專利名稱：高強度鋼板及其制造方法
技術領域：
本發(fā)明涉及焊接性優(yōu)異的高強度厚鋼板及其制造方法。本發(fā)明特別涉及用于建設機械和產(chǎn)業(yè)機械的結(jié)構部件、且屈服強度為885MPa以上、抗拉強度為950MPa以上且1130MPa以下、其大多是板厚為6mm以上且25mm以下的高強度厚鋼板及其制造方法。本申請基于2010年11月5日在日本提出申請的日本特愿2010-248032號主張優(yōu)先權，在此引用其內(nèi)容。
背景技術：
伴隨近年來建筑物的高層化，起重機、混凝土泵車等建設機械有越發(fā)大型化的趨勢。為了抑制隨著建設機械的大型化而重量增加，對結(jié)構部件的輕量化需求進一步加大，對所謂的100千克鋼 級(例如，屈服強度為885MPa以上、抗拉強度950MPa以上)的高強度鋼的需要也有進一步加大的趨勢。另一方面，就這樣的高強度鋼而言，由于所添加的合金元素的量增多，所以為了避免焊接施工時的焊接裂紋通常進行預熱。然而，為了更有效地進行焊接施工，需要不需要預熱的鋼材。由于焊接裂紋敏感性受到擴散性氫的影響非常大，所以期望將焊接金屬的擴散性氫量抑制得較低。但是，例如在廣泛用于建設機械、產(chǎn)業(yè)機械的結(jié)構部件的焊接的二氧化碳氣體電弧焊接施工中，為了能夠?qū)U散性氫量抑制得特別低，不僅需要選定焊接材料并對其進行管理，而且為了在焊接施工時不混入氫，還需要包括對焊絲的潤滑油進行的管理和槽面的清潔化等在內(nèi)的各種管理，從而施工上的負荷變大。因此，對于二氧化碳氣體電弧焊接而言，期望使鋼材具有即使在鋼中含有被認為焊接施工管理略微不充分時會混入的
3.0 5.0ml/lOOg左右的量的擴散性氫的情況下也不會在無預熱而進行焊接時產(chǎn)生裂紋的足夠低的裂紋敏感性。就100千克鋼級的鋼板的常規(guī)的強度規(guī)定而言，屈服強度通常為885MPa以上，屈服強度是沒有上限的，而抗拉強度例如為950MPa以上且1130MPa以下等的范圍，抗拉強度是有上限的。在建設機械用途等中多對鋼板進行彎曲加工，但當鋼板的抗拉強度超過規(guī)格上限時，彎曲加工所需要的載荷變大。因此，進一步考慮到加工受設備能力制約的情況，需要不使鋼板的抗拉強度過高。關于屈服強度為885MPa級的高強度鋼板，例如專利文獻I以及專利文獻2中公開了抗拉強度為950MPa級的高張力鋼板。然而，這些鋼板為用于壓力水管(pen stock)等的壁較厚的厚鋼板。因此，對于這些鋼板而言，沒有特別考慮到彎曲加工性，由此為了確保韌性而添加了大量的Ni作為必須元素，從而作為建設機械用途來說缺乏經(jīng)濟性。專利文獻3中公開了關于焊接性、經(jīng)濟性優(yōu)異的高張力鋼的技術。該技術中，通過將焊接裂紋敏感性指數(shù)Pcm抑制為0.29以下來確保焊接性。然而，y型焊接裂紋試驗中的裂紋停止預熱溫度最低為100°C，可以認為采用沒有預熱的焊接無法確保焊接性。專利文獻4中公開了關于焊接性、止裂性優(yōu)異的高張力鋼的技術。該技術中，為了確保韌性必須添加Ni，作為建設機械用途來說缺乏經(jīng)濟性。另外，雖然在y型焊接裂紋試驗中即使無預熱也不會產(chǎn)生裂紋，但在該試驗的條件下，擴散性氫量為1.2ml/100g。因此，在這種情況下，可以預測用于管理焊接金屬的擴散性氫量的焊接施工時的負荷會變大。專利文獻5中公開了關于焊接性、耐HIC特性優(yōu)異的高張力鋼的技術。該技術中，為了確保韌性必須添加Ni和0.6%以上的Mo，作為建設機械用途來說缺乏經(jīng)濟性。另外，雖然在I型焊接裂紋試驗中即使無預熱也不會產(chǎn)生裂紋，但在該試驗的條件下，擴散性氫量被限制為1.5ml/100g，所以可以預測用于管理焊接金屬的擴散性氫量的焊接施工時的負荷會變大。專利文獻6中公開了以非調(diào)質(zhì)的方式制造抗拉強度大于980MPa的鋼板的方法。該方法中，為了以0.025%以下的極低C量確保大于980MPa的抗拉強度，必須在鋼中添加1.5%以上的Mn等大量的合金元素，特別在Mn量多時，偏析部的裂紋敏感性有可能下降。然而，對于焊接性沒有任何評價，無法期待優(yōu)異的焊接性。專利文獻7中公開了考慮了彎曲加工性以及焊接性的抗拉強度為950MPa以上的熱軋鋼板。由于在該熱軋鋼板中必須添加大量的Ti，所以可以認為焊接性降低。另外，為了彌補由于大量添加Ti而造成的韌性降低必須添加Ni，因此在經(jīng)濟性上也存在問題。專利文獻8中公開了主要用于管線管、且韌性以及焊接性優(yōu)異的抗拉強度為950MPa以上的鋼板的制造方法。由于Mn量必須為1.8%以上，所以偏析部的裂紋敏感性有可能下降，并且由于鐵素體-奧氏體兩相區(qū)域中的低溫軋制是必須的，所以生產(chǎn)率低?，F(xiàn)有技術文獻專利文獻專利文獻1:日本特開平10-265893號公報專利文獻2:日本特開平8-269542號公報專利文獻3:日本特開平6-158160號公報專利文獻4:日本特開平11-36042號公報專利文獻5:日本特開平11-172365號公報專利文獻6:日本特開2004-84019號公報專利文獻7:日本特開平5-230529號公報專利文獻8:日本特開平8-269546號公報

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所要解決的問題本發(fā)明的目的在于，經(jīng)濟性地提供用于建設機械、產(chǎn)業(yè)機械的結(jié)構部件、且焊接性優(yōu)異、屈服強度為885MPa以上、抗拉強度為950MPa以上且1130MPa以下、其大多是板厚為6mm以上且25mm以下的高強度厚鋼板及其制造方法。用于解決問題的手段本發(fā)明的主旨如下所述。(I)本發(fā)明的一個方案的高強度鋼板的化學組成以質(zhì)量％計含有C:0.05%以上且小于0.10%、S1:0.20%以上 且0.50%以下、Mn:0.20%以上且小于1.20%、Cr:0.20%以上且
1.20% 以下、Mo:0.20% 以上且 0.60% 以下、Nb:0.010% 以上且 0.050% 以下、T1:0.005% 以上且0.030%以下、Al:0.01%以上且0.10%以下、B:0.0003%以上且0.0030%以下、V:0%以上且0.10%以下、Cu:0%以上且0.50%以下、Ca:0%以上且0.0030%以下，并將N1、P、S、N限制為N1:0.1%以下、P:0.012%以下、S:0.005%以下、N:0.0080%以下，剩余部分由Fe和不可避免的雜質(zhì)構成，下述(式I)所定義的Pcm為0.22%以下，下述(式2)所定義的A為2.0以下，下貝氏體的組織分率與馬氏體的組織分率之和為90%以上，上述下貝氏體的組織分率為70%以上，原奧氏體晶粒的縱橫比為2以上，屈服強度為885MPa以上，抗拉強度為950MPa以上且1130MPa以下。Pcm=[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5X[B](式I)A= ([Mn] +1.5X [Ni])/([Mo] +1.2X [V])(式 2)其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]分別為上述化學組成中的 C、S1、Mn、Cu、N1、Cr、Mo、V、B 的質(zhì)量 ％。

(2)上述(I)所述的高強度鋼板中，50nm以上的滲碳體的個數(shù)密度可以為20個/μ m3以下。(3)上述(I)或(2)所述的高強度鋼板中，板厚可以為6mm以上且25mm以下。(4)本發(fā)明的一個方案的高強度鋼板的制造方法，將具有下述化學組成的鋼加熱到1100°C以上，上述鋼的化學組成以質(zhì)量％計含有C:0.05%以上且小于0.10%、S1:0.20%以上且0.50%以下、Mn:0.20%以上且小于1.20%、Cr:0.20%以上且1.20%以下、Mo:0.20%以上且0.60%以下、Nb:0.010%以上且0.050%以下、T1:0.005%以上且0.030%以下、Al:0.01%以上且0.10%以下、B:0.0003%以上且0.0030%以下、V:0%以上且0.10%以下、Cu:0%以上且0.50%以下、Ca:0%以上且0.0030%以下，并將N1、P、S、N限制為N1:0.1%以下、P:0.012%以下、S:0.005%以下、N:0.0080%以下，剩余部分由Fe和不可避免的雜質(zhì)構成，下述(式3)所定義的Pcm為0.22%以下，下述(式4)所定義的A為2.0以下；對上述鋼進行熱軋，使得未再結(jié)晶溫度區(qū)域中的累積壓下率為60%以上；在線將上述鋼從Ar3以上的溫度以10°C /秒以上的冷卻速度加速冷卻至450°C以下且300°C以上的溫度，停止加速冷卻，然后進行放置冷卻。Pcm=[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5X[B](式3)A= ([Mn] +1.5X [Ni]) / ([Mo] +1.2X [V])(式 4)其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]分別為上述化學組成中的 C、S1、Mn、Cu、N1、Cr、Mo、V、B 的質(zhì)量 ％。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明，能夠經(jīng)濟性地提供用于建設機械、產(chǎn)業(yè)機械的結(jié)構部件、且屈服強度為885MPa以上、其大多是板厚為6mm以上且25mm以下的焊接性優(yōu)異的高強度厚鋼板。


圖1是表示Pcm與y型焊接裂紋試驗中的裂紋停止預熱溫度的關系的圖表。圖2是表示下貝氏體的組織分率與屈服比的關系的圖表。圖3是表示A值與下貝氏體的組織分率的關系的圖表。圖4是表示本發(fā)明的一個實施方式的高強度鋼板的制造方法的概略的流程圖。
具體實施例方式為了降低焊接裂紋敏感性，已知有效的是降低焊接裂紋敏感性指數(shù)Pcm。為了即使在鋼中含有被認為在二氧化碳氣體電弧焊接中焊接施工管理不充分時會混入的3.0
5.0ml/lOOg左右的量的擴散性氫也不會在無預熱下產(chǎn)生焊接裂紋，發(fā)明者們對于需要使Pcm降低多少進行了研究。通過調(diào)節(jié)溫度及濕度，對具有各種化學組成的鋼材實施了 JISZ3158 (1993)中規(guī)定的y型焊接裂紋試驗(1.7kJ/mm的焊接熱量輸入)。試驗材料的板厚均為25mm,必須在同一條件下對2個試驗材料實施試驗。其中使用I個作為氫分析用的試驗材料，試驗后立刻從該試驗材料采取樣品，利用氣相色譜測定擴散性氫量。分析的結(jié)果是，僅在擴散性氫量超過5.0ml/lOOg的情況下，將剩余的I個試驗材料用于評價有無裂紋的評價試驗。從所得到的結(jié)果可以得到圖1所示的鋼材的Pcm與裂紋防止預熱溫度的關系。即，圖1表示了鋼材的Pcm和預熱溫度對于有無裂紋的影響。從該圖1可知，當將Pcm降低至0.22%以下時，在擴散性氫量為5.1 6.0ml/lOOg的范圍內(nèi)，不會在無預熱(試驗溫度為25°C)的條件下產(chǎn)生裂紋。然而，現(xiàn)有的100千克鋼級的厚鋼板是由淬火、回火工藝制造的，通常作為主要組織含有回火馬氏體。然而，就滿足0.22%以下這樣的低Pcm的成分組成(化學組成)而言，主要組織為回火馬氏體時，不容易得到100千克鋼的強度。用于在這樣的低Pcm下得到高強度的一個簡便方法為不將馬 氏體組織回火、即利用淬火狀態(tài)的馬氏體組織。然而，由于淬火狀態(tài)的馬氏體組織的可動位錯多，所以具有屈服比(屈服強度/抗拉強度)低的特征，當想要確保規(guī)格所規(guī)定的屈服強度時，抗拉強度就必然要很高。關于JIS規(guī)格中的100千克鋼的強度的規(guī)格值，屈服強度為885MPa以上，抗拉強度為950MPa以上且1130MPa以下。在上述規(guī)格值中考慮制造上的品質(zhì)(強度)的偏差等而將屈服強度的下限的目標值設定為915MPa、抗拉強度的上限的目標值設定為IlOOMpa時，可以認為屈服比(屈服強度/抗拉強度)為83%以上是必要條件。就淬火狀態(tài)的馬氏體組織而言，難以得到該屈服比。發(fā)明者們對于組織與強度的關系進行各種研究，結(jié)果得出了如下結(jié)論:為了以淬火狀態(tài)獲得高屈服比，較為有效的是，將淬火組織控制為下貝氏體主體的組織，降低馬氏體組織的分率。而且，發(fā)明者們詳細調(diào)查了具有C量為0.05%以上且小于0.10%、Pcm為0.22%以下的各種成分組成的鋼材的組織分率與強度和屈服比的關系。其結(jié)果表明:首先為了確保885MPa以上的屈服強度，下貝氏體的組織分率(下貝氏體分率)與馬氏體的組織分率(馬氏體分率)之和必須為90%以上(上貝氏體以及鐵素體的組織分率小于10%)。另外，得出了如下見解:為了滿足83%以上的屈服比，鋼板的組織必須為以下貝氏體為主體的組織(下貝氏體單相組織或下貝氏體與馬氏體的混合組織)，具體而言，鋼板的組織所含的下貝氏體的組織分率必須為70%以上(圖2)。此外，在圖2以及后述的圖3中，使用板厚為6 25mm、且下貝氏體分率與馬氏體分率之和為90%以上的鋼板，在該鋼板中，通過在300 450°C下停止水冷來控制組織。接著，發(fā)明者們對于將鋼板的組織穩(wěn)定地控制為下貝氏體主體的組織的方法進行了研究。例如，當將淬火時的冷卻速度控制在一定范圍時就能夠得到下貝氏體，但得到下貝氏體的冷卻速度范圍通常很窄，因此這樣的冷卻速度的控制在工業(yè)上并不是好的策略。作為能夠穩(wěn)定且簡便地制造下貝氏體主體的組織的工藝，有效的是:在淬火時，不加速冷卻至室溫，而在冷卻的中途的適當?shù)臏囟认峦Ｖ顾?，由此以后通過放置冷卻來減緩冷卻速度。當使水冷停止溫度(從水冷轉(zhuǎn)移至放置冷卻的鋼板溫度)低于300°C時，馬氏體分率變得過高。相反，當水冷停止溫度高于450°C時，容易生成上貝氏體。因此，期望水冷停止溫度為300°C以上且450°C以下。發(fā)明者們對于具有C量為0.05%以上且小于0.10%、Pcm為0.22%以下的各種成分組成的鋼種，在板厚為6 25mm、水冷停止溫度為300°C以上且450°C以下的條件下制造鋼板，并對于下貝氏體的組織分率與馬氏體的組織分率之和為90%以上的鋼材詳細調(diào)查了強度與組織分率的關系。其結(jié)果是，可知由于Mn以及Ni具有抑制下貝氏體相變的作用，因此特別在中途停止水冷的工藝中，在使下貝氏體的組織分率降低、水冷停止溫度低時提高馬氏體的組織分率的趨勢較強，并且水冷停止溫度高時提高上貝氏體的組織分率(上貝氏體分率)的趨勢較強。另外，還確認了 Mo以及V抑制鐵素體和上貝氏體的生成從而提高下貝氏體的組織分率的趨勢較強。因此，得到如下認識:在中途停止水冷的工藝中為了易于穩(wěn)定地得到下貝氏體主體的組織，抑制Mn以及Ni的量、并增加Mo以及V的量是非常有效的。具體而言，得到了如下認識:在C量為0.05%以上且小于0.10%、下述(式5)所定義的Pcm為0.22%以下的成分組成的條件的基礎上，當將下述(式6)所定義的A (A值)調(diào)節(jié)為2.0以下時，在馬氏體的組織分率與下貝氏體的組織分率之和為90%以上的情況下能夠可靠地得到下貝氏體分率為70%以上的組織(圖3)。通過得到這樣的下貝氏體主體的組織，屈服比變?yōu)?3%以上，所以能夠在考慮到一定程度的強度的偏差的情況下穩(wěn)定地滿足屈服強度的下限(885MPa)和抗拉強度的上限(1130MPa)。 Pcm= [C] + [Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5X[B](式5)A= ([Mn] +1.5 X [Ni]) / ([Mo] +1.2 X [V])(式 6)其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]分別為化學組成中的C、S1、Mn、Cu、N1、Cr、Mo、V、B 的質(zhì)量 ％。以下，對本發(fā)明的一個實施方式的高強度鋼板進行詳細說明。首先，闡述本實 施方式的鋼成分的限定理由。另外，以下“％”的意思是指“質(zhì)量％”。C是對具有以下貝氏體為主體的組織的本實施方式的鋼的強度有很大影響的重要元素。為了得到885MPa以上的屈服強度，C量必須為0.05%以上，優(yōu)選為0.055%以上或0.060%以上。然而，C量為0.10%以上時，抗拉強度變得過高。因此，C量小于0.10%，期望為0.095%以下或0.090%以下。Si在后述的在中途停止水冷的工藝中，能夠抑制水冷停止后的緩慢冷卻中滲碳體粗大化，所以為了獲得高強度，增加Si量是有利的。因此，Si量為0.20%以上，期望為0.25%以上或0.30%以上。然而，當在鋼中過量地添加Si時有可能損害韌性，因此Si量的上限為0.50%,期望為 0.45% 或 0.40%OMn是對于提高淬透性、使強度升高有效的元素。因此，Mn量為0.20%以上，期望為
0.30%以上或0.50%以上。然而，由于Mn具有抑制下貝氏體相變的作用，所以特別在中途停止水冷的工藝中，使下貝氏體的組織分率降低、水冷停止溫度低時，提高馬氏體的組織分率的趨勢較強，并且水冷停止溫度高時，提高上貝氏體分率的趨勢較強。特別Mn量為1.20%以上時，難以得到83%以上的屈服比，因此Mn量小于1.20%，期望為1.00%或0.90%以下。由于Cr對于提高淬透性、提高強度是有效的，所以Cr量為0.20%以上，優(yōu)選為0.25%以上或0.30%以上。然而，當在鋼中過量地添加Cr時，焊接性有可能降低，因此Cr量為1.20%以下，期望為1.10%以下或1.00%以下。Mo對于抑制鐵素體的生成、在后述的在中途停止水冷的工藝中使下貝氏體穩(wěn)定地生成是有效的。因此，Mo量必須為0.20%以上，優(yōu)選為0.25%以上或0.30%以上。然而，當在鋼中大量添加Mo時，有時會損害焊接性，并且Mo還是昂貴的元素。因此，Mo量為0.60%以下，期望為0.58%以下或0.55%以下。由于Ni也與Mn同樣具有抑制下貝氏體相變的作用，因此特別在中途停止水冷的工藝中，使下貝氏體的組織分率降低、水冷停止溫度低時，提高馬氏體的組織分率的趨勢較強，并且在水冷停止溫度高時，提高上貝氏體的分率的趨勢較強。因此，當在鋼中添加Ni時，難以得到83%以上的屈服強度。所以，有意圖地不在鋼中添加Ni，而將Ni量抑制在鋼中不可避免地含有的范圍內(nèi)。具體而言，Ni量的上限為0.1%，期望為0.05%或0.04%。Ni量的下限不需要特別限制，為0% 。此外，在鋼中添加Cu作為選擇元素時，也可以將Ni量限制為上述的Ni量以下，同時在鋼中添加Cu的0.5倍以上的Ni。Nb通過在軋制中生成微細碳化物來擴展未再結(jié)晶溫度區(qū)域從而提高控制軋制效果，并且通過晶粒微細化提高韌性。因此，Nb量為0.010%以上，期望為0.015%以上或0.020%以上。但是，當在鋼中過量地添加Nb時，焊接性有時會受到損害，因此Nb量為0.050%以下，期望為0.045%以下或0.040%以下。在本實施方式中，為了確保用于得到下貝氏體組織的適當?shù)拇阃感远肂。為了得到該適當?shù)拇阃感裕仨氃谥苯哟慊饡r確保游離B。由于N生成BN而使游離B降低，所以為了不生成BN在鋼中添加適量的Ti，將N作為TiN固定。為了將N作為TiN固定而在鋼中含有Ti。S卩，在鋼中，Ti量為0.005%以上，期望為0.010%或0.012%以上。然而，由于過量地添加Ti有時會使焊接性降低，所以Ti量的上限為 0.030%,期望為 0.025% 或 0.020%。B具有提高鋼的淬透性的效果，為了發(fā)揮該效果，B量必須為0.0003%以上，優(yōu)選為0.0005%以上或0.0010%以上。然而，當在鋼中添加超過0.0030%的B時，焊接性和韌性有可能降低。因此，B量為0.0030%以下，期望為0.0025%以下或0.0020%以下。當在鋼中過量地含有N時，會如上所述生成BN而損害B的淬透性提高效果，且會使韌性降低。因此，將N量抑制為0.0080%以下，期望抑制為0.0060%以下或0.0050%以下。另外，由于在鋼中不可避免地含有N，所以N量的下限不需要特別限制，為0%。Al作為脫氧材料添加在鋼中，在該鋼中，Al量通常為0.01%以上。然而，過量地添加Al有時會使韌性降低，因此Al量的上限為0.10%,期望為0.08%或0.05%。P是使韌性降低的有害元素。因此，將P量抑制為0.012%以下，期望抑制為0.010%以下或0.008%以下。另外，由于P為不可避免的雜質(zhì)，所以P量的下限不需要特別限制，為0%。由于S是形成MnS而使彎曲加工性降低的有害元素，所以期望盡量降低S量。因此，將S量抑制為0.005%以下，期望抑制為0.004%以下或0.003%以下。另外，由于S為不可避免的雜質(zhì)，所以S量的下限不需要特別限制，為0%。以上的元素為本實施方式的鋼的基本成分(基本元素)，含有該基本元素、剩余部分由Fe以及不可避免的雜質(zhì)構成的化學組成是本實施方式的基本組成。然而，在該基本組成的基礎上(代替剩余部分Fe的一部分)，還可以在本實施方式中根據(jù)需要含有以下的元素(選擇元素)。此外，即使在鋼中不可避免地混入這些選擇元素，也不會損害本實施方式的效
果OS卩，在上述基本成分以外，還能夠在鋼中添加V、Cu、Ca中的一種以上作為選擇元素。V使淬透性提高，還具有在回火馬氏體組織或回火貝氏體組織中的析出強化效果，對于提高強度是有效的，所以可以根據(jù)需要添加V。然而，大量地添加V有時會損害焊接性，并且V還是昂貴的元素，所以V量為0.10%以下，期望為0.090%以下或0.080%以下。另外，為了降低合金成本，不需要有意圖地在鋼中添加V，V量的下限為0%。Cu為通過固溶強化使強度提高的元素，可以根據(jù)需要添加Cu。例如，能夠在鋼中添加Cu使得Cu量達到0.05%以上。然而，當大量地添加Cu時，由固溶強化得到的強度提高的效果會達到界限。因此，Cu量為0.50%以下，期望為0.40%以下或0.30%以下。另外，Cu為昂貴的元素，所以為了降低合金成本，不需要有意圖地在鋼中添加Cu，Cu量的下限為0%。
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Ca具有將鋼板的硫化物球狀化從而減輕由MnS造成的彎曲加工性降低的效果，根據(jù)需要也可以在鋼中添加Ca。此外，為了該目的，在鋼中添加Ca，可以使鋼中含有0.0001%以上的Ca。但是，由于大量地添加Ca有時會使焊接性降低，所以Ca量的上限為0.0030%以下，期望為0.0020%以下或0.0010%以下。另外，為了降低合金成本，不需要有意圖地在鋼中添加Ca，Ca量的下限為0%。如上所述，本實施方式的高強度鋼板具有含有上述的基本元素、剩余部分由Fe以及不可避免的雜質(zhì)構成的化學組成、或者具有含有上述的基本元素和選自上述選擇元素中的至少I種、剩余部分由Fe以及不可避免的雜質(zhì)構成的化學組成。在以上的各元素的量的范圍的條件的基礎上，如上所述，為了確保充分的焊接性，調(diào)節(jié)成分組成使得上述(式5)所定義的Pcm為0.22%以下。如上所述，在Pcm為0.22%以下的條件下，為了滿足83%以上的屈服比，鋼板的組織中的馬氏體分率與下貝氏體分率之和必須為90%以上，其中，下貝氏體的分率必須為70%以上。為了易于穩(wěn)定地得到該下貝氏體主體的組織，調(diào)節(jié)成分組成使得上述(式6)所定義的A (A值)為2.0以下。另外，在鋼中不含作為選擇元素的V以及Cu的情況下，Pcm以及A分別由下述(式7)以及(式8)所定義。這些(式7)以及(式8)分別對應上述(式5)以及(式6)。Pcm=[C] + [Si]/30+[Mn]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+5X[B] (式 7)A= ([Mn]+1.5X [Ni])/[Mo](式 8)此外，在上述(式5) (式8)中，在鋼中不含對應式中的各變量的元素(例如V、Cu、Ni)時，在其變量中代入O。滿足上述各元素的量的范圍、Pcm以及A的條件的成分組成為本實施方式的成分組成。
接著，對本實施方式的鋼的組織進行說明。如上所述，為了在確保通常的焊接施工管理所必須的焊接性的同時還滿足83%以上的屈服比，馬氏體分率與下貝氏體分率之和必須為90%以上，其中下貝氏體的分率必須為70%以上。這里，下貝氏體中，大量的微細的滲碳體存在于鐵素體板條的界面和鐵素體板條內(nèi)。該微細的滲碳體提高屈服強度，被認為特別是對直徑(當量圓直徑)為I IOnm左右的滲碳體的屈服強度提高效果大，期望這樣的微細的滲碳體多。然而，高精度地測定數(shù)nm的滲碳體并不容易。另一方面，當考慮對應C量等制造條件在鋼中生成一定量的滲碳體時，存在微細的滲碳體越多則粗大的滲碳體越少的趨勢。因此，本發(fā)明的發(fā)明者們對于屈服強度和滲碳體的大小、個數(shù)密度詳細地進行了調(diào)查，結(jié)果得出了如下認識:具體而言，鋼板組織中的直徑(當量圓直徑)為50nm以上的較粗大的滲碳體的個數(shù)密度為20個/μ m3以下是使鋼板組織大量地含有微細的滲碳體而使屈服強度顯著提高的優(yōu)選條件。通過在鋼板組織中大量地含有這樣的微細的滲碳體，能夠容易地達成83%以上的屈服比。另外，該滲碳體的個數(shù)密度的下限為O個/ μ m3。此外，利用萃取復型法通過電解使規(guī)定體積的鋼板的坯體溶出，制作萃取滲碳體后的樣品，利用透射型電子顯微鏡(TEM)觀察該樣品，能夠得到具有50nm以上的當量圓直徑的滲碳體(50nm以 上的滲碳體)的每單位體積的個數(shù)(個數(shù)密度)。另外，如后所述，原奧氏體(原奧氏體晶粒)的縱橫比為2以上。原奧氏體的縱橫比是原奧氏體的長軸長度相對于短軸長度之比(軸比)，其是各原奧氏體晶粒的軸比的平均值。因此，該縱橫比的下限為I。此外，對本發(fā)明的一個實施方式的高強度鋼板的制造方法進行詳細說明。使用以下的方法，由通過添加等以滿足上述實施方式的成分組成的條件的方式對鋼中的成分組成進行了調(diào)節(jié)的板坯(鋼)制造高強度鋼板。另外，圖4表示本實施方式的高強度鋼板的制造方法的概略。為了使提高控制軋制效果的Nb、有助于淬透性的Mo等合金元素的碳化物或碳氮化物充分地固溶在鋼中，將上述板坯在1100°C以上的溫度(加熱溫度)下加熱(SI)。該加熱溫度的上限沒有特別限制，由于生產(chǎn)率降低，或加熱時的奧氏體的粒徑極端增大，所以上限優(yōu)選為1300°C。對于該加熱后的板坯，以未再結(jié)晶溫度區(qū)域中的累積壓下率為60%以上的方式進行熱軋直到達到目標的板厚(S2)。就熱軋后的板坯、即鋼板(鋼)而言，其板厚大多為6 25mm，但不一定限制為該板厚。這里，當未再結(jié)晶溫度區(qū)域中的累積壓下率為60%以上時，能夠在鋼中導入充分的加工應變，從而能夠適當控制鋼板的強度特性。另外，未再結(jié)晶溫度區(qū)域是Ar3以上且960°C以下的溫度區(qū)域，在該溫度區(qū)域中，能夠防止軋制后的再結(jié)晶(減少加工應變)。另外，Ar3 (Ar3相變點)是在冷卻時鐵素體相變開始的溫度，能夠使用富士電波工機制的熱加工再現(xiàn)試驗裝置(THERMECMASTOR-Z)進行測定。在該Ar3的測定中，將鋼(樣品)加熱到1200°C，保持10分鐘后，以2.5°C /分鐘冷卻，測定冷卻時的體積變化，根據(jù)該體積變化確定Ar3。另外，未再結(jié)晶溫度區(qū)域中的累積壓下率小于100%。對于利用熱軋得到的鋼板(鋼)，接著熱軋繼續(xù)在線從Ar3以上的溫度(水冷開始溫度)進行加速冷卻(水冷)。通過在線進行加速冷卻，能夠提高淬透性，對于降低Pcm是有利的。將加速冷卻開始溫度設為Ar3以上的溫度是因為如下的理由:當從小于Ar3的溫度開始加速冷卻時，生成鐵素體、上貝氏體，從而鋼板的強度大幅降低。開始加速冷卻后，在300°C以上且450°C以下的溫度(水冷停止溫度)下停止該加速冷卻，然后進行放置冷卻(S3)。在水冷停止溫度超過450°C時，容易生成上貝氏體，屈服強度以及抗拉強度降低的趨勢較強。另夕卜，在水冷停止溫度低于300°C時，馬氏體的組織分率變高，屈服比降低，因此難以兼顧屈服強度的下限和抗拉強度的上限。這里，加速冷卻(水冷)是在上述冷卻停止溫度以上且Ar3以下的溫度區(qū)域中鋼板的l/4t部的平均冷卻速度為10°C /秒以上的冷卻，該加速冷卻的平均冷卻速度的上限沒有特別限制。另外，放置冷卻(在大氣中保持)是在室溫以上且低于上述冷卻停止溫度的溫度區(qū)域中鋼板的l/4t部的平均冷卻速度為1°C /秒以下的冷卻，該放置冷卻的平均冷卻速度的下限沒有特別限制。其中，鋼板的l/4t部是從鋼板的表面在板厚中心(深度)方向上間隔板厚的1/4的距離的部分，該l/4t部的冷卻速度是從進行溫度解析得到的溫度變化求得的。另外，通過上述的加速冷卻后的放置冷卻，能夠得到70%以上的下貝氏體，能夠充分確保微細的滲碳體。此時，對于大多數(shù)所得到的鋼板而言，50nm以上的較粗大的滲碳體的個數(shù)密度為20個/μπι3以下。利用本實施方式所制造的鋼板中，下貝氏體分率與馬氏體分率之和為90%以上，下貝氏體分率為70%以上，作為由在線加速冷卻制造的鋼板的組織的特征，原奧氏體的縱橫比為2以上。另外，在本實施方式中，能夠在不進行回火的情況下達成885MPa以上的屈服強度和950MPa以上且1130MPa以下的抗拉強度。另一方面，對于鋼板而言，在線不進行加速冷卻而在冷卻結(jié)束后進行再加熱和淬火時，鋼板的原奧氏體的縱橫比小于2.0。此時，為了確保屈服比，必須要回火，因此工序數(shù)以及工序所需時間增加，工業(yè)上成本變高。另外，在加速冷卻后卷繞鋼板，在卷狀的狀態(tài)下放置鋼板的情況下，放置冷卻時的冷卻速度非常小，50 nm以上的較粗大的滲碳體的個數(shù)密度會超過20個/μπι2。因此，不期望對于卷材狀態(tài)的鋼板進行加速冷卻后的放置冷卻，而期望放置每一張鋼板進行空氣冷卻直到鋼板的溫度為250°C以下。即，期望在不重疊鋼板的情況下(例如以能夠使鋼板的表面與空氣接觸的方式)放置冷卻直到鋼板的溫度為250°C以下?？梢栽阡摪宓臏囟冗_到250°C以下后，重疊鋼板來放置冷卻。而且，當熱軋后將通過進行加速冷卻所得到的鋼板在高溫下回火時，滲碳體容易粗大化，難以充分確保微細的滲碳體。實施例利用表3以及表4所示的制造條件，由通過熔煉具有表I以及表2所示的成分組成的鋼組成N0.A AP的鋼得到的鋼片制造板厚為6 25mm的鋼板N0.1 55。在表I以及表2中，沒有有意圖地在鋼中添加Cu、N1、V、Ca時，在這些化學成分的量上加上了括號。另外，在表3以及表4中，停止加速冷卻(水冷)后，不卷繞鋼板而將每一張鋼板放置冷卻，直至鋼板的溫度達到250°C。對于這些鋼板N0.1 55，利用以下所示的方法，測定了下貝氏體以及馬氏體的組織分率、50nm以上的滲碳體的個數(shù)(個數(shù)密度)、原奧氏體的縱橫比、y型焊接裂紋試驗中的焊接金屬的擴散性氫量，并對屈服強度、抗拉強度、焊接性、韌性進行了評價。通過這些測定以及評價所得到的鋼板的組織以及特性示于表5以及6。
權利要求
1.一種高強度鋼板，其特征在于，化學組成以質(zhì)量％計含有c:0.05%以上且小于0.10%、S1:0.20% 以上且 0.50% 以下、Mn:0.20% 以上且小于 1.20%、Cr:0.20% 以上且 1.20%以下、Mo:0.20%以上且0.60%以下、Nb:0.010%以上且0.050%以下、T1:0.005%以上且0.030%以下、Al:0.01%以上且0.10%以下、B:0.0003%以上且0.0030%以下、V:0%以上且0.10%以下、Cu:0%以上且0.50%以下、Ca:0%以上且0.0030%以下，并將 N1、P、S、N 限制為 Ni:0.1% 以下、P:0.012% 以下、S:0.005% 以下、N:0.0080% 以下， 剩余部分由Fe和不可避免的雜質(zhì)構成，下述式I所定義的Pcm為0.22%以下，下述式2所定義的A為2.0以下，下貝 氏體的組織分率與馬氏體的組織分率之和為90%以上，所述下貝氏體的組織分率為70%以上，原奧氏體晶粒的縱橫比為2以上，屈服強度為885MPa以上，抗拉強度為950MPa以上且1130MPa以下， Pcm=[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5X[B](式I) A=([Mn]+l.5X [Ni])/([Mo]+l.2X [V])(式 2)其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]分別為所述化學組成中的 C、S1、Mn、Cu、N1、Cr、Mo、V、B 的質(zhì)量 ％。
2.根據(jù)權利要求1所述的高強度鋼板，其特征在于，50nm以上的滲碳體的個數(shù)密度為20個/ μ m3以下。
3.根據(jù)權利要求1或2所述的高強度鋼板，其特征在于，板厚為6mm以上且25mm以下。
4.一種高強度鋼板的制造方法，其特征在于， 將具有下述化學組成的鋼加熱到1100°C以上，所述鋼的化學組成以質(zhì)量％計含有C:·0.05%以上且小于0.10%、S1:0.20%以上且0.50%以下、Mn:0.20%以上且小于1.20%、Cr:·0.20%以上且1.20%以下、Mo:0.20%以上且0.60%以下、Nb:0.010%以上且0.050%以下、T1:0.005% 以上且 0.030% 以下、Al:0.01% 以上且 0.10% 以下、B:0.0003% 以上且 0.0030%以下、V:0%以上且0.10%以下、Cu:0%以上且0.50%以下、Ca:0%以上且0.0030%以下，并將 N1、P、S、N 限制為 N1:0.1% 以下、P:0.012% 以下、S:0.005% 以下、N:0.0080% 以下，剩余部分由Fe和不可避免的雜質(zhì)構成，下述式3所定義的Pcm為0.22%以下，下述式4所定義的A為2.0以下； 對所述鋼進行熱軋，使得未再結(jié)晶溫度區(qū)域中的累積壓下率為60%以上； 在線將所述鋼從Ar3以上的溫度以10°C /秒以上的冷卻速度加速冷卻至450°C以下且·3000C以上的溫度，停止加速冷卻，然后進行放置冷卻；Pcm=[C] + [Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5 X[B](式3) A=([Mn]+l.5X [Ni])/([Mo]+l.2X [V])(式 4) 其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]分別為所述化學組成中的 C、S1、Mn、Cu、N1、Cr、Mo、V、B 的質(zhì)量 ％。
全文摘要
本發(fā)明的高強度鋼板的化學組成以質(zhì)量%計含有C0.05%以上且小于0.10%、Si0.20%以上且0.50%以下、Mn0.20%以上且小于1.20%、Cr0.20%以上且1.20%以下、Mo0.20%以上且0.60%以下、Nb0.010%以上且0.050%以下、Ti0.005%以上且0.030%以下、Al0.01%以上且0.10%以下、B0.0003%以上且0.0030%以下、V0%以上且0.10%以下、Cu0%以上且0.50%以下、Ca0%以上且0.0030%以下，并將Ni、P、S、N限制為Ni0.1%以下、P0.012%以下、S0.005%以下、N0.0080%以下，剩余部分由Fe和不可避免的雜質(zhì)構成，Pcm為0.22%以下，A為2.0以下，下貝氏體的組織分率與馬氏體的組織分率之和為90%以上，上述下貝氏體的組織分率為70%以上，原奧氏體晶粒的縱橫比為2以上，屈服強度為885MPa以上，抗拉強度為950MPa以上且1130MPa以下。
文檔編號C22C38/54GK103189537SQ201180052498
公開日2013年7月3日 申請日期2011年11月2日 優(yōu)先權日2010年11月5日
發(fā)明者熊谷達也, 后藤道典, 川端紀正 申請人:新日鐵住金株式會社