鋼板的制作方法
【專利摘要】本鋼板的A值為4.5％以下；Pcm值為0.25％以下；屈服強(qiáng)度為460N/mm2～580N/mm2，且抗拉強(qiáng)度為550N/mm2～670N/mm2；從表面起沿板厚方向?yàn)榘搴竦?/8位置即1/8t部的硬度、與從所述表面起沿所述板厚方向?yàn)樗霭搴竦?/2位置即1/2t部的硬度的差，以維氏硬度計(jì)為20以下，在所述1/8t部的平均晶體粒徑為35μm以下。
【專利說明】鋼板

【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及一種高強(qiáng)度厚鋼板，該鋼板是具有適合應(yīng)用于建筑物、建筑機(jī)械、海洋 結(jié)構(gòu)物、船舶用大型起重機(jī)、土木結(jié)構(gòu)物等的焊接結(jié)構(gòu)物的強(qiáng)度即屈服強(qiáng)度為460N/mm 2? 580N/mm2、抗拉強(qiáng)度為550N/mm2?670N/mm 2的強(qiáng)度，并且，沿板厚方向具有均一特性，焊接 性、母材韌性和焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異，適合于80mm以上的板厚的鋼板。

【背景技術(shù)】
[0002] 近年來，在建筑物、建筑機(jī)械、海洋構(gòu)造物、船舶用大型起重機(jī)、土木結(jié)構(gòu)物等的焊 接結(jié)構(gòu)物方面，隨著結(jié)構(gòu)物的大型化，高強(qiáng)度厚鋼板的應(yīng)用不斷進(jìn)展。
[0003] 將高強(qiáng)度厚鋼板應(yīng)用于大型結(jié)構(gòu)物的情況下，在板厚方向的強(qiáng)度差和韌性差，在 構(gòu)建、設(shè)計(jì)復(fù)雜的焊接結(jié)構(gòu)物方面，預(yù)測(cè)其變形行為、斷裂行為而構(gòu)建高度且合理的安全性 時(shí)并不合適。因此，需求沿板厚方向具有均一特性的高強(qiáng)度厚鋼板。
[0004] 高強(qiáng)度厚鋼板，在大型海洋結(jié)構(gòu)物、大型起重機(jī)等中，大多被使用在要求高度安全 性的部位。結(jié)構(gòu)物的斷裂中最擔(dān)心的是，從焊接缺陷等的焊接接縫部發(fā)生脆性斷裂。因此 大多情況下，為了防止缺陷的發(fā)生而在焊接部需求優(yōu)異的焊接性，并且對(duì)于脆性斷裂需求 高的焊接熱影響區(qū)韌性（以下記為HAZ韌性）。
[0005] 特別是板厚為80mm以上的高強(qiáng)度厚鋼板，通常以賦予規(guī)定強(qiáng)度直到板厚中心部 為目的，適量添加提高淬透性的C、Mn、Cr、Mo、V等合金元素，通過淬火和回火處理來制造。 眾所周知的是在淬火處理時(shí)，由于在板厚方向的冷卻速度的差，導(dǎo)致從表層到板厚中心部 的強(qiáng)度、韌性根據(jù)板厚方向深度而變化。另外，如果板厚變厚，則不僅是淬火處理時(shí)的冷卻 速度的差，在淬火處理的加熱時(shí)，表層和板厚中心部的加熱速度的差也增大。在鋼板的表層 部，與板厚中心部相比在高溫下保持的時(shí)間增長，與板厚中心部相比晶粒容易變得粗大。如 果在表層附近和板厚中心部的晶粒產(chǎn)生差異，則有時(shí)以強(qiáng)度為首的材質(zhì)會(huì)產(chǎn)生差異。
[0006] -般在許多鋼材標(biāo)準(zhǔn)中，從鋼板表面沿板厚方向?yàn)榘搴竦?/4位置、換言之即從 鋼板表面起在板厚方向上向板厚的中心部推進(jìn)板厚的1/4的位置（以下為l/4t部）的特 性被加以規(guī)定。但是，如果在海洋結(jié)構(gòu)物等中板厚增厚、并且針對(duì)斷裂要求高度安全性，則 在從鋼板表面向板厚中心部方向?yàn)榘搴竦?/2位置（以下為l/2t部）也需要穩(wěn)定的高特 性。
[0007] 從以上的觀點(diǎn)出發(fā)，作為適用于今后的大型結(jié)構(gòu)物的高強(qiáng)度厚鋼板，不僅焊接性 優(yōu)異、母材韌性和焊接熱影響區(qū)韌性高，排除了高強(qiáng)度厚鋼板特有的板厚方向的不均勻性 也是重要的。由大量研究已明確，焊接性取決于合金組成，可以由例如Pcm值等的指標(biāo)來評(píng) 價(jià)。大多情況下，通過限制Cr、Mo等的淬透性高的合金元素的含量，并使Pcm值成為例如 0. 25%以下，能夠達(dá)成不需要預(yù)熱的良好焊接性。因此，在確保優(yōu)異的焊接性方面，如上所 述，極力不添加使淬透性上升的元素而確保強(qiáng)度是重要的。作為那樣的現(xiàn)有技術(shù)之一，以往 公開了含有大量Cu的高強(qiáng)度鋼板的發(fā)明。
[0008] 例如，在專利文獻(xiàn)1和專利文獻(xiàn)2中，公開了涉及分別含有0.6%?1. 5%和 0. 5%?2. 0%的Cu的高強(qiáng)度鋼板的制造方法的發(fā)明。這些發(fā)明，在熱軋時(shí)實(shí)施控制軋制， 作為原則以伴隨軋制后的加速冷卻的熱加工控制的應(yīng)用為前提。因此，專利文獻(xiàn)1和2所 公開的制造方法，不適合以80mm以上為對(duì)象的高強(qiáng)度厚鋼板的制造。并且，擔(dān)心在采用這 些制造方法的情況下，由于通過控制軋制等的效果而使板厚表層部附近和中心部的微觀結(jié) 構(gòu)等變大，因此必然會(huì)使板厚方向的特性發(fā)生大的變化。
[0009] 在專利文獻(xiàn)3中，公開了含有0.5%?4.0%的Cu、拉伸特性優(yōu)異且抗拉強(qiáng)度為 686MPa以上的高韌性高強(qiáng)度鋼（高張力鋼板）的制造方法。在專利文獻(xiàn)3中作為對(duì)象的是 抗拉強(qiáng)度為超過本發(fā)明設(shè)想的686MPa以上的高強(qiáng)度鋼，是允許添加Cr、Mo、V等的合金元素 的淬透性高的高強(qiáng)度鋼。因此，專利文獻(xiàn)3中記載的制造方法，由于對(duì)板厚方向的材質(zhì)均一 性的擔(dān)憂，因此不能作為用于解決在本發(fā)明中的目標(biāo)課題的手段而采用。
[0010] 在專利文獻(xiàn)4中，公開了含有0.8%?1.5%的Cu、焊接部韌性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼板。 該高強(qiáng)度鋼板，雖然添加有Cu和Ni，但板厚的設(shè)想由文獻(xiàn)4的實(shí)施例可知為77mm，與適合 于80mm以上的板厚的本發(fā)明意圖不同。另外，專利文獻(xiàn)4中明確記載了，在高強(qiáng)度鋼板的 制造中，在限制900°C以下的總壓下量的狀態(tài)下進(jìn)行軋制，并在軋制后進(jìn)行直接水冷處理。 因此，對(duì)于板厚方向的材質(zhì)均一性有很大的擔(dān)憂。另外，雖然規(guī)定N/A1比為0. 3?3. 0的 范圍，但如實(shí)施例所公開的那樣，A1的含量為0.013%以下。其結(jié)果，擔(dān)心通常的由A1引起 的脫氧無法進(jìn)行，與以往的一般的制造方法稍有背離，穩(wěn)定性欠佳，成本增高。
[0011]在專利文獻(xiàn)5、專利文獻(xiàn)6和專利文獻(xiàn)7中，都對(duì)于含有0. 2%?2. 0%的Cu的低 溫韌性優(yōu)異的高熱輸入焊接用鋼的制造方法進(jìn)行了公開。這些鋼板的特征是控制S含量為 0.003%?0.008%。通過添加S，使S含量成為上述的范圍，在鋼中析出微細(xì)的MnS，得到對(duì) 于高熱輸入焊接優(yōu)異的HAZ韌性。這些技術(shù)，雖然對(duì)于高熱輸入焊接有一定的效果，但作為 對(duì)象的板厚為32_左右的薄料，與本發(fā)明的意圖大不相同。并且S的添加，特別是在高強(qiáng) 度厚鋼板中，會(huì)促進(jìn)對(duì)韌性造成不利影響的可能性高的MnS夾雜物的生成。因此，專利文獻(xiàn) 5?7所公開的技術(shù)，如果以高強(qiáng)度厚鋼板的制造為前提則不是合適的方法。
[0012] 在專利文獻(xiàn)8中，公開了含有0. 70%?1. 75%的Cu、CT0D特性優(yōu)異的高強(qiáng)度厚鋼 板。但是，這些鋼板的強(qiáng)度等級(jí)為780MPa級(jí)（抗拉強(qiáng)度為780MPa以上），與本發(fā)明意圖的 強(qiáng)度明顯不同。并且，這些鋼板含有0. 005%?0. 0015%的B，因此板厚表層部附近的硬度 上升變得極大。因此，推定在專利文獻(xiàn)8所公開的鋼板中，板厚方向的強(qiáng)度差大。并且，這 些鋼板，A1的含量極少、為0.01%以下，通常的由A1引起的脫氧無法進(jìn)行。因此，與以往的 一般的制造方法稍有背離，穩(wěn)定性相關(guān)的成本高等，不適合用于解決本發(fā)明的課題。
[0013] 如上所述，添加Cu是一直以來大多數(shù)發(fā)明所應(yīng)用的技術(shù)。但是，沒有針對(duì)例如超 過80mm的高強(qiáng)度厚鋼板，即使不實(shí)質(zhì)地含有Cr、Mo、V等合金元素也能夠確保板厚方向的材 質(zhì)均一性的現(xiàn)有技術(shù)。
[0014] 在先技術(shù)文獻(xiàn)
[0015] 專利文獻(xiàn)1:日本國特公平7-81164號(hào)公報(bào)
[0016] 專利文獻(xiàn)2 :日本國特開平5-179344號(hào)公報(bào)
[0017] 專利文獻(xiàn)3 :日本國特開平5-186820號(hào)公報(bào)
[0018] 專利文獻(xiàn)4 :日本國專利第4432905號(hào)公報(bào)
[0019] 專利文獻(xiàn)5 :日本國特開平2-254118號(hào)公報(bào)
[0020] 專利文獻(xiàn)6 :日本國特開平2-250917號(hào)公報(bào)
[0021] 專利文獻(xiàn)7 :日本國特開平3-264614號(hào)公報(bào)
[0022] 專利文獻(xiàn)8 :日本國特開2001-335884號(hào)公報(bào)


【發(fā)明內(nèi)容】

[0023] 本發(fā)明提供一種高強(qiáng)度厚鋼板，是在以往的發(fā)明中不能達(dá)成的、具有屈服強(qiáng)度為 460N/mm 2?580N/mm2、抗拉強(qiáng)度為550N/mm2?670N/mm2的、例如80mm以上的高強(qiáng)度厚鋼 板，其在板厚方向具有均一特性，焊接性、母材韌性和HAZ韌性優(yōu)異。
[0024] 本發(fā)明人對(duì)于高強(qiáng)度厚鋼板的制造方法反復(fù)進(jìn)行了多次實(shí)驗(yàn)。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，為了 確保母材的高焊接性和HAZ韌性，重要的是將Pcm值控制在0.25%以下的范圍，且實(shí)質(zhì)上不 含有淬透性高的Cr、Mo、V和B。再者，在本發(fā)明中，高的焊接性表示在實(shí)際的焊接中即使在 〇°C也不發(fā)生焊接裂紋。該情況下，在焊接時(shí)不需要預(yù)熱。
[0025] 并且，認(rèn)識(shí)到為了確保去應(yīng)力退火后的特性、HAZ韌性，含有高濃度的Cu的同時(shí)還 含有高濃度的Ni是有效的。進(jìn)而，發(fā)現(xiàn)為了形成具有板厚方向的材質(zhì)均一性的高強(qiáng)度厚 鋼板，將Cu、Ni的含量限制為特定的高濃度范圍后，不應(yīng)用作為以往添加Cu的鋼的主流的 TMCP處理（Thermo Mechanical Control Process)，而應(yīng)用淬火和回火處理是有效的。
[0026] 圖1是表示含有1. 15%的Cu、且含有1.81 %或3.22%的Ni的2種板厚為110mm 的鋼板中的、淬火和回火處理后的板厚方向的截面硬度分布的圖。一般地高強(qiáng)度厚鋼板的 板厚方向截面硬度，顯示從內(nèi)部向表層部附近硬度上升的傾向，使淬透性提高的合金元素 的含量越多，其程度越顯著。由圖1可知，與含有1.81%的Ni的鋼（Ni含量為1.81%的 鋼）相比，含有3. 22%的Ni的鋼的情況下，從表層部到板厚內(nèi)部硬度高的范圍擴(kuò)大，從鋼板 表面沿板厚方向?yàn)榘搴竦?/8位置（以下為l/8t部）的維氏硬度與l/2t部的維氏硬度的 差（AHv)為38。含有3.22%的Ni的鋼的AHv，與含有1.81%的Ni的鋼相比明顯顯示出 高的值。在此，所謂鋼板的表面并不意味著軋制時(shí)的特定表面，而僅僅意味著鋼板的某一側(cè) 的表面。
[0027] 如上所述，A Hv依賴于合金元素的含量。實(shí)驗(yàn)求出A Hv與合金元素的含量的關(guān) 系的結(jié)果示于圖2。圖2是表示在使Cu和Ni的含量變化的板厚為100mm的鋼板中，鋼板的 l/8t部的硬度與l/2t部的硬度的差即AHv的圖。圖中的圓中的數(shù)字是AHv。測(cè)定鋼板 的板厚方向截面的硬度的情況下，在板厚的中心部附近，根據(jù)鑄片的狀態(tài)，有時(shí)出現(xiàn)由中心 偏析導(dǎo)致的局部性地硬度高的區(qū)域。認(rèn)為這樣的局部性地硬度高的區(qū)域（局部的硬化部）， 相對(duì)于高強(qiáng)度厚鋼板的板厚整體是極其微小的區(qū)域，因此幾乎不對(duì)鋼的強(qiáng)度造成影響。因 此，在測(cè)定鋼板的截面硬度分布的情況下，優(yōu)選將上述那樣的局部的硬化部的數(shù)據(jù)除外。由 該圖2可知，在Cu含量和Ni含量的合計(jì)即A值（A = Cu+Ni)、與AHv之間具有相關(guān)性，如 果A值超過4. 5%，則AHv超過20。并且，可知有可能即使Cu含量為1.5%以下的低的值， 如果Ni含量超過3.0%，則AHv仍然超過20。另一方面，對(duì)于A值的下限值，并不特別設(shè) 置限制。但是，從后述的HAZ韌性和強(qiáng)度的確保的觀點(diǎn)出發(fā)，對(duì)于Ni含量和Cu含量，分別 以1. 2%和0. 7%為下限。因此，A值的下限值，即Cu含量和Ni含量的各自的下限值的合 計(jì)優(yōu)選為1.9%。
[0028] 并且，本發(fā)明人為了調(diào)查Cu含量和Ni含量對(duì)本發(fā)明的一大要素即HAZ韌性 (vE(HAZ))造成的影響，進(jìn)行了模擬-40°C時(shí)的熱焊接影響部的沖擊試驗(yàn)。其結(jié)果示于圖3。 在通常的大型結(jié)構(gòu)物中，如果-40°C時(shí)的夏比吸收能為42J以上，則能夠阻止脆性斷裂的發(fā) 生。因此，將-40°C的夏比吸收能是否為42J以上作為合格與否的判定標(biāo)準(zhǔn)。圖3的圖中的 圓中的數(shù)值是-40°C的夏比吸收能。由圖3可知，為了通過Ni含量的增加使鋼材的韌性大 大改善，確保以如后述那樣的沖擊試驗(yàn)值計(jì)為42J以上，需要1. 2%以上的Ni含量。但是， 也明確了如果Cu含量超過2. 5%，則即使Ni含量為1. 2%以上韌性也會(huì)降低。
[0029] 如上所述，HAZ韌性被合金組成（合金成分的含量）強(qiáng)烈影響。另一方面，對(duì)于母 材的韌性，除了合金組成以外，也需要考慮顯微組織、具體為晶體粒徑進(jìn)行研討。特別是對(duì) 超過80_的高強(qiáng)度厚鋼板的各個(gè)板厚位置，需要研討晶體粒徑變得如何。在本發(fā)明中所 設(shè)想的抗拉強(qiáng)度為550N/mm 2?670N/mm2的鋼中，一般而言顯微組織成為鐵素體和貝氏體 混合存在的組織。因此，根據(jù)以往所實(shí)施的使用光學(xué)顯微鏡的顯微組織觀察來評(píng)價(jià)晶體粒 徑是不容易的。因此，在本發(fā)明中，采用晶體取向分析所常用的EBSD法（電子背散射衍射 圖案分析法），將由具有其晶體取向差為30°以上的角度的晶界包圍的區(qū)域定義為晶粒， 將該晶粒的當(dāng)量圓粒徑定義為晶體粒徑。并且，算出所測(cè)定的晶體粒徑的頻率分布，將從 細(xì)粒側(cè)的累積頻率成為70%的晶體粒徑定義為平均晶體粒徑。實(shí)際測(cè)定的例子示于圖4。 圖 4 是表示具有 0? 08% C-0. 15% Si-1. 51% Mn-0. 008% P-0. 0010% S-1. 15% Cu-1. 23% Ni-0. 012% Ti-0. 012% Nb-0. 035% Al-0. 0039% N作為成分的鋼的、相對(duì)于晶體粒徑的累 積頻率（％)的圖。在求算累積頻率時(shí)，首先，對(duì)以上述成分熔煉的鋼實(shí)施熱軋，使板厚成 為140mm，在熱軋后進(jìn)行淬火回火。并且，求出淬火回火后的鋼板的鋼板表層部（即表面部 或最表層）、l/8t部、2/8t部（l/4t部）和3/8t部的各板厚位置的晶體粒徑，得到相對(duì)于晶 體粒徑的累積頻率（％ )。與累積頻率為70%相對(duì)的晶體粒徑為平均晶體粒徑。由圖4可 知，在該實(shí)驗(yàn)結(jié)果中各板厚位置的平均晶體粒徑，根據(jù)鋼板的板厚方向的制取位置而變化， 大致在最表層和l/8t部為20 ii m以上，與此相對(duì)在2/8t部和3/8t部為15 ii m以下。
[0030] 并且，本發(fā)明人關(guān)于韌性相對(duì)于如上述那樣定義的晶粒如何變化進(jìn)行了調(diào)查。在 圖 5 中，表示了之前示出的以 0? 08%C-0. 15% Si-1. 51%Mn-0. 008%P-0. 0010% S-1. 15% Cu-1. 23% Ni-0. 012% Ti-0. 012% Nb-0. 035% Al-0. 0039% N 為成分的板厚 140mm 的淬火 回火鋼的、晶體粒徑與在使試驗(yàn)溫度以20°C間隔變化的狀態(tài)下實(shí)施的夏比試驗(yàn)中所得到的 韌性的關(guān)系。作為韌性的指標(biāo)，使用在夏比試驗(yàn)中所得到的斷裂面轉(zhuǎn)變溫度（vTrs)。在此， vTrs是通過試驗(yàn)片的斷裂面的特征識(shí)別延性斷裂面和脆性斷裂面，測(cè)定脆性斷裂面相對(duì)于 整個(gè)斷裂面的面積的面積率，求出該脆性斷裂面的面積率與試驗(yàn)溫度的關(guān)系時(shí)的表示脆性 斷裂面的面積率為50%的溫度。vTrs的值越小表示韌性越好。再者，夏比試驗(yàn)片的制取位 置是與測(cè)定晶體粒徑的部位相同的位置，制取方向相對(duì)于軋制方向?yàn)橹苯欠较颉?br> [0031] 在圖5中，縱軸為vTrs(韌性）、橫軸的cf1/2為平均晶體粒徑的平方根的倒數(shù)。在 該圖中，橫軸的cf1/2X 100的值越大表示晶體粒徑越細(xì)。
[0032] 由圖5可明確看出，vTrs和cf1/2為大致直線的相關(guān)關(guān)系。這相當(dāng)于一直以來被稱 為霍爾-佩奇關(guān)系的關(guān)系。再者，可知縱軸的vTrs也受到成分系統(tǒng)影響，特別是如果Ni含 量增加則韌性提高。圖5是Ni含量為1. 23%的情況，該Ni量接近為了謀求HAZ韌性的提 高而需要的Ni量的下限值即1. 2%。因此，如果使用圖5則在對(duì)韌性造成的影響最大的合 金成分即Ni的含量接近本發(fā)明范圍的下限值的情況下，能夠預(yù)測(cè)需要何種程度的晶體粒 徑。以下，進(jìn)行詳細(xì)說明。
[0033]通常的大型結(jié)構(gòu)物的斷裂從焊接接縫部產(chǎn)生，因此作為鋼材而言HAZ韌性是重要 的。但是，為了更加提高結(jié)構(gòu)物的安全性，不僅是HAZ韌性，在母材（不受到焊接熱影響的 部分）中也需要高的韌性。一般地，設(shè)想脆性斷裂由于焊接缺陷等而發(fā)生的情況，在這些缺 陷的大多數(shù)不是存在于容易發(fā)現(xiàn)的表面的缺陷、而是存在于鋼板內(nèi)部的缺陷的情況下，對(duì) 脆性斷裂造成最大的影響。這是由于鋼板內(nèi)部的缺陷被發(fā)現(xiàn)的可能性低，同時(shí)取決于作用 應(yīng)力狀態(tài)，設(shè)想會(huì)成為對(duì)于裂紋的進(jìn)展最嚴(yán)重的應(yīng)力狀態(tài)。
[0034]設(shè)想從焊接部的缺陷的斷裂的情況下，萬一產(chǎn)生了脆性裂紋，為了在母材將其阻 止，必須使缺陷附近的母材韌性高。設(shè)想成為這樣嚴(yán)苛的應(yīng)力狀態(tài)的主要是鋼板的內(nèi)部側(cè) 即l/8t部?7/8t部的區(qū)域。因此，對(duì)于母材所需要的韌性，與板厚的表層附近相比倒不如 更應(yīng)該在比l/8t部更接近鋼板中心的內(nèi)部側(cè)進(jìn)行規(guī)定。
[0035] 出于以上的理由，作為一般所要求的-40°C時(shí)的夏比的吸收能（vE-40)而要求的 42J以上的能量值，在從鋼板表面起比l/8t部靠鋼板的內(nèi)側(cè)是必要的。因此，在本發(fā)明中， 規(guī)定比l/8t部靠?jī)?nèi)部側(cè)的晶體粒徑。
[0036] 那么，如果由以往的鋼板中所得到的過渡曲線來考慮，則為了滿足-40°C時(shí)的吸收 能為42J，需要使vTrs為-10°C以下。
[0037] 從圖5來看，與vTrs為-10°C (圖中的虛線）相當(dāng)?shù)钠骄w粒徑為35 ii m。因 此，可知如果平均晶體粒徑為35iim以下，則能夠滿足vTrs彡-10°C。圖5中的各點(diǎn)是從 由0內(nèi)的表示所示出的板厚位置制取的。如上所述，認(rèn)為鋼板表層部不太影響實(shí)際結(jié)構(gòu)物 的斷裂，因此在本發(fā)明中，規(guī)定除了從最表層部到l/8t部的區(qū)域以外的位置的平均晶體粒 徑。由于厚鋼板長時(shí)間被保持在熱處理爐內(nèi)，因此鋼板表層部側(cè)與板厚中心部相比有晶體 粒徑變粗大的傾向。因此，特別是使板厚的l/8t部的平均晶體粒徑成為35 y m以下是重要 的。并且，通過使板厚的3/8t部的平均晶體粒徑成為35 y m以下，使板厚的l/8t部和3/8t 部?jī)煞降钠骄w粒徑成為35 y m以下也沒有問題。
[0038]再者，如上述那樣平均晶體粒徑越細(xì)小，韌性越提高，但成為細(xì)粒是不容易的。因 此，可以將平均晶體粒徑的下限值設(shè)為511111、1〇11111或1511111。
[0039] 為了使鋼結(jié)構(gòu)物的安全性提高，考慮應(yīng)變時(shí)效等，認(rèn)為對(duì)于母材需要更高的韌性。 特別是在應(yīng)變時(shí)效的情況下，通過發(fā)明人的研討，明確了在冷態(tài)下賦予5%程度的應(yīng)變，然 后在250°C (保持2小時(shí)）實(shí)施時(shí)效處理的情況下，夏比轉(zhuǎn)變溫度上升至-15°C左右。因此， 考慮應(yīng)變時(shí)效進(jìn)一步要求高的韌性的情況下，vTrs優(yōu)選進(jìn)一步低15°C的_25°C以下。因此， 同樣由圖5可知，使板厚的l/8t部的平均晶體粒徑成為25 以下即可。即，根據(jù)與上述 同樣的理由，也可以使板厚的3/8t部的平均晶體粒徑成為25 y m以下。
[0040]再者，鋼板的表層附近與鋼板內(nèi)部相比淬火時(shí)的冷卻速度升高，因此容易得到充 分的淬火組織，另外有強(qiáng)度升高的傾向。因此，不能說表層附近的韌性一定比鋼板內(nèi)部（例 如l/4t部）高。但是，如上所述，考慮作為結(jié)構(gòu)物的對(duì)于脆性斷裂的安全性的情況下，在不 發(fā)生極端的彎曲變形的條件下，容易發(fā)現(xiàn)焊接缺陷等的潛在裂紋，并且與拘束力低的表層 附近相比，板厚內(nèi)部（比l/8t靠?jī)?nèi)部）對(duì)于脆性裂紋的產(chǎn)生有更嚴(yán)重的傾向。因此，在本 發(fā)明中，認(rèn)為只要考慮比l/8t靠?jī)?nèi)部的韌性，對(duì)于確保結(jié)構(gòu)物的安全性就是充分的，規(guī)定 了比l/8t靠?jī)?nèi)部的平均晶體粒徑。
[0041] 基于以上那樣的技術(shù)而制造的鋼板，確保其板厚方向的均勻性，并且顯示出優(yōu)異 的焊接性、母材韌性和焊接熱影響區(qū)韌性。特別是在板厚為80mm以上的鋼板中該效果大。 但是，在板厚超過200_的鋼板中，板厚中心部的冷卻速度明顯下降，導(dǎo)致顯微組織的粗大 化，由此無法滿足規(guī)定的強(qiáng)度和韌性的可能性高。因此，通過本發(fā)明而制造的鋼板的板厚可 以為200mm以下。根據(jù)需要，可以將板厚的上限設(shè)為175mm、150mm或125mm?？梢詫搴竦?下限設(shè)為90mm或100mm。
[0042] 這樣，本發(fā)明是以特別規(guī)定以下條件為基礎(chǔ)而構(gòu)成的：即相對(duì)于以往含有許多 Cr、Mo等合金兀素的例如80mm以上的商強(qiáng)度厚鋼板，能夠制造實(shí)質(zhì)上不含有這些兀素、并 適當(dāng)?shù)乜刂艭u和Ni的含量由此在板厚方向均勻、且焊接性和母材韌性以及HAZ韌性優(yōu)異 的鋼的條件。
[0043] (1)即，本發(fā)明的一方式涉及的鋼板，化學(xué)組成以質(zhì)量％計(jì)，C:0. 03%?0.12%、 Si :0? 05 % ?0? 30 %、Mn : 1. 20 % ?1. 65 %、Cu :0? 7 % ?2. 5 %、Ni : 1. 2 % ?3. 0 %、Nb : 0. 005 % ?0. 030 %、Ti :0. 005 % ?0. 030 %、A1 :0. 015 % ?0. 065 %、N :0. 0020 % ? 0? 0060 %、Mo :0 % ?0? 04 %、Cr :0 % ?0? 08 %、V :0 % ?0? 01 %、B :0 % ?0? 0005 %、 P :0? 010% 以下、S :0? 002% 以下、Ca :0% ?0? 0030%、Mg :0% ?0? 0030%、REM :0% ? 0. 0030%、余量：Fe和雜質(zhì)；由下述（a)式表示的A值為4. 5%以下；由下述（b)式表示的 Pcm值為0. 25%以下；屈服強(qiáng)度為460N/mm2?580N/mm2、且抗拉強(qiáng)度為550N/mm 2?670N/ _2 ;從表面起沿板厚方向?yàn)榘搴竦?/8位置即l/8t部的硬度、與從所述表面起沿所述板厚 方向?yàn)樗霭搴竦?/2位置即l/2t部的硬度的差，以維氏硬度計(jì)為20以下；進(jìn)行采用電子 束背散射衍射圖案分析法的晶體取向分析，將由晶體取向差為30°以上的晶界包圍的區(qū)域 定義為晶粒，將所述晶粒的當(dāng)量圓粒徑定義為晶體粒徑，將算出了所述晶體粒徑的頻率分 布的情況下的累積頻率從細(xì)粒側(cè)起成為70%的所述晶體粒徑定義為平均晶體粒徑時(shí)，在所 述l/8t部的所述平均晶體粒徑為35 y m以下。
[0044] A = Cu+Ni... (a)
[0045] Pcm = C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5XB- (b)
[0046] 在此，(：、51、]?11、(：11、附、0、]\1〇、￥和8為各元素的含量，其單位為質(zhì)量％。
[0047] (2)在上述（1)所述的鋼板中，從所述鋼板的所述表面起沿板厚方向?yàn)樗霭搴?的3/8位置即3/8t部的所述平均晶體粒徑可以為35 y m以下。
[0048] (3)在上述（1)所述的鋼板中，所述l/8t部的所述平均晶體粒徑可以為25pm以 下。
[0049] (4)在上述（3)所述的鋼板中，從所述鋼板的所述表面起沿所述板厚方向?yàn)樗?板厚的3/8位置即3/8t部的所述平均晶體粒徑可以為25 y m以下。
[0050] (5)在上述（1)?⑷的任一項(xiàng)所述的鋼板中，所述鋼板的所述板厚可以為80mm 以上。
[0051] 根據(jù)本發(fā)明，能夠提供板厚方向的母材材質(zhì)的均勻性優(yōu)異，且焊接性、母材韌性、 和HAZ韌性優(yōu)異的高強(qiáng)度厚鋼板。

【專利附圖】

【附圖說明】
[0052] 圖1是表示對(duì)以0? 12% C-0. 08% Si-1. 45% Mn-1. 15% Cu為基本的成分系統(tǒng)、Ni 含量為1.81 %或3. 22%、其它成分全都在本實(shí)施方式的范圍內(nèi)的板厚為110mm的2種鋼 板，測(cè)定淬火和回火后的鋼板的板厚方向截面的硬度分布的結(jié)果的圖。
[0053] 圖2是對(duì)以0. 13% C-0. 12% Si-1. 55 % Mn為基本的成分系統(tǒng)、并且Cu含量為 0.3%?3.6%、Ni含量為0.57%?3. 5%、其它成分系統(tǒng)在本實(shí)施方式的范圍內(nèi)的、在熱軋 后進(jìn)行了淬火和回火處理的板厚為100mm的鋼板，求出距表層為12. 5mm(l/8t部）的硬度、 與l/2t部的硬度的差（Hv :98N)，表示出Cu和Ni量的影響的圖。
[0054]圖 3 是表示對(duì)以 0? 13% C-0. 12% Si-1. 55% Mn-0. 012% Ti-0. 013% Nb 為基本 成分系統(tǒng)、Cu含量為0. 3%?3. 6%、Ni含量為0. 57%?3. 5%、其它成分在本實(shí)施方式的 范圍內(nèi)的、板厚為100mm的淬火和回火處理鋼的l/2t部，給予相當(dāng)于焊接時(shí)受到的熱輸入 (3. 5kJ/mm)的焊接熱循環(huán)，然后實(shí)施-40°C的沖擊試驗(yàn)時(shí)的夏比吸收能（J)、與Cu和Ni含 量的關(guān)系的圖。
[0055]圖 4 是表示具有 0? 08 % C-0. 15 % Si-1. 51 % Mn-0. 008 % P-0. 0010 % S-1. 15 % Cu-1. 23% Ni-0. 012% Ti-0. 012% Nb-0. 035% Al-0. 0039% N 的成分的板厚為 140mm 的鋼 板，在洋火回火后的板厚最表層部、l/8t部?3/8t部的各板厚位置的晶體粒徑與累積頻率 (%)的關(guān)系的圖。
[0056] 圖5是表示出vTrs與各板厚位置的平均晶體粒徑的平方根的倒數(shù)的關(guān)系（霍 爾-佩奇關(guān)系）的圖，所述vTrs是通過使用具有0. 08% C-0. 15% Si-1. 51% Mn-0. 008% P-0. 0010% S-l. 15% Cu-1. 23% Ni-0. 012% Ti-0. 012% Nb-0. 035% Al-0. 0039% N 的成 分的板厚為140mm的鋼板，在淬火和回火處理后的、從板厚最表層部（以6mm下為試驗(yàn)片的 中心）和l/8t部?3/8t部的各板厚位置與軋制方向成直角地制取的試驗(yàn)片進(jìn)行試驗(yàn)而得 到的。
[0057]圖 6 是表示在以 0? 06 % C-0. 18 % Si-1. 35 % Mn-1. 05 % Cu-1. 35 % Ni-0. 013 % Ti-0. 015% Nb為基本成分系統(tǒng)、使Mo含量變化直到0. 12%為止的板厚為100mm的鋼板中， 以25kJ/mm的熱輸入實(shí)施多層焊接后，相對(duì)于焊接線成直角方向地制取整體厚度的CT0D 試驗(yàn)片，作為凹口位置，在焊接金屬與母材的烙合線（FL)和距FL為3mm的位置（FL+3mm), 在-10°C的試驗(yàn)溫度下每3根試驗(yàn)片實(shí)施CT0D試驗(yàn)時(shí)的臨界CT0D值（S c)的平均值與Mo 含量的關(guān)系的圖。
[0058]圖 7 是表示在以 0? 05 % ?0? 06 % C-0. 15 % ?0? 18 % Si-1. 30 % ?1. 35 % Mn-1. 05%?1. 10% Cu-1. 30%?1. 35% Ni-0. 012%?0. 013% Ti-0. 012%?0. 015% Nb 為基本成分系統(tǒng)、具有〇含量為0.05%?0.14%的成分、實(shí)施9001：的淬火和5801：的回 火后以25kJ/mm的熱輸入進(jìn)行多層焊接的板厚100mm的鋼板中，使用制取方向相對(duì)于焊接 線成直角方向且凹口位置為距焊接金屬和母材的焊接線（FL)為3mm的位置（FL+3mm)的整 體厚度的CT0D試驗(yàn)片，在-10°C的試驗(yàn)溫度下每3根試驗(yàn)片實(shí)施的CT0D試驗(yàn)中所得到的臨 界CT0D值（S c)的平均值與Cr的含量的關(guān)系的圖。
[0059]圖 8 是表示在以 0? 05 % ?0? 06 % C-0. 15 % ?0? 18 % Si-1. 30 % ?1. 35 % Mn-1. 05%?1. 10% Cu-1. 30%?1. 35% Ni-0. 012%?0. 013% Ti-0. 012%?0. 015% Nb 為基本成分系統(tǒng)、具有V含量為0. 005%?0. 05 %的成分、實(shí)施900°C的淬火和580°C的回 火后以25kJ/mm的熱輸入進(jìn)行多層焊接的板厚100mm的鋼板中，使用制取方向相對(duì)于焊接 線成直角方向且凹口位置距焊接金屬和母材的焊接線（FL)為3mm的位置（FL+3mm)的整體 厚度的CTOD試驗(yàn)片，在-10°C的試驗(yàn)溫度下每3根試驗(yàn)片實(shí)施的CTOD試驗(yàn)中所得到的臨界CT0D值（Sc)的平均值、與V的含量的關(guān)系的圖。
[0060]圖 9 是在具有 0.08% C-0. 15 % Si-1. 51 % Mn-0. 008 % P-0. 0010 % S-1. 15 % Cu-1. 23% Ni-0. 012% Ti-0. 012% Nb-0. 035% Al-0. 0039% N 的成分、并進(jìn)行了：在軋制、 保持溫度為450°C和550°C，使保持時(shí)間變化的預(yù)熱處理；在920°C保持120分鐘后進(jìn)行水 冷的淬火處理；以及在590°C保持100分鐘后進(jìn)行空冷的回火處理的板厚140mm的鋼板中， 表示出預(yù)熱處理的保持溫度與l/8t部的平均晶體粒徑的關(guān)系的圖。

【具體實(shí)施方式】
[0061] 以下，對(duì)本發(fā)明的一實(shí)施方式涉及的鋼板（本實(shí)施方式涉及的鋼板）進(jìn)行詳細(xì)說 明。
[0062] 首先，對(duì)本實(shí)施方式涉及的鋼板的化學(xué)組成的限定理由進(jìn)行說明。
[0063] C :0? 03%?0? 12%
[0064] C是使母材的強(qiáng)度提高的元素。為得到該效果，需要將C含量設(shè)為0.03%以上。為 了強(qiáng)度的提高，可以將C含量的下限設(shè)為0. 04%、0. 05%、0. 06%或0. 07%。另一方面，如 果C含量超過0. 12%，則通過淬透性的增加而使板厚方向的材質(zhì)均一性受損。另外，焊接部 的硬度上升的同時(shí)HAZ韌性下降。因此，將C含量的上限設(shè)為0.12%。為了 HAZ韌性的改 善，也可以將C含量的上限設(shè)為0. 11%、0. 10%、0. 09%或0. 08%。
[0065] Si :0? 05%?0? 30%
[0066] Si是對(duì)脫氧有效的元素，并且是使強(qiáng)度提高的元素。為得到該效果，需要將Si含 量設(shè)為0. 05%以上。為了強(qiáng)度的提高，也可以將Si含量的下限設(shè)為0. 06%、0. 08%、0. 10% 或0. 13%。另一方面，如果Si含量超過0. 30%，則HAZ韌性下降，因此將Si含量的上限設(shè) 為0. 30%。為了 HAZ韌性的提高，也可以將Si含量的上限設(shè)為0. 25%、0. 22%、0. 20%或 0? 18%。
[0067] Mn :1. 20% ?1. 65%
[0068] Mn是對(duì)脫氧有效的元素，并且是使強(qiáng)度提高的元素。為得到該效果，需要將Mn 含量設(shè)為1.20%以上。為了強(qiáng)度的提高，也可以將Mn含量的下限設(shè)為1.25 %、1.28%、 1. 30%、1. 33%、1. 35%或1. 37%。另一方面，如果Mn含量超過1. 65%，則通過淬透性的增 加而使板厚方向的材質(zhì)均一性受損，并且鑄片中的偏析變得明顯而使HAZ韌性下降。因此， 將Mn含量的上限設(shè)為1.65%。為了 HAZ韌性的提高，也可以將Mn含量的上限設(shè)為1.60%、 1. 58%、1. 55%、1. 52%、1. 50%或 1. 47%。
[0069] Cu:0.7%?2.5%
[0070] Cu是對(duì)于本實(shí)施方式涉及的鋼板而言主要的合金元素，是不損害焊接性和HAZ韌 性而使母材的強(qiáng)度提高的為數(shù)不多的元素。通過使Cu含量成為0. 7%以上而對(duì)強(qiáng)度的提高 有明顯的效果。因此，將Cu含量的下限設(shè)為0.7%。為了強(qiáng)度的提高，也可以將Cu含量的 下限設(shè)為0.75%、0.8%、0.85%、0.9%、0.95%、1.0%、1.05%或1.1%。另一方面，在〇1 含量超過2. 5%的情況下，導(dǎo)致淬透性的提高，擔(dān)心如圖3所示HAZ韌性下降。因此，將Cu 含量的上限設(shè)為2. 5%。為了 HAZ韌性的提高，也可以將Cu含量的上限設(shè)為2. 3%、2. 1%、 1. 9%、1. 7%、1. 6%、1. 5%或 1. 4%。
[0071] Ni:1.2%?3.0%
[0072] Ni也是對(duì)于本實(shí)施方式涉及的鋼板而言主要的合金元素，是對(duì)母材強(qiáng)度和韌性的 改善、以及HAZ韌性改善有效的元素。Ni含量，從HAZ韌性的觀點(diǎn)出發(fā)，如圖3所示，需要 1. 2%以上。為了上述的特性的改善，也可以將Ni含量的下限設(shè)為1. 25%、1. 3%、1. 35%、 1. 4%、1. 45%、1. 5%、1. 55%或1. 6%。另一方面，如果Ni含量超過3. 0%，則如圖2所示， 產(chǎn)生板厚方向的材質(zhì)差。因此，將Ni含量的上限限制為3.0%。為了使板厚方向的材質(zhì)差 更小，也可以將Ni含量的上限設(shè)為2. 8%、2. 6%、2. 4%、2. 2%、2. 0%、L 9%或1. 8%。
[0073] Nb:0.005%? 0.030%
[0074] Nb是使強(qiáng)度提高，并且對(duì)母材晶粒的細(xì)?；行У脑亍榈玫皆撔Ч?，需要使 Nb含量成為0. 005%以上。為了強(qiáng)度提高和晶粒的微細(xì)化，也可以將Nb含量的下限設(shè)為 0.007%、0.010%、0.012%、0.013%或0.015%。另一方面，如果恥含量超過 0.030%，則 HAZ韌性下降，因此將Nb含量的上限設(shè)為0. 030%。為了 HAZ韌性的提高，也可以將Nb含 量的上限設(shè)為 0. 027%、0. 025%、0. 022%或 0. 020%。
[0075] Ti:0.005%? 0.030%
[0076] Ti是形成氮化物有助于焊接熱影響區(qū)的晶粒細(xì)?；脑亍榈玫皆撔Ч?，需要 使Ti含量成為0. 005%以上。為了 HAZ韌性的提高，也可以將Ti含量的下限設(shè)為0. 007%、 0. 010%、或0. 012%。另一方面，如果Ti含量超過0. 030%，則氮化物粗大化，反而擔(dān)心導(dǎo) 致HAZ韌性的下降。因此，將Ti含量的上限設(shè)為0.030%。為了防止HAZ韌性的下降，也可 以將Ti含量的上限設(shè)為0. 025%、0. 020%、或0. 018%。
[0077] A1 :0? 015%?0? 065% 以下
[0078]A1是對(duì)脫氧有效的、并且形成氮化物對(duì)母材和HAZ晶粒的細(xì)?；行У脑亍?得到該效果，需要將A1含量設(shè)為0. 015%以上。為了母材和HAZ晶粒的細(xì)?；部梢詫?A1含量的下限設(shè)為0. 020%、0. 025%、0. 028%、0. 031%或0. 035%。另一方面，如果A1含 量超過0. 065%，則有形成粗大的氮化物使韌性下降的傾向。因此，將A1含量的上限設(shè)為 0. 065%。為防止韌性下降，也可以將A1的含量的上限設(shè)為0.060 %、0. 055 %、0. 052%、 0? 050%或 0? 048%。
[0079] N :0? 0020%?0? 0060%
[0080] N是與Ti、Al等的元素結(jié)合，形成氮化物的元素。從氮化物的形成的觀點(diǎn)出發(fā)，需 要將N含量設(shè)為0. 0020%以上。為了更確實(shí)地形成氮化物，也可以將N的含量的下限設(shè)為 0. 0024%或0. 0028%。另一方面，如果N含量超過0. 0060%，則HAZ韌性下降，因此將N含量 的上限設(shè)為0. 0060%。為了防止HAZ韌性的下降，也可以將N的含量的上限設(shè)為0. 055%、 0? 050%或 0? 045%。
[0081] Cr:0%?0.08%
[0082] Mo :0%?0.04%
[0083] V:0%?0.01%
[0084] Cr、Mo和V是使淬透性增加、并在高強(qiáng)度厚鋼板中增大表層部與板厚中心部的硬 度的差的元素。另外，如果含有Cr、Mo和V，則擔(dān)心HAZ韌性下降。因此，在本實(shí)施方式涉 及的鋼板中需要減少這些元素。
[0085] 如上所述，HAZ韌性的評(píng)價(jià)，多數(shù)情況下采用夏比試驗(yàn)，但最近也實(shí)施更加考慮斷 裂力學(xué)的求出能夠反映到設(shè)計(jì)的CTOD值的CTOD試驗(yàn)。CTOD值是裂紋開口位移，是發(fā)生從 疲勞裂紋頂端的脆性斷裂時(shí)的斷裂頂端的開口量。實(shí)驗(yàn)求出該CT0D值的方法為CT0D試驗(yàn)。 CTOD試驗(yàn)，通常在結(jié)構(gòu)物實(shí)際運(yùn)用的設(shè)計(jì)溫度下實(shí)施。CTOD值受到疲勞裂紋頂端的鋼板的 顯微組織、即硬度、晶體粒徑、碳化物的狀態(tài)、脆化組織的有無等影響，因此被認(rèn)為與夏比試 驗(yàn)相比對(duì)這些冶金學(xué)的因素更敏感。再者，多數(shù)情況下，如果CTOD值為0. 1mm以上，則可以 判斷該鋼板具有對(duì)脆性斷裂的充分的抵抗性。
[0086] 本發(fā)明人驗(yàn)證了特別是淬透性高的元素即Cr、Mo、V的含量對(duì)CT0D值造成的影 響。圖6是表示對(duì)使Mo量變化的多個(gè)鋼板的實(shí)焊接接縫部實(shí)施CT0D試驗(yàn)，評(píng)價(jià)Mo量的影 響的結(jié)果的圖。該試驗(yàn)時(shí)，首先熔煉以〇. 06% C-0. 18% Si-1. 35% Mn-1. 05% Cu-1. 25% Ni-0. 013% Ti為基本成分系統(tǒng)、其中使Mo含量從無添加（作為雜質(zhì)含有的含量）變化到 0. 12%為止的鋼，并通過熱軋制造了板厚為100mm的鋼板。然后，對(duì)鋼板實(shí)施900°C的淬火 和580°C的回火后，以25kJ/mm的熱輸入實(shí)施了多層焊接。從被焊接的鋼板，與焊接線相對(duì) 呈直角方向地制取了整體厚度的CT0D試驗(yàn)片。CT0D試驗(yàn)的凹口位置為焊接金屬與母材的 熔合線（FL)和距FL為3mm的位置（FL+3mm)。并且，對(duì)制取的試驗(yàn)片在-10°C的試驗(yàn)溫度 下每3根實(shí)施了 CT0D試驗(yàn)。
[0087] 圖6的縱軸為-10°C時(shí)的臨界CT0D值S c (有時(shí)記載為S c-l〇°C )的3根的平均 值，橫軸為Mo含量。由圖6可知，Mo使焊接接縫的CT0D特性、其中在FL+3mm的位置和FL 位置的CT0D特性下降。另外可知，如果以S c彡〇. 1_為合格的基準(zhǔn)，則需要使Mo含量成 為0.04%以下。
[0088] 對(duì)于Mo含量?jī)?yōu)選較少，但完全不含有會(huì)導(dǎo)致成本的提高，因此不優(yōu)選。另外，考 慮作為雜質(zhì)或有意含有的情況，將Mo的含量的上限設(shè)為0. 04%。更優(yōu)選的含量的上限為 0? 03%、0. 02%或 0? 01%。
[0089] 同樣地調(diào)查了 Cr含量和V含量對(duì)HAZ韌性的影響。其結(jié)果示于圖7、圖8。這兩 圖是表示與圖6同樣地作成焊接接縫后，在FL+3mm的位置形成凹口并在-10°C的試驗(yàn)溫度 下實(shí)施CT0D試驗(yàn)，所得到的S C與Cr和V的含量的關(guān)系的圖。如果Cr、V含量都增加下 去，則結(jié)果在一定含量時(shí)Sc低于0.1mm。通過圖7、圖8求出不使S c低于0.1mm的兩者 的含量的上限值，Cr含量的上限為0. 08%、V含量的上限為0. 01 %。因此，不論是作為雜質(zhì) 或有意地含有，Cr含量的上限設(shè)為0. 08%。為了 HAZ韌性的提高，也可以將Cr的含量的上 限設(shè)為0. 06%、0. 05%、0. 04%或0. 03%。另外，無論是作為雜質(zhì)或有意地含有，V含量的 上限設(shè)為0. 01%。為了 HAZ韌性的提高，也可以將V的含量的上限設(shè)為0. 008%、0. 005%、 0? 003%或 0? 001%。
[0090] 再者，有時(shí)Cr、Mo、V在鋼液制造時(shí)作為雜質(zhì)從廢渣等混入，但不需要特別限制其 下限，其下限為0%。
[0091] B也是與Cr、Mo、V同樣地以微量的含量使淬火處理后的硬度提高、對(duì)淬透性的提 高有效的元素。但是，在高強(qiáng)度厚鋼板的情況下，通過含有B而使表層部與板厚中心部的淬 火硬度的差擴(kuò)大。因此，從板厚方向的均勻性的觀點(diǎn)出發(fā)，不優(yōu)選含有B。但是完全不含有 在技術(shù)上是困難的。因此，考慮作為雜質(zhì)含有的情況，將B含量的上限設(shè)為0.0005%。再 者，有意含有的情況下上限也為〇. 0005%。為了板厚方向的進(jìn)一步的均勻性，也可以將B的 含量的上限設(shè)為〇. 0004%、0. 0003%、0. 0002%或0. 0001%。有時(shí)B在鋼液制造時(shí)作為雜 質(zhì)從廢渣等混入，但不需要特別限制其下限，其下限為0%。
[0092] P和S是鋼中所含的雜質(zhì)元素，由于使母材韌性和HAZ韌性下降，因此其含量 優(yōu)選越少越好。在本發(fā)明中，P的上限限制為0.010%以下，優(yōu)選為0.007%、0. 005 %以 下或0.003%，并且S的上限限制為0.002%以下。也可以將S的上限限制為0.001 %或 0.0008%。不需要特別限制P量和S量的下限，其下限為0%。
[0093] Ca將鋼板的硫化物球狀化，有減輕對(duì)于韌性而言有害的MnS的影響的效果。為得 到該效果，可以含有〇. 〇〇〇1 %以上。但是如果Ca含量過剩，則焊接性受損，因此將Ca含 量限制為0. 0050%以下。為了焊接性的改善，也可以將Ca的含量的上限設(shè)為0. 0040%、 0. 0035%或0. 0030%。有時(shí)Ca在鋼液制造時(shí)作為雜質(zhì)從廢渣、耐火材料等混入，但不需要 特別限制其下限，其下限為0%。
[0094] Mg和REM是在鋼板中形成氧化物、使HAZ韌性提高的元素。為得到該效果，可以含 有0. 0001 %以上。但是如果Mg、REM的含量過剩，則生成粗大的氧化物，導(dǎo)致韌性的下降。 因此，Mg含量、REM含量分別限制為0. 0030%以下。根據(jù)需要，也可以將其含量的上限設(shè)為 0. 0025%或0. 0020%。有時(shí)Mg、REM在鋼液制造時(shí)作為雜質(zhì)從廢渣、耐火材料等混入，但不 需要特別限制其下限，其下限為0%。
[0095] 在此，REM是鑭系元素的15種元素加上Y和Sc的17種元素的總稱，可以含有這 些元素之中的1種或2種以上。再者，REM的含量意味著這些元素的合計(jì)含量。
[0096] 再者，即使有意地添加沒有下限的規(guī)定的合金元素（例如Mo、Cr、V、B、P、S、Ca、Mg、 REM)、或作為雜質(zhì)而混入，只要其含量在權(quán)利要求的范圍內(nèi)，則解釋為該鋼板在本發(fā)明的權(quán) 利要求范圍內(nèi)。
[0097] 本實(shí)施方式涉及的鋼板，含有上述成分，余量為鐵和雜質(zhì)。但是，本實(shí)施方式涉及 的鋼板中，除了上述成分以外，出于進(jìn)一步改善鋼材自身的強(qiáng)度、韌性等的目的，或作為來 自于廢渣等的副原料的雜質(zhì)，還可以含有Sb、As、Sn、Pb、Zr、Zn、W、Co。但是，其含量的上 限，優(yōu)選如下所述。
[0098] Sb損害HAZ的韌性，因此可以將Sb含量的上限設(shè)為0.02%。為了使HAZ韌性提 高，也可以將Sb含量的上限設(shè)為0. 01 %、0. 005%或0. 002%。
[0099] As和Sn損害HAZ的韌性，因此可以將As和Sn的含量的上限設(shè)為0. 02%。根據(jù) 需要，也可以將As和Sn的含量的上限設(shè)為0.01 %、0. 005%或0.002%。
[0100]另外，為了強(qiáng)度和韌性的提高，可以將Pb、Zr、Zn和W的含量分別設(shè)為0. 1%以下、 0.01 %或0.005%以下。不需要特別限定其下限，其下限為0%。
[0101] Co有時(shí)作為雜質(zhì)包含在Ni之中。Co損害HAZ韌性，因此可以將Co含量的上限設(shè) 為0.3%、0. 1 %或0.05%。不需要特別限定其下限，其下限為0%。
[0102] A 值（=Cu+Ni) :4. 5% 以下
[0103] 在本實(shí)施方式中對(duì)于母材的板厚方向，主要需要控制作為表示強(qiáng)度均勻性的指標(biāo) 的AHv。由圖2可知，Cu+Ni即Cu含量與Ni含量的合計(jì)，即由下述式（1)表示的A值如果 超過4.5%，則l/8t部的維氏硬度與l/2t部的維氏硬度的差即A Hv超過20,板厚方向上的 特性變得不均一。從該結(jié)果來看，除了上述的各個(gè)元素的范圍的限定以外，將A值的上限設(shè) 為4. 5%。為了更加降低板厚方向的硬度的差，根據(jù)需要，也可以將A值的上限設(shè)為4. 2%、 4. 0%、3. 8%、3. 5%、3. 3%或3. 0%。A值的下限不需要特別限定，但Cu含量和Ni含量各 自的下限的合計(jì)的1.9%成為實(shí)質(zhì)的下限。
[0104] A=Cu+Ni... (1)
[0105] 在此,上述式（1)中的Cu和Ni是各元素的含量，其單位為質(zhì)量％。
[0106] 并且，在本實(shí)施方式涉及的鋼板中為了確保焊接性，除了各個(gè)元素的范圍的限定 以外，限定化學(xué)組成使得由下述式（2)求出的Pcm值成為0.25%以下。Pcm值大多作為與碳 當(dāng)量（Ceq)同樣地表示焊接裂紋敏感性的指標(biāo)而應(yīng)用，根據(jù)鋼所含的合金的含量計(jì)算。式 (2)中也包含在本發(fā)明中實(shí)質(zhì)不含有的Cr、Mo、V、B等元素。但是，這些元素有可能在工業(yè) 制造過程中作為雜質(zhì)從各種合金原料混入，因此在評(píng)價(jià)焊接性的情況下需要評(píng)價(jià)也包含這 樣的雜質(zhì)的合金兀素的含量。再者，在不含有各合金兀素（未檢測(cè)出）的情況下，該項(xiàng)為〇 進(jìn)行計(jì)算即可。
[0107] Pcm = C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5XB- (2)
[0108] 在此，(：、31、]?11、(：11、附、0、]\1〇、￥和8為各元素的含量，其單位為質(zhì)量％。
[0109] 在本實(shí)施方式涉及的鋼板中，如果Pcm值超過0. 25%，則容易發(fā)生在0°C焊接時(shí)的 低溫裂紋，因此將Pcm值的上限設(shè)為0.25%。不需要特別規(guī)定Pcm值的下限，但可以將其下 限設(shè)為0. 15 %或0. 18%。
[0110] 接著，本實(shí)施方式涉及的鋼板，可以采用以下的制造方法來制造。
[0111] 首先，采用連續(xù)鑄造或鑄錠開坯法，將具有調(diào)整為上述范圍的鋼成分（化學(xué)組成） 的鋼液形成板坯（鑄造工序：S1)。然后，將所得到的板坯加熱（加熱工序：S2)。再者，在加 熱工序中作為目標(biāo)的加熱溫度，出于在將高強(qiáng)度厚鋼板軋制時(shí)直到板厚中心部得到充分壓 下的效果的目的，優(yōu)選將其下限設(shè)為950°C。另一方面，如果加熱溫度超過1250°C，則有時(shí) 鋼板的氧化皮（scale)不能剝離，發(fā)生鋼板表面瑕疵，因此優(yōu)選將其上限設(shè)為1250°C。
[0112] 加熱工序后，將被加熱的板坯熱軋而形成鋼板（熱軋工序：S3)。熱軋工序后，將鋼 板原樣冷卻至350°C以下（冷卻工序：S4)。為了在冷卻工序后再加熱至Ac3相變點(diǎn)以上， 如果有冷卻場(chǎng)所等的制約，則可以根據(jù)需要進(jìn)行加速冷卻。再者，如果冷卻工序中的冷卻停 止溫度超過350°C，則有可能產(chǎn)生由氮化鋁等粗大的析出物等導(dǎo)致的脆化，因此不優(yōu)選。
[0113] 再者，在此提及的Acl相變點(diǎn)，是指在將鋼從室溫的鐵素體相開始升溫的情況下， 奧氏體開始局部產(chǎn)生的溫度。另外，在進(jìn)一步升溫的情況下，從鐵素體和奧氏體的兩相狀態(tài) 成為奧氏體單相。將成為該奧氏體單相時(shí)的溫度稱為Ac3相變點(diǎn)。這些相變點(diǎn)，通?？梢岳?用鐵素體和奧氏體的熱膨脹率的差而實(shí)驗(yàn)性地求出。即，可以測(cè)定在一定的加熱速度（例 如2. 5°C /min)下加熱鋼而得到的膨脹-溫度曲線，由熱膨脹的變化點(diǎn)而實(shí)驗(yàn)性地求出。
[0114] 冷卻工序后，進(jìn)行加熱至Ac3相變點(diǎn)以上并水冷的淬火處理、和加熱至Acl相變點(diǎn) 以下的溫度并空冷的回火處理（淬火回火工序：S5)。
[0115] 如果淬火時(shí)的加熱溫度低于Ac3相變點(diǎn)，則不能得到充分的淬火組織，因此強(qiáng)度 或韌性下降。另一方面，從防止晶粒的粗大化方面出發(fā)，優(yōu)選淬火時(shí)的加熱溫度低。因此， 可以將加熱溫度的上限設(shè)為930°C、910°C或890°C。另外，如果回火時(shí)的加熱溫度超過Acl 相變點(diǎn)，則有時(shí)強(qiáng)度或韌性明顯下降。
[0116] 近年來，有不是本實(shí)施方式這樣將軋制后被冷卻的鋼板再加熱并進(jìn)行淬火處理和 回火處理的方法，而是在軋制后實(shí)施直接冷卻，并將其回火的方法（直接淬火+回火處理） 在高強(qiáng)度鋼板的制造中應(yīng)用的例子。但是，該方法不適合本實(shí)施方式涉及的鋼板。其理由 如下所述。
[0117] 在軋制后進(jìn)行直接淬火處理的鋼板的晶體粒徑，依賴于加熱和軋制溫度。為了謀 求晶體粒徑的細(xì)粒化，如果實(shí)施低溫加熱、或在低溫實(shí)施軋制，則在容易冷卻的鋼板表面?zhèn)?軋制溫度降低。其結(jié)果，多數(shù)情況下，在軋制剛結(jié)束后，板厚表面?zhèn)韧ㄟ^熱軋而形成扁平的 細(xì)粒的奧氏體組織，中心部側(cè)難以受到軋制的影響，形成通過再結(jié)晶而生成的各向同性且 晶粒稍粗的奧氏體組織。如果對(duì)具有這些奧氏體組織的鋼板實(shí)施直接淬火，則受到軋制的 影響的從表層到l/8t部附近為止的區(qū)域，形成以由被加工的奧氏體相變的細(xì)粒鐵素體和 奧氏體組織為主體的顯微組織，相反在比2/8t部靠?jī)?nèi)側(cè)，形成粗粒的鐵素體和奧氏體組 織。其結(jié)果，3/8t部的平均晶體粒徑成為35 以上。
[0118] 即，這樣進(jìn)行了直接淬火處理的鋼板（直接淬火鋼）的晶粒，從表層到l/8t側(cè)與 板厚中心部側(cè)相比形成細(xì)粒，形成與本實(shí)施方式涉及的鋼板完全相反的顯微組織的構(gòu)成。 艮P，在直接淬火鋼中，即使規(guī)定了 l/8t部的母材的晶體粒徑，與其相比鋼板內(nèi)部的晶體粒 徑比l/8t部的晶體粒徑粗大，因此在本發(fā)明范圍的制約中不能規(guī)定母材的韌性。并且，由 于表層側(cè)的晶粒是細(xì)粒，因此即使在板厚方向的硬度分布中表層側(cè)硬化的傾向也高，不能 滿足A Hv彡20。
[0119] 如上所述，在高強(qiáng)度厚鋼板中，作為確保板厚方向的材質(zhì)均一性、并且賦予優(yōu)異的 韌性的手段，直接淬火+回火方法不適合。為了確保板厚方向的材質(zhì)均一性，使l/8t部的 平均晶體粒徑成為35 y m以下，需要在暫時(shí)冷卻后進(jìn)行淬火處理和回火處理。
[0120] 并且，在本實(shí)施方式中，在熱軋工序后與淬火回火工序之間，出于謀求淬火時(shí)的 板厚方向的晶體粒徑的均勻化的目的，優(yōu)選還具有實(shí)施預(yù)熱處理的工序（預(yù)熱處理工序： S6)，該工序中鋼板的溫度為550°C以上、Acl相變點(diǎn)以下，并且在該溫度區(qū)域中的保持時(shí)間 為5小時(shí)以上、500小時(shí)以內(nèi)。通過進(jìn)行該預(yù)熱處理工序，能夠減小如圖4所示的板厚方向 的晶體粒徑的差異。即，該預(yù)熱處理是在如上所述的高強(qiáng)度厚鋼板的淬火處理時(shí)的加熱工 序中，為了防止表層?l/8t部的加熱時(shí)間為長時(shí)間的情況下產(chǎn)生的晶粒的粗大化，在淬火 之前進(jìn)行的處理。該預(yù)熱處理的冶金學(xué)意義在于，通過奧斯特瓦爾德生長，使在熱軋后微 細(xì)析出的Ti和Nb的碳氮化物或氮化鋁析出物粗大化為適當(dāng)?shù)拇笮?，以在淬火時(shí)作為釘扎 粒子發(fā)揮作用。圖 9 是表示將具有 0? 08 % C-0. 15 % Si-1. 51 % Mn-0. 008 % P-0. 0010 % S-l. 15% Cu-1. 23% Ni-0. 012% Ti-0. 012% Nb-0. 035% Al-0. 0039% N 的成分的鋼軋制為 140mm后，在450°C和550°C的各溫度改變保持時(shí)間來實(shí)施預(yù)熱處理，然后進(jìn)行在920°C保持 120分鐘后水冷的淬火處理和在590°C保持100分鐘并空冷的回火處理的鋼板的、l/8t部的 平均晶體粒徑的變化的圖。
[0121] 由圖9可知，預(yù)熱處理的溫度為450°C的情況下，如果保持時(shí)間為長時(shí)間，則雖然 有平均晶體粒徑慢慢變小的傾向，但要使平均晶體粒徑成為25 y m以下，需要100小時(shí)以上 的非常長的保持時(shí)間。另一方面，預(yù)熱處理的溫度為550°C的情況下，保持時(shí)間為5小時(shí)以 上，平均晶體粒徑為25 y m以下，觀察到明顯的細(xì)?；?。由以上可知，為了謀求容易粗大化 的板厚的l/8t部附近的平均晶體粒徑的微細(xì)化，作為預(yù)熱處理，優(yōu)選在550°C以上進(jìn)行5小 時(shí)以上的保持。通過平均晶體粒徑被細(xì)?；?，韌性更加提高。并且，由上述的預(yù)熱處理帶來 的晶粒微細(xì)化效果，對(duì)于表層側(cè)的晶粒效果更大，因此有與板厚中央部的韌性的差異減小、 板厚方向的韌性也均勻化的傾向。但是，如果預(yù)熱處理的保持時(shí)間變?yōu)?00小時(shí)以上，則在 預(yù)熱處理中析出粒子的粗大化顯著進(jìn)行，并且與此相伴粒子的個(gè)數(shù)密度減少，由此釘扎效 果反而變小。因此，優(yōu)選將其保持時(shí)間的上限設(shè)為500小時(shí)。再者，如果預(yù)熱處理溫度超過 Acl相變點(diǎn)，則在鋼板內(nèi)奧氏體相變部分產(chǎn)生。該情況下，在鐵素體和奧氏體中析出物的生 長速度不同，因此在鋼板內(nèi)不能期待均勻的析出物的生長。因此，預(yù)熱處理時(shí)的加熱溫度 (保持溫度）優(yōu)選設(shè)為Acl相變點(diǎn)以下。
[0122] 預(yù)熱處理工序后，將鋼板冷卻至350°C以下后，實(shí)施淬火處理。淬火處理是對(duì)加熱 至超過Ac3相變點(diǎn)的溫度的鋼板進(jìn)行水冷的處理。從防止晶粒的粗大化方面出發(fā)，優(yōu)選淬 火時(shí)的加熱溫度低。因此，可以將加熱溫度的上限設(shè)為930°C、910°C或890°C。
[0123] 接著淬火處理之后，實(shí)施回火處理?；鼗鹛幚硎且詫?qiáng)度和韌性控制在規(guī)定范圍 為目的的重要的處理。在本實(shí)施方式中，回火處理以確保板厚方向的材質(zhì)的均一性為目的， 在Ac 1相變點(diǎn)以下的溫度實(shí)施。其溫度范圍優(yōu)選為500°C?650°C的范圍，更優(yōu)選為550°C? 610°C。對(duì)于使在板厚方向的硬度分布中從表面起板厚的l/8t部與l/2t部的維氏硬度的 差A(yù)Hv成為20以下，在上述溫度進(jìn)行回火處理是有效的。
[0124] 實(shí)施例
[0125] 將熔煉具有表1、表2所示的成分組成的A1?A10和B1?B29的鋼而得到的鋼 片，采用表3、表4所示的制造條件，形成板厚為80?200mm的鋼板。
[0126] 在制造中，加熱溫度為950°C?1250°C，然后，實(shí)施熱軋后，進(jìn)行空冷或水冷。然 后，對(duì)于試驗(yàn)編號(hào)5、10、15和26,在淬火處理之前實(shí)施預(yù)熱處理。對(duì)于試驗(yàn)編號(hào)1?51的 鋼板，除了試驗(yàn)編號(hào)18以外，實(shí)施淬火和回火處理。再者，試驗(yàn)編號(hào)18,在軋制后立即實(shí)施 水冷直到l〇〇°C為止，不進(jìn)行淬火，只實(shí)施回火。然后，為了評(píng)價(jià)母材的強(qiáng)度特性，制取JIS Z 2201中規(guī)定的14號(hào)拉伸試驗(yàn)片，進(jìn)行JIS Z 2241中規(guī)定的拉伸試驗(yàn)。并且，該試驗(yàn)的結(jié) 果，將屈服強(qiáng)度為460N/mm2?580N/mm2、且抗拉強(qiáng)度為550N/mm 2?670N/mm2判定為合格。 并且，以JIS Z 2242為基準(zhǔn)制取沖擊試驗(yàn)片實(shí)施試驗(yàn)。對(duì)于作為母材韌性的評(píng)價(jià)而實(shí)施的 沖擊試驗(yàn)，記載-40°C時(shí)的3根試驗(yàn)片的吸收能的平均值作為vE-40 (母材），以42J以上為 合格。再者，對(duì)于拉伸試驗(yàn)片，從通常的鋼材標(biāo)準(zhǔn)中也常被規(guī)定的板厚的l/4t部制取。沖 擊試驗(yàn)片從l/8t部、l/4t部、l/2t部3個(gè)位置制取，但在表3、表4中，只記載了韌性最低的 l/2t部（板厚中心部）的試驗(yàn)結(jié)果。制取方向相對(duì)于軋制方向都為直角方向。從板厚的 l/4t部，通過機(jī)械加工制取直徑為3mm、長度為10mm的圓柱型試驗(yàn)片，將熱電偶安裝在試 驗(yàn)片的端部后，通過高頻感應(yīng)加熱以2. 5°C /min的加熱速度從室溫加熱至950°C，由此時(shí)的 試驗(yàn)片的長度方向的熱膨脹量的變化讀取Acl和Ac3相變點(diǎn)。
[0127] 另外，從板厚的l/8t部和3/8t部相對(duì)于軋制方向成直角方向地制取顯微組織試 驗(yàn)片，進(jìn)行鏡面研磨后，采用EBSD法，將由具有其晶體取向?yàn)?0°以上的角度的粒界包圍 的區(qū)域定義為晶粒，將該晶粒的當(dāng)量圓直徑定義為晶體粒徑。并且，測(cè)定各試料的相對(duì)于 晶體粒徑的頻率分布，將從細(xì)粒側(cè)計(jì)算的累積頻率成為70%的晶體粒徑定義為平均晶體粒 徑。
[0128] 并且，測(cè)定板厚方向截面的維氏硬度分布（載荷98N)，以AHv記載板厚的l/8t 部與l/2t部的硬度的差作為材質(zhì)均一性的指標(biāo)。另外，以AHv為20以下的情況為合格。 在此，板厚的l/8t部在鋼板中存在2處（即，從一側(cè)的表面觀察的情況下，成為l/8t部和 7/8t部的位置），但AHv是任一 l/8t部與l/2t部的硬度的差之中大的一方。
[0129] 作為焊接性的評(píng)價(jià)，進(jìn)行了通過JIS Z 3158中規(guī)定的y型焊接裂紋試驗(yàn)的評(píng)價(jià)。 焊接為C02焊接，以1. 5kJ/mm的熱輸入實(shí)施，作為試驗(yàn)鋼板使用了將正反面切削加工使得 以板厚中心部為中心50_厚的鋼板。試驗(yàn)的結(jié)果，求出根源裂紋率為0%的試驗(yàn)溫度，如果 為〇°C則合格。
[0130] 另一方面，以HAZ韌性的評(píng)價(jià)為目的，通過埋弧焊接作成熱輸入為3. 5kJ/mm? 4. 5kJ/mm的坡口形狀為K型的對(duì)接接縫。并且，從該對(duì)接接縫，將切口位置作為熔合線制取 3根以JIS Z 3128為基準(zhǔn)的沖擊試驗(yàn)片，在試驗(yàn)溫度為-40°C進(jìn)行沖擊試驗(yàn)。將3根試驗(yàn) 片的平均值作為vE-40(HAZ)，記載于表3、表4。
[0131] 另外，從相同的對(duì)接接縫，將凹口位置作為被稱為CGHAZ (Coarse grain HAZ)的熔 合線，制取以BS7448為基準(zhǔn)的整個(gè)厚度的CT0D試驗(yàn)片（BXB型），在試驗(yàn)溫度為-10°C，分 別對(duì) 3 根試驗(yàn)片進(jìn)行了以 API (American Petroleum Institue)標(biāo)準(zhǔn) RP 2Z 和 BS (British Standards)標(biāo)準(zhǔn)7448為基準(zhǔn)的CT0D試驗(yàn)。將其最低值作為Sc-KTC記載于表3、表4。再 者，將在沖擊試驗(yàn)中為42J以上、在CT0D試驗(yàn)（S c)中為〇. 1mm以上評(píng)價(jià)為合格。
[0132] 再者，沖擊試驗(yàn)的結(jié)果與CT0D試驗(yàn)的結(jié)果，具有大的相關(guān)性，但也有時(shí)一方良好 而另一方低。因此，在對(duì)于斷裂要求嚴(yán)格的結(jié)構(gòu)物中，作為HAZ韌性需要滿足兩者。
[0133] 再者，表1、表2中附帶下劃線的鋼成分、A值（Cu+Ni)和Pcm值，表示該值在本發(fā) 明夕卜。表3、表4中附帶下劃線的數(shù)值，表示特性不充分。另外，表1、表2中的余量為Fe和 雜質(zhì)。
[0134]
[0135]

【權(quán)利要求】
1. 一種鋼板，其特征在于： 化學(xué)組成以質(zhì)量％計(jì)，為 C :0· 03%?（λ 12%、 Si :0. 05%?0. 30%、 Mn :1. 20%?1. 65%、 Cu :0· 7%?2. 5%、 Ni :1· 2%?3. 0%、 Nb :0. 005 % ?0. 030%、 Ti :0. 005%?0. 030%、 Al :0. 015%?0. 065%、 N :0· 0020%?0· 0060%、 Mo :0%?0· 04%、 Cr :0%?0· 08%、 V :0%?0· 01%、 B :0%?0· 0005%、 P :0. 010% 以下、 S :0. 002% 以下、 Ca :0%?0· 0030%、 Mg :0%?0· 0030%、 REM :0% ?0· 0030%、 余量：Fe和雜質(zhì)； 由下述（1)式表示的A值為4. 5%以下； 由下述⑵式表示的Pcm值為0.25%以下； 屈服強(qiáng)度為460N/mm2?580N/mm2,且抗拉強(qiáng)度為550N/mm2?670N/mm 2 ; 從表面起沿板厚方向?yàn)榘搴竦?/8位置即l/8t部的硬度、與從所述表面起沿所述板厚 方向?yàn)樗霭搴竦?/2位置即l/2t部的硬度的差，以維氏硬度計(jì)為20以下； 進(jìn)行采用電子束背散射衍射圖案分析法的晶體取向分析，將由晶體取向差為30°以上 的晶界包圍的區(qū)域定義為晶粒，將所述晶粒的當(dāng)量圓粒徑定義為晶體粒徑，將算出了所述 晶體粒徑的頻率分布的情況下的累積頻率從細(xì)粒側(cè)起成為70%的所述晶體粒徑定義為平 均晶體粒徑時(shí)，在所述l/8t部的所述平均晶體粒徑為35 μ m以下； A = Cu+Ni... (1) Pcm = C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5XB- (2) 在此，(：、51、1111、(：11、附、0、1〇、￥和8為各元素的含量，其單位為質(zhì)量％。
2. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的鋼板，其特征在于，從所述鋼板的所述表面起沿板厚方向?yàn)?所述板厚的3/8位置即3/8t部的所述平均晶體粒徑為35 μ m以下。
3. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的鋼板，其特征在于，所述l/8t部的所述平均晶體粒徑為 25 μ m以下。
4. 根據(jù)權(quán)利要求3所述的鋼板，其特征在于，從所述鋼板的所述表面起沿所述板厚方 向?yàn)樗霭搴竦?/8位置即3/8t部的所述平均晶體粒徑為25 μ m以下。
5.根據(jù)權(quán)利要求1?4的任一項(xiàng)所述的鋼板，其特征在于，所述鋼板的所述板厚為 80mm以上。
【文檔編號(hào)】C22C38/54GK104520463SQ201380025901
【公開日】2015年4月15日 申請(qǐng)日期:2013年8月13日 優(yōu)先權(quán)日:2013年8月13日
【發(fā)明者】齋藤直樹, 榑林勝己, 高橋康哲 申請(qǐng)人:新日鐵住金株式會(huì)社