變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼管、高強(qiáng)度鋼板、以及前述鋼板的制造方法
【專(zhuān)利摘要】一種變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼管，其是將成形為管狀的母材鋼板焊接而成的鋼管，前述母材鋼板以質(zhì)量％計(jì)分別包含C：0.010～0.080％、Si：0.01～0.50％、Mn：1.2～2.8％、S：0.0001～0.0050％、Ti：0.003～0.030％、B：0.0003～0.005％、N：0.0010～0.008％、O：0.0001～0.0080％，并包含Cr、Cu、Ni中的1種以上，且P、Al、Mo分別限制為：P：0.050％以下、Al：0.020％以下、Mo：0.03％以下，碳當(dāng)量Ceq為0.30～0.53，裂紋敏感性指數(shù)Pcm為0.10～0.20，余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)組成，前述母材鋼板的金相組織的多角形鐵素體的面積率為27～90％，余量為由貝氏體、馬氏體中的一者或兩者構(gòu)成的硬質(zhì)相。
【專(zhuān)利說(shuō)明】變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼管、高強(qiáng)度鋼板、以及前述鋼板的制造方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明尤其涉及對(duì)于原油和天然氣運(yùn)輸用的總管(line pipe)而言適合的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼管、高強(qiáng)度鋼板、以及前述鋼板的制造方法。
[0002]本申請(qǐng)基于2011年12月28日在日本申請(qǐng)的日本特愿2011-287752號(hào)和日本特愿2011-287699號(hào)要求優(yōu)先權(quán)，將其內(nèi)容援引至此。
【背景技術(shù)】
[0003]近年來(lái)，作為原油、天然氣的長(zhǎng)距離運(yùn)輸手段，總管的重要性進(jìn)一步提高。其中，為了提高原油和天然氣的運(yùn)輸效率，研究了總管用鋼管的內(nèi)壓的高壓化。與此相伴，要求總管用鋼管的高強(qiáng)度化。進(jìn)而，對(duì)高強(qiáng)度總管用鋼管還要求焊接影響部(HAZ)韌性、母材韌性(arrestability resistance)、變形性能等。因此,提出了以貝氏體、馬氏體作為主體并生成了微細(xì)的鐵素體的鋼板和鋼管(例如專(zhuān)利文獻(xiàn)I~3)。但是，這些是美國(guó)石油協(xié)會(huì)(API)標(biāo)準(zhǔn)XlOO (拉伸強(qiáng)度為760MPa以上)的高強(qiáng)度鋼板和鋼管。
[0004]另一方面，還要求作為干線(xiàn)管線(xiàn)的原材料而實(shí)際使用的、API標(biāo)準(zhǔn)X70(拉伸強(qiáng)度為570MPa以上)、API標(biāo)準(zhǔn)X80 (拉伸強(qiáng)度為625MPa以上)的高強(qiáng)度鋼管的高性能化。相對(duì)于此，提出了如下方法:對(duì)具有使貝氏體中生成微細(xì)的鐵素體的母材的鋼管的HAZ進(jìn)行加熱處理，從而提高變形 性能和低溫韌性的方法(例如專(zhuān)利文獻(xiàn)4)。另外，提出了如下方法:使具有難以發(fā)生鐵素體相變且HAZ處的低溫韌性良好的成分的鋼板的母材生成20~90%的多角形鐵素體，從而提高成為母材的鋼板的低溫韌性的方法(例如專(zhuān)利文獻(xiàn)5)。
[0005]像這樣，提出了如下方法:以兼顧了強(qiáng)度和韌性的將貝氏體、馬氏體作為主體的鋼板和鋼管為基礎(chǔ)，進(jìn)而使其生成鐵素體，從而提高母材韌性、變形性能等特性的方法。但是，最近，為了使提高運(yùn)輸效率、深海開(kāi)發(fā)成為可能，要求API標(biāo)準(zhǔn)X70(以下稱(chēng)為X70)以上、進(jìn)而API標(biāo)準(zhǔn)X80(以下稱(chēng)為X80)以上的高強(qiáng)度總管用鋼管的厚壁化。因此，對(duì)厚壁的高強(qiáng)度總管用鋼管的低溫韌性、變形性能的要求逐漸變高。
[0006]另外，預(yù)想今后的原油和天然氣的挖掘區(qū)域會(huì)涉及到北極圈等極冷地區(qū)，預(yù)想會(huì)要求高強(qiáng)度厚壁總管用鋼管保證_40°C以下、進(jìn)而_60°C以下的低溫韌性。尤其是制造鋼管時(shí)，將厚鋼板利用U0、JC0、彎輥(bend roll)中的任意工序成形為管狀后，將端部彼此對(duì)準(zhǔn)，通過(guò)電弧焊接進(jìn)行焊縫部的焊接，但板厚變厚時(shí)，由焊接帶來(lái)的線(xiàn)能量(heat input)變?yōu)榇蟮木€(xiàn)能量，焊接熱影響部(Heat Affected Zone,稱(chēng)為HAZ。)的粒徑發(fā)生粗大化，因此低溫韌性的降低成為重要的問(wèn)題。
[0007]相對(duì)于此，關(guān)于使高強(qiáng)度厚壁總管用鋼管的HAZ的低溫韌性提高的技術(shù)，提出了使C量為極低量且以貝氏體作為基本組織的方法(例如專(zhuān)利文獻(xiàn)6~7)。另外，提出了利用晶粒內(nèi)相變而使HAZ的組織微細(xì)化的方法(例如專(zhuān)利文獻(xiàn)8~10)。進(jìn)而，還提出了如下方法:以規(guī)定了晶體取向(crystal orientation)關(guān)系的貝氏體組織作為主體,通過(guò)合金元素的恰當(dāng)化來(lái)控制對(duì)韌性有害的馬氏體和奧氏體的混合組織(Martensite-Austeniteconstituent (以下稱(chēng)為“Μ-A”))的方法(例如專(zhuān)利文獻(xiàn)11);提高淬火性，即使在厚壁鋼板中也以貝氏體作為主體且利用晶粒內(nèi)貝氏體使HAZ微細(xì)化的方法(例如專(zhuān)利文獻(xiàn)12~13)。
[0008]以上的方法對(duì)于提高HAZ的低溫韌性而言是極其有效的。但是，最近，對(duì)高強(qiáng)度總管用鋼管的進(jìn)一步厚壁化、低溫韌性的要求逐漸變高，要求20mm以上的厚壁且-60°C以下這樣的極厚、極低溫下的HAZ韌性。
[0009]現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
[0010]專(zhuān)利文獻(xiàn)
[0011]專(zhuān)利文獻(xiàn)1:日本特開(kāi)2003-293078號(hào)公報(bào)
[0012]專(zhuān)利文獻(xiàn)2:日本特開(kāi)2003-306749號(hào)公報(bào)
[0013]專(zhuān)利文獻(xiàn)3:日本特開(kāi)2005-146407號(hào)公報(bào)
[0014]專(zhuān)利文獻(xiàn)4:日本特開(kāi)2004-131799號(hào)公報(bào)
[0015]專(zhuān)利文獻(xiàn)5:日本特開(kāi)2009-270197號(hào)公報(bào)
[0016]專(zhuān)利文獻(xiàn)6:日本特許第3602471號(hào)公報(bào)
[0017]專(zhuān)利文獻(xiàn)7:日本特開(kāi)2000-345239號(hào)公報(bào)
[0018]專(zhuān)利文獻(xiàn)8:日本特開(kāi)平08-325635號(hào)公報(bào)
[0019]專(zhuān)利文獻(xiàn)9:日本特開(kāi)2001-355039號(hào)公報(bào)
[0020]專(zhuān)利文獻(xiàn)10:日本特開(kāi)2003-138340號(hào)公報(bào)
[0021]專(zhuān)利文獻(xiàn)11:日本特開(kāi)2007-239049號(hào)公報(bào)
[0022]專(zhuān)利文獻(xiàn)12:日本特開(kāi)2008-163456號(hào)公報(bào)
[0023]專(zhuān)利文獻(xiàn)13:日本特開(kāi)2009-149917號(hào)公報(bào)

【發(fā)明內(nèi)容】

[0024]發(fā)明要解決的問(wèn)題
[0025]為了提高變形性能，成為母材的鋼板和鋼管中的、軟質(zhì)的鐵素體與硬質(zhì)的貝氏體、馬氏體的復(fù)合組織化是有效的。另外，為了提高母材韌性，制成由生成有微細(xì)的鐵素體的鐵素體+貝氏體構(gòu)成的微細(xì)金相組織是有效的。
[0026]另一方面，為了提高HAZ韌性，通過(guò)控制碳當(dāng)量Ceq和裂紋敏感性指數(shù)Pcm，進(jìn)而添加B和Mo等，從而提高淬火性，抑制由晶界生成的粗大的鐵素體的生成，并且制成以利用了Ti氧化物的晶粒內(nèi)相變組織作為主體的微細(xì)金相組織是有效的。因此，從鐵素體的生成容易度的觀點(diǎn)出發(fā)，對(duì)于HAZ韌性和母材韌性這兩者而言最適合的化學(xué)成分組成是相反的。
[0027]作為解決其的方法，提出了如下方法:即使對(duì)于復(fù)合添加有B和Mo的淬火性高的鋼而言，也在熱軋工序中進(jìn)行低溫軋制從而使其生成鐵素體的方法。但是，添加Mo會(huì)增加合金的成本，進(jìn)行低溫軋制所要附加的生產(chǎn)設(shè)備大，因此生產(chǎn)率也降低。因此，為了確保低溫韌性和變形性能這兩者，需要高的合金成本、生產(chǎn)成本，廉價(jià)地大量生產(chǎn)滿(mǎn)足這些的高品質(zhì)的高強(qiáng)度鋼板、鋼管是極其困難的。
[0028]另外，為了提高原油和天然氣等的基于總管的運(yùn)輸效率，如上所示，高強(qiáng)度總管用鋼管的高強(qiáng)度且厚壁化是有效的。但是，為了實(shí)現(xiàn)鋼管的內(nèi)壓的高壓化，這樣地將鋼管的管厚制成厚壁時(shí)，保障低溫下的HAZ韌性變得困難。尤其是，對(duì)于20mm以上的厚壁材料而言，進(jìn)行電弧焊接時(shí)的線(xiàn)能量成為大的線(xiàn)能量，HAZ的粒徑會(huì)粗大化、M-A量也增大，因此保障-40°C、進(jìn)而_60°C這樣的極低溫下的韌性是極其困難的。并且，在上述的現(xiàn)有方法中，確保20mm以上的厚壁且_60°C以下這樣的極厚且極低溫下的HAZ韌性是不充分的。
[0029]本發(fā)明鑒于這樣的實(shí)際情況，控制碳當(dāng)量Ceq和裂紋敏感性指數(shù)Pcm，進(jìn)而添加B來(lái)抑制HAZ處的鐵素體生成，從而提高淬火性。另外，另一方面，本發(fā)明中，無(wú)需對(duì)成為母材的高強(qiáng)度鋼板進(jìn)行低溫軋制，通過(guò)控制熱軋后的冷卻條件，從而生成變形性能、低溫韌性得以提高的多角形鐵素體。本發(fā)明的課題在于，尤其是降低高強(qiáng)度鋼板的合金成本和制造成本，提供變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼板、以該高強(qiáng)度鋼板作為母材的高強(qiáng)度鋼管、以及前述鋼板的制造方法。
[0030]需要說(shuō)明的是，本發(fā)明中，將未向軋制方向進(jìn)行拉伸、高寬比為4以下的鐵素體稱(chēng)為多角形鐵素體。此處，高寬比是指鐵素體晶粒的長(zhǎng)度除以寬度而得的值。
[0031]用于解決問(wèn)題的方案
[0032]以往，為了提高HAZ韌性，在一并添加B和Mo的同時(shí)，還將淬火性的指標(biāo)即Ceq和焊接性的指標(biāo)即裂紋敏感性指數(shù)Pcm控制為最佳范圍。并且，為了提高母材韌性、變形性能而需要熱軋工序中的低溫軋制，因此，廉價(jià)地大量生產(chǎn)低溫韌性、變形性能優(yōu)異、尤其是厚壁的高強(qiáng)度總管用鋼板和鋼管是困難的。
[0033]本發(fā)明在限制Mo添加量的同時(shí)，制成淬火性高的成分組成，從而在HAZ中抑制粗大的晶界鐵素體。進(jìn)而，通過(guò)使針對(duì)制成這種成分組成的鋼板的熱軋后的冷卻條件最佳化，從而對(duì)于成為母材的鋼板 而言即使減輕對(duì)熱軋工序的負(fù)擔(dān)，也會(huì)制成軟質(zhì)且微細(xì)的多角形鐵素體與硬質(zhì)的貝氏體、馬氏體的復(fù)合組織。
[0034]本發(fā)明的主旨如下所示。
[0035][1] 一種變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼管，其是將成形為管狀的母材鋼板焊接而成的鋼管，前述母材鋼板以質(zhì)量％計(jì)分別包含C:0.010~0.080%, Si:0.01~0.50 %、Mn:1.2 ~2.8 %、S:0.0001 ~0.0050 T1:0.003 ~0.030 %、B:0.0003 ~0.005%, N:0.0010 ~0.008%, O:0.0001 ~0.0080%。并包含 Cr, Cu, Ni 中的 1種以上，且Ρ、Α1、Μο分別限制為:P:0.050%以下、Al:0.020%以下、Mo:0.03%以下，通過(guò)下述(式I)求出的Ceq為0.30~0.53，通過(guò)下述(式2)求出的Pcm為0.10~0.20，余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)組成，前述母材鋼板的金相組織的多角形鐵素體的面積率為27~90%，余量包含由貝氏體、馬氏體中的一者或兩者構(gòu)成的硬質(zhì)相。
[0036]Ceq = C+Mn/6+ (Ni+Cu) /15+ (Cr+Mo) /5..?(式 1)
[0037]Pcm = C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B..?(式 2)
[0038]前述(式I)、(式2)中的C、S1、Mn、N1、Cu、Cr、Mo、B為各元素的含量[質(zhì)量％ ]。關(guān)于N1、Cu、Cr、Mo，在含量為0%時(shí)，以O(shè)進(jìn)行計(jì)算。
[0039][2]根據(jù)[I]所述的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼管，其中，前述母材鋼板以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含有以下元素中的I種或2種以上:W:0.01~0.50%, V:0.010~0.100 Nb:0.001 ~0.200 Zr:0.0001 ~0.0500 Ta:0.0001 ~0.0500 Mg:0.0001 ~0.0100 Ca:0.0001 ~0.0050 REM:0.0001 ~0.0050 %、Y:0.0001 ~0.0050%,Hf:0.0001 ~0.0050%,Re:0.0001 ~0.0050%，前述 Ceq 用下述(式 1')代替前述(式I)而求出、前述Pcm用下述(式2’)代替前述(式2)而求出。[0040]Ceq = C+Mn/6+ (Ni+Cu)/15+ (Cr+Mo+V)/5..?(式 I，)
[0041]Pcm = C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B..?(式 2，)
[0042]前述(式1 )、(式2’)中的C、S1、Mn、N1、Cu、Cr、Mo、V、B為各元素的含量[質(zhì)量％]。關(guān)于N1、Cu、Cr、Mo，在含量為0%時(shí)，以O(shè)進(jìn)行計(jì)算。關(guān)于V，在含量為0%時(shí)和含量不足0.010質(zhì)量％時(shí)，以O(shè)進(jìn)行計(jì)算。
[0043][3]根據(jù)[I]所述的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼管，其中，以質(zhì)量％計(jì)，前述母材鋼板的C的含量為0.010~0.060%,Al的含量為0.008%以下，通過(guò)下述(式3)求出的、焊接熱影響部的Υ/α相變起始溫度為500~600°C，前述焊接熱影響部的原始Y晶粒內(nèi)包含晶粒內(nèi)相變組織。
[0044]y/α 相變起始溫度=-2500Ceq2+1560Ceq+370..?(式 3)
[0045][4]根據(jù)[3]所述的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼管，其中，前述焊接熱影響部的馬氏體-奧氏體復(fù)合體以面積分率計(jì)為2.5%以下。
[0046][5]根據(jù)[3]所述的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼管，其中，前述焊接熱影響部的金相組織的大角粒徑為80 μ m以下。
[0047][6]根據(jù)[3]所述的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼管，其中，前述母材鋼板的板厚為20~40mm。
[0048][7]根據(jù)[3]所述 的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼管，其中，以前述鋼管的圓周方向作為拉伸方向時(shí)，前述母材鋼板的拉伸強(qiáng)度為500~800MPa。
[0049][8]根據(jù)[3]所述的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼管，其中，前述母材鋼板以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含有以下元素中的I種或2種以上:W:0.01~0.50%, V:0.010~0.100 Nb:0.001 ~0.200 Zr:0.0001 ~0.0500 Ta:0.0001 ~0.0500 Mg:0.0001 ~0.0100 Ca:0.0001 ~0.0050 REM:0.0001 ~0.0050 %、Y:0.0001 ~0.0050%,Hf:0.0001 ~0.0050%,Re:0.0001 ~0.0050%，前述 Ceq 用下述(式 1)代替前述(式I)而求出，前述Pcm用下述(式2’ )代替前述(式2)而求出。
[0050]Ceq = C+Mn/6+ (Ni+Cu)/15+ (Cr+Mo+V)/5..?(式 I，)
[0051]Pcm = C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B..?(式 2，)
[0052]前述(式1 )、(式2’)中的C、S1、Mn、N1、Cu、Cr、Mo、V、B為各元素的含量[質(zhì)量％]。關(guān)于N1、Cu、Cr、Mo，在含量為0%時(shí)，以O(shè)進(jìn)行計(jì)算。關(guān)于V，在含量為0%時(shí)和含量不足0.010質(zhì)量％時(shí)，以O(shè)進(jìn)行計(jì)算。
[0053][9]根據(jù)[8]所述的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼管，其中，前述焊接熱影響部的馬氏體-奧氏體復(fù)合體以面積分率計(jì)為2.5%以下。
[0054][10]根據(jù)[8]所述的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼管，其中，前述焊接熱影響部的金相組織的大角粒徑為80 μ m以下。
[0055][11]根據(jù)[8]所述的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼管，其中，前述母材鋼板的板厚為20~40mm。
[0056][12]根據(jù)[8]所述的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼管，其中，以前述鋼管的圓周方向作為拉伸方向時(shí)，前述母材鋼板的拉伸強(qiáng)度為500~800MPa。
[0057][13] 一種變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼板，其以質(zhì)量％計(jì)分別包含C:0.010 ~0.080%,S1:0.01 ~0.50%,Mn:1.2 ~2.8%,S:0.0001 ~0.0050%,T1:0.003 ~0.030%, B:0.0003 ~0.005%, N:0.0010 ~0.008%, O:0.0001 ~0.0080%，并包含 Cr、Cu、Ni中的I種以上，且Ρ、Α1、Μο分別限制為:P:0.050%以下、Al:0.020%以下、Mo:0.03%以下，通過(guò)下述(式I)求出的Ceq為0.30~0.53,通過(guò)下述(式2)求出的Pcm為0.10~0.20，余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)組成，金相組織中，多角形鐵素體的面積率為27~90%，余量包含由貝氏體、馬氏體中的一者或兩者構(gòu)成的硬質(zhì)相。
[0058]Ceq = C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo)/5..?(式 I)
[0059]Pcm = C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B..?(式 2)
[0060]上述(式I)、(式2)中的(:、5丨^11、祖、(:11、(:1^0、8為各元素的含量[質(zhì)量％]。關(guān)于N1、Cu、Cr、Mo，在含量為0%時(shí)，以O(shè)進(jìn)行計(jì)算。
[0061][14]根據(jù)[13]所述的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼板，其以質(zhì)量％計(jì)還含有以下元素中的I種或2種以上:W:0.01~0.50%, V:0.010~0.100%, Nb:0.001~0.200 %、Zr:0.0001 ~0.0500 %、Ta:0.0001 ~0.0500 %、Mg:0.0001 ~0.0100 %、Ca:0.0001 ~0.0050 REM:0.0001 ~0.0050 Y:0.0001 ~0.0050 Hf:0.0001 ~0.0050%, Re:0.0001~0.0050%，前述Ceq用下述(式I’)代替前述(式I)而求出，前述Pcm用下述(式2’)代替前述(式2)而求出。
[0062]Ceq = C+Mn/6+ (Ni+Cu)/15+ (Cr+Mo+V)/5..?(式 I，)
[0063]Pcm = C+Si/30+ (Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B..?(式 2，)
[0064]上述(式1’ )、(式2’)中的C、S1、Mn、N1、Cu、Cr、Mo、V、B為各元素的含量[質(zhì)量％]。關(guān)于N1、Cu、Cr、Mo，在含量為0%時(shí)，以O(shè)進(jìn)行計(jì)算。關(guān)于V，在含量為0%時(shí)和含量不足0.010質(zhì)量％時(shí)，以O(shè)進(jìn)行計(jì)算。
[0065][15]根據(jù)[13]所述的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼板，其中，以質(zhì)量％計(jì)，C的含量為0.010~0.060%,Al的含量為0.008%以下，通過(guò)下述(式3)求出的、焊接熱影響部的Y / α相變起始溫度為500~600°C。
[0066]y/α 相變起始溫度=-2500Ceq2+1560Ceq+370..?(式 3)
[0067][16]根據(jù)[15]所述的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼板，其以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含有以下元素中的I種或2種以上:W:0.01~0.50%、V:0.010~0.100%,Nb:0.001 ~0.200 Zr:0.0001 ~0.0500 Ta:0.0001 ~0.0500 %、Mg:0.0001 ~0.0100%, Ca:0.0001 ~0.0050%, REM:0.0001 ~0.0050%, Y:0.0001 ~0.0050%, Hf:0.0001 ~0.0050%, Re:0.0001 ~0.0O5O %，前述 Ceq 用下述(式 I’)代替前述(式 I)而求出，前述Pcm用下述(式2’)代替前述(式2)而求出。
[0068]Ceq = C+Mn/6+ (Ni+Cu)/15+ (Cr+Mo+V)/5..?(式 I，)
[0069]Pcm = C+Si/30+ (Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B..?(式 2，)
[0070]上述(式1' )、(式2’)中的C、S1、Mn、N1、Cu、Cr、Mo、V、B為各元素的含量[質(zhì)量％]。關(guān)于N1、Cu、Cr、Mo，在含量為0%時(shí)，以O(shè)進(jìn)行計(jì)算。關(guān)于V，在含量為0%時(shí)和含量不足0.010質(zhì)量％時(shí)，以O(shè)進(jìn)行計(jì)算。
[0071][17] 一種變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其中，將鋼坯加熱至950°C以上，以Ar3以上進(jìn)行熱軋工序，以不足10°C /s的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻后，以IO0C /s以上的冷卻速度從Ar3-KKTC~Ar3-KTC的溫度加速冷卻至通過(guò)下述(式4)求出的Bs以下的溫度，[0072]所述鋼坯以質(zhì)量％計(jì)分別包含C:0.010~0.080%,Si:0.01~0.50%,Mn:1.2~
2.8%, S:0.0001 ~0.0050%, T1:0.003 ~0.030%, B:0.0003 ~0.005%, N:0.0010 ~0.008%,O:0.0001~0.0080%，并包含Cr,Cu,Ni中的I種以上，且Ρ、Α1、Μο分別限制為:P:0.050%以下、Al:0.020%以下、Mo:0.03%以下，通過(guò)下述(式I)求出的Ceq為0.30~0.53，通過(guò)下述(式2)求出的Pcm為0.10~0.20，余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)組成，
[0073]Ceq = C+Mn/6+ (Ni+Cu) /15+ (Cr+Mo) /5..?(式 I)
[0074]Pcm = C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B..?(式 2)
[0075]Bs (°C ) = 830-270C-90Mn-37N1-70Cr-83M0..?(式 4)
[0076]前述(式I)、(式2)、(式5)中的C、S1、Mn、N1、Cu、Cr、Mo、B為各元素的含量[質(zhì)
量％ ]。關(guān)于N1、Cu、Cr、Mo，在含量為0%時(shí)，以O(shè)進(jìn)行計(jì)算。
[0077][18]根據(jù)[17]所述的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其中，在前述熱軋工序中，進(jìn)行將軋制起始溫度設(shè)為Ar3~Ar3+10(rC且將壓縮比設(shè)為1.5以上的未再結(jié)晶Y區(qū)域軋制。
[0078][19]根據(jù)[15]所述的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其中，前述鋼坯以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含有以下元素中的I種或2種以上:W:0.01~0.50%、V:0.010 ~0.100%,Nb:0.001 ~0.200%,Zr:0.0001 ~0.0500%,Ta:0.0001 ~0.0500%,Mg:0.0001 ~0.0100 %、Ca:0.0001 ~0.0050%、REM:0.0001 ~0.0050Y:0.0001 ~0.0050%,Hf:0.0001 ~0.0050%,Re:0.0001 ~0.0050%，前述 Ceq 用下述(式 1')代替前述(式I)而求出，前述Pcm用下述(式2’)代替前述(式2)而求出。
[0079]Ceq = C+Mn/6+ (Ni+Cu)/15+ (Cr+Mo+V)/5..?(式 I，)
[0080]Pcm = C+Si/30+ (Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B..?(式 2，)
[0081]上述(式1' )、(式2’)中的C、S1、Mn、N1、Cu、Cr、Mo、V、B為各元素的含量[質(zhì)量％]。關(guān)于N1、Cu、Cr、Mo，在含量為0%時(shí)，以O(shè)進(jìn)行計(jì)算。關(guān)于V，在含量為0%時(shí)和含量不足0.010質(zhì)量％時(shí)，以O(shè)進(jìn)行計(jì)算。
[0082][20]根據(jù)[19]所述的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其中，在前述熱軋工序中，進(jìn)行將軋制起始溫度設(shè)為Ar3~Ar3+10(rC且將壓縮比設(shè)為1.5以上的未再結(jié)晶Y區(qū)域軋制。
[0083]發(fā)明的效果
[0084]根據(jù)本發(fā)明，能夠抑制HAZ處生成粗大的晶界鐵素體，能夠生成多角形鐵素體而無(wú)需對(duì)作為母材的鋼板進(jìn)行熱軋工序中的低溫軋制。由此，能夠提供強(qiáng)度和HAZ韌性得以提高、且母材部的變形性能和低溫韌性極其優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼板，以及將其作為母材的高強(qiáng)
度鋼管。
【專(zhuān)利附圖】

【附圖說(shuō)明】
[0085]圖1是表示熱加工溫度與多角形鐵素體面積率的關(guān)系的圖。
[0086]圖2是表示加速冷卻起始溫度與多角形鐵素體面積率的關(guān)系的圖。
[0087]圖3是表示多角形鐵素體面積率與變形性能和強(qiáng)度的關(guān)系的圖。
[0088]圖4是表示多角形鐵素體面積率與母材的低溫韌性的關(guān)系的圖。
[0089]圖5是表示Ceq與Y / α相變起始溫度的關(guān)系的圖。[0090]圖6是表示gamma/α相變起始溫度與大角粒徑的關(guān)系的圖。
[0091]圖7是表示大角粒徑與_60°C下的夏氏吸收能量的關(guān)系的圖。
[0092]圖8是本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼管中的母材組織的光學(xué)顯微鏡照片。
[0093]圖9是本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼管中的母材組織的示意圖。
[0094]圖10是本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼管中的HAZ組織的示意圖。
[0095]圖11是表示gamma/α相變起始溫度超過(guò)600 °C時(shí)的HAZ的金相組織的照片。
[0096]圖12是表示gamma/α相變起始溫度為500~600°C時(shí)的HAZ的金相組織的照片。
[0097]圖13是表示M-A的面積分率為2.2%時(shí)的HAZ的金相組織的照片。
[0098]圖14是表示M-A的面積分率為3.0 %時(shí)的HAZ的金相組織的照片。
【具體實(shí)施方式】
[0099]以下，針對(duì)本發(fā)明的實(shí)施方式進(jìn)行說(shuō)明。首先，針對(duì)實(shí)現(xiàn)本發(fā)明的本發(fā)明人等的見(jiàn)解進(jìn)行說(shuō)明。
[0100]一般來(lái)說(shuō)，為了提高低溫韌性、尤其是確保-40°c、進(jìn)而-60°c這樣的極低溫下的韌性，晶粒的微細(xì)化是有效的。尤其是，對(duì)于HAZ的金相組織而言，為了晶粒的微細(xì)化，抑制粗大的晶界鐵素體是非常有效的。然而可知:具有抑制HAZ的晶界鐵素體的效果的淬火性高的化學(xué)成分組成中，難以生成使母材的變形性能和低溫韌性提高的微細(xì)的多角形鐵素體。
[0101]因而，本發(fā)明人等指向了如下高強(qiáng)度鋼板的制造方法:其不會(huì)通過(guò)由焊接時(shí)的線(xiàn)能量和鋼管的板厚決定的HAZ的熱經(jīng)歷來(lái)生成鐵素體，但能夠在熱軋工序中生成多角形鐵素體。但是，如上所示，對(duì)于包含原本為了制造貝氏體、馬氏體組織主體的高強(qiáng)度鋼板而添加的Mo、B的淬火性高的化學(xué)成分組成而言，難以使高強(qiáng)度鋼板的母材生成多角形鐵素體。
[0102]已知Mo是通過(guò)與B的復(fù)合添加而大幅提高淬火性的元素。即，暗示出:Mo-B復(fù)合添加鋼與顯示相同Ceq的不含Mo的B添加鋼相比，具備進(jìn)一步延遲鐵素體相變的效果。本發(fā)明人等首先針對(duì)Mo-B復(fù)合添加鋼和利用Mo以外的元素來(lái)提高淬火性的B添加鋼，研究了金相組織為奧氏體且不會(huì)再結(jié)晶的溫度區(qū)域、即未再結(jié)晶Y區(qū)域的軋制條件與鐵素體生成的關(guān)系。
[0103]首先，作為利用Mo以外的元素來(lái)提高淬火性的B添加鋼，將如下的鋼進(jìn)行熔煉，并鑄造來(lái)制造鋼坯。所述鋼以質(zhì)量％計(jì)分別包含C:0.010~0.080%, S1:0.01~0.50%,Mn:1.2 ~2.8%、S:0.0001 ~0.0050%, Ti:0.003 ~0.030%, B:0.0003 ~0.005%, N:0.0010 ~0.008%,O:0.0001 ~0.0080%，并包含 Cr,Cu,Ni 中的 I 種以上，且 Ρ、Α1、Μο 分別限制為:P:0.050%以下、Al:0.020%以下、Mo:0.03%以下，作為淬火性的指標(biāo)的Ceq為0.30~0.53，作為焊接性的指標(biāo)的裂紋敏感性指數(shù)Pcm為0.10~0.20，余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)組成。另外，為了比較，對(duì)Mo-B復(fù)合添加鋼進(jìn)行熔煉，并鑄造來(lái)制造鋼坯。
[0104]接著，從所得鋼坯切出高度12mm、直徑8mm的試驗(yàn)片，實(shí)施了對(duì)熱軋進(jìn)行模擬的加工熱處理。作為加工熱處理，實(shí)施將壓縮比設(shè)為1.5的I次加工，以相當(dāng)于空冷的0.20C /s進(jìn)行冷卻，進(jìn)而，以相當(dāng)于水冷的15°C /s進(jìn)行加速冷卻。需要說(shuō)明的是，關(guān)于施加加工的溫度(加工溫度)，為了避免經(jīng)過(guò)加工而進(jìn)行了拉伸的鐵素體(稱(chēng)為加工鐵素體)的生成、以及會(huì)降低生產(chǎn)率的低溫軋制，因而設(shè)為Ar3以上的溫度。冷卻時(shí)的相變溫度Ar3由熱膨脹曲線(xiàn)求出。
[0105]加工熱處理后，測(cè)定了試驗(yàn)片的多角形鐵素體的面積率。需要說(shuō)明的是，將未向軋制方向拉伸、且高寬比為I~4的鐵素體作為多角形鐵素體。
[0106]將以相當(dāng)于水冷的15°C /s開(kāi)始加速冷卻的溫度(加速冷卻起始溫度)設(shè)為Ar3-70°C，使上述加工溫度發(fā)生變化，研究了多角形鐵素體生成的條件。結(jié)果示于圖1。需要說(shuō)明的是，圖1是多角形鐵素體的面積率相對(duì)于加工溫度與Ar3之差進(jìn)行標(biāo)繪而成的，“?”為Mo-B復(fù)合添加鋼的結(jié)果、“〇”為利用Mo以外的元素來(lái)提高淬火性的B添加鋼的結(jié)果。如圖1所示那樣，可知:對(duì)于Mo-B復(fù)合添加鋼而言，如果不進(jìn)行將上述加工熱處理的軋制起始溫度設(shè)為Ar3+60°C以下且將壓縮比設(shè)為1.5以上的低溫軋制(應(yīng)變導(dǎo)入軋制)，則無(wú)法獲得面積率為27%以上的多角形鐵素體。換言之，在Mo-B復(fù)合添加鋼的情況下，需要嚴(yán)格控制加工溫度、以低溫進(jìn)行軋制。另一方面，可知:利用Mo以外來(lái)提高淬火性的B添加鋼無(wú)論加工溫度如何均會(huì)生成面積率為27%以上的多角形鐵素體。
[0107]進(jìn)而，針對(duì)熱軋后的加速冷卻的起始溫度與多角形鐵素體的面積率的關(guān)系、以及多角形鐵素體的面積率與變形性能、低溫韌性各自的關(guān)系進(jìn)行了研究。熱軋如下進(jìn)行:將再加熱溫度設(shè)為1050°C、將軋制道次設(shè)為20~33次，以Ar3以上結(jié)束軋制，進(jìn)行空冷后，以加速冷卻的形式進(jìn)行水冷。需要說(shuō)明的是，將未再結(jié)晶Y區(qū)域的壓縮比設(shè)為1.5以上，進(jìn)行空冷后，由各種溫度開(kāi)始水冷(加速冷卻)。
[0108]使用光學(xué)顯微鏡測(cè)定通過(guò)上述熱軋得到的鋼板的多角形鐵素體的面積率，進(jìn)行拉伸試驗(yàn)和落錘扯裂試驗(yàn)(Drop Weight Tear Test、稱(chēng)為DWTT)，進(jìn)行了拉伸特性和低溫韌性的評(píng)價(jià)。
[0109]拉伸特性使用API標(biāo)準(zhǔn)的試驗(yàn)片進(jìn)行評(píng)價(jià)，通過(guò)求出拉伸強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、以及屈服強(qiáng)度(YS)與拉伸強(qiáng)度(TS)之比(YS/TS、稱(chēng)為屈服比)，從而研究了能夠兼顧強(qiáng)度和變形性能的多角形鐵素體的面積率。
[0110]另外，DffTT以-60°c進(jìn)行，求出斷面的延性斷面率(Shear Area、稱(chēng)為SA)，評(píng)價(jià)了低溫韌性。
[0111]將加速冷卻起始溫度與多角形鐵素體的面積率的關(guān)系示于圖2。需要說(shuō)明的是，圖2中，“〇”為B添加鋼的結(jié)果，“?”為Mo-B添加鋼的結(jié)果。由圖2可知，對(duì)于利用Mo以外的元素來(lái)提高淬火性的B添加鋼而言，將熱軋后的加速冷卻起始溫度設(shè)為Ar3-KKTC~Ar3-KTC時(shí)，鋼板的多角形鐵素體的面積會(huì)達(dá)到27~90%。即，熱軋結(jié)束后，從Ar3以上的溫度空冷至Ar3-KKTC~Ar3-1OO的范圍內(nèi)的溫度時(shí)，能夠生成面積率為27~90%的多角形鐵素體。
[0112]另外，針對(duì)利用Mo以外的元素來(lái)提高淬火性的B添加鋼，將多角形鐵素體的面積率與拉伸強(qiáng)度和屈服比的關(guān)系示于圖3?！癌枴睘槎嘟切舞F素體的面積率與屈服比的關(guān)系，“?”為多角形鐵素體的面積率與拉伸強(qiáng)度的關(guān)系。由圖3可知，將多角形鐵素體的面積率設(shè)為27%以上時(shí)，能夠得到屈服比為80%以下的極良好的變形性能，將多角形鐵素體的面積率設(shè)為50%以上時(shí)，能夠得到屈服比為70%以下的極良好的變形性能。
[0113]另外，由圖3可知，為了確保相當(dāng)于X70的570MPa以上的拉伸強(qiáng)度，需要使多角形鐵素體的 面積率為90%以下。進(jìn)而，為了確保相當(dāng)于X80的625MPa以上的拉伸強(qiáng)度，優(yōu)選使多角形鐵素體的面積率為75%以下。另外，為了更穩(wěn)定地確保相當(dāng)于X80的625MPa以上的拉伸強(qiáng)度，更優(yōu)選使多角形鐵素體的面積率為70%以下、進(jìn)一步優(yōu)選的值為60%以下。
[0114]即，由圖3可知，通過(guò)使多角形鐵素體的面積率為27~90 %，變形性能與強(qiáng)度的平衡會(huì)變得良好。
[0115]進(jìn)而，將多角形鐵素體的面積率與_60°C下的延性斷面率SA的關(guān)系示于圖4。由圖4可知，為了獲得85%以上的延性斷面率，使多角形鐵素體面積率為20%即可。
[0116]如上所述，本發(fā)明人等發(fā)現(xiàn):用于提高HAZ和母材的低溫韌性、變形性能，為了使B添加鋼中生成充分的多角形鐵素體，作為與B —起添加的第3元素，使用除了 Mo以外的合金元素是重要的。本發(fā)明人等進(jìn)行進(jìn)一步的詳細(xì)研究，得到以下的見(jiàn)解，從而完成了本發(fā)明。
[0117]為了使B添加鋼中生成多角形鐵素體、提高母材韌性和變形性能，與B—起添加的用于提高淬火性的第3元素的影響是重要的。而且，為了確保HAZ韌性，制成淬火性得以提高的化學(xué)成分組成是必要的。但是，為了提高淬火性而復(fù)合添加B和Mo時(shí)，需要嚴(yán)格控制軋制條件，存在生產(chǎn)成本變高且合金成本變高這樣的問(wèn)題。因此，作為與B —起添加的第3元素，需要制成選擇了除Mo以外的提高淬火性的元素的化學(xué)成分組成。
[0118]另外，為了提高淬火性，使淬火性的指標(biāo)即Ceq為0.30~0.53的范圍，進(jìn)而，作為提高淬火性的元素，除了 C之外，選擇了 Mn、Cr、N1、Cu等元素。 [0119]另外，為了在熱軋后生成多角形鐵素體，不需要進(jìn)行所謂的應(yīng)變導(dǎo)入軋制。此處，應(yīng)變導(dǎo)入軋制是指在將軋制起始溫度設(shè)為Ar3+60°C以下且將壓縮比設(shè)為1.5以上的條件下進(jìn)行的熱軋。本發(fā)明中，即使不進(jìn)行該應(yīng)變導(dǎo)入軋制而僅控制熱軋后的冷卻條件，也能夠生成使變形性能、低溫韌性提高的多角形鐵素體。通過(guò)將熱軋后的加速冷卻起始溫度設(shè)為Ar3-1OOO~Ar3-1OO，能夠使鋼板的多角形鐵素體的面積率為27~90%。需要說(shuō)明的是，直至加速冷卻起始溫度為止的冷卻可以通過(guò)空冷來(lái)進(jìn)行，也可以通過(guò)平均冷卻速度不足10°C /s的緩冷來(lái)進(jìn)行。
[0120]另外，像這樣，在熱軋后，緩冷至上述加速冷卻起始溫度為止而生成多角形鐵素體后，為了基于貝氏體相變、馬氏體相變來(lái)提高強(qiáng)度，以10°c /s以上的平均冷卻速度進(jìn)行加速冷卻。另外，為了確保強(qiáng)度，需要使加速冷卻在貝氏體生成溫度Bs以下停止。
[0121]另外，另一方面，為了提高低溫下的HAZ韌性、尤其是確保_40°C、進(jìn)而_60°C這樣的極低溫下的HAZ韌性，需要作為硬質(zhì)第二相的M-A的降低和晶粒的微細(xì)化。但是，對(duì)于20mm以上的厚壁材料而言，焊接時(shí)的線(xiàn)能量變?yōu)榇蟮木€(xiàn)能量，HAZ的粒徑變得粗大，對(duì)韌性有害的硬質(zhì)第二相即M-A也增加。因此，保障-40°C、進(jìn)而-60°C這樣的極低溫下的HAZ韌性是極其困難的。因而，接著，本發(fā)明人等指向了抑制焊接時(shí)的M-A的生成、進(jìn)而防止粗大的晶界鐵素體的生成的方法。另外，本發(fā)明人等指向了如下方法:通過(guò)促進(jìn)以氧化物為起點(diǎn)的晶粒內(nèi)相變，進(jìn)而提高淬火性，從而使焊接時(shí)生成的晶粒內(nèi)相變組織變得微細(xì)，使由貝氏體與晶粒內(nèi)相變組織構(gòu)成的金相組織的大角粒徑變得微細(xì)，從而提高HAZ的低溫韌性的方法。需要說(shuō)明的是，本實(shí)施方式中的晶粒內(nèi)相變組織是指使夾雜物微細(xì)地分散并以其作為起點(diǎn)而生成花瓣?duì)?放射狀)的晶粒內(nèi)鐵素體或晶粒內(nèi)貝氏體。
[0122]因而，接著，本發(fā)明人等針對(duì)與HAZ的晶粒內(nèi)相變組織的生成溫度有關(guān)的成分的條件進(jìn)行了研究。
[0123]首先，對(duì)如下的鋼進(jìn)行熔煉，并鑄造來(lái)制造鋼坯。所述鋼以質(zhì)量％計(jì)分別包含C:0.01O ~0.060%,Si:0.01 ~0.50%,Mn:1.2 ~2.8%,S:0.0001 ~0.0050%,Ti:0.003 ~0.030%, B:0.0003 ~0.005%, N:0.0010 ~0.008%, O:0.0001 ~0.0080%，并包含 Cr、Cu、Ni中的I種以上，且Ρ、Α1、Μο分別限制為:P:0.050%以下、Al:0.008%以下、Mo:0.03%以下，作為淬火性的指標(biāo)的Ceq為0.30~0.53，作為焊接性的指標(biāo)的裂紋敏感性指數(shù)Pcm為0.10~0.20，余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)組成。
[0124]接著，由所得鋼坯切出長(zhǎng)度10_、直徑3_的試驗(yàn)片，通過(guò)熱膨脹測(cè)定來(lái)測(cè)定實(shí)施了對(duì)焊接部進(jìn)行模擬的HAZ的熱處理時(shí)的貝氏體和晶粒內(nèi)相變組織的Y/α相變起始溫度。將此時(shí)的Ceq與Y/α相變起始溫度的關(guān)系示于圖5。
[0125]進(jìn)而，從鋼坯切出長(zhǎng)度120mm、12mm見(jiàn)方的試驗(yàn)片，實(shí)施了對(duì)焊接部的HAZ進(jìn)行模擬的上述熱處理后，通過(guò)EBSP(Electron Back Scatter Diffraction Pattern,電子背散射衍射圖案)法測(cè)定由貝氏體和晶粒內(nèi)相變組織構(gòu)成的金相組織的大角粒徑。需要說(shuō)明的是，將各晶粒顯示出15°以上的角度差的界面定義為大角晶界，將被大角晶界包圍的晶粒的粒徑最大值作為對(duì)于HAZ韌性而言有效的大角粒徑(有效結(jié)晶粒徑)來(lái)定義。將結(jié)果示于圖6。需要說(shuō)明的是，粒徑是與晶粒的面積相同的圓的半徑。
[0126]另外，從鋼坯切出長(zhǎng)度120mm、12mm見(jiàn)方的試驗(yàn)片，實(shí)施了對(duì)焊接部的HAZ進(jìn)行模擬的上述熱處理后，進(jìn)行夏氏沖擊試驗(yàn)，測(cè)定_60°C的吸收能量。將結(jié)果示于圖7。
[0127]如圖5所示那樣，可知:隨著Ceq的增加，Y/α相變起始溫度降低。換言之，通過(guò)提高淬火性，能夠使晶粒內(nèi)相變組織的Υ/α相變起始溫度變得低溫。
[0128]如圖6所示那樣，可知:隨著Y/α相變起始溫度降低，由貝氏體和晶粒內(nèi)相變組織構(gòu)成的金相組織的大角粒徑變得微細(xì)，但另一方面，Υ/α相變起始溫度變?yōu)椴蛔?00°C的低溫時(shí)，大角粒徑變得粗大?？紤]這是因?yàn)?由Υ/α相變起始溫度的降低帶來(lái)的晶粒微細(xì)化效果明顯有助于所生成的晶粒內(nèi)相變組織的粒徑微細(xì)化，但另一方面，Υ/α相變起始溫度變得過(guò)于低溫時(shí)，無(wú)法獲得晶粒內(nèi)相變組織，變?yōu)樨愂象w、馬氏體主體的組織，晶粒變得粗大。可以認(rèn)為，由Υ/α相變起始溫度的低溫化帶來(lái)的組織微細(xì)化是越在低溫下進(jìn)行相變則過(guò)冷度越增加、晶粒內(nèi)相變的核的生成頻率增加、晶粒內(nèi)相變得到促進(jìn)從而得到的效果。
[0129]圖7是表示由貝氏體和晶粒內(nèi)相變組織構(gòu)成的金相組織的大角粒徑與_60°C下的夏氏吸收能量的關(guān)系的圖。如圖7所示那樣，可知:大角粒徑微細(xì)化時(shí)，_60°C的夏氏吸收能量增加，大角粒徑為80μm以下時(shí)，-60°C的吸收能量達(dá)到50J以上。換言之，通過(guò)使由貝氏體和晶粒內(nèi)相變組織構(gòu)成的金相組織變得微細(xì)，即使在_60°C這樣的極低溫下，也能夠獲得優(yōu)異的韌性。
[0130]如上所述，本發(fā)明人等發(fā)現(xiàn)了如下方法:通過(guò)抑制焊接時(shí)的M-A的生成，進(jìn)而提高鋼的淬火性、防止粗大的晶界鐵素體的生成，并生成以?shī)A雜物為起點(diǎn)的晶粒內(nèi)相變，進(jìn)而控制Υ/α相變起始溫度來(lái)促進(jìn)晶粒內(nèi)相變，從而由貝氏體和晶粒內(nèi)相變組織構(gòu)成的金相組織的大角粒徑變得微細(xì)、提高HAZ的低溫韌性的方法。
[0131] 為了抑制焊接時(shí)的M-A的生成，降低C和限制Mo是有效的。M-A是如下生成的:通過(guò)焊接而暴露于高溫的HAZ成為奧氏體相，在其后的冷卻中相變推進(jìn)的過(guò)程中，C向未相變的奧氏體相的濃縮推進(jìn)，奧氏體相變得穩(wěn)定從而生成的。因此，通過(guò)降低C量來(lái)抑制C向未相變奧氏體相的濃縮，抑制M-A的生成。另外，通過(guò)像這樣降低C量且限制有助于M-A生成的Mo量，能夠進(jìn)一步抑制M-A的生成。
[0132]另外，為了促進(jìn)晶粒內(nèi)相變，降低Al量、適量添加Ti是有效的。Ti的氧化物微細(xì)地分散時(shí)，作為晶粒內(nèi)相變的生成核而有效地起作用。但是，大量添加Al時(shí)，作為晶粒內(nèi)相變的生成核而起作用的Ti的氧化物的生成受到抑制，因此，本發(fā)明中適量添加Ti并降低Al量。
[0133]另外，為了抑制會(huì)阻礙HAZ的低溫韌性的粗大晶界鐵素體的生成，通過(guò)添加適量的B來(lái)提高淬火性是非常有效的。
[0134]另外，可知:為了使由貝氏體和晶粒內(nèi)相變組織構(gòu)成的組織的大角粒徑進(jìn)一步變得微細(xì)，使Υ/α相變起始溫度變得低溫是非常重要的。因而，使用會(huì)使M-A增加的Mo以外的元素，使Υ/α相變起始溫度變得低溫。
[0135]另外，通過(guò)添加Mn、Cr、Cu、Ni中的任意I種或2種以上，提高淬火性而使y/α相變起始溫度降低。并且，通過(guò)利用低溫進(jìn)行了相變的微細(xì)的晶粒內(nèi)相變組織將HAZ的金相組織制成由貝氏體和該晶粒內(nèi)相變組織構(gòu)成的微細(xì)晶粒，能夠提高HAZ的低溫韌性。
[0136]即，與利用了一直以來(lái)報(bào)告的晶粒內(nèi)相變組織的鋼相比，通過(guò)降低C和限制Mo，進(jìn)一步降低M-A的生成。并且，通過(guò)添加Mn以及Cr、Cu、Ni中的任意I種或2種以上來(lái)提高淬火性，使晶粒內(nèi)相變組織的Υ/α相變起始溫度變得低溫，使相對(duì)于HAZ韌性的有效結(jié)晶粒徑進(jìn)一步微細(xì)化。 [0137](成分組成)
[0138]接著，針對(duì)本發(fā)明中的高強(qiáng)度鋼管和高強(qiáng)度鋼板的成分組成進(jìn)行說(shuō)明。需要說(shuō)明的是，關(guān)于成分組成，％表示質(zhì)量％。
[0139](C:0.01 ~0.080% )
[0140]C是提高鋼的強(qiáng)度的元素。為了使金相組織中生成由貝氏體、馬氏體中的一者或兩者構(gòu)成的硬質(zhì)相，需要含有0.01 %以上的C。另外，本發(fā)明中，為了兼顧高強(qiáng)度和高韌性,將C的含量設(shè)為0.080%以下。另外，尤其是為了抑制HAZ的金相組織中的M-A的生成、兼顧高強(qiáng)度和高韌性，將C的含量設(shè)為0.060%以下。需要說(shuō)明的是，從強(qiáng)度與韌性的平衡的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選將C含量設(shè)為0.02~0.070%,進(jìn)一步考慮到HAZ韌性時(shí)，更優(yōu)選設(shè)為0.02~0.050%。
[0141](S1:0.01 ~0.50% )
[0142]Si是對(duì)于脫氧、提高強(qiáng)度而言有用的元素。為了充分地進(jìn)行脫氧，需要在鋼中包含0.01%以上的Si。另一方面，使鋼中含有超過(guò)0.50%的Si時(shí)，HAZ的韌性有可能劣化，因此，將Si的含量的上限設(shè)為0.50%。需要說(shuō)明的是，從強(qiáng)度與韌性的平衡、脫氧效率化的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選將Si含量設(shè)為0.05~0.3%、更優(yōu)選設(shè)為0.1~0.25%。
[0143](Mn:1.2 ~2.8% 以下)
[0144]Mn是廉價(jià)的元素，是用于提高淬火性的指標(biāo)即Ceq、降低貝氏體和晶粒內(nèi)相變組織的Υ/α相變起始溫度、使大角粒徑變得微細(xì)、提高HAZ韌性的重要元素。另外，另一方面，Mn即使與B—同添加也無(wú)需低溫軋制，能夠使母材生成多角形鐵素體、提高母材韌性。為了確保強(qiáng)度和韌性，需要使鋼中包含1.2%以上的Mn。
[0145]另一方面，過(guò)量地添加Mn時(shí)，Υ/α相變起始溫度過(guò)于低溫化從而得不到晶粒內(nèi)相變組織，粒徑變得粗大而有損HAZ韌性，因此將上限設(shè)為2.8%。另外，從對(duì)鋼進(jìn)行熔煉時(shí)的生產(chǎn)率的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選將Mn的上限設(shè)為2.5%、更優(yōu)選設(shè)為2.2%。
[0146](S:0.0001 ~0.0050% )
[0147]S是雜質(zhì)，鋼中含有超過(guò)0.0050%的S時(shí)，會(huì)生成粗大的硫化物，韌性降低，因此，將S的含量設(shè)為0.0050%以下。需要說(shuō)明的是，為了進(jìn)一步抑制韌性的降低，優(yōu)選的是，優(yōu)選設(shè)為0.003%以下、更優(yōu)選設(shè)為0.0025%以下。另一方面，使鋼板中微細(xì)地分散Ti的氧化物時(shí)，MnS析出，產(chǎn)生晶粒內(nèi)相變，母材鋼板和HAZ的韌性提高。為了獲得該效果，需要使鋼中含有0.0001%以上的S。因此，將S的含量設(shè)為0.0001~0.0050%。
[0148](T1:0.003 ~0.030% )
[0149]Ti是對(duì)于生成有助于母材鋼板和HAZ的結(jié)晶粒徑的微細(xì)化的Ti的氮化物而言重要的元素。因此，需要使鋼中包含0.003%以上的Ti。為了使HAZ的結(jié)晶粒徑更微細(xì)，Ti的含量?jī)?yōu)選為0.005%以上、更優(yōu)選為0.008%以上。
[0150]另一方面，使鋼中過(guò)量地含有Ti時(shí)，產(chǎn)生粗大的夾雜物而有損韌性，因此，將Ti的上限設(shè)為0.030%。另外，為了使Ti的氧化物更微細(xì)地分散，Ti的含量?jī)?yōu)選為0.028%以下、更優(yōu)選為0.025%以下。
[0151]Ti的氧化物微細(xì)地分散時(shí)，作為晶粒內(nèi)相變的生成核而有效地起作用。需要說(shuō)明的是，添加Ti時(shí)的氧量多時(shí)，會(huì)生成粗大的Ti的氧化物，因此優(yōu)選的是，在制鋼時(shí)通過(guò)Si和Mn進(jìn)行脫氧，從而使鋼中的氧量降低。此時(shí)，Al的氧化物與Ti的氧化物相比更容易生成，因此為了脫氧而向鋼中添加過(guò)量的Al是不優(yōu)選的。 [0152](B:0.0003 ~0.005% )
[0153]B是顯著提高淬火性、抑制HAZ的粗大的晶界鐵素體生成的重要元素。為了獲得該效果，需要在鋼中包含0.0003%以上的B。另外，為了更確實(shí)地提高淬火性，B的含量?jī)?yōu)選為0.0005%以上。
[0154]另一方面，在鋼中過(guò)量地添加B時(shí)，產(chǎn)生粗大的BN，尤其是HAZ的韌性降低，因此，將B的含量的上限設(shè)為0.005%。
[0155](N:0.0010 ~0.008% )
[0156]N會(huì)形成TiN，抑制板坯(slab)再加熱時(shí)和HAZ的Y晶粒的粗大化，提高母材、HAZ的低溫韌性。因此，必要的最小量為0.0010%。
[0157]另一方面，過(guò)量地含有N時(shí)，生成BN而有損B的提高淬火性的效果，其結(jié)果，生成粗大的晶界鐵素體而有損HAZ韌性、或生成粗大的BN而有損HAZ韌性。因此，將N的上限設(shè)為0.008%。需要說(shuō)明的是，為了穩(wěn)定地獲得由N的添加而帶來(lái)的效果，優(yōu)選將N含量設(shè)為 0.0020 ~0.007。
[0158](O:0.0001 ~0.0080% )
[0159]O是雜質(zhì)，為了避免由夾雜物的生成而導(dǎo)致的韌性的降低，需要將含量的上限設(shè)為0.0080%。
[0160]另一方面，為了生成有助于晶粒內(nèi)相變的Ti的氧化物，將在鑄造時(shí)殘留在鋼中的O量設(shè)為0.0001%以上。
[0161]需要說(shuō)明的是，考慮到韌性的確保與Ti氧化物的生成的平衡，優(yōu)選設(shè)為0.0010~0.0050%。
[0162](P:0.050% 以下)[0163]P是雜質(zhì)，鋼中含有超過(guò)0.050%的P時(shí)，母材鋼板的韌性顯著降低。因此，將P的含量限制為0.050%以下。為了提高HAZ的韌性，優(yōu)選將P的含量限制為0.020%以下。需要說(shuō)明的是，P的含量的下限值沒(méi)有特別限定，制成不足0.0001%在經(jīng)濟(jì)上是不利的，因此優(yōu)選將該值設(shè)為下限值。
[0164](Al:0.020% 以下)
[0165]Al是脫氧劑，但為了抑制夾雜物的生成來(lái)提高鋼板和HAZ的韌性，需要將上限設(shè)為0.020%。通過(guò)這樣地限制Al的含量，能夠使有助于晶粒內(nèi)相變的Ti的氧化物微細(xì)地分散。尤其是，為了使有助于晶粒內(nèi)相變的Ti的氧化物充分地生成，將Al的上限設(shè)為0.008%。為了使Ti的氧化物微細(xì)地分散，Al的上限優(yōu)選為0.005%，為了更穩(wěn)定地獲得Ti的氧化物，Al的上限更優(yōu)選為0.003%。需要說(shuō)明的是，Al的含量的下限值沒(méi)有特別限定，可以超過(guò)0%。
[0166](Mo:0.03% 以下)
[0167]Mo尤其是通過(guò)與B的復(fù)合添加而顯著提高淬火性，對(duì)于母材鋼板的高強(qiáng)度化、HAZ韌性的提高而言是有效的元素，但Mo的添加會(huì)使母材鋼板中的多角形鐵素體的生成變得困難，由此，可能無(wú)法充分地確保母材的低溫韌性和變形性能。因此，為了提高母材韌性和變形性能，將Mo量限制為0.03%以下。另外，Mo是昂貴的元素，從合金成本的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選不添加Mo。
[0168](Cr、Cu、Ni)
[0169]另外，本發(fā) 明的高強(qiáng)度鋼管和高強(qiáng)度鋼板中，除了上述元素之外，還包含Cr、Cu、Ni中的I種以上。Cr是即使與B —起添加也無(wú)需低溫軋制而能夠使母材鋼板中生成多角形鐵素體、提高母材韌性的元素。另外，Cr是廉價(jià)的元素，是對(duì)于提高淬火性的指標(biāo)即Ceq、降低Υ/α相變起始溫度、使大角粒徑變得微細(xì)、提高HAZ韌性而言重要的元素。另外，Cu、Ni是對(duì)于無(wú)損韌性而提高強(qiáng)度而言有效的元素，提高淬火性的指標(biāo)即Ceq、提高HAZ韌性。進(jìn)而，CiuNi即使與B—起添加也無(wú)需低溫軋制而使母材中生成多角形鐵素體、提高母材韌性。另外，CiuNi是降低Y/α相變起始溫度、使大角粒徑變得微細(xì)的元素。需要說(shuō)明的是，Cu和Ni為了抑制表面瑕疵的發(fā)生而優(yōu)選復(fù)合含有。
[0170]如后述那樣，這些Cr、Cu、Ni的含量被限制為通過(guò)(式I)(或(式1'))求出的Ceq達(dá)到0.30~0.53，且被限制為通過(guò)(式2)(或(式2’))求出的Pcm達(dá)到0.10~0.20。另外，尤其是，為了抑制HAZ的金相組織中的M-A的生成、兼顧高強(qiáng)度和高韌性，被限制為通過(guò)(式3)求出的Y/α相變起始溫度達(dá)到500~600°C。
[0171]進(jìn)而，本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼管和高強(qiáng)度鋼板中，除了上述元素之外，作為使強(qiáng)度和韌性提高的元素,可以添加W、V、Nb、Zr、Ta之中的I種或2種以上。另外，這些元素在其含量不足優(yōu)選的下限的情況下，不會(huì)特別地造成不良影響，因此可視作雜質(zhì)。
[0172](W、V、Nb、Zr、Ta、Mg、Ca、REM、Y、Hf、Re)
[0173]進(jìn)而，在本發(fā)明中，除了上述元素之外，作為使強(qiáng)度和韌性提高的元素，可以含有W、V、Nb、Zr、Ta、Mg、Ca、REM、Y、Hf、Re之中的I種或2種以上。另外，這些元素在其含量不足優(yōu)選的下限的情況下，不會(huì)特別地造成不良影響，因此可視作雜質(zhì)。
[0174]W、V、Nb、Zr、Ta分別生成碳化物、氮化物，是通過(guò)析出強(qiáng)化而提高鋼強(qiáng)度的元素，可以含有I種或2種以上。為了有效地提升強(qiáng)度，優(yōu)選的是，將W量的下限設(shè)為0.01%、V量的下限設(shè)為0.010%, Nb量的下限設(shè)為0.001%, Zr量、Ta量的下限均設(shè)為0.0001%。
[0175]另一方面，過(guò)量地添加W時(shí)，由于淬火性的提高，有時(shí)強(qiáng)度過(guò)度上升、韌性受損，優(yōu)選將W量的上限設(shè)為0.50%。另外，過(guò)量地添加V、Nb、Zr、Ta時(shí)，有時(shí)碳化物、氮化物變得粗大、韌性受損，因此，優(yōu)選的是，將V量的上限設(shè)為0.100%、Nb量的上限設(shè)為0.200%,Zr,Ta量的上限均設(shè)為0.0500%。
[0176]Mg、Ca、REM、Y、Hf、Re是分別控制夾雜物的形態(tài)來(lái)提高韌性的元素，可以含有I種或2種以上。
[0177]Mg是對(duì)于氧化物的微細(xì)化、抑制硫化物的形態(tài)而言會(huì)表現(xiàn)出效果的元素。尤其是，微細(xì)的Mg的氧化物作為晶粒內(nèi)相變的生成核而起作用，另外，具有以釘扎顆粒(pinningparticles)的形式抑制粒徑的粗大化的效果。為了獲得這些效果，優(yōu)選含有0.0001 %以上的Mg。另一方面，含有超過(guò)0.0100%的量的Mg時(shí)，有時(shí)生成粗大的氧化物而使HAZ的韌性降低，因此，優(yōu)選將Mg量的上限設(shè)為0.0100%。
[0178]Ca和REM是對(duì)控制硫化物的形態(tài)而言有用的元素，并且生成硫化物而抑制向軋制方向伸長(zhǎng)的MnS的生成，是改善鋼材的板厚方向的特性、尤其是耐層狀撕裂性的元素。為了獲得這些效果，優(yōu)選的是，將Ca量、REM量的下限均設(shè)為0.0001%以上。另一方面，Ca量、REM量超過(guò)0.0050 %時(shí)，氧化物增加，微細(xì)的含Ti氧化物減少，有時(shí)會(huì)阻礙晶粒內(nèi)相變的生成，因此，優(yōu)選的是，將Ca量、REM量分別設(shè)為0.0050%以下。
[0179]Y、Hf、Re也是與Ca、REM表現(xiàn)出相同效果的元素，過(guò)量地添加時(shí)，有時(shí)會(huì)阻礙晶粒內(nèi)相變的生成。因此，Y、Hf、Re量的優(yōu)選范圍分別為0.0001~0.0050%。
[0180]另外，除了上 述元素以外的余量實(shí)質(zhì)上由Fe構(gòu)成，可以微量地添加以不可避免的雜質(zhì)為首的、不損害本發(fā)明的作用效果的元素。
[0181](碳當(dāng)量Ceq)
[0182]本發(fā)明中，為了確保鋼板和HAZ的低溫韌性，將由有助于提高淬火性的元素即C、Mn、N1、Cu、Cr、Mo以及V各自的含量[質(zhì)量％ ]計(jì)算出的下述(式I)的碳當(dāng)量Ceq設(shè)為0.30~0.53。已知碳當(dāng)量Ceq與焊接部的最高硬度有關(guān)，是成為淬火性、焊接性的指標(biāo)的值。
[0183]Ceq = C+Mn/6+ (Ni+Cu) /15+ (Cr+Mo+V) /5..?(式 I)
[0184]此處,前述(式I)中的C、Mn、N1、Cu、Cr、Mo為各元素的含量[質(zhì)量％ ]。關(guān)于N1、Cu、Cr、Mo，在含量為0%時(shí)，以O(shè)進(jìn)行計(jì)算。
[0185]需要說(shuō)明的是，本發(fā)明中進(jìn)一步包含V時(shí)，Ceq用下述(式I’ )代替前述(式I)來(lái)求出。
[0186]Ceq = C+Mn/6+ (Ni+Cu)/15+ (Cr+Mo+V)/5..?(式 I，)
[0187]此處，前述(式I’)中的C、Mn、N1、Cu、Cr、Mo、V為各元素的含量[質(zhì)量％ ]。關(guān)于N1、Cu、Cr、Mo，在含量為0%時(shí)，以O(shè)進(jìn)行計(jì)算。關(guān)于V，含量不足0.010質(zhì)量％時(shí)，以O(shè)
進(jìn)行計(jì)算。
[0188](裂紋敏感性指數(shù)Pcm)
[0189]另外，為了確保鋼板和HAZ的低溫韌性，將由C、S1、Mn、Cu、Cr、N1、Mo、V以及B的含量[質(zhì)量％ ]計(jì)算出的、下述(式2)的裂紋敏感性指數(shù)Pcm設(shè)為0.10~0.20。裂紋敏感性指數(shù)Pcm作為能夠推測(cè)出焊接時(shí)的低溫裂紋的敏感性的系數(shù)是已知的，是成為淬火性、焊接性的指標(biāo)的值。
[0190]Pcm = C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B..?(式 2)
[0191]此處，前述(式2)中的C、S1、Mn、N1、Cu、Cr、Mo、B為各元素的含量[質(zhì)量％ ]。關(guān)于N1、Cu、Cr、Mo，在含量為0%時(shí)，以O(shè)進(jìn)行計(jì)算。
[0192]需要說(shuō)明的是，本發(fā)明中進(jìn)一步包含V時(shí)，Pcm用下述(式2’)代替前述(式2)來(lái)求出。
[0193]Pcm = C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B..?(式 2，)
[0194]此處，前述(式2’)中的C、S1、Mn、N1、Cu、Cr、Mo、V、B為各元素的含量[質(zhì)量％ ]。關(guān)于N1、Cu、Cr、Mo，在含量為0%時(shí)，以O(shè)進(jìn)行計(jì)算。關(guān)于V，含量不足0.010質(zhì)量％時(shí)，以O(shè)進(jìn)行計(jì)算。
[0195]另外，為了尤其是在_60°C這樣的極低溫下獲得良好的HAZ韌性，需要制成由貝氏體和晶粒內(nèi)相變組織構(gòu)成的金相組織的大角粒徑為80 μ m以下的微細(xì)組織。因此，除了限制Ceq和Pcm之外，進(jìn)一步將通過(guò)下述(式3)求出的HAZ的Y / α相變起始溫度設(shè)為500~600。。。
[0196]gamma/α 相變起始溫度=-2500Ceq2+1560Ceq+370..?(式 3)
[0197](金相組織)
[0198]本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼管中的母材鋼板的金相組織以及本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板的金相組織以多角形鐵素體為主，余量包含硬質(zhì)相。此處，圖8是表示母材鋼板的金相組織的照片。圖9是用于說(shuō)明母材鋼板的金相組織的示意圖。多角形鐵素體是指在熱軋后的空冷時(shí)以較高的溫度生成的鐵素體。多角形鐵素體的高寬比為I~4，其與經(jīng)過(guò)軋制而進(jìn)行了拉伸的鐵素體(加工鐵素體)、熱軋后的加速冷卻時(shí)以較低的溫度生成的針狀鐵素體(acicularferrite)、魏氏體鐵素體(Widmanstattenferrite)存在區(qū)別。此處，高寬比是鐵素體晶粒的長(zhǎng)度除以寬度而得的值。
[0199]另外，多角形鐵素體是通過(guò)光學(xué)顯微鏡觀察為晶粒內(nèi)不含粗大的滲碳體或馬氏體-奧氏體復(fù)合體(稱(chēng)為M-A)等析出物的、白色且?guī)в谢《鹊膲K狀組織。
[0200]另外，上述硬質(zhì)相是由貝氏體、馬氏體中的一者或兩者構(gòu)成的組織。需要說(shuō)明的是，利用光學(xué)顯微鏡進(jìn)行觀察的組織中，作為多角形鐵素體以及貝氏體與馬氏體的余量，有時(shí)包含殘留奧氏體、Μ-A。母材中的M-A分率期望為8.0%以下。
[0201]如圖9所示那樣，母材鋼板的金相組織中，相對(duì)于白色且?guī)в谢《鹊膲K狀多角形鐵素體1，貝氏體等硬質(zhì)相2例如表現(xiàn)為板條狀或板狀，M-A3出現(xiàn)在多角形鐵素體I的晶粒外。
[0202]使鋼板中的多角形鐵素體的面積率為27%以上。如上所述，具有提高了淬火性的成分組成的鋼板中，通過(guò)生成多角形鐵素體且使余量為貝氏體與馬氏體的硬質(zhì)相，強(qiáng)度與變形性能的平衡變得良好。多角形鐵素體的面積分率為27%以上時(shí)，變形性能的指標(biāo)即屈服比(YS/TS)為80%以下，多角形鐵素體的面積率為50%以上時(shí)，屈服比變?yōu)?0%以下，能夠獲得良好的變形性能。
[0203]另一方面，為了確保強(qiáng)度，需要使多角形鐵素體的面積率為90%以下。如圖3所示那樣，通過(guò)使多角形鐵素體的面積率為90%以下，能夠確保相當(dāng)于X70以上的拉伸強(qiáng)度。進(jìn)而，為了提高強(qiáng)度、確保相當(dāng)于X80以上的拉伸強(qiáng)度，優(yōu)選使多角形鐵素體的面積率為80%以下。另外，為了更穩(wěn)定地確保相當(dāng)于X80的拉伸強(qiáng)度，更優(yōu)選使多角形鐵素體的面積率為70%以下、進(jìn)一步優(yōu)選的值是60%以下。
[0204]另外，通過(guò)使多角形鐵素體的面積率為27~90%，鋼板的強(qiáng)度與韌性的平衡變得良好。通過(guò)使多角形鐵素體的面積率為20%以上，如圖4所示那樣，鋼板的低溫韌性顯著提高，能夠使_60°C下的DWTT延性斷面率為85%以上。
[0205]另外，鋼板的金相組織中，多角形鐵素體的余量為由貝氏體、馬氏體中的一者或兩者構(gòu)成的硬質(zhì)相。由于多角形鐵素體的面積率為27~90%，因此硬質(zhì)相的面積率達(dá)到10~73%。
[0206]貝氏體被定義為在板條狀、板狀、塊狀的貝氏體鐵素體(bainitic ferrite)之間或貝氏體鐵素體內(nèi)存在碳化物、殘留奧氏體、M-A的組織。馬氏體是由過(guò)飽和地固溶有碳的板條狀、板狀的鐵素體構(gòu)成的組織，碳化物未析出。殘留奧氏體是高溫下生成的奧氏體未發(fā)生Υ/α相變、以室溫進(jìn)行殘留的奧氏體。
[0207]需要說(shuō)明的是，本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板的板厚沒(méi)有特別限定，為20~40mm是特別有效的。同樣地，本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼管中的母材鋼板的板厚沒(méi)有限定，為20~40mm是特別有效的。
[0208](HAZ的金相組織)
[0209]另外，本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼管中，尤其是為了在-60°C這樣的極低溫下獲得良好的HAZ韌性，HAZ中原始Y晶粒內(nèi)的金相組織包含晶粒內(nèi)相變組織是重要的。
[0210]圖10的(a)、圖10 的(b)是用于說(shuō)明本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼管中的HAZ的組織的示意圖，是用于說(shuō)明晶粒內(nèi)相變組織的圖。圖10的(a)表不原始Y晶粒內(nèi)未包含晶粒內(nèi)相變組織12的狀態(tài)，圖10的(b)表示原始Y晶粒內(nèi)包含晶粒內(nèi)相變組織12的狀態(tài)。如后所述，本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼管是例如通過(guò)將高強(qiáng)度鋼板(母材)成形為管狀，將對(duì)準(zhǔn)部進(jìn)行焊接、擴(kuò)管從而制造的。此時(shí)，從焊接金屬至規(guī)定距離的范圍成為HAZ。
[0211]在圖10的(a)、圖10的(b)中，符號(hào)11表示原始Y (奧氏體)晶界，被該原始Y晶界11包圍的區(qū)域?yàn)樵糦晶粒內(nèi)。原始Y晶界為由于焊接而暴露于高溫的母材組織相變?yōu)閵W氏體時(shí)的奧氏體晶界。原始Y晶粒內(nèi)在焊接后的冷卻過(guò)程中發(fā)生y/α相變，成為包含晶粒內(nèi)相變組織12的組織。
[0212]圖10的(a)、圖10的(b)中，對(duì)于HAZ而言，示出兩個(gè)原始Y晶粒G1、G2相接觸的金相組織。圖10的(a)、圖10的(b)所示的金相組織可以如下觀察:將HAZ用硝酸乙醇溶液(nital)等進(jìn)行蝕刻，使用光學(xué)顯微鏡、掃描型電子顯微鏡放大至100倍~500倍左右，從而觀察。
[0213]本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼管中，尤其是通過(guò)使Al為0.005%以下，能夠使Ti氧化物微細(xì)地分散在鋼中，以該Ti氧化物(夾雜物)作為起點(diǎn)，使HAZ的原始Y晶粒內(nèi)生成晶粒內(nèi)相
變組織。
[0214]此處，如圖10的(a)所示那樣，原始Y晶粒內(nèi)未包含晶粒內(nèi)相變組織12的狀態(tài)下，原始Y晶粒內(nèi)生成的貝氏體晶粒、馬氏體晶粒14無(wú)法被切斷，原始Y晶粒內(nèi)的結(jié)晶粒徑不會(huì)微細(xì)化。
[0215]與此相對(duì)，如圖10的(b)所示那樣，在HAZ的原始Y晶粒內(nèi)，由于Al量得以降低，并適量添加Ti，因此，Ti氧化物12成為微細(xì)分散的狀態(tài)。(需要說(shuō)明的是，Ti氧化物12非常微細(xì)。)
[0216]此處，通過(guò)焊接而被加熱至Y區(qū)域的母材的金相組織相變?yōu)閵W氏體，在奧氏體被冷卻的過(guò)程中，以在鋼中微細(xì)分散的Ti氧化物12作為核的鐵素體或貝氏體鐵素體生成為放射狀(花瓣?duì)?。將所生成的花瓣?duì)畹蔫F素體稱(chēng)為晶粒內(nèi)鐵素體，將花瓣?duì)畹呢愂象w稱(chēng)為晶粒內(nèi)貝氏體。本發(fā)明中，將晶粒內(nèi)鐵素體和晶粒內(nèi)貝氏體統(tǒng)稱(chēng)為晶粒內(nèi)相變組織13。晶粒內(nèi)相變組織13具有與符號(hào)14所示的通常得到的貝氏體晶粒、馬氏體晶粒不同的晶體取向，因此通過(guò)切斷這些貝氏體晶粒、馬氏體晶粒14，使原始Y晶粒內(nèi)的結(jié)晶粒徑變得微細(xì)。
[0217]如圖10的(b)所示那樣，在本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼管中，晶粒內(nèi)相變組織13通過(guò)切斷原始Y晶粒內(nèi)的粗大的貝氏體組織、馬氏體組織(貝氏體晶粒、馬氏體晶粒14)，HAZ組織整體會(huì)變得微細(xì)。需要說(shuō)明的是，在圖10的(b)中，僅在一側(cè)的原始Y晶粒Gl內(nèi)顯示出貝氏體晶粒、馬氏體晶粒14被晶粒內(nèi)相變組織13切斷的狀態(tài)，同樣地，在另一側(cè)的原始Y晶粒G2內(nèi)也生成晶粒內(nèi)相變組織13，成為貝氏體晶粒、馬氏體晶粒14被切斷的狀態(tài)。
[0218]即，通過(guò)將Al限制為0.008%以下并適量添加Ti，從而使Ti氧化物微細(xì)分散的本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼管中，從HAZ的原始Y晶粒內(nèi)生成多數(shù)的晶粒內(nèi)相變組織，通過(guò)將在原始Y晶粒內(nèi)生成的粗大的貝氏體(或馬氏體)切斷，HAZ組織整體變得微細(xì)、HAZ韌性提高。
[0219]像這樣，期望的是，以HAZ中的金相組織的大角粒徑達(dá)到80 μ m以下的方式生成多數(shù)的晶粒內(nèi)相變組織。為了進(jìn)一步提高極低溫下的HAZ韌性，優(yōu)選使HAZ的金相組織的大角粒徑為70 μ m以下，進(jìn)一步優(yōu)選為60 μ m以下。需要說(shuō)明的是，如上所示，大角粒徑為將顯示出15°以上的角度 差的界面視為晶界的晶粒粒徑,通過(guò)EBSP(Electron Back ScatterDiffraction Pattern)法進(jìn)行測(cè)定。在HAZ的金相組織中，將顯示出角度差的界面(晶界)定義為大角晶界，將被大角晶界包圍的晶粒粒徑的最大值定義為對(duì)HAZ韌性有效的大角粒徑(有效結(jié)晶粒徑)。
[0220]本發(fā)明中，通過(guò)使利用上述(式3)求出的HAZ的y/α相變起始溫度為500~6000C，促進(jìn)晶粒內(nèi)相變組織的生成，使HAZ處的金相組織的大角粒徑為80 μ m以下。此處，圖11是表示y/α相變起始溫度超過(guò)600°C時(shí)的HAZ的金相組織的照片。另外，圖12是表示Υ/α相變起始溫度為500~600°C時(shí)的HAZ的金相組織的照片。圖中的箭頭所示的部位存在會(huì)成為晶粒內(nèi)相變組織的生成核的Ti氧化物。這些圖11、圖12的y/α相變起始溫度不同，但Al量、Ti量、氧量基本相同，因此可以認(rèn)為T(mén)i氧化物的分散狀態(tài)也相同。然而，如圖11所示那樣，在Υ/α相變起始溫度超過(guò)600°C的情況下，晶粒內(nèi)相變組織的生成數(shù)變少，大角粒徑超過(guò)80 μ m。需要說(shuō)明的是，同樣地，Υ/α相變起始溫度變?yōu)椴蛔?00°C的低溫時(shí)，大角粒徑超過(guò)80 μ m。與此相對(duì)，如圖12所示那樣，y/α相變起始溫度為500~600°C時(shí)，晶粒內(nèi)相變得以促進(jìn)，生成多數(shù)的晶粒內(nèi)相變組織，因此，大角粒徑達(dá)到80 μ m以下。
[0221]另外，本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼管中，M-A是對(duì)HAZ韌性有害的組織。因此，HAZ中的M-A以面積分率計(jì)為2.5%以下。需要說(shuō)明的是，為了穩(wěn)定地獲得良好的HAZ韌性，優(yōu)選以面積分率計(jì)為2.2%以下、為了獲得更良好的HAZ韌性，優(yōu)選為1.7%以下、更優(yōu)選為1.3%以下。
[0222]此處，圖13是表示M-A的面積分率為2.2%時(shí)的HAZ的金相組織的照片。另外，圖14是表示M-A的面積分率為3.0%時(shí)的HAZ的金相組織的照片。在這些圖13、圖14中，M-A表現(xiàn)為白色部分。如圖13所示那樣，M-A的面積分率為2.2%時(shí)，vTrs(斷面轉(zhuǎn)變溫度，fracture appearance transition temperature)變?yōu)?65°C,-6CTC 以下的低溫韌性得以保證。與此相對(duì)，如圖14所示那樣，在M-A的面積分率為3.0%時(shí)，vTrs (斷面轉(zhuǎn)變溫度)變?yōu)?55°C，變得無(wú)法保證_60°C以下的低溫韌性。
[0223]需要說(shuō)明的是，在這些圖13、圖14中，M-An分率的測(cè)定通過(guò)使用光學(xué)顯微鏡以500倍觀察HAZ的金相組織時(shí)的面積分率來(lái)進(jìn)行。
[0224]需要說(shuō)明的是，將本發(fā)明中的高強(qiáng)度鋼管的圓周方向作為拉伸方向時(shí)，在母材鋼板的拉伸強(qiáng)度為500~800MPa的情況下，能夠進(jìn)一步享有本發(fā)明的效果。
[0225](制造方法)
[0226]接著，針對(duì)本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板和高強(qiáng)度鋼管的制造方法進(jìn)行說(shuō)明。首先，將包含上述成分組成的鋼坯加熱至950°C以上，以Ar3以上進(jìn)行熱軋，其后，進(jìn)行緩冷，以10°C /s以上的平均冷卻速度從Ar3-100°C~Ar3-10°C的溫度加速冷卻至通過(guò)下述(式4)求出的Bs以下的溫度為止。
[0227]Bs (°C ) = 830-270C-90Mn-37N1-70Cr-83M0..?(式 4)
[0228]此處,上述(式4)中的C、Mn、N1、Cr以及Mo為各元素的含量[質(zhì)量％]。關(guān)于N1、Cu、Cr、Mo，在含量為0%時(shí)，以O(shè)進(jìn)行計(jì)算。
[0229]通過(guò)制成含有上述B的成分組成，因HAZ處的鐵素體的生成得到抑制而提高淬火性，能夠使成為母材的高強(qiáng)度鋼板生成會(huì)提高變形性能、低溫韌性的多角形鐵素體。尤其是，根據(jù)本發(fā)明，作為與B —起添加的第3元素，通過(guò)選擇除Mo以外的提高淬火性的元素，從而不需要會(huì)對(duì)軋制工序造成負(fù)擔(dān)的低溫下的軋制，僅通過(guò)使熱軋后的加速冷卻的起始溫度為Ar3-KKTC~Ar3-1OO，即可使鋼板的多角形鐵素體的面積率達(dá)到27~90%。
[0230]在制造方法中，首先，通過(guò)制鋼工序?qū)鲜龀煞纸M成的鋼進(jìn)行熔煉，然后進(jìn)行鑄造來(lái)制成鋼坯。在制鋼工序中，添加S1、Mn而進(jìn)行弱脫氧后，添加Ti，以達(dá)到上述成分組成的方式進(jìn)行熔煉，然后鑄造來(lái)制成鋼坯。鋼的熔煉和鑄造可以通過(guò)常法來(lái)進(jìn)行，從生產(chǎn)率的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選為連續(xù)鑄造。并且，為了對(duì)鋼坯進(jìn)行熱軋而進(jìn)行再加熱。
[0231]使熱軋時(shí)的再加熱溫度為950°C以上。這是因?yàn)?，在鋼的組織成為奧氏體單相的溫度、即奧氏體區(qū)域進(jìn)行熱軋，會(huì)使母材鋼板的結(jié)晶粒徑變得微細(xì)。
[0232]加熱溫度的上限沒(méi)有特別限定，為了抑制有效結(jié)晶粒徑的粗大化，優(yōu)選使加熱溫度為1250°C以下。需要說(shuō)明的是，為了提高多角形鐵素體的面積率，更優(yōu)選使加熱溫度的上限為1100°C以下、進(jìn)而更優(yōu)選為1050°C以下。
[0233]接著，針對(duì)加熱了的鋼坯，邊控制溫度和壓縮比邊實(shí)施多個(gè)道次(passes)的熱車(chē)L，結(jié)束后，進(jìn)行空冷，進(jìn)行加速冷卻。為了使母材鋼板的結(jié)晶粒徑變得微細(xì)，優(yōu)選使超過(guò)900°C的再結(jié)晶區(qū)域的熱軋的壓縮比為2.0以上。再結(jié)晶區(qū)域的壓縮比為鋼坯的板厚與900°C下的板厚之比。另外，熱軋需要在母材的組織成為奧氏體單相的Ar3溫度以上結(jié)束。在不足Ar3的溫度下進(jìn)行熱軋時(shí)，生產(chǎn)率降低。另外，生成高寬比超過(guò)4的加工鐵素體、形成被稱(chēng)為分層(separation)的斷面形態(tài),夏氏沖擊試驗(yàn)下的吸收能量降低。
[0234]需要說(shuō)明的是，在本發(fā)明中，在熱軋工序的最終，可以進(jìn)行在將軋制起始溫度設(shè)為Ar3~Ar3+100°C、在900°C以下的未再結(jié)晶Y區(qū)域進(jìn)行的未再結(jié)晶Y區(qū)域軋制。此時(shí)，考慮到生產(chǎn)率，優(yōu)選使軋制起始溫度為Ar3+60~Ar3+100°C。為了使母材鋼板的有效結(jié)晶粒徑變得微細(xì)，優(yōu)選的是，使未再結(jié)晶Y區(qū)域的熱軋的壓縮比為2.5以上，進(jìn)而為了更微細(xì)，使壓縮比為3.0以上。需要說(shuō)明的是，在本發(fā)明中，未再結(jié)晶Y區(qū)域軋制的壓縮比是指900°C下的板厚除以熱軋結(jié)束后的板厚而得到的比。
[0235]需要說(shuō)明的是，未再結(jié)晶Y區(qū)域和再結(jié)晶區(qū)域的壓縮比的上限沒(méi)有規(guī)定，考慮到熱軋前的鋼坯的板厚和熱軋后的鋼板的板厚，通常為12.0以下。
[0236]在本發(fā)明中，作為與B —起添加的第3元素，選擇除Mo以外的提高淬火性的元素是極其重要的。這是因?yàn)?，在通過(guò)B與Mo的復(fù)合添加而使在淬火性效果大幅提升的Mo-B復(fù)合添加鋼中，鐵素體相變顯著延遲。
[0237]并且，像這樣選擇除Mo以外的元素來(lái)提高淬火性時(shí)，抑制晶界鐵素體在HAZ處的生成，并且容易在母材中生成多角形鐵素體。此時(shí)，使用除Mo以外的合金元素使淬火性的指標(biāo)即Ceq為0.30~0.53的范圍。因此，除了 C之外，還可以選擇Mn、Cr、N1、Cu等元素。
[0238]為了使母材中生成多角形鐵素體，不需要在將熱軋的軋制起始溫度設(shè)為Ar3+60°C以下的低溫且壓縮比為1.5以上進(jìn)行的應(yīng)變導(dǎo)入軋制(低溫軋制)。但是，熱軋后的加速冷卻需要在Ar3-100°C~Ar3-1 (TC的范圍開(kāi)始。由此，成為母材的鋼板的多角形鐵素體的面積率達(dá)到27~90%。需要說(shuō)明的是，優(yōu)選的是，使加速冷卻的起始溫度在Ar3-70°C~Ar3_20°C的范圍內(nèi)。
[0239]需要說(shuō)明的是，在上述未再結(jié)晶Y區(qū)域軋制之間，可以進(jìn)行再結(jié)晶軋制。再結(jié)晶軋制是超過(guò)900°C的再結(jié)晶區(qū)域的軋制，未再結(jié)晶區(qū)域軋制是900°C以下的未再結(jié)晶區(qū)域的軋制。再結(jié)晶軋制可以在將鋼坯從加熱爐取出后立即開(kāi)始，因此，起始溫度沒(méi)有特別限定。另外，也可以邊控制溫度和壓縮比邊實(shí)施多個(gè)道次的軋制。
[0240]另外，為了使鋼板的有效結(jié)晶粒徑變得微細(xì)，優(yōu)選的是，使再結(jié)晶軋制和未再結(jié)晶Y區(qū)域軋制的壓縮比為1.5以上。
[0241]進(jìn)而，在熱軋結(jié)束后進(jìn)行緩冷，并在其后實(shí)施加速冷卻。為了生成面積率為27~90%的多角形鐵素體，需要在未再結(jié)晶Y區(qū)域軋制結(jié)束后緩冷至不足Ar3的溫度。因此，需要在Ar3-1OOO~Ar3-1OO的范圍內(nèi)的溫度下開(kāi)始上述加速冷卻。
[0242]另外，為了抑制珠光體、粗大的滲碳體、粗大的M-A的生成，確保拉伸強(qiáng)度和韌性，需要將上述加速冷卻的平均冷卻速度設(shè)為10°c /s以上。像這樣，通過(guò)在緩冷至加速冷卻的起始溫度而生成多角形鐵素體后進(jìn)行加速冷卻，能夠使其發(fā)生貝氏體相變、馬氏體相變，能夠提高強(qiáng)度和韌性。需要說(shuō)明的是，優(yōu)選的是，將加速冷卻的平均冷卻速度設(shè)為20°C /s以上。
[0243]需要說(shuō)明的是，通常在熱軋后且直至加速冷卻開(kāi)始為止的期間，存在一定的空冷期間。從熱軋后直至加速冷卻起始溫度為止的冷卻(緩冷)可以利用該空冷期間來(lái)進(jìn)行。該冷卻設(shè)為平均冷卻速度不足10°c /s的緩冷。像這樣，通過(guò)將直至加速冷卻開(kāi)始為止的冷卻設(shè)為緩冷(平均冷卻速度不足10°c /S)，能夠有效地生成多角形鐵素體。
[0244]此處，將各冷卻速度設(shè)為鋼坯板厚中心的平均速度，將各溫度設(shè)為鋼坯的平均溫度。
[0245]另外，關(guān)于上述加速冷卻，為了抑制珠光體、粗大的滲碳體、粗大的M-A的生成，通過(guò)生成由貝氏體、馬氏體中的一者或兩者構(gòu)成的硬質(zhì)相來(lái)確保強(qiáng)度，需要將加速冷卻的停止溫度設(shè)為通過(guò)下述(式4)求出的Bs以下。需要說(shuō)明的是，Bs為貝氏體相變起始溫度，如下述(式4)所示那樣，其通過(guò)添加合金元素而降低是已知的。若加速冷卻至Bs以下的溫度，則能夠生成貝氏體。
[0246]Bs (°C ) = 830-270C-90Mn-37N1-70Cr-83M0..?(式 4)
[0247]另外，加速冷卻的停止溫度的下限沒(méi)有限定，可以加速冷卻至室溫。但是，考慮到生產(chǎn)率、氫性缺陷，停止溫度優(yōu)選為150°C以上。 [0248]另外，本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼管可以如下制造:將通過(guò)上述方法制造的高強(qiáng)度鋼板作為母材，利用U0、JC0、彎輥(bendiOll)中的任意工序成形為管狀，將對(duì)準(zhǔn)部從內(nèi)外面進(jìn)行電弧焊接，其后，進(jìn)行擴(kuò)管來(lái)制造。
[0249]從焊接金屬的韌性和生產(chǎn)率的觀點(diǎn)出發(fā)，上述電弧焊接優(yōu)選采用埋弧焊接。尤其是，在以壁厚為20~40mm那樣的高強(qiáng)度鋼板作為母材來(lái)制造焊接鋼管時(shí)，優(yōu)選將源自?xún)?nèi)外表面的埋弧焊接的線(xiàn)能量設(shè)為3.0~10.0kJ/mm。如果為該范圍的線(xiàn)能量，則在具有上述成分組成的本發(fā)明的鋼管中，作為有效結(jié)晶粒徑的HAZ的大角粒徑達(dá)到80 μ m以下，可以得到優(yōu)異的低溫韌性。
[0250]另外，在從內(nèi)外表面各進(jìn)行I個(gè)道次的埋弧焊接時(shí)，不需要將從內(nèi)表面進(jìn)行焊接時(shí)的線(xiàn)能量與從外表面進(jìn)行焊接時(shí)的線(xiàn)能量設(shè)為相同的條件，可以具有若干的線(xiàn)能量差
巳
[0251]在電弧焊接后，為了提高鋼管的真圓度，可以進(jìn)行擴(kuò)管。鋼管的真圓度因擴(kuò)管而提高時(shí)，需要使其變形至塑性區(qū)域，因此，優(yōu)選使擴(kuò)管率為0.7%以上。需要說(shuō)明的是，擴(kuò)管率是指用百分率表示擴(kuò)管后的鋼管的外周長(zhǎng)與擴(kuò)管前的鋼管的外周長(zhǎng)之差除以擴(kuò)管前的鋼管的外周長(zhǎng)而得到的值。使擴(kuò)管率超過(guò)2%時(shí)，有可能母材、焊接部的韌性均會(huì)因塑性變形而降低。因此，優(yōu)選使擴(kuò)管率為0.7~2.0 %。
[0252]另外，可以對(duì)所得鋼管的焊接部和HAZ實(shí)施熱處理。尤其是，加熱至300~600°C的溫度時(shí)，沿著原始奧氏體晶界生成的粗大的M-A會(huì)分解為貝氏體和微細(xì)的滲碳體，因此韌性提高。需要說(shuō)明的是，加熱溫度不足300°C時(shí)，有時(shí)粗大的M-A的分解不充分、韌性的提高效果不充分，因此，優(yōu)選使下限為300°C以上。另一方面，將焊接部加熱至超過(guò)600°C時(shí)，有時(shí)生成析出物而焊接金屬的韌性會(huì)劣化，因此，優(yōu)選使上限為600°C以下。在HAZ處生成的M-A分解為貝氏體和滲碳體時(shí)，在基于SEM的觀察中，形狀與M-A相同，但內(nèi)部含有微細(xì)的白色析出物，能夠與M-A進(jìn)行區(qū)分。
[0253]焊接部和HAZ的熱處理可以從外面通過(guò)燃燒器來(lái)加熱，也可以進(jìn)行高頻加熱。在外表面達(dá)到熱處理溫度后，可以立即進(jìn)行冷卻，但為了促進(jìn)M-A的分解，優(yōu)選保持I~600s。但是，考慮到設(shè)備成本、生產(chǎn)率時(shí)，優(yōu)選使保持時(shí)間為300s以下。
[0254]如上說(shuō)明的本發(fā)明所述的高強(qiáng)度鋼板在添加B的同時(shí)限制Mo的添加量，進(jìn)而具有使碳當(dāng)量Ceq和裂紋敏感性指數(shù)Pcm達(dá)到上述范圍內(nèi)的淬火性高的鋼成分。另外，金相組織是包含軟質(zhì)且微細(xì)的多角形鐵素體以及由貝氏體、馬氏體中的一者或其兩者構(gòu)成的硬質(zhì)相的復(fù)合組織。因此，金相組織中，能夠在HAZ處抑制粗大的晶界鐵素體的生成、提高低溫韌性，并且使母材的低溫韌性也提高。另外，由于為多角形鐵素體與貝氏體、馬氏體的復(fù)合組織，因此能夠抑制屈服比，能夠得到優(yōu)異的變形性能。
[0255]另外，本發(fā)明所述的高強(qiáng)度鋼管由于將上述高強(qiáng)度鋼板作為母材，因此能夠使極低溫下的母材韌性、HAZ韌性以及變形性能共同提高。在成為母材的高強(qiáng)度鋼板的成分組成中，通過(guò)降低C、進(jìn)而限制Mo，對(duì)低溫韌性有害的M-A的生成得以降低。另外，通過(guò)降低Al以及添加適量的Ti，晶粒內(nèi)相變得以促進(jìn)，通過(guò)添加適量的B，淬火性提高，抑制由晶界生成粗大的鐵素體。進(jìn)而,通過(guò)添加Cr、Cu、Ni中的任意I種或2種以上，淬火性得以提高，通過(guò)在低溫下發(fā)生了相變的微細(xì)的晶粒內(nèi)相變組織，HAZ處的金相組織成為由貝氏體和晶粒內(nèi)相變組織構(gòu)成的微細(xì)晶粒。
[0256]另外，本發(fā)明所述的高強(qiáng)度鋼管尤其是在壁厚為20mm以上、進(jìn)而即使為30mm以上，在_40°C、進(jìn)而_60°C這樣的極低溫下也能夠確保優(yōu)異的HAZ低溫韌性。因此，能夠作為總管用鋼管、尤其是厚壁的高強(qiáng)度總管用鋼管而適用。
[0257]另外，根據(jù)本發(fā)明所述的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，通過(guò)控制熱軋后的冷卻條件，無(wú)需進(jìn)行熱軋工序的低溫軋制即可生成多角形鐵素體。由此，能夠提高強(qiáng)度和HAZ韌性、且能夠制造母材部的變形性能和低溫韌性也極其優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼板。
[0258]另外，根據(jù)本發(fā)明所述的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，限制了昂貴的Mo的添加量，另一方面，制成可充分確保淬火性的成分組成，并且無(wú)需實(shí)施以往實(shí)施的低溫軋制即可生成多角形鐵素體。因此,能夠抑制合金成本和生產(chǎn)成本。
[0259]另外，根據(jù)本發(fā)明所述的高強(qiáng)度鋼管的制造方法，由于使用具有充分有助于淬火性的成分組成的鋼板，因此對(duì)該鋼板進(jìn)行焊接而制成鋼管時(shí)，能夠抑制粗大的晶界鐵素體在HAZ處生成，能夠確保優(yōu)異的低溫韌性。
[0260]實(shí)施例
[0261]以下， 通過(guò)實(shí)施例來(lái)說(shuō)明本發(fā)明的效果，但本發(fā)明不限定于以下的實(shí)施例中使用的條件。
[0262](實(shí)施例1)
[0263]對(duì)具有表1所示成分組成的鋼進(jìn)行熔煉，按照常法通過(guò)連續(xù)鑄造來(lái)制成具有240~300mm的厚度的鋼坯。此時(shí)的鋼坯板厚示于表2。
[0264]接著，將這些鋼坯加熱至表2所示的再加熱溫度后，利用表2所示的條件進(jìn)行熱軋并冷卻，從而制造了具有表2所示的最終板厚的鋼板。需要說(shuō)明的是，本實(shí)施例的熱軋的最終工序即未再結(jié)晶Y區(qū)域軋制的軋制條件示于表2。
[0265]另外，本實(shí)施例中，將熱軋后的鋼板緩冷至表2所示的加速冷卻的起始溫度(平均冷卻速度不足10°c /s)，其后，用表2所示的加速冷卻的條件通過(guò)水冷進(jìn)行冷卻。另外，各鋼種的ArJn下求出:從熔煉了的鋼坯切出高度12mm、直徑8mm的試驗(yàn)片，實(shí)施了對(duì)熱軋進(jìn)行模擬的加工熱處理后，通過(guò)熱膨脹測(cè)定來(lái)求出。
[0266]需要說(shuō)明的是，在表1和表2所示的成分組成和制造條件中，對(duì)偏離本發(fā)明范圍的數(shù)值附加下劃線(xiàn)。另外，未再結(jié)晶Y區(qū)域軋制的起始溫度、以及加速冷卻的起始溫度是與Ar3之差。
[0267][表 I]
[0268]
【權(quán)利要求】
1.一種變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼管，其是將成形為管狀的母材鋼板焊接而成的鋼管， 所述母材鋼板以質(zhì)量％計(jì)分別包含:
C:0.010 ~0.080%,
S1:0.01 ~0.50%,
Mn:1.2 ~2.8%,
S:0.0001 ~0.0050%,
T1:0.003 ~0.030%,
B:0.0003 ~0.005%,
N:0.0010 ~0.008%,
O:0.0001 ~0.0080%, 并包含Cr、Cu、Ni中的I種以上，且P、Al、Mo分別限制為:
P:0.050% 以下、
Al:0.020% 以下、
Mo:0.03% 以下， 通過(guò)下述(式I)求出的Ceq為0.30~0.53,通過(guò)下述(式2)求出的Pcm為0.10~0.20，余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)組成， 所述母材鋼板的金相組織的多角形鐵素體的面積率為27~90%，余量包含由貝氏體、馬氏體中的一者或兩者構(gòu)成的硬質(zhì)相，
Ceq = C+Mn/6+ (Ni+Cu) /15+ (Cr+Mo) /5..?(式 I) Pcm = C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B..?(式 2) 所述(式I)、(式2)中的C、S1、Mn、N1、Cu、Cr、Mo、B為各元素的含量[質(zhì)量％ ];關(guān)于N1、Cu、Cr、Mo，在含量為0%時(shí)，以O(shè)進(jìn)行計(jì)算。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼管，其中，所述母材鋼板以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含有以下元素中的I種或2種以上:
W:0.01 ~0.50%,
V:0.010 ~0.100%,
Nb:0.001 ~0.200%,
Zr:0.0001 ~0.0500%,
Ta:0.0001 ~0.0500%,
Mg:0.0001 ~0.0100%,
Ca:0.0001 ~0.0050%,
REM:0.0001 ~0.0050%,
Y:0.0001 ~0.0050%,
Hf:0.0001 ~0.0050%,
Re:0.0001 ~0.0050%, 所述Ceq用下述(式I’)代替所述(式I)而求出、 所述Pcm用下述(式2’)代替所述(式2)而求出，
Ceq = C+Mn/6+ (Ni+Cu)/15+ (Cr+Mo+V)/5..?(式 I，)Pcm = C+Si/30+ (Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B..?(式 2，) 所述(式I’)、(式2’)中的C、S1、Mn、N1、Cu、Cr、Mo、V、B為各元素的含量[質(zhì)量％ ]；關(guān)于N1、Cu、Cr、Mo，在含量為0%時(shí)，以O(shè)進(jìn)行計(jì)算；關(guān)于V，在含量為0%時(shí)和含量不足.0.010質(zhì)量％時(shí)，以O(shè)進(jìn)行計(jì)算。
3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼管，其中，以質(zhì)量％計(jì)，所述母材鋼板的C的含量為0.010~0.060%, Al的含量為0.008%以下， 通過(guò)下述(式3)求出的、焊接熱影響部的Y/α相變起始溫度為500~600°C， 所述焊接熱影響部的原始Y晶粒內(nèi)包含晶粒內(nèi)相變組織， Y/α 相變起始溫度=-2500Ceq2+1560Ceq+370..?(式 3)。
4.根據(jù)權(quán)利要求3所述的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼管，其中，所述焊接熱影響部的馬氏體-奧氏體復(fù)合體以面積分率計(jì)為2.5%以下。
5.根據(jù)權(quán)利要求3所述的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼管，其中，所述焊接熱影響部的金相組織的大角粒徑為80 μ m以下。
6.根據(jù)權(quán)利要求3所述的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼管，其中，所述母材鋼板的板厚為20~40mm。
7.根據(jù)權(quán)利要求3所述的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼管，其中，以所述鋼管的圓周方向作為拉伸方向時(shí)，所述母材鋼板的拉伸強(qiáng)度為500~800MPa。
8.根據(jù)權(quán)利要求3所述的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼管，其中，所述母材鋼板以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含有以下元素中的I種或2種以上:
W:0.01 ~0.50%,
V:0.010 ~0.100%,
Nb:0.001 ~0.200%,
Zr:0.0001 ~0.0500%,
Ta:0.0001 ~0.0500%,
Mg:0.0001 ~0.0100%,
Ca:0.0001 ~0.0050%,
REM:0.0001 ~0.0050%,
Y:0.0001 ~0.0050%,
Hf:0.0001 ~0.0050%,
Re:0.0001 ~0.0050%, 所述Ceq用下述(式I’)代替所述(式I)而求出、 所述Pcm用下述(式2’)代替所述(式2)而求出，
Ceq = C+Mn/6+ (Ni+Cu)/15+ (Cr+Mo+V)/5..?(式 I，)
Pcm = C+Si/30+ (Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B..?(式 2，) 所述(式I’)、(式2’)中的C、S1、Mn、N1、Cu、Cr、Mo、V、B為各元素的含量[質(zhì)量％ ]；關(guān)于N1、Cu、Cr、Mo，在含量為0%時(shí)，以O(shè)進(jìn)行計(jì)算；關(guān)于V，在含量為0%時(shí)和含量不足0.010質(zhì)量％時(shí)，以O(shè)進(jìn)行計(jì)算。
9.根據(jù)權(quán)利要求8所述的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼管，其中，所述焊接熱影響部的馬氏體-奧氏體復(fù)合體以面積分率計(jì)為2.5%以下。
10.根據(jù)權(quán)利要求8所述的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼管，其中，所述焊接熱影響部的金相組織的大角粒徑為80 μ m以下。
11.根據(jù)權(quán)利要求8所述的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼管，其中，所述母材鋼板的板厚為20~40mm。
12.根據(jù)權(quán)利要求8所述的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼管，其中，以所述鋼管的圓周方向作為拉伸方向時(shí)，所述母材鋼板的拉伸強(qiáng)度為500~800MPa。
13.一種變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼板，其以質(zhì)量％計(jì)分別包含:
C:0.010 ~0.080%,
S1:0.01 ~0.50%,
Mn:1.2 ~2.8%,
S:0.0001 ~0.0050%,
T1:0.003 ~0.030%,
B:0.0003 ~0.005%,
N:0.0010 ~0.008%,
O:0.0001 ~0. 0080%, 并包含Cr、Cu、Ni中的I種以上，且P、Al、Mo分別限制為:
P:0.050% 以下、
Al:0.020% 以下、
Mo:0.03% 以下， 通過(guò)下述(式I)求出的Ceq為0.30~0.53,通過(guò)下述(式2)求出的Pcm為0.10~0.20，余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)組成， 金相組織中，多角形鐵素體的面積率為27~90%，余量包含由貝氏體、馬氏體中的一者或兩者構(gòu)成的硬質(zhì)相，
Ceq = C+Mn/6+ (Ni+Cu) /15+ (Cr+Mo) /5..?(式 I)
Pcm = C+Si/30+ (Mn+Cu+Cr) /20+Ni/60+Mo/15+5B..?(式 2) 上述(式I)、(式2)中的C、S1、Mn、N1、Cu、Cr、Mo、B為各元素的含量[質(zhì)量％ ];關(guān)于N1、Cu、Cr、Mo，在含量為0%時(shí)，以O(shè)進(jìn)行計(jì)算。
14.根據(jù)權(quán)利要求13所述的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼板，其以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含有以下元素中的I種或2種以上:
W:0.01 ~0.50%,
V:0.010 ~0.100%,
Nb:0.001 ~0.200%,
Zr:0.0001 ~0.0500%,
Ta:0.0001 ~0.0500%,
Mg:0.0001 ~0.0100%,
Ca:0.0001 ~0.0050%,
REM:0.0001 ~0.0050%,
Y:0.0001 ~0.0050%,
Hf:0.0001 ~0.0050%,Re:0.0001 ~0.0050%, 所述Ceq用下述(式I’)代替所述(式I)而求出、 所述Pcm用下述(式2’)代替所述(式2)而求出，
Ceq = C+Mn/6+ (Ni+Cu)/15+ (Cr+Mo+V)/5..?(式 I，)
Pcm = C+Si/30+ (Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B..?(式 2，) 上述(式I’)、(式2’)中的C、S1、Mn、N1、Cu、Cr、Mo、V、B為各元素的含量[質(zhì)量％ ]；關(guān)于N1、Cu、Cr、Mo，在含量為0%時(shí)，以O(shè)進(jìn)行計(jì)算；關(guān)于V，在含量為0%時(shí)和含量不足.0.010質(zhì)量％時(shí)，以O(shè)進(jìn)行計(jì)算。
15.根據(jù)權(quán)利要求13所述的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼板，其中，以質(zhì)量％計(jì)，C的含量為0.010~0.060%,Al的含量為0.008%以下，通過(guò)下述(式3)求出的、焊接熱影響部的Υ/α相變起始溫度為500~600°C， Y/α 相變起始溫度=-2500Ceq2+1560Ceq+370..?(式 3)。
16.根據(jù)權(quán)利要求15所述的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼板，其以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含有以下元素中的I種或2種以上:
W:0.01 ~0.50%,
V:0.010 ~0.100%,
Nb:0.001 ~0.200%,
Zr:0.0001 ~0.0500%,
Ta:0.0001 ~0.0500%,
Mg:0.0001 ~0.0100%,
Ca:0.0001 ~0.0050%,
REM:0.0001 ~0.0050%,
Y:0.0001 ~0.0050%,
Hf:0.0001 ~0.0050%,
Re:0.0001 ~0.0050%, 所述Ceq用下述(式I’)代替所述(式I)而求出、 所述Pcm用下述(式2’)代替所述(式2)而求出，
Ceq = C+Mn/6+ (Ni+Cu)/15+ (Cr+Mo+V)/5..?(式 I，)
Pcm = C+Si/30+ (Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B..?(式 2，) 上述(式I’)、(式2’)中的C、S1、Mn、N1、Cu、Cr、Mo、V、B為各元素的含量[質(zhì)量％ ]；關(guān)于N1、Cu、Cr、Mo，在含量為0%時(shí)，以O(shè)進(jìn)行計(jì)算；關(guān)于V，在含量為0%時(shí)和含量不足.0.010質(zhì)量％時(shí)，以O(shè)進(jìn)行計(jì)算。
17.一種變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其中，將鋼坯加熱至950°C以上，以Ar3以上進(jìn)行熱軋工序，以不足10°C/s的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻后，以10°C /s以上的冷卻速度從Ar3-100°C~Ar3-10°C的溫度加速冷卻至通過(guò)下述(式4)求出的Bs以下的溫度， 所述鋼坯以質(zhì)量％計(jì)分別包含:
C:0.010 ~0.080%,
S1:0.01 ~0.50%,Mn:1.2 ~2.8%,
S:0.0001 ~0.0050%,
Ti:0.003 ~0.030%,
B:0.0003 ~0.005%,
N:0.0010 ~0.008%, . O:0.0001 ~0.0080%, 并包含Cr、Cu、Ni中的I種以上，且P、Al、Mo分別限制為:
P:0.050% 以下、
Al:0.020% 以下、
Mo:0.03% 以下， 通過(guò)下述(式I)求出的Ceq為0.30~0.53,通過(guò)下述(式2)求出的Pcm為0.10~.0.20，余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)組成，
Ceq = C+Mn/6+ (Ni+Cu) /15+ (Cr+Mo) /5..?(式 I)
Pcm = C+Si/30+ (Mn+Cu+Cr) /20+Ni/60+Mo/15+5B..?(式 2)
Bs (°C ) = 830-270C-90Mn-37N1-70Cr-83M0..?(式 4) 所述(式I)、(式2)、(式4)中的C、S1、Mn、N1、Cu、Cr、Mo、B為各元素的含量[質(zhì)量％ ];關(guān)于附、(:11、(>、10，在含量為0%時(shí)，以0進(jìn)行計(jì)算。
18.根據(jù)權(quán)利要求15所述的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其中，在所述熱軋工序中， 進(jìn)行將軋制起始溫度設(shè)為Ar3~Ar3+10(rC且將壓縮比設(shè)為1.5以上的未再結(jié)晶、區(qū)域軋制。
19.根據(jù)權(quán)利要求15所述的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其中，所述鋼坯以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含有以下元素中的I種或2種以上:
W:0.01 ~0.50%,
V:0.010 ~0.100%,
Nb:0.001 ~0.200%,
Zr:0.0001 ~0.0500%,
Ta:0.0001 ~0.0500%,
Mg:0.0001 ~0.0100%,
Ca:0.0001 ~0.0050%,
REM:0.0001 ~0.0050%,
Y:0.0001 ~0.0050%,
Hf:0.0001 ~0.0050%,
Re:0.0001 ~0.0050%, 所述Ceq用下述(式I’)代替所述(式I)而求出、 所述Pcm用下述(式2’)代替所述(式2)而求出，
Ceq = C+Mn/6+ (Ni+Cu)/15+ (Cr+Mo+V)/5..?(式 I，)
Pcm = C+Si/30+ (Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B..?(式 2，) 上述(式I’)、(式2’)中的C、S1、Mn、N1、Cu、Cr、Mo、V、B為各元素的含量[質(zhì)量％ ]；關(guān)于N1、Cu、Cr、Mo，在含量為0%時(shí)，以O(shè)進(jìn)行計(jì)算；關(guān)于V，在含量為0%時(shí)和含量不足.0.010質(zhì)量％時(shí)，以O(shè)進(jìn)行計(jì)算。
20.根據(jù)權(quán)利要求1 9所述的變形性能和低溫韌性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其中，在所述熱軋工序中， 進(jìn)行將軋制起始溫度設(shè)為Ar3~Ar3+10(rC且將壓縮比設(shè)為1.5以上的未再結(jié)晶、區(qū)域軋制。
【文檔編號(hào)】B23K31/00GK104024453SQ201280064568
【公開(kāi)日】2014年9月3日 申請(qǐng)日期:2012年12月27日 優(yōu)先權(quán)日:2011年12月28日
【發(fā)明者】藤城泰志, 坂本真也, 原卓也, 寺田好男 申請(qǐng)人:新日鐵住金株式會(huì)社