专利名称：焊接热影响部的韧性优异的高强度钢材的制作方法
技术领域：
本发明涉及一种例如桥梁、建筑、船舶、压力钢管(penstock)、油罐(tank)、其他的大型结构物所使用的，抗拉强度在780MPa以上的高强度钢材，特别是涉及一种大热量输入焊接后的焊接热影响部(以下，称为“HAZ”)的韧性优异的材料。
背景技术：
在780MPa以上的高强度钢板中，从确保母材强度的观点出发，因为合金成分大量进行添加，所以小热量输入焊接条件下冷却速度快的时候，HAZ硬化，容易发生焊接破裂(低温破裂)。为了防止其发生，在焊接施工时进行100℃以上的预热。如果能够省略掉这种预热，则施工效率可以大幅提高，并且能够实现降低成本。因此，迫切希望一种耐低温破裂性优异的780MPa级以上的高张力钢板。
作为耐低温破裂性的指标，提出了由下式所定义的Pcm(％)的参数，历来，如特开平9-3591号公报(专利文献1)和特开2001-200334号公报(专利文献2)所记载，对Pcm进行限制而改善耐低温破裂性。此外，通过积极地添加使Pcm增加困难、微量添加即可提高淬火性的Nb、V、Mo，而确保母材强度。
Pcm＝[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5×[B]这里，[C]～[B]表示各元素的mass％。
此外，近年来，随着结构物的大型化，不可避免的要进行大断面构件的焊接(大热量输入焊接)，此时，就有了HAZ的组织粗大化，HAZ韧性下降的问题。至此，作为改善钢材的HAZ韧性的技术，有以下提案，例如，特开平9-104949号公报(专利文献3)中，对Ti进行活用，或者在特开2002-121641号公报(专利文献4)中，活用含有Ti的氧化物夹杂物而对HAZ韧性进行改善。
专利文献1特开平9-3591号公报专利文献2特开2001-200334号公报专利文献3特开平9-104949号公报专利文献4特开2002-121641号公报发明内容780MPa级的高强度钢板，如上所述，积极添加了能够确保低温破裂性的Nb、V、Mo，但是由此在贝氏体相变时，作为抵抗裂纹传播发生作用的块状贝氏体粗大化，作为第二相粗大的硬质的MA(Martensite-Austenite Constituent马氏体以及奥氏体的混合物)生成，所以具有母材韧性和HAZ韧性恶化的问题。
近年来，提高抗震性等，对于提高结构物的安全性的要求日益增强，在780MPa以上的高强度钢板中同样除了确保母材韧性和耐低温破裂性之外，还要求改善大热量输入焊接时的HAZ韧性。但是，在现有的改善HAZ韧性的技术中还不能达到满足这种需求。
本发明鉴于这些问题，其目的在于提供一种具有780MPa级的高强度，并且在确保母材韧性和耐低温破裂性之外，还能够得到大热量输入焊接时优异的HAZ韧性的高强度钢材、钢板。
本发明的要点之一，在设计钢的成分时，并不受目前作为耐低温破裂性的指标的Pcm的限制，而是考虑钢组织进行成分设计，即在限制C为极低量之外，抑制对母材韧性、HAZ韧性有不好影响的Nb、V、Mo的添加，积极地添加提高淬火性的元素Mn以及Ni，或Cu，由此不论在热锻后的冷却速度为高速、低速任一种中，均可使以无碳贝氏体为主体的组织生成。
还有，本发明的另外的要点，从对大热量输入焊接时焊缝附近的HAZ中吸收能量下降的原因进行调查的结果，得出如下认识，其原因是旧奥氏体粒(γ粒)径的粗大化，由于HAZ组织全体粗大化，所以HAZ韧性恶化，基于此认识，使可以微细分散的TiN到高温为止稳定化，从而可以形成旧γ粒得到细化的成分。
即，本发明的高强度钢材或高强度钢板，以mass％计，含有C0.010～0.080％，Si0.02～1.00％，Mn1.10～2.90％，P0～0.030％，S0～0.010％，Al0.20％以下，Ni0.40～2.40％，Cr0.50～1.95％，Mo0.16～1.10％，Ti0.002～0.030％，N0.0058～0.0120％，并且1.0≤[Ti]/[N]＜4.0，剩余部由Fe以及不可避免的杂质构成，并且下式所定义的AS值以及DL值为AS≥3.60，DL≤2.80，组织以无碳贝氏体(bainitic ferrite)为主，其中，AS＝[Mn]+[Ni]+2×[Cu]DL＝2.5×[Mo]+30×[Nb]+10×[V]这里，[X]表示X元素的含量(mass％)。
本发明钢材或高强度钢板，在上述化学成分之外，还可以单独或复合含有下列各群中的任选元素，(1)Cu1.60％以下，(2)B0.0050％以下、Nb0.100％以下、V低于0.060％中的任一种以上，(3)Ca、REM中的一种或两种合计为0.0050％以下，(4)Mg0.0050％以下，(5)Hf0.050％以下、Zr0.100％以下中的任一种或两种，(6)W5.0％以下、Co5.0％以下中的任一种或两种。
还有，上述高强度钢板，将含有上述成分的钢加热至奥氏体区域温度，进行热轧、冷却制造时，热轧的终锻温度在870℃以下为佳。通过控制终锻温度在870℃以下，可以使焊接后的旧γ粒细化，从而能够进一步提高大热量输入焊接时的HAZ韧性。
根据本发明钢材、钢板，因为C的含量极低，Mn以及Ni、或者还有Cu，以AS值为3.60以上积极地进行添加，另外，抑制Mo、Nb、V的添加，使DL值在2.80以下，所以不受热轧后的冷却速度的高低的限制，还有板厚厚的时候也同样，能够生成以无碳贝氏体为主体的组织，母材强度、母材韧性优异。此外，因为相对大量的N在所定的[Ti]/[N]比的范围内进行添加，所以能够是TiN在高温稳定化，由此能够细化焊缝附近的旧γ粒，所以即使进行大热量输入的焊接，也能够得到优异的HAZ韧性。
图1是为了说明现有钢以及本发明钢的热轧后的冷却速度和组织的关系的模式的CCT图。
具体实施例方式
本发明钢板的成分上的第一的要点是，在C含量极低的基础上，按照能够确保所定的母材强度的AS≥3.60积极地添加提高淬火性的元素Mn、Ni、Cu，另一方面，按照能够确保母材韧性的DL≤2.80积极地抑制Nb、V、Mo。首先，对根据本发明钢板的钢的成分热轧后的所生成的组织、特性，参照CCT图，进行说明。
图1表示的是本发明积极地添加了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。图中表示，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。根据此图，本发明的钢板，在热轧后冷却的高冷却速度(CR1)、低冷却速度(CR2)的任一之中，生成的BF均在面积率85％以上，优选在90％以上，均能够得到第二相MA微细地分散的微细贝氏体(无碳贝氏体)组织。根据以此BF为主体的组织，即使是板厚在50mm左右以上的厚板，也能够得到作为母材的机械性质780MPa以上的强度，还有具备优异的韧性。而且，在热轧后冷却的高冷却速度(CR1)、低冷却速度(CR2)的任一之中，如上所述，由于全体组织基本上成为了硬度的冷却速度敏感性低的BF，所以在小热量输入焊接条件(热量输入数kJ/cm左右)中，能够使HAZ的硬度降低(提高耐低温破裂性)，还有在大热量输入焊接条件(热量输入数百kJ/cm左右)下的低速冷却时，也能够得到比较良好的HAZ韧性。另外，现有的高C系钢(B1)，在高冷却速度(CR1)中，由于生成铁素体和粗大的贝氏体，随着生成粗大的并且块状的MA，所以母材强度和韧性下降，还有也很难确保上述中热量输入焊接时的HAZ韧性。
接着，对本发明钢板的成分上的第二的要点进行说明。
根据形成以上述BF为主体的组织，可以提高母材韧性、HAZ韧性，但是在800kJ/cm左右的大热量输入焊接中，为了确保充分的HAZ韧性，以上述组织为前提，在[Ti]/[N]的比为1.0～4.0的范围，添加能够抑制HAZ的旧γ粒径粗大化的、相对大量的N十分重要。
由于上述N的大量添加，从而提高大热量输入焊接下的HAZ韧性的理由还不明确，但是进行了如下的推测。首先，认为通过高N化，增加TiN生成时的驱动力，即使是通常的制造，也可以使TiN细微地进行分散。此外认为，与此同时通过对N和Ti的添加平衡进行上述的控制，所以能够增加TiN的高温下的稳定性。即，推测为通过进行高N化和对N和Ti的添加平衡的控制，可以稳定的达到焊缝附近的旧γ粒的细化，从而大幅改善(降低)HAZ韧性的波动，并且通过进一步对AS、DL的适当的调整，使相变后的γ粒内的组织(无碳贝氏体)能够进行细化，由此即使在大热量输入焊接中，也能够确保优异的HAZ韧性。
还有，根据本发明者的研究，在现有的母相为铁素体·珠光体组织中，由于母相中固溶N存在，韧性恶化，所以不能够充分地进行高N化，但是如本发明，母相是以BF为主体的组织，所以固溶N可以在第二相MA中浓密化，所以可以得知即使高N化韧性也不会恶化。
这里，对本发明的高强度钢材、钢板的成分限定理由进行说明。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％，即使作为提高淬火性的元素积极地添加也不能够确保780MPa以上的母材强度。另外，超过0.080％，则MA大量生成，母材韧性、HAZ韧性恶化。因此，C含量的下限为0.01％，优选为0.020％以上，进一步优选为0.030％以上为佳，另一方面，其上限为0.080％，优选为0.070％，进一步优选为0.060％为佳。
Si0.02～1.00％Si具有固溶强化的作用，但过量添加，则母材、HAZ中MA大量生成，恶化母材韧性、HAZ韧性。因此，Si含量的下限为0.02％，优选为0.10％，其上限为1.00％，优选为0.80％。
Mn1.10～2.90％Mn提高淬火性，是对确保强度、韧性有效的元素。但是过量添加，则强度过大，相反母材韧性、HAZ韧性下降。因此，Mn含量下限为1.10％，优选为1.40％，进一步优选为1.70％，特别优选为1.90％为佳。
P0～0.030％以下、S0～0.010％以下这些元素是容易发生偏析的杂质元素，由于对母材韧性、HAZ韧性有不好影响，所以越少越好，本发明中限定为P0.030％以下、S0.010％以下。
Al0.20％以下Al作为脱氧元素进行添加，但是过量添加则MA大量生成，恶化母材韧性、HAZ韧性。因此，Al含量上限为0.20％，优选为0.15％，进一步优选为0.10％为佳。
Ni0.40～2.40％Ni提高钢的低温韧性以及提高淬火性从而使强度增强，并且具有防止热破裂以及焊接高温破裂的效果。但是，过量添加，则麻点容易发生。因此，Ni含量的下限为0.40％，优选为0.60％，进一步优选为0.80％，特别优选为1.00％以上，其上限为2.40％。
Cr0.50～1.95％Cr提高母材、焊接部的强度，但是过量添加，则相反会使母材韧性、HAZ韧性恶化。因此，Cr含量的下限为0.50％，优选为0.70％，进一步优选为1.00％，其上限为1.95％，优选为1.70％，进一步优选为1.50％。
Mo0.16～1.10％Mo使淬火性得到提高，对确保高强度有效，是对防止回火脆性有效的元素，但是过量添加则相反会降低母材韧性、HAZ韧性。因此，Mo含量的下限为0.16％，优选为0.22％，进一步优选为0.25％，特别优选为0.40，其上限为1.10％，优选为0.80％，进一步优选为0.60％。
Ti0.002～0.030％Ti与N结合形成氮化物，细化焊接时的HAZ的奥氏体晶粒，是对改善HAZ韧性有效的元素。由于Ti含量低于0.002％则晶粒细化效果过小，所以其下限为0.002％，优选为0.007％，进一步优选为0.010％，特别优选为0.012％。另一方面，过量添加，则TiN粗大化，相反有可能会使母材韧性、HAZ韧性恶化，所以上限为0.030％，优选为0.025％，进一步优选为0.020％。
N0.0058～0.0120％N是与Ti共同提高大热量输入焊接时的HAZ韧性的重要的元素，与Ti结合，形成TiN，细化大热量输入焊接时的HAZ的奥氏体晶粒，具有提高HAZ韧性的效果。但是，N的过量添加，对母材韧性、HAZ韧性有不好影响。所以为了有效地发挥上述N的效果，N含量下限为0.0058％，优选为0.0060％，进一步优选为0.0070％，特别优选为0.0080为佳，其上限为0.0120％，优选为0.0100％，进一步优选为0.0090％为佳。
/[N]1.0～4.0[Ti]/[N]的比低于1.0则固溶N过量，恶化母材韧性、HAZ韧性。另一方面，超过4.0则TiN很难微细地进行分散，母材韧性、HAZ韧性下降。因此，上述比的下限为1.0，其上限为4.0，优选为3.0，进一步优选为2.0。
AS值3.60以上Mn、Ni、Cu的添加量，与母材韧性、HAZ韧性具有密切的关系，Cu与Mn、Ni相比2倍左右，提高强度的效果高。热轧后，为了使在高冷却速度到低冷却速度的范围的母材强度在780MPa以上，如后述实施例明确表明，AS值在3.6以上十分必要。由此，母相的BF量也能够得到85面积％以上。母材韧性、HAZ韧性，由于BF量越多越得到提高，因此BF量优选为90面积％以上，进一步优选为95面积％以上为佳，因此为了使上述AS值升高，需对Mn、Ni、后述的Cu的添加量进行调整。AS值高，则能够得到低冷却速度(大热量输入焊接)时的低温下相变的BF，从而增大BF量。因此，AS值，优选为4.00以上，进一步优选为4.50以上，特别优选为5.00以上为佳。
DL值2.80以下
Mo如上所述具有提高淬火性的作用。后述的Nb、V也具有同样的作用。其另一方面，过量添加这些元素，则会生成粗大的贝氏体组织，恶化母材韧性、HAZ韧性。这种恶化韧性的作用，各元素并不一样，根据本发明者等的实验，Mo为1时，Nb为12倍左右，V为4倍左右。后述的实施例明确表明，为了确保vE-20＝200J以上的良好的母材韧性，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，特别优选为1.50％以下、进一步特别优选为1.00％以下，对Mo、Nb、V的添加进行限制为佳。
本发明的钢板，在以上的成分之外，剩余部由Fe以及不可避免的杂质所形成，在不损害上述成分的作用、效果的范围，可以添加进一步提高特性的元素。例如，可以单独或复合含有下列各群中的任选元素，(1)Cu1.60％以下，(2)B0.0050％以下、Nb0.100％以下、V低于0.060％中的任一种以上，(3)Ca、REM中的一种或两种合计为0.0050％以下，(4)Mg0.0050％以下，(5)Hf0.050％以下、Zr0.100％以下中的任一种或两种，(6)W5.0％以下、Co5.0％以下中的任一种或两种。以下，对这些辅助元素的限定理由进行说明。
Cu1.60％以下Cu通过固溶强化和析出强化提高母材强度，还有具有Mo、Mn、Ni、Cr所没有的提高淬火性的作用。为了有效地实现所述作用，希望其添加优选为0.30％以上，进一步优选为0.50％以上。不过，超过1.60％，则母材韧性、HAZ韧性下降，所以Cu含量的上限为1.60％，优选为1.40％，进一步优选为1.20％，特别优选为1.00％为佳。
B0.0050％以下B提高淬火性具有改善HAZ韧性的作用。特别是，热量输入大的焊接时其效果大。为了有效地实现所述作用，0.0005％以上的添加为佳。不过过量添加，则相反会恶化母材韧性、HAZ韧性。因此，B含量的上限为0.0050％，优选为0.0030％，进一步优选为0.0020％为佳。
Nb0.100％以下Nb与B同样，使淬火性得到提高。即，固溶Nb提高母材的淬火性，从而具有提高母材强度、焊接接头强度的效果，但是过量添加，则强度过大，使母材韧性、HAZ韧性恶化。因此，NB含量的上限为0.100％，优选为0.040％，进一步优选为0.020％。
V低于0.060％V也和B、Nb同样，少量添加可以提高淬火性。还有，具有提高抗回火软化性的效果。但是，过量添加，则强度过大，会恶化母材韧性、HAZ韧性。因此，V含量上限为0.060％，优选为0.050％，进一步优选为0.040％。
Ca、REM合计在0.0050％以下这些元素，通过使MnS球状化的对夹杂物形态的控制，具有减少各向异性的效果，从而具有提高HAZ韧性的效果。但是，过量添加，则相反会恶化母材韧性。因此，这些元素合计其上限为0.0050％，优选为0.0030％。
Mg0.0050％以下Mg形成MgO，通过抑制HAZ的奥氏体晶粒的粗大化，从而具有提高HAZ韧性的效果。但是，过量添加，则相反会恶化母材韧性。因此，其上限为0.0050％，优选为0.0035％。
Zr0.100％以下Hf0.050％以下Zr、Hf与Ti同样，与N形成氮化物，细化焊接时的HAZ的奥氏体晶粒，是对改善HAZ韧性有效的元素。但是，过量添加，则相反会使母材韧性、HAZ韧性下降。因此，Zr含量的上限为0.100％，优选为0.050％，Hf含量的上限为0.050％，优选为0.030％。
W5.0％以下Co5.0％以下W、Co少量可以提高淬火性，对容易地确保强度有效。W此外还兼有提高抗回火软化性的作用。另一方面，过量添加，则强度过高，相反会使母材韧性、HAZ韧性下降。因此，这些元素的上限分别为5.0％，优选为2.5％。
本发明的高强度高韧性钢板，可以通过通常的方法进行制造，钢坯加热至奥氏体温度区域，优选加热至AC3～1350℃左右之后，进行热轧，热轧后，通过空冷或直接冷却以60℃/sec左右以下的平均冷却速度进行冷却即可。为了尽可能的抑制MA和GBF的生成，可以优选在5℃/sec左右以上的平均冷却速度进行加速冷却。此加速冷却，可以进行至BF相变点(650～400℃左右)以下的温度区域。为了确实地到达BF相变点以下，可以进行至200℃左右以下。还有，加速冷却，由于在高温下冷却速度快，所以可以至少在800℃以下进行。
热轧的终锻温度，如通常的方法可以在1000℃以下，但是通过控制在870℃以下，能够进一步提高HAZ韧性。其理由是因为，对母材进行轧制时大多进行未再结晶区域轧制，则受焊接热影响发生逆相变时，由于相变核(轧制加工的应变)大量存在，所以焊接后的旧γ粒径其结果与高温(超过870℃)终锻的相比得到细化。从这个理由，通过将终锻温度控制在870℃以下，优选为800℃以下，进一步优选为750℃以下，能够更有效地提高HAZ韧性。还有，通过进行这样的低温终锻轧制，与通常方法的热轧相比，AS的下限可以向下扩大至3.20左右。
通过上述制造方法，可以得到热轧后，从高冷却速度到低冷却速度含有BF以面积％计在85％以上，优选为90％以上，剩余部由GBF、MA所形成的高强度、高韧性组织。由于MA在BF和GBF的界面微细地生成，所以不会象块状MA恶化韧性，但由于越少越能够得到优异的韧性，所以优选为5.0面积％以下，进一步优选为3.0％以下为佳。
本发明的钢板，如上所述，由于热轧后的冷却从高冷却速度到低冷却速度均能够得到以BF为主体的组织，所以比较厚的钢板，例如板厚在50mm左右的钢板也可以具有780MPa以上的强度，同时具有良好的母材韧性、HAZ韧性、耐低温破裂性。
接着，举实施例对本发明进行更具体的说明，但本发明并不仅局限于
实施例下表1～3所示的钢进行熔炼，其钢水铸造而得的板坯(厚度250mm)在1150℃进行加热后，进行热轧，以表4以及5所示终锻温度完成热轧，在800～200℃的温度区域以10℃/sec的平均冷却速度进行直接冷却(在线的水冷)。还有，表4以及5的试料的钢，试料编号对应于同样的钢编号(表1～3)的钢。
对于所得到的热轧板(板厚50mm)，从热轧板的板厚的1/4部位采取组织观察用试验片，进行了光学显微镜的观察(倍率400倍)，发现形成了以BF为主体，剩余部由GBF以及MA所形成。还有，为了测定BF的面积分率，组织观察用试验片经硝酸化乙醇腐蚀液腐蚀后，使用SEM(扫描式电子显微镜)以1000倍的倍率对组织进行拍摄，所拍摄的图像通过图像解析软件(名称Image-pro，プラネトロン制)进行解析，求出BF的面积率。其结果在表4以及5中表示。还有，在发明例(试料No.1～59)中，对MA量的测定，均在3.0面积％以下。
还有按下述要领进行拉伸试验、冲击试验，对母材的机械性质进行了调查。合格标准为抗拉强度在780MPa以上，韧性在吸收能量(vE-20)在200J以上。
●拉伸试验从各钢板的板厚1/4部位得到的JIS4号试验片，进行了拉伸试验，测定了0.2％屈服强度、抗拉强度。
●冲击试验从各钢板的板厚1/4部位得到的JIS4号试验片，进行了摆锤冲击试验，求出了-40℃的吸收能量(vE-20)，对母材韧性进行了评价。
此外，按下述要领对HAZ韧性进行了调查。
进行热量输入800kJ/cm一焊道的大热量输入焊接(电渣焊)，从离开焊缝(固相线)0.5mm的HAZ采取JIS4号试验片，进行V形缺口摆锤冲击试验，测定了-40℃的吸收能量(vE-20)。此时，试样数为5个，求出其平均值，对HAZ韧性进行了评价。合格标准为吸收能量(vE-20)的平均值在150J以上。
还有，在本发明例中，根据JISZ3158中所规定的y形焊接破裂试验方法，在供试验用钢板冷却到0℃以及-20℃的状态(防止根部破裂预热温度＝0℃、-20℃)，以热量输入1.7kJ/mm进行包剂焊，对耐低温破裂性进行了调查，但是在任一温度中，均没有破裂发生。
上述调查结果在表4以及5中表示。从同表，发明例，在母材韧性中，抗拉强度均在780MPa以上，还有vE-20全部在200J以上，高强度而且母材韧性优异。还有，在800J/cm的大热量输入焊接时的HAZ韧性中，具有vE-40为150J以上的吸收能量，确认到即使在大热量输入焊接中HAZ韧性也表现优异。
此外，合金组成、[Ti]/[N]、AS值、DL值任一个均在本发明范围之外的比较例(表5，No.81～115)，与发明例同样，热轧后，不管是否进行10℃/sec左右的加速冷却，HAZ韧性大部分没有达到60J左右，还有母材的vE-20均低于200J，是母材韧性差的材料。
表1
注钢No.1～30为发明对象钢
表2
注钢No.31～59为发明对象钢
表3
注钢No.中带有*的(No.81～115)是比较对象钢
表4
注试料No.1～59是发明例
表5
注试料No.中带有*的是比较例
权利要求
1.一种焊接热影响部的韧性优异的高强度钢材，其特征在于，以mass％计，含有C0.010～0.080％、Si0.02～1.00％、Mn1.10～2.90％、P0～0.030％、S0～0.010％、Al0.20％以下、Ni0.40～2.40％、Cr0.50～1.95％、Mo0.16～1.10％、Ti0.002～0.030％、N0.0058～0.0120％，并且1.0≤[Ti]/[N]＜4.0，剩余部由Fe以及不可避免的杂质构成，并且由下式定义的AS值以及DL值为AS≥3.60，DL≤2.80，组织主要由无碳贝氏体构成，AS＝[Mn]+[Ni]+2×[Cu]，DL＝2.5×[Mo]+30×[Nb]+10×[V]，这里，[X]表示X元素以mass％计的含有量。
2.根据权利要求1所述高强度钢材，其特征在于，还含有Cu1.60％以下。
3.根据权利要求1所述高强度钢材，其特征在于，还含有B0.0050％以下、Nb0.100％以下、V低于0.060％中的任一种以上。
4.根据权利要求1所述高强度钢材，其特征在于，还含有Ca、REM中的一种或两种合计为0.0050％以下。
全文摘要
本发明提供一种钢材，以mass％计，含有C0.010～0.080％，Si0.02～1.00％，Mn1.10～2.90％，P0～0.030％，S0～0.010％，Al0.20％以下，Ni0.40～2.40％，Cr0.50～1.95％，Mo0.16～1.10％，Ti0.002～0.030％，N0.0058～0.0120％，并且1.0≤[Ti]/[N]＜4.0，剩余部由Fe以及不可避免的杂质构成，并且下式所定义的AS值以及DL值为AS≥3.60，DL≤2.80，组织以无碳贝氏体为主，其中，AS＝[Mn]+[Ni]+2×[Cu]，DL＝2.5×[Mo]+30×[Nb]+10×[V]，这里，[X]表示X元素的含量(mass％)。
文档编号C22C38/50GK1763234SQ20051011645
公开日2006年4月26日 申请日期2005年10月21日 优先权日2004年10月22日
发明者高冈宏行, 冈崎喜臣, 畑野等 申请人:株式会社神户制钢所