CN116171335B

CN116171335B - 钢板

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Publication number: CN116171335B
Application number: CN202180062217.3A
Authority: CN
Inventors: 荒尾亮; 植田圭治; 友泽方成; 中岛孝一
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2020-09-30
Filing date: 2021-09-14
Publication date: 2024-09-27
Anticipated expiration: 2041-09-14
Also published as: JPWO2022070873A1; WO2022070873A1; TWI806170B; BR112023004211A2; JP7272471B2; CN116171335A; TW202217019A; KR20230051276A

Abstract

本发明的目的在于提供在焊接线能量为20.0kJ/mm以上的大线能量焊接热影响区具有优良的韧性的钢板。一种钢板，其成分组成以质量％计含有C：0.030～0.120％、Si：0.01～0.15％、Mn：0.80～2.00％、P：0.020％以下、S：0.0005～0.0050％、Al：0.005～0.100％、Ti：0.005～0.030％、N：0.0030～0.0080％、Ca：0.0005～0.0030％、O：0.0040％以下，余量为Fe和不可避免的杂质，并且，S、Ca、O以满足下述(1)式的方式来含有，TiN的析出物中以等效圆直径计超过0.1μm的析出物以质量比例计为40％以上。0＜(Ca‑(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S＜1…(1)其中，各元素符号表示各元素的含量(质量％)。

Description

钢板

技术领域

本发明涉及船舶、建筑、土木等领域中的各种钢结构物所使用的钢材，特别是涉及即使在实施焊接线能量超过20.0kJ/mm的大线能量焊接的情况下也具有优良的焊接热影响区韧性的钢板。

背景技术

随着钢材的高强度化、厚壁化，在焊接施工中，埋弧焊、气电焊和电渣焊等生产效率优良的大线能量焊接的应用期望增加。由于大线能量焊接的焊接热影响区(以下有时称为HAZ)的韧性降低，因此提出了各种大线能量焊接用钢。例如，使TiN微细分散在钢中而抑制焊接热影响区的奥氏体晶粒的粗大化的技术、以及将TiN用作焊接热影响区的铁素体相变核的技术正实用化。

利用TiN的析出物来抑制组织粗大化在经济上也是有用的，被广泛使用。另一方面，在焊接热影响区，在TiN熔化这样的高温度范围内得不到这些效果，进而由于熔化的TiN导致固溶Ti和固溶N变得过量，由此存在基底组织脆化而韧性显著降低的问题。

因此，在专利文献1中提出了如下技术：使即使在焊接热影响区的高温范围也难以熔化的Ti氧化物中的粒度5μm以下的TiOx(其中，x：0.65～1.3)微细分散在钢中，用作焊接热影响区中的针状铁素体的生成核，使焊接热影响区的韧性提高。在专利文献2中提出了如下技术：调节成分组成中的B、N和sol.Al量，让使焊接热影响区微细化的BN主动地析出，从而使焊接热影响区的韧性提高。

另外，在专利文献3中提出了如下技术：在成分组成中调节Ti-B-N量以使HAZ韧性为高韧性区域，进而添加Ca或Ce从而通过夹杂物的形态控制来赋予韧性改善效果。在专利文献4中还提出了如下技术：使成分组成为低N-低Ti系，通过添加在焊接的接合部也形成稳定的硫·氧化物的REM来改善大线能量焊接部的韧性。此外，在专利文献5中公开了如下技术：通过适当地控制Ca、O、S含量使成为相变核而促进焊接热影响区的铁素体相变的Ca系非金属夹杂物微细分散在钢中，使超过20.0kJ/mm的大线能量焊接的焊接热影响区韧性提高。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开昭57-51243号公报

专利文献2：日本特开昭62-170459号公报

专利文献3：日本特开昭60-204863号公报

专利文献4：日本特公平4-14180号公报

专利文献5：日本专利第3546308号公报

发明内容

发明所要解决的问题

但是，上述专利文献1中记载的利用Ti氧化物的技术特别是在大量制造中存在难以使氧化物均匀地微细分散、不能稳定地确保焊接热影响区的韧性的问题。对于专利文献2记载的技术而言，有时在铸造时生成以氮化物主体的夹杂物作为起点的裂纹。另外，对于专利文献3～4的技术而言，在超过20.0kJ/mm的大线能量焊接中难以充分地抑制焊接热影响区的奥氏体的晶粒生长，因此存在接头的韧性不稳定的问题。另外，专利文献5记载的技术存在难以确保稳定的韧性的问题。

本发明是鉴于上述实际情况而完成的，目的在于提供在焊接线能量为20.0kJ/mm以上的大线能量焊接热影响区具有优良的韧性的钢板。

用于解决问题的方法

本发明人为了解决上述问题反复进行了各种研究，得到以下见解。

为了利用工业生产性优良的TiN的析出物抑制焊接热影响区的组织的粗大化，重要的是适当地控制母材钢板中的TiN的析出物的大小。即，通过确保一定量以上的即使暴露在热力学上的计算熔融温度以上的高温也会熔化残留的大小的TiN的析出物，可以得到稳定地抑制了焊接热影响区的组织的粗大化、在焊接热影响区具有优良的韧性的钢板。另外，在本发明中，通过除了控制TiN的析出物以外还控制S、Ca和O的量，可以得到抑制了焊接热影响区的组织的粗大化、在焊接热影响区具有优良的韧性的钢板。

本发明是基于上述得到的见解进一步加以研究而完成的，其主旨如下所述。

[1]一种钢板，其成分组成以质量％计含有C：0.030～0.120％、Si：0.01～0.15％、Mn：0.80～2.00％、P：0.020％以下、S：0.0005～0.0050％、Al：0.005～0.100％、Ti：0.005～0.030％、N：0.0030～0.0080％、Ca：0.0005～0.0030％、O：0.0040％以下，余量为Fe和不可避免的杂质，并且，S、Ca、O以满足下述(1)式的方式来含有，TiN的析出物中以等效圆直径计超过0.1μm的析出物以质量比例计为40％以上。

0＜(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S＜1…(1)

其中，各元素符号表示各元素的含量(质量％)。

[2]如[1]所述的钢板，其中，成分组成以质量％计还含有选自Cu：1.00％以下、Ni：1.50％以下、Cr：1.00％以下、Mo：0.50％以下、V：0.50％以下和Nb：0.05％以下中的一种以上。

[3]如[1]或[2]所述的钢板，其中，成分组成以质量％计还含有选自B：0.0025％以下、Mg：0.0050％以下、Zr：0.0200％以下、REM：0.0200％以下中的一种以上。

发明效果

根据本发明，可以得到在焊接线能量为20.0kJ/mm以上的大线能量焊接热影响区具备优良的韧性的钢板，产业上极其有用。

具体实施方式

以下，对本发明的实施方式详细地进行说明。首先，对本发明的钢板应具有的成分组成进行说明。在以下的说明中，关于化学成分的％表示全部是指质量％。

C：0.030～0.120％

C是提高钢材的强度的元素，为了确保作为结构用钢所需的强度，需要含有0.030％以上。因此，C含量的下限设定为0.030％。C含量优选为0.040％以上，更优选为0.050％以上，进一步优选为0.060％以上。另一方面，C超过0.120％时，容易在焊接热影响区生成岛状马氏体(以下有时也称为MA)，导致韧性的降低，因此上限设定为0.120％。C含量优选为0.100％以下，更优选为0.090％以下，进一步优选为0.085％以下。

Si：0.01～0.15％

Si是作为对钢进行熔炼时的脱氧剂而添加的元素，需要含有0.01％以上。因此，Si含量设定为0.01％以上。Si含量优选为0.02％以上，更优选为0.03％以上，进一步优选为0.04％以上，最优选为0.06％以上。但是，超过0.15％时，除了母材的韧性降低以外，有时在大线能量焊接热影响区使岛状马氏体的生成倾向提高，导致韧性的降低。因此，Si含量设定为0.15％以下。Si含量优选为0.13％以下，更优选为0.10％以下，进一步优选为0.09％以下。

Mn：0.80～2.00％

对于Mn而言，为了确保母材的强度，Mn含量设定为0.80％以上。Mn含量优选为1.00％以上，更优选为1.20％以上，进一步优选为1.40％以上，最优选为1.50％以上。另一方面，Mn含量超过2.00％时，使HAZ的韧性显著劣化，因此设定为2.00％以下。需要说明的是，Mn含量优选为1.90％以下，更优选为1.85％以下，进一步优选为1.80％以下，最优选为1.70％以下。

P：0.020％以下

P促进接合部附近的HAZ中的MA生成，使韧性大幅降低，因此P含量设定为0.020％以下。P含量优选为0.015％以下，进一步优选为0.012％以下。需要说明的是，P含量的下限没有特别限定。但是，过度的脱P导致成本的增加，因此P含量优选为0.002％以上。

S：0.0005～0.0050％

S是用于形成作为铁素体的成核位点发挥作用的MnS或CaS的必要元素。因此，S含量设定为0.0005％以上。S含量优选为0.0010％以上，更优选为0.0015％以上。但是，过度地含有S时，导致母材韧性的降低，因此S含量设定为0.0050％以下。S含量优选为0.0040％以下，更优选为0.0035％以下，进一步优选为0.0030％以下。

Al：0.005～0.100％

Al是为了钢的脱氧而含有的元素，Al含量设定为0.005％以上。Al含量优选为0.010％以上，更优选为0.020％以上，进一步优选为0.030％以上。但是，含有超过0.100％时，不仅使母材的韧性降低，还会使焊接金属的韧性降低。因此，Al含量设定为0.100％以下。Al含量优选为0.085％以下，更优选为0.070％以下，进一步优选为0.065％以下。

Ti：0.005～0.030％

Ti在钢水的凝固时成为TiN而在母材中析出，通过抑制奥氏体晶粒的粗大化而有助于提高母材韧性。另外，焊接时在焊接热影响区TiN抑制组织的粗大，并且成为铁素体的相变核，有助于高韧性化。为了得到该效果，需要含有0.005％以上。因此，Ti含量设定为0.005％以上。Ti含量优选为0.008％以上，更优选为0.011％以上，进一步优选为0.015％以上。另一方面，Ti含有超过0.030％时，析出的TiN过度粗大化，无法得到上述效果。因此，Ti含量设定为0.030％以下。Ti含量优选为0.027％以下，更优选为0.024％以下，进一步优选为0.020％以下。

N：0.0030～0.0080％

N生成TiN，有助于韧性提高，因此N含量设定为0.0030％以上。N含量优选为0.0035％以上，更优选为0.0040％以上。另一方面，超过0.0080％时，在由于焊接热循环而保持在高温、TiN熔化的情况下，有可能基底组织中的固溶N变得过量，使韧性劣化。由此，N含量设定为0.0080％以下。N含量优选为0.0070％以下，更优选为0.0065％以下，进一步优选为0.0070％以下。

Ca：0.0005～0.0030％

Ca具有固定S而改善韧性的效果。为了得到该效果，Ca含量设定为0.0005％以上。Ca含量优选为0.0010％以上，更优选为0.0015％以上。另一方面，Ca含量超过0.0030％时，效果饱和，因此Ca含量设定为0.0030％以下。Ca含量优选为0.0025％以下，更优选为0.0020％以下。

O：0.0040％以下

O间接地影响在CaS上析出有MnS的复合硫化物的生成，因此O含量设定为0.0040％以下。O含量优选为0.0030％以下，更优选为0.0025％以下。需要说明的是，O含量的下限没有特别限定。但是，过度的氧量降低导致成本的增加，因此O含量优选为0.0003％以上。

另外，本发明的S、Ca、O需要满足以下(1)式。

0＜(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S＜1…(1)

其中，各元素符号表示各元素的含量(质量％)。

(1)式中的“(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S”的值(以下称为A值)为0以下时，CaS未晶析，S以MnS单一成分的形式析出，在钢板制造时沿轧制方向伸长而使母材韧性降低。另外，在焊接热影响区MnS熔融，因此得不到优良的韧性。因此，A值设定为大于0。A值优选为0.1以上，更优选为0.2以上，进一步优选为0.3以上。另一方面，A值为1以上时，S大部分被Ca固定，成为铁素体生成核的MnS没有在CaS上析出，因此，在焊接热影响区不生成铁素体，得不到韧性提高效果。因此，A值设定为小于1。A值优选为0.8以下，更优选为0.7以下。

以上是本发明的基本成分组成，余量为Fe和不可避免的杂质。

在本发明中，在上述成分的基础上，出于强度提高等目的，还可以在下述范围内含有选自Cu、Ni、Cr、Mo、V和Nb中的一种以上作为选择性元素。

Cu：1.00％以下

Cu是对钢板的高强度化有效的元素，过度添加时，有可能助长铸造的钢块的裂纹，使钢板的韧性降低。因此，在含有Cu的情况下，Cu含量设定为1.00％以下。Cu含量优选为0.50％以下，更优选为0.30％以下。另一方面，为了得到该效果，在含有Cu的情况下，Cu含量优选设定为0.03％以上。Cu含量更优选设定为0.04％以上。

Ni：1.50％以下

Ni使钢板的韧性提高，并且使强度也升高，但过度的添加使母材和HAZ的韧性降低，并且压迫制造成本。因此，在含有Ni的情况下，Ni含量设定为1.50％以下。Ni含量优选为1.0％以下，更优选为0.50％以下，进一步优选为0.30％以下。另一方面，为了得到该效果，在含有Ni的情况下，Ni含量优选设定为0.03％以上。Ni含量更优选设定为0.04％以上。

Cr：1.00％以下

Cr是对钢板的高强度化有利的元素，过度的含有使母材和HAZ的韧性降低。因此，在含有Cr的情况下，Cr含量设定为1.00％以下。Cr含量优选为0.80％以下，更优选为0.50％以下，进一步优选为0.30％以下。另一方面，为了得到该效果，在含有Cr的情况下，Cr含量优选设定为0.02％以上。Cr含量更优选设定为0.03％以上。

Mo：0.50％以下

Mo是对钢板的高强度化有利的元素，但过度的含有使母材和HAZ的韧性降低。因此，在含有Mo的情况下，Mo含量设定为0.50％以下。Mo含量优选为0.40％以下，更优选为0.30％以下，进一步优选为0.20％以下。另一方面，为了得到该效果，在含有Mo的情况下，Mo含量优选设定为0.003％以上。Mo含量更优选设定为0.004％以上。

V：0.50％以下

V是对钢板的高强度化有利的元素，但过度的含有使母材和HAZ的韧性降低。因此，在含有V的情况下，V含量设定为0.50％以下。V含量优选为0.40％以下，更优选为0.30％以下，进一步优选为0.20％以下。另一方面，为了得到该效果，在含有V的情况下，V含量优选设定为0.003％以上。V含量更优选设定为0.004％以上。

Nb：0.05％以下

Nb大大地有助于钢板的强度提高，但过度的含有有时引起在焊接热影响区组织中上贝氏体、岛状马氏体增加，导致韧性的降低。因此，在含有Nb的情况下，Nb含量设定为0.05％以下。Nb含量优选为0.04％以下，更优选为0.03％以下，进一步优选为0.02％以下。另一方面，为了得到该效果，在含有Nb的情况下，Nb含量优选设定为0.002％以上。Nb含量更优选设定为0.003％以上。

另外，本发明的钢材在上述成分的基础上还可以在下述范围内含有选自B、Mg、Zr和REM中的一种以上作为选择性元素。

B：0.0025％以下

B在焊接热影响区生成BN，使固溶N减少，另外，成为铁素体相变核，生成铁素体而使韧性提高。为了得到该效果，在含有B的情况下，B含量设定为0.0003％以上。B含量优选为0.0005％以上，更优选为0.0008％以上。但是，B含有超过0.0025％时，导致母材和HAZ的韧性降低。因此，在含有B的情况下，B含量设定为0.0025％以下。B含量优选为0.0020％以下，更优选为0.0018％以下。

Mg：0.0050％以下、Zr：0.0200％以下、REM：0.0200％以下

Mg、Zr和REM均是通过氧化物的分散而具有韧性改善效果的元素。为了表现出这样的效果，在含有Mg、Zr和REM的情况下，Mg含量优选设定为0.0005％以上，Zr含量和REM含量分别优选设定为0.0010％以上。Mg含量更优选设定为0.0010％以上，Zr含量和REM含量分别更优选设定为0.0015％以上。另一方面，即使Mg含有超过0.0050％、Zr和REM分别含有超过0.0200％，也只是其效果饱和。因此，在含有这些元素的情况下，Mg含量设定为0.0050％以下，Zr含量和REM含量分别设定为0.0200％以下。优选Mg含量为0.0030％以下，Zr含量和REM含量分别为0.01％以下。

接着，对本发明的钢板的组织进行说明。

TiN的析出物中以等效圆直径计超过0.1μm的析出物以质量比例计为40％以上

关于钢板中的TiN的析出物，通过使总析出量中以等效圆直径计超过0.1μm的析出物以质量比例计(以下也称为P值)为40％以上，即使在实施了超过20.0kJ/mm的大线能量焊接的情况下TiN也熔化残留。其结果是，抑制了之后的奥氏体的晶粒生长，有助于热影响区和钢板的韧性提高。因此，TiN的析出物的总析出量中以等效圆直径计超过0.1μm的析出物以质量比例计设定为40％以上。TiN的析出物的总析出量中以等效圆直径计超过0.1μm的析出物以质量比例计优选设定为45％以上，更优选设定为50％以上。另一方面，尺寸(等效圆直径)大的析出物的质量比例过度增大时，析出物粗大化而有可能成为断裂的起点，因此TiN的析出物的总析出量中以等效圆直径计超过0.1μm的析出物以质量比例计优选设定为98％以下。TiN的析出物的总析出量中以等效圆直径计超过0.1μm的析出物以质量比例计更优选为98％以下，进一步优选为95％以下。另外，以等效圆直径计超过2.0μm的析出物有可能成为脆性断裂的起点，因此优选尽可能减少。

为了控制以等效圆直径计超过0.1μm的析出物比例，例如，通过在铸造时将从1450℃到1300℃的平均冷却速度调节为0.5℃/秒以下，由于析出后的奥斯特瓦尔德熟化，能够使以等效圆直径计超过0.1μm的析出物的质量比例为40％以上。上述冷却速度大于0.5℃/秒时，以等效圆直径计为0.1μm以下的析出物的比例增加，超过20.0kJ/mm的大线能量焊接时大部分TiN熔化，不能充分地抑制之后的晶粒生长。

接着，对本发明的钢板的制造方法进行说明。

关于本发明的钢板，对于上述铸造时的平均冷却速度以外的制造方法，可以通过以往公知的方法进行制造。例如，将用转炉或电炉等熔炼的钢利用RH脱气等进行二次精炼而将钢成分调节为上述适当范围后，经过连续铸造或铸锭-开坯工序而制成钢坯等钢原材。需要说明的是，连续铸造或铸锭时，控制平均冷却速度即可。接着，可以将上述钢原材进行再加热并进行热轧而制成期望尺寸的钢板后，经过放冷的工序、或者在上述热轧后经过加速冷却、直接淬火-回火、再加热淬火-回火、再加热正火-回火等工序来制造。由本发明得到的板厚的范围为9mm～50mm。

本发明的钢板在焊接线能量为20.0kJ/mm以上的大线能量影响区具备优良的韧性。具体而言，在焊接线能量为20.0kJ/mm以上的大线能量影响区，在-40℃进行夏比冲击试验的情况下，可以得到超过100J的冲击吸收值(vE_-40℃)。

实施例

以下对本发明的实施例进行说明。需要说明的是，本发明的钢板及其制造方法不受实施例的限定。

使用150kg的高频熔化炉，将具有表1所示的成分组成的No.1～18的钢熔炼，以表2所示的平均冷却速度进行铸造而制成钢块，然后进行热轧，制成厚度为50mm的钢板。对于得到的钢板，使用QUANPASS法(参考日本特开2010-12778号公报)进行TiN析出物的定量。具体而言进行如下试验：从钢板的板厚的1/4位置切割出10mm见方的板状金属试样，将该金属试样在电解液中电解，提取析出物等，按不同尺寸进行过滤和定量分析，重复上述操作。根据定量结果，将总TiN析出物中以等效圆直径计超过0.1μm的大小的TiN析出物的质量比例设为P值。

另外，为了评价焊接热影响区的韧性，进行模拟了大线能量焊接的再现热循环试验。从钢板的板厚1/4位置裁取宽度80mm×长度80mm×厚度15mm的试验片，实施加热到1450℃后、在800～500℃间以300秒进行冷却的再现热循环，然后从这些试验片裁取2mmV缺口夏比试验片。对于得到的夏比试验片，在试验温度为-40℃的条件下进行夏比冲击试验，评价韧性。将三根的试验结果的平均的冲击吸收值(vE_-40℃)超过100J的试样作为良好的结果。上述再现热循环条件相当于模拟了板厚50mm时的1个道次焊接的线能量为30.0kJ/mm的气电焊的情况下的接合部的热历程。

在表2中一并示出铸造时从1450℃到1300℃的平均冷却速度、P值和焊接热影响区的韧性的试验结果。

[表2]

[注1]下划线表示在本发明范围外。

在作为发明例的钢板No.1～10、18中，在大线能量焊接热影响区示出优良的韧性。另一方面，在钢的成分组成或P值在本发明范围外的钢板No.11～17中，大线能量焊接热影响区的韧性与发明例相比较低。

Claims

1.一种钢板，其成分组成以质量％计含有C：0.030～0.120％、Si：0.01～0.15％、Mn：0.80～2.00％、P：0.020％以下、S：0.0005～0.0050％、Al：0.005～0.100％、Ti：0.005～0.030％、N：0.0030～0.0080％、Ca：0.0005～0.0030％、O：0.0040％以下，余量为Fe和不可避免的杂质，并且，S、Ca、O以满足下述(1)式的方式来含有，TiN的析出物中以等效圆直径计超过0.1μm的析出物以质量比例计为40％以上，

0＜(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S＜1…(1)

其中，各元素符号表示各元素的含量(质量％)。

2.如权利要求1所述的钢板，其中，成分组成以质量％计还含有选自Cu：1.00％以下、Ni：1.50％以下、Cr：1.00％以下、Mo：0.50％以下、V：0.50％以下和Nb：0.05％以下中的一种以上。

3.如权利要求1或2所述的钢板，其中，成分组成以质量％计还含有选自B：0.0025％以下、Mg：0.0050％以下、Zr：0.0200％以下、REM：0.0200％以下中的一种以上。