CN104024456B - 脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板及其制造方法 - Google Patents

脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种脆性裂纹传播停止特性优良的高强度厚钢板及其制造方法。一种结构用高强度厚钢板，其根据期望的脆性裂纹传播停止特性，对织构的板厚中央位置的轧制面上的{311}<011>取向强度和板厚1/4位置的轧制面上的{110}<001>取向强度进行了限定，并且对板厚1/4位置的夏比断口转变温度进行了限定。在热轧后，分别在板厚中央部的温度在再结晶范围内、未再结晶范围内在进行强压轧制，然后，进行冷却。

Description

脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板及其制造 方法
技术领域
本发明涉及用于船舶、海洋结构物、低温贮藏罐、建筑/土木结构物等大型结构物的、适合作为板厚超过50mm的厚钢板的脆性裂纹传播停止特性(brittle crackarrestability)优良的结构用高强度厚钢板(high strength steel plate)及其制造方法。
背景技术
对于船舶、海洋结构物、低温贮藏罐、建筑/土木结构物等大型结构物而言，脆性断裂(brittle fracture)所带来的事故对经济和环境产生的影响很大。因此，通常要求提高安全性，对于所使用的钢材，要求使用温度下的靭性(toughness)、脆性裂纹传播停止特性。
集装箱船、散装货轮等船舶在其结构上将高强度的厚壁材料用于船体外板(outerplate of ship’s hull)。最近，随着船体的大型化，正在进一步发展高强度厚壁化。通常，钢板的脆性裂纹传播停止特性具有越是高强度或越是厚壁材料越变差的倾向，因此，对脆性裂纹传播停止特性的要求也进一步提高。
作为使钢材的脆性裂纹传播停止特性提高的方法，一直以来已知有增加Ni含量的方法，在液化天然气(Liquefied Natural Gas)的储罐中，以商业规模使用9％Ni钢。
但是，Ni量的增加不得不使成本大幅上升，因此，难以应用于LNG储罐以外的用途。
另一方面，对于没有达到LNG这样的极低温(cryogenic temperature)的、用于船舶或管线的、板厚小于50mm的比较薄的钢材，可以通过TMCP(Thermo-Mechanical ControlProcess，热机械控制工艺)法实现细粒化而使低温靭性提高，从而赋予优良的脆性裂纹传播停止特性。
另外，在专利文献1中提出了为了在不使合金成本上升的前提下使脆性裂纹传播停止特性提高而将表层部的组织超微细化(ultrafine-grained)的钢材。
专利文献1记载的脆性裂纹传播停止特性优良的钢材的特征在于，着眼于脆性裂纹传播时在钢材表层部产生的剪切唇(塑性变形区域shear-lips)对脆性裂纹传播停止特性的提高有效，使剪切唇部分的晶粒微细化，从而吸收传播的脆性裂纹所具有的传播能量。
作为制造方法，记载了如下方法：通过热轧后的控制冷却将表层部分冷却至Ar3相变点(Ar3temperature)以下，然后，停止控制冷却(controlled cooling)，将表层部分再加热(reheat)至相变点以上，反复进行1次以上上述工序，在此期间对钢材实施轧制，由此使其反复发生相变或加工再结晶，在表层部分生成超微细的铁素体组织(ferritestructure)或贝氏体组织(bainite structure)。
另外，专利文献2中记载了如下内容：在以铁素体-珠光体(pearlite)作为主体显微组织的钢材中，为了使脆性裂纹传播停止特性提高，钢材的两表面部由具有50％以上铁素体组织的层构成，所述铁素体组织具有圆等效粒径(average grain diameterequivalent to a circle)为5μm以下、长径比(aspect ratio of the grains)为2以上的铁素体晶粒，并且重要的是抑制铁素体粒径的偏差，作为抑制偏差的方法，将精轧中的每1个道次的最大轧制率(rolling reduction ratio)设定为12％以下，从而抑制局部的再结晶现象。
但是，专利文献1、2中记载的脆性裂纹传播停止特性优良的钢材是通过仅将钢材表层部先冷却后再进行再加热、并且在再加热中实施加工而得到特定的组织，在实际生产规模下不易控制，特别是对于板厚超过50mm的厚壁材料而言，是对轧制、冷却设备的负荷大的工艺。
另一方面，专利文献3中记载了不仅着眼于铁素体晶粒的微细化、而且着眼于形成在铁素体晶粒内的亚晶粒(subgrain)而使脆性裂纹传播停止特性提高的TMCP延伸技术。
具体而言，在板厚为30～40mm时，无需进行钢板表层的冷却以及再加热等复杂的温度控制，通过下述条件使脆性裂纹传播停止特性提高：(a)确保微细的铁素体晶粒的轧制条件、(b)在钢材板厚的5％以上的部分中生成微细铁素体组织的轧制条件、(c)在微细铁素体中使织构(texture)发达并且利用热能将通过加工(轧制)引入的位错(dislocation)再配置而形成亚晶粒的轧制条件、(d)抑制形成的微细铁素体晶粒和微细亚晶粒粒的粗大化的冷却条件。
另外，还已知在控制轧制中对相变后的铁素体施加轧制而使织构发达、由此使脆性裂纹传播停止特性提高的方法。通过在钢材的断裂面上沿着与板面平行的方向产生裂口而缓和脆性裂纹前端的应力来提高对脆性断裂的阻力。
例如，专利文献4中记载了如下内容：通过控制轧制使(110)面X射线强度比(X-raydiffraction intensity according to(110)plane)为2以上、并且使圆等效直径(averagegrain diameter equivalent to a circle)20μm以上的粗大晶粒为10％以下，由此使耐脆性断裂特性提高。
在专利文献5中公开了一种作为接缝部的脆性裂纹传播停止特性优良的焊接结构用钢的钢板，其特征在于，在板厚内部的轧制面上的(100)面的X射线面强度比为1.5以上，并且记载了通过由该织构发达所产生的应力负荷方向与裂纹传播方向的角度偏差而使脆性裂纹传播停止特性优良。另外，专利文献6、7中记载了通过对控制轧制中的平均轧制率进行规定而在板厚方向的各部(板厚的1/4部、板厚中央部等)中使织构发达的、脆性裂纹传播停止特性优良的焊接结构用钢的制造方法。
发明内容
发明所要解决的问题
近来，在超过6000TEU(Twenty-foot Equivalent Unit，二十英尺当量单位)的大型集装箱船中，使用板厚超过50mm的厚钢板。非专利文献1对板厚65mm的钢板的脆性裂纹传播停止特性进行了评价，并且报道了在母材的大型脆性裂纹传播停止试验中脆性裂纹没有停止的结果。
另外，在供试材料的ESSO试验(ESSO test compliant with the guideline forbrittle crack arrest design(2009,CLASS NK))中，显示出在-10℃的使用温度下的Kca的值小于3000N/mm3/2的结果，在应用板厚超过50mm的钢板的船体结构的情况下，暗示出确保安全性成为课题。
从制造条件、公开的实验数据来看，上述专利文献1～5中记载的脆性裂纹传播停止特性优良的钢板以约50mm的板厚为主要对象，在应用于超过50mm的厚壁材料的情况下，不清楚能否得到规定的特性，关于船体结构所需的板厚方向的裂纹传播的特性完全没有得到验证。
因此，本发明的目的在于提供即使对于板厚超过50mm的厚钢板而言，也能够通过优化轧制条件而控制板厚方向上的织构的工业上极其简易的工艺来稳定地制造的脆性裂纹传播停止特性优良的高强度厚钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
本发明人对即使是板厚超过50mm的厚钢板也具有优良的脆性裂纹传播停止特性的高强度厚钢板以及稳定地得到该钢板的制造方法反复进行了深入研究，发现以具有优良的母材靭性为前提，在具有板厚中央部的轧制面上的{311}<011>取向强度(X-raydiffraction intensity according to{311}<011>direction measured for a planeparallel to the surface of the rolled plate)为2.5以上、并且板厚1/4部的轧制面上的{110}<001>取向强度为0.7以上的织构的情况下，能够得到优良的脆性裂纹传播停止特性。
本发明是对所得见解进行进一步研究而完成的，本发明为：
1.一种脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板，其特征在于，具有板厚中央位置的轧制面上的{311}<011>取向强度为2.5以上、并且板厚1/4位置的轧制面上的{110}<001>取向强度为0.7以上的织构，板厚1/4位置的夏比断口转变温度为-40℃以下。
2.如1所述的脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板，其特征在于，钢的化学成分以质量％计为C：0.03～0.20％、Si：0.03～0.50％、Mn：0.5～2.2％、P：0.030％以下、S：0.010％以下、Ti：0.005～0.030％、Al：0.005～0.080％、N：0.0050％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
3.如2所述的脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板，其特征在于，钢的化学成分以质量％计进一步含有Nb：0.005～0.050％、Cu：0.01～0.50％、Ni：0.01～1.00％、Cr：0.01～0.50％、Mo：0.01～0.50％、V：0.001～0.100％、B：0.0030％以下、Ca：0.0050％以下、REM：0.0100％以下中的一种或两种以上。
4.如1～3中任一项所述的脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板，其特征在于，板厚超过50mm。
5.一种脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板的制造方法，其特征在于，将具有2或3所述的化学成分的钢原材加热至1000～1200℃的温度，在热轧中进行使板厚中央部在奥氏体再结晶温度范围的温度范围内的累积轧制率为30％以上、板厚中央部在奥氏体未再结晶温度范围的温度范围内的累积轧制率为50％以上的轧制，然后，从距轧制结束温度40℃以内的温度范围开始以3.0℃/秒以上的冷却速度冷却至600℃以下。
发明效果
通过本发明得到的厚钢板即使板厚超过50mm，也可根据板厚方向的各位置使织构得到适当控制，因此脆性裂纹传播停止特性优良。将本发明应用于板厚50mm以上、优选板厚超过50mm、更优选板厚55mm以上、进一步优选板厚60mm以上的钢板时，相比于现有技术的钢发挥出更显著的优越性，因此是有效的。例如，在造船领域，在集装箱船、散装货轮的强力甲板部结构中，通过应用于与舱口边缘围板接合的甲板部件，有助于提高船舶的安全性，因此，在产业上极为有用。
具体实施方式
本发明中，对1.钢板内部的织构、2.母材靭性进行了规定。
1.钢板内部的织构
本发明中，为了提高针对沿轧制方向或轧制垂直方向等与板面平行的方向传播的裂纹的裂纹传播停止特性，对在板厚中央位置的轧制面上的{311}<011>取向强度和在板厚1/4位置的轧制面上的{110}<001>取向强度进行了规定。
如果使在板厚1/4位置的轧制面上的{100}<011>取向发达，则基于由裂纹的弯曲即裂纹自应力施加方向偏离所带来的降低裂纹前端的应力扩大系数的效果、由于微细裂口的产生而使裂纹前端的应力缓和的效果，脆性裂纹传播停止特性提高。
如果在板厚中央位置使{311}<011>取向与轧制面平行地发达，则会在裂纹进展之前产生微观的裂缝，成为裂纹进展的阻力。
在板厚的1/4的位置使{110}<001>取向与轧制面平行地发达时会提高裂纹传播停止特性的理由可以认为是，裂纹进入后的裂纹传播能量的吸收能力提高，从而抑制了裂纹发展，但详情尚不明确。
如上所述，{311}<011>取向和{110}<001>取向对于裂纹的停止各自独立地发挥作用。这样，在整个原材的断面内具有多种对裂纹的停止具有相互独立的有效作用的组织是本发明的显著特征。
对于近来的集装箱船、散装货轮等船体外板中使用的板厚超过50mm的厚壁材料而言，在得到出于确保结构安全性的考虑而作为目标的Kca(-10℃)≥6000N/mm3/2的脆性裂纹传播停止特性的情况下，使板厚中央位置的轧制面上的{311}<011>取向强度为2.5以上，并且使板厚1/4位置的轧制面上的{110}<001>取向强度为0.7以上。
在此，取向强度可以通过如下方法求出：使用X射线衍射装置，并且使用Mo射线源，求出(200)、(110)以及(211)极图，由所得到的极图(pole figure)计算三维结晶取向分布密度函数(three-dimensional crystallographic orientation distributionfunction)。
2.母材靭性
母材靭性具有良好的特性成为用于抑制裂纹进展的前提，因此，本发明的钢板中，板厚1/4位置的夏比断口转变温度也根据期望的脆性裂纹传播停止特性进行了适当规定。
对于板厚超过50mm的厚壁材料而言，在得到出于确保结构安全性的考虑而作为目标的Kca(-10℃)≥6000N/mm3/2的脆性裂纹传播停止特性的情况下，板厚1/4位置的夏比断口转变温度规定为-40℃以下。
以下，对于在板厚超过50mm的厚壁材料中得到Kca(-10℃)≥6000N/mm3/2的脆性裂纹传播停止特性的情况下的优选的钢的化学成分和制造条件进行说明。
[化学成分]说明中，％为质量％。
C：0.03～0.20％
C是提高钢强度的元素，本发明中，为了确保期望的强度，需要含有0.03％以上，但超过0.20％时，不仅焊接性变差，而且对靭性也有不良影响。因此，将C规定为0.03～0.20％的范围。另外，优选为0.05～0.15％。
Si：0.03～0.50％
Si作为脱氧元素并且作为钢的强化元素是有效的，但含量小于0.03％时，没有其效果。另一方面，超过0.50％时，不仅会损害钢的表面性状，而且靭性变得极差。因此，将其含量设定为0.03～0.50％。优选为0.05～0.45％。
Mn：0.5～2.2％
Mn作为强化元素而含有。少于0.5％时，其效果不充分，超过2.2％时，焊接性变差，钢材成本也上升，因此，设定为0.5～2.2％。优选为0.60～2.10％。
P、S
P、S为钢中的不可避免的杂质，但P超过0.030％、S超过0.010％时，靭性变差，因此，分别设定为0.030％以下、0.010％以下。分别优选为0.020％以下、0.005％以下。
Al：0.005～0.080％
Al作为脱氧剂起作用，为此需要含有0.005％以上，但含有超过0.080％时，会使靭性降低，并且在进行焊接时使焊接金属部的靭性降低。因此，将Al规定为0.005～0.080％的范围。另外，优选为0.020～0.040％。
N：0.0050％以下
N与钢中的Al结合，调节轧制加工时的结晶粒径而使钢强化，但超过0.0050％时，靭性变差，因此，设定为0.0050％以下。优选为0.0045％以下。
Ti：0.005～0.030％
Ti通过微量含有而形成氮化物、碳化物或碳氮化物，具有使晶粒微细化而提高母材靭性的效果。其效果通过含有0.005％以上而得到，但含有超过0.030％时会使母材以及焊接热影响部的靭性降低，因此，设定为0.005～0.030％。优选为0.008～0.028％。
以上为本发明的基本成分组成，余量为Fe和不可避免的杂质，但为了进一步提高特性，可以含有Nb、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B、Ca、REM中的一种或两种以上。
Nb：0.005～0.050％
Nb以NbC的形式在铁素体相变时或再加热时析出，有助于高强度化。另外，在奥氏体范围的轧制中，具有使未再结晶范围扩大的效果，有助于铁素体的细粒化，因此，对靭性的改善也有效。通过含有0.005％以上而发挥其效果，但含有超过0.050％时，会析出粗大的NbC，反而导致靭性的降低，因此，在含有Nb的情况下，其上限优选设定为0.050％。更优选为0.008～0.045％。
Cu、Ni、Cr、Mo
Cu、Ni、Cr、Mo均为提高钢的淬透性的元素。直接有助于轧制后的强度提高，并且可以为了提高靭性、高温强度或耐候性等功能而含有，它们的效果均通过含有0.01％以上而得到发挥。但是，过度的含有会使靭性、焊接性变差，因此，优选将上限分别设定为Cu：0.50％、Ni：1.00％、Cr：0.50％、Mo：0.50％。更优选Cu为0.05～0.45％、Ni为0.05～0.95％、Cr为0.05～0.45％、Mo为0.03～0.45％。
V：0.001～0.100％
V是通过以V(CN)的形式析出强化而使钢的强度提高的元素，通过含有0.001％以上而发挥该效果。但是，含有超过0.100％时，会使靭性降低。因此，在含有V的情况下，优选设定为在0.001～0.100％的范围内含有。更优选为0.008～0.095％。
B：0.0030％以下
B作为以微量提高钢的淬透性的元素可以含有。但是，含有超过0.0030％时，会使焊接部的靭性降低，因此，在含有B的情况下，优选含有0.0030％以下，另外，优选设定为0.0006％以上。更优选B为0.0008～0.0028％。
Ca：0.0050％以下，REM：0.0100％以下
Ca、REM使焊接热影响部的组织微细化而提高韧性，并且即使含有也不会损害本发明的效果，因此，可以根据需要含有。但是，过度含有时，会形成粗大的夹杂物而使母材的靭性变差，因此，在含有的情况下，优选将含量的上限分别设定为0.0050％、0.0100％。
[制造条件]
将上述组成的钢水用转炉等进行熔炼，通过连铸等制成钢原材(钢坯)，加热至1000～1200℃后，进行热轧。
加热温度低于1000℃时，不能充分确保在奥氏体再结晶温度范围内进行轧制的时间。另外，超过1200℃时，奥氏体晶粒粗大化，不仅导致靭性的降低，而且氧化损耗变显著，成品率降低，因此，加热温度设定为1000～1200℃。从靭性的观点出发，优选的加热温度的范围为1000～1150℃，更优选为1000～1050℃。
对于热轧，首先进行使板厚中央部的温度在奥氏体再结晶温度范围内的累积轧制率为30％以上的轧制。通过使该温度范围内的累积轧制率为30％以上，使板厚1/4位置的夏比断口转变温度达到-40℃以下。累积轧制率小于30％时，奥氏体的细粒化不充分，无法提高靭性，得不到-40℃以下的板厚1/4位置的夏比断口转变温度。该温度范围内的累积轧制率优选为35％以上，但60％以上时效果饱和，因此，从轧制效率的观点出发，累积轧制率的上限优选设定为60％。
接着，进行使板厚中央部的温度在奥氏体未再结晶温度范围内的累积轧制率为50％以上的轧制。通过使该温度范围内的累积轧制率为50％以上，能够得到板厚1/2位置的{311}<011>取向强度为2.5以上、并且板厚1/4位置的轧制面上的{110}<001>取向强度为0.7以上的织构。相反，该温度范围内的累积轧制率小于50％时，得不到板厚1/2位置的{311}<011>取向强度为2.5以上、并且板厚1/4位置的轧制面上的{110}<001>取向强度为0.7以上的织构。该温度范围内的累积轧制率优选为52％以上，但从轧制效率的观点出发，累积轧制率的上限优选设定为65％。
需要说明的是，热轧中并不限制规定的温度范围之外的轧制。只要在上述规定的温度范围内进行规定的累积轧制即可。轧制结束温度优选为Ar3点以上。
轧制结束后的钢板从距最终道次的轧制结束温度40℃以内的范围内开始冷却，以3.0℃/秒以上的冷却速度冷却至600℃以下。为了不损害在奥氏体温度范围轧制和奥氏体→铁素体相变时得到的织构，在轧制后，需要将钢板从距最终道次的轧制结束温度40℃以内的范围内开始冷却，以3.0℃/秒以上的冷却速度冷却至600℃以下。在冷却开始温度低于最终道次的轧制结束温度超过40℃的情况下，通过奥氏体未再结晶温度范围内的轧制引入到钢中的变形恢复，因此，不能充分发挥未再结晶温度范围轧制的效果。冷却速度低于3.0℃/秒的情况下、或者冷却结束温度超过600℃的情况下，钢板的强度可能降低，此外，不能得到目标织构。
以上的说明中，板厚中央部的温度通过由使用放射温度计测定的钢板表面温度进行传热计算而求出。轧制后的冷却条件中的温度条件也设定为板厚中央部温度。
实施例
将表1所示的各组成的钢水(钢标号A～T)使用转炉进行熔炼，通过连铸法制成钢原材(钢坯厚度280mm)，热轧至板厚为50～80mm后，进行冷却，得到No.1～26的供试钢。表2中示出了热轧条件和冷却条件。
表2
注1：再结晶γ范围累积轧制率是指在板厚中央部处于奥氏体再结晶温度范围内的状态下的轧制时的累积轧制率。
注2：未再结晶γ范围累积轧制率是指在板厚中央部处于奥氏体未再结晶温度范围内的状态下的轧制时的累积轧制率。
对于所得到的厚钢板，由板厚1/4部裁取Φ14的JIS14A号试验片，进行拉伸试验，测定屈服强度(Yield Strength)、拉伸强度(Tensile Strength)。
由板厚的1/4位置以使试验片的长轴方向与轧制方向平行的方式裁取JIS4号冲击试验片，进行夏比冲击试验，求出断口转变温度(vTrs)。
另外，为了评价钢板的织构，测定板厚中央位置的轧制面上的{311}<011>取向强度和板厚1/4位置的轧制面上的{110}<001>取向强度。
取向强度通过如下方法求出：使用X射线衍射装置(理学电机株式会社制)，并且使用Mo射线源，求出(200)、(110)以及(211)极图，由所得到的极图计算三维结晶取向密度函数。
接着，为了评价脆性裂纹传播停止特性，进行温度梯度型ESSO试验，求出-10℃下的Kca值(以下，也记为Kca(-10℃)N/mm3/2)。
表3中示出了这些试验结果。在制造编号(No.)1～13的情况下，具有板厚中央位置的轧制面上的{311}<011>取向强度为2.5以上、并且板厚1/4位置的轧制面上的{110}<001>取向强度为0.7以上的织构，板厚1/4位置的夏比断口转变温度为-40℃以下，得到Kca(-10℃)为6000N/mm3/2以上的优良的脆性裂纹传播停止特性。
另一方面，在制造编号(No.)14～26的情况下，不满足板厚中央位置的轧制面上的{311}<011>取向强度为2.5以上、并且板厚1/4位置的轧制面上的{110}<001>取向强度为0.7以上、板厚1/4位置的夏比断口转变温度为-40℃以下中的任意一个规定，Kca的值为4500N/mm3/2以下。
表3
注1：下划线表示在本发明范围之外。
注2：1/4t、1/2t的t是指板厚。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特公平7-100814号公报
专利文献2：日本特开2002-256375号公报
专利文献3：日本专利第3467767号公报
专利文献4：日本专利第3548349号公报
专利文献5：日本专利第2659661号公报
非专利文献
非专利文献1：井上等；厚手造船用鋼における長大脆性き裂伝播挙動(厚壁造船用钢的长大脆性裂纹传播特性)、日本船舶海洋工学会讲演论文集第3号、2006、pp359-362。

Claims (3)

1.一种结构用高强度厚钢板，其特征在于，板厚超过50mm，具有板厚中央位置的轧制面上的{311}<011>取向强度为2.5以上、并且板厚1/4位置的轧制面上的{110}<001>取向强度为0.7以上的织构，板厚1/4位置的夏比断口转变温度为-40℃以下，
钢的化学成分以质量％计为C：0.03～0.20％、Si：0.03～0.50％、Mn：0.5～2.2％、P：0.030％以下、S：0.010％以下、Ti：0.005～0.030％、Al：0.005～0.080％、N：0.0050％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
2.如权利要求1所述的结构用高强度厚钢板，其特征在于，钢的化学成分以质量％计进一步含有Nb：0.005～0.050％、Cu：0.01～0.50％、Ni：0.01～1.00％、Cr：0.01～0.50％、Mo：0.01～0.50％、V：0.001～0.100％、B：0.0030％以下、Ca：0.0050％以下、REM：0.0100％以下中的一种或两种以上。
3.一种结构用高强度厚钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1或2所述的化学成分的钢原材加热至1000～1200℃的温度，在热轧中进行使板厚中央部在奥氏体再结晶温度范围的温度范围内的累积轧制率为30％以上、板厚中央部在奥氏体未再结晶温度范围的温度范围内的累积轧制率为50％以上的轧制，然后，从距轧制结束温度40℃以内的温度范围开始以3.0℃/秒以上的冷却速度冷却至600℃以下。
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