脆性龜裂傳播停止特性優異的鋼材及其製造方法

2023-10-05 20:01:14 1

專利名稱：脆性龜裂傳播停止特性優異的鋼材及其製造方法
技術領域：
本發明涉及橋梁、建築物、船舶等結構物所使用鋼材，特別是涉及將鋼材上發生了的脆性龜裂快速停止的鋼材及其製造方法。
背景技術：
對於橋梁、建築物、船舶、油罐、海洋結構物、管線管等結構物所使用的鋼材，要求難以發生脆性破壞。為了抑制脆性破壞，有效的是不使鋼材發生脆性龜裂，而如果鋼材發生了脆性龜裂，則有效的是使發生的脆性龜裂不要進展，迅速地使之停止(以下稱為脆性龜裂傳播停止特性)。脆性龜裂已知在鋼材的應力擴大係數K達到根據脆性破壞傳播停止特性試驗所測定的Kca值以上時(K彡Kca)時發生，設應力為ο，龜裂的長度為a時，應力擴大係數K
由K=CJ^T (n Xa)表示。因此，鋼材的強度越高，應力σ越大，脆性龜裂越容易發生。為
了防止脆性龜裂的發生，有效的是降低鋼材的強度。但是隨著結構物的大型化，鋼材所要求的強度日益提高。本發明者在日本特開2010-1520號中提出有一種技術，其不是通過減小應力ο來減小應力擴大係數K，從而防止脆性龜裂的發生，而是通過增大鋼材的Kca值來擴展應力擴大係數K的允許範圍，從而即使負荷大的應力ο時，仍可防止脆性龜裂的發生。因此提出的厚鋼板距表面深t/8 t/4(t為板厚)的位置的組織為貝氏體主體，並且將相鄰的2個結晶的方位差為15°以上的大角晶界所包圍的區域作為晶粒時，將該晶粒的平均當量圓直徑控制在8μπι以下。通過使晶粒微細化，從而提高Kca值。即，晶粒的微細化會提高龜裂與晶界碰撞的頻率，從而使龜裂的進展停止。

發明內容
期盼著鋼材的更高強度化，本發者在提出上述專利文獻後，為了進一步改善脆性龜裂傳播停止特性而進行了研究。本發明鑑於這種情況而做，其目的在於，提供一種進一步改善了脆性龜裂傳播停止特性的鋼材及其製造方法。能夠解決上述課題的本發明的鋼材，滿足C :0. 02 0.12% ( 「質量％」的意思。 以下關於化學成分均同。)、Si :0. 5%以下、Mn 1 2%、Nb :0. 005 0. 04%,B :0. 0005 0. 003%, Ti 0. 005 0. 02%, N :0. 0040 0. 01%, P :0. 02% 以下、S :0. 015% 以下、Al 0. 01 0. 06%，餘量由鐵和不可避免的雜質構成。而且，從所述鋼材的深t/8至t/4位置 (t為鋼材的厚度，以下同。)的區域，以電子背散射衍射分析法(EBSP法)觀察金屬組織時，滿足下式(1)和式O)。其中，式(1)中，D的意思是以EBSP法測定鄰接的2個結晶的方位差，由結晶方位差15°以上的大角晶界所包圍的晶粒的平均當量圓直徑(ym)。另外， 式O)中，R的意思是隨機晶界在上述大角晶界中所佔的比例(面積％ )。D ^ 8ym... (1)
R ≥ 50 面積 ％ — (2)從所述鋼材最表面至深t/4位置的區域測定硬度時，優選最小值達到190Hv以上。所述鋼材作為其他元素，也可以還含有(a)從Ni :0. 7%以下、Cu :0. 3%以下、Cr 1. 5%以下和Mo 以下之中選出的至少一種；和/或(b)V :0. 以下。本發明的脆性龜裂傳播停止特性優異的鋼材，能夠通過如下方式製造將上述成分組成的鋼材加熱至適當的溫度(優選為1050°C以上)，在Ar3A+30°C以下、Ar3A以上的溫度範圍進行累積壓下率50%以上的軋制，接著通過適當的方法(加熱、回熱(復熱)等。 優選為回熱)，升溫至超過Ar3點+30°C (優選為再結晶溫度-30°C以上)、再結晶溫度+20°C 以下(優選為低於再結晶溫度)的溫度範圍後進行冷卻(優選以5°C/秒以上的平均速度從Ar3點以上的溫度冷卻至500°C以下)。所述鋼材也可以在加熱後，通過加速冷卻，冷卻至所述Ar3點+30°C以下。所述升溫之後也可以進行軋制，之後再進行冷卻。在本發明中，除了著眼於鋼材的表層部的金屬組織，將大角晶界所包圍的晶粒的平均當量圓直徑抑制在8μπι以下之外，還使隨機晶界在大角晶界中所佔的比例增加到規定值以上，因此能夠提供脆性龜裂傳播停止特性進一步得到改善的鋼材。


圖1是表示以加工熱模擬{ H」 一、試驗儀測量再結晶溫度時的加熱模式的模式圖。圖2是表示用於評價疲勞特性的試驗片的形狀的說明圖。圖3是表示熱軋時的累積壓下率與大角晶界所包圍的晶粒的平均當量圓直徑D的關係的曲線圖。圖4是表示有無通過回熱進行的升溫與隨機晶界在大角晶界中所佔的比例R的關係的曲線圖。圖5是表示通過回熱升溫後的平均冷卻速度與從鋼板的最表面至深t/4位置的區域中的硬度的最小值的關係的曲線圖。圖6是表示由大角晶界包圍的晶粒的平均當量圓直徑D與-10°C下的Kca值(脆性龜裂傳播停止特性)的關係的曲線圖。圖7是表示隨機晶界在大角晶界中所佔的比例R與-10°C下的Kca值(脆性龜裂傳播停止特性)的關係的曲線圖。圖8是表示從鋼板的最表面至深t/4位置的區域中的區域的硬度的最小值與疲勞限度(疲勞特性)的關係的曲線圖。
具體實施例方式若提高鋼材的抗拉強度，則應力σ變大，因此應力擴大係數K變大，脆性龜裂容易發生。因此，如上述日本專利2010-1520號公開的，判明只是將大角晶界所包圍的晶粒的平均當量圓直徑D抑制在8 μ m以下，還不能防止脆性破壞的發生。因此本發明者為了提供一種將脆性龜裂傳播停止特性進一步改善了的鋼材而反覆銳意研究。其結果發現，如果使大角晶界中所佔的隨機晶界的比例R達到50面積％以上， 則即使脆性龜裂發生，也能夠迅速停止其進展，能夠確保脆性龜裂傳播停止特性。
S卩，大角晶界已知被大致區分為晶界能低的「規則晶界」和晶界能高的「隨機晶界」(例如，「材料組織學」，高木節雄、津崎兼彰，朝倉書店發行，第45頁)。是否可以認為， 其中晶界能高的隨機晶界對於脆性龜裂的進展成為阻抗，能夠快速停止脆性龜裂進展，並對此進行反覆研究。其結果判明，如後述的實施例所表明，如果能夠通過規定的方法來控制隨機晶量的量，並且使大角晶界中所佔的隨機晶界的比例R達到50面積％以上，則能夠改善脆性龜裂傳播停止特性。以下，對於本發明進行詳細地說明。「關於晶界方位差為15°以上的大角晶界所包圍的晶粒的平均當量圓直徑D和大角晶界中所佔的隨機晶界的比例R」本發明的鋼材，以電子背散射衍射分析法(EBSP法)觀察金屬組織時，需要滿足下式(1)和式O)。通過滿足兩式，能夠改善脆性龜裂傳播停止特性。D ^ 8ym... (1)R 彡 50 面積 ％ — (2)上式⑴中，D的意思是以EBSP法測定鄰接的2個結晶的方位差，將結晶方位差 15°以上的大角晶界所包圍的區域作為晶粒時，該晶粒的平均當量圓直徑(ym)。所謂「當量圓直徑」，就是測定晶界的面積，並假設為面積相等的圓的直徑。在本發明中，與上述日本特開2010-1520號一樣，為了改善脆性龜裂傳播停止特性，上述D值為8μπι以下。即，一般可知脆性龜裂在結晶方位差為15°以上的大角晶界彎曲、迂迴或停止。因此，通過使結晶方位差為15°以上的大角晶界所包圍的晶粒微細化，脆性龜裂彎曲、迂迴或停止的位置便會增加，其結果是能夠使脆性龜裂進展停止。上述D值優選為7 μ m以下，更優選為6 μ m以下。還有，D值越小越為優選，下限沒有特別限制，例如也可以為Iym左右。上式(2)中，R的意思是以EBSP法測定鄰接的2個結晶的方位差時，隨機晶界在結晶方位差為15°以上的大角晶界中所佔的比例(面積％)。在本發明中，R值為50面積％以上。通過使晶界能高的隨機晶界增加，能夠增加對於脆性龜裂的進展的阻抗，能夠提高脆性龜裂傳播停止特性。上述R值優選為53面積％以上，更優選為55面積％以上。還有，R值越大越優選， 上限沒有特別限制，例如也可以為65面積％左右。D值和R值是設鋼材的厚度為t (mm)時，對於從深度t/8位置至t/4位置的區域中的金屬組織進行觀察來測定。脆性龜裂傳播停止特性對於從表層形成的延性破壞區域(剪切唇shear lip)造成的能量損失產生影響，因此通過控制深度t/8位置至t/4位置的區域中的D值和R值，能夠停止脆性龜裂。據以上，鋼材的脆性龜裂傳播停止特性提高。該技術特別能夠有效地利用於使表面硬度提高的鋼和高強度鋼上。可是，在上述結構物中，通常應力被反覆負荷。若應力反覆負荷，則由於剪切應力導致滑移帶發生，其反應並且發達，在結構物的表面形成突出或凹陷(以下稱為突出等。)。 若在該突出等有應力集中，則疲勞龜裂發生而產生疲勞破壞。但是為了確保安全性，對於構成結構物的鋼材要求難以發生疲勞龜裂，疲勞特性優異。為了防止疲勞龜裂的發生，抑制由剪切應力造成的滑移帶，防止突出等的形成即可，有效的是提高鋼材的屈服點(YP)和抗拉強度(TS)。因此在本發明中，為了提高屈服點和抗拉強度而著眼於鋼材的表層部的硬度。這是由於疲勞龜裂從鋼材的表面發生，所以如果使鋼材的表層部堅硬，提高該部分的屈服點和抗拉強度，則認為能夠防止突出等的發生， 能夠抑制疲勞龜裂的發生。而且如後述的實施例所表明，可知如果使表層部的硬度的最小值達到190Hv以上，則能夠改善疲勞特性。「關於硬度的最小值」在本發明中，優選使鋼材的表層部的硬度的最小值為190HV以上。通過使鋼材的表層部堅硬，即使應力被反覆負荷，也能夠防止突出等的形成，因此能夠改善鋼材的疲勞特性。上述的硬度的最小值越大越好，更優選為200Hv以上，進一步優選為210Hv以上。為了使上述的硬度的最小值達到190Hv以上，使表層部的金屬組織為貝氏體主體即可。所謂貝氏體主體，意思是以電子顯微鏡觀察金屬組織時，貝氏體分率約60面積％以上。貝氏體分率優選為70面積％以上，更優選為80面積％以上，進一步優選為90面積％ 以上，最優選貝氏體為100面積％。貝氏體以外的金屬組織也可以是鐵素體。但是若鐵素體在金屬組織中所佔的比率高，則鋼材的硬度有變小的傾向。因此鐵素體在金屬組織中所佔的比率儘可能地小，例如優選為8面積％以下，更優選為5面積％以下，進一步優選為3面積％以下。上述硬度的上限沒有特別限定，例如也可以為260Hv左右。該上限值是與貝氏體組織的平均硬度大致相等的值。上述硬度是設鋼材的厚度為t (mm)時，從最表面至深度t/4位置的區域測定的。之所以設定該區域，是因為由於疲勞龜裂發生的位置在鋼材的最表面，所以防止疲勞龜裂的發生。上述硬度以等間隔(例如Imm間隔)，對於從最表面至深度t/4位置的區域進行測定，求得最小值即可。具體的測定步驟在後述的實施例的項目中進行說明。本發明的鋼材，表層部的金屬組織(優選為金屬組織和硬度)滿足上述要件，該鋼材的成分組成需要滿足C 0. 02 0. 12%, Si :0. 5%以下、Mn 1 2%、Nb :0. 005 0. 04%, B 0. 0005 0. 003%, Ti :0. 005 0. 02%, N :0. 0040 0. 01%, P :0. 02% 以下、 S 0. 015%以下、Al 0. 01 0. 06%。規定這一範圍的理由如下。C是用於確保鋼材(母材)的強度所不能缺少的元素。需要使之含有0. 02%以上。 C優選含有0.04%以上，更優選為0.05%以上。但是若C超過0. 12%，則焊接時在HAZ大量生成島狀馬氏體(MA)，不僅會招致HAZ的韌性劣化，而且也給焊接性帶來不良影響。因此 C在0. 12%以下，優選在0. 以下，更優選在0. 08%以下。Si是有助於通過固溶強化而確保鋼材的強度的元素。但是若Si超過0. 5%，則在焊接時在HAZ大量生成島狀馬氏體(MA)，不僅會招致HAZ的韌性劣化，而且也給焊接性帶來不良影響。因此Si在0.5%以下。優選在0.4%以下，更優選在0.3%以下，進一步優選在0. 2%以下。還有，也可以不含有Si，但添加Si而為了添加Si而確保鋼材的強度，優選使之含有0. 02%以上，更優選為0. 05%以上，進一步優選使之含有0. 1 %以上。Mn是有助於鋼材(母材)的強度提高的元素。需要使之含有以上。Mn優選含有1.2%以上，更優選含有1.4%以上。但是若Mn超過2%，則使鋼材(母材)的焊接性劣化。因此，Mn需要抑制在2%以下。優選在1.8%以下，更優選在1.6%以下。Nb藉助固溶帶來的溶質拖曳效應(Solute drag effect)和使氮碳化物析出帶來的釘扎效應，抑制再結晶粒的粗大化，具有使脆性龜裂傳播停止特性提高的作用。另外也有助於母材韌性的提高。為了發揮這樣的作用，需要使Nb含有0.005%以上。更優選為 0. 007%以上，進一步優選為0. 009%以上。但是，若Nb超過0. 04%，則析出的碳氮化物粗大化，反而使母材韌性劣化。因此，Nb優選處於0.035%以下，更優選在0.03%以下，進一步優選為0. 025%以下，特別優選為0. 02%以下。B是提高淬火性而使強度提高的元素。另外，B抑制晶界鐵素體的生成，是使HAZ韌性提高的元素。為了發揮來自B添加的作用，需要使之含有0.0005%以上，優選為0.001% 以上，更優選為0. 0015%以上。但是，若B超過0. 003%，則其在奧氏體晶界作為BN析出， 招致HAZ韌性的降低。因此B在0. 003%以下，優選為0. 0025%以下，更優選為0. 002%以下。Ti在鋼材中使氮化物(TiN)微細分散，防止奧氏體晶粒粗大化，另外還具有抑制奧氏體的再結晶造成的粗大化的作用，具有減小晶粒而提高脆性龜裂傳播停止特性的作用。另外，Ti除了氮化物以外還生成氧化物，也是有助於HAZ韌性提高的元素。為了發揮這樣的作用，需要使Ti含有0. 005%以上。優選為0. 007%以上，更優選為0.01%以上。但是若過剩地添加Ti，則使鋼材(母材)的韌性劣化，因此Ti應該抑制在0.02%以下。優選在0. 018%以下，更優選在0. 016%以下。N是使Ti氮化物析出，是具有提高脆性龜裂傳播停止特性的作用的元素。另外N在該氮化物帶來的釘扎效應下，防止焊接時在HAZ生成的奧氏體晶粒的粗大化，促進鐵素體相變，是有助於HAZ韌性提高的元素。為了有效地發揮這樣的效果，需要使之含有0. 0040% 以上。優選為0.005%以上，更優選為0.006%以上。N越多越會形成含Ti氮化物，奧氏體晶粒的微細化越得到促進，因此在HAZ的韌性提高上有效地發揮著作用。但是若N超過 0. 01 %，則固溶N量增大，母材自身的韌性劣化，HAZ韌性也降低。因此N需要抑制在0. 01 % 以下。優選在0.0095%以下，更優選在0.009%以下。P是容易偏析的元素，特別是在鋼材中的晶界偏析而使母材的韌性劣化。因此P需要抑制在0. 02%以下。優選在0. 018%以下，更優選在0. 015%以下。S與Mn結合而生成硫化物(MnS)，是使母材的韌性和板厚方向的延展性劣化的有害的元素。因此S需要抑制在0.015%以下。優選為0.012%以下，更優選在0.008%以下， 進一步優選在0. 006%以下。Al是作為脫氧劑發揮作用的元素，另外還形成A1N，是對晶粒的微細化有作用的元素。為了發揮這樣的效果，Al需要含有0.01%以上。Al優選為0.02%以上，更優選為 0. 03%以上。但是若過剩地添加，則使母材韌性和HAZ韌性劣化，因此Al需要抑制在0. 06% 以下。Al優選在0.04%以下，更優選在0.035%以下。本發明的鋼材，含有上述元素作為必須成分，餘量是鐵和不可避免的雜質(例如 Mg, As, Se 等)。本發明的鋼材，作為其他元素還含有使鋼材的強度提高的元素(Ni、Cu、Cr、Mo)和 /或使HAZ韌性進一步提高的元素(V)等也有效。具體來說、優選含有如下等元素(a)從Ni 0. 7%以下、Cu :0. 3%以下、Cr :1. 5%以下和Mo 以下之中選出的至少1種元素，和/或(b)V:0. 以下。規定這一範圍的理由如下。[(a)Ni、Cu、Cr、Mo]NiXuXr和Mo均是有助於提高鋼材的強度的元素，能夠分別單獨添加，或者也能夠複合添加。特別是M除了提高鋼材的強度，也是有助於提高鋼材自身的韌性的元素。優選儘可能含有Ni，但是其為昂貴的元素，因此若過剩地含有則成本提高。因此從經濟性的理由出發，上限優選為0.7%。更優選為0.5%以下，進一步優選為0.4%以下。還有，為了有效地發揮上述的作用，優選使Ni含有0. 01 %以上。更優選為0. 02%以上，進一步優選為0. 03% 以上。Cu是進行固溶強化而提高鋼材的強度的元素。但是若含有超過0.3%，則鋼材的韌性劣化，因此Cu優選在0. 3%以下。更優選為0.以下，進一步優選在0. 25%以下。 還有，為了有效地發揮這樣的作用，優選使之含有0.01%以上。更優選為0.02%以上，進一步優選為0. 03%以上。Cr對於提高鋼的強度發揮作用，但是若超過1.5%，則使鋼材(母材)的強度提高得過於顯著，母材韌性劣化，因此HAZ韌性降低。因此Cr優選為1.5%以下。更優選在 1. 2 %以下，進一步優選在1 %以下，特別優選在0. 5%以下。還有，為了有效地發揮上述的作用，優選使之含有0.01%以上。更優選為0.02%以上，進一步優選為0.03%以上。Mo對於提高鋼的強度發揮作用，但若超過1%，則鋼材(母材)的強度顯著過高， 母材韌性反而劣化，因此HAZ韌性也降低。因此優選Mo在以下。更優選在0.7%以下， 進一步優選抑制在0.5%以下，特別優選為0.05%以下。還有，為了有效地發揮上述作用， 優選使之含有0. 01 %以上。更優選為0. 02%以上，進一步優選為0. 03%以上。[(b) V]V是使HAZ韌性提高的元素，但若含有超過0. 1 %，則析出的碳氮化物粗大化而使母材的韌性劣化。因此V優選為0. 以下。更優選為0.08%以下，進一步優選為0.05% 以下，特別優選為0.01%以下。還有，為了有效地發揮上述的作用，優選使之含有0.001% 以上。更優選為0. 002%以上，進一步優選為0. 003%以上。接下來，對於製造本發明的鋼材的方法進行說明。為了將大角晶界所包圍的晶粒的平均當量圓直徑(D值)和隨機晶界在大角晶界中所佔的比例(R值)控制在規定的範圍，重要的是將加熱的鋼材在Ar3點之上的未再結晶域進行軋制(以下稱為低溫軋制。)，從而向鋼材中導入應變(位錯)後，將其升溫至再結晶溫度附近(以下稱為升溫處理)。即使低於再結晶溫度，再結晶也會以導入的應變為驅動力而發生，因此新的晶界生成。然後在Ar3點之上的低溫下生成的晶界成為規則晶界，相對於此，在再結晶溫度附近生成的晶界成為隨機晶界。因此，越是增大由未再結晶域下的軋制導入的應變的蓄積，另外通過其後的升溫越接近再結晶溫度，就越能夠減小D值，能夠增大 R值。上述鋼材的加熱溫度(鋼材的溫度意思是平均溫度。下同，其決定方法在實施例一欄中詳述。)例如為1050°C以上，優選1080°C以上，更優選為1100°C以上。通過加熱至 1050°C以上，能夠使鋼材的組織成為奧氏體單相，另外還能夠使Nb全部固溶。但是若加熱溫度過高，則初期的奧氏體組織過於粗大化，因此使相變後的組織充分微細化有困難。因此加熱溫度的上限例如為1250°C以下，優選為1200°C以下，更優選為1150°C以下。加熱的鋼材根據需要實施粗軋和冷卻後，實施上述低溫軋制。低溫軋制的溫度為 Ar3A+30°C以下(優選為Ar3A+20°C以下)，Ar3A以上。該溫度範圍的累積壓下率為 50%以上，優選為53%以上，更優選為55%以上。從R值和D值的觀點出發，累積壓下率的上限沒有限制，但是若考慮到軋制負荷和製造效率，則累積壓下率例如為80%以下，優選為 70%以下，更優選為65%以下左右。還有，上述Ar3點的溫度能夠由下式(3)計算。式(3)中，[]表示各元素的含量 (質量％ )，t意思是鋼材的最終板厚(mm)。Ar3 (°C ) = 910-310 X [C] -80 X [Mn] -20 X [Cu]-15 X [Cr]-55 X [Ni]-80 X [Mo] +0 .35 X (t-8) ... (3)低溫軋制後如上述進行升溫處理。該升溫的溫度範圍是超過Ar3點+30°C，再結晶溫度+20°C以下。越接近再結晶溫度，以應變為驅動力的再結晶越得到促進，R值變大，另外 D值變小。但是若過於超越再結晶溫度，則晶粒開始生長，因此D值的抑制變得困難。考慮到再結晶和晶粒生成的平衡，將升溫的溫度範圍定在再結晶溫度+20°C以下。優選的溫度範圍是再結晶溫度-30°C以上(特別優選再結晶溫度-20°C以上)、低於再結晶溫度(特別優選再結晶溫度_5°C以下)。還有，再結晶溫度例如能夠使用加工熱模擬(7 *—7 7夕一)試驗儀，按下面的步驟進行測定。準備直徑8mm、高12mm的圓柱狀試驗片，按圖1所示的加熱模式進行加工。 即，以10°C /秒的升溫速度將試驗片加熱至1100°C，保持1分鐘後，進行初期加工而使高度達到10_，以1100°C的狀態保持20分鐘。接著，使加工溫度760°C、780°C、80(rC、82(rC、 840°C、860°C或880°C而以50°C /秒的冷卻速度從1100°C進行冷卻，重複如下步驟以各種加工溫度保持10秒一第一道次的加工一以所述加工溫度保持10秒一第二道次的加工，結束第四道次的加工後，以加工溫度保持10秒之後，以50°C/秒的冷卻速度冷卻至室溫。各道次的加工是以15mm/秒的衝程速度進行，使試驗片的高度為，第一道次9. 0mm，第二道次 8. 0mm，第三道次7. 0mm，第四道次6. 5mm。上述冷卻是使用惰性氣體進行急冷。作為比較對象，還準備一個在上述20分鐘保持後，不進行加工，而是以50°C /秒的冷卻速度冷卻(用惰性氣體進行的急冷)至室溫的試樣。加工後，測定各加工溫度下的奧氏體粒徑，觀察有無再結晶，決定再結晶溫度。奧氏體晶粒為等軸的情況評價為發生了再結晶，偏平情況評價為沒有再結晶。奧氏體粒徑是用#150 #1000的溼式砂紙研磨試驗片，接著使用金剛石研磨漿作為研磨劑實施鏡面加工，使用極低碳腐蝕液(例如使苦味酸20g、十二烷基苯磺酸鈉20g和鹽酸5 IOml溶解於蒸餾水500ml中調製而成的腐蝕液)對該鏡面研磨麵進行蝕刻後，以400倍的倍率觀察 150 μ mX 200 μ m的視野，進行圖像分析來測定奧氏體粒徑。用於升溫的方法沒有特別限定，例如利用加熱(高頻加熱等)和回熱的任意一種都可以。利用回熱時，直到對於加熱的鋼材進行低溫軋制的期間(特別是低溫軋制開始之前)，需要進行加速冷卻(例如水冷)。另外，實施粗軋時，需要在粗軋和低溫軋制之間進行加速冷卻。通過低溫軋制之前的加速冷卻，能夠增大鋼材表面和內部的溫度差，因此能夠在低溫軋制後使鋼材回熱。在上述升溫的溫度範圍中，也可以根據需要實施軋制。在升溫溫度一邊再結晶一邊進行軋制，由此能夠使晶粒更微細，能夠使D值更小。該軋制的累積壓下率例如為3%以上(優選為5%以上，特別優選為8%以上)、25%以下(優選為20%以下，特別優選為18% 以下)。 升溫處理結束後，推薦進行控制冷卻。通過控制冷卻，能夠使金屬組織成為貝氏體主體，能夠將表層部的硬度提高到規定值以上，能夠改善疲勞特性。在該控制冷卻中，例如以5°C /秒以上的平均速度從Ar3點以上的溫度冷卻至500°C以下。若冷卻開始溫度低於 Ar3點或平均冷卻速度低於5°C /秒，則鐵素體大量生成，難以使表層部堅硬。平均冷卻速度優選為7°C /秒以上、更優選為9°C /秒以上。之所以使冷卻停止溫度為500°C以下，是為了使相變完全結束。本發明的鋼材，脆性龜裂傳播停止特性(還有疲勞特性)優異，因此例如能夠作為橋梁、建築物、船舶、油罐、海洋結構物、管線管等的結構物的材料使用。該鋼材當然能夠在小 中線能量焊接中防止焊接熱影響部的韌性劣化，即使在線能量為50kJ/mm以上的大線能量焊接中，也能夠防止焊接熱影響部的韌性劣化。本發明的鋼材，優選抗拉強度為530MPa以上(特別優選為600MPa以上)。另夕卜， 優選表層部的硬度的最小值為160Hv以上(特別優選為190Hv以上)。本發明的鋼材，以板厚為3mm以上(特別是20mm以上，此外還有40mm以上)的厚鋼板為對象。以下，通過實施例更詳細地說明本發明，但下述實施例並沒有限定本發明的性質， 只要在能夠符合前後述的宗旨的範圍內，也可以適當變更實施，這些均包含在本發明的技術範圍內。實施例用轉爐熔煉下述表1所示的成分組成的鋼(餘量為鐵和不可避免的雜質)，以下述表2所示的條件對所得到的板坯進行熱軋。具體條件如下。將熔煉所得到的板坯加熱至下述1所示的溫度後，從1050°C加速冷卻至下述表2所示的熱軋開始溫度，從該溫度以下述表 2所示的累積壓下率進行熱軋。熱軋後，經回熱使之升溫後進行冷卻，製造下述表2所示的板厚的鋼板。在下述表 2中，顯示回熱時的鋼材的最高溫度和各鋼種的再結晶溫度(即晶粒開始再結晶的溫度)。 再結晶溫度由加工熱模擬試驗儀測定。另外在下述表2中，還顯示冷卻開始溫度和平均冷卻速度。還有，下述表2的No. 7、8是通過回熱升溫後，以下述表2所示的壓下率進行軋制之後進行冷卻的例子。在本實施例中，上述溫度全部以平均溫度進行管理。平均溫度的計算方法如下。《平均溫度》(1)使用過程控制計算機，基於加熱開始至加熱結束的氣氛溫度和在爐時間，計算鋼坯的表面至背面的板厚方向的任意的位置的加熱溫度。(2)使用計算出的加熱溫度，基於軋制中的軋制表和道間的冷卻方法(水冷或空冷)的數據，一邊採用差分法等適於計算的方法計算板厚方向的任意的位置的軋制溫度， 一邊進行軋制。(3)鋼坯的表面溫度使用設置於軋制線上的放射型溫度計實測。但在過程控制計算機上也計算表面溫度。
(4)將粗軋開始時、粗軋結束時和精軋開始時分別實測的鋼坯的表面溫度與過程控制計算機所計算的表面溫度進行對照。(5)計算表面溫度與實測的鋼坯表面溫度的差為士30°C以上時，將實測的鋼坯的表面溫度置換為上述計算表面溫度，作為過程控制計算機上的計算表面溫度，在差低於士30°C時，直接使用由過程控制計算機計算的表面溫度。(6)採用計算出的計算表面溫度，求得板厚方向的平均溫度。在下述表2中顯示基於表1所示的成分組成和鋼板的板厚(製品厚度)，運用上式 (3)計算的Ar3點的值。其次，以下述步驟觀察所得到的鋼板的金屬組織，求得結晶方位差為15°以上的大角晶界所包圍的晶粒的平均當量圓直徑D，和隨機晶界在大角晶界中所佔的比例R。 D ( μ m)和R (面積％ )的值顯示在下述表3中。《D值》(1)準備平行於軋制方向(縱長方向)而切斷的試樣，使之包含所得到的鋼板的表面和背面雙方。(2)用#150 #1000的溼式砂紙或與之具有同等的功能的研磨方法進行研磨，使用金剛石研磨漿等研磨劑實施鏡面加工。(3)針對鏡面研磨麵，用 TexSEM Laboratories 公司制的 EBSP(Electron Back Scattering Pattern)裝置，在板厚方向深度t/8位置至t/4位置(t為鋼板的厚度)的區域，使測定範圍為200 μ mX200 μ m，使間距為0.5 μ m，測定2個結晶的方位差，將結晶方位差為15°以上的境界作為大角晶界。測定在上述區域中以5個視野進行。還有，表示測定方位的可靠性的置信指數(confidence index)比0. 1小的測定點從分析對象中除去。(4)在晶粒分布映像(Grain distribution map)中，測定被結晶方位差為15°以上的大角晶界包圍的晶粒的最大寬度(通常是沿板厚方向的長度)和最大長度(通常是沿軋制方向的長度)，計算晶粒的面積，計算晶粒的當量圓直徑，求得平均值。《R值》(1)大角晶界中所佔的隨機晶界的比例R，使用以計算上述D時相同的條件實施了鏡面加工的試樣，以iTexSEM Laboratories公司制的EBSP裝置，在鏡面研磨麵之中板厚方向的深度t/8位置至t/4位置(t為鋼板的厚度)的區域，使測定範圍為200 μ mX 200 μ m， 使間距為0.5μπι，測定2個結晶的方位差。測定在上述區域中以5個視野進行。還有，表示測定方位的可靠性的置信指數比0. 1小的測定點從分析對象中除去。(2)測定結果之中，結晶方位差低於5. 5°的認為是幹擾而消除，求得至62. 5°的各方位差的分布。(3)通過使上述O)的工序製成的結晶方位差分布與規則晶界映像(記載各規則晶界的個數的表)對應，由此計算各板厚位置的隨機晶界在大角晶界中所佔的比例R。具體來說，使各規則晶界(Σ 1 49)除以根據結晶方位分布得到的方位差15°以上的大角晶界的個數，由此求得各規則晶界的分布，將其合計，從100%中減去，從而計算出各板厚位置的隨機晶界在大角晶界中所佔的比例R。將各板厚位置的最大的隨機晶界的比例R作為此軋制材的隨機晶界的比例R[規則晶界以外為隨機晶界(>Σ 49)]。還有，在規則晶界的測定中，使用株式會社TSL社的「TSL OIM Data Collectionver5. 2」，分析中，使用株式會社TSL公司的「TSL OIM Analysis ver5. 0」。接著，從鋼板的深度t/8位置至t/4位置(t為鋼板的厚度)的區域，平行於鋼板的軋制方向，且使相對於鋼板的表面垂直的面露出而切割試樣，使用#150 #1000的溼式砂紙對其進行研磨，接著使用金剛石研磨漿等研磨劑實施鏡面加工。以2%硝酸-乙醇溶液 (硝酸乙醇腐蝕液)對該鏡面研磨麵進行蝕刻後，以400倍的倍率觀察150 μ mX 200 μ m的視野，進行圖像分析來測定鐵素體分率。鐵素體以外的板條狀的組織全部視為貝氏體。在 5個視野中求得鐵素體分率，其平均值顯示在下述表3中。接著，測定從鋼板的最表面至深度t/4位置(t為鋼板的厚度)的區域中的硬度和鋼板的機械的特性(屈服點和抗拉強度)。《硬度》鋼板的硬度，使用以計算上述D時相同的條件實施了鏡面加工的試樣，用維氏硬度試驗機測定。測定針對從鋼板的最表面至深度t/4位置(t為鋼板的厚度)的區域，以 Imm間隔，使載荷為98N(IOkgf)，在測定位置20處進行。測定結果之中的最小值顯示在下述表3中。《機械的特性》從鋼板的深度t/4部位(垂直於軋制方向的方向。C方向。)提取NK(日本海事協會)船級規定的U14A試驗片，遵循JIS Z2241進行拉伸試驗，測定屈服點(YP)和抗拉強度(TS)。結果顯示在下述表3中。接著，按以下步驟評價鋼板的脆性龜裂傳播停止特性和疲勞特性。《脆性龜裂傳播停止特性》脆性龜裂傳播停止特性，遵循社團法人日本焊接協會(WEQ發行的鋼種認定試驗方法(2003年3月31日制定)所規定的「脆性破壞傳播停止試驗」進行。試驗使用脆性破壞傳播停止試驗方法的圖7. 2所示的形狀的試驗片，從-190°C +60°C的範圍選擇的任意的溫度範圍對該試驗片賦予溫度梯度，進行4個試驗體，由下式(4)計算Kca值。下式(4) 中，c表示從傳播部入口至脆性龜裂前端的長度，σ表示從傳播部進入口至脆性龜裂前端的長度，W表示傳播部寬度。算式1Kca = OyIlWtm^cZlW).·· (4)設T為脆性龜裂前端的溫度(單位為K)，設X軸為1/Τ，將Y軸作為計算出的 Kca值，製成表示1/Τ和Kca值的相關關係的曲線圖，將4點的近似曲線和271的交點作為-10°C下的Kca值。-10°C下的Kca值顯示在下述表3中。在本發明中，_10°C下的Kca為 7000N/mm15以上的情況為合格(脆性龜裂傳播停止特性優異)。《疲勞特性》疲勞特性使用從鋼板的t/4部位提取的圖2所示的小型(miniature)拉伸疲勞試驗片，反覆鏇切200萬次，將試驗停止時的疲勞強度作為疲勞限度進行測定並評價。試驗條件如下。〈試驗條件〉驗試環境室溫，大氣中試驗機載荷容量IOkN
負荷方式軸向力控制方式載荷控制控制波形正弦波應力比R = σ min/ σ max = 0. 1試驗速度10 20Hz斷裂反覆數範圍104 2X IO6測量回數4次試驗停止條件達到斷裂或最大反覆數時(未斷裂)接著，評價鋼板的衝擊特性，和對該鋼板進行焊接時的HAZ韌性。評價步驟如下所
7J\ ο《衝擊特性》鋼板的衝擊特性，進行V切口擺錘衝擊試驗，測定脆性斷裂轉變溫度(vTrs)並進行評價。測定是從t/4位置提取NK(日本海事協會)船級規定的U4號試驗片，遵循JIS Z2242進行。測定結果顯示在下述表3中。《HAZ韌性》為了評價焊接時受到熱影響的部位(HAZ)的韌性，模擬大線能量焊接進行下所示的焊接再現試驗。焊接再現試驗是對試樣進行如下熱循環加熱從鋼板的t/4位置切下的試樣，使之達到1400°C，以該溫度保持30秒後再進行冷卻。冷卻速度的調整方式為，使 800°C到500°C的冷卻時間為300秒。以V切口擺錘衝擊試驗測定冷卻後的試樣的衝擊特性。試驗在-20°C下進行，測定-20°C下的吸收能(VE_J。在本發明中，vEi為100J以上的情況評價為「HAZ韌性優異」。 測定結果顯示在下述表3中。首先，熱軋時的累積壓下率和大角晶界所包圍的晶粒的平均當量圓直徑D的關係顯示在圖3中。由圖3可知，如果使熱軋時的累積壓下率為50%以上，則能夠使上述平均當量圓直徑D在8μπι以下。其次，有回以回熱進行的升溫和隨機晶界在大角晶界中所佔的比例R的關係顯示在圖4中。由圖4可知，通過在軋制後回熱，隨機晶界在大角晶界中所佔的比例R增加至50 面積％以上。接著，通過回熱升溫後的平均冷卻速度與從鋼板的最表面至深t/4位置的區域中的硬度的最小值的關係的顯示在圖5中。在圖5中，繪製了下述表2、表3的No. 3 11的結果。由圖5可知，如果使升溫後的平均冷卻速度達到5°C /秒以上，則能夠使表層部的最小值為190Hv以上。接著，由大角晶界包圍的晶粒的平均當量圓直徑D與-10°C下的Kca值的關係顯示在圖6中。圖6 表示隨機晶界在大角晶界中所佔的比例R為50面積％以上的結果，■表示隨機晶界在大角晶界中所佔的比例R低於50面積％的結果。由圖6可知，通過將上述平均當量圓直徑D抑制在8 μ m以下，能夠使-10°C下的Kca值達到7000N/mm15以上，能夠改善脆性傳播停止特性。接著，隨機晶界在大角晶界中所佔的比例R與-10°C下的Kca值顯示在圖7中。在圖7中顯示1 3、11、12、13、16、17的結果。由圖7可知，通過使上述隨機晶界的比例達到50面積％以上，能夠使-10°C下的Kca值達到7000N/mm15以上，能夠改善脆性傳播停止特性。接著，從鋼板的最表面至深t/4位置的區域中的區域的硬度的最小值與疲勞限度的關係顯示在圖8中。由圖8可知，通過使表層部的硬度的最小值為190Hv以上，能夠使疲勞限度達到400MPa以上，能夠改善疲勞特性。接下來，基於表3進行考察。No. 1 11是滿足本發明規定的要件的例子，因為適當控制了表層部的金屬組織， 所以能夠改善脆性龜裂傳播停止特性。即，大角晶界包圍的晶粒的平均當量圓直徑D在 8 μ m以下，並且隨機晶界在大角晶界中所佔的比例R達到50面積％以上，因此脆性龜裂傳播停止特性優異。另外衝擊特性也優異，鋼材自身的韌性良好。特別是No. 1 8，HAZ韌性也優異。還有No. 9因為鋼板中所含的Nb稍多，所以HAZ韌性稍差。滿足本發明規定的要件的例子之中，No. 1 9其表層部的硬度的最小值為190Hv 以上，因此除了脆性龜裂傳播停止特性以外，疲勞特性也優異。另一方面，No. IOUl大角晶界包圍的晶粒的平均當量圓直徑D在8μπι以下，並且隨機晶界在大角晶界中所佔的比例R 達到50面積％以上，因此脆性龜裂傳播停止特性優異，但因為表層部的硬度的最小值低於 190Ην，所以不能改善疲勞特性。另一方面，No. 12 17是不滿足本發明規定的要件的例子。這些例子中，大角晶界包圍的晶粒的平均當量圓直徑D超過8 μ m，或隨機晶界在大角晶界中所佔的比例R低於 50面積％，因此不能改善脆性龜裂傳播停止特性。
權利要求
1.一種鋼材，其特徵在於，以質量％計含有C 0. 02 0. 12%,Si 0. 5%以下、Mn 1 2%,Nb 0. 005 0. 04%,B :0. 0005 0. 003%,Ti :0. 005 0. 02%,N :0. 0040 0. 01%, P 0. 02%以下、S :0. 015%以下、Al :0.01 0. 06%，餘量是鐵和不可避免的雜質，在從所述鋼材的深t/8位置至t/4位置的區域中，用電子背散射衍射分析法即EBSP法觀察金屬組織時，滿足下式(1)和式O)，其中，t為鋼材的厚度，D 彡 8μ ... (1)R彡50面積％ — (2)其中，式(1)中的D的意思是以EBSP法測定鄰接的2個結晶的方位差，由結晶方位差為15°以上的大角晶界所包圍的晶粒的平均當量圓直徑(ym)，式O)中的R的意思是隨機晶界在上述大角晶界中所佔的比例(面積％)。
2.根據權利要求1所述的鋼材，其特徵在於，作為其他元素，以質量％計還含有從M 0. 7%以下、Cu 0. 3%以下、Cr :1. 5%以下和Mo 1 %以下之中選出的至少一種元素。
3.根據權利要求1所述的鋼材，其特徵在於，作為其他元素，以質量％計還含有V: 0. 以下。
4.根據權利要求1 3中任一項所述的鋼材，其特徵在於，在從所述鋼材的最表面至深 t/4位置的區域中測定硬度時，最小值為190Hv以上。
5.一種鋼材的製造方法，其特徵在於，加熱權利要求1 3中任一項所述的鋼材，在Ar3 點+30°C以下、Ar3點以上的溫度範圍進行累積壓下率為50%以上的軋制，接著升溫至超過 Ar3點+30°C、再結晶溫度+20°C以下的溫度範圍後進行冷卻。
6.根據權利要求5所述的鋼材的製造方法，其特徵在於，使所述鋼材的加熱溫度為 1050°C以上，通過加速冷卻，使鋼材達到Ar3點+30°C以下的溫度之後，在Ar3點以上的溫度範圍進行累積壓下率為50%以上的軋制，通過回熱升溫至所述超過Ar3點+30°C、再結晶溫度+20°C以下的溫度範圍。
7.根據權利要求5所述的鋼材的製造方法，其特徵在於，所述升溫在再結晶溫度_30°C 以上、低於再結晶溫度的溫度範圍內。
8.根據權利要求5所述的鋼材的製造方法，其特徵在於，在所述升溫之後，進行軋制後進行所述冷卻。
9.根據權利要求5所述的鋼材的製造方法，其特徵在於，所述冷卻是以5°C/秒以上的平均速度從Ar3點以上的溫度冷卻到500°C以下。
全文摘要
本發明的脆性龜裂傳播停止特性優異的鋼材，從鋼材的深t/8至t/4位置的區域，以電子背散射衍射分析法(EBSP法)觀察金屬組織時，滿足下式(1)和式(2)。其中式(1)中，D的意思是以EBSP法測定鄰接的2個結晶的方位差，由結晶方位差15°以上的大角晶界所包圍的晶粒的平均當量圓直徑(μm)，R的意思是隨機晶界在上述大角晶界中所佔的比例(面積％)。D≤8μm…(1)，R≥50面積％…(2)。
文檔編號C22C38/58GK102191431SQ20111005694
公開日2011年9月21日 申請日期2011年3月7日 優先權日2010年3月9日
發明者金子雅人 申請人:株式會社神戶制鋼所