高強度鋼及其制造方法
【專利摘要】本發(fā)明提供高強度鋼及其制造方法，即使在該高強度鋼為厚壁的高強度鋼板的情況下，母材的強度和韌性也優(yōu)良，并且焊接熱部的韌性也優(yōu)良。具體而言，該高強度鋼具有以下成分組成：以質(zhì)量％計含有C：0.03～0.10％、Si：0.30％以下、Mn：1.60～2.30％、P：0.015％以下、S：0.005％以下、Al：0.005～0.06％、Nb：0.004～0.05％、Ti：0.005～0.02％、N：0.001～0.005％、Ca：0.0005～0.003％，并且Ca、S和O的含量滿足下述(1)式，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成。0＜(Ca?(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S＜1…(1)其中，Ca、S和O表示各元素的含量(質(zhì)量％)。
【專利說明】
高強度鋼及其制造方法
[0001 ] 本申請是申請?zhí)枮?00980111883.0(國際申請?zhí)枮镻CT/JP2009/056906)、中國國 家階段進入日為2010年9月30日（國際申請日為2009年3月27日）、發(fā)明名稱為"高強度鋼及 其制造方法"的中國發(fā)明專利申請的分案申請。
技術(shù)領(lǐng)域
[0002] 本發(fā)明涉及在船舶（ship)或海上構(gòu)筑物(marine structure)、管道鋼管（line pipe)、壓力容器（pressure vessel)等中使用的高強度鋼（high-tensile strength steels)及其制造方法，尤其涉及屈服應(yīng)力(YS(yield stress))為460MPa以上、且不僅母材 (base material)的強度（strength)和韌性（toughness)優(yōu)良而且焊接部(weld zone)的韌 性(CT0D(crack tip opening displacement)特性)也優(yōu)良的高強度鋼及其制造方法。
【背景技術(shù)】
[0003]在船舶或海上構(gòu)筑物等中使用的鋼，一般通過焊接接合(welding joint)而加工 成所期望的形狀的構(gòu)造物等。為此，在這些鋼中，從確保構(gòu)造物等的安全性(safety)的觀點 出發(fā)，母材自身的強度和韌性優(yōu)良是必備的，還要求焊接接頭(we 1 d j〇 int)的焊接部(焊接 金屬(weld metal)和熱影響部(heat-affected zone)的韌性也優(yōu)良。
[0004] 作為鋼的韌性的評價基準(evaluation standards)，以往主要采用由夏比沖擊試 驗(Charpy impact test)測得的吸收能量(absorbed energy)。但是，近年來，為了進一步 提高可靠性（reliability)，多采用裂紋尖端張開位移試驗（Crack Tip Opening Displacement Test，以下簡記為"CT0D試驗"）。該試驗通過使韌性的評價部產(chǎn)生了預(yù)制疲 勞裂紋(fatigue precrack)的試驗片發(fā)生三點彎曲（three-point bending)并測定斷裂前 的裂紋底部（bottom of crack)的張開量(value of opening displacement)(塑性變形量 (value of plastic deformation))來評價脆性斷裂（brittle fracture)的發(fā)生阻力 (occurrence resistance)。
[0005] 但是，通?？蓪ι鲜鲇猛局惺褂玫陌搴褫^厚的鋼實施多層焊接（multi-pass welding)，在這樣的焊接中，由于熱影響部承受復雜的熱歷史(thermal history)，因此存 在容易產(chǎn)生局部脆化區(qū)域、尤其是熔合線部(bond)(焊接金屬與母材的邊界)和雙相區(qū)域再 熱部（inter-critically reheated zone)(在焊接第一個循環(huán)中成為粗粒，在第二個循環(huán) 中被加熱成a和y的雙相區(qū)域的區(qū)域）的韌性大大降低的問題。這是由于，熔合線部被曝露 在直逼恪點的高溫下，從而使得奧氏體晶粒(austenite grain)粗大化，接著通過冷卻容易 相變?yōu)榇嗳醯纳县愂象w組織(upper bainitic structure)。此外，由于在恪合線部生成魏 氏組織（Widmanns ta11en s true ture )、島狀馬氏體（i s 1 and martens i te , M-A constituent)之類的脆化組織(embrittlement structure)，因此韌性進一步降低。
[0006] 作為應(yīng)對上述問題的對策，例如，通過在鋼中微細分散TiN來抑制奧氏體晶粒的粗 大化的技術(shù)或利用鐵素體相變核(nucleus of ferrite transformation)的技術(shù)已實用 化。此外，在日本特公平03-053367號公報或日本特開昭60-184663號公報中公開了如下技 術(shù):通過與Ti一起復合添加稀土元素(REM(rare-earth metal)并使微細粒子分散在鋼中， 可抑制奧氏體晶粒生長，提高焊接部的韌性。除此之外，還提出了使Ti的氧化物(oxide)分 散的技術(shù)、組合BN的鐵素體生成能力和氧化物分散的技術(shù)、以及添加Ca或Rffl來控制硫化物 (sulfide)的形態(tài)(shape)從而提高韌性的技術(shù)。
[0007] 另一方面，上述雙相區(qū)域再熱部，即，在最初的焊接時曝露在直逼熔點的高溫下的 區(qū)域，也是通過后續(xù)焊接時的再加熱而成為鐵素體和奧氏體的雙相區(qū)域的區(qū)域，其最脆的 原因在于:通過第二道次以后的焊接時的再加熱，碳富集在奧氏體區(qū)域，其在冷卻過程中生 成包含島狀馬氏體的脆弱的貝氏體組織，使韌性降低。因此，作為其對策，公開了如下的技 術(shù):通過低C、低Si化來抑制島狀馬氏體的生成，進而通過添加Cu來確保母材強度(例如參照 日本特開平05-186823號公報）。
[0008] 此外，作為上述通過焊接時的再加熱來抑制脆化組織的生成的方法，在日本特開 2007-231312中公開了如下技術(shù):將為了控制硫化物的形態(tài)而添加的Ca的添加量控制在適 當?shù)姆秶?，在此基礎(chǔ)上，通過添加Ni來提高焊接熱影響部的韌性(CT0D特性）。
[0009] 然而，熱影響部的韌性降低的上述問題，雖然與上述現(xiàn)有技術(shù)相比已作出某種程 度的改善，但是仍殘留有若干需要解決的問題。例如，在利用TiN的技術(shù)中，該作用在被加熱 到 T i N熔解的溫度范圍的熔合線部中消失，豈止如此，由于固溶T i和固溶N引起的基體組織 的脆化，有時會發(fā)生韌性的顯著降低。此外，在利用Ti的氧化物的技術(shù)中，存在氧化物不能 充分均勻地微細分散的問題。進而，近年來隨著船舶、海上構(gòu)筑物等的大型化，對于在它們 中使用的鋼材進一步要求高強度化、厚壁化。為了滿足這些要求，與日本特開平05-186823 號公報的技術(shù)相反，添加大量的合金元素是有效的。但是，合金元素的大量添加，存在促進 由焊接時的再加熱引起的脆化組織的生成、導致焊接熱影響部的韌性降低的問題。此外，日 本特開2007-231312中公開的技術(shù)中，作為用于應(yīng)對高強度化及厚壁化的對策，需要添加對 基體的高韌化有效的Ni(固溶Ni的效果），在成本方面變得昂貴成為問題。
[0010]因此，為了解決現(xiàn)有技術(shù)所具有的上述問題，本發(fā)明的目的在于，提供一種高強度 鋼及其優(yōu)選的制造方法，該高強度鋼即使在為不得不增加合金元素的添加量的厚壁的高強 度鋼板的情況下，母材的強度和韌性也優(yōu)良，并且焊接熱影響部的韌性也優(yōu)良。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0011] 本發(fā)明為一種高強度鋼，其特征在于，具有以下成分組成：含有C:0.03~0.10質(zhì) 量％、Si:0.30質(zhì)量％以下、Mn: 1.60~2.30質(zhì)量％、P:0.015質(zhì)量％以下、S:0.005質(zhì)量％以 下、Al:0.005~0.06質(zhì)量 ％、Nb:0.004~0.05質(zhì)量 ％、1^:0.005~0.02質(zhì)量％^:0.001~ 〇.〇〇5質(zhì)量％、Ca:0.0005~0.003質(zhì)量％，并且，Ca、S和0的含量滿足下述（1)式，余量由Fe和 不可避免的雜質(zhì)組成，
[0012] 0<(Ca-(0.18+130XCa) X0)/1,25/S<l---(l)
[0013]其中，Ca、S和0表示各元素的含量(質(zhì)量％)。
[0014] 此外，本發(fā)明的高強度鋼，其特征在于，在上述成分組成的基礎(chǔ)上，還含有選自B: 0.0003~0.0025質(zhì)量％、V: 0.2質(zhì)量％以下、Cu:l質(zhì)量％以下、Ni: 2質(zhì)量％以下、Cr: 0.7質(zhì) 量％以下和Mo:0.7質(zhì)量％以下中的一種或兩種以上。
[0015] 此外，本發(fā)明還提出了一種高強度鋼的制造方法，其特征在于，將鋼坯加熱到1050 ~1200°C后，施加在950°C以上的溫度范圍內(nèi)的累積乳制率為30%以上、在低于950°C的溫 度范圍內(nèi)的累積乳制率為30~70 %的熱乳，然后，進行前段冷卻和后段冷卻，前段冷卻自熱 乳結(jié)束溫度以5~45 °C/秒冷卻到600~450 °C間的冷卻停止溫度，后段冷卻自所述前段冷卻 停止溫度以1°C/秒以上且不足5°C/秒冷卻到450°C以下的冷卻停止溫度，其中，所述鋼坯具 有以下成分組成:含有C:0.03~0.10質(zhì)量％、Si:0.30質(zhì)量％以下、Mn: 1.60~2.30質(zhì)量％、 ?:0.015質(zhì)量％以下、5:0.005質(zhì)量％以下、厶1 :0.005~0.06質(zhì)量％、他：0.004~0.05質(zhì) 量％、Ti:0.005~0.02質(zhì)量％、N:0.001~0.005質(zhì)量％、Ca: 0.0005~0.003質(zhì)量％，并且， Ca、S和0的含量滿足下述(1)式，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成，
[0016] 0<(Ca-(0.18+130XCa) X0)/1,25/S<l---(l)
[0017]其中，Ca、S和0表示各元素的含量(質(zhì)量％)。
[0018] 此外，本發(fā)明的制造方法，其特征在于，所述高強度鋼在上述成分組成的基礎(chǔ)上， 還含有選自B:0.0003~0.0025質(zhì)量％、V:0.2質(zhì)量％以下、Cu:l質(zhì)量％以下、Ni:2質(zhì)量％以 下、Cr:0.7質(zhì)量％以下和Mo:0.7質(zhì)量％以下中的一種或兩種以上。
[0019] 此外，本發(fā)明的制造方法，其特征在于，對后段冷卻后的鋼實施450~650 °C的回火 處理。
[0020] 根據(jù)本發(fā)明能夠廉價地制造具有母材的屈服應(yīng)力為460MPa以上的高強度且韌性 優(yōu)良、并且焊接后的熱影響部的韌性(CT0D特性)也優(yōu)良的高強度鋼，因此，對于船舶、海上 構(gòu)筑物等的大型化貢獻很大。
【附圖說明】
[0021] 圖1是表示熱乳后的前段冷卻速度（自乳制結(jié)束溫度到600~450°C間的冷卻停止 溫度的冷卻速度)給母材特性帶來的影響的圖。
【具體實施方式】
[0022] 發(fā)明人對于能夠提高厚壁的高強度鋼的母材強度和韌性、并且能改善焊接熱影響 部的韌性的方法進行了深入研究。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，由于焊接熱影響部的韌性降低導致脆化組 織的生成，因此，在為了提高該焊接熱影響部的韌性而抑制了焊接時高溫加熱的區(qū)域的奧 氏體晶粒的粗大化的基礎(chǔ)上，進而為了促進焊接后的冷卻時的鐵素體相變而使相變核均勻 微細地分散是有效的。
[0023] 因此，本發(fā)明人對抑制上述脆化組織的生成的方法進一步進行了研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)， 將為了控制硫化物的形態(tài)而添加的Ca的添加量控制在適當范圍是有效的，并且為了提高焊 接熱影響部的韌性(CT0D特性)而添加Mn是有效的。
[0024] 此外，對于乳制條件給母材的強度和韌性帶來的影響進行了研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，若將 乳制后的冷卻設(shè)定為由冷卻速度大的前段冷卻和冷卻速度小的后段冷卻組成的兩階段冷 卻、并適當控制各自的冷卻速度，則鋼板組織變成針狀鐵素體為主體的組織，能夠制造出母 材的強度和韌性優(yōu)良的高強度鋼。進而，為了進一步提高母材的強度和韌性，重要的是有效 利用在奧氏體的低溫范圍中形成未再結(jié)晶區(qū)域(non recrystallization zone)的效果大 的Nb。而且，通過適當組合這些技術(shù)，首次完成了本發(fā)明。
[0025] 以下對本發(fā)明的基本的技術(shù)思想進行說明。
[0026] 本發(fā)明的第一特征在于，為了提高焊接熱影響部(welded heat affected zone) 的韌性，有效利用以硫化物(sulfide)的形態(tài)控制（shape control)為目的而添加的Ca的化 合物(CaS)的結(jié)晶化(crystal 1 ization)。與氧化物相比該CaS在低溫下發(fā)生結(jié)晶化，因此能 夠均勾地微細分散(fine dispersion)。而且，通過將CaS的添加量和添加時的鋼水(molten steel)中的溶氧量(dissolved oxygen amount)控制在適當范圍，即使在CaS結(jié)晶化后也能 夠確保固溶S，因此在CaS的表面上析出MnS從而形成復合硫化物(complex sulfide)。已知 該MnS具有鐵素體核生成能力(potential for ferrite nucleus)，進而，在析出的MnS的周 圍能夠形成Mn的貧化帶（Mn depleted zone)，因此更能促進鐵素體相變（ferrite transformation)。通過增加鋼中的Mn添加量，從而更有效地體現(xiàn)出該Mn貧化帶的效果。而 且，在析出的MnS上還析出TiN、BN、AlN等鐵素體生成核，因此能夠進一步促進鐵素體相變。
[0027] 此外，通過增加Mn添加量，不會在焊接熱影響部大量生成作為脆化組織的島狀馬 氏體，能夠有效地提高母材強度。這是由于，通過增加Mn添加量，在焊接后的冷卻過程中生 成的島狀馬氏體容易分解成滲碳體，從而熱影響部組織中的島狀馬氏體減少。這些效果的 結(jié)果能夠確保焊接熱影響部的韌性而無需添加Ni。
[0028] 通過上述技術(shù)，能夠使在高溫下也不會熔解的鐵素體相變生成核微細地分散，使 焊接熱影響部的組織微細化，并且，通過盡可能抑制島狀馬氏體（island martensite，M-A constituent)的生成，能夠得到高的韌性。此外，通過多層焊接(multilayer welding)時的 熱循環(huán)(heat cycle)，即使在被再加熱成雙相區(qū)域的區(qū)域內(nèi)，也由于最初的焊接熱影響部 的組織被微細化而使得未相變區(qū)域的韌性提高，進而再相變的奧氏體晶粒也微細化，因而 能夠?qū)㈨g性的降低抑制在較小的程度。
[0029] 本發(fā)明的第二特征在于，將鋼材乳制后的冷卻分成前段冷卻和后段冷卻兩個階 段，并控制成前段冷卻的冷卻速度大于后段冷卻的冷卻速度。以下，基于實驗結(jié)果對該特征 進行說明。
[0030] 將基本成分為C: 0 ? 08質(zhì)量％、Si : 0 ? 2質(zhì)量％、Mn: 1 ? 8質(zhì)量％的鋼坯加熱到1150°C 后，在950 °C以上的累積乳制率為40 %、低于950 °C的累積乳制率為50 %、乳制結(jié)束溫度為 850°C的熱乳后，實施以5~45°C/秒、更優(yōu)選5~20°C/秒的冷卻速度(cooling rate)自乳制 結(jié)束溫度冷卻到500 °C的前段冷卻和進而以3 °C /秒的冷卻速度冷卻到350 °C的后段冷卻，然 后空冷，制得板厚10~50mm的厚鋼板。對于該厚鋼板，測定了拉伸強度特性和在-40 °C下的 韌性特性(夏比沖擊吸收能量）。
[0031] 圖1為基于上述測定結(jié)果而示出了前段冷卻速度給母材強度和韌性帶來的影響的 圖，可見，通過將自乳制結(jié)束溫度冷卻到500°C的前段冷卻的冷卻速度控制在5~45°C/秒的 范圍內(nèi)，能夠得到屈服應(yīng)力為460MPa以上的高強度、vE-40°C為200J以上的強度-韌性平衡 (balance)優(yōu)良的鋼板。
[0032] 此外，還可知以上述冷卻速度冷卻的鋼板變成針狀鐵素體(acicular ferrite)為 主體的組織。通常，在要得到高強度鋼的情況下，若成為板條(lath)間含有島狀馬氏體等的 較粗大的上貝氏體組織，則韌性大大地降低。因此，為了兼顧高強度和高韌性，需要通過斟 酌乳制條件等而制得微細的針狀鐵素體組織。但是，發(fā)明人發(fā)現(xiàn):通過將乳制后的冷卻分成 前段冷卻和冷卻速度比前段冷卻慢的后段冷卻，并適當控制各自的冷卻速度，能夠制得針 狀鐵素體為主體的組織，并得到具有優(yōu)良的強度-韌性平衡的鋼板。這是由于:通過加快前 段的冷卻速度，能夠提高相變核生成密度(nucleation density)，使相變后的組織成為致 密的針狀鐵素體組織而非粗大的貝氏體組織。進而發(fā)現(xiàn)：當后段的冷卻速度與前段的冷卻 速度相比過快時，生成島狀馬氏體，并使母材的韌性變差，另一方面，當后段的冷卻速度過 慢時，導致母材的強度降低，因此需要將其控制在適當?shù)姆秶鷥?nèi)。
[0033] 本發(fā)明是基于上述見解而完成的。
[0034] 以下對本發(fā)明所述的高強度鋼應(yīng)具有的成分組成進行說明。
[0035] C:0.03 ~0.10 質(zhì)量 ％
[0036] C是對鋼的強度影響最大的元素，為了確保作為構(gòu)造用鋼所需的強度（YS 2 460MPa)，需要含有0.03質(zhì)量％以上。但是，相反，若C的含量過多時，則會引起母材韌性的降 低或焊接時的冷裂，因此，C含量的上限為0.10質(zhì)量％。
[0037] Si:0.30 質(zhì)量 ％ 以下
[0038] Si是作為脫氧材料并為了使鋼高強度化而添加的成分。為了得到該效果，優(yōu)選添 加0.01質(zhì)量％以上的Si。但是，當Si的含量超過0.30質(zhì)量％時，會使母材和焊接部的韌性降 低，因此，需要將其控制在0.30質(zhì)量％以下。優(yōu)選為0.01~0.20質(zhì)量％的范圍。
[0039] Mn:1.60 ~2.30 質(zhì)量 ％
[0040] Mn是為了確保母材的強度而有效的元素，在本發(fā)明中，是為了促進焊接熱影響部 的組織微細化，并且盡可能抑制脆化組織的形成，從而改善焊接熱影響部的韌性（CT0D特 性)而添加的重要的元素。為了得到該效果，需要添加1.60質(zhì)量％以上的Mn。另一方面，當Mn 的含量超過2.30質(zhì)量％時，會顯著降低母材和焊接部的韌性，因此將其控制在2.30質(zhì)量％ 以下。優(yōu)選為1.65~2.15質(zhì)量％的范圍。
[0041 ] P:0.015質(zhì)量％ 以下
[0042] P是不可避免地混入的雜質(zhì)，當P的含量超過0.015質(zhì)量％時，會降低母材和焊接部 的韌性，因此將其控制在0.015質(zhì)量％以下。優(yōu)選為0.010質(zhì)量％以下。
[0043] S:0.005質(zhì)量％ 以下
[0044] S是不可避免地混入的雜質(zhì)，當S的含量超過0.005質(zhì)量％時，會降低母材和焊接部 的韌性，因此將其控制在0.005質(zhì)量％以下。優(yōu)選為0.0035質(zhì)量％以下。
[0045] Al:0.005 ~0.06 質(zhì)量 ％
[0046] A1是為了使鋼水脫氧(deoxidation)而添加的元素，需要含有0.005質(zhì)量％以上。 另一方面，當添加超過0.06質(zhì)量％的六1時，會降低母材的韌性，并且由于焊接所引起的稀釋 而混入到焊接金屬部，從而使韌性降低，因此需要將其控制在0.06質(zhì)量％以下。優(yōu)選為 0.010 ~0.055 質(zhì)量 ％。
[0047] Nb:0.004~0.05質(zhì)量 ％
[0048]由于Nb在奧氏體的低溫度范圍內(nèi)形成未再結(jié)晶區(qū)域（non-recrystal lzation zone)，因此通過在該溫度范圍內(nèi)實施乳制，能夠?qū)崿F(xiàn)母材組織的微細化和高韌性。此外，通 過在乳制并冷卻后實施回火處理，能夠?qū)崿F(xiàn)析出強化(precipitation strengthening)。因 此，從實現(xiàn)鋼的強化的觀點出發(fā)，Nb是重要的添加元素。為了得到上述效果，需要添加0.004 質(zhì)量％以上的Nb。但是，當以超過0.05質(zhì)量％而過量地添加Nb時，使焊接部的韌性變差，因 此，將其上限控制在0.05質(zhì)量％。
[0049] Ti:0.005 ~0.02 質(zhì)量 ％
[0050] 由于Ti在鋼水凝固時以TiN的形態(tài)析出，抑制焊接部中奧氏體的粗大化，并且成為 鐵素體的相變核，因此，有助于焊接部的高韌性化。為了得到該效果，需要添加0.005質(zhì)量％ 以上的Ti。但是，當添加的Ti低于0.005質(zhì)量％時，該效果小，另一方面，當添加的Ti超過 0.02質(zhì)量％時，TiN粒子粗大化，無法得到母材和焊接部的韌性的改善效果。因此，Ti的添加 量控制為〇. 005~0.02質(zhì)量％的范圍。
[0051] N:0.001 ~0.005 質(zhì)量 ％
[0052] N是為了形成抑制焊接部的組織的粗大化的TiN所需的元素，需添加0.001質(zhì)量％ 以上。另一方面，當添加的N超過0.005質(zhì)量％時，由于固溶N會顯著降低母材和焊接部的韌 性，因此，其上限控制為0.005質(zhì)量％。另外，為了在抑制組織的粗大化的釘扎(pinning)中 形成足夠量的TiN，優(yōu)選將N控制為0.003~0.005質(zhì)量％的范圍。
[0053] Ca:0.0005 ~0.003質(zhì)量 ％
[0054] Ca是通過固定S來提高韌性的元素。為了體現(xiàn)該效果，需要添加至少0.0005質(zhì)量％ 的Ca。但是，Ca的含量超過0.003質(zhì)量％時，該效果飽和，因此，添加的Ca限定在0.0005~ 〇.〇〇3質(zhì)量％的范圍。
[0055] 0<(Ca-(0.18+130XCa) X0)/1.25/S<1
[0056] 為了使在高溫下也不熔解的鐵素體相變生成核CaS微細分散，Ca、S和0的含量需要 滿足下述(1)式的關(guān)系。其中，Ca、S、0表示各元素的含量(質(zhì)量％)。
[0057] 0<(Ca-(0.18+130XCa) X0)/1,25/S<l---(l)
[0058] 上述式中的（Ca-(0.18+130 XCa) X0)/(1.25/S)是表示對硫化物的形態(tài)控制有效 的Ca和S的原子濃度之比的值，由該值可推定硫化物的形態(tài)(持田等，"鉄i鋼"，日本鋼鐵協(xié) 會，第 66 年（1980)，第3期，P. 354~362)。
[0059] 即，在（（Ca-(0 ? 18+130 X Ca) X 0)/1 ? 25/S)的值為0以下的情況下，CaS不結(jié)晶化。 因此，S以MnS單獨的形態(tài)析出，因而無法實現(xiàn)作為本發(fā)明的主要著眼點的、鐵素體生成核在 焊接熱影響部的微細分散。此外，單獨析出的MnS在鋼板乳制時被拉長，引起母材的韌性降 低。
[0060]另一方面，在（（0&_(0.18+130\0&)\0)/1.25/3)的值為1以上的情況下，3完全被 Ca固定，在CaS上不會析出作為鐵素體生成核起作用的MnS，因而不能充分發(fā)揮復合硫化物 作為鐵素體生成核的功能。
[0061 ]與此相對，在Ca、S、0滿足上述（1)式的情況下，在CaS上析出MnS而形成復合硫化 物，能夠有效地發(fā)揮作為鐵素體生成核的作用。另外，（（Ca_(0.18+130XCa)X0)/1.25/S) 的值優(yōu)選為〇. 2~0.8的范圍。
[0062] 為了提高強度和韌性，本發(fā)明的高強度鋼在上述必需成分的基礎(chǔ)上，還可以進一 步含有選自B、V、Cu、Ni、Cr和Mo中的1種或2種以上。
[0063] B:0.0003 ~0.0025 質(zhì)量 ％
[0064] B向奧氏體晶界偏析，抑制由晶界引起的鐵素體相變而提高貝氏體組織的百分率， 從而具有使鋼高強度化的效果。該效果通過添加0.0003質(zhì)量％以上的B而得到。但是，當添 加的B超過0.0025質(zhì)量％時，韌性反而降低。B的更優(yōu)選的范圍為0.0005~0.002質(zhì)量％。
[0065] V:0.2質(zhì)量％以下
[0066] V是對母材的強度和韌性的提高有效的元素，并且，還是以VN的形態(tài)析出并作為鐵 素體生成核起作用的元素。為了得到該效果，優(yōu)選添加0.01質(zhì)量％以上的V。但是，當添加量 超過0.2質(zhì)量％時，反而會導致韌性降低，因此優(yōu)選添加0.2質(zhì)量％以下的V。更優(yōu)選0.15質(zhì) 量％以下。
[0067] Cu:l質(zhì)量％以下
[0068] Cu是具有提高鋼的強度的效果的元素。為了得到該效果，優(yōu)選添加0.05質(zhì)量％以 上的Cu。但是，當Cu的含量超過1質(zhì)量％時，會產(chǎn)生熱脆性而使鋼板的表面性狀變差，因此， 優(yōu)選添加1質(zhì)量％以下的范圍的Cu。更優(yōu)選為0.8質(zhì)量％以下。
[0069] Ni: 2質(zhì)量％以下
[0070] Ni是對提高鋼的強度和提高焊接熱影響部的CT0D特性有效的元素。為了得到該效 果，優(yōu)選添加0.05質(zhì)量％以上的Ni。但是，由于Ni為昂貴的元素，因此，其上限優(yōu)選為2.0質(zhì) 量％。在本申請這樣添加1.6%以上的Mn的情況下，從降低成本的觀點出發(fā)，Ni的含量更優(yōu) 選為低于0.3%。
[0071] Cr:0.7質(zhì)量％ 以下
[0072] Cr是對母材的高強度化有效的元素。為了得到該效果，優(yōu)選添加0.05質(zhì)量％以上 的Cr。但是，若大量添加Cr，反而會給韌性造成不良影響，因此，其上限優(yōu)選為0.7質(zhì)量％。更 優(yōu)選為0.5質(zhì)量％以下。
[0073] Mo:0.7質(zhì)量％ 以下
[0074]與Cr同樣，Mo是對母材的高強度化有效的元素。為了得到該效果，優(yōu)選添加0.05質(zhì) 量％以上的Mo。但是，若大量添加Mo，反而給韌性造成不良影響，因此，其上限優(yōu)選為0.7質(zhì) 量％。更優(yōu)選為0.5質(zhì)量％以下。
[0075] 接著，對本發(fā)明的高強度鋼的組織進行說明。
[0076] 本發(fā)明的高強度鋼的組織是針狀鐵素體為主體的組織，其優(yōu)選的面積率為60%以 上，更優(yōu)選為70%以上。針狀鐵素體的面積率低于60%時，粗大的上貝氏體組織增加，從而 韌性降低。另外，面積率的上限沒有特別的限制。另外，本發(fā)明的高強度鋼的針狀鐵素體組 織是具有細針狀或板條狀的形態(tài)的、晶粒內(nèi)的位錯密度高的貝氏體鐵素體（b a i n e t i c ferrite)，其與多邊形鐵素體(polygonal ferrite)和粗大的上貝氏體組織(coarse upper bainite)不同。
[0077]接著，對本發(fā)明的高強度鋼的制造方法進行說明。
[0078] 本發(fā)明的高強度鋼優(yōu)選通過以下方式制造:通過使用轉(zhuǎn)爐、電爐、真空熔解爐等的 通常的方法熔煉調(diào)節(jié)成上述適合本發(fā)明的成分組成的鋼水，接著，經(jīng)過連鑄或鑄錠-開坯乳 制等通常的工序制成鋼坯等鋼原材后，對該鋼原材進行熱乳，從而制造出厚壁高強度鋼。此 時，在熱乳之前進行的鋼原材的加熱溫度需要為1050~1200°C的范圍。加熱溫度為1050°C 以上的理由在于，通過熱乳可確實地壓焊鋼原材中存在的鑄造缺陷。但是，當加熱到超過 1200°C的溫度時，在凝固時析出的TiN粗大化，母材和焊接部的韌性降低，因而加熱溫度需 要限制在1200°C以下。
[0079] 之后，對加熱到上述溫度的鋼原材實施在950°C以上的溫度范圍的累積乳制率為 30%以上、在低于950°C的溫度范圍的累積乳制率為30~70%的熱乳，制成具有預(yù)定板厚的 高強度鋼。實施在950°C以上的溫度范圍的累積乳制率為30%以上的熱乳的理由在于，通過 將在該溫度范圍內(nèi)的累積乳制率控制在30%以上，奧氏體晶粒發(fā)生再結(jié)晶，從而能夠使組 織微細化，當累積乳制率低于30%時，加熱時生成的異常粗大粒殘留，給母材的韌性帶來不 良影響。
[0080] 此外，實施在低于950°C的溫度范圍的累積乳制率（cumulative draft)為30~ 70%的熱乳的理由在于，由于在該溫度范圍內(nèi)乳制的奧氏體晶粒不會充分地再結(jié)晶，因而 乳制后的奧氏體晶粒處于變形成扁平的狀態(tài)，成為內(nèi)部包含大量變形帶（deformation band)等缺陷的內(nèi)應(yīng)變（i n t erna 1 s tra i n)高的鋼。而且，其所蓄積的內(nèi)部能量作為之后的 鐵素體相變的驅(qū)動力而發(fā)揮作用，促進鐵素體相變。但是，乳制率低于30%時，上述的所蓄 積的內(nèi)部能量不充分，因此，難以發(fā)生鐵素體相變，母材韌性降低。另一方面，當乳制率超過 70%時，反而會促進多邊形鐵素體的生成，抑制針狀鐵素體的生成，變得不能兼顧高強度和 高韌性。
[0081] 后續(xù)的熱乳結(jié)束后的冷卻分成前段冷卻和后段冷卻，并使前者的冷卻速度相對地 大于后者的冷卻速度，即，在前段冷卻中，需要以5~45°C/秒、優(yōu)選5~20°C/秒、更優(yōu)選6~ 16 °C /秒的冷卻速度，自熱乳結(jié)束溫度冷卻到600~450 °C間的冷卻停止溫度、優(yōu)選自熱乳結(jié) 束溫度冷卻到580~480°C間的冷卻停止溫度;在之后的后段冷卻中，需要以1°C/秒以上且 低于5°C/秒、更優(yōu)選2~4.5°C/秒的冷卻速度，自前段冷卻的停止溫度冷卻到450°C以下的 后段冷卻停止溫度、優(yōu)選自前段冷卻的停止溫度冷卻到400~250°C間的冷卻停止溫度。
[0082] 在前段冷卻的停止溫度高于上述溫度范圍時，幾乎沒有強度的增加，相反，在低于 上述溫度范圍時，韌性變差。此外，前段冷卻速度低于上述范圍的下限時，變成多邊形鐵素 體為主體的組織而無法得到強度的提高，相反，超過上述范圍的上限時，韌性降低。進而，在 后段冷卻的冷卻停止溫度高于上述溫度范圍的上限時，強度的上升變得不充分。此外，后段 冷卻速度低于上述范圍的下限時，母材強度不夠，相反，在超過上述范圍的上限時，母材的 韌性降低。另外，當后段的冷卻速度與前段的冷卻速度相比過快時，生成島狀馬氏體，使母 材的韌性變差。
[0083] 另外，本發(fā)明中，為了降低殘留的內(nèi)部應(yīng)力，可以對上述冷卻后的鋼材實施在450 ~650°C的溫度范圍的回火處理（tempering)。當回火處理溫度低于450°C時，殘留應(yīng)力 (residual stress)的除去效果小，另一方面，當回火處理溫度變高而超過650°C時，各種碳 氮化物(carbon i tr i de)析出而發(fā)生析出強化，韌性降低，故不優(yōu)選。
[0084] 如以上說明的那樣，在本發(fā)明的高強度鋼的制造方法中，重要的是，控制與熱乳的 乳制溫度對應(yīng)的適當?shù)娜橹坡屎瓦m當控制乳制結(jié)束后的兩階段冷卻條件，尤其是通過使前 段冷卻的冷卻速度大于后段冷卻的冷卻速度，母材變成針狀鐵素體為主體的組織，能夠得 到強度-韌性平衡優(yōu)良的鋼材。
[0085] 此外，在本發(fā)明中，通過使化學成分中的N的含量超過0.0030%、使前段冷卻的冷 卻速度為大于20°C/秒且在45°C/秒以下、使前段冷卻的停止溫度為450°C以上且低于500 °C，能夠廉價地制造出具有母材的屈服應(yīng)力為550MPa以上的高強度且韌性優(yōu)良、而且焊接 后的熱影響部的韌性(CT0D特性)也優(yōu)良的高強度鋼。
[0086] 實施例
[0087]以具有表1-1和表1-2所不的成分組成的No. 1~31的鋼還為原材，在表2-1及表2-1 所示的條件下實施熱乳和前段冷卻及后段冷卻，制造出厚度25~80_的厚鋼板。另外，表2-1和表2-2中記載的溫度是由通過放射溫度計測得的鋼板表層溫度計算求得的板厚1/4處的 溫度。從這樣得到的厚鋼板上裁取試樣，供于拉伸試驗和夏比沖擊試驗。拉伸試驗中，從厚 鋼板的板厚1/4處以試驗片的縱軸方向平行于乳制方向的方式裁取JIS4號拉伸試驗片，測 定屈服應(yīng)力(YS)、拉伸強度(TS)。此外，夏比沖擊試驗中，從各厚鋼板的板厚1/4處沿乳制寬 度方向裁取JIS4號沖擊試驗片，測定-40°C的溫度下的吸收能量(vE-40°C)。隨后，將滿足YS 2 460MPa、TS2 570MPa和vE-40°C 2 200J所有條件的試驗片評價為母材特性良好。
[0088] 此外，原則上，對于從作為母材特性的YS、TS和vE_40°C均滿足上述基準的厚鋼板 上裁取的試驗板，加工單邊V型坡口（single bevel groove)(坡口角度（bevel angle) 30°)，進行輸入熱量為25kJ/cm的二氧化碳氣體電弧焊(C〇2arc welding)，制作焊接接頭， 從該焊接接頭上裁取在單邊V型坡口的直線熔合線（straight bond)部施以切口的CT0D試 驗片，在_l〇°C的溫度下進行CT0D試驗。另外，CT0D試驗片的制作和試驗條件根據(jù)英國規(guī)格 BS7448進行。此外，裁取以切口位置為熔合線部的JIS4號沖擊試驗片，在-40°C的溫度下進 行夏比沖擊試驗，測定吸收能量(vE-40°C)。
[0089] 將上述的試驗結(jié)果同時記載并示于表2-1和表2-2中。由這些結(jié)果可知，本發(fā)明例 的鋼板，具有460MPa以上的母材的屈服應(yīng)力(YS)和200J以上的夏比吸收能量(vE-40°C)，母 材的強度、韌性均優(yōu)良，而且二氧化碳氣體電弧焊接接頭熔合線部的vE-40°C也為200J以 上，CT0D值為0.10mm以上，焊接熱影響部的韌性也優(yōu)良。與此相對，在本發(fā)明的范圍以外的 比較例的鋼，只能得到上述任意一項以上的特性變差的鋼板。
[0090] 此外，本發(fā)明例的鋼板中，N超過0.0030質(zhì)量％的鋼板No. 11~17，通過TiN的釘扎 效果，焊接部的CT0D優(yōu)良，均為0.45以上。
[0091] 進而，本發(fā)明例的鋼板中，在N超過0.0030質(zhì)量％、熱乳后的前段冷卻的冷卻速度 超過20°C/秒且在45°C/秒以下、以及前段冷卻的停止溫度為450°C以上且低于500°C的條件 下制造的鋼板No. 15和No. 16，均具有母材的屈服應(yīng)力為550MPa以上的高強度。
[0092] 產(chǎn)業(yè)上的利用可能性
[0093]本發(fā)明的高強度鋼，不僅適用于船舶或海上構(gòu)筑物、管道鋼管、壓力容器，而且還 適用于建筑/ 土木等領(lǐng)域中焊接組裝而成的鋼構(gòu)造物。



【主權(quán)項】
1. 一種高強度鋼的制造方法，將鋼坯加熱到1050~1200°C后，施加在950 °C以上的溫度 范圍內(nèi)的累積乳制率為30 %以上、在低于950 °C的溫度范圍內(nèi)的累積乳制率為30~70 %的 熱乳，然后，進行前段冷卻和后段冷卻，前段冷卻自熱乳結(jié)束溫度以5~45°C/秒冷卻到600 ~450°C間的冷卻停止溫度，后段冷卻自所述前段冷卻停止溫度以1°C/秒以上且不足5°C/ 秒冷卻到450 °C以下的冷卻停止溫度， 其中，所述鋼坯具有以下成分組成： 含有C:0.03~0· 10質(zhì)量％、Si :0.30質(zhì)量％ 以下、Μη: 1.65~2.30質(zhì)量％、P:0.015質(zhì) 量％ 以下、S:0.005質(zhì)量％ 以下、A1:0.005~0.06質(zhì)量％、Nb:0.004~0.05質(zhì)量％、Ti :0.005 ~0.02質(zhì)量％、N:超過0.003質(zhì)量％且在0.005質(zhì)量％以下、Ca:0.0005~0.003質(zhì)量％、Ni: 低于0.3質(zhì)量％， 并且，Ca、S和0的含量滿足下述（1)式，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成， 0<(Ca-(0.18+130 XCa) XO)/l .25/S<l---(l) 其中，Ca、S和0表示各元素的質(zhì)量％含量。2. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的高強度鋼的制造方法，其中，所述高強度鋼在上述成分組成的 基礎(chǔ)上，還含有選自Β:0.0003~0.0025質(zhì)量％、V:0.2質(zhì)量％以下、Cu:l質(zhì)量％以下、Cr:0.7 質(zhì)量％以下和Mo:0.7質(zhì)量％以下中的一種或兩種以上。3. 根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的高強度鋼的制造方法，其中，對后段冷卻后的鋼實施450~ 650 °C的回火處理。4. 根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的高強度鋼的制造方法，其中，所述前段冷卻以5~20°C/秒 進行冷卻。5. 根據(jù)權(quán)利要求3所述的高強度鋼的制造方法，其中，所述前段冷卻以5~20°C/秒進行 冷卻。
【文檔編號】C22C38/08GK105821313SQ201610206206
【公開日】2016年8月3日
【申請日】2009年3月27日
【發(fā)明人】宮克行, 一宮克行, 橫田智之, 西村公宏, 鹿內(nèi)伸夫
【申請人】杰富意鋼鐵株式會社