高张力厚钢板及其制造方法

专利名称：：高张力厚钢板及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及船舶等的大型结构物所使用的厚钢板及其制造方法，特别是涉及强度为490MPa以上、低于590MPa(以下称为490MPa级)、厚约5mm以上的厚钢板。
背景技术：
：若船舶彼此碰撞或船舶触礁，则船体会断裂开口，渗水沉没，此外装载货物和燃料等会从船内流出而引起海洋污染，故成为一项社会问题。因此，提出了各种在船舶彼此碰撞或船舶触礁时，能够吸收船体受到的冲击能并防止船体的破坏所导致的弊端的船体用钢板。作为这种冲击吸收能优异的船体用钢板，在专利文献1中提出一种钢板，这种钢板在至少板厚的1/8以上的表里层中，以面积率计含有1.020%的残留奥氏体(残留Y)。已知残留有奥氏体(Y)的钢板为TRIP(TransformationInducedPlasticity,相变诱发塑性)钢板，若对TRIP钢板实施加工变形，则残留Y在应力作用下诱发相变为马氏体，能够得到来自Y的优异的延伸率和来自马氏体的高强度。在上述专利文献1中，作为冲击能吸收能(EA)与钢材的机械特性的关系记述为，钢板的延伸率特性[完全延伸率(El)]与强度行性(YP、TS)的积越大，冲击能吸收能(EA)越提高。但是，基于完全延伸率(El)的吸收能的评价，未必与船体结构的安全性的评价相关联，为了在拉伸试验中的标点间距离无法比拟的长跨距下评价被防挠材支撑的船体外板的拉伸变形，考虑需要通过被认为与船体外板的延伸率特性相关度高的均一延伸率(一样延伸率)来进行评价(参照专利文献2)。可是作为建筑结构物等所适用的TRIP钢板，本申请人率先提出了提高590MPa级的高张力厚钢板的上均一延伸率率的技术(参照专利文献3和专利文献4)。在专利文献3，通过使钢组织以贝氏体为主体，以确保高的母材强度，另外使钢中生成残留Y，从而改善均一延伸率。在专利文献4中，通过将钢组织作为低温相变贝氏体以确保母材强度，另外使岛状马氏体和残留Y生成，从而提高均一延伸率。但是在船体用钢板中，是从设计上的要求出发来决定必要的屈服应力，根据使用的部位，钢板的强度等级被变更，因此如上述专利文献3和专利文献4并不要求超出必要限度的强度。另一方面，根据上述专利文献3和专利文献4所述的方法，仅能够得到大约15%左右的均一延伸率，为了适应船舶而要求均一延伸率的进一步改善。另外如上述专利文献3和专利文献4所述的590MPa级的高张力厚钢板，对于船体用钢板还要求在熔接时的热影响部(以下称为HAZ)的韧性优异。专利文献1特开平11-246934号公报专利文献2特开2001-262272号公报专利文献3特开2002-266048号公报专利文献4特开2003-160835号公报
发明内容本发明鉴于这样的情况而做，其目的在于提供一种特别适用于船舶的具有490MPa级的高强度水平的厚钢板，一种均一延伸率(一样延伸率)优异的厚钢板。另外，其目的还在于提供焊接性(HAZ韧性)也优异的厚钢板。另外本发明的另一目的在于，提供这种厚钢板的制造方法。所谓能够解决上述课题的本发明的这种高张力钢板是如下这种钢，其含有C:0.020.20%(质量％的意思。以下有关化学成分的均相同)、Si:0.20.5%、Mn:11.8%、Cu禾B/或Ni:合计0.21%，余量是Fe和不可避免的杂质，并且，铁素体分率80体积％以上，残留奥氏体分率1体积％以上，且所述残留奥氏体中的C量为0.801.10质量％。另外，本发明的厚钢板，作为其他元素还含有Ti:0.0050.025%、N:0細50.0腦、B:0.00050.003%，且上述Ti、N、B的含量满足下式(1)。其中下式(1)中[]表示元素的含量。[N]—0.292X[Ti](14/10.8)X([B]—0.0003)…(1)所述C优选为0.020.10%。本发明的厚钢板，作为其他元素可以还含有从下述im所构成的群中选择的至少i种。i群-下述(a)(c)之中至少1种(a)Cr:0.5%以下(不含0%)(b)Mo:0.2%以下(不含0%)(c)从V、Nb、Zr、Hf和Ta构成的群中选择的1种以上合计0.05%以下(不含0%)II群Al:1%以下(不含0%)III群从Mg、Ca、Sr、Ba、Ce和La构成的群中选择的1种以上。本发明的高张力钢板能够采用如下制造进行制造，该制法包括使80体积％以上的铁素体和1体积％以上的残留奥氏体生成的第一工序，和将所述残留奥氏体中的C量控制在0.801.10质量％的范围内的第二工序，作为所述第二工序，是以TC/秒以下的平均冷却速度对50030(TC之间的任意的温度范围进行徐冷503600秒，或者以50030(TC之间的任意的温度保持503600秒。根据本发明，由于残留Y中的C量(CYR)被适当地控制，所以残留Y带来的TRIP效果得到确实地发挥，能够显著提高厚钢板的均一延伸率。另外根据本发明，适当调整了钢板的成分组成，因此即使进行焊接也能够提高HAZ韧性。本发明的厚钢板具有特别适合于船舶的490MPa级的高强度级别，因此例如用于船体的原材，即使万一发生碰撞事故或触礁事故时，也能够防止船体断裂开口，或者使断裂面积比以前显著减小。图1是模式化地显示制造本发明的厚钢板时的热过程的图。图2是表示残留y中的c量与均一延伸率的关系的曲线图。具体实施方式本发明者们为了提供均一延伸率优异的490MPa级TRIP厚钢板，以前述的专利文献3和专利文献4记述的590MPa级TRIP厚钢板为基础，进行了锐意研究。其结果是，为了单纯地直接应用这些专利文献所公开的残留y生成方法，且使之降低到适合于船舶的强度级别，即使将母相作为软质的铁素体组织仍无法得到理想的均一延伸率(具体地说是18%以上)，不过本发明者们通过大量的基础实验搞清了问题所在。于是本发明者们进一步反复研究的结果发现，(a)通过适当控制残留Y中的C量，能够显著提高490MPa级TRIP厚钢板的均一延伸率，(b)为了适当控制残留Y中的C量，需要将钢中的成分之中，尤其是Si降低到0.5%以下，并且作为必须成分添加Cu和/或Ni，并且在热轧后根据与保持时间的关系严密地调整50030(TC的温度范围内的冷却条件，从而完成了本发明。如此在本发明中，将残留Y中的C量控制在0.801.10质量％的范围，均一延伸率便提高到18%以上。通过适当控制残留y中的c量，即使在强度级别为490MPa级的厚钢板中，也能够确实地发挥残留y带来的TRIP效果。采用附图对此进行说明。图2是基于后述的实施例的结果，表示残留y中的c量与均一延伸率的关系的曲线图。图中，0是表3表4中的No.16、13、1625、35、3742、44的结果，翻是表3表4中的No.lO、11、14、32、33、34、36的结果。还有在图2中，绘制的只是钢中成分及铁素体分率与残留Y分率满足本发明规定的范围的例子。如图2所表明的，通过将残留Y中的C量控制在上述范围，能够显著提高厚钢板的均一延伸率。另外，如专利文献3和专利文献4所示范的，即使控制轧制后的冷却条件而生成规定量的残留Y(具体来说是1体积％以上)，仍无法得到希望的均一延伸率。这若与后述的实施例中的表3表4的No.3、6、10、11进行对比也可表明。这些均是残留Y量为5面积n/。的例子，通过控制钢中成分使残留Y中的C量(C丫R)变化，但是即使残留Y量满足本发明规定的范围，而OyR脱离本发明规定的范围的No.l0和11，其均一延伸率均降低(参照下述表4)。以下就本发明进行详细说明。首先，对于本发明的厚钢板的化学成分进行说明。本发明的厚钢板，作为基本元素含有C、Si、Mn禾卩Cu及/或Ni。这些元素的含量如下。C:0,020.20%c是用于确保强度所需要的元素，特别是为了使铁素体和残留Y生成而含有，但是为了提高焊接时的HAZ韧性，C优选为少。但是C量低于0.02%时由于铁素体会大量生成，而规定量的残留y无法生成，所以不能提高均一延伸率。因此C为0.02。/。以上，优选为0.03%以上。另一方面，若<:量超过0.20%，则铁素体的生成变少，均一延伸率降低。另外铁素体分率变低，母材的韧性劣化。因此C为0.20。/。以下，优选为0.15%以下，更优选为0.12%以下。特别是为了进一步提高焊接时的HAZ韧性，C优选为0.10%以下，更优选为0.08%以下。Si:0.20.5%Si是在50030(TC的温度域保持时，抑制从Y向渗碳体分解，从而确保规定量的残留Y和残留Y中的C量的重要的元素。另外Si是通过固溶强化提高母材的抗拉强度的元素。但是Si量低于0.2%时不能充分地抑制Y的分解，不能充分使提高均一延伸率方面有用的残留Y生成。因此Si为0.2%以上，优选为0.25%以上，更优选为0.30%以上。另一方面，Si超过0.5%残留y仍会生成，但若过量地含有Si，则生成的残留y中的C量变得过多，因此均一延伸率降低。另外，铁素体脆化而母材韧性劣化。另外，熔接后的HAZ韧性劣化。因此Si为0.5。/。以下。Mn:11.8%Mn是在50030(tc的温度域保持时，抑制残留y的分解的元素，并且具有使残留Y中的C稠化的作用。另外Mn是提高淬火性的元素，也是在用于确保强度上重要的元素。但是Mn量低于1%时强度变得不足，并且在残留Y中稠化的C量变少，不能充分地提高均一延伸率。因此Mn为1%以上，优选为1.2%以上，更优选为1.3%以上，进一步优选为1.4%以上。另一方面，若Mn量超过1.8。/。，则淬火性变得过度以致铁素体难以生成，强度变得过高。另外，若铁素体分率变低，则均一延伸率也变差。因此Mn为1.8y。以下，优选为1.6%以下。Cu禾卩/或Ni:合计为0.21%Cu和Ni与Si和Mn—样，是在50030(TC的温度域保持时，抑制y分解而形成渗碳体，在使残留y生成上有作用的元素。另外，Cu和Ni是使残留Y中稠化而提高均一延伸率的元素。另外，在本发明中Cu和Ni也有作为Si的替代元素的作用。如前述，Si的大量添加会招致母材韧性的降低，也纵使熔接性带来不良影响，但是根据本发明，通过添加与Si具有同样作用的Cu和/或Ni，即使降低Si量仍能够确保期望的残留Y，充分提高均一延伸率。使Cu和Ni含有，母材韧性也不会受损。Cu和Ni能够分别单独使用或者并用，但这些元素的合计量低于0.2%时，如后述的实施例所示，即使能够确保规定量的残留y，但残留y中的C量变少，仍不能充分提高均一延伸率。因此这些元素的合计量为0.2%以上，优选为0.3%以上，更优选为0.4%以上。另一方面，若Cu和Ni的合计量超过1%，则由于淬火性变得太好而铁素体难以生成，因而不能提高均一延伸率。因此Cu和Ni的合计量为1%以下，优选为0.9%以下，更优选为0.8%以下。本发明的厚钢板含有上述元素，余量为Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如能够列举P、S和N等。P和S是使铁素体脆化的元素，优选尽可能少。P优选为0.05%以下，更优选为0.04%以下，进一步优选为0.03%以下。S优选为0.05。/。以下，更优选为0.03%以下，进一步优选为0.02%以下。N若以固溶状态存在，则是给母材韧性和HAZ韧性造成不良影响的元素，优选尽可能少。N优选为0.0P/。以下，更优选为0.008%以下，进一步优选为0.005%以下。另外，本发明的厚钢板的其他的形态，还有作为其他元素含有Ti、N、B的。本发明的厚钢板以满足一定关系式的状态含有这些元素时，其焊接性(HAZ韧性)更优异。这些元素的含量如下。Ti:0.0050.025%Ti是与厚钢板中的N结合而形成TiN的元素，此TiN在焊接受热时发挥着阻止晶粒粗大化的效果(pinning效果)，从而提高HAZ韧性。但是Ti低于0.005。/。时，TiN的生成量少，不能提高HAZ韧性。因此Ti为0.005%以上，优选为0.007%以上，更优选为0.008%以上。另一方面，若过量地含有Ti，则TiN粗大化，HAZ韧性改善效果无法发挥。因此Ti为0.025%以下，优选为0.02%以下，更优选为0.018%以下。N:0細50.010%N是与上述的Ti结合而形成TiN的元素，与上述Ti一样，是在提高HAZ韧性上有作用的元素。但是N低于0.0015。/。时，TiN生成量少，不能提高HAZ韧性。因此N为0.0015%以上，优选为0.002%以上，更优选为0.003%以上。另一方面，若过量地含有N，则TiN粗大化，HAZ韧性改善效果无法发挥。因此N为0.010%以下，优选为0.08%以下，更优选为0.05%以下。B:0.00050.003%B是抑制晶界铁素体[被称为晶界型铁素体(allotriomorphicferrite)或初析铁素体]生成的元素，由此能够使HAZ韧性提高。但是B低于0.0005%时不能抑制晶界铁素体生成，不能提高HAZ韧性。因此B为0.0005%以上，优选为0.0008%以上，更优选为0.0010%以上。另一方面，使B过量地含有，抑制晶界铁素体生成的效果也是饱和，另外过量的B与N等结合而形成硼化物，反而使HAZ韧性劣化。因此B为0.003%以下，优选为0.0028%以下，更优选为0.0025%以下。上述Ti、N、B的含量需要满足下式(1)。还有，下式(1)中[]表示元素的含量。[N]—0.292X[Ti]^(14/10.8)X([B]—0.0003)…(1)如果N与Ti的原子量比满足0^[N]—0.292X[Ti]的关系，则N与Ti结合而结合成TiN，或作为自由N存在于钢中。这时使N的存在比Ti的化学计量混合比过量，则能够使TiN微细化，从而改善HAZ韧性。另外，如果B和N和Ti的含量满足由[N]—0.292X[Ti]^(14/10.8)X([B]—0.0003)所示的关系，则在厚钢板中作为自由B存在有需要的0.0003质量％(3ppm)以上的B，能够抑制晶界铁素体生成。还有，14是N(氮)的原子量，10.8是B(硼)的原子量。本发明的厚钢板，作为其他元素可以还含有下述(a)(c)的至少1种，和从Al、Mg、Ca、Sr、Ba、Ce及La所构成的群中选择的1种以上的元素。下述(a)、(b)、(c)中的至少一种(a)Cr:0.5%以下(不含0%)，(b)Mo:0.2%以下(不含0%)，(c)从V、Nb、Zr、Hf和Ta构成的群中选择的l种以上合计为0.05%以下(不含0%)Cr、Mo、V、Nb、Zr、Hf和Ta均是在钢中形成碳化物的元素，通过析出强度在提高强度上有效地发挥着作用。但是若碳化物过度生成，则由于会阻碍残留y生成，因此反而对本发明的效果造成不良影响。因此Cr为0.5%以下，优选为0.4%以下，更优选为0.3%以下。为了发挥上述作用，优选含有0.02%以上，更优选为0.05%以上。Mo为0.2%以下，优选为0.15%以下，更优选为0.1%以下。为了发挥上述作用，优选含有0.02%以上，更优选为0.04%以上。V、Nb、Zr、Hf和Ta合计为0.05%以下，优选为0.04%以下。为了发挥上述作用，优选含有0.01%以上，更优选为0.02%以上。上述(a)(c)所示的元素可以分别单独含有(例如只含有Cr、只含有Mo、只含有V)，也可以组合含有任意选择的元素(例如Cr和Mo、Cr和V)。Al:1%以下(不含0%)Al是抑制Y分解形成渗碳体，在使规定量的残留y生成上起作用的元素。但是若A1量超过1。/。，则固溶A1增加，铁素体脆化，均一延伸率降低。因此Al为l。/。以下，优选为0.5%以下，更优选为0.3%以下。为了发挥上述作用，优选含有0.02%以上，更优选为0.025%以上。含有从Mg、Ca、Sr、Ba、Ce和La构成的群中选择的1种以上的元素，合计为0.01%以下(不含0%)Mg、Ca、Sr、Ba、Ce和La是在厚钢板中形成微细的氧化物的元素，该氧化物在焊接受热时，有助于防止HAZ部的组织粗大化，从而提高HAZ韧性。但是使这些元素含有合计超过0.01%，HAZ韧性提高效果也是饱和，另外氧化物量变得过多会成为使母材的抗拉强度和韧性劣化的原因。因此上述元素优选为合计0.01%以下，更优选为0.005%以下，进一步优选为0.003%以下。为了发挥上述作用，优选使之含有0.0005%以上。上述Mg、Ca、Sr、Ba、Ce和La可以分别单独含有，或者并用任意选择的2种以上的元素。接下来对于本发明的厚钢板的组织进行说明。本发明的厚钢板，作为母相组织含有铁素体分率为80体积％以上，作为第二相组织含有残留y为1体积％以上。在本发明的厚钢板中，为了确保490MPa级的抗拉强度，其组织以铁素体为主。铁素体为软质，是可塑性高的组织，也有助于均一延伸率的提高。为了发挥这样的作用，铁素体分率为80体积％以上。铁素体分率优选为83体积％以上，更优选为86体积％以上。但是若铁素体过度生成，组织成为铁素体单相化，则残留Y不生成，均一延伸率降低，因此其上限为99体积％。优选的上限为97体积％，更优选的上限为95体积％。本发明的厚钢板的组织，作为第二相生成有残留Y。残留Y受到应力而相变为马氏体，利用此TRIP效果使良好的均一延伸率发挥。为了发挥这样的效果，残留Y分率必须为1体积％以上。残留Y分率优选为2体积%以上，更优选为2.5体积％以上。但是若残留Y分率变得过大，则残留Y中的C量变少，如后述会使残留Y不稳定化，不能取得TRIP效果。因此残留7分率优选为20体积％以下，更优选为15体积％以下，进一步优选为10体积％以下。此外在本发明中，残留Y中的C量为0.801.10质量y。很重要。如后述的实施例所证实的，以铁素体为主体，作为第二相只生成规定量的残留Y，不能充分地提高均一延伸率。残留Y中的C量与残留Y的稳定性(残留Y的生成带来的TRIP效果)有着密切的关系，在本发明中作为对象的490MPa级的厚钢板中，残留Y中的C量被控制在上述范围，在最高载荷点的跟前残留Y发生加工诱发相变时可发挥最佳的均一延伸率。即，残留Y中的C量低于0.80质量c/。时，残留Y变得不稳定，残留y容易发生加工诱发相变，不能提高均一延伸率。因此残留Y中的C量为0.80质量％以上，优选为0.85质量％以上，更优选为0.90质量％以上。另一方面，若残留y中的C量超过1.10质量。/。，则残留Y过度稳定化，因此残留Y难以发生加工诱发相变，不能得到TRIP效果。因此残留Y中的C量的上限为I.IO质量％，优选的上限为1.05质量％，更优选的上限为1.00质量％。本发明的厚钢板具有至少80体积％以上的铁素体分率，和1体积％以上的残留Y分率即可，也可以含有除此以外的组织。例如也可以生成贝氏体、马氏体和珠光体等。其余的组织比例例如在19体积％以下即可，特别优选为15体积％以下。厚钢板的组织的比例和残留Y中的C量根据后述的实施例的项目中所述的方法测定即可。还有，对于厚钢板的组织的比例来说，通过显微镜观察测定的的面积率被认为与体积率相等。本发明的厚钢板，例如强度为490MPa级，能够适用于作为要求有高的均一延伸率和焊接性的船舶等的大型结构物的原材。本发明的厚钢板的制造方法，能够采用如下所示的方法制造。§卩，包括使80体积％以上的铁素体和1体积％以上的残留奥氏体生成的第一工序，和将所述残留奥氏体中的C量控制在0.801.10质量e/。的范围内的第二工序，在所述第二工序中，(a)以rc/秒以下(不含0'C/秒)的平均冷却速度对500300'C之间的任意的温度范围进行徐冷503600秒，或者(b)以50030(TC之间的任意的温度持续503600秒即可。具体来说，就将具有上述化学成分的钢加热到Y单相温度域后进行热车L，当对其冷却时，以2°。/秒以下的平均冷却速度对850620'C之间的任意的温度域进行冷却，从而使铁素体生成，徐冷后，以10'C/秒以上平均冷却速度急冷至500300'C之间的任意的温度范围，从而使残留Y生成，急冷后，(a)以1°C/秒以下的平均冷却速度对500300'C之间的任意的温度范围进行规定时间的徐冷，或者(b)以50030(TC之间的任意的温度保持规定时间，由此能够在残留Y中使C稠化，能够提高厚钢板的均一延伸率。参照附图对这些工序加以说明。图1是模式化地显示制造本发明的厚钢板时的热过程的图。在图1中，采用水冷设备和热处理炉，以下述表2所示的条件对轧制材进行处理。即，以平均冷却速度rirc/秒)将得到的轧制材从徐冷开始温度T1(°C)徐冷至徐冷结束温度T2(°C)，以平均冷却速度R2('C/秒)从T2急冷至徐冷开始温度T3rC)，以平均冷却速度R3rC/秒)从T3徐冷(包括以温度T3保持恒温的情况)至徐冷结束温度T4(°C)。还有，从徐冷幵始温度T1到徐冷结束温度T2所花费的时间作为tl(秒)，从徐冷开始温度T3到徐冷结束温度T4所花费的时间作为t2(秒)。首先，将具有上述化学成分的钢加热到Y单相温度域并进行奥氏体化。所谓Y单相温度域为910130(TC左右。加热到Y单相温度域后，遵循常规方法进行热轧。热轧的最终温度为90080(TC左右，最终板厚为550mm左右即可。热轧后，以2°C/秒以下的平均冷却速度对850620"C之间的任意的温度范围T1T2(°C)进行20秒钟以上(tl)的徐冷。该工序在确保母相的铁素体组织上尤其重要，若徐冷开始温度超过850°C，则铁素体的生成量变少，若徐冷结束温度低于620°C，则奥氏体会相变为珠光体和贝氏体，铁素体的生成量变少，并且不生成残留Y。另外，若上述温度范围中的停留时间tl低于20秒，则铁素体的生成量变少。上述的温度范国tit2rc)的平均冷却速度rirc/秒)为2'C/秒以下即可，优选为rc/秒以下。平均冷却速度ri也可以是o。c/秒。例如在后述的实施例的表2的条件b中，是以750"C保持30秒钟恒温(Tl=T2)。徐冷或恒温保持后，一边避免珠光体和贝氏体相变，一边以10°C/秒以上的平均冷却速度(R2)从温度T2急冷至50030(TC之间的任意的温度T3(°C)。由此，能够使未相变成铁素体的奥氏体成为残留Y生成，并且能够防止生成的残留Y相变成珠光体和贝氏体。平均冷却速度R2优选在15。C/秒以上，更优选为20。C/秒以上。急冷至温度T3之后，以1°C/秒以下的平均冷却速度(R3)对50030CTC之间的任意的温度范围T3T4(°C)进行徐冷持续503600秒，或者以50030(TC之间的任意的温度(T3)进行恒温保持503600秒(t2)(这时R3为0°C/秒，T3=T4)。若徐冷开始温度T3或恒温保持开始温度T3超过50(TC，则残留Y会发生珠光体相变而不能使残留Y生成。另外，即使徐冷结束温度低于300°c，仍不能使残留y生成。该工序对于确保残留Y的C量极其重要。特别是通过在该温度域持续规定时间(t2)的徐冷或恒温保持，能够开始得到上述的C量(参照后述的实施例)。还有，在前述的专利文献3和专利文献4所记述的方法中，由于不包括该工序，所以认为不能获得希望的CyR。此温度范围T3T4rc)下平均冷却速度R3超过rC/秒，或者在该温度域下的停留时间t2低于50秒时，C向残留y的稠化不充分，不能提高厚钢板的均一延伸率。因此，平均冷却速度R3为rc/秒以下，优选为0.5°C/秒以下。平均冷却速度R3也可以是0'C/秒。冷却速度为0°C/秒的情况下，以温度T3进行恒温保持，T3=T4。例如在后述的实施例的表2的条件d中，以40(tc恒温保持1800秒。另外，停留时间t2为50秒以上，优选为100秒以上，更优选为300秒以上。但是若停留时间t2超过3600秒，则C在残留Y中过度稠化，残留Y稳定化，均一延伸率降低。因此停留时间t2为3600秒以下，优选为3000秒以下，更优选为2000秒以下。在50030(tc的温度域进行徐冷或恒温保持后，根据常规方法进行空冷即可。实施例以下通过实施例更详细地说明本发明，但下述实施例并没有限定本发明的性质，在能够符合前后述宗旨的范围可以适当地变更实施，这些均包括在本发明的技术术范围内。实施例1将由小型真空熔炉熔炼而得到的成分组成显示在下述表1中的钢(余量由Fe和不可避免的杂质)以110(TC加热30分钟，成为奥氏体单相后进行热轧。终轧温度为80(TC，最终板厚为12.5mm。使用水冷设备和热处理炉，以下述表2所示的条件对得到的热轧材进行冷却。表2中T1T4、tlt2、R1R3与附带在前述的图1上的编号相对应。冷却到徐冷结束温度T4后，空冷至室温，制造厚钢板(板厚12.5mm)。按下述的要领，对于得到的厚钢板测定其组织[铁素体分率、残留Y分率、残留Y中的C量]和母材特性[屈服点(YP)、抗拉强度(TS)、均一延伸率(EU)、韧性]。测定结果显示在下述表3和表4中。[组织]本实施例中，(a)铁素体分率、(b)残留y分率、(c)残留y中的C量在厚钢板的板厚1/4部位进行测定。但是，组织的观察部位并不限定于此，例如在板厚1/2部位也可确认生成有与板厚1/4部位相同的组织。(a)铁素体分率镜面研磨厚钢板的板厚1/4部位，将由此而成的试验片用3%硝酸乙醇溶液进行浸蚀(腐蚀后)，用光学显微镜以400倍拍摄10个视野。各张照片中白的等轴状的区域为铁素体，其他的区域为第二相并进行描图，用图像分析软件(micromedia制"Image-pro")对其进行分析，测定铁素体的面积率，计算10个视野的平均值。该铁素体面积率为铁素体分率。还有，为了避免描图时的线的面积造成的误差，铁素体面积率运用下式计算。铁素体面积率二[由描图的线包围的铁素体的面积/(观察视野的面积一描图的线的总面积)]xioo(b)残留y分率(VyR)对厚钢板的板厚1/4部位进行了镜面研磨的试验片进行x射线衍射，根据立波特(liebert)法由a—Fe(200)面和y—Fe(200)面的峰值强度比通过计算求得理论强度，并求得残留y分率。x射线衍射装置使用理学电气制的"RAD-RU300"，耙材为Co，耙材输出功率为40kV、200mA。(c)残留y中的C量(C，)在厚钢板的板厚1/4部位进行了镜面研磨的试验片上，作为标准物质涂布si，决定si与残留y(yR)的峰值位置，用这些峰值按照D.J.Dysonetal.，JoumalofTheIronandSteelInstitute,(1970),p469474所记载的步骤，测定丫R的晶格常数aO。使用的峰值为(111)、(200)、(220)、(311)。运用下式由晶格常数aO求得残留y中的C量(CYR)。CyR=(aO—3.578—0扁95X[Mn]+0.0002X[Ni]—0.0006X[Cr]一0.022X[N]—0.0056X[Al]+0.0004X[Co]—0.0015X[Cu]一0.0031X[Mo]—0.0051X[Nb]—0.0039X[Ti]—0.0018X[V]—0扁8X[W])/0.033[母材特性](a)拉伸试验采用来自厚钢板的板厚1/4部位、由JISZ2201所规定的14号试验片(平行部直径为10mm)，基于JISZ2241规定的"金属材料拉伸试验方法"测定屈服点(YP)、抗拉强度(TS)、均一延伸率(EU)。拉伸试验时的试验速度为0.5mm/秒。TS为490MPa以上、低于590MPa的情况为合格，UE为18.0%以上的情况为合格。所谓UE意思是最高载荷点的拉伸。另外，残留Y中的C量与均一延伸率的关系显示在图2中。(b)冲击试验采用来自厚钢板的板厚1/4部位、由JISZ2202所规定的V切口试验片，基于JISZ2242规定的"金属材料冲击试验方法"进行摆锤冲击试验，由此测定一40。C下的吸收能(vE—40)。vE—40为100J以上的情况为合格。表1<table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table>表4<table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table>由表3表4能够进行如下考察。No.l6、No.l3、No.1625、No.35、No.3742、No.44均是满足本发明规定必要条件的例子，因为厚钢板的成分组成和组织被进行了适当地控制，所以能够得到均一延伸率优异的490MPa级的厚钢板。另一方面，No.7是C少的例子，虽然有铁素体生成，但是残留y生成量少，均一延伸率低。No.8是C多的例子，由于铁素体的生成少，所以均一延伸率低，母材韧性也低。No.9是Si少的例子，没有生成残留y。因此均一延伸率低。No.lO是Si多的例子，残留Y中的C量变多，均一延伸率变低。另外母材韧性也差。No.ll是Mn少的例子，残留y中的C量少，均一延伸率低。No.l2是Mn多的例子，因为铁素体分率小，所以强度变得过高，均一延伸率也低。No.l4是不含Cu和Ni的例子，残留y中的C量少，均一延伸率低。No.l5是Cu和Ni的含量多的例子，铁素体分率小，均一延伸率低。No.36是Cu和Ni的含量少的例子，残留y中的C量少，均一延伸率低。No.2634、No.43均是制造条件脱离由本发明推荐范围的例子，铁素体分率低(No,26和27、No.43)，或者没有生成残留y(No.26、2831)，或残留Y中的C量不能控制在本发明规定的范围内(No.3234、No.43)，因此均一延伸率低。实施例2将由小型真空熔炉熔炼而得到的成分组成显示在下述表5或表6中的钢(余量由Fe和不可避免的杂质)以110(TC加热30分钟，成为奥氏体单相后进行热轧。终轧温度为80(TC，最终板厚为12.5mm。在下述表5或表6中，运用下式(1)，根据钢的成分组成计算"[N]—0.292X[Ti]"的值，和"(14/10.8)X([B]—0.0003)"的值，并一并显示该值。使用水冷设备和热处理炉，以下述表7所示的条件对得到的热轧材进行冷却。表7中T1T4、tlt2、R1R3与附带在前述的图1上的编号相对应。冷却到徐冷结束温度T4后，空冷至室温，制造厚钢板(板厚12.5mm)。按照与实施例1相同的要领，对于得到的厚钢板测定其组织[铁素体分率、残留y分率、残留y中的C量]和母材特性[屈服点(YP)、抗拉强度(TS)、均一延伸率(EU)、韧性]。此外，按下述要领测定HAZ韧性。测定结果显示在下述表8表11中。[HAZ韧性]为了模拟焊接时的热影响部(HAZ部)，以135(TC加热上述厚钢板5秒钟后进行连续冷却。这时从80(TC到50(TC的温度域持续冷却40秒，其后进行空冷。空冷后切割出JISZ2202所规定的V切口试验片，基于JISZ2242规定的"金属材料冲击试验方法"进行摆锤冲击试验，由此测定一20。C下的吸收能(vE—20)。vE—20为100J以上的情况为合格。表5<table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table>表7<table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table>表9<table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table>表ll<table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table>由表8表11能够进行如下考察。No.l5、No.7、No.l3、No.l623、No.2930、No.40、No.4246、No.4851、No.53均是满足本发明规定的必要条件的例子，因为厚钢板的成分组成和组织被进行了适当地控制，所以能够得到均一延伸率高、HAZ韧性也优异的490MPa级的厚钢板。另一方面，No.6是C少的例子，虽然有铁素体生成，但是残留Y生成量少，均一延伸率低。No.8是C多的例子，由于铁素体的生成少，所以强度变得过高。另外均一延伸率低，母材韧性和HAZ韧性也低。No.9是Si少的例子，没有生成残留y。因此均一延伸率低。No.lO是Si多的例子，均一延伸率变低。另外母材韧性和HAZ韧性也差。No.ll是Mn少的例子，残留Y中的C量少，均一延伸率低。No.l2是Mn多的例子，因为铁素体分率小，所以强度变得过高，均一延伸率也低。No.14是不含Cu和Ni的例子，残留y中的C量少，均一延伸率低。No.15是Cu和—Ni的含量多的例子，铁素体分率小，强度变得过高，均一延伸率低。No.2428均是Ti、B、N的含量脱离本发明规定范围的例子，HAZ韧性低。No.41是Cu和Ni的含量少的例子，残留y中的C量少，均一延伸率低。No.47是Ti、B、N的含量不满足上述式(1)的例子，HAZ韧性劣化。No.3139和No.52均是制造条件脱离由本发明推荐范围的例子，铁素体分率低(No.31和32、No.52)，或者没有生成残留y(No.31、3336)，或残留Y中的C量不能控制在本发明规定的范围内(No.3739、No.52)，因此均一延伸率低。权利要求1.一种高张力厚钢板，其特征在于，以质量％计含有C0.02～0.20％、Si0.2～0.5％、Mn1～1.8％、Cu和/或Ni合计为0.2～1％，余量是Fe和不可避免的杂质，并且，铁素体分率80体积％以上，残留奥氏体分率1体积％以上，且所述残留奥氏体中的C量为0.80～1.10质量％。2.根据权利要求1所述的高张力厚钢板，其特征在于，以质量％计还含有Ti:0.0050.025%、N:0駕50.0腦、B:0扁50扁％，并且，所述Ti、N、B的含量满足下式(1)，[N]—0.292X[Ti](14/10.8)X([B]—0.0003)…(1)上式(1)中，[]表示元素的含量。3.根据权利要求2所述的高张力厚钢板，其特征在于，所述C以质量％计为0.020.10°/。。4.根据权利要求13中任一项所述的高张力厚钢板，其特征在于，以质量％计还含有从由下述1111所构成的群中选择的至少1种，I群下述(a)(c)之中至少1种，(a)Cr:0.5%以下但不含0%(b)Mo:0.2%以下但不含0%(c)从V、Nb、Zr、Hf和Ta构成的群中选择的1种以上合计为0.05%以下但不含0%，II群Al:1%以下但不含0%，III群从Mg、Ca、Sr、Ba、Ce和La构成的群中选择的1种以上，合计为0.01%以下但不含0%。5.—种高张力厚钢板的制造方法，其特征在于，在制造权利要求14中任一项所述的高张力厚钢板时，包括下述工序使80体积％以上的铁素体和1体积％以上的残留奥氏体生成的第一工序、和将所述残留奥氏体中的C量控制在0.801.10质量％的范围内的第二工序，所述第二工序，是以1°C/秒以下的平均冷却速度在500300'C之间的任意的温度范围进行徐冷503600秒，或者以50030(TC之间的任意的温度保持503600秒。全文摘要一种高张力厚钢板，其特征在于，以质量％计含有C0.02～0.20％、Si0.2～0.5％、Mn1～1.8％、Cu和/或Ni合计为0.2～1％，余量是Fe和不可避免的杂质，并且，铁素体分率80体积％以上，残留奥氏体分率1体积％以上，且所述残留奥氏体中的C量为0.80～1.10质量％。文档编号C22C38/20GK101130848SQ20071013732公开日2008年2月27日申请日期2007年7月20日优先权日2006年8月21日发明者冈崎喜臣,村上俊夫,田村荣一申请人:株式会社神户制钢所