專利名稱：厚鋼板的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及適用于橋梁、高層建筑物和船舶等的焊接結(jié)構(gòu)物的厚鋼板，特別是涉及大線能量焊接后的熱影響部(以下僅稱為“HAZ”)的韌性優(yōu)異的厚鋼板，另外還涉及大線能量焊接后的母材(鋼板)和HAZ韌性優(yōu)異的厚鋼板。
背景技術(shù)：
近年來(lái)，隨著上述各種焊接結(jié)構(gòu)物的大型化，板厚50mm以上的厚鋼板的焊接不可避免。因此，在所有領(lǐng)域中，從焊接施工效率的改善這一觀點(diǎn)出發(fā)，存在的狀況是指向50kJ/ mm以上的大線能量焊接。然而，若進(jìn)行大線能量焊接，則HAZ被加熱到高溫的奧氏體區(qū)域之后徐冷，因此 HAZ部(特別是HAZ部的熔合部附近)的組織粗大化，有這部分的韌性容易劣化這樣的問(wèn)題。確保這一 HAZ部的韌性(以下稱為“HAZ韌性”)良好成為長(zhǎng)年的課題。用于防止大線能量焊接時(shí)的HAZ韌性的劣化的技術(shù)，至今為止提出有各種。作為這一技術(shù)的代表例，例如專利文獻(xiàn)1 6所示，提出有一種鋼材，其是通過(guò)使鋼材中分散析出微細(xì)的TiN，抑制在進(jìn)行大線能量焊接時(shí)的在HAZ產(chǎn)生的奧氏體晶粒的粗大化，從而抑制 HAZ韌性的劣化。然而在這些技術(shù)中，若焊接金屬達(dá)到1400°C以上的高溫，則HAZ之中，特別是在靠近焊接金屬的部位(熔合部)，由于焊接時(shí)受到的熱導(dǎo)致上述TiN固溶消失，有不能充分抑制HAZ韌性的劣化這樣的問(wèn)題。另外，在專利文獻(xiàn)7中還提出一種技術(shù)，其為了抑制粒徑超過(guò)0. 1 μ m這種粗大TiN 的生成，實(shí)現(xiàn)了粒徑為0. 01 0. 1 μ m的微細(xì)TiN的分布的適當(dāng)化，由此實(shí)現(xiàn)HAZ韌性的改善。然而，僅僅實(shí)現(xiàn)微細(xì)TiN的分布的適當(dāng)化，并不能確保充分的HAZ韌性。于是，本發(fā)明者們率先在專利文獻(xiàn)8中，提出一種即使在焊接時(shí)受到高溫的熱影響時(shí)也不會(huì)使HAZ的韌性劣化的鋼材。在該技術(shù)中，通過(guò)在鋼材中大量添加N，且適當(dāng)控制 Ti和B的添加平衡，由此使焊接后仍未固溶而存在的TiN的量增加，從而改善HAZ韌性。另外，本發(fā)明者們還提出有一種技術(shù)，使存在于焊接用鋼中的TiN系夾雜物之中積極地含有Nb，并且控制Ti/Nb比，使粒徑為0. 01 0. 25 μ m的夾雜物的個(gè)數(shù)每Imm2為 1.0X104個(gè)以上，由此確保寬闊的線能量范圍內(nèi)的HAZ韌性(例如專利文獻(xiàn)9)。然而，根據(jù)這些技術(shù)，仍不能避免由于焊接時(shí)受到的熱量導(dǎo)致的上述TiN固溶消失，仍有HAZ韌性有一些劣化的問(wèn)題。由此，作為彌補(bǔ)含Ti氮化物的消失的方法，提出有以氧化物作為含Ti氮化物生成點(diǎn)加以活用的技術(shù)(例如，專利文獻(xiàn)10)，和以高溫下穩(wěn)定的氧化物作為釘扎粒子加以活用的技術(shù)(例如，專利文獻(xiàn)11、12)等。另外，在專利文獻(xiàn)13中提出有一種技術(shù)，其通過(guò)促進(jìn)以氧化物等的夾雜物作為起點(diǎn)的晶內(nèi)鐵素體的生成，從而使HAZ組織微細(xì)化，以確保HAZ韌性。但是，這些氧化物等的夾雜物活用技術(shù)，容易使對(duì)韌性有不良影響的粗大夾雜物生成，另外，一般氧化物等的夾雜物會(huì)比TiN系夾雜物數(shù)量少，因此難以得到穩(wěn)定的HAZ韌性。然而，氧化物比含Ti氮化物數(shù)量少，有得不到充分的HAZ韌性的問(wèn)題。另外，在活用氧化物的技術(shù)中，容易招致因粗大氧化物生成帶來(lái)的母材和HAZ的韌性偏差，有不能穩(wěn)定地使母材和HAZ的韌性良好的問(wèn)題。而且，即使微細(xì)的組織被形成，若存在粗大的含Ti 氮化物和島狀馬氏體(MA)，則其作為脆性破壞的起點(diǎn)起作用，也會(huì)造成韌性的偏差。專利文獻(xiàn)1特公昭55-26164號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)2特開2003-166017號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)3特開2003-213366號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)4特開2001-20031號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)5特開2008-121074號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)6特開2003-1608 號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)7特開2001-98340號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)8特開2005-200716號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)9特開2004-218010號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)10特開2003-3217 號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)11特開2007-100213號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)12特開2005-336602號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)13特開2008-223081號(hào)公報(bào)

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明鑒于這樣的狀況而做，其目的在于，提供一種即使在進(jìn)行大線能量焊接時(shí)， HAZ韌性也良好的鋼板，另外提供一種HAZ韌性優(yōu)異，并且母材自身的韌性也優(yōu)異的厚鋼板。能夠解決上述課題的本發(fā)明的厚鋼板，其具有如下幾點(diǎn)要旨分別含有C 0. 03 0. 15質(zhì)量％、Si :0. 25質(zhì)量％以下(含0質(zhì)量％ )、Mn 1. 0 2. 0質(zhì)量％、P :0. 03質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％)、S :0. 015質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％)、A1 :0. 005 0. 05質(zhì)量％、Ti 0. 010 0. 080 質(zhì)量％、Nb :0. 002 0. 10 質(zhì)量％、Ca :0. 0005 0. 010 質(zhì)量％和 N :0. 002 0. 020質(zhì)量％，余量是鐵和不可避免的雜質(zhì)，以當(dāng)量圓直徑計(jì)低于0. 05 μ m的含Ti氮化物每Imm2存在5. OX IO6個(gè)以上，以當(dāng)量圓直徑計(jì)0. 05 1. 0 μ m的含Ti氮化物每Imm2存在 1.0X105個(gè)以上，和以當(dāng)量圓直徑計(jì)超過(guò)1. 0 μ m的含Ti氮化物每Imm2存在5個(gè)以下。這樣的厚鋼板HAZ韌性良好。還有，上述所謂“當(dāng)量圓直徑”，是著眼于含Ti氮化物的大小，求得與其面積相等的這樣假定的圓的直徑，其為在透射型電子顯微鏡(TEM)和掃描型電子顯微鏡(SEM)的觀點(diǎn)面上確認(rèn)到的氮化物的直徑。本發(fā)明中作為對(duì)象的含Ti氮化物其宗旨在于，當(dāng)然包括 TiN，也包括以其他氮化物形成元素(例如Nb、Zr、V等)置換Ti的一部分(以原子比計(jì)為 50%以下左右)的氮化物。在本發(fā)明的厚鋼板中，若進(jìn)一步使距表面深t/4(t 板厚)的位置的島狀馬氏體的面積比例為5%以下，則HAZ韌性優(yōu)異，并且母材自身的韌性也提高，因此優(yōu)選。
另外，還含有Ni :1. 5質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％)、01:1.5質(zhì)量％以下(不含0 質(zhì)量％)、Cr :1.5質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％)和Mo :1. 5質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％)之中的1種以上的元素，也是本發(fā)明的厚鋼板的優(yōu)選方式?；蛘?，含有Ni :1. 5質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％ )、Cu :1. 5質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％ )、Cr :1. 5質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％ )和Mo :1. 5質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％ )之中的1種以上的元素，并且以下式(1)表示的A值為125 < A < 200，并且進(jìn)行調(diào)整，使之在與由下式(2)表示的G值之間，具有A/G> 4350的關(guān)系，這也是本發(fā)明的厚鋼板的另一優(yōu)選方式。A = 53+104[C]+76[Cu]+109[Cr]+37[Ni]+2422[Nb]+31[Mo]— (1)G = [Nb]+5 [B] — (2)[式(1)，⑵中，[]表示各元素的含量(質(zhì)量％)。]在本發(fā)明的厚鋼板中，根據(jù)需要再含有如下等元素也有用(a) V :0. 1質(zhì)量％以下 (不含0質(zhì)量％) ； (b) B :0.005質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％) ； (c) & :0.02質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％ )、REM:0. 02質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％ )之中的1種以上，通過(guò)含有這些元素，對(duì)應(yīng)其種類，厚鋼板的特性得到進(jìn)一步改善。根據(jù)本發(fā)明，將鋼板的化學(xué)成分組成納入適當(dāng)?shù)姆秶鷥?nèi)，并且根據(jù)含Ti氮化物的大小而適當(dāng)?shù)厥怪稚?，因此能夠?qū)崿F(xiàn)焊接熱影響部(HAZ)的韌性得到改善的厚鋼板。另外，還通過(guò)進(jìn)一步抑制組織中的島狀馬氏體的面積比例，從而能夠?qū)崿F(xiàn)母材和焊接熱影響部(HAZ)的韌性得到改善的厚鋼板。另外，通過(guò)進(jìn)一步控制相當(dāng)于貝氏體相變的驅(qū)動(dòng)力的A值，并且還適當(dāng)控制對(duì)奧氏體晶界能有影響的G值和所述A值的關(guān)系(A/G)，由此能夠?qū)崿F(xiàn)HAZ韌性得到進(jìn)一步提高的厚鋼板。


圖1是表示A值和A/G值與HAZ貝氏體組織的關(guān)系的曲線圖。由圖1可見(jiàn)，隨著 A值和A/G值上升，貝氏體組織尺寸有變小的傾向。
具體實(shí)施例方式本發(fā)明者們，在使焊接時(shí)的高溫下仍熔融殘留的含Ti氮化物(以下以TiN表示) 增加方面取得了成功(所述專利文獻(xiàn)9)，以這一技術(shù)為基礎(chǔ)，為了進(jìn)一步改善HAZ韌性而反
復(fù)研究。在至今為止提出的技術(shù)中，盡可能地使微細(xì)的TiN大量分散，這被認(rèn)為在提高HAZ 韌性上是有效的方法，但在使HAZ韌性良好方面，發(fā)現(xiàn)倒不如控制TiN(即含Ti氮化物)的個(gè)數(shù)，使之以當(dāng)量圓直徑計(jì)為0. 05 1. 0 μ m左右的大小的個(gè)數(shù)增加即可。 另外還判明，更微細(xì)的TiN (以當(dāng)量圓直徑計(jì)為低于0. 05 μ m),比起HAZ韌性，反而是使母材韌性良好更為需要。如果這種微細(xì)TiN和上述大小的(以當(dāng)量圓直徑計(jì)為0. 05 1. 0 μ m)的TiN混合分散，并且控制粗大的(以當(dāng)量圓直徑計(jì)超過(guò)1. 0 μ m) TiN的生成，則發(fā)現(xiàn)能夠?qū)崿F(xiàn)HAZ韌性優(yōu)異的厚鋼板，從而完成本發(fā)明。 在本發(fā)明的厚鋼板中，通過(guò)后述的控制，使各種尺寸的TiN適當(dāng)?shù)胤稚?，而?guī)定這些要件的理由如下。[以當(dāng)量圓直徑計(jì)低于0·05μπι的TiN每Imm2為5.OX IO6個(gè)以上]以當(dāng)量圓直徑計(jì)低于0.05μπι的TiN，抑制軋制時(shí)的奧氏體晶粒(Y粒)的粗大化，在用于確保HAZ和母材的韌性上需要。若這種大小的TiN的個(gè)數(shù)比每Imm2為5. OX IO6 個(gè)(5. OX IO6個(gè)/mm2)少，則得不到身穩(wěn)定的母材韌性。[以當(dāng)量圓直徑計(jì)0.05 Ι.Ομπι的TiN每Imm2為1.0ΧIO5個(gè)以上]以當(dāng)量圓直徑計(jì)為0. 05 1. 0 μ π!的TiN抑制HAZ的γ粒粗大化，在用于確保良好的HAZ韌性上需要。若這種大小的TiN的個(gè)數(shù)比每Imm2為1. 0 X IO5個(gè)(1. 0 X IO5個(gè)/mm2) 少，則得不到身穩(wěn)定的HAZ韌性。還有，TiN的大小比0. 05 μ m小時(shí)，雖然有助于母材韌性， 但是在大線能量焊接中容易熔解，對(duì)HAZ韌性改善的幫助小。另外，若這一尺寸比Ι.Ομπι 大，則會(huì)給母材和HAZ的韌性帶來(lái)不利影響。[以當(dāng)量圓直徑計(jì)超過(guò)LOym的TiN每Imm2為5個(gè)以下]以當(dāng)量圓直徑計(jì)超過(guò)1. 0 μ m的粗大的TiN會(huì)給母材和HAZ的韌性帶來(lái)不利影響， 因此優(yōu)選盡可能少的方法。從這觀點(diǎn)出發(fā)，在本發(fā)明中，以當(dāng)量圓直徑計(jì)超過(guò)Ι.Ομπι的TiN 規(guī)定為每Imm2在5個(gè)以下(5個(gè)/mm2以下)。另外還發(fā)現(xiàn)，如果進(jìn)一步抑制規(guī)定位置的島狀馬氏體(MA)的生成，則能夠?qū)崿F(xiàn)除了 HAZ韌性以外，母材的韌性也優(yōu)異的厚鋼板。在本發(fā)明的厚鋼板中，使島狀馬氏體(MA)的面積比例處于規(guī)定的范圍內(nèi)的理由如下。[距表面深t/4(t板厚)的位置的島狀馬氏體的面積比例為5%以下]本發(fā)明的厚鋼板，其組織基本上由鐵素體和貝氏體構(gòu)成，但島狀馬氏體(MA)作為脆性破壞起點(diǎn)起作用，對(duì)母材韌性造成不良影響，因此島狀馬氏體的面積比例需要抑制在 5%以下，若其面積比例超過(guò)5%，則得不到穩(wěn)定的母材韌性。還有，之所以使島狀馬氏體的面積比例的規(guī)定位置為“距表面深t/4(t 板厚)的位置”，選擇的是表示鋼板的特性的代表性的位置。為了實(shí)現(xiàn)上述這樣的TiN的分散狀態(tài)和顯微組織(島狀馬氏體的面積比例)，在熔鋼中使Al和Ca的添加順序?yàn)锳l — Ca，至澆鑄的保持時(shí)間控制在10分鐘以上、低于90 分鐘，并使鑄造時(shí)的1500 1400°C下的冷卻時(shí)間為600秒以內(nèi)，并且將軋制前加熱條件控制在1050 1200°C X2 5小時(shí)后，在900°C以上實(shí)施粗軋，且使冷卻速度為2 15°C / 秒、冷卻停止溫度為300 500°C而進(jìn)行軋制后的冷卻即可。各要件的規(guī)定理由如下。[在熔鋼中使Al和Ca的添加順序?yàn)锳l— Ca]若使這些元素的添加順序?yàn)镃a — Al，則在熔鋼中生成Ca氧化物和Al氧化物。這些氧化物容易成為粗大的TiN的生成起點(diǎn)，由于以當(dāng)量圓直徑計(jì)超過(guò)1. 0 μ m的粗大TiN增加，容易招致母材和HAZ韌性劣化。相對(duì)于此，若以Al — Ca的順序添加，則會(huì)生成難以成為TiN的生成起點(diǎn)的Ca-Al復(fù)合氧化物，粗大TiN的生成得到抑制。[至澆鑄的保持時(shí)間Tl為10分鐘以上、低于90分鐘]至澆鑄的保持時(shí)間Tl是對(duì)Ca-Al復(fù)合氧化物的生成狀況產(chǎn)生影響的要件，該保持時(shí)間Tl低于10分鐘時(shí)，Ca-Al復(fù)合氧化物無(wú)法充分生成，招致因粗大的TiN的生成增加帶來(lái)的母材和HAZ的韌性劣化。另一方面，若該保持時(shí)間Tl超過(guò)90分鐘，則復(fù)合氧化物粗大化，帶給母材和HAZ的韌性不良影響。[鑄造時(shí)的1500 1400°C下的冷卻時(shí)間T2為600秒以內(nèi)]若[鑄造時(shí)的1500 1400°C下的冷卻時(shí)間T2超過(guò)600秒，則粗大TiN的生成量增加，以當(dāng)量圓直徑計(jì)為0. 05 1. 0 μ m的TiN的生成量減少，不能確保充分的母材韌性和 HAZ韌性。[軋制前加熱條件1050 1200"C X2 5小時(shí)]該軋制加熱條件會(huì)對(duì)TiN的形態(tài)造成影響，若這時(shí)的加熱溫度Th比1050°C低，或者加熱時(shí)間T3比2小時(shí)短，則無(wú)法充分獲得以當(dāng)量圓直徑計(jì)為0. 05 1. Ομπι的TiN。若加熱溫度Th比1200°C高，加熱時(shí)間T3比5小時(shí)長(zhǎng)，則TiN的Ostwald成長(zhǎng)促進(jìn)，無(wú)法充分獲得以當(dāng)量圓直徑計(jì)為低于0. 05 μ m的TiN。[在900°C以上實(shí)施粗軋]粗軋的溫度(粗軋結(jié)束溫度Tf)低于900°C時(shí)，無(wú)法充分獲得以當(dāng)量圓直徑計(jì)為低于0. 05 μ m的TiN,母材韌性劣化。[軋制后的冷卻速度Rc:2 15°C /秒，冷卻停止溫度Ts為300 500°C ]若軋制后的冷卻速度Rc比2°C /秒慢，則粗大的鐵素體生成，母材韌性劣化，若比 15°C/秒快，則島狀馬氏體(MA)的生成量增加，母材韌性劣化。另外，冷卻停止溫度Ts低于300°C時(shí)，島狀馬氏體(MA)的生成量增加，母材韌性劣化。另外，若冷卻停止溫度Ts超過(guò) 500°C，則軟質(zhì)組織增加，強(qiáng)度降低。還有，在冷卻停止溫度Ts低于300°C時(shí)，通過(guò)其后進(jìn)行 500°C左右的回火處理，也能夠得到穩(wěn)定的韌性。接下來(lái)，對(duì)于本發(fā)明的厚鋼板(母材)的化學(xué)成分組成進(jìn)行說(shuō)明。如上述，即使本發(fā)明的厚鋼板滿足TiN的分布狀態(tài)和規(guī)定位置的顯微組織，但如果各個(gè)化學(xué)成分(元素) 的含量未處于適當(dāng)范圍內(nèi)，則仍不能達(dá)成優(yōu)異的HAZ韌性和母材韌性。因此在本發(fā)明的厚鋼板中，除了 TiN(含TiN氮化物)的分布狀況良好以外，各個(gè)化學(xué)成分的量也需要處于以下所述的適當(dāng)范圍內(nèi)。特別是使Si含量為0. 02質(zhì)量％以下，這在降低粗大含Ti氮化物的生成，確保更為良好的母材韌性和HAZ韌性上極其有用。[C :0· 03 0. 15 質(zhì)量％ ]C是用于確保鋼板的強(qiáng)度而不能缺少的元素。C含量低于0. 03質(zhì)量％時(shí)，不能確保鋼板的強(qiáng)度。優(yōu)選為0.04質(zhì)量％以上。但是，若C含量過(guò)剩，則硬質(zhì)的島狀馬氏體(MA) 大量生成，招致HAZ韌性和母材的韌性劣化。因此C含量需要抑制在0.15質(zhì)量％以下(優(yōu)選為0. 12質(zhì)量％以下，更優(yōu)選為0. 10質(zhì)量％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0. 09質(zhì)量％以下)。[Si :0.25質(zhì)量％以下(含0質(zhì)量％ )]Si在通過(guò)固溶強(qiáng)化而確保鋼板的強(qiáng)度上是有用的元素，但通過(guò)盡可能地降低，能夠抑制含Ti氮化物的粗大化，使母材和HAZ的韌性良好。若Si含量過(guò)剩，則硬質(zhì)的島狀馬氏體(MA)大量生成，招致母材的韌性劣化。因此Si含量至少需要抑制在0. 25質(zhì)量％以下。 特別是為了降低粗大含Ti氮化物的生成，確保更為良好的母材韌性和HAZ韌性，優(yōu)選Si含量為0. 15質(zhì)量％以下，更優(yōu)選在0. 05質(zhì)量％以下，最優(yōu)選在0. 02質(zhì)量％以下。[Mn :1. 0 2. 0 質(zhì)量 ％ ]Mn在確保鋼板的強(qiáng)度上是有用的元素，為了有效地發(fā)揮這一效果，需要使之含有 1.0質(zhì)量％以上。優(yōu)選為1.2質(zhì)量％以上，更優(yōu)選為1.4質(zhì)量％以上。但是，若超過(guò)2.0質(zhì)量％而過(guò)剩地含有，則HAZ的強(qiáng)度過(guò)度上升，韌性劣化，因此Mn含量為2. 0質(zhì)量％以下，優(yōu)選為1.8質(zhì)量％以下，更優(yōu)選為1.7質(zhì)量％以下。[P :0.03質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％ )]作為雜質(zhì)元素的P容易引起晶界斷裂，給韌性帶來(lái)不利影響，因此優(yōu)選其含量盡可能少。從確保韌性的這一觀點(diǎn)出發(fā)，P含量需要抑制在0. 03質(zhì)量％以下，優(yōu)選在0. 02質(zhì)量％以下。但是工業(yè)上使鋼中的P達(dá)到0質(zhì)量％有困難。[S :0.015質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％ )]S是使母材的韌性劣化的雜質(zhì)，優(yōu)選其含量盡可能地少。從確保韌性的這一觀點(diǎn)出發(fā)，S含量需要抑制在0. 015質(zhì)量％以下，優(yōu)選在0. 010質(zhì)量％以下。但是工業(yè)上使鋼中的 S達(dá)到0質(zhì)量％有困難。[Al :0· 005 0. 05 質(zhì)量％ ]如前述，其通過(guò)在Ca之前添加，是對(duì)抑制粗大TiN的結(jié)晶有用的元素。為了發(fā)揮這一效果，其含量需要為0. 005質(zhì)量％以上，但若其含量過(guò)剩，則粗大TiN生成，母材和HAZ 的韌性劣化，因此需要抑制在0. 05質(zhì)量％以下。Al含量的優(yōu)選下限為0. 010質(zhì)量％，優(yōu)選上限為0. 04質(zhì)量％。[Ti :0. 010 0. 080 質(zhì)量％ ]Ti與N反應(yīng)而形成各種大小的氮化物，是有助于母材和HAZ的韌性提高的元素。 為了有效地發(fā)揮這一效果，需要使Ti含有0. 010質(zhì)量％以上，優(yōu)選為0. 012質(zhì)量％以上。但是若過(guò)剩地含有，則粗大的TiN大量生成，使母材和HAZ的韌性劣化，因此應(yīng)該抑制在0. 080 質(zhì)量％以下。優(yōu)選為0.060質(zhì)量％以下。[Nb :0· 002 0. 10 質(zhì)量％ ]Nb作為碳氮化物析出，抑制Y粒粗大化，是在使母材韌性良好上有效發(fā)揮作用的元素。這一效果在Nb含量為0. 002質(zhì)量％以上時(shí)得到有效地發(fā)揮，但為了更有效地發(fā)揮此效果，優(yōu)選使之含有0. 005質(zhì)量％以上。但是，若Nb含量過(guò)剩，則招致粗大的碳氮化物的析出，母材韌性劣化，因此需要在0. 10質(zhì)量％以下(優(yōu)選為0.08質(zhì)量％以下)。[Ca :0· 0005 0. 010 質(zhì)量％ ]Ca通過(guò)在Al之后添加，是對(duì)抑制粗大TiN的結(jié)晶上有效的元素。為了發(fā)揮這一效果，需要使Ca含有0. 0005質(zhì)量％以上，優(yōu)選為0. 0008質(zhì)量％以上。但若Ca含量過(guò)剩，則粗大的氧化物生成，母材和HAZ的韌性劣化，因此需要在0. 010質(zhì)量％以下。優(yōu)選為0. 008 質(zhì)量％以下。[N :0· 002 0. 020 質(zhì)量％ ]N在高溫下形成熔解殘留的氮化物(含Ti氮化物)，在確保母材和HAZ的韌性上是有用的元素。通過(guò)使N含量為0. 002質(zhì)量％以上(優(yōu)選為0. 003質(zhì)量％以上)，能夠確保規(guī)定的含Ti氮化物。但是，若N含量過(guò)剩，則固溶N量增大，由于應(yīng)變時(shí)效致使母材和HAZ 的韌性劣化。因此，N需要抑制在0. 020質(zhì)量％以下，優(yōu)選為0. 018質(zhì)量％以下。本發(fā)明規(guī)定的含有元素如上述，余量是鐵和不可避免的雜質(zhì)，作為該不可避免的雜質(zhì)，能夠允許因原料、物資、制造設(shè)備等的狀況而混進(jìn)的元素(例如Sn、As、1 等)的混入。另外，再積極地含有下述元素也有效，根據(jù)所含有的成分的種類，鋼板的特性得到進(jìn)一步改善。
[Ni :1.5質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％)、Cu:1.5質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％)、Cr 1.5質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％ )和Mo :1. 5質(zhì)量％以下(不含0質(zhì)量％ )之中的1種以上]Ni、Cu、Cr和Mo均是對(duì)鋼板的高強(qiáng)度化有效的元素，其效果隨著其含量增加而增大，為了有效地發(fā)揮這一效果，均優(yōu)選使之含有0. 05質(zhì)量％以上。更優(yōu)選為0. 10質(zhì)量％以上。但是若這些元素的含量過(guò)剩，則招致強(qiáng)度的過(guò)度上升，母材和HAZ的韌性劣化，因此均優(yōu)選抑制在1.5質(zhì)量％以下。更優(yōu)選為1.2質(zhì)量％以下。[V:0. 以下(不含 0% )]V作為碳氮化物析出，抑制Y粒粗大化，是在使母材韌性良好方面有效發(fā)揮作用的元素。這一效果隨著其含量增加而增大，為了有效地發(fā)揮這一效果，優(yōu)選使之含有 0.002%以上(更優(yōu)選在0.005%以上)。然而，若V含量過(guò)剩，則招致粗大的碳氮化物的析出，母材韌性劣化，因此為0. 以下(優(yōu)選為0.08%以下)。[B :0.005% 以下(不含 0% )]B抑制粗大的晶界鐵素體的生成，是在母材和HAZ的韌性提高上有效的元素。這一效果隨著其含量增加而增大，為了有效地發(fā)揮這一效果，優(yōu)選使之含有0.0010%以上(更優(yōu)選為0. 0015%以上)。但是若B含量過(guò)剩，則招致奧氏體晶界的BN的析出，母材和HAZ 韌性劣化，因此優(yōu)選在0. 0050%以下。更優(yōu)選在0. 0040%以下。[Zr 0. 02% 以下(不含 0% )和 / 或 REM :0. 02% 以下(不含 0% )]Zr和REM(稀土類元素)使氧化物微細(xì)化，是有助于HAZ的韌性提高的元素。這一效果隨著其含量增加而增大，為了有效地發(fā)揮這一效果，均優(yōu)選使之含有0.0001%以上 (更優(yōu)選為0. 0005%以上)。但是若過(guò)剩含有，則氧化物變得粗大，使母材和HAZ的韌性劣化，因此均應(yīng)該抑制在0.02%以下。優(yōu)選在0.015%以下。還有，在本發(fā)明中，所謂REM(稀土類元素)意思是包含鑭系元素(從La到Ln的15個(gè)元素)及& (鈧)和Y (釔)?？墒?，在本發(fā)明的厚鋼板中，含有所述Ni、Cu、Cr、Mo的任意一種以上時(shí)，除了上述的TiN的控制以外，通過(guò)進(jìn)行利用合金元素添加量的最佳化帶來(lái)的貝氏體相變驅(qū)動(dòng)力的控制，可以進(jìn)一步改善HAZ韌性。本發(fā)明者們著眼于利用該貝氏體相變驅(qū)動(dòng)力控制帶來(lái)的HAZ 的貝氏體組織微細(xì)化的技術(shù)，進(jìn)一步反復(fù)研究。其結(jié)果可知，貝氏體相變驅(qū)動(dòng)力以外的因素也會(huì)給HAZ的貝氏體組織的尺寸帶來(lái)影響，具體來(lái)說(shuō)是奧氏體晶界能產(chǎn)生影響。因此，在本發(fā)明中推薦(i)控制相當(dāng)于貝氏體相變驅(qū)動(dòng)力的A值，并且(ii)規(guī)定影響奧氏體晶界能的G值，控制A/G。由此，晶界中的貝氏體的核生成頻率增加，能夠達(dá)成 HAZ的貝氏體組織的微細(xì)化，HAZ韌性進(jìn)一步提高。關(guān)于⑴首先，就貝氏體相變的驅(qū)動(dòng)力和各種合金的影響進(jìn)行研究。若考慮貝氏體相變的形成過(guò)程，則認(rèn)為其驅(qū)動(dòng)力能夠以貝氏體相變的驅(qū)動(dòng)力開始發(fā)生的溫度(以下稱為“TQ溫度”)和貝氏體相變實(shí)際發(fā)生的溫度(以下稱為"Bs點(diǎn)”)之差進(jìn)行說(shuō)明。因此，就各個(gè)溫度(Ttl溫度、Bs點(diǎn))所對(duì)應(yīng)的合金元素的影響進(jìn)一步研究。關(guān)于Ttl 溫度，由于能夠通過(guò)熱力學(xué)計(jì)算算出，因此使用熱力學(xué)計(jì)算軟件(Thermo-calc，可以從CRC 綜合研究所購(gòu)買)，就各合金元素的影響進(jìn)行研究，對(duì)于各元素的影響進(jìn)行公式化。另一方面，關(guān)于Bs點(diǎn)因?yàn)椴荒芾碚撋嫌?jì)算，所以采用實(shí)驗(yàn)值。即，對(duì)于組成不同的多個(gè)鋼種，以后述的實(shí)施例的條件(加熱至1400°C保持60秒后，用500秒冷卻800 500°C的溫度范圍) 進(jìn)行熱循環(huán)試驗(yàn)，求得這時(shí)的Bs點(diǎn)，通過(guò)回歸分析將各元素的影響公式化。取得到的兩個(gè)公式(Ttl溫度、BsA)之差，根據(jù)(Ttl溫度-BsA)的公式，能夠求得由下式(1)表示的A值。A = 53+104[C]+76[Cu]+109[Cr]+37[Ni]+2422[Nb]+31[Mo]— (1)在本發(fā)明中，使上式(1)所表示的A值為125彡200。若A值低于125，則不能確保充分的相變驅(qū)動(dòng)力，因此貝氏體組織粗大化。另一方面，若A值超過(guò)200，則馬氏體相變發(fā)生，由于硬質(zhì)的馬氏體相導(dǎo)致HAZ韌性劣化。A值優(yōu)選為135彡A彡180。接下來(lái)，就奧氏體晶界能與各種合金元素的影響進(jìn)行研究。一般來(lái)說(shuō)，Nb和B已知為降低奧氏體晶界能的元素。因此，準(zhǔn)備幾個(gè)具有同程度的A值而使Nb量和B量變化的鋼種，分別對(duì)其測(cè)定HAZ的貝氏體組織尺寸。其結(jié)果是，B量對(duì)于貝氏體組織尺寸的影響約是Nb量的5倍，由此，作為對(duì)奧氏體晶界能產(chǎn)生影響的指標(biāo)，采用G= [Nb]+5[B]。如果具有降低晶界能的作用的Nb和B的含量變多，則由下式(2)可知G值變大，G的值大即意味著奧氏體晶界能小。還有，在本發(fā)明中B(硼)是任意元素，不含B時(shí)以[B] =0計(jì)算G值。G = [Nb]+5 [B] — (2)若奧氏體晶界能低(即上述的G值大)，則奧氏體晶界穩(wěn)定，消除該穩(wěn)定的晶界的晶界貝氏體難以生成。即，即使在規(guī)定以上保持相當(dāng)于貝氏體相變驅(qū)動(dòng)力的A值，奧氏體晶界能低(G值大)時(shí)，貝氏體相變?nèi)噪y以生成。因此在本發(fā)明中，控制A/G，使之為A/ G彡4350。若A/G低于4350，則晶界貝氏體的核生成頻度降低，粗大貝氏體組織形成。A/G 優(yōu)選為4400以上。另外，G值的上限沒(méi)有特別限定，大約為50000以下。本發(fā)明涉及厚鋼板，在該領(lǐng)域中所謂厚鋼板，如JIS所定義的，一般指板厚在 3. Omm以上。但是本發(fā)明的厚鋼板，即使是對(duì)于板厚為50mm以上這樣的鋼板進(jìn)行線能量為 50kJ/mm以上的大線能量焊接，有顯示出良好的HAZ韌性，因此應(yīng)用到有這種厚度的鋼板上是優(yōu)選的方式，但本發(fā)明的鋼板的厚度并不限定于50mm以上，并不排除在板厚低于此的鋼板上的應(yīng)用。如此得到的本發(fā)明的厚鋼板，能夠作為例如橋梁、高層建筑物和船舶等的結(jié)構(gòu)物的材料使用，不用說(shuō)小 中線能量焊接，即使是在大線能量焊接中，也能夠防止母材和焊接熱影響部的韌性劣化。實(shí)施例以下，通過(guò)實(shí)施例更詳細(xì)地說(shuō)明本發(fā)明，但下述實(shí)施例并沒(méi)有限定本發(fā)明的性質(zhì)， 在能夠符合前后述的宗旨的范圍內(nèi)也可以適當(dāng)變更實(shí)施，這些均包含在本發(fā)明的技術(shù)范圍內(nèi)。[實(shí)施例1]一邊控制下述表3、4所示的條件(Al、Ca的添加順序、至澆鑄的保持時(shí)間Tl)，一邊熔煉下述表1、2所示的組成的鋼，一邊控制鑄造時(shí)(1500 1400°C的溫度范圍)的冷卻時(shí)間T2，一邊冷卻該熔鋼，成為板坯(截面形狀150mmX 250mm)后，以下述表3、4所示的軋制條件(軋制前加熱溫度Th、軋制前加熱時(shí)間T3、粗軋結(jié)束溫度Tf)進(jìn)行軋制，成為板厚80mm 的熱軋板，在軋制后以冷卻速度Rc冷卻至冷卻停止溫度Ts。另外，根據(jù)需要，以500°C實(shí)施回火處理。還有，在表1中，REM以含有Ia為50%左右和含有Ce為25%左右的混合稀土金屬的形態(tài)添加。另外，表1中“_”表示未添加元素。另外在表3、4中，Al、Ca的添加順序在Al→Ca時(shí)為“○”， 在Ca→Al時(shí)為“x”
權(quán)利要求
1.一種厚鋼板，其特征在于，含有C :0. 03 0. 15質(zhì)量％、Si :0. 25質(zhì)量％以下且含0 質(zhì)量％、Mn :1.0 2.0質(zhì)量％、P :0. 03質(zhì)量％以下但不含0質(zhì)量％、S :0. 015質(zhì)量％以下但不含 O 質(zhì)量％、A1 :0. 005 0. 05 質(zhì)量％、Ti :0. 010 0. 080 質(zhì)量％、Nb :0. 002 0. 10 質(zhì)量％、Ca :0. 0005 0. 010質(zhì)量％和N :0. 002 0. 020質(zhì)量％，還含有Ni :1. 5質(zhì)量％以下但不含0質(zhì)量％、Cu :1. 5質(zhì)量％以下但不含0質(zhì)量％、Cr :1. 5質(zhì)量％以下但不含0質(zhì)量％和Mo :1. 5質(zhì)量％以下但不含0質(zhì)量％之中的1種以上的元素，余量是鐵和不可避免的雜質(zhì)，以當(dāng)量圓直徑計(jì)低于0. 05 μ m的含Ti氮化物每Imm2存在5. OX IO6個(gè)以上，以當(dāng)量圓直徑計(jì)0. 05 1. Oym的含Ti氮化物每Imm2存在1.0X IO5個(gè)以上，以當(dāng)量圓直徑計(jì)超過(guò)1. 0 μ m的含Ti氮化物每Imm2存在5個(gè)以下，并且，以下式(1)表示的A值為125 < AS 200，并且在與由下式(2)表示的G值之間， 具有A/G彡4350的關(guān)系，A = 53+104[C]+76[Cu]+109[Cr]+37[Ni]+2422[Nb]+31[Mo]— (1)G = [Nb]+5 [B] — (2)式(1)、O)中，[]表示各元素的質(zhì)量百分比含量。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的厚鋼板，其特征在于，除上述組成以外，還含有以下的(a) (c)群中的至少1群(a)V :0. 1質(zhì)量％以下但不含0質(zhì)量％ ；(b)B:0. 005質(zhì)量％以下但不含0質(zhì)量％ ；(c)Zr:0. 02質(zhì)量％以下但不含0質(zhì)量％、REM :0. 02質(zhì)量％以下但不含0質(zhì)量％之中的1種以上。
全文摘要
提供一種即使在進(jìn)行大線能量焊接時(shí)，HAZ韌性也優(yōu)異的鋼板。本發(fā)明的厚鋼板，滿足規(guī)定的化學(xué)成分組成，并且以當(dāng)量圓直徑計(jì)低于0.05μm的含Ti氮化物每1mm2存在5.0×106個(gè)以上，以當(dāng)量圓直徑計(jì)0.05～1.0μm的含Ti氮化物每1mm2存在1.0×105個(gè)以上，和以當(dāng)量圓直徑計(jì)超過(guò)1.0μm的含Ti氮化物每1mm2存在5個(gè)以下。
文檔編號(hào)C22C38/14GK102321842SQ20111026727
公開日2012年1月18日 申請(qǐng)日期2009年10月19日 優(yōu)先權(quán)日2008年10月20日
發(fā)明者下山哲史, 岡崎喜臣, 出浦哲史, 名古秀德, 杉谷崇, 谷德孝, 金子雅人 申請(qǐng)人:株式會(huì)社神戶制鋼所