專利名稱：低溫韌性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼板和鋼管以及它們的制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及特別適合于原油和天然氣輸送用的管線管(輸送管線管；line pipe) 的低溫韌性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼板和鋼管。
背景技術(shù)：
近年，為了提高原油和天然氣的輸送效率，一直在研究管線的內(nèi)壓的高壓化。與此 相伴，要求管線管用鋼管的高強(qiáng)度化。而且，對(duì)高強(qiáng)度管線管用鋼管還要求韌性、變形性能、 抗裂止裂性等。為此，曾提出了以貝氏體、馬氏體為主體并生成有微細(xì)的鐵素體的鋼板和鋼管。例如，參照日本特開2003-293078號(hào)公報(bào)、日本特開2003-306749號(hào)公報(bào)和日本特 開2005-146407號(hào)公報(bào)。但是，它們?yōu)槊绹?guó)石油協(xié)會(huì)(API)標(biāo)準(zhǔn)XlOO (抗拉強(qiáng)度為760MPa 以上)以上的高強(qiáng)度鋼管。另一方面，還要求作為干線管線的原材料被實(shí)用化了的API標(biāo)準(zhǔn)X70 (抗拉強(qiáng)度 570MPa以上)、API標(biāo)準(zhǔn)X80(抗拉強(qiáng)度625MPa以上)的高強(qiáng)度鋼管的高性能化。對(duì)此， 曾提出了如下方法對(duì)具有在貝氏體中生成了微細(xì)的鐵素體的母材的鋼管的焊接熱影響區(qū) (HAZ)進(jìn)行加熱處理，來提高變形性能和低溫韌性。例如，參照日本特開2004-131799號(hào)公 報(bào)。這樣，曾提出了如下方法以使強(qiáng)度和韌性兼?zhèn)涞囊载愂象w、馬氏體為主體的鋼板 和鋼管為基礎(chǔ)，進(jìn)而生成鐵素體，來提高變形性能等的特性。但是，在最近，對(duì)低溫韌性的要 求變得越來越高，要求在_60°C以下這樣的極低的溫度下的母材韌性。另外，不僅母材，HAZ 的低溫韌性也非常重要。

發(fā)明內(nèi)容
為了提高HAZ韌性，控制碳當(dāng)量Ceq和裂紋敏感性指數(shù)Pcm，還添加B和Mo，提高 淬硬性，形成為以貝氏體為主體的微細(xì)的金屬組織是有效的。但是，其另一方面，使母材中 生成鐵素體變得困難。特別是，若復(fù)合添加B和Mo來提高淬硬性，則變得難以引起鐵素體 相變。特別是，在熱軋制剛結(jié)束后進(jìn)行空冷來生成多邊形鐵素體是極為困難的。本發(fā)明是鑒于這樣的實(shí)際情況，使在控制碳當(dāng)量Ceq和裂紋敏感性指數(shù)Pcm，進(jìn)而 通過添加B和Mo來提高了淬硬性的高強(qiáng)度鋼板中生成多邊形鐵素體的發(fā)明。本發(fā)明的課 題是特別是改善母材的低溫韌性，進(jìn)而提供以該高強(qiáng)度鋼板為母材的高強(qiáng)度鋼管和它們的 制造方法。另外，在本發(fā)明中，將沒有沿軋制方向延伸的且縱橫比為4以下的鐵素體稱為多 邊形鐵素體。在此，縱橫比為鐵素體晶粒的長(zhǎng)度除以寬度而得到的值。以往，使同時(shí)地添加B和Mo，并將淬硬性的指標(biāo)Ceq和作為焊接性指標(biāo)的裂紋敏感 性指數(shù)Pcm控制在最佳范圍，從而提高了 HAZ韌性的高強(qiáng)度鋼板的金屬組織中生成多邊形 鐵素體較困難。本發(fā)明是通過熱軋制的條件的最佳化，使具有淬硬性高的成分組成的鋼板
3的金屬組織成為多邊形鐵素體和硬質(zhì)相的復(fù)相組織的發(fā)明。本發(fā)明的要旨如下。(1) 一種低溫韌性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，具有如下成分組成以質(zhì)量％ 計(jì)，含有 C 0. 010 0. 08%, Si 0. 01 0. 50%, Mn 0. 5 2. 0%, S 0. 0001 0. 005%, Ti 0. 003 0. 030%,Mo 0. 05 1. 00%,B 0. 0003 0. 010%,0 0. 0001 0. 008%，將 P限制在0. 050%以下，將Al限制在0. 020%以下，其余部分由鐵和不可避免的雜質(zhì)組成； 采用下述式1求出的Ceq為0. 30 0. 53，采用下述式2求出的Pcm為0. 10 0. 20，金屬 組織中的多邊形鐵素體的面積率為20 90%，其余部分為包含貝氏體、馬氏體中的一方或 雙方的硬質(zhì)相，Ceq = C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5· · · ·式1Pcm = C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B · · 式2其中，C、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V和B為各元素的含量[質(zhì)量％ ]。(2)根據(jù)上述(1)所述的低溫韌性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)， 還含有Cu 0. 05 1. 5%,Ni 0. 05 5. 0%中的一方或雙方。(3)根據(jù)上述(1)或(2)所述的低溫韌性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，以質(zhì) 量％計(jì)，還含有 Cr 0. 02 1. 50%、W 0. 01 0. 50%、V 0. 01 0. 10%、Nb 0. 001 0. 20%, Zr 0. 0001 0. 050%, Ta 0. 0001 0. 050%之中的一種或兩種以上。(4)根據(jù)上述(1) (3)的任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還 含有 Mg 0. 0001 0. 010%,Ca 0. 0001 0. 005%,REM 0. 0001 0. 005%, Y 0. 0001 0. 005%, Hf 0. 0001 0. 005%, Re 0. 0001 0. 005%中的一種或兩種以上。(5)根據(jù)上述(1) (4)的任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，金屬組織中的 多邊形鐵素體的面積率為20 80%。(6) 一種低溫韌性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼管，其特征在于，母材為上述(1) (4)的任一 項(xiàng)所述的鋼板。(7) 一種低溫韌性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，將含有上述(1) (4)的任一項(xiàng)中所記載的成分的鋼坯再加熱到950°C以上，進(jìn)行熱軋制，作為該熱軋制的最 終工序，進(jìn)行開始溫度為Ar3+60°C以下、結(jié)束溫度為Ar3以上、壓下比為1. 5以上的應(yīng)變導(dǎo) 入軋制，其后進(jìn)行空冷，從Ar3-KKTC Ar3-IOO的溫度以10°C /秒以上的冷卻速度加速冷 卻到采用下述式3求出的Bs以下的溫度，Bs (°C ) = 830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo · · · 式3其中，C、Mn、Ni、Cr和Mo為各元素的含量[質(zhì)量％ ]。(8) 一種低溫韌性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼管的制造方法，其特征在于，采用UO工序?qū)⒂?上述(7)所述的方法制造出的鋼板成形為管狀，從內(nèi)外面將對(duì)接部進(jìn)行埋弧焊接，然后進(jìn) 行擴(kuò)管。


圖1是表示熱加工溫度和多邊形鐵素體面積率的關(guān)系的圖。圖2是表示水冷卻開始溫度和多邊形鐵素體面積率的關(guān)系的圖。圖3是表示多邊形鐵素體面積率與韌性以及強(qiáng)度的關(guān)系的圖。
具體實(shí)施例方式要確保提高高強(qiáng)度鋼板的韌性特別是在_40°C進(jìn)而在-60°C這樣的極低溫度下的 韌性，需要晶粒微細(xì)化。但是，通過軋制使含有貝氏體、馬氏體的金屬組織微細(xì)化較困難。另 外，若生成作為軟質(zhì)的鐵素體，則韌性提高。但是已知若在奧氏體和鐵素體共存的溫度區(qū) 域進(jìn)行熱軋制，并生成加工鐵素體的話，則韌性降低。因此，本發(fā)明者們指向了如下方法在熱軋制結(jié)束后，在高溫下冷卻時(shí)使生成多邊 形鐵素體，來提高高強(qiáng)度鋼板的低溫韌性。但是，對(duì)于為了確保HAZ的強(qiáng)度和韌性而提高了 淬硬性的高強(qiáng)度鋼板來說，難以生成多邊形鐵素體。要生成多邊形鐵素體，在剛對(duì)鋼板進(jìn)行了熱軋制之后即在空冷前預(yù)先提高未再結(jié) 晶的奧氏體的位錯(cuò)密度是有效的。本發(fā)明者們首先對(duì)金屬組織為奧氏體且在沒有再結(jié)晶的 溫度區(qū)域即未再結(jié)晶Y區(qū)的軋制的條件進(jìn)行了研究。熔煉下述鋼，進(jìn)行鑄造，制造出鋼坯，所述鋼以質(zhì)量％計(jì)，含有C 0. 010 0. 08%、 Si 0. 01 0. 50 %、Mn :0. 5 2. 0 %、S 0. 0001 0. 005 Ti 0. 003 0. 030 %、0 0. 0001 0. 008%，將P限制在0. 050%以下，將Al限制在0. 020%以下，將Mo的含量設(shè)為 0. 05 1. 00%，將B的含量設(shè)為0. 0003 0. 010%，將作為淬硬性的指標(biāo)的碳當(dāng)量Ceq設(shè) 為0. 30 0. 53，并且將作為焊接性的指標(biāo)的裂紋敏感性指數(shù)Pcm設(shè)為0. 10 0. 20。接著，從得到的鋼坯切制出高度12mm、直徑8mm的試件，實(shí)施了模擬了熱軋制的加 工熱處理。作為加工熱處理，實(shí)施將壓下比設(shè)為1. 5的1次的加工，以相當(dāng)于空冷的0. 2V / 秒的冷卻速度進(jìn)行冷卻，再以相當(dāng)于水冷的15°C /秒的冷卻速度進(jìn)行了加速冷卻。另外，為 了避免加工鐵素體的生成，將加工溫度設(shè)為冷卻時(shí)的相變溫度Ar3以上的溫度。冷卻時(shí)的 相變溫度Ar3根據(jù)熱膨脹曲線求出。在加工熱處理后，測(cè)定試件的多邊形鐵素體的面積率。 另外，將沒有沿軋制方向延伸且縱橫比為1 4的鐵素體作為多邊形鐵素體。開始相當(dāng)于水冷的15°C /秒下的加速冷卻的溫度，設(shè)為Ar3_90°C、Ar3_70°C、 Ar3-40°C，使施加加工的溫度(加工溫度)變化，對(duì)生成多邊形鐵素體的條件進(jìn)行研究。將 結(jié)果表示在圖1中。圖1是將多邊形鐵素體的面積率相對(duì)于加工溫度與Ar3的差而繪制出 的圖，“〇”、“ □ ”、“Δ ”是將加速冷卻的開始溫度分別設(shè)為Ar3-90 °C、Ar3-70 °C、Ar3-40 °C的 結(jié)果。如圖1所示可知若將熱加工的加工溫度設(shè)為Ar3+60°C以下，則生成面積率20%以 上的多邊形鐵素體。此外，使用熱軋機(jī)，對(duì)加速冷卻開始溫度與多邊形鐵素體的面積率的關(guān)系、以及多 邊形鐵素體的面積率與韌性的關(guān)系進(jìn)行了研究。熱軋制，將再加熱溫度設(shè)為1050°C，軋制道 次數(shù)設(shè)為20 33次，在Ar3以上結(jié)束軋制，空冷之后，進(jìn)行作為加速冷卻的水冷。另外，將熱軋制的最終工序即從Ar3+60°C以下到結(jié)束的軋制稱為應(yīng)變導(dǎo)入軋制。 將從Ar3+60°C以下到結(jié)束的壓下比即應(yīng)變導(dǎo)入軋制的壓下比設(shè)為1. 5以上，進(jìn)行空冷之后， 從各種溫度開始水冷(加速冷卻)。應(yīng)變導(dǎo)入軋制的道次數(shù)設(shè)為4 20次。使用光學(xué)顯微鏡測(cè)定得到的鋼板的多邊形鐵素體的面積率，進(jìn)行拉伸試驗(yàn)和落錘 試驗(yàn)(稱為落錘撕裂試驗(yàn)；Drop Weight Tear Test ；DffTT0 )。拉伸特性使用API標(biāo)準(zhǔn)的試 件進(jìn)行評(píng)價(jià)。DWTT在-60°C進(jìn)行，求出裂縫的塑性斷口率(Shear Area，稱為SA。)。圖2中示出了加速冷卻的開始溫度和多邊形鐵素體的面積率的關(guān)系。根據(jù)圖2可 知若將熱軋制后的加速冷卻的開始溫度設(shè)為Ar3-IOiTC Ar3-ICTC,則鋼板的多邊形鐵素體的面積率為20 90%。即，若在熱軋制結(jié)束后，從Ar3以上的溫度空冷到Ar3-IOCTC Ar3-IOO的范圍內(nèi)的溫度，則可生成面積率20 90%的多邊形鐵素體。另外，圖3中示出了多邊形鐵素體的面積率與抗拉強(qiáng)度以及在-60°C的塑性斷口 率SA的關(guān)系。根據(jù)圖3可知若使多邊形鐵素體的面積率為20%以上，則可得到極為良好 的低溫韌性。另外，根據(jù)圖3可知要確保與X70相當(dāng)?shù)?70MPa以上的抗拉強(qiáng)度，需要使多 邊形鐵素體的面積率為90%以下。而且，如圖3所示，要確保與X80相當(dāng)?shù)?25MPa以上的 抗拉強(qiáng)度，優(yōu)選多邊形鐵素體的面積率為80%以下。如以上所述，本發(fā)明者們發(fā)現(xiàn)要確保多邊形鐵素體，重要的是在進(jìn)行熱軋制時(shí)， 通過在未再結(jié)晶區(qū)域的軋制來導(dǎo)入應(yīng)變。本發(fā)明者們進(jìn)行了更加詳細(xì)的研究，得出了以下 見解，并完成了本發(fā)明。在熱軋制中，重要的是確保在Ar3+60°C以下的壓下比。因此，需要進(jìn)行應(yīng)變導(dǎo)入 軋制來作為熱軋制的最終工序。應(yīng)變導(dǎo)入軋制，是熱軋制中的Ar3+60°C以下直到軋制結(jié)束 的軋制道次，需要至少1次的道次，也可以設(shè)為多次的道次。為了通過熱軋制之后的空冷生 成多邊形鐵素體，將應(yīng)變導(dǎo)入軋制的壓下比設(shè)為1. 5以上。另外，應(yīng)變導(dǎo)入軋制的壓下比為 Ar3+60 °C的板厚和軋制結(jié)束后的板厚的比。軋制后，進(jìn)行空冷，生成多邊形鐵素體后，為了通過貝氏體相變來提高強(qiáng)度，以 10°C /秒以上的冷卻速度加速冷卻。另外，為了確保強(qiáng)度，需要在貝氏體生成溫度Bs以下 停止加速冷卻。以下，對(duì)本發(fā)明的鋼板進(jìn)行詳細(xì)說明。另外，％是指質(zhì)量％。C :0· 01 0.08%C是提高鋼的強(qiáng)度的元素，為了使金屬組織中生成含有貝氏體、馬氏體中的一方或 雙方的硬質(zhì)相，需要添加0.01%以上。另外，在本發(fā)明中，為了兼?zhèn)涓邚?qiáng)度和高韌性，將C的 含量設(shè)為0. 08%以下。Si :0· 01 0. 50%Si是脫氧元素，為了得到效果，需要添加0. 01 %以上。另一方面，若含有超過 0. 50%的Si，則HAZ的韌性劣化，因此，將上限設(shè)為0. 50%。Mn: 0.5 2.0%Mn為提高淬硬性的元素，為了確保強(qiáng)度和韌性，需要添加0. 5%以上。另一方面， 若Mn的含量超過2. 0%，則損害HAZ的韌性。因此，將Mn的含量設(shè)為0. 50 2. 0%。P :0· 050% 以下P為雜質(zhì)，若含有超過0. 050%的P，則母材的韌性顯著降低。要提高HAZ的韌性， 優(yōu)選將P的含量設(shè)為0. 02%以下。S :0· 0001 0. 005%S為雜質(zhì)，若含有超過0. 005%的S，則生成粗大的硫化物，降低韌性。另外，若使 鋼板中微細(xì)分散Ti的氧化物，則析出MnS，產(chǎn)生晶內(nèi)相變，鋼板和HAZ的韌性提高。要得到 該效果，需要含有0. 0001 %以上的S。另外，要提高HAZ的韌性，優(yōu)選將S含量的上限設(shè)為 0. 003%。Al :0· 020% 以下Al為脫氧劑，但為了抑制夾雜物的生成、提高鋼板和HAZ的韌性，需要將上限設(shè)為
60.020%。通過限制Al的含量，可以使有助于晶內(nèi)相變的Ti的氧化物微細(xì)分散。為了促進(jìn) 晶內(nèi)相變的生成，優(yōu)選將Al含量設(shè)為0.010%以下。更優(yōu)選的上限是0.008%。Ti :0· 003 0. 030%Ti是生成有助于鋼板和HAZ的粒徑微細(xì)化的Ti的氮化物的元素，需要添加 0.003%以上。另一方面，若過剩地含有Ti，則產(chǎn)生粗大的夾雜物，損害韌性。因此，將上限 設(shè)為0.030%。另外，若使Ti的氧化物微細(xì)分散，則作為晶內(nèi)相變的生成核有效地起作用。若添加Ti時(shí)的氧含量多，則生成粗大的Ti的氧化物，因此優(yōu)選在煉鋼時(shí)，采用 Si、Mn進(jìn)行脫氧，使氧含量降低。在這種情況下，Al的氧化物與Ti的氧化物相比容易生成， 因此，過剩的Al的含有是不優(yōu)選的。B :0· 0003 0. 010%B為顯著提高淬硬性并且抑制在HAZ中的粗大晶界鐵素體的生成的重要元素。要 得到該效果，需要添加0. 0003%以上的B。另一方面，若過剩地添加B，則生成粗大的BN，特 另是使HAZ的韌性降低，因此，將B的上限設(shè)為0. 010%。Mo :0· 05 1. 00%Mo為特別是通過與B的復(fù)合添加來顯著提高淬硬性的元素，為了提高強(qiáng)度和韌 性，添加0.05%以上。另一方面，Mo為高價(jià)格的元素，需要將添加量的上限設(shè)為1.00%。0 :0· 0001 0. 008%0為雜質(zhì)，為了避免由夾雜物的生成所導(dǎo)致的韌性的降低，需要將含量的上限設(shè) 為0.008%。為了生成有助于晶內(nèi)相變的Ti的氧化物，將鑄造時(shí)殘留在鋼中的0含量設(shè)為 0. 0001% 以上。而且，還可添加Cu、Ni、Cr、W、V、Nb、Zr和Ta中的一種或兩種以上來作為提高強(qiáng) 度和韌性的元素。另外，這些元素其含量低于優(yōu)選的下限的情況下，不會(huì)特別地產(chǎn)生不良影 響，因此可以視作為雜質(zhì)。Cu和M為不會(huì)損害韌性而提高強(qiáng)度的有效的元素，為了得到效果，優(yōu)選將Cu含量 和Ni含量的下限設(shè)為0. 05%以上。另一方面，Cu含量的上限，為了抑制鋼坯的加熱時(shí)和焊 接時(shí)的裂紋的發(fā)生，優(yōu)選設(shè)為1.5%。M若過剩地含有則會(huì)損害焊接性，因此，優(yōu)選將上限 設(shè)為5.0%。另外，Cu和Ni，為了抑制表面損傷的發(fā)生，優(yōu)選是復(fù)合地含有。另外，從成本的角 度出發(fā)，優(yōu)選將Cu以及Ni的上限設(shè)為1.0%。Cr、W、V、Nb、Zr和Ta為生成碳化物、氮化物且通過析出強(qiáng)化提高鋼的強(qiáng)度的元 素，可以含有其中的一種或兩種以上。為了有效地提高強(qiáng)度，優(yōu)選將Cr含量的下限設(shè)為 0. 02%、W含量的下限設(shè)為0. 01 %，V含量的下限設(shè)為0. 01 %，Nb含量的下限設(shè)為0. 001 %， Zr含量和Ta含量的下限都設(shè)為0. 0001 %。另一方面，若過剩地添加Cr、W的一方或兩方，則因淬硬性提高而使強(qiáng)度上升，有 時(shí)損害韌性，因此，優(yōu)選將Cr含量的上限設(shè)為1. 50%, W含量的上限設(shè)為0. 50%。另外， 若過剩地添加V、Nb、Zr、Ta的一種或兩種以上，則碳化物、氮化物粗大化，有時(shí)損害韌性，因 此，優(yōu)選將V含量的上限設(shè)為0. 10 %，Nb含量的上限設(shè)為0. 20 %，Zr含量和Ta含量的上 限都設(shè)為0. 050% ο而且，為了控制夾雜物的形態(tài)，謀求韌性的提高，也可添加Mg、Ca、REM、Y、Hf和Re中的一種或兩種以上。另外，這些元素在其含量低于優(yōu)選的下限的情況下，也不會(huì)特別地產(chǎn) 生不良影響，因此，可以視作為雜質(zhì)。Mg是對(duì)氧化物的微細(xì)化、硫化物的形態(tài)抑制呈現(xiàn)出效果的元素。特別是，微細(xì)的 Mg的氧化物作為晶內(nèi)相變的生成核起作用，另外，作為釘扎粒子抑制粒徑的粗大化。為了得 到這些效果，優(yōu)選添加0. 0001 %以上的Mg。另一方面，若添加超過0. 010%的量的Mg，則生 成粗大的氧化物，降低HAZ的韌性，因此，優(yōu)選將Mg含量的上限設(shè)為0. 010%。Ca和REM是對(duì)硫化物的形態(tài)控制有用，生成硫化物以抑制沿軋制方向伸長(zhǎng)了的 MnS的生成，改善鋼材的板厚方向的特性特別是改善耐層狀撕裂性的元素。為了得到該效 果，優(yōu)選將Ca含量和REM含量的下限都設(shè)為0. 0001%。另一方面，若Ca、REM的一方或雙 方其含量超過0. 005%,則氧化物增加，微細(xì)的含Ti的氧化物減少，有時(shí)阻礙晶內(nèi)相變的生 成，因此，優(yōu)選設(shè)為0. 005%以下。Y、Hf和Re也為呈現(xiàn)出與Ca和REM同樣的效果的元素，若過剩地添加，則有時(shí)會(huì) 阻礙晶內(nèi)相變的生成。因此，Y、Hf和Re的含量的優(yōu)選范圍為0. 0001 0. 005%。此外，在本發(fā)明中，特別是為了確保HAZ的淬硬性并提高韌性，將根據(jù)C、Mn、Ni、 Cu、Cr、Mo和V的含量[質(zhì)量％ ]計(jì)算出的下述式1的碳當(dāng)量Ceq設(shè)為0.30 0.53。已知 碳當(dāng)量Ceq與焊接區(qū)的最高硬度具有相關(guān)性，是成為淬硬性和焊接性的指標(biāo)的值。Ceq = C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5· · · ·式1另外，為了確保鋼板和HAZ的低溫韌性，將根據(jù)C、Si,Mn, Cu、Cr、Ni、Mo、V和B的 含量[質(zhì)量％ ]計(jì)算出的下述式2的裂紋敏感性指數(shù)Pcm設(shè)為0. 10 0. 20。裂紋敏感性 指數(shù)Pcm作為可推測(cè)焊接時(shí)的低溫裂紋的敏感性的系數(shù)已為公眾所知，是成為淬硬性和焊 接性的指標(biāo)的值。Pcm = C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B· · 式2另外，在作為選擇性地含有的元素的Ni、Cu、Cr、V低于上述優(yōu)選的下限的情況下， 為雜質(zhì)，因此，在上述式1和式2中，按0來進(jìn)行計(jì)算。鋼板的金屬組織，定為含有多邊形鐵素體和硬質(zhì)相的復(fù)合組織。多邊形鐵素體為 在熱軋制后的空冷時(shí)在比較高的溫度下生成的鐵素體。多邊形鐵素體可區(qū)分為縱橫比為 1 4且被軋制而延伸了的加工鐵素體、和在加速冷卻時(shí)在比較低的溫度生成且粒成長(zhǎng)不 充分的微細(xì)鐵素體。另外，硬質(zhì)相為含有貝氏體、馬氏體中的一方或雙方的組織。在鋼板的光學(xué)顯微組 織中，作為除了多邊形鐵素體和貝氏體以及馬氏體之外的其余部分，有時(shí)含有殘余奧氏體、 MA。多邊形鐵素體的面積率設(shè)為20%以上。具有如上述那樣提高了淬硬性的成分組成 的鋼板，通過生成多邊形鐵素體，并且使其余部分為貝氏體和馬氏體的硬質(zhì)相，強(qiáng)度和韌性 的平衡變得良好。特別是通過將多邊形鐵素體的面積率設(shè)為20%以上，如圖3所示，低溫韌 性顯著提高，在_60°C的DWTT的結(jié)果，能夠使SA為85%以上。另一方面，為了確保強(qiáng)度，需要將多邊形鐵素體的面積率設(shè)為90%以下。如圖3所 示，通過將多邊形鐵素體的面積率設(shè)為90%以下，可以確保相當(dāng)于X70以上的抗拉強(qiáng)度。此 外，要提高強(qiáng)度、確保相當(dāng)于X80以上的抗拉強(qiáng)度，優(yōu)選將多邊形鐵素體的面積率設(shè)為80% 以下。
另外，除了多邊形鐵素體以外的其余部分為含有貝氏體、馬氏體中的一方或雙方 的硬質(zhì)相。由于多邊形鐵素體的面積率為20 90%，因此硬質(zhì)相的面積率為10 80%。 另一方面，例如，若軋制結(jié)束溫度低于Ar3,生成縱橫比超過4的加工鐵素體，則韌性降低。在本發(fā)明中，所謂多邊形鐵素體，在光學(xué)顯微組織中，作為如下塊狀組織被觀察 到，所述塊狀組織為在晶內(nèi)不含粗大的滲碳體和MA等的析出物，縱橫比為1 4，帶有白色 的圓的組織。在此，縱橫比是鐵素體晶粒的長(zhǎng)度除以寬度得到的值。另外，貝氏體定義為在板條或塊狀的鐵素體之間析出了碳化物的組織或在板條 內(nèi)析出了碳化物的組織。而且，馬氏體為在板條之間或板條內(nèi)沒有析出碳化物的組織。殘 余奧氏體為在高溫下生成的奧氏體未相變而殘留下來的奧氏體。接著，對(duì)用于得到本發(fā)明的鋼板的制造方法進(jìn)行說明。上述的成分是為了提高HAZ的韌性而提高了淬硬性的成分，為了提高鋼板的低溫 韌性，需要控制熱軋制的條件來生成鐵素體。特別是根據(jù)本發(fā)明，如板厚為20mm以上的鋼 板那樣，即使在難以提高在熱軋制工序中的壓下比的情況下，通過確保在比較低的溫度的 壓下比，也能夠生成鐵素體。首先，在煉鋼工序中熔煉了鋼之后，進(jìn)行鑄造，制成鋼坯。鋼的熔煉和鑄造采用常 規(guī)方法進(jìn)行即可，但從生產(chǎn)率的角度出發(fā)，優(yōu)選是連鑄。鋼坯為了進(jìn)行熱軋制而被再加熱。熱軋制時(shí)的再加熱溫度設(shè)為950°C以上。這是為了 在鋼的組織變?yōu)閵W氏體單相 的溫度即在奧氏體區(qū)域進(jìn)行熱軋制，使母材鋼板的晶體粒徑微細(xì)。雖然沒有規(guī)定上限，但為 了有效抑制晶體粒徑的粗大化，優(yōu)選將再加熱溫度設(shè)為1250°C以下。另外，為了提高多邊形 鐵素體的面積率，優(yōu)選將再加熱溫度的上限設(shè)為1050°C以下。被再加熱了的鋼坯，一邊控制溫度和壓下比，一邊實(shí)施多次的道次熱軋制，結(jié)束后 空冷，并進(jìn)行加速冷卻。另外，熱軋制需要在母材的組織為奧氏體單相的Arj^度以上結(jié)束。 這是因?yàn)槿粼诘陀贏r3的溫度進(jìn)行熱軋制，則生成加工鐵素體，韌性降低。在本發(fā)明中，進(jìn)行應(yīng)變導(dǎo)入軋制來作為熱軋制的最終工序，這極為重要。這是為 了在軋制結(jié)束后，向未再結(jié)晶奧氏體大量導(dǎo)入成為多邊形鐵素體的生成位點(diǎn)的應(yīng)變。應(yīng) 變導(dǎo)入軋制定義為從Ar3+60°C以下到軋制結(jié)束的軋制道次。應(yīng)變導(dǎo)入軋制的開始溫度為 在Ar3+60°C以下的最初的道次的溫度。應(yīng)變導(dǎo)入軋制的開始溫度優(yōu)選是作為更低溫度的 Ar3+40°C以下的溫度。為了在熱軋制后的空冷時(shí)生成多邊形鐵素體，應(yīng)變導(dǎo)入軋制的壓下比設(shè)為1. 5以 上。在本發(fā)明中，所謂應(yīng)變導(dǎo)入軋制的壓下比是在Ar3+60°C下的板厚或在應(yīng)變導(dǎo)入軋制的 開始溫度下的板厚除以熱軋制結(jié)束后的板厚而得到的比值。雖然沒有規(guī)定壓下比的上限， 但考慮到軋制前的鋼坯的板厚和軋制后的母材鋼板的板厚，通常為12.0以下。為了增加提 高了淬硬性的成分組成的鋼板的多邊形鐵素體的面積率，優(yōu)選將應(yīng)變導(dǎo)入軋制的壓下比設(shè) 為2.0以上。另外，也可在應(yīng)變導(dǎo)入軋制之前進(jìn)行再結(jié)晶軋制、未再結(jié)晶軋制。再結(jié)晶軋制是在 超過900°C的再結(jié)晶區(qū)域的軋制，未再結(jié)晶軋制是在900°C以下的未再結(jié)晶區(qū)域的軋制。再 結(jié)晶軋制也可以在從加熱爐抽出鋼坯之后立即開始，因此，對(duì)開始溫度沒有特別規(guī)定。為了 使鋼板的有效晶體粒徑微細(xì)化，優(yōu)選將再結(jié)晶軋制的壓下比設(shè)為2. 0以上。進(jìn)而，在軋制結(jié)束后空冷，并實(shí)施加速冷卻。為了生成面積率為20 90%的多邊形鐵素體，需要進(jìn)行空冷直到低于Ar3的溫度。因此，需要在Ar3-IOCTC Ar3-IOO的范圍內(nèi) 的溫度開始加速冷卻。另外，為了抑制珠光體和/或滲碳體的生成、確?？估瓘?qiáng)度和韌性， 需要將加速冷卻的冷卻速度設(shè)為10°C /秒以上。加速冷卻，為了抑制珠光體和/或滲碳體的生成，使生成含有貝氏體、馬氏體中的 一方或雙方的硬質(zhì)相，需要將停止溫度設(shè)為式3的Bs以下。另外，已知Bs為貝氏體相變 開始溫度，采用式3根據(jù)C、Mn、Ni、Cr、Mo的含量求出。如果加速冷卻到Bs以下的溫度，則 能夠生成貝氏體。Bs (°C ) = 830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo · · · 式3水冷停止溫度的下限沒有規(guī)定，可以水冷到室溫，但考慮到生產(chǎn)率和氫缺陷，優(yōu)選 設(shè)為150°C以上。
實(shí)施例熔煉具有表1中所示的成分組成的鋼，制成具有240mm厚度的鋼坯。對(duì)這些鋼坯在 表2中所示的條件下進(jìn)行熱軋制，冷卻，制造出鋼板。各鋼種的Ar3,由熔煉出的鋼坯切制出 高度12mm、直徑8mm的試件，實(shí)施模擬熱軋制的加工熱處理之后，通過熱膨脹測(cè)定而求出。
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權(quán)利要求
一種低溫韌性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，具有如下成分組成以質(zhì)量％計(jì)，含有C0.010～0.08％、Si0.01～0.50％、Mn0.5～2.0％、S0.0001～0.005％、Ti0.003～0.030％、Mo0.05～1.00％、B0.0003～0.010％、O0.0001～0.008％，將P限制在0.050％以下，將Al限制在0.020％以下，其余部分由鐵和不可避免的雜質(zhì)組成；采用下述式1求出的Ceq為0.30～0.53，采用下述式2求出的Pcm為0.10～0.20，金屬組織中的多邊形鐵素體的面積率為20～90％，其余部分為包含貝氏體、馬氏體中的一方或雙方的硬質(zhì)相，Ceq＝C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 ····式1，Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B ····式2，其中，C、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V和B為各元素的含量[質(zhì)量％]。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的低溫韌性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含 有Cu:0. 05 1.5%、Ni 0. 05 5. 0%中的一方或雙方。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的低溫韌性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)， 還含有 Cr 0. 02 1. 50%,W 0. 01 0. 50%,V 0. 01 0. 10%,Nb 0. 001 0. 20%,Zr 0. 0001 0. 050%, Ta 0. 0001 0. 050%之中的一種或兩種以上。
4.根據(jù)權(quán)利要求1 3的任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含 有 Mg 0. 0001 0. 010 %、Ca 0. 0001 0. 005 %、REM 0. 0001 0. 005 %、Y 0. 0001 0. 005%, Hf 0. 0001 0. 005%, Re 0. 0001 0. 005%中的一種或兩種以上。
5.根據(jù)權(quán)利要求1 4的任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，金屬組織中的多邊形 鐵素體的面積率為20 80%。
6.一種低溫韌性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼管，其特征在于，母材為權(quán)利要求1 5的任一項(xiàng)所述 的鋼板。
7.—種低溫韌性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，將含有權(quán)利要求1 4 的任一項(xiàng)中所記載的成分的鋼坯再加熱到950°C以上，進(jìn)行熱軋制，作為該熱軋制的最終工 序，進(jìn)行開始溫度為Ar3+60°C以下、結(jié)束溫度為Ar3以上、壓下比為1. 5以上的應(yīng)變導(dǎo)入軋 制，然后進(jìn)行空冷，從Ar3-KKTC Ar3-IOO的溫度以10°C /秒以上的冷卻速度加速冷卻到 采用下述式3求出的Bs以下的溫度，Bs (°C ) = 830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo · · · 式 3，其中，C、Mn、Ni、Cr和Mo為各元素的含量[質(zhì)量％ ]。
8.—種低溫韌性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼管的制造方法，其特征在于，采用UO工序?qū)⒂脵?quán)利要 求7所述的方法制造出的鋼板成形為管狀，從內(nèi)外面將對(duì)接部進(jìn)行埋弧焊接，然后進(jìn)行擴(kuò)管。
全文摘要
本發(fā)明提供低溫韌性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼板、以該高強(qiáng)度鋼板為母材的高強(qiáng)度鋼管以及它們的制造方法。本發(fā)明的鋼板，含有Mo0.05～1.00％、B0.0003～0.0100％；Ceq為0.30～0.53；Pcm為0.10～0.20；具有如下金屬組織多邊形鐵素體的面積率為20～90％，其余部分為包含貝氏體、馬氏體中的一方或雙方的硬質(zhì)相。為了得到上述鋼板，進(jìn)行開始溫度為Ar3+60℃以下、結(jié)束溫度為Ar3以上、壓下比為1.5以上的應(yīng)變導(dǎo)入軋制，然后進(jìn)行空冷，從Ar3-100℃～Ar3-10℃的溫度以10℃/秒以上的冷卻速度加速冷卻。
文檔編號(hào)B21C37/08GK101965414SQ20098010708
公開日2011年2月2日 申請(qǐng)日期2009年4月7日 優(yōu)先權(quán)日2008年4月7日
發(fā)明者原卓也, 坂本真也, 朝日均, 藤城泰志 申請(qǐng)人:新日本制鐵株式會(huì)社