CN101205591A - 耐去应力退火特性和焊接性优异的高强度钢板 - Google Patents

耐去应力退火特性和焊接性优异的高强度钢板 Download PDF

Info

Publication number
CN101205591A
CN101205591A CN200710185055.4A CN200710185055A CN101205591A CN 101205591 A CN101205591 A CN 101205591A CN 200710185055 A CN200710185055 A CN 200710185055A CN 101205591 A CN101205591 A CN 101205591A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel plate
content
cementite
steel
weldability
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN200710185055.4A
Other languages
English (en)
Inventor
下山哲史
今村弘树
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Kobe Steel Ltd
Original Assignee
Kobe Steel Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Kobe Steel Ltd filed Critical Kobe Steel Ltd
Publication of CN101205591A publication Critical patent/CN101205591A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本发明的高强度钢板，含有C：0.05～0.18％(“质量％”的意思。下同)、Si：0.10～0.50％、Mn：1.2～2.0％、Al：0.01～0.1％、Cr：0.05～0.30％和V：0.01～0.05％，余量由铁和不可避免的杂质构成，并满足下式(1)。6.7[Cr]+4.5[Mn]+3.5[V]≥7.2(质量％)…(1)其中，[Cr]、[Mn]、[V]分别表示Cr、Mo、V的含量(质量％)，根据这一构成，即使在焊接后实施长时间的去应力退火时，强度降低也很少，而且在焊接时不会发生裂纹。

Description

耐去应力退火特性和焊接性优异的高强度钢板
技术领域
本发明涉及这样一种高强度钢板，即使在焊接后实施长时间的去应力退火(Stress-relief annealing：以下称为“SR处理”)时，强度降低也很少，且在焊接时不会发生裂纹。
背景技术
近年来，在大型钢制压力容器(tank)的制造中，以成本降低为目的，面向海外的容器组装的现场化被推进。以前，一般是在公司车间进行钢构件的切割和弯曲加工、组装(通过焊接组装)、一部分构件的SR处理(局部热处理)、以及直到最终组装之后，才将容器整体运输到现场。
然而，由于考虑到效率而采用现场施工化，作业内容正在发生如下演变：在本公司车间只进行钢构件的切割和弯曲加工，之后以构件为单位输送材料，在现场进行容器的组装(通过焊接组装)，不是对一部分构件而是对容器整体进行SR处理。
伴随着这样的演变，从现场的焊接技术的问题和安全性的观点出发，将需要增加SR处理的时间和次数，材料设计需要考虑到合计实施20～30小时左右的SR处理。
并且提出了如下的问题：如果进行上述这种长时间的SR处理，则钢中的碳化物凝集粗大化，其成为起因而使强度降低变得显著这样的问题。针对抑制因这种长时间的SR处理造成的强度降低这一问题，一直以来是通过活用Cr，从而实现钢中的渗碳体的粗大化防止，使强度降低得到抑制。
然而，Cr的高浓度添加会使钢板的焊接性降低，在焊接时容易发生裂纹的问题。由此，就期望实现一种即使在进行长时间的SR处理时，仍能够极力抑制强度降低，且能够确保良好的焊接性的用作容器的原材的高强度钢板。
作为上述这种极力减小了因SR处理导致的强度降低的钢原材，一直以来一般性应用的是Cr-Mo钢。在这种钢材中，如上述通过Cr的高浓度添加来抑制SR处理后的强度降低，并且通过Mo的添加来实现高温强度的提高。
作为这一技术，例如在特开昭57-116756号中，提出一种基本性地含有0.26～0.75％的Cr和0.45～0.60％的Mo的“压力容器用强韧钢”。该技术如上述，通过Cr添加来抑制SR处理后的碳化物的粗大化，在抑制SR处理后的强度降低这一点上，与上述的基本思想和途径一致。然而，在这种钢材中，也是因为Cr含量多，所以焊接性降低这一问题还是没有得到解决。
另外在特开昭57-120652号中，提出一种基本性地含有0.10～1.00％的Cr和0.45～0.60％的Mo的“压力容器用高强度强韧钢”。在该技术中，是通过Cr的添加，从而抑制因长时间的SR处理而导致的Fe3C与粗大的M23C6反应。该技术中，假定在比较大的范围内使Cr含有，但实际上Cr含量仅显示为0.29％以上，可充分预想到焊接性的降低。
发明内容
本发明鉴于上述情况而形成，其目的在于，提供一种即使在焊接后实施长时间的去应力退火时，强度降低也很少(即，耐去应力退火性良好)，而且在焊接时不会发生裂纹的焊接性优异的高强度钢板。
能够解决上述课题的所谓本发明的钢板，具有如下几点要旨：含有C：0.05～0.18％(“质量％”的意思。下同)、Si：0.10～0.50％、Mn：1.2～2.0％、Al：0.01～0.1％、Cr：0.05～0.30％和V：0.01～0.05％，并满足下式(1)，
6.7[Cr]+4.5[Mn]+3.5[V]≥7.2(质量％)…(1)
其中，[Cr]、[Mn]、[V]分别表示Cr、Mn、V的含量(质量％)。
所述钢板的组织中的渗碳体的平均粒径以圆当量直径计为0.165μm以下。还有，上述所谓“圆当量直径”是着眼于渗碳体的大小，求得与其面积相等状态下假定出的圆的直径。
另外在本发明的钢板中，除了上述基本元素以外，根据需要，含有如下等元素也有用：(a)Cu：0.05～0.8％和/或Ni：0.05～1％；(b)Mo：0.01～0.3％；(c)Nb：0.005～0.05％；(d)Ti：0.005～0.05％；(e)B：0.0005～0.01％；(f)Ca：0.0005～0.005％，根据所含有的成分的种类，钢板的特性得到进一步改善。
根据本发明，对钢板的化学成分组成以满足上式(1)的方式进行控制，由此能够得到渗碳体粒径微细的钢板，这种钢板能够抑制SR处理后的强度降低，并且焊接性也优异，作为容器的原材极其有用。
附图说明
图1是表示Mn含量对渗碳体的圆当量直径造成的影响的曲线图。
图2是表示渗碳体的圆当量直径与强度降低量(ΔTS)的关系的曲线图。
图3是表示P值与渗碳体的圆当量直径的关系的曲线图。
具体实施方式
本发明者们从各种角度，对于即使经过长时间的SR处理不会到导致强度降低，并能够良好地焊接性的成分进行研究。其结果发现，如果适当地控制化学成分组成，并且使Cr、Mn和V的含量以满足上式(1)的方式进行控制，则能够实现渗碳体的微细化从而抑制强度降低，进而完成本发明。首先按上式(1)引导的原委如下。
若使母材中大量分散微细的析出物，则在由析出物带来的位错的钉扎效果作用下，位错的运动受到阻碍，从而能够使强度提高，这样的强化法已知为析出强化。根据这一考虑，由于渗碳体粗大化，便能够预想到强度的降低幅度变大。
一般来说若溶质元素向渗碳体的溶解度大，则渗碳体的粗大化速度将被该溶质元素的扩散系数控制，从而取代C的扩散。作为向渗碳体溶解度大且扩散系数比C小的元素有Cr，不过作为发挥同样的特性的元素还可列举Mn和V。
因此，本发明者们通过实验，更详细地研究了分别单独添加Cr、Mn和V时的渗碳体粗大化抑制效果。其结果发现，如果这些元素以满足下式(1)的方式被含有，则渗碳体的粗大化抑制效果会得到最大限度地发挥。
6.7[Cr]+4.5[Mn]+3.5[V]≥7.2(质量％)…(1)
其中，[Cr]、[Mn]、[V]分别表示Cr、Mn、V的含量(质量％)。
当引导上式(1)时按如下方式进行。例如对于基础钢板高浓度添加Mn时对渗碳体的圆当量直径的影响曲线图化并显示在图1中。在该曲线图中，横轴表示Mn含量，纵轴表示渗碳体的圆当量直径。
根据该图1的直线的倾斜，使单位量的Mn含有时对渗碳体的圆当量直径的影响为4.5，同样对于Cr和V也进行研究，求得各自的系数。基于这些结果而求得上式(1).
另外根据本发明者们的研究，判明了渗碳体的圆当量直径与钢板强度存在良好的相关关系。图2是表示渗碳体的圆当量直径与SR处理前后的强度降低量(ΔTS)的关系的曲线图，但也表明了渗碳体的粗大化(圆当量直径)会对强度降低量造成影响。
因此本发明者们制成各种成分系的钢板，使上式(1)左边的值(6.7[Cr]+4.5[Mn]+3.5[V]：该值以下称为“P值”)在5.0～11.0的范围变化而求得其与渗碳体的圆当量直径的相关时，确认到图3所示的关系。该图3是表示P值与渗碳体圆当量直径的关系的曲线图，确认到的倾向是P值越大，渗碳体的粗大化抑制效果就越大，而且可知P值为7.2时渗碳体的圆当量直径有拐点。即判明的是，由上式(i)的左边的值规定的P值成为7.2以上时，渗碳体能够微细地(0.165μm以下)分散。
在本发明的高强度钢板中，Cr、Mn和V需要满足上式(1)的关系，但是也需要将这些成分和C、Si、Al等的基本成分调整到适当范围。规定这些成分的范围的理由如下。
(C：0.05～0.18％)
C提高钢板的淬火性，在提高强度和韧性上是重要的元素。为了效地发挥这一效果，C的含量需要为0.05％以上。若从高强度化的观点出发，则C量越多越为优选，但是若变得过剩，则会损害焊接部的韧性，因此需要为0.18％以下。C含量的优选下限为0.06％，优选上限为0.16％。
(Si：0.10～0.50％)
Si是在熔炼钢时作为脱氧剂有效发挥作用的元素。为了有效地发挥这一效果，优选使之含有0.10％以上。然而，若Si含量变得过剩，则钢板的韧性降低，因此需要为0.50％以下。Si含量的优选下限为0.15％，优选上限为0.35％。
(Mn：1.2～2.0％)
Mn提高钢板的淬火性，在强度和韧性的提高上是必不可少的元素。另外，其向渗碳体的固溶度仅次于Cr高，如上述通过在渗碳体中固溶，从而在抑制渗碳体的凝集粗大化上是有效的元素。为了有效地发挥这样的效果，需要使Mn含有1.2％以上。然而，若Mn含量变得过剩，则焊接部韧性降低，因此以2.0％为上限。Mn优选的下限为1.30％，优选的上限为1.8％。更优选的上限为1.7％。
(Al：0.01～0.1％)
Al作为脱氧剂被添加，但是当低于0.01％时则发挥不出充分的效果，若超过0.10％而使之过剩地含有，则招致钢板的韧性恶化和晶粒的粗大化，因此以0.1％为上限。A1含量的优选下限为0.02％，优选上限为0.08％。
(Cr：0.05～0.30％)
Cr与Mn同样，通过少量的添加来提高钢板的淬火性，在强度和韧性的提高上是有效的元素。另外，与Mn一样向渗碳体固溶，在抑制渗碳体的凝集粗大化上是有效的元素。为了有效地发挥这样的效果，需要使Cr含有0.05％以上，但是若使之过剩地含有，则焊接性变差，因此应该在0.30％以下。Cr含量的优选下限为0.10％，优选上限为0.25％。更优选的上限为0.22％。
(V：0.01～0.05％)
V如前述，与Mn和Cr一样，向渗碳体的固浓度高，在发挥渗碳体晶粒粗大化抑制效果方面是有效的元素。另外V还使微细的碳氮化物形成而使钢板的强度提高，即使降低其他的淬火性元素的添加，仍能够维持同程度的强度，并且使焊接性(防止焊接裂纹)进一步提高，其在这方面是必不可少的元素。为了发挥这些效果，需要使V含有0.01％以上。然而，若使之含有超过0.05％，则将使焊接热影响部(HAZ)的韧性降低。V含量的优选下限为0.02％，优选上限为0.04％。更优选的上限为0.03％。
本发明的高强度钢板的基本成分如上所述，余量是铁不可避免的杂质。还有，作为不可避免的杂质，还可列举在钢原料或其制造工序中混入的P、S、N、O等。这些杂质之中，P和S均会是使焊接性和SR处理后的韧性降低，因此，优选将P抑制在0.01％以下，将S抑制在0.01％以下。
在本发明的钢板中，根据需要，使如下等元素也含有有用：(a)Cu：0.05～0.8％和/或Ni：0.05～1％；(b)Mo：0.01～0.3％；(c)Nb：0.005～0.05％：(d)Ti：0.005～0.05％；(e)B：0.0005～0.01％；(f)Ca：0.0005～0.005％，根据所含有的成分的种类，钢板的特性得到进一步改善。使这些元素含有时的范围设定理由如下。
(Cu：0.05～0.8％和/或Ni：0.05～1％)
这些元素在提高钢板的淬火性方面是有效的元素。为了有效地发挥这一效果，均优选使之含有好0.05％以上。然而，即使过剩地使之含有上述效果也是饱和，因此Cu优选为0.8％以下，Ni优选为1.0％以下更优选Cu为0.5％以下，Ni为0.8％以下。
(Mo：0.01～0.3％)
Mo在确保退火后的钢板的强度方面有效地发挥着作用。这一效果在Mn含量为0.01％时得到有效地发挥，但是即使过剩含有，上述效果也是饱和，因此优选为0.3％以下。更优选为0.2％以下。
(Nb：0.005～0.05％)
Nb与上述V一样，形成微细的碳氮化物，是有助于钢板的强度提高的元素。为了有效地发挥这一效果，优选使之含有0.005％以上。然而，若使Nb过剩地含有，则HAZ韧性劣化，因此优选为0.05％以下。
(Ti：0.005～0.05％)
Ti通过少量添加而具有使HAZ韧性提高的效果。这一效果在其含量为0.005％以上是得到有效地发挥，但是若超过0.05％而使之过剩地含有，则成为钢板的韧性劣化的原因。
(B：0.0005～0.01％)
B通过极少量的添加而在提高钢板的淬火性上是有效的元素。为了发挥这一效果，优选使之含有0.0005％以上。然而，若B含量变得过剩而超过0.01％，则钢板的韧性降低。
(Ca：0.0005～0.005％)
Ca是通过夹杂物的控制而使钢板的韧性得到提高的有效元素。这一效果在其含量为0.0005％以上时得以有效地发挥，但是若过剩地含有，则上述效果饱和，因此优选为0.005％以下。
本发明的高强度钢板，如果化学成分组成并满足上式(1)的关系，则能够将渗碳体的平均结晶粒径控制在0.165μm以下，据此能够抑制SR处理后的强度降低，在钢板的制造工序中，虽然依照通常的方法即可，但是作为用于获得微细渗碳体所适合的制造方法，可列举例如下述(1)～(3)的方法(热轧条件和热处理条件)。对于应用这些方法时的优选的制造条件进行说明。
(1)将调整好化学成分的钢材进行熔炼后，用连续铸造机铸造钢坯，加热至1000～1200℃左右，在Ar3相变点以上的温度终止轧制后放冷，继而再加热到Ac3相变点以上并进行淬火处理，接着以600～700℃的温度进行回火处理。
(2)与上述(1)的方法一样，将钢坯铸造/加热，在Ar3相变点以上的温度终止轧制后，以4℃/秒以上的冷却速度冷却。
(3)与上述(2)的方法一样，将钢坯铸造/加热，在Ar3相变点以上的温度终止轧制后，以4℃/秒以上的冷却速度冷却，再以600～700℃的温度进行回火处理。
采用上述任何一种方法，钢坯的加热温度均优选为1000～1200℃。该温度低于1000℃时，则无法充分地成为奥氏体单相组织，若超过1200℃则发生异常晶粒成长。另外轧制终止温度之所以为Ar3相变点以上，是出于在铁素体的没有开始生成的温度域使压下结束这样的观点。
终止轧制(热轧)后，(a)即可放冷，继而再加热到Ac3相变点以上并进行淬火处理[上述(1)的方法]，或者(b)以4℃以上的冷却速度进行冷却[上述(2)、(3)的方法]，但是这些工序是为了抑制铁素体生成。即，该工序中的加热温度低于Ac3相变点，冷却速度低于4℃/秒时，会因铁素体的生成而致使强度降低显著。
在制造工序中，根据需要进行回火处理[上述(2)、(3)的方法]，该工序是为了使强度适当化。即，回火温度低于600℃时强度过高，若超过700℃则强度过低。
如此得到的本发明的高强度钢板，渗碳体微细分散，能够极力降低SR处理后的强度降低，并且不会发生焊接裂纹，焊接性也优异，作为大型钢制容器的原材极其有用。
【实施例】
以下，通过实施例更详细地说明本发明，但是下述实施例并没有限定本发明的性质，也可以在符合前/后述的宗旨的范围适当变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
在下述表1所示的各种化学成分组成中进行熔炼后，用连续铸造机铸造钢坯，以下述表2所示的条件进行热轧和热处理(淬火，回火)。除了钢种B、C以外，轧制后进行930℃左右的加热的淬火处理，以表2所示的冷却速度从加热温度水冷至200℃，200℃以下的温度进行空冷。另外对于钢种B、C，根据表2所示的条件，在热轧后进行直接淬火处理。
表2所示的冷却速度表示板厚方向的平均冷却速度。另外，加热温度是利用过程控制计算机(Process Computer)，根据从加热开始至取出的炉内的气氛温度、在炉时间为基础计算出的从钢坯的表面至里面的温度分布，由此计算t(t：板厚)/4部的值。
还有在表1中，还显示了各钢种的Ac3相变点和Ar3相变点，但是这些值是基于下式(2)和(3)求得的(式中，[]表示各元素的含量(质量％)，t表示板厚(mm))。
Ac3＝908-223.7[C]+438.5[P]+30.49[Si]+37.92[V]-34.43[Mn]-23[Ni]…(2)
Ar3＝910-310[C]-80[Mn]-20[Cu]-15[Cr]-55[Ni]-80[Mo]+0.35[t-8]…(3)
【表1】
钢种                                                  化学成分组成*(质量％) P值 Ac3相变点  Ar3相变点
  C  Si   Mn   P   S   Al  Cu  Ni  Cr Mo  V   Nb   Ti   B     Ca
  A  0.13  0.25  1.46  0.007  0.003  0.030  -  -  0.20  -  0.025   -   -   -   -     7.9     840   751
  B  0.10  0.25  1.35  0.007  0.003  0.030  -  -  0.20  -  0.025   -   -   -   -     7.4     851   779
  C  0.09  0.25  1.40  0.007  0.003  0.030  -  -  0.20  -  0.025   -   -   -   -     7.7     851   782
  D  0.17  0.12  1.26  0.006  0.003  0.021  -  -  0.22  -  0.048   0.02   0.015   -   0.0020     7.3     836   761
  E  0.09  0.48  1.70  0.006  0.003  0.050  0.10  0.35  0.13  0.05  0.022   0.02   -   0.0015   0.0020     8.5     839   725
  F  0.13  0.10  1.35  0.005  0.005  0.051  -  0.10  0.26  0.05  0.025   -   0.015   -     7.8     836   755
  G  0.06  0.25  1.95  0.006  0.002  0.030  -  0.40  0.06  0.05  0.013   -   0.015   0.0015   -     9.1     829   728
  H  0.10  0.11  1.48  0.005  0.004  0.012  0.10  0.20  0.22  0.05  0.020   -   0.015   -   -     8.1     836   755
  I  0.05  0.12  1.56  0.006  0.002  0.030  0.40  0.68  0.08  0.09  0.020   -   0.015   -   -     7.5     836   750
  J  0.11  0.25  1.23  0.006  0.002  0.032  -  -  0.29  0.05  0.025   -   -   0.0001   -     7.5     852   784
  K  0.14  0.25  1.50  0.004  0.003  0.030  -  0.15  0.04  -  0.020   -   -   0.015   -     7.0     832   744
  L  0.17  0.15  1.18  0.005  0.004  -  0.10  0.20  0.02  0.05  -   -   0.015   -   -     5.4     832   753
  M  0.14  0.35  1.20  0.005  0.003  0.030  -  0.20  0.32  0.07  -   -   0.015   0.0055   -     7.5     844   756
  N  0.04  0.48  1.55  0.005  0.003  0.030  -  0.40  0.49  -  0.023   -   0.015   0.0100   -     10.3     853   758
  O  0.18  0.25  0.65  0.005  0.003  -  -  -  0.55  -  -   -   0.015   0.0015   -     6.6     855   814
  P  0.18  0.10  0.90  0.007  0.002  0.021  -  0.40  0.12  0.06  0.015   0.05   -   -   -     4.9     834   761
  Q  0.13  0.15  1.25  0.005  0.003  0.030  -  0.20  0.20  0.05  -   -   0.015   0.0010   -     6.9     839   768
*余量：Fe及P、S以外不可避免的杂质。
【表2】
试验No. 钢种 钢坯加热温度(℃)                          轧制条件                 热处理条件
轧制结束温度(℃) 冷却停止温度(℃) 冷却速度(℃/秒) 冷却方法 淬火温度(℃) 冷却速度(℃/秒) 回火温度(℃)
    1     A     1080     878     -     -     空冷     929     70     650
    2     B     1086     800     150     28     水冷     -     -     -
    3     C     1068     790     120     12     水冷     -     -     650
    4     D     1072     860     -     -     空冷     928     18     650
    5     E     1080     857     -     -     空冷     931     18     630
    6     F     1081     861     -     -     空冷     926     13     660
    7     G     1083     858     -     -     空冷     927     4.2     630
    8     H     1077     868     -     -     空冷     928     5.9     650
    9     I     1058     879     -     -     空冷     925     1.9     660
    10     J     1082     860     -     -     空冷     930     5.5     650
    11     K     1100     882     -     -     空冷     926     18     650
    12     L     1086     888     -     -     空冷     928     13     650
    13     M     1085     857     -     -     空冷     929     6.4     630
    14     N     1081     860     -     -     空冷     927     6.1     630
15 O 1080 885 - - 空冷 926 4.1 670
    16     P     1080     890     -     -     空冷     925     13     670
    17     Q     1103     888     -     -     空冷     926     5.7     660
采用如上述这样得到的各钢板，根据下述方法测定渗碳体的圆当量直径，并且根据下述条件进行y形焊接裂纹试验(JIS Z 3158)，根据裂纹的有无来评价焊接性。另外，对于各钢板，在600℃下实施25小时的SR处理，根据下述方法测定SR处理前/后的抗拉强度，测定SR处理前/后的强度降低量(ΔTS)。
[渗碳体圆当量直径测定方法]
在各钢板的t(t：板厚)/4部的地方，利用透射型电子显微镜(TEM)，以7500倍的倍率观察200μm的视野10个以后，对该图像数据进行图像分析，根据面积分率和个数计算出每1个渗碳体的面积，并据此结果，将渗碳体的切割面假定为圆时的直径作为圆法量直径求得。这时，面积为0.0005μm2以下的晶粒判断为干扰并消除。
[y形焊接裂纹试验的条件]
焊接方法：被覆电弧焊(shielded metal arc welding)
热能：1.7kJ/mm
焊接材料：相当于JIS Z 3212 D5816的焊接材料
气温：20℃，湿度：60％，预热温度：50℃
[拉伸试验]
从SR处理前/后的各钢板的t(t：板厚)/4部位，在相对于轧制方向为直角的方向提取JIS Z 2201的4号试验片，按JIS Z 2241的要领进行拉伸试验，测定抗拉强度(TS)。然后，根据SR处理前后的抗拉强度TS的差测定强度降低量(变量：ΔTS)，该ΔTS低于40MPa的判定为SR特性良好。
这些测定结果(SR处理前TS、SR处理后TS、强度降低量ΔTS和焊接性)与各钢板的板厚一起显示在下述表3中。
【表3】
试验No. 钢种 SR处理前TS(MPa) SR处理后TS(MPa)    ΔTS(MPa)   渗碳体粒径(μm)   板厚(mm)     焊接性(y型焊接裂纹试验)
  1   A     553     536     17     0.150     12   无裂纹(预热：50℃)
  2   B     600     568     32     0.157     40   无裂纹(预热：50℃)
  3   C     580     552     28     0.153     50   无裂纹(预热：50℃)
  4   D     573     552     21     0.157     25   无裂纹(预热：50℃)
  5   E     601     580     21     0.152     25   无裂纹(预热：50℃)
  6   F     579     558     21     0.152     30   无裂纹(预热：50℃)
  7   G     587     569     18     0.147     65   无裂纹(预热：50℃)
  8   H     565     547     18     0.148     50   无裂纹(预热：50℃)
  9   I     545     528     17     0.150     100   无裂纹(预热：50℃)
  10   J     496     485     11     0.150     50   无裂纹(预热：50℃)
  11   K     542     476     65     0.170     25   无裂纹(预热：50℃)
  12   L     520     444     76     0.175     30   无裂纹(预热：50℃)
  13   M     576     554     22     0.149     25   有裂纹(预热：50℃)
  14   N     578     564     14     0.145     50   有裂纹(预热：50℃)
  15   O     516     439     77     0.173     65   有裂纹(预热：50℃)
  16   P     511     424     87     0.172     30   无裂纹(预热：50℃)
  17   Q     515     438     77     0.168     50   无裂纹(预热：50℃)
由这些结果能够进行如下考察(还有，下述No.表示表2、3的实验No.)。No.1～10化学成分组成都满足前述(1)式的关系，据此能够使渗碳体的圆当量直径以很小的状态分散，能够减小抗拉强度的降低量(ΔTS)。
另一方面，在No.11、12、15～17中，作为本发明中非常重要的元素的Mn、Cr和V的某一种的含量脱离出本发明规定的范围，另外P值也低于7.2，因此渗碳体的尺寸比0.165μm大，强度降低量(ΔTS)变大。
在No.13、14中，采用的是含有的Cr量超过本发明规定的钢种，P值在7.2以上，与上述No.1～10一样，显示出抑制渗碳体粗大化的倾向(所述图3)。然而，通过过预热温度为500℃的焊接裂纹试验导致裂纹发生，由于Cr的过剩添加而导致焊接性恶化这一问题明显化。
基于这些数据，表示渗碳体的圆当量直径和强度降低量(ΔTS)的关系的是所述图2，表示P值和渗碳体圆当量直径的关系的是所述图3。

Claims (7)

1.一种钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.05～0.18％、Si：0.10～0.50％、Mn：1.2～2.0％、Al：0.01～0.10％、Cr：0.05～0.30％和V：0.01～0.05％，并满足下式(1)，
6.7[Cr]+4.5[Mn]+3.5[V]≥7.2(质量％)…(1)
其中，[Cr]、[Mn]、[V]分别表示Cr、Mn、V的质量百分比含量，
所述钢板的组织中的渗碳体的平均粒径以圆当量直径计为0.165μm以下。
2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，以质量％计还含有Cu：0.05～0.8％和Ni：0.05～1％中的至少一种。
3.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，以质量％计还含有Mo：0.01～0.3％。
4.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，以质量％计还含有Nb：0.005～0.05％。
5.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，以质量％计还含有Ti：0.005～0.05％。
6.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，以质量％计还含有B：0.0005～0.01％。
7.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，以质量％计还含有Ca：0.0005～0.005％。
CN200710185055.4A 2006-12-15 2007-11-06 耐去应力退火特性和焊接性优异的高强度钢板 Pending CN101205591A (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2006338933 2006-12-15
JP2006338933A JP4356950B2 (ja) 2006-12-15 2006-12-15 耐応力除去焼鈍特性と溶接性に優れた高強度鋼板

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN101205591A true CN101205591A (zh) 2008-06-25

Family

ID=39205069

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN200710185055.4A Pending CN101205591A (zh) 2006-12-15 2007-11-06 耐去应力退火特性和焊接性优异的高强度钢板

Country Status (5)

Country Link
US (1) US8361249B2 (zh)
EP (1) EP1932934B1 (zh)
JP (1) JP4356950B2 (zh)
KR (1) KR20080055702A (zh)
CN (1) CN101205591A (zh)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102321847A (zh) * 2011-10-20 2012-01-18 南京钢铁股份有限公司 一种海洋平台用调质结构厚钢板及其生产方法
CN102925814A (zh) * 2012-11-28 2013-02-13 武汉钢铁(集团)公司 一种抗硫化氢应力腐蚀压力容器用钢及其生产方法
CN103938092A (zh) * 2014-03-24 2014-07-23 济钢集团有限公司 一种高疲劳强度热成型重型卡车桥壳钢板及其制造方法
CN105525205A (zh) * 2015-12-25 2016-04-27 钢铁研究总院 一种390MPa级正火型微合金化钢板

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4586080B2 (ja) * 2008-03-28 2010-11-24 株式会社神戸製鋼所 耐応力除去焼鈍特性と低温靭性に優れた高強度鋼板
KR101253852B1 (ko) * 2009-08-04 2013-04-12 주식회사 포스코 고인성 비조질 압연재, 신선재 및 그 제조방법
CN105008574B (zh) * 2013-03-12 2018-05-18 杰富意钢铁株式会社 多层焊接接头ctod特性优良的厚钢板及其制造方法
WO2014141633A1 (ja) * 2013-03-12 2014-09-18 Ｊｆｅスチール株式会社 多層溶接継手ｃｔｏｄ特性に優れた厚鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS54110914A (en) 1978-02-20 1979-08-30 Sumitomo Metal Ind Ltd High strength and high toughness steel
JPS57116756A (en) 1981-01-08 1982-07-20 Sumitomo Metal Ind Ltd High tensile stractural steel for pressure vessel
JPS6035985B2 (ja) 1981-01-16 1985-08-17 住友金属工業株式会社 圧力容器用高強度強靭鋼
JPS59153867A (ja) 1983-02-18 1984-09-01 Nippon Kokan Kk <Nkk> 溶接性に優れた高靭性圧力容器用鋼
JPS6389627A (ja) 1986-10-01 1988-04-20 Kobe Steel Ltd 応力除去焼なまし用高靭性加速冷却鋼板の製造方法
US5454883A (en) 1993-02-02 1995-10-03 Nippon Steel Corporation High toughness low yield ratio, high fatigue strength steel plate and process of producing same
JPH07188837A (ja) 1993-12-27 1995-07-25 Nippon Steel Corp 湿潤硫化水素環境中の応力下での耐割れ性の良い圧力容器用厚鋼板
CN1106070A (zh) 1994-01-31 1995-08-02 沈阳重型机器厂 耐低温可焊接细晶粒厚度方向钢板
JP3333414B2 (ja) * 1996-12-27 2002-10-15 株式会社神戸製鋼所 伸びフランジ性に優れる加熱硬化用高強度熱延鋼板及びその製造方法
JPH10237583A (ja) 1997-02-27 1998-09-08 Sumitomo Metal Ind Ltd 高張力鋼およびその製造方法
EP0940476B1 (en) * 1997-04-30 2005-06-29 JFE Steel Corporation Process for producing steel pipe having high ductility and strength
WO1999005335A1 (en) 1997-07-28 1999-02-04 Exxonmobil Upstream Research Company Ultra-high strength, weldable steels with excellent ultra-low temperature toughness
JPH11140584A (ja) * 1997-11-13 1999-05-25 Nippon Steel Corp 低温靱性・破壊靱性及び疲労特性に優れた溶接用構造用鋼とその製造方法
JPH11181546A (ja) 1997-12-22 1999-07-06 Nippon Steel Corp 低温靱性・破壊靱性及び疲労特性に優れた溶接用構造用鋼とその製造方法
JP3846119B2 (ja) 1999-08-26 2006-11-15 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級高張力鋼の製造方法
JP3823626B2 (ja) 1999-08-26 2006-09-20 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級高張力鋼の製造方法
JP2002241837A (ja) * 2001-02-14 2002-08-28 Nkk Corp 高靭性高張力鋼の製造方法
JP4385622B2 (ja) 2003-03-07 2009-12-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板の製造方法
WO2004111286A1 (ja) 2003-06-12 2004-12-23 Jfe Steel Corporation 低降伏比高強度高靭性の厚鋼板と溶接鋼管及びそれらの製造方法
WO2006004228A1 (ja) * 2004-07-07 2006-01-12 Jfe Steel Corporation 高張力鋼板の製造方法
JP4997805B2 (ja) 2005-03-31 2012-08-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度厚鋼板およびその製造方法、ならびに高強度鋼管

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102321847A (zh) * 2011-10-20 2012-01-18 南京钢铁股份有限公司 一种海洋平台用调质结构厚钢板及其生产方法
CN102925814A (zh) * 2012-11-28 2013-02-13 武汉钢铁(集团)公司 一种抗硫化氢应力腐蚀压力容器用钢及其生产方法
CN102925814B (zh) * 2012-11-28 2014-07-23 武汉钢铁(集团)公司 一种抗硫化氢应力腐蚀压力容器用钢及其生产方法
CN103938092A (zh) * 2014-03-24 2014-07-23 济钢集团有限公司 一种高疲劳强度热成型重型卡车桥壳钢板及其制造方法
CN103938092B (zh) * 2014-03-24 2016-05-11 济钢集团有限公司 一种高疲劳强度热成型重型卡车桥壳钢板
CN105525205A (zh) * 2015-12-25 2016-04-27 钢铁研究总院 一种390MPa级正火型微合金化钢板

Also Published As

Publication number Publication date
JP4356950B2 (ja) 2009-11-04
JP2008150656A (ja) 2008-07-03
EP1932934B1 (en) 2014-11-19
EP1932934A1 (en) 2008-06-18
KR20080055702A (ko) 2008-06-19
US8361249B2 (en) 2013-01-29
US20080145263A1 (en) 2008-06-19

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN110050082B (zh) 高Mn钢板及其制造方法
CN101925685B (zh) 韧性、焊接性优良的高强度厚钢材及高强度特厚h型钢和它们的制造方法
US9834931B2 (en) H-section steel and method of producing the same
CN105658833B (zh) 铁素体‑马氏体双相不锈钢及其制造方法
CN101205591A (zh) 耐去应力退火特性和焊接性优异的高强度钢板
JP5181775B2 (ja) 曲げ加工性および低温靭性に優れる高張力鋼材ならびにその製造方法
JP6791192B2 (ja) 高Ｍｎ鋼およびその製造方法
CN102605252A (zh) 一种屈服强度1030MPa级钢板及其制造方法
CN101210300A (zh) 超高热输入焊接中的焊接热影响部的韧性优异的钢板
CN101724780B (zh) 厚钢板
JP6424867B2 (ja) フェライト相とマルテンサイト相の２相からなる鋼組織を有するステンレス鋼およびその製造方法
CN111788325B (zh) 高Mn钢及其制造方法
JP2008013812A (ja) 高靭性高張力厚鋼板およびその製造方法
JP7398970B2 (ja) 厚鋼板およびその製造方法
CN111684093B (zh) 高Mn钢及其制造方法
JP4586080B2 (ja) 耐応力除去焼鈍特性と低温靭性に優れた高強度鋼板
EP3467130B1 (en) High tensile strength steel plate having excellent low temperature toughness
JP4273824B2 (ja) 溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP5466897B2 (ja) 低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼とその製造方法
JP2005133163A (ja) 強度靱性バランスに優れた高強度鋼板
WO2023277754A1 (en) A super bainite steel, an object comprising said steel and a method for manufacturing said object
JP2023091866A (ja) 耳割れ発生率の低い鋼板の製造方法及び鋼板製造用鋼素材
TW202334454A (zh) 鋼板及其製造方法
CN117677718A (zh) 用于生产具有贝氏体基础组织结构的冷轧扁钢产品的方法和具有贝氏体基础组织结构的冷轧扁钢产品

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C12 Rejection of a patent application after its publication
RJ01 Rejection of invention patent application after publication

Open date: 20080625