專利名稱：焊接接頭部的韌性優(yōu)異的鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種焊接接頭部，尤其是焊接熱影響部的韌性優(yōu)異，且母材自身也具有優(yōu)異韌性的鋼板。涉及例如一般的造船用鋼板為首，在應(yīng)用于曝露在低溫條件下的例如造船用低溫鋼板和液化石油氣貯藏容器用鋼板等的情況下，也顯示出優(yōu)異的韌性，并且焊接接頭韌性優(yōu)異的鋼板。
背景技術(shù)：
現(xiàn)在，在各個的領(lǐng)域都需求低溫韌性優(yōu)異的鋼板。例如，貯藏液化石油氣(LPG)和液化氨的低溫用容器等，因?yàn)闉榱藢怏w保持為液化狀態(tài)而要在-60℃左右以下的低溫使用，所以要求在這樣的低溫條件下也能確保優(yōu)異的韌性。另外在造船用的低溫鋼板中，由于輸送時要在低于零下溫度區(qū)域的海洋航行，所以要求承受-20℃左右的低溫的韌性。使用于如此用途的鋼板的特別是焊接接頭部，因?yàn)橛珊附訜崃克碌奈⒂^組織變化容易使韌性劣化，所以強(qiáng)烈需求焊接接頭部的低溫韌性優(yōu)異的鋼板。
因此，在例如特開昭54-19412號公報中，提出了通過調(diào)整鋼板的化學(xué)成分而改善焊接接頭部的低溫韌性。在此先行技術(shù)中，著眼于在焊接接頭部生成的島狀馬氏體，該島狀馬氏體因?yàn)镃(碳)是濃縮的硬質(zhì)相，容易成為破壞的起點(diǎn)，所以為了降低該島狀馬氏體而降低鋼材(母材)的C量。不過在最近，超越利用化學(xué)成分的調(diào)整的低溫韌性提高，要求進(jìn)一步的低溫韌性的改善。例如，在焊接時被加熱到1400℃左右的高溫的區(qū)域[熱影響部(以下，有時包括焊接接頭部全體稱為HAZ)等]中，因?yàn)榻Y(jié)晶粒粗大化而低溫韌性劣化，所以要求進(jìn)一步低溫韌性的改善。
因此，在特開平9-165656號公報中，提出了通過使TiN等的細(xì)微析出物分散，從而抑制在HAZ部的結(jié)晶粒的粗大化的方法。但是，在進(jìn)行高熱能焊接時，有比所述HAZ部還高溫(1400℃以上)的區(qū)域(例如，高熱能焊接時的焊接線附近等)，因?yàn)樵谶@樣的區(qū)域中TiN等的析出物固溶，所以不能期待到結(jié)晶粒的粗大化抑制效果。另外，在二相溫度域的加熱部，因?yàn)殍F素體和奧氏體成為平衡狀態(tài)，C從該鐵素體向奧氏體移動，C被濃縮于奧氏體，所以最終島狀馬氏體生成(這樣的現(xiàn)象，被稱為二相域脆化)，但是上述細(xì)微析出物，缺乏二相域脆化的防止效果。
另外本申請人，作為耐氨應(yīng)力腐蝕裂紋性良好，且HAZ部的韌性也優(yōu)異的低溫用鋼板，提出了特開平11-131178號公報記載的技術(shù)。此發(fā)明，是通過將C含量抑制在0.06％以下而提高耐銨應(yīng)力腐蝕裂紋性，并且通過使特定量的TiN含有而改善HAZ部的韌性，特別金屬組織以鐵素體為主體，在鐵素體晶界形成珠光體呈層狀分散的珠光體組織，由此而提高耐氨應(yīng)力腐蝕裂紋性和HAZ韌性這樣的2個需求特性。
此特開平11-131178號公報所記載的發(fā)明，在低溫氣氛下也顯示出優(yōu)異的耐應(yīng)力腐蝕裂紋性，并且在進(jìn)行高熱能焊接時，也能良好地確保焊接熱影響部的韌性，從這點(diǎn)就可以稱為優(yōu)異的低溫用鋼。不過需要者的要求不會停留于此，特別是要求焊接熱影響部的低溫韌性有進(jìn)一步的改善。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明著眼于上述這樣的情況，其目的在于提出一種鋼板，其在作為一般造船用等，或作為更低溫造船用和低溫用容器用等而應(yīng)用時，作為母材本身具有優(yōu)異的韌性，并且在HAZ韌性中，能發(fā)揮凌駕于所述先前申請發(fā)明之上的特性。
能夠解決上述課題的本發(fā)明的鋼板，含有C0.02～0.12％(質(zhì)量％的意思，以下相同)、N0.002～0.010％、Ti0.005～0.025％、以及Nb0.003～0.025％，在所述鋼板的橫截面內(nèi)，Ti氮化物和Nb碳氮化物的復(fù)合析出物存在100個/mm2以上。
本發(fā)明的上述鋼材，優(yōu)選含有Mn0.5～1.8％，滿足Si0.7％以下、Al0.1％以下。另外在該鋼材中，預(yù)期低溫韌性的進(jìn)一步改善，可以含有B0.0005～0.005％以及Ni0.01～0.5％的至少一方。此外，為了將鋼板的特性提高一級，根據(jù)需要特性，含有如下也有效即從Zr0.0003～0.05％、Ca0.0005～0.005％、Mg0.0005～0.005％、REM0.0005～0.01％組成的群中任選至少1種，或者，從Cu0.01～0.5％、Cr0.05～0.5％、Mo0.01～0.5％、V0.005～0.1％組成的群中任選至少1種。
另外，本發(fā)明的制造方法，作為能夠更確實(shí)地得到具有上述特性的鋼板的方法，是賦有一定位置的發(fā)明，其具有如下特征，在熱軋滿足上述化學(xué)成分的必要條件的鋼材時，將800℃以上的溫度域的壓下率控制在40％以上，并且把在低于800℃的溫度域的壓下率控制在30％以上，使鋼板內(nèi)分散析出Ti氮化物和Nb碳氮化物的復(fù)合析出物。
在實(shí)施該制造方法時，如果在上述熱軋結(jié)束后，以1～50℃/sec的速度加速冷卻，或者進(jìn)一步在該加速冷卻之后，以500℃以上、Acl相變點(diǎn)以下的溫度進(jìn)行回火，因?yàn)槟軌驅(qū)摪宓男阅芴岣咭患墸詾閮?yōu)選。
本發(fā)明的鋼板，通過將碳含量抑制為低水平，另外使N和Ti還有Nb適量含有，在鋼材中以細(xì)微分散狀態(tài)使Ti氮化物和Nb碳氮化物的復(fù)合析出物生成，從而提高母材自身的韌性，并且特別能夠更確實(shí)地防止在HAZ部中的結(jié)晶粒的粗大化，而提供HAZ部韌性的卓越的鋼板。


圖1是表示TiN和Nb(CN)的復(fù)合析出物的形態(tài)的顯微鏡照片。
具體實(shí)施例方式
本發(fā)明者們期待上述這樣的課題的解決而反復(fù)銳意研究，其結(jié)果是得出如下認(rèn)識，而能夠圓滿地解決本發(fā)明的意圖的所述課題，從而完成所述的本發(fā)明，即將鋼材的碳含量抑制在低水平，以此為前提，使適量的Ti和N含有，此外再使適量的Nb含有，由此在鋼材中使由Ti氮化物和Nb碳氮化物組成的復(fù)合析出物細(xì)微析出。
即在本發(fā)明中，首先作為第一的必要條件，必須將碳含量納入0.02～0.12％的范圍。其理由是因?yàn)闉榱舜_保作為鋼材必要的結(jié)構(gòu)強(qiáng)度，0.02％以上的C(碳)必不可少，低于此時強(qiáng)度將不足。可以更優(yōu)選為0.03％以上。另一方面，本發(fā)明假定如前述，例如是應(yīng)用于曝露在所謂-20℃或-60℃以下的低溫條件的用途，要確保經(jīng)受于如此的低溫條件下使用的母材韌性，并且還要防止HAZ部的韌性劣化，那么C量必須抑制在0.12％以下。更優(yōu)選C量的上限為0.10％，進(jìn)一步優(yōu)選為0.07％以下。
其次，N(氮)量需要控制在0.002～0.010％的范圍。即在本發(fā)明中，N與后述的Ti結(jié)合而成為氮化物的生成源，并且成為Nb碳氮化物的生成源，特別是在提高HAZ韌性上是不可缺少的元素，當(dāng)?shù)陀?.002％，作為上述氮化物的析出量變得不充分，難以獲得預(yù)期水平的韌性改善效果。但是若N量變得過多，則由于非金屬夾雜物含量的增大，反而使韌性劣化，因此應(yīng)該抑制在0.010％以下。更優(yōu)選N量為0.004％以上，但在0.008％以下。
Ti是在通過Ti氮化物的生成，而使與Nb碳氮化物的復(fù)合析出物生成上重要的元素，必須含有為0.005％以上但在0.025％以下。當(dāng)?shù)陀?.005％，Ti氮化物的生成量不足，而與Nb碳氮化物的復(fù)合析出物的生成量也變得不充分，將無法取得使人滿意的HAZ韌性。但是若過多，則因?yàn)榉炊蔀槭鬼g性劣化的原因，所以必須抑制在0.025％以下。更優(yōu)選Ti含量為0.008％以上但在0.020％以下。
Nb是本發(fā)明中最有特點(diǎn)的元素，與碳和氮結(jié)合成為Nb碳氮化物的生成源，與上述Ti氮化物一起生成復(fù)合析出物，賦予HAZ韌性的提高以顯著的效果。為了有效地使如此效果發(fā)揮，必須至少使之含有0.003％以上，可以優(yōu)選為0.005％以上，進(jìn)一步優(yōu)選使之含有0.010％以上。但是，如此的Nb的添加效果在大約0.025％飽和，若在此以上變多，則淬火性變得過剩，因?yàn)镠AZ部成為島狀馬氏體多的上部貝氏體，HAZ韌性變差，所以可以至多為0.025％以下，優(yōu)選抑制在0.020％左右以下。
在本發(fā)明中，如先前簡單地說明，還有如追加的詳述，其最大的特征在于，通過使鋼中適量析出Ti氮化物和Nb碳氮化物的復(fù)合析出物，從而提高HAZ韌性，為此的必須元素是C、N、Ti、Nb的4種元素，但是作為鋼材的基本成分，優(yōu)選滿足Si0.7％以下；Mn0.5～1.8％；Al0.1％以下。
上述Si，若在鋼中的含量變得過多，則使島狀馬氏體增加，加強(qiáng)了使焊接接頭部的低溫韌性劣化的傾向，所以可以抑制為0.7％以下，優(yōu)選為0.5％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.3％以下。還有，因?yàn)镾i多被使用于鋼水的脫氧，所以幾乎不可避免地要混入鋼中。另外，由于也有助于鋼板的強(qiáng)度提高，所以Si可以為0.01％左右以上，優(yōu)選含有0.05％左右以上。
另外，Mn具有提高淬火性而提高鋼板的強(qiáng)度的作用，可以優(yōu)選含有0.5％以上，更優(yōu)選為0.7％以上，進(jìn)一步優(yōu)選為1.0％以上。但是若Mn量變得過量，則因?yàn)閸u狀馬氏體增大而有使HAZ部的低溫韌性劣化的傾向，所以可以優(yōu)選抑制在1.8％以下，更優(yōu)選在1.6％以下。
因?yàn)锳l多被作為脫氧劑而使用，所以是在鋼水的制造過程中不可避免混入的元素，但是若過多，則因?yàn)檠趸锵祳A雜物含量的增大，從而使鋼材的韌性劣化，所以可以抑制在0.1％以下，優(yōu)選在0.08％以下，更優(yōu)選在0.06％以下。另一方面，因?yàn)锳l生成AlN系析出物，具有使高熱能焊接時的HAZ韌性提高的作用，所以，在想利用Al有效地使HAZ韌性提高效果發(fā)揮時，積極地使Al含有例如0.01％以上，優(yōu)選為0.02％以上也有效。
本發(fā)明的鋼板，除所述元素以外，也可以根據(jù)必要包含其他的元素，例如，韌性提高元素[B0.005％以下、Ni0.5％以下等]；析出物形成元素[Zr0.05％以下、Ca0.005％以下、Mg0.005％以下、和REM0.01％以下等]；強(qiáng)度提高元素[Cu0.5％以下、Cr0.5％以下、Mo0.5％以下、V0.1％以下等]。
韌性提高元素B、Ni等B通過BN的生成，具有固定對HAZ韌性有害的固溶N的作用。B含量的下限沒有特別規(guī)定，但是在積極地發(fā)揮這種作用時，可以使之含有0.0003％以上，優(yōu)選為0.0005％以上。但是，因?yàn)槿鬊含量變得過量，則反而使高熱能焊接時的HAZ韌性劣化，所可以抑制在0.005％以下，優(yōu)選在0.004％以下。
Ni有利于使韌性提高。Ni含量的下限沒有特別限定，但是在積極發(fā)揮這種作用時，可以使之含有0.01％以上，優(yōu)選為0.05％以上的。但是，因?yàn)槿鬘i含量過多，則氧化皮痂變得容易發(fā)生，所以可以抑制在0.5％以下，優(yōu)選為0.4％以下。上述韌性提高元素，可以單獨(dú)添加，也可以復(fù)合添加2種。
析出物形成元素Zr、Ca、Mg、REM等Zr與所述Ti同樣形成氮化物，有助于高熱能焊接時的HAZ韌性的提高。Zr含量的下限沒有特別限定，但是在積極期待這種作用時，可以使之含有0.0003％以上，優(yōu)選為0.0005％以上。但是，因?yàn)槿鬦r含量過多，則由于純凈度的降低而成為引起韌性劣化的原因，所以可以抑制在0.05％以下，優(yōu)選為0.005％以下。
Ca、Mg和REM(稀土族元素)，形成氧化物、硫化物、氧硫化物等，具有抑制HAZ部的結(jié)晶粒的粗大化的作用，除此之外還有減輕母材的各向異性的作用。Ca、Mg和REM含量的下限沒有被特別限定，但是為了積極地活用這種作用，可以使之含有Ca為0.0005％以上(優(yōu)選為0.0010％以上)，Mg為0.0005％以上(優(yōu)選為0.0010％以上)，REM為0.0005％以上(優(yōu)選為0.0010％以上)。但是，因?yàn)槿暨@些Ca、Mg、REM過多，則鋼的純凈度降低而成為物性劣化的原因，所以可以抑制Ca為0.005％以下(優(yōu)選為0.003％以下)，Mg為0.005％以下(優(yōu)選為0.003％以下)，REM為0.01％以下(優(yōu)選為0.005％以下，特別優(yōu)選為0.003％以下)。上述析出物形成元素，可以單獨(dú)添加，也可以2種以上以任意的組合復(fù)合添加。
強(qiáng)度提高元素Cu、Cr、Mo、V等Cu是對通過固溶強(qiáng)化和強(qiáng)化析出使鋼的強(qiáng)度提高有效的元素，添加量的下限沒有被特別限定，但是在積極地活用這種作用時，可以使之含有0.01％以上，優(yōu)選為0.05％以上。但是，因?yàn)槿鬋u含量過多，則鋼的熱加工性劣化，裂紋將容易進(jìn)入鋼板表面，所以可以抑制在0.5％以下，優(yōu)選為0.3％以下。
Cr和Mo任一個均對母材的強(qiáng)度提高有效地起作用。Cr和Mo的添加量的下限沒有被特別限定，但是在積極地期待這種作用效果時，可以含有Cr為0.05％以上(優(yōu)選為0.10％以上)，Mo為0.01％以上(優(yōu)選為0.05％以上)。但是，因?yàn)槿鬋r和Mo變得過量，則有使高熱能焊接時的HAZ韌性劣化的傾向，所以應(yīng)該抑制在Cr為0.5％以下(優(yōu)選為0.3％以下)，Mo為0.5％以下(優(yōu)選為0.3％以下)。
V是通過析出強(qiáng)化而使鋼的強(qiáng)度上升的元素，添加量的下限沒有被特別規(guī)定，但是，在積極地活用這種作用時，可以含有0.005％以上(優(yōu)選為0.010％以上)。但是，因?yàn)槿鬡過多，則高熱能焊接時的HAZ韌性劣化，所以可以抑制在0.1％以下(優(yōu)選為0.05％以下)。
上述強(qiáng)度提高元素，可以單獨(dú)添加，也可以2種以上以任意的組合并用。
本發(fā)明的鋼材的剩余部成分實(shí)質(zhì)上是Fe和不可避免的雜質(zhì)，作為不可避免的雜質(zhì)，可列舉出例如P和S等。這些P和S，積極地降低也有效，例如，P可以降低至0.015％以下。這是因?yàn)槿鬚變多則焊接性劣化，所以可以優(yōu)選抑制在0.010％以下。還有P，如果為0.001％左右以下，則幾乎不會產(chǎn)生切實(shí)危害。
另外，S可以抑制在0.005％以下。這是因?yàn)槿鬝量變多則硫化物系夾雜物增大，鋼板的母材韌性變得容易劣化。優(yōu)選為0.003％以下。還有，如果S為0.001％程度以下，則幾乎不會產(chǎn)生切實(shí)危害。
在本發(fā)明采用的鋼材的成分組成如上述，但在本發(fā)明中除了這些成分組成之外，存在于鋼板截面內(nèi)的Ti和Nb的碳氮化物的存在形態(tài)，在提高HAZ韌性上也極其重要，在鋼板的橫截面內(nèi)Ti氮化物和Nb碳氮化物的復(fù)合析出物分散為100個/mm2以上，具有現(xiàn)有材不具備的特征。即，所謂該復(fù)合析出物，例如若根據(jù)TEM(透射型電子顯微鏡)照片，則如圖1(圖紙代用顯微鏡照片)顯示其一個示例，是在比較粗大的Ti氮化物的側(cè)緣和邊角部，以Nb碳氮化物附著這樣的狀態(tài)而析出的復(fù)合析出物。
然后，從如后述的大量的實(shí)施例、比較例之中選擇HAZ韌性優(yōu)異的鋼種，進(jìn)行TEM/EDS(能散型X射線元素分析)分析時，在圖1由箭頭表示的析出物為Ti氮化物，以附著于由該氮化物組成的析出物的周邊和邊角部的狀態(tài)析出的是Nb碳氮化物，這樣Ti氮化物和Nb碳氮化物作為復(fù)合析出物，在鋼板截面內(nèi)分散有100個/mm2以上，更優(yōu)選為200個/mm2以上的鋼材，均被確認(rèn)到顯示出優(yōu)異的HAZ韌性。
因此，在進(jìn)一步追求該復(fù)合析出物的作用時，與Ti氮化物單獨(dú)析出的鋼板比較，確定有發(fā)揮如下的作用。即，在焊接時被加熱到1400℃左右的高溫的HAZ區(qū)域中，即使例如Ti氮化物存在，在該高溫區(qū)域Ti氮化物熔融從而失去結(jié)晶粒細(xì)微化效果，相對于此，因?yàn)門i氮化物和Nb碳氮化物的復(fù)合析出物在高溫區(qū)域難以熔融，在成為高溫的HAZ區(qū)域中也難以完全熔融，所以發(fā)揮出高的結(jié)晶粒細(xì)微化效果，另外，該復(fù)合析出物的一部分在高溫域也會熔融，不過，因?yàn)檫@些以局部的稠化狀態(tài)存在，所以在受到焊接熱后的冷卻時，容易作為細(xì)微晶粒再析出，由于其作為鐵素體相變核起作用，從而被確認(rèn)到發(fā)揮結(jié)晶粒細(xì)微化效果。
還有在本發(fā)明中，上述復(fù)合析出物的定量，是對供試鋼板的橫截面進(jìn)行鏡面研磨，電解腐蝕之后進(jìn)行TEM觀察，對于其尺寸和個數(shù)，從以倍率15000倍拍攝的截面照片隨意選擇20個區(qū)域，測定復(fù)合析出物的尺寸和個數(shù)，作為其平均值而求得。上述復(fù)合析出物，如所述圖1的顯微鏡照片所示，其大體上具有100nm左右的尺寸，10nm左右以下的微細(xì)的幾乎不存在。因而，根據(jù)上述倍率的TEM照片，調(diào)查能夠觀察的全部復(fù)合析出物數(shù)量，將其換算為面積1mm2內(nèi)的個數(shù)而求得。
還有，具有上述這樣的特性的鋼板的制造方法沒有被特別限制，不過作為優(yōu)選方法，將滿足所述這樣的成分組成的必要條件的鋼材，熔煉、鑄造之后軋制，這時如下述這樣控制軋制有效。即，在鑄造后的熱軋工序中，將在800℃以上的溫度區(qū)域的壓下率調(diào)整為40％以上，更優(yōu)選為50％以上，并且，可以將低于800℃的溫度區(qū)域的壓下率控制在30％以上，更優(yōu)選為50％以上，如果采用這樣的熱軋條件，通過使用如前述那樣成分組成被調(diào)整的鋼材，能夠確實(shí)地使上述最佳的數(shù)量的復(fù)合析出物生成。
另外，當(dāng)在800℃的溫度區(qū)域的壓下率低于40％，因?yàn)樵谠俳Y(jié)晶溫度區(qū)域的壓下率不足，所以奧氏體的晶粒細(xì)化變得不充分，另外當(dāng)在低于800℃的溫度區(qū)域的壓下率低于30％，因?yàn)樵谖丛俳Y(jié)晶區(qū)域的壓下率不足，所以向TiN核的Nb(CN)的析出變得不充分，任何一種情況都難以確保本發(fā)明目標(biāo)的數(shù)量的復(fù)合析出物。
還有，本發(fā)明的鋼板的板厚未被特別限制，能夠適用于各種的厚度的鋼板(包含平板和波形板等)，但是使本發(fā)明的效果更有效地發(fā)揮的，是厚度為7mm程度以上(優(yōu)選為10mm以上)的鋼板。板厚的上限沒有被特別限制，但是通常為50mm以下(尤其30mm以下)左右。
實(shí)施例以下，列舉實(shí)驗(yàn)例更具體地說明本發(fā)明，不過本發(fā)明當(dāng)然不會由于下述實(shí)驗(yàn)例而受到限制，當(dāng)然能夠在符合前、后所述宗旨的范圍內(nèi)適當(dāng)?shù)丶右宰兏鴮?shí)施，這些均包含于本發(fā)明的技術(shù)性范圍。還有，由下述實(shí)驗(yàn)例得到的鋼板的評價，按如下這樣進(jìn)行。
在通過控制軋制而得到的鋼板的深度t/4位置(t為鋼板的厚度)中，切出與軋制方向平行的截面進(jìn)行研磨，對此截面，通過電解腐蝕后的TEM分析(視野數(shù)20)，調(diào)查Ti氮化物、Nb碳氮化物和它們的復(fù)合析出物的個數(shù)。
作為模擬進(jìn)行高熱能(8kJ/mm)單面墊板焊接時的熱循環(huán)的HAZ韌性評價法，是以加熱溫度1400℃、800～500℃的冷卻時間(Tc)100秒的熱循環(huán)而對各供試鋼板進(jìn)行熱處理后，測定在溫度-60℃的擺錘吸收能量(V槽口)。還有，作為試驗(yàn)片，使用尺寸10mm×10mm×55mm的棒狀，在中央部單面形成深度2mm的V槽口的試驗(yàn)片。
作為模擬進(jìn)行高熱能(50kJ/mm)SEGARC焊接時的熱循環(huán)的HAZ韌性評價法，是以加熱溫度1400℃、800～500℃的冷卻時間(Tc)500秒的熱循環(huán)而對各供試鋼板進(jìn)行熱處理后，測定在溫度-20℃的擺錘吸收能量(V槽口)。還有，試驗(yàn)片與上述相同，使用尺寸10mm×10mm×55mm的棒狀，在中央部單面形成深度2mm的V槽口的試驗(yàn)片。
實(shí)驗(yàn)例1在含有C0.05％、Si0.15％、Mn1.50％、P0.009％、S0.002％、Al0.030％、Ti0.014％、N0.0045％的鋼材(鋼種標(biāo)號Z；剩余部為Fe和不可避免的雜質(zhì))中，添加下述表1所示量的Nb，進(jìn)而熔煉鑄造的鋼材，通過以如表1所示的各種的條件對其控制軋制，從而得到板厚15mm的鋼板。
所得到的鋼板的評價結(jié)果在下述表1表示。
表1


※1熱循環(huán)擺錘試驗(yàn)，vE-60(J)、1400℃加熱，Tc100sec
由表1可進(jìn)行如下解析。
因?yàn)榫幪?-1、1-2，Nb含量不足，所以TiN和Nb(CN)的復(fù)合析出物的個數(shù)未達(dá)到本發(fā)明的規(guī)定數(shù)量，根據(jù)熱循環(huán)擺錘試驗(yàn)所評價的HAZ韌性不充分。另外編號1-4、1-10、1-11、1-12、1-13、1-16、1-17，Nb含量雖然滿足規(guī)定的必要條件，但是因?yàn)檐堉茥l件不合適，所以TiN和Nb(CN)的復(fù)合析出物的個數(shù)未達(dá)到本發(fā)明的規(guī)定數(shù)量，果然，根據(jù)熱循環(huán)擺錘試驗(yàn)所評價的HAZ韌性差。編號1-18，因?yàn)镹b含量超過規(guī)定值，所以TiN和Nb(CN)的復(fù)合析出物的個數(shù)雖然達(dá)到了本發(fā)明的規(guī)定數(shù)量，但是淬火性變得過剩，HAZ部的組織成為島狀馬氏體多的上部貝氏體，HAZ韌性劣化。除上述以外，因?yàn)镹b含量適當(dāng)且軋制條件也適當(dāng)，所以TiN和Nb(CN)的復(fù)合析出物有充分量生成，并且也沒有淬火性過剩，能夠得到優(yōu)異的熱循環(huán)后沖擊特性。
實(shí)驗(yàn)例2熔煉、鑄造下述表2所示的成分組成的鋼材，以下述表3、4所示的各種的條件進(jìn)行控制軋制，使板厚到15mm。
所得到的鋼板的評價結(jié)果在表3、4表示。
表2


表3


※1熱循環(huán)擺錘試驗(yàn)，vE-60(J)、1400℃加熱，Tc100sec
表4


※1熱循環(huán)擺錘試驗(yàn)，vE-60(J)、1400℃加熱，Tc100sec
由表2～4可進(jìn)行如下解析。
編號2-1～2-20以及2-27～2-34，因?yàn)榛瘜W(xué)成分、軋制條件均納入到優(yōu)選范圍，所以TiN和Nb(CN)的復(fù)合析出物的個數(shù)有充分量生成，能夠得到優(yōu)異的HAZ韌性。相對于此，編號2-22、2-23、2-25、2-26，因?yàn)镹b量或Ti量不足，所以TiN和Nb(CN)的復(fù)合析出物的個數(shù)未達(dá)到本發(fā)明的規(guī)定數(shù)量，根據(jù)熱循環(huán)擺錘試驗(yàn)所評價的HAZ韌性不充分。另外編號2-21、2-24，化學(xué)成分滿足本發(fā)明的規(guī)定范圍，但是因?yàn)檐堉茥l件不適當(dāng)，所以TiN和Nb(CN)的復(fù)合析出物的個數(shù)未達(dá)到本發(fā)明的規(guī)定數(shù)量，HAZ韌性差。
實(shí)驗(yàn)例3在含有C0.08％、Si0.15％、Mn1.50％、P0.007％、S0.002％、Al0.025％、Ti0.013％、N0.0050％的鋼材(鋼種標(biāo)號Y；剩余部為Fe和不可避免的雜質(zhì))中，添加下述表5所示量的Nb，進(jìn)而熔煉鑄造的鋼材，以如表1所示的各種的條件對其控制軋制，由此而得到板厚60mm的鋼板。
所得到的鋼板的評價結(jié)果在下述表5表示。
表5


※1熱循環(huán)擺錘試驗(yàn)，vE-20(J)、1400℃加熱，Tc500sec
由表5可進(jìn)行如下解析。
編號3-1、3-2，因?yàn)镹b含量不足，所以TiN和Nb(CN)的復(fù)合析出物的個數(shù)未達(dá)到本發(fā)明的規(guī)定數(shù)量，根據(jù)熱循環(huán)擺錘試驗(yàn)所評價的HAZ韌性不充分。還有編號3-4、3-10、3-11、3-12、3-13、3-16、3-17，Nb含量雖然滿足規(guī)定必要條件，但是因?yàn)檐堉茥l件不適當(dāng)，所以TiN和Nb(CN)的復(fù)合析出物的個數(shù)未達(dá)到本發(fā)明的規(guī)定數(shù)量，根據(jù)熱循環(huán)擺錘試驗(yàn)所評價的HAZ韌性差。編號3-18，因?yàn)镹b含量超過規(guī)定值，所以TiN和Nb(CN)的復(fù)合析出物的個數(shù)雖然達(dá)到本發(fā)明的規(guī)定數(shù)量，但是淬火性過剩，HAZ部的組織成為島狀馬氏體多的上部貝氏體，HAZ韌性劣化。
除上述之外，因?yàn)镹b含量適當(dāng)且軋制條件也適當(dāng)，所以TiN和Nb(CN)的復(fù)合析出物有充分量生成，并且也沒有淬火性過剩，能夠得到優(yōu)異的熱循環(huán)后沖擊特性。
實(shí)驗(yàn)例4熔煉、鑄造下述表6所示的成分組成的鋼材，以下述表7、8所示的各種的條件控制軋制，使板厚為60mm。
所得到的鋼板的評價結(jié)果在表7、8表示。
表6


表7


※1熱循環(huán)擺錘試驗(yàn)，vE-20(J)、1400℃加熱，Tc500sec
表8


※1熱循環(huán)擺錘試驗(yàn)，vE-20(J)、1400℃加熱，Tc500sec
由表6～8可進(jìn)行如下解析。
編號4-1～4-20和4-27～4-34，因?yàn)榛瘜W(xué)成分、軋制條件均納入到優(yōu)選范圍，所以TiN和Nb(CN)的復(fù)合析出物的個數(shù)有充分量生成，能夠得到優(yōu)異的HAZ韌性。相對于此，編號4-22、4-23、4-25、4-26，因?yàn)镹b量或Ti量不足，所以TiN和Nb(CN)的復(fù)合析出物的個數(shù)未達(dá)到本發(fā)明的規(guī)定數(shù)量，根據(jù)熱循環(huán)擺錘試驗(yàn)所評價的HAZ韌性不充分。還有編號4-21、4-24，化學(xué)成分滿足本發(fā)明的規(guī)定范圍，但是因?yàn)檐堉茥l件不適當(dāng)，所以TiN和Nb(CN)的復(fù)合析出物的個數(shù)未達(dá)到本發(fā)明的規(guī)定數(shù)量，HAZ韌性差。
工業(yè)上的利用可能性本發(fā)明的鋼板，因?yàn)镠AZ部(特別是高熱能焊接時的焊接線附近等)的低溫韌性優(yōu)異，適用于通常的用途的鋼板和一般的造船用鋼材，從根本上，能夠特別有效地作為用于要求低溫韌性的例如造船用低溫鋼板，或者進(jìn)一步用于液化石油氣(LPG)和貯藏液化氨的低溫用容器的鋼板等。
權(quán)利要求
1.一種鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，包含C0.02～0.12％、N0.002～0.010％、Ti0.005～0.025％、和Nb0.003～0.025％，在所述鋼板的橫截面內(nèi)，Ti氮化物和Nb碳氮化物的復(fù)合析出物存在100個/mm2以上。
2.根據(jù)權(quán)利要求1記載的鋼板，其特征在于，包含Mn0.5～1.8％，滿足Si0.7％以下，以及Al0.1％以下。
3.根據(jù)權(quán)利要求1記載的鋼板，其特征在于，包含B0.0005～0.005％以及Ni0.01～0.5％的至少一種。
4.根據(jù)權(quán)利要求1記載的鋼板，其特征在于，包含從由如下構(gòu)成的群中任選的至少1種Zr0.0003～0.05％、Ca0.0005～0.005％、Mg0.0005～0.005％、以及REM0.0005～0.01％。
5.根據(jù)權(quán)利要求1記載的鋼板，其特征在于，包含從由如下構(gòu)成的群中任選的至少1種Cu0.01～0.5％、Cr0.05～0.5％、Mo0.01～0.5％、以及V0.005～0.1％。
6.一種制造鋼板的方法，其特征在于，用于制造權(quán)利要求1所述的鋼板，在熱軋時，將800℃以上的溫度區(qū)域的壓下率設(shè)為40％以上，并且將低于800℃的溫度區(qū)域的壓下率控制在30％以上，在鋼板內(nèi)使Ti氮化物和Nb碳氮化物的復(fù)合析出物分散析出。
7.根據(jù)權(quán)利要求6記載的鋼板的制造方法，其特征在于，所述熱軋結(jié)束后，以1～50℃/sec的速度進(jìn)行加速冷卻。
8.根據(jù)權(quán)利要求7記載的鋼板的制造方法，其特征在于，所述加速冷卻后，以500℃以上，但在Acl相變點(diǎn)以下的溫度進(jìn)行回火。
全文摘要
本發(fā)明公開一種鋼板，由含有C0.02～0.12％(質(zhì)量％的意思，以下相同)、N0.002～0.010％、Ti0.005～0.025％以及Nb0.003～0.025％的鋼材構(gòu)成，在由該鋼材構(gòu)成的鋼板的橫截面內(nèi)，Ti氮化物和Nb碳氮化物的復(fù)合析出物分散有100個/mm
文檔編號B21B37/58GK101041880SQ20061006768
公開日2007年9月26日 申請日期2006年3月23日 優(yōu)先權(quán)日2006年3月23日
發(fā)明者岡野重雄 申請人:株式會社神戶制鋼所