CN104105810B

CN104105810B - 焊接热影响部的低温韧性优良的高张力钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN104105810B
Application number: CN201280069269.4A
Authority: CN
Inventors: 柚贺正雄; 木津谷茂树; 寺泽祐介; 诹访稔; 林谦次
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 2011-02-15
Filing date: 2012-03-01
Publication date: 2017-03-01
Anticipated expiration: 2032-03-01
Also published as: CN104105810A; KR102055039B1; US9790579B2; SG11201403786TA; KR20160090399A; US20150075682A1; JP2012184500A; EP2813596A1; WO2013118313A1; EP2813596B1; JP5177310B2; EP2813596A4; KR20140117560A

Abstract

本发明提供多层焊接部的低温韧性(CTOD特性)优良的高张力钢板及其制造方法。具体而言，一种高张力钢板，其具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.03～0.12％、Si：0.01～0.30％、Mn：0.5～1.95％、P：0.008％以下、S：0.005％以下、Al：0.015～0.06％、Nb：0.011～0.05％、Ti：0.005～0.02％、N：0.001～0.006％、Ca：0.0005～0.003％并根据需要含有Cr、Mo、V、Cu、Ni中的一种或两种以上，满足Ceq：0.44以下、Ti/N＝1.5～3.5、为了控制钢中的硫化物形态和中心偏析度而由特定元素构成的参数式，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并进一步规定了钢板的中心偏析部的硬度。

Description

焊接热影响部的低温韧性优良的高张力钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及船舶、海洋结构物(marine structure)、压力容器(pressurevessel)、压力钢管(penstock)等钢铁结构物(steel structure)中使用的高张力钢板及其制造方法，特别是涉及屈服应力(yield stress)(YS)为400MPa以上、不仅母材的强度和韧性优良、而且低热输入至中等热输入的多层焊接部(multi-layer weld)的低温韧性(low-temperature toughness)(CTOD特性(裂纹尖端张开位移特性，crack tip openingdisplacement property))也优良的高张力钢板及其制造方法。

背景技术

船舶、海洋结构物、压力容器中使用的钢进行焊接接合并精加工为期望形状的结构物。因此，对于这些钢而言，从结构物的安全性(safety)的观点出发，要求母材的强度高、韧性优良是当然的，还要求焊接接头部(焊接金属(weld metal)、焊接热影响部(weldheat-affected zone)(以下，称为HAZ)的韧性优良。

作为钢的韧性的评价基准，以往主要使用通过夏比冲击试验(Charpy impacttest)得到的吸收能量(absorbed energy)，但近年来，为了进一步提高可靠性，多使用裂纹尖端张开位移试验(Crack Tip Opening Displacement Test，以下称为CTOD试验)。该试验是对在韧性评价部产生了疲劳预制裂纹(fatigue precrack)的试验片进行三点弯曲并测定即将要断裂之前的裂纹的张开量(塑性变形量(plastic deformation volume))来对脆性断裂(brittle failure)的产生阻力进行评价的试验。

在CTOD试验中使用疲劳预制裂纹，因此，极微小的区域成为韧性评价部，存在局部脆化区(local embrittlement area)时，即使在夏比冲击试验中得到良好的韧性，有时也显示低韧性。

对于板厚较厚的钢等而言，在由于多层堆焊(multilayer welding)而经受复杂的热历程(thermal history)的焊接热影响部(以下，也称为HAZ)容易产生局部脆化区，接合部(bond)(焊接金属与母材的边界)或接合部被再加热至双相区的部分(在第1次循环的焊接中形成粗粒并通过后续的焊道被加热至铁素体(ferrite)与奥氏体(austenite)的双相区的区域，以下称为双相区再加热部(dual phase re-heating area))成为局部脆化区(local brittle area)。

接合部暴露于仅低于熔点的高温中，因此，奥氏体晶粒(austenite grain)发生粗大化，通过接下来的冷却，容易相变为韧性低的上贝氏体组织(upper bainitestructure)，因此，基质(matrix)自身的韧性低。另外，在接合部容易生成魏氏体组织(Widmannstatten strucuture)、岛状马氏体(M-A Constituent)(MA)等脆化组织(brittlestructure)，韧性进一步降低。

为了提高焊接热影响部的韧性，实际应用如下技术：例如，使TiN微细地分散在钢中，抑制奥氏体晶粒的粗大化，或者利用TiN作为铁素体相变生成核。但是，在接合部有时会加热至TiN熔化的温度范围，焊接部的低温韧性的要求越严格，上述作用效果越不能得到发挥。

另一方面，在专利文献1和专利文献2中公开了如下技术：通过与Ti一起复合添加稀土元素(rare-earth elements)(REM)并使微细粒子分散在钢中，可抑制奥氏体的晶粒生长，使焊接部的韧性提高。

此外，还提出了使Ti的氧化物分散的技术、将BN的铁素体形核能力(Capabilityof nucleation)与氧化物分散组合的技术、通过进一步添加Ca、REM来控制硫化物(sulfide)的形态(morphology control)而提高韧性的技术。

但是，这些技术以强度较低且合金元素量少的钢材为对象，在强度更高且合金元素量多的钢材的情况下，HAZ组织成为不含铁素体的组织，因此不能适用。

因此，作为容易在焊接热影响部生成铁素体的技术，专利文献3中公开了主要将Mn的添加量提高至2％以上的技术。但是，对于连铸材料(continuous cast steel)而言，Mn容易偏析于钢坯(slab)的中心部，不仅在母材使中心偏析部(center segregation area)比率增加，而且在焊接热影响部也会使中心偏析部比率增加，成为断裂的起点(origin ofthe fracture)，因此，引起母材及HAZ的韧性降低。

另一方面，公开了如下技术：对于双相区再加热部，通过双相区再加热，碳富集在逆相变(reverse transformation)为奥氏体的区域，在冷却中生成包含岛状马氏体的脆弱的贝氏体组织，韧性降低，因此，对钢组成进行低C、低Si化而抑制岛状马氏体的生成，提高韧性，通过添加Cu而确保母材强度(例如，专利文献4以及5)。这些技术通过基于时效处理(aging treatment)的Cu的析出来提高强度，但由于添加大量的Cu而使热延性(hotductility)降低，阻碍生产率(productivity)。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特公平03-053367号公报

专利文献2：日本特开昭60-184663号公报

专利文献3：日本特开2003-147484号公报

专利文献4：日本特开平05-186823号公报

专利文献5：日本特开2001-335884号公报

发明内容

发明所要解决的问题

近年来，对于船舶、海洋结构物、压力容器、压力钢管等钢铁结构物而言，伴随其大型化，对于钢材要求进一步的高强度化。这些钢铁结构物中使用的钢材大多是例如板厚为35mm以上的厚壁材料，因此，使用于确保屈服强度为400MPa级或其以上的强度而添加的合金元素(alloy elements)增多的钢成分体系是有利的。但是，如上所述，难以说以合金元素量多的高强度钢材为对象对接合部、双相区再加热部的韧性提高进行了充分研究。

因此，本发明的目的在于提供适合用于船舶、海洋结构物、压力容器、压力钢管等钢铁结构物、屈服应力(YS)为400MPa以上、基于低热输入至中等热输入的多层焊接部的焊接热影响部的低温韧性(CTOD特性)优良的高张力钢板及其制造方法。

用于解决问题的方法

本发明人基于以下的技术构思进行了具体的成分设计，从而完成了本发明。

1.CTOD特性利用钢板整个厚度的试验片来进行评价，因此，成分富集的中心偏析部成为断裂的起点。因此，为了提高焊接热影响部的CTOD特性，将容易作为钢板的中心偏析富集的元素控制为适当量，从而抑制中心偏析部的硬化。在钢水凝固时成为最终凝固部的钢坯的中心，C、Mn、P、Ni、Nb的富集度比其他元素高，因此，利用中心偏析部硬度指标来控制这些元素的添加量，抑制中心偏析中的硬度。

2.为了提高焊接热影响部的韧性，有效地利用TiN，在焊接接合部附近抑制奥氏体晶粒的粗大化。通过将Ti/N控制为适当量，能够使TiN在钢中均匀地微细分散。

3.将以硫化物的形态控制(morphology control)为目的而添加的Ca的化合物(CaS)的结晶用于提高焊接热影响部的韧性。CaS与氧化物(oxide)相比，在低温下结晶，因此，能够均匀地微细分散。另外，通过将CaS的添加量及添加时的钢水中的溶解氧量(amountof dissolved oxygen)控制为适当范围，即使在CaS结晶后也能确保固溶S，因此，在CaS的表面上析出MnS而形成复合硫化物(complex sulfide)。在该MnS的周围形成Mn的稀薄带(dilute zone)，因此，进一步促进铁素体相变。

即，本发明为：

1.一种焊接热影响部的低温韧性优良的高张力钢板，其特征在于，具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.03～0.12％、Si：0.01～0.30％、Mn：0.5～1.95％、P：0.008％以下、S：0.005％以下、Al：0.015～0.06％、Nb：0.011～0.05％、Ti：0.005～0.02％、N：0.001～0.006％、Ca：0.0005～0.003％，满足由(1)式规定的Ceq：0.44以下、Ti/N：1.5～3.5以及(2)式和(3)式，余量由Fe和不可避免的杂质构成，

并且钢板的中心偏析部的硬度满足(4)式，

Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5…(1)

0＜{[Ca]-(0.18+130×[Ca])×[O]}/1.25/[S]＜1…(2)

5.5[C]^4/3+15[P]+0.90[Mn]+0.12[Ni]+7.9[Nb]^1/2+0.53[Mo]≤3.10…(3)

其中，[M]为元素M的含量(质量％)，

H_Vmax/H_Vave≤1.35+0.006/[C]-t/500…(4)

H_Vmax为中心偏析部的维氏硬度的最大值，H_Vave为除从表面起至板厚的1/4为止的部分、从背面起至板厚的1/4为止的部分和中心偏析部以外的部分的维氏硬度的平均值，[C]为C的含量(质量％)，t为钢板的板厚(mm)。

2.如1所述的焊接热影响部的低温韧性优良的高张力钢板，其特征在于，在钢组成中，以质量％计还含有选自Cr：0.20～2％、Mo：0.1～0.7％、V：0.005～0.1％、Cu：0.49％以下、Ni：2％以下中的一种或两种以上。

3.一种焊接热影响部的低温韧性优良的高张力钢板的制造方法，其特征在于，将具有1或2所述的成分组成的钢加热至1050～1200℃后，实施950℃以上的温度范围内的累积轧制率为30％以上且低于950℃的温度范围内的累积轧制率为30～70％的热轧，然后，以1.0℃/秒以上的冷却速度加速冷却至600℃以下。

4.如3所述的焊接热影响部的低温韧性优良的高张力钢板的制造方法，其特征在于，在停止冷却后，进一步在450～650℃下实施回火处理。

5.如1或2所述的焊接热影响部的低温韧性优良的高张力钢板，其特征在于，中心偏析部的各元素的浓度满足(5)式，

Rs＝12.5(X[Si]+X[Mn]+X[Cu]+X[Ni])+1.5X[P]+1.8X[Nb]＜64.3…(5)

其中，X[M]表示通过EPMA线分析得到的中心偏析部的元素M的浓度与平均的元素M的浓度之比即(中心偏析部的M浓度)/(平均的M浓度)。

6.一种焊接热影响部的低温韧性优良的高张力钢板的制造方法，其特征在于，将具有5所述的成分组成的钢加热至1050～1200℃后，实施950℃以上的温度范围内的累积轧制率为30％以上且低于950℃的温度范围内的累积轧制率为30～70％的热轧，然后，以1.0℃/秒以上的冷却速度加速冷却至600℃以下。

7.如6所述的焊接热影响部的低温韧性优良的高张力钢板的制造方法，其特征在于，在停止冷却后，进一步在450～650℃下实施回火处理。

发明效果

根据本发明，可得到适合用于海洋结构物等大型的钢铁结构物、屈服应力(YS)为400MPa以上、低热输入至中等热输入的多层焊接部的低温韧性、特别是CTOD特性优良的高张力钢板及其制造方法，在产业上极其有用。

具体实施方式

在本发明中规定成分组成和板厚方向硬度分布。

1.成分组成

对成分组成的限定理由进行说明。在说明中，％为质量％。

C：0.03～0.12％

C是对于确保作为高张力钢板的母材强度所必需的元素。小于0.03％时，淬透性降低，为了确保强度，需要大量添加Cu、Ni、Cr、Mo等提高淬透性的元素，导致成本的升高和焊接性的降低。另外，添加量超过0.12％时，除了使焊接性显著降低之外，还会导致焊接部韧性降低。因此，C量设定为0.03～0.12％的范围。优选为0.05～0.10％。

Si：0.01～0.30％

Si是作为脱氧元素并且为了得到母材强度而添加的成分。但是，超过0.30％的大量添加会导致焊接性的降低和焊接接头韧性的降低，因此，Si量需要设定为0.01～0.30％。优选为0.20％以下。

Mn：0.5～1.95％

为了确保母材强度及焊接接头强度，添加0.5％以上的Mn。但是，添加量超过1.95％时，会使焊接性降低，淬透性变得过剩，使母材韧性及焊接接头韧性降低，因此设定为0.5～1.95％的范围。

P：0.008％以下

作为杂质元素的P会使母材韧性及焊接部韧性降低，特别是在焊接部的含量超过0.008％时，韧性显著降低，因此设定为0.008％以下。

S：0.005％以下

S是不可避免地混入的杂质，含量超过0.005％时，会使母材及焊接部的韧性降低，因此设定为0.005％以下。优选为0.0035％以下。

Al：0.015～0.06％

Al是为了对钢水进行脱氧而添加的元素，需要含有0.015％以上。另一方面，添加量超过0.06％时，使母材及焊接部的韧性降低，并且由于焊接所引起的稀释而混入到焊接金属部中，使韧性降低，因此，限制为0.06％以下。优选为0.05％以下。另外，在本发明中，Al量用酸可溶性Al(也称为Sol.Al等)进行规定。

Nb：0.011～0.05％

Nb在奥氏体的低温范围内形成未再结晶区域，因此，通过在该温度范围内实施轧制，能够实现母材的组织微细化、高韧化。另外，通过轧制/冷却后的空冷或之后的回火处理而实现析出强化。为了得到上述效果，需要含有0.011％以上。但是，含量超过0.05％时，使韧性劣化，因此，上限设定为0.05％，优选为0.04％。

Ti：0.005～0.02％

Ti在钢水凝固时形成TiN而析出，抑制焊接部中的奥氏体的粗大化，有助于提高焊接部的韧性。但是，含量低于0.005％时，该效果小，另一方面，含量超过0.02％时，TiN发生粗大化，得不到改善母材和焊接部的韧性的效果，因此设定为0.005～0.02％。

N：0.001～0.006％

N与Al反应而形成析出物，由此使晶粒微细化，提高母材韧性。另外，N是用于形成抑制焊接部的组织的粗大化的TiN所必需的元素。为了发挥这些作用，需要含有0.001％以上的N。另一方面，添加量超过0.006％时，固溶N会使母材和焊接部的韧性显著降低，因此，将上限设定为0.006％。

Ca：0.0005～0.003％

Ca是通过固定S而提高韧性的元素。为了得到该效果，需要添加至少0.0005％的Ca。但是，即使含量超过0.003％，该效果也会饱和，因此，以0.0005～0.003％的范围进行添加。

Ceq：0.44以下

由(1)式规定的Ceq超过0.44时，焊接性、焊接部韧性降低，因此设定为0.44以下。优选为0.42以下。

Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5…(1)

其中，[M]为元素M的含量(质量％)。另外，不含有的元素设定为0。

Ti/N：1.5～3.5

Ti/N小于1.5时，生成的TiN量减少，未形成TiN的固溶N会使焊接部韧性降低。另外，Ti/N超过3.5时，TiN发生粗大化，使焊接部韧性降低。因此，Ti/N的范围设定为1.5～3.5，优选为1.8～3.2。Ti/N中，各元素为含量(质量％)。

0＜{[Ca]-(0.18+130×[Ca])×[O]}/1.25/[S]＜1…(2)

{[Ca]-(0.18+130×[Ca])×[O]}/1.25/[S]是表示对硫化物的形态控制有效的Ca与S的原子浓度之比(atomic concentration ratio)的值，也称为ACR值。可以通过该值推定硫化物的形态，为了使即使在高温下也不溶解的铁素体相变生成核CaS微细分散而规定。式中，[Ca]、[S]、[O]表示各元素的含量(质量％)。

在ACR值为0以下的情况下，CaS不会结晶。因此，S以单独的MnS的形态析出，因此，得不到焊接热影响部中的铁素体相变生成核(ferrite transformation productnucleus)。另外，单独析出的MnS在轧制时伸长，引起母材的韧性降低。

另一方面，在ACR值为1以上的情况下，S完全被Ca固定，作为铁素体相变生成核发挥作用的MnS不会析出在CaS上，因此，复合硫化物不能实现铁素体相变生成核的微细分散，因此，得不到提高韧性的效果。

在ACR值超过0且小于1的情况下，MnS析出在CaS上而形成复合硫化物，能够作为铁素体相变生成核有效地发挥作用。另外，ACR值优选为0.2至0.8的范围。

5.5[C]^4/3+15[P]+0.90[Mn]+0.12[Ni]+7.9[Nb]^1/2+0.53[Mo]≤3.10…(3)

其中，[M]为元素M的含量(质量％)。

(3)式的左边的值是由容易在中心偏析中富集的成分构成的中心偏析部硬度指标，在以下的说明中称为Ceq*值。CTOD试验是以钢板整个厚度进行的试验，因此，试验片包括中心偏析，在中心偏析中的成分富集显著的情况下，在焊接热影响部生成硬化区域，因此，得不到良好的值。通过将Ceq*值控制为适当范围，能够抑制中心偏析部中的过度的硬度上升，即使在板厚较厚的钢材的焊接部也可得到优良的CTOD特性。Ceq*值的适当范围通过实验求出，Ceq*值超过3.10时，CTOD特性降低，因此设定为3.10以下。优选为2.90以下。为了满足CTOD特性，无需规定Ceq*值的下限，但必须添加用于得到目标强度所必需的量的合金元素。因此，本发明中，Ceq*值优选为2.0以上。

以上为本发明的基本成分组成，但在使特性进一步提高的情况下，可以含有选自Cr：0.20～2％、Mo：0.1～0.7％、V：0.005～0.1％、Cu：0.49％以下、Ni：2％以下中的一种或两种以上。

Cr：0.20～2％

Cr是对于使母材高强度化有效的元素，为了发挥该效果，优选含有0.20％以上。但是，过量含有时，对韧性产生不良影响，因此，在含有时，优选为0.20～2％，进一步优选为0.20～1.5％。

Mo：0.1～0.7％

Mo是对于使母材高强度化有效的元素，为了发挥该效果，优选含有0.1％以上。但是，过量含有时，对韧性产生不良影响，因此，在含有时，优选为0.1～0.7％，进一步优选为0.1～0.6％。

V：0.005～0.1％

V是在含有0.005％以上时对于提高母材的强度和韧性有效的元素，但含量超过0.1％时，会导致韧性降低，因此，在含有时，优选为0.005～0.1％。

Cu：0.49％以下

Cu是具有提高钢强度的效果的元素。为了得到该效果，优选为0.1％以上。但是，含有超过0.49％的Cu时，会引起热脆性(hot brittleness)，使钢板的表面性状变差，因此，在含有时，优选设定为0.49％以下。

Ni：2％以下

Ni是对于提高钢的强度和韧性有效的元素，对于提高焊接部韧性也有效。为了得到该效果，优选为0.1％以上。但是，Ni是价格昂贵的元素，过度的添加会使热延性降低，在铸造时容易使钢坯的表面产生伤痕，因此，在含有时，优选将上限设定为2％。

2.硬度分布

H_Vmax/H_Vave≤1.35+0.006/[C]-t/500…(4)

H_Vmax表示中心偏析部的维氏硬度(Vickers hardness)的最大值，H_Vave表示除从表面起至板厚的1/4为止的部分、从背面起至板厚的1/4为止的部分和中心偏析部以外的部分的维氏硬度的平均值，[C]表示C的含量(质量％)，t表示板厚(mm)。H_Vmax/H_Vave是表示中心偏析部的硬度的无量纲参数(nondimensional parameter)，其值高于用1.35+0.006/[C]-t/500求出的值时，CTOD值降低，因此，设定为1.35+0.006/[C]-t/500以下。优选设定为1.25+0.006/[C]-t/500以下。

H_Vmax为中心偏析部的硬度，设定为通过使用维氏硬度试验机(载荷10kgf)以在板厚方向上为0.25mm间隔的方式对在板厚方向上包括中心偏析部的(板厚/40)mm的范围进行测定而得到的测定值中的最大值。另外，H_Vave为硬度的平均值，设定为通过使用维氏硬度试验机以10kgf的载荷在板厚方向上以一定间隔(例如1～2mm)对距表面为板厚的1/4的位置与距背面为板厚的1/4的位置之间除中心偏析部以外的范围进行测定而得到的值的平均值。

3.Rs＝12.5(X[Si]+X[Mn]+X[Cu]+X[Ni])+1.5X[P]+1.8X[Nb]＜64.3…(5)

其中，X[M]为(中心偏析部的M浓度)/(平均的M浓度)，M为添加合金元素的种类。

Rs是发明人提出的表示钢板的中心偏析的程度(degree)的式子，Rs值越大，表示钢板的中心偏析度越大。Rs值达到64.3以上时，CTOD特性显著降低，因此，设定为小于64.3，优选为62.3以下。Rs值越小，表示偏析的不良影响越小，Rs越小，CTOD特性具有越良好的倾向，因此，不特别设定Rs值的下限值。

表示(中心偏析部的M浓度)/(平均的M浓度)的X[M]通过以下的方法求出。在包括代表位置的中心偏析的500μm×500μm区域中，在射束直径(beam diameter)2μm、2μm间距、每1点0.07秒的条件下对3个视野实施Mn的EPMA面分析(area analysis by ElectronProbe X-ray Microanalysis)。其中，对于Mn浓度高的5个部位，在射束直径5μm、5μm间距、每1点10秒的条件下实施Si、Mn、P、Cu、Ni、Nb的板厚方向的EPMA线分析(line analysis byElectron Probe X-ray Microanalysis)，将各测定线的最大值的平均值作为偏析部的浓度，除以各成分的分析值，将所得到的值作为表示(中心偏析部的M浓度)/(平均的M浓度)的X[M]。

需要说明的是，已知CTOD特性除了受到缺口底部的整体脆化度(由中心偏析引起的硬化)的影响之外，还受到缺口底部的微小区域的脆化度的影响。CTOD值由于缺口底部的微小的脆化区域而降低，因此，在进行严格的评价(低温下的试验等)的情况下，微小的脆化区域的存在会产生很大影响。对于本发明的焊接热影响部的低温韧性优良的高张力钢板而言，通过(3)式规定中心偏析的偏析程度，另外，通过(4)式、(5)式规定中心偏析的微小区域中的硬度、合金元素的分布。

本发明钢优选通过以下说明的制造方法来制造。

将调节至本发明范围内的成分组成的钢水通过使用转炉、电炉、真空熔化炉等的通常方法进行熔炼，接着，经过连铸的工序制成钢坯后，通过热轧得到期望的板厚，然后冷却，实施回火处理(temper treatment)。通过热轧规定钢坯加热温度(slab heatingtemperature)、轧制率(rolling reduction)。

另外，本发明中，只要没有特别记载，则钢板的温度条件用钢板的板厚中心部的温度来规定。板厚中心部的温度由板厚、表面温度以及冷却条件等通过模拟计算(simulatedcalculation)等求出。例如，使用差分法(calculus of finite differences)，计算出板厚方向的温度分布(temperature distribution)，由此，可以求出板厚中心部的温度。

钢坯加热温度：1050～1200℃

为了将存在于钢坯的铸造缺陷(cast defect)通过热轧而可靠地压接，将钢坯加热温度设定为1050℃以上。如果加热至超过1200℃的温度，则在凝固时析出的TiN发生粗大化，母材和焊接部的韧性降低，因此，将加热温度的上限设定为1200℃。

950℃以上的温度范围内的热轧的累积轧制率：30％以上

为了使奥氏体晶粒通过再结晶(recrystallization)而形成微细的显微组织，将累积轧制率设定为30％以上。小于30％时，在加热时生成的异常粗大粒子残留，对母材的韧性产生不良影响。

低于950℃的温度范围内的热轧的累积轧制率：30～70％

在该温度范围内轧制后的奥氏体晶粒不会充分再结晶，因此，轧制后的奥氏体晶粒在变形为扁平的情况下达到在内部包含大量变形带(deformation band)等缺陷的内部应变(internal strain)高的状态。它们作为铁素体相变(ferrite transformation)的驱动力(drive force)发挥作用，促进铁素体相变。

但是，累积轧制率小于30％时，由内部应变产生的内能(internal energy)的蓄积不充分，因此，难以引起铁素体相变，母材韧性降低。另一方面，累积轧制率超过70％时，反而会促进多边形铁素体(polygonal ferrite)的生成，不能同时实现高强度和高韧性。

直到600℃以下的冷却速度：1.0℃/秒以上

热轧后，以1.0℃/秒以上的冷却速度加速冷却至600℃以下。冷却速度小于1℃/秒时，得不到充分的母材强度。另外，在高于600℃的温度下停止冷却时，铁素体+珠光体(pearlite)或上贝氏体(upper bainite)等组织的百分率提高，不能同时实现高强度和高韧性。另外，在加速冷却(accelerated cooling)后实施回火的情况下，加速冷却的停止温度的下限没有特别限定。另一方面，在之后的工序中不实施回火的情况下，优选将加速冷却的停止温度设定为350℃以上。

回火温度：450℃～650℃

在低于450℃的回火温度下，得不到充分的回火效果，另一方面，在超过650℃的温度下进行回火时，碳氮化物(carbonitride)粗大析出，韧性降低，另外，也有时引起强度的降低，因此不优选。另外，回火通过感应加热(induction heating)进行，由此，可抑制回火时的碳化物的粗大化，因此更优选。该情况下，通过差分法等模拟(simulation)而计算的钢板的中心温度为450℃～650℃。

本发明钢可抑制焊接热影响部的奥氏体晶粒的粗大化，并且使即使在高温下也不溶解的铁素体相变生成核微细地分散，由此，使焊接热影响部的组织微细化，因此可得到高韧性。另外，即使在通过多层焊接时的热循环(heat cycle)而再加热至双相区的区域中，也会使通过最初的焊接产生的焊接热影响部的组织微细化，因此，在双相区再加热区域，未相变区域(non-transformation area)的韧性提高，再相变的奥氏体晶粒也微细化，能够减小韧性的降低程度。

[实施例]

将具有表1所示的成分组成的钢符号A～W的连铸钢坯制成原材后，进行热轧和热处理，制造厚度为50mm～100mm的厚钢板。作为母材的评价方法，在拉伸试验中，从钢板的板厚的1/2位置以试验片的长度方向与钢板的轧制方向垂直的方式裁取JIS4号试验片，测定屈服应力(YS)及拉伸强度(TS)。

另外，夏比冲击试验中，从钢板的板厚的1/2位置以试验片的长度方向与钢板的轧制方向垂直的方式裁取JIS V缺口试验片，测定-40℃下的吸收能量vE_-40℃。将满足YS≥400MPa、TS≥500MPa以及vE_-40℃≥200J全部条件的钢板评价为母材特性良好。

焊接部韧性的评价中，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，将钢板的板厚的1/4位置的直边侧的焊接接合部作为夏比冲击试验的缺口位置，测定-40℃的温度下的吸收能量vE_-40℃。而且，将3张的平均值满足vE_-40℃≥200J的钢板判断为焊接部接头韧性良好。

另外，将直边侧的焊接接合部作为三点弯曲CTOD试验片的缺口位置，测定-10℃下的CTOD值即δ_-10℃，将试验数量3张中CTOD值(δ_-10℃)的最小值为0.35mm以上的情况判断为焊接接头的CTOD特性良好。

在表2-1及表2-2中示出热轧条件、热处理条件、以及母材特性及上述焊接部的夏比冲击试验结果和CTOD试验结果。

钢A～G为发明例，钢H～W是成分组成中的任意一种在本发明范围外的比较例。实施例1～5、8、11～13、15、16均满足Rs＜64.3，得到了满足目标的接头CTOD特性。

实施例6、7的制造条件在本发明的范围外，未得到目标的母材韧性。实施例9、10的回火条件在本发明的范围外，因此，强度低，韧性也低。实施例14的轧制后的冷却速度低于本发明的范围，因此，母材的强度低。实施例19、22、25中C、Mn、Nb的含量分别低于本发明范围，因此，母材的强度低。

实施例20、21不满足式(2)：0＜{[Ca]-(0.18+130×[Ca])×[O]}/1.25/[S]＜1，因此，焊接部的韧性低。实施例23的S的范围超过本发明的范围，因此，母材及焊接部的韧性低。实施例24的C的范围超过本发明的范围，因此，焊接部的韧性低。实施例17、18、26～32在本发明的成分范围外，焊接部韧性低。

Claims

1.一种高张力钢板，其具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.03～0.12％、Si：0.01～0.30％、Mn：0.5～1.95％、P：0.008％以下、S：0.005％以下、Al：0.015～0.06％、Nb：0.011～0.05％、Ti：0.005～0.02％、N：0.001～0.006％、Ca：0.0005～0.003％，满足由(1)式规定的Ceq：0.44以下、Ti/N：1.5～3.5以及(2)式和(3)式，余量由Fe和不可避免的杂质构成，

并且钢板的中心偏析部的硬度满足(4)式，

Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5…(1)

0＜{[Ca]-(0.18+130×[Ca])×[O]}/1.25/[S]＜1…(2)

5.5[C]^4/3+15[P]+0.90[Mn]+0.12[Ni]+7.9[Nb]^1/2+0.53[Mo]≤3.10…(3)

其中，[M]为元素M的含量(质量％)，

H_Vmax/H_Vave≤1.35+0.006/[C]-t/500…(4)

H_Vmax为中心偏析部的维氏硬度的最大值，H_Vave为除从表面起至板厚的1/4为止的部分、从背面起至板厚的1/4为止的部分和中心偏析部以外的部分的维氏硬度的平均值，[C]为C的含量(质量％)，t为钢板的板厚(mm)，

中心偏析部的各元素的浓度满足(5)式，

Rs＝12.5(X[Si]+X[Mn]+X[Cu]+X[Ni])+1.5X[P]+1.8X[Nb]＜64.3…(5)

2.如权利要求1所述的高张力钢板，其中，在钢组成中，以质量％计还含有选自Cr：0.20～2％、Mo：0.1～0.7％、V：0.005～0.1％、Cu：0.49％以下、Ni：2％以下中的一种或两种以上。

3.如权利要求1或2所述的高张力钢板，其中，-40℃下的吸收能量vE_-40℃为200J以上。

4.如权利要求1或2所述的高张力钢板，其中，N含量为0.0034～0.006％。

5.一种高张力钢板的制造方法，其中，将具有权利要求1、2、4中的任一项所述的成分组成的钢加热至1050～1200℃后，实施950℃以上的温度范围内的累积轧制率为30％以上且低于950℃的温度范围内的累积轧制率为30～70％的热轧，然后，以1.0℃/秒以上的冷却速度加速冷却至600℃以下。

6.如权利要求5所述的高张力钢板的制造方法，其中，在停止冷却后，进一步在450～650℃下实施回火处理。

7.一种高张力钢板的制造方法，其中，将具有权利要求3所述的成分组成的钢加热至1050～1200℃后，实施950℃以上的温度范围内的累积轧制率为30％以上且低于950℃的温度范围内的累积轧制率为30～70％的热轧，然后，以1.0℃/秒以上的冷却速度加速冷却至600℃以下。

8.如权利要求7所述的高张力钢板的制造方法，其中，在停止冷却后，进一步在450～650℃下实施回火处理。