专利名称：韧性、焊接性优良的高强度厚钢材及高强度特厚h型钢和它们的制造方法
技术领域：
本发明涉及适用于高层大厦的柱材、巨大钢结构设施的结构件等的具有优良的强 度、韧性及焊接性的厚钢材及特厚H型钢和它们的制造方法。
背景技术：
高层建筑物、室内体育设施等是要求确保巨大空间的钢结构设施，作为其结构件， 一直利用具有高强度的厚钢材或特厚H型钢。如果钢板或型钢的板厚增加，则尤其难以确 保板厚中央部的压下量，材质的偏差成为问题。此外，如果为了确保淬透性而提高碳当量 (Ceq)，则焊接性下降。对于这样的问题，例如，在日本特开平9-310117号公报、日本特开2000-199011号 公报及日本特开2002-173734号公报等中提出了改善具有高强度的厚钢材的焊接性及韧 性的方法。日本特开平9-310117号公报及日本特开2000-199011号公报中提出的方法是通 过降低C量，降低焊接裂纹敏感性系数(Pcm)，从而将金属组织形成为贝氏体单相组织或粒 状的贝氏体铁素体，而且改善材质偏差的方法。此外，在日本特开2002-173734号公报所提出的厚钢材中，为了通过使Ceq及Pcm 降低的成分来得到符合用途的强度和韧性而利用了固溶Nb。再者，例如在日本特开平11-193440号公报中，不仅提出了钢板，而且提出了在超 低碳的贝氏体组织中分散有准多角铁素体的特厚H型钢。该专利文献中提出的方法省略了热处理，是通过控制轧制来得到强度及韧性优良 的特厚H型钢的方法。在厚度为40mm以上的厚钢材、特别是特厚H型钢中，难以确保热轧时的加工量，进 而热轧后的冷却速度缓慢。因此，难以进行钢的显微组织的细粒化，从而难以确保韧性。此外，如果通过增加钢材的厚度来提高强度，则材质的偏差或焊接热影响区(HAZ) 的韧性的下降也成为问题。
发明内容
本发明提供一种在热轧后不施加热处理而使强度及韧性、进而使焊接性也优良的 高强度厚钢材及高强度特厚H型钢和它们的制造方法。在本发明的高强度厚钢材及高强度特厚H型钢中，添加用少量的添加量就能发挥 出充分提高淬透性的效果的Nb及B，并限制微细氧化物的分散及粗大氧化物的生成，由此 使韧性得以提高，还使HAZ的韧性下降受到抑制。此外，作为本发明的高强度厚钢材及高强度特厚H型钢的制造方法，特别重要的 是氧化物的控制，在熔炼钢的制钢工序中，将添加Ti之前的溶解氧浓度控制在适当的范围 内，添加Ti，然后再实施真空脱气处理。
而且，本发明的要旨如下(1) 一种韧性、焊接性优良的高强度厚钢材，其特征在于，以质量％计，含有C 0. 005%--0. 030%,
Si:0. 05%--0. 50%,
Mn:0. 4% 2. 0%,
Nb:0. 02%--0. 25%,
Ti:0. 005% 0. 025%,
B 0. 0003% 0. 0030%,
0 0. 0005% 0. 0035% ；将以下元素限制在P:0.030% 以下、S:0.020% 以下、N:0. 0045% 以下；剩余部分包含Fe和不可避免的杂质，且C和Nb的含量满足C_Nb/7. 74 ^ 0. 02 ；粒 径为0. 05 10 ii m的含Ti氧化物的密度为30 300个/mm2，粒径超过10 y m的含Ti氧 化物的密度为10个/mm2以下。(2)根据上述(1)所述的韧性、焊接性优良的高强度厚钢材，其特征在于，以质 量％计，还含有以下元素中的一种或两种V:0. 以下、Mo:0. 以下。(3)根据上述(1)或(2)所述的韧性、焊接性优良的高强度厚钢材，其特征在于，以 质量％计，还含有以下元素中的一种或两种A1:低于 0.025%、Mg:0.005% 以下。(4)根据上述⑴ (3)中的任一项所述的韧性、焊接性优良的高强度厚钢材，其 特征在于，以质量％计，还含有以下元素中的一种或两种Zr:0.03% 以下、Hf:0. 01% 以下。(5)根据上述⑴ ⑷中的任一项所述的韧性、焊接性优良的高强度厚钢材，其 特征在于，以质量％计，还含有以下元素中的1种或2种以上Cr: 1.5% 以下、Cu: 1.0% 以下、Ni: 1.0% 以下。(6)根据上述(1) (5)中的任一项所述的韧性、焊接性优良的高强度厚钢材，其 特征在于，以质量％计，还含有以下元素中的一种或两种REM:0.01% 以下、Ca:0.005% 以下。(7)根据上述(1) (6)中的任一项所述的韧性、焊接性优良的高强度厚钢材，其特征在于所述Nb和C的质量％浓度积为0. 00015以上。(8) 一种韧性、焊接性优良的高强度特厚H型钢，其特征在于由上述(1) (7)中 的任一项所述的韧性、焊接性优良的高强度厚钢材形成，凸缘厚度在40mm以上。(9)根据上述(8)所述的韧性、焊接性优良的高强度特厚H型钢，其特征在于在 所述高强度特厚H型钢中，屈服强度在450MPa以上、抗拉强度在550MPa以上、0°C下的夏氏 冲击吸收能在47J以上。(10) 一种韧性、焊接性优良的高强度厚钢材的制造方法，其是制造上述(1) (7) 中的任一项所述的韧性、焊接性优良的高强度厚钢材的方法，该制造方法的特征在于在熔 炼含有上述(1) (7)中的任一项所述的成分组成的钢时，通过预脱氧处理将溶解氧调整 到0. 005 0. 015质量％，然后添加Ti，进而实施30分钟以上的真空脱气处理而进行熔炼， 在熔炼后进行连续铸造而得到钢坯，将该钢坯加热到1100 1350°C，接着进行热轧，然后 进行冷却。(11)根据上述(10)所述的韧性、焊接性优良的高强度厚钢材的制造方法，其特征 在于将所述钢坯加热到1100 1350°C，接着进行1000°C以下的累积压下率为10%以上 的热轧。(12)根据上述(10)或(11)所述的韧性、焊接性优良的高强度厚钢材的制造方法， 其特征在于所述热轧由一次热轧和二次热轧构成，在一次热轧后，冷却到500°C以下，接 着再加热到1100 1350°C的温度范围，然后进行1000°C以下的累积压下率为10%以上的 二次热轧。(13)根据上述(10) (12)中的任一项所述的韧性、焊接性优良的高强度厚钢材 的制造方法，其特征在于在所述热轧后，以从800°C至500°C的温度范围的平均冷却速度 达到0. 1 10°C /s的方式进行冷却。(14) 一种韧性、焊接性优良的高强度特厚H型钢的制造方法，其是制造上述(8)或 (9)所述的韧性、焊接性优良的高强度特厚H型钢的方法，该制造方法的特征在于在熔炼 含有上述(1) (7)中的任一项所述的成分组成的钢时，通过预脱氧处理将溶解氧调整到 0. 005 0. 015质量％，然后添加Ti，进而实施30分钟以上的真空脱气处理而进行熔炼，在 熔炼后进行连续铸造而得到钢坯，将该钢坯加热到1100 1350°C，接着进行热轧，使凸缘 厚度达到40mm以上，然后进行冷却。(15)根据上述(14)所述的韧性、焊接性优良的高强度特厚H型钢的制造方法，其 特征在于将所述钢坯加热到1100 1350°C，接着进行1000°C以下的累积压下率为10% 以上的热轧。(16)根据上述(14)或(15)所述的韧性、焊接性优良的高强度特厚H型钢的制造 方法，其特征在于所述热轧由一次热轧和二次热轧构成，在一次热轧后，冷却到500°C以 下，接着再加热到1100 1350°C的温度范围，然后进行1000°C以下的累积压下率为10%以 上的二次热轧。(17)根据上述(14) (16)中的任一项所述的韧性、焊接性优良的高强度特厚H 型钢的制造方法，其特征在于在所述热轧后，以从800°C至500°C的温度范围的平均冷却 速度达到0. 1 10°C /s的方式进行冷却。根据本发明，在轧制后不实施调质热处理，而是在轧制后直接进行冷却，由此可制
6造韧性及焊接性优良的高强度厚钢材、特别是高强度特厚H型钢。
图1是表示C-Nb/7. 74的值与常温下的钢材的屈服强度之间的关系的图。图2是表示粒径超过10 ii m的粗大氧化物个数密度对钢材的HAZ韧性的影响的图。图3是表示真空脱气处理与粒径超过10 y m的粗大氧化物个数密度之间的关系的 图。图4是表示添加Ti之前的溶解氧浓度与含Ti微细氧化物(粒径为0. 05 10 ii m) 之间的关系的图。图5是作为实施本发明方法的装置配置例概略表示型钢制造工艺的图。图6是表示H型钢的截面形状及机械试验片的采取位置的图。
具体实施例方式为了确保钢材的强度和韧性，晶粒的微细化是非常有效的。可是，当利用碳氮化物 等析出物时，尽管通过析出强化而使强度提高，但韧性下降。特别是，如果钢材的厚度增加，则不能确保热轧时的压下率，难以进行晶粒的微细 化。此外，如果钢材的厚度增加，则在钢板或H型钢的板厚的中央部，热轧后的冷却速度降 低，从而阻碍强度和韧性优良的粗厚铁素体、或贝氏体的生成。再者，如果为了提高韧性及焊接性而降低C量，则强度降低，因此，为了谋求固溶 强化及淬透性的提高，需要添加合金元素。可是，如果大量添加昂贵的Mo或M等合金元素， 则制造成本增加。为了抑制制造成本的增加，需要添加即使少量添加也明显有助于高强度 化的元素。作为少量添加就可提高淬透性的元素，可列举出Nb和B。B、Nb在高温下向奥氏体 的晶界(称为Y晶界)偏析，通过抑制来自晶界的铁素体核生成可提高淬透性。其结果是，通过促进向粗厚铁素体或贝氏体的相变，可确保强度，并且可抑制来自 Y晶界的片状铁素体的生成。片状铁素体成为裂纹传播的路径，因此如果通过添加Nb及B 而抑制片状铁素体的生成，则韧性显著提高。为了最大限度地应用这样的B及Nb的效果，需要降低C量及N量。通过低C化， 可抑制Nb的碳化物(NbC)、或Nb的碳硼化物(Fe23(CB)6)的析出及生长。由此，能够确保固 溶Nb、B。此外，由于NbC微细地析出，因此，低C化对于通过析出强化提高强度也是有效的。另一方面，在NbC过剩地析出时，NbC分布在Y晶界，Nb的晶界偏析量相对减少， 从而淬透性降低。此外，通过低N化，能够抑制与NbC相比在更高的温度下析出的Nb的氮 化物(NbN)的生成。此外，低N化对于抑制B的氮化物(BN)的析出也是有效的。再者，如果使微细的含Ti氧化物分散在钢中，则该氧化物即使在焊接热循环时的 最高到达温度下也钉扎晶粒，能够防止HAZ的粒径的粗大化。此外，微细的含Ti氧化物在 HAZ中作为晶粒内相变的生成核而发挥作用，通过生成的晶粒内铁素体，可更加抑制HAZ的 粒径的粗大化。如果HAZ的粒径粗大化，则晶界面积减少，从而使得向晶界偏析的B及Nb的晶界浓度上升，促进碳化物、氮化物等的晶界析出。其结果是，通过这样的析出物及以其为核的 晶界铁素体的生成可助长晶界脆化。 为了使微细的含Ti氧化物分散在钢中，需要在炼钢时，在通过预脱氧处理而将钢 水中的溶解氧浓度调整到适当的浓度范围之后添加Ti。通过该处理，能够将对本发明有利 的、粒径为0. 05 10 ii m的含Ti氧化物的密度设定为30 300个/mm2。再者，本发明人发现仅使含Ti氧化物分散是不够的，如果不充分抑制粒径超过 10um的含Ti氧化物的量，则其粗大粒子成为冲击破坏的起点，有时使母材及HAZ的韧性下 降。为了使粒径超过10 y m的含Ti氧化物的量降低，需要在添加了 Ti之后进行真空脱气 处理。本发明人基于以上的见解和考察，首先着眼于Nb量和C量，研究了屈服强度与C 及Nb的含量之间的关系。具体地说，熔制了以质量％计含有0. 005 0. 030%的C、0. 05 0. 50%的Si、 0. 4 2. 0% 的 Mn、0. 02 0. 25% 的 Nb、0. 005 0. 025% 的 Ti、0. 0008 0. 0045% 的 N、 0. 0003 0. 0030%的B、0. 0005 0. 0035%的0，并将P量限制在0. 030%以下、将S量限 制在0. 020%以下，剩余部分包含Fe和不可避免的杂质，且使C量和Nb量变化的多种钢，通 过热轧制造了板厚为80 125mm的钢板，并按照JIS Z 2241进行了拉伸试验。图1以作为Nb固溶量的指标的C(质量％ )_Nb(质量％ )/7. 74为横轴，以常温 下的钢材的屈服强度(MPa)为纵轴，示出了两者之间的相关关系。根据图1可知如果使 C-Nb/7. 74降低，则屈服强度上升。这表明为了得到必要的屈服强度，需要确保Nb固溶量。此外，从图1可知只要使C-Nb/7. 74在0. 02以下，屈服强度就达到350MPa以上。 另外还可知如果使C-Nb/7. 74在0. 01以下、进而在0. 004以下、最优选在0. 002以下，则 能够稳定地确保屈服强度。接着，就夹杂物对韧性的影响进行了研究。如果存在于钢中的氧化物粗大，则成为 破坏的起点，成为韧性降低的原因。本发明人发现为了确保具有高强度的厚钢材、特别是 特厚H型钢的韧性，在添加了 Ti之后，再实施真空脱气处理，使粗大的夹杂物减少是非常有 效的。因此，在本发明中，为了不使粗大的夹杂物以高密度残存下来，需要充分采取如下 的对策在预脱氧后添加Ti，进而实施脱气处理以除去钢水中的粗大夹杂物。本发明人基于以上的见解和考察，特别着眼于以粗大夹杂物为起点的破坏机理所 造成的韧性显著下降，弄清楚了为确保韧性所要除去的粗大夹杂物的尺寸、分布数密度的 基准，并对该粗大夹杂物的除去方法进行了研究。具体地说，对于以质量％计含有0. 005 0. 030%的C、0. 05 0. 50 %的Si、 0. 4 2. 0% 的 Mn、0. 02 0. 25% 的 Nb、0. 005 0. 025% 的 Ti、0. 0008 0. 0045% 的 N、 0. 0003 0. 0030%的B、0. 0005 0. 0035%的0，并将P量限制在0. 030%以下、将S量限 制在0. 020%以下，剩余为Fe及不可避免的杂质的钢，通过在预脱氧后添加Ti，并且改变真 空脱气的时间而进行熔炼，然后进行铸造，从而使钢中的含Ti氧化物的尺寸和密度发生变 化。通过热轧钢还，形成板厚80 120mm的钢板，为了评价HAZ(焊接热影响区)的韧 性，采取小片，以10°c /s的升温速度加热到1400°C，在保持Is后，将800°C到500°C的冷却
8速度规定为15°C /s而进行冷却。从实施了模拟这些HAZ的热过程的热处理的小片上采取V形缺口试验片，按照 JISZ2242，在0°C进行了夏氏冲击试验。此外，用扫描式电子显微镜(SEM)观察了断口及金 属组织，就影响韧性的氧化物的尺寸和密度进行了研究。其结果可知在韧性显著降低的试验片的断口，存在超过lOym的夹杂物。此夕卜， 通过附属于SEM的能量分散X射线分析装置(EDX)，得知超过lOym的夹杂物是含有Ti的 氧化物。再者，从金属组织的SEM照片中测定了超过10 ym的氧化物的密度。图2中示出了超过10 iim的氧化物的密度与韧性之间的关系。从图2可知如果 超过10 y m的氧化物的密度在10个/mm2以下，优选低于7个/mm2，则能够使0°C下的夏氏 冲击吸收能稳定在50J以上。再者，图3中示出了超过10 y m的氧化物的密度与添加Ti后的真空脱气时间之间 的关系。从图3可知为了使超过10 y m的氧化物的密度在10个/mm2以下，需要将真空脱 气时间规定在30分钟以上。再者，如果将真空脱气处理的时间规定在35分钟以上，则能够 使粒径超过10 y m的含Ti氧化物切实地设定在10个/mm2以下，进而如果在40分钟以上， 则能够降低到低于7个/mm2。此外，如果钢材的厚度增加，则需要增加焊接的线能量。特别是在HAZ (焊接热影 响区)，因向1400°C的加热使晶粒粗大化，进而因急冷而促进硬质相的生成，所以韧性的下
降显著。在本发明中，为了抑制加热造成的粒径的粗大化，将即使加热到1400°C也不会熔 体化的微细的含Ti氧化物进行分散。微细的含Ti氧化物表现出钉扎效果，即使在焊接热 循环时的最高到达温度下，也可抑制晶粒的生长，防止HAZ的粒径粗大化。微细的氧化物不仅对于HAZ，而且对于钢材的粒径的微细化也是有效的。特别是在 本发明的厚钢材及特厚H型钢中，在从原材料即钢坯到制造最终制品的期间，不能确保热 轧时的加工量，难以利用热加工时的再结晶进行细粒化。因此，对于钢坯的显微组织的细粒化也有效的微细氧化物的晶界钉扎效果是非常 重要的。为了使大量的微细氧化物分散在钢中，需要在熔炼钢的制钢工序中，进行适当的脱 氧处理、脱气处理，来调整添加Ti之前的溶解氧浓度。以下，就本发明的厚钢材及特厚H型钢的成分组成的限定理由进行说明。另外，
“％”表示“质量％ ”。C是通过固溶于钢中而有助于强度上升的元素，将其含量的下限规定为0.005%。 再者，在要求强度时，优选添加0. 008%以上的C。可是，如果过剩地添加C，则损害焊接性， 此外，如果含有超过0. 030%的C，则在贝氏体相的板条之间生成岛状马氏体，使母材的韧 性显著降低。因此，需要将C量的上限规定为0.030%。再者，为了抑制NbC的生成而确保固溶 Nb量，优选C量的上限为0. 020%。Nb即使添加少量也有助于提高强度和韧性，因此在本发明中是非常重要的元素。 当Nb以固溶Nb的形式存在于钢中时，特别是通过与B—同向晶界偏析而可使淬透性显 著提高。为了提高常温强度，需要添加0. 02 %以上的Nb，在要求更高的强度时，优选添加 0. 03%以上。
另一方面，如果添加超过0. 25 %的Nb，则合金成本上升，相对于效果在经济上是 不利的，因此将上限规定为0. 25%。另外，在估计因B的添加而产生的强度的提高时，从经 济性的观点来看，优选将Nb量规定为0. 10%以下，更优选规定为0. 08%以下。此外，Nb是强力的碳化物形成元素，将过剩的C作为NbC加以固定，可防止因 形成Fe23(CB)6而引起的固溶B的减少。在本发明中，如上所述，Nb的添加量需要满足 C-Nb/7. 74 ^ 0. 02%。优选为0. 01%以下，更优选为0. 004%，由此可提高屈服比等机械特 性。再者，为了确保固溶Nb量，提高常温强度，优选将Nb和C的质量％浓度积规定为 0. 00015以上。另外，Nb和C的质量％浓度积是Nb量[质量％ ]和C量[质量％ ]之积。B在高温下向奥氏体的晶界偏析，抑制冷却时的铁素体相变，因此添加微量就可使 淬透性提高，非常有助于提高强度。为得到此效果，需要添加0.0003%以上的B。此外，在 即使降低Nb的添加量，也可以抑制Y晶界的铁素体相变，防止生成片状铁素体，从而使韧 性得以提高时，优选添加0. 0008%以上的B量。另一方面，如果添加超过0. 0030%的B， 则产生BN，从而损害韧性。从确保适度的淬透性的观点来看，优选将添加量的上限规定为 0. 0020%。Ti是通过形成氧化物而有助于母材及HAZ的粒径的微细化的重要元素。此外，Ti 是通过形成氮化物而固定N的元素，因此可抑制BN的生成，还有助于发挥B的提高淬透性 的效果。特别是为了生成对于HAZ的粒径的微细化有效的含Ti氧化物，需要添加0. 005% 以上的Ti。为了通过生成TiN而抑制BN的析出，优选添加0. 008%以上的Ti。另一方面，如果添加超过0.025%的Ti，即使充分进行其后的真空脱气，也过剩地 生成粗大的含Ti氧化物，从而损害韧性。从更加减少粗大的含Ti氧化物的观点出发，优选 将上限规定为0. 020%，更优选规定为0. 015%。0在本发明中，是与Ti形成微细的氧化物，抑制晶粒生长，有助于提高韧性的元 素。这样的效果即使钢材中所含的0量为微量也可以得到，0量只要在0. 0005%以上即可。0量的降低可通过添加Ti后的真空脱气来实现，但为了抑制制造成本，优选使0量 在0. 0008%以上，更优选在0. 0015%以上。另一方面，为了抑制粗大的含Ti氧化物的生成，需要在添加了 Ti后进行真空脱气 处理，从而使钢中的0浓度在0. 0035%以下。从使含Ti氧化物的生成更加微细的观点来 看，优选为0. 0025%以下，更优选为0. 0020%以下。再者，为了使粒径为0. 05 10 ii m、密度为30 300个/mm2的含Ti氧化物存在 于钢中，熔炼钢时的添加Ti之前的溶解氧量是重要的。图4中示出了添加Ti之前的钢水 中的溶解氧浓度与熔炼后的钢中的含Ti微细氧化物(粒径为0. 05 10 y m)的个数之间 的关系。从图4可知如果添加Ti之前的溶解氧量低于0. 005%，则Ti系氧化物的粒径减 小，密度下降。另一方面，如果添加Ti之前的溶解氧量超过0. 015%，则含Ti氧化物的粒径 超过10 u m,出现粗大化，从而阻碍韧性。因此，将添加Ti之前的溶解氧量规定为0. 005 0.015%的范围。在熔炼钢时，如果在添加Ti之前采用Si及Mn作为脱氧剂而进行脱氧，可将溶解 氧量设定为0. 005 0. 015%。
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N是以氮化物、NbN、BN的形式固定有助于提高钢的淬透性的Nb、B的元素，因此需 要将其含量降低到0.0045%以下。因为具有N量越低韧性越是提高的倾向，因此为了确保 韧性，优选将上限规定为0. 0030%。另外，如果使N量降低到低于0.0008%，则增加制造成本，因此优选将下限规定为 0.0008%。此外，为了形成稳定地存在于HAZ中的TiN，优选将Ti/N浓度比规定为3. 4以上。Si是脱氧元素，还是有助于提高强度的元素。为了确保母材的强度、进行钢水的预 脱氧，需要添加0. 05%以上的Si。可是，如果Si量超过0. 50%，则生成岛状马氏体，使母材 的韧性显著降低。另外，在为提高耐蚀性而实施镀覆时，如果Si量超过0.40%，则在热浸镀时产生 不均，有损表面特性，因此优选为0. 40%以下，更优选为0. 30%以下。Mn是提高淬透性的元素，为了将金属组织形成为贝氏体或粗厚铁素体，确保母材 的强度和韧性，需要添加0. 4%以上。另一方面，如果添加超过2. 0%的Mn，则特别地向钢坯 的中心部偏析，偏析部的淬透性过度提高而使韧性恶化。特别是在选择添加的强化元素的量较少时，为了确保强度，优选添加0. 8%以上的 Mn。此外，为了在容易产生偏析的板厚的中央部的附近也确保良好的韧性，优选将Mn的上 限规定为1.7%。P是杂质，特别是为了抑制焊接性及韧性的下降而将上限规定为0.030%。S也是杂质，为了抑制焊接性及韧性的下降，确保热加工性，将其上限规定为 0. 020%。另外，从制造成本的观点来看，优选将P、S的下限都规定为0.005%。接着，就选择添加的成分进行说明。V及Mo作为析出强化元素是已知的，但在本发明中，由于使C及N的含量降低，因 此析出强化的效果较小，有助于固溶强化。V与Ti、Nb同样，是生成碳化物及氮化物的元素，但在本发明中，如上所述那样有 助于固溶强化。即使添加超过0. 的V，此效果也达到饱和，而且有损经济性，因此将上限 规定为0. 1%。Mo是生成碳化物的元素，但在本发明中，如上所述那样有助于固溶强化，而且还有 助于提高淬透性。可是，Mo是高价元素，如果添加量超过0. 1%，则大大有损经济性，因此将 上限规定为0. 1%。A1及Mg是脱氧元素，也可以为调整添加Ti之前的溶解氧浓度而添加。A1是强力的脱氧元素，此外也是生成氮化物的元素。在本发明中，也可以为控制添 加Ti之前的溶解氧浓度而添加。此外，通过形成A1N可固定N，还有助于抑制BN的生成。可是，通过添加0. 025%以上的A1，生成岛状马氏体，有时损害韧性，因此优选将 上限规定为低于0.025%。再者，为了防止与岛状马氏体的生成相伴随的局部韧性的降低， 优选将A1量规定为低于0.010%。Mg是强力的脱氧元素，生成微细地分散在钢中的Mg系氧化物。在高温下稳定地 存在的Mg系氧化物即使在焊接热循环的最高到达温度下也不固溶，具有锁住、晶粒的功 能，因此不仅有助于母材晶粒的微细化，也有助于HAZ组织的微细化，因而在添加时优选添加0. 0005%以上。可是，当在钢水中添加Mg时，如果因Mg系氧化物容易被除去而使Mg量超过 0. 005%，则Mg系氧化物粗大化，因而将添加量规定为0. 005%以下。Zr及Hf是形成氮化物的元素，固定钢中的N，抑制NbN或BN的生成，因此在添加 时任何一种都优选添加0. 005%以上。&在高温下生成比Ti更稳定的&N，有助于降低钢中的固溶N，与单独添加Ti的 情况相比，能够充分确保固溶B和固溶Nb。可是，如果添加超过0. 03%的Zr，则生成粗大的 &N，有时损害韧性，因此优选将上限规定为0. 03%。Hf与Ti或&同样，是生成氮化物的元素，但通过添加超过0.01%的Hf，有时使 HAZ的韧性降低，因而优选将上限规定为0. 01%。Cr、Cu、Ni是提高淬透性、有助于提高强度的元素，在添加时优选添加0. 01 %以 上，但如果过剩地添加Cr、Cu,则有时因强度上升而损害韧性，因而Cr优选将1. 5%规定 为上限，Cu优选将1.0%规定为上限。M也是有助于提高韧性的元素，但是即使添加超过 1.0%，其效果也达到饱和。此外，关于Cu及Ni，从制造成本的观点来看，优选合计量在1. 0%以下。从经济性 的观点来看，更优选Cu量的上限在0. 5%以下，Ni量的上限在0. 3%以下。REM及Ca对于控制硫化物的形态是有效的元素，在添加时，优选任何一种都添加 0. 0005% 以上。REM(稀土元素)是在高温下生成稳定的氧化物及硫化物的元素，可抑制焊接时被 加热到高温的HAZ的晶粒生长，使HAZ的组织微细化，有助于抑制韧性的降低。但是，如果 按所有稀土元素的合计含量计添加超过0. 01%，则氧化物或硫化物的体积分数增高，有时 使韧性降低，因此优选将上限规定为0. 01%。Ca形成CaS，可发挥出对热轧时向轧制方向延伸的MnS的生成进行抑制的效果。由 此可提高韧性，特别是有助于板厚方向的夏氏冲击值的改善。但是，如果添加超过0. 005%, 则氧化物或硫化物的体积分数增高，有时使韧性降低，因此优选将上限规定为0. 005%。接着，就含Ti氧化物进行说明。在本发明中，含Ti氧化物的粒径及密度的控制对 于通过母材及HAZ的晶粒的微细化而提高韧性是非常重要的。此外，含Ti氧化物还作为氮 化物的生成核发挥作用，可促进利用TiN等在高温下生成的氮化物固定N，从而抑制NbN或 BN的析出。其结果是，可最大限度地发挥由Nb、B产生的提高淬透性的效果，因此含Ti氧化物 还间接地有助于强度的提高。在本发明中，所谓含Ti氧化物，是Ti0、Ti02、Ti203等Ti系氧化物、及这些Ti系氧 化物与Ti系氧化物以外的氧化物的复合氧化物、以及这些Ti系氧化物或复合氧化物与硫 化物的复合夹杂物的总称。作为Ti以外的氧化物，可列举出3102等51系氧化物、A1203等 A1系氧化物、以及Mg系氧化物、Ca系氧化物等。另外，规定Ti系氧化物与Si系氧化物、A1系氧化物、Mg系氧化物、Ca系氧化物等 的复合氧化物、或伴随以Ti系氧化物为生成核而析出的MnS等硫化物的复合夹杂物作为1 个体进行处理。对于含Ti氧化物，利用SEM观察金属组织，利用EDX鉴定氧化物中含有的元素，由此能够测定其粒径及密度。此外，通过利用电子探针x射线显微分析仪(EPMA)检测含有Ti 和0的夹杂物，与图像解析或组织照片对照，也可以测定含Ti氧化物的粒径及密度。求出在0. 5mm X 0. 5mm的范围、或在其以上的视场中的、且50个粒子左右的粒子平 均粒径及粒子数密度。另外，含Ti氧化物的粒径为组织照片中的最大的粒径。粒径为0. 05 ii m 10 ii m的含Ti氧化物如上所述，锁住晶界而使晶粒生长延迟， 有助于母材及HAZ的晶粒的微细化。在含Ti氧化物的粒径低于0. 05 y m时，得不到锁住效 果，但尤其不会成为使韧性降低的原因。另一方面，如果含Ti氧化物的粒径超过10 ym，则如上所述成为破坏的起点，如果 密度超过10个/mm2，则使母材及HAZ的韧性降低。因此，为了提高HAZ的韧性，需要将粒径为0. 05 10 ii m的含Ti氧化物的密度规 定在30个/mm2以上。另一方面，如果粒径为0. 05 10u m的含Ti氧化物的密度超过300个/mm2，则成为裂纹扩展的路径，从而使韧性 降低。如果钢材的厚度低于40mm，则能够比较容易地进行基于热轧的钢材材质的控制。 因此，本发明能够有利地应用于厚度为40mm以上的钢材。可是，厚度超过150mm的厚钢材即使应用本发明，有时也难以确保韧性。另外，在H型钢的情况下，将凸缘厚度达到40mm以上时称为特厚H型钢，特别有利 于应用本发明。这是因为，在由铸坯或梁拱形状的原材料制造特厚H型钢时，由于不仅凸 缘，圆角部(凸缘和腹板结合的部位)的加工量也被限定，因此与制造厚钢材的情况相比， 难以确保强度及韧性。另外，在H型钢的情况下，在凸缘厚度超过150mm时，即使应用本发 明，有时也难以确保韧性。采用特厚H型钢作为结构件时的机械特性的目标值为常温的屈服点或0.2%屈 服强度在450MPa以上、抗拉强度在550MPa以上(相当于ASTM标准等级(grade) 65)。另 外，优选常温的屈服点或0. 2%屈服强度在345MPa以上、抗拉强度在450MPa以上(相当于 ASTM标准等级50)。此外，关于0°C下的夏氏冲击吸收能，在母材部为47J以上，在HAZ部为47J以上。下面，就制造方法进行说明。在本发明中，为了生成微细的含Ti氧化物，抑制粗大的含Ti氧化物的生成，熔炼 钢的制钢工序是非常重要的。特别是脱氧工序是重要的，需要将添加Ti前的溶解氧量控制 在适当的范围，在添加了 Ti后，在适当的条件下进行真空脱气处理。首先，为了生成微细的含Ti氧化物，重要的是控制添加Ti前的溶解氧量。添加Ti 前的溶解氧量可根据Si、Mn等脱氧元素、或有选择性地添加的Al、Mg的添加量来进行控制。 如果添加Ti前的溶解氧以质量％计低于0. 005%,则粒径10 y m以下的含Ti氧化物的生成 量并不充分。另一方面，如果添加Ti前的溶解氧超过0. 015%,则粒径超过10 ii m的粗大的含 Ti氧化物增加，在进行后面的真空脱气处理时，使粗大氧化物充分减少所需的处理时间延 长。因此，不仅制造成本增加，而且粒径lOym以下的含Ti氧化物的密度也降低。在炼钢工序中，如上所述，在适当的条件下添加Ti，对钢水的化学成分进行调整， 之后进行真空脱气处理。如上所述，为了使粒径10 y m以下的含Ti氧化物的密度在10个
13/mm2以下，需要使真空脱气处理的时间在30分钟以上。此外，为了高效地减少粗大的含Ti 氧化物，优选使真空脱气处理的真空度在5Torr以下。再者，为了提高韧性，优选在5Torr以下的真空度下将真空脱气处理进行35分钟 以上，更优选进行40分钟以上。另外，关于处理时间的上限，为了抑制制造成本的上升，优 选为60分钟以下。在熔炼了钢后进行铸造，便得到钢坯。关于铸造，从生产性的观点来看优选的是连 续铸造。此外，关于钢坯的厚度，从生产性的观点来看优选为200mm以上，如果考虑到偏析 的降低、或热轧时的加热温度的均质性等，则优选为350mm以下。接着，将钢坯加热，进行热轧。将钢坯的加热温度规定在1100 1350°C的范围内。 如果加热温度低于iioo°c，则变形阻力增大。特别是制造h型钢时的加热温度，为了使塑性 变形变得比钢板的制造容易，优选为1200°c以上。另一方面，在加热温度是高于1350°C的高温时，原材料即钢坯表面的氧化皮发 生液体化而损伤炉内，因而经济上的优势减小。因此，将热加工的加热温度的上限规定为 1350°C。在热轧时，优选以1000°C以下的累积压下率为10%以上的方式进行轧制。这是为 了在热轧时，促进加工再结晶，使奥氏体细粒化，从而使韧性和强度得以提高。另外，也可以 根据钢坯厚度和制品厚度在热轧前进行粗轧。当在热轧后进行冷却时，优选将从800°C至500°C的温度范围的平均冷却速度规 定为0. 1 10°C /s。通过该加速冷却，奥氏体相变成硬质、且韧性优良的贝氏体或贝氏体 铁素体，从而能够提高强度及韧性。如果平均冷却速度在0. 1°C /s以上，则能够得到加速冷却的效果。另一方面，如 果平均冷却速度超过10°C /s，则贝氏体相和马氏体相的组织分数上升，从而有时使韧性降 低。关于从800°C至500°C的温度范围的平均冷却速度，可根据从800°C至500°C的冷 却所需的时间来求出。另外，关于加速冷却，只要在热轧后，在后述的2次热轧时，在二次 热轧结束后，在800°C以上的温度下开始就可以。另一方面，加速冷却的停止温度只要在 500°C以下就可以，没有特别的规定。另外，关于热轧，也可以采用暂时在途中轧制一次，在冷却到500°C以下之后，再次 加热到1100 1350°C，进行二次热轧的制造工艺，即2次热轧。在2次热轧中，热轧中的塑 性变形量小，轧制工序中的温度下降也小，因而能够降低加热温度。因此，在H型钢的热轧 中，优选采用2次热轧。实施例熔炼具有表1所示的成分组成的钢，通过连续铸造制造厚度为240 300mm的钢 坯。钢的熔炼采用转炉进行，通过一次脱氧、添加合金，按表2所示调整溶解氧浓度，实施Ti 脱氧处理，然后再进行真空脱气处理。
14 ※上述都采用5视场观察1mm2的区域的结果的平均值。0.05 10 iim:小数点后1位四舍五入超过10 iim:小数点后2位四舍五入通过图5中示出了概略的制造工艺将得到的钢坯形成图6所示的H型钢。也就是 说，通过用加热炉1对钢坯进行加热，用粗轧机2进行粗轧，然后用由中轧机3及精轧机5 组成的万能轧机装置系列进行热轧，然后进行冷却来制造H型钢。作为轧制道次间的水冷，采用设在中间万能轧机3的前后的水冷装置4a，重复进 行凸缘外侧面的射流冷却和反向轧制。关于热轧后的加速冷却，在用精轧万能轧机8结束 轧制后，通过设在后面的冷却装置4b对凸缘7的外侧面进行水冷来进行。另外，一部分在热轧中途中断，在暂时被冷却后，再次加热，根据余下的轧制及需 要而实施利用水冷的冷却控制(以下将此工序称为2次热轧)。为了测定机械特性，在图6所示的凸缘7的板厚t2的中心部(l/2t2)，从凸缘幅宽 总长(B)的1/4(1/4B)处采取试验片，测定了多种机械特性。另外，之所以求出这些部位的 特性，是因为可以判断凸缘1/4F部表现出H型钢的平均机械特性。
拉伸试验按照JIS Z 2241来进行，夏氏冲击试验按照JIS Z 2242在0°C下进行。 此外，关于HAZ的韧性，通过将焊接线能量规定为大约40000J/cm进行焊接，然后从HAZ采 取试验片来进行评价。表3 6中示出了制造条件和试验结果。表4及表5分别示出了变更热轧时的压 下率、和轧制结束后的加速冷却条件时的机械特性，表6通过比较2次热轧的有无而示出了 机械特性。机械特性的目标值为常温的屈服点或0.2%屈服强度在450MPa以上、抗拉强度 在550MPa以上(相当于ASTM标准等级65)，或常温的屈服点或0.2%屈服强度在345MPa 以上、抗拉强度在450MPa以上(相当于ASTM标准等级50)，且0°C下的夏氏冲击吸收能在 母材部为47J以上，在HAZ部为47J以上。如表3 表6所示，在本发明的钢1 19、30 39中，常温的屈服点或0. 2%屈服 强度满足目标的下限值即450MPa或345MPa，满足抗拉强度的目标即550MPa以上或450MPa 以上。再者，0°C下的夏氏冲击吸收能在母材部为47J以上，在HAZ部为47J以上，因此充分 满足目标的要求。另一方面，关于比较例即钢20 29，用下划线表示的添加成分脱离本发明规定的 范围，因此得不到必要的特性。
※等级65规格 YP: 450MPa以上TS: 550MPa以上※丨W1
等级50规格 YP: 345MPa以上TS: 450MPa以上3点平均值3点平均值
目标47J以上 目标47J以上
16/19 X
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〔0179:1
〔0181U
表6
〔0182〕 菡鈽钭钸溫，諧琳笋垂加d將||鉬锤麥淳錨浮1|筘屮，國阵笋垂_辄垂陆菹_知及由工期缩短带来的大幅度的成本削减。因此，本发明在提高大型建筑物的可靠性、确保安 全性、提高经济性等方面，对工业上的贡献是非常显著的。
权利要求
一种韧性、焊接性优良的高强度厚钢材，其特征在于，以质量％计，含有C0.005％～0.030％、Si0.05％～0.50％、Mn0.4％～2.0％、Nb0.02％～0.25％、Ti0.005％～0.025％、B0.0003％～0.0030％、O0.0005％～0.0035％；将以下元素限制在P0.030％以下、S0.020％以下、N0.0045％以下；剩余部分包含Fe和不可避免的杂质，且C和Nb的含量满足C Nb/7.74≤0.02；粒径为0.05～10μm的含Ti氧化物的密度为30～300个/mm2，粒径超过10μm的含Ti氧化物的密度为10个/mm2以下。
2.根据权利要求1所述的韧性、焊接性优良的高强度厚钢材，其特征在于，以质量％ 计，还含有以下元素中的一种或两种V 0. 以下、 Mo 0. 以下。
3.根据权利要求1或2所述的韧性、焊接性优良的高强度厚钢材，其特征在于，以质 量％计，还含有以下元素中的一种或两种A1 低于 0. 025%, Mg 0. 005% 以下。
4.根据权利要求1 3中的任一项所述的韧性、焊接性优良的高强度厚钢材，其特征在 于，以质量％计，还含有以下元素中的一种或两种Zr 0. 03% 以下、 Hf 0. 01% 以下。
5.根据权利要求1 4中的任一项所述的韧性、焊接性优良的高强度厚钢材，其特征在 于，以质量％计，还含有以下元素中的1种或2种以上Cr 1. 5% 以下、 Cu :1. 0% 以下、 Ni :1. 0% 以下。
6.根据权利要求1 5中的任一项所述的韧性、焊接性优良的高强度厚钢材，其特征在 于，以质量％计，还含有以下元素中的一种或两种REM 0. 01% 以下、 Ca 0. 005% 以下。
7.根据权利要求1 6中的任一项所述的韧性、焊接性优良的高强度厚钢材，其特征在于所述Nb和C的质量％浓度积为0. 00015以上。
8.一种韧性、焊接性优良的高强度特厚H型钢，其特征在于由权利要求1 7中的任 一项所述的韧性、焊接性优良的高强度厚钢材形成，凸缘厚度在40mm以上。
9.根据权利要求8所述的韧性、焊接性优良的高强度特厚H型钢，其特征在于，在所述 高强度特厚H型钢中，屈服强度在450MPa以上、抗拉强度在550MPa以上、0°C下的夏氏冲击 吸收能在47J以上。
10.一种韧性、焊接性优良的高强度厚钢材的制造方法，其是制造权利要求1 7中 的任一项所述的韧性、焊接性优良的高强度厚钢材的方法，该制造方法的特征在于在熔炼 含有权利要求1 7中的任一项所述的成分组成的钢时，通过预脱氧处理将溶解氧调整到 0. 005 0. 015质量％，然后添加Ti，进而实施30分钟以上的真空脱气处理而进行熔炼，在 熔炼后进行连续铸造而得到钢坯，将该钢坯加热到1100 1350°C，接着进行热轧，然后进 行冷却。
11.根据权利要求10所述的韧性、焊接性优良的高强度厚钢材的制造方法，其特征在 于将所述钢坯加热到1100 1350°C，接着进行1000°C以下的累积压下率为10%以上的 热轧。
12.根据权利要求10或11所述的韧性、焊接性优良的高强度厚钢材的制造方法，其特 征在于所述热轧由一次热轧和二次热轧构成，在一次热轧后，冷却到500°C以下，接着再 加热到1100 1350°C的温度范围，然后进行1000°C以下的累积压下率为10%以上的二次 热轧。
13.根据权利要求10 12中的任一项所述的韧性、焊接性优良的高强度厚钢材的制 造方法，其特征在于在所述热轧后，以从800°C至500°C的温度范围的平均冷却速度达到 0. 1 10°C /s的方式进行冷却。
14.一种韧性、焊接性优良的高强度特厚H型钢的制造方法，其是制造权利要求8或 9所述的韧性、焊接性优良的高强度特厚H型钢的方法，其特征在于在熔炼含有权利要求 1 7中的任一项所述的成分组成的钢时，通过预脱氧处理将溶解氧调整到0. 005 0. 015 质量％，然后添加Ti，进而实施30分钟以上的真空脱气处理而进行熔炼，在熔炼后进行连 续铸造而得到钢坯，将该钢坯加热到1100 1350°C，接着进行热轧，以使凸缘厚度达到 40mm以上，然后进行冷却。
15.根据权利要求14所述的韧性、焊接性优良的高强度特厚H型钢的制造方法，其特征 在于将所述钢坯加热到1100 1350°C，接着进行1000°C以下的累积压下率为10%以上 的热轧。
16.根据权利要求14或15所述的韧性、焊接性优良的高强度特厚H型钢的制造方法， 其特征在于所述热轧由一次热轧和二次热轧构成，在一次热轧后，冷却到500°C以下，接 着再加热到1100 1350°C的温度范围，然后进行1000°C以下的累积压下率为10%以上的 二次热轧。
17.根据权利要求14 16中的任一项所述的韧性、焊接性优良的高强度特厚H型钢的 制造方法，其特征在于在所述热轧后，以从800°C至500°C的温度范围的平均冷却速度达 到0. 1 10°C /s的方式进行冷却。
全文摘要
本发明涉及一种韧性、焊接性优良的高强度厚钢材，其中降低了C量及N量，含有适量的Si、Mn、Nb、Ti、B、O，且C和Nb的含量满足C-Nb/7.74≤0.004，粒径为0.05～10μm的含Ti氧化物的密度为30～300个/mm2，粒径超过10μm的含Ti氧化物的密度为10个/mm2以下。该高强度厚钢材的制造方法如下在通过预脱氧处理将溶解氧调整到0.005～0.015质量％后添加Ti，进而实施30分钟以上的真空脱气处理，在熔炼后进行连续铸造而得到钢坯，将该钢坯加热到1100～1350℃，进行热轧使其厚度为40～150mm，然后进行冷却。
文档编号C21C7/04GK101925685SQ20088012542
公开日2010年12月22日 申请日期2008年9月26日 优先权日2008年7月30日
发明者北裕史, 吉田卓, 奥村晃央, 杉山博一, 若月辉行 申请人:新日本制铁株式会社