TWI298353B - A high strength steel plate excellent in low sound anisotropy and excellent in weldability and a method for producing the same - Google Patents

A high strength steel plate excellent in low sound anisotropy and excellent in weldability and a method for producing the same Download PDF

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Description

1298353 九、發明說明：
【發明所屬之技術領域】 本發明是有關於可以不需要轉立, 而要_熱處理之高生產性來製^曰異向性小轉接性優異之拉伸強度在別服級以上之 南張力鋼板之方法。本發明鋼係可作為橋m建„造 物、海年構造物、壓力容器、引水管道、管線等熔接構造物之 構造構件，而以厚板、鋼管或型鋼之形態來使用者。【先前技術】 10 15
作為橋樑、船舶、建築構造物、海料㈣ 引水管道、管線等之溶接構造構件來使用之拉伸強度在57〇黯 級以上之高張力鋼板’除了強度之外，也講求祕或炫接性， 近年來尤其對人熱量A之熔接性多所要求，且特性提升之研討 從以往就為數不少。鋼板之組成及製造條件揭示於❹特開昭 53- 119219號公報、特開平G1_149923號公報。這些是有關於在 將鋼板壓延後’ _再加熱淬火硬化、魏行再加熱回火熱處 理之製造方法。又，在例如制昭52韻〇14號公報、特開昭 63-033521號公報、特開平02-205627號公報等當中，揭示了鋼 板在壓延後以離線進行淬火硬化，藉所謂直接淬火硬化製造之 相關技術。而無論是再加熱淬火硬化、直接淬火硬化任一種情 況，都需要離線之回火熱處理。然而，需要離線之熱處理步驟 嚴重阻礙了生產性，因此，若欲提高生產性，最好是採用可省 略回火熱處理且不需離線熱處理之所謂非調質之製造方法。 目前有數個關於非調質之製造方法之技術，例如特開昭 54- 021917號公報、特開昭54-071714號公報、特開2001-064723 20 1298353 號公報、特開2001-064728號公報等。這些是有關於在將鋼板 壓延後之加速冷卻途中停止該加速冷卻、即加速冷卻一途中停 止處理者。這是藉加速冷卻使鋼板驟冷到變態溫度以下而得到 淬火硬化組織，且藉著在變態後之相對高溫狀態下，停止水冷 5 卻而移至退火過程，並藉該退火過程獲得回火效果以省略再加 熱回火者。然而，這些製造技術，為了要得到韌度或強度，都 必須在相對較低溫度控制壓延，使結束壓延之溫度在8〇〇°c前
後，因此需要等待溫度之時間，生產性稱不上很高。另一方面， 特別是在橋樑、建築等用途上，由於會影響熔接部之超音波斜 10角探傷試驗之精度，因此必須要求聲音異向性小，然而，以800 C之溫度結束壓延之控制壓延，由於形成有結晶織構，故鋼板 之聲音異向性很大，未必符合這些用途。 又，上述特開2001-064728號公報中，揭示了藉加速冷卻 一途中停止處理製造拉伸強度在57〇MPa級以上之高張力鋼板 之製造技術。然而，該專利中，寄望v在途中水冷卻停止後之 退火階段中也可析出硬化，但是本發明人之研究發現，v係如 後所述地，在途巾水冷卻停止後之退域段之析出速度較nb、
Tl遲緩’對強化並不是那麼有效，故推測該成分組成未必可得 到安定之強度。 又’特開2002-053912號公報中，揭示了不進行壓延後之 水冷卻之調質處理，由於該方法不進行低溫之㈣壓延，因此 聲音異向性不會變大，但是相對的，為了得到強度，Cuj、 Μη等合金添加量變多，故有經濟性之問題。 【發明内容】 1298353 於疋，本發明之課題係，藉著以合金添加量少之經濟性成 分組成、與生產性高之加速冷卻一途中停止處理為前提之製造 方法，得到聲音異向性小且溶接性優異之拉伸強度在57〇咖 - 級以上之高張办鋼板。作為對象之鋼板之板厚可到l〇〇mm。 5 高張力鋼之強化方法有很多種，而利用Nb、V、Ti、M〇、 " Cr之叾反化物或氮化物等之析出硬化之方法，可以相對較少之人 - 金成分達到強化效果。這時，為了得到大的析出硬化量，形成 φ 與基體具有整合性之析出物是很重要的。 加速冷卻一途中停止處理中，在壓延階段時，鋼組織為沃 10斯田鐵，而藉壓延結束後之加速冷卻變態，成為變物體或肥粒 鐵等肥粒鐵基體之組織。壓延中在沃斯田鐵中析出之析出物， 在交怨後失去與肥粒鐵基體之整合性，導致強化效果變小。 又，在壓延之早期階段析出之析出物，因粗大化而成為使韋刃性 降低之主要原因。因此，在壓延中抑制析出物之析出、而在水 15冷卻停止後之退火階段時盡可能使析出物析出到變㈣或肥 Φ __巾纽重要的。水冷卻後再加熱進行回火熱處理之處 理，可充分取得用以析出之溫度與時間，因此容易得到強大的 析出硬化。相對於此，不進行再加熱回火之加速冷卻—途中停 止處理時，雖期待在水冷停止後之退火中析出，但為了得到泮 .20火硬化組、織’必須使水冷卻停止溫度為某一程度之低溫，因此 用g析出之溫度、時間皆受到制約，一般而言對析出硬化此 利。因此，如前所述，調質處理雖然生產性高，相對的，、不 侍到與精煉處理相同之強度，必須多量添加合金 、…了 u畜’或必須 進行低溫下之控制壓延。 、 7 1298353 於是，本發明人以生產性高之加速冷卻一途中停止處理為 ，希望可不需藉大量添加合金元素或低溫控制壓延即可得 到高強度，於是特別針對可產生最大極限之析出硬化之方法進 行反覆研究。 5 首先，為了明瞭水冷卻停止後退火過程中之析出舉動，因
此針對變軔體或肥粒鐵組織中之各合金元素之碳化物、氮化 物、碳氮化物之析出速度及析出硬化量、與溫度及保持時間之 關係，進行詳細研究。結果，在變軔體或肥粒鐵組織以及其混 合組織中，Nb碳氮化物、Ti碳化物之析出速度比v等其他元 10素快，且該Nb碳氮化物、Ti碳化物變成與基體整合之析出物， 因此強化量很大。尤其是在60(TC〜700°C之溫度領域之析出速 度快、強化量大。尤其是Nb與Ti、或併用Nb、Ti與Mo而複 合析出時，可藉相乘效果，雖然僅保持短時間，但與基體整合 之析出物亦可細微分散而可得到很大的析出硬化。 15 20 然而，若Nb、Ti之添加量過多，所生成之析出物會有變 粗大之傾向，析出物之個數反而變少，導致析出硬化量降低。 Nb、Ti之碳化物 '氮化物及碳氮化物在沃斯田鐵中及肥粒鐵中 之析出速度及析出物之形態，受到Nb、Ti添加量與c、N量报 大的影響。發明人藉著各種實驗及解析發現，Nb、Ti之碳化物、 氮化物及碳氮化物之析出速度、析出形態可藉參數 ([Nb]+2x[Ti]) X ([c]+[N]xl2/14)加以整理，藉由使該值控 制在一定範圍内，可一面抑制壓延中之析出、一面充分得到水 冷卻途中停止後之退火中之析出 。亦即，Nb、Ti添加量愈多， C \ 之添加置就必須愈少。若A值過小，肥粒鐵中之析出速 8 1298353 度變遲缓，而得不到充分之析出硬化。相反的，若A值過大， ;天斯田鐵中之碳化物、氮化物及碳氮化物之析出速度過快，析 出物粗大化，使得加速冷卻停止後之退火中之整合析出量不 足，析出硬化量仍低。又，Si也會影響碳化物之生成速度，因 此必須有一定範圍之添加量。 這些析出物之析出硬化效果，組織之影響也很大。變軔體 級織較肥粒鐵容易維持差排密度等加工組織。要促進細微整合 軒出，加工組織中所含之排差或變形帶等析出部位充分存在可 非常有效地產生作用。根據發明人之研究，要得到充分強化， 1〇必須是變軔體單相或變軔體之體積率在30%以上之變軔體與肥 极鐵之混合組織。又，波來體或島狀麻田散鐵等會朝相界面析 出使硬化效果變小，韌性等也跟著降低，因此必須使波來體及 島狀麻田散鐵之體積率和在3 %以下。 15 本發明人為了進—步得到最大限度之析出硬化效果而針 5對具體製造條件進行研究，得到以下發現。 壓延階段時之Nb、Ti之析$可藉壓延應變來促進，因此 沃斯田鐵在高溫領域之壓延條件、亦及粗壓延之條件對最終析 出硬化效果有很大影響。具體來說，用以抑制壓延中析出之要 件，在於使粗壓延在麵t以上之溫度領域中完成，而在腦 20 °C~92(TC之溫度領域中不進行極力壓延。然而，若在翻。“乂 上之溫度領域中完成所有壓延，由於藉著恢復、再結晶，在加 速冷卻-途中停止後加工組織幾乎沒有殘留，因此排差或變形 ㈣析出部位沒有充分存在，無法獲得充分之析出硬化。於 是’在未再結晶溫度領域中進行必要之充分壓延，且壓延後立 9 1298353 即進4于加速冷卻就成為必須條件。具體來說，在92〇。(3~860°〇 之範圍中，進行累積壓下率20%~50%之較輕度壓延。這個條件 不僅可抑制非必要之Nb、Ti析出，且水冷卻停止後也可使適 度之析出部位殘存。又，該條件不會形成強烈的結晶織構，故 聲音異向性也不會變大。
加速冷卻一途中停止處理之水冷卻停止溫度，為了有利於 Nb、Ti之析出，係使板厚中心部之溫度為6〇(rc〜7〇(rc，而為 了以該停止溫度也可得到變軔體體積率在3〇%以上之鋼組織， 故必須使鋼之成分組成限定在後述之特定範圍，同時在加速冷 10 卻上，必須為2°C/sec以上、30°C/sec以下之冷卻速度。又，為 了使Nb、Ti固溶，必須將鋼片或每片而溫加熱，且需要12〇〇 °C以上之加熱溫度。 在此所獲得之發現，係使Nb、Ti之碳化物或碳氮化物之 析出可在高溫領域之壓延中、加速冷卻中到冷卻停止後之退火 15 過程為止在線上控制之新思考方法，可以不需離線熱處理之加 速冷卻一途中停止過程來實現超過以往精煉過程以上之析出 硬化。 又，藉該製造處理過程，可將鋼材組成之炫接裂痕感受性 指數 Pcm (Pcm=[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20 20 +[M〇]/15+[V]/10+5[B] : [C]、[Si]、[Μη]、[Cn]、[Ni]、[Cr]、[Μ
〇]、[V]、[B]分別表示 C、Si、Μη、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B 之質量％)壓低，即使入熱量大，也可提供熔接熱影響部韌性 高、熔接性優異之鋼材。 本發明之要旨係如下所述。 10 1298353 (1 ) 一種聲音異向性小且熔接性優異之拉伸強度在 570MPa以上之高張力鋼板，係其成分組成以質量％計，含有： C : 0.03%以上、0.07%以下、 Si : 0.1 〜0.6%、 5 Μη : 0.8〜2.0%、 Α1 : 0.003%以上、0.1%以下、
Nb : 0·025~0·1%、
Ti : 0.005-0.1%、
〔Nb〕+2x〔Ti〕： 0.045〜0.105%、 10 N :大於 0.0025%、0.008%以下， 又，在以下式（1)之A所表示之值A滿足0.0022以上、 0.0055以下之關係之範圍内含有Nb、Ti、C、N，且殘餘部分 由Fe及不可避免之不純物形成，且其鋼組織係變軔體之體積 率在30%以上、波來體及島狀麻田散鐵之體積率之和小於5% 15 者， A= ([Nb]+2x[Ti] ) X ([C]+[N]xl2/14)…（1)式 在此，[Nb]、[Ti]、[C]、[N]分別表示 Nb、Ti、C、N 之質 量％ 〇 (2)如（1)之聲音異向性小且熔接性優異之拉伸強度在 20 570MPa以上之高張力鋼板，其成分組成以質量％計，更含有：
Mo : 0.05%以上、0.3%以下、
Cu : 0.1%以上、0.8%以下、
Ni : 0.1%以上、1%以下、
Cr : 0.1%以上、0.8%以下、 11 1298353 V : 0.01%以上、0.03%以下、 W : 0.1%以上、3%以下、 B : 0.0005%以上、0.005%以下、
Mg : 0.0005%以上、0.01%以下、 5 Ca : 0.0005%以上、0.01%以下、 之1種或2種以上。
(3 ) —種聲音異向性小且熔接性優異之拉伸強度在 570MPa以上之高張力鋼板，係將具有（1)或（2)之成分組 成之鋼片或鑄片加熱到1200°C以上、1300°C以下，並在1020 10 °C以上之溫度範圍中粗壓延後，進行在小於l〇20°C、超過920 它之溫度範圍中之累積壓下率為15%以下、在920°C以下、860 °C以上之溫度範圍中之累積壓下率20%以上之熱壓，之後，以 2°C/sec以上、30°C/sec以下之冷卻速度，從800°C以上之溫度 開始加速冷卻，當板厚中心部溫度在700°C以下、600°C以上時 15 停止前述加速冷卻，之後，以0.4°C/sec以下之冷卻速度冷卻。
【實施方式】 較佳實施例之詳細說明 以下，說明本發明中之各成分及製造方法之限定理由。 20 C是形成與Nb、Ti之碳化物、碳氮化物，作為本發明鋼之 強化機制主要因素之重要元素。若C量不足，則加速冷卻停止 後之退火中之析出量不足，無法得到強度。相反的，即使過剩， 壓延中之沃斯田鐵域中之析出速度變快，結果導致加速冷卻停 止後之退火中之整合析出量不足，而無法得到強度。因此，C 量限定在0.03%以上、0.07%以下之範圍。 12 d 1298353
Si是製鋼上作為脫氧元素之必要元素，同時對碳化物 出速度也有影響。適量添加Si，具有抑編延中沃斯田鐵 中之碳化物析出之效果。為了這個目的，Si宜添加 又以0.3%以上為佳。但是，麵加超過Q6%，則析出速度變 得過慢，又’錄接熱影響部之細性降低，因此以嶋為上限:
Μη是為了提高淬火硬化、得到變軔體單相或變物體分率 30%以上之㈣體與肥粒鐵之混合組織之必要元素。為了這個 目的，必須添加0.8%以上，但是若添加超過2 〇%，則會導致 母材韌性低下，因此以2·〇%為上限。 Α1係一般作為脫氧元素所添加之範圍之〇 〇〇3%以上、〇 以下。
Nb 及 Ti 係形成 NbC、Nb ( CN )、TiC、TiN、Ti ( CN )或 該等之複合析出物、甚至是該等與Mo之複合析出物，成為本 發明鋼之強化機構之主要元素之重要元素。為了在加速冷卻一 15 途中停止處理中得到充分之複合析出物，必須考慮到析出速度 而作出適當添加。亦及，Nb宜在0.025%以上，又以0.035%以 上為佳，Ti 在 0.005%以上、且為 0.045%$ ([Nb]+2x[Ti]) $ 0.105%，甚至，當令 A= ([Nb]+2x[Ti] ) X ([C]+[N]xl2/14) 時，以A之值在0.0022以上、0.0055以下為條件（在此，[Nb]、 20 [Ti]、[C]、[N]分別表示 Nb、Ti、C、N 之質量％)。又，Nb、 Ti之上限值宜分別為0.1%。
Mo可提高淬火硬化性、且形成Nb、Ti之複合析出物而有 助於強化，因此添加0.05%以上。但是若過剩添加，則阻礙熔 接熱影響部韌性，因此添加0.3%以下。 13 ^^8353 N與Ti結合形成TiN。TiN細 制炫接I謂，可賴平效果抑 若Ν π β 捉阿熔接熱影響部韌性，但是 W不足，則™變得粗大，得不 微分散，. m干效果。為了使TiN細 月人以且添加超過〇 〇〇25%， 又，从人 八从添加超過0.004%為佳。 ’=過剩N，反而使母材章刃性降低因此上限為_%。 U作為強化元素添加時’要發揮該效果必須添加〇 ι%以 添加巍㈣’相較於該添加量，效果料會變大， 且過乘j添加纽鄕接熱影響魏性，因此在娜以下。 10 田Nl係為了提高母材動性而添加時必須在〇1%以上， 而若過剩添加則阻礙了、熔接性，且因其為高價元素，故添加上 限為1%。 系’、Μη同樣地，具有可提高淬火硬化性、容易得到變 軔體組織之效果。為了該目的，故添加咖以上，而若過剩添 加則會阻礙炫接熱影響部韋刃性，因此以0.8%為上限。 15 V相車又於Nb、Tl ’強化效果不大，不過具有-定程度之提 高析出硬化與淬火硬化之效果。為了得到該效果必須添加 0.01%以上’而若過剩添加會導致熔接熱影響部韌性之降低， 因此添加小於0.03%。 當B係為了提高淬火硬化性、得到強度而添加時，必須添 20加0·〇〇〇5%以上，但即使添加超過0.005%其效果也不會改變， 因此添加量在0.0005%以上、〇·〇〇5%以下。 藉由添加Mg及Ca之1種或2種，可形成硫化物或氧化物 提高母材韌性及熔接熱影響部韌性。為了得到該效果，Mg或 Ca必須为別添加0.0005%以上。但是，若超過〇 〇1%過剩添加， 14 1298353 會生成粗大之硫化物或氧化物，反而使韋刃性降低。因此添加量 分別在0.0005%以上、0.01%以下。 上述成分之外，其他不可避免之不純物p、s係降低母材 Μ生之有害元素，因此其量為愈少愈好。較佳為PS 0 02%以 5 下、S在0.02%以下。 ^ 接著敘述製造方法。 ~ 丨了使Nb、Tl充分固溶，壓延時之鋼片或鑄片之加熱溫 度必須在1200 C以上。但是，即使加熱溫度超過i300°C，固 熔之效果並無重大改變，反而提高了能源成本，因此使壓延時 1〇之鋼片或鑄片之加熱溫度在1200t以上、i30(TC以下。 為了盡可能抑制壓延中之Nb、Ti之析出，壓延係在1〇2〇 c以上之溫度範圍中以適當壓下率進行粗壓延後，在小於1〇2〇 °C、超過920°c之範圍中以累積壓下率15%以下進行壓延。又， 為了知到必要之充分加卫組織作為析出部分，故在·。C以 15下、86GC以上之範圍中進行累積壓下率2G%以上5G%以下之 • 1延。祕延條件可抑制結晶織構之形成，因此聲音異向性不 會變大。 為了抑制加工組織之恢復、加工後之析出，故在壓延姑束 後立刻進行加速冷卻。冷卻係從8〇(rc以上，以板厚中心部之 20冷卻速度2C/Sec以上、且30°C/sec α下之條件進行水冷卻。 為了使變物體之體積率在3〇%以上，需要江/sec以上之冷卻 速度，且為了使波來體及島狀麻田散鐵之體積率之和小於挪， 故使~卻速度在30 C/sec以下。使水冷卻在途中停止以使板摩 中心部溫度在700°c以下、_°C以上，之後藉放冷等使冷卻速 15 1298353 度在 0.4〇C/sec 以 γ θ . 下。其目的疋為了確保充分之溫度、時間可使
Nb、Ti及該Nb、T·、备人2山# ^ 11複合析出、甚至與Mo之複合析出。水冷 " 又右過❸，則難以得到變軔體組織，若過低則析出遲 緩，無法得到充分強化。 5 本發明鋼可$ 1乍為橋樑、船舶、建築構造物、海洋構造物、 壓力容器、引A & &道、管線等熔接構造物之構造構件，而以厚 板、鋼管或型句之形態來使用。 實施例 將表1所示之成分組成之鋼熔製所得之鋼片，以表2、表 所示之衣這條件製成2〇〜1〇〇mm厚度之鋼板。其中i n 為本發月鋼15、〇〜43-A為比較例。表中，以下引線表示之數 字係成分或製造條件超出申請專利範圍者、或其特性不滿足下 述目標值者。
這些鋼之拉伸強度與熔接熱影響部韌性及聲音異向性之 15測定結果，顯示於表2。拉伸強度係採取JIS Z22〇1所規定之 1〇號圓棒拉伸試驗片，以JISZ2241中規定之方法來測定。母 材韌性係從與壓延方向垂直之方向之板厚中心部採取JIS Z2202中所規定之衝擊試驗片，以JIS Z2242所規定之方法求 得斷面遷移溫度（vTrs)來評價。熔接熱影響部韌性係藉由將 20相當於入熱量20kJ/mm之潛弧熔接之熱循環，給予JIS Z22〇2 中規定之衝擊試驗片，測試其在-20°C之吸收能量（vE_20)來評 價。準備鋼板，板厚32mm以下之鋼材直接以原厚度使用，板 厚超過32mm之鋼材則減厚到32mm，以制。八型槽之突合部進 行入熱量20kJ/mm之大入熱量潛弧溶接，採取JIS Z2202所規 16 1298353 定之衝擊試驗片且使開槽底沿著㈣線（iusiGnline)，以在_2〇 °C之吸收能量（vE.2G)來評價。聲音異向性係依據日本非破壞 檢查協會規格NDIS2413-86，若音速比在丨.〇2以下則評價其為 聲音異向性小者。各特性之目標值分別為降伏強度45〇MPa、 拉伸強度570MPa以上、vTrs在-2(TC以下、vE 2〇在7〇J以上、 音速比1.02以下。
實施例1·Α〜14-N每個皆為降伏強度超過45〇MPa、拉伸強 度超過570MPa、熔接熱影響部韌性vb 2G超過2〇〇j、且音速比 1.02以下故聲音異向性小。
10 相對於此，比較例15-0由於C很低、比較例16-Ρ由於C 很高、比較例17-Q由於Si很低、比較例19-S由於Μη很低、 比較例21-U由於Mo很低、比較例23-W由於Nb很低、比較 例25_Y由於Ti很低、比較例27-AA由於上述參數A之值（A= ([Nb]+2x[Ti]) x([C]+[N]xl2/14))不足 0.0025、比較例 37-A 15 由於加熱溫度很低、比較例40-A由於在920°C以下860°C以上 之範圍之累積壓下率高、比較例41-A由於板厚中心冷卻速度 小、比較例42-A由於加速冷卻之停止溫度高、比較例43-A由 於加速冷卻之停止溫度低，因此各個拉伸強度都不足570MPa。 比較例18-R由於Si很高、比較例22-V由於Mo很高、比 20較例24-X由於Nb過高導致Nb+2Ti超過0.105%、比較例26-Z 由於Ti過高導致Nb+2Ti超過〇·105%、比較例29-AC由於N 很低、比較例31-AE由於V過高、比較例32-AF由於CU很咼、 比較例33-AG由於Ni很高、比較例34-AH由於Cr很南、比較 例35-AI由於Mg很高、比較例36-AJ由於Ca過高，因此各個 17 1298353 熔接熱影響部韌性接很低。 比較例20-T由於Μη很高、比較例28-AB由於參數A之 值超過0.005、比較例30-AD由於N很高，因此各個母材韌性 接很低。
10 比較例38-A由於在小於1020°c、超過920°c之範圍之累 積壓下率過高、比較例39-A由於在920°C以下860°C以上之範 圍之累積壓下率過低，因此各個拉伸強度很低、熔接熱影響部 韌性也很低。 比較例39-A由於在920°C以下860°C以上之範圍之累積壓 下率高，因此拉伸強度低，且聲音異向性也很大。
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聲音 異向性 (音速比） rH 3 rH r^4 o rH r—Ί r-i r-i o rH r-4 s rH g rH r-J S — 熔接熱影 響部韌性 vE-20(J) to s s N CO oa <N CSJ 00 s 04 CO CQ g S3 n s ΛΟ S CO CM S3 eo CO csi 00 CSJ 母材韌性 vTrs (t) CO ① 1 N 1 f-H CO rH — 1 s 1 s 1 S 1 T to 1 s 1 ΙΛ 1 $ • 拉伸強度 (Mpa) N 2 i/5 s o s S i〇 CO s s to ⑦ 00 ΙΛ csi CD 1 LO CQ (C § CO CO 00 CM to 8 降伏強度 (Mpa) s in CSJ CO in s m g s N cq to (〇 TT to s CO CO in i 00 i〇 to LO m CSJ s CM lO (〇 CM i〇 板厚 (») CNJ eo s S i〇 § rH s 5¾ s to lO CQ eo s CM CO ΙΛ 水冷卻停 止溫度 i O s in o s o in o £ O 3 i s in 1 o s s L〇 g (D i 板厚中心 冷卻速度 (C/sec) CO σ> lO ifi CO 1X5 CQ (O o 〇〇 卜 CO rH ca ㈣·„ 卜W ♦ ^ Μ Ο ^ 〇〇 W 00 CO in s s to CO § 洽 N oa s iD CO ifi 呀 § s Μ W齋 ^ -ϋ P ^鉤求 S σ> o O o o o o o o o o o O 〇 O 壓延時之 加熱溫度 OC) 1200 1220 1230 1230 1220 1230 1200 1200 1220 1250 1220 1220 1230 1220 -< OS o LftJ Lu o s — a z. 製造 條件 L^V rH CVJ CO LO tD 00 σ> o rH 'f-· r-l CO 2 4 ^ ^ ^ 20 1298353 # ss)l ΐ (a) ΜίΛ (S3 (S3 (s) i (a) (Qs/p) <%) wt*3p098 Wi-xtoloz6 (％) 發一-w您，i WTKd Hi-xtlpogt (p) ΖΟ·Ι s·»-»1 s.l nm z°!r §.1 SI nh 10 ·ι s.l ζο·ι 10 I s.t I°.ll 5.1 151.1 10 ΐ s.t s.l 5.1 5.1 10 I s.l s T SI s.l 10 ·ι s; s.l 001 Oil § ΙΛΙ6 1-i 0 di SI— 21 51 ΤΓΙ SI sli 1SI 05 lal OS 1SI Inls un sz sll 0 d— 00121 ou ss lz-5丨 s« OT 0? s? 99丨 SI 6Z-l?l 99— 6?l oe- —Ml u— 0? s? 1001? a— OT S9- °pl 9Z- os- 5— IS9 d^, 詡丨 |§1 llols 的COI9 02 llnllsl ZI9 0151 zlsl J^i J^, szs TFT Z99 J^— B 闺 glsr 豸 TFT 1ST "w w J^. 0¾ us ss— HIJOI Is oolIS zlal HS J^i J^, § "5ΤΓ 8S "wr ζειιοι 霸 89” ITT J^,
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00 CO CO π 21 1298353 產業上可利用性 藉本發明，可藉著合金添加量少之經濟性成分系與生產性 高之微合金化之製造方法，得到聲音異向性小且熔接性優異之 板厚100mm為止之拉伸強度在570MPa級以上之高張力鋼板， 5 對工業界之效果極大。 【圖式簡單說明】 無 【主要元件符號說明】

Claims (1)

1298353 十、申請專利範圍： 1. 一種聲音異向性小且熔接性優異之拉伸強度在570MPa以 上之高張力鋼板，係其成分組成以質量％計，含有：
C : 0.03%以上、0.07%以下、 Si : 0·1~0·6%、 Mn : 0·8~2·0%、 A1 : 0.003%以上、0.1%以下、 Nb : 0.025〜0.1%、 Ti : 0.005〜0.1%、 〔Nb〕+2x〔 Ti〕： 0·045〜0.105%、 Ν :大於0.0025%、0.008%以下， 又，在以下式（1)之Α所表示之值Α滿足0.0022以上、 0.0055以下之關係之範圍内含有Nb、Ti、C、N，且殘餘部 分由Fe及不可避免之不純物形成，且其鋼組織係變軔體之 15 體積率在30%以上、波來體及島狀麻田散鐵之體積率之和小
A= ([Nb]+2x[Ti] ) X ([C]+[N]xl2/14)…（1)式 在此，[Nb]、[Ti]、[C]、[N]分別表示Nb、Ti、C、N之質量 %。 20 2.如申請專利範圍第1項之聲音異向性小且熔接性優異之拉 伸強度在570MPa以上之高張力鋼板，其成分組成以質量％ 計，更含有： Mo : 0.05%以上、0.3%以下、 Cu : 0.1%以上、0.8%以下、 23 1298353 Ni : 0.1%以上、1%以下、 Cr : 0.1%以上、0.8%以下、 V : 0.01%以上、0.03%以下、 W : 0.1%以上、3%以下、 5 B : 0.0005%以上、0.005%以下、 Mg : 0.0005%以上、0.01%以下、 Ca : 0.0005%以上、0.01%以下、
10
之1種或2種以上。 3. —種聲音異向性小且熔接性優異之拉伸強度在570MPa以 上之高張力鋼板的製造方法，係將具有申請專利範圍第1項 或第2項之成分組成之鋼片或鑄片加熱到1200°C以上、1300 °C以下，並在1020°C以上之溫度範圍中粗壓延後，進行在 小於1020°C、超過920°C之溫度範圍中之累積壓下率為15% 以下、在920°C以下、860°C以上之溫度範圍中之累積壓下 率20%以上之熱壓，之後，以2°C/sec以上、30°C/sec以下之 冷卻速度，從800°C以上之溫度開始加速冷卻，當板厚中心 部溫度在700°C以下、600°C以上時停止前述加速冷卻，之 後，以0.4°C/sec以下之冷卻速度冷卻。 24
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