本发明专利技术的厚壁高强度钢板的制造方法如下：连续铸造板坯含有以质量％计为Ｃ：０．０５～０．１２％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１～２％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｂ：０．０００３～０．００３％、Ｖ：０．０１～０．１５％、Ａｌ：０．００１～０．１％、Ｔｉ：０．００５～０．０２％、Ｎ：０．００２～０．０１％及Ｏ：０．００４％以下，作为剩余部分，含有铁及不可避免的杂质；将上述连续铸造板坯冷却到等于或低于Ａｒ↓［３］－２００℃后，再加热到９５０～１１００℃，然后，在９００℃以上对连续铸造板坯进行累积压下量为３０％以上的粗轧，然后，在将精轧开始温度及精轧结束温度均设为下式｛－０．５×（板坯加热温度（℃））＋１３２５｝（℃）表示的温度以下的条件下进行７００℃以上且累积压下量为５０％以上的精轧，制成轧制原板，然后，利用加速冷却，将轧制原板冷却到５００℃以下，制成钢板，所述连续铸造板坯中，固溶在相变前的奥氏体坯料中的Ｂ量｛有效Ｂ量：Ｂｅｆ（％）｝的计算值为０％以下，碳当量Ｃｅｑ满足０．３２～０．４２％的范围。
【技术实现步骤摘要】
【国外来华专利技术】
本专利技术涉及脆性破坏传播停止特性与在大线能量焊接(high heat input welding)下的热影响部(Heat Affected Zone:以下有时称为HAZ)的韧性 优异的厚壁高强度钢板的制造方法、以及脆性破坏传播停止特性与大线能 量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板。本专利技术的厚壁高强度钢板主 要用于大型集装箱船等船舶，也可用于建筑、桥梁、罐(tank)及海洋结构 物等其他焊接结构物。本申请要求于2007年12月6日申请的日本国专利申请第2007-315840 号的优先权，并将其内容援引于此。
技术介绍
作为以船舶为代表的焊接结构物的近年需求，可以举出结构物的大型 化、对于破坏的高安全性、建造中的焊接的高效率化及原料钢材的经济性 等。受到上述趋势，对于用于焊接结构物的钢板，下述要求越来越高，即(l) 较大板厚下的高强度；(2)良好的脆性破坏传播停止特性；(3)良好的大线能 量焊接HAZ韧性；以及(4)低制造成本等。因此，在大型集装箱船等中，开 始使用屈服强度为3卯MPa级(抗拉强度为510MPa级)或460MPa级(抗拉强度 为570MPa级)的船体结构用钢板等。具体而言，如非专利文献l等所示，要求用于大型集装箱船等大型船舶 的钢板同时满足下述要求(1)确保板厚为50 80mm的厚壁钢板(以下有时 称为厚壁材料)的屈服强度为3卯 460MPa级(即抗拉强度为510 570MPa 级)；(2)确保脆性破坏传播停止特性Kca达到6000N/mm"的温度Tkea-6ooo(以 下有时称为停止性指标Tkc^,)S — l(TC; (3)确保焊接线能量为20kJ/mm以 上的焊接部的HAZ韧性(夏比冲击吸收能量)vE(—2(TC)^47J;以及(4)减少 昂贵合金元素(Ni量^l。/。等)。专利文献l是关于面向船舶的厚壁高强度钢板的技术之一例，该专利文献l公开了具有板厚50 80mm、可以部分满足上述要求(l)、 (3)及(4)的技术。 但是，专利文献l所记载的厚壁高强度钢板中，由其实施例的记载可知，并 没有公开可以满足上述要求(2)的技术。另外，非专利文献2中显示，在板厚为65mm的厚壁钢板中，即使用小 型试验片进行的夏比冲击吸收能量为vE(—4(TC)-170J，足够高，在大型破 坏试验中确认的脆性破坏传播停止特性为Tk^6。。fl8X:，不充分(参见非专 利文献2的Fig.7)。这表示，在厚壁钢板中，难以以用小型试验片得到的夏 比冲击吸收能量vE( — 4(TC)为标准来保证在大型破坏试验中所确认的脆性 破坏传播停止特性Tk^6,S—l(TC。 g卩，现有技术难以与用小型试验片进 行的夏比冲击特性相关连来判定面向大型船舶的厚壁高强度钢板所要求的 脆性破坏传播停止特性，如果不通过使用了以ESSO试验(基于WES 3003)为 代表的总厚试验体的大型破坏试验的方法，则无法正确评价。一直以来，已知脆性破坏传播停止特性依赖于板厚，板厚越大，该特 性越差。但是，关于以本专利技术为对象那样的50mm以上的厚壁材料，完全没 有关于该板厚效果的实验数据，并且不明确起因于厚壁化的脆性破坏传播 停止特性差至何程度。但是，在通过TMCP(Thermo Mechanical Control Process,热力学控制 工艺)制造的厚壁钢板中，迄今为止通过添加硼(B)来实现高强度化。作为添 加B得到的效果，可以举出在轧制后的加速冷却中，在奥氏体(Y)晶界偏析 的固溶B可提高相变时的可淬性。在专利文献l中，通过在B中复合添加Nb 来实现高强度化。如专利文献l的实施例所示，其特征在于此时的轧制结束 温度高达930 100(TC,将从再结晶奥氏体(再结晶Y)开始加速冷却作为必 需条件，发挥Nb与B的复合效果，引出高可淬性，由此提高强度。另一方面， 专利文献l中也示出了，在将轧制结束温度设为低于93(TC的未再结晶区域 来进行低温轧制时，虽然韧性能満足，但强度特性无法满足，也难以用Nb-B 复合效果进行高强度化。另外，专利文献1中公开了大线能量焊接HAZ的B利用技术，示出在 0.30 0.38。/。的Ceq下并用因Y中的固溶B得到的晶界铁素体抑制效果(可淬 性提高效果)与因Y中的BN得到的晶粒内铁素体促进效果(可淬性降低效果)的有效性。也就是说，此时，B承担与可淬性相关的相反的两个作用。根据 上述内容对专利文献1的B利用技术进行概括在直接淬火母材与大线能量焊接HAZ中利用因Y中的固溶B得到的可淬性提高效果，同时在大线能量焊 接HAZ中利用因Y中的析出B(此处为BN)得到的可淬性降低效果。另外，本专利技术人等为了提高大线能量焊接HAZ韧性，使在HAZ的冷却 过程中析出到Y中的VN在钉扎粒子(pinning particle)(氧化物、硫化物)中复 合析出，该VN复合粒子作为铁素体相变核发挥作用，将HAZ组织微细化， 从而完成了该专利技术，并公开在专利文献2、 3中。另外，如非专利文献3所示， 普遍已知通过添加V来提高母材强度的效果。如以上所说明，已知通过添加B或V来提高母材强度的效果和提高大线 能量焊接HAZ的韧性的效果。通常，作为提高母材或HAZ的韧性的稀有元素，已知有Ni，从上述(2) 或(3)的观点来看，考虑有效利用Ni。但是，Ni是非常昂贵的元素，其价格 近年显著上升。另外，添加了Ni的钢由于容易产生表面瑕疵，所以有产生 修整工序的问题。因此，关于添加Ni，在上述要求(4)与上述要求(2)及(3)之 间，其利害关系相对立。另外，从上述(l)的观点考虑，如果增加合金添加 量，则碳当量(Ceq)提高，大线能量焊接时的HAZ发生硬化而脆化，所以在 上述要求(1)与上述要求(3)之间，利害关系相对立。进而，从上述(2)的观点 出发，追求TMCP中的相变前Y组织的微细化时，可淬性降低，强度减小， 所以在上述要求(1)与上述要求(2)之间，利害关系相对立。因此，强烈要求开发出同时满足上述利害关系彼此对立的上述(1) (4) 的四个要求的钢板。专利文献l:日本专利第3599556号公报专利文献2:日本特开2005-298900号公报专利文献3:日本特开2007-262508号公报非专利文献l:财团法人日本海事协会"关于YP47钢在大型集装箱船中 的使用指南(大型3乂亍于船OYP 4 7鋼(D使用K関卞3力'4 K，< 乂) " (2008年10月)非专利文献2:日本船舶海洋工学演讲会论文集、2006A-G4-10非专利文献3: CAMP-ISIJ、 6(1993)、 p68
技术实现思路
本专利技术是鉴于上述问题作出的，其目的在于提供能实现下述要求的脆 性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板 的制造方法、及脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高度钢板(1)板厚为50 80mm、屈服强度为3^) 460MPa级且抗拉 强度为51O 570MPa级的厚壁高强度；(2)具有停止性指标1^=6,^ — 10°C 的良好的脆性破坏传播停止特性；(3)即使焊接线能量^20kJ/mm，也具有达 到vE(—20。C)^47J的良好的大线能量焊接HAZ韧性；(勺减少昂贵合金元素 (Ni芸1%等)等得到的低本文档来自技高网...
【技术保护点】
一种脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法，其特征在于，将下述连续铸造板坯冷却至等于或低于Ａｒ３－２００℃后，再加热到９５０～１１００℃，所述连续铸造板以质量％计含有Ｃ：０．０５～０．１２％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１～２％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｂ：０．０００３～０．００３％、Ｖ：０．０１～０．１ ５％、Ａｌ：０．００１～０．１％、Ｔｉ：０．００５～０．０２％、Ｎ：０．００２～０．０１％及Ｏ：０．００４％以下，作为剩余部分，含有铁及不可避免的杂质， 然后，在９００℃以上对所述连续铸造板坯进行累积压下量为３０％以上的粗轧， 然后，在将精轧开始温度及精轧结束温度均设为下式｛－０．５×（板坯加热温度（℃））＋１３２５｝（℃）表示的温度以下的条件下进行７００℃以上且累积压下量为５０％以上的精轧，制成轧制原板， 然后，利用加速冷却，将所述轧制原板冷却到５００℃以下，制成钢板， 所述连续铸造板坯中，固溶在相变前的奥氏体坯料中的Ｂ量的计算值为０％以下，该Ｂ量是作为有效Ｂ量的Ｂｅｆ（％），碳当量Ｃｅｑ满足０．３２～０．４２％的范围， 其中，在将用强脱氧元素脱氧后残留并能被弱脱氧元素Ｔｉ脱氧的残留氧量Ｏ↓［Ｔｉ］（％）设为下述式（１）表示的量时，作为有效Ｂ量的Ｂｅｆ（％）用下述式（２）表示，另外，碳当量Ｃｅｑ（％）由下述式（３）表示，Ａｒ３由下述式（４）表示， Ｏ↓［Ｔｉ］（％）＝Ｏ－０．４Ｃａ－０．６６Ｍｇ－０．１７ＲＥＭ－０．３５Ｚｒ－０．８９Ａｌ （１） 其中，式（１）中，作为不可避免的杂质而处理的成分元素也包含在计算中，Ｂｅｆ（％）＝Ｂ－０．７７｛Ｎ－０．２９（Ｔｉ－２Ｏ↓［Ｔｉ］）｝ （２） 其中，式（２）中，Ｏ↓［Ｔｉ］≤０时，设定Ｏ↓［Ｔｉ］＝０，另外，Ｏ↓［Ｔｉ］＞０时，设定为满足Ｔｉ－２Ｏ↓［Ｔｉ］≥０．００５（％）；进而，Ｎ－０．２９（Ｔｉ－２Ｏ↓［Ｔｉ］）≤０时，设定Ｎ－０．２９（Ｔｉ－２Ｏ↓［Ｔｉ］）＝０，其中，Ｏ↓［Ｔｉ］≤０时，Ｏ↓［Ｔｉ］＝０， Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ （３） Ａｒ↓［３］（℃）＝（９１０－３１０Ｃ－８０Ｍｎ－２０Ｃｕ－５５Ｎｉ－８０Ｍｏ） （４）。...
【技术特征摘要】
【国外来华专利技术】...
【专利技术属性】
技术研发人员：儿岛明彦，田中洋一，白幡浩幸，中岛清孝，长井嘉秀，
申请(专利权)人：新日本制铁株式会社，
类型：发明
国别省市：JP[日本]
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