專利名稱：母材韌性優(yōu)異的焊接用高張力厚鋼板的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及在造船、建筑等領(lǐng)域中作為結(jié)構(gòu)材料使用的、母材韌性優(yōu)異的焊接用高張力厚鋼板。

背景技術(shù)：
對用于橋梁、高層建筑物、船舶等的厚鋼板，從防止脆性破壞的觀點出發(fā)，進行了很多有關(guān)提高母材部的韌性的研究。目前，作為確保母材韌性的方法，正廣泛使用控制壓軋。所謂控制壓軋，是指通過鋼中夾雜物的束縛效果抑制母材加熱時的奧氏體顆粒粗大化，再通過壓軋引入重排等的鐵氧體核生成位置，從而使相變組織微細化、提高母材韌性的技術(shù)。
近年來，隨著建筑、造船領(lǐng)域中的焊接結(jié)構(gòu)物的大型化，提出了鋼板厚壁化的要求。但是，由于鋼板的厚壁化導(dǎo)致壓軋時的軋制量減少，所以不能充分實現(xiàn)組織微細化，經(jīng)常不能得到充分的母材韌性。因此，需要不通過鋼板板厚來確保母材韌性的技術(shù)。
作為確保母材韌性所采用的代表性技術(shù)，可以列舉通過鋼中夾雜物的微細分散，抑制奧氏體顆粒粗大化、促進以鋼中夾雜物為起點的鐵氧體相變的技術(shù)。任一種技術(shù)都是以通過母材部的組織微細化，確保韌性為目的的。
例如，日本特開2003-213366號公報(專利文獻1)中公開了通過以Ti氮化物、Zr氮化物為主抑制奧氏體顆粒長大、提高母材部韌性的技術(shù)。另外，日本特開2005-29840號公報(專利文獻2)中提出了通過改善Ti、REM(稀土類元素)的添加方法，將高溫下穩(wěn)定的REM氧化物或硫化物以及Ti氮化物微細分散，控制加熱奧氏體粒徑，從而得到母材韌性優(yōu)異的高強度焊接結(jié)構(gòu)用鋼的技術(shù)。
另外，日本特開2003-49237號公報(專利文獻3)中公開了通過控制向鋼水中的元素添加，將高溫下穩(wěn)定的REM、Ca、Mg氧化物微細分散，進一步詳細規(guī)定壓軋、冷卻方法，從而提高母材韌性的技術(shù)。
另外，作為利用以夾雜物為起點的鐵氧體生成技術(shù)，日本特開2001-20031號公報(專利文獻4)中記載了通過采用了TiN的奧氏體顆粒束縛、促進鐵氧體生成，從而得到優(yōu)異的母材韌性的方法。另外，日本特開2000-1738號公報(專利文獻5)中提出了通過適當(dāng)控制氧化物組成，抑制Ti氮化物向高溫下的氧化物表面析出結(jié)晶，確保鐵酸鹽(日文地缺)中的Ti氮化物析出量，從而促進奧氏體顆粒束縛、鐵氧體生成，提高母材韌性的技術(shù)。
專利文獻1日本特開2003-213366號公報
專利文獻2日本特開2005-29840號公報
專利文獻3日本特開2003-49237號公報
專利文獻4日本特開2001-20031號公報
專利文獻5日本特開2000-1738號公報

發(fā)明內(nèi)容
但是，一般地，高溫下穩(wěn)定的氧化物存在以下問題，即，由在鋼水中生成后容易進行粗大化，所以不能充分確保對韌性提高有效的粒子數(shù)。另外，Ti氮化物存在以下問題，即，容易在鋼水中的固體氧化物表面析晶，所以相對于Ti、N添加量，作為微細粒子析出的Ti氮化物量減少。
作為旨在改善Ti氮化物析晶的技術(shù)，雖然有上述專利文獻5記載的技術(shù)，但是僅通過抑制Ti氮化物的析晶，在鑄造后的冷卻過程中引起固溶Ti的增加，在高溫下析出的Ti氮化物容易迅速長大，因此難以大量得到微細的Ti氮化物。
另外，即使實現(xiàn)了利用鋼中夾雜物的組織微細化，由于當(dāng)鋼中有粗大夾雜物、MA(馬氏體和奧氏體的混合組織)等存在時，以這些硬質(zhì)第二相為起點出現(xiàn)脆性破壞，所以也不能得到充分的母材韌性。于是，為了得到優(yōu)異的母材韌性，除了組織微細化以外、減少硬質(zhì)第二相是不可或缺的。
本發(fā)明以解決上述問題、提供母材部韌性優(yōu)異的焊接用高張力厚鋼板為課題。
本發(fā)明人為了實現(xiàn)上述課題，對于對奧氏體顆粒的束縛及鐵氧體相變的促進有效的含Ti氮化物的微細分散狀態(tài)、以及MA降低技術(shù)，進行了實驗、研究。其結(jié)果表明，由于通過控制形成鋼中氧化物的REM、Zr、Ca和Mn的各氧化物量，而降低氧化物的熔點，在鋼水中氧化物形成液體，因此抑制鋼水中粗大的含Ti氮化物析晶，并且通過適當(dāng)控制鑄造后的冷卻條件及壓軋前的加熱條件，可以高密度地析出微細的含Ti氮化物。另外表明，通過適當(dāng)控制壓軋后的冷卻條件，可以得到微細且MA降低的相變組織。本發(fā)明基于這些結(jié)果，通過在特定的鋼組成下將氧化物組成、含Ti氮化物及MA控制在適當(dāng)?shù)臓顟B(tài)，顯著改善了母材部的韌性，取得了成功。
即本發(fā)明涉及的焊接用高張力厚鋼板，其化學(xué)組成以質(zhì)量％計含有 C0.02～0.12％、 Si0.25％以下(包括0％)、 Mn1.0％～2.0％、 P0.03％以下(包括0％)、 S0.02％以下(包括0％)、 Al0.050％以下(包括0％)、 Ti0.005～0.100％、 REM0.0001～0.0500％、 Zr0.0001～0.0500％、 Ca0.0005～0.0100％、 N0.0040～0.0300％、 O0.0005～0.0100％， 余部包括Fe和不可避免的雜質(zhì)，將形成鋼中存在的氧化物的某元素的平均濃度乘以(該元素氧化物分子量/該元素的原子量)計算出的值作為該元素氧化物的氧化物換算值時，相對于REM2O3、ZrO2、CaO、MnO、MgO、Al2O3、SiO2的各氧化物換算值與上述氧化物中的S的平均濃度的合計值，上述REM2O3、ZrO2、CaO、MnO的各氧化物換算值的比例為REM2O310～50％、ZrO25～50％、CaO5～50％、MnO1～20％，上述REM2O3、ZrO2、CaO、MnO、MgO、Al2O3、SiO2的各氧化物換算值是基于形成鋼中存在的氧化物的元素中的REM、Zr、Ca、Mn、Mg、Al、Si的各自平均濃度(質(zhì)量％)計算而得。進一步對鋼材斷面進行觀察，當(dāng)量圓粒徑小于0.10μm的含Ti氮化物為5.0×106個/mm2以上，且當(dāng)量圓粒徑為0.10～1.0μm的含Ti氮化物為1.0×104個/mm2以下，且當(dāng)量圓粒徑大于1.0μm的含Ti氮化物為5個/mm2以下，再進一步對鋼材斷面進行觀察，MA的面積率為5.0％以下。
另外，關(guān)于前述化學(xué)組成中，為使得下述(1)式定義的值Z小于57且大于50，優(yōu)選進行成分調(diào)整。
Z＝(8.5×[Ti]-(0.5×[O]-0.8×[REM]-0.2×[Al]-0.3×[Ca]+0.1×[S])+1.4)/([N]+0.02)···(1) 其中，[Ti]、[O]、[REM]、[Al]、[Ca]、[S]、[N]為以各自質(zhì)量％表示的各元素添加量。
再進一步地，向上述基本成分中添加A組(Ni0.05～1.50％、Cu0.05～1.50％)、B組(Cr0.10～1.50％、Mo0.10～1.50％)、C組(Nb0.002～0.10％、V0.002～0.10％)、D組(B0.0010～0.0050％)中的1種以上元素，可以得到下述(1)至(4)的化學(xué)組成。
(1)基本成分+選自A組的1種以上 (2)基本成分或上述(1)的成分+選自B組的1種以上 (3)基本成分、上述(1)或上述(2)的成分+選自C組的1種以上 (4)基本成分、上述(1)～(3)的任一成分+D組 根據(jù)本發(fā)明可以提供母材韌性優(yōu)異的焊接用高張力厚鋼板。其在特定的鋼組成下降低鋼中氧化物的熔點，因而得到粗大的含Ti氮化物不易析晶的氧化物組成，另外規(guī)定了含Ti氮化物及MA為適當(dāng)?shù)臓顟B(tài)，所以可以顯著改善母材部的韌性。

具體實施例方式 以下對于本發(fā)明的焊接用高張力厚鋼板，依次說明鋼中的氧化物組成、含Ti氮化物的分布、MA量及鋼組成。首先，對于鋼中的氧化物組成和含Ti化合物的分布，與制造條件共同進行說明。
一般地，微細的組織對母材韌性提高是有利的，為了組織微細化，抑制壓軋時的奧氏體顆粒粗大化、以及促進冷卻過程中的鐵氧體相變是有效的。雖然含Ti氮化物是公認的優(yōu)異且有效的鋼中夾雜物，但為了最大限度地利用其效果，需要將微細的含Ti氮化物粒子進行高密度分散。
為確保微細的含Ti氮化物粒子，首先，需要抑制鋼水中固體氧化物的生成。若固體氧化物存在，在其表面會有粗大的含Ti氮化物析晶，因而不能充分確保微細的含Ti氮化物。但是，僅靠抑制粗大的含Ti氮化物的析晶，由于伴隨著固溶Ti增加，含Ti氮化物的長大速度增加，所以在鑄造后的冷卻過程或壓軋前的加熱過程中容易進行含Ti氮化物的粗大化。
于是本發(fā)明人對抑制粗大的含Ti氮化物析晶的氧化物組成、抑制含Ti氮化物粗大化的鑄造后的冷卻條件、以及壓軋前的冷卻條件進行了實驗、研究。其結(jié)果表明，通過如下控制氧化物組成、鑄造后的冷卻條件、以及壓軋前的加熱條件，可使微細的含Ti氮化物粒子在鋼中高密度地分散。
在說明鋼中氧化物組成時，首先說明其表示方法。作為本發(fā)明中的鋼中氧化物組成的表示方法，為方便理解，假定構(gòu)成鋼中氧化物的元素REM、Zr、Ca、Mn、Mg、Al、Si的各氧化物為REM2O3、ZrO2、CaO、MnO、MgO、Al2O3、SiO2，將某元素的平均濃度(質(zhì)量％)乘以(該元素氧化物的分子量/該元素的原子量)算出的值作為該元素氧化物的氧化物換算值，通過下式求出某構(gòu)成元素的氧化物換算值的比例P(％)，以此表示鋼中氧化物的組成。以下將P作為該元素氧化物的氧化物比例。
P＝(某元素氧化物的氧化物換算值)×100/(各元素氧化物的氧化物換算值和S平均濃度的合計值) 其中，成為分母的氧化物換算值的對象的元素為上述的REM、Zr、Ca、Mn、Mg、Al、Si這7種元素。
構(gòu)成鋼中化合物的元素濃度可以通過EPMA測定。另外，構(gòu)成鋼中化合物的元素除了上述元素以外，還有Ti和S，但由于構(gòu)成氧化物的Ti無法與構(gòu)成含Ti氮化物的Ti相區(qū)分，所以在EPMA測定中無法測定構(gòu)成氧化物的Ti濃度。因此，作為上述P的計算式中分母的氧化物換算值基礎(chǔ)的元素，將Ti除外。另外，計算式的分母中包含S的平均濃度的原因在于，S和Ca等容易形成硫化物，不可避免地包含在鋼中氧化物中。
列舉基于上述表示的鋼中化合物組成的一個例子。當(dāng)通過EPMA測定的鋼中氧化物中的平均濃度(質(zhì)量％)為Ce＝14.2％、La＝6.9％、Zr＝7.2％、Ca＝8.7％、Mn＝5.5％、Mg＝0.2％、Al＝2.4％、Si＝1.7％、S＝6.8％時，Ce2O3的氧化物換算值(質(zhì)量％)為(14.2×Ce2O3的分子量/Ce的原子量)＝16.6％，以下同法計算其他元素的氧化物換算值為La2O3＝8.1％、ZrO2＝9.7％、CaO＝12.1％、MnO＝7.0％、MgO＝0.3％、Al2O3＝4.6％、SiO2＝3.6％。這些氧化物換算值和S的平均濃度的合計為68.8％，據(jù)此，例如與REM(Ce和La的合計)、Zr對應(yīng)的氧化物比例為REM2O3＝35.9％、ZrO2＝14.1％。
對于鋼中存在的氧化物的組成，規(guī)定了在鋼水中的氧化物狀態(tài)，通過適當(dāng)控制鋼中氧化物的組成，可降低氧化物的熔點，并在鋼水中以液體狀態(tài)存在。為此，需要控制粗大的含Ti氮化物在氧化物表面的析晶。形成鋼中復(fù)合氧化物的元素中，作為影響其熔點的元素，由于Mg、Al、Si、Ti比REM、Zr、Ca、Mn的影響小，所以鋼中氧化物中與REM、Zr、Ca、Mn元素的氧化物相對應(yīng)的氧化物比例是重要的。本發(fā)明中控制這些氧化物的比例為REM2O310～50％、ZrO25～50％、CaO5～50％、MnO1～20％。以此可以確保之后的微細含Ti氮化物的析出量。
前述REM2O3、ZrO2、CaO、MnO各氧化物的氧化物比例偏離REM2O310～50％、ZrO25～50％、CaO5～50％、MnO1～20％時，鋼水中以固體存在的氧化物比例增加，粗大的含Ti氮化物的析晶不能受到充分的抑制。優(yōu)選前述REM2O3、ZrO2、CaO、MnO的各氧化物比例保持在REM2O315～45％、ZrO210～45％、CaO10～45％、MnO5～15％。
為了控制鋼中氧化物的平均組成(氧化物比例)在上述范圍內(nèi)，可以在鑄造時將添加Mn之后的溶氧量控制在以質(zhì)量％計0.0020～0.0100％，然后添加REM、Zr、Ca。前述Mn添加后的溶氧量例如可以通過添加作為脫氧元素的Si、Al來控制。
將鋼水中的氧化物調(diào)整為上述組成后，通過在以下條件下進行冷卻、壓軋前再加熱，可抑制鑄造后含Ti氮化物的粗大化。即，在鑄造后的冷卻過程中，從1550℃至(2)式定義的溫度Tf(℃)的冷卻時間為800s。進一步地，在壓軋前的再加熱中保持最高加熱溫度為1050℃至1200℃之間，且從加熱開始至壓軋開始的時間為4hr以內(nèi)。若從1550℃至Tf(℃)的冷卻時間超過800s，或者在壓軋前的再加熱中最高加熱溫度超過1200℃，或者從加熱開始至壓軋開始的時間超過4hr時，則含Ti氮化物進行粗大化，不能充分得到微細的含Ti氮化物。另外，壓軋前的最高加熱溫度低于1050℃時，奧氏體化不能充分進行。
在鑄造后的冷卻中，從1550℃至Tf(℃)的溫度范圍成為問題的原因在于，在該溫度范圍內(nèi)母相主要以δ相存在，δ相中的含Ti氮化物的長大速度比γ相大。因此，在鑄造時的冷卻過程中，可以通過盡快經(jīng)過δ相穩(wěn)定溫度域，來抑制含Ti氮化物的粗大化。特別由于C、Cu、Ni對于Tf帶來的影響大，所以在確定Tf的下述(2)式中以這些元素量為參數(shù)。另外，各元素的系數(shù)、常數(shù)通過試驗確定。
Tf＝1350+1000[C]+11[Cu]+26[Ni]······(2) 其中[C]、[Cu]、[Ni]為以各自質(zhì)量％表示的各元素的添加量。
通過并用以上的控制，可以使對壓軋時的奧氏體顆粒束縛、對壓軋后的冷卻過程中的鐵氧體相變促進有效的、當(dāng)量圓粒徑(與含Ti氮化物的面積相當(dāng)?shù)膱A的直徑)小于0.1μm的微細含Ti氮化物，以5.0×106個/mm2以上的高密度進行分散。含Ti氮化物的當(dāng)量圓粒徑為0.1μm以上時，奧氏體顆粒束縛和鐵氧體相變促進的效果降低。另外，當(dāng)當(dāng)量圓粒徑不足0.1μm的含Ti氮化物少于5.0×106個/mm2時，不能充分得到奧氏體顆粒束縛和鐵氧體相變促進的效果。進一步地，此時如果當(dāng)量圓粒徑0.1～1.0(0.1以上、1.0以下)μm的含Ti氮化物個數(shù)超過1.0×104個/mm2，或者當(dāng)量圓粒徑大于1.0μm的含Ti氮化物超過5個/mm2時，會促進脆性破壞，難以得到充分的韌性。因此，規(guī)定0.1～1.0μm的含Ti氮化物個數(shù)為1.0×104個/mm2以下，超過1.0μm的含Ti氮化物個數(shù)為5個/mm2以下。優(yōu)選當(dāng)量圓粒徑不足0.1μm的含Ti氮化物分散成5.5×106個/mm2以上，同樣地，優(yōu)選當(dāng)量圓粒徑0.1～1.0μm的含Ti氮化物為8.0×103個/mm2以下，當(dāng)量圓粒徑超過1.0μm的含Ti氮化物個數(shù)為3個/mm2以下。
采用上述條件冷卻鑄造片后再加熱的鑄造片，采用通常的低碳素鋼的熱軋，設(shè)定壓軋起始溫度為950℃，壓軋結(jié)束溫度為880℃，結(jié)束壓軋。對于壓軋結(jié)束后的冷卻條件將在后面敘述。
即使在銅中實現(xiàn)含Ti氮化物的微細分散，得到微細的相變組織，若存在硬質(zhì)的MA，也不能得到優(yōu)異的韌性。為了確保優(yōu)異的母材韌性，除了實現(xiàn)上述的氧化物組成和含Ti氮化物分散狀態(tài)外，還需要控制MA分率(面積％)為5.0％以下。優(yōu)選MA分率為4.0％以下。
為了控制銅中的MA分率為5.0％以下，在壓軋后的冷卻過程中除了將冷卻速度調(diào)整至2～15℃/s的范圍內(nèi)，還將冷卻停止溫度控制在300～500℃即可。此時若冷卻速度小于2℃/s，或者冷卻停止速度高于500℃，則鐵氧體顆粒粗大化，韌性降低。另外，若冷卻速度大于15℃/s，或者冷卻停止速度低于300℃，則MA分率超過5％，韌性降低。但是，即使冷卻停止溫度低于300℃，然后通過在300℃以上進行淬火處理，也可以確保韌性。
以下說明本發(fā)明的厚鋼板的化學(xué)組成及其成分限定理由。單位為質(zhì)量％。
C0.02～0.12％ C是確保鋼材強度的必要元素。當(dāng)含量少于0.02％時得不到必要的強度，因此設(shè)定下限為0.02％。另外，當(dāng)含量多于0.12％時因MA增加導(dǎo)致韌性降低，因此設(shè)定上限為0.12％。優(yōu)選0.04～0.10％。
Si0.25％以下(包含0％) Si是通過固溶強化而確保鋼材強度的元素。當(dāng)含量高于0.25％時因MA增加導(dǎo)致韌性降低，因此設(shè)定上限為0.25％。優(yōu)選0.18％以下(包括0％)。
Mn1.0～2.0％ Mn是通過氧化物的低熔點化而抑制粗大的含Ti氮化物的必要元素。當(dāng)含量低于1.0％時不能充分實現(xiàn)氧化物的低熔點化，因此設(shè)定下限為1.0％。另外，當(dāng)含量高于2.0％時導(dǎo)致強度過度增加、韌性降低，因此設(shè)定上限為2.0％。優(yōu)選1.4～1.8％。
P0.03％以下(包括0％) P是通過晶間偏析而成為晶間破壞原因的雜質(zhì)元素。當(dāng)含量高于0.03％時導(dǎo)致韌性降低，因此設(shè)定上限為0.03％。優(yōu)選0.02％以下(包括0％)。
S0.02％以下(包括0％) S是通過晶間偏析而成為晶間破壞原因的雜質(zhì)元素。當(dāng)含量高于0.02％時導(dǎo)致韌性降低，因此設(shè)定上限為0.02％。優(yōu)選0.015％以下(包括0％)。
Al0.050％以下(包括0％) Al是起脫氧劑作用的元素。當(dāng)含量高于0.050％時形成粗大氧化物導(dǎo)致韌性降低，因此設(shè)定上限為0.050％。優(yōu)選0.040％以下(包括0％)。
Ti0.005～0.100％以下(包括0％) Ti是生成氮化物的必要元素。當(dāng)含量低于0.005％時不能得到足量的氮化物，因此設(shè)定下限為0.005％。另外，當(dāng)含量高于0.100％時由于氮化物的粗大化導(dǎo)致韌性降低，因此設(shè)定上限為0.100％。優(yōu)選0.010～0.080％，更優(yōu)選上限為0.060％，進一步優(yōu)選上限為0.050％。
REM(稀土類元素)0.0001～0.0500％ REM是通過氧化物的低熔點而抑制粗大的含Ti氮化物的必要元素。當(dāng)含量低于0.0001％時不能充分實現(xiàn)氧化物的低熔點化，因此設(shè)定下限為0.0001％。另外，當(dāng)含量高于0.0500％時由于形成粗大氧化物導(dǎo)致韌性降低，因此設(shè)定上限為0.0500％。優(yōu)選0.0005～0.0400％。
Zr0.0001～0.0500％ Zr是通過氧化物的低熔點而抑制粗大的含Ti氮化物的必要元素。當(dāng)含量低于0.0001％時不能充分得到其效果，因此設(shè)定下限為0.0001％。另外，當(dāng)含量高于0.0500％時，由于形成粗大氧化物或帶來析出強化的微細碳化物而導(dǎo)致韌性降低，因此設(shè)定上限為0.0500％。優(yōu)選0.0005～0.0400％。
Ca0.0005～0.0100％ Ca是通過氧化物的低熔點而抑制粗大的含Ti氮化物的必要元素。當(dāng)含量低于0.0005％時不能充分實現(xiàn)氧化物的低熔點化，因此設(shè)定下限為0.0005％。另外，當(dāng)含量高于0.0100％時，由于形成粗大氧化物導(dǎo)致韌性降低，因此設(shè)定上限為0.0100％。優(yōu)選0.0010～0.0080％。
N0.0040～0.0300％ N是生成含Ti氮化物時的必要元素。作為微細的含Ti氮化物，可促進奧氏體顆粒束縛和鐵氧體相變，提高韌性。當(dāng)含量低于0.0040％時不能得到充分的韌性提高效果，因此設(shè)定下限為0.0040％。另外，當(dāng)含量高于0.0300％時由于固溶N增加并導(dǎo)致韌性降低，因此設(shè)定上限為0.0300％。優(yōu)選0.0050～0.0250％，更優(yōu)選上限為0.0200％，進一步優(yōu)選上限為0.0150％。
O0.0005～0.0100％ O是氧化物生成時的必要元素。當(dāng)含量低于0.0005％時不能得到足量的氧化物，因此設(shè)定下限為0.0005％。另外，當(dāng)含量高于0.0100％時，由于氧化物粗大化導(dǎo)致HAZ韌性降低，因此設(shè)定上限為0.0100％。優(yōu)選0.0010～0.0080％。
在滿足上述成分范圍的基礎(chǔ)上，優(yōu)選調(diào)整Ti、O、REM、Al、Ca、S、N的添加量，以使由下式(1)定義的Z值大于50且小于57。
Z＝(8.5×[Ti]-(0.5×[O]-0.8×[REM]-0.2×[Al]-0.3×[Ca]+0.1×[S])+1.4)/([N]+0.02)···(1) 其中，[Ti]、[O]、[REM]、[Al]、[Ca]、[S]、[N]為以各自質(zhì)量％表示的各元素添加量。
上述(1)式表示了有助于形成氮化物的Ti和N的比例。為了將含Ti化合物適當(dāng)分散，需要將Ti和N的比例控制在適當(dāng)?shù)姆秶鷥?nèi)。Ti在鋼中雖然以氧化物、氮化物存在，但由于氧化物比氮化物穩(wěn)定，所以在考慮有助于氮化物形成的Ti時，需要除去以氧化物形式存在的Ti。因此，在(1)式中，除了N以外，還有氧化物形成時必要的O、Ti以及具有同程度以上的氧化物生成能的元素以及S作為式子的構(gòu)成要素。雖然S與氧化物的形成沒有直接關(guān)系，但對于可以生成氧化物或硫化物的Ca等元素來說，通過改變作為氧化物的可能存在量，可間接地對Ti氧化物量帶來影響。(1)式中的元素濃度所帶的系數(shù)和常數(shù)是通過實驗確定的。
如上所述，優(yōu)選進行成分調(diào)整以使值Z達到50＜Z＜57。當(dāng)值Z為57以上時，由于不能充分得到微細的含Ti氮化物，所以設(shè)定小于57。另外，當(dāng)值Z為50以下時，由于固溶氮增加，不能得到充分的韌性，所以設(shè)定大于50。優(yōu)選小于56.8且大于50.2。
再進一步地，向上述基本成分中添加A組(Ni0.05～1.50％、Cu0.05～1.50％)、B組(Cr0.10～1.50％、Mo0.10～1.50％)、C組(Nb0.002～0.10％、V0.002～0.10％)、D組(B0.0010～0.0050％)中的1種以上，可以得到下述(1)至(4)的組成。
(1)基本成分+選自A組的1種以上 (2)基本成分或上述(1)的成分+選自B組的1種以上 (3)基本成分、上述(1)或上述(2)的成分+選自C組的1種以上 (4)基本成分、上述(1)～(3)的任一成分+D組 Ni、Cu是通過使Tf上升而抑制含Ti氮化物粒子粗大化的有效元素，當(dāng)各含量低于0.05％時不能充分得到其效果，所以設(shè)定下限為0.05％。另外，當(dāng)各含量高于1.50％時引起強度的過度上升，導(dǎo)致韌性降低，所以設(shè)定上限為1.50％。優(yōu)選分別為0.10～1.20％。
Cr、Mo均為對鋼材的高強度化有效的元素。當(dāng)各含量低于0.10％時，由于不能充分得到其效果，所以設(shè)定下限為0.10％。另外，當(dāng)各含量超過1.50％時，由于引起強度的過度上升，導(dǎo)致韌性降低，所以設(shè)定上限為1.50％。優(yōu)選分別為0.20～1.20％。
Nb、V均為通過作為碳氮化物析出而抑制奧氏體顆粒粗大化的元素。當(dāng)各含量低于0.002％時，由于不能充分得到其效果，所以設(shè)定下限為0.002％。另外，當(dāng)各含量超過0.10％時，由于作為粗大碳氮化物導(dǎo)致韌性降低，所以設(shè)定上限為0.10％。優(yōu)選各為0.005～0.08％。
B為通過抑制晶間鐵氧體生成而提高韌性的元素。當(dāng)含量低于0.0010％時，由于不能充分得到其效果，所以設(shè)定下限為0.0010％。另外，當(dāng)含量高于0.0050％時，由于作為BN在奧氏體晶間析出，導(dǎo)致韌性降低，所以設(shè)定上限為0.0050％。優(yōu)選各為0.0015～0.040％。
以下通過實施例更具體地說明本發(fā)明，但本發(fā)明并不僅限于這些實施例。
實施例 采用真空熔解爐(150kg)，改變1550℃～Tf(℃)的冷卻時間t1(s)，熔制如表1和表2所示的化學(xué)組成的鋼，改變最高加熱溫度Th(℃)和從加熱開始至壓軋開始的時間t2(hr)，加熱所得的初軋板坯，接著設(shè)定壓軋起始溫度為950℃、最終壓軋溫度為880℃進行熱軋，改變壓軋后的冷卻速度Rc(℃/s)以及冷卻停止溫度Ts(℃)，制備厚度50～80mm的厚鋼板。根據(jù)組成求得的值Z如表1和表2所示，Tf(℃)、t1(s)、Th(℃)、t2(hr)、Rc(℃/s)如表3和表4所示。
表1所示的No.1～52的樣品鋼當(dāng)中，對于除No.36以外的51種樣品，在制備時均為將添加Mn后的溶氧量控制到添加硅鐵后以質(zhì)量％計為0.0020～0.0100％，然后再添加REM、Zr、Ca。對于No.36，在鑄造時同時添加Mn和REM、Zr、Ca。
從得到的各厚鋼板的t(板厚)/4位置切出試片，采用EPMA裝置(裝置名稱EPMA-8705，島津制作所)沿壓軋方向和板厚方向觀察平行的斷面，測定氧化物的平均組成。以下為測定方法。首先，設(shè)定EPMA裝置的觀察倍率為200倍，對于4mm×8mm的觀察視野內(nèi)存在的最大直徑為2μm以上的氧化物，對各個氧化物進行以質(zhì)量％表示的平均組成的定量分析。鋼中氧化物的組成沒有因尺寸不同而出現(xiàn)較大變化，即使對于包括不足2μm的氧化物在內(nèi)的各氧化物中所含元素，求出相對應(yīng)的氧化物比例的全部氧化物的平均值，也與僅采用2μm以上的氧化物求算的情況幾乎沒有區(qū)別，所以將不足2μm的氧化物從觀察中除去。
然后，根據(jù)各鋼中氧化物包含的REM(Ce、La)、Zr、Ca、Mn、Mg、Al、Si、S的平均濃度，求出REM2O3、ZrO2、CaO、MnO、MgO、Al2O3、SiO2的氧化物換算值和REM2O3、ZrO2、CaO、MnO各氧化物的氧化物比例，求出全部的鋼中氧化物中的前述4種氧化物的氧化物比例(％)的平均值，分別作為W(REM)、W(Zr)、W(Ca)、W(Mn)，同時表示在表3和表4中。
另外，從得到的各厚鋼板的t(板厚)/4位置切出試片，通過提取復(fù)型法(extraction replica)采用TEM沿壓軋方向和板厚方向觀察平行的斷面，測定當(dāng)量圓粒徑小于0.10μm的含Ti氮化物的試片表面的個數(shù)密度N1(個/mm2)和當(dāng)量圓粒徑為0.10～1.0μm的含Ti氮化物的試片表面的個數(shù)密度N2(個/mm2)。以下為測定方法。
首先，設(shè)定TEM的觀察倍率為60000倍，隨機選擇具有4μm2面積的視野5個，通過附屬于TEM的EDX測定視野中夾雜物中所包含的元素，將檢出Ti的夾雜物定義為含Ti氮化物。從得到的視野中，通過采用了圖像軟件(Image-Pro Plus)的圖像解析，測定含Ti氮化物的面積并求出當(dāng)量圓粒徑，計算出N1。對于最大粒徑不足0.01μm的粒子，由于EDX分析結(jié)果不能達到充分的可信性，所以從分析對象中除去。另外，設(shè)定TEM的觀察倍率為6000倍，隨機選擇具有400μm2的面積的視野5個，與N1同樣計算出N2。將得到的N1和N2值同時表示在表3和表4中。
另外，從得到的各厚鋼板的t(板厚)/4位置切出試片，采用電場放射式掃描型電子顯微鏡(裝置名稱SUPRA 35，Carl Zeiss公司制)(以下稱FE-SEM)，沿壓軋方向和板厚方向觀察平行的斷面，測定當(dāng)量圓粒徑大于1.0μm的含Ti氮化物的試片表面的個數(shù)密度N3(個/mm2)。以下為測定方法。
首先，F(xiàn)E-SEM的觀察倍率為1000倍，隨機選擇具有0.06μm2面積的視野20個，對于最大粒徑超過1.0μm的夾雜物粒子，根據(jù)通過FE-SEM附屬的EDX(能量分散型X射線檢測器)的半定量分析，求出中央部分的組成，將含N且以質(zhì)量％測定的Ti濃度值用除Fe、O之外的夾雜物中包含的元素的濃度總和進行標(biāo)準(zhǔn)化(除過以后的值)，將標(biāo)準(zhǔn)化值為50％以上的夾雜物定義為含Ti氮化物，通過采用前述圖像軟件的圖像解析，求出夾雜物的當(dāng)量圓粒徑。其中，通過在1000倍的20個視野的圖像中計數(shù)，計算出當(dāng)量圓粒徑超過1.0μm的夾雜物的個數(shù)N3(個/mm2)。將得到的N3值同時表示在表3和表4中。
對Ti濃度值進行標(biāo)準(zhǔn)化時從作為基礎(chǔ)的元素中除去Fe、O的理由如下。除去Fe的原因在于除去鐵酸鹽中的Fe對測定結(jié)果的影響。另外，除去O的原因在于判定夾雜物的主體是含Ti氮化物。即由于Ti的氧化物生成能與REM等相比為相同或以下，所以認為氧化物的主體不是Ti氧化物。因此，判定在除O后的元素濃度中，能使Ti超過50％的Ti主體的夾雜物為含Ti氮化物。
另外，從得到的各厚鋼板的t(板厚)/4位置切出試片，對與壓軋方向和板厚方向平行的斷面進行鏡面研磨后，由經(jīng)矯平(日文レペラ)試劑腐蝕的樣品求出MA的面積分率SA。即，設(shè)定光學(xué)顯微鏡的倍率為400倍，隨機選擇具有40000μm2面積的視野3個，通過采用前述的圖像軟件進行圖像解析，計算出SA(面積％)。得到的SA值同時表示在表3和表4中。
另外，從得到的各厚鋼板的t(板厚)/4位置，沿壓軋方向采取擺錘式?jīng)_擊試片(JIS Z 2201的4號試片)，按照JIS Z 2242在-60℃進行擺錘式?jīng)_擊試驗。對于得到的吸收能量vE-60(J)的最小值大于120J的試片，評價為韌性優(yōu)異。將得到的vE-60(J)的最小值同時表示在表3和表4中。
如表3和表4中所示，由于本發(fā)明例No.1～30適當(dāng)控制了厚鋼板的組成、鑄造及壓軋過程，所以使氧化物和含Ti氮化物以成適當(dāng)?shù)臓顟B(tài)分散，同時將MA分率成功抑制為5％以下，得到了高韌性值。另一方面，在比較例No.31～35中，由于鑄造或壓軋過程中冷卻時間t1、再加熱溫度Th、加熱開始至壓軋開始的時間t2、壓軋后的冷卻速度Rc、冷卻停止溫度Ts的值偏離適當(dāng)?shù)姆秶仍?，W(REM)、W(Zr)、W(Ca)、W(Mn)、或含Ti氮化物的分散狀態(tài)、或MA分率未在在適當(dāng)?shù)姆秶鷥?nèi)，因此韌性降低。另外，比較例No.36在鋼的鑄造時，由于在控制Mn添加后的溶氧濃度之后，沒有添加REM、Zr、Ca，所以W(Mn)低，另外超過1μm的TiN個數(shù)超過5個，韌性降低。另外，比較例No.37～52中由于鋼的組成偏離了發(fā)明成分范圍，W(REM)、W(Zr)、W(Ca)、W(Mn)、或含Ti氮化物的分散狀態(tài)、或MA分率未在在適當(dāng)?shù)姆秶鷥?nèi)，或有可能由于粗大夾雜物增加、雜質(zhì)增加、過度強化、固溶元素的晶間偏析等原因，使得韌性降低。





權(quán)利要求
1.一種母材部韌性優(yōu)異的焊接用高張力厚鋼板，其特征在于，
化學(xué)組成以質(zhì)量％計含有
C0.02～0.12％、
Si0％～0.25％、
Mn1.0％～2.0％、
P0％～0.03％、
S0％～0.02％、
Al0％～0.050％、
Ti0.005～0.100％、
REM0.0001～0.0500％、
Zr0.0001～0.0500％、
Ca0.0005～0.0100％、
N0.0040～0.0300％、
O0.0005～0.0100％，
余部包括Fe和不可避免的雜質(zhì)，
將形成鋼中存在的氧化物的某元素的平均濃度乘以該元素氧化物分子量與該元素的原子量之比而計算出的值作為所述元素氧化物的氧化物換算值時，相對于REM2O3、ZrO2、CaO、MnO、MgO、Al2O3、SiO2的各氧化物換算值與所述氧化物中的S的平均濃度的合計值，所述REM2O3、ZrO2、CaO、MnO的各氧化物換算值的比例為REM2O310～50％、ZrO25～50％、CaO5～50％、MnO1～20％，所述REM2O3、ZrO2、CaO、MnO、MgO、Al2O3、SiO2的各氧化物換算值是基于形成鋼中存在的氧化物的元素中的REM、Zr、Ca、Mn、Mg、Al、Si的各自平均濃度(質(zhì)量％)計算而得，
進一步對鋼材斷面進行觀察，當(dāng)量圓粒徑小于0.10μm的含Ti氮化物為5.0×106個/mm2以上，且當(dāng)量圓粒徑為0.10～1.0μm的含Ti氮化物為1.0×104個/mm2以下，且當(dāng)量圓粒徑大于1.0μm的含Ti氮化物為5個/mm2以下，
進一步對鋼材斷面進行觀察，MA的面積率為5.0％以下。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的母材部韌性優(yōu)異的焊接用高張力厚鋼板，其特征在于，下述(1)式定義的值Z小于57且大于50，
Z＝(8.5×[Ti]-(0.5×[O]-0.8×[REM]-0.2×[Al]-0.3×[Ca]+0.1×[S])+1.4)/([N]+0.02)…(1)
其中，[Ti]、[O]、[REM]、[Al]、[Ca]、[S]、[N]為以各自質(zhì)量％表示的各元素添加量。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的母材部韌性優(yōu)異的焊接用高張力厚鋼板，其特征在于，
除所述成分之外，還含有選自以下(A)～(D)組中的至少1組，
(A)以質(zhì)量％計，選自Ni0.05～1.50％、Cu0.05～1.50％中的一種或兩種，
(B)以質(zhì)量％計，選自Cr0.10～1.50％、Mo0.10～1.50％中的一種或兩種，
(C)以質(zhì)量％計，選自Nb0.002～0.10％、V0.002～0.10％中的一種或兩種，
(D)以質(zhì)量％計，B0.0010～0.0050％。
全文摘要
本發(fā)明提供母材部韌性優(yōu)異的焊接用高張力厚鋼板。其化學(xué)組成以質(zhì)量％計含有C0.02～0.12％、Si0～0.25％、Mn1.0％～2.0％、P0～0.03％、S0～0.02％、Al0～0.050％、Ti0.005～0.100％、REM0.0001～0.0500％、Zr0.0001～0.0500％、Ca0.0005～0.0100％、N0.0040～0.0300％、O0.0005～0.0100％，余部包括Fe和不可避免的雜質(zhì)。根據(jù)形成鋼中氧化物的REM、Zr、Ca、Mn等元素濃度計算出的REM2O3、ZrO2、CaO、MnO的氧化物比例為REM2O310～50％、ZrO25～50％、CaO5～50％、MnO1～20％。進一步對鋼材斷面進行觀察，當(dāng)量圓粒徑小于0.10μm的含Ti氮化物為5.0×106個/mm2以上，且當(dāng)量圓粒徑為0.10～1.0μm的含Ti氮化物為1.0×104個/mm2以下，且當(dāng)量圓粒徑大于1.0μm的含Ti氮化物為5個/mm2以下。進一步對鋼材斷面進行觀察，MA的面積率為5.0％以下。
文檔編號C22C38/14GK101403070SQ20081016586
公開日2009年4月8日 申請日期2008年9月25日 優(yōu)先權(quán)日2007年10月2日
發(fā)明者名古秀德, 岡崎喜臣, 太田裕己, 出浦哲史, 杉村朋子 申請人:株式會社神戶制鋼所