TWI814432B - 高強度鋼板及其製造方法 - Google Patents

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TWI814432B
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日商杰富意鋼鐵股份有限公司
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Abstract

本發明提供一種高強度鋼板及其製造方法。本發明的高強度鋼材具有特定的成分組成，板厚1/4位置處的高強度鋼板的金屬組織，將包含鐵氧體的軟質相作為主相，且剩餘部分包含含有波來鐵、變韌鐵、及麻田散鐵中的一種或兩種以上的硬質相，加工鐵氧體於金屬組織整體中所佔的分率以體積分率計為50%以上，加工鐵氧體的縱橫比為1.5以上，加工鐵氧體的平均結晶粒徑為50 μm以下，母材的降伏應力為235 MPa以上，母材的-60℃下的夏比衝擊吸收能為200 J以上，大入熱焊接後的焊接熱影響部的-60℃下的夏比衝擊吸收能為80 J以上。

Description

高強度鋼板及其製造方法
本發明是有關於一種例如船舶、海洋結構物、中高層建築、橋樑、槽等中所使用的鋼板(厚鋼板)，且尤其是有關於一種於對該鋼板進行焊接後的焊接熱影響部中亦具有高韌性的高強度鋼板及其製造方法。
近年來，對船舶、海洋結構物、中高層建築、橋樑、槽等結構物中所使用的焊接用鋼材(焊接用鋼板)的材質特性的要求日益嚴格。進而，為了於短時間內製造此種結構物，希望運用以潛弧焊接法(submerged-arc welding method)、電氣焊接法(electrogas welding method)、電渣焊接法(electroslag welding method)等為代表的大入熱焊接法。據此，與鋼材自身的韌性同樣地，對焊接熱影響部(以下亦有時稱為「HAZ(heat affected zone)」)的韌性的要求亦日益嚴格。
但是，一般而言，已知當焊接入熱量增大時，HAZ的組織粗大化，HAZ的韌性降低。對於因此種大入熱焊接引起的HAZ的韌性的降低，例如如專利文獻1~專利文獻5所記載的技術般，至今為止亦提出了很多對策。
於專利文獻1及專利文獻2中，揭示了一種改善基於大入熱焊接的HAZ(以下亦有時稱為「大入熱HAZ」)的韌性的技術。具體而言，提出了一種藉由TiN、Al氧化物等的釘札效應(pinning effect)來抑制沃斯田鐵晶粒的粗大化的方法。
另外，於專利文獻3、專利文獻4及專利文獻5中揭示了一種藉由使沃斯田鐵晶粒內存在多個鐵氧體相變核來實現結晶粒內組織的微細化的技術。具體而言，藉由將TiN、MnS、Ti氧化物等用作鐵氧體相變核而達成結晶粒內組織的微細化，藉此實現了HAZ的低溫韌性的改善。
[現有技術文獻]
[專利文獻]
專利文獻1：日本專利特開2002-256379號公報
專利文獻2：日本專利第2950076號公報
專利文獻3：日本專利特公平07-068577號公報
專利文獻4：日本專利特公平05-017300號公報
專利文獻5：日本專利第3733898號公報
然而，即便應用專利文獻1~專利文獻5中揭示的利用所述析出物使HAZ微細化的諸技術，於實施大入熱焊接的情況下，HAZ組織的粗大化亦不可避免，例如於低於-60℃的環境下會 產生HAZ的低溫韌性的劣化。
近年來，於船舶或槽等中，正在研究於較先前而言溫度更低的環境下的運用。因此，較所述各專利文獻中所記載的技術中作為對象的鋼材(鋼板)而言，需要的是飛躍性地提高焊接熱影響部的低溫韌性的鋼材。
本發明是鑒於所述實際情況而成者，尤其是目的在於提供一種用於所述用途的鋼板的母材及HAZ(大入熱HAZ)的低溫韌性優異的高強度鋼板及其製造方法。
此處，所謂本發明中的「高強度」，是指表示高強度鋼板的母材強度的降伏應力(YP)為235MPa以上。所謂本發明中的「母材的低溫韌性優異」，是指母材的-60℃下的夏比衝擊試驗(Charpy impact test)的吸收能為200J以上。所謂本發明中的「HAZ(大入熱HAZ)的低溫韌性優異」，是指大入熱焊接後的HAZ、即單面單道次焊接接頭的HAZ的-60℃下的夏比衝擊試驗的吸收能為80J以上。尤其是對於基於潛弧焊接等單面單道次焊接的焊接入熱量為4kJ/mm以上的焊接接頭，可獲得穩定的低溫韌性。
再者，降伏應力及夏比衝擊試驗的吸收能可利用後述的實施例中記載的方法來測定。
本發明者等人為了解決所述課題，對用於提高大入熱HAZ的低溫韌性的方法反覆進行了努力研究，結果獲得了以下見 解。
首先，本發明者等人著眼於藉由大入熱焊接而生成的粗大的變韌鐵組織。與鐵氧體或波來鐵等組織相比，粗大的變韌鐵是粗糙的組織。粗糙的組織的脆性破斷的極限應力低，因此成為韌性降低的主要原因。因此，本發明者等人認為，藉由抑制粗大的變韌鐵的生成，大入熱HAZ的低溫韌性得以提高。
另外，本發明者等人進行了努力研究，結果獲得了如下見解。藉由設計為滿足以下的(1)式的條件的成分組成，可促進鐵氧體相變，能夠實現粗大的變韌鐵的細粒化。進而，藉由將Ti相對於N的比例(Ti/N)設計為1.5~4.0的範圍內，可抑制因焊接引起的舊沃斯田鐵粒徑的粗大化，能夠抑制粗大的變韌鐵。
但是，藉由滿足(1)式的條件，作為軟質相的鐵氧體的分率增加，因此難以確保母材(鋼板)的強度。
因此，本發明者等人對母材的金屬組織進行了研究。其結果，發現藉由於鋼板的板厚1/4位置處，將加工鐵氧體於母材的全部組織中所佔的分率以體積分率計設為50%以上、加工鐵氧體的縱橫比設為1.5以上、且將加工鐵氧體的平均結晶粒徑設為50μm以下，可於滿足(1)式的條件的狀態下獲得優異的母材強度。
0.25≦[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5≦0.35…(1)
其中，C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V為各元素的含量(質量%)，不含有的元素的含量設為零。
本發明是基於所述見解而成者，其主旨如以下般。
[1]一種高強度鋼板，具有如下成分組成，所述成分組成以質量%計含有：C：0.010%~0.070%、Si：0.01%~0.50%、Mn：1.00%~2.00%、P：0.020%以下、S：0.0005%~0.0100%、Al：0.035%~0.100%、Ti：0.010%~0.030%、以及N：0.0035%~0.0100%，下述式(1)所表示的碳當量Ceq.(IIW)滿足0.25質量%~0.35質量%，Ti/N滿足1.5~4.0，且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質，板厚1/4位置處的高強度鋼板的金屬組織，將包含鐵氧體的軟質相作為主相，且剩餘部分包含含有波來鐵、變韌鐵、及麻田散鐵中的一種或兩種以上的硬質相，加工鐵氧體於金屬組織整體中所佔的分率以體積分率計為50%以上， 所述加工鐵氧體的縱橫比為1.5以上，所述加工鐵氧體的平均結晶粒徑為50μm以下，母材的降伏應力為235MPa以上，母材的-60℃下的夏比衝擊吸收能為200J以上，大入熱焊接後的焊接熱影響部的-60℃下的夏比衝擊吸收能為80J以上。
Ceq.(IIW)=[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5…(1)
此處，式(1)中的[ ]為此括號內的各元素的含量(質量%)，不含有的元素的含量設為零。
[2]如所述[1]所述的高強度鋼板，其中，所述成分組成進而以質量%計含有選自由：B：0.0030%以下、Cu：0.50%以下、Ni：1.50%以下、V：0.100%以下、Cr：0.50%以下、Mo：0.50%以下、Ca：0.0030%以下、Mg：0.0050%以下、以及 稀土金屬(rare earth metal，REM)：0.1000%以下
所組成的群組中的一種或兩種以上。
[3]如所述[1]或[2]所述的高強度鋼板，其中，所述板厚1/4位置處的高強度鋼板的金屬組織中，TiN的尺寸為5nm~200nm。
[4]一種高強度鋼板的製造方法，製造如所述[1]至[3]中任一項所述的高強度鋼板，所述高強度鋼板的製造方法中，於將具有所述成分組成的鋼素材加熱至1050℃以上且1200℃以下的溫度後，實施熱軋，所述熱軋是於950℃以上的溫度區域即再結晶γ區域開始軋製，於850℃以下的溫度區域即未再結晶γ區域的壓下率為30%以上、及(Ar3相變點-80)℃~Ar3相變點的鐵氧體-沃斯田鐵二相區域的壓下率為30%以上的條件下進行軋製，且最終溫度為650℃以上，其後，以5℃/s以上的平均冷卻速度自650℃以上的冷卻開始溫度冷卻至600℃以下且300℃以上的溫度區域的冷卻停止溫度。
[5]如所述[4]所述的高強度鋼板的製造方法，其中，以0.3m/min~1.0m/min的平均鑄造速度來鑄造所述鋼素材。
根據本發明，即便對本發明的高強度鋼板實施大入熱焊接，亦可於母材及焊接熱影響部具有優異的低溫韌性。因此，本發明的高強度鋼板可較佳地用作藉由電氣焊接、潛弧焊接、電渣焊接等大入熱焊接法施工的、例如液化氣體的低溫儲藏槽或於低 溫環境下運用的船舶等結構物的焊接用鋼板(鋼材)
以下，對本發明進行說明。再者，本發明並不限定於以下的實施方式。
首先，對在本發明中限定高強度鋼板的成分組成的理由進行說明。再者，於本發明中，與成分組成有關的「%」表述只要無特別說明，則是指「質量%」。
C：0.010%~0.070%
為了獲得本發明中作為目標的母材(高強度鋼板)的強度，需要含有0.010%以上的C。然而，若含有超過0.070%的C，則島狀麻田散鐵增加而導致焊接熱影響部(HAZ)低溫韌性降低，因此C含量設為0.070%以下。C含量較佳為0.020%以上，更佳為0.030%以上，進而佳為0.050%以上。C含量較佳為0.065%以下，更佳為0.060%以下，進而佳為0.055%以下。
Si：0.01%~0.50%
Si是確保母材的強度及脫氧等所需的成分，於本發明中含有0.01%以上的Si。另一方面，若Si的含量超過0.50%，則HAZ硬化而導致HAZ的低溫韌性降低，因此Si含量設為0.50%以下。Si 含量較佳為0.1%以上，更佳為0.15%以上。Si含量較佳為0.40%以下，更佳為0.3%以下。
Mn：1.00%~2.00%
為了確保母材的強度，需要含有1.00%以上的Mn。另一方面，若含有超過2.00%的Mn，則不僅焊接性劣化，而且鋼板成本亦上升。因此，Mn含量的範圍設為1.00%~2.00%。Mn含量較佳為1.20%以上，更佳為1.40%以上，進而佳為1.50%以上。Mn含量較佳為1.90%以下，更佳為1.75%以下，進而佳為1.60%以下。
P：0.020%以下
P是不可避免地混入的雜質，若P的含量超過0.020%，則會使母材及焊接部的低溫韌性降低，因此將上限設為0.020%。因此，P含量設為0.020%以下。P含量較佳為設為0.015%以下。為了獲得良好的低溫韌性，P的含量更佳為0.010%以下，進而佳為0.007%以下。再者，無需對P含量的下限進行特別限定，但藉由實施極低P化處理會增加成本，因此P含量較佳為設為0.001%以上。
S：0.0005%~0.0100%
為了生成作為鐵氧體核生成需要的複合夾雜物的核所需的CaS或MnS，需要含有0.0005%以上的S。另一方面，若S的含量超過0.0100%，則會使母材的低溫韌性劣化。因此，S含量設為0.0100%以下。S含量較佳為0.0090%以下，更佳為0.0030%以下。S含量較佳為0.0010%以上，更佳為0.0015%以上。
Al：0.035%~0.100%
於鋼的脫氧方面需要含有0.035%以上的Al。另一方面，若含有超過0.100%的Al，則會使母材的低溫韌性降低並且使焊接金屬的低溫韌性劣化。因此，Al含量設為0.100%以下。Al含量較佳為0.095%以下，更佳為0.090%以下，進而佳為0.080%以下。Al含量較佳為0.040%以上，更佳為0.050%以上。
Ti：0.010%~0.030%
Ti於鋼的凝固時成為TiN而析出，有助於抑制HAZ下的沃斯田鐵的粗粒化、或成為鐵氧體相變核而有助於高韌性化。Ti的含量若不滿0.010%，則其效果小，若超過0.030%，則因TiN粒子的粗大化而無法獲得所期待的效果。因此，Ti的含量設為0.010%~0.030%的範圍。Ti含量較佳為0.011%以上，更佳為0.013%以上，進而佳為0.015%以上。Ti含量較佳為0.028%以下，更佳為0.025%以下，進而佳為0.020%以下。
N：0.0035%~0.0100%
N與Ti結合而形成TiN，因此含有0.0035%以上的N。若N的含量增加，則固溶N增大，導致HAZ的低溫韌性的降低，因此N含量以0.0100%為上限。因此，N含量設為0.0100%以下。N含量較佳為0.0040%以上，更佳為0.0045%以上，進而佳為0.0052%以上。N含量較佳為0.0095%以下，更佳為0.0090%以下，進而佳為0.0075%以下。
碳當量Ceq.(IIW)：0.25質量%~0.35質量%
本發明的高強度鋼板以使以下的(1)式所表示的碳當量Ceq. (IIW)滿足0.25質量%~0.35質量%的範圍的方式調整成分組成。
Ceq.(IIW)=[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5…(1)
此處，式(1)中的[ ]是此括號內的各元素的含量(質量%)，不含有的元素的含量設為零。
為了於焊接熱影響部中確保vTrs(斷面轉變溫度)為-60℃以下，碳當量Ceq.(IIW)設為0.35質量%以下。另一方面，若碳當量Ceq.(IIW)低於0.25質量%，則於母材中無法確保降伏應力為235MPa以上。因此，碳當量Ceq.(IIW)設為0.25質量%~0.35質量%。碳當量Ceq.(IIW)較佳為0.27質量%以上，更佳為0.28質量%以上。碳當量Ceq.(IIW)較佳為0.33質量%以下，更佳為0.32質量%以下。
再者，於焊接熱影響部中所述vTrs設為-60℃以下的理由在於，推測可期待將來需求增加的液化氣槽的設計溫度為-60℃以下。
Ti/N：1.5~4.0
另外，於本發明中，Ti以與N含量的關係滿足1.5≦Ti/N≦4.0(此處，設為Ti、N：各元素的含量(質量%))的方式添加，並調整Ti含量。藉由調整Ti含量，能夠確保最佳的尺寸與量的TiN，其結果，能夠抑制沃斯田鐵的粗粒化。於Ti/N未滿1.5時， TiN微細化，藉此於焊接熱影響部中TiN固溶。其結果，無法確保焊接部的低溫韌性的提高所需的TiN量。另一方面，於Ti/N超過4.0時，母材的低溫韌性及焊接部的低溫韌性因TiC粒子的生成及TiN的粗大化而降低。因此，Ti含量相對於N含量的比例(T/Ni)設為1.5以上且4.0以下。T/Ni較佳為2.0以上，更佳為2.5以上。T/Ni較佳為3.4以下，更佳為3.2以下。
再者，於本發明中，TiN的尺寸較佳為調整為5nm以上且200nm以下。其理由在於，藉由成為該尺寸的範圍外，而無法獲得充分的沃斯田鐵晶粒的粗大化抑制效果。於本發明中，所謂「TiN的尺寸」，是指為長方形的TiN的對角線長度，可利用後述的實施例中記載的方法來測定。
本發明的高強度鋼板中，所述成分以外的剩餘部分是鐵(Fe)及不可避免的雜質。
於本發明中，以所述元素為基本的成分組成，藉由該基本的成分組成可獲得本發明中的目標特性。於本發明中，出於進一步提高特性的目的，除了含有所述基本的成分組成以外，亦可根據需要含有以下的元素。再者，由於可根據需要含有以下記載的B、Cu、Ni、V、Cr、Mo、Ca、Mg、及REM的各成分，因此該些成分亦可為0%。
選自由B：0.0030%以下、Cu：0.50%以下、Ni：1.50%以下、V：0.100%以下、Cr：0.50%以下、Mo：0.50%以下、Ca：0.0030%以下、Mg：0.0050%以下、及REM：0.1000%以下所組成 的群組中的一種或兩種以上
B：0.0030%以下
B是有效地作用於鋼板(母材)的高強度化的元素。此種效果於含有0.0002%以上的B時變得明顯。另一方面，若過剩地含有B，則會對焊接部的HAZ的低溫韌性帶來不良影響，因此B含量較佳為設為0.0030%以下。因此，於含有B的情況下，B含量較佳為設為0.0030%以下。B含量較佳為設為0.0002%以上，更佳為設為0.0007%以上。B含量更佳為設為0.0012%以下。
Cu：0.50%以下
Cu是提高鋼的淬火性的元素，除了有助於軋製後的母材的強度的提高以外，亦有助於高溫強度、耐候性等功能的提高。該些效果藉由含有0.01%以上的Cu而得以發揮。另一方面，Cu的過度含有反而會使焊接部的HAZ的低溫韌性或焊接性劣化。Cu含量較佳為設為0.50%以下。因此，於含有Cu的情況下，Cu含量較佳為設為0.50%以下。Cu含量較佳為設為0.01%以上，更佳為設為0.04%以上。Cu含量更佳為設為0.10%以下。
Ni：1.50%以下
Ni是提高鋼的淬火性的元素，除了有助於軋製後的母材的強度的提高以外，亦有助於母材的低溫韌性、高溫強度、耐候性等功能的提高。該些效果藉由含有0.01%以上的Ni而得以發揮。另一方面，Ni的過度含有反而會使焊接部的HAZ的低溫韌性或焊接性劣化，除此以外亦會導致合金的成本增加。Ni含量較佳為設為 1.50%以下。因此，於含有Ni的情況下，Ni含量較佳為設為1.50%以下。Ni含量較佳為設為0.01%以上，更佳為設為0.02%以上。Ni含量更佳為設為0.50%以下。
V：0.100%以下
V是對提高母材的強度及低溫韌性而言有效的元素，而且是作為VN形式下的鐵氧體生成核發揮作用的元素。此種效果藉由含有0.005%以上的V而得以發揮。另一方面，若含有超過0.100%的V，則焊接部HAZ的低溫韌性反而會降低。V含量較佳為設為0.100%以下。因此，於含有V的情況下，V含量較佳為設為0.100%以下。V含量較佳為設為0.005%以上，更佳為設為0.009%以上。V含量更佳為設為0.080%以下。
Cr：0.50%以下
Cr與Cu同樣地是提高鋼的淬火性的元素，除了有助於軋製後的母材的強度的提高以外，亦有助於高溫強度、耐候性等功能的提高。該些效果藉由含有0.01%以上的Cr而得以發揮。另一方面，Cr的過度含有反而會使焊接部的HAZ的低溫韌性或焊接性劣化。Cr含量較佳為設為0.50%以下。因此，於含有Cr的情況下，Cr含量較佳為設為0.50%以下。Cr含量較佳為設為0.01%以上，更佳為設為0.02%以上。Cr含量更佳為設為0.10%以下。
Mo：0.50%以下
Mo與Cu或Cr同樣地是提高鋼的淬火性的元素，除了有助於軋製後的母材的強度的提高以外，亦有助於高溫強度、耐候性 等功能的提高。該些效果藉由含有0.01%以上的Mo而得以發揮。另一方面，Mo的過度含有反而會使焊接部的HAZ的低溫韌性或焊接性劣化。Mo含量較佳為設為0.50%以下。因此，於含有Mo的情況下，Mo含量較佳為設為0.50%以下。Mo含量較佳為設為0.01%以上，更佳為設為0.02%以上。Mo含量更佳為設為0.10%以下。
Ca：0.0030%以下
Ca是對藉由S的固定來提高母材及HAZ的低溫韌性而言有用的元素。若Ca的含量超過0.0030%，則其效果飽和，因此設為含有0.0030%以下的Ca。另一方面，若Ca的含量未滿0.0005%，則S的固定變得不充分。設為含有0.0005%以上的Ca。因此，於含有Ca的情況下，Ca含量較佳為設為0.0030%以下。Ca含量較佳為設為0.0005%以上，更佳為設為0.0010%以上。Ca含量更佳為設為0.0025%以下。
Mg：0.0050%以下、REM：0.1000%以下
Mg及REM(稀土金屬)均於鋼液中具有強脫氧力，具有輔助微細氧化物形成的作用，因此根據需要進行添加。各自的顯示出脫氧效果的含量為Mg：0.0002%以上、REM：0.0010%以上。另一方面，若大量地添加，則形成粗大的夾雜物，藉此會損害母材特性，因此各自的含量較佳為設為Mg：0.0050%以下、REM：0.1000%以下。因此，於含有Mg及REM的情況下，較佳為設為Mg：0.0050%以下、REM：0.1000%以下。Mg含量較佳為設為 0.0002%以上。REM含量較佳為設為0.0010%以上。
本發明的高強度鋼板藉由滿足所述成分組成，可達成低溫韌性的提高。另一方面，如上所述，變得難以確保母材的強度。因此，出於確保該強度的目的，於本發明中亦重要的是如以下般規定高強度鋼板的金屬組織。
以下，對本發明的高強度鋼板的金屬組織進行說明。
本發明的高強度鋼板於板厚1/4位置處具有金屬組織，所述金屬組織包含主相是包含鐵氧體的軟質相，以及剩餘部分是包含波來鐵、變韌鐵、及麻田散鐵中的一種或兩種以上的硬質相。另外，所述加工鐵氧體於板厚1/4位置處，加工鐵氧體於高強度鋼板的金屬組織整體中所佔的分率以體積分率計為50%以上，加工鐵氧體的縱橫比為1.5以上，且加工鐵氧體的平均結晶粒徑為50μm以下。
主相：鐵氧體
就提高母材的強度的觀點而言，本發明的高強度鋼板於板厚1/4位置處以鐵氧體為主相。於本發明中，所謂「主相」，是指以體積率計為50%以上。鐵氧體的體積率較佳為設為70%以上，更佳為設為75%以上，進而佳為設為80%以上，進而更佳為設為90%以上。
再者，於本發明中，如上所述，為了於滿足(1)式的條件的狀態下獲得優異的母材強度，除了規定作為軟質相的鐵氧體的分率以外，亦規定鋼板的板厚1/4位置處的加工鐵氧體的分率。與加 工鐵氧體有關的詳細情況將於後文敘述。
剩餘部分：包含波來鐵、變韌鐵、及麻田散鐵中的一種或兩種以上的硬質相
就確保強度的觀點而言，鐵氧體以外的剩餘部分的組織於板厚1/4位置處設為包含波來鐵、變韌鐵、及麻田散鐵中的一種或兩種以上的硬質相。剩餘部分的組織以各組織的體積率的合計計較佳為設為25%以下。剩餘部分的組織的合計體積率更佳為設為15%以下，進而佳為設為10%以下。
加工鐵氧體的體積分率：50%以上
於本發明中，於製造高強度鋼板時，按照後述的熱軋條件，藉由二相區域軋製對溫度區域為二相區域的鐵氧體施加位錯，藉此提高強度。為了獲得此種效果，需要以一定以上的比例具有藉由二相區域軋製導入有位錯的加工鐵氧體。為了確保所述母材的強度，加工鐵氧體需要於板厚1/4位置處，以相對於高強度鋼板的金屬組織整體的體積分率計設為50%以上。加工鐵氧體以體積分率計較佳為設為60%以上。
加工鐵氧體設為於所述鐵氧體中佔55%以上。較佳為70%以上。
再者，加工鐵氧體的上限並無特別規定，但就軋製機的負荷的觀點、防止因產生剝離引起的吸收能降低的理由而言，以體積分率計較佳為設為90%以下。加工鐵氧體以體積分率計更佳為設為80%以下。
加工鐵氧體設為於所述鐵氧體中佔96%以下。較佳為93%以下。
此處，於本發明中，所謂「加工鐵氧體」，是指藉由X射線繞射(X-ray diffraction，XRD)求出的位錯密度ρ的值為1.0×1014m-2以上的鐵氧體。藉由位錯密度ρ的值成為1.0×1014m-2以上，加工硬化發揮作用而強度上升。所述位錯密度ρ的值較佳為設為2.0×1014m-2。但是，若過剩地施加二相區域壓下，則位錯過剩地進入，藉此位錯難以移動，結果鋼板的低溫韌性降低。因此，位錯密度ρ的值的上限設為2.5×1015m-2以下。於本發明中，所述位錯密度可利用後述的實施例中記載的方法來測定。
加工鐵氧體的縱橫比：1.5以上
若板厚1/4位置處的加工鐵氧體的縱橫比未滿1.5，則特定的織構無法充分發展，有可能產生延性裂紋。另外，未表現出位錯強化及細粒化效果，低溫下的母材的韌性降低。因此，加工鐵氧體的縱橫比設為1.5以上。加工鐵氧體的縱橫比較佳為2.0以上，更佳為2.5以上。再者，無需對加工鐵氧體的縱橫比的上限值進行特別規定。就軋製機的能力等的觀點而言，加工鐵氧體的縱橫比較佳為設為4.0以下，更佳為設為3.8以下。
加工鐵氧體的平均結晶粒徑：50μm以下
藉由將板厚1/4位置處的加工鐵氧體的平均結晶粒徑設為50μm以下，每單位體積的晶界增加，其結果，位錯難以移動，藉此鋼板的強度提高。加工鐵氧體的平均結晶粒徑較佳為45μm以下， 更佳為40μm以下，進而佳為30μm以下。再者，加工鐵氧體的平均結晶粒徑的上限值並無特別規定。就將鋼板應用於所述用途的觀點而言，較佳為設為5μm以上，更佳為設為15μm以上。
此處，本發明的加工鐵氧體的結晶粒徑是求出鄰接的結晶粒的方位差，並將方位差為15°以上的邊界作為結晶晶界進行測定。自所獲得的結晶晶界求出粒徑的算術平均並設為平均當量圓直徑，以作為所述平均結晶粒徑。
再者，上文所述的鐵氧體、波來鐵、變韌鐵、麻田散鐵、加工鐵氧體的體積分率、加工鐵氧體的縱橫比、及加工鐵氧體的平均結晶粒徑可利用後述的實施例中記載的方法來測定。
接下來，對本發明的高強度鋼板的製造方法的一實施方式進行說明。
首先，利用轉爐、電爐等熔煉方法對具有所述成分組成的鋼液進行熔煉。另外，亦可於真空脫氣爐中進行兩次精煉。其後，較佳為藉由連續鑄造法、造塊-分塊軋製法等鑄造方法製成規定尺寸的板坯等鋼素材。
於本發明中，作為所述鋼素材可使用板坯。於藉由連續鑄造法製造該鋼素材的情況下，其鑄造條件較佳為滿足以下的條件。
具體而言，鑄造板坯時的平均鑄造速度較佳為設為0.3m/min以上且1.0m/min以下。能夠藉由鑄造速度來控制板坯(鋼素材)的冷卻。若平均鑄造速度未滿0.3m/min，則母材(高強度 鋼板)的TiN的尺寸會變大。若TiN的尺寸變大，則母材(高強度鋼板)的TiN密度降低，藉此釘札效應降低。其結果，於焊接部的HAZ中鐵氧體無法充分微細化，HAZ的低溫韌性有可能劣化。再者，如上所述，作為核的TiN的尺寸較佳為5nm以上且200nm以下。所述鑄造速度是鑄造步驟整體的平均速度。
另一方面，若平均鑄造速度超過1.0m/min，則TiN密度增加，但TiN的尺寸相對於所述範圍而變小。藉此，因母材(高強度鋼板)的焊接時的大入熱而導致TiN固溶。其結果，沃斯田鐵粒徑粗大化，HAZ的低溫韌性有可能劣化。
接著，對用於將所述鋼素材製造成母材的低溫韌性及大入熱HAZ的低溫韌性優異的高強度鋼板的製造條件中的限定理由進行詳細說明。
於本發明中，於將所述鋼素材加熱至1050℃以上且1200℃以下的溫度後，實施熱軋，所述熱軋是於950℃以上的再結晶γ區域開始軋製，於850℃以下的未再結晶γ區域的壓下率為30%以上、及(Ar3相變點-80)℃~Ar3相變點的鐵氧體-沃斯田鐵二相區域的壓下率為30%以上的條件下進行軋製，且最終溫度為650℃以上。於實施該熱軋後，對熱軋鋼板以5℃/s以上的平均冷卻速度自650℃以上的冷卻開始溫度冷卻至600℃以下且300℃以上的溫度區域的冷卻停止溫度。
再者，於以下的製造方法的說明中，與溫度有關的「℃」表述只要無特別說明，則分別是鋼素材或鋼板的表面溫度。例如 可利用放射溫度計等來測定表面溫度。另外，板坯或鋼板的板厚中心位置的溫度例如可藉由如下方式來求出，即，在鋼板的板厚中心附加熱電偶來測定，或者利用傳熱分析來計算鋼板截面內的溫度分佈，並根據鋼板的表面溫度修正其結果來求出。
[鋼素材的加熱溫度]
鋼素材(例如板坯)的加熱溫度需要設為1050℃以上且1200℃以下。其理由在於，於加熱溫度未滿1050℃的加熱中，板坯的凝固中生成的對低溫韌性帶來不良影響的粗大的夾雜物有可能不溶解而殘留。另一方面，若於高溫下進行加熱，則有可能於鑄造時控制冷卻速度而使所製造出的析出物再溶解。據此，作為完成相轉變的意義上的加熱溫度，1200℃以下便足夠。再者，被認為是於加熱保持時產生的結晶粒的粗大化亦可藉由所述TiN的釘札效應預先防止。根據以上理由，加熱溫度限定為1050℃以上且1200℃以下。加熱溫度較佳為1180℃以下，更佳為1100℃以下。
[熱軋條件]
軋製開始溫度：950℃以上
經加熱的鋼素材於950℃以上的溫度區域即再結晶溫度區域(再結晶γ區域)中開始軋製。於該溫度區域中，沃斯田鐵晶粒藉由軋製而再結晶。其結果，可使組織變得微細。若自未滿950℃的溫度開始軋製，則無法充分引起沃斯田鐵晶粒的再結晶，組織的微細化變得不充分。其結果，母材強度降低。軋製開始溫度較佳為設為970℃以上，更佳為設為1000℃以上。軋製開始溫度 的上限並無特別規定，但就抑制因與高溫鋼素材接觸引起的軋製輥損耗的觀點而言，較佳為設為1100℃以下。
850℃以下的未再結晶γ區域中的壓下率：30%以上
進行於850℃以下的溫度區域即未再結晶溫度區域(未再結晶γ區域)中壓下率為30%以上的熱軋。其理由如下所述。於該溫度區域中未引起沃斯田鐵晶粒的再結晶，沃斯田鐵晶粒扁平地變形，且沃斯田鐵晶粒的內部被導入變形帶等缺陷。該經蓄積的內能被施加至其後的鐵氧體相變的驅動力。於未再結晶γ區域的壓下率未滿30%時，經蓄積的內能不充分，因此鐵氧體無法充分地微細化，無法確保母材的強度。再者，未再結晶γ區域的壓下率較佳為設為35%以上，更佳為設為40%以上。未再結晶γ區域的壓下率的上限並無特別規定。若過剩地提升未再結晶γ區域壓下率，則製造效率降低，因此較佳為設為55%以下，更佳為設為50%以下。
(Ar3相變點-80)℃~Ar3相變點的鐵氧體-沃斯田鐵二相區域中的壓下率：30%以上
於(Ar3相變點-80)℃~Ar3相變點的溫度區域即鐵氧體-沃斯田鐵的二相溫度區域中，需要進行壓下率為30%以上的熱軋。其理由如下所述。所述二相溫度區域中的壓下量的增加具有由軋製中的鐵氧體的加工引起的位錯強化所伴隨的強度提高、以及藉由利用加工以形成次晶粒帶來的細粒化的效果而提高低溫韌性的效果。進而，藉由鐵氧體-沃斯田鐵的二相溫度區域中的壓下 率成為30%，鐵氧體的軋製織構發展，有助於低溫韌性的提高。根據此種理由，將所述鐵氧體-沃斯田鐵的二相溫度區域中的壓下率限定為30%以上。再者，所述二相溫度區域的壓下率較佳為設為35%以上，更佳為設為40%以上。所述二相溫度區域的壓下率的上限並無特別規定。就確保鋼板平坦度的觀點而言，較佳為設為50%以下。
此處，Ar3相變點可利用以下式求出。
Ar3(℃)=910-273×C-74×Mn-57×Ni-16×Cr-9×Mo-5×Cu
於該式中，各元素是含量(質量%)，不含有的元素的含量設為零。
最終溫度：650℃以上
熱軋中的最終溫度(精軋結束溫度)設為650℃以上。即，於650℃以上的溫度下完成(結束)熱軋的原因在於，若於未滿650℃的溫度下進行精軋，則會對藉由相轉變生成的鐵氧體帶來不必要的應變。其結果，母材的低溫韌性降低。再者，最終溫度較佳為設為670℃以上，更佳為設為680℃以上。最終溫度的上限並無特別規定。為了於鐵氧體-沃斯田鐵二相溫度區域中進行軋製，較佳為設為710℃以下。
[熱軋後的冷卻條件]
於本發明中，於實施所述熱軋後，於以下條件下對熱軋鋼板 進行冷卻。藉由該冷卻，可提高母材的強度。
冷卻開始溫度：650℃以上
自650℃以上的溫度開始冷卻的理由在於，若自未滿650℃的溫度開始冷卻，則就淬火性的觀點而言不利，有可能無法獲得所需的母材強度。冷卻開始溫度較佳為設為670℃以上，更佳為設為680℃以上。冷卻開始溫度的上限並無特別規定。為了於Ar3相變點以下開始冷卻，較佳為設為710℃以下。
冷卻停止溫度：600℃以下且300℃以上的溫度區域的溫度
將熱軋後的熱軋鋼板自所述冷卻開始溫度冷卻至300℃以上且600℃以下的溫度區域的溫度(冷卻停止溫度)。其原因在於，於超過600℃的溫度下的冷卻停止時，就淬火性的觀點而言，難以確保充分的強度。另外，其原因在於，未滿300℃的溫度下的冷卻停止不會對鋼板特性帶來大的變化，因此僅操作上的負荷變大。冷卻停止溫度較佳為設為570℃以下，更佳為設為520℃以下。
平均冷卻速度：5℃/s以上
於所述溫度範圍的平均冷卻速度未滿5℃/s時，難以獲得具有均勻的金屬組織的鋼，無法確保母材強度及低溫韌性。平均冷卻速度較佳為設為7℃/s以上，更佳為設為10℃/s以上。平均冷卻速度較佳為設為100℃/s以下，更佳為設為80℃/s以下，進而佳為設為60℃/s以下。
根據此種理由，鋼坯於650℃以上的最終溫度下完成熱 軋後，以5℃/s以上的平均冷卻速度自650℃以上的冷卻開始溫度冷卻至300℃以上且600℃以下的冷卻停止溫度。
藉由以上的製造條件製造的高強度鋼板除了具有所述成分組成以外，亦具有所述金屬組織。即，將鐵氧體組織作為主相，且剩餘部分包含具有波來鐵、變韌鐵、及麻田散鐵中的一種或兩種以上的組織，並且是具有所述加工鐵氧體的組織。
如以上所說明般，本發明的高強度鋼板具有作為所述用途(例如液化氣體的低溫儲藏槽或於低溫環境下運用的船舶等結構物)的素材而較佳的鋼板的特性。尤其是，除了母材的降伏應力為235MPa以上以外，母材的低溫韌性亦高，具體而言，可獲得-60℃下的夏比衝擊吸收能為200J以上的特性。進而，於使用本發明的高強度鋼板作為焊接用鋼板並利用大入熱焊接對該些進行施工的接頭中，焊接熱影響部的-60℃下的夏比衝擊吸收能為80J以上，焊接熱影響部的低溫韌性亦優異。
[實施例]
接下來，基於實施例對本發明進行具體說明。再者，以下的實施例表示本發明的較佳的一例，本發明並不限定於該實施例。
藉由轉爐-盛桶精煉-連續鑄造法，製作調整為表1所示的成分組成的鋼板坯(鋼素材)。再者，表1中的空欄表示不有意添加元素，是指不僅包含不含有元素的(0%)的情況，而且亦包含不可避免地含有元素的情況。
對於所獲得的鋼板坯，按照表2-1及表2-2所示的各種條件，於板坯加熱後進行冷卻，繼而實施熱軋，繼而實施冷卻處理，從而製成板厚(最終厚度)8mm~25mm的高強度鋼板(厚鋼板)。
首先，使用所獲得的各高強度鋼板，利用以下所示的方法進行金屬組織的評價。
(1)高強度鋼板的金屬組織的評價
[金屬組織]
自所獲得的高強度鋼板中，以鋼板的板厚1/4位置為中心，以相對於板寬方向垂直的面成為觀察面的方式採集樣品。對該樣品的表面進行鏡面研磨，進而利用硝酸浸蝕液進行腐蝕後，藉由光學顯微鏡(倍率：200倍)進行觀察。對組織進行拍攝，並使用圖像解析裝置算出鐵氧體的組織分率(面積%)。觀察10個視野，並算出各鐵氧體的組織分率(面積%)的平均值。於顯微組織的各向異性小的情況下，面積率相當於體積率，因此於本專利中，將平均的鐵氧體面積率設為體積率。
再者，於表3-1及表3-2中，鐵氧體表示為F，波來鐵表示為P，變韌鐵表示為B，麻田散鐵表示為M。
[加工鐵氧體的分率]
關於加工鐵氧體的分率，與所述同樣地自鋼板的板厚1/4位置採集樣品，對表面進行鏡面研磨，利用膠質氧化矽(colloidal silica)實施精研磨後，使用掃描式電子顯微鏡(Scanning Electron Microscope，SEM)進行電子射線背向散射繞射(Electron Back Scattering Diffraction，EBSD)測定。以500倍的倍率測定結晶方位，並根據所獲得的資料將鄰接的測定點間的方位差成為15°以上的邊界定義為結晶晶界。進而，於被所述晶界包圍的各個結晶粒中，將晶粒平均取向差(Grain Average Misorientation，GAM)的值成為1.0以上的鐵氧體區域設為加工鐵氧體，並求出其面積分率。測定10個視野，與所述方法同樣地將平均的加工鐵氧體面積率設為體積率。
[加工鐵氧體的縱橫比]
關於加工鐵氧體的縱橫比，與所述同樣地自鋼板的板厚1/4位置採集樣品，對表面進行鏡面研磨，並進行蝕刻，使加工鐵氧體晶界顯現。其後，利用光學顯微鏡以200倍的倍率拍攝10個~20個視野，對於各視野內的各加工鐵氧體晶粒，將軋製方向的最大長度除以板厚方向的最大長度，算出所有晶粒的平均值。將其設為加工鐵氧體的縱橫比。
[加工鐵氧體的平均結晶粒徑]
關於加工鐵氧體的平均結晶粒徑，與所述同樣地自鋼板的板厚1/4位置採集樣品，對表面進行鏡面研磨，利用膠質氧化矽實施精研磨後，使用SEM進行了EBSD測定。以500倍的倍率測定結晶方位，並根據所獲得的資料將鄰接的測定點間的方位差成為15°以上的邊界定義為結晶晶界。進而，於被所述晶界包圍的各個結晶粒中，將GAM值成為1.0以上的鐵氧體區域設為加工鐵氧體， 並算出加工鐵氧體的面積。將與該些加工鐵氧體的面積相同的當量圓直徑設為各自的結晶粒徑，將所獲得的結晶粒徑的平均值設為加工鐵氧體的平均結晶粒徑。
[TiN的尺寸]
關於TiN的尺寸，自鋼板的板厚1/4位置採集薄膜樣品，使用穿透式電子顯微鏡(Transmission Electron Microscope，TEM)進行析出物的測定。以10個視野觀察1μm×1μm視野，並測定為長方形的TiN的對角線長度。將所有TiN的對角線長度的平均值作為TiN的尺寸而算出。
接著，使用所獲得的各高強度鋼板，利用以下所示的方法進行大入熱焊接後的母材及焊接熱影響部的特性的評價。
(2)母材的特性的評價
自所獲得的各高強度鋼板的板厚1/4位置採集依據日本工業標準(Japanese Industrial Standards，JIS)Z2241(2011)的拉伸試驗片。然後，進行依據JIS Z2241(2011)的拉伸試驗，並對母材的降伏應力(YP)進行測定。於本實施例中，將降伏應力為235MPa以上判定為母材的強度優異(為高強度)。
另外，自各高強度鋼板的板厚1/4位置採集依據JIS Z2242(2018)的試驗片。然後，進行依據JIS Z2242(2018)的夏比衝擊試驗，測定母材的-60℃下的夏比衝擊吸收能(vE-60)。於本實施例中，將-60℃下的3股吸收能的平均值為200J以上判定為母材的低溫韌性優異。
(3)焊接熱影響部的特性的評價
進而，自所獲得的各高強度鋼板的板厚1/4位置採集焊接接頭製作用試驗片，並藉由所述單面單道次焊接製作了大入熱焊接接頭。焊接條件設為表3-1及表3-2所示的焊接入熱量。自該些焊接接頭中採集將切口位置設為接合部的JIS 4號衝擊試驗片，進行夏比衝擊試驗，測定HAZ的-60℃下的夏比衝擊吸收能(vE-60)。於本實施例中，將-60℃下的3股吸收能的平均值為80J以上判定為HAZ的低溫韌性優異。
將以上的各測定結果示於表3-1及表3-2。
Figure 111121301-A0305-02-0031-1
Figure 111121301-A0305-02-0032-2
Figure 111121301-A0305-02-0033-3
Figure 111121301-A0305-02-0034-4
Figure 111121301-A0305-02-0035-6
Figure 111121301-A0305-02-0036-7
如表3-1及表3-2所示，於本發明的高強度鋼板中，如上所述，為滿足(1)式的條件的成分組成，並且於板厚1/4位置處滿足母材的金屬組織。藉此，確認到兼具母材的高強度與優異的低溫韌性。另外，於對本發明的高強度鋼板進行了大入熱焊接的部位，確認到所述夏比衝擊試驗的吸收能(vE-60)滿足80J以上，且具有優異的HAZ的低溫韌性。
相對於此，於偏離本發明的範圍的比較例中，無法滿足所述特性。

Claims (5)

  1. 一種高強度鋼板，具有如下成分組成，所述成分組成以質量%計含有：C：0.010%~0.070%、Si：0.01%~0.50%、Mn：1.00%~2.00%、P：0.020%以下、S：0.0005%~0.0100%、Al：0.035%~0.100%、Ti：0.010%~0.030%、以及N：0.0035%~0.0100%，下述式(1)所表示的碳當量Ceq.(IIW)滿足0.25質量%~0.35質量%，Ti/N滿足1.5~4.0，且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質，板厚1/4位置處的所述高強度鋼板的金屬組織，將包含鐵氧體的軟質相作為主相，且剩餘部分包含含有波來鐵、變韌鐵、及麻田散鐵中的一種或兩種以上的硬質相，加工鐵氧體於所述高強度鋼板的所述金屬組織整體中所佔的分率以體積分率計為50%以上，所述加工鐵氧體的縱橫比為1.5以上，所述加工鐵氧體的平均結晶粒徑為50μm以下， 所述加工鐵氧體為位錯密度ρ的值為1.0×1014m-2以上且2.5×1015m-2以下的所述鐵氧體，所述高強度鋼板的降伏應力為235MPa以上，所述高強度鋼板的-60℃下的夏比衝擊吸收能為200J以上，將所述高強度鋼板進行大入熱焊接後，焊接熱影響部的-60℃下的夏比衝擊吸收能為80J以上，Ceq.(IIW)=[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5…(1)此處，式(1)中的[ ]為此括號內的各元素的含量(質量%)，不含有的元素的含量設為零。
  2. 如請求項1所述的高強度鋼板，其中，所述成分組成進而以質量%計含有選自由：B：0.0030%以下、Cu：0.50%以下、Ni：1.50%以下、V：0.100%以下、Cr：0.50%以下、Mo：0.50%以下、Ca：0.0030%以下、Mg：0.0050%以下、以及 稀土金屬：0.1000%以下所組成的群組中的一種或兩種以上。
  3. 如請求項1或請求項2所述的高強度鋼板，其中所述板厚1/4位置處的所述高強度鋼板的所述金屬組織進一步包含TiN，且所述TiN的尺寸為5nm~200nm。
  4. 一種高強度鋼板的製造方法，製造如請求項1至請求項3中任一項所述的高強度鋼板，所述高強度鋼板的製造方法中，於將具有所述成分組成的鋼素材加熱至1050℃以上且1200℃以下的溫度後，實施熱軋，所述熱軋是於950℃以上的溫度區域即再結晶γ區域開始軋製，於850℃以下的溫度區域即未再結晶γ區域的壓下率為30%以上、及(Ar3相變點-80)℃~Ar3相變點的鐵氧體-沃斯田鐵二相區域的壓下率為30%以上的條件下進行軋製，且最終溫度為650℃以上，其後，以5℃/s以上的平均冷卻速度自650℃以上的冷卻開始溫度冷卻至600℃以下且300℃以上的溫度區域的冷卻停止溫度，其中所述Ar3相變點可利用以下式求出：Ar3(℃)=910-273×C-74×Mn-57×Ni-16×Cr-9×Mo-5×Cu於該式中，各元素是含量(質量%)，不含有的元素的含量設為零。
  5. 如請求項4所述的高強度鋼板的製造方法，其中， 以0.3m/min~1.0m/min的平均鑄造速度來鑄造所述鋼素材。
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