耐應(yīng)變時(shí)效特性優(yōu)良的低屈服比高強(qiáng)度鋼板及其制造方法以及使用該鋼板的高強(qiáng)度焊接鋼管的制作方法
【專利摘要】本發(fā)明提供API5LX70級以下的低屈服比高強(qiáng)度鋼板及其制造方法以及使用該鋼板的高強(qiáng)度焊接鋼管。本發(fā)明的低屈服比高強(qiáng)度鋼板的特征在于，使其成分組成為規(guī)定的成分組成，使其金屬組織為貝氏體與島狀馬氏體的雙相組織，所述島狀馬氏體的面積百分率為3?15%且圓當(dāng)量直徑為3.0ym以下，余量為所述貝氏體，板厚方向的硬度的偏差為AHV30以下，板寬方向的硬度的偏差為AHV30以下，鋼板表層部的最高硬度為HV230以下，所述鋼板在使用G0ST標(biāo)準(zhǔn)中規(guī)定的形狀的試驗(yàn)片的全厚度拉伸試驗(yàn)中的屈服比為85%以下、伸長率為22%以上。
【專利說明】耐應(yīng)變時(shí)效特性優(yōu)良的低屈服比高強(qiáng)度鋼板及其制造方法 以及使用該鋼板的高強(qiáng)度焊接鋼管

【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及主要適合在管線管領(lǐng)域中使用的具有低屈服比、高強(qiáng)度和高韌性的鋼 板及其制造方法以及高強(qiáng)度鋼管。特別是涉及耐應(yīng)變時(shí)效特性優(yōu)良的具有低屈服比、高強(qiáng) 度和高韌性的鋼板及其制造方法、以及以該鋼板作為原材的耐壓曲性能和伸長率特性優(yōu)良 的高強(qiáng)度焊接鋼管。

【背景技術(shù)】
[0002] 近年來，對于焊接結(jié)構(gòu)用鋼材而言，除了要求高強(qiáng)度、高韌性之外，從抗震性的觀 點(diǎn)出發(fā)，還要求低屈服比化、高均勻伸長率。通常已知通過使鋼材的金屬組織形成在作為軟 質(zhì)相的鐵素體（以下，有時(shí)稱為〇)中適度分散有貝氏體（以下，有時(shí)稱為￠)、馬氏體（以 下，有時(shí)稱為M)等硬質(zhì)相的組織，能夠?qū)崿F(xiàn)鋼材的低屈服比化及高均勻伸長率化。
[0003] 作為得到如上所述的在軟質(zhì)相中適度分散有硬質(zhì)相的組織的制造方法，有專利文 獻(xiàn)1中記載的方法。即，在專利文獻(xiàn)1中公開了在淬火（以下，有時(shí)稱為Q)與回火（以下， 有時(shí)稱為T)的中間實(shí)施從鐵素體與奧氏體（以下，有時(shí)稱為Y)的雙相區(qū)開始的淬火（以 下，有時(shí)稱為Q'）的熱處理方法。
[0004] 在專利文獻(xiàn)2中，作為不增加制造工序的方法，公開了在Ar3相變點(diǎn)以上結(jié)束軋制 后延緩加速冷卻的開始直到鋼材的溫度達(dá)到生成鐵素體的Ar 3相變點(diǎn)以下的方法。
[0005] 作為如專利文獻(xiàn)1、專利文獻(xiàn)2中所公開的沒有進(jìn)行復(fù)雜的熱處理而實(shí)現(xiàn)低屈服 比化的技術(shù)，在專利文獻(xiàn)3中公開了如下方法：在Ar3相變點(diǎn)以上結(jié)束鋼材的軋制，通過控 制之后的加速冷卻速度和冷卻停止溫度，形成針狀鐵素體（acicular ferrite)與馬氏體的 雙相組織，實(shí)現(xiàn)低屈服比化。
[0006] 另外，在專利文獻(xiàn)4中，作為不使鋼材的合金元素的添加量大幅增加而實(shí)現(xiàn)低屈 服比以及優(yōu)良的焊接熱影響部韌性的技術(shù)，公開了在控制Ti/N、Ca-O-S平衡的同時(shí)形成鐵 素體、貝氏體和島狀馬氏體（以下，有時(shí)稱為MA)的三相組織的方法。
[0007] 另外，在專利文獻(xiàn)5中公開了通過添加 Cu、Ni、Mo等合金元素而實(shí)現(xiàn)低屈服比及高 均勻伸長率性能的技術(shù)。
[0008] 另一方面，對于用于管線管的UOE鋼管和縫焊鋼管這樣的焊接鋼管而言，將鋼板 冷成形為管狀并焊接對接部后，通常從防腐蝕等的觀點(diǎn)出發(fā)，對鋼管外表面實(shí)施聚乙烯涂 布、粉體環(huán)氧涂布這樣的涂布處理。因此，由于制管時(shí)的加工應(yīng)變和涂布處理時(shí)的加熱而產(chǎn) 生應(yīng)變時(shí)效，屈服應(yīng)力升高，存在鋼管的屈服比大于鋼板的屈服比的問題。
[0009] 針對這樣的問題，例如，在專利文獻(xiàn)6和7中公開了有效利用含有Ti和Mo的復(fù)合 碳化物的微細(xì)析出物或者含有Ti、Nb、V中的任意兩種以上的復(fù)合碳化物的微細(xì)析出物的、 耐應(yīng)變時(shí)效特性優(yōu)良的具有低屈服比、高強(qiáng)度和高韌性的鋼管及其制造方法。
[0010] 現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
[0011] 專利文獻(xiàn)
[0012] 專利文獻(xiàn)I :日本特開昭55-97425號(hào)公報(bào)
[0013] 專利文獻(xiàn)2 :日本特開昭55-41927號(hào)公報(bào)
[0014] 專利文獻(xiàn)3 :日本特開平1-176027號(hào)公報(bào)
[0015] 專利文獻(xiàn)4 :日本專利4066905號(hào)公報(bào)
[0016] 專利文獻(xiàn)5 :日本特開2008-248328號(hào)公報(bào)
[0017] 專利文獻(xiàn)6 :日本特開2005-60839號(hào)公報(bào)
[0018] 專利文獻(xiàn)7 :日本特開2005-60840號(hào)公報(bào)


【發(fā)明內(nèi)容】

[0019] 發(fā)明所要解決的問題
[0020] 專利文獻(xiàn)1中記載的熱處理方法中，通過適當(dāng)選擇雙相區(qū)淬火溫度，能夠?qū)崿F(xiàn)低 屈服比化，但由于熱處理工序數(shù)增加，因此存在導(dǎo)致生產(chǎn)率降低、制造成本增加的問題。
[0021] 另外，專利文獻(xiàn)2中記載的技術(shù)中，需要在從軋制結(jié)束到加速冷卻開始的溫度范 圍內(nèi)以自然冷卻程度的冷卻速度進(jìn)行冷卻，因此存在生產(chǎn)率極端降低的問題。
[0022] 另外，專利文獻(xiàn)3中記載的技術(shù)中，如其實(shí)施例所示，為了形成拉伸強(qiáng)度為490N/ mm2(50kg/mm2)以上的鋼材，設(shè)定為提高了鋼材的碳含量或者增加了其他合金元素的添加量 的成分組成，因此，不僅導(dǎo)致原材成本升高，而且焊接熱影響部（HAZ)的韌性的劣化成為問 題。
[0023] 另外，專利文獻(xiàn)4中記載的技術(shù)中，對于在用于管線管等的情況下所要求的均勻 伸長率性能，顯微組織的影響等未必明確。另外，僅在-KTC下實(shí)施了母材的低溫韌性的評 價(jià)，是否能夠適用于要求更低溫度下的韌性的新用途還不明確。
[0024] 專利文獻(xiàn)5中記載的技術(shù)中，由于需要設(shè)定為增加了合金元素的添加量的成分 組成，因此，不僅導(dǎo)致原材成本升高，而且焊接熱影響部的韌性的劣化成為問題。另外，僅 在-KTC下實(shí)施了母材及焊接熱影響部的低溫韌性的評價(jià)。
[0025] 專利文獻(xiàn)6或7中記載的技術(shù)中，雖然耐應(yīng)變時(shí)效特性得到改善，但僅在-KTC下 實(shí)施了母材及焊接熱影響部的低溫韌性的評價(jià)。
[0026] 另外，專利文獻(xiàn)1?7中鐵素體相是必須的，但鐵素體相會(huì)導(dǎo)致拉伸強(qiáng)度的降低。 因此，在高強(qiáng)度化至以API標(biāo)準(zhǔn)計(jì)為X60以上的情況下，需要添加合金元素，有可能導(dǎo)致合 金成本的升高、低溫韌性的降低。
[0027] 因此，本發(fā)明的目的在于解決上述現(xiàn)有技術(shù)的問題，提供能夠以高制造效率制造 的、API5L X70級以下的耐應(yīng)變時(shí)效特性優(yōu)良的具有低屈服比、高強(qiáng)度和高韌性的鋼板及其 制造方法以及使用該鋼板的高強(qiáng)度焊接鋼管。
[0028] 用于解決問題的方法
[0029] 本發(fā)明人為了解決上述問題，對鋼板的制造方法、特別是控制軋制以及控制軋制 后的加速冷卻和之后的再加熱的制造工藝進(jìn)行了深入的研究。結(jié)果，本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，通過控 制軋制條件使鋼板表層部的貝氏體軟質(zhì)化，具有能夠在不會(huì)大幅降低強(qiáng)度的情況下得到高 變形性能和高伸長率特性的可能性，從而得到了以下的見解。
[0030] (a)在加速冷卻過程中鋼板發(fā)生貝氏體相變的過程中，即在存在未相變奧氏體 (non-transformed austenite)的溫度范圍內(nèi)停止加速冷卻，然后，從高于貝氏體相變的結(jié) 束溫度（以下稱為Bf點(diǎn)）的溫度開始進(jìn)行再加熱，使鋼板的金屬組織成為在貝氏體相中均 勻地生成有硬質(zhì)的島狀馬氏體（以下稱為MA)的組織，由此能夠?qū)崿F(xiàn)低屈服比化。
[0031] (b)通過在鋼成分中適量添加作為奧氏體穩(wěn)定化元素的Mn,未相變奧氏體變得穩(wěn) 定，因此，即使不大量添加 Cu、Ni、Mo等淬透性提高元素，也能夠生成硬質(zhì)的MA。
[0032] (c)通過在奧氏體未再結(jié)晶溫度范圍的900°C以下施加累積軋制率為50%以上的 軋制，能夠使MA均勻且微細(xì)地分散，從而能夠在保持低屈服比的同時(shí)提高均勻伸長率。
[0033] ⑷進(jìn)而，通過適當(dāng)?shù)乜刂粕鲜觯╟)的奧氏體未再結(jié)晶溫度范圍內(nèi)的軋制條件、 和上述（a)的再加熱條件這兩者，能夠控制M的形狀，S卩，能夠?qū)的大小以圓當(dāng)量直徑 (equivalent circle diameter)的平均值計(jì)微細(xì)化至3. Oiim以下。其結(jié)果，即使經(jīng)受對于 現(xiàn)有鋼而言由于時(shí)效而產(chǎn)生屈服比的劣化等的熱歷程，MA的分解也少，在時(shí)效后也能夠保 持期望的組織形態(tài)及特性。
[0034] (e)進(jìn)而，通過以150°C/秒以下的冷卻速度進(jìn)行第一段冷卻直至600°C以下，能夠 使表層部和背層部的貝氏體組織軟質(zhì)化。其結(jié)果，能夠降低鋼板表層和背層下的硬度，從而 能夠確保高伸長率特性。
[0035] 本發(fā)明是在上述見解的基礎(chǔ)上進(jìn)一步進(jìn)行研究而完成的，本發(fā)明的主旨如下。
[0036] [1] 一種低屈服比高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，
[0037] 成分組成為：以質(zhì)量％計(jì)含有C :0? 03?0? 08%、Si :0? 01?L 0%、Mn :1. 2? 3. 0%、P :0. 015% 以下、S :0. 005% 以下、Al :0. 08% 以下、Nb :0. 005 ?0. 07%、Ti :0. 005 ? 0. 025%、N :0. 010%以下、0 :0. 005%以下，且余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，
[0038] 金屬組織為貝氏體與島狀馬氏體的雙相組織，所述島狀馬氏體的面積百分率為 3?15%且圓當(dāng)量直徑為3. Oiim以下，余量為所述貝氏體，
[0039] 板厚方向的硬度的偏差以維氏硬度計(jì)為AHV30以下，板寬方向的硬度的偏差以 維氏硬度計(jì)為AHV30以下，鋼板表層部的最高硬度以維氏硬度計(jì)為HV230以下，
[0040] 所述鋼板在使用GOST標(biāo)準(zhǔn)中規(guī)定的形狀的試驗(yàn)片的全厚度拉伸試驗(yàn)中的屈服比 為85%以下、伸長率為22%以上。
[0041] [2]如[1]所述的低屈服比高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，成分組成為：以質(zhì)量％計(jì)還 含有選自Cu :0? 5%以下、Ni :1%以下、Cr :0? 5%以下、Mo :0? 5%以下、V :0? 1%以下、Ca : 0. 0005?0. 003%、B :0. 005%以下中的一種以上。
[0042] [3] -種耐應(yīng)變時(shí)效特性優(yōu)良的低屈服比高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，將 具有[1]或[2]所述成分組成的鋼加熱至1000?1300°C的溫度，將在900°C以下的累積軋 制率設(shè)定為50%以上，在Ar 3相變點(diǎn)以上的溫度下結(jié)束熱軋，從Ar3相變點(diǎn)以上的溫度開始 冷卻，以鋼板表面溫度計(jì)以150°C /秒以下的冷卻速度冷卻至600°C以下，以鋼板平均溫度 計(jì)以15°C /秒以上的冷卻速度冷卻至450°C以上且650°C以下，然后，立刻以鋼板表面溫度 計(jì)以I. (TC /秒以上的升溫速度再加熱至550?750°C。
[0043] [4] 一種高強(qiáng)度焊接鋼管，其特征在于，在使用GOST標(biāo)準(zhǔn)中規(guī)定的形狀的試驗(yàn)片 的全厚度拉伸試驗(yàn)中的屈服比為90%以下、伸長率為20%以上，而且即使在250°C以下的 溫度下實(shí)施30分鐘以下的應(yīng)變時(shí)效處理后，屈服比也為90%以下、伸長率也為20%以上， 所述鋼管如下得到：將[1]或[2]所述的鋼板成形為筒狀，將其對接部從內(nèi)外表面各焊接1 層，然后以〇. 4%以上且2. 0%以下的擴(kuò)管率進(jìn)行擴(kuò)管處理。
[0044] 發(fā)明效果
[0045] 根據(jù)本發(fā)明，能夠在不使焊接熱影響部的韌性劣化或不添加大量的合金元素的情 況下制造耐應(yīng)變時(shí)效特性（應(yīng)變時(shí)效：strain ageing)優(yōu)良的具有低屈服比、高強(qiáng)度和高 韌性的鋼板。因此，能夠大量穩(wěn)定地制造主要用于管線管的鋼板，從而能夠顯著地提高生產(chǎn) 率及經(jīng)濟(jì)性。另外，能夠使用該鋼板制造耐壓曲性能和伸長率特性優(yōu)良的高強(qiáng)度焊接鋼管， 因此在產(chǎn)業(yè)上極為有用。

【專利附圖】

【附圖說明】
[0046] 圖1是示意地表示在本發(fā)明的加速冷卻以后的鋼板的熱歷程的圖，實(shí)線表示鋼板 的平均溫度，點(diǎn)劃線表示鋼板的表面溫度。

【具體實(shí)施方式】
[0047] 以下，對本發(fā)明的各構(gòu)成要素的限定理由進(jìn)行說明。
[0048] 1?關(guān)于成分組成
[0049] 首先，對規(guī)定本發(fā)明的鋼的成分組成的理由進(jìn)行說明。需要說明的是，成分％全部 是指質(zhì)量％。
[0050] C :0.03 ?0.08%
[0051] C是以碳化物的形式有助于析出強(qiáng)化、并且對于MA生成而言重要的元素。C量小 于0. 03%時(shí)，對MA的生成而言不充分，而且無法確保充分的強(qiáng)度。C量超過0. 08%時(shí)，使母 材韌性以及焊接熱影響部（HAZ)韌性劣化。因此，C量設(shè)定為0.03?0.08%的范圍。優(yōu)選 C量為0.04?0.06%的范圍。
[0052] Si :0.01 ?1.0%
[0053] Si是為了脫氧而含有的。Si量小于0.01%時(shí)，脫氧效果不充分，超過1.0%時(shí)，韌 性、焊接性劣化。因此，Si量設(shè)定為0.01?1.0%的范圍。優(yōu)選Si量為0.01?0.3%的 范圍。
[0054] Mn :1. 2 ?3.0%
[0055] Mn是為了提高強(qiáng)度和韌性、進(jìn)一步提高淬透性、促進(jìn)MA生成而含有的。Mn量小 于1.2%時(shí)，該效果不充分，超過3.0%時(shí)，韌性以及焊接性劣化，因此，Mn量設(shè)定為1.2? 3. 0 %的范圍。不管成分和制造條件的變化如何，為了穩(wěn)定地生成MA，Mn量優(yōu)選為1. 8? 3. 0%的范圍。
[0056] P :0.015% 以下
[0057] 本發(fā)明中，P為不可避免的雜質(zhì)，規(guī)定其量的上限。P的含量多時(shí)，中央偏析顯著， 母材韌性劣化，因此，P量設(shè)定為〇. 015%以下。進(jìn)一步優(yōu)選的P量為0. 010%以下。
[0058] S :0.005% 以下
[0059] 本發(fā)明中S為不可避免的雜質(zhì)，規(guī)定其量的上限。S的含量多時(shí)，MnS的生成量顯 著增加，母材的韌性劣化，因此，S量設(shè)定為0. 005%以下。進(jìn)一步優(yōu)選的S量為0. 002%以 下。
[0060] Al :0.08 % 以下
[0061] Al作為脫氧劑含有。Al量超過0.08%時(shí)，鋼的潔凈度降低，韌性劣化，因此，Al 量設(shè)定為0.08%以下。優(yōu)選Al量為0.01?0.08%的范圍。進(jìn)一步優(yōu)選Al量為0.01? 0. 05%的范圍。
[0062] Nb :0? 005 ?0? 07%
[0063] Nb是通過組織的微細(xì)?；鬼g性提高、并且通過提高固溶Nb的淬透性而有助 于強(qiáng)度升高的元素。該效果通過0.005%以上的Nb量顯現(xiàn)。但是，Nb量超過0.07%時(shí)，焊 接熱影響部的韌性劣化，因此，Nb量設(shè)定為0. 005?0. 07 %的范圍。進(jìn)一步優(yōu)選Nb量為 0. 01?0. 05%的范圍。
[0064] Ti :0? 005 ?0? 025%
[0065] Ti是通過TiN的釘扎效果而抑制鋼坯加熱時(shí)的奧氏體的粗大化從而提高母材韌 性的重要元素。該效果通過0.005%以上的Ti量顯現(xiàn)。但是，Ti量超過0.025%時(shí)，焊接熱 影響部的韌性劣化，因此，Ti量設(shè)定為0. 005?0. 025%的范圍。從焊接熱影響部的韌性的 觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選Ti量為0.005%以上且小于0.02 %的范圍。進(jìn)一步優(yōu)選Ti量為0.007? 0. 016%的范圍。
[0066] N :0.010% 以下
[0067] N作為不可避免的雜質(zhì)對待，但N量超過0. 010%時(shí)，焊接熱影響部韌性劣化，因 此，N量設(shè)定為0.010%以下。優(yōu)選N量為0.007%以下。進(jìn)一步優(yōu)選N量為0.006%以下。
[0068] 0:0.005% 以下
[0069] 本發(fā)明中，0為不可避免的雜質(zhì)，規(guī)定其量的上限。0導(dǎo)致粗大且對韌性產(chǎn)生不良 影響的夾雜物的生成，因此，〇量設(shè)定為〇. 005%以下。進(jìn)一步優(yōu)選0量為0. 003%以下。
[0070] 以上為本發(fā)明的基本成分。為了進(jìn)一步改善鋼板的強(qiáng)度及韌性并且提高淬透性， 促進(jìn)MA的生成，可以含有以下所示的Cu、Ni、Cr、Mo、V、Ca、B中的一種以上。
[0071] Cu :0.5 % 以下
[0072] 通過添加 Cu而有助于提高鋼的淬透性，因此可以添加 Cu。為了得到該效果，優(yōu)選 添加0.05 %以上的Cu。但是，Cu量超過0.5 %時(shí)，產(chǎn)生韌性劣化，因此，在添加 Cu的情況 下，優(yōu)選將Cu量設(shè)定為0. 5%以下。進(jìn)一步優(yōu)選的Cu量為0. 4%以下。
[0073] Ni :1% 以下
[0074] 通過添加 Ni而有助于提高鋼的淬透性，特別是即使大量添加也不會(huì)產(chǎn)生韌性劣 化，因此可以添加。為了得到該效果，優(yōu)選添加0.05%以上的Ni。但是，由于Ni為高價(jià)的 元素，因此，在添加 Ni的情況下，優(yōu)選將Ni量設(shè)定為1 %以下。進(jìn)一步優(yōu)選Ni量為0.4% 以下。
[0075] Cr :0.5 % 以下
[0076] Cr與Mn同樣地是對于即使在低C下也能得到充分的強(qiáng)度而言有效的元素，因此， 可以添加 Cr。為了得到該效果，優(yōu)選添加0. 1%以上的Cr。但是，過量添加時(shí)，焊接性劣化， 因此在添加的情況下，優(yōu)選將Cr量設(shè)定為0. 5%以下。進(jìn)一步優(yōu)選Cr量為0. 4%以下的范 圍。
[0077] Mo :0.5 % 以下
[0078] Mo是提高淬透性的元素，是通過MA生成、強(qiáng)化貝氏體相而有助于強(qiáng)度升高的元 素，因此可以添加 Mo。為了得到該效果，優(yōu)選添加0. 05%以上的Mo。但是，添加超過0. 5%的 Mo時(shí)，會(huì)導(dǎo)致焊接熱影響部的韌性劣化，因此，在添加的情況下，優(yōu)選將Mo量設(shè)定為0. 5% 以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0. 3%以下。
[0079] V :0.1 % 以下
[0080] V是提高淬透性而有助于強(qiáng)度升高的元素，因此可以添加 V。為了得到該效果，優(yōu) 選添加0. 005%以上的V，但添加超過0. 1 %的V時(shí)，焊接熱影響部的韌性劣化，因此，在添加 的情況下，優(yōu)選將V量設(shè)定為0. 1 %以下。進(jìn)一步優(yōu)選V量為0.06%以下。
[0081] Ca :0? 0005 ?0? 003%
[0082] Ca是控制硫化物類夾雜物的形態(tài)而改善韌性的元素，因此，可以添加 Ca。Ca量為 0. 0005%以上時(shí)顯現(xiàn)該效果，超過0. 003%時(shí)，效果飽和，反而使?jié)崈舳冉档停鬼g性劣化。 因此，在添加的情況下，優(yōu)選將Ca量設(shè)定為0. 0005?0. 003%的范圍。進(jìn)一步優(yōu)選Ca量為 0? 001?0? 003%的范圍。
[0083] B :0.005% 以下
[0084] B是有助于強(qiáng)度升高、焊接熱影響部的韌性改善的元素，因此，可以添加 B。為了得 到該效果，優(yōu)選添加〇. 0005%以上的B。但是，添加超過0. 005%的B時(shí)，會(huì)使焊接性劣化， 因此，在添加的情況下，優(yōu)選將B量設(shè)定為0. 005%以下。進(jìn)一步優(yōu)選B量為0. 003%以下。
[0085] 需要說明的是，通過對Ti量與N量之比、即Ti/N進(jìn)行優(yōu)化，能夠通過TiN粒子抑 制焊接熱影響部的奧氏體粗大化，能夠得到良好的焊接熱影響部的韌性。因此，Ti/N優(yōu)選 設(shè)定為2?8的范圍，進(jìn)一步優(yōu)選設(shè)定為2?5的范圍。
[0086] 本發(fā)明的鋼板中的上述成分以外的余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。但是，只要為不 損害本發(fā)明的作用效果的范圍，則可以含有上述以外的元素。例如，從改善韌性的觀點(diǎn)出 發(fā)，可以含有Mg :0. 02%以下和/或REM(稀土金屬）：0. 02%以下。
[0087] 接著，對本發(fā)明的金屬組織進(jìn)行說明。
[0088] 2.關(guān)于金屬組織
[0089] 本發(fā)明中，形成除了貝氏體之外還均勻地含有面積百分率為3?15%的島狀馬氏 體（M)的金屬組織。
[0090] 通過以在軟質(zhì)的貝氏體中含有硬質(zhì)的MA的雙相組織作為主體，實(shí)現(xiàn)了低屈服比 化、高均勻伸長率化。
[0091] 在將鋼板和鋼管應(yīng)用于受到大變形的地震地帶等時(shí)，有時(shí)除了要求低屈服比化之 外還要求高均勻伸長率性能和伸長率性能。在如上所述的軟質(zhì)的貝氏體與硬質(zhì)的MA的雙 相組織中，軟質(zhì)相承擔(dān)變形。另外，通過將板厚方向及板寬方向的硬度偏差抑制為約AHV30 以下，并且將鋼板的表層部的最高硬度抑制為約HV230以下，在鋼板的使用GOST標(biāo)準(zhǔn)中規(guī) 定的形狀的試驗(yàn)片的全厚度拉伸試驗(yàn)中，能夠?qū)崿F(xiàn)22%以上的高伸長率化。
[0092] 金屬組織中的M的比例以M的面積百分率（由軋制方向、板寬方向等的鋼板的 任意截面中這些MA的面積的比例的平均值算出）計(jì)設(shè)定為3?15%。MA的面積百分率小 于3%時(shí)，有時(shí)對于實(shí)現(xiàn)低屈服比化而言不充分，另外，超過15%時(shí)，有時(shí)使母材韌性劣化。
[0093] 另外，從低屈服比化、高均勻伸長率化以及母材韌性的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選使MA的面 積百分率為5?12%。進(jìn)一步優(yōu)選為5?10%。另外，MA的面積百分率是相對于鋼的組 織整體的比例。
[0094] 對于MA而言，例如用3%硝酸乙醇溶液（nital :硝酸酒精溶液）對鋼板進(jìn)行腐蝕 后，進(jìn)行電解腐蝕并觀察時(shí)，能夠容易地辨別。利用掃描型電子顯微鏡（SEM)觀察鋼板的顯 微組織時(shí)，MA作為白色浮起的部分被觀察到。
[0095] 另外，關(guān)于MA的面積百分率，例如可以通過對利用掃描型電子顯微鏡（SEM)觀察 而得到的至少4個(gè)視野的顯微組織照片進(jìn)行圖像處理，由M所占的這些面積率的平均值算 出。
[0096] 另外，從確保母材的韌性并提高均勻伸長率的觀點(diǎn)出發(fā)，M的圓當(dāng)量直徑設(shè)定為 3. 0 ii m以下。這是由于，MA的圓當(dāng)量直徑超過3. 0 ii m時(shí)，有時(shí)會(huì)使母材韌性劣化。
[0097] 另外，MA的圓當(dāng)量直徑可以如下求得：對通過SEM觀察而得到的顯微組織進(jìn)行圖 像處理,對各個(gè)MA求出面積與各個(gè)MA相同的圓的直徑,求出這些直徑的平均值,作為MA的 圓當(dāng)量直徑。
[0098] 本發(fā)明中，為了在不大量添加 Cu、Ni、Mo等高價(jià)的合金元素的情況下生成MA，添加 Mn、Si。由此，重要的是使未相變奧氏體穩(wěn)定化，抑制再加熱、之后的空冷中的珠光體相變、 滲碳體生成。
[0099] 本發(fā)明中的、MA生成以及表層部的貝氏體軟質(zhì)化的機(jī)制大致如下。詳細(xì)的制造條 件如后所述。
[0100] 將鋼坯加熱后，在奧氏體區(qū)結(jié)束軋制，然后，從抑制鐵素體的觀點(diǎn)出發(fā)，從Ar3相變 點(diǎn)以上開始加速冷卻。
[0101] 在貝氏體相變過程中即存在未相變奧氏體的溫度范圍內(nèi)結(jié)束加速冷卻，然后，從 高于貝氏體相變的結(jié)束溫度（Bf點(diǎn)）的溫度開始進(jìn)行再加熱，然后進(jìn)行冷卻，在該制造工藝 中，其顯微組織的變化如下。
[0102] 加速冷卻結(jié)束時(shí)的顯微組織為貝氏體和未相變奧氏體。然后，從高于Bf點(diǎn)的溫度 開始進(jìn)行再加熱，由此發(fā)生從未相變奧氏體向貝氏體的相變。貝氏體的C可固溶量少，因此 C向周圍的未相變奧氏體排出。因此，隨著再加熱時(shí)的貝氏體相變的進(jìn)行，未相變奧氏體中 的C量增加。此時(shí)，含有一定量以上的作為奧氏體穩(wěn)定化元素的Cu、Ni等時(shí)，即使在再加熱 結(jié)束時(shí)也會(huì)殘留富集有C的未相變奧氏體，通過再加熱后的冷卻而相變?yōu)镸A，最終得到在 貝氏體組織中生成有M的組織。
[0103] 本發(fā)明中，在加速冷卻后從存在未相變奧氏體的溫度范圍開始進(jìn)行再加熱是重要 的，再加熱開始溫度為Bf點(diǎn)以下時(shí)，貝氏體相變結(jié)束，不存在未相變奧氏體，因此，需要在 高于Bf?點(diǎn)的溫度開始再加熱。
[0104] 另外，關(guān)于再加熱后的冷卻，由于不會(huì)對MA的相變產(chǎn)生影響，因此沒有特別規(guī)定， 但基本上優(yōu)選為空冷。本發(fā)明中，使用添加有一定量的Mn的鋼，在貝氏體相變過程中停止 加速冷卻，接著立刻進(jìn)行再加熱，由此可以在不降低制造效率的情況下生成硬質(zhì)的MA。
[0105] 另外，本發(fā)明的鋼中，金屬組織是在貝氏體相中均勻地含有一定量的MA的組織， 但以不損害本發(fā)明的作用效果的程度含有其他組織、析出物的情況也包括在本發(fā)明的范圍 內(nèi)。
[0106] 具體而言，在混合存在有珠光體、滲碳體等中的一種或兩種以上的情況下，強(qiáng)度降 低。但是，在貝氏體及MA以外的組織的面積百分率低的情況下，可以忽視強(qiáng)度降低的影響， 因此，如果以相對于組織整體的合計(jì)面積百分率計(jì)為3%以下，則可以含有一種以上的貝氏 體與MA以外的金屬組織，即可以含有一種以上的珠光體、滲碳體等。
[0107] 以上所述的金屬組織可以使用上述組成的鋼通過以下所述的方法制造而得到。
[0108] 3.關(guān)于制造條件
[0109] 優(yōu)選將具有上述組成的鋼用轉(zhuǎn)爐、電爐等熔煉裝置通過常規(guī)方法進(jìn)行熔煉，并通 過連鑄法或鑄錠-開坯法等根據(jù)常規(guī)方法制成鋼坯等鋼原材。另外，關(guān)于熔煉方法、鑄造方 法，不限于上述方法。然后，乳制成期望的形狀，在軋制后，進(jìn)行冷卻以及加熱。
[0110] 需要說明的是，在本發(fā)明中，只要沒有特別說明，則冷卻開始溫度、再加熱溫度采 用鋼板表面溫度，冷卻速度、冷卻停止溫度采用鋼板表面溫度和鋼板平均溫度這兩者。其他 溫度、例如鋼坯加熱溫度、控制軋制開始溫度、控制軋制結(jié)束溫度等溫度設(shè)定為鋼板平均溫 度。
[0111] 在此，鋼板平均溫度由鋼坯或鋼板的表面溫度并考慮到板厚、導(dǎo)熱率等參數(shù)通過 計(jì)算而求得。另外，冷卻速度是用熱軋結(jié)束后直到冷卻結(jié)束溫度（450?650°C)為止的冷 卻所需的溫度差除以進(jìn)行該冷卻所需的時(shí)間而得到的平均冷卻速度。
[0112] 另外，升溫速度是用冷卻后直到再加熱溫度（550?750°C )為止的再加熱所需的 溫度差除以進(jìn)行再加熱所需的時(shí)間而得到的平均升溫速度。以下，對各制造條件進(jìn)行詳細(xì) 說明。
[0113] 另外，Ar3相變點(diǎn)溫度使用通過以下的式子計(jì)算的值。
[0114] Ar3 (°C ) = 910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo
[0115] 其中，元素符號(hào)表示各元素的質(zhì)量％。
[0116] 加熱溫度：1000 ?1300°C
[0117] 加熱溫度低于l〇〇〇°C時(shí)，碳化物的固溶不充分，不能得到所需的強(qiáng)度，超過 1300°C時(shí)，母材韌性劣化，因此，將加熱溫度設(shè)定為1000?1300°C的范圍。
[0118] 軋制結(jié)束溫度=Ar3相變點(diǎn)溫度以上
[0119] 軋制結(jié)束溫度低于Ar3相變點(diǎn)溫度時(shí)，之后的鐵素體相變速度降低，因此，C向再加 熱時(shí)的未相變奧氏體的富集變得不充分，不會(huì)生成MA。因此，將軋制結(jié)束溫度設(shè)定為Ar3相 變點(diǎn)溫度以上。
[0120] 900°C以下的累積軋制率：50%以上
[0121] 該條件在本發(fā)明中是重要的制造條件之一。900°C以下的溫度范圍相當(dāng)于奧氏體 未再結(jié)晶溫度范圍的低溫范圍。通過使該溫度范圍內(nèi)的累積軋制率為50%以上，能夠使奧 氏體晶粒微細(xì)化。由此，之后在原奧氏體晶界生成的MA的生成位點(diǎn)增加，有助于抑制MA的 粗大化。
[0122] 900°C以下的累積軋制率小于50%時(shí)，生成的MA的圓當(dāng)量直徑超過3. 0 ii m，因此， 有時(shí)均勻伸長率降低或母材的韌性降低。因此，將900°C以下的累積軋制率設(shè)定為50%以 上。
[0123] 將本發(fā)明的加速冷卻中的鋼板平均溫度的冷卻曲線以及鋼板表面的冷卻、加熱曲 線的示意圖示于圖1。
[0124] 冷卻開始溫度以鋼板表面溫度計(jì)設(shè)定為Ar3相變點(diǎn)溫度以上。
[0125] 在軋制結(jié)束后，從Ar3相變點(diǎn)溫度以上實(shí)施加速冷卻。冷卻開始溫度低于Ar 3相變 點(diǎn)溫度而生成多邊形鐵素體時(shí)，引起強(qiáng)度降低，因此，將冷卻開始溫度設(shè)定為Ar3相變點(diǎn)溫 度以上。
[0126] 鋼板的冷卻設(shè)定為以鋼板表面溫度計(jì)冷卻速度為150°C /秒以下，冷卻停止溫度 為600°C以下。
[0127] 通過以鋼板表面溫度計(jì)以150°C /秒以下的冷卻速度實(shí)施冷卻使得冷卻停止溫度 達(dá)到600°C以下，鋼板表層部的貝氏體組織軟質(zhì)化。由此，能夠使鋼板表層部的最高硬度以 維氏硬度計(jì)為HV230以下，進(jìn)而，能夠?qū)搴穹较蚣鞍鍖挿较虻挠捕鹊钠钜种茷锳HV30 以下。這樣，通過使板厚、板寬方向的硬度的偏差為AHV30以下、使表層的最高硬度為 HV230以下，能夠抑制鋼板的伸長率的偏差和伸長率的降低，能夠穩(wěn)定地確保伸長率22% 以上。另外，將鋼板的屈服比設(shè)定為85%以下、將伸長率設(shè)定為22%以上是出于如下理由。 如果考慮到伴隨鋼板和鋼管的成形應(yīng)變產(chǎn)生的材質(zhì)變化，則為了在鋼管中確保屈服比90% 以下、伸長率20%以上，需要在鋼板階段設(shè)定為屈服比85%以下、伸長率22%以上。
[0128] 將冷卻停止溫度以鋼板表面溫度計(jì)設(shè)定為600°C以下是為了使鋼板表面達(dá)到貝氏 體相變的開始溫度以下，以鋼板表面溫度計(jì)優(yōu)選設(shè)定為200?500°C。另外，冷卻速度的上 限對表面硬度產(chǎn)生影響，由于本發(fā)明中不進(jìn)行利用多邊形鐵素體的生成的鋼板表面的軟質(zhì) 化，因此將冷卻速度的上限設(shè)定為150°C /秒。
[0129] 以鋼板平均溫度計(jì)的冷卻速度為15°C /秒以上。
[0130] 冷卻速度小于15°C /秒時(shí)，在冷卻時(shí)生成珠光體，因此，不能得到充分的強(qiáng)度和低 屈服比。因此，以鋼板平均溫度計(jì)的冷卻速度設(shè)定為15°C /秒以上。
[0131] 本發(fā)明中，通過加速冷卻而過冷至貝氏體相變區(qū)，由此，可以在之后的再加熱時(shí)不 進(jìn)行溫度保持的情況下，在再加熱時(shí)完成貝氏體相變。
[0132] 以鋼板平均溫度計(jì)的冷卻停止溫度設(shè)定為450?650°C。
[0133] 該工藝在本發(fā)明中是重要的制造條件。本發(fā)明中，再加熱后存在的富集有C的未 相變奧氏體在之后的空冷時(shí)相變?yōu)镸A。
[0134] 即，需要在貝氏體相變過程中的存在未相變奧氏體的溫度范圍內(nèi)停止冷卻。冷卻 停止溫度低于450°C時(shí)，貝氏體相變完成，因此，在空冷時(shí)不會(huì)生成MA，不能實(shí)現(xiàn)低屈服比 化。超過650°C時(shí)，C被冷卻中析出的珠光體消耗，不會(huì)生成MA。因此，將加速冷卻停止溫 度設(shè)定為450?650°C。從確保在賦予更良好的強(qiáng)度和韌性的方面優(yōu)選的M面積百分率的 觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選加速冷卻停止溫度為500?600°C。關(guān)于該加速冷卻，可以使用任意的冷卻 設(shè)備。
[0135] 在加速冷卻停止后，立刻以鋼板表面溫度計(jì)以I. (TC /秒以上的升溫速度再加熱 至550?750°C的溫度。
[0136] 在此，在加速冷卻停止后立刻再加熱是指，在加速冷卻停止后在120秒以內(nèi)以 I. (TC /秒以上的升溫速度進(jìn)行再加熱。
[0137] 該工藝在本發(fā)明中也是重要的制造條件。在上述加速冷卻后的再加熱時(shí)未相變奧 氏體相變?yōu)樨愂象w，隨之，C向殘留的未相變奧氏體排出。另外，該富集有C的未相變奧氏 體在再加熱后的空冷時(shí)相變?yōu)镸A。
[0138] 為了得到MA，需要在加速冷卻后從高于Bf點(diǎn)的溫度開始再加熱至550?750°C的 溫度范圍。
[0139] 升溫速度小于I. (TC /秒時(shí)，需要長時(shí)間達(dá)到目標(biāo)再加熱溫度，因此，制造效率變 差，而且有時(shí)會(huì)導(dǎo)致MA的粗大化，無法得到充分的低屈服比、韌性或者均勻伸長率。該機(jī)制 尚不明確，但可以如下考慮。即，可以認(rèn)為通過將再加熱的升溫速度增大至I. (TC /秒以上， 抑制C富集區(qū)域的粗大化，再加熱后的冷卻過程中生成的MA的粗大化得到抑制。
[0140] 再加熱溫度低于550°C時(shí)，不會(huì)充分發(fā)生相變，C向未相變奧氏體的排出變得不充 分，不會(huì)生成足夠的MA，不能實(shí)現(xiàn)低屈服比化。再加熱溫度超過750°C時(shí)，由于貝氏體的軟 化而無法得到充分的強(qiáng)度。因此，將再加熱的溫度范圍設(shè)定為550?750°C的范圍。
[0141] 本發(fā)明中，在加速冷卻后從存在未相變奧氏體的溫度范圍開始進(jìn)行再加熱是重要 的。該再加熱中，再加熱開始溫度為Bf點(diǎn)以下時(shí)，貝氏體相變結(jié)束，不存在未相變奧氏體， 因此，需要在高于Bf?點(diǎn)的溫度開始再加熱。
[0142] 為了使C確實(shí)地向未相變奧氏體富集，優(yōu)選從再加熱開始溫度起升溫50°C以上。 在再加熱溫度下，無需特別設(shè)定溫度保持時(shí)間。
[0143] 如果使用本發(fā)明的制造方法，則即使在再加熱后立刻冷卻，也可得到足夠的MA，因 此，能夠?qū)崿F(xiàn)低屈服比化、高均勻伸長率化。但是，為了進(jìn)一步促進(jìn)C向未相變奧氏體的擴(kuò) 散，確保MA體積百分率，可以在再加熱時(shí)進(jìn)行30分鐘以內(nèi)的溫度保持。
[0144] 進(jìn)行超過30分鐘的溫度保持時(shí)，有時(shí)會(huì)在貝氏體相中引起恢復(fù)而使強(qiáng)度降低。另 夕卜，優(yōu)選再加熱后的冷卻基本上為空冷。
[0145] 作為用于進(jìn)行加速冷卻后的再加熱的設(shè)備，可以在用于進(jìn)行加速冷卻的冷卻設(shè)備 的下游側(cè)設(shè)置加熱裝置。作為加熱裝置，優(yōu)選使用能夠進(jìn)行鋼板的快速加熱的氣體燃燒爐 或感應(yīng)加熱裝置。
[0146] 如上所述，本發(fā)明中，首先，在奧氏體未再結(jié)晶溫度范圍的900°C以下施加累積軋 制率為50%以上的軋制。由此，通過奧氏體晶粒的微細(xì)化而增加 MA生成位點(diǎn)，能夠使MA 均勻且微細(xì)地分散，對于鋼板而言能夠確保85%以下的低屈服比，對于鋼管而言能夠確保 90%以下的低屈服比。
[0147] 另外，本發(fā)明中，通過增大加速冷卻后的再加熱的升溫速度，抑制MA的粗大化，使 MA的圓當(dāng)量直徑微細(xì)化至3. Oym以下。另外，通過以150°C /秒以下的鋼板表面的冷卻 速度冷卻至鋼板表面溫度為600°C以下，能夠使鋼板表層部的貝氏體軟質(zhì)化，在使用GOST 標(biāo)準(zhǔn)中規(guī)定的形狀的試驗(yàn)片的全厚度拉伸試驗(yàn)中，對于鋼板而言能夠確保22%以上的伸長 率，對于鋼管而言能夠確保20%以上的伸長率。
[0148] 由此，即使經(jīng)受對于現(xiàn)有鋼而言由于應(yīng)變時(shí)效而使特性劣化這樣的熱歷程，在本 發(fā)明鋼中MA的分解也少，能夠維持包含貝氏體與MA的雙相組織的規(guī)定的金屬組織。
[0149] 其結(jié)果，本發(fā)明中，即使經(jīng)過250°C下30分鐘這樣的、與通常的鋼管的涂布工序中 的高溫和長時(shí)間相當(dāng)?shù)臒釟v程，也能夠抑制由應(yīng)變時(shí)效引起的屈服應(yīng)力（YS)升高、與此相 伴的屈服比的升高、均勻伸長率的降低。也就是說，即使經(jīng)受對于現(xiàn)有鋼而言由于應(yīng)變時(shí)效 而使特性劣化這樣的熱歷程，對于本發(fā)明鋼而言也能夠確保鋼板及鋼管中規(guī)定的材質(zhì)。
[0150] 另外，在使用本發(fā)明的鋼板制造鋼管的情況下，可以將本發(fā)明的鋼板成形為筒狀， 并將其對接部從內(nèi)外表面各焊接1層。然后，以〇. 4?2. 0%的擴(kuò)管率實(shí)施擴(kuò)管處理，由此 能夠得到具有良好的圓度的鋼管。
[0151] 實(shí)施例1
[0152] 將表1所示的成分組成的鋼（鋼種類A?J)通過連鑄法制成鋼坯，制造板厚20mm、 28謹(jǐn)及33謹(jǐn)?shù)暮皲摪澹∟o. 1?17)。
[0153]

【權(quán)利要求】
1. 一種低屈服比高強(qiáng)度鋼板，其特征在于， 成分組成為：以質(zhì)量％計(jì)含有C :0? 03?0? 08%、Si :0? Ol?I. 0%、Mn :1. 2?3. 0%、 P :0? 015 % 以下、S :0? 005 % 以下、Al :0? 08 % 以下、Nb :0? 005 ?0? 07 %、Ti :0? 005 ? 0. 025%、N :0. 010%以下、O :0. 005%以下，且余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成， 金屬組織為貝氏體與島狀馬氏體的雙相組織，所述島狀馬氏體的面積百分率為3? 15%且圓當(dāng)量直徑為3. 0 ii m以下,余量為所述貝氏體， 板厚方向的硬度的偏差以維氏硬度計(jì)為AHV30以下，板寬方向的硬度的偏差以維氏 硬度計(jì)為AHV30以下，鋼板表層部的最高硬度以維氏硬度計(jì)為HV230以下， 所述鋼板在使用GOST標(biāo)準(zhǔn)中規(guī)定的形狀的試驗(yàn)片的全厚度拉伸試驗(yàn)中的屈服比為 85%以下、伸長率為22%以上。
2. 如權(quán)利要求1所述的低屈服比高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，成分組成為：以質(zhì)量％計(jì)還 含有選自Cu :0? 5%以下、Ni :1%以下、Cr :0? 5%以下、Mo :0? 5%以下、V :0? 1%以下、Ca : 0. 0005?0. 003%、B :0. 005%以下中的一種以上。
3. -種低屈服比高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，將具有權(quán)利要求1或2所述成 分組成的鋼加熱至1000?1300°C的溫度，將在900°C以下的累積軋制率設(shè)定為50%以上， 在Ar 3相變點(diǎn)以上的溫度下結(jié)束熱乳，從Ar3相變點(diǎn)以上的溫度開始冷卻，以鋼板表面溫度 計(jì)以150°C /秒以下的冷卻速度冷卻至600°C以下，以鋼板平均溫度計(jì)以15°C /秒以上的冷 卻速度冷卻至450°C以上且650°C以下，然后，立刻以鋼板表面溫度計(jì)以1.0°C/秒以上的升 溫速度再加熱至550?750°C。
4. 一種高強(qiáng)度焊接鋼管，其特征在于，在使用GOST標(biāo)準(zhǔn)中規(guī)定的形狀的試驗(yàn)片的全厚 度拉伸試驗(yàn)中的屈服比為90%以下、伸長率為20%以上，而且即使在250°C以下的溫度下 實(shí)施30分鐘以下的應(yīng)變時(shí)效處理后，屈服比也為90%以下、伸長率也為20%以上，所述鋼 管如下得到：將權(quán)利要求1或2所述的鋼板成形為筒狀，將其對接部從內(nèi)外表面各焊接1 層，然后以〇. 4%以上且2. 0%以下的擴(kuò)管率進(jìn)行擴(kuò)管處理。
【文檔編號(hào)】C21D9/08GK104220623SQ201380018008
【公開日】2014年12月17日 申請日期:2013年3月29日 優(yōu)先權(quán)日:2012年3月29日
【發(fā)明者】島村純二, 西村公宏 申請人:杰富意鋼鐵株式會(huì)社