CN103710621A

CN103710621A - 应变时效前后的韧性变化小的厚钢板

Info

Publication number: CN103710621A
Application number: CN201310454903.2A
Authority: CN
Inventors: 伊庭野朗; 田村荣一; 三大寺悠介
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2012-10-03
Filing date: 2013-09-29
Publication date: 2014-04-09
Anticipated expiration: 2033-09-29
Also published as: KR20140043868A; JP2014074194A; CN103710621B; JP5732017B2; KR101553748B1

Abstract

本发明的课题在于提供一种应变时效前后的韧性变化小的厚钢板。该厚钢板满足规定的化学成分组成，并且满足ΔG/[Si]>0.4以及[Ti]×[N]≥4.0×10^-5，且具有铁素体部分比率为40～90面积％、贝氏体部分比率为5～60面积％的混合组织，铁素体部分比率+贝氏体部分比率的合计为90面积％以上，并且含有1面积％以上的硬质相，有效晶粒直径为3～25μm，另外，全部组织所包含的固溶C量为0.035质量％以下。

Description

应变时效前后的韧性变化小的厚钢板

技术领域

本发明涉及适用于海洋构造物等的厚钢板，尤其是涉及应变时效前后的韧性变化小的厚钢板。

背景技术

已知有钢材因应变时效而导致屈服强度(YS)上升的情况。另一方面，还知晓因屈服强度(YS)上升而导致韧性降低的情况。即，可能因应变时效而导致韧性降低。在该应变时效中产生的现象可以说是因为，固溶C/N在轧制状态下固定于组织中所包含的位错、因应变赋予而导入的位错。根据上述情况，为了减小基于应变时效的特性变化，认为对位错的状态进行控制、或减少固溶C/N量是有效的。

一直以来，着眼于基于上述那样的钢材的应变时效的韧性的变化，提出有各种与即使在应变时效后也能够抑制韧性的降低、能够确保优异的韧性的钢材相关的技术。

专利文献1记载的技术是作为减少固溶C/N量而能够有效地获得应变时效前后的韧性变化小的钢板而提出的技术，其着眼于固溶C量，在将钢材中的C的含有量设为低含有量(小于0.030wt％)的基础上，添加Ti、Nb中的任一种以上的元素，谋求固溶C量的减少以及在韧性没有降低的范围内不发生高YR化的析出碳化物的粗大化，从而提出有能够确保应变时效后(冷成形后)的韧性的钢板。

然而，专利文献1所记载的钢板的C的含有量小于0.030wt％，并且卷绕温度为550℃以上，因此金属组织成为多边形铁素体为大致100％且几乎不含有贝氏体、硬质相(马氏体，MA)的组织，因此预料到应变时效前的YS不是足够高。

另一方面，根据专利文献2，着眼于固溶C/N量以外的因素，提出关于抑制基于应变时效的韧性变化的钢材的技术。具体而言，通过提高因应变赋予而导入的位错的可动性，能够制造TS等级为500-690MPa且基于应变时效的韧性(vTrs：裂纹扩展转变温度)变化小的(ΔvTrs为25℃以内)、板厚为20～100mm的钢板。

然而，在该钢板的制造中，需要在950℃以上结束轧制、或在950℃以下、Ar3点以上的温度区域内进行压下率40％以上的压下。在将轧制结束温度设为950℃以上的高温的情况下，产生获得的钢板的YS不足这样的问题。另一方面，在950℃以下、Ar3点以上的温度区域内进行压下率40％以上的压下，需要在制造加工板厚为75mm以上的厚钢板时确保足够的板坯厚，存在板坯难以制造这样的问题。

此外，轧制后的冷却停止温度为600℃左右，与专利文献1记载的技术相同地，预料制造出的钢板的金属组织成为多边形铁素体为大致100％且几乎不含有贝氏体、硬质相(马氏体，MA)的组织。

另外，Ni为选择元素，并非意欲控制ΔG/[Si]这样的技术思想，而是成分组成的平衡与本申请发明不同，例如，即使该专利文献2记载的钢材为应变时效前后的韧性变化较小的钢材，但强度(YS、TS)韧性(vTrs：裂纹扩展转变温度)-基于应变时效的韧性变化平衡与本申请发明不同。

另外，专利文献3～6中提出有与下述钢材相关的技术，其着眼于基于应变时效的韧性变化，不进行固溶C/N控制，但添加Cu、Ni。

专利文献3记载的技术是以改善建筑用钢材的表层附近的延展性、大线能量HAZ韧性、以及低屈服比为课题而开发的技术，为了实现该课题，记载有向钢材添加Cu、Ni的实施例。然而，实施例记载的钢材中的[Ti]×[N]为低等级，当以与本申请发明相同的工序制作钢板时，考虑不能制造出规定的组织。

专利文献4记载有改善焊接接头的HAZ韧性的技术，特别是虽然对母材的制造技术没有详细记载，但记载有向母材添加Cu、Ni的实施例。然而，在该母材中含有10ppm以上的B，能够使金属组织以贝氏体为主体，且固溶C量变多，考虑到基于应变时效的vTrs的变化变大。

专利文献5记载有与改善使产生的脆性龟裂的传播停止的特性且板厚中央部的母材韧性也优异的钢板相关的技术，为了实现该课题，记载有向钢板添加Cu、Ni的技术。然而，由于制造过程中的轧制后的冷却停止温度为高温，因此金属组织不成为规定的组织，考虑TS或TS-韧性等级不足。

专利文献6记载有与表层附近的延展性优异且提高抗震性的建筑用钢板相关的技术，为了实现该课题，记载有向钢板添加Cu、Ni的实施例。然而，对于固溶C量控制来说是重要要件的轧制后的冷却停止温度低至280℃，认为难以获得足够的韧性、或难以减小基于应变时效的韧性变化。另外，实施例中大多不添加对于确保厚钢板的韧性来说重要的Ca，认为夹杂物对韧性造成负面影响。

在先技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平9-41035号公报

专利文献2：日本特开2003-13174号公报

专利文献3：日本特开2010-229442号公报

专利文献4：日本特开2009-068078号公报

专利文献5：日本特开2008-280600号公报

专利文献6：日本特开2003-328080号公报

发明内容

本发明为了解决上述现有的问题而完成的，因此其课题在于提供一种应变时效前后的韧性变化小的厚钢板，更详细而言，提供以强度计、YS(屈服强度)：400MPa以上、TS(拉伸强度)：500～700MPa、应变时效后的vTrs(裂纹扩展转变温度)为-60℃以下、基于应变时效的vTrs变化为30℃以内这样的具有优异的强度韧性基于应变时效的韧性变化平衡的厚钢板。

解决方案

技术方案1所记载的发明为一种应变时效前后的韧性变化小的厚钢板，其以质量％计，含有C：0.03～0.06％、Si：0.35％以下(不包含0％)、Mn：1.25～1.75％、P：0.010％以下(不包含0％)、S：0.003％以下(不包含0％)、Al：0.025～0.035％、Cu：0.1～0.4％、Ni：0.45～0.75％、Nb：0.01～0.05％、Ti：0.005～0.025％、N：0.0030～0.0060％、Ca：0.0010～0.0025％，剩余部分为铁及不可避免的杂质，并且满足ΔG/[Si]>0.4及[Ti]×[N]≥4.0×10^-5，且具有铁素体部分比率为40～90面积％、贝氏体部分比率为5～60面积％的混合组织，铁素体部分比率+贝氏体部分比率的合计为90面积％以上，并且含有1面积％以上的硬质相，有效晶粒直径为3～25μm，所述应变时效前后的韧性变化小的厚钢板的特征在于，此外，全部组织所包含的固溶C量为0.035质量％以下。

其中，在上式中，ΔG=(A3-Bs)/A3，A3=894.5-269.4[C]+37.4[Si]-31.6[Mn]-19.0[Cu]-29.2[Ni]-11.9[Cr]+19.5[Mo]+22.2[Nb])，Bs=830-270[C]-90[Mn]-37[Ni]-70[Cr]-83[Mo]。需要说明的是，在所述各式中，[]表示质量％。

技术方案2所记载的发明在技术方案1记载的应变时效前后的韧性变化小的厚钢板的基础上，以质量％计，进一步含有Cr：0.5％以下(不包含0％)及/或Mo：0.5％以下(不包含0％)。

发明效果

根据本发明的厚钢板，能够获得应变时效前后的韧性变化小的厚钢板，尤其是，以强度计、YS(屈服强度)：400MPa以上、TS(拉伸强度)：500-700MPa、应变时效后的vTrs(裂纹扩展转变温度)：-60℃以下、基于应变时效的vTrs变化：30℃以内这样的具有优异的强度-韧性-基于应变时效的韧性变化平衡的厚钢板。

具体实施方式

本申请的发明人为了获得应变时效前后的韧性变化小的厚钢板，尤其是强度(YS、TS)-韧性(vTrs：裂纹扩展转变温度)基于应变时效的韧性变化的平衡优异的厚钢板，从成分组成、金属组织这样的各种角度进行深入研究。其结果是，发现在将Cu、Ni作为必需添加元素而规定厚钢板的成分组成的基础上，将ΔG/[S]及[Ti]×[N]设在适当的范围内，并且适当地控制占据在金属组织中的贝氏体与铁素体、及硬质相的比例(面积％)，此外通过将有效结晶颗粒径、及所有组织包含的固溶C量收纳在适当的范围内，能够获得期望的厚钢板，以至完成本发明。需要说明的是，[]表示各元素的质量％。(在以下的记载中也相同。)

以下，基于实施方式对本发明进行详细地说明。

如上所述，在本发明中，对厚钢板的成分组成、由成分组成求出的ΔG/[S]及[Ti]×[N]、占据在金属组织中的贝氏体与铁素体及硬质相的比例(面积％)、有效结晶颗粒径、所有组织包含的固溶C量进行规定，首先对成分组成进行详细地说明。以下，对各元素(化学成分)的含有率仅记载为％，但全部表示质量％。

(成分组成)

C：0.03～0.06％

C是用于确保钢板的强度的必需元素。在C的含有量小于0.03％的情况下，无法确保钢板所需要的强度。C的含有量的优选下限为0.02％。另一方面，当C的含有量变得过度时，固溶C量增加，并且无法生成贝氏体，较多地生成硬质的岛状马氏体(MA)而导致韧性恶化。因此，将C的含有量设为0.06％以下。C的含有量的优选上限为0.05％。

Si：0.35％以下(不包含0％)

Si是与C相同地有助于确保钢板的强度的元素，当其含有量变得过度时，促进固溶C向碳化物的析出，并且促进硬质的岛状马氏体(MA)的生成，从而导致钢板的韧性恶化。因而，Si的含有量设为0.35％以下。优选的上限为0.20％，更优选的上限为0.10％。需要说明的是，Si的含有量的下限并没有特别的限定，优选的下限为0.01％。

Mn：1.25～1.75％

Mn也是有助于确保钢板的强度的元素，为了使上述的效果有效地发挥，需要含有1.25％以上。Mn的含有量的优选下限为1.35％，更优选的下限为1.45。另一方面，当超过1.75％而过度地含有时会抑制偏析，因此Mn的含有量设为1.75％以下。Mn的含有量的优选上限为1.65％，更优选的上限为1.55％。

P：0.010％以下(不包含0％)

P是容易引起粒界破坏而对韧性造成负面影响的杂质元素，因此优选其含有量尽可能少。从确保韧性这样的观点出发，需要将P的含有量抑制为0.010％以下，优选为0.007％以下。对P的含有量的下限并没有特别的规定，但工业中难以将钢中的P设为0％。

S：0.003％以下(不含有0％)

S是形成Mn硫化物而使韧性恶化的元素，因此优选其含有量尽可能少。从确保韧性这样的观点出发，需要将S的含有量抑制为0.003％以下。对S的含有量的下限并没有特别的规定，但工业中难以将钢中的S设为0％。

Al：0.025～0.035％

Al是为了固定杂质N且有助于减少基于应变时效的韧性变化的元素，为了使上述效果有效地发挥需要含有0.025％以上。另一方面，当超过0.035％而过度地含有时，使韧性降低，因此Al的含有量设为0.035％以下。

Cu：0.1～0.4％

Cu是有助于钢板的强度确保或应变时效后的韧性确保的元素。使上述效果有效地发挥需要含有0.1％以上，优选为0.2％以上。另一方面，为了抑制因偏析导致的脆化，并且相对于添加Ni而不得成为规定以上的比例，设为0.4以下。优选设为0.3％以下。尤其是Ni-Cu的复合添加降低成本增加，对应变时效后的韧性确保是有效的。需要说明的是，虽未确定，但认为Cu的添加有助于应变时效后的韧性确保是缘于因Cu添加而使应变赋予时所导入的位错分布发生变化。

Ni：0.45～0.75

Ni是有助于强度-韧性平衡的提高或应变时效后的韧性确保的元素。使上述效果有效地发挥需要含有0.45％以上，优选为0.5％以下。另一方面，Ni为高价的元素，因此其含有量为0.75％以下，优选为0.65％以下。需要说明的是，虽未确定，但认为Ni的添加有助于应变时效后的韧性确保，是缘于Ni添加而使应变赋予时所导入的位错分布发生变化。

Nb：0.01～0.05％

Nb是有助于钢板的强度确保的元素，因此需要含有0.01％以上。另一方面，Nb的过度添加导致在板坯阶段的粗大的Nb晶出物形成而使韧性降低，因此设为0.05％以下。需要说明的是，在0.01～0.05％的范围内，Nb的添加量越多，越能够减少固溶C量，并且能够提高TS等级，因此是优选的。优选为0.020％以上，更优选为0.023％以上，进一步优选为0.025％以上。

Ti：0.005～0.025％

Ti具有固定杂质N的作用，因此需要含有0.005％以上。另一方面，抑制能够成为破坏的起点的粗大TiN，并确保韧性，因此将含有量设为0.025％以下。需要说明的是，在0.005～0.025％的范围内，Ti的添加量越多，越能够减少固溶C量，并且能够提高TS等级，因此是优选的。优选为0.015％以上，更优选为0.018％以上。

N：0.0030～0.0060％

N是不可避免地混入的杂质元素，具有对基于AlN、TiN活用的奥氏体晶粒粗大化进行抑制的作用，因此需要含有0.0030％以上。另一方面，为了抑制基于应变时效的韧性恶化而需要设为0.0060％以下。

Ca：0.0010～0.0025％

Ca为了确保韧性而优选少量添加，还具有使MnS无害化的作用。为了使上述效果有效地发挥，需要含有0.0010％以上。然而，当过度地含有时，形成粗大的夹杂物而使韧性降低，因此需要抑制为0.0025％以下。

以上是在本发明中规定的必须的含有元素，剩余部分为铁及不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，允许根据原料、资材、制造设备等的状况而带入的Sn、As、Pb等元素的混入。另外，进一步积极地含有以下所示的元素也是有效的，厚钢板的特性被进一步改善。另外，不积极地添加B。

Cr：0.5％以下(不包括0％)及/或Mo：0.5％以下(不包含0％)

Cr、Mo是为了提高强度而有效的元素。其中，当过度地添加时，贝氏体部分比率变得过度及/或固溶C变得过度，因此皆设为0.5％以下。

B：不添加

B除了钢中所包含的杂质而基本不添加。当向添加有0.01～0.05％的Nb的钢材进一步添加B时，铁素体变态的延迟变得显著，无法获得作为目标的铁素体部分比率。

ΔG/[Si]>0.4

在本发明中，在厚钢板含有的各元素的含有量的基础上，需要满足ΔG/[Si]>0.4。通过满足上式，能够促进轧制后的冷却时的固溶C向碳化物析出的反应。优选为ΔG/[Si]≥0.5，更优选为ΔG/[Si]≥1.5。需要说明的是，上式的分子：ΔG近似于反应的驱动力，分母：[Si]近似于反应速度。

上式的ΔG=(A3-Bs)/A3所记载的A3及Bs能够由下述的式子求得。换句话说，ΔG能够由钢中所含有的全部成分控制。需要说明的是，本发明的厚钢板不是贝氏体单相，各钢种的变态点的比较中，判断由Steven等求出的Bs有效而作为参考。关于A3，通过THERMOCALC(日文：サ一モカルク)求出各成分的bcc析出开始温度，并完成回归式。

A3=894.5-269.4[C]+37.4[Si]-31.6[Mn]-19.0[Cu]-29.2[Ni]-11.9[Cr]+19.5[Mo]+22.2[Nb])

Bs=830-270[C]-90[Mn]-37[Ni]-70[Cr]-83[Mo]

[Ti]×[N]≥4.0×10-5

另外，需要满足[Ti]×[N]≥4.0×10^-5。在不满足该式的情况下，即，在[Ti]×[N]<4.0×10^-5的情况下，抑制粒生长的微小TiN的数密度不足。尤其是在以无法赋予较高压下率的厚钢板为对象的本发明中，基于该微小TiN的细粒化效果的辅助尤为重要。

(组织)

铁素体部分比率：40～90％，贝氏体部分比率：5～60％等

为了使本发明的厚钢板达成作为目标的强度(YS、TS)，将铁素体部分比率设为40～90面积％、将贝氏体部分比率设为5～60面积％的混合组织，铁素体部分比率+贝氏体部分比率的合计为90面积％以上，并且硬质相(马氏体、MA)包含1面积％以上且必须设为金属组织。

当铁素体部分比率超过90面积％时，YS(屈服强度)、TS(拉伸强度)的至少一方不足。另一方面，在铁素体部分比率低于40面积％的情况下，或贝氏体部分比率超过60面积％的情况下，TS(拉伸强度)变得过度。此外，在贝氏体部分比率小于5面积％、或硬质相的比例小于1面积％的情况下，YS(屈服强度)、TS(拉伸强度)的至少一方不足。另外，在铁素体部分比率+贝氏体部分比率的合计小于90面积％的情况下，在剩余部分形成有比较硬质的第三相，因此韧性降低。

需要说明的是，本发明的厚钢板的金属组织的大部分为贝氏体组织与铁素体组织，但剩余部分除了硬质相之外，有时还包含珠光体、退化珠光体。

有效晶粒直径：3～25μm

在本发明中还规定有效晶粒直径。有效晶粒直径为了确保时效前的母材韧性而必须为25μm以下。另一方面，为了将基于应变时效的韧性恶化量设为规定以下，有效晶粒直径设为3μm以上。需要说明的是，关于有效晶粒直径的测定方法，由实施例的栏进行说明。

固溶C量：0.035质量％以下

在本发明中，还规定厚钢板的所有组织中含有的固溶C量。为了将基于应变时效的vTrs变化收纳在规定的温度差以内，需要规定固溶C量的上限，在本发明中，将vTrs变化设在30℃以内，因此将固溶C量设为0.035质量％以下。

(制造要件)

本发明的厚钢板能够使用满足所述成分组成的钢，利用通常的炼制法进行炼制，在形成为板坯之后，经过通常的加热、热轧制(粗轧制、精轧制)、冷却这样的工序而获得，尤其是将板坯加热温度、从板坯到加工完成的总压下率、粗轧制时的压下率、轧制结束温度(FRT)、轧制后的到冷却开始为止的时间、冷却开始温度、轧制后的冷却速度、冷却停止温度、停止后的冷却速度、调质分别设为以下说明的条件，由此能够可靠地制造满足本发明的要件的厚钢板。

板坯加热温度：1000～1250℃

通过将热轧制前的板坯的加热温度设为1000～1250℃，能够确保固溶Nb的必要量。在加热温度小于1000℃的情况下，无法确保固溶Nb，其结果是，在之后的冷却工序中，贝氏体形成变得不充分。另一方面，在加热温度超过1250℃的情况下，在加热中使奥氏体晶粒直径粗大化，从而给韧性带来负面影响。

总压下率：50％以上，粗轧制时的压下率：20％以上

由于在再结晶区域将奥氏体晶粒直径减小至规定以下，因此需要以粗轧制进行规定的压下直至温度调节为止。在本发明中，将粗轧制时的压下率设为20％以上。另外，为了不使晶粒直径粗大化，需要将从板坯到加工完成的总压下率设为50％以上而进行轧制。在粗轧制压下率小于20％或总压下率小于50％的情况下，晶粒直径粗大化。

需要说明的是，通过对未再结晶γ施加规定以上的应变，能够确保具有期望的粒径的组织(贝氏体+铁素体)。尤其是当考虑规定的全压下率内的进行粗轧制及精轧制的情况下的压下率的平衡时，即使是75mm以上的板厚的厚钢板，为了能够在温度调节后确保压下率，也优选将粗轧制压下率设为40％以下。

轧制结束温度(FRT)：700～900℃

轧制结束温度(FRT)为700～900℃。将下限设为700℃以上是因为轧制负荷减少等，将上限设为900℃是为了在未再结晶γ区域导入应变并获得期望的变态组织(贝氏体+铁素体)。当轧制结束温度(FRT)超过900℃时，不仅之后工序的冷却负荷变大，还较多生成粗大的铁素体。

轧制后的到冷却开始为止的时间：120秒以内

将轧制后的到冷却开始为止的时间设为120秒以内。设为120秒的理由是为了抑制在高温区域的以铁素体变态形成的粗大的铁素体，当到冷却开始为止的时间超过120秒时，使晶粒直径粗大化。

冷却开始温度：650℃以上

冷却开始温度设为650℃以上。设为650℃以上的理由是，从驱动力的观点出发，为了抑制在高温区域的铁素体变态且抑制粗大的铁素体。

轧制后的冷却速度：2～30℃/s

轧制后的冷却以2～30℃/s的冷却速度实施。将冷却速度的下限设为2℃/s是为了抑制需要量以上的铁素体的生成，另外，是为了不使生产率降低。另一方面，将冷却速度的上限设为30℃/s是为了将组织设为铁素体与贝氏体的混合组织且确保强度。

冷却停止温度：350～450℃

为了将组织设为铁素体与贝氏体的混合组织，必须将冷却停止温度设为350～450℃。在冷却停止温度低于350℃的情况下，整面成为贝氏体、或马氏体组织。另外，固溶C也变多。另一方面，在冷却停止温度超过450℃的情况下，无法充分地获得贝氏体。另外，晶粒直径粗大化。

停止后的冷却速度：1℃/s以下

通过将冷却停止后的冷却速度设为1℃/s以下，能够促进固溶C的析出。

调质：无

当制造本发明的厚钢板时，从生产率提高这样的观点出发，基本不进行回火等调质。

实施例

以下，举出实施例而对本发明进行更具体地说明，但本发明当然不受到下述实施例的限制，也可以在能够适应本发明的主旨的范围内加以适当地变更而进行实施，这些都包含在本发明的技术范围内。

使用表1及表2所示的各成分组成的钢，利用通常的炼制法进行炼制，在形成为板坯之后，经过加热、热轧制(粗轧制、精轧制)、冷却这样的工序，由此获得加工板厚为100mm的厚钢板。板坯加热温度、粗轧制时的压下率、从板坯到成品的总压下率、轧制结束温度(FRT)、轧制后的到冷却开始为止的时间、冷却开始温度、轧制后的冷却速度、冷却停止温度、停止后的冷却速度设为表3及表4所示的条件。需要说明的是，将粗轧制的压下温度设为900℃以上，将加工完成温度设为720℃。

通过测定等求出以上述要件制造出的各厚钢板的铁素体部分比率、贝氏体部分比率、硬质相部分比率、有效晶粒直径、固溶C量、及YS(屈服强度)、TS(拉伸强度)、基于应变时效的vTrs变化、应变时效前的vTrs(裂纹扩展转变温度)。表5及表6中示出上述测定结果。

[表1]

[表2]

[表3]

[表4]

[表5]

[表6]

(铁素体部分比率、贝氏体部分比率、硬质相部分比率、有效晶粒直径)

从距离各厚钢板的表面深度为t/4(t：板厚)的位置切出试件(以试件的轴心通过t/4的位置的方式提取)，在与轧制方向平行的剖面中，进行蚀刻，以100倍且3视野以上对800μm×600μm的范围进行观察，从而求出占据在金属组织中的铁素体部分比率(面积％)、贝氏体部分比率(面积％)、及硬质相部分比率(面积％)。需要说明的是，在本实施例中，在硝酸乙醇腐蚀后，将纵横尺寸比小于2的晶粒定义为铁素体。另外，将纵横尺寸比为2以上的晶粒且在lepera(日文：レペラ)腐蚀后不是白衬度的部分定义为贝氏体、将白衬度的部分定义为硬质相。有效晶粒直径及纵横尺寸比通过线段法测定。因腐蚀与周围相比洼陷，因此在光学显微镜观察下，将由黑线衬度围起的区域设为有效晶粒直径，关于各视野，求出100个以上的长轴与短轴，并将其平均值作为有效晶粒直径。

(固溶C量)

通过X射线衍射(XRD)来测定碳化物(渗碳体)量。测定后，作为碳化物量=析出C量，由下述式计算出固溶C量。需要说明的是，X射线衍射无法检测到一定以上的较小碳化物，因此碳化物量被测定得较小。因而，计算出的固溶C量被认为是比实际的固溶C量大的值。另一方面，认为与实际的固溶C量相关，采用下述式子。

固溶C量=全部C量-析出C量

(屈服强度及拉伸强度的评价)

从各厚钢板的距离表面深度t/4(t：板厚)的位置与轧制方向成直角地提取JIS Z2201的4号试件，并实施JIS Z2241的拉伸试验，通过测定来求出试件的轧制方向的屈服强度(YS)、及拉伸强度(TS)。在本实施例中，将满足YS为400MPa以上、TS为500～700MPa这样条件的厚钢板评价为满足合格条件。

(基于应变时效的vTrs变化，应变时效前的vTrs的评价)

从应变时效前后的各厚钢板的距离表面深度t/4(t：板厚)的位置每次三个地提取夏比冲击试件(JIS Z2242的4号试件)(以试件的轴心穿过所述t/4的位置的方式提取)，并进行V槽口夏比冲击试验。关于各试件，以3温度以上的条件测定脆性裂纹率，并以每5℃求出脆性裂纹率的平均值达到50％的温度。在本实施例中，将基于应变时效的vTrs变化在30℃以内、应变时效前的vTrs为-60℃以下的试件评价为合格。

(试验结果)

No.1～20为满足本发明的要件的发明例，除了成分组成之外，ΔG/[Si]>0.4及[Ti]×[N]≥4.0×10^-5、贝氏体部分比率、铁素体部分比率、硬质相部分比率、固溶C量满足本发明的要件。其结果是，成为屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、基于应变时效的vTrs变化、应变时效前的vTrs全部满足本实施例的评价基准的结果。

与此相对，No.21～30是成分组成不满足本发明中规定的要件的比较例(No.21～24、27的贝氏体部分比率、铁素体部分比率、硬质相部分比率中的任一个不满足本发明的要件，No.21、23中固溶C量也不满足本发明的要件。)。其结果是，成为满足屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、基于应变时效的vTrs变化、应变时效前的vTrs的全部的评价基准的结果。

另外，No.31～37是成分组成虽满足本发明中规定的要件、但贝氏体部分比率、铁素体部分比率、硬质相部分比率、固溶C量中的任一个以上不满足本发明中规定的要件的比较例。其结果是，成为屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、基于应变时效的vTrs变化、应变时效前的vTrs的任一个项目以上不满足评价基准的结果。

Claims

1.一种应变时效前后的韧性变化小的厚钢板，其特征在于，

该厚钢板以质量％计，含有C：0.03～0.06％、Si：0.35％以下(不包含0％)、Mn：1.25～1.75％、P：0.010％以下(不包含0％)、S：0.003％以下(不包含0％)、Al：0.025～0.035％、Cu：0.1～0.4％、Ni：0.45～0.75％、Nb：0.01～0.05％、Ti：0.005～0.025％、N：0.0030～0.0060％、Ca：0.0010～0.0025％，剩余部分为铁及不可避免的杂质，并且，

满足ΔG/[Si]>0.4及[Ti]×[N]≥4.0×10^-5，

并且具有铁素体部分比率为40～90面积％、贝氏体部分比率为5～60面积％的混合组织，铁素体部分比率+贝氏体部分比率的合计为90面积％以上，并且含有1面积％以上的硬质相，

有效晶粒直径为3～25μm，

此外，全部组织所包含的固溶C量为0.035质量％以下，

其中，在上式中，ΔG=(A3-Bs)/A3，

A3=894.5-269.4[C]+37.4[Si]-31.6[Mn]-19.0[Cu]-29.2[Ni]-11.9[Cr]+19.5[Mo]+22.2[Nb])，

Bs=830-270[C]-90[Mn]-37[Ni]-70[Cr]-83[Mo]，

需要说明的是，在所述各式中，[]表示质量％。

2.根据权利要求1所述的应变时效前后的韧性变化小的厚钢板，其特征在于，

以质量％计，进一步含有Cr：0.5％以下(不包含0％)及/或Mo：0.5％以下(不包含0％)。