CN111356779A - H型钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提出了一种用于在不增大制造成本的情况下在H型钢的凸缘部确保YP355MPa以上的高强度和－40℃时的低温韧性的方法。一种H型钢，具有如下成分组成和微观组织，所述成分组成在Ceq为0.44％以下的范围含有C：0.08～0.16％、Si：0.05～0.60％、Mn：0.10～1.80％、Nb：0.005～0.060％、Ti：0.001～0.020％、Al：0.080％以下、N：0.0010～0.0060％、P：0.030％以下和S：0.030％以下，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，所述微观组织以粒径为15μm以下的铁素体为主相，第2相为珠光体和/或贝氏体，且岛状马氏体为3％以下。

Description

H型钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及广泛作为海洋结构物、建筑、土木和桥梁等的焊接钢结构物的材料使用的H型钢、特别是在寒冷地区的海洋结构物中使用的－40℃下的低温韧性优异的高强度H型钢及其制造方法。
背景技术
进行原油、天然气等的开采的海洋结构物大多在寒冷地区运行，对所使用的H型钢要求母材和焊接接头部均优异的低温韧性。为了兼具高强度和低温韧性，广泛使用在厚钢板中组合控制轧制和加速冷却的TMCP，也是在H型钢中有效的技术。然而，在H型钢的制造中，考虑造型性，需要材料的高温加热和变形阻力小的高温下的轧制，组织容易变得粗大。此外，为了实现组织微细化，重要的是奥氏体低温区域的控制轧制，但低温下的轧制在轧制负荷的增大、形状稳定性的观点上存在课题。
到目前为止，作为韧性优异的H型钢，专利文献1中公开了一种关于轧制H型钢的制造方法的技术，通过在不添加析出脆化元素的基础上，减少固溶N量，在轧制后应用加速冷却，从而在不进行控制轧制的情况下确保－40℃韧性。
另外，作为海洋结构物等中使用的低温韧性优异的H型钢，专利文献2中提出了一种使用极低碳且添加Nb、B的成分的技术。此外，专利文献3和4中公开了如下技术：在不添加阻碍生产率的Nb的情况下以空气冷却实现－40℃下优异的低温韧性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2006-180584号公报
专利文献2：国际公开2013/089156号公报
专利文献3：日本特开2016-84524号公报
专利文献4：日本特开2016-156032号公报
发明内容
专利文献1中记载的技术作为制造方法而需要应用加速冷却，因此存在兼具材质控制和形状稳定化的方面存在课题。
另外，专利文献2中公开了一种关于为了实现－40℃时的夏比吸收能和－10℃的CTOD特性而使用C量为0.040％以下且复合添加有Nb和B的成分的低温韧性优异的H型钢的技术。然而，为了实质上降低到0.020％左右，不仅炼钢阶段的精炼时间变长，而且为了确保强度而还需要添加相对大量的合金元素，成本较高。
另一方面，专利文献3和4是如下技术：通过在不添加成为热轧时的变形阻力增大而阻碍生产率的原因的Nb的情况下，适当控制V、N的量，从而使－40℃或－60℃下的低温韧性提高。然而，为了控制VN析出物而更稳定地确保韧性，需要确保N含量0.004％以上，因此有可能导致连续铸造时的裂纹、因游离N的残留所致的韧性降低等。
本发明解决上述的课题，特别是目的在于提出用于在不增大制造成本的情况下在H型钢的凸缘部确保YP355MPa以上的高强度和－40℃下的低温韧性的方法。
那么，为了制造高强度且低温韧性优异的轧制H型钢，重要的是在热轧中应用控制轧制。特别是为了有效地实施在奥氏体未再结晶温度区域的控制轧制，通过添加Nb来实现未再结晶温度区域的高温化是有效的。为了在不添加该Nb的情况下发挥控制轧制效果，需要在奥氏体低温度区域的轧制，轧制负荷的增大和由于温度调整所致的轧制时间增大、H型钢的尺寸精度的恶化成为问题。因此，Nb虽然是使变形阻力增加的原因，但由于是在高温区域发挥控制轧制效果的元素，因此从材质控制的观点考虑，是非常有用的元素。另一方面，在添加Nb的情况下，热轧后的冷却过程中淬透性提高，未相变奥氏体的一部分变为岛状马氏体，因此低温韧性的劣化成为问题。
因此，发明人等对通过添加微量的Nb而最大程度地利用控制轧制效果，在H型钢特别是在凸缘部确保YP355MPa以上的强度和－40℃下的低温韧性的方法进行了深入研究，结果发现通过添加Nb最大限度地利用由奥氏体未再结晶温度区域的高温化带来的控制轧制效果，利用较高温度下的控制轧制使铁素体粒径微细化，而且通过优化轧制条件来降低岛状马氏体生成量，由此能够兼得高强度和低温韧性，从而完成了本发明。即，本发明的要旨如下。
[1]一种H型钢，具有如下成分组成和微观组织，所述成分组成以质量％计在根据下述式(1)的Ceq为0.44％以下的范围含有C：0.08～0.16％、Si：0.05～0.60％、Mn：0.10～1.80％、Nb：0.005～0.060％、Ti：0.0010～0.0200％、Al：0.080％以下、N：0.0010～0.0060％、P：0.030％以下和S：0.030％以下，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，
所述微观组织以平均粒径为15μm以下的铁素体为主相，第2相为珠光体和/或贝氏体，且岛状马氏体为3.0％以下。
Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5···(1)
其中，式中的元素符号表示该元素的含量，不含有的元素为零。
[2]根据上述[1]所述的H型钢，其中，上述成分组成进一步以质量％计含有V：0.050％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Cr：1.0％以下和Mo：1.0％以下中的1种或2种以上。
[3]一种H型钢的制造方法，将具有上述[1]或[2]所述的成分组成的钢坯材以1150℃以上且小于1300℃加热后，进行至少相当于凸缘的部分的表面温度在由下述式(2)算出的TR℃以下的累积压下率为20％以上的热轧。
TR＝174log[Nb×(C+12/14N)]+1344···(2)
根据本发明，能够通过添加适量的Nb使奥氏体未再结晶温度区域高温化而最大限度地利用控制轧制效果。其结果，热轧后无需加速冷却，换言之，热轧后空冷，也能够提供凸缘部的强度为YP355MPa以上、且作为凸缘部的韧性具有－40℃下的夏比吸收能为50J以上的低温韧性优异的H型钢。
具体实施方式
以下，对本发明的H型钢进行详细说明。首先，记述本发明的H型钢的成分组成的限定原因。应予说明，关于成分的“％”符号只要没有特别说明，就表示“质量％”。
C：0.08～0.16％
C是对提高钢的强度所必需的元素，为了在热轧后不进行加速冷却而确保强度，使C含量的下限为0.08％。C含量优选为0.10％以上。另一方面，C含量过多时，珠光体、贝氏体等第二相的生成量增加，母材韧性和焊接部韧性降低，因此使C量的上限为0.16％。优选为0.08～0.14％。
Si：0.05～0.60％
Si作为脱氧元素、固溶强化元素是有效的，为了得到该效果，需要至少0.05％。另一方面，如果超过0.60％，则使母材的韧性和焊接部韧性劣化，因此Si在0.05～0.60％的范围。优选为0.05～0.50％。
Mn：0.10～1.80％
Mn为了确保母材的强度而需要0.10％以上。另一方面，如果添加超过1.80％，则低温裂纹敏感性增大，因此Mn限定在0.10～1.80％的范围。应予说明，从焊接部韧性的观点考虑，优选使上限为1.60％。更优选为0.30～1.60％。
P：0.030％以下
P如果含量超过0.030％，则焊接部的韧性降低，因此抑制为0.030％以下。优选为0.020％以下。应予说明，为了将P抑制为小于0.005％，则其处理耗费大量成本，因此从制造成本的观点考虑，优选使0.005％为下限。
S：0.030％以下
S与P同样，如果含有超过0.030％，则母材和焊接部的韧性降低，因此抑制为0.030％以下。优选为0.005％以下。应予说明，为了将S抑制为小于0.001％，则其处理耗费大量成本，因此从制造成本的观点考虑，优选使0.001％为下限。
Nb：0.005～0.060％
Nb通过形成Nb碳氮化合物，抑制钢坯材加热时的奥氏体晶粒的粗大化而对轧制－冷却后的铁素体组织的微细化有效，而且是对有效实施奥氏体未再结晶温度下的控制轧制非常重要的元素。另外，是对基于析出强化的高强度化也有效的元素。为了体现该效果，确保YP355MPa以上的强度，需要含有0.005％以上。进而，要求YP420MPa以上的高强度时，优选以0.015％以上含有。另一方面，添加超过0.060％时，因生成岛状马氏体所致的母材和焊接部的韧性降低变得明显，因此使0.060％为上限。为了进一步抑制岛状马氏体生成，优选为0.050％以下。更优选为0.040％以下，进一步优选为0.035％以下。
Ti：0.0010～0.0200％
Ti是形成TiN、抑制钢坯材加热时的奥氏体晶粒粗大化、对轧制－冷却后的铁素体组织的微细化有效的元素。因此，以0.0010％以上含有。另一方面，还是析出强化元素，如果添加超过0.0200％，则会引起析出脆化，因此使上限为0.0200％。优选为0.0050～0.0200％。
Al：0.080％以下
Al作为脱氧剂而添加于钢中，其效果在超过0.080％时饱和，因此使Al的上限为0.080％。下限没有特别限定，为了得到充分的脱氧效果，优选为0.003％以上。优选为0.015～0.040％。
N：0.0010～0.0060％
N是形成Nb、Ti等的氮化物的元素，对组织微细化有用，因此需要0.0010％以上。另一方面，如果过量添加的N没有形成氮化物而以固溶N的形式残留，则会导致韧性降低，因此使上限为0.0060％。优选为0.0020～0.0050％。
含有以上各成分，剩余部分为Fe和不可避免的杂质。除了该基本成分以外，可以根据需要而进一步含有V：0.050％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Cr：1.0％以下和Mo：1.0％以下的1种或2种以上。
即，V为析出强化元素，因此，优选以0.005％以上含有。但是，如果含有0.050％以上，则会引起析出脆化，因此优选使上限为0.050％。更优选为0.010～0.050％。
另外，Cu、Ni、Cr和Mo是有助于强度提高的元素，从焊接性的观点来看，可以在不超过后述的Ceq的上限的范围根据需要添加。因此，各元素都优选以0.01％以上添加。另一方面，如果各元素都超过1.0％，则会导致韧性和焊接性的降低、成本的上升，因此优选分别为1.0％以下。
Ceq：0.44％以下
通过提高根据下述式(1)的Ceq，能够提高母材强度，但如果Ceq过高，则会导致母材韧性、焊接部韧性的降低，因此使上限为0.44％。更优选为0.43％以下。应予说明，式(1)中的元素符号表示该元素的含量，不含有的元素为零。
Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5···(1)
这里，使用使化学成分组成为(0.10～0.13)％C－0.3％Si－1.5％Mn来改变Nb量的钢坯材，进行与凸缘厚度12mm～40mm的H型钢的制造相当的热轧，评价各种强度和韧性，并且进行微观组织的解析。根据其结果，对本发明的微观组织和制造条件进行限定。以下，阐述关于微观组织和制造条件的限定原因由。
[微观组织]
铁素体平均粒径：15μm以下
将上述组成的材料在热轧后空冷时的微观组织以铁素体为主相，第2相为珠光体和/或贝氏体。为了实现本发明所期望的屈服强度YP：355MPa以上且－40℃的夏比吸收能：50J以上，重要的是使铁素体晶粒微细化。即，如果铁素体平均粒径超过15μm，则－40℃时的韧性降低，因此铁素体平均粒径需要为15μm以下。
岛状马氏体的分率：3.0％以下
微观组织中的铁素体以外的部分、即第二相为珠光体和/或贝氏体。该贝氏体有时包含一部分岛状马氏体，但岛状马氏体为硬质相且为断裂的起点，因此如果生成该岛状马氏体，则－40℃的韧性降低，因此其面积率需要为3.0％以下。优选为2.5％以下。
应予说明，这里所说的岛状马氏体的面积率是相对于全部组织的面积的岛状马氏体的面积率。另外，作为主相的铁素体以面积率计为70％以上，优选为80％以上。另一方面，作为第二相的珠光体和/或贝氏体以面积率计优选为25％以下。其原因在于如果硬质的珠光体和/或贝氏体的面积率超过25％，则母材韧性降低。
[制造条件]
重要的是将具有上述成分组成的钢坯材以1150℃以上且小于1300℃加热后，进行至少相当于凸缘的部分的表面温度在TR℃以下的累积压下率为20％以上的热轧，上述TR由下述式(2)算出。
TR＝174log[Nb×(C+12/14N)]+1344···(2)
加热温度：1150℃以上且小于1300℃
H型钢的制造中，重要的是利用热轧进行形状控制，为了在变形阻力小的高温区域进行加工，需要加工到1150℃以上。进而，为了使Nb(C,N)充分固溶，优选以1200℃以上加热。另一方面，如果加热温度过高，则TiN析出物固溶，抑制奥氏体晶粒的粗大化的效果变小，结果，组织变得粗大而导致韧性降低，因此加热温度小于1300℃。优选为1290℃以下。
热轧：至少相当于凸缘的部分的表面温度为由上述式(2)算出的TR℃以下的累积压下率为20％以上
这里，上述式(2)是实验性求出在上述成分体系中进行Nb添加时的奥氏体的未再结晶温度区域的结果。即，通过根据C、N和Nb的量在由上述式(2)算出的温度以下进行累积压下率20％以上的轧制，能够最大限度地利用控制轧制效果。其结果，能够稳定地确保YP355MPa以上的强度和－40℃下的韧性。应予说明，累积压下率越高，铁素体粒径越微细化，有助于提高强度和韧性，因此进一步要求YP420MPa以上的高强度时，优选使累积压下率为30％以上。另一方面，如果过度施加累积压下，则轧制时的负荷增大、形状确保变得困难，因此优选使50％为上限。应予说明，超过由上述式(2)算出的TR℃时的压下率无需特别规定，通过规定TR℃以下的累积压下率，能够确保所期望的强度和韧性。
这里，用至少相当于凸缘的部分的表面温度进行规定是为了利用辐射温度计等来对材质评价位置即凸缘部的表面温度进行测温管理，从而进行控制轧制。
通过按照以上的制造条件，能够在热轧后经由(不进行加速冷却、单纯的)空冷来确保所期望的强度和韧性的基础上，实现形状稳定化。另外，通过以空冷程度的冷却速度进行冷却，能够促进作为韧性降低的重要因素的岛状马氏体的分解，提高低温韧性。
实施例
将调整为表1中示出的各种成分组成的钢坯材按照表2中示出的条件进行热轧，制造凸缘厚度各不相同的轧制H型钢。从得到的H型钢的表面与轧制方向平行地从凸缘宽度1/6位置采取JIS1A号拉伸试验片，进行拉伸试验，求出屈服强度(YP)和拉伸强度(TS)。另外，从上述凸缘宽度1/6位置的表面下1/4t(t：凸缘厚度)部与轧制方向平行地采取夏比冲击试验片，分别对0℃下的吸收能、－40℃下的吸收能和－60℃下的吸收能进行评价。将其评价结果一并记载于表2。
进一步从凸缘宽度1/6位置切出微观组织观察用试样，将与轧制方向和凸缘厚度方向平行的面作为观察面，研磨该观察面，在蚀刻后利用光学显微镜以倍率100～400倍进行微观组织观察。然后，进行主相和第2相的微观组织的鉴定，并且通过图像解析而求出铁素体分率(面积率)和铁素体粒径(平均粒径)。另外，利用扫描式电子显微镜(SEM)以倍率1000倍对上述微观组织观察用试样进行观察，通过图像解析而求出岛状马氏体的面积率(MA分率)。这些结果也一并记载于表2。
[表1]
Figure BDA0002471205970000081
[表2]
Figure BDA0002471205970000091
发明例中，满足屈服强度YP355MPa以上、拉伸强度TS460～690MPa和－40℃下的夏比吸收能50J以上，但成分、制造条件偏离发明例时，任一特性不满足目标。

Claims (3)

1.一种H型钢，具有如下成分组成和微观组织，所述成分组成以质量％计在根据下述式(1)的Ceq为0.44％以下的范围内含有C：0.08～0.16％、Si：0.05～0.60％、Mn：0.10～1.80％、Nb：0.005～0.060％、Ti：0.0010～0.0200％、Al：0.080％以下、N：0.0010～0.0060％、P：0.030％以下和S：0.030％以下，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，
所述微观组织以平均粒径15μm以下的铁素体为主相，第2相为珠光体和/或贝氏体，且岛状马氏体为3.0％以下，
Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5···(1)
其中，式中的元素符号表示该元素的含量，不含有的元素为零。
2.根据权利要求1所述的H型钢，其中，所述成分组成进一步以质量％计，含有V：0.050％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Cr：1.0％以下和Mo：1.0％以下中的1种或2种以上。
3.一种H型钢的制造方法，将具有权利要求1或2所述的成分组成的钢坯材以1150℃以上且小于1300℃加热后，进行至少相当于凸缘的部分的表面温度在由下述式(2)算出的TR℃以下的累积压下率为20％以上的热轧，
TR＝174log[Nb×(C+12/14N)]+1344···(2)。
CN201880070422.2A 2017-10-31 2018-10-31 H型钢及其制造方法 Pending CN111356779A (zh)

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