CN101688272A - 利用线状加热的弯曲加工性优异的厚钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明为了提高通过线状加热进行的弯曲加工作业的效率，提供在提高加热速度、缩短加热时间的条件下弯曲变形量大的厚钢板及其制造方法。本发明所涉及的厚钢板是化学成分以质量％计，含有C：0.01～0.08％、P：≤0.05％、S：≤0.05％、Al：0.002～0.1％、N：0.001～0.008％，其余部分由铁以及不可避免的杂质构成的钢板，显微组织中，无加工的铁素体相的面积率为90％以上，该铁素体相的平均结晶粒径为15～45μm，并且在铁素体晶粒内存在个数密度为100000个/mm2以上的圆相当径为0.5μm以下的渗碳体粒子，而且，在室温下的屈服强度为235MPa以上，在400℃下的屈服强度为180MPa以下，在0℃下的夏比平均吸收能为100J以上。

Description

利用线状加热的弯曲加工性优异的厚钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及在造船、建筑、桥梁、海洋结构物等的焊接钢结构领域中，特别是在造船领域较多地使用的钢板的利用线状(线形)加热的变形·成形作业，即利用气体燃烧器对钢板的表面或背面进行线状加热，接着对该加热部进行水冷而使钢板弯曲变形的钢板的热加工作业中，变形量大、可提高作业效率的厚钢板及其制造方法。
背景技术
造船领域中的船壳等的船舶结构体，为了减少航海中的水流阻力，外面必须为连续的平滑的曲率面。因此，主要是将厚度10～30mm的厚钢板预先弯曲加工成规定形状后，将钢板的端面彼此焊接，制成为具有连续的平滑的曲率面的焊接结构体。
这样的钢板的弯曲加工，必须根据船舶结构体的部位以复杂且微妙的曲率加工，只采用单纯且划一的冲压加工是不能应对的。因此，通常在进行冲压粗加工后，利用线状加热进行弯曲加工，即采用利用气体燃烧器等将钢板进行线状的局部加热，在刚加热后进行水冷的方法。
利用该线状加热的弯曲加工，为了制成为规定形状，需要长时间，因此是造船工序的瓶颈(bottleneck)之一，成为成本增加的主要因素。因此，需求一种有助于作业效率提高的钢板。
利用线状加热进行的钢板的热变形，是在加热部热膨胀后通过冷却而收缩时，由于来自其周围的非加热区域的拘束，而使钢板的加热部屈服，从而塑性变形的现象。因此，钢板的屈服强度发挥影响，曾提出了种种的关于以控制其屈服强度，提高由线状加热引起的变形量为目标的钢板的技术。
这些技术大体分为关于提高在高温下的屈服强度的钢板的技术、关于降低在高温下的屈服强度的钢板的技术、关于降低在室温下的屈服强度的钢板的技术。
关于提高在高温下的屈服强度的钢板的技术，有特开平7-138715号公报所记载的技术。特开平7-138715号公报所记载的技术，是关于通过复合添加Nb、Mo等，并采取适当的热轧制条件，在线状加热作业的热过程中使含Nb、Mo的碳氮化物析出，由此提高在高温下的屈服强度的钢板的技术。
关于降低在高温下的屈服强度的钢板的技术，有特开2007-56348号公报所记载的技术。特开2007-56348号公报所记载的技术，是关于在显微组织中含有20～95％的通过加工或者相变应变而导入了位错的铁素体相，使在500℃下的屈服应力为在室温下的屈服应力的0.75倍以下、在600℃下的屈服应力为室温的屈服应力的0.5倍以下的、降低了在高温下的屈服强度的钢板的技术。另外，为了形成为导入了位错的铁素体相，作为钢板制造工艺，需要双相区轧制或从双相区开始的加速冷却。
关于降低了在室温下的屈服强度的钢板的技术，有特开2006-205181号公报所记载的技术。特开2006-205181号公报所记载的技术，是关于通过将铁素体分率为20％以上的钢板在不产生时效的温度下在0.1％～0.5％的压下率下进行压下矫正从而降低了室温的屈服强度的钢板的技术。
发明内容
在钢板的利用线状加热的弯曲加工中，通常存在线状加热部的最高到达温度越高，变形量越大的倾向。这是因为，通过线状加热部的最高到达温度变高，热膨胀和收缩的区域变大的缘故。
可是，为了提高线状加热部的最高到达温度，必须延长加热时间，从而进行弯曲加工时的作业效率会降低。
另外，需要在线状加热部的最高到达温度低的条件下弯曲变形量大的钢板。在这样的条件下，如特开2007-56348号公报或特开2006-205181号公报所记载的那样，降低钢板的屈服强度有利于增大由线状加热引起的弯曲变形量。
这起因于在低温加热的情况下，屈服应力低的钢板，在加热部热膨胀时，由于来自非加热部的拘束而容易地屈服，由此反变形量变小。
然后的冷却的热收缩导致的变形量，基本不依赖于屈服强度，因此反变形量小的屈服强度低的钢板，最终的变形量变大。
相反地，屈服应力高的钢板，加热部难以屈服，变形所需要的应力提高，因此由热膨胀引起的反变形量变大，由此最终的变形量变小。
因此，特开平7-138715号公报所记载的技术，是提高钢板的在高温下的屈服强度的技术，因此作为在线状加热部的最高到达温度低的条件下弯曲变形量大的钢板不合适。
另外，特开2007-56348号公报所记载的技术，是对降低500℃、600℃下的屈服强度有益的技术，充分利用了导入位错的铁素体相，因此在比500℃低的温度侧且加热时间短的线状加热条件下，难以发生位错的回复，位错强化残存，因此不能说是充分降低了在高温下的屈服强度的技术。
而且，导入了位错的铁素体相，与未导入位错的铁素体相的界面容易成为脆性断裂的起点，成为韧性降低的主要因素。而且，在形成为通过双相区轧制而导入了位错的铁素体相的情况下，由于织构的发达，容易产生分离(separation)，因此即使夏比断裂面迁移温度能够降低，也难以使夏比平均吸收能上升。
另外，由于钢板的各向异性也大，因此在弯曲变形量方面也产生各向异性，难以进行通过线状加热而成为平滑的曲率面的加工。
另外，特开2006-205181号公报所记载的技术，利用通过压下矫正而导入的可动位错，能够降低在室温下的屈服应力，但若加热至低温区，则由于由固溶碳在位错上的固定、在位错上的碳化物析出等所引起的所谓的时效硬化，不能说是充分降低低温的屈服强度的技术。
本发明是考虑上述的情况而完成的。其目的是为了提高利用线状加热的弯曲加工作业效率，即缩短加热时间，得到即使是在线状加热部的低的最高到达温度下弯曲变形量也大的厚钢板(主要是厚度为10～30mm)。为此，提供降低了在低温下的屈服强度的厚钢板及其制造方法，进而提供充分兼备作为造船用钢的屈服强度、韧性的利用线状加热的弯曲加工性优异的厚钢板及其制造方法。
本发明是为解决上述的课题经过刻苦研讨的结果而完成的，其方案如下。
(1)一种利用线状加热的弯曲加工性优异的厚钢板，其特征在于，是化学成分以质量％计，含有
C：0.01～0.08％、
P：≤0.05％、
S：≤0.05％、
Al：0.002～0.1％、
N：0.001～0.008％，
其余部分由铁以及不可避免的杂质构成的钢板，显微组织中，无加工的铁素体相的面积率为90％以上，该铁素体相的平均结晶粒径为15～45μm，并且在铁素体晶粒内存在个数密度为100000个/mm2以上的圆相当径为0.5μm以下的渗碳体粒子，而且，在室温下的屈服强度为235MPa以上，在400℃下的屈服强度为180MPa以下，在0℃下的夏比平均吸收能为100J以上。
(2)根据上述(1)所述的利用线状加热的弯曲加工性优异的厚钢板，其特征在于，以质量％计，还含有
Si：0.05～0.5％、
Mn：0.05～0.5％、
Cu：0.05～0.5％、
Ni：0.05～0.3％、
Cr：0.05～0.3％、
Mo：0.005～0.1％、
Nb：0.005～0.01％、
V：0.005～0.02％、
Ti：0.005～0.02％、
B：0.0005～0.003％中的至少一种以上作为化学成分，且Ceq为0.20质量％以下，其中，Ceq＝C+Si/24+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5，在此，C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V：各元素的含量(质量％)。
(3)根据上述(1)或(2)所述的利用线状加热的弯曲加工性优异的厚钢板，其特征在于，以质量％计，还含有
Ca：0.0003～0.005％、
Mg：0.0003～0.005％、
REM：0.0003～0.005％中的至少一种以上作为化学成分。
(4)一种利用线状加热的弯曲加工性优异的厚钢板的制造方法，其特征在于，将具有上述(1)～(3)的任一项中所述的化学成分的钢坯加热至1000～1300℃，在Ar3相变点以上的奥氏体单相区进行累积压下率为30％以上的轧制，成为制品板厚之后，从750℃以上以板厚平均5～50℃/秒的冷却速度进行加速冷却至不到400℃的温度。
(5)根据上述(4)所述的利用线状加热的弯曲加工性优异的厚钢板的制造方法，其特征在于，结束上述加速冷却后，在300℃以上且不到400℃的温度下进行回火。
另外，所谓本发明中的无加工的铁素体相，是指没有实施通过Ar3相变点以下的双相区轧制进行的轧制加工的铁素体相。
另外，所谓室温，为JIS Z 2241的「金属材料拉伸试验方法」所确定的试验温度范围，即10～35℃的温度范围。
根据本发明，可得到下述的效果。
首先，主要是充分兼备作为造船用钢板的屈服强度、韧性，且在最高到达温度低的条件下，能够增大弯曲变形量，因此能够飞跃性地提高通过线状加热进行的弯曲加工作业的效率。并且，其带来造船的工期短缩、成本降低、与能量消耗降低相伴的环境负担的降低等，产业上的贡献极大。
具体实施方式
以下对本发明的实施方式进行说明。
一般地，用于船舶用焊接结构体的制造的厚钢板(以下有时仅称为钢板)的通过线状加热进行的弯曲加工，如上述那样，使用气体燃烧器等的加热源，对钢板的表面或背面上的规定区域进行线状的局部加热，在该加热区域热膨胀后通过冷却而收缩时，由于来自其周围的非加热区域的拘束，钢板塑性变形，由此将钢板加工成目标的加工形状。
这样，通过线状加热进行的弯曲加工，由于利用钢板的塑性变形，因此钢板的屈服强度对变形量造成较大的影响。特别是发现了为了通过线状加热进行的弯曲加工作业的效率化，在降低了线状加热时的加热温度的条件下，具体地讲，在最高到达温度设为400～600℃的低温的条件下，弯曲变形量与在400℃下的屈服强度有良好的相关关系，当400℃下的屈服强度变低时，弯曲变形量增大。
该线状加热时的最高到达温度设为400～600℃的理由是因为，在不到400℃时，热膨胀、收缩量少，弯曲变形量不足，因此直到达到规定的形状的线状加热的次数增加，因而需要加工时间。即，即使加热时间短，反倒作业效率降低。另外，超过600℃时，加热时间变长，导致加工时间增加，作业效率降低。
接着，说明限定钢板的在室温以及400℃下的屈服强度、以及在0℃下的夏比平均吸收能的理由。
在室温下的屈服强度的下限确定为235MPa的理由，是因为为了防止压曲、塑性变形、疲劳断裂等，最低限度所需的作为造船结构用钢的屈服强度为235MPa。
可是，当超过355MPa时，不容易使接下来所述的在400℃下的屈服强度降低，因此上限优选为355MPa。
为了高效率地进行线状加热作业，如上述那样，需要在最高到达温度为400～600℃的低温的条件下进行。为了在这样的条件下，增大弯曲变形量，必须使在400℃下的屈服强度为180MPa以下，将该数值作为上限。考虑到温度的偏差等，在400℃下的屈服强度优选为160MPa以下。另外，在400℃下的屈服强度越低，弯曲变形量越增大，但当不到80MPa时，不容易确保室温的屈服强度，因此下限优选为80MPa。
另外，在0℃下的夏比平均吸收能确定为100J以上的理由，是因为当不到100J时，脆性断裂的危险性提高，因此为了制成阻止该脆性断裂，提高安全性的厚钢板，将100J作为下限。
以下叙述本发明中的显微组织的限定理由。
使显微组织的主体为无加工的铁素体相的理由，是为了利用在钢板的组织中无加工的铁素体相最软的情况，来使上述400℃下的屈服强度降低。
另外，如果通过双相区轧制等来加工铁素体相，导入位错，则难以发生在400℃下的位错回复，因此位错强化残存，难以使在400℃下的屈服强度为180MPa以下，因此确定为无加工的铁素体相。
而且，进行加工过的铁素体相，成为钢板的各向异性、夏比平均吸收能降低的原因，为了避免上述情况，也确定为无加工的铁素体相主体。
另外，使无加工的铁素体相的面积率为90％以上是因为，若不到90％，则铁素体相以外的珠光体、贝氏体、马氏体等的硬的低温相变组织超过10％，难以使在400℃下的屈服强度为180MPa以下。优选无加工的铁素体相的面积率为93～97％。
而且，使铁素体相的平均结晶粒径为15～45μm的理由是因为，若不到15μm，则由于细粒强化，难以使在400℃下的屈服强度为180MPa以下，若超过45μm，则韧性劣化，难以使夏比平均吸收能为100J以上。
另外，当为不到15μm的细粒时，C可容易地扩散到晶界，因此以下说明的使铁素体晶粒内析出渗碳体粒子变得困难，这也是将15μm作为下限的理由之一。优选铁素体相的平均结晶粒径为20～40μm。
其次，在铁素体晶粒内，圆相当径为0.5μm以下的渗碳体粒子以100000个/mm2以上的个数密度存在在本发明中是重要的要件之一。以下说明其理由。
在本发明中，为了使400℃下的屈服强度为180MPa以下、优选为160MPa以下，极力降低了利用铁素体相以外的珠光体、贝氏体、马氏体等的硬的低温相变组织的强化、C以外的合金元素的添加，因此不能利用由合金元素进行的固溶强化、析出强化。因此，使在室温下的屈服强度为235MPa以上变得极困难。因此，在具有多数的钢的析出物中，将作为在热学上不稳定的析出物的渗碳体粒子用于室温下的屈服强度的增加。
渗碳体，在室温下比较稳定，有助于屈服强度的增加。可是，在400℃以上时，在短时间内容易地凝集、粗大化，因此基本无助于屈服强度的增加。即，如果适当控制渗碳体粒子，则在室温下的屈服强度，由于细粒强化和粒子分散强化叠加，极大地有助于屈服强度的增加，另一方面，在400℃以上时，对于屈服强度的增加，基本上失去粒子分散强化的贡献，可只将结晶粒径作为强化的支配因子。
这样的在晶粒内的微细渗碳体粒子所引起的分散强化，在铁素体分率多时、该铁素体的结晶粒径比较大时、进而冷却速度大时，变得显著。即，这是因为，在通过合金元素的添加而使淬透性提高，铁素体分率变少、第二相分率变多的情况下，由于铁素体中的固溶C量减少，因而难以确保规定的渗碳体析出量。另外，当结晶粒径极端地细时，C容易地扩散到晶界，从而难以使渗碳体分散于晶粒内。而且，若冷却速度小，则与上述同样，C容易地扩散到晶界，因此不仅难以使渗碳体分散于晶粒内，而且渗碳体凝集、粗大化，难以控制成为可有助于粒子分散强化的尺寸、个数密度。
在此，渗碳体粒子的圆相当径确定为0.5μm以下、个数密度确定为100000个/mm2以上的理由是因为，当超过0.5μm、或者不到100000个/mm2时，粒子分散强化没有贡献，难以使在室温下的屈服强度为235MPa以上。渗碳体粒子的圆相当径的下限和个数密度的上限，作为可容许由渗碳体粒子分散强化导致的韧性降低的水平，优选圆相当径的下限为20nm、个数密度的上限为10000000个/mm2。
以下对限定各元素的含量的理由进行说明。另外，以下的「％」，在没有特别的说明时意指「质量％」。
C在本发明中为最重要的元素。为了确保渗碳体粒子的析出量，使在室温下的屈服强度为235MPa以上，需要为0.01％以上。可是，若超过0.08％，例如珠光体等的第二相分率增加，由此难以使400℃下的屈服强度为180MPa以下，因此将0.08％作为上限，优选为0.02～0.05％。
P为杂质元素，会招致由固溶强化导致的在高温下的屈服强度的上升和韧性的劣化，因此必须极力降低。可是，当为0.05％以下时，能够容许这些不良影响，因此将0.05％作为上限。
S也是杂质元素，使钢的韧性和延性劣化，因此希望极力降低，但当为0.05％以下时，可容许这些不良影响，因此将0.05％作为上限。
Al在本发明中是重要的元素。主要以脱氧为目的而添加。因此需要为0.002％以上。但是，若超过0.1％，则生成氧化铝系的粗大氧化物和其群簇，损害韧性，因此0.1％为上限。优选为Al：0.01～0.07％。
N在微量时，在钢坯的加热时形成微细氮化物，将加热奥氏体晶粒微细化，有助于韧性提高。因此需要为0.001％以上。另一方面，若超过0.008％，容易由氮化物的粗大化导致韧性劣化；固溶N量增大，由于固溶强化，难以使400℃下的屈服强度为180MPa以下，因此将0.008％作为上限，优选为0.001～0.005％。
另外，不到0.05％的Si以及Mn、不到0.05％的Cu、Ni以及Cr、不到0.005％的Mo、Nb、V以及Ti、不到0.0005％的B、不到0.0003％的Ca、Mg以及REM，往往从原料、耐火材料等作为不可避免的杂质混入。可是，如果在这些范围内，则不会造成任何不良影响，因此在本发明中，可容许作为不可避免的杂质。
以上是本发明钢板的基本成分，可形成为作为本发明的目标的利用线状加热的弯曲加工性、和作为造船用钢的强度、韧性优异的钢板。
进而，出于调整强度、韧性的目的，可含有Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、V、Ti、B中的一种以上。
可是，这些选择元素，即使微量添加也提高钢的淬透性，有助于由晶粒微细化引起的强度、韧性提高、固溶强化、析出强化等，但任一种若过剩地含有，则难以使400℃下的屈服强度为180MPa以下，因此必须分别设置上限。
该上限设定如下，即，Si、Mn分别为0.5％，Cu、Ni、Cr分别为0.3％，Mo为0.1％，Nb为0.01％，V、Ti分别为0.02％，B为0.003％。可是优选如下，即，Si、Mn分别为0.3％以下，Cu、Ni、Cr分别为0.1％以下，Mo为0.05％以下，Nb为0.005％以下，V为0.01％以下，Ti为0.01％以下，B为0.001％以下。0.05％以上的Si、Mn、Cu、Ni或Cr、0.005％以上的Mo、Nb、V或Ti、或者0.0005％以上的B，有助于由晶粒微细化引起的强度、韧性提高、固溶强化、析出强化等，因此将该值作为下限。
另外，在将Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、V、Ti、B含有多种的情况下，必须使由以下的式求出的Ceq为0.20以下。这是因为当Ceq过剩地含有从而超过0.20％时，难以使400℃下的屈服强度为180MPa以下。
Ceq＝C+Si/24+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5在此，C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V为各元素的含量(质量％)。
进而，除了上述的含有元素以外，在本发明中，出于提高钢板的延性、提高HAZ韧性的目的，还可以含有Ca：0.0003～0.005％、Mg：0.0003～0.005％、REM：0.0003～0.005％中的至少一种以上作为化学成分。通过含有这些元素，延性、HAZ韧性提高。
Ca、Mg以及REM，分别不到0.003％时，得不到钢板的延性提高、HAZ韧性提高的效果，另一方面，各自的含量超过0.005％时效果饱和，因此分别确定为0.0003～0.005％。
以下对于限定本发明的制造方法的理由进行说明。首先，将调整成上述的适当的化学成分组成的钢液，采用转炉等的通常公知的熔炼方法进行熔炼，采用连铸等的通常公知的铸造方法制成钢坯材。
接着，将钢坯材加热至1000℃～1300℃的温度，进行奥氏体单相化。这是因为，当不到1000℃时，奥氏体单相化不充分，当超过1300℃时，加热的γ粒径极端地粗大化，轧制后难以得到微细组织，韧性降低。
接着进行的轧制的过程，是本发明的最重要的部分。即，需要在Ar3相变点以上的奥氏体单相区进行累积压下率30％以上的轧制。
首先，在Ar3相变点以上的奥氏体单相区进行轧制的理由是因为，若通过不到Ar3相变点的双相区轧制而向铁素体相中导入位错的话，则位错强化残存，难以使400℃下的屈服强度为180MPa。
另外，导入了位错的铁素体相和没有导入位错的铁素体相的界面，容易成为脆性断裂的起点，成为韧性降低的主要因素，从该点来看也必须避免双相区轧制。
而且，在进行了双相区轧制的场合，由于织构的发达，容易产生分离，因此难以确保100J以上的夏比平均吸收能。
另外，由于钢板的各向异性增大，在利用线状加热的弯曲加工性上也出现各向异性，难以进行成为平滑的曲率面的加工。
其次，将轧制的累积压下率设为30％以上的理由是因为，当不到30％时，由再结晶引起的奥氏体的细粒化不充分，由于其后的加速冷却，难以将结晶粒径控制在规定的范围。优选轧制的累积压下率为50％以上。
上述的轧制后，需要从750℃以上以板厚方向的截面平均冷却速度5～50℃/秒进行加速冷却至不到400℃的温度。
冷却开始温度设为750℃以上的理由是因为，若不到750℃，则在冷却前铁素体相变、生长，难以使平均结晶粒径为45μm以下；铁素体中的固溶C减少，难以确保渗碳体析出量；而且，渗碳体析出、凝集、粗大化，难以确保在室温下的屈服强度。
将加速冷却时的冷却速度设为板厚方向的截面平均为5～50℃/秒以上的理由是因为，出于与上述同样的理由，若不到5℃/秒，难以使铁素体的平均结晶粒径为45μm以下；C可容易地扩散到晶界，因此难以使渗碳体分散于晶粒内；而且，渗碳体析出、凝集、粗大化，难以确保在室温下的屈服强度。另外，若超过50℃/秒，铁素体的结晶粒径变为不到15μm的细粒，由于细粒强化，难以使400℃下的屈服强度为180MPa以下，因此将50℃/秒作为上限。加速冷却时的冷却速度，更优选板厚方向的截面平均为10～40℃/秒。
加速冷却至不到400℃的温度的理由是因为，若在400℃以上结束冷却，则渗碳体析出、凝集、粗大化，难以确保在室温下的屈服强度。考虑温度偏差，优选加速冷却到300℃以下的温度。
加速冷却后，出于调整强度和韧性的目的，可根据需要在300以上且不到400℃的温度下回火。为了得到该效果，必须确定为300℃以上，但当为400℃以上时，渗碳体凝集、粗大化，难以确保在室温下的屈服强度，因此必须为不到400℃，优选为350℃以下。
如以上那样，根据本实施方式，利用线状加热的弯曲加工作业效率提高，因此可制造在缩短加热时间的条件、即线状加热部的最高到达温度低的条件下，弯曲变形量大的钢板，进而可制造充分兼备作为造船用钢的屈服强度、韧性的钢板。
实施例
在炼钢工序中，进行钢液的化学成分调整后，通过连铸制造出铸坯。表1示出化学成分。表中的钢种A～P是满足本发明的化学成分要件的钢种，钢种Q～X是不满足本发明的化学成分要件的钢种。另外，满足本发明的化学成分要件的钢种A～P，含有Si≤0.02％、Mn≤0.03％、Cu≤0.03％、Ni≤0.03％、Cr≤0.04％、Mo≤0.004％、Nb≤0.002％、V≤0.002％、Ti≤0.002％、B≤0.0002％、Ca≤0.0002％、Mg≤0.0002％、REM≤0.0001％的范围之中的任一种以上的元素作为不可避免的杂质，其杂质量示于表1。另外，表中的Ar3相变点(℃)，是使用从这些铸坯制取的富马斯塔(フオ一マスタ)试件，通过赋予了进行1200℃的奥氏体化处理后，以0.5℃/秒冷却的热过程时的热膨胀曲线求出的值。使用表1的铸坯制造出板厚10～30mm的厚钢板。表2示出各厚钢板的制造方法。
Figure G2008800017768D00141
Figure G2008800017768D00151
Figure G2008800017768D00161
表3示出各钢板的显微组织面积率(％)、以及铁素体相的平均结晶粒径(μm)、铁素体晶粒内的渗碳体粒子的圆相当径(μm)和个数密度(个/mm2)。各自的测定值是将中心偏析除外的板厚中心位置的的测定值，是各钢板的代表值。
显微组织面积率，使用100倍或500倍的光学显微镜照片，通过图像解析来测定。此时，在轧制方向延伸的轧制方向的长度与板厚方向的长度之比(纵横尺寸比)为1.5以上的铁素体定义为加工铁素体，纵横尺寸比不到1.5的铁素体定义为无加工铁素体，另外，第二相是指铁素体以外的珠光体、贝氏体、马氏体。
铁素体相的平均结晶粒径，采用测定了显微组织面积率的光学显微镜照片，依据JIS G 0552的「钢的铁素体晶粒度试验方法」进行测定。铁素体晶粒内的渗碳体粒子的圆相当径和个数密度，使用10000倍～50000倍的扫描电镜照片通过图像解析来测定。
Figure G2008800017768D00181
Figure G2008800017768D00191
表4示出各厚钢板的机械性质。各自的测定值，是使用从板厚中心部制取的试件进行试验时的测定值，是各钢板的代表值。在室温以及400℃下的屈服强度，使用直径10mm的圆棒拉伸试件，在室温下的拉伸试验依据JIS Z 2241的「金属材料拉伸试验方法」，在400℃下的拉伸试验依据JIS G 0567的「钢铁材料和耐热合金的高温拉伸试验方法」，各试验测定2根试件，记载其平均值。0℃的夏比平均吸收能，使用2mm V型切口的夏比冲击试件，依据JIS Z 2242的「金属材料冲击试验方法」，在0℃下各试验测定3根，记载其平均值。
而且，显示出评价各钢板的线状加热后的变形特性的结果。此时的试验体，为原始板厚×500mm宽度×500mm长度的尺寸。将板宽中央沿长度方向用气体燃烧器进行线状加热，接着用配置于气体燃烧器后方的水冷枪进行水冷。将该作业在钢板的同一位置重复3次，测定钢板的跳起(抬起)量。线状加热条件是，O2气体的压力设为5kg/cm、流量设为50l/分、C2H2气体的压力设为0.5kg/cm、流量设为20l/分，气体燃烧器与钢板的距离设为14cm，水量为6l/分的冷却枪配置于气体燃烧器后方的距离90mm的位置。气体燃烧器与水冷枪安置于可进行速度控制的工作台上，在预试验中，在钢板表面下1mm的位置利用热电偶进行温度测定，确定达到目标的温度的工作台速度条件。
钢板表面下1mm的温度设为400、500、600℃，此时的工作台速度分别为640、480、280cm/分钟。由测定的跳起量和工作台速度求出用于得到跳起量1mm的加热时间，从而作为作业效率的评价。另外，此时的值，是仅仅进行线状加热时的时间，准备时间、跳起量的测定时间未考虑。
另外，跳起量(mm)，将试验体置于平坦的台上，将试验体的一侧端面用夹具固定，采用锥度规测定其相反侧端面的两端和中央部的合计3个部位，记载其平均值。
Figure G2008800017768D00211
Figure G2008800017768D00221
钢序号1～16为本发明的厚钢板。由于化学成分、制造方法均满足本发明要件，因此机械性质、显微组织也满足本发明要件。因此、线状加热后的弯曲变形特性，与比较例相比，跳起量大，而且用于得到跳起量1mm的加热时间变短，具有极高的效率。
与此相对，钢序号17～33是作为比较例的厚钢板。其中，钢序号17～24是化学成分满足本发明要件，但制造方法以及显微组织不满足本发明要件的比较例。另外，钢序号25～30是制造方法满足本发明要件，但化学成分以及显微组织不满足本发明要件的比较例。另外，钢序号31～33是化学成分、显微组织、制造方法均不满足本发明要件的比较例。
以下对于作为比较例的厚钢板比本发明钢板差的原因进行说明。
钢序号17，在制造方法上，轧制后不进行水冷而进行空冷，即冷却速度低于本发明的下限。因此，铁素体的平均结晶粒径高于本发明的上限，因此夏比平均吸收能也低于本发明的下限。另外，渗碳体粒子的圆相当径，高于本发明的上限，个数密度低于本发明的下限，因此在室温下的屈服强度低于本发明的下限。由于在400℃下的屈服强度满足本发明要件，因此线状加热后的变形特性优异，但是没有兼备作为造船用钢的屈服强度、韧性。
钢序号18，在制造方法上，进行了双相区轧制，另外，冷却开始温度也低于本发明的下限。因此，无加工铁素体面积率低于本发明的下限，加工铁素体面积率增加，因此在400℃下的屈服强度高于本发明的上限，夏比平均吸收能低于本发明的下限。因此，线状加热后的变形特性比本发明钢差，并且不具有作为造船用钢所需要的韧性。
钢序号19，在制造方法上，回火温度高于本发明的上限。因此，渗碳体粒子的圆相当径高于本发明的上限，个数密度低于本发明的下限，因此在室温下的屈服强度低于本发明的下限。由于在400℃下的屈服强度满足本发明要件，因此线状加热后的变形特性优异，但是不具有作为造船用钢所需要的屈服强度。
钢序号20，在制造方法上，冷却开始温度低于本发明的下限。因此，铁素体的平均结晶粒径高于本发明的上限，另外，渗碳体粒子的圆相当径高于本发明的上限，个数密度低于本发明的下限，因此在室温下的屈服强度低于本发明的下限，夏比平均吸收能低于本发明的下限。由于在400℃下的屈服强度满足本发明要件，因此线状加热后的变形特性优异，但是没有兼备作为造船用钢的屈服强度、韧性。
钢序号21，在制造方法上，冷却速度高于本发明的上限。因此，铁素体的平均结晶粒径低于本发明的下限，因此在400℃下的屈服强度高于本发明的上限。因此，线状加热后的变形特性比本发明钢差。
钢序号22，在制造方法上，冷却结束温度高于本发明的上限。因此，渗碳体粒子的圆相当径高于本发明的上限，个数密度低于本发明的下限，因此在室温下的屈服应力低于本发明的下限。由于在400℃下的屈服强度满足本发明要件，因此线状加热后的变形特性优异，但是不具有作为造船用钢所需要的屈服强度。
钢序号23，在制造方法上，进行了双相区轧制，另外，冷却开始温度也低于本发明的下限。因此，无加工铁素体面积率低于本发明的下限，加工铁素体面积率增加，因此在400℃下的屈服强度高于本发明的上限，夏比平均吸收能低于本发明的下限。因此，线状加热后的变形特性比本发明钢差，并且不具有作为造船用钢所需要的韧性。
钢序号24，在制造方法上，冷却速度低于本发明的下限。因此，铁素体的平均结晶粒径高于本发明的上限，因此夏比平均吸收能也低于本发明的下限。另外，渗碳体粒子的圆相当径高于本发明的上限，个数密度低于本发明的下限，因此在室温下的屈服强度低于本发明的下限。由于在400℃下的屈服强度满足本发明要件，因此线状加热后的变形特性优异，但是没有兼备作为造船用钢的屈服强度、韧性。
接着，在化学成分上，钢序号25的Mn、Cu、Ni、Nb，钢序号26的Mn、Mo、V，钢序号27的C、Mn、Cr，钢序号28的Si都高于本发明的上限。另外，钢序号29、30，虽然各自的化学成分在本发明范围内，但是(1)式的值高于本发明的上限。这样，成为淬透性高的化学成分，因此在满足本发明要件的制造方法中，铁素体面积率低于本发明的下限，而且铁素体的平均结晶粒径低于本发明的下限，因此在400℃下的屈服强度大大地高于本发明的上限。因此，线状加热后的变形特性、效率劣化。
接着，钢序号31，在制造方法上，回火温度高于本发明的上限，因此渗碳体粒子的圆相当径高于本发明的上限，个数密度低于本发明的下限，因此渗碳体的粒子分散强化没有贡献，但在室温下的屈服强度充分高。其原因是，在化学成分上，与钢序号25同样，Mn、Cu、Ni、Nb高于本发明的上限，成为淬透性高的化学成分，因此铁素体面积率低于本发明的下限，而且铁素体的平均结晶粒径低于本发明的下限。因此，在400℃下的屈服应力大大地高于本发明的上限，因此线状加热后的变形特性、效率劣化。
钢序号32，在制造方法上，轧制后不进行水冷而进行空冷，即冷却速度低于本发明的下限，因此渗碳体粒子的圆相当径高于本发明的上限，个数密度低于本发明的下限，因此渗碳体的粒子分散强化没有贡献，但在室温下的屈服强度充分高。其原因是，出于与钢序号31同样的理由，在化学成分上，Mn、Ni、Nb高于本发明的上限，成为淬透性高的化学成分，因此铁素体面积率低于本发明的下限。因此，在400℃下的屈服应力高于本发明的上限，因此线状加热后的变形特性、效率劣化。
钢序号33，在制造方法上，进行了双相区轧制，另外，冷却开始温度也低于本发明的下限。因此，无加工铁素体面积率低于本发明的下限，加工铁素体面积率增加。而且，在化学成分上，C、Mn高于本发明的上限，成为淬透性高的化学成分，因此在室温以及400℃下的屈服应力大大地高于本发明的上限，而且在0℃下的夏比平均吸收能低于本发明的下限。因此，不仅不具有作为造船用钢的韧性，而且线状加热后的变形特性、效率也比本发明钢显著地差。
根据以上的实施例可确认，通过应用本发明，利用线状加热的弯曲加工作业效率提高，因此可制成在缩短加热时间的条件、即线状加热部的最高到达温度低的条件下弯曲变形量大的钢板，因此可提供降低了在低温下的屈服强度的钢板及其制造方法，进而提供充分兼备作为造船用钢的屈服强度、韧性的钢板及其制造方法。
另外，本发明并不限于上述的实施方式，在不脱离本发明的主旨的范围内可进行种种变更来实施。
产业上的利用可能性
如上所述，根据本发明，充分兼备主要作为造船用钢板的屈服强度、韧性，且在低的最高到达温度下也能够增大弯曲变形量，因此能够使利用线状加热的弯曲加工作业效率飞跃性地提高。并且，其带来造船的工期短缩、成本降低、以及与能量消耗降低相伴的环境负荷降低等，可以认为产业上的贡献极大。
本发明中表示数值范围的“以上”和“以下”均包括本数。

Claims (5)

1、一种利用线状加热的弯曲加工性优异的厚钢板，其特征在于，是化学成分以质量％计，含有
C：0.01～0.08％、
P：≤0.05％、
S：≤0.05％、
Al：0.002～0.1％、
N：0.001～0.008％，
其余部分由铁以及不可避免的杂质构成的钢板，显微组织中，无加工的铁素体相的面积率为90％以上，该铁素体相的平均结晶粒径为15～45μm，并且在铁素体晶粒内存在个数密度为100000个/mm2以上的圆相当径为0.5μm以下的渗碳体粒子，而且，在室温下的屈服强度为235MPa以上，在400℃下的屈服强度为180MPa以下，在0℃下的夏比平均吸收能为100J以上。
2、根据权利要求1所述的利用线状加热的弯曲加工性优异的厚钢板，其特征在于，以质量％计，还含有
Si：0.05～0.5％、
Mn：0.05～0.5％、
Cu：0.05～0.5％、
Ni：0.05～0.3％、
Cr：0.05～0.3％、
Mo：0.005～0.1％、
Nb：0.005～0.01％、
V：0.005～0.02％、
Ti：0.005～0.02％、
B：0.0005～0.003％
中的至少一种以上作为化学成分，且Ceq为0.20质量％以下，其中，Ceq＝C+Si/24+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5，在此，C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V为各元素的含量(质量％)。
3、根据权利要求1或2所述的利用线状加热的弯曲加工性优异的厚钢板，其特征在于，以质量％计，还含有
Ca：0.0003～0.005％、
Mg：0.0003～0.005％、
REM：0.0003～0.005％
中的至少一种以上作为化学成分。
4、一种利用线状加热的弯曲加工性优异的厚钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1～3的任一项中所述的化学成分的钢坯加热至1000～1300℃，在Ar3相变点以上的奥氏体单相区进行累积压下率为30％以上的轧制，成为制品板厚之后，从750℃以上以板厚方向的截面平均冷却速度5～50℃/秒进行加速冷却至不到400℃的温度。
5、根据权利要求4所述的利用线状加热的弯曲加工性优异的厚钢板的制造方法，其特征在于，结束所述加速冷却后，在300℃以上且不到400℃的温度下进行回火。
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI575084B (zh) * 2015-07-31 2017-03-21 新日鐵住金股份有限公司 應變誘發相變態型複合組織鋼板及其製造方法
CN108431276A (zh) * 2015-12-23 2018-08-21 株式会社Posco 抗热性优异的高强度结构用钢板及其制造方法
US10689724B2 (en) 2015-07-31 2020-06-23 Nippon Steel Corporation Steel sheet with strain induced transformation type composite structure and method of manufacturing same

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5187151B2 (ja) * 2008-11-17 2013-04-24 新日鐵住金株式会社 線状加熱による曲げ加工性に優れた厚鋼板及びその製造方法
JPWO2011024743A1 (ja) * 2009-08-24 2013-01-31 新日鐵住金株式会社 船首構造
JP5015349B2 (ja) * 2009-08-24 2012-08-29 新日本製鐵株式会社 船首構造
CN103144739B (zh) * 2013-03-11 2015-08-19 韩通（上海）新能源船舶设计研发有限公司 主动分离型球鼻艏的制造方法

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63183123A (ja) * 1987-01-26 1988-07-28 Kobe Steel Ltd 線状及び点状再加熱加工後の低温靭性にすぐれる高張力鋼の製造方法
KR100209273B1 (ko) * 1993-09-20 1999-07-15 다나카 미노루 용접 변형이 적고 선상가열에 의한 구부림 가공성이 좋은 강판 및 그 제조방법
JP3378923B2 (ja) * 1993-09-20 2003-02-17 新日本製鐵株式会社 溶接歪が小さくかつ線状加熱による曲げ加工性の良い鋼板の製造方法
US6264760B1 (en) * 1997-07-28 2001-07-24 Exxonmobil Upstream Research Company Ultra-high strength, weldable steels with excellent ultra-low temperature toughness
JP4751137B2 (ja) * 2005-08-26 2011-08-17 新日本製鐵株式会社 線状加熱による曲げ加工が容易な鋼板の製造方法

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI575084B (zh) * 2015-07-31 2017-03-21 新日鐵住金股份有限公司 應變誘發相變態型複合組織鋼板及其製造方法
US10689724B2 (en) 2015-07-31 2020-06-23 Nippon Steel Corporation Steel sheet with strain induced transformation type composite structure and method of manufacturing same
CN108431276A (zh) * 2015-12-23 2018-08-21 株式会社Posco 抗热性优异的高强度结构用钢板及其制造方法
CN108431276B (zh) * 2015-12-23 2020-04-14 株式会社Posco 抗热性优异的高强度结构用钢板及其制造方法

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