冲击吸收性和母材韧性优异的钢板的制作方法

专利名称：冲击吸收性和母材韧性优异的钢板的制作方法
技术领域：
本发明涉及一种冲击吸收性和母材韧性优异的、抗拉强度在490MPa以上的钢板。
背景技术：
为了防止船舶彼此的冲击和船舶的触礁等发生时产生的向船舶内的浸水和载货、燃料等的流出，作为该船体用钢材，提出有各种各样的钢材。例如在专利文献1中，公开有一种钢板，其组织为铁系体所占面积率80％以上的铁素体主体，该铁素体的硬度在Hv160以上，第二相(铁素体以外的相)的平均当量圆直径为5μm以下，通过形成提高了强度的铁素体主体的组织来提高冲击吸收能量。
但是，在该技术中，第二相的平均当量圆直径为4μm以上，若第二相为该尺寸且铁素体相像上述那样硬，则被认为难以提高母材韧性。
在专利文献2中指出，通过使钢板的至少板厚的1/8以上的正背层含有以面积率计为1.0～20％的残留γ，能够确保希望的冲击能量吸收能。但是，因为无法使残留γ在钢板整个区域分散，考虑到板厚方向的特性偏差大，所以很难说能够充分提高钢板整体的冲击吸收能。另外，在该专利文献2中，通过使上述残留γ细微分散于铁素体基材(matrix)中，还能够提高耐延展性破坏性能。此外，为了形成该组织控制轧制有效，详细地说就是表示为，将铸片直接或加热到Ac3以上的温度后，进行热轧，且把轧制结束温度设为Ar3+100℃～Ar3-50℃的温度范围。但在该工序中，难以进一步使残留γ细微化，被认为难以充分提高母材韧性。
另外在专利文献3中规定有使组织由铁素体和硬质相构成，该铁素体相相分率60％以上，硬度Hv150以下，平均粒径5μm以上，且将硬质相的轧制方向/板厚方向的纵横比设为2以上。通过如此使硬质相的纵横比为2以上，旨在改善同样延伸(均一延伸)，但被认为有特性的各向异性发生。另外硬质相的尺寸，从专利文献3的

图1可知，因为是与铁素体相同等的尺寸，所以难以确保充分高的母材韧性。
专利文献1特开平11-193438号公报(表2)专利文献2特开平11-246934号公报(专利要求的范围，段落 ，段落 ，段落 )专利文献3特开2001-262272号公报发明内容本发明鉴于这样的情况而形成，其目的在于，提供一种冲击吸收性和母材韧性优异的钢板。
所谓本发明的冲击吸收性和母材韧性优异的钢板，具有如下特征以质量％计(以下对于成分均相同)，满足C0.02～0.10％、Si0.05～0.50％、Mn1.0～1.6％、P0.05％以下(不含0％)、S0.05％以下(不含0％)、Al0.015～0.06％、N0.01％以下(不含0％)，余量由Fe和不可避免杂质组成，由下述式(1)表示的Ceq为0.31以上，由下述式(2)表示的Di*为4.0以下，金属组织满足占全部组织的铁素体的所占面积率超过90％(面积％的意思，对于组织以下相同)，平均铁素体粒径3～12μm，最大铁素体粒径40μm以下，以及第二相的平均当量圆直径0.8μm以下，并且，抗拉强度为490MPa以上。
Ceq＝C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4...(1)
Di*＝C0.5×(1+0.64 Si)×(1+4.10 Mn)×(1+2.33 Cr)×(1+3.14 Mo)×(1+0.27 Cu)×(1+0.52 Ni)×[1+1.5(0.90-C)×B2] ...(2){式(1)、(2)中，C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、Cu、B，表示各元素的含量(质量％)}另外本发明的钢板，由下述式(3)表示的KMs为490以下，且如果所述金属组织含残留奥氏体0.5～10％，则因为冲击吸收性更优异而为优选。
KMs＝-39Mn-10Cu-17Ni-20Cr-5Mo+550…(3){式(3)中，Mn、Cu、Ni、Cr、Mo，表示各元素的含量(质量％)}所述钢板，(a)此外作为其他元素，也可以含有从如下组成的群中选择出的一种以上Cu0.35％以下(不含0％)、Ni0.40％以下(不含0％)、Cr0.20％以下(不含0％)、及Mo0.08％以下(不含0％)。
(b)另外，还包含Ti0.1％以下(不含0％)，且如果所述Ti、N和Al满足下述式(4)和(5)，因为不但能够确保冲击吸收能和母材韧性，而且也能够确保焊接性所以优选。
N≥0.292×Ti…(4)Al≥1.93×N-0.564×Ti…(5){式(4)(5)中，N、Ti、Al表示各元素的含量(质量％)}此外作为其他的元素，也可以包含(c)B0.005％以下(不含0％)，及/或Nb0.05％以下(不含0％)(d)从Ca、Mg和REM构成的群选择的一种以上0.1％以下(不含0％)。
还有，上述铁素体的所占面积率，平均铁素体粒径，最大铁素体粒径，第二相的平均当量圆直径，及残留奥氏体的所占面积率，是根据后述的实施例所示的方法测定的值。
本发明的钢板，因为显示出高的冲击吸收能，并且母材韧性也优异，所以在用于例如船体外壁的情况下，能够防止在船舶彼此的冲击和船舶的触礁等发生时，向船舶内的浸水和载货、燃料等的流出。
具体实施例方式
本发明者们，为了得到冲击吸收性优异(显示出高的冲击吸收能)，并且母材韧性也优异的钢板而进行锐意研究。其结果发现，规定成分组成，并且形成组织形态，特别控制铁素体的所占面积率，平均粒径和最大粒径，还有第二相的尺寸即可。以下，对具有本发明特征的组织进行说明。
<平均铁素体粒径3～12um>
首先在本发明中，将平均铁素体粒径设为12μm以下。这是因为若平均铁素体粒径比其大，则母材韧性劣化，并且均一延伸降低，难以确保优异的冲击吸收性。平均铁素体粒径优选为10μm以下。另一方面，若平均铁素体粒径过小，则均一延伸变小，因为冲击吸收能降低，所以将平均铁素体粒径的下限设为3μm。
<最大铁素体粒径40μm以下>
在对钢板施加变形时，应力集中于最大的晶粒。另外，晶粒的最大径越大集中的应力越高。其结果，均一延伸变小，冲击吸收能降低。由此在本发明中，将最大铁素体粒径的上限规定为40μm。优选为30μm以下。
<占全部组织的铁素体的所占面积率超过90％>
在本发明中发现，以满足上述必要条件的铁素体使组织均一化，由此能够使冲击吸收性显著提高，特别是要使该铁素体超过90％。优选为95％以上。
<第二相的平均当量圆直径0.8μm以下>
本发明的钢板，作为上述铁素体以外的组织(第二相)，包含MA(Martensite-Austenite constituent)和残留γ，珠光体，碳化物等，但是，若此第二相粗大，则在变形时成为破坏的起点使母材韧性劣化。因此，在本发明中将第二相的平均圆相当直径设为0.8μm以下。优选0.7μm以下。
<占整体组织的残留奥氏体(残留γ、γR)的所占面积率0.5～10％>
通过在组织中使残留γ存在而使TRIP现象出现，能够进一步提高延展性，进一步使冲击吸收性提高。为了使这样的效果充分发挥，可以使残留γ存在0.5％以上。更优选为1.0％以上。但是，若如残留γ的硬质的第二相大量存在，上述铁素体的所占面积率相对地降低，则将不能确保优异的冲击吸收性，所以残留γ至多为10％。
如上所述，为了使残留γ存在，推荐由下述式(3)表示的KMs满足490以下。该KMs是奥氏体稳定化元素量的指标，该值越小，残留γ越能稳定地存在，可期待充分的TRIP效果的出现。KMs更优选为485以下。
KMs＝-39Mn-10Cu-17Ni-20Cr-5 Mo+550 …(3){式(3)中，Mn、Cu、Ni、Cr、Mo，表示各元素的含量(质量％)}如上述，本发明特征在于特别是控制组织形态这一点，但为了容易地控制这样的组织形态，且得到显示出优异的母材韧性和高强度的钢板，需要按下述这样控制成分组成。
<C0.02～0.10％>
C是强化元素，是有助于铁素体所占面积率和第二相尺寸、残留γ的形成的元素。为了确保充分的强度，需要将C量设为0.02％以上，从确保残留γ达到规定量的观点出发，也最好使上述量的C含有。其优选为0.03％以上。另一方面，若C量过量，则确保规定量的铁素体很困难。另外，第二相的当量圆直径变大，将难以确保优异的母材韧性和延展性。因此C为0.10％以下。优选为0.08％以下。
<Si0.05～0.50％>
Si是作为脱氧剂起作用的元素，另外作为铁素体的固溶强化元素，也是有助于强度的提高的元素。此外也有抑制γ的分解的效果，还有助于残留γ的形成。为了使这些效果充分发挥，可以让Si量为0.05％以上，优选为0.1％以上。但是，若Si过量，则不仅冲击吸收性，而且母材韧性和HAZ韧性也会劣化，因此Si量为0.50％以下。优选为0.45％以下。
<Mn1.0～1.6％>
Mn作为脱氧剂起作用，另外，也是奥氏体稳定化元素，有助于残留γ的形成。此外，还是使相变温度降低，有助于铁素体细微化的元素。
为了使这些效果充分发挥，将Mn量设为1.0％以上。优选为1.2％以上。另一方面，若Mn量变得过量，则淬火性提高到需要以上，铁素体的最大粒径反而变大，导致延展性的降低。因此Mn量抑制在1.6％以下。
<P0.05％以下(不含0％)，S0.05％以下(不含0％)>
因为这些元素使钢材脆化，所以最好极力减少，在本发明中将P设为0.05％以下(优选为0.03％以下)，S为0.05％以下(优选为0.03％以下)。
<Al0.015％～0.06％>
Al是对钢材的脱氧有效的元素，另外将钢中的固溶N作为AlN固定，有效地起到延展性的劣化防止作用。为了使该效果充分发挥，将Al量设为0.015％以上，优选为0.02％以上。另一方面，若Al量变得过量，则因为硬质粗大的非金属夹杂物(Al2O3)生成，母材韧性劣化，所以其为0.06％以下，优选为0.04％以下。
<N0.01％以下(不含0％)>
N形成TiN而改善HAZ韧性，是对优异的焊接性的确保有效的元素。为了使该效果发挥，优选使N含有0.001％以上(更优选为0.003％以上)。另一方面，若N过量含有，则上述TiN粗大化，HAZ韧性反而易于劣化。因此，N量为0.01％以下。优选为0.008％以下。
还有，含有Ti，通过TiN的形成确实地提高HAZ韧性时，上述N量和Ti量的关系，上述N量跟Ti量和Al量的关系，满足后述的式(4)和式(5)。
<Ceq≥0.31>
下式(1)所表示的Ceq是钢板强度的指标，有该值越高强度越高的倾向。在本发明中，为了抗拉强度达到490MPa以上，并且得到优异的冲击吸收性，而将上述Ceq规定为0.31以上。优选为0.33以上。还有，从耐裂纹性的观点出发，优选将上述Ceq设为0.40以下。
Ceq＝C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4...(1){式(1)中，C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo表示各元素的含量(质量％)}<Di*≤4.0>
下述式(2)表示的Di*是淬火性的指标，该值越高淬火性越高。在本发明中，若淬火性提高要需要以上，则在热轧后的冷却中有粗大的贝氏体形成，最大铁素体粒径变大而延展性降低。因此，在本发明中，将Di*设为4.0以下。优选为3.8以下。
Di*＝C0.5×(1+0.64 Si)×(1+4.10 Mn)×(1+2.33 Cr)×(1+3.14 Mo)×(1+0.27 Cu)×(1+0.52 Ni)×[1+1.5(0.90-C)×B2] ...(2){式(2)中，C、Si、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni、B，表示各元素的含量(质量％)}
本发明中规定的含有元素如上所述，余量是Fe和不可避免的杂质，作为该不可避免的杂质，可以允许由于原料、物资、制造设备等的状况所带来的元素的混入。另外，也可以进一步积极地含有下述元素。
<从下述的群中选择一种以上Cu0.35％以下(不含0％)、Ni0.40％以下(不含0％)、Cr0.20％以下(不含0％)、和Mo0.08％以下(不含0％)>
这些元素，是在由上述式(3)规定的KMs的式中作为负项起作用的元素，是使残留γ稳定，对改善强度和延展性的平衡有效的元素。为了使上述效果发挥，优选Cu的情况为0.1％以上，Ni的情况为0.1％以上，Cr的情况为0.02％以上，Mo的情况为0.02％以上。另一方面，若这些元素过量地含有，则淬火性提高到需要以上，铁素体粒径粗大化，冲击吸收能变小。因此，优选Cu为0.35％以下，Ni为0.40％以下，Cr为0.20％以下，Mo为0.08％以下。
<Ti0.1％以下(不含0％)>
<N≥0.292×Ti>
<Al≥1.93×N-0.564×Ti>
Ti形成TiN而改善HAZ韧性，是对确保优异的焊接性有效的元素。为了使该效果发挥，优选使Ti含有0.002％以上(更优选为0.005％以上)。另外，为了通过上述TiN的形成来确实地提高HAZ韧性，使Ti量和N量的关系满足下述式(4)，从而使TiN细微化是有效的。
N≥0.292×Ti …(4){上述式中，N、Ti表示各元素的含量(质量％)}如上述式(4)所示，通过提高相对于Ti的N的原子比，能够使TiN细微，但是，若过量的固溶N存在，则HAZ韧性反而劣化。因此在本发明中，对于上述Ti和N，可以通过满足下述式(5)的方式而使Al含有，将固溶N作为AlN固定，使HAZ进一步提高。
Al≥1.93×N-0.564×Ti …(5){上述式中，Al、N、Ti表示各元素的含量(质量％)}
另一方面，若Ti过量含有，则TiN粗大化，HAZ韧性反而容易劣化，由此，优选Ti量为0.1％以下，更优选为0.05％以下，进一步优选为0.03％以下。
<B0.005％以下(不含0％)，及/或Nb0.05％以下(不含0％)>
B、Nb是提高钢材的淬火性，使HAZ部的组织细微，使HAZ韧性提高，对确保优异的焊接性有效的元素。为了使该效果发挥，优选B的情况为0.0003％以上，Nb的情况为0.01％以上。但是，若B过量含有，则淬火性变得过高，粗大的贝氏体形成，最大铁素体粒径变大。因此，B为0.005％以下。另外，若Nb过量含有，则作为NbC在母材中析出，使母材韧性和均一延伸降低。因此，Nb为0.05％以下。
<从Ca、Mg和REM构成的群中选择一种以上0.1％以下(不含0％)>
Ca、Mg、REM(稀土族元素、La、Ce等)，是使夹杂物细微化，对改善HAZ韧性有效的元素，若从Ca、Mg和REM构成的群中选择的一种以上为0.001％以上，则该效果被充分发挥。但是，因为Ca、Mg、REM过量地存在，上述效果也只会饱和，所以它们优选合计为0.1％以下。
本发明没有规定上述钢板的制造方法，但为了确保地得到上述组织，推荐以下述条件制造。
<热轧中的最终轧制的温度700～850℃>
<热轧中的最终轧制的压缩率20％以上>
通过使热轧后的组织细微化，能够使所得到的钢板的组织确实地细微化。若上述最终轧制温度过低，则因为会在铁素体相变区域轧制，所以不能使热轧后的组织细微化。因此，最终轧制温度优选为700℃以上(更优选为720℃以上)。另一方面，若最终轧制温度过高，则轧制刚完后奥氏体复原，再结晶产生，所以不能使热轧后的组织细微化。因此，最终轧制温度优选为850℃以下(更优选为800℃以下)。
另外，如果最终轧制时不实施充分的加工，则不能带给奥氏体充分的应变，不能使热轧后的组织细微化，因此最终轧制时的压缩率设为20％以上(更优选为40％以上)。
<热轧后的冷却在700℃到500℃的温度区域以3℃/s以上冷却>
热轧后，通过在700℃到500℃的温度区域进行3℃/s以上(更优选为4.0℃/s以上)的冷却，能够抑制铁素体相变温度的降低和相变的铁素体的粒成长，作为结果，能够实现组织，特别是平均铁素体粒径的细微化。还有，上述冷却速度的上限没有特别限定，不过在本发明的钢板中，其上限为30℃/s左右。
<再加热温度在(Tcl-50℃)～(Tcl+50℃)保持三分钟以上但是，Tcl＝80.67C+14.10Si+43.06Mn+29.73Cr-102.87Mo-21.07Cu-43.27Ni+729>
通过在上述热轧·冷却后，再加热到上述温度区域，能够将通过上述热轧工序一部分形成的珠光体、贝氏体或MA，形成规定尺寸的铁素体和细微的第二相(球状渗碳体等)。另外，对残留γ的形成也有效。为了使该作用效果发挥，特别推荐将再加热温度设为(Tcl-50℃)以上，更优选为(Tcl-40℃)以上，且在该温度保持三分钟以上(优选为10分钟以上)。
另一方面，若再加热温度过高，则MA粗大化，母材韧性降低因此不为优选。因此为(Tcl+50℃)以下，更优选为(Tcl+40℃)以下。
还有，为了确保残留奥氏体为0.5％以上而使TRIP现象出现，以实现延展性和冲击吸收性能的进一步改善，推荐在(Tcl+10℃)～(Tcl+50℃)的温度范围进行上述再加热三分钟以上，再以2℃/s以上的冷却速度从该加热后的600℃到500℃的温度区域进行冷却。通过在该温度区域进行再加热，而使碳化物或MA能够部分地成为奥氏体，通过以上述速度冷却，能够以室温使残留γ残存。
本发明特别是以厚钢板为对象，板厚约7mm以上，上限没有被特别限定，但通常为60mm以下程度。
以下，列举实施例更具体地说明本发明的构成和作用效果，但本发明当然不受下述实施例限制，也可以在能够适合于前·后述的宗旨的范围加以适当地变更而实施，这些均包含于本发明的技术范围。
实施例熔炼而得到表1所示的化学成分组成的钢材(形状120mm×170mm×200mm)。将其以1200℃加热30分钟后，进行多道轧制使板厚成为60mm，之后放冷至800℃，再进行多道轧制板厚成为30mm后冷却。最终一道轧制(最终轧制)以压缩率50％实施。表2表示最终一道轧制(最终轧制)中的最终轧制温度、从该最终轧制后的700℃到500℃的温度区域的冷却速度。另外，在该热轧后再加热，在该温度保持一定时间(再加热温度和保持时间在表2表示)，其后，从600℃到500℃的温度区域以表2表示的速度冷却。
使用这样得到的钢板，以下述要领进行金属组织的观察，并且测定抗拉特性，评价冲击吸收性。另外，进行母材韧性和HAZ韧性的评价。
<金属组织的观察>
金属组织，以能够观察钢板的t/4(t为板后，以下相同)部位的C方向的方式调制试样，以下述要领测定平均铁素体粒径、最大铁素体粒径、铁素体所占面积率、第二相尺寸，及残留γ的所占面积率。
●平均铁素体粒径用3％硝酸乙醇腐蚀液腐蚀试样后，以扫描型电子显微镜拍摄倍率2000倍、10视野的照片。从该显微镜照片以线段法(JISG 0552)求得平均铁素体粒径。
●最大铁素体粒径用べラハ试剂(液体成分Na2S2O3·5H2O…16g，K2S2O…3g，H2O…94mL)腐蚀试样后，以光学显微镜倍率400倍拍摄10视野的彩色照片，在同样的对比的区域判别同方位的铁素体粒，将此边界作为晶界进行描图，以图像分析软件(microcedia社制Image-pro)进行分析，测定各铁素体粒的面积。然后，在其中将最大的铁素体粒的当量圆直径作为最大铁素体粒径。
●铁素体所占面积率将3％硝酸乙醇腐蚀液腐蚀的试样，以光学显微镜倍率400倍，拍摄10视野的照片，将白色的等轴状的区域作为铁素体，其他的区域作为第二相进行描图，用上述图像分析软件对其进行分析，求得铁素体的所占面积率(面积％)。
●第二相的平均当量圆直径将以3％硝酸乙醇腐蚀液腐蚀的试样，以扫描型电子显微镜倍率2000倍，拍摄3视野的照片，将灰色或白色对比的区域作为第二相，从各粒子的面积算出当量圆直径，将其平均值做为第二相的平均当量圆直径。
●残留奥氏体量(γR量)残留奥氏体量通过测定试料的饱和磁化而求得。即，首先，从钢板的t/4部位切出L30mm×W4mm，将其表面的氧化膜用砂纸研磨除去，如此作成试料。采用直流磁力测定装置(理研电子株式会社制)，以外加磁场4kOe使磁场正极、负极反转，把各个的饱和磁化的平均值作为试料(供试材)的饱和磁化而将其求得。然后，将上述测定值代入下述式(6)求得残留奥氏体量(γR量)。
γR＝[(I-Im)/I]×100...(6)I标准试料的饱和磁化(gauss)Im试料(供试材)的饱和磁化(gauss)<抗拉特性的测定和冲击吸收性的评价>
从各钢板的t/4部位，相对于轧制方向在直角的方向采取JIS Z 2201的4号试验片，以JISZ 2241的要领进行拉伸试验，测定屈服点(YP)、抗拉强度(TS)、在最高载荷点的延伸率(UE)。然后，以TS×UE评价冲击吸收性。还有，对满足上述TS490MPa以上，且UE15％以上的试料，将TS×UE9000(MPa·％)以上的评价为冲击吸收性优异。
<母材韧性的评价>
从各钢板的t/4部位采取JIS Z 2202的V切口试验片，以JISZ 2242的要领进行摆锤冲击试验，测定破裂转变温度(vTrs)、和试验温度-60℃的吸收能(vE-60)。然后，将vTrs为-60℃以下、且vE-60为150J以上的情况评价为母材韧性优异。
<HAZ韧性的评价>
在后述的实验No.1～15中进行HAZ韧性的评价。首先，模拟进行焊接时的焊线附近的热影响部，对试样(尺寸12.5mm×55mm×120mm)，以加热温度1350℃加热5秒钟后，以40秒钟从800℃到500℃的区域进行冷却。然后，从实施了上述热处理的试样，切下ISZ 2202的试验片，以JISZ 2242的要领实施摆锤冲击试验，测定试验温度-20℃的吸收能(vE-20)。然后把vE-20为100J以上的情况评价为HAZ韧性优异。
在表3和表4中显示这些结果。
表1


※余量铁和不可避免的杂质表2


表3


表4


从表1～4能够进行如下的考察(还有，下述No.表示表中的实验No.)。
满足本发明规定的必要条件的No.1～11、16、17、25的钢板，冲击吸收性优异，并且母材韧性优异。特别是，含有规定量的残留γ的No.4～11、25，可知冲击吸收性和母材韧性且HAZ韧性优选，还具有良好的焊接性。相对于此，未满足本发明的规定的No.12～15，18～21，分别具有以下的缺陷。
No.12因为C量过量，所以最大铁素体粒径超过上限，冲击吸收性和母材韧性都差。No.13在为Si量过量，所以成为不仅冲击吸收性，而且母材韧性和HAZ韧性也差的结果。No.14因为Mn量不足而强度不足。另外No.15因为Mn量过量，所以最大铁素体粒径超过上限，其结果是不能确保优异的冲击吸收性。
No.18～21，是未以推荐的条件制造，从而得不到规定的组织的示例，No.18因为铁素体分率小，且第二相尺寸大，所以冲击吸收性和母材韧性差。
No.19、21因为平均铁素体粒径、最大铁素体粒径都大，且第二相尺寸也大，所以冲击吸收性和母材韧性劣化。No.20因为第二相尺寸过大，所以冲击吸收行以及母材韧性差。
No.22因为最大铁素体粒径过大，No.23因为平均铁素体粒径过大，另外No.24因为铁素体分率小，所以冲击吸收性均差。
权利要求
1.一种冲击吸收性和母材韧性优异的钢板，其特征在于，以质量％计，含有C0.02～0.10％；Si0.05～0.50％；Mn1.0～1.6％；P0.05％以下，但不含0％；S0.05％以下，但不含0％；Al0.015～0.06％；N0.01％以下，但不含0％，由下式(1)表示的Ceq为0.31以上，由下式(2)表示的Di*为4.0以下，该钢板的金属组织满足以面积％计，在金属组织中铁素体的占有率超过90％；平均铁素体粒径3～12μm；最大铁素体粒径40μm以下；以及第二相的平均当量圆直径0.8μm以下，该钢板的抗拉强度为490MPa以上，Ceq＝C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4 ...(1)Di*＝C0.5×(1+0.64 Si)×(1+4.10 Mn)×(1+2.33 Cr)×(1+3.14 Mo)×(1+0.27 Cu)×(1+0.52 Ni)×[1+1.5(0.90-C)×B2] ...(2)在式(1)、(2)中，C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、Cu、B表示各元素的以质量％计的含量。
2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，由下式(3)表示的KMs为490以下，且所述第二相包含0.5～10％的残留奥氏体，KMs＝-39Mn-10 Cu-17Ni-20Cr-5 Mo+550 …(3)式(3)中，Mn、Cu、Ni、Cr、Mo表示各元素的以质量％计的含量。
3.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，以质量％计，还含有从如下构成的群中选择的1种以上Cu0.35％以下，但不含0％；Ni0.40％以下，但不含0％；Cr0.20％以下，但不含0％；及Mo0.08％以下，但不含0％。
4.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Ti0.1％以下，但不含0％，且Ti、N和Al满足下式(4)和(5)，N≥0.292×Ti …(4)Al≥1.93×N-0.564×Ti …(5)式(4)、(5)中，N、Ti、Al表示各元素的以质量％计的含量。
5.根据权利要求3所述的钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Ti0.1％以下，但不含0％，且Ti、N和Al满足下式(4)和(5)，N≥0.292×Ti …(4)Al≥1.93×N-0.564×Ti …(5)式(4)、(5)中，N、Ti、Al表示各元素的以质量％计的含量。
6.根据权利要求1、2及5中的任一项所述的钢板，其特征在于，以质量％计，还含有B0.005％以下，但不含0％；及/或Nb0.05％以下，但不含0％。
7.根据权利要求3所述的钢板，其特征在于，以质量％计，还含有B0.005％以下，但不含0％；及/或Nb0.05％以下，但不含0％。
8.根据权利要求4所述的钢板，其特征在于，以质量％计，还含有B0.005％以下，但不含0％；及/或Nb0.05％以下，但不含0％。
9.根据权利要求1、2、5、7及8中的任一项所述的钢板，其特征在于，以质量％计，还含有从Ca、Mg和REM构成的群中选择的1种以上，且其合计为0.1％以下，但不包括0％。
10.根据权利要求3所述的钢板，其特征在于，以质量％计，还含有从Ca、Mg和REM构成的群中选择的1种以上，且其合计为0.1％以下，但不包括0％。
11.根据权利要求4所述的钢板，其特征在于，以质量％计，还含有从Ca、Mg和REM构成的群中选择的1种以上，且其合计为0.1％以下，但不包括0％。
12.根据权利要求6所述的钢板，其特征在于，以质量％计，还含有从Ca、Mg和REM构成的群中选择的1种以上，且其合计为0.1％以下，但不包括0％。
全文摘要
提供一种冲击吸收性和母材韧性优异的、抗拉强度在490MPa以上的钢板。是一种冲击吸收性和母材韧性优异的钢板，其满足规定的成分组成、Ceq和Di*，并且金属组织满足如下条件占整个组织的铁素体的所占面积率超过90％(面积％的意思，对组织以下相同)；平均铁素体粒径3～12μm；最大铁素体粒径40μm以下；第二相的平均当量圆直径0.8μm以下；优选残留奥氏体0.5～10％。
文档编号C21D11/00GK1982490SQ20061015365
公开日2007年6月20日 申请日期2006年9月12日 优先权日2005年12月15日
发明者村上俊夫, 田村荣一, 冈崎喜臣 申请人:株式会社神户制钢所