CN104603313A

CN104603313A - 焊接热影响部ctod特性优异的高张力厚钢及其制造方法

Info

Publication number: CN104603313A
Application number: CN201380045901.6A
Authority: CN
Inventors: 一宫克行; 柚贺正雄; 林谦次
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 2012-09-06
Filing date: 2013-09-04
Publication date: 2015-05-06
Also published as: WO2014038200A1; KR20150029758A; EP2894235A4; JPWO2014038200A1; JP5846311B2; US20150203945A1; EP2894235B1; US9777358B2; KR101635008B1; EP2894235A1

Abstract

本发明提供一种多层焊接部的低温韧性(焊接部的夏比冲击、CTOD特性)优异的高张力厚钢板及其制造方法。所述高张力厚钢板具有如下成分组成：以质量％计以特定含量含有C、Si、Mn、P、S、Al、Cu、Ni、Nb、Ti、N、O等，式(1)定义的Ceq在0.520％以下，Ti/N为1.50～4.00，为控制钢中硫化物形态和中心偏析度，满足由特定元素构成的参数公式，余部由Fe和不可避免的杂质组成，还对钢板中心偏析部的硬度作了规定。Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5…(1)。

Description

焊接热影响部CTOD特性优异的高张力厚钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及船舶、海洋结构物、压力容器、压力水管等钢铁结构物中使用的高张力钢及其制造方法。本发明尤其涉及屈服应力(YS)在420MPa以上、不仅母材的强度、韧性(toughness)优异、而且多层焊接(multilayer weld)部的低温韧性(CTOD特性)也优异的高张力厚钢(heavy wall thickness high-strength steel plate)及其制造方法。

背景技术

船舶、海洋结构物、压力容器中使用的钢经焊接接合，最终制成所希望形状的结构物。因此，对这些钢而言，从结构物的安全性的角度考虑，当然要求母材的强度高、韧性优异，还要求焊接接头部(焊接金属(weld metal)、热影响部(heat-affectedzone))的韧性优异。

作为钢韧性的评价标准，一直以来主要使用通过夏比冲击试验得到的吸收能量。近年来，为了进一步提高评价的可靠性，多使用裂纹尖端张开位移试验(Crack TipOpening Displacement Test，后面称CTOD试验)。在该试验中，将在韧性评价部形成有疲劳预裂纹(fatigue precrack)的试验片作三点弯曲，测定临断裂前的裂纹的张开量(塑性变形量)，由此评价脆性断裂(brittle fracture)的产生阻力。

由于在CTOD试验中使用疲劳预裂纹，因而当极微小区域成为韧性评价部、存在局部脆化区时，会有即使在夏比冲击试验中得到良好的韧性、仍会显示低韧性的情况。

局部脆化区域容易发生在板厚度较厚的钢等会由于多层堆焊而经受复杂热历程的焊接热影响部(下面也称HAZ)，接合部(焊接金属与母材的边界)或接合部被再加热成双相区的部分(在第1循环的焊接中形成粗粒、通过后续的焊道焊接而被加热成铁素体与奥氏体的双相区的区域。下面称双相区再加热部)会成为局部脆化区。

由于接合部被暴露于略低于熔点的高温下，因而奥氏体晶粒会粗大化，并经过接下来的冷却而容易相变成韧性低的上贝氏体组织，这样，基体(matrix)自身的韧性低。另外，接合部容易生成魏氏体组织(Widmannstaetten structure)、岛状马氏体(martensite-austenite constituent MA)等脆化组织，韧性进一步降低。

为提高焊接热影响部的韧性，例如将TiN微细地分散在钢中、抑制奥氏体晶粒粗大化或将TiN用作铁素体相变核之类的技术已实用化。然而，接合部有时会出现被加热到TiN会溶解的温度区域的情况，焊接部的低温韧性要求越严格，上述作用效果越得不到发挥。

另一方面，专利文献1、专利文献2中公开了如下技术，即通过与Ti一起复合添加稀土类元素(REM)、使微细粒子分散在钢中，抑制奥氏体的晶粒生成，提高焊接部的韧性。

此外，还提出了使Ti的氧化物分散(其中)的技术、将BN的铁素体核生成能与氧化物分散进行组合的技术、通过进一步添加Ca、REM来控制硫化物的形态、从而提高韧性的技术。

但是，这些技术以强度较低、合金元素量少的钢材为对象，当为强度更高、合金元素量多的钢材时，HAZ组织会成为不含铁素体的组织，因而不能适用。

因此，作为容易在焊接热影响部中生成铁素体的技术，专利文献3中公开了一种主要将Mn的添加量提高至2质量％以上的技术。但是，对于连铸材料而言，Mn容易偏析于钢坯的中心部，不仅在母材中、即使是在焊接热影响部中，中心偏析部也会硬度增加，成为断裂的起点，从而引起母材和HAZ的韧性降低。

另一方面，在双相区再加热部中，通过双相区再加热，碳会富集在逆相变为奥氏体的区域，冷却过程中生成包含岛状马氏体的脆弱的贝氏体组织，韧性降低。为此，已公开有以下技术：通过降低钢中的C量、Si量而抑制岛状马氏体的生成，提高韧性，通过添加Cu来确保母材强度(例如专利文献4和5)。这些方法是通过Cu的析出强化来提高强度的方法。专利文献4中采用了使压延后的冷却速度在0.1℃/s以下、在该过程中析出Cu粒子的方法。专利文献4中记载的方法在制造稳定性方面存在问题。此外，在专利文献5中，通过使N/Al之比为0.3～3.0来抑制AlN的粗大化、由固溶N的不良影响引起的韧性劣化。但是，利用Ti来抑制固溶N会更容易。专利文献：

专利文献1：日本特公平03-053367号公报

专利文献2：日本特开昭60-184663号公报

专利文献3：日本专利第3697202号公报

专利文献4：日本专利第3045856号公报

专利文献5：日本专利第4432905号公报

发明内容

近年来，随着船舶、海洋结构物、压力容器、压力水管等钢铁结构物的大型化，要求这些钢铁结构物中使用的钢材的强度更高。这些钢铁结构物中使用的钢材多为例如板厚在35mm以上的厚钢材，因此，为了确保屈服强度420MPa级或其以上的强度，增加了添加的合金元素的钢成分类是有利的。然而，如上述那样，难以说对以合金元素量多的高强度钢材为对象的接合部、双相再加热部的韧性提高进行了充分研究。

因此，本发明旨在提供一种能够良好地用于船舶、海洋结构物、压力容器、压力水管等钢铁结构物的、屈服应力(YS)在420MPa以上、多层焊接部的焊接热影响部的低温韧性(CTOD特性)优异的高张力钢板及其制造方法。

为了解决上述问题，本发明者进行了深入研究，根据以下技术思想进行了具体的成分设计，并由此完成了本发明。

1.由于CTOD特性是用钢板整个厚度的试验片来进行评价，因此，成分富集的中心偏析部会成为断裂的起点。因此，为了提高焊接热影响部的CTOD特性，将容易作为钢板的中心偏析而富集的元素控制至适当量，抑制中心偏析部的硬化。在钢水凝固时会成为最终凝固部的钢坯(slab)的中心，C、Mn、P、Ni、Nb与其他元素相比，富集度高，因此，使用中心偏析部硬度作为指标，控制这些元素的添加量，由此抑制在中心偏析中的硬度。

2.为了提高焊接热影响部的韧性，有效利用TiN，在焊接接合部附近抑制奥氏体晶粒的粗大化。通过将Ti/N控制至适当量，能够使TiN在钢中均匀地微细分散。

3.将以硫化物的形态控制为目的而添加的Ca化合物(CaS)的结晶化用于提高焊接热影响部的韧性。CaS与氧化物相比，会在低温下结晶，因而能够均匀地微细分散。另外，通过将CaS添加量和添加时的钢水中的溶存氧量控制在适当范围内，即使CaS结晶后也能确保固溶S，因而在CaS表面上会有MnS析出，形成复合硫化物。在该MnS的周围会形成Mn的稀薄带，从而进一步促进铁素体相变。

即，本发明是

1.焊接热影响部CTOD特性优异的高张力厚钢，其特征在于，具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.020～0.080％、Si：0.01～0.35％、Mn：1.20～2.30％、P：0.008％以下、S：0.0035％以下、Al：0.010～0.060％、Cu：0.70～1.50％、Ni：0.40～2.00％、Nb：0.005～0.040％、Ti：0.005～0.025％、N：0.0020～0.0050％、O：0.0030％以下，满足式(1)规定的Ceq：0.520％以下、Ti/N：1.50～4.00，并满足式(2)，余部由Fe和不可避免的杂质组成，钢板的中心偏析部硬度满足式(3)，

Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5…(1)

5.5[C]^4/3+15[P]+0.90[Mn]+0.12[Ni]+7.9[Nb]^1/2+0.53[Mo]≦3.50…(2)

这里，[M]为元素M的含量(质量％)。

H_Vmax/H_Vave≤1.35+0.006/[C]－t/500…(3)

H_Vmax为中心偏析部的维氏硬度最大值，H_Vave为除去从表面、背面到板厚的1/4处之间和中心偏析部以外的部分的维氏硬度的平均值，[C]为C含量(质量％)，t为钢板的板厚(mm)。

2.根据1所述的焊接热影响部CTOD特性优异的高张力厚钢，其特征在于，在钢组成中，以质量％计还含有选自Cr：0.10～1.00％、Mo：0.05～0.50％、V：0.005～0.050％中的1种或2种以上。

3.根据1或2所述的焊接热影响部CTOD特性优异的高张力厚钢，其特征在于，在钢组成中，以质量％计还含有Ca：0.0005～0.0050％，且满足式(4)，

0＜{[Ca]－(0.18+130×[Ca])×[O]}/1.25/[S]＜1.00…(4)

这里，[M]为元素M的含量(质量％)。

4.焊接热影响部CTOD特性优异的高张力厚钢的制造方法，其特征在于，在将具有1～3中任一项所述的成分组成的钢加热至1030～1200℃后，实施在950℃以上的温度区域中的累积压下率在30％以上、在低于950℃的温度区域中的累积压下率为30～70％的热轧，然后以1.0℃/s以上的冷却速度加速冷却至600℃以下，之后在450～650℃下实施退火处理。

根据本发明，能够得到可良好地用于海洋结构物等大型钢铁结构物的、屈服应力(YS)在420MPa以上、多层焊接部的CTOD特性优异的高张力厚钢及其制造方法，在产业上极其有用。

具体实施方式

在本发明中，对成分组成和板厚方向硬度作出规定。

1.成分组成

对成分组成的限定理由进行说明。在说明中，％为质量％。

C：0.020～0.080％

C是确保作为高张力钢板的母材的强度所必需的元素。C量小于0.020％时，淬透性降低。此外，若要在使C量小于0.020％的情况下确保母材的强度，则为了确保强度，需要大量添加Cu、Ni、Cr、Mo等能提高淬透性的元素。像这样使C量小于0.020％，会导致成本升高。此外，超过0.080％的C含量除了会使焊接性降低外，还会使焊接部韧性显著降低。所以，C量设在0.020～0.080％的范围。优选为0.020～0.070％，更优选为0.020～0.060％，最优选为0.020～小于0.050％。

Si：0.01～0.35％

Si是作为脱氧元素并且是为了得到充分的母材强度而添加的成分。因此，使Si的含量在0.01％以上。但是，Si量超过0.35％时，焊接性会降低，而且焊接接头韧性也会降低。Si量需设为0.01～0.35％。优选在0.23％以下。

Mn：1.20～2.30％

Mn是确保母材强度和焊接接头强度用的元素，Mn量设在1.20％以上。但是，Mn量超过2.30％时，焊接性会降低，而且，淬透性会过剩，母材韧性和焊接接头韧性会降低。为此，使Mn量在1.20～2.30％的范围。此外，优选Mn量超过1.50％、在2.30％以内。

P：0.008％以下

作为杂质元素的P会使母材韧性和焊接部韧性降低。尤其是在焊接部，P量超过0.008％时，CTOD特性会显著降低。因此，使P量在0.008％以下。P量的优选范围在0.005％以下，更优选在0.004％以下。为了像这样使P量减少，需要例如在连铸法中进行轻压制或在连铸机的下游侧进行电磁搅拌等，有意识地进行降低P量的操作。

S：0.0035％以下

S是不可避免地会混入的杂质。S量超过0.0035％时，母材和焊接部的韧性会降低。因此，使S量在0.0035％以下。优选在0.0030％以下。

Al：0.010～0.060％

Al是为了使钢水脱氧而添加的元素，需要添加0.010％以上。另一方面，Al含量超过0.060％时，会使母材和焊接部的韧性降低，并且，由于焊接引起的稀释，会有Al混入焊接金属部中，使韧性降低。因此，将Al量限制在0.060％以下。优选为0.017～0.055％，更优选为超过0.015％、在0.055％以内，最优选为超过0.020％、在0.055％以下。另外，在本发明中，Al量用酸可溶性Al(也称Sol.Al等)进行规定。

Cu：0.70～1.50％

通过使Cu形成微细的析出物，能够提高母材的强度。为得到这样的效果，使Cu量在0.70％以上。另一方面，Cu量超过1.50％时，热轧制性会降低，因而将Cu量限制在1.50％以下。优选为0.80～1.30％。

Ni：0.40～2.00％

Ni是对提高钢的强度和韧性有效的元素，对提高焊接部的CTOD特性也有效。要得到这种效果，需要使Ni量在0.40％以上。但是，Ni是一种较贵的元素，而且，若过量添加Ni，则铸造时容易在钢坯表面产生瑕疵。因此，Ni量的上限设为2.00％。

Nb：0.005～0.040％

Nb会在奥氏体低温区形成未再结晶区，因此，通过在该温度区实施轧制，有助于母材组织的微细化、高韧化。而且，若含有Nb，则通过轧制/冷却后的空气冷却或之后的退火处理，能够强化析出。要得到上述效果，需要含有Nb 0.005％以上，优选Nb量超过0.013％。但是，Nb含量超过0.040％时，会使韧性劣化，因此，Nb量的上限为0.040％，优选为0.035％。

Ti：0.005～0.025％

Ti在钢水凝固时会成为TiN而析出，抑制焊接部中的奥氏体的粗大化，有助于提高焊接部的韧性。但是，Ti量小于0.005％时，该效果小，另一方面，含有的Ti超过0.025％时，TiN会粗大化，得不到母材、焊接部的韧性改善效果。因此，Ti量设为0.005～0.025％。

N：0.0020～0.0050％

N通过与Ti、Al反应、形成析出物而使晶粒微细化，提高母材韧性。此外，N是形成抑制焊接部的组织粗大化的TiN所需的元素。要发挥这些作用，需要含有0.0020％以上的N。另一方面，N含量超过0.0050％时，固溶N会使母材、焊接部的韧性显著降低，因此，N量的上限设为0.0050％。

O：0.0030％以下

O量超过0.0030％时，会使母材的韧性劣化，因此，将O量设定在0.0030％以下，优选设在0.0020％以下。

Ceq：0.520％以下

式(1)中规定的Ceq超过0.520％时，会使焊接性、焊接部的韧性降低，因此，将Ceq设在0.520％以下。优选在0.500％以下。

Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5…(1)

这里，[M]为元素M的含量(质量％)。另外，不含有的元素设为0。

Ti/N：1.50～4.00

Ti/N小于1.50时，生成的TiN量会减少，未形成TiN的固溶N会降低焊接部的韧性。此外，Ti/N超过4.00时，TiN会粗大化，使焊接部的韧性降低。因此，使Ti/N的范围为1.50～4.00，优选为1.80～3.50。在Ti/N中，各元素以含量(质量％)表示。

5.5[C]^4/3+15[P]+0.90[Mn]+0.12[Ni]+7.9[Nb]^1/2+0.53[Mo]≦3.50…(2)

式中，[M]为元素M的含量(质量％)。

式(2)左边的值是由容易富集而中心偏析的成分构成的中心偏析部硬度的指标，在以下说明中称作Ceq＊值。由于CTOD试验是以钢板整个厚度进行的试验，因而试验片包括中心偏析，在中心偏析中的成分富集显著的情况下，焊接热影响部会生成硬化区，从而无法得到良好的CTOD特性。通过将Ceq＊值控制在适当范围内，能够抑制中心偏析部中的过度的硬度上升，即使在板厚度厚的钢材的焊接部，也能得到优异的CTOD特性。Ceq＊值的适当范围是通过实验求得的，Ceq＊值超过3.50时，CTOD特性降低，因此设定在3.50以下。优选在3.20以下。

以上是本发明的高张力厚钢的基本成分组成，余部为Fe和不可避免的杂质，但在要进一步提高特性的情况下，高张力厚钢可以含有选自Cr：0.10～1.00％、Mo：0.05～0.50％、V：0.005～0.050％中的1种或2种以上。

Cr：0.10～1.00％

Cr是一种对使母材高强度化有效的元素，要发挥该效果，优选Cr在0.10％以上。但是，过量含有Cr时，会对韧性产生不良影响，因此，在含有Cr的情况下，Cr量优选为0.10～1.00％，更优选为0.20～0.80％。

Mo：0.05～0.50％

Mo是一种对使母材高强度化有效的元素，要发挥该效果，优选Mo量在0.05％以上。但是，过量含有Mo时，会对韧性产生不良影响，因此，在含有Mo的情况下，Mo量优选为0.05～0.50％，更优选为0.08～0.40％。

V：0.005～0.050％

V是一种当含量在0.005％以上时对提高母材韧性有效的元素。V的含量超过0.050％时，会导致韧性降低，因此，在含有V的情况下，V量优选为0.005～0.050％。

此外，在本发明中，除上述成分外，还可含有Ca：0.0005～0.0050％。

Ca：0.0005～0.0050％

Ca是一种通过固定S而提高韧性的元素。要得到该效果，需要使Ca量至少为0.0005％。但是，即使所含Ca的量超过0.0050％，通过含有Ca而起到的上述效果也会饱和，因此，Ca量优选设为0.0005～0.0050％。

0＜{[Ca]－(0.18+130×[Ca])×[O]}/1.25/[S]＜1.00…(4)

这里，[M]是元素M的含量(质量％)。

{[Ca]－(0.18+130×[Ca])×[O]}/1.25/[S]是表示对控制硫化物的形态有效的Ca与S的原子浓度之比的值，也称作ACR(Atomic Concentration Ratio)。利用该值可以推测硫化物的形态，为了将在高温下也不会溶解的铁素体相变生成核CaS微细分散，对ACR的范围作了规定。在式(4)中，[Ca]、[S]和[O]表示各元素的含量(质量％)。

在ACR值在0以下的情况下，CaS不会结晶。因此，S以单一的MnS的形态析出，从而得不到焊接热影响部中的铁素体生成核。此外，单一地析出的MnS在轧制时会被拉伸，导致母材韧性降低。

另一方面，在ACR值在1.0以上的情况下，S完全被Ca固定，起铁素体生成核作用的MnS不会析出在CaS上，这样，复合硫化物不能使铁素体生成核微细分散，因而得不到韧性提高的效果。

在ACR值大于0、小于1.0的情况下，MnS析出在CaS上，形成复合硫化物，能够作为铁素体生成核有效地发挥作用。另外，ACR值优选为0.20～0.80的范围。

2.硬度分布

H_Vmax/H_Vave≤1.35+0.006/[C]－t/500…(3)

H_Vmax为中心偏析部的维氏硬度的最大值，H_Vave为除去从表面、背面到板厚的1/4处之间和中心偏析部以外的部分的维氏硬度的平均值，[C]为C含量(质量％)，t表示板厚(mm)。H_Vmax/H_Vave是表示中心偏析部硬度的无量纲参数，其值大于通过1.35+0.006/[C]－t/500求出的值时，CTOD值会降低，因此设在1.35+0.006/[C]－t/500以下。优选设在1.25+0.006/[C]－t/500以下。

H_Vmax为中心偏析部的硬度，是在板厚方向上将包括中心偏析部的(板厚/40)mm的范围用维氏硬度计(荷重10kgf)沿板厚方向以0.25mm的间隔进行测定所得测定值中的最大值。此外，H_Vave是硬度的平均值，是对从表面到板厚的1/4处的位置之间以及从背面到板厚的1/4处的位置之间不包括中心偏析部的范围用维氏硬度计的荷重98N(10kgf)在板厚方向以一定间隔(例如1～2mm)进行测定所得值的平均值。

通过选择用于减轻中心偏析的铸造条件、极力限制容易偏析的合金元素和在轧制条件中为使板厚中心部不生成粗大的贝氏体组织而采用低温加热和低温精轧，容易满足式(3)的条件。

接着，对本发明的高张力厚钢的组织进行说明。本发明的高张力厚钢的组织主要由10体积％以上的针状铁素体、5～50体积％的贝氏体、10体积％以下的多边形铁素体构成。

针状铁素体：10体积％以上

若针状铁素体的量在10体积％以上，就能确保母材的强度和韧性，因而优选。

贝氏体：5～50体积％

若贝氏体的量在5体积％以上，强度就高，因而优选，若在50体积％以下，能确保母材韧性，因而优选。

多边形铁素体：10体积％以下

若多边形铁素体的量在10体积％以下，强度就高，因而优选。

作为上述以外的组织，可以是岛状马氏体、珠光体、渗碳体等，优选这些组织的量合计在10体积％以下。

此外，上述各组织的量是指以高张力厚钢的板厚的1/4处位置部分为测定对象、用对扫描电子显微镜的照片进行图像解析的方法测得的量(体积％)。

本发明的钢优选用以下说明的制造方法进行制造。通过使用具有上述成分组成的钢作为原料、并在以下的优选条件下进行制造，就处于满足上述式(3)的倾向。

将调整至本发明范围内的成分组成的钢水用使用转炉、电炉、真空溶解炉等的通常的方法进行熔制，接着，经过连铸工序形成钢坯后，通过热轧形成所希望的板厚，然后冷却，实施退火处理。在热轧中，对钢坯加热温度、压下率、精轧温度、热轧后的冷却速度、退火温度作了规定。

另外，在本发明中，若无特殊记载，钢板的温度条件用钢板的板厚中心部的温度进行规定。板厚中心部的温度由板厚、表面温度和冷却条件等通过模拟计算等来求出。例如可通过使用差分法计算出板厚方向的温度分布，并由此求出板厚中心部的温度。

钢坯加热温度：1030～1200℃

为将钢坯中存在的铸造缺陷通过热轧切实地压实，将钢坯加热温度设在1030℃以上。此外，若钢坯加热温度超过1200℃，则凝固时析出的TiN会粗大化，母材、焊接部的韧性降低，因此，钢坯加热温度的上限设为1200℃。

950℃以上的温度区域中的热轧的累积压下率：30％以上

为将奥氏体晶粒通过重结晶形成微细的显微组织，使950℃以上的温度区域中的热轧的累积压下率在30％以上。上述累积压下率小于30％时，加热时生成的异常粗大粒子会残留，对母材的韧性产生不良影响。

低于950℃的温度区域中的热轧的累积压下率：30～70％

在该温度区域轧制过的奥氏体晶粒不会充分重结晶，因此，轧制后的奥氏体晶粒在变形为扁平的情况下呈内部大量包含变形带等缺陷的内部应变高的状态。这些作为铁素体相变的驱动力发挥作用，促进铁素体相变。

但是，若在低于950℃的温度区域中的热轧的累积压下率小于30％，则内部应变引起的内部能量的蓄积会不充分，使得铁素体相变不易发生，母材的韧性降低。另一方面，若上述累积压下率超过70％，则会促进多边形铁素体的生成，无法兼顾高强度和高韧性。

精轧温度：650～790℃

若热轧中的精轧温度在650℃以上，就能确保母材强度和韧性，因而优选，若在790℃以下，母材韧性会提高，因而优选。在本发明中，精轧温度尤其优选在700～780℃的范围。

冷却至600℃以下的冷却速度：1.0℃/s以上

热轧后，以1.0℃/s以上的冷却速度加速冷却至600℃以下的任意温度。冷却速度小于1℃/s时，无法得到充分的母材强度。此外，若在高于600℃的温度下停止冷却，则铁素体+珠光体组织的百分率(所有组织中的铁素体量(体积％)和珠光体量(体积％)的合计的存在比例)提高，无法兼顾高强度和高韧性。此外，在本发明中，冷却停止温度小于280℃时，母材会高强度化，因而优选，尤其优选在250℃以下。另外，对加速冷却的停止温度的下限无特殊限制。

退火温度：450℃～650℃

在低于450℃的退火温度下得不到充分的退火效果。另一方面，若以超过650℃的温度进行退火，则碳氮化合物和Cu析出物会以粗大状态析出，韧性降低，而且有时还会引起强度降低，因而不理想。此外，退火更优选通过感应加热进行，由此能够抑制退火时的碳化物的粗大化。这种情况下，通过差分法等模拟计算出的钢板的中心温度为450℃～650℃。

本发明的钢可抑制焊接热影响部的奥氏体晶粒的粗大化，还能使即使在高温下也不会溶解的铁素体相变生成核微细分散，由此使焊接热影响部的组织微细化，从而得到高韧性。此外，即使在通过多层焊接时的热循环而被再加热至双相区的区域中，由于通过最初的焊接，焊接热影响部的组织被微细化，因而在双相区再加热区域中，未相变区域的韧性提高，再相变的奥氏体晶粒也发生微细化，能够减小韧性的下降程度。

实施例

在制得具有表1所示成分组成的No.A～A1的连铸钢坯后进行热轧和热处理，制得厚度为50mm～100mm的厚钢板。

另外，对于P量在0.005％以下的钢坯素材，通过在连铸法中进行轻压下、或在连铸机的下游侧进行电磁搅拌，有意识地减少偏析。

对所有钢进行组织观察。发明例的钢的组织主要由10体积％以上的针状铁素体、5～50体积％的贝氏体、10体积％以下的多边形铁素体构成。比较例的钢的组织中，针状铁素体的比例、贝氏体的比例、多边形铁素体的比例中的某一个在本发明范围以外。

使用屈服应力(YP)、抗张强度(TS)和在－40℃的吸收能量vE_－40℃进行母材的评价。屈服应力(YP)和抗张强度(TS)使用JIS4号试验片进行测定，该试验片是从板厚的1/2位置处以使试验片的长度方向与钢板的轧制方向垂直的方式切取的。此外，在－40℃的吸收能量vE_－40℃使用JIS V切口试验片通过夏比冲击试验进行测定，该试验片是从钢板板厚的1/2位置处以使试验片的长度方向与钢板的轧制方向垂直的方式切取的。将满足YP≥420MPa、TS≥520MPa和vE_－40℃≥200J这三项的评价为母材特性良好。

焊接部韧性的评价使用在－40℃的温度下的吸收能量vE_－40℃、在－10℃下的CTOD值δ_－10℃进行。在－40℃的温度下的吸收能量vE_－40℃使用K型坡口、通过焊接热输入为45～50kJ/cm的埋弧焊制作多层堆焊接头，将以钢板板厚的1/4位置处的直边侧的焊接接合部作为夏比冲击试验的切口位置的试验片进行测定。将3根的平均值满足vE_-40℃≥150J者判断为焊接部接头韧性良好。在－10℃下的CTOD值δ_－10℃使用以直边侧的焊接接合部作为三点弯曲CTOD试验片的切口位置的试验片进行。将试验数量3根中CTOD值(δ_－10℃)的最小值在0.70mm以上的情况判断为焊接接头的CTOD特性良好。

焊接部韧性的评价(焊接接头部的夏比冲击试验和焊接接头部的三点弯曲CTOD试验)除一部分外，使用评价为上述母材特性良好的钢板进行实施。

将热轧条件、热处理条件与母材特性和上述焊接部的夏比冲击试验结果和CTOD试验结果一起示于表2。

钢A～E是发明例，钢F～Z是成分组成中的某一个在本发明范围外的比较例。采用钢A1的比较例的No.32，虽然其组成成分在本发明范围内，但不满足H_Vmax/H_Vave≤1.35+0.006/[C]－t/500。No.1、2、5、6、8、11均为本发明例，得到满足目标的焊接接合部的夏比冲击试验结果和焊接接合部的三点弯曲CTOD试验结果。

另一方面，实施例3、4、7、9、10、12～32的钢组成和/或制造条件在本发明范围外，母材特性或焊接接头部的夏比冲击试验结果和焊接接头部的三点弯曲CTOD试验结果不满足目标。使用钢A1的实施例No.32虽然其成分组成在本发明范围内，但为不满足H_Vmax/H_Vave≤1.35+0.006/[C]－t/500的例子，焊接接合部的夏比冲击试验结果和焊接接头部的三点弯曲CTOD试验结果不满足目标。

表1

表2

Claims

1.焊接热影响部CTOD特性优异的高张力厚钢，其具有以下成分组成：以质量％计，含有C：0.020～0.080％、Si：0.01～0.35％、Mn：1.20～2.30％、P：0.008％以下、S：0.0035％以下、Al：0.010～0.060％、Cu：0.70～1.50％、Ni：0.40～2.00％、Nb：0.005～0.040％、Ti：0.005～0.025％、N：0.0020～0.0050％、O：0.0030％以下，式(1)中定义的Ceq在0.520％以下，Ti/N之质量比为1.50～4.00，并满足式(2)，余部由Fe和不可避免的杂质组成，钢板中心偏析部的硬度满足式(3)，

Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5…(1)

5.5[C]^4/3+15[P]+0.90[Mn]+0.12[Ni]+7.9[Nb]^1/2+0.53[Mo]≦3.50…(2)

式中，[M]为元素M的含量(质量％)，

H_Vmax/H_Vave≤1.35+0.006/[C]－t/500…(3)

H_Vmax为中心偏析部的维氏硬度最大值，H_Vave为除去从表面、背面到板厚的1/4处之间以及中心偏析部以外的部分的维氏硬度平均值，[C]为C含量(质量％)，t为钢板的板厚(mm)。

2.根据权利要求1所述的焊接热影响部CTOD特性优异的高张力厚钢，其特征在于，在钢组成中，以质量％计，还含有选自Cr：0.10～1.00％、Mo：0.05～0.50％、V：0.005～0.050％中的1种或2种以上。

3.根据权利要求1或2所述的焊接热影响部CTOD特性优异的高张力厚钢，其特征在于，在钢组成中，以质量％计，还含有Ca：0.0005～0.0050％，满足式(4)，

0＜{[Ca]－(0.18+130×[Ca]×[O]}/1.25/[S]＜1.00…(4)

式中，[M]为元素M的含量(质量％)。

4.焊接热影响部CTOD特性优异的高张力厚钢的制造方法，其特征在于，在将具有权利要求1～3中任一项所述的成分组成的钢加热至1030～1200℃后，实施在950℃以上的温度区域中的累积压下率在30％以上、在低于950℃的温度区域中的累积压下率为30～70％的热轧，然后以1.0℃/s以上的冷却速度加速冷却至600℃以下，再在450～650℃下实施退火处理。