高强度钢板及其制造方法

专利名称：高强度钢板及其制造方法
技术领域：
本发明涉及建筑机械及产业机械的结构构件中所用的弯曲加工性、焊接性及韧性优良的屈服强度为885MPa以上、板厚为6mm以上且32mm以下的高强度钢板及其制造方法。
背景技术：
起重机及混凝土泵车等建筑机械随着近年来的建筑物的高层化有越来越大型化的倾向。为了抑制伴随着建筑机械的大型化的重量增加，对结构构件的轻量化的要求更加高涨，屈服强度为885MPa以上或抗拉强度为950MPa以上的高强度钢的需求也有进一步增加的倾向。在用作起重机的悬臂材等的情况下，多施加严格的弯曲加工，例如多要求按2. Ot(弯曲半径为板厚的2. O倍，能够无裂纹地进行180°的弯曲加工)这样的苛刻的弯曲半径下的弯曲加工。另外制造工序中不可避免的焊接性、作为结构构件的韧性也是应具备的重要的特性。也就是说，要求钢板具有高强度，同时还要兼备优良的弯曲加工性、焊接性、韧性中的任一个特性。关于屈服强度为885MPa级的高强度钢板(按抗拉强度计一般950MPa以上)，例如在专利文献I中，公开了抗拉强度为950MPa级的高张力钢板，但这是假设用作高压输水管等的比较厚壁的厚钢板，尤其是没有考虑弯曲加工性，而且为了确保韧性必须添加大量的Ni，作为建筑用途缺乏经济性。专利文献2涉及抗拉强度为950MPa以上的主要用作干线用管的钢板的制造方法，但其没有考虑弯曲加工性，低温的双相区下的轧制是必须的，生产性低也是难点。在专利文献3中，公开了耐应变时效特性优良的抗拉强度为950MPa以上的厚钢板，但对于该钢板的弯曲加工性完全没有考虑。
在专利文献4中，也公开了非调质地制造抗拉强度为980MPa以上的钢板的方法，但为了通过O. 025%以下的极低C使抗拉强度达到980MPa，不得不提高以Mn为首的合金量，因此不经济，而且仍没有考虑弯曲加工性。专利文献5涉及也考虑到弯曲加工性的抗拉强度为980MPa的钢，但弯曲加工性的改善依赖于晶体粒径的微细化，为了使晶体粒径趋于微细均匀，前提是离线进行再加热淬火，因此生产性低，不能充分满足旺盛的需要。此外弯曲加工性的指标只为延伸值，因而不明确能否进行按2. Ot这样的苛刻的弯曲半径下的弯曲加工。专利文献6涉及考虑到弯曲加工性及焊接性的抗拉强度为950MPa以上的热轧钢板，但需要添加大量的Ti，认为在用于厚板时焊接性降低，此外为了补偿因添加高Ti而导致的韧性下降，必须添加Ni，因此经济性也有问题。现有技术文献专利文献专利文献I :日本特开平10-265893号公报专利文献2 :日本特开平8-269546号公报专利文献3 :日本特开2001-59142号公报
专利文献4 :日本特开2004-84019号公报专利文献5 :日本特开2009-242832号公报专利文献6 :日本特开平5-230529号公报

发明内容
发明要解决的问题本发明的目的是，通过解决上述以往的问题，提供一种可用于建筑机械及产业机械的结构构件的弯曲加工性、焊接性及韧性优良的屈服强度为885MPa以上、抗拉强度为950 1200MPa、板厚为6mm以上且32mm以下的高强度钢板及其制造方法。

用于解决课题的手段本发明者们对大幅度改善屈服强度为885MPa级以上、抗拉强度为950 1200MPa的高强度钢的弯曲加工性的方法进行了锐意研究。其结果是，阐明了钢板的最表面的硬度的影响非常大。也就是说，即使钢板的大部分的强度高，如果表层具有一定厚度的软化层，则能够在弯曲加工时抑制发生表面裂纹，因而能够大大改善弯曲加工性。再有，如果屈服强度及抗拉强度超过1200MPa则弯曲加工性劣化，因而优选将屈服强度及抗拉强度的上限规定为1200MPa。也可以根据需要，将屈服强度或抗拉强度的上限限制在1150MPa或llOOMPa。板厚越增大则弯曲加工性、强度及焊接性的提高越困难，因此可以将板厚的上限限定为25mm、20mm或16mm。如果板厚减小,则难以确保冷却开始温度，因而可以将板厚的下限限定在 8mm 或 10mnin 另外，发现钢板的组织也是重要的，与弯曲方向平行的方向的原奥氏体晶粒的伸长度(以下记述为纵横比)与弯曲加工性具有良好的相关关系。特别是弯曲加工导致的变形加大的钢板的表面侧、具体是从表面到板厚的1/4的深度(以下称为“从板厚l/4t开始的表面侧”)和从板厚的3/4的深度到背面(以下称为“从板厚3/4t开始的背面侧”)的纵横比是
重要的。通过控制上述软化层和纵横比的双方，能够大幅度提高高强度钢的弯曲加工性。具体而言，为了使具有屈服强度为885MPa以上的强度的板厚32mm以下的钢板满足按所谓
2.Ot的严格的弯曲半径下的弯曲加工性，以下的控制是必要的。图I是表示硬度大致均匀的各种强度的钢材的拉伸试验中的硬度与延伸率的关系的一例曲线图，由该图得知钢材的延伸率在很大程度上依赖于硬度。在图I中，作为试验片，使用JIS Z2241中规定的13B号拉伸试验片。屈服强度为885MPa以上的高强度钢的Hv (维氏硬度)一般为300左右以上，但通过使Hv为300 250以下，延伸率可改善2%左右以上。具体而言，如果板厚表层具有50 μ m以上的Hv250以下的软化层，则能够通过提高表层的延伸率来充分抑制弯曲加工时的裂纹的发生，能够大大提高钢板整体的弯曲加工性。可是如果软化层的厚度太厚，则使总厚度的平均硬度即拉伸试验的强度降低，因而将软化层厚度规定为钢板厚度的3%以下。关于纵横比，如上所述从板厚l/4t开始的表面侧和从板厚3/4t开始的背面侧的纵横比是重要的，但最好将板厚l/4t处的纵横比作为指标。在通常的轧制中，l/4t和3/4t为大致相同的纵横比，从l/4t的表面侧和从3/4t的背面侧与此相比纵横比增大。因以，可将从l/4t的表面侧及从3/4t的背面侧的纵横比分别看作与l/4t的纵横比同等、或在其以上。图2是表示板厚为12mm以上且32mm以下、屈服强度为885MPa以上、抗拉强度为950 1200MPa的各式各样高强度钢的软化层厚度及纵横比与弯曲加工性的关系的研究结果的曲线图。关于弯曲加工性的评价，采用Jis Z2248中规定的方法，通过I号试验片，进行按板厚的2. O倍的弯曲半径(2. Ot)下的与终轧方向平行的方向(以下称为“L方向”)或与终轧方向垂直的方向(以下称为“T方向”)的180度弯曲，将弯曲试验后在弯曲部的外侧没有产生裂纹及其它缺陷的情况作为合格。关于纵横比，在L方向弯曲时在与终轧方向平行的断面(以下称为“L断面”)、在T方向弯曲时在与终轧方向垂直的断面(以下称为“T断面”)中，通过苦味酸腐蚀使板厚l/4t位置处的原奥氏体晶界现出，测定200 μ mX 200 μ m的5个视野，通过图像解析来算出。再有，本发明钢是回火马氏体或贝氏体为主体的组织，这里的纵横比是原奥氏体晶界的平均纵横比。由图2得知在板厚为32mm以下、屈服强度为885MPa以上的高强度钢中，在板厚 表层具有Hv250以下且厚50 μ m以上的软化层，同时在板厚的l/4t位置，如果L断面及T断面中的原奥氏体晶粒的平均纵横比分别为I. 6以上，则在L方向弯曲、T方向弯曲的任一个弯曲时，即使按2. Ot的弯曲半径条件，也都能够无裂纹地进行弯曲加工。为了增大钢板的纵横比，未再结晶温度区中的控制轧制是有效的，但在通常的只一方向的轧制中，尽管L断面组织的纵横比增大，但是T断面组织的纵横比不太增大。为了在L断面组织、T断面组织中都增大纵横比，在进行热轧时，有效的方法是在未再结晶温度区进行了适当的展宽轧制(向与终轧方向垂直的方向轧制)后，将轧制方向旋转90°，朝终轧方向轧制。图3示出添加Nb的钢中的1000°C以下(未再结晶温度区)的温度范围内的与终轧方向垂直的方向的累积压下率与T断面组织的平均纵横比的关系，图4同样地示出1000°C以下的温度范围内的终轧方向的累积压下率与L断面组织的平均纵横比的关系。纵横比的测定在板厚l/4t的位置处进行。在图3及图4中，作为试验钢板的成分范围，采用C :0. 11 O. 16%、Si :0. 27 O. 33%、Mn :0. 95 I. 31%、P :0. 001 O. 004%、S :0. 001 O. 002%、Mo O. 16 O. 35%、Al :0. 03 O. 04%、Nb :0. 016 O. 033%、Ti :0. 012 O. 019%、B :0. 0009 O. 0019%、N :0. 0033 O. 0049%、Pcm :0. 24 O. 29%，此外，作为试验钢板的板厚范围，采用6mm 32mm的板厚。由此得知在T断面组织、L断面组织的任一个时，只要1000°C以下的温度范围内的累积压下率在25%以上，则平均纵横比就为1.6以上。所以，作为具体的轧制方法，在以1000°C以下的温度范围内的累积压下率为25%以上的方式进行了展宽轧制后，将轧制方向旋转90°，再以累积压下率为25%以上的方式向终轧方向进行轧制。为了通过此方法得到适当的纵横比，必须添加具有扩大未再结晶温度区的效果的Nb。如果为了得到高强度而增加合金元素则焊接性及韧性降低。本发明者对板厚为25mm 32mm、且屈服强度为885MPa以上、抗拉强度为950 1200MPa的多种钢板实施了JIS Z3158中规定的7型焊接裂纹试验，调查了焊接裂纹的敏感性指标Pcm与预热温度的关系，其结果见图5。为了减轻焊接施工上的负荷，预热温度最好尽量低。这里，作为目标，在板厚为25 32mm时止裂预热温度即根部裂纹率为O的预热温度为50°C以下。从图5得知在预热温度为50°C时,用于使根部裂纹率完全为O的Pcm为O. 29%以下,将此作为合金添加量的上限的基准。此外关于韧性，作为目标，JIS Z2242V型缺口试验片的一 40°C时的冲击试验的吸收能量值的平均值为作为结构构件而被认为足够的33J/cm2以上，通过对阻碍韧性的合金元素的添加量的上限进行限制，并选择适当的回火温度可实现此目标。作为本发明的要旨的部分如下。(I) 一种高强度钢板，其特征在于所述高强度钢板具有满足以下条件的成分组成以质量％计含有C :0. 10%以上且O. 18%以下、Si :超过O. 20%且在O. 80%以下、Mn :0. 20%以上且I. 60%以下、Mo :0. 10%以上且O. 60%以下、Nb :0. 010%以上且O. 050%以下、Ti :O. 005% 以上且 O. 030% 以下、Al :0. 01% 以上且 O. 10% 以下、B :0. 0003% 以上且 O. 0030% 以下、P :0. 012%以下、S :0. 005%以下、N :0. 0060%以下，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，由下述(式I)表示的Pcm为O. 29%以下；在钢板表层具有50 μ m以上、且厚度不超过钢板厚度的3%的Hv250以下的软化层，进而在从表面开始的板厚1/4的深度的位置处，与终轧方 向平行的断面及与终轧方向垂直的断面中的原奥氏体晶粒的平均纵横比分别为1.6以上，屈服强度为885MPa以上，一 40°C时的冲击试验的吸收能量值的平均值为33J/cm2以上。Pcm = [C] + [Si] / 30 + [Mn] / 20 + [Cu] / 20 + [Ni] / 60 + [Cr] / 20 +[Mo] / 15 + [V] / 10 + 5[B]............(式 I)式中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]分别为C、Si、Mn、Cu、Ni、
Cr、Mo、V、B的用质量％表示的含量。(2)根据上述(I)所述的高强度钢板，其特征在于另外，还含有以下元素中的I种以上Cu 0. 01% 以上且 I. 00% 以下、Ni 0. 01% 以上且 O. 25% 以下、Cr 0. 01% 以上且 2. 00% 以下、V 0. 005% 以上且 O. 080% 以下、Ca 0. 0001% 以上且 O. 0030% 以下。(3)根据上述(I)或(2)所述的高强度钢板，其特征在于板厚为6mm以上且32mm以下，抗拉强度为950MPa以上且1200MPa以下。(4) 一种高强度钢板的制造方法，其特征在于在氧浓度为3%以上的气氛下，在1250°C以上且1350°C以下的温度下，将具有上述(I)或(2)所述的化学组成的板坯加热3小时以上后，在一度冷却后、或在接着将该板坯再加热至1100°C以上后，通过热轧形成板厚为6mm以上且32mm以下的钢板，在该热轧时，在以1000°C以下的温度范围内的累积压下率为25%以上的方式在与终轧方向垂直的方向进行了轧制后，使轧制方向旋转90°，再以累积压下率达到25%以上的方式进行终轧，热轧后从Ar3以上的温度水冷到300°C以下的温度，然后在400°C以上的温度下进行回火热处理。发明效果根据本发明，能够经济地提供可用于建筑机械及产业机械的结构构件的弯曲加工性、焊接性及韧性优良的屈服强度为885MPa以上、抗拉强度为950 1200MPa，一 40°C时的冲击试验的吸收能量值的平均值为33J/cm2以上、板厚为6mm以上且32mm以下的高强度钢板。


图I是表示硬度均匀的钢材的拉伸试验中的硬度与延伸率的关系的一个例子的曲线图。 图2是表示软化层厚度及纵横比与弯曲加工性的关系的曲线图。图3是表示1000°C以下的温度范围内的与终轧方向垂直的方向的累积压下率与T断面组织的平均纵横比的关系的曲线图。图4是表示1000°C以下的温度范围内的终轧方向的累积压下率与L断面组织的平均纵横比的关系的曲线图。图5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。
具体实施例方式
以下，对本发明进行详细说明。首先，论述本发明的钢成分的限定理由。C是对以回火马氏体组织或回火贝氏体组织为主体的本发明钢的强度有较大影响的重要元素。为了得到885MPa以上的屈服强度，O. 10%以上的添加是必要的，在超过O. 18%时弯曲加工性下降，因此将上限规定为O. 18%。为了稳定地确保强度，也可以将C的下限规定为O. 11%或O. 12%。为了改善焊接性，也可以将C的上限规定为O. 17%、0. 16%或O. 15%。Si具有在对马氏体组织进行回火热处理时抑制渗碳体的粗大化、改善强度韧性平衡的效果。在Si为O. 2%以下时，马氏体组织的渗碳体容易粗大化，因此将Si添加量规定为超过O. 2%。希望Si最好为O. 25%以上。另一方面，如果过剩地添加Si，反而有阻碍韧性的顾虑，因而将上限规定为O. 80%。为了提高韧性，也可以将Si的上限限制在O. 55%,O. 40%或 O. 34%οMn是对提高淬火性、提高强度有效的元素，添加O. 20%以上。可是如果超过I. 60%则助长偏析，同时形成粗大的MnS，有时阻碍弯曲加工性，因此将I. 60%作为添加的上限。Mn的添加量希望为I. 40%以下。为了提高强度，也可以将Mn的下限限制在O. 45%,O. 70%,O. 85%或O. 95%。为了提高弯曲加工性，也可以将Mn的上限限制在I. 40%、1· 30%或I. 25%。Mo对于通过比较少量的添加来提高淬火性，通过析出强化来提高回火马氏体组织或回火贝氏体组织的强度是非常有效的，因此O. 10%以上的添加是必须的。但是，如果多添加则有时损害焊接性，而且也是高价的元素，因此将添加量规定为O. 60%以下。为了提高强度，也可以将Mo的下限限制在O. 17%、0. 25%或O. 30%。为了改善焊接性，也可以将Mo的上限限制在 O. 55%、O. 50% 或 O. 45%οNb对于在轧制中通过生成微细碳化物来扩展未再结晶温度区、从而提高轧制控制效果、提高奥氏体的纵横比是必需的元素。此外，对于通过析出强化效果来提高回火马氏体组织或回火贝氏体组织的强度也是有效的。为了使未再结晶温度区在1000°c以下，添加O. 010%以上的Nb。可是如果过剩地添加则有时阻碍焊接性，因此将添加量规定为O. 050%以下。为了提高强度和微细化，也可以将Nb的下限规定为O. 014%或O. 018%。为了改善焊接性，也可以将Nb的下限规定为O. 040%、O. 035%或O. 031%。在本发明中，为了得到充分的淬火性而利用B，但在直接进行淬火热处理时需要确保游离B。由于N通过生成BN使游离B降低，因而以作为TiN固定N的目的添加Ti。Ti以此目的添加O. 005%以上，但过剩的添加有时使焊接性降低，因此将上限规定为O. 030%。为了确实地以TiN固定N，也可以将Ti的下限规定为O. 008%,O. 010%或O. 012%。为了提高焊接性，也可以将Ti的上限规定为O. 026%或O. 020%。Al作为脱氧材添加O. 01%以上，但过剩的添加有时使韧性降低，因此将上限规定为O. 10%。为了可靠地进行脱氧，也可以将Al的下限规定为O. 02%或O. 03%。为了提高韧性，也可以将Al的上限规定为O. 07%或O. 05%。B为了发挥其提高淬火性的效果、确保强度，添加O. 0003%以上是必要的，但如 果添加超过O. 0030%，则有时使焊接性及韧性降低，因此将B含量规定为O. 0003%以上且O. 0030%以下。为了提高强度，也可以将B的下限规定为O. 0005%,O. 0008%或O. 0010%。为了提高焊接性及韧性，也可以将B的上限规定为O. 0025%、O. 0022%或O. 0019%。P是作为不可避免的杂质使韧性降低的有害的元素。所以，将含量抑制在O. 012%以下。为了提高韧性，也可以规定为O. 010%以下、O. 008%或O. 005%以下。S是不可避免的杂质，是通过形成MnS使弯曲加工性降低的有害的元素，因此希望尽量使其降低。所以，将含量抑制在O. 005%以下。为了提高弯曲加工性，也可以规定为O. 004% 以下、O. 003% 或 O. 002% 以下。N如果过剩地含有则如上所述因生成BN而阻碍B的提高淬火性的效果，而且使韧性降低，因此将含量抑制在O. 006%以下。为了确实发挥B的提高淬火性的效果，也可以将N的上限规定为O. 0050%或O. 0041%。在制造钢时，N作为不可避免的杂质混入，因而其下限没有特别的规定。以上是本发明中的钢的基本成分，但在本发明中，除上述成分以外，还能够再添加Cu, Ni, Cr, V, Ca中的一种或二种以上。这些成分具有下述的提高特性的效果，但为了提高作为建筑机械及产业机械用钢板所要求的经济性，优选不添加。Cu是通过固溶强化不降低韧性地提高强度的元素，为了此目的也可以添加O. 01%以上。但是，即使大量添加，其提高强度的效果也具有限度，过剩的添加有时损害焊接性，因此将添加量规定为I. 00%以下。为了提高经济性，也可以将Cu的上限限制在O. 55%,O. 35%或 O. 25%。Ni具有提高淬火性及韧性的效果，因此也可以添加O. 01%以上。可是，Ni是高价元素，此外如果较多地添加Ni，则因抑制脱碳反应而有时不能适当地得到对于本发明必要的软化层，因此将添加量规定为O. 25%以下。也可以根据需要规定为O. 20%以下、O. 15%以下。Cr对于提高淬火性、提高强度是有效的，因此也可以添加O. 01%以上。但是，如果过剩地添加则有时使焊接性降低，因此将添加量规定为2. 00%以下。为了提高经济性，也可以将Cr的上限限制在I. 00%,O. 55%或O. 35%。V也具有提高淬火性、强化回火马氏体组织或回火贝氏体组织中的析出的效果，对于提高强度是有效的，因此也可以添加O. 005%以上。但是，多量的添加有时阻碍焊接性，而且也是高价的元素，因此将添加量规定为O. 080%以下。为了提高经济性，也可以将V的上限限制在 O. 07%、O. 04% 或 O. 03%。Ca具有使钢板中的硫化物球状化，减轻对弯曲加工性有害的MnS的影响的效果，为了此目的也可以添加O. 0001%以上。可是多量的添加有时阻碍焊接性，因此将添加量的上限规定为O. 0030%以下。为了提高经济性，也可以将Ca的上限限制在O. 0020%,O. 0015%或 O. 0010%ο除了以上的成分范围的限定以外，如上所述在本发明中，为了确保焊接性及强度，以由下式(式I)定义的Pcm达到O. 29%以下的方式限定成分组成。为了改善焊接性，也可以将Pcm的上限限制在O. 28%、O. 27%或O. 26%。为了提高强度，也可以将Pcm的下限限制在O. 22%、O. 23% 或 O. 24%οPcm = [C] + [Si] / 30 + [Mn] / 20 + [Cu] / 20 + [Ni] / 60 + [Cr] / 20 +[Mo] / 15 + [V] / 10 + 5[B]............(式 I)此外，优选以由下式(式2)定义的Ceq达到O. 38 O. 60的方式限定成分组成。为了改善焊接性，也可以将Ceq的上限限制在O. 55%、O. 52%或O. 49%。为了提高强度，也可以将Ceq的下限限制在O. 40%、O. 42%或O. 44%。 Ceq = [Si] / 24 + [Mn] / 6 + [Ni] / 40 + [Cr] / 5 + [Mo] / 4 + [V] /14............(式 2)式中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]分别为C、Si、Mn、Cu、Ni、
Cr、Mo、V、B 的质量 ％。接着对本发明的高强度钢板的优选的制造方法进行论述。首先，将上述钢成分组成的板坯在氧浓度为3%以上的气氛下，在1250°C以上且1350°C以下的温度下加热3小时以上。这是为了在钢板表层形成软化层，在板坯表面形成比较厚的脱碳层，其目的在于在通过热轧最终形成板厚为32mm以下的钢板时在钢板表面残存50 μ m以上的脱碳层。如果氧浓度低于3%，或加热温度低于1250°C，则不能得到50 μ m以上的充分的脱碳层厚度。如果加热温度超过1350°C，则脱碳层过厚，有时使总厚度的平均硬度或拉伸试验的强度降低，因此将加热温度的上限规定为1350°C。此时如果板坯的厚度厚，则轧制钢板的脱碳层的厚度相对减薄，因此要加热的板坯的厚度最好不超过350_。为了可靠地确保钢板中的脱碳层的厚度，也可以将板坯的厚度规定为300mm以下或250mm以下。为了钢板中的脱碳层的比率不增大，也可以将板还的厚度规定为50mm以上、80mm以上或IOOmm以上。即使加热时间过剩地延长，有时也会因脱碳层过厚而使总厚度的平均硬度或拉伸试验的强度降低，因此加热时间最好不超过30小时。加热后的板坯根据投入下道工序的时机不同，可以一度被直接冷却，也可以接着投入到下道工序即加热到1100°c以上的再加热工序。冷却时的条件在材质上没有特别的限定，但也可以在预备性地热轧或锻造到满足最终的钢板板厚的适当厚度后进行冷却。为了使Nb充分固溶而将该板还再加热至1100°c以上,通过热轧形成板厚为6mm以上且32mm以下的钢板。在以1000°C以下的温度范围的累积压下率达到25%以上的方式轧制后，将轧制方向旋转90°，再以累积压下率达到25%以上的方式进行轧制。也可以根据需要，此后再将轧制方向旋转90°。由此，通过T断面组织、L断面组织的平均纵横比都在I. 6以上、并且在板厚表层具有50 μ m以上的软化层，从而在板厚为32mm以下、屈服强度为885MPa以上的高强度钢板中，无论在L方向弯曲、T方向弯曲的任一个情况下，即使是按钢板厚2. Ot的弯曲半径下的弯曲加工，也可无裂纹地进行弯曲加工。为了更加提高弯曲加工性，也可以将各自方向或双方方向的累积压下率规定为30%以上或35%以上。为了维持由热轧导入的组织的纵横比，需要在热轧后接着在线进行从Ar3以上的温度冷却到300°C以下的温度的水冷。所谓在线水冷，是通过配置在与轧机相同的生产线上的水冷设备而接着热轧进行的水冷，即进行所谓的直接淬火。直接淬火的目的在于，为了得到高强度而将组织形成马氏体或贝氏体。此外，从生产性方面出发，不需要离线淬火即再加热后的淬火的直接淬火也是有利的。为了维持由热轧导入的组织的纵横比，最好水冷开始温度高，如果是Ar3以上的温度，也可以规定为750°C以上、780°C以上或800°C以上。淬火原状的马氏体或贝氏体组织因可动位错的密度高而与抗拉强度相比屈服应力非常低。淬火后，在400°C以上的温度下进行回火热处理，通过形成回火马氏体或回火贝氏体组织，可得到屈服强度为885MPa以上的高强度，同时能够得到优良的韧性。将回火温度规定为400°C以上是为了避免300°C 400°C的脆化区，同时得到Mo等的微细碳化物导致的充分的析出强化。回火热处理的时间可以为15分钟以上。为了提高强度，也可以将回火 温度的上限规定为600°C、575°C或550°C。为了得到充分的析出强化，也可以将回火温度的下限规定为425°C、450°C或475°C。再有，用于形成脱碳层的高温长时间加热也可以是钢板热轧时的加热，但在此种情况下，高温长时间加热导致的奥氏体的粗大化招致轧制后的奥氏体粒径的粗大化，有时使材质降低，因此最好灵活应用为减轻偏析而进行的板坯均热处理来实施。
实施例熔炼具有表I所示的成分组成的A Al的钢，将得到的钢坯根据表2所示的I 18的本发明例和19 49的比较例的各自的制造条件，制造板厚为6 32mm的钢板。再有，在1250°C以上且1350°C以下的温度下加热3小时以上(表2的“脱碳处理”)后，全部进行一度冷却。然后，进行加热至1100°C以上的再加热(表2的“热轧及加速冷却/轧制加热温度”)。Ar3是将从钢板上采取的样品加热至1100°C后，通过检测以2. 5°C /min的条件冷却时的热膨胀而测定的实测值。对这些钢板，测定了钢板表层中的Hv250以下的软化层的厚度、及L方向及T方向的奥氏体晶粒的纵横比，评价了屈服强度、抗拉强度、焊接裂纹性、弯曲加工性及韧性。
权利要求
1.一种高强度钢板，其特征在于所述高强度钢板具有满足以下条件的成分组成以质量％计含有c :0. 10%以上且0. 18%以下、Si :超过0. 20%且在0. 80%以下、Mn :0. 20%以上且 I. 60% 以下、Mo :0. 10% 以上且 0. 60% 以下、Nb :0. 010% 以上且 0. 050% 以下、Ti :0. 005% 以上且 0. 030% 以下、Al :0. 01% 以上且 0. 10% 以下、B :0. 0003% 以上且 0. 0030% 以下、P :0. 012%以下、S :0. 005%以下、N :0. 0060%以下，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，由下述式I定义的Pcm为0. 29%以下； 在钢板表层具有50 以上、且厚度不超过钢板厚度的3%的Hv250以下的软化层，进而在从表面开始的板厚1/4的深度的位置处，与终轧方向平行的断面及与终轧方向垂直的断面中的原奥氏体晶粒的平均纵横比分别为I. 6以上，屈服强度为885MPa以上，一 40°C时的冲击试验的吸收能量值的平均值为33J/cm2以上；Pcm = [C] + [Si] / 30 + [Mn] / 20 + [Cu] / 20 + [Ni] / 60 + [Cr] / 20 +[Mo] / 15 + [V] / 10 + 5[B]式 I 式中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]分别为 C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B的以质量％表示的含量。
2.根据权利要求I所述的高强度钢板，其特征在于还含有以下元素中的I种以上 Cu :0. 01%以上且I. 00%以下、 Ni :0. 01%以上且0. 25%以下、 Cr :0. 01%以上且2. 00%以下、 V :0. 005%以上且0. 080%以下、Ca :0. 0001% 以上且 0. 0030% 以下。
3.根据权利要求I或2所述的高强度钢板，其特征在于板厚为6mm以上且32mm以下，抗拉强度为950MPa以上且1200MPa以下。
4.一种高强度钢板的制造方法，其特征在于在氧浓度为3%以上的气氛下，在1250°C以上且1350°C以下的温度下，将具有权利要求I或2所述的化学组成的板坯加热3小时以上后，在一度冷却后、或在接着将该板还再加热至1100°c以上后,通过热轧形成板厚为6mm以上且32mm以下的钢板，在该热轧时，在以1000°C以下的温度范围内的累积压下率达到25%以上的方式在与终轧方向垂直的方向进行了轧制后，使轧制方向旋转90°，再以累积压下率达到25%以上的方式进行终轧，热轧后从Ar3以上的温度水冷到300°C以下的温度，然后在400°C以上的温度下进行回火热处理。
全文摘要
本发明提供一种弯曲加工性、焊接性及韧性优良的屈服强度为885MPa以上、－40℃时的冲击试验的吸收能量值的平均值为33J/cm2以上的高强度钢板及其制造方法。所述高强度钢板以质量%计具有C0.10%以上且0.18%以下、Si超过0.20%且在0.80%以下、Mn0.20%以上且1.60%以下、Mo0.10%以上且0.60%以下、Nb0.010%以上且0.050%以下、Ti0.005%以上且0.030%以下、Al0.01%以上且0.10%以下、B0.0003%以上且0.0030%以下、P0.012%以下、S0.005%以下、N0.0060%以下、Pcm为0.29%以下的组成，在钢板表层具有50μm以上、且厚度不超过钢板厚度的3%的Hv250以下的软化层，进而在从表面开始的板厚1/4的深度的位置处，L断面及T断面中的原奥氏体晶粒的平均纵横比分别为1.6以上。
文档编号C21D3/04GK102712972SQ201180005443
公开日2012年10月3日 申请日期2011年4月22日 优先权日2010年5月14日
发明者后藤道典, 熊谷达也 申请人:新日本制铁株式会社