焊接接头的低温韧性优异的钢板

摘要

本发明的钢板，含有如下：C：0.005～0.10％(质量％的意思，以下同)、Si：0.7％以下(不含0％)、Mn：0.5～2％、Al：0.1％以下(不含0％)、Ti：0.005～0.03％、及N：0.001～0.01％；微观组织由铁素体和该铁素体以外的其他的组织构成，该其他的组织中的平均碳浓度，相对于在钢板整体中的碳浓度为4倍以下。此钢板在焊接接头部(大热量输入焊接时的焊接线附近，小热量输入焊接时的二相域加热部等)的低温韧性优异。

说明书

技术领域

本发明涉及一种焊接接头部(大热量输入焊接时的焊接线附近，小热量输入焊接时的二相域加热部等)的低温韧性优异的钢板(特指厚板)。

背景技术

如今，低温韧性优异的钢板在各个的领域被广泛需求。例如，在储藏液化石油气(LPG)和液化铵的低温用容器等中，为了气体的液化，而在-60℃左右的低温下使用，在如此的低温下也要求其韧性良好。特别是因为焊接接头由焊接热量所致的微观组织变化而导致韧性易于劣化，所以强烈地需求焊接接头的低温韧性优异的钢板。

例如，通过调整钢板的化学成分来进行对焊接接头的低温韧性的改善(特開昭54-19412号公报等)。即在特開昭54-19412号公报中，其着眼于若在焊接接头生成岛状马氏体，则因为此岛状马氏体是浓缩了相当的C的硬质相而成为破坏的起点，所以提出了以降低该岛状马氏体为目的，而降低钢材(母材)的C含量。不过，在通过化学成分的调整产生低温韧性效果之外，还进一步要求低温韧性的改善。例如，在焊接时被加热到大约1400℃的高温区域(大热量输入焊接时的热影响部分(以下有时称为HAZ)等)中，因为晶粒粗大化而使低温韧性劣化，所以要求进一步改善低温韧性。

因此在特開平9-165656号公报中，通过使析出物(TiN等)细微分散来抑制在HAZ的晶粒的粗大化。不过，在进行大热量输入焊接时，与所述HAZ部相比形成高温(1400℃以上)的区域(例如，在大热量焊接输入时的焊接线附近等)。并且在进行小热量输入焊接时，也有与大热量输入焊接HAZ部相比经受低温的热过程的区域(例如，小热量输入时的焊接线附近。在此区域中，被加热至Ac1点与Ac3点之间的二相域(以下，称为二相域加热部))。在以大热量输入焊接的焊接线附近，因为TiN等的析出物固溶，所以无法期待抑制晶粒粗大化的效果。还有，在二相域加热部，形成铁素体与奥氏体的平衡状态，C从此铁素体转移至奥氏体中，而在奥氏体中C浓缩，其结果是生成了岛状马氏体(如此的现象，被称作二相域脆化)。微细析出物对二相域脆化的防止效果也很小。

发明内容

本发明着眼于上述的此类情况，其目的在于，提出一种焊接接头部(大热量输入焊接时的焊接线附近，小热量输入焊接时的二相域加热部等)的低温韧性优异的钢板。

本发明者们，为了解决所述课题反复锐意研究的结果，得出如下认识而完成本发明，即着眼于：成为脆化的原因的岛状马氏体，因为不从钢材(母材)的每部分均一地生成，而是从C的微偏析部生成，所以如果对微偏析部进行积极地控制，则能够更高度地控制岛状马氏体的生成，从而能进一步改善焊接接头的低温韧性。

即，本发明的焊接接头的低温韧性优异的钢板，其中，具有如下的化学组成：设C：0.005～0.10％(质量％的意思，以下同)、Si：0.7％以下(不含0％)、Mn：0.5～2％、Al：0.1％以下(不含0％)、Ti：0.005～0.03％、及N：0.001～0.01％，剩余部为Fe及不可避免的杂质，微观结构由铁素体和该铁素体以外的其他的组织构成，该其他的组织中的平均碳浓度，相对于钢板整体中的碳浓度为4倍以下。

所述钢板，此外也可以含有如下：Zr：0.05％以下(不含0％)、Ca：0.005％以下(不含0％)、Mg：0.005％以下(不含0％)、REM：0.01％以下(不含0％)、B：0.005％以下(不含0％)、Ni：0.5％以下(不含0％)、Cu：0.5％以下(不含0％)、Cr：0.5％以下(不含0％)、Mo：0.5％以下(不含0％)、V：0.1％以下(不含0％)、Nb：0.05％以下(不含0％)等。

本发明的钢板，因为不仅形成所规定的化学成分，铁素体以外的其他的组织中的平均碳浓度，相对于在钢板整体中的碳浓度为4倍以下，所以焊接接头的低温韧性优异。

具体实施方式

本发明的钢板，其微观结构由铁素体和该铁素体以外的其他的组织(以下称第二相)所构成。作为第二相，可以例举例如贝氏体、珠光体、岛状马氏体等。并且第二相可以是一个的组织，但也可以由多个的组织构成。通常是珠光体。

而在本发明的钢板中，相对于在钢板整体(母材)中的碳浓度，所述第二相中的平均碳浓度(在第二相由多个的组织构成时，是加权平均的意思)，被抑制得极低。第二相含有在焊接时实质上最容易使岛状马氏体生成的C的微偏析部，通过将此第二相的平均碳浓度抑制得极低，能够极其高度地控制岛状马氏体的生成。因此在焊接接头部(大热量输入焊接时的焊接线附近，小热量输入焊接时的二相域加热部等)的低温韧性良好。具体来说，第二相中的平均碳浓度，相对于钢板整体(母材)的碳浓度，在4倍以下，优选为3.5倍以下，进一步优选为3.0倍以下，最优选为2.5倍以下。还有，所述平均碳浓度的下限未做特别地限制，但通常在0.5倍以上(例如为1.0倍以上，最好为1.5倍以上)左右。

第2相的面积率，例如为1～30％左右，优选为5～20％左右，进一步优选7～15％左右。

并且本发明的钢板，含有：C：0.005～0.10％(质量％的意思，以下同)、Si：0.7％以下(不含0％)、Mn：0.5～2％、Al：0.1％以下(不含0％)、Ti：0.005～0.03％、及N：0.001～0.01％。

各成分的限定理由如下所述。

C：

C作为岛状马氏体的生成原因使焊接接头部的低温韧性劣化。因此，C设为0.10％以下，优选为0.09％以下，进一步优选为0.08％以下。不过若C过少，则钢板的强度过于降低。因此，C设为0.005％以上，优选为0.01％以上，进一步优选为0.03％以上。

Si：

Si若过量则使岛状马氏体增加，使焊接接头部的低温韧性劣化。因此，Si设为0.7％以下，优选为0.5％以下，进一步优选为0.3％以下，最优选0.24％以下。并且，因为Si用于钢液的脱氧，所以必然残留于钢中。并且也能够有效地提高钢板的强度。Si设为0.10％以上，优选为0.05％以上，也可以进一步优选为0.15％以上。

Mn：

Mn对提高淬火性，提高钢板的强度有效。因此，Mn设为0.5％以上，优选为0.7％以上，进一步优选为1.0％以上。不过，若Mn过量，则使岛状马氏体增加，从而使焊接接头部的低温韧性劣化。因此，Mn设为2％以下，优选为1.8％以下，进一步优选为1.6％以下。

Al：

Al若过量，则母材的韧性劣化。因此，Al设为0.1％以下，优选为0.08％以下，进一步优选为0.06％以下。另一方面，因为Al多作为脱氧剂而使用，所以是在钢水的调整过程中必然混入的元素。并且，因为Al形成AlN系析出物，所以能够有效地提高大热量输入焊接时的HAZ韧性。在通过Al使HAZ韧性的提高效果有效地发挥时，推荐Al设为例如0.01％以上，优选为0.02％以上。

Ti：

Ti形成TiN系析出物，可以有效提高大热量输入焊接时的HAZ韧性。因此，Ti设为0.005％以上，优选为0.007％以上，进一步优选为0.010％以上。不过，若Ti过量，则母材的韧性劣化。因此，Ti设为0.03％以下，优选为0.025％以下，进一步优选为0.020％以下。

N：

N与Ti和Al等的元素形成氮化物，可以有效地提高大热量输入焊接时的HAZ韧性。因此，N设为0.001％以上，优选为0.002％以上，进一步优选为0.003％以上。另一方面，若N过量，则使母材的韧性劣化。因此，N设为0.01％以下，优选为0.008％以下，进一步优选为0.006％以下。

本发明的钢板，也可以含有根据需要而在所述必须元素以外追加的其他的元素等，例如：析出物形成元素“Zr：0.05％以下(不含0％)、Ca：0.005％以下(不含0％)、Mg：0.005％以下(不含0％)、及REM：0.01％以下(不含0％)等”；韧性提高元素“B：0.005％以下(不含0％)、Ni：0.5％以下(不含0％)等”；强度提高元素“Cu：0.5％以下(不含0％)、Cr：0.5％以下(不含0％)、Mo：0.5％以下(不含0％)、V：0.1％以下(不含0％)、Nb：0.05％以下(不含0％)等”。

析出物形成元素：Zr、Ca、Mg、REM等

Zr与所述Ti同样的形成氮化物，可以有效地提高大热量输入焊接时的HAZ韧性。Zr的添加量的下限没有特别地限定，但在积极期待所述作用效果时，推荐为，例如，设为0.0003％以上，优选为0.0005％以上，进一步优选为0.0010％以上。另一方面，若Zr过量，则导致净度的低下。因此，Zr设为0.05％以下，优选为0.005％以下，进一步优选为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的结晶粒的粗大化。并且，对减轻母材的各向异性也有效。Ca、Mg、及REM的添加量的下限未作特别限定，但在积极期待所述作用效果时，推荐为，例如，Ca设为0.0005％以上(优选为0.0010％以上)，Mg设为0.0005％以上(优选为0.0010％以上)，REM设为0.0005％(优选为0.0010％以上)。另一方面，若此Ca、Mg、及REM过量则净度低下。因此，Ca设为0.005％以下(优选为0.003％以下)，Mg设为0.005％以下(优选为0.003％以下)，REM设为0.01％以下(优选为0.005％以下，最优选0.003％以下)。

上述析出物形成元素，可以单独添加，也可以多组复合而添加。

韧性提高元素：B、Ni等

B生成BN，由其固定对HAZ有害的固溶N，具有控制晶界铁素体的生成的作用。B的添加量的下限未作特别限定，但在积极期待所述作用效果时，推荐为，例如设为0.0003％以上，优选为0.0005％以上，进一步优选为0.0010％以上。另～方面，若B过量则大热量输入焊接HAZ韧性劣化。因此，B设为0.005％以下，优选为0.004％以下，进一步优选为0.003％以下。

Ni可以有效地使韧性提高。Ni的添加量的下限未作特别限定，但在积极期待所述作用效果时，推荐为，例如，设为0.01％以上，优选为0.05％以上，进一步优选为0.1％以上。另一方面，若Ni过量则易于发生麻点。因此，Ni设为0.5％以下，优选为0.4％以下。

上述韧性提高元素，可以单独添加，也可以多组复合而添加。

强度提高元素：Cu、Cr、Mo、V、Nb等

Cu是对固溶强化及析出强化的强度上升有效的元素。Cu的添加量的下限未作特别限定，但在积极期待所述作用效果时，例如，设为0.01％以上，优选为0.05％以上，进一步优选为0.10％以上。另一方面，若Cu过量则热加工性劣化，裂纹易于进入钢板表面。因此，Cu设为0.5％以下，优选为0.4％以下，进一步优选为0.3％以下。

Cr和Mo任一均在提升母材的强度方面有效。Cr和Mo的添加量的下限未作特别限定，但在积极期待所述作用效果时，推荐为，Cr例如设为0.05％以上(优选为0.10％以上)，Mo例如设为0.01％以上(优选为0.05％以上)。另一方面，若Cr和Mo过量，则易于使大热量输入焊接HAZ韧性劣化。因此，Cr设为0.5％以下(优选为0.3％以下)，Mo设为0.5％以下(优选为0.3％以下)。

V和Nb任一均是由析出强化而使强度上升的元素。V和Nb的添加量的下限未作特别限定，但在积极期待所述作用效果时，推荐为，V例如设为0.005％以上(优选为0.010％以上，进一步优选0.02％以上)，Nb例如设为0.001％以上(优选为0.005％以上)。另一方面，若V和Nb过量，则侧易于使大热量输入焊接HAZ韧性劣化。因此，V设为0.1％以下(优选为0.07％以下，进一步优选0.05％以下)，Nb设为0.05％以下(优选为0.035％以下，进一步优选0.02％以下)。

上述强度提高元素，可以单独添加，也可以多组复合而添加。

剩余部可以是Fe及不可避免的杂质。并且，作为不可避免的杂质，例如可例举P和S等。此P和S可以积极地降低。例如，P可以设为0.02％以下(不含0％)。若P过量则可焊性劣化。优选P为0.015％以下，最优选0.013％以下。还有，P也可以设为0.001％以上(特别为0.005％以上)左右。

并且，S也可以设为0.01％以下(不含0％)。若S过量，则硫化物系夹杂物增多，钢板的耐氢致破裂易于产生。优选S为0.007％以下，特别优选为0.005％以下。并且S也可以为0.0001％以上(特别为0.0005％以上)左右。

本发明有益于在所谓厚板应用。板厚例如为7mm以上(优选为10mm以上)左右。还有，板厚的上限未作特别限定，但通常为50mm以下(特别为30mm以下)左右。

本发明优选抗拉强度优异的钢板，例如为350MPa以上左右(优选为400MPa以上左右)。还有，抗拉强度的上限未作特别限定，但通常为650MPa以下(特别为610MPa以下)左右。

本发明的钢板能够根据如下方式制造：将调整为规定成分的钢坯加热至温度900～1200℃左右，进行热轧(轧制最终温度为700～850℃)之后，以与通常相比极其急速地进行冷却。如果急速地冷却，则能够防止在轧制后C对第二相的浓缩。

实施例

以下，列举实施例更为具体地说明本发明，但是本发明并不受下述实施例的限制，凡在符合前·后所述的宗旨而得到的范围内，当然都可以进行适度变更，其全都包含于本发明的技术的范围内。

接下来，对以下述实施例所得到的钢板做如下评价。

“第二相的C浓度”

切出与在深度t/4的位置(t为钢板的厚度)的轧制方向平行的剖面进行研磨。以X射线显微分析器(EPMA：日本电子制“JCMA-7331”)分析此剖面(加速电压：15kV、倍率：1000倍、显微镜有效视场直径：10)，据此求得第二相中的C浓度(质量％)。

“大热量输入焊接时的焊接线附近的低温接头韧性”

以加热温度：1400℃、800～500℃的冷却时间(Tc)：100秒的热循环处理钢板，测定在温度-60℃的摆锤吸收能量(V槽)。并且所述热循环，设想为在焊接热输入8kJ/mm的FAB焊接(FAB为神户制钢所株式会社的注册商标)的焊接线附近的热循环。

“小热量输入焊接时的二相域加热部的低温接头韧性”

以加热温度：1400℃、800～500℃的冷却时间(Tc)：15秒的热循环处理钢板之后，以加热温度：800℃、800～500℃的冷却时间(Tc)：15秒的热循环处理钢板。接着测定在温度-60℃的摆锤吸收能量(V槽)。并且所述热循环，设想为在焊接热输入2kJ/mm的CO₂焊接中，在被认为是最脆化的焊接线附近的二相域加热部。在上述二相域加热部，易于施加如上所述的双重热循环。

实施例1

对含有C：0.08％、Si：0.15％、Mn：1.50％、P：0.009％、S：0.002％、Al：0.038％、Ti：0.014％、N：0.0046％的钢坯(钢种符号：A；剩余部为Fe及不可避免的杂质)，以下述表1所示的各种的条件轧制至规定的板厚。

由下述表1表示所得到的钢板的评价结果。

表1

    No.    加热    温度    (℃)    轧制    最终    温度    (℃) 轧制后  板厚  (mm)  轧制后的  冷却速度  (℃/秒)    第二相    的C浓    度    (wt％)    第二相C    浓度/母    材C浓度    在大热量输入焊    接时的焊接线邻    域的低温接头韧    性〔VE-60(J)〕    1    1120    770    16    5    0.31    3.9    79    2    1050    740    20    15    0.27    3.4    102    3    1070    770    20    60    0.15    1.9    148    4    970    810    20    15    0.25    3.1    110    5    1000    720    16    5    0.28    3.5    99    6    1060    720    20    60    0.16    2.0    158    7    1140    760    20    1    0.45    5.6    30

从表1可知，在No.7的例子，因为第二相中的C的浓度过高，所以在大热量输入焊接时的焊接线附近的低温接头韧性差。在相对于此的No.1～6的例子中，因为第二相中的C浓度适当，所以在大热量输入焊接时的焊接线附近的低温接头韧性优异。

实施例2

熔炼与实施例1同样的成分的钢材(钢种A)及下述表2所示的成分的钢材，以下述表3所示的各种的条件轧制至规定的板厚。

由下述表3表示所得到的钢板的评价结果。

表2

  钢  编  号                             化学成分(质量％，剩余部为Fe及不可避免的杂质)  C  Si  Mn  P  S  Al  Ti  N  Zr  Ca  Mg  REM  B  Ni  Cu  Cr  Mo  V  Nb  B  0.08  0.16  1.56  0.008  0.002  0.033  0.013  0.0045  -  -  -  -  -  -  -  -  -  -  -  C  0.07  0.20  1.38  0.011  0.002  0.029  0.013  0.0036  -  0.0014  -  -  0.0013  -  -  -  -  -  0.012  D  0.05  0.18  1.58  0.009  0.001  0.045  0.012  0.0036  -  -  -  0.0015  0.0015  0.24  -  -  -  -  0.010  E  0.05  0.25  1.39  0.009  0.002  0.041  0.013  0.0037  -  -  -  -  0.0017  -  0.17  -  -  -  0.017  F  0.06  0.18  1.37  0.008  0.002  0.050  0.012  0.0045  -  0.0015  -  -  0.0016  -  -  0.17  0.06  0.034  -  G  0.05  0.16  1.53  0.009  0.002  0.037  0.015  0.0027  0.0015  -  -  -  0.0018  0.44  -  -  0.11  -  0.012  H  0.08  0.18  1.47  0.008  0.002  0.033  0.013  0.0045  -  -  -  0.0015  -  -  0.17  -  -  -  -  I  0.04  0.18  1.48  0.011  0.003  0.029  0.012  0.0054  -  -  0.0015  -  0.0015  0.22  0.17  -  -  -  0.012  J  0.08  0.16  1.56  0.008  0.002  0.033  0.013  0.0045  -  -  -  -  -  -  -  -  -  -  -  K  0.08  0.16  1.56  0.008  0.002  0.033  0.013  0.0045  0.0015  -  -  -  -  -  -  -  -  -  -  L  0.05  0.31  1.47  0.008  0.002  0.033  0.038  0.0045  -  -  -  -  -  0.21  -  -  -  -  -  M  0.05  0.25  1.39  0.009  0.002  0.041  0.037  0.0037  -  -  -  -  0.0017  -  -  -  0.19  -  0.017  N  0.06  0.23  1.37  0.008  0.002  0.050  0.036  0.0045  -  0.0015  -  -  0.0016  -  -  -  -  0.034  0.015  O  0.08  0.15  1.55  0.008  0.002  0.035  0.013  0.0045  -  0.0014  -  -  -  -  -  -  -  -  -  P  0.07  0.15  1.54  0.008  0.002  0.035  0.013  0.0045  -  -  0.0015  -  -  -  -  -  -  -  -  Q  0.08  0.15  1.56  0.008  0.002  0.035  0.013  0.0045  -  -  -  0.0015  -  -  -  -  -  -  -

表3

    No.  钢  编  号  加热  温度  (℃)  轧制  最终  温度  (℃)    轧制后    板厚    (mm)    轧制后的    冷却速度    (℃/秒)    第二相    的C浓度    (wt％)    第二相C浓度/    母材C浓度    在大热量输入焊接    时的焊接线附近的    低温接头韧性    (vE-60(J))    在小热量输入焊接    时的二相域加热部    的低温接头韧性    (vE-60(J))    8  A  1100  740    16    40    0.18    2.2    158    110    9  B  1050  730    14    45    0.17    2.1    202    123    10  C  1080  720    14    15    0.22    3.1    166    144    11  D  1100  720    16    25    0.14    2.8    199    155    12  E  1120  700    20    30    0.13    2.5    163    119    13  F  1070  740    16    20    0.18    3.0    188    155    14  G  1000  710    16    25    0.15    2.9    206    200    15  H  950  760    14    30    0.18    2.2    214    130    16  I  1080  710    14    50    0.07    1.8    220    147    17  J  1100  730    14    3    0.39    4.9    36    15    18  K  1050  720    16    1    0.44    5.5    40    21    19  L  1080  730    16    0.8    0.32    6.3    21    24    20  M  1130  720    14    5    0.22    4.3    25    9    21  N  1100  740    20    2    0.31    5.2    27    17    22  O  1100  740    16    40    0.18    2.2    165    120    23  P  1100  740    16    40    0.18    2.2    162    115    24  Q  1100  740    16    40    0.18    2.2    163    117    25  R  1100  740    16    40    0.18    2.1    160    113

从表2及表3可知，在No.17～21的例子中，因为第二相中的C的浓度过高，所以在大热量输入焊接时的焊接线附近的低温接头韧性差，并且小热量输入焊接时的二相域加热部的低温韧性也差。相对于此，在No.8～16的例子中，因为第二相中的C浓度适当，所以在大热量输入焊接时的焊接线附近及小热量输入焊接时的二相域加热部的低温韧性优异。

本发明的钢板在焊接接头(大热量输入焊接时的焊接线附近，小热量输入焊接时的二相域加热部等)的低温韧性优异。因此，要求低温韧性的各种的钢板能有效地利用于，例如，使用于储藏液化石油气(LPG)和液化铵的低温用容器的钢板等。