CN101960033A - 耐去应力退火特性和低温韧性优异的高强度钢板 - Google Patents

耐去应力退火特性和低温韧性优异的高强度钢板 Download PDF

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Abstract

本发明提供即便在焊接后实施长时间的去应力退火时强度降低也很少(即耐去应力退火特性良好的)且SR处理后的母材或HAZ的低温韧性也优异的高强度钢板。本发明的高强度钢板分别含有C：0.05～0.18％(质量％的意思，以下相同)、Si：0.10～0.50％、Mn：1.2～2.0％、Al：0.01～0.10％、Cr：0.05～0.30％、Ti：0.008～0.025％和V：0.01～0.05％，余量由铁和不可避免的杂质构成，该不可避免的杂质中的P被抑制在0.008％以下，并且满足规定的关系式。

Description

耐去应力退火特性和低温韧性优异的高强度钢板
技术领域
本发明涉及即便在焊接后实施长时间的去应力退火(Stress-relief annealing：以下有时称作“SR处理”)时强度降低也很少且母材或焊接热影响区(Heat Affected Zone：以下有时称作“HAZ”)的低温韧性也优异的高强度钢板。
背景技术
近年来，大型钢制压力容器(罐)的厂家以降低成本为目的，面向海外罐的组装的现场化(现场施工化)有所发展。一直以来，通常是在本公司工厂实施从钢构件的剪切或弯曲加工、组装(利用焊接的组装)、一部份构件的SR处理(局部热处理)至最终组装后，将整体罐运输到现场。
但是，通过考虑到了效率的现场施工化，开始变为仅在本公司工厂进行钢构件的剪切或弯曲加工后，以构件单位将材料运输，在现场将罐组装(利用焊接的组装)、不是对一部分而是对罐整体进行SR处理的操作内容。特别是，在海外实际上以提高每罐的储存量或土地的有效利用为目的，钢板的加厚化·罐大型化有所发展。
在此状况下，从现场的焊接技术的问题和安全性的观点出发，有必要增加SR处理的时间或次数，有必要设计可进行共实施20～30小时左右SR处理的材料。
进行上述长时间的SR处理(加热温度：585～625℃左右)时，会有钢中的碳化物发生凝集粗大化、由此导致的强度降低变得明显的问题。面对抑制这种长时间SR处理所导致的强度降低的问题，以往基于活用Cr来防止钢中的渗碳体(cementite)的粗大化、抑制强度降低的基本思想来采取对策。
但是，Cr的高浓度添加在降低钢板的焊接性的同时，还具有易于降低SR处理后的母材或HAZ的低温韧性(以下有时将它们一并称作“低温韧性”)的问题。由此能够期待实现即便在进行长时间的SR处理时也极力抑制强度降低、且可确保良好低温韧性的作为罐的材料有用的高强度钢板。
作为极力减小上述SR处理所导致的强度降低的钢材料，一直以来一般使用Cr-Mo钢。对这种钢材而言，如上所述通过Cr的高浓度添加抑制SR处理后的强度降低，同时通过Mo的添加提高高温强度。
作为这种技术，例如专利文献1提出了基本含有0.26～0.75质量％的Cr和0.45～0.60质量％的Mo的“压力容器用强韧钢”。该技术在如上所述通过Cr添加来抑制SR处理后的碳化物的粗大化、抑制SR处理后的强度降低的观点方面符合上述的基本思想。因而，在这种钢材中，由于Cr含量多，因此低温韧性(特别是HAZ韧性)降低的问题仍未得以解决。
另外，专利文献2提出了基本含有0.10～1.00质量％的Cr和0.45～0.60质量％的Mo的“压力容器用高强度强韧钢”。该技术中利用Cr的添加来抑制由于长时间的SR处理引起的Fe3C与粗大的M23C6反应。该技术假设在较宽范围内含有Cr，实际上仅显示了Cr含量为0.29质量％以上者，可充分想到低温韧性(特别是HAZ韧性)发生降低。
进而，专利文献3提出了对HAZ韧性进行了改善的耐SR特性优异的钢板。但是，该技术也以含有多量Cr或Mo为基本。因此，通常的SR处理后的延性-脆性断裂面转变温度vTrs(以下仅略记为“断裂面转变温度vTrs”)中，虽然有时会得到较为良好的数值，但可充分想到在近年所要求的高温长时间的严酷SR处理后、韧性会降低。
【专利文献1】日本特开昭57-116756号公报
【专利文献2】日本特开昭57-120652号公报
【专利文献3】日本特开昭52-9620号公报
发明内容
发明预解决的技术问题
本发明鉴于上述事实，其目的在与提供即便在焊接后实施长时间的去应力退火时强度降低也很少(即耐去应力退火特性良好)、且SR处理后的母材或HAZ的低温韧性均优异的高强度钢板。
用于解决技术问题的方法
能够解决上述技术问题的本发明的高强度钢板具有以下特点：分别含有C：0.05～0.18％(质量％的意思，以下相同)、Si：0.10～0.50％、Mn：1.2～2.0％、Al：0.01～0.10％、Cr：0.05～0.30％、Ti：0.008～0.025％和V：0.01～0.05％，余量由铁和不可避免的杂质构成，该不可避免的杂质中的P被抑制为0.008％以下，并且满足下述(1)～(3)式：
6.7[Cr]+4.5[Mn]+3.5[V]≥7.2(质量％)       ...(1)
[Cr]、[Mn]和[V]分别表示Cr、Mn和V的含量(质量％)；
1.16×([C]/10)1/2×(0.75×[Si]+1)×(5.1×([Mn]-1.2)+5)×(0.35×[Cu]+1)×(0.36×[Ni]+1)×(2.16×[Cr]+1)×(3×[Mo]+1)×(1.75×[V]+1)×(200×[B]+1)≤2.08...(2)
[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]和[B]分别表示C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V和B的含量(质量％)；
-{Di-900×[Ti]+50×([P]-0.008)+3500×([B]-0.0004)}≥9.62...(3)
[Ti]、[P]和[B]分别表示Ti、P和B的含量(质量％)，Di表示上述(2)式中左边的值。
本发明的高强度钢板中，组织中的渗碳体的平均粒径以当量圆直径计算优选为0.165μm以下。予以说明，上述“当量圆直径(equivalent circular diameter)”是着眼于渗碳体的大小，计算假设其面积变得相等的圆的直径。
另外，本发明的高强度钢板中，除了上述基本元素之外，根据需要含有(a)Cu：0.05～0.8％和Ni：0.05～1％的至少任一种、(b)Mo：0.01～0.3％、(c)B：0.0004％以下、(d)Ca：0.0005～0.005％等也有用，根据所含成分的种类，钢板的特性进一步得到改善。
发明效果
本发明通过按照满足上述(1)～(3)式控制钢板的化学成分组成，可获得渗碳体粒径很微细的高强度钢板。如此获得的高强度钢板在能够抑制SR处理后的强度降低的同时，由于SR处理后的母材和HAZ的低温韧性优异，因此作为罐的材料极为有用。
附图说明
【图1】表示Mn含量对渗碳体当量圆直径所造成的影响的图表。
【图2】表示渗碳体当量圆直径与强度下降量(ΔTS)的关系的图表。
【图3】表示P值与渗碳体当量圆直径的关系的图表。
【图4】表示Pt值与母材韧性(vE-46)的关系的图表。
具体实施方式
本发明人从各个角度对即便经过长时间的SR处理也不会导致强度下降、仍能良好地维持焊接性的成分进行了研究。结果发现，只要在适当控制化学成分组成的同时，按照Cr、Mn和V的含量满足上述(1)式的关系式进行控制，则能够试图渗碳体的微细化、抑制强度下降，可见其技术意义。予以说明，本申请人对于本发明之前曾提出过申请(特愿2006-338933号)。首先，推导出上述(1)式的原因如下所述。
作为析出强化，已知通过使微细的析出物多量地分散于母相中，利用析出物所产生的错位的磁通钉扎效果(日文：ピン止め効果)妨碍错位的运动来提高强度的强化法。根据该方法，能够预想通过渗碳体发生粗大化、强度的降低幅度增大。
一般来说，当溶质元素在渗碳体中的溶解度大时，渗碳体的粗大化速度代替C的扩散、变得依赖于该溶质元素的扩散系数。作为在渗碳体中的溶解度大且扩散系数小于C的元素有Cr，作为发挥同样特性的元素可举出Mn和V。
因此，本发明人通过实验进一步详细地研究了分别单独添加Cr、Mn和V时的渗碳体粗大化抑制效果。结果发现，只要按照满足下述(1)式的关系含有这些元素，则渗碳体的粗大化抑制效果得以最大限度的发挥。
6.7[Cr]+4.5[Mn]+3.5[V]≥7.2(质量％)...(1)
[Cr]、[Mn]和[V]分别表示Cr、Mn和V的含量(质量％)。
导出上述(1)式如下进行。例如如图1所示将向基底钢板高浓度添加Mn时对渗碳体的当量圆直径的影响进行图表化。该图表中，横轴表示Mn含量、纵轴表示渗碳体的当量圆直径。
根据该图1的直线的斜率，将含有单位量Mn时对渗碳体的当量圆直径的影响定为4.5、同样对Cr和V也进行探讨，求得各个系数。上述(1)式根据这些结果求得。
另外，本发明人进行研究时发现渗碳体的当量圆直径与钢板强度具有良好的相关关系。图2为表示渗碳体的当量圆直径与SR处理前后的强度下降量(ΔTS)的关系的图表。根据该图表可知，减小渗碳体粒径对于减小强度下降量ΔTS是非常重要的。
因而，本发明人在制作各种成分体系的钢板改变上述(1)式中的左边的值(6.7[Cr]+4.5[Mn]+3.5[V]：以下将该值称作“P值”)计算与渗碳体的当量圆直径的相关时，确认了图3所示的关系。该图3为表示P值与渗碳体当量圆直径的关系的图表，P值越大，则渗碳体的粗大化抑制效果越有增大的倾向。另外，当P值为7.2以上时，可以将渗碳体微细地(0.165μm以下)分散。
本发明人在完成上述发明后，为了改善钢板的低温韧性，进行了进一步研究。结果发现，通过同时满足下述(2)式和(3)式，即便在高温·长时间的严酷SR处理后也可确保优异的低温韧性，进而完成了本发明。
1.16×([C]/10)1/2×(0.75×[Si]+1)×(5.1×([Mn]-1.2)+5)×(0.35×[Cu]+1)×(0.36×[Ni]+1)×(2.16×[Cr]+1)×(3×[Mo]+1)×(1.75[V]+1)×(200×[B]+1)≤2.08...(2)
[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]和[B]分别表示C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V和B的含量(质量％)。
-{Di-900×[Ti]+50×([P]-0.008)+3500×([B]-0.0004)}≥9.62...(3)
[Ti]、[P]和[B]分别表示Ti、P和B的含量(质量％)、Di表示上述(2)式中左边的值。
上述(2)式中左边的值(以下将该值称作“Di值”)成为用于整理强度的指标、该值本身是已知的(例如日本特开平9-202936号)。但是，该Di值从未用作韧性的指标。其原因在于，上述(2)式所规定的成分中，对于用于决定成为韧性的支配因子的奥氏体(austenite)粒径所必须的元素或杂质从未有所规定。
但是，本发明人发现通过还同时满足加入有该元素或杂质的(3)式，可以使钢板的低温韧性优异。该(3)式中左边的值(以下称作“Pt值”)作为决定作为低温韧性的支配因子的破坏单位的数值，是考虑了具有高淬火性的元素的量、组织、大角度晶界(high angle grain boundary)和杂质元素量的参数，是本发明人根据实验求得的。通过利用上述(3)式制约低温韧性的支配因子，可以抑制向上贝氏体(upper bainite)的变态、实现良好的低温韧性。
予以说明，上述(2)式和(3)式中，与用于达成成为本发明课题的钢板的耐去应力退火特性和低温韧性直接相关的成分是C、Si、Mn、Al、Cr、Ti、V和作为不可避免的杂质的P。但是，虽然Cu、Ni、Mo和B是根据与本发明课题不同的要求所含有的成分，但也会对低温韧性造成影响。因而，根据其他要求规定的它们的含量也有必要代入Di值或Pt值的计算。因而，上述(2)式、(3)式对于这些元素的含量也进行了规定。因此，当不含这些元素时，由上述(2)式、(3)式，可以使这些元素量为0进行计算。
本发明中，通过满足上述(1)～(3)式的关系，可以使钢板的耐SR特性和低温韧性均优异。但是，通过这些公式规定的各个成分的含量有必要利用不同于本发明课题的理由调整至适当的范围。因此，以下示出[各成分的适当含量的范围]及其理由。
[C：0.05～0.18％]
C是在确保钢板强度方面不可缺少的元素，当采用利用再加热淬火·退火的制造方法时，如果使C含量小于0.05％，则为了确保必要的强度，有必要多量地含有其他合金元素，会导致成本提高。另外，当C含量过剩时，由于会明显损害韧性和焊接性，因此有必要为0.18％以下。C含量的优选下限为0.06％、优选上限为0.16％。
[Si：0.10～0.50％]
Si是钢板的强度提高和脱酸所不可缺少的元素。为了有效地发挥该效果，有必要含有0.10％以上。但是，当Si含量过量时，由于钢板的韧性会下降，因此有必要为0.50％以下。Si含量的优选下限为0.15％、优选上限为0.40％。
[Mn：1.2～2.0％]
Mn是提高钢板的淬火性、提高强度所不可缺少的元素。另外，在渗碳体中的固溶度(solid solubility)很高、紧随Cr之后，通过如上所述固溶在渗碳体中，是在抑制渗碳体的凝集粗大化方面有效的元素。为了有效地发挥该效果，Mn有必要含有1.2％以上。但是，当Mn含量过量时，由于焊接部的韧性会下降，因此使2.0％为上限。Mn含量的优选下限为1.30％、优选上限为1.80％。
[Al：0.01～0.10％]
Al作为脱酸剂添加，但小于0.01％时无法发挥充分的效果。另外，Al超过0.10％、过量地含有时，由于会导致钢板的韧性恶化或结晶粒的粗大化，因此使0.10％为上限。Al含量的优选下限为0.02％、优选上限为0.08％。
[Cr：0.05～0.30％]
Cr是与Mn同样，通过少量的添加即可提高钢板的淬火性、对提高强度有效的元素。另外，与Mn同样，是在固溶于渗碳体、抑制渗碳体的凝集粗大化方面有效的元素。为了有效地发挥该效果，Cr有必要含有0.05％以上。但是当过量地含有时，由于焊接性恶化，因此应该使其为0.30％以下。Cr含量的优选下限为0.10％、优选上限为0.25％。
[Ti：0.008～0.025％]
Ti基本不会固溶于母材，形成碳化物或氮化物，有助于提高强度或加热时的奥氏体粒径微细化。在本发明的成分体系中，通过含有Ti、形成氮化物、抑制奥氏体的粗大化，可以获得确保低温韧性所必须的铁素体(ferrite)组织。该效果在Ti含量为0.008％以上时可有效地发挥，但即便超过0.025％过量地含有，该效果也饱和。
[V：0.01～0.05％]
V如上所述，与Mn或Cr同样，在渗碳体中的固溶度高、是对发挥渗碳体粒粗大化抑制效果有效的元素。另外，V是对于形成微细的碳氮化物、提高钢板韧性所不可缺少的元素。为了发挥这些效果，V有必要含有0.01％以上。但是，超过0.05％过量地含有时，会降低HAZ韧性。V含量的优选下限为0.02％、优选上限为0.04％。
本发明的高强度钢板的基本成分如上所述、余量为铁和不可避免的杂质。予以说明，不可避免的杂质可举出钢原料或在其制造工序中可混入的P、S、N、O等。这些杂质中，特别对于P而言，当其量过剩时，则长时间的SR处理所导致的晶界偏析(grain boundary segregation)的影响变得明显、低温韧性恶化，因此优选抑制在0.008％以下。
本发明的钢板中根据需要含有(a)Cu：0.05～0.8％和/或Ni：0.05～1％、(b)Mo：0.01～0.3％、(c)B：0.0004％以下(不包含0％)、(d)Ca：0.0005～0.005％等也是有用的，根据所含成分的种类，钢板的特性进一步得到改善。[含有这些元素时的适当含量的范围]及其理由如下所述。
[Cu：0.05～0.8％、Ni：0.05～1％]
Cu和Ni是对于提高钢板的淬火性有效的元素。为了有效地发挥这种效果，均优选含有0.05％以上。但是，即便是过量地含有上述效果也已饱和，因此优选Cu为0.8％以下、Ni为1％以下。更优选Cu为0.5％以下、Ni为0.8％以下。Cu和Ni可以含有其中任一种、还可以含有双方。
[Mo：0.01～0.3％]
Mo对于确保退火后的钢板的强度有效地发挥作用。这种效果在Mo含量为0.01％以上时有效地发挥，即便是过量地含有上述效果也已饱和，因此优选为0.3％以下。更优选为0.2％以下。
[B：0.0004％以下]
B是以极少量的添加即对提高钢板的淬火性有效的元素，但过量地含有时，由于严酷的SR处理会对低温韧性造成不良影响，因此优选使其上限为0.0004％以下。
[Ca：0.0005～0.005％]
Ca是通过控制夹杂物对提高钢板韧性有效的元素。这种效果在含量为0.0005％以上时有效地发挥，当过量地含有时，由于上述效果饱和，因此可以为0.005％以下。
本发明的高强度钢板只要满足化学成分组成和上述(1)式的关系，则可以将渗碳体的平均结晶粒径控制在0.165μm以下，由此能够控制SR处理后的强度下降。对于钢板的制造工序而言，可依据通常的方法，但作为获得微细渗碳体所优选的制造方法，例如可举出下述方法(热轧条件和热处理条件)。
将调整了化学成分的钢材进行熔炼后、利用连续铸造机铸造板坯，加热至加热温度：1000～1200℃左右，在800～1000℃的温度区域内结束压延后放冷，接着再次加热至Ac3临界点以上进行淬火处理，然后在600～700℃的温度下进行退火处理。
上述方法中，当板坯的加热温度小于1000℃时，奥氏体结晶粒变得微细、变成难以烧制的组织，超过1200℃时，有时会发生异常粒成长(exagrated grain growth)。另外，使压延结束温度为800～1000℃的温度域是为了尽量提高生产性。
结束压延(热轧)后，暂时缓慢冷却，接着再次加热至Ac3临界点以上进行淬火处理。通过利用这些工序将发生奥氏体变态的组织骤冷，制成马氏体(martensite)等淬火组织，可以提高强度。即，该工序的加热温度小于Ac3临界点时，利用了变态强化的钢板的高强度化无法进行。
最终，为了优化强度，进行退火处理。该过程中，当退火温度小于600℃时，钢板的强度变得过高；超过700℃时，钢板的强度降得过低。
如此获得的本发明的高强度钢板成为微细分散有渗碳体的物质。因此，本发明的钢板极力减少了SR处理后的强度下降、且低温韧性也优异。由此，本发明的钢板作为大型钢制容器的材料极为有用。
本发明的钢板通过使上述(1)式所规定的P值为7.2％以上，成为在施与严酷SR处理后的耐SR特性和HAZ的低温韧性良好的钢板。但是，上述“严酷的SR处理”并非仅限定于其时间、还有必要考虑到与温度的关系进行讨论。本发明中，作为用于客观地判断严酷的SR处理的基准，将下述(4)式规定的TP值达到18.5以上的条件规定为“严酷的SR处理”。即，本发明的钢板即便是在下述(4)式所规定的TP值达到18.5以上的条件下进行SR处理时，耐SR特性也良好。
TP值＝T(20+logt0)×103             ...(4)
T：SR处理加热温度(K)、t0：SR处理加热时间(小时)
【实施例】
以下，利用实施例进一步详细地说明本发明，但下述实施例并非具有限定本发明的性质，还可以在能够适合前·后述宗旨的范围适当加以变更进行实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
以下述表1所示各种化学成分组成进行熔炼(smelting)后，利用连续铸造机铸造板坯，进行热轧(板坯加热温度：1000～1200℃、压延结束温度：800～1000℃)和热处理(加热至900～930℃进行淬火、之后在600～680℃下退火)，获得各种钢板(板厚t：70～72mm)。此时的加热温度是利用程序计算机进行加热开始直至抽提的炉内环境温度、以在炉时间为基础计算的从钢片的表面至里面的温度分布t(t：板厚)/4的部位(从钢板表面至板厚1/4深度的点)的温度。
予以说明，表1还示出了各钢板的Ar3临界点，这些值是根据下述(5)式计算的(式中，[]表示各元素的含量(％)、t表示板厚(mm))。
Ar3＝910-310[C]-80[Mn]-20[Cu]-15[Cr]-55[Ni]-80[Mo]+0.35(t-8)           ...(5)
Figure BPA00001207874500121
对于上述获得的各钢板利用下述方法测定渗碳体的当量圆直径。另外，对各钢板实施以上述TP值计算相当于18～18.5的SR处理，利用下述方法(拉伸试验)测定SR处理前·后的拉伸强度，在测定SR处理前·后的强度下降量(ΔTS)的同时，利用下述方法测定母材的韧性(SR处理后的母材韧性vE-46)。进而，使用各钢板通过下述条件进行焊接施工后，进行SR处理(条件与上述相同)，对HAZ韧性(断裂面转变温度vTrs)也进行评价。予以说明，以下的测定方法中，对任何一个钢板均使用各2根的试验片，求得其平均值。
[渗碳体当量圆直径测定方法]
利用透射型电子显微镜(TEM)以倍率：7500倍对各钢板的t(t：板厚)/4部位进行约200μm视野的观察，共观察10个视野。对由此获得的图像数据进行图像解析，由面积分率和个数计算每个渗碳体的面积，把将渗碳体的剪切面假设为圆时的直径作为当量圆直径导出。此时，面积为0.0005μm2以下的粒子判断为噪音，将其除外。
[拉伸试验]
从SR处理前·后的各钢板的t(t：板厚)/4部位在垂直于压延方向的方向上采集JIS Z 2201的4号试验片，以JIS Z 2241的要领进行拉伸试验测定拉伸强度(TS)。然后，通过SR处理前·后的拉伸强度TS之差测定强度下降量ΔTS，将该ΔTS(平均值)小于35MPa者判断为耐SR特性良好。
[母材韧性(SR后的母材韧性)的评价]
从SR处理后的各钢板的t(t：板厚)/4部位在垂直于压延方向的方向上采集ASTM A370-05(0.500-in.Round Spacimen)试验片，根据ASTM A370-05在-46℃下进行摆锤式冲击试验，测定吸收能量(vE-46)。然后，将vE-46值(平均值)为200J以上者评价为母材韧性优异。
[HAZ韧性(SR后的HAZ韧性)的评价]
对于在下述条件下进行焊接的各钢板实施SR处理(条件与上述相同)，与上述同样，采集ASTM  A370-05试验片，根据ASTMA370-05在-46℃下进行摆锤式冲击试验，测定吸收能量(vE-46)。然后，将vE-46值(平均值)为50J以上者评价为HAZ韧性优异。
<焊接施工条件>
焊接方法：包覆电弧焊接
最高入热量：50k J/cm
焊接材料：LB-62L
电流：170A
电压：26V
焊接速度：6.0cm/min
预热焊道间温度：75℃以上
焊道数：背侧14焊道、后侧17焊道
坡口形状：X坡口
将这些测定结果(渗碳体的当量圆直径、SR处理前TS、SR处理后TS、强度下降量ΔTS、SR处理后母材韧性和SR处理后HAZ韧性)与各钢板的板厚一起示于下述表2。
Figure BPA00001207874500151
由这些结果可如下进行考察(予以说明，下述No.表示表1、2的实验No.)。No.1～5、8～13与化学成分组成一起满足上述(1)～(3)式的关系，由此可以很小地分散渗碳体的当量圆直径、可以减小拉伸强度的下降量(ΔTS)，同时还可良好地确保低温韧性。
与此相对，No.6由于B的含量多，因此淬火性高、组织变为上贝氏体组织、母材和HAZ的韧性均恶化。
No.7使用了不含本发明中作为必须要素的Ti的钢种，由此作为Ti的氮化物的TiN不会析出，加热时的奥氏体结晶粒增大、变为易于烧制的组织。另外，该钢与上述同样变为上贝氏体组织，母材和HAZ的韧性均恶化。
根据这些数据，表示渗碳体当量圆直径与强度下降量(ΔTS)的关系的图为上述图2，表示P值与渗碳体当量圆直径的关系的图为上述图3。另外，将Pt值与母材韧性(vE-46)的关系示于图4。

Claims (7)

1.一种高强度钢板，其特征在于，分别含有C：0.05～0.18质量％、Si：0.10～0.50质量％、Mn：1.2～2.0质量％、Al：0.01～0.10质量％、Cr：0.05～0.30质量％、Ti：0.008～0.025质量％和V：0.01～0.05质量％，余量由铁和不可避免的杂质构成，该不可避免的杂质中的P被抑制为0.008质量％以下，并且该高强度钢板满足下述(1)～(3)式：
6.7[Cr]+4.5[Mn]+3.5[V]≥7.2质量％…(1)
[Cr]、[Mn]和[V]分别表示Cr、Mn和V的质量百分含量；
1.16×([C]/10)1/2×(0.75×[Si]+1)×(5.1×([Mn]-1.2)+5)×(0.35×[Cu]+1)×(0.36×[Ni]+1)×(2.16×[Cr]+1)×(3×[Mo]+1)×(1.75×[V]+1)×(200×[B]+1)≤2.08…(2)
[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]和[B]分别表示C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V和B的质量百分含量；
-{Di-900×[Ti]+50×([P]-0.008)+3500×([B]-0.0004)}≥9.62…(3)
[Ti]、[P]和[B]分别表示Ti、P和B的质量百分含量，Di表示上述(2)式中左边的值。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，组织中的渗碳体的平均粒径以当量圆直径计为0.165μm以下。
3.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，作为其它的元素含有Cu：0.05～0.8质量％和Ni：0.05～1质量％中的至少任一个。
4.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，作为其它的元素含有Mo：0.01～0.3质量％。
5.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，作为其它的元素含有B：0.0004质量％以下。
6.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，作为其它的元素含有Ca：0.0005～0.005质量％。
7.一种高强度钢板，其特征在于，分别含有C：0.05～0.18质量％、Si：0.10～0.50质量％、Mn：1.2～2.0质量％、Al：0.01～0.10质量％、Cr：0.05～0.30质量％、Ti：0.008～0.025质量％和V：0.01～0.05质量％、Cu：0.8质量％以下、Ni：1质量％以下、Mo：0.3质量％以下、B：0.0004质量％以下和Ca：0.005质量％以下，余量由铁和不可避免的杂质构成，该不可避免的杂质中的P被抑制为0.008质量％以下，并且该高强度钢板满足下述(1)～(3)式：
6.7[Cr]+4.5[Mn]+3.5[V]≥7.2质量％…(1)
[Cr]、[Mn]和[V]分别表示Cr、Mn和V的质量百分含量；
1.16×([C]/10)1/2×(0.75×[Si]+1)×(5.1×([Mn]-1.2)+5)×(0.35×[Cu]+1)×(0.36×[Ni]+1)×(2.16×[Cr]+1)×(3×[Mo]+1)×(1.75×[V]+1)×(200×[B]+1)≤2.08…(2)
[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]和[B]分别表示C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V和B的质量百分含量；
-{Di-900×[Ti]+50×([P]-0.008)+3500×([B]-0.0004)}≥9.62…(3)
[Ti]、[P]和[B]分别表示Ti、P和B的质量百分含量，D i表示上述(2)式中左边的值。
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