CN1924063A - 耐hic性优良的高强度韧性钢的制造方法 - Google Patents

Abstract

一种耐HIC性优良的高强度高韧性钢的制造方法，将在每1mm²中分散有4个以上以大小为0.2～20μm的Al－Ti－Mn三元系氧化物为主体的氧化物、且该氧化物满足下述(1)～(6)式当中的式(1)(5)(6)或满足式(1)(2)(3)(4)的钢，加热至1000～1250℃的温度范围后，将950℃以下的累积压下量设为50％以上而在780～900℃结束压延，从760℃以上开始以5～50℃/sec的冷却速度，(i)水冷至350～600℃，其后自然冷却，或者(ii)水冷至350℃以下，其后在600℃以下进行回火处理。(Ti+Mn+Al)＞(构成氧化物粒子的全部金属元素)×0.70(mol比)…(1)设为Ti+Mn+Al＝100时的mol比为(Ti+Mn)≥80.0mol％…(2)，50.0mol％≥Mn≥7.0mol％…(3)，20.0mol％≥Al…(4)，(Al+Mn)≥40.0mol％…(5)，1.0≤(Al/Mn)≤5.0(in mol)…(6)。

Description

耐HIC性优良的高强度韧性钢的制造方法

技术领域

本发明涉及耐HIC性优良的高强度高韧性钢的制造方法，特别涉及在具有API×65规格以上的高母材强度的同时，能够遍及HAZ部全部区域地确保优良的韧性的例如可以用作大径焊接钢管用原材料的高强度高韧性钢的制造方法。

背景技术

为了实现耐HIC性的提高，进行了钢的高纯度化、利用夹杂物的形态控制加速冷却的组织改善等。

要在具有高强度(API规格×65以上，特别是×70～×80以上)的同时，确保耐HIC性的话，则由于为了保证强度而添加的合金元素(特别是Mn)的影响使得在连续铸造坯料中心部容易产生硬化组织，因而十分困难。

以往例如在特开平5-271766号公报中，公布有在以低C-低Mn-Nb-Ti类为基础分别复合添加了0.5％以下、0.3％以下的Cr、Mo的钢中使用TMCP而形成高强度、高韧性并且耐HIC性优良的×80级钢的制造方法。

但是，在此种以往技术中，虽然Nb、Mo的复合添加在母材的强度、韧性提高方面有效，但是损害HAZ部的韧性的可能性很大。

发明内容

所以，本发明的目的在于，提供在实现母材的强度、韧性的提高的同时，还可以确保HAZ部的韧性的耐HIC性优良的×80级钢的制造方法。

本发明人等为了解决此种问题而反复进行了各种研究，结果发现，为了在具有高母材强度的同时可以遍及HAZ部全部区域地确保优良的韧性，着眼于使用微细的Ti-Mn-Al氧化物的分散技术，在进行了进一步研究后得到了如下的见解。

(1)为了在压制被认为导致中心偏析部的硬度上升、使耐HIC性变差的C、Mn、P水平的同时保证强度，复合添加Nb、Mo，另一方面，为了实现因Nb、Mo复合添加而变差的HAZ部的韧性的提高，微细地分散Ti-Mn-Al类氧化物，通过将其作为粒内针状铁氧体的核生成点使用，而能够使HAZ部组织微细化。

(2)虽然对于埋弧焊接的焊接金属等来说，一般采用在钢中分散氧化物而将组织微细化的技术，但是当要将该方法应用于通常的钢材时，由于分散个数变得极少，因此很难充分地发挥所期望的效果。

针对该条件的解决方法，可以考虑2种。其一是在钢中形成容易分散的氧化物晶种，另一个是在钢中形成组织微细化能力大的氧化物。

(3)本发明人等着眼于氧化物组成的积极的抑制，在钢中形成由Al、Ti、Mn形成的氧化物，对此时的钢的性能进行了调查。

作为结果，发现如下的3点。即，

i)分散在钢中的氧化物是否在焊接热影响部中作为粒内铁氧体析出核发挥作用，强烈地依赖于所分散的各个氧化物组成。

ii)钢中的氧化物为Al氧化物、Ti氧化物或Al-Ti氧化物时，基本上无法获得HAZ部组织改善等有用的效果。

iii)作为铁氧体核有效的氧化物是具有符合图1(a)及图1(b)的区域A、B这两个区域的组成的氧化物，在它们单独及形成复合体的情况的任意一种情况下，都可以成为良好的铁氧体/针状铁氧体核。

iv)为了以能够适于商业生产的程度稳定地形成相当于区域A、B的氧化物，对于作为Al、Mn、Ti以外的脱氧元素的C及Si，需要在其含量上设置上限，必须设为C≤0.09％、Si≤0.5％。其中，对于C也要考虑耐酸性。

v)当过多地添加Ca、Zr时，就不会形成相当于区域A、B的氧化物。但是，如果限制添加量，并且在添加Ti、Al之前添加，将添加后的熔钢中的溶解氧量确保在10ppm以上的话，则能够使相当于区域A、B的氧化物分散在钢中，可以获得优良的HAZ部韧性。

这里，本发明是基于如上所述的见解而完成的，作为其主旨的内容是具有如下特征的耐HIC性优良的高强度高韧性钢的制造方法，在将以重量％表示具有C：0.04～0.09％、Si：0～0.5％、Mn：1.00～1.40％、P≤0.010、S≤0.003、Nb：0.005～0.060％、Mo：0.05～0.50％、Ti：0.005～0.025％、Al≤0.02％、O：0.0010～0.0070％、N：0.0005～0.0100％另外根据需要具有Cu：0.05～1.5％、Ni：0.05～1.5％、Cr：0.05～1.0％、V：0.01～0.1％、Ca：0.001～0.005％、B：0.00005～0.0020％的1种或2种以上而剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的钢组成、并且在钢材中每1mm²分散4个以上以大小为0.2～20μm的Al-Ti-Mn三元系氧化物为主体的氧化物、该氧化物满足下述(1)～(6)式当中的式(1)(5)(6)或满足式(1)(2)(3)(4)的钢，加热至1000～1250℃的温度范围后，将950℃以下的累积压下量设为50％以上而在780～900℃结束压延，从760℃以上开始以5～50℃/sec的冷却速度，(i)水冷至350～600℃，其后自然冷却，或者(ii)水冷至350℃以下，其后在600℃以下进行回火处理。

(Ti+Mn+Al)＞(构成氧化物粒子的全部金属元素)×0.70(mol比)                                                …(1)

以下，以设为Ti+Mn+Al＝100时的mol比

(Ti+Mn)≥80.0mol％                         …(2)

50.0mol％≥Mn≥7.0mol％                      …(3)

20.0mol％≥Al                                …(4)

(Al+Mn)≥40.0mol％                         …(5)

1.0≤(Al/Mn)≤5.0(in mol)                  …(6)

像这样，根据本发明，对于Al-Ti-Mn三元系氧化物，通过将组成控制在适当范围而使之分散在钢中，就可以特别是在HAZ部，即焊接热影响部中获得优良的组织微细化效果，使韧性提高，可以利用其他的母材成分以及制造条件兼具良好的母材强度、韧性及耐酸性。

附图说明

图1(a)是表示本发明的Al-Ti-Mn的比率的图，图1(b)是表示杂质元素容许配位的图。

图2(a)～(c)分别是表示本发明的钢中氧化物分析结果的图。

具体实施方式

[作用]下面，对在本发明中将钢组成及制造条件如上所述地限定的理由与其作用一起进行说明。而且，本说明书中，只要没有特别指出，「％」都表示重量％。

如同已经说明的那样，本发明具有如下特征，即，为了在控制被认为导致中心偏析部的硬度上升、耐HIC性的恶化的C、Mn、P的配比的同时，在另一方面又保证强度，而复合添加Nb、Mo，这次为了实现由该Nb、Mo复合添加而变差的HAZ部韧性的改善，使Ti-Mn-Al类氧化物微细分散，通过将其作为粒内针状铁氧体的核生成点使用，而使得HAZ部组织微细化。

C：0.04～0.09％

C在确保强度方面是必需的元素。由于当C含量小于0.04％时，则无法获得必需的强度，因此下限设为0.04％。另一方面，当超过0.09％时，则由于原材料及焊接接头部的韧性变差，因此上限设为0.09％。优选0.05～0.08％。

Si：0～0.5％

Si虽然也可以不添加，但是在钢的熔炼时作为脱氧剂发挥作用，并且在强度的提高方面有效。当为了获得这些效果而积极地添加时，其下限优选设为0.05％。另一方面，当超过0.5％时，由于岛状马氏体的生成被促进，导致HAZ部韧性的恶化，因此其上限设为0.5％。优选的范围为0.1％以下。

Mn：1.00～1.40％

Mn作为脱氧剂，另外在提高原材料的强度和韧性方面有效。在确保X65级别以上的原材料强度时，需要1.00％以上的Mn含量。另一方面，当超过1.40％时，由于随着中心偏析部的硬度上升，耐HIC性的恶化变得显著，因此上限设为1.40％。优选的范围是1.10～1.30％。

Nb：0.005～0.060％

Nb具有形成微细的碳氮化物、提高强度的效果。为了获得该效果，需要设为0.005％以上。另一方面，当超过0.060％时，则由于脆化的弊病一方变大，因此上限设为0.060％。优选的范围是0.030～0.050％。

Mo：0.05～0.50％

Mo在通过淬火性的提高和奥氏体的再结晶抑制的效果而增大控制压延效果，来提高强度方面是有效的。该效果特别因与Nb的复合添加而增大。为了获得这些效果，需要在0.05％以上。另一方面，当超过0.50％时，由于导致韧性的恶化，因此上限设为0.50％。优选的范围是0.15～0.30％。

Ti：0.005～0.025％

Ti通过形成微细的氮化物而防止γ粒子的粗大化，在提高韧性方面有效。另外使之包含在分散氧化物中有助于Al-Ti-Mn类氧化物的形成。为了获得该效果，需要设为0.005％以上。另一方面，当超过0.025％时，由于因碳化物的析出而使韧性降低，另外，由于对于本发明来说难以形成真正的Al-Ti-Mn类氧化物，另外，为了防止形成与HAZ部组织微细化能力小的Ti203接近的Ti氧化物，其上限设为0.025％。优选的范围是0.005～0.015％。

Al：0.02％以下

当Al被过多地含有时，由于会阻碍Ti-Mn-Al类氧化物的形成，因此不能进行过多的添加。由此，将0.02％设为上限。优选0.005％以下。

另一方面，由于Al作为分散氧化物的构成元素是必需的，因此作为氧化物的构成金属元素，虽然是微量的，但是也必须含有。但是，氧化物分散个数即使很少也会充分地发挥效果，因此Al量的下限即使很小也没有问题，从计算方面考虑，设为0.0001％以上。该值由于大大地小于Al的分析极限，因此本发明中没有设定下限。

另外，Mn、Ti、Al脱氧力很强，在添加Al而使溶解氧浓度充分地降低后，在氧化物中就不含有Ti、Mn。另外，在添加Ti而使溶解氧充分地降低后，Mn就不形成氧化物，也很难在氧化物中含有Al。

由此，本发明中，Mn、Ti、Al必须大致同时地参与最终脱氧。在添加了这些脱氧元素后，而且按照确保10ppm左右的溶解氧的方式调节添加量条件，其后，必须出钢、使之凝固。

而且，以往在钢中，Al全脱氧钢由于是添加Al而将氧脱除，而在Ti脱氧钢中添加Ti而将氧脱除来制造，因此没有满足形成Al-Ti-Mn的复合氧化物的条件。

O：0.0010～0.0070％

本发明中，为了利用分散在钢中的包括Al-Mn氧化物、Ti-Mn氧化物及Al-Mn-Ti氧化物的复合氧化物，由于已经叙述的理由，对于氧需要有下限，使之含有0.0010％以上。

另一方面，当氧含量超过0.0070％时，由于即使利用Al、Ti等充分地固定氧，钢的纯净度恶化也会变得明显，因此母材及HAZ部都无法获得实用的韧性。优选的范围是0.0010～0.0040％。

N：0.0005～0.0100％

当N大量地存在时，就会使母材、HAZ部的韧性都变差。通常来说，虽然在钢中添加Ti而以TiN的形式固定使其无害化，但是当存在于钢中的N超过0.0100％时，在HAZ部中在加热时TiN就会固溶于钢中，导致HAZ部的硬化，韧性变差。由此，N以0.0100％为上限。

另外，将N减少至小于0.0005％，在实际的生产上是非常困难的，从经济性的观点考虑，将该值设为本发明中的下限值。而且，TiN由于在HAZ部中抑制γ粒子的生长，因此在通常的焊接用钢中，为了确保其分散量，经常在一定程度上含有N。

但是，在像本发明那样进行大热量输入热焊接时，TiN再三被暴露在高温中而溶失，丧失其效力。而且，本发明中，由于利用针状铁氧体析出而将γ粒子实质上地微细化，因此γ粒子的粗大化不会造成很大的不良影响，TiN分散的好处很少。当然，为了确保高温延展性，使连续铸造等制造更容易，N量越低越好，即使设为0.0005％也没有问题。

S：0.003％以下

S是不可避免的杂质，当大量存在时，就会成为焊接破裂的原因，形成MnS等能够成为破裂的起点的夹杂物。另外，为了将MnS向Ti-Al-Mn类氧化物上的复合析出，抑制在对HAZ部韧性没有影响的程度，设为0.003％以下，优选设为0.001％以下。

P：0.010％以下

P虽然是不可避免的杂质，但是由于会助长中心偏析等而使耐HIC性变差，因此在本发明中将0.010％设为上限。优选设为0.008％以下。

Cu：0.05～1.5％

Cu是在强度提高方面有效的所需添加元素。为了获得该效果，需要0.05％以上的含量。另一方面，当超过1.5％时，就会使焊接性变差。

Cr：0.05～1.0％

Cr是在强度提高方面有效的所需添加元素。为了获得该效果，需要0.05％以上的含量。另一方面，当超过1.0％时，就会使焊接性变差。

Ni：0.05～1.5％

Ni是在强度和韧性的提高方面有效的所需添加元素。为了获得该效果，需要0.05％以上的含量。另一方面，当超过1.5％时，就会损害经济性。

V：0.01～0.1％

V根据需要而添加，与Nb相同，形成碳氮化物而使强度提高。但是，由于没有Nb那样的效果，因此最低需要设为0.01％的含量。另一方面，当超过0.1％时，就会损害韧性。

Ca：0.001～0.005％

Ca也是在强度和韧性的提高方面有效的所需添加元素。如果是适当的水平，则由于可以防止对耐HIC性有害的MnS的析出，因此将下限设为0.001％，但是另一方面，当使之含有过多时，则由于不仅会破坏Ti-Al-Mn类氧化物等氧化物，而且还会带来硬质本身的恶化，因此将上限设为0.005％。但是，Ca在Mn、Ti、Al的脱氧元素的添加之前添加。

B：0.00005～0.0020％

B即使是微量也会增大γ晶界的淬火性，是为了提高母材强度而有效的所需添加元素，在HAZ部中，由于形成韧性低的硬化组织，因此通常从确保HAZ韧性的观点考虑并不理想。

但是，本发明中，在钢中分散有Ti-Al-Mn类氧化物，无论有无B，都作为针状铁氧体的非常有效的核生成点发挥作用。由此，可以容许B的添加，如果添加量不超过20ppm，则HAZ韧性即使变差，也停止在可以容许的水平。

另外，B会选择性地增大γ晶界的淬火性，在像本发明那样在钢中分散有Ti-Al-Mn类氧化物的情况下，由于增大粒内析出的铁氧体量而使组织微细化，因此如果是微量的，则会可靠地改善HAZ部韧性。

特别是当进行大热量输入焊接时，由于HAZ部的γ粒子粗大化，因此向γ晶界的偏析性高的B与母材或小热量输入的HAZ部相比，可以用非常少的量发挥效果。根据本发明人等的研究，如果将Ti/N设为2以上，则即使含量为0.5～4ppm，也可以在韧性确保中获得很大的效果。而且，此时，如果在钢中未分散有Ti-Al-Mn类氧化物，则完全无法期望有HAZ部韧性的改善。另外，该添加量下，由于对母材的强度上升基本上没有帮助，因此就能够对强度实质上不产生影响的情况下实现控制HAZ部性能的成分设计。

像这样，由于对大热量输入焊接HAZ，能够以非常少的含量发挥效果，因此即使在B添加量上设有比较严格的上限的用途中也能够使用，在HAZ部韧性确保中十分有用。

根据如上所述的理由，本发明中，B含量在以HAZ部韧性改善为主要目的时，设为0.5～4ppm，在意图实现母材的强度确保时，设为4～20ppm的范围。

本发明钢既可以用实验室规模制造，也可以用实际制造工序的规模制造，在熔炼时，需要在利用Si、Mn的预备脱氧后，使在预备脱氧时形成的微细的脱氧生成物的一部分悬浮在熔融钢中，而且将溶解氧以重量％表示调整为0.002％以上的过程。然后，最好将Al浓度以重量％表示调整为0.0001％以上0.005％以下，此后，添加Zr、Ti、Ca、Mg、Hf、Y及稀土类元素，进行铸造。另外，实际的制造工序的铸造最好利用连续铸造法。这是因为，与利用锭材的相比，不仅生产效率更高，更为经济，而且在凝固时冷却速度更大，更容易使氧化物分散。条件式(1)～(4)、条件式(1)(5)(6)是用于限定相当于图1(a)、(b)的区域A及B的组成的条件。

图1(a)表示除去杂质元素，对于Al-Ti-Mn，以设为Al+Ti+Mn＝100时的摩尔比，在HAZ组织微细化中有效的氧化物的组成。图1(b)将混入到氧化物的杂质(金属)元素量取作四面体的顶点，来表示本发明的组成范围。杂质元素量设为小于20mol％。

区域A是将包括Galaxite(Al₂MnO₄)的Al-Mn-Ti三元素作为主要的构成元素的氧化物。区域B相同，为三元素类氧化物，包括Ti的比率更多的区域。作为共同的物性，可以举出与作为绝缘体的Al203或Ti203相比具有高出很多的电传导率。相反，在区域E、D、C中，氧化物的传导率低，此种低传导率区域不属于本发明范围。

本发明人等根据经验得到以下的事实，即，高传导率组成的氧化物作为铁氧体或针状铁氧体核是有效的，本发明的氧化物组成的限定范围根据该事实而定。

具有相当于区域B的组成的氧化物既有单独分散的情况，也有与相当于区域A的氧化物形成复合粒子的情况。在任意一种情况下，氧化物粒子都作为良好的铁氧体核或针状铁氧体核发挥作用。

区域B的粒子或区域B、A的复合粒子中，有时附着有相当于E、C的粒子，但是在该情况下，也作为核发挥作用。但是，具有相当于区域E、C的组成的粒子自身是无法获得希望的效果。

另外，为了在钢中形成具有区域F及G的组成的氧化物，由于在过度地提高Mn添加量的同时，必须提高钢中的全氧量，因此韧性变差，特别难以适于厚钢板等用途。而且，相当于区域D的组成的复合氧化物虽然还不清除理由，但是由于难以再现性良好地形成于钢中，因此脱离于本发明的范围。

Mn、Ti、Al以该顺序氧化力增强，在含有Al后，Ti或Mn就不形成氧化物。由此，为了在钢中形成相当于图1的区域A、B的复合氧化物，在最终脱氧后，必须控制为Mn～1％，Ti～100ppm，而且将微量的Al向钢水控制性地供给，使之凝固。此时，与Ti和Al量的比对应地，区域A和B的氧化物的形成量变化。

另外，在到达最终脱氧途中的预备脱氧的阶段，添加Al、Ca、Mg、Y、Zr、Hf之类的强脱氧元素对于确保添加后的钢水中的溶解氧量在10ppm以上的情况是容许的。

区域B的氧化物的不含有Al的部分不稳定，有难以使之稳定地分散在钢中的倾向。由此，最好含有0.5mol％以上。但是，由于对于组织微细化，即使Al的比率小于0.5mol％时也会发挥效果，因此在区域B的本发明的范围中，没有设置Al量的下限。

作为构成钢材中的氧化物的金属元素，除了Al、Ti、Mn以外，还有Ca、Mg、Y、Hf等。它们虽然从形成硫化物而抑制MnS的形成的观点考虑是理想的，但是当混入到分散氧化物时，就会被看作杂质。由此，即使Al、Ti、Mn的比率满足式(2)～(6)，当Ca、Mg等的混入率增大时，也会有无法获得所需的效果的情况。

本发明中，杂质元素混入的影响被认可到30mol％为止。由此，如式(1)所示，杂质向氧化物中的混入率以30mol％为上限。

氧化物的分散个数能够以氧量及凝固时的冷却速度来调整，如果增加氧量，则分散个数增加，当无法改变氧量时，则有越增大冷却速度，分散个数就越大的倾向。氧量可以用精炼条件的调整来控制。另一方面，在铸造大型的钢块的情况下，难以取得较大的冷却速度，分散个数碱少，但是如果使之分散4个/mm²以上，则可以确保充分的HAZ部韧性。该分散个数在利用连续铸造设备铸造的情况下，可以容易地实现。

本发明钢既可以用实验室规模制造，也可以用实际的制造工序的规模制造。特别是实际的制造工序中的铸造优选利用连续铸造法进行。这是因为，与利用锭材的方法相比，不仅生产效率更高，更为经济，而且凝固时的冷却速度更大，更容易使氧化物分散。

(2)制造方法

下面对本发明方法的工序和条件的限定理由进行说明。本发明是依照下面的(1)～(4)的工序和条件对所述的原材料钢进行处理的。

(1)加热至1000～1250℃而热轧。

(2)将950℃以下的累积压下率设为50％以上。

(3)在精加工温度780～900℃下结束压延。

(4)从760℃以上开始以5～50℃/秒的冷却速度水冷至350～600℃，其后自然冷却。

(5)或者水冷至350℃以下，其后在600℃以下实施回火处理。

加热温度：从使之100％γ(奥氏体)化，促进Nb的固溶的观点考虑设为1000℃以上。另一方面，当超过1250℃时，则γ粒子粗大化而导致韧性的恶化。

未再结晶区域压下率：为了提高母材韧性，将950℃以下(未再结晶区域)的累积压下率设为50％以上。优选将900℃以下的累积压下率设为60％以上。

热轧精加工温度：小于780℃时则α(铁氧体)析出，耐HIC性恶化。另一方面，当超过900℃时，则组织的微细化变得不充分。优选780～850℃。

冷却速度：在所述的热轧结束后，立即或者夹隔对于设备来说不可避免的自然冷却进行加速强制冷却。冷却速度小于5℃/秒时，则无法获得加速冷却的效果。另一方面，当超过50℃/秒时，则成为过度的淬火组织，韧性恶化。优选的冷却速度为10～35℃/秒。

冷却停止速度：超过600℃时，则利用加速冷却获得的强度上升效果不充分。另外，小于350℃的话，则虽然有明显的强度上升，但是韧性变差。由此，在水冷后不实施后述的回火处理的情况下，将冷却停止温度设为350～600℃。另一方面，在以明显的强度上升为目的的情况下，为了利用低温相变生成物的形成，设为350℃以下。

回火处理温度：由于在所述的350℃以下的冷却下形成的低温相变生成物也会导致韧性的恶化，因此实施回火处理。但是，回火温度超过650℃时，则强度降低变得明显。

[实施例]

在熔炼了表1所示的组成的钢后，以表2所示的条件进行热轧、水冷、回火冷轧。

评价所得的压延材料的机械特性及焊接特性，将结果集中表示在表3中。图2(a)中表示本发明例No.3的钢中氧化物的分析结果。同样地，图2(b)表示No.5的结果，图2(c)表示No.8的结果。而且，这是EDX分析的结果。

                                            表1

供实验材料No.	壁厚(mm)	化学组成(重量％)																		备注
																					C	Sl	Mn	P	S	Nb	Mo	Ti	Al	O	N	Ca	Ni	Cr	V	Ca	B	其他
		1	25	0.06	0.10	1.22	0.005	0.001	0.040	0.22	0.009	0.001	0.0035	0.0028	-	-	-	-	-																				-		本发明例
2	19																			0.05	0.06	1.15	0.003	0.001	0.035	0.18	0.012	0.002	0.0021	0.0036	0.35	0.40	-	-	0.002	-
		3	32	0.08	0.15	1.10	0.003	0.001	0.046	0.24	0.016	0.003	0.0028	0.0045	-	-	0.16	0.03	-																			-	Mg：0.0013
4	22																			0.06	0.35	1.28	0.008	0.001	0.027	0.22	0.008	0.001	0.0015	0.0012	-	-	-	-	-	0.0008
		5	40	0.07	0.01	1.36	0.001	0.001	0.048	0.24	0.010	0.003	0.0030	0.0045	1.1	0.67	-	-	0.001																			0.0005	Zr：0.010
6	20																			0.05	0.15	1.10	0.002	0.001	0.035	0.22	0.008	0.002	0.0022	0.0040	-	-	-	0.04	-	-	Hf：0.005REM：0.002
		7	25	0.05	0.18	1.35	0.002	0.001	0.038	0.20	0.011	0.001	0.0028	0.0032	0.20	0.20	0.32	-	0.002																			-	Y：0.003
8	38																			0.08	0.24	1.15	0.002	0.001	0.038	0.16	0.008	0.003	0.0018	0.0029	0.20	0.35	0.18	-	-	-
		9	25	0.15*	0.35	1.10	0.008	0.002	0.012	0.22	0.012	0.002	0.0032	0.0038	-	-	-	0.04	-																			-		比较例
10	15																			0.08	0.18	1.13	0.007	0.001	0.028	0.30	0.012	＜0.001	0.0030	0.0027	0.24	0.22	-	-	0.001	-
		11	40	0.08	0.15	1.85*	0.008	0.001	0.044	0.01*	0.006	0.001	0.0012	0.0026	0.35	0.18	-	-	-																			-
12	20																			0.05	0.01	1.20	0.007	0.002	0.008	0.20	0.011	0.001	0.0026	0.0033	-	-	0.20	0.06	-	0.0008
		13	20	0.05	0.01	1.20	0.007	0.002	0.005	0.20	0.011	0.002	0.0026	0.0033	-	-	0.20	0.06	-																			0.0008

                                               表2

供实验材料No.	壁厚(mm)	加热温度(％)	在950℃以下压下(％)	精加工温度(％)	水冷开始温度(％)	水冷结束温度(％)	水冷结束+回火温度(％)		冷却速度(℃/s)	YS(N/mm2)	TS(N/mm2	vE-40(J)	HIC破裂率(NACE液)(％)	备注
															1	25	1180	65	810	780	400	-	-	12	550	590	290	0	本发明例
2	19	1140	80	850	800	510	-	-	18	590	670	264	0
														3	32	1200	55	840	810	-	200	500	8	620	690	222	0
4	22	1100	75	900	820	500	-	-	12	595	645	294	0
														5	40	1140	66	800	770	-	R.T.	580	10	625	685	294	0
6	20	1000	80	850	800	480	-	-	20	555	610	278	0
														7	25	1140	75	880	830	-	200	550	20	610	660	294	0
8	38	1140	66	810	800	450	-	-	10	600	670	222	0
														9	25	1140	75	880	840	500	-	-	20	510	600	196	60*	比较例
10	19	1180	80	830	720*	550	-	-	25	470	610	128	25*
														11	32	1180	55	800	770	-	R.T.	600	8	580	640	294	55*
12	22	1180	75	700*	660*	500	-	-	20	560	590	124	35*
														13	40	900*	80	780	730*	660*	-	-	20	500	570	172	25*

                                        表3

供实验材料No.	氧化物粒子分散数(个/mm2)			氧化物中金属元素构成比率(mol％平均值)						再现HAZ部韧性			备注
														A区域氧化物			B区域氧化物
				Δt＝30svTs(℃)	Δt＝60svTs(℃)	Δt＝120svTs(℃)
							A区域	B区域	A、B以外	Al+Mn	Al/Mn	Al+Ti+Mn								Ti+Mn	Mn	Al+Ti+Mn
	12345678	1630184＜180322	62521151021＜1											21432765	59.065.180.548.9-76.663.372.9	3.31.91.71.6-4.21.53.9	94.296.395.080.8-84.589.994.6	98.082.891.590.493.496.084.6-	12.835.215.611.020.921.518.8-				98.897.698.296.282.397.489.0-	-70-84-66-78-82-80-79-73	-59-66-51-56-63-60-57-54	-46-42-49-40-48-42-47-43	本发明例
910111213				＜1＜11＜1＜1	＜1＜11＜1＜1	1015213319	--88.1--	--1.2--	--93.2--	--88.0--	--50.2--	--91.6--	-33-10-36-28-31							-280-38-14-28	-1618-14-3-10	比较例

Δt：800～500℃的冷却时间(s)

根据本发明，可以获得具有×65以上的高强度和能够遍及母材～HAZ全部区域地满足-40℃以下的规格的高韧性，并且在NACE液中的耐HIC性能方面优良的钢材。

Claims (2)

1.一种耐HIC性优良的高强度高韧性钢的制造方法，其特征是，在将以重量％表示具有C：0.04～0.09％、Si：0～0.5％、Mn：1.00～1.40％、P≤0.010％、S≤0.003％、Nb：0.005～0.060％、Mo：0.05～0.50％、Ti：0.005～0.025％、Al≤0.02％、O：0.0010～0.0070％、N：0.0005～0.0100％，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的钢组成、并且在钢材中每1mm²分散有4个以上以大小为0.2～20μm的Al-Ti-Mn三元系氧化物为主体的氧化物、该氧化物满足下述(1)～(6)式当中的式(1)(5)(6)或满足式(1)(2)(3)(4)的钢，加热至1000～1250℃的温度范围后，将950℃以下的累积压下量设为50％以上而在780～900℃结束压延，从760℃以上开始以5～50℃/sec的冷却速度，(i)水冷至350～600℃，其后自然冷却，或者(ii)水冷至350℃以下，其后在600℃以下进行回火处理；

(Ti+Mn+Al)＞(构成氧化物粒子的全部金属元素)×0.70(mol比)                                    …(1)

以下，以设为Ti+Mn+Al＝100时的mol比

(Ti+Mn)≥80.0mol％             …(2)

50.0mol％≥Mn≥7.0mol％          …(3)

20.0mol％≥Al                    …(4)

(Al+Mn)≥40.0mol％             …(5)

1.0≤(Al/Mn)≤5.0(in mol)      …(6)

2.根据权利要求1所述的耐HIC性优良的高强度高韧性钢的制造方法，其特征是，所述钢组成，以重量％表示，还含有Cu：0.05～1.5％、Ni：0.05～1.5％、Cr：0.05～1.0％、V：0.01～0.1％、Ca：0.001～0.005％、B：0.00005～0.0020％的1种或2种以上。

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