CN100491575C - 焊接热影响部的韧性优异的高屈服比高张力钢板 - Google Patents

焊接热影响部的韧性优异的高屈服比高张力钢板 Download PDF

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Abstract

本发明的钢板，适当控制化学成分组成，并且为如下组织：由下述(1)式规定的HM值满足0.10%以上、低于0.25%；由下述(2)式规定的HG值满足0.02%以上、低于0.08%；和由下述(3)式规定的HB值满足0.0%以下，并且贝氏体分率为90面积%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]分别表示C、Mn、Cr、Mo、Si和Nb的含量(质量%)。本发明的钢板，是极力改善了高热能HAZ韧性的抗拉强度为570MPa级的高屈服比高张力钢板。

Description

焊接热影响部的韧性优异的高屈服比高张力钢板
技术领域
本发明涉及焊接热影响部(HAZ)的韧性优异，而且抗拉强度在570MPa以上的高屈服比高张力钢板。
背景技术
抗张强度为570MPa以上的高屈服比高张力钢板，被作为各种建筑结构物和桥梁等的原材而使用。建筑设计物等是通过焊接高张力钢板而被构建，不过作为高张力钢板所要求的特性，需要其适用高热能焊接时的焊接热影响部(HAZ)的韧性良好。
另外，针对对于地震的结局屈服点设计的适用，还要求屈服比[屈服强度/抗拉强度×100(％)]小(即塑性变形能高)，(不过在建筑用途的情况下为80％以下)，如果从使用钢材(钢重量)的削减这一观点出发，则根据用途而优选高屈服(上述屈服比为80以上)。
在抗张强度为570MPa以上的高张力钢中，作为实现HAZ韧性的改善的技术，例如提出有专利第3602471号公报所示的技术。在该技术中，通过使C极低而使贝氏体相作为基本组织(低温相变贝氏体组织)，从而抑制在高热能焊接时的岛状马氏体相(M—A相)的生成，并且满足规定的关系式，积极地添加作为淬火性提高元素的Mn和Cr(根据需要还有Mo)，且满足规定的关系式，控制作为降低高热能HAZ韧性的元素的V和Nb，此外还添加B。
使C极低，即让钢中的C含量为0.05％左右以下，形成贝氏体组织(以下，将C极低的钢中的贝氏体组织称为“极低C贝氏体组织”)抑制M—A相的生成，这在提高高热能HAZ韧性上有效，但是，仅针对极低C贝氏体组织还不能说肯定使HAZ组织的控制达到适当，根据情况会得不到充分的高热能HAZ韧性。
另一方面，在特开2000—345239号公报中，也公开有通过使C含量：在0.03％以下，使Nb和B的量适当化，从而成为对冷却速度依存性小的(即材质的偏差少)极低C贝氏体钢的技术。另外在该技术中，还公开有从提高高热能HAZ韧性这一观点出发，通过使氧化类夹杂物(Ti、Ca、Al、REM的氧化物)均一分散，从而抑制HAZ的旧奥氏体粒的粗大化。
然而，如果焊接输入热量变大，则HAZ的旧奥氏体粒的粗大化也有局限，存在只靠旧奥氏体粒的粗大化抑制而无法使高热能HAZ韧性良好的情况。
发明内容
本发明为了解决该现有技术中的课题而进行，其目的在于，提供一种高热能HAZ韧性极力改善的抗张强度570MPa级的高屈服比高张力钢板。
能够达成上述目的的本发明的钢板，含有：C：0.01～0.05％(质量％的意思，以下同)、Si：1.0％以下(不含0％)、Mn：0.5～2.0％、P：0.5％以下(含0％)、S：0.01％以下(含0％)、Al：0.01～0.07％、Cr：0.5～2.0％、Mo：0.5％以下(含0％)、Nb：0.0020～0.030％、Ti：0.005～0.03％、B：0.0005～0.0030％、Ca：0.0005～0.005％、N：0.0020～0.0080％，并且，由下述(1)式规定的HM值为0.10％以上、低于0.25％，由下述(2)式规定的HG值为0.02％以上、低于0.08％，由下述(3)式规定的HB值为0.0％以下，并且贝氏体分率为90面积％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]分别表示C、Mn、Cr、Mo、Si和Nb的含量(质量％)。
在本发明的钢板中，根据需要，含有如下等也有效，(a)Cu：3.0％以下(不含0％)和/或Ni：3.0％以下(不含0％)；(b)V：0.05％以下(不含0％)；(c)Mg：0.005％以下(不含0％)；(d)Zr：0.005％以下(不含0％)；(e)稀土类元素：0.0003～0.03％，通过这些被含有的成分能够使钢板的特性进一步提高。
在本发明的钢板中，把作为对HAZ韧性产生影响的要因的M—A相量、旧奥氏体粒径和贝氏体块大小，通过严密的规定化学成分组成而实现适当化，能够实现使良好的HAZ韧性稳定并加以确保的抗拉强度570MPa级的贝氏体高屈服比高张力钢板，这样的高张力钢板作为各种建筑结构物等的基础材料极其有用。
具体实施方式
作为为了得到良好的HAZ韧性的钢板，通常采用具有极低C贝氏体组织的材料。本发明者们，以具有这一组织的钢板为基础，从各种的角度研究关于用于进一步改善其HAZ韧性的方法。
在至今为止提出的技术中，作为对HAZ韧性造成影响的要因，已知有HAZ的M—A相量和旧奥氏体粒径等。另外除了这些要因，还发现适当地控制旧奥氏体粒内的组织单位(贝氏体块)的大小也是重要的原因。
本发明者们，在高张力钢中一般所含有的元素(C、Si、Mn、Cr、Mo、Nb等)中，就其对(1)M—A相量、(2)旧奥氏体粒径和(3)贝氏体块大小的各个要因产生的影响加以更为详细的研究。其结果发现，如果上述每个要件根据特定的元素规定其关系式，则各要件均良好，HAZ韧性变得格外优良，进而完成本发明。在本发明中，对特定的元素分别由(1)式～(3)式规定的HM值、HG值和HB值需要满足规定的范围，这些范围限定理由如下。
0.10(％)≦HM<0.25(％)
为了提高HAZ韧性，需要在HAZ中尽可能降低成为破坏的起点的M—A相的量。M—A相是由于组织中的C浓化，这部分的相这温度降低，从而马氏体和残留奥氏体在组织中析出的相。因此，为了降低M—A相，降低C含量本身是有效的。另外，在M—A相的降低中，需要通过降低奥氏体稳定化元素(Mn、Cr、Mo、Si等)，以减少残留奥氏体量。然而，若使C含量和奥氏体稳定化元素过度降低，则会产生不能确保强度这样的问题。即，在上述HM值低于0.25％的钢板中，HAZ中的M—A相变得十分少而显示出良好的韧性。另外，若HM值低于0.10％，则淬火性降低，极低C贝氏体组织生成不充分，成为铁素体主体的组织，作为钢板所要求的强度不能确保。
0.02(％)≦HG<0.08(％)
为了抑制HAZ中的旧奥氏体粒的粗大化，一般会活用TiN。在本发明中也是活用TiN，如果如上述使其处于如下范围内，即Ti：0.005～0.03％，N：0.0020～0.0080％，则来自TiN的效果充分。除了利用此TiN的效果之外，进一步从氮化物、碳化物、氧化物等带来的奥氏体粒成分的销止(ピン止め)和使粒成长本身放缓这一观点出发，定量调查C、Mn、Cr、Mo、Si的影响，以其结果指导HG值。在上述HG值低于0.08％的钢板中，HAZ中的旧奥氏体粒的粗大化被抑制，会显示出良好的韧性。另外若HG值低于0.02％，则极低贝氏体组织生成不充分，不能确保作为钢板所要求的强度。
HB≦0.0(％)
通过使HAZ中的旧奥氏体粒内的组织单位(贝氏体块)细小，破坏时的龟裂传播阻抗变大，能够提高HAZ韧性。在上述HB值为0.0％以下的钢板中，从HAZ在的旧奥氏体粒内会有方位不同的大量贝氏体板条(lath)扩展，显示出良好的韧性。促进贝氏体块大小的微细化的元素还有其他(例如Cu、Ni等)，不过其效果小，在本发明中只规定利用上述三种元素。特别是以Cr量多为特征。
本发明的高张力钢板，以贝氏体组织为基础，但是，这种贝氏体组织不管是否为极低C，在用于确保570MPa以上的强度上都有作用。一般来说，在干线用管(line pipe)等中，是通过以铁素体组织为主体来实现高强度，但是用铁素体组织，需要通过实施低温轧制而成为微细的铁素体，以实现高强度。相对于此，用贝氏体组织即使以高温轧制也能够实现高强度，在实现生产率提高上也有利。但是，为了使这些效果发挥，未必需要100面积％都是贝氏体组织，以贝氏体分率计为90面积％以上即可。作为贝氏体的以外的组织，能列举有马氏体和铁素体等。
还有，本发明中的贝氏体组织，除了上部或下部贝氏体以外，还包括“钢的贝氏体照片集—1”[日本钢铁协会贝氏体调查研究会编：(1992).4]中所介绍的贝氏体·铁素体或粒状(granular)—贝氏体·铁素体。这些让C量极低化的贝氏体组织(极低C贝氏体组织)其强度·韧性优异，能够通过本发明规定的化学组成的范围而得到。
在本发明的高张力钢板中，严密调整其化学成分组成也是重要的条件，但其范围限定理由如下。
C：0.01～0.05％
C对使高张力钢的强度增大是有效的元素，为了确保希望的强度而需要使之含有0.01％以上。然而，若使C过量地含有，则M—A相或渗碳体大量形成，会使极低C贝氏体组织稳定生成变得困难。由此需要其上限为0.05％。
Si：1.0％以下(不含0％)
Si是不根据冷却条件而是通过固溶强化使钢的强度增加方面有效的元素，但是若使之过量地含有，则使钢材(母材)中大量析出岛状马氏体相(M—A相)而使韧性劣化。由此，将其上限作为1.0％。还有，Si含量的优选上限为0.5％。
Mn：0.5～2.0％
Mn使极低C贝氏体组织生成，对强化钢材方面是有效的元素，为了使这一效果发挥，需要使Mn含有0.5％以上。然而若使Mn过量地含有，因为会引起母材的韧性劣化，所以将上限设为2.0％。Mn含量的优选下限为0.7％，优选上限为1.8％。
P：0.5％以下(含0％)和S：0.02％以下(含0％)
因为P在晶粒偏析，是对延性和韧性起有害作用的杂质，所以优选尽可能少的方面(含0％)。考虑到其会不可避免地混入钢材，P可以抑制在0.5％以下。另外，因为S与钢材中的合金元素反应形成各种的夹杂物，是对钢材的延性和韧性起有害作用的杂质，所以优选尽可能的少(含0％)。考虑到其会不可避免地混入，S可以抑制在0.02％以下。
Al：0.01～0.07％
Al作为脱氧剂是有效的元素，并且是通过固定钢材中的N而使B的固溶量增加的元素。由此，提高B带来的淬火性提高效果。为了使这一效果发挥，需要Al含量为0.01％以上。然而，若其被过量地含有，则使钢材(母材)中大量析出岛状马氏体相(M—A相)而使韧性劣化。由此，将其上限设为0.07％。还有，Al含量的优选下限为0.02％，优选上限为0.05％。
Cr：0.5～2.0％
Cr是用于得到极低C贝氏体的重要的元素。另外，用于在HAZ组织中降低贝氏体块大小也有效。此外，其也是对提高淬火性而确保钢材的强度有效的元素。为了发挥这些效果，需要使Cr含有0.5％以上。然而，若Cr的含量变得过量而超过2.0％，则因形成粗大的析出物，所以母材和HAZ的韧性均劣化。还有，Cr含量的优选下限为0.7％，优选上限为1.8％。
Mo：0.5％以下(含0％)
Mo使淬火性提高是在强度提高上有效的元素，但是若超过0.5％而使之过量地含有，则因为成为粗大的硬化相，所以母材和HAZ的韧性均劣化。还有，在本发明中，其未必是用于得到极C贝氏体组织而必需的元素，也可以不添加。但是不含Mo时，所述(1)式和(2)需要按不含Mo来计算。Mo含量的优选上限为0.4％。
Nb：0.005～0.030％
Nb是用于得到极低C贝氏体组织的重要的元素。另外，也是在HAZ组织中在用于降低贝氏体块大小上有效的元素。此外，还是在确保钢材的强度上有效的元素。为了使这些效果发挥，需要使Nb含有0.005％以上。然而，Nb的含量变得过量，使之超过0.030％而含有，该效果也是饱和。还有，Nb含量的优选下限为0.010％，优选上限为0.025％。
Ti：0.005～0.03％
Ti使氮化物形成，在高热能焊接时抑制旧奥氏体粒的粗大化，在使HAZ韧性提高上是有效的元素。为了使这一效果发挥，需要Ti含量在0.005％以上。然而，若使Ti过量地含有，则因为会使粗大的夹杂物析出，反而使HAZ韧性劣化。所以将其上限设为0.03％。还有，Ti含量的优选下限为0.010％，优选上限为0.025％。
B：0.0005～0.0030％
B是用于得到极低C贝氏体组织重要的元素。另外其使淬火性提高，在抑制铁素体相变上也有效地发挥作用。为此，需要使B含有0.0005％以上。然而，若使B过量地含有，则不但其效果饱和，而且HAZ组织中的夹杂物(B氮化物)增加，HAZ韧性反而降低，因此，需要B含量的上限为00.030％。还有，B含量的优选下限为0.0007％，优选上限为0.002％。
Ca：0.0005～0.005％
Ca有降低夹杂物形状的各向异性的作用，是在使HAZ韧性提高上有效的元素。为了使这一效果发挥，需要使之含有0.0005％以上，但是超过0.005％使之过量地含有，夹杂物会粗大化，HAZ韧性反而劣化。还有，Ca含量的优选下限为0.001％，优选上限为0.004％。
N：0.0020～0.0080％
为了在高热能焊接HAZ中高品质确保韧性，有效的是使旧奥氏体粒内微细析出TiN而防止旧奥氏体粒的粗大化。为了使这一效果发挥，需要N含量为0.0020％以上。然而，若N的含量变得过量而超过0.0080％，则粗大的TiN析出并成为破坏的起点。还有，N含量的优选下限为0.003％，优选上限为0.007％。
在本发明的高屈服比高张力钢板中，根据需要，含有如下等也有效：(a)Cu：3.0％以下(不含0％)和/或Ni：3.0％以下(不含0％)；(b)V：0.05％以下(不含0％)；(c)Mg：0.005％以下(不含0％)；(d)Zr：???0.005％以下(不含0％)；(e)稀土类元素：0.0003～0.03％，使这些成分含有时的范围限定理由如下。
Cu：3.0％以下(不含0％)和/或Ni：3.0％以下(不含0％)
Cu和Ni在提高母材强度上是有效的元素。这一效果随着其含量的增大而增大，但是若其含量变得过量，则在焊接时M—A相的生成被促进，HAZ韧性会劣化，因此均在3.0％以下。
V：0.05％以下(不含0％)
V是在母材强度的提高方面有效的元素，但是若超过0.05％而过量地含有，则在HAZ部形成析出物，将使HAZ韧性降低。
Mg：0.005％以下(不含0％)
Mg使成为TiN的析出的核氧化物微细分散，是有助于HAZ的韧性提高的元素，但是若使之过量含有，则氧化物粗大化，反而使HAZ韧性降低，因此应该让其处在0.005％以下。
Zr：0.005％以下(不含0％)
Zr与Ti同样，形成氮化物和氧化物，防止HAZ部的旧奥氏体粒的粗大化，在使HAZ韧性提高上是有效的元素，但是若使之过量地含有，则夹杂物粗大化，HAZ韧性劣化，因此应该让其处于0.005％以下。
稀土类元素：0.0003～0.03％
稀土类元素(REM)与Ca同样，降低夹杂物形状的各向异性，是在提高HAZ韧性上有效的元素。为了使这一效果发挥，优选使之含有0.0003％以上。然而，若REM的含量超过0.03％而变得过量，则夹杂物粗大化，将会使HAZ韧性反而降低。
在本发明的高张力钢板中，在上述成分之外，其余由Fe和不可避免的杂质构成，但是，也可以含有不损害此特性的程度的微量成分(允许成分)，这种高张力钢板也包含于本发明的范围。
为了制造本发明的钢板，基本上通过连续铸造法和铸锭法制作满足上述这样化学成分组成的铸锭或钢坯，通过对其热轧—冷却—热处理的通常的方法加以制造，不过，特别是为了得到极低C贝氏体组织，优选通过包含下述(A)和(B)工序来制造。
(A)将铸锭或钢坯加热到1000～1300℃，以轧制最终温度在700℃以上结束热轧后，空冷。
(B)将铸锭或钢坯加热到1000～1300℃，以轧制最终温度在700℃以上结束热轧后，以1～50℃/秒的冷却速度水冷却至500℃以下。
上述制造方法，基本上在作为充分的奥氏体状态的基础上进行热轧，经此后冷却而成为贝氏体组织。在上述(A)和(B)的工序中，若加热温度低于1000℃，则得不到充分的奥氏体状态，若加热温度超过1300℃，则初期奥氏体粒会粗大化，其结果是制品为低韧性。轧制最终温度从生产率的观点出发为700℃以上。
结束热轧之后，因为通过空冷也能够成为抑制铁素体相变的成分设计，因而能够得到贝氏体组织，不过根据情况，也可以以1～50℃/秒加速冷却到500℃以下。这是由于，组织成为过冷状态，能够得到良好的极低C贝氏体组织。还有，在实施加速冷却时，因为需要冷却到贝氏体组织的生成完结，所以要冷却到500℃以下。
另外，除了上述制造工序以外，根据需要，也可以在500～700℃的温度区域进行回火处理，由此能够进一步达成高屈服比·高韧性。
以下，通过实施例更详细地说明本发明，但下述实施例并没有限定本发明的性质，遵循前·后述的宗旨进行设计变更的均包含于本发明的技术范围。
【实施例】
实施例1
使用下述表1、2所示的化学成分组成的钢，以下述表3、4所示的制造条件制造钢板。还有，在表1、2中，也显示关于本发明规定的HM值、HG值和HB值。
Figure C200610160415D00121
【表3】
 
实验No. 钢种 轧制前加热温度(℃) 轧制完成温度(℃) 扎制后冷却速度(℃/秒) 板厚(mm) 回火温度(℃)
1 A 1100 800 15 50 —
2 B 1100 710 4 100 —
3 C 1100 800 13 50 —
4 D 1280 850 14 50 500
5 E 1200 800 15 50 —
6 F 1100 750 13 50 —
7 G 1100 800 3 100 650
8 H 1000 730 6 80 —
9 I 1100 880 52 20 —
10 J 1100 800 11 50 —
11 K 1050 900 空冷 6 —
12 A1 1100 800 14 50 —
13 B1 1100 800 13 50 —
14 C1 1100 800 12 50 —
15 D1 1100 800 13 50 —
16 E1 1100 800 13 50 —
17 F1 1100 800 14 50 —
18 G1 1100 800 12 50 —
(一)：无处理
【表4】
 
实验No. 钢种 轧制前加热温度(℃) 轧制完成温度(℃) 扎制后冷却速度(℃/秒) 板厚(mm) 回火温度(℃)
19 H1 1100 800 15 50 —
20 I1 1100 800 14 50 —
21 J1 1100 800 14 50 —
22 K1 1100 800 14 50 —
23 L1 1100 800 15 50 —
24 M1 1100 800 11 50 —
25 N1 1100 800 13 50 —
26 O1 1100 800 12 50 —
27 P1 1100 800 12 50 —
28 Q1 1100 800 14 50 —
29 R1 1100 800 13 50 —
30 S1 1100 800 14 50 —
31 T1 1100 800 13 50 —
32 U1 1100 800 13 50 —
33 V1 1100 800 12 50 —
34 W1 1100 800 13 50 —
35 X1 1100 800 14 50 —
36 Y1 1100 800 14 50 —
(一)：无处理
对于得到的各钢板，依据下述的方法测定其贝氏体分率、钢材(母材)的抗拉特性(0.2％屈服点σ0.2、抗拉强度TS、屈服比)、冲击特性(断裂转变温度vTrs)、耐焊接低温开裂性、HAZ韧性等。
[贝氏体分率(面积率)]
从各钢板的t/4(t为板厚)提取镜面研磨后试验片，将其以2％硝酸一乙醇溶液(硝酸乙醇腐蚀液)进行浸蚀后，使用光学显微镜在5个视野中以400倍进行观察，通过图像分析测定钢组织中的贝氏体分率(面积％)。这时，铁素体(包括多边铁素体·准多边铁素体)以外的板条状组织全部视为贝氏体。
[钢板的抗张特性]
从钢板的t/4(t为板厚)提取JIS Z 22014号试验片，按JIS Z 2241的要领进行拉伸试验，测定屈服强度(0.2％屈服点：σ0.2)、抗张强度(TS)、屈服比(屈服强度/抗张强度×100％：YR)。在本发明中，抗张强度TS：570MPa以上，屈服比YR：80％以上为合格。
[钢板的韧性]
从钢板的t/4沿L方向(轧制方向)提取JIS Z 2202 V切口试验片，依据JIS Z 2242进行摆锤冲击试验，留意摆锤冲击试验片的脆性断裂达到50％的温度，将其作为断裂转变温度(vTrs)并测定。将vTrs在—50℃以下作为目标视为合格。
[耐焊接低温开裂性]
遵循JIS Z 3158的y形熔接裂纹试验法，以输入热量：1.5KJ/mm进行气体保护金属极电弧焊(shielded metal arc welding)，在预热温度25℃测定剖面裂缝率，裂缝率0％为合格。
[焊接HAZ韧性]
进行HAZ重现试验。从钢板提取的试验片[提取12.5×32×55(mm)的试验片各5个]加热1400℃×5秒后，进行相当于输入热量10KJ/mm[以80秒冷却从800～500℃]的热循环试验。此后，从各试验片提取2个摆锤冲击试验片(JIS Z 2202 V切口试验片)，针对每个钢板求得—15℃的平均冲击吸收能vE-15共10个。平均100J以上为合格。
下述表5、6显示这些结果，由这些结果能够做如下考察。首先试验No.1～11满足本发明规定的必要条件，钢板(母材)的强度韧性满足目标，焊接性不用预热即为良好，输入热量10KJ/mm的HAZ韧性也充分满足目标平均100J以上。
相对于此，试验No.12～36欠缺本发明规定的任一必要条件，相应的特性劣化。其中试验No.12其C含量超过规定范围(表1的钢种A1)，变成含有粗大的碳化物的组织，母材韧性、HAZ韧性均降低。另外，试验No.13因为其Si含量超过本发明规定的范围(表1的钢种B1)，另外HM值也超过上限，所以M—A量非常多，母材韧性、HAZ韧性均降低。
试验No.14因为其Mn含有不在本发明规定的范围(表1的钢种C1)内，淬火性显著降低，所以在母材中有铁素体析出，强度降低。试验No.15因为Mn含有超过本发明规定的范围(表1的钢种D1)，粗大的析出物形成，所以母材韧性、HAZ韧性均降低。
试验No.16因为其Cr含量低于本发明规定的范围，淬火性显著降低，所以在母材中有铁素体析出，强度降低。试验No.17因为其Cr含量超过本发明规定的范围(表1的钢种E1)，粗大的析出物形成，所以母材韧性、HAZ韧性均降低。
试验No.18其Ti含量超过本发明规定的范围(表1的钢种G1)，可以预想在HAZ部会有粗大的夹杂物生成，HAZ韧性劣化。试验No.19其B含量超过本发明规定的范围(表2的钢种H1)，可以预想在HAZ部会有粗大的夹杂物生成，HAZ韧性劣化。试验No.20其Mo含量超过本发明规定的范围(表2的钢种I1)，成为含有粗大的硬化丰的组织，母材韧性、HAZ韧性均降低。
试验No.21其V含量超过本发明的优选范围(表2的钢种J1)，可以预想在HAZ部会有粗大的夹杂物生成，HAZ韧性劣化。试验No.22其Cu含量超过本发明的优选范围(表2的钢种K1)，可以预想在HAZ部的M—A相的生成量增大，HAZ韧性劣化。试验No.23其Ni含量超过本发明的优选范围(表2的钢种L1)，可以预想在HAZ部的M—A相的生成量增大，HAZ韧性劣化。
试验No.24其Nb含量超过本发明的范围(表2的钢种M1)，可以预想在HAZ部的夹杂物量增大，HAZ韧性劣化。试验No.25其Ca含量超过本发明的优选范围(表2的钢种N1)，可以预想在HAZ部有粗大的夹杂物生成，HAZ韧性劣化。
试验No.26、27其HM值低于本发明规定的范围(表2的钢种O1、P1)，淬火性降低，可以预想在母材中有铁素体生成，强度变低。
试验No.28、29其HM值超过本发明规定的范围(表2的钢种Q1、R1)，可以预想在HAZ部M—A相会大量生成，HAZ韧性劣化。
试验No.30、31其HG值低于本发明规定的范围(表2的钢种S1、T1)，淬火性降低，可以预想在母材中有铁素体生成，强度变低。
试验No.32、33其HG值超过本发明规定的范围(表2的钢种U1、V1)，可以预想在HAZ部旧奥氏体粒将变得非常大，HAZ韧性劣化。
试验No.34～36其HB值超过本发明规定的范围(表2的钢种W1、X1、Y1)，可以预想在HAZ部旧奥氏体粒内几乎没有被分割，块尺寸变大，HAZ韧性劣化。
【表5】
Figure C200610160415D00181
【表6】
实施例2
采用所述表1所示的钢种A，除改变输入热量以外，均以与上述相同的方式进行HAZ重现试验。这时以输入热量相当于1～20KJ/mm的方式改变达到800～500℃的冷却时间，进行热循环试验。还有，当输入热量为1KJ/mm冷却时间为10秒，当输入热量为2KJ/mm冷却时间为20秒，当输入热量5KJ/mm冷却时间为40秒，当输入热量7KJ/mm冷却时间为60秒，当输入热量15KJ/mm冷却时间为120秒，当输入热量20KJ/mm冷却时间为160秒。
其后，从各试验片提取2个摆锤冲击试验片(JIS Z 2202 V切口试验片)，针对每个钢板求得—15℃的平均冲击吸收能vE-15共10个。
下述表7显示其结果，在本发明的高张力钢板中，至输入热量为20KJ/mm可知显示出优异的HAZ韧性。
【表7】
Figure C200610160415D00201

Claims (6)

1.一种钢板，其特征在于，以质量％计，含有：C：0.01～0.05％、Si：1.0％以下但不含0％、Mn：0.5～2.0％、P：0.5％以下且含0％、S：0.01％以下且含0％、Al：0.01～0.07％、Cr：0.5～2.0％、Mo：0.5％以下且含0％、Nb：0.0020～0.030％、Ti：0.005～0.03％、B：0.0005～0.0030％、Ca：0.0005～0.005％、及N：0.0020～0.0080％，并且，满足：
由下述(1)式规定的HM值为0.10％以上、但低于0.25％；
由下述(2)式规定的HG值为0.02％以上、但低于0.08％；和
由下述(3)式规定的HB值为0.0％以下，
并且，贝氏体分率为90面积％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]分别表示C、Mn、Cr、Mo、Si和Nb的质量％含量，
并且，抗拉强度为570MPa以上865MPa以下。
2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，以质量％计，含有Cu：3.0％以下但不含0％、和Ni：3.0％以下但不含0％中的至少一种。
3.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，以质量％计，含有V：0.05％以下，但不含0％。
4.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，以质量％计，含有Mg：0.005％以下，但不含0％。
5.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，以质量％计，含有Zr：0.005％以下，但不含0％。
6.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，以质量％计，含有稀土类元素：0.0003～0.03％。
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