高强度厚钢板及其制造方法

专利名称：：高强度厚钢板及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及建设机械及产业机械的结构件中所用的高强度厚钢板及其制造方法，该高强度厚钢板具有优良的耐延迟断裂特性及焊接性，且具有屈服强度为1300MPa以上且抗拉强度为1400MPa以上的高强度，板厚为4.5mm以上且25mm以下。本申请基于于2008年11月11日在日本申请的特愿2008-288859号主张优先权，这里援用其内容。
背景技术：
：近年来，以世界性的建设需要为背景，起重机及混凝土输送泵车等建设机械的生产在延续，同时这些建设机械的大型化在发展。为了抑制建设机械的伴随着大型化的增重，结构件的轻量化要求更加高涨，推进向屈服强度为900MPa至IlOOMPa级的高强度钢的转换。最近，更高强度即屈服强度为1300MPa以上(抗拉强度为1400MPa以上)的结构件用厚钢板的需要在增加。一般，如果抗拉强度超过1200MPa，则有产生氢致延迟裂纹的可能性。因此，特别是对于屈服强度为1300MPa(抗拉强度为1400MPa)级的钢板，要求高的耐延迟断裂特性。此夕卜，越达到高强度，在弯曲加工性及焊接性等使用性能方面越不利。所以，要求这些使用性能也与以往的IlOOMPa级高强度钢相比不要降低太多。关于涉及屈服强度为1300MPa级的结构件用厚钢板的技术公开，例如在专利文献1中，公开了抗拉强度为13701960N/mm2级、且耐氢脆化特性也优良的钢板的制造方法。但是，专利文献1的技术涉及厚度为1.8mm的冷轧钢板，以70°C/sec以上的高冷却速度为前提，但完全没有考虑焊接性。另一方面，作为提高高强度钢的耐延迟断裂特性的技术，以往已知有使晶体粒径微细化的技术。专利文献2为该技术的示例。可是，在该示例中，为了提高耐延迟断裂特性，需要使原奥氏体晶体粒径在5μπι以下。但是，采用通常的制造工艺，使厚钢板的晶体粒径微细化到这样的尺寸是不容易的。专利文献2所示的技术都是通过淬火前的急速加热使原奥氏体晶体粒径微细化的技术。但是，为了对厚钢板进行急速加热，需要特殊的加热设备，因此此项技术的实现是困难的。此外，伴随着晶粒微细化，淬火性下降，因此为了确保强度，合金元素过多地需要。因此，从焊接性及经济性的观点出发，过度的晶粒微细化是不优选的。在要求耐磨损性的用途中，广泛使用相当于屈服强度为1300MPa级的高强度的钢材，还有考虑了耐延迟断裂特性的钢材的例子。例如，在专利文献3及专利文献4中，公开了耐延迟断裂特性优良的耐磨损钢。专利文献3及专利文献4的抗拉强度分别为1400MPa1500MPa、1450MPa1600MPa。但是，专利文献3及专利文献4都没有记载屈服应力。对于耐磨损性，硬度是重要的因素，因此抗拉强度会影响耐磨损性。但是，屈服强度不太影响耐磨损性，因而通常在耐磨损钢中不考虑屈服强度。因此，可以认为这些文献中记载的钢材作为建设机械及产业机械的结构件是不适当的。专利文献5通过原奥氏体晶粒的伸长化和急速加热回火，提高了屈服强度为1300MPa级的高强度螺栓钢材的耐延迟断裂特性。但是，急速加热回火在通常的厚板热处理设备中是困难的，因此难以在厚钢板中应用。在专利文献6中，公开了为了提高钢的耐气候性、抑制螺栓部件的延迟断裂而添加大量Ni的技术。但是，由于作为必要条件而添加2.3%以上的昂贵的Ni，从成本方面对于在厚板的应用是不实用的。在专利文献7中公开了为了将生成锈致密化来提高耐延迟断裂特性而同时添加P和Cu的技术。但是，如果提高P，则有韧性降低的倾向。因此，在屈服强度为1300MPa级高强度厚钢板中，难以确保强度与韧性的平衡，因此该技术不适用。这样，对于经济地得到屈服强度为1300MPa以上且抗拉强度为1400MPa以上、并具备耐延迟断裂特性及弯曲加工性、焊接性等使用性能的结构件用高强度厚钢板钢材，以往的技术是不够的。专利文献1日本特开平7-90488号公报专利文献2日本特开平11-80903号公报专利文献3日本特开平11-229075号公报专利文献4日本特开平1-149921号公报专利文献5日本特开平9-263876号公报专利文献6日本特开2001-107139号公报专利文献7日本特开平9-311601号公报
发明内容本发明的目的是提供一种建设机械及产业机械的结构件中所用的耐延迟断裂特性、弯曲加工性及焊接性优良的屈服强度为1300MPa以上、且抗拉强度为1400MPa以上的结构件用高强度厚钢板及其制造方法。作为得到屈服强度为1300MPa以上、且抗拉强度为1400MPa以上的高强度的最经济的手段，是通过从一定温度开始的淬火热处理使钢材组织变成马氏体。为了得到马氏体组织，钢的淬火性和冷却速度必须适当。作为建设机械及产业机械的结构件而利用的厚钢板的板厚大部分在25mm以下。在板厚为25mm时，采用了水冷的淬火热处理时的板厚中心部的平均冷却速度通常为20°C/sec以上。因此，有必要调整钢材组成，以使在20°C/sec以上的冷却速度时具有形成马氏体组织的良好的淬火性。本发明中的马氏体组织是可认为在淬火后大致成为全马氏体的组织。具体是，马氏体组织分率为90%以上，残留奥氏体或铁素体、贝氏体等马氏体以外的组织分率低于10%。如果马氏体组织分率低，则要得到一定的强度，需要格外的合金元素。为了提高淬火性和强度，只要多添加合金元素就可以。但是，如果合金元素增力口，则焊接性下降。发明者对板厚为25mm、原奥氏体晶粒度号数为711、且屈服强度为1300MPa以上、抗拉强度为1400MPa以上的多种钢板，实施了JISZ3158中规定的y型焊接裂纹试验，调查了焊接裂纹敏感性指标Pcm与预热温度的关系。其结果见图1。为了减轻焊接施工上的负荷，预热温度最好尽量低。这里，在板厚为25mm时，将止裂预热温度即焊根裂纹率为0的预热温度在175°C以下作为目标。从图1看出，在预热温度为175°C时，为了使焊根裂纹率完全为O的Pcm在0.39%以下，将该Pcm作为合金添加量的上限的基准。预热温度对焊接裂纹的影响大，图1中示出焊接裂纹与预热温度的关系。如前所述，为了在150°C的预热温度时使焊根裂纹完全为0，Pcm在0.39%以下是必要的。为了在150°C的预热温度时使焊根裂纹完全为0，Pcm在0.37%以下是必要的。另外，马氏体组织钢的耐延迟断裂特性在很大程度上依赖于强度。如果抗拉强度超过1200MPa，则有产生延迟断裂的可能性。而且，随着达到高强度，对延迟断裂的敏感性增大。作为提高马氏体组织钢的耐延迟断裂特性的手段，如上所述，有使原奥氏体粒径微细化的方法。但是，伴随着晶粒微细化，淬火性下降，因此为了确保强度，需要更多量的合金元素。因此，可以从焊接性及经济性的观点出发来决定晶粒微细化的粒径下限。例如，可以将后述的原奥氏体粒度号数设定为12以下。本发明者对不使晶体粒径过度微细化而提高马氏体组织钢的耐延迟断裂特性的方法进行了各种研究。其结果是发现降低从环境侵入的氢量对于延迟断裂特性非常有效。得到了重要的见解为了大幅降低该从环境侵入的氢量，增加钢材的Cu量和降低P量是有效的。由添加Cu和降低P带来的侵入氢量降低的机理还不清楚。但是，通过增加Cu量并降低P量，钢材的耐腐蚀性没有大的变化。在这种情况下，没有特别发现耐腐蚀性与侵入氢量降低之间的相关关系。关于耐延迟断裂特性的评价，以延迟断裂试验中不发生断裂的氢量的上限值即“极限扩散性氢量”进行了评价。该方法记载于《铁和钢》(鉄i鋼)，Vol.83(1997)、p454中。具体是，对于带有图2所示形状的凹槽的试验片，在通过圆棒电解氢充气使试样含有各种量的扩散性氢后，对试样表面实施镀覆处理，以防止氢的逸散。在大气中在该试验片上附载规定的载荷并保持，测定直到发生延迟断裂为止的时间。延迟断裂试验中的负荷应力为各钢材的抗拉强度的0.8倍。图3是扩散性氢量与达到延迟断裂为止的断裂时间的关系的一例子。试样中含有的扩散性氢量越少，达到延迟断裂为止的时间越长。此外，在扩散性氢量在某值以下时，不发生延迟断裂。试验后迅速回收试验片，用气相色谱仪，在100°C/hr的升温条件下，升温到400°C，测定氢量，将其积分值定义为“扩散性氢量”。此外，将试验片不发生断裂的极限的氢量定义为“极限扩散性氢量He”。另一方面，为了评价从环境侵入钢材中的氢量，进行了腐蚀促进试验。在该试验中采用5质量％NaCl溶液，在图4所示的循环中进行30天的干湿重复。试验后，在与扩散性氢量的测定相同的升温条件下采用气相色谱仪测定了侵入钢材中的氢量，将氢量的积分值定义为“从环境侵入的扩散性氢量HE”。如果“极限扩散性氢量He”相对于“从环境侵入的扩散性氢量HE”充分高，则可认为耐延迟断裂特性高。Cu和P对HE的影响分别示于图5和图6。如图5所示，通过添加Cu，HE降低。特别是通过添加超过1.0%的Cu，HE更显著地降低。另外，如图6所示，关于P，具有含量越高HE越大的倾向。进而，本发明者对钢板的抗拉强度和原奥氏体粒径对马氏体组织钢的耐延迟断裂特性的影响进行了详细的研究。通过原奥氏体粒度号数评价了原奥氏体粒径。图7是对于含有Cu:1.201.55%,P0.0020.004的马氏体组织钢使抗拉强度和原奥氏体粒径变化来调查Hc和HE的结果。在图7中，将Hc/HE大于3的情况评价为耐延迟断裂特性良好。另外，将Hc/HE>3用〇表示、将Hc/HE≤3用X表示。从图7可知根据抗拉强度和原奥氏体粒度号数(NY)可很好地调整耐延迟断裂特性。也就是说，表示了通过一边添加Cu及降低P来降低HE、一边将抗拉强度和原奥氏体粒径控制在一定的范围来提高He，使Hc/HE增大。通过这样的控制，无需依赖过度的晶粒微细化，能够确实提高耐延迟断裂特性。具体的，由图7得知，在抗拉强度为1400MPa以上时，为了确实满足Hc/HE>3(没有达到Hc/HE≤3)，只要满足以下的(a)和(b)的关系就可以。(a)在抗拉强度为HOOMPa以上且低于1550MPa时，Ny≥([TS]-1400)X0.006+7.O0(b)在抗拉强度为1550MPa以上且1650MPa以下时，Ny≥([TS]-1550)X0.01+7.9。这里，[TS]为抗拉强度(MPa)，Ny为原奥氏体晶粒度号数。满足(a)、(b)的范围用被图7中的粗线围住的区域表示。另外，原奥氏体晶粒度号数采用JISG0551(2005)(ISO643)的方法进行测定。也就是说，原奥氏体晶粒度号数通过采用试样片截面的每Imm2的平均晶粒数m，根据Ny=-3+log2m算出。如果超过1650MPa，则弯曲加工性大大降低，因而将抗拉强度的上限规定为1650MPa。马氏体组织钢的强度受C量及回火温度的影响大。因此，为了使屈服强度在1300MPa以上、且使抗拉强度在1400MPa以上且1650MPa以下，有必要适当地选择C量和回火温度。图8及图9分别示出C量及回火温度对马氏体组织钢的屈服强度和抗拉强度的影响。在不进行回火热处理时，也就是说在淬火的原状态下，马氏体组织的屈服比低。因此，抗拉强度高，相反屈服强度降低。为了使屈服强度在1300MPa以上，C量大致在0.24%以上是必要的。但是，在此C量时难以满足抗拉强度为1650MPa以下的条件。另一方面，在450°C以上进行了回火热处理的马氏体组织中，屈服比增加，但抗拉强度大大降低。为了确保HOOMPa以上的抗拉强度，有必要将C量规定为大致0.35%以上。但是，在此C量时，难以为了确保焊接性而使Pcm在0.39%以下。通过在200°C以上且300°C以下的低温下对马氏体组织钢进行回火热处理，能够在不太降低抗拉强度的情况下提高屈服比。在这种情况下，可满足上述的屈服强度为1300MPa以上、且抗拉强度为1400MPa以上且1650MPa以下的条件。此外，在超过300°C且低于450°C左右的温度下对马氏体组织钢进行回火时，存在因所谓低温回火脆化而使韧性降低的问题。但是，如果回火温度在200°C以上且300°C以下，则不产生该回火脆化，因此没有韧性降低的问题。从以上得出以下的见解通过对含有适当的C量和合金元素的马氏体组织钢在200°C以上且300°C以下的低温下进行回火，能够不伴随韧性降低地使屈服比上升，能够以比较少的合金元素添加量来兼顾1300MPa以上的高屈服强度、和1400MPa以上且1650MPa以下的抗拉强度。在本发明中，没有必要使原奥氏体粒径显著微细化。但是，对满足上述(a)及(b)的原奥氏体粒度号数的适度的粒径控制是必要的。本发明者对制造条件等进行了各种研究，结果得出以下见解通过以下所述的制造方法，能够容易且稳定地得到满足上述(a)及(b)的原奥氏体粒度号数的多边形的整粒。也就是说，通过在钢板中添加适量的Nb，在热轧时进行适度的控制轧制，在淬火前的钢板中导入适度的加工变形。然后，在再加热温度为A。3相变点+20°C以上、且870°C以下的范围中进行再加热淬火。在再加热温度为Ae3相变点的正上方时，奥氏体化不充分，形成混晶组织，反而使奥氏体的平均粒径减小。因此，将再加热温度规定为Ae3相变点+20°C以上。图10中示出淬火加热温度(再加热温度)与原奥氏体粒径的关系的一例子。根据上述见解，能够得到屈服强度为1300MPa以上、且抗拉强度为1400MPa以上(优选为14001650MPa)、耐延迟断裂特性、弯曲加工性及焊接性优良的板厚为4.5mm25mm的厚钢板。本发明的要旨如以下所述。(1)一种高强度厚钢板，其特征在于该高强度厚钢板具有满足以下条件的成分组成以质量％计含有c:0.18%以上且0.23%以下、Si:0.以上且0.5%以下、Mn:1.0%以上且2.0%以下、P0.020%以下、S0.010%以下、Cu超过0.5%且3.0%以下、Ni0.25%以上且2.0%以下、Nb0.003%以上且0.10%以下、Al0.05%以上且0.15%以下、B0.0003%以上且0.0030%以下、N0.006%以下，余量为铁及不可避免的杂质，且在将[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]分别作为以质量％计的C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B的浓度时，通过Pcm=[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5[B]算出的焊接裂纹敏感性指标PcmSO.39%以下；该高强度厚钢板的Ae3相变点为850°C以下，马氏体组织分率为90%以上，屈服强度为1300MPa以上，抗拉强度为1400MPa以上且1650MPa以下，进而，对于抗拉强度、和采用试样片截面的每Imm2的平均晶粒数m由Ny=-3+log2m算出的原奥氏体晶粒度号数Ny，在将所述抗拉强度作为[TS](MPa)的情况下，在所述抗拉强度低于1550MPa时，满足Nγ彡([TS]-1400)X0.006+7.0，在所述抗拉强度为1550MPa以上时，满足Ny彡([TS]-1550)X0.01+7.9。(2)在上述(1)所述的高强度钢板中，以质量％计还含有Cr0.05%以上且1.5%以下、Mo0.03%以上且0.5%以下、V:0.01%以上且0.10%以下中的一种以上。(3)在上述(1)或⑵所述的高强度钢板中，板厚为4.5mm以上且25mm以下。(4)一种高强度厚钢板的制造方法，其特征在于将具有(1)或(2)所述的成分组成的钢坯或铸坯加热至1100°C以上；进行热轧以形成板厚为4.5mm以上且25mm以下的钢板，该热轧中，930°C以下且860°C以上的温度范围的累积压下率为30%以上且65%以下，在860°C以上结束轧制；冷却后，将所述钢板再加热至Ae3相变点+20°C以上且870°C以下的温度；接着，在从600°C到300°C为止的所述钢板的板厚中心部的平均冷却速度成为20°C/sec以上的冷却条件下加速冷却到200°C以下；然后，在200°C以上且300°C以下的温度范围进行回火热处理。根据本发明，能够经济地提供建设机械及产业机械的结构件中所用的高强度厚钢板，其具有优良的耐延迟断裂特性、弯曲加工性及焊接性，且屈服强度为1300MPa以上，抗拉强度为1400MPa以上。图1是表示Pcm与y型焊接裂纹试验中的止裂预热温度的关系的曲线图。图2是耐氢脆化特性评价用凹槽试验片的说明图。图3是表示扩散性氢量与直到延迟断裂为止的断裂时间的关系的一例子的曲线图。图4是表示腐蚀促进试验中的干湿及温度变化的重复条件的曲线图。图5是表示Cu量与从环境侵入的扩散性氢量HE的关系的曲线图。图6是表示P量与从环境侵入的扩散性氢量HE的关系的曲线图。图7是表示原奥氏体粒度号数与抗拉强度和耐延迟断裂特性的关系的曲线图。图8是表示马氏体组织钢的C量、回火温度与屈服应力的关系的曲线图。图9是表示马氏体组织钢的C量、回火温度与拉伸应力的关系的曲线图。图10是表示马氏体组织钢的淬火加热温度与原奥氏体晶粒度号数的关系的一例子的曲线图。具体实施例方式以下，对本发明进行详细地说明。首先，就本发明的钢成分的限定理由进行说明。C是对马氏体组织的强度有较大影响的重要元素。在本发明中，关于C含量，在马氏体组织分率为90%以上时，作为为了得到1300MPa以上的屈服强度、和1400MPa以上且1650MPa以下的抗拉强度所需的必要量来决定。C量的范围为0.18%以上且0.23%以下。在C量低于0.18%时，钢板不具有规定的强度。此外，在C量超过0.23%时，钢板强度过于增高，或加工性劣化。为了稳定地确保强度，将C量的下限限制在0.19%，将C量的上限限制在0.22%或0.21%。Si具有作为脱氧材及强化元素的作用，通过添加0.以上可发现其效果。但是，如果多添加Si，则&3点(A。3相变点)提高，此外还有可能阻碍韧性。因此，将Si量的上限规定为0.5%。为了改善脱氧、强度和韧性，也可以将Si量的下限规定为0.15%或0.20%,将Si量的上限限制在0.40%或0.30%。Mn对于提高淬火性、提高强度是有效的元素，而且还具有降低Ae3点的效果。因此，至少添加1.0%以上的Mn。可是，如果Mn量超过2.0%，则助长偏析，因而有时阻碍韧性及焊接性。因此，将2.0%规定为Mn的添加上限。为了确保强度和提高韧性等，也可以将Mn量的下限限制在1.1%、1.2%或1.3%，将Mn量的上限限制在1.9%U.8%或1.7%。P是作为不可避免的杂质而使耐延迟断裂特性大幅下降的有害元素。如果含有超过0.020%的P，则使从环境侵入的氢量增加且使晶界脆弱化。所以，将P量抑制在0.020%以下是必要的。优选将P量设定为0.010%以下。为了进一步提高耐延迟断裂特性，也可以将P量限制在0.008%以下、0.006%以下或0.004%以下。S也是作为不可避的杂质而使耐延迟断裂特性及焊接性下降的有害元素。所以，将S量抑制在0.010%以下。为了提高耐延迟断裂特性及焊接性，也可以将S量限制在0.006%以下或0.003%以下。Cu是使从环境侵入的氢量HE降低、提高耐延迟断裂特性的元素。如图5所示，通过添加超过0.5%的Cu，使HE降低。进而通过添加超过1.0%的Cu，HE更显著地降低。因此，Cu的添加量被设定为超过0.50%，优选为超过1.0%。但是，如果添加超过3.0%的Cu，则有时焊接性降低。因此，Cu的添加量被设定为3.0%以下。为了提高耐延迟断裂特性，可以将Cu量的下限规定为0.7%、1.0%或1.2%。为了提高焊接性，可以将Cu量的上限限制在2.2%Λ.8%或1.6%。Ni是提高淬火性及韧性的元素，而且通过添加以质量％计的Cu添加量的一半左右以上的Ni，具有可以抑制由高Cu添加造成的板坯的裂纹的效果。因此，至少添加0.25%以上的Ni。为了稳定地发挥其效果，可以将Ni量限制为0.5%以上、0.8%以上或0.9%以上。可是，Ni是昂贵的元素，因而将添加量规定为2.0%以下。为了进一步降低价格，也可以将Ni量限制在1.6%以下或1.3%以下。Nb通过在轧制中生成微细的碳化物，扩展未再结晶温度域，具有提高控制轧制效果、向淬火前的轧制组织导入适度的变形的效果。此外，还具有通过喷丸强化效应抑制淬火加热时的奥氏体粗大化的效果。因此，Nb对于得到本发明中的规定的原奥氏体粒径是必需的元素。所以，将Nb添加0.003%以上。为了稳定地得到其效果，可以将Nb限制为0.005%以上、0.008%以上或0.011%以上。可是，如果过剩地添加Ni，则有时阻碍焊接性。因此，将添加量规定为0.10%以下。为了提高焊接性，也可以将Nb量限制在0.05%以下、0.03%以下或0.02%以下。Al是为确保提高淬火性所需的游离B而固定N的目的添加0.05%以上。但是，Al的过剩的添加有时使韧性降低，因此将Al量的上限规定为0.15%。为了进一步提高韧性，可以将Al量的上限限制在0.10%或0.08%。B对于提高淬火性是有效的必需元素。为了发挥其效果，B量在0.0003%以上是必要的。但是，如果添加B超过0.0030%，则有时使焊接性或韧性降低。因此，将B量规定为0.0003%以上且0.0030%以下。为了确保切实的淬火性以及防止焊接性和韧性的降低，也可以将B量的下限限制在0.0005%或0.0008%，将B量的上限限制在0.0021%或0.0015%。N如果过剩地含有，则使韧性降低，同时形成ΒΝ，阻碍B的提高淬火性的效果。因此，将N量抑制在0.006%以下。含有以上元素、并且余量为铁及不可避的杂质的钢为本发明钢的基本组成。另外，在本发明中，除了上述成分以外，还能够添加Cr、Mo、V中的一种以上。Cr对于提高淬火性、提高强度是有效的。因此，也可以添加0.05%以上的Cr。但是，如果过剩地添加Cr，则有时使韧性降低。因此，将Cr的添加规定为1.5%以下。为了提高韧性，也可以将Cr量限制在1.0%以下、0.5%以下或0.4%以下。Mo对于提高淬火性、提高强度是有效的。因此，也可以添加0.03%以上的Mo。但是，在回火温度低的本发明的制造条件下，由于不能期待析出强化的效果，因此即使大量添加Mo，其强度提高效果也有限。此外，Mo也是昂贵的元素。因此，将Mo的添加规定为0.5%以下。为了抑制成本，也可以根据需要将Mo量的上限限制在0.35%或0.20%以下。V对于提高淬火性、提高强度是有效的。因此，也可以添加0.01%以上的V。但是，在回火温度低的本发明的制造条件下，由于不能期待析出强化的效果，因此即使大量添加V，其强度提高效果也有限。此外，V也是昂贵的元素。因此，将V的添加规定为0.10%以下。也可以根据需要将V量限制在0.08%以下、0.06%以下或0.04%以下。除了以上的成分范围的限定，在本发明中，如上所述为了确保焊接性，以下述式(1)所示的Pcm达到0.39%以下的方式限定成分组成。为了更加提高焊接性，也可以规定为0.38%以下或0.37%以下。Pcm=[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5[B](1)这里，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]分别是C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B的质量％。进而，为了防止焊接脆化，也可以将下述式(2)表示的碳当量Ceq规定为0.80以下。Ceq=[C]+[Si]/24+[Mn]/6+[Ni]/40+[Cr]/5+[Mo]/4+[V]/14(2)接着，对制造方法进行叙述。首先，在将具有上述钢成分组成的钢坯或铸坯加热后，进行热轧。为了使Nb充分固溶，将加热温度规定为iioo°c以上。另外，适度控制粒径使原奥氏体粒度号数为7.0以上。因此，热轧时通过适度的控制轧制，向淬火前的钢板导入适度的加工变形，将淬火加热温度规定在A。3相变点+20°C以上、且870°C以下的范围是必要的。在热轧时的控制轧制中，以930°C以下且860°C以上的温度范围内的累积压下率达到30%以上且65%以下的方式进行轧制，在860°C以上结束轧制，形成板厚4.5mm以上且25mm以下的厚钢板。该控制轧制的目的在于，向再加热淬火前的钢板导入适度的加工变形。此外，控制轧制的上述温度范围是适量含有Nb的本发明钢的未再结晶温度区。在该未再结晶温度区的累积压下率低于30%时，加工变形不充分。因此，再加热时的奥氏体变得粗大。此外，如果未再结晶温度区的累积压下率超过65%、或轧制结束温度为860°C以下，则加工变形过剩。在这种情况下，加热时的奥氏体有时形成混晶组织。因此，即使淬火加热温度在下述的适正范围，有时也不能得到原奥氏体粒度号数为7.0以上的整粒组织。热轧后，冷却钢板，再加热至Ae3相变点+20°C以上、且870°C以下的温度，然后进行加速冷却到200°C以下的淬火热处理。淬火加热温度当然必须比A。3相变点高。但是，如果将加热温度规定为A。3相变点的正上方，则有时组织成为混晶，不能进行适当的粒径控制。如果淬火加热温度不在A。3相变点+20°C以上，则不能确实得到多边形的(各向同性的)整粒。所以，为了使淬火加热温度在870°C以下，钢材的&3相变点在850°C以下是必要的。再有，因韧性及耐延迟断裂特性降低，所以部分含有粗大晶粒的混晶组织是不优选的。此外，在淬火加热时，不需要特别进行急速加热。再有，提出了几个A。3相变点的计算式。但是，在本钢种的成分范围中，因计算式的精度低，而用热膨胀测定法等实测A。3相变点。在淬火热处理的冷却中，在板厚中心部的从600°C到300°C为止的平均冷却速度达到20°C/sec以上的条件下，将钢板加速冷却到200°C以下。通过该冷却，在板厚为4.5mm以上且25mm以下的钢板中，能够得到按组织分率计为90%以上的马氏体组织。板厚中心部的冷却速度不能直接测定，因此可根据板厚、表面温度、冷却条件通过传热计算来算出。淬火原状态的马氏体组织的屈服比低。因此，以通过时效效果来提高屈服强度为目的，在200°C以上且300°C以下的温度范围进行回火热处理。在回火温度低于200°C时，没有时效效果，不能增加屈服强度。相反，如果回火温度超过300°C，则因回火脆化而使韧性降低。因此，将回火热处理规定为200°C以上且300°C以下。回火热处理的时间可以在15分钟左右以上。熔炼具有表1及表2所示的成分组成的AAF的钢，得到钢坯。由这些钢坯，分别根据表3所示的本发明实施例114、和表5所示的比较例1546的制造条件，制造板厚为4.525mm的钢板。对这些钢板的屈服强度、抗拉强度、原奥氏体粒度号数、马氏体组织分率、焊接裂纹性、弯曲加工性、耐延迟断裂特性、韧性进行了评价。表4示出本发明实施例114的结果，表6示出比较例1546的结果。此外，实测了Ac3相变点。表1(质量％)<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>*Ceq=C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14**Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B表2(质量％)<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>*Ceq=C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14<table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table>表3<table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table>*小尺寸(subsize)夏氏试验片(吸收能以4号试验片为基准变换。)表5<table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table>表6<table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table>*小尺寸夏氏试验片(吸收能以4号试验片为基准变换。)关于屈服强度和抗拉强度，采用JISZ2201中规定的IA号拉伸试验片，通过JISZ2241中规定的拉伸试验进行测定。屈服强度在1300MPa以上为合格，抗拉强度在14001650MPa为合格。关于原奥氏体粒度号数，用JISG0551(2005)的方法进行了测定，抗拉强度和原奥氏体粒度号数满足上述(a)、(b)时为合格。为了评价马氏体组织分率，采用从板厚中心部附近采取的试样，通过透射型电子显微镜，以5000倍的倍率在20μmX30μm的范围内观察了5个视野。测定了各视野中的马氏体组织的面积，从各自的面积的平均值算出马氏体组织分率。此时，马氏体组织的位错密度高，在300°C以下的回火热处理中只很少地生成渗碳体。因此，能够将马氏体组织与贝氏体组织等区别。为了评价焊接裂纹性，通过JISZ3158中规定的y型焊接裂纹试验进行了评价。供于评价的钢板的板厚除实施例2、4、8、11以外都为25mm，进行了线能量为15kJ/cm的CO2焊接。根据试验结果，只要在175°C的预热温度下的焊根裂纹率为0就评价为合格。此外，对于板厚低于25mm的实施例2、4、8、11的钢板，由于可看作焊接性与同一成分的实施例3、5、7、12相同，因而省略了y型焊接裂纹试验。为了评价弯曲加工性，用JISZ2248中规定的方法，采用JIS1号试验片(将试验片的长度方向作为与钢板的轧制方向垂直的方向)，以达到板厚4倍的弯曲半径(4t)的方式进行180度弯曲。将弯曲试验后弯曲部的外侧不开裂且不产生其他缺陷的情况作为合格。为了评价耐延迟断裂特性，对每个钢板的“极限扩散性氢量He”及“从环境侵入的扩散性氢量HE”进行了测定。在Hc/HE超过3时，评价耐延迟断裂特性为良好。为了评价韧性，从板厚中心部相对于轧制方向呈直角地采取JISZ22014号夏氏试验片，在_20°C下对3块试验片进行夏氏冲击试验。计算各试验片的吸收能的平均值，以该平均值在27J以上作为目标。再有，对于板厚为8mm的钢板(实施例11)采用5mm小尺寸夏氏试验片，对于板厚为4.5mm的钢板(实施例4)采用3mm小尺寸夏氏试验片。相对于小尺寸的夏氏试验片，以假定为4号夏氏试验片的板宽时(也就是说板宽为IOmm)的吸收能值在27J以上作为目标值。另外，关于Ae3相变点，采用富士电波工机制Formastor-FII，在2.5°C/分钟的升温速度条件下，通过热膨胀测定来测定。再有，在表1及表2中，带下划线的化学成分(钢成分组成)、Pcm值、A。3点的数值表示没有满足本发明的条件。在表36中，带下划线的数值表示没有满足本发明的制造条件、或特性不充分。在表3及表4的本发明的实施例114中，全部满足上述的屈服强度、抗拉强度、原奥氏体粒度号数、马氏体组织分率、焊接裂纹性、弯曲加工性、耐延迟断裂特性、韧性的目标值。相对于此，在表5及表6的比较例1534中，表中用下划线表示的化学成分超出本发明限定的范围。因此，在比较例1534中，尽管在本发明的制造条件的范围内，但屈服强度、抗拉强度、原奥氏体粒度号数、马氏体组织分率、焊接裂纹性、弯曲加工性、耐延迟断裂特性、韧性中的一个以上没有满足目标值。在比较例35中，钢成分组成虽在本发明范围内，但Pcm值超出本发明范围，因此焊接裂纹性不合格。在比较例36中，尽管钢成分组成在本发明范围内，但A。3点超出本发明范围，因此不能降低淬火加热温度。因此，原奥氏体晶粒的微细化不充分，耐延迟断裂特性不合格。在比较例3746中，虽然钢成分组成、Pcm值、A。3点都在本发明范围内，但没有满足本发明的制造条件。因此，屈服强度、抗拉强度、原奥氏体粒度号数、马氏体组织分率、焊接裂纹性、弯曲加工性、耐延迟断裂特性、韧性中的一个以上没有满足目标值。也就是说，在比较例37中，因加热温度低、Nb没有固溶，而使得奥氏体的微细化不充分，因此比较例37中耐延迟断裂特性不合格。在比较例38中，因930°C以下且860°C以上的累积压下率低，而使得奥氏体的微细化不充分。因此，耐延迟断裂特性不合格。在比较例39中，因淬火加热温度超过880°C，而使得奥氏体的微细化不充分。因此，耐延迟断裂特性不合格。在比较例40中，因从600°C到300°C为止的冷却速度低，而不能得到90%以上的马氏体组织分率。因此，结果是屈服强度低，为不合格。在比较例41中，因没有进行回火，而使得屈服强度低，为不合格。在比较例42中，因回火温度超过300°C，而使得韧性低，为不合格。在比较例43中，因回火温度比比较例42高，而使得强度低，为不合格。在比较例44中，因930°C以下且860°C以上的累积压下率高，而使得奥氏体的微细化不充分。因此，在比较例44中，耐延迟断裂特性不合格。在比较例45中，因轧制结束温度低，而使得奥氏体的微细化不充分。因此，在比较例45中，耐延迟断裂特性不合格。在比较例46中，因加速冷却结束温度高，而使得淬火不足，不能得到90%以上的马氏体组织分率。因此，在比较例46中，抗拉强度低，为不合格，再有，在比较例46中，在将钢板加速冷却到300°C后，空冷到200°C，然后回火到250°C。本发明能够提供耐延迟断裂特性及焊接性优良的高强度厚钢板及其制造方法。权利要求一种高强度厚钢板，其特征在于该高强度厚钢板具有满足以下条件的成分组成以质量％计含有C0.18％以上且0.23％以下、Si0.1％以上且0.5％以下、Mn1.0％以上且2.0％以下、P0.020％以下、S0.010％以下、Cu超过0.5％且3.0％以下、Ni0.25％以上且2.0％以下、Nb0.003％以上且0.10％以下、Al0.05％以上且0.15％以下、B0.0003％以上且0.0030％以下、N0.006％以下，余量为铁及不可避免的杂质，且在将[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]分别作为以质量％计的C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B的浓度时，通过Pcm＝[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5[B]算出的焊接裂纹敏感性指标Pcm为0.39％以下；Ac3相变点为850℃以下，马氏体组织分率为90％以上，屈服强度为1300MPa以上，抗拉强度为1400MPa以上且1650MPa以下，进而，对于抗拉强度、和采用试样片截面的每1mm2的平均晶粒数m由Nγ＝-3+log2m算出的原奥氏体晶粒度号数Nγ，在将所述抗拉强度作为[TS]、其单位为MPa的情况下，在所述抗拉强度低于1550MPa时，满足Nγ≥([TS]-1400)×0.006+7.0，在所述抗拉强度为1550MPa以上时，满足Nγ≥([TS]-1550)×0.01+7.9。2.根据权利要求1所述的高强度厚钢板，其特征在于以质量％计还含有Cr0.05%以上且1.5%以下、Mo0.03%以上且0.5%以下、V:0.01%以上且0.10%以下中的一种以上。3.根据权利要求1或权利要求2所述的高强度厚钢板，其特征在于板厚为4.5mm以上且25mm以下。4.一种高强度厚钢板的制造方法，其特征在于将具有权利要求1或2所述的成分组成的钢坯或铸坯加热至1100°C以上；进行热轧以形成板厚为4.5mm以上且25mm以下的钢板，该热轧中，930°C以下且860°C以上的温度范围的累积压下率为30%以上且65%以下，在860°C以上结束轧制；冷却后，将所述钢板再加热至A。3相变点+20°C以上且870°C以下的温度；接着，在从600°C到300°C为止的所述钢板的板厚中心部的平均冷却速度成为20°C/sec以上的冷却条件下加速冷却到200°C以下；然后，在200°C以上且300°C以下的温度范围进行回火热处理。全文摘要本发明提供一种高强度厚钢板，其特征在于该高强度厚钢板具有满足以下条件的成分组成以质量％计含有C0.18％以上且0.23％以下、Si0.1％以上且0.5％以下、Mn1.0％以上且2.0％以下、P0.020％以下、S0.010％以下、Cu超过0.5％且3.0％以下、Ni0.25％以上且2.0％以下、Nb0.003％以上且0.10％以下、Al0.05％以上且0.15％以下、B0.0003％以上且0.0030％以下、N0.006％以下，余量为铁及不可避免的杂质，且在将[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]分别作为以质量％计的C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B的浓度时，通过Pcm＝[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5[B]算出的焊接裂纹敏感性指标Pcm为0.39％以下；Ac3相变点为850℃以下，马氏体组织分率为90％以上，屈服强度为1300MPa以上，抗拉强度为1400MPa以上且1650MPa以下，进而，对于抗拉强度、和采用试样片截面的每1mm2的平均晶粒数m由Nγ＝-3+log2m算出的原奥氏体晶粒度号数Nγ，在将所述抗拉强度作为[TS]、其单位为MPa的情况下，在所述抗拉强度低于1550MPa时，满足Nγ≥([TS]-1400)×0.006+7.0，在所述抗拉强度为1550MPa以上时，满足Nγ≥([TS]-1550)×0.01+7.9。文档编号C22C38/58GK101835917SQ20098010079公开日2010年9月15日申请日期2009年10月13日优先权日2008年11月11日发明者冈正春,宇佐见明,熊谷达也申请人:新日本制铁株式会社