TWI597369B - High-strength high-strength steel plate for structure excellent in brittle crack propagation stop characteristics and method of manufacturing the same - Google Patents

High-strength high-strength steel plate for structure excellent in brittle crack propagation stop characteristics and method of manufacturing the same Download PDF

Info

Publication number
TWI597369B
TWI597369B TW102117855A TW102117855A TWI597369B TW I597369 B TWI597369 B TW I597369B TW 102117855 A TW102117855 A TW 102117855A TW 102117855 A TW102117855 A TW 102117855A TW I597369 B TWI597369 B TW I597369B
Authority
TW
Taiwan
Prior art keywords
less
temperature
crack propagation
iron
thickness
Prior art date
Application number
TW102117855A
Other languages
English (en)
Other versions
TW201402836A (zh
Inventor
Yoshiko Takeuchi
Kazukuni Hase
Shinji Mitao
Original Assignee
Jfe Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Jfe Steel Corp filed Critical Jfe Steel Corp
Publication of TW201402836A publication Critical patent/TW201402836A/zh
Application granted granted Critical
Publication of TWI597369B publication Critical patent/TWI597369B/zh

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Description

脆性龜裂傳播停止特性優異之構造用高強度厚鋼板及其製造方法
本發明係關於一種脆性龜裂傳播停止特性(brittle crack arrestability)優異之高強度厚鋼板及其製造方法，特別是關於一種適用於使用板厚50mm以上之鋼板之船舶、海洋構造物、低溫儲藏罐、建築．土木構造物等大型構造物者。
於船舶、海洋構造物、低溫儲藏罐、建築．土木構造物等大型構造物中，伴隨著脆性破裂(brittle fracture)之事故對經濟或環境造成之影響較大，因此總是要求提高安全性。對所使用之鋼材要求於其使用溫度下之韌性、或脆性龜裂傳播停止特性。
集裝箱船或散裝貨船等船舶於其構造上，船體外板(outer plate of ship's hull)使用高強度之厚壁材。最近伴隨著船體之大型化，進一步高強度厚壁化有進展。通常，鋼板之脆性龜裂傳播停止特性由於具有強度越高或壁材越厚而越劣化的傾向，因此對脆性龜裂傳播停止特性之要求亦越發高度化。
作為提高鋼材之脆性龜裂傳播停止特性之方法，先前以來已知有增加Ni含量之方法，於液化天然氣(LNG)之儲槽罐方面，商業規模使用9%Ni鋼。
然而，Ni量之增加迫使成本大幅上升，因此，難以應用於LNG儲槽罐以外之用途。
另一方面，對如LNG之未滿極低溫(ultra low temperature)之船舶或管道所使用之板厚未滿50mm的鋼材而言，可藉由TMCP(THERMO-MECHANICAL CONTROL PROCESS，熱機械控制方法)法謀求細粒化，而提高低溫韌性，賦予優異之脆性龜裂傳播停止特性。
又，專利文獻1中提出如下鋼材，其係為了不使合金成本上升而提高脆性龜裂傳播停止特性，而對表層部之組織進行超微細化(ultra fine crystallization)。
專利文獻1記載之脆性龜裂傳播停止特性優異的鋼材之特徵在於：著眼於脆性龜裂傳播時產生於鋼材表層部之剪裂唇(塑性變形區域shear-lips)(塑性變形區域)對脆性龜裂傳播停止特性提高有效的情況，使剪裂唇(塑性變形區域)部分之結晶粒微細化，以吸收所傳播之脆性龜裂所具有之傳播能量。
作為製造方法，記載有如下情況：將藉由熱軋後之受控冷卻而將表層部分冷卻至Ar3變態點以下，其後停止受控冷卻而使表層部分複熱(recuperate)至變態點以上的步驟反覆進行1次以上，於此期間藉由對鋼材加以軋縮而使之反覆變態或加工再結晶，從而使表層部分生成超微細之肥粒鐵組織或變韌鐵組織。
進而，專利文獻2中記載有如下情況：於以肥粒鐵-波來鐵為主體微組織之鋼材中，為了提高脆性龜裂傳播停止特性，重要的是鋼材之兩表面部由具有肥粒鐵組織50%以上之層所構成，且抑制肥粒鐵粒徑之不均，上述肥粒鐵組織係具有近似圓之粒徑(circle-equivalent average grain size)：5μm以下、縱橫比(aspect ratio of the grains)：2以上之肥粒鐵粒者，作為抑制不均之方法，將精軋中之 每1道之最大軋縮率(rolling reduction)設為12%以下而抑制局部再結晶現象。
然而，專利文獻1、2中記載之脆性龜裂傳播停止特性優異之鋼材係於僅將鋼材表層部暫時冷卻後使之複熱(recuperate)，且於複熱中實施加工，藉此獲得特定組織，就實際生產規模而言不易控制，特別是於板厚超過50mm之厚壁材時，為對軋壓、冷卻設備之負荷較大之處理。
另一方面，專利文獻3中記載有如下技術：不僅著眼於肥粒鐵結晶粒之微細化，亦著眼於肥粒鐵結晶粒內所形成之次晶粒(subgrain)，延長使脆性龜裂傳播停止特性提高之TMCP。
具體而言，就板厚30~40mm而言，無需鋼板表層之冷卻及複熱等複雜之溫度控制，利用如下條件而使脆性龜裂傳播停止特性提高：(a)確保微細之肥粒鐵結晶粒之軋壓條件，(b)於鋼材板厚之5%以上之部分生成微細肥粒鐵組織之軋壓條件，(c)使微細肥粒鐵集合組織(texture)發達並且藉由熱能而再配置藉由加工(軋壓)而導入之位錯(dislocation)從而形成次晶粒(subgrain)的軋壓條件，(d)抑制所形成之微細肥粒鐵結晶粒與微細次晶粒粒粗大化之冷卻條件。
又，亦已知如下方法：於受控軋壓中，對變態後之肥粒鐵加以軋縮而使集合組織發達，藉此使脆性龜裂傳播停止特性提高。於鋼材之破裂面上使與板面平行之方向上產生間隔(separation)，而緩和脆性龜裂前端之應力，藉此提高對脆性破裂之抵抗。
例如，專利文獻4中記載有如下情況：藉由受控軋壓而使(110)面X射線強度比成為2以上，且使近似圓之直徑(diameter equivalent to a circle in the crystal grains)20μm以上之粗大粒成為10% 以下，藉此提高耐脆性破裂特性。
[先前技術文獻] [專利文獻]
專利文獻1：日本專利特公平7-100814號公報
專利文獻2：日本專利特開2002-256375號公報
專利文獻3：日本專利第3467767號公報
專利文獻4：日本專利第3548349號公報
[非專利文獻]
非專利文獻1：井上等人：厚造船用鋼中之成長脆性龜裂傳播行為，日本船舶海洋工學會講演論文集第3號，2006，pp359-362。
然而，最近超過6,000TEU(Twenty-foot Equivalent Unit，二十呎貨櫃當量)之大型集裝箱船中使用板厚超過50mm之厚鋼板，非專利文獻1中，對板厚65mm之鋼板之脆性龜裂傳播停止特性進行評價，報告有如下結果：母材於大型脆性龜裂傳播停止試驗中脆性龜裂未停止。
又，於供試材之ESSO試驗(符合WES 3003之ESSO試驗)中，使用溫度-10℃下之Kca值(以下，記為Kca(-10℃))顯示未滿3000N/mm3/2之結果，暗示於應用超過50mm板厚之鋼板之船體構造的情形時安全性之確保成為課題。
上述專利文獻1~4中記載之脆性龜裂傳播停止特性優 異之鋼板係根據製造條件或所揭示之實驗資料而以板厚50mm左右為主要對象，於應用於超過50mm之厚壁材之情形時，並不明確是否可獲得既定之特性，關於船體構造所必需之針對板厚方向之龜裂傳播的特性完全未得到驗證。
因此，本發明之目的在於提供一種高強度厚鋼板及其製造方法，該高強度厚鋼板可利用使軋壓條件最佳化而控制板厚方向上之集合組織之工業上極為簡單之處理而穩定製造，脆性龜裂傳播停止特性優異，且板厚為50mm以上。
本發明者等人為達成上述課題而反覆進行努力研究，關於即便為厚壁鋼板亦具有優異之龜裂傳播停止特性之高強度厚鋼板及穩定獲得該鋼板之製造方法，獲得以下見解。
1.於板厚50mm以上之厚鋼板中，板厚中央部之韌性之提高對脆性龜裂傳播停止特性之提高有效，且於板厚(t)之1/2+6mm部之夏比斷裂面轉變溫度為-40℃以下之情形時，獲得特別良好之結果。
2.特定化學成分、特別是作為雜質元素之Si及P之減少對達成上述韌性值有效。
3.與化學成分同樣地，軋壓條件亦重要，藉由在規定了板厚中央部之溫度之特定熱軋條件下進行軋壓，可使微組織成為以經加工之肥粒鐵為主體之組織，其結果為達成韌性進一步提高。
本發明係對獲得之見解進而加以研究而完成者，即，本發明係
1.一種脆性龜裂傳播停止特性優異之構造用高強度厚鋼板，其特徵在於：其具有鋼組成以質量%計包含C：0.03~0.20%、Si：0.1%以下、 Mn：0.5~2.2%、P：0.008%以下、S：0.01%以下、Nb：0.005~0.05%、Ti：0.005~0.03%、Al：0.005~0.08%、N：0.0075%以下、剩餘部分為Fe及不可避免之雜質的組成，微組織為以經加工之肥粒鐵為主體之組織，且板厚(t)之1/2+6mm部之夏比斷裂面轉變溫度為-40℃以下。
2.如1之脆性龜裂傳播停止特性優異之構造用高強度厚鋼板，其中，鋼組成以質量%計進而含有Cu：0.01~0.5%、Ni：0.01~1.0%、Cr：0.01~0.5%、Mo：0.01~0.5%、V：0.001~0.1%、B：0.003%以下、Ca：0.005%以下、REM：0.01%以下之1種或2種以上。
3.如1或2之脆性龜裂傳播停止特性優異之構造用高強度厚鋼板，其中，作為微組織中之第2相，具有波來鐵、變韌鐵、麻田散鐵、島狀麻田散鐵(MA)、及自沃斯田鐵變態後未經加工之肥粒鐵之1種或2種以上。
4.如1至3中任一項之脆性龜裂傳播停止特性優異之構造用高強度厚鋼板，其中，板厚超過50mm。
5.一種脆性龜裂傳播停止特性優異之構造用高強度厚鋼板之製造方法，其特徵在於：將具有1或2中記載之組成之鋼素材(鋼坯)加熱至1000~1200℃之溫度，板厚中央部於沃斯田鐵再結晶溫度區域時進行累積軋縮率30%以上之軋壓後，以15℃/s以下之冷卻速度進行第1冷卻直至板厚中央部之溫度成為Ar3點以下，於板厚中央部之溫度為Ar3點以下之溫度區域下進行累積軋縮率40%以上之軋壓後，以4℃/s以上之冷卻速度實施第2冷卻直至600℃以下。
6.如5之脆性龜裂傳播停止特性優異之構造用高強度厚鋼板之製造方法，其中，上述第2冷卻後，進而回火至Ac1點以下之溫度。
根據本發明，於板厚方向上適當地控制集合組織，獲得脆性龜裂傳播停止特性優異之高強度厚壁鋼板，由於相對於習知技術之鋼發揮更為明顯之優勢，故而應用於板厚50mm以上、較佳為板厚超過50mm、更佳為板厚55mm以上、進而較佳為板厚60mm以上之鋼板較為有效。並且，例如於造船領域中，於大型之集裝箱船、散裝貨船之強力甲板部構造中應用於艙口緣圍或甲板構件，藉此有助於提高船舶之安全性等，而於產業上極為有用。
於本發明中，對1.母材韌性、2.化學成分、3.微組織進行規定。
1.母材韌性
為了抑制龜裂之進展，板厚中央部之母材韌性具有良好特性成為重要條件。於本發明之鋼板中，對板厚(t)之1/2+6mm部之夏比斷裂面轉變溫度進行規定。
於板厚50mm以上之厚壁材中，為了於確保構造安全性之基礎上獲得目標之Kca(-10℃)≧6000N/mm3/2之脆性龜裂傳播停止性能，而將板厚(t)之1/2+6mm部之夏比斷裂面轉變溫度規定為-40℃以下。
此處，所謂板厚(t)之1/2+6mm部之夏比斷裂面轉變溫度，係指對夏比衝擊試驗片實施衝擊試驗之情形的斷裂面轉變溫度，上述夏比衝擊試驗片係將夏比衝擊試驗片之中心位置自板厚1/2部(即板厚中央部)錯開6mm而取得。
將夏比衝擊試驗片之中心位置自板厚1/2部錯開6mm之原因在於避免中心偏析部之影響。全片幅之夏比衝擊試驗片之剖面為10mm正方(除去凹口部)，因此以上述方式錯開之情形時，夏比衝擊試驗片自板厚1/2部偏離1mm。藉此，中心偏析之影響未成為干擾，而可對鋼板內部之韌性進行評價。
上述韌性係於適當選擇製造條件之情形時獲得。以下，對本發明中之鋼之化學成分、微組織及較佳製造條件進行說明。
2.化學成分
於說明中，%係設為質量%。
C：0.03~0.20%
C為提高鋼之強度之元素，本發明中，為了確保所期望之強度而必需含有0.03%以上之C，但若超過0.20%，則不僅焊接性劣化，亦對韌性造成不良影響。因此，C係規定於0.03~0.20%之範圍內。再者，較佳為0.05~0.15%。
Si：0.1%以下
Si係作為脫氧元素，又，可有效作為鋼之強化元素，但有若含量過多則韌性極端劣化之缺點。因此，為了防止鋼板中央部之韌性下降，亦將其含量設為0.1%以下。
Mn：0.5~2.2%
Mn係作為強化元素而含有。若少於0.5%，則其效果不充分，若超過2.2%，則焊接性劣化，鋼材成本亦上升，因此設為0.5~2.2%。
P：0.008%以下
P為鋼中不可避免之雜質。P量之增加導致韌性之劣化，因此為了良好地保持鋼板中央部之韌性，必需將其上限設為P：0.008%以下。
S：0.01%以下
S與P同樣地為鋼中不可避免之雜質。若超過0.01%，則韌性劣化，因此較理想為0.01%以下，進而理想為0.005%以下。
Nb：0.005~0.05%
Nb係以NbC之形式於肥粒鐵變態時或再加熱時析出，有助於高強度化。又，於沃斯田鐵區域之軋壓中具有使未再結晶區域擴大之效果，有助於肥粒鐵之細粒化，因此亦對改善韌性有效。為了獲得該效果，必需含有0.005%以上之Nb，但若含有超過0.05%之Nb，則粗大之NbC析出，反而導致韌性下降，因此設為0.005~0.05%。
Ti：0.005~0.03%
Ti具有如下效果：藉由含有微量之Ti，而形成氮化物、碳化物、或碳氮化物，使結晶粒微細化而提高母材韌性。該效果係藉由含有0.005%以上之Ti而獲得，但若含有超過0.03%之Ti，則使母材及焊接熱影響部之韌性下降，因此設為0.005~0.03%。
Al：0.005~0.08%
Al係作為去氧劑而發揮作用，因此必需含有0.005%以上之Al，但若含有超過0.08%之Al，則使韌性下降，並且於焊接之情形時，使 焊接金屬部之韌性下降。因此，Al係設為0.005~0.08%。再者，較佳為0.02~0.04%。
N：0.0075%以下
N係與鋼中之Al結合，調整軋壓加工時之結晶粒徑，使鋼強化，但若超過0.0075%則韌性劣化，因此設為0.0075%以下。
以上為本發明之基本成分組成，剩餘部分為Fe及不可避免之雜質，為了進而提高特性，可含有Cu、Ni、Cr、Mo、V、B、Ca、REM之一種或兩種以上。
Cu、Ni、Cr、Mo
Cu、Ni、Cr、Mo均為提高鋼之淬火性之元素。為了直接有助於軋壓後之強度提高，並且提高韌性、高溫強度、或耐候性等功能，可含有Cu、Ni、Cr、Mo，但若過量地含有，則使韌性或焊接性劣化，因此於含有Cu、Ni、Cr、Mo之情形時，較佳為將各自上限設為Cu：0.5%、Ni：1.0%、Cr：0.5%、Mo：0.5%。另一方面，若含量未滿0.01%，則上述效果不顯現，因此於含有Cu、Ni、Cr、Mo之情形時，較佳為均設為0.01%以上之含量。
V：0.001~0.1%
V係以V(CN)之形式藉由析出強化而提高鋼之強度之元素，亦可含有0.001%以上之V，但若含有超過0.1%之V，則使韌性下降。因此，含有V之情形時，較佳為設為0.001~0.1%。
B：0.003%以下
B係作為以微量提高鋼之淬火性之元素而亦可含有。然而，若含有超過0.003%之B，則使焊接部之韌性下降，因此，於含有B之情形時，較佳為設為0.003%以下之含量。
Ca：0.005%以下，REM：0.01%以下
Ca、REM使焊接熱影響部之組織微細化而提高韌性，即便含有亦無損本發明之效果，因此可根據需要而含有Ca、REM。然而，若過量地含有，則形成粗大之中介物而使母材之韌性劣化，因此於含有Ca、REM之情形時，較佳為將含量之上限設為Ca為0.005%、REM為0.01%。
再者，為了確保作為構造用鋼之焊接性，下述式所示之碳當量(Ceq)較佳為0.45%以下。
Ceq=C+Mn/6+Cu/15+Ni/15+Cr/5+Mo/5+V/5
(右邊之各元素記號為表示該元素之含量(質量%)者)。
3.微組織
韌性除受化學成分之影響外，亦受微組織之較大之影響。於本發明之鋼板中，作為韌性優異之組織，將特別是肥粒鐵組織中經加工而扁平之組織、即經加工之肥粒鐵(以下，亦僅稱為加工肥粒鐵)設為主體，藉此使板厚方向之組織細粒化而達成韌性之提高。
於僅為經加工之肥粒鐵而強度不足之情形時，根據所期望之強度級別，使波來鐵、變韌鐵、麻田散鐵、島狀麻田散鐵(MA)之1種或2種以上分散作為第2相，藉此可同時達成強度與韌性。
於本發明中，所謂以經加工之肥粒鐵為主體之組織，係指經加工之肥粒鐵之面積分率為50%以上之組織。剩餘部分為選自波 來鐵、變韌鐵、麻田散鐵、島狀麻田散鐵(MA)、以及自沃斯田鐵變態後未經加工之肥粒鐵之1種或2種以上。
4.製造條件
作為本發明之厚鋼板之製造條件，對鋼坯加熱溫度、熱軋中沃斯田鐵再結晶溫度區域下之累積軋縮率、沃斯田鐵再結晶溫度區域下之自軋壓後直至Ar3點以下之冷卻速度、Ar3點以下之累積軋縮率及冷卻速度、冷卻停止溫度及回火(temper)溫度進行規定。於以下之說明中，溫度(℃)設為鋼板之板厚中央部(1/2t部(t為板厚))之溫度。鋼板之板厚中央部之溫度係根據板厚、表面溫度及冷卻條件等利用模擬計算等而求出。例如，使用差分法而計算板厚方向之溫度分佈，藉此求出鋼板之板厚中央部之溫度。
就最近之集裝箱船或散裝貨船等之船體外板(outer plate of ship's hull)所使用之板厚50mm以上的厚壁材而言，為了確保構造安全性，必需獲得於-10℃下之Kca值即Kca(-10℃)為6000N/mm3/2以上的脆性龜裂傳播停止性能。首先，利用轉爐等熔製上述組成之鋼液，利用連續鋳造等製成鋼素材(鋼坯)。繼而，將獲得之鋼素材(鋼坯)加熱至1000~1200℃之溫度後進行熱軋。
若加熱溫度未滿1000℃，則沃斯田鐵再結晶溫度區域下之軋壓時間不足，又，若超過1200℃，則沃斯田鐵粒粗大化，不但導致韌性下降，而且氧化損耗變明顯而良率下降，因此加熱溫度設為1000~1200℃。就韌性之觀點而言，較佳之加熱溫度之範圍為1000~1150℃，更佳為1000~1050℃。
關於熱軋，首先進行於板厚中央部之溫度為沃斯田鐵再結晶溫度區域時將累積軋縮率設為30%以上之軋壓。若累積軋縮率未 滿30%，則沃斯田鐵之細粒化不充分，而韌性不提高。
於沃斯田鐵再結晶溫度區域下進行軋壓後，實施第1冷卻直至板厚中央部之溫度成為Ar3點以下。此處，若過度地急冷則無法獲得充分再結晶之時間，因此，將直至Ar3點以下之冷卻速度設為15℃/s以下。本發明中利用下式求出Ar3點(℃)。
Ar3(℃)=910-273C-74Mn-57Ni-16Cr-9Mo-5Cu
式中，各元素記號設為鋼中含量(質量%)，於不含之情形時記為0。
藉由實施該第1冷卻，可不使藉由上述板厚中央部之溫度為沃斯田鐵再結晶溫度區域下之軋壓而獲得之經細粒化的沃斯田鐵粗大化，而實施下述之板厚中央部之溫度為Ar3點以下之溫度區域下的軋壓，因此亦有助於最終獲得之組織之細粒化。
繼而，於板厚中央部之溫度為Ar3點以下之溫度區域下進行累積軋縮率40%以上之軋壓。若該溫度區域下之累積軋縮率並非40%以上，則無法充分地使組織細粒化，韌性劣化。
再者，與未再結晶區軋壓相比，於Ar3點以下之溫度區域下之軋壓對提高龜裂傳播特性之效果較大，因此必需儘量將有效之軋縮分配至該溫度區域下。因此，於本發明中不進行未再結晶區軋壓。
軋壓結束之鋼板係以4℃/s以上之冷卻速度實施第2冷卻直至600℃以下。若冷卻速度小於4℃/s，則組織粗大化，韌性下降。又，若冷卻停止溫度高於600℃，則即便於冷卻停止後再結晶亦進行，無法獲得所期望之集合組織，因此冷卻停止溫度設為600℃以下。
亦可對冷卻結束之鋼板實施回火處理。可藉由實施回火而進而提高鋼板之韌性。回火溫度係於Ac1點以下進行以無損利用軋壓、冷卻而獲得之組織。於本發明中，利用下式求出Ac1點(℃)。 Ac1點=751-26.6C+17.6Si-11.6Mn-169Al-23Cu-23Ni+24.1Cr+22.5Mo+233Nb-39.7V-5.7Ti-895B
式中，各元素記號設為鋼中含量(質量%)，於不含之情形時記為0。
[實施例]
利用轉爐熔製表1所示之各組成之鋼液(鋼記號A~P)，利用連續鋳造法製成鋼素材(鋼坯)(鋼坯280mm厚)，於途中***第1冷卻而熱軋成板厚50~80mm後，進行第2冷卻，獲得No.1~22之供試鋼。於表2中表示熱軋條件與冷卻條件。
關於獲得之厚鋼板，以試驗片之長度方向與軋壓方向成為直角的方式，自板厚(t)之1/4部採取Φ 14mm之JIS14A號試驗片，進行拉伸試驗，測定降伏點(Yield Strength)(YS)、拉伸強度(Tensile Strength)(TS)。關於微組織，自板厚1/4部對平行於軋壓方向之剖面以倍率400倍對3視野進行光學顯微鏡觀察，藉此確認構成之組織之種類。
又，以板厚(t)之1/2+6mm部成為試驗片之中心之方式，並以試驗片之長軸方向與軋壓方向平行之方式採取JIS4號衝擊試驗片，進行夏比衝擊試驗，求出斷裂面轉變溫度(vTrs)。將板厚(t)之1/2+6mm部之夏比斷裂面轉變溫度為-40℃以下者設為本發明範圍內。
繼而，為了對脆性龜裂傳播停止特性進行評價，而進行溫度梯度型ESSO試驗(符合WES 3003之ESSO試驗)，求出Kca(-10℃)。
將該等試驗結果示於表3。板厚中央部之韌性值為本發明範圍內之供試鋼板(製造No.1~11)之情形時，若Kca(-10℃)為6000N/mm3/2以上，則顯示優異之脆性龜裂傳播停止性能。再者，製造No.1~11之供試鋼板之微組織均為經加工之肥粒鐵之體積分率為50%以上。
另一方面，於鋼板之成分組成為本發明範圍外之供試鋼板(製造No.12~18)及製造條件為本發明範圍外、且鋼板之集合組織未滿足本發明之規定之鋼板(製造No.19~22)中，Kca(-10℃)之值為3800N/mm3/2以下，不及本發明例。

Claims (5)

  1. 一種脆性龜裂傳播停止特性優異之構造用高強度厚鋼板，其特徵在於：其具有鋼組成以質量%計包含C：0.03~0.20%、Si：0.1%以下、Mn：0.5~2.2%、P：0.008%以下、S：0.01%以下、Nb：0.005~0.05%、Ti：0.005~0.03%、Al：0.005~0.08%、N：0.0075%以下、剩餘部分為Fe及不可避免之雜質的組成，微組織為經加工之肥粒鐵之面積分率為50%以上之組織，作為微組織中之第2相，具有波來鐵、變韌鐵、麻田散鐵、島狀麻田散鐵(MA)、及自沃斯田鐵變態後未經加工之肥粒鐵之1種或2種以上；且板厚(t)之1/2+6mm部之夏比斷裂面轉變溫度為-40℃以下；不進行未再結晶區軋壓，而於Ar3點以下之溫度區域軋壓。
  2. 如申請專利範圍第1項之脆性龜裂傳播停止特性優異之構造用高強度厚鋼板，其中，鋼組成以質量%計，進而含有Cu：0.01~0.5%、Ni：0.01~1.0%、Cr：0.01~0.5%、Mo：0.01~0.5%、V：0.001~0.1%、B：0.003%以下、Ca：0.005%以下、REM：0.01%以下之1種或2種以上。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之脆性龜裂傳播停止特性優異之構造用高強度厚鋼板，其中，板厚超過50mm。
  4. 一種脆性龜裂傳播停止特性優異之構造用高強度厚鋼板之製造方法，其特徵在於：將具有申請專利範圍第1或2項之組成之鋼素材(鋼坯)加熱至1000~1200℃之溫度，板厚中央部於沃斯田鐵再結晶溫度區域進行累積軋縮率為30%以上之軋壓後，不進行未再結晶區軋壓，以15℃/s以下之冷卻速度進行第1冷卻直至板厚中央部之溫度成為Ar3點以下，於板厚中央部之溫度為Ar3點以下之溫度區域 中進行累積軋縮率40%以上之軋壓後，以4℃/s以上之冷卻速度實施第2冷卻直至600℃以下。
  5. 如申請專利範圍第4項之脆性龜裂傳播停止特性優異之構造用高強度厚鋼板之製造方法，其中，上述第2冷卻後，進而回火至Ac1點以下之溫度。
TW102117855A 2012-05-21 2013-05-21 High-strength high-strength steel plate for structure excellent in brittle crack propagation stop characteristics and method of manufacturing the same TWI597369B (zh)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012115160 2012-05-21

Publications (2)

Publication Number Publication Date
TW201402836A TW201402836A (zh) 2014-01-16
TWI597369B true TWI597369B (zh) 2017-09-01

Family

ID=49623456

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
TW102117855A TWI597369B (zh) 2012-05-21 2013-05-21 High-strength high-strength steel plate for structure excellent in brittle crack propagation stop characteristics and method of manufacturing the same

Country Status (6)

Country Link
JP (1) JP5812193B2 (zh)
KR (1) KR20150002884A (zh)
CN (1) CN104334762B (zh)
BR (1) BR112014028230B1 (zh)
TW (1) TWI597369B (zh)
WO (1) WO2013175745A1 (zh)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113166830B (zh) * 2018-12-07 2023-04-18 杰富意钢铁株式会社 钢板及其制造方法
JP6969601B2 (ja) * 2018-12-07 2021-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法
JP7398970B2 (ja) * 2019-04-22 2023-12-15 株式会社神戸製鋼所 厚鋼板およびその製造方法
WO2021199629A1 (ja) * 2020-03-30 2021-10-07 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH059651A (ja) * 1991-07-05 1993-01-19 Kobe Steel Ltd 脆性破壊伝播停止特性に優れる厚肉鋼板およびその製造方法
JPH083635A (ja) * 1994-06-15 1996-01-09 Kobe Steel Ltd 靱性の優れた鋼板の製造方法
JP5151090B2 (ja) * 2006-08-18 2013-02-27 Ｊｆｅスチール株式会社 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
JP5181496B2 (ja) * 2007-02-28 2013-04-10 Ｊｆｅスチール株式会社 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
JP5365187B2 (ja) * 2008-12-26 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 耐食性に優れる船舶用形鋼の製造方法
JP5949113B2 (ja) * 2011-11-28 2016-07-06 Ｊｆｅスチール株式会社 脆性き裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
JP5838801B2 (ja) * 2011-12-27 2016-01-06 Ｊｆｅスチール株式会社 厚鋼板及び厚鋼板の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JP5812193B2 (ja) 2015-11-11
CN104334762A (zh) 2015-02-04
TW201402836A (zh) 2014-01-16
BR112014028230A2 (pt) 2017-06-27
WO2013175745A1 (ja) 2013-11-28
JPWO2013175745A1 (ja) 2016-01-12
CN104334762B (zh) 2017-09-05
KR20150002884A (ko) 2015-01-07
BR112014028230B1 (pt) 2019-10-29

Similar Documents

Publication Publication Date Title
TWI504759B (zh) High strength thick steel sheet with excellent brittle crack propagation stability and its manufacturing method
JP5304925B2 (ja) 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
JP5434145B2 (ja) 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
TWI523957B (zh) High-strength high-strength thick steel sheet for high-heat input welding for excellent brittle crack propagation characteristics and manufacturing method thereof
TWI500774B (zh) High-strength steel sheet for high-heat input welding for high-strength steel sheet and its manufacturing method
CN108368587B (zh) 具有优异的止脆裂性和焊接部分脆裂萌生抗力的高强度钢及其生产方法
JP6536514B2 (ja) 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
JP5181496B2 (ja) 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
TWI597369B (zh) High-strength high-strength steel plate for structure excellent in brittle crack propagation stop characteristics and method of manufacturing the same
JP5035199B2 (ja) 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
TWI582245B (zh) High strength thick plate and its manufacturing method
TWI504758B (zh) High strength thick steel sheet and its manufacturing method with excellent brittle crack propagation characteristics
JP5949113B2 (ja) 脆性き裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
KR102192969B1 (ko) 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 극후강판 및 그 제조 방법
WO2018030186A1 (ja) 高強度厚鋼板およびその製造方法
JP5949114B2 (ja) 脆性き裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板の製造方法
JP6274375B1 (ja) 高強度厚鋼板およびその製造方法