專利名稱:焊接熱影響部的韌性優(yōu)異的厚鋼板的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域:
本發(fā)明涉及適用于橋梁或高層建筑物,船舶等的焊接結(jié)構(gòu)物的厚鋼板,更詳細地說,高線能后的熱影響部(以下,也稱為HAZ)的韌性優(yōu)異的厚鋼板。
背景技術(shù):
近年,隨著橋梁或高層建筑物、船舶等的焊接結(jié)構(gòu)物的大型化,這種焊接結(jié)構(gòu)物適用50mm以上的板厚的厚鋼板變多,50mm以上的板厚的厚鋼板的焊接變得不可避免。由于以上的情況,要求以提高焊接施工效率為目的的大線能量焊接。但是,大線能量焊接時的HAZ,由于加熱在高溫奧氏體(Y)區(qū)域長時間保持后,進行徐冷,因此加熱時的Y晶粒生長,因此,容易導致以冷卻過程中的粗大鐵素體(α)晶粒的生成為代表的組織的粗大化,這是大線能量焊接時的HAZ的韌性下降的原因。為此,開發(fā)將大線能量焊接時的HAZ的韌性(以下,也稱為HAZ韌性)穩(wěn)定保持在高水準的技術(shù)成為
必要課題。作為確保HAZ韌性的手段,提出了涉及通過氧化物、氮化物、硫化物等的夾雜物粒子產(chǎn)生的Y晶粒生長釘扎,以夾雜物粒子為起點的晶內(nèi)α生成產(chǎn)生的組織的微細化的技術(shù)等。作為這種技術(shù)的提案例,有專利文獻I或?qū)@墨I2中記載的技術(shù),其中公開了通過使鋼材中析出分散微細的Ti氮化物作為Y晶粒生長釘扎粒子,抑制大線能量焊接時的HAZ產(chǎn)生的奧氏體晶粒的 粗大化,抑制HAZ韌性的劣化。但是,Ti氮化物在焊接線能增大時容易消失,存在不能得到穩(wěn)定的HAZ韌性的課題,不能應對近年的焊接線能量的增大。相對于此,在專利文獻3 6中,公開了將在高溫穩(wěn)定的氧化物系夾雜物作為Y晶粒生長釘扎粒子進行利用的技術(shù)。但是,氧化物系夾雜物與Ti含有氮化物相比數(shù)量少,不能得到充分的釘扎效果,因此,不能充分應對大線能量焊接,需要進一步改善。即,在專利文獻3中,雖然記載有通過使含有REM和Zr的氧化物存在能夠得到良好的HAZ特性,但是限于設(shè)定的線能量低的水準,不能說在大線能量焊接中也能夠得到良好的HAZ特性。另外,在專利文獻4中,記載有與專利文獻3同樣利用含有REM和Zr的氧化物的技術(shù),雖然作為HAZ韌性評價了擺錘吸收能,但是在材料可靠性的觀點上,認為不僅是平均值,還需要將最小值保持在高水準。另外,在專利文獻5中,記載有通過將氧化物系夾雜物和含Ti夾雜物的雙方作為Y晶粒生長釘扎粒子進行利用,能夠得到高HAZ韌性的技術(shù)。但是,考慮到近年的線能量增大傾向,含Ti夾雜物的利用有局限,需要盡早確立通過氧化物系夾雜物進行的提高高線能量的HAZ韌性的手段。另外,發(fā)明者們在專利文獻6中,提出了活用微細氧化物系夾雜物Y晶粒生長釘扎效果的技術(shù),但該技術(shù)是并用微細Mn硫化物的再析出抑制的技術(shù),需要確定溶存氧量,并基于溶存硫量確定合金添加量的復雜的控制。另外,作為涉及以夾雜物粒子為起點的晶內(nèi)α生成帶來的組織微細化的技術(shù),在專利文獻7中提出了利用含有Ti和REM的復合氧化物和MnS的技術(shù),除此之外,發(fā)明者們在專利文獻8中提出了通過控制夾雜物形狀來促進晶內(nèi)α生成的技術(shù)。這些技術(shù)是以相對于晶內(nèi)α的生成,(晶內(nèi)α/夾雜物)界面能低的夾雜物有效為前提而形成的。但是,晶內(nèi)α生成時,(晶內(nèi)α/Υ)界面能的影響很大,簡單地降低(晶內(nèi)α/夾雜物)界面能,不能得到充分的晶內(nèi)α的生成,因此,不能充分確保高線能量HAZ韌性。另外,作為專利文獻9,發(fā)明者們提出活用氧硫化物起點的晶內(nèi)α生成的高HAZ韌性技術(shù)。但是,作為代價需要分散一定數(shù)量的2μπι以上的尺寸比較大的大氧硫化物粒子,因此,該技術(shù)也不能充分確保高線能量HAZ韌性。即,在專利文獻7記載的技術(shù)中,設(shè)定的線能量自身小,另外,專利文獻8和專利文獻9記載的技術(shù)中,雖然擺錘吸收能的平均值高,但是,最小值還有改善的余地,這就是現(xiàn)狀。另外,作為專利文獻10和專利文獻11,發(fā)明者們提出了通過分散控制了組織的氧化物來得到高HAZ韌性的技術(shù)。根據(jù)這些技術(shù),能夠?qū)崿F(xiàn)焊接熱影響部的韌性優(yōu)異的厚鋼板,但是在制造上,還存在應當改善的課題。 在專利文獻10記載的技術(shù)中,為了實現(xiàn)規(guī)定的氧化物形態(tài),基于Ca添加前的溶存氧量控制Ca添加量,但同時從添加Ti到添加Ca為止的時間需要控制在3 20分鐘,因此,增加操作者的負擔。另一方面,在專利文獻11記載的技術(shù)中,從添加Ca到開始鑄造為止,需要保持40分鐘 90分鐘,因此,在生產(chǎn)率上還有改善點。先行技術(shù)文獻專利文獻專利文獻I特開2001-98340號公報專利文獻2特開2004-218010號公報專利文獻3特開2001-20031號公報
專利文獻4特開2007-247005號公報專利文獻5特開2008-223062號公報專利文獻6特開2009-179844號公報專利文獻7特開平7-252586號公報專利文獻8特開2008-223081號公報專利文獻9特開2009-138255號公報專利文獻10特開2010-168644號公報專利文獻11特開2011-219797號公報
發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明鑒于上述現(xiàn)有情況而形成,其課題在于,提供即使進行大線能量焊接,也能夠不僅提高HAZ韌性的平均值,而且還能提高其最小值,焊接熱影響部的韌性優(yōu)異,而且生產(chǎn)率也優(yōu)異的厚鋼板。第一發(fā)明的焊接熱影響部的韌性優(yōu)異的厚鋼板,其特征在于,以質(zhì)量%計含有C:0.03 0.12%、Si:0.25% 以下(含 0% )、Mn:1.0 2.0%、P:0.03% 以下(不含 0% )、S:0.015% 以下(不含 0% )、Al:0.004 0.05%, Ti:0.010 0.050%, REM:0.0003 0.02%, Zr:0.0003 0.02%, Ca:0.0005 0.010%, N:0.002 0.010%, B:0.0005 0.0050%,余量是鐵和不可避免的雜質(zhì),根據(jù)A = IO4X [B] X (0.4+30X [Ti]-82X [N])求出的A值滿足5.0S AS 25.0,并且,除去氧的構(gòu)成元素,以質(zhì)量%計含有滿足2%< Ti<40%,5%<A1 < 30%,5%<Ca<40%,5%<REM<50%,2%<Zr <30%U.5^REM/Zr的氧化物,并且,在所述氧化物中,當量圓直徑低于2 μ m的氧化物為300個/mm2以上,當量圓直徑為2 μ m以上的氧化物為100個/mm2以下,并且在所含有的Ti氮化物中,當量圓直徑為I μ m以上的Ti氮化物為5個/mm2以下。其中,上式中[]表示各元素的含量(質(zhì)量% )。還有,包括上述記載,本發(fā)明中所謂當量圓直徑是指,著眼于氧化物和Ti氮化物的大小,求出設(shè)定的與其面積相等的圓的直徑,可以通過透射型電子顯微鏡(TEM)或掃描型電子顯微鏡(SEM)進行觀察而求出。第二發(fā)明是在第一發(fā)明的焊接熱影響部的韌性優(yōu)異的厚鋼板中,以質(zhì)量%計還含有從由 Ni:0.05 1.50%, Cu:0.05 1.50%, Cr:0.05 1.50%, Mo:0.05 1.50%構(gòu)成的群中選出的I種以上,并且,滿足[Ni]+ [Cu]+ [Cr]+ [Mo] < 2.5%。其中,上式中[]表示各元素的含量(質(zhì)量% )。第三發(fā)明是在第一或第二發(fā)明的焊接熱影響部的韌性優(yōu)異的厚鋼板中,以質(zhì)量%計還含有 Nb:0.002 0.10%和 / 或 V:0.002 0.10%。根據(jù)本發(fā)明,能夠得到不僅小 中線能量焊接,而且在進行大線能量焊接時,也能夠提高HAZ韌性的平均值和最小值,焊接熱影響部的韌性優(yōu)異,而且生產(chǎn)率也優(yōu)異的厚鋼板。
具體實施例方式本發(fā)明者們,對于在生產(chǎn)率比較高的制造條件下改善厚鋼板的高線能量HAZ韌性的手段進行探索。其結(jié)果 發(fā)現(xiàn),通過確保氧化物起點的晶內(nèi)α的生成,并且抵制作為HAZ韌性阻害因子的粗大Ti氮化物、粗大晶界鐵素體的生成,能夠使厚鋼板的生產(chǎn)率和高線能量HAZ韌性并立。即發(fā)現(xiàn)通過適當控制氧化物組成,能夠確保晶內(nèi)α的生成,并且,能夠抑制歷來在熔鋼中以氧化物為起點而結(jié)晶出的粗大Ti氮化物的生成,此外,通過適當?shù)乜刂其摬某煞郑軌蛞种拼执缶Ы玷F素體的生成,因此能夠得到具有優(yōu)異大線能量HAZ韌性的厚鋼板。更詳細地說,這些氧化物之中,使當量圓直徑低于2 μ m的氧化物分散300個/mm2以上分散,并且當量圓直徑為2μπι以上的氧化物抵制在100個/mm2以下,確認到能夠得到優(yōu)異的HAZ韌性?;谝陨险f明的這些結(jié)論,完成了本發(fā)明,規(guī)定各構(gòu)成要件的理由如下所示。(構(gòu)去氧的構(gòu)成元素,以質(zhì)量%計滿足2%<11<40%、5%<41<30%、5%<〇&
<40%,5%< REM < 50%,2%< Zr < 30%、L 5 ( REM/Zr,當量圓直徑低于 2 μ m 的氧化物為300個/mm2以上)通過使氧化物的當量圓直徑低于2 μ m,能夠通過晶內(nèi)α促進而促進HAZ韌性。若氧化物的當量圓直徑達到2μπι以上,則粗大Ti氮化物結(jié)晶時的障壁能力降低,粗大Ti氮化物的生成量增加。另外,氧化物的組成,以質(zhì)量%計,若從2%< Ti < 40%,5%< Al
<30%,5%< Ca < 40%,5%< REM < 50%,2%< Zr < 30%、1.5 ( REM/Zr 這樣的范圍脫離,則無法獲得充分的晶內(nèi)α生成。特別是,使氧化物中的REM/Zr比(質(zhì)量%)為1.5以上,在熔鋼中生成于氧化物的表面的粗大晶出Ti氮化物量減少。另外,若當量圓直徑低于2μπι的氧化物比300個/mm2少,則晶內(nèi)α生成的起點不足,因此晶內(nèi)α的生成量還是減少,得不到充分的HAZ韌性。(當量圓直徑在2μ m以上的氧化物為100個/mm2以下)滿足上述組成的氧化物之中,當量圓直徑為2μπι以上的氧化物,因為助長脆性破壞,使HAZ韌性劣化,所以優(yōu)選盡可能少。從這一觀點出發(fā),在本發(fā)明中,當量圓直徑為2μπι以上的氧化物規(guī)定為100個/mm2以下。(當量圓直徑在Iμ m以上的Ti氮化物為5個/mm2以下)若當量圓直徑在I μ m以上的Ti氮化物的個數(shù)超過5個/mm2,則助長脆性破壞,使HAZ韌性劣化。這樣的Ti氮化物,除了具有長方體形狀,與鋼相比,硬度也高得多,因此,具有由于應力集中而使HAZ韌性顯著劣化的特性。因此,粗大Ti氮化物比粗大氧化物更需要嚴密控制。(制造方法)為了制造滿足上述要件的本發(fā)明的厚鋼板,S卩,除去氧的構(gòu)成元素,以質(zhì)量%計,含有滿足 2%< Ti < 40%,5%< Al < 30%,5%< Ca< 40%,5%< REM< 50%,2%< Zr<30%,1.REM/Zr的氧化物,并且,所述氧化物之中,當量圓直徑低于2 μ m的氧化物存在300個/mm2以上,當量圓直徑為2 μ m以上的氧化物存在100個/mm2以下,并且所含有的Ti氮化物之中,當量圓直徑在I μ m以上的粗大Ti氮化物的存在個數(shù)為5個/mm2以下的厚鋼板,需要滿足以下的制造要件而制造厚鋼板。該制造要件為,在熔煉時,通過使用Mn、Si等的脫氧而使熔鋼中的溶存氧量以質(zhì)量%計達到0.002 0.01%后,使REM添加量[REM]和Zr添加量[Zr]的質(zhì)量比,即[REM]/[Zr]為1.8以上,按Al — Ti — (REM、Zr) — Ca的順序,一邊控制從REM或Zr的添加到Ca添加的時間tl使之為10分 鐘以上,一邊添加各元素,再使鑄造時的1500 1450°C的溫度范圍的冷卻時間t2為300秒以內(nèi)即可。其次,對于這些制造要件的規(guī)定理由進行詳細說明。.通過使用Mn、Si等的脫氧而使熔鋼中的溶存氧量為0.002 0.01%若溶存氧量低于0.002%,則不能確保需要量的構(gòu)成晶內(nèi)α生成的起點的具有適當?shù)慕M成的氧化物。另外,若溶存氧量超過0.01%,則當量圓直徑為2μπι以上的粗大氧化物增加,使HAZ韌性劣化。.使REM添加量[REM]和Zr添加量[Zr]的質(zhì)量比:[REM]/[Zr]為1.8以上從.REM或Zr的添加至Ca添加的時間tl為10分鐘以上本發(fā)明中規(guī)定的氧化物所具有的特征是,具有晶內(nèi)α的生成促進作用,并且難以作為粗大Ti氮化物的結(jié)晶起點發(fā)揮功能。特別是為了使氧化物中的REM/Zr比(質(zhì)量% )為1.5以上,使REM添加量[REM]與Zr添加量[Zr]的質(zhì)量比、即[REM]/[Zr]為1.8以上,并且在添加作為強脫氧元素的Ca之前,需要使REM或Zr的氧化物形成反應充分進行。具體來說,通過將REM或Zr的添加至Ca添加的時間tl控制在10分鐘以上,能夠得到滿足規(guī)定的個數(shù)密度的REM/Zr ^ 1.5的氧化物。若從REM或Zr的添加至Ca添加的時間tl低于10分鐘,則滿足REM/Zr彡1.5的氧化物不足。還有,在熔煉時,按照Al — Ti — (REM, Zr) — Ca的順序添加的理由在于,若以該添加順序以外的順序添加各元素,則不能確保需要數(shù)量的構(gòu)成晶內(nèi)α生成的起點的具有適當?shù)慕M成的氧化物。特別是因為Ca是脫氧力極強的強脫氧元素,所以若在Ti和Al之前添加,則與Ti和Al結(jié)合的氧顯著變少。.鑄造時的1500 1450°C的冷卻時間t2在300秒以內(nèi)若鑄造時的1500 1450°C的冷卻時間t2超過300秒,則凝固時的成分偏析導致粗大Ti氮化物結(jié)晶,HAZ韌性劣化。(化學成分組成)接下來,對于本發(fā)明的厚鋼板的化學成分組成進行說明。本發(fā)明的厚鋼板,即使先前說明的氧化物的分散狀態(tài)等適當,如果各個化學成分(元素)的含量不在適正范圍內(nèi),則仍不能使母材(厚鋼板)的特性和HAZ良好。因此,在本發(fā)明的厚鋼板中,各個化學成分的含量處于以下說明的范圍內(nèi)也一并成為要件。這些化學成分之中,構(gòu)成氧化物的Al、Ca、Ti等的含量,如其作用效果表明的那樣,含有構(gòu)成氧化物的量。還有,下述的化學成分的含量(% )全部表示質(zhì)量%。C:0.03 0.12%C是用于確保鋼板的強度的必須元素。C的含量比0.03%低時,不能確保必要的強度。另一方面,若C的含量過剩,則硬質(zhì)的島狀馬氏體(MA)大量生成,會招致母材的韌性劣化。因此,C的含量需要在0.12%以下。C的含量的優(yōu)選下限為0.04%,優(yōu)選上限為0.10%。Si:0.25% 以下(含 0% )Si不是必須元素,但在通過固溶強化而確保強度上是有用的元素。但是,若過剩地添加,則在HAZ中,硬質(zhì)的島狀馬氏體(MA)增加,將招致HAZ韌性的劣化。因此,Si的含量的上限為0.25%。另外, 優(yōu)選上限為0.21%,更優(yōu)選上限為0.18%。Mn:1.0 2.0%Mn在確保鋼板的強度上是有用的元素。為了有效地發(fā)揮這樣的效果,需要使之含有1.0%以上。但是,若超過2.0 %使之過剩地含有,則HAZ的強度過度上升而韌性劣化,因此Mn的含量為2.0%以下。Mn的含量的優(yōu)選下限為1.4%,優(yōu)選上限為1.8%。P:0.03% 以下(不含 0% )P是容易經(jīng)起晶界斷裂,對韌性造成不良影響的雜質(zhì)元素,因此優(yōu)選其含量盡可能少。從確保HAZ韌性這一觀點出發(fā),P的含量需要抑制在0.03%以下,優(yōu)選為0.02%以下。但是,工業(yè)上使鋼中的P達到O %有困難。S:0.015% 以下(不含 0% )S在HAZ中,在舊奧氏體晶界形成Mn硫化物,是使HAZ韌性劣化的元素,優(yōu)選其含量盡可能少。從確保HAZ韌性這一觀點出發(fā),S的含量需要抑制在0.015%以下,優(yōu)選為0.010%以下。但是,工業(yè)上使鋼中的S達到0%有困難。Al:0.004 0.05%Al是形成構(gòu)成晶內(nèi)α的起點的氧化物的元素。若其含量低于0.004%,則得不到規(guī)定的氧化物形態(tài),并且使粗大Ti氮化物結(jié)晶出來。另一方面,若含量過剩,則粗大氧化物生成,HAZ韌性劣化,因此需要抑制在0.05%以下。Al的含量的優(yōu)選下限為0.007%,優(yōu)選上限為0.04%。T1:0.010 0.050%通過在REM、Zr、Ca之前添加Ti,可以使具有晶內(nèi)α的生成促進作用的氧化物微細分散。為了有效地發(fā)揮這一效果,需要使Ti含有0.010%以上。但是,若其含量過剩,則粗大Ti氮化物大量結(jié)晶而使HAZ韌性劣化,因此需要抑制在0.050%以下。Ti的含量的優(yōu)選下限為0.012%,優(yōu)選上限為0.035%,更優(yōu)選上限為0.025%。REM:0.0003 0.02%,Zr:0.0003 0.02%REM (稀土類元素)和Zr,在Ti的添加后,Ca的添加之前添加,從而形成對晶內(nèi)α的生成有效的氧化物。通過Ti氮化物復合析出,這些氧化物成為更合適的晶內(nèi)α生成部位。這樣的效果隨著其含量增加機而增大,但為了有效地發(fā)揮這一效果,需要使之均含有0.0003%以上。但是,若其過剩地含有,則氧化物變得粗大而使HAZ韌性劣化,因此均應該抑制在0.02%以下。其含量的更優(yōu)選下限為0.0005%,更優(yōu)選上限為0.015%。Ca:0.0005 0.010%Ca距T1、REM、Zr的添加10分鐘以上后添加,對于晶內(nèi)α的生成有效,且形成抑制粗大Ti氮化物的結(jié)晶的氧化物。為了有效地發(fā)揮這樣的效果,需要使之含有0.0005%以上。但是,若其含量過剩,則粗大氧化物生成,HAZ韌性劣化,因此需要抑制在0.010%以下。Ca的含量的優(yōu)選下限為0.0008%,優(yōu)選上限為0.008%。N:0.002 0.010%N形成微細的Ti氮化物,從而在確保HAZ的韌性上是有用的元素。通過使其含量在0.002%以上,能夠確保期望的Ti氮化物。但是,若其含量過剩,則助長粗大Ti氮化物的結(jié)晶,因此需要抑制在0.010%以下。N的含量的優(yōu)選下限為0.003%,優(yōu)選上限為0.008%。B:0.0005 0.005%即使晶內(nèi)α生成,粗大Ti氮化物的結(jié)晶得到抑制,若在HAZ有粗大的晶界鐵素體生成,則所得到的HAZ韌 性仍受限制。B抑制粗大的晶界鐵素體的生成,具有改善HAZ韌性的效果。該效果隨著其含量增加而增大,為了有效地發(fā)揮這一效果,需要使之含有0.0005%以上。但是,若其含量過剩,則來自舊奧氏體晶界的粗大貝氏體斗于^卜〃卜bainite bucket)促進,使HAZ韌性劣化,因此優(yōu)選抑制在0.005%以下。B的含量的優(yōu)選下限為0.0010%,更優(yōu)選下限為0.0015%,優(yōu)選上限為0.004% ο以上是本發(fā)明中規(guī)定的必須含有的元素,余量是鐵和不可避免的雜質(zhì)。作為不可避免的雜質(zhì),允許因原料、物資、制造設(shè)備等的狀況而慘雜的Sn、As、Pb等的兀素的混入。另夕卜,進一步積極地含有以下所示的元素也有效,根據(jù)所含有的化學成分(元素)的種類,厚鋼板的特性得到進一步改善。從Ni:0.05 1.50%,Cu:0.05 1.50%,Cr:0.05 1.50%,Mo:0.05 1.50%
所構(gòu)成的群中選擇的I種以上N1、Cu、Cr和Mo均是對于鋼板的高強度化有效的元素,此效果隨著其含量增加而增大。為了有效地發(fā)揮這一效果,均優(yōu)選使之含有0.05%以上。但是,若其過剩地含有,則招致強度的過大上升,使HAZ韌性劣化,因此均優(yōu)選抑制在1.50%以下。其含量的更優(yōu)選下限為0.10%,更優(yōu)選上限為L 20%。Nb:0.002 0.10%和 / 或 V:0.002 0.10%Nb和V作為碳氮化物析出,抑制Y晶粒的粗大化,在使母材韌性良好上是有效的元素。此效果隨著其含量增加而增大,而為了有效地發(fā)揮這一效果,均優(yōu)選使之含有
0.002%以上。但是,若其過剩地含有,則招致HAZ組織的粗大化,使HAZ韌性劣化,因此均優(yōu)選抑制在0.10%以下。其含量的更優(yōu)選下限為0.005%,更優(yōu)選上限為0.08%。
(參數(shù))在滿足以上的化學成分組成的基礎(chǔ)上,本發(fā)明的厚鋼板,根據(jù)A =IO4X [B] X (0.4+30X [Ti]-82X [N])這一算式求得的A值,需要滿足5.0彡A彡25.0 (其中,上式中[]表示各元素的含量(質(zhì)量% )。)。為了抑制粗大晶界鐵素體的生成而添加B后,必須確保游離B。由上式求得的A值就是用于控制游離B量,若此A值低于5.0,則不能抑制粗大晶界鐵素體的生成,另一方面,若A值超過25.0,則來自奧氏體晶界的粗大貝氏體斗被促進,HAZ韌性降低。還有,在用于求得A值的上式中,各元素的系數(shù)、控制范圍基于以下的考慮實驗求得。B在鋼中主要作為游離B和B氮化物存在,因此游離B量由B添加量和B氮化物量大體決定。B氮化物以如下方式生成,即在HAZ高溫加熱時,由于Ti氮化物的溶解而產(chǎn)生的游離N在其后的冷卻過程中與B結(jié)合而生成。因此,在導出上式時,通過使用了熱力學計算軟件Thermo-Calc的計算,求得表示HAZ高溫加熱(1400°C )時的游離N量的[Ti]、[N]的一次回歸式。此外,在HAZ冷卻時生成的B氮化物量,被認為與游離N量和添加B量的積成正比,通過與實驗上求得的游離B量比較,決定比例系數(shù)。將如此計算出的表示B氮化物量的算式從添加B量中減去,就是A = IO4X [B] X (0.4+30X [Ti]-82X [N])這一算式。另外,在化學成分組成的說明中,說明的是含有從N1、Cu、Cr、Mo所構(gòu)成的群中選擇的一種以上有效,但這種情況下,其含量(質(zhì)量% )需要滿足[Ni]+ [Cu]+ [Cr]+ [Mo]
<2.5%。粗大Ti氮化物在熔鋼的凝固階段,由于凝固偏析而結(jié)晶成為T1、N稠化的液相。若[Ni]+ [Cu]+ [Cr ]+ [Mo]超過2.5%,則凝固溫度低溫化,致使液相殘存直至粗大Ti氮化物結(jié)晶的驅(qū)動力變大的低溫,因此粗大Ti氮化物的生成量增加。本發(fā)明是涉及厚鋼板的發(fā)明,一般所謂厚鋼板,如JIS所定義的,表示板厚為
3.0mm以上的鋼板。另一方面,本發(fā)明的厚鋼板,是以50mm以上的板厚的厚鋼板的焊接作為對象而發(fā)明的,作為對象的鋼板,設(shè)想是板厚能夠達到50mm以上的鋼板,這些不過僅僅是優(yōu)選的形態(tài),不排除將本發(fā)明適用于低于50mm的板厚的厚鋼板。實施例以下,列舉實施例更具體地說明本發(fā)明,但本發(fā)明當然不受下述實施例限制,在能夠適合本發(fā)明的宗旨的范圍也可以適宜加以變更實施,這些均包含在本發(fā)明的技術(shù)的范圍內(nèi)。在本發(fā)明的實施例中,首先,用真空熔爐(VIF:150kg)熔煉表I和表2所示的各成分組成的鋼之后,使用該熔鋼鑄造鑄片(截面形狀:150mmX250mm),再使用該鑄片進行熱車L,得到板厚80_的熱軋板。還有,熱軋條件為,軋制前加熱:1100°C X 3小時,終軋溫度:780°C以上,至450°C的平均冷卻速度:6°C /s,冷卻停止溫度:450°C。在制造該熱軋板(厚鋼板)時,控制的各條件顯示在表3和表4中。該條件為,Al(Ti)添加前的熔鋼中的溶存氧量[Of](質(zhì)量% ),Al、T1、REM、Zr、Ca的添加順序,從REM或Zr添加至Ca添加的時間tl,REM添加量[REM]與Zr添加量[Zr]的質(zhì)量比:[REM]/[Zr](表中記述為REM/Zr),鑄造時的1500 1450°C的冷卻時間t2。還有,在表I和表2中,REM以質(zhì)量%計含有Ce為50%左右和La為25%左右的混合稀土金屬的形態(tài)添加。另外,在表I和表2中表不沒有添加該兀素。另外,有表 3 和表 4 中,Al、T1、REM、Zr、Ca 的添加順序為 Al —Ti— (REM, Zr) —Ca的順序時由“〇”表示, 其以外的順序時由“ X ”表示。
權(quán)利要求
1.一種焊接熱影響部的韌性優(yōu)異的厚鋼板,其特征在于,以質(zhì)量%計含有C:0.03 0.12%, Si:0.25% 以下且含 0%、Μη:1.0 2.0%、P:0.03% 以下但不含 0%、S:0.015%以下但不含 0%、Al:0.004 0.05%, Ti:0.010 0.050%, REM:0.0003 0.02%, Zr:0.0003 0.02%,Ca:0.0005 0.010%,N:0.002 0.010%,B:0.0005 0.0050%,余量是鐵和不可避免的雜質(zhì),根據(jù)A =IO4X [B] X (0.4+30X [Ti]-82X [N])的算式求得的A值滿足5.0 彡 A彡 25.0,并且,還含有氧以外的構(gòu)成元素以質(zhì)量%計滿足2%< Ti < 40%,5%< Al < 30%,5%< Ca < 40%,5%< REM < 50%,2%< Zr < 30%、1.5 ( REM/Zr 的氧化物,并且,在所述氧化物之中,當量圓直徑低于2 μ m的氧化物存在300個/mm2以上,當量圓直徑在2 μ m以上的氧化物存在100個/mm2以下, 并且,在所含有的Ti氮化物之中,當量圓直徑在I μ m以上的Ti氮化物為5個/mm2以下, 其中,上式中[]表示各元素的質(zhì)量百分比含量。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的焊接熱影響部的韌性優(yōu)異的厚鋼板,其特征在于,以質(zhì)量%計還含有從由 Ni:0.05 1.50%、Cu:0.05 1.50%、Cr:0.05 1.50%、Mo:0.05 1.50%構(gòu)成的群中選擇的一種以上的元素,并且,滿足[Ni]+ [Cu]+ [Cr]+ [Mo] < 2.5%, 其中,上式中[]表示各元素的質(zhì)量百分`比含量。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的焊接熱影響部的韌性優(yōu)異的厚鋼板,其特征在于,以質(zhì)量%計還含有 Nb:0.002 0.10%和 / 或 V:0.002 0.10%。
全文摘要
本發(fā)明提供一種即使進行大線能量焊接時,也能夠使HAZ韌性的平均值和最小值提高的焊接熱影響部的韌性優(yōu)異的厚鋼板。其滿足規(guī)定的化學成分組成,由A=104×[B]×(0.4+30×[Ti]-82×[N])求得的A值為5.0~25.0,除去氧的構(gòu)成元素,以質(zhì)量%計,含有滿足2%<Ti<40%,5%<Al<30%,5%<Ca<40%,5%<REM<50%,2%<Zr<30%,1.5≤REM/Zr的氧化物,氧化物之中當量圓直徑低于2μm的夾雜物存在300個/mm2以上,當量圓直徑在2μm以上的夾雜物存在100個/mm2以下,Ti氮化物之中當量圓直徑在1μm以上的Ti氮化物存在5個/mm2以下。
文檔編號C22C38/14GK103103440SQ201210441540
公開日2013年5月15日 申請日期2012年11月7日 優(yōu)先權(quán)日2011年11月14日
發(fā)明者名古秀德, 畑野等, 岡崎喜臣, 伊庭野朗, 出浦哲史, 島本正樹, 杉谷崇 申請人:株式會社神戶制鋼所