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CN109154041B - 高强度钢板 - Google Patents

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CN109154041B CN201680085629.8A CN201680085629A CN109154041B CN 109154041 B CN109154041 B CN 109154041B CN 201680085629 A CN201680085629 A CN 201680085629A CN 109154041 B CN109154041 B CN 109154041B
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川端纪正
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Abstract

一种高强度钢板，具有规定的化学组成，DI为2.0～7.8，Pcm为0.189％以上，金属组织包含面积率的合计为99％以上的马氏体和贝氏体之中的1种或两种，原始奥氏体晶粒的纵横尺寸比为2.0以上，长轴方向的长度为1.0μm以上的渗碳体的相对于所述长轴方向的长度为0.1μm以上的渗碳体的个数分率为5％以下，板厚为4.5mm～20mm，屈服强度为885MPa以上，抗拉强度为950MPa以上，断裂伸长率为12％以上，在－20℃的夏比吸收能为59J/cm2以上。

Description

高强度钢板
技术领域
本发明涉及高强度钢板。
背景技术
随着建筑物的高层化等，起重车等建筑机械、产业机械的大型化在推 进。可是，为了进一步大型化，需要建筑机械、产业机械的结构构件轻量 化。因此，为了将结构构件轻量化，要求建筑机械、产业机械所使用的钢 材高强度化。
可是，若为了抑制构件的重量增加而提高钢板的强度、限制钢板的板 厚，则通常断裂伸长率变小。例如，在将板厚限制为25mm以下的情况下， 难以确保12％以上的断裂伸长率。在将板厚限制为8mm以下的情况下， 更难以确保断裂伸长率。若断裂伸长率变小，则加工变得困难，因此在将 钢板用于建筑机械、产业机械的构件的情况下，对于钢板不仅要求强度， 而且要求断裂伸长率等延展性。另外，在作为结构构件使用的情况下，为 了防止脆性破坏，也需要低温韧性。
从这样的背景出发，曾提出了一种抗拉强度为780MPa以上、进而为 950MPa的高强度钢板及其制造方法。
例如，在专利文献1中，提出了一种高强度且韧性优异的钢板及其制 造方法，所述钢板是通过对降低C量、添加合金以使得得到适宜的淬硬性 的钢进行热轧制、急冷而得到的。
可是，在专利文献1的技术中，对于钢板的加工性没有进行考虑。
另外，例如，在专利文献2～4中，作为用于建筑机械等的钢板，提出 了在热轧制后，将钢带卷取成卷状而制造的高强度的热轧钢板，并提出了 该钢板的制造方法。具体而言，在专利文献2～4中公开了：通过在热轧制 后急冷到马氏体相变开始的温度(Ms)附近，保持规定时间后，卷取成卷 状，来制造以马氏体相或回火马氏体相为主相的热轧钢板的方法。可是， 在这些方法中，需要卷取成卷状，在采用这些方法得到的钢板中，轧制方 向的特性和与轧制方向垂直的方向的特性产生差异，不能得到均匀的特性。 另由于保持在生成微细的碳化物的温度区域的时间变长，因此屈服强度变 高，加工性降低。
以往，在制造高强度钢板时，对加热了的钢坯进行热轧制，加速冷却 到室温从而使金属组织成为马氏体后，为了提高延展性、韧性而实施了回 火(调质热处理)。若使钢板的金属组织成为马氏体，则强度变高，但要 确保延展性、韧性的话，优选在加速冷却后实施回火，来使金属组织成为 回火马氏体。可是，从缩短工期、抑制制造成本的观点来看，若省略该回 火，则金属组织成为马氏体，虽然能得到高强度，但是延展性、韧性降低。
在专利文献5中，提出了一种抑制Mn和Ni的含量，且使Mo和V 的含量增加，抑制马氏体生成，并形成为以下贝氏体为主体的组织的高强 度钢板及其制造方法。
可是，在专利文献5的技术中，由于以将冷却停止温度设为300～450 ℃而得到的组织为前提，因此不能得到充分的断裂伸长率。本发明人根据 专利文献5的公开来制成钢板，并实施试验的结果，没有得到12％以上的 断裂伸长率。
这样，以往的、板厚被限制并且金属组织以马氏体为主体的高强度钢 板，难以确保延展性、以及韧性。
另外，在将钢板应用于上述的结构构件的情况下，一般进行焊接。在 焊接时，对于焊接接头，从结构物的可靠性的方面考虑，作为其抗拉强度 (接头强度)，要求是对母材的要求值以上。可是，在对金属组织的主要 组织为马氏体的钢板进行了焊接的情况下，由于焊接热影响区的软化，焊 接接头的抗拉强度(接头强度)与母材相比降低，有时不满足要求值。
在先技术文献
专利文献
专利文献1:日本国特开2009－287081号公报
专利文献2:日本国特开2011－52320号公报
专利文献3:日本国特开2011－52321号公报
专利文献4:日本国特开2012－77336号公报
专利文献5:国际公开第2012/60405号
发明内容
本发明是鉴于这样的实际情况而完成的，其课题是提供很适合地用于 建筑机械、产业机械的高强度钢板及其制造方法。具体而言，其课题是提 供板厚为4.5～20mm、屈服强度为885MPa以上、抗拉强度为950MPa以 上、在－20℃的夏比吸收能为59J/cm2以上，并且断裂伸长率为12％以上， 金属组织以马氏体为主体，而且在进行了焊接时能够充分确保焊接接头的 抗拉强度的高强度钢板及其制造方法。
本发明人对于钢板的延展性和加速冷却停止温度的关系进行了调查。 其结果发现，在加速冷却停止温度为300℃以上、或者高于马氏体相变完 了的温度(Mf)的情况下，延展性降低。进一步进行调查的结果发现，在 300℃以上或高于Mf的温度下停止了加速冷却的情况下，在金属组织中， 未相变奥氏体发生贝氏体相变，以起因于该贝氏体而生成的粗大的碳化物 (渗碳体)为起点，过量地生成空隙，由此延展性降低。
本发明人研究了针对这样的延展性降低的对策。其结果得到了以下新 的见解：为了抑制前述的贝氏体相变，设计能够提高淬硬性的成分，而且， 在热轧制后，加速冷却到低于300℃、且Mf温度以下，由此能够使金属组 织以马氏体为主体，能够确保高强度钢板的延展性。
本发明是基于这样的见解而完成的，其要旨如下。
(1)本发明的一方式涉及的高强度钢板，化学组成以质量％计，含有 C：0.050～0.100％、Si：0～0.50％、Mn：1.20～1.70％、P：0.020％以下、 S：0.0050％以下、N：0～0.0080％、B：0.0003～0.0030％、Ti：0.003～ 0.030％、Nb：0.003～0.050％、Cr：0～2.00％、Mo：0～0.90％、Al：0～ 0.100％、Cu：0～0.50％、Ni：0～0.50％、V：0～0.100％、W：0～0.50％、 Ca：0～0.0030％、Mg：0～0.0030％、REM：0～0.0030％，余量为Fe以 及杂质，含有合计为0.20％以上的Cr和Mo之中的1种或两种，并且， 在上述Mo含量超过0.50％时，上述Cr含量为0.80％以下，用下述式1 求得的DI为2.0～7.8，用下述式2求得的Pcm为0.189％以上，金属组织 包含面积率的合计为99％以上的马氏体和贝氏体之中的1种或两种，原始 奥氏体晶粒的纵横尺寸比为2.0以上，长轴方向的长度为1.0μm以上的渗 碳体的相对于上述长轴方向的长度为0.1μm以上的渗碳体的个数分率为 5％以下，板厚为4.5mm～20mm，屈服强度为885MPa以上，抗拉强度为 950MPa以上，断裂伸长率为12％以上，在－20℃的夏比吸收能为59J/cm2以上。
DI＝[C]0.5×{0.34×(1+0.64×[Si])×(1+4.1×[Mn])×(1 +0.27×[Cu])×(1+0.52×[Ni])×(1+2.33×[Cr])×(1+3.14× [Mo])}×1.2···式1
Pcm＝[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr] /20+[Mo]/15+[V]/10+5×[B]···式2
其中，上述式1和上述式2中的[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、 [Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]是各元素的以质量％计的含量， 在不含有的情况下作为0来计算。
(2)上述(1)所述的高强度钢板，上述金属组织可以包含面积率为 90％以上的马氏体。
(3)上述(1)或(2)所述的高强度钢板，Cu含量可以为0～0.25 质量％。
(4)上述(1)～(3)的任一项所述的高强度钢板，Ni含量可以为0～ 0.25质量％。
(5)上述(1)～(4)的任一项所述的高强度钢板，V含量可以为0～ 0.050质量％。
(6)上述(1)～(5)的任一项所述的高强度钢板，W含量可以为0～ 0.05质量％。
(7)上述(1)～(6)的任一项所述的高强度钢板，上述板厚可以为 4.5mm～15mm。
(8)上述(1)～(7)的任一项所述的高强度钢板，在将上述Mo含 量记为[Mo]、上述Cr含量记为[Cr]时，[Mo]/[Cr]可以为0.20 以上。
(9)上述(8)所述的高强度钢板，在－40℃的夏比吸收能可以为 59J/cm2以上。
(10)上述(1)～(9)的任一项所述的高强度钢板，上述Pcm可以 为0.196％以上。
根据本发明的上述方式，能够在不大量地含有高价格的合金元素的前 提下提供屈服强度为885MPa以上、抗拉强度为950MPa以上，并且断裂 伸长率为12％以上的高强度钢板。该钢板显示出在－20℃的夏比吸收能为 59J/cm2以上的优异的韧性。另外，通过使作为淬硬性的指标的Pcm为 0.189％以上、优选为0.196％以上，在以规定的线能量以下进行了焊接时， 关于以本发明涉及的高强度钢板为母材的焊接接头的抗拉强度，能够确保 为950MPa以上。
进而，通过同时控制Mo的含量[Mo]与Cr的含量[Cr]的比即[Mo] /[Cr]，也能够提供在－40℃的夏比吸收能为59J/cm2以上的韧性更优异 的高强度钢板。
因此，本发明能够不使制造成本大幅提高而提供很适合地用于建筑机 械、产业机械的结构构件，且有助于建筑机械、产业机械的大型化、轻量 化的高强度钢板，上述等等的产业上的贡献极为显著。
附图说明
图1是说明断裂伸长率(Total elongation(总伸长率))与加速冷却 的停止温度Tcf、淬硬性指标DI以及C量的关系的图。
图2是表示[Mo]/[Cr]与在－40℃的夏比吸收能(vE－40)的关 系的图。
图3是表示加速冷却的停止温度与断裂伸长率的关系的图。
图4A是表示由加速冷却的停止温度带来的对渗碳体的形状的影响的 SEM照片，是使加速冷却停止温度为290℃的情况下的SEM照片。
图4B是表示由加速冷却的停止温度带来的对渗碳体的形状的影响的 SEM照片，是使加速冷却停止温度为400℃的情况下的SEM照片。
图5是从粗大的渗碳体附近发生的空隙的照片。
具体实施方式
以下对本发明的一实施方式涉及的高强度钢板(以下有时称为本实施 方式涉及的高强度钢板)进行详细说明。
首先，对本实施方式涉及的高强度钢板的化学组成(成分)进行说明。 以下关于含量的％的标记，在没有特别说明的情况下意指质量％。
(C：0.050～0.100％)
C是提高钢强度的有用的元素，并且是决定具有马氏体组织的钢的断 裂伸长率的极其重要的元素。本实施方式涉及的高强度钢板，为了得到充 分的强度，需要使C量为0.050％以上。为了进一步提高强度，C量优选 为0.060％以上、0.065％以上或者0.070％以上。另一方面，若C量超过 0.100％，则由于生成过量的碳化物而导致钢的延展性以及韧性劣化。因此， 为了得到良好的断裂伸长率以及韧性，需要使C量为0.100％以下。为了 进一步使延展性提高，优选将C量设为0.095％以下、0.090％以下或者 0.085％以下。
(Si：0.50％以下)
若过量地含有Si，则钢的延展性、韧性降低。因此，将Si量限制为 0.50％以下。不需要特别地规定Si量的下限，Si量的下限为0％。可是， 在将Si用于脱氧的情况下，为了得到其充分的效果，优选将Si量设为0.03％ 以上。另外，Si也是抑制碳化物生成的元素，在要得到该效果的情况下，Si 量优选设为0.10％以上，更优选设为0.20％以上。在不需要得到这些效果 的情况下，可以将Si量的上限设为0.45％、0.40％或者0.35％。
(Mn：1.20～1.70％)
Mn是使钢的淬硬性提高的重要元素。为了使金属组织中的马氏体面 积率增加从而得到高强度，将Mn量设为1.20％以上。Mn量优选设为超 过1.20％、1.25％以上或者1.30％以上、更优选设为1.35％以上或者1.39％ 以上。另一方面，若Mn量变得过量，则有时延展性以及韧性降低。因此， 将Mn量设为1.70％以下。更优选将Mn量设为1.60％以下、1.55％以下 或者1.50％以下。
(P：0.020％以下)
(S：0.0050％以下)
P、S是作为杂质在钢中不可避免地含有的元素，是使钢的韧性劣化的 元素。另外，在进行了焊接的情况下，是使焊接热影响区的韧性劣化的元 素。因此，将P量限制为0.020％以下、S量限制为0.0050％以下。为了进 一步提高韧性，可以将P量设为0.015％以下、S量设为0.0030％以下。P 量、S量越少越好，因此优选在可能的范围内降低。因此，不需要特别地 规定P量和S量的下限，P量和S量的下限为0％。可是，从脱磷、脱硫 的成本的观点出发，可以将P量设为0.001％以上、S设为0.0001％以上。 (B：0.0003～0.0030％)
B是在晶界偏析从而提高钢的淬硬性的元素，是通过微量的含有就体 现其效果的有用的元素。本实施方式涉及的高强度钢板，为了使金属组织 中的马氏体增加，将B量设为0.0003％以上。优选将B量设为0.0005％以 上。另一方面，若过量地含有B，则不仅提高淬硬性的效果饱和，而且形 成氮化物、碳硼化物等析出物，延展性、韧性反而降低。因此，将B量设 为0.0030％以下。优选将B量设为0.0020％以下或者0.0015％以下。
(Ti：0.003～0.030％)
Ti是形成氮化物的元素，是将钢中的N以TiN的形式固定，抑制BN 生成的元素。如上述那样，B是提高淬硬性的元素，但若形成BN，则得不 到其效果。本实施方式涉及的高强度钢板，为了抑制BN形成来确保淬硬 性，需要将Ti量设为0.003％以上。优选将Ti量设为0.005％以上，更优 选将Ti量设为0.010％以上。另一方面，若过量地含有Ti，则TiN变得粗大，存在延展性、韧性降低的情况。因此，将Ti量设为0.030％以下。优 选将Ti量设为0.020％以下。
(Nb：0.003～0.050％)
Nb是通过与B同时地含有来使钢的淬硬性显著提高的元素。本实施 方式涉及的高强度钢板，为了使金属组织中的马氏体的面积率增加，将Nb 量设为0.003％以上。Nb也是形成微细的氮化物，有助于晶粒的微细化， 提高韧性的元素。在要得到该效果的情况下，优选将Nb量设为0.005％以 上。更优选将Nb量设为0.010％以上或者0.015％以上。另一方面，若过 量地含有Nb，则氮化物变得粗大，存在延展性、韧性降低的情况。因此， 将Nb量设为0.050％以下。优选将Nb量设为0.040％以下、0.035％以下 或者0.030％以下。
(Cr：2.00％以下)
(Mo：0.90％以下)
(含有合计为0.20％以上的Cr和Mo的1种或两种，并且，在Mo含量超 过0.50％时，Cr含量为0.80％以下)
Cr和Mo是使淬硬性提高的重要元素，含有其一方或者两方。本实施 方式涉及的高强度钢板，为了使金属组织中的马氏体面积率增加，将Cr 量和Mn量的合计设为0.20％以上。将Cr量和Mn量的合计优选设为 0.30％以上，更优选设为0.40％以上。也考虑到仅含有Cr或者Mo的情况， Cr量和Mo量的下限为0％。根据需要，可以将Cr量的下限设为0.20％ 或者0.30％，同样地，可以将Mo量的下限设为0.20％或者0.30％。
另外，如果Cr量超过2.00％，或者，如果Mo量超过0.90％，则生成 微细的碳化物，延展性、韧性降低。因此，将Cr量以及Mo量分别设为 2.00％以下以及0.90％以下。Cr量优选为1.50％以下或者1.00％以下，更 优选为0.90％以下或者0.80％。另外，Mo量优选为0.70％以下，更优选 为0.60％以下或者0.50％。
而且，在含有Cr和Mo这两方的情况下，若含量变得过量，则韧性降 低，因此在Mo量超过0.50％时，需要将Cr量设为0.80％以下。在该情 况下，也可以将Cr量设为0.70％以下。另一方面，在Cr量超过0.80％时， 将Mo量设为0.50％以下为好，在Cr量超过1.20％时，将Mo量设为0.40％ 以下为好。可以将Cr量和Mo量的合计设为2.50％以下，但也可以设为2.00％以下、1.50％以下、1.30％以下或者1.10％以下。
(N：0.0080％以下)
N是杂质，不可避免地含有。N形成BN，损害B具有的提高淬硬性 的效果。因此，将N量限制为0.0080％以下。优选将N量限制为0.0060％ 以下，更优选将N量限制为0.0050％以下。N量优选在可能的范围内降低， 其下限设为0％。可是，从脱氮的成本的观点出发，可以将N量设为0.0001％ 以上。另一方面，为了谋求利用氮化物来实现金属组织的微细化，也可以 将N量设为0.0020％以上。
以上是作为本实施方式涉及的高强度钢板的必需元素以及杂质而含有 的元素，本实施方式涉及的高强度钢板，以具有由上述必需元素和余量的 Fe以及杂质(包括上述杂质元素以及根据情况而含有的上述以外的杂质元 素)组成的成分为基础。可是，本实施方式涉及的高强度钢板，除了上述 成分以外，为了脱氧、强度和/或延展性的提高、金属组织的微细化、以及 硫化物的形态控制等，也可以代替一部分Fe而还含有Al：0.100％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、V：0.100％以下、W：0.50％以下、 Ca：0.0030％以下、Mg：0.0030％以下、REM：0.0030％以下中的1种或 者2种以上。但是，这些元素不是必需的，因此也可以为0％。
(Al：0.100％以下)
Al是脱氧元素，在将Al用于脱氧的情况下，为了得到充分的效果， 优选将Al量设为0.010％以上。另一方面，若过量地含有Al，则由于氧化 物、氮化物的形成而导致延展性、韧性降低。因此，即使是含有的情况， 也将Al量限制为0.100％以下。优选限制为0.080％以下，更优选限制为 0.050％以下，进一步优选限制为0.030％以下。
(Cu：0.50％以下)
(Ni：0.50％以下)
Cu以及Ni是使钢的淬硬性提高的元素。在提高淬硬性来使金属组织 中的马氏体面积率增加的情况下，优选将Cu量、Ni量分别设为0.10％以 上。另一方面，Cu以及Ni是高价格的元素，因此即使是含有的情况也优 选将Cu量、Ni量分别设为0.50％以下。更优选将Cu量以及Ni量分别设 为0.40％以下，进一步优选分别设为0.30％以下。
(V：0.100％以下)
V是形成碳化物、氮化物的元素。在利用碳化物、氮化物来使晶粒微 细化从而提高韧性的情况下，优选将V量设为0.005％以上。另一方面， 若过量地含有V，则延展性、韧性降低。可是，与Nb、Ti相比，不良影 响小，因此将含有的情况下的V量的上限设为0.100％。优选将V量设为 0.050％以下。
(W：0.50％以下)
W是使钢的淬硬性提高的元素。在要得到该效果的情况下，优选将W 量设为0.05％以上。另一方面，若过量地含有W，则焊接性劣化。因此， 即使是含有的情况也将W量设为0.50％以下或者0.30％以下。根据需要可 以将W量设为0.02％以下或者0.01％以下。
(Ca：0.0030％以下)
Ca是控制氧化物、硫化物的形态的元素。在要得到该效果的情况下， 优选将Ca量设为0.0001％以上。更优选将Ca量设为0.0005％以上，进一 步优选设为0.0010％以上。另一方面，若过量地含有Ca，则不仅效果饱和， 而且有时由于夹杂物的形成而导致延展性、韧性降低。因此，即使是含有 的情况也将Ca量设为0.0030％以下。
(Mg：0.0030％以下)
Mg是具有通过将组织微细化来提高钢的韧性的作用的元素。在要得 到该效果的情况下，优选将Mg量设为0.0005％以上。另一方面，若过量 地含有Mg，则不仅效果饱和，而且有时由于夹杂物的形成而导致延展性、 韧性降低。因此，即使是含有的情况也将Mg量设为0.0030％以下。
(REM：0.0030％以下)
REM(稀土元素)是具有通过控制硫化物、特别是MnS的形态而提 高钢的韧性的作用的元素。在要得到该效果的情况下，优选将REM量设 为0.0001％以上。另一方面，若过量地含有REM，则含有REM的夹杂物 粗大化，有时延展性、韧性降低。因此，即使是含有的情况也将REM量 设为0.0030％以下。
另外，除了上述元素以外，只要在不损害作用效果的范围内则也可以 微量地含有其他的元素。
本实施方式涉及的高强度钢板，使各个元素在上述的范围，而且由化 学组成决定的DI以及Pcm需要满足以下的范围。
(DI：2.0～7.8)
DI是淬硬性的指标，由下述式1求得。在此，式中的[C]、[Si]、 [Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]为各元素的含量(质量％)， 在不含该元素的情况下作为0来计算。
如图1中定性地示出的那样，若提高淬硬性指标DI，则即使提高加速 冷却的停止温度Tcf(即，向图1的右方移动)，也能够抑制断裂伸长率 的降低。若提高加速冷却的停止温度Tcf，则强度的过量的上升被抑制， 能够提高韧性、延展性。要使强度、延展性、韧性的平衡良好的话，优选 将DI设为2.0以上。更优选DI为3.0以上，进一步优选DI为4.0以上。 另一方面，若淬硬性过度地变高，则强度过度地变高，存在韧性降低的情 况。因此DI优选为7.8以下。更优选DI为7.0以下，进一步优选DI为6.5 以下。
DI＝[C]0.5×{0.34×(1+0.64×[Si])×(1+4.1×[Mn])×(1 +0.27×[Cu])×(1+0.52×[Ni])×(1+2.33×[Cr])×(1+3.14× [Mo])}×1.2···式1
(Pcm：0.189％以上)
焊接接头通常被要求其抗拉强度(接头强度)是对用于焊接的母材的 抗拉强度的要求值以上。本发明人发现，在对金属组织的主要组织为马氏 体的钢板进行了焊接的情况下，存在由于焊接热影响区的软化而导致焊接 接头的抗拉强度(接头强度)与母材的抗拉强度相比降低情况。因此，本 发明人使用各种高强度钢板，使焊接线能量变化而制造焊接接头，并进行 了试验。其结果可知，通过提高钢板的淬硬性，具体而言，通过使由下述 式2求得的Pcm为0.189％以上，在以抑制焊接热影响区的软化，且大多 应用于建筑机械、产业机械的结构构件的制造的焊接线能量范围的下限值 7.0kJ/cm进行了焊接的情况下，能够使焊接接头的抗拉强度为950MPa以 上。
Pcm＝[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr] /20+[Mo]/15+[V]/10+5×[B]···式2
其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、 [V]、[B]为各元素的含量(质量％)，在不含该元素的情况下作为0 来计算。
进而，发明人对焊接线能量和焊接接头的强度进行研究，焊接接头的 强度能够采用JS来评价，所述JS是利用根据用于焊接的高强度钢板的成 分组成，由上述式2求得的Pcm、以及焊接线能量Hi[kJ/cm]，由下述 式a算出的，可知如果JS为950MPa以上，则即使是实际的焊接接头也 能够确保950MPa以上的接头强度。
JS＝(4.3/Hi+3.4)×(1680.7×Pcm－81.5)···式a
由上述的式子可知，为了确保焊接接头的强度，尽可能减小焊接线能 量为好。可是，为了确保焊接接头的健全性，存在焊接线能量的下限。为 了确保制作建筑机械、产业机械时的焊接作业的生产率等，将焊接线能量 降低至低于7.0kJ/cm并不容易。在该焊接线能量7.0kJ/cm的情况下，为 使JS为950MPa以上所需的Pcm，根据上述式，为0.189％。也就是说， 通过使Pcm为0.189％以上，能够确保950MPa以上的接头强度。
另外，如果使Pcm为0.196％以上，则即使是作为在焊接施工时不需 要特别的管理的焊接线能量的10.0kJ/cm的情况，也能够确保950MPa以 上的接头强度。也就是说，通过使Pcm为0.196％以上，即使不进行特别 的焊接施工管理，也能够使焊接接头的强度为950MPa以上。
再者，为了即使是更大的焊接线能量也确保焊接接头的强度，可以将 Pcm设为0.200％以上、0.205％以上、0.210％以上或者0.215％以上。焊 接线能量大时，能够降低焊接的层数，生产率提高，故优选。不需要特别 规定Pcm的上限，但为了防止焊接裂纹等，可以设为0.250％以下或者 0.240％以下。
([Mo]/[Cr]：0.20以上)
进而，发明人调查作为提高淬硬性的元素的Cr、Mo对韧性给予的影 响，并进行了研究。其结果可知，在淬硬性(DI)一定的情况下，Mo与 Cr的比率对韧性给予影响。具体而言，若以质量％计的Mo的含量[Mo] 与Cr的含量[Cr]的比([Mo]/[Cr])变大，则马氏体的下部组织 (板条束(packet)、板条块(block))变得微细，作为其结果，可知韧 性提高。为了更加提高韧性，可以将该比设为0.40以上、0.80以上或者1.00 以上。
图2是表示[Mo]/[Cr]和在－40℃的夏比吸收能的关系的图。图 2中的“○”表示实测值，“●”表示上述实测值的平均值。
如图2所示可知，存在随着[Mo]/[Cr]变大，在－40℃的夏比吸 收能增大的倾向，若[Mo]/[Cr]变为0.20以上，则在－40℃的夏比吸 收能变为59J/cm2以上。因此，在要求低温韧性的情况下，优选将[Mo] /[Cr]设为0.20以上。另一方面，Mo是与Cr相比容易形成微细的碳化 物和簇(cluster)的元素。因此，若与Cr相比过量地含有Mo，则存在韧 性降低的情况，可以将[Mo]/[Cr]设为2.00以下或者1.50以下。
夏比吸收能，通过根据JIS Z 2242进行的夏比冲击试验来测定。但是， 制取试件的钢板的板厚为8mm，使长度方向为轧制方向，从板厚中心部制 取的试件为10mm×5mm的小尺寸。
(马氏体和贝氏体中的1种或2种的合计面积率：99％以上，并且，断裂 伸长率：12％以上)
本发明人对于高强度钢板的淬硬性以及金属组织与断裂伸长率的关系 进行了研究。其结果，本发明人发现：若淬硬性不足，则断裂伸长率降低， 而且，该断裂伸长率降低、即延展性降低的原因，是如图4A、图4B所示 那样的、以起因于贝氏体而生成的粗大碳化物为起点的空隙的生成。而且， 得到以下见解：要提高高强度钢板的延展性的话，需要抑制成为粗大渗碳 体的生成原因的贝氏体的生成。为了抑制成为粗大渗碳体的生成原因的贝 氏体，优选形成为金属组织的90％以上为马氏体的马氏体主体组织。另外， 为了提高钢板的强度，也优选将金属组织中的马氏体面积率设为90％以 上。更优选为92％以上，进一步优选为94％以上。
可是，马氏体和贝氏体都是连续冷却相变组织，有时通过组织观察难 以进行准确的判别。在这样的情况下，如果马氏体和贝氏体的合计面积率 为99％以上、并且断裂伸长率为12％以上，则能够判断为抑制了成为粗大 渗碳体的生成原因的贝氏体。
因此，对于本实施方式涉及的高强度钢板而言，将马氏体和贝氏体中 的1种或2种的合计面积率设为99％以上，并且，将作为组织的指标的断 裂伸长率设为12％以上。在通过组织观察能够充分地判别马氏体和贝氏体 的情况下，优选将马氏体的面积率设为90％以上。
在本实施方式涉及的高强度钢板的情况下，金属组织的马氏体为淬火 态，与通过回火处理而得到的回火马氏体不同。如果是回火马氏体的话， 则通过长时间的回火，渗碳体会生长，因此不优选。
上述以外的其余部分，只要是铁素体、珠光体、残余奥氏体之中的1 种或者2种以上即可。
金属组织的判别以及马氏体的面积率的测定，利用光学显微镜来进行。 具体而言，将1/4t部(在板厚方向上距离钢板表面为板厚t的1/4的部分) 附近的与轧制方向平行的截面用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，使用光学显微镜， 在500倍下拍摄120μm×100μm的范围的2个视场，并测定了针状的板条 结构发达的组织的面积率。另外，其针状组织之中，将钢板的截面电解研 磨后，将钢板截面的1/4t部附近利用扫描型电子显微镜(SEM)进行观察。 在此，倍率为5000倍，拍摄50μm×40μm的范围。在渗碳体的长轴方向在 板条块内定向成2个方向以上的情况下，针状组织视为马氏体，求出该区 域的面积率。将光学显微镜下的针状组织面积率与SEM下的马氏体的面 积率的积作为该钢种的马氏体组织的面积率。
在上述的利用扫描型电子显微镜进行的组织观察中，有不能够明确判 别渗碳体的长轴方向在板条块内定向成2个方向以上的情况。在该情况下， 将在光学显微镜下针状的板条结构发达的组织的面积率作为马氏体和贝氏 体的合计的面积率。
(长轴方向的长度为1.0μm以上的渗碳体的相对于长轴方向的长度为 0.1μm以上的渗碳体的个数分率：5％以下)
如上述那样，为了提高钢板的延展性，抑制成为粗大渗碳体的生成原 因的贝氏体的生成，形成为以马氏体为主体的金属组织是重要的。可是， 为了进一步提高延展性，抑制以粗大的碳化物(特别是渗碳体)为起点的 空隙的生成是有效的。
本发明人发现，通过控制加速冷却的停止温度，能够降低长轴方向的 长度为1.0μm以上的粗大碳化物(特别是渗碳体)的个数分率，其结果， 能够抑制空隙的生成，谋求断裂伸长率的提高。具体而言，发现：通过使 长轴方向的长度为0.1μm以上的渗碳体之中的、长轴方向的长度为1.0μm 以上的渗碳体的个数分率为5％以下，能够使断裂伸长率提高。
后面会详述，在本发明中，通过在Mf以下的温度且低于300℃的温度 下停止加速冷却，能够形成为抑制了粗大碳化物生成的以马氏体为主体的 组织。也就是说，通过控制加速冷却的停止温度，能够抑制以长轴方向的 长度为1.0μm以上的粗大渗碳体为起点的空隙的生成。
渗碳体的个数密度的测定，利用扫描型电子显微镜(SEM)来进行。 具体而言，将钢板的截面进行电解研磨后，对于钢板截面的1/4t部附近， 将倍率设为5000倍，利用扫描型电子显微镜(SEM)来拍摄50μm×40μm 的范围。从得到的图像的反差(对比：contrast)，使用图像解析软件，将 纵横尺寸比为2.0以上、且长轴方向的长度为0.1μm以上的析出物视为渗碳体，来计数个数。同样地，对纵横尺寸比为2.0以上、且长轴方向的长 度为1.0μm以上的渗碳体的个数进行计数。然后，通过所得到的1.0μm以 上的析出物的个数除以0.1μm以上的渗碳体个数，来求出1.0μm以上的渗 碳体的个数分率(％)。碳化物的形状无特别限定，但例如为球状的情况 下，“长轴方向的长度”是指长径。
(原始奥氏体晶粒的纵横尺寸比为2.0以上)
对于本实施方式涉及的高强度钢板而言，将原始奥氏体晶粒的纵横尺 寸比设为2.0以上。在纵横尺寸比小于2.0的情况下，会担心韧性降低。
再者，在未再结晶区域轧制后，在线进行了加速冷却(直接淬火)的 情况下，能够使原始奥氏体晶粒的纵横尺寸比为2.0以上。另一方面，在 轧制以及冷却后，进行再加热来进行了淬火的情况下，通过轧制而得到的 加工组织未被继承，原始奥氏体晶粒的纵横尺寸比变得小于2.0。
原始奥氏体晶粒的纵横尺寸比采用以下的方法测定。即，将作为在板 厚方向上距离表面为板厚t的1/4的位置的1/4t部附近的与轧制方向平行 的截面用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，利用光学显微镜，并将倍率设为500倍， 来拍摄120μm×100μm的范围的2个视场。从所得到的图像，对于至少50 个以上的原始奥氏体晶粒测定长轴的长度和短轴的长度，长轴长度除以短 轴长度，来对于各个晶粒求出纵横尺寸比。然后，求出这些原始奥氏体晶 粒的纵横尺寸比的平均值。
接着，对于本实施方式涉及的高强度钢板的板厚、机械特性进行说明。
(板厚：4.5～20mm)
用于吊车等的高强度钢板的板厚一般为4.5～20mm。因此，将本实施 方式涉及的高强度钢板的板厚设为4.5～20mm。可是，在有助于轻量化方 面，优选为4.5～15mm。
(屈服强度：885MPa以上)
(抗拉强度：950MPa以上)
另外，为了有助于建筑机械、产业机械的大型化和轻量化，要求高强 度化，为了显著地得到经济性的效果，需要使屈服强度为885MPa以上、 抗拉强度为950MPa以上。不需要特别规定屈服强度的上限，但可以设为 1100MPa以下。不需要特别规定抗拉强度的上限，但可以设为1300MPa 以下或者1250MPa以下。
(断裂伸长率：12％以上)
为了将高强度钢板应用于建筑机械、产业机械的构件，要求弯曲性等 加工性，因此将断裂伸长率设为12％以上。另外，如上述那样，断裂伸长 率也是是否抑制了成为粗大渗碳体的生成原因的贝氏体的组织指标。
屈服强度、抗拉强度、断裂伸长率，根据JIS Z 2241进行拉伸试验来 测定。但是，拉伸试验的断裂伸长率的值依赖于试件的形状。上述的断裂 伸长率的限定(12％以上)，是作为拉伸试件使用了JIS Z2241的5号试 件(原标点间距离为50mm、平行部的宽度为25mm、试件的厚度为钢板 的厚度的状态的平板型试件)的情况下的值。
基于试件形状的不同的、伸长率的换算式，在ISO2566－1中也被规 定，采用JISZ2241的5号试件时的12％的伸长率，当拉伸试件为JIS Z2241 的13B号试件(原标点间距离为50mm、平行部的宽度为12.5mm、试件 的厚度为钢板的厚度的状态的平板型试件)时能够换算成为10.4％，当拉 伸试件为JIS Z2241的13A号试件(原标点间距离为80mm、平行部的宽 度为20mm、试件的厚度为钢板的厚度的状态的平板型试件)时能够换算 成为9.5％。
(在－20℃的夏比吸收能：59J/cm2以上)
在建筑机械、产业机械在寒冷地区使用的情况下，存在对高强度钢板 要求低温韧性的情况。因此，优选在－20℃的夏比吸收能为59J/cm2。更 优选在－40℃的夏比吸收能为59J/cm2以上。
夏比吸收能，从板厚中心部制取使长度方向为轧制方向的试件，在－ 20℃或－40℃进行基于JIS Z 2242的夏比冲击试验来测定。根据钢板的板 厚，有时难以制取10mm×10mm的全尺寸试件，在这样的情况下，使用小 尺寸的试件。夏比吸收能，是吸收能除以V缺口底部的试件截面积(cm2) 所得到的值(J/cm2)。例如，在10mm×10mm的全尺寸试件的情况下、 和10mm×5mm的小尺寸试件的情况下，测定出的夏比吸收能值(J)在全 尺寸试件的情况下除以1cm×0.8cm＝0.8cm2，在小尺寸试件的情况下除以 0.5cm×0.8cm＝0.4cm2，从而求得。
接着，对于在本实施方式涉及的高强度钢板的制造中优选的方法进行 说明。
本实施方式涉及的高强度钢板，可采用常规方法熔炼具有上述范围的 化学组成的钢液，对该钢液进行铸造，将所得到的钢坯加热，进行热轧制， 进行加速冷却，加速冷却停止后原样地自然冷却到室温来制造。但是，在 制造本实施方式涉及的高强度钢板时，加速冷却停止后或自然冷却到室温 后，不实施回火等调质热处理。若进行调质处理，则马氏体变为回火马氏 体。即，本实施方式涉及的高强度钢板，采用以缩短工期、削减制造成本为目的、且省略了调质热处理的所谓的非调质制造工序来制造高强度钢板。 采用非调质制造工序制造出的本实施方式涉及的高强度钢板，有时被称为 非调质高强度钢板。
以下对于各工序的优选的条件进行说明。
(钢坯的加热温度：1100～1250℃)
本实施方式涉及的高强度钢板，为了提高淬硬性，需要含有规定量的 合金元素。因此，在用于热轧制的钢坯中生成了合金元素的碳化物、氮化 物。在将钢坯加热时，需要使这些碳化物、氮化物分解从而固溶于钢中， 将加热温度设为1100℃以上。另一方面，若钢坯的加热温度过高，则结晶 粒径变得粗大，有时韧性降低，因此将加热温度设为1250℃以下。
(终轧温度：Ar3(℃)以上)
(加速冷却开始温度：Ar3(℃)以上)
对加热了的钢坯进行热轧制。为了在进行热轧制之后，通过加速冷却 来形成为以马氏体为主体的金属组织，需要在金属组织为奥氏体的温度下 开始加速冷却。因此，必须在金属组织为奥氏体的温度下终了热轧制。因 此，将热轧制的终轧温度设为Ar3(℃)以上。Ar3(℃)是在冷却时从奥 氏体开始铁素体相变的温度，可根据热膨胀行为来求出。另外，Ar3(℃) 可简单地采用例如下述式b求出。
Ar3＝868－396×[C]+24.6×[Si]－68.1×[Mn]－36.1×[Ni]－ 20.7×[Cu]－24.8×[Cr]+29.6×[Mo]···式b
在此，[C]、[Si]、[Mn]、[Ni]、[Cu]、[Cr]、[Mo] 是各元素的含量(质量％)，在不含元素的情况下作为0来计算。
热轧制采用常规方法进行即可，但优选进行使在1050℃以上的温度范 围的累积压下率为50～80％的再结晶区域轧制、和使在Ar3～950℃的温 度范围的累积压下率为50～90％的未再结晶区域轧制。
(加速冷却的冷却速度：30～200℃/s)
与热轧制接续而进行的加速冷却，使马氏体生成。加速冷却的冷却速 度，为了使马氏体的面积率增加，需要设为30℃/s以上。若小于30℃/s， 则得不到充分的马氏体面积率。为了促进马氏体相变，优选加快冷却速度， 但由于有板厚、设备的制约，因此可以将上限设为200℃/s以下。关于冷 却速度，测定热轧制后的钢板的表面的温度变化，水冷开始前的表面温度 和刚刚水冷停止后的表面温度的差除以冷却所需要的时间来算出。
(加速冷却的停止温度：Mf(℃)以下、且小于300℃)
本发明人对于淬硬性以及加速冷却的停止温度与金属组织以及断裂伸 长率的关系进行了研究。在此，在热轧制后对钢板进行急冷的情况下，马 氏体相变开始的温度Ms(℃)用下述式3求出。另外，马氏体相变终了的 温度Mf(℃)是比Ms(℃)低约150℃的温度，用下述式4求出。下述 式3的[C]、[Mn]、[V]、[Cr]、[Ni]、[Cu]、[Mo]、 [Al]是各元素的含量(质量％)，在不含该元素的情况下作为0来计算。
Ms＝550－361×[C]－39×[Mn]－35×[V]－20×[Cr]－17×[Ni] －10×[Cu]－5×[Mo]+30×[Al]···式3
Mf＝Ms－150···式4
为了使金属组织成为马氏体，需要至少冷却到Ms(℃)以下的温度， 若冷却(急冷)到Mf(℃)以下的温度，则金属组织的90％以上变为马 氏体。但是，在冷却停止温度为300℃以上的情况下，冷却变得不稳定， 存在马氏体的一部分变为贝氏体的情况，因此冷却停止温度设为Mf(℃) 以下、且小于300℃。
加速冷却的停止温度，如上述那样极为重要，在比马氏体相变开始的 温度Ms(℃)低的温度停止成为前提条件。而且，若加速冷却到马氏体相 变完了的温度Mf(℃)以下、且小于300℃的温度，则金属组织成为抑制 了碳化物生成的马氏体主体的组织。
另一方面，在加速冷却的停止温度在Ms(℃)和Mf(℃)之间(Ms －Mf间)的情况下，高强度钢板的延展性被淬硬性影响。即，若提高淬硬 性，则抑制贝氏体的生成，与此相伴，渗碳体系的粗大碳化物的生成被抑 制，断裂伸长率提高，且偏差也变小。
而且，当定性地整理加速冷却的停止温度Tcf以及Mf与断裂伸长率 的关系、DI以及C量对断裂伸长率给予的影响时，可示意性地如图1所示。 在此，图1的纵轴为断裂伸长率(总伸长率)、横轴为加速冷却的停止温 度Tcf，DI为用上述式1求出的淬硬性的指标。
如图1的曲线所示，若加速冷却的停止温度Tcf降低，则马氏体相变 被促进，抑制了贝氏体的生成，因此断裂伸长率提高，若Tcf变为Mf以 下，则断裂伸长率变为恒定。若Tcf变为Mf以下，则断裂伸长率大体由C 含量决定，提高降低C含量，断裂伸长率提高。
另一方面，在加速冷却的停止温度Tcf在Ms－Mf间的情况下，随着 Tcf的降低，断裂伸长率提高，但此时若为了提高淬硬性而添加合金元素， 则DI增加，从而抑制贝氏体的生成，抑制粗大碳化物的生成，由此断裂 伸长率提高。
加速冷却的停止温度的下限并不特别限制，也可以加速冷却到室温。 要是利用使位错固定碳原子等的作用来提高屈服强度的话，加速冷却的停 止温度优选为100℃以上。
加速冷却停止后，不实施回火等调质热处理而原样地自然冷却到室温。
实施例
以下对本发明的实施例进行说明。以下所示的实施例中的条件，是为 了确认本发明的可实施性以及效果而采用的一条件例，本发明并不被该一 条件例限定。另外，本发明能够在不脱离本发明的要旨、且达到本发明的 目的的限度下采用各种条件。
将熔炼表1所示的化学成分(余量为Fe以及杂质)而得到的钢坯，采 用表2所示的制造条件来制成板厚4.5～20mm的钢板。“加热温度”表示钢 坯的再加热温度，“轧制终了温度”表示热轧制的终了温度，“水冷开始温度” 表示加速冷却(水冷)开始时的钢板的表面温度，“冷却速度”表示在Ar3 (℃)～加速冷却停止温度的温度范围中的、板厚中心部的平均冷却速度， “水冷停止温度”表示水冷停止时的钢板的表面温度。钢板的表面温度采用 辐射温度计测定，“冷却速度”根据表面温度通过热传导计算求出板厚中心 部的温度从而算出。不论哪种钢板都没有进行回火。
对所得到的钢板的金属组织、机械特性(屈服强度、抗拉强度、断裂 伸长率、韧性、接头强度)进行了评价。
金属组织的判别以及马氏体和贝氏体的面积率的测定采用以下的方法 进行。
将钢板的截面进行镜面研磨后，将1/4t部附近的与轧制方向平行的截 面用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，使用光学显微镜，在500倍下拍摄120μm×100 μm的范围的2个视场，测定了针状的板条结构发达的组织的面积率。另 外，关于其针状组织，将钢板的截面电解研磨后，将钢板截面的1/4t部附 近利用扫描型电子显微镜(SEM)进行观察。在此，倍率为5000倍，拍 摄了50μm×40μm的范围。在渗碳体的长轴方向在板条块内定向成2个方 向以上的情况下，针状组织视为马氏体，并求出该区域的面积率。将光学 显微镜下的针状组织面积率与SEM下的马氏体的面积率的积作为该钢种 的马氏体的面积率。另外，将马氏体以外的针状组织视为贝氏体。
再者，在上述的利用扫描型电子显微镜进行的组织观察中，在不能够 明确判别渗碳体的长轴方向在板条块内定向成2个方向以上的情况下，将 在光学显微镜下针状的板条结构发达的组织的面积率作为马氏体和贝氏体 的合计的面积率。
将马氏体和贝氏体的合计的面积率为99％以上、或者在能够明确判断 马氏体的情况下将马氏体面积率为90％以上设定为目标值。
表3中记载的“马氏体和贝氏体”以外的组织(其余部分)，为铁素体、 珠光体、残余奥氏体中的1种或者2种以上。
进而，将钢板的截面电解研磨后，将钢板截面的1/4t部附近利用扫描 型电子显微镜(SEM)进行观察，测定了渗碳体的个数密度。具体而言， 将钢板的截面电解研磨后，对于钢板截面的1/4t部附近，将倍率设为5000 倍，利用扫描型电子显微镜(SEM)来拍摄了50μm×40μm的范围。从所 得到的图像的反差，使用图像解析软件，从得到的图像的反差，使用图像 解析软件，将纵横尺寸比为2.0以上、且长轴方向的长度为0.1μm以上的 析出物视为渗碳体，来计数个数。同样地，对纵横尺寸比为2.0以上、且 长轴方向的长度为1.0μm以上的渗碳体的个数进行计数。然后，通过所得 到的1.0μm以上的析出物的个数除以0.1μm以上的渗碳体个数，来求出 1.0μm以上的渗碳体的个数分率(％)。再者，如果1.0μm以上的渗碳体 的个数分率为5％以下，则判断为良好。
进而，对原始奥氏体晶粒的纵横尺寸比进行了测定。具体而言，将1/4t 部附近的与轧制方向平行的截面用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，利用光学显微镜， 将倍率设为500倍，来拍摄120μm×100μm的范围的2个视场。从所得到 的图像，对于至少50个以上的原始奥氏体晶粒测定长轴的长度和短轴的长 度，长轴长度除以短轴长度，来对于各个晶粒求出纵横尺寸比。然后，求 出这些原始奥氏体晶粒的纵横尺寸比的平均值，并作为原始奥氏体晶粒的 纵横尺寸比。再者，如果原始奥氏体晶粒的纵横尺寸比为2.0以上，则判 断为良好。
进而，从钢板制取试件(全厚)，根据JIS Z 2241来测定了抗拉强度、 屈服强度、断裂伸长率。另外，根据JIS Z 2242来测定了在－20℃以及－ 40℃的温度下的夏比吸收能。拉伸试件是使长度方向与轧制方向垂直而制 取的5号试件(全厚)，屈服强度是指条件屈服强度σ0.2(0.2％耐力)。 夏比冲击试件，是使长度方向为轧制方向而从板厚中心部制取的10×5mm 的小尺寸试件。
这些试验的结果，在屈服强度为885MPa以上、抗拉强度为950MPa 以上、断裂伸长率为12％以上、在－20℃的吸收能值(vE－20)为59J/cm2以上的情况下，评价为机械特性良好。
使用机械特性良好的钢板(钢板号码1～16)、以及Pcm小于0.189％ 的钢板号码32来制作了焊接接头。
焊接方法采用MAG焊接，焊接线能量设为7.0kJ/cm、或10.0kJ/cm。 在线能量为7.0kJ/cm的情况下，将焊接条件设为：电流280A、电压27V、 焊接速度65cm/min，在线能量为10.0kJ/cm的情况下，将焊接条件设为电 流305A、电压29V、焊接速度53cm/min。
焊接接头的抗拉强度(接头强度)，采用JIS Z 3121所规定的拉伸试 验来评价，将950MPa以上评价为良好。
将以上的评价结果示于表3。再者，在表3中，带有下划线的数值， 表示该值在本发明范围外、或者没有得到目标特性。
钢板号码1～16为本发明例，得到了优异的强度、延展性、韧性。另 外，接头强度也得到了950MPa以上的强度。而且，对于Mo/Cr为0.20 以上的例子，即使是－40℃的试验温度也得到了优异的韧性。
另一方面，钢板号码17～35为比较例，屈服强度、抗拉强度、断裂伸 长率、vE－20中的1项以上不满足目标。
钢板号码17、26、29分别由于C量或Mn量少因此强度降低了。关 于钢板号码26、29，马氏体分率也不充分。
另外，钢板号码20，由于Mn量少，淬硬性也低，因此除了马氏体以 外，生成了铁素体和贝氏体，马氏体的生成量不满足本发明的范围，其结 果，强度大幅度地低。
钢板号码18、19、21、22、23、27、28、30，分别C量、Si量、Mn 量、Cr量、或Mo量过量，延展性以及韧性低。
钢板号码24，起因于轧制终了温度以及水冷开始温度低，除了马氏体 以外，生成了加工铁素体，马氏体分率不满足本发明的范围，其结果，强 度低。
另外，钢板号码33，起因于水冷开始温度低，除了马氏体以外，生成 了加工铁素体，马氏体分率不满足本发明的范围，其结果，强度低。
钢板号码25、34，由于水冷停止温度高，未相变奥氏体发生了贝氏体 相变，因此马氏体分率低。另外，由于以起因于该贝氏体而生成的粗大碳 化物(渗碳体)为起点的空隙的过量的生成，断裂伸长率变低。另外，钢 板号码34的屈服强度也低。
钢板号码31，由于Cr以及Mo的含量高，DI过高，因此韧性、断裂 伸长率低。
钢板号码32，由于Pcm低，因此接头强度低于950MPa。
钢板号码35，由于在未再结晶区域的压下率低，原始奥氏体晶粒的纵 横尺寸比小于2.0，因此韧性低。
Figure BDA0001862289840000251
表2
Figure BDA0001862289840000261
Figure BDA0001862289840000271
产业上的可利用性
根据本发明，能够在不大量含有高价格的合金元素的前提下提供屈服 强度为885MPa以上、抗拉强度为950MPa以上、并且断裂伸长率为12％ 以上的高强度钢板。另外，该钢板显示出在－20℃的夏比吸收能为59J/cm2以上的优异的韧性。因此，在产业上有用。

Claims (13)

1.一种高强度钢板，其特征在于，化学组成以质量％计含有
C：0.050～0.100％、
Si：0～0.50％、
Mn：1.20～1.70％、
P：0.020％以下、
S：0.0050％以下、
N：0～0.0080％、
B：0.0003～0.0030％、
Ti：0.003～0.030％、
Nb：0.003～0.050％、
Cr：0～2.00％、
Mo：0～0.90％、
Al：0～0.100％、
Cu：0～0.50％、
Ni：0～0.50％、
V：0～0.100％、
W：0～0.50％、
Ca：0～0.0030％、
Mg：0～0.0030％、
REM：0～0.0030％，
余量为Fe以及杂质，
含有合计为0.20％以上的Cr和Mo之中的1种或两种，并且，在所述Mo含量超过0.50％时，所述Cr含量为0.80％以下，
用下述式1求得的DI为2.0～7.8，
用下述式2求得的Pcm为0.189％以上，
在将所述Mo含量记为[Mo]、所述Cr含量记为[Cr]时，[Mo]/[Cr]为0.20以上，
金属组织包含面积率的合计为99％以上的马氏体和贝氏体之中的1种或两种，
原始奥氏体晶粒的纵横尺寸比为2.0以上，
长轴方向的长度为1.0μm以上的渗碳体的相对于所述长轴方向的长度为0.1μm以上的渗碳体的个数分率为5％以下，
板厚为4.5mm～20mm，
屈服强度为885MPa以上，抗拉强度为950MPa以上，断裂伸长率为12％以上，在－20℃的夏比吸收能为59J/cm2以上，
DI＝[C]0.5×{0.34×(1+0.64×[Si])×(1+4.1×[Mn])×(1+0.27×[Cu])×(1+0.52×[Ni])×(1+2.33×[Cr])×(1+3.14×[Mo])}×1.2 ···式1
Pcm＝[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5×[B]···式2
其中，所述式1和所述式2中的[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]是各元素的以质量％计的含量，在不含有的情况下作为0来计算。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，所述金属组织包含面积率为90％以上的马氏体。
3.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，Cu含量为0～0.25质量％。
4.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，Ni含量为0～0.25质量％。
5.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，V含量为0～0.050质量％。
6.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，W含量为0～0.05质量％。
7.根据权利要求1～6的任一项所述的高强度钢板，其特征在于，所述板厚为4.5mm～15mm。
8.根据权利要求1～6的任一项所述的高强度钢板，其特征在于，在－40℃的夏比吸收能为59J/cm2以上。
9.根据权利要求1～6的任一项所述的高强度钢板，其特征在于，所述Pcm为0.196％以上。
10.根据权利要求7所述的高强度钢板，其特征在于，在－40℃的夏比吸收能为59J/cm2以上。
11.根据权利要求7所述的高强度钢板，其特征在于，所述Pcm为0.196％以上。
12.根据权利要求8所述的高强度钢板，其特征在于，所述Pcm为0.196％以上。
13.根据权利要求10所述的高强度钢板，其特征在于，所述Pcm为0.196％以上。
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