專利名稱:脆性龜裂傳播停止特性優(yōu)異的厚鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域:
本發(fā)明涉及主要作為船舶和橋梁的結(jié)構(gòu)材料的原材使用的厚鋼板,特別是涉及改善了使發(fā)生了的脆性龜裂的傳播停止的特性的厚鋼板,和用于制造這種厚鋼板的有用的方法。
背景技術(shù):
在船舶、建筑物、儲罐、海洋結(jié)構(gòu)物、管道鋼管等的結(jié)構(gòu)物所使用的鋼板中,為了抑制結(jié)構(gòu)物的脆性破壞,而要求有止裂(arrest)特性(以下稱為“脆性龜裂傳播停止特性”),該特性是抑制由于脆性龜裂的傳播造成的破壞的能力。近年來,隨著結(jié)構(gòu)物的大型化,使用屈服應(yīng)力為390MPa以上,板厚為50mm以上的高強(qiáng)度厚鋼板的情況變多。然而,上述這樣的脆性龜裂傳播停止特性,一般隨著鋼板的高強(qiáng)度、厚壁化,對其確保會變得困難。
另一方面,在集裝箱船中為了效率化,大型化也被推進(jìn),隨之而來的是使用厚壁、高強(qiáng)度的鋼板。若考慮船體的破壞安全性,則不使之發(fā)生脆性破壞至關(guān)重要,但假如脆性破壞已發(fā)生時,為了避免船體完全崩裂,使船體具有脆性龜裂傳播停止特性而使龜裂的傳播停止很重要。從這一背景出發(fā),就要求在上甲板部停止由艙口圍板發(fā)生的脆性龜裂,期望在高強(qiáng)度的鋼板中賦予上述脆性龜裂傳播停止特性的技術(shù)。
作為提高脆性龜裂傳播停止特性的方法,已知有(a)添加合金元素的方法,(b)使晶粒直徑微細(xì)化的方法等。其中作為添加合金元素的方法,例如提出有特開2007-302993號這樣的技術(shù)。在該技術(shù)中,作為合金元素含有Ni,并控制冷卻過程中的冷卻速度,由此使貝氏體粒徑微細(xì)化而使脆性龜裂傳播停止特性提高。
然而,在這一技術(shù)中,碳當(dāng)量Ceq容易變高,從焊接性的觀點(diǎn)出發(fā)而不為優(yōu)選。另外,板厚80mm這樣的厚壁,即使在表層部(例如距表面至板厚的10%的深度的部分)的微細(xì)化被達(dá)成,使脆性龜裂的傳播停止的能力也不一定能夠充分地發(fā)揮,未必能夠確保良好的脆性龜裂傳播停止特性。而且,添加合金元素還會招致鋼板的成本增大。
另一方面,作為通過使晶粒直徑微細(xì)化而提高脆性龜裂傳播停止特性的方法,已知例如有專利第3845113號、特開2002-256374號這樣的技術(shù)。在這些技術(shù)中,以鐵素體為母材,使該鐵素體的粒徑微細(xì)化,由此確保良好的脆性龜裂傳播停止特性。然而,在這些技術(shù)中因?yàn)橐攒涃|(zhì)的鐵素體為母相,所以難以適用高強(qiáng)度厚鋼板。
發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明著眼于前述的情況而做,其目的在于,提供一種通過在板厚方向的規(guī)定位置以貝氏體為主體,并且實(shí)現(xiàn)晶粒直徑的微細(xì)化,從而脆性破壞傳播停止特性優(yōu)異的厚鋼板,和用于制造這種厚鋼板的有用的方法。
能夠成達(dá)前述目的的本發(fā)明的厚鋼板,分別含有C0.05~0.12%(質(zhì)量%的意思,關(guān)于化學(xué)成分組成下同)、Si0.05~0.30%、Mn1.00~1.80%、Al0.01~0.06%、Ti0.005~0.03%、Nb0.005~0.05%、B0.0005~0.003%和N0.0020~0.0090%,余量是鐵和不可避免的雜質(zhì),P抑制在0.025%以下,S抑制在0.01%以下,在距表面深t/8~t/4(t表示板厚,下同)的位置,由貝氏體占95面積%以上的組織構(gòu)成,且以相鄰的兩個結(jié)晶的方位差為15°以上的大角晶界所包圍的區(qū)域作為晶粒時,該晶粒的平均當(dāng)量圓直徑為8μm以下。
還有,所謂當(dāng)量圓直徑,意思是具有與該晶粒相同的面積的圓的直徑。另外,相鄰的兩個結(jié)晶的方位差為15°以上的大角晶界所包圍的區(qū)域作為晶粒時的該晶粒的平均當(dāng)量圓直徑,以下簡稱為“大角晶界直徑”。
當(dāng)制造上述這樣的本發(fā)明的厚鋼板時,將具有所述組成的板坯加熱到1050~1150℃的溫度,在軋制途中以1℃/秒以上的平均冷卻速度進(jìn)行水冷直至鋼板表面溫度為(Ar3相變點(diǎn)-90℃)~(Ar3相變點(diǎn)-20℃)為止,此后使溫度返回至(Ar3相變點(diǎn)+10℃)~(Ar3相變點(diǎn)+80℃)的溫度范圍,并在溫度返回到該溫度范圍后,進(jìn)行累積壓下率為60%以上的軋制,其后以5℃/秒以上的平均冷卻速度從(Ar3相變點(diǎn)-120℃)以上的溫度加速冷卻至400~500℃的溫度范圍即可。
在本發(fā)明的鋼板中,通過在板厚方向的規(guī)定位置,成為以貝體體為主體的組織,并且實(shí)現(xiàn)具有特性的結(jié)晶方位的晶粒的微細(xì)化,能夠?qū)崿F(xiàn)脆性龜裂傳播停止特性優(yōu)異的厚鋼板,這樣的鋼板作為以船舶、建筑物為首的各種大型結(jié)構(gòu)物的原材有用。
圖1是表示設(shè)t/8~t/4部的大角晶界直徑為d(μm)時的d-1/2和表示脆性龜裂傳播停止特性的-10℃下的Kca的關(guān)系的曲線圖。
圖2是表示關(guān)于滿足(1)式的關(guān)系的R(有助于微?;膲合孪禂?shù))和d-1/2(d晶粒的當(dāng)量圓直徑)的關(guān)系的曲線圖。
具體實(shí)施例方式 本發(fā)明者們著眼于貝氏體組織的厚鋼板,就用于使該鋼板的脆性龜裂傳播停止特性良好的方法,從各種角度進(jìn)行研究。其結(jié)果發(fā)現(xiàn),貝氏體組織中,相對于奧氏體會無論持哪種方位關(guān)系而生成,但如果鋼板的化學(xué)成分組成、組織的生成溫度、根據(jù)其他條件等選擇的各晶格的方位關(guān)系變化,在鋼板的厚度方向的規(guī)定位置,使具有特性的結(jié)晶方位的晶粒微細(xì)化,則脆性龜裂傳播停止特性良好,從而完成本發(fā)明。
本發(fā)明的鋼板,至少在鋼厚方向的規(guī)定位置,是由貝氏體為主體的組織(貝氏體相在組織中達(dá)95面積%以上)構(gòu)成,這是為了不添加高價的合金元素,仍在板厚為50mm以上的厚鋼板中確保高強(qiáng)度,例如鐵素體為母相時,厚壁和高強(qiáng)度的并立很困難。
一般來說,對于脆性龜裂傳播停止特性來說,認(rèn)為從表層所形成的延性破壞區(qū)域(剪切唇shear lip)帶來的能量損失會造成影響。因此,本發(fā)明者們從脆性龜裂進(jìn)展中的能量平衡的觀點(diǎn)出發(fā),就用于使脆性龜裂傳播停止特性提高的要件進(jìn)一步研究。其結(jié)果判明,剪切唇從鋼板表面擴(kuò)展至t/8~t/4部(t板厚)的位置(以下僅稱為“t/8~t/4部”),脆性龜裂便停止。
因此得到的結(jié)論是,不用提高距表面至板厚的10%的深度的表層部的韌性,而是通過提高上述t/8~t/4部的韌性,脆性龜裂傳播停止特性就能夠變得良好。于是,對于t/8~t/4部的組織尺寸(大角晶粒直徑)和脆性龜裂傳播停止特性的關(guān)系進(jìn)一步反復(fù)研究。
以貝氏體相為主體這樣的單相組織中,認(rèn)為晶界會成為脆性龜裂的傳播的障礙,但如果在龜裂進(jìn)展時提高晶界和龜裂沖突的頻率,則認(rèn)為能夠抑制龜裂的傳播。即得到的結(jié)論是,通過實(shí)現(xiàn)晶粒的微細(xì)化而使晶界細(xì)微,從而提高其與龜裂的沖突頻率即可。但是,形成晶界的兩端的方位差小的(例如低于15°的)小角晶界(小傾角晶界),因?yàn)榫Ы缒苄《湫Ч。孕枰运龇轿徊顬?5°以上的大角晶界(大傾角晶界)為對象。
即,以相鄰的兩個結(jié)晶的方位差為15°以上的大角晶界所包圍的區(qū)域作為晶粒時,如果將上述t/8~t/4部的該晶粒的平均當(dāng)量圓直徑(大角晶界直徑)控制在8μm以下,則優(yōu)異的脆性龜裂傳播停止特性將得到發(fā)揮。
還有,所述“方位差”也稱為“偏角”或“傾角”,以下稱為“結(jié)晶方位差”。另外,為了測定此結(jié)晶方位差,如后述的實(shí)施例所示,采用EBSP法(Electron Backscattering Pattern法)即可。
圖1是表示設(shè)t/8~t/4部的大角晶界直徑為d(μm)時的d-1/2和表示脆性龜裂傳播停止特性的-10℃下的Kca(測定方法后述)的關(guān)系的曲線圖。由其結(jié)果可知,d-1/2≥0.35(即,d≤8μm的)時,能夠確保上述Kca在7000N/mm3/2以上。
本發(fā)明的鋼板,適當(dāng)調(diào)整化學(xué)成分組成也是特征之一。以下說明化學(xué)成分的范圍限定理由。
(C0.05~0.12%) C是用于鋼板的強(qiáng)度確保所需要的元素。為了得到高強(qiáng)度,以抗拉強(qiáng)度TS計為510MPa左右,需要使之含有0.05%以上。但是,若過剩使之含有而超過0.12%,則焊接性劣化,并且母材韌性降低。由此,C含量為0.05~0.12%。還有,C含量的優(yōu)選上限為0.10%。
(Si0.05~0.30%) Si是用于脫氧和強(qiáng)度確保所需要的元素,為此需要使之含有0.05%以上。然而,若使之過剩含有而超過0.30%,則焊接性劣化。還有,Si含量的優(yōu)選上限為0.15%。
(Mn1.00~1.80%) Mn在用于鋼板的強(qiáng)度上升上是有效元素,為了發(fā)揮這樣的效果,需要使之含有1.00%以上。然而,若使之過剩含有,則焊接性劣化,因此需要在1.80%以下。還有,Mn含量的優(yōu)選的下限為1.40%,優(yōu)選的上限為1.60%。
(P0.025%以下) P在晶粒偏析,是對延性和韌性有害的雜質(zhì),因此優(yōu)選盡可能少的方面,但考慮實(shí)用鋼的純凈度的程度,可以抑制在0.025%以下。還有,P是鋼中不可避免地被含有的雜質(zhì),使其量為0%工業(yè)生產(chǎn)上很困難。
(S0.01%以下) S與鋼板中的合金元素化合而形成各種夾雜物,是對鋼板的延性和韌性起有害作用的雜質(zhì),因此優(yōu)選盡可能少的方面,但考慮實(shí)用鋼的純凈度的程度,可以抑制在0.01%以下。還有,S是鋼中不可避免地被含有的雜質(zhì),使其量為0%工業(yè)生產(chǎn)上很困難。
(Al0.01~0.06%) Al在用于脫氧上是有效的元素,另外形成AlN,在晶粒的微細(xì)化上是有效的元素。為了發(fā)揮這樣的效果,Al含量需要為0.01%以上。然而,若Al含量過剩,則使母材韌性和焊接部的韌性劣化,因此需要在0.06%以下。還有,Al含量的優(yōu)選上限為0.04%。
(Ti0.005~0.03%) Ti使鋼中微細(xì)分散TiN,具有防止加熱中的奧氏體晶粒的粗大化,并且抑制奧氏體的再結(jié)晶的效果,因此發(fā)揮著使奧氏體微細(xì)化,使相變的組織微細(xì)化的效果。另外,TiN具有防止焊接時的熱影響部(HAZ)的奧氏體晶粒的粗大化,并且抑制奧氏體的再結(jié)晶的效果,因此在使奧氏體晶粒微細(xì)化,改善HAZ韌性上有效。為了發(fā)揮這樣的效果,需要使Ti含有0.005%以上(優(yōu)選為0.01%以上)。然而,若Ti的含量過剩,則焊接性受損,因此需要在0.03%以下(優(yōu)選為0.02%以下)。
(Nb0.005~0.05%) Nb與Ti一樣,具有抑制奧氏體的再結(jié)晶的效果,因此其發(fā)揮著使奧氏體晶粒微細(xì)化,使相變后的組織微細(xì)化的效果。為了發(fā)揮這樣的效果,需要使Nb含有0.005%以上(優(yōu)選為0.01%以上)的量。然而,若Nb過剩地含有,則焊接性受損,因此Nb含量為0.05%以下(優(yōu)選為0.025%以下)。
(B0.0005~0.003%) B與N形成氮化物,使焊接時的HAZ的奧氏體晶內(nèi)組織微細(xì)化,在改善HAZ韌性上有效,并且游離B是提高淬火性而使母材強(qiáng)度提高的元素。為了發(fā)揮這樣的效果,需要使B含有0.0005%以上(優(yōu)選為0.0010%以上)。然而,若B含量過剩,則焊接性受損,因此為0.003%以下(優(yōu)選為0.002%以下)。
(N0.0020~0.0090%) N與Al、Ti、Nb、B等元素結(jié)合,形成氮化物,是使母材組織微細(xì)化的元素。為了發(fā)揮這樣的效果,需要使N含有0.0020%以上(優(yōu)選為0.004%以上)。然而,固溶N成為使HAZ的韌性劣化的原因。通過總氮量的增加,雖然前述的氧化物增加,但固溶N也會過剩并有害,因此N含量為0.0090%以下(優(yōu)選為0.007%以下)。
本發(fā)明的鋼板的基本成分如前述,余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)(例如O等)組成。
本發(fā)明的鋼板,由在板厚方向的規(guī)定的位置,貝氏體占95面積%以上的組織構(gòu)成,通過以奧氏體狀態(tài)進(jìn)行加速冷卻,達(dá)到過冷狀態(tài),能夠成為貝氏體組織。本發(fā)明的厚鋼板,是在t/8~t/4部使該組織為貝氏體組織,并且實(shí)現(xiàn)大角晶界直徑的微細(xì)化,接下來對用于制造這種厚鋼板的方法進(jìn)行說明。
當(dāng)制造上述這樣的本發(fā)明的厚鋼板時,將滿足前述化學(xué)成分組成的要件的板坯加熱到1050~1150℃的溫度,在軋制途中以1℃/秒以上的平均冷卻速度進(jìn)行水冷直至鋼板表面溫度為(Ar3相變點(diǎn)-90℃)~(Ar3相變點(diǎn)-20℃)為止,此后使溫度返回至(Ar3相變點(diǎn)+10℃)~(Ar3相變點(diǎn)+80℃)的溫度范圍,并在溫度返回到該溫度范圍后,進(jìn)行累積壓下率為60%以上的軋制,其后以5℃/秒以上的平均冷卻速度從(Ar3相變點(diǎn)-120℃)以上的溫度加速冷卻至400~500℃的溫度范圍即可。
本發(fā)明的鋼板,通過使鋼板的t/8~t/4部的組織微細(xì)化,可使脆性龜裂傳播停止特性優(yōu)異。為了得到這樣的鋼板,在上述制造方法中,是將該板厚位置(t/8~t/4部)控制在適當(dāng)?shù)臏囟葏^(qū)域而進(jìn)行軋制,使奧氏體低溫側(cè)再結(jié)晶溫度區(qū)域(以下僅稱為“再結(jié)晶溫度區(qū)域”)下的軋制帶來的奧氏體晶粒的微細(xì)化,和奧氏體未再結(jié)晶溫度區(qū)域(以下僅稱為“未再結(jié)晶溫度區(qū)域”)下的軋制帶來的變形應(yīng)變的導(dǎo)入造成的相變時的核生成點(diǎn)增加,由此使該板厚位置的組織微細(xì)化。以下,按順序?qū)τ诟饕M(jìn)行說明。
首先,是使板坯的加熱溫度為1050~1150℃。之所以使該加熱溫度為1000℃以上,是由于這是材質(zhì)的均質(zhì)化和利用Nb固溶來確保強(qiáng)度的需要。然而,若加熱溫度超過1150℃,則加熱中的奧氏體晶粒粗大化,從而得不到微細(xì)組織,因此需要在1150℃以下。
在加熱到上述溫度范圍后,在軋制途中以1℃/秒以上的平均冷卻速度進(jìn)行水冷直至鋼板表面溫度為(Ar3相變點(diǎn)-90℃)~(Ar3相變點(diǎn)-20℃)。在本發(fā)明的鋼板的成分系中對于再結(jié)晶溫度進(jìn)行研究時可知,鋼板的t/8~t/4部的溫度(Ar3相變點(diǎn)+110℃)~(Ar3相變點(diǎn)+180℃)定義為再結(jié)晶溫度區(qū)域,低于(Ar3相變點(diǎn)+110℃)定義為未再結(jié)晶溫度區(qū)域,在上述t/8~t/4(t板厚)的位置下的溫度冷卻至再結(jié)晶溫度區(qū)域后開始終軋即可。
因此,在粗軋結(jié)束后,進(jìn)行平均冷卻速度為1℃/秒以上的水冷直至鋼板表面溫度達(dá)到(Ar3相變點(diǎn)-90℃)~(Ar3相變點(diǎn)-20℃)。之所以使該工序中的冷卻為“水冷”,是由于以空冷冷卻該板厚位置的溫度達(dá)到再結(jié)晶溫度區(qū)域需要花費(fèi)很長時間,冷卻中奧氏體晶粒發(fā)生晶粒成長,將難以達(dá)成組織的微細(xì)化。另外空冷時,因?yàn)闀兄律a(chǎn)性的降低,所以從生產(chǎn)性的觀點(diǎn)出發(fā)也采用水冷。之所以使這時的冷卻停止溫度以鋼板表面溫度計為(Ar3相變點(diǎn)-90℃)~(Ar3相變點(diǎn)-20℃),是為了使t/8~t/4部的溫度處于再結(jié)晶溫度區(qū)域。
接著,使溫度返回(Ar3相變點(diǎn)+10℃)~(Ar3相變點(diǎn)+80℃)的溫度范圍,并在溫度返回到該溫度范圍后開始終軋。若在溫度返回結(jié)束前實(shí)施軋制,則會成為t/8~t/4部和t/2部(板厚中央部)的溫差大的狀態(tài)下的軋制,軋制應(yīng)變會優(yōu)異被導(dǎo)入強(qiáng)度相對低的t/2部,而軋制應(yīng)變將難以導(dǎo)入t/8~t/4部,t/8~t/4部的組織的微細(xì)化變得困難。以鋼板表面溫度計冷卻至(Ar3相變點(diǎn)-90℃)~(Ar3相變點(diǎn)-20℃)后,之所以溫度返回結(jié)束,是為了達(dá)到(Ar3相變點(diǎn)+10℃)~(Ar3相變點(diǎn)+80℃),以此為溫度返回的結(jié)束溫度。另外在無法充分地進(jìn)行溫度返回的狀態(tài)下,如上述,因?yàn)榘搴穹较虻臏夭畲螅越K軋中板厚方向的變形阻抗的差引起的“翹曲”容易發(fā)生,因此從降低翹曲發(fā)生的觀點(diǎn)出,也優(yōu)選在溫度返回結(jié)束后開始終軋。
鋼板的t/8~t/4部的溫度為(Ar3相變點(diǎn)+110℃)~(Ar3相變點(diǎn)+180℃)定義為奧氏體低溫側(cè)再結(jié)晶溫度區(qū)域(再結(jié)晶溫度區(qū)域),低于(Ar3相變點(diǎn)+110℃)定義為奧氏體未再結(jié)晶溫度區(qū)域(未再結(jié)晶溫度區(qū)域),設(shè)各個溫度區(qū)域下的累積壓下率為Rr、Rd時,對于滿足下式(1)的關(guān)系的R(有助晶粒細(xì)微化的壓下系數(shù)),和前述的d-1/2(d晶粒的當(dāng)量圓直徑)的關(guān)系進(jìn)行研究時,能夠得到圖2所示的結(jié)果。還有,下式(1)是基于有助于細(xì)?;谋壤⑼ㄟ^實(shí)施求得的各個溫度區(qū)域下的累積壓下率,上述R為晶粒微細(xì)化的指標(biāo)。
R=(0.44×Rr)+(0.56×Rd) …(1) 還有,各個溫度區(qū)域下的累積壓下率根據(jù)下式(2)求得。
累積壓下率=(t0-t1)/t0×100 …(2) 〔式(2)中,t0表示該溫度區(qū)域下的鋼片的軋制開始厚度厚(mm),t1表示該溫度區(qū)域下的鋼片的軋制結(jié)束厚度(mm)。〕 由圖2的結(jié)果可知,基本上R≥35時,能夠滿足d-1/2≥0.35,根據(jù)與前述圖1的關(guān)系,能夠滿足Kca≥7000N/mm3/2。另外可知R≥35,Rr≤10(%)時,奧氏體低溫側(cè)再結(jié)晶溫度區(qū)域的壓下量不足,不能使相變前的奧氏體晶粒微細(xì),不能滿足d-1/2≥0.35,脆性龜裂傳播特性劣化(后述實(shí)施例的實(shí)驗(yàn)No.11)。如此,通過使上述(1)式所規(guī)定的R在35以上,能夠滿足Kca≥7000N/mm3/2,但為了滿足這一條件,需要使終軋的累積壓下率為60%以上。還有,在本發(fā)明的制造方法中,在板坯加熱后,為了使鑄造組織成為均勻的組織,要在奧氏體高溫區(qū)域?qū)嵤┐周?,但為了確保上述終軋時的累積壓下率為60%以上,優(yōu)選粗軋完畢的板厚確保在最終厚度的2.5倍以上。
終軋結(jié)束后,需要以5℃/秒以上的平均冷卻速度從(Ar3相變點(diǎn)-120℃)以上的溫度加速冷卻至400~500℃的溫度范圍。該工序是用于使鋼板的t/8~t/4部的組織成為貝氏體單相,確保板厚50mm以上的厚鋼板的高強(qiáng)度化。從這一觀點(diǎn)出發(fā),因?yàn)樾枰鋮s至組織成為貝氏體主體的溫度,所以加速冷卻的停止溫度需要在500℃以下。但是,若加速冷卻的停止溫度低于400℃,則島狀馬氏體相生成,招致母材韌性的劣化,因此以400℃為下限。
根據(jù)前述這樣的制造方法,能夠制造滿足本發(fā)明的化學(xué)成分組成的要件和組織要件,且抗拉強(qiáng)度TS在510MPa以上的厚鋼板。本發(fā)明鋼板的板厚優(yōu)選為50~80mm。
以下,列舉實(shí)施例更具體地說明本發(fā)明,但本發(fā)明當(dāng)然不受下述實(shí)施例限制,在能夠適合上下述的宗旨的范圍當(dāng)然也可以加以變更實(shí)施,這些均包含在本發(fā)明的技術(shù)的范圍內(nèi)。
實(shí)施例
以轉(zhuǎn)爐熔煉下述表1所示的化學(xué)成分組成的鋼,根據(jù)各種冷卻、軋制條件制造鋼板。這時的制造條件顯示在下述表2中。鋼片的t/8~t/4部的溫度,由采用差分法的過程控制計算機(jī)計算。具體的溫度管理的程度如下述。還有,本發(fā)明的Ar3相變點(diǎn)采用由下式(3)計算的值。
Ar3相變點(diǎn)=910-310[C]-80[Mn]-20[Cu]-15[Cr]- 55[Ni]-80[Mo]+0.35(t-8) …(3) 其中,t是板厚,[C]、[Mn]、[Cu]、[Cr]、[Ni]和[Mo]分別表示C、Mn、Cu、Cr、Ni和Mo的含量(質(zhì)量%)[本發(fā)明的厚鋼板,在上式(3)中,對于Cu、Cr、Ni和Mo,作為不含有的物質(zhì)計算]。
(軋制中的溫度測定方法) 1.使用過程控制計算機(jī),基于加熱開始至加熱結(jié)束的氣氛溫度和在爐時間算出鋼片的規(guī)定的位置(t/8~t/4部)的加熱溫度。
2.采用算出的加熱溫度,基于軋制中的軋制表道間的冷卻方法(水冷或空冷)的數(shù)據(jù),采用差分法等適于計算的方法,邊計算板厚方向的任意的位置的軋制溫度,邊實(shí)施軋制。
3.鋼板的表面溫度使用軋制線上所設(shè)置的放射型溫度計進(jìn)行實(shí)測。但是要預(yù)先以過程控制計算機(jī)計算理論值。
4.將粗軋開始時、粗軋結(jié)束時、終軋開始時分別進(jìn)行了實(shí)施的鋼板的表面溫度與由過程控制計算機(jī)算出的計算溫度進(jìn)行對照。
5.計算溫度和實(shí)測溫度的差為±30℃以上時,使計算表面溫度與實(shí)測溫度一致而進(jìn)行再計算作為過程控制計算機(jī)上的計算溫度,低于±30℃時,直接使用由過程控制計算機(jī)算出的計算溫度。
6.使用上述算出的計算溫度,管理作為控制對象的區(qū)域的軋制溫度。
表1
余量鐵和P、S以外的不可避免的雜質(zhì)
對于得到的各鋼板,根據(jù)下述的方法測定鐵素體和貝氏體分率(面積率)、t/8~t/4部的大角晶界直徑(和d-1/2)、機(jī)械的特性(屈服點(diǎn)YP、抗拉強(qiáng)度TS、沖擊特性(母材的沖擊特性)、脆性龜裂傳播停止特性(母材的止裂特性)、和HAZ韌性)。這些結(jié)果一并顯示在下述表3中。
(鐵素體、貝氏體分率) 從鋼板的t/8~t/4部切下試樣,使平行于鋼板的軋制方向且相對于鋼板的表面垂直的面露出,使用#150~#1000的濕式砂紙對其進(jìn)行研磨,之后作為研磨劑使用金剛石研磨漿進(jìn)行鏡面加工。用2%硝酸-乙醇溶液(nital溶液)對該鏡面研磨片進(jìn)行刻蝕后,以觀察倍率400倍觀察150μm×200μm的視野,通過圖像分析測定鐵素體分率。在此鐵素體以外的板條狀組織全部視為貝氏體。然后,求得合計5個視野的鐵素體、貝氏體分率,采用其平均值。
(大角晶界直徑的當(dāng)量圓直徑) (a)準(zhǔn)備沿平行于鋼板的軋制方向切斷的、包括板厚的正背面的試料。
(b)使用#150~#1000的濕式砂紙或與之具有同等的功能的研磨方法研磨斷面,使用金剛石研磨漿實(shí)施鏡面加工。
(c)在鋼板的t/8~t/4部,在平行于鋼板的軋制方向的斷面,通過FE-SEM-EBSP(使用了場放射型掃描式電子顯微鏡的電子背散射衍射法)測定大角晶界直徑。具體來說,就是將Tex SEM Laboratries公司的EBSP裝置(商品名“OIM”)與FE-SEM組合使用,將傾角(結(jié)晶方位差)為15°以上的邊界作為結(jié)晶晶界,測定大角晶界直徑。即,特定以傾角(結(jié)晶方位差)為15°以上的邊界作為結(jié)晶晶界的晶粒,根據(jù)圖像求得該晶粒的面積,將與之面積相同的圓的直徑作為大角晶界直徑。這時的測定條件為,測量區(qū)域200×200(μm),測量梯級0.5μm間隔,表示測量方位的可靠性的可靠性指標(biāo)(Confidence Index)比0.1小的測定點(diǎn)從分析對象中除外。算出如此求得的大角晶界直徑的平均值,作為本發(fā)明的“大角晶界直徑(平均當(dāng)量圓直徑d)”。
(d)作為字符數(shù)據(jù)的分析法,關(guān)于大角晶界直徑(平均當(dāng)量圓直徑d)在2.5μm以下的判斷為測定噪音,從平均值計算的對象中除外。
(母材的抗拉特性) 從各鋼板的深t/4的部位(與軋制方向垂直的方向C方向)提取NKU14A試驗(yàn)片,遵循JIS Z2241進(jìn)行拉伸試驗(yàn),由此測定屈服點(diǎn)YP和抗拉強(qiáng)度TS。屈服點(diǎn)Y P390MPa以上、抗拉強(qiáng)度TS510MPa以上為合格。
(母材韌性) 進(jìn)行V切口擺錘沖擊試驗(yàn)(依據(jù)JIS Z 2242的試驗(yàn)方法)進(jìn)行沖擊試驗(yàn),根據(jù)過渡曲線求得脆性斷面過渡溫度vTrs。試驗(yàn)片是從t/4部(平行于軋制方向的方向L方向)提取的NK(日本海事協(xié)會)船級規(guī)定的U4號試驗(yàn)片。這時,關(guān)于各溫度(最低4個溫度以上)的測定,以n=3實(shí)施試驗(yàn),通過3點(diǎn)中脆性斷面率最高的點(diǎn),如此描繪脆性斷面過渡曲線,計算脆性斷面率為50%的溫度作為脆性斷面過渡溫度vTrs(使vTrs為最高溫度側(cè)拉線)。vTrs為-80℃以下為合格(母材韌性良好)。
(脆性龜裂停止特性) 脆性龜裂停止特性(止裂特性)依據(jù)社團(tuán)法人日本焊接協(xié)會(WES)發(fā)行的鋼種認(rèn)定試驗(yàn)方法(2003年3月31日制定)所規(guī)定的“脆性斷裂傳播停止試驗(yàn)”來進(jìn)行。試驗(yàn)采用脆性斷裂傳播停止試驗(yàn)方向的圖7.2所示的形狀的試驗(yàn)片,在從-190℃~+60℃的范圍選擇的任意的溫度范圍對該試驗(yàn)片賦予溫度梯度,分成4個試驗(yàn)體進(jìn)行。Kca值按下式(4)算出。下式(4)中,c表示從傳播部入口到脆性龜裂前端的長度,σ表示從傳播部入口至脆性龜裂前端的長度,W表示傳播部寬度。
以T為脆性龜裂前端的溫度(單位為K),X軸為1/T,Y軸為算出的Kca值,制成表示1/T和Kca值的相關(guān)關(guān)系的曲線圖,將4點(diǎn)的近似曲線和273K的交點(diǎn)作為-10℃下的Kca值。-10℃下的Kca值顯示在下述表3中。本發(fā)明中,-10℃下的Kca為7000N/mm3/2以上的情況為合格(脆性龜裂傳播停止特性優(yōu)異)。
(HAZ韌性的評價) 模擬再現(xiàn)HAZ熱循環(huán)試驗(yàn)(至1400℃的升溫度速度50℃/秒,最高加熱溫度1400℃下的保持時間30秒,冷卻時的至800~500℃的冷卻時間Tc300秒)的線能量40~45/mm的大線能輸入焊接時的熔合部的熱過程,對于HAZ部以-20℃進(jìn)行擺錘沖擊試驗(yàn),測定吸收能(vE-20)。這時對于3個測定片測定吸收能(vE-20),求得其平均值。然后,vE-20的平均值為100J以上的評價為HAZ韌性優(yōu)異。
由表3的結(jié)果能夠進(jìn)行如下考察。首先實(shí)驗(yàn)No.1~7滿足本發(fā)明規(guī)定的全部的要件,脆性龜裂傳播停止特性良好。相對于此,欠缺本發(fā)明的某一要件的(實(shí)驗(yàn)No.8~32)某種特性劣化。詳細(xì)地說如下。
實(shí)驗(yàn)No.8其加熱溫度比本發(fā)明規(guī)定的范圍低,因此,雖然大角晶界直徑微細(xì)化而顯示出良好的止裂特性,但由于Nb的固溶不足,導(dǎo)致強(qiáng)度不足。
實(shí)驗(yàn)No.9其加熱溫度比本發(fā)明規(guī)定的范圍高,因此加熱時的奧氏體粗大化,不能進(jìn)行充分的組織微細(xì)化,無法獲得良好的止裂特性。實(shí)驗(yàn)No.10、16~25終軋時的累積壓下率不足,不能確保大角晶界直徑的微細(xì)化,得不到良好的止裂特性。
實(shí)驗(yàn)No.11、12粗軋后的水冷后的溫度脫離本發(fā)明規(guī)定范圍,奧氏體低溫側(cè)再結(jié)晶溫度或奧氏體未再結(jié)晶溫度區(qū)域的累積壓下率變低,不能確保大角晶界直徑的微細(xì)化,得不到良好的止裂特性。
實(shí)驗(yàn)No.13冷卻開始溫度脫離本發(fā)明規(guī)定的范圍,貝氏體分率降低,無法取得高強(qiáng)度。實(shí)驗(yàn)No.14冷卻停止溫度脫離本發(fā)明規(guī)定的范圍(參照前述圖1),島狀馬氏體生成,韌性劣化,無法獲得良好的止裂特性。
實(shí)驗(yàn)No.15因?yàn)樵谲堉仆戤吅?,未?shí)放加速冷卻而進(jìn)行空冷,所以無法成為貝氏體組織,而是成為以鐵素體為主體的組織,因此不僅強(qiáng)度不足,而且組織粗大化而得不到良好的止裂特性。
實(shí)驗(yàn)No.26~32其化學(xué)成分組成沒有滿足本發(fā)明規(guī)定某一要件,無法獲得良好的止裂特性,或招致強(qiáng)度不足和HAZ韌性的劣化。
基于表3的結(jié)果,表示d-1/2和Kca的關(guān)系的為所述圖1。另外,顯示關(guān)于滿足所述(1)式的關(guān)系的R(有助于細(xì)?;膲合孪禂?shù))和d-1/2(d晶粒的當(dāng)量圓直徑)的關(guān)系的為所述圖2。
權(quán)利要求
1.一種厚鋼板,其特征在于,以質(zhì)量%計含有C0.05~0.12%、Si0.05~0.30%、Mn1.00~1.80%、Al0.01~0.06%、Ti0.005~0.03%、Nb0.005~0.05%、B0.0005~0.003%和N0.0020~0.0090%,余量是鐵和不可避免的雜質(zhì),P抑制在0.025質(zhì)量%以下,S抑制在0.01質(zhì)量%以下,
在將板厚定為t時,在距表面深度為t/8~t/4的位置中,由貝氏體占95面積%以上的組織構(gòu)成,
并且,在將由相鄰的兩個結(jié)晶的方位差為15°以上的大角晶界圍住的區(qū)域作為晶粒時,該晶粒的平均當(dāng)量圓直徑為8μm以下。
2.一種制造權(quán)利要求1所述的鋼板的方法,其特征在于,包括如下的工序?qū)迮骷訜岬?050~1150℃的溫度,在軋制途中以1℃/秒以上的平均冷卻速度進(jìn)行水冷直至鋼板表面溫度為(Ar3相變點(diǎn)-90℃)~(Ar3相變點(diǎn)-20℃)為止,此后使溫度返回至(Ar3相變點(diǎn)+10℃)~(Ar3相變點(diǎn)+80℃)的溫度范圍,并在溫度返回到該溫度范圍后,進(jìn)行累積壓下率為60%以上的軋制,其后以5℃/秒以上的平均冷卻速度從(Ar3相變點(diǎn)-120℃)以上的溫度加速冷卻至400~500℃的溫度范圍。
全文摘要
本發(fā)明的鋼板,含有C等化學(xué)成分,余量是鐵和不可避免的雜質(zhì),在板厚方向規(guī)定位置由貝氏體占95面積%以上的組織構(gòu)成,在距表面深t/8~t/4(t表示板厚,下同)的位置,以相鄰的兩個結(jié)晶的方位差為15°以上的大角晶界所包圍的區(qū)域作為晶粒時,該晶粒的平均當(dāng)量圓直徑為8μm以下。通過實(shí)現(xiàn)晶粒直徑的微細(xì)化,能夠得到脆性龜裂傳播停止特性優(yōu)異的厚鋼板。
文檔編號C22C38/14GK101608283SQ200910147530
公開日2009年12月23日 申請日期2009年6月18日 優(yōu)先權(quán)日2008年6月19日
發(fā)明者山口徹雄, 田村榮一 申請人:株式會社神戶制鋼所