CN107075641B - 高强度钢板 - Google Patents
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Abstract
提供一种高强度钢板,其即使进行例如长达15小时以上的PWHT,在PWHT前后也能够确保高强度。一种高强度钢板,其含有规定的成分组成,并且根据Nb量、Mo量和C量求得的推测析出量P0为1.50以上,金属组织以相对于全部组织的比率计,满足铁素体:60面积%以上,贝氏体:4面积%以上。
Description
技术领域
本发明适用于涉及储存罐、海洋结构物等的制造的钢板。详细地说,是涉及一种高强度钢板,其即使进行用于降低焊接后的焊接部的残余应力的焊接后热处理,在热处理前后也能够确保550MPa以上的强度。
背景技术
原油、乙烯、液化石油气(liquefied petroleum gas;LPG)等的储存罐、和海洋结构物等的焊接结构物在制造之时,为了在钢板焊接后,降低焊接部的残余应力,会进行在600℃左右保持数小时的焊接后热处理(Post Weld Heat Treatment;以下,称为PWHT。)。在PWHT中,因为以高温长时间保持对象物,所以钢板的金属组织发生变化,强度降低。
高水平确保PWHT后的强度的技术公开在专利文献1中。该专利文献1所公开的钢板,其特征在于,在成分组成之中,特别使Nb量、V量、Mo量和C量满足规定的关系而进行调整,并且为贝氏体分率为90面积%以上的金属组织。另外,在专利文献1中记述,在PWHT前的钢板中形成Nb和Mo的碳化物,以抑制PWHT后的强度降低。另外,为了得到极低C贝氏体组织,作为必须成分而在0.5~2.0%的范围含有Cr。而且,在专利文献1的实施例中,以600℃,进行2次板厚(inch)×保持1小时的PWHT,保持时间最长约8小时。
现有技术文献
专利文献
专利文献1:日本特开2007-321228号公报
随着焊接结构物的大型化,作为原材所用的钢板的板厚变大。若钢板的板厚变大,则由于焊接结构物的位置不同,在热处理时,至升温到规定温度所需要的时间变长。另外,焊接后如果发生修正等,则需要再次进行PWHT,热处理时间越发延长。另一方面,若以高温进行PWHT,或PWHT为长时间,则钢板的强度降低显著。因此对于钢板来说,要求即使长时间进行PWHT,也能够确保规定的强度。具体来说,就是希望即使进行15小时以上的PWHT,也能够确保高强度。
可是,在上述专利文献1的实施例中,只是对于最长进行了8小时左右保持的钢板,测量热处理前后的抗拉强度的变化量,如上述这样进行15小时以上的PWHT时的抗拉强度的变化量并未测量。因此,若进行长时间的PWHT,则钢板的强度降低,存在不能确保规定的强度的可能性。
发明内容
本发明着眼于上述的情况而形成,其目的在于,提供一种高强度钢板,其即使长时间进行PWHT,例如15小时以上,也能够在PWHT前后确保高强度。
能够解决上述课题的本发明的所谓高强度钢板,在以下方面具有要旨,关于化学成分,以质量%计,含有C:0.02~0.07%、Si:0.1~0.4%、Mn:1.2~2%、P:高于0%并在0.02%以下、S:高于0%并在0.005%以下、Cu:0.1~0.7%、Al:0.01~0.08%、Ni:0.45~0.85%、Mo:0.01~0.25%、Nb:0.015~0.05%、Ti:0.005~0.025%、Ca:0.0005~0.003%和N:0.001~0.01%,余量由铁和不可避免的杂质构成。而且,根据Nb量、Mo量和C量求得,以下式(1)表示的推测析出量P0为1.50以上,金属组织中,以相对于全部组织的比率计,满足铁素体:60面积%以上,贝氏体:4面积%以上。
P0=340×(0.6×[Mo]+22×[Nb])×C1…(1)
在所述式(1)中,C1由下式(2)或式(3)求得,在式(1)~式(3)中,[]表示以质量%计,各元素的含量。
[C]≥12/95×([Mo]+[Nb])时
C1=12/95×([Mo]+[Nb])…(2)
[C]<12/95×([Mo]+[Nb])时
C1=[C]…(3)
上述高强度钢板中,作为其他的元素,也可以还含有从Cr:高于0%并在0.2%以下、V:高于0%并在0.02%以下、和B:高于0%并在0.001%以下所构成的群中选择的至少一种。
上述高强度钢板,根据含有从Nb和Mo所构成的群中选择的至少一种的碳化物之间的平均间隔λ(μm),通过下式(4)计算析出量P1时,由所述推测析出量P0和所述析出量P1求得,以下式(5)求得的固溶当量值A优选满足0.50以上。
P1=0.7/λ…(4)
A=P0-P1…(5)
本发明中,也包括对于上述高强度钢板,实施热处理而得到的高强度焊接结构物。
根据本发明,因为适当控制着钢板的成分组成和金属组织,所以能够提供即使长时间进行例如15小时以上的PWHT,强度也难以降低,而或强度有所提高,在PWHT前后具有高强度的高强度钢板。
附图说明
图1是表示固溶当量值A与PWHT后的抗拉强度(TS)的关系的图形。
具体实施方式
如上述专利文献1所公开,作为确保钢板的强度的手段,已知有活用贝氏体组织的相变强化。但是,专利文献1是利用相变时导入的位错的技术,在此若进行约15小时以上的PWHT,则位错合并、消失,强度有可能降低。
因此,本发明者们对于使钢板的金属组织为铁素体主体,即使进行例如15小时间以上的长时间的PWHT,也能够确保强度的方法进行了研究。可以认为,因为铁素体导入的位错少,所以即使进行长时间的PWHT,仍可避免因位错合并、消失造成的强度降低。
于是,本发明者作为确保PWHT后的强度的手段,着眼于Nb和Mo的碳化物分散强化。但是,如上述专利文献1,在使PWHT前的钢板中析出Nb和Mo的碳化物而提高强度的手法中,若长时间进行PWHT,则碳化物粗大化、凝集,因此无助于强度提高,无法避免强度降低。
因此,本发明者进一步进行各种研究的结果发现,如果使钢板的金属组织为铁素体主体,并且在使规定量以上的贝氏体生成以后,再设想以如下方式适当调整化学成分组成,即通过长时间进行PWHT,而使含有从Nb和Mo所构成的群中选择的至少一种的碳化物析出规定量以上,则在PWHT前后能够确保高强度,从而完成了本发明。特别是了解到,如果使Nb和Mo预先在PWHT前的阶段固溶,或使之作为极微细的碳化物分散,则通过长时间进行PWHT,能够使之生长至有助于碳化物分散强化的大小,通过碳化物分散强化而能够确保高强度。还有,在本说明书中,所谓长时间进行PWHT,意思是例如进行15小时以上的PWHT。
以下,对于本发明的高强度钢板详细地加以说明。
本发明的高强度钢板,关于化学成分以质量%计,含有C:0.02~0.07%、Si:0.1~0.4%、Mn:1.2~2%、P:高于0%并在0.02%以下、S:高于0%并在0.005%以下、Cu:0.1~0.7%、Al:0.01~0.08%、Ni:0.45~0.85%、Mo:0.01~0.25%、Nb:0.015~0.05%、Ti:0.005~0.025%、Ca:0.0005~0.003%和N:0.001~0.01%,余量由铁和不可避免的杂质构成。而且,根据Nb量、Mo量和C量求得、并以下式(1)表示的推测析出量P0为1.50以上,金属组织以相对于全部组织的比率计,满足铁素体:60面积%以上,贝氏体:4面积%以上。
P0=340×(0.6×[Mo]+22×[Nb])×C1…(1)
在所述式(1)中,C1由下式(2)或式(3)求得。
[C]≥12/95×([Mo]+[Nb])时
C1=12/95×([Mo]+[Nb])…(2)
[C]<12/95×([Mo]+[Nb])时
C1=[C]…(3)
在上述式(1)~式(3)中,[]表示以质量%计的各元素的含量。
首先,对于本发明的高强度钢板的金属组织进行说明。还有,在本说明书中,所谓高强度意思是抗拉强度为550MPa以上。
本发明的高强度钢板的金属组织,以相对于全部组织的比率计,铁素体:60面积%以上,贝氏体:4面积%以上。
[铁素体:60面积%以上]
通过使全部组织中铁素体所占的为60面积%以上,即使长时间进行PWHT,也能够确保高强度。这是由于若铁素体量降低,在全部组织中所占的贝氏体分率变得过高,则长时间进行PWHT,会导致过剩的位错合并、消失,由此致使强度大幅降低。因此在本发明中,铁素体为60面积%以上,优选为65面积%以上,更优选为70面积%以上,进一步优选为75面积%以上。铁素体分率的上限如后述,为了确保贝氏体为4面积%以上而为96面积%以下。铁素体分率优选为90面积%以下。
[贝氏体:4面积%以上]
本发明的钢板的金属组织如上述,铁素体为60面积%以上,但若铁素体分率过高,则钢板的强度变得过低。因此在本发明中,为了提高钢板的强度,而使全部组织中所占的贝氏体分率为4面积%以上,优选为5面积%以上,更优选为10面积%以上。但是若贝氏体分率变得过高,则不能确保60面积%以上的铁素体,另外,由于贝氏体的增加会导致长时间进行PWHT后的强度降低。因此在本发明中,贝氏体分率为40面积%以下,优选为30面积%以下,更优选为20面积%以下。
本发明的钢板的金属组织,基本上由铁素体和贝氏体构成,但在不阻碍本发明的效果的范围内,作为其他的组织,例如,也可以含有珠光体、岛状马氏体(M-A)等。
在全部组织中上述其他的组织所占的分率,例如,优选为10面积%以下。
关于本发明的钢板的金属组织,在设钢板的板厚为t(mm)时,使t/4位置的截面露出,进行镜面研磨后,提取试验片,用硝酸乙醇腐蚀溶液对其蚀刻后,以光学显微镜观察,经图像分析而测量铁素体分率和贝氏体分率即可。观察倍率为400倍,观察视野数为5个视野,求得在各视野中测量到铁素体分率和贝氏体分率的平均值即可。
在上述金属组织中所占的铁素体分率,通过使用了上述光学显微镜的图像分析进行测量即可,但在本发明的高强度钢板中,基本上就生成铁素体和贝氏体,因此从100%中减去上述贝氏体分率的值也可以视为铁素体分率。
其次,对于推测析出量P0进行说明。
上述所谓推测析出量P0,表示例如通过PWHT等,基于钢板中所含的Mo量、Nb量和C量,作为含有从Nb和Mo所构成的群中选择的至少一种的碳化物,推测其能够析出的最大析出物量。
上述推测析出量P0,是基于下式(1),根据Nb量、Mo量和C量求得的计算值。推测析出量P0,为预测PWHT后的强度的指标。通过对于如此适当控制了P0值的钢板长时间实施PWHT,含有从Nb和Mo所构成的群中选择的至少一种的碳化物析出,通过碳化物分散强化,通过提高钢板的强度。
上述所谓含有从Nb和Mo所构成的群中选择的至少一种的碳化物,只要是至少含有Nb或Mo的碳化物,便没有特别限定。例如,除了Nb的碳化物和Mo的碳化物以外,还可列举含有Nb和Mo两方的复合碳化物。在上述碳化物中,也包括碳化物中结合有氮的碳氮化物等,在上述复合碳化物中,也包括在复合碳化物中结合有氮的复合碳氮化物等。
P0=340×(0.6×[Mo]+22×[Nb])×C1…(1)
以至导出由上式(1)表示的推测析出量P0的经纬如下。
Mo的碳化物以MoC表示,Nb的碳化物以NbC表示,MoC和NbC的析出量,基于各元素的质量比,由下式(a)表示。
X=α×(β×[Mo]+γ×[Nb])×C1…(a)
在上式(a)中,α、β和γ表示常数,[]表示各元素的含量(质量%)。
为了确定上述常数,使用只使Mo或Nb的含量变化,其他的元素相同的钢板,测量PWHT后的抗拉强度。抗拉强度的测量,与后述的实施例所述的条件相同。然后,横轴取Nb或Mo的含量,纵轴取PWHT后的抗拉强度而制成直线的图形,根据该直线的倾斜度的比,规定为α=340,β=0.6,γ=22,确定以下式(b)表示的参数X。
X=340×(0.6×[Mo]+22×[Nb])…(b)
接着,在上式(a)中,上述C1是基于钢中所含的C量[C],与Mo量[Mo]和Nb量[Nb]的合计量的关系而决定的值。
即,[C]≥12/95×([Mo]+[Nb])时,钢中包含用于使MoC和NbC生成所需要的最低限度的C量,因此上述C1由下式(2)导出。
C1=12/95×([Mo]+[Nb])…(2)
另一方面,[C]<12/95×([Mo]+[Nb])时,钢中所含的C量低于用于使MoC和NbC生成所需要的C量,因此上述C1由下式(3)导出。
C1=[C]…(3)
在此,12/95是考虑C、Mo和Nb的原子量而决定的系数。
基于如此导出的参数X和C1,由上式(1)导出P0值。
在本发明中,使上述P0值为1.50以上。上述P0值的阈值1.50是基于各种实验结果而确定的值。上述P0值优选为2以上,更优选为3以上。上述P0值的上限,基于Mo量的最大值和Nb量的最大值决定,为29.75以下。上述P0值优选为25以下,更优选为20以下,进一步优选为15以下,特别优选为10以下。
本发明的高强度钢板还优选以下式(5)表示的固溶当量值A满足0.50以上。在此,固溶当量值A,是根据含有从Nb和Mo所构成的群中选择的至少一种的碳化物之间的平均间隔λ(μm),通过下式(4)计算析出量P1时,根据推测析出量P0和析出量P1由下式(5)求得。
P1=0.7/λ…(4)
A=P0-P1…(5)
上述固溶当量值A,表示在高强度钢板中固溶的Mo量和Nb量的合计量,为用于预测PWHT后的强度的指标。固溶当量值A的阈值0.50,是基于各种实验结果而确定的值。通过使固溶当量值A为0.50以上,长时间进行PWHT,固溶Mo和固溶Nb作为碳化物析出,通过碳化物分散强化能够提高焊接结构物的强度。另一方面,若固溶当量值A低于0.50,则Mo量、Nb量和C量不足,或Mo和Nb已作为碳化物析出,因此若长时间进行PWHT,则碳化物粗大化和凝集,焊接结构物的强度降低。上述固溶当量值A优选为0.50以上,更优选为1以上,进一步优选为2以上。上述固溶当量值A的上限没有特别限定,例如,优选为15以下,更优选为10以下。还有,固溶当量值A中,也包含粒径为10nm以下的微细的Mo的碳化物和微细的Nb的碳化物。粒径为10nm以下的微细的碳化物,超出了后述的使用透射型电子显微镜进行观察的检测极限,另外认为无助于碳化物分散强化。
在此,以至导出由上式(5)表示的固溶当量值A的经纬如下。
上述固溶当量值A,是根据含有从Nb和Mo所构成的群中选择的至少一种的碳化物之间的平均间隔λ(μm),由上式(4)计算析出量P1时,从推测析出量P0中减去析出量P1的值。析出量P1表示钢板中实际析出的Nb的碳化物量和Mo的碳化物量。因此,通过从推测析出量P0中减去析出量P1,能够计算在钢板中固溶的Nb量和Mo量的合计。固溶Nb和固溶Mo,经长时间进行PWHT而作为碳化物析出,通过碳化物分散强化而有助于PWHT后的焊接结构物的强度提高。
上述析出量P1能够由上式(4)计算。
在上式(4)中,λ能够基于下式(c)计算。
λ=(1.25×[(π/(6×f)]1/2-π/4)×d…(c)
在上式(c)中,λ表示含有从Nb和Mo所构成的群中选择的至少一种的碳化物之间的平均间隔(μm),f表示上述碳化物的平均体积率(体积%),d表示金属组织的平均粒径(μm)。
上述式(c)一般可知是作为用于计算碳化物之间的平均间隔λ的算式,例如,铁与钢vol.91(2005)No.11,P.796~802中所述。
在上述式(c)中,碳化物的平均体积率f,能够基于设钢板的厚度为t(mm)时,例如,使用透射型电子显微镜观察t/4位置的截面而测量出的碳化物的面积和碳化物的个数计算。观察倍率例如为30000倍即可,观察视野数为10个视野即可。
在上述式(c)中,所谓金属组织的平均粒径d,意思是在观察视野内确认到的金属组织的当量圆直径的平均值。在观察视野内,例如,确认到铁素体组织时,测量铁素体的粒径即可,确认到贝氏体组织时,测量贝氏体的粒径并计算平均值即可。观察倍率例如为30000倍即可,观察视野数为10个视野即可。
金属组织的平均粒径d,认为通过实施后述的控制轧制会达到大体一定。因此,基于碳化物的平均体积率f和金属组织的平均粒径d,通过上述式(c)能够求得碳化物之间的平均间隔λ。
另一方面,单位质量中的碳化物的析出物量P1,能够使用碳化物的平均体积率、金属组织的平均体积率、和单位体积的质量,由下式(A)表示。
P1=f×n1/(f×n1+F×n2)…(A)
在此,f是碳化物的平均体积率(体积%),F是金属组织的平均体积率(体积%),n1是碳化物的比重(kg/m3),n2是金属组织的比重(kg/m3)。在碳化物的比重n1中,对于在观察视野内确认到的各碳化物进行成分分析,求得各碳化物的比重,代入经过平均的值即可。在金属组织的比重n2中,代入铁的比重即可。
金属组织的平均体积率F,因为由F=100-f表示,所以上式(A)能够改写成下式(B)。
P1=f×n1/[f×n1+(100-f)×n2]…(B)
本发明者制成使Mo量和Nb量发生各种变化的钢板,并测量碳化物的析出量的结果证实,上式(B)能够使用碳化物之间的间隔λ而由下式(4)表示。
P1=0.7/λ…(4)
本发明的高强度钢板基于钢中所含的Mo量、Nb量和C量计算出的上述P0值为1.50以上,该高强度钢板也需要恰当控制化学成分组成。以下,对于高强度钢板的化学成分进行说明。
[C:0.02~0.07%]
C是用于提高钢板的强度所需要的元素。另外,是用于使碳化物析出而抑制PWHT后的强度降低所需要的元素。在本发明中,C量为0.02%以上,优选为0.025%以上,更优选为0.030%以上。但是,若过剩地含有C,则贝氏体容易生成。若贝氏体过剩生成,则长时间的PWHT会导致位错合并和消失,强度大幅降低。在本发明中,C量为0.07%以下,优选为0.065%以下,更优选为0.06%以下,特别优选为0.055%以下。
[Si:0.1~0.4%]
Si在熔炼钢时作为脱氧剂起作用,是具有使钢的强度上升这一效果的元素。为了发挥这样的作用,在本发明中,使Si量为0.1%以上,优选使之含有0.15%以上,更优选含有0.2%以上。但是,若Si量变得过剩,则HAZ韧性劣化。因此在本发明中,Si量为0.4%以下,优选为0.37%以下,更优选为0.35%以下。
[Mn:1.2~2%]
Mn对于钢板的强度上升是有效发挥作用的元素。在本发明中,Mn量为1.2%以上,优选为1.3%以上,更优选为1.4%以上。但是,若Mn量变得过剩,则贝氏体过剩生成,因此长时间进行PWHT后的强度降低。在本发明中,Mn量为2%以下,优选为1.8%以下,更优选为1.6%以下。
[P:高于0%并在0.02%以下]
P是不可避免的杂质,在晶粒中偏析,是使钢板的延展性和韧性降低的元素。在本发明中,P量为0.02%以下,优选为0.015%以下,更优选为0.01%以下,特别优选为0.008%以下。虽以P量尽可能少的方法为宜,但工业上达到0%有困难。
[S:高于0%并在0.005%以下]
S是不可避免的杂质,与钢中的合金元素结合而形成各种夹杂物,是使钢板的延展性和韧性降低的元素。在本发明中,S量为0.005%以下,优选为0.004%以下,更优选为0.003%以下。虽以S量尽可能少的方法为宜,但工业上达到0%有困难。
[Cu:0.1~0.7%]
Cu是在用于提高钢板的强度上发挥作用的元素。在本发明中,Cu量为0.1%以上,优选为0.12%以上,更优选为0.15%以上。但是,若Cu量变得过剩,则热加工时容易发生裂纹。在本发明中,Cu量为0.7%以下,优选为0.65%以下,更优选为0.5%以下。
[Al:0.01~0.08%]
Al是在熔炼钢时作为脱氧剂起作用的元素。在本发明中,Al量为0.01%以上,优选为0.015%以上,更优选为0.020%以上。但是,若Al量变得过剩,则阻碍钢板的洁净性,强度降低。在本发明中,Al量为0.08%以下,优选为0.06%以下,更优选为0.04%以下。
[Ni:0.45~0.85%]
Ni使铁素体相变开始温度下降,促进贝氏体的生成,是用于提高钢板的强度所需要的元素。在本发明中,Ni量为0.45%以上,优选为0.5%以上。但是,若Ni量变得过剩,则贝氏体过剩地生成,铁素体的生成受到抑制,因此长时间进行PWHT后,钢板的强度降低。在本发明中,Ni量为0.85%以下,优选为0.75%以下,更优选为0.65%以下。
[Mo:0.01~0.25%]
Mo是用于使贝氏体生成所需要的元素。另外,长时间进行PWHT后使碳化物析出,是有助于PWHT后的钢板的强度提高的重要元素。在本发明中,Mo量为0.01%以上,优选为0.1%以上,更优选为0.15%以上。但是,若Mo量变得过剩,则贝氏体过剩地生成,铁素体的生成受到抑制,因此长时间进行PWHT后,钢板的强度降低。在本发明中,Mo量为0.25%以下,优选为0.23%以下,更优选为0.20%以下。
[Nb:0.015~0.05%]
Nb与Mo同样,在长时间进行PWHT后使碳化物析出,是有助于PWHT后的钢板的强度提高的重要元素。在本发明中,Nb量为0.015%以上,优选为0.020%以上。但是,若Nb量变得过剩,则HAZ韧性劣化。在本发明中,Nb量为0.05%以下,优选为0.048%以下,更优选为0.045%以下。
[Ti:0.005~0.025%]
Ti是容易形成氮化物的元素,析出微细的TiN,是用于使晶粒微细化而提高钢板的韧性所需要的元素。在本发明中,Ti为0.005%以上,优选为0.007%以上,更优选为0.009%以上。但是,若Ti量变得过剩,则HAZ韧性降低。在本发明中,Ti量为0.025%以下,优选为0.02%以下,更优选为0.015%以下。
[Ca:0.0005~0.003%]
Ca控制钢中的夹杂物的形态,是用于使钢板的韧性提高所需要的元素。在本发明中,Ca量为0.0005%以上,优选为0.0008%以上,更优选为0.001%以上。但是,若Ca量变得过剩,则夹杂物粗大化,HAZ韧性降低。在本发明中,Ca量为0.003%以下,优选为0.0027%以下,更优选为0.0025%以下。
[N:0.001~0.01%]
N与Ti结合而析出微细的TiN,是用于使晶粒微细化而提高钢板的韧性所需要的元素。在本发明中,N量は,0.001%以上,优选为0.003%以上,更优选为0.004%以上。但是,N量变得过剩,TiN粗大化,HAZ韧性劣化。在本发明中,0.01%以下,优选为0.008%以下,更优选为0.007%以下。
本发明的钢板中的化学成分如上述,余量是铁和O(氧)等的不可避免的杂质。
在本发明的钢板中,除了上述的化学成分以外,也可以根据需要,还含有以下的元素。
[从Cr:高于0%并在0.2%以下、V:高于0%并在0.02%以下、和B:高于0%并在0.0010%以下所构成的群中选择的至少一种]
Cr、V和B均使碳氮化物析出,是有助于钢板的强度提高的元素。为了有效地发挥这样的作用,Cr优选为0.001%以上,更优选为0.005%以上。V优选为0.0001%以上,优选为0.0005%以上。B优选为0.0001%以上,更优选为0.0005%以上。但是,若过剩地含有Cr或V,则HAZ韧性降低。在本发明中,Cr量优选为0.2%以下,更优选为0.1%以下,进一步优选为0.05%以下。V量优选为0.02%以下,更优选为0.01%以下,进一步优选为0.005%以下。若B量变得过剩,则贝氏体过剩地生成,因此长时间进行PWHT后的强度降低。在本发明中,B量优选为0.001%以下,更优选为0.0005%以下。
接下来,对于本发明的高强度钢板的制造方法进行说明。
本发明的钢板如上述,在恰当控制成分组成之处,制造条件没有特别限定,但为了使上述固溶当量值A满足规定的范围,推荐遵循常规方法熔炼满足上述成分组成的钢,对于所得到的钢锭进行控制轧制和控制冷却。即,通过上述固溶当量值A满足规定的范围,Mo和Nb的析出举动得到控制,能够确保高强度。因此,希望有效地活用控制轧制和控制冷却。控制轧制和控制冷却并用的制造技术,称为Thermo-mechanical control process(以下称为TMCP:热机械控制工艺。),由该制造技术制造的钢称为TMCP钢板。
具体来说,就是能够通过如下方式制造:设上述钢锭的厚度为t(mm)时,在t/4位置的温度为900~800℃的范围进行累积压下率优选为5~60%的轧制,从t/4位置的温度优选比670℃高的温度开始冷却,并冷却至室温。
通过使t/4位置的温度在900~800℃的范围的累积压下率优选为5%以上,能够向奥氏体晶粒内导入构成铁素体的相变核的变形带,能够促进铁素体的生成。上述累积压下率更优选为10%以上,进一步优选为15%以上。但是,若上述累积压下率高于60%,则轧制所需要的时间变长,招致生产率的降低。在本发明中,上述累积压下率优选为60%以下,更优选为50%以下,进一步优选为45%以下。
上述经轧制所得到的钢板,从t/4位置的温度优选为比670℃高的温度开始冷却,冷却至室温。通过使冷却开始温度高于670℃,能够抑制铁素体的粗大化。冷却开始温度更优选高于700℃。冷却开始温度的上限与轧制结束温度相同,例如为850℃。
从上述冷却开始温度至室温的冷却速度没有特别限定,例如,从冷却开始温度至高于300℃且低于500℃的温度域,也可以按平均冷却速度5~30℃/秒进行冷却,并从停止冷却的温度空冷至室温。从上述冷却开始温度至高于300℃且低于500℃的温度域,例如,水冷即可。
本发明的钢板的厚度没有特别限定,例如为10mm以上,也可以进一步为20mm以上,特别是也可以在30mm以上。钢板的板厚的上限也没有特别限定,例如为150mm以下,进一步为120mm以下,特别是也可以在100mm以下。
本发明的钢板例如具有抗拉强度550MPa以上的高强度。
在本发明中,也包括在焊接上述钢板后,又实施了热处理的焊接结构物。本发明的焊接结构物具有的特征在于,即使在热处理后,上述钢板的高强度仍维持原状。例如,如果是抗拉强度为550MPa以上的钢板,则即使在焊接结构物中,仍能够维持该高抗拉强度。
本申请基于2014年10月31日申请的日本国专利申请第2014-223751号主张优先权的利益。上述日本国专利申请第2014-223751号的说明书的全部内容,在本申请中用于参考而援引。
实施例
以下,列举实施例更具体地说明本发明,但本发明不受下述实施例限制,在能够符合前述和后述的宗旨的范围,当然也可以加以变更实施,这些均包含在本发明的技术范围内。
熔炼含有下述表1所示的化学成分,余量由铁和不可避免的杂质构成的钢,遵循常规方法制造钢锭。对所得到的钢锭进行控制轧制和控制冷却而制造板厚为64mm的TMCP钢板。具体来说,在控制轧制中,设钢锭的厚度为t(mm)时,以达到下述表2所示的累积压下率的方式,进行t/4位置的温度在900~800℃的范围内的轧制。在控制冷却中,轧制后,从t/4位置的温度为下述表2所示的温度起开始冷却。从冷却开始温度至380~430℃的温度域,通过水冷,以平均冷却速度大约7℃/秒进行冷却,从380~430℃的温度域的冷却停止温度至室温进行空冷。
基于下述表1所示的Mo量和Nb量,根据下式(e)计算Z值,结果显示在下述表2中。
Z=12/95×([Mo]+[Nb])…(e)
比较上述Z值和表1所示的C量[C],[C]≥Z时,将Z值定为C1的值,[C]<Z时,将[C]定为C1的值。决定的C1值显示在下述表2中。
基于下述表1所示的Mo量、Nb量和上述C1的值,通过下式(1)而计处P0值。计算结果显示在下述表2中。
P0=340×(0.6×[Mo]+22×[Nb])×C1…(1)
接着,对于所得到的TMCP钢板的板厚处于1/4的位置的截面,使用透射型电子显微镜以观察倍率30000倍进行观察。就观察视野内所观察到的含有从Nb和Mo所构成的群中选择的至少一种的碳化物,测量其个数和碳化物相对于观察视野的面积的面积率。观察视野数为10个视野。还有,在本说明书中,将上述碳化物的面积率视为碳化物的体积率f(%)。
接着,测量所得到的TMCP钢板的金属组织。
使相对于钢板的板厚处于1/4的位置的截面露出,经镜面研磨后,提取试验片,以硝酸乙醇腐蚀溶液对其蚀刻。蚀刻后,使用光学显微镜,以观察倍率400倍进行观察,经图像分析测量贝氏体分率。另外,设观察视野的面积为100%时,从100%中减去上述贝氏体分率的值作为铁素体分率。观察视野数为5个视野,分别求得在各视野中测量的贝氏体分率和铁素体分率的平均值。结果显示在下述表2中。
另外,对于在观察视野内确认到的铁素体或贝氏体测量粒径,求得5个视野中的粒径的平均值d(μm)。
基于上述碳化物的体积率f(%)、粒径的平均值d(μm),由下式(c)计算碳化物之间的间隔λ(μm)。
λ=(1.25×[π/(6×f)]1/2-π/4)×d…(c)
另外,在下述表2中,还显示用0.7除以λ而计算出的P1的值。
基于P0值和P1值,根据下式(5)求得固溶当量值A。结果显示在下述表2中。
A=P0-P1…(5)
接着,对于所得到的TMCP钢板,在与轧制方向成直角的方向上,从板厚的1/4的位置提取ASTM A370所规定的拉伸试验用的试验片,进行拉伸试验,测量抗拉强度。测量结果显示在下述表2中,作为PWHT前的抗拉强度。
接下来,将上述试验片加热至595℃,在此温度保持19小时而进行PWHT的热处理。使用热处理后的试验片,按上述相同的步骤测量抗拉强度。测量结果显示在下述表2中,作为PWHT后的抗拉强度。
在本发明中,热处理前后双方的抗拉强度在550MPa以上时为合格,热处理前或热处理后的无论哪一方,如果抗拉强度低于550MPa则均不合格。
另外,基于上式(5)计算的固溶当量值A,与PWHT后的抗拉强度(TS)的关系显示在图1中。图1中,为了表示规定固溶当量值A的意义,还绘制了在表2中作为发明例显示的No.1~8的结果,并且作为比较例表示的No.9~15之中,只绘制了固溶当量值A脱离本发明推荐的范围的No.9~11。
由下述表2和图1能够进行如下考察。
No.1~8是满足本发明的要件的发明例。即,能够得到规定的金属组织,另外推测析出量P0也满足规定的范围,因此能够达成抗拉强度为550MPa以上的高强度。另外,即使进行19小时这样长时间的PWHT,在PWHT后也能够确保550MPa以上的抗拉强度。
相对于此,No.9~15是不满足本发明所规定某项要件的比较例。
其中,No.9是不含Mo,因此铁素体过剩地生成,从而不能确保贝氏体分率的例子,不能确保钢板的抗拉强度。另外,在为不含Mo和Nb,所以长时间实施PWHT,会导致抗拉强度比PWHT前更小。
No.10是不含Nb,推测析出量P0满足规定的范围的例子。其结果是,长时间进行PWHT后的抗拉强度低。
No.11是不含Mo,因此铁素体过剩地生成,从而不能确保贝氏体分率的例子,不能确保钢板的抗拉强度。另外,因为不含Mo和Nb,所以长时间实施PWHT,会导致PWHT后的抗拉强度变低。
No.12因为Ni量少,所以铁素体相变开始温度上升,铁素体过剩生成。因此贝氏体分率降低。其结果是,PWHT前的强度,接近作为目标的强度的下限,长时间进行PWHT导致强度降低。
No.13因为Ni量少,所以铁素体相变开始温度上升,铁素体过剩生成。因此贝氏体分率降低。其结果是,不能在PWHT前后确保抗拉强度。
No.14是Cu、Ni和Nb量低于本发明所规定的范围,而过剩地含有Mo的例子。因此,铁素体过剩地生成,贝氏体未生成。其结果是,在PWHT前后两方,抗拉强度都低。
No.15是Ni低于本发明规定的范围,Mo量过剩,不含Nb的例子。因此,铁素体过剩地生成,不能确保贝氏体分率。其结果是,不能确保PWHT后的抗拉强度。
另外,No.9~11中,因为固溶当量值A低于本发明推荐的范围,所以PWHT后的抗拉强度降低。
[表1]
[表2]
Claims (5)
1.一种在15小时以上的长时间的PWHT前后具有550MPa以上的高强度的高强度钢板,其特征在于,其化学成分以质量%计含有
C:0.02~0.07%、
Si:0.2~0.4%、
Mn:1.2~2%、
P:高于0%并在0.02%以下、
S:高于0%并在0.005%以下、
Cu:0.1~0.7%、
Al:0.01~0.08%、
Ni:0.45~0.85%、
Mo:0.01~0.25%、
Nb:0.015~0.05%、
Ti:0.005~0.025%、
Ca:0.0005~0.003%、
Cr:0.05%以下、和
N:0.001~0.01%,
余量由铁和不可避免的杂质构成,
根据Nb量、Mo量和C量求得、并由下式(1)表示的推测析出量P0为1.50以上,
金属组织以相对于全部组织的比率计,满足
铁素体:60面积%以上,
贝氏体:4面积%以上,
P0=340×(0.6×[Mo]+22×[Nb])×C1…(1)
在所述式(1)中,C1由下式(2)或式(3)求得,在式(1)~式(3)中,[ ]表示以质量%计,各元素的含量,
当[C]≥12/95×([Mo]+[Nb])时,
C1=12/95×([Mo]+[Nb])…(2)
当[C]<12/95×([Mo]+[Nb])时,
C1=[C]…(3)。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板,其中,作为其他的元素,还含有从
Cr:高于0%并在0.05%以下、
V:高于0%并在0.02%以下、和
B:高于0%并在0.001%以下所构成的群中选择的至少一种。
3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板,其中,根据含有从Nb和Mo所构成的群中选择的至少一种的碳化物之间的平均间隔λ(μm),由下式(4)计算析出量P1时,
根据所述推测析出量P0和所述析出量P1求得,由下式(5)表示的固溶相当量A满足0.50以上,
P1=0.7/λ…(4)
A=P0-P1…(5)。
4.一种高强度焊接结构物,其为对于权利要求1或2所述的高强度钢板实施热处理而取得。
5.一种高强度焊接结构物,其为对于权利要求3所述的高强度钢板实施热处理而取得。
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Legal Events
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PB01 | Publication | ||
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SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
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GR01 | Patent grant | ||
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