钢构件和钢板及其制造方法
阅读：482发布：2020-10-05
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1.一种钢构件，其特征在于，成分组成以质量％计满足
C：0.110％以上且0.15％以下，
Si：0.50％以上且0.80％以下，
Mn：0.40％以上且0.65％以下，
P：高于0％且0.0070％以下，
S：高于0％且0.0070％以下，
Al：0.030％以上且0.080％以下，
Cu：0.05％以上且0.20％以下，
Ni：0.05％以上且0.30％以下，
Cr：1.05％以上且1.50％以下，
Mo：0.45％以上且0.65％以下，
N：0.0030％以上且0.0070％以下，
B：0.0003％以上且0.0010％以下和
V：0％以上且0.030％以下，
Nb在0.005％以下，Ti在0.001％以下，且Ca、Mg、REM和Zr的合计抑制在0.0010％以下，余量是铁和不可避免的杂质，
板厚为100mm以下，
板厚中央部的组织满足下述(a)、(b)的全部，且－38℃下的摆锤冲击吸收能为100J以上，
(a)组织是回火贝氏体和回火马氏体中的至少一者，
(b)设邻接的2个结晶的取向差为15°以上的大角晶界所包围而成的晶粒的平均当量圆直径为D，晶界碳化物的最大直径为d时，D/d所表示的值为54以下。
2.一种钢板，其特征在于，是用于制造权利要求1所述的钢构件的钢板，成分组成以质量％计，满足
C：0.110％以上且0.15％以下，
Si：0.50％以上且0.80％以下，
Mn：0.40％以上且0.65％以下，
P：高于0％且0.0070％以下，
S：高于0％且0.0070％以下，
Al：0.030％以上且0.080％以下，
Cu：0.05％以上且0.20％以下，
Ni：0.05％以上且0.30％以下，
Cr：1.05％以上且1.50％以下，
Mo：0.45％以上且0.65％以下，
N：0.0030％以上且0.0070％以下，
B：0.0003％以上且0.0010％以下，和
V：0％以上且0.030％以下，
Nb在0.005％以下，Ti在0.001％以下，且Ca、Mg、REM和Zr的合计抑制在0.0010％以下，余量是铁和不可避免的杂质，且板厚为100mm以下。
3.一种钢板的制造方法，其特征在于，是权利要求2所述的钢板的制造方法，对于满足权利要求2所述的成分组成的钢片进行热轧后，以加热温度：910℃以上且940℃以下，且该加热温度下的保持时间：25分钟以上且60分钟以下的条件进行淬火，在该淬火后，以加热温度：620℃以上且Ac1点以下，且由下式(1)表示的PT值为19.2以上且20.6以下的加热温度和加热时间进行回火，
PT值＝TT×(20+logtT)×10-3…(1)
式(1)中，TT表示以K计的回火的加热温度，tT表示以hr计的回火的加热时间。
4.一种钢构件的制造方法，其特征在于，是权利要求1所述的钢构件的制造方法，使用权利要求2所述的钢板进行焊接，再以下式(2)所表示的PPWHT值为20以上的加热温度和加热时间进行焊接后热处理，
PPWHT值＝TPWHT×(20+logtPWHT)×10-3…(2)
式(2)中，TPWHT表示以K计的焊接后热处理的加热温度，tPWHT表示以hr计的焊接后热处理的加热时间。
钢构件和钢板及其制造方法
技术领域
[0001] 本发明涉及钢构件和钢板及其制造方法。详细地说，本发明涉及对于钢板实施焊接和焊接后热处理(Post Weld Heat Treatment，以下称为“PWHT”)而得到的钢构件，特别是涉及即使该PWHT为高温长时间，板厚中央部的强度和低温韧性仍优异的钢构件，和用于该钢构件的制造钢板，以及它们的制造方法。以下，将低温韧性仅称为“韧性”。
背景技术
[0002] 以石油精炼为首的化学工业中使用的中·高温压力容器，出于使操作高能率化的目的，而处于进一步要求耐高温高压化的倾向。因此，上述压力容器等的钢构件所使用的钢板，要求高强度化。另外从安全性的观点出发，对于上述钢构件还要求高水平的低温韧性。
[0003] 为了实现上述高强度化，可对于上述钢板实施正火和淬火。但是若上述钢板的板厚较厚，则正火或淬火时的钢板内部，特别是板厚中央部的冷却速度小，存在难以得到高强度等这样的问题。于是，上述压力容器等的钢构件，在对于上述钢板进行焊接之后，会实施用于除去应变的去应力退火，即实施PWHT而取得。为了上述除去应变，可长时间进行PWHT，但长时间实施过PWHT的钢构件，存在低温韧性等降低这样的问题。
[0004] 另外，作为确保高韧性的方法，可列举提高合金元素量。在上述压力容器等的钢构件中，使用作为合金元素而含有Cr和Mo的Cr－Mo钢。作为上述Cr－Mo钢，例如若使用2.25Cr－1.0Mo钢，则可知即使在韧性难以确保的厚钢板的板厚中央部，也能够得到良好的韧性。但是近年来，资源节约化和削减成本的志向高涨。因此强烈要求，以使用合金元素量比上述2.25Cr－1.0Mo钢有所抑制的Cr－Mo钢为前提，来实现板厚中央部的强度和韧性优异的钢构件。
[0005] 针对上述课题，提出有通过一边抑制合金元素量一边恰当调整化学成分，从而达成高强度和高韧性的技术。例如在专利文献1和2中，公开有一种以韧性确保困难的1.25Cr－0.5Mo水准的成分组成的钢为对象，改善低温韧性的技术。
[0006] 在专利文献1中公开的技术是，添加Nb和Ca来确保淬火性，且试图抑制SR(Stress Relief，去应力退火)时的特性降低。但是，若将该技术应用于以铸锭法的铸造为主的厚钢板，则所述Ca形成粗大的夹杂物，有可能对韧性造成不利影响。因此认为，板厚较厚的钢构件的板厚中央部的韧性难以稳定确保。
[0007] 另外在专利文献2中公开有一种技术，其在制造工序中，通过在淬火前实施控制轧制，或者实施控制轧制+加速冷却，从而使奥氏体粒径微细化，以确保低温韧性。但是该技术中的上述控制轧制，因为存在招致轧制线的生产率降低的情况，所以难以称得上实用。
[0008] 现有技术文献
[0009] 专利文献
[0010] 专利文献1：日本特开平06－279919号公报
[0011] 专利文献2：日本特开2000－345281号公报
发明内容
[0012] 本发明着眼于上述这样的情况而做，其目的在于，确立一种在钢构件的制造工序中，即使焊接后的PWHT为长时间，特别是为高温长时间时，钢材内部仍显示出高强度且高低温韧性的钢构件，和对于该钢构件的制造有用的钢板，及它们的制造方法。上述“钢材内部”，意思特别是指“板厚中央部”。下同。
[0013] 能够解决上述课题的本发明的钢构件，具有的特征在于，成分组成满足[0014] C：0.110％(质量％的意味。关于化学成分下同)以上且0.15％以下，
[0015] Si：0.50％以上且0.80％以下，
[0016] Mn：0.40％以上且0.65％以下，
[0017] P：高于0％且0.0070％以下，
[0018] S：高于0％且0.0070％以下，
[0019] Al：0.030％以上且0.080％以下，
[0020] Cu：0.05％以上且0.20％以下，
[0021] Ni：0.05％以上且0.30％以下，
[0022] Cr：1.05％以上且1.50％以下，
[0023] Mo：0.45％以上且0.65％以下，
[0024] N：0.0030％以上且0.0070％以下，
[0025] B：0.0003％以上且0.0010％以下，和
[0026] V：0％以上且0.030％以下，
[0028] 板厚为100mm以下，
[0029] 板厚中央部的组织，满足下述(a)、(b)的全部，且－38℃下的摆锤冲击吸收能为100J以上。
[0032] 另外，能够解决上述课题的本发明的钢板，是用于上述钢构件的制造的钢板，其具有的特征在于，成分组成满足，
[0033] C：0.110％以上且0.15％以下，
[0034] Si：0.50％以上且0.80％以下，
[0035] Mn：0.40％以上且0.65％以下，
[0036] P：高于0％且0.0070％以下，
[0037] S：高于0％且0.0070％以下，
[0038] Al：0.030％以上且0.080％以下，
[0039] Cu：0.05％以上且0.20％以下，
[0040] Ni：0.05％以上且0.30％以下，
[0041] Cr：1.05％以上且1.50％以下，
[0042] Mo：0.45％以上且0.65％以下，
[0043] N：0.0030％以上且0.0070％以下，
[0044] B：0.0003％以上且0.0010％以下，和
[0045] V：0％以上且0.030％以下，
[0046] Nb在0.005％以下，Ti在0.001％以下，且Ca、Mg、REM和Zr的合计抑制在0.0010％以下，余量是铁和不可避免的杂质，且板厚为100mm以下。
[0047] 此外，能够解决所述课题的钢板的制造方法，具有的特征在于，对于满足前述成分组成的钢片进行热轧后，以加热温度：910℃以上且940℃以下，且该加热温度下的保持时间：25分钟以上且60分钟以下的条件进行淬火，在该淬火后，以加热温度：620℃以上且Ac1点以下，且由下式(1)表示的PT值为19.2以上且20.6以下的加热温度和加热时间进行回火。
[0048] PT值＝TT×(20+logtT)×10-3…(1)
[0049] 式(1)中，TT表示回火的加热温度(K)，tT表示回火的加热时间(hr)。
[0050] 本发明中，也包括所述钢构件的制造方法。该钢构件的制造方法，具有的特征在于，使用所述钢板进行焊接，再以下式(2)所表示的PPWHT值为20以上的加热温度和加热时间进行焊接后热处理。
[0051] PPWHT值＝TPWHT×(20+logtPWHT)×10-3…(2)
[0052] 式(2)中，TPWHT表示焊接后热处理的加热温度(K)，tPWHT表示焊接后热处理的加热时间(hr)。
[0053] 如果将本发明的钢板用于钢构件的制造，则即使该钢构件的制造工序中的PWHT为长时间，特别是高温长时间时，也能够得到钢材内部为高强度且韧性的十分优异的钢构件。其结果是，能够提供显示出高强度且高韧性的中·高温压力容器等。
[0055] 图1是表示实施例的D/d与－38℃下的摆锤冲击吸收能的关系的图解。
具体实施方式
[0056] 本发明者们，以使用合金元素量比所述2.25Cr－1.0Mo钢有所抑制的由Cr－Mo钢构成的钢板为前提，为了得到如下钢构件而反复锐意研究，即，即使对于该钢板，特别是实施长时间的PWHT而制造钢构件时，作为该钢构件，其板厚中央部的低温韧性和强度仍然优异。
[0057] 其结果发现有效的是，首先为了得到板厚中央部为高韧性的钢构件，特别是[0058] ·成为微细的组织，并且实现容易粗大化而容易成为破坏的起点的晶界碳化物的微细化。详细地说，(a)使组织成为回火贝氏体和回火马氏体中的至少一者，并且(b)设邻接的2个结晶的取向差为15°以上的大角晶界所包围而成的晶粒的平均当量圆直径为D，设晶界碳化物的最大直径为d时，以D/d表示的值为54以下；和
[0059] ·实现回火脆化敏感性的抑制，详细地说，就是满足后述的成分组成。
[0060] 以下，上述“邻接的2个结晶的取向差为15°以上的大角晶界所包围而成的晶粒的平均当量圆直径”，仅称为“大角晶界尺寸”。另外，上述“回火脆化敏感性的抑制”，以下也称为“回火脆化的抑制”、“晶界裂纹的抑制”。
[0061] 以下，对于涉及本发明的钢构件的板厚中央部的显微组织的上述(a)和(b)首先进行说明。
[0062] 还有，在以下的说明中，“板厚中央部的组织”仅称为“组织”。另外，下述所示的特性，即，强度、低温韧性，是指对于钢构件，即，对于钢板实施焊接和PWHT后的，至少板厚中央部的各特性。
[0063] (a)组织是回火贝氏体和回火马氏体中的至少一者。
[0064] 上述回火贝氏体和回火马氏体是微细的组织，对于确保板厚中央部的强度和韧性是特别有效的组织。本发明的钢构件，其组织是回火贝氏体和回火马氏体中的至少一者。作为其他的不可避免被包含的组织，可列举多边铁素体、残留奥氏体、珠光体等，但这些组织合计抑制在5面积％以下，最优选这些组织为0面积％。特别是所述多边铁素体存在时，晶粒尺寸粗大的上贝氏体组织成为主体，不能确保良好的韧性。
[0065] (b)设邻接的2个结晶的取向差为15°以上的大角晶界所包围而成的晶粒的平均当量圆直径为D，晶界碳化物的最大直径为d时，以D/d表示的值为54以下。
[0066] 如上述，使板厚中央部的组织为回火贝氏体和回火马氏体中的至少一者，能够实现组织的微细化，但在本发明中，为了通过组织的确实的微细化得到高韧性，而对于上述(b)进行规定。
[0067] 如果是回火贝氏体和回火马氏体的组织，则一般来说，邻接的2个结晶的取向差(结晶取向差)为15°以上的所谓大角晶界中，因为邻接的2个结晶取向差大，所以脆性断裂的进展被弯曲，脆性断裂的断面单位变小，有助于韧性提高。另一方面，本发明的钢构件，如上述，受到PWHT，特别是长时间的PWHT，此外还受到高温长时间的PWHT。若构成钢构件的Cr－Mo钢受到PWHT，则一般会生成M23C6的晶界碳化物。若该PWHT的条件变成高温、长时间这样严酷的条件，则上述晶界碳化物粗大化而容易成为破坏的起点，招致韧性劣化。
[0068] 在本发明中，关于这些大角晶界尺寸的平均当量圆直径D与上述晶界碳化物之中的最大直径d的关系，如果如上述(b)，由D/d所表示的值满足54以下，则发现即使在PWHT后，也能够确保十分优异的韧性。上述D/d优选为50以下，更优选为48以下。还有，若考虑本发明中规定的成分组成和制造条件等，则上述D/d的下限值为12左右。
[0069] 在本发明中，上述D/d满足54以下即可，对于大角晶界的平均当量圆直径D和上述晶界碳化物的最大直径d各自的值则没有特别限定。大角晶界尺寸的平均当量圆直径D，例如能够为45μm以下，进而35μm以下，进而30μm以下，进而25μm以下，进而15μm以下。大角晶界尺寸的平均当量圆直径D的下限，在制造上，大体为10μm左右。另外，上述晶界碳化物的最大直径d，例如能够为0.8μm以下。该晶界碳化物的最大直径d，还能够为0.70μm以下，进而为0.60μm以下。还有，上述晶界碳化物的最大直径d的下限，在本发明中规定的成分组成和制造条件的范围内，大致为0.20μm左右。
[0070] 在本发明中，需要如上述那样控制板厚中央部的组织，但是对于其他的部位，例如对于板厚表层部等的组织则没有特别限定。还有，相对于板厚中央部处于表层侧的部分，因为一般淬火时的冷却速度比板厚中央部大，所以容易得到比板厚中央部更微细的组织，强度、韧性相比板厚中央部都处于更良好的倾向。
[0071] 在板厚中央部中，为了得到上述(a)和(b)的微细的组织，特别是需要使上述钢构件的制造所用的钢板的成分组成如下述。即，为了满足上述D/d为54以下，实现上述平均当量圆直径D的微细化，需要使之含有后述的量的B，能够作为游离B(固溶B)而使其存在来提高淬火性。为此，为了确保游离B，重要的是添加后述量的Al，将容易与B结合而形成BN的N作为AlN固定。该AlN在淬火时抑制原始奥氏体(γ)晶粒的粗大化，对用于得到微细的组织有用。
[0072] 为了使上述平均当量圆直径D微细化，有效的是如上述添加合金元素而提高淬火性，但过剩的C、过剩的Cu和Ni会过度提高强度，招致韧性的降低。因此从韧性确保的观点出发，需要设定C、Cu和Ni的上限。
[0073] 另外在本发明中，抑制Nb和Ti的含量。这是由于，若这些元素被大量包含，则达成上述范围的D/d困难。另外这些元素会将强度提高至需要以上而招致加工性的降低。此外，还要抑制Ca、Mg、REM和Zr的含量。这是由于这些元素使夹杂物增加，招致韧性的降低。另外在上述晶界碳化物的尺寸控制中，除了上述C以外，还需要控制Cr的含量。此外，为了抑制回火脆化敏感性而确保韧性，还需要控制Si等的含量。
[0074] 此外作为制造条件，如之后详述，在制造供焊接的钢板时，重要的是恰当控制淬火和回火的条件。
[0075] 以下，首先对于确保上述组织和特性所需要的钢板和钢构件的成分组成进行说明。
[0076] C：0.110％以上且0.15％以下
[0077] C是用于在钢板的淬火时，即使在冷却速度小的板厚中央部，也可得到回火贝氏体和回火马氏体中的至少一者，以及使淬火性增加而实现平均晶粒直径D的微细化，使D/d在上述范围内所需要的元素。另外，其也是用于确保晶界碳化物得到充分的母材强度所需要的元素。为了充分发挥这些效果，使C量为0.110％以上。C量优选为0.120％以上，更优选为0.130％以上。但是若C量过剩，则在长时间的PWHT后，招致晶界碳化物的粗大化，韧性劣化。
另外，在钢板的焊接时容易发生焊接裂纹。因此C量为0.15％以下。C量优选为0.145％以下。
另外，在钢板的焊接时容易发生焊接裂纹。因此C量为0.15％以下。C量优选为0.145％以下。
[0078] Si：0.50％以上且0.80％以下
[0079] Si对于提高钢构件的母材强度，即，对于提高板厚中央部的强度是有效的元素。另外也是被作为脱氧材使用的元素。此外，在抑制回火脆化敏感性而确保韧性上也是有用的元素。为了发挥这些效果，Si量为0.50％以上。Si量优选为0.55％以上，更优选为0.60％以上。但是，若Si量变得过剩，则回火脆化敏感性提高，韧性劣化，因此为0.80％以下。Si量优选为0.75％以下，更优选为0.70％以下。
[0080] Mn：0.40％以上且0.65％以下
[0081] Mn使奥氏体稳定化，使相变温度低温化，从而使淬火性提高，得到微细的组织，其结果是，在用于确保强度和韧性上是有效的元素。为了发挥这样的效果，使Mn含有0.40％以上。Mn量优选为0.45％以上，更优选为0.46％以上。但是，若使Mn过剩地含有，则回火脆化敏感性提高，韧性劣化。因此，Mn量为0.65％以下，优选为0.60％以下，更优选为0.55％以下，进一步优选为0.50％以下。
[0082] P：高于0％且0.0070％以下
[0083] 作为不可避免的杂质的P，其对母材和焊接部的韧性造成不利影响，并且特别在钢构件的晶界偏析，招致晶界裂纹，使韧性劣化。P量抑制在0.0070％以下，以便不招致这些问题。P量优选为0.0060％以下，更优选为0.0050％以下。
[0084] S：高于0％且0.0070％以下
[0085] S形成MnS，是在钢板的焊接时容易招致焊接裂纹的元素。因此优选S尽可能少的方法，S量为0.0070％以下，优选为0.0050％以下，更优选抑制在0.0030％以下。
[0086] Al：0.030％以上且0.080％以下
[0087] Al如上述，在本发明中是非常重要的元素，其是用于在淬火时将N作为AlN固定，确保游离B带来的淬火性所需要的元素。另外，AlN抑制淬火时的原始γ晶粒的粗大化，在用于得到微细的组织方面有用。此外Al也是脱氧所需要的元素。为了发挥这些效果，使Al量为0.030％以上。Al量优选为0.040％以上，更优选为0.045％以上，进一步优选为0.050％以上。另一方面，若Al量变得过剩，则氧化铝系的粗大的夹杂物形成，韧性降低。因此Al量为
0.080％以下。Al量优选为0.075％以下，更优选为0.071％以下。
0.080％以下。Al量优选为0.075％以下，更优选为0.071％以下。
[0088] Cu：0.05％以上且0.20％以下，Ni：0.05％以上且0.30％以下
[0089] Cu和Ni不会大幅损害韧性，而对于提高强度是有效的元素。为了充分发挥这一效果，使Cu含有0.05％以上，优选为0.10％以上，更优选为0.11％以上，且使Ni含有0.05％以上，优选为0.10％以上，更优选为0.15％以上，进一步优选为0.16％以上。但是，这些元素的大量的添加，如前述会过度提高强度，招致韧性的降低。因此，Cu量的上限为0.20％以下，Ni量的上限为0.30％以下。Cu量优选为0.18％以下，更优选为0.17％以下。另外Ni量优选为0.28％以下，更优选为0.26％以下。
[0090] Cr：1.05％以上且1.50％以下
[0091] Cr抑制PWHT造成的碳化物的粗大化，在确保钢构件的韧性上是有效的元素。另外，其对于确保中·高温域中的强度，还有提高耐腐蚀性也是有效的元素。为了发挥这些效果，使Cr含有1.05％以上。Cr量优选为1.10％以上，更优选为1.20％以上。另一方面，若使Cr过剩地含有，则回火脆化敏感性提高，PWHT后容易发生晶界裂纹，对韧性造成不利影响。另外过剩的Cr会招致加工性和焊接性的降低，还会招致制造成本的上升。因此，Cr量为1.50％以下。Cr量优选为1.45％以下，更优选为1.40％以下。
[0092] Mo：0.45％以上且0.65％以下
[0093] Mo在提高淬火性，且抑制回火脆化上是有效的元素。为了得到这些效果，需要使Mo含有0.45％以上。Mo量优选为0.50％以上，更优选为0.55％以上。另一方面，即使Mo量高于0.65％，效果的提高也很小，并带来制造成本的上升，因此Mo量的上限为0.65％以下。Mo量优选为0.62％以下。
[0094] N：0.0030％以上且0.0070％以下
[0095] N与Al都是本发明中重要的元素。通过生成AlN，在淬火时将N固定，能够最大限度地发挥游离B带来的淬火性提高效果。另外AlN抑制淬火时的原始γ晶粒的粗大化，是用于得到微细的组织方面有用。若N量低于0.0030％，则AlN不足，原始γ晶粒变得粗大，其结果是，得不到微细的组织，韧性劣化。因此，N量为0.0030％以上。优选为0.0035％以上，更优选为0.0040％以上。另一方面，若N量高于0.0070％，则得不到Al对N的固定效果，BN生成，游离B带来的淬火性提高效果受到阻碍，组织粗大化，韧性劣化。因此N量为0.0070％以下。N量优选为0.0060％以下，更优选为0.0055％以下，进一步优选为0.0050％以下。
[0096] B：0.0003％以上且0.0010％以下
[0097] B如上述，通过使之作为游离B(固溶B)存在，能够提高淬火性，特别是即使在淬火时的冷却速度慢的板厚较厚的钢板的板厚中央部，也能够使平均晶粒直径D微细化。其结果是，在上述板厚中央部也能够确保优异是的韧性。为了得到这样的效果，以控制前述的Al和N的含量和后述的淬火条件为前提，还需要B为0.0003％以上。B量优选为0.0005％以上，更优选为0.0007％以上。另一方面，若使B过度地含有，则存在淬火性反而降低的情况，和招致焊接裂纹等，因此B量的上限为0.0010％。B量优选为0.0009％以下，更优选为0.0008％以下。
[0098] V：0％以上且0.030％以下
[0099] V形成碳化物、氮化物而有助于强度提高，并且在提高淬火性而得到微细的组织上也是有效的元素。为了得到这些效果，V量也可以优选含有0.003％以上。V量更优选为0.005％以上。另一方面，V的过剩的添加招致成本的上升，因此上限为0.030％以下。V量优选为0.027％以下，更优选为0.020％以下，进一步优选为0.010％以下。
[0100] Nb为0.005％以下，Ti为0.001％以下，且Ca、Mg、REM和Zr的合计为0.0010％以下[0101] 在本发明中，将Nb抑制在0.005％以下，Ti抑制在0.001％以下，且Ca、Mg、REM(Rare Earth Metal)和Zr的合计抑制在0.0010％以下。如上述，Nb和Ti使淬火时的原始γ晶粒微细，使淬火性降低。其结果是，大角晶界尺寸粗大，即，平均当量圆直径D变大，D/d超出规定范围。另外Nb和Ti过度提高强度，也是招致加工性降低的元素。此外Ca、Mg、REM和Zr使夹杂物增加，招致韧性的降低。根据以上，优选极力抑制这些元素，任意一种元素都可以为零。在本发明中，所述REM是镧素元素，即含有从La到Lu的15种元素，以及钪和钇的意思。
[0102] 本发明的钢板和钢构件含有上述化学成分，余量是铁和不可避免的杂质。
[0103] 接下来，对于本发明的钢板和钢构件的制造方法进行说明。首先从钢板的制造方法开始说明。
[0104] 通过常规方法，对于具有上述成分组成的钢片进行热轧而得到钢板后，对于该钢板，进行淬火和回火。为了得到钢构件的上述(a)和(b)中规定的微细的组织，在钢板的制造工序中，需要以下述的条件进行淬火和回火。
[0105] 淬火的加热温度：910℃以上且940℃以下，且该加热温度下的保持时间：25分钟以上且60分钟以下
[0106] 通过使淬火的加热温度为910～940℃，且使加热保持时间为25分钟以上，能够使原始γ晶粒达到一定程度生长，其结果是，淬火性提高，能够得到微细的组织。
[0107] 若淬火的加热温度低于910℃，则淬火时的原始γ晶粒为微细的状态，因此在钢板的板厚中央部这样冷却速度慢的部分，便得不到微细的组织，不能确保优异的韧性。因此，淬火的加热温度为910℃以上。优选为920℃以上。另一方面，若所述加热温度高于940℃，则作为AlN固定的N一部分固溶，与B结合而成为BN，得不到由游离B带来的淬火性提高效果。其结果是，得不到微细的组织，韧性劣化。因此，淬火的加热温度为940℃以下。优选为935℃以下。
[0108] 另外，即使淬火时的加热温度在上述范围内，若该加热温度下的保持时间(加热保持时间)比25分钟短，则原始γ晶粒仍是微细的状态，因此，即使含有规定量的B，仍得不到充分的淬火性，其结果是，组织粗大化而韧性劣化。因此加热保持时间为25分钟以上。优选为30分钟以上。加热保持时间的上限，从生产率等的观点出发，为60分钟以下，优选为55分钟以下。
[0109] 还有，如果像上述这样抑制淬火时的条件，使原始γ粒径为50～100μm左右的范围内，则容易得到微细的组织，因此优选。
[0110] 继所述淬火后，以620℃以上且Ac1点以下的温度，且由下式(1)表示的PT值为19.2以上且20.6以下的加热温度和加热时间进行回火。
[0111] PT值＝TT×(20+logtT)×10-3…(1)式
[0112] (1)中，TT表示回火的加热温度(K)，tT表示回火的加热时间(hr)。
[0113] 回火的加热温度(回火温度)：620℃以上且Ac1点以下
[0114] 在所述淬火中，不论板厚，表层邻域的冷却速度都大，表层的硬度容易变硬，因此在淬火后，通过进行回火，能够使钢板的弯曲加工等的加工性提高。因此，在钢构件的制造工序中，从提高该钢板的加工性的观点出发，为了减小表层的硬度而进行回火。作为回火的条件，使回火温度为620℃以上、Ac1点以下。通过使回火温度为620℃以上，表层的硬度得到充分降低，能够确保良好的加工性。回火温度优选为700℃以上。另一方面，若回火温度高于Ac1点，则组织的一部分逆相变，其后被空冷，因此将混杂多边铁素体。其结果是，得不到作为希望的组织的回火贝氏体和回火马氏体中的至少一者，招致强度降低，且逆相变部因为组织粗大，所以也招致韧性降低。因此，回火温度的上限为Ac1点以下。所述回火温度优选为750℃以下。还有，上述Ac1点以后述的实施例中所述的方法求得。
[0115] 回火还以规定的式(1)所表示的PT值为上述范围内的加热温度和加热时间进行。若上述PT值低于19.2，则硬度过高，发生加工性降低这样的问题。因此，上述PT值为19.2以上，优选为19.3以上，更优选为19.4以上。另一方面，若上述PT值高于20.6，则碳化物的粗大化等发生，招致韧性等的特性的降低。因此，上述PT值为20.6以下，优选为20.3以下，更优选为20.0以下。
[0116] 本发明的钢板的板厚为100mm以下。板厚的下限为6mm以上，进而为10mm以上。使用上述钢板得到的钢构件，与上述钢板是相同的板厚。
[0117] 本发明的钢构件，是对于进行上述淬火和回火而得到的钢板，以一般进行的方法焊接，再如上述这样为了除去应变而实施焊接后热处理(PWHT)而取得。
[0118] 本发明的钢构件的制造方法具有的特征在于，以下式(2)所表示的PPWHT值为20以上的加热温度和加热时间进行上述焊接后热处理。该条件表示高温长时间的严酷条件(例如，温度：680℃以上且加热时间20小时以上时，PPWHT值为20.3)。在本发明中，即使像这样在高温长时间的严酷条件下经过热处理后，也能够得到韧性十分优异的钢构件。上述PPWHT值的上限，大致为21。作为上述PWHT的条件，例如可列举加热温度：600～690℃，加热时间：5小时～22小时。
[0119] PPWHT值＝TPWHT×(20+logtPWHT)×10-3…(2)
[0120] 式(2)中，TPWHT表示焊接后热处理的加热温度(K)，tPWHT表示焊接后热处理的加热时间(hr)。
[0121] 本发明的钢构件，例如能够作为以石油精炼为首的化学工业中使用的中·高温压力容器等使用。
[0122] 本申请基于2015年11月6日申请的日本国专利申请第2015－218435号主张优先权的利益。2015年11月6日申请日本国专利申请第2015－218435号的说明书的全部内容，用于本申请的参考而援引。
[0123] 实施例
[0124] 以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例限制，在能够符合前·后述的宗旨的范围内，当然也可以适当加以变更实施，这些包含在本发明的技术范围内。
[0125] 对于满足表1－1和表1－2所示的成分组成的钢片，通过常规方法实施热轧后，以表2－1和表2－2所示的条件进行淬火和回火，得到表2－1和表2－2所示的板厚的钢板。所述板厚，也是模拟钢构件的试验片的板厚。表2－1和表2－2所示的Ac1点，通过使用表1－1和表1－2所示的成分组成的钢板，分析以0.5℃/秒的升温速度加热时的膨胀率变化而求得。还有，淬火和回火的加热温度，是钢板的板厚中心部的温度，根据热处理炉的炉内气氛温度和在炉时间，通过差分法计算，或在使用实验炉时，对同板厚的模拟材料中插入热电偶而实测的温度。
[0126] 此外，模拟焊接后的PWHT，用大气气氛的台车式电炉，以加热温度：690℃，加热保持时间：22小时的条件进行热处理，得到模拟钢构件的试验片。所述条件即便在现状实施的条件之中也算是非常严酷的条件，这种情况下，PPWHT值为20.6。从室温至上述加热温度的升温速度，和从上述加热温度至室温的降温速度，均为55℃/hr以下。
[0127] 还有，制造钢构件时，焊接所述钢板之后实施PWHT，或作为该焊接例如实施多层焊接后，因为该焊接对于包括焊接热影响部在内的钢构件的特性，特别是对于韧性造成的不利影响少，所以在本实施例中，不实施关于焊接的热处理而制作试验片。
[0128] 使用如上述这样得到的试验片，按下述要领实施金属组织的评价、拉伸试验和摆锤冲击试验。另外，为了评价钢构件的制造工序所要求的特性，即钢板的加工性，使用所述PWHT实施前的钢板进行表层硬度的测量。
[0129] [金属组织的观察]
[0130] 金属组织的观察以如下方式实施。
[0131] (1)以能够观察到与轧制方向平行，且相对于钢板表面垂直的，包含钢板表背面的板厚截面的方式，从上述钢板上提取试样。
[0134] (4)在板厚t/2部位，以400倍的倍率对显现出的组织拍摄照片。在本实施例，作为6cm×8cm的照片进行拍摄。接着，用拍摄的照片，判别在原始奥氏体晶界生成多边铁素体的，全面涂黑。接着，将所述照片输入图像分析装置。所述照片的区域为400倍时，相当于150μm×200μm。向图像分析装置的输入为任意倍率时，区域的合计均为1mm×1mm以上而进行输入。即，如果是400倍，则上述照片至少输入35张。
[0135] (5)在图像分析装置中，计算每张照片的黑色的面积率，将全部的照片的平均值作为多边铁素体(F)分率，从整体中减去，剩余的为回火贝氏体和回火马氏体中的至少一者(B+M)的分率。
[0136] 还有，这里所说的回火贝氏体，是指上贝氏体、下贝氏体、贝氏体铁素体等经过回火的组织，一般也包含回火马氏体，由于这些组织挑选困难，另外PWHT后组织被充分回火，所以将多边铁素体以外的组织作为回火贝氏体和回火马氏体中的至少一者(B+M)。还有，在本实施例中使用的任意的试验片中，都确认到不含珠光体组织。
[0137] [由EBSP(Electron Back Scattering Pattern)法进行的大角晶界尺寸的测量][0138] 使用EBSP法，求得邻接的2个结晶的取向差(结晶取向差)为15°以上的大角晶界所包围而成的晶粒的平均当量圆直径(大角晶界尺寸)。其测量要领如下。
[0139] (1)以能够观察到与轧制方向平行且相对于钢板表面垂直的，包含钢板表背面的板厚截面的方式，从上述钢板上提取试样。
[0140] (2)通过以湿式砂纸(#150～#1000)研磨，或与其具有同等的机能的研磨方法(使用金刚石磨浆等的研磨剂的研磨等)，进行观察面的镜面加工。
[0141] (3)使用TexSEM Laboratories社制的EBSP装置，在板厚方向的板厚t/2部，以测量范围：200×200μm，0.5μm间距，将结晶取向差为15°以上的边界作为结晶晶界，测量该结晶晶界所包围而成的晶粒(大角度晶粒)的尺寸。这时，表示测量方位的可靠性的置信指数比0.1小的测量点从分析对象中除外。
[0142] (4)计算如此求得的由大角晶界包围的晶粒的尺寸的平均值，作为本发明的“邻接的2个结晶的取向差为15°以上的大角晶界所包围而成的晶粒的平均当量圆直径”。还有，大角晶界所包围而成的晶粒的尺寸为1.0μm以下时，判断为测量噪音，从平均值计算的对象中除外。
[0143] [晶界碳化物的尺寸的测量]
[0144] 晶界碳化物的尺寸以下述方式测量。
[0145] (1)以能够观察到与轧制方向平行且相对于钢板表面垂直的、包含钢板表背面的板厚截面的方式，从上述钢板上提取试样。
[0146] (2)通过以湿式砂纸(#150～#1000)研磨，或与其具有同等的功能的研磨方法(使用金刚石磨浆等的研磨剂的研磨等)，进行观察面的镜面加工。
[0147] (3)使用3％硝酸乙醇溶液对于经研磨的试样进行腐蚀，使结晶晶界显现。
[0148] (4)在板厚t/2部位，以1000倍的倍率对于显现出的组织拍摄照片。在本实施例中，作为6cm×8cm的照片进行拍摄。接着，将所述照片输入图像分析装置。所述照片的区域，如果是1000倍，则相当于60μm×80μm。向图像分析装置的输入，以使区域的合计为0.4mm×0.4mm以上而进行输入。即，如果是1000倍，则上述照片至少输入35张。
[0149] (5)在图像分析装置中，对每张照片作为晶界碳化物的尺寸而计算短轴长度，计算全部的照片的晶界碳化物尺寸的最大值。
[0150] [拉伸试验(抗拉特性的评价)]
[0151] 从板厚t/2的部位沿轧制直角方向提取圆棒拉伸试验片，按ASTM A370的要领进行拉伸试验，测量屈服强度和抗拉强度。而后，作为屈服强度的YS为310MPa以上，且作为抗拉强度的TS为515MPa以上时，评价为高强度。
[0152] [摆锤冲击试验(冲击特性的评价)]
[0153] 从板厚t/2的部位沿轧制直角方向提取实物尺寸的V切口试验片，按ASTM A370的要领，以试验温度－38℃进行摆锤冲击试验，测量摆锤冲击吸收能。还有，摆锤冲击吸收能采用3个试验片的平均值。而后，－38℃下的摆锤冲击吸收能vE-38为100J以上时，评价为韧性优异，即冲击特性优异。
[0154] [表层硬度的测量(钢板的加工性的评价)]
[0155] 为了评价钢板的加工性，使用PWHT实施前的钢板，在距表面1mm深度的位置，按ASTM 370的要领进行布氏硬度试验。而后，HBW的平均值为200以下时，评价为加工性优异，该HBW的平均值高于200时，加工性评价为通常水平。
[0156] 这些结果显示在表3－1和表3－2中。还有，以下的No.表示表2－1、表2－2、表3－1和表3－2的试验No.。
[0157]
[0158]
[0159] [表2-1]
[0160]
[0161] [表2-2]
[0162]
[0163] [表3-1]
[0164]
[0165] [表3-2]
[0166]
[0167] 由表1－1、表1－2、表2－1、表2－2、表3－1和表3－2可知如下。即，No.1～5、7～9、12～36，因为使用满足本发明规定的成分组成的钢，且以规定的条件制造，所以钢板显示出优异的加工性，并且所得到的钢构件具有期望的组织，在板厚中央部显示出优异的强度和韧性。
[0168] 相对于此，上述以外的例子，因为成分组成·制造条件的任意一项脱离，所以不能确保钢板的加工性，或板厚中央部的抗拉特性、冲击特性的至少任意一项为差的结果。
[0169] 即，No.6虽然满足成分组成，但因为回火时的PT值过低，所以未充分回火，布氏硬度高，即加工性差。另一方面，No.11虽然满足成分组成，但因为回火时的PT值过高，所以碳化物粗大化，特性降低。
[0170] No.10虽然满足成分组成，但是因为淬火的加热时间过短，所以未充分进行淬火，D/d高于上限，为韧性差的结果。
[0171] No.37因为C量过剩，所以韧性劣化，并且布氏硬度高，为加工性差的结果。
[0172] No.38、42和49因为不含B，所以D/d变大，韧性差。另外No.48因为不含B，所以D/d变大，且P量过剩，因此韧性差。
[0173] No.39和No.46因为含有一定以上的Nb，所以淬火时的原始γ晶粒微细，得不到充分的淬火性，D/d变大，韧性差。另外No.46其加工性也降低。
[0174] No.40和43因为C量不足，所以不能确保充分的淬火性，D/d变大，韧性差。另外No.41因为C量不足，铁素体大量生成而不能确保希望的强度，并且D/d变大，韧性差。No.44因为C量不足且不含B，所以不能确保充分的淬火性，其结果是，强度低，且D/d变大，韧性降低。No.51因为C量不足，所以碳化物尺寸小，D/d变大，特别是不能确保希望的韧性。
[0175] No.45因为含有一定以上的Ti，所以淬火时的原始γ晶粒微细，得不到充分的淬火性，D/d变大，韧性差。
[0176] No.47因为P量过剩，所以韧性差。
[0177] No.50因为B量不足，淬火性不足，所以韧性降低。
[0178] No.52因为过剩地含有Cu和Ni，且C量也过剩，所以韧性降低。
[0179] 图1是使用上述表2－1、表2－2、表3－1和表3－2的数据，表示D/d与－38℃下的摆锤冲击吸收能的关系的图解。由该图解可知，如果使D/d为54以下，则能够确保十分优异的韧性。还有，图1中的No.47和52，如上述，虽然D/d满足本发明的范围，但是因为成分组成脱离要求，所以是韧性降低的例子。
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