專利名稱：焊接熱影響區(qū)的低溫韌性優(yōu)良的焊接結(jié)構(gòu)用鋼及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及焊接性和HAZ的低溫韌性均優(yōu)良的面向海洋結(jié)構(gòu)物的高強(qiáng)度厚鋼板及其制造方法。另外，本發(fā)明也能夠廣泛適用于建筑、橋梁、造船、建筑機(jī)械這樣的領(lǐng)域。
背景技術(shù)：
以前，關(guān)于用作海洋結(jié)構(gòu)物用鋼的高強(qiáng)度鋼，作為焊接性優(yōu)良的鋼的制造方法，為人所知的技術(shù)有通過(guò)控制熱軋后的冷卻速度，可以降低作為焊接性指標(biāo)的Pcm。另外，作為HAZ(熱影響區(qū)HeatAffected Zone)的韌性優(yōu)良的鋼的制造方法，例如正如特開(kāi)平5-171341號(hào)公報(bào)所記載的那樣，為人所知的技術(shù)有通過(guò)在鋼材中添加Ti，以Ti氧化物(以下稱TiO)為核將促進(jìn)晶粒內(nèi)鐵素體(IntragranularFerriteIGF)的生成。此外，為人所知的技術(shù)還有正如特公昭55-26164號(hào)公報(bào)以及特開(kāi)2001-164333號(hào)公報(bào)等所記載的那樣，通過(guò)使Ti氮化物(以下稱TiN)在基體中分散，借助于釘扎效果抑制再加熱時(shí)基體的晶粒長(zhǎng)大，從而確保HAZ的韌性；以及正如特開(kāi)平11-279684號(hào)公報(bào)所記載的那樣，基體中分散的Ti-Mg氧化物不僅借助于釘扎效果使再加熱時(shí)的晶粒長(zhǎng)大受到抑制，而且借助于IGF的促進(jìn)生成效果使鐵素體實(shí)現(xiàn)微細(xì)化，從而確保HAZ的韌性。但是，制造上述HAZ韌性優(yōu)良的鋼的技術(shù)存在的問(wèn)題是要求非常復(fù)雜的工藝，而且成本較高。
另外，在使鋼中均勻分散TiO或TiN且使HAZ組織微細(xì)化的技術(shù)中，也就最佳的TiO以及TiN顆粒的化學(xué)成分值和粒徑進(jìn)行了研究。例如在特開(kāi)2001-164333號(hào)公報(bào)中記載著對(duì)于Ti與N之比(Ti/N)為1.0～6.0的鋼材，通過(guò)使焊接前的鋼材中含有5×105～1×106個(gè)/mm2的粒徑為0.01～0.10μm的TiN顆粒，便能夠制造HAZ韌性優(yōu)良的鋼。
但是，在特開(kāi)2001-164333號(hào)公報(bào)中記載著為了采用該技術(shù)而使目標(biāo)的顆粒分散，必須在鑄坯冷卻階段的900～1300℃之間進(jìn)行10分鐘以上的時(shí)效處理。這種高溫下的時(shí)效處理是非常困難的，而且從熱效率和生產(chǎn)能力的角度考慮也不是優(yōu)選的。
另一方面，根據(jù)特開(kāi)平7-252586號(hào)公報(bào)，在鋼中生成MnS的情況下，在HAZ組織中以MnS為核來(lái)促進(jìn)IGF的生成，晶體粒徑將有效地微細(xì)化，因而能夠確保所要求的韌性。然而，雖然沒(méi)有確切的理由，但實(shí)用鋼中的Mn添加量實(shí)際上設(shè)定為上限值，因而所得到的MnS量在最大限度地發(fā)揮IGF的促進(jìn)生成效果方面是并不充分的。
另外，在特開(kāi)平3-264614號(hào)公報(bào)中，關(guān)于TiN和MnS生成的相互作用，TiN被設(shè)計(jì)成作為MnS的析出核而發(fā)揮作用，另外，為了有效利用這些析出物，還提出了如下的方案即應(yīng)當(dāng)將凝固時(shí)的冷卻速度在1000～600℃的范圍內(nèi)設(shè)定為5.0℃/min(約0.08℃/s)以下。但其理由沒(méi)有定量敘述，因此，最佳冷卻速度尚不清楚。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明提供一種不采用復(fù)雜的制造方法而能夠以低成本制造、且焊接性以及HAZ低溫韌性優(yōu)良的面向海洋結(jié)構(gòu)物的高強(qiáng)度厚鋼板及其制造方法。本發(fā)明的要點(diǎn)敘述如下(1)一種焊接熱影響區(qū)(HAZ)的低溫韌性優(yōu)良的焊接結(jié)構(gòu)用鋼，其特征在于該鋼以質(zhì)量％計(jì)，含有C0.03～0.12％、Si0.05～0.30％、Mn1.2～3.0％、P0.015％以下、S0.001～0.015％、Cu+Ni0.10％以下、Al0.001～0.050％、Ti0.005～0.030％、Nb0.005～0.10％、N0.0025～0.0060％，余量由鐵以及不可避免的雜質(zhì)組成，而且作為鋼組織，具有80％以上的貝氏體組織。
(2)根據(jù)(1)所述的焊接熱影響區(qū)(HAZ)的低溫韌性優(yōu)良的焊接結(jié)構(gòu)用鋼，其特征在于該鋼以質(zhì)量％計(jì)，還含有Mo0.2％以下、V0.03％以下、Cr0.5％以下、Ca0.0035％以下、Mg0.0050％以下之中的1種、2種或更多種。
(3)一種焊接熱影響區(qū)(HAZ)的低溫韌性優(yōu)良的焊接結(jié)構(gòu)用鋼的制造方法，其特征在于鋼液以質(zhì)量％計(jì)，含有C0.03～0.12％、Si0.05～0.30％、Mn1.2～3.0％、P0.015％以下、S0.001～0.015％、Cu+Ni0.10％以下、Al0.001～0.050％、Ti0.005～0.030％、Nb0.005～0.10％、N0.0025～0.0060％，余量由鐵以及不可避免的雜質(zhì)組成，將該鋼液采用連續(xù)鑄造法鑄造，并將此時(shí)二次冷卻的從凝固點(diǎn)附近到800℃的冷卻速度設(shè)定為0.06～0.6℃/s而獲得鑄坯，然后對(duì)鑄坯進(jìn)行熱軋。
(4)根據(jù)(3)所述的焊接熱影響區(qū)(HAZ)的低溫韌性優(yōu)良的焊接結(jié)構(gòu)用鋼的制造方法，其特征在于該鋼以質(zhì)量％計(jì)，還含有Mo0.2％以下、V0.03％以下、Cr0.5％以下、Ca0.0035％以下、Mg0.0050％以下之中的1種、2種或更多種。
(5)根據(jù)(3)或(4)所述的焊接熱影響區(qū)(HAZ)的低溫韌性優(yōu)良的焊接結(jié)構(gòu)用鋼的制造方法，其特征在于上述的熱軋條件是，將上述鑄坯再加熱至1200℃以下的溫度，然后于非再結(jié)晶溫度區(qū)以40％以上的累積壓下率進(jìn)行熱軋，于850℃以上結(jié)束熱軋后，從800℃以上的溫度以5℃/s以上的冷卻速度冷卻到400℃以下。
(6)一種焊接熱影響區(qū)(HAZ)的低溫韌性優(yōu)良的焊接結(jié)構(gòu)用鋼的制造方法，其特征在于在(5)的制造方法中，將上述熱軋得到的鋼進(jìn)行冷卻，然后在400～650℃實(shí)施回火處理。


圖1示意表示了Mn以及TiN對(duì)韌性值的影響。
具體實(shí)施例方式
本發(fā)明為解決上述的課題，通過(guò)大量添加合金成本較低的Mn，謀求確保低成本以及強(qiáng)度韌性，同時(shí)通過(guò)復(fù)合使用基于TiN的釘扎作用而產(chǎn)生的晶粒粗大化的抑制效果、或者基于MnS而產(chǎn)生的IGF的促進(jìn)生成效果，謀求確保優(yōu)良的HAZ韌性。
圖1示意表示了Mn以及TiN對(duì)韌性值的影響，伴隨著Mn的增加，韌性得以提高，特別在Mn添加量達(dá)到1.2％以上時(shí)，其效果變得明顯。但是，Mn添加量超過(guò)2.5％時(shí)，其效果達(dá)到飽和，在超過(guò)3.0％時(shí)韌性反而劣化。另外，關(guān)于控制高M(jìn)n系鋼在鑄造時(shí)的冷卻速度使TiN分散的鋼，在整個(gè)Mn范圍內(nèi)均使韌性得以提高。
鑄坯在(1)所示的化學(xué)成分的范圍內(nèi)，以質(zhì)量％計(jì)含有C0.08％、Si0.15％、Mn2.0％、P0.008％、S0.003％、Al0.021％、Ti0.01％、Nb0.01％、N0.005％，對(duì)于該鑄坯，使用熱力學(xué)計(jì)算預(yù)測(cè)了在平衡狀態(tài)可能生成的TiN量，結(jié)果可知體積率(TiN的體積/鋼的體積)為4.08×10-4。設(shè)晶體粒徑為 析出物的粒徑為 析出物的體積率為f，使用式l的Nishizawa公式、以及先前計(jì)算得到的體積率(4.08×10-4)，則可以得到如下的結(jié)果只有析出物的粒徑在0.4μm以下的情況下，由析出物的釘扎效果得到的晶體粒徑是一般認(rèn)為能夠充分確保優(yōu)良韌性的100μm以下。熱穩(wěn)定的TiN即使在焊接等的高溫短時(shí)間加熱中也不會(huì)分解，可以抑制晶體粒徑的粗大化，因而能夠充分維持得到HAZ韌性的效果。
R‾=43·r‾f23]]>式(1)根據(jù)式1，為了得到具有晶體粒徑為100μm以下的組織的鑄坯，必須使析出物的粒徑在0.4μm以下。為此，有必要控制鑄坯的冷卻速度，使其為0.06℃/s以上，優(yōu)選為0.08℃/s以上，進(jìn)一步優(yōu)選為0.1℃/s以上。由于板厚的原因，即使同一鑄坯之間的冷卻速度也產(chǎn)生很大的差異。特別是鑄坯表面與鑄坯中心部的溫度差較大，經(jīng)受溫度的過(guò)程也各不相同。但可知冷卻速度限于一定的范圍。因此，通過(guò)控制鑄坯的冷卻速度，則使以前只由Ti/N比決定的TiN的控制成為可能。
另一方面，由MnS產(chǎn)生的IGF的促進(jìn)生成效果在不能充分發(fā)揮由焊接時(shí)的TiN產(chǎn)生的晶粒長(zhǎng)大的抑制效果的情況下是特別有效的。即TiN因加熱而發(fā)生了溶解。根據(jù)在本發(fā)明鋼中大量添加2.0％左右的Mn、以及MnS在較高的溫度區(qū)生成這一事實(shí)，本發(fā)明鋼在焊接溫度下的MnS生成量比Mn添加量為以前量的鋼有所增加，結(jié)果在焊接后的冷卻中，IGF的生成頻度增大。因此，HAZ組織可有效地微細(xì)化。
另外，對(duì)于具有高強(qiáng)度且高韌性的厚板的制造可以列舉出各種各樣的方法，但為了確保韌性，優(yōu)選的是DQT法，即在熱軋后直接進(jìn)行淬火(DQ)，然后實(shí)施回火(T)處理。但是，T處理是在一度冷卻后再加熱、并在該溫度下保持一定時(shí)間的工序，因而導(dǎo)致成本的上升。從降低成本的角度考慮，想盡可能避免T處理。但是，本發(fā)明鋼不必實(shí)施T處理便能夠確保優(yōu)良的韌性，因而不增加成本便能夠制造高性能的鋼板。但是，在特別要求具有韌性的情況下，通過(guò)實(shí)施T處理，能夠得到韌性更為優(yōu)良的鋼材。
下面就本發(fā)明的限定理由進(jìn)行說(shuō)明。首先，說(shuō)明本發(fā)明鋼材的組成的限定理由。以下組成中的“％”意味著質(zhì)量％。
C是為確保強(qiáng)度所必須的元素，需要添加0.03％以上，但大量添加恐怕招致HAZ韌性的降低，因此其上限值設(shè)定為0.12％。
Si作為脫氧劑使用，在通過(guò)固溶強(qiáng)化而增加鋼的強(qiáng)度方面是有效的元素，但當(dāng)含量低于0.05％時(shí)，其效果較小，另一方面，當(dāng)含量超過(guò)0.30％時(shí)，則HAZ韌性發(fā)生劣化。因此，Si限定為0.05～0.30％。此外，進(jìn)一步優(yōu)選的含量為0.05～0.25％。
Mn是為了增加鋼的強(qiáng)度而對(duì)高強(qiáng)度化有效的元素。另外，Mn與S結(jié)合而生成MnS，MnS成為IGF的生成核而促進(jìn)焊接熱影響區(qū)的微細(xì)化，藉此可以抑制HAZ韌性的劣化。因此，為了維持所要求的強(qiáng)度，同時(shí)確保焊接熱影響區(qū)的韌性，需要含量在1.2％以上。但一般認(rèn)為Mn的添加量超過(guò)3.0％時(shí)，韌性反而發(fā)生劣化。因此，Mn限定為1.2～3.0％。此外，Mn量?jī)?yōu)選為1.5～2.5％。
P偏析于晶界而使鋼的韌性劣化，因而優(yōu)選的是盡可能將其降低，不過(guò)，可以容許直至0.015％，因此限定為0.015％以下。
S主要形成MnS而存在于鋼中，具有使軋制冷卻后的組織微細(xì)化的作用，含有0.015％以上將使板厚方向的韌性和延性降低。因此，S必須在0.015％以下。另外，為了將MnS作為IGF的生成核使用而得到微粒化效果，S必須添加0.001％以上。因此，S限定為0.001～0.015％。
Cu是以前用于確保強(qiáng)度的有效元素，但其導(dǎo)致熱加工性的降低。為了避免這一問(wèn)題，以前一直添加與Cu添加量大致相同的Ni。但是，Ni是成本非常昂貴的元素，因此，Ni的大量添加可能成為不能達(dá)到本發(fā)明鋼的目標(biāo)即低成本化的要因。于是在本發(fā)明鋼中，基于由Mn確保強(qiáng)度的思想，并不有意添加Cu和Ni。但是，在使用廢鋼制造板坯的情況下，恐怕各自不可避免地混入0.05％左右，因此，將Cu+Ni限定為0.10％以下。
Al與Si一樣是用于脫氧所必要的元素，在低于0.001％時(shí)不能充分地進(jìn)行脫氧，在超過(guò)0.050％而過(guò)量添加時(shí)使HAZ韌性發(fā)生劣化。因此，Al限定為0.001～0.050％。
Ti為了與N結(jié)合而使鋼中形成TiN，優(yōu)選添加0.005％以上。但是，在Ti的添加量超過(guò)0.030％時(shí)，將使TiN粗大化，恐怕降低作為本發(fā)明目的的、由TiN產(chǎn)生的晶粒粗大化的抑制效果。因此，Ti限定為0.005％～0.030％。
Nb具有擴(kuò)大奧氏體的非再結(jié)晶區(qū)、從而促進(jìn)鐵素體細(xì)晶化的效果，同時(shí)是生成Nb碳化物而確保強(qiáng)度的元素，因此需要含有0.005％以上。但是，當(dāng)Nb的添加量超過(guò)0.10％時(shí)，則容易產(chǎn)生因Nb碳化物引起的HAZ脆化，因此Nb限定為0.005～0.10％。
N為了與Ti結(jié)合而在鋼中形成TiN，需要添加0.0025％以上。但是，N即使作為固溶強(qiáng)化元素也具有非常大的效果，因此大量添加時(shí)，恐怕引起HAZ韌性的劣化。因此，為了不給HAZ韌性造成較大的影響而最大限度地獲得TiN的效果，N的上限設(shè)定為0.0060％。
Mo、V、Cr都是對(duì)淬透性的提高有效的元素，為了使TiN產(chǎn)生的組織微細(xì)化效果達(dá)到最優(yōu)，根據(jù)需要也可以選擇含有1種、2種或更多種。其中V與TiN一起能夠以VN的形式使組織微細(xì)化效果達(dá)到最優(yōu)，而且具有使VN的析出強(qiáng)化得以促進(jìn)的效果。再者，通過(guò)含有Mo、V、Cr，可以降低Ar3點(diǎn)，因而鐵素體晶粒的微細(xì)化效果可望進(jìn)一步增大。另外，通過(guò)Ca的添加，能夠控制MnS的形態(tài)，并進(jìn)一步提高低溫韌性，所以在嚴(yán)格要求HAZ特性的情況下，可選擇添加Ca。再者，Mg具有抑制HAZ的奧氏體晶粒長(zhǎng)大而使其細(xì)晶化的作用，其結(jié)果使HAZ韌性得以提高，因此在HAZ韌性特別嚴(yán)格的情況下，可以選擇添加Mg。它們的添加量分別為Mo0.2％以下、V0.03％以下、Cr0.5％以下、Ca0.0035％以下、Mg0.0050％以下。
另一方面，在添加超過(guò)0.2％的Mo以及超過(guò)0.5％的Cr的情況下，一般認(rèn)為損害焊接性和韌性，而且也導(dǎo)致成本的上升，在添加超過(guò)0.03％的V的情況下，因?yàn)閾p害焊接性和韌性，所以將其作為上限。另外，在添加超過(guò)0.0035％的Ca的情況下，由于損害鋼的清潔度，提高了氫脆(即氫誘導(dǎo)裂紋)敏感性，所以將0.0035％設(shè)定為上限。Mg的添加在超過(guò)0.005％時(shí)，奧氏體細(xì)晶化的效果余量也較小，而且在成本方面也并非上策，因此將0.005％設(shè)定為上限。
將鋼組織設(shè)定為80％以上的貝氏體組織的原因在于雖然是低合金鋼，但為了確保HAZ韌性且獲得充分的強(qiáng)度，必須以貝氏體組織為主體，其為80％以上時(shí)就能夠?qū)崿F(xiàn)上述目的。優(yōu)選的貝氏體組織在85％以上，進(jìn)一步優(yōu)選的貝氏體組織在90％以上。
其次，就本發(fā)明鋼材的制造條件進(jìn)行說(shuō)明。
關(guān)于鑄造后鋼坯的冷卻，從凝固點(diǎn)附近冷卻到800℃的冷卻速度優(yōu)選為0.06～0.6℃/s。根據(jù)Nishizawa公式，為了將由析出物的釘扎效果得到的晶體粒徑維持在100μm以下，析出物的粒徑必須為0.4μm以下。為實(shí)現(xiàn)這一點(diǎn)，在鑄造階段需要0.06℃/s以上的鑄坯冷卻速度。存在的熱穩(wěn)定的TiN即使經(jīng)受此后焊接等高溫短時(shí)間的加熱也不會(huì)分解，因此，在焊接等的加熱時(shí)也有望產(chǎn)生釘扎效果，從而能夠確保HAZ的韌性。但是，當(dāng)鋼坯的冷卻速度過(guò)快時(shí)，微細(xì)析出物的量增多，恐怕引起鋼坯的脆化。因此，關(guān)于鑄造后鑄坯的冷卻速度，從凝固點(diǎn)附近到800℃的冷卻速度限定為0.06～0.6℃/s。此外，優(yōu)選為0.10～0.6℃/s。
關(guān)于加熱溫度，1200℃以下的溫度是必要的。作為其理由，是因?yàn)榧訜岬匠^(guò)1200℃的高溫側(cè)，由此在凝固時(shí)控制冷卻速度而生成的析出物存在再次溶解的可能性。另外，還因?yàn)橐酝瓿上嘧優(yōu)槟康模?200℃是充分的，一般認(rèn)為此時(shí)將產(chǎn)生的晶粒粗大化也能夠事先得以防止。據(jù)此，加熱溫度限定為1200℃以下。
本發(fā)明需要在非再結(jié)晶溫度區(qū)以40％以上的累積壓下率進(jìn)行熱軋。作為其理由，是因?yàn)榉窃俳Y(jié)晶溫度區(qū)的壓下量的增加，有助于軋制過(guò)程中奧氏體晶粒的微細(xì)化，結(jié)果具有使鐵素體晶粒微細(xì)化、且提高機(jī)械性能的效果。這樣的效果當(dāng)非再結(jié)晶區(qū)的累積壓下率達(dá)40％以上時(shí)變得明顯。因此，將非再結(jié)晶區(qū)的累積壓下率限定為40％以上。
另外，鑄坯在850℃以上使熱軋完成后，必須以5℃/s以上的冷卻速度從800℃以上的溫度冷卻到400℃以下。作為從800℃以上冷卻的理由，是因?yàn)閺牡陀?00℃開(kāi)始冷卻時(shí)，從淬透性的角度考慮是不利的，從而有可能不能得到所要求的強(qiáng)度。另外，在冷卻速度低于5℃/s時(shí)，不能期待獲得具有均勻顯微組織的鋼，因此，其結(jié)果是加速冷卻的效果減小。另外，一般冷卻到400℃以下時(shí)，相變充分完成。再者，在本發(fā)明鋼中，即使以5℃/s以上的冷卻速度連續(xù)冷卻到400℃以下，也能夠確保充分的韌性，因此不特別實(shí)施T處理而能夠作為鋼材使用?；谏鲜龅睦碛?，作為本發(fā)明鋼的制造條件，使鋼坯在850℃以上完成熱軋后，限定從800℃以上的溫度以5℃/s以上的冷卻速度冷卻到400℃以下。
在要求特別高的韌性、從而在熱軋后實(shí)施回火處理的情況下，必須在400～650℃的回火溫度下進(jìn)行。在進(jìn)行回火處理的情況下，回火溫度越高，晶粒長(zhǎng)大的驅(qū)動(dòng)力越大，在超過(guò)650℃時(shí)，晶粒長(zhǎng)大變得明顯。另外，一般認(rèn)為低于400℃的回火處理不能充分獲得其效果?；谶@些理由，在熱軋后進(jìn)行回火處理的情況下，限定在400～650℃的回火處理?xiàng)l件下進(jìn)行回火。
實(shí)施例下面就本發(fā)明的實(shí)施例進(jìn)行敘述。
將具有表1的化學(xué)成分的鋼液以表2所示的二次冷卻速度進(jìn)行鑄造而得到板坯，將得到的鋼坯以表2所示的條件進(jìn)行熱軋而得到鋼板，之后為評(píng)價(jià)該鋼板的機(jī)械性能而進(jìn)行了各種試驗(yàn)。拉伸試片從各鋼板板厚的1/4t部位切取JIS4號(hào)試片，評(píng)價(jià)了YS(0.2％屈服強(qiáng)度)、TS、El。母材韌性從各鋼板板厚的1/4t部位切取2mmV型缺口試片，在-40℃進(jìn)行夏比(Charpy)沖擊試驗(yàn)，用得到的沖擊吸收能值進(jìn)行了評(píng)價(jià)。關(guān)于HAZ韌性，以實(shí)施了相當(dāng)于焊接線能量為10kJ/mm的再現(xiàn)熱循環(huán)試驗(yàn)的鋼材于-40℃的夏比沖擊試驗(yàn)得到的沖擊吸收能值加以評(píng)價(jià)。此外，表2所示的鑄造時(shí)的冷卻速度是從凝固的實(shí)際情況計(jì)算得出的二次冷卻時(shí)的冷卻速度。另外，表3所示的貝氏體分?jǐn)?shù)通過(guò)在光學(xué)顯微鏡下觀察采用硝酸乙醇腐蝕液腐蝕的鋼材的組織加以評(píng)價(jià)。為了簡(jiǎn)便起見(jiàn)，晶界鐵素體以及MA以外的部分當(dāng)作貝氏體組織。
表3歸納了各種鋼的機(jī)械性能。鋼1～22表示的是作為本發(fā)明的實(shí)例的鋼板。從表1和表2明顯地可以看出，這些鋼板滿足化學(xué)成分和制造條件的各個(gè)要件，而且如表3所示，可知母材的特性優(yōu)良，即使以較大的線能量進(jìn)行焊接也具有高韌性，-40℃的夏比沖擊能值達(dá)150J以上。另外，還可知在規(guī)定范圍內(nèi)添加Mo、V、Cr、Ca、Mg時(shí)，即使實(shí)施回火處理，也能夠獲得良好的韌性。
另一方面，鋼23～36表示的是脫離本發(fā)明的比較例。這些鋼分別因?yàn)镸n量(鋼23、28)、C量(鋼32、33)、Nb量(鋼24、35)、Ti量(鋼25)、Si量(鋼26)、Al量(鋼34)、N量(鋼27)、Mo和V量(鋼29)、Cr量(鋼27)、Ca和Mg量(鋼31)、鑄造時(shí)的冷卻速度(鋼25)、回火處理(鋼30)、累積壓下率(鋼28、32)、再加熱溫度(鋼31)、軋制后的冷卻開(kāi)始溫度(鋼36)、以及貝氏體分?jǐn)?shù)(鋼32、35)的條件而與本發(fā)明的鋼不同，因此可以說(shuō)HAZ韌性發(fā)生了劣化。
表1

表2

表3

根據(jù)本發(fā)明，可以得到高水準(zhǔn)的鋼材，其中由焊接產(chǎn)生的HAZ的晶粒粗大化得到抑制，而且HAZ韌性極其穩(wěn)定。
權(quán)利要求
1.一種焊接熱影響區(qū)的低溫韌性優(yōu)良的焊接結(jié)構(gòu)用鋼，其特征在于該鋼以質(zhì)量％計(jì)，含有C0.03～0.12％、Si0.05～0.30％、Mn1.2～3.0％、P0.015％以下、S0.001～0.015％、Cu+Ni0.10％以下、Al0.001～0.050％、Ti0.005～0.030％、Nb0.005～0.10％、N0.0025～0.0060％，余量由鐵以及不可避免的雜質(zhì)組成，而且作為鋼組織，具有80％以上的貝氏體組織。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的焊接熱影響區(qū)的低溫韌性優(yōu)良的焊接結(jié)構(gòu)用鋼，其特征在于該鋼以質(zhì)量％計(jì)，還含有Mo0.2％以下、V0.03％以下、Cr0.5％以下、Ca0.0035％以下、Mg0.0050％以下之中的1種、2種或更多種。
3.一種焊接熱影響區(qū)的低溫韌性優(yōu)良的焊接結(jié)構(gòu)用鋼的制造方法，其特征在于鋼液以質(zhì)量％計(jì)，含有C0.03～0.12％、Si0.05～0.30％、Mn1.2～3.0％、P0.015％以下、S0.001～0.015％、Cu+Ni0.10％以下、Al0.001～0.050％、Ti0.005～0.030％、Nb0.005～0.100％、N0.0025～0.0060％，余量由鐵以及不可避免的雜質(zhì)組成，將該鋼液采用連續(xù)鑄造法鑄造，并將此時(shí)二次冷卻的從凝固點(diǎn)附近到800℃的冷卻速度設(shè)定為0.06～0.6℃/s而獲得鑄坯，然后對(duì)鑄坯進(jìn)行熱軋。
4.根據(jù)權(quán)利要求3所述的焊接熱影響區(qū)的低溫韌性優(yōu)良的焊接結(jié)構(gòu)用鋼的制造方法，其特征在于該鋼以質(zhì)量％計(jì)，還含有Mo0.2％以下、V0.03％以下、Cr0.5％以下、Ca0.0035％以下、Mg0.0050％以下之中的1種、2種或更多種。
5.根據(jù)權(quán)利要求3或4所述的焊接熱影響區(qū)的低溫韌性優(yōu)良的焊接結(jié)構(gòu)用鋼的制造方法，其特征在于所述的熱軋條件是，將所述鑄坯再加熱至1200℃以下的溫度，然后于非再結(jié)晶溫度區(qū)以40％以上的累積壓下率進(jìn)行熱軋，于850℃以上結(jié)束熱軋后，從800℃以上的溫度以5℃/s以上的冷卻速度冷卻到400℃以下。
6.一種焊接熱影響區(qū)的低溫韌性優(yōu)良的焊接結(jié)構(gòu)用鋼的制造方法，其特征在于在權(quán)利要求5的制造方法中，將所述熱軋得到的鋼進(jìn)行冷卻，然后在400～650℃實(shí)施回火處理。
全文摘要
本發(fā)明提供一種不采用復(fù)雜的制造方法而能夠以低成本制造、且焊接性以及HAZ低溫韌性優(yōu)良的面向海洋結(jié)構(gòu)物的高強(qiáng)度厚鋼板及其制造方法。具體地說(shuō)，它涉及一種焊接熱影響區(qū)的低溫韌性優(yōu)良的焊接結(jié)構(gòu)用鋼及其制造方法，其特征在于鋼液以質(zhì)量％計(jì)，含有C0.03～0.12％、Si0.05～0.30％、Mn1.2～3.0％、P0.015％以下、S0.001～0.015％、Cu+Ni0.10％以下、Al0.001～0.050％、Ti0.005～0.030％、Nb0.005～0.10％、N0.0025～0.0060％，將該鋼液采用連續(xù)鑄造法鑄造，并將此時(shí)二次冷卻的從凝固點(diǎn)附近到800℃的冷卻速度設(shè)定為0.06～0.6℃/s而獲得鑄坯，然后對(duì)鑄坯進(jìn)行熱軋，并從800℃以上的溫度開(kāi)始冷卻。
文檔編號(hào)B22D11/124GK1989265SQ20058002425
公開(kāi)日2007年6月27日 申請(qǐng)日期2005年7月21日 優(yōu)先權(quán)日2004年7月21日
發(fā)明者福永和洋, 水谷泰, 千千巖力雄, 渡部義之 申請(qǐng)人:新日本制鐵株式會(huì)社