專利名稱:焊接接頭的低溫韌性優異的鋼板的制作方法
技術領域：
本發明涉及一種焊接接頭部(大熱量輸入焊接時的焊接線附近，小熱量輸入焊接時的二相域加熱部等)的低溫韌性優異的鋼板(特指厚板)。
背景技術：
如今，低溫韌性優異的鋼板在各個的領域被廣泛需求。例如，在儲藏液化石油氣(LPG)和液化銨的低溫用容器等中，為了氣體的液化，而在-60℃左右的低溫下使用，在如此的低溫下也要求其韌性良好。特別是因為焊接接頭由焊接熱量所致的微觀組織變化而導致韌性易于劣化，所以強烈地需求焊接接頭的低溫韌性優異的鋼板。
例如，通過調整鋼板的化學成分來進行對焊接接頭的低溫韌性的改善(特開昭54-19412號公報等)。即在特開昭54-19412號公報中，其著眼于若在焊接接頭生成島狀馬氏體，則因為此島狀馬氏體是濃縮了相當的C的硬質相而成為破壞的起點，所以提出了以降低該島狀馬氏體為目的，而降低鋼材(母材)的C含量。不過，在通過化學成分的調整產生低溫韌性效果之外，還進一步要求低溫韌性的改善。例如，在焊接時被加熱到大約1400℃的高溫區域(大熱量輸入焊接時的熱影響部分(以下有時稱為HAZ)等)中，因為晶粒粗大化而使低溫韌性劣化，所以要求進一步改善低溫韌性。
因此在特開平9-165656號公報中，通過使析出物(TiN等)細微分散來抑制在HAZ的晶粒的粗大化。不過，在進行大熱量輸入焊接時，與所述HAZ部相比形成高溫(1400℃以上)的區域(例如，在大熱量焊接輸入時的焊接線附近等)。并且在進行小熱量輸入焊接時，也有與大熱量輸入焊接HAZ部相比經受低溫的熱過程的區域(例如，小熱量輸入時的焊接線附近。在此區域中，被加熱至Ac1點與Ac3點之間的二相域(以下，稱為二相域加熱部))。在以大熱量輸入焊接的焊接線附近，因為TiN等的析出物固溶，所以無法期待抑制晶粒粗大化的效果。還有，在二相域加熱部，形成鐵素體與奧氏體的平衡狀態，C從此鐵素體轉移至奧氏體中，而在奧氏體中C濃縮，其結果是生成了島狀馬氏體(如此的現象，被稱作二相域脆化)。微細析出物對二相域脆化的防止效果也很小。

發明內容本發明著眼于上述的此類情況，其目的在于，提出一種焊接接頭部(大熱量輸入焊接時的焊接線附近，小熱量輸入焊接時的二相域加熱部等)的低溫韌性優異的鋼板。
本發明者們，為了解決所述課題反復銳意研究的結果，得出如下認識而完成本發明，即著眼于成為脆化的原因的島狀馬氏體，因為不從鋼材(母材)的每部分均一地生成，而是從C的微偏析部生成，所以如果對微偏析部進行積極地控制，則能夠更高度地控制島狀馬氏體的生成，從而能進一步改善焊接接頭的低溫韌性。
即，本發明的焊接接頭的低溫韌性優異的鋼板，其中，具有如下的化學組成設C0.005～0.10％(質量％的意思，以下同)、Si0.7％以下(不含0％)、Mn0.5～2％、Al0.1％以下(不含0％)、Ti0.005～0.03％、及N0.001～0.01％，剩余部為Fe及不可避免的雜質，微觀結構由鐵素體和該鐵素體以外的其他的組織構成，該其他的組織中的平均碳濃度，相對于鋼板整體中的碳濃度為4倍以下。
所述鋼板，此外也可以含有如下Zr0.05％以下(不含0％)、Ca0.005％以下(不含0％)、Mg0.005％以下(不含0％)、REM0.01％以下(不含0％)、B0.005％以下(不含0％)、Ni0.5％以下(不含0％)、Cu0.5％以下(不含0％)、Cr0.5％以下(不含0％)、Mo0.5％以下(不含0％)、V0.1％以下(不含0％)、Nb0.05％以下(不含0％)等。
本發明的鋼板，因為不僅形成所規定的化學成分，鐵素體以外的其他的組織中的平均碳濃度，相對于在鋼板整體中的碳濃度為4倍以下，所以焊接接頭的低溫韌性優異。
具體實施方式本發明的鋼板，其微觀結構由鐵素體和該鐵素體以外的其他的組織(以下稱第二相)所構成。作為第二相，可以例舉例如貝氏體、珠光體、島狀馬氏體等。并且第二相可以是一個的組織，但也可以由多個的組織構成。通常是珠光體。
而在本發明的鋼板中，相對于在鋼板整體(母材)中的碳濃度，所述第二相中的平均碳濃度(在第二相由多個的組織構成時，是加權平均的意思)，被抑制得極低。第二相含有在焊接時實質上最容易使島狀馬氏體生成的C的微偏析部，通過將此第二相的平均碳濃度抑制得極低，能夠極其高度地控制島狀馬氏體的生成。因此在焊接接頭部(大熱量輸入焊接時的焊接線附近，小熱量輸入焊接時的二相域加熱部等)的低溫韌性良好。具體來說，第二相中的平均碳濃度，相對于鋼板整體(母材)的碳濃度，在4倍以下，優選為3.5倍以下，進一步優選為3.0倍以下，最優選為2.5倍以下。還有，所述平均碳濃度的下限未做特別地限制，但通常在0.5倍以上(例如為1.0倍以上，最好為1.5倍以上)左右。
第2相的面積率，例如為1～30％左右，優選為5～20％左右，進一步優選7～15％左右。
并且本發明的鋼板，含有C0.005～0.10％(質量％的意思，以下同)、Si0.7％以下(不含0％)、Mn0.5～2％、Al0.1％以下(不含0％)、Ti0.005～0.03％、及N0.001～0.01％。
各成分的限定理由如下所述。
CC作為島狀馬氏體的生成原因使焊接接頭部的低溫韌性劣化。因此，C設為0.10％以下，優選為0.09％以下，進一步優選為0.08％以下。不過若C過少，則鋼板的強度過于降低。因此，C設為0.005％以上，優選為0.01％以上，進一步優選為0.03％以上。
SiSi若過量則使島狀馬氏體增加，使焊接接頭部的低溫韌性劣化。因此，Si設為0.7％以下，優選為0.5％以下，進一步優選為0.3％以下，最優選0.24％以下。并且，因為Si用于鋼液的脫氧，所以必然殘留于鋼中。并且也能夠有效地提高鋼板的強度。Si設為0.10％以上，優選為0.05％以上，也可以進一步優選為0.15％以上。
MnMn對提高淬火性，提高鋼板的強度有效。因此，Mn設為0.5％以上，優選為0.7％以上，進一步優選為1.0％以上。不過，若Mn過量，則使島狀馬氏體增加，從而使焊接接頭部的低溫韌性劣化。因此，Mn設為2％以下，優選為1.8％以下，進一步優選為1.6％以下。
AlAl若過量，則母材的韌性劣化。因此，Al設為0.1％以下，優選為0.08％以下，進一步優選為0.06％以下。另一方面，因為Al多作為脫氧劑而使用，所以是在鋼水的調整過程中必然混入的元素。并且，因為Al形成AlN系析出物，所以能夠有效地提高大熱量輸入焊接時的HAZ韌性。在通過Al使HAZ韌性的提高效果有效地發揮時，推薦Al設為例如0.01％以上，優選為0.02％以上。
TiTi形成TiN系析出物，可以有效提高大熱量輸入焊接時的HAZ韌性。因此，Ti設為0.005％以上，優選為0.007％以上，進一步優選為0.010％以上。不過，若Ti過量，則母材的韌性劣化。因此，Ti設為0.03％以下，優選為0.025％以下，進一步優選為0.020％以下。
NN與Ti和Al等的元素形成氮化物，可以有效地提高大熱量輸入焊接時的HAZ韌性。因此，N設為0.001％以上，優選為0.002％以上，進一步優選為0.003％以上。另一方面，若N過量，則使母材的韌性劣化。因此，N設為0.01％以下，優選為0.008％以下，進一步優選為0.006％以下。
本發明的鋼板，也可以含有根據需要而在所述必須元素以外追加的其他的元素等，例如析出物形成元素“Zr0.05％以下(不含0％)、Ca0.005％以下(不含0％)、Mg0.005％以下(不含0％)、及REM0.01％以下(不含0％)等”；韌性提高元素“B0.005％以下(不含0％)、Ni0.5％以下(不含0％)等”；強度提高元素“Cu0.5％以下(不含0％)、Cr0.5％以下(不含0％)、Mo0.5％以下(不含0％)、V0.1％以下(不含0％)、Nb0.05％以下(不含0％)等”。
析出物形成元素Zr、Ca、Mg、REM等Zr與所述Ti同樣的形成氮化物，可以有效地提高大熱量輸入焊接時的HAZ韌性。Zr的添加量的下限沒有特別地限定，但在積極期待所述作用效果時，推薦為，例如，設為0.0003％以上，優選為0.0005％以上，進一步優選為0.0010％以上。另一方面，若Zr過量，則導致凈度的低下。因此，Zr設為0.05％以下，優選為0.005％以下，進一步優選為0.003％以下。
Ca、Mg、及REM(稀土族元素)，形成氧化物、硫化物、硫氧化物等，可以有效地防止HAZ的結晶粒的粗大化。并且，對減輕母材的各向異性也有效。Ca、Mg、及REM的添加量的下限未作特別限定，但在積極期待所述作用效果時，推薦為，例如，Ca設為0.0005％以上(優選為0.0010％以上)，Mg設為0.0005％以上(優選為0.0010％以上)，REM設為0.0005％(優選為0.0010％以上)。另一方面，若此Ca、Mg、及REM過量則凈度低下。因此，Ca設為0.005％以下(優選為0.003％以下)，Mg設為0.005％以下(優選為0.003％以下)，REM設為0.01％以下(優選為0.005％以下，最優選0.003％以下)。
上述析出物形成元素，可以單獨添加，也可以多組復合而添加。
韌性提高元素B、Ni等B生成BN，由其固定對HAZ有害的固溶N，具有控制晶界鐵素體的生成的作用。B的添加量的下限未作特別限定，但在積極期待所述作用效果時，推薦為，例如設為0.0003％以上，優選為0.0005％以上，進一步優選為0.0010％以上。另～方面，若B過量則大熱量輸入焊接HAZ韌性劣化。因此，B設為0.005％以下，優選為0.004％以下，進一步優選為0.003％以下。
Ni可以有效地使韌性提高。Ni的添加量的下限未作特別限定，但在積極期待所述作用效果時，推薦為，例如，設為0.01％以上，優選為0.05％以上，進一步優選為0.1％以上。另一方面，若Ni過量則易于發生麻點。因此，Ni設為0.5％以下，優選為0.4％以下。
上述韌性提高元素，可以單獨添加，也可以多組復合而添加。
強度提高元素Cu、Cr、Mo、V、Nb等
Cu是對固溶強化及析出強化的強度上升有效的元素。Cu的添加量的下限未作特別限定，但在積極期待所述作用效果時，例如，設為0.01％以上，優選為0.05％以上，進一步優選為0.10％以上。另一方面，若Cu過量則熱加工性劣化，裂紋易于進入鋼板表面。因此，Cu設為0.5％以下，優選為0.4％以下，進一步優選為0.3％以下。
Cr和Mo任一均在提升母材的強度方面有效。Cr和Mo的添加量的下限未作特別限定，但在積極期待所述作用效果時，推薦為，Cr例如設為0.05％以上(優選為0.10％以上)，Mo例如設為0.01％以上(優選為0.05％以上)。另一方面，若Cr和Mo過量，則易于使大熱量輸入焊接HAZ韌性劣化。因此，Cr設為0.5％以下(優選為0.3％以下)，Mo設為0.5％以下(優選為0.3％以下)。
V和Nb任一均是由析出強化而使強度上升的元素。V和Nb的添加量的下限未作特別限定，但在積極期待所述作用效果時，推薦為，V例如設為0.005％以上(優選為0.010％以上，進一步優選0.02％以上)，Nb例如設為0.001％以上(優選為0.005％以上)。另一方面，若V和Nb過量，則側易于使大熱量輸入焊接HAZ韌性劣化。因此，V設為0.1％以下(優選為0.07％以下，進一步優選0.05％以下)，Nb設為0.05％以下(優選為0.035％以下，進一步優選0.02％以下)。
上述強度提高元素，可以單獨添加，也可以多組復合而添加。
剩余部可以是Fe及不可避免的雜質。并且，作為不可避免的雜質，例如可例舉P和S等。此P和S可以積極地降低。例如，P可以設為0.02％以下(不含0％)。若P過量則可焊性劣化。優選P為0.015％以下，最優選0.013％以下。還有，P也可以設為0.001％以上(特別為0.005％以上)左右。
并且，S也可以設為0.01％以下(不含0％)。若S過量，則硫化物系夾雜物增多，鋼板的耐氫致破裂易于產生。優選S為0.007％以下，特別優選為0.005％以下。并且S也可以為0.0001％以上(特別為0.0005％以上)左右。
本發明有益于在所謂厚板應用。板厚例如為7mm以上(優選為10mm以上)左右。還有，板厚的上限未作特別限定，但通常為50mm以下(特別為30mm以下)左右。
本發明優選抗拉強度優異的鋼板，例如為350MPa以上左右(優選為400MPa以上左右)。還有，抗拉強度的上限未作特別限定，但通常為650MPa以下(特別為610MPa以下)左右。
本發明的鋼板能夠根據如下方式制造將調整為規定成分的鋼坯加熱至溫度900～1200℃左右，進行熱軋(軋制最終溫度為700～850℃)之后，以與通常相比極其急速地進行冷卻。如果急速地冷卻，則能夠防止在軋制后C對第二相的濃縮。
實施例以下，列舉實施例更為具體地說明本發明，但是本發明并不受下述實施例的限制，凡在符合前·后所述的宗旨而得到的范圍內，當然都可以進行適度變更，其全都包含于本發明的技術的范圍內。
接下來，對以下述實施例所得到的鋼板做如下評價。
“第二相的C濃度”切出與在深度t/4的位置(t為鋼板的厚度)的軋制方向平行的剖面進行研磨。以X射線顯微分析器(EPMA日本電子制“JCMA-7331”)分析此剖面(加速電壓15kV、倍率1000倍、顯微鏡有效視場直徑10)，據此求得第二相中的C濃度(質量％)。
“大熱量輸入焊接時的焊接線附近的低溫接頭韌性”以加熱溫度1400℃、800～500℃的冷卻時間(Tc)100秒的熱循環處理鋼板，測定在溫度-60℃的擺錘吸收能量(V槽)。并且所述熱循環，設想為在焊接熱輸入8kJ/mm的FAB焊接(FAB為神戶制鋼所株式會社的注冊商標)的焊接線附近的熱循環。
“小熱量輸入焊接時的二相域加熱部的低溫接頭韌性”以加熱溫度1400℃、800～500℃的冷卻時間(Tc)15秒的熱循環處理鋼板之后，以加熱溫度800℃、800～500℃的冷卻時間(Tc)15秒的熱循環處理鋼板。接著測定在溫度-60℃的擺錘吸收能量(V槽)。并且所述熱循環，設想為在焊接熱輸入2kJ/mm的CO2焊接中，在被認為是最脆化的焊接線附近的二相域加熱部。在上述二相域加熱部，易于施加如上所述的雙重熱循環。
實施例1
對含有C0.08％、Si0.15％、Mn1.50％、P0.009％、S0.002％、Al0.038％、Ti0.014％、N0.0046％的鋼坯(鋼種符號A；剩余部為Fe及不可避免的雜質)，以下述表1所示的各種的條件軋制至規定的板厚。
由下述表1表示所得到的鋼板的評價結果。
表1
從表1可知，在No.7的例子，因為第二相中的C的濃度過高，所以在大熱量輸入焊接時的焊接線附近的低溫接頭韌性差。在相對于此的No.1～6的例子中，因為第二相中的C濃度適當，所以在大熱量輸入焊接時的焊接線附近的低溫接頭韌性優異。
實施例2熔煉與實施例1同樣的成分的鋼材(鋼種A)及下述表2所示的成分的鋼材，以下述表3所示的各種的條件軋制至規定的板厚。
由下述表3表示所得到的鋼板的評價結果。
表2
表3
從表2及表3可知，在No.17～21的例子中，因為第二相中的C的濃度過高，所以在大熱量輸入焊接時的焊接線附近的低溫接頭韌性差，并且小熱量輸入焊接時的二相域加熱部的低溫韌性也差。相對于此，在No.8～16的例子中，因為第二相中的C濃度適當，所以在大熱量輸入焊接時的焊接線附近及小熱量輸入焊接時的二相域加熱部的低溫韌性優異。
本發明的鋼板在焊接接頭(大熱量輸入焊接時的焊接線附近，小熱量輸入焊接時的二相域加熱部等)的低溫韌性優異。因此，要求低溫韌性的各種的鋼板能有效地利用于，例如，使用于儲藏液化石油氣(LPG)和液化銨的低溫用容器的鋼板等。
權利要求
1.一種鋼板，其特征在于，具有由如下構成的化學組成C0.005～0.10％、Si0.7％以下且不含0％、Mn0.5～2％、Al0.1％以下且不含0％、Ti0.005～0.03％、及N0.001～0.01％，剩余部為Fe及不可避免的雜質；微觀組織由鐵素體和該鐵素體以外的其他的組織構成；該其他的組織中的平均碳濃度，相對于鋼板整體的碳濃度為4倍以下；其中，％是質量％的意思，下同。
2.根據權利要求
1記載的鋼板，其特征在于，還含有從如下任選的至少1種Zr0.05％以下且不含0％，Ca0.005％以下且不含0％、Mg0.005％以下且不含0％、及REM0.01％以下且不含0％。
3.根據權利要求
1記載的鋼板，其特征在于，還含有從如下任選的至少1種B0.005％以下且不含0％、及Ni0.5％以下且不含0％。
4.根據權利要求
1記載的鋼板，其特征在于，還含有從如下任選的至少1種Cu0.5％以下且不含0％、Cr0.5％以下且不含0％、Mo0.5％以下且不含0％、V0.1％以下且不含0％、及Nb0.05％以下且不含0％。
專利摘要
本發明的鋼板，含有如下C0.005～0.10％(質量％的意思，以下同)、Si0.7％以下(不含0％)、Mn0.5～2％、Al0.1％以下(不含0％)、Ti0.005～0.03％、及N0.001～0.01％；微觀組織由鐵素體和該鐵素體以外的其他的組織構成，該其他的組織中的平均碳濃度，相對于在鋼板整體中的碳濃度為4倍以下。此鋼板在焊接接頭部(大熱量輸入焊接時的焊接線附近，小熱量輸入焊接時的二相域加熱部等)的低溫韌性優異。
文檔編號B23K31/12GK1995432SQ200510135783
公開日2007年7月11日 申請日期2005年12月28日
發明者岡野重雄 申請人:株式會社神戶制鋼所導出引文BiBTeX, EndNote, RefMan