專利名稱：具有低屈服比、高強(qiáng)度以及高均勻伸長(zhǎng)率的鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及主要適合在管線管(line pipe)領(lǐng)域中使用的、具有低屈服比、高 ^SiSMLi^^H申白勺#3 (low yield ratio, high strength and high uniform elongation steel plate)及其制造方法，特別是涉及耐應(yīng)變時(shí)效特性(strain ageing resistance)優(yōu)良的具有低屈服比、高強(qiáng)度以及高均勻伸長(zhǎng)率的鋼板及其制造方法。需要說(shuō)明的是，在此所說(shuō)的均勻伸長(zhǎng)率也稱為均勻延伸率，是指在拉伸試驗(yàn)中試驗(yàn)片平行部大致均勻地變形的永久伸長(zhǎng)率的臨界值。通常，作為與最大拉伸載荷對(duì)應(yīng)的永久伸長(zhǎng)率求出。
背景技術(shù)：
近年來(lái)，在焊接結(jié)構(gòu)用鋼材中，除了高強(qiáng)度、高韌性之外，從抗震性 (earthquake-proof)的觀點(diǎn)出發(fā)，還要求低屈服比化、高均勻伸長(zhǎng)率。例如，對(duì)于應(yīng)用于可能承受大變形的地震地帯(quake zone)等的管線管用鋼材而言，除了低屈服比化之外， 有時(shí)還要求高均勻伸長(zhǎng)率性能。通常已知通過(guò)使鋼材的金屬組織成為在軟質(zhì)相(soft phase)即鐵素體(ferrite)中適度地分散有貝氏體(bainite)和馬氏體(martensite)等硬質(zhì)相(hard phase)的組織，能夠?qū)崿F(xiàn)鋼材的低屈服比化、以及高均勻伸長(zhǎng)率化。作為得到如上所述的在軟質(zhì)相中適度地分散有硬質(zhì)相的組織的制造方法，在專利文獻(xiàn)1中公開了在淬火(quenching) (Q)與回火(tempering) (T)之間實(shí)施從鐵素體和奧氏體(austenite)的兩相區(qū)(two-phase, ( γ + α ) temperature range)的淬火(Q，)的熱處理方法。在專利文獻(xiàn)2中，作為制造工序不會(huì)增加的方法，公開了如下方法在Ar3溫度以上結(jié)束軋制后，使加速冷卻的開始延遲至鋼材的溫度達(dá)到生成鐵素體的Ar3相變點(diǎn)以下。作為沒(méi)有進(jìn)行如專利文獻(xiàn)1、專利文獻(xiàn)2所公開的復(fù)雜的熱處理來(lái)實(shí)現(xiàn)低屈服比化的技術(shù)，在專利文獻(xiàn)3中公開了如下方法在Ar3相變點(diǎn)以上結(jié)束鋼材的軋制，控制之后的加速冷卻速度和冷卻停止溫度，由此，形成針狀鐵素體(acicular ferrite)和馬氏體的兩相組織，實(shí)現(xiàn)低屈服比化。另外，在專利文獻(xiàn)4中，作為不使鋼材的合金元素的添加量大幅增加而實(shí)現(xiàn)低屈服比以及優(yōu)良的焊接熱影響部韌性的技術(shù)，公開了如下方法控制Ti/N和Ca-O-S平衡的同時(shí)，形成鐵素體、貝氏體、以及島狀馬氏體(island martensite, M-A constituent)的三相組織。另外，在專利文獻(xiàn)5中公開了如下技術(shù)通過(guò)添加Cu、Ni、Mo等合金元素，實(shí)現(xiàn)低屈服比并且高均勻伸長(zhǎng)率性能。另一方面，用于管線管的UOE鋼管和電焊鋼管(electric welded tube)這樣的焊接鋼管存在如下問(wèn)題，將鋼板在冷環(huán)境下成形為管狀，焊接接頭部(abutting surface)后， 通常從防腐蝕等觀點(diǎn)出發(fā)，對(duì)鋼管外表面實(shí)施聚乙烯涂布(polyethylene coating)或粉體環(huán)氧涂布(powder epoxy coating)這樣的涂布處理，因此，由于制管時(shí)的加工應(yīng)變和涂布CN 102549188 A處理時(shí)的加熱，產(chǎn)生應(yīng)變時(shí)效，屈服應(yīng)力升高，鋼管中的屈服比將比鋼板中的屈服比更大。 相對(duì)于此，例如，在專利文獻(xiàn)6以及7中公開了耐應(yīng)變時(shí)效特性優(yōu)良的具有低屈服比、高強(qiáng)度以及高韌性的鋼管及其制造方法，其有效利用了含有Ti和Mo的復(fù)合碳化物的微細(xì)析出物、或含有Ti、Nb、V中的任意2種以上的復(fù)合碳化物的微細(xì)析出物?，F(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)1 日本特開昭55-97425號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)2 日本特開昭55-41927號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)3 日本特開平1-176027號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)4 日本專利4066905號(hào)公報(bào)(日本特開2005-482 號(hào)公報(bào))專利文獻(xiàn)5 日本特開2008-248328號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)6 日本特開2005-60839號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)7 日本特開2005-60840號(hào)公報(bào)

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所要解決的問(wèn)題但是，對(duì)于專利文獻(xiàn)1中記載的熱處理方法而言，通過(guò)適當(dāng)?shù)剡x擇兩相區(qū)淬火溫度，能夠?qū)崿F(xiàn)低屈服比化，但熱處理工序數(shù)增加，因此，存在導(dǎo)致生產(chǎn)率降低、和制造成本增加的問(wèn)題。另外，對(duì)于專利文獻(xiàn)2中記載的技術(shù)而言，需要在從軋制結(jié)束至開始加速冷卻的溫度區(qū)內(nèi)，以放冷程度的冷卻速度冷卻進(jìn)行冷卻，因此存在生產(chǎn)率極端降低的問(wèn)題。另外，對(duì)于專利文獻(xiàn)3中記載的技術(shù)而言，如其實(shí)施例所示，為了形成拉伸強(qiáng)度為 490N/mm2(50kg/mm2)以上的鋼材，需要形成提高了鋼材的碳含量、或者增加了其他合金元素的添加量的成分組成，因此，不僅導(dǎo)致原材料成本的升高，而且焊接熱影響部(welded heat affected zone)的韌性(toughness)的劣化也會(huì)成為問(wèn)題。另外，對(duì)于專利文獻(xiàn)4記載的技術(shù)而言，對(duì)于在用于管線等的情況下所要求的均勻伸長(zhǎng)率性能，顯微組織(microstructure)的影響等未必明確。對(duì)于專利文獻(xiàn)5中記載的技術(shù)而言，需要形成增加了合金元素的添加量的成分組成，因此，不僅導(dǎo)致原材料成本的升高，而且焊接熱影響部的韌性的劣化將成為問(wèn)題。對(duì)于專利文獻(xiàn)6或7中記載的技術(shù)而言，雖然耐應(yīng)變時(shí)效特性得到改善，但是尚未解決與在用于管線等的情況下所要求的均勻伸長(zhǎng)率性能的同時(shí)實(shí)現(xiàn)。此外，專利文獻(xiàn)1 7中，需要鐵素體相，但隨著高強(qiáng)度化至API標(biāo)準(zhǔn))(60以上，在包含鐵素體相的情況下，導(dǎo)致拉伸強(qiáng)度的降低，為了確保強(qiáng)度，需要合金元素的增量，因此， 有可能導(dǎo)致合金成本的升高和低溫韌性的降低。這樣，以現(xiàn)有技術(shù)，難以在不降低生產(chǎn)率、或不使原材料成本升高的情況下制造具備優(yōu)良的焊接熱影響部韌性、具有高均勻伸長(zhǎng)率、耐應(yīng)變時(shí)效特性也優(yōu)良的、具有低屈服比、高強(qiáng)度以及高均勻伸長(zhǎng)率的鋼板。另外，本發(fā)明的目的在于，解決上述現(xiàn)有技術(shù)的課題，提供能夠以高制造效率、以及低成本制造的、API 5L X60級(jí)以上、(其中，特別是)(65以及X70級(jí))的具備高均勻伸長(zhǎng)率特性的、具有低屈服比、高強(qiáng)度以及高均勻伸長(zhǎng)率的鋼板及其制造方法。用于解決問(wèn)題的方法本發(fā)明人為了解決上述課題，對(duì)于鋼板的制造方法、特別是對(duì)控制軋制和控制軋制后的加速冷卻以及之后的再加熱這些制造工藝進(jìn)行了深入的研究，結(jié)果得到以下的見(jiàn)解。(a)在加速冷卻過(guò)程中，在貝氏體相變(bainite transformation)過(guò)程中、即存在未相變奧氏體(non-transformed austenite)的溫度區(qū)內(nèi)停止冷卻，然后從比貝氏體相變的結(jié)束溫度(以下稱為Bf點(diǎn))更高的溫度進(jìn)行再加熱，由此，使鋼板的金屬組織成為貝氏體相中均勻地生成硬質(zhì)的島狀馬氏體(以下稱為MA)的兩相組織，從而實(shí)現(xiàn)低屈服比化。對(duì)于MA而言，在用例如3%硝酸乙醇溶液(nital 硝酸乙醇溶液)蝕刻后，進(jìn)行電解蝕刻(electrolytic etching)并觀察時(shí)，能夠容易地識(shí)別。使用掃描電子顯微鏡 (scanning electron microscope) (SEM)觀察鋼板的顯微組織時(shí)，MA作為白色突起部分被觀察到。(b)通過(guò)適量添加Mn、Si等奧氏體穩(wěn)定化元素(austenite stabilizing elements)，未相變奧氏體變穩(wěn)定，因此，即使沒(méi)有大量添加Cu、Ni、Mo等昂貴的合金元素， 也能夠生成硬質(zhì)的MA。(c)在奧氏體未再結(jié)1 度區(qū)(no-recrystallization temperature range in austenite) 900°C以下施加50%以上的累積軋制，能夠使MA均勻微細(xì)分散，能夠在維持低屈服比的同時(shí)使均勻伸長(zhǎng)率提高。(d)進(jìn)而，通過(guò)適當(dāng)?shù)乜刂粕鲜?C)的奧氏體未再結(jié)晶溫度區(qū)內(nèi)的軋制條件和上述(a)的再加熱條件這兩方面，能夠控制MA的形狀，即以圓當(dāng)量直徑的平均值計(jì)，能夠微細(xì)化至3. Ομπι以下。因此，其結(jié)果為，即使受到現(xiàn)有鋼的情況下由時(shí)效而導(dǎo)致屈服比劣化等這樣的熱歷史，MA的分解也少，在時(shí)效后也能夠維持期望的組織形態(tài)以及特性。本發(fā)明是在上述見(jiàn)解基礎(chǔ)上進(jìn)一步進(jìn)行研究而完成的，即，本發(fā)明的主旨如下。第一發(fā)明是一種耐應(yīng)變時(shí)效特性優(yōu)良的具有低屈服比、高強(qiáng)度以及高均勻伸長(zhǎng)率的鋼板，其特征在于，成分組成為，以質(zhì)量％計(jì)，含有C 0. 06 0. 12%, Si 0. 01 1. 0%、 Mn 1. 2 3. 0%,P :0. 015% 以下，S :0. 005% 以下、Al :0. 08% 以下、Nb :0. 005 0. 07%, Ti 0. 005 0. 025%,N :0. 010%以下、0 :0. 005%以下，余量由!^e及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成， 金屬組織由貝氏體和島狀馬氏體的兩相組織構(gòu)成，該島狀馬氏體的面積百分率為3 20% 并且圓當(dāng)量直徑為3. 0 μ m以下，均勻伸長(zhǎng)率為7%以上，屈服比為85%以下，而且，在250°C 以下的溫度下實(shí)施30分鐘以下的應(yīng)變時(shí)效處理后，均勻伸長(zhǎng)率仍為7%以上且屈服比仍為 85%以下。第二發(fā)明是第一發(fā)明所述的耐應(yīng)變時(shí)效特性優(yōu)良的具有低屈服比、高強(qiáng)度以及高均勻伸長(zhǎng)率的鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有選自Cu :0. 5%以下、Ni 1 %以下、Cr : 0. 5% 以下、Mo 0. 5% 以下、V 0. 以下、Ca :0. 0005 0. 003%,B :0. 005% 以下中的一種或兩種以上。第三發(fā)明是一種耐應(yīng)變時(shí)效特性優(yōu)良的具有低屈服比、高強(qiáng)度以及高均勻伸長(zhǎng)率的鋼板的制造方法，其特征在于，將具有第一發(fā)明或第二發(fā)明中任一項(xiàng)所述的成分組成的鋼加熱至1000 1300°C的溫度，并在Ar3溫度以上的軋制結(jié)束溫度下進(jìn)行熱軋，以使在CN 102549188 A900°C以下的累積軋制率達(dá)到50%以上，然后，以5°C /秒以上的冷卻速度進(jìn)行加速冷卻至 500°C 680°C，然后立刻以2. O0C /秒以上的升溫速度進(jìn)行再加熱至550 750°C。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明，在不會(huì)使焊接熱影響部韌性劣化、或添加大量的合金元素的情況下， 能夠以低成本制造具備高均勻伸長(zhǎng)率特性的具有低屈服比、高強(qiáng)度以及高均勻伸長(zhǎng)率的鋼板。因此，能夠廉價(jià)且大量穩(wěn)定地制造主要用于管線管的鋼板，可以顯著提高生產(chǎn)率以及經(jīng)濟(jì)性，在產(chǎn)業(yè)上極為有用。


圖1是表示MA的面積百分率與母材的均勻伸長(zhǎng)率的關(guān)系的圖。圖2是表示MA的面積百分率與母材的屈服比的關(guān)系的圖。圖3是表示MA的圓當(dāng)量直徑與母材的韌性的關(guān)系的圖。
具體實(shí)施例方式以下，對(duì)本發(fā)明的各構(gòu)成要素的限定理由進(jìn)行說(shuō)明。1.關(guān)于成分組成首先，對(duì)規(guī)定本發(fā)明的鋼的成分組成的原因進(jìn)行說(shuō)明。需要說(shuō)明的是，成分％全部是指質(zhì)量％。C :0.06 0.12%C是以碳化物的形式有助于析出強(qiáng)化、并且對(duì)MA生成重要的元素，添加低于 0.06%時(shí)，有可能對(duì)于MA的生成不充分，而且可能無(wú)法確保充分的強(qiáng)度。超過(guò)0. 12%的添力口，使焊接熱影響部(HAZ)韌性劣化，因此，使C量在0. 06 0. 12 %的范圍內(nèi)。優(yōu)選0. 06
0.10%的范圍。Si :0.01 1.0%Si是為了脫氧而添加的，在低于0. 01 %的添加時(shí)，脫氧效果不充分，添加超過(guò)
1.0%時(shí)，使韌性和焊接性劣化，因此，使Si量在0. 01 1. 0%的范圍內(nèi)。優(yōu)選0. 1 0. 3% 的范圍。Mn :1.2 3.0%Mn是為了提高強(qiáng)度、韌性、進(jìn)而提高淬透性，促進(jìn)MA生成而添加的，在添加低于 1. 2 %時(shí)，該效果不充分，添加超過(guò)3. 0 %時(shí)，韌性以及焊接性發(fā)生劣化，因此，使Mn量在 1. 2 3. 0 %的范圍內(nèi)。為了穩(wěn)定地生成MA而與成分和制造條件的變動(dòng)無(wú)關(guān)，優(yōu)選添加 1.5%以上。進(jìn)一步優(yōu)選1.5 1.8%的范圍。P :0· 015% 以下、S :0· 005% 以下本發(fā)明中，P、S是不可避免的雜質(zhì)，規(guī)定其量的上限。P的含量多時(shí)，中央偏析顯著，母材韌性發(fā)生劣化，因此，使P量為0. 015%以下。S的含量多時(shí)，MnS的生成量顯著增力口，母材的韌性發(fā)生劣化，因此，使S量為0. 005%以下。進(jìn)一步優(yōu)選P為0. 010%以下，S為 0. 002%以下的范圍。Al :0.08% 以下Al作為脫氧劑而添加，在添加低于0.01%時(shí)，脫氧效果不充分，添加超過(guò)0.08%時(shí)，鋼的潔凈度降低，韌性發(fā)生劣化，因此，使Al量為0. 08%以下。優(yōu)選0. 01 0. 08%的范圍。進(jìn)一步優(yōu)選0.01 0.05%的范圍。Nb :0· 005 0. 07%Nb是通過(guò)組織的微細(xì)?；鬼g性提高、而且通過(guò)固溶Nb的淬透性提高而有助于強(qiáng)度升高的元素。該效果在添加0. 005%以上時(shí)顯示出來(lái)。但是，添加低于0. 005%時(shí)，沒(méi)有效果，添加超過(guò)0. 07%時(shí)，焊接熱影響部的韌性發(fā)生劣化，因此，使Nb量在0. 005 0. 07% 的范圍內(nèi)。進(jìn)一步優(yōu)選0.01 0.05%的范圍。Ti :0· 005 0. 025%Ti是通過(guò)TiN的固定效果(pinning effect)抑制鋼坯加熱時(shí)的奧氏體的粗大化、使母材的韌性提高的重要元素。該效果在添加0.005%以上時(shí)顯示出來(lái)。但是，超過(guò) 0. 025%的添加會(huì)導(dǎo)致焊接熱影響部的韌性的劣化，因此，使Ti量在0. 005 0. 025%的范圍內(nèi)。從焊接熱影響部的韌性的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選0.005%以上且低于0.02%的范圍。進(jìn)一步優(yōu)選0. 007 0. 016%的范圍。N :0.010% 以下N作為不可避免的雜質(zhì)處理，N量超過(guò)0. 010%時(shí)，焊接熱影響部的韌性發(fā)生劣化， 因此，N量為0.010%以下。優(yōu)選0.007%以下。進(jìn)一步優(yōu)選0.006%以下的范圍。0:0. 005% 以下本發(fā)明中，0是不可避免的雜質(zhì)，對(duì)其量的上限進(jìn)行規(guī)定。由于0是生成粗大且對(duì)韌性帶來(lái)不良影響的夾雜物的原因，因此，使0量為0. 005%以下。進(jìn)一步優(yōu)選0. 003%以下的范圍。以上是本發(fā)明的基本成分，為了進(jìn)一步改善鋼板的強(qiáng)度和韌性，并且使淬透性提高，促進(jìn)MA的生成，可以含有以下所示的Cu、Ni、Cr、Mo、V、Ca、B中的1種或2種以上。Cu :0.5% 以下Cu也可以不添加，但通過(guò)添加有助于鋼的淬透性的提高，因此，可以添加。為了得到該效果，優(yōu)選添加0. 05%以上。但是，超過(guò)0. 5%進(jìn)行添加時(shí)，發(fā)生韌性劣化，因此，在添加Cu的情況下，優(yōu)選使Cu量為0. 5%以下。進(jìn)一步優(yōu)選0. 4%以下的范圍。Ni:l% 以下Ni也可以不添加，但由于有助于鋼的淬透性的提高、特別是即使大量添加也不會(huì)產(chǎn)生韌性的劣化，因此，對(duì)強(qiáng)韌化有效，因而可以添加。為了得到該效果，優(yōu)選添加0. 05%以上。但是，Ni是昂貴的元素，因此，在添加Ni的情況下，Ni量?jī)?yōu)選為以下。進(jìn)一步優(yōu)選 0.4%以下的范圍。Cr :0.5% 以下Cr也可以不添加，但與Mn同樣地是即使在低C時(shí)用于得到充分的強(qiáng)度也有效的元素，因此，可以添加。為了得到該效果，優(yōu)選添加0. 以上，但過(guò)量地添加時(shí)，焊接性劣化， 因此，在添加的情況下，優(yōu)選使Cr量為0. 5%以下。進(jìn)一步優(yōu)選0. 4%以下的范圍。Mo :0.5% 以下Mo也可以不添加，但是使淬透性提高的元素，是通過(guò)MA生成和強(qiáng)化貝氏體相而有助于強(qiáng)度升高的元素，因此，可以添加。為了得到該效果，優(yōu)選添加0.05%以上。但是，添加超過(guò)0. 5%時(shí)，導(dǎo)致焊接熱影響部的韌性的劣化，因此，在添加的情況下，優(yōu)選使Mo量為0. 5%以下，進(jìn)一步優(yōu)選0. 3%以下。V :0.1% 以下V也可以不添加，但由于是提高淬透性、有助于強(qiáng)度升高的元素，因此，可以添加。 為了得到該效果，優(yōu)選添加0. 005 %以上，添加超過(guò)0. 1 %時(shí)，焊接熱影響部的韌性發(fā)生劣化，因此，添加的情況下，優(yōu)選使V量為0. 以下。進(jìn)一步優(yōu)選0.06%以下的范圍。Ca :0· 0005 0. 003%Ca通過(guò)控制硫化物類夾雜物的形態(tài)來(lái)改善韌性，因此，可以添加。0. 0005%以上時(shí)，顯示出該效果，超過(guò)0. 003%時(shí)，效果飽和，反而使?jié)崈舳冉档?，并使韌性劣化，因此，在添加的情況下，優(yōu)選使Ca量在0. 0005 0. 003%的范圍內(nèi)。進(jìn)一步優(yōu)選為0. 001 0. 003% 的范圍。B :0.005% 以下B是有助于強(qiáng)度升高、焊接熱影響部的韌性的改善的元素，可以添加。為了得到該效果，優(yōu)選添加0. 0005%以上，但添加超過(guò)0. 005%時(shí)，使焊接性劣化，因此，添加的情況下，優(yōu)選使B量為0. 005%以下。進(jìn)一步優(yōu)選0. 003%以下的范圍。需要說(shuō)明的是，通過(guò)優(yōu)化Ti量與N量之比Ti/N，能夠利用TiN粒子抑制焊接熱影響部的奧氏體粗大化，從而能夠得到良好的焊接熱影響部的韌性，因此，優(yōu)選使Ti/N在2 8的范圍內(nèi)，進(jìn)一步優(yōu)選使其為2 5的范圍內(nèi)。本發(fā)明的鋼板中的上述成分以外的余量為!^e以及不可避免的雜質(zhì)。其中，只要是在不損害本發(fā)明的作用效果的范圍內(nèi)，則也可以含有上述以外的元素。例如，從韌性改善的觀點(diǎn)出發(fā)，可以含有Mg :0. 02%以下，和/或REM(稀土金屬)0.02%以下。以下，對(duì)本發(fā)明的金屬組織進(jìn)行說(shuō)明。2.關(guān)于金屬組織本發(fā)明中，形成除了主相貝氏體之外還均勻地含有面積百分率為3 20%并且圓當(dāng)量直徑3.0μπι以下的島狀馬氏體(MA)的金屬組織。需要說(shuō)明的是，在此所說(shuō)的主相，是指80%以上的面積百分率。通過(guò)形成主相貝氏體中均勻地生成有MA的兩相組織、即在軟質(zhì)的回火貝氏體中含有硬質(zhì)的MA的復(fù)合組織，實(shí)現(xiàn)鋼板的低屈服比化、高均勻伸長(zhǎng)率化。這樣的軟質(zhì)的回火貝氏體與硬質(zhì)的MA的多相組織中，軟質(zhì)相承擔(dān)變形，因此，能夠?qū)崿F(xiàn)7%以上的高均勻伸長(zhǎng)率化。對(duì)于組織中的MA的比例，以MA的面積百分率(由軋制方向和板寬方向等鋼板的任意截面中的這些MA的面積的比例的平均值計(jì)算)計(jì)，使其為3 20%。MA的面積百分率低于3%時(shí)，有時(shí)對(duì)于實(shí)現(xiàn)低屈服比化和高均勻伸長(zhǎng)率化不充分，另外，超過(guò)20%時(shí)，有時(shí)使母材韌性劣化。另外，從低屈服比化、以及高均勻伸長(zhǎng)率化的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選使MA的面積百分率為5 12%。圖1中表示MA的面積百分率與母材的均勻伸長(zhǎng)率的關(guān)系。MA的面積百分率低于3%時(shí)，難以實(shí)現(xiàn)均勻伸長(zhǎng)率7%以上。圖2中表示MA的面積百分率與母材的屈服比的關(guān)系。MA的面積百分率低于3%時(shí)，難以實(shí)現(xiàn)屈服比85%以下。需要說(shuō)明的是，對(duì)于MA的面積百分率，例如將通過(guò)SEM(掃描電子顯微鏡)觀察得到的至少4個(gè)視野以上的顯微組織照片進(jìn)行圖像處理，由此，可以由MA所占的面積率的平均值計(jì)算。另外，從確保母材的韌性的觀點(diǎn)出發(fā)，使MA的圓當(dāng)量直徑為3. 0 μ m以下。圖3中表示MA的圓當(dāng)量直徑與母材的韌性的關(guān)系。MA的圓當(dāng)量直徑低于3. Oym時(shí)，將難以使母材的-20°C下的夏比吸收能為200J以上。需要說(shuō)明的是，對(duì)于MA的圓當(dāng)量直徑，可以對(duì)通過(guò)SEM觀察得到的顯微組織進(jìn)行圖像處理，對(duì)于各個(gè)MA，求出與各個(gè)MA相同面積的圓的直徑，作為這些直徑的平均值而求得。本發(fā)明中，為了即使并不大量添加Cu、Ni、Mo等昂貴的合金元素也使MA生成，重要的是添加MruSi使未相變奧氏體穩(wěn)定化，再加熱，抑制之后的空冷(air cooling)中的珠光體相變(pearlitic transformation)禾口滲碳體生成(cementite precipitation)。另外，從抑制鐵素體生成的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選冷卻的開始溫度為Ar3溫度以上。本發(fā)明中的MA生成的機(jī)理(mechanism)大致如下。詳細(xì)的制造條件如后所述。加熱鋼坯(slab)后，在奧氏體區(qū)結(jié)束軋制，然后在Ar3相變溫度以上開始加速冷卻(accelerated cooling)。在貝氏體相變過(guò)程中、即存在未相變奧氏體的溫度區(qū)內(nèi)結(jié)束加速冷卻，然后從比貝氏體相變的結(jié)束溫度(Bf點(diǎn))更高的溫度開始進(jìn)行再加熱，然后進(jìn)行冷卻，在上述制造工藝中，其顯微組織的變化如下。加速冷卻結(jié)束時(shí)的顯微組織為貝氏體和未相變奧氏體。然后，通過(guò)從比Bf點(diǎn)更高的溫度開始進(jìn)行再加熱，發(fā)生從未相變奧氏體向貝氏體的相變，但對(duì)于這樣在比較高的溫度下生成的貝氏體而言,其C固溶量(amount of solid solution of carbon)少，因此，C 向周圍的未相變奧氏體中排出。因此，隨著再加熱時(shí)的貝氏體相變的進(jìn)行，未相變奧氏體中的C量增加。此時(shí)，如果含有一定以上的奧氏體穩(wěn)定化元素Mn、Si等，則即使在再加熱結(jié)束時(shí)也殘存C富集了的未相變奧氏體，通過(guò)再加熱后的冷卻向MA相變，最終形成在貝氏體相中生成MA的組織。本發(fā)明中，重要的是，在加速冷卻后，從存在未相變奧氏體的溫度區(qū)開始進(jìn)行再加熱，再加熱開始溫度為Bf點(diǎn)以下時(shí)，貝氏體相變完成，將不存在未相變奧氏體，因此，需要使再加熱開始時(shí)為比Bf點(diǎn)更高的溫度。另外，關(guān)于再加熱后的冷卻，由于對(duì)MA的相變不產(chǎn)生影響，因此沒(méi)有特別的規(guī)定，但基本上優(yōu)選空冷。本發(fā)明中，使用添加了一定量Mn、Si的鋼，在貝氏體相變過(guò)程中停止加速冷卻，然后立刻連續(xù)地進(jìn)行再加熱，由此，能夠生成硬質(zhì)的MA而不會(huì)使制造效率 (manufacturing efficiency) |5華^[氏0需要說(shuō)明的是，對(duì)于本發(fā)明的鋼而言，金屬組織為在主相的貝氏體相中均勻地含有一定量的MA的組織，但在不損害本發(fā)明的作用效果的程度上，含有貝氏體以及MA以外的組織或析出物的鋼也包括在本發(fā)明的范圍內(nèi)。具體而言，在鐵素體(具體為多邊形鐵素體)、珠光體或滲碳體等混合存在1種或 2種以上的情況下，強(qiáng)度降低。但是，在貝氏體以及MA以外的組織的面積百分率低的情況下，可以忽視強(qiáng)度的降低的影響，因此，只要以相對(duì)于組織整體的總計(jì)面積百分率計(jì)為3% 以下，則可以含有1種或2種以上的貝氏體以及MA以外的金屬組織、即鐵素體、珠光體或滲碳體等。
上述的金屬組織，可以通過(guò)使用上述組成的鋼，根據(jù)以下所述的方法制造而得到。3.關(guān)于制造條件優(yōu)選利用轉(zhuǎn)爐(steel converter)、電爐(electric furnace)等熔煉裝置通過(guò)常規(guī)方法對(duì)具有上述組成的鋼進(jìn)行熔煉，通過(guò)連鑄法(continuous casting)或鑄錠 開坯法等常規(guī)方法形成鋼坯等鋼原材料。需要說(shuō)明的是，關(guān)于熔煉方法、鑄造法，并不限定于上述方法。然后，軋制成性能所期望的形狀，軋制后，進(jìn)行冷卻以及加熱。需要說(shuō)明的是，本發(fā)明中，加熱溫度、軋制結(jié)束溫度(finishing rolling temperature)、7令去P 結(jié)束溫度(finishing cooling temperature)、以及再力口熱溫度 (reheating temperature)等溫度為鋼板的平均溫度。關(guān)于平均溫度，是由鋼坯或鋼板的表面溫度，考慮到板厚、導(dǎo)熱率(thermal conductivity)等參數(shù)(parameter)，通過(guò)計(jì)算而求得的值。另外，冷卻速度(cooling rate)是在熱軋結(jié)束后冷卻至冷卻結(jié)束溫度(500 6800C )所需要的溫度差除以進(jìn)行該冷卻所需要的時(shí)間而得到的平均冷卻速度。另外，升溫速度(heating rate)是在冷卻后直到再加熱溫度(550 750°C )的再加熱所需要的溫度差除以進(jìn)行再加熱所需要的時(shí)間而得到的平均升溫速度。以下，對(duì)于各制造條件詳細(xì)進(jìn)行說(shuō)明。需要說(shuō)明的是，Ar3溫度使用通過(guò)以下式計(jì)算的值。Ar3 (°C ) = 910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo加熱溫度(heating temperature) :1000 1300°C加熱溫度低于1000°C時(shí)，碳化物的固溶不充分，無(wú)法得到必要的強(qiáng)度，超過(guò) 1300°C時(shí)，母材韌性發(fā)生劣化，因此，使加熱溫度在1000 1300°C的范圍內(nèi)。軋制結(jié)束溫度=Ar3溫度以上軋制結(jié)束溫度低于Ar3溫度時(shí)，之后的鐵素體相變速度降低，因此，再加熱時(shí)C向未相變奧氏體的富集變得不充分，不會(huì)生成MA。因此，使軋制結(jié)束溫度為Ar3溫度以上。900°C 以下的累積軋制率(accumulative rolling reduction) :50% 以上該條件在本發(fā)明中是重要的制造條件之一。900°C以下的溫度區(qū)，與奧氏體未再結(jié)晶溫度區(qū)相當(dāng)。通過(guò)使該溫度區(qū)中的累積軋制率為50%以上，能夠使奧氏體粒微細(xì)化，因此，之后在原奧氏體晶界(prior austenite grain boundaries)生成的MA的生成位點(diǎn)增力口，有助于抑制MA的粗大化。9000C以下的累積軋制率低于50%時(shí)，生成的MA的圓當(dāng)量直徑超過(guò)3. 0 μ m，因此， 有時(shí)均勻伸長(zhǎng)率降低，或母材的韌性降低。因此，使900°C以下的累積軋制率為50%以上。冷卻速度5°C /秒以上、冷卻停止溫度500 680°C在軋制結(jié)束后，立刻實(shí)施加速冷卻。冷卻開始溫度為Arj^度以下而生成多邊形鐵素體(polygonal ferrite)時(shí)，引起強(qiáng)度的降低，并且也將難以發(fā)生MA的生成，因此，優(yōu)選使冷卻開始溫度為Ar3溫度以上。使冷卻速度為5°C /秒以上。冷卻速度低于5°C /秒時(shí)，在冷卻時(shí)生成珠光體，因此，無(wú)法得到充分的強(qiáng)度和低屈服比。由此，使軋制結(jié)束后的冷卻速度為5°C /秒以上。本發(fā)明中，通過(guò)加速冷卻過(guò)冷(supercooling)至貝氏體相變區(qū)，由此，在之后的再加熱時(shí)并不進(jìn)行溫度保持的條件下，也能夠使再加熱時(shí)的貝氏體相變完成。使冷卻停止溫度為500 680°C。該工藝在本發(fā)明中為重要的制造條件。本發(fā)明CN 102549188 A中，再加熱后存在的C富集的未相變奧氏體在之后的空冷時(shí)相變?yōu)镸A0S卩，需要在貝氏體相變過(guò)程中的存在未相變奧氏體的溫度區(qū)內(nèi)停止冷卻。冷卻停止溫度低于500°C時(shí)，貝氏體相變完成，因此，在空冷時(shí)沒(méi)有生成MA，無(wú)法實(shí)現(xiàn)低屈服比化。 超過(guò)680°C時(shí)，C被冷卻中析出的珠光體消耗，沒(méi)有生成MA，因此，使加速冷卻的停止溫度為 500 680°C。從賦予更良好的強(qiáng)度以及韌性的基礎(chǔ)上確保優(yōu)選的MA面積百分率的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選為550 660°C。關(guān)于該加速冷卻，可以使用任意的冷卻設(shè)備(cooling system)。加速冷卻后的升溫速度2. O0C /秒以上、再加熱溫度550 750°C在加速冷卻停止后，立刻以2. 0°C /秒以上的升溫速度進(jìn)行再加熱至550 750°C 的溫度。其中，加速冷卻停止后立刻進(jìn)行再加熱是指，加速冷卻停止后在120秒以內(nèi)以 2. O0C /秒以上的升溫速度進(jìn)行再加熱。該工藝在本發(fā)明中也是重要的制造條件。在上述加速冷卻后的再加熱時(shí)，未相變奧氏體相變?yōu)樨愂象w，隨之，C向殘留的未相變奧氏體中排出，由此，該C富集的未相變奧氏體，在再加熱后的空冷時(shí)相變?yōu)镸A。為了得到MA，需要在加速冷卻后從比Bf點(diǎn)更高的溫度開始再加熱至550 750°C 的溫度區(qū)。升溫速度低于2. O0C /秒時(shí)，需要長(zhǎng)時(shí)間直至達(dá)到目標(biāo)再加熱溫度，因此，制造效率變差，此外，有時(shí)導(dǎo)致MA的粗大化，無(wú)法得到充分的低屈服比、均勻伸長(zhǎng)率。該機(jī)理尚不明確，但可以認(rèn)為，通過(guò)使再加熱的升溫速度增大至2°C /秒以上，抑制C富集區(qū)域的粗大化，從而能夠抑制在再加熱后的冷卻過(guò)程中生成的MA的粗大化。再加熱溫度低于550°C時(shí)，不能充分發(fā)生貝氏體相變，從而C向未相變奧氏體中的排出將不充分，沒(méi)有生成MA，無(wú)法實(shí)現(xiàn)低屈服比化。再加熱溫度超過(guò)750°C時(shí)，由于貝氏體的軟化而無(wú)法得到充分的強(qiáng)度，因此，使再加熱的溫度區(qū)為550 750°C的范圍。本發(fā)明中，重要的是，在加速冷卻后，從存在未相變奧氏體的溫度區(qū)開始進(jìn)行再加熱，再加熱開始溫度為Bf點(diǎn)以下時(shí)，貝氏體相變完成，將不存在未相變奧氏體，因此，需要使再加熱開始時(shí)為比Bf點(diǎn)更高的溫度。為了在再加熱時(shí)確實(shí)地使貝氏體相變中的C向未相變奧氏體中富集，優(yōu)選由再加熱開始溫度升溫50°C以上。對(duì)于再加熱溫度，不需要特別設(shè)定溫度保持時(shí)間。如果使用本發(fā)明的制造方法，則即使再加熱后立刻進(jìn)行冷卻，也能夠得到充分的 MA，因此，能夠?qū)崿F(xiàn)低屈服比化、高均勻伸長(zhǎng)率化。但是，為了促進(jìn)C的進(jìn)一步擴(kuò)散來(lái)確保MA 體積百分率，可以在再加熱時(shí)進(jìn)行30分鐘以內(nèi)的溫度保持。進(jìn)行溫度保持超過(guò)30分鐘時(shí)， 有時(shí)貝氏體相發(fā)生恢復(fù)而使強(qiáng)度降低。此外，優(yōu)選使再加熱后的冷卻速度基本上為空冷。作為用于進(jìn)行加速冷卻后的再加熱的設(shè)備，可以在用于進(jìn)行加速冷卻的冷卻設(shè)備的下游側(cè)設(shè)置加熱裝置。作為加熱裝置，優(yōu)選使用能夠進(jìn)行鋼板的快速加熱的氣體燃燒爐 (gas burner furnace)或感應(yīng)力口熱裝置(induction heating apparatus)。如上所述，本發(fā)明中，首先，在奧氏體未再結(jié)晶溫度區(qū)900°C以下進(jìn)行50%以上的累積軋制，由此，通過(guò)奧氏體粒的微細(xì)化，增加MA生成位點(diǎn)，從而能夠使MA均勻地微細(xì)分散。進(jìn)而，本發(fā)明中，通過(guò)增大加速冷卻后的再加熱的升溫速度，抑制MA的粗大化，因此，能夠?qū)A的圓當(dāng)量直徑微細(xì)化為3. 0 μ m以下。由此，能夠在維持85%以下的低屈服比和良好的低溫韌性的同時(shí)，使均勻伸長(zhǎng)率為以上，與以往相比有所提高。而且，即使受到在現(xiàn)有鋼的情況向下由應(yīng)變時(shí)效而導(dǎo)致特性劣化這樣的熱歷史 (thermal history)，本發(fā)明鋼的情況下MA的分解少，將能夠維持由貝氏體和MA的兩相組織構(gòu)成的預(yù)定的金屬組織。其結(jié)果為，本發(fā)明中，即使經(jīng)過(guò)250°C下30分鐘這樣的、相當(dāng)于通常的鋼管的涂布工序(coating process)中高溫且長(zhǎng)時(shí)間的熱歷史，也能夠抑制由應(yīng)變時(shí)效導(dǎo)致的屈服應(yīng)力(YS)升高、以及隨之的屈服比的升高或均勻伸長(zhǎng)率的降低，即使受到在現(xiàn)有鋼的情況下由應(yīng)變時(shí)效而導(dǎo)致特性劣化這樣的熱歷史，對(duì)于本發(fā)明鋼而言，也能夠確保屈服比85%以下，均勻伸長(zhǎng)率7%以上。實(shí)施例1通過(guò)連鑄法使表1所示成分組成的鋼(鋼種類A J)形成鋼坯，制造板厚20、33mm 的厚鋼板(No. 1 16)。通過(guò)熱軋對(duì)加熱后的鋼坯進(jìn)行軋制，然后，立刻使用水冷型的加速冷卻設(shè)備進(jìn)行冷卻，使用感應(yīng)加熱爐或氣體燃燒爐進(jìn)行再加熱。感應(yīng)加熱爐設(shè)置在與加速冷卻設(shè)備同一生產(chǎn)線上。將各鋼板(No. 1 16)的制造條件示于表2。需要說(shuō)明的是，將加熱溫度、軋制結(jié)束溫度、冷卻停止(結(jié)束)溫度、以及再加熱溫度等溫度設(shè)為鋼板的平均溫度。對(duì)于平均溫度而言，由鋼坯或鋼板的表面溫度，使用板厚、導(dǎo)熱率等參數(shù)通過(guò)計(jì)算而求得。另外，冷卻速度是將在熱軋結(jié)束后冷卻至冷卻停止(結(jié)束)溫度060 630°C ) 所需要的溫度差除以進(jìn)行該冷卻所需要的時(shí)間而得到的平均冷卻速度。另外，再加熱速度是在冷卻后再加熱至再加熱溫度(540 680°C)所需要的溫度差除以進(jìn)行再加熱所需要的時(shí)間而得到的平均升溫速度。測(cè)定如上制造的鋼板的機(jī)械性質(zhì)(mechanical property)。將測(cè)定結(jié)果示于表3。 關(guān)于拉伸強(qiáng)度，裁取2片與軋制方向(rolling direction)成直角方向的總厚度的拉伸試驗(yàn)片(tension test specimen)，進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，以其平均值進(jìn)行評(píng)價(jià)。使拉伸強(qiáng)度517MPa以上(API 5L X60以上)為本發(fā)明需要的強(qiáng)度。關(guān)于屈服比、 均勻伸長(zhǎng)率，裁取2片軋制方向的總厚度的拉伸試驗(yàn)片，進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，以其平均值進(jìn)行評(píng)價(jià)。將屈服比85%以下，均勻伸長(zhǎng)率7%以上作為本發(fā)明需要的變形性能。關(guān)于母材韌性，裁取3片與軋制方向成直角方向的全尺寸夏比V形缺口試驗(yàn)片，進(jìn)行夏比試驗(yàn)，測(cè)定-20°C下的吸收能量，求出其平均值。將-20°C下的吸收能量為200J以上的情況設(shè)為良好。關(guān)于焊接熱影響部(HAZ)的韌性，裁取3片通過(guò)重現(xiàn)熱循環(huán)裝置Oteproducing Apparatus of Weld Thermal Cycles)施加了與熱輸入40kJ/cm相當(dāng)?shù)臒釟v史的試驗(yàn)片， 進(jìn)行夏比沖擊試驗(yàn)(Charpy impact test)。然后，測(cè)定_20°C下的吸收能量(absorbed energy)，求出其平均值。將_20°C下的夏比吸收能量為100J以上的情況設(shè)為良好。需要說(shuō)明的是，將制造的鋼板在250°C下保持30分鐘，進(jìn)行應(yīng)變時(shí)效處理(strain ageing treatment)后，同樣地實(shí)施母材的拉伸試驗(yàn)、夏比沖擊試驗(yàn)以及焊接熱影響部 (HAZ)的夏比沖擊試驗(yàn)，進(jìn)行評(píng)價(jià)。需要說(shuō)明的是，應(yīng)變時(shí)效處理后的評(píng)價(jià)基準(zhǔn)，以與上述應(yīng)變時(shí)效處理前的評(píng)價(jià)基準(zhǔn)相同的基準(zhǔn)進(jìn)行判定。表3中，作為本發(fā)明例的No. 1 7的成分組成以及制造方法均在本發(fā)明的范圍內(nèi)，在250°C下30分鐘應(yīng)變時(shí)效處理前后，在拉伸強(qiáng)度517MPa以上的高強(qiáng)度下屈服比85% 以下、均勻伸長(zhǎng)率7%以上，具有低屈服比、以及高均勻伸長(zhǎng)率，母材以及焊接熱影響部的韌性良好。此外，鋼板的組織為在貝氏體相中生成MA的組織，MA的面積百分率在3 20%的范圍內(nèi)。需要說(shuō)明的是，對(duì)于MA的面積百分率，由通過(guò)用掃描電子顯微鏡(SEM)觀察得到的顯微組織通過(guò)圖像處理而求得。對(duì)于No. 8 13而言，其化學(xué)成分在本發(fā)明的范圍內(nèi)，但制造方法在本發(fā)明的范圍夕卜，因此，鋼板組織中的MA的面積百分率或者圓當(dāng)量直徑在本發(fā)明的范圍外，在250°C下30 分鐘的應(yīng)變時(shí)效處理前或者后的任一狀態(tài)下，屈服比、均勻伸長(zhǎng)率不充分，或者無(wú)法得到良好的強(qiáng)度、韌性。對(duì)于No. 14 16而言，其成分組成在本發(fā)明的范圍外，因此，No. 14,15中屈服比、均勻伸長(zhǎng)率在發(fā)明的范圍外，另外，No. 16的韌性較差。
權(quán)利要求
1.一種具有低屈服比、高強(qiáng)度以及高均勻伸長(zhǎng)率的鋼板，其中，成分組成為，以質(zhì)量％ 計(jì)，含有C :0. 06 — 0. 12%,Si 0. 01 1. 0%、Mn :1. 2 3. 0%、P :0. 015% 以下、S :0. 005% 以下、Al 0. 08% 以下、Nb 0. 005 0. 07%, Ti :0. 005 0. 025%, N :0. 010% 以下、0 0. 005%以下，余量由!^e及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，金屬組織由貝氏體和島狀馬氏體的兩相組織構(gòu)成，該島狀馬氏體的面積百分率為3 20%并且圓當(dāng)量直徑為3. Ομπι以下，均勻伸長(zhǎng)率為7%以上，屈服比為85%以下，而且，在250°C以下的溫度下實(shí)施30分鐘以下的應(yīng)變時(shí)效處理后，均勻伸長(zhǎng)率仍為7%以上且屈服比仍為85%以下。
2.如權(quán)利要求1所述的具有低屈服比、高強(qiáng)度以及高均勻伸長(zhǎng)率的鋼板，其特征在于， 以質(zhì)量％計(jì)，還含有選自Cu 0. 5%以下、Ni 以下、Cr :0. 5%以下、Mo :0. 5%以下、V 0. 以下、Ca 0. 0005 0. 003%、B :0. 005%以下中的一種或兩種以上。
3.一種具有低屈服比、高強(qiáng)度以及高均勻伸長(zhǎng)率的鋼板的制造方法，其中，將具有權(quán)利要求1或2中任一項(xiàng)所述的成分組成的鋼加熱至1000 1300°C的溫度，并在Arj^度以上的軋制結(jié)束溫度下進(jìn)行熱軋，以使在900°C以下的累積軋制率達(dá)到50%以上，然后，以5°C / 秒以上的冷卻速度進(jìn)行加速冷卻至500°C 680°C，然后立刻以2. O0C /秒以上的升溫速度進(jìn)行再加熱至550 750°C。
全文摘要
本發(fā)明提供API 5L X70級(jí)以下的耐時(shí)效處理特性優(yōu)良的具有低屈服比、高強(qiáng)度以及高均勻伸長(zhǎng)率的鋼板及其制造方法。具體而言，一種耐應(yīng)變時(shí)效處理特性優(yōu)良的具有低屈服比、高強(qiáng)度以及高均勻伸長(zhǎng)率的鋼板，其特征在于，成分組成為，以質(zhì)量％計(jì)，含有C0.06～0.12％、Si0.01～1.0％、Mn1.2～3.0％、P0.015％以下、S0.005％以下、Al0.08％以下、Nb0.005～0.07％、Ti0.005～0.025％、N0.010％以下，O0.005％以下，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，金屬組織由貝氏體和島狀馬氏體的兩相組織構(gòu)成，該島狀馬氏體的面積百分率為3～20％并且圓當(dāng)量直徑為3.0μm以下，在250℃以下的溫度下實(shí)施30分鐘以下的應(yīng)變時(shí)效處理前后的均勻伸長(zhǎng)率為7％以上且屈服比為85％以下。
文檔編號(hào)C21D8/02GK102549188SQ201080043888
公開日2012年7月4日 申請(qǐng)日期2010年9月28日 優(yōu)先權(quán)日2009年9月30日
發(fā)明者島村純二, 石川信行, 鹿內(nèi)伸夫 申請(qǐng)人:杰富意鋼鐵株式會(huì)社