焊接熱影響部的低溫韌性優異的高張力鋼材的制作方法

專利名稱：焊接熱影響部的低溫韌性優異的高張力鋼材的制作方法
技術領域：
本發明特別涉及一種即使被使用于曝露在低溫的用途中時，焊接鋼板時受到熱影 響的部位(以下稱為“焊接熱影響部”或“HAZ”)的低溫韌性仍優異的鋼材。本發明的鋼材 除了優異的低溫韌性以外，還具有屈強比高張力、良好的疲勞龜裂進展阻抗性、良好的脆性 龜裂發生抑制或良好的脆性龜裂停止特性。還有，本發明不限定上述鋼材的焊接方法，而是能夠適用于潛弧焊、氣電焊等，但 是以下，是以實施被認為是焊接熱影響部的韌性確保特別困難的高熱能輸入的單面潛弧焊 的情況為例進行說明。另外，關于本發明的鋼材的形態，應用于各種形狀鋼等的情況，但代 表性地列舉說明的是適用于鋼板的情況。
背景技術：
橋梁和船舶等使用的鋼板所要求的特性近年日益嚴格，特別要求有良好的韌性。 這些鋼板一般通過焊接被接合，但特別是HAZ在焊接時受到熱影響，存在韌性容易劣化這 樣的問題。此韌性劣化隨著焊接時的輸入熱能變大而顯現得越發顯著，其原因被認為是， 若焊接時的輸入熱能變大，則HAZ的冷卻速度變慢，淬火性降低，粗大的島狀馬氏體生成。 因此，為了改善HAZ韌性，認為極力抑制焊接時的輸入熱能即可，但是在提高焊接作業效率 上，則期望采用例如氣電焊、電渣焊、潛弧焊等的高熱能輸入焊接法。近年來，為了在短期內制造海洋結構物和貯藏LPG等的液化氣的低溫用儲罐等， 例如輸入熱能涉及到50 200kJ/cm的高熱能的單面潛弧灶施工被廣泛采用。但是，該焊 接雖然能夠實現施工的高效率化，但其負面是難以穩定確保由焊接形成的焊接熱影響部的 韌性，必須應用基于低熱能輸入的多層焊接進行制造的情況很多。因此，上述低溫用儲罐等 的制造中，就要求一種鋼板，其即使采用可以進行高效率施工的上述高熱能輸入焊接法，并 且即使在_60°C左右的低溫，HAZ的韌性(低溫韌性)也優異。至今為止，為了改善上述HAZ的低溫韌性也提出有各種方法。例如在特公昭 55-026164號公報、特許第2950076號公報中提出有一種方法，其通過利用TiN、Al氧化物 等的釘軋粒子來抑制奧氏體晶粒的粗大化，從而改善HAZ韌性。另外，特公平07-068577號 公報、特公平05-017300號公報中公開有一種技術，其通過使奧氏體晶粒內大量存在鐵素 體相變核，從而實現晶粒的微細化。具體來說，以TiN、MnS, BN、Ti氧化物等為鐵素體相變 核而加以利用，由此達成晶粒的微細化，以實現HAZ的低溫韌性的改善。但是在上述任何一種方法中，在進行高熱能輸入的單面潛弧焊時，TiN等的析出物 都會發生相當地固溶，難以抑制其后的晶粒粗大化等，因此為了在-60°C左右的低溫下確保 優異的HAZ的韌性(以下稱為“HAZ的低溫韌性”或僅稱為“HAZ韌性”)，就需要進一步的 改善。
此外，在至今為止提出的HAZ韌性改善技術中，實際情況是，作為混載液化銨 (ammonium)和液化丙烷氣(propane gas)的多功能用儲罐，沒有對其應具有所要求的低屈 強比(例如75%以下)進行研究。另一方面，為了防止應力腐蝕裂紋(SCC)，對用于液化氨用儲罐的鋼板要求具有 440MPa以下的低屈服強度YS，以及為了降低鋼材總重量，還要求其具有530MPa以下的 抗拉強度。如果是液化銨中混載有液化丙烷氣的儲罐，作為使用的鋼板的特性則要求低 溫韌性也優異。液化氨已知會引起鋼材的應力腐蝕裂紋(SCC)，從而作為鋼板的特性被 規定為將屈服強度 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，在混載上述液化銨和液化丙烷氣的多功能用途中，當然需要使兩者所要求 的特性都得到滿足，另外隨著船舶等的海洋結構物的大型化，船舶所搭載的儲罐的大容量 化也推進，這就還要求隨之而來的鋼板的高張力化，但是伴隨屈服強度YS的上限規定而同 時達成低屈強比(屈強化YR = YS/TS)就成為重大的課題。另外，在上述各種結構材料中，由于施加反復應力的情況不少，因此為了確保結構 材料的安全性，不僅HAZ韌性要良好，疲勞特性也要良好，這在設計上極為重要。鋼板的疲 勞過程認為大體分為在應力集中部的龜裂的發生，和一旦發生的龜裂的進展這2個過程。 而且，在通常的機械零件中，肉眼可見的龜裂的發生被認為是使用界限，幾乎沒有允許龜裂 的進展的設計。然而，在焊接結構物中，即使疲勞龜裂發生也不會立即導致破壞，在達到最 終階段前，該龜裂通過定期檢查等被發現，有龜裂進入的部分會得到修理，或者在使用期 內，如果龜裂沒有成長到導致最終破壞的長度，則即使有龜裂，結構物也能夠充分經受住使 用。在焊接結構物中，作為應力集中部的焊接縫邊部大量存在，完全防止疲勞龜裂的 發生在技術上幾乎是也是不可能的，另外在經濟性上也不是上策。即，為了使焊接結構物的 疲勞壽命良好，比起防止龜裂的發生本身，更有效的方法是，從龜裂已經存在的狀態大幅延 長龜裂進展壽命，為此，盡可能減緩鋼材的龜裂的進展速度這樣的設計成為重 的事項。作為抑制疲勞龜裂進展的速度的技術，至今為止也有種被提出，例如在特許第 3298544號公報中提出有一種技術，其是通過作為硬質相和軟質相的2相組織，利用軟質相 /硬質相邊界的龜裂的彎曲、停留、分歧來抑制龜裂進展速度。然而，在該技術中未對鋼板 的HAZ韌性進行考慮，有可能不能確保充分的安全性。由此就期望實現一種使HAZ韌性和 疲勞龜裂進展阻抗性這兩種特性都得到滿足的鋼板。另外，為了確保作為結構物的安全性，還期望在鋼材內抑制因脆性破壞導致的龜 裂發生[以下，稱為“脆性龜裂抑制特性”或CTOD (Crack-Tip Opening Displacement)特 性]。這是由于如果脆性龜裂發生，則結構物自身破壞。可是既抑制脆性龜裂的發生(以 下，將這種特性稱為“脆性龜裂發生抑制特性”)，又使高熱能輸入焊接時的HAZ韌性提高的 高張力鋼板至今未知。即使脆性龜裂發生，使脆性龜裂的傳播停止，將脆性龜裂的傳播區域抑制在最小 限度(以下，稱為“脆性龜裂停止特性”)也是重要的要件。這是由于如果發生的脆性龜裂 貫穿廣大范圍而傳播，則導致結構物自身的破壞。可是，關于既抑制發生了的脆性龜裂的傳播，又使高熱能輸入焊接時的HAZ韌性提高的高張力鋼板至今也未知。由此出發，實情是期望實現一種高熱能輸入焊接后的HAZ韌性和脆性龜裂發生抑 制特性或脆性龜裂停止特性優異的鋼板。

發明內容
本發明鑒于這一情況而進行，其目的在于，提供一種即使以高熱能進行焊接時， HAZ的溫韌性也優異，并且對于母材(鋼板)來說，韌性、疲勞龜裂進展阻抗性、脆性龜裂發 生抑制特性和脆性龜裂停止特性均優異的高張力鋼材。能夠達成上述目的的本第一發明的鋼材，分別含有C:0.03 0.09% ( “質量％” 的意思，涉及化學成分下同)、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 %，并且滿足下式(1)，余量是鐵和不可避免的雜 質，并且全部組織中所占的鐵素體分率為45 85面積％，余量由貝氏體組織和馬氏體組織 的至少一方構成，所述鐵素體的平均晶粒直徑為19 μ m以下。-20 ( (B-NT/1. 3) ( 10... (1){式中，B表示B含量(質量ppm)。另外NT表示的是，當N(N含量，單位質量ppm) 與Ti (Ti含量，單位質量ppm)的關系為(N-Ti/3. 4)彡 0 時，NT = (N—Ti/3. 4)(N-Ti/3. 4) < 0 時，NT = 0}根據本第一發明，鋼材(母材)的屈服強度YS為440MPa以下，抗拉強度TS 為530MPa以上，并且鋼材的韌性也優異，此外即使在實施高熱能輸入的焊接時，HAZ在 約-60°C下也顯示出優異的韌性，由此，有助于混載液化氨和液化丙埦氣的多功能儲罐等的 焊接結構物的大型化，能夠采用例如高熱能輸入的單面潛弧焊法，能夠在更短的期間內制 造上述焊接結構物。能夠達成上述目的的本第二發明的鋼材，滿足上述第一發明的化學成分組成，滿 足所述式(1)的要件，并且組織是由軟質相和硬質相構成的復合組織，硬質相的維氏硬度 Hv1和軟質相的維氏硬度Hv2的比(Hvi/Hv2)為1.5 5.0，軟質相的粒徑以圓當相直徑計為 20 μ m以下。在本第二發明的鋼材中，所述軟質相為鐵素體、回火貝氏體和回火馬氏體之中的1 種以上，硬質相可以由貝氏體和馬氏體的至少一方構成。在此，硬質相的馬氏體中包括島狀 馬氏體。根據本第二發明，即使對鋼材實施高熱能輸入的焊接時，HAZ在約-60°C下也顯示 出優異的韌性，因此在海洋結構物和貯藏LPG等的液化氣的低溫用儲罐等的制造中，能夠 采用例如高熱能輸入的單面潛弧焊法，能夠以更短時間制造上述海洋結構物等，因為疲勞 龜裂進展阻抗性也優異，所以也能夠提高結構構件的安全性。能夠達成上述目的的本第三發明的鋼材，滿足上述第一發明的化學成分組成，滿 足所述式(1)的要件，并且以平行于厚度t (mm)的鋼材的軋制方向，觀察相對于鋼材表面為 垂直的面的金屬組織時，滿足下述(a) (C)。(a)鐵素體面積率為75%以上，
(b) t/2位置的鐵素體晶粒的平均圓當量直徑為20. 0 μ m以下，(c) t/4位置的鐵素體晶粒的平均長寬比為1.6以下。根據本第三發明，能夠實現焊接熱影響部的低溫韌性和脆性龜裂發生抑制特性均 優異的高張力鋼材。能夠達成上述目的在本第四發明的鋼材，滿足上述第一發明的化學成分組成，滿 足所述式(1)的要件，并且觀察相厚度t (mm)的鋼材的金屬組織時，從鋼材表面至t/100的 位置的區域中的鐵素體晶粒的平均粒徑為25 μ m以下。根據本第四發明，能夠實現焊接熱影響部的低溫韌性和脆性龜裂停止特性均優異 的高張力鋼材。S卩，根據本第三、四發明，即使在對鋼材實施高熱能輸入的焊接時，HAZ在約-60°C 下仍顯示出優異的韌性，因此在海洋結構物和貯藏LPG等的液化氣的低溫用儲罐等的制造 中，能夠采用例如高熱能輸入的單面潛弧焊法，能夠以更短時間制造上述海洋結構物等，而 且因為脆性龜裂發生抑制、停止特性均優異，所以能夠提高結構構件的安全性。在本第一 四發明的鋼材中，根據需要，也可以還含有Cu :0. 03 0.5%、Ni 0.03 0.8%和V :0. 003 0.05%之中的1種以上，以滿足下式(2)。或者根據需要，也可 以還含有 Ca 0. 0003 0. 003%。(Cu+Ni+60Nb+20V)彡 1. 4... (2){式中，Cu、Ni、Nb、V表示各個元素的含量(質量％)}


圖1是表示(B-NT/1. 3)與HAZ的vE_6(1的關系的曲線圖。圖2是表示鐵素體分率與屈服強度YS的關系的曲線圖。圖3是表示鐵素體粒徑與母材的吸收能vE,的關系的曲線圖。圖4是表示(Cu+Ni+60Nb+20V)與HAZ的vE_6(1的關系的曲線圖。圖5表示實施例的焊接中的坡口形狀的剖面圖。圖6表示FCB焊接時的電極配置的模式圖。圖7是表示鋼板的t/2位置的鐵素體晶粒的平均圓當量直徑和長寬比對CTOD特 性(Sc_6trc)造成的影響的曲線圖。圖8是表示鋼板的t/4位置的鐵素體晶粒的平均圓當量直徑和長寬比對CTOD特 性(Sc_6trc)造成的影響的曲線圖。圖9是表示自鋼板中心部(t/2位置)的相對位置與CTOD特性(δ c,v )的關系 的曲線圖。圖10是表示鋼板的t/100位置的鐵素體晶粒的平均粒徑與脆性龜裂停止特性 (-60°C的Kca值)的關系的曲線圖。圖11是表示距鋼板表面t/100位置的區域中的真應變量與鐵素體晶粒的平均粒 徑的關系的曲線圖。
具體實施例方式首先，對于本第1 4發明共通的、HAZ的低溫韌性優異的高張力鋼材進行說明。在以下的說明中，將本第1 4發明統稱為“本發明”。關于本發明的形態，以應用于鋼板的情況為例進行說明。本發明者為了得到在實施高熱能輸入的焊接時，HAZ的低溫韌性特別優異的高張 力鋼板而進行了銳意研究。其結果是發現如下具體方法(a)如果將C、Si設定得比較低，使C為0.09%以下，Si為0.25%以下之后，使規 定量的B、N和Ti的平衡最佳化，并且添加一定量的Nb，則來自奧氏體晶界的粗大的鐵素體 (以下，僅稱為“晶界鐵素體”)的生成受到充分地抑制，能夠達成奧氏體晶粒內的晶粒微細 化。(b)此外，為了進一步的高強度而添加Cu、Ni、V時，如果綜合性地控制該Cu、Ni、V 和Nb的含量，則能夠抑制HAZ韌性的劣化。首先在本發明中具有的一點特征是，通過使各個規定量的B、N和Ti的平均最佳 化，從而嚴密地實現固溶B量的最佳化，能夠使奧氏體晶粒內的晶粒微細化，作為結果是能 夠格外地提高HAZ的低溫韌性。以 0. 06% C-0. 20% Si-L 4% Mn-O. 03% A1-0. 010% Nb 為基本成分，分別在后述 的規定范圍內使B、N和Ti變化，采用(B-NT/1.3) {B表示B含量(質量ppm)，NT表示的是， 當N (N含量，單位質量ppm)與Ti (Ti含量，單位質量ppm)的關系為(N-Ti/3. 4)彡 0 時，NT = (N—Ti/3. 4)(N-Ti/3. 4) < 0 時，NT = 0。以下，涉及到式(1)也相同}為各種值的鋼板，進行熱循環試驗，按后述的實施例的方式測定HAZ的低溫韌性 (vE_60)，圖1整理了這些結果。還有，熱循環試驗假定焊接輸入熱能60kJ/cm(板厚12mm)， 加熱保持到14000C X5秒后，從SOO0CM 500°C冷卻150秒。由該圖1可知，作為HAZ低溫韌性，為了達成vE_6Q:100J以上，如下式(1)所示，需 要使(B-NT/1. 3)的值處于-20ppm以上IOppm以下的范圍。-20 ( (B-NT/1. 3) ( 10... (1)如上式(1)，通過使B、N和Ti的平衡最佳化，認為能夠最大限度地發揮如下效果 抑制奧氏體晶粒內的存在于晶界的固溶B導致的晶界鐵素體的粗大化，并且還可抑制來自 晶界的側板條鐵素體的生成，以及作為BN的鐵素體相變核的效果。如上述，為了使B、N和Ti的平衡最佳化以確實地提高HAZ的低溫韌性，并且確保 母材(鋼板)的強度等，需要使上述B、N、Ti的含量分別在下述范圍內。在本發明的高張力鋼板中，為了使作為此鋼板的基本的特性得到滿足，除了 C、Si、 Mn、P、S、Al等的基本成分外，作為關系到上式(1)的成分的B、N、Ti等也需要適當地加以 調整，但是首先B、N、Ti等的范圍限定理由如下。(B :0· 0006 0. 0020% )B通過生成NB來固定對HAZ韌性有害的固溶N，并且具有促進晶內鐵素體的生成 的作用。另外，固溶B還具有抑制晶界鐵素體的粗大化和側板條鐵素體的生成，使奧氏體晶 內的晶粒微細化的效果。為了充分發揮該作用效果，需要使B含有0.0006%以上。另一方 面，若B過多，則在過剩的固溶B的作用下，結晶被形成為一定方向，HAZ韌性反而劣化。因此B含量抑制在0. 0020%以下。還有，B含量的優選下限為0. 0008%，優選上限為0. 0018%。(N :0· 0045 0. 0090% )N與Ti和Al等元素形成氮化物，是使HAZ韌性提高的元素，因此可以含有 0.0045%以上(優選為0.0060%以上)。還有，固溶N成為使HAZ的韌性劣化的原因。由 于總氮量的增加，雖然前述的氮化物增加，但是固溶N也變得過剩，因此在本發明中將N含 量抑制在0. 0090%以下。(Ti :0· 008 0. 020% )Ti生成TiN析出物，促進晶內鐵素體的生成，并且對于抑制奧氏體晶粒的粗大化 也是有效的元素。另外，其也是有助于高強度化的元素。為了有效地發揮這樣的作用，需要 使Ti含有0.008%以上，優選為0.012%以上。但是，若過剩地含有Ti，則反而招致HAZ韌 性的降低，因此為0. 020 %以下。(Nb :0· 005 0. 016% )在本發明中，如上述，使各個規定量的B、Ti、N的平衡最佳化，并且添加一定量的 Nb。Nb對于充分抑制粗大的晶界鐵素體，達成奧氏體晶粒內的晶粒微細化是有用的元素。 在本發明中，為了充分發揮這樣的效果而使Nb含有0. 005%以上。但是若其被過剩的含有， 則作為硬質相的島狀馬氏體(MA :Martensite-Austenite constituent)容易生成，另外結 晶被形成為一定方向，從而招致HAZ韌性的劣化，因此將其抑制在0. 016%以下。(C :0· 03 0. 09% )為了更確實地提高HAZ的低溫韌性，進一步降低C、Si有效。在本發明中，為了抑 制MA在HAZ部的生成，以確保約_60°C的HAZ韌性而將C量抑制在0. 09%以下。另一方面， C也是確保鋼板的強度所必須的元素，因此使之含有0. 03%以上。(Si :0· 01 0. 25% )此外，通過將Si降低至0.25%以下，也能夠充分地抑制MA的生成，從而能夠容易 地確保HAZ的低溫韌性。另一方面，Si被用于鋼水的脫氧，并且對于強度提高也是有效發 揮作用的元素，因此可以使之含有0. 01%以上，優選使之含有0. 05%以上。還有，如上述為了確實地提高HAZ韌性，并且使鋼板(母材)具有強度和韌性等的 其他的特性，需要使上述以外的成分的含量處于下述范圍內。(Mn :1· 20 1. 60% )Mn捕捉S作為MnS，對于抑制因S導致的HAZ韌性的劣化是有用的元素。另外，其 提高淬火性，也是有助于鋼板的高強度化(高抗拉強度TS化和高屈服強度YS化)的元素。 為了有效地發揮這樣的作用，需要使Mn含有1. 20%以上。但是，若Mn量變得過剩，則HAZ 韌性反而劣化，因此將其抑制在1.60%以下。(P :0· 010% 以下)因為P是使HAZ韌性劣化的元素，所以需要極力降低，在本發明中抑制在0. 010% 以下。(S :0· 003% 以下)S生成粗大的硫化物，是使HAZ韌性劣化的元素。因此需要極力降低，在本發明中 抑制在0. 003%以下。(Al :0· 02 0. 04% )
Al被作為脫氧劑使用，并且生成AlN系析出物，是使高熱能輸入焊接時的HAZ韌性 提高的元素，在本發明中使之含有0. 02%以上。但是，若Al含量變得過剩，則氧化鋁等的氧 化物系夾雜物增大，并且MA生成被促進，HAZ韌性劣化，因此將其抑制在0. 04%以下。本發明規定的含有元素如上所述，余量是鐵和不可避免的雜質，作為該不可避免 的雜質，能夠允許因原料、物資、制造設備等的狀況而被攙雜的元素的混入。另外，也可以積 極地再含有下述元素。(Cu 0. 03 0. 5%、Ni 0. 03 0. 8%和 V 0. 003 0. 05%之中的 1 種以上(但 是要在下式(2)的范圍內))(Cu+Ni+60Nb+20V)≤ 1. 4... (2){式中，Cu、Ni、Nb、V表示各個元素的含量(質量％)}
Cu、Ni、V均是對確保強度有用的元素。Cu在通過固溶強化和析出強化而提高強度(抗拉強度TS和屈服強度YS)方面是 有效的元素。為了有效地發揮這樣的效果，優選使之含有0.03%以上。但是若使之過剩含 有，則會使熱加工性受到阻礙，因此將其抑制在0. 5%以下。Ni是同時使母材的強度和韌性提高的元素。為了有效地發揮這一作用，優選使 之含有0.03%以上。更優選為0.2%以上。但是過剩地添加會導致成本上升，因此抑制在 0. 8%以下。V在提高淬火性而確保高強度方面，并且在提高回火軟化阻抗方面是有用的元素。 為了有效地發揮這樣的效果，優選使之含有0.003%以上。但是若被過剩地含有，則HAZ韌 性劣化，因此將其抑制在0. 05%以下。另外在本發明中，如前述，通過將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種以上時，也能夠確保優異的 HAZ韌性。以 0. 06% C-0. 20% Si-L 4% Mn-O. 03% A1-0. 014% Ti-O. 0014% B-0. 0065% N 為基本成分，使(Cu+Ni+60Nb+20V)成為各種值，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種以上和規定量的Nb，采種這樣的鋼板進行熱循環試驗，按后 述的實施例的方式測定HAZ的低溫韌性(vE,)，圖4整理了這些結果。還有，熱循環試驗假 定焊接輸入熱能60kJ/cm (板厚12mm)，加熱保持到140(TC X 5秒后，從80(TC至50(TC冷 卻150秒。由該圖 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種以上時，作為HAZ的低溫韌性，為了達成vE_6Q:100J以上，如下式⑵所示，需要使 (Cu+Ni+60Nb+20V)的值為1. 4以下。通過將Nb抑制在0. 016%以下，并且如上述綜合性地 限制Cu、Ni、Nb、V的含量，能夠抑制作為硬質相的MA的生成，確保優異的HAZ韌性。(Cu+Ni+60Nb+20V)≤ 1. 4... (2){式中，Cu、Ni、Nb、V表示各個元素的含量(質量％ )}(Ca :0· 0003 0. 003% )Ca將對于HAZ韌性造成不良影響的S作CaS加以固定，并且對非金屬夾雜物進行 形態控制使之成為粒狀，是在提高韌性上有效的元素。為了充分地發揮這樣的效果，優選使 Ca含有0. 0003%以上，更優選使之含有0. 0010%以上。但是即使過剩地含有，這些效果也是飽和，而HAZ韌性反而劣化。因此Ca含量優選為0. 003%以下。其次，對于本第一發明進行說明。本發明者還發現了以下這點在不損害上述的HAZ韌性和母材特性，抗拉強度TS 為530MPa以上的高強度鋼板中，為了達成屈服強度YS為440MPa以下這樣的低屈強比YR， 只要在硬質的貝氏體組織和/或馬氏體組織之中使軟質的鐵素體相適量存在，并且使該軟 質相的粒徑細粒化即可。圖2是表示鐵素體分率與屈服強度YS (下屈服點YP或0. 2%屈服點σ 0. 2)、抗拉 強度TS的關系的曲線圖，整理了后述實施例的數據。由其結果可知，通過使鐵素體分率在 45 85面積％的范圍，能夠滿足抗拉強度TS :530MPa以上，屈服強度YS :440MPa以下的兩 種特性。該鐵素體分率的優選范圍為50 80面積％。還有，在本第一發明中，所謂“余量為貝氏體組織和/或馬氏體組織”，基本上是 除鐵素體以外是貝氏體和/或馬氏體組織的意思(即，貝氏體和/或馬氏體組織的分率為 15 55面積％ )，但是有一個宗旨是，在制造過程中，也會包含有不可避免形成的其他元素 (滲碳體和島狀馬氏體)。圖3是表示鐵素體粒徑與母材韌性(-60°C的擺錘沖擊吸收能vE_6Q)的關系的曲線 圖。由其結果可知，通過使鐵素體的平均粒徑為19 μ以下，能夠成達良好的母材韌性(vE, 計為100J以上)。為了按上述這樣的組織制造本第一發明的鋼板，例如根據下述所示的方法，便能 夠得到HAZ的低溫韌性優異的低屈強比高張力鋼板。將滿足前述成分組成的鋼原材加熱到1050 1200°C以下，實施熱扎至規定的板 厚，在880 720°C結束熱軋后，以10°C /秒以上的冷卻速度冷卻至600 700°C (第一次 冷卻)，途中停止冷卻并空冷30秒以上，接著從該溫度范圍以10°C /秒以上的冷卻速度冷 卻至550 350°C。此方法中各條件的范圍設定理由如下。(加熱溫度1050 1200°C )鋼原材為了使鑄造缺陷壓合而加熱到1050°C以上。另一方面，若加熱溫度超過 1200°C，則奧氏體晶粒粗大化，母材韌性劣化，因此需要以1050 1200°C加熱。(熱軋溫度880 720°C )加熱到上述溫度后，開始軋制，在880°C以下進行熱軋，在720V以上結束熱軋。軋 制溫度低于880°C時，通過軋制造成奧氏體再結晶，或者即使未使之結晶也會在奧氏體晶粒 內部導入變形帶的缺陷，由此鐵素體相變的核生成點增加，使組織微細化，母材韌性提高。 據此，軋制需要在880°C以下進行。但是，熱軋結束溫度(FRT)為720°C以上。若熱軋結速 溫度低于720°C，則初析鐵素體受到加工，將使屈服強度YS和屈強比YR上升。(冷卻條件)(a)第一次冷卻速度10°C /秒以上以上述溫度結束軋制后，以10°C /秒以上(優選15°C /秒以上)的冷卻速度冷卻 至600 700°C的溫度域，在此途中停止冷卻，從而微細的鐵素體從過冷的奧氏體析出。其 后，以該溫度(第一次冷卻停止溫度)保持30秒以上，由此能夠將鐵素體分率控制在適當 的范圍內。這時的保持時間低于30秒時，鐵素體分率不足，而冷卻停止溫度低于600°C和超 過70(TC，鐵素體分率也會降低。但是，若該保持時間超過150秒，則容易成為珠光體組織，
(b)第二次冷卻速度10°C /秒以上從上述冷卻停止溫度，以10°C /秒以上的冷卻速度冷卻至550°C以下(第二次冷 卻停止溫度)，由此能夠使硬質的第二相生成。若冷卻速度低于10°c /秒，而冷卻停止溫度 比550°C高，則第二相成為珠光體主體的組織。如上述這樣冷卻至550°C以下后，達到室溫不用什么特別的冷卻方法，優選空冷 (AC)。也能夠以500 600°C進行回火，通過附加這一工序，可以進行強度的調整。還有，上述所示的溫度，是對t/4部(t 板厚)的位置的溫度進行管理，t/4部是 作為發揮鋼板的平均的性能的位置。另外，本第一發明的鋼板，能夠有利地應用為所謂厚鋼 板。這時的板厚約為7mm以上，其上限沒有特別限定，但通常為40mm左右。其次，對于本第二發明進行說明。疲勞龜裂在通常的穩定成長區域，延相對于應力的直角方向推進。考慮到這樣的 疲勞龜裂的進展機制，為了提高對于龜裂進展的阻抗性，能夠得到的設想是，通過使鋼材的 組織為復合組織，在軟質相與硬質相的邊界使龜裂迂回(彎曲)停留，由此使龜裂進展速度 降低，從而能夠延長疲勞壽命。而且，在硬質相(以下稱為“第二相”)中的龜裂的彎曲中， 需要一定的硬度差。但是，若硬度的差過大，則硬質相發生脆性破壞，因為龜裂會進展到硬 質相內，所以其效果反而降低。從這一觀點出發，在本第二發明的鋼材中，由軟質相和硬質 相構成的復合組織中，硬質相的維氏硬度Hv1和軟質相的維氏硬度Hv2的比(Hvi/Hv2)需要 控制在1.5 5.0的范圍內。S卩，通過使上述比(HVl/HV2)的值為1.5以上，龜裂前端的位錯在移動時的軟質 相與硬質相的界面龜裂前端的塑性域變化，發生彎曲、停留、分歧，因此龜裂進展速度降低。 但是，若硬質相的硬度變得過高，則如上述，使硬質相在龜裂前端的應力作用下引起脆性破 壞，龜裂進展抑制效果降低，因此需要使上述比(HVl/HV2)的值為5.0以下。該比值的優選 下限為1. 7，更優選為2. 0以上，優選的上限為4. 5，更優選為4. 0以下。此外，需要一定以 上地確保硬質相與軟質相的界面，為此，需要適當地控制硬質相和軟質相的比例。從這一觀 點出發，軟質相的比較優選為20 90面積％。還有，以下將上述比(Hvi/Hv2)稱為“硬度 比”。本第二發明的鋼材中的所謂軟質相，可列舉鐵素體、回火貝氏體和回火馬氏體之 中的1種以上，作為硬質相，可列舉貝氏體和/或馬氏體(含島狀馬氏體)。另外，本第二發 明的鋼材的組織，包含作為第一相的軟質相與作為第二相的硬質相即可，但未必非要是二 相組織，也可以是包含上述的各相的3種或4種以上的復合組織。但是，珠光體在微觀中是 軟質的鐵素體與易發生脆性破壞的硬質的滲碳體呈條狀存在的組織，因為難以得到上述效 果，所以任何相中均不含有。另外，軟質相和硬質相其合計優選為95面積％以上(余量是 “珠光體”等，也可以是其他組織)。龜裂進展在上述硬質相/軟質相邊界、晶界中發生彎曲、停留、分歧，從而使龜裂 進展速度降低。若軟質相的粒徑變得粗大，則與構成龜裂進展的阻抗的硬質相/軟質相邊 界、晶界沖突的頻率降低，因此龜裂進展速度不會降低。在本第二發明的鋼材中，通過應用 后示的制造方法(例如進行過冷)，核生成點增加，隨著鐵素體微細化，也會使硬質相微細 地分散。據此，在龜裂進展時，與硬質相遭遇的概率平均化，遭遇的頻率上升，因此能夠得到龜裂進展速度降低這樣的效果。從這一觀點出發，在本第二發明的鋼材中，還需要硬質相 的粒徑以圓當量直徑計為20 μ m以下(關于粒徑測定方法后述)。該軟質相的粒徑優選為 15 μ m以下。為了制造成為上述這種組織的本第二發明的鋼板，根據例如下述所示的(1)、(2) 的方法，便能夠適當地控制硬質相與軟質相，得到疲勞龜裂進展阻抗性和HAZ的低溫韌性 優異的鋼板。(1)將具有上述這種化學成分組成的鋼坯加熱到950°C以上、1250°C以下，在(加 熱溫度 Ar3相變點)的溫度范圍結束軋制，以10°C /秒以上的冷卻速度進行第一次加熱 冷卻，在確保奧氏體(Y)分率在90面積％以上的狀態下，以600 700°C使Y成為過冷 狀態后，在該溫度域保持30 100秒(也可以以0. 5°C /秒以下的冷卻速度放冷)，其后以 5°C /秒以上的冷卻速度實施第二次加速冷卻至400°C以下。該方法中各條件的范圍限定理 由如下。加熱溫度低于950°C時，軋制溫度過低，無法生成充分的奧氏體，鑄造組織殘存， 有特性劣化的可能性。另一方面，若超過1250°C，則奧氏體晶粒粗大化，母材韌性劣化，因此 需要以950 1250°C加熱。軋制溫度若軋制溫度低于Ar3相變點，則組織發生各向異性，沖擊吸收能有可能 降低，此外在制造上軋制負荷高，使生產性降低。第一次加速冷卻速度通過進行加速冷卻，Y成為過冷狀態，相變受到抑制直至 低溫。其后，通過在低溫下進行相變，相變的驅動力高，生成組織均一微細的鐵素體。冷卻 速度低于20°C /秒時，在加速冷卻中會發生一部分相變，將無法達成組織的均一微細化。冷卻停止溫度停止溫度低于600°C時，鐵素體成為針狀，或者組織只成為貝氏體 或馬氏體這樣的硬質相。針狀的鐵素體雖然韌性良好，但是相對于多邊鐵素體來說硬度更 高，與第二相的硬度差減小，因此在相邊界的龜裂進展抑制效果小。另一方面，若冷卻停止 速度超過700°C，則在規定的保持溫度下相變緩慢，不能確保充分的鐵素體分率(例如20面 積％以上)，晶粒變得粗大，使韌性劣化。冷卻后的保持時間該保持時間低于30秒時，變相不充分，鐵素體分率不充分，此 外C濃縮在未反應的Y中沒有剩余。另外，若保持時間超過100秒，則生產性降低，并且接 近平衡狀態，可見珠光體的生成。該珠光體雖然是鐵素體和滲碳體構成的層狀組織，但是滲 碳體脆，在龜裂前端發生脆性破壞，因此龜裂進展抑制效果小。第二次加速冷卻速度該冷卻速度低于5°C /秒時，在冷卻階段，從未相變的奧氏 體生成鐵素體+珠光體，硬質相的硬度不充分。最終冷卻停止溫度若這時的停止溫度超過400°C，則由于自回火，硬質相軟化， 不能充分確保硬度，因此冷卻停止溫度需要為400°C以下，優選為300°C以下。(2)通過如下方式能夠達成將具有這述這種化學成分組成的鋼坯加熱到950°C 以上、1250°C以下，在加熱溫度 Ar3相變點的溫度范圍結束軋制后，再加熱到Ac3相變點 以上的溫度，進行淬火處理，其后再度再加熱到(Ac3相變點+30°C ) (Ac3相變點-30°C ) 的溫度域，其后以5°C /秒以上的冷卻速度進行第二次淬火處理。還有，在線從Ar3以上以 10°C /秒以上的冷卻速度進行加速冷卻，以取代Ac3相變點以上的再加熱淬火，也能夠得到 同樣的硬化。
在此方法中，通過使再加熱前的組織成為淬火組織，能夠使組織單位微細，通過再 加熱到Ac1相變點以上而成為高溫回火貝氏體、或回火馬氏體+奧氏體組織。碳化物從回火 貝氏體、回火馬氏體向逆相變奧氏體擴散，回火貝氏體、馬氏體的硬度大大降低，并且由于 其后的加熱冷卻，濃縮有C的γ相變為硬質相，從而能夠成為硬質相和軟質相的復合組織。 該方法中各條件的范圍限定理由如下。加熱溫度低于950°C時，軋制溫度過低，若超過1250°C，則奧氏體晶粒粗大化，母 材韌性劣化，因此需要以950 1250°C加熱。軋制溫度若軋制溫度低于Ar3相變點，則組織發生各向異性，沖擊吸收能有可能 降低，此外在制造上軋制負荷高，使生產性降低。冷卻速度、冷卻停止溫度若冷卻速度低于10°C /秒，冷卻停止溫度超過400°C，則 組織無法成為淬火組織，因此粒徑變得粗大，韌性與疲勞龜裂進展阻抗性均降低。加熱溫度低于(Ac1相變點+30°C )時，幾乎不會發生α — Y相變，從而不能確 保充分的硬質相。若超過(Ac3相變點+30°C)，則再加熱后大部分發生α — Y相變，經其 后的淬火全部成為硬質相。第二次加速冷卻速度該冷卻速度低于5°C /秒時，硬質相的硬度不充分。最終冷卻停止溫度若這時的停止溫度超過400°C，則由于自回火導致硬質相軟 化，不能充分確保硬度，因此需要冷卻停止溫度為400°C以下，優選為300°C以下。還有，上述所示的溫度，是對t/4部(t 板厚)的位置的溫度進行的管理，t/4部是 作為發揮鋼板的平均的性能的位置。另外，本第二發明的鋼板，能夠有利地應用為所謂厚鋼 板。這時的板厚約為7mm以上，其上限沒有特別限定，但通常為40mm左右。其次，對于本第三發明進行說明。如上述這樣滿足化學成分組成的鋼板雖然HAZ韌性良好，但是，對于不會使這種 HAZ韌性劣化，并用于改善抑制脆性龜裂的發生的特性的要件也進行了研究。其結果表明， 對于厚t(mm)的鋼板，觀察其平行于軋制方向且相對于鋼板表面為垂直的面的金屬組織 時，如果(a)鐵素體面積率為75%以上，(b)t/2位置的鐵素體晶粒的平均圓當量直徑為 20. 0 μ m以下，(c) t/4位置的鐵素體晶粒的平均長寬比為2. 0以下，則能夠改善抑制鋼板的 脆性龜裂的發生的特性，并且也不會使上述HAZ韌性劣化。以下，對于如此進行規定的理由 加以詳述。本第三發明的高張力鋼板的金屬組織，為了確保鋼板的強度而以鐵素體為主體。 所謂鐵素體主體，意思是在鋼板中所占的鐵素體分率為75面積％以上，觀察鋼板截面的金 屬組織時，鐵素體的面積率為75%以上即可。鐵素體的面積率優選為80%以上，更優選為 85%以上。上述金屬組織的余量，作為第二相而生成珠光體、貝氏體和馬氏體等即可，其種類 沒有特別限定。第二相的面積率低于25%即可，優選低于20%，更優選低于15%。上述鋼板的金屬組織，除了以鐵素體為主體以外，為了改善CTOD特性，重要的是 適當地調整鐵素體晶粒的圓當量直徑與長寬比這兩方。即，本發明者們反復進行各種實驗 的結果判明，需要使t/2位置的鐵素體晶粒的平均圓當量直徑為20. 0 μ m以下，使t/4位置 的鐵素體晶粒的平均長寬比為2. 0以下。這由后述的實施例闡明，圖7表示鋼板的t/2位置的鐵素體晶粒的平均圓當量直徑和長寬比對CTOD特性造成的影響。圖7中，X軸表示t/2位置的鐵素體晶粒的平均圓當 量直徑，Y軸表示CTOD特性(Sc_6tre)，□表示t/2位置的鐵素體晶粒的平均長寬比在1.6 以上，〇表示t/2位置的鐵素體晶粒的平均長寬比超過1. 6并在2. 0以下，Δ表示同平均長 寬比超過2.0時的結果。圖8表示鋼板的t/4位置的鐵素體晶粒的平均圓當量直徑和長寬比對CTOD特性 造成的影響。圖8中，X軸表示t/4位置的鐵素體晶粒的平均圓當量直徑，Y軸表示CTOD特 性(δ c_60V)，〇表示t/4位置的鐵素體晶粒的平均長寬比為2. 0以下， 表示t/4位置的 鐵素體晶粒的平均長寬比超過2. 0時的結果。圖9表示自鋼板中心部(t/2位置)的相對位置與CTOD特性(δ c_mv)的關系。 圖9中，X軸表示鋼板中心部(t/2位置)為0%時的相對位置，例如所謂相對位置為25%
表示t/4位置。由這些結果表明的可知，(1) t/2位置的鐵素體晶粒的平均圓當量直徑直小，CTOD 越顯示出得到改善的傾向(δ c_6(re的數值變大的傾向)，(2)如果t/4位置的鐵素體晶粒的 平均圓當量直徑為20. 0 μ m以下，且平均長寬比為2. 0以下，則δ C_6QO為0. 20mm以上，能夠 確保地改善CTOD特性，以及(3)因為CTOD特性在鋼板中心部有變低的傾向，所以在鋼板中 心部對CTOD特性進行管理即可等等。關于產生這種現象的理由考慮如下。即，在脆性破壞中，因為晶粒與晶粒的邊界 (結晶晶界)成為龜裂傳播的阻抗，所以如果結晶晶界密集存在，則脆性破壞本身難以發 生，即使有微小的脆性破壞發生，如果在龜裂進展方向上密集存在結晶晶界，則也能夠防止 龜裂的傳播。可是，因為鐵素體在軋制工序中沿軋制方向延伸，所以鐵素體晶粒的長寬比變 大。因此在軋制方向上鐵素體的長徑容易一致，而在板厚方向短徑容易一致。因此，雖然在板厚方向上使結晶晶界密集存在，但是因為軋制方向上的結晶晶界 變得稀疏，所以結晶晶界的密度易發生波動，脆性破壞容易發生。相對于此，減小鐵素體晶 粒的平均圓當量直徑，且縮小平均長寬比，可使結晶粒界的密度的波動幾乎消失，因此脆性 破壞難以發生，縱使發生了，結晶晶界也會成為阻抗，能夠防止龜裂的傳播。在本第三發明的鋼板中，使鐵素體晶粒的平均圓當量直徑為20. Ομπι以下，使鐵 素體晶粒的平均長寬比為2. 0以下。控制平均圓當量直徑的位置是將鋼板的厚度設為t時 的t/2位置。因為一般已知脆性破壞在板厚的中央部附近發生(參照前述圖9)，所以通過 適當地控制t/2位置的組織便能夠抑制脆性破壞的發生。另外，控制平均長寬比的位置是 將鋼板的厚度設為t時的t/4位置。這選擇的是顯示鋼板的平均的特性的位置。板厚越厚，鋼板的t/2位置的溫度和t/2位置上所導入的應變與鋼板的表面附近 (例如t/4位置)的溫度和被導入的應變差越大，因此通過管理t/2位置的溫度，適當控制 t/2位置的組織，能夠抑制脆性龜裂的發生。上述t/2位置的鐵素體晶粒的平均圓當量直徑優選為17.5μπι以下，更優選為 16μπι以下。鐵素體晶粒的平均圓當量直徑的下限未特別限定，越小越為優選，但是縮小存 在界限，因此通常為7μπι以上(特別在ΙΟμπι以上)。還有，所謂圓當量直徑，意思是將鐵 素體晶粒換算為同一面積的圓時的圓的直徑。另一方面，上述t/4位置的鐵素體晶粒的平均長寬比優選為1.9以下，更優選為 1. 8以下。還有，所謂鐵素體晶粒的長寬比，意思是鐵素體晶粒在軋制方向的粒徑(Dl)與板厚方向的粒徑(Dt)的比(Dl/Dt)。上述鐵素體晶粒的平均圓當量直徑和平均長寬比，例如能夠按如下所示的步驟進 行計算。首先，包括鋼板地正面和背面，并且使平行于軋制方向且相對于鋼板表面(鋼板的 正面)垂直的面露出，以此方式切割下試樣，研磨該露出面并進行鏡面加工。露出面的研磨方法未特別限定，例如采用#150 #1000的濕式金剛砂研磨紙進行 研磨，或采用與之具有同等的功能的研磨方法進行研磨即可。另外，在進行鏡面加工時，使 用金剛石研磨漿等研磨劑即可。經鏡面加工的試樣用3%硝酸乙醇溶液進行腐蝕，使鐵素體組織的結晶晶界顯現 后，使倍率為100倍或400倍拍攝照片，輸入圖像分析裝置。輸入圖像的方式是，在任何倍 率下均使區域相當于ImmX 1mm。其次，在圖像分析裝置中，將晶界所包圍的鐵素體晶粒的區域(面積)換算成具有 同等的面積的圓，所換算的圓的直徑定義為鐵素體晶粒的圓當量直徑，并測定圓當量直徑。 在全部的觀察視野中對其進行測定，平均結果，計算平均圓當量直徑。另一方面，關于鐵素體晶粒的長寬比，是對于上述晶界所包圍的鐵素體晶粒，測定 其軋制方向的粒徑Dl和板厚方向的粒徑Dt，計算Dl與Dt的比(Dl/Dt)作為長寬比。這在 全部的觀察視野中進行，平均結果，計算出平均長寬比。為了使本第三發明的鋼板的金屬組織為鐵素體主體，并且使t/2位置的鐵素體晶 粒的平均圓當量直徑為20. 0μ m以下，t/4位置的鐵素體晶粒的平均長寬比為2. 0以下，只 要將鑄造得到的鋼坯加熱到1000 1200°C后進行粗軋，接著在奧氏體未再結晶溫度域進 行精軋即可。以下按順序說明。加熱鋼坯的溫度優選為1000 1200°C。為了使粗軋和隨后的冷卻后(自然放冷 或強制水冷)得到的鐵素體組織微細化，有效的方法是軋制奧氏體組織而使之再結晶。奧 氏體的再結晶溫度的下限雖然依據鋼板的化學成分組成，但是因為通常為850 900°C，所 以為了在此下限溫度以上軋制奧氏體而使之再結晶，加熱溫度可以為1000°C以上。但是，若 加熱超過1200°C，則初期的奧氏體組織過于粗大化，因此即使軋制這樣的奧氏體而使之再 結晶，也難以充分地使奧氏體組織微細化。因此，加熱溫度為1200°C以下。加熱的鋼坯在奧氏體的再結晶溫度域使累積壓下率為40%以上而進行粗軋即可。 通過在奧體的再結晶溫度域使累積壓下率為40%以上而進行粗軋，能夠在再結晶和壓下的 作用下使鐵素體組織微細化，且成為接近等粒的奧氏體組織，作為其結果是在軋制后，成為 微細且接近等粒的鐵素體組織。如果再結晶溫度域下的累積壓下率低于40%，則由再結晶 溫度域下的壓下帶來的微細化不充分，因此軋制后會混有粗大的奧氏體晶粒。因此，最終得 到的金屬組織也容易成為混有粗大的鐵素體晶粒和微細的鐵素體晶粒的混粒狀態。若金屬 組織如此成為混粒狀態，則脆性龜裂抑制特性有容易發生波動的傾向。因此，為了在奧氏體 的再結晶溫度域中使奧氏體組織充分地微細化，推薦奧氏體再結晶溫度域中的累積壓下率 為40%以上。奧氏體再結晶溫度域雖然根據化學成分組成而有一些變化，但是在本第三發 明中為900 1000°C左右。優選盡可能增大上述累積壓下率，隨著累積壓下率的增加，鐵素體晶粒的圓當量 直徑能夠微細化至大約25 30 μ m左右。但是，即使增大奧氏體的再結晶溫度域中的累積 壓下率而超過70%，其效果也是大體飽和，因此該累積壓下率為70%以下即可。
上述累積壓下率，將鋼板的t/2位置的溫度(計算值)為1000°C時的厚度設為tQ， 將鋼板的t/2位置的溫度(計算值)為900°C時的厚度設為、時，能夠由下式(8)計算。累積壓下率(%) = [(Vt1Vt0] X 100... (8)但是，粗軋開始溫度低于1000°C時，設粗軋開始時的鋼板厚度為、，粗軋開始溫度 超過1000°C時，則設鋼板的t/2位置的溫度在1000°c的鋼板厚度為、，并計算上述累積壓 下率。另一方面，粗軋終止沒有達到900°C時(超過900°C時)，設粗軋終止時的鋼板厚度為 、，在900°C的鋼板厚度為、，并計算上述累積壓下率。粗軋時的溫度，是使用過程控制計算機計算t/2位置的溫度，并以計算出的溫度 作為基準即可。為是為了適當地控制t/2位置的金屬組織。還有，與t/2位置的溫度(計 算值)相比，鋼板表面的溫度(實測值)在鋼板的厚度為150mm時約變低50 70°C，在鋼 板厚度為IOOmm時約變低40 50°C。因此，進行上述粗軋的溫度考慮到如此的溫度差，也 可以以鋼板表面的溫度(實測值)為基準采用而進行溫度管理。在奧氏體的結晶溫度域使累積壓下率為40%而進行粗軋后，冷卻至奧氏體未再結 晶溫度域，推薦在該奧氏體未再結晶溫度域使直應變達0.5以上而進行精軋。這是由于通 過在奧氏體未再結晶溫度域進行精軋，能夠使鐵素體晶粒進一步微細化。即，在奧氏體未再 結晶溫度域進行軋制而得到的金屬組織，是平均粒徑約25 30 μ m的奧氏體組織，因此即 使對鋼板直接進行空冷或強制冷卻，得到的鐵素體晶粒的平均圓當量粒徑充其量也僅能達 到25μπι左右。因此，CTOD特性不能得到充分改善。相對于此，如果在奧氏體未再結晶溫 度域進行精軋，則鐵素體晶粒中被導入應變，因此能夠使鐵素體晶粒進一步微細化。在該精軋中，可以使真應變量為0.5以上而進行軋制。真應變量低于0.5時，鐵素 體晶粒的微細化不充分，不能充分改善CTOD特性。真應變量越多越為優選，如果增多則能 夠縮小鐵素體晶粒。還有，上述所謂奧氏體未再結晶溫度域，是指即使軋制鋼板奧氏體組織也不會再 結晶的溫度域人。該溫度域根據鋼板的化學成分組成而多少有所變化，但是在本第三發明 中，使在鋼板的t/2位置的溫度為850°C以下的區域所導入的真應變量為0. 5以上而進行精 車U但是，若精軋的溫度域過低，則鐵素體晶粒的扁平率(即長寬比)容易顯著變大，因此 CTOD特性有劣化的傾向。因此，精軋結束溫度可以為"Ar3相變點+10°C”以上。Ar3相變點 的溫度能夠基于鋼板中所含的化學成分的含量，由下式(9)計算。其中，[]表示各元素的 含量(質量％ )。Ar3 相變點(°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)上述真應變量，將鋼板的t/2位置的溫度(計算值)為850°C時的厚度設為t2，鋼 板的t/2位置的溫度(計算值)為精軋結束溫度下的厚度設為、時，能夠由下式(10)計
笪弁。真應變量=In(t2/t3)... (10)但是，精軋開始溫度低于850°C時，設精軋開始時的鋼板厚度為t2，精軋開始溫度 超過850°C時，設鋼板的t/2位置的溫度在850°C的鋼板厚度為t2，從而計算上述真應變。另 一方面，精軋結束溫度沒有達到"Ar3相變點+10°C”時(超過"Ar3相變點+10°C”)時，設 精軋結束溫度比"Ar3相變點+10°C ”低時，設"Ar3相變點+10°C ”下的鋼板厚度為t3而計算上述真應變。上述精軋時的溫度，是采用過程控制計算機分別計算t/2位置的溫度，并以計算 出的溫度為基準。精軋時的溫度，將鋼板的厚度設為t (mm)時，采用過程控制計算機計算t/2位置的 溫度，并以計算出的溫度為基準即可。這是為了適當控制t/2位置的金屬組織。還有，鋼板 的厚度為40 80mm左右時，鋼板內部的溫度(t/2位置的溫度)與鋼板的表面溫度的溫度 差最多不過10 40°C左右，因此考慮到這樣的溫度差，即使以鋼板的表面溫度(實測值) 為基準進行管理也沒有什么影響(例如“850°C -溫度差”，"Ar3相變點+10°C -溫度差”)。精軋結束后，根據常規方法進行冷卻即可。冷卻方法未被特別限定，可以空冷，也 可以進行強制冷卻。這時的冷卻速度也沒有特別限定，但是本發明者們確認，如果是4°C / 秒以下，則不會給鐵素體晶粒的大小造成影響。 其次，對于本第四發明進行說明。本發明者們，對于不會使HAZ韌性劣化，并用于改善脆性龜裂停止特性的要件也 進行了反復研究。其結果發現，在觀察厚度t (mm)的鋼板的金屬組織時，如果距鋼板表面 t/100位置的區域內的鐵素體晶粒的平均粒徑為25 μ m以下，則能夠改善鋼板的脆性龜裂 停止特性，也不會使上述HAZ韌性劣化。這由后述的實施例闡明，特別是在圖10中，顯示了距鋼板表面t/100位置的區域 中的鐵素體晶粒的平均粒徑與脆性龜裂停止特性(-60°C的Kca值)的關系。根據該圖10 可知，距鋼板表面鋼板的t/100位置的區域中的鐵素體晶粒的平均粒徑越小，脆性龜裂停 止特性越能得到改善(_60°C的Kca值越大)。如此，如果減小鋼板表面的鐵素體晶粒的平均粒徑，則能夠改善脆性龜裂停止特 性，關于這一理由認為如下。即，脆性龜裂的傳翻被認為，因為晶粒與晶粒的邊界(結晶晶 界)成為龜裂的阻抗，所以如果結晶晶界密集存在，則脆性破壞自身難以發生，即使有微小 的脆性龜裂發生，龜裂的傳播也被停止。因此，如果使鐵素體晶粒微細化，則能夠停止發生 的脆性龜裂的傳播。在本第四發明中，通過使上述平均粒徑為25 μ m以下，則在脆性破壞傳播停止試 驗中(詳細參照實施例)能夠確保-60°C的Kca為5900N/mm15以上，能夠改善脆性龜裂停 止特性。上述平均粒徑優選為20 μ m以下。上述鐵素體晶粒的平均粒徑能夠依據前述的方法(鐵素體的平均圓當量直徑的 測定方法)計算。還有，上述鐵素體晶粒的平均粒徑是距鋼板表面t/100位置的區域中進 行觀察。如果距鋼板表面t/100位置的區域中的鐵素體晶粒的粒徑得到適當地控制，則不 僅是鋼板表面部，而且鋼板整體的脆性龜裂停止特性都有所提高，這通過本發明者們的研 究得到了證實。距鋼板表面t/100位置的區域中的金屬組織，以鐵素體為主體。所謂鐵素體主體， 意思基本與前述的鋼板一樣，但是鐵素體的分率也可以是50%以上。上述金屬組織的余量， 作為第二相生成珠光體、貝氏體和馬氏體等即可，其種類并沒有特別限定。第二相的面積率 低于50 %即可，優選低于45 %，更優選低于40 %。為了使鋼板表面至t/100位置的區域中的鐵素體晶粒的平均粒徑在25 μ m以下， 加熱鑄造得到的鋼坯并進行粗軋后，為了調整精軋的溫度而進行空冷或強制冷卻，接著在奧氏體再結晶溫度域、奧氏體未再結晶溫度域或二相溫度域，使真應變量為0. 5以上并進 行精軋即可。這是由于通過使精軋的溫度域為適當的溫度域，能夠使鐵素體晶粒微細化。 即，不進行溫度管理，而是遵循常規方法進行軋制后，進行空冷或強制冷卻而得到的金屬組 織，是平均粒徑至多約35 μ m以上的鐵素體組織，因此不能充分改善脆性龜裂停止特性。相 對于此，如果在適當的溫度域進行精軋，則能夠進一步使鐵素體晶粒微細化。特別是如果在 二相溫度域進行精軋，則能夠使鐵素體晶粒直接變形，因此直應變被大量導入，能夠進一步 使鐵素體晶粒微細化。在精軋中使真應變量為0. 5以上，是由于真應變量低于0. 5時，鐵素體晶粒的微細 化不充分，不能充分改善脆性龜裂停止特性。真應變量越多越為優選，如果增大則鐵素體晶 粒變小。進行上述精軋的溫度域根據鋼板的化學成分組成而有一些變化。因此在本第四 發明中，優選在鋼板的表面溫度為900°C以下的區域使導入的真應變量為0. 5以上而進行 精車U但是，若精軋的溫度過低，則鐵素體組織的加工脆化顯著，脆性龜裂停止特性有降低 的傾向。因此，精軋結束溫度可以為"Ar3相變點-40°C”以上。々!^相變點的溫度能夠基于 鋼板中所含的化學成分的含量，由前述式(4)計算。上述溫度在上述范圍控制距鋼板表面 t/100位置的溫度即可。上述真應變量，將鋼板的表面溫度為900°C的鋼坯厚度設為t4，將精軋結束溫度下 的鋼板厚度設為、時，能夠由下式(11)計算。真應變量=ln(t4/t5)…(11)但是，精軋開始溫度低于900°C時，設精軋開始時的鋼板厚度為、而計算上述真應 變量。還有，精軋開始溫度超過900°C時，設鋼板的表面渡在900°C的鋼坯的厚度為t4。精軋結束后，依據常規方法進行冷卻即可。冷卻方法未被特別限定，可以空冷，也 可以強制冷卻。如上述這樣得到的本第三、四發明的各種鋼板，例如能夠作為橋梁、高層建筑物和 船舶等的結構物使用，不用說小 中熱能輸入焊接，即使在高熱能輸入焊接中(例如40kJ/ mm以上)，也能夠防止焊接熱影響部的韌性劣化，并且脆性龜裂抑制特性或脆性龜裂停止 特性也優異。另外，本第三、四發明的鋼板，能夠有利地應用為所謂厚鋼板。這時的板厚約 為7mm以上，雖然上限沒有特別限定，但通常為40mm以下的程度。以下，列舉實施例更具體地說明本發明，但是本發明當然不受下述實施例的限制， 也可以在符合前、后述的宗旨的范圍內適當加以變更實施，這些均包含在本發明的技術范 圍內。實施例1展示關于本第一發明的實施例。將下述表1、2所示的化學成分組成的鋼坯加熱到1050 1200°C，實施熱軋至規定 的板厚(12mm或30mm)，在880 720°C的溫度范圍結束熱軋后，以10°C /秒以上的冷卻速 度冷卻至700 600°C，該途中停止冷卻，空冷30秒以上。其后，從該溫度范圍以10°C /秒 以上的冷卻速度冷卻至550°C以下(冷卻停止溫度)。這時的制造條件顯示在表3、4中。
對于以上述方式得到的各鋼板，分別按下的要領實施母材組織(鐵素體分率、鐵 素體粒徑)、母材特性[板厚、屈服強度TS、韌性(VE_6Q)]和HAZ韌性(VE_6Q)的評價。
(鐵素體分率，鐵素體粒徑的測定)鐵素體(多邊鐵素體)的分率，是對于各鋼板的t/4部(t 板厚)，用光學顯微鏡 以200倍的倍率觀察1個視野300 μ mX 300 μ m的區域，使用圖像分析軟件進行測定，求得 5個視野的平均值。另外，鐵素體的平均晶粒直徑是在各鋼板的t/4(t:板厚)的位置，以 400倍觀察10個視野，根據JIS G 0551所規定的比較法進行測定。(母材特性的評價)從各鋼板的總厚度，沿與軋制方向成直角的方向提取JIS Z 2201的IB號試驗片， 按JIS Z 2241的要領進行拉伸試驗，測定屈服強度YS (有屈服點時為下屈服點YP，沒有時 為0. 2%屈服點σ 0 2)和抗拉強度(TS)。然后，屈服強度:440MPa以下，抗拉強度:530MPa 以上，屈強比(YP/TS)為75%以下的評價為低屈強比高張力鋼板。另外，從由各鋼板的表面側削去了 Imm的部位，沿軋制方向提取JIS Z2202的V 切口試驗片，按JIS Z 2242的要領進行擺錘沖擊試驗，測定試驗溫度為-60°c的吸收能 (vE_60) 0然后，該吸收能(VE_6CI)為100J以上的評價為具有優異的母材韌性。(HAZ韌性的評價)采用上述鋼板以FCB法實施單面潛弧焊。FCB法是在襯板在銅板之上并涂敷助焊 劑，壓接到坡口背面，邊從表面單側形成背面焊道邊使焊接完全的方法，一般適用在造船等 的板接頭焊接中。坡口形狀顯示在圖5中[(a)為板厚12mm的情況，(b)為板厚20mm的情 況]。焊接材料使用下述的低溫用鋼焊接材料(神戶制鋼所制)，以圖6和表5的焊接條件 制造焊接接頭。〈焊接材料〉焊絲US-255表面助焊劑PFI_50LT襯板助焊劑MF-IR表5
然后，從表面側切削1mm，在HAZ (熔合部，熔合部+lmm[HAZlmm])的位置，在板表 面垂直切入切口，分別提取3個這樣的JIS Z 2202的V切口試驗片，按JIS Z 2242的要領 進行擺錘沖擊試驗。然后，測定試驗溫度為-60°C下吸收能(vE,)。然后，該吸收能(vE_6Q)
23其吸收能的平均值為100J以上的評價為HAZ的低溫韌性優異。這些結果與實際焊接施工條件(施工法、輸入熱能)一起，一并顯示在下述表6、7中。 由這些結果能夠進行如下考察(還有，下述No.表示表中的實驗No.)。滿足本第一發明規定要件的No. 1 17的鋼板，HAZ的低溫韌性優異，并且是母材
特性(韌性、屈服強度YS :440MPa以下，抗拉強度TS :530MPa以上，屈強比YR :75%以下) 也優異的高張力鋼板，即使以高熱能輸入單面潛弧焊法焊接該鋼板，并用于低溫條件的用 途時，仍發揮出優異的特性。相對于此，不滿足本第一發明的規定的No. 18 40，分別具有以下的問題。艮口， No. 18 20雖然HAZ的低溫韌性優異，但是母材的鐵素體分率低，無法獲得希望的母材特性 (屈服強度YS :440MPa以下，屈強比YR:75%以下)。No. 21其C含量超過上限，No. 22其Si含量超過上限，因此HAZ韌性差。另外在 No. 22中，鐵素體晶粒也大，母材韌性也差。此外，任何母材的鐵素體分率低，均得不到希望 的母材特性(屈服強度YS :440MPa以下，抗拉強度TS :530MPa以上，屈強比YR :75%以下)。No. 23因為Mn含量不足，所以HAZ韌性差。另外得不到希望的母材特性(抗拉強 度TS :530MPa以上，屈強比YR :75%以下)。另一方面，No. 24因為Mn含量過剩，所以不能 確保優異的HAZ韌性。No. 25因為P含量過剩，另外No. 26因為S含量過剩，所以HAZ韌性均差。另外，只 要母材的鐵素體分率低，都得不到希望的母材特性(屈服強度YS :440MPa以下，屈強比YR 75%以下)。No. 27因為Al含量不足，No. 28因為Al含量過剩，所以HAZ韌性差。另外No. 29 因為Nb含量不足，No. 30因為Nb含量過剩，所以HAZ韌性均差。其中在No. 29之中，鐵素 體晶粒也大，母材韌性劣化。No. 31因為Ti含量不足，No. 32因為Ti含量過剩，所以HAZ韌性差。No. 33因為B 含量不足，No. 34因為B含量過剩，所以HAZ韌性均差。另外No. 35因為N含量不足，另一 方面No. 36因為N含量過剩，所以HAZ韌性均差。No. 37因為(B-NT/1. 3)高于式(1)的下限，另外No. 38因為(B-NT/1. 3)低于式 ⑴的上限，所以HAZ韌性均差。No. 39、40雖然含有Cu、Ni和V之中的1種以上，但是因為高于式(2)的上限，所 以HAZ韌性差。實施例2展示本第二發明的實施例。用轉爐熔煉下述表8、9所示的化學成分組成的鋼原材，通過連續鑄造和熱軋制作 各種鋼板。表8、9所示的相變點(Ar3、Ari、ACl、Ac3)是根據下式(3) (6)求得的值。這 時的制造條件顯示在表10、11中。還有，關于這時的溫度，是在t/4(t為板厚)的位置的溫 度下進行管理，詳細的溫度管理的步驟如下。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]分別表示C、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、
V和P的含量(質量％)。
(溫度管理的步驟)1.使用過程控制計算機，基于從加熱開始到加熱結束的氣氛溫度和在爐時間，計算從鋼坯的表面至里面的任意的位置(例如t/4位置)的加熱溫度。2.采用計算出的加熱溫度，基于軋制中的軋制表和軋道間的冷卻方法(水冷或空 冷)的數據，采用適于差分法等計算的方法，邊計算板厚方向的任意的位置的軋制溫度，邊 實施軋制。3.鋼板的表面溫度使用設置于軋制線上的放射型溫度計進行實測。但是，也用過 程控制計算機預先計算理論值。4.將粗軋開始時、粗軋結束時、精軋開始時分別實測的鋼板的表面溫度，與由過程 控制計算機計算的計算溫度進行對照。5.計算溫度與實測溫度的差為士30°C以上時，使計算表面溫度與實測溫度一致， 如此進行再計算并作為過程控制計算機上的計算溫度，當低于士30°C時，則直接采用由過 程控制計算機計算出的計算溫度。6.采用上述計算出的計算溫度，管理作為控制對象的區域的軋制溫度。
對于以上述方式得到的各鋼板，分別按下述要領實施疲勞龜裂進展速度、(硬質相 /軟質相)的硬度比(Hvi/Hv2)和軟質相的粒徑、鋼板(母材)和HAZ的韌性的評價。 (疲勞龜裂進展速度)切斷熱軋材，依據ASTM E647，采用小型試驗片，實施疲勞龜裂進展試驗，由此 求得疲勞龜裂進展速度。這時，將由下式(7)規定的帕里斯法則成立的穩定成長區域 ΔΚ=20 (MPa · ^Tm)的值作為代表值進行評價。還有，疲勞龜裂進展速度的評價，關于 基準，由于通常的鋼板為4. 0 6. OX 10_5mm/CyCle ( Δ K = 20時)左右的進展速度，因此以 3. 5Χ 1(Γ5謹/cycle以下為基準。da/dn = C(AK)"1...(7)其中，a 表示龜裂長度；η 表示反復次數；C、m 表示由材料、載荷等條件確定的常 數。[(硬質相/軟質相)的硬度比]用IOgf的顯微維氏硬度計測定硬質相的維氏硬度Hv1和軟質相的維氏硬度Hv2, 求得各5點的平均值，計算硬度比(Hvi/Hv2)。(軟質相的粒徑的測定方法)(a)在鋼板的軋制方向和平均方向切斷，準備包括板厚的表、背面部的試樣。(b)采用#150 #1000的濕式金剛砂研磨紙進行研磨，或采用與之具有同等的功 能的研磨方法進行研磨，使用金剛石研磨漿等研磨材實施鏡面加工。(c)將經過研磨的試樣用3%硝酸乙醇溶液(腐蝕液)進行腐蝕，使軟質相的結晶 晶界顯現。(d)以100倍或400倍的倍率對顯現出的組織拍攝照片(拍攝6cmX 8cm的照片)， 輸入圖像分析裝置(100倍時相當于600 μ mX 800 μ m，400倍時相當于150 μ mX 200 μ m)。當 進行該輸入時，在任何倍率下均輸入相當于ImmX Imm的個數(100倍至少是6個視野，400 時是35個視野)。(e)在圖像分析裝置中，換算成與一個晶界所包圍的區域具有同等的面積的圓，所 換算的圓的直徑定義為圓當量軟質相的粒徑。(f)將對于全部視野測定的值的平均值作為平均圓當量軟質相粒徑并進行計算。(母材韌性的評價)通過與實施例1相同的方法進行評價。疲勞試驗進展速度的測定結果、硬度比和軟質相粒徑(圓當量直徑)，與母材韌 性、HAZ韌性和焊接條件(施工法、輸入熱能)一起顯示在下述表12、13中。
34 由這些結果能夠進行如下考察(還有，下述N0.表示表中的實驗No.)。 滿足本第二發明規定的要件的No. 1 8、9 14、18 22的鋼板,是HAZ的低溫
韌性優異，并且母材特性(韌性、疲勞龜裂進展抑制特性)也優異的鋼板，以高熱能輸入單 面潛弧焊法焊接該鋼板，并用于低溫條件的用途時，仍發揮出優異的特性。相對于此，不滿足本第二發明的規定的No. 9、15 17、23 42，分別具有以下的問 題。S卩，No. 9為回火貝氏體的單相組織，No. 17為貝氏體的單相組織，疲勞龜裂進展抑制特 性均差。No. 15其硬度比為1. 3，No. 16其軟質相粒徑粗大，疲勞龜裂進展抑制特性均差。No. 23因為C量超過上限，另外No. 24因為Si超過上限，所以HAZ韌性差。No. 25 因為Mn量不足，所以HAZ韌性差，并且硬度比不滿足本第二發明所規定的值，因此疲勞龜裂 進展抑制特性差。No. 26因為Mn量過剩，所以不能確保優異的HAZ韌性。No. 27因為P量過剩，另外No. 28因為S量過剩，所以HAZ韌性均差。No. 29因為 Al量不足，No. 30因為Al量過剩，所以HAZ韌性差。另外，No. 31因為Nb量不足，No. 32因 為Nb量過剩，所以HAZ韌性均差。No. 33因為Ti量不足，No. 34因為Ti量過剩，所以HAZ韌性差。No. 35因為B量 不足，No. 36因為B量過剩，所以HAZ韌性均差。另外No. 37因為N量不足，另一方面No. 38 因為N量過剩，所以HAZ韌性均差。No. 39因為(B-NT/1· 3)低于式(1)的下限，另外No. 40因為(B-NT/1· 3)高于式 ⑴的上限，所以HAZ韌性均差。No. 41、42雖然含有Cu、Ni和V之中的1種以上，但是因為高于式(2)的上限，所 以HAZ韌性差。實施例3-1
展示本第三發明的實施例。使用下述表14、15所示的化學成分組成的各種鋼坯[Ar3相變點基于前述式(9)計 算]，以下述表16、17所示的制造條件(鋼坯加熱溫度、粗軋條件、精軋條件)制造各種鋼 板。還有，關于這時的溫度，是在t/2位置、t/4(t為板厚)的溫度下進行管理，詳細的溫度 管理的步驟如下。
38
(溫度管理的步驟)與實施例2中的步驟相同。表17

的評價。
對于以上述方式得到的各鋼板，分別按下述的要領實施鋼板(母材)和HAZ韌性
(母材韌性的評價) 與實施例2的評價方法相同。 (HAZ韌性的評價) 與實施例1的評價方法相同。
另外，按下述的步驟測定各鋼板的金屬組織的觀察(鐵素體晶粒的圓當量直徑和 長寬比)和脆性龜裂抑制特性。[金屬組織的觀察(圓當量直徑和長寬比的測定步驟)]包括鋼板地正面和背面，并且使平行于軋制方向且相對于鋼板表面(鋼板的正 面)垂直的面露出，以此方式切割下試樣，研磨該露出面并進行鏡面加工。在露出面的研磨 中，使用#150 #1000的濕式金剛砂研磨紙進行研磨后，作為研磨劑使用金剛石研磨漿進 行鏡面加工。經鏡面加工的試樣用3%硝酸乙醇溶液進行腐蝕，使鐵素體組織的結晶晶 界顯現后，以400倍的倍率進行拍攝，作為6cmX8cm的照片(即，400倍時相當于 150μπιΧ200μπι)。照片的6cm的邊對應板厚方向，8cm的邊對應軋制方向。輸入到圖像分 析裝置的方式是，在任何倍率下均使區域相當于ImmX 1mm。其次，在圖像分析裝置中，將晶界所包圍的鐵素體晶粒的區域(面積)換算成具有 同等的面積的圓，所換算的圓的直徑定義為鐵素體晶粒的圓當量直徑，并測定圓當量直徑。 在全部的觀察視野中對其進行測定，平均結果，計算平均圓當量直徑。另一方面，關于鐵素體晶粒的長寬比，是對于上述晶界所包圍的鐵素體晶粒，測定 其軋制方向的粒徑Dl和板厚方向的粒徑Dt，計算Dl與Dt的比(Dl/Dt)作為長寬比。這在 全部的觀察視野中進行，平均結果，計算出平均長寬比。還有，鐵素體晶粒的圓當量直徑和長寬比的測定位置，是將鋼板的厚度設為t (mm) 時，為t/2位置、t/4位置。另外，觀察視野數為35個。計算鐵素體晶粒的平均圓當量直徑 和長寬比時，也一并測定金屬組織中鐵素體所占的面積率。(脆性龜裂抑制特性的評價)脆性破壞發生特性，是基于社團法人日本焊接協會(WES)發生的TOS1108(1995年 2月1日制定)所規定的“龜裂前端開口位移(CT0D試驗)”而進行龜裂前端開口位移試驗， 測定不穩定破壞開始時的開口位移(S c)，據此結果進行評價。還有，進行龜裂前端開口位 移試驗時，也參考WESl 109 (1995年4月1日制定)所規定的“關于焊接熱影響k部CTOD試 驗方法的指南”。試驗片采用TOSl 108 (1995年2月1日制定)的P. 6的圖6所示的“標準三點彎曲 試驗片”。試驗溫度為_60°C，測定δ c_6or (mm)。在本第一明中，δ0. 20mm以上時為
43合格。各鋼板的t/2位置或t/4位置的組織[鐵素體(α)的平均圓當量直徑和長寬比] 和鐵素體的分率顯示在下述表18中，母材特性(板厚、νΕ,和δ c,v)以及HAZ韌性與實 際焊接施工條件(施工法、輸入熱能)一起顯示在下述表19、20中。表18表20
據這些結果能夠進行如下考察(還有，下述No.表示表中的實驗No.)。滿足本第三發明規定的要件的No. 3、5、6、12、14、15、18、20、21的鋼板，是HAZ的低 溫韌性優異，并且母材特性(韌性、脆性龜裂發生抑制特性)也優異的鋼板，以高熱能輸入 單面潛弧焊法焊接該鋼板，并用于低溫條件的用途時，仍發揮出優異的特性。相對于此，不滿足本第三發明的規定的No. 1、2、4、7 11、13、16、17、19、22 41， 不滿足本第三發明規定的要件中的某一要件，HAZ韌性、脆性龜裂發生抑制特性的至少有一 種差。實施例3-2
展示本第四發明的實施例。
用轉爐熔煉下述表14、15所示的化學成分組成的各鋼原材，采用通過連續鑄造制 造的各種鋼坯(鋼種No. 1 38)，加熱后進行粗軋，空冷或強制冷卻后進行精軋，制作各種 鋼板。精軋的結束溫度(表面溫度)、軋軋后的冷卻條件(冷卻方法、冷卻速度)和在900°C 以下的真應變量顯示在下述表21、22中。還有，表21、22所示的冷卻速度是從冷卻開始到 5000C的平均值(平均冷卻速度)。表21
表22
對于以上述方式得到的各鋼板，與實施例3-1同樣進行HAZ韌性的評價，并且以下 述方式評價脆性龜裂停止特性。(脆性龜裂停止特性的評價)脆性龜裂停止特性基于社團法人日本焊接協會(WES)發生的鋼種認定試驗方法 (2003年3月31日制定)所規定的“脆性破壞傳播停止試驗”進行。使用脆性破壞傳播停 止試驗方法的圖7所示的形狀的試驗片，在從-190°C +60°C的范圍選擇的任意的溫度范 圍內，對該試驗片設定溫度梯度，分4個試驗體進行。由下式(12)計算Kca值。下式(12) 中，c表示從傳播部入口到脆性龜裂前端的長度，T表示脆性龜裂前端的溫度(單位K)，σ 表示傳播部的總應力，W表示傳播部寬度。X軸為1/Τ，Y軸為計算出的Kca值，制作顯示1/Τ 與Kca值的相關關系的曲線圖，以4點的近似曲線和213Κ的交點作為-60°C的Kca值。在 本第四發明中，-60°C的Kca值為5900N/mm15時為合格(脆性龜裂停止特性優異)。
(12)
另外，各鋼板的金屬組織的觀察(從表層部至t/100位置，遵循實施例1所示的步 驟，對于鐵素體的平均粒徑也進行測定)。計算鐵素體晶粒的平均粒徑時，觀察從鋼板表面 到t/100位置的區域中的金屬組織，也同時測定鐵素體面積率。其結果是，金屬組織中所占 的鐵素體的面積率為50%以上。還有，倍率為100倍時，觀察視野數至少為6個，400倍時 觀察視野數至少為35個。這些結果顯示在下述表23、24中。還有，滿足HAZ韌性和脆性龜裂停止特性這兩 方的特性的例子為本發明例，綜合判定為(〇)，至少不滿足一方的特性的例子為比較例， 綜合判定為(X)。表23
表24
由這些結果能夠進行如下考察。No. 42 46、48 50、52、54、56 58、60 66、 68、70 73滿足本第四發明規定的要件，是HAZ的低溫韌性優異，并且母材特性(脆性龜裂 停止特性)也優異的鋼板，以高熱能輸入單面潛弧焊法焊接該鋼板，并用于低溫條件的用 途時，仍發揮出優異的特性。相對于此，不滿足本第四發明規定的要件的No. 47、51、53、55、59、67、69、74 93，不滿足本第四發明規定的要件的任意一個要件，HAZ韌性、脆性龜裂停止特性的至少一個特性差。 距鋼板表面t/100位置的區域中的鐵素體晶粒的平均粒徑和脆性龜裂停止特性 的關系顯示在圖11中，但如果將真應變量控制在0. 5以上，則可知能夠將鋼板表面至t/100 位置的區域中的鐵素體晶粒的平均粒徑控制在25 μ m以下。
權利要求
一種鋼材，其特征在于，以質量％計含有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％，并且滿足下式(1)，余量是鐵和不可避免的雜質，并且在觀察厚度t(mm)的與鋼材軋制方向平行且與鋼材表面相垂直的面的金屬組織時，滿足下述(a)～(c)，(a)鐵素體面積率為75％以上，(b)t/2位置的鐵素體晶粒的平均圓當量直徑為20.0μm以下，(c)t/4位置的鐵素體晶粒的平均長寬比為2.0以下， 20≤(B NT/1.3)≤10…(1)式中，B表示B以質量ppm計的含量，另外，當N與Ti的關系為(N Ti/3.4)≥0時，NT＝(N Ti/3.4)(N Ti/3.4)＜0時，NT＝0其中，N表示N以質量ppm計的含量，Ti表示Ti以質量ppm計的含量。
2.一種鋼材，其特征在于，以質量％計含有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%，并且滿足下 式(1)，余量是鐵和不可避免的雜質，并且觀察厚度t (mm)的鋼材金屬組織時，從鋼材表面 至t/100位置的區域中的鐵素體晶粒的平均粒徑為25 μ m以下，-20 ( (B-NT/1. 3) ( 10... (1) 式中，B表示B以質量ppm計的含量， 另外，當N與Ti的關系為 (N-Ti/3. 4)彡 0 時，NT = (N-Ti/3. 4) (N-Ti/3. 4) < 0 時，NT = 0其中，N表示N以質量ppm計的含量，Ti表示Ti以質量ppm計的含量。
3.根據權利要求1或2所述的鋼材，其特征在于，還以滿足下式(2)的方式以質量％計 含有Cu 0. 03 0. 5%,Ni 0. 03 0. 8%和V 0. 003 0. 05%中選出的1種以上，(Cu+Ni+60Nb+20V)彡 1. 4... (2)式中，Cu、Ni、Nb、V表示各個元素的質量百分比含量。
4.根據權利要求1或2所述的鋼材，其特征在于，還含有Ca0. 0003 0. 003%。全文摘要
本發明提供一種焊接熱影響部的低溫韌性優異的高張力鋼材，即使在進行高熱能輸入焊接時，HAZ的低溫韌性也優異，并且母材的韌性、疲勞龜裂進展阻抗性、脆性龜裂抑制特性或脆性龜裂停止特性也優異。本發明的鋼材滿足規定的化學成分，并且滿足下式。-20≤(B-NT/1.3)≤10，{式中，B表示B含量(質量ppm)，另外NT表示的是，當N(N含量，單位質量ppm)與Ti(Ti含量，單位質量ppm)的關系為(N-Ti/3.4)≥0時，NT＝(N-Ti/3.4)，(N-Ti/3.4)＜0時，NT＝0}。
文檔編號C22C38/14GK101899615SQ20101015469
公開日2010年12月1日 申請日期2008年2月28日 優先權日2007年3月23日
發明者大垣誠一, 太田誠, 泉學, 金子雅人, 高橋祐二 申請人:株式會社神戶制鋼所