Горячекатаный стальной лист с высоким отношением предела текучести к пределу прочности, который имеет превосходные характеристики поглощения энергии удара при низкой температуре и устойчивость к размягчению зоны термического влияния (haz), и способ его получения

Горячекатаный стальной лист с высоким отношением предела текучести к пределу прочности, который имеет превосходные характеристики поглощения энергии удара при низкой температуре и устойчивость к размягчению зоны термического влияния (haz), и способ его получения

Иллюстрации

Показать все

Реферат

ОБЛАСТЬ ТЕХНИКИ, К КОТОРОЙ ОТНОСИТСЯ ИЗОБРЕТЕНИЕ

[0001] Настоящее изобретение относится к горячекатаному стальному листу с высоким отношением предела текучести к пределу прочности при максимальном пределе прочности на разрыв 600 МПа или более, который имеет превосходные характеристики поглощения энергии удара при низкой температуре и устойчивость к размягчению HAZ (зоны термического влияния), и к способу его получения. Стальной лист пригоден в качестве базового материала для грузовых стрел и рам строительных машин и в качестве базового материала для рам, деталей и подобного, грузовых и легковых автомобилей, которые формуют главным образом изгибанием, и, кроме того, в качестве базового материала для магистрального трубопровода.

УРОВЕНЬ ТЕХНИКИ

[0002] Рамы строительных машин и грузовых автомобилей собирают формованием горячекатаного стального листа главным образом путем гибки, и дуговой сваркой отформованных деталей. Поэтому базовый материал, который используют для этих деталей, должен иметь превосходную изгибаемость и пригодность к дуговой сварке. Кроме того, строительные машины и грузовые автомобили иногда используются в условиях низкотемпературной окружающей среды, так что, в частности, в отношении рам грузовых автомобилей и подобного, стремятся обеспечить характеристики устойчивости к хрупкому излому и способность в достаточной степени поглощать энергию удара, когда ударное воздействие происходит даже при низкой температуре.

[0003] В качестве стального листа, который имеет превосходные характеристики поглощения энергии удара, имеются прототипы, раскрытые в Непатентном Документе NPLT 1 и Патентных Документах PLT 1-2. Однако эти стальные листы содержат структуры, которые включают остаточный аустенит или мартенсит, и металлографические структуры стальных листов, дополнительно оптимизированные для достижения превосходных характеристик ударной прочности. Однако такие структуры стального листа создавали проблемы с низким пределом текучести и имели проблемы в отношении изгибаемости.

[0004] Кроме того, Патентный Документ PLT 3 представляет способ получения тонкого стального листа холодной прокаткой, который имеет высокую способность поглощать энергию удара при высокой текучести. Однако этот способ имеет недостаток в сильном размягчении зоны термического влияния (HAZ) в зоне дуговой сварки, и в неспособности получения достаточной прочности сварного шва, и, к тому же, является нецелесообразным в отношении затрат на изготовление.

[0005] В качестве способа получения горячекатаного стального листа, который имеет превосходную изгибаемость и высокое отношение предела текучести к пределу прочности, например был раскрыт способ диспергирования карбидов Ti, Nb и прочих легирующих металлов в стали, такой как показанный в Патентных Документах 4-6. Однако стальной лист, в котором применяют дисперсионное упрочнение, иногда имеет недостаток в сильном размягчении зоны термического влияния при дуговой сварке и в снижении прочности соединения. Кроме того, возникали проблемы в том, что иногда при низкой температуре происходило хрупкое разрушение, и иногда становилась низкой степень поглощения энергии удара.

[0006] С другой стороны, в качестве технологии подавления размягчения зоны термического влияния при сварке Патентный Документ PLT 7 раскрывает способ комбинированного добавления Mo и Nb или Ti, тогда как Патентный Документ PLT 8 представляет способ оптимизации ингредиентов таким образом, чтобы подавить размягчение HAZ даже в дисперсионно-упрочненной стали, которая содержит Ti. Однако при применении этих способов возникали такие проблемы, что иногда происходило хрупкое разрушение при низкой температуре, и иногда становилась низкой степень поглощения энергии удара.

[0007] Патентный Документ PLT 9 раскрывает способ создания надлежащих условий прокатки от черновой прокатки до чистовой прокатки стального сляба и подходящей последующей обработки охлаждением, чтобы изготовить горячекатаный стальной лист для применения в высокопрочных трубах, свариваемых методом контактной сварки, который имеет превосходную низкотемпературную ударную вязкость и свариваемость. Этот способ регулирует рекристаллизацию при черновой прокатке и чистовой прокатке стального сляба для получения мелкозернистой структуры металла и получения стального листа, который имеет превосходную низкотемпературную ударную вязкость, но не предполагает регулирования размера или распределения карбонитридов легирующих металлов. В результате этого они не оптимизированы, так что имеются проблемы с падением степени поглощения энергии удара.

[0008] Патентный Документ PLT 10 представляет способ установления подходящей степени обжатия при прокатке и продолжительности выдерживания в процессе черновой прокатки стального сляба, и подходящих условий чистовой прокатки, для получения горячекатаного высокопрочного стального листа, который имеет превосходную ударную вязкость и устойчивость к водородному растрескиванию. Целью оптимизации процесса черновой прокатки в этом способе является стимулирование рекристаллизации стали, но это не предполагает контроля размера или распределения выделившихся фаз в сплаве. В результате этого они не оптимизированы, так что возникала проблема падения величины поглощения энергии удара. Что касается также условий чистовой прокатки, то со способом, описанным в Патентном Документе PLT 10, имела место такая проблема, что невозможно регулировать размер или распределение выделившихся фаз в сплаве, и превосходное поглощение энергии удара не может быть получено.

[0009] Патентный Документ PLT 11 раскрывает технологию надлежащего диспергирования частиц выделившихся фаз в зоне термического влияния при сварке, чтобы получить высокопрочный горячекатаный стальной лист, который имеет превосходную устойчивость к размягчению HAZ. Однако в этой технологии мелкозернистые выделившиеся фазы диспергируются в HAZ стального листа во время дуговой сварки, но размер частиц выделившихся фаз в стали не оптимизирован, так что в результате возникала проблема того, что стальной лист не имел превосходной степени поглощения энергии удара.

Список цитированной литературы

Патентные документы

[0010] PLT 1: Японская патентная публикация № 2007-284776А;

PLT 2: Японская патентная публикация № 2005-290396А;

PLT 3: Японская патентная публикация № 10-58004А;

PLT 4: Японская патентная публикация № 2009-185361А;

PLT 5: Японская патентная публикация № 2007-9322А;

PLT 6: Японская патентная публикация № 2005-264239А;

PLT 7: Японская патентная публикация № 2003-231941А;

PLT 8: Японская патентная публикация № 2001-89816А;

PLT 9: Японская патентная публикация № 2001-207220А;

PLT 10: Японская патентная публикация № 10-298645А;

PLT 11: Японская патентная публикация № 2008-280552А.

Непатентная литература

[0011] NPLT 1: Nippon Steel Technical Reports, том 378 (2003), стр. 2.

СУЩНОСТЬ ИЗОБРЕТЕНИЯ

Техническая проблема

[0012] Настоящее изобретение было выполнено с учетом вышеуказанных проблем и имеет своей целью создание горячекатаного стального листа с высоким отношением предела текучести к пределу прочности при максимальном пределе прочности на разрыв 600 МПа или более, который имеет как превосходные характеристики поглощения энергии удара при низкой температуре, так и устойчивость к размягчению HAZ, и способа его получения.

РАЗРЕШЕНИЕ ПРОБЛЕМЫ

[0013] Авторы настоящего изобретения и т.д. подробно исследовали факторы, влияющие на размягчение HAZ и поглощение энергии удара при низкой температуре стального листа, который содержит карбонитриды титана (Ti) и прочих легирующих металлов, благодаря которым может быть стабильно получено высокое отношение предела текучести к пределу прочности. В результате они обнаружили, что степень размягчения HAZ может быть подавлена установлением надлежащих количеств Ti, Nb и Mn.

[0014] Кроме того, авторы настоящего изобретения и другие затем обстоятельно исследовали способ улучшения поглощения энергии удара при низкой температуре и впервые обнаружили, что сокращением процентной доли площади перлита в структуре стального листа, и в значительной мере устранением, насколько возможно, остаточного аустенита и мартенсита, которые в прошлом считались благоприятными для улучшения способности к поглощению энергии удара, и, кроме того, оптимизацией согласования кристаллической решетки с Fe-матрицей и размера карбонитридов легирующих металлов, которые содержат Ti и Nb, которые диспергированы в стали, в частности, регулированием размера частиц карбонитридов легирующих металлов с некогерентными межфазными границами, улучшается поглощение энергии удара при низкой температуре, которое составляло проблему в дисперсионно-упрочненной стали.

[0015] Как правило, в дисперсионно-упрочненной стали, которая содержит Nb и Ti, выделившиеся фазы регулируют так, чтобы они присутствовали в состоянии хорошего согласования кристаллической решетки, имеющей конкретную кристаллографическую ориентацию, с Fe-матрицей, но на этот раз авторы настоящего изобретения и другие исследовали взаимосвязь с поглощением энергии удара при низкой температуре, и в результате обнаружили, что карбонитриды легирующих металлов в состоянии выделившихся фаз с хорошим согласованием кристаллической решетки с Fe-матрицей не проявляют тенденции становиться препятствиями для возникновения и распространения трещин, тогда как карбонитриды легирующих металлов в состоянии некогерентности с Fe-матрицей снижают степень поглощения энергии удара при низкой температуре, даже если являются относительно мелкими по размерам. Механизм влияния согласования кристаллической решетки карбонитридов легирующих металлов с матрицей на степень поглощения энергии удара при низкой температуре неясен, но может быть так, что если согласование кристаллической решетки карбонитридов легирующих металлов и Fe-матрицы является плохим, это становится исходной точкой межфазного расслоения или образования пустот, и способствует как вязкому разрушению, так и хрупкому излому.

[0016] Авторы настоящего изобретения и другие занялись обстоятельными исследованиями способа изготовления и диапазонов ингредиентов для реализации структуры вышеуказанного типа и в результате получили горячекатаный стальной лист с максимальным пределом прочности на разрыв 600 МПа или более и плакированный стальной лист, которые достигают как устойчивости к размягчению HAZ, так и поглощения энергии удара при низкой температуре и, кроме того, имеют высокое отношение предела текучести к пределу прочности и превосходную изгибаемость. То есть сущность настоящего изобретения заключается в следующем.

[0017] (1) Горячекатаный стальной лист с высоким отношением предела текучести к пределу прочности, который имеет превосходные поглощение энергии удара при низкой температуре и устойчивость к размягчению HAZ, отличающийся тем, что содержит, в % по массе,

С: от 0,04 до 0,09%,

Si: 0,4% или менее,

Mn: от 1,2 до 2,0%,

Р: 0,1% или менее,

S: 0,02% или менее,

Al: 1,0% или менее,

Nb: от 0,02 до 0,09%,

Ti: от 0,02 до 0,07%, и

N: 0,005% или менее,

остальное количество, составленное Fe и неизбежными загрязняющими примесями,

где 2,0≤Mn+8[%Ti]+12[%Nb]≤2,6, и

имеющий структуру, которая содержит процентную долю площади перлита 5% или менее, общую процентную долю площади мартенсита и остаточного аустенита 0,5% или менее, и остальное составляют один или оба из феррита и бейнита,

имеющий средний размер зерен феррита и бейнита 10 мкм или менее,

имеющий средний размер зерен карбонитридов легирующих металлов с некогерентными межфазными границами, которые содержат Ti и Nb, 20 нм или менее,

имеющий отношение предела текучести к пределу прочности 0,85 или более, и

имеющий максимальный предел прочности на разрыв 600 МПа или более.

[0018] (2) Горячекатаный стальной лист с высоким отношением предела текучести к пределу прочности, который имеет превосходные поглощение энергии удара при низкой температуре и устойчивость к размягчению HAZ, согласно пункту (1), отличающийся тем, что дополнительно содержит, в % по массе, V: от 0,01 до 0,12%.

[0019] (3) Горячекатаный стальной лист с высоким отношением предела текучести к пределу прочности, который имеет превосходные поглощение энергии удара при низкой температуре и устойчивость к размягчению HAZ, согласно пункту 1 или 2, отличающийся тем, что дополнительно содержит, в % по массе, один или более из Cr, Cu, Ni и Mo в целом от 0,02 до 2,0%.

[0020] (4) Горячекатаный стальной лист с высоким отношением предела текучести к пределу прочности, который имеет превосходные поглощение энергии удара при низкой температуре и устойчивость к размягчению HAZ, согласно любому из пунктов (1)-(3), отличающийся тем, что дополнительно содержит, в % по массе, В: от 0,0003 до 0,005%.

[0021] (5) Горячекатаный стальной лист с высоким отношением предела текучести к пределу прочности, который имеет превосходные поглощение энергии удара при низкой температуре и устойчивость к размягчению HAZ, согласно любому из пунктов (1)-(4), отличающийся тем, что дополнительно содержит, в % по массе, один или более из Са, Mg, La и Се в целом от 0,0003 до 0,01%.

[0022] (6) Горячекатаный стальной лист с высоким отношением предела текучести к пределу прочности, который имеет превосходные поглощение энергии удара при низкой температуре и устойчивость к размягчению HAZ, отличающийся тем, что горячекатаный стальной лист с высоким отношением предела текучести к пределу прочности согласно любому из пунктов (1)-(5) является плакированным или имеющим легированное покрытие на поверхности.

[0023] (7) Способ получения горячекатаного стального листа с высоким отношением предела текучести к пределу прочности, который имеет превосходные поглощение энергии удара при низкой температуре и устойчивость к размягчению HAZ, отличающийся тем, что содержит стадии, в которых нагревают стальной сляб, имеющий состав согласно любому из пунктов (1)-(5), до температуры 1150°С или более, проводят черновую прокатку нагретого стального сляба, с завершением черновой прокатки при температуре между 1000°С до 1080°С, причем максимальный интервал времени в черновой прокатке, которую выполняют при температуре 1150°С или менее, составляет 45 секунд или менее, после черновой прокатки выдерживают стальной сляб в течение времени выдерживания t1 (секунд), которое удовлетворяет нижеследующей формуле (1), затем начинают чистовую прокатку, выполняют чистовую прокатку с конечной температурой Tf прокатки, которая удовлетворяет нижеследующей формуле (2), чтобы получить его в виде стального листа, начинают охлаждение водой стального листа в пределах 3 секунд после чистовой прокатки, затем охлаждают стальной лист до температуры 700°С или менее при наименьшей скорости охлаждения 8°С/сек или более, и наматывают стальной лист в рулон при температуре между 530°С до 650°С, причем

1000×([%Ti]+[%Nb])>t1.....формула (1),

Tf>830+400([%Ti]+[%Nb]).... формула (2).

[0024] (8) Способ получения горячекатаного стального листа с высоким отношением предела текучести к пределу прочности согласно пункту (7), отличающийся тем, что конечная температура Tf прокатки удовлетворяет следующей формуле (3):

Tf>830+800([%Ti]+[%Nb]).... формула (3).

[0025] (9) Способ получения горячекатаного стального листа с высоким отношением предела текучести к пределу прочности, который имеет превосходные поглощение энергии удара при низкой температуре и устойчивость к размягчению HAZ, отличающийся тем, что содержит стадии, в которых протравливают горячекатаный стальной лист, который был изготовлен способом получения согласно пункту (7) или (8), нагревают стальной лист при температуре Ас3 или менее, затем погружают стальной лист в ванну для нанесения покрытия на поверхности стального листа.

[0026] (10) Способ получения горячекатаного стального листа с высоким отношением предела текучести к пределу прочности, который имеет превосходные поглощение энергии удара при низкой температуре и устойчивость к размягчению HAZ, согласно пункту (9), отличающийся тем, что дополнительно содержит стадию, в которой проводят легирование покрытого стального листа после нанесения покрытия.

ПРЕИМУЩЕСТВЕННЫЕ ЭФФЕКТЫ ИЗОБРЕТЕНИЯ

[0027] Соответственно горячекатаному стальному листу согласно настоящему изобретению, благодаря вышеуказанной конфигурации возможно получение горячекатаного стального листа с высоким отношением предела текучести к пределу прочности, который имеет максимальный предел прочности на разрыв 600 МПа или более и имеет превосходную устойчивость к размягчению HAZ и поглощение энергии удара при низкой температуре, и дополнительно изгибаемость. В случае общеупотребительного стального листа были проблемы в том, что существовали ограничения в применении и эксплуатации при низкой температуре, и не удавалось получить достаточную прочность соединения, но в соответствии с горячекатаным стальным листом согласно настоящему изобретению, становится возможным применение в регионах с холодным климатом, повышенная прочность позволяет сократить толщину продуктов, и можно ожидать эффекта снижения веса строительных машин, автомобилей и грузовиков.

[0028] Кроме того, в соответствии со способом получения горячекатаного стального листа, который имеет превосходные поглощение энергии удара при низкой температуре и устойчивость к размягчению HAZ, согласно настоящему изобретению, становится возможным получение горячекатаного стального листа с высоким отношением предела текучести к пределу прочности, который имеет максимальный предел прочности на разрыв 600 МПа или более, и имеет превосходные устойчивость к размягчению HAZ и поглощение энергии удара при низкой температуре и, кроме того, изгибаемость.

[0029] Следует отметить, что в настоящем изобретении превосходное поглощение энергии удара при низкой температуре означает, что поглощение энергии удара в испытании на удар по Шарпи при температуре -40°С составляет 70 Дж/см² или более. Кроме того, превосходная устойчивость к размягчению HAZ означает разность ΔHV (=HV_BM-HV_HAZ) в 40 единиц или менее между твердостью по Виккерсу (HV_HAZ) самого мягкого участка зоны термического влияния (HAZ) при сварке и твердостью по Виккерсу (HV_BM) базового металла во время дуговой сварки, при величине тока сварки, напряжении и скорости сварки, выбранных для получения хорошей формы наплавленного валика, и при погонной энергии сварки 10000 Дж/см или менее. Кроме того, «превосходная изгибаемость» означает величину r_lim/t, равную 1,0 или менее, когда толщина испытательного образца с V-образным углублением при изгибе на 90° составляет «t», и предельный радиус кривизны, где не возникает растрескивание, составляет «r_lim».

КРАТКОЕ ОПИСАНИЕ ЧЕРТЕЖЕЙ

[0030] [ФИГ. 1] График, который выражает взаимосвязь между величиной «Mn+8Ti+12Nb» и vE_-40 и ΔHV.

[ФИГ. 2] График, который выражает влияние количества Ti+Nb на взаимосвязь между временем t1 выдерживания и величиной vE_-40 от окончания черновой прокатки до начала чистовой прокатки.

[ФИГ. 3] График, который выражает взаимосвязь массы Ti+Nb и Tf (°С) в соответствующих изобретению примерах и сравнительных примерах двух типов (А-7 и В-6) среди марок стали, которые показаны в Таблице 2.

ОПИСАНИЕ ВАРИАНТОВ ОСУЩЕСТВЛЕНИЯ ИЗОБРЕТЕНИЯ

[0031] Ниже настоящее изобретение будет разъяснено подробно. Прежде всего, будут разъяснены обоснования ограничения ингредиентов стали горячекатаного стального листа с высоким отношением предела текучести к пределу прочности, который имеет превосходные поглощение энергии удара при низкой температуре и устойчивость к размягчению HAZ согласно настоящему изобретению. Здесь символ «%» для ингредиентов означает «% по массе».

[0032] «С: от 0,04 до 0,09%»

Если количество углерода (С) составляет менее 0,04%, затруднительно обеспечить максимальный предел прочности на разрыв на уровне 600 МПа или более. С другой стороны, если содержание превышает 0,09%, возрастает количество крупнозернистых частиц и карбонитридов легирующих металлов с некогерентными межфазными границами, которые содержат Ti и Nb, и снижается поглощение энергии удара при низкой температуре, так что содержание ограничивают диапазоном от 0,04% до 0,09%.

[0033] «Si: 0,4% или менее»

Если количество кремния (Si) превышает 0,4%, иногда в структуре стального листа остается мартенсит или остаточный аустенит, и снижаются низкотемпературная ударная вязкость и поглощение энергии удара. По этой причине устанавливали подходящий диапазон от 0,4% или менее. По соображениям обеспечения изгибаемости более предпочтительно содержание 0,2% или менее. Нижний предел количества Si не является конкретно установленным, но если он составляет менее 0,001%, возрастают затраты на изготовление, так что реальный нижний предел составляет 0,001%.

[0034] «Mn: от 1,2 до 2,0%»

Марганец (Mn) используют для обеспечения прочности матрицы посредством регулирования структуры металла стали. Кроме того, он представляет собой элемент, который содействует подавлению размягчения HAZ в зоне сварки. Если его содержание составляет менее 1,2%, возрастает процентная доля площади перлита, снижается поглощение энергии удара при низкой температуре, и, кроме того, увеличивается степень размягчения HAZ, так что значительно уменьшается прочность сварного шва по сравнению с прочностью матрицы. Если он содержится в количестве свыше 2,0%, иногда формируется твердый мартенсит, и падает поглощение энергии удара при низкой температуре, так что надлежащий диапазон устанавливают на 2,0% или менее. Из соображений обеспечения изгибаемости содержание более предпочтительно составляет 1,8% или менее.

[0035] «Р: 0,1% или менее»

Фосфор (Р) используют для обеспечения прочности стали. Однако если содержание превышает 0,1%, снижается низкотемпературная ударная вязкость, и, кроме того, не может быть получено поглощение энергии удара при низкой температуре, так что надлежащий диапазон устанавливают на 0,1% или менее. Нижний предел не является конкретно определенным, но если составляет менее 0,001%, возрастает стоимость изготовления, так что реальный нижний предел составляет 0,001%.

[0036] «S: 0,02% или менее»

Сера (S) представляет собой элемент, который оказывает вредное влияние на поглощение энергии удара. Если содержание превышает 0,02%, то даже если регулировать процентную долю площади структуры и средний размер частиц карбонитридов легирующих металлов, поглощение энергии удара при низкой температуре не может быть получено, так что подходящий диапазон устанавливают на 0,02% или менее. Нижний предел не является конкретно определенным, но если составляет менее 0,0003%, возрастают затраты на изготовление, так что реальный нижний предел составляет 0,0003%.

[0037] «Al: 1,0% или менее»

Алюминий (Al) применяют для раскисления и регулирования структуры стального листа. Если он превышает 1,0%, зона термического влияния при дуговой сварке размягчается, и достаточная прочность сварного шва не может быть получена, так что надлежащий диапазон регулируют на 1,0% или менее. Нижний предел не является конкретно установленным, но если составляет менее 0,001%, увеличивается стоимость изготовления, так что реальный нижний предел составляет 0,001%.

[0038] «Nb: от 0,02 до 0,09%»

Ниобий (Nb) используют в качестве элемента для дисперсионного упрочнения, чтобы корректировать прочность стали и применяют для подавления размягчения HAZ сварного шва. При содержании менее 0,02% не проявляется эффект подавления размягчения HAZ сварного шва, тогда как при превышении 0,09% возрастает количество крупнозернистых карбонитридов легирующих металлов, которые содержат некогерентные выделившиеся фазы Ti и Nb, и степень поглощения энергии удара при низкой температуре становится меньшей, так что содержание ограничивали диапазоном от 0,02% до 0,09%.

[0039] «Ti: от 0,02 до 0,07%»

Титан (Ti) используют в качестве элемента для дисперсионного упрочнения, чтобы корректировать прочность стали, и применяют для подавления размягчения HAZ сварного шва. Если содержание составляет менее 0,02%, получение максимального предела прочности на разрыв на уровне 600 МПа или более становится затруднительным. Кроме того, при превышении 0,07% возрастает количество некогерентных выделившихся фаз крупнозернистых карбонитридов легирующих металлов, которые содержат Ti и Nb, и степень поглощения энергии удара при низкой температуре становится меньшей, так что содержание ограничивают диапазоном от 0,02% до 0,07%. Для стабильного получения отношения предела текучести к пределу прочности на уровне 0,85 или более предпочтительно устанавливать нижний предел на 0,03%.

[0040] «N: 0,005% или менее»

Азот (N) влияет на размер зерен структуры стального листа в результате образования нитридов. Однако при содержании более 0,005% увеличивается количество крупнозернистых частиц и карбонитридов легирующих металлов с некогерентными межфазными границами, которые содержат Ti и Nb, и степень поглощения энергии удара при низкой температуре становится меньшей, так что содержание ограничивали до диапазона 0,005% или менее. Нижний предел не является конкретно установленным, но если составляет менее 0,0003%, возрастает стоимость изготовления, так что реальный нижний предел составляет 0,0003%.

[0041] «2,0≤Mn+8[%Ti]+12[%Nb]≤2,6»

Значение «Mn+8[%Ti]+12[%Nb]» представляет сумму величин вклада различных элементов, имеющих отношение к поглощению энергии удара при низкой температуре и размягчению HAZ вследствие сварки. Как показано в ФИГ. 1, если нанести на график взаимосвязь показателя vE_-40 поглощения энергии удара и показателя ΔHV размягчения HAZ для сталей 11 типов с различным содержанием Ti и Nb, то если значение этого параметра составляет менее 2,0, достаточная устойчивость к размягчению HAZ не может быть получена (то есть, ΔHV>40), и становится затруднительным получение максимального предела прочности на разрыв на уровне 600 МПа или более, тогда как если превышает 2,6, возрастает количество крупнозернистых частиц и карбонитридов легирующих металлов с некогерентными межфазными границами, которые содержат Ti и Nb, и степень поглощения энергии удара при низкой температуре становится меньшей (то есть, vE_-40<70 Дж/см²). По этой причине надлежащий диапазон был ограничен значениями от 2,0 до 2,6.

[0042] В настоящем изобретении в качестве ингредиентов стали, в дополнение к вышеуказанным существенным элементам, также возможно избирательное включение следующих таких элементов.

[0043] «V: от 0,01 до 0,12%»

Ванадий (V) может быть использован для корректирования прочности стали. Однако, если содержание V составляет менее 0,01%, такое действие не проявляется. Кроме того, при превышении 0,12% происходит охрупчивание, и снижается поглощение энергии удара при низкой температуре. По этой причине надлежащий диапазон ограничивали от 0,01 до 0,12%.

[0044] «Один или более из Cr, Cu, Ni и Mo в целом от 0,02 до 2,0%»

Хром (Cr), медь (Cu), никель (Ni) и молибден (Mo) могут быть использованы для регулирования структуры стали. Однако, если совокупное содержание одного или более из этих элементов составляет менее 0,02%, добавление не сопровождается вышеуказанным эффектом. Кроме того, если содержание превышает 2,0%, сохраняется аустенит, и падает поглощение энергии удара при низкой температуре. На этом основании подходящий диапазон общего содержания этих элементов был ограничен величинами от 0,02 до 2,0%.

[0045] «В: от 0,0003 до 0,005%»

Бор (В) может быть использован для регулирования структуры стального листа. Однако, если количество В составляет менее 0,0003%, этот эффект не проявляется. Кроме того, если содержание превышает 0,005%, иногда формируется мартенсит, и падает поглощение энергии удара при низкой температуре. По этой причине подходящий диапазон ограничивали до величин от 0,0003 до 0,005%.

[0046] «Один или более из Са, Mg, La и Се в целом от 0,0003 до 0,01%»

Кальций (Са), магний (Mg), лантан (La) и церий (Се) могут быть использованы для раскисления стали. Однако, если совокупное количество одного или более из этих элементов составляет менее 0,0003%, такое действие не проявляется, тогда как если превышает 0,01%, происходит хрупкое разрушение при низкой температуре, и падает поглощение энергии удара. На этом основании надлежащий диапазон ограничивали величинами от 0,0003 до 0,01%.

[0047] Следует отметить, что остальное количество ингредиентов составляют Fe и неизбежные загрязняющие примеси, но компоненты стали в данном варианте исполнения не являются конкретно ограниченными в отношении других элементов. Разнообразные элементы могут быть надлежащим образом включены для корректирования прочности.

[0048] Далее будет разъяснена структура горячекатаного стального листа согласно настоящему изобретению.

[0049] Горячекатаный стальной лист согласно настоящему изобретению может содержать феррит и бейнит в качестве основных фаз, и остальное количество из одного или более из перлита, мартенсита и остаточного аустенита.

[0050] «Процентная доля площади перлита»

При дисперсионном упрочнении стали, которая содержит Nb и Ti, если процентная доля площади перлита превышает 5%, легко возникает хрупкий излом при низкой температуре, и, кроме того, снижается поглощение энергии удара, так что верхний предел устанавливали на 5%. По соображениям обеспечения изгибаемости предпочтительным диапазоном являются 3% или менее. Следует отметить, что нижний предел не является конкретно установленным, но присутствие перлита с процентной долей площади, близкой к нулю, является более предпочтительным в отношении поглощения энергии удара.

[0051] «Общая процентная доля площади мартенсита и остаточного аустенита»

При дисперсионном упрочнении стали, которая содержит Nb и Ti, если процентная доля площади мартенсита и остаточного аустенита превышает 0,5%, легко возникает хрупкий излом при низкой температуре, и, кроме того, снижается поглощение энергии удара. На этом основании верхний предел общей процентной доли площади регулировали на 0,5%. Следует отметить, что нижний предел не является конкретно определенным, но в отношении поглощения энергии удара более предпочтительным является наличие мартенсита и остаточного аустенита с процентной долей площади, близкой к нулю.

[0052] «Структура, которая имеет остальное количество, составленное одним или более из феррита и бейнита»

Величины процентной доли площади этих структур не являются конкретно ограниченными, но из соображений обеспечения изгибаемости процентную долю площади бейнита предпочтительно регулируют на 10% или более.

[0053] «Средний размер зерен феррита и бейнита»

Средний размер зерен феррита и бейнита представляет собой корреляционный коэффициент. Если средний размер зерен превышает 10 мкм, то даже если регулируют средний размер частиц карбонитридов легирующих металлов, которые содержат Nb и Ti, иногда поглощение энергии удара при низкой температуре не может быть обеспечено, так что верхний предел устанавливали на 10 мкм. Значение в 8 мкм или менее является предпочтительным условием, позволяющим более стабильно обеспечивать поглощение энергии удара. Нижний предел не является конкретно определенным, но если размер составляет менее 2 мкм, значительно возрастает стоимость изготовления, так что реальным нижним пределом является 2 мкм.

[0054] В настоящем изобретении структура стального листа может быть определена на основе Японского промышленного стандарта JIS G 0551 с помощью оптического микроскопа. Обследуемую поверхность получают полированием стального листа, затем травлением его коррозионным раствором «Nital».

[0055] Процентная доля площади феррита, бейнита, перлита и мартенсита может быть измерена методом подсчета точек или анализом изображений на фотографиях структур, полученных с использованием оптического микроскопа или электронного сканирующего микроскопа (SEM). Процентную долю площади остаточного аустенита измеряют с помощью рентгеновской дифрактометрии.

[0056] В настоящем изобретении «бейнит» включает в себя верхний бейнит, нижний бейнит и гранулярный бейнит. Кроме того, «перлит» содержит перлит и псевдоперлит.

[0057] Размер зерен может быть измерен обследованием с помощью оптического микроскопа или анализом кристаллографической ориентации методом EBSD (анализ картин дифракции обратно-рассеянных электронов). Здесь «размер зерен» означает средний размер зерен «d», который описан в стандарте JIS G 0551.

[0058] «Средний размер частиц карбонитридов легирующих металлов с некогерентными межфазными границами, которые содержат Ti и Nb»

Размер частиц карбонитридов легирующих металлов, которые содержат Ti и Nb, и согласование решетки со структурой матрицы феррита или бейнита представляют собой важные факторы, имеющие отношение к поглощению энергии удара при низкой температуре. Как правило, в дисперсионно-упрочненной стали известно стимулирование образования выделившихся фаз тонкодисперсных карбонитридов легирующих металлов с хорошим согласованием кристаллической решетки со структурой матрицы в виде мелких частиц, но для повышения низкотемпературной ударной вязкости и улучшения поглощения энергии удара важно регулировать частицы карбонитридов легирующих металлов с плохим согласованием решетки со структурой матрицы. Если средний размер частиц карбонитридов легирующих металлов с некогерентными межфазными границами, которые ухудшают согласование решетки, составляет свыше 20 нм, снижается поглощение энергии удара при низкой температуре, так что надлежащий диапазон был ограничен 20 нм или менее. По соображениям получения лучшей степени поглощения энергии удара более предпочтительным диапазоном является 10 нм или менее. Нижний предел не является конкретно установленным, но в отношении размера, позволяющего проанализировать кристаллографическую ориентацию выделившейся фазы, реальный нижний предел составляет 2 нм.

[0059] Здесь выражение «карбонитриды легирующих металлов с некогерентными межфазными границами» означает состояние некогерентности выделившихся фаз в структуре матрицы из феррита или бейнита, и примыкающие феррит и бейнит не имеют следующих соотношений кристаллографической ориентации (ориентационных соотношений Бейкера-Наттинга):

(100)МХ//(100)Fe;

(010)МХ//(011)Fe;

(001)МХ//(0-11)Fe (примечание: -1 представляет альтернативное обозначение для 1 с черточкой над нею).

Здесь М обозначает Ti и Nb. Процентные доли, занимаемые Ti и Nb, не являются предметом обсуждения. Кроме того, Х означает С и N. Процентные доли, занимаемые С и N, не требуют обсуждения. Когда добавляют V или Mo, иногда М содержит V или Mo.

[0060] Следует отметить, что карбонитриды легирующих металлов с некогерентными межфазными границами были проанализированы в части кристаллографической ориентации и измерены для определения среднего размера частиц с использованием электронного микроскопа просвечивающего типа (TEM). Сначала образцу стального сляба придали форму пленки, тонкой до такой степени, чтобы сквозь нее проходил электронный пучок, использовали TEM для анализа кристаллографической ориентации между выделившейся фазой и окружающей матричной фазой Fe, затем измерили средний размер частиц 20 выделившихся фаз в порядке от выделившихся фаз с наибольшим диаметром в выделившихся фазах, которые были признаны некогерентными выделившимися фазами. Здесь «размер частиц выделившейся фазы» измеряют как диаметр эквивалентной окружности, при допущении, что площадь окружности эквивалентна площади поперечного сечения частицы.

[0061] «Отношение предела текучести к пределу прочности 0,85 или более»

Если отношение предела текучести к пределу прочности составляет менее 0,85, иногда снижается поглощение энергии удара при низкой температуре, и уменьшается изгибаемость. По этой причине нижний предел отношения предела текучести к пределу прочности устанавливали на 0,85.

[0062] Следует отметить, что в настоящем изобретении в качестве показателя для оценки изгибаемости использовали значение «r_lim/t». Здесь «t» представляет толщину испытательного образца, и «r_lim» представляет предельный радиус кривизны, при котором не возникает растрескивание при испытании на 90°-ный изгиб с V-образным углублением. Значение «r_lim/t», равное 1,0 или менее, считалось показателем хорошей изгибаемости. Более предпочтительным диапазоном является 0,5 или менее. Верхний предел не является конкретно установленным, но если значение превышает 1,1, изгибаемость может снижаться, так что величина 1,1 или менее я