CN104334762B - 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

Info

Publication number
CN104334762B
CN104334762B CN201380026675.7A CN201380026675A CN104334762B CN 104334762 B CN104334762 B CN 104334762B CN 201380026675 A CN201380026675 A CN 201380026675A CN 104334762 B CN104334762 B CN 104334762B
Authority
CN
China
Prior art keywords
brittle
less
thickness
slab
steel plate
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.)
Active
Application number
CN201380026675.7A
Other languages
English (en)
Other versions
CN104334762A (zh
Inventor
竹内佳子
长谷和邦
三田尾真司
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.)
JFE Engineering Corp
Original Assignee
NKK Corp
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 NKK Corp filed Critical NKK Corp
Publication of CN104334762A publication Critical patent/CN104334762A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN104334762B publication Critical patent/CN104334762B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • 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
    • C22C38/06—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
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
    • 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
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/38—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
    • C22C38/40—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
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

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

一种厚钢板，钢组成具有以质量％计C：0.03～0.20％、Si：0.1％以下、Mn：0.5～2.2％、P、S、Nb：0.005～0.05％、Ti：0.005～0.03％、Al：0.005～0.08％、N：0.0075％以下、根据需要含有Cu、Ni、Cr、Mo、V、B、Ca、REM中的一种或两种以上、余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成，且显微组织是以加工后的铁素体作为主体的组织，板厚(t)的1/2+6mm部的夏比断口转变温度为－40℃以下。将上述组成的钢原材(slab)加热至1000～1200℃的温度，进行板厚中央部在奥氏体再结晶温度范围内的累积轧制率为30％以上的轧制后，以15℃/秒以下的冷却速度进行第一冷却直到板厚中央部的温度达到Ar3点以下，进行累积轧制率40％以上的轧制后，以4℃/秒以上的冷却速度实施第二冷却至600℃以下，根据需要进行Ac1点以下的回火(temper)。

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
本发明涉及脆性裂纹传播停止特性(brittle crack arrestability)优良的高强度厚钢板(high-strength thick steel plate)及其制造方法，特别是涉及适用于使用板厚50mm以上的钢板的船舶、海洋结构物、低温贮藏罐、建筑/土木结构物等大型结构物的高强度厚钢板及其制造方法。
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，要求其使用温度下的靭性、脆性裂纹传播停止特性(brittlecrack arrestability)。
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(brittle crack arrestability)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(brittle crack arrestability)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(brittle crack arrestability)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)(LNG)的储罐中，以商业规模使用9％Ni钢。
但是，Ni量的增加迫使成本大幅上升，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(ultra low temperature)的、用于船舶或管线的板厚小于50mm的钢材，可以通过TMCP(THERMO-MECHANICAL CONTROL PROCESS，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(brittle crack arrestability)。
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(brittle crack arrestability)提高而将表层部的组织超微细化(ultra finecrystallization)的钢材。
专利文献1记载的脆性裂纹传播停止特性(brittle crack arrestability)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)(塑性变形区域)对脆性裂纹传播停止特性(brittle crack arrestability)的提高有效，使剪切唇(塑性变形区域shear-lips)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(controlled cooling)将表层部分冷却至Ar3相变点(transformation point)以下，然后，停止控制冷却(controlled cooling)，将表层部分再加热(recuperate)至相变点(transformationpoint)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(ferrite structure)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(brittle crack arrestability)提高，重要的是钢材的两表面部由具有50％以上铁素体组织(ferrite structure)的层构成，所述铁素体组织具有圆等效粒径(circle-equivalent average grain size)为5μm以下，长径比(aspect ratio of the grains)为2以上的铁素体晶粒，并且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)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(brittle crackarrestability)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(recuperate)、并且在再加热(recuperate)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(brittle crackarrestability)提高的TMCP(THERMO-MECHANICAL CONTROL PROCESS)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(recuperate)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(brittle crackarrestability)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(ferrite structure)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(subgrain)的轧制条件、(d)抑制形成的微细铁素体晶粒和微细亚晶粒(subgrain)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(texture)发达、由此使脆性裂纹传播停止特性(brittle crack arrestability)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(separation)而缓和脆性裂纹前端的应力来提高对脆性断裂(brittle fracture)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射线强度比为2以上、并且使圆等效直径(diameter equivalent to a circle in the crystal grains)20μm以上的粗大晶粒为10％以下，由此使耐脆性断裂(brittle fracture)特性提高。
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：日本特许第3467767号公报
专利文献4：日本特许第3548349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期、2006、pp359-362。
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(brittle crack arrestability)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 WES 3003)中，显示出在－10℃的使用温度下的Kca的值(以下，记为Kca(－10℃))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1～4中记载的脆性裂纹传播停止特性(brittle crack arrestability)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，提供通过优化轧制条件来控制板厚方向的织构(texture)的工业上极其简易的工艺能够稳定制造的脆性裂纹传播停止特性(brittlecrack arrestability)优良的板厚50mm以上的高强度厚钢板(high-strength thicksteel plate)及其制造方法。
用于解决问题的方法
本发明人为了实现上述课题反复进行了深入的研究，关于厚壁钢板中具有优良的裂纹传播停止特的高强度厚钢板(high-strength thick steel plate)以及稳定得到该钢板的制造方法得到以下的见解。
1.在板厚50mm以上的厚钢板中为了提高脆性裂纹传播停止特性(brittle crackarrestability)，提高板厚中央部的靭性是有效的，在板厚(t)的1/2+6mm部的夏比断口转变温度为－40℃以下的情况下得到特别良好的结果。
2.为了实现上述靭性值，特定的化学成分、特别是降低作为杂质元素的S和P是有效的。
3.与化学成分一样，轧制条件也很重要，通过在规定板厚中央部的温度的特定的热轧条件下进行轧制，可以使显微组织成为以加工后的铁素体作为主体的组织，结果进一步实现韧性提高。
本发明是对所得见解进行进一步研究而完成的，即，本发明为：
1.一种脆性裂纹传播停止特性(brittle crack arrestability)优良的结构用(for structural use)高强度厚钢板(high-strength thick steel plate)，其特征在于，钢组成具有以质量％计C：0.03～0.20％、Si：0.1％以下、Mn：0.5～2.2％、P：0.008％以下、S：0.01％以下、Nb：0.005～0.05％、Ti：0.005～0.03％、Al：0.005～0.08％、N：0.0075％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成，且显微组织是以加工后的铁素体作为主体的组织，板厚(t)的1/2+6mm部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(brittle crack arrestability)优良的结构用(for structural use)高强度厚钢板(high-strength thick steel plate)，其特征在于，钢组成以质量％计进一步含有Cu：0.01～0.5％、Ni：0.01～1.0％、Cr：0.01～0.5％、Mo：0.01～0.5％、V：0.001～0.1％、B：0.003％以下、Ca：0.005％以下、REM：0.01％以下中的一种或两种以上。
3.如1或2所述的脆性裂纹传播停止特性(brittle crack arrestability)优良的结构用(for structural use)高强度厚钢板(high-strength thick steel plate)，其特征在于，作为显微组织中的第二相，具有珠光体、贝氏体、马氏体、岛状马氏体(MA)以及从奥氏体相变后未受到加工的铁素体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(brittle crackarrestability)优良的结构用(for structural use)高强度厚钢板(high-strengththick steel plate)，其特征在于，板厚超过50mm。
5.一种脆性裂纹传播停止特性(brittle crack arrestability)优良的结构用(for structural use)高强度厚钢板(high-strength thick steel plate)的制造方法，其特征在于，将具有1或2所述的组成的钢原材(slab)加热至1000～1200℃的温度，进行板厚中央部在奥氏体再结晶温度范围内的累积轧制率为30％以上的轧制后，以15℃/秒以下的冷却速度进行第一冷却直到板厚中央部的温度达到Ar3点以下，进行板厚中央部的温度在Ar3点以下的温度范围内的累积轧制率为40％以上的轧制后，以4℃/秒以上的冷却速度实施第二冷却至600℃以下。
6.如5所述的脆性裂纹传播停止特性(brittle crack arrestability)优良的结构用(for structural use)高强度厚钢板(high-strength thick steel plate)的制造方法，其特征在于，在上述第二冷却后，进一步回火至Ac1点以下的温度。
发明效果
根据本发明，得到在板厚方向上织构(texture)得到适当地控制、脆性裂纹传播停止特性(brittle crack arrestability)优良的高强度厚壁钢板，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，在大型集装箱船、散装货轮的强力甲板部结构中，通过应用于舱口边缘围板或甲板部件，有助于提高船舶的安全性等，在产业上极为有用。
具体实施方式
本发明中，对1.母材靭性、2.化学成分、3.显微组织进行了规定。
1.母材靭性
为了抑制裂纹的发展，具有板厚中央部的母材靭性良好的特性成为重要的要素。本发明的钢板中对板厚(t)的1/2+6mm部的夏比断口转变温度进行了规定。
对于板厚50mm以上的厚壁材料而言，为了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，将板厚(t)的1/2+6mm部的夏比断口转变温度规定为－40℃以下。
在此，板厚(t)的1/2+6mm部的夏比断口转变温度是指，对将夏比冲击试验片的中心位置从板厚1/2部(即，板厚中央部)错开6mm而采集的夏比冲击试验片实施冲击试验时的断口转变温度。
将夏比冲击试验片的中心位置从板厚1/2部错开6mm的原因在于为了避开中心偏析部的影响。全尺寸的夏比冲击试验片的断面为10mm见方(不包括切口部)，因此，在如上所述错开的情况下，夏比冲击试验片从板厚1/2部偏离1mm。由此，能够评价钢板内部的韧性而不被中心偏析的影响所干扰。
上述靭性是在适当选择制造条件的情况下得到的。以下，对本发明中的钢的化学成分、显微组织以及优选的制造条件进行说明。
2.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：0.1％以下
Si作为脱氧元素并且作为钢的强化元素是有效的，但含量过多时，具有靭性极端变差的缺点。因此，为了防止钢板中央部的靭性降低，将其含量设为0.1％以下。
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％。
P：0.008％以下
P为钢中的不可避免的杂质。P量的增加导致靭性变差，因此，为了良好地保持钢板中央部的靭性，需要将其上限设为P：0.008％以下。
S：0.01％以下
S与P同样地为钢中的不可避免的杂质。超过0.01％时，靭性变差，因此，优选为0.01％以下，进一步优选为0.005％以下。
Nb：0.005～0.05％
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，在奥氏体区的轧制中，具有使未再结晶区扩大的效果，有助于铁素体的细粒化，因此，对靭性的改善也有效。为了得到其效果，需要含有0.005％以上，但含有超过0.05％时，粗大的NbC析出，反而导致靭性的降低，因此，设定为0.005～0.05％。
Ti：0.005～0.03％
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0.03％时会使母材以及焊接热影响部的靭性降低，因此，设定为0.005～0.03％。
Al：0.005～0.08％
Al作为脱氧剂起作用，为此需要含有0.005％以上，但含有超过0.08％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，Al设定为0.005～0.08％。另外，优选为0.02～0.04％。
N：0.0075％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0.0075％时，靭性变差，因此，设定为0.0075％以下。
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Cu、Ni、Cr、Mo、V、B、Ca、REM中的一种或两种以上。
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，但过度含有时会使靭性、焊接性变差，因此，在含有的情况下，优选将上限分别设定为Cu：0.5％、Ni：1.0％、Cr：0.5％、Mo：0.5％。另一方面，含量低于0.01％时，不会显示其效果，因此，在含有的情况下，均优选设定为0.01％以上的含量。
V：0.001～0.1％
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，可以含有0.001％以上，但含有超过0.1％时，使靭性降低。因此，在含有V的情况下，优选设定为0.001～0.1％。
B：0.003％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0.003％时，会使焊接部的靭性降低，因此，在含有的情况下，优选设定为0.003％以下的含量。
Ca：0.005％以下、REM：0.01％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，含量的上限分别优选Ca为0.005％、REM为0.01％。
需要说明的是，为了确保作为结构用(for structural use)钢的焊接性，由下式表示的碳当量(Ceq)优选为0.45％以下。
Ceq＝C+Mn/6+Cu/15+Ni/15+Cr/5+Mo/5+V/5
(右边的各元素符号表示该元素的含量(质量％))
3.显微组织
靭性除了受到化学成分的较大影响之外，还受到显微组织的较大影响。本发明的钢板中，作为靭性优良的组织，特别是以在铁素体组织(ferrite structure)中进行加工而扁平的组织、即加工后的铁素体(以下，也仅称为加工铁素体)作为主体，由此，使板厚方向的组织细粒化，从而实现靭性的提高。
仅通过加工后的铁素体强度不足的情况下，根据期望的强度水平，使珠光体、贝氏体、马氏体、岛状马氏体(MA)中的一种或两种以上作为第二相分散，由此可以同时实现强度和韧性。
本发明中，以加工后的铁素体作为主体的组织是指加工后的铁素体的面积百分率为50％以上的组织。余量为选自珠光体、贝氏体、马氏体、岛状马氏体(MA)、以及由奥氏体相变后未受到加工的铁素体中的一种或两种以上。
4.制造条件
作为本发明的厚钢板的制造条件，对钢坯加热温度、热轧中的奥氏体再结晶温度范围内的累积轧制率、从奥氏体再结晶温度范围内的轧制后至Ar3点以下的冷却速度、Ar3点以下的累积轧制率以及冷却速度、冷却停止温度以及回火(temper)温度进行了规定。在以下的说明中，温度(℃)设定为钢板的板厚中央部(1/2t部(t为板厚))的温度。钢板的板厚中央部的温度由板厚、表面温度以及冷却条件等根据模拟计算等求得。例如，使用差分法，通过计算板厚方向的温度分布，求出钢板的板厚中央部的温度。
对于近来的集装箱船、散装货轮等船体外板(outer plate of ship’s hull)中使用的板厚为50mm以上的厚壁材料而言，为了确保结构安全性，需要得到－10℃下的Kca值即Kca(－10℃)为6000N/mm3/2以上的脆性裂纹传播停止性能。首先，将上述组成的钢水使用转炉等进行熔炼，通过连铸等制成钢原材(slab)(钢坯)。接着，将所得到的钢原材(slab)加热至1000～1200℃的温度后，进行热轧。
加热温度低于1000℃时，奥氏体再结晶温度范围内的轧制时间不足，另外，超过1200℃时，奥氏体晶粒变粗大，不仅导致靭性的降低，而且氧化损失变得显著，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℃。
热轧首先进行将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设定为30％以上的轧制。累积轧制率低于30％时，奥氏体的细粒化不充分，靭性不会提高。
在奥氏体再结晶温度范围内轧制后，实施第一冷却直到板厚中央部的温度为Ar3点以下。在此，过度急冷时，不能得到充分地进行再结晶的时间，因此，将直到Ar3点以下的冷却速度设定为15℃/秒以下。本发明中，用下式求出Ar3点(℃)。
Ar3(℃)＝910－273C－74Mn－57Ni－16Cr－9Mo－5Cu
式中各元素符号为钢中含量(质量％)，不含有时为0。
通过实施该第一冷却，可以在不使通过上述板厚的中央部的温度在奥氏体再结晶温度范围内的轧制得到的细粒化后的奥氏体变粗大的情况下，实施之后的板厚中央部的温度在Ar3点以下的温度范围内的轧制，因此也有助于最终得到的组织的细粒化。
接着，进行板厚中央部的温度在Ar3点以下的温度范围内累积轧制率40％以上的轧制。该温度范围内的累积轧制率不为40％以上时，组织不能充分地细粒化，靭性变差。
需要说明的是，为了提高裂纹传播特性，与未再结晶区轧制相比在Ar3点以下的温度范围内的轧制的效果更大，因此，需要尽可能使有效的轧制在该温度范围内进行。因此，本发明中，没有进行未再结晶区轧制。
对轧制结束后的钢板以4℃/秒以上的冷却速度实施第二冷却直到600℃以下。冷却速度小于4℃/秒时，组织变粗大，靭性降低。另外，冷却停止温度高于600℃时，即使在冷却停止后再结晶也会进行，无法得到期望的织构(texture)，因此，冷却停止温度设定为600℃以下。
对于冷却结束后的钢板，也可以实施回火(temper)处理。通过实施回火(temper)，可以进一步提高钢板的靭性。为了不损害通过轧制、冷却得到的组织，回火(temper)温度在Ac1点以下进行。本发明中，用下式求出Ac1点(℃)。
Ac1点＝751－26.6C+17.6Si－11.6Mn－169Al－23Cu－23Ni+24.1Cr+22.5Mo+233Nb－39.7V－5.7Ti－895B
式中各元素符号为钢中含量(质量％)，不含有时为0。
实施例
将表1所示的各组成的钢水(钢符号A～P)使用转炉进行熔炼，通过连铸法制成钢原材(slab)(钢坯厚度280mm)，期间夹入第一冷却热轧至板厚50～80mm，然后进行第二冷却，得到No.1～22的供试钢。表2中示出了热轧条件和冷却条件。
表2
注1:下划线表示在本发明范围之外
对于所得到的厚钢板，以试验片的长度方向与轧制方向成直角的方式由板厚(t)的1/4部采集Φ14mm的JIS14A号试验片，进行拉伸试验，测定屈服点(Yield Strength)(YS)、拉伸强度(Tensile Strength)(TS)。显微组织是对从板厚1/4部与轧制方向平行的断面，以倍率400倍对3个视野进行光学显微镜观察，由此确认构成的组织的种类。
另外，以板厚(t)的1/2+6mm部为试验片的中心、且使试验片的长轴的方向与轧制方向平行的方式采集JIS4号冲击试验片，进行夏比冲击试验，求出断口转变温度(vTrs)。将板厚(t)的1/2+6mm部中的夏比断口转变温度为－40℃以下的情况作为本发明范围内。
接着，为了评价脆性裂纹传播停止特性(brittle crack arrestability)，进行温度梯度型ESSO试验(ESSO TEST COMPLIANT WITH WES 3003)，求出Kca(－10℃)。
表3中示出了这些试验结果。板厚中央部中的靭性值在本发明的范围内的供试钢板(制造No.1～11)的情况下，Kca(－10℃)为6000N/mm3/2以上，显示出优良的脆性裂纹传播停止性能。需要说明的是，制造No.1～11的供试钢板的显微组织中加工后的铁素体的体积分数均为50％以上。
另一方面，钢板的成分组成在本发明范围外的供试钢板(制造No.12～18)以及制造条件在本发明范围外、钢板的织构(texture)不满足本发明的规定的钢板(制造No.19～22)中，Kca(－10℃)的值为3800N/mm3/2以下，不及本发明例。
表3
注1：下划线表示在本发明范围之外。
注2：vTrs为板厚的1/2+6mm部。
注3：加工F：加工铁素体、P：珠光体、B：贝氏体、M：马氏体、MA：岛状马氏体F：在由奥氏体相变后未受到加工的铁素体(不包括加工F)。

Claims (7)

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，钢组成具有以质量％计C：0.03～0.20％、Si：0.1％以下、Mn：0.5～2.2％、P：0.008％以下、S：0.01％以下、Nb：0.005～0.05％、Ti：0.005～0.03％、Al：0.005～0.08％、N：0.0075％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成，显微组织是以面积百分率计含有50％以上的加工后的铁素体的组织，板厚的1/2+6mm部的夏比断口转变温度为－40℃以下，－10℃下的Kca值为6000N/mm3/2以上。
2.如权利要求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，钢组成以质量％计还含有Cu：0.01～0.5％、Ni：0.01～1.0％、Cr：0.01～0.5％、Mo：0.01～0.5％、V：0.001～0.1％、B：0.003％以下、Ca：0.005％以下、REM：0.01％以下中的一种或两种以上。
3.如权利要求1或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，作为显微组织中的第二相，具有珠光体、贝氏体、马氏体、岛状马氏体以及从奥氏体相变后未受到加工的铁素体中的一种或两种以上。
4.如权利要求1或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，板厚超过50mm。
5.如权利要求3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。
6.一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，将具有权利要求1或2所述的组成的钢原材加热至1000～1200℃的温度，进行板厚中央部在奥氏体再结晶温度范围内的累积轧制率为30％以上的轧制后，以15℃/秒以下的冷却速度进行第一冷却直到板厚中央部的温度达到Ar3点以下，进行板厚中央部的温度在Ar3点以下的温度范围内累积轧制率为40％以上的轧制后，以4℃/秒以上的冷却速度实施第二冷却至600℃以下。
7.如权利要求6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的制造方法，其特征在于，在所述第二冷却后，进一步回火至Ac1点以下的温度。
CN201380026675.7A 2012-05-21 2013-05-17 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 Active CN104334762B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012115160 2012-05-21
JP2012-115160 2012-05-21
PCT/JP2013/003145 WO2013175745A1 (ja) 2012-05-21 2013-05-17 脆性き裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN104334762A CN104334762A (zh) 2015-02-04
CN104334762B true CN104334762B (zh) 2017-09-05

Family

ID=49623456

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201380026675.7A Active CN104334762B (zh) 2012-05-21 2013-05-17 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

Country Status (6)

Country Link
JP (1) JP5812193B2 (zh)
KR (1) KR20150002884A (zh)
CN (1) CN104334762B (zh)
BR (1) BR112014028230B1 (zh)
TW (1) TWI597369B (zh)
WO (1) WO2013175745A1 (zh)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6969601B2 (ja) * 2018-12-07 2021-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法
CN113166830B (zh) * 2018-12-07 2023-04-18 杰富意钢铁株式会社 钢板及其制造方法
JP7398970B2 (ja) * 2019-04-22 2023-12-15 株式会社神戸製鋼所 厚鋼板およびその製造方法
JP7276443B2 (ja) * 2020-03-30 2023-05-18 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH059651A (ja) * 1991-07-05 1993-01-19 Kobe Steel Ltd 脆性破壊伝播停止特性に優れる厚肉鋼板およびその製造方法
JPH083635A (ja) * 1994-06-15 1996-01-09 Kobe Steel Ltd 靱性の優れた鋼板の製造方法
JP5151090B2 (ja) * 2006-08-18 2013-02-27 Ｊｆｅスチール株式会社 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
JP5181496B2 (ja) * 2007-02-28 2013-04-10 Ｊｆｅスチール株式会社 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
JP5365187B2 (ja) * 2008-12-26 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 耐食性に優れる船舶用形鋼の製造方法
JP5949113B2 (ja) * 2011-11-28 2016-07-06 Ｊｆｅスチール株式会社 脆性き裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
JP5838801B2 (ja) * 2011-12-27 2016-01-06 Ｊｆｅスチール株式会社 厚鋼板及び厚鋼板の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2013175745A1 (ja) 2016-01-12
BR112014028230A2 (pt) 2017-06-27
KR20150002884A (ko) 2015-01-07
BR112014028230B1 (pt) 2019-10-29
JP5812193B2 (ja) 2015-11-11
TW201402836A (zh) 2014-01-16
WO2013175745A1 (ja) 2013-11-28
TWI597369B (zh) 2017-09-01
CN104334762A (zh) 2015-02-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN104024462B (zh) 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
CN104011247B (zh) 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
Hu et al. On the determining role of acicular ferrite in VN microalloyed steel in increasing strength-toughness combination
JP6536514B2 (ja) 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
CN104011250B (zh) 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
CN105102650B (zh) 脆性裂纹传播停止特性优良的大线能量焊接用高强度厚钢板及其制造方法
CN105102651B (zh) 脆性裂纹传播停止特性优良的大线能量焊接用高强度钢板及其制造方法
CN101775559A (zh) 一种易焊接高强度高韧性的船板钢及生产工艺
CN104334762B (zh) 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
JP6112265B2 (ja) 高強度極厚鋼板およびその製造方法
CN104024456B (zh) 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
CN106191686B (zh) 一种800MPa级的船舶用钢及其制备方法
JP5838801B2 (ja) 厚鋼板及び厚鋼板の製造方法
KR102192969B1 (ko) 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 극후강판 및 그 제조 방법
Muratov et al. Technology for the commercial production of fire-resistant steel for building structures
JP2013136828A (ja) 脆性き裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant