CN101688262B

CN101688262B - 低温韧性优良的780MPa级高张力钢板的制造方法

Info

Publication number: CN101688262B
Application number: CN2009800005021A
Authority: CN
Inventors: 福永和洋; 植森龙治; 渡部义之; 长井嘉秀; 千千岩力雄
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2008-04-09
Filing date: 2009-04-03
Publication date: 2011-04-06
Anticipated expiration: 2029-04-03
Also published as: EP2360283A4; TWI340174B; WO2009125820A1; JP4410836B2; CN101688262A; US20100206440A1; JP2009270194A; EP2360283B1; EP2360283A1; BRPI0905081B1; KR20100027221A; CA2702427C; KR101031945B1; CA2702427A1; BRPI0905081A2; TW201009097A; US7918948B2

Abstract

本发明提供一种低温韧性优良的780MPa级高张力钢板的制造方法，该方法是：在1050℃以上且1200℃以下的温度下，对以质量％计含有C：0.06～0.15％、Si：0.05～0.35％、Mn：0.60～2.00％、P：0.015％以下、S：0.015％以下、Cu：0.1～0.5％、Ni：0.1～1.5％、Cr：0.05～0.8％、Mo：0.05～0.6％、Nb：低于0.005％、V：0.005～0.060％、Ti：低于0.003％、Al：0.02～0.10％、B：0.0005～0.003％、N：0.002～0.006％的钢坯进行加热，在870℃以上完成热轧，且在经过10秒以上且90秒以下后，从840℃以上的温度以5℃/s以上的冷却速度将热轧板冷却到200℃以下，然后在450℃以上且650℃以下的温度下实施20分钟以上且60分钟以下的回火处理。

Description

低温韧性优良的780MPa级高张力钢板的制造方法

技术领域

本发明涉及低温韧性优良的面向海洋结构物用钢及压力水管等的780MPa级高张力钢板的制造方法。

背景技术

对于制造抗拉强度为780MPa级的、且具有优良的低温韧性的钢材，认为淬火组织(下贝氏体或马氏体)的微细化是有效的方法。为了使淬火组织微细化，需要在对钢材进行冷却之前使成为淬火组织前的奥氏体粒径微细化。

特别是在用直接淬火法(DQ)制造的情况下，可通过控制轧制来控制奥氏体粒径，通过在奥氏体再结晶区进行轧制可使成为淬火组织前的奥氏体粒径微细化。

但是，轧制时的钢材的奥氏体再结晶区及未再结晶区难以把握，有可能导致由奥氏体粒径的偏差造成的材质的不稳定。

另一方面，认为通过最大限度地应用控制轧制使组织微细化，可确保优良的低温韧性。例如，在日本特开平6-240355号公报中，通过在奥氏体的未再结晶区即780℃以下对添加有Nb的钢材实施精轧，在厚钢板中实现了组织微细化，确保在板厚中心具有优良的低温韧性。

但是，在该制造方法中，因淬火性大大降低、铁素体组织成为主体，而难以确保780MPa级的高强度和高韧性。而且，需要在低温下进行轧制，因而从生产性的观点出发也存在问题。

此外，为了使组织微细化而添加的Nb具有非常高的使焊接部硬化的效果，其结果是，引起焊接热影响区(Heat Affected Zone：HAZ)韧性的劣化。特别在780MPa级钢这样的高强度钢中，该效果造成的HAZ韧性劣化极为严重，因而成为问题。

要得到780MPa级强度，有效的方法是添加可提高淬火性的效果大的B。但是，如日本特开2007-138203号公报所述，问题是B因与Nb同时添加而促进硬化第二相的生成，尤其使得HAZ韧性劣化。

已知添加Ti对于改善HAZ韧性是有效的。这是因为Ti与N等结合，生成微细的析出物，可得到抑制晶粒生长的效果。但是，如日本特开2000-8135号公报所述，如果是以确保强度为目的而含有0.2％以上的C的钢，则在母材及焊接部形成非常硬的粒子即TiC，存在使韧性劣化的问题。

如上所述，实情是至今还未提出对于作为无Nb、无Ti且兼备高强度和优良低温韧性的780MPa级高张力钢板的制造方法。

发明内容

鉴于上述实情，本发明的目的是提供一种低温韧性优良的780MPa级高张力钢板的制造方法，该780MPa级高张力钢板无Nb、无Ti，即使在其板厚中心部也可兼备高的强度和优良的低温韧性，适合用作面向海洋结构物及压力水管等的厚钢板。

本发明者们为解决上述的问题，在不添加使奥氏体粒径细粒化的Nb及Ti的情况下，以适当的轧制条件实施了轧制，结果发现，通过得到最大限度地应用B的提高淬火性的效果而形成的淬火组织、并使其下部组织微细化，能够使高强度和高韧性两立，而且，因没有Nb、Ti，所以也能避免起因于它们的韧性劣化，能够制造即使在板厚中心部也能稳定地确保高强度及高的低温韧性的780MPa级高张力钢板，从而完成本发明。

本发明的要旨如下。

(1)一种低温韧性优良的780MPa级高张力钢板的制造方法，其特征在于：

在1050℃以上且1200℃以下的温度下对钢坯进行加热，在870℃以上完成热轧，在经过10秒以上且90秒以下后，从840℃以上的温度以5℃/s以上的冷却速度冷却到200℃以下，然后在450℃以上且650℃以下的温度下实施20分钟以上且60分钟以下的回火处理，

所述钢坯的化学成分是，以质量％计含有C：0.06～0.15％、Si：0.05～0.35％、Mn：0.60～2.00％、P：0.015％以下、S：0.015％以下、Cu：0.1～0.5％、Ni：0.1～1.5％、Cr：0.05～0.8％、Mo：0.05～0.6％、Nb：低于0.005％、V：0.005～0.060％、Ti：低于0.003％、Al：0.02～0.10％、B：0.0005～0.003％、N：0.002～0.006％，余量为铁及不可避免的杂质，且按BNP＝(N-(14/48)Ti)/B规定的BNP超过1.5且低于4.0。

(2)根据上述(1)所述的低温韧性优良的780MPa级高张力钢板的制造方法，其特征在于，所述钢坯以质量％计还含有以下元素中的1种或2种以上：

Ca：0.0035％以下、

REM：0.0040％以下。

具体实施方式

以下对本发明的实施方式进行说明。

本发明是有关通过规定为无Nb、无Ti从而避免使旧奥氏体粒径过分地微细化，并通过最大限度地应用B来确保淬火性，从而即使在板厚中心部也能稳定地确保高强度及高的低温韧性的技术。

对于成为本发明的对象的适合面向海洋结构物及压力水管等的厚钢板等的钢材，要求高达780MPa级的强度和母材及焊接部的-40℃时的韧性。为确保高强度，需要通过提高Nb或Ti等钢成分并进行水冷来得到被称为下贝氏体组织或马氏体组织的淬火组织，但在钢成分高的情况下，难以确保韧性，特别是焊接部的低温韧性的确保成为大的问题。

为使高强度和焊接部的低温韧性两立，需要在尽量不形成高的钢成分的情况下确保强度。作为解决该问题的一方案，有利用B的方案，以往一直采用该方案。

关于B，已知通过向奥氏体晶界偏析并使晶界稳定化，可抑制来自晶界的相变，提高淬火性，尤其在固溶B量达到0.0005％以上时，可得到高的淬火性提高效果。故此，在成为下述状况的情况下，存在不能得到规定的淬火性，材质不稳的问题，所述状况是：大多通过控制轧制来使奥氏体晶粒微细化，增加奥氏体晶界面积，结果使固溶B向晶界的偏析量不足的状况；或在向奥氏体中导入许多位错，结果促进管状扩散，固溶B难以向奥氏体晶界偏析的状况。除此以外，由于B是以微量而发挥作用的元素，因此如果条件有微妙的不同就会敏感地反应，材质容易变化。所以，为了稳定地使用B，有效的方法是不使奥氏体粒细粒化，而且不导入大量的位错。

本发明者们在不添加使奥氏体粒径细粒化的Nb及Ti的情况下，以适当的轧制条件实施轧制，结果发现，通过得到最大限度地应用了B的提高淬火性效果的淬火组织、并使其下部组织微细化，能够使高强度和高韧性两立。再有，通过不添加Nb、Ti，还能避免起因于它们的韧性劣化。此外发现，通过以适当的轧制条件实施轧制，确保奥氏体粒径在50μm以上，可使确保淬火性所需的固溶B向足够量的奥氏体晶界偏析。再者，为确保780MPa级的强度，除了利用B确保淬火性以外，下记式(1)所示的碳当量(Ceq)，需要达到0.41以上且0.61以下。也可以将下限限制在0.42％，将上限限制在0.54％。

Ceq＝％C+％Mn/6+(％Cu+％Ni)/15+(％Cr+％Mo+％V)/5……(1)式

以下，对本发明的限定理由进行说明。首先，对本发明钢材的组成限定理由进行说明。以下组成中的％为质量％。

C：0.06～0.15％

C是确保强度所必需的元素，需要添加0.06％以上，但如果添加量大，有可能导致低温韧性、尤其HAZ韧性的下降，因此将其上限值规定为0.15％。优选将下限限制在0.08％或0.09％，将上限限制在0.12％或0.11％。

Si：0.05～0.35％

Si作为脱氧剂、此外对于通过固溶强化来增加钢强度是有效的元素，但在含量低于0.05％时上述效果小，如果含有超过0.35％，则使得HAZ韧性劣化。因此，将Si限定在0.05～0.35％。优选将下限限制在0.10％、将上限限制在0.30％或0.25％。

Mn：0.60～2.00％

Mn增加钢强度，因而对于高强度化是有效的元素，从确保淬火性的观点出发，需要0.60％以上的含量。但是，如果添加超过2.00％的Mn，则韧性劣化。因此，将Mn限定在0.60～2.00％。优选将上限限制在0.70％或0.80％、将上限限制在1.20％或1.00％。

P：0.015％以下

P向晶界偏析，使钢的韧性劣化，因此最好尽量降低其含量，由于可容许到0.015％，因而限定在0.015％以下。优选将上限限制在0.010％或0.008％。

S：0.015％以下

S主要形成MnS存在于钢中，具有使轧制冷却后的组织微细化的作用，但0.015％以上的含有使得板厚方向的韧性及延性下降。为了避免此现象，S必须在0.015％以下，因此将S限定在0.015％以下。优选将上限限制在0.010％、0.006％或0.003％。

Cu：0.1～0.5％

Cu对于通过固溶强化及析出强化来确保钢板强度是有效的元素，需要0.10％以上的含量，但如果添加0.50％以上则有可能使得热加工性下降。因此，将Cu限定在0.1～0.5％。优选将下限限制在0.15％、将上限限制在0.4％或0.3％。

Ni：0.1～1.5％

Ni对于确保钢板的强度及低温韧性是有效的，需要0.10％以上的含量，但由于Ni是非常高价的元素，因此1.50％以上的添加会导致成本大幅度上升。因此，将Ni限定在0.1～1.5％。优选将下限限制在0.25％、将上限限制在1.2％，更优选将下限限制在0.65％、将上限限制在0.95％。

Cr：0.05～0.8％

Cr对于主要通过固溶强化来确保钢板强度是有效的元素，需要0.05％以上的含量，但0.8％以上的添加会损害钢板的加工性及焊接性，而且导致成本上升。因此，将Cr限定在0.05～0.8％。优选将下限限制在0.20％或0.30％、将上限限制在0.60％或0.45％。

Mo：0.05～0.6％

Mo对于通过析出强化及固溶强化来确保钢板强度是有效的元素，需要0.05％以上的含量，但0.60％以上的添加会损害钢板的加工性，而且导致成本大幅度上升。因此，将Mo限定在0.05～0.6％。优选将下限限制在0.25或0.30％、将上限限制在0.50％或0.45％。

Nb：低于0.005％

Nb因扩大奥氏体的未再结晶区而促进铁素体的细粒化，因而导致淬火性下降，而且因Nb碳化物而容易产生HAZ脆化，因此最好尽量不含有。可是，由于0.005％是可容许的，所以将Nb限定在低于0.005％。优选在0.003％以下、更优选在0.002％以下。

V：0.005～0.060％

V对于通过析出强化来确保钢板强度是有效的元素，需要0.005％以上的含量，但0.060％以上的添加会损害钢板的焊接性及韧性，因此将V限定在0.005～0.060％。可以将下限限制在0.025％或0.035％、将上限限制在0.050％或0.045％。

Ti：低于0.003％

Ti因与C结合形成TiC而有可能使得母材韧性劣化，特别是在强度为780MPa级的钢材中更显著，因此优选尽量不含有。但是，由于低于0.003％是可以容许的，因而将Ti限定在低于0.003％。优选在0.002％以下。

Al：0.02～0.10％

Al具有通过与N结合形成AlN而避免再加热时的奥氏体粒径的急剧粗大化的效果，因此需要添加0.02％以上，但0.10％的添加有可能形成粗大的夹杂物，使得韧性劣化。因此，将Al限定在0.02～0.10％。为了提高板厚中心部的强度及韧性，优选为0.04～0.08％、更优选为0.05％～0.08％或0.06～0.08％。

B：0.0005～0.003％

B是为了确保淬火性所必需的元素，为了确保板厚中心部得到充分提高淬火性的效果所需的固溶B量即0.0005％，需要添加0.0005％以上。但是，0.003％以上的添加有可能因过剩的B带来的淬火性过度上升而形成低韧性，并且过剩的B形成粗大的氮化物而使得韧性劣化。因此，将B限定在0.0005～0.003％。为了提高板厚中心部的强度及韧性，优选为0.0005～0.002％或0.0005～0.0015％。

N：0.002～0.006％

N具有通过与Al结合形成AlN来避免再加热时的奥氏体粒径的急剧粗大化的效果，但0.006％以上的添加因与B结合而使得固溶B量减少，有可能导致淬火性下降。因此，将N限定在0.002～0.006％。优选将下限限制在0.002％、将上限限制在0.004％。

BNP：超过1.5且低于4.0

BNP是由用于求出确保淬火性所需的Ti、N、B平衡的下式(2)表示的参数，如果在1.5以下则B过剩，导致韧性劣化，如果在4.0以上，则因固溶B不足而不能得到充分的淬火性。因此，将BNP限定在超过1.5且低于4.0。为了提高板厚中心部的强度及韧性，优选将下限限制在1.8或2.0以上、将上限限制在3.6、3.2或2.8。

BNP＝(N-(14/48)Ti)/B……………………………(2)

以上是本申请发明中的必需元素，但在不损害上述效果的范围内添加以下元素也是有效的。

添加Ca：0.0035％以下、REM：0.0040％以下中的一种或二种

由于通过添加Ca可控制MnS的形态，更加提高低温韧性，因此在要求严格的HAZ特性的情况下可选择性地添加。再有，REM由于在钢水中形成微细氧化物、微细硫化物，且其后能够稳定地存在，因此在焊接部作为钉扎(pinning)粒子有效地发挥作用，由于尤其具有改善大线能量焊接韧性的作用，因此在特别要求优良的韧性的情况下可以选择性地添加。

另一方面，在添加超过0.0035％的Ca时，会损害钢的清洁度，加剧韧性劣化或提高氢致裂纹敏感性，因此将0.0035％作为上限。在添加超过0.0040％的REM时，结晶物过剩，有可能引起铸造时的浇包节流，因此将0.0040％作为上限。

接着，对本发明钢材的制造条件的限定理由进行说明。

关于加热温度，必须是1050℃以上且1200℃以下的温度。在低于1050℃的加热时，凝固中生成的对韧性有不良影响的粗大夹杂物有可能以不熔化的状态残留。此外，如果进行高温加热，则有可能使铸造时通过控制冷却速度而产生的析出物再熔化。根据上述情况，作为使相变结束的加热温度在1200℃以下就可以，能够预先防止认为此时产生的晶粒的粗大化。根据以上情况，将加热温度限定在1050℃以上且1200℃以下，优选为1050℃以上且1150℃以下。

需要在870℃以上完成热轧。作为其理由，是因为在低于870℃下实施轧制时，成为奥氏体的再结晶温度和未再结晶区温度下的轧制，因奥氏体粒径不均使得材质不稳定；或者成为完全未再结晶区轧制，奥氏体粒径细粒化到50μm以下，因而应向奥氏体晶界偏析的固溶B有可能不足，其结果是，淬火性下降，不能得到所要求的强度。因此，限定为在870℃以上完成热轧，优选在880℃以上完成热轧。

需要在完成热轧、且经过10秒以上且90秒以下后，从840℃以上的温度以5℃/s以上的冷却速度将钢坯冷却到200℃以下。如果低于10秒，则B不能充分地向奥氏体晶界扩散，在超过90秒时，因B与钢中的N结合而使得淬火性下降，不能得到所要求的强度。此外，如果从低于840℃的温度开始冷却，则从淬火性的观点出发是不利的，有不能得到所要求的强度的可能性。此外，如果冷却速度低于5℃/s，则不能均匀地获得对于得到所要求的强度而必需的下贝氏体组织或马氏体组织。此外，如果在超过200℃的温度下停止冷却，则因下贝氏体组织或马氏体组织中的下部组织(束、块等)粗大化，而难以确保强度及韧性。基于上述理由，限定为在完成热轧、且经过10秒以上且90秒以下后，从840℃以上的温度开始，以5℃/s以上的冷却速度将钢坯冷却到200℃以下。优选是从860℃以上的温度开始的冷却。

需要在热轧结束并进行了冷却后，在450℃以上且650℃以下的温度下对钢坯实施20分钟以上且60分钟以下的回火处理。在进行回火处理时，回火处理温度越高，强度下降越大，如果超过650℃，这种现象更显著，因此不能得到所要求的强度。此外，在低于450℃的回火处理时，不能充分得到改善韧性的效果。另一方面，关于回火时间，在低于20分钟时，不能充分得到改善韧性的效果，超过60分钟的回火处理，没有显著的材质变化，但是伴随着热处理时间的延长，导致成本上升及生产性下降。基于上述理由，限定为在热轧结束并进行了冷却后，在450℃以上且650℃以下的温度下对钢坯实施20分钟以上且60分钟以下的回火处理。

实施例

接着，对本发明的实施例进行论述。

按表2及表3所示的条件对具有表1的化学成分的铸坯进行热轧及回火处理，在形成钢板后，为评价机械性能进行了试验。作为拉伸试验片，从各钢板的板厚的1/4及1/2部位采取JIS4号试验片，评价了YS(0.2％耐力)、TS、El。关于母材韧性，从各钢板的板厚1/4及1/2部位采取JIS2mmV缺口试验片，在-40℃下进行夏氏冲击试验，以得到的冲击吸收能量值进行评价。此外，关于HAZ韧性，通过由-40℃时的夏氏冲击试验得到的冲击吸收能量值，对实施了相当于焊接线能量为5kJ/mm的再现热循环试验的钢材进行了评价。再者，所希望的特性是母材冲击试验能量值按平均值计在100J以上、HAZ冲击试验能量值按平均值计在50J以上。

表4及表5汇总了各钢的机械性能。钢1～25a为本发明例的钢板。由表1及2得知，这些钢板满足化学成分和制造条件的各要素，如表4所示，母材特性及HAZ韧性优异。此外，得知只要在规定范围内，通过添加Ca及REM也能得到良好的机械性能。

另一方面，关于钢1～25b，从表1及2清楚地看出，尽管化学成分满足本发明，但制造条件脱离本发明。这些钢如表4所示，分别在再加热温度(钢5b、钢18b、钢20b)、轧制结束温度(钢8b、钢11b、钢22b)、从轧制结束到冷却开始的经过时间(钢1b、钢10b、钢15b、钢24b)、冷却开始温度(钢2b、钢12b、钢13b)、冷却速度(钢7b、钢9b、钢14b、钢23b)、冷却停止温度(钢3b、钢19b、钢21b)、回火温度(钢4b、钢6b、钢25b)、回火时间(钢16b、钢17b)的条件方面与本发明例不同，因而强度或HAZ低温韧性劣化。

再有，从表1清楚地看出，钢26～45为化学成分超出本发明范围的比较例。这些钢，如表5所示，分别在C量(钢39)、Si量(钢37)、Mn量(钢31)、Cu量(钢27)、Ni量(钢33)、Cr(钢41)、Mo量(钢26)、Nb量(钢29、钢43)、V量(钢30)、Ti量(钢34、钢44)、Al量(钢36、钢45)、B量(钢35)、N量(钢40)、BNP(钢28、钢42)、Ca量(钢32)、REM量(钢38)的条件方面与本发明例不同，因而机械性能、尤其低温下的韧性(母材及HAZ)劣化。

表1

表2

表3

表4

表5

根据本发明，能够制造高张力钢板，该高张力钢板无Nb、无Ti，兼备780MPa级强度、和母材及HAZ部的优良的低温韧性，即母材的低温韧性vE-40在100J以上、HAZ部的低温韧性vE-40在50J以上的优良的母材低温韧性及HAZ低温韧性，本发明所起的显著的效果是适合用于面向海洋结构物及压力水管等的厚钢板等。

Claims

1.一种低温韧性优良的780MPa级高张力钢板的制造方法，其特征在于：

在1050℃以上且1200℃以下的温度下对钢坯进行加热，在870℃以上完成热轧，在经过10秒以上且90秒以下后，从840℃以上的温度以5℃/s以上的冷却速度冷却到200℃以下，然后在450℃以上且650℃以下的温度下实施20分钟以上且60分钟以下的回火处理，所述钢坯的化学成分是，以质量％计含有C：0.06～0.15％、Si：0.05～0.35％、Mn：0.60～2.00％、P：0.015％以下、S：0.015％以下、Cu：0.1～0.5％、Ni：0.1～1.5％、Cr：0.05～0.8％、Mo：0.05～0.6％、Nb：低于0.005％、V：0.005～0.060％、Ti：低于0.003％、Al：0.02～0.10％、B：0.0005～0.003％、N：0.002～0.006％，余量为铁及不可避免的杂质，且按BNP＝(N-(14/48)Ti)/B规定的BNP超过1.5且低于4.0，下记式(1)所示的碳当量Ceq为0.41以上且0.61以下，

Ceq＝％C+％Mn/6+(％Cu+％Ni)/15+(％Cr+％Mo+％V)/5 (1)。

2.根据权利要求1所述的低温韧性优良的780MPa级高张力钢板的制造方法，其特征在于，所述钢坯以质量％计还含有以下元素中的1种或2种：

Ca：0.0035％以下、

REM：0.0040％以下。