专利名称：疲劳特性优异的厚钢板的制作方法
技术领域：
本发明涉及主要作为船舶、建筑物、桥梁等的结构用材料使用的厚钢板，特别是涉及疲劳特性优异的厚钢板。
背景技术：
船舶、建筑物、桥梁等通常是通过焊接接合板厚6mm以上的厚钢板组装而成。在钢板的焊接部，因为容易发生应力集中而容易发生疲劳破坏。作为改善疲劳特性的技术，可列举专利文献1 3。专利文献1是焊接热影响部的硬度值为母材或焊接金属的硬度低的任意一方的硬度的80%以上，以缓和焊接接头的应力集中。在专利文献2中，是通过减少焊接金属和焊接热影响部的硬度的差，从而抑制只在焊接金属和HAZ的单侧的应变集中，使疲劳强度提高。另外，专利文献3是通过减小焊接热影响部与母材的硬度的差，从而缓和应力、应变的集中，使焊接部的疲劳强度和耐应力腐蚀裂纹性提高。但是在专利文献1 3中，因为Si量多或Nb量、Mo量等多，所以疲劳特性和韧性不充分。专利文献1特开2006-169602号公报专利文献2特开平7-171679号公报专利文献3特开2001-73071号公报
发明内容
本发明以提供一种疲劳特性优异的厚钢板为目的。能够达成上述课题的本发明的厚钢板，其特征在于，含有C 0. 02 0. 15 % (质量％的意思。下同)、Si :0·30%以下(含0%)、Μη:1·0 2·5%、Ρ:0·015%以下(不含 0% )、S :0. 01% 以下(不含 0% )、A1 :0. 005 0. 06%,N 0. 0038 0. 010%，并且余量为不可避免的杂质，钢组织中的位错密度为IX 101° 10 X 101° (/cm2)，所述位错密度与下式 (1)和(2)所表示的D1值和H值满足如下关系H值/D1值彡23和2. 2彡(位错密度/101°)/D1值< 6. 5，疲劳特性优异。 D1 值=(C/10)0.5X (1. 7-0. 09X6) X (0. 7XSi+1) XFlX (0. 35XCu+1) X (0· 36X Ni+1) X (2. 16XCr+l) X (3XMo+l) X (1. 75XV+1) X (200XF2+1)... (1)其中，在上述(1)中，Fl在Mn < 1. 2 时，Fl = 3· 33XMn+lMn 彡 1. 2 时，Fl = 5· IX (Μη-1· 2)+5F2 在B-0. 3 (N-Ti X 14/48) X 11/14 < 0 时，F2 = 0B-0. 3 (N-Ti X 14/48) X 11/14 彡 0 时，F2 = B-0. 3 X (N-Ti X 14/48) X 11/14H值=-153 X C+112X Si_3 XMn-63 X Cu+240 X Al-15 X Ni-305 X Cr+1791 XMo-110XNb-758XTi-1929XB+1068XN+4(上式(1)、(幻中，元素名称表示各元素含量(质量％)，有未含有的元素时，其含量按0质量％计算。)本发明的厚钢板，根据需要也可以还含有如下(a)从Cu:2%以下(不含0% )、 Ni 以下(不含0% )、Cr 以下(不含0% )和Mo :0.6%以下(不含0% )之中选择的至少1种；(b)从V :0.1%以下(不含0% )、Nb :0.060%以下(不含0%)和Ti :0.1% 以下(不含0%)之中选择的至少一种；(c)B :0.005%以下(不含0%) ； (d) Ca :0.010%以下(不含0%) ； (e)Mg :0.005%以下(不含0%) ； (f)& :0. 1 %以下(不含0%)和/或 Hf :0.05% 以下(不含 0% ) ； (g) REM :0.02% 以下(不含 0% )。根据本发明，各种成分组成得到适当地调整，并且作为焊接热影响部的均勻延伸率的指标的H值和作为焊接热影响部的强度的指标的D1值的比(H值/D1值)、作为母材强度的指标的位错密度和作为母材强度的指标的位错密度与作为焊接热影响部的强度的比的指标的D1值的比((位错密度VD1值)均得到适当控制，因此能够实现疲劳特性优异的厚钢板。
图1是表示用于疲劳特性测量的试验片的概略图。
具体实施例方式在厚钢板的焊接部，通常，因为应力在焊趾部集中，所以疲劳破坏从焊趾部向焊接热影响部(以下称为“HAZ”)发生。本发明者们对于在该HAZ发生和进展疲劳破坏进行研究的结果发现，(i)如果使应力集中在HAZ与母材的边界线附近发生，并且(ii)如果减小 HAZ的均勻延伸率，则能控制HAZ的疲劳的发生，其结果是能够使疲劳特性提高，从而完成了本发明。首先，为了在HAZ与母材的边界线附近使应力集中，有效的是将母材的强度调整得低，并且调整母材的强度与HAZ的强度的平衡。母材的强度与存在于母材中的位错密度具有相关关系，位错密度越多，母材的强度越上升。在本发明中，由于需要将母材的强度调整得低，所以将位错密度的上限定为 10X IO10 (/cm2)，另外，母材的强度变得过低时，即位错密度过小时，母材发生疲劳破坏，因此，位错密度的下限定为IX IO10 (/cm2)。位错密度优选为2X 101° 9X 101° (/cm2)，更优选为 3X1010 8X1010(/cm2)。HAZ的强度与由下式⑴计算的D1值具有相关关系。下式⑴的D1值作为表示钢的淬火性的指标，是以一般性的理想临界直径为基础，基于本发明的化学成分组成下的实验加以修正的算式。D1 值=(C/10)0.5X (1. 7-0. 09X6) X (0. 7XSi+1) XFlX (0. 35XCu+1) X (0· 36X Ni+1) X (2. 16XCr+l) X (3XMo+l) X (1. 75XV+1) X (200XF2+1)... (1)其中，在上述(1)中，Fl在Mn < 1. 2 时，Fl = 3· 33XMn+lMn 彡 1. 2 时，Fl = 5. 1 X (Μη_1· 2) +5
F2 在B-0. 3 (N-Ti X 14/48) X 11/14 < 0 时，F2 = 0B-03 (N-Ti X 14/48) X 11/14 彡 0 时，F2 = B-0. 3 X (N-Ti X 14/48) X 11/14在本发明中，为了在HAZ与母材的边界线附近使应力集中，与HAZ相比，要将母材的强度控制得充分地低，控制作为母材强度的指标的上述位错密度与作为HAZ的强度的指标的D1值，使(位错密度/101°)/ 值为6. 5以下。(位错密度/101°)/D1值优选为6.0以下，更优选为5. 5以下。另一方面，若母材的强度过度降低，则母材发生疲劳破坏，因此(位错密度/101°) /D1值为2. 2以上。(位错密度/101°) /D1值优选为2. 5以上，更优选为3. 0以上。其次，对于HAZ的均勻延伸率进行说明。本发明中之所以减小HAZ的均勻延伸率， 是由于通过减小HAZ的均勻延伸率而减少塑性变形，由此能够抑制HAZ的疲劳龟裂的发生。 HAZ的均勻延伸率与下式(2)所表示的H值具有相关关系。H值=-153 X C+112X Si_3 XMn-63 X Cu+240 X Al-15 X Ni-305 X Cr+1791 XMo-110 XNb-758XTi-1929XB+1068XN+4H值是实验性求得的HAZ的延伸率与合金元素的关系。一般来说，在钢材中，抗拉强度越高，均勻延伸率越低，但在本发明中，在本发明的HAZ的强度等级(约500 700MPa) 下仍会达成低的均勻延伸率，这一点与现有技术不同。即，在本申请发明中，控制作为HAZ 的均勻延伸率的指标的H值与作为HAZ的强度的指标的D1值，使之满足H值/D1值< 23的关系。H值/D1值优选为20以上，更优选为15以下。另一方面，若H值/D1值的值过小，则母材强度提高而韧性降低。因此H值/D1值优选为3以上，更优选为5以上。还有，在上式(1)、(2)中，元素名称表示各元素的含量(质量％)，有未含有的元素时，对于其含量按0质量％计算。以下，对于本发明的厚钢板的化学成分进行说明。C :0.02 0.15%C是用于确保钢板的强度所必须的元素。因此使C量为0.02%以上。C量优选为 0.03%以上，更优选为0.04%以上。另一方面，若C量变得过剩，则硬质的岛状马氏体(MA) 大量生成，招致母材的韧性劣化。因此C量为0. 15%以下。C量优选为0. 13%以下，更优选为0. 11%以下。Si :0· 30% 以下(含 0% )Si不是必须元素，但其在通过固溶强化而确保强度方面是有用的元素。为了发挥这样的效果，优选使之含有0.05%以上，更优选为0. 10%以上。另一方面，若Si量变得过剩，则硬质的岛状马氏体(MA)大量生成，招致母材的韧性劣化。因此Si量的上限为0. 30% 以下。Si量优选为0.27%以下，更优选为0.23%以下。Mn :1.0 2. 5%Mn在确保钢板的强度上是有用的元素。因此Mn量为1.0%以上。Mn量优选为 1.20%以上，更优选为1.40%以上。另一方面，若Mn量变得过剩，则HAZ的强度过度上升， 韧性劣化。因此Mn量为2. 5%以下。Mn量优选为2. 3%以下，更优选为2.0%以下。P :0.015% 以下(不含 0% )P容易发生晶界破坏，是对韧性造成不良影响的杂质元素，因此优选其含量尽可能少。为了确保母材和HAZ韧性，P量为0.015%以下。P量优选为0.013%以下，更优选为 0. 010% 以下。S :0.01 % 以下(不含 0% )S形成Mn硫化物，是使母材韧性劣化的元素，因此优选其含量尽可能地少。为了确保母材的韧性，S量为0. 01%以下。S量优选为0. 008%以下，更优选为0. 006%以下。Al :0· 005 0. 06%Al是作为脱氧剂有效的元素，并且也是发挥着由钢板的微组织化带来的疲劳强度提高效果的元素。因此Al量为0.005%以上。Al量优选为0.01%以上，更优选为0.02% 以上。另一方面，若Al量变得过剩，则岛状马氏体(MA)大量生成，对疲劳特性带来不良影响。因此Al量为0.06%以下。Al量优选为0.05%以下，更优选为0.045%以下。N :0· 0038 0. 010%N与Al结合而形成氮化物，由此使钢板组织微细化，在确保母材和HAZ的韧性、疲劳特性上是有用的元素。因此N量为0.0038%以上。N量优选为0.0040%以上，更优选为 0. 0045%以上，进一步优选为0. 0050%以上。另一方面，若N量变得过剩，则固溶N量增大而发生应变时效，由此母材和HAZ的韧性劣化。因此，N量为0. 010%以下。N量优选为 0. 009%以下，更优选为0. 008%以下。本发明的厚钢板的基本成分如上所述，余量实质上是铁。但是，当然也允许含有因原料、物资、制造设备等的状况而混入的不可避免的杂质。此外，本发明的厚钢板也可以根据需要，还含有以下的任意元素。从Cu 以下(不含0% )、Ni 以下(不含0% )、Cr 以下(不含0% ) 和Mo :0.6%以下(不含0% )之中选择的至少1种Cu、Ni、Cr和Mo均是对钢板的高强度化有效的元素，该效果随着它们的含量增加而增大。从这样的观点出发，Cu量、Ni量、Mo量均优选为0. 1 %以上，更优选为0. 2 %以上。 Cr量优选为0. 2%以上，更优选为0. 5%以上。另一方面，若这些元素变得过剩，则招致强度过大的上升，使母材和HAZ韧性劣化。因此Cu、Ni和Cr均优选为2%以下。Mo量优选为 0.6%以下。Cu量和Ni量均优选为1.0%以下，更优选为0.8%以下。Cr量更优选为1.5% 以下，进一步优选为1.3%以下。Mo量更优选为0.5%以下，进一步优选为0.4%以下。从V:0. 以下(不含0%)、Nb :0. 060%以下(不含0%)和Ti 0. 以下(不含0%)之中选择的至少一种V、Nb和Ti均作为碳氮化物析出，抑制Y晶粒的粗大化，由此在使母材韧性良好的方面是有效的元素。因此V量、Nb量均优选为0.010%以上，更优选为0.020%以上。Ti 量优选为0. 010%以上，更优选为0. 012%以上。另一方面，若V量、Nb量和Ti量变得过剩， 则招致HAZ组织的粗大化，HAZ韧性劣化。因此V量和Ti量均优选为0. 1 %以下，更优选为 0. 08%以下，进一步优选为0. 06%以下。Nb量优选为0. 060%以下，更优选为0. 050%以下， 进一步优选为0. 040%以下。B :0· 005 % 以下(不含 0 % )B在使母材和HAZ的韧性提高上是有效的元素。因此B量优选含有0. 0005%以上，更优选为0. 0008%以上。另一方面，若B量变得过剩，则招致奥氏体晶界的BN偏析，使母材和HAZ的韧性劣化。因此B量优选为0. 005%以下，更优选为0. 0045%以下，进一步优选为0. 0040%以下，更进一步优选为0. 0020%以下。Ca :0.010% 以下(不含 0% )Ca控制硫化物的形态，是有助于HAZ的韧性提高的元素。因此Ca量优选为 0. 0005%以上，更优选为0. 0010%以上。但是，若其含量变得过剩，则粗大夹杂物生成，母材和HAZ韧性劣化。因此Ca量优选为0.010%以下，更优选为0. 0080%以下，进一步优选为 0. 0050% 以下。Mg :0· 005 % 以下(不含 0 % )Mg形成氧化物和氮化物，抑制奥氏体晶粒的粗大化，从而使HAZ特性(韧性)提高。因此Mg量优选为0.0005%以上，更优选为0.0010%以上。另一方面，若Mg量变得过剩，则夹杂物粗大化，韧性劣化。因此，Mg量优选为0. 005%以下，更优选为0. 0040%以下， 进一步优选为0. 0030%以下。Zr 0. 以下(不含0% )和/或Hf :0.05%以下(不含0% )Zr和Hf均形成氮化物而使奥氏体晶粒微细化，在HAZ韧性改善上是有效的元素。 因此，Zr量优选为0. 001%以上，更优选为0. 002%以上。Hf量优选为0. 0010%以上，更优选为0. 0015%以上。另一方面，若Ir量和Hf量变得过剩，则反而使HAZ特性劣化，因此& 量优选为0. 1 %以下，Hf量优选为0. 05%以下。ττ量更优选为0. 05%以下，进一步优选为 0.02%以下。Hf量更优选为0.03%以下，进一步优选为0.02%以下。REM :0· 02% 以下(不含 0% )。REM(稀土类元素)控制夹杂物的形态，是有助于母材和HAZ的韧性提高的元素。 因此，REM量优选为0.005%以上，更优选为0.010%以上。另一方面，若REM变得过剩，则氧化物变得粗大化，由此使母材和HAZ的韧性劣化。因此，REM量优选为0. 02%以下，更优选为0.018%以下。还有，在本发明中，REM属于元素周期表3族的钪( )、钇(Y)和镧系稀土类元素(原子编号57 71)的元素均能够使用。本发明的厚钢板的板厚没有特别限定，但优选为6mm以上，更优选为IOmm以上 (特别优选l5mm以上)。制造本发明的厚钢板的方法没有特别限定，但是在熔炼钢并进行铸造后，实施热轧这样的厚钢板的一系列的制造工序中，在确保上述位错密度的基础上，特别是优选适当控制热轧的累积压下率和热轧后的冷却速度。优选使热轧的累积压下率为70%以上，更优选为75%以上。另外热轧后的冷却速度优选为1 12°C /秒，更优选为3 10°C /秒。将成分组成适当调整至上述范围，并且调整所述累积压下率和所述冷却速度，由此能够使位错密度成为IX 101° IOX 101° (/cm2)， 更优选为3 X 101° 8 X 101° (/cm2)，并且能够使(位错密度/IO10) /D1值为2. 5 6. 5。实施例以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例限制，在能够符合前后述的宗旨的范围内当然也可以加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。遵循通常的熔炼方法，熔炼具有表1、2所示的化学成分组成的钢，进行铸造 (240mm厚)后，以表3、4所示的条件进行热轧(热轧的累积压下率约83% )而得到钢板 (40mm 厚)。
表1
权利要求
1.一种疲劳特性优异的厚钢板，其特征在于，以质量％计含有C 0. 02 0. 15%, Si 0. 30%以下且含0%、Mn 1. 0 2. 5%、P :0. 015%以下但不含0%、S :0. 01%以下但不含 0%,A1 :0. 005 0. 06%, N 0. 0038 0. 010%，并且余量为不可避免的杂质，钢组织中的位错密度为IX 101° 10X 101°(/cm2)， 所述位错密度与由下式(1)和( 所表示的D1值和H值满足如下关系 H值/仏值^ 23 ；和
2.2彡(位错密度/IO10)/D1值彡6. 5，D1 值=(C/10)0 5X (1. 7-0. 09X6) X (0. 7XSi+l) XFlX (0. 35XCu+l) X (0· 36ΧΝ +1 )X (2. 16XCr+l) X (3XMo+l) X (1. 75XV+1) X (200XF2+1)... (1)其中，在上述⑴中，Fl在 Mn < 1. 2 时，Fl = 3. 33XMn+l Mn 彡 1. 2 时，Fl = 5. 1 X (Μη_1· 2) +5 F2在Β-0. 3 X (N-Ti X 14/48) X 11/14 < 0 时，F2 = 0Β-0. 3 X (N-Ti X 14/48) X 11/14 彡 0 时，F2 = Β-0. 3 X (N-Ti X 14/48) X 11/14-758XTi-1929XB+1068XN+4上式(1)、(2)中，元素名称表示各元素的质量百分比含量，在有未含有的元素时，其含量按0质量％计算。2.根据权利要求1所述的疲劳特性优异的厚钢板，其特征在于，所述厚钢板作为其他元素，以质量％计还含有从以下㈧ (G)中选出的至少一组(A)从Cu以下但不含0%、Ni 以下但不含0%、Cr 以下但不含0%和Mo 0.6%以下但不含0%中选择的至少1种元素；(B)从V:0. 以下但不含0%、Nb :0. 060%以下但不含0%和Ti :0. 以下但不含 0%中选择的至少一种元素；(C)B0. 005%以下但不含0% ；(D)Ca :0.010%以下但不含0% ；(E)Mg0. 005%以下但不含0% ；(F)Zr 0. 以下但不含0%、Hf :0. 05%以下但不含0%中的至少一种元素；(G)REM :0. 02%以下但不含0%。
全文摘要
提供一种疲劳特性优异的厚钢板。含有C、Si、Mn、P、S、Al、N，钢组织中的位错密度为1×1010～10×1010(/cm2)，作为母材的强度与HAZ的强度的比的指标的(位错密度/1010)/DI值为2.2以上、6.5以下，作为HAZ的均匀延伸率与HAZ的强度的比的指标的H值/DI值为23以下。
文档编号C22C38/32GK102251171SQ20111013464
公开日2011年11月23日 申请日期2011年5月16日 优先权日2010年5月19日
发明者田村荣一, 高冈宏行 申请人:株式会社神户制钢所