高热能输入焊接用厚高强度钢板及其制造方法.pdf

一种厚高强度钢板，以质量％计含有C：0.03～0.08％、Si：0.05％以下、Mn：1.4～1.7％、Al：0.01～0.06％、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Cu：0.20～0.40％、Ni：0.20～0.60％、Nb：0.005～0.015％、Ti：0.005～0.03％、B：0.0005～0.0030以及N：0.0030～0.0090％，由以贝氏体相为主体的组织构成，在距表面深度为t/4的位置，在将由相邻的结晶的方位差为15°以上的大角晶界包围的区域作为晶粒时，其最大晶粒直径以当量圆直径计为20μm以下。

1、  一种钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.03～0.08％、Si：0.05％以下、Mn：1.4～1.7％、Al：0.01～0.06％、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Cu：0.20～0.40％、Ni：0.20～0.60％、Nb：0.005～0.015％、Ti：0.005～0.03％、B：0.0005～0.0030以及N：0.0030～0.0090％，
该钢板由以贝氏体相为主体的组织构成，
在距钢板表面的深度为t/4的位置，在将被相邻的结晶的方位差为15°以上的大角晶界包围的区域作为晶粒时，其最大晶粒直径以当量圆直径计为20μm以下，其中，t为板厚。

2、  如权利要求1所述的钢板，其特征在于，以质量％计还含有从Cr：0.03～0.20％、Mo：0.03～0.10％及V：0.005～0.040％中选出的至少一种。

3、  如权利要求1所述的钢板，其特征在于，以质量％计还含有Ca：0.001～0.004％。

4、  如权利要求1所述的钢板，其特征在于，—40℃时的摆锤吸收能vE_-40的最小值为150J以上。

5、  一种制造权利要求1所述的钢板的方法，在将钢板坯加热至950～1200℃的温度实施热轧制时，
在距钢板表面深度为t/4的位置的温度为830℃以上860℃以下的范围，进行压下率为5％以上的轧制，
在所述温度为810℃以上且低于830℃的范围，进行压下率为2％以下的轧制，
在所述温度为770℃以上且低于810℃的范围，进行压下率为5％以上的轧制。

高热能输入焊接用厚高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及母材的低温韧性优异，并且高热能输入焊接时焊接热影响部的韧性也优异的厚高强度钢板及其制造方法。
背景技术
在焊接板厚为60～80mm范围的厚钢板(厚物)时，从提高焊接施工效率的观点来说，一般使用高热能输入焊接。但是，在这种高热能输入焊接中，焊接热输入量为100～500KJ/cm，且母材(钢板)的热影响部(以下，省略记为“HAZ”)的韧性也容易劣化，确保这种韧性成为重要的条件。迄今为止，用于改善这种HAZ韧性的技术有各种提案。
另外，在上述的钢板中，HAZ的韧性自不用说，母材自身的高强度·高韧性也是重要条件。关于这种特性，在板厚不足60mm的薄钢板(薄物)中，从组织控制容易度方面考虑，能够稳定地确保高韧性无“偏差”。与之相对，在上述的厚物品中，难以导入轧制导致的应变，因此，实际情况是难以稳定地确保高韧性无“偏差”。
为提高母材的韧性、尤其是在低温的韧性，公知的是有效地进行组织的微细化。例如，在特许第3899014号中提案的技术为，使精加工轧制温度在Ar₃相变点以上、900℃以下进行热轧制后，钢板的组织恢复控制或固溶状态的B能够提高淬透性，因此，通过在轧制结束后20秒以内开始加速冷却，实现组织的微细化。
在上述的技术中，实现了板厚为20～80mm范围的钢板的高HAZ韧性。但是，在该技术中实际情况是，作为板厚为60mm以上的厚钢板的对象含有，对于这样的厚钢板，虽然对母材的韧性提高最有效，但是通过难以控制的轧制不能使组织细化，而通过加速冷却的控制实现母材的组织微细化，因此，不能稳定地确保所希望程度的高韧性，从而韧性水平也只能补偿在—20℃的韧性。
发明内容
本发明是着眼于上述的各种情况而开发的，其目的在于提供一种稳定地确保母材的优异均匀的低温韧性，并且，在高热能输入焊接时的焊接热影响部的韧性也优异的厚高强度钢板及用于制造该钢板的方法。
为能够实现上述目的，本发明提供一种钢板，其含有C：0.03～0.08％(质量％的意思，以下同样)、Si：0.05％以下、Mn：1.4～1.7％、Al：0.01～0.06％、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Cu：0.20～0.40％、Ni：0.20～0.60％、Nb：0.005～0.015％、Ti：0.005～0.03％、B：0.0005～0.0030以及N：0.0030～0.0090％，且由以贝氏体相为主体的组织构成，在距表面深度为t/4(t表示钢板厚，以下同样)的位置，在将由相邻结晶的方位差为15°以上的大角晶界包围的区域作为晶粒时，其最大晶粒直径是当量圆直径为20μm以下。
另外，在本发明中，“所谓以贝氏体相为主体”，意思是贝氏体相在组织中占90面积％以上的状态。另外，所谓“圆相当直径”意思是换算成同一面积的圆时的直径(当量圆直径)。
在本发明的钢板中，根据需要含有(1)选自Cr：0.03～0.20％、Mo：0.03～0.10％及V：0.005～0.040％构成的组中的至少一种，(2)含有Ca：0.001～0.004％等也是有效的，根据含有的成分进一步改善钢板的特性。
在上述的本发明的钢板中，能够稳定地确保在—40℃的摆锤吸收能量vE_-40的最小值为150J以上那样高的母材低温韧性。另外，这里所说的最小值意思是通常用3根一组进行摆锤试验时的3根中的最小值。
另一方面，制造上述的本发明的钢板时，在将钢板坯加热至950～1200℃的温度实施热轧制时，可以在距表面的深度t/4的位置的温度为830℃以上、860℃以下的范围，进行压下率：5％以上的轧制；在所述温度为810℃以上、不足830℃的范围，进行压下率：2％以下的轧制；在所述温度为770℃以上、不足810℃的范围，进行压下率：5％以上的轧制。
在本发明中，在具有以贝氏体相为主体的组织的钢板中，严格规定其化学成分组成，并且，将由相邻的结晶的方位差为15°以上的大角晶界包围的区域作为晶粒时，实现其最大晶粒的微细化，由此，能够实现稳定地确保母材的优异均匀的低温韧性，并且在高热能输入焊接时的焊接热影响部的韧性也优异的厚高强度钢板，这样的钢板可以作为以造船和桥梁领域为基础的各种大型焊接结构件的材料。
具体实施方式
本发明者为解决上述课题，特别着眼于作为贝氏体组织的钢板，为实现其钢板的母材强度·低温韧性优良，并且实现高热能输入焊接时的HAZ韧性也优异的钢板，从各个方面进行了研究。其结果是得到了如下的见解。迄今为止，认为通过微细化晶粒的平均值，改善母材韧性(摆锤冲击吸收特性)，但是，只实现组织的平均的微细化，有时存在粗大的晶粒，尤其是在厚钢板中，认为这种粗大晶粒的存在成为韧性低下和韧性偏差的发生原因。
本发明者着眼于这种现象，从尽量不存在粗大的晶粒的观点进行了研究。其结果认为，应用严格规定了化学成分组成的钢板，在适当的条件下进行制造，在将以相邻结晶的方位差为15°以上的大角晶界包围的区域作为晶粒时，只要实现其最大晶粒的微细化，则就能够避免粗大晶粒存在的状态，避免韧性低下及其偏差，且能够实现HAZ韧性优异的厚高强度钢板，并完成了本发明。
贝氏体组织中，相对于奥氏体具有如下的方位关系并生成，但是，根据钢板的化学成分组成、组织的生成温度、其它条件等改变选择的各结晶格子的方位关系，在具有一定的结晶方位差的结晶晶界中，判定母材的低温韧性为良好。而且，若适当规定上述最大晶粒，则存在粗大化的晶粒的特性的偏差不会产生，而能够实现良好的母材的低温韧性。
在以贝氏体相为主体的单相组织中，认为晶界成为龟裂进展的抵抗，但是，只要在龟裂进展时提高晶界和龟裂碰撞的频率，就能够抑制龟裂的进展，由此，母材的韧性提高。但是，在形成晶界的两端的方位差是小(例如，不足15°)的小角晶界(小倾角边界)时，晶界能变小且其效果小，因此，需要以上述方位差为15°以上的大角晶界(大倾角边界)为对象。
即，在距表面深度为t/4的位置，通过在被所述方位差为15°以上的大角晶界包围的晶粒中，将换算成同一面积的圆时的直径(当量圆直径)的最大值(最大晶界直径)设定为20μm以下，能够实现适于上述目的的厚高强度钢板。另外，在本发明的钢板中，在改善母材特性时，之所以在距表面深度为t/4的位置评价晶粒的方位关系，是因为板厚整体的代表位置、且低温韧性需要用整个厚度进行控制。
另外，所述“方位差”也称为“位错角”或“倾角”，下面称为“结晶方位差”。另外，这种的结晶方位差的测定通过使用上述的电子后方散射衍射成像法(Electron Backscattering Pattern法：下面称为“EBSP法”)可以实现。
另外，在厚高强度钢板中，通过制成以贝氏体为主体的组织，能够实现高强度(例如，抗拉强度TS：490Mpa以上)。
本发明的钢板其特征之一就是适当地调整化学成分组成。下面，说明化学成分范围的限定理由。
[C：0.03～0.08％]
C是用于确保钢板强度的必要元素。为得到高强度，即抗拉强度TS为490Mpa范围(也使用的钢板的厚度)，需要含有0.03％以上。但是，超过0.08％而含有过多的C时，焊接性劣化。因此，C含量设定为0.03～0.08％。另外，C含量优选的下限为0.04％，优选的上限为0.06％。
[Si：0.05％以下]
Si在高热能输入焊接的HAZ中是促进奥氏体化的元素，因此，需要设定为0.05％以下。一般优选设定为0.03％以下。
[Mn：1.4～1.7％]
Mn是用于确保钢板的强度及韧性的有效元素，为发挥这种效果需要含有1.4％以上。但是，含量过多时，焊接性、裂纹敏感性劣化，因此需要设定为1.7％以下。另外，Mn含量优选的下限为1.5％，优选的上限为1.6％。
[Al：0.01～0.06％]
Al是用于脱氧的有用的元素，不足0.01％时没有脱氧效果。但是，含量过多时，使焊接部的韧性劣化，因此，需要设定为0.06％以下。
[P：0.05％以下]
P是在晶粒中偏析，且对延展性和韧性具有有害作用的杂质，因此，优选尽可能的少这一方，但是，考虑到实用钢的洁净度的范围最好是控制在0.05％以下。另外，P是钢中不可避免的含有的杂质，将其量设定为0％在工业上有困难。
[S：0.01％以下]
S是和钢板中的合金元素结合而形成各种中间物，对钢板的延展性和韧性具有有害作用的杂质，因此，优选尽可能的少的这一方，但是，考虑到实用钢的洁净度的范围最好是控制在0.01％以下。另外，S是钢中不可避免含有的杂质，将其量设定为0％在工业上有困难。
[Cu：0.20％～0.40％]
Cu通过控制相变而使贝氏体相变点Bs降低，对微细的块形成有效。为发挥这种的效果，Cu需要含有0.20％以上。但是，其含量过多时损害焊接性，因此需要将其上限设定为0.40％。另外，Cu含量优选的下限为0.25％，优选的上限为0.35％。
[Ni：0.20～0.60％]
Ni和Cu同样，通过控制相变而使贝氏体相变点Bs降低，对微细的块形成有效。为发挥这种的效果，Ni需要含有0.20％以上。但是，其含量过多时损害焊接性，因此需要将其上限设定为0.60％。另外，Ni含量优选的下限为0.30％，优选的上限为0.40％。
[Nb：0.005～0.015％]
因为Nb有控制轧制时奥氏体的再结晶的效果，因此能够微细化奥氏体晶粒，微细化相变后的组织。为发挥这种效果，需要使Nb含量为0.005％以上(优选0.006％以上)。但是，过多含有时损害焊接性，因此，Nb含量最好是设定为0.015％以下(优选0.012％以下)。
[Ti：0.005～0.03％]
Ti在高热能输入焊接时析出而发挥抑制HAZ的奥氏体晶粒粗大化的锁定的效果。为发挥这种的效果，需要使Ti含量为0.005％以上(优选0.007％以上)。但是，Ti含量过多时损害焊接性，因此，Ti含量最好是设定为0.03％以下(优选0.025％以下)。
[B：0.0005～0.0030％]
B通过控制相变而使Bs降低，对微细的块形成有效。为发挥这种的效果，需要含有0.0005％以上。但是，B含量过多时损害焊接性，因此需要将其设定为0.0030％以下。
[N：0.0030～0.0090％]
N是和Ti及Al等元素形成氮化物而提高HAZ韧性的元素。为发挥这种效果，N需要含有0.0030％以上(优选0.0040％以上)。另外，固溶N成为劣化HAZ的韧性的原因。由于整个氮元素含量的增加，所述氮化物增加，但由于固溶的N也过多，因此，本发明中控制在0.0090％以下。
本发明的钢板的基本成分如上所述，剩余部分由铁和不可避免的杂质(例如O等)构成。另外，本发明中的钢板，根据需要，在上述成分之外，含有下述成分也是有效的。
[从有Cr：0.03～0.20％、Mo：0.03～0.10％及V：0.005～0.040％构成的组中选择的至少一种]
根据需要含有的这些元素和上述Cu和Ni同样，通过控制相变而使Bs降低，对微细的块形成有效。为发挥该效果，优选含有所述下限以上。在含有这些元素的情况下，其效果随着含量的增加而增大，其含量过多时损害焊接性。于是，将含有这些元素时的上限进行如下的规定。
[Ca：0.001～0.004％]
Ca是对固定S提高韧性有效的元素，为发挥这种效果，优选含有0.001％以上。但是，即使含量过多时，其效果也达到饱和，因此，优选设定为0.004％以下。
本发明的高强度钢板通过适当控制其化学成分，并且限定其组织及晶粒(最大晶粒直径)，能够得到上述的效果，但是，为得到上述的高强度钢板，最好是按照下述的方法制造。
首先，将满足上述化学成分组成的主要条件的钢片加热至950～1200℃的温度范围(基准位置是距钢片表面深度为t/4的位置)后，进行热轧制。为了在后述的770℃以上、不足810℃的温度范围进行轧制时，确保规定的压下率，需要加热至950～1200℃的温度范围。另外，加热温度不足950℃时，钢片中含有的Nb未固溶，超过1200℃时，奥氏体晶粒粗大化，因此，即使进行有效的轧制，也不能达到组织的微细化，也不能达到稳定的高韧性。
作为热轧制的具体条件，最好是进行下述三阶段的轧制。首先，需要在距离表面(钢板表面)的深度t/4的位置(以下，简称为“t/4部”)的温度为830℃以上、不足860℃的范围，进行压下率：5％以上的轧制。对上述成分类的奥氏体晶粒微细化有效的再结晶区域是830～860℃，通过在该区域实施压下率(累积压下率)为5％以上的轧制，能够成为微细的奥氏体组织，且能够成为最终的(相变后)微细的相变组织。
与之相对，在上述温度范围的压下率不足5％时，在t/4部的再结晶区域的压下不充分，在轧制时混合有粗大的奥氏体晶粒。若成为这种状态的组织，则容易产生由粗大的组织引起的低温韧性的偏差。
另外，所谓上述的压下率，是由下述式(1)计算的值(累积压下率)(在后述的轧制中的压下率也同样)。
压下率＝(t₀—t₁)/t₂×100……(1)
[式(1)中，t₀表示钢片的t/4部的温度在轧制温度范围内时的钢片的轧制开始厚度(mm)、t₁表示钢片的t/4位置的温度在轧制温度范围内时的钢片的轧制结束厚度(mm)、t₂表示轧制前的钢板坯的厚度。]
进行了上述的轧制后，在钢片的t/4部的温度在810℃以上、不足830℃进行压下率：2％以下(包括0％)的轧制。本发明的钢板，通过在述的再结晶区域及后述的未再结晶区域的压下而达到均匀的微细组织，由此，在—40℃的摆锤吸收能为150J以上，稳定地达到优异的低温韧性。但是，810℃以上、830℃以下的温度范围是再结晶部分和未再结晶部分混合存在的温度范围(奥氏体的部分的未再结晶区域)在该温度范围进行轧制时，再结晶粒使未再结晶粒的应变降低，因此，有时取入未再结晶粒而成长为巨大的粒。因此，在该温度区域需要尽可能地不进行轧制。但是，可以允许成为韧性评价的对象的进行未实质地影响t/4部的轧制的应变范围的轧制(压下率2％以下的范围)。
作为最终的轧制条件，需要在770℃以上、不足810℃以下的温度范围，进行压下率：5％以上的轧制。在本发明的钢板中，上述成分类中的对奥氏体晶粒的应变导入有效的未再结晶区域是770℃以上、不足810℃的温度范围。在该温度范围中，通过实施压下率(累积压下率)为5％以上的轧制，通过轧制导入的应变能够使微细的奥氏体晶粒成为更微细的块。若这时的压下率若不足5％，则不能实现t/4部的相变后的微细化必要的充分的应变。另外，这时的轧制温度不足770℃时，在轧制后的冷却时部分的铁素体开始析出，因此，相变导致强度提高的效果降低，强度不足而难以达到高强度。
进行了上述的轧制后，为确保钢板的强度，要使t/4部成为确实的贝氏体组织(贝氏体相主体的组织)，至少在750℃以上开始冷却，且需要使冷却速度为2℃/秒以上(例如，水冷)进行冷却。另外，为了生成以贝氏体相为主体的组织，这时的冷却停止温度，需要设定为45℃以下。
根据上述的制造方法，满足本发明的化学成分组成的主要条件及组织主要条件，且能够制造低温韧性偏差小的厚高强度钢板。另外，这样得到的钢板的板厚优选60～80mm范围。
下面，列举实施例对本发明进行更具体的说明，但是，本发明不用说是不受下述实施例限制的，当然也可以在适合上·下述的宗旨的范围内适宜增加变更来实施，这些都包括在本发明的技术范围内。
[实施例]
实施例1
用转炉熔炼下述表1所示的化学成分组成的钢(钢种A～U)，在下述表2所示的条件下进行热轧制，制造各种钢板。另外，钢片的t/4部的温度通过采用差分法的过程控制计算机算出。具体的温度管理顺序如下述。另外，下述表1所述的Ar3相变点采用通过下述(2)式求出的值。Ar3相变点(℃)＝868—369·[C]+24.6·[Si]—68.1·[Mn]—36.1·[Ni]—20.7·[Cu]—24.8·[Cr]+29.6[Mo]……(2)
其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Ni]、[Cu]、[Cr]及[Mo]分别表示C、Si、Mn、Ni、Cu、Cr及Mo的含量(质量％)。
[轧制中的温度测定方法]
1、在过程控制计算机中，基于从加热开始至抽出的氛围气温度和在炉时间算出钢片的规定的位置(自表面T/4部)加热温度。
2、应用算出的加热温度，基于轧制中的轧制通过时间和通过期间的冷却方法(水冷或空冷)的数据，用差分法等适合计算的方法计算在板厚方向的任意的位置的轧制温度，并且实施轧制。
3、钢板的表面温度使用设于轧制生产线上的放射型温度计实测。但是，即使是过程控制计算机也要预先计算理论值。
4、将粗轧制开始时、粗轧制结束时、精轧制开始时分别实测的钢板的表面温度与由过程控制计算机算出的计算温度进行对照。
5、计算温度和实测温度的差为±30℃以上时，以计算表面温度和实测表面温度一致的方式再进行计算，作成过程控制计算机上的计算温度，在不足±30℃时，原封不动地使用由过程控制计算机算出的计算温度。
6、使用上述算出的计算温度，管理作为控制对象区域的轧制温度。

    [表2]

对得到的各钢板，用下述的方法测定(都是T/4部)：贝氏体分率、大角晶界(最大的当量圆直径)、母材抗拉特性、母材韧性(母材冲击韧性)、HAZ韧性(嵌入热特性)。
[贝氏体分率的测定]
从钢板的深度t/4部，按照与钢板的轧制方向平行且相对于钢板的表面垂直的面露出的方式切出试样，将该试样用#150～#1000的湿式金刚研磨纸进行研磨，之后，作为研磨剂使用金刚石浆液进行镜面加工。将该镜面研磨片用2％硝酸乙醇溶液(硝酸酒精溶液)进行腐蚀后，以观察倍率400倍观察150μm×200μm的视角，通过图像分析测定贝氏体分率。另外，铁素体以外的板条状组织全部看成贝氏体。求合计5个视角的贝氏体分率，采用其平均值。
[大角晶界(最大的当量圆直径)的测定]
在与钢板的轧制平行的截面，通过FE—SEM—EBSP(使用电子放射型扫描电子显微镜的电子后方散射衍射成像法)测定大角晶界。具体而言，将Tex SEM Laboratries社的EBSP装置(商品名：“OIM”)与FE—SEM组合应用，将倾角(结晶方位差)15°以上的晶界作为结晶粒界，测定大角晶界。这时的测定条件，测定区域：200μm×200μm、测定间距：以0.5μm为间隔、表示测定方位的可靠性的信用·指数(Confidence Index)比0.1更小的测定点从分析对象中除去。算出这样求得的大角晶界的最大值，作为本发明的大角晶界(最大的当量圆直径)。另外，对于晶粒直径为2.0μm以下的判定为测定噪音，从计算的对象中除去。
[母材的抗拉特性]
从各钢板的t/4部沿与轧制方向垂直的方向，采取JIS Z 2201 4号试验片，按照JIS Z 2241进行抗拉试验，由此，测定抗拉强度TS。抗拉强度的基准设定为490Mpa以上。
[母材的低温韧性的评价]
从钢板的t/4部沿与轧制方向垂直的方向，采取JIS Z 2242号试验片，按照JIS Z 2242进行摆锤冲击试验。试验温度：在—40℃、进行各3根冲击试验，将最低吸收能VE_-40℃为150J以上设定为合格。
[高热能输入HAZ韧性的评价]
将对接开槽通过气电焊(EGW)进行焊接(热输入量为下述表4)、靠近通道侧(里面侧)采取JIS Z 2242试验片，在结合部或(接合部+1mm)的位置加入切口，按照JIS Z 2242实施试验。试验温度：在—20℃、进行各3根冲击试验，所有的吸收能VE_-20℃为100J以上设定为合格。
将这些结果示于下述表3、4(表3是母材特性、表4是HAZ韧性及焊接条件)，但是，从这些结果可进行如下考察。首先，试验No.1～4、6～14、18～26满足本发明规定的必要条件，可知在母材的强度高的状态，能够均匀稳定得到良好的低温韧性，而且HAZ韧性也良好。与此相反，由缺少本发明规定的必要条件的任一项(试验No.5、15～17)中可知，所有特性都劣化。尤其是，可知最大的当量圆直径变大时，母材的低温韧性产生了偏差。
[表3]

[表4]