CN115003842B - 母材韧性和接头韧性优异的高张力钢板及其制造方法 - Google Patents

母材韧性和接头韧性优异的高张力钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明的实施方式的母材韧性和接头韧性优异的高张力钢板，具有规定的化学成分组成，以下式(1)表示的参数PY为1.300以上且2.500以下，相对于全部金属组织，铁素体的面积分率为60％以上，当量圆直径为7.5μm以下的铁素体的合计面积分率为20％以上。参数PY＝10×([Nb]+3×[C])×(2×[Si]+[Cu]+[Ni]+[Mo])…(1)其中，[]表示各元素的含量(质量％)，不包含的元素的含量设为零。

Description

母材韧性和接头韧性优异的高张力钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及母材韧性和接头韧性优异的高张力钢板及其制造方法。
背景技术
低温环境下使用的LPG储罐等所用的厚钢板，既要求高强度，又要求低温下的韧性(以下，称为“低温韧性”)优异。此外，还要求焊接金属和热影响部(HAZ，Heat AffectedZone)的焊接接头部(以下，有简称为“接头”或“接头部”的情况)的低温韧性(以下，有称为“接头韧性”的情况)也优异。特别是近年来，从安全性的观点出发，要求极低温下的高韧性。
在此，添加合金对于提高强度有效，而另一方面却造成韧性降低。因此，强度和韧性兼顾极其困难。作为用于使强度和韧性一起提高的一个手段，可列举添加Ni的方法。但是，如3.5％Ni钢和9％Ni钢所代表的那样，如果不大量添加Ni，则不能最大限度地发挥这一效果。因此，对于进一步抑制Ni量的、母材强度和低温韧性及接头部的低温韧性优异的厚钢板进行了研究。
例如，在专利文献1中公开有一种适合用于船舶、海洋结构物、压力容器、压力水管等的钢铁结构物，屈服应力为420MPa以上，小～中线能量下的多层焊接部的焊接热影响部的低温韧性优异的高张力钢板及其制造方法。在专利文献1中，通过具有规定的成分组成，并控制钢板的中心偏析部的硬度，以得到焊接热影响部的低温韧性优异的高张力钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2012－184500号公报
发明内容
发明所要解决的问题
但是，专利文献1所公开的技术，母材和接头的韧性评价温度为－40℃，更低温下的韧性可能不充分。
本发明的实施方式，鉴于这样的情况而提出，其目的在于，提供一种有高强度，且更低温下具有优异的母材韧性，并且进行焊接时的焊接接头部的低温韧性也优异的高张力钢板及其制造方法。
解决问题的手段
本发明的实施方式的方式1是一种母材韧性和接头韧性优异的高张力钢板，其中，含有：
C：0.02质量％以上且0.06质量％以下、
Si：高于0质量％且在0.50质量％以下、
Mn：0.90质量％以上且1.60质量％以下、
P：高于0质量％且在0.03质量％以下、
S：高于0质量％且在0.01质量％以下、
Al：0.020质量％以上且0.070质量％以下、
Cu：0.10质量％以上且0.40质量％以下、
Nb：0.010质量％以上且0.060质量％以下、
Ni：0.40质量％以上且0.80质量％以下、
Ti：0.005质量％以上且0.025质量％以下、和
N：0.0020质量％以上且0.0080质量％以下，
余量由铁和不可避免的杂质构成，
由下式(1)表示的参数PY为1.300以上且2.500以下，
相对于全部金属组织，
铁素体的面积分率为60％以上，
当量圆直径为7.5μm以下的铁素体的合计面积分率在20％以上。
参数PY＝10×([Nb]+3×[C])×(2×[Si]+[Cu]+[Ni]+[Mo])…(1)
其中，[]表示各元素的含量(质量％)，不包含的元素的含量设为零。
本发明的实施方式的方式2，根据方式1所述的母材韧性和接头韧性优异的高张力钢板，其中，还含有从
B：高于0质量％且在0.0015质量％以下、
Ca：高于0质量％且在0.003质量％以下、和
Mo：高于0质量％且在0.50质量％以下所构成的群中选择的一种以上。
本发明的实施方式的方式3，是方式1或方式2所述的母材韧性和接头韧性优异的高张力钢板的制造方法，其中，
包括将具有方式1或方式2所述成分的钢，以1000℃以上且1250℃以下进行加热的工序、和所述加热后的热轧工序，
所述热轧工序包括：
在900℃以上的温度范围，以30％以上的累积压下率压下的工序；
在Ar3以上且低于900℃的温度范围，以20％以上且80％以下的累积压下率压下的工序；
从(Ar3－30℃)以上的冷却开始温度起，以1℃/秒以上且10℃/秒以下的平均冷却速度，冷却至500℃以上且(所述冷却开始温度－20℃)以下的冷却停止温度为止的工序。
在此，
Ar3(℃)＝868－369×[C]+24.6×[Si]－68.1×[Mn]－36.1×[Ni]－20.7×[Cu]－24.8×[Cr]+29.6×[Mo]
其中，[]表示各元素的含量(质量％)，不包含的元素的含量设为零。
发明效果
根据本发明的实施方式，能够得到高强度，且更低温下具有优异的母材韧性，进行焊接时的焊接接头部的低温韧性也优异的高张力钢板。
附图说明
图1是表示接头部的MA面积分率与接头韧性的关系的图。
图2是表示参数PY与接头部的MA面积分率的关系的图。
图3是表示参数PY与当量圆直径为7.5μm以下的铁素体的合计面积分率(FR)的关系的图。
图4是表示参数PY与强度韧性平衡(TV)的关系的图。
具体实施方式
本发明人进行锐意研究的结果发现，通过使根据规定的化学成分的含量计算的参数PY为1.300以上且2.500以下，使铁素体的面积分率为60％以上，并使当量圆直径为7.5μm以下的铁素体的合计面积分率(以下，有称为“FR”的情况)为20％以上，能够得到高强度，且在比以往更低温下具有优异的母材韧性，并且进行焊接时的焊接接头部的低温韧性也优异的高张力钢板。
1.化学成分组成
以下对于本发明的实施方式的高张力钢板的化学成分组成进行说明。首先，对于作为基本元素的C、Si、Mn、P、S、Al、Cu、Nb、Ni、Ti和N进行说明，再对于可以选择性添加的元素进行说明。
[C：0.02质量％以上且0.06质量％以下]
C是有助于钢板高强度化的元素，因此含有0.02质量％以上。C含量优选为0.03质量％以上。另一方面，若C过剩地含有，则MA形成，导致母材韧性降低和HAZ韧性(即，HAZ部的韧性)降低，此外还使焊接性劣化。因此，C含量为0.06质量％以下。C含量优选为0.05质量％以下。还有，上述所谓“MA”，是martensite－austenite constituent的缩写，是马氏体和奥氏体的复合体(复合组织)。“MA”也称为“岛状马氏体”。
[Si：高于0质量％且在0.50质量％以下]
Si是作为脱氧材料有效的元素，对于提高母材强度也是有效的元素。因此，Si含量高于0质量％。Si含量优选为0.05质量％以上，更优选为0.10质量％以上。另一方面，若使Si过剩地含有，则形成MA而致使母材的韧性和HAZ韧性降低，因此Si含量为0.50质量％以下。Si含量优选为0.35质量％以下，更优选为0.30质量％以下。
[Mn：0.90质量％以上且1.60质量％以下]
Mn是使奥氏体稳定化，使相变温度低温化，从而在通过轧制使组织微细化方面有效的元素。另外，Mn在高强度化上也是有效的元素。因此，使Mn含有0.90质量％以上。Mn含量优选为1.10质量％以上，更优选为1.20质量％以上。另一方面，若使Mn过剩地含有，则MnS粗大化，母材韧性劣化。因此，Mn含量为1.60质量％以下。Mn含量优选为1.55质量％以下。
[P：高于0质量％且在0.03质量％以下]
P是不可避免的杂质，对母材和接头的韧性造成不良影响。因此，P含量抑制在0.03质量％以下。P在工业上难以达到0质量％，下限高于0质量％。
[S：高于0质量％且在0.01质量％以下]
S是形成MnS，使母材韧性劣化的元素。因此，S需要抑制在0.01质量％以下。S含量优选为0.005质量％以下。S在工业上难以达到0质量％，下限高于0质量％。
[Al：0.020质量％以上且0.070质量％以下]
Al是脱氧所需的元素。为了发挥此效果而使Al含有0.020质量％以上。Al含量优选为0.025质量％以上。另一方面，若使Al过剩地含有，则形成氧化铝系的粗大夹杂物，韧性降低。因此，Al含量为0.070质量％以下。Al含量优选为0.065质量％以下，更优选为0.060质量％以下。
[Cu：0.10质量％以上且0.40质量％以下]
Cu是对于强度提高有效的元素。为了发挥这一效果，需要使Cu含有0.10质量％以上。Cu含量优选为0.15质量％以上。另一方面，若使Cu过剩地含有，则热加工时容易发生裂纹。因此，Cu含量为0.40质量％以下。Cu含量优选为0.35质量％以下。
[Nb：0.010质量％以上且0.060质量％以下]
Nb是抑制奥氏体晶粒的再结晶化，使铁素体微细化的元素。为了得到这一效果，使Nb含有0.010质量％以上。Nb含量优选为0.015质量％以上，更优选为0.020质量％以上。另一方面，若使Nb过剩地含有，则形成MA，韧性降低。因此，Nb含量为0.060质量％以下。Nb含量更优选为0.055质量％以下。
[Ni：0.40质量％以上且0.80质量％以下]
Ni是对于提高钢板的强度和低温韧性有效的元素，对于提高HAZ韧性也有效。Ni含量低于0.40质量％时，Ni的添加效果不足，不能确保钢板良好的低温韧性。因此，使Ni含有0.40质量％以上。Ni含量优选为0.45质量％以上，更优选为0.50质量％以上。另一方面，若Ni含量过剩，则相比低温下的延展断裂的抑制效果，强度上升效果变得过剩，低温韧性劣化。因此，Ni含量需要为0.80质量％以下。Ni含量优选为0.75质量％以下。
[Ti：0.005质量％以上且0.025质量％以下]
Ti是强力的氮化物形成元素，微量下就可微细析出TiN，从而发挥晶粒的微细化效果。为了发挥此效果，使Ti含有0.005质量％以上。Ti含量优选为0.007质量％以上。另一方面，若Ti被过剩地含有，则招致接头韧性的降低。因此，Ti含量为0.025质量％以下。Ti含量优选为0.023质量％以下。
[N：0.0020质量％以上且0.0080质量％以下]
N是生成AlN、TiN，抑制热轧前的加热时和焊接时的奥氏体晶粒的粗大化，对于提高母材韧性和HAZ韧性有效的元素。为了发挥此效果，使N含有0.0020质量％以上。N含量优选为0.0030质量％以上。另一方面，若使N过剩地含有，则固溶N增大，导致母材韧性劣化。因此，N含量为0.0080质量％以下。N含量优选为0.0070质量％以下。
[余量]
余量是铁和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，可允许因原料、物料、制造设备等的状况而引入的微量元素(例如，As、Sb、Sn等)的混入。还有，例如，像P和S这样，通常，含量越少越优选，因此是不可避免的杂质，但关于其组成范围，有像上述那样另行规定的元素。因此，在本说明书中，构成余量的“不可避免的杂质”这样的情况，是排除了对其组成范围另行规定的元素的概念。
只要能够维持本发明的实施方式的高张力钢板的特性，可以还含有任意的其他元素。以下，例示能够像这样选择性地含有的其他元素。
[从B：高于0质量％且在0.0015质量％以下、Ca：高于0质量％且在0.003质量％以下、和Mo：高于0质量％且在0.50质量％以下所构成的群中选择的一种以上]
也可以根据需要，含有从B：高于0质量％且在0.0015质量％以下、Ca：高于0质量％且在0.003质量％以下、和Mo：高于0质量％且在0.50质量％以下所构成的群中选择的一种以上。
B具有通过生成BN而降低对韧性造成不良影响的固溶N的作用。因此，可以使B含有高于0质量％。B含量优选为0.0005质量％以上。另一方面，若B含量过多，则使B的析出物增加，韧性反而劣化。因此，使B含有时，B含量为0.0015质量％以下。B含量优选为0.0012质量％以下。
Ca是通过夹杂物的控制，对于提高钢板的韧性有效的元素。因此，也可以含有Ca高于0质量％。Ca含量优选为0.0005质量％以上。另一方面，若过剩地含有Ca，则韧性降低。因此，使Ca含有时，Ca含量为0.003质量％以下。Ca含量优选为0.0025质量％以下。
Mo是在使强度提高上有效的元素。因此，可使Mo含有高于0质量％。Mo含量优选为0.10质量％以上。另一方面，若过剩地含有Mo，则韧性降低。因此，使Mo含有时，Mo含量为0.50质量％以下。Mo含量优选为0.40质量％以下。
[Mg、REM、Zr：合计约0.0010质量％以下]
如果形成Mg、REM(Rare Earth Metal：稀土元素)、Zr等的氧化物的元素，在合计约0.0010质量％以下的不可避免的杂质水平，则对特性的影响很小，因此可以含有。
[参数PY：1.300以上且2.500以下]
在本发明的实施方式中，将由下式(1)表示的参数PY控制在1.300以上且2.500以下。构成参数PY的Nb和C作为NbC析出，由此抑制奥氏体晶粒的再结晶化，并使未再结晶区域扩大。因此，Nb和C是有助于通过轧制而促进铁素体微细化的元素。构成参数PY的Si、Cu、Ni和Mo，是通过使奥氏体稳定化，使铁素体形核温度低温化，而有助于通过轧制使组织微细化的元素。本发明人考虑到有助于铁素体微细化的这些元素而进行实验，据此发现了参数PY。参数PY低于1.300时，强度韧性平衡恶化(即，母材的强度和低温韧性之中有1个以上恶化)。因此，参数PY为1.300以上。参数PY优选为1.400以上，更优选为1.500以上。另一方面，为了减少接头组织中的MA而进行研究的结果发现，参数PY与MA分率有关系。即，若参数PY高于2.500，则接头组织中的MA分率增大，接头的低温韧性恶化。因此，参数PY在2.500以下。参数PY优选为2.400以下，更优选为2.300以下。
参数PY＝10×([Nb]+3×[C])×(2×[Si]+[Cu]+[Ni]+[Mo]) …(1)
其中，[]表示各元素的含量(质量％)，不包含的元素的含量设为零。
参照图1～图4，对于设定参数PY的理由更详细地说明。
本发明人为了确保低温下的接头韧性，对于接头的低温韧性与接头的组织的关系进行了调査。如后述的实施例所示，为了评价焊接得到的焊接物的接头韧性，测量－62℃下的冲击吸收功vE－62℃。图1是表示此vE－62℃与该接头的MA(岛状马氏体)分率的关系的图。在本发明的实施方式中发现，为了达成作为目标的vE－62℃为27J以上这样优异的低温韧性，如图1所示，需要将上述接头的组织中所占的MA的分率抑制在4面积％以下。
本发明人为了抑制接头的组织中的MA分率，对其手段进行了研究。图2是表示上述接头的MA分率与上述参数PY的关系的图。上述图1和图2中的MA分率，是观察后述的实施例等的焊接后的焊接物中的接头的组织而求得的。如图2所示，发现如果将参数PY抑制在2.500以下，则可将上述接头的组织中的MA分率抑制在4面积％以下。
另一方面，本发明的实施方式，还以兼顾优异的母材的强度韧性平衡为目的。因此，本发明人进一步锐意研究时，即使如上述这样满足参数PY，确保接头韧性，母材组织中仍可能残留有MA。由于MA的残存，导致母材的低温韧性恶化，其结果是，母材的强度韧性平衡也会恶化。因此，本发明人考虑，能否通过使当量圆直径为7.5μm以下的微细的铁素体的面积率增大，从而减轻上述MA残留的影响，并对此进一步进行锐意研究。图3是表示当量圆直径为7.5μm以下的铁素体的面积率(FR)与参数PY的关系的图。经上述锐意研究的结果发现，如图3所示，通过使参数PY为1.300以上，能够将当量圆直径为7.5μm以下的微细的铁素体的面积率增大到20％以上。
本发明人就上述微细的铁素体面积率的增大对母材的强度韧性平衡造成的影响进行了确认。还有，在本发明的实施方式中，将根据母材的抗拉强度与断口形貌转变温度计算的参数TV作为强度韧性平衡的指标。如果参数TV为－4000以下，则可以说强度韧性平衡良好。参数TV的详情后述。图4是表示参数PY与参数TV的关系的图。如图4所示，确认到通过使参数PY为1.300以上，参数TV为－4000以下，强度韧性平衡良好。如以上，本发明人发现，通过使参数PY处于1.300以上且2.500以下，能够使母材的强度韧性平衡与接头部的低温韧性一起提高。
2.母材的金属组织
以下说明本发明的实施方式的高张力钢板的金属组织的详情。
[铁素体的面积分率：60％以上]
为了实现由后述的微细铁素体带来的强度韧性平衡的提高，铁素体对于全部金属组织的面积分率为60％以上。铁素体的面积分率优选为70％以上，更优选为78％以上。铁素体的面积分率，如果考虑本发明的实施方式的钢板的化学成分组成和制造方法，则优选为99％以下，更优选为98％以下。铁素体的面积分率的测量方法后述。
[当量圆直径为7.5μm以下的铁素体的合计面积分率：20％以上]
如上述，为了得到接头的韧性，需要满足规定的成分范围和参数PY。但是，即使满足规定的成分范围和参数PY，确保母材强度和接头的韧性，仍有在母材组织中残留MA的情况。MA成为断裂的起点，可以使母材韧性劣化，使强度韧性平衡恶化。通过确保当量圆直径为7.5μm以下的铁素体的合计面积分率(FR)相对于全部金属组织为20％以上，能够减轻MA的上述影响。该合计面积分率优选为25％以上，更优选为30％以上。该合计面积分率的上限没有特别限定，但若考虑化学成分组成和制造条件，则为80％左右。该合计面积分率的测量方法后述。
[余量组织]
余量组织是从珠光体、贝氏体、渗碳体、残余奥氏体、马氏体和MA所构成的群中选择的一种以上。母材的MA的面积分率，从确保韧性的观点出发，优选为10％以下，更优选为8％以下，进一步优选为6％以下。另外，母材的MA的面积分率，从确保韧性的观点出发优选为0％，但在本成分范围内必然生成。因此，母材中MA以面积分率计为0.5％以上，还有存在0.6％以上的情况。还有，当量圆直径为7.5μm以下的铁素体的合计面积分率只要在20％以上，也可以存在当量圆直径高于7.5μm的铁素体。
如上述，在本发明的实施方式中，因为使参数PY为2.500以下，所以使用本发明的实施方式的高张力钢板进行焊接时，接头组织中的MA分率降低，接头部的低温韧性提高。因此，如果以上述方式控制参数PY，则接头组织中的MA分率没有特别限定，但优选为3.5％以下，更优选为3.2％以下。
3.特性
以下，对于本发明的实施方式的高张力钢板(母材)的特性和使用本发明的实施方式的高张力钢板进行焊接时的接头部的特性进行以下详述。
3－1.钢板的特性
(1)强度韧性平衡(TV)
本发明的实施方式的高张力钢板，强度韧性平衡优异。即，本发明的实施方式的高张力钢板有高强度，并且比以往的低温韧性优异。在强度韧性平衡的评价中，使用由下式(2)表示的参数TV。参数TV为－4000以下时，强度韧性平衡优异。
TV＝3×vTrs－7×TS…(2)
其中，
vTrs：母材的断口形貌转变温度(℃)
TS：母材的抗拉强度(MPa)
(2)抗拉强度(TS)、屈服强度(YP)、断口形貌转变温度(vTrs)
钢板的特性满足上述参数TV即可。抗拉强度(TS)优选为515MPa以上，更优选为520MPa以上。屈服强度(YP)优选为360MPa以上，更优选为380MPa以上。断口形貌转变温度(vTrs)优选为－80℃以下，更优选为－90℃以下。
3－2.接头部的特性
本发明的实施方式的高张力钢板，进行线能量10kJ/mm以上且11kJ/mm以下的焊接时所形成的接头部，具有优异的低温韧性。具体来说，接头－62℃下的冲击吸收功vE－62℃为27J以上。vE－62℃优选为30J以上，更优选为40J以上。
4.制造方法
接着，对于本发明的实施方式的高张力钢板的制造方法进行说明。
本发明人发现，通过对于具有规定的化学成分组成的钢，实施后述的热轧，能够得到具有上述希望的金属组织，其结果是得到具有上述的希望特性的高张力钢板。以下说明其详情。
对于具有上述化学成分组成的钢片加热后，按以下的条件进行热轧。在轧制前的加热工序中，优选以例如1000℃～1250℃加热板坯等钢片。
[在900℃以上的温度范围，以30％以上的累积压下率压下的工序]
为了使奥氏体晶粒微细化，需要加热到再结晶温度范围后进行充分的压下。能够在再结晶温度范围，施加累积压下率：30％以上(以下，将该累积压下率称为“第1累积压下率”)的压下，能够在奥氏体晶粒内使位错积累，并以此位错为驱动力而生成新的晶粒。在具有上述这样的化学成分组成的钢板中，通过在900℃以上的高温区域(再结晶温度范围)施加压下而产生再结晶。为了使上述的效果有效发挥，使第1累积压下率为30％以上，优选为35％以上。第1累积压下率通常为80％以下。
[在Ar3以上且低于900℃的温度范围，以20％以上且80％以下的累积压下率压下的工序]
接着，为了增加铁素体能够成核的变形带，需要在未再结晶温度范围中也进行充分的压下。若相比再结晶温度范围以较低温施加压下，则奥氏体晶粒无法生成新的晶粒，而成为扁平组织，变形带被导入晶内。为了使上述的效果有效地发挥，未再结晶温度范围的压下，是在Ar3以上且低于900℃的温度范围，使累积压下率(以下，将该累积压下率称为“第2累积压下率”)为20％以上，优选为25％以上。第2累积压下率，通常80％以下。
在此，Ar3(℃)由下式计算。
Ar3(℃)＝868－369×[C]+24.6×[Si]－68.1×[Mn]－36.1×[Ni]－20.7×[Cu]－24.8×[Cr]+29.6×[Mo]
其中，[]表示各元素的含量(质量％)，不包含的元素的含量设为零。
还有，若在低于未再结晶温度范围的二相温度范围进行压下，则虽然钢板的强度提高，但伴随加工强化而来的应力集中变得显著，钢板的韧性会劣化。因此，优选不在二相温度范围进行压下。
上述第1累积压下率和第2累积压下率由下式计算。
第1累积压下率(％)＝(H1－H2)/H1×100
第2累积压下率(％)＝(H2－t)/H2×100
上述中，
H1是900℃以上的温度范围的轧制开始时的板厚(例如板坯厚)，
H2是900℃以上的温度范围的轧制结束时的板厚＝Ar3以上且低于900℃的温度范围的轧制开始时的板厚，
t是完工厚度，单位均为mm。
[从(Ar3－30℃)以上的冷却开始温度起，以1℃/秒以上且10℃/秒以下的平均冷却速度，冷却至500℃以上且(冷却开始温度－20℃)以下的冷却停止温度为止的工序]
接着，从(Ar3－30℃)以上的冷却开始温度起，以1℃/秒以上且10℃/秒以下的平均冷却速度，冷却至500℃以上且(冷却开始温度－20℃)以下的冷却停止温度为止。如果从低于(Ar3－30℃)的冷却开始温度进行冷却，则晶界铁素体析出并粗大化，当量圆直径为7.5μm以下的铁素体的合计面积分率降低。因此，从(Ar3－30℃)以上的冷却开始温度进行冷却。冷却开始温度优选为(Ar3－20℃)以上，更优选为(Ar3－10℃)以上。从确保当量圆直径为7.5μm以下的铁素体的合计面积分率的观点出发，冷却开始温度优选为(Ar3+60℃)以下，更优选为(Ar3+40℃)以下。为了实现铁素体的微细化，冷却停止温度越低越好。因此，冷却停止温度为(冷却开始温度－20℃)以下，优选为(冷却开始温度－30℃)以下，更优选为(冷却开始温度－40℃)以下。另一方面，若冷却停止温度为低温，则MA量增加。因此，冷却停止温度为500℃以上，优选为510℃以上，更优选为520℃以上。为了通过加速冷却抑制铁素体的生长，需要使平均冷却速度为1.0℃/秒以上，优选为1.2℃/秒以上，更优选为1.5℃/秒以上。另一方面，若平均冷却速度过快，则不能确保希望的铁素体分率，韧性降低。因此，平均冷却速度为10℃/秒以下，优选为9.0℃/秒以下，更优选为8.0℃/秒以下。上述加速冷却后，例如能够放冷至室温。
本发明的实施方式的高张力钢板，能够适用为所谓的厚钢板。板厚约6mm以上，优选为10mm以上。板厚的上限没有特别限定，但通常为40mm以下左右。
实施例
对于满足表1所示的化学成分组成的钢片，以表2所示的加热温度加热后，以表2所示的条件进行热轧，制造厚钢板。在表2中，所谓“平均冷却速度”，是指从(Ar3－30℃)以上的冷却开始温度起至500℃以上且(冷却开始温度－20℃)以下的冷却停止温度的平均冷却速度。所谓“冷却停止温度”，是指在上述“平均冷却速度”下冷却的停止温度。表2中，还显示了制造的厚钢板的板厚。还有，表1中表述为线(－)的，意思是未检测到该化学成分组成。另外，在表1和后述的表3中，带有下划线的数值，表示脱离本发明的实施方式的范围。
【表1】
【表2】
[金属组织的观察]
以平行于轧制方向且相对于钢板表面垂直的、能够观察到包括钢板正背面在内的板厚截面的方式，从上述厚钢板上提取试样。金属组织观察中，根据观察对象使用3％nital溶液或lepera溶液进行腐蚀，观察距表面6mm～7mm的位置。使用光学显微镜，以倍率100倍，观察1个视野为600μm×800μm的区域。通过图像分析，测量铁素体的面积分率、当量圆直径为7.5μm以下的铁素体的面积分率和MA的面积分率。以铁素体的面积分率为60％以上，且当量圆直径为7.5μm以下的铁素体的合计面积分率为20％以上的试样为合格。
[母材的拉伸试验]
从t(板厚)/4的部位，沿轧制直角方向提取JIS Z 2201的4号试验片，按JIS Z2241的要领进行拉伸试验，测量抗拉强度(TS)和屈服强度(YP)。
[母材的低温韧性的评价]
从各钢板的表面，使朝向板厚方向6mm～7mm的位置与摆锤冲击试验片的中心部相同，使试验片的纵长方向与轧制方向成直角而提取试验片。而后，按JIS Z 2242的要领进行摆锤冲击试验，测量断口形貌转变温度vTrs。测量结果显示在表3中。另外，由上述式(2)计算强度韧性平衡(TV)，并显示在表3中。强度韧性平衡(TV)为－4000以下的试样，评价为强度韧性平衡优异(合格)。
[接头的低温韧性的评价]
以线能量10kJ/mm以上且11kJ/mm以下进行焊接，从所得到的焊接物上提取试验片。关于试验片，其提取方式为，在焊接物的接头，使从与母材相同的表面朝向板厚方向6mm～7mm的位置与摆锤冲击试验片的中心部相同，且使试验片的纵长方向与焊接线方向为直角，并与轧制方向为直角而提取试验片。然后，按JIS Z 2242的要领进行摆锤冲击试验，求得－62℃下的冲击吸收功(vE－62℃)，评价接头部的低温韧性。vE－62℃为27J以上的试样，评价为低温韧性优异(合格)。
另外对于接头部的组织也进行观察。详细地说，就是根据观察对象，使用3％nital溶液或lepera溶液，腐蚀接头部的试样，使结晶晶界和MA显现。而后，在从表面朝向板厚方向6mm～7mm的位置，使用光学显微镜，对于显现组织，以倍率400倍，观察1个视野相当于200μm×160μm的区域。通过图像分析软件，计算MA的面积分率。
这些评价结果显示在表3中。
【表3】
考察表3的结果。No.1～3、5、6、9～15，是完全满足本发明的实施方式规定的发明例。因为具有规定的化学成分组成和金属组织，所以有高强度且有优异的低温韧性，即，强度韧性平衡优异，并且接头部的低温韧性也优异。
另一方面，No.4、7和8，因为不满足本发明的实施方式的某个规定，所以特性劣化。具体来说，No.4因为参数PY小，当量圆直径7.5μm以下的铁素体的合计面积分率小，所以强度韧性平衡劣化。No.7和8，因为参数PY高，接头部的MA分率变高，接头部的低温韧性劣化。
本申请伴随以申请日为2020年4月2日的日本专利申请，特愿第2020－066825号为基础申请的优先权主张。特愿第2020－066825号作为参照而编入本说明书。

Claims (3)

1.一种母材韧性和接头韧性优异的高张力钢板，其中，由如下成分构成：
C：0.02质量％以上且在0.06质量％以下；
Si：高于0质量％且在0.50质量％以下；
Mn：0.90质量％以上且1.60质量％以下；
P：高于0质量％且在0.03质量％以下；
S：高于0质量％且在0.01质量％以下；
Al：0.020质量％以上且0.070质量％以下；
Cu：0.10质量％以上且0.40质量％以下；
Nb：0.010质量％以上且0.060质量％以下；
Ni：0.40质量％以上且0.80质量％以下；
Ti：0.005质量％以上且0.025质量％以下；
N：0.0020质量％以上且0.0080质量％以下；和
余量：铁和不可避免的杂质，
由下式1表示的参数PY为1.300以上且2.500以下，
相对于全部金属组织，
铁素体的面积分率为60％以上，
当量圆直径为7.5μm以下的铁素体的合计面积分率为20％以上，
强度韧性平衡的参数TV为－4000以下，
所述钢板的制造中的热轧工序包括以2.94℃/秒以上且10℃/秒以下的平均冷却速度从Ar3－30℃以上的冷却开始温度起冷却至500℃以上且所述冷却开始温度－20℃以下的冷却停止温度为止，
参数PY＝10×([Nb]+3×[C])×(2×[Si]+[Cu]+[Ni]+[Mo])…1
Ar3＝868－369×[C]+24.6×[Si]－68.1×[Mn]－36.1×[Ni]－20.7×[Cu]－24.8×[Cr]+29.6×[Mo]
其中，Ar3的单位为℃，[]表示各元素的以质量％计的含量，不包含的元素的含量设为零。
2.一种母材韧性和接头韧性优异的高张力钢板，其中，由如下成分构成：
C：0.02质量％以上且在0.06质量％以下；
Si：高于0质量％且在0.50质量％以下；
Mn：0.90质量％以上且1.60质量％以下；
P：高于0质量％且在0.03质量％以下；
S：高于0质量％且在0.01质量％以下；
Al：0.020质量％以上且0.070质量％以下；
Cu：0.10质量％以上且0.40质量％以下；
Nb：0.010质量％以上且0.060质量％以下；
Ni：0.40质量％以上且0.80质量％以下；
Ti：0.005质量％以上且0.025质量％以下；
N：0.0020质量％以上且0.0080质量％以下；
从B：高于0质量％且在0.0015质量％以下、Ca：高于0质量％且在0.003质量％以下、和Mo：高于0质量％且在0.50质量％以下所构成的群中选择的一种以上；和
余量：铁和不可避免的杂质，
由下式1表示的参数PY为1.300以上且2.500以下，
相对于全部金属组织，
铁素体的面积分率为60％以上，
当量圆直径为7.5μm以下的铁素体的合计面积分率为20％以上，
强度韧性平衡的参数TV为－4000以下，
所述钢板的制造中的热轧工序包括以2.94℃/秒以上且10℃/秒以下的平均冷却速度从Ar3－30℃以上的冷却开始温度起冷却至500℃以上且所述冷却开始温度－20℃以下的冷却停止温度为止，
参数PY＝10×([Nb]+3×[C])×(2×[Si]+[Cu]+[Ni]+[Mo])…1
Ar3＝868－369×[C]+24.6×[Si]－68.1×[Mn]－36.1×[Ni]－20.7×[Cu]－24.8×[Cr]+29.6×[Mo]
其中，Ar3的单位为℃，[]表示各元素的以质量％计的含量，不包含的元素的含量设为零。
3.一种权利要求1或权利要求2所述的母材韧性和接头韧性优异的高张力钢板的制造方法，其中，
包括以1000℃以上且1250℃以下加热具有权利要求1或权利要求2中记载的成分的钢的工序、和所述加热后的热轧工序，
所述热轧工序包括：
在900℃以上的温度范围，以30％以上的累积压下率压下的工序；
在Ar3以上且低于900℃的温度范围，以20％以上且80％以下的累积压下率压下的工序；
从Ar3－30℃以上的冷却开始温度起，以2.94℃/秒以上且10℃/秒以下的平均冷却速度冷却至500℃以上且所述冷却开始温度－20℃以下的冷却停止温度为止的工序，
在此，
Ar3＝868－369×[C]+24.6×[Si]－68.1×[Mn]－36.1×[Ni]－20.7×[Cu]－24.8×[Cr]+29.6×[Mo]
其中，Ar3的单位为℃，[]表示各元素的以质量％计的含量，不包含的元素的含量设为零。
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Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008248354A (ja) * 2007-03-30 2008-10-16 Kobe Steel Ltd 脆性亀裂発生抑制・停止特性および溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板
JP2008266735A (ja) * 2007-04-20 2008-11-06 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部および母材の低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板並びにその製造方法
US20110097234A1 (en) * 2008-03-26 2011-04-28 Yuusuke Oikawa Lean duplex stainless steel excellent in corrosion resistance and toughness of weld heat affected zone
JP2012184500A (ja) * 2011-02-15 2012-09-27 Jfe Steel Corp 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
CN109402500A (zh) * 2018-10-08 2019-03-01 鞍钢股份有限公司 低温韧性良好的热煨弯管用x80宽厚钢板及其生产方法

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5811032B2 (ja) 2012-05-23 2015-11-11 新日鐵住金株式会社 Ｌｐｇタンク用鋼板

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008248354A (ja) * 2007-03-30 2008-10-16 Kobe Steel Ltd 脆性亀裂発生抑制・停止特性および溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板
JP2008266735A (ja) * 2007-04-20 2008-11-06 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部および母材の低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板並びにその製造方法
US20110097234A1 (en) * 2008-03-26 2011-04-28 Yuusuke Oikawa Lean duplex stainless steel excellent in corrosion resistance and toughness of weld heat affected zone
JP2012184500A (ja) * 2011-02-15 2012-09-27 Jfe Steel Corp 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
CN109402500A (zh) * 2018-10-08 2019-03-01 鞍钢股份有限公司 低温韧性良好的热煨弯管用x80宽厚钢板及其生产方法

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