專利名稱：Haz韌性優(yōu)異、焊接后熱處理造成的強度降低小的鋼板的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及用于儲備用容器和海洋結(jié)構(gòu)物等的制造的鋼板，詳細(xì)地說所涉及的鋼板是在進(jìn)行焊接和焊接后熱處理(post weld heat treatmentPWHT)時，焊接熱影響部(heat affected zone，HAZ)的韌性優(yōu)異，且在PWHT后強度很難降低，或強度反而提高的鋼板。
背景技術(shù)：
在制造原油、乙烯、LPG等的儲備用容器和海洋結(jié)構(gòu)物這種焊接結(jié)構(gòu)物時，為了降低焊接部的殘留應(yīng)力，會進(jìn)行在600℃左右保持?jǐn)?shù)小時的PWHT。在PWHT中，因為是在高溫下長時間保持對象物，所以微組織受到破壞，在PWHT后會發(fā)生強度降低。尤其是使碳量降低了的鋼材中，PWHT后的強度降低成為問題。
為了確保PWHT后的鋼板強度，例如特開昭62-93312號公報公開了調(diào)整化學(xué)成分組成(尤其除了微量的NB還添加Cu和Ni)，以及控制軋制條件。另外特開昭62-240713號公報公開了調(diào)整化學(xué)成分(尤其是復(fù)合添加Nb和B，從而增多貝氏體量)，以及控制軋制條件。但是在特開昭62-93312號公報以及特開昭62-240713號公報中，并沒有將C量的上限規(guī)定為0.18％這一方式而使C量極低化的意圖。
在焊接結(jié)構(gòu)物的制造中，從效率的觀點出發(fā)，要求能夠以高熱能進(jìn)行焊接的鋼板，但是在高熱能焊接中會產(chǎn)生HAZ韌性降低這樣的問題。已知此問題能夠通過使C量極低化加以改善。例如在特開2002-47532號公報中，公開有通過調(diào)整化學(xué)成分組成，尤其是以滿足2.4≤[Mn]+1.5×[Cr]+2×[Mo]≤4.5，[V]+[Nb]≤0.040的方式調(diào)整Cr、Mo、V以及Nb量，此外使C量極低化并添加B，由此提高鋼板的耐焊接裂紋性及高熱能HAZ韌性。但是特開2002-47532號公報并未考慮PWHT后的強度降低。

發(fā)明內(nèi)容
因此本發(fā)明要達(dá)成的目的是，提供一種HAZ韌性優(yōu)異，且PWHT后強度很難降低、或強度反而提高的鋼板。
所謂能夠達(dá)成上述目的本發(fā)明的鋼板，是被實施焊接后熱處理的鋼板，含有C0.01～0.05％(質(zhì)量％的意思，下同)、Si0.1～1.0％、Mn0.50～2.0％、Al0.01～0.07％、Cr0.5～2.0％、Nb0.005～0.100％、V0.005～0.10％、Ti0.005～0.03％、和N0.002～0.008％，并且，規(guī)定P0.05％以下、S0.01％以下，由下式(1)表示的X1值處于0.005～0.020的范圍內(nèi)，且是貝氏體分率為90面積％以上的組織。
X1＝(9[Nb]+4[V])×[C]…(1)〔式中，[Nb]、[V]和[C]分別表示Nb、V和C的含量(質(zhì)量％)。〕還有，在本發(fā)明中所謂“被實施焊接后熱處理的鋼板”，意思是本發(fā)明的鋼板的用途限定為進(jìn)行焊接和焊接后熱處理的用途(例如原油等的儲備用容器或海洋結(jié)構(gòu)物等的焊接結(jié)構(gòu)物的制造)。
另外本發(fā)明的鋼板還可以含有Mo。所謂含有Mo的本發(fā)明的被實施焊接后熱處理的鋼板，含有C0.01～0.05％、Si0.1～1.0％、Mn0.50～2.0％、
Al0.01～0.07％、Cr0.5～2.0％、Nb0.005～0.100％、V0.005～0.10％、Mo0.03～0.5％、Ti0.005～0.03％、和N0.002～0.008％，并且，規(guī)定P0.05％以下、S0.01％以下，由下式(2)表示的X2值處于0.005～0.020的范圍內(nèi)，且是貝氏體分率為90面積％以上的組織。
X2＝(9[Nb]+4[V]+[Mo])×[C] …(2)〔式中，[Nb]、[V]、[Mo]和[C]分別表示Nb、V、Mo和C的含量(質(zhì)量％)。〕在本發(fā)明的鋼板中，除了上述成分以外，根據(jù)需要再含有如下等元素也是有效的(A)B0.0005～0.0040％；(B)Cu0.05～3.0％及/或Ni0.05～3.0％；(C)W0.01～0.5％；(D)Ca0.0005～0.005％及/或稀土類元素0.0003～0.003％；(E)Zr0.001～0.005％及/或(F)Mg0.001～0.005％，根據(jù)所含有的成分的種類，鋼板的特性得到進(jìn)一步改善。
使C量極低化且適量添加Nb和V，再根據(jù)需要適量添加Mo，由此能夠制造高熱能HAZ韌性優(yōu)異，且PWHT后強度難以降低或強度反而提高的鋼板。


圖1是表示Nb、V或Mo的各含量(質(zhì)量％)與PWHT前后的抗拉強度(TS)的變化量(ΔTS＝PWHT后的TS-PWHT前的TS)的關(guān)系的曲線圖。
圖2是表示X值(上式(4))和ΔTS的關(guān)系的曲線圖。
圖3是表示X值(上式(4))和-50℃下的擺錘沖擊試驗中的吸收能(vE-50)關(guān)系的曲線圖。
具體實施例方式
歷來，在比較大量地含有C的鋼板中，為了防止PWHT后的強度降低，已知是含有析出強化元素。但是在為了使高熱能HAZ韌性提高而使C量極低化的鋼板中，考慮到難以生成析出物(特別是碳化物)，至今為止仍不清楚PWHT后的強度降低與析出強化元素的關(guān)系。因此得不到HAZ韌性優(yōu)異，且PWHT后的強度降低受到抑制的極低C鋼板。
為了制造兼?zhèn)溥@2個特性的鋼板，調(diào)查各種析出強化元素的影響時，在板低C鋼板中，為了抑制PWHT后的強度降低，發(fā)現(xiàn)Nb、V及Mo特別有效。
Nb、V及Mo特別是與C形成碳化物，被認(rèn)為有助于抑制PWHT后的強度降低。因此得出由將C量和Nb、V或Mo的積合計的下式(3)所表示的參數(shù)X3X3＝(α[Nb]+β[V]+γ[Mo])×[C] …(3)〔式中，[Nb]、[V]、[Mo]和[C]分別表示Nb、V、Mo和C的含量(質(zhì)量％)，α、β及γ表示常數(shù)。〕于是在上式(3)中，因為規(guī)定了對于Nb、V或Mo的各含量的系數(shù)(α、β及γ)，所以采用僅使這些之中的1種含量變化，而使其他元素相同的鋼板，測定PWHT前后的抗拉強度(TS)的變化量(ΔTS＝PWHT后的TS-PWHT前的TS)(還有TS根據(jù)以下的與實施例中記載的同樣方法來測定)。然后制作直線的曲線圖(圖1)，其是將各元素(Nb、V或Mo)的含量設(shè)為橫軸，將ΔTS設(shè)為縱軸。根據(jù)該直線的傾斜的比，定為α＝9、β＝4及γ＝1，以確定下式(4)所表達(dá)的參數(shù)XX＝(9[Nb]+4[V]+[Mo])×[C] …(4)〔式中，[Nb]、[V]、[Mo]和[C]分別表示Nb、V、Mo和C的含量(質(zhì)量％)。〕其次，為了按參數(shù)X(上式(4))來特定PWHT后的強度降低受到抑制、且高熱能HAZ韌性的雙方面均優(yōu)異的鋼板，而以使之成為60Kg級以上的強度的方式調(diào)整成分組成，將進(jìn)行了如此調(diào)整的鋼坯(表1)加熱到1100℃，在終軋溫度800℃下結(jié)束熱軋后進(jìn)行空冷，制造成板厚20mm的鋼板。
表1


單位質(zhì)量％，余量Fe和不可避免的雜質(zhì)采用這些鋼板，測定作為PWHT前后的ΔTS和HAZ韌性的指標(biāo)的-50℃下的擺錘沖擊試驗的吸收能(vE-50)(還有TS及vE-50根據(jù)與實施例所述的相同方法進(jìn)行測定)。結(jié)果顯示在表2中。X值與ΔTS以及X值與vE-50為以下圖2及3所示的關(guān)系。
表2


即上式(4)所示的X值越大，PWHT后的強度降低越少，或者反而強度上升。但是X值越大，則HAZ韌性(vE-50)越會降低。因此為了得到PWHT后的強度降低的抑制有HAZ韌性的雙方面均優(yōu)異的極低C鋼板，在本發(fā)明中將X值定為0.005以上，優(yōu)選為0.007以上，更優(yōu)選為0.010以上，并定在0.020以下，優(yōu)選在0.018以下，更優(yōu)選在0.015以下。還有本發(fā)明的鋼板不含Mo時，上式(4)的X值與上式(1)的X1值一致，而含有Mo時，X值與上式(2)的X2值一致。以下，將1值和X2值歸結(jié)為“X值”進(jìn)行說明。
本發(fā)明的鋼板以貝氏體組織為基本。這樣的貝氏體組織在用于確保盡管為極低C但強度仍在570MPa以上的方面也有效。一般來說，在線管等中，通過以鐵素體組織為主體來實現(xiàn)高強度，但是在鐵素體組織中，需要通過實施低溫軋制，作為微細(xì)的鐵素體來實現(xiàn)高強度。相對于此，在貝氏體組織中，高溫軋制也能夠?qū)崿F(xiàn)高強度，也有助于實現(xiàn)生產(chǎn)性提高。但是為了發(fā)揮這些效果，也未必需要100面積％都是貝氏體組織，貝氏體分率為90面積％以上即可。作為貝氏體以外的組織，可列舉馬氏體和鐵素體等。
還有本發(fā)明中的貝氏體組織，除了上部或下部貝氏體組織以外，還包含“鋼的貝氏體照片集-1”[日本鋼鐵協(xié)會貝氏體調(diào)查研究會編(1992).4]所介紹的貝氏體鐵素體或粒狀貝氏體鐵素體。這些使C量極低化了的貝氏體組織(極低C貝氏體組織)強度和韌性優(yōu)異，在本發(fā)明的規(guī)定的化學(xué)組織的范圍，并且能夠通過適當(dāng)?shù)臈l件制造而獲得。
本發(fā)明如上述通過適當(dāng)?shù)匾?guī)定X值，并且作為以貝氏體為主體的組織，從而提供有著優(yōu)異的HAZ韌性以及PWHT后的強度降低受到抑制的鋼板。但是，為了達(dá)成這些特性和優(yōu)異的強度及母材韌性，不僅是X值和貝氏體分率，對鋼板的化學(xué)成分組成進(jìn)行適當(dāng)調(diào)整也很重要。因此以下就本發(fā)明的鋼板的化學(xué)成分組成進(jìn)行說明。
(C0.01～0.05％)C是在使鋼的強度增大方面有效的元素。另外其使碳化物析出，是用于抑制PWHT后的強度降低所需要的元素。為了確保希望的強度以及充分抑制PWHT后的強度降低，C量為0.01％以上，優(yōu)選為0.02％以上。但是若過量地使C含有，則碳化物變得粗大，另外島狀馬氏體相(M-A相)和滲碳體大量生成，韌性有可能降低。因此C量為0.05％以下，優(yōu)選為0.04％以下。
(Si0.1～1.0％)Si是不管冷卻條件通過固溶強化而對使鋼的強度增加有效的元素。為了充分地發(fā)揮這一效果，推薦使Si含有0.1％以上，優(yōu)選0.2％以上的量。但是若使之過量地含有，則使鋼材(母材)中大量析出M-A相而使韌性劣化。因此將Si量的上限定為1.0％。優(yōu)選上限為0.5％。
(Mn0.50～2.0％)Mn使極低C貝氏體組織生成，是在強化鋼材方面有效的元素。為了充分地發(fā)揮這一效果，Mn量為0.50％以上，優(yōu)選為0.7％以上。但是若使Mn過量地含有，則引起母材的韌性劣化。因此Mn量為2.0％以下，優(yōu)選為1.8％以下。
(P0.05％以下)P在晶粒中偏析，是對延性和韌性起著有害作用的不可避免的雜質(zhì)，因此優(yōu)選其盡可能少的方面，但是其會不可避免地混入鋼材中。因此推薦P量為0.05％以下，優(yōu)選為0.01％以下。
(S0.01％以下)S與鋼材中的合金元素反應(yīng)而形成各種夾雜物，是對鋼材的延性和韌性起著有害作用的雜質(zhì)，因此優(yōu)選其盡可能少。但是S也與P一樣會不可避免地混入。因此推薦S量為0.02％以下，優(yōu)選為0.005％以下。
(Al0.01～0.07％)Al是作為脫氧劑有效的元素。另外Al通過使鋼中的N固定化而使B的固溶量增加，也是有助B的淬火性提高作用的元素。為了發(fā)揮這樣的效果，Al量為0.01％以上，優(yōu)選為0.02％以上。但是若其被過量地含有，則與Si一樣會使母材組織中大量地析出島狀馬氏體相(M-A相)而使韌性劣化。因此Al量為0.07％以下，優(yōu)選為0.05％以下。
(Cr0.5～2.0％)Cr對于取得極低C貝氏體組織很重要，另外在用于降低HAZ組織中的貝氏體塊大小方面也是有效的元素。此外其使淬火性提高，也是在確保鋼板的強度上有效的元素。為了充分地發(fā)揮這樣的效果，Cr量為0.5％以上，優(yōu)選為0.7％以上。但是若Cr量過量，則母材韌性劣化。因此Cr量為2.0％以下，優(yōu)選為1.8％以下。
(Nb0.005～0.100％)Nb對于得到極低C貝氏體組織有效，另外在用于抑制PWHT后的強度降低方面也是有效的元素。為了充分地發(fā)揮這樣的效果，Nb量為0.005％以上，優(yōu)選為0.008％以上。但是若Nb量變得過量，則其析出物變得粗大，使韌性劣化。因此Nb量為0.100％以下，更優(yōu)選為0.07％以下。
(V0.005～0.10％)V是強度確保方面有效，另外是用于抑制PWHT后的強度降低方面重要的元素。為了充分地發(fā)揮這樣的效果，V量為0.005％以上，優(yōu)選為0.008％以上。但是若V量變得過量，則會在HAZ形成析出物，HAZ韌性劣化。因此V量為0.10％以下，更優(yōu)選為0.08％以下。
(Mo0.03～0.5％)Mo在強度提高上有效，且在用于抑制PWHT后的強度降低方面也是有效的元素，但是在本發(fā)明的鋼板中并不是必須元素，根據(jù)需要而含有。為了充分地發(fā)揮此效果，推薦含有Mo優(yōu)選為0.03％以上，更優(yōu)選為0.06％以上的量。因此使Mo含有時，其量為0.5％以下，優(yōu)選為0.2％以下。
(Ti0.005～0.03％)Ti與N一起形成氮化物，由此在高熱能焊接時抑制舊奧氏體粒的粗大化，是在提高HAZ韌性上有效的元素。為了發(fā)揮這樣的效果，Ti量為0.005％以上，優(yōu)選為0.010％以上。但是若過量地使Ti含有，則會使粗大的夾雜物析出，反而使HAZ韌性劣化。因此Ti量為0.03％以下，優(yōu)選為0.025％以下。
(N0.002～0.008％)N與Ti一起形成微細(xì)的TiN，是在高熱能焊接中防止舊奧氏體粒的粗大化而使HAZ韌性提高方面有效的元素。為了發(fā)揮這樣的效果，N量為0.002％以上，優(yōu)選為0.003％以上。但是若N量變得過量，則粗大的TiN析出，韌性劣化。因此N量為0.008％以下，優(yōu)選為0.006％以下。
本發(fā)明的鋼板的基本成分組成如上所述，余量實質(zhì)上是Fe。不過，當(dāng)然也允許根據(jù)原料、物資、制造設(shè)備等的狀況而混入的不可避免的雜質(zhì)包含在鋼板中。此外本發(fā)明的鋼板也可以根據(jù)需要含有以下的任意元素。
(B0.0005～0.0040％)B是用于得到極低C貝氏體組織以及用于強度提高方面有效的元素，可以根據(jù)需要而使之含有。為了發(fā)揮這樣的效果，推薦以優(yōu)選為0.0005％以上，更優(yōu)選為0.0010％以上的量使B含有。但是若使B過量地含有，則不僅該效果飽和，而且HAZ韌性反而降低。因此使B含有時，其量為0.0040％以下，優(yōu)選為0.0025％以下。
(Cu0.05～3.0％及/或Ni0.05～3.0％)Cu和Ni是在不損害HAZ韌性的前提下使母材強度提高的元素，可以根據(jù)需要含有其中之一或兩者都含有。為了充分地發(fā)揮這樣的效果，推薦含有Cu優(yōu)選為0.05％以上，更優(yōu)選為0.10％以上，進(jìn)一步優(yōu)選為0.5％以上的量，推薦含有Ni優(yōu)選為0.05％以上，更優(yōu)選為0.10％以上，進(jìn)一步優(yōu)選為0.5％以上的量。但是若使這些元素過量地含有，則在焊接時促進(jìn)島狀馬氏體相(M-A相)的生成，HAZ韌性劣化。因此使Cu及/或Ni含有時，Cu量為3.0％以下，優(yōu)選為1％以下，Ni量為3.0％以下，優(yōu)選為2％以下。
(W0.01～0.5％)W是在提高耐腐蝕性方面有效的元素，可以根據(jù)需要含有。尤其是優(yōu)選使W與Ti和Ni共存。為了充分地發(fā)揮這樣的效果，推薦含有W優(yōu)選為0.01％以上，更優(yōu)選為0.05％以上，進(jìn)一步優(yōu)選為0.10％以上的量。但是即使W量變得過量其效果也是飽和。因此使W含有時，其量為0.5％以下，優(yōu)選為0.3％以下。
(Ca0.0005～0.005％及/或稀土類元素0.0003～0.003％)Ca和稀土類元素(以下省略為“REM”)是在使夾雜物形狀的各向異性降低，使HAZ韌性提高上有效的元素，可以根據(jù)需要含有。為了發(fā)揮這樣的效果，推薦含有Ca優(yōu)選為0.0005％以上，更優(yōu)選為0.0010％以上的量，推薦含有REM優(yōu)選為0.0003％以上，更優(yōu)選為0.0006％以上的量。但是若使這些元素過量地含有，則夾雜物粗大化，HAZ韌性反而劣化。因此使Ca及/或稀土類元素含有時，Ca量為0.005％以下，優(yōu)選為0.004％以下，REM量為0.003％以下，優(yōu)選為0.002％以下。
(Zr0.001～0.005％)Zr形成氮化物和氧化物，抑制HAZ的舊奧氏體粒的粗大化，從而在用于使HAZ韌性提高方面是有效的元素，可以根據(jù)需要含有。為了充分地發(fā)揮這樣的效果，推薦含有Zr優(yōu)選為0.001％以上，更優(yōu)選為0.002％以上的量。但是若Zr量變得過量，則HAZ韌性反而劣化。因此使Zr含有時，其量為0.005％以下，優(yōu)選為0.004％以下。
(Mg0.001～0.005％)Mg使成為TiN析出核的氧化物微細(xì)分散，是在使HAZ韌性提高方面有效的元素，可以根據(jù)需要含有。為了充分地發(fā)揮這樣的效果，推薦含有Mg優(yōu)選為0.001％以上，更優(yōu)選為0.002％以上的量。但是若Mg量過量，則粗大的夾雜物形成，反而使韌性劣化。因此使Mg含有時，其量為0.005％以下，優(yōu)選為0.004％以下。
為了制造本發(fā)明的鋼板，基本上能夠運用連續(xù)鑄造法和鑄錠法制作滿足上述這樣的化學(xué)成分組成的鑄坯或鋼坯，并將其熱軋-冷卻-熱處理，由此進(jìn)行制造，但是為了特別得到極低貝氏體組織，則優(yōu)選通過包括下述(A)或(B)工序的方法而制造。
(A)將鑄坯或鋼坯加熱到950～1300℃，在700℃以上的終軋溫度結(jié)束熱軋后，進(jìn)行空冷。
(B)將鑄坯或鋼坯熱到950～1300℃，在700℃以上的終軋溫度結(jié)束熱軋后，以1～50℃/秒的冷卻速度進(jìn)行水冷直到500℃以下。
在上述(A)和(B)的工序中，若加熱溫度過低，則合金元素?zé)o法充分地固溶，存在無法獲得合金元素帶來的理想的效果的情況，因此優(yōu)選在950℃以上。另外若加熱溫度過高，則初期奧氏體粒粗大化，結(jié)果是鋼板的韌性降低。因此優(yōu)選在1300℃以下。終軋溫度從生產(chǎn)性的觀點出發(fā)優(yōu)選為700℃以上。
結(jié)束熱軋之后，由于通過空冷也會成為抑制鐵素體相變的成分設(shè)計，所以也能夠得到貝氏體組織，但是根據(jù)情況也可以以1～50℃/秒的冷卻速度進(jìn)行加速冷卻直到500℃以下。據(jù)此組織成為過冷狀態(tài)，能夠得到良好的極低C貝氏體組織。還有在實施加速冷卻時，因為需要冷卻至貝氏體組織的生成完成，所以推薦冷卻到500℃以下。
另外除了上述制造工序以外，根據(jù)需要在500～700℃的溫度區(qū)域進(jìn)行回火處理也有效，由此韌性會變得更高。
實施例以下列舉實施例更具體地說明本發(fā)明，但本發(fā)明并不受以下實施例的限制，當(dāng)然可以在能夠符合上、下述的宗旨的范圍加以適當(dāng)?shù)刈兏鼇韺嵤@些均包含于本發(fā)明的技術(shù)的范圍內(nèi)。
通過來自真空熔解材的熔煉，制作滿足下述表3所示化學(xué)成分組成的鋼坯，根據(jù)下述表4所示的熱軋-冷卻-熱處理條件制造鋼板。
表3-1


表3-2


單位質(zhì)量％，余量Fe和不可避免的雜質(zhì)。
表4


根據(jù)下述方法針對得到的各鋼板測定其貝氏體分率、鋼板的抗拉強度(TS)及PWHT造成的抗拉強度的變化代(ΔTS)、母材韌性(斷裂轉(zhuǎn)變溫度vTrs)以及HAZ韌性(vE-50)。這些結(jié)果記錄在表5中。還有由化學(xué)成分組成計算出的X值也記錄在表5中。
(貝氏體分率)從鋼板的t/4(t為板厚)部位提取鏡面研磨后試驗片，用2％硝酸乙醇溶液(nital溶液)將其浸蝕后，使用光學(xué)顯微鏡在5個視野中以400倍進(jìn)行觀察，通過圖像分析測定鋼組織中的貝氏體分率(面積％)。這時，鐵素體以外的板條狀組織全部視為貝氏體。
(鋼板的抗拉強度(TS)及PWHT造成的抗拉強度的變化代(ΔTS))從進(jìn)行PWHT之前的鋼板的t/4(t為板厚)部位提取JIS Z 2201 4號試驗片，遵循JIS Z 2241進(jìn)行拉伸試驗，由此測定抗拉強度(TS)。在該試驗中，TS≥570MPa為合格。
接著分別在600℃和“板厚(inch)×1小時”的保持時間的條件下對于鋼板進(jìn)行2次PWHT，之后從鋼板的t/4(t為板厚)部位提取JIS Z 22014號試驗片，遵循JIS Z 2241進(jìn)行拉伸試驗，由此測定PWHT后的抗拉強度(TS)，求得PWHT造成的抗拉強度的變化代(ΔTS＝PWHT后的TS-PWHT前的TS)。在該試驗中ΔTS≥-15MPa為合格。
(母材韌性(vTrs))從鋼板的t/4(t為板厚)部位，遵循JIS Z 2242提取V切口試驗片并進(jìn)行擺錘沖擊試驗，將擺錘試驗片的脆性斷裂率成為50％的溫度作為斷裂轉(zhuǎn)變溫度(vTrs)，求得近似值。在該試驗中，vTrs≤-50℃為合格。
(HAZ韌性(vE-50))進(jìn)行HAZ再現(xiàn)試驗。從鋼板提取的試驗片(12.5×32×55(mm)的試驗片各提取5枚)，進(jìn)行1400℃×5秒加熱后，進(jìn)行用40秒冷卻至800～500℃的熱循環(huán)試驗(相當(dāng)于熱能5kJ/mm)。其后，從各試驗片提取2個擺錘沖擊試驗片，在各鋼板中用各10枚測定-50℃下的吸收能，求得其平均值并作為vE-50。在該試驗中，vE-50≥100J以上為合格。


由表3～5可知，滿足本發(fā)明的各要件(化學(xué)成分組成、X值和貝氏體分率)的鋼板No.1～11，除了在焊接前顯示出優(yōu)異的抗拉強度及母材韌性以外，在焊接和PWHT后抗拉強度的降低也被充分地抑制，或強度反而提高，且HAZ韌性優(yōu)異。
另一方面，未滿足本發(fā)明的任意一個要件的No.12～31卻得不到良好的結(jié)果。
具體來說鋼板No.12因為C量多，所以沒成為極低貝氏體鋼，母材韌性劣化。另外HAZ韌性也差。
鋼板No.13因為Si量多，所以在鋼材中M-A相大量析出，母材和HAZ韌性劣化。
鋼板No.14因為Mn量少，所以沒有成為極低C貝氏體鋼，強度低。
鋼板No.15因為Mn量多，所以韌性劣化。
鋼板No.16因為Cr量少，所以沒有成為極低C貝氏體鋼，強度低。
鋼板No.17因為Cr量多，所以母材韌性劣化。
鋼板No.18因為Ti量多，所以粗大夾雜物在鋼材中析出，韌性劣化。
鋼板No.19因為B量多，所以韌性劣化。
鋼板No.20因為Mo量多，所以韌性劣化。
鋼板No.21因為V量多，所以韌性劣化。
鋼板No.22因為Cu量多，所以韌性劣化。
鋼板No.23因為Ni量多，所以韌性劣化。
鋼板No.24因為Nb量多，所以韌性劣化。
鋼板No.25因為Ca量多，所以韌性劣化。
鋼板No.26～28其X值低于本發(fā)明規(guī)定的下限，PWHT造成的強度降低大(ΔTS小)。
鋼板No.29～31其X值超過本發(fā)明規(guī)定的上限，HAZ韌性低。
權(quán)利要求
1.一種被實施焊接后熱處理的鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計含有C 0.01～0.05％、Si0.1～1.0％、Mn0.50～2.0％、Al0.01～0.07％、Cr0.5～2.0％、Nb0.005～0.100％、V0.005～0.10％、Ti0.005～0.03％、和N0.002～0.008％，并且限制P0.05％以下、S0.01％以下，由下式(1)表示的X1值處于0.005～0.020的范圍內(nèi)，并且是貝氏體分率為90面積％以上的組織，X1＝(9[Nb]+4[V])×[C] …(1)式中，[Nb]、[V]和[C]分別表示Nb、V和C的質(zhì)量％含量。
2.一種被實施焊接后熱處理的鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計含有C0.01～0.05％、Si0.1～1.0％、Mn0.50～2.0％、Al0.01～0.07％、Cr0.5～2.0％、Nb0.005～0.100％、V0.005～0.10％、Mo0.03～0.5％、Ti0.005～0.03％、和N0.002～0.008％，并且限制P0.05％以下、S0.01％以下，由下式(2)表示的X2值處于0.005～0.020的范圍內(nèi)，并且是貝氏體分率為90面積％以上的組織，X2＝(9[Nb]+4[V]+[Mo])×[C] …(2)式中，[Nb]、[V]、[Mo]和[C]分別表示Nb、V、Mo和C的質(zhì)量含量。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計還含有B0.0005～0.0040％。
4.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計還含有Cu0.05～3.0％和Ni0.05～3.0％中的至少一種。
5.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計還含有W0.01～0.5％。
6.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計還含有Ca0.0005～0.005％和稀土類元素0.0003～0.003％中的至少一種。
7.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計還含有Zr0.001～0.005％。
8.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計還含有Mg0.001～0.005％。
全文摘要
本發(fā)明的鋼板含有C0.01～0.05％、Si0.1～1.0％、Mn0.50～2.0％、Al0.01～0.07％、Cr0.5～2.0％、Nb0.005～0.100％、V0.005～0.10％、Ti0.005～0.03％和N0.002～0.008％，以及規(guī)定P0.05％以下、S0.01％以下，由式X1＝(9[Nb]+4[V])×[C]所表達(dá)的X1值處于0.005～0.020的范圍內(nèi)，且是貝氏體分率為90面積％以上的組織。本發(fā)明的鋼板其HAZ韌性優(yōu)異，且在焊接后熱處理后強度難以降低或強度反而提高。
文檔編號C22C38/50GK101086054SQ20071010824
公開日2007年12月12日 申請日期2007年6月4日 優(yōu)先權(quán)日2006年6月5日
發(fā)明者大西宏道 申請人:株式會社神戶制鋼所