CN1769509A - 强度－延展性平衡以及可焊性优异的厚钢板及其制造方法 - Google Patents

强度－延展性平衡以及可焊性优异的厚钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种能够确保良好的母材韧性和大热量输入可焊性，提高均匀伸长，强度—延展性平衡优异的590～780MPa级的厚钢板及其制造方法。所述厚钢板，以质量％计，分别含有C：0.01～0.10％、Si：0.05～2.0％、Mn：1.5～7.0％、Al：0.1％以下(不包含0％)、Ti：0.002～0.1％、N：0.001～0.01％，剩余部分实质上是铁以及不可避免的杂质，将此厚钢板热轧后，加热至(Thold－Ael)/(Ae3－Ael)×100为5～50％的范围的加热温度Thold，并进行保持，使厚钢板组织的残留γ的分率为1.0～30％，并且此残留γ的分率满足特定的KTP值，从而提高强度—延展性平衡。

Description

强度—延展性平衡以及可焊性优异的厚钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种强度—延展性平衡以及可焊性优异的、590～780MPa级的高强度厚钢板及其制造方法。
背景技术
历来，船舶、海洋构造物、桥梁、建筑构造物等的大型构造物定向于轻量化，对这些建筑、构造用的厚钢板，要求是590MPa级以上的高强度厚钢板。对这样的高强度厚钢板，特别是从提高建筑构造物和钢构造物的抗震性的观点出发，要求其均匀伸长要高。此均匀伸长，是指在直到钢板断裂为止的途中，到局部收缩开始为止的伸长，是钢板变形时的稳定性的指标，均匀伸长的值高，则能够得到良好的抗震性。
作为提高此均匀伸长的方法，利用奥氏体的相变致塑性(以下，称为“TRIP”)，使残留奥氏体(残留γ)的量增加的方法历来被大家所熟识。
例如，在作为汽车和各种的产业机械中使用的高强度构件的原材料的热轧高张力钢板领域中，由于通过冲压加工等的成形加工，加工成所定的形状，所以要求强度—延展性平衡优异的钢板。因此，在专利文献1～3等中，公开了将适当的组织的细化和残留奥氏体的TRIP现象进行组合的强度高并且强度—延展性平衡优异的钢的制造方法。
还有，在专利文献4中提出了如下提案，作为强度—延展性平衡优异并且能够进行化成处理的热轧高强度钢板，在含有C为0.05～0.30％的热轧高张力钢板中，以体积比率计含有15％以上的奥氏体，剩余部实质上由平均晶粒径为1.5～3μm的多边形铁素体(polygonal ferrite)构成。
这些专利文献1～4，与大热量输入焊接的厚钢板不同，是用于汽车和各种产业机械的钢板，当然没有考虑到大热量输入焊接时的HAZ韧性等。因此，当然，大热量输入焊接时的HAZ韧性较低，所以不能适用于建筑物和桥梁等的大型构造物用的厚钢板。还有，作为组织也同样，多边形铁素体，会降低高强度钢板的强度—延展性平衡，和耐焊接裂纹性还有大热量输入HAZ韧性。
此外，为了提高均匀伸长，而使残留γ增加，则岛状的马氏体也会增加，从而存在母材韧性下降的问题。
由此，在大热量输入焊接的厚钢板中，作为确保良好的母材韧性并提高均匀伸长的技术，在专利文献5中提出了如下提案，在C：0.010～0.06％的590MPa级的高张力厚钢板中，使0.5体积％以上的残留奥氏体存在，并且使岛状马氏体的分率在20体积％以下，以[Mn]+1.5×[Cr]+2×[Mo]所表示的KP值(％)在特定的范围。
【专利文献1】特开昭63-4017号公报(权利要求的范围)
【专利文献2】特开平9-87798号公报(权利要求的范围)
【专利文献3】特开平9-104947号公报(权利要求的范围)
【专利文献4】特开2004-131833号公报(权利要求的范围)
【专利文献5】特开2003-160835号公报(权利要求的范围，表3)
但是，上述专利文献5，如其实施例表3所示，抗拉强度618MPa的均匀伸长为13.1％左右，相对于抗拉强度延展性较低，强度—延展性平衡(抗拉强度×均匀伸长)也在很低的水平。
由此，在590MPa级以上的高强度厚钢板中，其现状为希望一种能够确保良好的母材韧性和大热量输入可焊性，提高均匀伸长，强度—延展性平衡优异的厚钢板。
发明内容
本发明正是鉴于这样的情况，其目的在于，提供一种能够确保良好的母材韧性和大热量输入可焊性，提高均匀伸长，强度—延展性平衡优异的590～780MPa级的高强度厚钢板及其制造方法。
为了达到此目的，本发明的强度—延展性平衡以及可焊性优异的厚钢板的特征在于，以质量％计，分别含有C：0.01～0.10％、Si：0.05～2.0％、Mn：1.5～7.0％、Al：0.1％以下(不包含0％)、Ti：0.002～0.1％、N：0.001～0.01％，剩余部分实质上是铁以及不可避免的杂质，厚钢板组织中残留γ的分率为1.0～30％，并且此残留γ的分率满足下述KTP值。这里KTP值＝-3.14×103+163×(γR分率)+5.09×105×(1/Ms(γR))≥0
这里，Ms(γR)是残留γ的Ms点(马氏体相变开始温度)，表示为Ms(γR)＝550-361(％C(γR))-39(％Mn)-20(％Cr)-17(％Ni)-10(％Cu)-5(％Mo)
这里，％C(γR)为残留γ中的C量。
还有，在上述Ms(γR)的式中，本发明中还要考虑选择性添加元素Cr、Ni、Cu、Mo的量。这是因为认识到：不仅在选择性地含有(进行添加)实质量的Cr、Ni、Cu、Mo的情况下，而且在作为可以测定的杂质量的水平含有的情况下，严密地说由于影响Ms(γR)的值，所以在重要的Ms(γR)的计算中应当进行考虑。
还有，为了达到此目的，本发明的强度—延展性平衡以及可焊性优异的厚钢板的制造方法的特征在于，由权利要求1～6中所述的任一成分组成构成的原材钢，进行加热，热轧后进行强制冷却，其后进行热处理，即，加热至(Thold-Ae1)/(Ae3-Ae1)×100为5～50％的范围的加热温度Thold，并进行保持。
在本发明中，对于590～780MPa级的厚钢板，为了提高均匀伸长，增加或者确保残留γ量，这一点与所述现有技术相同。
但是，本发明中，此外还提高残留γ中C的量(提高C浓度)，以确保残留γ的稳定性。由此，能够使残留γ的分率(量)和残留γ的稳定性取得平衡，提高均匀伸长，能够确保优异的强度—延展性平衡。还有，也抑制岛状马氏体的增加，能够确保韧性。
因此，本发明的上述KTP值，可以说能够作为残留γ的稳定性的指标，或者奥氏体相变致塑性(“TRIP”)效果的指标，以及作为强度—延展性平衡的指标。
上述专利文献5的强度—延展性平衡(抗拉强度×均匀伸长)较低，推测是因为虽然确保了残留γ的分率(量)，但是由于残留γ中的C量少，所以残留γ变得不稳定。
这样，本发明的590～780MPa级的高强度厚钢板，能够确保良好的母材韧性和大热量输入可焊性，提高均匀伸长，强度—延展性平衡优异，能够得到良好的抗震性。其结果，最适合适用于船舶、海洋构造物、桥梁、建筑构造物等的大型构造物等。
具体实施方式
首先，本发明的590～780MPa级的高强度厚钢板，主相组织为贝氏体。贝氏体组织，能够确保良好的母材韧性和大热量输入可焊性，将提高均匀伸长、良好的强度—延展性平衡、良好的抗震性作为前提来保障。因此，厚钢板优选以含有残留γ的贝氏体为主体的组织。
但是，因为制造上的成本和局限等，在此贝氏体之外，在不防碍上述特性的范围，允许多边形铁素体、马氏体或渗碳体的生成或混存。但是，这些组织，由于会降低强度—延展性平衡，所以尽量少为佳。特别是，从改善强度—延展性平衡和耐焊接裂纹性和大热量输入HAZ韧性的角度出发，对于在轧制后的冷却过程中容易生成或混存的多边形铁素体，将其在厚钢板组织的分率设定为15％以下为佳。
对于这些多边形铁素体、贝氏体等的相变组织的分率(体积分率)，对各钢板的板厚的1/4部位进行表面抛光后，以3％的硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀后，通过光学显微镜对组织进行观察(倍率：1000倍)，以n＝10对50μ角的区域进行拍摄，通过点算法(point counting)等的图像解析，进行测定。
(残留γ)
接着，对本发明的厚钢板组织中的残留γ规定，进行以下说明。本发明的厚钢板组织的残留γ的分率，以得到优异的强度—延展性平衡为前提，体积分率为1.0～30％。如果残留γ的分率低于1.0％，则不能发挥残留γ的“TRIP”效果。其结果，作为前提，在590～780MPa级的高强度厚钢板中，不能得到抗拉强度×均匀伸长为14000以上的、优异的强度—延展性平衡。另外，残留γ的分率超过30％时，岛状马氏体容易增加，会降低韧性。
(KTP值)
本发明中，如上所述，此外还提高残留γ中的C的量(提高C浓度)，确保残留γ的稳定性。由此，能够使残留γ的分率(量)和残留γ的稳定性取得平衡，能够提高均匀伸长。其结果，在590～780MPa级的高强度厚钢板中，能够确保抗拉强度×均匀伸长为14000以上的、优异的强度—延展性平衡。
残留γ的Ms点(马氏体相变开始温度)表示残留γ的稳定性，残留γ中的C量水平越高，还有Mn、Cr、Ni、Cu等的各量越多，如下述Ms(γR)式所示，残留γ的Ms点即Ms(γR)下降，残留γ稳定化。
因而，如下述KTP值式所示，此Ms(γR)越低，还有γR分率越高，此Ms(γR)的倒数和γR分率之和的KTP值与0相比越大。因此，可以说下述KTP值，可以作为残留γ的稳定性的指标，或者奥氏体相变致塑性(“TRIP”)效果的指标，进而作为强度—延展性平衡的指标。能够使残留γ的分率(量)和残留γ的稳定性取得平衡。
此外，上述KTP值低于0，则残留γ中C的量水平下降，残留γ的Ms点即Ms(γR)上升，残留γ不稳定化。因此，强度—延展性平衡下降。
KTP值＝-3.14×103+163×(γR分率)+5.09×105×(1/Ms(γR))≥0
这里，Ms(γR)是残留γ的Ms点(马氏体相变开始温度)，表示为Ms(γR)＝550-361(％C(γR))-39(％Mn)-20(％Cr)-17(％Ni)-10(％Cu)-5(％Mo)
这里，％C(γR)为残留γ中的C量。
此KTP值式，是为了定量评价残留γ(γR)的量和残留γ的稳定性对“TRIP”减少的影响，制作了残留γ的量和残留γ的稳定性(用残留γ的Ms点替代)变化的各种试样，从这些试样得到的TS(抗拉强度)×EL(均匀伸长)和上述各参数，作成多重回归式，使成为TS×EL＝14000的条件(强度—延展性平衡的临界条件)为0来格式化的公式。
(残留γ的计测)
对于上述残留γ的分率，在钢板的板厚的1/4部位，根据钢板组织的X射线衍射测定可以计测。即，例如，使用X射线衍射测定装置(理学电气制RAD-RU300)，靶为Co，靶的输出为40kv-200mA，求出钢板组织的X射线衍射峰值，通过Liebert(リ一ベルト)法计算求出理论强度比，测定残留γ量(Vγ量)。
此外，作为上述残留γ中的C量(C浓度)的％C(γR)，在钢板试料上涂敷作为标准物质的Si，通过上述X射线衍射进行测定，决定Si、残留γ(γR)的X射线衍射峰值位置。利用此峰值位置，测定残留γ的晶格常数a0。使用峰值为(111)、(200)、(220)、(311)。
然后，从该晶格常数a0，根据“D.J.Dyson et a1.，Journal of the Iron andSteel Institute，(1970)p469～474”中所记载的下式计算式，求出残留γ中的C量(C浓度)。下式计算式，对于残留γ中的C量，以钢板中所含其他的碳化物形成元素作为负因子进行计算。％C(γR)＝(a0-3.578-0.00095×％Mn+0.0002×％Ni-0.0006×％Cr-0.022×％N-0.0056×％Al-0.0004×％Co-0.0015×％Cu-0.0031×％Mo-0.0051×％Nb-0.0039×％Ti-0.0018×％V-0.0018×％W)/0.033
(厚钢板的组成)
对本发明厚钢板的组成(单位：质量％)，包括对各元素限定的理由，进行以下说明。对本发明厚钢板的上述组织进行控制，以确保良好的母材韧性和大热量输入可焊性、提高均匀伸长、强度—延展性平衡优异、得到良好的抗震性为前提，使本发明厚钢板的组成在如下述所示的范围，按规定的方法进行制造为有效。
即，所述厚钢板，以质量％计，分别含有C：0.01～0.10％、Si：0.05～2.0％，Mn：1.5～7.0％、Al：0.1％以下(不包含0％)、Ti：0.002～0.1％、N：0.001～0.01％，剩余部实质上为铁以及不可避免的杂质。
以下，对规定各元素量的理由进行详细说明。
C：0.01～0.10％
C(碳)，在使“TRIP”效果得到发挥，提高残留γ中的C的量(提高C浓度)，确保残留γ的稳定性，上述KTP值为0以上的，590～780MPa级的高强度厚钢板中，是为了确保抗拉强度×均匀伸长为14000以上的优异的强度—延展性平衡的重要元素。此外，C对确保焊接时的HAZ部的耐焊接裂纹性、大热量输入HAZ韧性、和母材的强度方面也有效。
为了发挥这样的效果，有必要至少含有0.01％，C含量低于0.01％，则不能发挥“TRIP”效果，残留γ中的C量减少，残留γ的Ms点即Ms(γR)上升，残留γ变得不稳定，上述KTP值低于0。因此，在590～780MPa级的高强度厚钢板中，不能够确保抗拉强度×均匀伸长为14000以上的优异的强度—延展性平衡。
此外，如果C量超过0.10％而过量含有，则生成的不是高冷却速度侧的低温相变贝氏体而是马氏体，相反不能改善耐焊接裂纹性以及大热量输入HAZ韧性。因此，使C含量为0.01～0.10％，优选为0.02～0.08％的范围。
Si：0.05～2.0％
Si，具有抑制渗碳体形成的效果，可以提高强度—延展性平衡。还有，进行固溶强化，有助于确保母材强度。此效果在含有0.05％以上，优选为0.2％以上时可以得到发挥。此外，如果超过2.0％而含有过量的Si，则会降低母材韧性和HAZ韧性。因此，使Si含量为0.05～2.0％，优选为0.2～2.0％的范围。
Mn：1.5～7.0％
Mn，具有改善钢的淬火性的作用，并且在高冷却速度或低冷却速度下均容易生成低温相变贝氏体。如果Mn含量低于1.0％，则不能发挥所期望的改善淬火性的作用，残留γ不能稳定化，母材强度也不足，因此强度—延展性平衡降低。此外，如果超过7.0％而含有过量的Mn，则HAZ韧性恶化。因此，使Mn含量的范围为1.5～7.0％的范围，优选为2.0～6.0％的范围。
Al：0.1％以下(不包含0％)
Al，将固溶的氮以AlN的形式进行固定，还有通过固溶强化，提高强度—延展性平衡。此外，如果Al超过0.1％而含有过量的Al，则固溶强化过度，会降低韧性等的母材特性。因此，Al含量是根据氮量决定，不含有氮时，没有必要特别含有。因此，使Al含量为0.1％以下(不包含0％)，优选为0.05％以下(不包含0％)。
Ti(总量)：0.002～0.1％
Ti，Ti与氮形成氮化物，或与氧形成氧化物，细化大热量输入焊接时的HAZ部的γ粒，有助于改善HAZ韧性。为了有效地发挥这样的效果，使Ti含量(总量)在0.002％以上。此外，如果Ti量，以Ti(总量)计，超过0.1％而过量，则Ti氮化物和Ti氧化物过多或变得粗大，相反会降低HAZ韧性和母材韧性。因此，使全Ti含量(总量)为0.002～0.1％，优选为0.005～0.05％的范围。
N：0.001～0.01％
N(氮)，Ti与氮形成氮化物，或与氧形成氧化物，细化大热量输入焊接时的HAZ部的γ粒，有助于改善HAZ韧性。为了有效地发挥这样的效果，使其含有0.001％以上。此外，如果N量超过0.01％而过量，则会降低母材韧性和HAZ韧性。因此，使N含量为0.001～0.01％，优选为0.0030～0.0080％的范围。
以下，对选择性含有的元素进行说明。
Cr、Ni、Cu、Mo中任一种或两种以上
Cr、Ni、Cu、Mo，均是上述KTP值的Ms(γR)式的负项，使残留γ稳定化，提高强度—延展性平衡。为了发挥此效果，有选择地含有合计0.2％以上的Cr、Ni、Cu、Mo中任一种或两种以上。
此外，如果这些元素的一种或两种以上的合计超过5％而过量，则残留γ过于稳定，相反不能得到“TRIP效果”。因此，有选择地含有Cr、Ni、Cu、Mo中任一种或两种以上时，使它们合计为0.2～5％，优选为0.5～3.0％的范围。
B：0.0005～0.0050％
B，抑制轧制后的冷却过程中的多角鉄素体的形成，确保母材强度。还有，细化铁组织具有改善母材韧性的效果。含量在0.0005％以上时，能够发挥此效果。此外，如果B含量超过0.0050％，则这些效果饱和。因此，使B含量为0.0005～0.0050％的范围。
Nb、V、Zr、W中的任一种或两种以上
Nb、V、Zr、W形成碳化物(MC)，具有提高母材强度的效果。为了发挥此效果，有选择地含有合计为0.01％以上的Nb、V、Zr、W中的任一种或两种以上。
此外，如果这些元素的一种或两种以上的合计超过0.5％而过量，则相反MC过多，减少钢中的单体碳，降低残留γ的稳定性。因此，有选择地含有Nb、V、Zr、W中的任一种或两种以上时，使它们的合计为0.01～0.5％的范围。
REM：0.001～0.1％
REM细化MnS等的硫化物等的夹杂物，改善HAZ韧性。为了发挥此效果，有选择地含有0.001％以上。但是，如果REM超过0.1％则效果饱和。因此，有选择地含有REM时，使之含量为0.001～0.1％的范围。
接着，对不可避免的杂质进行以下说明。上述以外的元素为杂质，在不防碍厚钢板特性的范围内允许含有。例如，P(磷)和S(硫)也是作为不可避免的杂质而存在的元素，会产生降低可焊性和母材韧性等的不好影响。因此，P抑制为0.020％以下，S抑制为0.010％以下为佳。
(制造方法)
本发明厚钢板，包括热轧，工序自身可以根据通常方法进行制造。即，通过转炉等的通常的熔炼法进行熔炼，接着通过连续铸造法等的通常的铸造法得到所定尺寸的原材钢(板坯)。原材钢(板坯)，通过通常的厚钢板的制造方法，加热后，进行热轧，阻止沿轧制方向的集合组织的成长，在热轧完成时得到经过再结晶的组织。对热轧完成后钢板进行水淬火。其后，进行钢板的回火，形成厚钢板产品。
对轧制条件没有进行特别限定，但是优选为加热至1000～1200℃后，以轧制完成温度为700～900℃进行轧制。通过这样的低温轧制，能够细化后述的2相区域的热处理后的组织，能够提高母材韧性等的特性。
还有，在轧制后的水淬火等的强制冷却中，以1.0～20℃/s的冷却速度进行冷却为佳。通过如此提高冷却速度，提高贝氏体的分率，从而能够细化后述的2相区域的热处理后的组织，能够提高母材韧性等的特性。
为了满足上述组织的条件，特别要注意上述热处理(回火、temper)时的温度条件。热处理的温度，在Ae1和Ae3之间的α+γ2相区域过热。具体地说，就热处理的温度(加热温度：Thold：℃)而言，使(Thold-Ae1)/(Ae3-Ae1)×100在5～50％的范围，加热至此范围进行保持。通过在此温度进行保持，形成微细的奥氏体，其后，在冷却至室温时，可以得到残留γ以体积分率计为1.0～30％的贝氏体组织。还有，对于保持时间而言，为了得到这些效果需要充分的时间，保持3分钟以上为佳。
在加热温度：Thold以(Thold-Ae1)/(Ae3-Ae1)×100计低于5％，成为低于Ae1的α+θ区域的情况下，在冷却至室温时，不能够确保体积分率1.0％以上的充分的量的残留γ。
此外，在热处理温度(Thold-Ae1)/(Ae3-Ae1)×100超过50％，超过Ae3而成为γ区域的情况下，冷却至室温时，残留γ的体积分率超过30％，碳向残留γ中的浓化不能充分进行，所以残留γ的稳定性下降，反而不能够确保充分的残留γ的量。
以下，例举实施例对本发明进行更具体的说明，本发明并不受下述实施例的限制，在适于上述、下述本发明主旨的范围内进行适当的变更而实施也是可能的，这些任一个均包含在本发明的技术范围内。
【实施例】
表1(发明例A～P以及比较例Q～W)所示化学成分组成的钢经真空溶解，制成150kg的钢锭。此钢锭经如表2所示轧制条件的多辊轧制以及强制冷却，得到板厚30mm的钢板。将此钢板在表2以及表3所示的2相区域热处理条件下进行热处理(加热时间共同大约1小时)，作为供试材。还有，表1中记载了用热力学软件的热力学计算得到的各钢板的Ae1和Ae3值。
还有，在表2的2相区域热处理的加热条件中，记载了表3中记载的此2相区域热处理的加热温度(Thold：℃)条件式、(Thold-Ae1)/(Ae3-Ae1)×100(％)的值，和基于加热温度的误差的误差范围(±％)。
从这样得到的钢板采取试料，如表3所示，按上述的测定方法和计算方法分别求出了厚钢板组织中多角鉄素体的体积分率(α分率％)、残留γ的分率(γR分率：％)、残留γ中的C量(C(γR)：％)、残留γ的Ms点(Ms(γR)：℃)、KTP值。还有，确认到剩余部的组织以贝氏体为主体。
另外，测定了相同的试料的母材抗拉特性、可焊性。将这些结果表示在表3中。
(母材抗拉特性)
从上述试料采取JIS 4号试验片，根据JISZ2241进行拉伸试验，求出钢板的抗拉强度(TS：MPa)，以及均匀伸长(EL：从载荷最大值下降5％时的应变量uE(5％down))。此外，还求出TS×EL的强度—延展性平衡。这里，强度—延展性平衡(MPa％)，在14000以上的评价为优异。
(母材韧性)
从板厚1/4深度部位采取摆锤冲击试验片，根据JISZ2242进行摆锤冲击试验，测定0℃的韧性(vE0：J)。并且，将vE0为110J以上的情况，评价为母材韧性优异。
(焊接接头韧性)
将从上述试料切出的试验片(尺寸：12.5mm×32mm×55mm)，加热至1400℃以及1200℃，在此温度保持5秒后，进行用730秒从800℃冷却到500℃的热循环(相当于以5kJ/mm的热量输入进行SAW焊接时的HAZ的热过程)。从各试验片取摆锤冲击试验片，根据JISZ2242进行摆锤冲击试验，测定0℃的韧性(vE0：J)。然后，将vE0为100J以上的情况评价为焊接接头韧性优异。
如表1～3明确表明，发明例1～17，使用的是满足本发明组成的表1的发明例A～P的钢，并且在表2的1和2的优选的2相区域热处理的制造条件范围内制造而成。因此，厚钢板组织中残留γ的分率为1.0～30％的范围，并且，此残留γ的分率满足下述的KTP值。还有，发明例1～17的钢板组织，除去表3的γR分率(残留γ的分率)和α分率(多边形铁素体分率)，剩余部分为贝氏体，是以贝氏体为主体的组织。
此结果，在590MPa级以上的高强度厚钢板中，能够得到14000MPa％以上的强度—延展性平衡。还有，母材韧性也优异。此外，热循环特性也能得到100J以上的韧性，焊接接头韧性等的可焊性也优异。
这些结果，表示出作为高强度的590～780MPa级的厚钢板，在建筑构造物和钢构造物进行使用时，可以得到良好的抗震性。
相对于此，比较例18～24，使用的是任一元素的成分组成均在本发明范围之外的表1的比较例的Q～W的钢。因此，尽管在轧制、2相区域热处理等的制造条件处于选范围内的情况下制造而成，残留γ的分率等在组织规定之外，或者即使在其中，其14000MPa％以上的强度—延展性平衡、母材韧性、热循环特性中的任一个或全部的特性均比发明例差。
还有，比较例25，尽管其使用的是满足本发明组成的表1的发明例A的钢，但是在轧制、2相区域热处理等的制造条件在优选的范围之外的条件下制造而成，残留γ的分率等在组织规定之外，所以14000MPa％以上的强度—延展性平衡、热循环特性中的任一个或两项的特性均比发明例差。
其结果，这些比较例不能够作为有抗震性要求的建筑构造物和钢构造物用的590～780MPa级的厚钢板使用。
比较例18中，钢Q的C量过高，超出上限。因此，尽管残留γ的分率等的组织在发明范围内，但其热循环特性低，可焊性差。
比较例19中，钢R的Si量过高，超出上限。因此，尽管残留γ的分率等的组织在发明范围内，但其热循环特性低，可焊性差。
比较例20中，钢S的Si量过低，低于下限。因此，残留γ少，残留γ的分率不满足KTP值，强度—延展性平衡差。
比较例21中，钢T的Mn量过低，低于下限。因此，残留γ的分率不满足KTP值，强度—延展性平衡差。
比较例22中，钢U的Mn量过高，超出上限。因此，尽管残留γ的分率等的组织在发明范围内，但其热循环特性低，可焊性差。
比较例23中，钢V的Al量过高，超出上限。因此，多边形铁素体的量(α分率)变多，残留γ的分率不满足KTP值，强度—延展性平衡、热循环特性差。
比较例24中，钢W的Ti量过高，超出上限。因此，生成Ti的碳化物，不形成残留γ，强度—延展性平衡、热循环特性均差。
比较例25中，尽管其使用的是满足本发明组成的表1的发明例A的钢，但其经表2的3的优选范围之外的2相区域热处理制造而成。因此，由于残留γ的分率过少，所以不满足KTP值，强度—延展性平衡、热循环特性均差。
从上述结果可以证明，在本发明的成份组成和组织的规定的、高强度的590～780MPa级的厚钢板的情况下，强度—延展性平衡和可焊性韧性得到改善。
工业上的利用可能性
如以上说明，根据本发明，能够提供一种能够确保良好的母材韧性和大热量输入可焊性，提高均匀伸长，强度—延展性平衡优异的590～780MPa级的厚钢板及其制造方法。因此，本发明的厚钢板能够适用于要求具有抗震性的构造物，建筑构造物。
                                                                           表1
区分 记号                                                钢板的化学组成成分(质量％，剩余部分Fe)
  C   Si   Mn   P   S   Al   Ti   N   Cr，Mo，Cu，Ni   B   Nb，VZr，W   REM   Ae1   Ae3
发明例   ABCDEFGHIJKLMNOP   0.0520.0310.0790.0520.0510.0510.0500.0490.0510.0490.0490.0500.0520.0490.0490.048   0.951.001.010.701.451.021.041.001.001.000.981.021.001.001.051.01   2.883.103.012.993.042.104.983.103.133.012.992.893.042.952.983.08   0.0060.0060.0060.0060.0060.0060.0060.0060.0060.0060.0060.0060.0060.0060.0060.006   0.0050.0050.0050.0050.0050.0050.0050.0050.0050.0050.0050.0050.0050.0050.0050.005   0.0190.0200.0210.0210.0200.0180.0210.0190.0200.0200.0180.0200.0190.0220.0190.020   0.0120.0120.0120.0120.0120.0120.0120.0120.0120.0120.0120.0120.0120.0120.0120.012   0.00440.00440.00480.00500.00510.00490.00580.00520.00470.00530.00480.00550.00460.00510.00580.0049   -------Cr0.30Mo0.20Cu1.00，Mo1.00-----Mo0.20   -----------0.0015---0.0020   ----------V0.030Nb0.020Zr0.010W 0.30-Nb0.010   --------------0.020-   609605616602620661583616611560610625625625609609   818823809808836856756814822773822825820820818818
比较例   QRSTUVW   0.1500.0520.0480.0510.0490.0510.051   1.042.980.020.981.021.001.03   3.003.142.901.007.892.922.90   0.0060.0060.0060.0060.0060.0060.006   0.0050.0050.0050.0050.0050.0050.005   0.0200.0190.0200.0200.0190.2300.018   0.0120.0120.0120.0120.0120.0120.200   0.00450.00500.00520.00520.00500.00480.0044   -------   -------   -------   -------   629656587687590692686   793918788846857853830
                            表2
Na           轧制条件     2相区域热处理
  加热温度(℃)   轧制完成温度(℃)   水冷冷却速度℃/s 板厚(mm)   加热条件(Thold-Ae1)/(Ae3-Ae1)×100(％)   冷却
①②③   110011001100   750750750   555   303030   20％±3％40％±3％80％±3％   空冷空冷空冷
                                                  表3
 No.   No.   钢种表1   热处理条件                   组织 KTP值          抗拉特性·冲击特性   可焊性
  表2的模式   加热温度Thold(℃)   α分率(％)   γR分率(％)   C(γR)量(％)   Ms(γR)(℃)   TS(MPa)   EL(TS-0.5％)(％)   TS×EL(MPa％)   韧性vE0(J)   热循环试验vE0(J)
发明例 1234567891011121314151617 ABCDEFGHIJKLMNOPA ①①①①①①①①①①①①①①①①② 650650650640660700620650650600650660660660650650690 18241020182601212616181618181216 10.211.411.110.111.68.518.28.59.911.27.712.210.19.09.210.58.4 0.620.340.850.620.560.570.300.710.620.530.610.520.660.670.580.650.52 215308125209229262250167203215214250194195225196250 895371273094197019018641289984106150388311319466221171268 672619822631682635809702721792825809731728680701826 22.824.323.024.022.422.423.922.821.920.017.918.220.219.521.822.617.4 1533215032189331512315256142311930516002157661583814806147011477614191148011582914360 163200115193177230117157161145121119145143181133129 138143119162199122129160137157159172174182177140149
比较例   1819202122232425   QRSTUVWA ①①①①①①①③   660700630720650720710775   81620360622018   10.212.01.26.318.06.90.01.2   1.030.690.310.410.510.42--   6217832536459292--   67521680-1380-7138456-270--   81675165863593178310581047   27.121.616.018.624.815.24.89.6   220891621710512117822309711924512910068   108876212135421015   25441391891223866

Claims (6)

1.一种强度—延展性平衡以及可焊性优异的厚钢板，其特征在于，以质量％计，分别含有C：0.01～0.10％、Si：0.05～2.0％、Mn：1.5～7.0％、Al：0.1％以下但不包含0％、Ti：0.002～0.1％、N：0.001～0.01％，剩余部分实质上是铁以及不可避免的杂质，所述厚钢板组织中残留γ的分率为1.0～30％，并且此残留γ的分率满足下述KTP值，
其中，KTP值＝-3.14×103+163×(γR分率)+5.09×105×(1/Ms(γR))≥0
其中，Ms(γR)是残留γ的Ms点，即，马氏体相变开始温度，表示为Ms(γR)＝550-361(％C(γR))-39(％Mn)-20(％Cr)-17(％Ni)-10(％Cu)-5(％Mo)
其中，％C(γR)为残留γ中的C量。
2.根据权利要求1所述的强度—延展性平衡以及可焊性优异的厚钢板，其特征在于，上述厚钢板还含有合计为0.2～5％的Cr、Ni、Cu、Mo中的任一种或两种以上。
3.根据权利要求1所述的强度—延展性平衡以及可焊性优异的厚钢板，其特征在于，上述厚钢板还含有B：0.0005～0.0050％。
4.根据权利要求1所述的强度—延展性平衡以及可焊性优异的厚钢板，其特征在于，上述厚钢板还含有合计为0.01～0.5％的Nb、V、Zr、W中的任一种或两种以上。
5.根据权利要求1所述的强度—延展性平衡以及可焊性优异的厚钢板，其特征在于，上述厚钢板还含有REM：0.001～0.1％。
6.根据权利要求1所述的强度—延展性平衡以及可焊性优异的厚钢板，其特征在于，上述厚钢板组织的多边形铁素体的分率为15％以下。
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Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102341518A (zh) * 2009-04-03 2012-02-01 株式会社神户制钢所 冷轧钢板及其制造方法
CN103108974A (zh) * 2010-09-17 2013-05-15 杰富意钢铁株式会社 韧性优良的高强度热轧钢板及其制造方法
CN103667963A (zh) * 2013-12-06 2014-03-26 武汉钢铁(集团)公司 一种屈强比<0.8的低碳贝氏体建筑用钢及生产方法
CN103789704A (zh) * 2014-01-25 2014-05-14 安徽省临泉县智创精机有限公司 一种高韧性合金钢材料及其制备方法
CN108138294A (zh) * 2015-12-10 2018-06-08 株式会社Posco 抗氢致开裂性优异的线材、钢丝及它们的制造方法
CN109328241A (zh) * 2016-06-21 2019-02-12 Posco公司 屈服强度优异的超高强度高延展性钢板及其制造方法
CN109563588A (zh) * 2016-08-22 2019-04-02 杰富意钢铁株式会社 具有电阻焊接部的汽车用构件
CN115323251A (zh) * 2022-08-24 2022-11-11 东北大学 一种超厚高强韧高均质水电用特厚钢板及其制造方法

Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4653039B2 (ja) * 2006-08-21 2011-03-16 株式会社神戸製鋼所 高張力厚鋼板およびその製造方法
JP4653038B2 (ja) * 2006-08-21 2011-03-16 株式会社神戸製鋼所 高張力厚鋼板およびその製造方法
JP4976905B2 (ja) * 2007-04-09 2012-07-18 株式会社神戸製鋼所 Ｈａｚ靭性および母材靭性に優れた厚鋼板
KR100954042B1 (ko) * 2007-04-09 2010-04-20 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 Ｈａｚ 인성이 우수한 후강판
TW201026860A (en) 2008-10-23 2010-07-16 Nippon Steel Corp High tensile strength steel thick plate having excellent weldability and tensile strength of 780mpa or above, and process for manufacturing same
KR101278004B1 (ko) * 2011-06-28 2013-06-27 현대제철 주식회사 고강도 강판 및 그 제조방법
JP5857905B2 (ja) * 2012-07-25 2016-02-10 新日鐵住金株式会社 鋼材およびその製造方法
KR101320222B1 (ko) * 2013-04-30 2013-10-21 현대제철 주식회사 고강도 강판 및 그 제조방법
PL3093358T3 (pl) 2014-01-06 2020-02-28 Nippon Steel Corporation Stal i sposób jej wytwarzania
MX2016008809A (es) 2014-01-06 2016-09-08 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Miembro formado en caliente y proceso para manufacturar el mismo.
KR101908804B1 (ko) * 2016-12-21 2018-10-16 주식회사 포스코 Pwht 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법
CN107312981A (zh) * 2017-06-13 2017-11-03 南京钢铁股份有限公司 一种低屈强比高强韧厚规格钢板及其制造方法
CN109652733B (zh) * 2019-01-07 2021-01-26 南京钢铁股份有限公司 一种690MPa级特厚钢板及其制造方法

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3168665B2 (ja) * 1992-01-18 2001-05-21 住友金属工業株式会社 加工性に優れた熱延高張力鋼板とその製造法
JP3242303B2 (ja) * 1995-09-29 2001-12-25 川崎製鉄株式会社 超微細粒を有する延性、靱性、疲労特性、強度延性バランスに優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
EP1449933B1 (en) * 1999-10-04 2006-03-15 Hitachi Metals, Ltd. Power transmission belt
JP3731560B2 (ja) * 2001-08-16 2006-01-05 住友金属工業株式会社 加工性と形状凍結性に優れた鋼板とその製造方法
JP3668713B2 (ja) * 2001-11-26 2005-07-06 株式会社神戸製鋼所 溶接性および均一伸びに優れた高張力厚鋼板
JP3924159B2 (ja) * 2001-11-28 2007-06-06 新日本製鐵株式会社 成形加工後の耐遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法並びに高強度薄鋼板により作成された自動車用強度部品
JP3793478B2 (ja) * 2002-04-01 2006-07-05 新日本製鐵株式会社 粗大結晶粒の含有を抑制し、低温靱性に優れた高強度鋼板および鋼管の製造方法
JP4214370B2 (ja) * 2002-10-15 2009-01-28 住友金属工業株式会社 熱延高張力鋼材及びその製造方法

Cited By (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102341518A (zh) * 2009-04-03 2012-02-01 株式会社神户制钢所 冷轧钢板及其制造方法
CN102341518B (zh) * 2009-04-03 2013-04-10 株式会社神户制钢所 冷轧钢板及其制造方法
CN103108974A (zh) * 2010-09-17 2013-05-15 杰富意钢铁株式会社 韧性优良的高强度热轧钢板及其制造方法
CN103108974B (zh) * 2010-09-17 2014-10-15 杰富意钢铁株式会社 韧性优良的高强度热轧钢板及其制造方法
CN103667963A (zh) * 2013-12-06 2014-03-26 武汉钢铁(集团)公司 一种屈强比<0.8的低碳贝氏体建筑用钢及生产方法
CN103667963B (zh) * 2013-12-06 2015-12-09 武汉钢铁(集团)公司 一种屈强比＜0.8的低碳贝氏体建筑用钢及生产方法
CN103789704B (zh) * 2014-01-25 2015-12-02 安徽省临泉县智创精机有限公司 一种高韧性合金钢材料及其制备方法
CN103789704A (zh) * 2014-01-25 2014-05-14 安徽省临泉县智创精机有限公司 一种高韧性合金钢材料及其制备方法
CN108138294A (zh) * 2015-12-10 2018-06-08 株式会社Posco 抗氢致开裂性优异的线材、钢丝及它们的制造方法
CN109328241A (zh) * 2016-06-21 2019-02-12 Posco公司 屈服强度优异的超高强度高延展性钢板及其制造方法
US10752968B2 (en) 2016-06-21 2020-08-25 Posco Ultrahigh-strength high-ductility steel sheet having excellent yield strength, and manufacturing method therefor
CN109328241B (zh) * 2016-06-21 2021-07-13 Posco公司 屈服强度优异的超高强度高延展性钢板及其制造方法
CN109563588A (zh) * 2016-08-22 2019-04-02 杰富意钢铁株式会社 具有电阻焊接部的汽车用构件
US10940556B2 (en) 2016-08-22 2021-03-09 Jfe Steel Corporation Automotive member having resistance weld
CN115323251A (zh) * 2022-08-24 2022-11-11 东北大学 一种超厚高强韧高均质水电用特厚钢板及其制造方法

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