韧性和应变时效特性优异的厚钢板的制作方法

专利名称：韧性和应变时效特性优异的厚钢板的制作方法
技术领域：
本发明涉及海洋结构物等所使用的 厚钢板，特别是涉及韧性优异，而且应变时效造成的韧性劣化少的厚钢板。
背景技术：
近年来，海洋结构物其大型化和建设地的寒冷地区化推进，在海洋结构物的原材中，比起以往更加要求高強度化、高韧性化。特别是海洋结构物还在冰点以下的海域建设，因此要求低温韧性的提高。作为改善低温韧性的技术，已知有专利文献1、2。在专利文献I中提出的技术是，对于在2. O 4. 5%的范围含有Ni的Ni添加钢，降低带状的Ni偏析，并且使淬火组织生成，使该组织微细化，且抑制组织的偏平化，由此改善母材的低温韧性(具体来说就是_70°C下的韧性)。在专利文献2中提出的技术是，通过成为使碳当量Ceq为O. 50 O. 68%，以体积率计含有90%以上的贝氏体铁素体相的组织，从而改善抗拉强度为900MPa以上的钢板的低温韧性(具体来说是_40°C下的韧性)。可是一般可知，若对钢板施加塑性变形，则机械的特性(特别是韧性)劣化。该劣化也依赖应变时效，若通过塑性变形赋予应变，则在钢板中固溶的C元素和N元素作为碳氮化物析出，析出的碳氮化物将通过赋予应变而被导入的位错固定，钢板硬化，由此韧性劣化。因此对于钢板还要求，不使应变时效造成的韧性劣化产生这一特性(在本说明书是，将这ー特性称为应变时效特性)良好。本申请人在专利文献3中公开有ー种应变时效造成的韧性劣化少的钢板。在专利文献3中提出的技术是，通过适当控制晶粒取向差为15°以上的晶粒的平均粒径和钢板中所含的C、N、Ti、Nb量的关系，在结晶晶界固溶C和N，降低由应变时效造成的韧性劣化。还有，将钢中固溶的C和N作为碳氮化物固定，作为高纯度化钢，已知有IF (Interstitial Free)钢(非专利文献I)。在IF钢中，添加Ti和Nb,使固溶C、N预先作为Ti和Nb的碳氮化物析出，由此降低固溶C、N。但是若大量添加Ti和Nb，则粗大的碳氮化物析出，韧性劣化。另外，在IF钢中，因为将C含量抑制在最小限度，所以若应用于厚钢板，则强度不足，以抗拉強度计得不到300MPa级。先行技术文献专利文献专利文献I日本专利第4538095号公报专利文献2特开2005-281807号公报专利文献3日本专利3848091号公报非专利文献非专利文献I日本金属学会会刊、第30卷、第8号(1991)上述专利文献1、2所提出的技术，虽然能够改善钢板的低温韧性，但对于应变时效特性完全没有考虑。另ー方面，通过本申请人先前提出的上述专利文献3的技术，能够应变时效特性，而且对于韧性也有一定程度地改善。

发明内容
本发明鉴于这种状況而做，其目的在于，提供一种厚钢板，其以与上述专利文献3不同的方法，ー边维持作为海洋结构物等的原材所要求的強度(具体来说是450 550MPa)，同时韧性和应变时效特性还优异。另外，本发明的另一目的在于，提供ー种制造这一厚钢板的方法。能够解决上述课题的本发明厚钢板，具有以下几点要_，含有C :0. 02 O. 06%(质量 ％ 的意思。下同)、Si :0.5% 以下(不含 0%)、Μη 1. 15 1·6%、Ν:0· 002 O. 009%,Ti 0. 005 O. 03%，此外，还含有从Nb 0. 03%以下(不含0% ) ,Ni :1%以下(不含0% )和Cu :0. 35%以下(不含O%)构成的群中选出的2种以上，余量由铁和不可避免的杂质构成。而且，该厚钢板其化学成分满足下述式(I) 式(3)，金属组织为，马氏体和残留奥氏 体的混合物的平均当量圆直径为2. O μ m以下(不含O μ m)，并且残留奥氏体的体积分率为O. 5 4. 0%。下式中，[]表示厚钢板中的各元素的含量(质量％ )。2. O 彡[Ti]/[N]彡 5. O··· (I)5. 3 ^ 7X [Si]+2X [Ni]+ [Mn]+12X (5X [Nb] +3X [Ti]) く 7. I... (2)65 彡 39 X [Mn]+17 X [Ni]+10 X [Cu] く 78... (3)还有，在本说明书中，将残留奥氏体表述为“残留Y”。另外，将马氏体和残留奥氏体的混合物称为“Μ-A相变生成物”。本发明的厚钢板，优选固溶N量为0.0020%以下(含0% )。厚钢板的厚度，例如也可以是75 100mm。本发明的厚钢板，能够通过如下方式制造，将满足上述成分组成的钢进行热轧，在700 750°C的温度范围进行终轧，轧制结束后，使冷却停止温度为350 450°C而进行冷却，并且使700 450°C的温度范围的平均冷却速度为3. O 6. (TC /秒。优选上述钢加热至1000 1200°C之后再进行热轧。根据本发明，通过适当控制厚钢板的成分组成，且使金属组织之中M-A相变生成物微细化，并且将残留Y量控制在适当的范围，能够改善厚钢板的韧性和应变时效特性。
具体实施例方式本发明者们，为了在維持作为海洋结构物的原材所要求的強度的基础上，改善韧性和应变时效特性而反复镜意研究。其结果发现，为了降低应变时效造成的韧性劣化而降低厚钢板中的固溶N量，将厚钢板中所含的Ti量和N量的比控制在规定的范围，并且在金属组织中使微细的M-A相变生成物生成，且以规定量生成残留Y即可，通过使上述M-A相变生成物微细化还能够改善韧性，为了使微细的M-A相变生成物生成，调整厚钢板中所含的化学成分，使之满足上述式(2)即可，为了以规定量生成残留Y，调整厚钢板中所含的化学成分，使之上述式(3)即可，从而完成了本发明。首先，对于完成了本发明的原委进行说明。本发明者们为了改善厚钢板的应变时效特性而研究时了解到，为了降低厚钢板中的固溶N量，只是分别控制厚钢板中所含的Ti量和N量并不充分，有效的是适当控制Ti量和N量的比([Ti]/[N])[參照上式(I)]。但是，即使适当地控制Ti量和N量的比，仍不能够完全消除厚钢板中的固溶N量。因此本发明者们反复研究，能不能通过固定残存在厚钢板中的固溶N来进ー步改善应变时效特性。其结果判明，在厚钢板的金属组织中，使马氏体和残留Y的混合物(M-A相变生成物)生成即可。因为马氏体是硬质的组织，所以有助于厚钢板的高強度化，残留Y将厚钢板中的固溶N固定，有助于改善应变时效特性。可是已知M-A相变生成物比母相硬，因此成为解理断裂的起点，使韧性劣化。因此本发明者们为了不使韧性劣化而改善应变时效特反复研究。其结果发现，如果使M-A相变生成物相对于母相微细分散，则解理断裂难以发生，韧性难以劣化。于是还发现，为了使M-A相变生成物微细分散，控制厚钢板的化学成分，使之满足上述式(2)即可。另外，为了固定厚钢板中的固溶N,需要以规定量确保残留Y。但是因为残留Y不稳定，所以容易相变成马氏体。因此，若M-A相变生成物中的残留Y发生马氏体相变，则生成岛状马氏体。岛状马氏体比残留Y硬质，因此成为使韧性劣化的原因。因此为了使残留Yを稳定化，抑制马氏体相变以确保规定量的残留Y而进行研究时还发现，控制厚钢板的化学成分，使之满足上述式(3)即可。 如上，本发明的厚钢板，其特征在于，在控制了 Ti量和N量的含有平衡后，使M A相变生成物微细分散，再以规定量生成残留Y。以下，对于本发明的厚钢板进行详述。[关于式(I)]本发明的厚钢板，Ti量[Ti]和N量[N]的比([Ti]/[N])为2. O 5. O。通过适当控制Ti量和N量的含有平衡，能够降低厚钢板中的固溶N量，能够改善应变时效特性。若[Ti]/[N]的值低于2.0，则固溶N量増大，因此应变时效特性劣化。因此[Ti]/[N]的值为2. O以上，优选为2. 2以上，更优选为2. 3以上。但是，若[Ti]/[N]的值超过5.0，则Ti量过剩，因此粗大的Ti系碳氮化物生成，韧性降低。因此[Ti]/[N]的值为5. O以下，优选为4. 85以下，更优选为4. 5以下。本发明的厚钢板中所含的固溶N量，优选为O. 0020%以下。通过降低固溶N量，能够进ー步改善应变时效特性。固溶N量更优选为O. 0018%以下，进ー步优选为O. 0015%以下，特别优选为O. 0010%以下，最优选为O %。上述厚钢板中所含的固溶N量，能够通过电解提取法測量。电解提取，作为电解液，例如，使用在甲醇IOOcc中含有こ酰丙酮IOcc和四甲基氯化铵Ig的溶液，例如，在常温下以20mA/cm2以下的电流进行即可。使用孔径O. I μ m的过滤器对于电解提取后的电解液进行过滤，通过感应稱合等离子体(Inductively Coupled Plasma, ICP)发光分析,定量残留在过滤器中的提取残渣中的N量。从厚钢板中所含的全部N量中，减去上述提取残渣中的N量，将所得值作为固溶N量即可。[关于M-A相变生成物的平均当量圆直径]本发明的厚钢板，金属组织中所含的M-A相变生成物的平均当量圆直径为2. O μ m以下。若M-A相变生成物的平均当量圆直径超过2.0μπι，则成为断裂起点，韧性劣化。因此M-A相变生成物的平均当量圆直径以2. O μ m以下，优选为I. 8 μ m以下，更优选为I. 5 μ m以下。M-A相变生成物的平均当量圆直径，从提高韧性的观点出发，优选尽可能小的一方，但下限值通常为0.3μπι左右。M-A相变生成物的当量圆直径，能够接以下步骤测量。沿轧制方向切断厚钢板，对该切断面的t/4(t为板厚)位置进行LePera腐蚀后，拍摄光学显微镜照片。观察倍率例如为1000倍,观察视野例如为50 μ mX 50 μ m,视野数N例如为10个视野即可。以图像分析装置(Media Cybernetics制“ Image-Pro Plus”)对拍摄的照片进行处理，由此计算M-A相变生成物的各个当量圆直径，以其算木平均(相加平均)作为平均当量圆直径。M-A相变生成物的合计面积率，相对于金属组织，例如优选为5%以下。[关于式⑵]在本发明中，为了将上述M-A相变生成物的平均当量圆直径控制在2. Ομπι以下，将基于厚钢板所含的化学成分而求得的下式(2) ’的值(以下称为Xl值)调整到5. 3 7. I的范围。Xl = 7Χ [Si]+2X [Ni]+ [Mn]+12X (5X [Nb] +3X [Ti])... (2)，上述Xl值是为了控制M-A相变生成物的生成量及其形态而规定值。S卩，式(2)’中，Si、Ni、Mn是为了使M-A相变生成物的生成量增加而发挥作用的元素。另ー方面，Nb和Ti是为了使金属组织(基体)微细化而发挥作用的元素，通过使基体微细化，能够使M-A相变生成物微细化。还有，各元素的系数是通过反复进行了各种实验而决定的。制造各种使上述Xl的值变化的厚钢板，调查它们的物性时发现，如果将Xl值调整到5. 3 7. I的范围，则能够改善厚钢板的韧性和应变时效特性。即，若上述Xl值超过7. 1，则M-A相变生成物量变得过剩，粗大的M-A相变生成物生成，因此韧性劣化。因此上述Xl值在7. I以下，优选为6. 8以下，更优选为6. 5以下。但是，若上述Xl值低于5. 3，则M-A相变生成物量变得过少，因此不能固定N，固溶N量増大，应变时效特性劣化。因此上述Xl值为5.3以上，优选为5.5以上，更优选为5.6以上，进ー步优选为5.8以上。[关于残留Y的体积分率]本发明的厚钢板，金属组织中所含的残留Y的体积分率为O. 5 4. 0%。残留Y的体积分率低于O. 5%时，残留Y量不足，因此不能固定固溶N，固溶N量増大，因此不能改善应变时效特性。因此残留Y的体积分率为O. 5%以上，优选为O. 6%以上，更优选为O. 7%以上，进ー步优选为O. 8%以上。但是，若残留Y的体积分率超过4.0%，则粗大的M-A相变生成物也一起产生，因此韧性劣化。因此残留Y的体积分率为4.0%以下，优选为3. 5%以下，更优选为3.0%以下，进ー步优选为2. 8%以下。上述残留Y的体积分率，能够按以下的步骤测量。对于从钢板的t/4(t为板厚)位置取得的试验片进行镜面研磨，利用X射线衍射，以Rietveld法求得α-Fe (200)面和Y -Fe (200)面的峰值强度比。根据求得的峰值强度比，通过计算求得理论强度比，求得残留Y的体积分率。[关于式(3)]在本发明中，为了将上述残留Y的体积分率控制在O. 5 4. 0%的范围，将基于厚钢板所含的化学成分而求得的下式(3) ’的值(以下称为Χ2值)调整到65 78的范围。Χ2 = 39 X [Mn] +17 X [Ni] +10 X [Cu]... (3) ’上述Χ2值是为了控制金属组织中所占的残留Y量而规定的值。即，式(3)’中， Mn、Ni、Cu均是为了使奥氏体稳定化而发挥作用的元素，通过适当控制其含量，能够抑制奥氏体发生马氏体相变，能够确保残留Y的残存量。而且，在生成的残留Y固定钢中的固溶N，能够改善应变时效特性。还有，各元素的系数是通过反复进行了各种实验而决定的。
制造各种使上述X2的值变化的厚钢板，调查它们的物性时发现，如果将X2值调整到65 78的范围，则不会使厚钢板的韧性劣化，而能够改善应变时效特性。即，若上述X2值超过78，则元素的添加量变多，因此由于固溶硬化导致强度变得过高，韧性劣化。因此上述X2值为78以下，优选为75以下，更优选为73以下。但是，若上述X2值低于65，则残留Y不稳定，不能抑制其发生马氏体相变，因此残留Y量減少。若残留Y量減少，则不能固定固溶N，因此应变时效特性劣化。因此上述X2值为65以上，优选为67以上，更优选为70以上。本发明的厚钢板的母相组织(主体组织)没有特别限定，例如为铁素体和贝氏体或其混合组织即可。如上，为了改善厚钢板的韧性和应变时效特性，重要的是使Ti量和N量的含有平衡最佳化，另外使金属组织之中M-A相变生成物的平均当量圆直径为规定值以下，并且将残留Y的残存量控制在规定的范围，但也需要适当地控制厚钢板的成分組成。
其次，对于本发明的厚钢板的成分组成进行说明。[C :0· 02 O. 06% ]C是用于确保厚钢板的強度所不能欠缺的元素。因此C量为O. 02%以上，优选为O. 03%以上，更优选为O. 04%以上。但是，若C量过剩，则M-A相变生成物粗大化，韧性劣化。另外若C量过剩，则几乎不含残留Y的硬质的岛状马氏体大量生成，因此强度变得过高，韧性劣化。此外，因为固溶C量増加，所以应变时效特性恶化。因此C量为O. 06%以下，优选为O. 05%以下，更优选为O. 045%以下。[Si :0· 5% 以下(不含 0% )]Si在用于确保厚钢板的強度，并且使M-A相变生成物生成上是有用的元素。为了有效地发挥这样的效果，优选使Si含有O. 01 %以上。Si量更优选为O. I %以上，进ー步优选为0.2%以上。但是，若Si量过剩，则几乎不含残留Y的硬质的岛状马氏体大量生成，招致韧性的劣化。因此Si量为O. 5%以下，优选为O. 4%以下，更优选为O. 35%以下。[Mn :I. 15 I. 6% ]Mn使淬火性提高，是用于确保厚钢板的强度所需要的元素。因此Mn量为1.15%以上，优选为1.2%以上，更优选为1.3%以上。但是若Mn量过剩，则残留Y大量生成，韧性和应变时效特性劣化。因此Mn量为I. 6%以下，优选为I. 55%以下，更优选为I. 5%以下。[N :0· 002 O. 009% ]N通过与Ti结合而形成微细的氮化物，是具有使钢中的固溶N固定化作用的元素。另外，微细的氮化物还能够期待的作用是，在焊接时抑制奥氏体晶粒的粗大化，使焊接热影响部(HAZ)的韧性提高。因此N量为O. 002%以上，优选为O. 0030%以上，更优选为O. 0040%以上。但是若N量过剩，则固溶N量増大，应变时效特性劣化。另外若粗大的TiN生成，则韧性也劣化。因此N量为O. 009%以下，优选为O. 007%以下，更优选为O. 0060%以下。[Ti :0· 005 O. 03% ]Ti与N结合而形成微细的氮化物，是具有固定N的作用的元素。另外，微细的氮化物也发挥着提高HAZ韧性的作用。因此Ti量为O. 005%以上，优选为O. 01 %以上，更优选为O. 015%以上。但是若Ti量过剩，则残留Y大量生成，韧性和应变时效特性劣化。因此Ti量为O. 03%以下，优选为O. 025%以下，更优选为O. 02%以下。本发明的厚钢板，含有上述各成分作为必须成分，此外还需要含有从Nb、Ni和Cu构成的群中选出的2种以上的元素。Nb、Ni和Cu均是提高淬火性而提高厚钢板的强度的元素，只添加I种时，M-A相变生成物粗大化，或残留Y难以生成，因此韧性或应变时效韧性之中至少一方的特性劣化。[Nb :0· 03% 以下(不含 0% )]Nb容易使贝氏体相变发生，而且还具有使微细的M-A相变生成物増加的作用。为了有效地发挥这样的作用，Nb量优选为O. 01%以上，更优选为O. 013%以上，进ー步优选不O. 015%以上。但是若Nb过剩地含有，则M-A相变生成物过度增加而粗大化，韧性和应变时效特性劣化。另外，由于粗大的Nb碳氮化物析出，也导致韧性和应变时效特性劣化。因此Nb量为O. 03%以下，优选为O. 025%以下，更优选为O. 020%以下。 [Ni :1% 以下(不含 0% )]Ni使马氏体相变难以发生，是具有使预期量的残留Y残存作用元素。为了有效地发挥这样的作用，优选Ni量含有O. 2%以上。Ni量更优选为O. 3%以上，进ー步优选为O. 5%以上。但是，若Ni过剩地含有，则M-A相变生成物增加而粗大化，另外残留Y也大量生成，因此韧性劣化。因此Ni量为I %以下，优选为O. 90%以下，更优选为O. 8%以下。[Cu :0· 35 % 以下(不含 O % )]Cu使马氏体相变难以发生，是具有使预期量的残留Y残存作用的元素。为了有效地发挥这样的作用，优选Cu量含有O. 05%以上。Cu量更优选为O. I %以上，进ー步优选为0.2%以上。但是，若作为强化元素的Cu过剩地含有，则材料强度过高，因此韧性劣化。因此Cu量为O. 35%以下，优选为O. 34%以下，更优选O. 33%以下。本发明的厚钢板的成分组成如上，余量成分为铁和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，允许根据原料、物资、制造设备等的状況而混入的微量元素(例如，As、Sb、Sn
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寸ノ ο本发明涉及厚钢板，在该领域中所谓厚钢板，如JIS定义的，一般是指板厚为3. Omm以上的钢板。本发明的厚钢板，特别是即使板厚为75 100mm，韧性和应变时效特性也优异。例如，在上述专利文献3中，通过控制粗轧时的累积压下率和终轧时的累积相当塑性应变量，来调整晶粒的平均粒径。但是，在板厚为75 IOOmm左右的极厚钢板中，通过轧制条件控制晶粒直径非常困难。本发明的厚钢板的，适合作为海洋结构物的原材使用，除此以外还能够作为压カ容器和储罐的原材使用。制造本发明的厚钢板时，将遵循常规方法熔炼而得到的满足上述成分组成的钢加热到例如1000 1200°C之后进行热轧，在700 750°C的温度范围进行终轧，轧制结束后，使冷却停止温度为350 450°C而进行冷却，并且使700 450°C的温度范围的平均冷却速度为3. O 6. (TC /秒即可。该方法的各条件的范围设定理由如下。满足上述成分组成的钢(板坯)遵循常规方法熔炼制作即可。但是，若钢中生成粗大的TiN则韧性劣化，因此，优选例如使1500 1100°C的温度范围的平均冷却速度为O. I 2. (TC /秒而进行冷却，以提高凝固时的冷却速度，抑制粗大的TiN的生成。
满足上述成分组成的钢(板坯)，在通常的温度范围加热之后进行热轧即可，该温度范围没有特别限定，但优选例如为1000 1200°C。通过使加热温度为1000 1200°C，能够使钢中充分生成TiN，因此能够将钢中的固溶N量降低至O. 0020%以下。其结果是能够进ー步改善应变时效特性。加热温度优选为1050°C以上，优选为1150°C以下。加热的上述钢需要使终轧温度为700 750°C而进行热轧。通过在该温度范围进行终轧，能够使金属组织微细化，随之而来的是能够使M-A相变生成物微细化。其结果是能够改善韧性。另外，若终轧温度低于700で，则轧制负荷变大，因此终轧容易发生裂。因此终轧温度为700°C以上，优选为710°C以上。另ー方面，终轧温度优选为740°C以下，更优选为730°C以下。轧制结束后，需要使冷却停止温度为350 450°C而进行冷却。若冷却停止温度超过450°C，则渗碳体大量析出，因此残留Y的残存量減少，不能改善应变时效特性。因此冷 却停止温度为450°C以下，优选为440°C以下，更优选为430°C以下。但是若冷却停止温度低于350°C，则马氏体相变发生，因此残留Y的残存量減少，不能改善应变时效特性。因此冷却停止温度为350°C以上，优选为360°C以上，更优选为370°C以上。轧制结束后的冷却，需要使700 450°C的温度范围的平均冷却速度为3. O 6. (TC /秒。若该温度范围的平均冷却速度低于3. (TC /秒，则M-A相变生成物量減少，因此残留Y的残存量变少，应变时效特性劣化。因此平均冷却速度为3. (TC /秒以上，优选为3. 2°C /秒以上，更优选为3. 4°C /秒以上。但是若平均冷却速度超过6. (TC /秒，则马氏体相变容易发生，因此残留Y的残存量变少，应变时效特性劣化。因此平均冷却速度为6. (TC /秒以下，优选为5. 5°C /秒以下，更优选为5. (TC /秒以下。如此得到的厚钢板，韧性优异，而且应变时效造成的韧性劣化降低。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，在符合前/后述的宗_的范围内也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术的范围内。实施例熔炼满足下述表I所示持成分组成(余量为铁和不可避免的杂质)钢，使1500 1100°c的温度范围的平均冷却速度约为O. 3°C /秒而进行冷却，得到板坯。将得到的板坯(钢)加热至下述表2或表3所示的温度，进行热轧。终轧温度显示在下述表2或表3中。轧制结束后，进行冷却至下述表2或表3所示的冷却停止温度，制造下述表2或表3所示的厚度的钢板。在下述表I中，分别显示基于表I所示的成分组成计算出的上述式(I)中间的值([Ti]/[N])、上述式⑵的中间的值(XI值)、上述式(3)的中间的值(X2值)。另外，在下述表2或表3中，显示700 450°C的温度范围的平均冷却速度。按以下步骤观察所得到的钢板的金属组织，计算M-A相变生成物的平均当量圆直径和残留Y的体积分率。[M-A相变生成物的平均当量圆直径的计算]沿轧制方向切断所得到的钢板，对该切断面的t/4(t为板厚)位置进行LePera腐蚀后，拍摄光学显微镜照片。观察倍率为1000倍，观察视野为50 μ mX 50 μ m，视野数为10个视野。以图像分析装置(Media Cybernetics制“ Image-Pro Plus”)处理拍摄的照片，由此计算在观察视野内确认到的M-A相变生成物的各个当量圆直径，计算其算木平均(相加平均)。计算出的M-A相变生成物的平均当量圆直径显示在下述表2或表3中。[残留Y的体积分率的算出]从所得到的钢板的t/4(t为板厚)位置切下试验片，对其进行镜面研磨，以利用X射线衍射的Rietveld法，根据α-Fe (200)面和Y-Fe (200)面的峰值强度比，计算理论强度比，计算残留Y的体积分率。作为X射线衍射装置，使用理学电气制的“ RAD-RU300”，作为靶使用Co，靶功率输出为40kV，200mA，进行X射线衍射。计算出的残留Y的体积分率显示在下述表2或表3中。还有，在下述表2、表3中，显示以扫描型电子显微镜观察钢板的母相组织(主体组织)的結果。在下述表2、表3中，α意思是铁素体，在80面积％以上，B意思是贝氏体，在80面积％以上，a +B意思是铁素体和贝氏体的混合组织。
接着，按以下步骤测量所得到的钢板所含的固溶N量。[固溶N量的測量]得到的钢板中所含的固溶N量，由电解提取法測量。电解提取，作为电解液，使用在甲醇IOOcc中含有こ酰丙酮IOcc和四甲基氯化铵Ig的溶液，在常温下以10mA/cm2以下的电流进行。使用孔径O. Iym的过滤器对于电解提取后的电解液进行过滤，通过感应耦合等离子体(ICP)发光分析，定量残留在过滤器中的提取残渣中的N量。从厚钢板中所含的全部N量中，减去上述提取残渣中的N量，将所得值作为固溶N量。測量结果显示在下述表2或表3中。接着，评价所得到的钢板的抗拉强度、韧性、应变时效特性。[抗拉强度的评价]从得到的钢板的t/4 (t为板厚)位置，使试验片的纵长方向为钢板的板宽方向(C方向)而提取JIS 4号试验片。使用得到的试验片进行拉伸试验，測量抗拉强度。测量结果显示在下述表2或表3中。在本实施例中，抗拉强度为450 550MPa的范围的评价为高 強度(发明例)。[韧性的评价]从得到的钢板的t/4 (t为板厚)位置，使试验片的纵长方向为钢板的轧制方向(L方向)，如此提取Jis Z2242所规定的V切ロ标准试验片。使用得到的试验片，以各种温度进行摆锤冲击试验(冲击刀刃半径为2mm)，将断面的脆性断面率为50%的温度作为断裂转变温度(vTrs)进行测量。測量结果显示在下述表2或表3中。在本实施例中，vTrs为-85°C以下的评价为韧性优异(发明例)。[应变时效特性的评价]对得到的钢板赋予8%的应变后，以250°C实施I小时的时效处理。其后，以与上述韧性的评价相同的条件提取试验片。使用得取的试验片以各种温度进行摆锤冲击试验，測量vTrs。測量结果显示在下述表2或表3中。在本实施例中，vTrs为-70°C以下的评价为应变时效特性优异(发明例)。由下述表2或表3能够进行如下考察。No. I 18是满足本发明所规定的要件的例子，抗拉强度为450 550MPa，且韧性和应变时效特性优异。另ー方面，No. 19 41是不满足本发明所规定某一要件例子。详细地说，No. 19、24,28因为终轧温度过高，所以M-A相变生成物粗大化，韧性劣化。No. 20,23,30因为平均冷却速度过大，所以残留Y的残存量变少，应变时效特性劣化。No. 21和26因为平均冷却速度过小，所以残留Y的残存量变少，应变时效特性劣化。No. 22、27、31因为冷却停止温度过低，所以马氏体相变发生，残留Y的残存量变少。因此不能改善应变时效特性。No. 25和29因为冷却停止温度过高，所以渗碳体大量生成，残留Y的残存量变少。因此不能改善应变时效特性。No. 32是C量过多的例子，因为M-A相变生成物粗大化，所以韧性劣化。另外，由于几乎不含残留Y的硬质的岛状马氏体大量生成，导致抗拉强度过高，韧性劣化。此此因为固溶C量増加，所以应变时效特性也恶化。No. 33是上述Xl值超过本发明所规定范围的例子，因为M-A相变生成物粗大化，所以韧性劣化。另外，Ti和N的关系低于上式(I)的下限值，因此固溶N量过剩，应变时效特性劣化。No. 34是C量和Mn量过少的例子，因此强度降低。还有，在No. 34中，因为对应变时效特性造成影响的C量少，所以应变时效特性良好。
No.35因为N量过剩，Ti与N的关系低于上式(I)的下限值，所以固溶N量变多，应变时效特性劣化。No. 36因为Mn量和Ti量过剩，而且Ti和N的关系超过上式(I)的上限值，所以残留Y大量残存，韧性和应变时效特性劣化。No. 37因为Nb量过剩，所以M-A相变生成物粗大化，韧性和应变时效特性劣化。No. 38因为Ni量过剩，所以M-A相变生成物粗大化，另外残留Y大量残存，因此韧性劣化。No. 39因为上述X2值超过本发明所规定的范围，所以强度过高，韧性劣化。No. 40是Nb、Ni和Cu构成的元素群之中单独含有Nb例子，因为不含Ni或Cu的至少一方，所以马氏体相变容易发生，残留Y量少。因此韧性和应变时效特性劣化。No. 41是在Nb、Ni和Cu构成的元素群之中单独含有Ni的例子，因为不含Nb或Cu的至少一方，所以M-A相变生成物粗大化。因此韧性和应变时效特性劣化。表I
权利要求
1.ー种韧性和应变时效特性优异的厚钢板，其特征在于，以质量％计含有C :0. 02 O.06%, Si 0. 5% 以下但不含 0%、Mn 1. 15 I. 6%、N 0. 002 O. 009%, Ti 0. 005 O.03%，还含有从Nb :0. 03%以下但不含0%、Ni :1%以下但不含0%和Cu :0. 35%以下但不含0%中选出的2种以上的元素，余量是铁和不可避免的杂质，其中， 化学成分满足下述式(I) 式(3)， 在金属组织中，马氏体和残留奥氏体的混合物的平均当量圆直径为2. Oym以下但不含Ομπι，并且残留奥氏体的体积分率为O. 5 4. 0%，< 2.O ^ [Ti]/[N] く 5. O··· (I)5. 3 ^ 7X [Si]+2X [Ni]+ [Mn]+12X (5X [Nb] +3X [Ti]) く 7. I... (2)65 彡 39 X [Mn]+17 X [Ni]+10 X [Cu] く 78... (3) 在上式中，[]表示厚钢板中的各元素的质量百分比含量。
2.根据权利要求I所述的厚钢板，其中，以质量％计固溶N量为O.0020%以下且含0%。
3.根据权利要求I或2所述的厚钢板，其中，所述厚钢板的厚度为75 100mm。
4.ー种韧性和应变时效特性优异的厚钢板的制造方法，其特征在于，对满足权利要求I所述的成分组成的钢进行热轧，在700 750°C的温度范围进行终轧，在轧制结束后，使冷却停止温度为350 450°C而进行冷却，并且使700 450°C的温度范围的平均冷却速度为3.O 6. (TC / 秒。
5.根据权利要求4所述的制造方法，其中，将所述钢加热至1000 1200°C之后进行所述热轧。
全文摘要
本发明提供一种维持作为海洋结构物等的原材所要求的强度，同时韧性和应变时效特性还优异的厚钢板，其含有C、Si、Mn、N、Ti，还含有从Nb、Ni和Cu构成的群中选出的2种以上，余量由铁和不可避免的杂质构成，化学成分满足下式(1)～式(3)，金属组织为，马氏体和残留奥氏体的混合物的平均当量圆直径为2.0μm以下(不含0μm)，且残留奥氏体的体积分率为0.5～4.0％。下式中，[]表示厚钢板中的各元素含量(质量％)。2.0≤[Ti]/[N]≤5.0…(1)5.3≤7×[Si]+2×[Ni]+[Mn]+12×(5×[Nb]+3×[Ti])≤7.1…(2)65≤39×[Mn]+17×[Ni]+10×[Cu]≤78…(3)。
文档编号C21D8/02GK102690989SQ201210065768
公开日2012年9月26日 申请日期2012年3月13日 优先权日2011年3月22日
发明者三大寺悠介, 田村荣一, 谷德孝 申请人:株式会社神户制钢所