厚钢板的制作方法

专利名称：厚钢板的制作方法
技术领域：
本发明涉及一种厚钢板，其适用于建筑、船舶、海洋构造物等焊接构造物。尤其是在大线能量焊接时，受到热影响的部位(以下，有时称为“HAZ”)的韧性优异，而且均匀伸长性优异，或者为低屈服比。

背景技术：
船舶、建筑、海洋构造物等各领域中的构造物通常是通过焊接将钢材接合而构筑的，从确保安全性的观点来看，用于这样的构造物的钢材不仅要求钢材的强度，也要求焊接部的韧性良好。
近年来，伴随焊接构造的大型化，从提高构造物的的施工效率和降低施工成本的观点来看，要求提高焊接施工效率，并指向焊接供热的增大。尤其存在实施焊接供热为20kJ/mn以上的大线能量焊接的倾向。
实施上述那样的大线能量焊接时，问题在于受到焊接基材(作为被焊接材料的钢板)的热影响的HAZ[比焊接金属和基材的界面(粘接部)更靠基材侧数mm的位置]的韧性。该HAZ暴露于焊接时基材熔融点之下的高温，金属组织的奥氏体易变得粗大，而且由于焊接供热的增大，冷却速度变慢，所以易形成粗大组织。由于这样的原因，存在HAZ韧性易下降的问题。
作为抑制采用大线能量焊接时的HAZ韧性劣化的钢板至今已提案有各种各样的钢板，例如专利文献1、2中提案有下述技术，通过使TiN微细分散于钢板中，并且使MnS复合析出来抑制奥氏体粒的粗大化，改善HAZ韧性。另外，专利文献3、4提案有下述技术，通过将Ti氧化物微细析出，而作为铁素体相变的核生成处利用，来改善焊接粘接部附近的韧性。
专利文献5中提案有如下技术，在焊接时的冷却过程中将析出至TiN等上的BN作为铁素体相变的核生成处利用，来改善HAZ韧性。
但是，熟知的是固溶N过多时，HAZ韧性劣化，通常HAZ韧性的改善要求低N化(例如，非专利文献1)。另外，专利文献6中，从彻底降低固溶N的观点来看，提案有下述技术，通过使其含有Ti和充分量的Al，且作为微细氧化物而使用Ca氧化物，来提高超大线能量焊接的HAZ韧性。
另一方面，专利文献7中提案有通过使用CaS实现大线能量焊接的HAZ韧性的改善的技术。
专利文献1日本特开平2-250917号公报 专利文献2日本特开平2-254118号公报 专利文献3日本特开昭60-245768号公报 专利文献4日本特开昭61-79745号公报 专利文献5日本特开昭61-253344号公报 专利文献6日本特开2001-107177号公报 专利文献7日本特开2002-256379号公报 非专利文献1焊接学会论文集、vol.13，No.4，P758-766，(1985年11月发行) 但是至今所提案的技术都没有能够从根本上改良HAZ韧性，分别存在下述问题。
使TiN微细分散于钢中的技术(所述专利文献1、2、5)中，实际情况是进行大线能量焊接时，焊接粘接部附近在高温下被长时间加热，所以TiN溶解，不能抑制结晶粒的粗大化，不能得到良好的HAZ韧性。
另外，使Ti氧化物微细析出的技术(所述专利文献3、4)中，存在下述问题，由于很难使氧化物均匀地分散于钢中，因此，不能实现良好的HAZ韧性。降低固溶N的技术(所述专利文献6、非专利文献1)中，存在下述问题，含有过剩的Ti时固溶Ti量增加，反而生成脆化组织。
另外，活用CaS的技术(所述专利文献7)中，CaS变得比较粗大，没有达到HAZ韧性的提高。此外，该技术中，也考虑到了并用TiN，但是预想到不能够充分活用与TiN产生的铁素体生成能的相辅效应，且改善大线能量焊接的HAZ韧性的效果不充分。
但是，上述那样的钢板中，尤其是在用于建筑构造物及钢构造物的情况下，从提高抗震性这一观点考虑，也要求均匀伸长率高。即，该均匀伸长率是指在钢板直至断裂的途中开始局部收缩之前的伸长，是钢板变形时的稳定性的指标，从该情况看值高时能够得到良好的抗震性。
作为提高均匀伸长率的手段，熟知的是使残留γ(残留奥氏体)量增加(例如，使用马氏体相变诱发塑性现象的TRIP钢板)，但是存在下述问题，使残留γ增加时，岛状马氏体(MA)也增加，从而基材韧性降低。因此，实际情况是期望确保良好的基材的同时提高均匀伸长率的技术的确立。
另一方面，从构造物的安全性的观点来看，也要求屈强比低。显示低屈强比的厚钢板具有下述优点，例如即使负荷屈强点以上的应力，破坏之前所容许的应力大，另外，均匀伸长率也大，所以即使遭遇负荷超过屈强应力的大地震，也能够吸收地震能量而不至于被破坏。
但是，在现有技术中有如下问题由于需要再加热处理，工序数增加，因此，生产率下降，制造成本升高。


发明内容
本发明是为了解决上述目前技术中的问题而构成的，其第一目的在于，提供一种够钢板，其不仅是在进行焊接输入热量为20kJ/mm以上的大线能量焊接的情况下，即使在例如进行焊接输入热量为5kJ/mm以上的输入热量较小的焊接时，也能够发挥优异的HAZ韧性，且均匀伸长率优异，另外，第二个目的在于，提供一种低屈强比厚钢板，其不仅在进行焊接输入热量为20kJ/mm以上的大线能量焊接的情况下，即使在例如进行焊接输入热量为5kJ/mm以上的输入热量较大的焊接时，也具有优异的HAZ韧性。
能够实现上述第一目的的本发明的钢板(以下，有时称作“本件第一发明的钢板”)的要点在于，分别含有C0.03～0.150％(意思是质量％。关于化学成分组成，以下相同。)、Si0.50％以下(包含0％)、Mn1.0～2.0％、P0.015％以下(不包含0％)、S0.005％以下(不包含0％)、Al0.005～0.06％、Ti0.008～0.030％、N0.0050～0.010％、Ca0.0010～0.0035％及O0.003％以下(不包含0％)，而且残留γ的体积分率为2～10％，且岛状马氏体(MA)的平均当量圆直径为3.0μm以下，分别满足下记(1)、(2)式规定的关系。
1.0≤[Ti]/[N]≤2.5...(1) 其中[Ti]以及[N]分别表示Ti及N的含量(质量％)。
2.0≤1000×([Ca]+2×[S]+3×[O])≤13.0...(2) 其中，[Ca]、[S]及[O]分别表示Ca、S及O的含量(质量％)。
而且，能够实现上述第一目的的本发明的钢板(以下，有时称作“本件第二发明的钢板”)的要点在于，分别包含C0.03～0.150％(意思是质量％。以下相同。)、Si0.50％以下(包含0％)、Mn1.0～2.0％、P0.015％以下(不包含0％)、S0.005％以下(不包含0％)、Al0.005～0.06％、Ti0.008～0.030％、N0.0050～0.010％、Ca0.0010～0.0035％及O0.003％以下(不包含0％)，并且，铁素体的分率为5～50面积％，铁素体的平均当量圆直径为100μm以下，且硬质相的平均硬度为HV150～400，分别满足下记(1)、(2)式规定的关系。
1.0≤[Ti]/[N]≤2.5...(1) 其中[Ti]以及[N]分别表示Ti及N的含量(质量％)。
2.0≤1000×([Ca]+2×[S]+3×[O])≤13.0...(2) 其中，[Ca]、[S]及[O]分别表示Ca、S及O的含量(质量％)。
本件第一发明的钢板及本件第二发明的钢板中，根据需要含有下述成分也很有效，(a)B0.0035％以下(不包含0％)、(b)选自Cu2.0％以下(不包含0％)、Ni2.0％以下(不包含0％)及Cr1.50％以下(不包含0％)组成的组中的一种以上、(c)Mo0.5％以下(不包含0％)、(d)Nb0.035％以下(不包含0％)和/或V0.10％以下(不包含0％)、(e)Mg0.005％以下(不包含0％)、(f)Zr0.1％以下(不包含0％)和/或Hf0.05％以下(不包含0％)、(g)Co2.5％以下(不包含0％)和/或W2.5以下(不包含0％)、(h)REM0.010％以下(不包含0％)等，根据这些含有的成分，厚钢板的特性能够进一步得到改善。
本件第一发明的钢板及本件第二发明的钢板中，关于对HAZ韧性产生影响的元素，通过使其满足规定的关系同时严密地规定化学成分而实现适当化，使其发挥良好的HAZ韧性。此外，本件第一发明的钢板中，通过控制残留γ量和岛状马氏体(MA)的粒径，能够确保良好的基材韧性同时提高均匀伸长率。另外，本件第二发明的钢板中，通过控制铁素体相的分率及粒径、以及硬质相的平均硬度，能够使其发挥良好的HAZ韧性并实现低屈强比。这样的本件第一发明的钢板及本件第二发明的钢板作为各种建筑构造物等的材料是非常有用的。

具体实施例方式 本发明者们首先为了实现上述的“发挥优异的HAZ韧性”的课题，而对涉及大线能量焊接时的HAZ韧性的要因从各个角度进行了反复的研究。其结果发现有无脆化组织的生成对钢板的HAZ韧性有很大的影响，以及可通过抑制加热为高温的区域中的奥氏体的粗大化和微细分散冷却时促使铁素体相变的相变核，来防止该脆化组织的生成。目前，认为是由于上述效果不充分而不能使HAZ的韧性稳定及良好。
因此，本发明者们在下述想法的基础上进一步进行了反复的研究，即，为了微细分散铁素体生成核，而有效利用铸造时的凝固阶段的CaS、TiN、及将它们作为核生成的MnS。可以明了CaS、TiN单独存在，或与MnS复合析出而存在，但是为了微细分散上述成分并使铁素体生成核大量分散，有效的方法是适当调节钢板的化学成分组成，并且满足下记(1)式及(2)式的关系。
目前，由于固溶N导致韧性下降所以通常要求低N化(所述非专利文献1)，但本发明中重点是通过并用CaS，能够降低在降低了[Ti]/[N]比(积极地高N化)时增多的固溶N的影响，而且，TiN自身也被微细分散，HAZ韧性改善。从此观点来看规定下记(1)、(2)式，规定此式的理由如下。
1.0≤[Ti]/[N]≤2.5...(1) 其中[Ti]以及[N]分别表示Ti及N的含量(质量％)。
为了使TiN微细地分散、大量生成铁素体生成核，需要将Ti和N的添加平衡设定在该范围内。通过调节至该平衡，能够增加CaS、MnS等的铁素体生成核，能够确保大热能量时的良好的HAZ韧性。[Ti]/[N]的值(以下称为“P值”)超过2.5时TiN粗大化，如果不足1.0则TiN生成量本身减少。从该观点来规定上述式(1)。另外，P值的优选的下限是1.2，更优选的下限是1.5，优选的上限是2.3，更优选的上限是2.0。
2.0≤1000×([Ca]+2×[S]+3×[O])≤13.0...(2) 其中，[Ca]、[S]及[O]分别表示Ca、S及O的含量(质量％)。
式(2)中，在本发明中规定的化学成分的范围下，显示出以Ca、S及O的顺序使铁素体生成核微细地均匀分散的倾向强。通过将[1000×([Ca]+2×[S]+3×[O])]的值(以下称为“Q值”)设定在2.0～13.0的范围，能够大量导入对确保大热能量中HAZ韧性有效的铁素体生成核，而得到良好的HAZ韧性。Q值超过13.0时，铁素体生成核粗大化，不足2.0时，铁素体生成核的量本身减少。Q值的优选的上限是10.0，优选的下限是3.0。
另外，本发明者们明确了为了实现“确保良好的韧性并提高均匀伸长率”这样的本件第一发明的另一个课题，表明有效的方法是控制残留γ(残留奥氏体)量，并将岛状马氏体(MA)的平均粒径设定于一定以下的值。
残留γ体积分率为2～10％，MA平均当量圆直径为3.0μm以下。
如上所述，尤其是在用于建筑构造物及钢构造物的情况下，从提高抗震性的观点考虑，要求均匀伸长率大。作为提高均匀伸长率的手段，考虑增加钢组织的残留γ量，但通常使残留γ量增加时岛状马氏体(MA)也增加，所以，基材韧性降低。本发明中，因为在严格地控制化学成分组成的基础上，采用后述的实施例所示的特定的制造方法，所以能够成功防止岛状马氏体(MA)的粗大化，同时增加残留γ量，从而使基材韧性和均匀伸长率并存。
残留γ量相对于整体的组织的体积分率为2％，优选为2.5％以上，更优选为3.5％以上。越增大残留γ量的体积分率越能提高均匀伸长率。但是，残留γ量的体积分率过大时，韧性与伸长性降低。因此，残留γ的体积分率为10％以下，优选为7％以下，更优选为5％以下。
此外，残留γ体积分率如下进行测定。对各钢板的深度t/4位置(t板厚)进行镜面抛光，对得到的试验片通过X线衍射，利用里德伯尔德法(rietveld method)通过计算从α-Fe(200)面和γ-Fe(200)面的峰值强度比求出理论强度比，并求出残留γ分率。X线衍射装置使用理学电气制的“RAD-RU300”，靶为Co，靶输出为40kV，200mA。
岛状马氏体(MA)的平均当量圆直径为3μm以下，优选为2.8μm以下，更优选为2.3μm以下。岛状马氏体(MA)的平均当量圆直径越小越能提高基材韧性，没有必要设定下限，但是优选为能够容易达到的范围，例如0.5μm以上，优选为1.0μm以上，更优选为1.5μm以上。
岛状马氏体(MA)的平均当量圆直径如下进行测定。对各钢板的深度t/4位置(t板厚)进行镜面抛光，将得到的试验片进行均化腐蚀，通过光学显微镜观察组织，对倍率1000倍、50μm角的领域进行10处摄影，通过图像解析装置(Media Cybernetics制Image-Pro Plus)进行处理，由此算出各岛状马氏体(MA)的平均当量圆直径，并求出其算术平均(相加平均)。
另外，本件第一发明的钢板的组织是以贝氏体为主体的组织、或是以铁素体和贝氏体为主体的组织。所谓主体是指面积比在70％以上，剩余的组织中有时除了所述残留γ(残留奥氏体)及岛状马氏体(MA)，还含有珠光体、马氏体、渗碳体等。
另外，本发明者明确了为了确保实现本件第二发明的课题，即显示低屈强比，同时确保440MPa以上的拉伸强度，且确保优异的基材韧性，有效的方法是将钢组织设置为如下控制铁素体的量及大小和硬质相的硬度的负荷组织。下面，对本件第二发明的钢板中规定了此的理由进行详细说明。
[铁素体的分率5～50面积％] 本件第二发明的钢板中，铁素体占全组织的分率过小，即软质相的比例减小时屈强比增高所以不优选。因此，本件第二发明的钢板中，将铁素体的分率的下限设定为5面积％。优选为20面积％以上。另一方面，铁素体占全组织的分率过大时，不能确保高强度，而且基材也下降，因此不优选。所以，铁素体的分率的上限设定为50面积％。优选为40面积％以下。另外，上述铁素体的分率是以后述的实施例所示的方法求出的。
[铁素体的平均当量圆直径100μm以下] 铁素体的平均当量圆直径过大时，基材韧性劣化，因此不优选。所以，将铁素体的平均当量圆直径的上限设定为100μm。优选为40μm以下，本件第二发明的钢板中，虽然不设定上述铁素体的平均当量圆直径的下限值，但其下限大致为10μm。此外，上述铁素体的平均当量圆直径是以后述的实施例所示的方法求出的。
[硬质相的平均硬度HV150～400] 硬质相的平均硬度(以下有时简称“硬度”)过小时，屈强比增高，因此不优选。所以，将硬质相的硬度的下限设定为HV150。优选为HV220以上。另一方面，即使硬质相的硬度过大，由于屈强比增高并且韧性下降，因此也不优选。所以，将硬质相的硬度的上限设定为HV400。优选为HV300以下，更优选为HV250以下。硬质相由贝氏体、马氏体、珠光体之中的一种或两种以上构成。此外，上述硬质相的硬度是以后述的实施例所示的方法求出的。
本件第二发明的钢板的其组织是由以铁素体和上述硬质相为主体的混合组织构成的。上述“主体”是指70面积％以上，剩余组织可以含有残留γ(残留奥氏体)、渗碳体等。
本件第一发明的钢板及本件的第二发明的钢板中，为了发挥其特性，重要的必要条件是将其化学成分控制在适当的范围。也包含于上述(1)～(2)式关联的元素(Ti、N、Ca、S及O)，其范围限定理由如下。
[C0.03～0.150％] C是用于确保钢板(焊接基材)的强度所必需的元素，为了确保所需的强度需要含有0.03％以上。但是，含有过剩的C时，HAZ韧性反而会降低。因此，需要将其上限设为0.150％。此外，C含量的优选的下限是0.05％，优选的上限是0.08％。
[Si0.50％以下(包含0％)] Si是用于确保钢板的强度的有效元素，根据需要而含有。但是，含有过剩时，钢板(基材)上会大量地析出岛状马氏体相(MA相)，使HAZ韧性劣化。因此，将其上限设为0.50％。此外，Si含量的优选下限是0.1％，优选上限是0.4％。
[Mn1.0～2.0％] Mn是提高淬透性确保钢板强度的有效元素，为了发挥这样的效果，需要含有1.0％以上。但是过剩地含有Mn时，钢板的HAZ韧性劣化，所以将其上限设定为2.0％。Mn含量的优选的下限是1.3％，优选的上限是1.8％。
[P0.015％以下(不包含0％)] P是不可避免地混入的杂质，会对钢板的以及HAZ的韧性带来不良影响，所以优选尽量少。从此观点来看，最好将P控制在0.015％以下。P含量的优选上限是0.01％。
[S0.005％以下(不包含0％)] S是通过在铸造时的钢板凝固时在钢板中形成CaS，从而在焊接后在CaS上形成MnS且在HAZ部的铁素体形成中发挥有效作用的元素。这样的效果伴随其含量的增大而增大，但是含量超过0.005％时，基材及HAZ的韧性劣化。此外为了发挥S所带来的上述效果，优选含有0.0003％以上，另外，优选的上限是为0.0020％，进一步优选为0.0010％。为了将该S降低至规定范围，只要将脱硫时间适当延长(例如25分钟以上)就可以。
[Al0.005～0.06％] Al作为脱氧剂是有效的元素，并且能够发挥钢板的微小组织微细化所带来的基材韧性提高效果。为了发挥这样的效果，需要将Al含量设定在0.005％以上。但是，过剩地含有时，钢板(基材)上将大量析出岛状马氏体相(MA相)而使HAZ韧性劣化。由此，其上限设定为0.06％。此外，AL含量的优选的下限是0.01％(更优选0.02％以上)，优选的上限是0.04％。
[Ti0.008～0.030％] Ti是对形成氮化物，抑制大线能量焊接时旧奥氏体粒的粗大化，以及提高HAZ韧性有效的元素。为了发挥这样的效果，需要将Ti含量设定在0.008％以上。但是，过剩地含有Ti时，将析出粗大夹杂物，反而使HAZ韧性劣化，所以将其上限设定为0.030％。此外，Ti含量的优选的下限是0.01％，优选的上限是0.025％。
[N0.0050～0.010％] 有效的是，为了在大线能量焊接时的HAZ将韧性确保在高位，而在旧奥氏体粒内微细析出TiN，防止旧奥氏体粒的粗大化。为了发挥这样的效果，需要将N含量设定在0.0050％以上。但是，N含量过剩并超过0.010％时，将析出粗大TiN，使HAZ韧性降低。此外，N含量的优选的下限是0.006％，优选的上限是0.009％(更优选0.008％)。
[Ca0.0010～0.0035％] Ca是对控制硫化物的形态而有助于提高HAZ韧性有效的元素。为了发挥这样的效果，需要含有0.0010％以上，但是，超过0.0035％而过剩地含有，反而使HAZ韧性劣化。此外，Ca含量的优选的下限是0.0015％(更优选0.0020％以上)，优选的上限是0.0030％。
[O0.003％以下(不包含0％)] O是作为不可避免的杂质而含有的，但是在钢中作为氧化物存在。但是，其含量超过0.003％时，生成粗大的CaO而使HAZ韧性劣化。所以，将O含量的上限设定为0.0030％。O含量的优选的上限是0.0020％(更优选0.0015％)。
本发明的钢板中，上述成分的其它的剩余部分由Fe及不可避免的杂质(例如，Sb、Se、Te等)构成，但是可以含有不妨害其特性的程度的微量成分(允许成分)，这样的钢板也包含在本发明的范围中。另外，根据需要，含有下述成分也是有效的，即，(a)B0.0035以下(不包含0％)、(b)Cu2.0以下(不包含0％)、Ni2.0％以下(不包含0％)及Cr1.50％以下(不包含0％)组成的组中选择的一种以上、(c)Mo0.5％以下(不包含0％)、(d)Nb0.035％以下(不包含0％)和/或V0.10％以下(不包含0％)、(e)Mg0.005％以下(不包含0％)、(f)Zr0.1％以下(不包含0％)和/或Hf0.05％以下(不包含0％)、(g)Co2.5％以下(不包含0％)和/或W2.5％以下(不包含0％)、(h)REM0.010％以下(不包含0％)。含有这些成分时的范围限定理由如下。
[B0.0035％以下(不包含0％)] B在大线能量焊接的粘接部附近使以BN为核的粒内铁素体生成，并且具有固溶N的固定作用，同时是对HAZ韧性有效的元素，根据需要而含有。但是，B的含量过剩时，粘接部的组织成为粗大贝氏体组织，反而会使HAZ韧性劣化。因此，含有B时，最好将其上限设定为0.0035％。优选的范围设定为0.0010～0.0025％。
[Cu2.0以下(不包含0％)、Ni2.0％以下(不包含0％)及Cr1.50％以下(不包含0％)组成的组中选择的一种以上] Cu、Ni及Cr都是对提高淬透性而提高强度有效的元素，根据需要而含有。但是，这些元素的含量过剩时，反而会使HAZ韧性降低，所以，Cu及Ni最好设为2.0％以下(更优选1％以下)，Cr最好设为1.50％以下(更优选1％以下)。用于发挥上述效果的优选的下限都是0.20％(更有选0.40％)。
[Mo0.5％以下(不包含0％)] Mo对提高淬透性并确保强度有效，为了防止回火脆性而适当利用。这样的效果伴随其含量增加而增大，但是Mo含量过剩时HAZ韧性劣化，所以优选设为0.5％以下。更优选最好设定为0.3％以下。
[Nb0.035％以下(不包含0％)和/或V0.10％以下(不包含0％)] Nb及V发挥提高淬透性而提高基材强度的效果。另外，V也具有提高回火软化抵抗的效果。但是，大量地含有时HAZ韧性劣化，所以最好将Nb设定为0.035以下(更优选0.030％以下)，将V设定为0.10％以下(更优选0.05％以下)。此外，将该效果有效地发挥的含量为Nb0.005％以上、V0.01％以上。
[Mg0.005％以下(不包含0％)] Mg具有通过形成MgO并抑制HAZ中奥氏体粒的粗大化来提高HAZ韧性的效果，因此，根据需要而含有。但是，Mg的含量过剩时，夹杂物粗大化HAZ韧性劣化，所以最好设定为0.005％以下(更优选0.0035％以下)。
[Zr0.1％以下(不包含0％)和/或Hf0.05％以下(不包含0％)] Zr及Hf与Ti一样，是对形成N和氮化物、将焊接时的HAZ的奥氏体粒微细化、并改善HAZ韧性有效的元素。但是，过剩地含有时，反而使HAZ韧性降低。所以含有这些元素时，Zr设为0.1％以下，Hf设为0.05％以下。
[Co2.5％以下(不包含0％)和/或W2.5％以下(不包含0％)] Co及W具有提高淬透性提高基材强度的效果，所以根据需要而含有。但是，过剩地含有时，HAZ韧性劣化，所以将上限都设为2.5％以下。
[REM0.010％以下(不包含0％)] REM(稀土类金属)是通过将钢板中不可避免地混入的夹杂物(氧化物及硫化物等)的形状微细化、球状化，由此有助于HAZ的韧性提高的元素，根据需要而含有。这样的效果伴随其含量的增加而增大，但是REM的含量过剩时，夹杂物粗大化而HAZ韧性劣化，所以优选控制在0.010％以下。此外，本发明中，所谓REM是指含有镧系元素(从La至Lu的15种元素)及Sc(钪)和Y(钇)。
为了制造本件第一发明的钢板而适当调节钢板的化学成分，并利用通常的熔炼法熔炼满足P值、及Q值的要求的钢，将该钢液冷却制造板坯。其后，加热及热轧后，需要以规定的方法淬火。另外，淬火的钢板根据需要也可以退火。
首先，对于钢液的冷却，以0.1～2.0℃/秒的冷却速度从1500℃冷却至1100℃，形成板坯。即使以这样的通常的条件冷却也能使TiN足够小，但是为了形成更小微细的TiN，优选变更铸造机的冷却水量及冷却方法，提高凝固时的冷却速度。
接着，热轧的加热及结束温度可以从通常的范围选择。加热温度例如可以从950～1250℃程度的范围设定，结束温度例如可以从750～950℃程度的范围设定。
而且，本件第一发明的钢板的制造工序中最重要的是热轧后的淬火方法。该淬火是为了防止岛状马氏体的粗大化并增加残留奥氏体而实施的。淬火方法大体分为两种(淬火法A、淬火法B)。淬火法A是如下所述的方法，将热轧的钢板直接或者以脱机等再加热后，进行第一淬火，再加热并进行第二淬火，进而进行退火。淬火法B是如下所述的方法，将热轧的钢板直接或者以脱机等再加热后，在途中加速冷却(称为第一加速冷却)，暂时放缓冷却后，再一次加速冷却(称为第二加速冷却)。淬火法A及淬火法B的详细条件如下。
[淬火法A] 淬火法A中的第一淬火中，冷却开始温度为750℃以上，优选为800℃以上，更优选为850℃以上。冷却开始温度过低时，淬火不能够充分进入。第一淬火的冷却停止温度与通常的淬火同样，例如为200℃以下。
第二淬火中的冷却开始温度为850℃以下，优选为800℃以下，更优选为770℃以下，是成为铁素体一奥氏体的两相的温度以上(例如，700℃以上)。冷却开始温度过高时，残留奥氏体粗大化。另一方面，冷却开始温度过低，不能达到来自两相区域的淬火，残留奥氏体不足，均匀生长率降低。第二淬火的冷却停止温度例如为200℃以下。
第一淬火及第二淬火的任一个中，冷却速度都与通常的淬火相同，例如为1℃/秒以上，优选为3℃/秒以上，更优选为5℃/秒以上。
该淬火法A中，第二淬火的再加热温度也很重要。再加热温度例如为700～900℃，再加热温度过低时，冷却开始温度过低。另外，再加热温度过高时，冷却开始前需要花费很长的时间，且残留奥氏体不足。保持时间设为15分钟以上。
退火条件可在通常的范围设定，例如以400～600℃保持10～30分钟后冷却。
[淬火法B] 淬火法B中的第一加速冷却中，冷却开始温度为900℃以下(优选为850℃以下，更优选为800℃以下)、700℃以上(优选为750℃以上，更优选为800℃以上)。第一加速冷却的冷却停止温度为750℃以下(优选为700℃以下，更优选为650以下)、550℃以上(优选为600℃以上)。冷却停止温度过高时，残留奥氏体不足。另一方面，冷却停止温度过低时残留奥氏体不足。
另外，第一加速冷却的冷却速度与通常的淬火的冷却速度相等，例如为1℃/秒以上，优选为3℃/秒以上，更优选为5℃/秒以上。冷却速度过慢时，不能实质地进行第一加速冷却，向未相变奥氏体的C浓度变得过多，而相变为珠光体及渗碳体，所以残留奥氏体不足。
第一加速冷却完成后到第二加速冷却开始之间，也可以等温保持，也可以慢慢地冷却(例如，冷却速度不足1℃/秒(空气冷却等))。第一加速冷却完成后，到第二加速冷却开始的时间(以下，称为间隔)例如为20～130秒程度，优选为30～100秒程度，更优选为40～80秒程度。间隔过短时，铁素体过少而向奥氏体的C浓度不充分，残留奥氏体不足。另外，相反间隔过长时，向未相变奥氏体的C浓度变得过多，而相变为珠光体及渗碳体，所以残留奥氏体不足。
第二加速冷却的开始温度为700℃以下(优选为650℃以下，更优选为630℃以下)、550℃以上(优选为600℃以上，更优选为620℃以上)。另外，第二加速冷却的冷却停止温度为400℃以下，优选为300℃以下，更优选为200℃以下。冷却停止温度过高时，不能实质地进行第二加速冷却，残留奥氏体不足。第二加速冷却的冷却速度与第一加速冷却相同， 此外，淬火法B中，也可以在第二加速冷却完成后进行退火。退火条件与淬火法A相同。
下面对本件第二发明的钢板的制造方法进行说明。为了稳定并确保上述规定的复合组织，利用通常的熔炼法熔炼满足上述化学成分量、(1)式及(2)式的钢，将该钢液冷却而制造板坯，其后，在热轧中适当调节压延压下量、及冷却速度是非常有效的。具体地讲，例如在950～1300℃的范围内加热后进行热轧，但是该热轧中，以到Ar3+100℃～Ar3+50℃的累积压下率为10～30％的方式压延，接着将Ar3+50℃～Ar3的累积压下率设为5～30％而结束压延，其后以1～50℃/sec的冷却速度在Ar3～400℃间冷却，由此，能够容易地得到上述复合组织(Ar3只要通过后述的实施例所示的式(3)求出就可以)。如果以该范围的冷却速度冷却钢板，在同一组成范围不依靠板厚就能够稳定并确保上述复合组织，另外，不进行向二相温度区域的再加热处理，而能够在生产线上不降低生产效率地制造本件第二发明的钢板，因此优选。
此外，在本件第一发明及本件第二发明中为对象的钢板，假定基本上是板厚为20mm以上的厚钢板，即使在其以下的板厚也具有同等的特性，且包含于本发明的对象。另外，假定焊接本发明的钢板时的输入热量为20kJ/mm以上，以此大热能量进行焊接时显示良好的HAZ韧性，但是不限定于该输入热量，例如即使是5kJ/mm以上的输入热量也能显示良好的HAZ韧性。
下面，通过实施例对本件第一发明及本件第二发明的钢板进行更详细的说明，但是下述实施例不是限定本发明的性质的实施例，根据上、下述的宗旨进行设计变形都包含在本发明的技术的范围内。
实施例 (本件第一发明的钢板的实施例) 利用通常的熔炼法熔炼下记表1～3所示的组成的钢，将该钢液以0.1～2.0℃/分的冷却速度从1500℃冷却至1100℃而得到板坯(板坯厚＝270mm)。其后，通过在该板坯进行表4、5所示的热轧、及淬火，得到厚度为60mm的钢板。此外，表4表示淬火法A的条件，表5表示淬火法B的条件。此外，表1中REM以含有50％程度的La和25％程度的Ce的稀土金属合金的形态添加。另外表1～3中“-”表示没有添加元素。此外表1～3中也表示了本发明中规定的P值([Ti]/[N])、Q值[1000×([Ca]+2×[S]+3×[O]。




对这样得到的各种钢板用下述方法测定拉伸特性，并且通过下述条件进行焊接，制造焊接部。
[钢板的拉伸强度、均匀伸长性] 从钢板的深度t/4位置(t板厚)采集JIS Z 22014号试验片，以JISZ 22014的要领进行拉伸试验，测定拉升强度(TS)、及全伸长率(EL)。另外，本发明的系统中，均匀伸长率是全伸长率的大约50％程度的值，所以试验例中以全伸长率评价。本发明中，如果拉伸强度TS为440MPa以上，全伸长率EL为20％以上，评价为各个拉伸强度优异，均匀伸长率优异。
[基材韧性] 在钢板的深度t/4位置(t板厚)以试验片的长度方向成为钢板的压延方向(L方向)的方式采集JIS Z 2242中规定的V切口标准试验片(大小10mm×10mm×55mm)，进行-5℃的V摆锤式冲击试验，测定-5℃的V摆锤冲击值(vE-5)。
[HAZ韧性试验] 作为模拟进行电渣焊接(30kJ/mm)时的热循环的HAZ韧性评价法，以1400℃的加热温度保持30秒钟，其后冷却以800～500℃的、冷却时间为500秒的热循环热处理各供试钢板后，测定温度-15℃中的摆锤吸收能量(V切口)。另外作为试验片，从深度t/4位置(t板厚)采集摆锤式冲击试验片(JIS Z 2202、大小10mm×10mm×55mm的棒状)，使用在中央部片面形成深度为2mm的V切口的试验片，这时，将V摆锤冲击值(vE-15)为150J以上设定为合格。
另外，模拟了输入热量相当于5kJ/mm的焊接的热处理(1400℃的加热温度下保持5秒，Tc＝120秒)后，与上述相同进行操作测定V摆锤冲击值(vE-15)。
将这些结果表示于表6、7。
[表6]

[表7]

从这些结果可如下进行考察。首先试验No.1～43满足本件第一发明规定的要求，钢板(基材)的强度满足目标，HAZ韧性也充分满足目标平均200J以上。另外可知这些试验即使在输入热量为5kJ/mm的焊接条件下也能显示充分的HAZ韧性。
与之相对，试验No.44～78缺乏本件第一发明中规定的任何的要求，任一个特性都劣化。这之中试验No.44～60的化学成分组成不在本件第一发明所规定的范围(试验No.57中P值大)，试验No.61、69的化学成分组成满足，但是P值不在本件第一发明所规定的范围。试验No.62～68的化学成分组成满足，但是Q值不在本件第一发明所规定的范围。No.70～78是不在本件第一发明的钢板推荐的制造方法的范围的例子，残留γ体积分率、MA平均当量圆直径的至少一方中，缺少本件第一发明的要求。No.70～78的残留γ量少，所以均匀伸长率劣化，结果是No.76的岛状马氏体(MA)粗大，所以基材韧性也劣化。
(本件第二发明的钢板的实施例) 利用通常的熔炼法熔炼下记表8～10所示的组成的钢，将该钢液以0.1～2.0℃/分的冷却速度从1500℃冷却至1100℃制造板坯，而且，在950～1300℃的范围加热后，进行热轧。该热轧中，将到Ar3+100℃～Ar3+50℃的累积压下率设为表11、表12或表13所示的值，接着，将Ar3+50℃～Ar3的累积压下率设为表11、表12或表13所示的值而完成压延，以表11、表12或表13所示的冷却速度进行Ar3～400℃间的冷却，从而得到厚钢板(板厚40mm)。
此外，表9中，REM以含有50％程度的La和25％程度的Ce的稀土金属合金的形态添加。表1～3中“-”表示没有添加元素。表8～10中也表示了本发明中规定的P值([Ti]/[N])、Q值[1000×([Ca]+2×[S]+3×[O])]。
此外，表11～13中的Ar3是通过下式(3)求出的。
Ar3(℃)＝910-230×[C]+25×[Si]-74×[Mn]-56×[Cu]-16×[Ni]-9×[Cr]-5×[Mo]-1620×[Nb] ......(3) 关于这样得到的各种钢板，用下记的方法，进行铁素体分率及铁素体粒径(平均当量圆直径)的测定、硬质相的平均硬度(HV)的测定、拉伸特性及基材韧性的评价，同时以下记的条件进行焊接，制作焊接部进行HAZ韧性的评价。
[铁素体分率及铁素体粒径(平均当量圆直径)的测定] 将从各钢板的t(t表示板厚。以下相同)/4位置采集的2cm见方的试验片TD面镜面抛光后，用硝酸酒精腐蚀液(2％硝酸-硝酸酒精溶液)进行蚀刻，之后，利用光学显微镜观察组织(倍率100倍、n数＝10)，根据JIS G 0551规定的比较法的手法，算出铁素体的粒径(平均值)，并作为铁素体的平均当量圆直径。铁素体的分率(面积％)使用图像解析软件(Micromedia制Image Pro Plus)而求出。
[硬质部的平均硬度(HV)的测定] 将从各钢板的t/4位置采集的2cm见方的试验片TD面镜面抛光后，用硝酸酒精腐蚀液(2％硝酸-硝酸酒精溶液)进行蚀刻，之后，以JIS Z 2244规定的手法，利用硬质相的维氏硬度试验机进行侧定。硬质相如上所述由贝氏体、马氏体、珠光体中的一种或两种以上构成，利用光学显微镜能够认识到铁素体以外的部分。只是，将这些逐个测定太琐碎而困难，所以存在两种以上时以含有此全部的形式测定硬质相的平均硬度。测定在室温下以荷重10g进行试验，通过各钢板的五点测定(最大最小不计分，三点平均)算出平均硬度。
[钢板的拉伸特性] 从钢板的t/4采集JIS Z 22014号试验片，并以JIS Z 2241的要领进行拉伸试验，测定拉伸强度(TS)，另外求出屈强比。本发明中，将拉伸强度(TS)为440MPa以上，且屈强比为80％以下设为合格。
[基材韧性] 在t/4位置以试验片的长度方向成为钢板的压延方向(L方向)的方式采集JIS Z 2242中规定的V切口标准试验片(大小10mm×10mm×55mm)，在-15℃下进行V摆锤式冲击试验，测定-15℃的V摆锤冲击值(vE-15)。这时将V摆锤冲击值(vE-15)为150J以上设为合格。
[HAZ韧性试验] 作为模拟进行电渣焊接(30kJ/mm)时的热循环的HAZ韧性评价法，以1400℃的加热温度保持30秒钟，其后，冷却以800～500℃的、500秒的(Tc)的冷却时间的热循环热处理各供试钢板后，测定温度-15℃中的摆锤吸收能量(V切口)。另外，作为试验片，利用从厚度t/4位置采集的大小10mm×10mm×55mm的棒状，使用形成中央部片面中深度为2mm的V切口的试验片，这时，V摆锤冲击值(vE-15)为150J以上设定为合格。
另外，关于实施了模拟输入热量相当于5kJ/mm的焊接的热处理(1400℃的加热温度下保持5秒，Tc＝120秒)的例子，与上述同样地进行操作测定V摆锤冲击值(vE-15)。这时将V摆锤冲击值(vE-15)也为150J以上设为合格。将这些结果并计入表11～13。







从这些结果可如下那样考察。首先试验No.1～43的钢板满足本件第二发明规定的要求，钢板(基材)的强度满足目标，表现低屈强比，且HAZ韧性优异。另外可知这些试验钢板即使在输入热量为5kJ/mm那样的焊接条件下也能显示充分的HAZ韧性。
与之相对，试验No.51～87的钢板缺少本件第二发明中规定的任何的要求，任一个特性都劣化。这之中试验No.51～67的化学成分组成不在本件第二发明所规定的范围(试验No.64中P值也大)，所以，结果不能确保强度，或屈强比增高，HAZ韧性劣化。另外，试验No.68、80的化学成分组成满足，但是P值不在本件第二发明所规定的范围，所以结果HAZ韧性劣化。试验No.69～78的化学成分组成满足，但是Q值不在本件第二发明所规定的范围，该情况下HAZ韧性也劣化。试验No.81～87不以推荐的条件制造，钢组织不满足规定的条件，因此，任一个特性都劣化。详细地说，试验No.81、83、86中的铁素体分率过小或铁素体不存在，所以屈强比增高。试验No.82、84中铁素体粒径过大，所以基材韧性劣化。试验No.85中的铁素体分率过高，因此，不能确保高强度，且屈强比高，韧性也劣化。试验No.87中的硬质相的硬度超过HV400，所以屈强比高，另外基材韧性及HAZ韧性也劣化。
权利要求
1、一种厚钢板，其特征在于，以质量％计含有C0.03～0.150％、Si0.50％以下且包含0％、Mn1.0～2.0％、P0.015％以下但不包含0％、S0.005％以下但不包含0％、Al0.005～0.06％、Ti0.008～0.030％、N0.0050～0.010％、Ca0.0010～0.0035％、O0.003％以下但不包含0％，
并且，残留γ的体积分率为2～10％，且岛状马氏体MA的平均当量圆直径为3.0μm以下，
并且，分别满足下述(1)、(2)式规定的关系，
1.0≤[Ti]/[N]≤2.5 ...(1)
其中，[Ti]以及[N]分别表示Ti及N的质量百分比含量，
2.0≤1000×([Ca]+2×[S]+3×[O])≤13.0...(2)
其中，[Ca]、[S]及[O]分别表示Ca、S及O的质量百分比含量。
2、一种厚钢板，其特征在于，以质量％计含有C0.03～0.150％、Si0.50％以下且包含0％、Mn1.0～2.0％、P0.015％以下但不包含0％、S0.005％以下但不包含0％、Al0.005～0.06％、Ti0.008～0.030％、N0.0050～0.010％、Ca0.0010～0.0035％、O0.003％以下但不包含0％，
并且，铁素体的分率为5～50面积％，铁素体的平均当量圆直径为100μm以下，且硬质相的平均硬度为HV150～400，
并且，分别满足下述(1)、(2)式规定的关系，
1.0≤[Ti]/[N]≤2.5 ...(1)
其中，[Ti]以及[N]分别表示Ti及N的质量百分比含量，
2.0≤1000×([Ca]+2×[S]+3×[O])≤13.0...(2)
其中，[Ca]、[S]及[O]分别表示Ca、S及O的质量百分比含量。
3、如权利要求1或2所述的厚钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计还含有以下(a)～(h)组中的至少一组，
(a)B0.0035％以下但不包含0％；
(b)从Cu2.0％以下但不包含0％、Ni2.0％以下但不包含0％及Cr1.50％以下但不包含0％中选出的一种以上；
(c)Mo0.5％以下但不包含0％；
(d)Nb0.035％以下但不包含0％和/或V0.10％以下但不包含0％；
(e)Mg0.005％以下但不包含0％；
(f)Zr0.1％以下但不包含0％和/或Hf0.05％以下但不包含0％；
(g)Co2.5％以下但不包含0％和/或W2.5％以下但不包含0％；
(h)REM0.010％以下但不包含0％。
全文摘要
本发明提供一种厚钢板，其不仅在进行焊接输入热量为20kJ/mm那样的大线能量焊接的情况下，即使在进行5kJ/mm那样的输入热量较小的焊接时，也能够发挥优异的HAZ韧性，且均匀伸长率优异，或低屈强比。本发明的钢板为适当控制化学成分组成并且满足下记(1)、(2)式的厚钢板。而且，其为下述这样的钢板，即，满足残留γ的体积分率为2～10％、岛状马氏体(MA)的平均当量圆直径为3.0μm以下的条件，或者满足铁素体的分率为5～50面积％、铁素体的平均当量圆直径为100μm以下、且硬质相的平均硬度为HV150～400的条件的任一个。1.0≤[Ti]/[N]≤2.5…(1) 其中[Ti]以及[N]分别表示Ti及N的含量(质量％)。2.0≤1000×([Ca]+2×[S]+3×[O])≤13.0…(2) 其中，[Ca]、[S]及[O]分别表示Ca、S及O的含量(质量％)。
文档编号C22C38/14GK101525721SQ20091000404
公开日2009年9月9日 申请日期2009年2月9日 优先权日2008年3月3日
发明者高冈宏行, 冈崎喜臣, 武田裕之 申请人:株式会社神户制钢所