CN102459656B - 大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法 - Google Patents

大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供具有良好的大线能量焊接热影响区韧性的厚壁高强度钢板的制造方法、以及利用该方法得到的厚壁高强度钢板。所述方法将连续铸造板坯加热至高于1100℃且为1300℃以下的温度后，在钢表面温度为850℃以上的条件下进行累积压下量为50％以上的轧制，接着，采用加速冷却将钢表面温度从800℃以上开始冷却至500℃以下，其中，所述连续铸造板坯具有复合添加了B和V的规定的成分组成，并且用各关系式规定了下述成分：经强脱氧元素脱氧后残余并经弱脱氧元素Ti脱氧后得到的残余氧量OTi、固溶在相变前的奥氏体坯料中的有效硼量Bef、碳当量Ceq。

Description

大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及脆性破坏传播停止特性和大线能量焊接热影响区(Heat Affected Zone：以下也称为HAZ)韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法、以及大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板。 
背景技术
作为近年来对焊接结构体的要求，可以列举：结构体的大型化、应对破坏的高安全性、建造中焊接的高效率化、原料钢材的经济性等。受到这样的趋势的影响，对用于焊接结构体的钢板的下述要求日益增高：(1)板厚较厚时的高强度、(2)良好的大线能量焊接HAZ韧性、(3)低制造成本等。 
具体而言，对于用于高层建筑的钢板，要求同时满足下述条件：(1)确保板厚50～100mm的厚壁钢板(以下也称为厚壁材料)的屈服强度为400～650MPa、且拉伸强度为490～720MPa；(2)确保焊接线能量为20kJ/mm以上的焊接部的HAZ韧性(夏比(Charpy)冲击吸收能量)vE(-20℃)≥70J；(3)减少高价合金元素(Ni量≤1％等)。 
就利用TMCP(Thermo Mechanical Control Process(热机轧制工艺))制造的厚壁钢板而言，一直以来通过添加硼(B)来谋求其高强度化。作为添加B的效果，可以列举：在轧制后的加速冷却过程中，在奥氏体(γ)晶界发生了偏析的固溶B能提高相变时的淬火性，专利文献1中，通过在B中复合添加Nb来谋求高强度化。如专利文献1的实施例所示，在这种情况下，其特征在于轧制结束温度高达930～1000℃，以从再结晶γ开始进行加速冷却作为必要条件，能够发挥出Nb和B的复合效果，得到高的淬火性，由此能够提高强度。专利文献1中还示出：在轧制结束温度低于930℃的非再结晶域进行低温轧制时，虽然韧性满足要求，但强度特性不满足要求，很难实现由Nb-B复合效果达成的高强度化。另外，专利文献1中公开了在大线能量焊接HAZ中利用B的技术，示出了在0.30～0.38％的Ceq下组合利用γ中的固 溶B所产生的晶界铁素体抑制效果(淬火性提高效果)、和γ中的BN所产生的粒内铁素体促进效果(淬火性降低效果)的有效性。也就是说，在这样的情况下，B起到与淬火性相关的两个相反的作用。根据上述内容，可以将专利文献1中利用B的技术归纳如下：在直接淬火母材和大线能量焊接HAZ中，利用了γ中的固溶B所产生的淬火性提高效果，同时，在大线能量焊接HAZ中，利用了γ中的析出B(这里为BN)所产生的淬火性降低效果。 
本发明人等为了提高大线能量焊接HAZ韧性，在专利文献2、3中公开了下述技术：使在HAZ的冷却过程析出到γ中的VN复合析出为束缚(ピン止め)粒子(氧化物、硫化物)，该VN复合粒子作为铁素体相变核发挥作用，以使HAZ组织微细化。 
另外，如非专利文献1所示，添加V具有提高母材强度的效果，这是广为公知的。 
如上所述，已知通过添加B或V，可达到提高母材强度的效果和提高大线能量焊接HAZ韧性的效果。 
现有技术文献 
专利文献 
专利文献1：日本专利第3599556号公报 
专利文献2：日本特开2005-298900号公报 
专利文献3：日本特开2007-262508号公报 
非专利文献 
非专利文献1：CAMP-ISIJ、6(1993)、684 
发明内容
发明要解决的问题 
通常，作为提高母材、HAZ的韧性的稀有元素，已知有Ni，从上述(2)的角度出发，可以考虑Ni的有效利用。但Ni是高价元素。而且，添加了Ni的钢易产生表面瑕疵，因此存在产生其修整工序的问题。因此，关于Ni的添加，上述要求(3)和上述要求(2)之间的利害关系是对立的。另外，从上述(1)的角度出发而增加合金添加量时，会导致碳当量(Ceq)提高，在大线能量焊接时HAZ发生硬化、脆化，因此，上述要求(1)和上述要求(2)之间的利 害关系是对立的。 
因此，强烈要求开发出一种能够同时满足上述利害关系彼此对立的上述三个要求(1)～(3)的钢板。 
本发明是鉴于上述问题而完成的，目的在于提供能够满足下述要求的大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法、及大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板：(1)板厚为50～100mm、屈服强度为400～650MPa、且拉伸强度为490～720MPa的厚壁高强度；(2)即便在焊接线能量≥20kJ/mm的条件下，也具有vE(-20℃)≥70J的良好的大线能量焊接HAZ韧性；(3)可通过高价合金元素的减少(Ni≤1％等)等而实现低制造成本。解决问题的方法 
用以解决上述问题的本发明的要点如下。 
[1]大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法，该方法包括：将连续铸造板坯(スラブ)加热至高于1100℃且为1300℃以下的温度后，在钢表面温度为850℃以上的条件下进行累积压下量为50％以上的轧制，接着，采用加速冷却将钢表面温度从800℃以上开始冷却至500℃以下， 
其中，所述连续铸造板坯以质量％计含有： 
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％、 
O：0.004％以下， 
余量包括铁及不可避免的杂质， 
并且在所述连续铸造板坯中， 
下述式(1)的碳当量Ceq为0.32～0.45％， 
下述式(2)的有效硼量Bef为0％以下， 
下述式(3)的有效钛量Tief为0.005％以上。 
其中， 
Ceq＝C+Mn/6+{(Cr+Mo+V)/5}+{(Ni+Cu)/15}…(1) 
Bef＝B-0.77{N-0.29(Ti-2OTi)}…(2) 
Tief＝Ti-2OTi…(3) 
且OTi由下述式(4)求得， 
OTi＝O-0.4Ca-0.66Mg-0.17REM-0.35Zr-0.89Al…(4) 
其中， 
式(4)的OTi小于0％时，将式(2)及式(3)的OTi设为0％， 
N-0.29(Ti-2OTi)小于0％时，将式(2)的N-0.29(Ti-2OTi)设为0％， 
式(1)、式(2)、式(3)及式(4)中所示的元素为各元素的含量(质量％)，作为不可避免的杂质混入的元素也在计算之内。 
[2]上述[1]所述的大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法，其中，在所述加速冷却后，于350～700℃进行5～60分钟的回火热处理。 
[3]上述[1]或[2]所述的大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法，其中，所述连续铸造板坯以质量％计含有下述中的1种或2种以上： 
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时，也含有Mg。 
[4]一种大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板，其以质量％计含有： 
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%、 
O：0.004%以下， 
余量包括铁及不可避免的杂质， 
并且在该厚壁高强度钢板中， 
下述式(1)的碳当量Ceq为0.32~0.45％， 
下述式(2)的有效硼量Bef为0%以下， 
下述式(3)的有效钛量Tief为0.005%以上， 
该厚壁高强度钢板的板厚为50~100mm， 
屈服强度为400~650MPa， 
拉伸强度为490~720MPa。 
其中， 
Ceq=C+Mn/6+{(Cr+Mo+V)/5}+{(Ni+Cu)/15}…(1) 
Bef＝B-0.77{N-0.29(Ti-2O Ti)}…(2) 
Tief＝Ti-2OTi…(3) 
且OTi由下述式(4)求得。 
OTi=O-0.4Ca-0.66Mg-0.17REM-0.35Zr-0.89Al…(4) 
其中， 
式(4)的OTi小于0%时，将式(2)及式(3)的OTi设为0%， 
N-0.29(Ti-2OTi)小于0%时，将式(2)的N-0.29(Ti-2OTi)设为0%，  
式(1)、式(2)、式(3)及式(4)中所示的元素为各元素的含量(质量%)，作为不可避免的杂质混入的元素也计算在内。 
[5]上述[4]所述的大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板，其以质量%计含有下述中的1种或2种以上：  
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时，也含有Mg。 
发明的效果 
本发明的大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法、及大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板能够满足下述要求：(1)板厚为50～100mm、屈服强度为400～650MPa、且拉伸强度为490～720MPa的厚壁高强度；(2)即使在焊接线能量≥20kJ/mm的条件下，也具有vE(-20℃)≥70J的良好的大线能量焊接HAZ韧性；(3)可通过高价合金元素的减少(Ni≤1％等)等而实现低制造成本。 
通过将这样的本发明的厚壁高强度钢板用于以高层建筑为代表的各种焊接结构体，能够同时满足焊接结构体的大型化、应对破坏的高安全性、建造中焊接的高效率化、原料钢材的经济性等，因此其工业上的效果是不可估量的。 
具体实施方式
以下，针对本发明的大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法、及大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板的实施方式进行说明。 
需要说明的是，该实施方式进行详细的说明以便能够更好地理解本发明的要领，因此如无特别指定，并不对本发明构成限定。 
就用于高层建筑等焊接结构体的钢板而言，下述要求日益增高：(1)板厚较厚时的高强度、(2)良好的大线能量焊接HAZ韧性、(3)低制造成本等。 
针对这样的要求，本发明的大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强 度钢板的制造方法包括：将连续铸造板坯加热至高于1100℃且为1300℃以下的温度后，在钢表面温度为850℃以上的条件下进行累积压下量为50％以上的轧制，接着，采用加速冷却使钢表面温度从800℃以上开始冷却至500℃以下，其中，所述连续铸造板坯以质量％计，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％、O：0.004％以下，以及视需要的S：0.0005～0.005％、O：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种或2种以上(其中，含有Nb时，也含有Mg)，余量包括铁及不可避免的杂质，且所述连续铸造板坯中，下述式(1)的碳当量Ceq为0.32～0.45％，下述式(2)表示的相变前的固溶在γ坯料中的硼量即有效硼量Bef为0％以下，下述式(3)的有效钛量Tief为0.005％以上。 
其中， 
Ceq＝C+Mn/6+{(Cr+Mo+V)/5}+{(Ni+Cu)/15}…(1) 
Bef＝B-0.77{N-0.29(Ti-2OTi)}…(2) 
Tief＝Ti-2OTi…(3) 
且OTi由下述式(4)得到。 
OTi＝O-0.4Ca-0.66Mg-0.17REM-0.35Zr-0.89Al…(4) 
其中， 
式(4)的OTi小于0％时，将式(2)及式(3)的OTi设为0％， 
N-0.29(Ti-2OTi)小于0％时，将式(2)的N-0.29(Ti-2OTi)设为0％， 
式(1)、式(2)、式(3)及式(4)中所示的元素为各元素的含量(质量％)，作为不可避免的杂质混入的元素也计算在内。 
本发明的要点在于下述技术：为了使以TMCP型制造的厚壁钢板同时满足强度、大线能量焊接HAZ韧性及低制造成本等要求，其特征在于复合添加B和V，通过精密地控制与这些氮化物形成元素结合的N，使γ中B和V的存在状态最优化，对母材和大线能量焊接HAZ的相变组织加以控制。具体而言，就γ中B的存在状态而言，为下述技术构思：在母材和大线能量焊接HAZ这两者中不存在固溶的B，使所有的B以BN的形式析出。就γ中V的存在状态而言，为下述技术构思：在母材中以固溶V的形式、在大线能 量焊接HAZ中以析出V(VN等)的形式加以利用。以下进行详细说明。 
首先，针对本发明最大的技术问题，即满足上述(2)的大线能量焊接HAZ韧性的技术进行说明。与此同时，从上述(3)的角度出发，要求提高HAZ的韧性而不依赖于Ni。本发明的大线能量焊接HAZ韧性的决定性因素大致分为下述三点。第一，硬度；第二，MA(马氏体/奥氏体混合相)；第三，有效晶体粒径。 
从硬度和MA两方面考虑，本发明中将碳当量Ceq控制在0.45％以下。这是因为：如果碳当量Ceq超过0.45％，则会导致HAZ过度硬化，且MA增加，HAZ增大，发生脆化。 
另外，通过将有效硼量(Bef)控制在0％以下，能够避免在HAZ出现B淬火性，抑制硬化和MA增加。 
从硬度的角度出发，本发明中已发现了添加V的优越性。已发现：像本发明这样以HAZ为贝氏体主体的情况下，即使添加V，HAZ也不易硬化。也就是说，添加C、Mn等除V以外的元素来强化母材时，贝氏体主体HAZ明显硬化，HAZ显著脆化。相比之下，像本发明这样添加V来强化母材时，贝氏体主体HAZ的硬化受到抑制。基于该新的发现，如果降低C、Mn的用量来进行低Ceq化，以抵消由V引起的母材强度的上升量，则在HAZ，仅低Ceq化的部分硬度降低，HAZ韧性提高。现有技术中尚不存在这种利用母材和HAZ在V硬化行为方面的差异的HAZ韧性提高技术。 
从MA的角度出发，本发明有必要尽可能地减少Si。另外，在本发明的TMCP条件下，尽管Nb对母材材质的贡献小，但有助于MA的生成。在本发明的较高的Ceq范围内，尽管Mo是高价的，但有助于MA的生成。因此，本发明中优选尽可能地减少Nb和Mo。 
从有效晶体粒径的角度出发，本发明中优选采用两种HAZ组织微细化技术。通过第一技术来确保-20℃的夏比吸收能量，而通过与第二技术组合，使HAZ组织微细化至极限时，则能够确保-40℃的夏比吸收能量。第一技术是将γ中的B析出物和V析出物作为相变核同时加以利用的技术。通过合理地提高N量以使上述式(2)表示的有效硼量(Bef)达到0％以下，使得BN、VN或V(C，N)在大线能量焊接的冷却过程中在γ晶界、γ粒内析出，这些单独或复合的粒子不仅作为铁素体，也作为贝氏体的相变核有效地发挥作用，使HAZ组织微细化。 
另外，使HAZ组织微细化的第二技术是通过适当添加Ca、Mg，使微细的氧化物、硫化物大量分散，利用束缚效果来抑制γ粒成长，从而使贝氏体束(packet)微细化的技术。在部分微细的氧化物、硫化物中，B析出物、V析出物复合析出，为束缚粒子赋予相变核功能，由此，还具有使自γ晶界开始相变的贝氏体进一步微细化的效果。由于作为结果，以上的HAZ组织微细化技术可降低HAZ的淬火性，因此从降低硬度和MA的观点来看也是有贡献的。 
通过以上说明的硬度降低、MA降低、HAZ组织微细化的策略，本发明的大线能量焊接HAZ能够实现高vE(-20℃)、而不依赖于Ni。 
针对在上述两种制约，即有效硼量(Bef)为0％以下、Ceq为0.45％以下的情况下，满足其余的技术问题即上述(1)的技术进行说明。 
就最大板厚为100mm的钢板而言，已发现：为了确保指定的强度，需要确保作为淬火性的最低限的Ceq，作为TMCP条件，需要将板坯加热至高温，在高温下结束轧制，并从高温开始进行水冷。 
须使Ceq为0.32％以上。就低于0.32％的低淬火性而言，在板厚100mm下，难以稳定地确保400MPa以上的屈服强度和490MPa以上的拉伸强度。为了抑制HAZ的硬化和MA的生成，可将Ceq控制为0.43％以下、0.41％以下或0.39％以下。 
板坯须加热至高于1100℃且1300℃以下。进行1100℃以下的低温加热时，凝固偏析的合金元素有可能无法充分地固溶，而是以析出物的形式残留下来，轧制后进行加速冷却时，无法充分地发挥出合金元素的淬火性，难以稳定地确保强度。另一方面，进行高于1300℃的高温加热时，γ粒明显粗大化，即使进行轧制，也无法使γ粒充分地细粒化，难以稳定地确保韧性。 
对于经过加热的板坯，须在钢表面温度为850℃以上的情况下进行累积压下量为50％以上的轧制。若进行低于850℃的低温轧制，则γ未再结晶化，淬火性大幅降低，因此难以稳定地确保强度。另一方面，若在850℃以上的γ再结晶域的累积压下量低于50％，则γ再结晶粒的细粒化不充分，难以稳定地确保韧性。 
轧制结束后，须进行加速冷却，将钢表面温度从800℃以上开始冷却至500℃以下。如果从低于800℃开始进行加速冷却，则从轧制结束后至加速冷却开始的期间内，存在γ再结晶粒成长、韧性劣化的隐患。另一方面，如 果在高于500℃的高温下停止加速冷却，则在温度高的板厚内部，加速冷却在相变过程中结束而发生例如空气冷却，因而会导致贝氏体组织减少，强度不足。在加速冷却过程中，为了兼顾强度和韧性，优选确保水量密度为0.3m3/m2/min以上。 
另外，本发明为了稳定且充分地确保强度，针对下述两种方法进行说明。 
第一方法是在TMCP中，通过使γ中不存在固溶B、而使全部B都以BN形式析出，能够排除因γ中固溶的硼量改变而导致的淬火性的不稳定性。这与以往利用B的技术是完全相反的，是为了确保母材强度而不利用B淬火性的技术思想。由此能够抑制大量生产时的强度不均。具体而言，将上述有效硼量(Bef)控制为0％以下。本发明添加B的意义如上所述，在于大线能量焊接HAZ。 
第二方法是利用V碳化物的析出强化来提高母材强度的方法。在本发明的TMCP条件下，添加V是极为有效的强化手段。这是因为，在彻底地进行高温加热和高温轧制而获得了充分淬火性的基础上，相变的贝氏体组织作为在加速冷却、回火处理过程中微细高密度地析出V碳化物(VC、V4C3等)的坯料而优选。如上所述，本发明中添加V的另一个意义在于大线能量焊接HAZ。 
加速冷却后，通过在350～700℃下进行5～60分钟的回火热处理，虽然制造成本提高，但能够将强度、伸长率、夏比冲击特性高精度地控制在特定范围内。如果回火热处理的温度或时间低于350℃或低于5分，则无法发挥出回火效果。另外，如果回火热处理的温度或时间超过700℃或超过60分钟，则回火现象超出合理范围，表现过度，强度降低且夏比冲击特性明显劣化，无法得到适当的机械性质。 
<化学成分组成> 
以下，对于对本发明钢板(以及制造钢板中使用的连续铸造板坯)的化学成分的限定理由进行说明。 
“C：碳”0.05～0.12％ 
C是用于提高强度的重要元素。就彻底进行了低温加热、低温轧制的TMCP型厚壁钢板而言，为了稳定确保特定强度，必须含有0.05％以上的C。优选含有0.06％以上或0.07％以上的C，由此，能够更稳定地提高强度。另外，由后述理由可知，在本发明中，必须将Nb、Ni、Mo的含量抑制为必要 的最小限，因此很难增加这些元素来实现高强度化。因此，C是非常重要的强化元素。另外，C还具有促进大线能量HAZ中V(C，N)相变核的析出的效果。但为了稳定确保良好的HAZ韧性，必须将C抑制于0.12％以下。也可将C抑制于0.11％以下或0.10％以下。 
“Si：硅”0.3％以下 
Si具有脱氧作用，但在充分含有强力脱氧元素Al的情况下，不需要Si。其还具有强化母材的作用，但与其它元素相比，其效果相对较弱。在须使碳当量Ceq较高的本发明的大线能量焊接HAZ中，由于Si的助长MA生成的危险性高，因此必须控制在0.3％以下。从HAZ韧性的角度出发，优选尽可能降低Si的含量，可限制在0.20％以下、0.16％以下或0.13％以下。 
“Mn：锰”1～2％ 
为了经济地确保强度，Mn的含量必须为1％以上。但含有的Mn超过2％时，不仅板坯的中心偏析的有害性显著，而且会助长大线能量焊接HAZ的硬化和MA生成，使其脆化，因此以2％为上限。为了确保强度，也可将Mn控制在1.1％以上或1.2％以上。为了抑制大线能量焊接HAZ的硬化和MA的生成，也可将Mn控制在1.8％以下、1.6％以下或1.5％以下。 
“P：磷”0.015％以下 
P是杂质元素，为了稳定确保良好的脆性破坏传播停止特性和大线能量焊接HAZ韧性，必须将其含量降低为0.015％以下。 
“S：硫”0.005％以下 
必须将S抑制为0.005％以下。如果S的含量超过0.005％，则部分硫化物粗大化，会作为破坏起点而带来有害性，导致母材和大线能量焊接HAZ的韧性劣化。为了提高韧性，也可将S控制在0.004％以下或0.003％以下。另一方面，利用HAZ的束缚效果时，必须确保S的量为0.0005％以上。其理由在于：在HAZ的熔融线附近，为了提高HAZ韧性，通过适当添加Ca、Mg使微细的硫化物大量分散时，能够强化束缚效果，实现γ细粒化。如果S的量低于0.0005％，则硫化物个数不足，有时无法得到充分的束缚效果。 
“B：硼”0.0003～0.003％ 
B是本发明的特征元素。正如上面所详细论述的那样，在本发明中，将有效硼量(Bef)控制在0％以下，使得在母材和大线能量焊接HAZ这两者中，γ中不存在固溶B，全部B以BN的形式析出，不表现出B淬火性。在γ中 析出的BN作为相变核发挥作用，通过HAZ的组织微细化、硬度降低、MA降低来提高韧性。因此，必须含有0.0003％以上的B。也可以根据需要将B的量控制在0.0005％以上。另一方面，如果含有的B量超过0.003％，则会产生粗大的B析出物，HAZ韧性劣化，因此以0.003％为上限。为了提高HAZ韧性，可将B的量控制在0.002％以下或0.0015％以下。 
“V：钒”0.03～0.15％ 
V是本发明的特征元素。正如上面所详细论述的那样，V在本发明的TMCP条件下有效地强化母材。另一方面，在本发明的大线能量焊接HAZ中，V能抑制硬化、MA增加，同时，析出至γ中的VN、V(C，N)作为相变核发挥作用，使HAZ组织微细化，提高韧性。为了发挥该效果，需要0.03％以上的V。为了进一步提高HAZ的韧性，更优选将V控制在0.04％以上。但是，尽管V作为相变核具有作用效果，当V的量超过0.15％时，HAZ的组织微细化效果达到饱和，同时HAZ的硬化变得显著，因此HAZ韧性劣化。因此，必须使V的含量为0.15％以下。也可以根据需要将V控制在0.10％以下或0.07％以下。 
“Al：铝”0.001～0.1％ 
Al具有脱氧的作用，对于降低O、提高钢的清洁度而言是必须的。虽然除Al以外的Si、Ti、Ca、Mg、REM、Zr等也具有脱氧作用，但即使在含有例如这些元素的情况下，如果不含有0.001％以上的Al，也难以稳定地将O(氧)控制在0.004％以下。但如果Al的量超过0.1％，则氧化铝类粗大氧化物成簇化的倾向增强，会导致制钢喷嘴发生堵塞、或作为破坏起点的有害性变得明显，因此以0.1％为上限。更优选将Al的量控制在0.06％以下、0.04％或0.03％以下。特别是，添加Mg的情况下，可将Al的量控制在0.02％以下。 
“Ti：钛”0.005～0.02％ 
“N：氮”0.002～0.01％ 
“有效硼量：Bef(％)”0％以下 
Ti与N结合形成TiN，在对板坯进行再加热时，大线能量焊接HAZ有助于束缚效果，具有有助于γ细粒化的效果，使母材、HAZ组织微细化，提高韧性。而且，形成TiN后残余的N与B结合形成BN，使全部B以BN的形式析出，而γ中不存在固溶B，不表现出B淬火性。为了同时发挥出以上效果，须使Ti量为0.005～0.02％、N量为0.002～0.01％、有效硼量(Bef)为 0%以下。如果Ti和N的量各自不足0.005%、0.002%，则TiN带来的束缚效果无法充分地发挥，母材和HAZ的韧性劣化。如果Ti和N的量各自超过0.02%、0.01%，则由于TiC析出、固溶N增加，母材和HAZ的韧性劣化。另外，即使Ti和N处于适当范围，当有效硼量超过0%时，γ中固溶B的量仍增加，会表现出B淬火性，会造成母材强度的不均、HAZ的硬化(脆化)。更优选将Ti的量控制在0.015%以下、将N的量控制在0.008%或0.006%。 
以下，针对有效硼量(Bef)的考虑方法进行说明。需要说明的是，在包含以下所示元素的式中，元素表示各元素的含量(质量%)。 
作为化学成分添加的Ti有时会被钢液中的脱氧所消耗(在低Al的情况下容易发生)、脱氧后残余的Ti在凝固后的γ中形成TiN。此时，如果N相对于Ti是过量的，则形成TiN后残余的N与部分B结合形成BN。而且，形成BN后残余的B以固溶B的形式表现出淬火性。本发明将有助于该淬火性的γ中固溶硼量作为有效硼量Bef(%)处理。 
针对基于各元素的添加量、热力学反应顺序、产物的化学计量组成来计算有效硼量Bef的方法，以下进行说明。 
首先，假设Ca、Mg、REM(稀土元素)、Zr、Al按照脱氧能力高的顺序与O结合。作为此时的脱氧产物，假定为CaO、MgO、REM2O3、ZrO2、Al2O3，计算脱氧的O量。 
在利用这些脱氧能力比Ti强的元素进行的脱氧未完全的情况下，通过这些强脱氧元素进行脱氧后残留的能够被弱脱氧元素Ti脱氧的残存氧量OTi(%)以下述式(4)表示。 
OTi(%)=O-0.4Ca-0.66Mg-0.17REM-0.35Zr-0.89Al…(4) 
但在上述式(4)中，不可避免的杂质处理成分元素也在计算之内。另外，OTi小于0%时，将残存氧量OTi视为0%。 
在这种情况下，Ti将残余的氧(即OTi)脱除。OTi是能通过Ti脱氧的残存氧量，与Ti结合形成Ti2O3。此时3个O与2个Ti结合。因此，以质量%考虑Ti2O3时，O的原子量为16，3个O为48。另外，Ti的原子量为48，2个Ti为96。因此，将构成Ti2O3的Ti质量计算成O(这里为OTi)的2倍。这是脱氧所消耗的Ti量。因此，假设为Ti2O3，减去脱氧所消耗的Ti后残余的钛量即有效钛量Tief用Tief＝Ti-2OTi表示。 
该有效钛量Tief是生成具有HAZ韧性改善效果的TiN的Ti量。如果减去脱氧所消耗的Ti后残余的Ti低于0.005％，则无法充分地发挥出TiN带来的束缚效果，厚壁母材和大线能量焊接HAZ韧性劣化。因此，必须确保有效钛量为0.005％以上。 
另外，脱氧后残余的0.005％以上的Ti形成TiN后，残余的氮量Nr用下述式(5)表示。 
Nr(％)＝N-0.29(Ti-2OTi)…(5) 
其中，Nef大于0％的情况下，意味着残余有氮，Nef小于0％的情况下，意味着未残余有氮N。 
Nr＞0的情况下：残余N 
Nr≤0的情况下：未残余N 
另外，Nr大于0％的情况下，即残余有氮的情况下，部分B以BN的形式被消耗掉，因此可通过下述式(2)计算有效硼量Bef。 
Bef(％)＝B-0.77{N-0.29(Ti-2OTi)}…(2) 
另外，Nr为0或负值，未残余氮的情况下，有效硼量Bef为钢中含有的B量。也就是说，Nr小于0％时，将Nr＝N-0.29(Ti-2OTi)视为0％进行式(1)的计算时，可算出有效硼量。 
接着，针对上述残存氧量OTi式中的Ca、Mg、REM、Zr、Al的系数进行说明，作为钢液中脱氧反应(氧化反应)的产物(氧化物)，假定为CaO、MgO、REM2O3、ZrO2、Al2O3，以质量％计算以这些氧化物形式存在的O量。例如，CaO的情况下，Ca的原子量为40、O为16，因此，相对于Ca的质量％，结合的O量为16/40＝0.4(OasCaO＝0.4Ca)。Al2O3的情况下，Al的原子量为27、O为16，因此，相对于Al的质量％，结合的O量为(16×3)/(27×2)＝0.89(OasAl2O3＝0.89Al)。以下，作为同样的计算概念，规定了上述OTi式中各元素的系数(0.66：Mg、0.17：REM、0.35：Zr)。 
另外，如果将有效硼量Bef的导出式概念从低温侧向高温侧追溯地表示，则可表示如下。 
有效硼量Bef(％)＝成分B量-BasBN 
→B asBN＝0.77(N-NasTiN) 
→NasTiN＝0.29(Ti-TiasTi2O3) 
→TiasTi2O3＝2(O-OasCaO-OasMgO-OasREM2O3-OasZrO2-OasAl2O3) 
→OasCaO＝0.4Ca 
→OasMgO＝0.66Mg 
→OasREM2O3＝0.17REM 
→OasZrO2＝0.35Zr 
→OasAl2O3＝0.89Al 
下面，将有效硼量Bef的导出式概念从以从高温侧向低温侧的反应顺序表示。也就是说，在制钢中的精炼→凝固工序中，按照以下顺序进行反应。 
[1]液相(钢液中)下的脱氧反应(1600℃左右) 
按照与O的化学亲和力强的顺序CaO→MgO→REM2O3→ZrO2→Al2O3发生反应，钢液中的溶解O减少。由此，脱氧完成的情况下，以OTi≤0表示。脱氧未完成而残余有溶解O的情况下，以OTi＞0、Tief＝Ti-2OTi≥0.005(％)表示，脱氧能力比Al弱的弱脱氧元素Ti以Ti2O3的形式贡献于脱氧，用成分Ti减去脱氧所消耗的TiasTi2O3得到的残余有效钛量为0.005％以上。 
[2]固相中(凝固γ中)的脱氮反应(1300℃左右～800℃左右) 
按照与N的化学亲和力强的顺序TiN→BN→AlN发生反应，固相γ中的固溶N减少。首先，脱氧消耗后残余的Ti引起脱氮反应。由此，脱氮完成的情况下，以N-0.29(Ti-2OTi)≤0表示，由于γ中不存在固溶N，因此B无法形成BN，全部以固溶B的形式存在。另一方面，由Ti引起的脱氮未完成而残余有固溶N的情况下，以N-0.29(Ti-2OTi)＞0表示，部分B生成BN，其余B成为固溶B。 
另一方面，利用脱氧能力比Ti强的元素完成脱氧的情况下，满足下式。 
OTi≤0 
在这样的情况下，脱氧不消耗Ti。Ti形成TiN而残余N的情况下，满足下式。 
N-0.29Ti＞0 
此时，有效硼量Bef通过下式计算。 
Bef(％)＝B-0.77(N-0.29Ti) 
Ti形成TiN而未残余N的情况下，满足下述式。 
N-0.29Ti≤0 
此时的有效硼量Bef通过下式计算。 
Bef(％)＝B-0.77{N-0.29(Ti-2OTi)} 
其中，Ti-2OTi为有效钛量Tief。 
在上述各式中，式(N-0.29Tief)为经Ti脱氮后残余的N，可与B结合而形成BN。此时，1个B与1个N结合。因此，以质量％考虑BN时，B的原子量为10.8、N的原子量为14。因此，算出构成BN的B的质量为N(这里为N-0.29Tief)的0.77倍。这是脱氮所消耗的B量。 
另外，在上述各式中，式(N-0.29Tief)中的0.29Tief是指NasTiN。其中，Ti的原子量为48、N为14，因此，相对于Tief(减去脱氧所消耗的Ti后残余的Ti)的质量％，N的结合量为14/48＝0.29。另外，N-0.29Ti≤0时，N全部以TiN的形式固定，γ坯料中不存在固溶N。另一方面，N-0.29Tief＞0时，γ坯料中除了TiN以外还存在固溶N，因此该固溶N与B结合生成BN，使有效硼量减少。 
“O：氧”0.004％以下 
必须将O量抑制为0.004％以下。如果O的量超过0.004％，则部分氧化物粗大化，会作为破坏起点而带来有害性，导致母材和大线能量焊接HAZ的韧性劣化。另一方面，利用HAZ的束缚效果时，必须确保O的量为0.001％以上。其理由在于：在HAZ的熔融线附近，为了提高HAZ韧性，通过适当添加Ca、Mg使微细的氧化物大量分散时，能够强化束缚效果，实现γ细粒化。如果O低于0.001％，则氧化物个数不足，有时无法得到充分的束缚效果。 
“Ca：钙”0.0003～0.004％ 
“Mg：镁”0.0003～0.004％ 
对于Ca、Mg而言，通过在考虑向钢液中的添加顺序的情况下，使Ca、Mg中的一者或两者的含量为0.0003％以上，能够确保含有Ca、Mg的10～500nm氧化物、硫化物为1000个/mm2以上。如果Ca、Mg的量低于0.0003％，则可能导致作为大线能量焊接HAZ的束缚粒子的氧化物、硫化物的个数不足。但如果Ca、Mg各自的含量超过0.004％，则可能导致氧化物、硫化物粗大化，束缚粒子的个数不足，同时，作为破坏起点的有害性也显著，无法得到良好的HAZ韧性。需要说明的是，如后所述，添加Nb的情况下，必须组合利用由大线能量焊接HAZ的束缚效果带来的细粒化效果，必须添加Mg。 
“Ni：镍”0.01～1％ 
Ni对于抑制韧性的劣化、确保强度是有效的。因此，优选含有0.01％以 上的Ni。但Ni不仅合金成本非常高，还存在产生表面瑕疵的修整工序的问题。因此，优选将Ni的量控制在1％以下。另外，优选尽可能降低Ni的含量，可以将Ni量控制在0.7％以下、0.5％以下或0.3％以下。 
“Cu：铜”0.01～1％ 
“Cr：铬”0.01～1％ 
“Mo：钼”0.01～0.5％ 
Cu、Cr、Mo对于确保强度是有效的，而且，0.01％以上的含量即可发挥出效果。另一方面，从导致大线能量焊接HAZ韧性劣化的角度考虑，其上限各自为1％、1％、0.5％。Mo是与Ni同样的高价元素，而且由于其助长HAZ的MA生成的危险性也很高，因此，与Ni相同，优选尽可能降低Mo的含量。为了提高HAZ韧性，可将Cu、Cr控制在0.5％以下或0.3％以下、将Mo控制在0.3％以下或0.1％以下。 
“Nb：铌”0.003～0.03％ 
从淬火性和析出这两方面来看，Nb对于确保强度是有效的。但对于轧制γ再结晶化、大线能量焊接HAZ韧性，Nb是有害的。因此，添加Nb的情况下，必须组合利用由Mg带来的大线能量焊接HAZ的束缚效果而产生的细粒化效果，因此还要添加Mg。为了享有Nb的强度提高效果，优选含有0.003％以上的Nb。更优选含有0.008％以上。但过多添加时，Nb对轧制γ再结晶化、大线能量焊接HAZ韧性的有害性明显，因此本发明优选仅含有0.03％以下的微量Nb。更优选控制在0.02％以下、0.01％以下或0.005％以下。从HAZ韧性的角度出发，进一步优选不含有Nb。 
“REM：稀土元素(镧系元素)”0.0003～0.02％ 
“Zr：锆”0.0003～0.02％ 
REM(稀土元素)、Zr与脱氧和脱硫有关，可抑制中心偏析部的粗大的延伸MnS的生成，使硫化物球状无害化，改善母材和大线能量焊接HAZ的韧性。为了发挥出上述效果，REM和Zr的下限均为0.0003％。但即便增加它们的含量，效果也是饱和的，因此从经济性的角度出发，REM和Zr的上限均为0.02％。需要说明的是，本发明中含有的所述REM是指La、Ce等镧系元素。 
如上所述，本发明的大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法、以及大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板能够满 足下述要求：(1)板厚为50～100mm、屈服强度为400～650MPa、且拉伸强度为490～720MPa的厚壁高强度；(2)即使在焊接线能量≥20kJ/mm的条件下，也具有vE(-20℃)≥70J的良好的大线能量焊接HAZ韧性；(3)可通过高价合金元素的减少(Ni≤1％等)等而实现低制造成本。 
通过将这样的本发明的厚壁高强度钢板用于以高层建筑为代表的各种焊接结构体，能够同时满足焊接结构体的大型化、应对破坏的高安全性、建造中焊接的高效率化、原料钢材的经济性等，因此其工业上的效果是不可估量的。 
实施例 
以下，列举本发明的大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法、及大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板的实施例，对本发明进行更具体的说明，但本发明完全不受下述实施例的限定，可根据与前述、后述主旨相适的范围内做出适当变更后实施，其均包含在本发明的技术范围内。 
[样品的制作] 
在制钢工序中，控制钢液的脱氧/脱硫和化学成分，通过连续铸造，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的化学成分的板坯。接着，通过在下述表5、表6及表13所示的制造条件下对所述板坯进行再加热、厚板轧制，将板厚加工为50～100mm，进行加速冷却，然后再根据需要进行离线的回火处理，制作了No.1～No.36以及No.A～J的厚壁钢板样品。 
另外，通过在下述表7所示的制造条件下对表1所示的No.1化学成分的板坯进行再加热、厚板轧制，将板厚加工为50～100mm，进行加速冷却，接着，然后再进行离线的回火处理，制作了No.1A～No.1E的厚壁钢板样品。 
Figure BDA0000118648580000201
Figure BDA0000118648580000221
Figure BDA0000118648580000231
Figure BDA0000118648580000241
Figure BDA0000118648580000261
Figure BDA0000118648580000281
就本发明的钢1～16以及A～F而言，成分组成、Ceq、Tief及有效硼量均在本发明的范围内，相比之下，比较钢17～36以及G～J的成分组成、Ceq或有效硼量均不在本发明的范围内。 
[评价试验] 
对于通过上述方法制作的No.1～No.36、No.A～J、No.1A～No.1E厚壁钢板样品，进行了以下的评价试验。 
对于母材的拉伸特性及夏比冲击特性，从厚壁钢板样品的板厚1/2部-轧制长(L)方向取试验片，进行了测定和评价。需要说明的是，作为拉伸试验片，准备了JIS Z 2201的14B号的拉伸试验片。另外，屈服强度以及拉伸强度按照JIS Z 2241的记载进行了测定。 
另外，关于接头的HAZ韧性，通过埋弧焊(SAW)或电渣焊(ESW)对对接坡口进行1道焊接，在距板厚1/2部的熔融线1mm的HAZ导入切口，进行了研究。此时，在-20℃下进行3条切口的夏比冲击试验(JIS Z 2242)，对平均的吸收能量值进行了评价。另外，作为参考，对于-40℃下的特性也进行了同样的研究。 
另外，根据JIS Z 3001的2652的记载，测定了焊接线能量。 
本实施例中厚壁钢板和焊接接头的机械性质如表8～表10以及表14所示。 
Figure BDA0000118648580000321
Figure BDA0000118648580000331
[评价结果] 
No.1～16以及No.A～F是本发明的钢，可知：通过优化钢的化学成分、TMCP条件，尽管是厚壁的，也如表8及表14所示地，能够满足400～620MPa的屈服强度、520～700MPa的拉伸强度以及代表母材韧性的低于-20℃的良好延脆性转变温度(vTrs)，此外，尽管是50～120kJ/mm的高焊接线能量，也能够在将Ni含量抑制于1％以下的同时，满足在-20℃下70J以上的良好HAZ韧性。 
另外可知：作为比较钢的No.17～36以及钢No.H～J，由于钢的化学成分不适当，而且表7所示的比较钢1A～1E的钢板制造条件不适当，因此如表9、表10以及表14所示地，屈服强度、拉伸强度、vTrs、大线能量焊接HAZ韧性均不良，无法像本发明的厚壁高强度钢板那样同时满足上述多个要求特性。 
钢17由于C量和Ceq少，钢20由于Mn量少，因此淬火性不足，屈服强度、拉伸强度差。 
钢18由于C量多、钢19由于Si量过多、钢21由于Mn量多、钢22由于B量少、钢23由于V量少、钢24由于V量多，因此大线能量焊接HAZ的韧性差。另外，钢21由于Ceq也高，因此屈服强度和拉伸强度过剩，vTrs也不良。 
钢25、26、27、30、31、34、35的Ceq和板厚相同、表6的TMCP条件也相同，但由于存在的有效硼量为8～27ppm，因此强度和韧性的变化大，部分钢的vTrs不良，而且大线能量焊接HAZ的韧性差。 
钢28由于P量多、钢29由于S量多，因此vTrs和大线能量HAZ的韧性差。 
钢31由于Al量少，因此O增多，钢32由于Al量多，因此会产生氧化铝簇，因此，钢31和钢32的粗大有害氧化物均增多，母材和大线能量HAz的韧性差。 
钢33由于Ti量少、钢35由于N量少，因此TiN的生成不充分，母材和HAZ的晶粒无法充分地微细化，母材韧性、大线能量HAZ韧性差。 
钢34由于Ti量多、钢36由于N量多，因此因TiC脆化、固溶B脆化而导致母材韧性和大线能量HAZ韧性差。 
虽然钢G中添加了Nb，但由于未添加Mg，因此大线能量HAZ韧性降 低。 
由于钢H、钢I及钢J的V量少，因此大线能量HAZ韧性降低。 
钢1A由于板坯再加热时的加热温度过低、钢1B由于轧制结束温度过低、钢1D由于加速冷却开始温度过低、钢1E由于加速冷却停止温度过高，因此强度不足。 
钢1C由于轧制累积压下量过少，因此母材韧性不良。 
由以上进行说明的实施例的结果可知，本发明的大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板满足下述要求：(1)板厚为50～100mm、屈服强度为400～650MPa、且拉伸强度为490～720MPa的厚壁高强度；(2)即使在焊接线能量≥20kJ/mm的条件下，也具有vE(-20℃)≥70J的良好的大线能量焊接HAZ韧性；(3)可通过高价合金元素的减少(Ni≤1％等)等而实现低制造成本。 
工业实用性 
本发明的厚壁高强度钢板的应用主要面向高层建筑等建筑，也可用于桥梁、船舶、贮存容器(タンク)及海洋结构体等其它焊接结构体。 

Claims (3)

1.大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法，该方法包括：
将连续铸造板坯加热至高于1100℃且为1300℃以下的温度后，在钢表面温度为850℃以上的条件下进行累积压下量为50%以上的轧制，接着，采用加速冷却将钢表面温度从800℃以上开始冷却至500℃以下，
其中，所述连续铸造板坯以质量%计含有：
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%、
O：0.004%以下，
余量包括铁及不可避免的杂质，
并且在所述连续铸造板坯中，
下述式(1)的碳当量Ceq为0.32～0.45%，
下述式(2)的有效硼量Bef为0%以下，
下述式(3)的有效钛量Tief为0.005%以上，
其中，
Ceq=C+Mn/6+{(Cr+Mo+V)/5}+{(Ni+Cu)/15}…(1)
Bef=B-0.77{N-0.29(Ti-2OTi)}…(2)
Tief=Ti-2OTi…(3)
且OTi由下述式(4)求得，
OTi=O-0.4Ca-0.66Mg-0.17REM-0.35Zr-0.89Al…(4)
其中，
式(4)的OTi小于0%时，将式(2)及式(3)的OTi设为0%，
N-0.29(Ti-2OTi)小于0%时，将式(2)的N-0.29(Ti-2OTi)设为0%，
式(1)、式(2)、式(3)及式(4)中所示的元素为以质量%表示的各元素的含量，作为不可避免的杂质混入的元素也包含在计算之内。
2.根据权利要求1所述的大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法，其中，在所述加速冷却后，于350～700℃进行5～60分钟的回火热处理。
3.根据权利要求1或2所述的大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法，其中，所述连续铸造板坯以质量%计含有下述中的1种或2种以上：
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时，也含有Mg。
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Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2013128650A1 (ja) * 2012-03-01 2013-09-06 Ｊｆｅスチール株式会社 大入熱溶接用鋼材
US9499873B2 (en) 2012-12-28 2016-11-22 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel plate having yield strength of 670 to 870 N/mm2 and tensile strength of 780 to 940 N/mm2
CN103215507B (zh) * 2013-04-18 2015-01-14 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 一种提高大线能量焊接性能的钢板冶炼方法
CN103695776B (zh) * 2013-12-20 2016-08-17 宝山钢铁股份有限公司 一种低碳当量焊接热影响区韧性优异的厚钢板及其制造方法
CN104451444B (zh) * 2014-11-27 2017-02-22 宝山钢铁股份有限公司 一种低碳当量可大线能量焊接用厚钢板及其制造方法
CN105088072B (zh) * 2015-08-27 2018-05-25 舞阳钢铁有限责任公司 一种大线能量焊接用钢板及其生产方法
CN105755375B (zh) * 2016-04-19 2017-10-24 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种连铸坯生产低压缩比高性能特厚钢板及其制造方法
CN106756543B (zh) * 2016-12-12 2018-05-22 南京钢铁股份有限公司 一种tmcp态低成本大线能量焊接用高强船板钢及其制造方法
WO2022045350A1 (ja) * 2020-08-31 2022-03-03 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法
CN114763589A (zh) * 2021-01-11 2022-07-19 宝山钢铁股份有限公司 一种压力容器用钢板及其制造方法
WO2023132254A1 (ja) * 2022-01-07 2023-07-13 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
CN117737596A (zh) * 2024-02-20 2024-03-22 上海大学 一种大线能量焊接热影响区韧性优异的钢板及其制造方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2001086013A1 (fr) * 2000-05-09 2001-11-15 Nippon Steel Corporation Tole d'acier epaisse excellente du point de vue de ses caracteristiques ctod dans la zone affectee par la chaleur du soudage et dont la limite conventionnelle d'elasticite est superieure ou egale a 460 mpa
WO2009072559A1 (ja) * 2007-12-06 2009-06-11 Nippon Steel Corporation 脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法、及び、脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3009568B2 (ja) * 1993-10-06 2000-02-14 新日本製鐵株式会社 耐水素誘起割れ性および低温靭性の優れた高強度鋼板の製造法
JPH07173536A (ja) * 1993-12-16 1995-07-11 Nippon Steel Corp 耐サワー性の優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造法
US7796134B2 (en) * 2004-06-01 2010-09-14 Infinite Z, Inc. Multi-plane horizontal perspective display
JP4523893B2 (ja) * 2005-08-22 2010-08-11 新日本製鐵株式会社 母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼およびその製造方法
JP5085364B2 (ja) * 2007-02-09 2012-11-28 新日本製鐵株式会社 脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法、及び、脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板
JP4309946B2 (ja) * 2007-03-05 2009-08-05 新日本製鐵株式会社 脆性き裂伝播停止特性に優れた厚手高強度鋼板およびその製造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2001086013A1 (fr) * 2000-05-09 2001-11-15 Nippon Steel Corporation Tole d'acier epaisse excellente du point de vue de ses caracteristiques ctod dans la zone affectee par la chaleur du soudage et dont la limite conventionnelle d'elasticite est superieure ou egale a 460 mpa
WO2009072559A1 (ja) * 2007-12-06 2009-06-11 Nippon Steel Corporation 脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法、及び、脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
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JP特开平7-173536A 1995.07.11

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