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
技術領域：
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)異的厚壁高強度鋼板。
背景技術：
作為近年來對焊接結(jié)構體的要求，可以列舉結(jié)構體的大型化、應對破壞的高安全性、建造中焊接的高效率化、原料鋼材的經(jīng)濟性等。受到這樣的趨勢的影響，對用于焊接結(jié)構體的鋼板的下述要求日益增高(1)板厚較厚時的高強度、O)良好的大線能量焊接HAZ 韌性、( 低制造成本等。具體而言，對于用于高層建筑的鋼板，要求同時滿足下述條件(1)確保板厚50 IOOmm的厚壁鋼板(以下也稱為厚壁材料)的屈服強度為400 650MPa、且拉伸強度為 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)減少高價合金元素(Ni量彡等)。就利用TMCP (Thermo Mechanical Control Process (熱機軋制工藝))制造的厚壁鋼板而言，一直以來通過添加硼(B)來謀求其高強度化。作為添加B的效果，可以列舉 在軋制后的加速冷卻過程中，在奧氏體(Y)晶界發(fā)生了偏析的固溶B能提高相變時的淬火性，專利文獻1中，通過在B中復合添加Nb來謀求高強度化。如專利文獻1的實施例所示， 在這種情況下，其特征在于軋制結(jié)束溫度高達930 1000°C，以從再結(jié)晶Y開始進行加速冷卻作為必要條件，能夠發(fā)揮出Nb和B的復合效果，得到高的淬火性，由此能夠提高強度。 專利文獻1中還示出在軋制結(jié)束溫度低于930°C的非再結(jié)晶域進行低溫軋制時，雖然韌性滿足要求，但強度特性不滿足要求，很難實現(xiàn)由Nb-B復合效果達成的高強度化。另外，專利文獻1中公開了在大線能量焊接HAZ中利用B的技術，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)鐵素體促進效果(淬火性降低效果)的有效性。也就是說，在這樣的情況下，B 起到與淬火性相關的兩個相反的作用。根據(jù)上述內(nèi)容，可以將專利文獻1中利用B的技術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，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2、3中公開了下述技術 使在HAZ的冷卻過程析出到γ中的VN復合析出為束縛(>止力)粒子(氧化物、硫化物)，該VN復合粒子作為鐵素體相變核發(fā)揮作用，以使HAZ組織微細化。另外，如非專利文獻1所示，添加V具有提高母材強度的效果，這是廣為公知的。如上所述，已知通過添加B或V，可達到提高母材強度的效果和提高大線能量焊接
5HAZ韌性的效果。現(xiàn)有技術文獻專利文獻專利文獻1 日本專利第3599556號公報專利文獻2 日本特開2005-298900號公報專利文獻3 日本特開2007-262508號公報非專利文獻非專利文獻1 :CAMP-ISIJ、6 (1993)、684

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明要解決的問題通常，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)生其修整工序的問題。因此，關于Ni的添加，上述要求(3)和上述要求(2)之間的利害關系是對立的。另外，從上述(1)的角度出發(fā)而增加合金添加量時，會導致碳當量(Ceq) 提高，在大線能量焊接時HAZ發(fā)生硬化、脆化，因此，上述要求(1)和上述要求( 之間的利害關系是對立的。因此，強烈要求開發(fā)出一種能夠同時滿足上述利害關系彼此對立的上述三個要求 (1) ⑶的鋼板。本發(fā)明是鑒于上述問題而完成的，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)異的厚壁高強度鋼板(1)板厚為50 100mm、屈服強度為400 650MPa、且拉伸強度為490 720MPa的厚壁高強度；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)可通過高價合金元素的減少 (Ni ^ 等)等而實現(xiàn)低制造成本。解決問題的方法用以解決上述問題的本發(fā)明的要點如下。[1]大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板的制造方法，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以上開始冷卻至500°C以下，其中，所述連續(xù)鑄造板坯以質(zhì)量％計含有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，將式⑵及式(3)的0Ti設為0%，N-0. 29(Ti-20Ti)小于 0%時，將式(2)的 N-0. 29(Ti_20Ti)設為 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)異的厚壁高強度鋼板的制造方法，其中，在所述加速冷卻后，于350 700°C進行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)異的厚壁高強度鋼板的制造方法，其中，所述連續(xù)鑄造板坯以質(zhì)量％計含有下述中的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，也含有Mg。[4] 一種大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板，其以質(zhì)量％計含有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)，并且在該厚壁高強度鋼板中，下述式(1)的碳當量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，該厚壁高強度鋼板的板厚為50 100mm，屈服強度為400 650MPa，拉伸強度為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，將式⑵及式(3)的0Ti設為0%，N-0. 29(Ti-20Ti)小于 0%時，將式(2)的 N-0. 29(Ti_20Ti)設為 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)異的厚壁高強度鋼板，其以質(zhì)量％計含有下述中的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，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)異的厚壁高強度鋼板能夠滿足下述要求(1)板厚為50 100mm、 屈服強度為400 650MPa、且拉伸強度為490 720MPa的厚壁高強度；(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) 可通過高價合金元素的減少(Ni ^ 等)等而實現(xiàn)低制造成本。通過將這樣的本發(fā)明的厚壁高強度鋼板用于以高層建筑為代表的各種焊接結(jié)構體，能夠同時滿足焊接結(jié)構體的大型化、應對破壞的高安全性、建造中焊接的高效率化、原料鋼材的經(jīng)濟性等，因此其工業(yè)上的效果是不可估量的。
具體實施例方式以下，針對本發(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)異的厚壁高強度鋼板的實施方式進行說明。需要說明的是，該實施方式進行詳細的說明以便能夠更好地理解本發(fā)明的要領， 因此如無特別指定，并不對本發(fā)明構成限定。就用于高層建筑等焊接結(jié)構體的鋼板而言，下述要求日益增高(1)板厚較厚時的高強度、O)良好的大線能量焊接HAZ韌性、(3)低制造成本等。針對這樣的要求，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以上開始冷卻至500°C以下，其中，所述連續(xù)鑄造板坯以質(zhì)量％計，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，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，將式(2)及式(3)的Oli設為0%，N-0. 29 (Ti-20Ti)小于 0%時，將式(2)的 N-0. 29 (Ti_20Ti)設為 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)混入的元素也計算在內(nèi)。
本發(fā)明的要點在于下述技術為了使以TMCP型制造的厚壁鋼板同時滿足強度、大線能量焊接HAZ韌性及低制造成本等要求，其特征在于復合添加B和V，通過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，為下述技術構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，為下述技術構思在母材中以固溶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。以下進行詳細說明。首先，針對本發(fā)明最大的技術問題，即滿足上述(2)的大線能量焊接HAZ韌性的技術進行說明。與此同時，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。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)明中將碳當量Ceq控制在0.45%以下。這是因為 如果碳當量Ceq超過0. 45%，則會導致HAZ過度硬化，且MA增加，HAZ增大，發(fā)生脆化。另外，通過將有效硼量(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，添加C、Mn等除V以外的元素來強化母材時，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來強化母材時，貝氏體主體HAZ的硬化受到抑制。基于該新的發(fā)現(xiàn)，如果降低C、 Mn的用量來進行低Ceq化，以抵消由V引起的母材強度的上升量，則在HAZ，僅低Ceq化的部分硬度降低，HAZ韌性提高。現(xiàn)有技術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。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對母材材質(zhì)的貢獻小，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組織微細化技術。通過第一技術來確保_20°C的夏比吸收能量，而通過與第二技術組合，使HAZ組織微細化至極限時，則能夠確保-40°C的夏比吸收能量。第一技術是將Y中的B析出物和V析出物作為相變核同時加以利用的技術。通過合理地提高N量以使上述式( 表示的有效硼量(Bef)達至IJO%以下，使得BN、VN或V(C，N)在大線能量焊接的冷卻過程中在Y晶界、Y粒內(nèi)析出， 這些單獨或復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 組織微細化。另外，使HAZ組織微細化的第二技術是通過適當添加Ca、Mg，使微細的氧化物、硫化物大量分散，利用束縛效果來抑制Y粒成長，從而使貝氏體束(packet)微細化的技術。 在部分微細的氧化物、硫化物中，B析出物、V析出物復合析出，為束縛粒子賦予相變核功能，由此，還具有使自Y晶界開始相變的貝氏體進一步微細化的效果。由于作為結(jié)果，以上的HAZ組織微細化技術可降低HAZ的淬火性，因此從降低硬度和MA的觀點來看也是有貢獻的。通過以上說明的硬度降低、MA降低、HAZ組織微細化的策略，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， 滿足其余的技術問題即上述(1)的技術進行說明。就最大板厚為IOOmm的鋼板而言，已發(fā)現(xiàn)為了確保指定的強度，需要確保作為淬火性的最低限的Ceq，作為TMCP條件，需要將板坯加熱至高溫，在高溫下結(jié)束軋制，并從高溫開始進行水冷。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以上的屈服強度和490MPa以上的拉伸強度。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。進行1100°C以下的低溫加熱時，凝固偏析的合金元素有可能無法充分地固溶，而是以析出物的形式殘留下來，軋制后進行加速冷卻時，無法充分地發(fā)揮出合金元素的淬火性，難以穩(wěn)定地確保強度。另一方面，進行高于 1300°C的高溫加熱時，γ粒明顯粗大化，即使進行軋制，也無法使Y粒充分地細粒化，難以穩(wěn)定地確保韌性。對于經(jīng)過加熱的板坯，須在鋼表面溫度為850°C以上的情況下進行累積壓下量為 50%以上的軋制。若進行低于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?；怀浞?，難以穩(wěn)定地確保韌性。軋制結(jié)束后，須進行加速冷卻，將鋼表面溫度從800°C以上開始冷卻至500°C以下。如果從低于800°C開始進行加速冷卻，則從軋制結(jié)束后至加速冷卻開始的期間內(nèi)，存在 Y再結(jié)晶粒成長、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，加速冷卻在相變過程中結(jié)束而發(fā)生例如空氣冷卻，因而會導致貝氏體組織減少，強度不足。在加速冷卻過程中，為了兼顧強度和韌性，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)定且充分地確保強度，針對下述兩種方法進行說明。第一方法是在TMCP中，通過使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致的淬火性的不穩(wěn)定性。這與以往利用B的技術是完全相反的，是為了確保母材強度而不利用B淬火性的技術思想。由此能夠抑制大量生產(chǎn)時的強度不均。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碳化物的析出強化來提高母材強度的方法。在本發(fā)明的TMCP 條件下，添加V是極為有效的強化手段。這是因為，在徹底地進行高溫加熱和高溫軋制而獲得了充分淬火性的基礎上，相變的貝氏體組織作為在加速冷卻、回火處理過程中微細高密度地析出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的另一個意義在于大線能量焊接HAZ。加速冷卻后，通過在350 700°C下進行5 60分鐘的回火熱處理，雖然制造成本提高，但能夠?qū)姸取⑸扉L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間低于350°C或低于5分，則無法發(fā)揮出回火效果。另外，如果回火熱處理的溫度或時間超過700°C或超過60分鐘，則回火現(xiàn)象超出合理范圍，表現(xiàn)過度，強度降低且夏比沖擊特性明顯劣化，無法得到適當?shù)臋C械性質(zhì)?！椿瘜W成分組成〉以下，對于對本發(fā)明鋼板(以及制造鋼板中使用的連續(xù)鑄造板坯)的化學成分的限定理由進行說明?！癈 碳” 0. 05 0. 12%C是用于提高強度的重要元素。就徹底進行了低溫加熱、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實現(xiàn)高強度化。因此，C是非常重要的強化元素。另外，C還具有促進大線能量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，但在充分含有強力脫氧元素Al的情況下，不需要Si。其還具有強化母材的作用，但與其它元素相比，其效果相對較弱。在須使碳當量Ceq較高的本發(fā)明的大線能量焊接HAZ中，由于Si的助長MA生成的危險性高，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)濟地確保強度，Mn的含量必須為以上。但含有的Mn超過2%時，不僅板坯的中心偏析的有害性顯著，而且會助長大線能量焊接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0. 005%，則部分硫化物粗大化， 會作為破壞起點而帶來有害性，導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，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，通過適當添加Ca、Mg使微細的硫化物大量分散時，能夠強化束縛效果，實現(xiàn)、細?；Ｈ绻鸖的量低于0. 0005%，則硫化物個數(shù)不足，有時無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HAZ 的組織微細化、硬度降低、MA降低來提高韌性。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0. 003%,則會產(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。正如上面所詳細論述的那樣，V在本發(fā)明的TMCP條件下有效地強化母材。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，析出至Y中的VN、V(C，N)作為相變核發(fā)揮作用，使HAZ組織微細化，提高韌性。為了發(fā)揮該效果，需要0. 03%以上的V。為了進一步提高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V的量超過0. 15%時，HAZ的組織微細化效果達到飽和，同時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。“Al 鋁” 0. 001 0.Al具有脫氧的作用，對于降低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0. 1%，則氧化鋁類粗大氧化物成簇化的傾向增強，會導致制鋼噴嘴發(fā)生堵塞、或作為破壞起點的有害性變得明顯，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，在對板坯進行再加熱時，大線能量焊接HAZ有助于束縛效果，具有有助于Y細?；男Ч?，使母材、HAZ組織微細化，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帶來的束縛效果無法充分地發(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處于適當范圍， 當有效硼量超過0%時，γ中固溶B的量仍增加，會表現(xiàn)出B淬火性，會造成母材強度的不均、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，針對有效硼量(Bef)的考慮方法進行說明。需要說明的是，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％)。作為化學成分添加的Ti有時會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，如果N相對于Ti是過量的，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。針對基于各元素的添加量、熱力學反應順序、產(chǎn)物的化學計量組成來計算有效硼量Bef的方法，以下進行說明。首先，假設Ca、Mg、REM(稀土元素)、Zr、Al按照脫氧能力高的順序與0結(jié)合。作為此時的脫氧產(chǎn)物，假定為CaO、MgO、REM2O3> ZrO2^Al2O3'計算脫氧的0量。在利用這些脫氧能力比Ti強的元素進行的脫氧未完全的情況下，通過這些強脫氧元素進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算之內(nèi)。另外，Oli小于 0%時，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Ti脫氧的殘存氧量， 與Ti結(jié)合形成Ti203。此時3個0與2個Ti結(jié)合。因此，以質(zhì)量％考慮Ti2O3時，0的原子量為16，3個0為48。另外，Ti的原子量為48，2個Ti為96。因此，將構成Ti2O3的Ti質(zhì)量計算成0(這里為0Ti)的2倍。這是脫氧所消耗的Ti量。因此，假設為Ti2O3，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%，則無法充分地發(fā)揮出TiN帶來的束縛效果，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， 因此可通過下述式( 計算有效硼量Bef。Bef (% ) = B-0. 77 {N-0. 29 (Ti-20Ti)} — (2)另外，Nr為0或負值，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，Nr小于0%時，將Nr = N-0J9(Ti-20Ti)視為0%進行式(1)的計算時，可算出有效硼量。接著，針對上述殘存氧量0Ti式中的Ca、Mg、REM、Zr、Al的系數(shù)進行說明，作為鋼液中脫氧反應(氧化反應)的產(chǎn)物(氧化物)，假定為CaO、MgO、REM203、ZrO2, Al2O3,以質(zhì)量％計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)
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— 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的導出式概念從以從高溫側(cè)向低溫側(cè)的反應順序表示。也就是說，在制鋼中的精煉一凝固工序中，按照以下順序進行反應。[1]液相(鋼液中)下的脫氧反應(1600°C左右)按照與0的化學親和力強的順序CaO — MgO — REM2O3 — ZrO2 — Al2O3發(fā)生反應， 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(1300°C左右 800°C左右)按照與N的化學親和力強的順序TiN — BN —AlN發(fā)生反應，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。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，有效硼量Bef通過下式計算。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此時的有效硼量Bef通過下式計算。
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，1個B與1個N結(jié)合。因此，以質(zhì)量％考慮BN時，B的原子量為10. 8、N的原子量為 14。因此，算出構成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，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，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0. 004%，則部分氧化物粗大化， 會作為破壞起點而帶來有害性，導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，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，通過適當添加Ca、Mg使微細的氧化物大量分散時，能夠強化束縛效果，實現(xiàn)Y細粒化。如果0低于0.001%，則氧化物個數(shù)不足，有時無法得到充分的束縛效果?！癈a 鈣”0. 0003 0. 004%“Mg 鎂”0. 0003 0. 004%對于Ca、Mg而言，通過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/mm2以上。如果Ca、Mg的量低于0.0003%，則可能導致作為大線能量焊接HAZ的束縛粒子的氧化物、硫化物的個數(shù)不足。但如果Ca、Mg各自的含量超過0. 004%,則可能導致氧化物、硫化物粗大化，束縛粒子的個數(shù)不足，同時，作為破壞起點的有害性也顯著，無法得到良好的HAZ韌性。需要說明的是，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的束縛效果帶來的細?；Ч?，必須添加Mg?！癗i 鎳” 0. 01 Ni對于抑制韌性的劣化、確保強度是有效的。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?！癈u 銅” 0. 01 “Cr 鉻” 0. 01 “Mo 鉬”0. 01 0. 5%Cu、Cr、Mo對于確保強度是有效的，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同樣的高價元素，而且由于其助長HAZ的MA生成的危險性也很高，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?！癗b 鈮”0. 003 0. 03%從淬火性和析出這兩方面來看，Nb對于確保強度是有效的。但對于軋制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帶來的大線能量焊接HAZ的束縛效果而產(chǎn)生的細?；Ч?，因此還要添加Mg。為了享有Nb的強度提高效果，優(yōu)選含有0.003%以上的Nb。更優(yōu)選含有0.008%以上。但過多添加時，Nb 對軋制、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，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)濟性的角度出發(fā)，REM和^ 的上限均為0.02%。需要說明的是，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)異的厚壁高強度鋼板能夠滿足下述要求(1)板厚為50 100mm、屈服強度為400 650MPa、且拉伸強度為490 720MPa的厚壁高強度；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)可通過高價合金元素的減少(Ni ^ 等)等而實現(xiàn)低制造成本。通過將這樣的本發(fā)明的厚壁高強度鋼板用于以高層建筑為代表的各種焊接結(jié)構體，能夠同時滿足焊接結(jié)構體的大型化、應對破壞的高安全性、建造中焊接的高效率化、原料鋼材的經(jīng)濟性等，因此其工業(yè)上的效果是不可估量的。實施例以下，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)異的厚壁高強度鋼板的實施例，對本發(fā)明進行更具體的說明，但本發(fā)明完全不受下述實施例的限定，可根據(jù)與前述、后述主旨相適的范圍內(nèi)做出適當變更后實施，其均包含在本發(fā)明的技術范圍內(nèi)。[樣品的制作]在制鋼工序中，控制鋼液的脫氧/脫硫和化學成分，通過連續(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的化學成分的板坯。接著， 通過在下述表5、表6及表13所示的制造條件下對所述板坯進行再加熱、厚板軋制，將板厚加工為50 100mm，進行加速冷卻，然后再根據(jù)需要進行離線的回火處理，制作了 No. 1 No. 36以及No. A J的厚壁鋼板樣品。另外，通過在下述表7所示的制造條件下對表1所示的No. 1化學成分的板坯進行再加熱、厚板軋制，將板厚加工為50 100mm，進行加速冷卻，接著，然后再進行離線的回火處理，制作了 No. IA No. IE的厚壁鋼板樣品。
1權利要求
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以上開始冷卻至500°C以下，其中，所述連續(xù)鑄造板坯以質(zhì)量％計含有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，將式(2)及式(3)的Oli設為0%, N-0. 29 (Ti-20Ti)小于 0%時，將式(2)的 N-0. 29 (Ti_20Ti)設為 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算之內(nèi)。
2.根據(jù)權利要求1所述的大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板的制造方法，其中，在所述加速冷卻后，于350 700°C進行5 60分鐘的回火熱處理。
3.根據(jù)權利要求1或2所述的大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板的制造方法，其中，所述連續(xù)鑄造板坯以質(zhì)量％計含有下述中的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，也含有Mg。
4.一種大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板，其以質(zhì)量％計含有 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)，并且在該厚壁高強度鋼板中，下述式(1)的碳當量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，該厚壁高強度鋼板的板厚為50 100mm，屈服強度為400 650MPa，拉伸強度為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，將式(2)及式(3)的Oli設為0%, N-0. 29 (Ti-20Ti)小于 0%時，將式(2)的 N-0. 29 (Ti_20Ti)設為 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算之內(nèi)。
5.根據(jù)權利要求4所述的大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板，其以質(zhì)量％計含有下述中的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，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)韌性的厚壁高強度鋼板的制造方法、以及利用該方法得到的厚壁高強度鋼板。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℃以上開始冷卻至500℃以下，其中，所述連續(xù)鑄造板坯具有復合添加了B和V的規(guī)定的成分組成，并且用各關系式規(guī)定了下述成分經(jīng)強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、碳當量Ceq。
文檔編號C22C38/58GK102459656SQ201080025820
公開日2012年5月16日 申請日期2010年6月7日 優(yōu)先權日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 申請人:新日本制鐵株式會社