CN1989266B - 声各向异性小的焊接性优异的高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供声各向异性小、焊接性优异的抗拉强度570MPa级以上的高强度钢板、和以生产率高的加速冷却-中途停止工艺为前提的钢板的制造方法，所述钢板是0.055％≤Nb+2Ti≤0.105％、A＝(Nb+2Ti)×(C+N×12/14)的值为满足0.0025～0.0055的范围、并具有贝氏体为30vol％以上、珠光体+岛状马氏体为不足3vol％的钢组织的高强度钢板。将钢加热到1200℃以上，在1020℃以上进行粗轧后，进行超过920℃但不足1020℃的累积压下率为15％以下、860～920℃的累积压下率为20～50％的轧制，接着从800℃以上以2～30℃/sec的冷却速度开始加速冷却，在600～700℃停止加速冷却，然后以0.4℃/sec以下进行冷却。

Description

声各向异性小的焊接性优异的高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种在不需要离线热处理的高生产率下制造声各向异性小、焊接性优异的抗拉强度570MPa级以上的高强度钢板的方法。本发明钢可以以厚板、钢管或型钢的形态作为桥梁、船舶、建筑结构物、海洋结构物、压力容器、压力水管、管线用管等的焊接结构物的结构构件使用。
背景技术
作为桥梁、船舶、建筑结构物、海洋结构物、压力容器、压力水管、管线用管等的焊接结构构件使用的抗拉强度570MPa级以上的高强度钢板，除了要求强度以外，还要求韧性和焊接性，近年来，特别是要求在大线能量下的焊接性的情况也多，一直以来进行了很多提高特性的研讨。钢板的组成和制造条件，例如在特开昭53-119219号公报、特开平01-149923号公报等中曾被公开。这些公报涉及将钢板轧制后，在离线下进行再加热淬火，然后再加热回火热处理的制造方法。另外，例如在特开昭52-081014号公报、特开昭63-033521号公报、特开平02-205627号公报等中公开了钢板在轧制后在线进行淬火的所谓直接淬火的制造技术。这些技术在再加热淬火、直接淬火的任何一种场合都需要离线回火热处理。但是，需要离线的热处理工序无论如何都损害生产率，所以为了提高生产率，希望一种省略回火热处理的不需要离线热处理的所谓非调质的制造方法。
涉及非调质的制造方法的技术，也公开了好几种，例如有特开昭54-021917号公报、特开昭54-071714号公报、特开2001-064723号公报、特开2001-064728号公报等。这些公报都是涉及在中途停止钢板轧制后的加速冷却的加速冷却-中途停止工艺。这是通过加速冷却进行急冷到相变温度以下、得到淬火组织，同时通过在相变后的温度较高的状态下停止水冷，转变成缓冷过程，经该缓冷过程得到回火效果，从而想要省略再加热回火的技术。但是，为了得到韧性和强度，这些制造技术均需要在较低温度下控制轧制，完成轧制的温度为800℃左右，因此需要待温时间，不能说生产率高。另一方面，特别是在桥梁、建筑等的用途中，由于影响焊缝区的超声波斜角探伤试验的精度，因此要求声各向异性小，但在800℃左右的温度下完成轧制的控制轧制中，由于形成织构，因此钢板的声各向异性增大，不一定符合这样的用途的需要。
另外，在上述特开2001-064728号公报中，公开了采用加速冷却-中途停止工艺的抗拉强度570MPa级以上的高强度钢板的制造技术。但是，在该专利中，尽管认为V在中途水冷停止后的缓冷阶段也对析出强化有贡献，但据本发明者们的研讨，如后述的那样，得到这样的见解：V在中途水冷停止后的缓冷阶段的析出速度比Nb、Ti慢，对强化并不那么有效，可以认为该成分组成不一定能得到稳定的强度。
另外，在特开2002-053912号公报中经公开了轧制后也不进行水冷的非调质工艺，该工艺由于不进行低温的控制轧制，因此声各向异性不变大，但为了得到强度，Cu、Ni、Mn等合金添加量增多，存在经济性问题。
发明内容
本发明的课题在于：利用以合金添加量少的经济的成分组成、和生产率高的加速冷却-中途停止工艺为前提的制造方法，得到声各向异性小、焊接性优异的抗拉强度570MPa级以上的高强度钢板。作为对象的钢板的板厚度为100mm以内。
高强度钢的强化方法有好几种，利用Nb、V、Ti、Mo、Cr的碳化物或氮化物等的析出强化的方法，能够采用比较少的合金成分进行强化。此时，为了得到大的析出强化量，形成与基体有共格性的析出物变得重要。
在加速冷却-中途停止工艺中，在轧制中的阶段，钢组织为奥氏体，通过轧制终了后的加速冷却而进行相变，成为贝氏体和铁素体等的铁素体基体的组织。在轧制过程中在奥氏体中析出的析出物，在相变后失去与铁素体基体的共格性，强化效果变小。另外，在轧制的早期阶段析出的析出物粗大化，也成为使韧性降低的主要因素。因此，在轧制中抑制析出物的析出、在水冷停止后的缓冷中的阶段尽量使之在贝氏体或铁素体组织中析出是重要的。如果是水冷后再加热、进行回火热处理的工艺，则能够充分地采用用于析出的温度和时间，因此容易得到较大的析出强化。与此相对，在为不进行再加热回火的加速冷却-中途停止工艺的场合，在水冷停止后的缓冷中期待析出，但为了得到淬火组织，水冷停止温度某种程度上不得不为低温，因此与用于析出的温度和时间一同受到制约，一般对析出强化不利。正因为如此，象上述那样非调质工艺的生产率高的另一面，要得到与调质工艺相同的强度就需要较多的合金元素，或者不得不进行低温的控制轧制。
因此，本发明者们以生产率高的加速冷却-中途停止工艺为前提，为了在不大量地添加合金元素、和不进行低温控制轧制的情况下得到高强度，特别地对最大限度地有效利用析出强化的方法进行了反复深入的研讨。
首先，为了弄清楚水冷停止后缓冷过程中的析出行为，详细研讨了贝氏体或铁素体组织中的各类合金元素的碳化物、氮化物、碳氮化物的析出速度和析出强化量、与温度和保持时间的关系。其结果，在贝氏体或铁素体组织或它们的混合组织中，Nb碳氮化物、Ti碳化物的析出速度比V等其它元素快，且它们成为与基体共格的析出物，因此强化量大。特别是在600～700℃的温度区的析出速度快、强化量大。而且，在并用Nb和Ti、或者Nb和Ti及Mo进行复合析出的场合，通过协同效应，即使短时间的保持，与基体共格的析出物也微细分散，能够得到较大的析出强化。
但是，当Nb、Ti的添加量过多时，存在生成的析出物变得粗大的倾向，析出物的个数反倒变少，因此析出强化量降低。Nb、Ti的碳化物、氮化物及碳氮化物在奥氏体中和在铁素体中的析出速度、析出物的形态，受Nb、Ti添加量和C、N量的影响很大。本发明者们通过各种试验和解析，得到以下见解：Nb、Ti的碳化物、氮化物及碳氮化物的析出速度、析出形态，可用参数A＝([Nb]+2×[Ti])×([C]+[N]×12/14)很好地整理，通过将该值控制在一定范围内，能够一边抑制轧制中的析出一边充分得到水冷中途停止后的缓冷中的析出。即，Nb、Ti添加量越多，越需要减少C、N的添加量。A值过小时，在铁素体中的析出速度变慢，不能得到充分的析出强化。反之，当A值过大时，奥氏体中的碳化物、氮化物及碳氮化物的析出速度过快，析出物粗大化，加速冷却停止后的缓冷中的共格析出量也不足，因此析出强化量仍然降低。另外，Si也影响碳化物的生成速度，因此需要为一定范围的添加量。
组织对它们的析出强化效果的影响也很大。贝氏体组织与铁素体相比，容易维持位错密度等加工组织，为了促进微细共格析出，加工组织中所含有的位错和变形带等的析出场所充分地存在起着非常有效的作用。根据本发明者们的研讨，为了得到充分的强化，形成为单相贝氏体、或者贝氏体的体积率为30％以上的贝氏体与铁素体的混合组织是必要的。另外，珠光体和岛状马氏体等在相界面析出，强化效果变小，也使韧性等降低，因此，珠光体和岛状马氏体的体积率之和控制在3％以下是必要的。
本发明者们进一步对用于得到最大限度的析出强化效果的具体的制造条件进行了研讨，得到以下见解。
在轧制阶段中的Nb、Ti的析出被轧制应变促进，因此在奥氏体的高温区的轧制条件、即所谓的粗轧条件对最终的析出强化效果产生很大影响。具体地讲，粗轧在1020℃以上的温度区结束、在1020℃～920℃的温度区竭力不进行轧制，这是用于抑制轧制中的析出的重要条件。但是，当在1020℃以上的温度区结束全部的轧制时，由于回复、再结晶，加速冷却-中途停止后加工组织几乎没有残留，因此位错和变形带等的析出场所不会充分存在，不能得到充分的析出强化。所以，进行在非再结晶温度区的必要的充分的轧制、轧制后很快地进行加速冷却成为必需条件。具体地，进行在920℃～860℃的范围的累积压下率为20％～50％的比较轻度的轧制。如果是这样的条件，则能够抑制不必要的Nb、Ti的析出，同时水冷停止后也残存适度的析出场所。另外，如果是这样的条件，则不会形成强的织构，因此声各向异性也不变大。
加速冷却-中途停止工艺的水冷停止温度，为了有利于Nb、Ti的析出，板厚中心部的温度规定为600℃～700℃，但即使是该停止温度，为了得到贝氏体的体积率为30％以上的钢组织，在将钢的成分组成限定为后述的特定范围的同时，在加速冷却中2℃/sec以上、30℃/sec以下的冷却速度也是必要的。另外，为了使Nb、Ti固溶，必须高温加热钢坯或铸坯，1200℃以上的加热温度是必要的。
这里得到的见解，是在线控制Nb、Ti的碳化物或碳氮化物的析出直到包括高温区的轧制中、加速冷却中和加速冷却停止后的缓冷过程为止的新想法，与以往的调质工艺等同或以上的析出强化，能够采用不需要离线热处理的加速冷却-中途停止工艺实现。
另外，根据该制造工艺，可将钢材组成的焊接裂纹敏感性指数Pcm(Pcm＝[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5[B]：[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]分别表示C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B的质量％)抑制得很低，即使采用大线能量也能够提供焊接热影响区韧性高的、焊接性优异的钢材。
本发明的要旨如下。
(1)一种声各向异性小、焊接性优异的抗拉强度570MPa以上的高强度钢板，其特征在于：钢组成以质量％计，含有C：0.03％以上0.07％以下、Si：0.1～0.6％、Mn：0.8～2.0％、Al：0.003％以上0.1％以下、Nb：0.025～0.1％、Ti：0.005～0.1％、[Nb]+2×[Ti]：0.045～0.105％、N：大于0.0025％且0.008％以下，而且在满足下述(1)式的A所表示的值A为0.0022以上、0.0055以下的关系的范围含有Nb、Ti、C、N，其余量为Fe和不可避免的杂质，并且，钢组织的贝氏体的体积率为30％以上、珠光体和岛状马氏体的体积率之和不足5％。
A＝([Nb]+2×[Ti])×([C]+[N]×12/14)    ……(1)式
式中，[Nb]、[Ti]、[C]、[N]分别表示Nb、Ti、C、N的质量％。
(2)根据(1)所述的声各向异性小、焊接性优异的抗拉强度570MPa以上的高强度钢板，其特征在于：在上述钢板中，以质量％计进一步含有Mo：0.05％以上0.3％以下、Cu：0.1％以上0.8％以下、Ni：0.1％以上1％以下、Cr：0.1％以上0.8以下、V：0.01％以上0.03％以下、W：0.1％以上3％以下、B：0.0005％以上0.005％以下、Mg：0.0005％以上0.01％以下、Ca：0.0005％以上0.01％以下中的1种或2种以上。
(3)一种声各向异性小、焊接性优异的抗拉强度570MPa以上的高强度钢板，其特征在于：将具有(1)或(2)所述的成分组成的钢坯或铸坯加热至1200℃以上、1300℃以下，在1020℃以上的温度范围进行粗轧后，在不足1020℃但超过920℃的温度范围的累积压下率为15％以下、920℃以下860℃以上的温度范围的累积压下率为20％以上的条件下热轧后，从800℃以上的温度以2℃/sec以上30℃/sec以下的冷却速度开始加速冷却，在板厚中心部温度为700℃以下600℃以上时停止上述加速冷却，然后以0.4℃/sec以下的冷却速度进行冷却。
具体实施方式
以下，说明本发明中的各成分及制造方法的限定理由。
C是形成与Nb、Ti的碳化物、碳氮化物、成为本发明钢的强化机构要素的重要元素。在C量不足时，加速冷却停止后的缓冷中的析出量不足，不能得到强度。反之，即使过剩，轧制中的奥氏体区中的析出速度也变快，结果加速冷却停止后的缓冷中的共格析出量不足，不能得到强度。因此C量限定为0.03％以上0.07％以下的范围。
Si是作为炼钢中的脱氧元素而必需的元素，同时也影响碳化物的析出速度。通过适量添加Si，具有抑制轧制中的奥氏体区中的碳化物析出的效果。为了该目的，Si添加0.1％以上，优选添加0.3％以上。但是，当添加量超过0.6％时，析出速度过慢，另外，有时使焊接热影响区的韧性降低，因此上限定为0.6％。
Mn是提高淬透性、得到贝氏体单相、或者贝氏体分率为30％以上的贝氏体与铁素体的混合组织所必需的元素。为了这一目的，需要0.8％以上，但添加量超过2.0％时，有时造成母材韧性降低，因此上限定为2.0％。
Al规定为通常作为脱氧元素而添加的范围、即0.003％以上0.1％以下。
Nb和Ti是形成NbC、Nb(CN)、TiC、TiN、Ti(CN)、或者它们的复合析出物、以及它们与Mo的复合析出物、成为本发明钢的强化机构的要素的重要元素。为了在加速冷却-中途停止工艺中得到充分的复合析出物，考虑析出速度适宜添加是必要的。即，Nb为0.025％以上、优选为0.035％以上、Ti为0.005％以上、且0.045％≤([Nb]+2×[Ti])≤0.105％)，而且A＝([Nb]+2×[Ti])×([C]+[N]×12/14)时，A值为0.0022以上、0.0055以下成为条件(其中，[Nb]、[Ti]、[C]、[N]分别表示Nb、Ti、C、N的质量％)。再者，Nb、Ti的上限值分别优选为0.1％。
Mo使淬透性提高、且形成与Nb、Ti的复合析出物，大大有助于强化，因此添加0.05％以上。但是，当过剩地添加时，会损害焊接热影响区韧性，因此添加量为0.3％以下。
N与Ti结合形成TiN，TiN在微细地分散的场合，由于钉扎效应从而抑制焊接热影响区组织的粗大化，使焊接热影响区韧性提高，但当N不足时，TiN变得粗大，不能得到钉扎效应。为了使TiN微细地分散，N添加量超过0.0025％，优选为超过0.004％。另外，当过剩地含有N时，有时反倒使母材的韧性降低，因此上限定为0.008％。
Cu在作为强化元素而添加的场合，为了发挥其效果，需要0.1％以上，但即使添加量超过0.8％，其效果也不会与添加量相对应地增大，当过剩地添加时，有时损害焊接热影响区韧性，因此定为0.8％以下。
Ni在为了提高母材韧性而添加的场合需要0.1％以上，但是当过剩地添加时，有时损害焊接性，Ni也是高价的元素，因此添加的上限定为1％。
Cr与Mn一样具有提高淬透性、容易得到贝氏体组织的效果。为了这一目的添加0.1％以上，但是过剩地添加时会损害焊接热影响区韧性，因此上限定为0.8％。
V与Nb、Ti相比，强化效果较小，但具有某种程度的析出强化和提高淬透性的效果。为了得到该效果，需要添加0.01％以上，但是过剩地添加时会造成焊接热影响区韧性降低，因此在添加的场合也定为不足0.03％。
B在为了提高淬透性、获得强度而添加的场合，需要添加0.0005％以上，但即使超过0.005％地添加，其效果也没有变化，因此添加量定为0.0005％以上0.005％以下。
通过添加Mg和Ca中的1种或2种，形成硫化物、氧化物，能够提高母材韧性和焊接热影响区韧性。为了得到该效果，Mg或者Ca需要分别添加0.0005％以上。但是，超过0.01％过剩地添加时，生成粗大的硫化物、氧化物，因此有时反倒使韧性降低。因此，添加量分别定为0.0005％以上0.01％以下
除了上述成分以外，作为不可避免的杂质，P、S是使母材韧性降低的有害元素，因此其量少为宜。优选P为0.02％以下、S为0.02％以下。
下面，叙述制造方法。
为了使Nb、Ti充分固溶，轧制时的钢坯或铸坯的加热温度需要为1200℃以上。但是，即使为超过1300℃的加热温度，使其固溶的效果也不怎么变化，并且能源成本增高，因此轧制时的钢坯或铸坯的加热温度定为1200℃以上1300℃以下。
轧制，为了尽量抑制轧制中的Nb、Ti的析出，在1020℃以上的温度范围以适当的压下率粗轧后，在不足1020℃、超过920℃的温度范围下的轧制，累积压下率定为15％以下。而且，作为析出场所为了得到必要充分的加工组织，在920℃以下、860℃以上的范围进行累积压下率为20％以上50％以下的轧制。如果是该轧制条件，则可以抑制织构的形成，因此声各向异性不变大。
为了抑制加工组织的回复、加工后的析出，轧制终了后很快地进行加速冷却。冷却，从800℃以上开始在板厚中心部的冷却速度为2℃/sec以上、30℃/sec以下的条件下进行水冷。为了将贝氏体的体积率控制为30％以上，2℃/sec以上的冷却速度是必要的，并且，为了使珠光体和岛状马氏体的体积率之和为不足3％，将冷却速度定为30℃/sec以下。中途停止水冷使得板厚中心部温度变为700℃以下、600℃以上，，然后通过自然冷却等使冷却速度为0.4℃/sec以下。该目的在于确保足够Nb、Ti析出和它们的复合析出、以及与Mo的复合析出的温度和时间。当水冷停止温度过高时，难以得到贝氏体组织，当为低温时析出变慢，不能得到充分的强化。
本发明钢是以厚板、钢管或者型钢的形态作为桥梁、船舶、建筑结构物、海洋结构物、压力容器、压力水管、管线用管等的焊接结构物的结构构件使用的钢。
实施例
熔炼表1所示的成分组成的钢，将得到的钢坯在表2、表3所示的制造条件下制成20～100mm厚度的钢板。在这些钢中，1-A～14-N是本发明钢，15-O～43-A为比较例。表中用下横线表示的数字是成分或制造条件脱离本发明保护范围、或者特性不满足下述的目标值的数值。
表2示出关于这些钢板的抗拉强度和焊接热影响区韧性以及声各向异性的测定结果。抗拉强度是制备JIS Z2201所规定的10号圆棒拉伸试样，采用JIS Z2241所规定的方法进行测定的。母材韧性，是从与轧制方向垂直的方向的板厚中心部制备JIS Z2202所规定的冲击试样，采用JIS Z2242所规定的方法求出断面转变温度(vTrs)来进行评价。焊接热影响区韧性，是利用给予了相当于线能量20kJ/mm的埋弧焊的热循环的JIS Z2202所规定的冲击试样在-20℃下的吸收功(vE-20)来进行评价。板厚32mm以下的钢材使用原始厚度状态的钢材，板厚超过32mm的钢材准备减厚至32mm的钢板，在レ型坡口对焊区进行线能量20kJ/mm的大线能量埋弧焊接，使缺口底部沿着熔合线(Fusion line)而制备JIS Z2202所规定的冲击试样，利用在-20℃下的吸收功(vE-20)进行评价。声各向异性按照日本非破坏检查协会标准NDIS2413-86进行评价，如果音速比为1.02以下，则评价为声各向异性小。各特性的目标值分别是：屈服强度为450MPa、抗拉强度为570MPa以上、vTrs为-20℃以下、vE-20为70J以上、音速比为1.02以下。
实施例1-A～14-N均是屈服强度超过450MPa、抗拉强度超过570MPa，焊接热影响区韧性vE-20超过200J，且音速比为1.02以下，声各向异性小。
与此相对，由于比较例15-O的C低、比较例16-P的C高、比较例17-Q的Si低、比较例19-S的Mn低、比较例21-U的Mo低、比较例23-W的Nb低、比较例25-Y的Ti低、比较例27-AA的上述参数A值(A＝([Nb]+2×[Ti])×([C]+[N]×12/14))不足0.0025、比较例37-A的加热温度低、比较例40-A的在920℃以下860℃以上的范围下的累积压下率高、比较例41-A的板厚中心冷却速度低、比较例42-A的加速冷却的停止温度高、比较例43-A的加速冷却的停止温度低，所以抗拉强度均不足570MPa。
由于比较例18-R的Si高、比较例22-V的Mo高、比较例24-X的Nb高且Nb+2Ti超过0.105％、比较例26-Z的Ti高且Nb+2Ti超过0.105％、比较例29-AC的N低、比较例31-AE的V高、比较例32-AF的Cu高、比较例33-AG的Ni高、比较例34-AH的Cr高、比较例35-AI的Mg高、比较例36-AJ的Ca高，所以焊接热影响区韧性均低。
由于比较例20-T的Mn高、比较例28-AB的参数A值超过0.005、比较例30-AD的N高，因此母材韧性均低。
由于比较例38-A在不足1020℃、超过920℃的范围下的累积压下率高、比较例39-A在920℃以下860℃以上的范围下的累积压下率低，因此抗拉强度均低，焊接热影响区韧性也低。
由于比较例39-A在920℃以下860℃以上的范围下的累积压下率高，因此抗拉强度低，声各向异性也大。
Figure 2005800251441A00800011
Figure 2005800251441A00800021
产业上的可利用性
根据本发明，采用合金添加量少的经济的成分系和生产率高的非调质的制造方法，能够得到声各向异性小、焊接性优异的板厚度可达100mm的抗拉强度570MPa级以上的高强度钢板，其在工业界的效果极大。

Claims (2)

1.一种声各向异性小、焊接性优异的抗拉强度为570MPa以上的高强度钢板，其特征在于：将具有下述钢组成的钢坯或铸坯加热至1200℃以上、1300℃以下，在1020℃以上的温度范围进行粗轧后，在不足1020℃但超过920℃的温度范围的累积压下率为15％以下、920℃以下860℃以上的温度范围的累积压下率为20％以上的条件下热轧后，从800℃以上的温度以2℃/sec以上30℃/sec以下的冷却速度开始加速冷却，在板厚中心部温度为700℃以下600℃以上时停止上述加速冷却，然后以0.4℃/sec以下的冷却速度进行冷却，且所得到的高强度钢板的钢组织的贝氏体的体积率为30％以上、珠光体和岛状马氏体的体积率之和不足5％，所述钢坯或铸坯的钢组成为以质量％计，含有C：0.03％以上0.07％以下、Si：0.1～0.6％、Mn：0.8～2.0％、Al：0.003％以上0.1％以下、Nb：0.025～0.1％、Ti：0.005～0.1％、[Nb]+2×[Ti]：0.045～0.105％、N：大于0.0025％且0.008％以下，Mo：0.05％以上0.3％以下，而且在满足下述(1)式的A所表示的值A为0.0022以上、0.0055以下的关系的范围含有Nb、Ti、C、N，其余量为Fe和不可避免的杂质，
A＝([Nb]+2×[Ti])×([C]+[N]×12/14)        ......(1)式
式中，[Nb]、[Ti]、[C]、[N]分别表示Nb、Ti、C、N的质量％。
2.根据权利要求1所述的声各向异性小、焊接性优异的抗拉强度为570MPa以上的高强度钢板，其特征在于：上述钢坯或铸坯中，以质量％计还进一步含有Cu：0.1％以上0.8％以下、Ni：0.1％以上1％以下、Cr：0.1％以上0.8以下、V：0.01％以上0.03％以下、W：0.1％以上3％以下、B：0.0005％以上0.005％以下、Mg：0.0005％以上0.01％以下、Ca：0.0005％以上0.01％以下中的1种或2种以上。
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