焊接用超高張力鋼板的制作方法

焊接用超高張力鋼板的制作方法
【專利摘要】該鋼板的化學組成為：以質量％計，C：0.015％～0.045％、Mn：1.80％～2.20％、Cu：0.40％～0.70％、Ni：0.80％～1.80％、Nb：0.005％～0.015％、Mo：0.05％～0.25％、Ti：0.005％～0.015％、B：0.0004％～0.0020％、N：0.0020％～0.0060％、O：0.0015％～0.0035％，在板厚方向截面的板厚中心部，當量圓直徑為2μm以上的氧化物粒子為20個/mm2以下，且當量圓直徑為0.05～0.5μm的Ti氧化物為1.0×103～1.0×105個/mm2。
【專利說明】焊接用超高張力鋼板

【技術領域】
[0001] 本發明涉及作為海洋結構物等要求高安全性的大型焊接結構物用途的焊接性、焊 接熱影響部的韌性優異的超高張力鋼板。

【背景技術】
[0002] 近年來，與全世界旺盛的能源需求相呼應，石油和天然氣等海洋資源的開發活躍。 與此同時，由于挖掘、生產的效率化和開發環境的嚴酷化等，指向海洋結構物的大型化，對 鋼材要求厚化、高強度化。而且，海洋上設置的海洋結構物還要求對于破壞的高安全性，對 于鋼板要求優異的焊接性、焊接熱影響部的韌性。
[0003] -般而言，鋼板的焊接性、焊接熱影響部的韌性存在鋼板越是厚、高強度、越不利 的傾向。這是因為在確保強度方面，必須大量添加損害焊接熱影響部的韌性的合金元素。所 謂的焊接性具有寬泛的含義，狹義上表示焊接熱影響部的硬化性和焊接冷裂紋敏感性，多 由各種碳當量Ceq和焊接裂紋敏感性組成P ai等成分參數表示。越是高合金成分，這些指標 越高，焊接熱影響部的硬化性和焊接冷裂紋敏感性越高，一般認為焊接性差。焊接熱影響部 的韌性與這些焊接性的指標的大小未必完全一致，但是存在高的相關性是周知的。
[0004] 如上所述，通常，鋼板的厚化和/或高強度化與提高焊接性、焊接熱影響部的韌性 的方向性相反，使這些相反的鋼板特性兼顧的成分設計、制造技術成為課題。
[0005] 作為不損害焊接性、換而言之不需要將化學成分提高至必要量以上地實現鋼板 的厚化和/或高強度化的手段，有加工熱處理、即TMCP(Thermo - Mechanical Control Process,熱機械控制工藝）和添加 B(硼）的鋼的調質處理（淬火一回火處理），這對于本 領域技術人員來說是公知的，即便這里并未進行技術公開。但是，即使通過這些手段也不充 分，這也是事實。
[0006] TMCP是對達到加熱一軋制一冷卻的鋼材制造工藝整體進行控制的工藝，在厚材料 的情況下，在軋制后，也被稱為加速冷卻或者控制冷卻的水冷工藝對于高強度化是有效的。 但是，冷卻由于是傳熱的物理現象，厚材料的板厚中心部即使通過水冷也無法得到充分的 冷卻速度，難以以低成分確保厚且高強度。
[0007] 另一方面，在高強度調質鋼中使用的B(硼）通過在原奧氏體晶界處以固溶狀態偏 析，即使是PPm等級的極微量，也能顯著提高鋼的淬火性，這是公知的，對于高強度化是有 效的。但是，這也同時顯著提高焊接熱影響部的硬化性。在要求特別高的安全性（焊接熱 影響部的高的破壞韌性）的海洋結構物的情況下，建造時的焊接線能量被較低地限制，其 硬化性進一步提高。焊接熱影響部的硬化性如上所述與焊接冷裂紋敏感性和焊接熱影響部 的韌性也具有高的相關性，在無條件地運用B(硼）的方面存在問題。此外，在運用B(硼） 的高淬火性的情況下，其效果是B(硼）以固溶狀態存在后才發揮，因此，控制硼化合物的析 出的成分、工藝控制是不可欠缺的，在與TMCP的組合的情況下，存在調質處理中的知識無 法直接應用的情況。所以說，通過調質處理、即淬火一回火處理進行制造的工藝在熱處理的 工期和成本方面，與TMCP相比是不利的。進而，近年來，從環境負荷、能量節省的觀點出發， 非調質即TMCP化不斷成為社會性要求是實情。
[0008] 其中，作為具有與后述的本申請發明的主要目標同等的板厚、屈服強度的焊接接 頭部的裂紋尖端張開位移CTOD特性優異的海洋結構物用鋼，例如在專利文獻1中公開了涉 及含有0. 8%以上的較多的Cu的Cu析出型鋼的發明。但是，Cu單獨大量添加時，在加熱時 或熱軋時產生Cu裂紋，存在變得難以制造的問題。
[0009] 現有技術文獻
[0010] 專利文獻
[0011] 專利文獻1 :日本國特開2011 - 1625號公報


【發明內容】

[0012] 發明想要解決的課題
[0013] 本發明鑒于上述實情，目的在于提供作為海洋結構物等要求高安全性的大型焊接 結構物用途的焊接性、焊接熱影響部的韌性優異的超高張力鋼板。
[0014] 主要的目標是具有板厚為50?100mm、抗拉強度為600?700MPa、屈服強度為 500?690MPa、焊接熱影響部的裂紋尖端張開位移的最低CTOD值為0. 25mm以上的特性、用 途要求焊接接頭部的裂紋尖端張開位移CTOD (Crack - Tip Opening Displacement)特性 的海洋結構物用鋼板。另外，為了確保對于破壞的充分的安全性，優選最低CTOD值高。用 途沒有特別限定，作為焊接熱影響部的韌性評價，與夏氏沖擊特性相比，認為CTOD特性是 更嚴格的評價法，以海洋結構物用鋼板作為主要的目標。因此，本發明顯然能廣泛地作為船 舶、鋼架、橋梁、各種罐等焊接結構物用鋼板應用。
[0015] 用于解決課題的手段
[0016] 為了解決【背景技術】中所指的各種問題點、課題，對在TMCP前提下有效地運用 B(硼）的方法進行了深入探索、研究，發現了不損害焊接性、使焊接熱影響部的韌性提高的 最佳手段。主要的點是：（a)使為了確保固溶B(硼）的B - N - Ti量的平衡適當化、（b) 為了緩和由（固溶）B引起的焊接熱影響部的硬化性的極低C化、（c)為了確保強度與焊接 性、焊接熱影響部的韌性的P at的適當化、（d)為了確保焊接熱影響部的韌性的無 Al的Ti 脫氧化、（e)為了抑制粗大氧化物的無 Al的情況下的低0(氧）化等。這些點不是獨立現 象，而是互相有密切的關系，因此不容易同時實現，而本發明人通過系統且周密的實驗首次 實現，并完成了本發明。
[0017] 本發明的要旨如下所述。
[0018] (1)本發明的第一方式的鋼板的化學組成為：以質量％計，C :0· 015%?0· 045%、 Mn :1. 80%?2. 20%、Cu :0. 40%?0. 70%、Ni :0. 80%?I. 80%、Nb :0. 005%?0. 015%、 Mo :0. 05 % ?0. 25 %、Ti :0. 005 % ?0. 015 %、B :0. 0004 % ?0. 0020 %、N :0. 0020 % ? 0· 0060%、0 :0· 0015%?0· 0035%、Si :0%?0· 40%、P :0· 008% 以下、S :0· 005% 以下、 Al :0%?0· 004%、Cr :0%?0· 30%、V :0%?0· 06%、Mg :0%?0· 0050%、剩余部分：鐵及 雜質，下述式1所表示的值超過2. 0,下述式2所表示的值為0%以上，下述式3所表示的FB 為0. 0003%以上，下述式4所表示的焊接裂紋敏感性指數即Pcm值為0. 18%以上且0. 23% 以下，在板厚方向截面的板厚中心部，當量圓直徑為2 μ m以上的氧化物粒子為20個/mm2以 下,且當量圓直徑為0. 05?0. 5μπι的Ti氧化物為I. OXlO3?I. OX IO5個/mm2。
[0019] [Ni]/[Cu] 式 I
[0020] [N] - [Ti]/3. 4 式 2
[0021] FB = [B] -0· 77X ([N] -0· 29X ([Ti] - 2X ([0]-0· 89X [Al]))) 式 3
[0022] Pcm = [C] + [Si] /30+ [Mn] /20+ [Cu] /20+ [Ni] /60+ [Cr] /20+ [Mo] /15+ [V] /10+5 [B] 式4
[0023] 這里，[C]、[Si]、[Μη]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[Ti]、[B]、[N]、[0]、[Al]分 別是指c、Si、Μη、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Ti、B、N、0、Al的以質量％表示的含量。
[0024] 其中，上述式3中，（[0] - 0. 89 X [Al])的項為0以下時，將上述式3中的 ([0] - 0.89X[A1])的項設為0來計算上述FB，此外，上述式3中，（[Ti] - 2X([0] - 0. 89X[A1]))的項為0以下時，將上述式3中的（[Ti] -2Χ([0] -0. 89X[A1]))的項設 為 〇 來計算上述 FB，進而，上述式 3 中，（[N] -0.29X([Ti] -2Χ([0] -0·89Χ[Α1]))) 的項為〇以下時，將上述式3中的（[Ν] - 0. 29X([Ti] - 2Χ([0] - 0. 89Χ[Α1])))的項 設為0來計算上述FB，進而，當FB < 0時，設FB = 0。
[0025] (2)上述（1)中所述的鋼板中，進而，下述式5所表示的Bp可以為0.09%以上且 0. 30%以下。
[0026] Bp = (884 X [C] X (1 - 0· 3 X [C]2)+294) XFB 式 5
[0027] (3)上述⑴或⑵中所述的鋼板中，進而，上述化學組成中，以質量％計，可以將 Si限制在0. 15%以下。
[0028] (4)上述（1)?（3)中的任一項所述的鋼板中，進而，上述化學組成中，以質量％ 計，可以將Mg限制在低于0.0003%。
[0029] (5)上述（1)?⑷中任一項所述的鋼板中，板厚可以為50mm以上且IOOmm以下、 抗拉強度可以為600MPa以上且700MPa以下、屈服強度可以為500MPa以上且690MPa以下。
[0030] 發明效果
[0031] 根據本發明，能廉價地提供焊接性、焊接熱影響部的韌性優異的超高張力鋼，在海 洋結構物等焊接結構物的大型化的同時，能進一步提高安全性。

【具體實施方式】
[0032] 下面對本發明進行詳細說明。
[0033] 本發明以提供作為海洋結構物等要求高安全性的大型焊接結構物用途的焊接性、 焊接熱影響部的韌性優異的超高張力鋼為目的，以具有板厚為50?100mm、抗拉強度為 600?700MPa、屈服強度為500?690MPa、焊接熱影響部的裂紋尖端張開位移的最低CTOD 值為0. 25mm以上的特性的鋼板為主要的目標。
[0034] 首先，對本發明的超高張力鋼的鋼成分的限定范圍和理由進行說明。這里記載 的％是指質量％。
[0035] C:0.015%? 0.045%
[0036] 在運用B的高淬火性的本發明中，為了抑制焊接熱影響部的過剩的硬化性，C需要 抑制地較低。但是，C量過低時，為了補償強度（抗拉強度），必須增加合金元素量，損害經 濟性。為了抑制合金成本、并在作為本發明的目標的厚材料中穩定地得到作為屈服強度為 500?560MPa級鋼（為鋼種的強度等級，不是實際的屈服強度的范圍）的強度，本發明中限 定在0. 015%以上。從經濟性的觀點出發，可以將其下限設為0. 018%、0. 020%、0. 023%或 0. 025 %。另外，在超過0. 045 %時，與B效果互相起作用，焊接熱影響部的硬化性變得過剩， 使焊接熱影響部的韌性劣化，因此，將〇. 045%作為上限。為了使焊接熱影響部的硬化性降 低，可以將其上限設為〇. 〇42%、0. 040%、0. 037%或0. 035%。
[0037] Si :0% ?0· 40% 以下
[0038] Si在鋼中不可避免地含有，特別是在焊接熱影響部中助長硬且脆的 MA (Martensite - Austenite,馬氏體-奧氏體）成分（以下簡記為MA)的生成，使焊接熱 影響部的韌性劣化。因此，Si越低越優選。在將C量限定在較低的范圍的本發明中，若含 有0.40%為止，則MA生成量少，從焊接熱影響部的韌性的觀點出發可以允許。但是，考慮 到作為焊接結構物用鋼的多樣的焊接條件時，顯然優選較少，可以將其上限設為0.30%、 0. 25%、0. 20%、0. 15%或0. 10%以下。不需要規定Si的下限，其下限為0%。為了提高 鋼板的母材韌性或進行脫氧，可以含有Si,根據需要，可以將其下限設為0. 01%、0. 02%或 0· 03%。
[0039] Mn :1· 80 % ?2. 20%
[0040] Mn是比較廉價的元素，但是，強度提高效果大，對母材及焊接熱影響部的韌性的不 良影響也較小。在設為無 Al的Ti脫氧的本發明中，為了使焊接熱影響部的韌性提高，在焊 接熱影響部中以Ti氧化物等為核的晶內鐵素體的生成變得重要，但是，此時，Mn也起到了 重要的作用。其向Ti氧化物析出MnS，在其附近形成Mn的稀少區域，與基體相比相變溫度 增高，助長并促進鐵素體相變。綜合考慮母材的強度、韌性、焊接熱影響部的韌性、進而合金 成本等，本發明中，將Mn限定在1.80%以上。對于該下限，沒有冶金上、技術上的臨界意義， 在能體現本發明作為目的的優異特性的范圍內，為了明確成分的特征而限定。為了改善特 性，可以將其下限設為1. 85%或1. 90%。Mn也是廉價的元素，希望極力運用Μη。但是，Mn 量過多時，助長連續鑄造板坯的中心偏析和顯微偏析，形成局部的脆化區域從而損害母材 或者焊接熱影響部的韌性的可能性增高，因此，限制在2. 20%以下。為了改善母材或焊接熱 影響部的韌性，可以將其上限設為2. 15%或2. 10%。
[0041] P :0· 008% 以下、S :0· 005% 以下
[0042] P、S作為不可避免的雜質含有，從母材韌性、HAZ韌性出發，兩者均少量的情況較 好，但是，也存在工業生產上的限制，分別以0.008%、0. 005%作為上限。為了得到更好的 HAZ韌性，可以分別將P的上限設為0. 006%、0. 005%或0. 004%，將S的上限設為0. 004%、 0.003%或0.002%。P、S為不可避免的雜質，不需要規定P、S的下限。如果有需要，也可以 將P、S的下限設為0%。
[0043] Cu :0· 40% ?0· 70%
[0044] Cu使母材的強度提高，另一方面，母材及焊接熱影響部的韌性的劣化程度較小，因 此是有用的元素。在本發明作為目標的超高張力鋼中，優選添加0.40%以上。為了提高母 材的強度，可以將其下限設為〇. 45%、0. 50%或0. 55%。Cu超過0. 70%時，顯示出析出硬 化現象，鋼材的材質、特別是強度不連續地大幅變化。因此，本發明中，作為強度變化容易連 續地控制的范圍，限定在0. 70%以下。通過將Cu量限定在0. 7%以下，與后述的Ni量相互 起作用，具有熱軋時的Cu裂紋發生的危險性幾乎消失的效果。根據需要，可以將其上限設 為 0· 65%、0· 60%或 0· 55%。
[0045] Ni :0· 80%?I. 80%
[0046] [Ni]/[Cu] > 2. 0 式 I
[0047] Ni作為高韌化元素是公知的，焊接熱影響部的韌性的劣化少，具有使母材的強度、 韌性提高的效果。因此，Ni在本發明這樣的超高張力鋼中是極其有用的元素。特別是在本發 明這樣的極低碳的化學成分中，需要利用合金元素補償強度，至少需要含有0.80%以上的 Ni。為了提高焊接熱影響部的韌性，可以將其下限設為0. 90%、1. 00%、1. 05%或1. 10%。 另一方面，Ni也是高價的合金，含量優選限制在可得到強度、韌性等必要的特性的最小限。 考慮到作為本發明的目標的強度及最大板厚（IOOmm)的情況下，最大需要為1.80%，將其 設為上限，但是，顯然不是特性或冶金方面的上限。根據需要，可以將其上限限制在1. 75%、 1. 70 %、1. 65 %、1. 60 %、1. 55 %或1. 50%。另外，如上所述，在含有稍多的Cu的本發明鋼 中，為了抑制鑄坯的Cu裂紋，Ni含有超過Cu量的2. 0倍是有效的，在權利要求1中，限定 為[Ni]/[Cu] > 2. 0。
[0048] Nb:0.005%?0.015%
[0049] Nb是將軋制工序中的奧氏體未再結晶溫度區域擴展到高溫區域、在享受對組織的 微細化有效的控制軋制效果方面有用的元素。組織的微細化是使強度、韌性均提高的有效 手段。在可靠地享受該效果的方面，需要至少含有0.005%。根據需要，可以將其下限設為 0. 006%、0. 007%或0. 008%。顯現這樣的對母材極其有用的效果的Nb在焊接熱影響部中 也使硬化性增大，助長MA生成等，對其韌性有害。因此，必須將上限抑制在0.015%。為了 改善焊接熱影響部的韌性，也可以將其上限設為〇. 013%、0. 011 %或0. 010%。
[0050] Mo :0· 05%?0· 25%
[0051] Mo從提高母材的強度的觀點出發是極其有效的，在本發明這樣的厚的高強度鋼板 中是不可缺少的元素。特別是在運用B的本發明中，通過同時含有兩者，顯現出更進一步的 淬火性提高效果。為了享受這樣的Mo的優異的效果，至少需要含有0.05%。為了可靠地發 揮該淬火性提高效果，可以將其下限設為0.07%、0. 09%、0. 11 %或0. 13%。但是，由于效 果大，因而過多的添加使硬化性顯著提高，也顯著助長M生成，因此，需要限制在0. 25%以 下。為了抑制MA生成，也可以將其上限設為〇. 23%、0. 21%、0. 19%或0. 17%。
[0052] Ti :0· 005%?0· 015%
[0053] [N] - [Ti]/3. 4^0% 式 2
[0054] 本發明為無 Al的Ti脫氧鋼。為了鋼的脫氧上的必要性，以及為了使Ti氧化物生 成，在焊接熱影響部中以其為核使晶內鐵素體生成，使顯微組織微細化，至少需要含有Ti : 0.005%。為了改善焊接熱影響部的韌性，也可以將其下限設為0.006%或0.007%。但是， 含量增多，在化學計量上相對于N變得過剩時，氮化物形成后的過剩的Ti生成TiC，使焊接 熱影響部的韌性劣化的可能性增高，因此將〇. 015%作為上限。此外，與此同時，從極力防 止TiC生成的觀點出發，在權利要求1中，作為與N的化學計量的關系，限定成表示N過剩 (Ti不足）的[N] - [Ti]/3. 4彡0%。另外，準確而言，也應當考慮脫氧引起的Ti的消耗， 但是，避免了繁雜，同時實驗上確認了實質上沒有大的影響。為了將式2設為0%以上，也可 以將 Ti 的上限設為 0. 013%、0. 012%、0. 011 %或 0. 010%。
[0055] B :0· 0004%?0· 0020%
[0056] FB= [B] -0· 77X ([N] -0· 29X ([Ti] -2X ([0]-0· 89X [Al])))彡 0· 0003% 式3
[0057] B在本發明中是重要的元素之一。B的淬火性提高效果極大，通過運用B，能大 幅抑制合金元素。為此的B的含量至少需要0.0004%。根據需要，也可以將其下限設為 0.0005%、0. 0006%或0.0007%。但是，僅通過規定B含量是不充分的。這是因為為了運用 B的淬火性，需要使其以固溶狀態存在。B容易形成氮化物，與N的化學計量的平衡也變得重 要。但是，由于Ti的氮化物形成能力比B更高，因此也考慮到這一點，在權利要求1中，限 定成 FB = [B] - 0· 77X ([N] - 0· 29X ([Ti] - 2X ([0] - 0· 89X [Al])))彡 0· 0003%。 關于上限，即使含有需要量以上，效果也飽和，因此，發明人在作為對鋼的特性不產生不良 影響的范圍的經實驗性地確認的范圍中，設為0.0020%，但是，未必具有臨界意義。根據需 要，也可以將其上限設為0. 0018%、0. 0016%、0. 0015%或0. 0014%。
[0058] 為了確保在鋼中以固溶狀態存在的B (有效B)，發現需要將上述式3中定義的表示 有效B量的參數即上述FB限制在0.0003%以上。為了更有效地運用B，也可以將上述FB 設為〇· 0004%以上或0· 0005%。
[0059] FB = [B] - 0· 77X ([N] - 0· 29X ([Ti] - 2X ([0] - 0· 89X [Al])))的上限沒 有特別限定，但是，受各元素的限定范圍自然而然地限定。
[0060] 其中，上述式3中，（[0] - 0. 89X[A1])的項為0以下時，將上述式3中的（[0]- 0· 89X [Al])的項設為0來計算上述FB。
[0061] 此外，上述式3中，（[Ti] - 2X ([0] - 0. 89X [Al]))的項為0以下時，將上述式 3中的（[Ti] -2Χ([0] -0. 89X[A1]))的項設為0來計算上述FB。
[0062] 進而，上述式 3 中，（[N] - 0.29X([Ti] - 2X([0] - 0·89Χ[Α1])))的項為 0 以 下時，將上述式3中的（[N] -0.29X([Ti] -2Χ([0] -0·89Χ[Α1])))的項設為0來計 算上述FB。
[0063] 進而，當FB彡0時，設FB = 0。
[0064] 另外，上述式3是在考慮了各個元素間的結合力的強度的基礎上通過化學計量比 求算得到的鋼中的固溶B量（有效B量；FB)的式子。雖然不需要特別地規定上述FB的上 限，但是也可以設為〇. 0010%。
[0065] 進一步研究后發現，作為避免由B引起的HAZ硬度上升的參數，優選將式5中定義 的B參數Bp設為0· 09%?0· 30%。
[0066] Bp = (884 X [C] X (1 - 0· 3 X [C]2)+294) XFB 式 5
[0067] 另外，Bp是由大量的實驗室中的鋼水實驗中的解析導出的經驗式，通過（通過C量 預想的最高硬度）X (FB的貢獻）進行了參數化。FB越多，HAZ硬度越容易增高，特別是對 此次的CTOD特性有大的影響。Bp超過0.30%時，有時在焊接熔深線（FL)部發生顯著的硬 度上升，發現為了滿足CTOD特性的目標值即0. 25mm以上，優選限制在0. 30 %以下。根據需 要，也可以將Bp的上限設為0. 27 %或0. 25 %。實施方式涉及的焊接鋼材中，FB為0. 0003 % 以上時，Bp必然為0. 09%以上，因此，Bp低于0. 09%是無法得到作為本實施方式涉及的焊 接鋼材的目標的固溶B的效果的區域，因而，也可以將Bp設為0. 09%以上。根據需要，也可 以將Bp的下限設為0. 12 %或0. 15%。
[0068] N :0· 0020%?0· 0060%
[0069] N是在煉鋼中不可避免地含有的元素，降低到必要量以上時，煉鋼負荷高，在工業 生產上不優選。N通過添加 Ti而形成氮化物，而且該氮化物在高溫下穩定，因此具有將在 鋼材的熱軋之前的加熱時或從焊接熔融線稍微離開的焊接熱影響部的奧氏體晶粒的成長 粗大化釘扎的效果，因而，優選含有0. 0020%以上。但是，過多時，如上所述，與B結合形成 氮化物的可能性增高，會削弱B的淬火性提高效果。從上述的B、Ti的絕對量和化學計量的 關系出發，自然而然上限受到制約，但是，除此之外，在超過0.0060%的情況下，在鋼坯制造 時產生表面瑕疵，因此，將上限設為0. 0060%。優選為0. 0055%以下，更優選為0. 005%以 下。
[0070] 0 :0· 0015%?0· 0035%
[0071] 從在焊接熱影響部中的作為晶內鐵素體生成核的Ti氧化物的生成性出發，0必須 為0.0015%以上。但是，0過多時，氧化物的位點及個數變得過大，作為脆性破壞的發生起 點起作用的可能性提高，作為結果，使韌性劣化，因此，需要將上限限制在〇. 0035%。為了更 良好地得到穩定的焊接熱影響部的韌性，優選設為0. 0030%以下，更優選設為0. 0028%以 下或0. 0025%以下。
[0072] Al :0%?0.004%
[0073] 在無 Al的Ti脫氧的本發明中，Al為不可避免的雜質之一。在權利要求1中，仍 然限定上限是由于雖然不可避免，但含量超過0.004%時，氧化物的組成變化，無法作為晶 內鐵素體的核起作用的可能性提高，因此，限定在〇. 004%以下。根據需要，也可以將其上限 設為0.003%或0.002%。不需要特別規定Al量的下限，其下限為0%。但是，在鋼的精煉 過程中，有時混入Al，也可以將其下限設為0. 0001 %或0. 0003%。
[0074] 本實施方式涉及的鋼材中，除了上述成分之外，剩余部分包含鐵（Fe)和雜質。這 里，雜質是指，在工業上制造鋼材時，因礦石或廢料等的原料、或制造工序的各種因素而不 可避免地混入的成分，在不對本發明產生不良影響的范圍內允許的成分。
[0075] 本實施方式涉及的鋼板中，除了上述成分之外，也可以進一步含有Cr、V、Ca、Mg及 REM中的1種或2種以上。這些成分的下限不需要特別地規定，其下限為0%。此外，即使 這些合金元素有意地添加，或者以雜質的形式的混入，其含量只要在權利要求的范圍內，該 鋼材就解釋為在本發明的權利要求范圍內。
[0076] Cr :0%?0.30%
[0077] Cr為了降低焊接熱影響部的CTOD特性，設為0. 30%以下。為了改善該CTOD特性， 也可以將其上限設為〇. 20%、0. 15%、0. 10%或0. 05%。不需要特別地規定Cr量的下限， 其下限為0%。但是，也有作為雜質混入的情況，也可以將其下限設為0. 001 %。
[0078] V :0%?0.06%
[0079] V是對于母材強度的提高有效的元素。但是，超過0.06%時，損害CTOD特性，因此， 作為不會大幅損害CTOD特性的范圍，將上限設為0. 06%以下。為了確保更優異的CTOD特 性，也可以將其上限設為0. 04%、0. 02%或0. 01%。不需要規定V的含量的下限，其下限為 0%。也有作為雜質混入的情況，也可以將其下限設為0. 001%。
[0080] Mg :0%?0· 0050%
[0081] Mg可以根據需要含有。含有Mg時，生成微細的含Mg的氧化物，因此，對于Y粒 徑的微細化有效果。但是，Mg的含量超過0. 0050%時，氧化物變得過多，有時導致延展性降 低，因此，將其上限設為0. 0050%。也可以將其上限限制為0. 0030%、0. 0020%、0. 0010% 或0.0003%。不需要規定Mg的含量的下限，其下限為Ο%。
[0082] 本實施方式涉及的焊接鋼材中，除了上述成分之外，為了進一步改善鋼材自身的 強度、韌性等，或者作為來自廢料等副原料的雜質，可以含有以下的合金元素。
[0083] Ca有時作為雜質混入，因此，可以將其上限設為0. OOlO%、0. 0005%或0. 0003%。
[0084] REM (Rare Earth Metal)有時作為雜質混入，因此，也可以將其上限設為 0. OOlO%、0. 0005%或0. 0003%。這里，REM是鑭系元素的15種元素加上Y及Sc而得到的 17種元素的總稱。
[0085] Sb損害HAZ的韌性，因此，也可以將Sb的含量的上限設為0.03%。為了使HAZ韌 性提高，也可以將Sb的含量的上限設為0. Ol%、0. 005%、0. 003%或0. 001%。
[0086] 由于As及Sn損害HAZ的韌性，因此，也可以將As及Sn的含量的上限設為0. 02%。 根據需要，也可以將As及Sn的含量的上限設為0. 005%、0. 003%或0. 001%。另外，不需 要特別地規定Ca、REM、Sb、As、Sn的下限，其下限為0%。
[0087] 此外，為了提高強度及韌性，也可以將Pb、Zr、Zn及W分別設為0. 1 %以下、0. Ol % 或0.005%以下。不需要特別地確定它們的下限，為0%。
[0088] Co有時在Ni中作為雜質含有。Co損害HAZ韌性，因此，也可以將Co的含量的上 限設為0. 05%或0. 002%。不需要特別地確定其下限，其下限為0%。
[0089] 在如上所述限定了各種元素的基礎上，進一步需要將也可稱為總量控制的下述式 4的Pai限定在適當的范圍內。另外，下述式4是作為焊接裂紋敏感性指數（Pai)公知的式 子。這是因為即使各元素全部為限定范圍，在全部為下限或者上限的情況下，淬火性變得不 足或過剩，在前者的情況下，在厚鋼板的情況下無法實現高強度化，在后者的情況下，焊接 熱影響部的硬化性、M生成變得過剩，無法確保韌性。為了在本發明作為目標的板厚下穩 定地確保強度、且穩定地確保焊接熱影響部的韌性，需要將P ai設為〇. 18?0. 23%。
[0090] Pcm = [C] + [Si] /30+ [Μη] /20+ [Cu] /20+ [Ni] /60+ [Cr] /20+ [Mo] /15+ [V] /10+5 [B] 式4
[0091] 這里，各元素為鋼中所含的質量％。
[0092] 進而，可知為了滿足CTOD特性，使以當量圓直徑計為2μπι以上的氧化物的個數為 20個/mm 2以下、且作為相變核在鋼中以當量圓直徑計為0. 05?0. 5 μ m的Ti氧化物具有 1. OX IO3?I. OX IO5個/mm2是重要的。當量圓直徑為2μπι以上的氧化物個數超過20個/ _ 2時，該氧化物成為破壞發生的起點，CTOD特性劣化。此外，當量圓直徑為0. 05?0. 5 μ m 的Ti氧化物低于1. 0 X IO3個/mm2時，作為晶內相變鐵素體的生成核的Ti氧化物個數變得 不充分，超過1. 〇 X IO5個/mm2時，Ti氧化物成為破壞發生的起點，任一種情況下CTOD特性 均劣化。
[0093] 在如上所述限定鋼的成分的基礎上，為了穩定地工業生產厚的高強度鋼板，還需 要限定制造方法。
[0094] 接著，對于焊接用超高張力鋼的制造方法，說明一個例子。
[0095] 本發明鋼在工業上優選通過連續鑄造法制造。其理由是，鋼水的凝固冷卻速度快， 在板坯中能大量生成微細的Ti氧化物和Ti氮化物。在本實施方式涉及的焊接鋼材的制造 方法中，優選將從凝固點附近至800°c的鑄坯的中心部的平均冷卻速度設為5°C /分鐘以 上。其理由是，在鋼中得到20個/mm2以下的以當量圓直徑計為2 μ m以上的氧化物的個數、 且得到I. O X IO3?I. O X IO5個/mm2的以當量圓直徑計為0.05?0.5μπι的Ti氧化物。鑄 坯的冷卻速度低于5°C /分鐘的情況下，難以得到微細的氧化物，粗大的氧化物增加。另一 方面，平均冷卻速度即使超過50°C /分鐘，微細的Ti氧化物的數量也不會大幅增加，甚至使 制造成本上升，因此，也可以將平均冷卻速度設為50°C /分鐘以下。
[0096] 另外，鑄坯的中心部的平均冷卻速度可以通過測定鑄坯表面的冷卻速度，通過傳 熱計算來求出。此外，平均冷卻速度可通過測定鑄造溫度或冷卻水量等，通過傳熱計算來求 出。
[0097] 在板坯的軋制時，其再加熱溫度優選設為1000?1100°C。這是因為再加熱溫度超 過IKKTC時，Ti氮化物粗大化，母材的韌性劣化或無法期待HAZ韌性改善效果。此外，在低 于1000°C的再加熱溫度的情況下，乳制反作用力增大，乳制負荷提高，阻礙生產率。
[0098] 再加熱后，需要通過TMCP進行制造。首先，在950°C以上的溫度下進行累積壓下量 為30%以上的軋制。高溫區域中的軋制是為了將經加熱的狀態的粗大的奧氏體整體細粒 化，累積壓下量越高越優選，但是，受到鑄坯厚度及其后的軋制條件制約。高溫狀態的軋制 組織實際上無法把握，但是，在本發明人的工廠及實驗室實驗中確認了，累積壓下量為30% 以上時，此后的軋制一冷卻條件只要在適當的范圍，則特性穩定。
[0099] 接著，在720?950°C的溫度下累積壓下量為40 %以上，累積總壓下量為60 %以 上，在700?750°C的溫度下結束軋制。這些溫度區域大概為奧氏體的未再結晶溫度區域。 但是，在厚材料的情況下，在板厚方向具有溫度分布，板厚中心部附近的溫度高，因此，有 時未再結晶溫度區域軋制不充分。因此，本發明在兩個階段中限定溫度、累積壓下量。在 720?950°C的溫度下累積壓下量為40%以上的軋制是從表背面表層至大致板厚1/4為止 的最低限需要的奧氏體未再結晶軋制量。進而，將累積總壓下量設為60%以上、在700? 750°C的溫度下結束軋制是為了以在板厚中心部也能進行組織微細化的程度賦予奧氏體未 再結晶區域中的壓下。板厚中心部雖然相對地來說奧氏體未再結晶區域中的壓下量較少， 但是，與本發明中限定的較低的加熱溫度、高溫區域下的適當的壓下互相起作用，能夠以能 確保良好的強度、韌性平衡的程度將組織微細化。在脫離這些限定范圍的軋制條件下，特別 地在實驗上確認了板厚中心部的韌性變差。
[0100] 進而，乳制后的冷卻需要在軋制結束后80秒以內開始水冷，并冷卻至280°C以下。 優選軋制后快速地開始水冷，但是，在大型的實際生產設備中，從軋機端到冷卻設備需要一 定程度的輸送時間是不可避免的。在這樣的情況下，到乳制后冷卻為止的放冷期間鐵素體 析出，這在強度上是不優選的，并且，由于放冷中的析出，該鐵素體粗大的可能性高，這在韌 性上也是不優選的。因此，需要在軋制結束后80秒以內開始水冷。優選為60秒以內。水 冷需要冷卻至即使在成為傳熱限速的板厚中心部也完全結束相變為止，因此，需要冷卻至 280°C以下。另外，為了即使在本發明作為目標的厚材料的板厚中心部也享受加速冷卻效 果，優選以大致I. 2m3/m2/分以上的水量密度進行冷卻。
[0101] 冷卻后,必須進一步在400?550°C的溫度范圍內進行回火。通過進行回火處理， 不僅能改善母材的強度、韌性平衡，還能高精度地穩定地控制。進而，也能緩和冷卻時的不 均一性，對于鋼材內的殘留應力的消除也有效果，由它們引起的切斷時的形狀變化也得到 抑制。在低于400°C下的回火的情況下，這些效果小，在超過550°C的回火的情況下，強度降 低大，難以確保本發明作為目標的高強度。
[0102] 另外，上述的溫度均是鋼材表面溫度。
[0103] 如上所述，焊接性、焊接熱影響部的韌性優異的焊接用超高張力鋼的制造方法例 如將具有上述（1)中記載的鋼成分的鋼坯或鑄坯加熱到1000?1100°C的溫度后，將在 950°C以上的溫度下的累積壓下量設為30%以上、將在720?950°C的溫度下的累積壓下量 設為40%以上、將累積總壓下量設為60%以上，在700?750°C的溫度下結束軋制，在軋制 結束后80秒以內開始水冷，冷卻到280°C以下，然后，進一步在400?550°C的溫度范圍下 回火。
[0104] 實施例
[0105] 以下，基于發明例及比較例對本發明進行說明。
[0106] 通過轉爐、連續鑄造、厚板工序制造各種鋼成分的厚鋼板，評價了母材特性以及焊 接熱影響部的韌性。
[0107] 焊接設為：通過通常作為試驗焊接使用的埋弧焊接（submerged arc welding)法、 按照焊接熔深線（FL)成為垂直的方式在" > "型坡口處焊接線能量為4. 5kJ/mm的多層焊 接。關于焊接熱影響部的韌性評價，進行了依據API (American Petroleum Institute)標準 RP 2Z及BS(British Standards)標準7448 的 CTOD試驗。缺口位置在被稱為 CGHAZ(Coarse grain HAZ)的焊接烙融線處，在試驗溫度一 10°C下分別實施了 6個試驗。
[0108] 表1 - 1?表1 - 4中不出鋼的化學成分，表2 - 1?表2 - 4中不出制造條件、 鋼中的氧化物個數及母材特性、焊接熱影響部的韌性（CT0D特性）。本發明中制造的鋼板 (本發明鋼：鋼成分No. 1?15、29?51及本發明例No. Al?L2)中，屈服強度（YS)在鋼板 1/4厚度的位置處顯示為526?61 IMpa，在鋼板1/2厚度的位置處顯示為516?594Mpa，抗 拉強度（TS)在鋼板1/4厚度的位置處顯示為616?680Mpa，在鋼板1/2厚度的位置處顯示 為604?656Mpa，關于母材韌性的斷口轉變（vTrs)試驗結果在鋼板1/4厚度的位置處顯 示為一 48?一 81 °C，在鋼板1/2厚度的位置處顯示為一 40?一 68°C，一 KTC的最低CTOD 值顯示為0. 29?0. 94_的良好的破壞韌性。此外，從本發明鋼的Pai值、CTOD值顯示出了 良好的焊接性。
[0109] 相對于此，脫離本發明的限定范圍的比較例的鋼板（比較鋼：鋼成分No. 16?28、 52?62及比較例No. a?X)的母材強度低，或者母材韌性差，或者焊接熱影響部的韌性差。
[0110] 即，比較例a?c、比較例e?〇、比較例q?V的鋼成分在本發明范圍外，不是滿 足上述機械性質的鋼。特別是鋼成分No. 21的比較例f不滿足Ni/Cu > 2. 0,因此，在熱軋 時產生裂紋，制造變得困難。進而，鋼成分在本發明范圍內、FB或者Pai值在本發明范圍外 的比較例d、w、X不滿足FB彡0. 0003%、或者Pcm值為0. 18%以上且0. 23%以下，因此，母 材強度低或者高，或者母材韌性差，或者焊接熱影響部的韌性差。
[0111]

【權利要求】
1. 一種鋼板，其特征在于，其化學組成為：以質量％計， C :0. 015%?0. 045%、 Mn :1. 80%?2. 20%、 Cu :0. 40%?0. 70%、 Ni :0. 80%?1. 80%、 Nb :0. 005%?0. 015%、 Mo :0. 05%?0. 25%、 Ti :0. 005%?0. 015%、 B :0? 0004%?0? 0020%、 N :0? 0020%?0? 0060%、 0 :0? 0015%?0? 0035%、 Si :0%?0? 40%、 P :0. 008% 以下、 S :0. 005% 以下、 A1 :0%?0? 004%、 Cr :0%?0? 30%、 V :0%?0? 06%、 Mg :0%?0? 0050%、 剩余部分：鐵及雜質， 下述式1所表示的值超過2.0， 下述式2所表示的值為0%以上， 下述式3所表示的FB為0. 0003%以上， 下述式4所表示的焊接裂紋敏感性指數即Pa值為0. 18%以上且0. 23%以下， 在板厚方向截面的板厚中心部，當量圓直徑為2 y m以上的氧化物粒子為20個/mm2以 下，且當量圓直徑為〇. 05?0. 5 ii m的Ti氧化物為1. 0 X 103?1. 0 X 105個/mm2， [Ni]/[Cu]式 1 [N] - [Ti]/3.4 式 2 FB = [B] - 0? 77X ([N] - 0? 29X ([Ti] - 2X ([0] - 0? 89X [A1])))式 3 Pci = [C] + [Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5[B]式 4 這里，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[Ti]、[B]、[N]、[0]、[Al]分別是 指 C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Ti、B、N、0、A1 的以質量％表示的含量， 其中，所述式3中，（[0] - 0.89X[A1])的項為0以下時，將所述式3中的（[0] - 0? 89X [A1])的項設為0來計算所述FB， 此外，所述式3中，（[Ti] - 2X([0] - 0.89X[A1]))的項為0以下時，將所述式3中 的（[Ti] - 2 X ([0] - 0. 89 X [A1]))的項設為0來計算所述FB， 進而，所述式 3 中，（[N] - 0.29X([Ti] - 2X([0] - 0.89X[A1])))的項為 0 以下 時，將所述式3中的（[N] - 0.29X([Ti] - 2X([0] - 0.89X[A1])))的項設為0來計算 所述FB，進而，當FB彡0時，設FB = 0。
2. 根據權利要求1所述的鋼板，其特征在于，進而，下述式5所表示的Bp為0. 09%以 上且0. 30%以下， Bp = (884X [C] X (1 - 0. 3X [C]2)+294) XFB 式 5。
3. 根據權利要求1或2所述的鋼板，其特征在于，進而，所述化學組成中，以質量％計， Si被限制在0. 15%以下。
4. 根據權利要求1?3中任一項所述的鋼板，其特征在于，進而，所述化學組成中，以質 量％計，Mg被限制在低于0. 0003%。
5. 根據權利要求1?4中任一項所述的鋼板，其特征在于，板厚為50mm以上且100mm 以下，抗拉強度為600MPa以上且700MPa以下，屈服強度為500MPa以上且690MPa以下。
【文檔編號】B22D11/22GK104364405SQ201380028579
【公開日】2015年2月18日 申請日期:2013年6月13日 優先權日:2013年6月13日
【發明者】渡部義之, 原卓也, 藤岡政昭 申請人:新日鐵住金株式會社