TWI306902B - Steel plate and welded steel pipe with low yield ratio, high strength and high toughness and manufacturing methods thereof - Google Patents
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1306902 玖、發明說明： 【發明所屬之技術領域】 本發明係適於用在建築（architecture)、海洋構造物 (marine structure)、管線（line pipe)、造船 (shipbuilding)、 土木（civil engineering)、建設機械 (construction machine)等領域，且適於用在低降伏比、 高強度和高韋刃性之鋼板（low yield ratio, high strength and high toughness steel plate) > 及主要適用於輸送原 油或天然氣的管線（1 i n e p i p e )的經塗裝處理後材質劣化 小的大 口徑熔接鋼管（large-diameter welded steel pipe)(U0E鋼管、鋼製盤管（spiral steel pipe))，及其 製造方法。 【先前技術】 近年來，於熔接構造用鋼材或主要輸送原油或天然氣的 管線中，除了高強度、高韌性外，由耐震性 (earthquake-proof)之觀點而言，亦要求低降伏比化。一 般而言’已知可藉由使鋼材的金屬組織成為於如肥粒鐵 (ferrite)的軟質相中適度分散變韌鐵（bainite)或麻田散 鐵（m a r t e n s i t e )等硬質相的組織，以實現鋼材的低降伏比 化。 作為獲得如上述般於軟質相中適度分散硬質相的組織 之製造方法’已知有在淬火驟冷（quenching)(Q)與回火 (tempering)(T)中間施以自肥粒鐵及沃斯田鐵（austeni1：e) 的二相範圍（two-phase, (r + a )temperature range)起 312/發明說明書(補件)/93-08/93116863 5 1306902 的淬火驟冷（Q ’）之熱處理方法（例如參照曰本專利特開昭 5 5 — 9 Ή 2 5號公報）。此熱處理方法雖然可藉由適當選擇Q， 溫度而達成低降伏比化，不過由於熱處理步驟數增力D ，會 導致生產性低落、製造成本增高。 作為製造步驟數不會增加的方法，已揭示有在Ar3溫度 以上輥軋結束後，至鋼板的溫度達到肥粒鐵生成的Ar 3變 態點以下為止，使加速冷卻的開始滯後的方法（例如參照曰 本專利特開昭5 5 — 4 1 9 2 7號公報）。然而，由於須於自輥軋 結束至加速冷卻開始的溫度範圍以輻射冷卻程度的冷卻速 度冷卻，故生產性極為不佳。 又，由於使用於管線之如U0E鋼管或電銲鋼管（electric w e 1 d e d t u b e )的熔接鋼管，係於冷溫下將鋼板成形為管 狀，炫接對接部（abutting surface)後，通常自防轴等觀 點而對鋼管外面施以如聚乙稀塗褒（ρ ο 1 y e t h y 1 e n e coating)或粉體環氧樹月旨塗裝（powder epoxy coating ) 的塗裝處理，故發生製管時的加工應變及因塗裝處理時的 加熱所產生的應變老化，降伏應力上升。因此，即使藉由 上述方法達成原料鋼板的低降伏比，仍難以達成鋼管的低 降伏比化。 作為耐應變老化特性優異的鋼材及其製造方法，已揭示 有限制屬應變老化原因之C和N之含量，並添加Nb及Ti， 藉由將此等元素與C和N結合，以抑制應變老化的方法（例 如參照日本專利特開2 0 0 2 — 2 2 0 6 3 4號公報）。 然而，日本專利特開2 0 0 2 — 2 2 0 6 3 4號公報所載技術係 6 312/發明說明書(補件)/93-08/93116863 1306902 如其實施例所示，熱精軋溫度低，故生產性極為 成製造成本提高。 作為不進行如日本專利特開昭5 5 — 9 7 4 2 5號公 昭5 5 _ 4 1 9 2 7號公報所揭示之複雜的熱處理而達 比化的技術，已知有於A r 3變態點以上結束鋼材 藉由控制此後的加速冷卻速度及冷卻停止溫度， 肥粒鐵（a c i c u 1 a r f e r r i t e )及麻田散鐵的2相組 低降伏比化的方法（例如參照日本專利特開平1 -號公報）。 然而，由於日本專利特開平1 — 1 7 6 0 2 7號公報 係如其實施例所示，為了製成拉伸強度為5 9 0 N / / Π1Π1 2 )等級的鋼材，必須為提而鋼材的碳含量、 他合金元素的添加量的成分組成，故不僅導致原 高，且熔接熱影響部的韌性的劣化亦成為問題。 如上述，習知技術很難在不降低生產性、且不 成本、更進一步不使熔接熱影響部的韌性劣化， 具低降伏比及高強度和高韌性之鋼板或鋼管的生 低、且不提高鋼管製造成本之前提下製造於塗裝 為低降伏比的鋼管。 又，國際公開號碼W 0 0 3 / 0 0 6 6 9 9 A 1為本案發 前開發的技術，其係有關藉由成為複合碳化物微 肥粒鐵單相，具有優異耐Η I C性或炫接後韌性的 接鋼管的發明。然而，由於其組織中並不具有如 狀麻田散鐵，故無法獲得本案目的之低降伏比鋼 312/發明說明書(補件)/93-08/93116863 不佳，造 報及特開 成低降伏 的輥軋， 形成針狀 織’達成 176027 所載技術 mm 2 ( 6 0 k g 或增加其 料成本提 提高原料 同時不使 產性降 處理後仍 明人等先 細析出的 高強度熔 本案之島 板。 1306902 【發明内容】 本發明之目的在於解決上述習知技術之問題。亦即 發明提供不必添加大量合金元素等而升高原料成本， 會造成熔接熱影響部的韌性劣化，可以高製造效率且 本製造的具低降伏比和高強度及高韌性之鋼板、具低 比和高強度及高韌性之鋼管，暨其等之製造方法。 用來解決上述問題的本發明的特徵如下。 (1 ) 一種熱軋鋼板，係以質量％含有C : 0 . 0 3〜0 . 1 %、ί 0.01-0.5%' Μη: 1 . 2 〜2 · 5 %、A 1 : 0 . 0 8 0/〇 以下，金屬 實質上為肥粒鐵、變韌鐵及島狀窳i散鐵X i-sXaiu]___________ martensite > M-A constituent)的 3 相組織，島狀麻 鐵的面積分率為3〜2 0 %，且為了於肥粒鐵相析出複合 物，進一步含有以下（a )〜（c )中任一化學成分條件： U)進一步含有 Mo: 0.05-0.4%' Ti: 0.005 〜0.04% 量實質上由Fe構成，以原子％的C量與Mo、Ti的合計 比 C/(Mo+Ti)為 1.2 〜3; (b) 進一步含有 Μο: 0·05 〜0.4%及 Ti: 0.005 〜0.04 % 同時含有 Nb: 0.005〜0.07%及 / 或 V: 0.005〜0.1%， 實質上由Fe構成，以原子％的C量與Mo、Ti、Nb、V 計量的比 C/(Mo+Ti+Nb+V)為 1_2 〜3; (c) 進一步含有選自 Ti: 0.005 〜0.04 %、Nb: 0.005〜 0.07%' V ： 0 . 0 0 5〜0 . 1 %中的至少2種以上，餘量實質 F e構成，以原子％的C量與T i、N b、V的合計量的比C / + Nb+V)為 1·2〜3。 312/發明說明書(補件)/93-08/93116863 ，本 且不 低成 降伏 組織 田散 碳化 ，餘 量的 5 餘量 的合 上由 '(Ti 8 1306902 (2 ) —種熱軋鋼板，係以質量％含有C : 0 . 0 3〜0 . 1 %、S i : 0.01-0.5%' Μη: 1 . 2 〜2 . 5 %、A 1 : Ο . Ο 8 % 以下 ' Mo: 0.05 〜0.4%、Ti: 0.005〜0.04%，餘量實質上由Fe構成，以原 子％的C量與Mo、Ti的合計量的比C/(Mo+Ti)為1.2〜3, 金屬組織實質上為肥粒鐵、變韌鐵及島狀麻田散鐵的3相 組織，島狀麻田散鐵的面積分率為3〜2 0 %。 (3 ) —種熱軋鋼板，係以質量％含有C : 0 . 0 3〜0 . 1 %、S i : 0.01-0.5%' Μη: 1 . 2~ 2. 5¾ ' A1 ： 0.08% 以下，並含有選 自 Ti: 0.005〜0.04%、Nb: 0.005〜0.07%、V: 0.005〜0.1 % 中的至少2種以上，餘量實質上由F e構成，以原子％的C 量與Ti、Nb、V的合計量的比C/(Ti+Nb+V)為1.2〜3, 金屬組織實質上為肥粒鐵、變韌鐵及島狀麻田散鐵的3相 組織，島狀麻田散鐵的面積分率為3〜2 0 %。 (4 )如上述（1 )〜（3 )之熱軋鋼板，其中在上述肥粒鐵相中析 出下述任一複合碳化物： (a )含有T i及Μ 〇的粒徑未滿1 0 n m的複合碳化物，或 (b)含有Ti及Mo、Nb及/或V的粒徑未滿10nm的複合碳 化物； (c )含有選自T i、N b、V中的至少2種以上元素的粒徑未滿 1 0 n m的複合碳化物。 (5 )如上述（1 )〜（4 )之熱軋鋼板，其中以質量％，進一步含 N ： 0 · 0 0 7 % 以下。 (6 )如上述（2 )、（ 4 )及（5 )之熱軋鋼板，其中以質量％，進一 步含有Nb: 0.005〜0.07%及/或V: 0.005〜0.1%，以原子 9 312/發明說明書(補件)/93-08/93116863 1306902 %的C量與Mo、Ti、Nb、V的合計量的比C / (Mo+Ti+Nb + V )為 1 . 2 〜3。 (7 )如上述（1 )〜（6 )之熱軋鋼板，其中T i : 0 · 0 0 5〜未滿 0.02%° (8) 如上述（1)〜（7)之熱軋鋼板，其中以質量％，進一步含 有選自Cu: 0.5%以下、Ni: 0.5%以下、Cr: 0.5%以下、B: 0 . 0 0 5 %以下、C a : 0 . 0 0 0 5〜0 . 0 0 3 %中的至少一者。 (9) 如上述（1)〜（8)之熱軋鋼板，其中以質量％表示，Ti / N 為2〜8。 (1 0 ) —種炫接鋼管，係使用上述（1 )〜（9 )之鋼板。 (1 1 ) 一種熱軋鋼板之製造方法，係對以質量％，含有C : 0 . 0 3 〜0 · 1 %、S i : 0 . 0 1 〜0 · 5 %、Μ η : 1 · 2 〜2 · 5 %、A 1 : 0 . 0 8 % 以 下，且為了於肥粒鐵相析出複合碳化物而進一步含有以下 (ει )〜（c )中任一化學成分條件的鋼錠，進行以下步驟：熱 軋步驟，係以加熱溫度：1 0 0 0〜1 3 0 (TC 、輥軋結束溫度： Ar3以上的條件熱軋；加速冷卻步驟，係以冷卻速度：5°C /秒以上進行加速冷卻至4 5 0〜6 5 0 °C ;以及再加熱步驟， 係於冷卻後立刻以升溫速度：0 . 5 °C /秒以上再加熱至5 5 0 〜7 5 0。。： (a) 進一步含有 Mo: 0.05 〜0.4%、Ti: 0. 005~ 0. 04% 1 餘 量實質上由F e構成，以原子％的C量與Μ 〇、T i的合計量的 比 C/(Mo+Ti)為 1.2〜3; (b) 進一步含有 Mo: 0.05〜0.4%及 Ti: 0.005〜0.04% ， 同時含有Nb: 0.005〜0.07%及/或V: 0.005〜0.1%，餘量 10 3 ] 2/發明說明書(補件)/93-08/93116863 1306902 實質上由Fe構成，以原子％的C量與Mo、Ti、Nb、V的合 計量的比 C / (Mo+Ti+Nb+V)為 1.2〜3; (c)進一步含有選自 Ti: 0.005〜0.04 %、Nb: 0.005〜 0.07%' V ： 0 . 0 0 5〜0 . 1 %中的至少2種以上，餘量實質上由 F e構成，以原子％的C量與T i、N b、V的合計量的比C / ( T i + Nb+V)為 1.2〜3。 (1 2 )如上述（1 1 )之熱軋鋼板之製造方法，其中此熱軋鋼板 的金屬組織實質上為肥粒鐵、變韌鐵及島狀麻田散鐵的3 相組織，島狀麻田散鐵的面積分率為3〜2 0 %。 (1 3 ) —種熔接鋼管之製造方法，係對以質量％，含有C : 0 · 0 3 〜0 · 1 %、S i : 0 · 0 1 〜◦ · 5 %、Μ η : 1 . 2 〜2 · 5 %、A 1 : 0 _ 0 8 % 以 下、Mo: 0.05-0.4%' T i : 0. 0 0 5 - 0. 0 4 % > 餘量實質上由 F e構成，以原子％的C量與Μ 〇、T i的合計量的比C / (Μ 〇 + T i )為1 . 2〜3的鋼錠進行以下步驟：熱軋步驟，係以加 熱溫度：1 0 0 0〜1 3 0 0 °C 、輥軋結束溫度·· A r 3以上的條件 熱軋；加速冷卻步驟，係以冷卻速度：5 °C /秒以上進行加 速冷卻至4 5 0〜6 5 0 °C ;以及再加熱步驟，係在冷卻後立刻 以升溫速度：0 . 5 °C /秒以上再加熱至5 5 0〜7 5 0 °C ;並具 有將金屬組織實質上為肥粒鐵、變韌鐵及島狀麻田散鐵的 3相組織，且島狀麻田散鐵的面積分率為3〜2 0 %的鋼板， 於冷溫下成形為管狀，且熔接對接部而形成鋼管之步驟。 (1 4 ) 一種熔接鋼管之製造方法，係對以質量％，含有C : 0 . 0 3 Si: 0.01-0.5%' Μη: 1 . 2 ~ 2 . 5 % ' A 1 ： 0 · 0 8 % 以 下，並含有選自 T i : 0 . 0 0 5 〜0 · 0 4 °/〇、N b : 0 . 0 0 5 〜0 . 0 7 %、 11 312/發明說明書(補件)/93-08/93 Π 6863 1306902 V : 0 . 0 0 5〜0 . 1 %中的至少2種以上，餘量實質上由F e構成， 以原子％的C量與T i、N b、V的合計量的比C / ( T i + N b + V)為1 . 2〜3的鋼錠進行以下步驟：熱軋步驟，係以加熱溫 度：1 0 0 0〜1 3 0 0 °C、輥軋結束溫度：A r 3以上的條件熱軋； 加速冷卻步驟，係以冷卻速度：5 °C /秒以上進行加速冷卻 至4 5 0〜6 5 0 °C ;以及再加熱步驟，係在冷卻後立刻以升溫 速度：0 . 5 °C /秒以上再加熱至5 5 0〜7 5 0 °C ;並具有將金 屬組織實質上為肥粒鐵、變韌鐵及島狀麻田散鐵的3相組 織，且島狀麻田散鐵的面積分率為3〜2 0 %的鋼板，於冷溫 下成形為管狀且熔接對接部而形成鋼管之步驟。 (1 5 )如上述（1 1 )〜（1 4 )之熱軋鋼板或熔接鋼管之製造方 法，其中於再加熱之際，自冷卻後的溫度升溫5 0 °C以上。 (16) 如上述（11)〜（15)之熱軋鋼板或熔接鋼管之製造方 法，其中具有：以冷卻速度：5 °C /秒以上加速冷卻至4 5 0 〜6 5 0 °C，形成未變態的沃斯田鐵及變韌鐵的2相組織之步 驟；以及於冷卻後立刻以升溫速度：0 . 5 °C /秒以上再加熱 至5 5 0〜7 5 0 °C，形成變韌鐵、島狀麻田散鐵及析出物分散 析出的肥粒鐵的3相組織之步驟。 (17) 如上述（11)〜（16)之熱軋鋼板或熔接鋼管之製造方 法，其中藉由設在與輥軋設備及冷卻設備相同作業線上的 感應加熱裝置，進行於冷卻後立刻以升溫速度：0 . 51 /秒 以上再加熱至5 5 0〜7 5 0 °C的處理。 (1 8 )如上述（1 1 )〜（1 7 )之熱軋鋼板或熔接鋼管之製造方 法，其中在上述肥粒鐵中析出下述任一複合碳化物： 12 312/發明說明書(補件)/93-08/93116863 1306902 (a )含有T i及Μ 〇的粒徑未滿1 0 η ni的複合碳_化物；或 (b )含有T i及Μ 〇、N b及/或V的粒徑未滿1 0 n in的複合碳 化物； (c )含有選自T i、N b、V中的2種以上元素的粒徑未滿1 0 n m 的複合碳_化物。 (1 9 )如上述（1 1 )〜（1 8 )之熱軋鋼板或熔接鋼管之製造方 法，其中以質量°/◦，進一步含Ν : 0 . 0 0 7 %以下。 (2 0 )如上述（1 3 )、（ 1 5 )〜（1 9 )之熱軋鋼板或熔接鋼管之製 造方法，其中以質量％表示，進一步以質量％含有N b : 0 . 0 0 5 〜0 · 0 7 %及/或V : 0 _ 0 0 5〜0 . 1 %，以原子°/。的C量與Μ 〇 ' T i、 Nb、V的合計量的比C/(Mo+Ti+Nb+V)為1.2〜3。 (21)如上述（11)〜（20)之熱軋鋼板或熔接鋼管之製造方 法，其中T i : 0 . 0 0 5〜未滿0 . 0 2 %。 (2 2 )如上述（1 1 )〜（2 1 )之熱軋鋼板或熔接鋼管之製造方 法，其中以質量％，進一步含有選自C u : 0 . 5 %以下、N i : 0.5%以下、Cr: 0.5%以下、B: 0.005 %以下、Ca: 0.0005 〜0.003%中的至少1者。 (23)如上述（11)〜（22)之熱軋鋼板或熔接鋼管之製造方 法，其中以質量％表示，T i / N為2〜8。 (2 4 )如上述（1 1 )、（ 1 2 )、（ 1 5 )〜（2 3 )之熔接鋼管之製造方 法，其中具有將所得之鋼板冷溫成形為管狀，熔接對接部 而形成鋼管的步驟。 【實施方式】 本發明人等為解決上述問題，對鋼板（或鋼管原板）的製 13 3丨2/發明說明審(補件)/93-08/93116863 1306902 造方法，特別是對控制輥軋後的加速冷卻及此後之再加熱 的製程深入檢討，結果獲得以下（a )〜（c )之發現。 (a )在加速冷卻過程中，於肥粒鐵變態途中、亦即於未 變態肥粒鐵存在的溫度區域中停止冷卻，之後，自變韌鐵 變態結束溫度（B f點）以上進行再加熱，藉以使鋼板的金屬 組織成為於肥粒鐵、變韌鐵的混合相中均一生成硬質相的 島狀麻田散鐵（以下記載為Μ A )的3相組織，可予以低降伏 比化。又，此Μ A於鋼管塗裝時的加熱後亦穩定。另外此處 Μ A係利用3 %硝酸乙醇溶液（n i t a 1 )蝕刻後，電解蝕刻 (electrolytic etching)所得的圖1、3、6及8所示之顯 微組織觀察到的白色浮起部分。 (b )藉由使用本方法，除了加速冷卻時的變韌鐵變態所 造成之強化外，還獲得再加熱時自未變態沃斯田鐵變態成 肥粒鐵時析出的微細析出物所造成之析出強化，因此，即 使於合金元素少的低成分系鋼中，仍可高強度化。又，藉 由微細析出物之析出，減少造成應變老化（s t r a i n a g e i n g ) 的原因的固溶態C或N，故可抑制鋼管成形、塗裝處理後 的應變老化所造成的降伏應力上升。 另外，藉由使用含有Μ 〇、T i的鋼，可實現極微細的Μ 〇 及Ti的複合碳化物（complex carbide)的分散析出，又， 即使在複合添加Nb或V之情況，仍可藉由分散析出含有 T i、Μ 〇、N b及/或V的複合碳化物，達成肥粒鐵的高強度 化。或者，藉由使用含有Ti、Nb、V中2種以上之鋼，分 散析出含有極微細的T i、N b、V的複合碳化物，可達成肥 14 312/發明說明書(補件)/93-08/936863 1306902 粒鐵的高強度化。 (c )上述（a )、（ b )的效果係藉由添加Μ η等淬火驟冷性提 高之元素，促進ΜΑ的生成，同時使用添加有Mo、Ti等碳 化物形成元素的鋼而獲得。或者，係藉由使用添加有T i、 Nb、V等碳化物形成元素的鋼而獲得。 本發明係利用上述之發現而完成者，係關於具有以輥軋 後的加速冷卻而生成的變韌鐵相；基本上含有其後再加熱 而產生之Ti、Mo的析出物或由含有Ti、Nb、V中2種以上 的複合碳化物分散析出的肥粒鐵相；以及硬質相MA均勻生 成的3相組織的具低降伏比、高強度和高韌性之鋼板及具 低降伏比、高強度和高韌性之鋼管。又，本發明係關於而寸 應變老化性優異的具低降伏比、高強度和高韌性之鋼管。 以下，就本發明的高強度鋼板及高強度鋼管用鋼板詳加 說明。首先，針對本發明的高強度鋼板及高強度鋼管用鋼 板的組織加以說明。 本發明中，藉由形成在肥粒鐵及變韌鐵的混合相中均勻 生成有屬硬質相之MA的組織，達成低降伏比化。此外，並 藉由於肥粒鐵中析出微細碳化物，減少造成應變老化的原 因的固溶態C或N，可於塗裝處理後的鋼管中達成低降伏 比。 本發明中，MA的生成機構如下。其製造步驟為，對鋼錠 加熱後，在沃斯田鐵區域中結束概軋，其後，於A r 3變態 溫度以上開始加速冷卻。加速冷卻係於肥粒鐵變態途中、 亦即於未變態沃斯田鐵存在的溫度區域中結束，其後，於 15 312/發明說明書(補件)/93-08/93116863 1306902 變韌鐵變態結束溫度（B f點）以上進行再加熱，並於此後冷 卻。其組織變化如下所述。加速冷卻結束時的顯微組織係 變韌鐵及未變態沃斯田鐵，雖然藉由於B f點以上進行再加 熱，使自未變態沃斯田鐵至肥粒鐵的變態發生，但由於肥 粒鐵的C固溶量少，故向未變態沃斯田鐵排出。因此，隨 著再加熱時肥粒鐵變態之進行，未變態沃斯田鐵中的C量 增加。此時，若含有一定程度以上的提高淬火驟冷性之屬 沃斯田鐵穩定化元素之Μ η、C u、N i等，則C濃縮的未變態 沃斯田鐵於再加熱結束時依然殘存，並藉由再加熱後的冷 卻而變態成Μ A，最後成為變韌鐵、肥粒鐵、Μ A的3相組織。 於本發明中，在加速冷卻後，自存在有未變態沃斯田鐵的 溫度區域進行再加熱很重要，由於若再加熱開始溫度在B f 點以下，則變韌鐵變態即完成而不存在未變態沃斯田鐵， 故再加熱開始必須在B f點以上。又，就再加熱後的冷卻而 言，雖因不會影響MA的變態或後述微細碳化物的粗大化而 未特別規定，但基本上以氣冷（a i r c ο ο 1 i g )較佳。本發明 藉由於變韌叙變態中途停止加速冷卻，此後連續進行再加 熱，可避免降低製造效率，生成硬質相MA，並藉由形成含 有MA的複合組織、即3相組織，可達成低降伏比。3相組 織中Μ A的比例，以Μ A面積分率（輥軋方向或板寬方向等的 鋼板之任意截面的Μ A面積比例）係定為3〜2 0 %。圖1 1表 示Μ A面積分率與降伏比暨母材吸收能量的關係。如圖1 1 所示，若Μ A面積分率未滿3 %，則低降伏比化（降伏比8 5 % 以下）的達成不夠充分，又，若超過2 0 %，有母材韌性劣化 312/發明說明書(補件)/93-08/93116863 16 1306902 (未滿2 0 0 J )的情形發生。又，如圖1 1所示，以更進一步 低降伏比化（降伏比8 0 %以下）及母材韌性確保的觀點而 言，MA面積分率以5〜15%較佳。另外，MA之面積分率係 藉由對以SEM觀察而得的顯微組織進行圖像處理，以求出 Μ A所佔面積分率。又，Μ A的平均粒徑為1 0 // m以下。另外， 對以SEM觀察而得的顯微組織進行圖像處理，針對各個MA 求出與各個MA同面積的圓的直徑，將其平均以求出MA的 平均粒徑。 又，為抑制鋼管成形後或塗裝處理後的應變老化所造成 之降伏應力上升，並達成高強度化，活用在加速冷卻後的 再加熱時於肥粒鐵、變韌鐵中析出的微細複合碳化物之析 出物。 又，為達成高強度化，藉由將加速冷卻時的變韌鐵變態 所造成之變態強化、以及加速冷卻後進行再加熱而於肥粒 鐵中析出的微細複合碳化物的析出所造成之析出強化予以 複合並活用，可不添加大量合金元素而達成高強度化。雖 然肥粒鐵之延展性佳，且一般為軟質，但本發明中係藉由 下述微細複合碳化物的析出而高強度化。在不添加大量合 金元素之情況，只有藉由加速冷卻所得之變韌鐵單相組織 的強度並不足夠，但藉由經析出強化的肥粒鐵，可成為具 有充分強度者。雖然活用析出強化的鋼板一般而言會變成 高降伏比，但，本發明藉由均勻地形成如肥粒鐵或變韌鐵 的相以及硬度較該等相高且其硬度差大的Μ A，實現低降伏 比化。此外，由於造成應變老化之原因的固溶物C、N係作 312/發明說明書(補件)/93-08/93116863 17 1306902 為微細複合碳化.物之析出物而固定，故可抑制鋼管成形、 塗裝時的加熱後的應變老化。 金屬組織實質上由肥粒鐵、變韌鐵及島狀麻田散鐵的3 相組織構成，係指只要未喪失本發明的作用效果，含有肥 粒鐵、變韌鐵及MA以外的組織者亦包含在本發明之範圍 内。 由於在混合1種或2種以上之波來鐵（p e a r 1 i t e )等不同 金屬組織於肥粒鐵、變韌鐵及MA的3相組織之情況，強度 會降低，故肥粒鐵、變韌鐵及MA以外的組織的面積分率越 少越好。然而，由於肥粒鐵、變韌鐵及MA以外的組織的面 積分率低之情況，影響可忽視，因此，可含有總面積分率 在3 %以下的1種或2種以上其他金屬組織，亦即波來鐵、 雪明碳體（cementite)等。又，自確保強度的觀點而言，肥 粒鐵的面積分率在5 %以上為佳，而_自確保母材的動性的觀 點而言，變韌鐵的面積分率在1 0 %以上為佳。 其次，就上述肥粒鐵内析出的微細複合碳化物的析出物 加以說明。 本發明之鋼板中，係利用肥粒鐵中含有Μ 〇及T i作為基 礎的複合碳化物之析出強化。或者，係利用肥粒鐵中含有 選自T i、N b、V中2種以上的複合碳化物之析出強化。又， 藉由微細複合碳化物之析出強化，活用於鋼管成形或塗裝 等的加熱後的耐應變老化特性提高。Μ 〇及T i係於鋼中形 成碳化物的元素，習知係藉由Μ 〇 C、T i C的析出來強化鋼。 本發明之特徵在於藉由複合添加Μ 〇及T i，於鋼中微細地 18 312/發明說明書(補件)/93-08/93 ] 16863 1306902 分散析出含有Μ 〇及T i作為基礎的複合碳化物，獲得較Μ 〇 C 或T i C的析出強化之情況更大的強度提高效果。此種前所 未見的大強度提高效果，由於含有Μ 〇及T i作為基礎的複 合碳化物穩定且成長速度慢，故獲得平均粒徑未滿1 0 n m 的極微細複合碳化物的析出物。較佳的是此複合碳化物的 微細析出物的個數比率為除了 T i Ν外的全部析出物的9 5 % 以上。另外，將利用穿透式電子顯微鏡（T E Μ )攝得的照片進 行圖像處理，就各個複合碳化物求出與各個析出物同面積 的圓的直徑，將其平均，求出此微細複合碳化物的析出物 的平均粒徑。 含有Μ 〇及T i作為基礎的複合碳化物僅由Μ 〇、T i、C 構成之情況，Μ 〇及T i的合計與C係以原子比約1 : 1化合， 在高強度化方面極具效果。本發明發現，藉由進一步複合 添力口 Nb及/或V，析出物成為含有Mo、Ti、Nb及/或V 的複合碳化物，獲得相同析出強化效果。 又，本發明之特徵在於，藉由複合添加選自T i、N b、V 中之2種以上，以替代含有上述Μ 〇及T i作為基礎的複合 碳化物，於鋼中微細析出含有選自T i、N b、V中之2種以 上的複合碳化物，相較於各個碳化物之析出強化，可獲得 更大的強度提高效果。此種前所未見的大強度提高效果， 由於此複合碳化物穩定且成長速度慢，故可獲得粒徑未滿 1 0 n m的極微細複合破化物的析出物。 於本發明中，在鋼板内分散析出的複合碳化物的析出 物、即含有選自T i、N b、V的2種以上的複合碳化物，係 19 312/發明說明書(補件)/93-08/93116863 1306902 T i、N b、V合計與C以原子比約1 : 1化合，在高強度化方 面極具效果。又，雖然此微細碳化物主要於肥粒鐵相中析 出，仍有按照化學成分、製造條件而自變韌鐵相中析出的 情況。 本發明之鋼板雖然如以上所述，具有由變韌鐵、MA及複 合碳化物的析出物微細析出的肥粒鐵的3相所構成之複合 組織，不過，此種組織可使用如以下組成的鋼，利用以下 方法製造而獲得。 首先，就本發明的高強度鋼板（或高強度鋼管）的化學成 分加以說明。於以下說明中，以％表示的單位均為質量％。 • C ： 0.03-0.1%： C係作為碳化物而賦予析出強化，且在MA生成上為重要 的元素，若未滿0 . 0 3 %，則Μ A之生成不充分，且無法確保 充分的強度。由於超過0 . 1 %的添加會劣化H A Z韌性，故C 含量限定於0.03〜0.1%。較佳為0.03〜0.08%。 • Si ： 0.01-0.5%： S i係為了脫氧而添加，但若未滿0 . 0 1 %，脫氧效果不充 分，若超過0. 5 %，則使韌性或熔接性劣化，故S i含量限 定於0.01〜0.5%。較佳為0.01〜0.3%。 • Μη: 1. 2 〜2. 5 % : Μ η係用以提高強度、韌性，並進一步提高淬火驟冷性， 且促進ΜΑ生成而添加。圖12顯示Μη含量與ΜΑ面積分率 暨降伏比的關係。如圖1 2所示，Μ η含量若未滿1 . 2 %則Μ A 面積分率未滿3 %，降伏比超過8 5 %，其添加效果不充分， 20 312/發明說明書(補件)/93-08/93116863 1306902 而Μ η含量若超過2. 5 %，則韌性及熔接性均劣化，故Μ η含 量限定於1 . 2〜2. 5 %。為了不受成分或製造條件變動影 響，穩定生成Μ A，且達成更低降伏比化（降伏比8 0 %以下）’ Μ η含量以添加1 . 5 %以上較佳。較佳為超過1 . 8 %。 • Α1: 0.08%以下： A 1係作為脫氧劑而添加，若超過0 . 0 8 %，則鋼的潔淨度 低落，且韌性劣化，故A 1含量限定在0 . 0 8 %以下。較佳為 0· 01〜0. 08% ° • Mo: 0. 0 5 ~ 0. 4 % · Μ 〇係本發明中重要的元素，藉由含有0 . 0 5 %以上， 一面抑制熱軋後冷卻時的波來鐵變態同時形成與T i的微 細複合碳化物的析出物，有助於強度提高。然而，由於Mo 係形成微細碳化物的元素之一，且會消耗C，若超過0 . 4 %， MA生成所需之剩餘C即不足，故Mo含量限定於0.05〜 0.4%。此外，自熔接熱影響部韌性的觀點而言，Μ 〇含量以 0 . 1〜0 . 3 %較佳。 • T i : 0 . 0 0 5 - 0 . 0 4 % ： T i係與Μ 〇相同，為本發明中重要的元素。藉由添加 0 . 0 0 5 %以上，與Μ 〇形成複合碳化物的析出物，大幅有助於 強度的提高。然而，由於超過0 . 0 4 %的添加量會導致熔接 熱影響部韌性的劣化，故T i含量限定於0 . 0 0 5〜0 . 0 4 %。 此外，若T i含量未滿0 . 0 2 %，則呈現較優異韌性。因此， 在可添加Nb及/或V而確保強度之情況，Ti含量在0.005 % 以上、未滿0· 02%為佳。 21 312/發明說明書(補件)/93-08/93116863 1306902 本發明之高強度鋼板係藉由使用上述成分的鋼，以獲得 含有T i及Μ 〇的複合碳化物的微細析出物，但為了最大限 度地利用析出強化並生成ΜΑ，須如下述般限制形成碳化物 的元素的含量的比例。亦即： •以原子％的C量與Mo、Ti合計量的比C / (Mo+Ti)=l·. 2 〜3. 0 : 本發明的高強度化係來自含T i、Μ 〇的析出物。為了有 效利用此複合碳化物的析出強化，C量與碳化物形成元素 Μ 〇、T i量的關係很重要，藉由在適當平衡之基準下添加此 等元素，可獲得在熱能上穩定且非常微細的複合碳化物之 析出物。又，為達成低降伏比化，須添加超過複合碳化物 所消耗C量的C。此時，以原子％之C量與Μ 〇、T i合計量 的比C / (Μ 〇 + T i )的值未滿1 . 2之情況，由於C全部被微 細複合碳化物的析出物消耗掉，無法生成MA，故無法達成 低降伏比化。又，在以原子％的C量與Μ 〇、T i合計量的比 C / (Mo+Ti)的值超過3.0之情況，由於C過剩，於炼接熱 影響部形成島狀麻田散鐵等硬化組織，導致熔接熱影響部 韋刃性的劣化，故C / ( Μ 〇 + T i )的值定為1 . 2〜3 . 0。另外， 於使用質量％的含量之情況，各元素記號以質量％的各元素 含量，係將（C / 12.01) / (Mo / 95. 9+Ti / 47. 9)的值定為 1.2〜3.0。較佳為1.4〜3.0。 • N: 0.007%以下： N為不可避免的雜質，但若超過0. 0 0 7 %，則熔接熱影響 部韌性發生劣化，故較佳為0 . 0 0 7 %以下。 22 312/發明說明書(補件)/93-08/93116863 1306902 此外， • T i / N 為 2 〜8 : 由於藉由最適化T i量與N量的比T i / N，可經由T i N粒 子抑制熔接熱影響部的沃斯田鐵粗大化，而可獲得良好的 熔接熱影響部韌性，故較佳為T i / N為2〜8，尤佳為2〜5。 由於N b及/或V與T i及Μ 〇 —起形成微細複合碳化物， 故本發明之鋼板可含有Nb及/或V。 • Nb ： 0.0 0 5 - 0.0 7 %：
Nb係藉由組織的微細粒化而提高韌性，與Ti及Mo —起 形成複合碳化物，有助於強度提高。然而，由於未滿〇 . 〇 〇 5 % 即無效果，而若超過0 . 0 7 %則熔接熱影響部的韌性劣化， 故Nb含量限定為0.005〜0. 07%。 • V ： 0. 005〜0.1% :
V亦與N b相同，係與T i及Μ 〇 —起形成複合碳化物，且 有助於強度提高。然而，由於未滿0 . 0 0 5 %即無效果，而若 超過0 . 1 %則熔接熱影響部的韌性劣化，故V含量限定為 0 . 0 0 5 〜0 . H 於含有Nb及/或V之情況： •以原子％的C量與Mo、Ti、Nb、V的合計量的比C / (Mo + Ti+Nb+V) = l. 2-3.0： 本發明的高強度化係來自含T i、Μ 〇的複合碳化物的析 出物，但在含有N b及/或V之情況，則成為含該等元素的 複合析出物（主要為碳化物）。此時以各元素的原子％含量表 示的C / (Mo+Ti+Nb+V)值未滿1.2之情況，由於C全部 23 312/發明說明書(補件)/93-08/93116863 1306902 被微細複合碳化物的析出物消耗掉，無法生成ΜΑ，故無法 達成低降伏比化。又，於超過3. 0之情況，由於C過剩， 且於熔接熱影響部形成島狀麻田散鐵等硬化組織，導致熔 接熱影響部韌性的劣化，故將C / (Μ 〇 + T i + N b + V )的值定 為1.2〜3.0。另外，於使用質量％含量之情況，各元素記 號以質量％的各元素含量，（C / 12.01) / (Mo / 95.9+Ti/ 47.9+1^/92.91+¥/ 50.94)的值定為 1.2 〜3.0。較佳為 1 · 4 〜3 . 0 ° 又，作為形成別的微細複合碳化物來替代含有上述Mo 及T i作為基礎的微細複合碳化物的方法，本發明之鋼板可 以Mo為不可避免的雜質基準，含有選自Ti、Nb、V中的2 種以上。 • Ti ： 0. 005〜0. 04% T i係本發明中重要的元素。藉由添加0 . 0 0 5 %以上，與 N b及/或V —起形成微細複合碳化物，大有助於強度提 高。然而，由於超過0 . 0 4 %的添加量會導致熔接熱影響部 韌性的劣化，故T i含量限定於0 . 0 0 5〜0 . 0 4 %。此外，若 T i含量未滿0 . 0 2 %可呈現較優異韌性，故較佳為T i含量在 0 . 0 0 5 % 〜未滿 0 . 0 2 %。 • Nb ： 0.005〜0.07% N b係藉由組織的微細粒化而提高韌性，與T i及/或V 一起形成複合碳化物的析出物，有助於強度提高。然而， 由於未滿0 . 0 0 5 %即無效果，若超過0 . 0 7 %則熔接熱影響部 的韌性劣化，故N b含量限定為0 . 0 0 5〜0 . 0 7 °/〇。 24 312/發明說明書(補件)/93-08/93116863 1306902 • V ： 0.0 0 5 - 0.1 %： V亦與Ti、Nb相同，係與Ti及/或Nb —起形成複合碳 化物的析出物，有助於強度提高。然而，由於未滿0. 0 0 5 % 即無效果，若超過0 . 1 %則熔接熱影響部的韌性劣化，故V 含量限定為0 . 0 0 5〜0 · 1 %。 .以原子％的C量與Ti、Nb、V的合計量的比C/(Ti+Nb + V)=1. 2-3.0： 本發明的高強度化係來自含有T i、N b、V中任2種以上 的微細碳化物的析出。此時以各元素的原子％含量表示的C / ( T i + N b + V )值未滿1 . 2之情況，由於C全部被微細複合 碳化物的析出物消耗掉，無法生成Μ A，故無法達成低降伏 比化。又，在超過3. 0之情況，由於C過剩，且於熔接熱 影響部形成島狀麻田散鐵等硬化組織，導致熔接熱影響部 韌性的劣化，故將C / ( T i + N b + V )的值定為1 . 2〜3 . 0。 另外，使用質量％之含量的情況，將各元素符號以質量％表 示之各元素之含量（C/12.01)/(Ti/47. 9 + Nb/92. 91+V/5 0. 94)之 值定為1.2〜3.0。較佳為1.4〜3.0。 本發明中，以進一步改善鋼板的強度韌性，並提高淬火 驟冷性且促進MA的生成為目的，可含有以下所示Cu、Ni、 Cr、B、Ca的1種或2種以上。 • C u : 0 . 5 % 以下：
Cu係對韌性的改善及強度的提高有效的元素。為獲得其 效果，較佳的是添加1 %以上，但若添加過多則熔接性即劣 化，故添加時以0 . 5 %為上限。 25 312/發明說明書(補件)/93-08/93116863 1306902 • N i ： 0 · 5 % 以下： N i係對韌性的改善及強度的提高有效的元素。為獲得其 效果，較佳的是添加0 . 1 %以上，但若添加過多則在成本上 不利，且熔接熱影響部韌性會劣化，故添加時以0. 5 %為上 限。 • C r : 0 · 5 % 以下：
Cr係與Μη相同，係在C量低之情況仍可獲得充分強度 的有效元素。為獲得其效果，較佳為添加0. 1 %以上，但若 添加過多則熔接性劣彳匕，故添加時以0. 5 %為上限。 • Β ： 0 . 0 0 5 % 以下： Β係有助於強度提高、ΗΑΖ韌性改善的元素。為獲得其 效果，較佳的是添加0 . 0 0 0 5 %以上，但若添加超過0 . 0 0 5 % 則熔接性劣化，故添加時在0 . 0 0 5 %以下。 • Ca ： 0.0005 %〜0.003 %:
Ca係控制硫化物系夾雜物之型態，並改善勃性。在 0 . 0 0 0 5 %以上即出現其效果，若超過0 . 0 0 3 %其效果即飽 和，反而降低潔淨度並使韌性劣化，故添加時定為0 . 0 0 0 5 % 〜0 . 0 0 3 %。 以上說明外的餘量實質上由Fe構成。餘量實質上由Fe 構成，係指只要未喪失本發明的作用效果，含有不可避免 的雜質等的其他微量元素者均可包含在本發明範圍内。例 如，亦可分別添加〇 . 〇 2 %以下的M g、R E Μ。 其次，就本發明的高強度鋼板的製造方法加以說明。 本發明的南強度鋼板係使用具有上述成分組成的鋼，以 26 312/發明說明書(補件)/93-08/93116863 1306902 加熱溫度：1 0 0 0〜1 3 0 0 °C 、輥軋結束溫度：A r 3溫度以上 之條件進行熱軋，此後，以5 °C / s以上的冷卻速度進行加 速冷卻至4 5 0〜6 0 0 °C ，其後立刻以0 . 5 °C / s以上的升溫 速度再加熱至5 5 0〜7 5 0 °C的溫度為止，可藉以使金屬組織 成為肥粒鐵、變韌鐵及MA的3相組織，並於肥粒鐵相中分 散析出以Μ 〇及T i為主體的微細複合碳化物，或含有T i、 N b、V的任2種以上的微細複合碳化物。此處，加熱溫度、 輥軋結束溫度、冷卻結束溫度及再加熱溫度等溫度為鋼錠 或鋼板的平均溫度。平均溫度係考慮板厚、熱傳導率等參 數，由鋼鍵或鋼板的表面溫度計算求出的溫度。又，冷卻 速度係熱軋結束後，冷卻至冷卻結束溫度4 5 0〜6 0 0 °C所需 溫度差除以該冷卻所需時間的平均冷卻速度。又，升溫速 度係冷卻後再加熱至再加熱溫度5 5 0〜7 5 0 °C之溫度為止 所需溫度差除以再加熱所需時間的平均升溫速度。 以下，就各製造條件詳加說明。 •加熱溫度：1 0 0 0〜1 3 0 0 °C : 由於加熱溫度未滿1 0 0 0 °C時，碳化物的固溶即不充分， 無法獲得必要強度及降伏比，而若超過1 3 0 0 °C則母材韌性 劣化，故定為1 0 0 0〜1 3 0 0 °C 。 •輥軋結束溫度：Ar3溫度以上： 輥軋結束溫度若未滿Ar3溫度，其後的肥粒鐵變態速度 會降低，無法於再加熱的肥粒鐵變態時分散析出充分的微 細析出物，強度降低。又，由於再加熱時C朝未變態沃斯 田鐵的濃縮不充分，不會生成MA，故輥軋結束溫度在Ar 3 27 312/發明說明書(補件)/93-08/931丨6863 1306902 溫度以上。 •輥軋結束後，立刻以5 °C / s以上的冷卻速度冷卻： 由於冷卻速度未滿5°C / s時，於冷卻時生成波來鐵， 不會生成MA，且不可能達到利用變韌鐵的強化，故無法獲 得充分的強度。因此，將輥軋結束後的冷卻速度限定為5 °C / s以上。又，若冷卻開始溫度在Ar3溫度以下而生成 肥粒鐵，則於再加熱時無法分散析出微細析出物，從而導 致強度不足，且MA生成亦不會發生，故冷卻開始溫度定為 Ar3溫度以上。此時的冷卻方法可按照製程，使用任意的 冷卻設備。本發明中，藉由利用加速冷卻過冷卻至變韌鐵 變態區域，可不在此後再加熱時保持溫度，完成肥粒鐵變 態。 .冷卻結束溫度：4 5 0〜6 ^ 0 °C : 此步驟係本發明中的重要製造條件。本發明中，再加熱 後存在的C濃縮的未變態沃斯田鐵於此後氣冷時朝MA變 態。亦即，須於變韌鐵變態途中未變態沃斯田鐵存在的溫 度區域停止冷卻。圖1 3顯示冷卻停止溫度與Μ A面積分率 暨降伏比的關係。如圖1 3所示，冷卻停止溫度未滿4 5 0 °C 則變韌鐵變態即完成，故於氣冷時MA面積分率未滿3%， 無法達成低降伏比化（降伏比8 5 %以下）。若超過6 5 0 °C，則 於冷卻中析出波來鐵，故微細碳化物的析出不充分，無法 獲得充分強度，又，由於波來鐵會消耗C，MA面積分率減 少，故加速冷卻停止溫度限定於4 5 0〜6 5 0 °C。此外，自獲 得低降伏比的觀點而言，為使Μ A面積分率超過5 %，冷卻 28 312/發明說明書(補件)/93-08/931 ] 6863 1306902 停止溫度以5 0 0〜6 5 0 °C較佳，為進一步達成低降伏比化 (降伏比8 0 %以下），以5 3 0〜6 5 0 °C更佳。 •加速冷卻停止後，立刻以0 . 5 °C / s以上的升溫速度再加 熱至5 5 0〜7 5 0 °C的溫度： 此步驟亦係本發明中的重要製造條件。有助於肥粒鐵強 化的微細複合碳化物的析出物，係於再加熱時析出。此外， 藉由自再加熱時未變態的沃斯田鐵朝肥粒鐵變態，以及伴 隨於此之C對未變態沃斯田鐵排出，於再加熱後氣冷時C 濃化的未變態沃斯田鐵朝MA變態。為獲得此種微細複合碳 化物的析出物及Μ A，須於加速冷卻後，立刻再加熱至5 5 0 〜7 0 0 °C的溫度範圍。由於升溫速度未滿〇 . 5 °C / s時，達 到目標再加熱溫度為止需要很長時間，故製造效率惡化， 又，由於發生波來鐵變態，故無法分散析出微細複合碳化 物的析出物或生成MA，無法獲得充分強度、低降伏比。再 加熱溫度未滿5 5 0 °C則無法獲得充分的析出驅動力，微細 複合碳化物析出物之量少，故無法得到充分的析出強化， 導致鋼管成形或塗裝處理後的耐應變老化性的低落或強度 不足。另一方面，由於若超過7 5 0 °C ，複合碳化物的析出 物即粗大化，無法獲得充分強度，故再加熱溫度範圍限定 於550〜750 °C。於本發明中，在加速冷卻後，自存在有未 變態沃斯田鐵的溫度區域進行再加熱很重要，而若再加熱 開始溫度在B f點以下，變韌鐵相即完成變態且不存在未變 態沃斯田鐵，故再加熱之開始須在B f點以上。為使肥粒鐵 確實變態，較佳的是自冷卻停止溫度升溫5 0 °C以上。於再 29 312/發明說明書(補件)/93-08/93116863 1306902 加熱溫度中，無須特別設定溫度保持時間。若使用 之製造方法，即使於再加熱後立刻冷卻，仍可獲得 細複合碳化物的析出物，故可獲得高強度。然而， 充分微細複合碳化物的析出物，可進行3 0分以内的 持。若進行溫度保持超過3 0分，即出現複合碳化物 物的粗大化，有強度降低的情形發生。又，由於在 後的+卻過程中，微細複合碳化物的析出物與冷卻 關，不會粗大化，故再加熱後的冷卻速度基本上以 佳。 於圖1及圖2中顯示對使用上述製造方法製造的 鋼板（0 · 0 5質量％ C — 1 . 5質量％ Μ η — 0 . 2質量％ Μ 〇 — 0 . % T i )，分別以掃描式電子顯微鏡（S Ε Μ )觀察的照片以 透式電子顯微鏡（Τ Ε Μ)觀察的照片。根據圖1，觀察 鐵、變韌鐵的混合組織中均勻一生成M A ( Μ Α面積分 的情形，由圖2可於肥粒鐵中確認到直徑未滿1 0 n m 複合碳化物。 於圖3及圖4中顯示對使用上述製造方法製造的 之其他鋼板（0 · 0 5質量％ C — 1 . 8質量％ Μ η - 0 . 0 1質量 0 . 0 4質量％ N b — 0 . 0 5質量％ V )，分別以掃描式電子暴 (S Ε Μ )觀察的照片以及以穿透式電子顯微鏡（Τ Ε Μ )觀 片。根據圖3，觀察於肥粒鐵、變韌鐵的混合組織 生成ΜΑ(ΜΑ面積分率7%)的情形，由圖4可於肥粒： 認到直徑未滿1 0 n m的微細複合碳化物。 作為用以進行加速冷卻後的再加熱的設備，可於 312/發明說明書(補件)/93-08/93116863 本發明 充分微 為確保 溫度保 的析出 再加熱 速度無 氣冷較 本發明 01質量 及以穿 於肥粒 # 10%) 的微細 本發明 % T i -頁微鏡 察的照 中均勻 鐵中確 用以進 30 1306902 行加速冷卻的冷卻設備的下游側設置加熱裝置。加熱裝 置，較佳的是使用可急速加熱鋼板的氣體燃燒爐或感應加 熱裝置。感應加熱裝置較均熱爐等更容易控制溫度，可迅 速對冷卻後的鋼板加熱，故特別佳。又，藉由串聯地連續 配置複數個感應加熱裝置，於作業線的速度或鋼板的種 類·尺寸不同之情況，亦只要任意設定通電的感應加熱裝 置的數目，即可自由操作升溫速度、再加熱溫度。 於圖5中例示用來實施本發明製造方法之設備的一例。 如圖5所示，於輥軋作業線1上，自上游朝下游側配置熱 軋機3、加速冷卻裝置4、加熱裝置5、熱校平機6。加熱 裝置5中，藉由將感應加熱裝置或其他熱處理裝置設置在 與輥軋設備熱軋機3及其後續冷卻設備之加速冷卻裝置4 相同的作業線上，於輥軋、冷卻結束後迅速進行再加熱處 理，故可避免過度降低輥軋冷卻後的鋼板溫度而加熱。 進一步就熔接鋼管的製造方法加以說明。 本發明熔接鋼管係將在上述製造條件下製造的鋼板於 冷溫成形為管狀，以潛弧銲熔接方法等熔接例如對接部而 形成鋼管後，於3 0 0 °C以下的溫度範圍内施以塗裝處理。 成形為管狀的方法並未特別限定。例如，成形方法以藉由 U0E步驟或螺旋成形步驟等成形為佳。又，塗裝處理方法 並未特別限定，例如可進行聚乙烯塗裝或粉體環氧樹脂塗 裝等。由於塗裝時的鋼管加熱溫度若超過3 0 0 °C ，會導致 耐應變特性的低落或MA分解所造成的降伏比增加，故限定 在3 0 0 °C以下。 31 312/發明說明書(補件)/93-08/93116863 1306902 於圖6及圖7中顯示對使用上述製造方法製造的本發明 鋼管（0.05 C — 1.5 Μη — 0 . 2 Μ 〇 — 0.01 Ti)’ 分別以掃描式 電子顯微鏡（S E Μ )觀察的照片以及以穿透式電子顯微鏡 (Τ Ε Μ)觀察的照片。根據圖6，於肥粒鐵、變韌鐵的混合組 織中觀察到均勻生成MA ( ΜΑ面積分率1 1 °/。）的情形，由圖7 可於肥粒鐵中確認到直徑未滿1 0 n m的微細複合碳化物。 於圖8及圖9中顯示對使用上述製造方法製造的本發明 鋼管（0 . 0 5 C - 1 . 8 Μ η — 0 . 0 1 T i )，分別以掃描式電子顯微 鏡（SEM)觀察的照片以及以穿透式電子顯微鏡（TEM)觀察的 照片。根據圖8，於肥粒鐵、變韌鐵的混合組織中觀察到 均勻生成M A ( Μ A面積分率8 % )的情形，由圖9可於肥粒鐵 中確認到直徑未滿1 0 n m的微細複合碳化物。 (實施例） (實施例1 ) 以連續鑄造法將表1所示化學成分的鋼（鋼種A〜P)製成 為鋼錠，使用其製造板厚18、26刪的厚鋼板（No. 1〜29)。 以熱軋將經加熱的鋼键親軋後，立刻使用水冷式加速冷 卻設備進行冷卻，並使用感應加熱爐或氣體燃燒爐進行再 加熱。感應加熱爐係設在與加速冷卻設備相同的作業線 上。表2列示各鋼板（N 〇. 1〜2 9 )的製造條件。另外，加熱 溫度、輥軋結束溫度、冷卻結束溫度及再加熱溫度等溫度 係鋼板的平均溫度。平均溫度係’考慮板厚、熱導率等參數， 由鋼錠或鋼板的表面溫度計算求出的溫度。又，冷卻速度 係於熱軋結束後，冷卻至冷卻結束溫度4 5 0〜6 0 0 °C所需溫 32 312/發明說明書(補件)/93-08/93116863 1306902 度差除以此冷卻所需時間的平均冷卻速度。又，升 係冷卻後再加熱至再加熱溫度5 5 G〜7 5 G°C之溫度為 需溫度差除以再加熱所需時間的平均升溫速度。 測定如此製造的鋼板的拉伸特性。表2併示測定 拉伸特性係採取2片輥軋垂直方向的全厚拉伸試驗 行拉伸試驗，測定拉伸特性，以其平均值來評估。 強度5 8 0 Μ P a以上作為本發明所需強度，以降伏比 下作為本發明所需降伏比。母材韌性係採取3片輥 方向的足尺衝擊試驗用V形切口試驗片，進行衝擊 測定-1 (TC下的吸收能量，求出其平均值。-1 0 °C的 量宜在200J以上。 熔接熱影響部（H A Z )韌性係採取3片以再現熱循名 施予相當於輸入熱4 0 k J / cm的熱歷時變化的試驗片 衝擊試驗。然後，測定-1 (TC的吸收能量，求出其平 -1 0°C的衝擊試驗吸收能量宜在1 0 0 J以上。 於表2中，本發明例之N 〇. 1〜1 7的化學成分及| 法均在本發明範圍内，可獲得拉伸強度5 8 0 Μ P a以 強度，及降伏比8 5 %以下的低降伏比（Μ η 1 . 5 %以上 伏比8 0 %以下），母材及熔接熱影響部的韌性良好。 板的組織係肥粒鐵、變韌鐵、島狀麻田散鐵的3相 島狀麻田散鐵的面積分率在3〜2 0 %的範圍内。另外 麻田散鐵的面積分率係利用圖像處理，由掃描式電 鏡（SEM)觀察的顯微組織求出。又，以穿透式電子顯 察、利用能量分散型X射線分光法分析的結果，觀 312/發明說明書(補件)/93-08/93116863 溫速度 止所 結果。 片，進 以拉伸 8 5 %以 軋垂直 試驗， 吸收能 ί裝置 ，進行 均值。 L造方 上的高 時，降 又，鋼 組織， ，島狀 子顯微 微鏡觀 察到於 33 1306902 肥粒鐵相中含有Ti及Mo，及於一部分鋼板中進一步含有 N b及/或V的平均粒徑未滿1 0 n in的微細複合碳化物的分 散析出。另外，圖像處理以穿透式電子顯微鏡（T E Μ )拍攝的 照片，就各個複合碳化物求出與各個複合碳化物同面積的 圓的直徑，並將其平均，求出此微細複合碳化物的平均粒 徑。
No. 18〜22的化學成分在本發明範圍内，但製造方法在 本發明範圍外，因此組織係肥粒鐵、變韌鐵的2相組織， 降伏比超過85%，不夠充分。No.23〜29的化學成分在本發 明範圍外，故拉伸強度未滿5 8 0 Μ P a，無法獲得充分的強 度，或降伏比超過8 5 %，H A Z韌性未滿1 0 0 J而不佳。 (實施例2 ) 以連續鎮造法將表3所示化學成分的鋼（鋼種A〜I )製成 鋼錠，使用其製造板厚18、26刪的厚鋼板（No. 1〜16)。 以熱軋將經加熱的鋼鍵輥軋後，立刻使用水冷式加速冷 卻設備進行冷卻，並使用感應加熱爐或氣體燃燒爐進行再 加熱。感應加熱爐係設在與加速冷卻設備相同的作業線 上。表4列示各鋼板（N 〇. 1〜1 6 )的製造條件。另外，鋼板 的溫度、冷卻速度、升溫速度、拉伸特性、母材韌性、熔 接熱影響部（H A Z )韌性、島狀麻田散鐵的面積分率及複合碳 化物的平均粒徑的測定，係如同實施例1般進行。 測定如此製造的鋼板的拉伸特性。表4併示測定結果。 拉伸特性係以輥軋垂直方向的全厚試驗片作為拉伸試驗 片，進行拉伸試驗，測定拉伸強度。以拉伸強度5 8 0 Μ P a 34 312/發明說明書(補件)/93-08/93116863 1306902 以上作為本發明所需強度，以降伏比8 5 %以下為本發明所 需降伏比。使用輥軋垂直方向的足尺衝擊試驗用V形切口 試片，對母材韌性進行衝擊試驗，-1 0 °C的吸收能量宜在 2 0 0 J以上。 使用以再現熱循環裝置施予相當於輸入熱4 0 k J / cm的 熱歷時變彳匕的試驗月，就熔接熱影響部（H A Z )的韌性進行衝 擊試驗。而且，-1 0 °C的衝擊試驗吸收能量宜在1 〇 〇 J以上。 於表4中，本發明例之N 〇. 1〜7的化學成分及製造方法 均在本發明範圍内，係拉伸強度5 8 0 Μ P a以上的高強度， 及降伏比8 5 %以下的低降伏比（Μ η 1 . 5 %以上時，降伏比8 0 % 以下），母材及熔接熱影響部的韌性良好。又，鋼板的組織 係肥粒鐵、變韌鐵、島狀麻田散鐵的3相組織，島狀麻田 散鐵的面積分率在3〜20%的範圍内。又，以穿透式電子顯 微鏡觀察、利用能量分散型X射線分光法分析的結果，觀 察到於肥粒鐵相中含有選自T i、N b、V中至少2種以上的 平均粒徑未滿1 0 n m的微細複合碳化物的分散析出。
No. 8〜1 2的化學成分在本發明範圍内，但製造方法在 本發明範圍外，因此組織係肥粒鐵、變韌鐵的2相組織， 降伏比超過8 5 %，不夠充分。N 〇. 1 3〜1 6的化學成分在本發 明範圍外，故拉伸強度未滿5 8 0 Μ P a，無法獲得充分的強 度，或降伏比超過8 5 %，H A Z韌性未滿1 0 0 J而不佳。 (實施例3 ) 以連續鑄造法將表5所示化學成分的鋼（鋼種A〜I )製成 鋼錠，使用其製造板厚1 8、2 6刪，外徑2 4 ” 、4 8 ”的熔 35 312/發明說明書(補件)/93-08/931〗6863 1306902 接鋼管（No. 1〜16)。 以熱軋將經加熱的鋼鍵棍軋後，立刻使用水冷式加速冷 卻設備進行冷卻，並使用感應加熱爐或氣體燃燒爐進行再 加熱，製作鋼板，使用該鋼板，以U0E步驟製造熔接鋼管， 其後對鋼管外面進行塗裝處理。感應加熱爐係設在與加速 冷卻設備相同的作業線上。表6列示各鋼管（N 〇. 1〜1 6 )的 製造條件。另外，鋼板的溫度、冷卻速度、升溫速度、拉 伸特性、母材韌性、島狀麻田散鐵的面積分率及複合碳化 物的平均粒徑的測定，係如同實施例1般進行。 測定如此製造的鋼管的拉伸特性。表6併示測定結果。 拉伸特性係以幸昆乳方向的全厚試驗片作為拉伸試驗片1於 塗裝前後進行拉伸試驗，測定拉伸強度及降伏比。使用輥 軋垂直方向的足尺衝擊試驗用V形切口試驗片，就母材韌 性進行衝擊試驗，測定-1 0 °c的吸收能量。 如圖1 0所示，以自縫炫接部的板厚中央部切口的長度 比為熔接金屬：HAZ=1: 1的方式，採取3片足尺衝擊試 驗用V形切口試驗片，就熔接熱影響部（H A Z)的韌性進行試 驗，測定-1 0 °C的衝擊試驗吸收能量，求出其平均值。 於表6中，本發明例之N 〇. 1〜9的化學成分及製造方法 均在本發明範圍内，係拉伸強度5 8 0 Μ P a以上的高強度， 且於塗裝處理後，降伏比亦在8 5 %以下的低降伏比，母材 及熔接熱影響部的韌性良好。又，鋼板的組織係肥粒鐵、 變韌鐵、島狀麻田散鐵的3相組織，島狀麻田散鐵的面積 分率在3〜2 0 %的範圍内。又，以穿透式電子顯微鏡觀察、 36 312/發明說明書(補件)/93-08/93116863 1306902 利用能量分散型χ射線分光法分析的結果，觀察到於肥粒 鐵相中含有Ti及Mo，及於一部分鋼板中進一步含有Nb及 /或V的平均粒徑未滿1 0 n m的微細複合碳化物的分散析出。 N 〇. 1 0〜1 2的化學成分在本發明範圍内，但製造方法在 本發明範圍外，故拉伸強度未滿5 8 0 Μ P a，且塗裝處理後的 降伏比超過8 5 %，強度、降伏比均不夠充分。N 〇 . 1 3〜1 6 的化學成分在本發明範圍外，故拉伸強度未滿5 8 0 Μ P a， 無法獲得充分的強度，或塗裝處理後的降伏比超過8 5 %， H A Z韌性未滿1 0 0 J而不佳。 (實施例4 ) 以連續鑄造法將表7所示化學成分的鋼（鋼種A〜I )製成 鋼錠，使用其製造板厚1 8、2 6 mm、外徑2 4 ” 、4 8 ”的熔 接鋼管（No.l〜14)。 以熱軋將經加熱的鋼錠輥軋後，立刻使用水冷式加速冷 卻設備進行冷卻，並使用感應加熱爐或氣體燃燒爐進行再 加熱，製作鋼板，使用該鋼板，以U0E步驟製造熔接鋼管， 其後對鋼管外面進行塗裝處理。感應加熱爐係設在與加速 冷卻設備相同的作業線上。表8列示各鋼管（N 〇. 1〜1 4 )的 製造條件。另外，鋼板的溫度、冷卻速度、升溫速度、拉 伸特性、母材韌性、島狀麻田散鐵的面積分率及複合碳化 物的平均粒徑的測定，係如同實施例1般進行。又，熔接 熱影響部（H A Z )的韌性係如同實施例3般進行。 測定以如上方式製造的鋼管的拉伸特性。表8併示測定 結果。拉伸特性以輥軋方向的全厚試驗片作為拉伸試驗 37 312/發明說明書(補件)/93-08/93 U 6863 1306902 片，於塗裝前後進行拉伸試驗，測定拉伸強度及降伏比 使用輥軋垂直方向的足尺衝擊試驗用v形切口試驗片， 母材韌性進行衝擊試驗，測定-1 0 °c的吸收能量。 採取足尺衝擊試驗用V形切口試驗片，自縫熔接部的 厚中央部就熔接熱影響部（H A Z )的韌性進行試驗，測定-°C的衝擊試驗吸收能量。 於表8中，本發明例之N 〇. 1〜7的化學成分及製造方 均在本發明範圍内，係拉伸強度5 8 0 Μ P a以上的高強度 於塗裝處理後，降伏比亦在8 5 %以下的低降伏比，母材 熔接熱影響部的韌性良好。又，鋼板的組織係肥粒鐵、 韌鐵、島狀麻田散鐵的3相組織，島狀麻田散鐵的面積 率在3〜2 0 %的範圍内。又，以穿透式電子顯微鏡觀察、 用能量分散型X射線分光法分析的結果，觀察到於肥粒 相中含有選自T i、N b、V中之至少2種的平均粒徑未滿1 C 的微細複合碳化物的分散析出。 N 〇. 8〜1 0的化學成分雖在本發明範圍内，不過，由於 造方法在本發明範圍外，故拉伸強度未滿5 8 0 Μ P a，且塗 處理後的降伏比超過85%，強度、降伏比均不夠充分。 於N 〇. 1 1〜1 4的化學成分在本發明範圍外，故拉伸強度 滿5 8 0 MPa，無法獲得充分強度，或塗裝處理後的降伏 超過8 5 %，H A Z韌性未滿1 0 0 J，為不佳情況。 (產業上之可利用性） 如以上說明，若根據本發明，不會劣化熔接熱影響部 韌性，且不必添加大量合金元素，可以低成本製造具低 312/發明說明書(補件)/93-08/93116863 就 板 -10 法 ) 及 變 分 利 鐵 I n m 製 裝 由 未 比 的 降 38 1306902 伏比及高強度和高韌性的厚鋼板。因此，可低價且大量地 穩定製造使用於建築、海洋構造物、管線、造船、土木、 建設機械等的熔接構造物的鋼板，可顯著提高生產性及經 濟性。又，可成形上述方法所製得的鋼板，熔接對接部， 以高製造效率、低成本製造具低降伏比及高強度和高韌性 的鋼管。故而，可低價且大量地穩定製造用於管線的鋼管， 並可顯著提高生產性及經濟性。 39 312/發明說明書(補件)/93-08/93116863 1306902 (％屮噼)‘ is 彳齡主 化學成 分林 發0月範 圍内 化學成 分林 發明範 圍外 C/_Ti 磐V) ......< 1.79 S 1.46 CO 1.87 1.24 1.50 1.80 2.23 0.96 1.33 0.90 0.23 6.10 83 i · i % 穿 CO LO co S CO LO CO CO r~H s O- 05 S co 兗 s 卜 贫 CO Ti/N cn> OO 寸 〇〇· CD od CT5 CNI CO CO LO 05 CO* LO CO 00 83 CO OJ CQ CO od CD in 0.0039 0.0049 0.0031 0.0045 0.0042 0.0035 0. 0025 0. 0029 0.0026 0.0031 0.0024 0.0031 0.0018 0. 0018 0.0015 0. 0039 θ CZ3 cz> o <3> o o o o 0.0019 Ο C=3 C5 0.0019 CQ CD CD «〇 c=> o o 0.0004 <zz> C3 c? 〇> CD 〇 0.0007 o 0 CD Q o o o o 0.15 o o 〇 c=> O Q 0.15 o o CD CD C3 〇> 0.29 o o o 〇 o <Z5 0.09 C=5 <3> a ¢=5 c=> <3> o o 0.31 o o 〇 <=5 C=3 〇 0.21 〇 o ί> <Z5 0.049 C> 0.031 0.035 C=5 0.044 0.038 0.048 0.025 〇> 0.039 o 0.050 0.031 〇> 〇 0.045 0.030 0.041 0.036 0.041 0.016 0.039 0.042 o 0.021 0.039 0.025 0.033 > I 0.038 0.036 0.032 0.035 0.031 0.031 0.032 0.031 0.028 0.024 0.033 0.031 0.026 0.031 0.033 0.031 1 0.019 0.023 0.015 0.011 0.011 0.010 0.009 0.013 0.018 0. Oil 0.069 0.001 0.022 0.015 0.012 0.022 =g 0.20 0.12 0.15 0.19 0.11 0.19 0.12 0.21 0.21 0.07 O 0.23 0.51 0.25 0.11 0.15 s LO LO 一 s CD < 1 1.52 S i 1 OO r—H LO CD r—H 1.52 1.89 s T*»H CM LO t—H i1 11111 % 1 LO in 1—1 1.25 0.75 oo 0.22 0.19 <r> 0.18 0.21 0.22 0.15 0.19 0.15 0.16 0.24 0.22 0.19 0.22 0.05 0.051 0.058 0.045 0.055 0.052 0.058 0.041 0.061 0.085 0.051 0.042 0.051 0.065 0.012 0.122 0.046 1 < CQ o tx3 c? ►—H 1~~ϊ o ο ΓΟ989 Uro6lrA6/(#s)_s^s激/<Ν1 ε 1306902 Μ
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備註 ΗΑΖ韌性 ⑴ 00 CD » 1 05 LO 产H LO 05 r— CO CD l Ί r-H S CO 05 r—H 05 CO r—H CD CJ5 r-H 00 05 t—H g Csl CD CD cn 05 l 1 1 1 ( CO 00 1 1 CO CO 母材勃性 CO CD 呀 CO CNI (Nl CO OO (NI CO CD CO OO 00 LO CO c^- co CO CO r~H Γ ΟΟ <NI CT5 CD CO S CO ^—1 LO CO LO LO CO LO 呀 CO 00 (Nl CO 00 00 <NJ 降伏比 (%) CO CO LO CO LO CO SI g| SI 益1 §81 SI 拉伸強度 (MPa) C75 CN1 CO LD 寸 CO CO co OO 呀 CD OO LO co LO CD LO 05 oo CO 圈 1 05 LO CD sl i 1 CT5 LO SI CO LO CD oo ΜΑ面積分率 (%) 卜 CO 00 OO CD 卜 σΐ οι 〇l 〇l 〇i ◦ 1 <=>| 〇l 〇i ◦ 1 再加熱溫度 CC) LO in CD ◦ CD s CD o CO CD ◦ LO CD o CD CD g CO ο S CO o CO g CO g CO g CO s CO CO § CO 再加熱 (°c/s) LO 1—H CO CO 〇 CNI ς〇 H ID y—^ (Nl r—H (Nl LO r—H 1 < oo oa i 1 OO v ·Ή CD T111 1 in T—H c » H 再加熱設備 感應加熱爐1 感應加熱爐1 感應加熱爐1 感應加熱爐1 感應加熱爐 感應加熱爐1 氣靡纖 感應加熱爐 感應加熱爐 感應加熱爐 感應加熱爐 1氣麟雜1 感應加熱爐 感應加熱爐 感應加熱爐 感應加熱爐 冷卻停止 溫度(。〇 ο LO LTD ο LO s LO 〇> LO LO ο LO § LO § LO Ο C3 s Ο s i II C=5 oo 呀 C=5 S Ο cn ο s 冷卻雜 CC/s) oo CO CO οα 却 CO LO T "^) »—4 | | oo csi 05 CNI 減結束溫度 CC) Ο oo o oo OO OO ο CO ο oo o oo o 00 II ο oo o oo oo oo OO ο oo ο oo 加熱 溫度(。〇 1200 1200 1200 1100 1 1200 1 1050 1150 1 1200 1200 1200 | 1200 | 1200 | 1200 | 1200 1200 祕 (mm) 00 r-H 00 00 CO CNI 00 i1 1 00 Τ-Η 00 i Ή 00 00 00 00 oo ， 1 CD C<1 CO <>a 00 ί—Η OO 鋼種 CQ o 〇 o ο to o o Q Q C?l ffil ί—(j CNI CO m CD 卜 oo CP ◦ H r*H CNI CO ^4 LO CO t-H Γη9 891 ΙΓΟ*6/οο0-ε6·/(#:κ)_^^κΒ 翻/2 ε 1306902 .(Ϊ5
Ln< (％屮鸣)丨 備註 化學成 分在本 發明範 圍内 化學成 分在本 發明範 圍外 C/(Mo+Ti+Nb+V) 1.46 1.69 CO CN1 f"H 1.58 1—H oi 3. 69 C=5 oo CNI g mco 卜 CO 卜 CO CO C5 <35 CO 00 s LO OO m Ti/N oo CO 卜 co CO cd OO cd 〇 〇〇 OJ ui 1—H lt6 卜 0.0035 0.0026 0.0049 0.0033 0.0022 0.0015 0.0021 0. 0035 0.0045 θ C5 o Cf> 0.0021 cr> CZ5 o d 0.0025 QQ CZ5 o <=> cz> 0. 0007 〇 CD 〇 〇 ώ 〇 CZ5 CI3 o i—H CD 〇 CD CD ·ι~Η 〇 CD CD oo <NI C5 C=3 o g o 3 CD cr> C3 03 CO C3 c=> CD 〇 o C5 > S CD 0.035 o C3 0.025 〇 0.036 0.045 0.020 0.039 0.035 0.035 0.039 0.015 0.025 0.035 0.035 0.025 r—H 0.032 0.028 0.029 0.027 0.024 0.033 0.026 0.026 0.028 0.011 0.010 0.018 0.011 0.015 0.012 0.011 0.018 0.021 LO r Η c=? < 1 ¢=5 <N1 <N1 cz> C? C> ?0 Ο* i 1 1 r_H C5 oa LO LO CD oo T""H τ· 1 CNi 00 1 ..H CO oo T1 "H LO LO CNI m τ*Ή LO r-H LO 〇 <N1 0.19 0.18 〇3 O 0.18 0.19 m Csl o o CNI 03 o' 0.18 ◦ 0.049 0.049 0.045 0.052 0.051 0.120 0.015 0.059 0.041 鋼種 CQ o o o 1—* 女Θ铽WKB诤妗长^嬸辦※ 寸 ε98911 e6/80-£6/ip}®)_Ka^^^/z 一 ε 1306902
備註 4舍驭军 省窟革 HAZ 韌性 ⑴ CNI » 1 οα CO τ~Ή CNI CD OO oo s CO s OO CO 卜 I 1 C<J LO ί—< 03 oo (Nl 03 oa o 1—1 <N1 i—I 1 (Nl 03 00 00 CO T~"4 母材 韌性 ⑴ CNI CO CO 05 CO LO 寸 CO r»'»H I H CO (ΝΪ (NI CO C75 CO CO f "Ή 寸 CO ς〇 CO CO LO I ' I CO LO CO CO CO CO LO 寸 CO T—H oo oo co (Nl 呀 co ① r-H CO (NI 00 § OO 00 CO oo § § SI Si SI OOi OOI SI SI OOI cd| CvJ CO CO to oo 到 oo SI CO §1 到 SI 拉伸強度 (MPa) LO oo CO § CD CD > 1 1 CO LO ，丨，H 卜 C=5 H g co i 1 to CO 1 '"< 卜 cn r~H CD si LOl OO L〇| LOl LOl (Nl LO oo 11 (NI r~H co oo 05 co ΜΑ 面積分率 (%) 05 OO 卜 ΟΪ CD in 05 卜 o| LO CZ5| CD I1 Ή <=>l cz>| o\ 劍？J C 宕 1—^ o g i—H s (NI o oa <N1 <N1 s (Nl S CNI Cv3 s CO s oo s CS3 C5 CNI (Nl (NI s CNI <NI 伽1趔〇 壩女.S Nw/ <ΝΙ oo 寸 00 寸 呀 Csl Cs3 OO 00 寸 呀 CNI 呀 呀 CNI <NI 呀 CNI 00 00 寸 CO 寸 oo 寸 再加熱 溫度 CC) c CD CD s CO s CO s CO S CO g co s CO s co S CO o LO co 另1 L〇| c <z> CO co s co CO g CO 再加熱 速度 (°C/s) o T_H (Nl LO i 1 .1 CNI CO r-H CO 寸 f—< LO CNI LO C<J 03 r~H LO <Nl cji C<1 oo C<1 CO 再加熱設備 感應加熱爐 感應加熱爐 感應加熱爐 感應加熱爐 感應加熱爐 感應加熱爐 氣體燃燒爐 感應加熱爐 感應加熱爐 感應加熱爐 感應加熱爐 感應加熱爐 感應加熱爐 感應加熱爐 感應加熱爐 感應加熱爐 t β Ο LO g LO s LO s LO S LO Ο ς〇 LO LTD § LO c· Ο 1 1 LO C5 LO 呀 CDl CD co| c τ—1 LO CD oo 寸 s LO g in 每Ρ 寸 CNI 寸 CNI 寸 05 CO (Nl 寸 OO CO 寸 (NI 呀 CD CO cn> CO (Nl 03 兮 05 CO 親札結束 溫度 (0〇 OO CO o oo OO 00 Ο S5 o S5 oo oo ◦ OO oo oo OO c? S5 o OO ο oo 与拽C 1200 1200 1050 1200 1200 1200 1100 1150 1200 s a-i 1100 1100 1200 1200 1200 1200 \®S： Q 璁5 OO r—H OO ”"H OO r—H OO CO (Nl CO r-H 00 1 1 OO r—H OO t—H 00 1 1 00 i—l 00 OO < 1 00 00 CO H 鋼種 < PO -< OQ OQ o 〇 Q W -< tx-., Ol ffil hh| 0^ T""H <NI CO LO CO 卜 OO 05 CZ5 ^-1 CNJ CO 寸 LO CO r«H S8911 e6i-e6/ff}«)*ssis:B 餾/zi e 1306902 9寸
(％屮鸣V is
f齡主 4成 分林 1 發明範 圍内 赠成 分林 發0月範 圍外 C/(MofTi+NbfV) 2.78 2.84 2.85 2.83 2.64 12.13 1.22 2.84 17.62 Ar3(°C) , CD LO LO , i Ti/N S CZ5 CD οα· CN1 CO CO LO LO LO CO 卜 CD CO 0.0042 0.0035 0.0042 0.0044 0.0039 0.0022 0.0028 0.0015 0.0015 S C5 Ο <=5 0.0024 CD CD Ο <=> Ο CO 〇 C3 Ο cr> 0.0008 ◦ ο ο ό Ο Ο cz? 0.15 Ο C5 Ο ο <=> C5 0.35 C5 c Ο CD 0.09 a 〇 〇> Ο 0.35 a ο Ο Ο c3 CD > CD 0.04 0.03 0.04 0.05 0.01 0.04 0.05 0.001 s 0.049 0.038 0.034 0.032 0.031 0.025 0.035 0.032 0.018 0.026 0.028 0.25 0.026 0.029 0.033 0.026 0.026 0.028 0.025 Ο 0.012 0.014 0.022 0.012 0.011 0.010 0.002 1.82 » 1 ι 1 吞· τ 1 < H Η 1.49 0.57 突· < 1 I • «-Η CO 0.21 0.21 0.22 0.25 0.18 0.25 0.18 0.17 0.18 o 0.035 0.042 0.042 0.045 0.055 0.110 0.021 0.049 0.054 德 f < CQ Ο ua t£-< Ο ►—•I S00911|6/〇〇0-£6/(^*)*1^^器翻/2e 1306902 備註 4僉浮军 HAZ 韌性 (J) r—Η S LO Oi r-H CO CH) r—H 卜 CNl CNl oo <>a oo CD (N1 eg oo oo τ ·Η 00 CNl OO CD CNl CNl oo (N1 C<1 s LO < 1 c^a ι—Η cn>| ool 母材1 韌性 (J) LO CO CO LO CO 〇〇 o CO 〇 CO CO 呀 CO I 1 呀 CO CD 另 O' 寸 CO 現 CO oo CO CO Γ ΟΟ CNI CT5 CNJ CD oo CO LO CO CO 塗裝後 降伏比 (%) oo TO 03 00 TO TO eg oo OO SI SI §1 袈 SI *1^ OA ^ ¥ g 劍绝： CO CO CO co CO LO §8 oo §1 §8 TO CO 拉伸強度 (MPa) OJ CO CO 卜 LO CO oo CO LO to CT5 LO CO s CO oo 00 CO i si 1 1 oo CNJ, Si SI 固 ΜΑ 面積分率 (%) 卜 00 oo CT) CD 卜 00 Ol LO 〇l CD C2| ol CO 塗裝 溫度 CC) g CO CD CM <Nl o 〇 LO CO o LO CM cr> LO (Nl C3 c=> 呀 oo 导 (NI CD 呀 CNl C3 LO CNI CI5 LO CS3 o LO OJ CD in CNI 鋼管 外徑 (inch) 呀 03 CNI CNl 寸 CNI OO 寸 00 呀 (NI CO 呀 C^3 OO OO 00 寸 CO 寸 再力口熱 溫度 CC) o Ln CD c CO CD g s CO s CO o § s CD CD un> to 11 CD ① CZ5 S 〇> CO CD s 再力口熱 'AS. Ct/s) CNl ?—H t-H »1 1 o LTD csl I 4 LO t 1 OJ > '< LO CNI CD r___< LO CNJ CD Cvj 00 <NI CO 再加熱設備 氣綱親 感應加熱爐 感應加熱爐 1感應加 感應加熱爐 感應加熱爐 氣齡纖 感應加熱爐 感應加熱爐 氣継織1 感應加熱：^| 感應加熱爐 感應加熱爐 感應加熱爐1 冷卻停止 溫度(。〇 § LO g LO m § LO § LO S LO s LO Ο ίο _l m ο § LO C=5 s 冷卻触 CC/s) CD CO CNl 寸 CO <N1 0¾ CO OO CO CO CO 05 CNI oo CO CO CO oo CO 輥札結束 溫度 CC) oo <=5 〇 00 o oo OO oo OO ο § 〇 〇〇 oo 〇> OO o oo CD oo 加熱 溫度 CC) 1200 1200 1200 1150 1150 1050 C5 s I 1 § ◦ 1200^ 1200 C=5 S i 1 1200 1200 1200 祕 (mm) oo 1—H OO < 1 CD oa OO 00 »" H OO OO 00 〇〇 r Ή OO r—H OO 00 ^"4 OO r—H oo 鋼種 PQ 03 o {=> C5 uo Q ο o hi οι ffil i—1| CM CO ID CO 卜 00 σΐ o r___ _H I 1 r—H 03 τ—Η CO 寸 τ·_·<
。女s?r^s^4长嵴鲮域※ ε989Ιΐ\:6/80-5;./(ΦΜ)_ΙΤΒ^κΗ#/(ΝΙε 1306902 【圖式簡單說明】 圖1係以掃描式電子顯微鏡（s c a η n i n g e 1 e c t r ο η microscope 5 S E M )觀察本發明之鋼板的照片。 圖2係以穿透式電子顯微鏡（t r a n s in i s s i ο n electron microscope > T E M )觀察本發明之鋼板的照片。 圖3係以掃描式電子顯微鏡（S Ε Μ )觀察本發明之其他鋼 板的照片。 圖4係以穿透式電子顯微鏡（T Ε Μ )觀察本發明之其他鋼 板的照片。 圖5係顯示用以實施本發明製造方法之製造線之一例的 概略圖。 圖6係以掃描式電子顯微鏡（S Ε Μ )觀察本發明之鋼管的 照片。 圖7係以穿透式電子顯微鏡（Τ Ε Μ )觀察本發明之鋼管的 照片。 圖8係以掃描式電子顯微鏡（S Ε Μ )觀察本發明之其他鋼 管的照片。 圖9係以穿透式電子顯微鏡（Τ Ε Μ )觀察本發明之其他鋼 管的照片。 圖1 0係顯示足尺衝擊試驗（f u 1 1 s i z e c h a r p y )用V形 切口（ η o t c h )試驗片自縫熔接部所採位置之圖。 圖1 1係顯示Μ A面積分率與降伏比暨母材吸收能量的關 係之圖。 圖1 2係顯示Μ η含量與Μ A面積分率暨降伏比的關係之 48 312/發明說明書(補件)/93-08/93116863 1306902 圖。 圖1 3係顯示冷卻停止溫度與Μ A面積分率暨降伏比的關 係之圖。 (元件符號說明） 1 輥軋作業線 2 鋼板 3 熱軋機 4 力口速冷卻裝置（accelerated cooling device) 5 加熱裝置 6 熱校平機（hot leveler) 49 312/發明說明書(補件)/93-08/93116863
Claims (1)
1306902 拾、
申請專利範圍： AUG 2fl 2&08 替換本 1 . 一種熱軋鋼板，係以質量％含有C : 0 . 0 3〜0 . 1 %、S i : 0.01-0.5%' Μη: 1 . 2 〜2 . 5 %、A 1 : 0 . 0 8 % 以下，金屬組織 實質上為肥粒鐵、變韌鐵及島狀麻田散鐵的3相組織，島 狀麻田散鐵的面積分率為3〜2 0 %，且為了於肥粒鐵相析出 複合碳化物，進一步含有以下（1 )〜（3 )中任意化學成分條 件： (1)進一步含有 Mo: 0.05-0.4%' Ti ： 0.005 〜0.04%， 餘量實質上由Fe構成，以原子％的C量與Mo'Ti的合計量 的比 C/(Mo+Ti)為 1.2 〜3; (2)進一步含有 Μο: 0·05 〜0.4 % 及 Ti: 0.005〜0.04 %， 同時含有Nb: 0.005〜0.07%及/或V: 0.005〜0.1%，餘量 實質上由Fe構成，以原子％的C量與Mo、Ti、Nb、V的合 計量的比 C/(Mo+Ti+Nb+V)為 1.2 〜3; (3)進一步含有選自 Ti: 0.005 〜0.04 %、Nb: 0.005 〜 0.07%> V ： 0.005〜0.1 %中的至少2種以上，餘量實質上由 Fe構成，以原子％的C量與Ti、Nb、V的合計量的比C/(Ti + Nb+V)為 1.2〜3; 在上述肥粒鐵相中析出下述任意複合碳化物： (a )含有T i及Μ 〇的粒徑未滿1 0 n m的複合碳化物； (b)含有Ti及Mo、Nb及/或V的粒徑未滿10nm的複合 碳化物； (c)含有選自Ti、Nb、V中的至少2種以上元素的粒徑 未滿1 0 n m的複合破化物。 50
93116863 1306902 中/年^月^日修(更)正替換頁 2. 如申請專利範圍第1項之熱軋鋼板，其中，進一步含 有以下（A)至（C)群組中之一種以上： (A) 以質量％表示之N: 0.007 %以下； (B) 以質量％表示之Ti: 0.005〜未滿0.02%; (C) 以質量％進一步含有選自Cu: 0.5%以下、Ni: 0.5% 以下、C r : 0 . 5 % 以下、B : 0 . 0 0 5 % 以下、C a : 0 . 0 0 0 5 〜0 · 0 0 3 % 中之至少1者。 3. 如申請專利範圍第1或2項之熱軋鋼板，其中，以質 量％表示，Ti/N為2〜8。 4. 一種熔接鋼管，係使用申請專利範圍第1至3項中任 一項之鋼板。 5. —種熱軋鋼板之製造方法，係對以質量％含有C : 0 . 0 3 〜0.1%、Si: 0.01-0.5%' Μη: 1.2 〜2. 5%、Α1 ： 0.08 % 以 下，且為了於肥粒鐵相析出複合碳化物，進一步具有以下 (1 )〜（3 )中任意化學成分條件的鋼錠，進行以下步驟： 熱軋步驟，係以加熱溫度：1 0 0 0〜1 3 0 0 °C '輥軋結束溫 度：Ar3以上的條件熱軋； 加速冷卻步驟，係以冷卻速度：5 °C /秒以上對經熱軋 的鋼板進行加速冷卻至4 5 0〜6 5 0 °C ;及 再加熱步驟，係於冷卻後立刻以升溫速度：0 . 5 °C /秒 以上再加熱至550〜750 °C ; (1)進一步含有 Mo: 0.05-0.4%' Ti ： 0.005 〜0.04%， 餘量實質上由Fe構成，以原子％的C量與Mo、Ti的合計量 的比 C/(Mo+Ti)為 1.2 〜3; 51 93116863 1306902 们年浐月V(日修(更)正替換鼓 4 (2) 進一步含有 Mo: 0.05 〜0.4%及 Ti: 0.005 〜0·04%， 同時含有Nb: 0.005〜0.07%及/或V: 0.005〜0.1%，餘量 實質上由Fe構成，以原子％的C量與Mo、Ti、Nb、V的合 計量的比C/(Mo+Ti+Nb+V)為1.2〜3;及 (3) 進一步含有選自 Ti: 0.005 〜0.04 %、Nb: 0.005 〜 0.07%、V: 0.005〜0.1%的至少2種以上，餘量實質上由 F e構成，以原子％的C量與T i、N b、V的合計量的比C / ( T i + Nb+V)為 1.2〜3。 6 .如申請專利範圍第5項之熱軋鋼板之製造方法，其 中，該熱軋鋼板的金屬組織實質上為肥粒鐵、變韌鐵及島 狀麻田散鐵的3相組織，島狀麻田散鐵的面積分率為3〜 2 01 7.如申請專利範圍第5或6項之熱軋鋼板之製造方法， 其中，於再加熱之際，自冷卻後的溫度升溫5 0 °C以上。 8 .如申請專利範圍第5或6項之熱軋鋼板之製造方法， 其中具有： 2相組織形成步驟，係以冷卻速度：5 °C /秒以上將經熱 軋的鋼板加速冷卻至4 5 0〜6 5 0 °C，形成未變態的沃斯田鐵 及變韌鐵的2相組織；及 3相組織形成步驟，係於冷卻後立刻以升溫速度：0 . 5 t /秒以上再加熱至5 5 0〜7 5 0 °C，形成分散析出有析出物 的肥粒鐵相、變韌鐵相及島狀麻田散鐵的3相組織。 9.如申請專利範圍第5或6項之熱軋鋼板之製造方法， 其中，藉設在與輥軋設備及冷卻設備相同作業線上的感應 52 93116863 1306902 4 年日取東)正替挟Μ 加熱裝置，進行於冷卻後立刻以升溫速度：0 . 5 °C /秒以上 再加熱至550〜750 °C的處理。 1 0 .如申請專利範圍第5或6項之熱軋鋼板之製造方 法，其中，在上述肥粒鐵相中析出下述任意複合碳化物： (a )含有T i及Μ 〇的粒徑未滿1 0 n m的複合碳化物： (b) 含有Ti及Mo、Mb及/或V的粒徑未滿10nm的複合 破化物； (c) 含有選自Ti、Nb、V中的2種以上元素的粒徑未滿 1 0 n m的複合碳化物。 1 1 .如申請專利範圍第5或6項之熱軋鋼板之製造方 法，其中，以質量％表示，進一步含N: 0.007 %以下。 1 2 .如申請專利範圍第5或6項之熱軋鋼板之製造方 法，其中Ti: 0.005〜未滿0.02%。 1 3 .如申請專利範圍第5或6項之熱軋鋼板之製造方 法，其中，以質量％進一步含有選自Cu : 0 . 5 %以下、N i : 0.5%以下、Cr: 0.5%以下、B: 0.005%以下、Ca: 0.0005 〜0 . 0 0 3 °/。中的至少1者。 1 4 .如申請專利範圍第5或6項之熱軋鋼板之製造方 法，其中以質量％表示，Ti/N為2〜8。 1 5 ·如申請專利範圍第5或6項之熱軋鋼板之製造方 法，其中，具有將所得鋼板冷溫成形為管狀，並熔接對接 部而形成鋼管的步驟。 53 93116863 1306902 拾壹、圖式： 巔 AUG 2 1 200B 替換頁
93116863 54
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