本发明为了克服
现有技术中的上述问题,特别通过规定淬火·回 火材料在回火处理时板厚中心部分的升温速度,使渗碳体微细地分散 析出,抑制成为PWHT前和PWHT后的强度·韧性恶化主要原因的热 处理时的渗碳体的凝集·粗大化,提供能够制造PWHT前和PWHT后 的强度·韧性平衡比以往材料极其优异的高张力钢板的方法。
首先,对该发明中的成分限定理由叙述。另外,表示化学成分组 成比例的%都是质量%。
(C:0.02~0.18%)
C为了确保强度而含有,但小于0.02%时其效果不充分。另一方 面,如果大于0.18%,在
母材和焊接热影响部分韧性恶化的同时,焊 接性显著恶化。因此,将C含量限定在0.02~0.18%的范围内。更适合 的是0.03~0.17%的范围。
(Si:0.05~0.5%)
Si作为制钢阶段的脱
氧材料和提高强度的元素而含有,但小于 0.05%时其效果不充分。另一方面,如果大于0.5%,由于抑制渗碳体 生成的效果,即使令回火温度为520℃以上,也不能得到渗碳体充分的 微细分散析出的状态,PWHT前和PWHT后的母材和焊接热影响部分 的韧性恶化。因此,Si含量限定在0.05~0.5%的范围内。更适合的是 0.1~0.45%的范围。
(Mn:0.5~2.0%)
Mn为了确保强度而含有,但小于0.5%时其效果不充分。另一方 面,如果大于2.0%,焊接热影响部分韧性恶化的同时、
焊接性显著恶 化。因此,Mn含量限定在0.5~2.0%的范围内。更适合的是0.9~1.7 %的范围。
(Al:0.005~0.1%)
Al作为脱氧材料而被添加的同时,在结晶粒径的微细化方面也有 效果,但在小于0.005%时其效果不充分。另一方面,如果大于0.1% 而含有,则容易在钢板表面产生瑕疵。因此,Al含量限定在0.005~0.1 %的范围内。更适合的是0.01~0.04%的范围。
(N:0.0005~0.008%)
N通过和Ti等形成氮化物而使组织微细化、为了具有使母材及焊 接热影响部分的韧性提高的效果而添加,但在小于0.0005%时、不能 充分地带来组织微细化的效果。另一方面,如果大于0.008%添加,因 为固溶的N量增加而损害母材和焊接热影响部分的韧性。因此,N含 量限定在0.0005~0.008%的范围内。更适合的是0.001~0.006%的范 围。
(P:0.03%以下、S:0.03%以下)
P、S都是杂质元素,如果大于0.03%、就变得不能得到健全的母 材和焊接接缝。因此,P、S含量限定在0.03%以下。更适合的是P、S分别是0.02%以下和0.006%以下的范围。
在本发明中,根据所希望的特性,还可以含有以下成分。
(Cu:2%以下)
Cu由固溶强化和析出强化而具有提高强度的作用。为了得到该效 果,优选含有0.05%以上。但是,Cu含量如果大于2%,在
板坯加热 时或焊接时就变得容易产生裂纹。因此,在添加Cu时,将其含量限定 在2%以下。更适合的是0.1~1.8%的范围。
(Ni:4%以下)
Ni具有提高韧性和淬火性的作用。为了得到其效果,优选含有0.1 %以上。但是,Ni含量如果大于4%,经济性就恶化。因此,在添加 Ni时,将其含量限定在4%以下。更适合的是0.2~3.5%的范围。
(Cr:2%以下)
Cr具有提高强度和韧性的作用,另外,高温强度特性优异。为了 得到其效果,优选0.1%以上。但是,Cr含量如果大于2%,焊接性就 恶化。因此,在添加Cr时,将其含量限定在2%以下。更适合的是0.2~ 1.8%的范围。
(Mo:1%以下)
Mo具有提高淬火性和强度的作用,另外,高温强度特性优异。为 了得到其效果,优选含有0.05%以上。但是,Mo含量如果大于1%, 经济性就恶化。因此,在添加Mo时,将其含量限定在1%以下。更适 合的是0.1~0.9%的范围。
(Nb:0.05%以下)
Nb作为微
合金化元素用于使强度提高而添加。为了得到其效果, 优选含有0.005%以上。但是,如果大于0.05%,就使焊接热影响部分 的韧性恶化。因此,在添加Nb时,将其含量限定在0.05%以下。更适 合的是0.01~0.04%的范围。
(V:0.5%以下)
V作为微合金化元素用于使强度提高而添加。为了得到其效果, 优选含有0.01%以上。但是,如果大于0.5%,就使焊接热影响部分的 韧性恶化。因此,在添加V时,将其含量限定在0.5%以下。更适合的 是0.02~0.4%的范围。
(Ti:0.03%以下)
Ti在轧制加热时或焊接时生成TiN,抑制奥氏体粒的成长,使母 材及焊接热影响部分的韧性提高。为了得到其效果,优选含有0.001% 以上。但是,其含量如果大于0.03%,就使焊接热影响部分的韧性恶 化。因此,在添加Ti时,将其含量限定在0.03%以下。更适合的是0.002~ 0.025%的范围。
(B:0.003%以下)
B具有提高淬火性的作用。为了得到其效果,优选含有0.0001% 以上。但是,B含量如果大于0.003%,就使韧性恶化。因此,在添加 B时,将其含量限定在0.003%以下。更适合的是0.0002~0.0025%的 范围。
(Ca:0.01%以下)
Ca是在硫化物类夹杂物的形态控制中不可欠缺的元素。为了得到 其效果,优选含有0.0005%以上。但是,如果大于0.01%添加,就导 致纯度下降。因此,在添加Ca时,将其含量限定在0.01%以下。更适 合的是0.001~0.009%的范围。
(REM:0.02%以下)
REM在钢中作为REM(O、S)通过生成硫化物降低
晶界的固溶 S量,改善耐SR裂纹特性。为了得到其效果,优选含有0.001%以上。 但是,如果大于0.02%添加,就导致纯度下降。因此,在添加REM时, 将其含量限定在0.02%以下。更适合的是0.002~0.019%的范围。
(Mg:0.01%以下)
Mg有时作为
铁水脱硫材料使用。为了得到其效果,优选含有 0.0005%以上。但是,如果大于0.01%添加,就导致纯度下降。因此, 在添加Mg时,将其含量限定在0.01%以下。更适合的是0.001~0.009 %的范围。
接着,在以下叙述本发明中的适合的组织。
本发明的母材组织是在拉伸强度570MPa(N/mm2)以上、小于 780MPa(N/mm2)时,贝氏体体积率50体积%以上、余量由以马氏体 为主体的组织构成,另外,拉伸强度是780MPa(N/mm2)以上时,优 选马氏体体积率为50体积%以上、余量由以贝氏体为主体的组织构成。 另外,贝氏体和马氏体组织的体积率,从得到的钢板采取金属组织观 察用试样,以
试剂腐蚀平行于轧制方向的板厚截面,使用光学
显微镜 以200倍观察微观组织,各5个
视野拍摄,鉴定组织,再使用图像解 析装置求出贝氏体和马氏体的面积率,将5个视野的平均值作为贝氏 体和马氏体组织的体积率。
另外,本发明在由迅速加热回火产生的渗碳体的微细分散析出中 具有特征,但因为渗碳体的平均粒径如果大于70nm、强度·韧性平衡 恶化,所以,渗碳体的平均粒径优选70nm以下,更适合的是65nm以 下。更适合的是粒径大于350nm的渗碳体,在5000nm见方的视野中, 优选3个以下,更适合的是2个以下。
另外,渗碳体的观察,例如使用
薄膜或提取复型样品,通过透射 式
电子显微镜进行。粒径由图像解析得到的圆相当直径来评价,平均 粒径由全部测定任意5个视野以上的5000nm见方的视野中观察到的渗 碳体粒径作为其简单平均值。
接着,叙述本发明中制造条件的限定理由。
(铸造条件)
因为本发明对任何铸造条件制造的钢材都是有效的,所以,不必 特别限定铸造条件。
(热轧条件)
可以不将铸片冷却到Ar3相变点以下、原样地开始热轧,也可以 将一度冷却的铸片在再加热到Ar3相变点以上后开始热轧。这是因为如 果在该温度域开始轧制、就不丧失本发明的有效性。另外,在本发明 中,如果在Ar3相变点以上结束轧制,关于其它轧制条件就不用特别规 定。这是因为,只要是Ar3相变点以上温度的轧制,在再结晶区域进行 轧制或在未结晶区域进行轧制,该发明的有效性都被发挥。
(直接淬火或加速冷却)
热轧结束后,为了确保母材强度和母材韧性,从Ar3相变点以上 的温度到400℃以下必须施加强制冷却。冷却到钢板温度成为400℃以 下的理由是为了使从奥氏体向马氏体或贝氏体的相变结束、强化母材。 此时的冷却速度优选为1℃/s以上。
(回火装置的设置方法)
回火是使用直接连结设置在与轧机及直接淬火装置或加速冷却装 置同一生产线上的加热装置进行的。这是因为由直接连结,能够缩短 从轧制·淬火处理到回火处理所要的时间、带来生产率提高的效果。 图1中表示本发明的设备列的一个例子。
(回火条件-1)
在淬火时由自动回火(C量低的材料因为Ms(马氏体相变)点为 高温,在冷却中,一部分过饱和的C形成渗碳体。将在这样的冷却中 生成的回火现象称为自动回火)而生成若干渗碳体。从由本
发明人等 所作的研究可知,使处于该状态的淬火材料从460℃到Ac1相变点以下 的规定回火温度的板厚中心部分的平均升温速度为1℃/s以上、优选高 速地成为2℃/s以上,回火到520℃以上后,渗碳体不仅在原奥氏体晶 界、板晶边界、而且也在粒内析出,由此,渗碳体微细分散析出,成 为PWHT前和PWHT后的强度·韧性恶化的主要原因的渗碳体的凝 集·粗大化被抑制,其结果,PWHT前和PWHT后的强度·韧性平衡 比以往材料更加提高。由以上,使从460℃到Ac1相变点以下的规定回 火温度的板厚中心部分的平均升温速度成为1℃/s以上,将板厚中心部 分的最高达到温度回火到520℃以上,
(回火条件-2)
本发明人等还详细研究由上述回火条件-1产生的渗碳体微细分 散析出机理,其结果,得到如下见解:将由自动回火产生生成若干渗 碳体的淬火材料升温时,钢板温度到460℃之前由自动回火产生的渗碳 体
熔化,如果超过460℃,从原奥氏体晶界、板晶边界产生渗碳体的核 生成·成长,钢板温度如果大于520℃,则从粒内产生核生成·成长。 基于该见解,实验验证在进行520℃以上的回火处理时,通过使从回火 开始温度到460℃的板厚中心部分的平均升温速度为小于1℃/s的低 速,淬火时给予使由自动回火生成的渗碳体充分地熔化的时间,再通 过使到460℃以上Ac1相变点以下的规定回火温度的板厚中心部分的平 均升温速度为1℃/s以上、优选高速地成为2℃/s以上,尽量抑制从原 奥氏体晶界和板晶边界产生的渗碳体核生成·成长,如果促进在520 ℃以上产生的从粒内开始的渗碳体的核生成·成长,则可以比由上述 回火条件-1实施回火处理得到更微细的渗碳体分散析出的状态, PWHT后的强度·韧性平衡,和回火条件-1时相比提高(具体而言, 回火条件-2相比回火条件-1,PWHT前后的韧性都变得更好)。
由以上,由使从回火开始温度到460℃的板厚中心部分的平均升 温速度为小于1℃/s,而且,使到460℃以上Ac1相变点以下的规定回 火温度的板厚中心部分的平均升温速度为1℃/s以上,将板厚中心部分 的最高到达温度回火到520℃以上。
另外,在本发明中的钢板温度是位于板厚中心部分的
位置的温度, 根据以钢板表面的放射
温度计等得到的实际测量温度通过计算而管 理。
本发明因为对以转炉法·电炉法等熔炼的任何钢和以连续铸造·铸 锭法制造的任何板坯都是有效的,所以,没有必要特别规定钢的熔炼 方法和板坯的制造方法。
回火时的加热方式可以是以
感应加热、通电加热、红外线
辐射加 热、气氛中加热等达到所需要的升温速度的方式。
回火时平均升温速度的规定,在板厚中心部分进行,但因为在板 厚中心部分近处几乎为同样的温度经历,所以,不只限定在板厚中心 部分。
另外,回火时的升温过程,因为只要能够得到所规定的平均升温 速度、本发明就有效,所以,可以采取直线的温度经历,也可以采取 中途的温度停留那样的温度经历。因此,平均升温速度可以以升温占 有的时间去除升温开始温度和升温结束温度的温度差来求出。
没有特别的必要保持回火温度。但如果进行保持,为了防止制造 成本的增加、生产率下降、起因于析出物粗大化的韧性恶化,希望为 60秒以下。
关于回火后的冷却速度,为了防止起因于在冷却中的析出物粗大 化的韧性恶化或由回火不足产生的韧性恶化,希望使回火温度~200℃ 的板厚中心部分的平均冷却速度为0.05℃/s以上。
另外,变更升温速度的温度优选是460℃,但从装置的
精度和操 作上的问题等出发,该变更温度即使是460℃±40℃的420℃~500℃ 的范围,冷却开始温度~460℃、460℃~回火温度的平均升温速度满 足本发明的规定范围即可。
实施例接着,由实施例进一步说明本发明。
熔融表1所示的钢A~U、铸造板坯,以加热炉加热后进行轧制。
轧制后接着进行直接淬火,接着,使用
串联设置的2台螺线管型 感应加热装置,从回火开始到460℃由第1台感应加热装置、从460℃ 到规定的回火温度由第2台感应加热装置连续地进行回火处理(变更 升温速度的温度:460℃)。另外,板厚中心部分的平均升温速度由钢 板的通过速度来管理。另外,在保持回火温度时,通过使钢板往复而 加热、在±5℃的范围内进行保持。另外,加热后的冷却为空气冷却。
再以(580~690℃)×(1h~24hr)的条件对上述淬火·回火材 料施加PWHT。加热·冷却条件等根据JIS-Z-3700进行。
表1中一并表示PCM、Ac1相变点、Ac3相变点、Ar3相变点的值, 在表外表示这些的算出式。
表2表示以上钢板的制造条件,表3表示以这些制造条件制造的 钢板的拉伸强度和板厚中心部分的脆性·延性脆断转变温度(vTrs)。 拉伸强度由全厚拉伸试样测定,韧性由使用从板厚中心部分采取的试 样的
夏比冲击试验所得到的脆断转变温度vTrs评价。
材料特性的目标,钢A~F和M、N的PWHT前和PWHT后的拉 伸强度:570MPa以上,vTrs:-50℃以下,钢G~L和O~U的PWHT 前和PWHT后的拉伸强度:780MPa以上,vTrs:-40℃以下,而且, 钢板A~U的PWHT前和PWHT后的拉伸强度差:40MPa以内,vTrs 差:20℃以内。
从表3可知,由本发明方法制造的钢板No.1~20(本发明例)的 PWHT前和PWHT后的拉伸强度与vTrs、PWHT前和PWHT后的拉伸 强度差与vTrs差,都满足目标值。
另外,比较本发明例的钢板No.9和10,从回火开始~460℃的板 厚中心部分的平均升温速度小于1℃的钢板No.10,和与其具有相同成 分、从回火开始~460℃的板厚中心部分的平均升温速度大于1℃的钢 板No.9相比,PWHT前和PWHT后的韧性值提高。同样地,比较本发 明例的钢板No.11和12,钢板No.12与钢板No.11相比,PWHT前和 PWHT后的韧性值提高。从回火开始~460℃的板厚中心部分的平均升 温速度小于1℃、施加回火处理时,可以得到更微细的渗碳体分散析出 状态,确认即使在PWHT后,拉伸强度和韧性平衡也进一步提高。
相对于此,比较例的钢板No.21~35,PWHT前和PWHT后的拉 伸强度、PWHT前和PWHT后的vTrs、PWHT前和PWHT后的拉伸强 度差、PWHT前和PWHT后的vTrs差内、至少有2个偏离上述目标范 围。以下个别说明这些比较例。
化学成分偏离本发明范围外的钢板No.21、22、23,PWHT前和 PWHT后的拉伸强度、PWHT前和PWHT后的vTrs、PWHT前和PWHT 后的拉伸强度差、PWHT前和PWHT后的vTrs差内,有任意2个目标 值不能达到。
板坯加热温度偏离本发明范围外(小于Ac3相变点的800℃)的钢 板No.24,PWHT前和PWHT后的拉伸强度、PWHT前和PWHT后的 vTrs、PWHT前和PWHT后的vTrs差都没有达到目标值。
直接淬火开始温度偏离本发明范围外(小于Ar3相变点的730℃) 的钢板No.25,PWHT前和PWHT后的拉伸强度、PWHT前和PWHT 后的vTrs、PWHT前和PWHT后的vTrs差都没有达到目标值。
直接淬火停止温度偏离本发明范围外(大于400℃的450℃)的钢 板No.26,PWHT前和PWHT后的拉伸强度、PWHT前和PWHT后的 vTrs、PWHT前和PWHT后的vTrs差都没有达到目标值。
回火开始~460℃的平均升温速度和460℃~回火温度的平均升温 速度都偏离本发明范围外的钢板No.27、28、29、30,PWHT后的拉伸 强度、PWHT前和PWHT后的vTrs、PWHT前和PWHT后的拉伸强度 差、PWHT前和PWHT后的vTrs差都没有达到目标值。
460℃~回火温度的平均升温速度偏离本发明范围外的钢板 No.31、32、33、34、35,PWHT前和PWHT后的vTrs、PWHT前和 PWHT后的拉伸强度差、PWHT前和PWHT后的vTrs差都没有达到目 标值。
工业实用性根据本发明,能够制造PWHT前和PWHT后的拉伸强度和韧性平 衡极其优异的具有570MPa(N/mm2)以上拉伸强度的高张力钢板。因 此,本发明的高张力钢板的制造方法可以适用于进行PWHT的高张力 钢板的制造,当然,也可以适用不进行PWHT的高张力钢板的制造。
表1-1 表1-1 (质量%) 钢 种 C Si Mn P S Cu Ni Cr Mo Nb V Ti B Ca Al T.N Pcm Ac1 Ac3 Ar3 备 注 A 0.08 0.20 1.31 0.011 0.001 0.00 0.00 0.00 0.05 0.012 0.000 0.000 0.0000 0.0000 0.031 0.0025 0.16 709 830 776 本 发 明 例 B 0.15 0.34 1.35 0.018 0.002 0.00 0.00 0.00 0.00 0.000 0.000 0.000 0.0000 0.0000 0.028 0.0029 0.23 712 823 756 C 0.09 0.26 1.45 0.014 0.002 0.00 0.00 0.00 0.00 0.021 0.041 0.008 0.0000 0.0000 0.022 0.0037 0.18 708 829 766 D 0.09 0.29 0.92 0.014 0.008 0.18 0.09 0.16 0.14 0.000 0.082 0.000 0.0012 0.0000 0.030 0.0030 0.19 719 836 786 E 0.11 0.33 1.22 0.012 0.005 0.38 0.19 0.35 0.00 0.000 0.000 0.000 0.0023 0.0000 0.027 0.0031 0.23 719 828 755 F 0.16 0.47 1.62 0.011 0.001 0.15 0.45 1.45 0.52 0.022 0.000 0.005 0.0008 0.0000 0.025 0.0037 0.23 752 845 751 G 0.15 0.34 1.22 0.018 0.004 0.00 0.00 0.06 0.05 0.022 0.008 0.009 0.0009 0.0000 0.24 0.0024 0.23 715 825 761 H 0.14 0.33 1.20 0.014 0.005 0.00 0.00 0.09 0.14 0.022 0.020 0.013 0.0010 0.0000 0.032 0.0030 0.23 716 826 758 I 0.08 0.26 0.93 0.007 0.008 0.21 1.21 0.53 0.33 0.010 0.050 0.000 0.0000 0.0000 0.033 0.0031 0.22 711 816 706 J 0.09 0.21 1.09 0.005 0.002 0.17 1.52 0.28 0.48 0.012 0.050 0.000 0.0000 0.0000 0.028 0.0046 0.24 697 804 665 K 0.09 0.27 0.77 0.002 0.001 0.00 3.07 0.51 0.50 0.000 0.112 0.000 0.0000 0.0000 0.052 0.0035 0.26 686 783 604 L 0.09 0.18 1.45 0.009 0.003 0.19 2.25 0.42 0.48 0.010 0.042 0.000 0.0000 0.0000 0.027 0.0037 0.27 684 785 594
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Mo/15+Ni/60+V/10+5B
Ac1(℃)=723-14Mn+22Si-14.4Ni+23.3Cr
Ac3(℃)=854-180C+44Si-14Mn-17.8Ni-1.7Cr
Ar3(℃)=910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo
表1-2 表1-2 (质量%) 钢 种 C Si Mn P S Cu Ni Cr Mo Nb V Ti B Ca Al T.N Pcm Ac1 Ac3 Ar3 备 注 M 0.02 0.42 1.50 0.029 0.028 0.30 0.32 0.19 0.25 0.020 0.041 0.011 0.0000 0.0000 0.035 0.0078 0.16 711 842 737 本 发 明 例 N 0.09 0.18 1.34 0.009 0.001 0.00 0.00 0.11 0.21 0.022 0.000 0.018 0.0000 0.0000 0.030 0.0032 0.18 711 827 756 O 0.12 0.41 1.48 0.013 0.002 0.00 0.00 0.53 0.38 0.019 0.045 0.011 0.0009 0.0000 0.033 0.0038 0.27 724 829 716 P 0.18 0.42 1.12 0.005 0.001 0.26 0.27 0.33 0.64 0.018 0.042 0.010 0.0011 0.0000 0.028 0.0022 0.34 720 819 688 Q 0.15 0.50 1.98 0.011 0.003 0.99 0.46 0.56 0.78 0.49 0.496 0.012 0.0013 0.0100 0.095 0.0029 0.46 713 812 589 R 0.18 0.05 0.51 0.013 0.001 1.98 3.98 1.98 0.98 0.020 0.045 0.030 0.0030 0.0027 0.005 0.0005 0.56 706 742 447 S 0.08 0.56 2.15 0.011 0.004 0.00 0.00 0.00 0.23 0.021 0.000 0.012 0.0000 0.0000 0.029 0.0037 0.22 705 834 695 比 较 例 T 0.14 0.03 1.23 0.012 0.003 0.30 0.29 0.33 0.12 0.022 0.000 0.010 0.0000 0.0000 0.029 0.0041 0.25 710 807 732 U 0.13 0.42 1.55 0.013 0.035 0.00 0.00 0.49 0.45 0.023 0.049 0.011 0.0013 0.0000 0.003 0.0032 0.29 722 827 702
带下线部分为发明范围外
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Mo/15+Ni/60+V/10+5B
Ac1(℃)=723-14Mn+22Si-14.4Ni+23.3Cr
Ac3(℃)=854-180C+44Si-14Mn-17.8Ni-1.7Cr
Ar3(℃)=910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo
表2-1 NO. 钢种 板厚 (mm) 板坯加 热温度 (℃) 直接淬 火开始 温度 (℃) 直接淬 火停止 温度 (℃) 回火 开始 温度 (℃) 回火 温度 (℃) 回火开始~ 460℃的板厚 中心部分的 平均升温 速度(℃/s) 460℃~回火 温度的板厚 中心部分的 平均升温 速度(℃/s) 回火温 度下的 保持时间 (s) 保持后的回 火温度~ 200℃的平 均冷却速度 (℃/s) PWHT条件 备注 1 A 10 1150 830 170 140 550 0.9 1.2 0 1 580℃×1h 本发明例 2 B 25 1130 810 100 80 550 0.8 2.0 0 0.3 620℃×1h 本发明例 3 C 25 1130 850 180 150 600 0.1 20.0 0 0.3 660℃×1h 本发明例 4 D 25 1100 830 50 40 600 0.3 15.0 0 0.3 620℃×2h 本发明例 5 E 25 1050 820 170 140 600 0.5 52.0 0 0.3 620℃×4h 本发明例 6 F 25 1200 830 50 40 650 2.0 1.5 10 0.3 690℃×24h 本发明例 7 G 30 1100 850 130 100 680 0.7 10.0 60 0.25 620℃×16h 本发明例 8 H 40 1130 820 170 140 680 0.5 6.0 0 0.22 660℃×4h 本发明例 9 I 50 1150 830 380 350 650 5.5 5.5 0 0.2 660℃×4h 本发明例 10 I 50 1150 830 380 350 650 0.3 5.5 0 0.2 660℃×4h 本发明例 11 J 60 1130 850 100 80 550 4.0 4.0 0 0.18 660℃×4h 本发明例 12 J 60 1130 850 100 80 550 0.5 4.0 0 0.18 660℃×4h 本发明例 13 K 70 1100 820 300 270 650 0.6 1.8 0 0.15 660℃×4h 本发明例 14 L 100 1150 830 160 130 620 0.6 1.5 0 0.08 660℃×4h 本发明例 15 M 80 1120 850 330 300 600 0.5 1.3 0 0.12 660℃×4h 本发明例 16 N 25 1200 830 50 40 650 0.6 23.0 10 0.3 660℃×4h 本发明例 17 O 25 1100 850 140 110 640 0.3 3.5 0 0.3 660℃×4h 本发明例
表2-2 NO. 钢种 板厚 (mm) 板坯加 热温度 (℃) 直接淬 火开始 温度 (℃) 直接淬 火停止 温度 (℃) 回火 开始 温度 (℃) 回火 温度 (℃) 回火开始~ 460℃的板厚 中心部分的 平均升温 速度(℃/s) 460℃~回 火温度的板 厚中心部分 的平均升温 速度(℃/s) 回火温 度下的 保持时间 (s) 保持后的回 火温度~ 200℃的平 均冷却速度 (℃/s) PWHT条件 备注 18 P 10 1070 830 150 120 630 0.4 23.0 0 1 660℃×4h 本发明例 19 Q 8 1030 830 110 90 630 0.3 115.0 0 1.4 650℃×4h 本发明例 20 R 6 1050 780 70 60 620 0.2 120.0 0 1.6 660℃×4h 本发明例 21 S 12 1120 840 160 130 640 0.3 15.0 0 0.9 650℃×4h 比较例 22 T 16 1140 850 110 90 550 0.5 13.5 0 0.7 620℃×4h 比较例 23 U 20 1100 820 140 110 630 0.6 11.0 0 0.5 640℃×4h 比较例 24 A 10 800 830 170 140 550 0.9 1.2 0 1 580℃×1h 比较例 25 B 25 1130 730 100 80 550 0.8 2.0 0 0.3 620℃×1h 比较例 26 C 25 1130 850 450 150 600 0.1 20.0 0 0.3 660℃×1h 比较例 27 D 25 1100 830 50 40 600 1.1 0.6 0 0.3 620℃×2h 比较例 28 E 25 1050 820 170 140 600 1.3 0.5 0 0.3 620℃×4h 比较例 29 F 25 1200 830 50 40 650 2.0 0.4 10 0.3 690℃×24h 比较例 30 G 30 1100 850 130 100 680 20.0 0.3 60 0.25 620℃×16h 比较例 31 H 40 1130 820 170 140 680 0.5 0.9 0 0.22 660℃×4h 比较例 32 I 50 1150 830 380 350 650 0.5 0.7 0 0.2 660℃×4h 比较例 33 J 60 1130 850 100 80 550 0.5 0.5 0 0.18 660℃×4h 比较例 34 K 70 1100 820 300 270 650 0.6 0.2 0 0.15 660℃×4h 比较例 35 L 100 1150 830 160 130 620 0.6 0.1 0 0.08 660℃×4h 比较例
带下线部分为发明范围外
表3-1 NO. 钢种 板厚 (mm) PWHT前 PWHT后 【PWHT后】-【PWHT前】的特性差 备注 拉伸强度 (MPa) 板厚中心部分 vTrs(℃) 拉伸强度 (MPa) 板厚中心部分 vTrs(℃) 拉伸强度 (MPa) 板厚中心部分 vTrs(℃) 1 A 10 641 -110 650 -107 9 3 本发明例 2 B 25 647 -105 651 -101 4 4 本发明例 3 C 25 615 -83 610 -80 -5 3 本发明例 4 D 25 617 -79 613 -77 -4 2 本发明例 5 E 25 610 -87 605 -84 -5 3 本发明例 6 F 25 630 -66 612 -66 -18 0 本发明例 7 G 30 841 -90 820 -82 -21 8 本发明例 8 H 40 836 -86 830 -81 -6 5 本发明例 9 I 50 824 -65 821 -62 -3 3 本发明例 10 I 50 824 -76 821 -74 -3 2 本发明例 11 J 60 992 -61 970 -59 -22 2 本发明例 12 J 60 992 -70 970 -70 -22 0 本发明例 13 K 70 997 -65 965 -63 -32 2 本发明例 14 L 100 1011 -60 992 -59 -19 1 本发明例 15 M 80 634 -67 631 -66 -3 1 本发明例 16 N 25 624 -85 611 -82 -13 3 本发明例 17 O 25 1151 -77 1143 -73 -8 4 本发明例
表3-2 NO. 钢种 板厚 (mm) PWHT前 PWHT后 【PWHT后】-【PWHT前】的特性差 备注 拉伸强度 (MPa) 板厚中心部分 vTrs(℃) 拉伸强度 (MPa) 板厚中心部分 vTrs(℃) 拉伸强度 (MPa) 板厚中心部分 vTrs(℃) 18 P 10 1297 -68 1289 -66 -8 2 本发明例 19 Q 8 1348 -51 1341 -48 -7 3 本发明例 20 R 6 1567 -52 1537 -45 -30 7 本发明例 21 S 12 963 -26 951 -20 -12 6 比较例 22 T 16 980 -67 967 -35 -13 32 比较例 23 U 20 1053 -23 1037 -18 -16 5 比较例 24 A 10 514 -45 520 -22 6 23 比较例 25 B 25 530 -40 540 -18 10 22 比较例 26 C 25 552 -35 520 -9 -32 26 比较例 27 D 25 610 -32 554 -11 -56 21 比较例 28 E 25 605 -41 523 -18 -82 23 比较例 29 F 25 620 -24 560 -1 -60 23 比较例 30 G 30 847 -29 768 0 -79 29 比较例 31 H 40 840 -23 782 -1 -58 22 比较例 32 I 50 850 -33 790 -2 -60 31 比较例 33 J 60 990 -32 917 5 -73 37 比较例 34 K 70 1001 -25 905 12 -96 37 比较例 35 L 100 1015 -17 911 10 -104 27 比较例
带下线部分为特性值目标外