CN111566247B - 脆性裂纹扩展抗性优异的结构用钢材及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明一个方面的脆性裂纹扩展抗性优异的结构用钢材可以按重量％计，包含C：0.02～0.12％、Si：0.01～0.8％、Mn：1.7～2.5％、Al：0.005～0.5％、剩余的Fe及其他不可避免的杂质，外侧的表层部与内侧的中心部可以沿着厚度方向而从微细组织上区分，所述表层部可以包含回火贝氏体作为基底组织，可以包含新鲜马氏体作为第二组织，可以包含奥氏体作为残留组织。

Description

脆性裂纹扩展抗性优异的结构用钢材及其制造方法
技术领域
本发明涉及造船、建筑、海洋结构物、线管等结构物中使用的结构用钢材及其制造方法，详细而言，涉及一种通过优化钢组成、微细组织及制造工序来有效确保脆性裂纹扩展抗性的结构用钢材及其制造方法。
背景技术
造船、建筑、海洋结构物、线管等中使用的各种结构用材料，其使用环境扩展到滨海及极地地区，实际上要求高强度化、加厚化及高韧性特性。但是，一般而言，钢板的厚度越增加，则脆性裂纹的扩展停止性能越低下，要求一种提高在极端环境下使用的高强度厚钢板的脆性裂纹扩展停止性能的技术。
如果考查钢材的脆性裂纹扩展过程，可以确认脆性裂纹从在组织上脆弱的中心部发生并进行扩展。当在钢板中形成细微的组织时，虽然可以降低脆性裂纹的发生及扩展速度，但在厚板的情况下，由于大的钢板厚度，无法期待在通过冷却及轧制等使组织致密化方面会有充分效果。
专利文献1提供一种使钢材的表层部细粒化而抑制脆性裂纹扩展的技术，但表层部以等轴铁素体晶粒及拉长铁素体晶粒为主体，存在在拉伸强度570Mpa级以上的高强度钢材中无法应用的问题。另外，专利文献1为了使表层部细粒化而必须在表层部复热处理中间实施轧制工序，因而轧制工序控制存在困难。
(专利文献1)日本公开专利公报特开2002-020835号(2002年1月23日公开)
发明内容
要解决的技术课题
根据本发明一个方面，可以提供一种通过优化钢组成、微细组织及制造工序来有效确保脆性裂纹扩展抗性的结构用钢材及其制造方法。
本发明的课题不限于上述内容。只要是普通技术人员，便在从本说明的通篇内容来理解本发明的追加性课题方面没有任何困难。
解决技术问题的手段
本发明一个方面的脆性裂纹扩展抗性优异的结构用钢材可以按重量％计，包含C：0.02～0.12％、Si：0.01～0.8％、Mn：1.7～2.5％、Al：0.005～0.5％、剩余的Fe及其他不可避免的杂质，外侧的表层部与内侧的中心部可以沿着厚度方向而从微细组织上区分，所述表层部可以包含回火贝氏体作为基底组织，可以包含新鲜马氏体作为第二组织，可以包含奥氏体作为残留组织。
所述表层部可以区分为上部侧的上部表层部及下部侧的下部表层部，所述上部表层部及所述下部表层部可以分别相对于所述钢材的厚度按3～10％厚度配备。
所述基底组织及第二组织可以在所述表层部包含95％以上的体积分数。
所述残留组织可以在所述表层部包含5％以下的体积分数。
所述回火贝氏体的平均粒径可以为3μm以下(不含0μm)。
所述新鲜马氏体的平均粒径可以为3μm以下(不含0μm)。
所述中心部可以包含针状铁素体(acicular ferrite)。
所述针状铁素体(acicular ferrite)的平均粒径可以为10～20μm。
所述钢材可以按重量％计，还包含P：0.02％以下、S：0.01％以下、Nb：0.005～0.10％、B：0.001％以下、Ti：0.005～0.1％、N：0.0015～0.015％、Cr：0.05～1.0％、Mo：0.01～1.0％、Ni：0.01～2.0％、Cu：0.01～1.0％、V：0.005～0.3％、Ca：0.006％以下中的1种或2种以上。
所述钢材以下式1的Mneq表现的Mn当量可以为2％以上。
[式1]Mneq＝[Mn]+1.5[Cr]+3[Mo]+[Si]/3+[Ni]/3+[Cu]/2+124[B]
其中，在所述式1中，[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Si]、[Ni]、[Cu]及[B]分别代表Mn、Cr、Mo、Si、Ni、Cu及B的含量，不包含相应的钢组成时，用0代表。
所述钢材的拉伸强度可以为570MPa以上，所述表层部在温度梯度型ESSO试验中，-10℃基准Kca值可以为6000N/mm3/2以上，所述表层部的高角度晶界分数可以为45％以上。
本发明一个方面的脆性裂纹扩展抗性优异的结构用钢材的制造方法可以对按重量％包含C：0.02～0.12％、Si：0.01～0.8％、Mn：1.7～2.5％、Al：0.005～0.5％、剩余的Fe及其他不可避免的杂质的钢坯进行再加热；对所述钢坯进行粗轧；对所述粗轧的钢材进行第一次冷却；保持使得所述第一次冷却的钢材的表层部借助于复热而再加热，实现复热处理；对所述复热处理的钢材进行精轧；对所述精轧的钢材进行第二冷却。
所述钢坯可以按重量％计，还包含P：0.02％以下、S：0.01％以下、Nb：0.005～0.10％、B：0.001％以下、Ti：0.005～0.1％、N：0.0015～0.015％、Cr：0.05～1.0％、Mo：0.01～1.0％、Ni：0.01～2.0％、Cu：0.01～1.0％、V：0.005～0.3％、Ca：0.006％以下中的1种或2种以上。
所述钢坯的以下式1的Mneq表示的Mn当量可以为2％以上。
[式1]Mneq＝[Mn]+1.5[Cr]+3[Mo]+[Si]/3+[Ni]/3+[Cu]/2+124[B]
其中，在所述式1中，[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Si]、[Ni]、[Cu]及[B]分别代表Mn、Cr、Mo、Si、Ni、Cu及B的含量，不包含相应的钢组成时，用0代表。
所述表层部可以是从所述钢材的外侧面朝向所述钢材的中心侧的直至所述钢材厚度3～10％深度的区域。
所述再加热温度可以为1050～1250℃，所述粗轧温度可以为Tnr～1150℃。
所述第一次冷却可以将所述粗轧的钢材的表层部温度冷却至Ms～Bs℃。
所述第一次冷却的冷却速度可以为5℃/s以上。
所述第一次冷却可以在所述粗轧后立即执行。
所述第一次冷却的开始温度以所述钢材的表层部温度为基准，可以为Ae3+100℃以下。
在所述复热处理中，所述表层部可以按(Ac1+40℃)～(Ac3-5℃)的温度范围再加热。
所述精轧温度可以为Bs～Tnr℃。
所述第二冷却可以将所述精轧的钢材以5℃/s以上的冷却速度冷却至Ms～Bs℃的温度范围。
发明效果
根据本发明优选的一个方面，借助于复热处理而使钢材表层部的组织微细化，限制复热处理温度，使钢材表层部的高角度晶界分数增加，因而可以提供一种有效改善脆性裂纹扩展抗性的结构用钢材及其制造方法。
另外，根据本发明优选的一个方面，可以提供一种通过优化钢成分、微细组织及工序条件而具有570Mpa级以上拉伸强度并提高脆性裂纹扩展抗性的结构用钢材及其制造方法。
附图说明
图1是观察本发明一个实施例的脆性裂纹扩展抗性优异的结构用钢材试片的微细组织的照片。
图2是概略地显示体现本发明的制造方法所需的设备的一个示例的图。
图3是概略地显示本发明的因复热处理导致的表层部的微细组织变化的概念图。
图4是显示复热到达温度与高角度晶界分数及-10℃下的Kca值的关系的图表。
最佳实施方式
本发明涉及一种脆性裂纹扩展抗性优异的结构用钢材及其制造方法，下面说明本发明优选实施例。本发明的实施例可以变形为多种形态，不得将本发明的范围解释为限定于以下说明的实施例。提供本实施例是用于向本发明所属技术领域的普通技术人员更详细地说明本发明。
下面对本发明的钢组成进行更详细说明。下面只要未特别地表示不同，代表各元素含量的％以重量为基准。
本发明一个体现例的脆性裂纹扩展抗性优异的结构用钢材可以按重量％计，包含C：0.02～0.12％、Si：0.01～0.8％、Mn：1.7～2.5％、Al：0.005～0.5％、剩余的Fe及其他不可避免的杂质。
碳(C)：0.02～0.12％
碳(C)是在本发明中确保固化能的重要元素，是对针状铁素体组织的形成产生相当影响的元素。因此，本发明为了获得这种效果，可以将碳(C)含量的下限限制为0.02％。不过，碳(C)过多添加时，导致形成珠光体而取代形成针状铁素体，因此存在低温韧性低下的忧虑，本发明可以将碳(C)含量的上限限制为0.12％。因此，本发明的碳(C)含量可以为0.02～0.12％。进而，当是用作熔接用结构物的板材时，为了确保熔接性，可以将碳(C)含量的范围限制为0.03～0.09％范围。
硅(Si)：0.01～0.8％
硅(Si)是用作脱氧剂的元素，也是有助于提高强度及提高韧性的元素。因此，本发明为了获得这种效果，可以将硅(Si)含量的下限限制为0.01％。不过，硅(Si)的含量过多添加时，会降低低温韧性及熔解性，本发明可以将硅(Si)含量的上限限制为0.8％。因此，本发明的硅(Si)含量可以为0.01～0.8％，更优选的硅(Si)含量可以为0.05～0.5％。
锰(Mn)：1.7～2.5％
锰(Mn)是借助于强化固溶而对提高强度有用的元素，也是能够经济地提高固化能的元素。因此，本发明为了获得这种效果，可以将锰(Mn)含量的下限限制为1.7％。不过，Mn含量过多添加时，由于固化能过度增加，熔接部的韧性会大幅下降，本发明可以将锰(Mn)含量的上限限制为2.5％。因此，本发明的锰(Mn)含量可以为1.7～2.5％，更优选的锰(Mn)含量可以为1.75～2.3％。
铝(Al)：0.0005～0.5％
铝(Al)是能够经济地使钢水脱氧的典型的脱氧剂，也是有助于提高强度的元素。因此，本发明为了达成这种效果，可以将铝(Al)含量的下限限制为0.0005％。不过，铝(Al)过多添加时，连续铸造时会诱发连铸喷嘴的堵塞，本发明可以将铝(Al)含量的上限限制为0.5％。因此，本发明的铝(Al)含量可以为0.0005～0.5％，更优选的铝(Al)含量可以为0.0005～0.1％。
本发明一个方面的脆性裂纹扩展抗性优异的结构用钢材可以按重量％计，还包含P：0.02％以下、S：0.01％以下、Nb：0.005～0.10％、B：0.001％以下、Ti：0.005～0.1％、N：0.0015～0.015％、Cr：0.05～1.0％、Mo：0.01～1.0％、Ni：0.01～2.0％、Cu：0.01～1.0％、V：0.005～0.3％、Ca：0.006％以下中的1种或2种以上。
磷(P)：0.02％以下
磷(P)虽然是有利于提高强度及耐腐蚀性的元素，但会极大损害冲击韧性，因而优选尽可能将其含量保持在低水平。因此，本发明的磷(P)含量可以为0.02％以下，更优选的磷(P)含量可以为0.015％以下。
硫(S)：0.01％以下
硫(S)是形成诸如MnS等的非金属夹杂物而极大地损害冲击韧性的元素，因而优选尽可能将其含量保持在低水平。因此，优选本发明的硫(S)含量限制为0.01％以下。不过，硫(S)作为在炼钢工序中不可避免地流入的杂质，控制在不足0.001％的水平，这在经济层面上并不推荐。因此，本发明的优选硫(S)含量可以为0.001～0.01％的范围。
铌(Nb)：0.005～0.1％
铌(Nb)是在TMCP钢的制造方面执行最重要作用的元素之一，也是以碳化物或氮化物形态析出而对提高母材及熔接部强度大有益处的元素。另外，钢坯再加热时固溶的铌(Nb)抑制奥氏体的再结晶，抑制铁素体及贝氏体的相变，使组织微细化，在本发明中，铌(Nb)可以按0.005％以上含量添加。不过，铌(Nb)过多添加时，生成粗大的析出物，导致在钢材的边缘发生脆性裂隙，因而铌(Nb)含量可以限制为0.1％以下。因此，本发明的铌(Nb)含量可以为0.005～0.1％的范围，更优选的铌(Nb)含量可以为0.005～0.05％的范围。
硼(B)：0.001％以下
硼(B)虽然是廉价的添加元素，但也是即使少量添加也能够有效提高固化能的有益的元素。不过，本发明以在中心部形成针状铁素体组织为目标，但硼(B)含量过多添加时，极大地有助于贝氏体的形成，无法形成致密的针状铁素体组织，本发明可以将硼(B)含量的上限限制为0.001％。
钛(Ti)：0.005～0.1％
钛(Ti)是在再加热时抑制晶粒生长而极大提高低温韧性的元素。因此，本发明为了获得这种效果，可以将钛(Ti)含量的下限限制为0.005％。不过，钛(Ti)过多添加时，会发生诸如连铸喷嘴的堵塞或中心部挤出导致的低温韧性减小的问题，本发明可以将钛(Ti)含量的上限限制为0.1％。因此，本发明的钛(Ti)含量可以为0.005～0.1％，更优选的钛(Ti)含量可以为0.005～0.05％。
氮(N)：0.0015～0.015％
氮(N)是有助于提高钢材强度的元素。但是，氮(N)的添加量过度时，钢材的韧性大幅减小，本发明可以将氮(N)含量限制为0.015％以下。不过，氮(N)作为在炼钢工序中不可避免地流入的杂质，将氮(N)含量控制在不足0.0015％的水平，这在经济层面上并不推荐。因此，本发明的氮(N)含量可以为0.0015～0.015％。
铬(Cr)：0.05～1.0％
铬(Cr)是增加固化能而有效地有助于增加强度的元素，因而本发明为了确保强度而可以添加0.05％以上的铬(Cr)。不过，铬(Cr)过多添加时，熔解性大幅下降，本发明可以将铬(Cr)含量的上限限制为1.0％。因此，本发明的铬(Cr)含量可以为0.05～1.0％范围，更优选的铬(Cr)含量可以为0.05～0.5％。
钼(Mo)：0.01～1.0％
钼(Mo)即使少量添加，也极大地提高固化能，可以抑制铁素体的生成，因此是可以极大提高钢材的强度的元素。因此，在确保强度的层面上，钼(Mo)可以按0.01％以上的含量添加。不过，钼(Mo)的添加量过多时，熔接部的硬度过度增加，存在损害母材韧性的忧虑，本发明可以将钼(Mo)含量的上限限制为1.0％。因此，本发明的钼(Mo)含量可以为0.01～1.0％的范围，更优选的钼(Mo)含量可以为0.01～0.5％。
镍(Ni)：0.01～2.0％
镍(Ni)是能够同时提高母材强度与韧性的元素，在本发明中，为了确保强度及韧性，可以添加0.01％以上的镍(Ni)。不过，镍(Ni)作为昂贵的元素，过度添加不仅在经济层面上不推荐，而且，镍(Ni)的添加量过度时，熔解性会变差，本发明可以将镍(Ni)含量的上限限制为2.0％。因此，本发明的镍(Ni)含量可以为0.01～2.0％的范围，更优选的镍(Ni)含量可以为0.01～1.0％。
铜(Cu)：0.01～1.0％
铜(Cu)是能够在使母材韧性下降最小化的同时提高强度的元素。因此，在本发明中，为了确保强度，可以添加0.01％以上的铜(Cu)。不过，铜(Cu)的添加量过度时，损害最终制品表面品质的可能性升高，本发明可以将铜(Cu)含量的上限限制为1.0％。因此，本发明的铜(Cu)含量可以为0.01～1.0％，更优选的铜(Cr)含量可以为0.01～0.5％。
钒(V)：0.005～0.3％
钒(V)固溶的温度低于其他合金组成，可以在熔接热影响部析出，防止熔接部强度下降。因此，本发明为了达成这种效果，可以将钒(V)含量的下限限制为0.005％。不过，钒(V)过多添加时，韧性会下降，本发明可以将钒(V)含量的上限限制为0.3％。因此，本发明的钒(V)含量可以为0.005～0.3％，更优选的钒(V)含量可以为0.01～0.3％。
钙(Ca)：0.006％以下
钙(Ca)主要用作控制MnS等非金属夹杂物的形状、提高低温韧性的元素。不过，钙(Ca)过度添加，诱发形成大量CaO-CaS形成及因结合而形成粗大夹杂物，会发生钢的整洁度低下及现场熔解性低下等问题。因此，本发明可以将钙(Ca)含量的上限限制为0.006％，更优选的钙(Ca)含量的上限可以为0.003％。
本发明除上述钢组成之外，其余可以为Fe及不可避免的杂质。不可避免的杂质会在通常的钢铁制造工序中意外混入，无法将其全面排除，通常的钢铁制造领域的技术人员可以轻松理解其意义。另外，本发明并不全面排除添加前面提及的钢组成之外的其他组成。
本发明一个方面的脆性裂纹扩展抗性优异的结构用钢材的厚度不特别限定，优选地，可以是具有50mm以上厚度的结构用厚钢材。
下面对本发明Mn当量的限制条件进行更详细说明。
Mn当量限制条件
本发明的钢组成的以下式1的Mneq表现的Mn当量应满足2％以上。
[式1]Mneq＝[Mn]+1.5[Cr]+3[Mo]+[Si]/3+[Ni]/3+[Cu]/2+124[B]
其中，在所述式1中，[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Si]、[Ni]、[Cu]及[B]分别代表Mn、Cr、Mo、Si、Ni、Cu及B的含量，不包含相应的钢组成时，用0代表。
如后所述，本发明在粗轧结束后，对粗轧的钢材实施第一次冷却，以在表层部形成板条贝氏体组织为目标，Mn当量2％以上，与借助于第一次冷却而在表层部形成板条贝氏体组织所需的必要条件相应。这是因为Mn当量不足2％时，无法确保固化能，即使借助于第一次冷却，在表层部也不是形成板条贝氏体组织，而是形成多边形铁素体或颗粒贝氏体组织。因此，本发明优选限制钢组成含量，使得以所述式1的Mneq表现的Mn当量满足2％以上。
下面对本发明的微细组织进行更详细说明。
微细组织
本发明的钢材可以沿厚度方向区分为外侧的表层部与内侧的中心部，表层部及中心部可以在微细组织上区分。表层部区分为钢材上部侧的上部表层部及钢材下部侧的下部表层部，上部表层部及下部表层部的厚度可以分别为钢材厚度的3～10％水平。优选的上部表层部及下部表层部的厚度可以分别为钢材厚度的5～7％水平。
表层部可以以混合组织配备，包含回火贝氏体作为基底组织，包含新鲜马氏体作为第二组织，包含奥氏体作为残留组织，中心部可以以包含针状铁素体(acicularferrite)的组织配备。因此，表层部及中心部可以在微细组织上区分。
在表层部内，回火贝氏体组织及新鲜马氏体组织的体积分数之和可以为95％以上，在表层部内，残留奥氏体的体积分数可以为5％以下。另外，在表层部内，回火贝氏体组织的体积分数可以为85％以上，新鲜马氏体组织的体积分数可以为10％以下。而且，在表层部内，回火贝氏体组织及新鲜马氏体组织的体积分数之和可以为100％，此时，残留奥氏体也可以不在表层部内存在。
中心部按体积分数，可以包含95％以上的针状铁素体及5％以上的渗碳体。
本发明的钢材借助于复热处理而实现表层部微细化，最终制品的中心部针状铁素体(acifular ferrite)组织可以具有10～20μm水平的平均粒径，相反，表层部的回火贝氏体组织及新鲜马氏体组织可以以分别具有3μm以下平均粒径的微细组织配备。
图1是观察本发明一个实施例的试片的微细组织的照片。具体而言，图1的(a)是拍摄在试片上区分的表层部(A)与中心部(B)的照片，图1的(b)是表层部(A)区域的光学照片，图1的(c)是利用EBSD针对表层部(A)区域拍摄的高角度晶界图，图1的(d)是中心部(B)区域的光学照片，图1的(e)是利用EBSD针对中心部(B)区域拍摄的高角度晶界图。如图1的(a)所示，表层部(A)及中心部(B)在微细组织上区分，其边界达到目视也能识别的程度。另外，如图1的(b)至(e)所示，可以确认中心部(B)的针状铁素体(acicular ferrite)组织的平均粒径约为15μm，相反，表层部(A)的回火贝氏体组织及新鲜马氏体组织的平均粒径分别为3μm以下的水平。因此，本发明一个实施例的钢材借助于复热处理而使钢材表层部的组织微细化，从而可以有效改善脆性裂纹扩展抗性。
本发明一个方面的钢材借助于复热处理而实现表层部组织微细化，在温度梯度型ESSO试验中，-10℃基准表层部的Kca值可以为6000N/mm3/2以上，表层部的高角度晶界分数可以为45％以上。另外，本发明一个方面的钢材具备570MPa以上的拉伸强度，因而可以提供脆性裂纹扩展抗性优秀且高强度的钢材。
本发明一个方面的脆性裂纹扩展抗性优异的结构用钢材可以如下制造：对按前述组成配备的钢坯进行再加热；对所述钢坯进行粗轧；对所述粗轧的钢材进行第一次冷却；保持使得所述第一次冷却的钢材的表层部借助于复热而再加热，实现复热处理；对所述复热处理的钢材进行精轧；对所述精轧的钢材进行第二冷却而制造。钢坯的组成限定理由与前面说明的钢组成的限定理由对应，钢坯的组成限定理由用前面说明的钢组成的限定理由替代。
下面对本发明的制造方法进行更详细说明。
钢坯再加热
为了使在铸造中形成的Ti及Nb的碳氮化物充分固溶，钢坯的再加热温度可以限制为1050℃以上。不过，再加热温度过高时，存在奥氏体粗大化的忧虑，粗轧后钢材的表层部温度达到第一次冷却开始温度，需要过多时间，因而可以将再加热温度的上限限制为1250℃。
粗轧
为了调整钢坯的形状，使枝晶体等的铸造组织瓦解，在再加热后实施粗轧。为了控制微细组织，在奥氏体的再结晶停止温度(Tnr)以上实施粗轧，考虑到第一次冷却开始温度，粗轧温度的上限可以限制为1150℃。因此，本发明的粗轧温度可以为Tnr～1150℃的范围。
第一次冷却
粗轧结束后，为了在钢材表层部形成板条贝氏体，实施第一次冷却，直至表层部温度达到Ms～Bs℃范围时为止。第一次冷却的冷却速度不足5℃/s时，在表层部形成多边形铁素体或颗粒贝氏体组织而非板条贝氏体组织，第一次冷却的冷却速度可以为5℃/s以上。另外，第一次冷却方式并不特别限定，但在冷却效率层面优选水冷。另一方面，第一次冷却的开始温度过高时，存在借助于第一次冷却而在表层部形成的板条贝氏体组织粗大化的忧虑，优选第一次冷却的开始温度限制为Ae3+100℃以下。
为了使复热处理效果最大化，本发明的第一次冷却优选在粗轧后立即实施。图2是概略地显示用于体现本发明的制造方法的设备1的一个示例的图。沿着钢坯5的移动路径，依次配置有粗轧装置10、冷却装置20、复热处理台30及精轧装置40，粗轧装置10及精轧装置40分别具备粗轧辊12a,12b及精轧辊42a、42b，执行钢坯5的轧制。冷却装置20可以具备能够喷射冷却水的条形冷却器(Barcooler)25及引导粗轧钢坯5的移动的辅助辊22。条形冷却器25配置于粗轧机10紧后方，这在使复热处理效果最大化方面更推荐。在冷却装置20的后方配置有复热处理台30，粗轧的钢坯5可以在沿着辅助辊32移动的同时进行复热处理。结束复热处理的钢坯5'可以移动到精轧装置40而进行精轧。这种设备1只是实施本发明所需设备的一个示例，不得解释为本发明必须限定于图2所示的设备。
复热处理
第一次冷却实施后，实施等待而使得钢材表层部层被钢材中心部侧的高热再加热的复热处理，复热处理可以实施至钢材表层部的温度达到(Ac1+40℃)～(Ac3-5℃)温度范围时为止。借助于复热处理，表层部的板条贝氏体可以变形为细微的回火贝氏体及新鲜马氏体组织，表层部的板条贝氏体中的一部分可以逆相变为奥氏体。
图3是概略地显示本发明的复热处理导致的表层部的微细组织变化的概念图。
如图3的(a)所示，刚经过第一次冷却后的表层部微细组织可以以板条贝氏体组织配备。如图3的(b)所示，随着复热处理的进行，表层部的板条贝氏体可以变形为回火贝氏体组织，表层部的板条贝氏体中的一部分可以逆相变为奥氏体。复热处理后，经过精轧及第二冷却，因而如图3的(c)所示，可以形成回火贝氏体基底组织及新鲜马氏体2相混合组织，会残留一部分奥氏体组织。
复热到达温度与高角度晶界分数及-10℃下的Kca值的关系如图4所示。如图4所示可以确认，表层部的到达温度不足(Ac1+40℃)时，15度以上的高角度晶界无法充分形成，无法充分确保-10℃下的Kca值。因此，本发明可以将表层部的复热处理到达温度的下限限制为(Ac1+40℃)。另外，表层部到达温度超过(Ac3-5℃)时，没有与裂纹进展速度相关的太大好处，表层部的组织再次粗大的可能性高，因而本发明可以将表层部复热处理到达温度的上限限制为(Ac3-5℃)。即，本发明将表层部到达温度限制为(Ac1+40℃)～(Ac3-5℃)的温度范围，从而可以确保表层部组织的微细化、15度以上的高角度晶界分数45％以上、-10℃下6000N/mm3/2以上的Kca值。
精轧
为了在粗轧的钢材的奥氏体组织中导入不均一微细组织，实施精轧。精轧在贝氏体相变开始温度(Bs)以上、奥氏体再结晶温度(Tnr)以下的温度区间实施。
第二次冷却
精轧结束后，为了在钢材中心部形成针状铁素体组织，以5℃/s以上的冷却速度实施冷却。第二次冷却方式不特别限定，但在冷却效率方面优选水冷。第二次冷却的到达温度超过钢材基准Bs℃时，存在针状铁素体的组织变粗大、针状铁素体的平均粒径超过20μm的忧虑。另外，第二次冷却的到达温度不足钢材基准Ms℃时，存在在钢材中发生扭曲的忧虑，因而优选第二次冷却的到达温度限制为Ms～Bs℃。
具体实施方式
下面通过实施例，更具体说明本发明。不过需要注意的是，后述实施例只是用于对本发明举例而进一步具体化，并非用于限制本发明的权利范围。
制造了具有下表1的组成的钢坯，算出表1的各钢坯的相变温度及Mn当量并显示于表2中。
【表1】
Figure BDA0002554367790000141
【表2】
类别 Bs(℃) Tnr(℃) Ms(℃) Ac<sub>3</sub>(℃) Ac<sub>1</sub>(℃) Mn<sub>eq</sub>(℃) 备注
钢A 605 941 441 791 703 2.6 发明钢
钢B 645 917 457 804 709 2.1 发明钢
钢C 601 978 442 802 705 2.7 发明钢
钢D 555 906 427 793 714 3.9 发明钢
钢E 591 982 442 803 701 2.9 发明钢
钢F 691 933 487 821 713 1.7 比较钢
钢G 718 953 451 791 724 1.0 比较钢
钢H 674 905 464 817 728 1.9 比较钢
钢I 677 988 462 797 715 1.7 比较钢
钢J 650 968 455 793 707 1.9 比较钢
将具有上表1的组合的钢坯，按下表3的条件实施粗轧、第一次冷却及复热处理，按表4的条件实施精轧及第二次冷却。将按表3及表4的条件制造的钢材的结果显示于下表5中。
针对各个钢材，测量了表层部及中心部(厚度1/4地点)平均晶粒粒径、高角度晶界分数、机械性质、-40℃下厚度1/4地点的夏比冲击吸收能及裂纹进展速度。其中，高角度晶界分数根据EBSD(Electron Back Scattering Diffraction：电子背散射衍射)法，以0.5m每步尺寸测量500m×500m区域，制作与邻接颗粒的结晶方位差为15度以上的晶界图后，求出平均晶粒粒径及高角度晶界分数。屈服强度(YS)及拉伸强度(TS)是将3个试验片沿板幅方向进行拉伸试验而求出平均值。-40℃的夏比冲击吸收能是在厚度1/4地点处将3个试验片沿轧制方向收集而求出平均值。另外，裂纹抗性是根据温度梯度型的标准ESSO试验(从原厚度的钢板中选取500mm×500mm试片)而进行试验。
【表3】
Figure BDA0002554367790000161
【表4】
Figure BDA0002554367790000171
【表5】
Figure BDA0002554367790000181
Figure BDA0002554367790000191
钢A、B、C、D、E及J是满足本发明的钢组成含量的钢材。其中，满足本发明工序条件的钢A-1、A-2、A-3、B-1、B-2、B-3、C-1、C-2、D-1、D-2、E-1、E-2，钢材表层部的高角度晶界分数均为45％以上，拉伸强度为570Mpa以上，-40℃下的夏比冲击吸收能为320J以上，温度梯度型ESSO试验结果，可以确认-10℃下的Kca值为6000N/mm3/2以上。
虽然满足本发明的钢组成含量但复热处理温度超过本发明范围的钢A-4,B-4、C-3、D-3，高角度晶界分数均不足45％，温度梯度型ESSO试验结果，可以确认-10℃下的Kca值不足6000N/mm3/2。这是因为，钢材的表层部加热到高于双相区热处理温度区间的温度，从而全部逆相变为作为表层部组织的奥氏体，结果导致表层部的最终组织形成为板条贝氏体组织。
满足本发明的钢组成含量但复热处理温度未达到本发明范围的钢A-5、A-5、C-4、D-4，高角度晶界分数均不足45％，温度梯度型ESSO试验结果，可以确认-10℃下的Kca值不足6000N/mm3/2。这是因为，第一次冷却时，钢材的表层部过度冷却，表层部内的逆相变奥氏体组织未充分形成。
可以确认，钢A-6及钢C-5的第二次冷却结束温度超过本发明的范围，钢E-3的第二次冷却速度为本发明的范围以下，因而无法充分确保钢材的拉伸强度。
钢F-1、G-1、H-1及I-1满足本发明的工序条件，但以Mneq定义的锰当量不足2.0％，因而高角度晶界分数均不足45％，温度梯度型ESSO试验结果，可以确认-10℃下的Kca值不足6000N/mm3/2。这是因为，第一次冷却时，未在钢材表层部确保板条贝氏体组织，因而表层部无法充分实现细粒化。而且，钢J-1满足本发明的钢组成，但以Mneq定义的锰当量不及2.0％，高角度晶界分数均不足45％，温度梯度型ESSO试验结果，可以确认-10℃下的Kca值不足6000N/mm3/2。
因此可以确认，本发明一个实施例的结构用钢材具有优异的脆性裂纹扩展抗性，具有570Mpa级以上的拉伸强度。
以上通过实施例，详细说明了本发明，但也可以有与之不同形态的实施例。因此，记载的权利要求项的技术思想和范围不限定于实施例。

Claims (10)

1.一种脆性裂纹扩展抗性优异的结构用钢材，其中，
按重量％计，包含C：0.02～0.12％、Si：0.01～0.8％、Mn：1.7～2.5％、Al：0.005～0.5％、P：0.02％以下、S：0.01％以下、Nb：0.005～0.10％、B：0.001％以下、Ti：0.005～0.1％、N：0.0015～0.015％、Cr：0.05～1.0％、Mo：0.01～1.0％、Ni：0.01～2.0％、Cu：0.01～1.0％、V：0.005～0.3％、Ca：0.006％以下、剩余的Fe及其他不可避免的杂质，
外侧的表层部与内侧的中心部沿着厚度方向而从微细组织上区分，
所述表层部由作为基底组织的回火贝氏体、作为第二组织的新鲜马氏体、和作为残留组织的奥氏体组成，
所述基底组织及第二组织在所述表层部包含95％以上的体积分数，
所述残留组织在所述表层部包含5％以下的体积分数，
所述中心部包含针状铁素体，
所述表层部的高角度晶界分数为45％以上，以及
所述表层部在温度梯度型ESSO试验中，-10℃基准Kca值为6000N/mm3/2以上，
所述钢材的用下式1的Mneq表示的Mn当量为2％以上，
[式1]Mneq＝[Mn]+1.5[Cr]+3[Mo]+[Si]/3+[Ni]/3+[Cu]/2+124[B]
其中，在所述式1中，[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Si]、[Ni]、[Cu]及[B]分别代表Mn、Cr、Mo、Si、Ni、Cu及B的含量，不包含相应的钢组成时，用0代表。
2.根据权利要求1所述的脆性裂纹扩展抗性优异的结构用钢材，其中，
所述表层部区分为上部侧的上部表层部及下部侧的下部表层部，
所述上部表层部及所述下部表层部分别相对于所述钢材的厚度按3～10％厚度配备。
3.根据权利要求1所述的脆性裂纹扩展抗性优异的结构用钢材，其中，
所述回火贝氏体的平均粒径为3μm以下且不含0μm。
4.根据权利要求1所述的脆性裂纹扩展抗性优异的结构用钢材，其中，
所述新鲜马氏体的平均粒径为3μm以下且不含0μm。
5.根据权利要求1所述的脆性裂纹扩展抗性优异的结构用钢材，其中，
所述针状铁素体的平均粒径为10～20μm。
6.根据权利要求1所述的脆性裂纹扩展抗性优异的结构用钢材，其中，
所述钢材的拉伸强度为570MPa以上。
7.一种根据权利要求1所述的脆性裂纹扩展抗性优异的结构用钢材的制造方法，包括：
将钢坯在1050～1250℃温度范围下再加热，其中，所述钢坯按重量％计，包含C：0.02～0.12％、Si：0.01～0.8％、Mn：1.7～2.5％、Al：0.005～0.5％、P：0.02％以下、S：0.01％以下、Nb：0.005～0.10％、B：0.001％以下、Ti：0.005～0.1％、N：0.0015～0.015％、Cr：0.05～1.0％、Mo：0.01～1.0％、Ni：0.01～2.0％、Cu：0.01～1.0％、V：0.005～0.3％、Ca：0.006％以下、剩余的Fe及其他不可避免的杂质，
所述钢坯的用下式1的Mneq表示的Mn当量为2％以上，
[式1]Mneq＝[Mn]+1.5[Cr]+3[Mo]+[Si]/3+[Ni]/3+[Cu]/2+124[B]
其中，在所述式1中，[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Si]、[Ni]、[Cu]及[B]分别代表Mn、Cr、Mo、Si、Ni、Cu及B的含量，不包含相应的钢组成时，用0代表；
将所述再加热的钢坯在Tnr～1150℃温度范围下粗轧；
以所述粗轧的钢材的表层部温度为基准，以5℃/s以上的冷却速度第一次冷却至Ms～Bs℃；
保持使得所述第一次冷却的钢材的表层部借助于复热而再加热至(Ac1+40℃)～(Ac3-5℃)的温度范围，实现复热处理；
在Bs～Tnr℃的温度下对所述复热处理的钢材进行精轧；
将所述精轧的钢材以5℃/s以上的冷却速度第二次冷却至Ms～Bs℃的温度范围。
8.根据权利要求7所述的脆性裂纹扩展抗性优异的结构用钢材的制造方法，其中，
所述表层部是从所述钢材的外侧面朝向所述钢材的中心侧的直至所述钢材厚度3～10％深度的区域。
9.根据权利要求7所述的脆性裂纹扩展抗性优异的结构用钢材的制造方法，其中，
所述第一次冷却在所述粗轧后立即执行。
10.根据权利要求7所述的脆性裂纹扩展抗性优异的结构用钢材的制造方法，其中，
所述第一次冷却的开始温度以所述钢材的表层部温度为基准，为Ae3+100℃以下。
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Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101999022B1 (ko) 2017-12-26 2019-07-10 주식회사 포스코 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재 및 그 제조방법
KR102200222B1 (ko) * 2018-12-19 2021-01-08 주식회사 포스코 냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재 및 그 제조방법
KR20230102798A (ko) 2021-12-30 2023-07-07 현대제철 주식회사 취성균열 전파 정지 특성이 우수한 강재의 제조방법

Family Cites Families (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2760713B2 (ja) 1992-09-24 1998-06-04 新日本製鐵株式会社 耐火性及び靱性の優れた制御圧延形鋼の製造方法
JP3845113B2 (ja) * 1994-03-29 2006-11-15 新日本製鐵株式会社 脆性亀裂伝播停止特性と低温靭性の優れた厚鋼板とその製造方法
KR100325714B1 (ko) * 1997-12-24 2002-06-29 이구택 저온인성이우수한베이나이트계강재의제조방법
JP2002020835A (ja) 2000-05-02 2002-01-23 Nippon Steel Corp 脆性き裂伝播停止特性と板厚方向破壊特性の優れた鋼材およびその製造方法
JP4058097B2 (ja) 2006-04-13 2008-03-05 新日本製鐵株式会社 アレスト性に優れた高強度厚鋼板
KR100833076B1 (ko) * 2006-12-22 2008-05-27 주식회사 포스코 저온인성과 취성균열전파정지특성이 우수한 고강도저항복비 구조용 강재 및 그 제조방법
JP5337412B2 (ja) 2008-06-19 2013-11-06 株式会社神戸製鋼所 脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板およびその製造方法
JP5418251B2 (ja) * 2009-01-30 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 耐ｈｉｃ性に優れた厚肉高張力熱延鋼板の製造方法
JP2011052244A (ja) 2009-08-31 2011-03-17 Nippon Steel Corp 脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０〜１２５ｍｍの厚手高強度鋼板の製造方法
KR101253958B1 (ko) * 2010-12-27 2013-04-16 주식회사 포스코 우수한 파괴전파 저항성 및 저항복비 특성을 갖는 라인파이프용 강판 및 그 제조방법
CN108130479A (zh) 2011-02-08 2018-06-08 杰富意钢铁株式会社 长脆性裂纹传播停止特性优异的板厚为50mm以上的厚钢板及其制造方法
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
JP6094139B2 (ja) * 2011-12-21 2017-03-15 Ｊｆｅスチール株式会社 強度−伸びバランスに優れた高張力鋼板およびその製造方法
JP5949682B2 (ja) 2012-07-03 2016-07-13 Ｊｆｅスチール株式会社 脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用鋼板の製造方法
IN2015DN00772A (zh) 2012-09-13 2015-07-03 Jfe Steel Corp
JP5928374B2 (ja) 2013-03-14 2016-06-01 Ｊｆｅスチール株式会社 非調質低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法
BR112015023632B1 (pt) * 2013-04-04 2020-04-28 Jfe Steel Corp chapa de aço laminada a quente e método para produção da mesma
CN105143487B (zh) * 2013-08-30 2017-03-08 新日铁住金株式会社 耐酸性、耐压碎特性及低温韧性优异的厚壁高强度线管用钢板和线管
WO2017006144A1 (en) 2015-07-09 2017-01-12 Arcelormittal Steel for press hardening and press hardened part manufactured from such steel
KR101726082B1 (ko) 2015-12-04 2017-04-12 주식회사 포스코 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열개시 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법

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