專利名稱：韌性和應變時效特性優異的厚鋼板的制作方法
技術領域：
本發明涉及海洋結構物等所使用的 厚鋼板，特別是涉及韌性優異，而且應變時效造成的韌性劣化少的厚鋼板。
背景技術：
近年來，海洋結構物其大型化和建設地的寒冷地區化推進，在海洋結構物的原材中，比起以往更加要求高強度化、高韌性化。特別是海洋結構物還在冰點以下的海域建設，因此要求低溫韌性的提高。作為改善低溫韌性的技術，已知有專利文獻1、2。在專利文獻I中提出的技術是，對于在2. O 4. 5%的范圍含有Ni的Ni添加鋼，降低帶狀的Ni偏析，并且使淬火組織生成，使該組織微細化，且抑制組織的偏平化，由此改善母材的低溫韌性(具體來說就是_70°C下的韌性)。在專利文獻2中提出的技術是，通過成為使碳當量Ceq為O. 50 O. 68%，以體積率計含有90%以上的貝氏體鐵素體相的組織，從而改善抗拉強度為900MPa以上的鋼板的低溫韌性(具體來說是_40°C下的韌性)。可是一般可知，若對鋼板施加塑性變形，則機械的特性(特別是韌性)劣化。該劣化也依賴應變時效，若通過塑性變形賦予應變，則在鋼板中固溶的C元素和N元素作為碳氮化物析出，析出的碳氮化物將通過賦予應變而被導入的位錯固定，鋼板硬化，由此韌性劣化。因此對于鋼板還要求，不使應變時效造成的韌性劣化產生這一特性(在本說明書是，將這ー特性稱為應變時效特性)良好。本申請人在專利文獻3中公開有ー種應變時效造成的韌性劣化少的鋼板。在專利文獻3中提出的技術是，通過適當控制晶粒取向差為15°以上的晶粒的平均粒徑和鋼板中所含的C、N、Ti、Nb量的關系，在結晶晶界固溶C和N，降低由應變時效造成的韌性劣化。還有，將鋼中固溶的C和N作為碳氮化物固定，作為高純度化鋼，已知有IF (Interstitial Free)鋼(非專利文獻I)。在IF鋼中，添加Ti和Nb,使固溶C、N預先作為Ti和Nb的碳氮化物析出，由此降低固溶C、N。但是若大量添加Ti和Nb，則粗大的碳氮化物析出，韌性劣化。另外，在IF鋼中，因為將C含量抑制在最小限度，所以若應用于厚鋼板，則強度不足，以抗拉強度計得不到300MPa級。先行技術文獻專利文獻專利文獻I日本專利第4538095號公報專利文獻2特開2005-281807號公報專利文獻3日本專利3848091號公報非專利文獻非專利文獻I日本金屬學會會刊、第30卷、第8號(1991)上述專利文獻1、2所提出的技術，雖然能夠改善鋼板的低溫韌性，但對于應變時效特性完全沒有考慮。另ー方面，通過本申請人先前提出的上述專利文獻3的技術，能夠應變時效特性，而且對于韌性也有一定程度地改善。

發明內容
本發明鑒于這種狀況而做，其目的在于，提供一種厚鋼板，其以與上述專利文獻3不同的方法，ー邊維持作為海洋結構物等的原材所要求的強度(具體來說是450 550MPa)，同時韌性和應變時效特性還優異。另外，本發明的另一目的在于，提供ー種制造這一厚鋼板的方法。能夠解決上述課題的本發明厚鋼板，具有以下幾點要_，含有C :0. 02 O. 06%(質量 ％ 的意思。下同)、Si :0.5% 以下(不含 0%)、Μη 1. 15 1·6%、Ν:0· 002 O. 009%,Ti 0. 005 O. 03%，此外，還含有從Nb 0. 03%以下(不含0% ) ,Ni :1%以下(不含0% )和Cu :0. 35%以下(不含O%)構成的群中選出的2種以上，余量由鐵和不可避免的雜質構成。而且，該厚鋼板其化學成分滿足下述式(I) 式(3)，金屬組織為，馬氏體和殘留奧氏 體的混合物的平均當量圓直徑為2. O μ m以下(不含O μ m)，并且殘留奧氏體的體積分率為O. 5 4. 0%。下式中，[]表示厚鋼板中的各元素的含量(質量％ )。2. O 彡[Ti]/[N]彡 5. O··· (I)5. 3 ^ 7X [Si]+2X [Ni]+ [Mn]+12X (5X [Nb] +3X [Ti]) く 7. I... (2)65 彡 39 X [Mn]+17 X [Ni]+10 X [Cu] く 78... (3)還有，在本說明書中，將殘留奧氏體表述為“殘留Y”。另外，將馬氏體和殘留奧氏體的混合物稱為“Μ-A相變生成物”。本發明的厚鋼板，優選固溶N量為0.0020%以下(含0% )。厚鋼板的厚度，例如也可以是75 100mm。本發明的厚鋼板，能夠通過如下方式制造，將滿足上述成分組成的鋼進行熱軋，在700 750°C的溫度范圍進行終軋，軋制結束后，使冷卻停止溫度為350 450°C而進行冷卻，并且使700 450°C的溫度范圍的平均冷卻速度為3. O 6. (TC /秒。優選上述鋼加熱至1000 1200°C之后再進行熱軋。根據本發明，通過適當控制厚鋼板的成分組成，且使金屬組織之中M-A相變生成物微細化，并且將殘留Y量控制在適當的范圍，能夠改善厚鋼板的韌性和應變時效特性。
具體實施例方式本發明者們，為了在維持作為海洋結構物的原材所要求的強度的基礎上，改善韌性和應變時效特性而反復鏡意研究。其結果發現，為了降低應變時效造成的韌性劣化而降低厚鋼板中的固溶N量，將厚鋼板中所含的Ti量和N量的比控制在規定的范圍，并且在金屬組織中使微細的M-A相變生成物生成，且以規定量生成殘留Y即可，通過使上述M-A相變生成物微細化還能夠改善韌性，為了使微細的M-A相變生成物生成，調整厚鋼板中所含的化學成分，使之滿足上述式(2)即可，為了以規定量生成殘留Y，調整厚鋼板中所含的化學成分，使之上述式(3)即可，從而完成了本發明。首先，對于完成了本發明的原委進行說明。本發明者們為了改善厚鋼板的應變時效特性而研究時了解到，為了降低厚鋼板中的固溶N量，只是分別控制厚鋼板中所含的Ti量和N量并不充分，有效的是適當控制Ti量和N量的比([Ti]/[N])[參照上式(I)]。但是，即使適當地控制Ti量和N量的比，仍不能夠完全消除厚鋼板中的固溶N量。因此本發明者們反復研究，能不能通過固定殘存在厚鋼板中的固溶N來進ー步改善應變時效特性。其結果判明，在厚鋼板的金屬組織中，使馬氏體和殘留Y的混合物(M-A相變生成物)生成即可。因為馬氏體是硬質的組織，所以有助于厚鋼板的高強度化，殘留Y將厚鋼板中的固溶N固定，有助于改善應變時效特性。可是已知M-A相變生成物比母相硬，因此成為解理斷裂的起點，使韌性劣化。因此本發明者們為了不使韌性劣化而改善應變時效特反復研究。其結果發現，如果使M-A相變生成物相對于母相微細分散，則解理斷裂難以發生，韌性難以劣化。于是還發現，為了使M-A相變生成物微細分散，控制厚鋼板的化學成分，使之滿足上述式(2)即可。另外，為了固定厚鋼板中的固溶N,需要以規定量確保殘留Y。但是因為殘留Y不穩定，所以容易相變成馬氏體。因此，若M-A相變生成物中的殘留Y發生馬氏體相變，則生成島狀馬氏體。島狀馬氏體比殘留Y硬質，因此成為使韌性劣化的原因。因此為了使殘留Yを穩定化，抑制馬氏體相變以確保規定量的殘留Y而進行研究時還發現，控制厚鋼板的化學成分，使之滿足上述式(3)即可。 如上，本發明的厚鋼板，其特征在于，在控制了 Ti量和N量的含有平衡后，使M A相變生成物微細分散，再以規定量生成殘留Y。以下，對于本發明的厚鋼板進行詳述。[關于式(I)]本發明的厚鋼板，Ti量[Ti]和N量[N]的比([Ti]/[N])為2. O 5. O。通過適當控制Ti量和N量的含有平衡，能夠降低厚鋼板中的固溶N量，能夠改善應變時效特性。若[Ti]/[N]的值低于2.0，則固溶N量増大，因此應變時效特性劣化。因此[Ti]/[N]的值為2. O以上，優選為2. 2以上，更優選為2. 3以上。但是，若[Ti]/[N]的值超過5.0，則Ti量過剩，因此粗大的Ti系碳氮化物生成，韌性降低。因此[Ti]/[N]的值為5. O以下，優選為4. 85以下，更優選為4. 5以下。本發明的厚鋼板中所含的固溶N量，優選為O. 0020%以下。通過降低固溶N量，能夠進ー步改善應變時效特性。固溶N量更優選為O. 0018%以下，進ー步優選為O. 0015%以下，特別優選為O. 0010%以下，最優選為O %。上述厚鋼板中所含的固溶N量，能夠通過電解提取法測量。電解提取，作為電解液，例如，使用在甲醇IOOcc中含有こ酰丙酮IOcc和四甲基氯化銨Ig的溶液，例如，在常溫下以20mA/cm2以下的電流進行即可。使用孔徑O. I μ m的過濾器對于電解提取后的電解液進行過濾，通過感應稱合等離子體(Inductively Coupled Plasma, ICP)發光分析,定量殘留在過濾器中的提取殘渣中的N量。從厚鋼板中所含的全部N量中，減去上述提取殘渣中的N量，將所得值作為固溶N量即可。[關于M-A相變生成物的平均當量圓直徑]本發明的厚鋼板，金屬組織中所含的M-A相變生成物的平均當量圓直徑為2. O μ m以下。若M-A相變生成物的平均當量圓直徑超過2.0μπι，則成為斷裂起點，韌性劣化。因此M-A相變生成物的平均當量圓直徑以2. O μ m以下，優選為I. 8 μ m以下，更優選為I. 5 μ m以下。M-A相變生成物的平均當量圓直徑，從提高韌性的觀點出發，優選盡可能小的一方，但下限值通常為0.3μπι左右。M-A相變生成物的當量圓直徑，能夠接以下步驟測量。沿軋制方向切斷厚鋼板，對該切斷面的t/4(t為板厚)位置進行LePera腐蝕后，拍攝光學顯微鏡照片。觀察倍率例如為1000倍,觀察視野例如為50 μ mX 50 μ m,視野數N例如為10個視野即可。以圖像分析裝置(Media Cybernetics制“ Image-Pro Plus”)對拍攝的照片進行處理，由此計算M-A相變生成物的各個當量圓直徑，以其算木平均(相加平均)作為平均當量圓直徑。M-A相變生成物的合計面積率，相對于金屬組織，例如優選為5%以下。[關于式⑵]在本發明中，為了將上述M-A相變生成物的平均當量圓直徑控制在2. Ομπι以下，將基于厚鋼板所含的化學成分而求得的下式(2) ’的值(以下稱為Xl值)調整到5. 3 7. I的范圍。Xl = 7Χ [Si]+2X [Ni]+ [Mn]+12X (5X [Nb] +3X [Ti])... (2)，上述Xl值是為了控制M-A相變生成物的生成量及其形態而規定值。S卩，式(2)’中，Si、Ni、Mn是為了使M-A相變生成物的生成量增加而發揮作用的元素。另ー方面，Nb和Ti是為了使金屬組織(基體)微細化而發揮作用的元素，通過使基體微細化，能夠使M-A相變生成物微細化。還有，各元素的系數是通過反復進行了各種實驗而決定的。制造各種使上述Xl的值變化的厚鋼板，調查它們的物性時發現，如果將Xl值調整到5. 3 7. I的范圍，則能夠改善厚鋼板的韌性和應變時效特性。即，若上述Xl值超過7. 1，則M-A相變生成物量變得過剩，粗大的M-A相變生成物生成，因此韌性劣化。因此上述Xl值在7. I以下，優選為6. 8以下，更優選為6. 5以下。但是，若上述Xl值低于5. 3，則M-A相變生成物量變得過少，因此不能固定N，固溶N量増大，應變時效特性劣化。因此上述Xl值為5.3以上，優選為5.5以上，更優選為5.6以上，進ー步優選為5.8以上。[關于殘留Y的體積分率]本發明的厚鋼板，金屬組織中所含的殘留Y的體積分率為O. 5 4. 0%。殘留Y的體積分率低于O. 5%時，殘留Y量不足，因此不能固定固溶N，固溶N量増大，因此不能改善應變時效特性。因此殘留Y的體積分率為O. 5%以上，優選為O. 6%以上，更優選為O. 7%以上，進ー步優選為O. 8%以上。但是，若殘留Y的體積分率超過4.0%，則粗大的M-A相變生成物也一起產生，因此韌性劣化。因此殘留Y的體積分率為4.0%以下，優選為3. 5%以下，更優選為3.0%以下，進ー步優選為2. 8%以下。上述殘留Y的體積分率，能夠按以下的步驟測量。對于從鋼板的t/4(t為板厚)位置取得的試驗片進行鏡面研磨，利用X射線衍射，以Rietveld法求得α-Fe (200)面和Y -Fe (200)面的峰值強度比。根據求得的峰值強度比，通過計算求得理論強度比，求得殘留Y的體積分率。[關于式(3)]在本發明中，為了將上述殘留Y的體積分率控制在O. 5 4. 0%的范圍，將基于厚鋼板所含的化學成分而求得的下式(3) ’的值(以下稱為Χ2值)調整到65 78的范圍。Χ2 = 39 X [Mn] +17 X [Ni] +10 X [Cu]... (3) ’上述Χ2值是為了控制金屬組織中所占的殘留Y量而規定的值。即，式(3)’中， Mn、Ni、Cu均是為了使奧氏體穩定化而發揮作用的元素，通過適當控制其含量，能夠抑制奧氏體發生馬氏體相變，能夠確保殘留Y的殘存量。而且，在生成的殘留Y固定鋼中的固溶N，能夠改善應變時效特性。還有，各元素的系數是通過反復進行了各種實驗而決定的。
制造各種使上述X2的值變化的厚鋼板，調查它們的物性時發現，如果將X2值調整到65 78的范圍，則不會使厚鋼板的韌性劣化，而能夠改善應變時效特性。即，若上述X2值超過78，則元素的添加量變多，因此由于固溶硬化導致強度變得過高，韌性劣化。因此上述X2值為78以下，優選為75以下，更優選為73以下。但是，若上述X2值低于65，則殘留Y不穩定，不能抑制其發生馬氏體相變，因此殘留Y量減少。若殘留Y量減少，則不能固定固溶N，因此應變時效特性劣化。因此上述X2值為65以上，優選為67以上，更優選為70以上。本發明的厚鋼板的母相組織(主體組織)沒有特別限定，例如為鐵素體和貝氏體或其混合組織即可。如上，為了改善厚鋼板的韌性和應變時效特性，重要的是使Ti量和N量的含有平衡最佳化，另外使金屬組織之中M-A相變生成物的平均當量圓直徑為規定值以下，并且將殘留Y的殘存量控制在規定的范圍，但也需要適當地控制厚鋼板的成分組成。
其次，對于本發明的厚鋼板的成分組成進行說明。[C :0· 02 O. 06% ]C是用于確保厚鋼板的強度所不能欠缺的元素。因此C量為O. 02%以上，優選為O. 03%以上，更優選為O. 04%以上。但是，若C量過剩，則M-A相變生成物粗大化，韌性劣化。另外若C量過剩，則幾乎不含殘留Y的硬質的島狀馬氏體大量生成，因此強度變得過高，韌性劣化。此外，因為固溶C量増加，所以應變時效特性惡化。因此C量為O. 06%以下，優選為O. 05%以下，更優選為O. 045%以下。[Si :0· 5% 以下(不含 0% )]Si在用于確保厚鋼板的強度，并且使M-A相變生成物生成上是有用的元素。為了有效地發揮這樣的效果，優選使Si含有O. 01 %以上。Si量更優選為O. I %以上，進ー步優選為0.2%以上。但是，若Si量過剩，則幾乎不含殘留Y的硬質的島狀馬氏體大量生成，招致韌性的劣化。因此Si量為O. 5%以下，優選為O. 4%以下，更優選為O. 35%以下。[Mn :I. 15 I. 6% ]Mn使淬火性提高，是用于確保厚鋼板的強度所需要的元素。因此Mn量為1.15%以上，優選為1.2%以上，更優選為1.3%以上。但是若Mn量過剩，則殘留Y大量生成，韌性和應變時效特性劣化。因此Mn量為I. 6%以下，優選為I. 55%以下，更優選為I. 5%以下。[N :0· 002 O. 009% ]N通過與Ti結合而形成微細的氮化物，是具有使鋼中的固溶N固定化作用的元素。另外，微細的氮化物還能夠期待的作用是，在焊接時抑制奧氏體晶粒的粗大化，使焊接熱影響部(HAZ)的韌性提高。因此N量為O. 002%以上，優選為O. 0030%以上，更優選為O. 0040%以上。但是若N量過剩，則固溶N量増大，應變時效特性劣化。另外若粗大的TiN生成，則韌性也劣化。因此N量為O. 009%以下，優選為O. 007%以下，更優選為O. 0060%以下。[Ti :0· 005 O. 03% ]Ti與N結合而形成微細的氮化物，是具有固定N的作用的元素。另外，微細的氮化物也發揮著提高HAZ韌性的作用。因此Ti量為O. 005%以上，優選為O. 01 %以上，更優選為O. 015%以上。但是若Ti量過剩，則殘留Y大量生成，韌性和應變時效特性劣化。因此Ti量為O. 03%以下，優選為O. 025%以下，更優選為O. 02%以下。本發明的厚鋼板，含有上述各成分作為必須成分，此外還需要含有從Nb、Ni和Cu構成的群中選出的2種以上的元素。Nb、Ni和Cu均是提高淬火性而提高厚鋼板的強度的元素，只添加I種時，M-A相變生成物粗大化，或殘留Y難以生成，因此韌性或應變時效韌性之中至少一方的特性劣化。[Nb :0· 03% 以下(不含 0% )]Nb容易使貝氏體相變發生，而且還具有使微細的M-A相變生成物増加的作用。為了有效地發揮這樣的作用，Nb量優選為O. 01%以上，更優選為O. 013%以上，進ー步優選不O. 015%以上。但是若Nb過剩地含有，則M-A相變生成物過度增加而粗大化，韌性和應變時效特性劣化。另外，由于粗大的Nb碳氮化物析出，也導致韌性和應變時效特性劣化。因此Nb量為O. 03%以下，優選為O. 025%以下，更優選為O. 020%以下。 [Ni :1% 以下(不含 0% )]Ni使馬氏體相變難以發生，是具有使預期量的殘留Y殘存作用元素。為了有效地發揮這樣的作用，優選Ni量含有O. 2%以上。Ni量更優選為O. 3%以上，進ー步優選為O. 5%以上。但是，若Ni過剩地含有，則M-A相變生成物增加而粗大化，另外殘留Y也大量生成，因此韌性劣化。因此Ni量為I %以下，優選為O. 90%以下，更優選為O. 8%以下。[Cu :0· 35 % 以下(不含 O % )]Cu使馬氏體相變難以發生，是具有使預期量的殘留Y殘存作用的元素。為了有效地發揮這樣的作用，優選Cu量含有O. 05%以上。Cu量更優選為O. I %以上，進ー步優選為0.2%以上。但是，若作為強化元素的Cu過剩地含有，則材料強度過高，因此韌性劣化。因此Cu量為O. 35%以下，優選為O. 34%以下，更優選O. 33%以下。本發明的厚鋼板的成分組成如上，余量成分為鐵和不可避免的雜質。作為不可避免的雜質，允許根據原料、物資、制造設備等的狀況而混入的微量元素(例如，As、Sb、Sn
坐^
寸ノ ο本發明涉及厚鋼板，在該領域中所謂厚鋼板，如JIS定義的，一般是指板厚為3. Omm以上的鋼板。本發明的厚鋼板，特別是即使板厚為75 100mm，韌性和應變時效特性也優異。例如，在上述專利文獻3中，通過控制粗軋時的累積壓下率和終軋時的累積相當塑性應變量，來調整晶粒的平均粒徑。但是，在板厚為75 IOOmm左右的極厚鋼板中，通過軋制條件控制晶粒直徑非常困難。本發明的厚鋼板的，適合作為海洋結構物的原材使用，除此以外還能夠作為壓カ容器和儲罐的原材使用。制造本發明的厚鋼板時，將遵循常規方法熔煉而得到的滿足上述成分組成的鋼加熱到例如1000 1200°C之后進行熱軋，在700 750°C的溫度范圍進行終軋，軋制結束后，使冷卻停止溫度為350 450°C而進行冷卻，并且使700 450°C的溫度范圍的平均冷卻速度為3. O 6. (TC /秒即可。該方法的各條件的范圍設定理由如下。滿足上述成分組成的鋼(板坯)遵循常規方法熔煉制作即可。但是，若鋼中生成粗大的TiN則韌性劣化，因此，優選例如使1500 1100°C的溫度范圍的平均冷卻速度為O. I 2. (TC /秒而進行冷卻，以提高凝固時的冷卻速度，抑制粗大的TiN的生成。
滿足上述成分組成的鋼(板坯)，在通常的溫度范圍加熱之后進行熱軋即可，該溫度范圍沒有特別限定，但優選例如為1000 1200°C。通過使加熱溫度為1000 1200°C，能夠使鋼中充分生成TiN，因此能夠將鋼中的固溶N量降低至O. 0020%以下。其結果是能夠進ー步改善應變時效特性。加熱溫度優選為1050°C以上，優選為1150°C以下。加熱的上述鋼需要使終軋溫度為700 750°C而進行熱軋。通過在該溫度范圍進行終軋，能夠使金屬組織微細化，隨之而來的是能夠使M-A相變生成物微細化。其結果是能夠改善韌性。另外，若終軋溫度低于700で，則軋制負荷變大，因此終軋容易發生裂。因此終軋溫度為700°C以上，優選為710°C以上。另ー方面，終軋溫度優選為740°C以下，更優選為730°C以下。軋制結束后，需要使冷卻停止溫度為350 450°C而進行冷卻。若冷卻停止溫度超過450°C，則滲碳體大量析出，因此殘留Y的殘存量減少，不能改善應變時效特性。因此冷 卻停止溫度為450°C以下，優選為440°C以下，更優選為430°C以下。但是若冷卻停止溫度低于350°C，則馬氏體相變發生，因此殘留Y的殘存量減少，不能改善應變時效特性。因此冷卻停止溫度為350°C以上，優選為360°C以上，更優選為370°C以上。軋制結束后的冷卻，需要使700 450°C的溫度范圍的平均冷卻速度為3. O 6. (TC /秒。若該溫度范圍的平均冷卻速度低于3. (TC /秒，則M-A相變生成物量減少，因此殘留Y的殘存量變少，應變時效特性劣化。因此平均冷卻速度為3. (TC /秒以上，優選為3. 2°C /秒以上，更優選為3. 4°C /秒以上。但是若平均冷卻速度超過6. (TC /秒，則馬氏體相變容易發生，因此殘留Y的殘存量變少，應變時效特性劣化。因此平均冷卻速度為6. (TC /秒以下，優選為5. 5°C /秒以下，更優選為5. (TC /秒以下。如此得到的厚鋼板，韌性優異，而且應變時效造成的韌性劣化降低。以下，列舉實施例更具體地說明本發明，但本發明當然不受下述實施例限制，在符合前/后述的宗_的范圍內也可以適當加以變更實施，這些均包含在本發明的技術的范圍內。實施例熔煉滿足下述表I所示持成分組成(余量為鐵和不可避免的雜質)鋼，使1500 1100°c的溫度范圍的平均冷卻速度約為O. 3°C /秒而進行冷卻，得到板坯。將得到的板坯(鋼)加熱至下述表2或表3所示的溫度，進行熱軋。終軋溫度顯示在下述表2或表3中。軋制結束后，進行冷卻至下述表2或表3所示的冷卻停止溫度，制造下述表2或表3所示的厚度的鋼板。在下述表I中，分別顯示基于表I所示的成分組成計算出的上述式(I)中間的值([Ti]/[N])、上述式⑵的中間的值(XI值)、上述式(3)的中間的值(X2值)。另外，在下述表2或表3中，顯示700 450°C的溫度范圍的平均冷卻速度。按以下步驟觀察所得到的鋼板的金屬組織，計算M-A相變生成物的平均當量圓直徑和殘留Y的體積分率。[M-A相變生成物的平均當量圓直徑的計算]沿軋制方向切斷所得到的鋼板，對該切斷面的t/4(t為板厚)位置進行LePera腐蝕后，拍攝光學顯微鏡照片。觀察倍率為1000倍，觀察視野為50 μ mX 50 μ m，視野數為10個視野。以圖像分析裝置(Media Cybernetics制“ Image-Pro Plus”)處理拍攝的照片，由此計算在觀察視野內確認到的M-A相變生成物的各個當量圓直徑，計算其算木平均(相加平均)。計算出的M-A相變生成物的平均當量圓直徑顯示在下述表2或表3中。[殘留Y的體積分率的算出]從所得到的鋼板的t/4(t為板厚)位置切下試驗片，對其進行鏡面研磨，以利用X射線衍射的Rietveld法，根據α-Fe (200)面和Y-Fe (200)面的峰值強度比，計算理論強度比，計算殘留Y的體積分率。作為X射線衍射裝置，使用理學電氣制的“ RAD-RU300”，作為靶使用Co，靶功率輸出為40kV，200mA，進行X射線衍射。計算出的殘留Y的體積分率顯示在下述表2或表3中。還有，在下述表2、表3中，顯示以掃描型電子顯微鏡觀察鋼板的母相組織(主體組織)的結果。在下述表2、表3中，α意思是鐵素體，在80面積％以上，B意思是貝氏體，在80面積％以上，a +B意思是鐵素體和貝氏體的混合組織。
接著，按以下步驟測量所得到的鋼板所含的固溶N量。[固溶N量的測量]得到的鋼板中所含的固溶N量，由電解提取法測量。電解提取，作為電解液，使用在甲醇IOOcc中含有こ酰丙酮IOcc和四甲基氯化銨Ig的溶液，在常溫下以10mA/cm2以下的電流進行。使用孔徑O. Iym的過濾器對于電解提取后的電解液進行過濾，通過感應耦合等離子體(ICP)發光分析，定量殘留在過濾器中的提取殘渣中的N量。從厚鋼板中所含的全部N量中，減去上述提取殘渣中的N量，將所得值作為固溶N量。測量結果顯示在下述表2或表3中。接著，評價所得到的鋼板的抗拉強度、韌性、應變時效特性。[抗拉強度的評價]從得到的鋼板的t/4 (t為板厚)位置，使試驗片的縱長方向為鋼板的板寬方向(C方向)而提取JIS 4號試驗片。使用得到的試驗片進行拉伸試驗，測量抗拉強度。測量結果顯示在下述表2或表3中。在本實施例中，抗拉強度為450 550MPa的范圍的評價為高 強度(發明例)。[韌性的評價]從得到的鋼板的t/4 (t為板厚)位置，使試驗片的縱長方向為鋼板的軋制方向(L方向)，如此提取Jis Z2242所規定的V切ロ標準試驗片。使用得到的試驗片，以各種溫度進行擺錘沖擊試驗(沖擊刀刃半徑為2mm)，將斷面的脆性斷面率為50%的溫度作為斷裂轉變溫度(vTrs)進行測量。測量結果顯示在下述表2或表3中。在本實施例中，vTrs為-85°C以下的評價為韌性優異(發明例)。[應變時效特性的評價]對得到的鋼板賦予8%的應變后，以250°C實施I小時的時效處理。其后，以與上述韌性的評價相同的條件提取試驗片。使用得取的試驗片以各種溫度進行擺錘沖擊試驗，測量vTrs。測量結果顯示在下述表2或表3中。在本實施例中，vTrs為-70°C以下的評價為應變時效特性優異(發明例)。由下述表2或表3能夠進行如下考察。No. I 18是滿足本發明所規定的要件的例子，抗拉強度為450 550MPa，且韌性和應變時效特性優異。另ー方面，No. 19 41是不滿足本發明所規定某一要件例子。詳細地說，No. 19、24,28因為終軋溫度過高，所以M-A相變生成物粗大化，韌性劣化。No. 20,23,30因為平均冷卻速度過大，所以殘留Y的殘存量變少，應變時效特性劣化。No. 21和26因為平均冷卻速度過小，所以殘留Y的殘存量變少，應變時效特性劣化。No. 22、27、31因為冷卻停止溫度過低，所以馬氏體相變發生，殘留Y的殘存量變少。因此不能改善應變時效特性。No. 25和29因為冷卻停止溫度過高，所以滲碳體大量生成，殘留Y的殘存量變少。因此不能改善應變時效特性。No. 32是C量過多的例子，因為M-A相變生成物粗大化，所以韌性劣化。另外，由于幾乎不含殘留Y的硬質的島狀馬氏體大量生成，導致抗拉強度過高，韌性劣化。此此因為固溶C量増加，所以應變時效特性也惡化。No. 33是上述Xl值超過本發明所規定范圍的例子，因為M-A相變生成物粗大化，所以韌性劣化。另外，Ti和N的關系低于上式(I)的下限值，因此固溶N量過剩，應變時效特性劣化。No. 34是C量和Mn量過少的例子，因此強度降低。還有，在No. 34中，因為對應變時效特性造成影響的C量少，所以應變時效特性良好。
No.35因為N量過剩，Ti與N的關系低于上式(I)的下限值，所以固溶N量變多，應變時效特性劣化。No. 36因為Mn量和Ti量過剩，而且Ti和N的關系超過上式(I)的上限值，所以殘留Y大量殘存，韌性和應變時效特性劣化。No. 37因為Nb量過剩，所以M-A相變生成物粗大化，韌性和應變時效特性劣化。No. 38因為Ni量過剩，所以M-A相變生成物粗大化，另外殘留Y大量殘存，因此韌性劣化。No. 39因為上述X2值超過本發明所規定的范圍，所以強度過高，韌性劣化。No. 40是Nb、Ni和Cu構成的元素群之中單獨含有Nb例子，因為不含Ni或Cu的至少一方，所以馬氏體相變容易發生，殘留Y量少。因此韌性和應變時效特性劣化。No. 41是在Nb、Ni和Cu構成的元素群之中單獨含有Ni的例子，因為不含Nb或Cu的至少一方，所以M-A相變生成物粗大化。因此韌性和應變時效特性劣化。表I
權利要求
1.ー種韌性和應變時效特性優異的厚鋼板，其特征在于，以質量％計含有C :0. 02 O.06%, Si 0. 5% 以下但不含 0%、Mn 1. 15 I. 6%、N 0. 002 O. 009%, Ti 0. 005 O.03%，還含有從Nb :0. 03%以下但不含0%、Ni :1%以下但不含0%和Cu :0. 35%以下但不含0%中選出的2種以上的元素，余量是鐵和不可避免的雜質，其中， 化學成分滿足下述式(I) 式(3)， 在金屬組織中，馬氏體和殘留奧氏體的混合物的平均當量圓直徑為2. Oym以下但不含Ομπι，并且殘留奧氏體的體積分率為O. 5 4. 0%，< 2.O ^ [Ti]/[N] く 5. O··· (I)5. 3 ^ 7X [Si]+2X [Ni]+ [Mn]+12X (5X [Nb] +3X [Ti]) く 7. I... (2)65 彡 39 X [Mn]+17 X [Ni]+10 X [Cu] く 78... (3) 在上式中，[]表示厚鋼板中的各元素的質量百分比含量。
2.根據權利要求I所述的厚鋼板，其中，以質量％計固溶N量為O.0020%以下且含0%。
3.根據權利要求I或2所述的厚鋼板，其中，所述厚鋼板的厚度為75 100mm。
4.ー種韌性和應變時效特性優異的厚鋼板的制造方法，其特征在于，對滿足權利要求I所述的成分組成的鋼進行熱軋，在700 750°C的溫度范圍進行終軋，在軋制結束后，使冷卻停止溫度為350 450°C而進行冷卻，并且使700 450°C的溫度范圍的平均冷卻速度為3.O 6. (TC / 秒。
5.根據權利要求4所述的制造方法，其中，將所述鋼加熱至1000 1200°C之后進行所述熱軋。
全文摘要
本發明提供一種維持作為海洋結構物等的原材所要求的強度，同時韌性和應變時效特性還優異的厚鋼板，其含有C、Si、Mn、N、Ti，還含有從Nb、Ni和Cu構成的群中選出的2種以上，余量由鐵和不可避免的雜質構成，化學成分滿足下式(1)～式(3)，金屬組織為，馬氏體和殘留奧氏體的混合物的平均當量圓直徑為2.0μm以下(不含0μm)，且殘留奧氏體的體積分率為0.5～4.0％。下式中，[]表示厚鋼板中的各元素含量(質量％)。2.0≤[Ti]/[N]≤5.0…(1)5.3≤7×[Si]+2×[Ni]+[Mn]+12×(5×[Nb]+3×[Ti])≤7.1…(2)65≤39×[Mn]+17×[Ni]+10×[Cu]≤78…(3)。
文檔編號C21D8/02GK102690989SQ201210065768
公開日2012年9月26日 申請日期2012年3月13日 優先權日2011年3月22日
發明者三大寺悠介, 田村榮一, 谷德孝 申請人:株式會社神戶制鋼所