钢板及其制造方法

钢板及其制造方法
【专利摘要】根据本发明，可以得到厚壁高张力钢板，所述钢板具有给定的钢板成分，且将B抑制在低于0.0003％，余量由Fe及不可避免的杂质构成，所述钢板具有平均粒径为20nm以下的析出物，该析出物含有Ti、Nb和Mo，且Ti量(〔Ti〕)、Nb量(〔Nb〕)和Mo量(〔Mo〕)的含量范围满足〔Nb〕/(〔Ti〕+〔Nb〕+〔Mo〕)≥0.3的关系，由此，可以适用于海洋结构物、船舶、压力容器、压力水管等钢铁结构物，其屈服应力(YS)为460MPa以上，且多层焊接部的焊接热影响部的低温韧性(CTOD特性)与焊接施工时的热处理后的强度韧性(PWHT特性)优异。
【专利说明】
钢板及其制造方法
技术领域
[0001]本发明涉及用于海洋结构物、船舶、压力容器、压力水管等钢铁结构物的高张力钢 板及其制造方法，特别是，涉及厚壁高张力钢板及其制造方法，所述钢板的屈服应力(YS)为 460MPa以上，不仅钢板的强度/韧性优异，而且多层焊接部的低温韧性(CT0D特性)及焊接施 工时在热处理(PWHT)后的强度与韧性(PWHT特性)也优异。
【背景技术】
[0002] 用于船舶、海洋结构物、压力容器等的钢板经过焊接接合而加工成希望形状的结 构物。因此，从结构物安全性的观点考虑，对于这些钢板而言，当然要求强度高、韧性优异， 而且还要求实施焊接时的焊接接缝部(焊接金属、热影响部)的韧性优异。
[0003] 以往，作为钢板韧性的评价基准，主要使用的是利用夏比冲击试验得到的吸收能， 但近年来，为了进一步提高可靠性，多使用裂纹尖端张开位移试验（Crack Tip Opening Displacement Test，以下称为CT0D试验）。该试验为:对于在待评价韧性的部位实施了疲劳 预裂的试验片进行3点弯曲，测定即将破坏前的裂纹张开量(塑性变形量），从而评价脆性破 坏的发生阻力。
[0004] 由于在CT0D试验中使用疲劳预裂，因此极微小的区域成为韧性评价部。因此，在钢 板中存在局部脆化区域时，即使夏比冲击试验中得到良好的韧性，在CT0D试验中有时也显 示出较低的值。
[0005] 在板厚较厚的钢板等中，受到复杂加热过程的焊接热影响部（以下也称为HAZ)由 于多层堆焊而容易产生上述局部脆化区域，而且焊口（焊接金属与母材的边界）、对焊口再 加热至2相区域的部分（由第1循环的焊接形成粗粒，并由后续的焊接道次加热至铁素体与 奥氏体的2相区域的范围，以下称为2相区域再加热部)容易成为局部脆化区域。
[0006] 这里，对于焊口而言，由于焊接时暴露于稍低于熔点的高温，因此奥氏体晶粒粗大 化，在接下来的冷却的作用下容易相变为韧性低的上部贝氏体组织，因此基质自身的韧性 容易降低。进而，对于接合部而言，容易生成魏氏组织(Widmanstatten structure)、岛状马 氏体(以下也称为Μ-A)等脆化组织，生成该脆化组织时，钢板的韧性容易进一步降低。
[0007] 这里，为了使焊接热影响部的韧性提高，例如使TiN微细分散于钢板中而形成抑制 了奥氏体晶粒的粗大化的铁素体相变核并加以利用的技术被实用化。然而，对于焊口而言， 有时会加热至TiN恪化的温度范围，由于焊接部的低温韧性要求越苛刻加热温度越高，因此 难以表现出上述使TiN微细分散的作用效果。
[0008] 为了解决这些问题，专利文献1、专利文献2公开了如下的技术:将稀土元素(REM) 与Ti一起组合添加，使微细粒子分散于钢板中，由此抑制奥氏体的晶粒生长，使焊接部韧性 提尚。
[0009] 同时，专利文献1、专利文献2还提出了使Ti氧化物分散的技术、将BN的铁素体核生 成能力与氧化物分散加以组合的技术、以及通过添加 Ca、来控制硫化物的形态而提高韧 性的技术等。
[0010]另外，专利文献3中公开了使Ti氧化物分散在钢中来提高HAZ韧性的技术。
[0011]此外，对于2相区域再加热部而言，公开了以下技术:通过2相区域再加热，碳聚集 于逆相变为奥氏体的区域，冷却中会生成含有岛状马氏体的脆弱的贝氏体组织，钢的韧性 降低，为了防止该韧性降低，使钢板成分低C化、低Si化，抑制岛状马氏体的生成而提高韧 性，通过添加 Cu来确保母材的强度(例如，专利文献4及5)。
[0012] 这里，专利文献4所记载的技术采取了将乳制后的冷却速度设为0.1°C/秒以下，并 在该过程中使Cu粒子析出的方法，但存在制造稳定性的问题。
[0013] 另外，在专利文献5所记载的技术中，通过将N/A1比设为0.3~3.0,抑制了 A1N的粗 大化、固溶N的不良影响导致的韧性变差，但通过Ti来控制固溶N的技术更为简便。
[0014] 需要说明的是，对于YS大于460MPa的厚壁材料而言，在焊接施工时有时实施后热 处理(PWHT)。此时，由于母材也同时被加热，因此即使经受PWHT处理，也必须保持母材特性， 以往，为了抑制受热时的强度降低，通常添加在该温度下形成析出物的元素。
[0015] 现有技术文献
[0016] 专利文献
[0017] 专利文献1:日本特公平03-053367号公报 [0018] 专利文献2:日本特开昭60-184663号公报 [0019] 专利文献3:日本专利第3697202号公报 [0020] 专利文献4:日本专利第3045856号公报 [0021] 专利文献5:日本专利第4432905号公报

【发明内容】

[0022]发明要解决的课题
[0023] 这里，专利文献1及2中记载的技术以较低强度且合金元素量少的钢材为对象，但 在更高强度且合金元素量多的厚壁材料的情况下，由于HAZ组织形成不含铁素体的组织，因 此存在不能适用的问题。
[0024] 另外，专利文献3中记载的技术存在难以使Ti氧化物稳定地微细分散于钢中的问 题。
[0025] 此外，由Cu析出物确保强度而导致韧性降低的情况较多，在确保钢板的低温韧性 方面存在问题。另外，对于专利文献5中记载的使用了Cu析出强化的钢材而言，存在PWHT处 理过程中Cu粒子生长得大、强度易降低的问题。
[0026]此外，近年来，对于船舶、海洋结构物、压力容器、压力水管等钢铁结构物而言，随 着其大型化，要求更进一步的高强度化。
[0027]用于这些钢铁结构物的钢材例如多为板厚35mm以上的厚壁材料，因此，为了确保 屈服应力为460MPa级及其以上的强度，较多地含有待添加的合金元素的钢成分体系是有利 的。
[0028] 然而，对于以合金元素量多的高强度钢材为对象的焊口、2相区域再加热部的韧性 提高而言，尚未进行充分地研究。因此，对于确保PWHT后的钢板特性而言，以往的单纯地添 加析出元素难以保持强度和韧性。
[0029] 本发明很好地解决了上述问题，其目的在于提供一种厚壁高张力钢及其制造方 法，所述厚壁高张力钢适用于海洋结构物、船舶、压力容器、压力水管等钢铁结构物，其屈服 应力(YS)为460MPa以上(本发明中将满足该YS的情况称为高张力），多层焊接部的焊接热影 响部的低温韧性(CTOD特性）、焊接施工时热处理后的强度及韧性(PWHT特性)优异。
[0030] 解决课题的方法
[0031] 本发明人等为了解决上述问题而反复进行了深入研究，获得了以下见解。
[0032] (a)CTOD特性以钢板总厚度的试验片进行评价，因此成分聚集的中心偏析部成为 破坏的起始点。
[0033]因此，为了提高焊接热影响部的CT0D特性，将容易以钢板的中心偏析的形式聚集 的元素控制为适当量来抑制中心偏析部的硬化是有效的。另外，在钢水凝固时成为最终凝 固部的钢坯中心，C、Mn、P、Ni及Nb比其它元素的聚集度高，因此，通过以这些元素的添加量 作为中心偏析部的硬度指标进行控制来抑制中心偏析部的硬度是有效的。
[0034] (b)为了使焊接热影响部的韧性提高，有效利用TiN来抑制焊接焊口附近的奥氏体 晶粒的粗大化是有效的。特别是如果将Ti/N比控制为适当量，则能够将TiN均匀微细地分散 在钢中。
[0035] (c)将以硫化物的形态控制为目的而添加的Ca化合物(CaS)的结晶用于提高焊接 热影响部的韧性是有效的。
[0036] 与氧化物相比，CaS在低温下析出晶体，因此能够均匀地微细分散。因此，通过将Ca 的添加量及添加时钢水中的溶解氧量控制在适当范围，即使在CaS晶体析出后也可以确保 固溶S，因此MnS在CaS的表面上析出而形成复合硫化物。在该MnS的周围形成Μη的稀薄带，因 此进一步促进铁素体相变。
[0037] (d)通过必须添加用以形成析出物的Nb、以及Ti、Mo,能够在厚钢板的制造阶段使 即使采用PWHT(在大约550~650°C下实施2~4小时的范围）进行加热也不会粗大化的Mo、 Ti、Nb的复合碳氮化物微细析出。
[0038]以往，YS大于460MPa级的钢板在PWHT后强度显著降低，但对于开发的钢板而言，已 知通过使微细的Mo、Ti、Nb复合析出物(碳化物、氮化物或碳氮化物)稳定地存在，能够保持 析出强化，可以抑制钢板强度的降低。另外，已知由于微细的Mo、Ti、Nb复合析出物的存在， 还能够同时保持钢板的韧性。
[0039] 本发明是基于上述见解而完成的，本发明的要点如下。
[0040] 1. 一种钢板，其具有以下的钢板成分：
[0041] 以质量％计，含有C:0.020~0.090%、Si :0.01~0.35%、Mn: 1.40~2.00%、P: 0.008% 以下、S:0.0035% 以下、A1:0.010~0.060%、Ni :0.40~2.00%、Mo :0.05~0.50%、 Nb:0.005~0.040%、Ti :0.005~0.025%、Ν:0·0020~0.0050%、Ca:0.0005~0.0050%、0: 0.0035% 以下，
[0042] 下述式（1)所规定的Ceq为0.420~0.520%的范围，满足下述式（2)、式（3)及式 (4)，并且将B抑制在低于0.0003%，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
[0043]所述钢板具有平均粒径为20nm以下的析出物，该析出物含有Ti、Nb及Mo,且Ti量 (〔11〕）、他量（〔他〕）和此量（〔1〇〕）的含量范围满足〔他〕/(〔11〕+〔他〕+〔1〇〕）彡0.3的关系。
[0044] Ceq=[C] + [Mn]/6+([Cu] + [Ni] )/15+( [Cr] + [Mo] + [V] )/5---(1)
[0045] 1.5^[Τ?]/[Ν]^4.0···(2)
[0046] 〇<{[Ca] -（0.18+130X[Ca]) Χ[0]}/1·25/[S]<1.5···(3)
[0047] 5.5[C](4/3)+15[P]+0.90[Mn]+0.12[Ni]+7.9[Nb] (1/2)+0.53[Mo]^3.70---(4)
[0048] 其中，[M]表示钢板中元素 M的含量(质量％ )。
[0049] 2.上述1所述的钢板，其中，所述钢板成分中以质量％计还含有选自Cu:小于 0.7%、Cr :0.1~1.0%及V:0.005~0.05%中的一种或2种以上。
[0050] 3.上述1或2所述的钢板，其中，所述钢板成分中以质量％计还含有选自Mg:0.0002 ~0 · 0050%及REM:0 · 0010~0 · 0200% 中的一种或2种。
[0051] 4.-种钢板的制造方法，该方法包括:将具有上述1~3中任一项所述的钢板成分 的钢加热至950~1150°C后，实施在900°C以上的温度范围的累积压下率为30%以上、在小 于900 °C的温度范围的累积压下率为30~70 %的热乳，然后以1.0 °C/秒以上的冷却速度至 少冷却至500°C。
[0052] 5.上述4所述的钢板的制造方法，其中，在所述冷却后，进一步在450~650°C下实 施回火处理。
[0053]发明的效果
[0054] 根据本发明，可以获得适用于海洋结构物等大型钢铁结构物的屈服应力（YS)为 460MPa以上、多层焊接部的CT0D特性及PWHT特性优异的厚壁高张力钢板及其制造方法，因 此在工业上极其有用。
【附图说明】
[0055] 图1是示出PWHT热处理中的强度、韧性变化与析出物/尺寸组成的关系的图。
[0056] 图2是示出钢板中的析出物的TEM复型观察（TEM replica observation)与EDX分 析结果的图。
【具体实施方式】
[0057]以下，对本发明进行具体说明。
[0058] 首先，按照各成分对于本发明中将钢板（以下，也称为厚壁材料)的成分组成(钢成 分）限定于上述范围的理由进行详细说明。需要说明的是，只要没有特别说明，表示以下所 述的钢板成分组成的％是指质量％。
[0059] C:0.020 ~0.090%
[0060] C(碳)是确保作为高张力钢板的强度所必需的元素。添加小于0.020%时，淬火性 降低，为了确保强度，需要大量添加 Cu、Ni、Cr及Mo等提高淬火性的元素，会导致成本增加。 另一方面，在添加超过0.090 %时，会使焊接部韧性降低。因此，使C量为0.020~0.090 %的 范围。优选为0.020~0.080%的范围。
[0061] Si:0.01 ~0.35%
[0062] Si(硅)是作为脱氧元素及用于获得钢板强度而添加的成分，为了获得这些效果， 需要添加〇. 〇 1 %以上。另一方面，在大量添加超过〇. 35 %时，会导致焊接性的降低和焊接接 缝韧性的降低。因此，需要使Si量为0.01~0.35%的范围。优选为0.01~0.23%。
[0063] Mn:1.40~2.00 %
[0064]对于Μη(锰)而言，为了确保钢板强度和焊接接缝强度，需要添加1.40%以上。另一 方面，在添加超过2.00%时，会使焊接性降低，淬火性过度，使钢板韧性和焊接接缝韧性降 低。因此，使Μη量为1.40~2.00%的范围，更优选为1.40~1.95%。
[0065] Ρ:〇·〇〇8% 以下
[0066] 作为杂质元素的Ρ(磷)会使钢板韧性和焊接部韧性降低，特别是其在焊接部中的 含量超过0.008%时，CT0D特性显著降低，因此使其为0.008%以下，优选为0.006%以下。需 要说明的是，虽然希望尽量减少Ρ的含量，但从精炼成本等观点考虑，其下限值为0.002%左 右。
[0067] S:0.0035% 以下
[0068] S(硫)是杂质元素，在含有超过0.0035%时，会使钢板和焊接部韧性降低，因此使 其为0.0035%以下，优选为0.0030 %以下。需要说明的是，虽然希望尽量减少S的含量，但从 精炼成本等观点考虑，其下限值为〇. 0004%左右。
[0069] Α1:0·010 ~0.060%
[0070] Α1(铝）是用于对钢水脱氧而添加的元素，需要含有0.010%以上。另一方面，如果 添加超过0.060%，则不仅使钢板和焊接部韧性降低，还会由于焊接导致的稀释而混入到焊 接金属部，从而使韧性降低，因此限定为〇. 060 %以下，优选为0.017~0.055 %。需要说明的 是，在本发明中，Α1量是由酸溶性Α1 (也称为Sol. Α1等)所规定的Α1量。
[0071] Ni:0.40 ~2.00%
[0072] Ni(镍)是对于提高钢板强度和韧性有效的元素，对于提高焊接部CT0D特性也是有 效的。为了获得该效果，需要添加0.40%以上。另一方面，Ni是昂贵的元素，而且过度添加会 在铸造时容易在钢坯表面产生损伤，因此所含有的上限为2.00%。
[0073] Μο:0·05 ~0.50%
[0074] Mo(钼)在本发明中发挥重要的作用，是通过适量添加而对钢板的高强度化有效的 元素。这是淬火性和回火时抗软化性提高所带来的效果。另外，还具有使与Ti、Nb形成的复 合析出物保持微细、强化厚壁材料和抑制韧性降低的效果。为了获得这些效果，需要含有 0.05 %以上的Mo。另一方面，在含有过量时，会对厚壁材料的韧性造成不良影响，因此使Mo 量的上限为0.50%。需要说明的是，Mo量更优选为0.08~0.40%的范围，而且进一步优选为 0.16~0.30%的范围。
[0075] Nb:0.005~0.040 %
[0076] Nb(铌)在低温范围形成奥氏体的未再结晶区域，因此通过在该温度范围实施乳 制，能够谋求钢板的组织微细化、高韧性化。另外，Nb具有提高淬火性的效果，而且通过复合 添加 Mo、Ti而具有提高回火时的抗软化效果，是对于提高钢板强度有效的元素。为了获得这 些效果，需要含有〇. 005 %以上的Nb。另一方面，在含有超过0.040 %时，会使韧性变差，因此 Nb量的上限为0.040%，优选为0.035 %。
[0077] Ti:0.005 ~0.025%
[0078] Ti(钛)在钢水凝固时形成TiN而析出，抑制焊接部中的奥氏体的粗大化，有助于提 高焊接部的韧性。进而通过与Mo、Nb-起复合添加，具有提高回火时的抗软化效果。但是，在 含有低于〇. 005 %时，其效果小，另一方面，在含有超过0.025 %时，TiN粗大化，无法获得钢 板、焊接部的韧性改善效果，因此，使Ti为0.005~0.025%的范围。
[0079] Ν:0·0020 ~0.0050%
[0080] N(氮)与Ti、Al发生反应而形成析出物，由此使晶粒微细化，使钢板韧性得到提高。 而且是用于形成抑制焊接部组织粗大化的TiN的必需元素。为了发挥这些作用，需要含有 0.0020%以上的N。另一方面，在添加超过0.0050%的N时，固溶N会使钢板、焊接部的韧性显 著降低，随着生成Ti和Nb的复合析出物而引起固溶Nb减少，从而导致强度降低，因此，使其 上限为0.0050%。
[0081 ] Ca:0.0005~0.0050 %
[0082] Ca(钙）是通过固定S而提高韧性的元素。为了获得该效果，需要添加至少 0.0005%。另一方面，即使含有超过0.0050 %，其效果也达到饱和，因此，在0.0005~ 0.0050%的范围内添加 Ca。
[0083] 0:0.0035% 以下
[0084] 0(氧)在超过0.0035%时会使钢板的韧性变差，因此使其为0.0035%以下，优选为 0.0028%以下。需要说明的是，虽然希望尽量减少0的含量，但从精炼成本等观点考虑，其下 限值为0.0010%左右。
[0085] Ceq:0.420~0.520%
[0086] 在下式所规定的Ceq小于0.420 %的情况下，无法得到460MPa级的厚壁材料强度。 另一方面，如果超过0.520%，则厚壁材料的焊接性、焊接部韧性降低，因此使其为0.520% 以下，优选为0.440~0.520%的范围。需要说明的是，以下[M]表示元素 Μ在钢中的含量(质 量％)。另外，不含有的元素以〇计算。
[0087] Ceq=[C] + [Mn]/6+([Cu] + [Ni] )/15+( [Cr] + [Mo] + [V])/5
[0088] [Ti]/[N]:1.5 ~4.0
[0089] [Ti ]/[N]的值小于1.5时，生成的TiN量减少，未形成TiN的固溶N会使焊接部的韧 性降低。另一方面，如果[Ti]/[N]的值超过4.0,则TiN粗大化，会使焊接部韧性降低。因此， [Ti]/[N]的值的范围为1.5~4.0,优选为1.8~3.5。
[0090] 0<{[Ca]-(0.18+130X [Ca]) X[0]}/1.25/[S]<1.5
[0091] {[0&]-(0.18+130\[0&])\[0]}/1.25/[3]是表示有效控制硫化物形态的0 &与3 的原子浓度之比的值，可以通过将Ca的添加量和添加时钢水中的溶解氧量控制在适当范围 来进行调整，也称为ACR(原子浓度比、Atomic Concentration Ratio)。虽然可以根据该ACR 值来推测硫化物的形态，在本发明中规定为使高温也不熔解的铁素体相变生成核CaS微细 分散的指标。
[0092]这里，ACR值为0以下的情况下，不会析出CaS晶体。因此，S以单独的MnS的形式析 出，容易在焊接热影响部固溶，无法获得铁素体生成核。另外，单独析出的MnS在乳制时伸 长，会导致钢板的韧性降低。由此，在本发明中，需要使ACR值大于0。
[0093]另一方面，在ACR值为1.5以上的情况下，Ca系夹杂物中的氧化物的比例增多，作为 相变核而发挥作用的硫化物的比例降低，无法获得提高韧性的效果。因此，在本发明中需要 使ACR值小于1.5。
[0094] 因此，如果将ACR值控制在大于0且小于1.5，则可以有效地形成以CaS为主体的复 合硫化物，能够成为铁素体生成核而有效地发挥作用。需要说明的是，ACR值优选为0.15~ 1.30的范围，更优选为0.20~1.00的范围。
[0095] 5.5[C](4/3)+15[P]+0.90[Mn]+0.12[Ni]+7.9[Nb] (1/2)+0.53[Mo]^3.70
[0096] 上述式子左边（5.5[C](4/3)+15[P]+0.90[Mn]+0.12[Ni]+7.9[Nb](1/2)+0.53[Mo]) 是以容易聚集于中心偏析部的成分构成的中心偏析部的硬度指标，在以下的说明中称为 Ceq* 值。
[0097] CT0D试验是在整个钢板厚度下进行的试验，因此，在试验片包含中心偏析、且中心 偏析的成分聚集明显的情况下，在焊接热影响部生成硬化区域，因此，作为CT0D试验，不能 取得良好的结果。
[0098] 因此，在本发明中，通过将Ceql直控制在适当范围来抑制中心偏析部的硬度过度 增加，即使在板厚较厚的钢板的焊接部也能获得优异的CT0D特性。
[0099] Ceq^t的适当范围是实验求得的，Ceq^t超过3.70时，CT0D特性降低，因此使其为 3.70以下，优选为3.50以下。需要说明的是，Ceq^t的下限没有特别限制，从生产性的观点 等考虑，优选为2.2左右。
[0100] 另外，在本发明中，除了上述必需成分以外，为了提高淬火性，还可以含有选自Cu: 小于0.7%、Cr :0.1~1.0%及V:0.005~0.05%中的一种或2种以上。
[0101] Cu:小于0.7%
[0102] 通过添加 Cu(铜），能够提高钢板强度。但是，添加超过0.7%会使热乳性降低，因此 限制为0.7%以下，优选为0.1~0.6%。
[0103] Cr:0.1 ~1.0%
[0104] Cr(铬)是使钢板高强度化的有效元素，为了发挥该效果而含有0.1%以上。但是， 如果含有过量，则会对韧性造成不良影响，因此在含有的情况下，优选为0.1~1.0%的范 围，更优选为0.2~0.8%的范围。
[0105] V:〇.〇〇5 ~0.05%
[0106] V(钒)是含有0.005%以上而对提高钢板的强度和韧性有效的元素，但在含量超过 0.05%时，会导致韧性降低，因此在含有的情况下，优选为0.005~0.05%。
[0107]此外，在本发明中，除了上述必需成分以外，为了提高ΗΑΖ韧性，还可以含有选自Mg (镁）：0 · 0002~0 · 0050%和REM:0 · 0010~0 · 0200% 中的一种或2种。
[0108] Mg和REM是基于氧化物的分散而具有韧性改善效果的元素。为了显示出这样的效 果，添加0.0002%以上的Mg、0.0010%以上的REM。另一方面，即使添加超过0.0050%的Mg、 超过0.0200%的REM，其效果也仅是达到饱和。因此，在添加这些元素的情况下，优选分别为 上述范围，更优选为Mg:0 · 0005~0 · 0020%、REM:0 · 0020~0 · 0150%。
[0109] 上述钢板成分以外的成分为Fe及不可避免的杂质，特别是B(硼），在钢板从奥氏体 区域冷却时，偏析于奥氏体晶界而抑制铁素体相变，生成含有大量Μ-A的贝氏体组织，因此， 特别是存在使焊接热影响部的组织脆化的缺点。因此，在本发明中，钢板中的B量需要抑制 在小于0.0003 %。
[0110] 另外，在钢板中，在PWHT前后析出物的尺寸变化少，需要保持钢板的强度韧性。图1 中示出了PWHT后析出物尺寸与析出物组成、PWHT前后的强度/韧性变化（Δ TS、Δ vTrs)的关 系，另外，图2中示出了钢中析出物的TEM复型观察与EDX分析结果。
[0111] 关于强度、韧性，从稳定性的观点考虑，PWHT前后的变化分别需要满足△ TS为5~-15MPa、Δ vTrs为10~-5 °C的范围。因此，由图1可知，为了满足该范围，需要将析出物的平均 尺寸抑制在20nm以下，并且析出物中的Ti量(表示为〔Ti〕）、Nb量(表示为〔Nb〕）及Mo量(表示 为〔Mo〕）需要满足〔他〕/(〔11〕+〔他〕+〔1〇〕）多0.3的关系。
[0112]另外，由示出了图2中的钢中析出物的EDX分析结果的表1可知，上述析出物为Ti、 Nb及Mo的析出物，只要析出物中的Ti量、Nb量及Mo量满足〔恥〕/(〔11〕+〔恥〕+〔1〇〕）彡0.3的 关系即可，因此上述析出物可以至少为Nb的析出物，也可以在满足该关系的范围内含有Ti 和Mo的析出物。需要说明的是，本发明中PWHT特性优异是指满足Δ TS为5~-15MPa、Δ vTrs 为10~-5°C的范围。而且，本发明中的析出物(复合析出物)是指Mo、Ti、Nb的析出物，具体而 言是Mo、T i、Nb的碳化物、氮化物或碳氮化物、或者它们的混合物。
[0113]表1
[0115] 〔析出物粒径的求算方法〕
[0116] 本发明中的析出物粒径的求算方法按照TEM复型法来进行。即，适当采集钢中的 Ti、Nb及Mo的碳化物的析出部，然后基于以10万倍4视野的观察，使用图像处理求出平均等 效圆直径，将其作为析出物的粒径。需要说明的是，在本发明中，作为析出物粒径的测定对 象的下限值为2nm。这是由于低于2nm的析出物粒径的析出物难以测定。
[0117] 接下来，对本发明的钢的制造方法进行说明。本发明的钢优选通过以下说明的制 造方法来制造。
[0118] 采用使用了转炉、电炉、真空熔化炉等的通常方法对调整为上述本发明范围内的 钢板成分的钢水进行熔炼，接着，经过连续铸造工序制成钢坯，然后通过热乳制成希望的板 厚，然后进行冷却，再根据需要实施回火处理。需要说明的是，在本发明中的热乳中，对钢坯 加热温度和压下率进行规定。
[0119] 需要说明的是，在本发明中，只要没有特别说明，钢板的温度条件就是指以钢板的 板厚中心部的温度所规定的温度。板厚中心部的温度可以由板厚、表面温度及冷却条件等 通过模拟计算等求出。例如，可以通过使用差分法计算板厚方向的温度分布来求出板厚中 心部的温度。
[0120] 钢坯加热温度：950~1150 °C
[0121] 为了通过热乳使存在于钢还的铸造缺陷切实地压合，将钢还加热温度设为950°C 以上。另一方面，如果将钢坯加热至超过1150°C的温度，则奥氏体晶粒粗大化而使钢板的韧 性降低，因此将加热温度的上限设为1150°C。
[0122] 900°C以上的温度范围的热乳的累积压下率:30 %以上
[0123] 为了利用铸造缺陷的压合而使其无害化并通过使奥氏体晶粒再结晶而形成微细 的微观组织，将900°C以上的温度范围的热乳的累积压下率设为30%以上。这是由于，如果 小于30%，则在加热时生成的粗大粒子残留而对钢板的韧性造成不良影响。需要说明的是， 900°C以上的温度范围的热乳的累积压下率的上限没有特别限定，工业上为95%左右。
[0124] 低于900°C的温度范围的热乳的累积压下率:30~70%
[0125] 由于在该温度范围乳制而成的奥氏体晶粒未充分地再结晶，因此乳制后的奥氏体 晶粒变形为扁平，在该状态下，成为内部包含大量变形带等缺陷的内部应变高的状态。它们 作为铁素体相变的驱动力而发挥作用，从而促进相变。
[0126] 但是，在累积压下率小于30%时，内部应变导致的内部能量的累积不足，因此难以 发生铁素体相变而使钢板韧性降低，另一方面，如果累积压下率超过70%，则反而促进多边 形铁素体的生成，无法兼顾高强度与高韧性。因此，在本发明中，将低于900Γ的温度范围的 热乳的累积压下率设为3 0~7 0 %的范围。
[0127] 冷却到至少500 °C时的冷却速度：1.0 °C /秒以上
[0128] 在热乳之后，将冷却速度设为1.0°C/秒以上，加速冷却到至少500°C。这是由于在 冷却速度低于l.〇°C/秒时无法获得足够的钢板强度。另外，如果在高于500°C的温度停止冷 却，则铁素体+珠光体的组织分率增高，不能兼顾厚壁材料的高强度与高韧性。需要说明的 是，加速冷却的停止温度的下限没有特别限定，可以冷却至室温。
[0129] 回火温度:450~650°C
[0130] 在本发明中进行回火处理的情况下，回火温度低于450°C时不能获得足够的回火 效果。另一方面，如果在超过650°C的温度下进行回火，则析出物变得粗大而使韧性降低、强 度降低，因此不优选。
[0131] 另外，对于本发明的回火处理而言，由于通过使用感应加热可抑制回火时碳化物 的粗大化，因此更加优选。在该情况下，优选使通过差分法等的模拟而计算的钢板中心温度 为450 ~650°C。
[0132] 需要说明的是，在本发明中，在获得了TMCP钢板等钢板所期望的性能的情况下，也 可以不进行上述回火处理。
[0133] 本发明的厚壁材料的厚度为15mm以上。因此，在本发明中，厚壁是指钢的厚度为 15mm以上，最能获得本发明效果的钢的厚度为40~100mm的范围。需要说明的是，上述厚壁 高张力钢的制造条件以外的制造条件按照通常的方法设定即可。
[0134] 对于本发明的厚壁高张力钢而言，不仅抑制了焊接热影响部的奥氏体晶粒的粗大 化，而且使高温也不熔解的铁素体相变生成核微细地分散，由此使焊接热影响部的组织微 细化，因此可获得高韧性。另外，即使在多层焊接时的热循环的作用下再加热至2相区域的 区域，由最初焊接形成的焊接热影响部的组织也被微细化，因此，在2相区域再加热区域未 相变区域的韧性得到提高，再相变的奥氏体晶粒也发生微细化，从而能够减小韧性降低的 程度。而且，通过微细地生成T i、Nb、Mo的复合析出物，形成CT0D特性和PWHT特性优异的厚壁 高张力钢板。
[0135] 实施例
[0136] 接下来，对本发明的实施例进行说明。
[0137] 将具有表2所示成分组成的钢序号为A~Z的连续铸造钢坯作为原材料，然后进行 表3所示的热乳和热处理，制造了厚度50~150mm的厚钢板。作为钢板的评价方法，拉伸试验 如下：从钢板的板厚1 /2位置以试验片的长度方向与钢板的乳制方向垂直的方式采取JIS4 号试验片，测定了屈服应力(YS)和拉伸强度(TS)。
[0138] 另外，夏比冲击试验如下:从钢板的板厚1/2位置以试验片的长度方向与钢板的乳 制方向垂直的方式采取JIS4号2mmV切口试验片，测定了-40°C时的吸收能vE-4〇°C。需要说明 的是，在本实施例中，将满足YS彡460MPa、TS彡570MPa及vE-4Q°C彡200J的所有条件的试验片 评价为钢板特性良好。
[0139] 焊接部韧性的评价如下:使用レ型坡口，制作利用焊接输入热量35kJ/cm的埋弧焊 接而形成的多层堆焊接缝，将钢板的板厚1/2位置的平直侧的焊接焊口作为夏比冲击试验 的切口位置，测定了-40°C温度时的吸收能vE-4〇°C。然后，将3个试验片的平均值满足vE-4 〇°C 多150J的试验片判定为焊接部韧性良好。
[0140] 另外，将平直侧的焊接焊口作为CT0D试验片的切口位置，测定δ-l〇°C (为-10°C时 的CT0D值），将试验数量3个中CT0D值(δ-HTC)的最小值为0.5mm以上的情况判定为焊接接 缝的CT0D特性良好。
[0141] 此外，通过TEM复型法采取钢中的析出部，基于10万倍、4视野的观察通过图像处理 求出平均等效圆直径，将其作为析出物尺寸。另外，通过EDX选出粒径基本上接近平均值的 析出物，求出该析出物组成，求出作为3个的平均的〔Nb〕/(〔Ti〕+〔Nb〕+〔Mo〕）。
[0142] 对于PWHT后的钢板特性变化，求出了 ATS( = TS(PWHT后）_TS(PWHT前））、Δ vTrs (=vTrs (PWHT后)-vTrs (PWHT前））。对于PWHT热处理而言，在580 °C下保持4小时，并将升温、 降温速度设为70°C/小时来进行。
[0143] 表3中同时记载了热乳条件、热处理条件、以及钢板特性、上述焊接部的夏比冲击 试验结果和CT0D试验结果、析出物尺寸/组成、PWHT后的钢板特性变化。

[0146]如表2所不，钢序号A~E是符合本发明的钢，钢序号F~Z是钢成分的任一种在本发 明的范围以外的比较钢。另外，表3的试样No. 1、2、5、6、8及11均为发明例，得到了在焊接焊 口的夏比冲击试验结果、焊接焊口的三点弯曲CTOD试验结果、钢板中的析出物尺寸/组成和 PWHT特性的所有项目均满足目标的结果。
[0147] 另一方面，试样如.3、4、7、9、10、12~31的钢板成分、制造条件、析出物尺寸/组成 中的至少一项在本发明的范围外，钢板特性、焊接焊口的夏比冲击试验结果、焊接焊口的三 点弯曲CT0D试验结果、PWHT特性中的任意结果/特性不满足目标。需要说明的是，在表3中， 横线的项目是指无法测定该项目的意思。
[0148] 另外可知，对于根据本发明而得到的发明例的钢而言，钢板的屈服应力（YS)为 460MPa以上、夏比冲击试验吸收能（vE-4〇°C)为200J以上，钢板强度、韧性均优异，且即使是 焊接接缝焊口，vE-4〇°C也为150J以上，CT0D值为0.5mm以上，焊接热影响部的韧性也优异。另 外，如果析出物的平均粒径为2(^111以下且〔他〕/(〔1^〕+〔他〕+〔1〇〕）彡0.3，则?1!11'后的钢板 特性也优异。与此相对，可知脱离本发明的范围的比较例仅得到了上述特性中的任意特性 较差的钢板。
【主权项】
1. 一种钢板，其具有以下的钢板成分： 以质量％计，含有c:0.020 ~0.090%、Si:0.01~0.35%、Mn:1.40~2.00%、P:0.008% 以下、S:0.0035% 以下、A1:0.010~0.060%、Ni :0.40~2.00%、Mo :0.05~0.50%、Nb: 0.005~0.040%、Ti:0.005~0.025%、N:0.0020~0.0050%、Ca :0.0005~0.0050%&0: 0.0035% 以下， 下述式（1)规定的Ceq为0.420~0.520%的范围，满足下述式(2)、式(3)及式(4)，并且 将B抑制在低于0.0003%，余量由Fe及不可避免的杂质构成， 所述钢板具有平均粒径为20nm以下的析出物，该析出物含有Ti、Nb及Mo,且Ti量 (〔11〕）、他量（〔他〕）和此量（〔1〇〕）的含量范围满足〔他〕/(〔11〕+〔他〕+〔1〇〕）彡0.3的关系， Ceq=[C] + [Mn]/6+([Cu] + [Ni] )/15+( [Cr] + [Mo] + [V] )/5---(1) 1.5^[Τ?]/[Ν]^4.0···(2) 〇<{[Ca] -(0.18+130 X[Ca]) X[0]}/1.25/[S]<1 ·5··· (3) 5.5[C](4/3)+15[P]+0.90[Mn]+0.12[Ni]+7.9[Nb](1/2)+0.53[Mo]^3.70---(4) 其中，[M]表示钢板中的元素 M的含量(质量％ )。2. 根据权利要求1所述的钢板，其中，所述钢板成分中以质量％计还含有选自Cu:小于 0.7%、Cr :0.1~1.0%及V:0.005~0.05%中的一种或2种以上。3. 根据权利要求1或2所述的钢板，其中，所述钢板成分中以质量％计还含有选自Mg: 0 · 0002~0 · 0050%及REM:0 · 0010~0 · 0200% 中的一种或2种。4. 一种钢板的制造方法，该方法包括:将具有权利要求1~3中任一项所述的钢板成分 的钢加热至950~1150°C后，实施在900°C以上的温度范围的累积压下率为30%以上、在小 于900 °C的温度范围的累积压下率为30~70 %的热乳，然后以1.0 °C/秒以上的冷却速度至 少冷却至500°C。5. 根据权利要求4所述的钢板的制造方法，其中，在所述冷却后，进一步在450~650°C 下实施回火处理。
【文档编号】C21D8/02GK105980588SQ201480067195
【公开日】2016年9月28日
【申请日】2014年12月10日
【发明人】宫克行, 一宫克行, 木津谷茂树, 长谷和邦, 远藤茂
【申请人】杰富意钢铁株式会社