CN101680047B - 高张力厚钢板的制造方法 - Google Patents

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Abstract

在本发明的高张力厚钢板的制造方法中，将钢坯加热到950～1100℃，在将850℃以上的温度范围中的累积压下率规定为70～90％的轧制后，在780℃以上进行将780～830℃的范围的累积压下率规定为10～40％的轧制，接着从700℃以上开始进行冷却速度为8～80℃/sec的加速冷却，在室温～350℃停止该加速冷却；所述钢坯以质量％计含有C：0.03～0.055％、Mn：3.0～3.5％、Al：0.002～0.10％，且限制Mo：0.03％以下、Si：0.09％以下、V：0.01％以下、Ti：0.003％以下、B：0.0003％以下，且焊接裂纹敏感性指数Pcm值为0.20～0.24％，淬火性指数DI值为1.00～2.60。

Description

高张力厚钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及在不使用高价的Ni、且不需要轧制后的再加热回火热处理的高生产性和低成本的基础上，制造无预热的高焊接性和焊接接头的低温韧性优良且抗拉强度为780MPa以上的高张力厚钢板的方法。
本申请以于2009年3月13日在日本申请的特愿2009-061630号和于2008年4月1日在日本申请的特愿2008-095021号为基础申请主张优先权，将其内容援引于此。
背景技术
对于作为建筑机械、工业机械、桥梁、建筑、造船等的焊接结构件使用的抗拉强度为780MPa以上的高张力钢板，除了兼顾母材的高强度及高韧性以外，随着结构件的高强度化需求的增大、在寒冷地带使用的增加，还要求无预热的高焊接性和焊接接头低温韧性。而且要求全部满足这些特性的、且能够廉价地以短工期制造的780MPa以上的厚钢板达到板厚40mm左右。也就是说，需要以廉价的成分系、短工期+廉价制造工艺来全部满足以下三种特性：(a)母材高强度及高韧性、(b)2.0kJ/mm以下的小线能量焊接时的无预热化、(c)焊接接头的低温韧性。
作为付与高焊接性的780MPa以上的高张力厚钢板的以往的制造方法，例如，如专利文献1～3所示，有在钢板的轧制后立即在线直接进行淬火、然后进行回火处理的直接淬火、回火的方法。
关于非调质的780MPa以上的高张力厚钢板的制造方法，例如，在专利文献4～8中有记载，所有方法在能够省略再加热回火热处理这点上都是制造工期、生产性优良的制造方法。其中，专利文献4～7是将钢板的轧制后的加速冷却在中途停止的利用加速冷却-中途停止工艺的制造方法，专利文献8是轧制后通过空冷冷却到室温的制造方法。
专利文献1：日本特开平03-232923号公报
专利文献2：日本特开平09-263828号公报
专利文献3：日本特开2000-160281号公报
专利文献4：日本特开2000-319726号公报
专利文献5：日本特开2005-15859号公报
专利文献6：日本特开2004-52063号公报
专利文献7：日本特开2001-226740号公报
专利文献8：日本特开平08-188823号公报
但是，在专利文献1～3公开的以往技术中，由于需要再加热回火热处理，制造工期、生产性、制造成本等存在问题，因此迫切要求能够省略再加热回火热处理的所谓非调质的制造方法。此外，在专利文献4公开的制造方法中，如其实施例中记载，在焊接时需要50℃以上的预热，不能满足无预热的高焊接性。另外，在专利文献5公开的制造方法中，由于需要添加0.6％以上的Ni，因而成为高价的成分系，制造成本存在问题。在专利文献6公开的制造方法中，只能制造到实施例中记载的15mm的板厚，不能满足至40mm的板厚要求。而且，即使在15mm的板厚中，也存在C含量少、焊接接头的显微组织为粗粒，无法得到良好的焊接接头低温韧性的问题。在专利文献7公开的制造方法中，如实施例中记载，需要添加1.0％左右的Ni，因而成为高价的成分系，制造成本存在问题。专利文献8公开的制造方法只能制造到实施例中记载的12mm的板厚，不能满足至40mm的板厚要求。而且，由于作为其轧制条件的特征，在铁素体和奥氏体的二相温度范围中进行累积压下率为16～30％的轧制，因此铁素体粒子容易粗大化，即使在板厚为12mm的制造中仍存在强度、韧性容易降低的问题。
如上所述，对于不添加高价合金元素Ni、且将轧制冷却后的再加热回火热处理省略后仍能全部满足母材的高强度和高韧性、高焊接性、焊接接头的低温韧性的高张力厚钢板的制造方法，现状是尽管用户的期望强烈，但还没有发明出来。
在母材强度为780MPa级的厚钢板中，板厚对无预热化的影响非常大。在板厚低于12mm时能够容易实现无预热化。这是因为只要是板厚低于12mm，即使在板厚中心部也能将水冷时的钢板的冷却速度加大到100℃/sec以上。在这种情况下，用少量的合金元素添加量就能将母材组织形成贝氏体组织或马氏体组织，可获得780MPa级的母材强度。由于合金元素添加量小，因此即使不进行预热也能将焊接热影响区的硬度抑制在低水平，即使无预热也能防止焊接裂纹。
另一方面，如果板厚加厚，则水冷时的冷却速度必然降低。因此在成分与薄钢板相同的情况下，厚钢板因淬火不足而使得强度下降，不能满足780MPa级的强度。特别是冷却速度最低的板厚中心部(1/2t部)的强度下降更显著。如果要形成冷却速度低于8℃/sec的板厚超过40mm的厚钢板，为了确保母材强度必须大量添加合金元素，使得无预热化非常困难。
发明内容
因而，本发明的目的之一在于，提供不添加高价的合金元素Ni、且在将轧制冷却后的再加热回火热处理省略后仍能全部满足母材的高强度和高韧性、高焊接性、焊接接头的低温韧性的、焊接性和低温韧性优良的抗拉强度为780MPa以上的高张力厚钢板的制造方法。
另外，本发明作为对象的具体的钢板的特性如下。
(a)在母材的板厚中心部，抗拉强度为780MPa以上，优选为1000MPa以上，屈服应力为685MPa以上，-80℃时的夏氏吸收能为100J以上。
(b)用于防止室温下y形焊接裂纹试验时的焊接裂纹的必要预热温度为25℃以下或无需预热。
(c)焊接线能量为3.0kJ/mm时的埋弧焊(SAW)接头的焊接热影响区(HAZ区)的夏氏吸收能在-50℃时为60J以上。
此外，本发明作为对象的钢板的板厚为12～40mm。
为解决上述的课题，本发明者们以采用不添加Ni的成分系且在轧制后直接淬火进行制造为前提，对母材、焊接接头进行了反复研究。难以解决的课题有两个，一个是确保不添加Ni的焊接接头的低温韧性。对于该课题，就添加成分对焊接线能量为3.0kJ/mm左右的埋弧焊(SAW)接头的焊接热影响区(HAZ)韧性的影响进行了多种研究。其结果是，新发现只要将C添加量严格地限制在0.03％以上且0.055％以下，将以淬火性指数DI值进行评价的钢的淬火性规定在1.00以上且2.60以下的最佳范围，另外只要Mo、V、Si、Ti、B这5种元素都不添加，就可在不添加Ni的情况下获得在-50℃下良好的焊接接头韧性。
另外，为了实现涂药弧焊、TIG焊或MIG焊等的线能量为2.0kJ/mm以下的小线能量焊接时的无预热化，基于新发现，不添加Ni及Mo、V、Si、Ti、B这5种元素，用满足上述的C量、DI值的范围的成分对焊接性进行了研究。其结果是，得知通过将以Pcm值进行评价而得到的焊接裂纹敏感性指数设定在0.24％以下，能够将用于防止y形焊接裂纹试验时的焊接裂纹的必要预热温度规定为25℃以下或不需要预热，可进行无预热化。
但是，另一难以解决的课题是以Pcm值为0.24％以下为前提时对至40mm板厚为止的整个板厚方向的母材的强度及韧性的兼顾。对此，通过大量添加Mn至3.0％以上，相反不添加一般对于通过组织微细化获得高强度及高韧性有效的Nb，使Pcm值满足0.20％以上。在此基础上，进一步严格控制轧制条件、即作为奥氏体再结晶温度区的850℃以上和作为未再结晶温度区的780～830℃这两个温度区的各自的累积压下率。再有，轧制后立即从700℃以上以8℃/sec以上且80℃/sec以下的冷却速度冷却到室温以上且350℃以下。在此条件下，首先可满足至板厚40mm为止的整个板厚方向的母材的强度及韧性的兼顾，具体而言，可满足抗拉强度为780MPa以上、屈服应力为685MPa以上、-80℃时的夏氏吸收能为100J以上的要求。
本发明是基于以上的新发现而完成的，其要旨如下。
(1)一种高张力厚钢板的制造方法，其特征在于，是抗拉强度为780MPa以上的高张力厚钢板的制造方法，包含以下工序：加热工序，该工序将钢坯或铸坯加热到950℃～1100℃；所述钢坯或铸坯具有如下的成分组成：以质量％计含有C：0.030％以上且0.055％以下、Mn：3.0％以上且3.5％以下、Al：0.002％以上且0.10％以下、P：0.01％以下、S：0.0010％以下、N：0.0060％以下、Mo：0.03％以下、Si：0.09％以下、V：0.01％以下、Ti：0.003％以下、B：0.0003％以下、Nb：0.003％以下，且焊接裂纹敏感性指数Pcm值为0.20～0.24％，淬火性指数DI值为1.00～2.60，余量为Fe及不可避免的杂质；在分别将[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[Al]、[B]作为C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Al、B的以质量％表示的含量时，所述Pcm值如下所示，所述DI值如下所示；第一轧制工序，该工序将850℃以上的温度范围中的累积压下率规定为70～90％；第二轧制工序，该工序在所述第一轧制工序后在780℃以上进行，将780～830℃的温度范围中的累积压下率规定为10～40％；加速冷却开始工序，该工序在所述第二轧制工序后从700℃以上开始进行冷却速度为8～80℃/sec的加速冷却；加速冷却停止工序，该工序在室温～350℃停止所述加速冷却。
Pcm＝[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5[B]
DI＝0.367([C]1/2)(1+0.7[Si])(1+3.33[Mn])(1+0.35[Cu])(1+0.36[Ni])(1+2.16[Cr])(1+3.0[Mo])(1+1.75[V])(1+1.77[Al])
(2)根据上述(1)所述的高张力厚钢板的制造方法，其特征在于，所述钢坯或铸坯以质量％计还含有Cu：0.05％以上且0.20％以下、Cr：0.05％以上且1.00％以下中的1种或2种。
(3)根据上述(1)所述的高张力厚钢板的制造方法，其特征在于，所述钢坯或铸坯以质量％计还含有Mg：0.0005％～0.01％、Ca：0.0005％～0.01％中的1种或2种。
(4)根据上述(1)所述的高张力厚钢板的制造方法，其特征在于，制造板厚为12mm以上且40mm以下的厚钢板。
根据本发明，能够在不使用高价的Ni、且不需要轧制后的再加热回火热处理的高生产性和低成本的基础上，制造无预热的焊接性优良、抗拉强度为780MPa以上、板厚为12mm以上且40mm以下的高张力厚钢板，该钢板适合作为强烈要求高强度化的建筑机械、工业机械、桥梁、建筑、造船等的焊接结构物的结构件，该钢板在工业界中的效果非常显著。
具体实施方式
本发明钢作为建筑机械、工业机械、桥梁、建筑、造船等的焊接结构物的结构件是以板厚为12mm以上且40mm以下的厚钢板的形式使用的。再者，这里，所谓无预热指的是在室温下通过采用涂药弧焊、TIG焊或MIG焊等线能量为2.0kJ/mm以下的焊接进行JIS Z3158“y形焊接裂纹试验”时，用于防止焊接裂纹的必要预热温度为25℃以下或完全不需预热。
以下，对本发明中的各成分及制造方法的限定理由进行说明。
C在本发明中是重要的元素，为了全部满足母材强度及韧性、高焊接性、焊接接头低温韧性，需要严格限制在0.030～0.055％。如果C添加量低于0.030％，则在母材及焊接热影响区冷却时的相变温度为高温，生成铁素体组织，因而母材强度及韧性以及焊接接头低温韧性下降。如果C添加量超过0.055％，则焊接时的必要预热温度超过25℃，不能满足无预热，此外，由于焊接热影响区变硬，从而也不能满足焊接接头韧性。
Mn在本发明中是重要的元素，为了兼顾母材强度及韧性，需要3.0％以上的大量的添加。如果添加超过3.5％，则在中心偏析部生成对韧性有害的粗大的MnS，导致板厚中心部的母材韧性的下降，因此将3.5％作为上限。
Al作为脱氧元素需要添加0.002％以上。如果添加超过0.10％，则生成粗大的氧化铝夹杂物，有可能使韧性降低，因此将0.10％作为其上限。再者，也可以将Al添加量的下限值限制在0.020％。此外，也可以将Al添加量的上限值限制为0.08％或0.05％。
P由于使母材及焊接接头的低温韧性降低，因而最好不含有。作为不可避免地混入的杂质元素的容许值为0.01％以下。再者，也可以将P的容许量限制在0.009％以下。
S在大量添加Mn的本发明方法中生成粗大的MnS，使得母材及焊接接头的韧性降低，因此最好不含有。在本发明中由于不使用对高强度和高韧性的兼顾有效的高价Ni，因而粗大的MnS的有害性大，作为不可避免地混入的杂质元素的容许值为0.0010％以下，需要严格地控制。
N如果添加超过0.0060％，则使母材及焊接接头韧性降低，因此将0.0060％作为其上限。
Mo、Si、V、Ti、B这5种元素最好不含有，但作为不可避免地混入的杂质元素的上限值为Mo：0.03％、Si：0.09％、V：0.01％、Ti：0.003％、B：0.0003％。
Mo、Si、V、Ti、B在本发明中是具有特别重要的意义的元素，只要这5种元素都低于上述上限值，就能在不添加Ni的情况下获得在-50℃下良好的焊接接头韧性。即使这5种元素中的1种元素超过上述上限值，也在HAZ区生成脆化组织即含有岛状马氏体的粗大贝氏体组织、或有害的夹杂物TiN。对此，只要5种元素都低于上述上限值，既不会生成含有岛状马氏体的粗大贝氏体组织也不会生成TiN，认为这是焊接接头的低温韧性良好的理由。在本发明中不使用对高强度和高韧性的兼顾有效的高价Ni，因此含有岛状马氏体的粗大贝氏体组织或TiN的有害性大，最好不含这5种元素。
Nb在本发明中是重要的元素，如果添加则不能获得母材的强度及韧性。一般Nb对于通过使组织微细化而获得高强度及高韧性是有效的。但是，如本发明在C含量少、大量添加Mn的成分系中，通过添加Nb过剩地蓄积轧制时的变形，在轧制中及其后的冷却中局部生成铁素体组织、或含有岛状马氏体的粗大的贝氏体组织，因而不能获得母材的高强度及高韧性。最好不含Nb，但作为不可避免地混入的杂质元素的上限值为0.003％。
再者，Mo、V、Ti、Nb与Ni同样都是高价元素，因此可在不添加这些高价元素的情况下获得良好特性的本发明具有比只不添加Ni时进一步大幅度降低合金成本的优点。
Cu为确保母材强度也可以在Pcm值、DI值的规定范围内添加。为获得此效果，需要添加0.05％以上。但是，如果在不添加Ni的情况下添加0.20％以上的Cu，则有可能因钢坯、钢板的表面裂纹的发生而使制造工期、生产性、制造成本成为问题，因此将0.20％作为其上限。不可避免地混入的Cu的含量具体为0.03％以下。
Cr为确保母材强度也可以在Pcm值、DI值的规定范围内添加。为获得此效果，需要添加0.05％以上。但是，如果添加超过1.00％，则使得母材及焊接接头的韧性降低，因此将1.00％作为其上限。不可避免地混入的Cr的含量具体为0.03％以下。再者，也可以将Cr添加量的上限值规定为0.50％或0.30％。
通过添加Mg及Ca中的1种或2种，能够通过形成微细的硫化物或氧化物来提高母材韧性及焊接接头韧性。为获得此效果，需要分别添加0.0005％以上的Mg或Ca。可是，如果过剩地添加超过0.01％，则生成粗大的硫化物或氧化物，因此反而使得韧性降低。所以，将添加量分别规定为0.0005％以上且0.01％以下。再者，也可以将Ca添加量的上限值规定为0.005％或0.002％。
在本发明中不添加Ni。可是，在从废料原料等不可避免地混入Ni时，即使含有也不会导致高成本，因此在本发明的范围内。不可避免地混入的Ni的含量具体为0.03％以下。
如果焊接裂纹敏感性指数Pcm值不在0.24％以下，则不能免除焊接时的预热，因此将0.24％以下作为其上限。如果Pcm值低于0.20％，则不能满足母材的高强度及高韧性，因此将0.20％作为其下限。
这里，Pcm＝[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5[B]，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]分别指的是C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B的以质量％表示的含量。
在淬火性指数DI值低于1.00时，HAZ区的淬火性不足，生成脆化组织即含有岛状马氏体的粗大的贝氏体组织，使得焊接接头低温韧性降低。为此将1.00作为下限。如果DI值超过2.60，则HAZ区的组织本身大量含有低韧性的马氏体，使得焊接接头低温韧性降低，因此将2.60作为其上限。再者，也可以将DI值的上限规定为2.00、1.80或1.60。
这里，DI＝0.367([C]1/2)(1+0.7[Si])(1+3.33[Mn])(1+0.35[Cu])(1+0.36[Ni])(1+2.16[Cr])(1+3.0[Mo])(1+1.75[V])(1+1.77[Al])
这里，[C]、[S]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[Al]分别指的是C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Al的以质量％表示的含量。淬火性指数DI值的各元素的系数为新日铁技报第348号(1993)，11页中记载的系数。
接着，对成分组成以外的制造方法进行说明。
需要将钢坯或铸坯的加热温度规定在轧制所需的950℃以上。如果超过1100℃，则奥氏体粒子粗大化，使得韧性降低。特别在本发明的不添加Ni时，如果不将加热时的初期奥氏体粒子形成微细粒子，则不能获得良好的母材韧性。在本发明的C含量小且不添加Nb的成分系的情况下，通过固溶C或NbC抑制奥氏体粒子成长的效果小，加热时的初期奥氏体粒子容易粗大化，因而需要将加热温度的上限严格地限制在1100℃。
为了通过使奥氏体粒子充分各向同性地细粒化而获得母材的高强度及高韧性，需要将奥氏体再结晶温度区的累积压下率规定在70％以上。本发明钢的良好的奥氏体再结晶温度区为850℃以上。因此，需要将850℃以上时的累积压下率规定在70％以上。这里，所谓累积压下率是将850℃以上时的轧制的总压下率除以轧制开始厚度即钢坯或铸坯厚度、并用％表示的值。如果累积压下率超过90％，则轧制时间长，使得生产性降低，因此将90％作为其上限。
为了获得母材的高强度及高韧性，需要将奥氏体未再结晶温度区的累积压下率规定在10％以上。本发明钢的良好的奥氏体未再结晶温度区为780～830℃。因此，需要将780～830℃中的累积压下率规定在10％以上。这里，所谓累积压下率是将780～830℃中的轧制的总压下率除以780～830℃中的轧制开始厚度、并用％表示的值。如果累积压下率超过40％，则因过剩的轧制变形的蓄积而局部生成铁素体组织、或含有岛状马氏体的粗大的贝氏体组织，不能获得母材的高强度及高韧性，因此将40％作为其上限。
同样，如果轧制温度低于780℃，则因过剩的轧制变形的蓄积而局部生成铁素体组织、或含有岛状马氏体的粗大的贝氏体组织，不能获得母材的高强度及高韧性，因此将轧制温度的下限限制在780℃。
在轧制后的加速冷却的开始温度低于700℃时，局部生成铁素体组织、或含有岛状马氏体的粗大的贝氏体组织，不能获得母材的高强度及高韧性，因此将700℃规定为其下限温度。
在加速冷却的冷却速度低于8℃/sec时，局部生成铁素体组织、或含有岛状马氏体的粗大的贝氏体组织，不能获得母材的高强度及高韧性，因此将8℃/sec规定为其下限值。将通过水冷可稳定地实现的冷却速度即80℃/sec作为上限值。
如果加速冷却的停止温度高于350℃，则特别在板厚为30mm以上的厚板材的板厚中心部，因淬火不足容易生成含有岛状马氏体的粗大的贝氏体组织，不能获得母材的高强度及高韧性，因此将350℃作为停止温度的上限。此时的停止温度是指冷却结束后钢板回热时的钢板表面温度。停止温度的下限为室温，但在钢板的脱氢这点上考虑，更优选的停止温度为100℃以上。
实施例
将通过对表1～3中示出的成分组成的钢进行熔炼而得到的钢坯，按表4～7中示出的制造条件，形成板厚为12～40mm的钢板。其中，表4的1～21为本发明例，表5～7中的22～73为比较例。表中用下划线表示的数字和符号为成分或轧制条件等制造条件超出权利要求范围、或特性没有满足下述目标值。另外，表1～3中的Ni量为作为不可避免的杂质元素的含量。
Figure G200980000344XD00101
Figure G200980000344XD00121
Figure G200980000344XD00151
Figure G200980000344XD00161
表4～7中示出这些钢板的母材强度(母材屈服应力、母材抗拉强度)、母材韧性、焊接性(必要预热温度)、焊接接头低温韧性(焊接热影响区韧性)的评价结果。
采取JIS Z2201中规定的1A号总厚度抗拉试验片或4号圆棒抗拉试验片，用JIS Z2241中规定的方法测定了母材强度。关于抗拉试验片，在板厚为20mm以下时采取1A号总厚度抗拉试验片，在板厚超过20mm时由板厚的1/4部(1/4t部)和板厚中心部(1/2t部)采取4号圆棒抗拉试验片。
关于母材韧性，从板厚中心部在与轧制方向呈直角的方向上采取JISZ2202中规定的冲击试验片，用JIS Z2242中规定的方法求出-80℃时的夏氏吸收能(vE-80)并进行了评价。
关于焊接性，在14～16℃，用JIS Z3158中规定的方法，以1.7kJ/mm的线能量进行涂药弧焊，求出为了防止焊根裂纹而必要的预热温度并进行了评价。
关于焊接热影响区韧性，采用具有根部间隙的角度为20°的V型坡口进行线能量为3.0kJ/mm的SAW焊(电流为500A、电压为30V、速度为30cm/min)，从板厚中心部(1/2t部)以缺口底尽量多地含有熔融线(熔合线)的方式采取JIS Z2202中规定的冲击试验片，用-50℃时的吸收能(vE-50)进行了评价。
各特性的目标值分别是母材屈服应力为685MPa以上、母材抗拉强度为780MPa以上、母材韧性(vE-80)为100J以上、必要预热温度为25℃以下、焊接热影响区韧性在vE-50时为60J以上。
本发明例1～21全部母材屈服应力为685MPa以上、母材抗拉强度为780MPa以上、母材韧性(vE-80)为100J以上、必要预热温度为25℃以下、焊接热影响区韧性按vE-50为60J以上。
对此，在以下的比较例中，母材的屈服应力或抗拉强度不足。也就是说，比较例22因C添加量少、比较例25因Mn添加量少、比较例32、33因添加有Nb、比较例44、45因Pcm值低、比较例55、56因850℃以上时的累积压下率低于70％、比较例57、58因780～830℃中的累积压下率低于10％、比较例59、60因780～830℃中的累积压下率高于40％、比较例61、62、69因轧制结束温度低于780℃、比较例63、64、70因水冷开始温度低于700℃、比较例65、66、71因冷却速度低于8℃/sec、比较例67、68、72、73因冷却停止温度高于350℃，从而使得母材的屈服应力或抗拉强度不足。
在以下的比较例中母材韧性不足。比较例26因Mn添加量多、比较例27因P添加量多、比较例28因S添加量多、比较例29因Cr添加量多、比较例32、33因添加有Nb、比较例36、37因添加有Ti、比较例38因Al添加量多、比较例41、42、43分别因Mg、Ca、N添加量多、比较例44、45因Pcm值低、比较例53、54因加热温度高、比较例55、56因850℃以上时的累积压下率低于70％、比较例59、60因780～830℃中的累积压下率高于40％、比较例61、62、69因轧制结束温度低于780℃、比较例63、64、70因水冷开始温度低于700℃、比较例65、66、71因冷却速度低于8℃/sec、比较例67、68、72、73因冷却停止温度高于350℃，从而使得母材韧性不足。
比较例23因C添加量多、比较例46、47、49因Pcm值高，从而使得必要预热温度高于25℃，没有满足无预热。
此外，在以下的比较例中没有满足焊接接头低温韧性(焊接热影响区韧性)。也就是说，比较例22因C添加量少、比较例23因C添加量多、比较例24因添加有Si、比较例27、28分别因P、S含量多、比较例30、31因添加有Mo、比较例34、35因添加有V、比较例36、37因添加有Ti、比较例38因Al添加量多、比较例39、40因添加有B、比较例41、42、43分别因Mg、Ca、N添加量多、比较例44、45因DI值低、比较例48、49因DI值高、比较例50、51、52因添加有Mo、V、Si、Ti、B中的任意的3～4种元素，从而任一者都没有满足焊接接头低温韧性。再者，比较例49因在没有添加Ni的钢中添加超过0.20％的Cu，从而在扁钢坯表面产生微细裂纹，需要在热轧前将表面部分地磨削去数毫米，使得生产性降低。
根据本发明，能够在不使用高价Ni、且不需要轧制后的再加热回火热处理的高生产性和低成本的基础上，制造无预热的焊接性优良的、抗拉强度为780MPa以上、板厚为12mm以上且40mm以下的高张力厚钢板，该钢板适合作为强烈要求高强度化的建筑机械、工业机械、桥梁、建筑、造船等的焊接结构物的结构件，该钢板在工业界中的效果非常显著。

Claims (2)

1.一种高张力厚钢板的制造方法，其特征在于，是抗拉强度为780MPa以上、板厚为12mm以上且40mm以下的高张力厚钢板的制造方法，包含以下工序：
加热工序，该工序将钢坯或铸坯加热到950～1100℃；所述钢坯或铸坯含有如下的成分组成：以质量％计含有C：0.030％以上且0.055％以下、Mn：3.0％以上且3.5％以下、Al：0.002％以上且0.10％以下、P：0.01％以下、S：0.0010％以下、N：0.0060％以下、Mo：0.03％以下、Si：0.09％以下、V：0.01％以下、Ti：0.003％以下、B：0.0003％以下、Nb：0.003％以下，且焊接裂纹敏感性指数Pcm值为0.20～0.24％，淬火性指数DI值为1.00～2.60，余量由Fe及不可避免的杂质组成；在分别将[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[Al]、[B]作为C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Al、B的以质量％表示的含量时，所述Pcm值如下所示，所述DI值如下所示；
Pcm＝[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5[B]
DI＝0.367([C]1/2)×(1+0.7[Si])×(1+3.33[Mn])×(1+0.35[Cu])×(1+0.36[Ni])×(1+2.16[Cr])×(1+3.0[Mo])×(1+1.75[V])×(1+1.77[Al])
第一轧制工序，该工序将850℃以上的温度范围中的累积压下率规定为70～90％；
第二轧制工序，该工序在所述第一轧制工序后将780～830℃的温度范围中的累积压下率规定为10～40％、在780℃以上进行；
加速冷却开始工序，该工序在所述第二轧制工序后从700℃以上开始进行冷却速度为8～80℃/sec的加速冷却；
加速冷却停止工序，该工序在室温～350℃停止所述加速冷却。
2.一种高张力厚钢板的制造方法，其特征在于，是抗拉强度为780MPa以上、板厚为12mm以上且40mm以下的高张力厚钢板的制造方法，包含以下工序：
加热工序，该工序将钢坯或铸坯加热到950～1100℃；所述钢坯或铸坯含有如下的成分组成：以质量％计含有C：0.030％以上且0.055％以下、Mn：3.0％以上且3.5％以下、Al：0.002％以上且0.10％以下、P：0.01％以下、S：0.0010％以下、N：0.0060％以下、Mo：0.03％以下、Si：0.09％以下、V：0.01％以下、Ti：0.003％以下、B：0.0003％以下、Nb：0.003％以下，以质量％计还含有Cu：0.05％以上且0.20％以下、Cr：0.05％以上且1.00％以下、Mg：0.0005％以上且0.01％以下、Ca：0.0005％以上且0.01％以下中的1种或2种以上，且焊接裂纹敏感性指数Pcm值为0.20～0.24％，淬火性指数DI值为1.00～2.60，余量由Fe及不可避免的杂质组成；在分别将[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[Al]、[B]作为C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Al、B的以质量％表示的含量时，所述Pcm值如下所示，所述DI值如下所示；
Pcm＝[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5[B]
DI＝0.367([C]1/2)×(1+0.7[Si])×(1+3.33[Mn])×(1+0.35[Cu])×(1+0.36[Ni])×(1+2.16[Cr])×(1+3.0[Mo])×(1+1.75[V])×(1+1.77[Al])
第一轧制工序，该工序将850℃以上的温度范围中的累积压下率规定为70～90％；
第二轧制工序，该工序在所述第一轧制工序后将780～830℃的温度范围中的累积压下率规定为10～40％、在780℃以上进行；
加速冷却开始工序，该工序在所述第二轧制工序后从700℃以上开始进行冷却速度为8～80℃/sec的加速冷却；
加速冷却停止工序，该工序在室温～350℃停止所述加速冷却。
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