專利名稱：強(qiáng)度－延展性平衡以及可焊性優(yōu)異的厚鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種強(qiáng)度—延展性平衡以及可焊性優(yōu)異的、590～780MPa級的高強(qiáng)度厚鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
歷來，船舶、海洋構(gòu)造物、橋梁、建筑構(gòu)造物等的大型構(gòu)造物定向于輕量化，對這些建筑、構(gòu)造用的厚鋼板，要求是590MPa級以上的高強(qiáng)度厚鋼板。對這樣的高強(qiáng)度厚鋼板，特別是從提高建筑構(gòu)造物和鋼構(gòu)造物的抗震性的觀點(diǎn)出發(fā)，要求其均勻伸長要高。此均勻伸長，是指在直到鋼板斷裂為止的途中，到局部收縮開始為止的伸長，是鋼板變形時(shí)的穩(wěn)定性的指標(biāo)，均勻伸長的值高，則能夠得到良好的抗震性。
作為提高此均勻伸長的方法，利用奧氏體的相變致塑性(以下，稱為“TRIP”)，使殘留奧氏體(殘留γ)的量增加的方法歷來被大家所熟識。
例如，在作為汽車和各種的產(chǎn)業(yè)機(jī)械中使用的高強(qiáng)度構(gòu)件的原材料的熱軋高張力鋼板領(lǐng)域中，由于通過沖壓加工等的成形加工，加工成所定的形狀，所以要求強(qiáng)度—延展性平衡優(yōu)異的鋼板。因此，在專利文獻(xiàn)1～3等中，公開了將適當(dāng)?shù)慕M織的細(xì)化和殘留奧氏體的TRIP現(xiàn)象進(jìn)行組合的強(qiáng)度高并且強(qiáng)度—延展性平衡優(yōu)異的鋼的制造方法。
還有，在專利文獻(xiàn)4中提出了如下提案，作為強(qiáng)度—延展性平衡優(yōu)異并且能夠進(jìn)行化成處理的熱軋高強(qiáng)度鋼板，在含有C為0.05～0.30％的熱軋高張力鋼板中，以體積比率計(jì)含有15％以上的奧氏體，剩余部實(shí)質(zhì)上由平均晶粒徑為1.5～3μm的多邊形鐵素體(polygonal ferrite)構(gòu)成。
這些專利文獻(xiàn)1～4，與大熱量輸入焊接的厚鋼板不同，是用于汽車和各種產(chǎn)業(yè)機(jī)械的鋼板，當(dāng)然沒有考慮到大熱量輸入焊接時(shí)的HAZ韌性等。因此，當(dāng)然，大熱量輸入焊接時(shí)的HAZ韌性較低，所以不能適用于建筑物和橋梁等的大型構(gòu)造物用的厚鋼板。還有，作為組織也同樣，多邊形鐵素體，會(huì)降低高強(qiáng)度鋼板的強(qiáng)度—延展性平衡，和耐焊接裂紋性還有大熱量輸入HAZ韌性。
此外，為了提高均勻伸長，而使殘留γ增加，則島狀的馬氏體也會(huì)增加，從而存在母材韌性下降的問題。
由此，在大熱量輸入焊接的厚鋼板中，作為確保良好的母材韌性并提高均勻伸長的技術(shù)，在專利文獻(xiàn)5中提出了如下提案，在C0.010～0.06％的590MPa級的高張力厚鋼板中，使0.5體積％以上的殘留奧氏體存在，并且使島狀馬氏體的分率在20體積％以下，以[Mn]+1.5×[Cr]+2×[Mo]所表示的KP值(％)在特定的范圍。
專利文獻(xiàn)1特開昭63-4017號公報(bào)(權(quán)利要求的范圍)專利文獻(xiàn)2特開平9-87798號公報(bào)(權(quán)利要求的范圍)專利文獻(xiàn)3特開平9-104947號公報(bào)(權(quán)利要求的范圍)專利文獻(xiàn)4特開2004-131833號公報(bào)(權(quán)利要求的范圍)專利文獻(xiàn)5特開2003-160835號公報(bào)(權(quán)利要求的范圍，表3)但是，上述專利文獻(xiàn)5，如其實(shí)施例表3所示，抗拉強(qiáng)度618MPa的均勻伸長為13.1％左右，相對于抗拉強(qiáng)度延展性較低，強(qiáng)度—延展性平衡(抗拉強(qiáng)度×均勻伸長)也在很低的水平。
由此，在590MPa級以上的高強(qiáng)度厚鋼板中，其現(xiàn)狀為希望一種能夠確保良好的母材韌性和大熱量輸入可焊性，提高均勻伸長，強(qiáng)度—延展性平衡優(yōu)異的厚鋼板。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明正是鑒于這樣的情況，其目的在于，提供一種能夠確保良好的母材韌性和大熱量輸入可焊性，提高均勻伸長，強(qiáng)度—延展性平衡優(yōu)異的590～780MPa級的高強(qiáng)度厚鋼板及其制造方法。
為了達(dá)到此目的，本發(fā)明的強(qiáng)度—延展性平衡以及可焊性優(yōu)異的厚鋼板的特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，分別含有C0.01～0.10％、Si0.05～2.0％、Mn1.5～7.0％、Al0.1％以下(不包含0％)、Ti0.002～0.1％、N0.001～0.01％，剩余部分實(shí)質(zhì)上是鐵以及不可避免的雜質(zhì)，厚鋼板組織中殘留γ的分率為1.0～30％，并且此殘留γ的分率滿足下述KTP值。這里KTP值＝-3.14×103+163×(γR分率)+5.09×105×(1/Ms(γR))≥0這里，Ms(γR)是殘留γ的Ms點(diǎn)(馬氏體相變開始溫度)，表示為Ms(γR)＝550-361(％C(γR))-39(％Mn)-20(％Cr)-17(％Ni)-10(％Cu)-5(％Mo)這里，％C(γR)為殘留γ中的C量。
還有，在上述Ms(γR)的式中，本發(fā)明中還要考慮選擇性添加元素Cr、Ni、Cu、Mo的量。這是因?yàn)檎J(rèn)識到不僅在選擇性地含有(進(jìn)行添加)實(shí)質(zhì)量的Cr、Ni、Cu、Mo的情況下，而且在作為可以測定的雜質(zhì)量的水平含有的情況下，嚴(yán)密地說由于影響Ms(γR)的值，所以在重要的Ms(γR)的計(jì)算中應(yīng)當(dāng)進(jìn)行考慮。
還有，為了達(dá)到此目的，本發(fā)明的強(qiáng)度—延展性平衡以及可焊性優(yōu)異的厚鋼板的制造方法的特征在于，由權(quán)利要求1～6中所述的任一成分組成構(gòu)成的原材鋼，進(jìn)行加熱，熱軋后進(jìn)行強(qiáng)制冷卻，其后進(jìn)行熱處理，即，加熱至(Thold-Ae1)/(Ae3-Ae1)×100為5～50％的范圍的加熱溫度Thold，并進(jìn)行保持。
在本發(fā)明中，對于590～780MPa級的厚鋼板，為了提高均勻伸長，增加或者確保殘留γ量，這一點(diǎn)與所述現(xiàn)有技術(shù)相同。
但是，本發(fā)明中，此外還提高殘留γ中C的量(提高C濃度)，以確保殘留γ的穩(wěn)定性。由此，能夠使殘留γ的分率(量)和殘留γ的穩(wěn)定性取得平衡，提高均勻伸長，能夠確保優(yōu)異的強(qiáng)度—延展性平衡。還有，也抑制島狀馬氏體的增加，能夠確保韌性。
因此，本發(fā)明的上述KTP值，可以說能夠作為殘留γ的穩(wěn)定性的指標(biāo)，或者奧氏體相變致塑性(“TRIP”)效果的指標(biāo)，以及作為強(qiáng)度—延展性平衡的指標(biāo)。
上述專利文獻(xiàn)5的強(qiáng)度—延展性平衡(抗拉強(qiáng)度×均勻伸長)較低，推測是因?yàn)殡m然確保了殘留γ的分率(量)，但是由于殘留γ中的C量少，所以殘留γ變得不穩(wěn)定。
這樣，本發(fā)明的590～780MPa級的高強(qiáng)度厚鋼板，能夠確保良好的母材韌性和大熱量輸入可焊性，提高均勻伸長，強(qiáng)度—延展性平衡優(yōu)異，能夠得到良好的抗震性。其結(jié)果，最適合適用于船舶、海洋構(gòu)造物、橋梁、建筑構(gòu)造物等的大型構(gòu)造物等。
具體實(shí)施例方式
首先，本發(fā)明的590～780MPa級的高強(qiáng)度厚鋼板，主相組織為貝氏體。貝氏體組織，能夠確保良好的母材韌性和大熱量輸入可焊性，將提高均勻伸長、良好的強(qiáng)度—延展性平衡、良好的抗震性作為前提來保障。因此，厚鋼板優(yōu)選以含有殘留γ的貝氏體為主體的組織。
但是，因?yàn)橹圃焐系某杀竞途窒薜?，在此貝氏體之外，在不防礙上述特性的范圍，允許多邊形鐵素體、馬氏體或滲碳體的生成或混存。但是，這些組織，由于會(huì)降低強(qiáng)度—延展性平衡，所以盡量少為佳。特別是，從改善強(qiáng)度—延展性平衡和耐焊接裂紋性和大熱量輸入HAZ韌性的角度出發(fā)，對于在軋制后的冷卻過程中容易生成或混存的多邊形鐵素體，將其在厚鋼板組織的分率設(shè)定為15％以下為佳。
對于這些多邊形鐵素體、貝氏體等的相變組織的分率(體積分率)，對各鋼板的板厚的1/4部位進(jìn)行表面拋光后，以3％的硝酸乙醇腐蝕液進(jìn)行腐蝕后，通過光學(xué)顯微鏡對組織進(jìn)行觀察(倍率1000倍)，以n＝10對50μ角的區(qū)域進(jìn)行拍攝，通過點(diǎn)算法(point counting)等的圖像解析，進(jìn)行測定。
(殘留γ)接著，對本發(fā)明的厚鋼板組織中的殘留γ規(guī)定，進(jìn)行以下說明。本發(fā)明的厚鋼板組織的殘留γ的分率，以得到優(yōu)異的強(qiáng)度—延展性平衡為前提，體積分率為1.0～30％。如果殘留γ的分率低于1.0％，則不能發(fā)揮殘留γ的“TRIP”效果。其結(jié)果，作為前提，在590～780MPa級的高強(qiáng)度厚鋼板中，不能得到抗拉強(qiáng)度×均勻伸長為14000以上的、優(yōu)異的強(qiáng)度—延展性平衡。另外，殘留γ的分率超過30％時(shí)，島狀馬氏體容易增加，會(huì)降低韌性。
(KTP值)本發(fā)明中，如上所述，此外還提高殘留γ中的C的量(提高C濃度)，確保殘留γ的穩(wěn)定性。由此，能夠使殘留γ的分率(量)和殘留γ的穩(wěn)定性取得平衡，能夠提高均勻伸長。其結(jié)果，在590～780MPa級的高強(qiáng)度厚鋼板中，能夠確?？估瓘?qiáng)度×均勻伸長為14000以上的、優(yōu)異的強(qiáng)度—延展性平衡。
殘留γ的Ms點(diǎn)(馬氏體相變開始溫度)表示殘留γ的穩(wěn)定性，殘留γ中的C量水平越高，還有Mn、Cr、Ni、Cu等的各量越多，如下述Ms(γR)式所示，殘留γ的Ms點(diǎn)即Ms(γR)下降，殘留γ穩(wěn)定化。
因而，如下述KTP值式所示，此Ms(γR)越低，還有γR分率越高，此Ms(γR)的倒數(shù)和γR分率之和的KTP值與0相比越大。因此，可以說下述KTP值，可以作為殘留γ的穩(wěn)定性的指標(biāo)，或者奧氏體相變致塑性(“TRIP”)效果的指標(biāo)，進(jìn)而作為強(qiáng)度—延展性平衡的指標(biāo)。能夠使殘留γ的分率(量)和殘留γ的穩(wěn)定性取得平衡。
此外，上述KTP值低于0，則殘留γ中C的量水平下降，殘留γ的Ms點(diǎn)即Ms(γR)上升，殘留γ不穩(wěn)定化。因此，強(qiáng)度—延展性平衡下降。
KTP值＝-3.14×103+163×(γR分率)+5.09×105×(1/Ms(γR))≥0這里，Ms(γR)是殘留γ的Ms點(diǎn)(馬氏體相變開始溫度)，表示為Ms(γR)＝550-361(％C(γR))-39(％Mn)-20(％Cr)-17(％Ni)-10(％Cu)-5(％Mo)這里，％C(γR)為殘留γ中的C量。
此KTP值式，是為了定量評價(jià)殘留γ(γR)的量和殘留γ的穩(wěn)定性對“TRIP”減少的影響，制作了殘留γ的量和殘留γ的穩(wěn)定性(用殘留γ的Ms點(diǎn)替代)變化的各種試樣，從這些試樣得到的TS(抗拉強(qiáng)度)×EL(均勻伸長)和上述各參數(shù)，作成多重回歸式，使成為TS×EL＝14000的條件(強(qiáng)度—延展性平衡的臨界條件)為0來格式化的公式。
(殘留γ的計(jì)測)對于上述殘留γ的分率，在鋼板的板厚的1/4部位，根據(jù)鋼板組織的X射線衍射測定可以計(jì)測。即，例如，使用X射線衍射測定裝置(理學(xué)電氣制RAD-RU300)，靶為Co，靶的輸出為40kv-200mA，求出鋼板組織的X射線衍射峰值，通過Liebert(リ一ベルト)法計(jì)算求出理論強(qiáng)度比，測定殘留γ量(Vγ量)。
此外，作為上述殘留γ中的C量(C濃度)的％C(γR)，在鋼板試料上涂敷作為標(biāo)準(zhǔn)物質(zhì)的Si，通過上述X射線衍射進(jìn)行測定，決定Si、殘留γ(γR)的X射線衍射峰值位置。利用此峰值位置，測定殘留γ的晶格常數(shù)a0。使用峰值為(111)、(200)、(220)、(311)。
然后，從該晶格常數(shù)a0，根據(jù)“D.J.Dyson et a1.，Journal of the Iron andSteel Institute，(1970)p469～474”中所記載的下式計(jì)算式，求出殘留γ中的C量(C濃度)。下式計(jì)算式，對于殘留γ中的C量，以鋼板中所含其他的碳化物形成元素作為負(fù)因子進(jìn)行計(jì)算。％C(γR)＝(a0-3.578-0.00095×％Mn+0.0002×％Ni-0.0006×％Cr-0.022×％N-0.0056×％Al-0.0004×％Co-0.0015×％Cu-0.0031×％Mo-0.0051×％Nb-0.0039×％Ti-0.0018×％V-0.0018×％W)/0.033(厚鋼板的組成)對本發(fā)明厚鋼板的組成(單位質(zhì)量％)，包括對各元素限定的理由，進(jìn)行以下說明。對本發(fā)明厚鋼板的上述組織進(jìn)行控制，以確保良好的母材韌性和大熱量輸入可焊性、提高均勻伸長、強(qiáng)度—延展性平衡優(yōu)異、得到良好的抗震性為前提，使本發(fā)明厚鋼板的組成在如下述所示的范圍，按規(guī)定的方法進(jìn)行制造為有效。
即，所述厚鋼板，以質(zhì)量％計(jì)，分別含有C0.01～0.10％、Si0.05～2.0％，Mn1.5～7.0％、Al0.1％以下(不包含0％)、Ti0.002～0.1％、N0.001～0.01％，剩余部實(shí)質(zhì)上為鐵以及不可避免的雜質(zhì)。
以下，對規(guī)定各元素量的理由進(jìn)行詳細(xì)說明。
C0.01～0.10％C(碳)，在使“TRIP”效果得到發(fā)揮，提高殘留γ中的C的量(提高C濃度)，確保殘留γ的穩(wěn)定性，上述KTP值為0以上的，590～780MPa級的高強(qiáng)度厚鋼板中，是為了確?？估瓘?qiáng)度×均勻伸長為14000以上的優(yōu)異的強(qiáng)度—延展性平衡的重要元素。此外，C對確保焊接時(shí)的HAZ部的耐焊接裂紋性、大熱量輸入HAZ韌性、和母材的強(qiáng)度方面也有效。
為了發(fā)揮這樣的效果，有必要至少含有0.01％，C含量低于0.01％，則不能發(fā)揮“TRIP”效果，殘留γ中的C量減少，殘留γ的Ms點(diǎn)即Ms(γR)上升，殘留γ變得不穩(wěn)定，上述KTP值低于0。因此，在590～780MPa級的高強(qiáng)度厚鋼板中，不能夠確?？估瓘?qiáng)度×均勻伸長為14000以上的優(yōu)異的強(qiáng)度—延展性平衡。
此外，如果C量超過0.10％而過量含有，則生成的不是高冷卻速度側(cè)的低溫相變貝氏體而是馬氏體，相反不能改善耐焊接裂紋性以及大熱量輸入HAZ韌性。因此，使C含量為0.01～0.10％，優(yōu)選為0.02～0.08％的范圍。
Si0.05～2.0％Si，具有抑制滲碳體形成的效果，可以提高強(qiáng)度—延展性平衡。還有，進(jìn)行固溶強(qiáng)化，有助于確保母材強(qiáng)度。此效果在含有0.05％以上，優(yōu)選為0.2％以上時(shí)可以得到發(fā)揮。此外，如果超過2.0％而含有過量的Si，則會(huì)降低母材韌性和HAZ韌性。因此，使Si含量為0.05～2.0％，優(yōu)選為0.2～2.0％的范圍。
Mn1.5～7.0％Mn，具有改善鋼的淬火性的作用，并且在高冷卻速度或低冷卻速度下均容易生成低溫相變貝氏體。如果Mn含量低于1.0％，則不能發(fā)揮所期望的改善淬火性的作用，殘留γ不能穩(wěn)定化，母材強(qiáng)度也不足，因此強(qiáng)度—延展性平衡降低。此外，如果超過7.0％而含有過量的Mn，則HAZ韌性惡化。因此，使Mn含量的范圍為1.5～7.0％的范圍，優(yōu)選為2.0～6.0％的范圍。
Al0.1％以下(不包含0％)Al，將固溶的氮以AlN的形式進(jìn)行固定，還有通過固溶強(qiáng)化，提高強(qiáng)度—延展性平衡。此外，如果Al超過0.1％而含有過量的Al，則固溶強(qiáng)化過度，會(huì)降低韌性等的母材特性。因此，Al含量是根據(jù)氮量決定，不含有氮時(shí)，沒有必要特別含有。因此，使Al含量為0.1％以下(不包含0％)，優(yōu)選為0.05％以下(不包含0％)。
Ti(總量)0.002～0.1％Ti，Ti與氮形成氮化物，或與氧形成氧化物，細(xì)化大熱量輸入焊接時(shí)的HAZ部的γ粒，有助于改善HAZ韌性。為了有效地發(fā)揮這樣的效果，使Ti含量(總量)在0.002％以上。此外，如果Ti量，以Ti(總量)計(jì)，超過0.1％而過量，則Ti氮化物和Ti氧化物過多或變得粗大，相反會(huì)降低HAZ韌性和母材韌性。因此，使全Ti含量(總量)為0.002～0.1％，優(yōu)選為0.005～0.05％的范圍。
N0.001～0.01％N(氮)，Ti與氮形成氮化物，或與氧形成氧化物，細(xì)化大熱量輸入焊接時(shí)的HAZ部的γ粒，有助于改善HAZ韌性。為了有效地發(fā)揮這樣的效果，使其含有0.001％以上。此外，如果N量超過0.01％而過量，則會(huì)降低母材韌性和HAZ韌性。因此，使N含量為0.001～0.01％，優(yōu)選為0.0030～0.0080％的范圍。
以下，對選擇性含有的元素進(jìn)行說明。
Cr、Ni、Cu、Mo中任一種或兩種以上Cr、Ni、Cu、Mo，均是上述KTP值的Ms(γR)式的負(fù)項(xiàng)，使殘留γ穩(wěn)定化，提高強(qiáng)度—延展性平衡。為了發(fā)揮此效果，有選擇地含有合計(jì)0.2％以上的Cr、Ni、Cu、Mo中任一種或兩種以上。
此外，如果這些元素的一種或兩種以上的合計(jì)超過5％而過量，則殘留γ過于穩(wěn)定，相反不能得到“TRIP效果”。因此，有選擇地含有Cr、Ni、Cu、Mo中任一種或兩種以上時(shí)，使它們合計(jì)為0.2～5％，優(yōu)選為0.5～3.0％的范圍。
B0.0005～0.0050％B，抑制軋制后的冷卻過程中的多角鉄素體的形成，確保母材強(qiáng)度。還有，細(xì)化鐵組織具有改善母材韌性的效果。含量在0.0005％以上時(shí)，能夠發(fā)揮此效果。此外，如果B含量超過0.0050％，則這些效果飽和。因此，使B含量為0.0005～0.0050％的范圍。
Nb、V、Zr、W中的任一種或兩種以上Nb、V、Zr、W形成碳化物(MC)，具有提高母材強(qiáng)度的效果。為了發(fā)揮此效果，有選擇地含有合計(jì)為0.01％以上的Nb、V、Zr、W中的任一種或兩種以上。
此外，如果這些元素的一種或兩種以上的合計(jì)超過0.5％而過量，則相反MC過多，減少鋼中的單體碳，降低殘留γ的穩(wěn)定性。因此，有選擇地含有Nb、V、Zr、W中的任一種或兩種以上時(shí)，使它們的合計(jì)為0.01～0.5％的范圍。
REM0.001～0.1％REM細(xì)化MnS等的硫化物等的夾雜物，改善HAZ韌性。為了發(fā)揮此效果，有選擇地含有0.001％以上。但是，如果REM超過0.1％則效果飽和。因此，有選擇地含有REM時(shí)，使之含量為0.001～0.1％的范圍。
接著，對不可避免的雜質(zhì)進(jìn)行以下說明。上述以外的元素為雜質(zhì)，在不防礙厚鋼板特性的范圍內(nèi)允許含有。例如，P(磷)和S(硫)也是作為不可避免的雜質(zhì)而存在的元素，會(huì)產(chǎn)生降低可焊性和母材韌性等的不好影響。因此，P抑制為0.020％以下，S抑制為0.010％以下為佳。
(制造方法)本發(fā)明厚鋼板，包括熱軋，工序自身可以根據(jù)通常方法進(jìn)行制造。即，通過轉(zhuǎn)爐等的通常的熔煉法進(jìn)行熔煉，接著通過連續(xù)鑄造法等的通常的鑄造法得到所定尺寸的原材鋼(板坯)。原材鋼(板坯)，通過通常的厚鋼板的制造方法，加熱后，進(jìn)行熱軋，阻止沿軋制方向的集合組織的成長，在熱軋完成時(shí)得到經(jīng)過再結(jié)晶的組織。對熱軋完成后鋼板進(jìn)行水淬火。其后，進(jìn)行鋼板的回火，形成厚鋼板產(chǎn)品。
對軋制條件沒有進(jìn)行特別限定，但是優(yōu)選為加熱至1000～1200℃后，以軋制完成溫度為700～900℃進(jìn)行軋制。通過這樣的低溫軋制，能夠細(xì)化后述的2相區(qū)域的熱處理后的組織，能夠提高母材韌性等的特性。
還有，在軋制后的水淬火等的強(qiáng)制冷卻中，以1.0～20℃/s的冷卻速度進(jìn)行冷卻為佳。通過如此提高冷卻速度，提高貝氏體的分率，從而能夠細(xì)化后述的2相區(qū)域的熱處理后的組織，能夠提高母材韌性等的特性。
為了滿足上述組織的條件，特別要注意上述熱處理(回火、temper)時(shí)的溫度條件。熱處理的溫度，在Ae1和Ae3之間的α+γ2相區(qū)域過熱。具體地說，就熱處理的溫度(加熱溫度Thold℃)而言，使(Thold-Ae1)/(Ae3-Ae1)×100在5～50％的范圍，加熱至此范圍進(jìn)行保持。通過在此溫度進(jìn)行保持，形成微細(xì)的奧氏體，其后，在冷卻至室溫時(shí)，可以得到殘留γ以體積分率計(jì)為1.0～30％的貝氏體組織。還有，對于保持時(shí)間而言，為了得到這些效果需要充分的時(shí)間，保持3分鐘以上為佳。
在加熱溫度Thold以(Thold-Ae1)/(Ae3-Ae1)×100計(jì)低于5％，成為低于Ae1的α+θ區(qū)域的情況下，在冷卻至室溫時(shí)，不能夠確保體積分率1.0％以上的充分的量的殘留γ。
此外，在熱處理溫度(Thold-Ae1)/(Ae3-Ae1)×100超過50％，超過Ae3而成為γ區(qū)域的情況下，冷卻至室溫時(shí)，殘留γ的體積分率超過30％，碳向殘留γ中的濃化不能充分進(jìn)行，所以殘留γ的穩(wěn)定性下降，反而不能夠確保充分的殘留γ的量。
以下，例舉實(shí)施例對本發(fā)明進(jìn)行更具體的說明，本發(fā)明并不受下述實(shí)施例的限制，在適于上述、下述本發(fā)明主旨的范圍內(nèi)進(jìn)行適當(dāng)?shù)淖兏鴮?shí)施也是可能的，這些任一個(gè)均包含在本發(fā)明的技術(shù)范圍內(nèi)。
實(shí)施例表1(發(fā)明例A～P以及比較例Q～W)所示化學(xué)成分組成的鋼經(jīng)真空溶解，制成150kg的鋼錠。此鋼錠經(jīng)如表2所示軋制條件的多輥軋制以及強(qiáng)制冷卻，得到板厚30mm的鋼板。將此鋼板在表2以及表3所示的2相區(qū)域熱處理?xiàng)l件下進(jìn)行熱處理(加熱時(shí)間共同大約1小時(shí))，作為供試材。還有，表1中記載了用熱力學(xué)軟件的熱力學(xué)計(jì)算得到的各鋼板的Ae1和Ae3值。
還有，在表2的2相區(qū)域熱處理的加熱條件中，記載了表3中記載的此2相區(qū)域熱處理的加熱溫度(Thold℃)條件式、(Thold-Ae1)/(Ae3-Ae1)×100(％)的值，和基于加熱溫度的誤差的誤差范圍(±％)。
從這樣得到的鋼板采取試料，如表3所示，按上述的測定方法和計(jì)算方法分別求出了厚鋼板組織中多角鉄素體的體積分率(α分率％)、殘留γ的分率(γR分率％)、殘留γ中的C量(C(γR)％)、殘留γ的Ms點(diǎn)(Ms(γR)℃)、KTP值。還有，確認(rèn)到剩余部的組織以貝氏體為主體。
另外，測定了相同的試料的母材抗拉特性、可焊性。將這些結(jié)果表示在表3中。
(母材抗拉特性)從上述試料采取JIS 4號試驗(yàn)片，根據(jù)JISZ2241進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，求出鋼板的抗拉強(qiáng)度(TSMPa)，以及均勻伸長(EL從載荷最大值下降5％時(shí)的應(yīng)變量uE(5％down))。此外，還求出TS×EL的強(qiáng)度—延展性平衡。這里，強(qiáng)度—延展性平衡(MPa％)，在14000以上的評價(jià)為優(yōu)異。
(母材韌性)從板厚1/4深度部位采取擺錘沖擊試驗(yàn)片，根據(jù)JISZ2242進(jìn)行擺錘沖擊試驗(yàn)，測定0℃的韌性(vE0J)。并且，將vE0為110J以上的情況，評價(jià)為母材韌性優(yōu)異。
(焊接接頭韌性)將從上述試料切出的試驗(yàn)片(尺寸12.5mm×32mm×55mm)，加熱至1400℃以及1200℃，在此溫度保持5秒后，進(jìn)行用730秒從800℃冷卻到500℃的熱循環(huán)(相當(dāng)于以5kJ/mm的熱量輸入進(jìn)行SAW焊接時(shí)的HAZ的熱過程)。從各試驗(yàn)片取擺錘沖擊試驗(yàn)片，根據(jù)JISZ2242進(jìn)行擺錘沖擊試驗(yàn)，測定0℃的韌性(vE0J)。然后，將vE0為100J以上的情況評價(jià)為焊接接頭韌性優(yōu)異。
如表1～3明確表明，發(fā)明例1～17，使用的是滿足本發(fā)明組成的表1的發(fā)明例A～P的鋼，并且在表2的1和2的優(yōu)選的2相區(qū)域熱處理的制造條件范圍內(nèi)制造而成。因此，厚鋼板組織中殘留γ的分率為1.0～30％的范圍，并且，此殘留γ的分率滿足下述的KTP值。還有，發(fā)明例1～17的鋼板組織，除去表3的γR分率(殘留γ的分率)和α分率(多邊形鐵素體分率)，剩余部分為貝氏體，是以貝氏體為主體的組織。
此結(jié)果，在590MPa級以上的高強(qiáng)度厚鋼板中，能夠得到14000MPa％以上的強(qiáng)度—延展性平衡。還有，母材韌性也優(yōu)異。此外，熱循環(huán)特性也能得到100J以上的韌性，焊接接頭韌性等的可焊性也優(yōu)異。
這些結(jié)果，表示出作為高強(qiáng)度的590～780MPa級的厚鋼板，在建筑構(gòu)造物和鋼構(gòu)造物進(jìn)行使用時(shí)，可以得到良好的抗震性。
相對于此，比較例18～24，使用的是任一元素的成分組成均在本發(fā)明范圍之外的表1的比較例的Q～W的鋼。因此，盡管在軋制、2相區(qū)域熱處理等的制造條件處于選范圍內(nèi)的情況下制造而成，殘留γ的分率等在組織規(guī)定之外，或者即使在其中，其14000MPa％以上的強(qiáng)度—延展性平衡、母材韌性、熱循環(huán)特性中的任一個(gè)或全部的特性均比發(fā)明例差。
還有，比較例25，盡管其使用的是滿足本發(fā)明組成的表1的發(fā)明例A的鋼，但是在軋制、2相區(qū)域熱處理等的制造條件在優(yōu)選的范圍之外的條件下制造而成，殘留γ的分率等在組織規(guī)定之外，所以14000MPa％以上的強(qiáng)度—延展性平衡、熱循環(huán)特性中的任一個(gè)或兩項(xiàng)的特性均比發(fā)明例差。
其結(jié)果，這些比較例不能夠作為有抗震性要求的建筑構(gòu)造物和鋼構(gòu)造物用的590～780MPa級的厚鋼板使用。
比較例18中，鋼Q的C量過高，超出上限。因此，盡管殘留γ的分率等的組織在發(fā)明范圍內(nèi)，但其熱循環(huán)特性低，可焊性差。
比較例19中，鋼R的Si量過高，超出上限。因此，盡管殘留γ的分率等的組織在發(fā)明范圍內(nèi)，但其熱循環(huán)特性低，可焊性差。
比較例20中，鋼S的Si量過低，低于下限。因此，殘留γ少，殘留γ的分率不滿足KTP值，強(qiáng)度—延展性平衡差。
比較例21中，鋼T的Mn量過低，低于下限。因此，殘留γ的分率不滿足KTP值，強(qiáng)度—延展性平衡差。
比較例22中，鋼U的Mn量過高，超出上限。因此，盡管殘留γ的分率等的組織在發(fā)明范圍內(nèi)，但其熱循環(huán)特性低，可焊性差。
比較例23中，鋼V的Al量過高，超出上限。因此，多邊形鐵素體的量(α分率)變多，殘留γ的分率不滿足KTP值，強(qiáng)度—延展性平衡、熱循環(huán)特性差。
比較例24中，鋼W的Ti量過高，超出上限。因此，生成Ti的碳化物，不形成殘留γ，強(qiáng)度—延展性平衡、熱循環(huán)特性均差。
比較例25中，盡管其使用的是滿足本發(fā)明組成的表1的發(fā)明例A的鋼，但其經(jīng)表2的3的優(yōu)選范圍之外的2相區(qū)域熱處理制造而成。因此，由于殘留γ的分率過少，所以不滿足KTP值，強(qiáng)度—延展性平衡、熱循環(huán)特性均差。
從上述結(jié)果可以證明，在本發(fā)明的成份組成和組織的規(guī)定的、高強(qiáng)度的590～780MPa級的厚鋼板的情況下，強(qiáng)度—延展性平衡和可焊性韌性得到改善。
工業(yè)上的利用可能性如以上說明，根據(jù)本發(fā)明，能夠提供一種能夠確保良好的母材韌性和大熱量輸入可焊性，提高均勻伸長，強(qiáng)度—延展性平衡優(yōu)異的590～780MPa級的厚鋼板及其制造方法。因此，本發(fā)明的厚鋼板能夠適用于要求具有抗震性的構(gòu)造物，建筑構(gòu)造物。
表1

表2

表3

權(quán)利要求
1.一種強(qiáng)度—延展性平衡以及可焊性優(yōu)異的厚鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，分別含有C0.01～0.10％、Si0.05～2.0％、Mn1.5～7.0％、Al0.1％以下但不包含0％、Ti0.002～0.1％、N0.001～0.01％，剩余部分實(shí)質(zhì)上是鐵以及不可避免的雜質(zhì)，所述厚鋼板組織中殘留γ的分率為1.0～30％，并且此殘留γ的分率滿足下述KTP值，其中，KTP值＝-3.14×103+163×(γR分率)+5.09×105×(1/Ms(γR))≥0其中，Ms(γR)是殘留γ的Ms點(diǎn)，即，馬氏體相變開始溫度，表示為Ms(γR)＝550-361(％C(γR))-39(％Mn)-20(％Cr)-17(％Ni)-10(％Cu)-5(％Mo)其中，％C(γR)為殘留γ中的C量。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的強(qiáng)度—延展性平衡以及可焊性優(yōu)異的厚鋼板，其特征在于，上述厚鋼板還含有合計(jì)為0.2～5％的Cr、Ni、Cu、Mo中的任一種或兩種以上。
3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的強(qiáng)度—延展性平衡以及可焊性優(yōu)異的厚鋼板，其特征在于，上述厚鋼板還含有B0.0005～0.0050％。
4.根據(jù)權(quán)利要求1所述的強(qiáng)度—延展性平衡以及可焊性優(yōu)異的厚鋼板，其特征在于，上述厚鋼板還含有合計(jì)為0.01～0.5％的Nb、V、Zr、W中的任一種或兩種以上。
5.根據(jù)權(quán)利要求1所述的強(qiáng)度—延展性平衡以及可焊性優(yōu)異的厚鋼板，其特征在于，上述厚鋼板還含有REM0.001～0.1％。
6.根據(jù)權(quán)利要求1所述的強(qiáng)度—延展性平衡以及可焊性優(yōu)異的厚鋼板，其特征在于，上述厚鋼板組織的多邊形鐵素體的分率為15％以下。
全文摘要
本發(fā)明提供一種能夠確保良好的母材韌性和大熱量輸入可焊性，提高均勻伸長，強(qiáng)度—延展性平衡優(yōu)異的590～780MPa級的厚鋼板及其制造方法。所述厚鋼板，以質(zhì)量％計(jì)，分別含有C0.01～0.10％、Si0.05～2.0％、Mn1.5～7.0％、Al0.1％以下(不包含0％)、Ti0.002～0.1％、N0.001～0.01％，剩余部分實(shí)質(zhì)上是鐵以及不可避免的雜質(zhì)，將此厚鋼板熱軋后，加熱至(T
文檔編號B23K35/22GK1769509SQ20051012021
公開日2006年5月10日 申請日期2005年11月7日 優(yōu)先權(quán)日2004年11月5日
發(fā)明者村上俊夫, 岡崎喜臣, 畑野等 申請人:株式會(huì)社神戶制鋼所