TWI418641B - 高強度鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Tatsuya Kumagai
Michinori Gotoh
Norimasa Kawabata
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Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
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Description

高強度鋼板及其製造方法 技術領域
本發明係有關於熔接性優異之高強度厚鋼板及其製造方法。特別是，本發明係有關使用於營造機械或工業機械之構造構件，降伏強度為885MPa以上，抗拉強度為950MPa以上且1130MPa以下，大多為板厚6mm以上且25mm以下之高強度厚鋼板及其製造方法。
本申請案依據2010年11月5日，在日本申請之特願2010-248032號主張優先權，且在此引用其內容。
 背景技術
起重機或混凝土泵等營造機械隨著近年來建築物之高層化，有越增大型化的傾向。為了控制隨著營造機械之大型化帶來的重量增加，對於構造構件之輕量化需求又更加提升，即有對100公斤鋼級(例如，降伏強度885MPa以上、抗拉強度950MPa以上)之高強度鋼的需要更為增加之傾向。另一方面，於如此之高強度鋼中，因所添加之合金元素量變多，故為避免熔接施工時之熔接裂痕，一般會進行預熱。然而，為更有效率地進行熔接施工，正追求不需預熱之鋼材。
熔接裂縫敏感度因非常容易受擴散氫之影響，故以抑制熔接金屬之擴散氫量為低為佳。然而，例如，於營造機械或工業機械之構造構件的熔接上廣泛使用之二氧化碳電弧熔接施工中，為特別壓低擴散氫量，不僅是熔接材料之選定或管理，亦需要包含使熔接施工時不混入氫的熔接金屬線之潤滑油的管理或開槽面之清淨化等各種管理，於施工上之負擔變大。因此，二氧化碳電弧熔接中，可能於鋼中含有被視為熔接施工管理稍不充分時混入之3.0~5.0ml/100g左右的量之擴散氫的情形下，亦以未預熱而進行熔接時未產生裂痕之具有充分低的裂縫敏感度之鋼材為佳。
100公斤鋼級之鋼板一般之強度規定係降伏強度通常為885MPa以上，降伏強度雖無上限，但抗拉強度係例如，950MPa以上且1130MPa以下等之範圍，抗拉強度係有上限。營造機械用途等雖多對鋼板進行折彎加工，但於鋼板之抗拉強度大於規格上限時，折彎加工所需之負載變大。因此，亦需考量加工受限於設備能力的情形，需不使鋼板之抗拉強度過高。
關於降伏強度885MPa級之高強度鋼板，例如，專利文獻1及專利文獻2中揭示有抗拉強度950MPa級的高張力鋼板。然而，該等鋼板係使用於壓力鋼管等較厚之厚鋼板。因此，該等鋼板，尤其未考量到折彎加工性，添加了大量之Ni作為用以確保韌性之必需元素，於營建機具用途上欠缺經濟性。
專利文獻3中揭示了關於熔接性、經濟性優異之高張力鋼的技術。該技術係將熔接裂縫敏感度指數Pcm抑制於0.29以下，確保熔接性。然而，y型熔接裂痕試驗中裂痕停止預熱溫度最低係100℃，被視為未預熱之熔接下無法確保熔接性。
專利文獻4中揭示了關於熔接性、停止性(arrest property)優異之高張力鋼的技術。該技術為了確保韌性而必需添加Ni，於營建機具用途上欠缺經濟性。又，於y型熔接裂痕試驗中即使未預熱亦未產生裂痕，但該試驗之條件係擴散氫量為1.2ml/100g。因此，預料此時用以管理熔接金屬之擴散氫量的熔接施工時之負荷變高。
專利文獻5中揭示了關於熔接性、耐HIC特性優異之高張力鋼的技術。該技術需添加用以確保韌性之Ni，與0.6%以上之Mo，於營建機具用途上欠缺經濟性。又，於y型熔接裂痕試驗中即使未預熱亦未產生裂痕，但該試驗之條件係限制擴散氫量為1.5ml/100g，故預料用以管理熔接金屬之擴散氫量的熔接施工時之負荷變高。
專利文獻6中揭示了一種以非熱處理製造抗拉強度大於980MPa之鋼板的方法。該方法為了以0.025%以下之極低C量確保大於980MPa之抗拉強度，需於鋼中添加1.5%以上之Mn等多量的合金元素，特別是於Mn量多時，有偏析部之裂縫敏感度下降的疑慮。然而，對於熔接性並未有任何評價，無法期待優異之熔接性。
專利文獻7中揭示了考量到折彎加工性及熔接性之抗拉強度950MPa以上的熱軋鋼板。該熱軋鋼板因需添加多量之Ti，故可知熔接性下降。又，為解決因添加多量之Ti導致韌性下降，需添加Ni，亦有經濟性的問題。
專利文獻8中揭示了一種主要使用於管線，韌性及熔接性優異之抗拉強度950MPa以上的鋼板之製造方法。因Mn量需為1.8%以上，故有偏析部之裂縫敏感度下降的疑慮，因需肥粒鐵-沃斯田鐵2相區下之低溫軋延，故生產性低。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本國特開平10-265893號公報
專利文獻2：日本國特開平8-269542號公報
專利文獻3：日本國特開平6-158160號公報
專利文獻4：日本國特開平11-36042號公報
專利文獻5：日本國特開平11-172365號公報
專利文獻6：日本國特開2004-84019號公報
專利文獻7：日本國特開平5-230529號公報
專利文獻8：日本國特開平8-269546號公報
本發明之目的係經濟性地提供使用於營造機械或工業機械的構造構件、熔接性優異、降伏強度為885MPa以上、抗拉強度為950MPa以上且1130MPa以下，大多為板厚6mm以上且25mm以下之高強度厚鋼板及其製造方法。
本發明之要旨係如以下所述。
(1)本發明之一態樣的高強度鋼板，其化學組成以質量%計含有：C：0.05%以上且小於0.10%、Si：0.20%以上且0.50%以下、Mn：0.20%以上且小於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、及Ca：0%以上且0.0030%以下，並限制成：Ni：0.1%以下、P：0.012%以下、S：0.005%以下、及N：0.0080%以下，且剩餘部分係由Fe及不可避免的雜質所構成，藉下述(式1)所定義之Pcm係0.22%以下，藉下述(式2)所定義之A係2.0以下，下變韌鐵之組織分率與麻田散鐵之組織分率的和係90%以上，前述下變韌鐵之組織分率係70%以上，前沃斯田鐵粒之縱橫比係2以上，降伏強度係885MPa以上，抗拉強度係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)
此處，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]分別係前述化學組成中C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B之質量%。
(2)如前述(1)記載之高強度鋼板，其中50nm以上之雪明碳鐵的個數密度亦可為20個/μm3 以下。
(3)如前述(1)或(2)記載之高強度鋼板，其中板厚亦可為6mm以上且25mm以下。
(4)本發明之一態樣的高強度鋼板之製造方法，其係將具有下述化學組成之鋼加熱至1100℃以上，該化學組成以質量%計含有：C：0.05%以上且小於0.10%、Si：0.20%以上且0.50%以下、Mn：0.20%以上且小於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、及Ca：0%以上且0.0030%以下，並限制成：Ni：0.1%以下、P：0.012%以下、S：0.005%以下、及N：0.0080%以下，且剩餘部分係由Fe及不可避免的雜質所構成，藉下述(式3)所定義之Pcm係0.22%以下，藉下述(式4)所定義之A係2.0以下；於前述鋼進行熱軋延，使未再結晶溫度區域之累積軋縮率為60%以上；及於線上(on-line)以10℃/s以上之冷卻速度將前述鋼由Ar3以上之溫度加速冷卻至450℃以下且300℃以上之溫度，並於停止加速冷卻後放冷。
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)
此處，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]分別係前述化學組成中C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B之質量%。
依據本發明，可經濟性地提供一種使用於營造機械或工業機械之構造構件，降伏強度為885MPa以上，大多為板厚6mm以上且25mm以下的熔接性優異之高強度厚鋼板。
圖式簡單說明
第1圖係顯示Pcm與y型熔接裂痕試驗中裂痕停止預熱溫度之關係的圖表。
第2圖係顯示下變韌鐵之組織分率與降伏比之關係的圖表。
第3圖係顯示A值與下變韌鐵之組織分率之關係的圖表。
第4圖係顯示本發明之一實施形態的高強度鋼板之製造方法之概略的流程圖。
 用以實施發明之形態
眾所皆知的是為了降低熔接裂縫敏感度，降低熔接裂縫敏感度指數Pcm係為有效。發明人等檢討了，即使二氧化碳電弧熔接中可能於鋼中含有被視為熔接施工管理不充分時混入之3.0~5.0ml/100g左右的量之擴散氫，為了於未預熱下不產生熔接裂痕，需降低多少Pcm。相對於具有各種化學組成之鋼材，調整溫度及濕度，實施了JIS Z 3158(1993)中規定之y型熔接裂痕試驗(1.7kJ/mm之熔接入熱量)。試驗材之板厚均為25mm，一定要以同一條件對2個試驗材實施試驗。其中，將1個作為氫分析用之試驗材使用，於試驗後立刻由該試驗材取樣，並藉由氣相層析儀測定擴散氫量。分析結果，僅於擴散氫量大於5.0ml/100g時，將剩餘之1個試驗材使用於評價有無裂痕之試驗。由所得之結果，可得第1圖所示之鋼材的Pcm與防止裂痕預熱溫度之關係。換言之，第1圖中顯示鋼材之Pcm與預熱溫度對有無裂痕之影響。由該第1圖可知，只要使Pcm降低至0.22%以下的話，於擴散氫量為5.1~6.0ml/100g之範圍內，未預熱(試驗溫度25℃)之條件下不產生裂痕。
然而，以往之100公斤鋼級的厚鋼板係以多次回火製程所製造，一般係包含回火麻田散鐵作為主要之組織。然而，以滿足0.22%以下之低Pcm的成分組成(化學組成)，於主要之組織為回火麻田散鐵時，並不容易得到100公斤鋼之強度。為以如此低之Pcm得到高強度之簡易的一個方法，係不多次回火麻田散鐵組織，即直接利用淬火之麻田散鐵組織。然而，淬火之麻田散鐵組織因可動差排多，有降伏比(降伏強度/抗拉強度)低之特徵，為確保限定規格之降伏強度，必須提高抗拉強度。JIS規格中100公斤鋼之強度規格值係降伏強度為885MPa以上，抗拉強度為950MPa以上且1130MPa以下。前述規格值中考量到製造上品質(強度)之不均勻等，將降伏強度之下限目標值設為915MPa、抗拉強度之上限目標值設為1100MPa時，可知降伏比(降伏強度/抗拉強度)為83%以上係必要條件。淬火之麻田散鐵組織中不易得到該降伏比。發明人等檢討各種組織與強度之關係，結果，做出了為於淬火狀態下得到高降伏比，將淬火組織控制為下變韌鐵主體之組織，降低麻田散鐵組織之分率係為有效的結論。
此外，發明人等詳細地調查C量為0.05%以上且小於0.10%，Pcm為0.22%以下之具有各種成分組成的鋼材之組織分率與強度及降伏比的關係。結果，可知首先，為確保885MPa以上之降伏強度，下變韌鐵之組織分率(下變韌鐵分率)與麻田散鐵之組織分率(麻田散鐵分率)的和必須為90%以上(上變韌鐵及肥粒鐵之組織分率小於10%)。此外，得到為滿足83%以上之降伏比，鋼板之組織必須為以下變韌鐵作為主體的組織(下變韌鐵單相組織或下變韌鐵與麻田散鐵之混合組織)，具體而言，鋼板之組織所含的下變韌鐵之組織分率為70%以上(第2圖)的觀察所得知識。另，於第2圖及後述之第3圖中，使用板厚6~25mm、下變韌鐵分率與麻田散鐵分率之和為90%以上的鋼板，該鋼板中於300~450℃停止水冷，控制組織。
接著，發明人等檢討了於下變韌鐵主體之組織中穩定地控制鋼板組織的方法。例如，雖控制淬火時之冷卻速度於一定範圍，即可得下變韌鐵，但可得下變韌鐵之冷卻速度範圍一般係小，故如此之冷卻速度的控制，於工業上來說並非良策。穩定且簡易地得到下變韌鐵主體之組織的製造製程，係於淬火時，並非加速冷卻至室溫，而係於冷卻途中於適當之溫度停止水冷，之後藉由放冷減緩冷卻速度係為有效。於使停止水冷溫度(由水冷轉換至放冷之鋼板溫度)低於300℃時，麻田散鐵分率變得過高。反之，於停止水冷溫度高於450℃時，將容易生成上變韌鐵。因此，以停止水冷溫度為300℃以上且450℃以下為佳。
發明人等對C量為0.05%以上且小於0.10%，Pcm為0.22%以下之各種成分組成之鋼種，以板厚為6~25mm、停止水冷溫度為300℃以上且450℃以下之條件製造鋼板，並針對下變韌鐵之組織分率與麻田散鐵之組織分率的和為90%以上之鋼材詳細地調查強度與組織分率的關係。
結果，可知Mn及Ni因具有抑制下變韌鐵變態之作用，故特別於中途停止水冷之製程中，使下變韌鐵之組織分率下降，停止水冷溫度低時提高麻田散鐵之組織分率，停止水冷溫度高時提高上變韌鐵之組織分率(上變韌鐵分率)的傾向高。又，亦確認Mo及V抑制肥粒鐵或上變韌鐵之生成，提高下變韌鐵之組織分率的傾向高。因此，可知於中途停止水冷之製程中，為容易穩定地得到下變韌鐵主體之組織，抑制Mn及Ni之量，使Mo及V之量增加係非常有效。具體而言，可知除了C量為0.05%以上且小於0.10%，藉下述(式5)所定義之Pcm為0.22%以下的成分組成條件以外，將藉下述(式6)所定義之A(A值)調整至2.0以下的話，於麻田散鐵之組織分率與下變韌鐵之組織分率的和為90%以上時，可確實地得到下變韌鐵分率為70%以上之組織(第3圖)。
藉由得到如此下變韌鐵主體之組織，因降伏比為83%以上，考量到某程度之強度的不均勻，可穩定地滿足降伏強度之下限(885MPa)與抗拉強度之上限(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)
此處，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]分別係化學組成中C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B之質量%。
以下，詳細地說明本發明之一實施形態的高強度鋼板。
首先，說明本實施形態之鋼成分的限定理由。另，以下，「%」係指「質量%」。
C係大幅地影響具有以下變韌鐵作為主體之組織的本實施形態之鋼的強度之重要元素。為得885MPa以上之降伏強度，C量需為0.05%以上，以0.055%以上或0.060%以上為佳。然而，於C量為0.10%以上時抗拉強度將變得過高。因此，C量以小於0.10%，以0.095%以下或0.090%以下為佳。
Si係於後述之中途停止水冷的製程中，抑制停止水冷後之緩冷卻中的雪明碳鐵之粗大化，故為得高強度，以提高Si量為佳。因此，Si量係0.20%以上，以0.25%以上或0.30%以上為佳。然而，於鋼中過剩地添加Si時，有阻礙韌性之疑慮，故Si量之上限係0.50%，以0.45%或0.40%為佳。
Mn係有助於提高可硬化性、提升強度之元素。因此，Mn量係0.20%以上，以0.30%以上或0.50%以上為佳。然而，Mn因有抑制下變韌鐵變態之作用，特別是於中途停止水冷之製程中，降低下變韌鐵之組織分率，於停止水冷溫度低時提高麻田散鐵之組織分率，於停止水冷溫度高時提高上變韌鐵分率的傾向高。特別是，於Mn量為1.20%以上時，將不易得到83%以上之降伏比，故Mn量係小於1.20%，以1.00%或0.90%以下為佳。
Cr因有助於提升可硬化性、提升強度，故Cr量係0.20%以上，以0.25%以上或0.30%以上為佳。然而，因於鋼中添加過剩之Cr時，將降低熔接性，故Cr量係1.20%以下，以1.10%以下或1.00%以下為佳。
Mo可抑制肥粒鐵之生成，於後述之中途停止水冷的製程中，有助於穩定地生成下變韌鐵。因此，Mo量需為0.20%以上，以0.25%以上或0.30%以上為佳。然而，於鋼中添加過多之Mo時，有熔接性受損的情形，Mo亦為高價之元素。因此，Mo量係0.60%以下，以0.58%以下或0.55%以下為佳。
Ni亦與Mn同樣地具有抑制下變韌鐵變態之作用，故特別於中途停止水冷的製程中，降低下變韌鐵之組織分率，於停止水冷溫度低時提高麻田散鐵之組織分率，於停止水冷溫度高時提高上變韌鐵之分率的傾向高。因此，於鋼中添加Ni時，不易得到83%以上之降伏強度。於是，故意不於鋼中添加Ni，並控制Ni量於不可避免地於鋼中所含之範圍內。具體而言，Ni量之上限係0.1%，以0.05%或0.04%為佳。Ni量之下限並未特別限制，係0%。另，於鋼中添加作為選擇元素之Cu時，亦可一面將Ni量抑制於前述Ni量以下，一面於鋼中添加Cu之0.5倍以上的Ni。
Nb於軋延中生成微細碳化物，增大未再結晶溫度區域，提高控制軋延效果，藉由結晶粒微細化提高韌性。因此，Nb量係0.010%以上，以0.015%以上或0.020%以上為佳。然而，因於鋼中過剩地添加Nb時，有阻礙熔接性之情形，故Nb量係0.050%以下，以0.045%以下或0.040%以下為佳。
本實施形態中，使用用以確保可得下變韌鐵組織之適當可硬化性的B。為得該適當可硬化性，需於直接淬火時確保自由之B。N因會生成BN，使自由之B減少，故於鋼中添加適量之Ti，而未生成BN，將N作為TiN固定。
Ti係用以將N作為TiN固定而含有於鋼中。換言之，於鋼中，Ti量係0.005%以上，以0.010%或0.012%以上為佳。然而，因有過剩地添加Ti造成熔接性下降的情形，故Ti量之上限係0.030%，以0.025%或0.020%為佳。
B具有提高鋼之可硬化性的效果，為發揮該效果，B量需為0.0003%以上，以0.0005%以上或0.0010%以上為佳。然而，於鋼中添加大於0.0030%之B時，有熔接性或韌性下降的情形。因此，B量係0.0030%以下，以0.0025%以下或0.0020%以下為佳。
N於鋼中過剩地含有時，如前述，將生成BN，阻礙B之提升可硬化性效果，且降低韌性。因此，將N量抑制於0.0080%以下，以0.0060%以下或0.0050%以下為佳。又，因N係不可避免地含有於鋼中，故N量之下限不需特別限制，係0%。
Al係添加於鋼中作為脫氧材，於該鋼中，Al量通常係0.01%以上。然而，因Al之過剩添加有降低韌性之情形，故Al量之上限係0.10%，以0.08%或0.05%為佳。
P係降低韌性之有害元素。因此，將P量抑制於0.012%以下，以0.010%以下或0.008%以下為佳。又，因P係不可避免的雜質，故P量之下限不需特別限制，係0%。
S係形成MnS，降低折彎加工性之有害元素，故以儘量降低S量為佳。因此，將S量抑制於0.005%以下，以0.004%以下或0.003%以下為佳。又，因S係不可避免的雜質，故S量之下限不需特別限制，係0%。
以上之元素係本實施形態中鋼之基本成分(基本元素)，包含該基本元素，且剩餘部分係由Fe及不可避免的雜質所構成的化學組成係本實施形態之基本組成。然而，除了該基本組成(取代剩餘部分Fe之一部分)以外，本實施形態中，亦可視需要含有以下之元素(選擇元素)。另，即使於鋼中不可避免地混入該等選擇元素，仍不損及本實施形態中之效果。
換言之，選擇元素除了前述基本成分以外，亦可於鋼中添加V、Cu、Ca中之一種以上。
V可提升可硬化性，亦有回火麻田散鐵組織或回火變韌鐵組織中之析出強化效果，因有助於提升強度，故亦可視需要添加V。然而，添加多量之V有阻礙熔接性之情形，且因係高價之元素，故V量係0.10%以下，以0.090%以下或0.080%以下為佳。又，為降低合金成本，不需故意於鋼中添加V，V量之下限係0%。
Cu係藉由固溶強化提升強度之元素，亦可視需要添加Cu。例如，可於鋼中添加Cu，使Cu量為0.05%以上。然而，於多量地添加Cu時，藉固溶強化提升強度之效果將到達極限。因此，Cu量係0.50%以下，以0.40%以下或0.30%以下為佳。又，Cu係高價之元素，為降低合金成本，不需故意於鋼中添加Cu，Cu量之下限係0%。
Ca係具有將鋼板之硫化物球狀化，減輕MnS造成之折彎加工性下降的效果，亦可視需要於鋼中添加Ca。另，為了該目的於鋼中添加Ca，亦可於鋼中含有0.0001%以上之Ca。然而，因添加多量之Ca將使熔接性下降，故Ca量之上限係0.0030%以下，以0.0020%以下或0.0010%以下為佳。又，為降低合金成本，不需故意於鋼中添加Ca，Ca量之下限係0%。
如以上，本實施形態之高強度鋼板具有包含前述基本元素，且剩餘部分係由Fe及不可避免的雜質所構成的化學組成、或包含前述基本元素與選自於前述選擇元素之至少1種，且剩餘部分係由Fe及不可避免的雜質所構成的化學組成。
除了以上各元素之量的範圍條件以外，如前述，為確保充分之熔接性，調整成分組成，使藉前述(式5)所定義之Pcm為0.22%以下。
如前述，於Pcm為0.22%以下之條件下，為滿足83%以上之降伏比，鋼板組織中之麻田散鐵分率與下變韌鐵分率的和係90%以上，其中下變韌鐵之分率需為70%以上。為穩定地容易得到該下變韌鐵主體之組織，調整成分組成，使藉前述(式6)所定義之A(A值)為2.0以下。
另外，於鋼中未含有作為選擇元素之V及Cu時，Pcm及A分別係藉下述(式7)及(式8)所定義。該等(式7)及(式8)分別對應前述(式5)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)
另外，前述(式5)~(式8)中，於鋼中未含有對應於式中各變數之元素(例如，V、Cu、Ni)時，將0代入該變數。
滿足前述各元素之量的範圍與Pcm及A之條件的成分組成係本實施形態中之成分組成。
接著，說明本實施形態之鋼的組織。
如前述，為一面確保通常之熔接施工管理所需的熔接性一面滿足83%以上之降伏比，麻田散鐵分率與下變韌鐵分率之和係90%以上，其中下變韌鐵之分率需為70%以上。
此處，下變韌鐵中多量之微細的雪明碳鐵存在於肥粒鐵薄晶(ferrite lath)之界面或肥粒鐵薄晶內。該微細之雪明碳鐵被視為提高降伏強度，特別是直徑(圓等效直徑)為1~10nm左右的雪明碳鐵之降伏強度提升效果大，以如此微細之雪明碳鐵多為佳。然而，不易精確地測定數nm之雪明碳鐵。另一方面，考量到對應於C量等製造條件，於鋼中生成一定量之雪明碳鐵時，有微細之雪明碳鐵越多，粗大之雪明碳鐵越少的傾向。因此，本發明人等詳細地調查降伏強度與雪明碳鐵之大小、個數密度，結果，發現具體而言，鋼板組織中之直徑(圓等效直徑)50nm以上之較粗大的雪明碳鐵之個數密度為20個/μm3 以下者，係含有眾多微細之雪明碳鐵，顯著地提升降伏強度的較佳條件。藉於鋼板組織中含有眾多如此微細之雪明碳鐵，可輕易地達成83%以上的降伏比。另，該雪明碳鐵之個數密度的下限係0個/μm3 。
另外，製作利用電解溶出預定體積之鋼板的基體材料並藉由萃取印模法萃取出雪明碳鐵之試樣，再利用穿透式電子顯微鏡(TEM)觀察該試樣，可得具有50nm以上之圓等效直徑的雪明碳鐵(50nm以上之雪明碳鐵)之每單位體積個數(個數密度)。
以外，如後述，前沃斯田鐵(前沃斯田鐵粒)之縱橫比係2以上。前沃斯田鐵之縱橫比係相對於前沃斯田鐵之短軸長的長軸長之比(軸比)，係各前沃斯田鐵粒之軸比的平均值。因此，該縱橫比之下限係1。
此外，詳細地說明本發明之一實施形態的高強度鋼板之製造方法。由藉由添加等調整鋼中之成分組成，以滿足前述實施形態之成分組成的條件，所製成的扁鋼胚(鋼)，使用以下方法製造高強度鋼板。另，於第4圖顯示本實施形態之高強度鋼板的製造方法之概略。
將前述扁鋼胚於1100℃以上之溫度(加熱溫度)加熱(S1)，使提高控制軋延效果之Nb、或賦與可硬化性之Mo等合金元素的碳化物或碳氮化物充分地固溶於鋼中。該加熱溫度之上限並未特別限制，但因有生產性下降、或加熱時沃斯田鐵之粒徑變得非常地大的情形，以1300℃為佳。
對該經加熱之扁鋼胚進行熱軋延至目標之板厚(S2)，使未再結晶溫度區域下之累積軋縮率為60%以上。經熱軋延之扁鋼胚，即鋼板(鋼)中，其板厚多為6~25mm，但並未限定為該板厚。此處，於未再結晶溫度區域下之累積軋縮率為60%以上時，可於鋼中導入充分之加工應變，可適當地控制鋼板之強度特性。另，未再結晶溫度區域係Ar3以上且960℃以下之溫度區域，於該溫度區域中，可防止軋延後之再結晶(加工應變之減少)。又，Ar3(Ar3變態點)係冷卻時肥粒鐵開始變態之溫度，可使用富士電波工機製之熱加工模擬試驗裝置(THE RME CMA STOR-Z)測定。該Ar3之測定係將鋼(試樣)加熱至1200℃後保持10分鐘，再以2.5℃/分冷卻，測定冷卻時之體積變化，依據該體積變化決定Ar3。另，未再結晶溫度區域下之累積軋縮率小於100%。
對由熱軋延所得之鋼板(鋼)，熱軋延後接著於線上由Ar3以上之溫度(開始水冷溫度)進行加速冷卻(水冷)。於線上進行加速冷卻，可提高淬火性，有利於降低Pcm。將開始加速冷卻溫度設為Ar3以上之溫度，係於由小於Ar3之溫度開始加速冷卻時，將生成肥粒鐵或上變韌鐵，大幅地降低鋼板之強度的緣故。於開始加速冷卻後，於300℃以上且450℃以下之溫度(停止水冷溫度)停止該加速冷卻，之後進行放冷(S3)。於停止水冷溫度大於450℃時，容易生成上變韌鐵，有降伏強度及抗拉強度下降的傾向高。又，於停止水冷溫度小於300℃時，因麻田散鐵之組織分率變高，降伏比下降，故不易兼顧降伏強度之下限與抗拉強度之上限。此處，加速冷卻(水冷)係於前述冷卻停止溫度以上且Ar3以下之溫度區域中，鋼板之1/4t部分的平均冷卻速度為10℃/s以上之冷卻，該加速冷卻之平均冷卻速度的上限並未特別限制。又，放冷(於大氣中保持)係於室溫以上且小於前述冷卻停止溫度之溫度區域中，鋼板之1/4t部分的平均冷卻速度為1℃/s以下之冷卻，該放冷之平均冷卻速度的下限並未特別限制。另，鋼板之1/4t部分係由鋼板之表面朝板厚中心(深度)方向距離有板厚之1/4的距離之部分，該1/4t部分之冷卻速度係由進行溫度解析後所得的溫度變化求得。又，藉由前述加速冷卻後之放冷，得到70%以上之下變韌鐵，可確保充分之微細的雪明碳鐵。此時，所得之鋼板的大部分中，50nm以上之較粗大的雪明碳鐵之個數密度係20個/μm3 以下。
藉由本實施形態所製造之鋼板中，以前沃斯田鐵的縱橫比係2以上，作為下變韌鐵分率與麻田散鐵分率的和係90%以上、下變韌鐵分率係70%以上，並於線上加速冷卻製造之鋼板的組織特徵。又，本實施形態中，不需進行回火即可達成885MPa以上之降伏強度，與950MPa以上且1130MPa以下之抗拉強度。
另一方面，於未於線上對鋼板進行加速冷卻，而於結束冷卻後進行再加熱與淬火時，鋼板之前沃斯田鐵的縱橫比小於2.0。此時，為確保降伏比，因需回火，故增加工程數及工程所需時間，提高工業上之成本。
又，於加速冷卻後捲取鋼板，以線圈之狀態放置鋼板時，放冷時之冷卻速度將變得非常小，50nm以上之較粗大的雪明碳鐵之個數密度將大於20個/μm2 。因此，對線圈狀態之鋼板進行加速冷卻後之放冷係為不佳，以將鋼板一片一片地放置直到鋼板之溫度為250℃以下地進行空冷為佳。換言之，直到鋼板之溫度為250℃以下為止，不重疊堆放鋼板(例如，使鋼板表面可與空氣接觸)地放冷為佳。亦可於鋼板之溫度到達250℃以下後，將鋼板重疊放冷。
另外，以高溫回火藉熱軋延後進行加速冷卻所得之鋼板，雪明碳鐵將容易粗大化，而不易充分地確保微細之雪明碳鐵。
實施例
由熔製具有表1及表2所示之成分組成的鋼組成No.A~AP之鋼後所得的鋼片，藉由表3及表4所示之製造條件製造板厚6~25mm的鋼板No.1~55。於表1及表2中，於故意未於鋼中添加Cu、Ni、V、Ca時，於該等化學成分之量賦與括弧。又，於表3及表4中，於停止加速冷卻(水冷)後，至鋼板之溫度為250℃為止，不捲取鋼板而將鋼板一片一片地放冷。
藉由以下所示之方法，對該等鋼板No.1~55，測定下變韌鐵及麻田散鐵之組織分率、50nm以上之雪明碳鐵的個數(個數密度)、前沃斯田鐵之縱橫比、y型熔接裂痕試驗下之熔接金屬的擴散氫量，評價降伏強度、抗拉強度、熔接性、韌性。於表5及6顯示藉由該等測定及評價所得之鋼板的組織及特性。
於鏡面研磨鋼板截面後，以硝太蝕劑腐蝕，以掃描式電子顯微鏡(SEM)觀察鋼板截面之前述1/4t部分附近。此處，倍率係3000倍，於25μm×20μm範圍之視野內選擇15處視野。藉由該觀察所得之影像測定下變韌鐵及麻田散鐵的面積，求出分別之組織分率(面積率)。又，由以與該等影像相同之方法觀察於1/4t部分附近的鋼板之軋延方向(長度方向)上平行的截面(L截面，於板厚中心方向上垂直之截面)所得之影像，測定前沃斯田鐵之長軸長與短軸長，以長軸長除以短軸長求得縱橫比。此外，製作利用電解溶出鋼板No.1~55之預定體積之鋼板的基體材料並藉由萃取印模法萃取雪明碳鐵之試樣，利用穿透式電子顯微鏡(TEM)觀察該試樣，求出具有50nm以上之圓等效直徑的雪明碳鐵之個數密度。於測定個數時，係藉由EDX區別雪明碳鐵以外之析出物，但鋼板No.1~55中，幾未存在雪明碳鐵以外之50nm以上的析出物。
又，Ar3(Ar3變態點)係使用富士電波工機製之熱加工模擬試驗裝置(THE RME CMA STOR-Z)測定，該Ar3之測定中，將鋼(試樣)加熱至1200℃後保持10分鐘，再以2.5℃/分冷卻，測定冷卻時之體積變化，並依據該體積變化決定Ar3。
又，由鋼板No.1~55取出依JIS Z 2201(1998)規定之1A號抗拉試驗片，再藉由JIS Z 2241(1998)規定之抗拉試驗測定降伏強度及抗拉強度。該抗拉試驗之結果，於降伏強度為885MPa以上，抗拉強度為950MPa以上且1130MPa以下時，分別評價鋼板之降伏強度及抗拉強度為「合格」。
以JIS Z 3158(1993)規定之y型熔接裂痕試驗評價鋼板No.1~55的熔接性。於該y型熔接裂痕試驗中，進行溫度及濕度之調整，以入熱15kJ/cm進行二氧化碳電弧熔接，用於評價之鋼板的板厚係25mm。該試驗結果，於未預熱(室溫25℃)下之根部裂痕率為0時，評價鋼板之熔接性為「合格」。又，由可將板厚為6mm~16mm之鋼板No.2、4、7、9、18與具有類似成分之鋼板No.1、3、6、8、17視為具有同樣的熔接性，對該等鋼板No.2、4、7、9、18省略y型熔接裂痕試驗。
又，於y型熔接裂痕試驗中，分別對2個試驗材進行相同設定有溫度及濕度或入熱等條件的熔接，將其中1者於熔接後立刻作為試樣，藉由JIS Z 3118(2007)規定之氣相層析儀法，測定熔接金屬的擴散氫量。分析之結果，僅於擴散氫量大於5.0ml/100g時，將剩餘之1者試驗材用於前述熔接性(有無裂痕)的評價試驗。
由板厚中心部朝軋延方向垂直之方向上取出JIS Z 2201(1998)規定之4號沙丕試驗片，測定-40℃中之衝擊試驗的吸收能，由3條試驗片之吸收能的平均值(vE-40)評價韌性，設定韌性之目標值為27J。另，對板厚6mm及9mm之鋼板，取出5mm次尺寸的沙丕試驗片，設定韌性之目標值為每1cm2 的吸收能值為27J以上。
另外，表1及表2中標有底線之化學成分的量、Pcm、及A之值並未滿足本發明鋼板之組成條件。同樣地，表3及表4中標有底線之數值並未滿足本發明之製造條件。表5及表6中標有底線之數值並未滿足本發明鋼板之組織、或鋼板特性不充分。
表2中之鋼板No.1~18，均係下變韌鐵分率與麻田散鐵分率的和(下變韌鐵分率+麻田散鐵分率)為90%以上，且下變韌鐵分率為70%以上，降伏強度、抗拉強度、降伏比、熔接性、韌性滿足前述之目標值。此處，由為評價熔接性而實施之y型熔接裂痕試驗中，熔接金屬中擴散氫的量於5.1~6.0ml/100g之範圍，可確認該範圍下不會產生熔接裂痕。因此，被視為於二氧化碳電弧熔接中，可能於熔接施工管理稍不充分時混入之擴散氫量為3.0~5.0ml/100g左右的話，因該擴散氫量較前述範圍之擴散氫量低，可知不會產生熔接裂痕。此處，於對鋼板No.1~18更以500℃進行回火時，50nm以上之較粗大的雪明碳鐵之個數密度增加，降伏強度較未進行回火的情形低。又，例如，於鋼板No.7之製造條件中，將未再結晶溫度區域下之累積軋縮率變更成小於60%時，因無法於鋼中導入充分之加工應變，故強度特性之任一者(例如，韌性)較鋼板No.7低。
相對於此，於表1及表2中以底線所示之各化學成分的量未滿足本發明條件之鋼板No.19~42中，儘管滿足本發明之製造條件，但降伏強度、抗拉強度、熔接性、韌性中之一者以上仍未達到目標值。
鋼板No.43~49中，各化學成分之量滿足本發明的條件。然而，於Pcm之值未滿足本發明條件的鋼板No.43~45中，熔接性係不合格。同樣地，於A之值未滿足本發明條件的鋼板No.46~47中，降伏強度係不合格。又，於Pcm值與A值均未滿足本發明條件之鋼板No.48~49中，熔接性與降伏強度均不合格。
於鋼板No.50~55中，各化學成分之量、Pcm、A之值均滿足本發明的條件。然而，於鋼板No.50~55中，製造條件之至少任一者未滿足本發明條件。因此，於鋼板No.50~55中，除了鋼板之組織條件(下變韌鐵+麻田散鐵分率、下變韌鐵分率中一者以上)未滿足本發明條件，且降伏強度、抗拉強度、韌性中之至少一者係不合格。
另外，於鋼板No.54中，於軋延鋼片製造鋼板，進行放冷後，將鋼板再加熱至930℃，再以40℃/s之冷卻速度冷卻至810℃~350℃的溫度區域。因此，例如，相較於鋼板No.52，鋼板No.54增加了製造成本。
產業上之可利用性
可經濟性地提供降伏強度為885MPa以上、抗拉強度為950MPa以上且1130MPa以下，且熔接性優異之高強度厚鋼板、及其製造方法。
S1~S3．．．步驟
第1圖係顯示Pcm與y型熔接裂痕試驗中裂痕停止預熱溫度之關係的圖表。
第2圖係顯示下變韌鐵之組織分率與降伏比之關係的圖表。
第3圖係顯示A值與下變韌鐵之組織分率之關係的圖表。
第4圖係顯示本發明之一實施形態的高強度鋼板之製造方法之概略的流程圖。

Claims (4)

  1. 一種高強度鋼板，其特徵在於：其化學組成以質量%計含有：C：0.05%以上且小於0.10%、Si：0.20%以上且0.50%以下、Mn：0.20%以上且小於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、及Ca：0%以上且0.0030%以下，並限制成：Ni：0.1%以下、P：0.012%以下、S：0.005%以下、及N：0.0080%以下，且剩餘部分係由Fe及不可避免的雜質所構成，藉下述(式1)所定義之Pcm係0.22%以下，藉下述(式2)所定義之A係2.0以下，下變韌鐵之組織分率與麻田散鐵之組織分率的和係90%以上，前述下變韌鐵之組織分率係70%以上，前沃斯田鐵粒之縱橫比係2以上，降伏強度係885MPa以上，抗拉強度係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)此處，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]分別係前述化學組成中C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B之質量%。
  2. 如申請專利範圍第1項之高強度鋼板，其中50nm以上之雪明碳鐵的個數密度係20個/μm3 以下。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之高強度鋼板，其中板厚係6mm以上且25mm以下。
  4. 一種高強度鋼板之製造方法，其特徵在於：將具有下述化學組成之鋼加熱至1100℃以上，該化學組成以質量%計含有：C：0.05%以上且小於0.10%、Si：0.20%以上且0.50%以下、Mn：0.20%以上且小於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、及Ca：0%以上且0.0030%以下，並限制成：Ni：0.1%以下、P：0.012%以下、S：0.005%以下、及N：0.0080%以下，且剩餘部分係由Fe及不可避免的雜質所構成，藉下述(式3)所定義之Pcm係0.22%以下，藉下述(式4)所定義之A係2.0以下；於前述鋼進行熱軋延，使於未再結晶溫度區域下之累積軋縮率為60%以上；及於線上(on-line)以10℃/s以上之冷卻速度，將前述鋼由Ar3以上之溫度加速冷卻至450℃以下且300℃以上之溫度，並於停止加速冷卻後放冷；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)此處，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]分別係前述化學組成中C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B之質量%。
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