韓國(guó)公開(kāi)專利第2002-0091844號(hào)技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素:(一)要解決的技術(shù)問(wèn)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)異的構(gòu)造用超厚鋼材。根據(jù)本發(fā)明的另一方面,其目的在于提供一種耐脆性裂紋擴(kuò)展性優(yōu)異的構(gòu)造用超厚鋼材的制造方法,其通過(guò)控制合金組成和微細(xì)組織。(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)異的構(gòu)造用超厚鋼材,以重量%計(jì),包括:c:0.02-0.10%、mn:0.8-2.5%、ni:0.05-1.5%、nb:0.005-0.1%、ti:0.005-0.1%、余量fe及其他不可避免的雜質(zhì),并且具有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)相組織、鐵素體和珠光體的復(fù)相組織、以及鐵素體、貝氏體和珠光體的復(fù)相組織中的一個(gè)組織的微細(xì)組織。所述鋼材在板厚度方向通過(guò)電子背散射衍射(ebsd)方法測(cè)量的具有15°以上的高角度晶界的中心部的粒度可以為15μm以下。所述鋼材的屈服強(qiáng)度優(yōu)選為350mpa以上,中心部沖擊轉(zhuǎn)變溫度可以為-60℃以下。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)異的構(gòu)造用超厚鋼材的制造方法,包括以下步驟:將板坯再加熱至950-1100℃,然后在1100-900℃的溫度下進(jìn)行粗軋,其中所述板坯包括c:0.02-0.10%、mn:0.8-2.5%、ni:0.05-1.5%、nb:0.005-0.1%、ti:0.005-0.1%、以及余量fe及其他不可避免的雜質(zhì);將經(jīng)過(guò)粗軋的所述棒材在ar3以上的溫度下進(jìn)行精軋來(lái)獲得鋼板;將所述鋼板冷卻至700℃以下的溫度,其中,在所述粗軋時(shí)軋制前的板坯或者棒材的厚度方向的中心部與所述板坯或者棒材的外表面之間的溫度差為100℃以上。粗軋時(shí)的總累積壓下率優(yōu)選為40%以上。所述鋼板的冷卻是可以以2℃/s以上的中心部冷卻速度進(jìn)行。所述鋼板的冷卻是可以以3-300℃/s的平均冷卻速度進(jìn)行。補(bǔ)充說(shuō)一下,上述的技術(shù)方案并沒(méi)有列舉本發(fā)明的所有特征。本發(fā)明的各種特征和基于所述特征的優(yōu)點(diǎn)和效果可以參照下面的具體的實(shí)施方式來(lái)更詳細(xì)地理解。(三)有益效果根據(jù)本發(fā)明的一個(gè)方面,可以獲得具有優(yōu)異的屈服強(qiáng)度和中心部的沖擊轉(zhuǎn)變溫度的耐脆性裂紋擴(kuò)展性優(yōu)異的構(gòu)造用超厚鋼材。附圖說(shuō)明圖1是用光學(xué)顯微鏡觀察發(fā)明鋼1的厚度方向的中心部的照片。最佳實(shí)施方式為了解決現(xiàn)有問(wèn)題的同時(shí)確保與現(xiàn)有技術(shù)相比具有優(yōu)異的屈服強(qiáng)度和中心部的沖擊轉(zhuǎn)變溫度的構(gòu)造用超厚鋼材,本發(fā)明的發(fā)明人進(jìn)行了研究,結(jié)果認(rèn)識(shí)到通過(guò)適當(dāng)?shù)乜刂茦?gòu)造用超厚鋼材的合金設(shè)計(jì)和微細(xì)組織,能夠提高構(gòu)造用超厚鋼材的耐脆性裂紋擴(kuò)展性,并基于此,本發(fā)明人完成了本發(fā)明。下面,對(duì)本發(fā)明的一個(gè)方面的具有優(yōu)異的耐脆性裂紋擴(kuò)展性的構(gòu)造用超厚鋼材進(jìn)行詳細(xì)說(shuō)明。根據(jù)本發(fā)明的一個(gè)方面,耐脆性裂紋擴(kuò)展性優(yōu)異的超厚鋼材,以重量%計(jì),包括:c:0.02-0.10%、mn:0.8-2.5%、ni:0.05-1.5%、nb:0.005-0.1%、ti:0.005-0.1%、余量fe及其他不可避免的雜質(zhì),并且具有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)相組織、鐵素體和珠光體的復(fù)相組織、以及鐵素體、貝氏體和珠光體的復(fù)相組織中的一個(gè)組織的微細(xì)組織。這種超厚鋼材的厚度可以為10-100mm,更優(yōu)選為50-100mm。下面,對(duì)本發(fā)明的鋼成分和成分范圍進(jìn)行說(shuō)明。碳(c):0.02-0.10%(以下,各成分的含量指重量%)c是確?;镜膹?qiáng)度的最重要的元素,因此需要以適當(dāng)?shù)姆秶鷥?nèi)包含在鋼中,為了獲得這種添加效果,優(yōu)選添加0.02%以上的c。但是,當(dāng)c的含量超過(guò)0.10%時(shí),由于生成大量的島狀馬氏體和鐵素體本身的高強(qiáng)度,導(dǎo)致低溫韌性下降,因此優(yōu)選將所述c的含量限制在0.02-0.10%。錳(mn):0.8-2.5%由于mn是通過(guò)固溶強(qiáng)化來(lái)提高強(qiáng)度,并提高淬透性以生成低溫相變相的元素,因此優(yōu)選添加0.8%以上的mn。但是,當(dāng)mn的含量超過(guò)2.5%時(shí),由于淬透性的過(guò)度增加,促進(jìn)上貝氏體(upperbainite)和馬氏體的生成,降低沖擊韌性和耐脆性裂紋擴(kuò)展性,因此優(yōu)選將所述mn的含量限制在0.8-2.5%。鎳(ni):0.05-1.5%由于ni是在低溫下使位錯(cuò)交叉滑移(crossslip)容易以提高沖擊韌性和淬透性,從而提高強(qiáng)度的重要元素,為了提高沖擊韌性和耐脆性裂紋擴(kuò)展性,優(yōu)選添加0.05%以上的ni。但是,當(dāng)添加1.5%以上的ni時(shí),淬透性可能過(guò)度增加而生成低溫相變相,從而降低韌性并造成制造成本提高,因此優(yōu)選將所述ni含量的上限限制在1.5%。鈮(nb):0.005-0.1%nb以nbc或者nbcn的形式析出,以提高母材的強(qiáng)度。并且,當(dāng)再加熱至高溫時(shí),固溶的nb在軋制時(shí)以nbc的形式非常微細(xì)地析出,以抑制奧氏體的再結(jié)晶,從而具有使組織微細(xì)化的效果。因此,優(yōu)選添加0.005%以上的nb,但是當(dāng)添加過(guò)量時(shí)可能引起鋼材邊緣的脆性裂紋,因此優(yōu)選將nb含量的下限限制在0.1%。鈦(ti):0.005-0.1%再加熱時(shí)ti作為tin析出,是通過(guò)抑制母材和焊接熱影響區(qū)域的晶粒的生長(zhǎng)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)添加超過(guò)0.1%的ti時(shí),由于連鑄噴嘴的堵塞或者因中心部的結(jié)晶而可能會(huì)導(dǎo)致低溫韌性降低,因此優(yōu)選將ti含量限定在0.005-0.1%。本發(fā)明的余量成分是鐵(fe)。但是,在通常的制造過(guò)程中,雜質(zhì)可能從原料或者周圍環(huán)境不可避免地混入進(jìn)去,因此無(wú)法排除這些雜質(zhì)。這些雜質(zhì)是本領(lǐng)域普通技術(shù)人員已知的,因此在本說(shuō)明書(shū)中沒(méi)有具體提及所有內(nèi)容。本發(fā)明的鋼材具有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)相組織、鐵素體和珠光體的復(fù)相組織、以及鐵素體、貝氏體和珠光體的復(fù)相組織中的一個(gè)組織的微細(xì)組織。在所述鐵素體、貝氏體和珠光體的復(fù)相組織中,優(yōu)選將珠光體的比例限定在30體積%以下。所述鐵素體優(yōu)選為針狀鐵素體(acicularferrite),所述貝氏體優(yōu)選為粒狀貝氏體(granularbainite)。此時(shí),必要時(shí)所述鐵素體可以使用多邊形鐵素體(polygonalferrite)。例如,隨著所述mn和ni的含量增加,針狀鐵素體(acicularferrite)或者多邊形鐵素體和粒狀貝氏體(granularbainite)的分?jǐn)?shù)將增加,因此強(qiáng)度也會(huì)增加。所述鋼材優(yōu)選在板厚度方向通過(guò)電子背散射衍射(ebsd)方法測(cè)量的具有15°以上的高角度晶界的中心部的粒度可以為15μm以下。所述鋼材的屈服強(qiáng)度優(yōu)選為350mpa以上,中心部沖擊轉(zhuǎn)變溫度可以為-60℃以下。根據(jù)本發(fā)明的另一方面,耐脆性裂紋擴(kuò)展性優(yōu)異的超厚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℃的溫度下進(jìn)行粗軋,其中所述板坯包括c:0.02-0.10%、mn:0.8-2.5%、ni:0.05-1.5%、nb:0.005-0.1%、ti:0.005-0.1%、以及余量fe及其他不可避免的雜質(zhì);將經(jīng)過(guò)粗軋的所述棒材(bar)在ar3以上的溫度下進(jìn)行精軋來(lái)獲得鋼板;將所述鋼板冷卻至700℃以下的溫度,其中,在所述粗軋時(shí)軋制前的板坯或者棒材的厚度方向的中心部與所述板坯或者棒材的外表面之間的溫度差為100℃以上。板坯再加熱溫度:950-1100℃板坯再加熱溫度優(yōu)選為950℃以上,這是為了固溶鑄造時(shí)形成的ti和/或nb的碳氮化物。并且,為了充分固溶ti和/或nb的碳氮化物,更優(yōu)選將板坯加熱至1000℃以上。但是,當(dāng)板坯再加熱至過(guò)高的溫度時(shí),可能導(dǎo)致奧氏體粗大化,因此所述再加熱溫度的上限優(yōu)選為1100℃。粗軋溫度:1100-900℃,粗軋前的板坯或者棒材的厚度方向的中心部與所述板坯或者棒材的外表面之間的溫度差:100℃以上。對(duì)經(jīng)過(guò)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。還可以獲得破壞鑄造中通過(guò)軋制形成的樹(shù)枝狀結(jié)晶等鑄造組織和減小奧氏體的大小的效果。為了獲得這樣的效果,優(yōu)選將粗軋溫度限制在1100-900℃。在本發(fā)明中,粗軋時(shí)軋制前的板坯或者棒材的厚度方向的中心部和所述板坯或者棒材的外表面之間的溫度差為100℃以上。這種中心部與表面之間的溫度差可以通過(guò)例如用冷卻裝置冷卻加熱的板坯或者棒材來(lái)獲得。所述冷卻裝置沒(méi)有特別限定,例如可以使用水、空氣、液態(tài)冷卻劑和氣態(tài)冷卻劑中的至少一種作為冷卻介質(zhì)。如上所述,在粗軋時(shí)賦予所述板坯或者棒材的厚度方向的中心部與所述板坯或者棒材的外表面之間的溫度差,從而保持板坯或者棒材的表面部的溫度低于中心部的溫度,當(dāng)在存在這樣的溫度差的狀態(tài)下實(shí)施軋制時(shí),相比溫度相對(duì)低的表面部,溫度相對(duì)高的中心部發(fā)生更多的變形,從而中心部的粒度變得更細(xì)。優(yōu)選地,中心部的平均粒度可以保持在15μm以下。這是利用下述現(xiàn)象的技術(shù),即由于具有相對(duì)低的溫度的表面部的強(qiáng)度高于具有相對(duì)高的溫度的中心部的強(qiáng)度,因此具有相對(duì)低的強(qiáng)度的中心部產(chǎn)生更多的變形。為了有效地賦予中心部更多的變形,所述中心部與表面之間的溫度差優(yōu)選為100℃以上,更優(yōu)選的溫度差為100-300℃以上。在此,板坯或者棒材的厚度方向的中心部與所述板坯或者棒材的外表面之間的溫度差是指粗軋之前實(shí)際測(cè)量的板坯或者棒材的表面溫度與通過(guò)考慮冷卻條件和粗軋之前的板坯或者棒材的厚度而計(jì)算的中心部的溫度差。所述板坯的表面溫度和厚度的測(cè)量是在初始粗軋之前進(jìn)行,所述棒材的表面溫度和厚度的測(cè)量是在兩次粗軋至粗軋之前進(jìn)行。并且,進(jìn)行二道次以上的粗軋時(shí),板坯或者棒材的厚度方向的中心部與所述板坯或者棒材的外表面之間的溫度差是指通過(guò)測(cè)量粗軋時(shí)的各道次(pass)的溫度差并計(jì)算總的平均值的溫度差為100℃以上。本發(fā)明中,為了在粗軋時(shí)使中心部的組織微細(xì)化,粗軋時(shí)總累積壓下率優(yōu)選為40%以上。精軋溫度:ar3(鐵素體相變開(kāi)始溫度)以上在ar3以上對(duì)粗軋的棒材進(jìn)行精軋而獲得鋼板。在進(jìn)行精軋時(shí)奧氏體組織可進(jìn)行轉(zhuǎn)變。軋制后冷卻:冷卻至700℃以下精軋后將鋼板冷卻至700℃以下。當(dāng)冷卻結(jié)束溫度超過(guò)700℃時(shí),由于微細(xì)組織未能適當(dāng)?shù)匦纬?,因此屈服?qiáng)度可能在350mp以下。所述鋼板的冷卻可以以2℃/s以上的中心部冷卻速度進(jìn)行,當(dāng)鋼板的中心部冷卻速度小于2℃/s時(shí),由于微細(xì)組織未能適當(dāng)?shù)匦纬桑虼饲?qiáng)度可能在350mpa以下。并且,所述鋼板的冷卻可以以3-300℃/s的平均速度進(jìn)行。下面,將通過(guò)實(shí)施例更詳細(xì)地說(shuō)明本發(fā)明。但是,應(yīng)理解下面的實(shí)施例旨在通過(guò)例示來(lái)說(shuō)明本發(fā)明,而不是限制本發(fā)明的權(quán)利范圍。這是因?yàn)楸景l(fā)明的權(quán)利范圍由權(quán)利要求書(shū)中記載的事項(xiàng)和由此合理推測(cè)的事項(xiàng)來(lái)確定。具體實(shí)施方式1070℃的溫度,將具有下表1的組成的鋼坯再加熱至1070℃的溫度,然后在1050℃的溫度下實(shí)施粗軋。在鋼坯粗軋時(shí)的表面與中心部之間的平均溫度差如下表2示出,累積壓下率相同,均為50%。如表2所示,粗軋時(shí)的中心部與表面之間的平均溫度差表示在粗軋之前的實(shí)際測(cè)量的板坯或者棒材表面的溫度與通過(guò)考慮噴射到棒材上的數(shù)量和粗軋之前的板坯的厚度而計(jì)算的中心部溫度之間的差,是通過(guò)測(cè)量粗軋時(shí)各道次(pass)溫度差而計(jì)算出的總平均值。在所述粗軋后,在780℃的精軋溫度下進(jìn)行精軋而獲得具有下表2所示厚度的鋼板,然后以5℃/sec的冷卻速度冷卻至700℃以下的溫度。對(duì)于如上所述制造的鋼板,調(diào)查微細(xì)組織、屈服強(qiáng)度、中心部平均粒度、中心部沖擊轉(zhuǎn)變溫度以及kca值(耐脆性裂紋擴(kuò)展性),并將結(jié)果在下表2中示出。表2所示的kca值是通過(guò)對(duì)鋼板實(shí)施esso測(cè)試來(lái)評(píng)價(jià)的值。[表1]類別c(重量%)mn(重量%)ni(重量%)ti(重量%)nb(重量%)發(fā)明鋼10.0322.050.120.0180.019發(fā)明鋼20.0671.770.350.0230.012發(fā)明鋼30.0741.250.950.0210.023發(fā)明鋼40.0631.630.750.0150.015發(fā)明鋼50.0531.741.020.0180.021發(fā)明鋼60.0911.210.430.0230.029比較鋼10.0820.920.650.0120.018比較鋼20.0611.650.370.0170.012比較鋼30.121.590.230.0210.011比較鋼40.0762.052.250.0150.019比較鋼50.0712.650.450.0170.022[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(gb:granularbainite)、上貝氏體(ub:upperbainite),其中,產(chǎn)品厚度可以看出是以超厚鋼進(jìn)行了評(píng)價(jià)。如所述表2所示,在比較鋼1和2的情況下,可知本發(fā)明中提出的粗軋時(shí)厚度方向的中心部與外表面之間的平均溫度差被控制為小于100℃,由于在粗軋時(shí)在中心部沒(méi)有賦予充分的變形,因此中心部的粒度分別為25.3μm和29.6μm,由此,中心部沖擊轉(zhuǎn)移溫度顯示為小于-60℃。并且,由此在-10℃下測(cè)量的kca值未超過(guò)用于造船的普通鋼材所要求的6000。對(duì)于比較鋼3和5的情況,可知具有大于本發(fā)明中提出的c和mn含量的上限的值,盡管在粗軋時(shí)通過(guò)冷卻使中心部奧氏體的粒度微細(xì)化,但由于生成上貝氏體(upperbainite),最終微細(xì)組織的粒度分別為32μm和38μm以上,并且由于含有容易產(chǎn)生脆性的上貝氏體作為基體組織,因此中心部沖擊轉(zhuǎn)變溫度為-60℃以上。因此,可知在-10℃下的kca值也是6000以下。在比較鋼4的情況下,可知具有大于本發(fā)明中提出的ni含量的上限的值,并且因高淬透性而母材的微細(xì)組織為粒狀貝氏體(granularbainite)和上貝氏體。因此,可知盡管在粗軋時(shí)通過(guò)冷卻使中心部奧氏體的粒度微細(xì)化,但由于最終微細(xì)組織的粒度為26μm,含有容易發(fā)生脆性的上貝氏體為基體組織,因此中心部的沖擊轉(zhuǎn)變溫度為-60℃以上。并且,可知在-10℃下的kca值為6000以下。與之相反,對(duì)于滿足本發(fā)明的成分范圍且在粗軋時(shí)通過(guò)冷卻使中心部奧氏體的粒度微細(xì)化的發(fā)明鋼1-6,可知滿足屈服強(qiáng)度為350mpa以上、中心部粒度為15μm以下,且作為微細(xì)組織具有鐵素體和珠光體組織或者針狀鐵素體單相組織,或者針狀鐵素體或者多邊形鐵素體和粒狀貝氏體的復(fù)相組織,針狀鐵素體、珠光體和粒狀貝氏體的復(fù)相組織。因此,可知中心部沖擊轉(zhuǎn)變溫度為-60℃以下,在-10℃下的kca值也滿足6000以上。圖1示出用光學(xué)顯微鏡觀察發(fā)明鋼1的厚度方向的中心部的照片,如圖1所示,在發(fā)明鋼1的情況下,可知中心部組織微細(xì)。以上,參照實(shí)施例對(duì)本發(fā)明進(jìn)行了說(shuō)明,但是本領(lǐng)域技術(shù)人員應(yīng)理解在沒(méi)有脫離權(quán)利要求書(shū)中記載的本發(fā)明的思想和領(lǐng)域的范圍內(nèi),能夠?qū)Ρ景l(fā)明進(jìn)行各種修改和變更。當(dāng)前第1頁(yè)12