于rc /s时，无法得到充分的母材强度。此外，若在高于600°C的温度下停止冷却，则 铁素体+珠光体组织的百分率（所有组织中的铁素体量（体积％)和珠光体量（体积％) 的合计的存在比例）提高，无法兼顾高强度和高韧性。此外，在本发明中，冷却停止温度小 于280°C时，母材会高强度化，因而优选，尤其优选在250°C以下。另外，对加速冷却的停止 温度的下限无特殊限制。
[0117] 退火温度：450°C ?650°C
[0118] 在低于450°C的退火温度下得不到充分的退火效果。另一方面，若以超过650°C 的温度进行退火，则碳氮化合物和Cu析出物会以粗大状态析出，韧性降低，而且有时还会 引起强度降低，因而不理想。此外，退火更优选通过感应加热进行，由此能够抑制退火时 的碳化物的粗大化。这种情况下，通过差分法等模拟计算出的钢板的中心温度为450°C? 650。。。
[0119] 本发明的钢可抑制焊接热影响部的奥氏体晶粒的粗大化，还能使即使在高温下也 不会溶解的铁素体相变生成核微细分散，由此使焊接热影响部的组织微细化，从而得到高 韧性。此外，即使在通过多层焊接时的热循环而被再加热至双相区的区域中，由于通过最初 的焊接，焊接热影响部的组织被微细化，因而在双相区再加热区域中，未相变区域的韧性提 高，再相变的奥氏体晶粒也发生微细化，能够减小韧性的下降程度。
[0120] 实施例
[0121] 在制得具有表1所示成分组成的No. A?Al的连铸钢坯后进行热轧和热处理，制 得厚度为50mm?IOOmm的厚钢板。
[0122] 另外，对于P量在0. 005%以下的钢坯素材，通过在连铸法中进行轻压下、或在连 铸机的下游侧进行电磁搅拌，有意识地减少偏析。
[0123] 对所有钢进行组织观察。发明例的钢的组织主要由10体积％以上的针状铁素体、 5?50体积％的贝氏体、10体积％以下的多边形铁素体构成。比较例的钢的组织中，针状 铁素体的比例、贝氏体的比例、多边形铁素体的比例中的某一个在本发明范围以外。
[0124] 使用屈服应力（YP)、抗张强度（TS)和在一 40°C的吸收能量vE_4crc进行母材的评 价。屈服应力（YP)和抗张强度（TS)使用JIS4号试验片进行测定，该试验片是从板厚的 1/2位置处以使试验片的长度方向与钢板的轧制方向垂直的方式切取的。此外，在一 40°C 的吸收能量vE_ 4crc使用JIS V切口试验片通过夏比冲击试验进行测定，该试验片是从钢板 板厚的1/2位置处以使试验片的长度方向与钢板的轧制方向垂直的方式切取的。将满足 YP彡420MPa、TS彡520MPa和vE_4crc彡200J这三项的评价为母材特性良好。
[0125] 焊接部韧性的评价使用在一 40°C的温度下的吸收能量vE_4crc、在一 10°C下的 CTOD值δ_1(Γ。进行。在一 40°C的温度下的吸收能量vE_4crc使用K型坡口、通过焊接热 输入为45?50kJ/cm的埋弧焊制作多层堆焊接头，将以钢板板厚的1/4位置处的直边侧 的焊接接合部作为夏比冲击试验的切口位置的试验片进行测定。将3根的平均值满足 vE_4cre>150J者判断为焊接部接头韧性良好。在一 10°C下的CTOD值δ_1(Γε使用以直边 侧的焊接接合部作为三点弯曲CTOD试验片的切口位置的试验片进行。将试验数量3根中 CTOD值（δ _ lcrc )的最小值在〇. 70mm以上的情况判断为焊接接头的CTOD特性良好。
[0126] 焊接部韧性的评价（焊接接头部的夏比冲击试验和焊接接头部的三点弯曲CTOD 试验）除一部分外，使用评价为上述母材特性良好的钢板进行实施。
[0127] 将热轧条件、热处理条件与母材特性和上述焊接部的夏比冲击试验结果和CTOD 试验结果一起示于表2。
[0128] 钢A?E是发明例，钢F?Z是成分组成中的某一个在本发明范围外的比较 例。采用钢Al的比较例的No. 32,虽然其组成成分在本发明范围内，但不满足Hvmax/ HvaveS 1.35+0. 006/[C] - t/500。No. 1、2、5、6、8、11均为本发明例，得到满足目标的焊接 接合部的夏比冲击试验结果和焊接接合部的三点弯曲CTOD试验结果。
[0129] 另一方面，实施例3、4、7、9、10、12?32的钢组成和/或制造条件在本发明范围 夕卜，母材特性或焊接接头部的夏比冲击试验结果和焊接接头部的三点弯曲CTOD试验结果 不满足目标。使用钢Al的实施例No. 32虽然其成分组成在本发明范围内，但为不满足Hvmax/ HvaveS 1. 35+0. 006/[C] - t/500的例子，焊接接合部的夏比冲击试验结果和焊接接头部的 三点弯曲CTOD试验结果不满足目标。
[0130] 表 1
[0131]
【主权项】
1. 焊接热影响部CTOD特性优异的高张力厚钢，其具有以下成分组成：以质量％计， 含有C:0? 020 ?0? 080%、Si:0? 01 ?0? 35%、Mn:1. 20 ?2. 30%、P:0? 008% 以下、S: 0? 0035% 以下、A1 :0? 010 ?0? 060%、Cu:0? 70 ?1. 50%、Ni:0? 40 ?2. 00%、Nb:0? 005 ? 0? 040%、Ti:0? 005 ?0? 025%、N:0? 0020 ?0? 0050%、0 :0? 0030% 以下，式（1)中定义的 Ceq在0. 520 %以下，Ti/N之质量比为1. 50?4. 00,并满足式（2)，余部由Fe和不可避免 的杂质组成，钢板中心偏析部的硬度满足式（3)， Ceq= [C] + [Mn]/6+([Cu] + [Ni])/15+([Cr] + [Mo] + [V])/5- (1) 5. 5[C]4/3+15[P]+0. 90[Mn]+0. 12[Ni]+7. 9[Nb]1/2+0. 53[Mo]兰 3. 50…（2) 式中，[M]为元素M的含量（质量％ )， HVmax/HVave彡 1. 35+0. 006/[C] -t/500... (3) Hv_为中心偏析部的维氏硬度最大值，Hv_为除去从表面、背面到板厚的1/4处之间 以及中心偏析部以外的部分的维氏硬度平均值，[C]为C含量（质量％ )，t为钢板的板厚 (mm) 〇
2. 根据权利要求1所述的焊接热影响部CT0D特性优异的高张力厚钢，其特征在于， 在钢组成中，以质量％计，还含有选自Cr:0. 10?1. 00%、M〇 :0. 05?0. 50%、V:0. 005? 0.050%中的1种或2种以上。
3. 根据权利要求1或2所述的焊接热影响部CT0D特性优异的高张力厚钢，其特征在 于，在钢组成中，以质量％计，还含有Ca:0. 0005?0. 0050 %，满足式（4)， 〇 < {[Ca] - (0. 18+130X[Ca]X[0]}/l. 25/[S] < 1. 00- (4) 式中，[M]为元素M的含量（质量％ )。
4. 焊接热影响部CT0D特性优异的高张力厚钢的制造方法，其特征在于，在将具有权利 要求1?3中任一项所述的成分组成的钢加热至1030?1200°C后，实施在950°C以上的温 度区域中的累积压下率在30%以上、在低于950°C的温度区域中的累积压下率为30?70% 的热轧，然后以l.〇°C/s以上的冷却速度加速冷却至600°C以下，再在450?650°C下实施 退火处理。
【专利摘要】本发明提供一种多层焊接部的低温韧性(焊接部的夏比冲击、CTOD特性)优异的高张力厚钢板及其制造方法。所述高张力厚钢板具有如下成分组成：以质量％计以特定含量含有C、Si、Mn、P、S、Al、Cu、Ni、Nb、Ti、N、O等，式(1)定义的Ceq在0.520％以下，Ti/N为1.50～4.00，为控制钢中硫化物形态和中心偏析度，满足由特定元素构成的参数公式，余部由Fe和不可避免的杂质组成，还对钢板中心偏析部的硬度作了规定。Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5…(1)。
【IPC分类】B21B1-38, C22C38-58, C22C38-00, B21B3-00, C21D8-02, C22C38-16
【公开号】CN104603313
【申请号】CN201380045901
【发明人】一宫克行, 柚贺正雄, 林谦次
【申请人】杰富意钢铁株式会社
【公开日】2015年5月6日
【申请日】2013年9月4日
【公告号】EP2894235A1, US20150203945, WO2014038200A1