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：
：近年來，在國內外船舶、海洋、建筑及土木工程領域所使用的構造物的設計中，都需要開發(fā)具有高強度特性的超厚鋼。如果設計構造物時使用高強度鋼，則可以將構造物的形態(tài)輕量化，因此可以獲得經濟效益，并且，由于可以使鋼板的厚度變薄，因此可以同時確保加工和焊接作業(yè)的容易性。通常，對高強度鋼而言，當制造超厚鋼材時，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組織變得粗大，由此受晶粒度影響最大的低溫物理性質會降低。特別是，對體現(xiàn)構造物的穩(wěn)定性的耐脆性裂紋擴展性而言，將超厚鋼材適用于船舶等主要構造物時需要保證其水平的事例增多，然而，當微細組織變得粗大時，發(fā)生耐脆性裂紋擴展性顯著降低的現(xiàn)象，因此難以提高超厚高強度鋼材的耐脆性裂紋擴展性。另外，對屈服強度為390mpa以上的高強度鋼而言，為了提高耐脆性裂紋擴展性而引入了多種技術，例如，精軋時通過表面冷卻來細化表層部粒度，以及軋制時通過施加彎曲應力來調節(jié)粒度等。然而，這樣的技術雖然有助于細化表層部的組織，但是不能解決除了表層部之外的其余組織的粗大化所導致的沖擊韌性降低的問題，因此，不能視為對耐脆性裂紋擴展性的根本對策。并且，技術本身在應用于普通的量產系統(tǒng)時會顯著降低生產性，因此可能難以在商業(yè)上應用。技術實現(xiàn)要素：(一)要解決的技術問題根據本發(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，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；所述鋼材具有微細組織，所述微細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，所述鋼材的屈服強度可為390mpa以上。根據本發(fā)明的另一方面，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℃，然后在1100～900℃的溫度下對所述板坯進行粗軋，其中，所述板坯以重量％計，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；在ar3+30℃～ar3-30℃之間的溫度下對所述粗軋的棒材(bar)進行精軋，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，對于最后三道次(pass)，每道次的壓下率為5％以上，總累計壓下率為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。所述精軋時的壓下比可設定為，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行。所述鋼板的冷卻可以以3～300℃/秒的平均冷卻速度來進行。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)點和效果。(三)有益效果根據本發(fā)明，可獲得具有高屈服強度和優(yōu)異的耐脆性裂紋擴展性的高強度鋼材。附圖說明圖1是示出用光學顯微鏡觀察發(fā)明鋼1的厚度中心部的照片。最佳實施方式為了提高厚度為50mm以上的厚鋼材的屈服強度和耐脆性裂紋擴展性，本發(fā)明的發(fā)明人進行了研究和實驗，并基于其結果提出了本發(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)為了通過固溶強化來提高強度，適當?shù)乜刂其摰某煞?。特別是，為了固溶強化，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度，適當?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的組織。3)優(yōu)選地，為了提高強度和耐脆性裂紋擴展性，可以細化鋼材的組織。特別是，細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化鋼材的組織，從而可以通過強化晶粒來提高強度，同時使裂紋的生成和擴展最小化，從而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，可以控制鋼材的集合組織?？紤]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展，并且體心立方結構(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度以內的角度的(100)面起到阻止裂紋擴展的作用。通過如上所述的方式控制鋼材的集合組織，即使生成裂紋，因裂紋的擴展被阻止而提高耐脆性裂紋擴展性。5)優(yōu)選地，為了進一步細化鋼材的組織，控制粗軋條件。特別是，通過控制粗軋時的壓下條件來確保微細的組織。6)為了進一步細化鋼材的組織，控制精軋條件。特別是，通過控制精軋溫度和壓下條件，使得由于精軋時的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，從而即使在鋼材的中心部也能夠確保微細的組織。以下，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的說明。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；并且所述鋼材具有微細組織，所述微細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種組織。以下，對本發(fā)明的鋼的成分和成分范圍進行說明。c(碳)：0.05～0.10％(以下，各成分的含量表示重量％)c是確?；镜膹姸鹊淖钪匾脑?，因此需要以適當?shù)姆秶阡撝校瑸榱双@得這樣的添加效果，優(yōu)選添加0.05％以上的c。但是，當c的含量超過0.10％時，因生成大量的島狀馬氏體、鐵素體自身的高強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是通過固溶強化來提高強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mn的含量超過1.5％時，由于淬透性過度增加而促進上貝氏體(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變相，因此降低沖擊韌性和耐脆性裂紋擴展性。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是在低溫下使位錯的交叉滑移(crossslip)容易，由此提高沖擊韌性和淬透性以提高強度的重要元素，為了獲得這樣的效果，優(yōu)選添加0.8％以上的ni。但是，當所述ni添加1.5％以上時，淬透性過度上升而生成低溫轉變相，從而降低韌性，并且可能會使制造成本上升，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，以提高基材的強度。并且，在高溫下再加熱時固溶的nb會在軋制時以nbc的形態(tài)非常細微地析出，從而抑制奧氏體的再結晶，因此具有細化組織的效果。因此，優(yōu)選添加0.005％以上的nb，但是，當添加過多的nb時，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ti的含量超過0.1％時，可能會導致連鑄噴嘴的堵塞或者由于中心部結晶而降低低溫韌性，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提高鋼材的強度且具有很強的脫氧效果，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，當大量添加si時，生成粗大的島狀馬氏體(ma)相而可能會降低耐脆性裂紋擴展性，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是提高淬透性且產生固溶強化以提高鋼材的強度的主要元素，并且，所述cu是實施回火(tempering)時通過生成ε-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％以上的cu。但是，當大量添加cu時，在煉鋼工藝中由于熱脆性(hotshortness)而可能會產生板坯的裂紋，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％，再進一步優(yōu)選地，限定為0.18～0.3％。所述cu和ni的含量可設定為，cu/ni重量比為0.6以下，優(yōu)選為0.5％以下。如上所述地設定cu/ni重量比時，可以進一步改善表面質量。本發(fā)明的剩余成分是鐵(fe)。但是，在普通的制造過程中，可能會從原料或周圍環(huán)境不可避免地混入雜質，因此無法排除這些雜質。這些雜質是本領域技術人員通常已知的，因此在本說明書中沒有特別提及所有內容。本發(fā)明的鋼材具有微細組織，所述微細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，因此強度也會增加。當所述鋼材的微細組織是包括珠光體的復合組織時，珠光體的分率以體積％計，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，從而通過強化晶粒來提高強度而使裂紋的生成和擴展最小化，由此提高耐脆性裂紋擴展性，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展，并且，體心立方結構(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度以內的角度的(100)面起到阻止裂紋擴展的作用。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，裂紋的擴展被阻止而提高耐脆性裂紋擴展性。優(yōu)選地，所述鋼材的屈服強度為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，對本發(fā)明的另一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的說明。本發(fā)明的另一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℃，然后在1100～900℃的溫度下對所述板坯進行粗軋，其中，所述板坯以重量％計，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；在ar3+30℃～ar3-30℃之間的溫度下對所述粗軋的棒材(bar)進行精軋來獲得鋼板；以及將所述鋼板冷卻至700℃以下的溫度。板坯的再加熱在進行粗軋之前對板坯進行再加熱。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℃以上的溫度進行加熱。但是，在過高的溫度下進行再加熱時，可能會導致奧氏體的粗大化，因此，所述再加熱溫度的上限優(yōu)選為1100℃。粗軋對再加熱的板坯進行粗軋。粗軋溫度優(yōu)選為奧氏體的再結晶停止的溫度(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，為了在粗軋時細化中心部的組織，在粗軋時，對于最后三道次的每道次的壓下率優(yōu)選為5％以上，總累計壓下率優(yōu)選為40％以上。在粗軋時，由于初始軋制而被再結晶的組織，因高溫而發(fā)生晶粒生長，但是，實施最后三道次時，隨著在等待軋制期間棒材被空冷，晶粒生長速度會變慢，因此，粗軋時的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，當粗軋時的每道次的壓下率降低時，由于充分的變形不能傳遞到中心部，因此，可能會發(fā)生中心部的粗大化所導致的韌性的降低。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，為了細化中心部的組織，粗軋時的總累計壓下率優(yōu)選設定為40％以上。精軋在ar3(鐵素體相變開始溫度)+30℃～ar3-30℃的溫度下對粗軋的棒材進行精軋，以獲得鋼板。這是為了獲得進一步細化的微細組織，當在ar3溫度以上或以下的溫度下實施軋制時，由于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，從而可以獲得減小晶粒單位的效果。并且，為了產生有效的應變誘導相變，將精軋時的累計壓下率優(yōu)選保持在40％以上，除了用于最終形狀調整的軋制以外的每道次的壓下率優(yōu)選保持在8％以上。當在本發(fā)明中提出的條件下進行精軋時，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，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，當在ar3+30℃以上的溫度下進行精軋時，無法有效實現(xiàn)粒度的微細化，因此優(yōu)選在ar3+30℃～ar3-30℃之間的精軋溫度下實施精軋。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，隨著奧氏體晶粒微細化而使得最終微細組織被細化，從而能夠提高低溫沖擊韌性。所述精軋時的壓下比可設定為，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，隨著粗軋和精軋時的壓下量增加，可通過最終微細組織的微細化提高屈服/拉伸強度和低溫韌性，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。當冷卻終止溫度超過700℃時，不能適當?shù)匦纬晌⒓毥M織，從而可能會導致屈服強度為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行，當鋼板的中心部冷卻速度小于2℃/s時，不能適當?shù)匦纬晌⒓毥M織，從而可能會導致屈服強度為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行。具體實施方式以下，通過實施例對本發(fā)明進行更加具體的說明。但是，需留意的是，下面的實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)明的權利范圍。這是因為本發(fā)明的權利范圍是由權利要求書中記載的內容和由此合理推導的內容來確定的。(實施例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℃的溫度下實施粗軋以制造棒材。粗軋時一律適用50％的累計壓下率。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。對如上所述制造出的鋼板，調查其微細組織、屈服強度、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(耐脆性裂紋擴展性系數(shù))，并將其結果表示在表2中，其中，所述(100)面是與軋制方向平行的面呈15度以內的角度的面。表2的kca值是對鋼板實施esso測試來評價的值。[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，即使在粗軋時通過冷卻來細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，即使在粗軋時通過冷卻來細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組織為上貝氏體，并且，即使在粗軋時通過冷卻來細化中心部奧氏體的粒度，但最終微細組織的粒度為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組織為粒狀貝氏體(granularbainite)和上貝氏體，并且，即使在粗軋時通過冷卻來細化中心部奧氏體的粒度，但最終微細組織的粒度為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，可知滿足屈服強度為390mpa以上，1/4t部分的粒度為15μm以下，微細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。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微。(實施例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，并調查制造的鋼板的表面特性，其結果表示在下表3中。下表3中，鋼板的表面特性是測定熱脆性(hotshortness)導致的表面部星形裂紋的產生與否。[表3]如表3所示，當適當?shù)乜刂芻u/ni重量比時，會改善鋼板的表面特性。(實施例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，并調查制造的鋼板的1/4t部分的沖擊轉變溫度特性，其結果表示在表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，沖擊轉變溫度會隨之減小，并通過這些能夠預期耐脆性裂紋擴展性會提高。以上，參照實施例對本發(fā)明進行了說明，然而本領域技術人員應理解，在不脫離權利要求書中記載的本發(fā)明的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