專利名稱：具有優(yōu)良抗脆裂性的高強(qiáng)度鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及用于海上結(jié)構(gòu)物和建筑結(jié)構(gòu)物的高強(qiáng)度鋼板，更具體而言，涉及對(duì)于在母材和焊接熱影響區(qū)(Heat Affected Zone, HAZ)的脆性啟裂(brittle crackinitiation)具有優(yōu)良抵抗性的高強(qiáng)度鋼板，以及其制造方法。
背景技術(shù)：
根據(jù)新興經(jīng)濟(jì)體中心如中國和印度對(duì)能源需要的快速增長，正在著手對(duì)極其寒冷區(qū)域的石油資源的開發(fā)，特別是庫頁島和北冰洋，這些區(qū)域由于低收益在之前沒有進(jìn)行開發(fā)。
為了確保建筑物的安全，在極其寒冷區(qū)域的建筑物中使用的鋼材需要具有高的耐低溫脆性啟裂特性。主要使用基于斷裂力學(xué)的裂紋尖端張開位移(Crack Tip OpeningDisplacement, CTOD)試驗(yàn)作為評(píng)估耐低溫脆性啟裂特性的方法。到目前為止，CTOD試驗(yàn)主要用來評(píng)估對(duì)焊接熱影響區(qū)的脆性啟裂的抵抗性。與此不同地，對(duì)于母材區(qū)是用沖擊試驗(yàn)代替CTOD試驗(yàn)。然而，因?yàn)榭紤]到冰山碰撞，具有50_以上的高強(qiáng)度厚鋼板在建造在如庫頁島和北冰洋等極其寒冷區(qū)域的海上結(jié)構(gòu)物上被廣泛使用，此外，脆裂可能在特殊條件下由疲勞裂縫(fatigue crack)在始發(fā)于焊接區(qū)域的疲勞裂縫沿著施加周期性應(yīng)力的方向而傳播到母材區(qū)之后產(chǎn)生，對(duì)于母材區(qū)和焊接熱影響區(qū)，具有高水平的耐脆性啟裂特性是必需的。關(guān)于具有優(yōu)良的耐低溫脆性啟裂特性的鋼板，其相關(guān)技術(shù)如下所述。韓國專利申請(qǐng)公開文本第2002-0028203號(hào)公開了一種防止焊接熱影響區(qū)內(nèi)脆性斷裂(brittle fracture)產(chǎn)生的方法,其通過添加鎂(Mg)來抑制焊接時(shí)熔合線(FusionLine)附近產(chǎn)生的晶粒粗化。然而，本專利僅確保對(duì)于在-10°C以上溫度下的脆性斷裂的防止，因此不能確保對(duì)于如在_40°C低溫下的脆性斷裂的抵抗性。同樣，韓國專利申請(qǐng)公開文本第2008-0067957號(hào)公開了一種技術(shù)，具體如下通過對(duì)鋁(Al)或鈮(Nb)低于預(yù)定限值的限定來防止在焊接熱影響區(qū)發(fā)生的韌性急劇降低，以及通過使用對(duì)焊接熱影響區(qū)的韌性影響較少的錳(Mn)來確保即使在_40°C的低溫下對(duì)焊接熱影響區(qū)的脆性啟裂具有抵抗性。然而，本專利沒有對(duì)異于焊接熱影響區(qū)的母材區(qū)的脆性啟裂如何確保抵抗性的方法進(jìn)行描述。同時(shí)，韓國專利申請(qǐng)公開文本第2006-0090287號(hào)公開了一種對(duì)_40°C低溫下的母材區(qū)和焊接熱影響區(qū)的脆性啟裂具有優(yōu)良抵抗性的鋼材的制造方法，作為確保鋼板物理性質(zhì)的一項(xiàng)技術(shù)，其通過減少碳(C)含量來抑制馬氏體島的形成，以及利用了由于添加0. 8%以上的Cu所形成的銅(Cu)沉淀而產(chǎn)生的淀積硬化。然而，因?yàn)楸緦＠麨榱双@得Cu沉淀，在其中大量添加Cu的狀態(tài)下進(jìn)行控制軋制和加速冷卻之后需要額外的時(shí)效處理，因此可能會(huì)導(dǎo)致制造過程繁瑣以及制造成本提高
發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明要解決的問題本發(fā)明的一個(gè)方面提供一種具有優(yōu)良耐脆性啟裂特性、能夠抑制在低溫下母材區(qū)和焊接熱影響區(qū)(HAZ)的脆性啟裂并具有420MPa以上屈服強(qiáng)度的高強(qiáng)度鋼板，以及制造這種高強(qiáng)度鋼板的方法。解決問題的方案本發(fā)明的一個(gè)方面提供了具有優(yōu)良的耐脆性啟裂特性的高強(qiáng)度鋼板，其包括0. 02wt%-0. 06wt% 的 C (碳)；0. lwt% 以下的 Si (硅)；1. 5wt%-2. 0wt% 的 Mn (錳)；0. 012wt%以下的 P (磷)；0. 003wt% 以下的 S (硫);0. 5wt%-l. 5wt% 的 Ni (鎳)；0. 003wt%-0. 015wt% 的Al (鋁);0. 005wt%-0. 02wt% 的 Ti (鈦);0. 005wt%-0. 015wt% 的 Nb (鈮);0. 002wt%-0. 006wt%的N (氮)；和余量的Fe (鐵)以及不可避免的雜質(zhì)，其中，C+0. 5Si-0. lNi+6Al+3Nb的值在0. lwt% 以下。

本發(fā)明的另一個(gè)方面提供了制造具有優(yōu)良的耐脆性啟裂特性的高強(qiáng)度鋼板的方法，其包括在1000°c -1100°c范圍內(nèi)加熱滿足上述組成范圍的鋼板坯；在9501以上溫度下以40%以上的累計(jì)壓下率(cumulative reduction rate)對(duì)所述加熱的板還進(jìn)行粗軋；粗軋后在700-800°C范圍內(nèi)進(jìn)行精軋；以及冷卻軋制后的鋼板。發(fā)明效果本發(fā)明的一個(gè)方面，能提供具有420MPa以上的屈服強(qiáng)度、同時(shí)對(duì)_60°C和_40°C的低溫下的母材和焊接熱影響區(qū)的脆性啟裂具有優(yōu)良抵抗性的高強(qiáng)度鋼板，以及制造所述高強(qiáng)度鋼板的方法。上述的厚鋼板可以用于在極端環(huán)境中運(yùn)行的海上結(jié)構(gòu)物、建筑結(jié)構(gòu)物、船舶、以及油輪等。


圖I表示根據(jù)C+0. 5Si-0. lNi+6Al+3Nb數(shù)值的焊接熱影響區(qū)的裂紋尖端張開位移(CTOD)試驗(yàn)結(jié)果的圖表。圖2表示根據(jù)有效粒徑(effective grain size)的母材區(qū)的CTOD試驗(yàn)結(jié)果的圖表。
具體實(shí)施方式
以下，對(duì)本發(fā)明進(jìn)行具體說明。本發(fā)明人認(rèn)識(shí)到產(chǎn)生于焊接熱影響區(qū)的馬氏體島結(jié)構(gòu)是在低溫下的焊接熱影響區(qū)中產(chǎn)生脆裂的原因。具體而言，因?yàn)榧词狗浅Ｉ倭康鸟R氏體島存在于焊接熱影響區(qū)內(nèi)也可能會(huì)在如_40°C的低溫下的裂紋尖端張開位移(CTOD)試驗(yàn)中引起脆性斷裂，因此本發(fā)明人認(rèn)識(shí)到馬氏體島的抑制是非常重要的，并且對(duì)抑制焊接熱影響區(qū)的馬氏體島結(jié)構(gòu)的產(chǎn)生進(jìn)行了深入的研究。此外，作為對(duì)在50mm以上厚度的厚鋼板母材中產(chǎn)生脆裂的原因進(jìn)行研究的結(jié)果，本發(fā)明人還發(fā)現(xiàn)了脆性斷裂主要發(fā)生在鋼板厚度方向上的板中心處，并且脆裂在微觀結(jié)構(gòu)上始發(fā)于厚度方向上的板中心晶粒中相對(duì)粗糙的晶粒處，同時(shí)作為對(duì)抑制脆裂的方法進(jìn)行深入研究的結(jié)果，本發(fā)明人完成了本發(fā)明。以下，對(duì)本發(fā)明的以重量比例(下文中，wt%)計(jì)的組分范圍進(jìn)行具體說明。
碳(C)0. 02%-0. 06%因?yàn)镃是構(gòu)成發(fā)生于焊接熱影響區(qū)從而引起脆性斷裂的馬氏體島的一個(gè)重要合金元素，因此有必要先限制C的含量來抑制馬氏體島的形成。若C的含量高于0. 06%,則由于沒有對(duì)馬氏體島進(jìn)行充分抑制而不能實(shí)現(xiàn)本發(fā)明的目的。因此，C的上限最好限定在0. 06%。然而，若C的含量過低則很難保證鋼板的強(qiáng)度，因此最好將其下限限定在0. 02%。硅(Si):0. 1% 以下(不包括 0%)Si是提高母材區(qū)的抗張強(qiáng)度和鋼的脫氧中所必需的元素，然而，由經(jīng)焊接熱循環(huán)所形成的未轉(zhuǎn)變奧氏體冷卻而形成最終結(jié)構(gòu)時(shí)，Si防止未轉(zhuǎn)變奧氏體分解成鐵素體和滲碳體，從而促進(jìn)馬氏體島的形成，因此在焊接熱影響區(qū)域顯著降低了 CTOD韌性。因此，Si的添加量最好限定在0. 1%以下。錳(Mn):1. 5%_2. 0%
因?yàn)镸n是確保強(qiáng)度的有用元素，必須添加I. 5%以上的Mn以確保鋼板的強(qiáng)度。然而，若Mn的添加量過多，則促進(jìn)在厚度方向上在板中心的中心偏析的形成，并且局部地促進(jìn)了在形成有中心偏析的部分中的馬氏體島的形成，因此其顯著惡化了焊接熱影響區(qū)域的CTOD特性。因此Mn的上限最好限定在2. 0%。磷(P):0. 012% 以下，硫(S) :0. 003% 以下因?yàn)镻和S是焊接熱影響區(qū)內(nèi)產(chǎn)生晶界脆化(grain boundary embrittlement)的元素，有必要將P和S的含量最少化。然而，在煉鋼過程中將P和S降低至很低的水平是有困難的，因此將P的含量限定在0. 012%以下，將S的含量限定在0. 003%以下。鎳(Ni):0. 5%-1. 5%Ni會(huì)提高淬透性而促進(jìn)馬氏體島的形成。但與此效果相比，所帶來的基體組織的韌性強(qiáng)化效果更為突出，因此與其它合金元素不同地，Ni可對(duì)焊接熱影響區(qū)域的韌性有提高的效果。此外，由Ni引起的基體組織的韌性改善效果也可以呈現(xiàn)在母材區(qū)中，因此對(duì)于加強(qiáng)母材區(qū)的韌性也是有效的。此外，為了確保在C和Si的含量極其受限的狀態(tài)下本發(fā)明中所需的鋼板強(qiáng)度，Ni需要添加0. 5%以上的含量。然而，若添加過量的Ni，基體組織韌性加強(qiáng)的效果將達(dá)到飽和，因此最好將其上限限定在I. 5%。鋁(Al):0. 003%-0. 015%與Si相似，Al是通過防止焊接熱循環(huán)過程中由未轉(zhuǎn)化奧氏體形成鐵素體和滲碳體而促使馬氏體島形成的元素。若Al添加超過0. 015%的含量，則顯著降低焊接熱影響區(qū)的韌性，因此最好將其上限限定在0.015%。然而，Al對(duì)于鋼材的脫氧是非常有效的元素。若在Si含量在本發(fā)明中限定在0. 1%以下的狀態(tài)下Al的含量也太低，鋼材的脫氧不可能充分實(shí)現(xiàn)，因此鋼材的清潔性可能顯著惡化。因此，Al最好添加0. 003%以上的含量。鈦(Ti):0. 005%-0. 02%Ti通過結(jié)合氮(N)形成細(xì)小的氮化物來防止靠近焊縫熔合線處產(chǎn)生的晶粒粗化，因此提高了焊接熱影響區(qū)的韌性。若Ti的含量過低，則由于Ti氮化物不充分的形成，可能無法防止靠近焊縫熔合線處的晶粒粗化。因此，Ti最好添加0.005%以上的量。然而，若Ti以超過0. 02%的含量添加，在形成Ti氮化物的同時(shí)也形成Ti碳化物，并且母材區(qū)和焊接熱影響區(qū)的硬度可能由于Ti碳化物的沉淀硬化效應(yīng)而提高，因此，脆性啟裂的可能性會(huì)增力口。因此，其上限最好限定在0.02%。
鈮(Nb)0. 005%-0. 015%Nb是在添加時(shí)降低對(duì)焊接熱影響區(qū)的脆性斷裂的抵抗性的合金元素。然而，Nb在控制軋制一加速冷卻過程中非常有助于細(xì)化結(jié)構(gòu)，因此Nb是提高對(duì)母材區(qū)的脆性斷裂的抵抗性的重要元素。具體而言，在50mm以上厚度的厚鋼板中，本發(fā)明所需的30 以下的有效粒徑是難以獲得的，即使進(jìn)行了控制軋制一加速冷卻過程，除非同時(shí)加入Nb進(jìn)行結(jié)構(gòu)細(xì)化。因此，Nb最好添加0. 005%以上含量來確保本發(fā)明所需要的對(duì)母材區(qū)的脆性斷裂的抵抗性。然而，當(dāng)Nb添加過量時(shí)，可能促進(jìn)馬氏體島的產(chǎn)生以至于惡化焊接熱影響區(qū)的韌性，因此，其上限最好限定在0. 015%。氮(N):0. 002%-0. 006%N結(jié)合Ti形成TiN粒子，因此防止了靠近焊縫熔合線的晶粒粗化。因此，可能需要包含0. 002%以上的含量來獲得上述效果。然而，當(dāng)N被過量添加時(shí)，母材區(qū)和焊接熱影響區(qū)的韌性可能由于未與Ti結(jié)合的游離N原子而惡化。因此，N的上限最好限定在0. 006%。
在本發(fā)明中，可以通過上述的基本組分保證足夠的物理性質(zhì)。然而，可以添加銅(Cu)來進(jìn)一步改善鋼板的特性。Cu的含量可以是0.35%以下。Cu是可以確保鋼板強(qiáng)度以及對(duì)焊接熱影響區(qū)的韌性損害相對(duì)較少的合金元素。然而，當(dāng)Cu過量添加時(shí)鋼板強(qiáng)度過度提高，因此，不可能在母材區(qū)中獲得穩(wěn)定的CTOD韌性，并且Cu裂紋可能開始發(fā)生在板坯和鋼板的表面。因此，Cu的上限最好限定在0. 35%。Fe和不可避免的雜質(zhì)作為余量而被包含。在本發(fā)明中，在組分中的C+0. 5Si-0. lNi+6Al+3Nb的值最好是0. 1%以下。在對(duì)影響焊接熱影響區(qū)馬氏體島產(chǎn)生的合金元素作了深入研究之后，本發(fā)明人獲得一種在熱輸入范圍為0. 8kJ/mm-4. 5kJ/mm的低-中的熱輸入焊接的條件下將焊接熱影響區(qū)的馬氏體島的產(chǎn)生最小化的方法。為了基于上述研究結(jié)果推斷出合金元素和焊接熱影響區(qū)之間的相互關(guān)系，本發(fā)明人進(jìn)行了焊接熱影響區(qū)模擬實(shí)驗(yàn)，其用來模擬臨界再熱粗晶(intercritically reheatedcoarse grained)區(qū),該區(qū)作為一個(gè)在焊接熱影響區(qū)中形成大量的馬氏體島的區(qū)域而已知。對(duì)臨界再熱粗晶區(qū)的模擬是在這樣的方式下進(jìn)行具有IOmm厚度、IOmm寬度、以及60mm長度的小型樣本加熱到1400°C的溫度，然后以20°C /s的冷卻速率冷卻在8000C -500°C的溫度范圍內(nèi)，并且臨界再熱，之后以20°C /s的冷卻速率冷卻在最大加熱溫度至500°C的溫度范圍內(nèi)。以最高達(dá)熱影響區(qū)模擬樣本寬度的50%引進(jìn)疲勞裂縫，然后在_40°C下進(jìn)行CTOD試驗(yàn)。從試驗(yàn)的結(jié)果推斷出合金元素和焊接熱影響區(qū)的CTOD韌性之間的關(guān)系，并且其結(jié)果呈現(xiàn)在圖I中。圖I圖示了 C+0. 5Si-0. lNi+6Al+3Nb的值與從熱影響區(qū)模擬樣本中獲得的_40°C下的臨界CTOD試驗(yàn)值之間的關(guān)系。可以知道，C+0. 5Si-0. lNi+6Al+3Nb的值越低，在_40°C下的焊接熱影響區(qū)的CTOD臨界值越高。若C+0. 5Si-0. lNi+6Al+3Nb的值高于0. 2%，則所有樣本都發(fā)生脆性斷裂。根據(jù)圖1，可以知道，C+0. 5Si-0. lNi+6Al+3Nb的值必須是0. 1%以下以使在_40°C測(cè)量的CTOD臨界值達(dá)到0. 25mm以上。在公式C+0. 5Si-0. lNi+6Al+3Nb中，添加C、Si、Al和Nb合金元素時(shí)促進(jìn)了焊接熱影響區(qū)內(nèi)的脆性啟裂，但僅有Ni有相反作用。對(duì)其原因的解釋是Ni的基體組織韌性加強(qiáng)效果比作為硬化元素在焊接熱影響區(qū)內(nèi)通過增加馬氏體島來降低韌性的效果更明顯。
在本發(fā)明的鋼板中，在具有最少5000以上晶粒中——所述晶粒被定義為在鋼板厚度方向的板中心通過電子背散射衍射圖(Electro Back-Scattered Pattern, EBSP)方法測(cè)量的晶粒取向錯(cuò)誤為15度以上的邊界——前5%的尺寸的晶粒的平均圓形等效直徑最好在30iim以下。在本發(fā)明中，厚度方向上的板中心被定義為位于在厚度方向上距離鋼板厚度1/2處的土 1_內(nèi)。通常，基于光學(xué)顯微鏡圖像的圖像分析方法用于粒度的測(cè)量。然而，在所述圖像分析方法中，只有當(dāng)微觀結(jié)構(gòu)由多邊形鐵素體和珠光體組成時(shí)，可對(duì)其進(jìn)行相對(duì)精確的分析；因?yàn)榫Я＿吔缭诰哂嗅樖借F素體或其混有貝氏體的微觀結(jié)構(gòu)中是不清晰的，因此對(duì)粒度的精確測(cè)量可能是非常困難的。因此，本發(fā)明人采用基于Kikuchi圖案的EBSP方法，其目的是更精確地測(cè)量厚度方向上板中心的粒度。EBSP方法具有不受微觀結(jié)構(gòu)影響地可以對(duì)晶間取向錯(cuò)誤進(jìn)行定量分析的優(yōu)點(diǎn)。當(dāng)通過此方法定義晶粒時(shí)，具有15度以上測(cè)量晶間取向錯(cuò)誤的邊界被定義為大角度晶粒邊界。
通過將利用EBSP方法獲得的厚度方向上的板中心處的粒度分布和CTOD特性進(jìn)行比較，可以發(fā)現(xiàn)，耐脆性啟裂特性是由具有屬于全部粒度分布前5%的尺寸的晶粒確定的，而不是由被定義為大角度晶粒邊界的全部晶粒的粒度尺寸的晶粒而確定。也就是說，為了提高對(duì)母材區(qū)脆性啟裂的抵抗性，抑制厚度方向上的板中心的微觀結(jié)構(gòu)的一些粗晶粒是非
常重要的。在本發(fā)明中，在通過EBSP方法在鋼板厚度方向的板中心處測(cè)量具有15度以上晶粒取向錯(cuò)誤的被定義為邊界(大角度晶粒邊界)的最少5000以上顆粒中，具有前5%的尺寸的晶粒(有效晶粒)的平均圓形等效直徑，被定義為有效粒徑。為了推斷出本發(fā)明中定義的有效粒徑和對(duì)母材區(qū)中的脆性斷裂的抵抗性之間的相關(guān)關(guān)系，通過改變加熱和軋制條件、由組成為0. 05C-0. 04Si-l. 62Mn-0. 95Ni的板坯制備出具有多種粒度的樣本，并通過利用樣本在各種溫度下進(jìn)行CTOD試驗(yàn)之后獲得了 0. 25mm的臨界CTOD轉(zhuǎn)變溫度。在這里，0. 25mm臨界CTOD轉(zhuǎn)變溫度表示測(cè)定的臨界CTOD值為0. 25mm時(shí)的轉(zhuǎn)變溫度。來自每個(gè)樣本的有效粒徑和0. 25mm臨界CTOD轉(zhuǎn)變溫度之間的相互關(guān)系在圖2中顯不。由圖2可知，當(dāng)本發(fā)明中定義的有效粒徑為30 以下時(shí)，可以獲得在-60°C下臨界CTOD最小值為0. 25mm以上的鋼板。當(dāng)有效粒徑大于30 y m時(shí)，在_60°C的鋼板母材區(qū)內(nèi)的臨界CTOD值變?yōu)?. 25mm以下，因此，可能無法達(dá)到本發(fā)明的目標(biāo)。此外，這里厚度方向上板中心的基本微觀結(jié)構(gòu)最好包含鐵素體、貝氏體或?qū)⑺鼈兊牟缓R氏體的復(fù)合結(jié)構(gòu)。理由是，由于馬氏體的硬度太高以至于即使在具有細(xì)粒度的情況下在如_60°C的極低溫度下也容易引起突進(jìn)現(xiàn)象(pop-in phenomenon),因而無法確保目標(biāo)CTOD臨界值。也就是說，本發(fā)明的鋼板中，因?yàn)樵赺60°C的母材區(qū)CTOD臨界值是0. 25mm以上，以及在_40°C的焊接過程中的焊接熱影響區(qū)(HAZ)CTOD臨界值是0. 25mm以上，因此母材區(qū)也和焊接熱影響區(qū)一樣獲得了優(yōu)良抗低溫脆裂的特性。下面對(duì)本發(fā)明的制造方法進(jìn)行具體說明。滿足所述組成的鋼板坯在1000°C -1100°C的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行加熱。
所述板坯最好使用連鑄的板坯。因?yàn)檫B鑄過程具有比錠鐵過程更快的鋼水凝固速率和凝固之后的冷卻速率，材料中可以獲得更精細(xì)的TiN顆粒，因此可提高對(duì)母材區(qū)和焊接熱影響區(qū)脆性啟裂的抵抗性。板坯的加熱溫度是影響最終結(jié)構(gòu)粒度的重要因素。當(dāng)板坯的加熱溫度高于1100°C時(shí)，不能充分細(xì)化最終結(jié)構(gòu)，并且使結(jié)構(gòu)中的TIN顆粒變得粗糙而降低焊接熱影響區(qū)域的韌性。因此，其上限最好限定在1100°C。相反，當(dāng)板坯的加熱溫度低于1000°C時(shí)，合金元素可能溶解不充分，并且在重結(jié)晶溫度之上的充分軋制可能是困難的。因此，板坯的加熱可以在1000°C以上的溫度下進(jìn)行。加熱板坯后，以40%以上的累積壓下率在950°C以上的溫度下進(jìn)行粗軋。奧氏體顆粒的重結(jié)晶活躍地發(fā)生在950°C以上的溫度，因此粒度可減小。此外，具有40%以上累積壓下率的原因是在累積壓下率低于40%時(shí)可能會(huì)因?yàn)閵W氏體晶粒的重結(jié)晶發(fā)生不充分而在最終結(jié)構(gòu)中產(chǎn)生混合晶粒(mixed grain)。精軋可以在700°C-800°C的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行。當(dāng)精軋溫度高于800°C時(shí)，對(duì)脆性啟 裂的抵抗性可能由于厚度方向上板中心的結(jié)構(gòu)細(xì)化完成不充分而得不到保證。精軋溫度越低，厚度方向上板中心的結(jié)構(gòu)可能會(huì)越精細(xì)。然而，當(dāng)精軋溫度太低時(shí)，導(dǎo)致軋制的收率太低因此可能很難在工業(yè)上應(yīng)用。因此，其下限最好限定在700°C。此外，精軋最好在累積壓下率至少為40%以上的情況下來進(jìn)行，以進(jìn)一步細(xì)化最終結(jié)構(gòu)。冷卻在所述控制軋制之后進(jìn)行，在這里，冷卻速率和冷卻終止溫度最好分別在3°C/S-20°C/S和350°C-550°C的范圍內(nèi)。因?yàn)楫?dāng)強(qiáng)度過度高于目標(biāo)值時(shí)會(huì)促進(jìn)脆性啟裂，因此不具有過高的強(qiáng)度是很重要的。就這樣的觀點(diǎn)來看，冷卻速率和冷卻終止溫度可以分別是20°C /s以下和350°C以上。然而，因?yàn)楸景l(fā)明的目標(biāo)強(qiáng)度在冷卻不充分時(shí)不會(huì)獲得，為此冷卻速率和冷卻終止溫度可以分別是3°C /s以上和550°C以下。實(shí)施例下面對(duì)本發(fā)明的實(shí)施方案進(jìn)行具體說明。然而，本發(fā)明并不限于下述實(shí)施方案。(實(shí)施方案)根據(jù)表I所示的組分在300噸電爐中制備鋼水，并且通過連鑄方法制備300mm的板坯。如表2中所示，由此制備的板坯進(jìn)行加熱以及進(jìn)行粗軋和精軋，并且通過最終的加速冷卻而制備鋼材。安裝于掃描電子顯微鏡(SEM)的電子背散射衍射圖(EBSP)設(shè)備可用來測(cè)量所制備鋼板的有效粒徑。所用的放大倍率在300倍-500倍的范圍內(nèi)，步長是0. 75 u m，觀察在軋制橫截面的厚度方向及厚度方向上的板中心。為了獲得有意義的數(shù)據(jù)值，包含了定義成具有15度以上的晶粒取向錯(cuò)誤的邊界的最少5000以上晶粒。通過使用能夠分析由EBSP方法測(cè)量的取向錯(cuò)誤的軟件，計(jì)算本發(fā)明中所定義的有效粒徑。張力試驗(yàn)通過收集經(jīng)表I和2中所示的條件制備的鋼板的樣本來進(jìn)行，并進(jìn)行CTOD試驗(yàn)以評(píng)估對(duì)母材區(qū)的脆性斷裂的抵抗性。以在距離表面的鋼板厚度的1/4處、垂直于軋制方向的方向成為樣本的長度方向的方式進(jìn)行收集樣本后，將樣本機(jī)加工成用于張力試驗(yàn)的棒形樣本。CTOD樣本根據(jù)BS7448標(biāo)準(zhǔn)加工成全厚樣本，并且樣本的長度方向垂直于軋制方向。通過在CTOD樣本中放電加工制作凹槽后，產(chǎn)生直至50%樣本寬度的疲勞裂縫，之后CTOD試驗(yàn)在-60°C的溫度下對(duì)每個(gè)樣本進(jìn)行三次并且每個(gè)樣本用其最小值評(píng)估。為了評(píng)估所制的厚鋼板的焊接熱影響區(qū)的耐脆性啟裂特性，根據(jù)APIRP 2Z標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行評(píng)估。根據(jù)API RP 2Z標(biāo)準(zhǔn)制作單開線，并在藥芯焊接電弧焊(Flux Cored ArcWelding)和潛弧焊(Submerged Arc Welding)的焊接熱輸入分別為 0. 8kJ/mm 和 4. 5kJ/mm下進(jìn)行焊接。根據(jù)BS7448標(biāo)準(zhǔn)，在母材區(qū)中將焊接樣本加工成全厚樣本，并且將疲勞裂縫引入到靠近焊縫熔合線的粗粒區(qū)域中。之后CTOD試驗(yàn)在-40°C下對(duì)每個(gè)樣本進(jìn)行三次并且每個(gè)樣本用其最小值進(jìn)行評(píng)估。表3表示通過張力試驗(yàn)獲得的鋼板屈服強(qiáng)度和抗張強(qiáng)度，以及分別 在_60°C和_40°C下評(píng)估的母材區(qū)和焊接區(qū)域的CTOD臨界值。其中，表3所示的每個(gè)CTOD臨界值在三個(gè)試驗(yàn)值中是最低的，并且CT0D-60表示在_60°C的母材區(qū)評(píng)估的CTOD試驗(yàn)值，CT0D-40表示在_40°C的焊接熱影響區(qū)評(píng)估的CTOD試驗(yàn)值。[表I]
權(quán)利要求
1.具有優(yōu)良的耐脆性啟裂特性的高強(qiáng)度鋼板，包含0.02wt%-0. 06wt% 的 C、 0.lwt%以下的Si、1.5wt%-2. 0wt% 的 Mn、0. 012wt% 以下的 P、0. 003wt% 以下的 S、0.5wt%-l. 5wt% 的 Ni、0.003wt%-0. 015wt% 的 Al、 0.005wt%-0. 02wt% 的 Ti、0. 005wt%-0. 015wt% 的 Nb、0.002wt%-0. 006wt% 的 N、以及作為余量的Fe和不可避免的雜質(zhì)， 其中，C+0. 5Si-0. lNi+6Al+3Nb 的值是 0. lwt% 以下。
2.權(quán)利要求I的具有優(yōu)良的耐脆性啟裂特性的高強(qiáng)度鋼板，其中鋼板還包含0.35wt%以下的Cu。
3.權(quán)利要求I的具有優(yōu)良的耐脆性啟裂特性的高強(qiáng)度鋼板，其中，在具有最少5000以上晶粒中——所述晶粒被定義為通過電子背散射衍射圖方法在鋼板厚度方向的板中心測(cè)量的晶粒取向錯(cuò)誤為15度以上的邊界——前5%的尺寸的晶粒的平均圓形等效直徑為30 u m以下。
4.權(quán)利要求3的具有優(yōu)良的耐脆性啟裂特性的高強(qiáng)度鋼板，其中，位于鋼板厚度方向的板中心的結(jié)構(gòu)包括鐵素體、貝氏體、和其復(fù)合結(jié)構(gòu)中的任一種。
5.權(quán)利要求I的具有優(yōu)良的耐脆性啟裂特性的高強(qiáng)度鋼板，其中，在_60°C下的鋼板母材區(qū)內(nèi)的CTOD臨界值為0. 25mm以上，并且在_40°C下的焊接熱影響區(qū)(HAZ)內(nèi)的CTOD臨界值為0. 25mm以上。
6.一種制造具有優(yōu)良的耐脆性啟裂特性的高強(qiáng)度鋼板的方法，包括 在1000°C -1100°C溫度范圍內(nèi)加熱一種鋼板坯，所述鋼板坯包含0. 02wt%-0. 06wt%的 C、0. lwt% 以下的 Si、l.5wt%-2. 0wt% 的 Mn、0. 012wt% 以下的 P、0. 003wt% 以下的 S、0. 5wt%-l. 5wt% 的 Ni、0. 003wt%-0. 015wt% 的 Al、0. 005wt%_0.02wt% 的 Ti、0.005wt%-0. 015wt%的Nb、0. 002wt%-0. 006wt%的N、和作為余量的Fe及不可避免的雜質(zhì)，并且具有0. 1%以下的C+0. 5Si-0. lNi+6Al+3Nb的值； 以40%以上的累積壓下率在950°C以上的溫度粗軋受熱鋼板坯， 粗軋后，在700°C _800°C的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行精軋；以及 冷卻被軋制的鋼板。
7.權(quán)利要求6的方法，其中，鋼板坯還包含0.35wt%以下的Cu。
8.權(quán)利要求6的鋼板，其中，精軋以40%以上的累積壓下率進(jìn)行。
9.權(quán)利要求6的方法，其中，在冷卻過程中的冷卻速率和冷卻終止溫度分別在3°C/ s-20°C /s 和 350°C _550°C范圍內(nèi)。
全文摘要
本發(fā)明涉及一種在母材區(qū)和焊接熱影響區(qū)內(nèi)具有優(yōu)良耐脆裂性的鋼板。更具體而言，本發(fā)明涉及一種具有優(yōu)良耐脆裂性的高強(qiáng)度鋼板，以及該高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其中所述鋼板包含，以重量%計(jì)，C:0.02-0.06%、Si:0.1%以下、Mn:1.5-2.0%、P:0.012%以下、S:0.003%以下、Ni:0.5-1.5%、Al:0.003-0.015%、Ti:0.005-0.02%、Nb:0.005-0.015%、N:0.002-0.006%，和余量的Fe及不可避免的雜質(zhì)，其中C+0.5Si-0.1Ni+6Al+3Nb的值為0.1%以下。
文檔編號(hào)C22C38/04GK102753719SQ201080063862
公開日2012年10月24日 申請(qǐng)日期2010年12月22日 優(yōu)先權(quán)日2009年12月28日
發(fā)明者徐仁植, 房基鉉, 金相鎬 申請(qǐng)人:Posco公司