韌性優良的低屈服比高強度熱軋鋼板及其製造方法

2023-10-18 05:11:54

專利名稱：韌性優良的低屈服比高強度熱軋鋼板及其製造方法
技術領域：
本發明涉及適合建築·土木用的鋼管、圓柱和油井用的電焊鋼管及其他一般結構材料用途使用的韌性優良的低屈服比高強度熱軋鋼板(包括鋼帶，下同)及其製造方法。
對於作為建築·土木用的鋼管、圓柱等原材料使用的熱軋鋼板，作為強度、韌性等結構材料的性能是必需的，對於作為油井用的電焊鋼管的原材料使用的熱軋鋼板，除上述性能外，還必須具有耐含硫液體環境性(耐溼硫化氫環境性，以下簡略稱作「耐含硫液體性」)。
關於在這樣的用途中使用的熱軋鋼板製造技術，到目前為止已提出許多。其中，尤其作為強度和韌性共存的技術，現在一般採用的方法是，將在以鐵素體-珠光體組織為主體的鋼中施行一般叫做TMCP的形變熱處理所得組織的晶粒細化引起的強化處理(例如，特開昭62-112722號公報、特公昭62-23056號公報、特公昭62-35452號公報等)和熱軋後的急冷(控制冷卻)處理組合。
但是，上述已知技術有如下述那樣的缺點，留下未必適應今後要求的問題。
1)像TMCP那樣的晶粒極細化，使屈服比(屈服強度/抗拉強度)必然上升，所以不能適應為了防止縱彎曲和不穩定韌性破壞而最近要求的低屈服比。
2)TMCP因為由軋制引起的變形在板厚方向不均勻，可以產生板厚方向的材質不均勻。另外，伴隨強冷的控制冷卻，容易產生縱向(軋制方向)的材質差，而且因為對板厚變化也敏感，所以難以控制材質。由於這些因素，TMCP容易形成厚度方向和縱向的材質不均勻。
3)TMCP越要得到高強度、高韌性，越需要在奧氏體未再結晶溫度區的低溫下強壓，因而導致熱軋設備的負荷增大，軋制原材料的尺寸上限受到限制。
4)另外在TMCP中，因為對Mn、V、Mo等強化元素依賴性大，所以由這些元素引起的淬透性增大，焊接部的硬度上升，容易產性因島狀馬氏體形成而引起的焊接部的韌性差等。因此，照樣保持良好的焊接性，利用TMCP法的高強度化的極限就受到限制。
本發明的目的在於，有利地解決以往技術擁有的上述問題，提供不導致厚度方向、縱向的材質不均勻性和焊接性及耐含硫液體性劣化，具有優良韌性且低屈服比的高強度熱軋鋼板，同時提供有利的製造該鋼板的方法。
本發明的具體目的在於，提供具有下述性能的高強度熱軋鋼板及其有利的製造方法。所述的熱軋鋼板，其屈服強度(YS)是276MPa以上、最好是413MPa以上，屈服比(YR)是80％以下、最好是70％以下，韌性斷裂轉變溫度(VTrs)是-100℃以下(以DWTT85％試驗，相當於-30℃)，最好是-120℃以下(以D WTT85％試驗，相當於-46℃)，在0℃的夏氏衝擊吸收功(VEo)是300J以上、最好是310J以上，強度-韌性匹配指標(0.3TS-VTrs)是300以上、最好是320以上，焊接部與母材的維氏硬度差(ΔHV)是100以下、最好是30以下，焊接熱影響區(HAZ)的韌性，斷裂轉變溫(VTrs)滿足0℃以下、最好-20℃以下，而且優良的耐含硫液體性。
於是，為了達到上述目的，本發明人反覆進行許多試驗和研究，結果得到以下認識，即，在低碳鋼中添加碳化物析出元素和B，利用適當控制製造條件等手段，1)晶內固溶碳量的合適化能夠提高所處理的鐵素體基體的韌性和降低屈服比(YR)，2)析出碳化物能有效地用於提高強度，3)在固溶碳低的情況下，抑制由以往看到的晶粒粗化引起的強度降低，而且4)利用鐵素體(包括無碳貝氏體)單相組織改善韌性、耐含硫液體性。
本發明是立足於上述認識，其要點構成如下。即，(1)韌性優良的低屈服比高強度熱軋鋼板，其特徵在於，含有C0.005-小於0.030％(重量)、Si1.5％(重量)以下、Mn1.5％(重量)以下、P0.020％(重量)以下、S0.015％(重量)以下、Al0.005-0.10％(重量)以下、N0.0100％(重量)以下、B0.0002-0.0100％(重量)，而且從Ti0.20％(重量)以下和Nb0.25％(重量)以下中選擇的任一種或二種，且滿足(Ti＋Nb/2)/C≥4的關係含有，其餘為Fe和不可避免的雜質，並且金屬組織由鐵素體和/或無碳貝氏體組成，同時晶內的固溶碳量是1.0-4.0ppm。
(2)韌性優良的低屈服比高強度熱軋鋼板，其特徵在於，在上述(1)所述的鋼成分中，還含有從Mo1.0％(重量)以下、Cu2.0％(重量)以下、Ni1.5％(重量)以下、Cr1.0％(重量)以下和V0.10％(重量)以下中選擇的任一種或二種以上。
(3)韌性優良的低屈服比高強度熱軋鋼板，其特徵在於，在上述(1)或(2)所述的鋼成分中，還含有從Ca0.0005-0.0050％(重量)、REM0.001-0.020％ (重量)中選擇的任一種或二種。
(4)上述(1)-(3)中任一項所述的熱軋鋼板的製造方法，其特徵在於，將含有C0.005-小於0.030％(重量)、Si1.5％(重量)以下、Mn1.5％(重量)以下、P0.020％(重量)以下、S0.015％(重量)以下、Al0.005-0.10％(重量)、N0.0100％(重量)以下、B0.0002-0.0100％(重量)，而且從Ti0.20％(重量)以下和Nb0.25％(重量)以下中選擇的任一種或二種、且滿足(Ti＋Nb/2)/C≥4的關係含有的鋼熱軋後，以5℃/S以上、20℃/S以下的速度冷卻，接著在高於550℃至700℃的溫度範圍進行卷取。
下面，具體地說明本發明。
首先，敘述關於成為本發明基礎的實驗結果。
以下述過程製造板厚12-20mm的熱軋鋼板，即，將含有C0.003-0.030％(重量)、Si0.4％(重量)、Mn0.6％(重量)、P0.010％(重量)、S0.0020％(重量)、Al0.033％(重量)、N0.0018-0.0043％(重量)、B0.0008-0.0015％(重量)、Ti0-0.12％(重量)、Nb0-0.25％(重量)、且在(Ti＋Nb/2)/C＝2-10範圍變化的鋼扁坯，以扁坯加熱溫度(SRT)為1200℃、熱軋終軋溫度(FDT)為880℃、熱軋後的冷卻速度為3-30℃/S(在板卷卷取溫度(CT)超過730℃時至700℃的冷卻速度)、卷取溫度(CT)為500-750℃進行熱軋。
關於所得的熱軋鋼板，在調查晶內固溶碳的同時，求出強度(屈服強度(YS)、抗拉強度(TS)、屈服比(YR＝YS/TS)、斷裂轉變溫度(VTrs)和從這些值算出的0.3TS(MPa)-VTrs(℃)。
這裡，YS按照API規格的0.5％應變值(通常，與在非時效硬化鋼中使用的0.2％屈服強度或者在時效硬化鋼中使用的下屈服應力大致相等)求出。
另外，作為晶內固溶碳的測定方法，使用時效指數AI(Ageing Index)。即，給子7.5％預變形後，測定100℃、30分鐘熱處理後的硬化量，作為Al值。Al值幾乎不受晶界固溶的碳影響，通常相對於晶內固溶碳，存在晶內固溶碳(ppm)＝0.020×AI(MPa)的關係。再有，用內部摩擦法測定固溶碳，除受晶界固溶碳的影響外，也受晶粒直徑和晶粒形態的影響，因此，不適合於這些因素影響大的低碳熱軋鋼板。
再者，0.3TS(MPa)-VTrs(℃)的含義如下。由於沉澱強化、固溶強化等一般強化，韌性惡化，VTrs上升。因此，為了比較強度不同的鋼板的韌性，需要修正依賴於強度的韌性變化量。由強化引起的韌性變化量在經驗上相當於0.3TS(MPa)。因此，可以說VTrs-0.3TS的值越低，換言之，0.3TS-VTrs的值越大，消除強化影響的韌性越好。像這樣求出的韌性值，可以認為體現結晶基體本來的韌性和晶粒細化引起的韌性之綜合韌性。


圖1-5表示晶內固溶碳與上述各性能的關係。從這些圖可看出，將晶內固溶碳控制在1.0-4.0ppm的範圍，就得到優良韌性和低屈服比。
像這樣，通過使固溶碳減少到4.0ppm以下，使低屈服比化成為可能的機理，被認為是不產生上屈服點，被固溶碳釘扎的位錯減少，而可動位錯相對增加。
另外，韌性改善的原因認為是，按照與低屈比相同的機理，與低溫時的衝擊變形相反，容易形成塑性變形，所以吸收功不易降低。
另一方面，如果晶內固溶碳降低到1.0ppm以下，既降低屈服比，又顯著降低強度，並且0.3TS-VTrs值也有某些降低，認為這是由晶粒粗化而引起的。
由上述可知，為了達到優良的韌性和低屈服比，極重要的是將晶內固溶碳控制在1.0-4.0ppm範圍。
下面，敘述在本發明中將化學成分、組織和製造條件等限定在上述範圍的理由。
C0.005-小於0.030％(重量)C是在Ti、Nb共存下藉助沉澱強化而提高強度的元素。添加量不到0.005％(重量)，不僅缺乏其效果，而且沒有導致晶粒粗化的過剩的固溶強化元素，不能達到高強度。並且焊接部晶粒也容易長大，成為導致因軟化而引起斷裂的原因。另一方面，如果含有0.030％(重量)以上，則即使添加多量的Nb和Ti，也難以使晶內固溶碳降低到必要量，此外還在焊接部形成島狀馬氏體，降低焊接部的韌性。因此，C含量是0.005-小於0.030％(重量)，最好是0.015-0.028％(重量)。
Si1.5％(重量)以下Si作為強化元素是有用的元素，在固溶碳低的鋼中也是對韌性惡烈影響少的元素。但是，超過1.5％(重量)的過剩添加，對韌性的惡烈影響明顯化，也增加焊接部的裂紋敏感性。因此，Si的含量是1.5％(重量)以下，從改善強度效果看，0.8％(重量)以下是理想的。
Mn1.5％(重量)以下，
Mn作為強化元素是有用的元素，但添加超過1.5％(重量)，使焊接部的硬度上升，提高焊接裂紋敏感性。另外，形成島狀馬氏體，有降低韌性的擔心。再有，添加過剩的Mn，使固溶碳的擴散速度降低，從保持由碳化物析出引起的晶內固溶碳的減少推遲作用看，也是不令人滿意的。因此，Mn含量是1.5％(重量)以下，從改善強度效果看，0.8％(重量)以下是理想的。
P0.020％(重量)以下在本發明範圍內的晶內固溶碳範圍的鋼，P沒有像對非時效鋼的韌性那樣的惡烈影響，但是，超過0.020％(重量)，對韌性惡化的影響變大，因此，P含量是0.020％(重量)以下，最好是0.012％(重量)以下。
S0.015％(重量)以下S因為形成硫化物而降低耐含流液體性，所以希望儘量降低，但0.015％(重量)以下，最好0.005％(重量)以下的範圍是可以充許的。
Al0.005-0.10％(重量)Al是鋼的脫氧和N的固定有用元素。為了達到此效果，至少需要添加0.005％(重量)，而超過0.10％(重量)的添加，在成本上不利，所以含量是0.005-0.10％(重量)的範圍。
N0.0100％(重量)以下N在固溶狀態因為導致韌性降低和YR上升，所以作為Ti、Al、B等的氮化物被固定。但是，N量多，導致因上述元素添加量增加而引起的成本升高，所以希望減低，但在0.0100％(重量)以下的範圍是可以充許的。另外，最好是0.0050％(重量)以下。
B0.0002-0.0100％(重量)B是抑制晶粒過分長大，確保韌性和強度的必要元素，另外，通過降低冷卻時的相變點，也是用於抑制高溫下的碳化物粗大析出的必要元素。為了得到這些效果，0.0002％(重量)以上的添加是必要的。另一方面，超過0.0100％(重量)的添加，由於過分的淬火作用使韌性惡化。因此，B以0.0002-0.0100％(重量)的範圍，最好以0.0005-0.0050％(重量)的範圍添加。
Ti0.20％(重量)以下、Nb0.25％(重量)以下、而且(Ti＋Nb/2)/C≥4Ti和Nb尤其在本發明中是重要元素，在析出固定固溶碳而抑制晶內固溶碳的同時，形成TiC、NbC，帶來由沉澱強化引起的高強度。為了帶來這些效果，必須滿足(Ti＋Nb/2)/C≥4。但是，Ti、Nb的量過多，會增加夾雜物，對焊接部的韌性不利，所以分別以0.20％(重量)以下、0.25％(重量)以下的範圍添加。再者，(Ti＋Nb/2)/C的範圍最好是5-8。
以上，雖然說明了有關基本成分，但本發明還可以適當添加Mo、Cu、Ni、Cr、V、Ca、REM。
Mo1.0％(重量)以下、Cu2.0％(重量)以下、Ni1.5％(重量)以下、Cr1.0％(重量)以下和V0.10％(重量)以下這些元素都是作為強化元素而輔助使用的元素，但過剩添加，造成焊接部的韌性下降等惡烈影響，因此限定在上述範圍。
Ca0.0005-0.0050％(重量)、REM0.001-0.020％(重量)Ca和REM都有使硫化物形態球狀化，提高韌性、耐含硫液體性、焊接性等作用，可是，過剩添加都會增加夾雜物，而惡化韌性，所以限定在上述範圍。
金屬組織和晶內的固溶碳量本發明的組織必須形成鐵素體和/或無碳貝氏體。即，通過控制成上述組織，能夠降低宏觀缺陷，所以即使進行由沉澱強化產生高強度，也可以避免韌性和耐含硫液體性的劣化。另外，以往的鋼，因為是利用鐵素體-珠光體複合組織產生強化，所以是宏觀缺陷多的組織。
此外，關於晶內固溶碳量的影響，如圖1表明的那樣，控制在1.0-4.0ppm(重量)的範圍，是為同時達到優良的韌性和低屈服比所必不可少的條件。
為了獲得這樣的鐵素體和/或無碳貝氏體，所以以下述的適宜條件製造按照上述本發明成分組成的鋼。
下面，說明關於用於製造本發明的熱軋鋼板的條件。
熱軋後的冷卻速度為了使碳化物析出而調整晶內的固溶碳，至熱軋後卷取，尤其至700℃以上溫度區的冷卻速度必須控制。冷卻速度不到5℃/S，晶粒直徑粗大化，韌性降低。另一方面， 以超過20℃/S的速度冷卻時，除有碳化物析出不充分的傾向之外，在鐵素體晶內容易殘留應變，使韌性降低。此外，冷卻速度過大，難以穩定保持遍及熱軋鋼帶全長的冷卻速度，導致在鋼帶縱向上材質不均勻、在鋼帶的表面和板厚中心部之間材質不均勻、鋼板形狀變差等缺點。
因此，熱軋後的冷卻速度必須是5℃/S以上、20℃/S以下，最好是5℃/S以上、15℃/S以下。
卷取溫度(CT)由碳化物析出引起的晶內固溶碳的調整和沉澱強化作用，大部分在板卷卷取後的緩冷過程中發生，所以熱軋後的卷取溫度是特別重要的必要條件。卷取溫度在550以下，固溶碳量的降低不充分，並且難以得到均勻的材質。另一方面，卷取溫度超過700℃，難以發生有過時效傾向的沉澱強化，除對高強度化不利之外，還有固溶碳過少的傾向。
因此，熱軋後的卷取溫度必須是超過550℃至700℃、最好至600℃以上的溫度範圍。再者，雖然是耐火鋼的領域，但在特開平5-222484中提出使IF(Interstitial Free)鋼沉澱強化的高韌性低屈服比鋼。
但是，首先，該申請可以使IF即固溶碳實質上為零，與必要的固溶碳下限的本申請構思不同。
其次，在所提出的製造方法及其實施例中，為了確保耐火性，在熱軋後都進行急冷·低溫(550℃以下)卷取。根據本發明人的研究認為，以此條件實際上固溶碳以超過4.0ppm存在，不能期待像本申請的強度-韌性匹配。
上述的熱軋後的冷卻速度和卷取溫度，在本發明中是特別重要的必要條件，使遍及鋼帶的全長和全寬以相同條件進行處理成為可能。
下面，敘述關於上述必要條件以外的合適的製造條件。
扁坯的熱軋或者在連鑄後直接(所渭的CC-DR)進行，或者在加熱溫度(SRT)為900-1300℃，從節省能量看最好在1200℃以下的範圍再加熱後進行。在進行CC-DR的場合，可以進行保溫或端部的稍微加熱。
熱軋可以按照終軋溫度(FDT)為750-950℃的一般軋制進行，但終軋溫度比Ar3相變點低100℃，在熱軋中析出碳化物，沉澱強化作用弱，因而是希望的。
另外，本發明鋼通過控制基體中的固溶碳量和添加B產生晶粒細化，獲得高韌性和高強度，所以不一定必須使用控制軋制(在奧氏體晶粒未再結晶溫度區的強壓下)。在硬要用控制軋製法製造本發明鋼的情況下，因為低碳，再結晶溫度降低至900℃左右，所以在900℃以下，要注意確保熱軋壓下率在50％以上(在60％以上更有效)。
另外，熱軋板厚也因用途而異，但通常是5-30mm上下。
以上的製造方法雖是熱軋鋼帶製造過程中的，但該方法也可以應用於厚板製造過程中。例如按照與熱軋鋼帶相同的方法，進行至熱軋後的冷卻，接著在600-700℃範圍保持1小時以上或者緩冷，得到相同的材質。
實施例將表1-3所示的各種成分組成的鋼扁坯再加熱後，以表2所示的條件進行熱軋，製成板厚15mm的鋼板。
對如比得到的熱軋鋼板，在進行組織檢查的同時，測定晶內的固溶碳。另外，作為鋼板的機械性能，測定屈服強度、抗拉強度、屈服比、斷裂轉變溫度、在0℃的吸收功、0.3TS-VTrs、HIC(耐含硫液體性)等性能。在制管生產線上進行電焊接，再測定焊接部的維氏最高硬度(Hv)、該硬度與母材部的硬度差(ΔHv)、焊接熱影響區的粗大晶粒部分的斷裂轉變溫度。
這裡，晶內固溶碳量，如上述那樣，由AI根據晶內固溶碳量(ppm)＝0.20×AI(MPa)求出。拉伸試驗按照JISZ201，使用JIS5號試樣，衝擊試驗按照JISZ2202使用夏氏衝擊試樣進行。
另外，HIC按照NACE TM-02-84進行。但是，試驗液使用NACETM0177-90中規定的NACE液。HIC評價用超聲波探傷進行，以無裂紋者作為0，裂紋尺寸按CSR(裂紋敏感度)不到1％者作為Δ，1％以上者作為X。
所得的結果中，組織和晶內固溶碳示於表2中，各種機械性能、耐含硫液體性的結果示於表3中。
表1
表2
*在700℃以上(卷取溫度大於700℃卷取)時的冷卻速度表3
從表1-3可清楚地看出，按照本發明所獲得的熱軋鋼板，都得到作為目標的性能，按母材的性能，屈服強度(YS)是276MPa以上，屈服比(YR)是80％以下，斷裂轉變溫度VTrs是-100℃以下，在0℃時的夏氏衝擊吸收功VEo是300J以上，0.3TS-VTrs是300以上，而且顯示良好的耐含硫液體性，並且，就焊接部而言，焊接部和母材的硬度差(ΔHV)是100以下，焊接熱影響區(HAZ)的斷裂轉變溫度VTrs是0℃以下，是低屈服比、高強度，而且具有良好的衝擊性能、耐含硫液體性和焊接性。
尤其，序號1A、2A、3-6和8-16按母材，YS是413MPa以上，YR是70％以下，VTrs是-120℃，VEo是310J以上，0.3TS-VTrs是320以上，ΔHV是30以下，焊接熱影響區的VTrs是-20℃以下，得到極優良的性能。
與此相反，成分組成、製造條件在本發明範圍以外的比較例，韌性、屈服比、焊接部性能、耐含硫液體性等性能中的至少一個性能差。
發明效果這樣按照本發明，可以獲得不導致厚度方向和縱向的材質不均性，具有良好韌性、焊接性、耐含硫液體性，而且低屈服比的高強度熱軋鋼板，在要求這些性能的建築、土木用鋼管、圓柱，油井用電焊鋼管等用途中使用達到良好的效果。
附圖的簡單說明圖1是表示晶內固溶碳量和屈服強度(YS)關係的曲線圖。
圖2是表示晶內固溶碳量和抗拉強度(TS)關係的曲線圖。
圖3是表示晶內固溶碳量和斷裂轉變溫度(VTrs)關係的曲線圖。
圖4是表示晶內固溶碳量和屈服比(YR)關係的曲線圖。
圖5是表示晶內固溶碳量和0.3TS-VTrs關係的曲線圖。
權利要求
1.韌性優良的低屈服比高強度熱軋鋼板，其特徵在於，含有C0.005-小於0.030％(重量)，Si1.5％(重量)以下、Mn1.5％(重量)以下、P0.020％(重量)以下、S0.015％(重量)以下、Al0.005-0.10％(重量)、N0.0100％(重量) 以下、B0.0002-0.0100％(重量)，而且從Ti0.20％(重量)以下和Nb0.25％(重量)以下中選擇任一種或二種、滿足(Ti＋Nb/2)/C≥4關係的含有，其餘為Fe和不可避免的雜質，並且金屬組織由鐵素體和/或無碳貝氏體組成，同時晶內固溶碳量是1.0-4.0ppm。
2.權利要求1所述的韌性優良的低屈服比高強度熱軋鋼板，其特徵在於，在上述的鋼成分中還含有從Mo1.0％(重量)以下、Cu2.0％(重量)以下、Ni1.5％(重量)以下、Cr1.0％(重量)以下和V0.10％(重量)以下中選擇的任一種或二種以上。
3.權利要求1或2所述的韌性良好的低屈服比高強度熱軋鋼板，其特徵在於，在上述的鋼成分中還有從Ca0.0005-0.0050％(重量)、REM0.001-0.020％(重量)中選擇的任一種或二種。
4.韌性優良的低屈服強度高韌性熱軋鋼板的製造方法，其特徵在於，熱軋含有C0.005-小於0.030％(重量)、Si1.5％(重量)以下、Mn1.5％(重量)以下、P0.020％(重量)以下、S0.015％(重量)以下、Al0.005-0.10％(重量)、N0.0100％(重量)以下、B0.0002-0.0100％(重量)，而且從Ti0.20％(重量)以下和Nb0.25％(重量)以下中選擇的任一種或二種、以滿足(Ti＋Nb/2)/C≥4的關係含有的鋼，然後以5℃/S以上、20℃/S以下的速度冷卻，接著在高於550℃至700℃的溫度範圍進行卷取。
全文摘要
韌性優良的低屈服比高強度熱軋鋼板及其製造方法，其含有C0.005-小於0.030％(重量)，Si1.5％(重量)以下、Mn1.5％(重量)以下、P0.020％(重量)以下、S0.015％(重量)以下、Al0.005-0.10％(重量)、N0.0100％(重量)以下、B0.0002-0.0100％(重量)，而且從Ti0.20％(重量)以下和Nb0.25％(重量)以下中選擇任一種或二種、滿足(Ti+Nb/2)/C≥4關係的含有，其餘為Fe和不可避免的雜質，並且金屬組織由鐵素體和/或無碳貝氏體組成，同時晶內固溶碳量是1.0-4.0ppm。
文檔編號C22C38/04GK1148634SQ9610737
公開日1997年4月30日 申請日期1996年3月23日 優先權日1995年3月23日
發明者岡田進, 森田正彥, 川端文丸 申請人:川崎制鐵株式會社