专利名称：高强度钢及其制造方法
技术领域：
本发明涉及在船舶(ship)或海上构筑物(marine structure)、管道钢管(line pipe)、压力容器(pressure vessel)等中使用的高强度钢(high-tensiIestrength steels)及其制造方法，尤其涉及屈服应力(YS(yield stress))为460MPa以上、且不仅母 材(base material)的强度(strength)和韧性(toughness)优良而且焊接部(weld zone) 的韧性(CTOD(crack tip openingdisplacement)特性)也优良的高强度钢及其制造方法。
背景技术：
在船舶或海上构筑物等中使用的钢，一般通过焊接接合(weldingjoint)而加工 成所期望的形状的构造物等。为此，在这些钢中，从确保构造物等的安全性(safety)的 观点出发，母材自身的强度和韧性优良是必备的，还要求焊接接头(weld joint)的焊接部 (焊接金属(weld metal)和热影响部(heat-affected zone)的韧性也优良。作为钢的韧性的评价基准(evaluation standards)，以往主要采用由夏比冲击 试验(Charpy impact test)测得的吸收能量(absorbed energy) 0但是，近年来，为了 进一步提高可靠性(reliability)，多采用裂纹尖端张开位移试验(Crack Tip Opening Displacement Test,以下简记为“CTOD试验”)。该试验通过使韧性的评价部产生了预制疲 劳裂纹(fatigue precrack)的试验片发生三点弯曲(three-point bending)并测定断裂 前的裂纹底部(bottom of crack)的张开量(value of opening displacement)(塑性变 形量(value of plastic deformation))来评价脆性断裂(brittle fracture)的发生阻 力(occurrence resistance)。但是，通常可对上述用途中使用的板厚较厚的钢实施多层焊接(multi-pass welding)，在这样的焊接中，由于热影响部承受复杂的热历史(thermal history)，因此存 在容易产生局部脆化区域、尤其是熔合线部(bond)(焊接金属与母材的边界)和双相区域 再热部(inter-criticallyreheated zone)(在焊接第一个循环中成为粗粒，在第二个循环 中被加热成α和Y的双相区域的区域)的韧性大大降低的问题。这是由于，熔合线部被曝 露在直逼熔点的高温下，从而使得奥氏体晶粒(austenite grain)粗大化，接着通过冷却容 易相变为脆弱的上贝氏体组织(upper bainiticstructure)。此外，由于在熔合线部生成魏 氏组织 OVidmannstattenstructure)、岛状马氏体(island martensite,M-A constituent) 之类的脆化组织(embrittlement structure)，因此韧性进一步降低。作为应对上述问题的对策，例如，通过在钢中微细分散TiN来抑制奥氏体晶粒的 粗大化的技术或利用铁素体相变核(nucleus of ferritetransformation)的技术已实用 化。此外，在日本特公平03-053367号公报或日本特开昭60-184663号公报中公开了如下技 术通过与Ti 一起复合添加稀土元素(REM (rare-earth metal)并使微细粒子分散在钢中， 可抑制奥氏体晶粒生长，提高焊接部的韧性。除此之外，还提出了使Ti的氧化物(oxide) 分散的技术、组合BN的铁素体生成能力和氧化物分散的技术、以及添加Ca或REM来控制硫 化物(sulfide)的形态(shape)从而提高韧性的技术。
另一方面，上述双相区域再热部，即，在最初的焊接时曝露在直逼熔点的高温下的 区域，也是通过后续焊接时的再加热而成为铁素体和奥氏体的双相区域的区域，其最脆的 原因在于通过第二道次以后的焊接时的再加热，碳富集在奥氏体区域，其在冷却过程中生 成包含岛状马氏体的脆弱的贝氏体组织，使韧性降低。因此，作为其对策，公开了如下的技 术通过低C、低Si化来抑制岛状马氏体的生成，进而通过添加Cu来确保母材强度(例如 参照日本特开平05-186823号公报)。此外，作为上述通过焊接时的再加热来抑制脆化组织的生成的方法，在日本特开 2007-231312中公开了如下技术将为了控制硫化物的形态而添加的Ca的添加量控制在适 当的范围，在此基础上，通过添加M来提高焊接热影响部的韧性(CT0D特性)。然而，热影响部的韧性降低的上述问题，虽然与上述现有技术相比已作出某种程 度的改善，但是仍残留有若干需要解决的问题。例如，在利用TiN的技术中，该作用在被加 热到TiN熔解的温度范围的熔合线部中消失，岂止如此，由于固溶Ti和固溶N引起的基体 组织的脆化，有时会发生韧性的显著降低。此外，在利用Ti的氧化物的技术中，存在氧化 物不能充分均勻地微细分散的问题。进而，近年来随着船舶、海上构筑物等的大型化，对 于在它们中使用的钢材进一步要求高强度化、厚壁化。为了满足这些要求，与日本特开平 05-186823号公报的技术相反，添加大量的合金元素是有效的。但是，合金元素的大量添 加，存在促进由焊接时的再加热引起的脆化组织的生成、导致焊接热影响部的韧性降低的 问题。此外，日本特开2007-231312中公开的技术中，作为用于应对高强度化及厚壁化的对 策，需要添加对基体的高韧化有效的M (固溶M的效果)，在成本方面变得昂贵成为问题。因此，为了解决现有技术所具有的上述问题，本发明的目的在于，提供一种高强度 钢及其优选的制造方法，该高强度钢即使在为不得不增加合金元素的添加量的厚壁的高强 度钢板的情况下，母材的强度和韧性也优良，并且焊接热影响部的韧性也优良。
发明内容
本发明为一种高强度钢，其特征在于，具有以下成分组成含有C 0. 03 0. 10质 量％工1 0. 30质量％以下、Mn :1. 60 2. 30质量％、P :0. 015质量％以下、S :0. 005质量％ 以下、Al 0. 005 0. 06 质量％、Nb :0. 004 0. 05 质量％、Ti :0. 005 0. 02 质量％、N 0. 001 0. 005质量％、Ca :0. 0005 0. 003质量％，并且，Ca、S和0的含量满足下述(1)
式，余量由Fe和不可避免的杂质组成，0 < (Ca-(0. 18+130 X Ca) X 0)/1. 25/S < 1 ... (1)其中，Ca、S和0表示各元素的含量(质量％ )。此外，本发明的高强度钢，其特征在于，在上述成分组成的基础上，还含有选自B 0. 0003 0. 0025质量％、V :0. 2质量％以下、Cu 1质量％以下、Ni 2质量％以下、Cr :0. 7 质量％以下和Mo :0. 7质量％以下中的一种或两种以上。此外，本发明还提出了 一种高强度钢的制造方法，其特征在于，将钢坯加热到 1050 1200°C后，施加在950°C以上的温度范围内的累积轧制率为30%以上、在低于950°C 的温度范围内的累积轧制率为30 70%的热轧，然后，进行前段冷却和后段冷却，前段冷 却自热轧结束温度以5 45°C /秒冷却到600 450°C间的冷却停止温度，后段冷却自所 述前段冷却停止温度以1°C /秒以上且不足5°C /秒冷却到450°C以下的冷却停止温度，其中，所述钢坯具有以下成分组成含有C 0. 03 0. 10质量％、Si 0. 30质量％以下、Mn 1. 60 2. 30 质量 ％、P 0. 015 质量 ％ 以下、S :0. 005 质量 ％ 以下、Al :0. 005 0. 06 质 量％、他0. 004 0. 05 质量％、Ti 0. 005 0. 02 质量％、N :0. 001 0. 005 质量％、Ca 0. 0005 0. 003质量％，并且，Ca、S和0的含量满足下述(1)式，余量由!^e和不可避免的 杂质组成，0 < (Ca-(0. 18+130 X Ca) X 0)/1. 25/S < 1 ... (1)其中，Ca、S和0表示各元素的含量(质量％ )。此外，本发明的制造方法，其特征在于，所述高强度钢在上述成分组成的基础上， 还含有选自B 0. 0003 0. 0025质量％、V :0. 2质量％以下、Cu :1质量％以下、Ni :2质量％ 以下、Cr :0. 7质量％以下和Mo :0. 7质量％以下中的一种或两种以上。此外，本发明的制造方法，其特征在于，对后段冷却后的钢实施450 650°C的回 火处理。根据本发明能够廉价地制造具有母材的屈服应力为460MPa以上的高强度且韧性 优良、并且焊接后的热影响部的韧性(CT0D特性)也优良的高强度钢，因此，对于船舶、海上 构筑物等的大型化贡献很大。
图1是表示热轧后的前段冷却速度(自轧制结束温度到600 450°C间的冷却停 止温度的冷却速度)给母材特性带来的影响的图。
具体实施例方式发明人对于能够提高厚壁的高强度钢的母材强度和韧性、并且能改善焊接热影响 部的韧性的方法进行了深入研究。其结果发现，由于焊接热影响部的韧性降低导致脆化组 织的生成，因此，在为了提高该焊接热影响部的韧性而抑制了焊接时高温加热的区域的奥 氏体晶粒的粗大化的基础上，进而为了促进焊接后的冷却时的铁素体相变而使相变核均勻 微细地分散是有效的。因此，本发明人对抑制上述脆化组织的生成的方法进一步进行了研究，结果发现， 将为了控制硫化物的形态而添加的Ca的添加量控制在适当范围是有效的，并且为了提高 焊接热影响部的韧性(CT0D特性)而添加Mn是有效的。此外，对于轧制条件给母材的强度和韧性带来的影响进行了研究，结果发现，若将 轧制后的冷却设定为由冷却速度大的前段冷却和冷却速度小的后段冷却组成的两阶段冷 却、并适当控制各自的冷却速度，则钢板组织变成针状铁素体为主体的组织，能够制造出母 材的强度和韧性优良的高强度钢。进而，为了进一步提高母材的强度和韧性，重要的是有效 利用在奥氏体的低温范围中形成未再结晶区域(nonrecrystallization zone)的效果大的 Nb。而且，通过适当组合这些技术，首次完成了本发明。以下对本发明的基本的技术思想进行说明。本发明的第一特征在于，为了提高焊接热影响部(welded heataffected zone) 的韧性，有效利用以硫化物(sulfide)的形态控制(shapecontrol)为目的而添加的Ca的 化合物(CaS)的结晶化(crystallization)。与氧化物相比该CaS在低温下发生结晶化，因此能够均勻地微细分散(finedispersion)。而且，通过将CaS的添加量和添加时的钢 水(molten steel)中的溶氧量(dissolved oxygen amount)控制在适当范围，即使在CaS 结晶化后也能够确保固溶S，因此在CaS的表面上析出MnS从而形成复合硫化物(complex sulfide)。已知该MnS具有铁素体核生成能力(potential for ferrite nucleus)，进而， 在析出的MnS的周围能够形成Mn的贫化带(Mn depleted zone)，因此更能促进铁素体相变 (ferritetransformation)。通过增加钢中的Mn添加量，从而更有效地体现出该Mn贫化带 的效果。而且，在析出的MnS上还析出TiN、BN、AlN等铁素体生成核，因此能够进一步促进 铁素体相变。此外，通过增加Mn添加量，不会在焊接热影响部大量生成作为脆化组织的岛状马 氏体，能够有效地提高母材强度。这是由于，通过增加Mn添加量，在焊接后的冷却过程中生 成的岛状马氏体容易分解成渗碳体，从而热影响部组织中的岛状马氏体减少。这些效果的 结果能够确保焊接热影响部的韧性而无需添加附。通过上述技术，能够使在高温下也不会熔解的铁素体相变生成核微细地分散，使 焊接热影响部的组织微细化，并且，通过尽可能抑制岛状马氏体(island martensite, M-A constituent)的生成，能够得到高的韧性。此外，通过多层焊接(multilayer welding)时 的热循环(heat cycle)，即使在被再加热成双相区域的区域内，也由于最初的焊接热影响 部的组织被微细化而使得未相变区域的韧性提高，进而再相变的奥氏体晶粒也微细化，因 而能够将韧性的降低抑制在较小的程度。本发明的第二特征在于，将钢材轧制后的冷却分成前段冷却和后段冷却两个阶 段，并控制成前段冷却的冷却速度大于后段冷却的冷却速度。以下，基于实验结果对该特征 进行说明。将基本成分为C :0. 08质量％、Si :0. 2质量％、Mn :1. 8质量％的钢坯加热到 1150°C后，在950°C以上的累积轧制率为40%、低于950°C的累积轧制率为50%、轧制结束 温度为850°C的热轧后，实施以5 45°C /秒、更优选5 20°C /秒的冷却速度(cooling rate)自轧制结束温度冷却到500°C的前段冷却和进而以3°C /秒的冷却速度冷却到350°C 的后段冷却，然后空冷，制得板厚10 50mm的厚钢板。对于该厚钢板，测定了拉伸强度特 性和在_40°C下的韧性特性(夏比冲击吸收能量)。图1为基于上述测定结果而示出了前段冷却速度给母材强度和韧性带来的影响 的图，可见，通过将自轧制结束温度冷却到500°C的前段冷却的冷却速度控制在5 45°C / 秒的范围内，能够得到屈服应力为460MPa以上的高强度、vE-40°C为200J以上的强度-韧 性平衡(balance)优良的钢板。此外，还可知以上述冷却速度冷却的钢板变成针状铁素体(acicularferrite)为 主体的组织。通常，在要得到高强度钢的情况下，若成为板条(lath)间含有岛状马氏体等 的较粗大的上贝氏体组织，则韧性大大地降低。因此，为了兼顾高强度和高韧性，需要通过 斟酌轧制条件等而制得微细的针状铁素体组织。但是，发明人发现通过将轧制后的冷却分 成前段冷却和冷却速度比前段冷却慢的后段冷却，并适当控制各自的冷却速度，能够制得 针状铁素体为主体的组织，并得到具有优良的强度-韧性平衡的钢板。这是由于通过加快 前段的冷却速度，能够提高相变核生成密度(nucleation density)，使相变后的组织成为 致密的针状铁素体组织而非粗大的贝氏体组织。进而发现当后段的冷却速度与前段的冷却速度相比过快时，生成岛状马氏体，并使母材的韧性变差，另一方面，当后段的冷却速度 过慢时，导致母材的强度降低，因此需要将其控制在适当的范围内。本发明是基于上述见解而完成的。以下对本发明所述的高强度钢应具有的成分组成进行说明。C :0· 03 0. 10 质量％C是对钢的强度影响最大的元素，为了确保作为构造用钢所需的强度 (YS彡460MPa)，需要含有0. 03质量％以上。但是，相反，若C的含量过多时，则会引起母材 韧性的降低或焊接时的冷裂，因此，C含量的上限为0. 10质量％。Si :0.30 质量％ 以下Si是作为脱氧材料并为了使钢高强度化而添加的成分。为了得到该效果，优选添 加0. 01质量％以上的Si。但是，当Si的含量超过0. 30质量％时，会使母材和焊接部的韧 性降低，因此，需要将其控制在0. 30质量％以下。优选为0. 01 0. 20质量％的范围。Mn :1· 60 2. 30 质量 ％Mn是为了确保母材的强度而有效的元素，在本发明中，是为了促进焊接热影响部 的组织微细化，并且尽可能抑制脆化组织的形成，从而改善焊接热影响部的韧性(CT0D特 性)而添加的重要的元素。为了得到该效果，需要添加1.60质量％以上的Mn。另一方面， 当Mn的含量超过2. 30质量％时，会显著降低母材和焊接部的韧性，因此将其控制在2. 30 质量％以下。优选为1.65 2. 15质量％的范围。P :0.015 质量％ 以下P是不可避免地混入的杂质，当P的含量超过0. 015质量％时，会降低母材和焊接 部的韧性，因此将其控制在0. 015质量％以下。优选为0. 010质量％以下。S :0.005 质量％ 以下S是不可避免地混入的杂质，当S的含量超过0. 005质量％时，会降低母材和焊接 部的韧性，因此将其控制在0. 005质量％以下。优选为0. 0035质量％以下。Al :0· 005 0. 06 质量％Al是为了使钢水脱氧(deoxidation)而添加的元素，需要含有0. 005质量％以上。 另一方面，当添加超过0. 06质量％的Al时，会降低母材的韧性，并且由于焊接所引起的稀 释而混入到焊接金属部，从而使韧性降低，因此需要将其控制在0. 06质量％以下。优选为 0. 010 0. 055 质量 ％。Nb :0· 004 0. 05 质量％由于Nb在奥氏体的低温度范围内形成未再结晶区域(non-recrystallzation zone)，因此通过在该温度范围内实施轧制，能够实现母材组织的微细化和高韧性。此外， 通过在轧制并冷却后实施回火处理，能够实现析出强化(precipitation strengthening)。 因此，从实现钢的强化的观点出发，Nb是重要的添加元素。为了得到上述效果，需要添加 0. 004质量％以上的Nb。但是，当以超过0. 05质量％而过量地添加Nb时，使焊接部的韧性 变差，因此，将其上限控制在0. 05质量％。Ti :0· 005 0. 02 质量％由于Ti在钢水凝固时以TiN的形态析出，抑制焊接部中奥氏体的粗大化，并且成 为铁素体的相变核，因此，有助于焊接部的高韧性化。为了得到该效果，需要添加0. 005质量％以上的Ti。但是，当添加的Ti低于0. 005质量％时，该效果小，另一方面，当添加的Ti 超过0.02质量％时，TiN粒子粗大化，无法得到母材和焊接部的韧性的改善效果。因此，Ti 的添加量控制为0. 005 0. 02质量％的范围。N :0. 001 0. 005 质量％N是为了形成抑制焊接部的组织的粗大化的TiN所需的元素，需添加0.001质量％ 以上。另一方面，当添加的N超过0.005质量％时，由于固溶N会显著降低母材和焊接部的 韧性，因此，其上限控制为0. 005质量％。另外，为了在抑制组织的粗大化的钉扎(pinning) 中形成足够量的TiN，优选将N控制为0. 003 0. 005质量％的范围。Ca :0. 0005 0. 003 质量％Ca是通过固定S来提高韧性的元素。为了体现该效果，需要添加至少0.0005质 量％的Ca。但是，Ca的含量超过0.003质量％时，该效果饱和，因此，添加的Ca限定在 0. 0005 0. 003质量％的范围。0 < (Ca- (0. 18+130 X Ca) X 0)/1. 25/S < 1为了使在高温下也不熔解的铁素体相变生成核CaS微细分散，Ca、S和0的含量需 要满足下述(1)式的关系。其中，Ca、S、0表示各元素的含量(质量％)。0 < (Ca-(0. 18+130 X Ca) X 0)/1. 25/S < 1 ... (1)上述式中的(Ca-(0. 18+130XCa) X0)/(1. 25/S)是表示对硫化物的形态控制有 效的Ca和S的原子浓度之比的值，由该值可推定硫化物的形态(持田等，“鉄i鋼”，日本钢 铁协会，第66年(1980)，第3期，P. 3M 362)。即，在((Ca-(0. 18+130XCa) X0)/1. 25/S)的值为0以下的情况下，CaS不结晶化。 因此，S以MnS单独的形态析出，因而无法实现作为本发明的主要着眼点的、铁素体生成核 在焊接热影响部的微细分散。此外，单独析出的MnS在钢板轧制时被拉长，引起母材的韧性 降低。另一方面，在((Ca-(0. 18+130 X Ca) X 0)/1. 25/S)的值为1以上的情况下，S完全 被Ca固定，在CaS上不会析出作为铁素体生成核起作用的MnS，因而不能充分发挥复合硫化 物作为铁素体生成核的功能。与此相对，在Ca、S、0满足上述(1)式的情况下，在CaS上析出MnS而形成复合硫 化物，能够有效地发挥作为铁素体生成核的作用。另外，((Ca-(0. 18+130XCa) X0)/1. 25/ S)的值优选为0. 2 0. 8的范围。为了提高强度和韧性，本发明的高强度钢在上述必需成分的基础上，还可以进一 步含有选自B、V、Cu、Ni、Cr和Mo中的1种或2种以上。B :0· 0003 0. 0025 质量％B向奥氏体晶界偏析，抑制由晶界引起的铁素体相变而提高贝氏体组织的百分率， 从而具有使钢高强度化的效果。该效果通过添加0.0003质量％以上的B而得到。但是，当 添加的B超过0.0025质量％时，韧性反而降低。B的更优选的范围为0. 0005 0. 002质量％。V :0.2质量％以下V是对母材的强度和韧性的提高有效的元素，并且，还是以VN的形态析出并作为 铁素体生成核起作用的元素。为了得到该效果，优选添加0.01质量％以上的V。但是，当添加量超过0. 2质量％时，反而会导致韧性降低，因此优选添加0. 2质量％以下的V。更优选 0. 15质量％以下。01:1质量％以下Cu是具有提高钢的强度的效果的元素。为了得到该效果，优选添加0. 05质量％以 上的Cu。但是，当Cu的含量超过1质量％时，会产生热脆性而使钢板的表面性状变差，因 此，优选添加1质量％以下的范围的Cu。更优选为0.8质量％以下。Ni:2质量％以下Ni是对提高钢的强度和提高焊接热影响部的CTOD特性有效的元素。为了得到该 效果，优选添加0. 05质量％以上的Ni。但是，由于Ni为昂贵的元素，因此，其上限优选为 2. 0质量％。在本申请这样添加1. 6%以上的Mn的情况下，从降低成本的观点出发，Ni的 含量更优选为低于0.3%。Cr :0.7 质量％ 以下Cr是对母材的高强度化有效的元素。为了得到该效果，优选添加0.05质量％以上 的Cr。但是，若大量添加Cr，反而会给韧性造成不良影响，因此，其上限优选为0. 7质量％。 更优选为0.5质量％以下。Mo :0.7 质量％ 以下与Cr同样，Mo是对母材的高强度化有效的元素。为了得到该效果，优选添加0. 05 质量％以上的Mo。但是，若大量添加Mo，反而给韧性造成不良影响，因此，其上限优选为0. 7 质量％。更优选为0.5质量％以下。接着，对本发明的高强度钢的组织进行说明。本发明的高强度钢的组织是针状铁素体为主体的组织，其优选的面积率为60%以 上，更优选为70%以上。针状铁素体的面积率低于60%时，粗大的上贝氏体组织增加，从 而韧性降低。另外，面积率的上限没有特别的限制。另外，本发明的高强度钢的针状铁素 体组织是具有细针状或板条状的形态的、晶粒内的位错密度高的贝氏体铁素体(bainetic ferrite)，其与多边形铁素体(polygonal ferrite)和粗大的上贝氏体组织(coarse upper bainite)不同。接着，对本发明的高强度钢的制造方法进行说明。本发明的高强度钢优选通过以下方式制造通过使用转炉、电炉、真空熔解炉等 的通常的方法熔炼调节成上述适合本发明的成分组成的钢水，接着，经过连铸或铸锭-开 坯轧制等通常的工序制成钢坯等钢原材后，对该钢原材进行热轧，从而制造出厚壁高强度 钢。此时，在热轧之前进行的钢原材的加热温度需要为1050 1200°C的范围。加热温度为 1050°C以上的理由在于，通过热轧可确实地压焊钢原材中存在的铸造缺陷。但是，当加热到 超过1200°C的温度时，在凝固时析出的TiN粗大化，母材和焊接部的韧性降低，因而加热温 度需要限制在1200°C以下。之后，对加热到上述温度的钢原材实施在950°C以上的温度范围的累积轧制率为 30%以上、在低于950°C的温度范围的累积轧制率为30 70%的热轧，制成具有预定板厚 的高强度钢。实施在950°C以上的温度范围的累积轧制率为30%以上的热轧的理由在于， 通过将在该温度范围内的累积轧制率控制在30 %以上，奥氏体晶粒发生再结晶，从而能够 使组织微细化，当累积轧制率低于30%时，加热时生成的异常粗大粒残留，给母材的韧性带来不良影响。此外，实施在低于950°C的温度范围的累积轧制率(cumulative draft)为30 70%的热轧的理由在于，由于在该温度范围内轧制的奥氏体晶粒不会充分地再结晶，因 而轧制后的奥氏体晶粒处于变形成扁平的状态，成为内部包含大量变形带(deformation band)等缺陷的内应变(internal strain)高的钢。而且，其所蓄积的内部能量作为之后的 铁素体相变的驱动力而发挥作用，促进铁素体相变。但是，轧制率低于30%时，上述的所蓄 积的内部能量不充分，因此，难以发生铁素体相变，母材韧性降低。另一方面，当轧制率超过 70%时，反而会促进多边形铁素体的生成，抑制针状铁素体的生成，变得不能兼顾高强度和 高韧性。后续的热轧结束后的冷却分成前段冷却和后段冷却，并使前者的冷却速度相对地 大于后者的冷却速度，即，在前段冷却中，需要以5 45°C /秒、优选5 20°C /秒、更优选 6 16°C /秒的冷却速度，自热轧结束温度冷却到600 450°C间的冷却停止温度、优选自 热轧结束温度冷却到580 480°C间的冷却停止温度；在之后的后段冷却中，需要以1°C / 秒以上且低于5°C /秒、更优选2 4. 5°C /秒的冷却速度，自前段冷却的停止温度冷却到 450°C以下的后段冷却停止温度、优选自前段冷却的停止温度冷却到400 250°C间的冷却 停止温度。在前段冷却的停止温度高于上述温度范围时，几乎没有强度的增加，相反，在低于 上述温度范围时，韧性变差。此外，前段冷却速度低于上述范围的下限时，变成多边形铁素 体为主体的组织而无法得到强度的提高，相反，超过上述范围的上限时，韧性降低。进而，在 后段冷却的冷却停止温度高于上述温度范围的上限时，强度的上升变得不充分。此外，后段 冷却速度低于上述范围的下限时，母材强度不够，相反，在超过上述范围的上限时，母材的 韧性降低。另外，当后段的冷却速度与前段的冷却速度相比过快时，生成岛状马氏体，使母 材的韧性变差。另外，本发明中，为了降低残留的内部应力，可以对上述冷却后的钢材实施在 450 650°C的温度范围的回火处理(tempering)。当回火处理温度低于450°C时，残留应 力(residual stress)的除去效果小，另一方面，当回火处理温度变高而超过650°C时，各 种碳氮化物(carbonitride)析出而发生析出强化，韧性降低，故不优选。如以上说明的那样，在本发明的高强度钢的制造方法中，重要的是，控制与热轧的 轧制温度对应的适当的轧制率和适当控制轧制结束后的两阶段冷却条件，尤其是通过使前 段冷却的冷却速度大于后段冷却的冷却速度，母材变成针状铁素体为主体的组织，能够得 到强度-韧性平衡优良的钢材。此外，在本发明中，通过使化学成分中的N的含量超过0.0030%、使前段冷却的冷 却速度为大于20°C /秒且在45°C /秒以下、使前段冷却的停止温度为450°C以上且低于 500°C，能够廉价地制造出具有母材的屈服应力为550MPa以上的高强度且韧性优良、而且 焊接后的热影响部的韧性(CT0D特性)也优良的高强度钢。实施例以具有表1-1和表1-2所示的成分组成的No. 1 31的钢坯为原材，在表2_1及 表2-1所示的条件下实施热轧和前段冷却及后段冷却，制造出厚度25 80mm的厚钢板。另 外，表2-1和表2-2中记载的温度是由通过放射温度计测得的钢板表层温度计算求得的板厚1/4处的温度。从这样得到的厚钢板上裁取试样，供于拉伸试验和夏比冲击试验。拉伸试 验中，从厚钢板的板厚1/4处以试验片的纵轴方向平行于轧制方向的方式裁取JIS4号拉伸 试验片，测定屈服应力(YS)、拉伸强度(TS)。此外，夏比冲击试验中，从各厚钢板的板厚1/4 处沿轧制宽度方向裁取JIS4号冲击试验片，测定-40°C的温度下的吸收能量(vE-40°C )。 随后，将满足YS彡460MPa、TS彡570MPa和vE_40°C彡200J所有条件的试验片评价为母材 特性良好。此外，原则上，对于从作为母材特性的YS、TS和vE-40 °C均满足上述基准的 厚钢板上裁取的试验板，加工单边V型坡口(single bevelgroove)(坡口角度(bevel angle)30° )，进行输入热量为25kJ/cm的二氧化碳气体电弧焊(O)2 arc welding)，制作焊 接接头，从该焊接接头上裁取在单边V型坡口的直线熔合线(straight bond)部施以切口 的CTOD试验片，在-10°C的温度下进行CTOD试验。另外，CTOD试验片的制作和试验条件根 据英国规格BS7448进行。此外，裁取以切口位置为熔合线部的JIS4号冲击试验片，在-40°C 的温度下进行夏比冲击试验，测定吸收能量(vE-40°C )。将上述的试验结果同时记载并示于表2-1和表2-2中。由这些结果可知，本发明例 的钢板，具有460MPa以上的母材的屈服应力(YS)和200J以上的夏比吸收能量(VE_40°C )， 母材的强度、韧性均优良，而且二氧化碳气体电弧焊接接头熔合线部的VE-40°C也为200J 以上，CTOD值为0. IOmm以上，焊接热影响部的韧性也优良。与此相对，在本发明的范围以 外的比较例的钢，只能得到上述任意一项以上的特性变差的钢板。此外，本发明例的钢板中，N超过0.0030质量％的钢板No. 11 17，通过TiN的钉 扎效果，焊接部的CTOD优良，均为0. 45以上。进而，本发明例的钢板中，在N超过0.0030质量％、热轧后的前段冷却的冷却速度 超过20°C /秒且在45°C /秒以下、以及前段冷却的停止温度为450°C以上且低于500°C的 条件下制造的钢板No. 15和No. 16，均具有母材的屈服应力为550MPa以上的高强度。产业上的利用可能性本发明的高强度钢，不仅适用于船舶或海上构筑物、管道钢管、压力容器，而且还 适用于建筑/土木等领域中焊接组装而成的钢构造物。
权利要求
1.一种高强度钢，其具有以下成分组成含有 C 0. 03 0. 10 质量％、Si :0. 30 质量％ 以下、Mn :1. 60 2. 30 质量％、P :0. 015 质量％以下、S 0. 005质量％以下、Al 0. 005 0. 06质量％、Nb :0. 004 0. 05质量％、Ti 0. 005 0. 02 质量％、N 0. 001 0. 005 质量％、Ca :0. 0005 0. 003 质量％，并且，Ca、S和0的含量满足下述(1)式，余量由！^和不可避免的杂质组成，0 < (Ca- (0. 18+130 X Ca) X 0)/1. 25/S < 1 ... (1)其中，Ca、S和0表示各元素的质量％含量。
2.根据权利要求1所述的高强度钢，其在上述成分组成的基础上，还含有选自B 0. 0003 0. 0025质量％、V :0. 2质量％以下、Cu 1质量％以下、Ni 2质量％以下、Cr :0. 7 质量％以下和Mo :0. 7质量％以下中的一种或两种以上。
3.一种高强度钢的制造方法，将钢坯加热到1050 1200°C后，施加在950°C以上的温 度范围内的累积轧制率为30%以上、在低于950°C的温度范围内的累积轧制率为30 70% 的热轧，然后，进行前段冷却和后段冷却，前段冷却自热轧结束温度以5 45°C /秒冷却到 600 450°C间的冷却停止温度，后段冷却自所述前段冷却停止温度以1°C /秒以上且不足 50C /秒冷却到450°C以下的冷却停止温度，其中，所述钢坯具有以下成分组成含有 C 0. 03 0. 10 质量％、Si :0. 30 质量％ 以下、Mn :1. 60 2. 30 质量％、P :0. 015 质量％以下、S 0. 005质量％以下、Al 0. 005 0. 06质量％、Nb :0. 004 0. 05质量％、Ti 0. 005 0. 02 质量％、N 0. 001 0. 005 质量％、Ca :0. 0005 0. 003 质量％，并且，Ca、S和0的含量满足下述(1)式，余量由！^和不可避免的杂质组成，0 < (Ca- (0. 18+130 X Ca) X 0)/1. 25/S < 1 ... (1)其中，Ca、S和0表示各元素的质量％含量。
4.根据权利要求3所述的高强度钢的制造方法，其中，所述高强度钢在上述成分组成 的基础上，还含有选自B 0. 0003 0. 0025质量％、V :0. 2质量％以下、Cu 1质量％以下、 Ni :2质量％以下、Cr :0. 7质量％以下和Mo :0. 7质量％以下中的一种或两种以上。
5.根据权利要求3或4所述的高强度钢的制造方法，其中，对后段冷却后的钢实施 450 650°C的回火处理。
6.根据权利要求3 5中任一项所述的高强度钢的制造方法，其中，所述前段冷却以 5 20°C /秒进行冷却。
全文摘要
本发明提供高强度钢及其有利的制造方法，即使在该高强度钢为厚壁的高强度钢板的情况下，母材的强度和韧性也优良，并且焊接热部的韧性也优良。具体而言，该高强度钢具有以下成分组成以质量％计含有C0.03～0.10％、Si0.30％以下、Mn1.60～2.30％、P0.015％以下、S0.005％以下、Al0.005～0.06％、Nb0.004～0.05％、Ti0.005～0.02％、N0.001～0.005％、Ca0.0005～0.003％，并且Ca、S和O的含量满足下述(1)式，余量由Fe和不可避免的杂质组成。0＜(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S＜1 …(1)其中，Ca、S和O表示各元素的含量(质量％)。
文档编号C22C38/14GK102124133SQ20098011188
公开日2011年7月13日 申请日期2009年3月27日 优先权日2008年3月31日
发明者一宫克行, 横田智之, 西村公宏, 鹿内伸夫 申请人:杰富意钢铁株式会社