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      大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的制造方法、以及大線能量焊接熱影...的制作方法

      文檔序號(hào):3344386閱讀:333來(lái)源:國(guó)知局
      專利名稱:大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的制造方法、以及大線能量焊接熱影 ...的制作方法
      技術(shù)領(lǐng)域
      本發(fā)明涉及脆性破壞傳播停止特性和大線能量焊接熱影響區(qū)(Heat Affected Zone 以下也稱為HAZ)韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的制造方法、以及大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板。
      背景技術(shù)
      作為近年來(lái)對(duì)焊接結(jié)構(gòu)體的要求,可以列舉結(jié)構(gòu)體的大型化、應(yīng)對(duì)破壞的高安全性、建造中焊接的高效率化、原料鋼材的經(jīng)濟(jì)性等。受到這樣的趨勢(shì)的影響,對(duì)用于焊接結(jié)構(gòu)體的鋼板的下述要求日益增高(1)板厚較厚時(shí)的高強(qiáng)度、O)良好的大線能量焊接HAZ 韌性、( 低制造成本等。具體而言,對(duì)于用于高層建筑的鋼板,要求同時(shí)滿足下述條件(1)確保板厚50 IOOmm的厚壁鋼板(以下也稱為厚壁材料)的屈服強(qiáng)度為400 650MPa、且拉伸強(qiáng)度為 490 720MPa ;⑵確保焊接線能量為20kJ/mm以上的焊接部的HAZ韌性(夏比(Charpy) 沖擊吸收能量)vE(-2(TC ) ^ 70J ; (3)減少高價(jià)合金元素(Ni量彡等)。就利用TMCP (Thermo Mechanical Control Process (熱機(jī)軋制工藝))制造的厚壁鋼板而言,一直以來(lái)通過(guò)添加硼(B)來(lái)謀求其高強(qiáng)度化。作為添加B的效果,可以列舉 在軋制后的加速冷卻過(guò)程中,在奧氏體(Y)晶界發(fā)生了偏析的固溶B能提高相變時(shí)的淬火性,專利文獻(xiàn)1中,通過(guò)在B中復(fù)合添加Nb來(lái)謀求高強(qiáng)度化。如專利文獻(xiàn)1的實(shí)施例所示, 在這種情況下,其特征在于軋制結(jié)束溫度高達(dá)930 1000°C,以從再結(jié)晶Y開(kāi)始進(jìn)行加速冷卻作為必要條件,能夠發(fā)揮出Nb和B的復(fù)合效果,得到高的淬火性,由此能夠提高強(qiáng)度。 專利文獻(xiàn)1中還示出在軋制結(jié)束溫度低于930°C的非再結(jié)晶域進(jìn)行低溫軋制時(shí),雖然韌性滿足要求,但強(qiáng)度特性不滿足要求,很難實(shí)現(xiàn)由Nb-B復(fù)合效果達(dá)成的高強(qiáng)度化。另外,專利文獻(xiàn)1中公開(kāi)了在大線能量焊接HAZ中利用B的技術(shù),示出了在0. 30 0. 38%的Ceq下組合利用Y中的固溶B所產(chǎn)生的晶界鐵素體抑制效果(淬火性提高效果)、和Y中的BN所產(chǎn)生的粒內(nèi)鐵素體促進(jìn)效果(淬火性降低效果)的有效性。也就是說(shuō),在這樣的情況下,B 起到與淬火性相關(guān)的兩個(gè)相反的作用。根據(jù)上述內(nèi)容,可以將專利文獻(xiàn)1中利用B的技術(shù)歸納如下在直接淬火母材和大線能量焊接HAZ中,利用了 γ中的固溶B所產(chǎn)生的淬火性提高效果,同時(shí),在大線能量焊接HAZ中,利用了 γ中的析出B(這里為BN)所產(chǎn)生的淬火性降低效果。本發(fā)明人等為了提高大線能量焊接HAZ韌性,在專利文獻(xiàn)2、3中公開(kāi)了下述技術(shù) 使在HAZ的冷卻過(guò)程析出到γ中的VN復(fù)合析出為束縛(>止力)粒子(氧化物、硫化物),該VN復(fù)合粒子作為鐵素體相變核發(fā)揮作用,以使HAZ組織微細(xì)化。另外,如非專利文獻(xiàn)1所示,添加V具有提高母材強(qiáng)度的效果,這是廣為公知的。如上所述,已知通過(guò)添加B或V,可達(dá)到提高母材強(qiáng)度的效果和提高大線能量焊接
      5HAZ韌性的效果。現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)1 日本專利第3599556號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)2 日本特開(kāi)2005-298900號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)3 日本特開(kāi)2007-262508號(hào)公報(bào)非專利文獻(xiàn)非專利文獻(xiàn)1 :CAMP-ISIJ、6 (1993)、684

      發(fā)明內(nèi)容
      發(fā)明要解決的問(wèn)題通常,作為提高母材、HAZ的韌性的稀有元素,已知有Ni,從上述⑵的角度出發(fā), 可以考慮Ni的有效利用。但Ni是高價(jià)元素。而且,添加了 Ni的鋼易產(chǎn)生表面瑕疵,因此存在產(chǎn)生其修整工序的問(wèn)題。因此,關(guān)于Ni的添加,上述要求(3)和上述要求(2)之間的利害關(guān)系是對(duì)立的。另外,從上述(1)的角度出發(fā)而增加合金添加量時(shí),會(huì)導(dǎo)致碳當(dāng)量(Ceq) 提高,在大線能量焊接時(shí)HAZ發(fā)生硬化、脆化,因此,上述要求(1)和上述要求( 之間的利害關(guān)系是對(duì)立的。因此,強(qiáng)烈要求開(kāi)發(fā)出一種能夠同時(shí)滿足上述利害關(guān)系彼此對(duì)立的上述三個(gè)要求 (1) ⑶的鋼板。本發(fā)明是鑒于上述問(wèn)題而完成的,目的在于提供能夠滿足下述要求的大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的制造方法、及大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板(1)板厚為50 100mm、屈服強(qiáng)度為400 650MPa、且拉伸強(qiáng)度為490 720MPa的厚壁高強(qiáng)度;O)即便在焊接線能量彡20kJ/mm的條件下,也具有vE(-20°C)彡70J的良好的大線能量焊接HAZ韌性;(3)可通過(guò)高價(jià)合金元素的減少 (Ni ^ 等)等而實(shí)現(xiàn)低制造成本。解決問(wèn)題的方法用以解決上述問(wèn)題的本發(fā)明的要點(diǎn)如下。[1]大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的制造方法,該方法包括 將連續(xù)鑄造板坯(7,7 )加熱至高于1100°C且為1300°C以下的溫度后,在鋼表面溫度為 850°C以上的條件下進(jìn)行累積壓下量為50%以上的軋制,接著,采用加速冷卻將鋼表面溫度從800°C以上開(kāi)始冷卻至500°C以下,其中,所述連續(xù)鑄造板坯以質(zhì)量%計(jì)含有C :0· 05 0. 12%、Si :0.3% 以下、Mn:l 2%、P :0.015% 以下、S :0.005% 以下、B :0· 0003 0. 003%、V :0· 03 0. 15%、Al :0. 001 0. 1%、
      Ti :0. 005 0. 02%、N :0. 002 0. 01%、0:0. 004% 以下,余量包括鐵及不可避免的雜質(zhì),并且在所述連續(xù)鑄造板坯中,下述式(1)的碳當(dāng)量Ceq為0. 32 0. 45%,下述式⑵的有效硼量Bef為0%以下,下述式(3)的有效鈦量Tief為0. 005%以上。其中,Ceq = C+Mn/6+ {(Cr+Mo+V) /5} + {(Ni+Cu)/15}…(1)Bef = B-0. 77 {Ν_0· 29 (Ti_20Ti)}…O)Tief = Ti_20Ti... (3)且0Ti由下述式(4)求得,0Ti = 0-0. 4Ca-0. 66Mg_0. 17REM-0. 35Zr-0. 89A1... (4)其中,式(4)的0Ti小于0%時(shí),將式⑵及式(3)的0Ti設(shè)為0%,N-0. 29(Ti-20Ti)小于 0%時(shí),將式(2)的 N-0. 29(Ti_20Ti)設(shè)為 0%,式(1)、式O)、式(3)及式(4)中所示的元素為各元素的含量(質(zhì)量%),作為不可避免的雜質(zhì)混入的元素也在計(jì)算之內(nèi)。[2]上述[1]所述的大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的制造方法,其中,在所述加速冷卻后,于350 700°C進(jìn)行5 60分鐘的回火熱處理。[3]上述[1]或[2]所述的大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的制造方法,其中,所述連續(xù)鑄造板坯以質(zhì)量%計(jì)含有下述中的1種或2種以上Ca :0· 0003 0. 004%、Mg :0· 0003 0. 004%、Ni :0.01 1%、Cu :0.01 1%、Cr :0.01 1%、Mo :0. 01 0. 5%、Nb :0· 003 0. 03%、REM :0. 0003 0. 02%、Zr :0· 0003 0. 02%,其中,含有Nb時(shí),也含有Mg。[4] 一種大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板,其以質(zhì)量%計(jì)含有C :0· 05 0. 12%、Si :0.3% 以下、Mn:l 2%、P :0.015% 以下、
      S :0. 005% 以下、B :0. 0003 0. 003%、V :0· 03 0. 15%、Al :0. 001 0. 1%、Ti :0· 005 0. 02%、N :0· 002 0. 01%、0:0. 004% 以下,余量包括鐵及不可避免的雜質(zhì),并且在該厚壁高強(qiáng)度鋼板中,下述式(1)的碳當(dāng)量Ceq為0.32 0.45%,下述式O)的有效硼量Bef為0%以下,下述式(3)的有效鈦量Tief為0. 005%以上,該厚壁高強(qiáng)度鋼板的板厚為50 100mm,屈服強(qiáng)度為400 650MPa,拉伸強(qiáng)度為490 720MPa。其中,Ceq = C+Mn/6+ {(Cr+Mo+V) /5} + {(Ni+Cu) /15} — (1)Bef = -0· 77 {Ν_0· 29 (Ti_20ef)}…O)Tief = Ti-20Ti (3)且0Ti由下述式(3)求得。0Ti = 0-0. 4Ca-0. 66Mg_0. 17REM-0. 35Zr_0. 89A1... (3)其中,式⑷的0Ti小于0%時(shí),將式⑵及式(3)的0Ti設(shè)為0%,N-0. 29(Ti-20Ti)小于 0%時(shí),將式(2)的 N-0. 29(Ti_20Ti)設(shè)為 0%,式(1)、式O)、式(3)及式(4)中所示的元素為各元素的含量(質(zhì)量%),作為不可避免的雜質(zhì)混入的元素也計(jì)算在內(nèi)。[5]上述[4]所述的大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板,其以質(zhì)量%計(jì)含有下述中的1種或2種以上Ca :0· 0003 0. 004%、Mg 0. 0003 0. 004%,Ni :0.01 1%、
      Cu :0.01 1%、Cr :0.01 1%、Mo :0. 01 0. 5%、Nb :0· 003 0. 03%、REM :0. 0003 0. 02%、Zr :0· 0003 0. 02%,其中,含有Nb時(shí),也含有Mg。發(fā)明的效果
      本發(fā)明的大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的制造方法、及大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板能夠滿足下述要求(1)板厚為50 100mm、 屈服強(qiáng)度為400 650MPa、且拉伸強(qiáng)度為490 720MPa的厚壁高強(qiáng)度;(2)即使在焊接線能量彡20kJ/mm的條件下,也具有vE (-20°C )彡70J的良好的大線能量焊接HAZ韌性;(3) 可通過(guò)高價(jià)合金元素的減少(Ni ^ 等)等而實(shí)現(xiàn)低制造成本。通過(guò)將這樣的本發(fā)明的厚壁高強(qiáng)度鋼板用于以高層建筑為代表的各種焊接結(jié)構(gòu)體,能夠同時(shí)滿足焊接結(jié)構(gòu)體的大型化、應(yīng)對(duì)破壞的高安全性、建造中焊接的高效率化、原料鋼材的經(jīng)濟(jì)性等,因此其工業(yè)上的效果是不可估量的。
      具體實(shí)施例方式以下,針對(duì)本發(fā)明的大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的制造方法、及大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的實(shí)施方式進(jìn)行說(shuō)明。需要說(shuō)明的是,該實(shí)施方式進(jìn)行詳細(xì)的說(shuō)明以便能夠更好地理解本發(fā)明的要領(lǐng), 因此如無(wú)特別指定,并不對(duì)本發(fā)明構(gòu)成限定。就用于高層建筑等焊接結(jié)構(gòu)體的鋼板而言,下述要求日益增高(1)板厚較厚時(shí)的高強(qiáng)度、O)良好的大線能量焊接HAZ韌性、(3)低制造成本等。針對(duì)這樣的要求,本發(fā)明的大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的制造方法包括將連續(xù)鑄造板坯加熱至高于1100°c且為1300°C以下的溫度后,在鋼表面溫度為850°C以上的條件下進(jìn)行累積壓下量為50%以上的軋制,接著,采用加速冷卻使鋼表面溫度從800°C以上開(kāi)始冷卻至500°C以下,其中,所述連續(xù)鑄造板坯以質(zhì)量%計(jì),含有C: 0. 05 0. 12%,Si 0. 3% 以下、Mn :1 2%、P :0. 015% 以下、S :0. 005% 以下、B :0. 0003 0. 003%,V 0. 03 0. 15%,Al :0. 001 0. l%,Ti :0. 005 0. 02%,N :0. 002 0. 01%, 0 0. 004% 以下,以及視需要的 S 0. 0005 0. 005%, 0 :0. 001 0. 004%, Ca :0. 0003 0. 004 %、Mg 0. 0003 0. 004 %、Ni :0. 01 1 %、Cu :0. 01 1 %、Cr :0. 01 1 %、Mo 0. 01 0. 5%,Nb 0. 003 0. 03%,REM :0. 0003 0. 02%,Zr 0. 0003 0. 02%中的 1 種或2種以上(其中,含有Nb時(shí),也含有Mg),余量包括鐵及不可避免的雜質(zhì),且所述連續(xù)鑄造板坯中,下述式(1)的碳當(dāng)量Ceq為0.32 0.45%,下述式( 表示的相變前的固溶在Y 坯料中的硼量即有效硼量Bef為0%以下,下述式(3)的有效鈦量Tief為0.005%以上。其中,Ceq = C+Mn/6+ {(Cr+Mo+V) /5} + {(Ni+Cu) /15} — (1)Bef = B-0. 77 {Ν_0· 29 (Ti_20Ti)}…O)Tief = Ti-20Ti— (3)且0Ti由下述式(4)得到。0Ti = 0-0. 4Ca-0. 66Mg_0. 17REM-0. 35Zr_0. 89A1... (4)其中,式(4)的0Ti小于0%時(shí),將式(2)及式(3)的Oli設(shè)為0%,N-0. 29 (Ti-20Ti)小于 0%時(shí),將式(2)的 N-0. 29 (Ti_20Ti)設(shè)為 0%,式(1)、式O)、式(3)及式中所示的元素為各元素的含量(質(zhì)量%),作為不可避免的雜質(zhì)混入的元素也計(jì)算在內(nèi)。
      本發(fā)明的要點(diǎn)在于下述技術(shù)為了使以TMCP型制造的厚壁鋼板同時(shí)滿足強(qiáng)度、大線能量焊接HAZ韌性及低制造成本等要求,其特征在于復(fù)合添加B和V,通過(guò)精密地控制與這些氮化物形成元素結(jié)合的N,使γ中B和V的存在狀態(tài)最優(yōu)化,對(duì)母材和大線能量焊接 HAZ的相變組織加以控制。具體而言,就Y中B的存在狀態(tài)而言,為下述技術(shù)構(gòu)思在母材和大線能量焊接HAZ這兩者中不存在固溶的B,使所有的B以BN的形式析出。就Y中V的存在狀態(tài)而言,為下述技術(shù)構(gòu)思在母材中以固溶V的形式、在大線能量焊接HAZ中以析出 V(VN等)的形式加以利用。以下進(jìn)行詳細(xì)說(shuō)明。首先,針對(duì)本發(fā)明最大的技術(shù)問(wèn)題,即滿足上述(2)的大線能量焊接HAZ韌性的技術(shù)進(jìn)行說(shuō)明。與此同時(shí),從上述(3)的角度出發(fā),要求提高HAZ的韌性而不依賴于附。本發(fā)明的大線能量焊接HAZ韌性的決定性因素大致分為下述三點(diǎn)。第一,硬度;第二,MA(馬氏體/奧氏體混合相);第三,有效晶體粒徑。從硬度和MA兩方面考慮,本發(fā)明中將碳當(dāng)量Ceq控制在0.45%以下。這是因?yàn)?如果碳當(dāng)量Ceq超過(guò)0. 45%,則會(huì)導(dǎo)致HAZ過(guò)度硬化,且MA增加,HAZ增大,發(fā)生脆化。另外,通過(guò)將有效硼量(Bef)控制在0%以下,能夠避免在HAZ出現(xiàn)B淬火性,抑制硬化和MA增加。從硬度的角度出發(fā),本發(fā)明中已發(fā)現(xiàn)了添加V的優(yōu)越性。已發(fā)現(xiàn)像本發(fā)明這樣以 HAZ為貝氏體主體的情況下,即使添加V,HAZ也不易硬化。也就是說(shuō),添加C、Mn等除V以外的元素來(lái)強(qiáng)化母材時(shí),貝氏體主體HAZ明顯硬化,HAZ顯著脆化。相比之下,像本發(fā)明這樣添加V來(lái)強(qiáng)化母材時(shí),貝氏體主體HAZ的硬化受到抑制?;谠撔碌陌l(fā)現(xiàn),如果降低C、 Mn的用量來(lái)進(jìn)行低Ceq化,以抵消由V引起的母材強(qiáng)度的上升量,則在HAZ,僅低Ceq化的部分硬度降低,HAZ韌性提高?,F(xiàn)有技術(shù)中尚不存在這種利用母材和HAZ在V硬化行為方面的差異的HAZ韌性提高技術(shù)。從MA的角度出發(fā),本發(fā)明有必要盡可能地減少Si。另外,在本發(fā)明的TMCP條件下,盡管Nb對(duì)母材材質(zhì)的貢獻(xiàn)小,但有助于MA的生成。在本發(fā)明的較高的Ceq范圍內(nèi),盡管Mo是高價(jià)的,但有助于MA的生成。因此,本發(fā)明中優(yōu)選盡可能地減少Nb和Mo。從有效晶體粒徑的角度出發(fā),本發(fā)明中優(yōu)選采用兩種HAZ組織微細(xì)化技術(shù)。通過(guò)第一技術(shù)來(lái)確保_20°C的夏比吸收能量,而通過(guò)與第二技術(shù)組合,使HAZ組織微細(xì)化至極限時(shí),則能夠確保-40°C的夏比吸收能量。第一技術(shù)是將Y中的B析出物和V析出物作為相變核同時(shí)加以利用的技術(shù)。通過(guò)合理地提高N量以使上述式( 表示的有效硼量(Bef)達(dá)至IJO%以下,使得BN、VN或V(C,N)在大線能量焊接的冷卻過(guò)程中在Y晶界、Y粒內(nèi)析出, 這些單獨(dú)或復(fù)合的粒子不僅作為鐵素體,也作為貝氏體的相變核有效地發(fā)揮作用,使HAZ 組織微細(xì)化。另外,使HAZ組織微細(xì)化的第二技術(shù)是通過(guò)適當(dāng)添加Ca、Mg,使微細(xì)的氧化物、硫化物大量分散,利用束縛效果來(lái)抑制Y粒成長(zhǎng),從而使貝氏體束(packet)微細(xì)化的技術(shù)。 在部分微細(xì)的氧化物、硫化物中,B析出物、V析出物復(fù)合析出,為束縛粒子賦予相變核功能,由此,還具有使自Y晶界開(kāi)始相變的貝氏體進(jìn)一步微細(xì)化的效果。由于作為結(jié)果,以上的HAZ組織微細(xì)化技術(shù)可降低HAZ的淬火性,因此從降低硬度和MA的觀點(diǎn)來(lái)看也是有貢獻(xiàn)的。通過(guò)以上說(shuō)明的硬度降低、MA降低、HAZ組織微細(xì)化的策略,本發(fā)明的大線能量焊
      10接HAZ能夠?qū)崿F(xiàn)高vE(-20°C )、而不依賴于Ni。針對(duì)在上述兩種制約,即有效硼量(Bef)為0%以下、Ceq為0.45%以下的情況下, 滿足其余的技術(shù)問(wèn)題即上述(1)的技術(shù)進(jìn)行說(shuō)明。就最大板厚為IOOmm的鋼板而言,已發(fā)現(xiàn)為了確保指定的強(qiáng)度,需要確保作為淬火性的最低限的Ceq,作為T(mén)MCP條件,需要將板坯加熱至高溫,在高溫下結(jié)束軋制,并從高溫開(kāi)始進(jìn)行水冷。須使Ceq為0.32%以上。就低于0. 32%的低淬火性而言,在板厚IOOmm下,難以穩(wěn)定地確保400MPa以上的屈服強(qiáng)度和490MPa以上的拉伸強(qiáng)度。為了抑制HAZ的硬化和MA 的生成,可將Ceq控制為0. 43%以下、0. 41 %以下或0. 39%以下。板坯須加熱至高于1100°C且1300°C以下。進(jìn)行1100°C以下的低溫加熱時(shí),凝固偏析的合金元素有可能無(wú)法充分地固溶,而是以析出物的形式殘留下來(lái),軋制后進(jìn)行加速冷卻時(shí),無(wú)法充分地發(fā)揮出合金元素的淬火性,難以穩(wěn)定地確保強(qiáng)度。另一方面,進(jìn)行高于 1300°C的高溫加熱時(shí),γ粒明顯粗大化,即使進(jìn)行軋制,也無(wú)法使Y粒充分地細(xì)粒化,難以穩(wěn)定地確保韌性。對(duì)于經(jīng)過(guò)加熱的板坯,須在鋼表面溫度為850°C以上的情況下進(jìn)行累積壓下量為 50%以上的軋制。若進(jìn)行低于850°C的低溫軋制,則Y未再結(jié)晶化,淬火性大幅降低,因此難以穩(wěn)定地確保強(qiáng)度。另一方面,若在850°C以上的、再結(jié)晶域的累積壓下量低于50%, 則Y再結(jié)晶粒的細(xì)?;怀浞郑y以穩(wěn)定地確保韌性。軋制結(jié)束后,須進(jìn)行加速冷卻,將鋼表面溫度從800°C以上開(kāi)始冷卻至500°C以下。如果從低于800°C開(kāi)始進(jìn)行加速冷卻,則從軋制結(jié)束后至加速冷卻開(kāi)始的期間內(nèi),存在 Y再結(jié)晶粒成長(zhǎng)、韌性劣化的隱患。另一方面,如果在高于500°C的高溫下停止加速冷卻, 則在溫度高的板厚內(nèi)部,加速冷卻在相變過(guò)程中結(jié)束而發(fā)生例如空氣冷卻,因而會(huì)導(dǎo)致貝氏體組織減少,強(qiáng)度不足。在加速冷卻過(guò)程中,為了兼顧強(qiáng)度和韌性,優(yōu)選確保水量密度為 0. 3m3/m2/rnin 以上。另外,本發(fā)明為了穩(wěn)定且充分地確保強(qiáng)度,針對(duì)下述兩種方法進(jìn)行說(shuō)明。第一方法是在TMCP中,通過(guò)使γ中不存在固溶B、而使全部B都以BN形式析出, 能夠排除因Y中固溶的硼量改變而導(dǎo)致的淬火性的不穩(wěn)定性。這與以往利用B的技術(shù)是完全相反的,是為了確保母材強(qiáng)度而不利用B淬火性的技術(shù)思想。由此能夠抑制大量生產(chǎn)時(shí)的強(qiáng)度不均。具體而言,將上述有效硼量(Bef)控制為0%以下。本發(fā)明添加B的意義如上所述,在于大線能量焊接HAZ。第二方法是利用V碳化物的析出強(qiáng)化來(lái)提高母材強(qiáng)度的方法。在本發(fā)明的TMCP 條件下,添加V是極為有效的強(qiáng)化手段。這是因?yàn)椋趶氐椎剡M(jìn)行高溫加熱和高溫軋制而獲得了充分淬火性的基礎(chǔ)上,相變的貝氏體組織作為在加速冷卻、回火處理過(guò)程中微細(xì)高密度地析出V碳化物(VC、V4C3等)的坯料而優(yōu)選。如上所述,本發(fā)明中添加V的另一個(gè)意義在于大線能量焊接HAZ。加速冷卻后,通過(guò)在350 700°C下進(jìn)行5 60分鐘的回火熱處理,雖然制造成本提高,但能夠?qū)?qiáng)度、伸長(zhǎng)率、夏比沖擊特性高精度地控制在特定范圍內(nèi)。如果回火熱處理的溫度或時(shí)間低于350°C或低于5分,則無(wú)法發(fā)揮出回火效果。另外,如果回火熱處理的溫度或時(shí)間超過(guò)700°C或超過(guò)60分鐘,則回火現(xiàn)象超出合理范圍,表現(xiàn)過(guò)度,強(qiáng)度降低且夏比沖擊特性明顯劣化,無(wú)法得到適當(dāng)?shù)臋C(jī)械性質(zhì)。〈化學(xué)成分組成〉以下,對(duì)于對(duì)本發(fā)明鋼板(以及制造鋼板中使用的連續(xù)鑄造板坯)的化學(xué)成分的限定理由進(jìn)行說(shuō)明。“C 碳” 0. 05 0. 12%C是用于提高強(qiáng)度的重要元素。就徹底進(jìn)行了低溫加熱、低溫軋制的TMCP型厚壁鋼板而言,為了穩(wěn)定確保特定強(qiáng)度,必須含有0. 05%以上的C。優(yōu)選含有0. 06%以上或 0. 07%以上的C,由此,能夠更穩(wěn)定地提高強(qiáng)度。另外,由后述理由可知,在本發(fā)明中,必須將 Nb.Ni.Mo的含量抑制為必要的最小限,因此很難增加這些元素來(lái)實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度化。因此,C是非常重要的強(qiáng)化元素。另外,C還具有促進(jìn)大線能量HAZ中V(C,N)相變核的析出的效果。 但為了穩(wěn)定確保良好的HAZ韌性,必須將C抑制于0. 12%以下。也可將C抑制于0. 11%以下或0. 10%以下?!癝i:硅” 0.3% 以下Si具有脫氧作用,但在充分含有強(qiáng)力脫氧元素Al的情況下,不需要Si。其還具有強(qiáng)化母材的作用,但與其它元素相比,其效果相對(duì)較弱。在須使碳當(dāng)量Ceq較高的本發(fā)明的大線能量焊接HAZ中,由于Si的助長(zhǎng)MA生成的危險(xiǎn)性高,因此必須控制在0. 3%以下。 從HAZ韌性的角度出發(fā),優(yōu)選盡可能降低Si的含量,可限制在0. 20%以下、0. 16%以下或 0. 13%以下。"Mn M" 1~2%為了經(jīng)濟(jì)地確保強(qiáng)度,Mn的含量必須為以上。但含有的Mn超過(guò)2%時(shí),不僅板坯的中心偏析的有害性顯著,而且會(huì)助長(zhǎng)大線能量焊接HAZ的硬化和MA生成,使其脆化,因此以2%為上限。為了確保強(qiáng)度,也可將Mn控制在1. 以上或1.2%以上。為了抑制大線能量焊接HAZ的硬化和MA的生成,也可將Mn控制在1. 8%以下、1. 6%以下或1. 5%以下。“P 磷” 0.015% 以下P是雜質(zhì)元素,為了穩(wěn)定確保良好的脆性破壞傳播停止特性和大線能量焊接HAZ 韌性,必須將其含量降低為0. 015%以下?!癝 硫” 0.005% 以下必須將S抑制為0. 005%以下。如果S的含量超過(guò)0. 005%,則部分硫化物粗大化, 會(huì)作為破壞起點(diǎn)而帶來(lái)有害性,導(dǎo)致母材和大線能量焊接HAZ的韌性劣化。為了提高韌性, 也可將S控制在0.004%以下或0.003%以下。另一方面,利用HAZ的束縛效果時(shí),必須確保S的量為0. 0005%以上。其理由在于在HAZ的熔融線附近,為了提高HAZ韌性,通過(guò)適當(dāng)添加Ca、Mg使微細(xì)的硫化物大量分散時(shí),能夠強(qiáng)化束縛效果,實(shí)現(xiàn)、細(xì)?;?。如果S的量低于0. 0005%,則硫化物個(gè)數(shù)不足,有時(shí)無(wú)法得到充分的束縛效果?!癇 硼”0. 0003 0. 003%B是本發(fā)明的特征元素。正如上面所詳細(xì)論述的那樣,在本發(fā)明中,將有效硼量 (Bef)控制在0%以下,使得在母材和大線能量焊接HAZ這兩者中,γ中不存在固溶B,全部 B以BN的形式析出,不表現(xiàn)出B淬火性。在γ中析出的BN作為相變核發(fā)揮作用,通過(guò)HAZ 的組織微細(xì)化、硬度降低、MA降低來(lái)提高韌性。因此,必須含有0.0003%以上的B。也可以根據(jù)需要將B的量控制在0. 0005%以上。另一方面,如果含有的B量超過(guò)0. 003%,則會(huì)產(chǎn)
      12生粗大的B析出物,HAZ韌性劣化,因此以0. 003%為上限。為了提高HAZ韌性,可將B的量控制在0. 002%以下或0. 0015%以下?!癡 釩” 0. 03 0. 15%V是本發(fā)明的特征元素。正如上面所詳細(xì)論述的那樣,V在本發(fā)明的TMCP條件下有效地強(qiáng)化母材。另一方面,在本發(fā)明的大線能量焊接HAZ中,V能抑制硬化、MA增加,同時(shí),析出至Y中的VN、V(C,N)作為相變核發(fā)揮作用,使HAZ組織微細(xì)化,提高韌性。為了發(fā)揮該效果,需要0. 03%以上的V。為了進(jìn)一步提高HAZ的韌性,更優(yōu)選將V控制在0. 04%以上。但是,盡管V作為相變核具有作用效果,當(dāng)V的量超過(guò)0. 15%時(shí),HAZ的組織微細(xì)化效果達(dá)到飽和,同時(shí)HAZ的硬化變得顯著,因此HAZ韌性劣化。因此,必須使V的含量為0. 15% 以下。也可以根據(jù)需要將V控制在0. 10%以下或0.07%以下?!癆l 鋁” 0. 001 0.Al具有脫氧的作用,對(duì)于降低0、提高鋼的清潔度而言是必須的。雖然除Al以外的Si、Ti、Ca、Mg、REM、Zr等也具有脫氧作用,但即使在含有例如這些元素的情況下,如果不含有0.001 %以上的Al,也難以穩(wěn)定地將0(氧)控制在0.004%以下。但如果Al的量超過(guò)0. 1%,則氧化鋁類粗大氧化物成簇化的傾向增強(qiáng),會(huì)導(dǎo)致制鋼噴嘴發(fā)生堵塞、或作為破壞起點(diǎn)的有害性變得明顯,因此以0. 為上限。更優(yōu)選將Al的量控制在0. 06%以下、 0. 04%或0. 03%以下。特別是,添加Mg的情況下,可將Al的量控制在0. 02%以下?!癟i 鈦”0. 005 0. 02%“N 氮” 0. 002 0. 01%“有效硼量Bef(% )”0%以下Ti與N結(jié)合形成TiN,在對(duì)板坯進(jìn)行再加熱時(shí),大線能量焊接HAZ有助于束縛效果,具有有助于Y細(xì)?;男Ч?,使母材、HAZ組織微細(xì)化,提高韌性。而且,形成TiN后殘余的N與B結(jié)合形成BN,使全部B以BN的形式析出,而、中不存在固溶B,不表現(xiàn)出B淬火性。為了同時(shí)發(fā)揮出以上效果,須使Ti量為0. 005 0. 02%、N量為0. 002 0. 01 %、有效硼量(Bef)為0%以下。如果Ti和N的量各自不足0.005%、0. 002%,則TiN帶來(lái)的束縛效果無(wú)法充分地發(fā)揮,母材和HAZ的韌性劣化。如果Ti和N的量各自超過(guò)0. 02%、0. 01 %, 則由于TiC析出、固溶N增加,母材和HAZ的韌性劣化。另外,即使Ti和N處于適當(dāng)范圍, 當(dāng)有效硼量超過(guò)0%時(shí),γ中固溶B的量仍增加,會(huì)表現(xiàn)出B淬火性,會(huì)造成母材強(qiáng)度的不均、HAZ的硬化(脆化)。更優(yōu)選將Ti的量控制在0. 015%以下、將N的量控制在0. 008% 或 0. 006% ο以下,針對(duì)有效硼量(Bef)的考慮方法進(jìn)行說(shuō)明。需要說(shuō)明的是,在包含以下所示元素的式中,元素表示各元素的含量(質(zhì)量%)。作為化學(xué)成分添加的Ti有時(shí)會(huì)被鋼液中的脫氧所消耗(在低Al的情況下容易發(fā)生)、脫氧后殘余的Ti在凝固后的γ中形成TiN。此時(shí),如果N相對(duì)于Ti是過(guò)量的,則形成TiN后殘余的N與部分B結(jié)合形成BN。而且,形成BN后殘余的B以固溶B的形式表現(xiàn)出淬火性。本發(fā)明將有助于該淬火性的Y中固溶硼量作為有效硼量Bef (%)處理。針對(duì)基于各元素的添加量、熱力學(xué)反應(yīng)順序、產(chǎn)物的化學(xué)計(jì)量組成來(lái)計(jì)算有效硼量Bef的方法,以下進(jìn)行說(shuō)明。首先,假設(shè)Ca、Mg、REM(稀土元素)、Zr、Al按照脫氧能力高的順序與0結(jié)合。作為此時(shí)的脫氧產(chǎn)物,假定為CaO、MgO、REM2O3> ZrO2^Al2O3'計(jì)算脫氧的0量。在利用這些脫氧能力比Ti強(qiáng)的元素進(jìn)行的脫氧未完全的情況下,通過(guò)這些強(qiáng)脫氧元素進(jìn)行脫氧后殘留的能夠被弱脫氧元素Ti脫氧的殘存氧量0Ti(% )以下述式(3)表不。0Ti(% ) = 0-0. 4Ca-0. 66Mg_0. 17REM-0. 35Zr_0. 89A1... (3)但在上述式(1)中,不可避免的雜質(zhì)處理成分元素也在計(jì)算之內(nèi)。另外,Oli小于 0%時(shí),將殘存氧量0Ti視為0%。在這種情況下,Ti將殘余的氧(即0Ti)脫除。0Ti是能通過(guò)Ti脫氧的殘存氧量, 與Ti結(jié)合形成Ti203。此時(shí)3個(gè)0與2個(gè)Ti結(jié)合。因此,以質(zhì)量%考慮Ti2O3時(shí),0的原子量為16,3個(gè)0為48。另外,Ti的原子量為48,2個(gè)Ti為96。因此,將構(gòu)成Ti2O3的Ti質(zhì)量計(jì)算成0(這里為0Ti)的2倍。這是脫氧所消耗的Ti量。因此,假設(shè)為T(mén)i2O3,減去脫氧所消耗的Ti后殘余的鈦量即有效鈦量Tief用Tief = Ti-20Ti表示。該有效鈦量Tief是生成具有HAZ韌性改善效果的TiN的Ti量。如果減去脫氧所消耗的Ti后殘余的Ti低于0. 005%,則無(wú)法充分地發(fā)揮出TiN帶來(lái)的束縛效果,厚壁母材和大線能量焊接HAZ韌性劣化。因此,必須確保有效鈦量為0. 005%以上。另外,脫氧后殘余的0.005%以上的Ti形成TiN后,殘余的氮量Nr用下述式(5) 表不。Nr (% ) = N-0. ^(Ti_20Ti)…(5)其中,Nef大于0%的情況下,意味著殘余有氮,Nef小于0%的情況下,意味著未殘余有氮N。Nr > 0的情況下殘余NNr ^ 0的情況下未殘余N另外,Nr大于0%的情況下,即殘余有氮的情況下,部分B以BN的形式被消耗掉, 因此可通過(guò)下述式( 計(jì)算有效硼量Bef。Bef (% ) = B-0. 77 {N-0. 29 (Ti-20Ti)} — (2)另外,Nr為0或負(fù)值,未殘余氮的情況下,有效硼量Bef為鋼中含有的B量。也就是說(shuō),Nr小于0%時(shí),將Nr = N-0J9(Ti-20Ti)視為0%進(jìn)行式(1)的計(jì)算時(shí),可算出有效硼量。接著,針對(duì)上述殘存氧量0Ti式中的Ca、Mg、REM、Zr、Al的系數(shù)進(jìn)行說(shuō)明,作為鋼液中脫氧反應(yīng)(氧化反應(yīng))的產(chǎn)物(氧化物),假定為CaO、MgO、REM203、ZrO2, Al2O3,以質(zhì)量%計(jì)算以這些氧化物形式存在的0量。例如,CaO的情況下,Ca的原子量為40、0為16, 因此,相對(duì)于Ca的質(zhì)量%,結(jié)合的0量為16/40 = 0. 4 (OasCaO = 0. 4Ca)。Al2O3的情況下, Al的原子量為27、0為16,因此,相對(duì)于Al的質(zhì)量%,結(jié)合的0量為(16X3)/(27X2)= 0. 89 (OasAl2O3 = 0. 89A1)。以下,作為同樣的計(jì)算概念,規(guī)定了上述0Ti式中各元素的系數(shù) (0. 66 :Mg、0. 17 :REM、0. 35 :Zr)。另外,如果將有效硼量Bef的導(dǎo)出式概念從低溫側(cè)向高溫側(cè)追溯地表示,則可表示如下。有效硼量Bef )=成分B量-BasBN— B asBN = 0. 77 (N-NasTiN)
      1
      — NasTiN = 0. 29 (Ti-TiasTi2O3) — TiasTi2O3 = 2 (0-0asCa0-0asMg0-0asREM203_0asZr02-0asAl203)— OasCaO = 0. 4Ca— OasMgO = 0. 66Mg— OasREM2O3 = 0. 17REM— OasZrO2 = 0. 35Zr— OasAl2O3 = 0· 89A1下面,將有效硼量Bef的導(dǎo)出式概念從以從高溫側(cè)向低溫側(cè)的反應(yīng)順序表示。也就是說(shuō),在制鋼中的精煉一凝固工序中,按照以下順序進(jìn)行反應(yīng)。[1]液相(鋼液中)下的脫氧反應(yīng)(1600°C左右)按照與0的化學(xué)親和力強(qiáng)的順序CaO — MgO — REM2O3 — ZrO2 — Al2O3發(fā)生反應(yīng), 鋼液中的溶解0減少。由此,脫氧完成的情況下,以0 彡0表示。脫氧未完成而殘余有溶解O的情況下,以0Ti > 0、Tief = Ti-20Ti彡0. 005(% )表示,脫氧能力比Al弱的弱脫氧元素Ti以Ti2O3的形式貢獻(xiàn)于脫氧,用成分Ti減去脫氧所消耗的TiasTi2O3得到的殘余有效鈦量為0.005%以上。[2]固相中(凝固、中)的脫氮反應(yīng)(1300°C左右 800°C左右)按照與N的化學(xué)親和力強(qiáng)的順序TiN — BN —AlN發(fā)生反應(yīng),固相、中的固溶N減少。首先,脫氧消耗后殘余的Ti引起脫氮反應(yīng)。由此,脫氮完成的情況下,以 N-0. 29 (Ti-20Ti)彡0表示,由于γ中不存在固溶N,因此B無(wú)法形成BN,全部以固溶B的形式存在。另一方面,由Ti引起的脫氮未完成而殘余有固溶N的情況下,以N-0. 29(Ti-20Ti) > 0表示,部分B生成BN,其余B成為固溶B。另一方面,利用脫氧能力比Ti強(qiáng)的元素完成脫氧的情況下,滿足下式。0Ti ^ 0在這樣的情況下,脫氧不消耗Ti。Ti形成TiN而殘余N的情況下,滿足下式。N-0. 29Τ > 0此時(shí),有效硼量Bef通過(guò)下式計(jì)算。Bef (% ) = B-0. 77 (Ν_0· 29Ti)Ti形成TiN而未殘余N的情況下,滿足下述式。N-0. 29Ti ^ 0此時(shí)的有效硼量Bef通過(guò)下式計(jì)算。
      Bef (% ) = B-0. 77 {N-0. 29 (Ti_20Ti)}其中,Ti-20Ti為有效鈦量Tief。在上述各式中,式(NUOTief)為經(jīng)Ti脫氮后殘余的N,可與B結(jié)合而形成BN。 此時(shí),1個(gè)B與1個(gè)N結(jié)合。因此,以質(zhì)量%考慮BN時(shí),B的原子量為10. 8、N的原子量為 14。因此,算出構(gòu)成BN的B的質(zhì)量為N(這里為N-0. ^Tief)的0. 77倍。這是脫氮所消耗的B量。另外,在上述各式中,式(NUOTief)中的0. ^Tief是指NasTiN。其中,Ti的原子量為48、N為14,因此,相對(duì)于Tief (減去脫氧所消耗的Ti后殘余的Ti)的質(zhì)量%,N的結(jié)合量為14/48 = 0.四。另外,N-0. 29Τ 彡0時(shí),N全部以TiN的形式固定,Y坯料中不存在固溶N。另一方面,N-0. 29Tief > 0時(shí),γ坯料中除了 TiN以外還存在固溶N,因此該固溶N與B結(jié)合生成ΒΝ,使有效硼量減少?!? 氧” 0. 004% 以下必須將0量抑制為0. 004%以下。如果0的量超過(guò)0. 004%,則部分氧化物粗大化, 會(huì)作為破壞起點(diǎn)而帶來(lái)有害性,導(dǎo)致母材和大線能量焊接HAZ的韌性劣化。另一方面,利用 HAZ的束縛效果時(shí),必須確保0的量為0. 001 %以上。其理由在于在HAZ的熔融線附近,為了提高HAZ韌性,通過(guò)適當(dāng)添加Ca、Mg使微細(xì)的氧化物大量分散時(shí),能夠強(qiáng)化束縛效果,實(shí)現(xiàn)Y細(xì)?;?。如果0低于0.001%,則氧化物個(gè)數(shù)不足,有時(shí)無(wú)法得到充分的束縛效果。“Ca 鈣”0. 0003 0. 004%“Mg 鎂”0. 0003 0. 004%對(duì)于Ca、Mg而言,通過(guò)在考慮向鋼液中的添加順序的情況下,使Ca、Mg中的一者或兩者的含量為0. 0003%以上,能夠確保含有Ca、Mg的10 500nm氧化物、硫化物為1000 個(gè)/mm2以上。如果Ca、Mg的量低于0.0003%,則可能導(dǎo)致作為大線能量焊接HAZ的束縛粒子的氧化物、硫化物的個(gè)數(shù)不足。但如果Ca、Mg各自的含量超過(guò)0. 004%,則可能導(dǎo)致氧化物、硫化物粗大化,束縛粒子的個(gè)數(shù)不足,同時(shí),作為破壞起點(diǎn)的有害性也顯著,無(wú)法得到良好的HAZ韌性。需要說(shuō)明的是,如后所述,添加Nb的情況下,必須組合利用由大線能量焊接 HAZ的束縛效果帶來(lái)的細(xì)?;Ч?,必須添加Mg?!癗i 鎳” 0. 01 Ni對(duì)于抑制韌性的劣化、確保強(qiáng)度是有效的。因此,優(yōu)選含有0.01%以上的Ni。 但Ni不僅合金成本非常高,還存在產(chǎn)生表面瑕疵的修整工序的問(wèn)題。因此,優(yōu)選將Ni的量控制在1 %以下。另外,優(yōu)選盡可能降低Ni的含量,可以將Ni量控制在0. 7 %以下、0. 5% 以下或0. 3%以下。“Cu 銅” 0. 01 “Cr 鉻” 0. 01 “Mo 鉬”0. 01 0. 5%Cu、Cr、Mo對(duì)于確保強(qiáng)度是有效的,而且,0. 01 %以上的含量即可發(fā)揮出效果。另一方面,從導(dǎo)致大線能量焊接HAZ韌性劣化的角度考慮,其上限各自為1<%、1%、0.5%。Mo 是與Ni同樣的高價(jià)元素,而且由于其助長(zhǎng)HAZ的MA生成的危險(xiǎn)性也很高,因此,與Ni相同, 優(yōu)選盡可能降低Mo的含量。為了提高HAZ韌性,可將Cu、Cr控制在0.5%以下或0.3%以下、將Mo控制在0.3%以下或0. 以下。“Nb 鈮”0. 003 0. 03%從淬火性和析出這兩方面來(lái)看,Nb對(duì)于確保強(qiáng)度是有效的。但對(duì)于軋制Y再結(jié)晶化、大線能量焊接HAZ韌性,Nb是有害的。因此,添加Nb的情況下,必須組合利用由Mg帶來(lái)的大線能量焊接HAZ的束縛效果而產(chǎn)生的細(xì)粒化效果,因此還要添加Mg。為了享有Nb的強(qiáng)度提高效果,優(yōu)選含有0.003%以上的Nb。更優(yōu)選含有0.008%以上。但過(guò)多添加時(shí),Nb 對(duì)軋制、再結(jié)晶化、大線能量焊接HAZ韌性的有害性明顯,因此本發(fā)明優(yōu)選僅含有0.03% 以下的微量Nb。更優(yōu)選控制在0.02%以下、0.01%以下或0.005%以下。從HAZ韌性的角度出發(fā),進(jìn)一步優(yōu)選不含有Nb。"REM 稀土元素(鑭系元素)” 0. 0003 0. 02%
      “Zr 鋯”0. 0003 0. 02%REM(稀土元素)、Ir與脫氧和脫硫有關(guān),可抑制中心偏析部的粗大的延伸MnS的生成,使硫化物球狀無(wú)害化,改善母材和大線能量焊接HAZ的韌性。為了發(fā)揮出上述效果, REM和ττ的下限均為0. 0003%。但即便增加它們的含量,效果也是飽和的,因此從經(jīng)濟(jì)性的角度出發(fā),REM和^ 的上限均為0.02%。需要說(shuō)明的是,本發(fā)明中含有的所述REM是指 La、Ce等鑭系元素。如上所述,本發(fā)明的大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的制造方法、以及大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板能夠滿足下述要求(1)板厚為50 100mm、屈服強(qiáng)度為400 650MPa、且拉伸強(qiáng)度為490 720MPa的厚壁高強(qiáng)度;O) 即使在焊接線能量> 20kJ/mm的條件下,也具有vE(-20°C ) ^ 70J的良好的大線能量焊接 HAZ韌性;(3)可通過(guò)高價(jià)合金元素的減少(Ni ^ 等)等而實(shí)現(xiàn)低制造成本。通過(guò)將這樣的本發(fā)明的厚壁高強(qiáng)度鋼板用于以高層建筑為代表的各種焊接結(jié)構(gòu)體,能夠同時(shí)滿足焊接結(jié)構(gòu)體的大型化、應(yīng)對(duì)破壞的高安全性、建造中焊接的高效率化、原料鋼材的經(jīng)濟(jì)性等,因此其工業(yè)上的效果是不可估量的。實(shí)施例以下,列舉本發(fā)明的大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的制造方法、及大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的實(shí)施例,對(duì)本發(fā)明進(jìn)行更具體的說(shuō)明,但本發(fā)明完全不受下述實(shí)施例的限定,可根據(jù)與前述、后述主旨相適的范圍內(nèi)做出適當(dāng)變更后實(shí)施,其均包含在本發(fā)明的技術(shù)范圍內(nèi)。[樣品的制作]在制鋼工序中,控制鋼液的脫氧/脫硫和化學(xué)成分,通過(guò)連續(xù)鑄造,制作了下述表 1 表4所示的No. 1 No. 36、以及表11及表12所示No. A J的化學(xué)成分的板坯。接著, 通過(guò)在下述表5、表6及表13所示的制造條件下對(duì)所述板坯進(jìn)行再加熱、厚板軋制,將板厚加工為50 100mm,進(jìn)行加速冷卻,然后再根據(jù)需要進(jìn)行離線的回火處理,制作了 No. 1 No. 36以及No. A J的厚壁鋼板樣品。另外,通過(guò)在下述表7所示的制造條件下對(duì)表1所示的No. 1化學(xué)成分的板坯進(jìn)行再加熱、厚板軋制,將板厚加工為50 100mm,進(jìn)行加速冷卻,接著,然后再進(jìn)行離線的回火處理,制作了 No. IA No. IE的厚壁鋼板樣品。
      1權(quán)利要求
      1.大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的制造方法,該方法包括 將連續(xù)鑄造板坯加熱至高于1100°c且為1300°C以下的溫度后,在鋼表面溫度為850°C以上的條件下進(jìn)行累積壓下量為50%以上的軋制,接著,采用加速冷卻將鋼表面溫度從 8000C以上開(kāi)始冷卻至500°C以下,其中,所述連續(xù)鑄造板坯以質(zhì)量%計(jì)含有C 0. 05 0. 12%,Si 0. 3% 以下、Mn 1 2%、P 0. 015% 以下、S 0. 005% 以下、B 0. 0003 0. 003%,V 0. 03 0. 15%,Al 0. 001 0. 1%、Ti 0. 005 0. 02%,N 0. 002 0. 01%、0 0. 004% 以下,余量包括鐵及不可避免的雜質(zhì),并且在所述連續(xù)鑄造板坯中,下述式(1)的碳當(dāng)量Ceq為0.32 0.45%,下述式O)的有效硼量Bef為0%以下,下述式(3)的有效鈦量Tief為0.005%以上,其中,Ceq = C+Mn/6+{(Cr+Mo+V)/^} + {(Ni+Cu)/M;l·.. (1) Bef = B-0. 77 {N-0. 29 (Ti_20Ti)}…U) Tief = Ti-20Ti— (3) 且0Ti由下述式⑷求得,0Ti = 0-0. 4Ca-0. 66Mg-0. 17REM-0. 35Zr-0. 89A1 … 其中,式(4)的Oli小于0%時(shí),將式(2)及式(3)的Oli設(shè)為0%, N-0. 29 (Ti-20Ti)小于 0%時(shí),將式(2)的 N-0. 29 (Ti_20Ti)設(shè)為 0%, 式(1)、式O)、式(3)及式中所示的元素為各元素的含量(質(zhì)量%),作為不可避免的雜質(zhì)混入的元素也包含在計(jì)算之內(nèi)。
      2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的制造方法,其中,在所述加速冷卻后,于350 700°C進(jìn)行5 60分鐘的回火熱處理。
      3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的制造方法,其中,所述連續(xù)鑄造板坯以質(zhì)量%計(jì)含有下述中的1種或2種以上Ca 0. 0003 0. 004%, Mg 0. 0003 0. 004%, Ni 0. 01 1%、Cu :0. 01 1%、 Cr :0. 01 1%、 Mo 0. 01 0. 5%、 Nb 0. 003 0. 03%、 REM :0. 0003 0. 02%、 Zr 0. 0003 0. 02%, 其中,含有Nb時(shí),也含有Mg。
      4.一種大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板,其以質(zhì)量%計(jì)含有 C 0. 05 0. 12%,Si 0. 3% 以下、Mn 1 2%、P 0. 015% 以下、S 0. 005% 以下、B 0. 0003 0. 003%,V 0. 03 0. 15%,Al 0. 001 0. 1%、Ti 0. 005 0. 02%,N 0. 002 0. 01%、0 0. 004% 以下,余量包括鐵及不可避免的雜質(zhì),并且在該厚壁高強(qiáng)度鋼板中,下述式(1)的碳當(dāng)量Ceq為0.32 0.45%,下述式O)的有效硼量Bef為0%以下,下述式(3)的有效鈦量Tief為0.005%以上,該厚壁高強(qiáng)度鋼板的板厚為50 100mm,屈服強(qiáng)度為400 650MPa,拉伸強(qiáng)度為490 720MPa,其中,Ceq = C+Mn/6+{(Cr+Mo+V)/5}+{(Ni+Cu)/15}— (1) Bef = B-0. 77 {Ν_0· 29 (Ti_20ef)}…O) Tief = Ti-20Ti— (3) 且0Ti由下述式⑶求得,0Ti = 0-0. 4Ca-0. 66Mg-0. 17REM-0. 35Zr-0. 89A1 …(3) 其中,式(4)的0Ti小于0%時(shí),將式(2)及式(3)的Oli設(shè)為0%, N-0. 29 (Ti-20Ti)小于 0%時(shí),將式(2)的 N-0. 29 (Ti_20Ti)設(shè)為 0%, 式(1)、式O)、式(3)及式中所示的元素為各元素的含量(質(zhì)量%),作為不可避免的雜質(zhì)混入的元素也包含在計(jì)算之內(nèi)。
      5.根據(jù)權(quán)利要求4所述的大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板,其以質(zhì)量%計(jì)含有下述中的1種或2種以上 Ca 0. 0003 0. 004%、 Mg 0. 0003 0. 004%、 Ni 0. 01 1%、 Cu :0. 01 1%、 Cr :0. 01 1%、 Mo 0. 01 0. 5%、 Nb 0. 003 0. 03%、 REM :0. 0003 0. 02%、 Zr 0. 0003 ~ 0. 02%, 其中,含有Nb時(shí),也含有Mg。
      全文摘要
      本發(fā)明提供具有良好的大線能量焊接熱影響區(qū)韌性的厚壁高強(qiáng)度鋼板的制造方法、以及利用該方法得到的厚壁高強(qiáng)度鋼板。所述方法將連續(xù)鑄造板坯加熱至高于1100℃且為1300℃以下的溫度后,在鋼表面溫度為850℃以上的條件下進(jìn)行累積壓下量為50%以上的軋制,接著,采用加速冷卻將鋼表面溫度從800℃以上開(kāi)始冷卻至500℃以下,其中,所述連續(xù)鑄造板坯具有復(fù)合添加了B和V的規(guī)定的成分組成,并且用各關(guān)系式規(guī)定了下述成分經(jīng)強(qiáng)脫氧元素脫氧后殘余并經(jīng)弱脫氧元素Ti脫氧后得到的殘余氧量OTi、固溶在相變前的奧氏體坯料中的有效硼量Bef、碳當(dāng)量Ceq。
      文檔編號(hào)C22C38/58GK102459656SQ201080025820
      公開(kāi)日2012年5月16日 申請(qǐng)日期2010年6月7日 優(yōu)先權(quán)日2009年6月11日
      發(fā)明者兒島明彥, 溝本義史, 渡部義之, 石川肇, 石橋清司 申請(qǐng)人:新日本制鐵株式會(huì)社
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