專利名稱：：高熱能輸入焊接用厚高強度鋼板及其制造方法
技術領域：
：本發(fā)明涉及母材的低溫韌性優(yōu)異，并且高熱能輸入焊接時焊接熱影響部的韌性也優(yōu)異的厚高強度鋼板及其制造方法。
背景技術：
：在焊接板厚為6080mm范圍的厚鋼板(厚物)時，從提高焊接施工效率的觀點來說，一般使用高熱能輸入焊接。但是，在這種高熱能輸入焊接中，焊接熱輸入量為100500KJ/cm，且母材(鋼板)的熱影響部(以下，省略記為"HAZ")的韌性也容易劣化，確保這種韌性成為重要的條件。迄今為止，用于改善這種HAZ韌性的技術有各種提案。另外，在上述的鋼板中，HAZ的韌性自不用說，母材自身的高強度*高韌性也是重要條件。關于這種特性，在板厚不足60mm的薄鋼板(薄物)中，從組織控制容易度方面考慮，能夠穩(wěn)定地確保高韌性無"偏差"。與之相對，在上述的厚物品中，難以導入軋制導致的應變，因此，實際情況是難以穩(wěn)定地確保高韌性無"偏差"。為提高母材的韌性、尤其是在低溫的韌性，公知的是有效地進行組織的微細化。例如，在特許第3899014號中提案的技術為，使精加工軋制溫度在Ai"3相變點以上、900'C以下進行熱軋制后，鋼板的組織恢復控制或固溶狀態(tài)的B能夠提高淬透性，因此，通過在軋制結束后20秒以內開始加速冷卻，實現(xiàn)組織的微細化。在上述的技術中，實現(xiàn)了板厚為2080mm范圍的鋼板的高HAZ韌性。但是，在該技術中實際情況是，作為板厚為60mm以上的厚鋼板的對象含有，對于這樣的厚鋼板，雖然對母材的韌性提高最有效，但是通過難以控制的軋制不能使組織細化，而通過加速冷卻的控制實現(xiàn)母材的組織微細化，因此，不能穩(wěn)定地確保所希望程度的高韌性，從而韌性水平也只能補償在一2(TC的韌性。
發(fā)明內容本發(fā)明是著眼于上述的各種情況而開發(fā)的，其目的在于提供一種穩(wěn)定地確保母材的優(yōu)異均勻的低溫韌性，并且，在高熱能輸入焊接時的焊接熱影響部的韌性也優(yōu)異的厚高強度鋼板及用于制造該鋼板的方法。為能夠實現(xiàn)上述目的，本發(fā)明提供一種鋼板，其含有C:0.030.08%(質量％的意思，以下同樣)、Sh0.05%以下、Mn:1.41.7%、Al:0.010.06%、P:0.05%以下、S:0.01%以下、Cu:0.200.40%、Ni:0.200.60%、Nb:0.0050.015%、Ti:0.0050.03%、B:0.00050.0030以及N:0.00300.0090%,且由以貝氏體相為主體的組織構成，在距表面深度為t/4(t表示鋼板厚，以下同樣)的位置，在將由相鄰結晶的方位差為15°以上的大角晶界包圍的區(qū)域作為晶粒時，其最大晶粒直徑是當量圓直徑為20Um以下。另外，在本發(fā)明中，"所謂以貝氏體相為主體"，意思是貝氏體相在組織中占90面積％以上的狀態(tài)。另外，所謂"圓相當直徑"意思是換算成同一面積的圓時的直徑(當量圓直徑)。在本發(fā)明的鋼板中，根據(jù)需要含有(1)選自Cr:0.030.20%、Mo:0.030.10%及V:0.0050.040%構成的組中的至少一種，(2)含有Ca:0.0010.004%等也是有效的，根據(jù)含有的成分進一步改善鋼板的特性。在上述的本發(fā)明的鋼板中，能夠穩(wěn)定地確保在一4(TC的擺錘吸收能量vE—4o的最小值為150J以上那樣高的母材低溫韌性。另外，這里所說的最小值意思是通常用3根一組進行擺錘試驗時的3根中的最小值。另一方面，制造上述的本發(fā)明的鋼板時，在將鋼板坯加熱至9501200。C的溫度實施熱軋制時，可以在距表面的深度t/4的位置的溫度為83(TC以上、86(TC以下的范圍，進行壓下率5%以上的軋制；在所述溫度為810。C以上、不足83(TC的范圍，進行壓下率2%以下的軋制；在所述溫度為77(TC以上、不足81(TC的范圍，進行壓下率5%以上的軋制。在本發(fā)明中，在具有以貝氏體相為主體的組織的鋼板中，嚴格規(guī)定其化學成分組成，并且，將由相鄰的結晶的方位差為15°以上的大角晶界包圍的區(qū)域作為晶粒時，實現(xiàn)其最大晶粒的微細化，由此，能夠實現(xiàn)穩(wěn)定地確保母材的優(yōu)異均勻的低溫韌性，并且在高熱能輸入焊接時的焊接熱影響部的韌性也優(yōu)異的厚高強度鋼板，這樣的鋼板可以作為以造船和橋梁領域為基礎的各種大型焊接結構件的材料。具體實施例方式本發(fā)明者為解決上述課題，特別著眼于作為貝氏體組織的鋼板，為實現(xiàn)其鋼板的母材強度，低溫韌性優(yōu)良，并且實現(xiàn)高熱能輸入焊接時的HAZ韌性也優(yōu)異的鋼板，從各個方面進行了研究。其結果是得到了如下的見解。迄今為止，認為通過微細化晶粒的平均值，改善母材韌性(擺錘沖擊吸收特性)，但是，只實現(xiàn)組織的平均的微細化，有時存在粗大的晶粒，尤其是在厚鋼板中，認為這種粗大晶粒的存在成為韌性低下和韌性偏差的發(fā)生原因。本發(fā)明者著眼于這種現(xiàn)象，從盡量不存在粗大的晶粒的觀點進行了研究。其結果認為，應用嚴格規(guī)定了化學成分組成的鋼板，在適當?shù)臈l件下進行制造，在將以相鄰結晶的方位差為15°以上的大角晶界包圍的區(qū)域作為晶粒時，只要實現(xiàn)其最大晶粒的微細化，則就能夠避免粗大晶粒存在的狀態(tài)，避免韌性低下及其偏差，且能夠實現(xiàn)HAZ韌性優(yōu)異的厚高強度鋼板，并完成了本發(fā)明。貝氏體組織中，相對于奧氏體具有如下的方位關系并生成，但是，根據(jù)鋼板的化學成分組成、組織的生成溫度、其它條件等改變選擇的各統(tǒng)晶格子的方位關系，在具有一定的結晶方位差的結晶晶界中，判定母材的低溫韌性為良好。而且，若適當規(guī)定上述最大晶粒，則存在粗大化的晶粒的特性的偏差不會產(chǎn)生，而能夠實現(xiàn)良好的母材的低溫韌性。在以貝氏體相為主體的單相組織中，認為晶界成為龜裂進展的抵抗，但是，只要在龜裂進展時提高晶界和龜裂碰撞的頻率，就能夠抑制龜裂的進展，由此，母材的韌性提高。但是，在形成晶界的兩端的方位差是小(例如，不足15°)的小角晶界(小傾角邊界)時，晶界能變小且其效果小，因此，需要以上述方位差為15。以上的大角晶界(大傾角邊界)為對象。艮P，在距表面深度為t/4的位置，通過在被所述方位差為15°以上的大角晶界包圍的晶粒中，將換算成同一面積的圓時的直徑(當量圓直徑)的最大值(最大晶界直徑)設定為20ym以下，能夠實現(xiàn)適于上述目的的厚高強度鋼板。另外，在本發(fā)明的鋼板中，在改善母材特性時，之所以在距表面深度為t/4的位置評價晶粒的方位關系，是因為板厚整體的代表位置、且低溫韌性需要用整個厚度進行控制。另外，所述"方位差"也稱為"位錯角"或"傾角"，下面稱為"結晶方位差"。另外，這種的結晶方位差的測定通過使用上述的電子后方散射衍射成像法(ElectronBackscatteringPattern法下面稱為"EBSP法")可以實現(xiàn)。另外，在厚高強度鋼板中，通過制成以貝氏體為主體的組織，能夠實現(xiàn)高強度(例如，抗拉強度TS:490Mpa以上)。本發(fā)明的鋼板其特征之一就是適當?shù)卣{整化學成分組成。下面，說明化學成分范圍的限定理由。C是用于確保鋼板強度的必要元素。為得到高強度，即抗拉強度TS為4卯Mpa范圍(也使用的鋼板的厚度)，需要含有0.03%以上。但是，超過0.08%而含有過多的C時，焊接性劣化。因此，C含量設定為0.030.08%。另外，C含量優(yōu)選的下限為0.04。/。，優(yōu)選的上限為0.06%。Si在高熱能輸入焊接的HAZ中是促進奧氏體化的元素，因此，需要設定為0.05%以下。一般優(yōu)選設定為0.03%以下。[Mn:1.41.7%]Mn是用于確保鋼板的強度及韌性的有效元素，為發(fā)揮這種效果需要含有1.4%以上。但是，含量過多時，焊接性、裂紋敏感性劣化，因此需要設定為1.7。/。以下。另外，Mn含量優(yōu)選的下限為1.5%，優(yōu)選的上限為1.6%。Al是用于脫氧的有用的元素，不足0.01%時沒有脫氧效果。但是，含量過多時，使焊接部的韌性劣化，因此，需要設定為0.06%以下。[P:0.05%以下]P是在晶粒中偏析，且對延展性和韌性具有有害作用的雜質，因此，優(yōu)選盡可能的少這一方，但是，考慮到實用鋼的潔凈度的范圍最好是控制在0.05%以下。另外，P是鋼中不可避免的含有的雜質，將其量設定為0%在工業(yè)上有困難。s是和鋼板中的合金元素結合而形成各種中間物，對鋼板的延展性和韌性具有有害作用的雜質，因此，優(yōu)選盡可能的少的這一方，但是，考慮到實用鋼的潔凈度的范圍最好是控制在0.01%以下。另外，s是鋼中不可避免含有的雜質，將其量設定為0°/。在工業(yè)上有困難。[Cu:0.20%0.40%]Cu通過控制相變而使貝氏體相變點Bs降低，對微細的塊形成有效。為發(fā)揮這種的效果，Cu需要含有0.20。/。以上。但是，其含量過多時損害焊接性，因此需要將其上限設定為0.40M。另外，Cu含量優(yōu)選的下限為0.25%，優(yōu)選的上限為0.35%。Ni和Cu同樣，通過控制相變而使貝氏體相變點Bs降低，對微細的塊形成有效。為發(fā)揮這種的效果，Ni需要含有0.20。/。以上。但是，其含量過多時損害焊接性，因此需要將其上限設定為0.60%。另外，Ni含量優(yōu)選的下限為0.30%，優(yōu)選的上限為0.40%。因為Nb有控制軋制時奧氏體的再結晶的效果，因此能夠微細化奧氏體晶粒，微細化相變后的組織。為發(fā)揮這種效果，需要使Nb含量為0.005%以上(優(yōu)選0.006%以上)。但是，過多含有時損害焊接性，因此，Nb含量最好是設定為0.015%以下(優(yōu)選0.012°/。以下)。Ti在高熱能輸入焊接時析出而發(fā)揮抑制HAZ的奧氏體晶粒粗大化的鎖定的效果。為發(fā)揮這種的效果，需要使Ti含量為0.005%以上(優(yōu)選0.007%以上)。但是，Ti含量過多時損害焊接性，因此，Ti含量最好是設定為0.03%以下(優(yōu)選0.025%以下)。B通過控制相變而使Bs降低，對微細的塊形成有效。為發(fā)揮這種的效果，需要含有0.0005%以上。但是，B含量過多時損害焊接性，因此需要將其設定為0.0030%以下。[N:0.00300.0090%;]N是和Ti及Al等元素形成氮化物而提高HAZ韌性的元素。為發(fā)揮這種效果，N需要含有0.0030。/。以上(優(yōu)選0.0040%以上)。另外，固溶N成為劣化HAZ的韌性的原因。由于整個氮元素含量的增加，所述氮化物增加，但由于固溶的N也過多，因此，本發(fā)明中控制在0.0090%以下。本發(fā)明的鋼板的基本成分如上所述，剩余部分由鐵和不可避免的雜質(例如O等)構成。另外，本發(fā)明中的鋼板，根據(jù)需要，在上述成分之外，含有下述成分也是有效的。根據(jù)需要含有的這些元素和上述Cu和Ni同樣，通過控制相變而使Bs降低，對微細的塊形成有效。為發(fā)揮該效果，優(yōu)選含有所述下限以上。在含有這些元素的情況下，其效果隨著含量的增加而增大，其含量過多時損害焊接性。于是，將含有這些元素時的上限進行如下的規(guī)定。Ca是對固定S提高韌性有效的元素，為發(fā)揮這種效果，優(yōu)選含有0.001%以上。但是，即使含量過多時，其效果也達到飽和，因此，優(yōu)選設定為0.004%以下。本發(fā)明的高強度鋼板通過適當控制其化學成分，并且限定其組織及晶粒(最大晶粒直徑)，能夠得到上述的效果，但是，為得到上述的高強度鋼板，最好是按照下述的方法制造。首先，將滿足上述化學成分組成的主要條件的鋼片加熱至9501200。C的溫度范圍(基準位置是距鋼片表面深度為t/4的位置)后，進行熱軋制。為了在后述的77(TC以上、不足81(TC的溫度范圍進行軋制時，確保規(guī)定的壓下率，需要加熱至950120(TC的溫度范圍。另外，加熱溫度不足95(TC時，鋼片中含有的Nb未固溶，超過120(TC時，奧氏體晶粒粗大化，因此，即使進行有效的軋制，也不能達到組織的微細化，也不能達到穩(wěn)定的高韌性。作為熱軋制的具體條件，最好是進行下述三階段的軋制。首先，需要在距離表面(鋼板表面)的深度t/4的位置(以下，簡稱為"t/4部")的溫度為83(TC以上、不足860。C的范圍，進行壓下率5%以上的軋制。對上述成分類的奧氏體晶粒微細化有效的再結晶區(qū)域是830860。C，通過在該區(qū)域實施壓下率(累積壓下率)為5%以上的軋制，能夠成為微細的奧氏體組織，且能夠成為最終的(相變后)微細的相變組織。與之相對，在上述溫度范圍的壓下率不足5%時，在t/4部的再結晶區(qū)域的壓下不充分，在軋制時混合有粗大的奧氏體晶粒。若成為這種狀態(tài)的組織，則容易產(chǎn)生由粗大的組織引起的低溫韌性的偏差。另外，所謂上述的壓下率，是由下述式(1)計算的值(累積壓下率)(在后述的軋制中的壓下率也同樣)。壓下率=(t。t,)/t2X100……(1)進行了上述的軋制后，在鋼片的t/4部的溫度在81(TC以上、不足830。C進行壓下率2%以下(包括0%)的軋制。本發(fā)明的鋼板，通過在述的再結晶區(qū)域及后述的未再結晶區(qū)域的壓下而達到均勻的微細組織，由此，在一40。C的擺錘吸收能為150J以上，穩(wěn)定地達到優(yōu)異的低溫韌性。但是，81(TC以上、830。C以下的溫度范圍是再結晶部分和未再結晶部分混合存在的溫度范圍(奧氏體的部分的未再結晶區(qū)域)在該溫度范圍進行軋制時，再結晶粒使未再結晶粒的應變降低，因此，有時取入未再結晶粒而成長為巨大的粒。因此，在該溫度區(qū)域需要盡可能地不進行軋制。但是，可以允許成為韌性評價的對象的進行未實質地影響t/4部的軋制的應變范圍的軋制(壓下率2%以下的范圍)。作為最終的軋制條件，需要在77CTC以上、不足81(TC以下的溫度范圍，進行壓下率5%以上的軋制。在本發(fā)明的鋼板中，上述成分類中的對奧氏體晶粒的應變導入有效的未再結晶區(qū)域是770。C以上、不足81(TC的溫度范圍。在該溫度范圍中，通過實施壓下率(累積壓下率)為5%以上的軋制，通過軋制導入的應變能夠使微細的奧氏體晶粒成為更微細的塊。若這時的壓下率若不足5%，則不能實現(xiàn)t/4部的相變后的微細化必要的充分的應變。另外，這時的軋制溫度不足77(TC時，在軋制后的冷卻時部分的鐵素體開始析出，因此，相變導致強度提高的效果降低，強度不足而難以達到高強度。進行了上述的軋制后，為確保鋼板的強度，要使t/4部成為確實的貝氏體組織(貝氏體相主體的組織)，至少在75(TC以上開始冷卻，且需要使冷卻速度為2。C/秒以上(例如，水冷)進行冷卻。另外，為了生成以貝氏體相為主體的組織，這時的冷卻停止溫度，需要設定為45匸以下。根據(jù)上述的制造方法，滿足本發(fā)明的化學成分組成的主要條件及組織主要條件，且能夠制造低溫韌性偏差小的厚高強度鋼板。另外，這樣得到的鋼板的板厚優(yōu)選6080mm范圍。下面，列舉實施例對本發(fā)明進行更具體的說明，但是，本發(fā)明不用說是不受下述實施例限制的，當然也可以在適合上*下述的宗旨的范圍內適宜增加變更來實施，這些都包括在本發(fā)明的技術范圍內。實施例1用轉爐熔煉下述表1所示的化學成分組成的鋼(鋼種AU)，在下述表2所示的條件下進行熱軋制，制造各種鋼板。另外，鋼片的t/4部的溫度通過采用差分法的過程控制計算機算出。具體的溫度管理順序如下述。另外，下述表l所述的Ar3相變點采用通過下述(2)式求出的值。Ar3相變點(。C)=868—369[C]+24.6[Si]—68.1[Mn]—36.1[Ni]—20.7[Cu]—24.8[Cr]+29.6[Mo]......(2)其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Ni]、[Cu]、[Cr]及[Mo]分別表示C、Si、Mn、Ni、Cu、Cr及Mo的含量(質量％)。1、在過程控制計算機中，基于從加熱開始至抽出的氛圍氣溫度和在爐時間算出鋼片的規(guī)定的位置(自表面T/4部)加熱溫度。2、應用算出的加熱溫度，基于軋制中的軋制通過時間和通過期間的冷卻方法(水冷或空冷)的數(shù)據(jù)，用差分法等適合計算的方法計算在板厚方向的任意的位置的軋制溫度，并且實施軋制。3、鋼板的表面溫度使用設于軋制生產(chǎn)線上的放射型溫度計實測。但是，即使是過程控制計算機也要預先計算理論值。4、將粗軋制開始時、粗軋制結束時、精軋制開始時分別實測的鋼板的表面溫度與由過程控制計算機算出的計算溫度進行對照。5、計算溫度和實測溫度的差為土3(TC以上時，以計算表面溫度和實測表面溫度一致的方式再進行計算，作成過程控制計算機上的計算溫度，在不足士3(TC時，原封不動地使用由過程控制計算機算出的計算溫度。6、使用上述算出的計算溫度，管理作為控制對象區(qū)域的軋制溫度。[表l]<table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table>[表2]<table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table>對得到的各鋼板，用下述的方法測定(都是T/4部)貝氏體分率、大角晶界(最大的當量圓直徑)、母材抗拉特性、母材韌性(母材沖擊韌性)、HAZ韌性(嵌入熱特性)。從鋼板的深度t/4部，按照與鋼板的軋制方向平行且相對于鋼板的表面垂直的面露出的方式切出試樣，將該試樣用#150#1000的濕式金剛研磨紙進行研磨，之后，作為研磨劑使用金剛石漿液進行鏡面加工。將該鏡面研磨片用2%硝酸乙醇溶液(硝酸酒精溶液)進行腐蝕后，以觀察倍率400倍觀察150limX200um的視角，通過圖像分析測定貝氏體分率。另外，鐵素體以外的板條狀組織全部看成貝氏體。求合計5個視角的貝氏體分率，采用其平均值。在與鋼板的軋制平行的截面，通過FE—SEM—EBSP(使用電子放射型掃描電子顯微鏡的電子后方散射衍射成像法)測定大角晶界。具體而言，將TexSEMLaboratries社的EBSP裝置(商品名:"OIM")與FE—SEM組合應用，將傾角(結晶方位差)15°以上的晶界作為結晶粒界，測定大角晶界。這時的測定條件，測定區(qū)域200umX200um、測定間距以0.5ym為間隔、表示測定方位的可靠性的信用*指數(shù)(ConfidenceIndex)比0.1更小的測定點從分析對象中除去。算出這樣求得的大角晶界的最大值，作為本發(fā)明的大角晶界(最大的當量圓直徑)。另外，對于晶粒直徑為2.0lim以下的判定為測定噪音，從計算的對象中除去。從各鋼板的t/4部沿與軋制方向垂直的方向，采取JISZ22014號試驗片，按照JISZ2241進行抗拉試驗，由此，測定抗拉強度TS。抗拉強度的基準設定為490Mpa以上。從鋼板的t/4部沿與軋制方向垂直的方向，采取JISZ2242號試驗片，按照JflSZ2242進行擺錘沖擊試驗。試驗溫度在一4(TC、進行各3根沖擊試驗，將最低吸收能VE-4。t:為150J以上設定為合格。將對接開槽通過氣電焊(EGW)進行焊接(熱輸入量為下述表4)、靠近通道側(里面?zhèn)?采取JISZ2242試驗片，在結合部或(接合部+lmm)的位置加入切口，按照JISZ2242實施試驗。試驗溫度在一20'C、進行各3根沖擊試驗，所有的吸收能VE-2『為100J以上設定為合格。將這些結果示于下述表3、4(表3是母材特性、表4是HAZ韌性及焊接條件)，但是，從這些結果可進行如下考察。首先，試驗No.14、61414、1826滿足本發(fā)明規(guī)定的必要條件，可知在母材的強度高的狀態(tài)，能夠均勻穩(wěn)定得到良好的低溫韌性，而且HAZ韌性也良好。與此相反，由缺少本發(fā)明規(guī)定的必要條件的任一項(試驗No.5、1517)中可知，所有特性都劣化。尤其是，可知最大的當量圓直徑變大時，母材的低溫韌性產(chǎn)生了偏差。<table>tableseeoriginaldocumentpage15</column></row><table>[表4]<table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table>權利要求1、一種鋼板，其特征在于，以質量％計含有C0.03～0.08％、Si0.05％以下、Mn1.4～1.7％、Al0.01～0.06％、P0.05％以下、S0.01％以下、Cu0.20～0.40％、Ni0.20～0.60％、Nb0.005～0.015％、Ti0.005～0.03％、B0.0005～0.0030以及N0.0030～0.0090％，該鋼板由以貝氏體相為主體的組織構成，在距鋼板表面的深度為t/4的位置，在將被相鄰的結晶的方位差為15°以上的大角晶界包圍的區(qū)域作為晶粒時，其最大晶粒直徑以當量圓直徑計為20μm以下，其中，t為板厚。2、如權利要求l所述的鋼板，其特征在于，以質量％計還含有從&:0.030.20%、Mo:0.030,10%及V:0.0050.040°/。中選出的至少一種。3、如權利要求l所述的鋼板，其特征在于，以質量^計還含有Ca:0.0010.004%。4、如權利要求1所述的鋼板，其特征在于，一4(TC時的擺錘吸收能vE—40的最小值為150J以上。5、一種制造權利要求1所述的鋼板的方法，在將鋼板坯加熱至950120(TC的溫度實施熱軋制時，在距鋼板表面深度為t/4的位置的溫度為830。C以上860。C以下的范圍，進行壓下率為5°/。以上的軋制，在所述溫度為810。C以上且低于S30。C的范圍，進行壓下率為2%以下的軋制，在所述溫度為77(TC以上且低于810。C的范圍，進行壓下率為5%以上的軋制。全文摘要一種厚高強度鋼板，以質量％計含有C0.03～0.08％、Si0.05％以下、Mn1.4～1.7％、Al0.01～0.06％、P0.05％以下、S0.01％以下、Cu0.20～0.40％、Ni0.20～0.60％、Nb0.005～0.015％、Ti0.005～0.03％、B0.0005～0.0030以及N0.0030～0.0090％，由以貝氏體相為主體的組織構成，在距表面深度為t/4的位置，在將由相鄰的結晶的方位差為15°以上的大角晶界包圍的區(qū)域作為晶粒時，其最大晶粒直徑以當量圓直徑計為20μm以下。文檔編號C22C38/18GK101392352SQ20081014489公開日2009年3月25日申請日期2008年7月31日優(yōu)先權日2007年9月18日發(fā)明者學泉申請人:株式會社神戶制鋼所