焊接热影响部的低温韧性优异的高张力钢材的制作方法

专利名称：焊接热影响部的低温韧性优异的高张力钢材的制作方法
技术领域：
本发明特别涉及一种即使被使用于曝露在低温的用途中时，焊接钢板时受到热影 响的部位(以下称为“焊接热影响部”或“HAZ”)的低温韧性仍优异的钢材。本发明的钢材 除了优异的低温韧性以外，还具有屈强比高张力、良好的疲劳龟裂进展阻抗性、良好的脆性 龟裂发生抑制或良好的脆性龟裂停止特性。还有，本发明不限定上述钢材的焊接方法，而是能够适用于潜弧焊、气电焊等，但 是以下，是以实施被认为是焊接热影响部的韧性确保特别困难的高热能输入的单面潜弧焊 的情况为例进行说明。另外，关于本发明的钢材的形态，应用于各种形状钢等的情况，但代 表性地列举说明的是适用于钢板的情况。
背景技术：
桥梁和船舶等使用的钢板所要求的特性近年日益严格，特别要求有良好的韧性。 这些钢板一般通过焊接被接合，但特别是HAZ在焊接时受到热影响，存在韧性容易劣化这 样的问题。此韧性劣化随着焊接时的输入热能变大而显现得越发显著，其原因被认为是， 若焊接时的输入热能变大，则HAZ的冷却速度变慢，淬火性降低，粗大的岛状马氏体生成。 因此，为了改善HAZ韧性，认为极力抑制焊接时的输入热能即可，但是在提高焊接作业效率 上，则期望采用例如气电焊、电渣焊、潜弧焊等的高热能输入焊接法。近年来，为了在短期内制造海洋结构物和贮藏LPG等的液化气的低温用储罐等， 例如输入热能涉及到50 200kJ/cm的高热能的单面潜弧灶施工被广泛采用。但是，该焊 接虽然能够实现施工的高效率化，但其负面是难以稳定确保由焊接形成的焊接热影响部的 韧性，必须应用基于低热能输入的多层焊接进行制造的情况很多。因此，上述低温用储罐等 的制造中，就要求一种钢板，其即使采用可以进行高效率施工的上述高热能输入焊接法，并 且即使在_60°C左右的低温，HAZ的韧性(低温韧性)也优异。至今为止，为了改善上述HAZ的低温韧性也提出有各种方法。例如在特公昭 55-026164号公报、特许第2950076号公报中提出有一种方法，其通过利用TiN、Al氧化物 等的钉轧粒子来抑制奥氏体晶粒的粗大化，从而改善HAZ韧性。另外，特公平07-068577号 公报、特公平05-017300号公报中公开有一种技术，其通过使奥氏体晶粒内大量存在铁素 体相变核，从而实现晶粒的微细化。具体来说，以TiN、MnS, BN、Ti氧化物等为铁素体相变 核而加以利用，由此达成晶粒的微细化，以实现HAZ的低温韧性的改善。但是在上述任何一种方法中，在进行高热能输入的单面潜弧焊时，TiN等的析出物 都会发生相当地固溶，难以抑制其后的晶粒粗大化等，因此为了在-60°C左右的低温下确保 优异的HAZ的韧性(以下称为“HAZ的低温韧性”或仅称为“HAZ韧性”)，就需要进一步的 改善。
此外，在至今为止提出的HAZ韧性改善技术中，实际情况是，作为混载液化铵 (ammonium)和液化丙烷气(propane gas)的多功能用储罐，没有对其应具有所要求的低屈 强比(例如75%以下)进行研究。另一方面，为了防止应力腐蚀裂纹(SCC)，对用于液化氨用储罐的钢板要求具有 440MPa以下的低屈服强度YS，以及为了降低钢材总重量，还要求其具有530MPa以下的 抗拉强度。如果是液化铵中混载有液化丙烷气的储罐，作为使用的钢板的特性则要求低 温韧性也优异。液化氨已知会引起钢材的应力腐蚀裂纹(SCC)，从而作为钢板的特性被 规定为将屈服强度 YS 抑制在 440MPa 以下(IGC CODE 17. 13 (International Code for theConstruction and Equipment of Ships Carrying Liquefied Gases in Bulk)2002年 版)。然而，在混载上述液化铵和液化丙烷气的多功能用途中，当然需要使两者所要求 的特性都得到满足，另外随着船舶等的海洋结构物的大型化，船舶所搭载的储罐的大容量 化也推进，这就还要求随之而来的钢板的高张力化，但是伴随屈服强度YS的上限规定而同 时达成低屈强比(屈强化YR = YS/TS)就成为重大的课题。另外，在上述各种结构材料中，由于施加反复应力的情况不少，因此为了确保结构 材料的安全性，不仅HAZ韧性要良好，疲劳特性也要良好，这在设计上极为重要。钢板的疲 劳过程认为大体分为在应力集中部的龟裂的发生，和一旦发生的龟裂的进展这2个过程。 而且，在通常的机械零件中，肉眼可见的龟裂的发生被认为是使用界限，几乎没有允许龟裂 的进展的设计。然而，在焊接结构物中，即使疲劳龟裂发生也不会立即导致破坏，在达到最 终阶段前，该龟裂通过定期检查等被发现，有龟裂进入的部分会得到修理，或者在使用期 内，如果龟裂没有成长到导致最终破坏的长度，则即使有龟裂，结构物也能够充分经受住使 用。在焊接结构物中，作为应力集中部的焊接缝边部大量存在，完全防止疲劳龟裂的 发生在技术上几乎是也是不可能的，另外在经济性上也不是上策。即，为了使焊接结构物的 疲劳寿命良好，比起防止龟裂的发生本身，更有效的方法是，从龟裂已经存在的状态大幅延 长龟裂进展寿命，为此，尽可能减缓钢材的龟裂的进展速度这样的设计成为重 的事项。作为抑制疲劳龟裂进展的速度的技术，至今为止也有种被提出，例如在特许第 3298544号公报中提出有一种技术，其是通过作为硬质相和软质相的2相组织，利用软质相 /硬质相边界的龟裂的弯曲、停留、分歧来抑制龟裂进展速度。然而，在该技术中未对钢板 的HAZ韧性进行考虑，有可能不能确保充分的安全性。由此就期望实现一种使HAZ韧性和 疲劳龟裂进展阻抗性这两种特性都得到满足的钢板。另外，为了确保作为结构物的安全性，还期望在钢材内抑制因脆性破坏导致的龟 裂发生[以下，称为“脆性龟裂抑制特性”或CTOD (Crack-Tip Opening Displacement)特 性]。这是由于如果脆性龟裂发生，则结构物自身破坏。可是既抑制脆性龟裂的发生(以 下，将这种特性称为“脆性龟裂发生抑制特性”)，又使高热能输入焊接时的HAZ韧性提高的 高张力钢板至今未知。即使脆性龟裂发生，使脆性龟裂的传播停止，将脆性龟裂的传播区域抑制在最小 限度(以下，称为“脆性龟裂停止特性”)也是重要的要件。这是由于如果发生的脆性龟裂 贯穿广大范围而传播，则导致结构物自身的破坏。可是，关于既抑制发生了的脆性龟裂的传播，又使高热能输入焊接时的HAZ韧性提高的高张力钢板至今也未知。由此出发，实情是期望实现一种高热能输入焊接后的HAZ韧性和脆性龟裂发生抑 制特性或脆性龟裂停止特性优异的钢板。

发明内容
本发明鉴于这一情况而进行，其目的在于，提供一种即使以高热能进行焊接时， HAZ的温韧性也优异，并且对于母材(钢板)来说，韧性、疲劳龟裂进展阻抗性、脆性龟裂发 生抑制特性和脆性龟裂停止特性均优异的高张力钢材。能够达成上述目的的本第一发明的钢材，分别含有C:0.03 0.09% ( “质量％” 的意思，涉及化学成分下同)、Si 0. 01 0. 25%、Mn 1. 20 1. 60%、P 0. 010%以下、 S 0. 003 % 以下、Al 0. 02 0. 04 %、Nb 0. 005 0. 016 %、B 0. 0006 0. 0020 N 0. 0045 0. 0090 %、Ti :0. 008 0. 020 %，并且满足下式(1)，余量是铁和不可避免的杂 质，并且全部组织中所占的铁素体分率为45 85面积％，余量由贝氏体组织和马氏体组织 的至少一方构成，所述铁素体的平均晶粒直径为19 μ m以下。-20 ( (B-NT/1. 3) ( 10... (1){式中，B表示B含量(质量ppm)。另外NT表示的是，当N(N含量，单位质量ppm) 与Ti (Ti含量，单位质量ppm)的关系为(N-Ti/3. 4)彡 0 时，NT = (N—Ti/3. 4)(N-Ti/3. 4) < 0 时，NT = 0}根据本第一发明，钢材(母材)的屈服强度YS为440MPa以下，抗拉强度TS 为530MPa以上，并且钢材的韧性也优异，此外即使在实施高热能输入的焊接时，HAZ在 约-60°C下也显示出优异的韧性，由此，有助于混载液化氨和液化丙埦气的多功能储罐等的 焊接结构物的大型化，能够采用例如高热能输入的单面潜弧焊法，能够在更短的期间内制 造上述焊接结构物。能够达成上述目的的本第二发明的钢材，满足上述第一发明的化学成分组成，满 足所述式(1)的要件，并且组织是由软质相和硬质相构成的复合组织，硬质相的维氏硬度 Hv1和软质相的维氏硬度Hv2的比(Hvi/Hv2)为1.5 5.0，软质相的粒径以圆当相直径计为 20 μ m以下。在本第二发明的钢材中，所述软质相为铁素体、回火贝氏体和回火马氏体之中的1 种以上，硬质相可以由贝氏体和马氏体的至少一方构成。在此，硬质相的马氏体中包括岛状 马氏体。根据本第二发明，即使对钢材实施高热能输入的焊接时，HAZ在约-60°C下也显示 出优异的韧性，因此在海洋结构物和贮藏LPG等的液化气的低温用储罐等的制造中，能够 采用例如高热能输入的单面潜弧焊法，能够以更短时间制造上述海洋结构物等，因为疲劳 龟裂进展阻抗性也优异，所以也能够提高结构构件的安全性。能够达成上述目的的本第三发明的钢材，满足上述第一发明的化学成分组成，满 足所述式(1)的要件，并且以平行于厚度t (mm)的钢材的轧制方向，观察相对于钢材表面为 垂直的面的金属组织时，满足下述(a) (C)。(a)铁素体面积率为75%以上，
(b) t/2位置的铁素体晶粒的平均圆当量直径为20. 0 μ m以下，(c) t/4位置的铁素体晶粒的平均长宽比为1.6以下。根据本第三发明，能够实现焊接热影响部的低温韧性和脆性龟裂发生抑制特性均 优异的高张力钢材。能够达成上述目的在本第四发明的钢材，满足上述第一发明的化学成分组成，满 足所述式(1)的要件，并且观察相厚度t (mm)的钢材的金属组织时，从钢材表面至t/100的 位置的区域中的铁素体晶粒的平均粒径为25 μ m以下。根据本第四发明，能够实现焊接热影响部的低温韧性和脆性龟裂停止特性均优异 的高张力钢材。S卩，根据本第三、四发明，即使在对钢材实施高热能输入的焊接时，HAZ在约-60°C 下仍显示出优异的韧性，因此在海洋结构物和贮藏LPG等的液化气的低温用储罐等的制造 中，能够采用例如高热能输入的单面潜弧焊法，能够以更短时间制造上述海洋结构物等，而 且因为脆性龟裂发生抑制、停止特性均优异，所以能够提高结构构件的安全性。在本第一 四发明的钢材中，根据需要，也可以还含有Cu :0. 03 0.5%、Ni 0.03 0.8%和V :0. 003 0.05%之中的1种以上，以满足下式(2)。或者根据需要，也可 以还含有 Ca 0. 0003 0. 003%。(Cu+Ni+60Nb+20V)彡 1. 4... (2){式中，Cu、Ni、Nb、V表示各个元素的含量(质量％)}


图1是表示(B-NT/1. 3)与HAZ的vE_6(1的关系的曲线图。图2是表示铁素体分率与屈服强度YS的关系的曲线图。图3是表示铁素体粒径与母材的吸收能vE,的关系的曲线图。图4是表示(Cu+Ni+60Nb+20V)与HAZ的vE_6(1的关系的曲线图。图5表示实施例的焊接中的坡口形状的剖面图。图6表示FCB焊接时的电极配置的模式图。图7是表示钢板的t/2位置的铁素体晶粒的平均圆当量直径和长宽比对CTOD特 性(Sc_6trc)造成的影响的曲线图。图8是表示钢板的t/4位置的铁素体晶粒的平均圆当量直径和长宽比对CTOD特 性(Sc_6trc)造成的影响的曲线图。图9是表示自钢板中心部(t/2位置)的相对位置与CTOD特性(δ c,v )的关系 的曲线图。图10是表示钢板的t/100位置的铁素体晶粒的平均粒径与脆性龟裂停止特性 (-60°C的Kca值)的关系的曲线图。图11是表示距钢板表面t/100位置的区域中的真应变量与铁素体晶粒的平均粒 径的关系的曲线图。
具体实施例方式首先，对于本第1 4发明共通的、HAZ的低温韧性优异的高张力钢材进行说明。在以下的说明中，将本第1 4发明统称为“本发明”。关于本发明的形态，以应用于钢板的情况为例进行说明。本发明者为了得到在实施高热能输入的焊接时，HAZ的低温韧性特别优异的高张 力钢板而进行了锐意研究。其结果是发现如下具体方法(a)如果将C、Si设定得比较低，使C为0.09%以下，Si为0.25%以下之后，使规 定量的B、N和Ti的平衡最佳化，并且添加一定量的Nb，则来自奥氏体晶界的粗大的铁素体 (以下，仅称为“晶界铁素体”)的生成受到充分地抑制，能够达成奥氏体晶粒内的晶粒微细 化。(b)此外，为了进一步的高强度而添加Cu、Ni、V时，如果综合性地控制该Cu、Ni、V 和Nb的含量，则能够抑制HAZ韧性的劣化。首先在本发明中具有的一点特征是，通过使各个规定量的B、N和Ti的平均最佳 化，从而严密地实现固溶B量的最佳化，能够使奥氏体晶粒内的晶粒微细化，作为结果是能 够格外地提高HAZ的低温韧性。以 0. 06% C-0. 20% Si-L 4% Mn-O. 03% A1-0. 010% Nb 为基本成分，分别在后述 的规定范围内使B、N和Ti变化，采用(B-NT/1.3) {B表示B含量(质量ppm)，NT表示的是， 当N (N含量，单位质量ppm)与Ti (Ti含量，单位质量ppm)的关系为(N-Ti/3. 4)彡 0 时，NT = (N—Ti/3. 4)(N-Ti/3. 4) < 0 时，NT = 0。以下，涉及到式(1)也相同}为各种值的钢板，进行热循环试验，按后述的实施例的方式测定HAZ的低温韧性 (vE_60)，图1整理了这些结果。还有，热循环试验假定焊接输入热能60kJ/cm(板厚12mm)， 加热保持到14000C X5秒后，从SOO0CM 500°C冷却150秒。由该图1可知，作为HAZ低温韧性，为了达成vE_6Q:100J以上，如下式(1)所示，需 要使(B-NT/1. 3)的值处于-20ppm以上IOppm以下的范围。-20 ( (B-NT/1. 3) ( 10... (1)如上式(1)，通过使B、N和Ti的平衡最佳化，认为能够最大限度地发挥如下效果 抑制奥氏体晶粒内的存在于晶界的固溶B导致的晶界铁素体的粗大化，并且还可抑制来自 晶界的侧板条铁素体的生成，以及作为BN的铁素体相变核的效果。如上述，为了使B、N和Ti的平衡最佳化以确实地提高HAZ的低温韧性，并且确保 母材(钢板)的强度等，需要使上述B、N、Ti的含量分别在下述范围内。在本发明的高张力钢板中，为了使作为此钢板的基本的特性得到满足，除了 C、Si、 Mn、P、S、Al等的基本成分外，作为关系到上式(1)的成分的B、N、Ti等也需要适当地加以 调整，但是首先B、N、Ti等的范围限定理由如下。(B :0· 0006 0. 0020% )B通过生成NB来固定对HAZ韧性有害的固溶N，并且具有促进晶内铁素体的生成 的作用。另外，固溶B还具有抑制晶界铁素体的粗大化和侧板条铁素体的生成，使奥氏体晶 内的晶粒微细化的效果。为了充分发挥该作用效果，需要使B含有0.0006%以上。另一方 面，若B过多，则在过剩的固溶B的作用下，结晶被形成为一定方向，HAZ韧性反而劣化。因此B含量抑制在0. 0020%以下。还有，B含量的优选下限为0. 0008%，优选上限为0. 0018%。(N :0· 0045 0. 0090% )N与Ti和Al等元素形成氮化物，是使HAZ韧性提高的元素，因此可以含有 0.0045%以上(优选为0.0060%以上)。还有，固溶N成为使HAZ的韧性劣化的原因。由 于总氮量的增加，虽然前述的氮化物增加，但是固溶N也变得过剩，因此在本发明中将N含 量抑制在0. 0090%以下。(Ti :0· 008 0. 020% )Ti生成TiN析出物，促进晶内铁素体的生成，并且对于抑制奥氏体晶粒的粗大化 也是有效的元素。另外，其也是有助于高强度化的元素。为了有效地发挥这样的作用，需要 使Ti含有0.008%以上，优选为0.012%以上。但是，若过剩地含有Ti，则反而招致HAZ韧 性的降低，因此为0. 020 %以下。(Nb :0· 005 0. 016% )在本发明中，如上述，使各个规定量的B、Ti、N的平衡最佳化，并且添加一定量的 Nb。Nb对于充分抑制粗大的晶界铁素体，达成奥氏体晶粒内的晶粒微细化是有用的元素。 在本发明中，为了充分发挥这样的效果而使Nb含有0. 005%以上。但是若其被过剩的含有， 则作为硬质相的岛状马氏体(MA :Martensite-Austenite constituent)容易生成，另外结 晶被形成为一定方向，从而招致HAZ韧性的劣化，因此将其抑制在0. 016%以下。(C :0· 03 0. 09% )为了更确实地提高HAZ的低温韧性，进一步降低C、Si有效。在本发明中，为了抑 制MA在HAZ部的生成，以确保约_60°C的HAZ韧性而将C量抑制在0. 09%以下。另一方面， C也是确保钢板的强度所必须的元素，因此使之含有0. 03%以上。(Si :0· 01 0. 25% )此外，通过将Si降低至0.25%以下，也能够充分地抑制MA的生成，从而能够容易 地确保HAZ的低温韧性。另一方面，Si被用于钢水的脱氧，并且对于强度提高也是有效发 挥作用的元素，因此可以使之含有0. 01%以上，优选使之含有0. 05%以上。还有，如上述为了确实地提高HAZ韧性，并且使钢板(母材)具有强度和韧性等的 其他的特性，需要使上述以外的成分的含量处于下述范围内。(Mn :1· 20 1. 60% )Mn捕捉S作为MnS，对于抑制因S导致的HAZ韧性的劣化是有用的元素。另外，其 提高淬火性，也是有助于钢板的高强度化(高抗拉强度TS化和高屈服强度YS化)的元素。 为了有效地发挥这样的作用，需要使Mn含有1. 20%以上。但是，若Mn量变得过剩，则HAZ 韧性反而劣化，因此将其抑制在1.60%以下。(P :0· 010% 以下)因为P是使HAZ韧性劣化的元素，所以需要极力降低，在本发明中抑制在0. 010% 以下。(S :0· 003% 以下)S生成粗大的硫化物，是使HAZ韧性劣化的元素。因此需要极力降低，在本发明中 抑制在0. 003%以下。(Al :0· 02 0. 04% )
Al被作为脱氧剂使用，并且生成AlN系析出物，是使高热能输入焊接时的HAZ韧性 提高的元素，在本发明中使之含有0. 02%以上。但是，若Al含量变得过剩，则氧化铝等的氧 化物系夹杂物增大，并且MA生成被促进，HAZ韧性劣化，因此将其抑制在0. 04%以下。本发明规定的含有元素如上所述，余量是铁和不可避免的杂质，作为该不可避免 的杂质，能够允许因原料、物资、制造设备等的状况而被搀杂的元素的混入。另外，也可以积 极地再含有下述元素。(Cu 0. 03 0. 5%、Ni 0. 03 0. 8%和 V 0. 003 0. 05%之中的 1 种以上(但 是要在下式(2)的范围内))(Cu+Ni+60Nb+20V)≤ 1. 4... (2){式中，Cu、Ni、Nb、V表示各个元素的含量(质量％)}
Cu、Ni、V均是对确保强度有用的元素。Cu在通过固溶强化和析出强化而提高强度(抗拉强度TS和屈服强度YS)方面是 有效的元素。为了有效地发挥这样的效果，优选使之含有0.03%以上。但是若使之过剩含 有，则会使热加工性受到阻碍，因此将其抑制在0. 5%以下。Ni是同时使母材的强度和韧性提高的元素。为了有效地发挥这一作用，优选使 之含有0.03%以上。更优选为0.2%以上。但是过剩地添加会导致成本上升，因此抑制在 0. 8%以下。V在提高淬火性而确保高强度方面，并且在提高回火软化阻抗方面是有用的元素。 为了有效地发挥这样的效果，优选使之含有0.003%以上。但是若被过剩地含有，则HAZ韧 性劣化，因此将其抑制在0. 05%以下。另外在本发明中，如前述，通过将Nb抑制在0.016%以下，并且以下式(2)的方式 限制Cu、Ni、Nb、V的含量，即使在含有Cu、Ni和V之中的1种以上时，也能够确保优异的 HAZ韧性。以 0. 06% C-0. 20% Si-L 4% Mn-O. 03% A1-0. 014% Ti-O. 0014% B-0. 0065% N 为基本成分，使(Cu+Ni+60Nb+20V)成为各种值，以此方式含有Cu 0. 5%以下、Ni :0. 8%以 下和V 0. 05%以下之中的1种以上和规定量的Nb，采种这样的钢板进行热循环试验，按后 述的实施例的方式测定HAZ的低温韧性(vE,)，图4整理了这些结果。还有，热循环试验假 定焊接输入热能60kJ/cm (板厚12mm)，加热保持到140(TC X 5秒后，从80(TC至50(TC冷 却150秒。由该图 4 可知，含有 Cu 0. 03 0. 5%,Ni 0. 03 0. 8%和 V 0. 003 0. 05%之
中的1种以上时，作为HAZ的低温韧性，为了达成vE_6Q:100J以上，如下式⑵所示，需要使 (Cu+Ni+60Nb+20V)的值为1. 4以下。通过将Nb抑制在0. 016%以下，并且如上述综合性地 限制Cu、Ni、Nb、V的含量，能够抑制作为硬质相的MA的生成，确保优异的HAZ韧性。(Cu+Ni+60Nb+20V)≤ 1. 4... (2){式中，Cu、Ni、Nb、V表示各个元素的含量(质量％ )}(Ca :0· 0003 0. 003% )Ca将对于HAZ韧性造成不良影响的S作CaS加以固定，并且对非金属夹杂物进行 形态控制使之成为粒状，是在提高韧性上有效的元素。为了充分地发挥这样的效果，优选使 Ca含有0. 0003%以上，更优选使之含有0. 0010%以上。但是即使过剩地含有，这些效果也是饱和，而HAZ韧性反而劣化。因此Ca含量优选为0. 003%以下。其次，对于本第一发明进行说明。本发明者还发现了以下这点在不损害上述的HAZ韧性和母材特性，抗拉强度TS 为530MPa以上的高强度钢板中，为了达成屈服强度YS为440MPa以下这样的低屈强比YR， 只要在硬质的贝氏体组织和/或马氏体组织之中使软质的铁素体相适量存在，并且使该软 质相的粒径细粒化即可。图2是表示铁素体分率与屈服强度YS (下屈服点YP或0. 2%屈服点σ 0. 2)、抗拉 强度TS的关系的曲线图，整理了后述实施例的数据。由其结果可知，通过使铁素体分率在 45 85面积％的范围，能够满足抗拉强度TS :530MPa以上，屈服强度YS :440MPa以下的两 种特性。该铁素体分率的优选范围为50 80面积％。还有，在本第一发明中，所谓“余量为贝氏体组织和/或马氏体组织”，基本上是 除铁素体以外是贝氏体和/或马氏体组织的意思(即，贝氏体和/或马氏体组织的分率为 15 55面积％ )，但是有一个宗旨是，在制造过程中，也会包含有不可避免形成的其他元素 (渗碳体和岛状马氏体)。图3是表示铁素体粒径与母材韧性(-60°C的摆锤冲击吸收能vE_6Q)的关系的曲线 图。由其结果可知，通过使铁素体的平均粒径为19 μ以下，能够成达良好的母材韧性(vE, 计为100J以上)。为了按上述这样的组织制造本第一发明的钢板，例如根据下述所示的方法，便能 够得到HAZ的低温韧性优异的低屈强比高张力钢板。将满足前述成分组成的钢原材加热到1050 1200°C以下，实施热扎至规定的板 厚，在880 720°C结束热轧后，以10°C /秒以上的冷却速度冷却至600 700°C (第一次 冷却)，途中停止冷却并空冷30秒以上，接着从该温度范围以10°C /秒以上的冷却速度冷 却至550 350°C。此方法中各条件的范围设定理由如下。(加热温度1050 1200°C )钢原材为了使铸造缺陷压合而加热到1050°C以上。另一方面，若加热温度超过 1200°C，则奥氏体晶粒粗大化，母材韧性劣化，因此需要以1050 1200°C加热。(热轧温度880 720°C )加热到上述温度后，开始轧制，在880°C以下进行热轧，在720V以上结束热轧。轧 制温度低于880°C时，通过轧制造成奥氏体再结晶，或者即使未使之结晶也会在奥氏体晶粒 内部导入变形带的缺陷，由此铁素体相变的核生成点增加，使组织微细化，母材韧性提高。 据此，轧制需要在880°C以下进行。但是，热轧结束温度(FRT)为720°C以上。若热轧结速 温度低于720°C，则初析铁素体受到加工，将使屈服强度YS和屈强比YR上升。(冷却条件)(a)第一次冷却速度10°C /秒以上以上述温度结束轧制后，以10°C /秒以上(优选15°C /秒以上)的冷却速度冷却 至600 700°C的温度域，在此途中停止冷却，从而微细的铁素体从过冷的奥氏体析出。其 后，以该温度(第一次冷却停止温度)保持30秒以上，由此能够将铁素体分率控制在适当 的范围内。这时的保持时间低于30秒时，铁素体分率不足，而冷却停止温度低于600°C和超 过70(TC，铁素体分率也会降低。但是，若该保持时间超过150秒，则容易成为珠光体组织，
(b)第二次冷却速度10°C /秒以上从上述冷却停止温度，以10°C /秒以上的冷却速度冷却至550°C以下(第二次冷 却停止温度)，由此能够使硬质的第二相生成。若冷却速度低于10°c /秒，而冷却停止温度 比550°C高，则第二相成为珠光体主体的组织。如上述这样冷却至550°C以下后，达到室温不用什么特别的冷却方法，优选空冷 (AC)。也能够以500 600°C进行回火，通过附加这一工序，可以进行强度的调整。还有，上述所示的温度，是对t/4部(t 板厚)的位置的温度进行管理，t/4部是 作为发挥钢板的平均的性能的位置。另外，本第一发明的钢板，能够有利地应用为所谓厚钢 板。这时的板厚约为7mm以上，其上限没有特别限定，但通常为40mm左右。其次，对于本第二发明进行说明。疲劳龟裂在通常的稳定成长区域，延相对于应力的直角方向推进。考虑到这样的 疲劳龟裂的进展机制，为了提高对于龟裂进展的阻抗性，能够得到的设想是，通过使钢材的 组织为复合组织，在软质相与硬质相的边界使龟裂迂回(弯曲)停留，由此使龟裂进展速度 降低，从而能够延长疲劳寿命。而且，在硬质相(以下称为“第二相”)中的龟裂的弯曲中， 需要一定的硬度差。但是，若硬度的差过大，则硬质相发生脆性破坏，因为龟裂会进展到硬 质相内，所以其效果反而降低。从这一观点出发，在本第二发明的钢材中，由软质相和硬质 相构成的复合组织中，硬质相的维氏硬度Hv1和软质相的维氏硬度Hv2的比(Hvi/Hv2)需要 控制在1.5 5.0的范围内。S卩，通过使上述比(HVl/HV2)的值为1.5以上，龟裂前端的位错在移动时的软质 相与硬质相的界面龟裂前端的塑性域变化，发生弯曲、停留、分歧，因此龟裂进展速度降低。 但是，若硬质相的硬度变得过高，则如上述，使硬质相在龟裂前端的应力作用下引起脆性破 坏，龟裂进展抑制效果降低，因此需要使上述比(HVl/HV2)的值为5.0以下。该比值的优选 下限为1. 7，更优选为2. 0以上，优选的上限为4. 5，更优选为4. 0以下。此外，需要一定以 上地确保硬质相与软质相的界面，为此，需要适当地控制硬质相和软质相的比例。从这一观 点出发，软质相的比较优选为20 90面积％。还有，以下将上述比(Hvi/Hv2)称为“硬度 比”。本第二发明的钢材中的所谓软质相，可列举铁素体、回火贝氏体和回火马氏体之 中的1种以上，作为硬质相，可列举贝氏体和/或马氏体(含岛状马氏体)。另外，本第二发 明的钢材的组织，包含作为第一相的软质相与作为第二相的硬质相即可，但未必非要是二 相组织，也可以是包含上述的各相的3种或4种以上的复合组织。但是，珠光体在微观中是 软质的铁素体与易发生脆性破坏的硬质的渗碳体呈条状存在的组织，因为难以得到上述效 果，所以任何相中均不含有。另外，软质相和硬质相其合计优选为95面积％以上(余量是 “珠光体”等，也可以是其他组织)。龟裂进展在上述硬质相/软质相边界、晶界中发生弯曲、停留、分歧，从而使龟裂 进展速度降低。若软质相的粒径变得粗大，则与构成龟裂进展的阻抗的硬质相/软质相边 界、晶界冲突的频率降低，因此龟裂进展速度不会降低。在本第二发明的钢材中，通过应用 后示的制造方法(例如进行过冷)，核生成点增加，随着铁素体微细化，也会使硬质相微细 地分散。据此，在龟裂进展时，与硬质相遭遇的概率平均化，遭遇的频率上升，因此能够得到龟裂进展速度降低这样的效果。从这一观点出发，在本第二发明的钢材中，还需要硬质相 的粒径以圆当量直径计为20 μ m以下(关于粒径测定方法后述)。该软质相的粒径优选为 15 μ m以下。为了制造成为上述这种组织的本第二发明的钢板，根据例如下述所示的(1)、(2) 的方法，便能够适当地控制硬质相与软质相，得到疲劳龟裂进展阻抗性和HAZ的低温韧性 优异的钢板。(1)将具有上述这种化学成分组成的钢坯加热到950°C以上、1250°C以下，在(加 热温度 Ar3相变点)的温度范围结束轧制，以10°C /秒以上的冷却速度进行第一次加热 冷却，在确保奥氏体(Y)分率在90面积％以上的状态下，以600 700°C使Y成为过冷 状态后，在该温度域保持30 100秒(也可以以0. 5°C /秒以下的冷却速度放冷)，其后以 5°C /秒以上的冷却速度实施第二次加速冷却至400°C以下。该方法中各条件的范围限定理 由如下。加热温度低于950°C时，轧制温度过低，无法生成充分的奥氏体，铸造组织残存， 有特性劣化的可能性。另一方面，若超过1250°C，则奥氏体晶粒粗大化，母材韧性劣化，因此 需要以950 1250°C加热。轧制温度若轧制温度低于Ar3相变点，则组织发生各向异性，冲击吸收能有可能 降低，此外在制造上轧制负荷高，使生产性降低。第一次加速冷却速度通过进行加速冷却，Y成为过冷状态，相变受到抑制直至 低温。其后，通过在低温下进行相变，相变的驱动力高，生成组织均一微细的铁素体。冷却 速度低于20°C /秒时，在加速冷却中会发生一部分相变，将无法达成组织的均一微细化。冷却停止温度停止温度低于600°C时，铁素体成为针状，或者组织只成为贝氏体 或马氏体这样的硬质相。针状的铁素体虽然韧性良好，但是相对于多边铁素体来说硬度更 高，与第二相的硬度差减小，因此在相边界的龟裂进展抑制效果小。另一方面，若冷却停止 速度超过700°C，则在规定的保持温度下相变缓慢，不能确保充分的铁素体分率(例如20面 积％以上)，晶粒变得粗大，使韧性劣化。冷却后的保持时间该保持时间低于30秒时，变相不充分，铁素体分率不充分，此 外C浓缩在未反应的Y中没有剩余。另外，若保持时间超过100秒，则生产性降低，并且接 近平衡状态，可见珠光体的生成。该珠光体虽然是铁素体和渗碳体构成的层状组织，但是渗 碳体脆，在龟裂前端发生脆性破坏，因此龟裂进展抑制效果小。第二次加速冷却速度该冷却速度低于5°C /秒时，在冷却阶段，从未相变的奥氏 体生成铁素体+珠光体，硬质相的硬度不充分。最终冷却停止温度若这时的停止温度超过400°C，则由于自回火，硬质相软化， 不能充分确保硬度，因此冷却停止温度需要为400°C以下，优选为300°C以下。(2)通过如下方式能够达成将具有这述这种化学成分组成的钢坯加热到950°C 以上、1250°C以下，在加热温度 Ar3相变点的温度范围结束轧制后，再加热到Ac3相变点 以上的温度，进行淬火处理，其后再度再加热到(Ac3相变点+30°C ) (Ac3相变点-30°C ) 的温度域，其后以5°C /秒以上的冷却速度进行第二次淬火处理。还有，在线从Ar3以上以 10°C /秒以上的冷却速度进行加速冷却，以取代Ac3相变点以上的再加热淬火，也能够得到 同样的硬化。
在此方法中，通过使再加热前的组织成为淬火组织，能够使组织单位微细，通过再 加热到Ac1相变点以上而成为高温回火贝氏体、或回火马氏体+奥氏体组织。碳化物从回火 贝氏体、回火马氏体向逆相变奥氏体扩散，回火贝氏体、马氏体的硬度大大降低，并且由于 其后的加热冷却，浓缩有C的γ相变为硬质相，从而能够成为硬质相和软质相的复合组织。 该方法中各条件的范围限定理由如下。加热温度低于950°C时，轧制温度过低，若超过1250°C，则奥氏体晶粒粗大化，母 材韧性劣化，因此需要以950 1250°C加热。轧制温度若轧制温度低于Ar3相变点，则组织发生各向异性，冲击吸收能有可能 降低，此外在制造上轧制负荷高，使生产性降低。冷却速度、冷却停止温度若冷却速度低于10°C /秒，冷却停止温度超过400°C，则 组织无法成为淬火组织，因此粒径变得粗大，韧性与疲劳龟裂进展阻抗性均降低。加热温度低于(Ac1相变点+30°C )时，几乎不会发生α — Y相变，从而不能确 保充分的硬质相。若超过(Ac3相变点+30°C)，则再加热后大部分发生α — Y相变，经其 后的淬火全部成为硬质相。第二次加速冷却速度该冷却速度低于5°C /秒时，硬质相的硬度不充分。最终冷却停止温度若这时的停止温度超过400°C，则由于自回火导致硬质相软 化，不能充分确保硬度，因此需要冷却停止温度为400°C以下，优选为300°C以下。还有，上述所示的温度，是对t/4部(t 板厚)的位置的温度进行的管理，t/4部是 作为发挥钢板的平均的性能的位置。另外，本第二发明的钢板，能够有利地应用为所谓厚钢 板。这时的板厚约为7mm以上，其上限没有特别限定，但通常为40mm左右。其次，对于本第三发明进行说明。如上述这样满足化学成分组成的钢板虽然HAZ韧性良好，但是，对于不会使这种 HAZ韧性劣化，并用于改善抑制脆性龟裂的发生的特性的要件也进行了研究。其结果表明， 对于厚t(mm)的钢板，观察其平行于轧制方向且相对于钢板表面为垂直的面的金属组织 时，如果(a)铁素体面积率为75%以上，(b)t/2位置的铁素体晶粒的平均圆当量直径为 20. 0 μ m以下，(c) t/4位置的铁素体晶粒的平均长宽比为2. 0以下，则能够改善抑制钢板的 脆性龟裂的发生的特性，并且也不会使上述HAZ韧性劣化。以下，对于如此进行规定的理由 加以详述。本第三发明的高张力钢板的金属组织，为了确保钢板的强度而以铁素体为主体。 所谓铁素体主体，意思是在钢板中所占的铁素体分率为75面积％以上，观察钢板截面的金 属组织时，铁素体的面积率为75%以上即可。铁素体的面积率优选为80%以上，更优选为 85%以上。上述金属组织的余量，作为第二相而生成珠光体、贝氏体和马氏体等即可，其种类 没有特别限定。第二相的面积率低于25%即可，优选低于20%，更优选低于15%。上述钢板的金属组织，除了以铁素体为主体以外，为了改善CTOD特性，重要的是 适当地调整铁素体晶粒的圆当量直径与长宽比这两方。即，本发明者们反复进行各种实验 的结果判明，需要使t/2位置的铁素体晶粒的平均圆当量直径为20. 0 μ m以下，使t/4位置 的铁素体晶粒的平均长宽比为2. 0以下。这由后述的实施例阐明，图7表示钢板的t/2位置的铁素体晶粒的平均圆当量直径和长宽比对CTOD特性造成的影响。图7中，X轴表示t/2位置的铁素体晶粒的平均圆当 量直径，Y轴表示CTOD特性(Sc_6tre)，□表示t/2位置的铁素体晶粒的平均长宽比在1.6 以上，〇表示t/2位置的铁素体晶粒的平均长宽比超过1. 6并在2. 0以下，Δ表示同平均长 宽比超过2.0时的结果。图8表示钢板的t/4位置的铁素体晶粒的平均圆当量直径和长宽比对CTOD特性 造成的影响。图8中，X轴表示t/4位置的铁素体晶粒的平均圆当量直径，Y轴表示CTOD特 性(δ c_60V)，〇表示t/4位置的铁素体晶粒的平均长宽比为2. 0以下， 表示t/4位置的 铁素体晶粒的平均长宽比超过2. 0时的结果。图9表示自钢板中心部(t/2位置)的相对位置与CTOD特性(δ c_mv)的关系。 图9中，X轴表示钢板中心部(t/2位置)为0%时的相对位置，例如所谓相对位置为25%
表示t/4位置。由这些结果表明的可知，(1) t/2位置的铁素体晶粒的平均圆当量直径直小，CTOD 越显示出得到改善的倾向(δ c_6(re的数值变大的倾向)，(2)如果t/4位置的铁素体晶粒的 平均圆当量直径为20. 0 μ m以下，且平均长宽比为2. 0以下，则δ C_6QO为0. 20mm以上，能够 确保地改善CTOD特性，以及(3)因为CTOD特性在钢板中心部有变低的倾向，所以在钢板中 心部对CTOD特性进行管理即可等等。关于产生这种现象的理由考虑如下。即，在脆性破坏中，因为晶粒与晶粒的边界 (结晶晶界)成为龟裂传播的阻抗，所以如果结晶晶界密集存在，则脆性破坏本身难以发 生，即使有微小的脆性破坏发生，如果在龟裂进展方向上密集存在结晶晶界，则也能够防止 龟裂的传播。可是，因为铁素体在轧制工序中沿轧制方向延伸，所以铁素体晶粒的长宽比变 大。因此在轧制方向上铁素体的长径容易一致，而在板厚方向短径容易一致。因此，虽然在板厚方向上使结晶晶界密集存在，但是因为轧制方向上的结晶晶界 变得稀疏，所以结晶晶界的密度易发生波动，脆性破坏容易发生。相对于此，减小铁素体晶 粒的平均圆当量直径，且缩小平均长宽比，可使结晶粒界的密度的波动几乎消失，因此脆性 破坏难以发生，纵使发生了，结晶晶界也会成为阻抗，能够防止龟裂的传播。在本第三发明的钢板中，使铁素体晶粒的平均圆当量直径为20. Ομπι以下，使铁 素体晶粒的平均长宽比为2. 0以下。控制平均圆当量直径的位置是将钢板的厚度设为t时 的t/2位置。因为一般已知脆性破坏在板厚的中央部附近发生(参照前述图9)，所以通过 适当地控制t/2位置的组织便能够抑制脆性破坏的发生。另外，控制平均长宽比的位置是 将钢板的厚度设为t时的t/4位置。这选择的是显示钢板的平均的特性的位置。板厚越厚，钢板的t/2位置的温度和t/2位置上所导入的应变与钢板的表面附近 (例如t/4位置)的温度和被导入的应变差越大，因此通过管理t/2位置的温度，适当控制 t/2位置的组织，能够抑制脆性龟裂的发生。上述t/2位置的铁素体晶粒的平均圆当量直径优选为17.5μπι以下，更优选为 16μπι以下。铁素体晶粒的平均圆当量直径的下限未特别限定，越小越为优选，但是缩小存 在界限，因此通常为7μπι以上(特别在ΙΟμπι以上)。还有，所谓圆当量直径，意思是将铁 素体晶粒换算为同一面积的圆时的圆的直径。另一方面，上述t/4位置的铁素体晶粒的平均长宽比优选为1.9以下，更优选为 1. 8以下。还有，所谓铁素体晶粒的长宽比，意思是铁素体晶粒在轧制方向的粒径(Dl)与板厚方向的粒径(Dt)的比(Dl/Dt)。上述铁素体晶粒的平均圆当量直径和平均长宽比，例如能够按如下所示的步骤进 行计算。首先，包括钢板地正面和背面，并且使平行于轧制方向且相对于钢板表面(钢板的 正面)垂直的面露出，以此方式切割下试样，研磨该露出面并进行镜面加工。露出面的研磨方法未特别限定，例如采用#150 #1000的湿式金刚砂研磨纸进行 研磨，或采用与之具有同等的功能的研磨方法进行研磨即可。另外，在进行镜面加工时，使 用金刚石研磨浆等研磨剂即可。经镜面加工的试样用3%硝酸乙醇溶液进行腐蚀，使铁素体组织的结晶晶界显现 后，使倍率为100倍或400倍拍摄照片，输入图像分析装置。输入图像的方式是，在任何倍 率下均使区域相当于ImmX 1mm。其次，在图像分析装置中，将晶界所包围的铁素体晶粒的区域(面积)换算成具有 同等的面积的圆，所换算的圆的直径定义为铁素体晶粒的圆当量直径，并测定圆当量直径。 在全部的观察视野中对其进行测定，平均结果，计算平均圆当量直径。另一方面，关于铁素体晶粒的长宽比，是对于上述晶界所包围的铁素体晶粒，测定 其轧制方向的粒径Dl和板厚方向的粒径Dt，计算Dl与Dt的比(Dl/Dt)作为长宽比。这在 全部的观察视野中进行，平均结果，计算出平均长宽比。为了使本第三发明的钢板的金属组织为铁素体主体，并且使t/2位置的铁素体晶 粒的平均圆当量直径为20. 0μ m以下，t/4位置的铁素体晶粒的平均长宽比为2. 0以下，只 要将铸造得到的钢坯加热到1000 1200°C后进行粗轧，接着在奥氏体未再结晶温度域进 行精轧即可。以下按顺序说明。加热钢坯的温度优选为1000 1200°C。为了使粗轧和随后的冷却后(自然放冷 或强制水冷)得到的铁素体组织微细化，有效的方法是轧制奥氏体组织而使之再结晶。奥 氏体的再结晶温度的下限虽然依据钢板的化学成分组成，但是因为通常为850 900°C，所 以为了在此下限温度以上轧制奥氏体而使之再结晶，加热温度可以为1000°C以上。但是，若 加热超过1200°C，则初期的奥氏体组织过于粗大化，因此即使轧制这样的奥氏体而使之再 结晶，也难以充分地使奥氏体组织微细化。因此，加热温度为1200°C以下。加热的钢坯在奥氏体的再结晶温度域使累积压下率为40%以上而进行粗轧即可。 通过在奥体的再结晶温度域使累积压下率为40%以上而进行粗轧，能够在再结晶和压下的 作用下使铁素体组织微细化，且成为接近等粒的奥氏体组织，作为其结果是在轧制后，成为 微细且接近等粒的铁素体组织。如果再结晶温度域下的累积压下率低于40%，则由再结晶 温度域下的压下带来的微细化不充分，因此轧制后会混有粗大的奥氏体晶粒。因此，最终得 到的金属组织也容易成为混有粗大的铁素体晶粒和微细的铁素体晶粒的混粒状态。若金属 组织如此成为混粒状态，则脆性龟裂抑制特性有容易发生波动的倾向。因此，为了在奥氏体 的再结晶温度域中使奥氏体组织充分地微细化，推荐奥氏体再结晶温度域中的累积压下率 为40%以上。奥氏体再结晶温度域虽然根据化学成分组成而有一些变化，但是在本第三发 明中为900 1000°C左右。优选尽可能增大上述累积压下率，随着累积压下率的增加，铁素体晶粒的圆当量 直径能够微细化至大约25 30 μ m左右。但是，即使增大奥氏体的再结晶温度域中的累积 压下率而超过70%，其效果也是大体饱和，因此该累积压下率为70%以下即可。
上述累积压下率，将钢板的t/2位置的温度(计算值)为1000°C时的厚度设为tQ， 将钢板的t/2位置的温度(计算值)为900°C时的厚度设为、时，能够由下式(8)计算。累积压下率(%) = [(Vt1Vt0] X 100... (8)但是，粗轧开始温度低于1000°C时，设粗轧开始时的钢板厚度为、，粗轧开始温度 超过1000°C时，则设钢板的t/2位置的温度在1000°c的钢板厚度为、，并计算上述累积压 下率。另一方面，粗轧终止没有达到900°C时(超过900°C时)，设粗轧终止时的钢板厚度为 、，在900°C的钢板厚度为、，并计算上述累积压下率。粗轧时的温度，是使用过程控制计算机计算t/2位置的温度，并以计算出的温度 作为基准即可。为是为了适当地控制t/2位置的金属组织。还有，与t/2位置的温度(计 算值)相比，钢板表面的温度(实测值)在钢板的厚度为150mm时约变低50 70°C，在钢 板厚度为IOOmm时约变低40 50°C。因此，进行上述粗轧的温度考虑到如此的温度差，也 可以以钢板表面的温度(实测值)为基准采用而进行温度管理。在奥氏体的结晶温度域使累积压下率为40%而进行粗轧后，冷却至奥氏体未再结 晶温度域，推荐在该奥氏体未再结晶温度域使直应变达0.5以上而进行精轧。这是由于通 过在奥氏体未再结晶温度域进行精轧，能够使铁素体晶粒进一步微细化。即，在奥氏体未再 结晶温度域进行轧制而得到的金属组织，是平均粒径约25 30 μ m的奥氏体组织，因此即 使对钢板直接进行空冷或强制冷却，得到的铁素体晶粒的平均圆当量粒径充其量也仅能达 到25μπι左右。因此，CTOD特性不能得到充分改善。相对于此，如果在奥氏体未再结晶温 度域进行精轧，则铁素体晶粒中被导入应变，因此能够使铁素体晶粒进一步微细化。在该精轧中，可以使真应变量为0.5以上而进行轧制。真应变量低于0.5时，铁素 体晶粒的微细化不充分，不能充分改善CTOD特性。真应变量越多越为优选，如果增多则能 够缩小铁素体晶粒。还有，上述所谓奥氏体未再结晶温度域，是指即使轧制钢板奥氏体组织也不会再 结晶的温度域人。该温度域根据钢板的化学成分组成而多少有所变化，但是在本第三发明 中，使在钢板的t/2位置的温度为850°C以下的区域所导入的真应变量为0. 5以上而进行精 车U但是，若精轧的温度域过低，则铁素体晶粒的扁平率(即长宽比)容易显著变大，因此 CTOD特性有劣化的倾向。因此，精轧结束温度可以为"Ar3相变点+10°C”以上。Ar3相变点 的温度能够基于钢板中所含的化学成分的含量，由下式(9)计算。其中，[]表示各元素的 含量(质量％ )。Ar3 相变点(°C ) = 868-369 X [C] +24. 6 X [Si] -68. 1 X [Mn] -36. 1 X [Ni] -20. 7 X [Cu] -24. 8 X [Cr] +190 X [V]…(9)上述真应变量，将钢板的t/2位置的温度(计算值)为850°C时的厚度设为t2，钢 板的t/2位置的温度(计算值)为精轧结束温度下的厚度设为、时，能够由下式(10)计
笪弁。真应变量=In(t2/t3)... (10)但是，精轧开始温度低于850°C时，设精轧开始时的钢板厚度为t2，精轧开始温度 超过850°C时，设钢板的t/2位置的温度在850°C的钢板厚度为t2，从而计算上述真应变。另 一方面，精轧结束温度没有达到"Ar3相变点+10°C”时(超过"Ar3相变点+10°C”)时，设 精轧结束温度比"Ar3相变点+10°C ”低时，设"Ar3相变点+10°C ”下的钢板厚度为t3而计算上述真应变。上述精轧时的温度，是采用过程控制计算机分别计算t/2位置的温度，并以计算 出的温度为基准。精轧时的温度，将钢板的厚度设为t (mm)时，采用过程控制计算机计算t/2位置的 温度，并以计算出的温度为基准即可。这是为了适当控制t/2位置的金属组织。还有，钢板 的厚度为40 80mm左右时，钢板内部的温度(t/2位置的温度)与钢板的表面温度的温度 差最多不过10 40°C左右，因此考虑到这样的温度差，即使以钢板的表面温度(实测值) 为基准进行管理也没有什么影响(例如“850°C -温度差”，"Ar3相变点+10°C -温度差”)。精轧结束后，根据常规方法进行冷却即可。冷却方法未被特别限定，可以空冷，也 可以进行强制冷却。这时的冷却速度也没有特别限定，但是本发明者们确认，如果是4°C / 秒以下，则不会给铁素体晶粒的大小造成影响。 其次，对于本第四发明进行说明。本发明者们，对于不会使HAZ韧性劣化，并用于改善脆性龟裂停止特性的要件也 进行了反复研究。其结果发现，在观察厚度t (mm)的钢板的金属组织时，如果距钢板表面 t/100位置的区域内的铁素体晶粒的平均粒径为25 μ m以下，则能够改善钢板的脆性龟裂 停止特性，也不会使上述HAZ韧性劣化。这由后述的实施例阐明，特别是在图10中，显示了距钢板表面t/100位置的区域 中的铁素体晶粒的平均粒径与脆性龟裂停止特性(-60°C的Kca值)的关系。根据该图10 可知，距钢板表面钢板的t/100位置的区域中的铁素体晶粒的平均粒径越小，脆性龟裂停 止特性越能得到改善(_60°C的Kca值越大)。如此，如果减小钢板表面的铁素体晶粒的平均粒径，则能够改善脆性龟裂停止特 性，关于这一理由认为如下。即，脆性龟裂的传翻被认为，因为晶粒与晶粒的边界(结晶晶 界)成为龟裂的阻抗，所以如果结晶晶界密集存在，则脆性破坏自身难以发生，即使有微小 的脆性龟裂发生，龟裂的传播也被停止。因此，如果使铁素体晶粒微细化，则能够停止发生 的脆性龟裂的传播。在本第四发明中，通过使上述平均粒径为25 μ m以下，则在脆性破坏传播停止试 验中(详细参照实施例)能够确保-60°C的Kca为5900N/mm15以上，能够改善脆性龟裂停 止特性。上述平均粒径优选为20 μ m以下。上述铁素体晶粒的平均粒径能够依据前述的方法(铁素体的平均圆当量直径的 测定方法)计算。还有，上述铁素体晶粒的平均粒径是距钢板表面t/100位置的区域中进 行观察。如果距钢板表面t/100位置的区域中的铁素体晶粒的粒径得到适当地控制，则不 仅是钢板表面部，而且钢板整体的脆性龟裂停止特性都有所提高，这通过本发明者们的研 究得到了证实。距钢板表面t/100位置的区域中的金属组织，以铁素体为主体。所谓铁素体主体， 意思基本与前述的钢板一样，但是铁素体的分率也可以是50%以上。上述金属组织的余量， 作为第二相生成珠光体、贝氏体和马氏体等即可，其种类并没有特别限定。第二相的面积率 低于50 %即可，优选低于45 %，更优选低于40 %。为了使钢板表面至t/100位置的区域中的铁素体晶粒的平均粒径在25 μ m以下， 加热铸造得到的钢坯并进行粗轧后，为了调整精轧的温度而进行空冷或强制冷却，接着在奥氏体再结晶温度域、奥氏体未再结晶温度域或二相温度域，使真应变量为0. 5以上并进 行精轧即可。这是由于通过使精轧的温度域为适当的温度域，能够使铁素体晶粒微细化。 即，不进行温度管理，而是遵循常规方法进行轧制后，进行空冷或强制冷却而得到的金属组 织，是平均粒径至多约35 μ m以上的铁素体组织，因此不能充分改善脆性龟裂停止特性。相 对于此，如果在适当的温度域进行精轧，则能够进一步使铁素体晶粒微细化。特别是如果在 二相温度域进行精轧，则能够使铁素体晶粒直接变形，因此直应变被大量导入，能够进一步 使铁素体晶粒微细化。在精轧中使真应变量为0. 5以上，是由于真应变量低于0. 5时，铁素体晶粒的微细 化不充分，不能充分改善脆性龟裂停止特性。真应变量越多越为优选，如果增大则铁素体晶 粒变小。进行上述精轧的温度域根据钢板的化学成分组成而有一些变化。因此在本第四 发明中，优选在钢板的表面温度为900°C以下的区域使导入的真应变量为0. 5以上而进行 精车U但是，若精轧的温度过低，则铁素体组织的加工脆化显著，脆性龟裂停止特性有降低 的倾向。因此，精轧结束温度可以为"Ar3相变点-40°C”以上。々!^相变点的温度能够基于 钢板中所含的化学成分的含量，由前述式(4)计算。上述温度在上述范围控制距钢板表面 t/100位置的温度即可。上述真应变量，将钢板的表面温度为900°C的钢坯厚度设为t4，将精轧结束温度下 的钢板厚度设为、时，能够由下式(11)计算。真应变量=ln(t4/t5)…(11)但是，精轧开始温度低于900°C时，设精轧开始时的钢板厚度为、而计算上述真应 变量。还有，精轧开始温度超过900°C时，设钢板的表面渡在900°C的钢坯的厚度为t4。精轧结束后，依据常规方法进行冷却即可。冷却方法未被特别限定，可以空冷，也 可以强制冷却。如上述这样得到的本第三、四发明的各种钢板，例如能够作为桥梁、高层建筑物和 船舶等的结构物使用，不用说小 中热能输入焊接，即使在高热能输入焊接中(例如40kJ/ mm以上)，也能够防止焊接热影响部的韧性劣化，并且脆性龟裂抑制特性或脆性龟裂停止 特性也优异。另外，本第三、四发明的钢板，能够有利地应用为所谓厚钢板。这时的板厚约 为7mm以上，虽然上限没有特别限定，但通常为40mm以下的程度。以下，列举实施例更具体地说明本发明，但是本发明当然不受下述实施例的限制， 也可以在符合前、后述的宗旨的范围内适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范 围内。实施例1展示关于本第一发明的实施例。将下述表1、2所示的化学成分组成的钢坯加热到1050 1200°C，实施热轧至规定 的板厚(12mm或30mm)，在880 720°C的温度范围结束热轧后，以10°C /秒以上的冷却速 度冷却至700 600°C，该途中停止冷却，空冷30秒以上。其后，从该温度范围以10°C /秒 以上的冷却速度冷却至550°C以下(冷却停止温度)。这时的制造条件显示在表3、4中。
对于以上述方式得到的各钢板，分别按下的要领实施母材组织(铁素体分率、铁 素体粒径)、母材特性[板厚、屈服强度TS、韧性(VE_6Q)]和HAZ韧性(VE_6Q)的评价。
(铁素体分率，铁素体粒径的测定)铁素体(多边铁素体)的分率，是对于各钢板的t/4部(t 板厚)，用光学显微镜 以200倍的倍率观察1个视野300 μ mX 300 μ m的区域，使用图像分析软件进行测定，求得 5个视野的平均值。另外，铁素体的平均晶粒直径是在各钢板的t/4(t:板厚)的位置，以 400倍观察10个视野，根据JIS G 0551所规定的比较法进行测定。(母材特性的评价)从各钢板的总厚度，沿与轧制方向成直角的方向提取JIS Z 2201的IB号试验片， 按JIS Z 2241的要领进行拉伸试验，测定屈服强度YS (有屈服点时为下屈服点YP，没有时 为0. 2%屈服点σ 0 2)和抗拉强度(TS)。然后，屈服强度:440MPa以下，抗拉强度:530MPa 以上，屈强比(YP/TS)为75%以下的评价为低屈强比高张力钢板。另外，从由各钢板的表面侧削去了 Imm的部位，沿轧制方向提取JIS Z2202的V 切口试验片，按JIS Z 2242的要领进行摆锤冲击试验，测定试验温度为-60°c的吸收能 (vE_60) 0然后，该吸收能(VE_6CI)为100J以上的评价为具有优异的母材韧性。(HAZ韧性的评价)采用上述钢板以FCB法实施单面潜弧焊。FCB法是在衬板在铜板之上并涂敷助焊 剂，压接到坡口背面，边从表面单侧形成背面焊道边使焊接完全的方法，一般适用在造船等 的板接头焊接中。坡口形状显示在图5中[(a)为板厚12mm的情况，(b)为板厚20mm的情 况]。焊接材料使用下述的低温用钢焊接材料(神户制钢所制)，以图6和表5的焊接条件 制造焊接接头。〈焊接材料〉焊丝US-255表面助焊剂PFI_50LT衬板助焊剂MF-IR表5
然后，从表面侧切削1mm，在HAZ (熔合部，熔合部+lmm[HAZlmm])的位置，在板表 面垂直切入切口，分别提取3个这样的JIS Z 2202的V切口试验片，按JIS Z 2242的要领 进行摆锤冲击试验。然后，测定试验温度为-60°C下吸收能(vE,)。然后，该吸收能(vE_6Q)
23其吸收能的平均值为100J以上的评价为HAZ的低温韧性优异。这些结果与实际焊接施工条件(施工法、输入热能)一起，一并显示在下述表6、7中。 由这些结果能够进行如下考察(还有，下述No.表示表中的实验No.)。满足本第一发明规定要件的No. 1 17的钢板，HAZ的低温韧性优异，并且是母材
特性(韧性、屈服强度YS :440MPa以下，抗拉强度TS :530MPa以上，屈强比YR :75%以下) 也优异的高张力钢板，即使以高热能输入单面潜弧焊法焊接该钢板，并用于低温条件的用 途时，仍发挥出优异的特性。相对于此，不满足本第一发明的规定的No. 18 40，分别具有以下的问题。艮口， No. 18 20虽然HAZ的低温韧性优异，但是母材的铁素体分率低，无法获得希望的母材特性 (屈服强度YS :440MPa以下，屈强比YR:75%以下)。No. 21其C含量超过上限，No. 22其Si含量超过上限，因此HAZ韧性差。另外在 No. 22中，铁素体晶粒也大，母材韧性也差。此外，任何母材的铁素体分率低，均得不到希望 的母材特性(屈服强度YS :440MPa以下，抗拉强度TS :530MPa以上，屈强比YR :75%以下)。No. 23因为Mn含量不足，所以HAZ韧性差。另外得不到希望的母材特性(抗拉强 度TS :530MPa以上，屈强比YR :75%以下)。另一方面，No. 24因为Mn含量过剩，所以不能 确保优异的HAZ韧性。No. 25因为P含量过剩，另外No. 26因为S含量过剩，所以HAZ韧性均差。另外，只 要母材的铁素体分率低，都得不到希望的母材特性(屈服强度YS :440MPa以下，屈强比YR 75%以下)。No. 27因为Al含量不足，No. 28因为Al含量过剩，所以HAZ韧性差。另外No. 29 因为Nb含量不足，No. 30因为Nb含量过剩，所以HAZ韧性均差。其中在No. 29之中，铁素 体晶粒也大，母材韧性劣化。No. 31因为Ti含量不足，No. 32因为Ti含量过剩，所以HAZ韧性差。No. 33因为B 含量不足，No. 34因为B含量过剩，所以HAZ韧性均差。另外No. 35因为N含量不足，另一 方面No. 36因为N含量过剩，所以HAZ韧性均差。No. 37因为(B-NT/1. 3)高于式(1)的下限，另外No. 38因为(B-NT/1. 3)低于式 ⑴的上限，所以HAZ韧性均差。No. 39、40虽然含有Cu、Ni和V之中的1种以上，但是因为高于式(2)的上限，所 以HAZ韧性差。实施例2展示本第二发明的实施例。用转炉熔炼下述表8、9所示的化学成分组成的钢原材，通过连续铸造和热轧制作 各种钢板。表8、9所示的相变点(Ar3、Ari、ACl、Ac3)是根据下式(3) (6)求得的值。这 时的制造条件显示在表10、11中。还有，关于这时的温度，是在t/4(t为板厚)的位置的温 度下进行管理，详细的温度管理的步骤如下。Ar3 = 868-369 · [C] +24. 6 · [Si] -68. 1 · [Mn] -36. 1 · [Ni] -20. 7 · [Cu] -24. 8 · [Cr] +19 OX [V] ... (3)Ar1 = 630. 5+51. 6 · [C]+122. 4 · [Si]-64. 8 · [Mn] ... (4)Ac1 = 723-14 · [Mn] +22 · [Si]-14. 4 · [Ni]+23. 3 · [Cr] — (5)Ac3 = 908-223. 7 · [C] +43. 85 · [P] +30. 49 · [Si] —34. 3 · [Mn] +37. 92 · [V] -23. 5 · [N i] …(6)其中，[C]、[Si]、[Mn]、[N]、[Cu]、[Cr]、[V]和[P]分别表示C、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、
V和P的含量(质量％)。
(温度管理的步骤)1.使用过程控制计算机，基于从加热开始到加热结束的气氛温度和在炉时间，计算从钢坯的表面至里面的任意的位置(例如t/4位置)的加热温度。2.采用计算出的加热温度，基于轧制中的轧制表和轧道间的冷却方法(水冷或空 冷)的数据，采用适于差分法等计算的方法，边计算板厚方向的任意的位置的轧制温度，边 实施轧制。3.钢板的表面温度使用设置于轧制线上的放射型温度计进行实测。但是，也用过 程控制计算机预先计算理论值。4.将粗轧开始时、粗轧结束时、精轧开始时分别实测的钢板的表面温度，与由过程 控制计算机计算的计算温度进行对照。5.计算温度与实测温度的差为士30°C以上时，使计算表面温度与实测温度一致， 如此进行再计算并作为过程控制计算机上的计算温度，当低于士30°C时，则直接采用由过 程控制计算机计算出的计算温度。6.采用上述计算出的计算温度，管理作为控制对象的区域的轧制温度。
对于以上述方式得到的各钢板，分别按下述要领实施疲劳龟裂进展速度、(硬质相 /软质相)的硬度比(Hvi/Hv2)和软质相的粒径、钢板(母材)和HAZ的韧性的评价。 (疲劳龟裂进展速度)切断热轧材，依据ASTM E647，采用小型试验片，实施疲劳龟裂进展试验，由此 求得疲劳龟裂进展速度。这时，将由下式(7)规定的帕里斯法则成立的稳定成长区域 ΔΚ=20 (MPa · ^Tm)的值作为代表值进行评价。还有，疲劳龟裂进展速度的评价，关于 基准，由于通常的钢板为4. 0 6. OX 10_5mm/CyCle ( Δ K = 20时)左右的进展速度，因此以 3. 5Χ 1(Γ5謹/cycle以下为基准。da/dn = C(AK)"1...(7)其中，a 表示龟裂长度；η 表示反复次数；C、m 表示由材料、载荷等条件确定的常 数。[(硬质相/软质相)的硬度比]用IOgf的显微维氏硬度计测定硬质相的维氏硬度Hv1和软质相的维氏硬度Hv2, 求得各5点的平均值，计算硬度比(Hvi/Hv2)。(软质相的粒径的测定方法)(a)在钢板的轧制方向和平均方向切断，准备包括板厚的表、背面部的试样。(b)采用#150 #1000的湿式金刚砂研磨纸进行研磨，或采用与之具有同等的功 能的研磨方法进行研磨，使用金刚石研磨浆等研磨材实施镜面加工。(c)将经过研磨的试样用3%硝酸乙醇溶液(腐蚀液)进行腐蚀，使软质相的结晶 晶界显现。(d)以100倍或400倍的倍率对显现出的组织拍摄照片(拍摄6cmX 8cm的照片)， 输入图像分析装置(100倍时相当于600 μ mX 800 μ m，400倍时相当于150 μ mX 200 μ m)。当 进行该输入时，在任何倍率下均输入相当于ImmX Imm的个数(100倍至少是6个视野，400 时是35个视野)。(e)在图像分析装置中，换算成与一个晶界所包围的区域具有同等的面积的圆，所 换算的圆的直径定义为圆当量软质相的粒径。(f)将对于全部视野测定的值的平均值作为平均圆当量软质相粒径并进行计算。(母材韧性的评价)通过与实施例1相同的方法进行评价。疲劳试验进展速度的测定结果、硬度比和软质相粒径(圆当量直径)，与母材韧 性、HAZ韧性和焊接条件(施工法、输入热能)一起显示在下述表12、13中。
34 由这些结果能够进行如下考察(还有，下述N0.表示表中的实验No.)。 满足本第二发明规定的要件的No. 1 8、9 14、18 22的钢板,是HAZ的低温
韧性优异，并且母材特性(韧性、疲劳龟裂进展抑制特性)也优异的钢板，以高热能输入单 面潜弧焊法焊接该钢板，并用于低温条件的用途时，仍发挥出优异的特性。相对于此，不满足本第二发明的规定的No. 9、15 17、23 42，分别具有以下的问 题。S卩，No. 9为回火贝氏体的单相组织，No. 17为贝氏体的单相组织，疲劳龟裂进展抑制特 性均差。No. 15其硬度比为1. 3，No. 16其软质相粒径粗大，疲劳龟裂进展抑制特性均差。No. 23因为C量超过上限，另外No. 24因为Si超过上限，所以HAZ韧性差。No. 25 因为Mn量不足，所以HAZ韧性差，并且硬度比不满足本第二发明所规定的值，因此疲劳龟裂 进展抑制特性差。No. 26因为Mn量过剩，所以不能确保优异的HAZ韧性。No. 27因为P量过剩，另外No. 28因为S量过剩，所以HAZ韧性均差。No. 29因为 Al量不足，No. 30因为Al量过剩，所以HAZ韧性差。另外，No. 31因为Nb量不足，No. 32因 为Nb量过剩，所以HAZ韧性均差。No. 33因为Ti量不足，No. 34因为Ti量过剩，所以HAZ韧性差。No. 35因为B量 不足，No. 36因为B量过剩，所以HAZ韧性均差。另外No. 37因为N量不足，另一方面No. 38 因为N量过剩，所以HAZ韧性均差。No. 39因为(B-NT/1· 3)低于式(1)的下限，另外No. 40因为(B-NT/1· 3)高于式 ⑴的上限，所以HAZ韧性均差。No. 41、42虽然含有Cu、Ni和V之中的1种以上，但是因为高于式(2)的上限，所 以HAZ韧性差。实施例3-1
展示本第三发明的实施例。使用下述表14、15所示的化学成分组成的各种钢坯[Ar3相变点基于前述式(9)计 算]，以下述表16、17所示的制造条件(钢坯加热温度、粗轧条件、精轧条件)制造各种钢 板。还有，关于这时的温度，是在t/2位置、t/4(t为板厚)的温度下进行管理，详细的温度 管理的步骤如下。
38
(温度管理的步骤)与实施例2中的步骤相同。表17

的评价。
对于以上述方式得到的各钢板，分别按下述的要领实施钢板(母材)和HAZ韧性
(母材韧性的评价) 与实施例2的评价方法相同。 (HAZ韧性的评价) 与实施例1的评价方法相同。
另外，按下述的步骤测定各钢板的金属组织的观察(铁素体晶粒的圆当量直径和 长宽比)和脆性龟裂抑制特性。[金属组织的观察(圆当量直径和长宽比的测定步骤)]包括钢板地正面和背面，并且使平行于轧制方向且相对于钢板表面(钢板的正 面)垂直的面露出，以此方式切割下试样，研磨该露出面并进行镜面加工。在露出面的研磨 中，使用#150 #1000的湿式金刚砂研磨纸进行研磨后，作为研磨剂使用金刚石研磨浆进 行镜面加工。经镜面加工的试样用3%硝酸乙醇溶液进行腐蚀，使铁素体组织的结晶晶 界显现后，以400倍的倍率进行拍摄，作为6cmX8cm的照片(即，400倍时相当于 150μπιΧ200μπι)。照片的6cm的边对应板厚方向，8cm的边对应轧制方向。输入到图像分 析装置的方式是，在任何倍率下均使区域相当于ImmX 1mm。其次，在图像分析装置中，将晶界所包围的铁素体晶粒的区域(面积)换算成具有 同等的面积的圆，所换算的圆的直径定义为铁素体晶粒的圆当量直径，并测定圆当量直径。 在全部的观察视野中对其进行测定，平均结果，计算平均圆当量直径。另一方面，关于铁素体晶粒的长宽比，是对于上述晶界所包围的铁素体晶粒，测定 其轧制方向的粒径Dl和板厚方向的粒径Dt，计算Dl与Dt的比(Dl/Dt)作为长宽比。这在 全部的观察视野中进行，平均结果，计算出平均长宽比。还有，铁素体晶粒的圆当量直径和长宽比的测定位置，是将钢板的厚度设为t (mm) 时，为t/2位置、t/4位置。另外，观察视野数为35个。计算铁素体晶粒的平均圆当量直径 和长宽比时，也一并测定金属组织中铁素体所占的面积率。(脆性龟裂抑制特性的评价)脆性破坏发生特性，是基于社团法人日本焊接协会(WES)发生的TOS1108(1995年 2月1日制定)所规定的“龟裂前端开口位移(CT0D试验)”而进行龟裂前端开口位移试验， 测定不稳定破坏开始时的开口位移(S c)，据此结果进行评价。还有，进行龟裂前端开口位 移试验时，也参考WESl 109 (1995年4月1日制定)所规定的“关于焊接热影响k部CTOD试 验方法的指南”。试验片采用TOSl 108 (1995年2月1日制定)的P. 6的图6所示的“标准三点弯曲 试验片”。试验温度为_60°C，测定δ c_6or (mm)。在本第一明中，δ0. 20mm以上时为
43合格。各钢板的t/2位置或t/4位置的组织[铁素体(α)的平均圆当量直径和长宽比] 和铁素体的分率显示在下述表18中，母材特性(板厚、νΕ,和δ c,v)以及HAZ韧性与实 际焊接施工条件(施工法、输入热能)一起显示在下述表19、20中。表18表20
据这些结果能够进行如下考察(还有，下述No.表示表中的实验No.)。满足本第三发明规定的要件的No. 3、5、6、12、14、15、18、20、21的钢板，是HAZ的低 温韧性优异，并且母材特性(韧性、脆性龟裂发生抑制特性)也优异的钢板，以高热能输入 单面潜弧焊法焊接该钢板，并用于低温条件的用途时，仍发挥出优异的特性。相对于此，不满足本第三发明的规定的No. 1、2、4、7 11、13、16、17、19、22 41， 不满足本第三发明规定的要件中的某一要件，HAZ韧性、脆性龟裂发生抑制特性的至少有一 种差。实施例3-2
展示本第四发明的实施例。
用转炉熔炼下述表14、15所示的化学成分组成的各钢原材，采用通过连续铸造制 造的各种钢坯(钢种No. 1 38)，加热后进行粗轧，空冷或强制冷却后进行精轧，制作各种 钢板。精轧的结束温度(表面温度)、轧轧后的冷却条件(冷却方法、冷却速度)和在900°C 以下的真应变量显示在下述表21、22中。还有，表21、22所示的冷却速度是从冷却开始到 5000C的平均值(平均冷却速度)。表21
表22
对于以上述方式得到的各钢板，与实施例3-1同样进行HAZ韧性的评价，并且以下 述方式评价脆性龟裂停止特性。(脆性龟裂停止特性的评价)脆性龟裂停止特性基于社团法人日本焊接协会(WES)发生的钢种认定试验方法 (2003年3月31日制定)所规定的“脆性破坏传播停止试验”进行。使用脆性破坏传播停 止试验方法的图7所示的形状的试验片，在从-190°C +60°C的范围选择的任意的温度范 围内，对该试验片设定温度梯度，分4个试验体进行。由下式(12)计算Kca值。下式(12) 中，c表示从传播部入口到脆性龟裂前端的长度，T表示脆性龟裂前端的温度(单位K)，σ 表示传播部的总应力，W表示传播部宽度。X轴为1/Τ，Y轴为计算出的Kca值，制作显示1/Τ 与Kca值的相关关系的曲线图，以4点的近似曲线和213Κ的交点作为-60°C的Kca值。在 本第四发明中，-60°C的Kca值为5900N/mm15时为合格(脆性龟裂停止特性优异)。
(12)
另外，各钢板的金属组织的观察(从表层部至t/100位置，遵循实施例1所示的步 骤，对于铁素体的平均粒径也进行测定)。计算铁素体晶粒的平均粒径时，观察从钢板表面 到t/100位置的区域中的金属组织，也同时测定铁素体面积率。其结果是，金属组织中所占 的铁素体的面积率为50%以上。还有，倍率为100倍时，观察视野数至少为6个，400倍时 观察视野数至少为35个。这些结果显示在下述表23、24中。还有，满足HAZ韧性和脆性龟裂停止特性这两 方的特性的例子为本发明例，综合判定为(〇)，至少不满足一方的特性的例子为比较例， 综合判定为(X)。表23
表24
由这些结果能够进行如下考察。No. 42 46、48 50、52、54、56 58、60 66、 68、70 73满足本第四发明规定的要件，是HAZ的低温韧性优异，并且母材特性(脆性龟裂 停止特性)也优异的钢板，以高热能输入单面潜弧焊法焊接该钢板，并用于低温条件的用 途时，仍发挥出优异的特性。相对于此，不满足本第四发明规定的要件的No. 47、51、53、55、59、67、69、74 93，不满足本第四发明规定的要件的任意一个要件，HAZ韧性、脆性龟裂停止特性的至少一个特性差。 距钢板表面t/100位置的区域中的铁素体晶粒的平均粒径和脆性龟裂停止特性 的关系显示在图11中，但如果将真应变量控制在0. 5以上，则可知能够将钢板表面至t/100 位置的区域中的铁素体晶粒的平均粒径控制在25 μ m以下。
权利要求
一种钢材，其特征在于，以质量％计含有C0.03～0.09％、Si0.01～0.25％、Mn1.20～1.60％、P0.010％以下、S0.003％以下、Al0.02～0.04％、Nb0.005～0.016％、B0.0006～0.0020％、N0.0045～0.0090％、Ti0.008～0.020％，并且满足下式(1)，余量是铁和不可避免的杂质，并且在观察厚度t(mm)的与钢材轧制方向平行且与钢材表面相垂直的面的金属组织时，满足下述(a)～(c)，(a)铁素体面积率为75％以上，(b)t/2位置的铁素体晶粒的平均圆当量直径为20.0μm以下，(c)t/4位置的铁素体晶粒的平均长宽比为2.0以下， 20≤(B NT/1.3)≤10…(1)式中，B表示B以质量ppm计的含量，另外，当N与Ti的关系为(N Ti/3.4)≥0时，NT＝(N Ti/3.4)(N Ti/3.4)＜0时，NT＝0其中，N表示N以质量ppm计的含量，Ti表示Ti以质量ppm计的含量。
2.一种钢材，其特征在于，以质量％计含有C :0. 03 0.09%、Si 0. 01 0.25%、 Mn 1. 20 1. 60%, P 0. 010% 以下、S 0. 003% 以下、Al 0. 02 0. 04%, Nb 0. 005 0. 016%,B 0. 0006 0. 0020%,N 0. 0045 0. 0090%,Ti 0. 008 0. 020%，并且满足下 式(1)，余量是铁和不可避免的杂质，并且观察厚度t (mm)的钢材金属组织时，从钢材表面 至t/100位置的区域中的铁素体晶粒的平均粒径为25 μ m以下，-20 ( (B-NT/1. 3) ( 10... (1) 式中，B表示B以质量ppm计的含量， 另外，当N与Ti的关系为 (N-Ti/3. 4)彡 0 时，NT = (N-Ti/3. 4) (N-Ti/3. 4) < 0 时，NT = 0其中，N表示N以质量ppm计的含量，Ti表示Ti以质量ppm计的含量。
3.根据权利要求1或2所述的钢材，其特征在于，还以满足下式(2)的方式以质量％计 含有Cu 0. 03 0. 5%,Ni 0. 03 0. 8%和V 0. 003 0. 05%中选出的1种以上，(Cu+Ni+60Nb+20V)彡 1. 4... (2)式中，Cu、Ni、Nb、V表示各个元素的质量百分比含量。
4.根据权利要求1或2所述的钢材，其特征在于，还含有Ca0. 0003 0. 003%。全文摘要
本发明提供一种焊接热影响部的低温韧性优异的高张力钢材，即使在进行高热能输入焊接时，HAZ的低温韧性也优异，并且母材的韧性、疲劳龟裂进展阻抗性、脆性龟裂抑制特性或脆性龟裂停止特性也优异。本发明的钢材满足规定的化学成分，并且满足下式。-20≤(B-NT/1.3)≤10，{式中，B表示B含量(质量ppm)，另外NT表示的是，当N(N含量，单位质量ppm)与Ti(Ti含量，单位质量ppm)的关系为(N-Ti/3.4)≥0时，NT＝(N-Ti/3.4)，(N-Ti/3.4)＜0时，NT＝0}。
文档编号C22C38/14GK101899615SQ20101015469
公开日2010年12月1日 申请日期2008年2月28日 优先权日2007年3月23日
发明者大垣诚一, 太田诚, 泉学, 金子雅人, 高桥祐二 申请人:株式会社神户制钢所