脆性裂紋傳播停止特性優(yōu)良的結(jié)構(gòu)用高強(qiáng)度厚鋼板及其制造方法
【專利摘要】本發(fā)明提供適合用于船舶的板厚為50mm以上的脆性裂紋傳播停止特性優(yōu)良的結(jié)構(gòu)用高強(qiáng)度厚鋼板及其制造方法。該厚鋼板的特征在于，金屬組織的主體為貝氏體，具有板厚中央部的RD//(110)面的集聚度I為1.5以上的織構(gòu)，并且表層部和板厚中央部的夏比斷裂轉(zhuǎn)變溫度vTrs為-40℃以下，該厚鋼板的脆性裂紋傳播停止特性優(yōu)良，更優(yōu)選的是，板厚中央部的夏比斷裂轉(zhuǎn)變溫度和RD//(110)面的集聚度I滿足下述(1)式，vTrs(1/2t)-12×IRD//(110)[1/2t]≤-70···(1)，vTrs(1/2t)：板厚中央部的斷裂轉(zhuǎn)變溫度(℃)，IRD//(110)[1/2t]：板厚中央部的RD//(110)面的集聚度。
【專利說明】脆性裂紋傳播停止特性優(yōu)良的結(jié)構(gòu)用高強(qiáng)度厚鋼板及其制造方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明涉及脆性裂紋傳播停止特性(brittle crack arrestability)優(yōu)良的結(jié)構(gòu)用(for structural use)高強(qiáng)度厚鋼板(high-strength thick steel plate)及其制造方法，特別是涉及適合用于船舶的板厚為50mm以上的高強(qiáng)度厚鋼板。
【背景技術(shù)】
[0002]對于船舶等大型結(jié)構(gòu)物而言，由于脆性斷裂(brittle fracture)的事故給經(jīng)濟(jì)和環(huán)境方面所帶來的影響較大，因此，通常要求提高安全性，對于所使用的鋼材，對使用溫度下的韌性(toughness)、脆性裂 紋傳播停止特性有要求。
[0003]集裝箱船或散裝貨船等船舶在其結(jié)構(gòu)上使用高強(qiáng)度的厚壁材料作為船體外板(outer plate of ship’ s hull),但最近隨著船體的大型化,高強(qiáng)度厚壁化進(jìn)一步進(jìn)展。通常越是高強(qiáng)度或者厚壁材料則鋼板的脆性裂紋傳播停止特性越有變差的趨勢，因此對脆性裂紋傳播停止特性的要求也進(jìn)一步提高。
[0004]作為提高鋼材的脆性裂紋傳播停止特性的方法，一直以來已知有增加Ni含量的方法。對于液化天然氣(Liquefied Natural Gas)的忙存罐而言，以商業(yè)規(guī)模使用9% Ni鋼。
[0005]但是，Ni量的增加不可避免地會(huì)導(dǎo)致成本的大幅提高，因此難以應(yīng)用于LNG貯存罐以外的用途中。
[0006]另一方面，對于不會(huì)達(dá)到像LNG那樣極低溫(ultra low temperature)的、用于船舶或管線管的、板厚小于50mm的較薄的鋼材，可以通過TMCP (Thermo-Mechanical ControlProcess,熱機(jī)械控制工藝)法實(shí)現(xiàn)細(xì)?；?，使低溫韌性提高，賦予優(yōu)良的脆性裂紋傳播停止特性。
[0007]另外，在專利文獻(xiàn)I中提出了為了不使合金成本提高但提高脆性裂紋傳播停止特性而將表層部的組織進(jìn)行了超微細(xì)化(ultra fine crystallization)的鋼材。
[0008]專利文獻(xiàn)I所述的脆性裂紋傳播停止特性優(yōu)良的鋼材的特征在于，著眼于脆性裂紋傳播時(shí)在鋼材表層部產(chǎn)生的剪切唇(塑性變形區(qū)域shear-lips)對提高脆性裂紋傳播停止特性有效，通過使剪切唇部分的晶粒微細(xì)化來吸收傳播的脆性裂紋所具有的傳播能量。
[0009]作為制造方法，記載了:通過熱軋后的控制冷卻使表層部分冷卻至Ar3相變點(diǎn)(transformation point)以下,然后停止控制冷卻(controlled cooling)使表層部分回?zé)?recuperate)至相變點(diǎn)以上，反復(fù)進(jìn)行一次以上上述工序，在此期間對鋼材施加軋制，由此使其反復(fù)相變或加工再結(jié)晶，在表層部分生成超微細(xì)的鐵素體組織(ferrite structure)或貝氏體組織(bainite structure)。
[0010]另外，專利文獻(xiàn)2中記載了:對于形成以鐵素體-珠光體(pearlite)為主體的顯微組織的鋼材而言，為了提高脆性裂紋傳播停止特性，鋼材的兩表面部由具有50%以上鐵素體組織的層構(gòu)成，所述鐵素體組織具有圓等效粒徑(circle-equivalent average grainsize)為5μηι以下、長徑比(aspect ratio of the grains)為2以上的鐵素體晶粒,抑制鐵素體粒徑的偏差很重要，作為抑制偏差的方法，使精軋中每個(gè)道次的最大軋制率(rollingreduction)為12%以下,從而抑制局部的再結(jié)晶現(xiàn)象。
[0011]但是，專利文獻(xiàn)1、2所述的脆性裂紋傳播停止特性優(yōu)良的鋼材是通過僅將鋼材表層部先冷卻后再使其回?zé)帷⒉⑶以诨責(zé)嶂惺┘蛹庸ざ玫教囟ǖ慕M織，在實(shí)際生產(chǎn)規(guī)模中不易進(jìn)行控制，特別是對于板厚大于50mm的厚壁材料而言，其是對軋制、冷卻設(shè)備的負(fù)荷大的工藝。
[0012]另一方面，在專利文獻(xiàn)3中記載了不僅著眼于鐵素體晶粒的微細(xì)化而且還著眼于在鐵素體晶粒內(nèi)形成的亞晶(subgrain)而使脆性裂紋傳播停止特性提高的TMCP的延伸技術(shù)。
[0013]具體而言，對于板厚為30~40mm的鋼板，不需要進(jìn)行鋼板表層的冷卻和回?zé)岬葟?fù)雜的溫度控制，而是通過下述條件來提高脆性裂紋傳播停止特性:(a)確保微細(xì)的鐵素體晶粒的軋制條件、(b)在鋼材板厚的5%以上的部分中生成微細(xì)鐵素體組織的軋制條件、(C)使織構(gòu)(texture)在微細(xì)鐵素體中發(fā)達(dá)同時(shí)通過熱能使由加工(軋制)導(dǎo)入的位錯(cuò)(dislocation)再配置而形成亞晶的軋制條件、(d)抑制所形成的微細(xì)的鐵素體晶粒和微細(xì)的亞晶粒的粗大化的冷卻條件。
[0014]另外，還已知在控制軋制中通過對相變后的鐵素體施加軋制而使織構(gòu)發(fā)達(dá)、從而提高脆性裂紋傳播停止特性的方法。通過在鋼材的斷裂面上沿著與板面平行的方向產(chǎn)生裂口(separation)而使脆性裂紋前端的應(yīng)力緩和，由此提高對脆性斷裂的阻力。
[0015]例如,專利文獻(xiàn)4中記載了:通過控制軋制使(110)面X射線強(qiáng)度比(X-ray planeintensity ratio in the (110) plane showing a texture developing degree)為 2 以上，且使圓等效直徑(diameter equivalent to a circle in the crystal grains)為 20 μ m 以上的粗大晶粒為10%以下，由此提高耐脆性斷裂特性。
[0016] 專利文獻(xiàn)5中公開了一種鋼板，為接縫部的脆性裂紋傳播停止性能優(yōu)良的焊接結(jié)構(gòu)用鋼，其特征在于，在板厚內(nèi)部的軋制面的(100)面的X射線面強(qiáng)度比為1.5以上。并且記載了:通過該織構(gòu)發(fā)達(dá)所帶來的應(yīng)力負(fù)荷方向與裂紋傳播方向的角度錯(cuò)開，使脆性裂紋傳播停止特性優(yōu)良。
[0017]現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
[0018]專利文獻(xiàn)
[0019]專利文獻(xiàn)1:日本特公平7-100814號公報(bào)
[0020]專利文獻(xiàn)2:日本特開2002-256375號公報(bào)
[0021]專利文獻(xiàn)3:日本專利第3467767號公報(bào)
[0022]專利文獻(xiàn)4:日本專利第3548349號公報(bào)
[0023]專利文獻(xiàn)5:日本專利第2659661號公報(bào)
[0024]非專利文獻(xiàn)
[0025]非專利文獻(xiàn)1:井上等:厚手造船用鋼(二 B ^長大脆性爸裂伝播挙動(dòng)，日本船舶海洋工學(xué)會(huì)演講會(huì)論文集第3號，2006，pp359~362

【發(fā)明內(nèi)容】

[0026]發(fā)明所要解決的問題[0027]但是,最近,超過6000TEU (Twenty-foot Equivalent Unit, 二十英尺當(dāng)量單位)的大型集裝箱船使用板厚大于50mm的厚鋼板。非專利文獻(xiàn)I對板厚為65mm的鋼板的脆性裂紋傳播停止性能進(jìn)行了評價(jià)，并報(bào)道了在母材的大型脆性裂紋傳播停止試驗(yàn)中脆性裂紋未停止的結(jié)果。
[0028]另外，在供試材料的標(biāo)準(zhǔn)ESSO試驗(yàn)(ESSO test compliant with WES3003)中，顯不出使用溫度為-10°C時(shí)的Kca值(以下也記為Kca(-10°C ))小于3000N/mm3/2的結(jié)果，在應(yīng)用板厚大于50mm的鋼板的船體結(jié)構(gòu)的情況下，暗示了確保安全性成為問題。
[0029]對于上述專利文獻(xiàn)I~5所述的脆性裂紋傳播停止特性優(yōu)良的鋼板而言，根據(jù)制造條件和所公開的實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)，其以板厚最多約50mm的鋼板為主要對象，在應(yīng)用于大于50mm的厚壁材料的情況下，不清楚能否得到預(yù)定的特性，對于船體結(jié)構(gòu)所需要的板厚方向的裂紋傳播的特性完全沒有進(jìn)行驗(yàn)證。
[0030]因此，本發(fā)明的目的在于，提供能夠通過優(yōu)化軋制條件而控制板厚方向上的織構(gòu)這樣的工業(yè)上非常簡單的工藝穩(wěn)定地制造的脆性裂紋傳播停止特性優(yōu)良的高強(qiáng)度厚鋼板及其制造方法。
[0031]用于解決問題的方法
[0032]本發(fā)明人為了達(dá)成上述課題進(jìn)行了深入研究，對于即使是厚壁鋼板也具有優(yōu)良的裂紋傳播停止特性的高強(qiáng)度厚鋼板得出了如下見解。
[0033]1.對于板厚大于50mm的厚鋼板，進(jìn)行標(biāo)準(zhǔn)ESSO試驗(yàn)，確認(rèn)了:在確認(rèn)到如圖1 (a)示意性地表示的短的裂紋的分岔3a的情況下，能夠得到高的止裂性。推測是由于裂紋的分岔3a使應(yīng)力得到緩和。圖 1(a) (b)示意性地示出了從標(biāo)準(zhǔn)ESSO試驗(yàn)片I的缺口 2進(jìn)入的裂紋3在母材5中以前端形狀4停止傳播。
[0034]2.為了得到上述的斷口形態(tài)，需要形成使裂紋分岔的組織形態(tài)。相比于以鐵素體為主體的鋼組織，以內(nèi)部存在有板條束等的貝氏體為主體的鋼組織更有利。另外，使作為解理面(cleavage plane)的(100)面相對于作為裂紋的擴(kuò)展方向的軋制方向或者板寬方向傾斜地集聚是有效的。
[0035]3.對標(biāo)準(zhǔn)ESSO試驗(yàn)的斷口進(jìn)行詳細(xì)的觀察、解析，結(jié)果是控制作為裂紋的前端部的板厚中央部的材質(zhì)對于改善止裂性能是有效的。特別是滿足作為板厚中央部的韌性和織構(gòu)的相關(guān)指標(biāo)的下述(I)式是有效的。
[0036]vTrs(1/2t)-12XIED//(110)[1/2t] ^ -70...(I)
[0037]vTrs(1/2t):板厚中央部的斷裂轉(zhuǎn)變溫度(V )
[0038]Isiwmtl) [1/2t]:板厚中央部的RD//(110)面的集聚度
[0039]t:板厚(mm)
[0040]4.另外，實(shí)施使處于奧氏體再結(jié)晶溫度范圍的狀態(tài)的累積軋制率為20%以上的軋制，由此實(shí)現(xiàn)組織的細(xì)?；?。然后，使處于奧氏體未再結(jié)晶溫度范圍的狀態(tài)的累積軋制率為40%以上。并且，以最初道次的軋制溫度與最終道次的軋制溫度之差為40°C以內(nèi)的方式進(jìn)行軋制，由此控制板厚中央部的織構(gòu)，從而能夠?qū)崿F(xiàn)上述的組織。
[0041]本發(fā)明基于所得到的見解而進(jìn)一步研究而完成。即，本發(fā)明為:
[0042]1.一種脆性裂紋傳播停止特性優(yōu)良的結(jié)構(gòu)用高強(qiáng)度厚鋼板，其特征在于，金屬組織的主體為貝氏體，具有板厚中央部的RD// (110)面(Rolling Direction parallelto(llO)plane)的集聚度I為1.5以上的織構(gòu)，并且表層部和板厚中央部的夏比斷裂轉(zhuǎn)變溫度為 vTrs ( -40°C ο
[0043]2.如I所述的脆性裂紋傳播停止特性優(yōu)良的結(jié)構(gòu)用高強(qiáng)度厚鋼板，其特征在于，板厚中央部的夏比韌性值和RD//(110)面的集聚度I滿足下述(I)式。
[0044]vTrs(1/2t)-12XIED//(110)[1/2t] ^ -70...(I)
[0045]vTrs(1/2t):板厚中央部的斷裂轉(zhuǎn)變溫度(V )
[0046]Isiwmtl) [1/2t]:板厚中央部的RD//(110)面的集聚度
[0047]t:板厚(mm)
[0048]3.如I或2中任一項(xiàng)所述的脆性裂紋傳播停止特性優(yōu)良的結(jié)構(gòu)用高強(qiáng)度厚鋼板，其特征在于，鋼組成以質(zhì)量％計(jì)含有c:0.03~0.20%、S1:0.03~0.5%、Mn:0.5~
2.5%,Al:0.005 ~0.08%,P:0.03% 以下、S:0.01% 以下、N:0.0050% 以下、T1:0.005 ~0.03%，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。
[0049]4.如3所述的脆性裂紋傳播停止特性優(yōu)良的結(jié)構(gòu)用高強(qiáng)度厚鋼板，其特征在于，鋼組成以質(zhì)量％計(jì)還含有 Nb:0.005 ~0.05%, Cu:0.01 ~0.5%, N1:0.01 ~1.0%、Cr:
0.01 ~0.5%,Mo:0.01 ~0.5%、V:0.001 ~0.10%,B:0.0030% 以下、Ca:0.0050% 以下、REM:0.010%以下中的任意一種以上。 [0050]5.一種脆性裂紋傳播停止特性優(yōu)良的結(jié)構(gòu)用高強(qiáng)度厚鋼板的制造方法，其特征在于，將具有3或4中任一項(xiàng)所述的組成的鋼原材(slab)加熱至1000~1200°C的溫度，實(shí)施在奧氏體再結(jié)晶溫度范圍和奧氏體未再結(jié)晶溫度范圍內(nèi)的累積軋制率合計(jì)為65%以上的車L制。此時(shí)，板厚中央部處于奧氏體再結(jié)晶溫度范圍的狀態(tài)的累積軋制率為20%以上。接著，板厚中央部處于奧氏體未再結(jié)晶溫度范圍的狀態(tài)的累積軋制率為40%以上，并且，在上述板厚中央部處于奧氏體未再結(jié)晶溫度范圍的狀態(tài)的軋制中，最初道次的軋制溫度與最終道次的軋制溫度之差為40°C以內(nèi)進(jìn)行軋制。然后，以4°C /s以上的冷卻速度冷卻至450°C以下。
[0051]6.如5所述的脆性裂紋傳播停止特性優(yōu)良的高強(qiáng)度厚鋼板的制造方法，其中，在加速冷卻至450°C以下后，進(jìn)一步具有回火至Acl點(diǎn)以下的溫度的工序。
[0052]發(fā)明效果
[0053]根據(jù)本發(fā)明，能夠得到在板厚方向上織構(gòu)得到適當(dāng)控制的、脆性裂紋傳播停止特性優(yōu)良的、板厚為50mm以上的高強(qiáng)度厚鋼板及其制造方法，應(yīng)用于優(yōu)選板厚大于50mm、更優(yōu)選板厚為55mm以上的鋼板是有效的。并且，在造船領(lǐng)域中，在大型集裝箱船、散裝貨船的強(qiáng)力甲板部結(jié)構(gòu)中，通過應(yīng)用在艙口側(cè)圍板、甲板部件中，有助于提高船舶的安全性等，在產(chǎn)業(yè)上非常有用。
【專利附圖】

【附圖說明】
[0054]圖1是示意性地表示板厚大于50mm的厚鋼板的標(biāo)準(zhǔn)ESSO試驗(yàn)的斷口形態(tài)的圖，其中(a)為俯視觀察試驗(yàn)片的圖；(b)為表示試驗(yàn)片的斷口的圖。
【具體實(shí)施方式】
[0055]在本發(fā)明中對1.板厚中央部的韌性和織構(gòu)、2.金屬組織進(jìn)行規(guī)定。[0056]1.韌性和織構(gòu)
[0057]在本發(fā)明中，為了提高針對向軋制方向或軋制直角方向等水平方向(鋼板的面內(nèi)方向)擴(kuò)展的裂紋的裂紋傳播停止特性，根據(jù)所期望的脆性裂紋傳播停止特性對其板厚中央部的韌性和RD//(100)面的集聚度I進(jìn)行適當(dāng)規(guī)定。
[0058]首先，母材韌性良好是抑制裂紋擴(kuò)展的前提，因此對于本發(fā)明的鋼板，將表層部和板厚中央部的夏比斷裂轉(zhuǎn)變溫度規(guī)定為_40°C以下。需要說明的是，板厚中央部的夏比斷裂轉(zhuǎn)變溫度優(yōu)選為_50°C以下。
[0059]通過使RD//(100)面的集聚度I發(fā)達(dá)，使解理面相對于裂紋主方向傾斜地集聚，通過產(chǎn)生微細(xì)的裂紋分岔所帶來的脆性裂紋前端的應(yīng)力緩和的效果來提高脆性裂紋傳播停止性能。
[0060]對于為了能夠用于最近的集裝箱船、散裝貨船等船體外板的板厚大于50mm的厚壁材料而言，在確保結(jié)構(gòu)安全性的基礎(chǔ)上得到作為目標(biāo)的脆性裂紋傳播停止性能:Kca(-1O0C )≥6000N/mm3/2的情況下，需要使板厚中央部的RD//(110)面的集聚度I為1.5以上、優(yōu)選使其為1.7以上。
[0061] 在此，板厚中央部的RD//(110)面的集聚度I是指如下。首先，從板厚中央部裁取板厚為1mm的樣品，對與板面平行的面進(jìn)行機(jī)械研磨(mechanical polishing) /電解研磨(electrolytic polishing),由此準(zhǔn)備X射線衍射用的試驗(yàn)片。使用該試驗(yàn)片，使用Mo射線源，實(shí)施 X 射線衍射測定(X_ray diffraction measurement),求出(200)、(110)和(211)正極圖(pole figures),根據(jù)所得到的正極圖通過Bunge法計(jì)算求出三維結(jié)晶取向密度函數(shù)(three dimensional orientation distribution function)。接著，根據(jù)所得至丨J的三維結(jié)晶取向密度函數(shù)，在以Bunge記載的到Ψ2 = 0°~90°為止按照5°間隔合計(jì)為19張的截面圖中，對(110)面相對于軋制方向平行的取向的三維結(jié)晶取向密度函數(shù)的值進(jìn)行積分而求出積分值(integrated value)。將用該積分值除以上述積分了的取向的個(gè)數(shù)而得到的值稱為RD//(110)面的集聚度I。
[0062]除了上述母材韌性和織構(gòu)的規(guī)定以外，優(yōu)選板厚中央部的夏比韌性值和RD//
(110)面的集聚度I滿足下述(I)式。通過使其滿足下述(I)式，能夠得到更加優(yōu)良的脆性
裂紋傳播停止性能。
[0063]vTrs(1/2t)-12XIED//(110)[1/2t] ≤ -70...(I)
[0064]vTrs(1/2t):板厚中央部的斷裂轉(zhuǎn)變溫度(V )
[0065]:板厚中央部的RD//(110)集聚度
[0066]t:板厚(mm)
[0067]2.金屬組織
[0068]在本發(fā)明中，使金屬組織的主體為貝氏體。金屬組織的主體為貝氏體是指貝氏體相的面積分?jǐn)?shù)為整體的80%以上。余量以鐵素體、馬氏體(包括島狀馬氏體)、珠光體等合計(jì)的面積分?jǐn)?shù)計(jì)為20%以下。
[0069]為了得到上述韌性和織構(gòu)，在奧氏體未再結(jié)晶溫度范圍內(nèi)進(jìn)行控制軋制后，使其向貝氏體發(fā)生相變是有效的。軋制后從奧氏體向鐵素體發(fā)生相變時(shí)，雖然能夠得到目標(biāo)韌性，但從奧氏體向鐵素體發(fā)生相變時(shí)，相變時(shí)間充分存在，因而所得到的織構(gòu)變得無規(guī)則，不能達(dá)成作為目標(biāo)的RD//(110)面的集聚度I為1.5以上、優(yōu)選為1.7以上。與此相對，在奧氏體未再結(jié)晶溫度范圍內(nèi)軋制后的組織向貝氏體發(fā)生相變時(shí)，相變時(shí)間不充分，優(yōu)先形成特定取向的織構(gòu)，即進(jìn)行所謂變體(variant)的選擇，由此能夠得到RD//(110)面的集聚度I為1.5以上、優(yōu)選為1.7以上。因此，軋制、冷卻后所得到的金屬組織形成的主體為貝氏體。
[0070]3.化學(xué)成分
[0071]以下對本發(fā)明中優(yōu)選的化學(xué)成分進(jìn)行說明。在說明中，％為質(zhì)量％。
[0072]C:0.03 ~0.20%
[0073]C是提高鋼的強(qiáng)度的元素，在本發(fā)明中，為了確保所期望的強(qiáng)度需要含有0.03%以上，若大于0.20%，則不僅焊接性變差而且對韌性也存在不良影響。因此，C優(yōu)選規(guī)定為0.03~0.20%的范圍。更優(yōu)選為0.05~0.15%。
[0074]S1:0.03 ~0.5%
[0075]Si作為脫氧元素并且作為鋼的強(qiáng)化元素是有效的，但若為小于0.03%的含量則沒有上述效果。另一方面，若大于0.5%則不僅損害鋼的表面性狀而且韌性極端變差。因此，使Si添加量為0.03%以上、優(yōu)選使其含量為0.5%以下。
[0076]Mn:0.5 ~2.5%
[0077]Mn作為強(qiáng)化元素而添加。 若少于0.5%則其效果不充分，若大于2.5%則焊接性變差，鋼材成本也提高，因?yàn)槭筂n含量為0.5%以上、優(yōu)選使其含量為2.5以下。
[0078]Al:0.005 ~0.08%
[0079]Al作為脫氧劑而發(fā)揮作用，因此需要含有0.005%以上，若含有大于0.08%，則導(dǎo)致韌性降低，并且進(jìn)行焊接時(shí)，導(dǎo)致焊接金屬部的韌性降低。因此，Al優(yōu)選規(guī)定為0.005~0.08%的范圍、更優(yōu)選為0.02~0.04%。
[0080]N:0.0050% 以下
[0081]N通過與鋼中的Al結(jié)合而形成A1N，由此調(diào)整軋制加工時(shí)的結(jié)晶粒徑，強(qiáng)化鋼，若大于0.0050%則導(dǎo)致韌性變差，因此優(yōu)選設(shè)定為0.0050%以下。
[0082]P、S
[0083]P、S是鋼中不可避免的雜質(zhì)，P若大于0.03%, S若大于0.01%則導(dǎo)致韌性變差，因此分別優(yōu)選為0.03%以下、0.01%以下，分別更優(yōu)選為0.02%以下、0.005%以下。
[0084]T1:0.005 ~0.03%
[0085]Ti具有如下效果:通過微量添加，而形成氮化物、碳化物或者碳氮化物，使晶粒微細(xì)化從而提高母材韌性。其效果通過添加0.005%以上而能夠得到，若含有大于0.03%，則導(dǎo)致母材和焊接熱影響部的韌性降低，因此Ti優(yōu)選設(shè)定為0.005~0.03%的范圍。
[0086]以上是本發(fā)明的基本成分組成,為了進(jìn)一步提高特性,可以含有Nb、Cu、N1、Cr、Mo、V、B、Ca、REM中的I種以上。
[0087]Nb:0.005 ~0.05%
[0088]Nb以NbC的形式在鐵素體相變時(shí)或者再加熱時(shí)析出，有助于高強(qiáng)度化。另外，Nb具有在奧氏體范圍的軋制中擴(kuò)大未再結(jié)晶溫度范圍的效果，有助于貝氏體的板條束的細(xì)?；?，因此對于改善韌性也是有效的。其效果通過添加0.005%以上而發(fā)揮，若添加大于0.05%，則有粗大的NbC析出，相反會(huì)招致韌性的降低，因此其上限優(yōu)選設(shè)定為0.05%。
[0089]Cu、N1、Cr、Mo[0090]Cu、N1、Cr、Mo均是能夠提高鋼的淬火性的元素。為了直接有助于軋制后的強(qiáng)度提高、并且提高韌性、高溫強(qiáng)度或者耐候性等功能而能夠添加Cu、N1、Cr、Mo，上述效果通過含有0.01 %以上而發(fā)揮，因此在含有的情況下，優(yōu)選設(shè)定為0.01 %以上。但是，若過量含有則韌性、焊接性變差，因此在含有的情況下，對于各自的上限，優(yōu)選Cu設(shè)定為0.5%,Ni設(shè)定為
1.0%,Cr 設(shè)定為 0.5%,Mo 設(shè)定為 0.5%。
[0091]V:0.001 ~0.10%
[0092]V是以V(C、N)的形式析出強(qiáng)化由此提高鋼的強(qiáng)度的元素。為了發(fā)揮該效果可以含有0.001%以上，若含有大于0.10%，則導(dǎo)致韌性降低。因此，含有V時(shí)，優(yōu)選設(shè)定為
0.001~0.10%的范圍。
[0093]B:0.0030% 以下
[0094]B作為以微量能夠提高鋼的淬火性的元素而可以添加。但是，若含有大于
0.0030%則導(dǎo)致焊接部的韌性降低，因此含有B時(shí)，優(yōu)選設(shè)定為0.0030%以下。
[0095]Ca:0.0050% 以下、REM:0.010% 以下
[0096]Ca、REM使焊接熱影響部的組織微細(xì)化并提高韌性，即使添加也不損害本發(fā)明的效果，因此可以根據(jù)需要添加。但是，若過量含有，則形成粗大的夾雜物導(dǎo)致母材的韌性變差，因此含有Ca、REM時(shí)，對于各自的上限，優(yōu)選Ca設(shè)定為0.0050%, REM設(shè)定為0.010%。 [0097]4.制造條件
[0098]以下對于本發(fā)明中的優(yōu)選制造條件進(jìn)行說明。
[0099]作為制造條件，優(yōu)選對鋼原材(鋼坯)的加熱溫度、熱軋條件、冷卻條件等進(jìn)行規(guī)定。特別是對于熱軋，優(yōu)選除了奧氏體再結(jié)晶溫度范圍和奧氏體未再結(jié)晶溫度范圍合計(jì)的累積軋制率以外，還對板厚中央部處于奧氏體再結(jié)晶溫度范圍時(shí)和處于奧氏體未再結(jié)晶溫度范圍時(shí)分別規(guī)定累積軋制率，并且對上述板厚中央部處于奧氏體未再結(jié)晶范圍的狀態(tài)的軋制的溫度條件進(jìn)行規(guī)定。通過規(guī)定上述參數(shù)，能夠使厚鋼板的表層部和板厚中央部的韌性、板厚中央部的RD//(110)集聚度I以及板厚的1/4部分的強(qiáng)度為所期望的值。
[0100]首先，利用轉(zhuǎn)爐等將上述組成的鋼水進(jìn)行熔煉，通過連續(xù)鑄造等形成鋼原材。接著，將鋼原材加熱至1000~1200°C的溫度后進(jìn)行熱軋。
[0101]若加熱溫度低于1000°C，則不能充分確保進(jìn)行奧氏體再結(jié)晶溫度范圍內(nèi)的軋制的時(shí)間。并且若大于1200°c則奧氏體晶粒粗大化，招致韌性的降低，不僅如此，而且氧化損失變得顯著，成品率降低，因此加熱溫度優(yōu)選設(shè)定為1000~1200°C。從韌性的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選的加熱溫度的范圍為1000~1150°C。
[0102]在本發(fā)明中，優(yōu)選按照如下所述規(guī)定熱軋條件和其后續(xù)的冷卻條件。由此，使在奧氏體未再結(jié)晶溫度范圍軋制后的組織向貝氏體發(fā)生相變，因此由于這種情況下的相變時(shí)間不充分，優(yōu)先地形成特定取向的織構(gòu)，即進(jìn)行所謂變體的選擇，由此能夠使RD//(110)面的集聚度I為1.5以上、優(yōu)選為1.7以上。
[0103]熱軋優(yōu)選首先在板厚中央部處于奧氏體再結(jié)晶溫度范圍的狀態(tài)下進(jìn)行使累積軋制率為20%以上的軋制。通過使該累積軋制率為20%以上，由此奧氏體發(fā)生細(xì)?；?、最終得到的金屬組織也發(fā)生細(xì)?；瑥亩g性提高。若累積軋制率低于20%，則奧氏體的細(xì)粒化不充分，對于最終得到的組織而言韌性沒有提高。
[0104]接著，優(yōu)選在板厚中央部的溫度處于奧氏體未再結(jié)晶溫度范圍的狀態(tài)下進(jìn)行使累積軋制率為40%以上的軋制。通過使該溫度范圍內(nèi)的累積軋制率為40%以上，由此能夠使板厚中央部的織構(gòu)充分發(fā)達(dá)，能夠使板厚中央部的RD//(110)面的集聚度I為1.5以上、優(yōu)選為1.7以上。
[0105]需要說明的是，板厚中央部的溫度處于奧氏體未再結(jié)晶溫度范圍的狀態(tài)的軋制若花費(fèi)過多時(shí)間，則組織粗大化，招致韌性降低。因此，優(yōu)選上述板厚中央部處于奧氏體未再結(jié)晶范圍的狀態(tài)的軋制中，最初道次的軋制溫度與最終道次的軋制溫度之差設(shè)定為40°C以內(nèi)。在此，軋制溫度是指軋制不久前的鋼材的板厚中央部的溫度。板厚中央部的溫度根據(jù)板厚、表面溫度和熱歷程等通過模擬計(jì)算等求出。例如，通過使用差分法計(jì)算板厚方向的溫度分布，由此求出鋼板的板厚中央部的溫度。
[0106]以組合上述奧氏體再結(jié)晶溫度范圍和奧氏體未再結(jié)晶溫度范圍的整體形式的累積軋制率優(yōu)選設(shè)定為65%以上。若整體的軋制率小，則組織的軋制并不充分，韌性和強(qiáng)度不能達(dá)成目標(biāo)值。這是因?yàn)?，通過使整體的累積軋制率為65%以上，由此能夠?qū)M織確保充分的軋制量，韌性和強(qiáng)度能夠達(dá)成目標(biāo)值。
[0107]對于具有該成分組成的鋼，奧氏體再結(jié)晶溫度范圍和奧氏體未再結(jié)晶溫度范圍通過進(jìn)行預(yù)備實(shí)驗(yàn)?zāi)軌虬盐?，所述預(yù)備實(shí)驗(yàn)提供使條件發(fā)生變化的熱加工歷程。
[0108]需要說明的是，熱軋的結(jié)束溫度沒 有特別限定，從軋制效率的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選在奧氏體未再結(jié)晶溫度范圍結(jié)束。
[0109]軋制結(jié)束后的鋼板優(yōu)選以4°C /s以上的冷卻速度冷卻至450°C以下。通過使冷卻速度為4°C /s以上，由此組織不會(huì)粗大化，并且通過抑制鐵素體相變，能夠得到細(xì)粒的貝氏體組織，能夠得到目標(biāo)優(yōu)良的韌性、織構(gòu)、強(qiáng)度。冷卻速度若小于4°C /s，則組織的粗大化、鐵素體相變在各板厚位置進(jìn)展，不僅不能得到所期望的組織，鋼板的強(qiáng)度也降低。通過使冷卻停止溫度為450°C以下，由此能夠使貝氏體相變充分進(jìn)行，能夠得到具有所期望的韌性、織構(gòu)的金屬組織。冷卻停止溫度若高于450°C，則貝氏體相變不充分進(jìn)行，還生成鐵素體、珠光體等組織，不能得到作為本發(fā)明目標(biāo)的貝氏體主體的組織。需要說明的是，這些冷卻速度、冷卻停止溫度是指鋼板的板厚中央部的溫度。板厚中央部的溫度根據(jù)板厚、表面溫度和冷卻條件等通過模擬計(jì)算等而求出。例如，通過使用差分法計(jì)算板厚方向的溫度分布，由此求出鋼板的板厚中央部的溫度。
[0110]對冷卻結(jié)束后的鋼板還能夠?qū)嵤┗鼗?temper)處理。通過實(shí)施回火,能夠進(jìn)一步提高鋼板的韌性?；鼗饻囟劝凑找凿摪迤骄鶞囟扔?jì)為ACl點(diǎn)以下的方式實(shí)施，由此能夠不損害軋制/冷卻中得到的所期望的組織。在本發(fā)明中通過下式求出AC1A (°C)。
[0111]AC1 點(diǎn)=751-26.6C+17.6Si_ll.6Mn-169Al-23Cu_23Ni+24.lCr+22.5Mo+233Nb_39? 7V-5.7Τ?-895Β
[0112]式中，各兀素符號表不其鋼中含量(質(zhì)量％ )，不含有時(shí)為O。
[0113]鋼板的平均溫度也是與板厚中央部的溫度一樣根據(jù)板厚、表面溫度和冷卻條件等通過模擬計(jì)算等求出。
[0114]實(shí)施例
[0115]利用轉(zhuǎn)爐將表1所示的各組成的鋼水(鋼符號A~O)進(jìn)行熔煉，通過連續(xù)鑄造法形成鋼原材(鋼還厚度為250mm),熱軋成板厚為50~90mm后,進(jìn)行冷卻,得到N0.1~30的供試鋼。表2中示出了熱軋條件和冷卻條件。[0116]對于所得到的厚鋼板，從板厚的1/4部按照試驗(yàn)片的長度方向與軋制方向成直角的方式裁取Φ14ι?πι的JIS14A號試驗(yàn)片,進(jìn)行拉伸試驗(yàn),測定屈服點(diǎn)(Yield Strength)、拉伸強(qiáng)度(Tensile Strength)。
[0117]另外，從板厚的1/2部按照試驗(yàn)片的長軸的方向與軋制方向平行的方式裁取JIS4號沖擊試驗(yàn)片，進(jìn)行夏比沖擊試驗(yàn)，求出斷裂轉(zhuǎn)變溫度。在此，表層部的沖擊試驗(yàn)片是使最接近表面的面為距鋼板表面1_的深度的試驗(yàn)片。
[0118]接著，為了評價(jià)脆性裂紋傳播停止特性，進(jìn)行標(biāo)準(zhǔn)ESSO試驗(yàn)，求出-10°C下的Kca值(Kca(-1O0C ))。
[0119]進(jìn)一步，如下求出板厚中央部的RD//(110)面的集聚度I。首先，從板厚中央部裁取板厚為1mm的樣品，對與板面平行的面進(jìn)行機(jī)械研磨/電解研磨，由此準(zhǔn)備X射線衍射用的試驗(yàn)片。使用該試驗(yàn)片并使用Mo射線源實(shí)施X射線衍射測定，求出(200)、(110)和(211)正極圖。根據(jù)所得到的正極圖通過Bunge法計(jì)算求出三維結(jié)晶取向密度函數(shù)。接著，根據(jù)所得到的三維結(jié)晶取向密度函數(shù)，在以Bunge記載的到F2 = 0°~90°為止按照5°間隔合計(jì)19張的截面圖中，對(110)面相對于軋制方向平行的取向的三維結(jié)晶取向密度函數(shù)的值進(jìn)行積分而求出積分值。將用該積分值除以上述積分了的取向的個(gè)數(shù)19而得到的值作為RD//(110)面的集聚度I。
[0120]表3中示出這些試驗(yàn)結(jié)果。板厚中央部的韌性值和織構(gòu)在本發(fā)明的范圍內(nèi)的供試鋼板(制造編號I~13、27~30)的情況下，顯示出Kca(-10°C )為6000N/mm3/2以上的優(yōu)良的脆性裂紋傳播停止性能。另外，與不滿足(I)式的供試鋼板(制造編號27~30)相比，表層部和板厚中央部的夏比韌性值和RD//(110)集聚度I滿足(I)式的供試鋼板(制造編號I~13)得到了高的Kca(-1O0C )值。
[0121]另一方面，鋼板的成分組成在本發(fā)明的優(yōu)選的范圍內(nèi)但鋼板的制造條件中的加熱/軋制條件偏離本發(fā)明的優(yōu)選的范圍的鋼板(制造編號21~26)的Kca(-10°C )的值未達(dá)到6000N/mm3/2。對于鋼板(制造編號22、23、26)而言，鋼板的織構(gòu)不滿足本發(fā)明的規(guī)定。對于鋼板的成分組成為本發(fā)明的優(yōu)選的范圍外的供試鋼板(制造編號14~20)，鋼板的韌性不滿足本申請發(fā)明的規(guī)定，Kca (-1O0C )的值未達(dá)到6000N/mm3/2。
[0122]另外，板厚中央部的韌性值和織構(gòu)中至少一者在本發(fā)明的范圍外的供試鋼板(制造編號14~26)的情況下，Kca(-1O0C )未達(dá)到6000N/mm3/2。
[0123]符號的說明
[0124]I標(biāo)準(zhǔn)ESSO試驗(yàn)片
[0125]2 缺口
[0126]3 裂紋
[0127]3a 分岔
[0128]4前端形狀
[0129]5 母材
[0130]
【權(quán)利要求】
1.一種脆性裂紋傳播停止特性優(yōu)良的結(jié)構(gòu)用高強(qiáng)度厚鋼板，其特征在于，金屬組織的主體為貝氏體，具有板厚中央部的RD//(110)面的集聚度I為1.5以上的織構(gòu)，并且表層部和板厚中央部的夏比斷裂轉(zhuǎn)變溫度vTrs為-40°C以下。
2.如權(quán)利要求1所述的脆性裂紋傳播停止特性優(yōu)良的結(jié)構(gòu)用高強(qiáng)度厚鋼板，其特征在于，板厚中央部的夏比斷裂轉(zhuǎn)變溫度和RD//(110)面的集聚度I滿足下述(I)式，
vTrs(1/2t)-12XIED//(110)[1/2t] ^ -70..?⑴ vTrs(1/2t):板厚中央部的斷裂轉(zhuǎn)變溫度(°C )，
IrD//(110) [l/2t]:板厚中央部的RD//(110)面的集聚度， t:板厚(mm)。
3.如權(quán)利要求1或2中任一項(xiàng)所述的脆性裂紋傳播停止特性優(yōu)良的結(jié)構(gòu)用高強(qiáng)度厚鋼板，其特征在于，鋼組成以質(zhì)量％計(jì)含有c:0.03~0.20%、S1:0.03~0.5%,Mn:0.5~2.5%,Al:0.005 ~0.08%,P:0.03% 以下、S:0.01% 以下、N:0.0050% 以下、T1:0.005 ~0.03%，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。
4.如權(quán)利 要求3所述的脆性裂紋傳播停止特性優(yōu)良的結(jié)構(gòu)用高強(qiáng)度厚鋼板，其特征在于，鋼組成以質(zhì)量％計(jì)還含有Nb:0.005~0.05%, Cu:0.01~0.5%, N1:0.01~1.0%,Cr:0.01 ~0.5%, Mo:0.01 ~0.5%, V:0.001 ~0.10%, B:0.0030% 以下、Ca:0.0050%以下、REM:0.010%以下中的任意一種以上。
5.一種脆性裂紋傳播停止特性優(yōu)良的結(jié)構(gòu)用高強(qiáng)度厚鋼板的制造方法，其特征在于，將具有權(quán)利要求3所述組成的鋼原材加熱至1000~1200°C的溫度，實(shí)施在奧氏體再結(jié)晶溫度范圍和奧氏體未再結(jié)晶溫度范圍內(nèi)的累積軋制率合計(jì)為65%以上的軋制，此時(shí)，板厚中央部處于奧氏體再結(jié)晶溫度范圍的狀態(tài)的累積軋制率為20%以上，接著，板厚中央部處于奧氏體未再結(jié)晶溫度范圍的狀態(tài)的累積軋制率為40%以上，并且，在所述板厚中央部處于奧氏體未再結(jié)晶溫度范圍的狀態(tài)的軋制中，最初道次的軋制溫度與最終道次的軋制溫度之差為40°C以內(nèi)，之后，以4°C /秒以上的冷卻速度冷卻至450°C以下。
6.如權(quán)利要求5所述的脆性裂紋傳播停止特性優(yōu)良的結(jié)構(gòu)用高強(qiáng)度厚鋼板的制造方法，其中，在加速冷卻至450°C以下后，進(jìn)一步具有回火至AcaA以下的溫度的工序。
7.一種脆性裂紋傳播停止特性優(yōu)良的結(jié)構(gòu)用高強(qiáng)度厚鋼板的制造方法，其特征在于，將具有權(quán)利要求4所述組成的鋼坯加熱至1000~1200°C的溫度，實(shí)施在奧氏體再結(jié)晶溫度范圍和奧氏體未再結(jié)晶溫度范圍內(nèi)的累積軋制率合計(jì)為65%以上的軋制，此時(shí)，板厚中央部處于奧氏體再結(jié)晶溫度范圍的狀態(tài)的累積軋制率為20%以上，接著，板厚中央部處于奧氏體未再結(jié)晶溫度范圍的狀態(tài)的累積軋制率為40%以上，并且，在所述板厚中央部處于奧氏體未再結(jié)晶溫度范圍的狀態(tài)的軋制中，最初道次的軋制溫度與最終道次的軋制溫度之差為40°C以內(nèi)，之后，以4°C /秒以上的冷卻速度冷卻至450°C以下。
8.如權(quán)利要求7所述的脆性裂紋傳播停止特性優(yōu)良的結(jié)構(gòu)用高強(qiáng)度厚鋼板的制造方法，其中，在加速冷卻至450°C以下后，進(jìn)一步具有回火至AcaA以下的溫度的工序。
【文檔編號】C21D8/02GK104024462SQ201280065286
【公開日】2014年9月3日 申請日期:2012年5月18日 優(yōu)先權(quán)日:2011年12月27日
【發(fā)明者】竹內(nèi)佳子, 長谷和邦, 三田尾真司, 村上善明 申請人:杰富意鋼鐵株式會(huì)社