CN101305110A - 声各向异性小、焊接性优异的屈服应力为450MPa以上且抗拉强度为570MPa以上的高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种声各向异性小、焊接性优异的屈服应力为450MPa以上且抗拉强度为570MPa以上的高强度钢板及其制造方法。本发明钢其Si含量小于0.10％，岛状马氏体的体积率小于3％，还含有Nb和Ti，使得Nb≥0.025％、Ti≥0.005％且满足0.045％≤Nb+2×Ti≤0.105％，还以A＝(Nb+2Ti)×(C+N×12/14)的值为0.0022～0.0055的范围含有Nb、Ti、C、N，钢组织中贝氏体的体积率为30％以上，并且珠光体的体积率小于5％。

Description

声各向异性小、焊接性优异的屈服应力为450MPa以上且抗拉强度为570MPa以上的高强度钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及声各向异性(acoustic anisotropy)小、焊接性优异的屈服应力为450MPa以上并且抗拉强度为570MPa以上的高强度钢板、以及能够在不需要离线热处理的高生产率下制造该钢板的制造方法。本发明钢能够以厚钢板的形态作为桥梁、船舶、建筑结构物、海洋结构物、压力容器、压力水管、管道钢管等的焊接结构物的结构构件使用。

背景技术

作为桥梁、船舶、建筑结构物、海洋结构物、压力容器、压力水管(penstock)、管道钢管(line pipe)等的焊接结构构件使用的抗拉强度为570MPa以上的高强度钢板，除了要求强度以外，还要求韧性和焊接性，近年来特别是要求在大线能量下的焊接性的情况也较多，一直以来进行着很多的提高特性的研讨。

作为这样的钢板的组成以及制造条件，例如在特开昭53-119219号公报、特开平01-149923号公报等中曾经公开。它们是关于将钢板轧制后，离线再加热淬火，进而再加热回火热处理的制造方法的。另外，例如特开昭52-081014号公报、特开昭63-033521号公报以及特开平02-205627号公报等中曾经公开了涉及在钢板轧制后在线进行淬火的所谓直接淬火的制造的发明。这些发明在再加热淬火、直接淬火的任一场合都需要离线的回火热处理，但为了提高生产率，希望省略回火热处理、并且不需要离线热处理的所谓非调质的制造方法。

涉及非调质的制造方法的发明也曾经公开了好几个，例如有特开昭54-021917号公报、特开昭54-071714号公报、特开2001-064723号公报以及特开2001-064728号公报等所述的发明。这些发明都是关于将钢板轧制后的加速冷却中途停止的、加速冷却-中途停止工艺的发明。这是一边通过加速冷却急冷到相变温度以下而得到淬火组织，一般通过在相变后的温度较高的状态下停止水冷使其转移到缓冷过程，并在该缓冷过程中得到回火效果从而省略再加热回火的方法。

另外，特开2002-088413号公报所述的发明，涉及通过加速冷却-中途停止工艺来制造抗拉强度为570MPa级以上的高强度钢板的技术。

另外，在特开2002-053912号公报中，曾经公开了涉及在轧制后也不进行水冷的非调质工艺的发明。

另外，在特开2005-126819号公报中曾经公开了涉及声各向异性小、焊接性优异的抗拉强度为570MPa级以上的高强度钢板的采用加速冷却-中途停止工艺的制造方法的发明。

发明内容

然而，上述的特开昭53-119219号公报、特开平01-149923号公报、特开昭52-081014号公报、特开昭63-033521号公报以及特开平02-205627号公报所述的发明，由于需要离线的热处理工序，因此存在无论如何都阻碍生产率的问题。

为了解决该生产率的问题而公开了省略回火热处理且不需要离线的热处理的所谓非调质的制造方法的特开昭54-021917号公报、特开昭54-071714号公报、特开2001-064723号公报以及特开2001-064728号公报所述的发明中，均为了得到韧性和强度而需要在较低温度下的控制轧制，由于结束轧制的温度为800℃左右，因此需要待温时间，存在生产率不高的问题。另外，特别是在桥梁、建筑等用途中，影响到焊接区的超声波斜角探伤试验的精度，因此要求声各向异性小，但在800℃左右的温度下结束轧制的控制轧制中，会形成织构，因此钢板的声各向异性增大，存在未必符合这样的用途的问题。

另外，上述的特开2002-088413号公报所述的发明，指出了V在中途停止加速冷却后的缓冷阶段也有助于析出强化，但根据本发明者们的研讨，如后面所述，得到下述见解：V在中途停止加速冷却后的缓冷阶段的析出速度比Nb、Ti的慢，对强化不那么有效，可以认为，该成分组成未必能够得到稳定的强度。

另外，上述的特开2002-053912号公报所述的发明，不进行低温下的控制轧制，因此声各向异性不大，但是取代该控制轧制的是为了得到强度，Cu、Ni、Mn等合金添加量增多等，因此经济性存在问题。

另外，上述特开2005-126819号公报所述的发明是由本发明者们提出的发明，采用以合金添加量少的经济的成分组成、和生产率高的加速冷却-中途停止工艺为前提的制造方法能够制造声各向异性小、焊接性优异的抗拉强度为570MPa级以上的高强度钢板，但是经进一步研讨，结果得知特开2005-126819号公报的发明，对于板厚为30～100mm左右的厚板材，特别是在该板厚中心部有时不能得到作为目标的450MPa以上的屈服应力。本来，特开2005-126819号公报的表3、表4所述的实施例的屈服强度和抗拉强度，是本发明者们对于从板厚的1/4处(以下称为1/4t部位)制备的拉伸试片实施拉伸试验而得到的结果。但是，本发明钢板，是以厚钢板的形态作为桥梁、船舶、建筑结构物、海洋结构物、压力容器、压力水管、管道钢管等的焊接结构物的结构构件使用的，毫无疑问，不仅1/4t部位，对于板厚中心处也希望具有450MPa以上的屈服应力。

因此，本发明的目的在于，以合金添加量少的经济的成分组成、和生产率高的加速冷却-中途停止工艺为前提，提供声各向异性小、焊接性优异的屈服应力为450MPa以上且抗拉强度为570MPa以上(包括板厚为30～100mm左右的厚板材的板厚中心处在内均达到所述性能)的高强度钢板及其制造方法。另外，本发明并不限于钢板的板厚为30mm以上的钢板，将采用厚钢板制造工艺制造的板厚为6mm～100mm的钢板作为对象。

本发明是以特开2005-126819号公报所述的发明为基础，而且也着眼于厚板材的板厚中心部的屈服应力的改进发明。因此，关于本发明的情况，以下一边对特开2005-126819号公报所述的发明的情况适宜地叙述，一边进行说明。

高强度钢的强化手段有好几种，但利用Nb、V、Ti、Mo、Cr的碳化物或氮化物等的析出强化的方法，能够以较少的合金成分来强化。此时，为了得到较大的析出强化量，使其形成与基体具有匹配性的析出物变得重要。

对于轧制后的加速冷却-中途停止工艺而言，在轧制中的阶段，钢组织是奥氏体，通过加速冷却而发生相变，成为贝氏体和铁素体等的铁素体基的组织。在轧制、加速冷却之前在奥氏体中析出的析出物，在相变后丧失与基体的匹配性，强化效果减小。另外，在轧制的早期阶段析出的析出物粗大化，也成为使韧性降低的主要因素。因此，在轧制中以及加速冷却前抑制析出物的析出，在加速冷却停止后的缓冷中的阶段使其在贝氏体或铁素体组织中尽可能析出是重要的。如果是在水冷后进行再加热来进行回火热处理的以往的调质工艺，则可充分取得用于析出的温度和时间，因此能够容易地得到很大的析出强化。与此相对，不进行再加热回火的加速冷却-中途停止工艺的场合，在加速冷却停止后的缓冷中期待析出，但为了得到淬火组织，不得不使加速冷却停止温度为某种程度的低温，因此用于析出的温度和时间均受到制约，通常对析出强化不利。由于这种情况，如上述那样非调质工艺虽然生产率高，但为了得到与以往的调质工艺相同的强度，需要较多的合金元素，或者不得不进行低温下的控制轧制。

因此，本发明者们为了一边以生产率高的加速冷却-中途停止工艺为前提，一边并不大量地添加合金元素和进行低温下的控制轧制且得到高强度，特别地对最大限度地有效利用析出强化的方法进行了反复潜心研讨。

首先，为了弄清加速冷却停止后的缓冷过程中的析出行为，详细地研讨了在贝氏体或铁素体组织或者它们的混合组织中的各合金元素的碳化物、氮化物、碳氮化物的析出速度以及析出强化量与温度以及保持时间的关系。其结果得知，在贝氏体或铁素体组织或者它们的混合组织中，Nb碳氮化物、Ti碳化物的析出速度，与V等其它元素相比很快，并且它们成为与基体匹配的析出物，因此强化量大，特别是在600℃～700℃的温度区的析出速度很快，强化量大。此外发现，在将Nb和Ti或Nb和Ti及Mo并用使其复合析出的场合，由于协同效应，即使短时间的保持，与基体匹配的析出物也微细分散，能够得到较大的析出强化。

但是，当Nb、Ti的添加量过多时，存在生成的析出物变得粗大的倾向，析出物的个数反倒减少，因此析出强化量降低。另外，Nb、Ti的碳化物、氮化物以及碳氮化物在奥氏体中以及铁素体中的析出速度和析出物的形态，受Nb、Ti的添加量和C、N含量的影响很大。本发明者们通过各种实验以及解析得到下述见解：Nb、Ti的碳化物、氮化物以及碳氮化物的析出速度、析出形态，可采用参数A＝([Nb]+2×[Ti])×([C]+[N]×12/14)很好地整理，通过将该值控制在一定范围内，得到抑制轧制中的析出，并且能够充分得到水冷中途停止后的缓冷中的微细析出。即，Nb、Ti的添加量越多，则需要C、N的添加量越少。当A值过小时，铁素体中的析出速度变慢，不能得到充分的析出强化。相反，当A值过大时，奥氏体中的碳化物、氮化物以及碳氮化物的析出速度过快，析出物粗大化，加速冷却停止后的缓冷中的匹配析出量也不足，因此析出强化量仍然降低。

组织对这些析出强化效果的影响也很大。贝氏体组织与铁素体相比，容易维持位错密度等加工组织。为了促进微细匹配析出，加工组织中所含有的位错和变形带等的析出场地(sit)充分存在会起到非常有效的作用。根据本发明者们的研讨，为了得到充分的强化，形成为贝氏体单相、或贝氏体的体积率为30％以上的贝氏体与铁素体的混合组织是必要的。当存在珠光体时，在其相界面析出Nb、Ti的碳化物、氮化物或者碳氮化物，因此目标的强化效果减小，不仅难以确保570MPa的抗拉强度，也会使韧性等降低。因此，必须极力减少珠光体，但当其体积率小于5％时，这样的不良影响很小，因此为可以容许的范围。

接着，本发明者们对用于得到最大限度的析出强化效果的具体的制造条件进行研讨，得到以下见解。

本发明是在与轧制接续的加速冷却-中途停止工艺中，最大限度地有效利用Nb、Ti等的析出强化来得到强度的，在先于轧制的钢坯或铸坯加热时必须使Nb、Ti充分固溶。然而已知，当Nb、Ti共存时，存在在加热时比单独存在的场合难以固溶的倾向，当加热至由各自的溶解度积等预想的固溶温度时，它们未必能够充分固溶。本发明者们对于本发明钢，调查了加热温度与Nb、Ti的固溶状态，特别地详细解析了上述A值与Nb、Ti的固溶状态的关系。其结果得出下述结论：通过使钢坯或铸坯的加热温度高于由下述所示的包括A值的条件式算出的温度T(℃)，能够使Nb、Ti充分固溶。

T＝6300/(1.9-LogA)-273

式中，A＝([Nb]+2×[Ti])×([C]+[N]×12/14)，[Nb]、[Ti])、[C]、[N]分别意味着Nb、Ti、C、N的以质量％表示的含量。

再有，LogA为常用对数。

在轧制阶段的Nb、Ti的析出，由于轧制变形而被促进，因此在奥氏体高温区中的轧制条件，即所谓的粗轧条件对最终的析出强化的效果影响很大。具体地讲，粗轧在1020℃以上的温度区结束，在小于1020℃但超过920℃的温度区尽量不进行轧制，是用于抑制轧制中的析出的要件。但是，当在1020℃以上的温度区完成全部的轧制时，由于回复和再结晶，在加速冷却-中途停止后几乎不残留加工组织，因此位错、变形带等的析出场地不能充分存在，不能得到充分的强化。因此，进行在非再结晶温度区中的必要充分的轧制、轧制后迅速进行加速冷却成为必需条件。具体地讲，在920℃以下860℃以上的所限定的范围进行累积压下率为20～50％的比较轻度的轧制。如果是这种条件，则轧制变形不会过度大，因此可以抑制不必要的Nb、Ti的析出，另外由于不会形成较强的织构，因此声各向异性也不大。并且，由于加速冷却停止后也会残存适度的析出场地，因此能够确保必要量的轧制变形。

加速冷却-中途停止工艺的加速冷却停止温度，为了有利于Nb、Ti的析出，定为600～700℃，但为了在这样高的停止温度下也得到贝氏体的体积率为30％以上的钢组织，在将钢的成分组成限定在后述的特定范围的同时，在加速冷却中使冷却速度为2℃/秒以上30℃/秒以下是必要的。

在此得到的见解，是在包括高温区的轧制中、加速冷却中以及直到冷却停止后的缓冷过程在线控制Nb、Ti的碳化物或碳氮化物的析出的新想法，通过不需要离线热处理的加速冷却-中途停止工艺能够实现在以往的调质工艺的析出强化以上的析出强化。

另外，根据该制造工艺，能够抑制钢材组成的焊接裂纹敏感性指数Pcm(Pcm＝[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5[B]，其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]分别意指C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B的质量％。)使其较低，能够提供Pcm≤0.18、即使采用大线能量焊接热影响区韧性也高的焊接性优异的抗拉强度为570MPa级以上的高强度钢材。

接着，对于在特开2005-126819号公报所述的发明中，板厚为30～100mm左右的厚板材的板厚中心部的屈服应力降低的问题进行研讨。首先，熔炼表1所示的成分组成的钢，将得到的钢坯采用表2所示的制造条件制作成50mm厚的钢板，从其板厚的1/4处(1/4t部位)以及板厚中心处(1/2t部位)制备的基于JIS Z 2201的4号圆棒拉伸试片，采用依据了JIS Z 2241的方法测定屈服应力以及抗拉强度。其结果示于表2。

由表2证实，1/4t部位的屈服应力和抗拉强度以及1/2t部位的抗拉强度满足目标值，但板厚中心处的屈服应力降低，不能满足目标值450MPa。本发明者们对其原因进行了潜心研讨，结果发现在板厚中心处生成的岛状马氏体造成屈服应力降低，而且，当为特开2005-126819号公报所述的成分组成和制造方法的组合时，在板厚为30～100mm左右的厚板材的板厚中心处容易生成岛状马氏体。

于是，对于岛状马氏体对屈服应力(上屈服点或0.2％屈服强度)的影响进行了研讨。首先，熔炼表3所示的成分组成的钢，将得到的钢坯采用表4所示的制造条件制作成50mm厚的钢板，对于其板厚中心处(1/2t部位)通过倍率为500倍的显微镜组织照片，以10个视场观察100mm×100mm的范围，算出岛状马氏体的体积率。此外，对于从这些试制钢板的1/2t部位制备的基于JIS Z 2201的4号圆棒拉伸试片，采用依据了JIS Z 2241的方法测定屈服应力。其结果示于表4和图1。

表4

钢材	轧制时的加热温度(℃)	T*(℃)	小于1020℃大于920℃下的累积压下率(％)	920℃以下860℃以上的累积压下率(％)	冷却速度(℃/秒)	加速冷却停止温度(℃)	板厚(mm)	岛状马氏体的体积率(％)	屈服应力(MPa)1/2t
										S1	1260	1235	0	35	10	620	50	0.0	536
S2	1250	1217	0	34	10	630	50	0.3	532
										S3	1260	1210	0	38	10	630	50	0.5	530
S4	1270	1237	0	34	10	620	50	0.8	522
										S5	1230	1176	0	37	10	630	50	2.3	489
S6	1265	1236	0	32	10	620	50	3.3	408
										S7	1210	1185	0	35	10	620	50	3.8	405
S8	1240	1226	0	36	10	610	50	4.3	400
										S9	1220	1195	0	34	10	620	50	5.3	385
S10	1210	1177	0	37	10	630	50	6.2	370

*T＝6300/(1.9-LogA)-273；A＝(Nb+2Ti)×(C+N×12/14)

由该图可知，当存在体积率为3％以上的岛状马氏体时，屈服应力大幅度降低。其原因是由于拉伸试验时的应力-应变曲线的形状在屈服应力的区域变化较大的缘故。具体地讲，不含岛状马氏体的钢的应力-应变曲线，作为模式图如图2的A钢所例示的那样具有上屈服点。另一方面，含有体积率为数个百分比的岛状马氏体的钢的应力-应变曲线，作为模式图如图2的B钢所例示的那样，为没有出现明显的上屈服点的弧形。这是因为在上屈服点出现之前的低应力负荷时，已经局部地发生屈服(局部屈服)的缘故，按0.2％屈服强度测定时的屈服应力，与形成上屈服点的钢的屈服应力相比降低。因此，存在岛状马氏体的钢，按0.2％屈服强度测定的屈服应力，与不存在岛状马氏体的钢相比，大幅度地降低。存在岛状马氏体的钢在拉伸应力负荷时发生局部屈服的原因尚不清楚，但可以认为是由于在生成岛状马氏体时，起因于马氏体相变膨胀的可动位错被导入与岛状马氏体相邻的铁素体晶粒内或贝氏体晶粒内，该可动位错在拉伸试验时的低应力负荷时局部地运动，从而造成局部屈服的缘故。

此外，关于岛状马氏体的生成条件进行了详细的研讨。其结果可知，采用特开2005-126819号公报所述的成分组成时，在板厚为30～100mm左右的厚板材的板厚中心处容易生成岛状马氏体。对此，作为特开2005-126819号公报所述的发明的成分组成的特征，为了最大限度地利用析出强化必须大量添加Nb也是一个原因。Nb具有使从奥氏体向铁素体以及贝氏体的相变延迟的效果。另外，特开2005-126819号公报所述的发明的制造方法，在860℃以上进行轧制，且在920℃以下的累积压下率也限定在50％以下，因此在板厚为30～100mm左右的厚板材的板厚中心处，轧制变形的蓄积减少，其结果，奥氏体晶粒难以发生通过由轧制变形引起的再结晶的晶粒细化，成为比较粗大的晶粒。如果奥氏体晶粒粗大，则铁素体相变或贝氏体相变开始温度降低。因此可以推定，对于板厚中心处而言，在轧制后的加速冷却中的贝氏体相变不足的状态下转向缓冷，与由作为成分组成特征的大量添加Nb所引起的相变延迟效果相辅相成，在缓冷中在贝氏体相变或珠光体相变未完了的部分中部分地生成岛状马氏体。

但是，板厚中心处的岛状马氏体的体积率小于3％时，如图1所示屈服应力的降低较小，因此是能够容许的范围。作为厚板材的板厚中心处的屈服应力，需要满足500MPa以上的场合，优选的岛状马氏体的体积率为1％以下。

接着，对于降低板厚中心处的岛状马氏体的方法进行了潜心研讨。其结果如图3所示可知，通过使Si含量降低到小于0.10％，能够将板厚中心处的岛状马氏体的生成量降低到小于3％。此外，图4表示出Si含量对板厚中心处的屈服应力的影响。通过使Si含量降低到小于0.10％，板厚中心处的屈服应力大幅度提高。作为厚板材的板厚中心处的屈服应力需要满足500MPa以上的场合，优选的Si含量为0.07％以下。通过使Si含量降低到小于0.10％而能够抑制岛状马氏体生成的原因尚不清楚，但已经知道Si难以固溶在渗碳体中并使渗碳体的生长延迟，可以认为，通过降低Si含量来促进渗碳体生成，从而贝氏体相变或珠光体相变被促进的结果，可以考虑到岛状马氏体的生成被抑制的可能性。

基于以上的见解本发明才得以完成，其要旨如下。

(1)一种声各向异性小、焊接性优异的屈服应力为450MPa以上且抗拉强度为570MPa以上的高强度钢板，其特征在于，具有下述成分组成：按质量％计，含有C：0.03％以上0.07％以下、Si：小于0.10％(包括0％)、Mn：0.8％以上2.0％以下、Al：0.003％以上0.1％以下，还含有Nb和Ti，使得Nb为0.025％以上、Ti为0.005％以上并且满足0.045％≤[Nb]+2×[Ti]≤0.105％，还含有大于0.0025％且在0.008％以下的N，还以满足下面所示的A的值为0.0022以上、0.0055以下的关系的范围含有Nb、Ti、C、N，焊接裂纹敏感性指数Pcm为0.18以下，其余量由Fe以及不可避免的杂质构成，并且，钢组织中贝氏体的体积率为30％以上，珠光体的体积率小于5％，岛状马氏体的体积率小于3％。

A＝([Nb]+2×[Ti])×([C]+[N]×12/14)

Pcm＝[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5[B]。

其中，[Nb]、[Ti]、[C]、[N]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]分别意指Nb、Ti、C、N、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B的质量％。

(2)根据上述(1)所述的声各向异性小、焊接性优异的屈服应力为450MPa以上且抗拉强度为570MPa以上的高强度钢板，其特征在于，按质量％计，还含有Mo：0.05％以上0.3％以下。

(3)根据上述(1)或(2)所述的声各向异性小、焊接性优异的屈服应力为450MPa以上且抗拉强度为570MPa以上的高强度钢板，其特征在于，按质量％计，还含有Cu：0.1％以上0.8％以下、Ni：0.1％以上1.0％以下、Cr：0.1％以上0.8％以下、V：0.01％以上且小于0.03％、W：0.1％以上3％以下、B：0.0005％以上0.0050％以下之中的1种或2种以上。

(4)根据上述(1)～(3)的任一项所述的声各向异性小、焊接性优异的屈服应力为450MPa以上且抗拉强度为570MPa以上的高强度钢板，其特征在于，按质量％计，还含有Mg：0.0005％以上0.01％以下、Ca：0.0005％以上0.01％以下之中的1种或2种。

(5)一种声各向异性小、焊接性优异的屈服应力为450MPa以上且抗拉强度为570MPa以上的高强度钢板的制造方法，其特征在于，将具有上述(1)～(4)的任一项所述的成分组成的钢坯或铸坯加热至下面所示的T(℃)以上1300℃以下，在1020℃以上的温度范围进行粗轧后，进行在小于1020℃且大于920℃的范围将累积压下率抑制在15％以下、在920℃以下860℃以上的范围将累积压下率控制为20％以上50％以下的精轧，与之接续从800℃以上开始冷却速度为2℃/秒以上30℃/秒以下的加速冷却，在700℃以下600℃以上停止该加速冷却，然后以0.4℃/秒以下的冷却速度冷却。

T＝6300/(1.9-LogA)-273

式中，A＝([Nb]+2×[Ti])×([C]+[N]×12/14)，[Nb]、[Ti])、[C]、[N]分别意指Nb、Ti、C、N的质量％。

另外，LogA是常用对数。

根据本发明，采用合金添加量少的经济的成分体系和生产率高的非调质的制造方法能够获得声各向异性小、焊接性优异的板厚直至100mm的屈服应力为450MPa以上且抗拉强度为570MPa以上(包括板厚为30～100mm左右的厚板材的板厚中心处在内均达到所述性能)的高强度钢板，其在工业界的效果极大。

附图说明

图1是表示板厚中心处的岛状马氏体的体积率与屈服应力的关系的图。

图2是模式地对比显示不存在岛状马氏体的钢板(A钢)在拉伸试验时的应力-应变曲线与存在岛状马氏体的钢板(B钢)在拉伸试验时的应力-应变曲线的不同的图。

图3是表示钢成分Si含量对板厚中心处的岛状马氏体的体积率的影响的图。

图4是表示钢成分Si含量对板厚中心部的屈服应力的影响的图。

具体实施方式

以下，说明本发明中的各成分以及显微组织等的各发明特定事项的限定理由。

C：是与Nb、Ti形成碳化物、碳氮化物成为本发明钢的强化机理的主要素的重要元素。当C量不足时，加速冷却停止后的缓冷中的析出量不足，不能得到强度。反之，当C含量过剩时，在轧制中的奥氏体区中的析出速度加快，结果加速冷却停止后的缓冷中的匹配析出量不足，不能得到强度。因此C量限定为0.03％以上0.07％以下的范围。

Si：为了抑制岛状马氏体生成，必须将其上限限定为小于0.10％。当Si含量为0.10％以上时，板厚为30mm左右以上的厚板材特别是在板厚中心部，岛状马氏体的体积率会超过3％，屈服应力(0.2％屈服强度)和韧性容易降低。作为厚板材的板厚中心部的屈服应力，需要满足500MPa以上的场合，优选的Si含量为0.07％以下。Si含量的下限不需要特别限定，可以为0％。

Mn：是为了提高淬透性、获得贝氏体单相或贝氏体体积率为30％以上的贝氏体与铁素体的混合组织所必需的元素。为了该目的，需要0.8％以上，但添加量超过2.0％时有时造成母材韧性降低，因此将其上限确定为2.0％。

Al：定为通常作为脱氧元素添加的范围，即0.003％以上0.1％以下。

Nb和Ti：是形成NbC、Nb(CN)、TiC、TiN、Ti(CN)、或者它们的复合析出物、以及它们与Mo的复合析出物，成为本发明钢的强化机理的主要素的重要元素。为了在加速冷却-中途停止工艺中，得到充分的复合析出物，同时添加0.025％以上的Nb和0.005％以上的Ti，并且进行控制使得[Nb]+2×[Ti]为0.045％以上，而且A＝([Nb]+2×[Ti])×([C]+[N]×12/14)时，A值为0.0022以上是必要的(其中，[Nb]、[Ti])、[C]、[N]分别意指Nb、Ti、C、N的质量％)。在需要大于570MPa的抗拉强度，例如600MPa以上的抗拉强度的场合，优选同时添加0.035％以上的Nb和0.005％以上的Ti，并进行控制使得[Nb]+2×[Ti])为0.055％以上。当[Nb]+2×[Ti])超过0.105％时，Nb、Ti的添加量过多，因此存在生成的析出物变粗大的倾向，析出物的个数反倒减少，因此析出强化量降低，抗拉强度不能满足570MPa。因此，必须使[Nb]+2×[Ti])为0.105％以下。A＝([Nb]+2×[Ti])×([C]+[N]×12/14)的值超过0.0055时，奥氏体中的碳化物、氮化物以及碳氮化物的析出速度过快，析出物粗大化，加速冷却停止后的缓冷中的匹配析出量也不足，因析出强化量降低，抗拉强度不能满足570MPa。因此，A值需确定为0.0055以下。

N：与Ti结合形成TiN。TiN在微细地分散时，由于钉扎效应抑制焊接热影响区组织的粗大化，使焊接热影响区韧性提高。但是，当N不足、为0.0025％以下的程度时，TiN变得粗大，不能得到钉扎效应。因此，为了使TiN微细地分散，N至少大于0.0025％是必要的。为了在焊接热影响区(HAZ)的处在更高温度下的熔合线(FL)近旁的部分也得到TiN的微细分散效果、使韧性更加提高，优选N含量大于0.004％。另外，当过剩地含有N时，有时反倒使母材以及焊接接头的韧性降低，因此能够容许的上限确定为0.008％。需要极力抑制韧性降低的场合的N的上限优选为0.006％。

Mo：使淬透性提高、且与Nb、Ti形成复合析出物，大大有助于强化。为了得到该效果，添加0.05％以上。但是，当过剩地添加时，会损害焊接热影响区韧性，因此添加量确定为0.3％以下。

Cu：作为强化元素添加的场合，为了发挥其效果需要为0.1％以上，但添加量超过0.8％时，其效果并不相应于添加量的比例而增大，当过剩地添加时，有时损害焊接热影响区韧性，因此确定为0.8％以下。

Ni：为了提高母材韧性而添加的场合，需要为0.1％以上，但当过剩地添加时，有时损害焊接性，并且Ni也是高价格的元素，因此添加的上限确定为1.0％以下。

Cr：与Mn同样地具有提高淬透性、容易得到贝氏体组织的效果。为了该目的，添加0.1％以上，但当过剩地添加时，会损害焊接热影响区韧性，因此上限确定为0.8％。

V：与Nb、Ti相比，强化效果较小，但具有某种程度的析出强化和提高淬透性的效果。为了得到该效果，需要添加0.01％以上，但当过剩地添加时会造成焊接热影响区韧性降低，因此当添加时确定为小于0.03％。

W：使强度提高。当添加时添加0.1％以上，但当大量地添加时成本提高，因此添加量确定为3％以下。

B：在为了提高淬透性、得到强度而添加的场合，需要添加0.0005％以上，但当添加量超过0.0050％时其效果不变，因此其添加量确定为0.0005％以上0.0050％以下。

通过添加Mg和Ca中的1种或2种，形成硫化物、氧化物，能够提高母材韧性以及焊接热影响区韧性。为了得到该效果，Mg或Ca需要分别添加0.0005％以上。但是，当过剩地添加使其超过0.01％时，会生成粗大的硫化物和氧化物，因此有时反倒使韧性降低。因此，将它们的添加量分别确定为0.0005％以上0.01％以下。

除了上述成分以外，作为不可避免的杂质，P、S是使母材韧性降低的有害元素，因此其含量少一些为宜。优选P为0.02％以下、S为0.02％以下。

另外，焊接裂纹敏感性指数Pcm大于0.18时，不能够避免在大线能量焊接下的焊接热影响区韧性的降低，因此需要使其为0.18％以下。在此，Pcm＝[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5[B]，其中[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B])分别意指C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B的以质量％表示的含量。

为了促进本发明的Nb、Ti的碳化物、氮化物或者碳氮化物的微细匹配析出，得到充分的强化，优选充分存在在加工组织中所含有的位错和变形带等的析出场地，在这一点上，贝氏体组织与铁素体组织相比，容易维持位错密度等加工组织，是优选的金属组织。但是，当贝氏体的体积率小于30％时，难以确保570MPa的抗拉强度，因此其体积率需为30％以上。

当存在珠光体时，Nb、Ti的碳化物、氮化物或者碳氮化物在其相界面析出，因此目标的强化效果变小，不仅难以确保570MPa的抗拉强度，还使韧性等降低，因此必须极力降低，但如果其体积率小于5％，则这样的不良影响小，因此是能够容许的范围。

当存在岛状马氏体时，会使屈服应力(上屈服点或0.2％屈服强度)和韧性降低，因此必须极力降低，但如果其体积率小于3％，则这样的不良影响小，因此是能够容许的范围。特别是在板厚中心部容易生成岛状马氏体。为了在板厚中心部也得到450MPa以上的屈服应力，即使在板厚中心部也需使岛状马氏体的体积率小于3％。优选的岛状马氏体的体积率为小于2％。

接着，对成分以外的制造方法的各发明特定事项进行叙述。

为了使Nb、Ti充分固溶，钢坯或铸坯的加热温度高于由如下所示的包括A值的条件式算出的温度T(℃)。

T＝6300/(1.9-LogA)-273

式中，A＝([Nb]+2×[Ti])×([C]+[N]×12/14)，[Nb]、[Ti])、[C]、[N]分别意指Nb、Ti、C、N的质量％。另外，LogA是常用对数。但是，当为超过1300℃的加热温度时，奥氏体粒径粗大化，也成为韧性降低的原因，因此，轧制时的钢坯或铸坯的加热温度确定为T(℃)以上1300℃以下。

关于轧制，为了尽量抑制轧制中Nb、Ti的析出，在1020℃以上的温度范围以适当的压下率粗轧之后，在小于1020℃且大于920℃的范围的轧制的累积压下率确定为15％以下。此外，为了作为析出场地得到必要充分的加工组织，在920℃以下860℃以上的范围进行累积压下率为20％以上50％以下的轧制。如果为这样的轧制条件，则能够抑制织构形成，因此声各向异性不变大。

为了抑制加工组织的回复和加工后的析出，轧制结束后迅速进行加速冷却。该加速冷却，从800℃以上以冷却速度为2℃/秒以上30℃/秒以下的条件进行。

为了使贝氏体的体积率为30％以上，需要2℃/秒以上的冷却速度，并且，为了使珠光体的体积率小于5％、以及使岛状马氏体的体积率小于3％，将冷却速度的上限确定为30℃/秒以下。中途停止加速冷却使得钢板温度为700℃以下600℃以上，然后通过空冷等使冷却速度为0.4℃/秒以下。其目的在于，确保对Nb、Ti的析出以及它们的复合析出、以及与Mo的复合析出足够的温度和时间。当加速冷却停止温度过高时，难以得到贝氏体组织，相反，当其为低温时，析出变慢，不能得到充分的强化。另外，在加速冷却刚刚停止后，钢板的中心部温度比表面温度高，因此随后由于来自内部的复热，使钢板表面温度一度上升，然后转向冷却。在此所说的加速冷却停止温度，意指复热后的钢板表面的最高到达温度。

本发明钢是能够以厚钢板的形态作为桥梁、船舶、建筑结构物、海洋结构物、压力容器、压力水管、管道钢管等的焊接结结构物的结构构件使用的。

实施例

熔炼表5和表6所示的成分组成的钢，将得到的钢坯在表7、表8所示的制造条件下制作成12～100mm厚的钢板。这些钢板之中，1-A～20-T为本发明钢，21-U～48-A为比较例。表中用下线表示的数字，是成分或制造条件脱离本发明范围、或者特性不满足下述目标值的数据。

关于这些钢板的母材强度、韧性和焊接热影响区韧性以及声各向异性的测定结果，示于表7和表8。关于母材强度，是制备依据了JIS Z 2201的1A号全厚拉伸试片或4号圆棒拉伸试片，采用依据了JIS Z 2241的方法进行测定的。关于拉伸试片，在板厚为25mm以下时，制备1A号全厚拉伸试片；在板厚大于25mm时，从板厚的1/4处(1/4t部位)和板厚中心部(1/2t部位)制备4号圆棒拉伸试片。母材韧性，是从与轧制方向垂直的方向的板厚中心部制备依据了JIS Z 2202标准的冲击试片，采用依据了JIS Z 2242标准的方法求出断面转变温度(vTrs)来进行评价的。关于焊接热影响区韧性，准备钢板，其中板厚为32mm以下的钢材保持原始厚度不变，板厚大于32mm的钢材则厚度减为32mm，对レ型坡口的对接部进行线能量为20kJ/mm的大线能量埋弧焊接，制备JIS Z 2202所规定的冲击试片使得缺口底部沿着熔合线(Fusion line)，采用在-20℃下的吸收功(vE-20)进行评价。关于声各向异性，按照日本非破坏检查协会标准NDIS2413-86来评价，如果声速比为1.02以下则评价为声各向异性小。各特性的目标值分别是：屈服应力为450MPa以上、抗拉强度为570MPa以上、vTrs为-20℃以下、vE-20为70J以上、声速比为1.02以下。关于母材组织的体积率，通过在板厚中心部拍摄的倍率为500倍的显微镜组织照片，在100mm×100mm的范围进行10个视场的观察从而算出。

实施例1-A～20-T，均是屈服应力大于450MPa、抗拉强度大于570MPa，焊接热影响区韧性vE-20大于200J，并且，声速比为1.02以下，声各向异性很小。

与此相对，比较例21-U的C低，比较例22-V的C高，比较例25-Y的Mn低，比较例28-AB的Nb低，比较例30-AD的Ti低，比较例32-AF的所述参数A值(A＝([Nb]+2×[Ti])×([C]+[N]×12/14))小于0.0022，比较例33-AG的参数A值大于0.0055，比较例42-A的加热温度低于T(℃)，比较例46-A的冷却速度小，因此它们的屈服应力和抗拉强度均不足。

比较例47-A的加速冷却停止温度高，比较例48-A的加速冷却停止温度低，因此它们的屈服应力和抗拉强度均不足。

比较例23-W、24-X的Si含量多，因此岛状马氏体的体积率为3％以上，在1/2t处的屈服应力不足。

比较例27-AA的Mo含量多，比较例29-AC的Nb含量多，Nb+2Ti大于0.105％，比较例31-AE的Ti含量多，Nb+2Ti大于0.105％，比较例34-AH的N含量少，比较例36-AJ的V含量多，比较例37-AK的Cu含量多，比较例38-AL的Ni含量多，比较例39-AM的Cr含量多，比较例40-AN的Mg含量多，比较例41-AO的Ca含量多，因此它们的焊接热影响区韧性均低。

比较例26-Z的Mn含量多，比较例35-AI的N含量多，因此它们的母材韧性均低。

比较例43-A在小于1020℃且大于920℃的范围的累积压下率高，比较例44-A在920℃以下860℃以上的范围的累积压下率低，因此它们的屈服应力和抗拉强度低。

比较例45-A在920℃以下860℃以上的范围的累积压下率高，因此其屈服应力和抗拉强度低，声各向异性也大。

本发明中表示数值范围的“以上”和“以下”均包括本数。

Claims (5)

1.一种声各向异性小、焊接性优异的屈服应力为450MPa以上且抗拉强度为570MPa以上的高强度钢板，其特征在于，具有下述成分组成：按质量％计，含有C：0.03％～0.07％、Si：小于0.10％、Mn：0.8％～2.0％、Al：0.003％～0.1％，还含有Nb和Ti，使得Nb为0.025％以上、Ti为0.005％以上，并且满足0.045％≤[Nb]+2×[Ti]≤0.105％，还含有大于0.0025％且在0.008％以下的N，还以满足下面所示的A的值为0.0022～0.0055的关系的范围含有Nb、Ti、C、N，焊接裂纹敏感性指数Pcm为0.18以下，其余量由Fe以及不可避免的杂质构成，并且，钢组织中贝氏体的体积率为30％以上，珠光体的体积率小于5％，岛状马氏体的体积率小于3％，

A＝([Nb]+2×[Ti])×([C]+[N]×12/14)

Pcm＝[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5[B]

其中，[Nb]、[Ti]、[C]、[N]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]分别意指Nb、Ti、C、N、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B的以质量％表示的含量。

2.根据权利要求1所述的声各向异性小、焊接性优异的屈服应力为450MPa以上且抗拉强度为570MPa以上的高强度钢板，其特征在于，按质量％计，还含有Mo：0.05％～0.3％。

3.根据权利要求1或2所述的声各向异性小、焊接性优异的屈服应力为450MPa以上且抗拉强度为570MPa以上的高强度钢板，其特征在于，按质量％计，还含有Cu：0.1％～0.8％、Ni：0.1％～1.0％、Cr：0.1％～0.8％、V：0.01％以上且小于0.03％、W：0.1％～3％、B：0.0005％～0.0050％之中的1种或2种以上。

4.根据权利要求1～3的任一项所述的声各向异性小、焊接性优异的屈服应力为450MPa以上且抗拉强度为570MPa以上的高强度钢板，其特征在于，按质量％计，还含有Mg：0.0005％～0.01％、Ca：0.0005％～0.01％之中的1种或2种。

5.一种声各向异性小、焊接性优异的屈服应力为450MPa以上且抗拉强度为570MPa以上的高强度钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1～4的任一项所述的成分组成的钢坯或铸坯加热至下面所示的T℃～1300℃，在1020℃以上的温度范围进行粗轧后，进行在小于1020℃且大于920℃的范围将累积压下率抑制在15％以下、在920℃以下860℃以上的范围将累积压下率控制为20％～50％的精轧，与之接续从800℃以上开始冷却速度为2℃/秒～30℃/秒的加速冷却，在700℃以下600℃以上停止该加速冷却，然后以0.4℃/秒以下的冷却速度冷却，

T＝6300/(1.9-LogA)-273

其中，A＝([Nb]+2×[Ti])×([C]+[N]×12/14)，[Nb]、[Ti])、[C]、[N]分别意指Nb、Ti、C、N的以质量％表示的含量。