專利名稱：焊接熱影響部的低溫韌性優(yōu)異的高張力鋼材的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明特別涉及一種即使被使用于曝露在低溫的用途中時(shí)，焊接鋼板時(shí)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(yōu)異的鋼材。本發(fā)明的鋼材 除了優(yōu)異的低溫韌性以外，還具有屈強(qiáng)比高張力、良好的疲勞龜裂進(jìn)展阻抗性、良好的脆性 龜裂發(fā)生抑制或良好的脆性龜裂停止特性。還有，本發(fā)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(shí)施被認(rèn)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(jìn)行說明。另外，關(guān)于本發(fā)明的鋼材的形態(tài)，應(yīng)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(shù)：
橋梁和船舶等使用的鋼板所要求的特性近年日益嚴(yán)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(shí)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(shí)的輸入熱能變大而顯現(xiàn)得越發(fā)顯著，其原因被認(rèn)為是， 若焊接時(shí)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(rèn)為極力抑制焊接時(shí)的輸入熱能即可，但是在提高焊接作業(yè)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(nèi)制造海洋結(jié)構(gòu)物和貯藏LPG等的液化氣的低溫用儲(chǔ)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?qū)崿F(xiàn)施工的高效率化，但其負(fù)面是難以穩(wěn)定確保由焊接形成的焊接熱影響部的 韌性，必須應(yīng)用基于低熱能輸入的多層焊接進(jìn)行制造的情況很多。因此，上述低溫用儲(chǔ)罐等 的制造中，就要求一種鋼板，其即使采用可以進(jìn)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(yōu)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(hào)公報(bào)、特許第2950076號(hào)公報(bào)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(hào) 公報(bào)、特公平05-017300號(hào)公報(bào)中公開有一種技術(shù)，其通過使奧氏體晶粒內(nèi)大量存在鐵素 體相變核，從而實(shí)現(xiàn)晶粒的微細(xì)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(dá)成晶粒的微細(xì)化，以實(shí)現(xiàn)HAZ的低溫韌性的改善。但是在上述任何一種方法中，在進(jìn)行高熱能輸入的單面潛弧焊時(shí)，TiN等的析出物 都會(huì)發(fā)生相當(dāng)?shù)毓倘?，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(yōu)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(jìn)一步的 改善。
此外，在至今為止提出的HAZ韌性改善技術(shù)中，實(shí)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(chǔ)罐，沒有對其應(yīng)具有所要求的低屈 強(qiáng)比(例如75%以下)進(jìn)行研究。另一方面，為了防止應(yīng)力腐蝕裂紋(SCC)，對用于液化氨用儲(chǔ)罐的鋼板要求具有 440MPa以下的低屈服強(qiáng)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(qiáng)度。如果是液化銨中混載有液化丙烷氣的儲(chǔ)罐，作為使用的鋼板的特性則要求低 溫韌性也優(yōu)異。液化氨已知會(huì)引起鋼材的應(yīng)力腐蝕裂紋(SCC)，從而作為鋼板的特性被 規(guī)定為將屈服強(qiáng)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(dāng)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(jié)構(gòu)物的大型化，船舶所搭載的儲(chǔ)罐的大容量 化也推進(jìn)，這就還要求隨之而來的鋼板的高張力化，但是伴隨屈服強(qiáng)度YS的上限規(guī)定而同 時(shí)達(dá)成低屈強(qiáng)比(屈強(qiáng)化YR = YS/TS)就成為重大的課題。另外，在上述各種結(jié)構(gòu)材料中，由于施加反復(fù)應(yīng)力的情況不少，因此為了確保結(jié)構(gòu) 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(shè)計(jì)上極為重要。鋼板的疲 勞過程認(rèn)為大體分為在應(yīng)力集中部的龜裂的發(fā)生，和一旦發(fā)生的龜裂的進(jìn)展這2個(gè)過程。 而且，在通常的機(jī)械零件中，肉眼可見的龜裂的發(fā)生被認(rèn)為是使用界限，幾乎沒有允許龜裂 的進(jìn)展的設(shè)計(jì)。然而，在焊接結(jié)構(gòu)物中，即使疲勞龜裂發(fā)生也不會(huì)立即導(dǎo)致破壞，在達(dá)到最 終階段前，該龜裂通過定期檢查等被發(fā)現(xiàn)，有龜裂進(jìn)入的部分會(huì)得到修理，或者在使用期 內(nèi)，如果龜裂沒有成長到導(dǎo)致最終破壞的長度，則即使有龜裂，結(jié)構(gòu)物也能夠充分經(jīng)受住使 用。在焊接結(jié)構(gòu)物中，作為應(yīng)力集中部的焊接縫邊部大量存在，完全防止疲勞龜裂的 發(fā)生在技術(shù)上幾乎是也是不可能的，另外在經(jīng)濟(jì)性上也不是上策。即，為了使焊接結(jié)構(gòu)物的 疲勞壽命良好，比起防止龜裂的發(fā)生本身，更有效的方法是，從龜裂已經(jīng)存在的狀態(tài)大幅延 長龜裂進(jìn)展壽命，為此，盡可能減緩鋼材的龜裂的進(jìn)展速度這樣的設(shè)計(jì)成為重要的事項(xiàng)。作為抑制疲勞龜裂進(jìn)展的速度的技術(shù)，至今為止也有種被提出，例如在特許第 3298544號(hào)公報(bào)中提出有一種技術(shù)，其是通過作為硬質(zhì)相和軟質(zhì)相的2相組織，利用軟質(zhì)相 /硬質(zhì)相邊界的龜裂的彎曲、停留、分歧來抑制龜裂進(jìn)展速度。然而，在該技術(shù)中未對鋼板 的HAZ韌性進(jìn)行考慮，有可能不能確保充分的安全性。由此就期望實(shí)現(xiàn)一種使HAZ韌性和 疲勞龜裂進(jìn)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(jié)構(gòu)物的安全性，還期望在鋼材內(nèi)抑制因脆性破壞導(dǎo)致的龜 裂發(fā)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(fā)生，則結(jié)構(gòu)物自身破壞。可是既抑制脆性龜裂的發(fā)生(以 下，將這種特性稱為“脆性龜裂發(fā)生抑制特性”)，又使高熱能輸入焊接時(shí)的HAZ韌性提高的 高張力鋼板至今未知。即使脆性龜裂發(fā)生，使脆性龜裂的傳播停止，將脆性龜裂的傳播區(qū)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(fā)生的脆性龜裂 貫穿廣大范圍而傳播，則導(dǎo)致結(jié)構(gòu)物自身的破壞?？墒?，關(guān)于既抑制發(fā)生了的脆性龜裂的傳播，又使高熱能輸入焊接時(shí)的HAZ韌性提高的高張力鋼板至今也未知。由此出發(fā)，實(shí)情是期望實(shí)現(xiàn)一種高熱能輸入焊接后的HAZ韌性和脆性龜裂發(fā)生抑 制特性或脆性龜裂停止特性優(yōu)異的鋼板。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明鑒于這一情況而進(jìn)行，其目的在于，提供一種即使以高熱能進(jìn)行焊接時(shí)， HAZ的溫韌性也優(yōu)異，并且對于母材(鋼板)來說，韌性、疲勞龜裂進(jìn)展阻抗性、脆性龜裂發(fā) 生抑制特性和脆性龜裂停止特性均優(yōu)異的高張力鋼材。能夠達(dá)成上述目的的本第一發(fā)明的鋼材，分別含有C:0.03 0.09% ( “質(zhì)量％” 的意思，涉及化學(xué)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(zhì)，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(gòu)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(zhì)量ppm)。另外NT表示的是，當(dāng)N(N含量，單位質(zhì)量ppm) 與Ti (Ti含量，單位質(zhì)量ppm)的關(guān)系為(N-Ti/3. 4)彡 0 時(shí)，NT = (N—Ti/3. 4)(N-Ti/3. 4) < 0 時(shí)，NT = 0}根據(jù)本第一發(fā)明，鋼材(母材)的屈服強(qiáng)度YS為440MPa以下，抗拉強(qiáng)度TS 為530MPa以上，并且鋼材的韌性也優(yōu)異，此外即使在實(shí)施高熱能輸入的焊接時(shí)，HAZ在 約-60°C下也顯示出優(yōu)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(chǔ)罐等的 焊接結(jié)構(gòu)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(nèi)制 造上述焊接結(jié)構(gòu)物。能夠達(dá)成上述目的的本第二發(fā)明的鋼材，滿足上述第一發(fā)明的化學(xué)成分組成，滿 足所述式(1)的要件，并且組織是由軟質(zhì)相和硬質(zhì)相構(gòu)成的復(fù)合組織，硬質(zhì)相的維氏硬度 Hv1和軟質(zhì)相的維氏硬度Hv2的比(Hvi/Hv2)為1.5 5.0，軟質(zhì)相的粒徑以圓當(dāng)相直徑計(jì)為 20 μ m以下。在本第二發(fā)明的鋼材中，所述軟質(zhì)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(zhì)相可以由貝氏體和馬氏體的至少一方構(gòu)成。在此，硬質(zhì)相的馬氏體中包括島狀 馬氏體。根據(jù)本第二發(fā)明，即使對鋼材實(shí)施高熱能輸入的焊接時(shí)，HAZ在約-60°C下也顯示 出優(yōu)異的韌性，因此在海洋結(jié)構(gòu)物和貯藏LPG等的液化氣的低溫用儲(chǔ)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(shí)間制造上述海洋結(jié)構(gòu)物等，因?yàn)槠?龜裂進(jìn)展阻抗性也優(yōu)異，所以也能夠提高結(jié)構(gòu)構(gòu)件的安全性。能夠達(dá)成上述目的的本第三發(fā)明的鋼材，滿足上述第一發(fā)明的化學(xué)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(shí)，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(dāng)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(jù)本第三發(fā)明，能夠?qū)崿F(xiàn)焊接熱影響部的低溫韌性和脆性龜裂發(fā)生抑制特性均 優(yōu)異的高張力鋼材。能夠達(dá)成上述目的在本第四發(fā)明的鋼材，滿足上述第一發(fā)明的化學(xué)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(shí)，從鋼材表面至t/100的 位置的區(qū)域中的鐵素體晶粒的平均粒徑為25 μ m以下。根據(jù)本第四發(fā)明，能夠?qū)崿F(xiàn)焊接熱影響部的低溫韌性和脆性龜裂停止特性均優(yōu)異 的高張力鋼材。S卩，根據(jù)本第三、四發(fā)明，即使在對鋼材實(shí)施高熱能輸入的焊接時(shí)，HAZ在約-60°C 下仍顯示出優(yōu)異的韌性，因此在海洋結(jié)構(gòu)物和貯藏LPG等的液化氣的低溫用儲(chǔ)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(shí)間制造上述海洋結(jié)構(gòu)物等，而 且因?yàn)榇嘈札斄寻l(fā)生抑制、停止特性均優(yōu)異，所以能夠提高結(jié)構(gòu)構(gòu)件的安全性。在本第一 四發(fā)明的鋼材中，根據(jù)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)?；蛘吒鶕?jù)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(gè)元素的含量(質(zhì)量％)}


圖1是表示(B-NT/1. 3)與HAZ的vE_6(1的關(guān)系的曲線圖。圖2是表示鐵素體分率與屈服強(qiáng)度YS的關(guān)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(guān)系的曲線圖。圖4是表示(Cu+Ni+60Nb+20V)與HAZ的vE_6(1的關(guān)系的曲線圖。圖5表示實(shí)施例的焊接中的坡口形狀的剖面圖。圖6表示FCB焊接時(shí)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(dāng)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(dāng)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(guān)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(guān)系的曲線圖。圖11是表示距鋼板表面t/100位置的區(qū)域中的真應(yīng)變量與鐵素體晶粒的平均粒 徑的關(guān)系的曲線圖。
具體實(shí)施例方式首先，對于本第1 4發(fā)明共通的、HAZ的低溫韌性優(yōu)異的高張力鋼材進(jìn)行說明。在以下的說明中，將本第1 4發(fā)明統(tǒng)稱為“本發(fā)明”。關(guān)于本發(fā)明的形態(tài)，以應(yīng)用于鋼板的情況為例進(jìn)行說明。本發(fā)明者為了得到在實(shí)施高熱能輸入的焊接時(shí)，HAZ的低溫韌性特別優(yōu)異的高張 力鋼板而進(jìn)行了銳意研究。其結(jié)果是發(fā)現(xiàn)如下具體方法(a)如果將C、Si設(shè)定得比較低，使C為0.09%以下，Si為0.25%以下之后，使規(guī) 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(dá)成奧氏體晶粒內(nèi)的晶粒微細(xì) 化。(b)此外，為了進(jìn)一步的高強(qiáng)度而添加Cu、Ni、V時(shí)，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(fā)明中具有的一點(diǎn)特征是，通過使各個(gè)規(guī)定量的B、N和Ti的平均最佳 化，從而嚴(yán)密地實(shí)現(xiàn)固溶B量的最佳化，能夠使奧氏體晶粒內(nèi)的晶粒微細(xì)化，作為結(jié)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(guī)定范圍內(nèi)使B、N和Ti變化，采用(B-NT/1.3) {B表示B含量(質(zhì)量ppm)，NT表示的是， 當(dāng)N (N含量，單位質(zhì)量ppm)與Ti (Ti含量，單位質(zhì)量ppm)的關(guān)系為(N-Ti/3. 4)彡 0 時(shí)，NT = (N—Ti/3. 4)(N-Ti/3. 4) < 0 時(shí)，NT = 0。以下，涉及到式(1)也相同}為各種值的鋼板，進(jìn)行熱循環(huán)試驗(yàn)，按后述的實(shí)施例的方式測定HAZ的低溫韌性 (vE_60)，圖1整理了這些結(jié)果。還有，熱循環(huán)試驗(yàn)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(dá)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 彡(B-NT/1. 3)彡 10 ... (1)如上式(1)，通過使B、N和Ti的平衡最佳化，認(rèn)為能夠最大限度地發(fā)揮如下效果 抑制奧氏體晶粒內(nèi)的存在于晶界的固溶B導(dǎo)致的晶界鐵素體的粗大化，并且還可抑制來自 晶界的側(cè)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(shí)地提高HAZ的低溫韌性，并且確保 母材(鋼板)的強(qiáng)度等，需要使上述B、N、Ti的含量分別在下述范圍內(nèi)。在本發(fā)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(guān)系到上式(1)的成分的B、N、Ti等也需要適當(dāng)?shù)丶右?調(diào)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(jìn)晶內(nèi)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(cè)板條鐵素體的生成，使奧氏體晶 內(nèi)的晶粒微細(xì)化的效果。為了充分發(fā)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(jié)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(yōu)選下限為0. 0008%，優(yōu)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(yōu)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(fā)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(jìn)晶內(nèi)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(qiáng)度化的元素。為了有效地發(fā)揮這樣的作用，需要 使Ti含有0.008%以上，優(yōu)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(fā)明中，如上述，使各個(gè)規(guī)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(dá)成奧氏體晶粒內(nèi)的晶粒微細(xì)化是有用的元素。 在本發(fā)明中，為了充分發(fā)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(zhì)相的島狀馬氏體(MA :Martensite-Austenite constituent)容易生成，另外結(jié) 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(shí)地提高HAZ的低溫韌性，進(jìn)一步降低C、Si有效。在本發(fā)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(qiáng)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(qiáng)度提高也是有效發(fā) 揮作用的元素，因此可以使之含有0. 01%以上，優(yōu)選使之含有0. 05%以上。還有，如上述為了確實(shí)地提高HAZ韌性，并且使鋼板(母材)具有強(qiáng)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(nèi)。(Mn :1· 20 1. 60% )Mn捕捉S作為MnS，對于抑制因S導(dǎo)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(qiáng)度化(高抗拉強(qiáng)度TS化和高屈服強(qiáng)度YS化)的元素。 為了有效地發(fā)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?yàn)镻是使HAZ韌性劣化的元素，所以需要極力降低，在本發(fā)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(fā)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(shí)的HAZ韌性 提高的元素，在本發(fā)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(jìn)，HAZ韌性劣化，因此將其抑制在0. 04%以下。本發(fā)明規(guī)定的含有元素如上所述，余量是鐵和不可避免的雜質(zhì)，作為該不可避免 的雜質(zhì)，能夠允許因原料、物資、制造設(shè)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(nèi)))(Cu+Ni+60Nb+20V)彡 1. 4 ... (2){式中，Cu、Ni、Nb、V表示各個(gè)元素的含量(質(zhì)量％)}
Cu、Ni、V均是對確保強(qiáng)度有用的元素。Cu在通過固溶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化而提高強(qiáng)度(抗拉強(qiáng)度TS和屈服強(qiáng)度YS)方面是 有效的元素。為了有效地發(fā)揮這樣的效果，優(yōu)選使之含有0.03%以上。但是若使之過剩含 有，則會(huì)使熱加工性受到阻礙，因此將其抑制在0. 5%以下。Ni是同時(shí)使母材的強(qiáng)度和韌性提高的元素。為了有效地發(fā)揮這一作用，優(yōu)選使 之含有0.03%以上。更優(yōu)選為0.2%以上。但是過剩地添加會(huì)導(dǎo)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(qiáng)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(fā)揮這樣的效果，優(yōu)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(fā)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(shí)，也能夠確保優(yōu)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(guī)定量的Nb，采種這樣的鋼板進(jìn)行熱循環(huán)試驗(yàn)，按后 述的實(shí)施例的方式測定HAZ的低溫韌性(vE,)，圖4整理了這些結(jié)果。還有，熱循環(huán)試驗(yàn)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(shí)，作為HAZ的低溫韌性，為了達(dá)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(zhì)相的MA的生成，確保優(yōu)異的HAZ韌性。(Cu+Ni+60Nb+20V)彡 1. 4 ... (2){式中，Cu、Ni、Nb、V表示各個(gè)元素的含量(質(zhì)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(jìn)行 形態(tài)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(fā)揮這樣的效果，優(yōu)選使 Ca含有0. 0003%以上，更優(yōu)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(yōu)選為0. 003%以下。其次，對于本第一發(fā)明進(jìn)行說明。本發(fā)明者還發(fā)現(xiàn)了以下這點(diǎn)在不損害上述的HAZ韌性和母材特性，抗拉強(qiáng)度TS 為530MPa以上的高強(qiáng)度鋼板中，為了達(dá)成屈服強(qiáng)度YS為440MPa以下這樣的低屈強(qiáng)比YR， 只要在硬質(zhì)的貝氏體組織和/或馬氏體組織之中使軟質(zhì)的鐵素體相適量存在，并且使該軟 質(zhì)相的粒徑細(xì)?；纯伞D2是表示鐵素體分率與屈服強(qiáng)度YS(下屈服點(diǎn)YP或0. 2%屈服點(diǎn)σ α2)、抗拉 強(qiáng)度TS的關(guān)系的曲線圖，整理了后述實(shí)施例的數(shù)據(jù)。由其結(jié)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(qiáng)度TS :530MPa以上，屈服強(qiáng)度YS :440MPa以下的兩 種特性。該鐵素體分率的優(yōu)選范圍為50 80面積％。還有，在本第一發(fā)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(gè)宗旨是，在制造過程中，也會(huì)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(guān)系的曲線 圖。由其結(jié)果可知，通過使鐵素體的平均粒徑為19 μ以下，能夠成達(dá)良好的母材韌性(vE, 計(jì)為100J以上)。為了按上述這樣的組織制造本第一發(fā)明的鋼板，例如根據(jù)下述所示的方法，便能 夠得到HAZ的低溫韌性優(yōu)異的低屈強(qiáng)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(shí)施熱扎至規(guī)定的板 厚，在880 720°C結(jié)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(shè)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(jìn)行熱軋，在720V以上結(jié)束熱軋。軋 制溫度低于880°C時(shí)，通過軋制造成奧氏體再結(jié)晶，或者即使未使之結(jié)晶也會(huì)在奧氏體晶粒 內(nèi)部導(dǎo)入變形帶的缺陷，由此鐵素體相變的核生成點(diǎn)增加，使組織微細(xì)化，母材韌性提高。 據(jù)此，軋制需要在880°C以下進(jìn)行。但是，熱軋結(jié)束溫度(FRT)為720°C以上。若熱軋結(jié)速 溫度低于720°C，則初析鐵素體受到加工，將使屈服強(qiáng)度YS和屈強(qiáng)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(jié)束軋制后，以10°C /秒以上(優(yōu)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(xì)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?qū)㈣F素體分率控制在適當(dāng) 的范圍內(nèi)。這時(shí)的保持時(shí)間低于30秒時(shí)，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(huì)降低。但是，若該保持時(shí)間超過150秒，則容易成為珠光體組織，因此為150秒以下。(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(zhì)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(dá)到室溫不用什么特別的冷卻方法，優(yōu)選空冷 (AC)。也能夠以500 600°C進(jìn)行回火，通過附加這一工序，可以進(jìn)行強(qiáng)度的調(diào)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(jìn)行管理，t/4部是 作為發(fā)揮鋼板的平均的性能的位置。另外，本第一發(fā)明的鋼板，能夠有利地應(yīng)用為所謂厚鋼 板。這時(shí)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(fā)明進(jìn)行說明。疲勞龜裂在通常的穩(wěn)定成長區(qū)域，延相對于應(yīng)力的直角方向推進(jìn)?？紤]到這樣的 疲勞龜裂的進(jìn)展機(jī)制，為了提高對于龜裂進(jìn)展的阻抗性，能夠得到的設(shè)想是，通過使鋼材的 組織為復(fù)合組織，在軟質(zhì)相與硬質(zhì)相的邊界使龜裂迂回(彎曲)停留，由此使龜裂進(jìn)展速度 降低，從而能夠延長疲勞壽命。而且，在硬質(zhì)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(zhì)相發(fā)生脆性破壞，因?yàn)辇斄褧?huì)進(jìn)展到硬 質(zhì)相內(nèi)，所以其效果反而降低。從這一觀點(diǎn)出發(fā)，在本第二發(fā)明的鋼材中，由軟質(zhì)相和硬質(zhì) 相構(gòu)成的復(fù)合組織中，硬質(zhì)相的維氏硬度Hv1和軟質(zhì)相的維氏硬度Hv2的比(Hvi/Hv2)需要 控制在1.5 5.0的范圍內(nèi)。S卩，通過使上述比(HVl/HV2)的值為1.5以上，龜裂前端的位錯(cuò)在移動(dòng)時(shí)的軟質(zhì) 相與硬質(zhì)相的界面龜裂前端的塑性域變化，發(fā)生彎曲、停留、分歧，因此龜裂進(jìn)展速度降低。 但是，若硬質(zhì)相的硬度變得過高，則如上述，使硬質(zhì)相在龜裂前端的應(yīng)力作用下引起脆性破 壞，龜裂進(jìn)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(yōu)選 下限為1. 7，更優(yōu)選為2. 0以上，優(yōu)選的上限為4. 5，更優(yōu)選為4. 0以下。此外，需要一定以 上地確保硬質(zhì)相與軟質(zhì)相的界面，為此，需要適當(dāng)?shù)乜刂朴操|(zhì)相和軟質(zhì)相的比例。從這一觀 點(diǎn)出發(fā)，軟質(zhì)相的比較優(yōu)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(fā)明的鋼材中的所謂軟質(zhì)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(zhì)相，可列舉貝氏體和/或馬氏體(含島狀馬氏體)。另外，本第二發(fā) 明的鋼材的組織，包含作為第一相的軟質(zhì)相與作為第二相的硬質(zhì)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(fù)合組織。但是，珠光體在微觀中是 軟質(zhì)的鐵素體與易發(fā)生脆性破壞的硬質(zhì)的滲碳體呈條狀存在的組織，因?yàn)殡y以得到上述效 果，所以任何相中均不含有。另外，軟質(zhì)相和硬質(zhì)相其合計(jì)優(yōu)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(jìn)展在上述硬質(zhì)相/軟質(zhì)相邊界、晶界中發(fā)生彎曲、停留、分歧，從而使龜裂 進(jìn)展速度降低。若軟質(zhì)相的粒徑變得粗大，則與構(gòu)成龜裂進(jìn)展的阻抗的硬質(zhì)相/軟質(zhì)相邊 界、晶界沖突的頻率降低，因此龜裂進(jìn)展速度不會(huì)降低。在本第二發(fā)明的鋼材中，通過應(yīng)用 后示的制造方法(例如進(jìn)行過冷)，核生成點(diǎn)增加，隨著鐵素體微細(xì)化，也會(huì)使硬質(zhì)相微細(xì) 地分散。據(jù)此，在龜裂進(jìn)展時(shí)，與硬質(zhì)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(jìn)展速度降低這樣的效果。從這一觀點(diǎn)出發(fā)，在本第二發(fā)明的鋼材中，還需要硬質(zhì)相 的粒徑以圓當(dāng)量直徑計(jì)為20 μ m以下(關(guān)于粒徑測定方法后述)。該軟質(zhì)相的粒徑優(yōu)選為 15 μ m以下。為了制造成為上述這種組織的本第二發(fā)明的鋼板，根據(jù)例如下述所示的(1)、(2) 的方法，便能夠適當(dāng)?shù)乜刂朴操|(zhì)相與軟質(zhì)相，得到疲勞龜裂進(jìn)展阻抗性和HAZ的低溫韌性 優(yōu)異的鋼板。(1)將具有上述這種化學(xué)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(diǎn))的溫度范圍結(jié)束軋制，以10°C /秒以上的冷卻速度進(jìn)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(tài)下，以600 700°C使Y成為過冷 狀態(tài)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(shí)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(shí)，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(diǎn)，則組織發(fā)生各向異性，沖擊吸收能有可能 降低，此外在制造上軋制負(fù)荷高，使生產(chǎn)性降低。第一次加速冷卻速度通過進(jìn)行加速冷卻，Y成為過冷狀態(tài)，相變受到抑制直至 低溫。其后，通過在低溫下進(jìn)行相變，相變的驅(qū)動(dòng)力高，生成組織均一微細(xì)的鐵素體。冷卻 速度低于20°C /秒時(shí)，在加速冷卻中會(huì)發(fā)生一部分相變，將無法達(dá)成組織的均一微細(xì)化。冷卻停止溫度停止溫度低于600°C時(shí)，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(zhì)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(jìn)展抑制效果小。另一方面，若冷卻停止 速度超過700°C，則在規(guī)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(shí)間該保持時(shí)間低于30秒時(shí)，變相不充分，鐵素體分率不充分，此 外C濃縮在未反應(yīng)的Y中沒有剩余。另外，若保持時(shí)間超過100秒，則生產(chǎn)性降低，并且接 近平衡狀態(tài)，可見珠光體的生成。該珠光體雖然是鐵素體和滲碳體構(gòu)成的層狀組織，但是滲 碳體脆，在龜裂前端發(fā)生脆性破壞，因此龜裂進(jìn)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(shí)，在冷卻階段，從未相變的奧氏 體生成鐵素體+珠光體，硬質(zhì)相的硬度不充分。最終冷卻停止溫度若這時(shí)的停止溫度超過400°C，則由于自回火，硬質(zhì)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(yōu)選為300°C以下。(2)通過如下方式能夠達(dá)成將具有這述這種化學(xué)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(diǎn)的溫度范圍結(jié)束軋制后，再加熱到Ac3相變點(diǎn) 以上的溫度，進(jìn)行淬火處理，其后再度再加熱到(Ac3相變點(diǎn)+30°C ) (Ac3相變點(diǎn)-30°C ) 的溫度域，其后以5°C /秒以上的冷卻速度進(jìn)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(jìn)行加速冷卻，以取代Ac3相變點(diǎn)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(xì)，通過再 加熱到Ac1相變點(diǎn)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(kuò)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?yōu)橛操|(zhì)相，從而能夠成為硬質(zhì)相和軟質(zhì)相的復(fù)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(shí)，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(diǎn)，則組織發(fā)生各向異性，沖擊吸收能有可能 降低，此外在制造上軋制負(fù)荷高，使生產(chǎn)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(jìn)展阻抗性均降低。加熱溫度低于(Ac1相變點(diǎn)+30°C )時(shí)，幾乎不會(huì)發(fā)生α — Y相變，從而不能確 保充分的硬質(zhì)相。若超過(Ac3相變點(diǎn)+30°C)，則再加熱后大部分發(fā)生α — Y相變，經(jīng)其 后的淬火全部成為硬質(zhì)相。第二次加速冷卻速度該冷卻速度低于5°C /秒時(shí)，硬質(zhì)相的硬度不充分。最終冷卻停止溫度若這時(shí)的停止溫度超過400°C，則由于自回火導(dǎo)致硬質(zhì)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(yōu)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(jìn)行的管理，t/4部是 作為發(fā)揮鋼板的平均的性能的位置。另外，本第二發(fā)明的鋼板，能夠有利地應(yīng)用為所謂厚鋼 板。這時(shí)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(fā)明進(jìn)行說明。如上述這樣滿足化學(xué)成分組成的鋼板雖然HAZ韌性良好，但是，對于不會(huì)使這種 HAZ韌性劣化，并用于改善抑制脆性龜裂的發(fā)生的特性的要件也進(jìn)行了研究。其結(jié)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(shí)，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(dāng)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(fā)生的特性，并且也不會(huì)使上述HAZ韌性劣化。以下，對于如此進(jìn)行規(guī)定的理由 加以詳述。本第三發(fā)明的高張力鋼板的金屬組織，為了確保鋼板的強(qiáng)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(shí)，鐵素體的面積率為75%以上即可。鐵素體的面積率優(yōu)選為80%以上，更優(yōu)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(yōu)選低于20%，更優(yōu)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(dāng)?shù)卣{(diào)整鐵素體晶粒的圓當(dāng)量直徑與長寬比這兩方。即，本發(fā)明者們反復(fù)進(jìn)行各種實(shí)驗(yàn) 的結(jié)果判明，需要使t/2位置的鐵素體晶粒的平均圓當(dāng)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(shí)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(dāng)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(dāng) 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(shí)的結(jié)果。圖8表示鋼板的t/4位置的鐵素體晶粒的平均圓當(dāng)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(dāng)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(shí)的結(jié)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(guān)系。 圖9中，X軸表示鋼板中心部(t/2位置)為0%時(shí)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(jié)果表明的可知，(1) t/2位置的鐵素體晶粒的平均圓當(dāng)量直徑直小，CTOD 越顯示出得到改善的傾向(δ c_6(re的數(shù)值變大的傾向)，(2)如果t/4位置的鐵素體晶粒的 平均圓當(dāng)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?yàn)镃TOD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(jìn)行管理即可等等。關(guān)于產(chǎn)生這種現(xiàn)象的理由考慮如下。即，在脆性破壞中，因?yàn)榫ЯＥc晶粒的邊界 (結(jié)晶晶界)成為龜裂傳播的阻抗，所以如果結(jié)晶晶界密集存在，則脆性破壞本身難以發(fā) 生，即使有微小的脆性破壞發(fā)生，如果在龜裂進(jìn)展方向上密集存在結(jié)晶晶界，則也能夠防止 龜裂的傳播?？墒牵?yàn)殍F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(jié)晶晶界密集存在，但是因?yàn)檐堉品较蛏系慕Y(jié)晶晶界 變得稀疏，所以結(jié)晶晶界的密度易發(fā)生波動(dòng)，脆性破壞容易發(fā)生。相對于此，減小鐵素體晶 粒的平均圓當(dāng)量直徑，且縮小平均長寬比，可使結(jié)晶粒界的密度的波動(dòng)幾乎消失，因此脆性 破壞難以發(fā)生，縱使發(fā)生了，結(jié)晶晶界也會(huì)成為阻抗，能夠防止龜裂的傳播。在本第三發(fā)明的鋼板中，使鐵素體晶粒的平均圓當(dāng)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?？刂破骄鶊A當(dāng)量直徑的位置是將鋼板的厚度設(shè)為t時(shí) 的t/2位置。因?yàn)橐话阋阎嘈云茐脑诎搴竦闹醒氩扛浇l(fā)生(參照前述圖9)，所以通過 適當(dāng)?shù)乜刂苩/2位置的組織便能夠抑制脆性破壞的發(fā)生。另外，控制平均長寬比的位置是 將鋼板的厚度設(shè)為t時(shí)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(dǎo)入的應(yīng)變與鋼板的表面附近 (例如t/4位置)的溫度和被導(dǎo)入的應(yīng)變差越大，因此通過管理t/2位置的溫度，適當(dāng)控制 t/2位置的組織，能夠抑制脆性龜裂的發(fā)生。上述t/2位置的鐵素體晶粒的平均圓當(dāng)量直徑優(yōu)選為17.5μπι以下，更優(yōu)選為 16μπι以下。鐵素體晶粒的平均圓當(dāng)量直徑的下限未特別限定，越小越為優(yōu)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(dāng)量直徑，意思是將鐵 素體晶粒換算為同一面積的圓時(shí)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(yōu)選為1.9以下，更優(yōu)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(dāng)量直徑和平均長寬比，例如能夠按如下所示的步驟進(jìn) 行計(jì)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(jìn)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(jìn)行 研磨，或采用與之具有同等的功能的研磨方法進(jìn)行研磨即可。另外，在進(jìn)行鏡面加工時(shí)，使 用金剛石研磨漿等研磨劑即可。經(jīng)鏡面加工的試樣用3%硝酸乙醇溶液進(jìn)行腐蝕，使鐵素體組織的結(jié)晶晶界顯現(xiàn) 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(qū)域相當(dāng)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(qū)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(dāng)量直徑，并測定圓當(dāng)量直徑。 在全部的觀察視野中對其進(jìn)行測定，平均結(jié)果，計(jì)算平均圓當(dāng)量直徑。另一方面，關(guān)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(jì)算Dl與Dt的比(Dl/Dt)作為長寬比。這在 全部的觀察視野中進(jìn)行，平均結(jié)果，計(jì)算出平均長寬比。為了使本第三發(fā)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(dāng)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(jìn)行粗軋，接著在奧氏體未再結(jié)晶溫度域進(jìn) 行精軋即可。以下按順序說明。加熱鋼坯的溫度優(yōu)選為1000 1200°C。為了使粗軋和隨后的冷卻后(自然放冷 或強(qiáng)制水冷)得到的鐵素體組織微細(xì)化，有效的方法是軋制奧氏體組織而使之再結(jié)晶。奧 氏體的再結(jié)晶溫度的下限雖然依據(jù)鋼板的化學(xué)成分組成，但是因?yàn)橥ǔ?50 900°C，所 以為了在此下限溫度以上軋制奧氏體而使之再結(jié)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(jié)晶，也難以充分地使奧氏體組織微細(xì)化。因此，加熱溫度為1200°C以下。加熱的鋼坯在奧氏體的再結(jié)晶溫度域使累積壓下率為40%以上而進(jìn)行粗軋即可。 通過在奧體的再結(jié)晶溫度域使累積壓下率為40%以上而進(jìn)行粗軋，能夠在再結(jié)晶和壓下的 作用下使鐵素體組織微細(xì)化，且成為接近等粒的奧氏體組織，作為其結(jié)果是在軋制后，成為 微細(xì)且接近等粒的鐵素體組織。如果再結(jié)晶溫度域下的累積壓下率低于40%，則由再結(jié)晶 溫度域下的壓下帶來的微細(xì)化不充分，因此軋制后會(huì)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(xì)的鐵素體晶粒的混粒狀態(tài)。若金屬 組織如此成為混粒狀態(tài)，則脆性龜裂抑制特性有容易發(fā)生波動(dòng)的傾向。因此，為了在奧氏體 的再結(jié)晶溫度域中使奧氏體組織充分地微細(xì)化，推薦奧氏體再結(jié)晶溫度域中的累積壓下率 為40%以上。奧氏體再結(jié)晶溫度域雖然根據(jù)化學(xué)成分組成而有一些變化，但是在本第三發(fā) 明中為900 1000°C左右。優(yōu)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(dāng)量 直徑能夠微細(xì)化至大約25 30 μ m左右。但是，即使增大奧氏體的再結(jié)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(jì)算值)為1000°C時(shí)的厚度設(shè)為tQ， 將鋼板的t/2位置的溫度(計(jì)算值)為900°C時(shí)的厚度設(shè)為、時(shí)，能夠由下式(8)計(jì)算。累積壓下率(%) = [(Vt1Vt0] XlOO ... (8)但是，粗軋開始溫度低于1000°C時(shí)，設(shè)粗軋開始時(shí)的鋼板厚度為、，粗軋開始溫度 超過1000°C時(shí)，則設(shè)鋼板的t/2位置的溫度在1000°c的鋼板厚度為、，并計(jì)算上述累積壓 下率。另一方面，粗軋終止沒有達(dá)到900°C時(shí)(超過900°C時(shí))，設(shè)粗軋終止時(shí)的鋼板厚度為 、，在900°C的鋼板厚度為、，并計(jì)算上述累積壓下率。粗軋時(shí)的溫度，是使用過程控制計(jì)算機(jī)計(jì)算t/2位置的溫度，并以計(jì)算出的溫度 作為基準(zhǔn)即可。為是為了適當(dāng)?shù)乜刂苩/2位置的金屬組織。還有，與t/2位置的溫度(計(jì) 算值)相比，鋼板表面的溫度(實(shí)測值)在鋼板的厚度為150mm時(shí)約變低50 70°C，在鋼 板厚度為IOOmm時(shí)約變低40 50°C。因此，進(jìn)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(shí)測值)為基準(zhǔn)采用而進(jìn)行溫度管理。在奧氏體的結(jié)晶溫度域使累積壓下率為40%而進(jìn)行粗軋后，冷卻至奧氏體未再結(jié) 晶溫度域，推薦在該奧氏體未再結(jié)晶溫度域使直應(yīng)變達(dá)0.5以上而進(jìn)行精軋。這是由于通 過在奧氏體未再結(jié)晶溫度域進(jìn)行精軋，能夠使鐵素體晶粒進(jìn)一步微細(xì)化。即，在奧氏體未再 結(jié)晶溫度域進(jìn)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(jìn)行空冷或強(qiáng)制冷卻，得到的鐵素體晶粒的平均圓當(dāng)量粒徑充其量也僅能達(dá) 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(jié)晶溫 度域進(jìn)行精軋，則鐵素體晶粒中被導(dǎo)入應(yīng)變，因此能夠使鐵素體晶粒進(jìn)一步微細(xì)化。在該精軋中，可以使真應(yīng)變量為0.5以上而進(jìn)行軋制。真應(yīng)變量低于0.5時(shí)，鐵素 體晶粒的微細(xì)化不充分，不能充分改善CTOD特性。真應(yīng)變量越多越為優(yōu)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(jié)晶溫度域，是指即使軋制鋼板奧氏體組織也不會(huì)再 結(jié)晶的溫度域人。該溫度域根據(jù)鋼板的化學(xué)成分組成而多少有所變化，但是在本第三發(fā)明 中，使在鋼板的t/2位置的溫度為850°C以下的區(qū)域所導(dǎo)入的真應(yīng)變量為0. 5以上而進(jìn)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(jié)束溫度可以為"Ar3相變點(diǎn)+10°C”以上。Ar3相變點(diǎn) 的溫度能夠基于鋼板中所含的化學(xué)成分的含量，由下式(9)計(jì)算。其中，[]表示各元素的 含量(質(zhì)量％ )。Ar3 相變點(diǎn)(°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(yīng)變量，將鋼板的t/2位置的溫度(計(jì)算值)為850°C時(shí)的厚度設(shè)為t2，鋼 板的t/2位置的溫度(計(jì)算值)為精軋結(jié)束溫度下的厚度設(shè)為、時(shí)，能夠由下式(10)計(jì)
笪弁。真應(yīng)變量=ln(t2/t3)…(10)但是，精軋開始溫度低于850°C時(shí)，設(shè)精軋開始時(shí)的鋼板厚度為t2，精軋開始溫度 超過850°C時(shí)，設(shè)鋼板的t/2位置的溫度在850°C的鋼板厚度為t2，從而計(jì)算上述真應(yīng)變。另 一方面，精軋結(jié)束溫度沒有達(dá)到"Ar3相變點(diǎn)+10°C”時(shí)(超過"Ar3相變點(diǎn)+10°C”)時(shí)，設(shè) 精軋結(jié)束溫度比"Ar3相變點(diǎn)+10°C ”低時(shí)，設(shè)"Ar3相變點(diǎn)+10°C ”下的鋼板厚度為t3而計(jì)
16算上述真應(yīng)變。上述精軋時(shí)的溫度，是采用過程控制計(jì)算機(jī)分別計(jì)算t/2位置的溫度，并以計(jì)算 出的溫度為基準(zhǔn)。精軋時(shí)的溫度，將鋼板的厚度設(shè)為t (mm)時(shí)，采用過程控制計(jì)算機(jī)計(jì)算t/2位置的 溫度，并以計(jì)算出的溫度為基準(zhǔn)即可。這是為了適當(dāng)控制t/2位置的金屬組織。還有，鋼板 的厚度為40 80mm左右時(shí)，鋼板內(nèi)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(shí)測值) 為基準(zhǔn)進(jìn)行管理也沒有什么影響(例如“850°C -溫度差”，"Ar3相變點(diǎn)+10°C -溫度差”)。精軋結(jié)束后，根據(jù)常規(guī)方法進(jìn)行冷卻即可。冷卻方法未被特別限定，可以空冷，也 可以進(jìn)行強(qiáng)制冷卻。這時(shí)的冷卻速度也沒有特別限定，但是本發(fā)明者們確認(rèn)，如果是4°C / 秒以下，則不會(huì)給鐵素體晶粒的大小造成影響。 其次，對于本第四發(fā)明進(jìn)行說明。本發(fā)明者們，對于不會(huì)使HAZ韌性劣化，并用于改善脆性龜裂停止特性的要件也 進(jìn)行了反復(fù)研究。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，在觀察厚度t (mm)的鋼板的金屬組織時(shí)，如果距鋼板表面 t/100位置的區(qū)域內(nèi)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(huì)使上述HAZ韌性劣化。這由后述的實(shí)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(qū)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(guān)系。根據(jù)該圖10 可知，距鋼板表面鋼板的t/100位置的區(qū)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(guān)于這一理由認(rèn)為如下。即，脆性龜裂的傳翻被認(rèn)為，因?yàn)榫ЯＥc晶粒的邊界(結(jié)晶晶 界)成為龜裂的阻抗，所以如果結(jié)晶晶界密集存在，則脆性破壞自身難以發(fā)生，即使有微小 的脆性龜裂發(fā)生，龜裂的傳播也被停止。因此，如果使鐵素體晶粒微細(xì)化，則能夠停止發(fā)生 的脆性龜裂的傳播。在本第四發(fā)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(yàn)中(詳細(xì)參照實(shí)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(yōu)選為20 μ m以下。上述鐵素體晶粒的平均粒徑能夠依據(jù)前述的方法(鐵素體的平均圓當(dāng)量直徑的 測定方法)計(jì)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(qū)域中進(jìn) 行觀察。如果距鋼板表面t/100位置的區(qū)域中的鐵素體晶粒的粒徑得到適當(dāng)?shù)乜刂?，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(fā)明者們的研 究得到了證實(shí)。距鋼板表面t/100位置的區(qū)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(yōu)選低于45 %，更優(yōu)選低于40 %。為了使鋼板表面至t/100位置的區(qū)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(jìn)行粗軋后，為了調(diào)整精軋的溫度而進(jìn)行空冷或強(qiáng)制冷卻，接著在
17奧氏體再結(jié)晶溫度域、奧氏體未再結(jié)晶溫度域或二相溫度域，使真應(yīng)變量為0. 5以上并進(jìn) 行精軋即可。這是由于通過使精軋的溫度域?yàn)檫m當(dāng)?shù)臏囟扔?，能夠使鐵素體晶粒微細(xì)化。 即，不進(jìn)行溫度管理，而是遵循常規(guī)方法進(jìn)行軋制后，進(jìn)行空冷或強(qiáng)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(dāng)?shù)臏囟扔蜻M(jìn)行精軋，則能夠進(jìn)一步使鐵素體晶粒微細(xì)化。特別是如果在 二相溫度域進(jìn)行精軋，則能夠使鐵素體晶粒直接變形，因此直應(yīng)變被大量導(dǎo)入，能夠進(jìn)一步 使鐵素體晶粒微細(xì)化。在精軋中使真應(yīng)變量為0. 5以上，是由于真應(yīng)變量低于0. 5時(shí)，鐵素體晶粒的微細(xì) 化不充分，不能充分改善脆性龜裂停止特性。真應(yīng)變量越多越為優(yōu)選，如果增大則鐵素體晶 粒變小。進(jìn)行上述精軋的溫度域根據(jù)鋼板的化學(xué)成分組成而有一些變化。因此在本第四 發(fā)明中，優(yōu)選在鋼板的表面溫度為900°C以下的區(qū)域使導(dǎo)入的真應(yīng)變量為0. 5以上而進(jìn)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(jié)束溫度可以為"Ar3相變點(diǎn)-40°C”以上?！?^相變點(diǎn)的溫度能夠基于 鋼板中所含的化學(xué)成分的含量，由前述式(4)計(jì)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(yīng)變量，將鋼板的表面溫度為900°C的鋼坯厚度設(shè)為t4，將精軋結(jié)束溫度下 的鋼板厚度設(shè)為、時(shí)，能夠由下式(11)計(jì)算。真應(yīng)變量=ln(t4/t5)- (11)但是，精軋開始溫度低于900°C時(shí)，設(shè)精軋開始時(shí)的鋼板厚度為、而計(jì)算上述真應(yīng) 變量。還有，精軋開始溫度超過900°C時(shí)，設(shè)鋼板的表面渡在900°C的鋼坯的厚度為t4。精軋結(jié)束后，依據(jù)常規(guī)方法進(jìn)行冷卻即可。冷卻方法未被特別限定，可以空冷，也 可以強(qiáng)制冷卻。如上述這樣得到的本第三、四發(fā)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(jié)構(gòu)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(yōu)異。另外，本第三、四發(fā)明的鋼板，能夠有利地應(yīng)用為所謂厚鋼板。這時(shí)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(shí)施例更具體地說明本發(fā)明，但是本發(fā)明當(dāng)然不受下述實(shí)施例的限制， 也可以在符合前、后述的宗旨的范圍內(nèi)適當(dāng)加以變更實(shí)施，這些均包含在本發(fā)明的技術(shù)范 圍內(nèi)。實(shí)施例1展示關(guān)于本第一發(fā)明的實(shí)施例。將下述表1、2所示的化學(xué)成分組成的鋼坯加熱到1050 1200°C，實(shí)施熱軋至規(guī)定 的板厚(12mm或30mm)，在880 720°C的溫度范圍結(jié)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(shí)的制造條件顯示在表3、4中。
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權(quán)利要求
一種鋼材，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)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(zhì)，并且組織是由軟質(zhì)相和硬質(zhì)相構(gòu)成的復(fù)合組織，硬質(zhì)相的維氏硬度Hv1和軟質(zhì)相的維氏硬度Hv2的比Hv1/Hv2為1.5～5.0，軟質(zhì)相的粒徑以圓當(dāng)相直徑計(jì)為20μm以下， 20≤(B NT/1.3)≤10…(1)式中，B表示B以質(zhì)量ppm計(jì)的含量，另外，當(dāng)N與Ti的關(guān)系為(N Ti/3.4)≥0時(shí)，NT＝(N Ti/3.4)(N Ti/3.4)＜0時(shí)，NT＝0其中，N表示N以質(zhì)量ppm計(jì)的含量，Ti表示Ti以質(zhì)量ppm計(jì)的含量。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的鋼板，其特征在于，所述軟質(zhì)相是從鐵素體、回火貝氏體和回 火馬氏體中選出的一種以上，硬質(zhì)相由貝氏體和馬氏體的至少一種構(gòu)成。
3.根據(jù)權(quán)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(zhì)量％計(jì) 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(gè)元素的質(zhì)量百分比含量。
4.根據(jù)權(quán)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(fā)明提供一種焊接熱影響部的低溫韌性優(yōu)異的高張力鋼材，即使在進(jìn)行高熱能輸入焊接時(shí)，HAZ的低溫韌性也優(yōu)異，并且母材的韌性、疲勞龜裂進(jìn)展阻抗性、脆性龜裂抑制特性或脆性龜裂停止特性也優(yōu)異。本發(fā)明的鋼材滿足規(guī)定的化學(xué)成分，并且滿足下式。-20≤(B-NT/1.3)≤10，{式中，B表示B含量(質(zhì)量ppm)，另外NT表示的是，當(dāng)N(N含量，單位質(zhì)量ppm)與Ti(Ti含量，單位質(zhì)量ppm)的關(guān)系為(N-Ti/3.4)≥0時(shí)，NT＝(N-Ti/3.4)，(N-Ti/3.4)＜0時(shí)，NT＝0}。
文檔編號(hào)C22C38/14GK101942602SQ20101015471
公開日2011年1月12日 申請日期2008年2月28日 優(yōu)先權(quán)日2007年3月23日
發(fā)明者大垣誠一, 太田誠, 泉學(xué), 金子雅人, 高橋祐二 申請人:株式會(huì)社神戶制鋼所