专利名称：低温韧性优良的可焊性高强度钢的制作方法
技术领域：
本发明涉及具有950MPa以上抗拉强度(TS)的低温韧性、可焊性优良的超高强度钢，以天然气·原油输送用管线为首，可广泛用作各种压力容器、产业机械等焊接用钢材。
近年，长距离输送原油天然气的管线中使用的干线用管为了(1)提高高压化的输送效率和(2)通过降低干线用管外径·重量而提高现场施工效率，越来越倾向于高强度化。迄今，按美国石油协会(API)标准高达X80(抗拉强度为620MPa以上)的干线用管正在实用化，但强烈要求有更高强度的干线用管。
以前，极低碳-高Mn-Nb-(Mo)-(Ni)-微量B-微量Ti钢，作为具有细微贝氏体主体组织的干线管用钢是众所周知的，但其抗拉强度的上限最大限度为750MPa。在该基本成分体系中，根本不存在以细微马氏体作为主体组织的超高强度钢。这被认为是，以贝氏体为主体的组织中不仅无论如何也不可能有950MPa以上的抗拉强度，而且一旦增加马氏体组织就会使低温韧性恶化的缘固。
目前，超高强度干线用管制造方法的研究，对以前的X80干管的制造技术(例如NKK技术No.138(1992)，PP24～31，及The 7th OffshoreMe chanics and Arctic Engineering(1998)，Volume V.pp 179～185)进行了根本地研讨，结果认为，X100(抗拉强度760MPa以上)干线用管的制造已达到最大极限。
管线的超高强度化，存在以兼顾强度·低温韧性为首的焊接影响部位的韧性、现场可焊接性、接缝软化等诸多问题，希望有能克服这些缺点的理想超高强度干线用管(超过X100)的早期研究。
本发明者们，对为获得抗拉强度为950MPa以上、而且低温韧性·现场可焊性优良的超高强度钢的钢材化学成分(组成)及其显微组织进行了努力的研究，以至发明了新的超高强度焊接用钢。
本发明的第1个目的在于提供一种复合添加了Ni-Mo-Nb-微量Ti的低碳·高Mn系钢其抗拉强度在950MPa以上，而且低温韧性·寒冷地区的现场可焊性优良的新型超高强度可焊性钢。
本发明的第二个目的在于，在构成上述超高强度可焊性钢的化学成分(组成)中，由以下化学式定义的p值在1.9～4.0的范围内。当然，该P值，根据本发明提供的各种超高强度可焊性钢而多少有些变动。
本发明中规定的P值(Hardenability index)，是表示可淬性指标的值，取高值时，是指更容易转变成马氏体乃至贝氏体组织的值，是可以用作钢强度推定式的指标，可用以下通式表示。
P＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+(1+β)Mo+V-1+ββ→当B＜3ppm时→取0的值，而且，β→当B≥3ppm时→取l的值。
本发明的第3个目的在于提供一种低温韧性优良的可焊性高强度钢，在构成上述超高强度可焊性钢的化学成分(组成)以及该钢的显微组织具有特殊组织方面，其显微组织与构成上述钢的化学成分之间的适宜配合中，由作为钢的显微组织表观的平均奥氏体粒径(dr)为10μm以下的未再结晶奥氏体转变而成的马氏体按体积分率含有60％以上，而且马氏体分率和贝氏体分率之和为90％以上；或者由作为钢的显微组织表观的平均奥氏体粒径(dr)为10μm以下的未再结晶奥氏体转变而成的马氏体按体积分率含有60％以上，而且马氏体分率和贝氏体分率之和为90％以上。
为了达到上述目的，本发明之低温韧性优良的可焊性高强度钢具有以下化学成分(组成)。本发明提供一种按重量％，以C0.05～0.10％、Si≤0.6％、Mn1.7～2.5％、P≤0.015％、S≤0.003％、Ni0.1～1.0％、Mo0.15～0.60％、Nb0.01～0.10％、Ti0.005～0.030％、Al≤0.06％、N0.001～0.006％作为基本成分，确保要求的低温韧性及可焊性的高强度钢；为了谋求需要的诸特性，尤其是可淬性的进一步提高，在上述基本成分中再追加B0.0003～0.0020％；此外，为了提高低温韧性，还追加Cu0.1～1.2％。进而，为了使钢组织细微化从而使钢强韧化，并提高焊接HAZ性，添加V0.01～0.10％，Cr0.1～0.8％中的1种或2种。
从进行硫化物等夹杂物的形态控制以及确保低温韧性的观点来看，添加Ca0.001～0.006％、REM0.001～0.02％、Mg0.001～0.006％中的1种或2种。
此处所说的马氏体、贝氏体，除了马氏体、贝氏体其本身外，还表示将它们回火的，所谓回火马氏体、回火贝氏体。
图1是表示表观的平均奥氏体粒径(dr)的定义的图。
本发明的第1个特征是(1)它是一种复合添加Ni-Nb-Mo-微量Ti的低碳·高Mn系(1.7％以上)的钢；(2)其显微组织是由平均奥氏体粒径(dr)为10μm以下的未再结晶奥氏体转变而成的细微马氏体及贝氏体组成。
以前，将低碳-高Mn-Nb-Mo钢作为具有细微针状铁素体组织的干线管用钢，是众所周知的，其抗拉强度的上限，最高为750PMa。该基本成分系中，具有细微回火马氏体·贝氏体混合组织的超高强度钢完全不存在。认为这是因为在Nb-Mo钢的回火马氏体·贝氏体混合组织中，不仅根本不可能有950MPa以上的强度，而且低温韧性和现场可焊性也不够的缘固。
首先对本发明钢的显微组织进行说明。
为了达到抗拉强度为950MPa以上的超高强度，必须规定钢材的显微组织有一定量以上的马氏体，其分率必须在60％以上。如果马氏体分率在60％以下，不仅得不到足够的强度，而且很难确保良好的低温韧性(从强度、低温韧性方面看，最希望马氏体分率为70～90％)。然而，例如即使马氏体分率在60％以上，如果其余的组织不适宜，也不能达到目标的强度·低温韧性。因此，将马氏体分率和贝氏体分率之和规定为90％以上。
然而，即使像上述那样对显微组织的种类进行了限定，但也未必能得到良好的低温韧性。为了获得优良的低温韧性，必须使γ-α相变前的奥氏体组织(旧的奥氏体组织)最佳化，有效地使钢材的最终组织细微化。因此，将旧奥氏体组织规定为未再结晶奥氏体，而且将其平均粒径(dr)限定在10μm以下。因此，即使在以前被认为低温韧性差的Nb-Mo钢的马氏体和贝氏体的混合组织中，也能发现可以获得极优的强度·低温韧性平衡。
未再结晶奥氏体粒径的细化对Nb-Mo系本发明钢的低温韧性改善尤其有效。为了获得作为目标的低温韧性(例如V切口摆锤式冲击试验的转变温度-80℃以下)，必须将平均粒径规定为10μm以下。此处表观的平均奥氏体粒径，如图1那样定义，奥氏体粒径的测定中，也包括具有与奥氏体晶界同样作用的变形带和双晶边界。具体说，将钢板厚度方向上引出的直线全长，用与存在于该直线上的奥氏体晶界的交点数除之，即求得dr。发现如此求得的奥氏体平均粒径与低温韧性(摆锤式冲击试验的转变温度)有极密切的关系。
还发现，由于如上所述严格控制钢材的化学成分(高Mn-Nb-高Mo添加)和显微组织(奥氏体的未再结晶化)的形态，因而在摆锤式冲击试验等破面上发生分离(セぺレ-ショソ)，破面转变温度进一步提高。分离被认为是，与摆锤式冲击试验等破面上产生的板面相平行的层状剥离现象，能使脆性裂纹前端处的3轴应力度降低，改善裂纹传播停止特性。
本发明的第2个特征是，(1)它是一种复合添加了Ni-Mo-Nb-微量B-微量Ti的低碳·高Mn系钢，(2)其显微组织是以由平均奥氏体粒径(dr)为10μm以下的未再结晶奥氏体转变而成的细微马氏体组织为主体的钢。
本发明的第3个特征是，(1)它是一种含有0.18～1.2％Cu的、复合添加了Ni-Nb-Cu-Mo-微量Ti的低碳·高Mn(1.7％以上)系的Cu析出硬化型钢；(2)其显微组织是由平均奥氏体粒径为10μm以下的未再结晶奥氏体转变而成的细微马氏体及贝氏体组成。
以前，Cu析出硬化型钢用于压力容器用高强度钢(抗拉强度784MPa级)等，但在X100以上的超高强度干线用管方面没有发现开发的实例。这被认为是，Cu析出硬化钢虽然很容易获得强度，但作为干线用管的低温韧性却是不够的。
低温韧性，在管线中和脆性破坏的产生特性一样，传播停止特性极为重要。以前的Cu析出硬化钢以摆锤式冲击特性作为代表的脆性破坏的产生特性总算还过得去，但脆性破坏的停止特性不够。这是由于(1)显微组织的细微化不够，(2)所谓摆锤式冲击值标度的试验片破面上产生的分离没有被利用所致(分离被认为是与摆锤式冲击试验等的破面上产生的板面相平行的层状剥离现象，能使脆性裂纹前端处的3轴应力度降低，并改善脆性裂纹传播停止特性)。
然而，即使像上述那样对显微组织的种类进行了限定，但也未必能得到良好的低温韧性。为了获得优良的低温韧性，必须使γ-α相变前的奥氏体组织(旧奥氏体组织)最佳化，有效地使钢材的最终组织细化。因此，将旧奥氏体组织规定为未再结晶奥氏体，而且将其平均粒径(dr)限定在10μm以下。因此，即使在以前被认为低温韧性差的Nb-Cu钢的马氏体和贝氏体的混合组织中，也能发现可以获得极优的强度·低温韧性平衡。
未再结晶奥氏体粒径的细化对Nb-Cu系本发明钢的低温韧性改善尤其有效。为了获得作为目标的低温韧性(例如V切口摆锤式冲击试验的转变温度-80℃以下)，必须将平均粒径规定为10μm以下。此处表观的平均奥氏体粒径，如图1那样定义，奥氏体粒径的测定中，也包括具有与奥氏体晶界同样作用的变形带和双晶边界。具体说，将钢板厚度方向上引出的直线全长，用与存在于该直线上的奥氏体晶界的交点数除之，即求得dr。发现如此求得的平均奥氏体粒径与低温韧性(摆锤式冲击试验的转变温度)有极密切的关系。
还发现，由于如上所述严格控制钢材的化学成分(高Mn-Nb-Mo-Cu添加)和显微组织(奥氏体的未再结晶化)的形态，因而在摆锤式冲击试验等的破面上产生分离，破面转变温度进一步提高。
为了达到抗拉强度为950MPa以上的高强度，必须规定钢材的显微组织有一定量以上的马氏体，其分率必须在90％以上。如果马氏体分率在90％以下，不仅得不到足够的强度，而且很难确保良好的低温韧性。
然而，仅仅如上所述严格控制钢的显微组织也不可能获得具有目标特性的钢材。因此，在控制显微组织的同时还必须限定其化学成分。
以下说明成分元素的限定理由。
C量限定在0.05％～0.10％。碳对提高钢的强度是极有效的，在马氏体组织中，为了获得目标强度，必须最低为0.05％。然而，如果C量过多，则会导致母材、HAZ的低温韧性和现场可焊性明显恶化，因此将其上限规定为0.1％。然而，最理想的是将上限值规定在0.08％为好。
Si是用于脱氧和提高强度而添加的元素，但过多地添加会使HAZ韧性、现场可焊性显著恶化，因此将上限规定为0.6％。钢的脱氧可以用Al也可以用Ti就足够了，不一定需要添加Si。
Mn是使本发明钢的显微组织成为马氏体主体组织，并确保优良的强度·低温韧性平衡所不可缺少的元素，其下限为1.7％。然而，如果Mn过多则会增加钢的可淬透性，以致不仅会降低HAZ韧性和现场可焊性，而且会助长连续铸造钢片的中心偏析，母材的低温韧性也恶化，因此将其上限规定为2.5％。
添加Ni的目的是为了不使低温韧性和现场可焊性恶化从而改善低碳的本发明钢。发现添加Ni，与添加Mn或Cr、Mo相比较，不仅在轧制组织中(特别是连续铸造钢片的中心偏析带)形成的有害于低温韧性的硬化组织较少，而且0.1％以上的微量Ni添加对HAZ韧性的改善也是有效的(从HAZ方面考虑，特别有效的Ni添加量为0.3％以上)。然而，如果添加量过多，不仅经济性，而且HAZ韧性和现场可焊性都会恶化，因此将其上限规定为1.0％。此外，添加Ni在连续铸造时，热轧时对防止Cu裂纹也是有效的。在这种情况下，Ni的添加量必须是Cu量的1/3以上。
添加Mo的理由是为了提高钢的可淬性，获得作为目标的马氏体主体的组织。在添加B的钢中Mo的可淬性提高效果大，由于后述的P值中Mo的倍数，相对于非B钢的1在B钢中为2，因此在添加B的钢中再添加Mo特别有效。此外，Mo与Nb共存因而在受控轧制时可抑制奥氏体的再结晶，对奥氏体组织的细化也具有效果。为了获得这样的效果，Mo最低也需要0.15％。然而，过多地添加Mo会使HAZ韧性、现场可焊性恶化，而且往往会使B的可淬性提高效果消失，因此将其上限规定为0.6％。
此外，本发明钢中，作为必需元素还含有Nb0.01～0.10％、Ti0.005～0.030％。Nb与Mo共存不仅在受控轧制时可抑制奥氏体的再结晶从而使组织细化，而且对析出硬化和可淬性增大也作出贡献，使钢强韧化。特别是一旦Nb和B共存，则会使可淬性的提高效果成几何级数提高。然而，如果Nb添加量过多，则会对HAZ韧性和现场可焊性带来坏影响，因此将其上限规定为0.1％。另一方面，添加TiN则形成细微的TiN，可抑制扁钢坯再加热时以及HAZ的奥氏体晶粒的粗大化从而使显微组织细微化，改善母材及HAZ的低温韧性。而且还具有将不利于B的可淬性提高效果的固溶N以TiN形式固定的作用。为达到此目的，希望Ti的添加量为3.4N(各自按重量％)以上。此外，Al量少时(例如0.005％以下)，Ti形成氧化物，在HAZ中作为粒内铁素体生成核起作用，还具有使HAZ组织细微化的作用。为了产生这种TiN的效果，Ti的添加量最低需要0.005％。然而，如果Ti量过多，则会产生TiN粗大化和因TiC而导致析出硬化，使低温韧性恶化，因此将其上限规定为0.03％。
Al是通常作为脱氧材料而包含在钢中的元素，对组织的细化也有效果。然而，如果Al量超过0.06％，Al系非金属杂质会增加而不利于钢的清洁度，因此将上限规定为0.06％。脱氧也可以用Ti或Si，不一定非要添加Al。
N形成TiN，可抑制扁钢坯再加热时以及HAZ的奥氏体粒子的粗大化，从而提高母材、HAZ的低温韧性。因此，必需的最低量为0.001％，然而，N量如果过多，会成为扁钢坯表面缺陷或因固溶N而引起的HAZ韧性恶化，B的可淬性提高效果降低的原因，因此必须将其上限控制在0.006％。
进而，在本发明中是杂质元素的P、S量被分别规定在0.015％、0.003％以下。其主要理由是为了进一步提高母材及HAZ的低温韧性。P量的减少，在减轻连续铸造扁钢坯中心偏析的同时，还可防止晶界破坏以致提高低温韧性。而且，S量的减少，使得在热轧时延伸化的MnS降低从而具有提高延展性·韧性的效果。
以下说明添加B、Cu、Cr、V的目的。
在基本成分中，进一步添加这些元素的主要目的，是为了无损于本发明优良特征的情况下，谋求进一步提高强度·韧性和扩大可以制造的钢材尺寸。因此，其添加量自然应该受限制。
B以极微量就可大大提高钢的可淬性，为了获得作为目标的马氏体主体的组织，是本发明钢中必不可少的元素。具有后述的P值中相当于1的、即相当于1％Mn的效果。B在提高Mo的可淬性提高效果的同时，与Nb共存则以相乘效果增加可淬性。为了获得这种效果，B最低需要0.0003％。另一方面，如果过多地添加，不仅使低温韧性恶化，反而还会使B的可淬性提高效果消失。因此，将其上限规定为0.0020％。
添加Cu的目的，是为了在不使低温韧性恶化的情况下提高低碳的本发明钢的强度。发现添加Cu，与添加Mn或Cr Mo相比较，在轧制组织(尤其是扁钢坯的中心偏析带)中形成不利于低温韧性的硬化组织很少，能使强度增加。Cu的添加量最低必需为0.1％。然而过多地添加会使现场可焊性和HAZ韧性恶化，因此将其上限规定为1.2％。
Cr可增加母材、焊接部位的强度，但如果过多则会明显降低HAZ韧性和现场可焊性。因此，Cr量的上限是0.8％。
V具有与Nb大致相同的效果，但其效果比Nb弱一些。然而，超高强度钢中V的添加效果大，Nb和V的复合添加使本发明的优良特征更为显著。从HAZ韧性、现场可焊性观点看，其上限可允许高达0.10％，特别希望其添加量在0.03～0.08％的范围内。
以下说明添加Ca、REM、Mg的目的。
Ca和REM，可控制硫化物(MnS)的形态，提高低温韧性(摆锤式冲击试验的吸收能量增加等)。然而，Ca量或REM量在0.001％以下时没有实用效果。如果Ca的添加量超过0.006％或REM的添加量超过0.02％，则会大量生成CaO-CaS或REM-CaS，成为大型凝块，大型夹杂物，不仅有害于钢的清洁度，而且对现场可焊性也带来不利影响。因此，将Ca添加量的上限规定为0.006％，REM添加量的上限规定在0.02％。作为超高强度的干线用管，将S，O量分别降低到0.001％，0.002％以下，而且将ESSP＝(Ca)〔1-124(O)〕/1.25S规定为0.5≤ESSP≤10.0尤其有效。
Mg形成细微分散的氧化物，抑制焊接热影响部位的晶粒粗大化因而使韧性提高。不足0.001％时，不能发现韧性提高；而超过0.006％时生成粗大的氧化物反而使韧性恶化。
除了对以上各添加元素加以限定外；本发明中对上述P值还进一步加以限定将P＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+(1-β)Mo+V-1+β限制成1.9≤P≤4。β当B＜3ppm时取0的值，β≥3ppm时成为1的值。这是为了获得目标的强度·低温韧性平衡。将P值的下限规定为1.9是为了获得950MPa以上的强度和优良的低温韧性。将P值的上限规定为4.0，是为了保持优良的HAZ韧性，现场可焊性。
制造本发明之低温韧性优良的高强度钢时，希望采用下述的制造方法。
将具有本发明成分的钢板，再加热到950～1300℃的温度后，按照950℃以下的累积压下量为50％以上，轧制终了温度为800℃以上那样进行轧制，然后以10℃/秒以上的冷却速度冷却到500℃以下的任意温度。还可根据需要在Ac1点以下的温度进行回火处理。
钢板的再加热温度，按照充分使元素固溶那样决定下限，其上限是由不使晶粒显著粗化的条件决定。950℃以下表示未再结晶温度域，为了获得作为目标的细微粒径，50％以上的累积压下量是必需的。而且，压轧终了温度规定为不生成铁素体的800℃以上。其后，为了形成马氏体，贝氏体，以10℃/秒以上的冷却速度冷却。500℃时相变大致结束，因此冷却到500℃以下。
进而，本发明钢，可在Ac1点以下的温度进行回火处理。通过回火处理适当恢复延展性、韧性。回火处理还具有不改变显微组织分率其本身，无损于本发明优良特征的情况下，使焊接热影响部位的软化幅度变小的效果。
以下叙述本发明的实施例。
实施例1通过实验室熔化(50kg、120mm厚的钢块)或转炉-连续铸造法(240mm厚)制得具有各种钢成分的钢坯。将这些钢坯在各种条件下轧制成15～28mm的钢板。对如此轧制成的钢板的各种机械特性及显微组织进行调查。
钢板的机械性质(屈服强度YS、抗拉强度TS、摆锤式冲击试验在-40℃时的吸收能vE-40和转变温度vTrs)调查是在与轧制垂直的方向上进行。HAZ韧性(摆锤式冲击试验于-20℃时的吸收能vE-20)是用再现热循环装置中再现的HAZ进行评价(最高加热温度1400℃、800～500℃的冷却时间〔Δt800-500〕25秒)。现场可焊性是在Y-狭缝焊接裂纹试验(JIS G3158)中，用防止HAZ低温裂纹所必须的最低预热温度进行评价(焊接方法气体保护金属极电弧焊、焊条抗拉强度100MPa，热量输入0.5kJ/mm，熔敷金属的氢量3cc/100g)。
将实施例示于表1及表2中。按照本发明制得的钢板具有优良的强度·低温韧性平衡、HAZ韧性及现场可焊性。与此不同，比较钢的化学成分或显微组织都不适宜，因此任何特性都明显恶化。
钢9的C量过多，因此母材及HAZ的摆锤式冲击吸收能低，而且焊接时的预热温度也高。钢10中没有添加Ni，因此母材及HAZ的低温韧性差。钢11的Mn添加量、P值都过高，因此母材及HAZ的低温韧性差，而且焊接时的预热温度明显升高。
钢12中没有添加Nb，因此强度不足，而且奥氏体粒径大，母材的韧性差。
表1化学成分 (wt％，*ppm) 钢板厚类别 钢C Si Mn P*S*Ni Mo Nb Ti AlN*其它 P值 (mm)1 0.058 0.26 2.37 100 15 0.40 0.43 0.041 0.009 0.027 23 2.24 152 0.093 0.32 1.89 60 8 0.48 0.57 0.024 0.012 0.018 40 Mg0.002 1.96 20本 3 0.064 0.18 2.15 70 3 0.24 0.38 0.017 0.021 0.024 56 Cr0.34 2.16 20发 4 0.070 0.27 2.10 50 7 0.34 0.51 0.038 0.015 0.027 38 Cu0.39 2.24 20明 5 0.073 0.23 2.24 120 18 0.18 0.46 0.041 0.016 0.034 27 V 0.05 2.12 20钢 6 0.067 0.02 2.13 80 6 0.36 0.47 0.032 0.015 0.019 37 V 0.06，Cu0.41 2.20 207 0.075 0.27 2.01 60 10 0.35 0.45 0.038 0.016 0.002 33 V 0.07，Cu0.37 2.54 22Cr0.588 0.072 0.12 2.03 70 5 0.52 0.43 0.038 0.017 0.028 35 V 0.07，Cu0.53 2.24 28Ca0.0021比 9 0.117 0.26 2.01 80 15 0.37 0.38 0.032 0.015 0.021 29 1.98 15较 10 0.076 0.21 2.16 50 7 - 0.46 0.046 0.014 0.031 36 Cu0.32 2.05 20钢 11 0.079 0.28 2.62 60 5 0.38 0.42 0.039 0.015 0.028 42 Cr0.38 2.84 2012 0.072 0.27 2.08 70 5 0.37 0.46 0.004 0.018 0.025 29 2.01 20
表2显微组织 机械性质HAZ韧性 现场可焊性有无类别 钢 回火马氏 马氏体 YS TS vE-40vTrs vE-20最低预热温度奥氏体贝氏处理 平均粒径 体分率 体分率(μm) (％)(％)(N/mm2)(J) (℃) (J) (℃)1○5.3 97 1008921025 234 -100 213 不要预热1′ ×5.3 97 1008451081 211 - 95 213 不要预热2○7.6 79 979181076 208 - 85 187 不要预热本 3○8.2 94 100872 978 217 - 95 159 不要预热3′ ×8.2 79 978631122 195 80 187 不要预热发 4○7.3 96 100869 981 302 -120 202 不要预热明 5○7.1 91 1009031018 231 -110 167 不要预热6○6.7 89 100884 979 302 -110 320 不要预热明 7○7.4 83 100874 984 276 -105 307 不要预热7′ ×7.4 83 1008211030 265 - 95 307 不要预热8○8.9 75 100862 970 285 -110 243 不要预热比 9 6.9 89 1009261098 124 - 8056 100较 10 7.2 93 100856 973 78 - 5573 不要预热11 6.6 100 1009671127 34 - 6028 150钢 12 12.8 87 93798 894 37 - 50 256 不要预热实施例2通过实验室熔化(50kg、100mm厚的钢块)或转炉-连续铸造法制得具有各种钢成分的钢坯(240mm厚)。将这些钢坯在各种条件下轧制成厚15～25mm的钢板。对如此轧制成的钢板的各种机械性质和显微组织进行调查。
钢板的机械性质(屈服强度YS、抗拉强度TS、摆锤式冲击试验在-40℃时的吸收能vE-40和50％破面转变温度vTrs)调查是在与轧制垂直的方向上进行。HAZ韧性(摆锤式冲击试验于-20℃时的吸收能vE-20)是用再现热循环装置中再现的HAZ进行评价(最高加热温度1400℃、800～500℃的冷却时间〔Δt800-500〕25秒)。现场可焊性是在Y-狭缝焊接裂纹试验(JIS G3158)中，用防止HAZ低温裂纹所必须的最低预热温度进行评价(焊接方法气体保护金属极电弧焊、焊条抗拉强度100MPa，热量输入0.3kJ/mm，熔敷金属的氢量3cc/100g金属)。
将实施例示于表1及表2中。由此可看出按照本发明制得的钢板具有优良的强度·低温韧性平衡、HAZ韧性及现场可焊性。与此不相同，比较钢的化学成分或显微组织都不适宜，因此任何特性都显著恶化。
表3钢的化学成分(wt％)
表4
实施例3通过实验室熔化(50kg、120mm厚的钢块)或转炉-连续铸造法制得具有各种钢成分的钢坯(厚240mm)。将这些钢坯在各种条件下轧制成厚15～30mm的钢板。对如此轧制成的钢板的各种机械性质和显微组织进行调查。
钢板的机械性质(屈服强度YS、抗拉强度TS、摆锤式冲击试验在-40℃时的吸收能vE-40和50％破面转变温度vTrs)调查是在与轧制垂直的方向上进行。
HAZ韧性(摆锤式冲击试验于-20℃时的吸收能vE-20)是用再现热循环装置中再现的HAZ进行评价(最高加热温度1400℃、800～500℃的冷却时间〔Δt800-500〕25秒)。
现场可焊性是在Y-狭缝焊接裂纹试验(JIS G3158)中，用防止HAZ低温裂纹所必须的最低预热温度进行评价(焊接方法气体保护金属极电弧焊、焊条抗拉强度100MPa，热量输入0.5kJ/mm，熔敷金属的氢量3cc/100g)。
将实施例示于表1及表2中。按照本发明制得的钢板具有优良的强度·低温韧性平衡，HAZ韧性和现场可焊性。与此不同，比较钢的化学成分或显微组织都不适宜，因此任何特性都显著恶化。
钢9的C量过多，因此母材及HAZ的摆锤吸收能低而且焊接时的预热温度也高。钢10的Mn、P量过多，因而母材及HAZ的低温韧性不好。而且焊接时的余热温度也高。
钢11的S量过多，因而母材及HAZ的吸收能低。
表5化学成分 (wt％，*ppm)类别 钢CSiMn P*S*Ni Cu Mo Nb TiAl N*其它 P值1 0.060 0.29 1.96 120 20 0.42 0.98 0.42 0.040 0.012 0.030 33 2.29本 2 0.090 0.35 1.72 65 18 0.50 1.07 0.50 0.026 0.015 0.020 45 REM0.008 2.313 0.065 0.20 1.85 74 13 0.36 1.01 0.40 0.020 0.024 0.026 59 Cr0.65 2.55发4 0.070 0.29 1.82 52 17 0.35 1.12 0.50 0.036 0.018 0.029 48 2.29明5 0.071 0.25 1.71 128 18 0.45 1.03 0.42 0.045 0.020 0.035 37 V0.061 2.15钢6 0.069 0.05 1.92 84 16 0.39 0.92 0.49 0.035 0.018 0.018 39 V0.071 2.287 0.078 0.24 1.84 65 10 0.48 1.15 0.48 0.040 0.019 0.002 30 Cr0.38，V0.080 2.748 0.070 0.15 1.95 78 15 0.42 0.85 0.45 0.040 0.015 0.030 38 V0.08， Ca0.0020 2.30比 9 0.127 0.28 1.71 70 18 0.39 0.93 0.39 0.030 0.018 0.024 39 2.15较 10 0.080 0.26 2.17 160 18 0.40 1.02 0.40 0.037 0.017 0.026 32 Cr0.40 2.85钢 11 0.082 0.40 1.87 90 53 0.42 0.98 0.45 0.039 0.018 0.032 35 2.33
表6有无 钢板 奥氏体 M分率 M＋B 机械性质 HAZ韧性现场可焊性类别 钢 回火 厚度 粒径dy 分率vE-20最低预热温度备注YS TS vE-40vTrs处理 (mm) (μm)(％) (％) (MPa)(MPa) (J) (℃) (J) (℃)1○155.2 65 98835 940 224 -95 193 不要预热1′ ×155.2 65 98801 955 213 -85 193 不要预热本 2○207.4 90 97918 1018 216 -85 177 不要预热3○228.0 74 99840 1003 197 -90 159 不要预热发 3′ ×228.0 74 99812 1023 200 -85 159 不要预热4○207.1 80 92832 952 204 -90 182 不要预热明 5○226.8 82 91846 970 214 -95 157 不要预热6○206.2 76 94852 993 201 -85 220 不要预热钢 6′ ×206.2 76 94825 999 193 -80 220 不要预热7○256.4 85100906 1032 216 -90 227 不要预热8○305.9 70 91850 990 226 -90 213 不要预热9○226.7 91100906 99898 -80 66 80较 10○246.1 85 91947 102754 -75 38 125钢 11○287.1 80 98850 971 107 -80 58 不要预热按照本发明可以稳定地大量生产出低温韧性、现场可焊性优良的超高强度干线管(抗拉强度950MPa以上，API规格超过X100)用钢。其结果，在显著提高干线用管的安全性的同时，大大地提高了管线的输送效率、施工效率。
权利要求
1.低温韧性优良的可焊性高强度钢，其特征在于，按重量％，它含有C0.05～0.10％Si≤0.6％Mn1.7～2.5％P≤0.015％S≤0.003％Ni0.1～1.0％Mo0.15～0.60％Nb0.01～0.10％Ti0.005～0.030％Al≤0.06％N0.001～0.006％其余由Fe及不可避免的杂质组成，由下式定义的P值在1.9～4.0的范围内，进而，由作为钢的显微组织表观的平均奥氏体粒径(dr)为10μm以下的未再结晶奥氏体转变而成的马氏体按体积分率含有60％以上，而且马氏体分率和贝氏体分率之和为90％以上；P＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+(1+β)Mo-1+ββ→当B＜3ppm时→取0的值，β→当B≥3ppm时→取1的值。
2.低温韧性优良的可焊性高强度钢，其特征在于，除了权利要求1所述的钢成分外，按重量％，它还含有以下元素中的1种或2种以上，B0.0003～0.0020％Cu0.1～1.2％Cr0.1～0.8％V0.01～0.10。
3.低温韧性优良的可焊性高强度钢，其特征在于，除了权利要求1及2所述的钢成分外，按重量％，它还含有以下元素中的1种或2种以上，Ca0.001～0.006％REM0.001～0.02％Mg0.001～0.006％。
4.低温韧性优良的可焊性高强度钢，其特征在于，按重量％，它含有C0.05～0.10％Si≤0.6％Mn1.7～2.5％P≤0.015％S≤0.003％Ni0.1～1.0％Mo0.15～0.60％Nb0.01～0.10％Ti0.005～0.030％Al≤0.06％N0.001～0.006％B0.0003～0.0020％其余由Fe及不可避免的杂质组成，由下式定义的P值在2.5～4.0的范围内，进而，由作为钢的显微组织表观的平均奥氏体粒径(dr)为10μm以下的未再结晶奥氏体转变而成的马氏体按体积分率含有60％以上，而且马氏体分率和贝氏体分率之和为90％以上；P＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+2Mo
5.低温韧性优良的可焊性高强度钢，其特征在于，除了权利要求4所述的钢成分外，按重量％，它还含有以下元素中的1种或2种以上，V0.01～0.1％Cu0.1～1.2％Cr0.1～0.8％
6.低温韧性优良的可焊性高强度钢，其特征在于，按重量％，它含有C0.05～0.10％Si≤0.6％Mn1.7～2.0％P≤0.015％S≤0.003％Ni0.3～1.0％Cu0.8～1.2％Mo0.35～0.50％Nb0.01～0.10％Ti0.005～0.030％Al≤0.06％N0.001～0.006％其余由Fe及不可避免的杂质组成，由下式定义的P值在1.9～2.8的范围内，进而，由作为钢的显微组织表观的平均奥氏体粒径(dr)为10μm以下的未再结晶奥氏体转变而成的马氏体按体积分率含有60％以上，而且马氏体分率和贝氏体分率之和为90％以上；P=2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+Mo+V-1
7.低温韧性优良的可焊性高强度钢，其特征在于，除了权利要求6所述的钢成分外，按重量％，它还含有以下元素中的1种或2种，V0.01～0.10％Cr0.1～0.8％
8.低温韧性优良的可焊性高强度钢，其特征在于，除了权利要求4～7所述的钢成分外，按重量％，它还含有以下元素中的1种或2种以上，Ca0.001～0.006％REM0.001～0.02％Mg0.001～0.006％。
全文摘要
本发明涉及一种低温韧性、HAR韧性及寒冷地带等的现场可焊性优良的抗拉强度为950MPa以上(按API规格超过100)的超高强度钢。它是在低碳-高Mn-Ni-Mo-微量Ti系钢中进一步添加Cu、B、Cr、Ca、V等元素，在钢中将显微组织规定成含有由平均奥氏体粒径(dr)10μm以下的未再结晶奥氏体转变而成的60％以上的回火马氏体的回火马氏体·贝氏体混合组织，或规定成由未再结晶奥氏体转变而成的90％以上的回火马氏体组织，而且，将P值规定在1.9～4.0的范围内。
文档编号C22C38/14GK1146784SQ96190123
公开日1997年4月2日 申请日期1996年1月26日 优先权日1995年1月26日
发明者为广博, 朝日均, 原卓也, 寺田好男 申请人:新日本制铁株式会社