CN103189537A - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的高强度钢板的化学组成以质量%计含有C：0.05%以上且小于0.10%、Si：0.20%以上且0.50%以下、Mn：0.20%以上且小于1.20%、Cr：0.20%以上且1.20%以下、Mo：0.20%以上且0.60%以下、Nb：0.010%以上且0.050%以下、Ti：0.005%以上且0.030%以下、Al：0.01%以上且0.10%以下、B：0.0003%以上且0.0030%以下、V：0%以上且0.10%以下、Cu：0%以上且0.50%以下、Ca：0%以上且0.0030%以下，并将Ni、P、S、N限制为Ni：0.1%以下、P：0.012%以下、S：0.005%以下、N：0.0080%以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，Pcm为0.22%以下，A为2.0以下，下贝氏体的组织分率与马氏体的组织分率之和为90%以上，上述下贝氏体的组织分率为70%以上，原奥氏体晶粒的纵横比为2以上，屈服强度为885MPa以上，抗拉强度为950MPa以上且1130MPa以下。

Description

高强度钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及焊接性优异的高强度厚钢板及其制造方法。本发明特别涉及用于建设机械和产业机械的结构部件、且屈服强度为885MPa以上、抗拉强度为950MPa以上且1130MPa以下、其大多是板厚为6mm以上且25mm以下的高强度厚钢板及其制造方法。

本申请基于2010年11月5日在日本提出申请的日本特愿2010-248032号主张优先权，在此引用其内容。

背景技术

伴随近年来建筑物的高层化，起重机、混凝土泵车等建设机械有越发大型化的趋势。为了抑制随着建设机械的大型化而重量增加，对结构部件的轻量化需求进一步加大，对所谓的100千克钢级（例如，屈服强度为885MPa以上、抗拉强度950MPa以上）的高强度钢的需要也有进一步加大的趋势。另一方面，就这样的高强度钢而言，由于所添加的合金元素的量增多，所以为了避免焊接施工时的焊接裂纹通常进行预热。然而，为了更有效地进行焊接施工，需要不需要预热的钢材。

由于焊接裂纹敏感性受到扩散性氢的影响非常大，所以期望将焊接金属的扩散性氢量抑制得较低。但是，例如在广泛用于建设机械、产业机械的结构部件的焊接的二氧化碳气体电弧焊接施工中，为了能够将扩散性氢量抑制得特别低，不仅需要选定焊接材料并对其进行管理，而且为了在焊接施工时不混入氢，还需要包括对焊丝的润滑油进行的管理和槽面的清洁化等在内的各种管理，从而施工上的负荷变大。因此，对于二氧化碳气体电弧焊接而言，期望使钢材具有即使在钢中含有被认为焊接施工管理略微不充分时会混入的3.0～5.0ml/100g左右的量的扩散性氢的情况下也不会在无预热而进行焊接时产生裂纹的足够低的裂纹敏感性。

就100千克钢级的钢板的常规的强度规定而言，屈服强度通常为885MPa以上，屈服强度是没有上限的，而抗拉强度例如为950MPa以上且1130MPa以下等的范围，抗拉强度是有上限的。在建设机械用途等中多对钢板进行弯曲加工，但当钢板的抗拉强度超过规格上限时，弯曲加工所需要的载荷变大。因此，进一步考虑到加工受设备能力制约的情况，需要不使钢板的抗拉强度过高。

关于屈服强度为885MPa级的高强度钢板，例如专利文献1以及专利文献2中公开了抗拉强度为950MPa级的高张力钢板。然而，这些钢板为用于压力水管（pen stock）等的壁较厚的厚钢板。因此，对于这些钢板而言，没有特别考虑到弯曲加工性，由此为了确保韧性而添加了大量的Ni作为必须元素，从而作为建设机械用途来说缺乏经济性。

专利文献3中公开了关于焊接性、经济性优异的高张力钢的技术。该技术中，通过将焊接裂纹敏感性指数Pcm抑制为0.29以下来确保焊接性。然而，y型焊接裂纹试验中的裂纹停止预热温度最低为100℃，可以认为采用没有预热的焊接无法确保焊接性。

专利文献4中公开了关于焊接性、止裂性优异的高张力钢的技术。该技术中，为了确保韧性必须添加Ni，作为建设机械用途来说缺乏经济性。另外，虽然在y型焊接裂纹试验中即使无预热也不会产生裂纹，但在该试验的条件下，扩散性氢量为1.2ml/100g。因此，在这种情况下，可以预测用于管理焊接金属的扩散性氢量的焊接施工时的负荷会变大。

专利文献5中公开了关于焊接性、耐HIC特性优异的高张力钢的技术。该技术中，为了确保韧性必须添加Ni和0.6%以上的Mo，作为建设机械用途来说缺乏经济性。另外，虽然在y型焊接裂纹试验中即使无预热也不会产生裂纹，但在该试验的条件下，扩散性氢量被限制为1.5ml/100g，所以可以预测用于管理焊接金属的扩散性氢量的焊接施工时的负荷会变大。

专利文献6中公开了以非调质的方式制造抗拉强度大于980MPa的钢板的方法。该方法中，为了以0.025%以下的极低C量确保大于980MPa的抗拉强度，必须在钢中添加1.5%以上的Mn等大量的合金元素，特别在Mn量多时，偏析部的裂纹敏感性有可能下降。然而，对于焊接性没有任何评价，无法期待优异的焊接性。

专利文献7中公开了考虑了弯曲加工性以及焊接性的抗拉强度为950MPa以上的热轧钢板。由于在该热轧钢板中必须添加大量的Ti，所以可以认为焊接性降低。另外，为了弥补由于大量添加Ti而造成的韧性降低必须添加Ni，因此在经济性上也存在问题。

专利文献8中公开了主要用于管线管、且韧性以及焊接性优异的抗拉强度为950MPa以上的钢板的制造方法。由于Mn量必须为1.8%以上，所以偏析部的裂纹敏感性有可能下降，并且由于铁素体-奥氏体两相区域中的低温轧制是必须的，所以生产率低。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平10-265893号公报

专利文献2：日本特开平8-269542号公报

专利文献3：日本特开平6-158160号公报

专利文献4：日本特开平11-36042号公报

专利文献5：日本特开平11-172365号公报

专利文献6：日本特开2004-84019号公报

专利文献7：日本特开平5-230529号公报

专利文献8：日本特开平8-269546号公报

发明内容

发明所要解决的问题

本发明的目的在于，经济性地提供用于建设机械、产业机械的结构部件、且焊接性优异、屈服强度为885MPa以上、抗拉强度为950MPa以上且1130MPa以下、其大多是板厚为6mm以上且25mm以下的高强度厚钢板及其制造方法。

用于解决问题的手段

本发明的主旨如下所述。

（1）本发明的一个方案的高强度钢板的化学组成以质量%计含有C：0.05%以上且小于0.10%、Si：0.20%以上且0.50%以下、Mn：0.20%以上且小于1.20%、Cr：0.20%以上且1.20%以下、Mo：0.20%以上且0.60%以下、Nb：0.010%以上且0.050%以下、Ti：0.005%以上且0.030%以下、Al：0.01%以上且0.10%以下、B：0.0003%以上且0.0030%以下、V：0%以上且0.10%以下、Cu：0%以上且0.50%以下、Ca：0%以上且0.0030%以下，并将Ni、P、S、N限制为Ni：0.1%以下、P：0.012%以下、S：0.005%以下、N：0.0080%以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，下述（式1）所定义的Pcm为0.22%以下，下述（式2）所定义的A为2.0以下，下贝氏体的组织分率与马氏体的组织分率之和为90%以上，上述下贝氏体的组织分率为70%以上，原奥氏体晶粒的纵横比为2以上，屈服强度为885MPa以上，抗拉强度为950MPa以上且1130MPa以下。

Pcm=[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5×[B]                                               （式1）

A=([Mn]+1.5×[Ni])/([Mo]+1.2×[V])         （式2）

其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]分别为上述化学组成中的C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B的质量%。

（2）上述（1）所述的高强度钢板中，50nm以上的渗碳体的个数密度可以为20个/μm³以下。

（3）上述（1）或（2）所述的高强度钢板中，板厚可以为6mm以上且25mm以下。

（4）本发明的一个方案的高强度钢板的制造方法，将具有下述化学组成的钢加热到1100℃以上，上述钢的化学组成以质量%计含有C：0.05%以上且小于0.10%、Si：0.20%以上且0.50%以下、Mn：0.20%以上且小于1.20%、Cr：0.20%以上且1.20%以下、Mo：0.20%以上且0.60%以下、Nb：0.010%以上且0.050%以下、Ti：0.005%以上且0.030%以下、Al：0.01%以上且0.10%以下、B：0.0003%以上且0.0030%以下、V：0%以上且0.10%以下、Cu：0%以上且0.50%以下、Ca：0%以上且0.0030%以下，并将Ni、P、S、N限制为Ni：0.1%以下、P：0.012%以下、S：0.005%以下、N：0.0080%以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，下述（式3）所定义的Pcm为0.22%以下，下述（式4）所定义的A为2.0以下；对上述钢进行热轧，使得未再结晶温度区域中的累积压下率为60%以上；在线将上述钢从Ar3以上的温度以10℃/秒以上的冷却速度加速冷却至450℃以下且300℃以上的温度，停止加速冷却，然后进行放置冷却。

Pcm=[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5×[B]                                                  （式3）

A=([Mn]+1.5×[Ni])/([Mo]+1.2×[V])            （式4）

其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]分别为上述化学组成中的C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B的质量%。

发明效果

根据本发明，能够经济性地提供用于建设机械、产业机械的结构部件、且屈服强度为885MPa以上、其大多是板厚为6mm以上且25mm以下的焊接性优异的高强度厚钢板。

附图说明

图1是表示Pcm与y型焊接裂纹试验中的裂纹停止预热温度的关系的图表。

图2是表示下贝氏体的组织分率与屈服比的关系的图表。

图3是表示A值与下贝氏体的组织分率的关系的图表。

图4是表示本发明的一个实施方式的高强度钢板的制造方法的概略的流程图。

具体实施方式

为了降低焊接裂纹敏感性，已知有效的是降低焊接裂纹敏感性指数Pcm。为了即使在钢中含有被认为在二氧化碳气体电弧焊接中焊接施工管理不充分时会混入的3.0～5.0ml/100g左右的量的扩散性氢也不会在无预热下产生焊接裂纹，发明者们对于需要使Pcm降低多少进行了研究。通过调节温度及湿度，对具有各种化学组成的钢材实施了JIS Z3158（1993）中规定的y型焊接裂纹试验（1.7kJ/mm的焊接热量输入）。试验材料的板厚均为25mm，必须在同一条件下对2个试验材料实施试验。其中使用1个作为氢分析用的试验材料，试验后立刻从该试验材料采取样品，利用气相色谱测定扩散性氢量。分析的结果是，仅在扩散性氢量超过5.0ml/100g的情况下，将剩余的1个试验材料用于评价有无裂纹的评价试验。从所得到的结果可以得到图1所示的钢材的Pcm与裂纹防止预热温度的关系。即，图1表示了钢材的Pcm和预热温度对于有无裂纹的影响。从该图1可知，当将Pcm降低至0.22%以下时，在扩散性氢量为5.1～6.0ml/100g的范围内，不会在无预热（试验温度为25℃）的条件下产生裂纹。

然而，现有的100千克钢级的厚钢板是由淬火、回火工艺制造的，通常作为主要组织含有回火马氏体。然而，就满足0.22%以下这样的低Pcm的成分组成（化学组成）而言，主要组织为回火马氏体时，不容易得到100千克钢的强度。用于在这样的低Pcm下得到高强度的一个简便方法为不将马氏体组织回火、即利用淬火状态的马氏体组织。然而，由于淬火状态的马氏体组织的可动位错多，所以具有屈服比（屈服强度/抗拉强度）低的特征，当想要确保规格所规定的屈服强度时，抗拉强度就必然要很高。关于JIS规格中的100千克钢的强度的规格值，屈服强度为885MPa以上，抗拉强度为950MPa以上且1130MPa以下。在上述规格值中考虑制造上的品质（强度）的偏差等而将屈服强度的下限的目标值设定为915MPa、抗拉强度的上限的目标值设定为1100Mpa时，可以认为屈服比（屈服强度/抗拉强度）为83%以上是必要条件。就淬火状态的马氏体组织而言，难以得到该屈服比。发明者们对于组织与强度的关系进行各种研究，结果得出了如下结论：为了以淬火状态获得高屈服比，较为有效的是，将淬火组织控制为下贝氏体主体的组织，降低马氏体组织的分率。

而且，发明者们详细调查了具有C量为0.05%以上且小于0.10%、Pcm为0.22%以下的各种成分组成的钢材的组织分率与强度和屈服比的关系。其结果表明：首先为了确保885MPa以上的屈服强度，下贝氏体的组织分率（下贝氏体分率）与马氏体的组织分率（马氏体分率）之和必须为90%以上（上贝氏体以及铁素体的组织分率小于10%）。另外，得出了如下见解：为了满足83%以上的屈服比，钢板的组织必须为以下贝氏体为主体的组织（下贝氏体单相组织或下贝氏体与马氏体的混合组织），具体而言，钢板的组织所含的下贝氏体的组织分率必须为70%以上（图2）。此外，在图2以及后述的图3中，使用板厚为6～25mm、且下贝氏体分率与马氏体分率之和为90%以上的钢板，在该钢板中，通过在300～450℃下停止水冷来控制组织。

接着，发明者们对于将钢板的组织稳定地控制为下贝氏体主体的组织的方法进行了研究。例如，当将淬火时的冷却速度控制在一定范围时就能够得到下贝氏体，但得到下贝氏体的冷却速度范围通常很窄，因此这样的冷却速度的控制在工业上并不是好的策略。作为能够稳定且简便地制造下贝氏体主体的组织的工艺，有效的是：在淬火时，不加速冷却至室温，而在冷却的中途的适当的温度下停止水冷，由此以后通过放置冷却来减缓冷却速度。当使水冷停止温度（从水冷转移至放置冷却的钢板温度）低于300℃时，马氏体分率变得过高。相反，当水冷停止温度高于450℃时，容易生成上贝氏体。因此，期望水冷停止温度为300℃以上且450℃以下。

发明者们对于具有C量为0.05%以上且小于0.10%、Pcm为0.22%以下的各种成分组成的钢种，在板厚为6～25mm、水冷停止温度为300℃以上且450℃以下的条件下制造钢板，并对于下贝氏体的组织分率与马氏体的组织分率之和为90%以上的钢材详细调查了强度与组织分率的关系。

其结果是，可知由于Mn以及Ni具有抑制下贝氏体相变的作用，因此特别在中途停止水冷的工艺中，在使下贝氏体的组织分率降低、水冷停止温度低时提高马氏体的组织分率的趋势较强，并且水冷停止温度高时提高上贝氏体的组织分率（上贝氏体分率）的趋势较强。另外，还确认了Mo以及V抑制铁素体和上贝氏体的生成从而提高下贝氏体的组织分率的趋势较强。因此，得到如下认识：在中途停止水冷的工艺中为了易于稳定地得到下贝氏体主体的组织，抑制Mn以及Ni的量、并增加Mo以及V的量是非常有效的。具体而言，得到了如下认识：在C量为0.05%以上且小于0.10%、下述（式5）所定义的Pcm为0.22%以下的成分组成的条件的基础上，当将下述（式6）所定义的A（A值）调节为2.0以下时，在马氏体的组织分率与下贝氏体的组织分率之和为90%以上的情况下能够可靠地得到下贝氏体分率为70%以上的组织（图3）。

通过得到这样的下贝氏体主体的组织，屈服比变为83%以上，所以能够在考虑到一定程度的强度的偏差的情况下稳定地满足屈服强度的下限（885MPa）和抗拉强度的上限（1130MPa）。

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

A=([Mn]+1.5×[Ni])/([Mo]+1.2×[V])            （式6）

其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]分别为化学组成中的C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B的质量%。

以下，对本发明的一个实施方式的高强度钢板进行详细说明。

首先，阐述本实施方式的钢成分的限定理由。另外，以下“%”的意思是指“质量%”。

C是对具有以下贝氏体为主体的组织的本实施方式的钢的强度有很大影响的重要元素。为了得到885MPa以上的屈服强度，C量必须为0.05%以上，优选为0.055%以上或0.060%以上。然而，C量为0.10%以上时，抗拉强度变得过高。因此，C量小于0.10%，期望为0.095%以下或0.090%以下。

Si在后述的在中途停止水冷的工艺中，能够抑制水冷停止后的缓慢冷却中渗碳体粗大化，所以为了获得高强度，增加Si量是有利的。因此，Si量为0.20%以上，期望为0.25%以上或0.30%以上。然而，当在钢中过量地添加Si时有可能损害韧性，因此Si量的上限为0.50%，期望为0.45%或0.40%。

Mn是对于提高淬透性、使强度升高有效的元素。因此，Mn量为0.20%以上，期望为0.30%以上或0.50%以上。然而，由于Mn具有抑制下贝氏体相变的作用，所以特别在中途停止水冷的工艺中，使下贝氏体的组织分率降低、水冷停止温度低时，提高马氏体的组织分率的趋势较强，并且水冷停止温度高时，提高上贝氏体分率的趋势较强。特别Mn量为1.20%以上时，难以得到83%以上的屈服比，因此Mn量小于1.20%，期望为1.00%或0.90%以下。

由于Cr对于提高淬透性、提高强度是有效的，所以Cr量为0.20%以上，优选为0.25%以上或0.30%以上。然而，当在钢中过量地添加Cr时，焊接性有可能降低，因此Cr量为1.20%以下，期望为1.10%以下或1.00%以下。

Mo对于抑制铁素体的生成、在后述的在中途停止水冷的工艺中使下贝氏体稳定地生成是有效的。因此，Mo量必须为0.20%以上，优选为0.25%以上或0.30%以上。然而，当在钢中大量添加Mo时，有时会损害焊接性，并且Mo还是昂贵的元素。因此，Mo量为0.60%以下，期望为0.58%以下或0.55%以下。

由于Ni也与Mn同样具有抑制下贝氏体相变的作用，因此特别在中途停止水冷的工艺中，使下贝氏体的组织分率降低、水冷停止温度低时，提高马氏体的组织分率的趋势较强，并且在水冷停止温度高时，提高上贝氏体的分率的趋势较强。因此，当在钢中添加Ni时，难以得到83%以上的屈服强度。所以，有意图地不在钢中添加Ni，而将Ni量抑制在钢中不可避免地含有的范围内。具体而言，Ni量的上限为0.1%，期望为0.05%或0.04%。Ni量的下限不需要特别限制，为0%。此外，在钢中添加Cu作为选择元素时，也可以将Ni量限制为上述的Ni量以下，同时在钢中添加Cu的0.5倍以上的Ni。

Nb通过在轧制中生成微细碳化物来扩展未再结晶温度区域从而提高控制轧制效果，并且通过晶粒微细化提高韧性。因此，Nb量为0.010%以上，期望为0.015%以上或0.020%以上。但是，当在钢中过量地添加Nb时，焊接性有时会受到损害，因此Nb量为0.050%以下，期望为0.045%以下或0.040%以下。

在本实施方式中，为了确保用于得到下贝氏体组织的适当的淬透性而利用B。为了得到该适当的淬透性，必须在直接淬火时确保游离B。由于N生成BN而使游离B降低，所以为了不生成BN在钢中添加适量的Ti，将N作为TiN固定。

为了将N作为TiN固定而在钢中含有Ti。即，在钢中，Ti量为0.005%以上，期望为0.010%或0.012%以上。然而，由于过量地添加Ti有时会使焊接性降低，所以Ti量的上限为0.030%，期望为0.025%或0.020%。

B具有提高钢的淬透性的效果，为了发挥该效果，B量必须为0.0003%以上，优选为0.0005%以上或0.0010%以上。然而，当在钢中添加超过0.0030%的B时，焊接性和韧性有可能降低。因此，B量为0.0030%以下，期望为0.0025%以下或0.0020%以下。

当在钢中过量地含有N时，会如上所述生成BN而损害B的淬透性提高效果，且会使韧性降低。因此，将N量抑制为0.0080%以下，期望抑制为0.0060%以下或0.0050%以下。另外，由于在钢中不可避免地含有N，所以N量的下限不需要特别限制，为0%。

Al作为脱氧材料添加在钢中，在该钢中，Al量通常为0.01%以上。然而，过量地添加Al有时会使韧性降低，因此Al量的上限为0.10%，期望为0.08%或0.05%。

P是使韧性降低的有害元素。因此，将P量抑制为0.012%以下，期望抑制为0.010%以下或0.008%以下。另外，由于P为不可避免的杂质，所以P量的下限不需要特别限制，为0%。

由于S是形成MnS而使弯曲加工性降低的有害元素，所以期望尽量降低S量。因此，将S量抑制为0.005%以下，期望抑制为0.004%以下或0.003%以下。另外，由于S为不可避免的杂质，所以S量的下限不需要特别限制，为0%。

以上的元素为本实施方式的钢的基本成分（基本元素），含有该基本元素、剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成的化学组成是本实施方式的基本组成。然而，在该基本组成的基础上（代替剩余部分Fe的一部分），还可以在本实施方式中根据需要含有以下的元素（选择元素）。此外，即使在钢中不可避免地混入这些选择元素，也不会损害本实施方式的效果。

即，在上述基本成分以外，还能够在钢中添加V、Cu、Ca中的一种以上作为选择元素。

V使淬透性提高，还具有在回火马氏体组织或回火贝氏体组织中的析出强化效果，对于提高强度是有效的，所以可以根据需要添加V。然而，大量地添加V有时会损害焊接性，并且V还是昂贵的元素，所以V量为0.10%以下，期望为0.090%以下或0.080%以下。另外，为了降低合金成本，不需要有意图地在钢中添加V，V量的下限为0%。

Cu为通过固溶强化使强度提高的元素，可以根据需要添加Cu。例如，能够在钢中添加Cu使得Cu量达到0.05%以上。然而，当大量地添加Cu时，由固溶强化得到的强度提高的效果会达到界限。因此，Cu量为0.50%以下，期望为0.40%以下或0.30%以下。另外，Cu为昂贵的元素，所以为了降低合金成本，不需要有意图地在钢中添加Cu，Cu量的下限为0%。

Ca具有将钢板的硫化物球状化从而减轻由MnS造成的弯曲加工性降低的效果，根据需要也可以在钢中添加Ca。此外，为了该目的，在钢中添加Ca，可以使钢中含有0.0001%以上的Ca。但是，由于大量地添加Ca有时会使焊接性降低，所以Ca量的上限为0.0030%以下，期望为0.0020%以下或0.0010%以下。另外，为了降低合金成本，不需要有意图地在钢中添加Ca，Ca量的下限为0%。

如上所述，本实施方式的高强度钢板具有含有上述的基本元素、剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成的化学组成、或者具有含有上述的基本元素和选自上述选择元素中的至少1种、剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成的化学组成。

在以上的各元素的量的范围的条件的基础上，如上所述，为了确保充分的焊接性，调节成分组成使得上述（式5）所定义的Pcm为0.22%以下。

如上所述，在Pcm为0.22%以下的条件下，为了满足83%以上的屈服比，钢板的组织中的马氏体分率与下贝氏体分率之和必须为90%以上，其中，下贝氏体的分率必须为70%以上。为了易于稳定地得到该下贝氏体主体的组织，调节成分组成使得上述（式6）所定义的A（A值）为2.0以下。

另外，在钢中不含作为选择元素的V以及Cu的情况下，Pcm以及A分别由下述（式7）以及（式8）所定义。这些（式7）以及（式8）分别对应上述（式5）以及（式6）。

Pcm=[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+5×[B]    （式7）

A=([Mn]+1.5×[Ni])/[Mo]                                   （式8）

此外，在上述（式5）～（式8）中，在钢中不含对应式中的各变量的元素（例如V、Cu、Ni）时，在其变量中代入0。

满足上述各元素的量的范围、Pcm以及A的条件的成分组成为本实施方式的成分组成。

接着，对本实施方式的钢的组织进行说明。

如上所述，为了在确保通常的焊接施工管理所必须的焊接性的同时还满足83%以上的屈服比，马氏体分率与下贝氏体分率之和必须为90%以上，其中下贝氏体的分率必须为70%以上。

这里，下贝氏体中，大量的微细的渗碳体存在于铁素体板条的界面和铁素体板条内。该微细的渗碳体提高屈服强度，被认为特别是对直径（当量圆直径）为1～10nm左右的渗碳体的屈服强度提高效果大，期望这样的微细的渗碳体多。然而，高精度地测定数nm的渗碳体并不容易。另一方面，当考虑对应C量等制造条件在钢中生成一定量的渗碳体时，存在微细的渗碳体越多则粗大的渗碳体越少的趋势。因此，本发明的发明者们对于屈服强度和渗碳体的大小、个数密度详细地进行了调査，结果得出了如下认识：具体而言，钢板组织中的直径（当量圆直径）为50nm以上的较粗大的渗碳体的个数密度为20个/μm³以下是使钢板组织大量地含有微细的渗碳体而使屈服强度显著提高的优选条件。通过在钢板组织中大量地含有这样的微细的渗碳体，能够容易地达成83%以上的屈服比。另外，该渗碳体的个数密度的下限为0个/μm³。

此外，利用萃取复型法通过电解使规定体积的钢板的坯体溶出，制作萃取渗碳体后的样品，利用透射型电子显微镜（TEM）观察该样品，能够得到具有50nm以上的当量圆直径的渗碳体（50nm以上的渗碳体）的每单位体积的个数（个数密度）。

另外，如后所述，原奥氏体（原奥氏体晶粒）的纵横比为2以上。原奥氏体的纵横比是原奥氏体的长轴长度相对于短轴长度之比（轴比），其是各原奥氏体晶粒的轴比的平均值。因此，该纵横比的下限为1。

此外，对本发明的一个实施方式的高强度钢板的制造方法进行详细说明。使用以下的方法，由通过添加等以满足上述实施方式的成分组成的条件的方式对钢中的成分组成进行了调节的板坯（钢）制造高强度钢板。另外，图4表示本实施方式的高强度钢板的制造方法的概略。

为了使提高控制轧制效果的Nb、有助于淬透性的Mo等合金元素的碳化物或碳氮化物充分地固溶在钢中，将上述板坯在1100℃以上的温度（加热温度）下加热（S1）。该加热温度的上限没有特别限制，由于生产率降低，或加热时的奥氏体的粒径极端增大，所以上限优选为1300℃。

对于该加热后的板坯，以未再结晶温度区域中的累积压下率为60%以上的方式进行热轧直到达到目标的板厚（S2）。就热轧后的板坯、即钢板（钢）而言，其板厚大多为6～25mm，但不一定限制为该板厚。这里，当未再结晶温度区域中的累积压下率为60%以上时，能够在钢中导入充分的加工应变，从而能够适当控制钢板的强度特性。另外，未再结晶温度区域是Ar3以上且960℃以下的温度区域，在该温度区域中，能够防止轧制后的再结晶（减少加工应变）。另外，Ar3（Ar3相变点）是在冷却时铁素体相变开始的温度，能够使用富士电波工机制的热加工再现试验装置（THERMECMASTOR-Z）进行测定。在该Ar3的测定中，将钢（样品）加热到1200℃，保持10分钟后，以2.5℃/分钟冷却，测定冷却时的体积变化，根据该体积变化确定Ar3。另外，未再结晶温度区域中的累积压下率小于100%。

对于利用热轧得到的钢板（钢），接着热轧继续在线从Ar3以上的温度（水冷开始温度）进行加速冷却（水冷）。通过在线进行加速冷却，能够提高淬透性，对于降低Pcm是有利的。将加速冷却开始温度设为Ar3以上的温度是因为如下的理由：当从小于Ar3的温度开始加速冷却时，生成铁素体、上贝氏体，从而钢板的强度大幅降低。开始加速冷却后，在300℃以上且450℃以下的温度（水冷停止温度）下停止该加速冷却，然后进行放置冷却（S3）。在水冷停止温度超过450℃时，容易生成上贝氏体，屈服强度以及抗拉强度降低的趋势较强。另外，在水冷停止温度低于300℃时，马氏体的组织分率变高，屈服比降低，因此难以兼顾屈服强度的下限和抗拉强度的上限。这里，加速冷却（水冷）是在上述冷却停止温度以上且Ar3以下的温度区域中钢板的1/4t部的平均冷却速度为10℃/秒以上的冷却，该加速冷却的平均冷却速度的上限没有特别限制。另外，放置冷却（在大气中保持）是在室温以上且低于上述冷却停止温度的温度区域中钢板的1/4t部的平均冷却速度为1℃/秒以下的冷却，该放置冷却的平均冷却速度的下限没有特别限制。其中，钢板的1/4t部是从钢板的表面在板厚中心（深度）方向上间隔板厚的1/4的距离的部分，该1/4t部的冷却速度是从进行温度解析得到的温度变化求得的。另外，通过上述的加速冷却后的放置冷却，能够得到70%以上的下贝氏体，能够充分确保微细的渗碳体。此时，对于大多数所得到的钢板而言，50nm以上的较粗大的渗碳体的个数密度为20个/μm³以下。

利用本实施方式所制造的钢板中，下贝氏体分率与马氏体分率之和为90%以上，下贝氏体分率为70%以上，作为由在线加速冷却制造的钢板的组织的特征，原奥氏体的纵横比为2以上。另外，在本实施方式中，能够在不进行回火的情况下达成885MPa以上的屈服强度和950MPa以上且1130MPa以下的抗拉强度。

另一方面，对于钢板而言，在线不进行加速冷却而在冷却结束后进行再加热和淬火时，钢板的原奥氏体的纵横比小于2.0。此时，为了确保屈服比，必须要回火，因此工序数以及工序所需时间增加，工业上成本变高。

另外，在加速冷却后卷绕钢板，在卷状的状态下放置钢板的情况下，放置冷却时的冷却速度非常小，50nm以上的较粗大的渗碳体的个数密度会超过20个/μm²。因此，不期望对于卷材状态的钢板进行加速冷却后的放置冷却，而期望放置每一张钢板进行空气冷却直到钢板的温度为250℃以下。即，期望在不重叠钢板的情况下（例如以能够使钢板的表面与空气接触的方式）放置冷却直到钢板的温度为250℃以下。可以在钢板的温度达到250℃以下后，重叠钢板来放置冷却。

而且，当热轧后将通过进行加速冷却所得到的钢板在高温下回火时，渗碳体容易粗大化，难以充分确保微细的渗碳体。

实施例

利用表3以及表4所示的制造条件，由通过熔炼具有表1以及表2所示的成分组成的钢组成No.A～AP的钢得到的钢片制造板厚为6～25mm的钢板No.1～55。在表1以及表2中，没有有意图地在钢中添加Cu、Ni、V、Ca时，在这些化学成分的量上加上了括号。另外，在表3以及表4中，停止加速冷却（水冷）后，不卷绕钢板而将每一张钢板放置冷却，直至钢板的温度达到250℃。

对于这些钢板No.1～55，利用以下所示的方法，测定了下贝氏体以及马氏体的组织分率、50nm以上的渗碳体的个数（个数密度）、原奥氏体的纵横比、y型焊接裂纹试验中的焊接金属的扩散性氢量，并对屈服强度、抗拉强度、焊接性、韧性进行了评价。通过这些测定以及评价所得到的钢板的组织以及特性示于表5以及6。

将钢板剖面进行镜面研磨后进行硝酸乙醇腐蚀，用扫描型电子显微镜（SEM）观察钢板剖面的上述1/4t部附近。这里，倍率为3000倍，选择15个25μm×20μm的范围的视场。由通过该观察得到的图像测定下贝氏体以及马氏体的面积，求出各自的组织分率（面积率）。另外，用与这些图像相同的方法，观察1/4t部附近处的钢板的与轧制方向（长度方向）平行的剖面（L剖面、与板厚中心方向垂直的剖面），由所得到的图像测定原奥氏体的长轴长度和短轴长度，将长轴长度除以短轴长度求出纵横比。而且，制作利用萃取复型法通过电解使规定体积的钢板的坯体从钢板No.1～55中溶出而萃取渗碳体后的样品，利用透射型电子显微镜（TEM）观察该样品，求出具有50nm以上的当量圆直径的渗碳体的个数密度。在进行个数测定时，利用EDX对渗碳体以外的析出物进行了区分，在钢板No.1～55中，几乎不存在渗碳体以外的50nm以上的析出物。

另外，Ar3（Ar3相变点）使用富士电波工机制的热加工再现试验装置（THERMECMASTOR-Z）进行测定，在该Ar3的测定中，将钢（样品）加热到1200℃并保持10分钟后，以2.5℃/分钟冷却，测定冷却时的体积变化，根据该体积变化确定Ar3。

另外，从钢板No.1～55采取JIS Z2201（1998）中规定的1A号抗拉试验片，通过JIS Z2241（1998）中规定的抗拉试验测定屈服强度以及抗拉强度。该抗拉试验的结果是，屈服强度为885MPa以上、抗拉强度为950MPa以上且1130MPa以下时，分别将钢板的屈服强度以及抗拉强度评价为“合格”。

在JIS Z3158（1993）中规定的y型焊接裂纹试验中评价钢板No.1～55的焊接性。在该y型焊接裂纹试验中对温度以及湿度进行调节，以15kJ/cm的热量输入进行二氧化碳气体电弧焊接，用于评价的钢板的板厚为25mm。该试验的结果是，在无预热（室温25℃）的情况下焊根裂纹率为0时，将钢板的焊接性评价为“合格”。另外，由于可以认为板厚为6mm～16mm的钢板No.2、4、7、9、18与具有类似的成分的钢板No.1、3、6、8、17具备同样的焊接性，所以对于这些钢板No.2、4、7、9、18，省略y型焊接裂纹试验。

另外，在y型焊接裂纹试验中，分别对于2个试验材料进行将温度以及湿度、热量输入等条件设定为相同条件的焊接，其中，将1个焊接后立即采取样品，利用JIS Z3118（2007）中规定的气相色谱法测定焊接金属的扩散性氢量。分析的结果是，仅在扩散性氢量超过5.0ml/100g的情况下，将剩余的1个试验材料用于上述焊接性（有无裂纹）的评价试验。

从板厚中心部在轧制方向的垂直方向上采取JIS Z2201（1998）中规定的4号夏氏试验片，测定-40℃时的冲击试验的吸收能，由3张试验片的吸收能的平均值（vE-40）评价韧性，将27J设定为韧性的目标值。另外，对于板厚为6mm以及9mm的钢板，采取5mm的小尺寸的夏氏试验片，将每1cm²的吸收能值为27J以上设定为韧性的目标值。

此外，表1以及表2中带有下划线的化学成分的量、Pcm以及A的值不满足本发明的钢板的组成条件。同样，表3以及表4中带有下划线数值不满足本发明的制造条件。表5以及表6中带有下划线数值不满足本发明的钢板的组织，或者钢板的特性不充分。

表2中的钢板No.1～18中，下贝氏体分率与马氏体分率之和（下贝氏体分率+马氏体分率）均为90%以上，且下贝氏体分率均为70%以上，屈服强度、抗拉强度、屈服比、焊接性、韧性都满足上述的目标值。这里，在用于评价焊接性而实施的y型焊接裂纹试验中，从焊接金属中的扩散性氢的量为5.1～6.0ml/100g的范围，由此确认了在该范围不产生焊接裂纹。因此，在二氧化碳气体电弧焊接中，只要扩散性氢量是被认为焊接施工管理略微不充分时会混入的3.0～5.0ml/100g左右，则由于该扩散性氢量低于上述范围的扩散性氢量，因此可以视为不产生焊接裂纹。这里，在进一步对于钢板No.1～18进行500℃下的回火时，50nm以上的较粗大的渗碳体的个数密度增加，与不进行回火的情况相比，屈服强度降低。另外，例如在钢板No.7的制造条件中，在将未再结晶温度区域中的累积压下率变更为小于60%的情况下，由于不能在钢中导入充分的加工应变，所以强度特性中的任何特性（例如韧性）都低于钢板No.7。

对此，在表1以及表2中的下划线所示的各化学成分的量不满足本发明的条件的钢板No.19～42中，尽管满足本发明的制造条件，但屈服强度、抗拉强度、焊接性、韧性中的一项以上不满足目标值。

就钢板No.43～49而言，各化学成分的量满足本发明的条件。然而，就Pcm的值不满足本发明的条件的钢板No.43～45而言，焊接性为不合格。同样，就A的值不满足本发明的条件的钢板No.46～47而言，屈服强度为不合格。另外，就Pcm值和A值都不满足本发明的条件的钢板No.48～49而言，焊接性和屈服强度均不合格。

就钢板No.50～55而言，各化学成分的量、Pcm、A的值都满足本发明的条件。然而，就钢板No.50～55而言，制造条件中的任一项均不满足本发明的条件。因此，就钢板No.50～55而言，钢板的组织的条件（下贝氏体+马氏体分率、下贝氏体分率中的一项以上）不满足本发明的条件，而且屈服强度、抗拉强度、韧性中的至少一项不合格。

另外，就钢板No.54而言，在通过轧制钢片来制造钢板并进行放置冷却后，将钢板再加热到930℃，并且以40℃/秒的冷却速度从810℃冷却到350℃的温度区域。因此，例如与钢板No.52相比，钢板No.54的制造成本增加。

产业上的可利用性

能够经济性地提供屈服强度为885MPa以上、抗拉强度为950MPa以上且1130MPa以下、且焊接性优异的高强度厚钢板及其制造方法。

Claims (4)

1.一种高强度钢板，其特征在于，化学组成以质量%计含有C：0.05%以上且小于0.10%、Si：0.20%以上且0.50%以下、Mn：0.20%以上且小于1.20%、Cr：0.20%以上且1.20%以下、Mo：0.20%以上且0.60%以下、Nb：0.010%以上且0.050%以下、Ti：0.005%以上且0.030%以下、Al：0.01%以上且0.10%以下、B：0.0003%以上且0.0030%以下、V：0%以上且0.10%以下、Cu：0%以上且0.50%以下、Ca：0%以上且0.0030%以下，

并将Ni、P、S、N限制为Ni：0.1%以下、P：0.012%以下、S：0.005%以下、N：0.0080%以下，

剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，下述式1所定义的Pcm为0.22%以下，下述式2所定义的A为2.0以下，下贝氏体的组织分率与马氏体的组织分率之和为90%以上，所述下贝氏体的组织分率为70%以上，原奥氏体晶粒的纵横比为2以上，屈服强度为885MPa以上，抗拉强度为950MPa以上且1130MPa以下，

Pcm=[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5×[B]                                               （式1）

A=([Mn]+1.5×[Ni])/([Mo]+1.2×[V])            （式2）

其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]分别为所述化学组成中的C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B的质量%。

2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，50nm以上的渗碳体的个数密度为20个/μm³以下。

3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其特征在于，板厚为6mm以上且25mm以下。

4.一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，

将具有下述化学组成的钢加热到1100℃以上，所述钢的化学组成以质量%计含有C：0.05%以上且小于0.10%、Si：0.20%以上且0.50%以下、Mn：0.20%以上且小于1.20%、Cr：0.20%以上且1.20%以下、Mo：0.20%以上且0.60%以下、Nb：0.010%以上且0.050%以下、Ti：0.005%以上且0.030%以下、Al：0.01%以上且0.10%以下、B：0.0003%以上且0.0030%以下、V：0%以上且0.10%以下、Cu：0%以上且0.50%以下、Ca：0%以上且0.0030%以下，并将Ni、P、S、N限制为Ni：0.1%以下、P：0.012%以下、S：0.005%以下、N：0.0080%以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，下述式3所定义的Pcm为0.22%以下，下述式4所定义的A为2.0以下；

对所述钢进行热轧，使得未再结晶温度区域中的累积压下率为60%以上；

在线将所述钢从Ar3以上的温度以10℃/秒以上的冷却速度加速冷却至450℃以下且300℃以上的温度，停止加速冷却，然后进行放置冷却；

Pcm=[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5×[B]                                               （式3）

A=([Mn]+1.5×[Ni])/([Mo]+1.2×[V])            （式4）

其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]分别为所述化学组成中的C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B的质量%。

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