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TW202348815A - 高熱輸入焊接用鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Abstract

本發明的目的在於提供一種在經高熱輸入焊接的熔融線附近的HAZ獲得優異的韌性的鋼材。一種高熱輸入焊接用鋼板，具有如下成分組成：具有特定的組成，並且Ca、O、S滿足規定的關係式，並且C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V滿足規定的關係式，並且Ti、N滿足規定的關係式，剩餘部分為Fe及不可避免的雜質，鋼板的板厚1/4位置處的鐵氧體以體積分率計為60%以上，所述鐵氧體中受到加工的鐵氧體的體積分率為30%以上且95%以下，並且鐵氧體晶粒單體的硬度以維氏硬度計為120以上。

Description

高熱輸入焊接用鋼板及其製造方法
本發明是有關於一種適用於造船、建築、土木等的各種結構物中使用的高熱輸入焊接的、焊接熱影響部的韌性優異的鋼板及其製造方法。
造船、建築、土木等領域中所使用的鋼材一般是藉由焊接接合的方式，製成所想要的形狀構件來構築結構物。該些結構物對所使用的人及周圍環境的安全性是很重要的，所使用的鋼材的韌性自不必說，焊接部的韌性亦要求優異。
近年來，該些結構物或船舶處於大型化的傾向，所使用的鋼材亦高強度化及厚壁化。此外，在國內外勞動人口變化的背景下，結構物的施工效率提高及施工成本的降低亦受到重視，潛弧焊接、氣電焊接、電渣焊接等高能率的高熱輸入焊接的應用正在推進。一般而言，已知當焊接熱輸入量增加時，焊接熱影響部（指熱影響區（Heat AffectedZone），以下稱為HAZ）的組織粗大化，因此會使HAZ的韌性降低。
針對此種高熱輸入焊接造成的韌性下降，此前提出了多種對策。例如，專利文獻1中揭示了一種藉由TiN的分散來抑制HAZ中沃斯田鐵顆粒的粗大化、或利用作為鐵氧體相變核的作用的技術（釘紮效果）。另外，專利文獻2中揭示了使Ti的氧化物分散的技術，專利文獻3中揭示了組合BN的鐵氧體核生成能力的技術。進而，專利文獻4中亦已知藉由適當含有Ca來控制硫化物的結晶，從而獲得高熱輸入焊接的高韌性的技術。 [現有技術文獻] [專利文獻]
專利文獻1：國際公開第2011/148754號 專利文獻2：日本專利特開昭57-51243號公報 專利文獻3：日本專利特開昭62-170459號公報 專利文獻4：日本專利第3546308號公報
[發明所欲解決之課題] 專利文獻1、專利文獻2藉由抑制HAZ高溫區域的沃斯田鐵粗大化並且促進冷卻過程中的鐵氧體相變，控制成抑制作為脆化組織的上部變韌體的粗大化或不使其生成，以提高HAZ的韌性。但是，在進行高熱輸入焊接時，由於在熔融線附近加熱至TiN的溶解溫度，TiN分解，生成的固溶Ti及固溶N使相變的鐵氧體顆粒硬化且脆化。另外，根據所述現有技術，在焊接金屬與HAZ的邊界容易生成鐵氧體，容易作為鐵氧體晶粒變得粗大化。藉由該些疊加，粗大的鐵氧體顆粒亦成為容易變成脆性龜裂起點的組織，存在HAZ韌性降低的問題。另外，專利文獻3、專利文獻4以TiN、以及BN及硫化物結晶作為鐵氧體在高熱輸入焊接的熱影響部的成核位點為目標。在高熱輸入焊接中，在板厚中心或潛弧焊接中與焊劑接觸的鋼板表里層投入的熱輸入擴散差，在高溫下保持的時間處於變長的傾向。在該區域中，鐵氧體晶粒容易粗大化，成為脆性龜裂的起點，藉此存在使HAZ韌性降低的問題點。 除此以外，為了鋼板的高強度化，一般添加以C為首的合金元素、或增加鋼板軋製時的壓下率。但是，合金元素的添加並不限於HAZ，鋼板本身的韌性下降或成本增加也令人擔憂。進而，鋼板軋製所引起的高度化會導致伴隨製造負荷增加的製造成本的增加。
因此，本發明的目的在於解決現有技術存在的所述問題點，提供一種高強度鋼板，其可在高熱輸入焊接熔融線附近的HAZ處獲得優異的韌性。
再者，在本說明書中，「高熱輸入焊接」是指熱輸入量80 kJ/cm以上的焊接，具體而言列舉潛弧焊接為例。另外，「熔融線附近」是指藉由焊接熱輸入而使最高溫度達到1450℃以上的熱影響部。
另外，在本說明書中，鋼板的「高強度」是指屈服點或0.2%耐力為235 MPa以上，拉伸強度為400 MPa以上，「韌性優異」是指在母材或HAZ部的2 mmV型缺口夏比衝擊試驗中，延性-脆性轉變溫度（vTrs）分別為-100℃以下、-55℃以下。 [解決課題之手段]
發明者等人經過反復的研究，結果發現關於經高熱輸入焊接的HAZ韌性，除了此前已知的作為脆化組織的上部變軔體、島狀麻田散鐵及滲碳體以外，上部變軔體等脆化組織晶界中生成的鐵氧體晶粒亦成為脆性破壞的起點。而且，亦發現HAZ的微組織形態與母材的淬火性有關。在母材的淬火性低的情況下，在熔融線附近的HAZ中會生成包含粗大晶界鐵氧體以及針狀鐵氧體的微組織。特別是此時的晶界鐵氧體最大粒徑為200 μm，與母材組織相比粗大化顯著。該組織在低溫下受到外力時，粗大的晶界鐵氧體在被周圍硬度較高的針狀鐵氧體阻礙變形的狀態下，作用的應力增加，滿足解理裂紋的發生條件而成為脆性破壞的起點。另一方面，在母材的淬火性顯著高的情況下，在熔融線附近的HAZ會生成包括上部變軔體以及鐵氧體側板的微組織。該組織在低溫下受到外力時，在上部變軔體內部的島狀麻田散鐵或滲碳體等硬質析出物附近造成局部應力集中，成為脆性破壞的起點。因此，重要的是適當控制母材的淬火性，以在熔融線附近的HAZ形成包括細粒的晶界鐵氧體以及針狀鐵氧體的微組織。
發現為了提高經高熱輸入焊接的鋼板的熔融線附近的HAZ韌性，重要的是以適當的比率含有Ti與N以使HAZ高溫區域的TiN穩定，並且使鋼板的淬火性最佳化以顯現TiN的釘紮效果。
另外，發現將母材的微組織分率適當化，確保作為軟質相的鐵氧體晶粒的單體的硬度，藉此可確保鋼板的韌性與強度特性。
本發明是基於所述見解，經過進一步的研討而完成。即，本發明的主旨如下。 [1]一種高熱輸入焊接用鋼板，含有如下的成分組成： 以質量%計，含有 C：0.03%以上且0.15%以下， Si：0.05%以上且0.25%以下， Mn：1.00%以上且2.00%以下， Al：0.005%以上且0.10%以下， Ti：0.004%以上且0.030%以下， N：0.0036%以上且0.0100%以下， P：0.030%以下， S：0.0005%以上且0.0030%以下， Ca：0.0005%以上且0.0030%以下， O：0.0040%以下， 並且Ca、O、S滿足下述（1）式， 並且C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V滿足下述（2）式， 並且Ti、N滿足下述（3）式， 剩餘部分為Fe及不可避免的雜質， 鋼板的板厚1/4位置處的鐵氧體以體積分率計為60%以上，所述鐵氧體中受到加工的鐵氧體的體積分率為30%以上且95%以下，並且鐵氧體晶粒單體的硬度以維氏硬度計為120以上。記 0.2≦（Ca-（0.18+130×Ca）×O）/1.25/S≦0.8 ･･･（1） 其中，Ca、O、S表示各元素的含量（質量%）。不含有的元素設為0。 0.30≦C+Mn/6+（Ni+Cu）/15+（Cr+Mo+V）/5≦0.36 ･･･（2） 其中，C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V表示各元素的含量（質量%）。不含有的元素設為0。 1.5≦Ti/N≦3.5 ･･･（3） 其中，Ti、N表示各元素的含量（質量%）。不含有的元素設為0。 [2]如[1]所述的高熱輸入焊接用鋼板，其中成分組成以質量%計更含有選自： Cu：0.01%以上且2.00%以下， Ni：0.01%以上且2.00%以下， Cr：0.01%以上且1.00%以下， Mo：0.01%以上且1.00%以下， V：0.01%以上且1.00%以下， W：0.01%以上且1.00%以下， Co：0.01%以上且1.00%以下， Nb：0.005%以上且0.100%以下，及 B：0.0001%以上且0.0100%以下 中的一種以上。 [3]一種高熱輸入焊接用鋼板的製造方法，其中， 鋼原材料具有如下成分組成， 以質量%計，含有 C：0.03%以上且0.15%以下， Si：0.05%以上且0.25%以下， Mn：1.00%以上且2.00%以下， Al：0.005%以上且0.10%以下， Ti：0.004%以上且0.030%以下， N：0.0036%以上且0.0100%以下， P：0.030%以下， S：0.0005%以上且0.0030%以下， Ca：0.0005%以上且0.0030%以下， O：0.0040%以下， 並且Ca、O、S滿足（1）式， 並且C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V滿足（2）式， 並且Ti、N滿足（3）式， 剩餘部分為Fe及不可避免的雜質， 針對所述鋼原材料，在加熱至900℃以上且1250℃以下的溫度後，在鋼板的板厚1/4位置處為850℃以下，進行賦予一道次以上的每一道次的壓下率10%以上的壓下的熱軋，在鋼板的板厚1/4位置處所述熱軋的軋製結束溫度設為650℃以上，以在鋼板的板厚1/4位置處所述熱軋後的平均冷卻速度為10℃/s以上且100℃/s以下、鋼板的板厚1/4位置的溫度成為400℃以上且600℃以下的方式進行冷卻。 [4]如[3]所述的高熱輸入焊接用鋼板的製造方法，其中所述鋼原材料以質量%計更含有選自： Cu：0.01%以上且2.00%以下， Ni：0.01%以上且2.00%以下， Cr：0.01%以上且1.00%以下， Mo：0.01%以上且1.00%以下， V：0.01%以上且1.00%以下， W：0.01%以上且1.00%以下， Co：0.01%以上且1.00%以下， Nb：0.005%以上且0.100%以下，及 B：0.0001%以上且0.0100%以下 中的一種以上。 [發明的效果]
藉由本發明，可廉價地提供焊接熱影響部的韌性優異的高強度鋼板，並且能夠應用高熱輸入焊接，亦能夠降低鋼結構物的建造成本，因此在工業上發揮顯著的效果。
具體說明本發明的高熱輸入焊接用鋼板（鋼板）。在本發明中，重要的是鋼板及供於所述鋼板的製造的原材料具有所述成分組成。因此，首先說明在本發明中如上所述般限定鋼的成分組成的理由。再者，只要並無特別說明，與成分組成相關的「%」是指「質量%」。 [成分組成]
C：0.03%以上且0.15%以下 C是具有增加鋼的淬火性的作用的元素，且是為了達成高強度而必須添加的重要的元素之一。為了獲得所述效果，將C含量設為0.03%以上。進而，就減少其他合金元素的含量而以更低成本製造的觀點而言，C含量較佳為設為0.05%以上。C含量更佳為設為0.06%以上。另一方面，當C含量超過0.15%時，除了強度過高外，母材及HAZ的韌性或焊接性亦降低。因此，C含量設為0.15%以下。C含量較佳為設為0.13%以下。進而，就抑制韌性或焊接性降低的觀點而言，更佳為將C含量設為0.10%以下，進而佳為設為0.08%以下。
Si：0.05%以上且0.25%以下 Si是作為脫氧劑發揮作用的元素，因此Si含量設為0.05%以上。Si含量較佳為設為0.10%以上。另一方面，由於是一種會導致韌性或焊接性降低的元素，因此理想的是盡可能降低含量，因此只要是0.25%以下則可容許。再者，當Si含量超過0.25%時，在高熱輸入焊接的HAZ生成島狀麻田散鐵而使韌性劣化，因此Si含量設為0.25%以下。Si含量較佳為設為0.20%以下，更佳為設為0.18%以下。
Mn：1.00%以上且2.00%以下 Mn是具有增加鋼的淬火性的作用的元素，且是為了滿足高強度而必須含有的重要元素之一。為了獲得所述效果，將Mn含量設為1.00%以上。較佳為將Mn含量設為1.10%以上。進而，就抑制高熱輸入焊接的HAZ的固溶N生成的觀點而言，Mn含量更佳為設為1.20%以上。另一方面，當Mn含量超過2.00%時，會顯著降低HAZ的韌性。因此，Mn含量設為2.00%以下。進而，就抑制韌性及焊接性降低的觀點而言，較佳為將Mn含量設為1.80%以下，更佳為將Mn含量設為1.60%以下，進而佳為將Mn含量設為1.50%以下。
Al：0.005%以上且0.10%以下 Al是作為脫氧劑發揮作用，同時具有將晶粒微細化的作用，可在母材、HAZ中確保高韌性的元素。為了獲得該些效果，將Al含量設為0.005%以上。較佳為將Al含量設為0.030%以上，更佳為將Al含量設為0.035%以上。另一方面，當Al含量超過0.10%時，氧化物系夾雜物增加而潔淨度降低導致母材韌性下降。因此，Al含量設為0.10%以下。再者，Al含量較佳為設為0.08%以下，更佳為設為0.06%以下，進而佳為設為0.05%以下。
Ti：0.004%以上且0.030%以下 Ti是氮化物的形成傾向強，凝固時作為TiN析出，抑制HAZ中的沃斯田鐵的粗大化或成為鐵氧體相變核而有助於HAZ的高韌性化的元素。為了獲得所述效果，將Ti含量設為0.004%以上。另外，Ti含量較佳為設為0.010%以上，更佳為設為0.013%以上，進而佳為設為0.015%以上。另一方面，當Ti含量超過0.030%時，TiN粒子粗大化，無法獲得預期效果，因此Ti含量設為0.030%以下。再者，Ti含量較佳為設為0.025%以下，更佳為設為0.020%以下。
N：0.0036%以上且0.0100%以下 N與Ti結合而作為TiN析出，有助於HAZ的組織微細化，提高韌性。為了獲得所述效果，將N含量設為0.0036%以上。較佳為0.0045%以上，更佳為0.0050%以上。另一方面，當N含量超過0.0100%時，TiN由於焊接的熱輸入而溶解，固溶N量增加，反而導致HAZ韌性下降。因此，就抑制韌性或焊接性降低的觀點而言，設為0.0100%以下。N含量較佳為設為0.0070%以下，更佳為設為0.0060%以下。
P：0.030%以下 P是作為不可避免的雜質而含有的元素，由於在晶界偏析而使母材及HAZ的韌性或焊接性降低等，從而產生不良影響。因此，理想的是盡可能降低P含量，只要為0.030%以下則可容許。因此，P含量設為0.030%以下。P含量較佳為0.020%以下，更佳為0.015%以下。再者，P含量的下限並無特別限定，可為0%，但因為通常P是作為雜質在鋼中不可避免地含有的元素，因此工業上P可超過0%。另外，過剩的降低會導致精煉成本的飆升，因此P含量較佳為設為0.0005%以上。
S：0.0005%以上且0.0030%以下 S是生成CaS及MnS的硫化物的結晶、為了確保HAZ韌性良好所必需的元素，S含量設為0.0005%以上。為了確保高熱輸入焊接的HAZ韌性，S含量較佳為設為0.0010%以上。另一方面，當S含量超過0.0030%時，硫化物粗大化，成為脆性破壞起點而使母材的韌性降低。因此，S含量設為0.0030%以下。S含量較佳為設為0.0025%以下。為了確保高熱輸入焊接的HAZ韌性，S含量更佳為設為0.0020%以下，進而佳為設為0.0015%以下。
Ca：0.0005%以上且0.0030%以下 Ca是藉由固定S具有HAZ的韌性改善效果的元素。為了獲得所述效果，Ca含量設為0.0005%以上。為了確保高熱輸入焊接的HAZ韌性，Ca含量較佳為設為0.0010%以上，更佳為設為0.0015%以上。另一方面，即使含有超過0.0030%，效果亦會飽和。因此，Ca含量設為0.0030%以下。為了確保高熱輸入焊接的HAZ韌性，Ca含量較佳為設為0.0025%以下。更佳為設為0.0020%以下。
O：0.0040%以下 O是作為不可避免的雜質而含有的元素，會形成氧化物而阻礙所述硫化物生成，因此限制為0.0040%以下。O含量較佳為設為0.0035%以下，更佳為設為0.0030%以下。另一方面，O含量的下限並無特別限定，可為0%，但通常因為O是作為雜質在鋼中不可避免地含有的元素，因此在工業上可超過0%。即，過剩的降低會導致精煉成本的飆升，因此就成本的觀點而言，較佳為將O含量設為0.0020%以上。
0.2≦（Ca-（0.18+130×Ca）×O）/1.25/S≦0.8（各元素表示該元素的含量） ...（1）式 為了在鋼板中形成CaS上析出MnS的複合硫化物，Ca、S及O需要以滿足0.2≦（Ca-（0.18+130×Ca）×O）/1.25/S≦0.8的關係的方式含有。在（Ca-（0.18+130×Ca）×O）/1.25/S的值不足0.2的情況下，CaS不結晶，因此硫化物以MnS單獨的形態析出。該MnS在鋼板製造時的軋製中被伸長，引起母材的韌性下降，同時在HAZ中MnS熔融，因此對韌性提高並無貢獻。因此，（Ca-（0.18+130×Ca）×O）/1.25/S的值設為0.2以上。較佳為0.25以上，更佳為0.3以上。進而佳為0.45以上。另一方面，在（Ca-（0.18+130×Ca）×O）/1.25/S的值超過0.8的情況下，S被Ca固定，作為鐵氧體生成核起作用的MnS不會在CaS上析出，因此無法對HAZ韌性提高發揮充分的功能。因此，（Ca-（0.18+130×Ca）×O）/1.25/S的值設為0.8以下。較佳為0.7以下，更佳為0.65以下，進而佳為0.6以下。最佳為0.55以下。
另外，在滿足所述關係的情況下，以圓相當徑計為1.0 μm～5.0 μm的複合硫化物較佳為以每一平方毫米為10個以上的密度分佈於鋼中。當過量含有複合硫化物時，會在HAZ生成板條鐵氧體，硬度上升，HAZ的韌性降低，因此1.0 μm～5.0 μm的複合硫化物較佳為以每一平方毫米為100個以下的密度分佈於鋼中。複合硫化物例如可列舉：CaS中析出MnS者、進而對其鍵結有TiN或BN、Al 2O 3者。
0.30≦C+Mn/6+（Ni+Cu）/15+（Cr+Mo+V）/5≦0.36（各元素表示該元素的含量）...（2）式 為了抑制經高熱輸入焊接的熔融線附近的HAZ的韌性下降，C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V需要以滿足0.30≦C+Mn/6+（Ni+Cu）/15+（Cr+Mo+V）/5≦0.36的關係的方式含有。在C+Mn/6+（Ni+Cu）/15+（Cr+Mo+V）/5的值不足0.30的情況下，在熔融線附近的HAZ中生成包含粗大的晶界鐵氧體以及針狀鐵氧體的微組織。特別是此時的晶界鐵氧體最大粒徑為200 μm，與母材的組織相比粗大化顯著。當該組織在低溫下受到外力時，粗大的晶界鐵氧體在被周圍硬度較高的針狀鐵氧體阻礙變形的狀態下作用的應力增加，滿足解理裂紋的發生條件，成為脆性破壞的起點。因此，C+Mn/6+（Ni+Cu）/15+（Cr+Mo+V）/5的值設為0.30以上。較佳為0.31以上，更佳為0.32以上，進而佳為0.33以上。再者，晶界鐵氧體的最大粒徑較佳為設為120 μm以下。另一方面，在C+Mn/6+（Ni+Cu）/15+（Cr+Mo+V）/5的值超過0.36的情況下，在熔融線附近的HAZ生成包含上部變韌體以及鐵氧體側板的微組織。該組織在低溫下受到外力時，在上部變韌體內部的島狀麻田散鐵或滲碳體等硬質析出物附近造成局部應力集中，成為脆性破壞的起點。因此，C+Mn/6+（Ni+Cu）/15+（Cr+Mo+V）/5的值設為0.36以下。較佳為0.35以下。更佳為0.34以下。
1.5≦Ti/N≦3.5（各元素表示該元素的含量） ...（3）式 為了在經高熱輸入焊接的熔融線附近的HAZ中表現出TiN的釘紮效果，Ti、N需要以滿足1.5≦Ti/N≦3.5的關係的方式含有。在Ti/N不足1.5的情況下，TiN的固溶溫度為1500℃以下，因此TiN由於焊接的熱輸入而溶解，固溶N量增加，反而導致HAZ的韌性下降。因此，Ti/N設為1.5以上。較佳為2.0以上，更佳為2.2以上。進而佳為2.5以上。最佳為2.7以上。另一方面，在Ti/N超過3.5的情況下，TiN成為粗粒，釘紮效果降低，Ti量過多，一部分成為固溶Ti而導致HAZ的韌性降低。因此，Ti/N設為3.5以下。較佳為3.4以下。更佳為3.2以下，進而佳為3.0以下。
在滿足所述關係的情況下，以圓相當徑計粒徑100 nm以下的棱柱狀的TiN以每一平方毫米為1.0×10 7個以上的密度分佈於鋼中，就多數TiN作為銷發揮作用而抑制HAZ中的沃斯田鐵的粗大化等理由而言較佳。上限並無特別限定，但較佳為以每一平方毫米為2.0×10 8個以下的密度分佈於鋼中。
另外，在更佳的條件下，以圓相當徑計粒徑5 nm～50 nm的TiN以每一平方毫米為3.0×10 7個以上的密度分佈於鋼中。上限並無特別限定，但較佳為以每一平方毫米為1.0×10 8個以下的密度分佈於鋼中。
包含以上成分且剩餘部分為Fe及不可避免的雜質的成分組成是本發明的基本成分組成。出於進一步提高強度特性或韌性的目的，該基本成分組成可進而任意地含有選自由Cu：0.01%以上且2.00%以下、Ni：0.01%以上且2.00%以下、Cr：0.01%以上且1.00%以下、Mo：0.01%以上且1.00%以下、V：0.01%以上且1.00%以下、W：0.01%以上且1.00%以下、Co：0.01%以上且1.00%以下、Nb：0.005%以上且0.100%以下、B：0.0001%以上且0.0100%以下所組成的群組中的一種以上。
Cu：0.01%以上且2.00%以下 Cu是具有增加鋼的淬火性以提高鋼板強度的作用的元素，可任意添加。在含有Cu的情況下，為了獲得所述效果，將Cu含量設為0.01%以上。Cu含量較佳為0.10%以上，更佳為0.15%以上。Cu含量進而佳為0.20%以上。另一方面，當Cu含量超過2.00%時，導致韌性劣化或合金成本的上升。因此，在含有Cu的情況下，將Cu含量設為2.00%以下。Cu含量較佳為1.50%以下，更佳為1.20%以下。Cu含量進而佳為1.00%以下。最佳為0.50%以下。
Ni：0.01%以上且2.00%以下 Ni是與Cu同樣地具有提高鋼板強度的作用的元素，可任意地含有。在含有Ni的情況下，為了獲得所述效果，將Ni含量設為0.01%以上。Ni含量較佳為0.10%以上，更佳為0.15%以上。Ni含量進而佳為0.20%以上。另一方面，當Ni含量超過2.00%時，導致焊接性的劣化或合金成本的上升。因此，在含有Ni的情況下，將Ni含量設為2.00%以下。Ni含量較佳為1.50%以下，更佳為1.20%以下。Ni含量進而佳為1.00%以下。最佳為0.50%以下。
Cr：0.01%以上且1.00%以下 Cr是與Cu同樣地具有提高鋼板強度的作用的元素，可任意地含有。為了獲得所述效果，將Cr含量設為0.01%以上。Cr含量較佳為0.05%以上。另一方面，當Cr含量超過1.00%時，導致焊接性的劣化或合金成本的上升。因此，在含有Cr的情況下，將Cr含量設為1.00%以下。Cr含量較佳為0.80%以下，更佳為0.60%以下。Cr含量進而佳為0.50%以下。最佳為0.30%以下。
Mo：0.01%以上且1.00%以下 Mo是與Cu同樣地具有提高鋼板強度的作用的元素，可任意地含有。為了獲得所述效果，將Mo含量設為0.01%以上。Mo含量較佳為0.05%以上。另一方面，當Mo含量超過1.00%時，導致焊接性的劣化或合金成本的上升。因此，在含有Mo的情況下，將Mo含量設為1.00%以下。Mo含量較佳為0.80%以下，更佳為0.60%以下。Mo含量進而佳為0.50%以下。最佳為0.30%以下。
V：0.01%以上且1.00%以下 V是與Cu同樣地具有提高鋼板強度的作用的元素，可任意地含有。為了獲得所述效果，將V含量設為0.01%以上。V含量較佳為0.05%以上。另一方面，當V含量超過1.00%時，導致焊接性的劣化或合金成本的上升。因此，在含有V的情況下，將V含量設為1.00%以下。V含量較佳為0.80%以下，更佳為0.60%以下。V含量進而佳為0.50%以下。
W：0.01%以上且1.00%以下 W是與Cu同樣地具有提高鋼板強度的作用的元素，可任意地含有。為了獲得所述效果，將W含量設為0.01%以上。W含量為0.05%以上。另一方面，當W含量超過1.00%時，會導致焊接性的劣化或合金成本的上升。因此，在含有W的情況下，將W含量設為1.00%以下。W含量較佳為0.80%以下，更佳為0.60%以下。W含量進而佳為0.50%以下。最佳為0.30%以下。
Co：0.01%以上且1.00%以下 Co是與Cu同樣地具有提高鋼板強度的作用的元素，可任意地含有。為了獲得所述效果，將Co含量設為0.01%以上。Co含量較佳為0.05%以上。另一方面，當Co含量超過1.00%時，導致焊接性的劣化或合金成本的上升。因此，在含有Co的情況下，將Co含量設為1.00%以下。Co含量較佳為0.80%以下，更佳為0.60%以下。Co含量進而佳為0.50%以下。最佳為0.30%以下。
Nb：0.005%以上且0.100%以下 Nb是作為碳氮化物析出而具有減小原沃斯田鐵粒徑、提高韌性的效果的元素。在含有Nb的情況下，為了獲得所述效果，將Nb含量設為0.005%以上。進而，Nb含量較佳為設為0.007%以上。另一方面，當Nb含量超過0.100%時，NbC大量析出，韌性下降。因此，在含有Nb的情況下，將Nb含量設為0.100%以下。Nb含量較佳為設為0.080%以下，更佳為設為0.070%以下，進而佳為設為0.060%以下，最佳為設為0.045%以下。
B：0.0001%以上且0.0100%以下 B是作為BN析出而抑制HAZ中的沃斯田鐵的粗大化或成為鐵氧體相變核而有助於HAZ的高韌性化的元素。為了獲得所述效果，將B含量設為0.0001%以上。另外，B含量較佳為設為0.0005%以上，更佳為設為0.0010%以上。另一方面，B是具有顯著提高鋼板淬火性的作用的元素，當B含量超過0.0100%時，焊接部的韌性下降。因此，在含有B的情況下，將B含量設為0.0100%以下。B含量較佳為設為0.0080%以下，更佳為設為0.0050%以下，進而佳為設為0.0030%以下。
本發明的鋼板除具有所述成分組成以外，亦具有如下的微組織，即，鋼板的板厚1/4位置處的鐵氧體的體積分率為60%以上，且鐵氧體晶粒單體硬度以維氏硬度計為120以上的微組織。以下說明對鋼的微組織如所述般進行限定的理由。
[微組織] 對本發明的鋼板的微組織進行說明。
[鋼板的板厚1/4位置處的鐵氧體的體積分率為60%以上] 鋼板的板厚1/4位置處的組織中，鐵氧體的體積分率設為60%以上。當鐵氧體的體積分率小於60%時，除此以外的麻田散鐵、波來鐵、變韌體、沃斯田鐵、島狀麻田散鐵的體積分率增加，母材及HAZ的低溫下的韌性降低，無法滿足機械特性。較佳為70%以上，更佳為80%以上。另一方面，雖然上限並無特別限定，但就不可避免地形成硬質第二相的理由而言，鐵氧體的體積分率較佳為90%以下。
此處，所述鐵氧體是指包括在未受到退火等的熱軋後的冷卻過程中生成的鐵氧體、以及在軋製過程之前及軋製過程中生成並受到軋製所進行的加工的鐵氧體。再者，所謂受到加工的鐵氧體是指藉由電子背散射繞射（Electron backscatter diffraction，EBSD）法取得的晶粒平均取向差（Grain Average Misorientation，GAM）值為0.5以上的鐵氧體。
所述鐵氧體以外的剩餘部分除了包含變韌體、波來鐵及沃斯田鐵外，亦包括麻田散鐵。雖然剩餘部分組織中的各組織的分率並無特別限定，但剩餘部分組織較佳為變韌體或波來鐵。在剩餘部分組織中包含超過10%的島狀麻田散鐵的情況下，韌性大幅降低，因此島狀麻田散鐵的體積分率越少越佳。較佳為5%以下，當然亦可為0%。
各種微組織的體積分率按以下方法測定。自鋼板的板厚1/4位置採集觀察與板寬方向垂直的剖面的樣品，對樣品表面進行鏡面研磨後利用硝太蝕劑（nital）溶液腐蝕，然後利用光學顯微鏡在10 mm×10 mm的範圍內拍攝5個視野。使用圖像解析裝置對拍攝而得的圖像進行解析，藉此求出微組織的面積率的平均值。在微組織的各向異性小的情況下，面積分率相當於體積分率，因此本專利中將面積分率的平均值設為體積分率。
藉由以下方法測定析出物的分佈。自鋼板的板厚1/4位置採集觀察與板寬方向垂直的剖面的樣品的薄膜，利用穿透式電子顯微鏡在0.8 μm×0.7 μm的範圍內，將倍率設為100,000倍拍攝了10個視野。對拍攝而得的圖像進行圖像解析，求出複合硫化物及TiN的各自的面積，算出圓相當徑。另外，將觀察到的各析出物的個數除以觀察視野面積，算出個數密度。
[鐵氧體晶粒單體的硬度以維氏硬度計為120以上] 板厚1/4位置處的鐵氧體晶粒單體的硬度以維氏硬度計為120以上。在所述鐵氧體晶粒單體的硬度以維氏硬度計小於120的情況下，母材的強度不足而無法滿足機械特性。另外，焊接熱影響部，特別是ICHAZ（指臨界再熱熱影響區（IntercriticallyReheated Heat Affected Zone），是藉由焊接熱輸入使組織部分地沃斯田鐵化，冷卻生成硬化相的區域）的特性亦會降低。較佳為以維氏硬度計為130以上，更佳為140以上。另一方面，雖然上限並無特別限定，但就鋼板的伸長率降低的理由而言，鐵氧體晶粒單體的硬度較佳為以維氏硬度計為160以下。
鐵氧體晶粒單體的硬度藉由使用微小壓頭的硬度測定來測定。自鋼板的板厚1/4位置採集樣品，對表面進行研磨後利用硝太蝕劑溶液腐蝕後，利用光學顯微鏡確定欲作為目標的鐵氧體，以10 g的荷重壓入四角鎚型的壓頭，根據壓痕尺寸測定硬度。測定20個鐵氧體的硬度，將平均值作為鐵氧體的硬度。
所述說明的鐵氧體晶粒單體的硬度是指包含至少一個以上受到加工的鐵氧體、未受到加工的鐵氧體的晶粒單體的硬度。
另外，受到加工的鐵氧體的體積分率就兼顧韌性與高強度這一點而言，設為下述範圍。
[在板厚1/4位置處的總鐵氧體中，受到加工的鐵氧體的體積分率為30%以上且95%以下] 作為控制鐵氧體晶粒單體硬度的方法，可列舉：對軋製過程前或過程中生成的鐵氧體改變軋製所帶來的加工量。在本專利中，相對於總鐵氧體的體積分率，受到加工的鐵氧體的體積分率設為30%以上且95%以下。當受到加工的鐵氧體的體積分率超過95%時，母材及HAZ的韌性下降，因此，需要將受到加工的鐵氧體的體積分率設為95%以下。受到加工的鐵氧體的體積分率較佳為設為90%以下。更佳為設為75%以下，進而佳為設為60%以下。另一方面，在受到加工的鐵氧體的體積分率小於30%的情況下，所述鐵氧體的硬度不足並且強度降低。因此，受到加工的鐵氧體的體積分率設為30%以上。受到加工的鐵氧體的體積分率較佳為設為35%以上，更佳為設為40%以上，進而佳為設為45%以上。受到加工的鐵氧體的體積分率最佳為設為50%以上。
受到加工的鐵氧體的體積分率利用以下方法進行測定。自鋼板的板厚1/4位置採集樣品，在對表面進行鏡面研磨的基礎上，利用膠體二氧化矽進行精加工研磨後，使用基於掃描型電子顯微鏡（scanning electron microscope，SEM）的EBSD（電子束後方散射繞射）法。根據所獲得的資料計算表示晶粒內的晶體方位差的平均值的GAM值。此時，將GAM值為0.5以上的鐵氧體區域設為受到加工的鐵氧體，算出體積分率。再者，拍攝是在5個視野中進行，將各視野的面積率的平均值設為體積分率。
其次，對本發明的鋼板的製造方法進行說明。
對具有所述成分組成的鋼原材料進行加熱，實施熱軋而製成熱軋鋼板，並進行開始溫度為Ar 3相變點以上的冷卻而製成鋼板。以下，對每個製造條件進行詳細說明。
首先，鋼原材料的製造條件無需特別限定，但較佳為利用轉爐等公知的熔煉方法，對具有所述成分組成的鋼水進行熔煉，並利用連續鑄造法等公知的鑄造方法，製成規定尺寸的板坯等鋼原材料。再者，藉由造塊-分解軋製法，即使製成規定尺寸的板坯等鋼原材料亦沒有任何問題。
所獲得的鋼原材料直接熱軋而不冷卻，或暫時加熱後再熱軋。熱軋是軋製結束溫度在鋼板的板厚1/4位置處為650℃以上，以鋼板的板厚1/4位置處的冷卻速度為10℃/s以上且100℃/s以下，鋼板的板厚1/4位置的最高溫度成為400℃以上且600℃以下的方式進行冷卻。
（a）鋼原材料的加熱溫度：900℃以上且1250℃以下 鋼原材料的加熱溫度並無特別限定，但若加熱溫度小於900℃，則加熱溫度過低，變形阻力增高，可能會增大對熱軋機的負荷，造成熱軋困難。因此，加熱溫度設為900℃以上。較佳為950℃以上，更佳為1000℃以上。進而佳為1050℃以上。另一方面，當成為超過1250℃的高溫時，氧化顯著，原材料的氧化損耗增大，成品率有可能降低。就所述情況而言，加熱溫度設為1250℃以下。再者，較佳為1200℃以下，更佳為1150℃以下。最佳為1100℃以下。
（b）在鋼板的板厚1/4位置處為850℃以下，賦予一道次以上的壓下率10%以上的壓下的熱軋 將鋼原材料加熱至所述溫度後，在鋼板的板厚1/4位置成為850℃以下的條件下，進行包括一道次以上的每一道次的壓下率10%以上的壓下的熱軋。為了沃斯田鐵粒徑的微細化及將加工應變導入所生成的鐵氧體晶粒中以提高鐵氧體晶粒的硬度，進行一道次以上的850℃以下的壓下、較佳為770℃以下的壓下。在不進行850℃以下的壓下的情況下，即軋製結束溫度超過850℃的情況下，沃斯田鐵粒徑變得粗大，母材強度及母材韌性下降。在850℃以下的每一道次的壓下率小於10%的情況下，對鐵氧體晶粒的加工應變導入不足，加工鐵氧體分率降低，母材強度降低。因此，每一道次的壓下率設為10%以上。較佳為，每一道次的壓下率為13%以上。再者，壓下率並不限定上限，但過大的壓下可能造成軋製機損傷，因此每一道次的壓下率較佳為25%以下，更佳為20%以下。
（c）軋製結束溫度：在鋼板的板厚1/4位置處為650℃以上 將鋼原材料加熱至所述溫度後，開始熱軋，在650℃以上的溫度下結束軋製。當在低於650℃的溫度下結束軋製時，軋製過程之前或過程中生成的鐵氧體受到較強的加工，母材及HAZ的韌性下降。進而，對熱軋機的負荷增大。因此，熱軋結束溫度設為650℃以上。熱軋結束溫度較佳為700℃以上，更佳為730℃以上。再者，雖然對上限並無特別限定，但就使沃斯田鐵粒徑變微細以確保母材強度及韌性這一點而言，較佳為設為850℃以下。更佳為設為800℃以下。
（d）平均冷卻速度：在鋼板的板厚1/4位置處為10℃/s以上且100℃/s以下 平均冷卻速度在鋼板的板厚1/4位置處為10℃/s以上且100℃/s以下。在平均冷卻速度小於10℃/s的情況下，由於冷卻緩慢，鐵氧體晶粒成長而粗大化，並且由於軋製引入的位錯穿過而軟化，因此強度下降。因此，平均冷卻速度在鋼板的板厚1/4位置處為10℃/s以上。較佳為20℃/s以上。更佳為30℃/s以上。另一方面，在平均冷卻速度超過100℃/s的情況下，特別是變韌體、麻田散鐵的體積分率增加，母材及HAZ的韌性降低。因此，平均冷卻速度在鋼板的板厚1/4位置處為100℃/s以下。較佳為90℃/s以下。更佳為80℃/s以下。進而佳為70℃/s以下。
（e）冷卻方法：以鋼板的板厚1/4位置的溫度成為400℃以上且600℃以下的方式進行冷卻（冷卻結束溫度） 為了獲得規定的體積分率的鐵氧體，將冷卻結束後的鋼板的板厚1/4位置的溫度設為400℃以上且600℃以下。若冷卻結束溫度超過600℃，則板厚1/4位置的鐵氧體晶粒成長而粗大化，並且軟化，因此強度下降。因此，冷卻結束溫度設為600℃以下。較佳為580℃以下，更佳為550℃以下，進而佳為500℃以下。另一方面，若冷卻結束溫度為小於400℃的溫度，則變韌體、麻田散鐵的體積分率過高，母材及HAZ的韌性下降。因此，冷卻結束溫度設為400℃以上。冷卻結束溫度較佳為設為420℃以上，更佳為設為450℃以上。
按照所述製造條件製造具有所述成分組成的鋼原材料，藉此可獲得具有所述組織的鋼板。如此獲得的鋼板具有優異的鋼板韌性與強度特性，高熱輸入焊接的HAZ韌性優異。 再者，對軋製開始溫度並無特別限定，但就使沃斯田鐵粒徑微細以確保母材強度及韌性的觀點而言，較佳為設為750℃以上。更佳為800℃以上。另外，較佳為設為1050℃以下。更佳為設為1000℃以下。 實施例
對表1所示成分組成的鋼水進行熔煉，製成鋼原材料（板坯）。對該些鋼原材料（板坯）實施了表2所示的條件下的熱軋及冷卻。
針對所獲得的鋼板，實施鋼板的板厚1/4位置的微組織的體積分率、析出硫化物與TiN的分佈狀態、拉伸特性及韌性的評價。微組織的體積分率測定及鐵氧體晶粒單體的硬度測定如所述般實施。其他試驗方法如後所述。另外，為了評價各鋼板的熔融線附近的HAZ的韌性，採集寬80 mm×長80 mm×厚15 mm的試驗片，加熱至1450℃後保持1秒以上，賦予將800℃～500℃的冷卻速度設為2℃/s的再現熱循環，實施2 mm V型缺口夏比衝擊試驗。
[拉伸特性] 自各鋼板的總厚度，在與軋製方向呈直角的方向上採集日本工業標準（Japanese Industrial Standards，JIS）Z 2201的1B號試驗片，按照JIS Z 2241的要領進行拉伸試驗，測定了屈服強度YS（有屈服點時為屈服點YP，無屈服點時為0.2%耐力σ0.2）及拉伸強度（TS）。將屈服點或耐力為235 MPa以上、拉伸強度為400 MPa以上者判定為滿足高強度化的鋼板。
[韌性] 自各鋼板的表面側削出1 mm的部位，自該部位沿軋製方向採集JIS Z 2202的V型缺口試驗片，按照JIS Z 2242的要領進行夏比衝擊試驗，測定vTrs。然後，將母材的vTrs為-100℃以下、HAZ的vTrs為-55℃以下者評價為韌性優異的鋼板。
將如此獲得的評價結果記於表2-1、表2-2。
[表1]
鋼種 （質量%） （1）式 （2）式 （3）式 區分
C Si Mn Al Ti N P S Ca O Cu Ni Cr Mo V W Co Nb B
A 0.07 0.20 1.55 0.050 0.015 0.0055 0.007 0.0015 0.0022 0.0025                            0.55 0.33 2.7 適合鋼
B 0.15 0.15 1.25 0.061 0.014 0.0048 0.006 0.0027 0.0029 0.0009                         0.0011 0.71 0.36 2.9 適合鋼
C 0.08 0.06 1.39 0.055 0.016 0.0057 0.005 0.0022 0.0015 0.0016    0.31                      0.33 0.33 2.8 適合鋼
D 0.03 0.08 1.97 0.084 0.008 0.0040 0.005 0.0014 0.0010 0.0010                      0.014 0.0001 0.39 0.36 2.0 適合鋼
E 0.09 0.10 1.32 0.070 0.010 0.0038 0.028 0.0020 0.0007 0.0007          0.21 0.01             0.20 0.35 2.6 適合鋼
F 0.06 0.17 1.63 0.007 0.008 0.0039 0.004 0.0006 0.0009 0.0021 0.02 0.01 0.03       0.17 0.03 0.020    0.37 0.34 2.1 適合鋼
G 0.05 0.17 1.74 0.005 0.009 0.0054 0.009 0.0011 0.0013 0.0028                   0.04       0.24 0.34 1.7 適合鋼
H 0.07 0.18 1.48 0.098 0.020 0.0063 0.010 0.0013 0.0012 0.0008    0.17                0.057    0.57 0.33 3.2 適合鋼
I 0.11 0.23 1.17 0.009 0.006 0.0038 0.009 0.0020 0.0025 0.0036 0.15    0.03       0.55          0.27 0.32 1.6 適合鋼
J 0.06 0.19 1.78 0.054 0.012 0.0036 0.003 0.0024 0.0015 0.0022                   0.71 0.035    0.23 0.36 3.3 適合鋼
K 0.09 0.18 1.41 0.041 0.024 0.0070 0.011 0.0017 0.0020 0.0035    0.01    0.14                0.22 0.35 3.4 適合鋼
L 0.05 0.24 1.44 0.074 0.012 0.0047 0.008 0.0012 0.0006 0.0005 0.72                0.09       0.31 0.34 2.6 適合鋼
M 0.13 0.21 1.27 0.060 0.018 0.0066 0.015 0.0012 0.0025 0.0040          0.06             0.0008 0.32 0.35 2.7 適合鋼
N 0.02 0.20 1.43 0.049 0.013 0.0049 0.009 0.0011 0.0021 0.0031 0.05 0.18 0.18    0.05       0.020    0.51 0.32 2.7 比較鋼
O 0.16 0.19 1.20 0.057 0.014 0.0052 0.014 0.0023 0.0025 0.0025                   0.01 0.010    0.43 0.36 2.7 比較鋼
P 0.08 0.26 1.53 0.052 0.016 0.0054 0.009 0.0014 0.0023 0.0030                            0.49 0.34 3.0 比較鋼
Q 0.10 0.18 0.95 0.055 0.014 0.0050 0.008 0.0013 0.0018 0.0013 0.33    0.23                   0.78 0.33 2.8 比較鋼
R 0.05 0.20 2.02 0.049 0.015 0.0048 0.010 0.0022 0.0020 0.0026    0.05    0.12 0.02 0.02          0.31 0.42 3.1 比較鋼
S 0.06 0.17 1.66 0.050 0.017 0.0052 0.033 0.0026 0.0022 0.0019    0.03 0.06          0.03       0.40 0.35 3.3 比較鋼
T 0.08 0.21 1.57 0.050 0.014 0.0049 0.009 0.0003 0.0017 0.0035 0.07       0.07          0.020    0.79 0.36 2.9 比較鋼
U 0.07 0.18 1.55 0.051 0.013 0.0045 0.008 0.0037 0.0013 0.0004 0.09                      0.0029 0.25 0.33 2.9 比較鋼
V 0.05 0.21 1.56 0.106 0.018 0.0064 0.009 0.0019 0.0009 0.0007    0.11    0.06    0.11 0.25       0.29 0.33 2.8 比較鋼
W 0.08 0.20 1.60 0.013 0.003 0.0058 0.007 0.0018 0.0011 0.0013    0.02 0.02 0.02                0.30 0.36 0.5 比較鋼
X 0.08 0.17 1.42 0.038 0.035 0.0059 0.007 0.0018 0.0024 0.0021 0.02          0.12             0.61 0.34 5.9 比較鋼
Y 0.06 0.19 1.56 0.055 0.011 0.0034 0.008 0.0020 0.0022 0.0016          0.18          0.010    0.58 0.36 3.2 比較鋼
AA 0.09 0.18 1.60 0.046 0.015 0.0060 0.016 0.0013 0.0004 0.0002       0.01                0.0011 0.22 0.36 2.5 比較鋼
AB 0.07 0.22 1.21 0.072 0.018 0.0053 0.010 0.0015 0.0029 0.0041       0.18 0.11    0.01          0.33 0.33 3.4 比較鋼
AC 0.06 0.13 1.38 0.050 0.014 0.0052 0.009 0.0010 0.0009 0.0026 0.33 0.05             0.01       0.10 0.32 2.7 比較鋼
AD 0.04 0.14 1.44 0.045 0.008 0.0051 0.006 0.0018 0.0025 0.0011 0.13    0.18          0.02       0.86 0.33 1.6 比較鋼
AE 0.07 0.20 1.12 0.055 0.009 0.0039 0.007 0.0018 0.0028 0.0033    0.18 0.12                   0.45 0.29 2.3 比較鋼
AF 0.06 0.23 1.50 0.061 0.010 0.0072 0.009 0.0010 0.0008 0.0014 0.19    0.15                   0.32 0.35 1.4 比較鋼
AG 0.07 0.17 1.60 0.054 0.017 0.0045 0.008 0.0029 0.0018 0.0025          0.03                0.21 0.34 3.8 比較鋼
AH 0.06 0.21 1.49 0.001 0.019 0.0058 0.008 0.0020 0.0023 0.0017 0.02    0.02 0.01 0.01             0.59 0.32 3.3 比較鋼
Al 0.08 0.14 1.63 0.022 0.029 0.0097 0.007 0.0011 0.0015 0.0030                0.05    0.040    0.27 0.35 3.0 適合鋼
AJ 0.04 0.20 1.05 0.047 0.008 0.0040 0.015 0.0025 0.0022 0.0024    1.93 0.06          0.15    0.0072 0.35 0.36 2.0 適合鋼
AK 0.03 0.19 1.01 0.091 0.015 0.0072 0.022 0.0020 0.0017 0.0019       0.83                   0.38 0.36 2.1 適合鋼
AL 0.03 0.07 1.02 0.038 0.010 0.0066 0.011 0.0019 0.0019 0.0018          0.82                0.48 0.36 1.5 適合鋼
AM 0.03 0.08 1.03 0.035 0.027 0.0083 0.009 0.0008 0.0009 0.0023             0.81             0.22 0.36 3.3 適合鋼
AN 0.06 0.22 1.77 0.077 0.015 0.0049 0.013 0.0012 0.0014 0.0024                0.44       0.0099 0.35 0.36 3.1 適合鋼
AO 0.10 0.17 1.23 0.056 0.026 0.0105 0.008 0.0007 0.0015 0.0035       0.04    0.08    0.13       0.21 0.33 2.5 比較鋼
AP 0.05 0.24 1.36 0.045 0.022 0.0069 0.005 0.0014 0.0020 0.0030 0.10 0.10 0.10       0.03       0.0005 0.39 0.31 3.2 適合鋼
AQ 0.08 0.20 1.54 0.091 0.014 0.0041 0.009 0.0019 0.0028 0.0017          0.09 0.04       0.020    0.79 0.36 3.4 適合鋼
AR 0.06 0.17 1.40 0.030 0.027 0.0086 0.002 0.0009 0.0017 0.0029 0.09 0.45    0.08          0.008    0.48 0.35 3.1 適合鋼
註：下劃線表示不在本發明的範圍內。 空欄：無預期添加
[表2-1]
鋼板 No. 鋼種 鋼原材料厚度 [mm] 加熱 熱軋 冷卻步驟    1/4位置處的微組織 1/4位置處的析出物 母材特性 HAZ特性 區分
加熱 溫度 [℃] 軋製 開始溫度 [℃] 850℃以下的壓下道次次數(次) 850℃以下的最高壓下率（%） 軋製 結束溫度[℃] 冷卻 速度 [℃/s] 冷卻結束 溫度 [℃] 板厚 [mm] 鐵氧體 體積率 [%] 鐵氧體 晶粒硬度 [HV] 相對於總鐵氧體的加工鐵氧體率 [%] 每一 mm 2的1.0 μm ～5.0 μm的複合硫化物數 每一 mm 2的100 nm以下的TiN數 (×10 7) 每一 mm 2的5 nm～50 nm的TiN數 (×10 7) YS [MPa] TS [MPa] vTrs [℃] vTrs [℃]
1 A 200 1120 1090 7 13 730 53.1 550 20 82 149 39 24 7.8 6.4 352 431 -128 -68 發明例
2 A 200 1050 990 4 17 770 32.5 520 20 76 146 54 37 7.3 6.4 432 496 -131 -64 發明例
3 A 200 1090 1010 8 13 680 85.6 420 25 62 174 55 34 6.9 6.0 389 449 -124 -65 發明例
4 A 200 1070 1010 6 15 630 28.1 580 20 58 193 96 34 5.8 5.0 458 608 -89 -54 比較例
5 A 200 1110 1080 0 0 860 44.5 470 20 63 108 66 38 8.8 6.2 227 463 -74 -55 比較例
6 A 200 1180 1130 8 9 740 31.7 480 20 70 179 24 16 7.5 5.9 255 388 -123 -72 比較例
7 A 200 1020 980 1 11 840 1.5 430 20 67 116 6 11 8.7 6.1 240 373 -118 -44 比較例
8 A 200 1200 1130 6 13 700 111.3 460 20 55 168 46 24 6.6 5.8 329 555 -72 -34 比較例
9 A 200 1240 1160 2 12 870 57.0 380 20 56 170 31 40 6.1 3.4 285 403 -86 -20 比較例
10 B 200 1140 1070 3 12 750 57.0 490 20 63 156 35 74 8.1 4.6 313 461 -102 -58 發明例
11 C 200 1030 960 5 14 750 44.5 520 20 75 143 56 14 9.2 7.5 380 485 -128 -65 發明例
12 D 200 1160 1090 3 10 820 84.3 600 20 77 125 34 26 2.2 1.1 265 451 -111 -61 發明例
13 E 200 920 860 6 11 770 62.6 500 20 63 155 64 13 3.5 2.8 430 544 -107 -57 發明例
14 F 200 1170 1060 4 15 830 66.3 580 20 93 131 41 20 3.7 2.7 299 401 -137 -76 發明例
15 G 200 1040 970 1 11 850 87.4 580 20 92 127 38 25 1.5 1.2 265 417 -116 -61 發明例
16 H 200 1130 1080 3 15 840 63.6 490 25 65 133 57 51 12.4 5.5 278 406 -107 -60 發明例
17 I 200 1150 1090 3 12 760 71.8 590 25 81 146 41 12 1.3 1.0 378 499 -110 -59 發明例
18 J 200 1010 970 7 19 670 92.0 510 25 80 168 73 21 5.7 3.1 401 515 -118 -67 發明例
19 K 200 1040 990 4 14 810 81.3 460 25 68 124 48 16 19.2 5.1 322 437 -129 -76 發明例
20 L 200 980 940 1 18 780 68.9 490 25 65 139 71 52 4.7 3.6 391 465 -131 -60 發明例
21 M 200 1160 1110 4 11 710 52.4 590 25 90 181 48 69 8.9 7.2 365 481 -105 -56 發明例
22 N 200 1130 1070 10 16 690 94.6 490 20 74 190 66 71 5.2 3.3 337 389 -127 -69 比較例
23 O 200 1000 950 5 14 730 31.4 570 20 89 167 51 43 4.6 3.7 415 591 -93 -9 比較例
24 P 200 1000 960 2 14 770 82.3 420 20 67 155 75 50 9.7 8.7 417 498 -104 -21 比較例
25 Q 200 1010 950 7 19 750 62.8 410 25 62 184 84 83 6.7 5.8 297 393 -122 -70 比較例
26 R 200 1090 1020 4 18 760 63.5 450 25 69 165 57 37 11.7 10.3 389 497 -117 -11 比較例
註：下劃線表示不在本發明的範圍內。
[表2-2]
鋼板 No. 鋼種 鋼原材料厚度[mm] 加熱 熱軋 冷卻步驟    1/4位置處的微組織 1/4位置處的析出物 母材特性 HAZ特性 區分
加熱 溫度 [℃] 軋製 開始溫度 [℃] 850℃以下的壓下道次次數(次) 850℃以下的最高壓下率（%） 軋製 結束溫度 [℃] 冷卻 速度 [℃/s] 冷卻 結束溫度 [℃] 板厚[mm] 鐵氧體 體積率 [%] 鐵氧體 晶粒硬度 [HV] 相對於總鐵氧體的加工鐵氧體率 [%] 每一 mm 2的1.0 μm ～5.0 μm的複合硫化物數 每一 mm 2的100 nm以下的TiN數 (×10 7) 每一 mm 2的5 nm～50 nm的TiN數 (×10 7) YS [MPa] TS [MPa] vTrs [℃] vTrs [℃]
27    S 200 1140 1070 1 12 840 58.3 580 25 89 140 52 47 14.6 8.9 323 416 -91 -10 比較例
28 T 200 1070 1010 9 16 760 88.1 420 25 64 151 56 94 10.2 8.4 369 448 -142 -47 比較例
29 U 200 1020 960 8 15 720 52.4 480 25 73 161 67 29 2.7 1.7 391 497 -66 -38 比較例
30 V 200 1090 1020 2 11 780 50.4 510 20 77 132 33 37 9.4 7.4 326 464 -78 -34 比較例
31 W 200 1040 980 3 11 780 63.2 590 20 92 131 29 14 0.7 0.6 314 443 -125 -21 比較例
32 X 200 1030 960 5 15 770 69.7 490 25 73 170 48 74 20.3 10.2 318 416 -109 -52 比較例
33 Y 200 1100 1040 10 13 790 82.1 490 25 77 151 35 70 4.4 3.7 268 421 -120 -36 比較例
34 AA   200 1130 1080 4 15 700 54.7 500 25 82 184 52 16 6.6 3.4 344 437 -135 -14 比較例
35 AB 200 1030 1000 8 10 760 80.8 410 20 63 145 52 35 10.2 9.0 334 436 -111 -26 比較例
36 AC 200 1100 1030 11 12 680 64.2 540 20 90 179 52 14 12.3 7.4 325 423 -98 -17 比較例
37 AD 200 1050 990 5 14 870 68.1 570 25 96 131 7 123 6.5 4.6 272 400 -104 -42 比較例
38 AE 200 1130 1060 4 10 710 86.3 490 25 76 167 30 45 3.4 2.3 227 349 -131 -21 比較例
39 AF 200 1030 950 4 13 700 59.2 470 25 78 170 65 22 0.9 0.6 390 491 -119 -16 比較例
40 AG 200 1020 1000 5 17 860 80.0 510 25 85 128 9 24 4.1 3.1 299 457 -121 -37 比較例
41 AH 200 1070 990 2 10 720 72.5 540 25 62 123 48 60 10.0 5.5 253 443 -80 -15 比較例
42 AI 200 1140 1080 7 12 730 68.3 510 18 74 133 47 16 17.3 9.5 311 477 -113 -63 發明例
43 AJ 200 1090 990 7 14 780 84.5 440 18 65 151 59 41 3.6 3.0 354 520 -104 -66 發明例
44 AK 200 1070 950 6 14 690 33.4 570 18 78 149 41 31 6.9 6.3 324 503 -119 -74 發明例
45 AL 200 1230 1130 8 15 740 52.5 530 18 77 167 39 59 2.7 1.7 364 416 -109 -71 發明例
46 AM 200 1180 1090 5 10 720 54.1 490 18 71 135 45 23 18.6 13.0 302 485 -114 -65 發明例
47 AN 200 1030 970 6 11 660 81.7 420 18 65 164 91 47 8.6 4.9 298 631 -108 -70 發明例
48 AO 200 1200 1000 8 11 740 24.8 570 18 83 157 55 19 9.9 7.8 329 568 -127 -53 比較例
49 AP 200 1090 1030 4 15 670 44.5 450 15 71 182 88 62 20.2 9.4 341 490 -107 -58 發明例
50 AQ 200 1050 980 6 13 650 53.2 430 15 76 173 78 104 7.5 6.1 387 524 -102 -56 發明例
51 AR 200 1130 1100 5 12 730 73.7 510 15 68 140 64 55 19.7 10.1 362 503 -115 -57 發明例
註：下劃線表示不在本發明的範圍內。 根據表2-1、表2-2，發明例中均獲得了良好的母材強度、韌性及焊接熱影響部韌性。另一方面，與比較例相當的鋼板No.4～No.9、No.22～No.41、No.48的焊接熱影響部的韌性差，亦有母材的強度或韌性差者。No.4～No.9是組織脫離本發明的範圍者，No.22～No.41、No.48是（1）式～（3）式的值及C、Si、Mn、Al、Ti、N、P、S、Ca、O等各成分含量中的任意一個脫離本發明的範圍者。

Claims (4)

  1. 一種高熱輸入焊接用鋼板，含有如下的成分組成： 以質量%計，含有 C：0.03%以上且0.15%以下， Si：0.05%以上且0.25%以下， Mn：1.00%以上且2.00%以下， Al：0.005%以上且0.10%以下， Ti：0.004%以上且0.030%以下， N：0.0036%以上且0.0100%以下， P：0.030%以下， S：0.0005%以上且0.0030%以下， Ca：0.0005%以上且0.0030%以下， O：0.0040%以下， 並且Ca、O、S滿足下述（1）式， 並且C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V滿足下述（2）式， 並且Ti、N滿足下述（3）式， 剩餘部分為Fe及不可避免的雜質， 鋼板的板厚1/4位置處的鐵氧體以體積分率計為60%以上，所述鐵氧體中受到加工的鐵氧體的體積分率為30%以上且95%以下，並且鐵氧體晶粒單體的硬度以維氏硬度計為120以上， 0.2≦（Ca-（0.18+130×Ca）×O）/1.25/S≦0.8 ･･･（1） 其中，Ca、O、S表示各元素的含量（質量%），不含有的元素設為0， 0.30≦C+Mn/6+（Ni+Cu）/15+（Cr+Mo+V）/5≦0.36 ･･･（2） 其中，C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V表示各元素的含量（質量%），不含有的元素設為0， 1.5≦Ti/N≦3.5 ･･･（3） 其中，Ti、N表示各元素的含量（質量%），不含有的元素設為0。
  2. 如請求項1所述的高熱輸入焊接用鋼板，其中成分組成以質量%計更含有選自： Cu：0.01%以上且2.00%以下， Ni：0.01%以上且2.00%以下， Cr：0.01%以上且1.00%以下， Mo：0.01%以上且1.00%以下， V：0.01%以上且1.00%以下， W：0.01%以上且1.00%以下， Co：0.01%以上且1.00%以下， Nb：0.005%以上且0.100%以下，及 B：0.0001%以上且0.0100%以下 中的一種以上。
  3. 一種高熱輸入焊接用鋼板的製造方法，其中， 鋼原材料具有如下成分組成， 以質量%計，含有 C：0.03%以上且0.15%以下， Si：0.05%以上且0.25%以下， Mn：1.00%以上且2.00%以下， Al：0.005%以上且0.10%以下， Ti：0.004%以上且0.030%以下， N：0.0036%以上且0.0100%以下， P：0.030%以下， S：0.0005%以上且0.0030%以下， Ca：0.0005%以上且0.0030%以下， O：0.0040%以下， 並且Ca、O、S滿足（1）式， 並且C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V滿足（2）式， 並且Ti、N滿足（3）式， 剩餘部分為Fe及不可避免的雜質， 針對所述鋼原材料，在加熱至900℃以上且1250℃以下的溫度後，在鋼板的板厚1/4位置處為850℃以下，進行賦予一道次以上的每一道次的壓下率10%以上的壓下的熱軋，在鋼板的板厚1/4位置處所述熱軋的軋製結束溫度設為650℃以上，以在鋼板的板厚1/4位置處所述熱軋後的平均冷卻速度為10℃/s以上且100℃/s以下、鋼板的板厚1/4位置的溫度成為400℃以上且600℃以下的方式進行冷卻。
  4. 如請求項3所述的高熱輸入焊接用鋼板的製造方法，其中所述鋼原材料以質量%計更含有選自： Cu：0.01%以上且2.00%以下， Ni：0.01%以上且2.00%以下， Cr：0.01%以上且1.00%以下， Mo：0.01%以上且1.00%以下， V：0.01%以上且1.00%以下， W：0.01%以上且1.00%以下， Co：0.01%以上且1.00%以下， Nb：0.005%以上且0.100%以下，及 B：0.0001%以上且0.0100%以下 中的一種以上。
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