CN101033529A - 疲劳裂纹进展抑制和焊接热影响区的韧性优异的高屈服比高张力钢板 - Google Patents
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Abstract
本发明的高屈服比高张力钢板，对化学成分组成进行适当地规定，并且满足由下式(1)规定的PM值低于0.27％，由贝氏体相占90面积％以上的组织构成。再有，将2个结晶的方位差被15°以上的大角晶界包围的区域作为晶粒时，该晶粒的平均圆当量直径为15μm以下，邻接的晶粒彼此的方位差为55～60°的比例在0.3以上，或者2个结晶的方位差为15°以上的大角晶界之中，作为∑3重合晶界的比例为0.065以上。PM＝[C]+[Mn]/30+[Cr]/23+[Mo]/5+[Si]/5+[Cu]/50+[Ni]/50……(1)；其中，[C]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Si]、[Cu]和[Ni]分别表示C、Mn、Cr、Mo、Si、Cu和Ni的含量(质量％)。
Description
技术领域
本发明涉及土木、建筑、桥梁、海洋结构物、管道、船舶、贮藏、建筑机械等的各种用途所使用的高屈服比高张力钢板，特别涉及抑制裂纹的进展速度而确保良好的疲劳寿命，并且焊接热影响区(HAZ)的韧性也优异的以贝氏体相为主体的高屈服比高张力钢板。
背景技术
在应用于上述各种用途的结构材料中，由于施加反复应力的情况不少，所以为了确保结构材料的安全性，对于作为原材而使用的钢板具有良好的疲劳特性在设计上极为重要。
钢板的疲劳过程被认为大体区分成在应力集中部的裂纹的发生、和一旦发生的裂纹的进展这2个过程。而且，认为在通常将机械零件上有宏观的裂纹发生作为使用界限，允许裂纹的进展的设计几乎没有。然而，在焊接结构物中，即使疲劳裂纹发生也不会立即导致破坏，该裂纹在达到最终阶段之前会被定期检查等发现，从而对裂纹的进入部分进行修理，或者在使用期内如果裂纹不增长至达到最终破坏的长度，则即使有裂纹，结构物也能够充分经受得住使用。
可是，在焊接结构物中，大量存在着作为应力集中部的焊接缝边部和缺陷部，完全地防止疲劳裂纹的发生在技术上几乎不可能，另外在经济上也不能说是上策。即，为了使焊接结构物的疲劳寿命良好，与防止裂纹的发生相比，将来自裂纹已经存在的状态下的裂纹进展寿命大幅延长更为有效，因此尽可能降低钢材的裂纹的进展速度的设计成为重要的事项。
作为抑制疲劳裂纹进展的速度的技术，至今有各种各样的提案，例如在专利第3298544号公报中，提出形成硬质相和软质相的2相组织，通过软质相/硬质相边界的裂纹的弯曲、停留、分支来抑制裂纹进展速度的技术。
然而，在该技术中，需要形成基本上含有软质的铁素体组织的组织，这就存在不能制造高强度钢的问题。
作为涉及疲劳裂纹进展抵抗性和结晶方位的关系的技术，例如特开2000-17379号公报中，提出了一种疲劳裂纹进展(传播)特性优异的钢板，其实现是通过设钢板表面的法线方向为ND时，具有α铁的(100)面与ND平行的方位{(100)//ND}的晶粒，和具有α铁的(111)面与ND平行的方位{(111)//ND}的晶粒之间的边界沿裂纹的进展方向，横切为至少30μm有1处以上，和在平行于钢板表面的测定面，使钢板内部的α(111)的面强度比与α铁的(100)面强度比的比为1.25～2.0。
越是在高应力下使用的钢板对其疲劳特性的关注也就越高，但是，因为上述技术是以铁素体组织为主体(例如70面积％以上)，所以抗拉强度只能对应390～490MPa左右的强度级，而不能适用于抗拉强度为570MPa以上的高屈服比高张力钢板。另外以铁素体组织为主体而使之高张力化时，需要大量添加合金元素由析出强化等进行补强，但是这也有局限，焊接热影响区的韧性将比任何情况都劣化。再有，在以贝氏体相为主体的组织(其被称为“单贝氏体组织”)中，已知其与奥氏体具有一定的方位关系而生成，用与上述技术同样的方法不能控制结构方位。
在特开2004-27355号公报中，提出了一种疲劳裂纹进展特性优异的钢板，其为贝氏体组织或马氏体组织，以最大拉伸、压缩应变±0.012，反复速度0.5Hz，施加达到最大应变的波数12的渐增、渐减反复负荷15次时，由1次的最大应变时的应力σ1和15次的最大应变时的应力σ15的比σ1/σ15所表示的反复软化参数为0.65以上、0.95以下。而且，在该技术中，对于反复软化来说，其被认为是由于反复应力负荷时的位错的再排列而引起的，裂纹前端的位错密度越高就越容易发生软化，显示出在疲劳裂纹进展抑制上有效。
在上述技术中，为了提高位错密度，如实施例所示，需要实质的直接淬火和在线淬火。然而，在线的热处理可以预见到生产率降低，另外在线上进行直接淬火，还必须考虑到因位错导入带来的强度上升，因此就有必须使强度不能过高这样来维持低成分的制约。其结果被充分认定为，成分设计中的自由度低，其他的特性劣化。另外即使上述这样的软化参数在规定范围内，断裂转变温度vTrs超过0℃的实施例也存在，有可能不能充分满足作为结构物的特性。
另一方面，上述各种用途所使用的高张力钢板，要通过焊接构筑各种结构物，但是，作为高张力钢板所要求的特性，需要在应用高热能焊接时的焊接热影响区(HAZ)的韧性良好。
另外，针对对于地震的终局屈服点设计的应用，还要求屈服比[屈伏强度/抗拉强度×100(％)]小(即，塑性变形能高)(建筑用途的情况下为80％以下)，如果从使用钢板(钢重)的削减这一观点出发，则根据用途优选高屈伏(上述屈服比为80以上)。
例如，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，提出有如专利第3602471号公报中所示的技术。在该技术中，通过使C极低，并以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，并且以满足规定关系式的方式积极添加作为淬火性提高元素的Mn和Cr(根据需要添加Mo)，且以满足规定关系式的方式控制作为使高热能HAZ韧性降低的元素V和Nb，再添加B。
使C极低并成为贝氏体组织(以下称为“极低C贝氏体组织”)，在抑制M-A相的生成，提高高热能HAZ韧性上有效，但仅形成极低C贝氏体组织，还不能说能够适当地进行HAZ组织的控制，根据情况也会得不到充分的高热能HAZ韧性。
另外，在特开2000-345239号公报中，提出通过极低C(C含量：0.03％以下)并使Nb和B的量适当化，而形成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，从提高高热量HAZ韧性这一观点出发，还公开有通过使氧化物系夹杂物(Ti、Ca、Al、REM的氧化物)均一分散，从而抑制HAZ中的旧奥氏体粒的粗大化。
然而，如果焊接热能变大，则抑制HAZ的旧奥氏体粒的粗大化也有局限，仅是抑制旧奥氏体粒的粗大化，也有高热能HAZ韧性不良的情况。
另外如上述，改良HAZ韧性的技术，丝毫未考虑前述的疲劳裂纹特性，故期待HAZ韧性和疲劳裂纹特性的两种特性兼备的技术的确立是实际情况。
作为影响裂纹进展速度的因素，还认为有晶界的状态。作为将晶界状态应用于材料特性的技术，例如在特开平11-269611号公报中，公开的是关于一种铁基形状记忆合金，其是通过规定∑1重合晶界、∑3～29重合晶界等的比例来改善形状记忆特性和磁致伸缩特性。然而，并未考虑裂纹进展速度和晶界的状态，特别是在钢板中关于晶界状态对特性造成的影响，实际情况是没有得到确立的结论。
发明内容
本发明着眼于上述这样的情况而进行，其目的在于，提供一种在以贝氏体为主体的钢板中，通过适当规定各结晶方位关系，而使疲劳裂纹进展阻抗性更优异，并且也能够改善HAZ韧性的高屈服比高张力钢板。
所谓能够达成上述目的的本第一发明的钢板，具有如下几点要旨，其含有：C：0.01～0.05％(质量％的意思，以下同)、Si：1.0％以下、Mn：0.5～2.0％、P：0.5％以下、S：0.01％以下、Al：0.01～0.07％、Cr：0.4～2.0％、Nb：0.001～0.050％、Ti：0.005～0.03％、B：0.0005～0.0030％、Ca：0.0005～0.005％、和N：0.0020～0.010％，并且满足由下式(1)规定的PM值低于0.27％，由贝氏体相在组织中占90面积％的组织构成，2个结晶的方位差由15°以上的大角晶界包围的区域作为晶粒时，该晶粒的平均圆当量直径为15μm以下，邻接的晶粒彼此的方位差为55～60°的比例在0.3以上。
PM＝[C]+[Mn]/30+[Cr]/23+[Mo]/5+[Si]/5+
[Cu]/50+[Ni]/50 ……(1)
其中，[C]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Si]、[Cu]和[Ni]分别表示C、Mn、Cr、Mo、Si、Cu和Ni的含量(质量％)。但是，对不必积极添加含量为杂质水平的元素，含量作为0％来计算式(1)。
所谓能够达到上述目的的本第二发明的高屈服比高张力钢板，具有如下几点要旨，其含有：C：0.01～0.05％(质量％的意思，以下同)、Si：1.0％以下、Mn：0.5～2.0％、P：0.5％以下、S：0.01％以下、Al：0.01～0.07％、Cr：0.4～2.0％、Nb：0.001～0.050％、Ti：0.005～0.03％、B：0.0005～0.0030％、Ca：0.0005～0.005％、和N：0.0020～0.010％，并且满足由下式(1)规定的PM值低于0.27％，由贝氏体相在组织中占90面积％的组织构成，2个结晶的方位差为15°以上的大角晶界之中，作为∑3重合晶界的比例为0.065以上。
PM＝[C]+[Mn]/30+[Cr]/23+[Mo]/5+[Si]/5+
[Cu]/50+[Ni]/50 ……(1)
其中，[C]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Si]、[Cu]和[Ni]分别表示C、Mn、Cr、Mo、Si、Cu和Ni的含量(质量％)。但是，对不必积极添加含量为杂质水平的元素，含量作为0％来计算式(1)。
在本第一及第二发明的钢板中，上述基本成分以外(余量)，余量是铁和不可避免的杂质，但是根据需要，还优选含有：(a)Mo：0.5％以下(不含0％)，(b)Cu：2.0％以下(不含0％)及/或Ni：2.0％以下(不含0％)，(c)V：0.05％以下(不含0％)，(d)Mg：0.005％以下(不含0％)，(e)Zr：0.005％以下(不含0％)，(f)稀土类元素：0.0003～0.003％等，根据含有的成分，高张力钢板的特性被进一步改善。
在本发明中，在具有以贝氏体为主体的组织的钢板中，通过适当规定各结晶方位关系(第一发明)，并且或者适当地规定特定的重合晶界的比例(第二发明)，并且严密地控制作为对HAZ韧性产生影响的要因的M-A相量和化学成分组成以实现适应化，从而能够实现疲劳裂纹进展抑制优异，且能够确保良好的HAZ韧性的高张力钢板，这种高张力钢板，适于作为土木、建筑、桥梁、海洋结构物、管道、船舶、贮藏、建筑机械等的各种用途的结构材料的原材。
附图说明
图1是表示PM值和vE-15的关系的曲线图。
图2是表示结晶方位差为55～60°的比例和疲劳裂纹进展速度的关系的曲线图。
图3是用于说明重合晶界的图。
图4是表示∑3重合晶界的比例和疲劳裂纹进展速度的关系的曲线图。
具体实施方式
首先，就本第一发明的疲劳裂纹进展的抑制进行说明。
本发明者们为了解决所述课题，特别着眼于作为贝氏体组织的钢板，从各种的角度就用于抑制此种钢板的疲劳裂纹进展速度的方法进行研究。其结果得出如下结论。即，在上述这样的贝氏体组织中，会相对于奥氏体而具有几种方位关系生成，不过根据钢板的化学成分组成、组织的生成温度、其他的条件等被选择的各晶格的方位关系变化，在具有一定的结晶方位差的结晶晶界，特别判明了疲劳裂纹进展被抑制。而且指出，如果适当地规定结晶方位分布，则能够很好地实现疲劳裂纹进展的抑制的钢板能够实现。
在以贝氏体相为主体的单相组织中，晶界被认为是裂纹进展的阻抗，但是如果在裂纹进展时提高晶界和裂纹冲突的频度，则认为裂纹的进展能够得到抑制。即，得到的结果是，通过使晶界细化而提高其与裂纹的冲突频度即可。但是，在形成晶界的两端的方位差小(例如低于15°)的小角晶界(小倾角边界)，因为晶界能量小而其效果小，所以所述方位差需要以15°以上的大角晶界(大倾角边界)为对象。另外，还判明即使在大角晶界之中，邻接的晶粒彼此的方位差为55～60°的比例越高，对于裂纹进展越有效(参照后述图2)。
也就是说，是被所述方位差为15°以上的大角晶界包围的晶粒，以换算成同一面积的圆时的直径(圆当量直径)的平均值计为15μm以下的晶粒，在邻接的晶粒的方位差的分布中，通过使方位差为55～60°的比例在0.3以上(30％以上)，能够实现疲劳裂纹进展抑制效果优异的钢板。还有，所述“方位差”也被称为“偏角”或“倾角”，以下称为“结晶方位差”。另外为了测定这一结晶方位差，可以采用EBSP法(Electoron BackscatteringPattern)。
接下来，就第二发明中的抑制疲劳裂纹进展进行说明。
本发明者们为了解决所述课题，特别着眼于作为贝氏体组织的钢板，考虑到此钢板中的晶界成为裂纹进展的抵抗，从各种角度就晶界的状态与疲劳裂纹进展速度的关系进行研究。其结果指出，使一定的重合晶界的比例增加，在抑制疲劳裂纹进展上极为有效。
所谓所述的重合晶界，意思是几何学的整合性高的特殊的晶界。此晶界被认为在结构上稳定，在力学上、化学上也具有优异的特性，但是就其详情尚有很多不能解明的部分。例如，认为使两个结晶之一在旋转轴M的周围只旋转角度θ(旋转角度)时的2个结晶的重叠。这时，根据旋转轴M和旋转角度θ，除原点(处于原位置的状态的点)以外会形成有周期性重叠的晶格点。如此重叠的点称为对应晶格点。原结晶晶格的单位胞体积和在此形成的对应晶格点的单位胞体积的比称为∑值。处于该∑值为3的关系的晶界称为∑3重合晶界。
图3是使单一立方晶格绕<001>轴旋转36.52°(旋转角度θ)而重合的图(Yα-M-Xα→Yβ-M-Xβ)，相当于∑5重合晶界，图中相互的晶格点重叠的点由“○”标记表示，其为对应晶格点。
如上述重合晶界是通过相对于邻接结晶晶格进行一定角度旋转而生成的，与通常的高角度随机晶界相比，规则度高，晶界能低，稳定。如此，重合晶界与随机晶界相比，晶界能低，难以引起晶界滑动原本已知，但是，对这样应晶界给疲劳裂纹进展速度造成的影响尚未研究。
本发明者们在如此状态下，对钢板中的晶界的状态，基于EBSP(Electoron Backscattering Pattern法)测定的结果判明，在全部测定点的2个结晶方位差为15°以上的大角晶界(大倾角边界)之中，如果作为∑3重合晶界的比例为0.065以上，则与现有钢相比，能够大幅抑制钢板中的疲劳裂纹进展速度。还有，所述“方位差”也称为“偏角”或“倾角”，以下称为“结晶方位差”。
如上述通过增大∑3重合晶界的比例从而能够抑制疲劳裂纹进展速度的理由，并不能全部解明，不过能够进行如下考虑。即，裂纹进展时所需要的能量为γa时，该能量γa以下式(2)的方式表示，但因重合晶界的晶界能γb小，所以裂纹所需要的能量γa大，被认为是疲劳裂纹进展所需要的能量变大。如果换言之，认为作为裂纹进展的机构，在整合性高的稳定的晶界裂纹进展时，一定会消耗大的破坏能量，进展速度降低。
γa＝2γs-γb …(2)
其中，γs：晶界的表面能，γb：晶界能
还有，为了测定∑3重合晶界的比例，可以采用所述EBSP法(ElectoronBackscattering Pattern法)。在此方法中，对试样照射电子射线时发生的散乱波(菊池线)的幅度和强度，散乱波之间的交差角度和出现的位置，取决于结晶系和结晶结构及方位，因此通过解析EPSP的图像的特征，可以决定结晶方位差。
另一方面，无论在第一发明中还是第二发明中，作为用于得到良好的HAZ韧性的钢板，多使用具有极低C贝氏体组织的材料，不过本发明者们以具有这种组织的钢板为基本，为了进一步改善其HAZ韧性而从各种角度对方法进行研究。其结果指出，如果根据高张力钢板一般所含有的元素(C、Si、Mn、Cu、Ni等)，按所述(1)式规定其关系，则M-A相量被控制得适当，HAZ韧性格外优良，从而完成本发明。以下，沿着完成本发明的经过，对本发明规定的各必要条件的作用效果加以说明。
为了提高HAZ韧性，在HAZ中需要尽可能降低成为破坏起点的M-A相的量。M-A相是由于组织中的C浓化，其部分的相变温度降低，所以在组织中析出马氏体和残留奥氏体的相。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，通过降低奥氏体稳定化元素(Mn、Cr、Mo、Si等)，可以有效地减少残留奥氏体。从这一观点出发，在上述(1)式规定的PM值低于0.27％的钢板中，因HAZ中的M-A相十分少而显示出良好的韧性。但是，若过量降低C含量和奥氏体稳定化元素，则会产生不能确保强度这样的问题，因此需要确保基本的最低含量(此点后述)。
在上述(1)式中，也规定了如Mo、Cu、Ni等这样在作为基本的化学成分中未包含的元素，不过因为这些元素对HAZ韧性也有影响，所以在根据需要含有时，其含量也需要纳入PM值的计算。因此，在不含有这些元素时，由上述(1)式可以将这些元素作为0计算。
还有，由上述(1)式规定的各元素的系数是根据实验求得的，接下来就这一点加以说明。对具有下述表1所示的化学成分组成的各钢种，求得其进行热循环试验时的吸收能vE-15(关于详细的测定方法后述)，在与成为其基本(base)的钢种(表1的钢种A1)的比较中，就Cr、Mn、Ni、Mo、Si和Cu对钢板的韧性带来的影响进行了研究。
【表1】
| 钢种 | 化学成分组成(质量％) | HAZ韧性vE-15(J) | 备注 | ||||||||||||||
| C | Si | Mn | P | S | Al | Cr | Nb | Ti | B | Ca | N | Mo | Cu | Ni | |||
| A1 | 0.038 | 0.40 | 1.60 | 0.005 | 0.002 | 0.012 | 0.91 | 0.016 | 0.012 | 0.0017 | 0.0026 | 0.0051 | 0.30 | - | 0.25 | 77 | base |
| A2 | 0.054 | 0.43 | 1.58 | 0.038 | 0.002 | 0.023 | 0.91 | 0.017 | 0.014 | 0.0022 | 0.0016 | 0.0052 | 0.31 | - | 0.26 | 30 | C |
| A3 | 0.038 | 0.41 | 1.58 | 0.005 | 0.002 | 0.023 | 0.59 | 0.019 | 0.013 | 0.0020 | 0.0016 | 0.0045 | 0.32 | - | 0.25 | 118 | Cr |
| A4 | 0.044 | 0.43 | 1.86 | 0.005 | 0.002 | 0.019 | 0.91 | 0.018 | 0.014 | 0.0021 | 0.0014 | 0.0049 | 0.30 | - | 0.25 | 52 | Mn |
| A5 | 0.040 | 0.41 | 1.60 | 0.005 | 0.002 | 0.021 | 0.91 | 0.018 | 0.015 | 0.0019 | 0.0013 | 0.0050 | 0.31 | - | 0.50 | 62 | Ni |
| A6 | 0.035 | 0.41 | 1.61 | 0.006 | 0.002 | 0.012 | 0.91 | 0.018 | 0.013 | 0.0020 | 0.0011 | 0.0052 | 0.20 | - | 0.26 | 164 | Mo |
| A7 | 0.037 | 0.43 | 1.60 | 0.006 | 0.002 | 0.023 | 0.91 | 0.017 | 0.015 | 0.0020 | 0.0012 | 0.0050 | 0.40 | - | 0.25 | 50 | Mo |
| A8 | 0.035 | 0.50 | 1.60 | 0.007 | 0.003 | 0.022 | 0.93 | 0.016 | 0.015 | 0.0019 | 0.0014 | 0.0054 | 0.31 | - | 0.26 | 21 | Si |
| A9 | 0.032 | 0.38 | 1.25 | 0.006 | 0.002 | 0.038 | 0.89 | 0.017 | 0.016 | 0.0018 | 0.0024 | 0.0042 | 0.23 | 1.2 | 0.25 | 187 | Cu |
| A10 | 0.031 | 0.36 | 1.23 | 0.007 | 0.002 | 0.031 | 0.91 | 0.016 | 0.016 | 0.0016 | 0.0016 | 0.0049 | 0.25 | 3.2 | 0.24 | 69 | Cu |
首先，就C来说，将C的含量作为X1，吸收能vE-15作为Y1时，钢种A1(C含量：0.038％，vE-15：77J)和A2(C含量：0.054％，vE-15：30J)的关系，由下述(2)式这样的近似式表示。
Y1＝-2937.5X1+188.63 …(2)
同样，关于Cr、Mn、Ni、Mo、Si和Cu，如果显示其含量与vE-15的关系，则由下述(3)～(8)式这样的近似式(近似直线)表示。
[Cr：钢种A1和A3]
Y2＝-128.1X2+193.59 …(3)
(其中，X2：Cr含量，Y2：vE-15)
[Mn：钢种A1和A4]
Y3＝-98.0X3+233.92 …(4)
(其中，X3：Mn含量，Y3：vE-15)
[Ni：钢种A1和A5]
Y4＝-58.4X4+91.6 …(5)
(其中，X4：Ni含量，Y4：vE-15)
[Mo：钢种A1、A6和A7]
Y5＝-570.0X5+268.0 …(6)
(其中，X5：Mo含量，Y5：vE-15)
[Si：钢种A1和A8]
Y6＝-560.0X6+301 …(7)
(其中，X6：Si含量，Y6：vE-15)
[Cu：钢种A9和A10]
Y7＝-59.0X7+257.8 …(8)
(其中，X7：Cu含量，Y7：vE-15)
通过比较上述(3)式的系数和(3)～(8)式的系数(斜率)，能够求得C的系数为1时的各元素的系数。例如，就Cr来说为(-2938/-128)23(其他元素也一样)。其结果是求得所述(1)式的关系。
本第一及第二发明的高张力钢板，以贝氏体组织为主体，但是从母材组织的观点出发，需避免韧性劣化的上述贝氏体，使极低C贝氏体组织生成，以此方式选择极低C系(关于化学成分组成后述)。另外，通过成为极低C系，能够在HAZ部组织中降低M-A相的量，和减小低热能时的硬化，由此也有能够不用焊接时的预热(无预热)这样的优点。但是，为了发挥这些效果，不需要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。作为贝氏体以外的组织，可列举有马氏体和铁素体。
在本第一及第二发明的钢板中，关于此化学成分组成，分别含有作为构成基本的成分的C、Si、Mn、P、S、Al、Cr、Nb、Ti、B、Ca和N，这些成分的范围限定理由如下。
[C：0.01～0.05％]
C是对增大高张力钢的强度有效的元素，为了确保希望的强度而需要含有0.01％以上。但是，若C含量过量(若成为中碳素、高碳素)，则贝氏体的相变机构变化，被选择的变体(variant)变化，将不能稳定地获得作为本发明的目标的极低C贝氏体组织，因此需要在0.05％以下。另外，本第一发明的情况下，若C过量，则块尺寸粗大化，小角晶界的比例增加，显示出具有55～60°的结晶方位的大角晶界的比例减少的倾向。
[Si：1.0％以下(不含0％)]
Si是不根据冷却条件通过固溶强化而使钢的强度有效的元素，但是若过量含有，则钢材(母材)中大量析出岛状马氏体相(M-A相)，使韧性劣化。由此，其上限为1.0％。还有，Si含量的优选上限为0.6％。
[Mn：0.5～2.0％]
Mn使极低C贝氏体组织生成，是在强化钢材方面有效的元素，为了发挥这样的效果，需要使Mn含有0.5％以上。然而若使Mn过量含有，则引起母材的韧性劣化，因此其上限为2.0％。Mn含量的优选下限为0.6％，优选上限为1.9％。
[P：0.5％以下(不含0％)和S：0.02％以下(不含0％)]
因为P在晶粒偏析，是对延展性和韧性有害的杂质，所以优选尽可能少，但是考虑到会不可避免地混入钢材，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夹杂物，是对钢材的延展性和韧性有害的杂质，所以优选尽可能少，但是考虑到会不可避免地混入，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，使B的固溶量增加的元素。由此，提高B产生的淬火性提高效果。为了发挥这样的效果，需要Al含量为0.01％以上。然而，若过量地含有，则使钢材(母材)中大量析出岛状马氏体相(M-A相)，使韧性劣化。由此，其上限为0.07％。还有，Al含量的优选下限为0.02％，优选上限为0.06％。
[Cr：0.4～2.0％]
Cr是用于得到极低C贝氏体组织重要的元素。另外在HAZ组织中对于降低贝氏体块大小也有效。再有，在使淬火性提高以确保钢材的强度上也是有效的元素。而且，还发挥着抑制相变，使贝氏体相变开始温度Bs降低的作用。贝氏体在相变时保持K-S关系(Kurdjiumov-Sachs的关系)而相变，不过通过在低温相变，由单一的变体(所谓兄弟晶)构成的微细的块生成。为了发挥这些效果，需要使Cr含有0.4％以上。然而，若Cr的含量过量而超过2.0％，则形成粗大的析出物，因此母材和HAZ的韧性均劣化。还有，Cr含量的优选下限为0.5％，优选上限为1.8％。
[Nb：0.001～0.050％]
Nb是用于得到极低C贝氏体重要的元素。另外，在HAZ组织中用于降低贝氏体块大小方面也有效。再有，在确保钢材的强度上也是有效的元素。而且，与Cr一样，还发挥着抑制相变，使贝氏体相变开始温度Bs降低的作用。为了发挥这些效果，需要使Nb含有0.001％以上。然而，若Nb的含量过量含有超过0.050％，则其效果饱和。还有，Nb含量的优选下限为0.002％，优选上限为0.045％。
[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，是在使HAZ韧性提高方面有效的元素。另外与Cr和Nb一样，其还发挥着抑制相变，使贝氏体相变开始温度Bs降低的作用。为了发挥这些效果，需要Ti含量为0.005％以上。然而，若使Ti过量含有，则粗大的夹杂物析出，反而使HAZ韧性劣化，因此其上限为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。另外在使淬火性提高，抑制铁素体相变上也有效地发挥着作用。再有，B与Cr和Nb一样，还发挥着抑制相变，使贝氏体相变开始温度Bs降低的作用。为此，需要使B含有0.0005％以上。然而，若使B过量地含有，则不仅其效果饱和，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B含量的上限需要为0.0030％。还有，B含量的优选下限为0.0007％，优选上限为0.0025％。
[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韧性提高方面有效的元素。为了发挥这样的效果，需要使之含有0.0005％以上，但是超过0.0005％而过量地含有，则夹杂物粗大化，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：0.0020～0.010％]
为了在高热能焊接HAZ中将韧性确保于高位，有效的方法是在旧奥氏体粒内使TiN微细析出，防止旧奥氏体粒的粗大化。为了发挥这样的效果，需要N含量为0.0020％以上。然而，若N含量过量而超过0.010％，则粗大的TiN析出成为破坏的起点。还有，N含量的优选下限为0.003％，优选上限为0.008％。
本发明的高张力钢板的基本成分如上述，余量由铁和不可避免的杂质(例如O等)构成，但根据需要，含有如下等成分也有效：(a)Mo：0.5％以下(不含0％)，(b)Cu：2.0％以下(不含0％)及/或Ni：2.0％以下(不含0％)，(c)V：0.05％以下(不含0％)，(d)Mg：0.005％以下(不含0％)，(e)Zr：0.005％以下(不含0％)，(f)稀土类元素：0.0003～0.003％，使这些成分含有时的范围限定理由如下。
[Mo：0.5％以下(不含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％过量含有，则成为粗大的硬化相，因此母材和HAZ的韧性均劣化。另外Mo也发挥着抑制相变，使贝氏体相变开始温度Bs降低的作用。通过贝氏体在低温相变，由单一的变体(所谓兄弟晶)构成的微细的块生成。还有，在本发明中其并不是用于得到极低C贝氏体组织所必须的元素，也可以不添加。但是在不含Mo时，所述(1)式需要作为不含Mo的方式来计算。Mo含量的优选上限为0.45％。
[Cu：2.0％以下(不含0％)及/或Ni：2.0％以下(不含0％)]
Cu和Ni是在提高母材强度方面有效的元素。另外这些元素也发挥着抑制相变，使贝氏体相变开始温度Bs降低的作用。这些效果随着其含量的增加而增大，但是若含量过量，则在焊接时M-A相的生成被促进，HAZ韧性劣化，因此优选两者均在2.0％以下。但是，在不含Cu和Ni时，所述(1)式需要以不含Cu和Ni的方式来计算。这些元素的含量的优选上限为1.5％。
[V：0.05％以下(不含0％)]
V是在母材强度的提高上有效的元素，另外也发挥着抑制相变，使贝氏体相变开始温度Bs降低的作用。然而若超过0.05％而过量地含有，则在HAZ部形成析出物，使HAZ韧性降低。
[Mg：0.005％以下(不含0％)]
Mg使成为TiN的析出的核的氧化物微细分散，是有助于HAZ的韧性提高的元素，但是若过量含有，则氧化物粗大化，反而使HAZ韧性降低，因此应该在0.005％以下。
[Zr：0.005％以下(不含0％)]
Zr与Ti一样，形成氮化物和氧化物，是在防止HAZ部的旧奥氏体粗大化，使HAZ韧性提高方面有效的元素，但是若过量含有，则夹杂物粗大化，HAZ韧性劣化，因此应该在0.005％以下。
[稀土类元素：0.0003～0.003％]
稀土类元素(REM)与Ca一样，在降低夹杂物形状的各向异性，提高HAZ韧性方面是有效的元素。为了发挥这样的效果，优选含有0.0003％以上。然而，若REM的含量超过0.003％变得过量，则夹杂物粗大化，反而使HAZ韧性降低。
本第一及第二发明的高张力钢板，由以贝氏体为主体的组织构成，但通过在奥氏体状态下进行冷却而成为过冷状态，能够降低Ar3相变点，并且成为贝氏体组织。特别是若在低温下相变，则相变之时的原子的可移动距离降低，相变活动也从扩散型相变变化为剪断型相变，促进重合晶界的生成。作为具体的制造条件，优选应用下述(1)～(5)的制造方法。
(1)加热到950～1250℃的温度范围，在Ar3相变点～900℃的温度范围结束轧制后，将冷却速度设为5℃/秒以上，进行加速冷却(例如水冷)直至450℃以下。
(2)加热到950～1250℃的温度范围，在Ar3相变点～900℃的温度范围结束轧制后，将冷却速度设为5℃/秒以上，进行加速冷却(例如水冷)直至450℃以下，其后在500～700℃的温度域进行回火处理。
(3)加热到950～1250℃的温度范围，在Ar3相变点～900℃的温度范围结束轧制后，再加热至Ar3相变点以上的温度，其后将冷却速度设为5℃/秒以上，进行冷却直至450℃以下。
(4)加热到950～1250℃的温度范围，在Ar3相变点～900℃的温度范围结束轧制后，再加热至Ar3相变点以上的温度，其后将冷却速度设为5℃/秒以上，进行冷却直至450℃以下，继续在500～700℃的温度区域进行回火处理。
(5)加热到950～1250℃的温度范围，在再结晶温度域进行轧制后，将冷却速度设为1℃/秒以上进行冷却直至600～700℃的温度域，继续在此温度下以过冷奥氏体的状态进行压下率30％以上的轧制，其后再度进行加速冷却。
在上述(1)～(4)的方法中，对于冷却的停止温度，因为需要冷却到贝氏体组织成为主体的温度，所以为450℃。另外若加热温度低于950℃，则无法充分成为奥氏体状态。但是，若加热温度超过1250℃，则奥氏体粒粗大化，相变后的大角粒径也粗大化。轧制后再加热时，因为需要完全地处于奥氏体状态，所以需要为Ac3相变点温度以上。还有，在上述(5)的方法中，通过对奥氏体在低温下施加轧制，能够导入很多的变形带，因为利用变形热处理(加工热处理)，核生成尺寸增加，所以能够使组织微细化，提高疲劳裂纹进展抑制效果。
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的限制，只要在能够符合前、后述宗旨的范围适当地加以变更而实施的都可以，这些均包含于本发明的技术范围。
【实施例】
[实施例1]
采用下述表2所示的化学成分组成的钢(钢种A～R)，以下述表3所示的制造条件制造钢板。还有，在表2中还显示了有关本发明规定的PM值。还有，表2中的钢种A～M满足本发明规定的化学成分组成，钢种N～R偏离了本发明规定的必要条件(化学成分组成，PM值)。
【表2】
| 钢种 | 供试材的化学成分组成(质量％) | PM值(％) | ||||||||||||||||
| C | Si | Mn | P | S | Al | Cr | Nb | Ti | B | Ca | N | Mo | Cu | Ni | V | 其他 | ||
| A | 0.0029 | 0.22 | 1.18 | 0.007 | 0.003 | 0.031 | 1.29 | 0.018 | 0.012 | 0.0019 | 0.0025 | 0.0058 | 0.15 | - | - | - | - | 0.198 |
| B | 0.012 | 0.29 | 1.30 | 0.007 | 0.002 | 0.039 | 1.84 | 0.011 | 0.013 | 0.0006 | 0.0017 | 0.0051 | 0.21 | 0.3 | 0.8 | - | Zr：0.002RB4：0.001 | 0.257 |
| C | 0.033 | 0.18 | 0.97 | 0.008 | 0.002 | 0.060 | 1.62 | 0.006 | 0.011 | 0.0029 | 0.0021 | 0.0021 | - | - | - | - | Mg：0.002 | 0.167 |
| D | 0.049 | 0.10 | 1.35 | 0.007 | 0.002 | 0.028 | 1.50 | 0.002 | 0.014 | 0.0016 | 0.0180 | 0.0045 | 0.10 | - | 0.24 | - | - | 0.204 |
| E | 0.017 | 0.24 | 1.17 | 0.007 | 0.002 | 0.025 | 1.09 | 0.025 | 0.013 | 0.0018 | 0.0023 | 0.0060 | 0.46 | - | - | 0.04 | REM：0.002 | 0.243 |
| F | 0.029 | 0.31 | 1.25 | 0.007 | 0.002 | 0.013 | 1.20 | 0.047 | 0.021 | 0.0017 | 0.0037 | 0.0076 | - | - | - | - | - | 0.183 |
| G | 0.031 | 0.36 | 1.88 | 0.007 | 0.002 | 0.029 | 1.79 | 0.011 | 0.016 | 0.0016 | 0.0012 | 0.0045 | 0.09 | - | - | - | Zr：0.004REM：0.001 | 0.261 |
| H | 0.015 | 0.15 | 1.27 | 0.006 | 0.002 | 0.038 | 1.25 | 0.013 | 0.006 | 0.0018 | 0.0024 | 0.0042 | 0.14 | 1.2 | 1.8 | - | Mg：0.004 | 0.239 |
| I | 0.049 | 0.11 | 0.60 | 0.007 | 0.003 | 0.023 | 0.42 | 0.020 | 0.029 | 0.0029 | 0.0022 | 0.0039 | 0.14 | 1.2 | 1.8 | 0.03 | - | 0.197 |
| J | 0.017 | 0.50 | 1.14 | 0.006 | 0.003 | 0.032 | 1.45 | 0.028 | 0.015 | 0.0014 | 0.0009 | 0.0053 | 0.02 | - | - | - | - | 0.342 |
| K | 0.028 | 0.11 | 1.26 | 0.006 | 0.002 | 0.033 | 1.30 | 0.030 | O.015 | 0.0022 | 0.0020 | 0.0054 | 0.19 | - | 0.25 | - | - | 0.187 |
| L | 0.028 | 0.11 | 1.36 | 0.006 | 0.002 | 0.033 | 1.20 | 0.020 | 0.015 | 0.0022 | 0.0020 | 0.0054 | 0.19 | - | 0.25 | - | - | 0.187 |
| M | 0.012 | 0.03 | 0.93 | 0.007 | 0.003 | 0.023 | 0.82 | 0.018 | 0.013 | 0.0019 | 0.0019 | 0.0051 | 0.03 | - | - | - | - | 0.090 |
| N | 0.080 | 0.50 | 1.77 | 0.022 | 0.003 | 0.360 | 0.87 | - | 0.007 | 0.0020 | 0.0036 | 0.0049 | - | - | - | 0.005 | - | 0.276 |
| O | 0.140 | 0.34 | 0.98 | 0.014 | 0.003 | 0.050 | 1.30 | - | - | 0.0011 | - | 0.0041 | 0.25 | - | - | 0.041 | - | 0.327 |
| P | 0.032 | 0.36 | 2.20 | 0.007 | 0.0027 | 0.034 | 1.50 | 0.019 | 0.011 | 0.0016 | 0.0019 | 0.0054 | 0.20 | - | - | - | - | 0.282 |
| Q | 0.028 | 0.42 | 1.74 | 0.007 | 0.003 | 0.031 | 2.22 | 0.021 | 0.012 | 0.0018 | 0.0031 | 0.0047 | 0.22 | - | - | - | - | 0.310 |
| R | 0.028 | 0.17 | 1.39 | 0.005 | 0.003 | 0.039 | 1.25 | 0.017 | 0.012 | 0.0018 | 0.0025 | 0.0052 | 0.56 | - | - | - | - | 0.274 |
【表3】
| 试轴No. | 钢种 | 轧制面加热温度(℃) | 钢轧温度(℃) | 轧制后的冷却速度(℃/秒) | 板厚(mm) | 冷却停止温度(℃) | 回火温度(℃) |
| 1 | A | 1100 | 800 | 12 | 50 | 25 | - |
| 2 | B | 1100 | 710 | 5 | 80 | 25 | - |
| 3 | C | 1100 | 800 | 19 | 36 | 25 | - |
| 4 | D | 1100 | 705 | 19 | 36 | 405 | - |
| 5 | E | 1200 | 800 | 12 | 50 | 25 | 550 |
| 6 | F | 1100 | 750 | 50 | 20 | 440 | - |
| 7 | G | 1100 | 800 | 5 | 80 | 25 | 650 |
| 8 | H | 1000 | 730 | 6 | 80 | 385 | - |
| 9 | I | 1100 | 880 | 80 | 12 | 25 | 500 |
| 10 | J | 1100 | 800 | 11 | 50 | 448 | - |
| 11 | K | 1100 | 718 | 13 | 50 | 388 | - |
| 12 | L | 1100 | 665 | 0.3 | 36 | - | - |
| 13 | M | 1100 | 800 | 15 | 50 | 25 | - |
| 14 | N | 1100 | 800 | 24.3 | 35 | 25 | - |
| 15 | O | 1100 | 930 | 21.8 | 40 | 25 | - |
| 16 | P | 1100 | 800 | 13 | 50 | 25 | - |
| 17 | Q | 1100 | 800 | 13 | 50 | 25 | - |
| 18 | R | 1100 | 800 | 12 | 50 | 25 | - |
(一)：无处理
对于得到的各钢板，根据下述方法测定其贝氏体分率、钢材(母材)的拉伸特性[0.2％屈服点(YS)，抗拉强度(TS)，屈服比(YR：YS/TS)]、冲击特性(断裂转变温度vTrs)、耐焊接低温开裂性、HAZ韧性等，并且根据下述的方法测定大角晶界径(平均圆当量直径)、结晶方位差为55～60°的比例、疲劳裂纹进展速度等。这些结果汇总在下述表4中显示。
[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％硝酸乙醇溶液(nital溶液)浸蚀后，用光学显微镜在5个视野中以400倍进行观察，通过图像解析测定钢组织中的贝氏体分率(面积％)。这时，除铁素体(包括多边铁素体·准多边铁素体)以外的板条状组织全视为贝氏体。
[钢板的拉伸特性]
从钢板的t/4(t为板厚)提取JIS Z 2201 4号试验片，按JISZ2241的要领进行拉伸试验，测定屈伏强度(0.2％屈服点：YS)、抗拉强度(TS)、屈服比(屈伏强度/抗拉强度×100％：YR)。在本发明中，抗拉强度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在L方向(轧制方向)采取JISZ2202V切口试验片，遵循JISZ2242进行摆锤冲击试验，近似摆锤试验片的脆性断裂率成为50％的温度作为断裂转变温度(vTrs)进行测定。以vTrs为-20℃以下为目标作为合格。
[耐焊接低温裂纹性]
根据JIS Z 3158的y形焊接裂纹试验法，以热能：1.5KJ/mm进行气体保护电弧焊，在预热温度25℃测定断面裂纹率，裂纹率0％为合格。
[焊接HAZ韧性]
进行HAZ再现试验。对于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，进行相当于热能10KJ/mm[用80秒冷却从800～500℃]的热循环试验。此后，从各试验片上提取2个摆锤冲击试验片(JISZ2202 V切口试验片)，对于各钢板以10个计求得-15℃下的平均冲击吸收能vE-15。平均100J以上为合格。
[大角晶界径(平均圆当量直径)]
在与钢板的轧制方向平行的截面中，根据FE-SEM-EBSP(使用电子放射型扫瞄电子显微镜的电子背散射衍射成像法)测定。具体来说，将Tex SEM Laboratries公司的EBSP装置(商品名：“OIM”)与EF-SEM组合使用，以倾角(结晶方位差)为15°以上的边界作为结晶晶界，测定晶粒径。这时的测定条件为，测定区域：200μm，测定节距：0.5μm间隔，表示测定方位的可靠性的置信指数(Confidence Index)比0.1小的测定点从分析对象中除去。计算如此求得的晶粒径的平均值，作为本发明的平均晶粒径。还有，关于晶粒径在2.0μm以下的，判断为测定干扰，从晶粒径的平均值计算的对象中除去。
[结晶方位差为55～60°的比例]
利用OIM自动分析软件，测定各晶界中的方位差，由此求得结晶方位差为55～60°的比例(计算)。
[∑3重合晶界的比例]
采用EBSP法(Electoron Backscattering Pattern)测定。这时使用的SEM-EBSP在线结晶方位、晶界性格自动解析装置，由FE-SEM、TSL公司制OIM硬件、软件和SGI公司制计算机构成。这时的测定条件为，测定区域200μm×200μm，测定间距0.5μm间隔，表示测定方位的可靠性的置信指数(Confidence Index)比0.1小的测定点从分析对象中除去。还有，在实际的组织中，完全保持对应格子关系的晶界极少，由于不扰乱规则关系这样的位错的导入，有很多产生若干偏移的情况。作为基于∑3计算出的允许角度，TRERANCE(允许范围)＝K/∑-n，K＝15，n＝0.5。
在此条件下，结晶方位差低于15°的小角晶界，因为被判定为∑1，所以从全部测定点扣除∑1的数被认为是大角晶界数，计算其中显示为∑3的比例。
[疲劳裂纹进展速度]
依据ASTM E647，使用紧凑(compact)型试验片实施疲劳裂纹进展试验，据此求得疲劳裂纹进展速度。这时，由下述(9)式规定的帕里斯(Paris)规则成立的稳定成长区域ΔK＝20(MPa·m)的值作为代表值进行评价。还有，关于疲劳裂纹进展速度的评价、标准，由于通常的钢材为4～6×10-5mm/cycle(ΔK＝20时)左右的进展速度，所以将3.5×10-5mm/cycle以下作为标准。
da/dn＝C(ΔK)m …(9)
其中，a：表示裂纹长度、n：表示反复数、C、m：表示由材料、载荷等决定的常数。
【表4】
| 试验No | 钢种 | 贝氏体分率(面积％) | 抗拉特性 | 冲击特性vTrs(℃) | 耐焊接低温开裂性断面裂纹率(％) | HAZ韧性 | 人角晶界径(μm) | 方位差55～80°的比例 | ∑3对应晶界的比例 | 裂纹进展速度(×10-5mm/cycle) | |||
| YS(MPa) | TS(MPa) | YR(％) | 热量输入(kJ/mm) | vE-15(J) | |||||||||
| 1 | A | 95 | 518 | 637 | 81 | -52 | 0 | 10 | 240 | 10.1 | 0.398 | 0.080 | 2.40 |
| 2 | B | 98 | 653 | 787 | 83 | -63 | 0 | 10 | 215 | 13.1 | 0.428 | 0.091 | 2.36 |
| 3 | C | 92 | 507 | 623 | 81 | -71 | 0 | 10 | 279 | 10.4 | 0.411 | 0.084 | 2.11 |
| 4 | D | 97 | 608 | 735 | 83 | -25 | 0 | 10 | 225 | 9.9 | 0.316 | 0.067 | 3.11 |
| 5 | E | 96 | 522 | 625 | 84 | -56 | 0 | 10 | 224 | 10.2 | 0.336 | 0.075 | 2.40 |
| 6 | F | 95 | 552 | 667 | 83 | -61 | 0 | 10 | 235 | 10.7 | 0.329 | 0.071 | 2.80 |
| 7 | G | 98 | 701 | 806 | 87 | -55 | 0 | 10 | 149 | 13.8 | 0.450 | 0.100 | 1.89 |
| 8 | H | 95 | 538 | 660 | 81 | -75 | 0 | 10 | 199 | 11.8 | 0.368 | 0.087 | 2.27 |
| 9 | I | 90 | 470 | 572 | 82 | -21 | 0 | 10 | 286 | 9.4 | 0.320 | 0.074 | 2.84 |
| 10 | J | 93 | 512 | 631 | 81 | -58 | 0 | 10 | 241 | 9.6 | 0.376 | 0.085 | 2.21 |
| 11 | K | 95 | 525 | 645 | 81 | -38 | 0 | 10 | 251 | 11.5 | 0.324 | 0.082 | 2.93 |
| 12 | L | 92 | 501 | 620 | 81 | -38 | 0 | 10 | 253 | 15.8 | 0.268 | 0.051 | 4.10 |
| 13 | M | 0 | 355 | 455 | 78 | -76 | 0 | 10 | 252 | 15.5 | 0.130 | 0.041 | 4.80 |
| 14 | N | 96 | 581 | 704 | 83 | -60 | 0 | 10 | 60 | 9.4 | 0.324 | 0.067 | 2.80 |
| 15 | O | 98 | 651 | 771 | 84 | -25 | 30 | 10 | 30 | 16.3 | 0.352 | 0.063 | 3.81 |
| 16 | P | 98 | 770 | 893 | 86 | -12 | 17 | 10 | 64 | 8.8 | 0.378 | 0.073 | 2.55 |
| 17 | Q | 98 | 841 | 970 | 87 | -9 | 9 | 10 | 49 | 10.6 | 0.348 | 0.094 | 2.64 |
| 18 | R | 97 | 643 | 774 | 83 | -1 | 0 | 10 | 90 | 11.1 | 0.428 | 0.101 | 2.17 |
由表4的结果能够进行如下考察。首先试验No.1～11满足本发明规定的必要条件，可知能够发挥充分的疲劳裂纹进展抑制效果(进展速度3.5×10-5mm/cycle以下)，并且韧性、HAZ韧性均显示良好的值。
相对于此，试验No.12～18中，欠缺本发明规定的必要条件的任一项，均无法发挥疲劳裂纹进展抑制效果。即，在试验No.12、13中，结晶方位差为55～60°的比例低，疲劳裂纹进展速度快。其中在试验No.13中，未成为贝氏体组织，疲劳特性劣化。
在试验No.14中，C含量过量(表2的钢种N)，未得到本发明中作为目标的极低C贝氏体组织，HAZ韧性劣化。另外，在试验No.15中，C含量进一步过量(表2中的钢种O)，HAZ组织中的M-A量被促进，韧性劣化，另外疲劳强度也劣化。
在试验No.16中，Mn含量过量(表2的钢种P)，HAZ韧性劣化。另外在试验No.17中，Cr含量过量(表2的钢种Q)，HAZ韧性劣化。再有，在试验No.18中，Mo含量过量(表2的钢种R)，HAZ韧性劣化。
基于表4的结果，图1表示PM值和vE-15的关系，图2表示结晶方位差为55～60°的比例和疲劳裂纹进展速度的关系，图4表示∑3重合晶界的比例和疲劳裂纹进展速度的关系。可知由于PM值低于0.27％则发挥优异的韧性，并且结晶方位差为55～60°的比例在0.3以上，从而疲劳裂纹进展速度变得充分地低。另外，可知由于PM值低于0.27％则发挥优异的韧性，并且通过∑3重合晶界的比例在0.065以上，从而疲劳裂纹进展速度变得充分地低。
[实施例2]
采用前述表2所示的钢种A，进行除改变热能以外，其他与实施例1相同的HAZ再现试验。这时的热能输入：相当于1～20KJ，改变达到800～500℃的冷却时间来进行热循环试验。还有，热能输入1KJ/mm时冷却时间10秒，热能输入2KJ/mm时冷却时间20秒，热能输入5KJ/mm时冷却时间40秒，热能输入7KJ/mm时冷却时间60秒，热能输入15KJ/mm时冷却时间120秒，热能输入20KJ/mm时冷却时间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)，对于各钢板以10个计求得-15℃下的平均冲击吸收能vE-15。
其结果显示于下述表5中，不过在本发明的高张力钢板(钢种A)中，可知达到热能输入20KJ/mm仍显示出优异的HAZ韧性。
【表5】
| HAZ韧性 | |
| 热量输入(kJ/mm) | vE-15(J) |
| 1 | 280 |
| 2 | 267 |
| 5 | 271 |
| 7 | 256 |
| 10 | 240 |
| 15 | 264 |
| 20 | 178 |
Claims (9)
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、Mn：0.5～2.0％、P：0.5％以下、S：0.01％以下、Al：0.01～0.07％、Cr：0.4～2.0％、Nb：0.001～0.050％、Ti：0.005～0.03％、B：0.0005～0.0030％、Ca：0.0005～0.005％、和N：0.0020～0.010％，
并且满足：由下式(1)规定的PM值低于0.27％，
该钢板由贝氏体相占90面积％以上的组织构成，
在将由2个结晶的方位差为15°以上的大角晶界包围的区域作为晶粒时，该晶粒的平均圆当量直径为15μm以下，邻接的晶粒彼此的方位差为55～60°的比例在0.3以上，
PM＝[C]+[Mn]/30+[Cr]/23+[Mo]/5+[Si]/5+
[Cu]/50+[Ni]/50 ……(1)
其中，[C]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Si]、[Cu]和[Ni]分别表示C、Mn、Cr、Mo、Si、Cu和Ni的质量百分比含量。
2.一种钢板，其特征在于，以质量％计，含有：C：0.01～0.05％、Si：1.0％以下、Mn：0.5～2.0％、P：0.5％以下、S：0.01％以下、Al：0.01～0.07％、Cr：0.4～2.0％、Nb：0.001～0.050％、Ti：0.005～0.03％、B：0.0005～0.0030％、Ca：0.0005～0.005％、和N：0.0020～0.010％，
并且满足：由下式(1)规定的PM值低于0.27％，
该钢板由贝氏体相占90面积％以上的组织构成，
2个结晶的方位差为15°以上的大角晶界中，作为∑3重合晶界的比例为0.065以上，
PM＝[C]+[Mn]/30+[Cr]/23+[Mo]/5+[Si]/5+
[Cu]/50+[Ni]/50 ……(1)
其中，[C]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Si]、[Cu]和[Ni]分别表示C、Mn、Cr、Mo、Si、Cu和Ni的质量百分比含量。
3.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，以质量％计，含有Mo：0.5％以下。
4.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，以质量％计，含有Cu：2.0％以下和Ni：2.0％以下的至少一种。
5.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，以质量％计，含有V：0.05％以下。
6.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，以质量％计，含有Mg：0.005％以下。
7.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，以质量％计，含有Zr：0.005％以下。
8.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，以质量％计，含有稀土类元素：0.0003～0.003％。
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|---|---|---|---|---|
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| CN101392352B (zh) * | 2007-09-18 | 2012-11-14 | 株式会社神户制钢所 | 高热能输入焊接用厚高强度钢板及其制造方法 |
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Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN101392352B (zh) * | 2007-09-18 | 2012-11-14 | 株式会社神户制钢所 | 高热能输入焊接用厚高强度钢板及其制造方法 |
| CN101497967B (zh) * | 2008-01-31 | 2011-08-24 | 株式会社神户制钢所 | 焊接性优异的高张力钢板 |
| CN103108971A (zh) * | 2010-09-17 | 2013-05-15 | 杰富意钢铁株式会社 | 耐疲劳特性优良的高强度热轧钢板及其制造方法 |
| CN103108971B (zh) * | 2010-09-17 | 2016-02-24 | 杰富意钢铁株式会社 | 耐疲劳特性优良的高强度热轧钢板及其制造方法 |
| CN106460120A (zh) * | 2014-06-20 | 2017-02-22 | 株式会社神户制钢所 | 高强度钢板及其制造方法 |
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| CN112011726B (zh) * | 2019-05-28 | 2022-06-28 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高疲劳性能高强度冷冲压钢及其制造方法 |
| CN114008234A (zh) * | 2019-07-30 | 2022-02-01 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度钢板及其制造方法 |
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