CN109072382A

CN109072382A - 高张力钢和海洋构造物

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Publication number: CN109072382A
Application number: CN201780024445.5A
Authority: CN
Inventors: 笠野和辉; 加茂孝浩; 猪狩玄树; 中村修; 中村修一; 细谷宪孝
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2016-04-21
Filing date: 2017-04-21
Publication date: 2018-12-21
Anticipated expiration: 2037-04-21
Also published as: WO2017183719A1; JP6766425B2; KR20180132910A; CN109072382B; EP3447161A4; JP2017193760A; EP3447161B1; EP3447161A1

Abstract

一种高张力钢，其化学组成为C:0.01～0.10％、Si:0.01～0.50％、Mn:0.80～2.50％、P:0.020％以下、S:0.001～0.010％、Cu:0.80～1.50％、Ni:0.20～1.50％、Al:0.003％以下、Ti:0.005～0.030％、N:0.003～0.008％、O:0.0005～0.0050％、作为任选添加元素的Nb、Mo、Cr、B、V、Ca、Mg和REM、以及余量：Fe和杂质；Pcm为0.25以下；分散在钢中的长径1nm以上的Cu颗粒的圆当量直径的平均值为4～25nm，且平面率换算分布量为3～20％；钢中含有在Ti氧化物的周围存在MnS的复合夹杂物，所述复合夹杂物的截面中的MnS的面积率为10％以上且小于90％，MnS在复合夹杂物的周长中占据的比例为10％以上，粒径0.5～5.0μm的复合夹杂物的个数密度为10～100个/mm²。该高张力钢能够在高热输入焊接条件下稳定获得焊接部低温韧性、尤其是HAZ低温韧性。

Description

高张力钢和海洋构造物

技术领域

本发明涉及一种高张力钢和海洋构造物。本发明具体涉及一种焊接热影响部(Heat Affected Zone:以下称为“HAZ”。)的韧性优异的高张力钢和使用该高张力钢的海洋构造物。本发明更具体而言涉及一种在建筑物、土木构造物、建筑机械、船舶、管道、储罐、海洋构造物等中作为焊接构造物使用的焊接用高张力钢，尤其是用于海洋构造物的焊接用高张力钢和海洋构造物，例如，屈服强度420MPa以上、板厚50mm以上的厚壁高张力钢以及使用其的海洋构造物。

背景技术

近年来，对能源的需求越来越大，对海底石油资源的探索变得活跃起来。例如，平台、自升式钻井平台等用于探索海底石油资源的海洋构造物体型大。由此，增加钢板等使用钢材的壁厚，确保更高的安全性成为重要的技术问题。

屈服强度为300～360MPa级的中强度钢材被用于一般的海洋构造物。在大型的构造物中，有使用屈服强度为460～700MPa级的高强度且板厚超过100mm的极厚高张力钢材的情况。

近年来，海底石油资源的探索区域已转移到寒冷地区和深水区域。在这些地区运行的海洋构造物暴露于极端恶劣的天气条件和海洋条件下。因此，要求用于这些海洋构造物的钢材在例如-40℃以下这种非常严酷的低温区域下具有韧性，并且自然也要求焊接性。

进一步，从安全性的角度来看，用户的检查标准已经变得严格。除了以往的夏比冲击值的规定外，还规定最低使用温度下的CTOD值，以评价母材和焊接部的韧性。即，即使通过夏比试验(切割并采集10mm×10mm大小的微小试验片进行的评价试验)可以获得稳定的性能，但是通过具有构造物的实际板厚的试验片评价的CTOD特性不足的情况经常发生。另外，现今需要更严格的CTOD特性。

这样，不仅是用于设置在冰海区域的海洋构造物的钢材，对用于在相对温和环境下使用的面向寒冷地区的管线管、或者船舶以及LNG储罐等大型焊接构造物的钢材，也强烈希望提高HAZ的低温韧性。

另一方面，为了在-40℃以下的低温区域下获得高韧性，不得不在焊接效率低的低热输入量的焊接条件下焊接。在海洋构造物的建造成本中，焊接施工成本所占的比例高。降低焊接施工成本最直接的方法是通过采用能够高热输入焊接的高效率焊接法来减少焊接层数。因此，对于对低温韧性要求严格的面向寒冷地区的构造物，在考虑HAZ韧性的同时，以尽可能低的焊接施工成本进行焊接是重要的。

以往，已知钢材的低C化对于提高钢材的HAZ韧性是有效的。为了补偿由于低C化而导致的钢材强度的下降，通过添加各种合金来实现高强度，以及利用析出时效硬化来实现高强度。例如，ASTM标准(ASTM A710)中公开了利用Cu的析出时效硬化的钢。公开了基于该想法的若干发明。

例如，专利文献1～3公开了焊接部的韧性优异的Cu析出型钢。专利文献4公开了一种通过调整比(Al/N)使钉扎颗粒TiN微细地分散，从而焊接部的低温韧性改善、尤其是HAZ韧性改善的钢材。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：特公平7-81164号公报

专利文献2：特开平5-186820号公报

专利文献3：特开平5-179344号公报

专利文献4：国际公开第2005/052205号小册子

发明内容

发明要解决的问题

专利文献1仅评价了板厚30mm、以焊接热输入量40kJ/cm得到的焊接接头的夏比特性。因此，难以认为专利文献1公开的Cu析出型钢是能够进行高热输入焊接的材料。

专利文献2公开了含有0.5～4.0质量％的Cu、拉伸强度686MPa以上的Cu析出型高张力钢。但是，关于其低温韧性，夏比试验的临界温度仅为-30℃。因此，难以认为专利文献2公开的Cu析出型高张力钢能够确保极厚钢板中的低温CTOD特性。

专利文献3公开了焊接部的夏比韧性优异的Cu析出型钢。但是，专利文献3仅评价了以焊接热输入量5kJ/mm得到的焊接接头的夏比特性。因此，难以认为专利文献3公开的Cu析出型钢能够充分确保高热输入焊接时的构造物的安全性。

进一步，在专利文献4公开的钢材，在高热输入焊接条件下TiN的钉扎效应容易消失。因此，很有可能难以确保在高热输入焊接条件下的低温韧性。

本发明的目的在于，提供一种在热输入量300KJ/cm以上的高热输入焊接条件下，能够稳定地获得焊接部的低温韧性、尤其是HAZ的低温韧性的高张力钢以及使用该高张力钢的海洋构造物。

用于解决问题的方案

本发明人等为了解决上述技术问题进行了深入研究，结果获得以下见解。

首先，研究了Cu颗粒的析出，结果得出下述〈i〉～〈vi〉的见解。

〈i〉为了提高屈服强度，尽可能多地分散微细Cu颗粒。

〈ii〉为了确保韧性、特别是低温下的CTOD特性，使Cu颗粒在一定程度上粗大化，并且抑制分散量。

〈iii〉为了使Cu颗粒的分散状态均匀，尽可能抑制时效处理前期中Cu颗粒的产生，并且通过控制时效处理的条件来控制Cu颗粒的分散状态。

〈iv〉通过基于TEM照片求出的圆当量直径的平均值和平面换算面积率来整理Cu颗粒的分布状态，能够控制强度和韧性的平衡。

〈v〉Cu颗粒容易在钢中的晶体缺陷(主要是位错)上生成，位错密度高时促进Cu颗粒的析出。另外，位错上的Cu颗粒阻碍位错的移动，提高屈服强度。

〈vi〉钢中的位错密度可以通过轧制条件和水冷条件来控制。另外，轧制温度的下降、总压下量的增加、水冷开始温度的上升、冷却速度的增加以及水冷停止温度的下降均会使位错密度增加。

接着研究了夹杂物。

为了确保HAZ的低温韧性，通过使晶粒微细化来减少断裂单元是有效的。以往作为使晶粒微细化的方法，已知

(I)通过TiN等抑制原奥氏体晶界生长的、利用钉扎效应的方法；和

(II)以存在于原奥氏体晶粒内的夹杂物为起点使微细的晶内铁素体生长，使晶粒微细化的方法。本发明人等着眼于方法(II)。

特别是在厚度为50mm以上的厚钢板中，很难通过使表面和内部的冷却速度不同来控制板厚方向上的夹杂物的组成和个数。因此，控制作为晶内铁素体的生成核的夹杂物，对于在焊接时使原奥氏体晶粒中的晶内铁素体有效生长是必要的。本发明人等研究了晶内铁素体生长的机理，结果得到了以下见解。

[1]焊接冷却时，由MnS在夹杂物周围复合析出时形成的Mn浓度的梯度产生使Mn从基质向夹杂物内部扩散的驱动力。

[2]Mn被吸收到存在于Ti系氧化物内部的原子空穴中。

[3]在夹杂物周围形成Mn浓度变低的Mn缺乏层，这部分的铁素体的生长起始温度上升。

[4]冷却时，铁素体比夹杂物先生长。

在这些前提下，本发明人等发现，作为晶内铁素体的核的夹杂物的MnS复合量会影响晶内铁素体的生长。即，复合的MnS多时，在夹杂物周围形成更大的Mn浓度的梯度，因此使Mn扩散的驱动力增加。结果，容易形成Mn缺乏层。另一方面，复合的MnS少时，则难以在夹杂物周围形成Mn浓度的梯度。结果，难以形成Mn缺乏层。

也就是说，通过控制与夹杂物复合的MnS量和个数密度，能够有效地使晶内铁素体析出。

进一步，本发明人等发现，为了获得晶粒的微细化效果，钢中的夹杂物需要满足以下条件。

(a)钢中含有在Ti氧化物周围存在MnS的复合夹杂物，该复合夹杂物的截面中的MnS的面积率为10％以上且小于90％，MnS在该复合夹杂物的周长中占据的比例为10％以上。

(b)粒径0.5～5.0μm的该复合夹杂物的个数密度为10～100个/mm²。

本发明是基于这些见解的如下所示的发明。

(1)一种高张力钢，其化学组成以质量％计为C：0.01～0.10％、Si：0.01～0.50％、Mn：0.80～2.50％、P：0.020％以下、S：0.001～0.010％、Cu：0.80～1.50％、Ni：0.20～1.50％、Al：0.003％以下、Ti：0.005～0.030％、N：0.003～0.008％、O：0.0005～0.0050％、Nb：0～0.030％、Mo：0～0.80％、Cr：0～0.80％、B：0～0.0020％、V：0～0.050％、Ca：0～0.005％、Mg：0～0.01％、REM：0～0.01％、以及余量：Fe和杂质；

下述式(1)所示的焊接裂纹敏感性指数Pcm为0.25以下；

分散在钢中的长径为1nm以上的Cu颗粒的圆当量直径的平均值为4～25nm，并且平面率换算分布量为3～20％；

钢中含有在Ti氧化物周围存在MnS的复合夹杂物，所述复合夹杂物的截面中的所述MnS的面积率为10％以上且小于90％，所述MnS在所述复合夹杂物的周长中占据的比例为10％以上，粒径0.5～5.0μm的所述复合夹杂物的个数密度为10～100个/mm²。

Pcm＝C+(Si/30)+(Mn/20)+(Cu/20)+(Ni/60)+(Cr/20)+(Mo/15)+(V/10)+5B···(1)

其中，式(1)中的各元素符号表示各元素的含量(质量％)。

(2)根据第1项所述的高张力钢，其以质量％计含有选自Nb：0.003～0.030％、Mo：0.10～0.80％、Cr：0.03～0.80％、B：0.0002～0.0020％以及V：0.001～0.050％中的1种以上。

(3)根据第1或2项所述的高张力钢，其以质量％计含有选自Ca：0.0005～0.005％、Mg：0.0001～0.01％、以及REM：0.0001～0.01％中的1种以上。

(4)一种海洋构造物，其使用第1～3项的任一项所述的高张力钢。

发明的效果

根据本发明，能够提供一种即使在热输入量300KJ/cm以上的高热输入焊接条件下进行焊接，也能够稳定地获得焊接部的低温韧性、尤其是HAZ韧性的高张力钢和使用了该高张力钢的海洋构造物。

具体实施方式

以下对本发明进行详细说明。

(A)化学组成

对各元素的作用效果和限定含量的理由进行说明。在以下说明中，关于化学组成的“％”，除非另有说明，否则表示“质量％”。

(A1)C：0.01～0.10％

C提高母材的强度。另外，在添加Nb、V等时，C使金相组织微细化。因此，C含量为0.01％以上，优选为0.02％以上，更优选为0.03％以上。

另一方面，如果过量含有C，则在焊接部产生被称为岛状马氏体(M-A:martensite-austenite constituent)的硬化组织，HAZ韧性恶化，同时母材的韧性和焊接性也恶化。因此，C含量为0.10％以下，优选为0.08％以下，更优选为0.05％以下。

(A2)Si：0.01～0.50％

Si对于钢水的预脱氧是有效的。因此，Si含量为0.01％以上。

另一方面，如果过量含有Si，则由于在渗碳体中Si不固溶，因此抑制未相变的奥氏体晶粒分解为铁素体晶粒和渗碳体，从而促进岛状马氏体形成。因此，Si含量为0.50％以下，优选为0.20％以下，更优选为0.15％以下。

(A3)Mn：0.80～2.50％

Mn是确保强度所必需的，并且在HAZ中抑制晶界中的粗大铁素体的生长。因此，Mn含量为0.80％以上，优选为1.40％以上。

另一方面，如果过量含有Mn，则由于淬透性过度增加，焊接性和HAZ韧性劣化。进一步，Mn促进中心偏析。因此，从抑制中心偏析的角度来看，Mn含量为2.50％以下，优选为2.10％以下。

(A4)P：0.020％以下

P为杂质，由于其在晶界处偏析，因此成为HAZ中的晶界裂纹的原因。为了提高母材的韧性、以及焊接金属和HAZ的韧性，且减少板坯的中心偏析，P含量为0.020％以下，优选为0.015％以下，更优选为0.010％以下。

(A5)S：0.001～0.010％

S使MnS复合析出。因此，S含量为0.001％以上，优选为0.002％以上。

另一方面，如果过量含有S，则成为焊接裂纹的起点的粗大单体MnS析出，因此HAZ韧性下降。因此，S含量为0.010％以下，从确保HAZ的低温韧性的角度，优选为0.005％以下。

(A6)Cu：0.80～1.50％

Cu提高钢材的强度和韧性，对HAZ韧性的不良影响小。特别是利用时效处理时的ε-Cu的析出提高强度。因此，Cu含量为0.80％以上，优选为0.90％以上。

另一方面，如果过量含有Cu，则焊接高温裂纹敏感性提高，预热等焊接施工变得复杂。因此，Cu含量为1.50％以下，优选为1.10％以下。

(A7)Ni：0.20～1.50％

Ni提高钢材的强度和韧性，还提高HAZ韧性。因此，Ni含量为0.20％以上，优选为0.40％以上。

另一方面，如果Ni含量超过1.50％，则不能获得与合金成本提高匹配的效果。因此，Ni含量为1.50％以下，优选为1.20％以下。

(A8)Al：0.003％以下

Al为杂质，通过Al含量增加，Ti系氧化物的生成得到抑制。因此，Al含量为0.003％以下。

(A9)Ti：0.005～0.030％

Ti产生氮化物从而抑制晶粒的粗大化，并且对于作为晶内相变核的夹杂物的产生是必要的。因此，Ti含量为0.005％以上，优选为0.007％以上。

另一方面，如果过量含有Ti，母材和焊接部的韧性会恶化。因此，Ti含量为0.030％以下，优选为0.015％以下。

(A10)N：0.003～0.008％

N通过形成氮化物使组织细粒化。因此，N含量为0.003％以上，优选为0.0035％以上。

另一方面，如果过量含有N，由于氮化物聚集导致韧性劣化。因此，N含量为0.008％以下，优选为0.0065％以下。

(A11)O：0.0005～0.0050％

O生成作为铁素体生成核的氧化物。因此，O含量为0.0005％以上，优选为0.0008％以上。

另一方面，如果过量含有O，则清洁度显着劣化，不能确保母材、焊接金属和HAZ的韧性。因此，O含量为0.0050％以下，优选为0.0035％以下。

(A12)Nb：0～0.030％、Mo：0～0.80％、Cr：0～0.80％、B：0～0.0020％、V：0～0.050％

Nb、Mo、Cr、B和V均具有提高钢的强度的作用，因此可以含有这些元素中的1种或2种以上。

由于Nb通过细粒化和碳化物的析出来提高母材的强度和韧性，因此可以含有。但是，如果过量含有Nb，则提高母材性能的效果饱和，同时HAZ韧性显着降低。因此，Nb含量为0.030％以下，优选为0.015％以下。

为了切实获得这些效果，优选Nb含量为0.003％以上。

Mo确保淬透性，并且提高HAZ韧性，因此可以含有。但是，如果过量含有Mo，则HAZ硬化从而HAZ韧性显著降低。因此，Mo含量为0.80％以下，优选为0.50％以下。

为了切实获得这些效果，优选Mo含量为0.10％以上。

Cr通过提高钢材的淬透性从而提高强度，因此可以含有。但是，如果过量含有Cr，会促进焊接金属和HAZ的硬化，增大焊接低温裂纹敏感性。因此，Cr含量为0.80％以下，优选为0.60％以下。

为了切实获得上述效果，Cr含量优选为0.03％以上，更优选为0.05％以上。

B通过提高钢材的淬透性从而提高强度，因此可以含有。但是，如果过量含有B，则强度的提高效果饱和，并且母材和HAZ的韧性显著劣化。因此，B含量为0.0020％以下，优选为0.0015％以下。

为了切实获得上述效果，B含量优选为0.0002％以上，更优选为0.0003％以上。

V生成碳氮化物从而抑制晶粒的粗大化，并且使相变组织微细化，因此可以含有。但是，如果过量含有V，则母材和焊接部的韧性恶化。因此，V含量为0.050％以下，优选为0.040％以下。

为了切实获得上述效果，V含量优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上。

(A13)Ca：0～0.005％、Mg：0～0.01％、REM：0～0.01％

Ca、Mg和REM均生成作为晶内铁素体的析出核的氧化物或硫化物，并且控制硫化物的形态，提高低温韧性。但是，如果过量含有Ca、Mg和REM则钢的清洁度劣化。因此，Ca含量为0.005％以下，Mg含量和REM含量分别为0.01％以下。

为了切实获得这些效果，Ca含量优选为0.0005％以上，更优选为0.00055％以上，Mg含量优选为0.0001％以上，REM含量优选为0.0001％以上。

对于Ca、Mg和REM，可以单独含有1种或复合含有2种以上。

本发明的高张力钢含有上述元素，余量为Fe和杂质。“杂质”是指，在工业制造钢时，由于矿石、废料等原料、制造工序的各种因素而混入的成分，也是在对本发明不产生不利影响的范围内允许含有的物质。

(A14)焊接裂纹敏感性指数Pcm：0.25以下

本发明的高张力钢中，通过上述式(1)求出的焊接裂纹敏感性指数Pcm为0.25以下。如果焊接裂纹敏感性指数Pcm为0.25以下，则在通常的焊接施工条件下不产生焊接裂纹。因此，焊接裂纹敏感性指数Pcm为0.25以下，为了省略焊接时的预热，优选为0.22以下，更优选为0.20以下。

(B)Cu析出物

本发明的高张力钢中，分散在钢中的长径为1nm以上的Cu颗粒的圆当量直径的平均值为4～25nm，且长径为1nm以上的Cu颗粒的平面率换算分布量为3～20％。

(B1)长径为1nm以上的Cu颗粒的圆当量直径的平均值：4～25nm

长径小于1nm的颗粒提高强度的效果小，因此本发明以长径为1nm以上的Cu颗粒为对象。对于Cu颗粒的长径的上限没有特别限定。圆当量直径的平均值在4～25nm的范围内时，不会出现长径大于100nm的Cu颗粒。

Cu颗粒的析出形态大致为球形，但不容易测量三维形状。因此，进行透射电子显微镜(TEM)观察以测量三维形状在平面上投影的形状。

在此，圆当量直径是指具有与颗粒的投影面积相同的面积的圆的直径，具体通过下述式(2)获得。

d＝√(4a/pai) (2)

需要说明的是，式(2)中的各符号的含义如下。

a：投影面积(nm²)

d：圆当量直径(nm)

pai：3.14

(B2)长径为1nm以上的Cu颗粒的平面率换算分布量：3～20％

对于平面率换算分布量，通过将钢材加工成薄膜状，对具有厚度约为0.2μm的部分以100000倍的倍率进行TEM观察，算出将在薄膜状试验片中三维分布的Cu颗粒平面投影时的面积率来求出。

在此，对如上所述限定圆当量直径和平面率换算分布量的理由进行说明。

对于用于海洋构造物的钢，为了承受暴风雨的波浪引起的外力，经常使用最大板厚接近100mm的极厚高张力钢。设想其将来会在更加严峻的情况下使用，因此要求其满足更高的CTOD值。

如果强度因Cu析出而变得过高，则CTOD值降低。另一方面，如果Cu析出不充分，则即使CTOD值高，但强度不足。以往添加铜的钢基本上不用于海洋构造物，不要求较高的CTOD值。因此，没有必要严格控制Cu颗粒的平均粒径和分布量。

在本发明中，为了平衡由于Cu颗粒的析出引起的强度增加和CTOD值的降低，如上限定Cu颗粒的平均粒径和分布量。需要说明的是，将圆当量直径限定为4～25nm并且将平面率换算分布量限定为3～20％的理由是为了平衡强度和韧性。

作为控制Cu粒径和分布量的因素，认为有以下因素。

[i]Cu含量越多，Cu颗粒的分布量越大。如果Cu含量在合适范围内，则Cu粒径主要由时效处理前的组织，时效处理的温度和时间决定。如果Cu含量小于合适范围，则Cu颗粒的析出变得不充分，所以Cu粒径有变小的倾向。另一方面，如果Cu含量大于合适范围，则Cu颗粒大量析出，因此Cu粒径有变大的倾向。

[ii]时效处理前的组织的影响较大。时效处理前的组织优选为以铁素体和贝氏体为主体的微细组织。位错或晶界等成为Cu颗粒的析出位点。因此，使组织包含许多这样的析出位点，使得Cu粒径更细。结果，增加Cu颗粒的分布量。

为此，在适当控制钢的化学组成的同时，适当控制轧制条件。进一步，以形成铁素体和贝氏体为主体的微观组织的方式选择此后的水冷条件。

[iii]时效处理的温度和时间是重要因素。通过时效处理条件严格调整Cu的扩散速度和颗粒的生长速度，以获得目标颗粒分散状态。

(C)复合夹杂物

对于本发明的高张力钢，钢中含有复合夹杂物。复合夹杂物为在Ti氧化物的周围存在MnS。

(C1)复合夹杂物的截面中的MnS的面积率：10％以上且小于90％

在本发明中，分析在任意的切割面上出现的复合夹杂物。通过测定复合夹杂物的截面积中的MnS的面积率来限定复合夹杂物中的MnS量。

如果复合夹杂物的截面中的MnS的面积率小于10％，则复合夹杂物中的MnS量少，不能形成充分的Mn缺乏层。结果难以生成晶内铁素体。

另一方面，如果复合夹杂物的截面中的MnS的比例为90％以上，则复合夹杂物变为以MnS为主体，Ti系氧化物所占的比例下降。结果，Mn吸收能力下降，不能形成充分的Mn缺乏层，因此难以生成晶内铁素体。

(C2)MnS在复合夹杂物的周长中占据的比例：10％以上

复合夹杂物中的MnS在Ti系氧化物的周围形成。如果MnS在复合夹杂物的周长中占据的比例小于10％，则在MnS和基质的界面处形成的初始Mn缺乏区域较小。因此，即使进行焊接，晶内铁素体的形成量也不足，所以不能获得良好的低温HAZ韧性。因此，MnS在复合夹杂物的与基质的周长中占据的比例为10％以上。

MnS的比例越大、初始Mn缺乏层变大，晶内铁素体越容易生成。因此，对于MnS的比例的上限不进行限定，但通常为80％以下。

(C3)复合夹杂物的粒径：0.5～5.0μm

如果复合夹杂物的粒径小于0.5μm，则可从复合夹杂物的周围吸收的Mn量少，结果难以形成晶内铁素体生成所需的Mn缺陷层。

另一方面，如果复合夹杂物的粒径大于5.0μm，则复合夹杂物成为断裂的起点。在此，粒径是指复合夹杂物的圆当量直径。

(C4)复合夹杂物的个数密度：10～100个/mm²

为了生成稳定的晶内铁素体，各复合夹杂物需要在原奥氏体内含有至少1个左右。因此，复合夹杂物的个数密度为10个/mm²以上。

另一方面，如果复合夹杂物过多，则容易成为断裂起点。因此，复合夹杂物的个数密度为100个/mm²以下。

(D)制造方法

接着，对本发明的高张力钢的制造方法进行说明。即使是具有上述化学组成的钢，为了充分发挥Cu的析出硬化并控制钢中的夹杂物，进而均匀地提高厚度50mm以上的厚壁材料的板厚方向上的各位置的强度和韧性，并且提高屈服强度，制造方法必须合适。

(D1)制钢

在本发明的高张力钢的制造中，为了控制钢中的夹杂物，在二次精炼的RH真空脱气处理前从上部向钢水中吹入Ar气体，使之与钢水的表面的熔渣和钢水反应。优选由此调节熔渣中的Fe总量，将钢水中的氧势Oxp控制在10～30ppm的范围内。

优选将Ar气体的流量调节为100～200L/分钟，将Ar气体的吹入时间调节为5～15分钟。

之后，在RH真空脱气处理时添加各元素进行成分调整、通过连铸铸造厚度例如为300mm的钢坯(板坯)。

接着，对钢坯的加热、热轧、冷却和时效处理进行说明。

(D2)热轧

将上述钢坯加热至900～1120℃进行热轧。在本发明中，为了获得高韧性，在厚壁材料的板厚中心部，即使生成上部贝氏体组织，也要将奥氏体晶粒充分细粒化。因此，在加热阶段将钢坯的奥氏体晶粒细粒化。

如果钢坯的加热温度小于900℃，则该固溶化作用不充分，在回火处理中有时不能期待充分地析出硬化。因此，钢坯的加热温度优选为900℃以上。

另一方面，如果钢坯的加热温度超过1120℃，则难以将热轧前的奥氏体晶粒保持在细粒和整粒的状态。结果，即使在之后的热轧中，奥氏体晶粒也不能被均匀化和细粒化。因此，钢坯的加热温度优选为1120℃以下，更优选为1050℃以下，进一步优选为1000℃以下。

热轧中，900℃以下的总压下率优选为50％以上。

(D3)冷却

在热轧后，优选进行淬火处理，其中，从Ar₁点以上的温度开始水冷，在600℃以下的温度停止水冷。通过淬火处理，使组织微细化，并且在时效处理前的阶段尽可能地抑制Cu颗粒的析出。若从低于Ar₁点的温度开始水冷或空气冷却，有时会发生加工应变消失，这成为强度和韧性降低的原因。需要说明的是，Ar₁点通过测定微小试验片的体积变化求出。

热轧的最终温度优选为700℃以上，冷却开始温度优选为680～750℃，至冷却停止温度为止的冷却速度优选为1～50℃/秒。进一步，如果冷却停止温度超过600℃，则有时回火处理中的析出强化作用变得不充分。

(D4)时效处理

对于热轧后经过水冷的钢，之后根据需要进行加热，在540℃以上且Ac₁点以下的温度下进行时效处理，然后冷却。

在此，在进行加热至时效温度的情况下，控制至时效温度-100℃为止的平均加热速度和至500℃为止的平均冷却速度。时效处理是为了使Cu的析出物充分析出硬化的处理，为了使Cu颗粒的分散均匀化，控制加热速度和冷却速度。

因此，对于加热速度，加热至时效温度-100℃为止的平均加热速度优选为5～50℃/分钟，保持时间优选为1小时以上；对于冷却速度，冷却至500℃为止的平均冷却速度优选为5～60℃/分钟以上。

需要说明的是，本说明书中的加热温度是炉内气氛温度，加热后保持时间是在炉内气氛温度下的保持时间，轧制结束温度、水冷开始温度以及水冷停止温度是钢材的表层温度。另外，再加热时的加热和冷却平均速度通过计算将钢材的厚度设为t时在1/2t部分处的温度而得出。

(E)海洋构造物

由本发明的高张力钢构成大型海洋构造物时，通过焊接组装板材、管材或型材等钢材，但是通常作为钢板使用。

在本说明书中，“焊接性优异”是指，通常能够进行焊接热输入量300kJ/cm以上的电弧焊，焊接法可以是埋弧焊、涂药电焊。

作为海洋构造物，不仅包括铺设在海底的平台、或者自升式钻井平台上，还包括半潜式石油钻井平台(Semi-submersible rigs)等。本发明可适用于要求焊接性和低温韧性的海洋构造物，没有特别限制。需要说明的是，海洋构造物为大型是指，海洋构造物中使用的钢材的厚度为50mm以上。

实施例

一边对照实施例一边对本发明进行更具体的说明。

<母材的制造>

通过连铸法制造具有表1所示的试验编号1～40的化学组成的300mm厚的钢坯。将各钢坯的制钢条件示于表2。在连铸过程中，为了控制板厚中心位置的夹杂物，进行管理以使钢水的温度不会过高且与由钢水的化学组成决定的凝固温度的差为50℃以内。进一步，进行即将凝固前的电磁搅拌和凝固时的压下。

对通过连铸法得到的各钢坯在表2所示的条件下进行加工，得到各钢材。

将300mm厚的板坯在各加热温度、各加热时间下进行加热、热轧后，以5℃/秒的平均冷却速度从水冷开始温度冷却到水冷停止温度为止，制成板厚77mm的钢板。将这些条件作为“初始加热和轧制条件”示于表2。

然后，再加热至各时效温度，按各保持时间进行保持。在此，以至时效温度-100℃为止的平均加热速度为10℃/分钟的方式控制加热速度，以至500℃为止的平均冷却速度为10℃/分钟的方式控制冷却速度。将这些条件作为“时效处理条件”示于表2。

[表1]

[表2]

<Cu颗粒的圆当量直径的计算>

Cu颗粒的圆当量直径如下求出，在各钢材的板厚1/4t部分处，以100000倍的倍率进行透射电子显微镜(TEM)观察，测定长径为1nm以上的各析出物的投影面积。

将TEM观察中的1个视场设为900nm×700nm的长方形，在总共10个视场中进行TEM观察。计算各视场中的Cu颗粒的圆当量直径的平均值，进一步使用该平均值计算全部10个视场中的Cu颗粒的圆当量直径的平均值。将结果示于表3。

<平面率换算分布量的计算>

Cu颗粒的平面率换算分布量如下求出，将各钢材加工成薄膜状，对具有厚度约为0.2μm的部分以100000倍的倍率进行TEM观察，算出将在薄膜状试验片中三维分布的Cu颗粒平面投影时的面积率。

将TEM观察中的1个视场设为900nm×700nm的长方形，在总共10个视场中进行TEM观察。计算各视场中的Cu颗粒的平面率换算分布量的平均值，进一步使用平均值计算全部10个视场中的Cu颗粒的平面率换算分布量的平均值。将结果示于表3。

<复合夹杂物的截面中的MnS面积率、MnS在复合夹杂物的周长中占据的比例的计算>

复合夹杂物分析用的试验片使用从供试材料的板厚1/4t部分采集的材料。对于复合夹杂物，由使用电子探针显微分析仪(EPMA)对复合夹杂物进行面分析得到的映射图像测定MnS面积率和MnS在复合夹杂物的周长中占据的比例。

具体而言，对于MnS面积率，通过由图像测定复合夹杂物整体的截面积和MnS部分在复合夹杂物整体中占据的截面积来计算。为了减少测定的差异，通过EPMA对每种供试材料分析20个并计算出平均值来求出MnS面积率和MnS在复合夹杂物的周长中占据的比例。结果如表3所示。

<复合夹杂物的个数密度的计算>

通过结合SEM-EDX的自动夹杂物分析装置来进行，由检测到的复合夹杂物的形状测定数据计算粒径为0.5～5.0μm范围的复合夹杂物的个数从而算出复合夹杂物的个数密度。将结果示于表3。

<拉伸试验>

根据ASTM标准，从垂直于各钢材的轧制方向的方向的板厚中央部采集平行部直径12.5mm的拉伸试验片，进行拉伸试验，测定母材的屈服强度(YS)和拉伸强度(TS)。将结果示于表3。

对于屈服强度(YS)，将420～630MPa判定为合格。另外，对于拉伸强度(TS)，将500～700MPa判定为合格。

<CTOD试验>

根据BS 7448标准，从垂直于各钢材的轧制方向的方向采集总厚度的三点弯曲试验片，在-40℃下进行母材的CTOD试验。将结果示于表3。对于CTOD值，将0.40mm以上判定为合格。

在低热输入焊接的焊接接头的CTOD试验中，根据BS 7448标准，对将各钢材K型坡口加工后的钢板对接部进行10.0kJ/cm的FCAW焊接(药芯弧焊、Flux Cored Arc Welding)，由此得到焊接接头。接着，对该焊接接头进行加工，使得CTOD试验片的疲劳切口成为V型坡口的直边部侧的焊接线，从而获得试验片，在-40℃下进行CTOD试验。将结果示于表3。需要说明的是，将CTOD值为0.40mm以上判定为合格。

在高热输入焊接的焊接接头的CTOD试验中，将各钢材的端部加工成20°V型坡口并对接，进行热输入量为350kJ/cm的气电焊(EGW)，从而制备焊接接头。接着，使用该焊接接头，根据ASTM E 1290，在-10℃下进行CTOD试验。将结果示于表3。需要说明的是，对于CTOD值，0.30mm以上判定为合格。另外，对CTOD试验片进行加工使得疲劳切口成为焊接线。

[表3]

表3中的试验编号1～29为满足本发明的所有条件的本发明例，试验编号30～40为不满足本发明的条件的比较例。

试验编号1～29由于满足本发明的所有条件，母材的强度和韧性、以及焊接接头的韧性均良好。

试验编号30虽然满足本发明限定的化学组成，但是Cu颗粒的分散状态不满足本发明限定的范围，因此母材的强度值低。因此，为了兼顾高热输入焊接特性和母材强度，需要满足本发明限定的Cu颗粒的分散状态。

试验编号31、32虽然满足本发明限定的化学组成，但是复合夹杂物不满足本发明限定的范围，因此接头CTOD特性差。

进一步，试验编号33～40不满足本发明限定的化学组成，因此母材的强度、母材的CTOD特性、接头的CTOD特性(-40℃和-10℃)均不满足。

产业上的可利用性

根据本发明，能够提供一种在热输入量300KJ/cm以上的高热输入焊接条件下可稳定获得焊接部的低温韧性、特别是HAZ韧性的高张力钢。因此，本发明的高张力钢适用于追求更严格的CTOD特性的海洋构造物等。

Claims

1.一种高张力钢，

其化学组成以质量％计为

C：0.01～0.10％、

Si：0.01～0.50％、

Mn：0.80～2.50％、

P：0.020％以下、

S：0.001～0.010％、

Cu：0.80～1.50％、

Ni：0.20～1.50％、

Al：0.003％以下、

Ti：0.005～0.030％、

N：0.003～0.008％、

O：0.0005～0.0050％、

Nb：0～0.030％、

Mo：0～0.80％、

Cr：0～0.80％、

B：0～0.0020％、

V：0～0.050％、

Ca：0～0.005％、

Mg：0～0.01％、

REM：0～0.01％、以及

余量：Fe和杂质；

下述式(1)所示的焊接裂纹敏感性指数Pcm为0.25以下；

分散在钢中的长径为1nm以上的Cu颗粒的圆当量直径的平均值为4～25nm，并且，平面率换算分布量为3～20％；

钢中含有在Ti氧化物周围存在MnS的复合夹杂物，

所述复合夹杂物的截面中的所述MnS的面积率为10％以上且小于90％，

所述MnS在所述复合夹杂物的周长中占据的比例为10％以上，

粒径0.5～5.0μm的所述复合夹杂物的个数密度为10～100个/mm²，

Pcm＝C+(Si/30)+(Mn/20)+(Cu/20)+(Ni/60)+(Cr/20)+(Mo/15)+(V/10)+5B (1)

其中，式(1)中的各元素符号表示各元素的含量、单位为质量％。

2.根据权利要求1所述的高张力钢，其以质量％计含有选自

Nb：0.003～0.030％、

Mo：0.10～0.80％、

Cr：0.03～0.80％、

B：0.0002～0.0020％、以及

V：0.001～0.050％中的1种以上。

3.根据权利要求1或2所述的高张力钢，其以质量％计含有选自

Ca：0.0005～0.005％、

Mg：0.0001～0.01％、以及

REM：0.0001～0.01％中的1种以上。

4.一种海洋构造物，其使用权利要求1～3的任一项所述的高张力钢。