CN104781436A

CN104781436A - 钢构件及其制造方法

Info

Publication number: CN104781436A
Application number: CN201380058040.5A
Authority: CN
Inventors: 山口彻雄
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2012-11-09
Filing date: 2013-10-29
Publication date: 2015-07-15
Anticipated expiration: 2033-10-29
Also published as: EP2918694A1; EP2918694A4; WO2014073415A1; EP2918694B1; KR101811159B1; KR20150055110A; KR20160063415A; JP5870007B2; CN104781436B; JP2014095130A

Abstract

本发明提供一种使用厚钢板得到的钢构件，即使焊接后的热处理为高温长时间时，钢材内部(板厚中央部)仍为高强度且高韧性。该钢构件满足规定的成分组成，板厚中央部的组织满足全部下述(a)～(d)。(a)组织是回火贝氏体和回火马氏体的至少一种。(b)邻接的2个结晶的取向差为15°以上的大角度晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径为20μm以下。(c)晶界碳化物的最大径为0.8μm以下。(d)晶界碳化物的分率为1.0面积％以上。

Description

钢构件及其制造方法

技术领域

本发明涉及钢构件及其制造方法。详细地说，本发明涉及对于厚钢板实施焊接和焊接后热处理(PWHT)而得到的钢构件，特别是涉及即使该PWHT为高温长时间，板厚中央部的强度和韧性仍优异的钢构件及其制造方法。

背景技术

出于使操作高效率化的目的，以石油精炼为首的化学工业所使用的中、高温压力容器有要求进一步的耐高温高压化的倾向。因此，上述压力容器等的钢构件所使用的钢板被要求厚壁化和高强度化。另外从安全性的观点出发，对于上述钢构件还要求有高水平的韧性。

为了得到这些高强度等，对于上述钢板实施正火、淬火。但是若上述钢板的板厚厚，则正火或淬火时的钢板内部(特别是板厚中央部)的冷却速度小，存在难以得到高强度等这样的问题。另外上述压力容器等的钢构件是在焊接上述钢板后，为了除去应变而实施去应力退火(焊接后热处理，以下称为“PWHT”)而得到的。若上述钢板的板厚厚，则用于除去应变而需要长时间进行PWHT。但是长时间实施PWHT的钢构件存在韧性等降低这样的问题。

为了消除这些问题，历来，考虑将所进行的正火变更成淬火而提高板厚内部的冷却速度。但是在钢板的板厚厚的情况下，以该手段仍不能充分加快冷却速度，不能充分应对高强度化、高韧性化的要求。

另外，作为确保高韧性的方法，可列举提高合金元素量。上述压力容器等的钢构件可使用含有Cr和Mo作为合金元素的Cr-Mo钢。作为上述Cr-Mo钢，例如在使用2.25Cr-1.0Mo钢时，可知在难以确保韧性的厚钢板的板厚中央部也能够得到良好的韧性。但是近年来，资源节约化和降低成本的意向高涨。因此，以使用相比上述2.25Cr-1.0Mo钢而抑制了合金元素量的Cr-Mo钢(例如1.25Cr-0.5Mo钢)为前提，强烈要求实现板厚中央部的强度和韧性优异的钢构件。

针对上述课题，提出了一种抑制合金元素量且适当调整化学成分，从而达成高强度、高韧性的技术。例如在专利文献1和2中，公开有一种以难以确保韧性的1.25Cr-0.5Mo级的成分组成的钢为对象，改善低温韧性的技术。

在专利文献1中公开有一种技术，其通过添加Nb和Ca，以确保淬火性，并且实现抑制SR(Stress Relief，去应力退火)时的特性降低。但是若将该技术适用于以铸锭法的铸造为主的极厚材，则所述Ca形成粗大的夹杂物，有可能对韧性造成不良影响。因此，认为难以稳定确保板厚更大的钢构件的板厚中央部的韧性。

另外，在专利文献2中公开有一种技术，其是在制造工序中，通过在淬火前实施控制轧制，或实施控制轧制+加速冷却，从而使奥氏体粒径微细化，以确保低温韧性。但是在该技术中，如果是制造板厚大于100mm的极厚材，则上述控制轧制使轧制线的生产率显著降低，因此很难说是实用的。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利第2743765号公报

专利文献2：日本特开2000-345281号公报

发明内容

发明所要解决的课题

本发明着眼于上述这样的情况而形成，其目的在于，确立一种钢构件及其制造方法，所述钢构件是使用厚钢板得到的钢构件，在该钢构件的制造工序中，即使焊接后的PWHT为长时间(特别是高温长时间)时，钢材内部(板厚中央部)仍为高强度且高韧性。

用于解决课题的手段

能够解决上述课题的本发明的钢构件具有的特征在于，含有

C：0.12％(表示质量％。关于化学成分以下相同)以上且0.18％以下、

Si：0.50％以上且0.80％以下、

Mn：0.40％以上且0.70％以下、

P：0.015％以下(不含0％)、

S：0.005％以下(不含0％)、

Al：0.040％以上且0.080％以下、

Cu：0.05％以上且0.40％以下、

Ni：0.05％以上且0.40％以下、

Cr：1.25％以上且1.50％以下、

Mo：0.45％以上且0.65％以下、

N：0.0030％以上且0.0060％以下、和

B：0.0003％以上且0.0010％以下，

余量是Fe和不可避免的杂质，

板厚中央部的组织满足全部下述(a)～(d)。

(a)组织是回火贝氏体和回火马氏体的至少一种。

(b)邻接的2个结晶的取向差为15°以上的大角度晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径为20μm以下。

(c)晶界碳化物的最大直径为0.8μm以下。

(d)晶界碳化物的分率为1.0面积％以上。

上述钢构件，也可以还含有V大于0％且0.030％以下。

本发明也包括所述钢构件的制造方法。该制造方法具有的特征在于，包括如下内容：

热轧具有所述钢构件的成分组成的钢片；

在所述热轧后，以加热温度：900℃以上且950℃以下，且在该加热温度下的保持时间：60分钟以上的条件进行淬火；

在所述淬火后进行焊接和焊接后热处理。

在所述淬火后，也可以再以620℃以上且A_C1点以下的温度进行回火。

即使以下述式(1)所表示的P值为20以上的加热温度和加热时间进行所述焊接后热处理时，仍能够得到显示出优异的特性的钢构件。

P值＝T×(20+logt)×10^-3 ...(1)

[式中，T：加热温度(K)，t：加热时间(hr)]

发明效果

根据本发明，能够得到一种使用厚钢板得到的钢构件，在该钢构件的制造工序中，即使焊接后的PWHT为长时间(特别是高温长时间)时，钢材内部(板厚中央部)仍为高强度且高韧性。因此，能够提供如下的中、高温压力容器等，其使用厚钢板，即使实施高温长时间的PWHT，仍能够显示出高强度且高韧性。

此外，本发明的钢构件的合金元素量被抑制，因此有助于资源节约化且成本降低。

具体实施方式

本发明人为了得到如下钢构件，即，由合金元素量相比所述2.25Cr-1.0Mo钢得到抑制的Cr-Mo钢(例如1.25Cr-0.5Mo级的钢)构成，且使用板厚为90mm以上的厚钢板(以下，仅称为“钢板”)为前提，对于该厚钢板，即使实施特别长时间的PWHT时，板厚中央部的韧性(低温韧性)和强度仍优异的钢构件，而反复进行潜心研究。

其结果是，为了确保钢构件的板厚中央部的高韧性，发现基于如下几点特别有效：

·成为微细的组织。详细地说就是(a)成为回火贝氏体和回火马氏体的至少一种，并且(b)邻接的2个结晶的取向差为15°以上的大角度晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径(以下，仅称为“大角度晶界尺寸”)为20μm以下；

·实现容易粗大化易成为断裂的起点的晶界碳化物的微细化。详细地说就是(c)使晶界碳化物的最大直径为0.8μm以下；以及

·实现回火脆化敏感性的抑制(以下，也称为“回火脆化的抑制”“晶界断裂(晶界裂纹)的抑制”)。详细地说，就是满足后述的成分组成。

另外，为了确保钢构件的板厚中央部的高强度，发现如下方式特别有效：

·成为微细的组织。详细地说就是(a)成为回火贝氏体和回火马氏体的至少一种；并且，

·控制晶界碳化物的分率。详细地说就是(d)使晶界碳化物的分率为1.0面积％以上。

以下，首先对于本发明的钢构件的有关板厚中央部的组织(微观组织)的上述(a)～(d)进行说明。

还有，在以下的说明中，将“板厚中央部的组织”仅称为“组织”。另外，下述所示的特性即强度、韧性(低温韧性)，是指钢构件(即，对于厚钢板实施焊接和PWHT之后)的至少板厚中央部的各特性。

[(a)组织由回火贝氏体和回火马氏体的至少一种构成，且(b)邻接的2个结晶的取向差(结晶取向差)为15°以上的大角度晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径为20μm以下]

上述回火贝氏体和回火马氏体是微细的组织，特别是对于确保极厚材的板厚中央部的强度和韧性是有效的组织。对于本发明的钢构件而言，组织是回火贝氏体和回火马氏体的至少一种，作为其他的组织，实质上不包含多边铁素体、残留奥氏体、珠光体等。所述多边铁素体存在时，晶粒尺寸粗大的上贝氏体组织成为主体，不能确保良好的韧性。

使板厚中央部的组织如上所述，为回火贝氏体和回火马氏体的至少一种，从而能够实现组织的微细化，但在本发明中，为了通过组织的确实的微细化而得到高韧性，使板厚中央部的组织(即，回火贝氏体和回火马氏体的至少一种)的大角度晶界尺寸为20μm以下。

回火贝氏体和回火马氏体的组织的情况下，一般来说，邻接的2个结晶的取向差(结晶取向差)为15°以上的所谓大角度晶界因为邻接的2个结晶取向差大，所以脆性断裂的进展被弯曲，脆性断裂的断面单位变小，有助于韧性提高。在本发明中，为了增加每个固定区域中所占的大角度晶界、使韧性充分提高，如上所述，使大角度晶界尺寸(上述大角度晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径)为20μm以下。该大角度晶界尺寸如后述的实施例所示，能够使用EBSP(Electron Back Scattering Pattern)法测定。该大角度晶界尺寸优选为15μm以下，更优选为13μm以下。大角度晶界尺寸的下限，在制造上大体为10μm左右。

[(c)晶界碳化物的最大直径为0.8μm以下，且(d)晶界碳化物的分率在1.0面积％以上]

本发明的钢构件如上所述，会受到PWHT(特别是长时间的PWHT，此外还是高温长时间的PWHT)。构成钢构件的Cr-Mo钢若受到PWHT，则一般会生成M₂₃C₆的晶界碳化物。若该PWHT的条件为高温、长时间这样的严酷条件，则上述晶界碳化物粗大化而容易成为断裂的起点，招致韧性劣化。在本发明中，在钢构件的板厚中央部，通过使晶界碳化物的最大直径为0.8μm以下，确保优异的韧性。该晶界碳化物的最大直径优选为0.6μm以下，更优选为0.5μm以下。还有，上述晶界碳化物的最大直径的下限在本发明所规定的成分组成和制造条件的范围内，大体为0.2μm左右。

另外，若晶界碳化物量过少，则钢构件的强度确保变困难。因此，晶界碳化物的分率(如后述的实施例所示，晶界碳化物在板厚中央部的全部组织中所占的比例)为1.0面积％以上。该晶界碳化物的分率优选为2.0面积％以上。还有，晶界碳化物的分率会伴随C量的增加而增加，但若C量增加，则碳化物变得粗大，容易招致韧性的降低。因此从韧性确保的观点出发，按照下述所示规定C量上限，在该C量的范围内，晶界碳化物的分率的上限为5.0面积％左右。

在本发明中，虽然需要按照上述方式控制板厚中央部的组织，但是对于其他的部位(例如板厚表层部等)的组织没有特别限定。还有，相对于板厚中央部处于表层侧的部分，因为一般来说淬火时的冷却速度比板厚中央部大，所以容易得到比板厚中央部微细的组织，强度、韧性均有比板厚中央部更良好的倾向。

在板厚中央部，为了得到上述(a)和(b)的微细的组织，作为化学成分，特别是需要使其含有后述量的B，通过作为游离B(固溶B)使之存在而提高淬火性。因此，为了确保游离B，重要的是添加后述量的Al，将容易与B结合而形成BN的N作为AlN固定(该AlN在淬火时抑制旧奥氏体(γ)晶粒的粗大化，在用于得到微细的组织方面有用。)。此外作为制造条件，如之后详述那样，重要的是适当地控制淬火时的加热温度和加热保持时间。

另外为了达成如上述(c)和(d)这样的晶界碳化物的尺寸、分率，需要控制C量、Cr量。

此外，为了抑制回火脆化敏感性而确保韧性，需要控制Si等的含量。

以下，首先对于确保这些组织和特性所需要的钢构件的(化学)成分组成进行说明。

[C：0.12％以上且0.18％以下]

C是在厚钢板的淬火时，用于在冷却速度小的板厚中央部仍可得到回火贝氏体和回火马氏体的至少一种所需要的元素。另外，也是用于确保晶界碳化物，得到充分的母材强度所需要的元素。为了充分发挥这些效果，使C量为0.12％以上。C量优选为0.13％以上，更优选为0.15％以上。但是若C量过剩，则长时间的PWHT后，招致晶界碳化物的粗大化，韧性劣化。另外，钢板的焊接时容易产生焊接裂纹。因此C量为0.18％以下。C量优选为0.17％以下，更优选为0.16％以下。

[Si：0.50％以上且0.80％以下]

Si对于提高钢构件的母材强度(即，板厚中央部的强度)是有效的元素。另外也是作为脱氧材使用的元素。为了发挥这些效果，Si量为0.50％以上。Si量优选为0.55％以上，更优选为0.60％以上。但是，若Si含量变得过剩，则回火脆化敏感性高，韧性劣化，因此为0.80％以下。Si量优选为0.75％以下，更优选为0.70％以下。

[Mn：0.40％以上且0.70％以下]

Mn使奥氏体稳定化，使相变温度低温化，从而使淬火性提高，得到微细的组织，其结果是，在确保强度和韧性上是有效的元素。为了发挥这样的效果，使Mn含有0.40％以上。Mn量优选为0.45％以上，更优选为0.48％以上。但是若过剩地含有Mn，则回火脆化敏感性高，韧性劣化。因此，使Mn量的上限为0.70％。Mn量优选为0.65％以下，更优选为0.60％以下。

[P：0.015％以下(不含0％)]

作为不可避免的杂质的P，对母材和焊接部的韧性造成不良影响，并且特别是在钢构件的晶界偏析，招致晶界裂纹，使韧性劣化。以不招致这些问题的方式，将P量抑制在0.015％以下。P量优选为0.010％以下。

[S：0.005％以下(不含0％)]

S形成MnS，是容易在钢板的焊接时招致焊接裂纹的元素。因此优选S尽可能少的方法，S含量抑制在0.005％以下，优选抑制在0.003％以下。

[Al：0.040％以上且0.080％以下]

Al如上所述，在本发明中是非常重要的元素，淬火时将N作为AlN固定，是利用游离B确保淬火性所需要的元素。另外，AlN抑制淬火时的旧γ晶粒的粗大化，在用于得到微细的组织方面有用。此外Al也是脱氧所需要的元素。为了发挥这些效果，使Al量为0.040％以上。Al量优选为0.045％以上，更优选为0.050％以上。另一方面，若Al量变得过剩，则氧化铝系的粗大的夹杂物形成，韧性降低。因此Al量为0.080％以下。Al量优选为0.075％以下，更优选为0.071％以下。

[Cu：0.05％以上且0.40％以下、以及Ni：0.05％以上且0.40％以下]

Cu和Ni不会严重损害韧性，而在提高强度方面是有效的元素。为了充分地发挥该效果，使Cu含有0.05％以上(优选为0.10％以上，更优选为0.11％以上，进一步优选为0.20％以上)，并且使Ni含有0.05％以上(优选为0.10％以上，更优选为0.15％以上，进一步优选为0.16％以上)。但是，因为这些元素的大量添加招致成本上升，所以Cu、Ni各自的含量的上限为0.40％以下。Cu量更优选为0.37％以下，进一步优选为0.30％以下。另外Ni量更优选为0.38％以下，进一步优选为0.30％以下。

[Cr：1.25％以上且1.50％以下]

Cr抑制PWHT造成的碳化物的粗大化，在确保钢构件的韧性上是有效的元素。另外，对于中、高温域的强度的确保，还有耐腐蚀性的提高也是有效的元素。为了发挥这些效果，使Cr含有1.25％以上。Cr量优选为1.35％以上，更优选为1.39％以上。另一方面，若使Cr过剩地含有，则回火脆化敏感性高，PWHT后容易发生晶界断裂，给韧性带来不良影响。另外，过剩的Cr招致加工性、焊接性的降低，还招致制造成本的上升。因此，Cr量为1.50％以下。Cr量优选为1.45％以下，更优选为1.40％以下。

[Mo：0.45％以上且0.65％以下]

Mo提高淬火性，并且对抑制回火脆化有效的元素。为了得到这些效果，需要使Mo含有0.45％以上。Mo量优选为0.50％以上，更优选为0.55％以上。另一方面，即使Mo量高于0.65％，效果的提高也很小，却带来制造成本的上升，因此Mo量的上限为0.65％。Mo量优选为0.62％以下，更优选为0.60％以下。

[N：0.0030％以上且0.0060％以下]

N与Al都是本发明中重要的元素。生成AlN，在淬火时固定N，由此能够使游离B带来的淬火性提高效果最大限度地发挥。另外，AlN抑制淬火时的旧γ晶粒的粗大化，在用于得到微细的组织方面有用。若N量低于0.0030％，则AlN不足，旧γ晶粒变得粗大，其结果是得不到微细的组织，韧性劣化。因此，N量为0.0030％以上。优选为0.0035％以上，更优选为0.0040％以上。另一方面，若N量高于0.0060％，则得不到Al对N的固定效果，而生成BN，游离B带来的淬火性提高效果受到阻碍，组织粗大化，韧性劣化。因此N量为0.0060％以下。N量优选为0.0055％以下，更优选为0.0050％以下。

[B：0.0003％以上且0.0010％以下]

B如上所述，使其作为游离B(固溶B)存在，可提高淬火性，特别是即使在淬火时的冷却速度慢的厚钢板的板厚中央部，也能够得到微细的组织，其结果是，即使在上述板厚中央部也能够确保优异的韧性。为了得到这样的效果，需要以前述的Al和N的含量和后述的控制淬火条件为前提，还需要B为0.0003％以上。B量优选为0.0005％以上，更优选为0.0007％以上。另一方面，若使B过度地含有，则反而有淬火性降低的情况或招致焊接裂纹等，B量的上限为0.0010％。B量优选为0.0009％以下，更优选为0.0008％以下。

本发明的钢构件含有上述成分，余量是铁和不可避免的杂质。除上述元素以外，也可以如下所述，还适量含有V。

[V：大于0％且0.030％以下]

V形成碳化物、氮化物而有助于强度提高，并且在提高淬火性而得到微细的组织方面也是有效的元素。为了得到这些效果，优选使V量含有0.005％以上。V量更优选为0.010％以上。另一方面，V的过剩的添加招致成本的上升，因此上限优选为0.030％。V量更优选为0.028％以下，进一步优选为0.020％以下。

接下来，对于本发明的钢构件的制造方法进行说明。

将具有上述钢构件的成分组成的钢片通过常规方法进行热轧而得到厚钢板后，对于该厚钢板进行淬火(根据需要再进行回火)。上述厚钢板的板厚为90mm以上(进一步为100mm以上，特别为120mm以上)。

为了得到钢构件的上述(a)和(b)所规定的微细的组织，在制造工序中，需要对于用于该钢构件的厚钢板，以下述的条件进行淬火。

[淬火时的加热温度：900～950℃，加热保持时间：60分钟以上]

通过使淬火时的加热温度为900～950℃(特别是为900℃以上)，并且使加热保持时间为60分钟以上，能够使旧γ晶粒有一定程度地生长，其结果是淬火性提高、能够得到微细的组织。

若淬火时的加热温度低于900℃，则淬火时的旧γ晶粒为微细的状态，因此在像厚钢板的板厚中央部这样冷却速度慢的部分，得不到微细的组织，不能确保优异的韧性。因此，淬火时的加热温度为900℃以上。优选为910℃以上。另一方面，若加热温度高于950℃，则作为AlN固定的N一部分固溶，与B结合而成为BN，得不到游离B带来的淬火性提高效果。其结果是得不到微细的组织、韧性劣化。因此，淬火时的加热温度为950℃以下。优选为940℃以下。

另外，即使加热温度在上述范围内，若在该加热温度下的保持时间(加热保持时间)短于60分钟，则旧γ晶粒也为微细的状态，因此即使含有规定量的B，仍得不到充分的淬火性，其结果是组织粗大化、韧性劣化。因此加热保持时间为60分钟以上。优选为80分钟以上。从生产率等观点出发，加热保持时间的上限为150分钟左右。

还有，如果按照上述控制淬火时的条件，使旧γ粒径在50～100μm左右的范围内，则容易得到微细的组织，因此优选。

继所述淬火后进行回火时，推荐回火以下述的条件进行。

[回火温度：620℃以上且A_C1点以下]

所述淬火中，不论板厚如何，都是表层邻域冷却速度大，表层的硬度容易变硬，因此在淬火后，通过进行回火能够使钢板的弯曲加工等加工性提高。因此，在钢构件的制造工序中，从使该钢板的加工性提高的观点出发，优选为了减小表层的硬度而进行回火。作为回火的条件，优选使回火温度为620℃以上且A_C1点以下。通过使回火温度为620℃以上，表层的硬度被充分降低，能够确保良好的加工性。回火温度更优选为700℃以上。另一方面，若回火温度高于A_C1点，则组织的一部分发生逆相变，其后被空冷，因此变得混有多边铁素体。其结果是招致强度降低，并且逆相变部因为组织粗大，所以也招致韧性降低。因此，回火温度的上限优选为A_C1点。所述回火温度更优选为750℃以下。

还有，上述A_C1点，根据A_C1点＝723-14×[Mn]+22×[Si]-14.4×[Ni]+23.3×[Cr](其中，所述的[Mn]、[Si]、[Ni]和[Cr]分别表示Mn、Si、Ni和Cr的含量(质量％))的算式计算。

本发明的钢构件是对于进行上述淬火(根据需要还进行回火)而得到的厚钢板，以一般进行的方法实施焊接，进而按照上述，为了除去应变而实施焊接后热处理(PWHT)而得到的。作为所述PWHT的条件，可列举加热温度：600～690℃，加热时间：5小时～22小时。本发明特别是在实施下述式(1)所示的P值(称为Hollomon-Jaffe参数的值)为20以上的高温长时间的严酷条件(例如，温度：680℃以上且加热时间20小时以上时，P值为20.3)的PWHT时，本发明的效果得到充分地发挥。

P值＝T×(20+logt)×10^-3 ...(1)

[式中，T：加热温度(K)，t：加热时间(hr)]

本发明以在PWHT(特别是高温长时间的PWHT)后，难以确保板厚中央部的强度和韧性的厚壁材为对象。因此，使用上述厚钢板所得到的钢构件也以板厚为90mm以上的(进而为100mm以上，特别是120mm以上)为对象。

本发明的钢构件能够用作例如以石油精炼为首的化学工业中使用的中、高温压力容器等。

本申请基于2012年11月9日申请的日本专利申请第2012-247775号主张优选权的利益。2012年11月9日申请的日本专利申请第2012-247775号的说明书的全部内容，用于本申请的参考而援引。

【实施例】

以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例限制，在能够符合前、后述的主旨的范围内当然也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。

对于满足表1所示的(化学)成分组成(余量是铁和不可避免的杂质。表1中的空栏表示没有添加元素。)的钢片，通过常规方法实施热轧后，以表2所示的条件进行淬火，得到表2所示的板厚(该板厚也是模拟钢构件的试验片的板厚)的钢板。下述表2和表3的钢No.A1-13以外的例子中，还以表2或表3所示的条件进行回火。还有，淬火时和回火时的加热温度是钢板的板厚中心部的温度，根据热处理炉的炉内气氛温度和在炉时间由差分法进行计算，或是在使用实验炉时，在同板厚的模拟材中插入热电偶而进行实测的温度。

此外，模拟焊接后的PWHT，用台车型电炉(大气气氛)，以加热温度：690℃，加热保持时间：22小时(在实际实施的条件之中也是非常严酷的条件。这种情况下，P值为20.6)的条件进行热处理，得到模拟钢构件的试验片。从室温至上述加热温度的升温速度和从上述加热温度至室温的降温速度均为55℃/hr以下。

还有，制造钢构件时，焊接所述钢板之后实施PWHT，但作为该焊接例如实施多层焊之后，因为该焊接对钢构件(也包括焊接热影响部)的特性(特别是韧性)造成的不良影响少，所以在本实施例中不实施关于焊接的热处理而制作试验片。

使用如上述这样得到的试验片，按下述的要领实施金属组织的评价、拉伸试验和摆锤冲击试验。另外，为了评价钢板的加工性(钢构件的制造工序中会要求的特性)，使用所述PWHT实施前的钢板进行表层硬度的测定。

[金属组织的观察]

金属组织的观察按以下方式实施。

(1)以能够观察到与轧制方向平行且相对于钢板表面垂直的，包括钢板表背面的板厚截面的方式，从上述钢板提取试样。

(2)用湿式砂纸(#150～#1000)研磨，或通过与此具有同等的功能的研磨方法(使用了金刚石磨浆等研磨剂的研磨等)，进行观察面的镜面加工。

(3)对于经过研磨的试样，用3％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，使结晶晶界显现。

(4)在t(板厚)/2部位，以400倍的倍率对于显现出的组织拍摄照片(本实施例中作为6cm×8cm的照片进行拍摄)。接着，用所拍摄的照片判别在旧奥氏体晶界有多边铁素体生成并涂黑。接着，将所述照片输入图像分析装置(所述照片的区域，在400倍的情况下，相当于150μm×200μm)。无论何种倍率的情况下，输入到图像分析装置的输入方式都是使区域的合计为1mm×1mm以上(即，400倍的情况下，至少输入上述照片35张)。

(5)在图像分析装置中，对于每张照片计算黑色的面积率，将全部照片的平均值作为多边铁素体(PF)分率，将从整体中减去后的分率作为回火贝氏体和回火马氏体的至少一种(B+M)的分率。

还有，在此所说的回火贝氏体是指上贝氏体、下贝氏体、贝氏体铁素体等被回火的组织，但一般也包含回火马氏体，由于挑选出这些组织困难，另外PWHT后组织被充分回火，所以将多边铁素体以外的组织作为回火贝氏体和回火马氏体的至少一种(B+M)。还有，也确认到本实施例中使用的任意试验片均不含珠光体组织。

[利用EBSP法的大角度晶界尺寸的测定]

使用EBSP法，求得邻接的2个结晶的取向差(结晶取向差)为15°以上的大角度晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径(大角度晶界尺寸)。其测定要领如下。

(1)以能够观察到与轧制方向平行且相对于钢板表面垂直的，包含钢板表背面的板厚断面的方式，从上述钢板提取试样。

(2)用湿式砂纸(#150～#1000)研磨，或通过与之具有同等的功能的研磨方法(使用金刚石磨浆等研磨剂的研磨等)，进行观察面的镜面加工。

(3)使用TexSEM Laboratories社制的EBSP装置，在板厚方向的t/2部，以测定范围：200×200μm，0.5μm间距，将结晶取向差为15°以上的边界作为结晶晶界，测定该结晶晶界所包围的晶粒(大倾角晶粒)的尺寸。这时，表示测定方位的可靠性的置信指数小于0.1的测定点从分析对象中除外。

(4)计算如此求得的大角度晶界所包围的晶粒的尺寸的平均值，作为本发明中的“(回火贝氏体和回火马氏体的至少一种的)邻接的2个结晶的取向差为15°以上的大角度晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径”。还有，大角度晶界所包围的晶粒的尺寸为1.0μm以下时，判断为测定噪声，从平均值计算的对象中除外。

[晶界碳化物的尺寸和分率的测定]

晶界碳化物的尺寸和分率如下述这样测定。

(4)在t(板厚)/2部位，以1000倍的倍率对于显现出的组织拍摄照片(本实施例中作为6cm×8cm的照片进行拍摄)。接着，将所述照片输入图像分析装置(所述照片的区域在1000倍的情况下，相当于60μm×80μm)。输入到图像分析装置的输入按照使区域的合计为0.4mm×0.4mm以上的方式输入(即，1000倍时，至少输入上述照片35张)。

(5)在图像分析装置中，对于每张照片计算晶界碳化物的尺寸(短轴长度)和面积率，计算全部照片的晶界碳化物尺寸的最大值，并且将该晶界碳化物的面积率的平均值作为晶界碳化物的分率。

[拉伸试验(抗拉特性的评价)]

从t(板厚)/2的部位沿着轧制直角方向提取圆棒拉伸试验片，按ASTMA370的要领进行拉伸试验，测定屈服强度和抗拉强度。然后，将屈服强度为310MPa以上且抗拉强度为515MPa以上的情况，评价为高强度(抗拉特性优异)。

[摆锤冲击试验(冲击特性的评价)]

从t(板厚)/2的部位沿轧制直角方向提取全尺寸的V切口试验片，按ASTM A370的要领，以试验温度-10℃进行摆锤冲击试验，测定吸收能。还有，吸收能采用3个试验片的平均值。并且，吸收能为100J以上时，评价为韧性优异(冲击特性优异)。

[表层硬度的测定(钢板的加工性的评价)]

为了评价钢板的加工性，使用PWHT实施前的钢板，在距表面1mm深度的位置，按ASTM 370的要领进行布氏硬度试验。然后，HB250以下时，评价为加工性优异(○)，高于HB250时，加工性评价为普通水平(△)。

这些结果显示在表2和表3中。

【表1】

【表2】

【表3】

由表1～3可知如下内容。即，A1-1、A1-2、A1-4、A1-5、A1-8、A1-9、A1-11～A1-13和A2～A14的本发明例，因为使用了满足规定的成分组成的钢，按规定的条件制造，所以得到的钢构件满足规定的组织，尽管钢构件的板厚厚，但是在板厚中央部仍能够取得优异的强度和韧性。

还有，由A1-13和其他的本发明例的对比可知，为了得到优异的加工性，优选以规定的条件进行回火。

相对于此，上述以外的No.因为成分组成、制造条件的任意一项有所偏离，所以板厚中央部的抗拉特性和冲击特性的至少一项差。

即，A1-3因为淬火时的加热保持时间过短，所以旧奥氏体粒径为微细的状态，得不到充分的淬火性，其结果是组织粗大化而韧性劣化。

A1-6因为回火温度过高，所以形成多边铁素体，另外发生组织的软化，成为强度和韧性都差的结果。

A1-7因为淬火温度过低，所以淬火时的旧γ晶粒的尺寸为微细的状态，其结果是得不到微细的组织，不能确保韧性。

A1-10因为淬火温度过高，所以作为AlN固定的N有一部分固溶，与B结合，得不到游离B带来的淬火性提高效果，其结果是得不到微细的组织，韧性劣化。

B1～B15如以下详述那样，是成分组成偏离的例子。

B1因为C量不足，所以作为组织，无法得到回火贝氏体和回火马氏体的至少一种，且也不能充分确保晶界碳化物，强度不足。另外B2因为C量过剩，所以形成粗大的晶界碳化物，韧性劣化。

B3因为P量和S量过剩，所以晶界裂纹发生，韧性劣化。B4因为B量不足，所以淬火性不充分，其结果是得不到微细的组织，韧性降低。

B5因为Cr量不足，所以形成粗大的晶界碳化物，韧性劣化。B6因为Al量不足，所以淬火时得不到AlN带来的旧γ晶粒的粗大化抑制效果，无法得到微细的组织。其结果是韧性劣化。B7因为Cr量过剩，所以发生因回火脆化造成的晶界断裂，不能确保优异的韧性。

B8因为Si量不足，所以不能确保高强度。B9因为Al量过剩，所以形成粗大的夹杂物，韧性降低。另外B10因为N量过剩，所以得不到由Al带来的N固定效果，生成BN而游离B带来的淬火性提高效果受到阻碍，其结果是组织粗大化，韧性劣化。

B11因为N量不足，所以淬火时得不到AlN带来的旧γ晶粒的粗大化抑制效果，得不到微细的组织。其结果是韧性劣化。

B12因为Si量过剩，B13因为Mn量过剩，B14因为Mo量不足，另外，B15因为B量过剩，所以回火脆化敏感性均高，韧性劣化。

Claims

1.一种钢构件，其特征在于，含有

Si：0.50％以上且0.80％以下、

Mn：0.40％以上且0.70％以下、

P：0.015％以下(不含0％)、

S：0.005％以下(不含0％)、

Al：0.040％以上且0.080％以下、

Cu：0.05％以上且0.40％以下、

Ni：0.05％以上且0.40％以下、

Cr：1.25％以上且1.50％以下、

Mo：0.45％以上且0.65％以下、

N：0.0030％以上且0.0060％以下、和

B：0.0003％以上且0.0010％以下，

余量是Fe和不可避免的杂质，

板厚中央部的组织满足下述(a)～(d)的全部，

(a)组织是回火贝氏体和回火马氏体的至少一种；

(b)邻接的2个结晶的取向差为15°以上的大角度晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径为20μm以下；

(c)晶界碳化物的最大直径为0.8μm以下；

(d)晶界碳化物的分率为1.0面积％以上。

2.根据权利要求1所述的钢构件，其中，还含有V：大于0％且0.030％以下。

3.一种钢构件的制造方法，其特征在于，是权利要求1或2所述的钢构件的制造方法，包括：

热轧具有权利要求1或2所述的钢构件的成分组成的钢片；

在所述热轧后，以加热温度：900℃以上且950℃以下，且该加热温度下的保持时间：60分钟以上的条件进行淬火；

在所述淬火后进行焊接和焊接后热处理。

4.根据权利要求3所述的钢构件的制造方法，其中，在所述淬火后，再以620℃以上且A_C1点以下的温度进行回火。

5.根据权利要求3所述的钢构件的制造方法，其中，以下述式(1)所表示的P值为20以上的加热温度和加热时间，进行所述焊接后热处理，

P值＝T×(20+logt)×10^-3…(1)

[式中，T：加热温度(K)，t：加热时间(hr)]。