低屈服比高张力钢板及其制造方法

专利名称：低屈服比高张力钢板及其制造方法
技术领域：
本发明涉及一种抗拉强度高达780MPa以上、屈服比低至85％以下、并且音响各向异性小、母材韧性以及焊接性优异的高张力钢板。
背景技术：
桥梁用或建筑用钢板(厚钢板)，如果焊接部存在缺陷，则此部分容易成为破裂发生的起点，所以要通过超声波探伤试验调查是否存在缺陷部分，如果缺陷部分存在时，一般要进行其部分的修补作业。但是，根据探伤方向音速显著变化的钢板，即，音响各向异性高的钢板中，超声波探伤试验就不能够检测出焊接缺陷部分的正确的位置，所以在适用于上述领域等的钢板中，要求音响各向异性要小。
在上述的海洋结构物、建筑结构物等的领域中，为了提高焊接施工效率而对焊接缺陷的检测实行简化处理，所以要求钢板的音响各向异性要小，此外迫切希望一种能够确保-40℃的超低温的焊接性(HAZ韧性、耐焊接破裂性)以及母材韧性的780MPa级高张力钢板。
此外，近年来，特别是在要求具有抗震性的高层建筑构造物等的领域中，需求一种地震时能够吸收施与结构物的破坏能，并且能够防止构造物的倒塌，屈服比YR低的钢材，但是一般情况下，高张力钢板的YR具有升高的倾向。还有，YR(％)表示为YS(0.2％耐力)/TS(抗拉强度)×100。
历来，780MPa级以上的高张力钢板，其低温韧性的确保十分困难，但是，近年来提出有多种的试图改善母材韧性的技术。例如，分别有如下记载，在特开平11-172365号公报(特许文献1)中，为了使旧奥氏体(γ)粒的平均长度与直径(aspect)比为3以上，在未再结晶区域，轧制的累积压下率在50％以上而进行热轧；在特开2001-220644号公报(特许文献2)中，为了使旧γ粒的扁平率平均在50％以下，将轧制完成温度(FRT)设定在850℃以下进行热轧；在特开2001-200334号公报(特许文献3)中，通过进行温度在Ar3点以上、低于900℃之间，累积压下率为10～50％的热轧，而使板条状贝氏体(bainiet lath)的幅度变小；还有，在特开平9-3591号公报(特许文献4)中，通过在再结晶温度区域，进行30％以上的累积压下率的热轧，而使板条长度变短。
另一方面，在780MPa级以上的高强力钢中，在进行大热量输入的焊接时，具有HAZ韧性恶化的问题。其理由，是因为热量输入变大，则HAZ的冷却速度变缓，生成粗大的岛状的马氏体，而使韧性下降。此问题在进行大热量输入焊接时，无论厚、薄物均会发生。因此，按惯例将焊接施工时焊接热量输入限制在5kJ/mm以下，不得已而降低了焊接效率。
鉴于此问题，提出了多种的改善HAZ韧性的技术。例如，在特开2000-160281号公报(特许文献5)中，在低C的条件下，积极地添加提高淬硬性的元素Mn、Cr、Mo，或进一步使TiN细微地进行分散，而使旧γ粒得到细化；在特开平6-65680号公报(特许文献6)中，在低C的条件下，进一步通过Ta2O3的细微的分散而使旧γ粒得到细化；在特开平5-171341号公报(特许文献7)中，通过添加作为必须成分的Ti以及Mg，使氧化物进行分散，而细化旧γ粒，促进粒内铁素体的生成；在特开平7-233437号公报(特许文献8)中，在无B的条件下，使Pcm≤0.24、Ceq≥0.45而提高淬硬性；在特开平2-254120号公报(特许文献9)中，在低C、无B的条件下，利用Cu的析出强化。
还有，作为焊接性优异而且屈服比低的高张力钢板，在特开平6-248336号公报(特许文献10)和特开平6-248337号公报(特许文献11)中记载了为了改善添加有B的钢材的焊接性，不进行B的添加，并且为了确保由于不添加B而引起的淬硬性的下降导致的强度下降，通过淬火、回火，利用V的析出硬化而得到高张力钢板的制造方法。
特许文献1特开平11-172365号公报特许文献2特开2001-220644号公报特许文献3特开2001-200334号公报特许文献4特开平9-3591号公报特许文献5特开2000-160281号公报特许文献6特开平6-65680号公报特许文献7特开平5-171341号公报特许文献8特开平7-233437号公报特许文献9特开平2-254120号公报特许文献10特开平6-248336号公报特许文献11特开平6-248337号公报上述关于改善母材韧性的技术，具有降低相变点作用的Mn、Cu、Ni的添加量大体上少，Ar3点变高，所以对降低奥氏体的未再结晶区域的轧制温度十分有限，因为低温轧制对提高母材韧性的效果小，所以不能够得到历来的、-50℃的摆锤冲击试验中吸收能量(vE-50)为100J以上的、优异的母材韧性。
还有，上述关于改善HAZ韧性的技术，任一个都是通过低C化，防止高冷却速度中HAZ的硬化，通过对Nb、Mo、V进行任一、或复合添加，补充由于低C化而引起的强度下降。但是，上述技术具有如下问题，积极地添加这些元素，则贝氏体相变时，作为具有抵抗裂纹传播作用的贝氏体块粗大化，从而产生恶化母材韧性和HAZ韧性的问题。
还有，上述能够确保焊接性、得到低屈服比的热轧钢板的技术，在补充由于不添加B而引起的强度降低中，不得不大量添加C、V等的合金元素，因此，产生导致焊接性的下降和母材韧性的恶化的问题。
另一方面，在任一技术中，都没有考虑到降低音响各向异性，因而在音响各向异性方面存在着问题。

发明内容
本发明鉴于所涉问题，其目的在于，提供一种抗拉强度高达780MPa以上，屈服比低，母材韧性、焊接性(耐焊接裂纹性、HAZ韧性)优异，而且音响各向异性小、容易检测出焊接施工时的缺陷的高张力钢板及其制造方法。
对于上述课题，本发明者进行了各种实验研究，得出如下结果和认识考虑以无碳贝氏体为主体的钢组织进行成分设计，即，在限制C为极低含量的基础上，控制对母材韧性、HAZ韧性有不好影响的Nb、V、Mo的添加，并且积极地添加提高淬硬性的元素Mn、Ni、Cu，由此即使不对热轧后的冷却速度进行特别的控制，在高冷却速度到冷却速度的任一冷却速度中，都能够使其生成无碳贝氏体(以下有时记为“BF”)为主体的组织，从而能够实现优异的母材韧性以及焊接性。而且，通过控制在组织中与作为主体的BF共同存在的MA(Martensite-Austenite Consitituent马氏体及奥氏体的混合物)的量在10面积％以下、并且提高其硬度，使MA相对于无碳贝氏体的硬度比(MA的硬度/BF的硬度)为1.1以上，从而能够降低YR。还有，通过控制旧奥氏体晶粒的长轴/短轴比(扁平率)在所定范围，能够降低音响各向异性。还有，上述旧奥氏体的扁平率，是根据钢材的化学成分，通过在特定的温度区域进行所定量的热轧而能够实现。本发明正是基于上述认识而完成的。
即，本发明的高张力钢板，以质量％计，含有C0.010～0.080％、Si0.02～0.50％、Mn1.10～3.00％、Cu1.60％以下、Ni0.40～2.50％、P0.030％以下、S0.010％以下、Al0.200％以下、N0.0100％以下、Cr0.30～2.00％、Mo0.10～1.10％、Ti0.002～0.030％，剩余部分由Fe以及杂质构成，并且下式所定义的AS值以及DL值为AS≥4.00、DL≤2.80，板厚1/4部位的组织为，以含有10面积％以下(0％除外)的MA的无碳贝氏体为主体，并且旧奥氏体晶粒的长轴/短轴的平均值(即，“平均扁平率”)为1.0～3.0，此外上述MA相对无碳贝氏体的硬度比为1.10以上。上述板厚1/4部位为，从板面开始计到达板厚的1/4深度的部位，与惯例相同，板厚1/4部位的组织观察面包含板厚方向(与板面垂直方向)和轧制方向(长度方向)的面(轧制直角方向断面，TD面)。
AS＝[Mn]+[Ni]+2×[Cu]
DL＝2.5×[Mo]+30×[Nb]+10×[V]但是，[X]表示元素X的含量(mass％)在高张力钢板的组织中，为了进一步提高母材韧性，希望旧奥氏体晶粒的当量圆直径的平均值(称作“平均当量圆直径”)在70μm以下，优选为65μm以下，进一步优选为60μm以下。上述当量圆直径是指具有与旧奥氏体晶粒的面积相同的面积的圆的直径。
还有，作为上述化学成分，此外还可以单独或复合含有下列各群中的任选元素，(1)B0.0050％以下、(2)Nb0.010％以下、V0.30％以下中任一种或两种、(3)Ca0.0050％以下、稀土元素(REM)0.0100％以下中任一种或两种、(4)Mg0.0050％以下、(5)Hf0.050％以下、Zr0.100％以下中任一种或两种、(6)Co2.50％以下、W2.50％以下中任一种或两种。
还有，适用于制造上述高张力钢板的方法，即本发明的制造方法为，将具有上述成分的钢材加热到Ar3点～1300℃，在部分再结晶温度区域进行总压下量的50％以上的热轧后，进行冷却，进而在奥氏体、铁素体两相区域进行再加热，调整MA的量以及相对无碳贝氏体的硬度比(MA的硬度/无碳贝氏体的硬度)。还有，在上述两相区域进行再加热后，可以在Ar1点以下的温度下按照MA不会分解消失的方式进行回火。通过进行这样的回火，可以进一步提高母材韧性。上述部分再结晶温度区域是指，将奥氏体晶粒直径为100±10μm的钢板试验片，在应变速度为10/秒、等效应变为0.2的条件下进行压下，10秒后，例如通过水冷冻结住组织时，20～80vol％成为再结晶粒的温度区域。
根据本发明的高张力钢板，由于C含量极低，积极地添加Mn、Ni、Cu使AS值在4.00以上，另一方面，添加Mo、Nb、V进行成分调整使DL值在2.80以下，所以与热轧后的冷却速度的高低无关，即使板厚厚到50mm以上的情况下，也能够形成以难以发生龟裂传播的无碳贝氏体为主体的微细组织，具有高强度、母材韧性优异而且具备优异的焊接性(耐焊接裂纹性、HAZ韧性)。还有，通过在两相区域进行再加热，提高MA的硬度，使MA相对于无碳贝氏体的硬度比为1.10以上，所以能够实现具有780MPa以上的高强度和85％以下的低屈服比，而且通过控制旧奥氏体晶粒的平均扁平率为1.0～3.0，可以降低音响各向异性，从而能够简化焊接施工时的缺陷检出工作。


图1是表示为了说明本发明钢材的制造时的冷却速度和组织的关系的模式的CCT图。
图2是表示为了调查实施例的HAZ韧性的试验片的采取部位的钢板焊接部的断面说明图。
图3是表示实施例的旧γ粒的平均扁平率与音响各向异性的关系的图。
图4是表示实施例的旧γ粒的平均当量圆直径与母材韧性的关系的图。
图5是表示实施例的MA的对于BF的硬度比与YR的关系的图。
图6是表示实施例的AS值与抗拉强度的关系的图。
具体实施例方式
本发明钢板的成分上的要点在于，在限制C含量为极低的基础上，限制对HAZ韧性、母材韧性有不好影响的Nb、V、Mo的添加量(DL≤2.80)，并且积极地添加提高淬硬性的元素Mn、Ni、Cu。首先，对根据本发明钢板的钢材的成分通过热轧而形成的组织，参照CCT图说明其特性。
图1表示本发明中积极地添加了Mn、Ni、Cu的极低C系钢(A)以及现有的高C系钢(B1)、低C系钢(B2)的CCT图。在图中，BF为无碳贝氏体、GBF为粒状无碳贝氏体、M为马氏体、B为贝氏体、F为铁素体。
从同图可知对于本发明的钢板(A)而言，不管热轧后的冷却是在高冷却速度(CR1)或者是低冷却速度(CR2)下进行，生成的BF的面积率均在85％以上，更优选在90％以上。由于以BF为主体的组织(剩余部分中有时也会生成微量的GBF)，所以不需特别进行淬火、回火热处理，即使厚度在50mm以上的板厚，也可以得到母材的机械性质为780MPa以上的强度，而且具备优异的韧性。而且，在高冷却速度(CR1)、低冷却速度(CR2)中的任一速度中，如上所述，由于母材组织主要是冷却速度敏感性低的BF，所以在小热量输入焊接条件下能够降低HAZ的硬度(提高耐低温裂纹性)，在大热量输入焊接的条件下也可以确保HAZ韧性。
另一方面，现有的高C系钢(B1)，在高冷却速度(CR1)下形成大量的M，因此硬度的冷却速度敏感性大，很难同时确保小热量输入焊接时的HAZ的硬度的降低和母材强度、韧性。还有，现有的高C系钢(B1)以及低C系钢(B2)在中冷却速度或低冷却速度(CR2)时，生成F或GBF，随之生成粗大并且块状的MA，所以母材强度和韧性下降，还有不能够确保大热量输入时的HAZ的韧性。
接着，对钢板的音响各向异性和旧奥氏体晶粒(γ粒)的扁平率的关系进行说明。在音响各向异性中，可以使用根据JIS Z 3060中所规定的横波音速比Csl/Csc(将振动方向作为L方向(轧制方向)和C方向(与轧制垂直的方向)所得到的横波音速值Csl(m/秒)和Csc(m/秒)的比)进行评价。
本发明者，为了使横波音速比Csl/Csc例如成为1.020以下的低值，即，为了得到低音响各向异性，对横波音速比(Csl/Csc)和旧γ粒的扁平率的关系进行了调查。其结果在图3中表示。从图3可知，旧γ粒的扁平率在3.0以下(最小值为1.0)时，横波音速比可以达到1.020以下的低音响各向异性。从音响各向异性的角度考虑，旧γ粒的扁平率优选在1.8以下，进一步优选在1.6以下。还有，图3的结果由后述的实施例所得。
还有，根据本发明者的调查，发现旧γ粒的平均当量圆直径和母材韧性(vE-50)之间有着密切的关系。图4表示的是旧γ粒的平均当量圆直径和母材韧性(vE-50)之间的关系，从图4可以得知，旧γ粒的平均当量圆直径越细化，母材韧性(vE-50)越可以得到提高。由此，旧γ粒的平均当量圆直径为70μm，优选为60μm以下，进一步优选为40μm以下。还有，图4的结果由后述的实施例所得。
一般情况下，由于MA比母相更加硬质，所以如果使MA残留，则屈服比下降，母材韧性也会下降。例如，在通常的钢中，屈服比要降到85％以下时，有必要残存10％左右以上的MA的量。另一方面，如果残存这样量的MA，则母材韧性显著下降，不能发挥所期望的特性。因此，通常为了尽量不残留MA，使用难以生成MA的成分系钢，并且在轧制后进行强制冷却。尽管如此也会有MA残留时，采取进行回火处理、进一步分解MA的方法。
但是，本发明者经过详细调查，发现在使用AS≥4.00、DL≤2.80的本发明成分的钢时，通过调整相对BF(母相)硬度的MA的硬度以及MA量的平衡，即，通过控制MA量的面积率在10％以下、并且MA对BF的硬度比为1.10倍以上，可以维持母材韧性，控制屈服比在85％以下。
图5以所含MA量与母材韧性大致相同水平(MA量为2～4％、母材韧性(vE-50)为120～140J左右)的钢材作为对象，对MA相对于BF的硬度比和屈服比的关系进行了整理，从此图可以得知如果硬度比为1.10倍以上，则屈服比在85％以下。不过，如果MA量超过10面积％，则即使硬度比为1.10倍以上，母材韧性也会恶化(参照后述的实施例的表9的试料No.66以及75、表10的试料No.80)。还有，图5的结果由后述的实施例所得。
对于在本发明钢的情况下，通过提高MA的硬度，即使MA少量也可以产生屈服比下降的效果的理由还未确定，推断为基于以下的理由。即，在本发明中，通过在热轧后进行两相区域热处理，对MA的量以及硬度进行调整，在进行此热处理时，发生向MA的C的浓缩，从而MA的硬度得到提高。接着推断为，此时，随着C的浓缩，MA中的马氏体的周围成为可动位错被导入的状况。从而认为，也许是由于此可动位错的导入而得到容易屈服的状况。
由于有效地利用这种MA的存在是本发明的特征，所以MA必须存在。为了有效地发挥MA的效果，其存在的下限优选为0.5面积％以上，进一步优选为1.0面积％以上，最佳为2.0面积％以上。不过，如果MA量超过10面积％而变多，则可能会对母材产生影响，所以MA量的上限为10面积％以下，优选为9.0面积％以下，进一步优选为8.0面积％以下，最佳为7.0面积％以下。
接着详细说明对本发明的高张力钢的成分限定的理由。单位全部为mass％。
C0.010～0.080％C是为了确保母材强度所必要的元素。低于0.010％，则即使积极地添加提高淬硬性的元素的Mn、Ni以及Cu也不能够确保780MPa以上的母材强度。另一方面，超过0.080％，则在高速冷却速度一侧，生成的不是无碳贝氏体，而是马氏体，耐低温裂纹性恶化。所以C量添加0.010％以上并且限制在0.080％以下，同时通过添加适量的Mn、Ni、Cu以及Cr，使小热量输入焊接时的HAZ的耐低温裂纹性和母材强度均得到提高，并且能够改善大热量输入焊接时的HAZ的韧性。因此，C量的下限设定为0.010％，优选为0.030％，另一方面，其上限设定为0.080％，优选为0.060％。
Si0.02～0.50％Si是具有脱氧作用的元素，Si量低于0.02％，则其效果过小，另一方面，超过0.50％，则使焊接性以及母材韧性恶化。因此，Si量的下限设定为0.02％，其上限设定为0.50％，优选为0.20％。
Mn1.10～3.00％、Ni0.40～2.50％、Cu1.60％以下这些元素具有改善淬硬性的作用，从高冷却速度到低冷却速度都可以容易地生成无碳贝氏体，通过积极地添加这些元素和使C极低化，可以同时使小热量输入焊接时的HAZ韧性和耐低温裂纹性得到提高，并且能够改善母材强度、韧性以及大热量输入焊接时的HAZ韧性。
即，Mn提高淬硬性，对确保强度、韧性有效，低于1.10％则起作用过小，另一方面，超过3.00％，则相反会恶化低温韧性。因此，Mn量的下限设定为1.10％，优选为1.30％，进一步优选为1.40％，其上限设定为3.00％，优选为2.20％，进一步优选为2.10％。
Ni也提高钢的低温韧性以及提高淬硬性而增强强度，并且具有防止热裂纹以及焊接高温裂纹的效果。Ni量低于0.40％，则此效果过小，另一方面超过2.50％，则容易生成氧化皮。因此，Ni的下限设定为0.40％，优选为0.50％，其上限为2.50％，优选为2.00％。
虽不如Mo、Mn、Ni、Cr，但Cu也能提高淬硬性，还通过固溶强化和析出强化而提高母材强度。为了有效地发挥其作用，其添加优选为0.10％以上，进一步优选为0.50％以上，最佳为0.80％以上。不过，超过1.60％，则由于会降低母材韧性、大热量输入时的HAZ韧性，所以Cu量的上限设定为1.60％，优选设定为1.20％。
AS值4.00以上Mn、Ni、Cu的添加量，与母材强度有密切的关系，Cu与Mn、Ni相比具有2倍左右的、很高的提高强度的效果。为了使高冷却速度到低冷却速度的范围内母材强度在780MPa以上，由后述的实施例可知，必须按照AS值4.00以上、优选为4.20以上、进一步优选为4.40以上的方式进行Mn、Ni、Cu的添加。
P0.030％以下杂质元素P由于对母材、焊接部的韧性有不好的影响，所以应当限制在0.030％以下，优选为0.010％以下。
S0.010％以下S是形成MnS使延展性下降的元素，特别是对高强度钢其影响很大，所以设定为0.010％以下，优选为0.005％以下。
Al0.200％以下Al具有脱氧以及通过微观组织的细化提高母材韧性的效果。为了有效地发挥此作用，其含量添加优选为0.010％以上，进一步优选为0.020％以上。不过，过多添加相反会降低母材韧性，所以其上限设定为0.200％，优选为0.060％以下。
N0.0100％以下N与后述的Ti相结合形成TiN，具有细化大热量输入焊接时的奥氏体晶粒，提高HAZ韧性的效果。为了有效地发挥此效果，其含量添加优选为0.0020％以上，进一步优选为0.0040％以上。但是，添加过量N，对母材韧性、HAZ韧性有不好影响，所以其上限设定为0.0100％，优选为0.0080％，进一步优选为0.0060％以下。
Cr0.30～2.00％
Cr可以提高母材、焊接部的强度，Cr量低于0.30％则其效果过小，另一方面，超过2.00％，则会使焊接性和HAZ韧性恶化。因此，Cr量的下限设定为0.30％，优选为0.50％，进一步优选为0.70％，其上限设定为2.00％，优选为1.50％，进一步优选为1.00％。
Mo0.10～1.10％Mo对提高淬硬性，确保强度有效，还具有防止回火脆性的效果。Mo量低于0.10则其效果过小，所以Mo量的下限设定为0.10％、优选为0.15％。另一方面，Mo具有抑制再结晶的作用，过量添加，则在轧制后，形成粗大的奥氏体晶粒，相变后的贝氏体块(无碳贝氏体束)粗大化，母材的韧性恶化。还有，Mo在奥氏体晶界容易发生偏析，过量添加则使相变时的核生成频率下降，使相变后的贝氏体块粗大化，使母材韧性、HAZ韧性恶化。因此，Mo量的上限设定为1.10％，优选为0.60％。
DL值2.80以下Mo以及后述的Nb、V具有提高淬硬性的作用，但其另一方面，会使贝氏体块粗大化，使母材韧性、HAZ韧性恶化。各元素对母材韧性的恶化作用并不相同，通过本发明者的试验发现，以Mo为1时，Nb是12倍左右，V是4倍左右。后述的试验明确表明，通过对Mo、Nb、V的添加量进行控制，使DL值为2.80以下、优选为2.50以下、进一步优选为2.00以下，可以抑制贝氏体块的粗大化，还有通过使上述AS≥4.00、部分再结晶温度区域的压下量控制在热轧总压下率的50％以上，旧γ粒的平均当量圆直径被细化到70μm左右以下，能够确保(vE-50)≥100J以上的母材韧性，还有能够兼备良好的HAZ韧性。
Ti0.002～0.030％Ti与N相结合形成氮化物，是对焊接时的HAZ的奥氏体晶粒的细化、HAZ韧性的改善有效的元素。Ti量低于0.002％则其细化效果过小，另一方面，超过0.030％，则相反会使HAZ韧性恶化。因此，Ti量的下限设定为0.002％，优选为0.005％，其上限为0.030％。优选为0.020％。
本发明的钢板除以上的成分之外，剩余部分由Fe以及杂质形成，但是在不损害上述成分的作用、效果的范围内，也可以添加能够进一步提高特性的元素。例如，还可以单独、或复合添加下述群中选择的元素，(1)下述范围的B、(2)下述范围的Nb、V的任一种或两种、(3)下述范围的Ca、REM的任一种以上、(4)下述范围的Mg、(5)下述范围的Zr、Hf的任一种或两种、(6)下述范围的Co、W的任一种或两种。
B0.0050％以下B具有提高淬硬性而改善HAZ韧性的作用。特别是在热量输入大的焊接时其效果大。为了有效地发挥其效果，添加0.0005％以上为佳。不过，过量添加，则相反会恶化母材韧性、HAZ韧性。因此，B量的上限设定为0.0050％，优选为0.045％，进一步优选为0.0010～0.0040％。
Nb0.10％以下固溶Nb具有提高基材的淬硬性，提高母材强度、焊接接缝强度的效果，可以根据必要进行添加。但其另一方面，由于固溶Nb抑制加工奥氏体的恢复，抑制再结晶，所以轧制后形成粗大的奥氏体晶粒，相变后的贝氏体块粗大化，使母材韧性显著下降。还有，Nb在奥氏体晶界容易发生偏析，过量添加则使相变时的核生成频率下降，使相变后的贝氏体块粗大化，恶化母材韧性、HAZ韧性。因此，Nb量的上限设定为0.10％，优选为0.020％，进一步优选为0.015％。
V0.30％以下V通过少量的添加具有提高淬硬性以及抗回火软化性的效果，可以根据必要进行添加。另一方面，由于V抑制加工奥氏体的恢复，抑制再结晶，所以轧制后形成粗大的奥氏体晶粒，相变后的贝氏体块粗大化，使母材韧性显著下降。还有，V在奥氏体晶界容易发生偏析，过量添加则使相变时的核生成频率下降，使相变后的贝氏体块粗大化，恶化母材韧性、HAZ韧性。因此，V量的上限设定为0.30％，优选为0.20％以下，进一步优选为0.10％以下。
Ca0.0050％以下、REM0.0100％以下Ca以及REM通过对使MnS球状化的夹杂物进行形态控制，具有降低异向性的效果。如果Ca超过0.0050％、REM超过0.0100％，则添加量过量相反会恶化母材韧性。因此，Ca量的上限设定为0.0050％、优选为0.0030％，REM的上限设定为0.0100％，优选为0.0070％。为了有效地利用上述各元素，使其含有Ca0.0005％以上、REM0.0010％以上为佳。
Mg0.0050％以下Mg形成MgO，抑制HAZ的奥氏体晶粒的粗大化，具有提高HAZ韧性的作用。为了有效地发挥其作用，使其含有Mg0.0001％以上为佳。如果Mg超过0.0050％，添加量过量，因而相反会恶化母材的韧性。因此，Mg量的上限设定为0.0050％，优选为0.0035％。
Zr0.100％以下、Hf0.050％以下Zr、Hf与Ti相同，与N形成氮化物，细化焊接时的HAZ的奥氏体晶粒，是对HAZ韧性的改善有效的元素。但是，过量的添加相则反会降低母材韧性、HAZ韧性。因此，Zr量的上限设定为0.100％，Hf量的上限设定为0.050％。
Co2.50％以下、W2.50％以下Co、W是对提高淬硬性、对容易地确保强度有效的元素，W具有进一步提高抗回火软化的效果。另一方面，如果过量添加，则相反会恶化母材韧性、HAZ韧性。因此，Co量、W量的上限分别设定为2.50％，优选为1.00％。
接着，对本发明的低屈服比高张力钢板的制造方法进行说明。
在本发明的制造方法中，使用具有上述化学组成的钢材作为前提，此外在对旧γ粒的形态进行控制时，有必要对热轧条件进行严格的管理。此外，在得到具有以BF为主体的组织的热轧钢板后，为了调整屈服比，即为了调整MA的量和硬度，在两相区域进行再加热，根据必要进行以调整母材韧性为目的的回火。制造本发明的钢板时，对其他工序、条件没有特别限定，可以适当地采用通常的高张力钢板的制造工序以及条件(温度、时间等)。
本发明的制造方法中轧制条件是，将钢片加热到Ar3点～1300℃，完全奥氏体化后，进行热轧。热轧时，特别的重要的是，在部分再结晶温度区域轧制总压下量的50％以上、优选总压下量的70％以上。通过在所述温度进行轧制，由后述的实施例明确表明，利用所谓的部分再结晶现象，将平均扁平率以及平均当量圆直径控制在所定值，使得钢板中的旧γ粒的形态等轴化。
由于上述部分再结晶温度区域会根据钢板的化学组成而发生变动，所以在实施热轧前，可以根据适当的试验对其温度区域进行调查。即，准备出与制造对象的钢板具有相同化学组成的钢板试验片，将该试验片加热到奥氏体粒径成为100±10μm的温度后，将此试验片在应变速度10/秒、等效应变为0.2的条件下进行压下，10秒后，例如通过水冷冻结住组织时，预求出其再结晶粒为20～80vol％的温度范围，即部分再结晶温度区域。
上述热轧后的冷却条件是，空冷或水冷到Bs点以下(200℃左右)的温度。对于MA的量，由于是在其后进行的两相区域的再加热处理进行调整，所以从这个观点出发，急冷(此时，MA的生成困难)或空冷均可，但是为了使钢组织中的BF量更多，进行水冷为佳。此处所说的水冷，为冷却速度在3℃/秒左右以上，优选为5℃/秒以上。
热轧后，进行冷却，得到所定的低温相变组织后，为了降低屈服比，冷却后代表性的是在700～900℃左右的两相区域进行再加热。由此，使其从BF(母相)生成MA，并且使碳在MA中浓缩，调整MA量在10面积％以下、并且调整MA对于BF的硬度比为1.10以上。
还有，上述再加热后，根据必要可以在Ar1点以下温度进行回火。此时，对保持温度、保持时间进行调整，以使MA不会完全分解消失。通过此回火，实现低屈服比，同时能够进一步提高母材韧性。对于从回火温度开始的冷却，没有特别的限制，空冷即可。
接着，例举实施例对本发明进行更具体的说明，但本发明不局限于实施例所限定的范围。
实施例将表1～5所示钢，用通常的熔炼法进行熔炼，制成扁钢坯，如表6～10所示，在同表所示的条件下进行加热后，进行热轧，空冷至200℃以下的温度(平均冷却速度5～10℃/秒)后，在两相区域进行15～30分钟左右的再加热，此外根据需要进行回火处理，以空冷进行冷却。还有，表6～10的各试样，是使用与表1～5的相同编号的钢制造而成。还有，在部分再结晶温度区域的压下量表示的是，在部分再结晶温度区域所轧制的压下率相对于热轧的全压下率的比率(％)。
对于所得到的热轧板，从热轧板的板厚的1/4部位采取组织观察用试验片，进行了光学显微镜观察(400倍的倍率)，发现了以BF为主体，剩余部分由MA或MA以及微量的GBF所组成的组织。为了测定这些的面积分率，将此组织观察试验片在2％硝酸-乙醇溶液(总称2％硝酸乙醇腐蚀液)中进行腐蚀后，使用SEM(扫描式电子显微镜)以1000倍的倍率对组织进行拍摄，所拍摄的图像使用图像解析软件(名称Image-pro，プラネトロン公司制)进行解析，求出BF、GBF以及MA的面积率。
还有，对BF(母相)以及MA的硬度，使用维氏微硬度计(明石制作所制)，以荷重1g，进行5点测定，求出除去最高值、最低值后的3点的平均值，再求出基于此平均硬度的MA对于BF的硬度比。
还有，使用上述组织观察试验片，按以下要领求出旧γ粒的扁平率以及当量圆直径。经镜面研磨的试验片，使用山本科学工具研究社所制的AGS溶液，或2％硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀处理。腐蚀条件如下，上述AGS溶液时为室温下5～10分钟，2％硝酸乙醇腐蚀液时室温下5～30秒。腐蚀后的试验片，使用光学显微镜以400倍的倍率进行观察并进行照片拍摄。对所得到的显微镜照片，使用图像解析软件(名称Image-Pro Plus，MediaCybernetics公司制)进行图像解析，求出当量圆直径，还有求出旧γ粒长轴、短轴的长度，计算出扁平率(长轴/短轴)的值。
还有，使用试样钢板对音响各向异性进行了调查。对于音响各向异性，根据JIS Z 3060所规定，测定了振动方向为L方向(轧制方向)的横波音速值Csl(m/秒)和C方向(轧制直角方向)的横波音速值Csc(m/秒)求出横波音速比Csl/Csc，并由此进行了评价。
还有，根据下述各要领，进行了拉伸试验、冲击试验，对母材的机械性质进行了调查。
使用从各钢板的板厚1/4部位采取的JIS4号试验片，进行了拉伸试验，测定了0.2％耐力(YS)、抗拉强度(TS)，求出了屈服比(YS/TS×100％)。还有，使用从各钢板的板厚1/4部位采取的JIS4号试验片，在-50℃进行了摆锤冲击试验，求出了吸收能量(vE-50)。在本发明中，TS≥780MPa、YR≤85％、母材韧性vE-50≥100(J)为合格标准。
此外，对抗拉强度为780MPa以上、母材韧性为vE-50≥100(J)的全部试样，和未达到合格标准的一部分试样，按下述要领，调查HAZ韧性、耐低温裂纹性。
关于HAZ韧性，分别按热量输入5kJ/mm、10kJ/mm、还有15kJ/mm进行焊接(埋弧焊)，如图2所示，从包含焊接部的图2所示的试验片采取部位3采取了JIS4号试验片，进行摆锤冲击试验，求出焊接部吸收的能量(vE-40)，将vE-40≥80J设为合格标准。图中，1为钢板，2为焊接金属部，3为试验片采取部位，位于从板厚的中心到坡口开口一侧的位置。热量输入为15kJ/mm的超大热量输入焊接，是为了观察冷却速度非常缓慢时的合金元素的影响而实施。
耐低温裂纹性是根据JIS Z 3158所规定的y形焊接裂纹试验方法，进行了热量输入为1.7kJ/mm的包剂焊，测定了防止焊缝根部裂纹的预热温度。预热温度为0℃表示的是，将供试验使用的钢板在冷却到0℃的状态下进行焊接时，焊接后没有发生裂纹的材料。
上述调查结果在表6～10中一并表示。还有，图3～6分别表示旧γ粒的平均扁平率与音响各向异性的关系(制图数据为试料No.1～12、89～93)、旧γ粒的平均当量圆直径与母材韧性的关系(制图数据为试料No.1～4)、MA对于BF的硬度比与YR的关系(制图数据为试料No.43、49～52、96～99)、AS值与抗拉强度的关系(制图数据为试料No.11、18～20、62、73、84)。
从图3得知，旧γ粒的扁平率为3.0以下、横波音速比为1.020以下，可以得到低音响各向异性。还有，从图4得知，旧γ粒的平均当量圆直径越细化，越能提高母材韧性(vE-50)，通过使旧γ粒的平均当量圆直径在70μm以下，而使吸收能量为100J左右以上。还有从图5得知，通过控制硬度比在1.1以上，可以得到85％以下的低屈服比的高强度钢板。还有从图6得知，通过控制AS值为4.00以上，可以得到抗拉强度为780MPa以上的高强度钢板。
还有，从表6～8得知，发明例中，对于母材韧性而言，vE-50均在100J以上，而且对于耐低温裂纹性而言，钢板温度即使为0℃也没有发生焊缝根部裂纹，母材韧性以及耐低温破裂性优异。还有，关于HAZ韧性也确认不论是小热量输入焊接，还是大热量输入焊接均具有优异的焊接部的韧性。还有，在发明例中，还确认到，添加了B0.0005％以上的材料，即使在进行15kJ/mm的超大热量输入焊接的情况下，也能够保持150J以上的优异的HAZ韧性。
另一方面，如表9、10所示，合金组成(包括AS值、DL值)在本发明范围之外的比较例，尽管制造条件恰当，但其抗拉强度还是低于780MPa、母材韧性vE-50也未达到100J，没有达到合格标准。还有，试料No.84、87、89～93的合金组成尽管在发明范围内，但由于制造条件不恰当，部分再结晶温度区域的压下量低于50％时，其音响各向异性超过1.020，音响各向异性恶化。还有，如试料No.96～99所示，尽管成分、加热热轧条件、回火温度均恰当，但没有实施两相区域的再加热的例子，其YR变高超过了85％，也没有达到目标标准。
表1


(注)试样No1～24是发明对象钢
表2


(注)试样No25～46是发明对象钢
表3


(注)试样No47～56是发明对象钢
表4


(注)试样No.中带有*的(NO.61～77)是比较对象钢
表5


(注)试样No.中带有*的(NO.78～83、85、86、88、94、95)是比较对象钢
表6


(注)试样No.1～24是发明例*1 部分再结晶温度区域的压下量比率部分再结晶温度区域的压下量/总压下量*2 y形焊接裂纹试验中防止焊缝根部裂纹的预热温度
表7


(注)试样No.25～46是发明例*1 部分再结晶温度区域的压下量比率部分再结晶温度区域的压下量/总压下量*2 y形焊接裂纹试验中防止焊缝根部裂纹的预热温度
表8


(注)试样No.47～56是发明例*1 部分再结晶温度区域的压下量比率部分再结晶温度区域的压下量/总压下量*2 y形焊接裂纹试验中防止焊缝根部裂纹的预热温度
表9


(注)试样No.中带有*的(NO.61～77)是比较例*1 部分再结晶温度区域的压下量比率部分再结晶温度区域的压下量/总压下量*2 y形焊接裂纹试验中防止焊缝根部裂纹的预热温度
表10


(注)试样No.中带有*的(NO.78～99)是比较例*1 部分再结晶温度区域的压下量比率部分再结晶温度区域的压下量/总压下量*2 y形焊接裂纹试验中防止焊缝根部裂纹的预热温度
权利要求
1.一种音响各向异性小、焊接性优异的低屈服比高张力钢板，其特征在于，以质量％计，含有C0.010～0.080％、Si0.02～0.50％、Mn1.10～3.00％、Cu1.60％以下、Ni0.40～2.50％、P0.030％以下、S0.010％以下、Al0.200％以下、N0.0100％以下、Cr0.30～2.00％、Mo0.10～1.10％、Ti0.002～0.030％，剩余部分由Fe以及杂质构成，并且由下式所定义的AS值以及DL值为AS≥4.00、DL≤2.80，板厚1/4部位的组织以含有10面积％以下但不包括0％的MA的无碳贝氏体为主体，并且旧奥氏体晶粒的长轴/短轴的平均值为1.0～3.0，此外上述MA对于无碳贝氏体的硬度比为1.10以上，AS＝[Mn]+[Ni]+2×[Cu]DL＝2.5×[Mo]+30×[Nb]+10×[V]其中[X]表示元素X的质量百分含量。
2.根据权利要求1所述的低屈服比高张力钢板，其特征在于，在上述组织中，旧奥氏体晶粒的当量圆直径的平均值在70μm以下。
3.根据权利要求1所述的低屈服比高张力钢板，其特征在于，还含有B0.0050％以下。
4.根据权利要求1所述的低屈服比高张力钢板，其特征在于，还含有Nb0.10％以下、V0.30％以下中的任一种或两种。
5.根据权利要求1所述的低屈服比高张力钢板，其特征在于，还含有Ca0.0050％以下、稀土类元素0.0100％以下中的任一种或两种。
6.根据权利要求1所述的低屈服比高张力钢板，其特征在于，还含有Mg0.0050％以下。
7.根据权利要求1所述的低屈服比高张力钢板，其特征在于，还含有Hf0.050％以下、Zr0.100％以下中的任一种或两种。
8.根据权利要求1所述的低屈服比高张力钢板，其特征在于，还含有Co2.50％以下、W2.50％以下中的任一种或两种。
9.一种音响各向异性小、焊接性优异的低屈服比高张力钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1～8所述任一项成分的钢材加热到Ar3点～1300℃，在部分再结晶温度区域进行总压下量的50％以上的热轧后，进行冷却，进而在奥氏体和铁素体两相区域进行再加热，调整MA的量以及其相对无碳贝氏体的硬度比；所述部分再结晶温度区域是指，将奥氏体晶粒直径为100±10μm的钢板试验片，在应变速度为10/秒、等效应变为0.2的条件下进行压下，10秒后冻结住组织时，20～80vol％成为再结晶粒的温度区域。
10.根据权利要求9所述的制造方法，其特征在于，在上述两相区域进行再加热后，在Ar1点以下的温度下按照MA不会分解消失的方式进行回火处理。
全文摘要
本发明提供一种抗拉强度在780MPa以上、低屈服比、音响各向异性小、焊接性优异的高张力钢板及其制造方法。所述钢板，以质量％计，含有C0.010～0.080％、Si0.02～0.50％、Mn1.10～3.00％、Cu1.60％以下、Ni0.40～2.50％、P0.030％以下、S0.010％以下、Al0.200％以下、N0.0100％以下、Cr0.30～2.00％、Mo0.10～1.10％、Ti0.002～0.030％，剩余部分由Fe以及杂质构成，并且下述的AS、DL为AS≥4.00、DL≤2.80，板厚1/4部位的组织是以含有10面积％以下(0％除外)的MA的无碳贝氏体为主体，并且旧奥氏体晶粒的长轴/短轴的平均值为1.0～3.0，此外上述MA对于无碳贝氏体的硬度比为1.10以上。AS＝[Mn]+[Ni]+2×[Cu]，DL＝2.5×[Mo]+30×[Nb]+10×[V]，[X]表示元素X的含量(mass％)。
文档编号C21D9/46GK1936055SQ20051010994
公开日2007年3月28日 申请日期2005年9月20日 优先权日2004年9月22日
发明者高冈宏行, 村上昌吾, 畑野等 申请人:株式会社神户制刚所