CN100523259C - 耐滞后破坏特性优良的高张力钢材及其制造方法 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
耐滞后破坏特性优良的高张力钢材及其制造方法，以质量%计，含有C：0.02-0.25%、Si：0.01-0.8%、Mn：0.5-2.0%、Al：0.005-0.1%、N：0.0005-0.008%、P：0.03%以下、S：0.03%以下，还含有规定量的从Mo、Nb、V、Ti中选择的一种以上元素，余量为Fe和不可避免的杂质，并且在钢中含有5个/250000nm2以上的平均粒径为20nm以下的析出物，该析出物含有Mo、Nb、V、Ti中的一种以上，拉伸强度为600MPa以上。
Description
技术领域
本发明涉及耐滞后破坏特性优良的高张力钢材及其制造方法。本发明尤其涉及优选拉伸强度为600Mpa以上且耐滞后破坏特性优良的高张力钢材及其制造方法。
背景技术
近年来，在建筑工业机械、罐、水槽、管路等使用钢材的领域，在构造物大型化的背景下，在使用的钢材趋向高强度化的同时，钢材使用环境进一步苛刻化。
但是，已知这种钢材的高强度化和使用环境苛刻化通常要提高钢材的氢脆敏感性，例如，在高强度螺栓领域，记载着尽可能不使用JIS B1186中的F11T级螺栓(拉伸强度1100-1300N/mm2)等，因此高张力钢材的使用是受限的。
为此，例如以下记载的文献，即，专利文献1、专利文献2、专利文献3、专利文献4、专利文献5等提出了利用成分优化、晶界强化、晶粒细化、氢捕获点(trap site)活用、组织形态控制、碳化物细微分散化等各种技术制造耐氢蚀致脆性优良的钢板的方法。
专利文献1特开平3-243745号公报
专利文献2特开2003-73737号公报
专利文献3特开2003-239041号公报
专利文献4特开2003-253376号公报
专利文献5特开2003-321743号公报
但是，按照上述专利文献1-5等记载的方法，当强度等级变高时，难于得到在强腐蚀环境下使用时所要求的耐滞后破坏特性。从而，迄今为止，一直在拉伸强度为900Mpa以上的高等级寻求具有更优良的耐滞后破坏特性的高张力钢材及这种高张力钢材的制造方法。
发明内容
本发明是鉴于以上情况作出的。即，本发明的目的在于提供拉伸强度为600Mpa以上、特别是900Mpa以上且耐滞后破坏特性比已有钢材更优良的高张力钢材及其制造方法。(注：已知滞后破坏主要与氢相关并由其引起。从钢材的使用环境角度来看，使用环境苛刻化导致通常带来氢对钢材的脆性敏感性的提高。如在本申请文件中所述，将减弱对高强度钢滞后破坏的敏感性并使其改善的特性称为“耐滞后破坏特性”。)
为解决上述问题，本发明采用了以下手段。即，滞后破坏是在室温下能够在钢中扩散的所谓扩散性氢聚集在应力集中部，其氢量达到材料极限值所产生的结果。作为对策，考虑了用于提高耐滞后破坏特性的一个具体应对方案，即，使聚集在应力集中部的扩散性氢的量减少的手段。
为提高钢材的耐滞后破坏特性，本发明者们又进行了刻意研究。结果发现了如下情况。即，具体地，通过规定作为合金碳化物等析出物形成元素的Mo、Nb、V、Ti的添加量和回火处理时钢材的板厚方向中心部的升温速度，可以确保析出物的细微分散化和残留奥氏体的合适量。而且，这些析出物和残留奥氏体增加了扩散性氢的捕获量，从而减少了聚集在应力集中部的扩散性氢量。由此，在本发明中，可以得到耐滞后破坏特性比已有材料优良的高张力钢材。
而且，本申请的发明者们还发现了以下情况。即，通过将所含有的元素成分，即S、Ca、O的添加量保持在适当的范围内，可以积极地利用CaS和MnS的复合夹杂物作为氢捕获点。由此，使该钢材具有的耐滞后破坏特性进一步提高。
根据所得到的如上简述的见解，本发明进行了更进一步的研究。即，本发明提供如下的耐滞后破坏特性优良的高张力钢材及其制造方法。
1.一种耐滞后破坏特性优良的高张力钢材，其特征在于：按质量％计，含有元素C：0.02-0.25％、Si：0.01-0.8％、Mn：0.5-2.0％、Al：0.005-0.1％、N：0.0005-0.008％、P：0.03％以下、S：0.03％以下；并且含有从Mo：0.01-1％、Nb：0.001-0.1％、V：0.001-0.5％、Ti：0.001-0.1％中选择的一种以上的元素。而且，余量为Fe和不可避免的杂质。并且该钢中含有的析出物具有从Mo、Nb、V、Ti中选择的至少一种以上元素。该析出物的平均粒径为20nm以下。存在的析出物数为5个/250000nm2以上。
2.根据1中记载的耐滞后破坏特性优良的高张力钢材，其特征在于：按质量％计，钢组成中还含有Cu：2％以下、Ni：4％以下、Cr：2％以下、W：2％以下中的至少一种以上元素。
3.根据1或2中记载的耐滞后破坏特性优良的高张力钢材，其特征在于：按质量％计，钢组成中还含有B：0.003％以下、Ca：0.01％以下、REM：0.02％以下(注：REM为Rare Earth Metal的缩写，表示稀土类)、Mg：0.01％以下中的至少一种以上元素。
4.根据1-3中任意一项记载的耐滞后破坏特性优良的高张力钢材，还含有以下元素：
按质量％计，0.0004≤S≤0.0025％、0.0010≤Ca≤0.0030％、0.0008≤O≤0.0030％；并且，用下式求出的ACR满足0.2≤ACR≤1.0；其中，
ACR＝(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S
且，在上式中，Ca、O、S为各成分的含量(质量％)。
5.一种耐滞后破坏特性优良的高张力钢材，其特征在于：按质量％计，含有元素C：0.02-0.25％、Si：0.01-0.8％、Mn：0.5-2.0％、Al：0.005-0.1％、N：0.0005-0.008％、P：0.03％以下、0.0004≤S≤0.0025％、0.0010％≤Ca≤0.0030％、0.0008≤O≤0.0030％、以及从Mo：0.01-1％、Nb：0.001-0.1％、V：0.001-0.5％、Ti：0.001-0.1％中选择的至少一种以上元素，并且，用下式求出的ACR的值满足0.2≤ACR≤1.0，余量由Fe和不可避免的杂质构成。并且，含有从Mo、Nb、V、Ti中选择的至少一种以上元素的析出物具有的平均粒径为20nm以下，存在的析出物数为5个/250000nm2以上。
其中，ACR＝(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S
且，Ca、O、S为各成分的含量(质量％)。
(注：在本申请文件中，ACR是表示Ca类夹杂物结晶度的指数。是Atomic Concentration Ratio的缩写。)
6.根据5中记载的耐滞后破坏特性优良的高张力钢材，其特征在于：按质量％计，钢组成中还含有Cu：2％以下、Ni：4％以下、Cr：2％以下、W：2％以下中的至少一种以上元素。
7.根据5或6中记载的耐滞后破坏特性优良的高张力钢材，其特征在于：按质量％计，钢组成中还含有B：0.003％以下、REM：0.02％以下、Mg：0.01％以下中的至少一种以上元素。
8.根据1-6中任意一项记载的耐滞后破坏特性优良的高张力钢材，其特征在于：钢组织中含有0.5-5％体积百分比的残留奥氏体。
9.1-7中任意一项记载的耐滞后破坏特性优良的高张力钢材的制造方法，即，
从Ar3相变点以上的温度到500℃以下的温度进行淬火的工序；
在前述淬火后，使从回火开始温度到规定回火温度的钢材中心部的平均升温速度为1℃/s以上而进行回火的工序。
具体实施方式
[成分组成]
关于本发明的成分组成，首先说明各成分的限定理由。另外，表示化学成分组成的％均为质量％。
C：0.02-0.25％
为确保拉伸强度而含有C，但不足0.02％时其含有效果不充分。另一方面，当超过0.25％时，母材及焊接热影响部的韧性变差，同时，其焊接性明显变差。从而，C含量限定在0.02-0.25％。
Si：0.01-0.8％
作为制钢阶段的脱氧材料和提高强度元素而含有S，但不足0.01％时其含有效果不充分。另一方面，当超过0.8％时，晶界脆化，会促进滞后破坏发生。从而，S含量限定在0.01-0.8％。
Mn：0.5-2.0％
为确保拉伸强度而含有Mn，但不足0.5％时其含有效果不充分。另一方面，当超过2.0％时，焊接热影响部的韧性变差，同时，其焊接性明显变差。从而，Mn含量限定在0.5-2.0％。
Al：0.005-0.1％
作为脱氧材料而添加Al，同时，也具有晶粒粒径细微化的效果。但不足0.005％时其含有效果不充分，另一方面，当含量超过0.1％时，钢板容易发生表面瑕疵。从而，Al含量限定在0.005-0.1％。
N：0.0005-0.008％
为了具有通过和Ti等形成氮化物使组织细微化以及提高母材和焊接热影响部韧性的效果而添加N。但添加不足0.0005％时，组织细微化效果不充分，另一方面，当添加超过0.008％时，由于固溶N量增加，有损母材和焊接热影响部的韧性。从而，N含量限定在0.0005-0.008％。
P：0.03％以下、S：0.03％以下
P、S均是杂质元素，当超过0.03％时，不能得到合格的母材和焊接接缝。从而，P、S含量分别限定在0.03％以下。其中，对于S，由于能够利用夹杂物作为氢的捕获点，优选设为0.0004％≤S≤0.0025％。当不足0.0004％时，不能确保夹杂物的适度分散量，氢的捕获点变少，不能表现出夹杂物的耐滞后破坏效果。当超过0.0025％时，夹杂物的量变得过多，有可能导致滞后破坏强度降低，韧性变差。
O：0.0008≤O≤0.0030％
由于能够利用夹杂物作为氢的捕获点，优选设为0.0008％≤O≤0.0030％。当不足0.0008％时，不能确保夹杂物的适度分散量，氢的捕获点变少，不能表现出夹杂物的耐滞后破坏效果。当超过0.0030％时，夹杂物的量变得过多，有可能导致滞后破坏强度降低，韧性变差。
从Mo、Nb、V、Ti中选择的至少一种以上元素
该钢材含有Mo、Nb、V、Ti中的一种以上时，该钢材具有捕获扩散性氢从而提高耐滞后破坏特性的效果。从而，含有Mo：0.01-1％、Nb：0.001-0.1％、V：0.001-0.5％、Ti：0.001-0.1％中的至少一种以上。
以下说明Mo、Nb、V、Ti的规定范围。
Mo：0.01-1％
Mo具有提高淬硬性和强度的作用，同时，通过形成碳化物，捕获扩散性氢，能提高耐滞后破坏特性。当添加不足0.01％时，其含有效果不充分，另一方面，当添加超过1％时，经济性变差。从而，在添加Mo时，其含量限定在0.01-1％。尤其是Mo具有增大回火软化阻力的作用，为了确保拉伸强度为900Mpa以上，优选添加0.2％以上。
Nb：0.001-0.1％
Nb作为微合金化元素能提高强度，同时，通过形成碳化物和氮化物、碳氮化物，捕获扩散性氢，可提高耐滞后破坏特性。当添加不足0.001％时，其效果不充分，另一方面，当添加超过0.1％时，焊接热影响部的韧性变差。从而，在添加Nb时，其含量限定在0.001-0.1％。
V：0.001-0.5％
V作为微合金化元素能提高强度，同时，通过形成碳化物和氮化物、碳氮化物，捕获扩散性氢，可提高耐滞后破坏特性。当添加不足0.001％时，其效果不充分，另一方面，当添加超过0.5％时，焊接热影响部的韧性变差。从而，在添加V时，其含量限定在0.001-0.5％。
Ti：0.001-0.1％
Ti在轧制加热时或焊接时生成TiN，抑制奥氏体晶粒的成长，提高母材和焊接热影响部的韧性，同时，通过形成碳化物和氮化物、碳氮化物，捕获扩散性氢，提高耐滞后破坏特性。
而且，通过形成Ti和Mo、Nb的复合析出物，捕获扩散性氢，也有提高耐滞后破坏特性的效果。但是，当添加不足0.001％时，其效果不充分，另一方面，当添加超过0.1％时，焊接热影响部的韧性变差。从而，在添加Ti时，其含量限定在0.001-0.1％。
并且，在本发明中，根据该钢材所需的特性，可以含有以下成分。即，根据所需的特性，该钢材还含有以下成分。
Cu：2％以下
Cu具有通过固溶强化和析出强化来提高强度的作用。但是，当Cu含量超过2％时，在钢坯加热或焊接时，容易产生热裂纹。从而，在添加Cu时，其含量限定在2％以下。
Ni：4％以下
Ni具有提高韧性和淬硬性的作用。但是，当Ni含量超过4％时，经济性变差。从而，在添加Ni时，其含量限定在4％以下。
Cr：2％以下
Cr具有提高强度和韧性的作用，并且高温强度特性优良。从而，在高强度化时优选积极添加，特别是为了得到900Mpa以上的特性时，优选添加0.3％以上。但是，当Cr含量超过2％时，焊接性变差。从而，在添加Cr时，其含量限定在2％以下。
W：2％以下
W具有提高强度的作用。但是，当超过2％时，焊接性变差。从而，在添加W时，其含量限定在2％以下。
B：0.003％以下
B具有提高淬硬性的作用。但是，当超过0.003％时，韧性变差。从而，在添加B时，其含量限定在0.003％以下。
Ca：0.01％以下
Ca是控制硫化物类夹杂物形态的不可缺少的元素。但是，当添加超过0.01％时，导致洁净度降低。从而，在添加Ca时，其含量限定在0.01％以下。
关于Ca，由于能利用夹杂物作为氢的捕获点，优选为0.0010％≤Ca≤0.0030％。当不足0.0010％时，不能确保夹杂物的适度分散量，氢的捕获点变少，不能表现出夹杂物的耐滞后破坏效果。
当超过0.0030％时，夹杂物的量变得过多，有可能导致滞后破坏强度降低，韧性变差。
并且，当0.0010％≤Ca≤0.0030％时，钢中的O量为0.0008％≤O≤0.0030％，用下式求出的ACR为0.2≤ACR≤1.0。
其中，ACR＝(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S
在式中，Ca、O、S为钢中含量(质量％)。
为了积极地利用CaS、MnS的复合夹杂物作为氢的捕获点而提高耐滞后破坏特性，将ACR设为0.2≤ACR≤1.0。通过使ACR满足该范围地含有Ca、O、S，能防止CaS、MnS分别作为主体结晶析出，从而能分散成细微的复合夹杂物。
结果，这些复合夹杂物和基体的界面捕获了氢，从而可以抑制一部分夹杂物向界面聚集。而且，在急速加热回火过程中，合金碳化物在这些复合夹杂物的表面析出，由此能捕获更多的氢。当ACR不足0.2时，夹杂物的主体变为MnS，夹杂物通过轧制而伸长，容易形成滞后破坏的起点，耐滞后破坏特性可能变差。
当ACR为1.0以上时，夹杂物的主体变为CaS，容易变得粗大，该粗大的CaS变为滞后破坏的起点，耐滞后破坏特性会变差。
更好地，ACR为0.4≤ACR≤0.8的范围。
而且，过去，由于MnS通过轧制而伸长，氢聚集在该部分上，容易发生裂纹，因此，通过满足ACR≥1.0地添加Ca并固定S来控制MnS的形态。
REM：0.02％以下
在钢中，REM生成REM(O、S)的硫化物，由此降低晶界的固溶S量，来改善耐SR裂纹特性。但是，当添加超过0.02％时，REM硫化物明显聚集在沉淀晶带，导致材质变差。从而，在添加REM时，其添加量限定在0.02％以下。
Mg：0.01％以下
Mg有时用作铁水脱硫剂。但是，当添加超过0.01％时，导致洁净度降低。从而，在添加Mg时，其添加量限定在0.01％以下。
下面说明本发明中析出物的析出形态的限定理由。首先从显微组织的角度论述其析出形态的限定理由。
[显微组织]在本发明中，含有从Mo、Nb、V、Ti中选择的至少一种以上元素的析出物的平均粒径为20nm以下，优选为15nm以下。该钢中含有的析出物数为5个/250000nm2以上，优选为10个/250000nm2以上。(注：其中析出物通常是所形成的碳化物、氮化物、碳氮化物及它们的复合物。)
例如，使用薄膜或提取复制的试样，通过透射型电子显微镜观察析出物。以利用图像分析得成的当量圆直径来评价粒径，例如，以在500nm见方的视野中观察到的析出物为对象，任意5幅视野以上的简单平均值为平均粒径。
与大小无关，含有从Mo、Nb、V、Ti中选择的至少一种以上元素的析出物具有捕获扩散性氢的效果，但平均粒径大于20nm时，晶格匹配性降低，捕获扩散性氢的能力变弱。结果，提高该钢材的耐滞后破坏特性的效果降低了。因此，平均粒径为20nm以下，优选为15nm以下。
而且，当含有从Mo、Nb、V、Ti中选择的至少一种以上元素的析出物的密度不足5个/250000nm2时，这些析出物捕获的扩散性氢的量变少，提高耐滞后破坏特性的效果降低了。因此，在钢中所含的比率为5个/250000nm2以上，优选为10个/250000nm2以上。
其次，从残留奥氏体的角度，论述其析出形态的限定理由。
[残留奥氏体]
由于氢的固溶度高，残留奥氏体作为氢捕获点发挥作用，从而提高了耐滞后破坏特性，但体积率不足0.5％时，效果不充分，当超过5％时，强度降低。从而，体积率优选为0.5-5％，优选为2-4％。
例如，通过利用X射线洐射进行的奥氏体晶格指数的峰值的定量化来测定残留奥氏体量的体积率。
下面说明本发明的制造方法。
在本发明中，可以以从Ar3相变点以上进行淬火的方式来制造钢坯，对从钢水开始制造板坯的方法，或者通过轧制板坯来制造钢坯的方法没有特别规定。能够利用通过转炉法、电炉法等熔炼的钢和通过连续铸造、铸锭法等制造的钢板。
在通过轧制板坯来制造钢坯时，可以不冷却到Ar3相变点以下，而直接开始热轧，也可以将暂时冷却的板坯再次加热到Ar3相变点以上后开始热轧。
如果在Ar3相变点以上完成了轧制，则对其它轧制条件没有特别规定。如果在Ar3相变点以上的温度进行轧制，则既可以在再结晶区域进行轧制，也可以在未再结晶区域进行轧制。
本发明如果从Ar3相变点以上的奥氏体单相组织的状态开始淬火，既可以在热轧后直接淬火，也可以在对热轧材再次加热之后进行淬火。
回火时的加热方式可以是感应加热、电加热、红外线辐射加热、气氛加热等任意方式，只要能达到所要求的升温速度就行。
下面说明本发明钢制造中的优选制造条件。本发明可适用于钢板、型钢及棒钢等各种形状的钢材，制造条件中的温度规定是针对钢材中心部设定的，即，钢板的板厚中心、型钢的具有本发明特性的部位的板厚中心、棒钢的径向中心。但是，由于中心部附近形成大致同样的温度过程，因此也不限定为中心本身。
以下从淬火和回火的角度来说明本发明钢制造中的优选制造条件。
本发明中的淬火如下所述。
为了确保母材强度和母材韧性，在从Ar3相变点以上的温度到500℃以下的温度进行淬火。淬火以0.5℃/s以上、优选是1℃/s以上的速度进行冷却。
执行本规定是为了完成从奥氏体向马氏体或贝氏体的相变，从而强化母材。
在本发明中，求Ar3相变点(℃)的公式没有特别规定，例如，Ar3＝910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo。式中各元素表示钢中含量(质量％)。
本发明的回火条件如下所述。
回火时，从回火开始温度到规定回火温度的平均升温速度为1℃/s以上，优选为2℃/s以上。即使由于再加热淬火等暂时冷却到室温时，回火时的平均升温速度也为1℃/s以上，优选为2℃/s以上。
回火时的升温速度对回火时生成的合金碳化物、合金氮化物、合金碳氮化物等析出物的生成和成长变化有影响，当平均升温速度为1℃/s以上、优选为2℃/s以上时，可实现析出物的细微分散化。
由于不足1℃/s时，在碳化物和碳氮化物析出前C在晶界和板条界面扩散，只能得到粗大的碳化物和碳氮化物，不能得到形成氢捕获点的碳化物和碳氮化物细微分散的效果。
并且，在回火时，优选的是，使600℃以上的升温速度为10℃/s以上，当具有这一温度区域时，分散析出的渗碳体的Fe与合金元素置换，促进细微合金碳化物的析出。
而且，当高强度化达到拉伸强度为900Mpa以上时，回火温度在450-550℃的范围内，对于得到所说的高强度和高韧性平衡良好的特性是优选的。
进一步，回火时的升温过程没有特别地规定，可以采取直线的温度经历，也可以采取在中间温度停留的温度经历，只要能得到规定的平均升温速度即可。
为了防止生产率降低和因析出物粗大化所造成的耐滞后破坏特性变差，优选回火温度的保持时间为60s以下。
为了防止冷却过程中的析出物粗大化，优选将回火后的冷却速度设为从回火温度到200℃的平均冷却速度为0.05℃/s以上。
按照以上条件，上述析出物增加了扩散性氢的捕获量，因此，聚集在应力集中部的扩散性氢量减少，与已有钢材相比，提高了耐滞后破坏特性。
实施例
按照实施例说明本发明的有效性。通过熔炼表1和表4所示化学成分的钢A-P和钢Q-U来铸造钢坯，在用加热炉加热后，进行轧制而形成钢板。轧制后，继续直接淬火，然后，用螺线管型感应加热装置进行回火处理。
而且，通过钢板的通过速度来控制板厚中心部的平均升温速度。另外，当要保持在回火温度时，通过使钢板往复来进行加热，由此，保持在±5℃的范围内。
而且，加热后的冷却为空冷。根据利用辐射温度计对表面逐次测量得到的温度测定结果，通过传热计算求出回火温度和淬火温度等在板厚中心部的温度。
表2示出了钢板制造条件、析出物的平均粒径、析出物的密度、残留奥氏体的体积百分率，表3示出了得到的钢板的屈服强度、拉伸强度、断面过渡温度(vTrs)、极限扩散性氢量。
关于析出物的大小及密度，使用透射型电子显微镜，拍摄通过萃取复制萃取的析出物，以在500nm见方的视野中观察到的析出物为对象，求出任意5幅视野的平均值。另外，以利用图像分析得到的当量圆直径来评价粒径。
通过X射线洐射，使奥氏体晶格指数的峰值定量化，由此来测定残留奥氏体量的体积百分率。
而且，通过全厚度拉伸试验片测定屈服强度和拉伸强度，利用通过摆锤式冲击试验得到的vTrs来评价韧性，该摆锤式冲击试验使用从板厚中心部制取的试验片。
而且，极限扩散性氢量定义为，在为拉伸强度90％的恒定负荷作用下，在100h以内不产生滞后破坏的扩散性氢的上限量，试验片使用环状带切口的圆棒拉伸试验片，通过气体色谱法测定扩散性氢量。
对于拉伸强度为1200Mpa以上的钢种，极限扩散性氢量的目标为0.2质量ppm以上，对于拉伸强度不足1200Mpa的钢种，为0.3质量ppm以上。
表3
| No. | 钢种 | 板厚(mm) | 屈服强度(Mpa) | 拉伸强度(MPa) | 板厚中心部vTrs(℃) | 极限扩散性氢量(质量ppm) | 备注 |
| 1 | A | 10 | 595 | 672 | -120 | 2.35 | 本发明例 |
| 2 | B | 25 | 601 | 685 | -126 | 1.69 | 本发明例 |
| 3 | C | 25 | 821 | 870 | -91 | 1.33 | 本发明例 |
| 4 | D | 25 | 1023 | 1046 | -83 | 1.01 | 本发明例 |
| 5 | E | 25 | 1011 | 1039 | -88 | 0.89 | 本发明例 |
| 6 | F | 12 | 1098 | 1120 | -71 | 0.75 | 本发明例 |
| 7 | G | 25 | 1067 | 1097 | -75 | 0.69 | 本发明例 |
| 8 | H | 50 | 1011 | 1034 | -76 | 0.66 | 本发明例 |
| 9 | I | 12 | 1352 | 1378 | -59 | 0.69 | 本发明例 |
| 10 | J | 25 | 1335 | 1350 | -55 | 0.53 | 本发明例 |
| 11 | K | 50 | 1295 | 1311 | -51 | 0.52 | 本发明例 |
| 12 | L | 25 | 1492 | 1522 | -39 | 048 | 本发明例 |
| 13 | G | 6 | 1292 | 1310 | -68 | 0.66 | 本发明例 |
| 14 | I | 12 | 1413 | 1423 | -55 | 0.63 | 本发明例 |
| 15 | J | 25 | 1398 | 1411 | -51 | 0.50 | 本发明例 |
| 16 | K | 60 | 1326 | 1342 | -43 | 0.50 | 本发明例 |
| 17 | M | 25 | 815 | 869 | -67 | 0.26<sup>*</sup> | 比较例 |
| 18 | N | 25 | 1000 | 1019 | -56 | 0.19<sup>*</sup> | 比较例 |
| 19 | 0 | 25 | 1093 | 1112 | -43 | 0.26<sup>*</sup> | 比较例 |
| 20 | P | 25 | 1308 | 1368 | -17 | 0.15<sup>*</sup> | 比较例 |
| 21 | A | 10 | 541 | 619 | -135 | 0.26<sup>*</sup> | 比较例 |
| 22 | B | 25 | 517 | 591 | -145 | 0.29<sup>*</sup> | 比较例 |
| 23 | C | 25 | 810 | 862 | -65 | 0.24<sup>*</sup> | 比较例 |
| 24 | D | 25 | 1011 | 1036 | -52 | 0.23<sup>*</sup> | 比较例 |
| 25 | E | 25 | 1005 | 1029 | -51 | 0.15<sup>*</sup> | 比较例 |
| 26 | F | 12 | 1121 | 1136 | -43 | 0.19<sup>*</sup> | 比较例 |
| 27 | G | 25 | 1083 | 1103 | -38 | 0.16<sup>*</sup> | 比较例 |
| 28 | H | 50 | 1011 | 1028 | -36 | 0.09<sup>*</sup> | 比较例 |
| 29 | I | 12 | 1351 | 1369 | -29 | 0.14<sup>*</sup> | 比较例 |
| 30 | J | 25 | 1332 | 1362 | -24 | 0.11<sup>*</sup> | 比较例 |
| 31 | K | 50 | 1287 | 1305 | -26 | 0.16<sup>*</sup> | 比较例 |
| 32 | L | 25 | 1453 | 1516 | -18 | 0.05<sup>*</sup> | 比较例 |
| 33 | Q | 25 | 970 | 1180 | -98 | 2.56 | 本发明例 |
| 34 | R | 30 | 1000 | 1210 | -88 | 2.10 | 本发明例 |
| 35 | S | 35 | 1150 | 1350 | -75 | 1.48 | 本发明例 |
| 36 | S | 35 | 1215 | 1388 | -77 | 1.85 | 本发明例 |
| 37 | T | 50 | 1250 | 1480 | -78 | 144 | 本发明例 |
| 38 | T | 50 | 1300 | 1450 | -78 | 1.99 | 本发明例 |
| 39 | U | 60 | 1320 | 1460 | -86 | 1.56 | 本发明例 |
注：*表示在本发明范围之外。
如表3明示，按照本发明方法制造的钢板No.1-39(本发明例)的化学成分、制造方法、析出物的析出形态或者残留奥氏体的体积百分率均在本发明的范围内，能够得到良好的极限扩散性氢量。而且，ACR在本发明范围内的钢板No.33-39(本发明例)能得到更好的极限扩散性氢量。
与此相反，比较钢板No.17-32(比较例)的极限扩散性氢量在上述目标范围以外。下面，分别说明这些比较例。
成分在本发明范围之外的钢板No.17-20的析出物的密度和残留奥氏体的体积百分率均在本发明的范围之外，极限扩散性氢量达不到目标值。
直接淬火开始温度在本发明范围之外的钢板No.21的析出物的密度和残留奥氏体的体积百分率均在本发明的范围之外，极限扩散性氢量达不到目标值。
直接淬火停止温度在本发明范围之外的钢板No.22的析出物的密度和残留奥氏体的体积百分率均在本发明的范围之外，极限扩散性氢量达不到目标值。
从回火开始温度到规定回火温度的钢材中心部平均升温速度在本发明范围之外的钢板No.23-32，其平均粒径、析出物的密度和残留奥氏体的体积百分率中的任意两个数值在本发明的范围之外，极限扩散性氢量达不到目标值。
工业实用性
按照本发明，可以制造拉伸强度为600Mpa以上，特别是900Mpa以上的耐滞后破坏特性极优良的高张力钢材，在工业上极其有用。
Claims (6)
1.一种耐滞后破坏特性优良的高张力钢材，包含：
以质量％计，元素C：0.02-0.25％、Si：0.01-0.8％、Mn：0.5-2.0％、Al：0.005-0.1％、N：0.0005-0.008％、P：0.03％以下、0.0004％≤S≤0.0025％、0.0010％≤Ca≤0.0030％、0.0008％≤O≤0.0030％；和
以质量％计，从Mo：0.01-1％、Nb：0.001-0.1％、V：0.001-0.5％、Ti：0.001-0.1％中选择的至少一种以上元素；并且
用下式求出的ACR满足0.2≤ACR≤1.0，余量由Fe和不可避免的杂质构成；
钢中含有的析出物具有从Mo、Nb、V、Ti中选择的至少一种以上元素，其平均粒径为20nm以下，存在的析出物数为5个/250000nm2以上；
其中，
ACR＝(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S
且，在上式中，Ca、O、S为各成分的质量％含量。
2.根据权利要求1所述的耐滞后破坏特性优良的高张力钢材，还包括：
钢中含有的钢组成为：以质量％计，Cu：2％以下、Ni：4％以下、Cr：2％以下、W：2％以下中的至少一种以上。
3.根据权利要求1或2所述的耐滞后破坏特性优良的高张力钢材，钢组成还含有：以质量％计，B：0.003％以下、REM：0.02％以下、Mg：0.01％以下中的至少一种以上。
4.根据权利要求1或2所述的耐滞后破坏特性优良的高张力钢材，其显微组织中含有0.5-5％体积百分率的残留奥氏体。
5.根据权利要求3所述的耐滞后破坏特性优良的高张力钢材，其显微组织中含有0.5-5％体积百分率的残留奥氏体。
6.权利要求1-5中任一项所述的耐滞后破坏特性优良的高张力钢材的制造方法，包括以下工序：
从Ar3相变点以上的温度到500℃以下的温度进行淬火的工序；和
在所述淬火后，使从回火开始温度到规定回火温度的钢材中心部的平均升温速度为1℃/s以上而进行回火的工序。
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