專利名稱：高張力鋼板及其制造方法
技術領域：
本發(fā)明涉及適合用于建筑結(jié)構(gòu)物和橋梁等大型結(jié)構(gòu)物，抗拉強度為570MPa以上的高張力鋼板(以下有稱為“570MPa級鋼板”的情況。)及其制造方法，特別是涉及具有焊接性(HAZ韌性和耐焊接裂紋性)和穩(wěn)定的母材性能的高張力鋼板及其制造方法。
背景技術：
為了在高張力鋼板中確保優(yōu)異的焊接性，歷來采取的是降低C量的成分設計，關于抗拉強度，是通過添加合金元素加以確保。本發(fā)明者們至今為止公開有專利文獻1、2等技術，公開了焊接性(HAZ韌性、耐焊接裂紋性等)和母材強度優(yōu)異的鋼板。專利文獻1、2是在將C量降低至0. 06%左右以下的成分系中，添加Mo、Nb、V這樣容易形成碳化物的元素，這些成分組成能夠發(fā)揮出優(yōu)異的焊接性和母材性能(抗拉強度和韌性)，但在母材性能的偏差這一點上仍有改善的余地。另外，作為提高HAZ韌性和母材韌性的技術，例如可列舉專利文獻3 6。在專利文獻3中公開，將分散有含有0、S的一種或兩種的夾雜物的鋼材加熱到Ac3點以上、1350°C 以下，在未再結(jié)晶溫度區(qū)域進行累積壓下率40 90%的熱軋后，以1 60°C /sec的冷卻速度冷卻至600°C以下，由此使母材韌性和超大線能量焊接HAZ韌性提高。專利文獻3并未著眼于降低了 C量的成分系的母材性能的偏差，另外在焊接性中也沒有對于耐焊接裂紋性進行研究。在專利文獻4中公開有一種技術，是在抗拉強度780MPa以上的鋼板中，在使C量為0. 080%以下，添加有合金成分的成分系下，加熱至Ac3 1350°C左右后，在800°C以下、 使累積壓下率為50%以上而進行熱軋，在0. 05 50°C /s左右進行冷卻。在專利文獻4中， 母材強度的穩(wěn)定性不充分，另外母軋溫度比較低，為700 720V，因此適用于570MPa級鋼板在成本的點上存在問題。在專利文獻5中公開有一種技術，其是將把C量控制為低于0. 04%、添加有合金成分的鋼材加熱至1020°C以上、1300°C以下，使1020°C以下、超過920°C的累積壓下率低于 60%，使920°C以下、超過Ar3點的累積壓下率為50%以上、90%以下而進行軋制，形成冷卻速度1°C /秒以上的加速冷卻，在低于550°C、30(TC以上的溫度范圍停止加速冷卻，其后放冷。但是，專利文獻5中母材韌性的穩(wěn)定性不充分。在專利文獻6中公開有一種材質(zhì)偏差少且焊接性優(yōu)異的高強度鋼材的制造方法， 其是在將C量進一步降低為0. 02mass%以下的成分系中，加熱至Ac3 1350°C的溫度后， 實施從800°C至650°C的溫度區(qū)域下的壓下率為20%以上的熱軋，其后冷卻。但是在專利文獻6中，HAZ韌性不充分，在適用于大線能量焊接中存在問題。專利文獻1日本專利第3863413號公報專利文獻2日本專利第4220871號公報專利文獻3特開2003-49237號公報專利文獻4日本專利第43547M號公報
專利文獻5特開2008-261012號公報專利文獻6日本專利第3500838號公報

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于，提供一種高張力鋼板，其能夠達成焊接性(HAZ韌性和耐焊接裂紋性)和穩(wěn)定的母材性能(抗拉強度和韌性)。解決上述課題的本發(fā)明的高張力鋼板，其中，含有C 0. 01 0. 06%(質(zhì)量％的意思。以下，關于化學成分組成均同。)、Mn:1.25 2.5%、Cr:0. 1 2. 0%, Mo 0. 01 1. 5%, V 0. 040% 以下(含 0% )、Nb 0. 001 0. 030%, B 0. 0006 0. 005%,Ti 0. 005 0. 05%,N 0. 002 0. 010%、Si :0.5% 以下(不含 0%)、A1 :0. 07% 以下(不含0% )、P :0.02%以下(不含0% )、S :0.01%以下(不含0% )，余量是鐵和不可避免的雜質(zhì)，由下式⑴、(2)表示的KP和KV分別滿足2. 4彡KP彡4. 5和KV彡0. 060， 并且鋼組織的90面積％以上為貝氏體，余量是由馬氏體和奧氏體構(gòu)成的混合組織(MA)、鐵素體、準多邊鐵素體，貝氏體組織的平均晶粒直徑為5 20 μ m，舊奧氏體晶粒的平均長寬比為5.0以上。KP = [Mn] +1. 5 X [Cr] +2 X [Mo]…(1)KV = [V]+ [Nb] — (2)(其中，□表示各元素的含量(質(zhì)量％)。)本發(fā)明的高張力鋼板，也可以根據(jù)需要以如下方式含有(a)Cu :2.0%以下(不含 0% ) ； (b)Ni :5.0%以下(不含0% ) ； (c)含有從&、Ca、Mg和REM之中選擇的1種以上， Ca、Mg和REM的合計含量為0. 010%以下(不含0% )，^ 量0. 020%以下(不含0% )。另外，本發(fā)明中也包括一種高張力鋼板的制造方法，是制造上述任意一種高張力鋼板的方法，其中，在加熱至Ac3 1300°C而進行熱軋時，使加熱溫度為T(°C )時，以 T/20-8(% )以上的壓下率實施未再結(jié)晶域軋制，在所述軋制后，以0. 5 50°C /s的冷卻速度進行冷卻。根據(jù)本發(fā)明，適當控制化學成分，并且適當控制制造條件(特別是在進行熱軋時， 以加熱溫度所對應的壓下率實施未再結(jié)晶域軋制)，因此能夠適當調(diào)整貝氏體組織分率、形態(tài)和舊奧氏體晶粒的平均長寬比，能夠達成焊接性(HAZ韌性和耐焊接裂紋性)和穩(wěn)定的母材性能(抗拉強度和韌性)。
具體實施例方式本發(fā)明者們?yōu)榱嗽诰哂袃?yōu)異的焊接性的鋼板中，不降低生產(chǎn)率而得到母材性能穩(wěn)定化的鋼板進行了研究，其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，在適當控制化學成分組成的基礎上，在制造條件中， 還特別進行根據(jù)熱軋的加熱溫度而適當控制未再結(jié)晶域的壓下率的軋制即可。首先，以下對于本發(fā)明的高張力鋼板的化學成分進行說明。C :0.01 0.06%C使焊接時的HAZ部的耐焊接裂紋性和母材強度并立，并且在用于改善大線能量 HAZ韌性上是重要的元素。若C超過0. 06%，則不會在高冷卻速度側(cè)成為低溫相變貝氏體， 而是使馬氏體生成，耐焊接裂紋性和大線能量HAZ韌性得不到改善。另外C低于0. 01 %時，得不到需要的最小限度的母材強度。因此C量定為0.01 0.06%。C量的下限優(yōu)選為 0. 020%，更優(yōu)選為0. OM%。C量的上限優(yōu)選為0. 050%以下，更優(yōu)選為0. 045%以下。Mn :1.25 2. 5%Mn具有改善淬火性的作用，并且使貝氏體塊微細化，發(fā)揮著改善母材韌性的效果。 若Mn量低于1.25%，則期望的淬火性改善作用得不到發(fā)揮，母材強度不足。另一方面，若 Mn量超過2. 5%而變得過剩，則使HAZ部的耐焊接裂紋性劣化。因此將Mn量定為1. 25 2.5%。Mn量的下限優(yōu)選為1.35%，更優(yōu)選為1.45% (特別優(yōu)選為1.50%)。Mn量的上限優(yōu)選為2.3%，更優(yōu)選為2.0%。Cr :0.1 2.0%Cr在本發(fā)明中是重要的元素，不僅改善淬火性，而且具有穩(wěn)定地確保來自B的淬火性的改善效果的作用。另外，還發(fā)揮著達成貝氏體塊的微細化，改善母材韌性的效果。Cr 量低于0. 1 %時，這些效果得不到有效地發(fā)揮，另一方面，若Cr量超過2. 0%而變得過剩，則 HAZ部的耐焊接裂紋性劣化。因此將Cr量定為0. 1 2. 0%。Cr量的下限優(yōu)選為0. 20%， 更優(yōu)選為0.40% (特別優(yōu)選為0.50% )。Cr量的上限優(yōu)選為1.5%，更優(yōu)選為1.4%。Mo :0.01 1.5%Mo通過Mo、Nb和B的復合效果，具有改善淬火性的作用。為了有效地發(fā)揮這樣的效果，Mo量需要使之含有0. 01%以上。另一方面，若Mo超過1. 5%而變得過剩，則HAZ的耐焊接裂紋性劣化。因此Mo量定為0. 01 1. 5%。Mo量的下限優(yōu)選為0. 10%，更優(yōu)選為 0. 13%。Mo量的上限優(yōu)選為1.3%，更優(yōu)選為1.0%。2. 4 彡 KP 彡 4. 5，KP = [Mn]+1. 5 X [Cr] +2 X [Mo]在本發(fā)明中，不僅要分別控制上述的Mn、Cr、Mo的含量，而且控制根據(jù)這些元素的含量決定的KP也很重要。KP的值低于2. 4時，不能充分發(fā)揮上述的淬火性改善效果，容易生成準多邊鐵素體和鐵素體，不能得到570MPa以上的母材強度。另一方面，若KP的值變大而超過4. 5，則大線能量HAZ韌性降低。因此KP定為2. 4以上、4. 5以下。KP的下限優(yōu)選為 2. 6，更優(yōu)選為2. 8。KP的上限優(yōu)選為4. 3，更優(yōu)選為4. 0。V 0. 040% 以下(含 0% )，Nb :0. 001 0. 030%V是通過少量的添加便具有提高淬火性和回火軟化阻抗的作用的元素。為了有效地發(fā)揮這樣的作用，V量優(yōu)選為0.01%以上，更優(yōu)選為0.02%以上。Nb也是通過少量的添加便可提高淬火性，有助于母材強度提高的元素，因此Nb量定為0. 001 %以上。Nb量的下限優(yōu)選為0. 005%,更優(yōu)選為0. 006%。另一方面，若V量和Nb量變得過剩，則大線能量HAZ韌性降低。因此V量定為0.040%以下，Nb量定為0.030%以下。V量的上限優(yōu)選為0.035%， 更優(yōu)選為0. 030%。Nb量的上限優(yōu)選為0. 025%，更優(yōu)選為0. 022%。KV 彡 0. 060，KV = [V]+ [Nb]在本發(fā)明中，上述V和Nb不僅要控制各自的含量，而且控制根據(jù)這些元素的含量而決定的KV的值也很重要。如上述，若這些元素變得過剩，則使大線能量HAZ韌性降低。因此KV定為0. 060以下。KV優(yōu)選為0. 055以下，更優(yōu)選為0. 040以下。B :0· 0006 0. 005%B是具有改善淬火性的作用的元素，其發(fā)揮的作用是，低冷卻速度下容易生成貝氏體，并且通過使C極低，同時添加適量的Mn、Cr、M0，可提高小線能量焊接時的HAZ部的焊接裂紋性和母材強度。為了有效地發(fā)揮這樣的作用，將B量定為0.0006%以上。B量的下限優(yōu)選為0. 0008%,更優(yōu)選為0. 0010%。另一方面，若B量變得過剩，則淬火性反而降低，母材韌性和焊接性不足。因此，B量定為0.005%以下。B量的上限優(yōu)選為0.004%，更優(yōu)選為 0.003%，進一步優(yōu)選為0.0015% (特別優(yōu)選0.0012% )。關于B，特別是在添加Nb和V的成分系中，精確地控制B量很重要。特別是已知通過復合添加Nb和B，鋼材的再結(jié)晶溫度上升。即，在復合添加Nb和B時，發(fā)現(xiàn)在比較高的溫度區(qū)域能夠?qū)嵤┪丛俳Y(jié)晶域軋制這樣的效果，但本發(fā)明者們發(fā)現(xiàn)，Nb和B的復合添加對于韌性(特別是HAZ韌性)造成很大的不良影響。從這一觀點出發(fā)，Nb量和B量的合計優(yōu)選為 0. 005 0. 033%，更優(yōu)選為 0. 010 0. 030%。Ti :0· 005 0. 05%Ti與N形成氮化物，使大線能量焊接時的HAZ部的奧氏體晶粒微細化，在有助于 HAZ韌性改善這一點上有用。因此將Ti量定為0.005%以上。Ti量的下限優(yōu)選為0.008%， 更優(yōu)選為0.010%。另一方面，若Ti量變得過剩，HAZ韌性反而降低。因此Ti量定為0. 05% 以下。Ti量的上限優(yōu)選為0. 040%以下，更優(yōu)選為0. 030%以下。N :0· 002 0. 010%N如上述，與N形成氮化物，使大線能量焊接時的HAZ部的奧氏體晶粒微細化，在有助于HAZ韌性改善這一點上有用。為了有效地發(fā)揮這樣的作用，N量定為0.002%以上。 N量的下限優(yōu)選為0. 0030%,更優(yōu)選為0. 0035%。但是，N與B結(jié)合而使固溶B減少，阻礙 B的淬火性提高作用，也有使母材的韌性和大線能量HAZ韌性降低的作用，若N的含量超過 0.010%，其該作用變得顯著。因此N量為0.010%以下。N量的上限優(yōu)選為0.0090%，更優(yōu)選為 0. 0080% οSi :0.5% 以下(不含 0% )Si是作為脫氧劑有用的元素，但若含有超過0. 5%，則焊接性和母材韌性降低。因此Si量為0. 5%以下。Si量的上限優(yōu)選為0. 40%以下，更優(yōu)選為0. 35%以下。Al :0· 07 % 以下(不含 0 % )Al是脫氧元素，并且固溶N而確保固溶B，是基于B提高淬火性提高作用的元素， 但若含有超過0.07%，則母材韌性降低。因此Al量為0.07%以下。Al量的上限優(yōu)選為 0. 060%，更優(yōu)選為0. 040%以下。P :0.02% 以下(不含 0% )，S :0.01% 以下(不含 0% )P和S是給韌性帶來不良影響的有害的雜質(zhì)元素，因此P量抑制在0.02%以下，S 量抑制在0.01%以下。P量的上限優(yōu)選為0.015%，更優(yōu)選為0.010%，S量的上限優(yōu)選為 0. 007%，更優(yōu)選為 0. 005% O本發(fā)明的鋼板的基本成分如上所述，余量實質(zhì)上是鐵。但是，當然也允許含有由于原料、物資、制造設備等的狀況而混入的不可避免的雜質(zhì)。另外，本發(fā)明的鋼板也可以根據(jù)需要含有以下的元素。Cu :2.0% 以下(不含 0% )Cu通過固溶強化和析出強化使母材強度提高，并且是具有淬火性提高作用的元素。為了有效地發(fā)揮這樣的效果，Cu量優(yōu)選含有0.10%以上，更優(yōu)選為0.20%以上。另一方面，若Cu量變得過剩，則大線能量HAZ韌性降低。因此Cu量優(yōu)選為2.0%以下。Cu量的
6上限更優(yōu)選為1. 5%，進一步優(yōu)選為0. 5%。Ni以下(不含 0% )Ni在母材韌性提高上是有用的元素。為了有效地發(fā)揮這樣的效果，Ni量優(yōu)選為 0. 10%以上，更優(yōu)選為0. 20%以上。另一方面，若Ni量變得過剩，則容易發(fā)生氧化皮瑕疵， 因此Ni量優(yōu)選為5.0%以下。Ni量的上限更優(yōu)選為4%以下，進一步優(yōu)選為3%以下。含有從&、Ca、Mg和REM之中選擇的1種以上，Ca、Mg和REM的合計含量為0. 010% 以下(不含0% )，^ 量ο. 020%以下(不含)Zr、Ca、Mg和REM均具有使夾雜物微細化的作用，因此是有助于母材韌性的穩(wěn)定化和HAZ韌性的提高的元素。為了有效地發(fā)揮這樣的效果，Ca、Mg和REM優(yōu)選合計含有 0. 0005%以上，更優(yōu)選為0. 0010%以上。另外，&量優(yōu)選為0. 002%以上，更優(yōu)選為0. 005% 以上。另一方面，若其含量變得過剩，則夾雜物粗大化，由此導致HAZ韌性劣化。因此Ca、 Mg和REM的含量優(yōu)選為合計0. 010%以下，更優(yōu)選為0. 008%以下，進一步優(yōu)選為0. 005% 以下。另外ττ量優(yōu)選為0. 020%以下，更優(yōu)選為0. 015%以下，進一步優(yōu)選為0. 010%以下。 還有，在本發(fā)明中，REM屬于元素周期表3族的鈧( )、釔(Y)和鑭系稀土類元素(原子編號57 71)的元素均能夠使用。接著，以下對于本發(fā)明的高張力鋼板的組織進行說明。本發(fā)明的高張力鋼板的組織，90面積％以上是貝氏體，余量是馬氏體和奧氏體構(gòu)成的混合組織(MA)、鐵素體、準多邊鐵素體。通過使貝氏體分率為90面積％以上，可以確保母材的抗拉強度。貝氏體分率優(yōu)選為95面積％以上，更優(yōu)選為97%以上，特別優(yōu)選為 100%。還有，上述專利文獻3是以鐵素體的微細化為前提的技術，在組織上與本發(fā)明不同。所述貝氏體組織的平均晶粒直徑為5 20 μ m。若所述貝氏體的平均晶粒直徑低于5 μ m，則貝氏體成為粒狀，強度和韌性降低。另一方面，若貝氏體平均晶粒直徑變得粗大而超過20 μ m,則母材韌性不穩(wěn)定。貝氏體組織的平均晶粒直徑優(yōu)選為8 16 μ m。另外在本發(fā)明中，舊奧氏體晶粒的平均長寬比為5. 0以上。舊奧氏體晶粒的平均長寬比在本發(fā)明中是重要的要件，通過在5.0以上，能夠穩(wěn)定確保母材韌性，即能夠?qū)⒛覆捻g性確保在規(guī)定水平以上，并且抑制偏差。舊奧氏體晶粒的平均長寬比優(yōu)選為6.0以上，更優(yōu)選為6. 2以上。該平均長寬比的上限沒有特別限定，但通常為10左右。本發(fā)明的高張力鋼板能夠穩(wěn)定確保母材強度和母材韌性。關于母材強度，在遵循例如后述的實施例所述的要領進行測量拉伸試驗中，優(yōu)選為570MPa以上。關于母材韌性， 在遵循例如后述的實施例所述的要領進行測量擺錘沖擊試驗中，對3個試驗片測量的擺錘吸收能(vE_5)的平均值和最低值均優(yōu)選為200J以上。另外使用本發(fā)明的高張力鋼板進行焊接時，能夠得到良好的焊接性。例如進行線能量15kJ/mm的焊接時的HAZ韌性，優(yōu)選在-5°C下的擺錘吸收能(vE_5)為80J以上，更優(yōu)選為100J以上(特別優(yōu)選150J以上)。另外關于耐焊接裂紋性，優(yōu)選在例如后述的實施例中測量的，截面裂紋率為0的焊縫根部裂紋防止預熱溫度為25°C以下，更優(yōu)選為0°C以下。本發(fā)明的鋼板的板厚，例如為6mm以上(優(yōu)選為15mm以上，更優(yōu)選為20mm以上)、 IOOmm以下左右。為了得到上述的本發(fā)明的高張力鋼板，在遵循通常的熔煉方法熔煉調(diào)整了化學成分組成的鋼，鑄造而成為板坯后進行熱軋，得到規(guī)定的板厚的鋼板這樣的厚鋼板的通常的制造工序中，特別需要的是，在加熱至Ac3 1300°C而進行熱軋時，以熱軋的加熱溫度 T(°C)所對應的壓下率實施未再結(jié)晶域軋制，將軋制后的冷卻速度控制在規(guī)定范圍。另外， 也優(yōu)選使終軋溫度為比較高的溫度。在加熱至Ac3 1300°C而進行熱軋時，若使熱軋的加熱溫度為T(°C )，則在本發(fā)明中，以Τ/20_8(%)以上的壓下率進行未再結(jié)晶域軋制很重要。在本發(fā)明中，所謂未再結(jié)晶域，意思是在該溫度區(qū)域，對于奧氏體粒徑100士 10 μ m的鋼板試驗片，以應變速度10/秒、 相當應變0. 2的條件施加壓下，10秒后凍結(jié)組織時(例如水冷等)，20體積％以下為再結(jié)晶晶粒的溫度區(qū)域。還有，該溫度區(qū)域根據(jù)鋼板的化學組成發(fā)生變動，因此在實施熱軋前，對于與各鋼板有著相同化學組成的試驗片進行上述操作，預先確認再結(jié)晶溫度區(qū)域即可。若未再結(jié)晶域軋制下的壓下率低于Τ/20_8(% )，則不能確保上述的舊奧氏體晶粒的長寬比在5.0以上，其結(jié)果是不能確保穩(wěn)定的母材韌性。未再結(jié)晶域軋制下的優(yōu)選壓下率為40%以上。另一方面，若該壓下率變得過大，則鐵素體相變發(fā)生，因此優(yōu)選上限為 60%。另外，軋制后的冷卻速度為0. 5 50°C /秒。若冷卻速度低于0. 50C /秒，則不能確保貝氏體分率，母材強度不充分。另一方面，若冷卻速度超過50°C /秒，則強度過剩，母材韌性不穩(wěn)定。冷卻速度優(yōu)選為2. 0 40°C /秒。在本發(fā)明的制造方法中，還優(yōu)選將終軋溫度設定得高。上述的專利文獻1、4終軋溫度比較低，若終軋溫度為低溫，則生產(chǎn)率降低，并且使舊奧氏體晶粒蓄積應變，因此容易生成鐵素體，母材強度降低，另外也容易發(fā)生偏差。因此，優(yōu)選終軋溫度為750°C以上，更優(yōu)選為770°C以上。盡可能在未結(jié)晶溫度區(qū)域結(jié)束軋制，終軋溫度的上限沒有特別限定，另外根據(jù)化學成分組成也有所不同，但大致為800°C以下。實施例以下，列舉實施例更具體地說明本發(fā)明。本發(fā)明不受以下實施例限制，在能夠符合前后述的宗旨的范圍內(nèi)當然也可以適當加以變更實施，這些均包含在本發(fā)明的技術范圍內(nèi)。遵循通常的熔煉法熔煉表1、2所示的化學組成的Al鎮(zhèn)靜鋼，鑄造而成為板坯后， 以表3、4所示的條件進行熱軋，制造高張力鋼板(板厚50mm)。還有，表1中的REM使用的是含有La為25%左右、Ce為25%左右的混合稀土。表1
權利要求
1.一種高張力鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計含有C :0. 01 0.06%、Mn :1. 25 2. 5%,Cr 0. 1 2. 0%,Mo :0. 01 1. 5%,V :0. 040% 以下且含 0%、Nb :0. 001 0. 030%, B 0. 0006 0. 005%,Ti :0. 005 0. 05%,N :0. 002 0. 010%,Si :0. 5% 以下但不含 0%、 Al 0. 07%以下但不含0%、P :0. 02%以下但不含0%、S :0. 01 %以下但不含0%，余量是鐵和不可避免的雜質(zhì)，由下式(1)、(2)表示的KP和KV分別滿足2. 4彡KP彡4. 5和KV彡0. 060，并且，鋼組織的90面積％以上為貝氏體，組織的余量是由馬氏體和奧氏體構(gòu)成的混合組織即MA組織、鐵素體、準多邊鐵素體，貝氏體組織的平均晶粒直徑為5 20 μ m，舊奧氏體晶粒的平均長寬比為5. 0以上，KP= [Mn]+1. 5X [Cr]+2X [Mo]... (1)KV = [V]+ [Nb] — (2)其中，[]表示各元素的質(zhì)量百分比含量。
2.根據(jù)權利要求1所述的高張力鋼板，其特征在于，所述高張力鋼板作為其他元素，以質(zhì)量％計還含有從以下(A) (D)中選出的至少一組(A)Cu :2. 0%以下但不含0% ；(B)Ni:5. 0%以下但不含0% ；(C)從Ca、Mg和REM之中選擇的1種以上，合計含量為0.010%以下但不含0% ；(D)Zr 0. 020%以下但不含0%。
3.一種高張力鋼板的制造方法，其特征在于，是制造權利要求1或2所述的高張力鋼板的方法，其中，在加熱至Ac3 1300°C而進行熱軋時，設加熱溫度為T(°C )時，以 T/20-8(% )以上的壓下率實施未再結(jié)晶域軋制，在所述軋制后以0. 5 50°C /s的冷卻速度進行冷卻。
全文摘要
本發(fā)明目的在于提供一種能夠達成焊接性和穩(wěn)定的母材性能的高張力鋼板。本發(fā)明的高張力鋼板，其特征在于，含有C0.01～0.06質(zhì)量％，還含有Mn、Cr、Mo、V、Nb、B、Ti、N、Si、Al、P、S，并且由下式(1)、(2)表示的KP和KV分別滿足2.4≤KP≤4.5和KV≤0.060，鋼組織的90面積％以上為貝氏體，余量是由馬氏體和奧氏體構(gòu)成的混合組織(MA)、鐵素體、準多邊鐵素體，貝氏體組織的平均晶粒直徑為5～20μm，舊奧氏體晶粒的平均長寬比為5.0以上。KP＝[Mn]+1.5×[Cr]+2×[Mo]…(1)KV＝[V]+[Nb]…(2)。
文檔編號C22C38/32GK102260825SQ201110145090
公開日2011年11月30日 申請日期2011年5月24日 優(yōu)先權日2010年5月27日
發(fā)明者岡崎喜臣, 名古秀德 申請人:株式會社神戶制鋼所