專利名稱：焊接熱影響部的韌性優(yōu)異的高屈服比高張力鋼板的制作方法
技術領域：
本發(fā)明涉及焊接熱影響部(HAZ)的韌性優(yōu)異，而且抗拉強度在570MPa以上的高屈服比高張力鋼板。
背景技術：
抗張強度為570MPa以上的高屈服比高張力鋼板，被作為各種建筑結構物和橋梁等的原材而使用。建筑設計物等是通過焊接高張力鋼板而被構建，不過作為高張力鋼板所要求的特性，需要其適用高熱能焊接時的焊接熱影響部(HAZ)的韌性良好。
另外，針對對于地震的結局屈服點設計的適用，還要求屈服比[屈服強度/抗拉強度×100(％)]小(即塑性變形能高)，(不過在建筑用途的情況下為80％以下)，如果從使用鋼材(鋼重量)的削減這一觀點出發(fā)，則根據(jù)用途而優(yōu)選高屈服(上述屈服比為80以上)。
在抗張強度為570MPa以上的高張力鋼中，作為實現(xiàn)HAZ韌性的改善的技術，例如提出有專利第3602471號公報所示的技術。在該技術中，通過使C極低而使貝氏體相作為基本組織(低溫相變貝氏體組織)，從而抑制在高熱能焊接時的島狀馬氏體相(M-A相)的生成，并且滿足規(guī)定的關系式，積極地添加作為淬火性提高元素的Mn和Cr(根據(jù)需要還有Mo)，且滿足規(guī)定的關系式，控制作為降低高熱能HAZ韌性的元素的V和Nb，此外還添加B。
使C極低，即讓鋼中的C含量為0.05％左右以下，形成貝氏體組織(以下，將C極低的鋼中的貝氏體組織稱為“極低C貝氏體組織”)抑制M-A相的生成，這在提高高熱能HAZ韌性上有效，但是，僅針對極低C貝氏體組織還不能說肯定使HAZ組織的控制達到適當，根據(jù)情況會得不到充分的高熱能HAZ韌性。
另一方面，在特開2000-345239號公報中，也公開有通過使C含量在0.03％以下，使Nb和B的量適當化，從而成為對冷卻速度依存性小的(即材質的偏差少)極低C貝氏體鋼的技術。另外在該技術中，還公開有從提高高熱能HAZ韌性這一觀點出發(fā)，通過使氧化類夾雜物(Ti、Ca、Al、REM的氧化物)均一分散，從而抑制HAZ的舊奧氏體粒的粗大化。
然而，如果焊接輸入熱量變大，則HAZ的舊奧氏體粒的粗大化也有局限，存在只靠舊奧氏體粒的粗大化抑制而無法使高熱能HAZ韌性良好的情況。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明為了解決該現(xiàn)有技術中的課題而進行，其目的在于，提供一種高熱能HAZ韌性極力改善的抗張強度570MPa級的高屈服比高張力鋼板。
能夠達成上述目的的本發(fā)明的鋼板，含有C0.01～0.05％(質量％的意思，以下同)、Si1.0％以下(不含0％)、Mn0.5～2.0％、P0.5％以下(含0％)、S0.01％以下(含0％)、Al0.01～0.07％、Cr0.5～2.0％、Mo0.5％以下(含0％)、Nb0.0020～0.030％、Ti0.005～0.03％、B0.0005～0.0030％、Ca0.0005～0.005％、N0.0020～0.0080％，并且，由下述(1)式規(guī)定的HM值為0.10％以上、低于0.25％，由下述(2)式規(guī)定的HG值為0.02％以上、低于0.08％，由下述(3)式規(guī)定的HB值為0.0％以下，并且貝氏體分率為90面積％以上。
HM＝[C]+[Mn]/30+[Cr]/30+[Mo]/5+[Si]/5 …(1)HG＝-[C]+[Mn]/25+[Cr]/25-[Mo]/30-[Si]/10…(2)HB＝-[Cr]/10+[Mn]/10-[Nb]…(3)其中，[C]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Si]和[Nb]分別表示C、Mn、Cr、Mo、Si和Nb的含量(質量％)。
在本發(fā)明的鋼板中，根據(jù)需要，含有如下等也有效，(a)Cu3.0％以下(不含0％)和/或Ni3.0％以下(不含0％)；(b)V0.05％以下(不含0％)；(c)Mg0.005％以下(不含0％)；(d)Zr0.005％以下(不含0％)；(e)稀土類元素0.0003～0.03％，通過這些被含有的成分能夠使鋼板的特性進一步提高。
在本發(fā)明的鋼板中，把作為對HAZ韌性產(chǎn)生影響的要因的M-A相量、舊奧氏體粒徑和貝氏體塊大小，通過嚴密的規(guī)定化學成分組成而實現(xiàn)適當化，能夠實現(xiàn)使良好的HAZ韌性穩(wěn)定并加以確保的抗拉強度570MPa級的貝氏體高屈服比高張力鋼板，這樣的高張力鋼板作為各種建筑結構物等的基礎材料極其有用。
具體實施例方式
作為為了得到良好的HAZ韌性的鋼板，通常采用具有極低C貝氏體組織的材料。本發(fā)明者們，以具有這一組織的鋼板為基礎，從各種的角度研究關于用于進一步改善其HAZ韌性的方法。
在至今為止提出的技術中，作為對HAZ韌性造成影響的要因，已知有HAZ的M-A相量和舊奧氏體粒徑等。另外除了這些要因，還發(fā)現(xiàn)適當?shù)乜刂婆f奧氏體粒內(nèi)的組織單位(貝氏體塊)的大小也是重要的原因。
本發(fā)明者們，在高張力鋼中一般所含有的元素(C、Si、Mn、Cr、Mo、Nb等)中，就其對(1)M-A相量、(2)舊奧氏體粒徑和(3)貝氏體塊大小的各個要因產(chǎn)生的影響加以更為詳細的研究。其結果發(fā)現(xiàn)，如果上述每個要件根據(jù)特定的元素規(guī)定其關系式，則各要件均良好，HAZ韌性變得格外優(yōu)良，進而完成本發(fā)明。在本發(fā)明中，對特定的元素分別由(1)式～(3)式規(guī)定的HM值、HG值和HB值需要滿足規(guī)定的范圍，這些范圍限定理由如下。
0.10(％)≤HM＜0.25(％)為了提高HAZ韌性，需要在HAZ中盡可能降低成為破壞的起點的M-A相的量。M-A相是由于組織中的C濃化，這部分的相這溫度降低，從而馬氏體和殘留奧氏體在組織中析出的相。因此，為了降低M-A相，降低C含量本身是有效的。另外，在M-A相的降低中，需要通過降低奧氏體穩(wěn)定化元素(Mn、Cr、Mo、Si等)，以減少殘留奧氏體量。然而，若使C含量和奧氏體穩(wěn)定化元素過度降低，則會產(chǎn)生不能確保強度這樣的問題。即，在上述HM值低于0.25％的鋼板中，HAZ中的M-A相變得十分少而顯示出良好的韌性。另外，若HM值低于0.10％，則淬火性降低，極低C貝氏體組織生成不充分，成為鐵素體主體的組織，作為鋼板所要求的強度不能確保。
0.02(％)≤HG＜0.08(％)為了抑制HAZ中的舊奧氏體粒的粗大化，一般會活用TiN。在本發(fā)明中也是活用TiN，如果如上述使其處于如下范圍內(nèi)，即Ti0.005～0.03％，N0.0020～0.0080％，則來自TiN的效果充分。除了利用此TiN的效果之外，進一步從氮化物、碳化物、氧化物等帶來的奧氏體粒成分的銷止(ピン止め)和使粒成長本身放緩這一觀點出發(fā)，定量調(diào)查C、Mn、Cr、Mo、Si的影響，以其結果指導HG值。在上述HG值低于0.08％的鋼板中，HAZ中的舊奧氏體粒的粗大化被抑制，會顯示出良好的韌性。另外若HG值低于0.02％，則極低貝氏體組織生成不充分，不能確保作為鋼板所要求的強度。
HB≤0.0(％)通過使HAZ中的舊奧氏體粒內(nèi)的組織單位(貝氏體塊)細小，破壞時的龜裂傳播阻抗變大，能夠提高HAZ韌性。在上述HB值為0.0％以下的鋼板中，從HAZ在的舊奧氏體粒內(nèi)會有方位不同的大量貝氏體板條(lath)擴展，顯示出良好的韌性。促進貝氏體塊大小的微細化的元素還有其他(例如Cu、Ni等)，不過其效果小，在本發(fā)明中只規(guī)定利用上述三種元素。特別是以Cr量多為特征。
本發(fā)明的高張力鋼板，以貝氏體組織為基礎，但是，這種貝氏體組織不管是否為極低C，在用于確保570MPa以上的強度上都有作用。一般來說，在干線用管(line pipe)等中，是通過以鐵素體組織為主體來實現(xiàn)高強度，但是用鐵素體組織，需要通過實施低溫軋制而成為微細的鐵素體，以實現(xiàn)高強度。相對于此，用貝氏體組織即使以高溫軋制也能夠實現(xiàn)高強度，在實現(xiàn)生產(chǎn)率提高上也有利。但是，為了使這些效果發(fā)揮，未必需要100面積％都是貝氏體組織，以貝氏體分率計為90面積％以上即可。作為貝氏體的以外的組織，能列舉有馬氏體和鐵素體等。
還有，本發(fā)明中的貝氏體組織，除了上部或下部貝氏體以外，還包括“鋼的貝氏體照片集-1”[日本鋼鐵協(xié)會貝氏體調(diào)查研究會編(1992).4]中所介紹的貝氏體·鐵素體或粒狀(granular)-貝氏體·鐵素體。這些讓C量極低化的貝氏體組織(極低C貝氏體組織)其強度·韌性優(yōu)異，能夠通過本發(fā)明規(guī)定的化學組成的范圍而得到。
在本發(fā)明的高張力鋼板中，嚴密調(diào)整其化學成分組成也是重要的條件，但其范圍限定理由如下。
C0.01～0.05％C對使高張力鋼的強度增大是有效的元素，為了確保希望的強度而需要使之含有0.01％以上。然而，若使C過量地含有，則M-A相或滲碳體大量形成，會使極低C貝氏體組織穩(wěn)定生成變得困難。由此需要其上限為0.05％。
Si1.0％以下(不含0％)Si是不根據(jù)冷卻條件而是通過固溶強化使鋼的強度增加方面有效的元素，但是若使之過量地含有，則使鋼材(母材)中大量析出島狀馬氏體相(M-A相)而使韌性劣化。由此，將其上限作為1.0％。還有，Si含量的優(yōu)選上限為0.5％。
Mn0.5～2.0％Mn使極低C貝氏體組織生成，對強化鋼材方面是有效的元素，為了使這一效果發(fā)揮，需要使Mn含有0.5％以上。然而若使Mn過量地含有，因為會引起母材的韌性劣化，所以將上限設為2.0％。Mn含量的優(yōu)選下限為0.7％，優(yōu)選上限為1.8％。
P0.5％以下(含0％)和S0.02％以下(含0％)因為P在晶粒偏析，是對延性和韌性起有害作用的雜質，所以優(yōu)選盡可能少的方面(含0％)。考慮到其會不可避免地混入鋼材，P可以抑制在0.5％以下。另外，因為S與鋼材中的合金元素反應形成各種的夾雜物，是對鋼材的延性和韌性起有害作用的雜質，所以優(yōu)選盡可能的少(含0％)。考慮到其會不可避免地混入，S可以抑制在0.02％以下。
Al0.01～0.07％Al作為脫氧劑是有效的元素，并且是通過固定鋼材中的N而使B的固溶量增加的元素。由此，提高B帶來的淬火性提高效果。為了使這一效果發(fā)揮，需要Al含量為0.01％以上。然而，若其被過量地含有，則使鋼材(母材)中大量析出島狀馬氏體相(M-A相)而使韌性劣化。由此，將其上限設為0.07％。還有，Al含量的優(yōu)選下限為0.02％，優(yōu)選上限為0.05％。
Cr0.5～2.0％Cr是用于得到極低C貝氏體的重要的元素。另外，用于在HAZ組織中降低貝氏體塊大小也有效。此外，其也是對提高淬火性而確保鋼材的強度有效的元素。為了發(fā)揮這些效果，需要使Cr含有0.5％以上。然而，若Cr的含量變得過量而超過2.0％，則因形成粗大的析出物，所以母材和HAZ的韌性均劣化。還有，Cr含量的優(yōu)選下限為0.7％，優(yōu)選上限為1.8％。
Mo0.5％以下(含0％)Mo使淬火性提高是在強度提高上有效的元素，但是若超過0.5％而使之過量地含有，則因為成為粗大的硬化相，所以母材和HAZ的韌性均劣化。還有，在本發(fā)明中，其未必是用于得到極C貝氏體組織而必需的元素，也可以不添加。但是不含Mo時，所述(1)式和(2)需要按不含Mo來計算。Mo含量的優(yōu)選上限為0.4％。
Nb0.005～0.030％Nb是用于得到極低C貝氏體組織的重要的元素。另外，也是在HAZ組織中在用于降低貝氏體塊大小上有效的元素。此外，還是在確保鋼材的強度上有效的元素。為了使這些效果發(fā)揮，需要使Nb含有0.005％以上。然而，Nb的含量變得過量，使之超過0.030％而含有，該效果也是飽和。還有，Nb含量的優(yōu)選下限為0.010％，優(yōu)選上限為0.025％。
Ti0.005～0.03％Ti使氮化物形成，在高熱能焊接時抑制舊奧氏體粒的粗大化，在使HAZ韌性提高上是有效的元素。為了使這一效果發(fā)揮，需要Ti含量在0.005％以上。然而，若使Ti過量地含有，則因為會使粗大的夾雜物析出，反而使HAZ韌性劣化。所以將其上限設為0.03％。還有，Ti含量的優(yōu)選下限為0.010％，優(yōu)選上限為0.025％。
B0.0005～0.0030％B是用于得到極低C貝氏體組織重要的元素。另外其使淬火性提高，在抑制鐵素體相變上也有效地發(fā)揮作用。為此，需要使B含有0.0005％以上。然而，若使B過量地含有，則不但其效果飽和，而且HAZ組織中的夾雜物(B氮化物)增加，HAZ韌性反而降低，因此，需要B含量的上限為00.030％。還有，B含量的優(yōu)選下限為0.0007％，優(yōu)選上限為0.002％。
Ca0.0005～0.005％Ca有降低夾雜物形狀的各向異性的作用，是在使HAZ韌性提高上有效的元素。為了使這一效果發(fā)揮，需要使之含有0.0005％以上，但是超過0.005％使之過量地含有，夾雜物會粗大化，HAZ韌性反而劣化。還有，Ca含量的優(yōu)選下限為0.001％，優(yōu)選上限為0.004％。
N0.0020～0.0080％為了在高熱能焊接HAZ中高品質確保韌性，有效的是使舊奧氏體粒內(nèi)微細析出TiN而防止舊奧氏體粒的粗大化。為了使這一效果發(fā)揮，需要N含量為0.0020％以上。然而，若N的含量變得過量而超過0.0080％，則粗大的TiN析出并成為破壞的起點。還有，N含量的優(yōu)選下限為0.003％，優(yōu)選上限為0.007％。
在本發(fā)明的高屈服比高張力鋼板中，根據(jù)需要，含有如下等也有效(a)Cu3.0％以下(不含0％)和/或Ni3.0％以下(不含0％)；(b)V0.05％以下(不含0％)；(c)Mg0.005％以下(不含0％)；(d)Zr0.005％以下(不含0％)；(e)稀土類元素0.0003～0.03％，使這些成分含有時的范圍限定理由如下。
Cu3.0％以下(不含0％)和/或Ni3.0％以下(不含0％)Cu和Ni在提高母材強度上是有效的元素。這一效果隨著其含量的增大而增大，但是若其含量變得過量，則在焊接時M-A相的生成被促進，HAZ韌性會劣化，因此均在3.0％以下。
V0.05％以下(不含0％)V是在母材強度的提高方面有效的元素，但是若超過0.05％而過量地含有，則在HAZ部形成析出物，將使HAZ韌性降低。
Mg0.005％以下(不含0％)Mg使成為TiN的析出的核氧化物微細分散，是有助于HAZ的韌性提高的元素，但是若使之過量含有，則氧化物粗大化，反而使HAZ韌性降低，因此應該讓其處在0.005％以下。
Zr0.005％以下(不含0％)Zr與Ti同樣，形成氮化物和氧化物，防止HAZ部的舊奧氏體粒的粗大化，在使HAZ韌性提高上是有效的元素，但是若使之過量地含有，則夾雜物粗大化，HAZ韌性劣化，因此應該讓其處于0.005％以下。
稀土類元素0.0003～0.03％稀土類元素(REM)與Ca同樣，降低夾雜物形狀的各向異性，是在提高HAZ韌性上有效的元素。為了使這一效果發(fā)揮，優(yōu)選使之含有0.0003％以上。然而，若REM的含量超過0.03％而變得過量，則夾雜物粗大化，將會使HAZ韌性反而降低。
在本發(fā)明的高張力鋼板中，在上述成分之外，其余由Fe和不可避免的雜質構成，但是，也可以含有不損害此特性的程度的微量成分(允許成分)，這種高張力鋼板也包含于本發(fā)明的范圍。
為了制造本發(fā)明的鋼板，基本上通過連續(xù)鑄造法和鑄錠法制作滿足上述這樣化學成分組成的鑄錠或鋼坯，通過對其熱軋-冷卻-熱處理的通常的方法加以制造，不過，特別是為了得到極低C貝氏體組織，優(yōu)選通過包含下述(A)和(B)工序來制造。
(A)將鑄錠或鋼坯加熱到1000～1300℃，以軋制最終溫度在700℃以上結束熱軋后，空冷。
(B)將鑄錠或鋼坯加熱到1000～1300℃，以軋制最終溫度在700℃以上結束熱軋后，以1～50℃/秒的冷卻速度水冷卻至500℃以下。
上述制造方法，基本上在作為充分的奧氏體狀態(tài)的基礎上進行熱軋，經(jīng)此后冷卻而成為貝氏體組織。在上述(A)和(B)的工序中，若加熱溫度低于1000℃，則得不到充分的奧氏體狀態(tài)，若加熱溫度超過1300℃，則初期奧氏體粒會粗大化，其結果是制品為低韌性。軋制最終溫度從生產(chǎn)率的觀點出發(fā)為700℃以上。
結束熱軋之后，因為通過空冷也能夠成為抑制鐵素體相變的成分設計，因而能夠得到貝氏體組織，不過根據(jù)情況，也可以以1～50℃/秒加速冷卻到500℃以下。這是由于，組織成為過冷狀態(tài)，能夠得到良好的極低C貝氏體組織。還有，在實施加速冷卻時，因為需要冷卻到貝氏體組織的生成完結，所以要冷卻到500℃以下。
另外，除了上述制造工序以外，根據(jù)需要，也可以在500～700℃的溫度區(qū)域進行回火處理，由此能夠進一步達成高屈服比·高韌性。
以下，通過實施例更詳細地說明本發(fā)明，但下述實施例并沒有限定本發(fā)明的性質，遵循前·后述的宗旨進行設計變更的均包含于本發(fā)明的技術范圍。
實施例實施例1使用下述表1、2所示的化學成分組成的鋼，以下述表3、4所示的制造條件制造鋼板。還有，在表1、2中，也顯示關于本發(fā)明規(guī)定的HM值、HG值和HB值。
表1


表2


表3


(-)無處理
表4


(-)無處理對于得到的各鋼板，依據(jù)下述的方法測定其貝氏體分率、鋼材(母材)的抗拉特性(0.2％屈服點σ0.2、抗拉強度TS、屈服比)、沖擊特性(斷裂轉變溫度vTrs)、耐焊接低溫開裂性、HAZ韌性等。
從各鋼板的t/4(t為板厚)提取鏡面研磨后試驗片，將其以2％硝酸-乙醇溶液(硝酸乙醇腐蝕液)進行浸蝕后，使用光學顯微鏡在5個視野中以400倍進行觀察，通過圖像分析測定鋼組織中的貝氏體分率(面積％)。這時，鐵素體(包括多邊鐵素體·準多邊鐵素體)以外的板條狀組織全部視為貝氏體。

從鋼板的t/4(t為板厚)提取JIS Z 22014號試驗片，按JIS Z 2241的要領進行拉伸試驗，測定屈服強度(0.2％屈服點σ0.2)、抗張強度(TS)、屈服比(屈服強度/抗張強度×100％YR)。在本發(fā)明中，抗張強度TS570MPa以上，屈服比YR80％以上為合格。
從鋼板的t/4沿L方向(軋制方向)提取JIS Z 2202 V切口試驗片，依據(jù)JIS Z 2242進行擺錘沖擊試驗，留意擺錘沖擊試驗片的脆性斷裂達到50％的溫度，將其作為斷裂轉變溫度(vTrs)并測定。將vTrs在-50℃以下作為目標視為合格。
遵循JIS Z 3158的y形熔接裂紋試驗法，以輸入熱量1.5KJ/mm進行氣體保護金屬極電弧焊(shielded metal arc welding)，在預熱溫度25℃測定剖面裂縫率，裂縫率0％為合格。
進行HAZ重現(xiàn)試驗。從鋼板提取的試驗片[提取12.5×32×55(mm)的試驗片各5個]加熱1400℃×5秒后，進行相當于輸入熱量10KJ/mm[以80秒冷卻從800～500℃]的熱循環(huán)試驗。此后，從各試驗片提取2個擺錘沖擊試驗片(JIS Z 2202 V切口試驗片)，針對每個鋼板求得-15℃的平均沖擊吸收能vE-15共10個。平均100J以上為合格。
下述表5、6顯示這些結果，由這些結果能夠做如下考察。首先試驗No.1～11滿足本發(fā)明規(guī)定的必要條件，鋼板(母材)的強度韌性滿足目標，焊接性不用預熱即為良好，輸入熱量10KJ/mm的HAZ韌性也充分滿足目標平均100J以上。
相對于此，試驗No.12～36欠缺本發(fā)明規(guī)定的任一必要條件，相應的特性劣化。其中試驗No.12其C含量超過規(guī)定范圍(表1的鋼種A1)，變成含有粗大的碳化物的組織，母材韌性、HAZ韌性均降低。另外，試驗No.13因為其Si含量超過本發(fā)明規(guī)定的范圍(表1的鋼種B1)，另外HM值也超過上限，所以M-A量非常多，母材韌性、HAZ韌性均降低。
試驗No.14因為其Mn含有不在本發(fā)明規(guī)定的范圍(表1的鋼種C1)內(nèi)，淬火性顯著降低，所以在母材中有鐵素體析出，強度降低。試驗No.15因為Mn含有超過本發(fā)明規(guī)定的范圍(表1的鋼種D1)，粗大的析出物形成，所以母材韌性、HAZ韌性均降低。
試驗No.16因為其Cr含量低于本發(fā)明規(guī)定的范圍，淬火性顯著降低，所以在母材中有鐵素體析出，強度降低。試驗No.17因為其Cr含量超過本發(fā)明規(guī)定的范圍(表1的鋼種E1)，粗大的析出物形成，所以母材韌性、HAZ韌性均降低。
試驗No.18其Ti含量超過本發(fā)明規(guī)定的范圍(表1的鋼種G1)，可以預想在HAZ部會有粗大的夾雜物生成，HAZ韌性劣化。試驗No.19其B含量超過本發(fā)明規(guī)定的范圍(表2的鋼種H1)，可以預想在HAZ部會有粗大的夾雜物生成，HAZ韌性劣化。試驗No.20其Mo含量超過本發(fā)明規(guī)定的范圍(表2的鋼種I1)，成為含有粗大的硬化豐的組織，母材韌性、HAZ韌性均降低。
試驗No.21其V含量超過本發(fā)明的優(yōu)選范圍(表2的鋼種J1)，可以預想在HAZ部會有粗大的夾雜物生成，HAZ韌性劣化。試驗No.22其Cu含量超過本發(fā)明的優(yōu)選范圍(表2的鋼種K1)，可以預想在HAZ部的M-A相的生成量增大，HAZ韌性劣化。試驗No.23其Ni含量超過本發(fā)明的優(yōu)選范圍(表2的鋼種L1)，可以預想在HAZ部的M-A相的生成量增大，HAZ韌性劣化。
試驗No.24其Nb含量超過本發(fā)明的范圍(表2的鋼種M1)，可以預想在HAZ部的夾雜物量增大，HAZ韌性劣化。試驗No.25其Ca含量超過本發(fā)明的優(yōu)選范圍(表2的鋼種N1)，可以預想在HAZ部有粗大的夾雜物生成，HAZ韌性劣化。
試驗No.26、27其HM值低于本發(fā)明規(guī)定的范圍(表2的鋼種O1、P1)，淬火性降低，可以預想在母材中有鐵素體生成，強度變低。
試驗No.28、29其HM值超過本發(fā)明規(guī)定的范圍(表2的鋼種Q1、R1)，可以預想在HAZ部M-A相會大量生成，HAZ韌性劣化。
試驗No.30、31其HG值低于本發(fā)明規(guī)定的范圍(表2的鋼種S1、T1)，淬火性降低，可以預想在母材中有鐵素體生成，強度變低。
試驗No.32、33其HG值超過本發(fā)明規(guī)定的范圍(表2的鋼種U1、V1)，可以預想在HAZ部舊奧氏體粒將變得非常大，HAZ韌性劣化。
試驗No.34～36其HB值超過本發(fā)明規(guī)定的范圍(表2的鋼種W1、X1、Y1)，可以預想在HAZ部舊奧氏體粒內(nèi)幾乎沒有被分割，塊尺寸變大，HAZ韌性劣化。
表5


表6


實施例2采用所述表1所示的鋼種A，除改變輸入熱量以外，均以與上述相同的方式進行HAZ重現(xiàn)試驗。這時以輸入熱量相當于1～20KJ/mm的方式改變達到800～500℃的冷卻時間，進行熱循環(huán)試驗。還有，當輸入熱量為1KJ/mm冷卻時間為10秒，當輸入熱量為2KJ/mm冷卻時間為20秒，當輸入熱量5KJ/mm冷卻時間為40秒，當輸入熱量7KJ/mm冷卻時間為60秒，當輸入熱量15KJ/mm冷卻時間為120秒，當輸入熱量20KJ/mm冷卻時間為160秒。
其后，從各試驗片提取2個擺錘沖擊試驗片(JIS Z 2202 V切口試驗片)，針對每個鋼板求得-15℃的平均沖擊吸收能vE-15共10個。
下述表7顯示其結果，在本發(fā)明的高張力鋼板中，至輸入熱量為20KJ/mm可知顯示出優(yōu)異的HAZ韌性。
表7


權利要求
1.一種鋼板，其特征在于，以質量％計，含有C0.01～0.05％、Si1.0％以下但不含0％、Mn0.5～2.0％、P0.5％以下且含0％、S0.01％以下且含0％、Al0.01～0.07％、Cr0.5～2.0％、Mo0.5％以下且含0％、Nb0.0020～0.030％、Ti0.005～0.03％、B0.0005～0.0030％、Ca0.0005～0.005％、及N0.0020～0.0080％，并且，滿足由下述(1)式規(guī)定的HM值為0.10％以上、但低于0.25％；由下述(2)式規(guī)定的HG值為0.02％以上、但低于0.08％；和由下述(3)式規(guī)定的HB值為0.0％以下，并且，貝氏體分率為90面積％以上，HM＝[C]+[Mn]/30+[Cr]/30+[Mo]/5+[Si]/5…(1)HG＝-[C]+[Mn]/25+[Cr]/25-[Mo]/30-[Si]/10 …(2)HB＝-[Cr]/10+[Mn]/10-[Nb]…(3)其中，[C]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Si]和[Nb]分別表示C、Mn、Cr、Mo、Si和Nb的質量％含量。
2.根據(jù)權利要求1所述的鋼板，其特征在于，以質量％計，含有Cu3.0％以下但不含0％、和Ni3.0％以下但不含0％中的至少一種。
3.根據(jù)權利要求1所述的鋼板，其特征在于，以質量％計，含有V0.05％以下，但不含0％。
4.根據(jù)權利要求1所述的鋼板，其特征在于，以質量％計，含有Mg0.005％以下，但不含0％。
5.根據(jù)權利要求1所述的鋼板，其特征在于，以質量％計，含有Zr0.005％以下，但不含0％。
6.根據(jù)權利要求1所述的鋼板，其特征在于，以質量％計，含有稀土類元素；0.0003～0.03％。
7.根據(jù)權利要求1所述的鋼板，其特征在于，抗拉強度為570MPa以上。
全文摘要
本發(fā)明的鋼板，適當控制化學成分組成，并且為如下組織由下述(1)式規(guī)定的HM值滿足0.10％以上、低于0.25％；由下述(2)式規(guī)定的HG值滿足0.02％以上、低于0.08％；和由下述(3)式規(guī)定的HB值滿足0.0％以下，并且貝氏體分率為90面積％以上。HM＝[C]+[Mn]/30+[Cr]/30+[Mo]/5+[Si]/5…(1)HG＝－[C]+[Mn]/25+[Cr]/25－[Mo]/30－[Si]/10…(2)HB＝－[Cr]/10－[Mn]/10－[Nb]…(3)其中，[C]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Si]和[Nb]分別表示C、Mn、Cr、Mo、Si和Nb的含量(質量％)。本發(fā)明的鋼板，是極力改善了高熱能HAZ韌性的抗拉強度為570MPa級的高屈服比高張力鋼板。
文檔編號C22C38/50GK1970814SQ20061016041
公開日2007年5月30日 申請日期2006年11月20日 優(yōu)先權日2005年11月22日
發(fā)明者大西宏道 申請人:株式會社神戶制鋼所