專利名稱：高強度厚鋼板及其制造方法、以及高強度鋼管的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種用于輸送天然氣或原油的高強度管道鋼管用厚鋼板及其制造方法。特別是涉及在剪切加工中進行切斷時應(yīng)對該切斷的耐裂紋性優(yōu)良，高韌性特別是DWTT(Drop Weight Tear Test，落錘撕裂試驗)特性優(yōu)良，并且屈服比(屈服強度除以拉伸強度的值)在0.85以下，且拉伸強度在900MPa以上的低屈服比高強度管道鋼管用鋼板及其制造方法、以及使用該鋼板制造的高強度鋼管。

背景技術(shù)：
用于輸送天然氣或原油的管道鋼管，近年來為了通過高壓化來提高輸送效率、或通過薄壁化來提高現(xiàn)場焊接施工效率，逐年得到高強度化，并且即使管道鋼管因大地震或凍土地帶中的地基變動而產(chǎn)生大變形，也為了不會因局部壓曲而引起裂紋，已經(jīng)將具有高變形能力(高變形能力例如是指相對于外部應(yīng)力顯示出較大的均勻拉伸性，防止壓曲的情況，或者因低屈服比而拉伸性具有富余的情況等)的、拉伸強度超過800MPa的管道鋼管實用化。近年來，進一步對拉伸強度超過900MPa的管道鋼管提出了具體要求。
關(guān)于這種用于高強度管道鋼管用焊接鋼管的厚鋼板的制造方法，例如在專利文獻1中公開了如下技術(shù)在熱軋后進行2階段冷卻，通過將第2階段的冷卻停止溫度設(shè)為300℃以下，從而實現(xiàn)高強度化。
并且，在專利文獻2中，公開了利用Cu析出強化的、與用于高強度化的加速冷卻+時效熱處理條件有關(guān)的技術(shù)。并且，在專利文獻3中公開了一種耐壓縮局部壓曲性優(yōu)良的鋼管根據(jù)管厚和外徑之比，具有適當?shù)牡诙嘟M織的面積率，從而顯示出低屈服比。
但是，如專利文獻1中記載的技術(shù)，降低冷卻停止溫度，導(dǎo)入低溫相變生成的硬質(zhì)的貝氏體或馬氏體組織，從而實現(xiàn)高強度化的情況下，通過剪切加工將僅實施了冷卻的鋼板切斷成所需要的尺寸時，因鋼中殘留的擴散性氫的緣故，在切斷的端面產(chǎn)生裂紋(以下稱作切斷裂紋)。在拉伸強度不足900MPa的鋼板中要求高變形能力，但不能得到0.85以下的屈服比。
另一方面，如專利文獻2，在加速冷卻后進行熱處理的情況下，由于鋼中的氫充分擴散，因而能夠抑制切斷裂紋，但在熱處理過程中在顯微組織中滲碳體析出并粗大化，由此降低韌性，特別是進行脆性裂紋傳播停止特性的評價的DWTT(Drop Weight Tear Test)特性變差。并且，專利文獻2的目的為具有高變形能力，因而不能得到0.85以下的屈服比。
并且，在專利文獻3中記載的技術(shù)，如在該文獻中記載，即使管道鋼管因大地震或凍土地帶中的地基變動而產(chǎn)生大變形，也與具有防止產(chǎn)生裂紋的高變形能力的要求對應(yīng)地，其目的在于降低將屈服強度除以拉伸強度的屈服比(YR)，但在該技術(shù)中，鋼管的母材具有第二相，從而夏比吸收能降低，很難說由外因性的事故而產(chǎn)生的延展性破壞的裂紋傳播停止特性(脆性破壞試驗，通過在實施了形成切口或?qū)嵤┝四軐⑵浯娴募庸さ脑囼炂蛟囼烍w上施加靜態(tài)或動態(tài)載荷而進行。在該試驗中，由于沖擊載荷而產(chǎn)生脆性裂紋，求出各溫度下的脆性破壞的傳播停止特性)優(yōu)良，并且第一相為鐵素體組織，因而不能得到900MPa以上的拉伸強度。
專利文獻1日本專利公開2003-293089號公報
專利文獻2日本專利公開平08-311548號公報
專利文獻3日本專利公開平09-184015號公報

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明是鑒于上述問題作出的，其第一目的在于提供一種不引起切斷裂紋就能夠進行剪切加工的高強度厚鋼板和高強度鋼鋼管，用作管道鋼管時即使產(chǎn)生因大地震等地基變動而引起的大變形，也具有屈服比較低的特性，以防止產(chǎn)生局部壓曲引起的裂紋；進而提供韌性也優(yōu)良的高強度鋼板，即耐切斷裂紋性良好，具有優(yōu)良的夏比吸收能和DWTT特性，并且顯示出0.85％以下的低屈服比的、拉伸強度在900MPa以上的高強度厚鋼板及其制造方法、以及高強度鋼管。
發(fā)明人為了解決上述課題而進行而銳意研究的結(jié)果，得出了以下見解。
1)僅實施了加速冷卻的高強度厚鋼板的耐切斷裂紋性差是因為，鋼中的擴散性氫在捕獲點被捕獲，為了阻止這種情況，需要使氫量不足2ppm，為此需要至少在300℃以上的脫氫熱處理。具體而言，加速冷卻停止后，立即開始進行再加熱，使鋼板溫度升溫至300℃以上，從而促進氫的擴散，其結(jié)果，在鋼中殘留的氫的量低于切斷裂紋產(chǎn)生臨界量2ppm。
2)雖然可以通過將軟質(zhì)的鐵素體和硬質(zhì)的貝氏體和/或馬氏體組合的二相組織作為基本，從而實現(xiàn)高強度及低屈服比，但形成Nb、Ti、Mo、V的碳化物時，屈服強度因析出強化而上升，難以得到所希望的低屈服比，因而需要盡量抑制這些碳化物的析出物。
3)上述二相組織雖然可以實現(xiàn)高強度及低屈服比，但對于作為評價延展性破壞的裂紋傳播停止性能的指標的夏比吸收能，存在比相同強度級別的貝氏體或馬氏體單相組織的鋼變低的趨勢，但是通過適當?shù)乜刂其撝械腛、Ca、S，從而控制鋼中的夾雜物的形態(tài)，特別是通過減少粗大的MnS，可以使夏比吸收能達到所希望的級別。
4)存在于硬質(zhì)的貝氏體和/或馬氏體中的滲碳體的平均粒徑在0.5μm以下時，作為脆性裂紋傳播停止性能的指標的DWTT特性優(yōu)良。并且，通過加快再加熱時的加熱速度，從而即使在加速冷卻后加熱至300℃以上的溫度區(qū)域，也可以將滲碳體保持在這種微細的狀態(tài)，能夠得到良好的DWTT特性。
本發(fā)明根據(jù)上述見解，進一步進行研究而完成，本發(fā)明提供以下(1)～(5)。
(1)一種高強度厚鋼板，包含如下成分 以質(zhì)量％計，C0.03～0.12％、Si0.01～0.5％、Mn1.5～3％、Al0.01～0.08％、Nb0.01～0.08％、Ti0.005～0.025％、N0.001～0.01％、O0.003％以下、S0.001％以下、Ca0.0005～0.01％；以及 Cu0.01～2％、Ni0.01～3％、Cr0.01～1％、Mo0.01～1％、V0.01～0.1％中的至少一種成分； 在此，Ca、O、S的含量滿足以下(1)式，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成， 1≤(1-130×[O])×[Ca]/(1.25×[S])≤3...(1) 其中，在上述(1)式中，[O]、[Ca]、[S]為各元素的鋼中含量(質(zhì)量％)； 并且，在顯微組織方面， ·鐵素體+貝氏體、鐵素體+馬氏體以及鐵素體+貝氏體+馬氏體中的任意一種以面積率計在90％以上；并且 ·鐵素體以面積率計為10～50％；并且 ·貝氏體和/或馬氏體中的滲碳體的平均粒徑在0.5μm以下；并且 ·包含存在于鋼中的Nb、Ti、Mo和V中的至少一種的單一碳化物或包含其中二種以上的復(fù)合碳化物中所含的Nb、Ti、Mo和V量的總和，在鋼中所含的Nb、Ti、Mo和V的總和的10％以下。
(2)根據(jù)上述項目(1)的高強度厚鋼板，進而包含如下成分 以質(zhì)量％計，REM0.0005～0.02％、Zr0.0005～0.03％、Mg0.0005～0.01％中的至少一種成分。
(3)在根據(jù)上述項目(1)或(2)的高強度厚鋼板中，貝氏體和/或馬氏體中存在的滲碳體的平均粒徑在0.2μm以下。
(4)一種制造高強度厚鋼板的方法，包含如下工序 ·對具有上述項目(1)或(2)所述的成分組成的鋼，加熱至1000～1200℃后，開始軋制的工序； ·進行軋制而使950℃以下溫度區(qū)域內(nèi)的(作為壓下次數(shù)的總數(shù)的)累計壓下量在67％以上的工序； ·以Ar3點以上、Ar3點+100℃以下的溫度結(jié)束軋制的工序； ·緊接著，從Ar3點-50℃以上、不足Ar3點的溫度開始進行平均冷卻速度為20～80℃/s的加速冷卻至不足250℃為止的工序； ·在不足250℃的溫度區(qū)域內(nèi)停止冷卻的工序；以及 ·冷卻后立即以平均升溫速度5℃/s以上再加熱至300℃以上450℃以下的溫度的工序。
(5)一種高強度鋼管，由以下鋼管構(gòu)成 使用上述項目(1)至(3)中的任一項所述的高強度鋼板的高強度鋼管。
另外，在本發(fā)明中，高強度是指拉伸強度在900MPa以上；高韌性是指試驗溫度在-30℃時的夏比吸收能在200J以上，并且試驗溫度在-30℃時的DWTT的脆性斷面率在75％以上；低屈服比是指在0.85以下。并且，在本發(fā)明中作為對象的厚鋼板，是板厚為10mm以上的鋼板。
根據(jù)本發(fā)明，能夠得到耐切斷裂紋性良好，具有優(yōu)良的夏比吸收能和DWTT特性，并且顯示出0.85以下的屈服比，拉伸強度在900MPa以上的高強度厚鋼板，其在產(chǎn)業(yè)上非常有用。

具體實施例方式 下面，關(guān)于本發(fā)明，分為成分組成、組織、制造方法而進行具體說明。
(成分組成) 首先，對本發(fā)明的高強度厚鋼板的成分組成進行說明。另外，在以下說明中％指質(zhì)量％。
C優(yōu)選為0.03～0.12％ C在低溫相變組織中通過產(chǎn)生過飽和固溶而有助于強度上升。為了得到該效果，需要含有0.03％以上，但是若其量超過0.12％，則在加工成鋼管時，鋼管的圓周焊接部的硬度上升顯著，容易產(chǎn)生焊接低溫裂紋。因此，設(shè)C含量在0.03～0.12％。
Si優(yōu)選為0.01～0.5％以下 Si是作為脫氧材料而發(fā)揮作用，進而通過固溶強化使鋼材的強度增加的元素，但其量不足0.01％時不能得到該效果，超過0.5％時韌性顯著降低。因此，設(shè)Si含量在0.01～0.5％。
Mn優(yōu)選為1.5～3％ Mn作為淬火性提高元素而發(fā)揮作用。在其量在1.5％以上時發(fā)揮該效果，但在連鑄工藝中中心偏析部的濃度上升顯著，超過3％時成為偏析部中的延遲破壞的原因。因此，設(shè)Mn含量在1.5～3％的范圍。
Al優(yōu)選為0.01～0.08％ Al作為脫氧元素而發(fā)揮作用。其含量在0.01％以上時可得到充分的脫氧效果，但超過0.08％時鋼中的純度降低，成為韌性劣化的原因。因此，設(shè)Al含量在0.01～0.08％。
Nb優(yōu)選為0.01～0.08％ Nb具有擴大熱軋時的奧氏體未再結(jié)晶區(qū)域的效果，特別是由于將950℃以下設(shè)為未再結(jié)晶區(qū)域，因而將其含有0.01％以上。但是，其量超過0.08％時，焊接時的HAZ的韌性顯著變差。因此，設(shè)Nb含量在0.01～0.08％。
Ti優(yōu)選為0.005～0.025％ Ti形成氮化物，對降低鋼中的固溶N量有效以外，還通過析出的TiN的阻塞效果抑制奧氏體顆粒的粗大化，從而有助于母材、HAZ的韌性提高。為了得到所需要的阻塞效果，需要使其含量在0.005％以上，但超過0.025％時形成碳化物，由此引起的析出硬化導(dǎo)致韌性顯著變差。因此，設(shè)Ti含量在0.005～0.025％。
N優(yōu)選為0.001～0.01％ N通常作為鋼中的不可避免的雜質(zhì)而存在，如上所述通過添加Ti而形成抑制奧氏體顆粒的粗大化的TiN。為了得到所需要的阻塞效果，需要使其含量在0.001％以上，但超過0.01％時，在焊接部特別是在熔融線附近加熱至1450℃以上的HAZ，TiN被分解，固溶N的不良影響顯著，因此設(shè)N含量在0.001～0.01％。
Cu、Ni、Cr、Mo、V中的一種或二種以上 由于Cu、Ni、Cr、Mo、V都作為淬火性提高元素而發(fā)揮作用，因而以高強度化為目的，在以下所述的范圍內(nèi)含有這些元素中的一種或二種以上。
Cu優(yōu)選為0.01～2％ Cu在0.01％以上時有助于鋼的淬火性提高。但是，在含量超過2％時產(chǎn)生韌性的劣化。因此，在添加Cu時，使其含量在0.01～2％。
Ni優(yōu)選為0.01～3％ Ni在添加0.01％以上時有助于鋼的淬火性提高。特別是，即使大量添加也不會產(chǎn)生韌性劣化，因而對強韌化有效，但其為價格昂貴的元素，并且即使超過3％效果也飽和。因此，在添加Ni時，使其含量在0.01～3％。
Cr優(yōu)選為0.01～1％ Cr在添加0.01％以上時也有助于鋼的淬火性提高，但超過1％時韌性變差。因此，在添加Cr時，使其含量在0.01～1％。
Mo優(yōu)選為0.01～1％ Mo在添加0.01％以上時也有助于鋼的淬火性提高，但超過1％時韌性變差。因此，在添加Mo時，使其含量在0.01～1％。
V優(yōu)選為0.01～0.1％ V通過形成碳氮化物而引起析出強化，特別是作用于防止焊接熱影響部的軟化。在0.01％以上時可以得到該效果，但超過0.1％時析出強化顯著，韌性降低。因此，在添加V時，使其含量在0.01～0.1％。
Ca優(yōu)選為0.0005～0.01％ 在制鋼工藝中，在Ca含量不足0.0005％的情況下，由于脫氧反應(yīng)支配而難以確保CaS，不能得到韌性改善效果，另一方面，在Ca含量超過0.01％的情況下，容易產(chǎn)生粗大CaO，包含母材在內(nèi)的韌性降低，除此之外還成為澆包的管口閉塞的原因，從而妨礙生產(chǎn)率。因此，設(shè)Ca含量在0.0005～0.01％。
O優(yōu)選為0.003％以下、S0.001％以下 在本發(fā)明中，O、S是不可避免的雜質(zhì)，從而規(guī)定含量的上限。O的含量，從抑制生成因粗大而對韌性產(chǎn)生不良影響的夾雜物的觀點出發(fā)設(shè)在0.003％以下。
并且，雖然可通過添加Ca來抑制MnS的生成，但是在S的含量多時，即使通過基于Ca的形態(tài)控制也不能抑制MnS，因而設(shè)為0.001％以下。
1≤(1-130×[O])×[Ca]/(1.25×[S])≤3 本參數(shù)式為得到優(yōu)良的韌性而規(guī)定鋼中的O、S含量和Ca含量的關(guān)系，通過滿足該范圍而抑制生成因粗大而對韌性產(chǎn)生不良影響的夾雜物，并且抑制由于添加過剩的Ca而生成的CaO-CaS的粗大化，防止夏比(charpy)吸收能的降低。
下面，進行具體說明。
Ca具有硫化物形成能力，將其添加時在制鋼時的鋼水中抑制生成使夏比吸收能降低的MnS，取而代之形成對韌性相對無害的CaS。但是，由于Ca還是形成氧化物的元素，因而需要添加對首先作為氧化物而被消耗的量進行估計的量。即，從抑制生成因粗大而對韌性產(chǎn)生不良影響的夾雜物的觀點出發(fā)，設(shè)O≤0.003％、S≤0.001％，在此基礎(chǔ)上，按基于實驗結(jié)果回歸的以下(a)式規(guī)定除了CaO生成量的有效CaO量(Ca*)，并且按以下(b)式，以用Ca和S的化學(xué)計量比1.25除有效Ca*的值成為鋼中的S量的方式添加Ca的情況下，鋼中的S全部消耗在CaS的生成中。
Ca*＝(1-130×[O])×[Ca]……(a) [S]≤Ca*/1.25……(b) 另一方面，Ca含量過剩時，確認了引起所生成的CaO-CaS的粗大化，夏比吸收能降低。根據(jù)實驗室的研究結(jié)果，為了抑制該Ca粗大化，要求滿足以下(c)式。
3·[S]≥Ca*/1.25……(c) 根據(jù)以上研究結(jié)果，作為由上述(b)式和(c)式限定的范圍而規(guī)定以下(1)式。
1≤(1-130×[O])×[Ca]/(1.25×[S])≤3……(1) 其中，上述(1)式、(a)～(c)式的[O]、[Ca]、[S]為各元素的鋼中含量(質(zhì)量％)。
REM、Zr、Mg的一種或二種以上 從進一步提高焊接部的韌性的觀點出發(fā)，除了上述基本成分以外，根據(jù)需要添加所述成分。
REM0.0005～0.02％ REM在鋼中形成硫氧化物，通過含有0.0005％以上而具有防止焊接熱影響部的粗大化的阻塞效果。但是，其為價格昂貴的元素，且即使超過0.02％效果也飽和。因此，在添加REM時，設(shè)其含量在0.0005～0.02％。
Zr0.0005～0.03％ Zr在鋼中形成碳氮化物，特別是具有防止在焊接熱影響部奧氏體顆粒粗大化的阻塞效果。為了得到充分的阻塞效果，需要添加0.0005％以上，但超過0.03％時鋼中的純度顯著降低，且韌性降低。因此，在添加Zr時，設(shè)其含量在0.0005～0.03％。
Mg0.0005～0.01％ Mg在制鋼過程中在鋼中作為微細的氧化物而生成，特別是具有防止在焊接熱影響部奧氏體顆粒粗大化的阻塞效果。為了得到充分的阻塞效果，需要添加0.0005％以上，但超過0.01％時鋼中的純度顯著降低，且韌性降低。因此，在添加Mg時，設(shè)其含量在0.0005～0.01％。
(顯微組織) 接著，對顯微組織進行說明。
·鐵素體+貝氏體、鐵素體+馬氏體、鐵素體+貝氏體+馬氏體中的任意一種以面積率計在90％以上 通過形成軟質(zhì)的鐵素體和硬質(zhì)相的二相組織，從而拉伸強度提高，屈服強度變低，可同時實現(xiàn)高強度和低屈服比。并且，為了得到900MPa以上的強度，將硬質(zhì)相設(shè)置為貝氏體或馬氏體或他們的混合組織。即，設(shè)置為鐵素體+貝氏體、鐵素體+馬氏體以及鐵素體+貝氏體+馬氏體中的任意一種。這些鐵素體和硬質(zhì)相的面積率共計在90％以上時，能夠得到所希望的強度和屈服比。優(yōu)選在95％以上。即，允許存在不足10％的殘留γ、島狀馬氏體、珠光體等。從韌性的觀點出發(fā)，構(gòu)成硬質(zhì)相的貝氏體和/或馬氏體，優(yōu)選為從板厚方向厚度在30μm以下的細顆粒奧氏體產(chǎn)生相變的組織。
·鐵素體的面積率為10～50％ 在鐵素體不足10％的情況下，幾乎相比貝氏體或馬氏體單相組織的情況沒有變化，屈服強度仍然較高，難以實現(xiàn)所希望的低屈服比。另一方面，鐵素體超過50％時，軟質(zhì)的鐵素體成為主體，拉伸強度大幅度降低，難以實現(xiàn)超過900MPa的高強度。優(yōu)選為10～30％。通過設(shè)在30％以下而可穩(wěn)定地得到較高的拉伸強度。并且，從提高韌性的觀點出發(fā)，優(yōu)選鐵素體的平均粒徑為20μm的細顆粒。
·貝氏體和/或馬氏體中的滲碳體的平均粒徑在0.5μm以下 為了防止切斷裂紋而進行回火，由此在硬質(zhì)相中，即貝氏體和/或馬氏體中析出滲碳體。在回火條件下該滲碳體粗大成超過0.5μm的大小時，引起DWTT特性的劣化和夏比吸收能的降低。因此，設(shè)貝氏體和/或馬氏體中的滲碳體的平均粒徑在0.5μm以下。特別是通過將滲碳體的平均粒徑設(shè)在0.2μm以下而抑制進一步粗大化，能夠使夏比吸收能進一步上升，因而滲碳體的平均粒徑優(yōu)選在0.2μm以下。其中，滲碳體的平均粒徑使用以下方法進行測定。首先，與板軋制方向剖面平行地選取顯微組織觀察用樣品，并進行鏡面研磨后，進行高速蝕刻處理，接下來用掃描型電子顯微鏡進行觀察，隨意以10視野拍攝顯微鏡照片。從該顯微鏡照片，通過圖像解析計算出每個滲碳體粒子的相當于圓的直徑，并通過計算求出其平均值。
·包含存在于鋼中的Nb、Ti、Mo和V中的任一種的單一碳化物或包含其中二種以上的復(fù)合碳化物中所含的Nb、Ti、Mo和V量的總和，在鋼中所含的Nb、Ti、Mo和V的總和的10％以下(以質(zhì)量％計)。
為了防止剪切裂紋而進行回火，由此除了滲碳體以外，在鋼中還析出Nb、Ti、Mo和V的碳化物。作為這些元素的碳化物而析出的量的總和超過他們在鋼中的含量的10％時，引起析出強化，特別是由于屈服強度上升而難以實現(xiàn)低屈服比的目標值。因此，將這些碳化物形成元素形成碳化物的量設(shè)在10％以下。
(制造條件) 接著，對制造條件進行說明。
(1)熱軋 加熱溫度1000～1200℃ 進行熱軋時，為了使整個鋼片奧氏體化，需要加熱至1000℃以上。另一方面，將鋼片加熱至超過1200℃的溫度時，TiN阻塞也會引起奧氏體顆粒顯著成長，母材韌性變差。因此，設(shè)加熱溫度在1000～1200℃。
950℃以下的溫度區(qū)域的累計壓下量67％以上 如上所述，通過Nb的添加，950℃以下為奧氏體未再結(jié)晶區(qū)域。通過在該溫度區(qū)域(壓下次數(shù)的總數(shù))進行累計大壓下，奧氏體顆粒伸展，特別是在板厚方向成為細顆粒，在該狀態(tài)下加速冷卻而得到的鋼的韌性良好。但是，在累計壓下量不足67％時，由于細顆粒化效果不充分，難以得到鋼的韌性提高的效果，因而將累計壓下量設(shè)在67％以上。用于進一步提高韌性提高效果的優(yōu)選范圍在75％以上。
終軋溫度Ar3點以上、Ar3點+100℃以下 在終軋溫度低于Ar3點的情況下，在鐵素體相變溫度區(qū)域進行軋制，相變生成的鐵素體被加工成較大，夏比吸收能降低。另一方面，以超過Ar3點+100℃的較高的溫度結(jié)束軋制的情況下，基于奧氏體未再結(jié)晶區(qū)域軋制的細顆?；Ч怀浞帧Ｅc此相對，通過以Ar3點以上、Ar3點+100℃以下的范圍結(jié)束軋制，能夠充分確?；趭W氏體未再結(jié)晶區(qū)域軋制的細顆粒化效果。因此，設(shè)終軋溫度在Ar3點以上、Ar3點+100℃以下。
(2)加速冷卻 加速冷卻的冷卻開始溫度Ar3點-50℃以上、不足Ar3點 雖然為了實現(xiàn)低屈服比化而需要相變生成軟質(zhì)的鐵素體組織，但是進行加速冷卻時鐵素體相變被抑制，因而在熱軋后到開始進行加速冷卻為止的期間的空氣冷卻過程中使鐵素體相變。因此，設(shè)加速冷卻的冷卻開始溫度不足Ar3點。另一方面，在將冷卻開始溫度設(shè)為不足Ar3點-50℃時，鐵素體組織的面積率超過50％，不能確保所需要的拉伸強度，因而設(shè)下限為Ar3點-50℃。
加速冷卻的平均冷卻速度20～80℃/s 為了得到由貝氏體和/或馬氏體形成的硬質(zhì)的第二相組織，以20℃/s以上進行加速冷卻。另一方面，即使冷卻速度超過80℃/s，所得到的組織也不變化，材質(zhì)飽和，因而設(shè)上限為80℃/s。另外，其中的冷卻速度，是指板厚中心部的平均冷卻速度(將冷卻開始溫度和冷卻停止溫度之差除以所需時間的值)。
加速冷卻的冷卻停止溫度250℃以下 為了鋼板的高強度化，降低加速冷卻的停止溫度，從而生成在低溫下相變的貝氏體或馬氏體組織。冷卻停止溫度超過250℃時，由于在相變不充分時停止加速冷卻，剩余的未相變組織變粗，成為韌性降低的原因，因而設(shè)冷卻停止溫度為250℃以下。
(3)再加熱處理 通過加速冷卻而產(chǎn)生低溫相變得以高強度化的鋼板，在加速冷卻后即使進行空氣冷卻，也會殘留鋼中的擴散性氫，產(chǎn)生切斷裂紋。因此，在冷卻停止后，迅速進行再加熱處理。再加熱處理的方法可以是爐加熱、感應(yīng)加熱等任意方法。該再加熱處理條件是用于得到本發(fā)明的鋼板的特性的重要條件。
加熱溫度300～450℃ 在再加熱溫度不足300℃的情況下，由于不能使氫充分擴散，不能防止切斷裂紋，因而設(shè)再加熱溫度在300℃以上。另一方面，為了得到0.85以下的屈服比而需要抑制屈服強度的上升，因而進行再加熱時，設(shè)上線溫度在450℃，以防止Nb、Ti、Mo、V的碳化物的析出量增加引起析出強化增加。
平均升溫速度5℃/s以上 通過將停止加速冷卻的鋼立即進行再加熱，由加速冷卻而相變生成的貝氏體或馬氏體中過飽和固溶的碳作為滲碳體均勻且微細地析出。并且，從超過300℃的溫度開始滲碳體具有凝聚、粗大化的趨勢。作為高強度鋼板的韌性的評價，特別是有對脆性裂紋傳播停止性能進行評價的DWTT特性，特別是與該特性有關(guān)的發(fā)明人的研究結(jié)果，發(fā)現(xiàn)提高加熱時的升溫速度而抑制上述凝聚過程，并且阻止?jié)B碳體的粗大化對得到優(yōu)良的DWTT特性有效，為此設(shè)升溫速度在5℃/s以上時，可以將滲碳體大致維持在剛析出后的微細的狀態(tài)，從而能夠得到優(yōu)良的DWTT特性。因此，設(shè)升溫速度在5℃/s以上。另外，其中的升溫速度，是指板厚中心部的平均升溫速度(將再加熱開始溫度和再加熱溫度之差除以所需時間的值)。
再加熱開始時期再加熱冷卻停止后立即進行。
至再加熱的時間較長時，這期間的空氣冷卻過程中的溫度降低，從而氫難以擴散，降低至100℃時，氫幾乎不擴散，因而加速冷卻停止后立即開始進行再加熱。加熱開始時期，優(yōu)選在加速冷卻停止后300秒以內(nèi)，更優(yōu)選在100秒以內(nèi)。
其中，在本發(fā)明中，Ar3點是在鋼板軋制后的冷卻過程中鐵素體開始相變的溫度，優(yōu)選根據(jù)各元素的鋼中含量(質(zhì)量％)，利用Ar3＝910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-15Cr-80Mo進行計算，但不進行特別規(guī)定。
如上所述的本發(fā)明的高強度厚鋼板，根據(jù)通用方法成形為鋼管，通過對端部進行焊接而制成使用在管道鋼管等中的高強度鋼管。
實施例 使用表1所示化學(xué)組成的鋼，在表2所示的熱軋、加速冷卻、再加熱條件下制成鋼板A～K。其中，利用與加速冷卻設(shè)備設(shè)置在同一生產(chǎn)線上的感應(yīng)加熱型加熱裝置進行再加熱。
表1 (質(zhì)量％) 注1*標記表示本發(fā)明的范圍之外。
注2式(1)1≤(1-130×[O])×[Ca]/(1.25×[S])≤3[O]、[Ca]、[S]為含量 注3Ar3℃＝910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-15Cr-80Mo C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo為含量 表2 注1*標記表示本發(fā)明的范圍之外。
用剪切機將所得到的鋼板在20個位置切斷，然后通過磁粉探傷對鋼板切斷面進行調(diào)查，并求出發(fā)現(xiàn)切斷裂紋的切斷端面的個數(shù)。在此，即使在1個端面內(nèi)發(fā)現(xiàn)多個裂紋的情況下，由于是1個端面，因而設(shè)切斷裂紋的產(chǎn)生個數(shù)為1。將在全部切斷部位未發(fā)現(xiàn)切斷裂紋的情況(切斷裂紋產(chǎn)生數(shù)為0)視為良好。
接著，為了對所得到的鋼板的強度和韌性進行評價，選取依據(jù)API-5L的全厚拉伸試驗片和DWTT試驗片，從板厚中央位置選取JISZ2202(1980)的V切槽夏比沖擊試驗片，實施鋼板的拉伸試驗、DWTT試驗(試驗溫度為-30℃)和夏比沖擊試驗(試驗溫度為-30℃)。并且，與板軋制方向剖面平行地選取顯微組織觀察用樣品，并進行鏡面研磨后，進行硝酸乙醇蝕刻處理，接下來用光學(xué)顯微鏡進行組織觀察，并調(diào)查鋼的顯微組織的種類(在表3中，F(xiàn)鐵素體，B貝氏體，M馬氏體)。接著，再次進行鏡面研磨后，進行高速蝕刻處理，接下來用掃描型電子顯微鏡進行觀察，隨意以10視野拍攝顯微鏡照片。從該顯微鏡照片，通過圖像解析計算出每個滲碳體粒子的相當于圓的直徑，并計算其平均值。將鋼板的剪切加工試驗結(jié)果、母材的強度、韌性試驗結(jié)果集中表示在表3(其中，鋼種A為鋼管，但厚鋼板也大致相同)。
表3 注1*標記表示本發(fā)明的范圍之外。
化學(xué)組成和軋制、冷卻、再加熱條件在本發(fā)明的范圍內(nèi)的、本發(fā)明例1～8沒有產(chǎn)生切斷裂紋，并且，顯示出高強度、高韌性、低屈服比。
與此相對，在本發(fā)明的范圍之外的比較例方面，上述特性中的某特性較差。具體而言，終軋溫度低于本發(fā)明的范圍的比較例No.9，由于鐵素體組織的百分比較高，因而強度降低。并且，冷卻開始溫度高于本發(fā)明的范圍的比較例No.10，由于未引起Ar3點以下的鐵素體相變，因而屈服比較高，夏比吸收能和DWTT特性降低。冷卻停止溫度高于本發(fā)明的范圍且再加熱溫度超過上限的比較例No.11，雖然可得到貝氏體組織，但在較低的溫度下不能相變，成為較粗的組織，因而夏比吸收能降低，進而由于在再加熱時發(fā)生碳化物的析出，因而屈服比(YR)變高。再加熱升溫速度低于本發(fā)明的范圍的比較例No.12，由于引起滲碳體的粗大化，因而夏比吸收能和DWTT特性降低。到再加熱開始為止的時間超過300秒的比較例No.13，引起切斷裂紋。再加熱溫度低于本發(fā)明的范圍的比較例No.14，由于加熱溫度過低而不能引起充分的脫氫，因而產(chǎn)生多個切斷裂紋。再加熱溫度高于本發(fā)明的范圍的比較例No.15，碳化物的析出量增加，引起析出強化，因而屈服比(YR)變高。使用了鋼板的C含量高于本發(fā)明的范圍的鋼種G的比較例No.16，雖然顯示出較高的強度，但滲碳體的密度過高而引起切斷裂紋。并且，夏比吸收能也降低。使用了鋼板的Mn含量低于本發(fā)明的范圍的鋼種H的比較例No.17，其強度降低。使用了鋼板的S量超過上限，并且不滿足由(1)式規(guī)定的關(guān)系的鋼種J的比較例No.18，由于存在MnS類夾雜物，純度較低，因而夏比吸收能降低。并且，使用了各化學(xué)成分在本發(fā)明的范圍內(nèi)，但仍不滿足由(1)式規(guī)定的關(guān)系的鋼種K的比較例No.19，雖然可抑制MnS夾雜物，但Ca過剩，由Ca類夾雜物引起純度降低的結(jié)果，夏比吸收能降低。
產(chǎn)業(yè)上的利用可能性 本發(fā)明提供一種高強度厚鋼板，其耐切斷裂紋性良好，具有優(yōu)良的夏比吸收能和DWTT特性，并且顯示出0.85以下的屈服比，拉伸強度在900MPa以上，因而適合于用于輸送天然氣或原油的管道鋼管。
權(quán)利要求
1.一種高強度厚鋼板，其中，包含如下成分
以質(zhì)量％計，C0.03～0.12％、Si0.01～0.5％、Mn1.5～3％、Al0.01～0.08％、Nb0.01～0.08％、Ti0.005～0.025％、N0.001～0.01％、O0.003％以下、S0.001％以下、Ca0.0005～0.01％；以及
Cu0.01～2％、Ni0.01～3％、Cr0.01～1％、Mo0.01～1％、V0.01～0.1％中的至少一種成分；
在此，Ca、O、S的含量滿足以下(1)式，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，
1≤(1-130×[O])×[Ca]/(1.25×[S])≤3…(1)
其中，在所述(1)式中，[O]、[Ca]、[S]為各元素的鋼中含量(質(zhì)量％)；
并且，在顯微組織方面，
·鐵素體+貝氏體、鐵素體+馬氏體以及鐵素體+貝氏體+馬氏體中的任意一種以面積率計在90％以上；并且
·鐵素體以面積率計為10～50％；并且
·貝氏體和/或馬氏體中的滲碳體的平均粒徑在0.5μm以下；并且
·以質(zhì)量％計，包含存在于鋼中的Nb、Ti、Mo和V中的至少一種的單一碳化物或包含其中二種以上的復(fù)合碳化物中所含的Nb、Ti、Mo和V量的總和，在鋼中所含的Nb、Ti、Mo和V的總和的10％以下。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的高強度厚鋼板，其中，進而包含如下成分
以質(zhì)量％計，REM0.0005～0.02％、Zr0.0005～0.03％、Mg0.0005～0.01％中的至少一種成分。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的高強度厚鋼板，其中，貝氏體和/或馬氏體中存在的滲碳體的平均粒徑在0.2μm以下。
4.一種制造高強度厚鋼板的方法，其中，包含如下工序
·對具有權(quán)利要求1或2所述的成分組成的鋼，加熱至1000～1200℃后，開始軋制的工序；
·進行軋制而使950℃以下溫度區(qū)域內(nèi)的累計壓下量在67％以上的工序；
·以Ar3點以上、Ar3點+100℃以下的溫度結(jié)束軋制的工序；
·緊接著，從Ar3點-50℃以上、不足Ar3點的溫度開始進行冷卻速度為20～80℃/s的加速冷卻的工序；
·在不足250℃的溫度區(qū)域內(nèi)停止冷卻的工序；以及
·冷卻后立即以平均升溫速度5℃/s以上再加熱至300℃以上450℃以下的溫度的工序。
5.一種高強度鋼管，使用權(quán)利要求1至3中的任一項所述的高強度鋼板制造。
全文摘要
本發(fā)明提供一種高強度厚鋼板及其制造方法、以及使用該鋼板的高強度鋼管，所述高強度厚鋼板，耐切斷裂紋性良好，具有優(yōu)良的夏比吸收能和DWTT特性，并且顯示出低屈服比，拉伸強度在900MPa以上。作為其解決方法，以質(zhì)量％計，含有C0.03～0.12％、Si0.01～0.5％、Mn1.5～3％、Al0.01～0.08％、Nb0.01～0.08％、Ti0.005～0.025％、N0.001～0.01％，以及Cu0.01～2％、Ni0.01～3％、Cr0.01～1％、Mo0.01～1％、V0.01～0.1％中的一種或二種以上，Ca、O、S的含量滿足以下式，顯微組織為鐵素體+硬質(zhì)第二相，鐵素體以面積率計為10～50％，第二相中的滲碳體的平均粒徑在0.5μm以下，存在于鋼中的Nb等碳化物中所含的Nb等在鋼中含量的10％以下1≤(1-130×[O])×[Ca]/(1.25×[S])≤3…(1)。
文檔編號C22C38/00GK101151393SQ20068001051
公開日2008年3月26日 申請日期2006年3月30日 優(yōu)先權(quán)日2005年3月31日
發(fā)明者島村純二, 遠藤茂, 岡津光浩 申請人:杰富意鋼鐵株式會社