焊接用超高张力钢板的制作方法

焊接用超高张力钢板的制作方法
【专利摘要】该钢板的化学组成为：以质量％计，C：0.015％～0.045％、Mn：1.80％～2.20％、Cu：0.40％～0.70％、Ni：0.80％～1.80％、Nb：0.005％～0.015％、Mo：0.05％～0.25％、Ti：0.005％～0.015％、B：0.0004％～0.0020％、N：0.0020％～0.0060％、O：0.0015％～0.0035％，在板厚方向截面的板厚中心部，当量圆直径为2μm以上的氧化物粒子为20个/mm2以下，且当量圆直径为0.05～0.5μm的Ti氧化物为1.0×103～1.0×105个/mm2。
【专利说明】焊接用超高张力钢板

【技术领域】
[0001] 本发明涉及作为海洋结构物等要求高安全性的大型焊接结构物用途的焊接性、焊 接热影响部的韧性优异的超高张力钢板。

【背景技术】
[0002] 近年来，与全世界旺盛的能源需求相呼应，石油和天然气等海洋资源的开发活跃。 与此同时，由于挖掘、生产的效率化和开发环境的严酷化等，指向海洋结构物的大型化，对 钢材要求厚化、高强度化。而且，海洋上设置的海洋结构物还要求对于破坏的高安全性，对 于钢板要求优异的焊接性、焊接热影响部的韧性。
[0003] -般而言，钢板的焊接性、焊接热影响部的韧性存在钢板越是厚、高强度、越不利 的倾向。这是因为在确保强度方面，必须大量添加损害焊接热影响部的韧性的合金元素。所 谓的焊接性具有宽泛的含义，狭义上表示焊接热影响部的硬化性和焊接冷裂纹敏感性，多 由各种碳当量Ceq和焊接裂纹敏感性组成P ai等成分参数表示。越是高合金成分，这些指标 越高，焊接热影响部的硬化性和焊接冷裂纹敏感性越高，一般认为焊接性差。焊接热影响部 的韧性与这些焊接性的指标的大小未必完全一致，但是存在高的相关性是周知的。
[0004] 如上所述，通常，钢板的厚化和/或高强度化与提高焊接性、焊接热影响部的韧性 的方向性相反，使这些相反的钢板特性兼顾的成分设计、制造技术成为课题。
[0005] 作为不损害焊接性、换而言之不需要将化学成分提高至必要量以上地实现钢板 的厚化和/或高强度化的手段，有加工热处理、即TMCP(Thermo - Mechanical Control Process,热机械控制工艺）和添加 B(硼）的钢的调质处理（淬火一回火处理），这对于本 领域技术人员来说是公知的，即便这里并未进行技术公开。但是，即使通过这些手段也不充 分，这也是事实。
[0006] TMCP是对达到加热一轧制一冷却的钢材制造工艺整体进行控制的工艺，在厚材料 的情况下，在轧制后，也被称为加速冷却或者控制冷却的水冷工艺对于高强度化是有效的。 但是，冷却由于是传热的物理现象，厚材料的板厚中心部即使通过水冷也无法得到充分的 冷却速度，难以以低成分确保厚且高强度。
[0007] 另一方面，在高强度调质钢中使用的B(硼）通过在原奥氏体晶界处以固溶状态偏 析，即使是PPm等级的极微量，也能显著提高钢的淬火性，这是公知的，对于高强度化是有 效的。但是，这也同时显著提高焊接热影响部的硬化性。在要求特别高的安全性（焊接热 影响部的高的破坏韧性）的海洋结构物的情况下，建造时的焊接线能量被较低地限制，其 硬化性进一步提高。焊接热影响部的硬化性如上所述与焊接冷裂纹敏感性和焊接热影响部 的韧性也具有高的相关性，在无条件地运用B(硼）的方面存在问题。此外，在运用B(硼） 的高淬火性的情况下，其效果是B(硼）以固溶状态存在后才发挥，因此，控制硼化合物的析 出的成分、工艺控制是不可欠缺的，在与TMCP的组合的情况下，存在调质处理中的知识无 法直接应用的情况。所以说，通过调质处理、即淬火一回火处理进行制造的工艺在热处理的 工期和成本方面，与TMCP相比是不利的。进而，近年来，从环境负荷、能量节省的观点出发， 非调质即TMCP化不断成为社会性要求是实情。
[0008] 其中，作为具有与后述的本申请发明的主要目标同等的板厚、屈服强度的焊接接 头部的裂纹尖端张开位移CTOD特性优异的海洋结构物用钢，例如在专利文献1中公开了涉 及含有0. 8%以上的较多的Cu的Cu析出型钢的发明。但是，Cu单独大量添加时，在加热时 或热轧时产生Cu裂纹，存在变得难以制造的问题。
[0009] 现有技术文献
[0010] 专利文献
[0011] 专利文献1 :日本国特开2011 - 1625号公报


【发明内容】

[0012] 发明想要解决的课题
[0013] 本发明鉴于上述实情，目的在于提供作为海洋结构物等要求高安全性的大型焊接 结构物用途的焊接性、焊接热影响部的韧性优异的超高张力钢板。
[0014] 主要的目标是具有板厚为50?100mm、抗拉强度为600?700MPa、屈服强度为 500?690MPa、焊接热影响部的裂纹尖端张开位移的最低CTOD值为0. 25mm以上的特性、用 途要求焊接接头部的裂纹尖端张开位移CTOD (Crack - Tip Opening Displacement)特性 的海洋结构物用钢板。另外，为了确保对于破坏的充分的安全性，优选最低CTOD值高。用 途没有特别限定，作为焊接热影响部的韧性评价，与夏氏冲击特性相比，认为CTOD特性是 更严格的评价法，以海洋结构物用钢板作为主要的目标。因此，本发明显然能广泛地作为船 舶、钢架、桥梁、各种罐等焊接结构物用钢板应用。
[0015] 用于解决课题的手段
[0016] 为了解决【背景技术】中所指的各种问题点、课题，对在TMCP前提下有效地运用 B(硼）的方法进行了深入探索、研究，发现了不损害焊接性、使焊接热影响部的韧性提高的 最佳手段。主要的点是：（a)使为了确保固溶B(硼）的B - N - Ti量的平衡适当化、（b) 为了缓和由（固溶）B引起的焊接热影响部的硬化性的极低C化、（c)为了确保强度与焊接 性、焊接热影响部的韧性的P at的适当化、（d)为了确保焊接热影响部的韧性的无 Al的Ti 脱氧化、（e)为了抑制粗大氧化物的无 Al的情况下的低0(氧）化等。这些点不是独立现 象，而是互相有密切的关系，因此不容易同时实现，而本发明人通过系统且周密的实验首次 实现，并完成了本发明。
[0017] 本发明的要旨如下所述。
[0018] (1)本发明的第一方式的钢板的化学组成为：以质量％计，C :0· 015%?0· 045%、 Mn :1. 80%?2. 20%、Cu :0. 40%?0. 70%、Ni :0. 80%?I. 80%、Nb :0. 005%?0. 015%、 Mo :0. 05 % ?0. 25 %、Ti :0. 005 % ?0. 015 %、B :0. 0004 % ?0. 0020 %、N :0. 0020 % ? 0· 0060%、0 :0· 0015%?0· 0035%、Si :0%?0· 40%、P :0· 008% 以下、S :0· 005% 以下、 Al :0%?0· 004%、Cr :0%?0· 30%、V :0%?0· 06%、Mg :0%?0· 0050%、剩余部分：铁及 杂质，下述式1所表示的值超过2. 0,下述式2所表示的值为0%以上，下述式3所表示的FB 为0. 0003%以上，下述式4所表示的焊接裂纹敏感性指数即Pcm值为0. 18%以上且0. 23% 以下，在板厚方向截面的板厚中心部，当量圆直径为2 μ m以上的氧化物粒子为20个/mm2以 下,且当量圆直径为0. 05?0. 5μπι的Ti氧化物为I. OXlO3?I. OX IO5个/mm2。
[0019] [Ni]/[Cu] 式 I
[0020] [N] - [Ti]/3. 4 式 2
[0021] FB = [B] -0· 77X ([N] -0· 29X ([Ti] - 2X ([0]-0· 89X [Al]))) 式 3
[0022] Pcm = [C] + [Si] /30+ [Mn] /20+ [Cu] /20+ [Ni] /60+ [Cr] /20+ [Mo] /15+ [V] /10+5 [B] 式4
[0023] 这里，[C]、[Si]、[Μη]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[Ti]、[B]、[N]、[0]、[Al]分 别是指c、Si、Μη、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Ti、B、N、0、Al的以质量％表示的含量。
[0024] 其中，上述式3中，（[0] - 0. 89 X [Al])的项为0以下时，将上述式3中的 ([0] - 0.89X[A1])的项设为0来计算上述FB，此外，上述式3中，（[Ti] - 2X([0] - 0. 89X[A1]))的项为0以下时，将上述式3中的（[Ti] -2Χ([0] -0. 89X[A1]))的项设 为 〇 来计算上述 FB，进而，上述式 3 中，（[N] -0.29X([Ti] -2Χ([0] -0·89Χ[Α1]))) 的项为〇以下时，将上述式3中的（[Ν] - 0. 29X([Ti] - 2Χ([0] - 0. 89Χ[Α1])))的项 设为0来计算上述FB，进而，当FB < 0时，设FB = 0。
[0025] (2)上述（1)中所述的钢板中，进而，下述式5所表示的Bp可以为0.09%以上且 0. 30%以下。
[0026] Bp = (884 X [C] X (1 - 0· 3 X [C]2)+294) XFB 式 5
[0027] (3)上述⑴或⑵中所述的钢板中，进而，上述化学组成中，以质量％计，可以将 Si限制在0. 15%以下。
[0028] (4)上述（1)?（3)中的任一项所述的钢板中，进而，上述化学组成中，以质量％ 计，可以将Mg限制在低于0.0003%。
[0029] (5)上述（1)?⑷中任一项所述的钢板中，板厚可以为50mm以上且IOOmm以下、 抗拉强度可以为600MPa以上且700MPa以下、屈服强度可以为500MPa以上且690MPa以下。
[0030] 发明效果
[0031] 根据本发明，能廉价地提供焊接性、焊接热影响部的韧性优异的超高张力钢，在海 洋结构物等焊接结构物的大型化的同时，能进一步提高安全性。

【具体实施方式】
[0032] 下面对本发明进行详细说明。
[0033] 本发明以提供作为海洋结构物等要求高安全性的大型焊接结构物用途的焊接性、 焊接热影响部的韧性优异的超高张力钢为目的，以具有板厚为50?100mm、抗拉强度为 600?700MPa、屈服强度为500?690MPa、焊接热影响部的裂纹尖端张开位移的最低CTOD 值为0. 25mm以上的特性的钢板为主要的目标。
[0034] 首先，对本发明的超高张力钢的钢成分的限定范围和理由进行说明。这里记载 的％是指质量％。
[0035] C:0.015%? 0.045%
[0036] 在运用B的高淬火性的本发明中，为了抑制焊接热影响部的过剩的硬化性，C需要 抑制地较低。但是，C量过低时，为了补偿强度（抗拉强度），必须增加合金元素量，损害经 济性。为了抑制合金成本、并在作为本发明的目标的厚材料中稳定地得到作为屈服强度为 500?560MPa级钢（为钢种的强度等级，不是实际的屈服强度的范围）的强度，本发明中限 定在0. 015%以上。从经济性的观点出发，可以将其下限设为0. 018%、0. 020%、0. 023%或 0. 025 %。另外，在超过0. 045 %时，与B效果互相起作用，焊接热影响部的硬化性变得过剩， 使焊接热影响部的韧性劣化，因此，将〇. 045%作为上限。为了使焊接热影响部的硬化性降 低，可以将其上限设为〇. 〇42%、0. 040%、0. 037%或0. 035%。
[0037] Si :0% ?0· 40% 以下
[0038] Si在钢中不可避免地含有，特别是在焊接热影响部中助长硬且脆的 MA (Martensite - Austenite,马氏体-奥氏体）成分（以下简记为MA)的生成，使焊接热 影响部的韧性劣化。因此，Si越低越优选。在将C量限定在较低的范围的本发明中，若含 有0.40%为止，则MA生成量少，从焊接热影响部的韧性的观点出发可以允许。但是，考虑 到作为焊接结构物用钢的多样的焊接条件时，显然优选较少，可以将其上限设为0.30%、 0. 25%、0. 20%、0. 15%或0. 10%以下。不需要规定Si的下限，其下限为0%。为了提高 钢板的母材韧性或进行脱氧，可以含有Si,根据需要，可以将其下限设为0. 01%、0. 02%或 0· 03%。
[0039] Mn :1· 80 % ?2. 20%
[0040] Mn是比较廉价的元素，但是，强度提高效果大，对母材及焊接热影响部的韧性的不 良影响也较小。在设为无 Al的Ti脱氧的本发明中，为了使焊接热影响部的韧性提高，在焊 接热影响部中以Ti氧化物等为核的晶内铁素体的生成变得重要，但是，此时，Mn也起到了 重要的作用。其向Ti氧化物析出MnS，在其附近形成Mn的稀少区域，与基体相比相变温度 增高，助长并促进铁素体相变。综合考虑母材的强度、韧性、焊接热影响部的韧性、进而合金 成本等，本发明中，将Mn限定在1.80%以上。对于该下限，没有冶金上、技术上的临界意义， 在能体现本发明作为目的的优异特性的范围内，为了明确成分的特征而限定。为了改善特 性，可以将其下限设为1. 85%或1. 90%。Mn也是廉价的元素，希望极力运用Μη。但是，Mn 量过多时，助长连续铸造板坯的中心偏析和显微偏析，形成局部的脆化区域从而损害母材 或者焊接热影响部的韧性的可能性增高，因此，限制在2. 20%以下。为了改善母材或焊接热 影响部的韧性，可以将其上限设为2. 15%或2. 10%。
[0041] P :0· 008% 以下、S :0· 005% 以下
[0042] P、S作为不可避免的杂质含有，从母材韧性、HAZ韧性出发，两者均少量的情况较 好，但是，也存在工业生产上的限制，分别以0.008%、0. 005%作为上限。为了得到更好的 HAZ韧性，可以分别将P的上限设为0. 006%、0. 005%或0. 004%，将S的上限设为0. 004%、 0.003%或0.002%。P、S为不可避免的杂质，不需要规定P、S的下限。如果有需要，也可以 将P、S的下限设为0%。
[0043] Cu :0· 40% ?0· 70%
[0044] Cu使母材的强度提高，另一方面，母材及焊接热影响部的韧性的劣化程度较小，因 此是有用的元素。在本发明作为目标的超高张力钢中，优选添加0.40%以上。为了提高母 材的强度，可以将其下限设为〇. 45%、0. 50%或0. 55%。Cu超过0. 70%时，显示出析出硬 化现象，钢材的材质、特别是强度不连续地大幅变化。因此，本发明中，作为强度变化容易连 续地控制的范围，限定在0. 70%以下。通过将Cu量限定在0. 7%以下，与后述的Ni量相互 起作用，具有热轧时的Cu裂纹发生的危险性几乎消失的效果。根据需要，可以将其上限设 为 0· 65%、0· 60%或 0· 55%。
[0045] Ni :0· 80%?I. 80%
[0046] [Ni]/[Cu] > 2. 0 式 I
[0047] Ni作为高韧化元素是公知的，焊接热影响部的韧性的劣化少，具有使母材的强度、 韧性提高的效果。因此，Ni在本发明这样的超高张力钢中是极其有用的元素。特别是在本发 明这样的极低碳的化学成分中，需要利用合金元素补偿强度，至少需要含有0.80%以上的 Ni。为了提高焊接热影响部的韧性，可以将其下限设为0. 90%、1. 00%、1. 05%或1. 10%。 另一方面，Ni也是高价的合金，含量优选限制在可得到强度、韧性等必要的特性的最小限。 考虑到作为本发明的目标的强度及最大板厚（IOOmm)的情况下，最大需要为1.80%，将其 设为上限，但是，显然不是特性或冶金方面的上限。根据需要，可以将其上限限制在1. 75%、 1. 70 %、1. 65 %、1. 60 %、1. 55 %或1. 50%。另外，如上所述，在含有稍多的Cu的本发明钢 中，为了抑制铸坯的Cu裂纹，Ni含有超过Cu量的2. 0倍是有效的，在权利要求1中，限定 为[Ni]/[Cu] > 2. 0。
[0048] Nb:0.005%?0.015%
[0049] Nb是将轧制工序中的奥氏体未再结晶温度区域扩展到高温区域、在享受对组织的 微细化有效的控制轧制效果方面有用的元素。组织的微细化是使强度、韧性均提高的有效 手段。在可靠地享受该效果的方面，需要至少含有0.005%。根据需要，可以将其下限设为 0. 006%、0. 007%或0. 008%。显现这样的对母材极其有用的效果的Nb在焊接热影响部中 也使硬化性增大，助长MA生成等，对其韧性有害。因此，必须将上限抑制在0.015%。为了 改善焊接热影响部的韧性，也可以将其上限设为〇. 013%、0. 011 %或0. 010%。
[0050] Mo :0· 05%?0· 25%
[0051] Mo从提高母材的强度的观点出发是极其有效的，在本发明这样的厚的高强度钢板 中是不可缺少的元素。特别是在运用B的本发明中，通过同时含有两者，显现出更进一步的 淬火性提高效果。为了享受这样的Mo的优异的效果，至少需要含有0.05%。为了可靠地发 挥该淬火性提高效果，可以将其下限设为0.07%、0. 09%、0. 11 %或0. 13%。但是，由于效 果大，因而过多的添加使硬化性显著提高，也显著助长M生成，因此，需要限制在0. 25%以 下。为了抑制MA生成，也可以将其上限设为〇. 23%、0. 21%、0. 19%或0. 17%。
[0052] Ti :0· 005%?0· 015%
[0053] [N] - [Ti]/3. 4^0% 式 2
[0054] 本发明为无 Al的Ti脱氧钢。为了钢的脱氧上的必要性，以及为了使Ti氧化物生 成，在焊接热影响部中以其为核使晶内铁素体生成，使显微组织微细化，至少需要含有Ti : 0.005%。为了改善焊接热影响部的韧性，也可以将其下限设为0.006%或0.007%。但是， 含量增多，在化学计量上相对于N变得过剩时，氮化物形成后的过剩的Ti生成TiC，使焊接 热影响部的韧性劣化的可能性增高，因此将〇. 015%作为上限。此外，与此同时，从极力防 止TiC生成的观点出发，在权利要求1中，作为与N的化学计量的关系，限定成表示N过剩 (Ti不足）的[N] - [Ti]/3. 4彡0%。另外，准确而言，也应当考虑脱氧引起的Ti的消耗， 但是，避免了繁杂，同时实验上确认了实质上没有大的影响。为了将式2设为0%以上，也可 以将 Ti 的上限设为 0. 013%、0. 012%、0. 011 %或 0. 010%。
[0055] B :0· 0004%?0· 0020%
[0056] FB= [B] -0· 77X ([N] -0· 29X ([Ti] -2X ([0]-0· 89X [Al])))彡 0· 0003% 式3
[0057] B在本发明中是重要的元素之一。B的淬火性提高效果极大，通过运用B，能大 幅抑制合金元素。为此的B的含量至少需要0.0004%。根据需要，也可以将其下限设为 0.0005%、0. 0006%或0.0007%。但是，仅通过规定B含量是不充分的。这是因为为了运用 B的淬火性，需要使其以固溶状态存在。B容易形成氮化物，与N的化学计量的平衡也变得重 要。但是，由于Ti的氮化物形成能力比B更高，因此也考虑到这一点，在权利要求1中，限 定成 FB = [B] - 0· 77X ([N] - 0· 29X ([Ti] - 2X ([0] - 0· 89X [Al])))彡 0· 0003%。 关于上限，即使含有需要量以上，效果也饱和，因此，发明人在作为对钢的特性不产生不良 影响的范围的经实验性地确认的范围中，设为0.0020%，但是，未必具有临界意义。根据需 要，也可以将其上限设为0. 0018%、0. 0016%、0. 0015%或0. 0014%。
[0058] 为了确保在钢中以固溶状态存在的B (有效B)，发现需要将上述式3中定义的表示 有效B量的参数即上述FB限制在0.0003%以上。为了更有效地运用B，也可以将上述FB 设为〇· 0004%以上或0· 0005%。
[0059] FB = [B] - 0· 77X ([N] - 0· 29X ([Ti] - 2X ([0] - 0· 89X [Al])))的上限没 有特别限定，但是，受各元素的限定范围自然而然地限定。
[0060] 其中，上述式3中，（[0] - 0. 89X[A1])的项为0以下时，将上述式3中的（[0]- 0· 89X [Al])的项设为0来计算上述FB。
[0061] 此外，上述式3中，（[Ti] - 2X ([0] - 0. 89X [Al]))的项为0以下时，将上述式 3中的（[Ti] -2Χ([0] -0. 89X[A1]))的项设为0来计算上述FB。
[0062] 进而，上述式 3 中，（[N] - 0.29X([Ti] - 2X([0] - 0·89Χ[Α1])))的项为 0 以 下时，将上述式3中的（[N] -0.29X([Ti] -2Χ([0] -0·89Χ[Α1])))的项设为0来计 算上述FB。
[0063] 进而，当FB彡0时，设FB = 0。
[0064] 另外，上述式3是在考虑了各个元素间的结合力的强度的基础上通过化学计量比 求算得到的钢中的固溶B量（有效B量；FB)的式子。虽然不需要特别地规定上述FB的上 限，但是也可以设为〇. 0010%。
[0065] 进一步研究后发现，作为避免由B引起的HAZ硬度上升的参数，优选将式5中定义 的B参数Bp设为0· 09%?0· 30%。
[0066] Bp = (884 X [C] X (1 - 0· 3 X [C]2)+294) XFB 式 5
[0067] 另外，Bp是由大量的实验室中的钢水实验中的解析导出的经验式，通过（通过C量 预想的最高硬度）X (FB的贡献）进行了参数化。FB越多，HAZ硬度越容易增高，特别是对 此次的CTOD特性有大的影响。Bp超过0.30%时，有时在焊接熔深线（FL)部发生显著的硬 度上升，发现为了满足CTOD特性的目标值即0. 25mm以上，优选限制在0. 30 %以下。根据需 要，也可以将Bp的上限设为0. 27 %或0. 25 %。实施方式涉及的焊接钢材中，FB为0. 0003 % 以上时，Bp必然为0. 09%以上，因此，Bp低于0. 09%是无法得到作为本实施方式涉及的焊 接钢材的目标的固溶B的效果的区域，因而，也可以将Bp设为0. 09%以上。根据需要，也可 以将Bp的下限设为0. 12 %或0. 15%。
[0068] N :0· 0020%?0· 0060%
[0069] N是在炼钢中不可避免地含有的元素，降低到必要量以上时，炼钢负荷高，在工业 生产上不优选。N通过添加 Ti而形成氮化物，而且该氮化物在高温下稳定，因此具有将在 钢材的热轧之前的加热时或从焊接熔融线稍微离开的焊接热影响部的奥氏体晶粒的成长 粗大化钉扎的效果，因而，优选含有0. 0020%以上。但是，过多时，如上所述，与B结合形成 氮化物的可能性增高，会削弱B的淬火性提高效果。从上述的B、Ti的绝对量和化学计量的 关系出发，自然而然上限受到制约，但是，除此之外，在超过0.0060%的情况下，在钢坯制造 时产生表面瑕疵，因此，将上限设为0. 0060%。优选为0. 0055%以下，更优选为0. 005%以 下。
[0070] 0 :0· 0015%?0· 0035%
[0071] 从在焊接热影响部中的作为晶内铁素体生成核的Ti氧化物的生成性出发，0必须 为0.0015%以上。但是，0过多时，氧化物的位点及个数变得过大，作为脆性破坏的发生起 点起作用的可能性提高，作为结果，使韧性劣化，因此，需要将上限限制在〇. 0035%。为了更 良好地得到稳定的焊接热影响部的韧性，优选设为0. 0030%以下，更优选设为0. 0028%以 下或0. 0025%以下。
[0072] Al :0%?0.004%
[0073] 在无 Al的Ti脱氧的本发明中，Al为不可避免的杂质之一。在权利要求1中，仍 然限定上限是由于虽然不可避免，但含量超过0.004%时，氧化物的组成变化，无法作为晶 内铁素体的核起作用的可能性提高，因此，限定在〇. 004%以下。根据需要，也可以将其上限 设为0.003%或0.002%。不需要特别规定Al量的下限，其下限为0%。但是，在钢的精炼 过程中，有时混入Al，也可以将其下限设为0. 0001 %或0. 0003%。
[0074] 本实施方式涉及的钢材中，除了上述成分之外，剩余部分包含铁（Fe)和杂质。这 里，杂质是指，在工业上制造钢材时，因矿石或废料等的原料、或制造工序的各种因素而不 可避免地混入的成分，在不对本发明产生不良影响的范围内允许的成分。
[0075] 本实施方式涉及的钢板中，除了上述成分之外，也可以进一步含有Cr、V、Ca、Mg及 REM中的1种或2种以上。这些成分的下限不需要特别地规定，其下限为0%。此外，即使 这些合金元素有意地添加，或者以杂质的形式的混入，其含量只要在权利要求的范围内，该 钢材就解释为在本发明的权利要求范围内。
[0076] Cr :0%?0.30%
[0077] Cr为了降低焊接热影响部的CTOD特性，设为0. 30%以下。为了改善该CTOD特性， 也可以将其上限设为〇. 20%、0. 15%、0. 10%或0. 05%。不需要特别地规定Cr量的下限， 其下限为0%。但是，也有作为杂质混入的情况，也可以将其下限设为0. 001 %。
[0078] V :0%?0.06%
[0079] V是对于母材强度的提高有效的元素。但是，超过0.06%时，损害CTOD特性，因此， 作为不会大幅损害CTOD特性的范围，将上限设为0. 06%以下。为了确保更优异的CTOD特 性，也可以将其上限设为0. 04%、0. 02%或0. 01%。不需要规定V的含量的下限，其下限为 0%。也有作为杂质混入的情况，也可以将其下限设为0. 001%。
[0080] Mg :0%?0· 0050%
[0081] Mg可以根据需要含有。含有Mg时，生成微细的含Mg的氧化物，因此，对于Y粒 径的微细化有效果。但是，Mg的含量超过0. 0050%时，氧化物变得过多，有时导致延展性降 低，因此，将其上限设为0. 0050%。也可以将其上限限制为0. 0030%、0. 0020%、0. 0010% 或0.0003%。不需要规定Mg的含量的下限，其下限为Ο%。
[0082] 本实施方式涉及的焊接钢材中，除了上述成分之外，为了进一步改善钢材自身的 强度、韧性等，或者作为来自废料等副原料的杂质，可以含有以下的合金元素。
[0083] Ca有时作为杂质混入，因此，可以将其上限设为0. OOlO%、0. 0005%或0. 0003%。
[0084] REM (Rare Earth Metal)有时作为杂质混入，因此，也可以将其上限设为 0. OOlO%、0. 0005%或0. 0003%。这里，REM是镧系元素的15种元素加上Y及Sc而得到的 17种元素的总称。
[0085] Sb损害HAZ的韧性，因此，也可以将Sb的含量的上限设为0.03%。为了使HAZ韧 性提高，也可以将Sb的含量的上限设为0. Ol%、0. 005%、0. 003%或0. 001%。
[0086] 由于As及Sn损害HAZ的韧性，因此，也可以将As及Sn的含量的上限设为0. 02%。 根据需要，也可以将As及Sn的含量的上限设为0. 005%、0. 003%或0. 001%。另外，不需 要特别地规定Ca、REM、Sb、As、Sn的下限，其下限为0%。
[0087] 此外，为了提高强度及韧性，也可以将Pb、Zr、Zn及W分别设为0. 1 %以下、0. Ol % 或0.005%以下。不需要特别地确定它们的下限，为0%。
[0088] Co有时在Ni中作为杂质含有。Co损害HAZ韧性，因此，也可以将Co的含量的上 限设为0. 05%或0. 002%。不需要特别地确定其下限，其下限为0%。
[0089] 在如上所述限定了各种元素的基础上，进一步需要将也可称为总量控制的下述式 4的Pai限定在适当的范围内。另外，下述式4是作为焊接裂纹敏感性指数（Pai)公知的式 子。这是因为即使各元素全部为限定范围，在全部为下限或者上限的情况下，淬火性变得不 足或过剩，在前者的情况下，在厚钢板的情况下无法实现高强度化，在后者的情况下，焊接 热影响部的硬化性、M生成变得过剩，无法确保韧性。为了在本发明作为目标的板厚下稳 定地确保强度、且稳定地确保焊接热影响部的韧性，需要将P ai设为〇. 18?0. 23%。
[0090] Pcm = [C] + [Si] /30+ [Μη] /20+ [Cu] /20+ [Ni] /60+ [Cr] /20+ [Mo] /15+ [V] /10+5 [B] 式4
[0091] 这里，各元素为钢中所含的质量％。
[0092] 进而，可知为了满足CTOD特性，使以当量圆直径计为2μπι以上的氧化物的个数为 20个/mm 2以下、且作为相变核在钢中以当量圆直径计为0. 05?0. 5 μ m的Ti氧化物具有 1. OX IO3?I. OX IO5个/mm2是重要的。当量圆直径为2μπι以上的氧化物个数超过20个/ _ 2时，该氧化物成为破坏发生的起点，CTOD特性劣化。此外，当量圆直径为0. 05?0. 5 μ m 的Ti氧化物低于1. 0 X IO3个/mm2时，作为晶内相变铁素体的生成核的Ti氧化物个数变得 不充分，超过1. 〇 X IO5个/mm2时，Ti氧化物成为破坏发生的起点，任一种情况下CTOD特性 均劣化。
[0093] 在如上所述限定钢的成分的基础上，为了稳定地工业生产厚的高强度钢板，还需 要限定制造方法。
[0094] 接着，对于焊接用超高张力钢的制造方法，说明一个例子。
[0095] 本发明钢在工业上优选通过连续铸造法制造。其理由是，钢水的凝固冷却速度快， 在板坯中能大量生成微细的Ti氧化物和Ti氮化物。在本实施方式涉及的焊接钢材的制造 方法中，优选将从凝固点附近至800°c的铸坯的中心部的平均冷却速度设为5°C /分钟以 上。其理由是，在钢中得到20个/mm2以下的以当量圆直径计为2 μ m以上的氧化物的个数、 且得到I. O X IO3?I. O X IO5个/mm2的以当量圆直径计为0.05?0.5μπι的Ti氧化物。铸 坯的冷却速度低于5°C /分钟的情况下，难以得到微细的氧化物，粗大的氧化物增加。另一 方面，平均冷却速度即使超过50°C /分钟，微细的Ti氧化物的数量也不会大幅增加，甚至使 制造成本上升，因此，也可以将平均冷却速度设为50°C /分钟以下。
[0096] 另外，铸坯的中心部的平均冷却速度可以通过测定铸坯表面的冷却速度，通过传 热计算来求出。此外，平均冷却速度可通过测定铸造温度或冷却水量等，通过传热计算来求 出。
[0097] 在板坯的轧制时，其再加热温度优选设为1000?1100°C。这是因为再加热温度超 过IKKTC时，Ti氮化物粗大化，母材的韧性劣化或无法期待HAZ韧性改善效果。此外，在低 于1000°C的再加热温度的情况下，乳制反作用力增大，乳制负荷提高，阻碍生产率。
[0098] 再加热后，需要通过TMCP进行制造。首先，在950°C以上的温度下进行累积压下量 为30%以上的轧制。高温区域中的轧制是为了将经加热的状态的粗大的奥氏体整体细粒 化，累积压下量越高越优选，但是，受到铸坯厚度及其后的轧制条件制约。高温状态的轧制 组织实际上无法把握，但是，在本发明人的工厂及实验室实验中确认了，累积压下量为30% 以上时，此后的轧制一冷却条件只要在适当的范围，则特性稳定。
[0099] 接着，在720?950°C的温度下累积压下量为40 %以上，累积总压下量为60 %以 上，在700?750°C的温度下结束轧制。这些温度区域大概为奥氏体的未再结晶温度区域。 但是，在厚材料的情况下，在板厚方向具有温度分布，板厚中心部附近的温度高，因此，有 时未再结晶温度区域轧制不充分。因此，本发明在两个阶段中限定温度、累积压下量。在 720?950°C的温度下累积压下量为40%以上的轧制是从表背面表层至大致板厚1/4为止 的最低限需要的奥氏体未再结晶轧制量。进而，将累积总压下量设为60%以上、在700? 750°C的温度下结束轧制是为了以在板厚中心部也能进行组织微细化的程度赋予奥氏体未 再结晶区域中的压下。板厚中心部虽然相对地来说奥氏体未再结晶区域中的压下量较少， 但是，与本发明中限定的较低的加热温度、高温区域下的适当的压下互相起作用，能够以能 确保良好的强度、韧性平衡的程度将组织微细化。在脱离这些限定范围的轧制条件下，特别 地在实验上确认了板厚中心部的韧性变差。
[0100] 进而，乳制后的冷却需要在轧制结束后80秒以内开始水冷，并冷却至280°C以下。 优选轧制后快速地开始水冷，但是，在大型的实际生产设备中，从轧机端到冷却设备需要一 定程度的输送时间是不可避免的。在这样的情况下，到乳制后冷却为止的放冷期间铁素体 析出，这在强度上是不优选的，并且，由于放冷中的析出，该铁素体粗大的可能性高，这在韧 性上也是不优选的。因此，需要在轧制结束后80秒以内开始水冷。优选为60秒以内。水 冷需要冷却至即使在成为传热限速的板厚中心部也完全结束相变为止，因此，需要冷却至 280°C以下。另外，为了即使在本发明作为目标的厚材料的板厚中心部也享受加速冷却效 果，优选以大致I. 2m3/m2/分以上的水量密度进行冷却。
[0101] 冷却后,必须进一步在400?550°C的温度范围内进行回火。通过进行回火处理， 不仅能改善母材的强度、韧性平衡，还能高精度地稳定地控制。进而，也能缓和冷却时的不 均一性，对于钢材内的残留应力的消除也有效果，由它们引起的切断时的形状变化也得到 抑制。在低于400°C下的回火的情况下，这些效果小，在超过550°C的回火的情况下，强度降 低大，难以确保本发明作为目标的高强度。
[0102] 另外，上述的温度均是钢材表面温度。
[0103] 如上所述，焊接性、焊接热影响部的韧性优异的焊接用超高张力钢的制造方法例 如将具有上述（1)中记载的钢成分的钢坯或铸坯加热到1000?1100°C的温度后，将在 950°C以上的温度下的累积压下量设为30%以上、将在720?950°C的温度下的累积压下量 设为40%以上、将累积总压下量设为60%以上，在700?750°C的温度下结束轧制，在轧制 结束后80秒以内开始水冷，冷却到280°C以下，然后，进一步在400?550°C的温度范围下 回火。
[0104] 实施例
[0105] 以下，基于发明例及比较例对本发明进行说明。
[0106] 通过转炉、连续铸造、厚板工序制造各种钢成分的厚钢板，评价了母材特性以及焊 接热影响部的韧性。
[0107] 焊接设为：通过通常作为试验焊接使用的埋弧焊接（submerged arc welding)法、 按照焊接熔深线（FL)成为垂直的方式在" > "型坡口处焊接线能量为4. 5kJ/mm的多层焊 接。关于焊接热影响部的韧性评价，进行了依据API (American Petroleum Institute)标准 RP 2Z及BS(British Standards)标准7448 的 CTOD试验。缺口位置在被称为 CGHAZ(Coarse grain HAZ)的焊接烙融线处，在试验温度一 10°C下分别实施了 6个试验。
[0108] 表1 - 1?表1 - 4中不出钢的化学成分，表2 - 1?表2 - 4中不出制造条件、 钢中的氧化物个数及母材特性、焊接热影响部的韧性（CT0D特性）。本发明中制造的钢板 (本发明钢：钢成分No. 1?15、29?51及本发明例No. Al?L2)中，屈服强度（YS)在钢板 1/4厚度的位置处显示为526?61 IMpa，在钢板1/2厚度的位置处显示为516?594Mpa，抗 拉强度（TS)在钢板1/4厚度的位置处显示为616?680Mpa，在钢板1/2厚度的位置处显示 为604?656Mpa，关于母材韧性的断口转变（vTrs)试验结果在钢板1/4厚度的位置处显 示为一 48?一 81 °C，在钢板1/2厚度的位置处显示为一 40?一 68°C，一 KTC的最低CTOD 值显示为0. 29?0. 94_的良好的破坏韧性。此外，从本发明钢的Pai值、CTOD值显示出了 良好的焊接性。
[0109] 相对于此，脱离本发明的限定范围的比较例的钢板（比较钢：钢成分No. 16?28、 52?62及比较例No. a?X)的母材强度低，或者母材韧性差，或者焊接热影响部的韧性差。
[0110] 即，比较例a?c、比较例e?〇、比较例q?V的钢成分在本发明范围外，不是满 足上述机械性质的钢。特别是钢成分No. 21的比较例f不满足Ni/Cu > 2. 0,因此，在热轧 时产生裂纹，制造变得困难。进而，钢成分在本发明范围内、FB或者Pai值在本发明范围外 的比较例d、w、X不满足FB彡0. 0003%、或者Pcm值为0. 18%以上且0. 23%以下，因此，母 材强度低或者高，或者母材韧性差，或者焊接热影响部的韧性差。
[0111]

【权利要求】
1. 一种钢板，其特征在于，其化学组成为：以质量％计， C :0. 015%?0. 045%、 Mn :1. 80%?2. 20%、 Cu :0. 40%?0. 70%、 Ni :0. 80%?1. 80%、 Nb :0. 005%?0. 015%、 Mo :0. 05%?0. 25%、 Ti :0. 005%?0. 015%、 B :0? 0004%?0? 0020%、 N :0? 0020%?0? 0060%、 0 :0? 0015%?0? 0035%、 Si :0%?0? 40%、 P :0. 008% 以下、 S :0. 005% 以下、 A1 :0%?0? 004%、 Cr :0%?0? 30%、 V :0%?0? 06%、 Mg :0%?0? 0050%、 剩余部分：铁及杂质， 下述式1所表示的值超过2.0， 下述式2所表示的值为0%以上， 下述式3所表示的FB为0. 0003%以上， 下述式4所表示的焊接裂纹敏感性指数即Pa值为0. 18%以上且0. 23%以下， 在板厚方向截面的板厚中心部，当量圆直径为2 y m以上的氧化物粒子为20个/mm2以 下，且当量圆直径为〇. 05?0. 5 ii m的Ti氧化物为1. 0 X 103?1. 0 X 105个/mm2， [Ni]/[Cu]式 1 [N] - [Ti]/3.4 式 2 FB = [B] - 0? 77X ([N] - 0? 29X ([Ti] - 2X ([0] - 0? 89X [A1])))式 3 Pci = [C] + [Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5[B]式 4 这里，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[Ti]、[B]、[N]、[0]、[Al]分别是 指 C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Ti、B、N、0、A1 的以质量％表示的含量， 其中，所述式3中，（[0] - 0.89X[A1])的项为0以下时，将所述式3中的（[0] - 0? 89X [A1])的项设为0来计算所述FB， 此外，所述式3中，（[Ti] - 2X([0] - 0.89X[A1]))的项为0以下时，将所述式3中 的（[Ti] - 2 X ([0] - 0. 89 X [A1]))的项设为0来计算所述FB， 进而，所述式 3 中，（[N] - 0.29X([Ti] - 2X([0] - 0.89X[A1])))的项为 0 以下 时，将所述式3中的（[N] - 0.29X([Ti] - 2X([0] - 0.89X[A1])))的项设为0来计算 所述FB，进而，当FB彡0时，设FB = 0。
2. 根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，进而，下述式5所表示的Bp为0. 09%以 上且0. 30%以下， Bp = (884X [C] X (1 - 0. 3X [C]2)+294) XFB 式 5。
3. 根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，进而，所述化学组成中，以质量％计， Si被限制在0. 15%以下。
4. 根据权利要求1?3中任一项所述的钢板，其特征在于，进而，所述化学组成中，以质 量％计，Mg被限制在低于0. 0003%。
5. 根据权利要求1?4中任一项所述的钢板，其特征在于，板厚为50mm以上且100mm 以下，抗拉强度为600MPa以上且700MPa以下，屈服强度为500MPa以上且690MPa以下。
【文档编号】B22D11/22GK104364405SQ201380028579
【公开日】2015年2月18日 申请日期:2013年6月13日 优先权日:2013年6月13日
【发明者】渡部义之, 原卓也, 藤冈政昭 申请人:新日铁住金株式会社