焊接熱影響部的低溫韌性優良的高張力鋼板及其製造方法
2023-10-18 05:17:49 1
焊接熱影響部的低溫韌性優良的高張力鋼板及其製造方法
【專利摘要】本發明提供一種多層焊接部的CTOD特性優良、屈服強度為620MPa級的高張力鋼板及其製造方法。該高張力鋼板的組成為：以質量%計含有特定量的C、Mn、Si、P、S、Al、Ni、B、N，以及根據需要的Cr、Mo、V、Cu、Ti、Ca中的1種以上，Ceq≤0.80，中心偏析部硬度指標HCS滿足式(1)，並且中心偏析部硬度滿足式(2)。將上述成分組成的鋼以特定的鋼坯加熱溫度和軋制比進行熱軋後，再加熱，然後以0.3℃/秒以上的速度進行冷卻直至板厚中心溫度達到350℃以下，在特定溫度範圍內回火。5.5[C]4/3+15[P]+0.90[Mn]+0.12[Ni]+0.53[Mo]≤2.5(1)，HVmax/HVave≤1.35+0.006/C－t/750(2)，HVmax為中心偏析部的維氏硬度的最大值，HVave為除中心偏析部以及表面至板厚的1/4和背面至板厚的1/4之外的部分的維氏硬度的平均值，C為碳量(質量%)，t為板厚(mm)。
【專利說明】焊接熱影響部的低溫韌性優良的高張力鋼板及其製造方法
【技術領域】
[0001]本發明涉及可以用於船舶、海洋結構物、壓力容器、壓力水管等鋼鐵結構物的高張力鋼板(high strength steel plate)及其製造方法。特別涉及屈服強度(Yield Point)為620MPa以上,不僅母材的強度和韌性優良，而且小~中熱量輸入(low to medium heatinput welding)的多層焊接部(multipass welded zone)的低溫韌性(low-temperaturetoughness)也優良的高張力鋼板及其製造方法。
【背景技術】
[0002]用於船舶、海洋結構物、壓力容器的鋼，通過焊接接合而加工為所希望形狀的結構物。因此，對於這些鋼來說，從結構物安全性的觀點考慮，要求母材的強度高、韌性優良自不必說，還要求焊接接頭部(焊接金屬、熱影響部)的韌性優良。[0003]作為鋼的韌性的評價基準，以往主要使用夏比衝擊試驗(Charpy impact test)所測定的吸收能，而近年來，為了進一步提高可靠性，大多使用裂紋尖端張開位移試驗(CrackTip Opening Displacement Test,以後稱為CTOD試驗)。CTOD試驗是對韌性評價部產生有疲勞預置裂紋(a fatigue crack)的試驗片進行三點彎曲(three-point bending),並測定臨斷裂前的裂紋尖端張開量(an opening displacement at the crack tip),由此評價脆性斷裂的產生阻力。
[0004]由於CTOD試驗使用疲勞預置裂紋，因此極微小的區域都可以成為韌性評價部。如果存在局部脆化區域，則即使在夏比衝擊試驗中獲得了良好的韌性，在CTOD試驗中有時也顯示出低韌性。
[0005]局部脆化區域容易在板厚較厚的鋼等的由於多層焊接而經歷複雜熱歷史的焊接熱影響部(HAZ:Heat Affected Zone)中產生,熔合部(焊接金屬與母材的邊界)、熔合部被再加熱至雙相區的部分(在第I循環的焊接中形成粗粒，經之後的焊接道次加熱至鐵素體和奧氏體的雙相區的區域，以下稱為雙相區再加熱部)成為局部脆化區域。
[0006]由於熔合部被暴露於稍低於熔點的高溫，因此奧氏體晶粒粗大化，經隨後的冷卻容易相變為韌性較低的上部貝氏體組織，因此基體本身的韌性低。此外，在熔合部中，容易生成魏氏體組織(Widmannstatten structure)、島狀馬氏體(Martensite-AusteniteConstituent)等脆化組織,韌性進一步下降。
[0007]為了提高熔合部的韌性，例如使TiN微細分散於鋼中，抑制奧氏體晶粒的粗大化，或將其用作鐵素體相變核的技術正被實用化。
[0008]此外，專利文獻1、專利文獻2中公開了以下技術:通過將稀土元素(REM)與Ti 一起複合添加，使微細粒子分散在鋼中，從而抑制奧氏體的晶粒生長，提高焊接部韌性。
[0009]除此以外，還提出了使Ti的氧化物分散的技術、將BN的鐵素體核生成能力與氧化物的分散組合起來的技術、以及通過添加Ca、REM來控制硫化物的形態從而提高韌性的技術。
[0010]此外，由於在多層焊接中因析出型元素V的析出強化而產生的脆化部在進行CTOD試驗時，形成了局部脆化區域，導致臨界CTOD值下降，因此專利文獻3中提出了一種未添加V的精煉型高張力鋼。
[0011]然而，這些技術以強度較低的合金元素量少的鋼材作為對象，而在更高強度的合金元素量多的鋼材的情況下，由於HAZ組織成為不含鐵素體的組織，因此無法適用。
[0012]作為使鐵素體在焊接熱影響部中容易生成的技術，專利文獻4中公開了主要將Mn的添加量提高至2%以上的技術。專利文獻5中記載了通過形成高Mn的成分組成，並控制為適當的氧量，從而增加了晶粒內的相變鐵素體核，使焊接熱影響部的顯微組織微細化，同時，通過控制由C、Nb、V等脆化元素所構成的參數式的數值，改善了 HAZ的CTOD特性(CT0Dtoughness)。
[0013]但是，對於連鑄材料而言，Mn等合金元素容易在鋼坯的中心部偏析，不僅在母材中，而且在焊接熱影響部中，中心偏析部的硬度提高，成為斷裂的起點，因此導致母材和HAZ韌性的下降。
[0014]專利文獻6中提出在連鑄後，用平面軋制凝固過程中的鑄片，製造沒有中心偏析的鑄片，同時通過複合氧化物改善熔合部附近的組織。
[0015]專利文獻7中提出對於相當於鋼坯中央部的板內位置中包含板厚中心部偏析的微小區域，求出其成分的平均分析值，導出偏析參數式，進行成分設計。
[0016]另一方面，雙相區再加熱部通過雙相區再加熱，碳在逆相變為奧氏體的區域中富集，並在冷卻中生成包含島狀馬氏體的脆弱的貝氏體組織，韌性下降。專利文獻8和9中公開了使鋼組成低C、低Si化，抑制島狀馬氏體的生成，從而提高韌性，以及通過添加Cu來確保母材強度的技術。雖然這些技術通過時效處理所產生的Cu的析出而提高了強度，但是由於添加了大量的Cu，因此熱軋性下降，阻礙了生產率。
[0017]如上所述，由於 CTOD特性受各種因素的影響，因此專利文獻10中提出了利用減少中心偏析的連鑄鋼片的鋼坯加熱溫度、混入到鋼組成中的B量的管理，以及抑制島狀馬氏體產生的成分組成等綜合對策，從而得到了在小~中熱量輸入焊接的多層焊接部可獲得優良CTOD特性的鋼材。
[0018]此外，專利文獻11中記載了通過形成如下成分組成從而在最大為lOOkJ/cm的焊接熱量輸入範圍內提高多層焊接部的CTOD特性的技術，該成分組成能夠實現:大熱量輸入焊接時使作為HAZ粗大粒子的破壞單位的有效結晶粒徑微細化，在小~中熱量輸入焊接下由島狀馬氏體的減少和微量Nb帶來的晶界淬透性的提高、析出硬化的抑制、HAZ硬度的降低。
[0019]現有技術文獻
[0020]專利文獻
[0021]專利文獻1:日本特公平03 - 053367號公報
[0022]專利文獻2:日本特開昭60 - 184663號公報
[0023]專利文獻3:日本特開昭57 - 9854號公報
[0024]專利文獻4:日本特開2003 — 147484號公報
[0025]專利文獻5:日本特開2008 — 169429號公報
[0026]專利文獻6:日本特開平9 - 1303號公報
[0027]專利文獻7:日本特開昭 62 - 93346號公報[0028]專利文獻8:日本特開平05 - 186823號公報
[0029]專利文獻9:日本特開2001 - 335884號公報
[0030]專利文獻10:日本特開2001 - 11566號公報
[0031]專利文獻11:日本特開平11 - 229077號公報
【發明內容】
[0032]發明所要解決的問題
[0033]在最近的海洋結構物自升式鑽井平臺的情況下，在支架部、懸臂梁(鑽頭部的梁)等部分中使用屈服強度為620MPa級、板厚為50~210mm的鋼材，要求焊接部具有優良的CTOD特性。然而，由於專利文獻I~11記載的焊接熱影響部的CTOD特性改善技術的對象鋼材的屈服強度和/或板厚不同，因此難以適用。
[0034]因此，本發明目的在於提供一種適合用於船舶、海洋結構物、壓力容器、壓力水管等鋼鐵結構物的屈服強度為620MPa以上，並且由小~中熱量輸入形成的多層焊接部的焊接熱影響部的CTOD特性優良的高張力鋼板及其製造方法。
[0035]用於解決問題的方法
[0036]本發明人對於在確保屈服強度為620MPa以上的母材強度和韌性的同時，通過改善多層焊接的焊接熱影響部的韌性從而確保在試驗溫度為一 10°c下的臨界CTOD值為0.50mm以上的CTOD特性的方法進行了深入研究。
[0037]結果發現，有效的是:
[0038]1.抑制焊接熱影響部中奧氏體晶粒的粗大化；
[0039]2.為了促進焊接後在冷卻時的鐵素體相變，使相變核均勻微細地分散；
[0040]3.為了抑制脆化組織的生成，將用於控制硫化物形態而添加的Ca的添加量控制在適當的範圍；
[0041]4.為了提高焊接熱影響部的CTOD特性，將作為脆化元素的C、P、Mn、Nb、Mo的成分控制在適當的範圍。
[0042]本發明是基於所得的見解並作了進一步的研究而完成的。
[0043]1.一種焊接熱影響部的低溫韌性優良的高張力鋼板，其特徵在於，其具有如下成分組成:以質量％計含有c:0.05~0.14%、S1:0.01~0.30%以下、Mn:0.3~2.3%、P:0.008% 以下、S:0.005% 以下、Al:0.005 ~0.1%、Ni:0.5 ~4%、B:0.0003 ~0.003%、N:0.001 ~0.008%, Ceq(=[C] + [Mn]/6+[Cu+Ni]/15+[Cr+Mo+V]/5，各元素符號為含量(質量％)) ( 0.80，中心偏析部硬度指標(HCS)滿足式(I)，餘量由Fe和不可避免的雜質構成，
[0044]並且，鋼板的中心偏析部的硬度滿足式(2)，
[0045]HCS (=5.5 [C]4/3+15 [P] +0.90 [Mn] +0.12 [Ni] +0.53 [Mo])≤2.5...(I)
[0046]其中，[M]為各元素的含量(質量％)
[0047]HVmax/HVave ( 1.35+0.006/C — t/750...(2)
[0048]HVmax為中心偏析部的維氏硬度的最大值，HVave為除中心偏析部以及表面至板厚的1/4和背面至板厚的1/4之外的部分的維氏硬度的平均值，C為碳含量(質量％)，t為鋼板的板厚(mm)。
[0049]2.如I所述的焊接熱影響部的低溫韌性優良的高張力鋼板，其特徵在於，鋼組成以質量 ％ 計進一步含有選自 Cr:0.2 ~2.5%、Mo:0.1 ~0.7%、V:0.005 ~0.1%、Cu:0.49%以下中的I種或2種以上。
[0050]3.如I或2所述的焊接熱影響部的低溫韌性優良的高張力鋼板，其特徵在於，鋼組成以質量％計進一步含有T1:0.005~0.025%、Ca:0.0005~0.003%。
[0051]4.一種焊接熱影響部的低溫韌性優良的高張力鋼板的製造方法，其特徵在於，將具有I至3中任一項所述的成分組成的鋼加熱至1050°C以上，然後以軋制比(原厚度/最終厚度)為2以上的方式實施熱軋，並再加熱至880°C以上的溫度，然後以0.3°C /秒以上的冷卻速度進行冷卻，直至板厚中心溫度達到350°C以下，然後在450°C~680°C下實施回火處理。
[0052]發明效果
[0053]根據本發明，可以得到適合用於海洋結構物等大型鋼鐵結構物的屈服強度為620MPa以上，並且小~中熱量輸入焊接的多層焊接部的低溫韌性、特別是CTOD特性優良的高張力鋼板及其製造方法，在產業上極其有用。
【具體實施方式】
[0054]在本發明中規定成分組成和板厚方向的硬度分布。
[0055]1.成分組成
[0056]以下對於成分組成的限定理由進行說明。在說明中，％為質量％。
[0057]C:0.05 ~0.14%
[0058]C是確保作為高張`力鋼板的母材強度的必要元素。當其小於0.05%時，淬透性下降，而為了確保強度，需要添加大量的Cu、N1、Cr、Mo等淬透性提高元素，會導致成本提高、焊接性下降。另一方面，如果添加超過0.14%，則除了焊接性顯著下降以外，還會導致焊接部韌性下降。因此，將C量設定為0.05~0.14%的範圍。優選為0.07~0.13%。
[0059]Si:0.01 ~0.30%
[0060]Si是作為脫氧元素以及用於得到母材強度而添加的成分。然而，如果超過0.30%而大量添加，則會導致焊接性下降和焊接接頭韌性下降，因此必須將Si量設定為0.01~0.30%O優選為0.25%以下。
[0061]Mn:0.3 ~2.3%
[0062]為了確保母材強度和焊接接頭強度而添加0.3%以上的Mn。然而如果添加超過2.3%，則焊接性下降，導致淬透性過剩，並且導致母材韌性和焊接接頭韌性下降，因此將其設定為0.3~2.3%的範圍。
[0063]P:0.008% 以下
[0064]P是不可避免地混入的雜質，其導致母材韌性和焊接部韌性下降，特別是在焊接部中含量超過0.008%時，韌性顯著下降，因此將其設定為0.008%以下。
[0065]S:0.005% 以下
[0066]S是不可避免而混入的雜質，如果含有超過0.005%，則會導致母材和焊接部的韌性下降，因此將其設定為0.005%以下。優選為0.0035%以下。
[0067]Al:0.005 ~0.1%
[0068]Al是為了使鋼水脫氧而添加的元素，其必須含有0.005%以上。另一方面，如果添加超過0.1%，則會導致母材和焊接部韌性下降，並且因焊接產生的稀釋而混入到焊接金屬部，導致韌性下降，因此將其限制為0.1%以下。優選為0.08%以下。
[0069]Ni:0.5 ~4%
[0070]Ni使鋼的強度和韌性提高，為了有效提高焊接部的低溫韌性，添加0.5%以上的Ni。另一方面，由於Ni是昂貴的元素，同時過度添加會導致熱軋性下降，鑄造時在鋼坯表面上容易產生瑕疵，因此將其上限設定為4%。
[0071]B:0.0003 ~0.003%
[0072]B在奧氏體晶界偏析，抑制了始於晶界的鐵素體相變，因此通過微量添加而具有提高鋼的淬透性的效果。該效果可以通過添加0.0003%以上而得到。但是，如果超過0.003%,則以碳氮化物等的形式析出，導致淬透性下降、韌性下降，因此將其設定為0.0003~0.003%。優選為 0.0005 ~0.002%。
[0073]N:0.001 ~0.008% [0074]N通過與Al反應形成析出物，從而使晶粒微細化，提高了母材韌性。此外，N是用於形成抑制焊接部組織粗大化的TiN的必要元素，使其含量為0.001%以上。另一方面，如果含有超過0.008%，則使母材、焊接部的韌性顯著下降，因此將其上限設定為0.008%。
[0075]Ceq ≤ 0.80
[0076]如果Ceq超過0.80，則焊接性、焊接部韌性下降，因此將其設定為0.80以下。優選為0.75以下。其中，Ceq= [C] +[Mn]/6+[Cu+Ni]/15+[Cr+Mo+V]/5，各元素符號為含量(質量％)，未含有的兀素為O。
[0077]HCS=5.5[C]4/3+15[P] +0.90[Mn] +0.12[Ni] +0.53[Mo]≤ 2.5，其中，[M]為各元素的含量(質量％)，未含有的兀素為O。
[0078]本參數式是容易在中心偏析部富集的成分所構成的中心偏析部硬度指標，是實驗性求出的。如果本參數式的數值超過2.5，則CTOD特性下降，因此將其設定為2.5以下。優選為2.3以下。由於CTOD試驗是在鋼板總厚下的試驗，因此韌性評價是以包含中心偏析的試驗片進行的，在因中心偏析而成分富集顯著的情況下，在焊接熱影響部生成了硬化區域，無法得到良好的數值。
[0079]以上是本發明的基本成分組成，但在進一步提高特性時，添加選自Cr:0.2~
2.5%、Mo:0.1 ~0.7%、V:0.005 ~0.l%、Cu:0.49% 以下、Ti:0.005 ~0.025%,Ca:0.0005 ~0.003%中的I種或2種以上。
[0080]Cr:0.2 ~2.5%
[0081]Cr是通過添加0.2%以上而使母材高強度化的有效元素。然而，如果大量添加，則對韌性產生不利影響，因此在添加時，將其設定為0.2~2.5%。
[0082]Mo:0.1 ~0.7%
[0083]Mo是通過添加0.1%以上而使母材高強度化的有效元素。然而，如果大量添加，則對韌性產生不利影響，因此在添加時，將其設定為0.1~0.7%，優選為0.1~0.6%。
[0084]V:0.005 ~0.1%
[0085]V是通過添加0.005%以上而提高母材的強度和韌性的有效元素。然而，如果超過
0.1%，則會導致韌性下降，因此在添加時，添加0.005~0.1%。
[0086]Cu:0.49% 以下[0087]Cu是具有提高鋼強度效果的元素。然而，如果超過0.49%，則會引起熱脆性，導致鋼板的表面性狀變差，因此在添加時，將其設定為0.49%以下。
[0088]Ti:0.005 ~0.025%
[0089]Ti在鋼水凝固時形成TiN而析出，抑制焊接部中奧氏體的粗大化，有助於提高焊接部的韌性。然而，在添加小於0.005%時，該效果小，另一方面，如果添加超過0.025%，則TiN粗大化，無法得到母材、焊接部的韌性改善效果，因此在添加時，將其設定為0.005~
0.025%。
[0090]Ca:0.0005 ~0.003%
[0091]Ca是通過固定S而提高韌性的元素。為了獲得該效果，必須添加至少0.0005%。然而，即使含有超過0.003%，則其效果也已飽和，因此在添加時，以0.0005~0.003%的範圍進行添加。
[0092]2.硬度分布
[0093]HVmax/HVave ( 1.35+0.006/C — t/750，其中，C 為碳含量(質量 %)，t 為板厚(mm)
[0094]HVmax/HVave是表示中心偏析部硬度的無量綱參數，如果其值高於通過1.35+0.006/C — t/750所求出的值，則CTOD值下降，因此將其設定為1.35+0.006/C — t/750以下。
[0095]HVmax是中心偏析部的硬度，是用維氏硬度試驗機(載荷為IOkgf)以0.25mm的間隔對板厚方向上包含中心偏析部的(板厚/10)mm範圍進行測定，所得的測定值中的最大值。此外，HVave是硬度的平均值,是在維氏硬度試驗機的載荷IOkgf下以I~2mm的間隔對距離表面層(板厚/4)mm至距離背面層(板厚/4)mm間除中心偏析部之外的範圍進行測定所得的值的平均值。
`[0096]本發明鋼優選通過以下所述的製造方法製造。
[0097]通過使用轉爐、電路、真空熔煉爐等的常規方法，熔煉調整至本發明範圍內的成分組成的鋼水。接著，經過連鑄工序製成鋼坯，然後通過熱軋形成所希望的板厚，然後冷卻，實施回火處理。
[0098]鋼還加熱溫度:1050°C以上,軋制比(rolling reduction ratio):2以上
[0099]在本發明的情況下，熱軋時的鋼坯加熱溫度和軋制比(rolling reductionratio=slab thickness/plate thickness,軋制比=鋼還厚度/鋼板厚度)對鋼板機械特性所產生的影響較小。然而，在厚壁材料的情況下，當鋼坯加熱溫度過低、軋制量不足時，在板厚中心部殘留有製造鋼錠時的初期缺陷，鋼板內部品質顯著下降。因此，為了通過熱軋確實地壓接存在於鋼坯中的鑄造缺陷，將鋼坯加熱溫度設定為1050°C以上，將軋制比設定為2以上。
[0100]鋼坯加熱溫度的上限不需要特別限定，但過高溫度的加熱，導致凝固時析出的TiN等析出物粗大化，母材、焊接部的韌性下降，並且在高溫下，在鋼錠表面上生成較厚的氧化皮，成為軋制時產生表面瑕疵的原因，此外，從節能的觀點等考慮，優選加熱溫度設定為1200°C 以下。
[0101]熱軋後的冷卻:到3500C以下的冷卻速度為0.30C /秒以上
[0102]當冷卻速度低於0.3°C/秒時，無法得到充分的母材強度。此外，如果在高於350°C的溫度下停止冷卻，則Y — α相變未完全完成，因此會生成高溫相變組織，無法兼顧高強度和高韌性。冷卻速度是鋼板的板厚中心處的值。板厚中心處的溫度，可以由板厚、表面溫度和冷卻條件等，通過模擬計算而求出。例如，通過使用差分法，計算板厚方向的溫度分布，從而求出板厚中心溫度。
[0103]熱軋後的再加熱溫度為880°C以上
[0104]當再加熱溫度低於880°C時，由於奧氏體化不充分，強度和韌性無法滿足目標，因此將再加熱溫度設定為880°C以上，優選為900°C以上。再加熱溫度的上限溫度沒有特別規定，但是加熱至過高溫度將導致奧氏體晶粒粗大化，從而導致韌性的下降，因此優選將其設定為1000°C以下。
[0105]回火溫度:450°C~680°C
[0106]在低於450°C的回火溫度下，無法得到充分回火的效果。另一方面，如果在超過680°C的回火溫度下進行回火，則碳氮化物粗大地析出，韌性下降，因此不優選。此外，如果通過感應加熱進行回火，則抑制了回火時碳化物的粗大化，因此優選。這時，使通過差分法等模擬方法計算的鋼板板厚中心處的溫度為450°C~680°C。
[0107]實施例
[0108]對具有表1所示的成分組成的N0.A~N鋼進行連鑄，並將製造出的鋼坯作為原材料，在表2所示的條件下進行熱軋和熱處理,製造厚度為60mm~150mm的厚鋼板。
[0109]作為母材的評價方法，拉伸試驗是以試驗片的長度方向與鋼板的軋制方向垂直的方式從鋼板的板厚1/2部裁取JIS4號試驗片，並測定屈服強度和拉伸強度(TensileStrength)。
[0110]此外，夏比衝擊試驗是以試驗片的長度方向與鋼板的軋制方向垂直的方式從鋼板的板厚1/2部裁取JIS V型缺口試驗片，並測定—40°C下的吸收能(VE —40°C )。將滿足YP≥620MPa、TS≥720MPa和vE — 40°C≥100J全部條件的材料，評價為母材特性良好。
[0111]在焊接部韌性的評價中，使用K型坡口，製作由焊接熱量輸入為45~50kJ/cm的埋弧焊形成的多層焊接接頭。將鋼板的1/4部的直邊側的熔合部作為夏比衝擊試驗的缺口位置，測定—40°C溫度下的吸收能。然後，將3根的平均值滿足vE — 40°C≥100J的材料，判斷為焊接部接頭韌性良好。
[0112]此外，將直邊側的熔合部作為三點彎曲CTOD試驗片的缺口位置，測定一 10°C下的CTOD值，將3次試驗的最小CTOD值為0.50mm以上評價為焊接接頭的CTOD特性良好。
[0113]鋼A~E、N為發明例，鋼F~M為不滿足本發明的成分範圍的比較例。實施例1、
2、5、6、10、11、20滿足本發明的成分、製造條件，獲得了良好的母材特性和CTOD特性。並且滿足 vE - 40 0C ^ 100J。
[0114]另一方面，實施例3是再加熱後空氣冷卻的例子，由於其冷卻速度低於0.3°C/秒，因此無法得到目標母材強度。由於實施例4的冷卻停止溫度超過350°C，實施例8的加熱溫度低於880°C，實施例9的回火溫度低於450°C，因此未得到目標母材的強度和韌性。實施例7由於軋制比小於2，因此未得到目標母材韌性及焊接部CTOD值。
[0115]實施例12由於C添加量落在本發明的下限範圍之外，因此未得到目標母材韌性。此外，實施例14由於Ni添加量在本發明的下限範圍之外，因此未得到目標焊接部CTOD值。
[0116]實施例13、15、17、19分別由於C、Ceq、Mn、P在本發明的上限範圍之外，因此HVmax/HVave不滿足本發明的範圍，未得到作為目標的焊接部CTOD值。
[0117]對於實施例16而言，雖然各種成分都在本發明範圍內，但其中心偏析部硬度指標HCS=5.5[C]4/3+15[P]+0.90[Mn] +0.12[Ni]+0.53[Mo]不滿足≤ 2.5，未得到目標的焊接部CTOD 值。
[0118]實施例18由於B添加量在本發明的下限範圍之外，因此無法得到目標母材強度和韌性。
[0119]此外，對於未得到目標母材強度和韌性的實施例3、實施例4、實施例8、實施例9、實施例12、實施例18，沒有實施焊接部的CTOD試驗、夏比衝擊試驗。
[0120]表1
【權利要求】
1.一種焊接熱影響部的低溫韌性優良的高張力鋼板，其特徵在於，其具有如下成分組成:以質量 ％ 計含有 C:0.05 ~0.14%、S1:0.01 ~0.30% 以下、Mn:0.3 ~2.3%、P:0.008% 以下、S:0.005% 以下、Al:0.005 ~0.1%、Ni:0.5 ~4%、B:0.0003 ~0.003%、N:0.001 ~0.008%, Ceq(= [C] + [Mn]/6+ [Cu+Ni]/15+ [Cr+Mo+V]/5,各元素符號為含量(質量％)) ( 0.80，中心偏析部硬度指標HCS滿足式(I)，餘量由Fe和不可避免的雜質構成， 並且，鋼板的中心偏析部的硬度滿足式(2)，
HCS=5.5[C]4/3+15[P]+0.90 [Mn] +0.12[Ni]+0.53 [Mo] ( 2.5...(I) 其中，[Μ]為各元素的含量(質量％)
HVmax/HVave ( 1.35+0.006/C — t/750...(2) HVmax為中心偏析部的維氏硬度的最大值，HVave為除中心偏析部以及表面至板厚的1/4和背面至板厚的1/4之外的部分的維氏硬度的平均值，C為碳含量(質量％)，t為鋼板的板厚(臟)。
2.如權利要求1所述的焊接熱影響部的低溫韌性優良的高張力鋼板，其特徵在於，鋼組成以質量％計進一步含有選自Cr:0.2~2.5%、Mo:0.1~0.7%、V:0.005~0.1%、Cu:0.49%以下中的I種或2種以上。
3.如權利要求1或2所述的焊接熱影響部的低溫韌性優良的高張力鋼板，其特徵在於，鋼組成以質量％計進一步含有 T1:0.005~0.025%、Ca:0.0005~0.003%。
4.一種焊接熱影響部的低溫韌性優良的高張力鋼板的製造方法，其特徵在於，將具有權利要求1或2中任一項所述的成分組成的鋼加熱至1050°C以上，然後以軋制比為2以上的方式實施熱軋，並再加熱至880°C以上的溫度，然後以0.3°C /秒以上的冷卻速度進行冷卻，直至板厚中心溫度達到350°C以下，然後在450°C~680°C下實施回火處理。
5.一種焊接熱影響部的低溫韌性優良的高張力鋼板的製造方法，其特徵在於，將具有權利要求3所述的成分組成的鋼加熱至1050°C以上，然後以軋制比為2以上的方式實施熱車L，並再加熱至880°C以上的溫度，然後以0.3°C /秒以上的冷卻速度進行冷卻，直至板厚中心溫度達到350°C以下，然後在450°C~680°C下實施回火處理。
【文檔編號】B21B1/38GK103874777SQ201280048825
【公開日】2014年6月18日 申請日期:2012年10月1日 優先權日:2011年10月3日
【發明者】柚賀正雄, 木津谷茂樹, 林謙次, 諏訪稔 申請人:傑富意鋼鐵株式會社