CN106133168A

CN106133168A - 高张力钢板及其制造方法

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Publication number: CN106133168A
Application number: CN201580016841.4A
Authority: CN
Inventors: 宫克行; 一宫克行; 柚贺正雄; 长谷和邦; 远藤茂
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 2014-03-31
Filing date: 2015-03-31
Publication date: 2016-11-16
Anticipated expiration: 2035-03-31
Also published as: JPWO2015151519A1; EP3128033A4; CN106133168B; US10316385B2; US20170137905A1; WO2015151519A1; EP3128033A1; KR20160127808A; EP3128033B1; JP6245352B2

Abstract

本发明提供一种高张力钢板，对该高张力钢板赋予新型的成分设计，即，屈服应力不受板厚的影响，即使板厚为100mm以上的钢板，也能够保证与板厚50mm的钢板同等的性能。所述高张力钢板具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.02～0.08％、Si：0.01～0.35％、Mn：1.4～2.0％、P：0.007％以下、S：0.0035％以下、Al：0.010～0.060％、Ni：0.5～2.0％、Mo：0.10～0.50％、Nb：0.005～0.040％、Ti：0.005～0.025％、B：小于0.0003％、N：0.002～0.005％、Ca：0.0005～0.0050％和O：0.003％以下，进而，各成分满足规定的关系。

Description

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、压力容器、压力钢管等钢铁结构物中所使用的高张力钢板及其制造方法。特别是涉及屈服应力(YS)为460MPa以上、不仅母材的强度·韧性优异、而且实施多层焊接时的该焊接部的低温韧性也优异的高张力钢板及其制造方法。

背景技术

船舶、海洋结构物、压力容器中所使用的钢进行焊接接合并精加工成期望形状的结构物。因此，从结构物的安全性的观点考虑，对这些钢而言，从结构物的安全性的观点考虑，要求母材的强度高、韧性优异是当然的，还要求焊接接头部(焊接金属、热影响部)的韧性也优异。

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得到的吸收能量，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 OpeningDisplacement Test，以下作为CTOD试验，将该试验中的评价结果称为CTOD特性或CTOD值)。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断裂之前的裂纹的张开量(塑性变形量)，对脆性断裂的产生阻力进行评价的试验。

在该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，若存在局部脆化区域，则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。

所述局部脆化区域在对板厚厚的钢等实施多层堆焊时，容易在经受复杂的热历程的焊接热影响部(以下，也称为HAZ)产生，具体而言，接合部(焊接金属与母材的边界)、接合部被再加热成双相区的部分(在第1循环的焊接中成为粗粒，通过后续的焊道被加热成铁素体与奥氏体的双相区的区域，以下称为双相区再加热部)成为局部脆化区域。

所述接合部由于暴露于略低于熔点的高温，因此，奥氏体晶粒粗大化，通过接下来的冷却，容易转变为韧性低的上贝氏体组织，因此，基体自身的韧性低。另外，在接合部容易生成魏氏体组织、岛状马氏体(MA)等脆化组织，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微细分散在钢中，抑制奥氏体晶粒的粗大化或者作为铁素体转变核利用。然而，在接合部有时加热至TiN熔化的温度区域，焊接部的低温韧性要求越严格，越不能发挥上述的作用效果。

另一方面，在专利文献1、专利文献2中公开了一种技术，通过与Ti一起复合添加稀土元素(REM)并使微细粒子分散在钢中，抑制奥氏体的晶粒生长，使焊接部韧性提高。

此外，还提出了使Ti的氧化物分散的技术、将BN的铁素体核生成能力和氧化物分散组合的技术以及通过添加Ca、REM来控制硫化物的形态而提高韧性的技术。

但是，这些技术以较低强度且合金元素量少的钢材为对象，结果在更高强度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，无法应用。

因此，作为容易在焊接热影响部生成铁素体的技术，在专利文献3中公开了主要将Mn的添加量提高至2％以上的技术。但是，对连续铸造材料而言，Mn容易偏析于钢坯的中心部，不仅在母材、而且在焊接热影响部，中心偏析部硬度也会增加而成为破坏的起点，因此，引起母材和HAZ韧性降低。

另一方面，双相区再加热部通过双相区再加热，碳在逆转变为奥氏体的区域稠化，在冷却中生成含有岛状马氏体的脆弱的贝氏体组织，韧性降低。因此，公开了如下技术：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，确保母材强度(例如，专利文献4和5)。这些技术通过基于时效处理的Cu的析出来提高强度，但由于添加大量的Cu，因此，热延性降低，阻碍生产率。

但是，对于船舶、海洋结构物、压力容器、压力钢管等钢铁结构物，伴随其大型化，对钢材要求进一步的高强度化。这些钢铁结构物中所使用的钢材多是例如板厚为35mm～100mm的厚壁材料，因此，为了确保屈服应力420MPa级或其以上的强度，合金元素多的钢成分体系是有利的。对于该合金元素多的钢成分体系，难以确保接合部、双相区再加热部的韧性的情况如上所述。

在该方面，在专利文献6中提出了在规定的成分组成下规定碳当量Ceq，即使为合金元素多的钢成分体系，也能够实现420MPa以上的屈服应力和良好的低温韧性(CTOD特性)。利用该提案的技术，能够提供适合用于上述用途的钢铁结构物的屈服应力(YS)为420MPa以上、且由低热输入～中热输入形成的多层焊接部的焊接热影响部的低温韧性(CTOD特性)优异的高张力钢板及其制造方法。

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

专利文献6：日本特开2012－184500号公报

发明内容

近年来，上述的用途的钢铁结构物有日益重型大型化的趋势，其中，对于船舶、海洋结构物，希望提供一种屈服应力(YS)高且焊接热影响部的低温韧性(CTOD特性)优异的厚的原材料。特别是对具有优异的CTOD特性和460MPa以上的屈服应力的35mm～100mm的厚板的需求迫切。

利用上述专利文献6中记载的技术，开拓了即使为合金元素多的钢成分体系，也能够实现420MPa以上的屈服应力和良好的低温韧性(CTOD特性)的方法，但例如厚度超过50mm的厚板也与厚度为50mm的钢板的情况同样地无法得到充分的特性。即，通过专利文献6中记载的技术，虽然板厚为50mm的钢板得到了500MPa以上的屈服应力，但若板厚超过50mm，则在板厚70mm时成为462MPa为止的屈服应力，屈服应力受到板厚的影响。

另外，若如专利文献6中记载那样为了进一步高强度化而在420MPa以上级的材料中仅添加添加元素，则有时CTOD特性劣化。

因此，本发明的目的在于提供一种即使为板厚35mm～100mm的厚钢板也能够稳定地显示屈服应力为460MPa以上且CTOD裂纹张开位移为0.5mm以上的钢板。

本发明人等基于以下所示的技术思想进行了具体的成分设计，从而完成了本发明。

i)CTOD特性利用钢板整个厚度的试验片进行评价，因此，成分稠化的中心偏析部成为破坏的起点。因此，为了提高焊接热影响部的CTOD特性，将作为钢板的中心偏析容易稠化的元素控制在适当量，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和Nb与其它元素相比，稠化度高，因此，通过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。

ii)为了提高焊接热影响部的韧性，有效利用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控制在适当量，能够将TiN均匀地微细分散在钢中。

iii)将出于控制硫化物的形态的目的而添加的Ca的化合物(CaS)的结晶用于提高焊接热影响部的韧性。CaS与氧化物相比，在低温下结晶，因此，能够均匀地微细分散。而且，通过将CaS的添加量和添加时的钢水中的溶解氧量控制在适当范围，即使在CaS结晶后也能够确保固溶S，因此，MnS在CaS的表面上析出而形成复合硫化物。在该MnS的周围形成Mn的稀薄带，因此，进一步促进铁素体转变。

iv)另外，CTOD值和强度为此消彼长的关系，因此，对于以往的高C－高P的组成，若使Ceq上升，则CTOD值变得不充分。为了解决该问题，发现通过制成低C－低P－高Ni的组成，强度－CTOD值的平衡得到改善。

即，本发明的要点构成如下。

1.一种高张力钢板，其特征在于，具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.02～0.08％、Si：0.01～0.35％、Mn：1.4～2.0％、P：0.007％以下、S：0.0035％以下、Al：0.010～0.060％、Ni：0.5～2.0％、Mo：0.10～0.50％、Nb：0.005～0.040％、Ti：0.005～0.025％、B：小于0.0003％、N：0.002～0.005％、Ca：0.0005～0.0050％和O：0.0030％以下，满足下述(1)式所规定的Ceq：0.420～0.520、Ti/N：1.5～4.0以及下述(2)式和(3)式，余量由Fe和不可避免的杂质构成。

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]≤3.70…(3)

在此，[]为该括号内的元素的含量(质量％)。

2.根据上述1所述的高张力钢板，其特征在于，所述成分组成以质量％计还含有选自Cu：0.7％以下、Cr：0.1～1.0％和V：0.005～0.050％中的1种或2种以上。

3.根据上述1或2所述的高张力钢板，其特征在于，所述钢板的中心偏析部的硬度满足下述(4)式。

Hvmax/Hvave≤1.35+0.006/[C]－t/500…··(4)

在此，Hvmax为中心偏析部的维氏硬度的最大值，Hvave为除了从表面至板厚的1/4为止、从背面至板厚的1/4为止和中心偏析部以外的部分的维氏硬度的平均值，[C]为C含量(质量％)，t为钢板的板厚(mm)。

4.一种高张力钢板的制造方法，其特征在于，将具有上述1或2所述的成分组成的钢加热至1030～1200℃后，实施950℃以上的温度区域的累积压下率为30％以上且小于950℃的温度区域的累积压下率为30～70％的热轧，然后，以冷却速度1.0℃/s以上冷却至600℃以下后，在450～650℃下实施回火处理。

根据本发明，即使为35mm～100mm的厚度，也能够不受厚度限制地稳定地提供适合用于海洋结构物等大型的钢铁结构物的屈服应力(YS)为460MPa以上且低热输入、中热输入的多层焊接部的低温韧性、特别是CTOD特性优异的高张力钢板。

具体实施方式

以下，对本发明具体地进行说明。首先，在本发明中，对于将钢的成分组成限定在上述范围的理由，按每个成分进行说明。应予说明，以下所述的表示钢的成分组成的％表示只要没有特别说明，则是指质量％。

C：0.02～0.08％

C是确保作为高张力钢板的母材强度所需的元素。C小于0.02％时，淬透性降低，为了确保强度，需要添加大量Cu、Ni、Cr和Mo等提高淬透性的元素，导致成本升高和焊接性的降低。另一方面，若添加量超过0.12％，则焊接部韧性劣化。因此，C量为0.02～0.08％的范围。优选为0.07％以下。进一步优选为0.03～0.07％。

Si：0.01～0.35％

Si是作为脱氧材料并且为了得到母材强度而添加的成分。但是，超过0.30％的大量添加导致焊接性的降低和焊接接头韧性的降低，因此，Si量需要为0.01～0.35％。优选为0.23％以下。进一步优选为0.01～0.20％。

Mn：1.4～2.0％

为了确保母材强度和焊接接头强度，添加1.4％以上的Mn。但是，超过2.0％的添加使焊接性降低，淬透性变得过剩，使母材韧性和焊接接头韧性降低，因此为1.4～2.0％的范围。进一步优选为1.40～1.85％。

P：0.007％以下

P是杂质元素，使母材韧性和焊接部韧性降低，特别是若在焊接部含量超过0.007％，则CTOD特性显著降低，因此为0.007％以下。

在此，特别是为了改善CTOD特性，重要的是在使P为0.007％以下且使C为0.070％以下的基础上添加0.5％以上的Ni。这是因为P使基体的脆化、中心偏析变差、C促进中心偏析以及使岛状马氏体增加，由此使焊接部韧性降低，另一方面，Ni通过提高基体韧性来改善焊接部韧性。

S：0.0035％以下

S是不可避免地混入的杂质，若含有超过0.0035％，则使母材和焊接部韧性降低，因此为0.0035％以下。优选为0.0030％以下。

Al：0.010～0.060％

Al是为了将钢水脱氧而添加的元素，需要含有0.010％以上。另一方面，若添加超过0.060％，则使母材和焊接部韧性降低，并且由于焊接所致的稀释而混入到焊接金属部中，使韧性降低，因此，限制在0.060％以下。优选为0.017～0.055％。应予说明，在本发明中，Al量用酸可溶性Al(也称为Sol.Al等)进行规定。

Ni：0.5～2.0％

Ni是对提高钢的强度和韧性有效的元素，对提高焊接部的CTOD特性也有效。为了得到该效果，需要添加0.5％以上。但是，Ni是昂贵的元素，另外，过度的添加容易导致在铸造时钢坯表面产生缺陷，因此，使上限为2.0％。进一步优选为0.5～1.8％。

Mo：0.10～0.50％

Mo是对将母材高强度化有效的元素，特别是对于高强度钢材，其效果高。为了发挥该效果，含有0.10％以上。但是，若过量地含有，则对韧性造成不良影响，因此为0.50％以下。进一步优选为0.15～0.40％。

Nb：0.005～0.040％

Nb有助于在奥氏体的低温区域形成未再结晶区域。此时，通过在该温度区域实施轧制，能够实现母材的组织微细化和高韧化。另外，还是对淬透性的提高、回火软化阻力也有效，对提高母材强度有效的元素。为了得到以上的效果，需要含有0.005％以上。但是，若含有超过0.040％，则使韧性劣化，因此，上限为0.040％，优选为0.035％。

Ti：0.005～0.025％

Ti在钢水凝固时成为TiN而析出，抑制焊接部的奥氏体的粗大化，有助于提高焊接部的韧性。但是，含有小于0.005％时，其效果小，另一方面，含有超过0.025％时，TiN粗大化而得不到母材、焊接部韧性改善效果，因此为0.005～0.025％。进一步优选为0.006～0.020％。

B：小于0.0003％

B在钢从奥氏体区域进行冷却时在奥氏体晶界偏析，抑制铁素体转变，生成大量含有岛状马氏体(M-A)的贝氏体组织。B的添加特别是使焊接热影响部的组织脆化，因此，限制在小于0.0003％。

N：0.002～0.005％

N通过与Ti、Al反应而形成析出物，将晶粒微细化，使母材韧性提高。另外，N是为了形成抑制焊接部的组织的粗大化的TiN所需的元素。为了发挥这些作用，需要含有0.002％以上的N。另一方面，若添加超过0.005％，则固溶N使母材、焊接部的韧性显著降低或者因随着TiNb复合析出物的生成的固溶Nb的减少而导致强度降低，因此，使上限为0.005％。进一步优选为0.0025～0.0045％。

Ca：0.0005～0.0050％

Ca是通过将S固定来提高韧性的元素。为了得到该效果，需要添加至少0.0005％。但是，即使含有超过0.0050，其效果也会饱和，因此，以0.0005～0.0050％的范围添加。进一步优选为0.0008～0.0040％。

O：0.0030％以下

O若添加超过0.0030％，则母材的韧性劣化，因此为0.0030％以下，优选为0.0025％以下。

进而，重要的是满足下述(1)式所规定的Ceq：0.420～0.520、Ti/N：1.5～4.0以及下述(2)式和(3)式。应予说明，各式中的[]为该括号内的元素的含量(质量％)。

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]≤3.70…(3)

Ceq：0.420～0.520

上述(1)式所规定的Ceq小于0.420时，难以得到屈服应力460MPa级的强度。特别是对于35mm～50mm厚度左右的钢板，确保460MPa级的强度是当然的，为了对于50mm以上的厚钢板也同样地确保460MPa级的强度，重要的是进行Ceq为0.420以上的成分设计。优选通过使Ceq超过0.440，能够确保超过560MPa的强度。

另一方面，若Ceq超过0.520，则焊接性、焊接部韧性降低，因此为0.520以下。优选使Ceq为0.50以下。

Ti/N：1.5～4.0

Ti/N小于1.5时，生成的TiN量减少，未成为TiN的固溶N使焊接部韧性降低。另外，若Ti/N超过4.0，则TiN粗大化，使焊接部韧性降低。因此，Ti/N的范围为1.5～4.0，优选为1.8～3.5。应予说明，Ti/N是各元素的含量(质量％)之比。

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

[[Ca]－(0.18+130×[Ca])×[O]]/1.25/[S]是表示对于控制硫化物形态有效的Ca与S的原子浓度之比的值，也称为ACR(Atomic Concentration Ratio)。可以根据该值来推定硫化物的形态，为了使即使在高温也不溶解的铁素体转变生成核CaS微细分散而需要进行规定。即，ACR为0以下时，CaS不结晶。因此，S以MnS单独的形态析出，结果得不到焊接热影响部中的铁素体生成核。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，ACR为1以上时，S完全被Ca固定，作为铁素体生成核发挥作用的MnS不会在CaS上析出，因此，复合硫化物无法实现铁素体生成核的微细分散，得不到韧性提高效果。这样，ACR超过0且小于1时，MnS在CaS上析出而形成复合硫化物，其作为铁素体生成核有效地发挥作用。应予说明，ACR优选为0.2～0.8的范围。

5.5[C]^4/3+15[P]+0.90[Mn]+0.12[Ni]+7.9[Nb]^1/2+0.53[Mo]≤3.70

5.5[C]^4/3+15[P]+0.90[Mn]+0.12[Ni]+7.9[Nb]^1/2+0.53[Mo]是由容易在中心偏析稠化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。另外，CTOD试验是以钢板整个厚度为对象的试验。因此，若供于该试验的试验片含有中心偏析且中心偏析中的成分稠化显著，则在焊接热影响部生成硬化区域，因此，得不到良好的CTOD值。通过将Ceq*值控制在适当范围，能够抑制中心偏析部的过度的硬度上升，对于板厚厚的钢材的焊接部也能够得到优异的CTOD特性。Ceq*值的适当范围通过实验求出，若Ceq*值超过3.70，则CTOD特性降低，因此为3.70以下。优选为3.50以下。

以上为本发明的基本成分组成，但为了使特性进一步向上，可以含有选自Cu：0.7％以下、Cr：0.1～1.0％和V：0.005～0.050％中的1种或2种以上。

Cu：0.7％以下

Cu对提高母材的强度有效，因此，优选以0.1％以上添加。但是，添加超过0.7％会使热延性降低，因此，优选为0.7％以下。更优选为0.6％以下。

Cr：0.1～1.0％

Cr是对将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，若过量地含有，则对韧性造成不良影响，因此，在添加时，优选为1.0％以下。进一步优选为0.2～0.8％。

V：0.005～0.050％

V是含有0.005％以上时对提高母材的强度和韧性有效的元素，但若含量超过0.050％，则导致韧性降低，因此，在添加时，优选为0.005～0.050％。

进而，如下规定钢板的中心偏析部的硬度在提高CTOD特性的方面是有利的。

Hvmax/Hvave≤1.35+0.006/[C]－t/500

首先，在上式中，Hvmax表示中心偏析部的维氏硬度的最大值，Hvave表示除了从钢板的表面至板厚的1/4为止、从钢板的表面至板厚的1/4为止和中心偏析部以外的部分的维氏硬度的平均值，[C]表示C含量(质量％)，t表示板厚(mm)。

即，Hvmax/Hvave是表示中心偏析部的硬度的无量纲参数，若其值比由1.35+0.006/[C]－t/500求出的值高，则CTOD值降低，因此，优选为1.35+0.006/[C]－t/500以下。更优选为1.25+0.006/[C]－t·500以下。

在此，Hvmax是利用维氏硬度试验机(载荷10kgf)以在板厚方向为0.25mm间隔的方式对在钢板的厚度方向含有中心偏析部(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，Hvave是以维氏硬度试验机的负载10kgf在板厚方向以一定间隔(例如1～2mm)对距钢板表面板厚的1/4的位置和距钢板背面板厚的1/4的位置之间的除中心偏析部以外的范围进行测定而得到的值的平均值。

接着，对本发明的钢板的制造方法进行详细说明。

将调整至按照本发明的成分组成的钢水通过使用转炉、电炉或真空熔化炉等的通常方法进行熔炼，接着，经过连续铸造的工序制成钢坯后，通过热轧形成期望的板厚，然后，冷却，实施回火处理。此时，特别重要的是规定热轧的钢坯加热温度和压下率。

应予说明，在本发明中，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规定。板厚中心部的温度由板厚、表面温度和冷却条件等通过模拟计算等而求出。例如，可以通过使用差分法计算板厚方向的温度分布来求出板厚中心部的温度。

钢坯加热温度：1030～1200℃

为了将存在于钢坯的铸造缺陷通过热轧来可靠地压接，钢坯加热温度为1030℃以上。另一方面，若加热至超过1200℃的温度，则在凝固时析出的TiN粗大化，母材、焊接部的韧性降低，因此，使加热温度的上限为1200℃。

950℃以上的温度区域中的热轧的累积压下率：30％以上

为了将奥氏体晶粒通过再结晶而形成微细的显微组织，使热轧的累积压下率为30％以上。这是因为小于30％时，在加热时生成的异常粗大粒残留，对母材的韧性造成不良影响。

小于950℃的温度区域中的热轧的累积压下率：30～70％

在该温度区域轧制的奥氏体晶粒不会充分地再结晶，因此，轧制后的奥氏体晶粒在变形为偏平的状态下成为在内部含有大量变形带等缺陷的内部应变高的状态。这些奥氏体晶粒作为铁素体转变的驱动力发挥作用，促进铁素体转变。

但是，累积压下率小于30％时，由内部应变产生的内能的蓄积不充分，因此，难以引起铁素体转变，母材韧性降低。另一方面，若累积压下率超过70％，则反而会促进多边形铁素体的生成，不能兼备高强度和高韧性。

直至600℃以下的冷却速度1.0℃/s以上

热轧后，以冷却速度1.0℃/s以上加速冷却至600℃以下。即，冷却速度小于1.0℃/s时，得不到充分的母材的强度。另外，若在高于600℃的温度下停止冷却，则铁素体+珠光体、上贝氏体等组织的百分率变高，不能兼备高强度和高韧性。应予说明，在加速冷却后实施回火时，加速冷却的停止温度的下限没有特别限定。另一方面，在后工序中不实施回火时，优选使加速冷却的停止温度为350℃以上。

回火温度：450℃～650℃

回火温度小于450℃时，得不到充分的回火效果。另一方面，若在超过650℃的温度下进行回火，碳氮化物粗大地析出而韧性降低，另外，有时也引起强度的降低，故不优选。另外，回火通过感应加热来进行，由此，可抑制回火时的碳化物的粗大化，故更优选。此时，以利用差分法等模拟而计算的钢板的中心温度为450℃～650℃的方式进行控制。

本发明钢抑制焊接热影响部的奥氏体晶粒的粗大化，进而，使即使在高温下也不熔化的铁素体转变生成核微细地分散，将焊接热影响部的组织微细化，因此，得到高韧性。另外，在利用多层焊接时的热循环而再加热成双相区的区域，通过最初的焊接产生的焊接热影响部的组织也被微细化，因此，在双相区再加热区域，未转变区域的韧性提高，再转变的奥氏体晶粒也微细化，可以减小韧性的降低程度。

实施例

将具有表1所示的钢符号A～Z和A1的成分组成的连续铸造钢坯作为原材料，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，对于拉伸试验，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采取JIS4号试验片，按照JIS Z2241测定屈服应力(YS)和拉伸强度(TS)。

另外，对于夏比冲击试验，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采取JIS V缺口试验片，测定－40℃下的吸收能量vE_-40℃。将满足YS≥460MPa、TS≥570MPa和vE_-40℃≥200J全部的钢板评价为母材特性良好。

对于焊接部韧性的评价，使用K型坡口，利用焊接热输入35kJ/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℃≥150J的情况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0.50mm以上的情况判断为焊接接头的CTOD特性良好。

在表2中示出热轧条件和热处理条件以及母材特性、上述焊接部的夏比冲击试验结果和CTOD试验结果。应予说明，在母材的强度或韧性未达到目标的一部分钢板中，有未制作接头而未进行其评价的情况。

在表1中，钢A～E和A1为发明例，钢F～Z为成分组成中的任一种的成分量在本发明范围外的比较例。

试样No.1～10和31均为发明例，焊接接合部的夏比冲击试验的结果和焊接接合部的三点弯曲CTOD试验的结果令人满意。特别是试样No.4和5的Ceq在本发明的范围内，即使板厚为50mm～100mm，也能够达成YS为460MPa以上。

另一方面，试样No.11～30的钢组成在本发明的范围外，母材韧性或焊接接合部的夏比冲击试验的结果和焊接接合部的三点弯曲CTOD试验的结果不令人满意。

[表1]

[表2]

Claims

1.一种高张力钢板，其特征在于，具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.02～0.08％、Si：0.01～0.35％、Mn：1.4～2.0％、P：0.007％以下、S：0.0035％以下、Al：0.010～0.060％、Ni：0.5～2.0％、Mo：0.10～0.50％、Nb：0.005～0.040％、Ti：0.005～0.025％、B：小于0.0003％、N：0.002～0.005％、Ca：0.0005～0.0050％和O：0.0030％以下，满足下述(1)式所规定的Ceq：0.420～0.520、Ti/N：1.5～4.0以及下述(2)式和(3)式，余量由Fe和不可避免的杂质构成，

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]≤3.70…(3)

在此，[]为该括号内的元素的含量(质量％)。

2.根据权利要求1所述的高张力钢板，其特征在于，所述成分组成以质量％计还含有选自Cu：0.7％以下、Cr：0.1～1.0％和V：0.005～0.050％中的1种或2种以上。

3.根据权利要求1或2所述的高张力钢板，其特征在于，所述钢板的中心偏析部的硬度满足下述(4)式，

Hvmax/Hvave≤1.35+0.006/[C]－t/500…(4)

4.一种高张力钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1或2所述的成分组成的钢加热至1030～1200℃后，实施950℃以上的温度区域的累积压下率为30％以上且小于950℃的温度区域的累积压下率为30～70％的热轧，然后，以冷却速度1.0℃/s以上冷却至600℃以下后，在450～650℃下实施回火处理。