耐斷裂特性和耐hic特性優(yōu)異的高強度鋼板的制作方法

專利名稱：耐斷裂特性和耐hic特性優(yōu)異的高強度鋼板的制作方法
技術領域：
本發(fā)明涉及耐斷裂特性和耐氫致裂紋特性優(yōu)異的高強度鋼板。更具體而言，涉及即使厚也表現出優(yōu)異的耐斷裂特性和耐氫致裂紋特性、特別是適于管路用管的制造的高強度鋼板。
背景技術：
現在，石油、天然氣等能源的需要日益提高，隨此，在高腐蝕環(huán)境、深海、永久凍土之類苛刻環(huán)境下的管路用管的鋪設及使用增加。特別是腐蝕環(huán)境中，存在易產生氫致裂紋(Hydrogen Induced Cracking、以下也稱為“HIC”)的傾向。因此，尋求由具有耐腐蝕性能 、特別是不易產生上述HIC的特性的鋼材(以下稱為“耐HIC鋼”)制造的管路用管。HIC的原理和耐HIC鋼所需要的特性如以下所述。(I)HIC 的原理若在含有硫化氫(H2S)的環(huán)境中使用管，則氫離子化而被管吸留。該被吸留的氫被管中的夾雜物捕獲，被捕獲的氫在管內產生高應力，結果管內部產生龜裂。(2)耐HIC鋼所需要的特性為了抑制HIC的產生，優(yōu)選減少捕獲被管內吸留的氫的夾雜物。因此，需要保持高的鋼的純凈度。另外，在中心偏析部易形成低溫相變組織(馬氏體、貝氏體等)，由于該低溫相變組織而易產生HIC。因此，需要降低C、Mn、P等的含量，抑制偏析的產生。為了得到具有上述(2)所述的期望特性的鋼材，在耐HIC鋼的制造中，需要本質上降低C和Mn的含量，添加其它合金元素來補充強度。為了確保強度，通常含有Nb，并且實施高溫加熱來利用Nb的固溶強化。若在投入了 Nb的狀態(tài)下實施低溫加熱，則生成成為產生HIC的夾雜物的一種的Nb系碳氮化物。因此，含有Nb時，為了確保耐HIC性能，必須實施高溫加熱。另外，為了在熱軋時得到均勻組織，采用相變點以上的高溫精加工?，F在，作為為了提高HIC鋼的品質而公開的技術方案，如下例示。專利文獻I中公開了下述技術方案:若鋼材中存在MnS則以該MnS為起點產生裂紋，若MnS在軋制時伸展長則裂紋敏感性增大，因此通過一邊降低鋼中的S含量一邊向鋼中添加Ca、稀土金屬(REM)來使鋼中的S形成微細球狀化了的CaS、REM硫化物。專利文獻2中公開了下述技術方案:由于C、Mn、P等在鑄件的相當于中心偏析部的部位偏析，形成馬氏體、貝氏體等硬的組織，這些組織成為裂紋的傳播路徑，因此通過降低鋼中的C、Mn、P等的濃度以及進行用于利用擴散降低偏析的均熱處理，防止硬的組織的生成。專利文獻3中公開了下述技術方案:通過在連續(xù)鑄造的殘留未凝固鋼液的階段對鑄件暫且進行脹形加工后壓下，來解決中心偏析其本身。專利文獻4 6中公開了下述技術方案:隨著最近的鋼材的要求強度規(guī)格的提高，僅利用上述對于中心偏析部、MnS生成的單獨對策時，不充分的情況增多，因此通過向鋼中添加Cu、Ni，在表面形成保護覆膜來抑制氫向鋼中的滲入的同時，并用Cr、Mo等的添加或軋制時的加工熱處理(TMCP)。現有技術文獻專利文獻專利文獻1:日本特開昭54-110119號公報專利文獻2:日本特開昭61-60866號公報專利文獻3:日本特開平9-57410號公報專利文獻4:日本特開平6-220577號公報專利文獻5:日本特開平9-209037號公報專利文獻6:日本特開2003-226922號公報

發(fā)明內容
現有的耐HIC鋼由于需要實施上述制造方法(高溫加熱、軋制高溫精加工)，因此難以兼具優(yōu)異的耐HIC特性和優(yōu)異 的耐斷裂特性。這是由于，雖然高溫加熱引起奧氏體粒徑的粗化，但是若軋制中進行高溫精加工，則不能有效利用對于耐斷裂特性的提高有效的雙相組織，DWTT特性(通過落錘撕裂試驗(Drop Weight Tear Test)評價的耐斷裂特性)
顯著變差。特別是若鋼材的厚度典型地說增大至25mm以上，則為了達到鋼材內部得到所希望的耐HIC特性的程度的溫度，需要進一步提高鋼材表面部的溫度。因此，奧氏體粒徑的粗化變得顯著，耐斷裂特性顯著降低。因此，利用現有的耐HIC鋼材時，在厚壁的情況下高度兼具耐HIC特性和耐斷裂特性特別困難。由于若管路用管的壁厚厚，則管內部的耐壓提高，從而輸送效率提高。因此，本來管路用管用的耐HIC鋼材的厚度越厚則越優(yōu)選。但是，由于上述原因，使用現有的耐HIC鋼材時，增大管路用管的壁厚是有限度的。特別是對于要求低溫環(huán)境下的高的耐斷裂特性的面向寒冷地區(qū)的管路用管而言，這種傾向顯著。因此，只要將現有的耐HIC鋼作為原材料，則對于面向寒冷地區(qū)的管路用管而言，犧牲輸送效率來使用薄壁的鋼材?；谏鲜霰尘?，本發(fā)明的目的在于，提供耐HIC特性和耐斷裂特性兩者都優(yōu)異的高強度鋼板。為了解決上述問題，本發(fā)明人等進行了深入地研究，結果得到下述發(fā)現。即，以往，耐HIC特性(耐酸(Sour)性能)的評價，在作為高H2S分壓且低pH環(huán)境的根據美國國家腐蝕工程師協(xié)會(NACE、National Association of Corrosion and Engineer)的 TM0284 的NACE條件下進行。但是，根據H2S分壓、pH變動而腐蝕的參數也變動，因此這種苛刻環(huán)境下的腐蝕現象和實際腐蝕環(huán)境下的腐蝕現象有可能不同。因此，為了更適當地掌握能得到優(yōu)異的耐HIC特性的鋼組織、制造方法，優(yōu)選在與苛刻條件下的評價相比，更符合實際腐蝕環(huán)境的條件、即相對低的H2S分壓且高pH環(huán)境下實施耐HIC特性的評價。基于該認知進行研究的結果可知，為了在NACE條件這樣的苛刻條件下發(fā)揮優(yōu)異的耐HIC特性，必須進行高溫加熱和高溫精加工，但是在接近實際腐蝕環(huán)境的條件下，若適當實施利用Ca進行的夾雜物處理和偏析對策，則不實施高溫加熱和高溫精加工就可以制造表現出優(yōu)異的耐HIC性能的鋼板?；谠摪l(fā)現進一步研究的結果發(fā)現，通過以下的技術方案，能夠兼具DWTT特性和耐HIC特性。
(I)限制成為HIC產生起點的Nb、Ti碳氮化物的添加量和偏析度，抑制HIC產生起點部位的同時，通過降低中心偏析來抑制HIC斷裂傳播，由此可以提高耐HIC特性。(2)通過限制Nb添加量上限，與以往相比降低加熱溫度，并且使軋制條件為Ar3點以下，由此可以提高DWTT特性?；谏鲜霭l(fā)現的本發(fā)明如下所述。(I) 一種耐斷裂特性和耐HIC特性優(yōu)異的高強度鋼板，其具有下述化學組成:按質量％計包含C:0.02%以上且0.07%以下、S1:0.05%以上且0.50%以下、Mn:1.10%以上且
1.60% 以下、P:0.015% 以下、S:0.0030% 以下、Nb:0.005% 以上且 0.030% 以下、T1:0.005%以上且0.020%以下、Al:0.005%以上且0.060%以下、Ca:0.0005%以上且0.0060%以下、N:0.0015%以上且0.0070%以下、以及選自Cu、N1、Cr和Mo中的一種或兩種以上總計超過0.1%且不足1.5%，并且剩余部分為Fe和雜質，所述高強度鋼板具有:按面積率計貝氏體為10%以上、剩余部分由鐵素體和珠光體構成的鋼組織，鋼板厚度中央部的Nb偏析度不足1.60且Mn偏析度不足1.40，在飽和H2S分壓(Ph2s)為0.01 X IO5Pa及pH為4.0的含有5%氯化鈉的乙酸水溶液(25°C)中浸潰96小時后的裂紋面積率為5.0%以下，對于板厚為6mm以上且40mm以下的鋼板在_30°C下進行DWTT試驗時的塑性斷口率(DWTT-SA@-30)為85%以上。上述鋼板的強度優(yōu)選為520MPa以上。(2)前述化學組成按質量％計還含有V:0.10%以下。(3) 一種高強度鋼板的制造方法，其特征在于，對具有上述(I)或(2)所述的化學組成的板坯在滿足下式α)的關系的加熱溫度TCC )下進行加熱，將經過加熱的板坯供于在Ar3點-60°c以上且Ar3點以下(其中，Ar3A (°C )通過下式(ii)算出)的范圍的溫度下完成最終軋制的熱軋，形成鋼板，將所得到的鋼板立即以10°C /s以上的冷卻速度冷卻至400 V 600 V的冷卻停止溫度。6770/(2.26-log[Nb][C])_73>T ≥ 6770/(2.26-log[Nb][C])-273 (i)Ar3=910-310X[C]-80X[Mn]-20X[Cu]-15 X[Cr]-55X[Ni]-80X[Mo]+0.35X(t-8) (ii)上式⑴和上式(ii)中，元素符號指的是該元素的含量(單位:質量％)，上式(ii)中的t指的是最終軋制完成后的鋼板的厚度(單位:mm)。根據本發(fā)明，提供即使厚、耐斷裂特性和耐氫致裂紋特性也優(yōu)異的高強度鋼板。通過使用上述高強度鋼板，能夠面向寒冷地區(qū)提供高度滿足耐斷裂特性和耐氫致裂紋特性這些基本特性、并且輸送效率優(yōu)異的厚壁的管路用管。


圖1為對用于評價耐HIC特性的試驗條件進行說明的圖。
具體實施例方式以下對本發(fā)明的鋼板的化學組成、鋼組織、優(yōu)選的制造條件等進行詳細說明。以下說明中，表示合金元素的含量的“％”指的是質量％。1.化學組成
C:0.02% 以上且 0.07% 以下通常C作為對鋼的強度有大的影響的元素已知，C含量不足0.02%時，難以得到管路用管等用途所需要的強度。C含量超過0.07%時，在連續(xù)鑄造時易在鑄件的厚度中心部形成宏觀偏析部，該宏觀偏析部成為HIC的產生原因。因此，使C的含量的范圍為0.02%以上且0.07%以下。Si:0.05% 以上且 0.50% 以下Si是通常在鋼的制造工藝中作為脫氧元素對降低鋼中的氧濃度有效的元素之一，還具有強化鋼的效果。另外，Si作為提高強度的元素也是有用的。Si含量不足0.05%時，難以得到上述效果。另一方面，若其含量超過0.50%，則生成島狀馬氏體，焊接熱影響區(qū)(HAZ)韌性變差。因此，使Si含量為0.05%以上且0.50%以下。Si由于與Ti之間具有強的相互作用，盡管并非TiN的構成元素，但是對TiN的生成有影響，若Si含量增加則易生成TiN。以該TiN作為核而析出Nb碳氮化物的可能性高，因此若Si含量升高則引起HIC性能劣化的可能性升高。因此優(yōu)選使Si含量不足0.3%。Mn:1.10% 以上且 1.60% 以下Mn通常為對鋼材的強度有大的影響的元素。Mn含量不足1.10%時，難以得到充分的強度。另一方面，若Mn含量超過1.60%,則Mn在中心偏析部富集，使耐HIC性能劣化。因此使Mn含量的范圍為1.10%以上且1.60%以下。從切實地確保中心偏析部的耐HIC性能的觀點考慮，優(yōu)選使Mn含量不足1.50%。P:0.015% 以下P為不可避免地含有在鋼中的雜質元素之一，優(yōu)選盡可能低。P由于凝固時的固液界面中的分配系數小，因此 顯著偏析，存在在中心偏析部富集而使耐HIC性能劣化的傾向。因此，使P含量的上限為0.015%。從切實地確保中心偏析部的耐HIC性能的觀點考慮，優(yōu)選使P含量不足0.008%。S:0.0030% 以下S也為不可避免地含有在鋼中的雜質元素之一，優(yōu)選盡可能低。S由于凝固時的固液界面中的分配系數也小，因此不僅顯著偏析，而且在偏析部生成MnS而成為HIC的產生起點。因此，使S含量為0.0030%以下。從高強度鋼等在更高要求水平的苛刻條件下穩(wěn)定地確保高的耐HIC性能的觀點考慮，優(yōu)選使S含量為0.001%以下。Nb:0.005% 以上且 0.030 以下Nb為在鋼中形成碳氮化物、提高鋼的強度并且對于韌性的提高也有效的元素。特別是TMCP中，為了通過控制固溶和析出來控制鋼板的顯微組織而添加Nb。為了得到這些效果，含有0.005%以上的Nb。另一方面，本發(fā)明中，為了降低加熱溫度而確保耐斷裂韌性，對Nb的含量進行限制。另外，粗大的Nb碳氮化物成為HIC的產生原因。因此使Nb含量為0.030%以下。優(yōu)選的Nb含量為0.010%以上且0.025%以下。Ti:0.005% 以上且 0.020% 以下Ti具有提高鋼的強度的效果。另外，通過以TiN形式固定鋼中的N，減少NbN、AlN的析出量，因此還具有防止由于連續(xù)鑄造的鑄件的彎曲、矯正時NbN、AlN向Y晶界動態(tài)析出所導致的鑄件表面裂紋的效果。為了得到這些效果，添加0.005%以上的Ti。但是，Ti含量的增加導致焊接韌性的降低。另外，TiN發(fā)揮作為成為HIC的產生原因的粗大的Nb碳氮化物析出時的析出核的功能。進而，Ti碳氮化物自身也成為HIC的產生原因。因此，使Ti含量為0.020%以下。優(yōu)選的Ti含量為0.010%以上且0.020%以下。Al:0.005% 以上且 0.060% 以下Al與Si同樣地也是作為脫氧元素對降低鋼中的氧濃度有效的元素之一。為了得到這種脫氧的效果，使Al含量為0.005%以上。若Al含量小于0.005%，則由于脫氧不充分而脫硫也不充分。另外，Ca添加的收益變差，不能充分地得到添加Ca的效果。因此，易產生鋼中的硫化物、S的偏析，導致耐HIC特性的降低。另一方面，隨著利用Al進行脫氧而生成的氧化鋁也有可能成為HIC的原因。因此，使Al含量為0.060%以下。Ca:0.0005% 以上且 0.0060% 以下Ca降低S濃度而防止MnS的生成，并且可以控制硫化物的形態(tài)。因此，對于耐HIC鋼而言，大多添加Ca。為了得到上述效果，含有0.0005%以上的Ca。但是，添加0.0060%以上時，該效果飽和，導致制造成本的增加。因此，使Ca含量為0.0005%以上且0.0060%以下。N:0.0015% 以上且 0.0070% 以下N為在轉爐等大氣氣氛中熔煉時不可避免地滲入鋼中的元素，對鋼材的機械特性有影響并且對顯微組織形成有影響。在鋼 材中N與Al、Ti等形成氮化物，這些氮化物在熱加工的過程中作為釘扎顆粒具有使晶粒微細化的效果。為了得到這種N的優(yōu)選效果，使N含量為0.0015%以上。另一方面，N是成為HIC的產生原因的粗大Nb碳氮化物的構成元素。另外，如前所述若存在過多的Nb、Al的氮化物，則連續(xù)鑄造時在Y晶界動態(tài)析出，成為鑄件表面裂紋的原因。因此，使N含量為0.0070%以下。優(yōu)選的N含量為0.0015%以上且
0.0050% 以下。0.1% < Cu + Ni + Cr + Mo < 1.5%耐HIC鋼中，為了抑制MnS的產生并且降低C偏析，C和Mn的含量的上限設定得比較低。因此，為了確保鋼板的強度，大多含有Cu、N1、Cr、Mo等合金元素。本發(fā)明中，為了這種目的，含有選自Cu、N1、Cr和Mo中的一種或兩種以上，它們的總含量超過0.1%。但是，若含有過多的這些元素，則隨著淬火性的提高，強度提高的同時引起一部分組織的硬化，由此使耐HIC性能劣化。因此，使上述元素的總含量不足1.5%。該總含量優(yōu)選為0.15%以上且1.0%以下，上限更優(yōu)選為0.5%。這些各元素的作用和優(yōu)選的添加范圍如下所述。Cu:0.5% 以下Cu提高鋼的淬火性。為了表現出強度提高的效果，優(yōu)選含有0.1%以上。但是若Cu含量超過0.5%，則鋼材的熱加工性、切削性降低。另外，誘發(fā)連續(xù)鑄造時的表面裂紋(銅裂紋)。因此含有0.2%以上的Cu時，優(yōu)選以Cu含量的1/3以上的含量同時含有Ni。N1:1.0% 以下Ni具有通過固溶強化來提高鋼的強度并且具有改善韌性的效果。為了得到這些效果，優(yōu)選含有0.1%以上的Ni。但是即使含有超過1.0%的Ni，該效果也飽和，反而使焊接性變差的不良影響有可能明顯化。需要說明的是，對于Cu和Ni而言，若分別單獨含有則鋼板產生表面缺陷的可能性升高，因此優(yōu)選同時含有它們。Cr:0.5% 以下
由C 當量(Ceq=C + Mn/6 + (Cr + Mo)/5 + (Cu + Ni)/15)中的系數大可知，Cr通過少量添加就大幅有助于強度升高。另外，Cr還具有提高鋼的韌性的效果。因此，需要滿足API X80等級這種高強度的規(guī)格時，大多含有Cr。為了得到這些效果，優(yōu)選含有0.05%以上的Cr。但是若含有超過0.5%的Cr，則易存在產生焊接裂紋等問題。重視焊接性時，優(yōu)選使Cr含量為0.4%以下。Mo:0.5% 以下Mo提高鋼板的淬火性、有助于強度提高。另外，由于為不易產生微觀偏析的元素，因此具有抑制由于中心偏析所導致的HIC的產生的效果。為了得到這種Mo的效果，優(yōu)選含有0.03%以上的Mo。但是，Mo由于為價格昂貴的元素，含量的增加導致成本增加。另外，若Mo含量超過0.5%，則易產生貝氏體、馬氏體等硬化相，耐HIC特性反而有可能變差。因此，使Mo含量為0.5%以下。由于對耐HIC特性的降低的影響比其它元素大，優(yōu)選使Mo含量為
0.3%以下。Mo由于與其它元素相比價格昂貴，因此含有Mo時，與單獨含有相比、優(yōu)選與其它元素一起含有。本發(fā)明的鋼還可以含有V。V:0.01% 以上且 0.10 以下V通過在鋼中固溶于鐵素體中或形成碳氮化物而提高鋼的強度。為了得到這些效果，優(yōu)選含有0.01%以上的V。但是，若V含量超過0.10%，則由于焊接熱影響區(qū)的析出狀況變化，因此有可能對韌性造成不良影響。因此，含有V時，其含量設為0.10%以下。2.鋼組織本發(fā)明的鋼板的鋼組織，可以通過對鋼板進行斷面觀察、鑒定視野內的相或組織來特定。本發(fā)明的鋼板的鋼組織由貝氏體、鐵素體和珠光體構成，貝氏體的面積率為10%以上。鋼板的斷面觀察在厚度 中心進行。鋼組織為由貝氏體、鐵素體和珠光體構成的均勻的組織，實質上不含有馬氏體、殘留奧氏體等。因此，中心偏析輕微而HIC的產生受到抑制。另外，通過使貝氏體的面積率為10%以上，確保鋼板的強度得以實現。對貝氏體的面積率的上限沒有特別限定。對于本發(fā)明的鋼板而言,鋼板厚度中央部的Nb偏析度不足1.60且Mn偏析度不足
1.40。通過如此控制偏析度，能夠有效地抑制HIC的產生。本發(fā)明中，鋼板厚度中央部的元素的偏析度通過下述方法定義。偏析度的測定儀器使用激光ICP裝置(以下簡稱為“L-1CP裝置”)。L-1CP裝置為發(fā)光分析裝置的一種，在IOmm長度的測定中能夠進行約100點的測定、也就是說能夠每IOOym進行測定。因此，可以充分評價宏觀偏析。在與軋制方向正交的方向切斷鋼板，在所得到的斷面以包括板厚方向的中心部分的方式設定板厚方向IOmm長度的測定區(qū)域。通過L-1CP裝置對該測定區(qū)域進行測定，將所得到的100點的各元素的測定數據(含量)的平均值作定義為該元素的平均含量。然后，對于各元素，將測定數據中的最高值(最高含量)除以平均含量得到的數值作為該元素的偏析度。激光束直徑約為Imm左右，因此各測定點中測得的含量為該光束直徑的范圍的平均值。另一方面，夾雜物的尺寸通常為數Pm左右，即使大的夾雜物也為數ΙΟμπι左右。因此，各測定點中測得的含量能充分反映該測定點中的夾雜物的存在密度的影響。因此，通過評價上述偏析度，可以定量性地掌握夾雜物的偏析的程度。Nb的偏析度為1.60以上時，形成大量的粗大的Nb碳氮化物的可能性高。因此，有可能產生HIC。另一方面，Mn的偏析度為1.40以上時，形成大量MnS的可能性高。因此，此時也有可能產生HIC。沒有設定各偏析度的下限。越接近1.0則越優(yōu)選。3.其它的特性本發(fā)明的鋼板具有下述耐HIC特性和耐斷裂特性。(1)耐 HIC 特性通常耐HIC特性的評價使用NACE Standard TM-02-84中規(guī)定的0.5%乙酸+5%NaCl的I巴(bar)H2S飽和溶液(pH:約3、25°C以下、稱為“NACE溶液”)。但是，使用該NACE溶液的試驗條件(稱為“NACE條件”)與實際腐蝕環(huán)境大幅不同。實際腐蝕環(huán)境比NACE條件遠遠溫和，具體而言，PH更高，為了使H2S含有在溶液中而供給到溶液直至飽和的氣體中含有的H2S的分壓(本發(fā)明中也稱為“飽和H2S分壓”)更低。腐蝕環(huán)境不同時，腐蝕現象本身也有可能不同，因此期望在接近實際腐蝕環(huán)境的試驗條件下進行評價。耐HIC特性的評價中，產生與實際腐蝕環(huán)境相同的腐蝕現象的腐蝕條件為圖1所示的溫和酸性(Mild Sour)區(qū)域(區(qū)域III)和過渡(Transition)區(qū)域(區(qū)域II)。因此，優(yōu)選在該區(qū)域II和區(qū)域III的范圍內的條件下評價耐HIC特性。上述區(qū)域II和區(qū)域III合并而成的區(qū)域為飽和H2S分壓(Ph2s)和pH滿足下式(A) (C)的區(qū)域:0.003 X 105Pa < Ph2s < 0.0lX 105Pa、且 3.5 ≤ pH ≤ 6.0...(A)、0.0lX IO5Pa ( Ph2s < 1 X 105Pa,3.5 ≤ pH ≤ 6.0、且pH ≥ log [PH2S/IO5Pa] +5.5...(B)、1 X 105Pa < PH2S ≤ 10X 105Pa、且 5.5 ≤ pH ≤ 6.0...(C)。更詳細的說明如下，圖1所示的溫和酸性(Mild Sour)區(qū)域(區(qū)域III)大致包括設想為實際腐蝕環(huán)境下的條件的條件。因此，若對在該區(qū)域III的范圍內的試驗條件下在與NACE試驗中使用的相同的含有氯化鈉的乙酸水溶液中浸潰了 96小時(25°C )的試樣的裂紋面積率進行測定，該面積率為5.0%以下，則可以判斷具有實際腐蝕環(huán)境所要求的耐HIC特性。另一方面，圖1所示的過渡(Transition)區(qū)域(區(qū)域II)為比實際腐蝕環(huán)境稍微苛刻的條件，但是腐蝕現象被設想為與實際腐蝕環(huán)境大致相同的區(qū)域。若在該區(qū)域II的范圍內的試驗條件下進行與上述相同的試驗時裂紋面積率也為5.0%以下，則能夠判斷穩(wěn)定地具有實際腐蝕環(huán)境所要求的耐HIC特性。與此相對，圖1所示的酸性(Sour)區(qū)域(區(qū)域I)，不僅腐蝕性比實際腐蝕環(huán)境苛刻，而且導致裂紋的產生的腐蝕現象與實際腐蝕環(huán)境中發(fā)現的腐蝕現象不同的可能性升高。在這種腐蝕現象與實際腐蝕環(huán)境不同的條件下進行試驗，也不能適當判定實際的耐HIC特性。如圖1所示，pH為3左右(5%NaCl_0.5%乙酸水溶液)、飽和H2S分壓為I巴(=IO5Pa)的NACE條件包括在區(qū)域I中。另外，使用相同飽和H2S分壓的人造海水的BP條件(NACETM0284-Solution B)也仍然包括在區(qū)域I中。也就是說，作為現有的試驗條件的NACE條件、BP條件包括在區(qū)域I內，對于評價實際腐蝕環(huán)境下的耐HIC特性的目的是不合適的。
基于以上發(fā)現，本發(fā)明中，采用區(qū)域II內腐蝕性比較苛刻的條件，即飽和H2S分壓(Ph2s)為0.01 X IO5Pa及pH為4.0 (圖1的點A)的試驗條件。即，通過在飽和H2S分壓(Ph2s)為0.01 X IO5Pa及pH為4.0的含有5%氯化鈉的乙酸水溶液(25°C )中浸潰96小時后的裂紋面積率來評價耐HIC特性。水溶液的pH通過乙酸濃度調整至4.0。如上所述，若在包括在區(qū)域II內的該條件下進行試驗時的裂紋面積率為5.0%以下，則可以判斷穩(wěn)定地具有實際腐蝕環(huán)境所要求的耐HIC特性。本發(fā)明的鋼板在上述條件下測得的裂紋面積率優(yōu)選為3.0%以下，更優(yōu)選為2.0%以下，進一步優(yōu)選為1.0%以下。若裂紋面積率為0%則最優(yōu)選。(2)耐斷裂特性本發(fā)明的鋼板，對于板厚為6mm以上且40mm以下的鋼板在_30°C下進行DWTT試驗時的塑性斷口率(DWTT-SA@-30)為85%以上。通過在該板厚的范圍內具有上述特性，面向寒冷地區(qū)提供具備優(yōu)異 的耐斷裂特性的厚壁的管路用管得以實現。該塑性斷口率優(yōu)選為90%以上，更優(yōu)選為95%以上，最優(yōu)選為100%。對于由鋼板采集用于上述(I)和(2)的特性評價的試驗材的位置沒有特別限定。但是，由于鋼板的軋制方向和鋼板的寬度方向的端部的若干機械特性與其它的主要部分有可能不同，因此不優(yōu)選從這些部分采集試驗材。另一方面，耐HIC特性的評價中，優(yōu)選以包括最易產生偏析的部分、即鋼板的中心部的方式采集試驗材。4.制造方法對本發(fā)明的優(yōu)選制造方法進行說明。制鋼過程中，為了充分降低C、P或S的含量，并且適當控制氧化物的含量、氧化物的形態(tài)，優(yōu)選進行噴粉精煉(IR、Injection Refining)以及通過添加Ca進行夾雜物處理。為了由所得到的鋼液得到板坯而進行連續(xù)鑄造時，優(yōu)選通過將水冷條件、壓下條件、澆鑄速度保持在適當的值，來抑制在澆鑄時產生偏析。將所得到的板坯熱軋而得到熱軋鋼板。本發(fā)明的制造方法中，通過對于熱軋鋼板，如下所述控制板坯加熱、最終軋制以及此后的冷卻，實現穩(wěn)定地得到本發(fā)明的鋼板。(I)板坯加熱對于通過連續(xù)鑄造得到的板坯在滿足下式⑴的關系的加熱溫度T (單位:V )下進行加熱。6770/(2.26-log [Nb] [C])_73>T 彡 6770/(2.26-log [Nb] [G] )-273 (i)在此，上式(i)中的各元素符號指的是按質量％計的該元素的含量。通過在該范圍的溫度T下對板坯進行加熱，兼具將降低耐HIC特性的Nb系碳氮化物固溶、和抑制降低耐斷裂特性的奧氏體的粒徑的粗化。若板坯的加熱溫度低于該溫度區(qū)域，則Nb系碳氮化物的殘留變得顯著，因此，耐HIC特性有可能降低。另一方面，若在超過該溫度區(qū)域的溫度下對板坯進行加熱，則奧氏體的粒徑的粗化變得顯著，因此耐斷裂特性有可能降低。對板坯的加熱時間沒有特別限定，但是過短時有可能殘留Nb系碳氮化物，過長時奧氏體的粒徑有可能粗化。因此，板坯的加熱時間優(yōu)選為180分鐘以上且480分鐘以下。(2)最終軋制對于通過上述加熱得到的板坯，通過氧化皮去除機去除附著在表面的氧化皮后，開始熱軋。本發(fā)明中，進行在Ar3點-60°C以上且Ar3點以下的溫度范圍完成最終軋制的熱車U Ar3點(V )通過下式(ii)定義。Ar3=910-310X [C]-80X[Mn]-20X[Cu]-15X [Cr]-55X [Ni]-80X [Mo]+0.35X (t-8) (ii)上式(ii)中，各元素符號指的是按質量％計的該元素的含量，t指的是最終軋制完成后的鋼板的厚度(單位:mm)。若在[Ar3A-60°C ]以上且Ar3點以下的溫度區(qū)域完成最終軋制，則能夠實現鋼組織形成雙相組織。因此，鋼板的耐斷裂特性提高。與此相對，若完成最終軋制時的溫度(以下稱為“最終軋制完成溫度”)超過Ar3,則在最終軋制完成了的階段也形成奧氏體單相，因此在此后的冷卻過程中奧氏體的粒徑有可能過度生長。另一方面，最終軋制完成溫度低于Ar3點_60°C時，Mn有可能偏析。需要說明的是，對壓下率沒有特別限定。通常為60%以上且100%以下，壓下率過高時軋制效率有可能降低。(3)最終軋制后的冷卻上述最終軋制完成后，將所得到的鋼板立即以10°C /s以上的冷卻速度冷卻。通過如此急速冷卻，C、P等合金元素的擴散受到抑制。因此，偏析的生成受到抑制，耐HIC特性的劣化受到抑制。在此，“立即”指的是大致I秒以內。若從最終軋制完成到冷卻開始的時間延長，則在此期間合金元素的擴散加劇，有可能促進偏析的生成。對冷卻速度的上限沒有設定。若冷卻速度過高則設備負荷過大，因此，通常優(yōu)選將2000C /s左右設為上 限。冷卻停止溫度處于400°C以上且600°C以下的范圍內。若冷卻停止溫度過低則有可能形成馬氏體等硬化相，若過高則有可能促進基于合金元素擴散的偏析。需要說明的是，對冷卻方法沒有限定，通常為水冷卻。由如此得到的本發(fā)明的鋼板通過任意適當的制管法成型為鋼管而得到的鋼管，由于強度高、耐斷裂特性和耐氫致裂紋特性優(yōu)異，因此可以用作管路用管。對本發(fā)明的鋼板的厚度沒有特別限制，以所謂厚板(即板厚超過6mm)作為對象。板厚優(yōu)選為15mm以上，更優(yōu)選為25mm以上。對板厚的上限沒有特別限制，但是通常為40mm左右。板厚25mm以上的厚板的鋼管通常為無縫鋼管或UOE鋼管。實施例參照實施例的同時對本發(fā)明進行更具體的說明。使用厚度300mm、寬度1300 2300mm的垂直彎曲型板坯連續(xù)鑄造機，以0.6
1.0m/分鐘的鑄造速度，將具有表I所示化學組成的鋼液連續(xù)鑄造而得到板坯。表I中的
的表示，指的是不進行該元素的積極添加、因此為雜質水平的含量。[表 I]
權利要求
1.一種耐斷裂特性和耐氫致裂紋特性優(yōu)異的高強度鋼板，其特征在于，其具有下述化學組成:按質量％計包含c:0.02%以上且0.07%以下、S1:0.05%以上且0.50%以下、Mn:1.10% 以上且 1.60% 以下、P:0.015% 以下、S:0.0030% 以下、Nb:0.005% 以上且 0.030% 以下、T1:0.005% 以上且 0.020% 以下、Al:0.005% 以上且 0.060% 以下、Ca:0.0005% 以上且0.0060%以下、N:0.0015%以上且0.0070%以下、以及選自Cu,Ni,Cr和Mo中的一種或兩種以上總計超過0.1%且不足1.5%，并且剩余部分為Fe和雜質， 所述高強度鋼板具有:按面積率計貝氏體為10%以上、剩余部分由鐵素體和珠光體構成的鋼組織， 鋼板厚度中央部的Nb偏析度不足1.60且Mn偏析度不足1.40， 在飽和H2S分壓Ph2s為0.01 X IO5Pa及pH為4.0的含有5%氯化鈉的乙酸水溶液中于25°C浸潰96小時后的裂紋面積率為5.0%以下， 對于板厚為6mm以上且40mm以下的鋼板在_30°C下進行落錘撕裂試驗DWTT時的塑性斷口率即DWTT-SA@-30為85%以上。
2.根據權利要求1所述的高強度鋼板，其中，所述化學組成按質量％計還含有V:0.10%以下。
3.—種權利要求1或2所述的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，對具有權利要求1或2所述的化學組成的板坯在滿足下式(i)的關系的加熱溫度T下進行加熱，其中，加熱溫度T的單位為。C， 將經過加熱的板坯供于在Ar3點-60°C以上且Ar3點以下的范圍的溫度下完成最終軋制的熱軋，形成鋼 板，其中，Ar3點通過下式(ii)算出且單位為。C， 將所得到的鋼板立即以10°C /s以上的冷卻速度冷卻至400°C 600°C的冷卻停止溫度，6770/(2.26-log [Nb] [C])-73>T 彡 6770/(2.26-log [Nb] [C] )-273 (i)Ars-910-310X [C] -80 X [Mn] -20 X [Cu]-15 X [Cr]-55 X [Ni]-80 X [Mo]+0.35X (t-8) (ii) 上式(i)和上式(ii)中，元素符號指的是該元素的含量，單位為質量％，上式(ii)中的t指的是最終軋制完成后的鋼板的厚度，單位為mm。
全文摘要
即使厚、耐HIC特性和耐斷裂特性也優(yōu)異的高強度鋼板，其具有下述化學組成按質量%計包含C0.02%～0.07%、Si0.05%～0.50%、Mn1.10%～1.60%、P0.015%以下、S0.0030%以下、Nb0.005%～0.030%、Ti0.005%～0.020%、Al0.005%～0.060%、Ca0.0005%～0.0060%、N0.0015%～0.0070%、以及選自Cu、Ni、Cr和Mo中的一種或兩種以上總計超過0.1%且不足1.5%，并且剩余部分為Fe和雜質，所述高強度鋼板具有按面積率計貝氏體為10%以上、剩余部分由鐵素體和珠光體構成的鋼組織，鋼板厚度中央部的Nb偏析度不足1.60且Mn偏析度不足1.40。
文檔編號C22C38/58GK103189538SQ20118005322
公開日2013年7月3日 申請日期2011年9月2日 優(yōu)先權日2010年9月3日
發(fā)明者湊出, 高橋伸彰, 山本昭夫 申請人:新日鐵住金株式會社