專利名稱：疲勞裂紋進展抑制和焊接熱影響區(qū)的韌性優(yōu)異的高屈服比高張力鋼板的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及土木、建筑、橋梁、海洋結(jié)構(gòu)物、管道、船舶、貯藏、建筑機械等的各種用途所使用的高屈服比高張力鋼板，特別涉及抑制裂紋的進展速度而確保良好的疲勞壽命，并且焊接熱影響區(qū)(HAZ)的韌性也優(yōu)異的以貝氏體相為主體的高屈服比高張力鋼板。
背景技術(shù)：
在應(yīng)用于上述各種用途的結(jié)構(gòu)材料中，由于施加反復(fù)應(yīng)力的情況不少，所以為了確保結(jié)構(gòu)材料的安全性，對于作為原材而使用的鋼板具有良好的疲勞特性在設(shè)計上極為重要。
鋼板的疲勞過程被認為大體區(qū)分成在應(yīng)力集中部的裂紋的發(fā)生、和一旦發(fā)生的裂紋的進展這2個過程。而且，認為在通常將機械零件上有宏觀的裂紋發(fā)生作為使用界限，允許裂紋的進展的設(shè)計幾乎沒有。然而，在焊接結(jié)構(gòu)物中，即使疲勞裂紋發(fā)生也不會立即導(dǎo)致破壞，該裂紋在達到最終階段之前會被定期檢查等發(fā)現(xiàn)，從而對裂紋的進入部分進行修理，或者在使用期內(nèi)如果裂紋不增長至達到最終破壞的長度，則即使有裂紋，結(jié)構(gòu)物也能夠充分經(jīng)受得住使用。
可是，在焊接結(jié)構(gòu)物中，大量存在著作為應(yīng)力集中部的焊接縫邊部和缺陷部，完全地防止疲勞裂紋的發(fā)生在技術(shù)上幾乎不可能，另外在經(jīng)濟上也不能說是上策。即，為了使焊接結(jié)構(gòu)物的疲勞壽命良好，與防止裂紋的發(fā)生相比，將來自裂紋已經(jīng)存在的狀態(tài)下的裂紋進展壽命大幅延長更為有效，因此盡可能降低鋼材的裂紋的進展速度的設(shè)計成為重要的事項。
作為抑制疲勞裂紋進展的速度的技術(shù)，至今有各種各樣的提案，例如在專利第3298544號公報中，提出形成硬質(zhì)相和軟質(zhì)相的2相組織，通過軟質(zhì)相/硬質(zhì)相邊界的裂紋的彎曲、停留、分支來抑制裂紋進展速度的技術(shù)。
然而，在該技術(shù)中，需要形成基本上含有軟質(zhì)的鐵素體組織的組織，這就存在不能制造高強度鋼的問題。
作為涉及疲勞裂紋進展抵抗性和結(jié)晶方位的關(guān)系的技術(shù)，例如特開2000-17379號公報中，提出了一種疲勞裂紋進展(傳播)特性優(yōu)異的鋼板，其實現(xiàn)是通過設(shè)鋼板表面的法線方向為ND時，具有α鐵的(100)面與ND平行的方位{(100)//ND}的晶粒，和具有α鐵的(111)面與ND平行的方位{(111)//ND}的晶粒之間的邊界沿裂紋的進展方向，橫切為至少30μm有1處以上，和在平行于鋼板表面的測定面，使鋼板內(nèi)部的α(111)的面強度比與α鐵的(100)面強度比的比為1.25～2.0。
越是在高應(yīng)力下使用的鋼板對其疲勞特性的關(guān)注也就越高，但是，因為上述技術(shù)是以鐵素體組織為主體(例如70面積％以上)，所以抗拉強度只能對應(yīng)390～490MPa左右的強度級，而不能適用于抗拉強度為570MPa以上的高屈服比高張力鋼板。另外以鐵素體組織為主體而使之高張力化時，需要大量添加合金元素由析出強化等進行補強，但是這也有局限，焊接熱影響區(qū)的韌性將比任何情況都劣化。再有，在以貝氏體相為主體的組織(其被稱為“單貝氏體組織”)中，已知其與奧氏體具有一定的方位關(guān)系而生成，用與上述技術(shù)同樣的方法不能控制結(jié)構(gòu)方位。
在特開2004-27355號公報中，提出了一種疲勞裂紋進展特性優(yōu)異的鋼板，其為貝氏體組織或馬氏體組織，以最大拉伸、壓縮應(yīng)變±0.012，反復(fù)速度0.5Hz，施加達到最大應(yīng)變的波數(shù)12的漸增、漸減反復(fù)負荷15次時，由1次的最大應(yīng)變時的應(yīng)力σ1和15次的最大應(yīng)變時的應(yīng)力σ15的比σ1/σ15所表示的反復(fù)軟化參數(shù)為0.65以上、0.95以下。而且，在該技術(shù)中，對于反復(fù)軟化來說，其被認為是由于反復(fù)應(yīng)力負荷時的位錯的再排列而引起的，裂紋前端的位錯密度越高就越容易發(fā)生軟化，顯示出在疲勞裂紋進展抑制上有效。
在上述技術(shù)中，為了提高位錯密度，如實施例所示，需要實質(zhì)的直接淬火和在線淬火。然而，在線的熱處理可以預(yù)見到生產(chǎn)率降低，另外在線上進行直接淬火，還必須考慮到因位錯導(dǎo)入帶來的強度上升，因此就有必須使強度不能過高這樣來維持低成分的制約。其結(jié)果被充分認定為，成分設(shè)計中的自由度低，其他的特性劣化。另外即使上述這樣的軟化參數(shù)在規(guī)定范圍內(nèi)，斷裂轉(zhuǎn)變溫度vTrs超過0℃的實施例也存在，有可能不能充分滿足作為結(jié)構(gòu)物的特性。
另一方面，上述各種用途所使用的高張力鋼板，要通過焊接構(gòu)筑各種結(jié)構(gòu)物，但是，作為高張力鋼板所要求的特性，需要在應(yīng)用高熱能焊接時的焊接熱影響區(qū)(HAZ)的韌性良好。
另外，針對對于地震的終局屈服點設(shè)計的應(yīng)用，還要求屈服比[屈伏強度/抗拉強度×100(％)]小(即，塑性變形能高)(建筑用途的情況下為80％以下)，如果從使用鋼板(鋼重)的削減這一觀點出發(fā)，則根據(jù)用途優(yōu)選高屈伏(上述屈服比為80以上)。
例如，在抗張強度為570MPa以上的高張力鋼中，作為實現(xiàn)HAZ韌性的改善的技術(shù)，提出有如專利第3602471號公報中所示的技術(shù)。在該技術(shù)中，通過使C極低，并以貝氏體相作為基本組織(低溫相變貝氏體組織)，從而抑制在高熱能焊接時的島狀馬氏體相(M-A相)的生成，并且以滿足規(guī)定關(guān)系式的方式積極添加作為淬火性提高元素的Mn和Cr(根據(jù)需要添加Mo)，且以滿足規(guī)定關(guān)系式的方式控制作為使高熱能HAZ韌性降低的元素V和Nb，再添加B。
使C極低并成為貝氏體組織(以下稱為“極低C貝氏體組織”)，在抑制M-A相的生成，提高高熱能HAZ韌性上有效，但僅形成極低C貝氏體組織，還不能說能夠適當?shù)剡M行HAZ組織的控制，根據(jù)情況也會得不到充分的高熱能HAZ韌性。
另外，在特開2000-345239號公報中，提出通過極低C(C含量0.03％以下)并使Nb和B的量適當化，而形成對冷卻速度依存性小的(即，材質(zhì)的偏差少)極低C貝氏體鋼的技術(shù)。另外在該技術(shù)中，從提高高熱量HAZ韌性這一觀點出發(fā)，還公開有通過使氧化物系夾雜物(Ti、Ca、Al、REM的氧化物)均一分散，從而抑制HAZ中的舊奧氏體粒的粗大化。
然而，如果焊接熱能變大，則抑制HAZ的舊奧氏體粒的粗大化也有局限，僅是抑制舊奧氏體粒的粗大化，也有高熱能HAZ韌性不良的情況。
另外如上述，改良HAZ韌性的技術(shù)，絲毫未考慮前述的疲勞裂紋特性，故期待HAZ韌性和疲勞裂紋特性的兩種特性兼?zhèn)涞募夹g(shù)的確立是實際情況。
作為影響裂紋進展速度的因素，還認為有晶界的狀態(tài)。作為將晶界狀態(tài)應(yīng)用于材料特性的技術(shù)，例如在特開平11-269611號公報中，公開的是關(guān)于一種鐵基形狀記憶合金，其是通過規(guī)定∑1重合晶界、∑3～29重合晶界等的比例來改善形狀記憶特性和磁致伸縮特性。然而，并未考慮裂紋進展速度和晶界的狀態(tài)，特別是在鋼板中關(guān)于晶界狀態(tài)對特性造成的影響，實際情況是沒有得到確立的結(jié)論。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明著眼于上述這樣的情況而進行，其目的在于，提供一種在以貝氏體為主體的鋼板中，通過適當規(guī)定各結(jié)晶方位關(guān)系，而使疲勞裂紋進展阻抗性更優(yōu)異，并且也能夠改善HAZ韌性的高屈服比高張力鋼板。
所謂能夠達成上述目的的本第一發(fā)明的鋼板，具有如下幾點要旨，其含有C0.01～0.05％(質(zhì)量％的意思，以下同)、Si1.0％以下、Mn0.5～2.0％、P0.5％以下、S0.01％以下、Al0.01～0.07％、Cr0.4～2.0％、Nb0.001～0.050％、Ti0.005～0.03％、B0.0005～0.0030％、Ca0.0005～0.005％、和N0.0020～0.010％，并且滿足由下式(1)規(guī)定的PM值低于0.27％，由貝氏體相在組織中占90面積％的組織構(gòu)成，2個結(jié)晶的方位差由15°以上的大角晶界包圍的區(qū)域作為晶粒時，該晶粒的平均圓當量直徑為15μm以下，鄰接的晶粒彼此的方位差為55～60°的比例在0.3以上。
PM＝[C]+[Mn]/30+[Cr]/23+[Mo]/5+[Si]/5+[Cu]/50+[Ni]/50 ……(1)其中，[C]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Si]、[Cu]和[Ni]分別表示C、Mn、Cr、Mo、Si、Cu和Ni的含量(質(zhì)量％)。但是，對不必積極添加含量為雜質(zhì)水平的元素，含量作為0％來計算式(1)。
所謂能夠達到上述目的的本第二發(fā)明的高屈服比高張力鋼板，具有如下幾點要旨，其含有C0.01～0.05％(質(zhì)量％的意思，以下同)、Si1.0％以下、Mn0.5～2.0％、P0.5％以下、S0.01％以下、Al0.01～0.07％、Cr0.4～2.0％、Nb0.001～0.050％、Ti0.005～0.03％、B0.0005～0.0030％、Ca0.0005～0.005％、和N0.0020～0.010％，并且滿足由下式(1)規(guī)定的PM值低于0.27％，由貝氏體相在組織中占90面積％的組織構(gòu)成，2個結(jié)晶的方位差為15°以上的大角晶界之中，作為∑3重合晶界的比例為0.065以上。
PM＝[C]+[Mn]/30+[Cr]/23+[Mo]/5+[Si]/5+[Cu]/50+[Ni]/50 ……(1)其中，[C]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Si]、[Cu]和[Ni]分別表示C、Mn、Cr、Mo、Si、Cu和Ni的含量(質(zhì)量％)。但是，對不必積極添加含量為雜質(zhì)水平的元素，含量作為0％來計算式(1)。
在本第一及第二發(fā)明的鋼板中，上述基本成分以外(余量)，余量是鐵和不可避免的雜質(zhì)，但是根據(jù)需要，還優(yōu)選含有(a)Mo0.5％以下(不含0％)，(b)Cu2.0％以下(不含0％)及/或Ni2.0％以下(不含0％)，(c)V0.05％以下(不含0％)，(d)Mg0.005％以下(不含0％)，(e)Zr0.005％以下(不含0％)，(f)稀土類元素0.0003～0.003％等，根據(jù)含有的成分，高張力鋼板的特性被進一步改善。
在本發(fā)明中，在具有以貝氏體為主體的組織的鋼板中，通過適當規(guī)定各結(jié)晶方位關(guān)系(第一發(fā)明)，并且或者適當?shù)匾?guī)定特定的重合晶界的比例(第二發(fā)明)，并且嚴密地控制作為對HAZ韌性產(chǎn)生影響的要因的M-A相量和化學(xué)成分組成以實現(xiàn)適應(yīng)化，從而能夠?qū)崿F(xiàn)疲勞裂紋進展抑制優(yōu)異，且能夠確保良好的HAZ韌性的高張力鋼板，這種高張力鋼板，適于作為土木、建筑、橋梁、海洋結(jié)構(gòu)物、管道、船舶、貯藏、建筑機械等的各種用途的結(jié)構(gòu)材料的原材。


圖1是表示PM值和vE-15的關(guān)系的曲線圖。
圖2是表示結(jié)晶方位差為55～60°的比例和疲勞裂紋進展速度的關(guān)系的曲線圖。
圖3是用于說明重合晶界的圖。
圖4是表示∑3重合晶界的比例和疲勞裂紋進展速度的關(guān)系的曲線圖。
具體實施例方式
首先，就本第一發(fā)明的疲勞裂紋進展的抑制進行說明。
本發(fā)明者們?yōu)榱私鉀Q所述課題，特別著眼于作為貝氏體組織的鋼板，從各種的角度就用于抑制此種鋼板的疲勞裂紋進展速度的方法進行研究。其結(jié)果得出如下結(jié)論。即，在上述這樣的貝氏體組織中，會相對于奧氏體而具有幾種方位關(guān)系生成，不過根據(jù)鋼板的化學(xué)成分組成、組織的生成溫度、其他的條件等被選擇的各晶格的方位關(guān)系變化，在具有一定的結(jié)晶方位差的結(jié)晶晶界，特別判明了疲勞裂紋進展被抑制。而且指出，如果適當?shù)匾?guī)定結(jié)晶方位分布，則能夠很好地實現(xiàn)疲勞裂紋進展的抑制的鋼板能夠?qū)崿F(xiàn)。
在以貝氏體相為主體的單相組織中，晶界被認為是裂紋進展的阻抗，但是如果在裂紋進展時提高晶界和裂紋沖突的頻度，則認為裂紋的進展能夠得到抑制。即，得到的結(jié)果是，通過使晶界細化而提高其與裂紋的沖突頻度即可。但是，在形成晶界的兩端的方位差小(例如低于15°)的小角晶界(小傾角邊界)，因為晶界能量小而其效果小，所以所述方位差需要以15°以上的大角晶界(大傾角邊界)為對象。另外，還判明即使在大角晶界之中，鄰接的晶粒彼此的方位差為55～60°的比例越高，對于裂紋進展越有效(參照后述圖2)。
也就是說，是被所述方位差為15°以上的大角晶界包圍的晶粒，以換算成同一面積的圓時的直徑(圓當量直徑)的平均值計為15μm以下的晶粒，在鄰接的晶粒的方位差的分布中，通過使方位差為55～60°的比例在0.3以上(30％以上)，能夠?qū)崿F(xiàn)疲勞裂紋進展抑制效果優(yōu)異的鋼板。還有，所述“方位差”也被稱為“偏角”或“傾角”，以下稱為“結(jié)晶方位差”。另外為了測定這一結(jié)晶方位差，可以采用EBSP法(Electoron BackscatteringPattern)。
接下來，就第二發(fā)明中的抑制疲勞裂紋進展進行說明。
本發(fā)明者們?yōu)榱私鉀Q所述課題，特別著眼于作為貝氏體組織的鋼板，考慮到此鋼板中的晶界成為裂紋進展的抵抗，從各種角度就晶界的狀態(tài)與疲勞裂紋進展速度的關(guān)系進行研究。其結(jié)果指出，使一定的重合晶界的比例增加，在抑制疲勞裂紋進展上極為有效。
所謂所述的重合晶界，意思是幾何學(xué)的整合性高的特殊的晶界。此晶界被認為在結(jié)構(gòu)上穩(wěn)定，在力學(xué)上、化學(xué)上也具有優(yōu)異的特性，但是就其詳情尚有很多不能解明的部分。例如，認為使兩個結(jié)晶之一在旋轉(zhuǎn)軸M的周圍只旋轉(zhuǎn)角度θ(旋轉(zhuǎn)角度)時的2個結(jié)晶的重疊。這時，根據(jù)旋轉(zhuǎn)軸M和旋轉(zhuǎn)角度θ，除原點(處于原位置的狀態(tài)的點)以外會形成有周期性重疊的晶格點。如此重疊的點稱為對應(yīng)晶格點。原結(jié)晶晶格的單位胞體積和在此形成的對應(yīng)晶格點的單位胞體積的比稱為∑值。處于該∑值為3的關(guān)系的晶界稱為∑3重合晶界。
圖3是使單一立方晶格繞<001>軸旋轉(zhuǎn)36.52°(旋轉(zhuǎn)角度θ)而重合的圖(Yα-M-Xα→Yβ-M-Xβ)，相當于∑5重合晶界，圖中相互的晶格點重疊的點由“○”標記表示，其為對應(yīng)晶格點。
如上述重合晶界是通過相對于鄰接結(jié)晶晶格進行一定角度旋轉(zhuǎn)而生成的，與通常的高角度隨機晶界相比，規(guī)則度高，晶界能低，穩(wěn)定。如此，重合晶界與隨機晶界相比，晶界能低，難以引起晶界滑動原本已知，但是，對這樣應(yīng)晶界給疲勞裂紋進展速度造成的影響尚未研究。
本發(fā)明者們在如此狀態(tài)下，對鋼板中的晶界的狀態(tài)，基于EBSP(Electoron Backscattering Pattern法)測定的結(jié)果判明，在全部測定點的2個結(jié)晶方位差為15°以上的大角晶界(大傾角邊界)之中，如果作為∑3重合晶界的比例為0.065以上，則與現(xiàn)有鋼相比，能夠大幅抑制鋼板中的疲勞裂紋進展速度。還有，所述“方位差”也稱為“偏角”或“傾角”，以下稱為“結(jié)晶方位差”。
如上述通過增大∑3重合晶界的比例從而能夠抑制疲勞裂紋進展速度的理由，并不能全部解明，不過能夠進行如下考慮。即，裂紋進展時所需要的能量為γa時，該能量γa以下式(2)的方式表示，但因重合晶界的晶界能γb小，所以裂紋所需要的能量γa大，被認為是疲勞裂紋進展所需要的能量變大。如果換言之，認為作為裂紋進展的機構(gòu)，在整合性高的穩(wěn)定的晶界裂紋進展時，一定會消耗大的破壞能量，進展速度降低。
γa＝2γs-γb…(2)其中，γs晶界的表面能，γb晶界能還有，為了測定∑3重合晶界的比例，可以采用所述EBSP法(ElectoronBackscattering Pattern法)。在此方法中，對試樣照射電子射線時發(fā)生的散亂波(菊池線)的幅度和強度，散亂波之間的交差角度和出現(xiàn)的位置，取決于結(jié)晶系和結(jié)晶結(jié)構(gòu)及方位，因此通過解析EPSP的圖像的特征，可以決定結(jié)晶方位差。
另一方面，無論在第一發(fā)明中還是第二發(fā)明中，作為用于得到良好的HAZ韌性的鋼板，多使用具有極低C貝氏體組織的材料，不過本發(fā)明者們以具有這種組織的鋼板為基本，為了進一步改善其HAZ韌性而從各種角度對方法進行研究。其結(jié)果指出，如果根據(jù)高張力鋼板一般所含有的元素(C、Si、Mn、Cu、Ni等)，按所述(1)式規(guī)定其關(guān)系，則M-A相量被控制得適當，HAZ韌性格外優(yōu)良，從而完成本發(fā)明。以下，沿著完成本發(fā)明的經(jīng)過，對本發(fā)明規(guī)定的各必要條件的作用效果加以說明。
為了提高HAZ韌性，在HAZ中需要盡可能降低成為破壞起點的M-A相的量。M-A相是由于組織中的C濃化，其部分的相變溫度降低，所以在組織中析出馬氏體和殘留奧氏體的相。因此，為了降低M-A相，降低C含量本身是有效的。另外，在M-A相的降低中，通過降低奧氏體穩(wěn)定化元素(Mn、Cr、Mo、Si等)，可以有效地減少殘留奧氏體。從這一觀點出發(fā)，在上述(1)式規(guī)定的PM值低于0.27％的鋼板中，因HAZ中的M-A相十分少而顯示出良好的韌性。但是，若過量降低C含量和奧氏體穩(wěn)定化元素，則會產(chǎn)生不能確保強度這樣的問題，因此需要確?；镜淖畹秃?此點后述)。
在上述(1)式中，也規(guī)定了如Mo、Cu、Ni等這樣在作為基本的化學(xué)成分中未包含的元素，不過因為這些元素對HAZ韌性也有影響，所以在根據(jù)需要含有時，其含量也需要納入PM值的計算。因此，在不含有這些元素時，由上述(1)式可以將這些元素作為0計算。
還有，由上述(1)式規(guī)定的各元素的系數(shù)是根據(jù)實驗求得的，接下來就這一點加以說明。對具有下述表1所示的化學(xué)成分組成的各鋼種，求得其進行熱循環(huán)試驗時的吸收能vE-15(關(guān)于詳細的測定方法后述)，在與成為其基本(base)的鋼種(表1的鋼種A1)的比較中，就Cr、Mn、Ni、Mo、Si和Cu對鋼板的韌性帶來的影響進行了研究。
表1


首先，就C來說，將C的含量作為X1，吸收能vE-15作為Y1時，鋼種A1(C含量0.038％，vE-1577J)和A2(C含量0.054％，vE-1530J)的關(guān)系，由下述(2)式這樣的近似式表示。
Y1＝-2937.5X1+188.63 …(2)同樣，關(guān)于Cr、Mn、Ni、Mo、Si和Cu，如果顯示其含量與vE-15的關(guān)系，則由下述(3)～(8)式這樣的近似式(近似直線)表示。
Y2＝-128.1X2+193.59 …(3)(其中，X2Cr含量，Y2vE-15)[Mn鋼種A1和A4]Y3＝-98.0X3+233.92…(4)(其中，X3Mn含量，Y3vE-15)[Ni鋼種A1和A5]Y4＝-58.4X4+91.6 …(5)(其中，X4Ni含量，Y4vE-15)[Mo鋼種A1、A6和A7]Y5＝-570.0X5+268.0…(6)(其中，X5Mo含量，Y5vE-15)[Si鋼種A1和A8]
Y6＝-560.0X6+301 …(7)(其中，X6Si含量，Y6vE-15)[Cu鋼種A9和A10]Y7＝-59.0X7+257.8 …(8)(其中，X7Cu含量，Y7vE-15)通過比較上述(3)式的系數(shù)和(3)～(8)式的系數(shù)(斜率)，能夠求得C的系數(shù)為1時的各元素的系數(shù)。例如，就Cr來說為(-2938/-128)23(其他元素也一樣)。其結(jié)果是求得所述(1)式的關(guān)系。
本第一及第二發(fā)明的高張力鋼板，以貝氏體組織為主體，但是從母材組織的觀點出發(fā)，需避免韌性劣化的上述貝氏體，使極低C貝氏體組織生成，以此方式選擇極低C系(關(guān)于化學(xué)成分組成后述)。另外，通過成為極低C系，能夠在HAZ部組織中降低M-A相的量，和減小低熱能時的硬化，由此也有能夠不用焊接時的預(yù)熱(無預(yù)熱)這樣的優(yōu)點。但是，為了發(fā)揮這些效果，不需要100面積％都是貝氏體組織，以貝氏體分率計為90面積％以上即可。作為貝氏體以外的組織，可列舉有馬氏體和鐵素體。
在本第一及第二發(fā)明的鋼板中，關(guān)于此化學(xué)成分組成，分別含有作為構(gòu)成基本的成分的C、Si、Mn、P、S、Al、Cr、Nb、Ti、B、Ca和N，這些成分的范圍限定理由如下。
C是對增大高張力鋼的強度有效的元素，為了確保希望的強度而需要含有0.01％以上。但是，若C含量過量(若成為中碳素、高碳素)，則貝氏體的相變機構(gòu)變化，被選擇的變體(variant)變化，將不能穩(wěn)定地獲得作為本發(fā)明的目標的極低C貝氏體組織，因此需要在0.05％以下。另外，本第一發(fā)明的情況下，若C過量，則塊尺寸粗大化，小角晶界的比例增加，顯示出具有55～60°的結(jié)晶方位的大角晶界的比例減少的傾向。
Si是不根據(jù)冷卻條件通過固溶強化而使鋼的強度有效的元素，但是若過量含有，則鋼材(母材)中大量析出島狀馬氏體相(M-A相)，使韌性劣化。由此，其上限為1.0％。還有，Si含量的優(yōu)選上限為0.6％。

Mn使極低C貝氏體組織生成，是在強化鋼材方面有效的元素，為了發(fā)揮這樣的效果，需要使Mn含有0.5％以上。然而若使Mn過量含有，則引起母材的韌性劣化，因此其上限為2.0％。Mn含量的優(yōu)選下限為0.6％，優(yōu)選上限為1.9％。
因為P在晶粒偏析，是對延展性和韌性有害的雜質(zhì)，所以優(yōu)選盡可能少，但是考慮到會不可避免地混入鋼材，可以抑制在0.5％以下。另外因為S與鋼材中的合金元素反應(yīng)形成各種夾雜物，是對鋼材的延展性和韌性有害的雜質(zhì)，所以優(yōu)選盡可能少，但是考慮到會不可避免地混入，可以抑制在0.02％以下。
Al作為脫氧劑是有效的元素，并且是通過固定鋼材中的N，使B的固溶量增加的元素。由此，提高B產(chǎn)生的淬火性提高效果。為了發(fā)揮這樣的效果，需要Al含量為0.01％以上。然而，若過量地含有，則使鋼材(母材)中大量析出島狀馬氏體相(M-A相)，使韌性劣化。由此，其上限為0.07％。還有，Al含量的優(yōu)選下限為0.02％，優(yōu)選上限為0.06％。
Cr是用于得到極低C貝氏體組織重要的元素。另外在HAZ組織中對于降低貝氏體塊大小也有效。再有，在使淬火性提高以確保鋼材的強度上也是有效的元素。而且，還發(fā)揮著抑制相變，使貝氏體相變開始溫度Bs降低的作用。貝氏體在相變時保持K-S關(guān)系(Kurdjiumov-Sachs的關(guān)系)而相變，不過通過在低溫相變，由單一的變體(所謂兄弟晶)構(gòu)成的微細的塊生成。為了發(fā)揮這些效果，需要使Cr含有0.4％以上。然而，若Cr的含量過量而超過2.0％，則形成粗大的析出物，因此母材和HAZ的韌性均劣化。還有，Cr含量的優(yōu)選下限為0.5％，優(yōu)選上限為1.8％。
Nb是用于得到極低C貝氏體重要的元素。另外，在HAZ組織中用于降低貝氏體塊大小方面也有效。再有，在確保鋼材的強度上也是有效的元素。而且，與Cr一樣，還發(fā)揮著抑制相變，使貝氏體相變開始溫度Bs降低的作用。為了發(fā)揮這些效果，需要使Nb含有0.001％以上。然而，若Nb的含量過量含有超過0.050％，則其效果飽和。還有，Nb含量的優(yōu)選下限為0.002％，優(yōu)選上限為0.045％。
Ti使氮化物形成，在高熱能焊接時抑制舊奧氏體粒的粗大化，是在使HAZ韌性提高方面有效的元素。另外與Cr和Nb一樣，其還發(fā)揮著抑制相變，使貝氏體相變開始溫度Bs降低的作用。為了發(fā)揮這些效果，需要Ti含量為0.005％以上。然而，若使Ti過量含有，則粗大的夾雜物析出，反而使HAZ韌性劣化，因此其上限為0.03％。還有，Ti含量的優(yōu)選下限為0.010％，優(yōu)選上限為0.025％。
B是用于得到極低C貝氏體組織重要的元素。另外在使淬火性提高，抑制鐵素體相變上也有效地發(fā)揮著作用。再有，B與Cr和Nb一樣，還發(fā)揮著抑制相變，使貝氏體相變開始溫度Bs降低的作用。為此，需要使B含有0.0005％以上。然而，若使B過量地含有，則不僅其效果飽和，而且HAZ組織中的夾雜物(B氮化物)增加，HAZ韌性反而降低，因此B含量的上限需要為0.0030％。還有，B含量的優(yōu)選下限為0.0007％，優(yōu)選上限為0.0025％。
Ca有降低夾雜物形狀的各向異性的作用，是在使HAZ韌性提高方面有效的元素。為了發(fā)揮這樣的效果，需要使之含有0.0005％以上，但是超過0.0005％而過量地含有，則夾雜物粗大化，HAZ韌性反而劣化。還有，Ca含量的優(yōu)選下限為0.001％，優(yōu)選上限為0.004％。
為了在高熱能焊接HAZ中將韌性確保于高位，有效的方法是在舊奧氏體粒內(nèi)使TiN微細析出，防止舊奧氏體粒的粗大化。為了發(fā)揮這樣的效果，需要N含量為0.0020％以上。然而，若N含量過量而超過0.010％，則粗大的TiN析出成為破壞的起點。還有，N含量的優(yōu)選下限為0.003％，優(yōu)選上限為0.008％。
本發(fā)明的高張力鋼板的基本成分如上述，余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)(例如O等)構(gòu)成，但根據(jù)需要，含有如下等成分也有效(a)Mo0.5％以下(不含0％)，(b)Cu2.0％以下(不含0％)及/或Ni2.0％以下(不含0％)，(c)V0.05％以下(不含0％)，(d)Mg0.005％以下(不含0％)，(e)Zr0.005％以下(不含0％)，(f)稀土類元素0.0003～0.003％，使這些成分含有時的范圍限定理由如下。
Mo使淬火性提高，是在強度提高上有效的元素，但是若超過0.5％過量含有，則成為粗大的硬化相，因此母材和HAZ的韌性均劣化。另外Mo也發(fā)揮著抑制相變，使貝氏體相變開始溫度Bs降低的作用。通過貝氏體在低溫相變，由單一的變體(所謂兄弟晶)構(gòu)成的微細的塊生成。還有，在本發(fā)明中其并不是用于得到極低C貝氏體組織所必須的元素，也可以不添加。但是在不含Mo時，所述(1)式需要作為不含Mo的方式來計算。Mo含量的優(yōu)選上限為0.45％。
Cu和Ni是在提高母材強度方面有效的元素。另外這些元素也發(fā)揮著抑制相變，使貝氏體相變開始溫度Bs降低的作用。這些效果隨著其含量的增加而增大，但是若含量過量，則在焊接時M-A相的生成被促進，HAZ韌性劣化，因此優(yōu)選兩者均在2.0％以下。但是，在不含Cu和Ni時，所述(1)式需要以不含Cu和Ni的方式來計算。這些元素的含量的優(yōu)選上限為1.5％。
V是在母材強度的提高上有效的元素，另外也發(fā)揮著抑制相變，使貝氏體相變開始溫度Bs降低的作用。然而若超過0.05％而過量地含有，則在HAZ部形成析出物，使HAZ韌性降低。
Mg使成為TiN的析出的核的氧化物微細分散，是有助于HAZ的韌性提高的元素，但是若過量含有，則氧化物粗大化，反而使HAZ韌性降低，因此應(yīng)該在0.005％以下。
Zr與Ti一樣，形成氮化物和氧化物，是在防止HAZ部的舊奧氏體粗大化，使HAZ韌性提高方面有效的元素，但是若過量含有，則夾雜物粗大化，HAZ韌性劣化，因此應(yīng)該在0.005％以下。
稀土類元素(REM)與Ca一樣，在降低夾雜物形狀的各向異性，提高HAZ韌性方面是有效的元素。為了發(fā)揮這樣的效果，優(yōu)選含有0.0003％以上。然而，若REM的含量超過0.003％變得過量，則夾雜物粗大化，反而使HAZ韌性降低。
本第一及第二發(fā)明的高張力鋼板，由以貝氏體為主體的組織構(gòu)成，但通過在奧氏體狀態(tài)下進行冷卻而成為過冷狀態(tài)，能夠降低Ar3相變點，并且成為貝氏體組織。特別是若在低溫下相變，則相變之時的原子的可移動距離降低，相變活動也從擴散型相變變化為剪斷型相變，促進重合晶界的生成。作為具體的制造條件，優(yōu)選應(yīng)用下述(1)～(5)的制造方法。
(1)加熱到950～1250℃的溫度范圍，在Ar3相變點～900℃的溫度范圍結(jié)束軋制后，將冷卻速度設(shè)為5℃/秒以上，進行加速冷卻(例如水冷)直至450℃以下。
(2)加熱到950～1250℃的溫度范圍，在Ar3相變點～900℃的溫度范圍結(jié)束軋制后，將冷卻速度設(shè)為5℃/秒以上，進行加速冷卻(例如水冷)直至450℃以下，其后在500～700℃的溫度域進行回火處理。
(3)加熱到950～1250℃的溫度范圍，在Ar3相變點～900℃的溫度范圍結(jié)束軋制后，再加熱至Ar3相變點以上的溫度，其后將冷卻速度設(shè)為5℃/秒以上，進行冷卻直至450℃以下。
(4)加熱到950～1250℃的溫度范圍，在Ar3相變點～900℃的溫度范圍結(jié)束軋制后，再加熱至Ar3相變點以上的溫度，其后將冷卻速度設(shè)為5℃/秒以上，進行冷卻直至450℃以下，繼續(xù)在500～700℃的溫度區(qū)域進行回火處理。
(5)加熱到950～1250℃的溫度范圍，在再結(jié)晶溫度域進行軋制后，將冷卻速度設(shè)為1℃/秒以上進行冷卻直至600～700℃的溫度域，繼續(xù)在此溫度下以過冷奧氏體的狀態(tài)進行壓下率30％以上的軋制，其后再度進行加速冷卻。
在上述(1)～(4)的方法中，對于冷卻的停止溫度，因為需要冷卻到貝氏體組織成為主體的溫度，所以為450℃。另外若加熱溫度低于950℃，則無法充分成為奧氏體狀態(tài)。但是，若加熱溫度超過1250℃，則奧氏體粒粗大化，相變后的大角粒徑也粗大化。軋制后再加熱時，因為需要完全地處于奧氏體狀態(tài)，所以需要為Ac3相變點溫度以上。還有，在上述(5)的方法中，通過對奧氏體在低溫下施加軋制，能夠?qū)牒芏嗟淖冃螏?，因為利用變形熱處?加工熱處理)，核生成尺寸增加，所以能夠使組織微細化，提高疲勞裂紋進展抑制效果。
以下，列舉實施例更具體地說明本發(fā)明，但本發(fā)明當然不受下述實施例的限制，只要在能夠符合前、后述宗旨的范圍適當?shù)丶右宰兏鴮嵤┑亩伎梢裕@些均包含于本發(fā)明的技術(shù)范圍。
實施例[實施例1]采用下述表2所示的化學(xué)成分組成的鋼(鋼種A～R)，以下述表3所示的制造條件制造鋼板。還有，在表2中還顯示了有關(guān)本發(fā)明規(guī)定的PM值。還有，表2中的鋼種A～M滿足本發(fā)明規(guī)定的化學(xué)成分組成，鋼種N～R偏離了本發(fā)明規(guī)定的必要條件(化學(xué)成分組成，PM值)。
表2


表3


(一)無處理對于得到的各鋼板，根據(jù)下述方法測定其貝氏體分率、鋼材(母材)的拉伸特性
、沖擊特性(斷裂轉(zhuǎn)變溫度vTrs)、耐焊接低溫開裂性、HAZ韌性等，并且根據(jù)下述的方法測定大角晶界徑(平均圓當量直徑)、結(jié)晶方位差為55～60°的比例、疲勞裂紋進展速度等。這些結(jié)果匯總在下述表4中顯示。
從各鋼板的t/4(t為板厚)提取鏡面研磨后試驗片，將其以2％硝酸乙醇溶液(nital溶液)浸蝕后，用光學(xué)顯微鏡在5個視野中以400倍進行觀察，通過圖像解析測定鋼組織中的貝氏體分率(面積％)。這時，除鐵素體(包括多邊鐵素體·準多邊鐵素體)以外的板條狀組織全視為貝氏體。
從鋼板的t/4(t為板厚)提取JIS Z 2201 4號試驗片，按JISZ2241的要領(lǐng)進行拉伸試驗，測定屈伏強度(0.2％屈服點YS)、抗拉強度(TS)、屈服比(屈伏強度/抗拉強度×100％YR)。在本發(fā)明中，抗拉強度TS570MPa以上、屈服比YR80％以上為合格。
從鋼板的t/4在L方向(軋制方向)采取JISZ2202V切口試驗片，遵循JISZ2242進行擺錘沖擊試驗，近似擺錘試驗片的脆性斷裂率成為50％的溫度作為斷裂轉(zhuǎn)變溫度(vTrs)進行測定。以vTrs為-20℃以下為目標作為合格。
根據(jù)JIS Z 3158的y形焊接裂紋試驗法，以熱能1.5KJ/mm進行氣體保護電弧焊，在預(yù)熱溫度25℃測定斷面裂紋率，裂紋率0％為合格。
進行HAZ再現(xiàn)試驗。對于從鋼板提取的試驗片[提取12.5×32×55(mm)的試驗片各5個]加熱1400℃×5秒后，進行相當于熱能10KJ/mm[用80秒冷卻從800～500℃]的熱循環(huán)試驗。此后，從各試驗片上提取2個擺錘沖擊試驗片(JISZ2202 V切口試驗片)，對于各鋼板以10個計求得-15℃下的平均沖擊吸收能vE-15。平均100J以上為合格。
在與鋼板的軋制方向平行的截面中，根據(jù)FE-SEM-EBSP(使用電子放射型掃瞄電子顯微鏡的電子背散射衍射成像法)測定。具體來說，將Tex SEM Laboratries公司的EBSP裝置(商品名“OIM”)與EF-SEM組合使用，以傾角(結(jié)晶方位差)為15°以上的邊界作為結(jié)晶晶界，測定晶粒徑。這時的測定條件為，測定區(qū)域200μm，測定節(jié)距0.5μm間隔，表示測定方位的可靠性的置信指數(shù)(Confidence Index)比0.1小的測定點從分析對象中除去。計算如此求得的晶粒徑的平均值，作為本發(fā)明的平均晶粒徑。還有，關(guān)于晶粒徑在2.0μm以下的，判斷為測定干擾，從晶粒徑的平均值計算的對象中除去。
利用OIM自動分析軟件，測定各晶界中的方位差，由此求得結(jié)晶方位差為55～60°的比例(計算)。
采用EBSP法(Electoron Backscattering Pattern)測定。這時使用的SEM-EBSP在線結(jié)晶方位、晶界性格自動解析裝置，由FE-SEM、TSL公司制OIM硬件、軟件和SGI公司制計算機構(gòu)成。這時的測定條件為，測定區(qū)域200μm×200μm，測定間距0.5μm間隔，表示測定方位的可靠性的置信指數(shù)(Confidence Index)比0.1小的測定點從分析對象中除去。還有，在實際的組織中，完全保持對應(yīng)格子關(guān)系的晶界極少，由于不擾亂規(guī)則關(guān)系這樣的位錯的導(dǎo)入，有很多產(chǎn)生若干偏移的情況。作為基于∑3計算出的允許角度，TRERANCE(允許范圍)＝K/∑-n，K＝15，n＝0.5。
在此條件下，結(jié)晶方位差低于15°的小角晶界，因為被判定為∑1，所以從全部測定點扣除∑1的數(shù)被認為是大角晶界數(shù)，計算其中顯示為∑3的比例。
依據(jù)ASTM E647，使用緊湊(compact)型試驗片實施疲勞裂紋進展試驗，據(jù)此求得疲勞裂紋進展速度。這時，由下述(9)式規(guī)定的帕里斯(Paris)規(guī)則成立的穩(wěn)定成長區(qū)域ΔK＝20(MPa·m)的值作為代表值進行評價。還有，關(guān)于疲勞裂紋進展速度的評價、標準，由于通常的鋼材為4～6×10-5mm/cycle(ΔK＝20時)左右的進展速度，所以將3.5×10-5mm/cycle以下作為標準。
da/dn＝C(ΔK)m…(9)其中，a表示裂紋長度、n表示反復(fù)數(shù)、C、m表示由材料、載荷等決定的常數(shù)。
表4


由表4的結(jié)果能夠進行如下考察。首先試驗No.1～11滿足本發(fā)明規(guī)定的必要條件，可知能夠發(fā)揮充分的疲勞裂紋進展抑制效果(進展速度3.5×10-5mm/cycle以下)，并且韌性、HAZ韌性均顯示良好的值。
相對于此，試驗No.12～18中，欠缺本發(fā)明規(guī)定的必要條件的任一項，均無法發(fā)揮疲勞裂紋進展抑制效果。即，在試驗No.12、13中，結(jié)晶方位差為55～60°的比例低，疲勞裂紋進展速度快。其中在試驗No.13中，未成為貝氏體組織，疲勞特性劣化。
在試驗No.14中，C含量過量(表2的鋼種N)，未得到本發(fā)明中作為目標的極低C貝氏體組織，HAZ韌性劣化。另外，在試驗No.15中，C含量進一步過量(表2中的鋼種O)，HAZ組織中的M-A量被促進，韌性劣化，另外疲勞強度也劣化。
在試驗No.16中，Mn含量過量(表2的鋼種P)，HAZ韌性劣化。另外在試驗No.17中，Cr含量過量(表2的鋼種Q)，HAZ韌性劣化。再有，在試驗No.18中，Mo含量過量(表2的鋼種R)，HAZ韌性劣化。
基于表4的結(jié)果，圖1表示PM值和vE-15的關(guān)系，圖2表示結(jié)晶方位差為55～60°的比例和疲勞裂紋進展速度的關(guān)系，圖4表示∑3重合晶界的比例和疲勞裂紋進展速度的關(guān)系。可知由于PM值低于0.27％則發(fā)揮優(yōu)異的韌性，并且結(jié)晶方位差為55～60°的比例在0.3以上，從而疲勞裂紋進展速度變得充分地低。另外，可知由于PM值低于0.27％則發(fā)揮優(yōu)異的韌性，并且通過∑3重合晶界的比例在0.065以上，從而疲勞裂紋進展速度變得充分地低。
采用前述表2所示的鋼種A，進行除改變熱能以外，其他與實施例1相同的HAZ再現(xiàn)試驗。這時的熱能輸入相當于1～20KJ，改變達到800～500℃的冷卻時間來進行熱循環(huán)試驗。還有，熱能輸入1KJ/mm時冷卻時間10秒，熱能輸入2KJ/mm時冷卻時間20秒，熱能輸入5KJ/mm時冷卻時間40秒，熱能輸入7KJ/mm時冷卻時間60秒，熱能輸入15KJ/mm時冷卻時間120秒，熱能輸入20KJ/mm時冷卻時間160秒。
其后，從各試驗片提取2個擺錘沖擊試驗片(JIS Z 2202 V切口試驗片)，對于各鋼板以10個計求得-15℃下的平均沖擊吸收能vE-15。
其結(jié)果顯示于下述表5中，不過在本發(fā)明的高張力鋼板(鋼種A)中，可知達到熱能輸入20KJ/mm仍顯示出優(yōu)異的HAZ韌性。
表5


權(quán)利要求
1.一種鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計，含有C0.01～0.05％、Si1.0％以下、Mn0.5～2.0％、P0.5％以下、S0.01％以下、Al0.01～0.07％、Cr0.4～2.0％、Nb0.001～0.050％、Ti0.005～0.03％、B0.0005～0.0030％、Ca0.0005～0.005％、和N0.0020～0.010％，并且滿足由下式(1)規(guī)定的PM值低于0.27％，該鋼板由貝氏體相占90面積％以上的組織構(gòu)成，在將由2個結(jié)晶的方位差為15°以上的大角晶界包圍的區(qū)域作為晶粒時，該晶粒的平均圓當量直徑為15μm以下，鄰接的晶粒彼此的方位差為55～60°的比例在0.3以上，PM＝[C]+[Mn]/30+[Cr]/23+[Mo]/5+[Si]/5+[Cu]/50+[Ni]/50 ……(1)其中，[C]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Si]、[Cu]和[Ni]分別表示C、Mn、Cr、Mo、Si、Cu和Ni的質(zhì)量百分比含量。
2.一種鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計，含有C0.01～0.05％、Si1.0％以下、Mn0.5～2.0％、P0.5％以下、S0.01％以下、Al0.01～0.07％、Cr0.4～2.0％、Nb0.001～0.050％、Ti0.005～0.03％、B0.0005～0.0030％、Ca0.0005～0.005％、和N0.0020～0.010％，并且滿足由下式(1)規(guī)定的PM值低于0.27％，該鋼板由貝氏體相占90面積％以上的組織構(gòu)成，
2個結(jié)晶的方位差為15°以上的大角晶界中，作為∑3重合晶界的比例為0.065以上，PM＝[C]+[Mn]/30+[Cr]/23+[Mo]/5+[Si]/5+[Cu]/50+[Ni]/50 ……(1)其中，[C]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Si]、[Cu]和[Ni]分別表示C、Mn、Cr、Mo、Si、Cu和Ni的質(zhì)量百分比含量。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計，含有Mo0.5％以下。
4.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計，含有Cu2.0％以下和Ni2.0％以下的至少一種。
5.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計，含有V0.05％以下。
6.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計，含有Mg0.005％以下。
7.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計，含有Zr0.005％以下。
8.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計，含有稀土類元素0.0003～0.003％。
全文摘要
本發(fā)明的高屈服比高張力鋼板，對化學(xué)成分組成進行適當?shù)匾?guī)定，并且滿足由下式(1)規(guī)定的PM值低于0.27％，由貝氏體相占90面積％以上的組織構(gòu)成。再有，將2個結(jié)晶的方位差被15°以上的大角晶界包圍的區(qū)域作為晶粒時，該晶粒的平均圓當量直徑為15μm以下，鄰接的晶粒彼此的方位差為55～60°的比例在0.3以上，或者2個結(jié)晶的方位差為15°以上的大角晶界之中，作為∑3重合晶界的比例為0.065以上。PM＝[C]+[Mn]/30+[Cr]/23+[Mo]/5+[Si]/5+[Cu]/50+[Ni]/50……(1)；其中，[C]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Si]、[Cu]和[Ni]分別表示C、Mn、Cr、Mo、Si、Cu和Ni的含量(質(zhì)量％)。
文檔編號C22C38/58GK101033529SQ200710084688
公開日2007年9月12日 申請日期2007年3月1日 優(yōu)先權(quán)日2006年3月9日
發(fā)明者高橋祐二, 大垣誠一, 大西宏道 申請人:株式會社神戶制鋼所