CN101289727A - 焊接热影响部和母材的低温韧性优异的低屈强比高张力钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的低屈强比高张力钢板，满足规定的化学成分组成，并且在t/4(t：板厚)位置的显微组织中，全部组织中所占的铁素体分率为60～85面积％，岛状马氏体分率为5％以下(含0％)，余量由贝氏体组织的混合组织构成，所述铁素体的平均晶粒直径为14μm以下，并且第二相的维氏硬度Hv为265～400，根据如此构成，即使以高热能输入进行焊接时HAZ的低温韧性也优异，并且母材(钢板)的低温韧性也优异。

Description

焊接热影响部和母材的低温韧性优异的低屈强比高张力钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及焊接热影响部和母材的低温韧性优异的低屈强比高张力钢板，所涉及的焊接热影响部和母材的低温韧性优异的低屈强比高张力钢板，能够适合被用于曝露在低温下的用途中的场合，例如作为混载液化氨和液化丙烷气的多功能容器用。还有，本发明没有限定上述高张力钢板的焊接方法，能够适用于潜弧焊、气电焊等，但以下，是以实施被认为是焊接影响部的韧性确保特别困难的高热能输入的单面潜弧焊的情况为例进行说明。
背景技术
近年来，为了以短时间制造海洋结构物和贮藏LPG等液化气的低温用储罐等，会广泛采用例如热能达到50～200kJ/cm的高热能的单面潜弧焊施工。但是，该焊接能够实现施工的高效率化的对立面是，难以稳定确保由焊接形成的焊接热影响部(以下显示为“HAZ”)的韧性，从而多必须应用低热能输入的多层焊接而进行制造。因此，在上述低温用容器等的制造中就要求有一种钢板，即使采用可以高效率施工的上述高热能输入焊接法，且即使是在-60℃左右的低温下，其HAZ的韧性(低温韧性)也优异。
另一方面，在用于液化氨用储罐的钢板中，为了防止应力腐蚀裂纹(SCC)而要求其具有440MPa以下的低屈服强度YS，以及为了降低钢材总重量，则要求其具有510MPa以下的抗拉强度TS。在混载液化氨和液化丙烷气的储罐的情况下，作为所使用的钢板(母材)的特性就要求其低温韧性也优异。液化氨已知会引起钢材的应力腐蚀裂纹(SCC)，作钢板的特性规定为将屈服强度YS抑制在440MPa以下(IGC CODE 17.13(International Code for the Construction and Equipment of Ships CarryingLiquefied Gases in Bulk)2002年版)。
然而，在作为混载上述液化氨和液化丙烷气的多功能用途时，当然需要使两者所要求的特性都得到满足，另外随着船舶等的海洋结构物的大型化，船舶等所搭载的容器的大容量化也在推进，由此带来对钢板的高张力化的要求，随着屈服强度YS的上限规定而同时达成低屈强比化(屈强比YR＝YS/TS)成为重大的课题。
至今为止，也提出有用于改善上述HAZ的低温韧性的各种方法。例如在特公昭55-026164号公报、专利第2950076号公报中，提出一种利用TiN、Al氧化物等的钉扎粒子来抑制奥氏体晶粒的粗大化，从而改善HAZ韧性的方法。另外，在特公平07-068577号公报、特公平05-017300号公报中，公开有一种通过使奥氏体晶内大量存在铁素体相变核，从而实现晶粒微细化的技术。具体来说，就是通过将TiN、MnSBN、Ti氧化物等作为铁素体相变核加以利用，从而达成晶粒的微细化，实现HAZ的低温韧性的改善。
但是在上述任何一种方法中，在进行高热能的单面潜弧焊时，由于TiN等的析出物都会发生相当地固溶，难以抑制其后的晶粒粗大化特，因此，为了在-60℃左右的低温下确保优异的HAZ的韧性(以下称为“HAZ的低温韧性”或仅称为“HAZ韧性”)，就需要进一步的改善。
另外，在至今为止提出的HAZ韧性改善技术中，实际情况是，作为混载液化氨和液化丙烷气的多功能用储罐所要求的低屈强比(例如75％以下)，对其并未进行研究。
可是，为了实现钢板的低屈强比，一般已知有效的是钢组织的二相化(Dual phase化)，即支配屈服强度的软质相(通常是铁素体)和用于确保抗拉强度的硬质相(珠光体、贝氏体、马氏体等)的混合组织化。作为这种技术，例如在专利第3371744号公报中公开有一种技术，通过对控制轧制进行空冷至铁素体和奥氏体的二相域温度，成为铁素体+贝氏体或铁素体+贝氏体+马氏体的混合组织，由此实现低屈强比。
在该技术中存在的问题是，化学成分上C含量越多，硬质相越硬化，低屈强比化越容易，而另一方面则对焊接性和低温韧性不利，低温韧性和低屈强比有不相容的特性，有使之并立极其困难的状况。如现有的建筑用途中所应用的钢板，虽然用韧性水平比较低，对低屈强比有利的高C钢也没有什么问题，但是对于这种要求HAZ韧性和母材的低温韧性的钢材来说则不能适用。
另外，关于用于使钢板(母材)的低温韧性和低屈强比并立的技术，至今为止提出了几个。例如在特开2002-3983号公报中提出，积极地使作为硬质相的岛状马氏体(MA：Martensite-Austenite constituent)生成，并通过规定其形态(长宽比)和尺寸，从而以断裂转变温度(vtrs)计将低温韧性改善至-80℃左右。然而，使硬质的MA生成会成为破坏的起点和传播的原因，因此在既可维持作为钢材需要的特性又改善低温韧性上存在局限。
发明内容
本发明鉴于这样的情况而做，其目的在于，提供一种即使以高热能输入进行焊接时，HAZ的低温韧性也优异，并且母材(钢板)的低温韧性也优异的低屈强比高张力钢板。
能够达成上述目的的本发明的高张力钢板，分别含有C：0.05～0.09％(“质量％”的意思，涉及化学成分以下相同)、Si：0.05～0.25％、Mn：1.2～1.6％、P：0.01％以下、S：0.003％以下、Al：0.02～0.04％、B：0.0006～0.0020％、N：0.0030～0.0080％、Ti：0.005～0.025％，且在t/4(t：板厚)位置的显微组织中，全部组织中所占的铁素体分率为60～85面积％，岛状马氏体分率为5％以下，余量由贝氏体组织的混合组织构成，所述铁素体的平均晶粒直径为14μm以下，并且第二相的维氏硬度Hv为265～400。
在本发明的高张力钢板中，化学成分组成优选满足下述式(1)。
-20≤(B-NT/1.3)≤10…(1)
{式中，B表示B含量(质量ppm)。
另外，NT表示N(N含量，单位：质量ppm)与Ti(Ti含量，单位：质量ppm)的关系，
(N-Ti/3.4)≥0时，NT＝(N-Ti/3.4)，
(N-Ti/3.4)＜0时，NT＝0}
在本发明的高张力钢板中，优选根据需要再含有如下等元素：(a)Cu：0.05～0.4％、Ni：0.05～0.4％、Cr：0.05～0.4％、Mo：0.05～0.4％和V：0.005～0.02％之中的至少1种；(b)Nb：0.005～0.025％；(c)Ca：0.0010～0.003％，根据含有的成分其特性得到改善。
当制造上述这种低屈强比高张力钢板时，进行热轧后，从超过钢板的(Ar3相变点-40℃)的温度，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至(Ar3相变点-40℃)以下的温度，在该温度一下子中断冷却并进行30～150秒的空冷，接着从t/4(t：板厚)位置的温度为(Ar3相变点-80℃)～(Ar3相变点-190℃)的温度范围，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至超过350℃、550℃以下的温度范围即可。
根据本发明，钢板(母材)的屈服强度YS为440MPa以下，抗拉强度TS为510MPa以上，且钢板(母材)的低温韧性优异，此外即使对钢板实施高热能输入的焊接时，HAZ在-60℃也显示出优异的韧性，因此，有助于混载液化氨和液化丙烷气的多功能储罐等的焊接结构物的大型化，并且，能够采用例如高热能输入的单面潜弧焊法，能够以更短时间制造上述焊接结构物。
附图说明
图1是表示铁素体粒径与母材的断裂转变温度vTrs的关系的曲线图。
图2是表示MA分率与第二相硬度对母材的特性造成的影响的曲线图。
图3是表示(B-NT/1.3)与HAZ的vE-60的关系的曲线图。
图4表示实施例的焊接中的坡口形状的剖面图。
图5表示FCB焊接时的电极配置的模式图。
具体实施方式
本发明者为了实现HAZ和母材的低温韧性优异的高张力钢板，从各种角度进行了研究。其结果发现，如果将C为比较低地设定为0.09％以下、将Si比较低地设定为0.25％以下的同时来调整化学成分组成，并且在t/4(t：板厚)位置的显微组织中，成为适当规定了铁素体分率的混合组织(铁素体+第二相)，且使铁素体的平均晶粒直径为14μm以下，并且使第二相的平均维氏硬度Hv为265～400，则能够完美地达到上述目的，从而完成本发明。
本发明的高张力钢板，在t/4(t：板厚)位置的显微组织中，铁素体分率需要调整为60～85面积％。若该铁素体分率低于60面积％，则屈服强度YS不能达到440MPa以下，若超过85面积％，则不能确保抗拉强度TS在510MPa以上。该铁素体分率的优选的范围是65面积％以上、80面积％以下。
另外，为了确保母材的韧性(即，为了改善破坏的传播)，使铁素体的平均晶粒直径控制为14μm以下也是重要的要件。图1是表示铁素体的平均晶粒直径(铁素体粒径)与母材的韧性(由断裂转变温度vTrs评价)的关系的曲线图，是将后述的实施例的数据进行了整理。由该结果表明的可知，通过使铁素体粒径在14μm以下，能够确保母材的良好的低温韧性(以断裂转变温度vTrs计为-100℃以下)。该铁素体的粒径的优选上限为12μm。
本发明的高张力钢板，显微组织以铁素体为主体，作为第二相(硬质相)是含有贝氏体或(贝氏体+岛状马氏体)的混合组织，但是岛状马氏体的分率和第二相的硬度也需要适当地加以调整。即，通过适当规定这些要件，能够防止造成破坏的起点，不会使母材的低温韧性降低，并能够提高母材强度。
从这一观点出发，岛状马氏体(以下将岛状马氏体称为MA)的分率需要为5面积％以下(含0面积％)。即，若MA的分率比5面积％多，则虽然母材的强度提高，但是低温韧性降低。
另外，第二相的硬度也会受到铁素体分率(作为结果是第二相的分率)的影响，但是基本上根据第二相中的贝氏体和MA的比率，其值已被决定。另外，根据化学成分组成也会造成硬度存在差异。通过该第二相的硬度以维氏硬度Hv计在265～400的范围内，将不会使母材的低温韧性降低，并能够确保母材强度。图2是表示MA分率与第二相硬度对母材的特性造成的影响的曲线图，其整理了后述的实施例的数据。在此图2中，“○”表示母材的强度和低温韧性能够得到确保(抗拉强度TS：510MPa以上，断裂转变温度：-100℃以下)的钢板(本发明例)，“△”表示母材的强度和低温韧性至少一种特性得不到满足的钢板(比较例)。由该结果表明的可知，通过使MA分率在5面积％以下，并且以Hv计将第二相的硬度控制在265～400的范围内，则能够确保良好的特性(母材的低温韧性、强度)。
在本发明的高张力钢板中，为了满足作为此钢板的基本的特性，需要在降低C和Si的含量的同时，适当地调整化学成分组成，而含有这些成分的该基本成分(C、Si、Mn、P、S、Al、B、N、Ti)的范围限定理由如下。
(C：0.05～0.09％)
为了抑制作为硬质相的MA的生成，以确保-60℃下的HAZ韧性，需要将C含量抑制在0.09％以下。另一方面，由于C也是确保钢板的强度而必须的元素，因此使之含有0.05％以上。还有，C含量优选为0.06％以上、0.08％以下。
(Si：0.05～0.25％)
通过Si降低至0.25％以下，能够充分地抑制MA的生成，能够容易地确保HAZ的低温韧性。另一方面，因为Si被用于钢水的脱氧，并且是在提高强度上有效发挥作用的元素，因此需要使之含有0.05％以上。
还有，如上述为了确保地提高HAZ韧性，并且使钢板(母材)具有强度和韧性等其他的特性，需要使上述以外的成分的含量处于下述范围内。
(Mn：1.2～1.6％)
Mn将S作为MnS进行捕捉，是在抑制由S造成的HAZ韧性的劣化方面有用的元素。另外，其也是提高淬火性而有助于钢板的高强度化的元素。优选为1.3％以上。为了有效地发挥这样的作用，需要使Mn含有1.2％以上。优选为1.3％以上。但是，若Mn量过剩则HAZ韧性反而劣化，因此将其抑制在1.6％以下。优选为1.55％以下。
(P：0.01％以下)
P是命名HAZ韧性劣化的元素，因此需要极力降低，在本发明中抑制在0.01％以下。
(S：0.003％以下)
S是生成粗大的硫化物而使HAZ韧性劣化的元素。因此需要极力降低，在本发明中抑制在0.003％以下。
(Al：0.02～0.04％)
Al作为脱氧剂使用，并且生成AlN析出物，是使高热能输入焊接时HAZ韧性提高的元素，在本发明中使之含有0.02％以上。但是，若Al含量过剩，则氧化铝等的氧化物系夹杂物增大，并且MA的生成被促进，HAZ韧性劣化，因此将其抑制在0.04％以下。
(B：0.0006～0.0020％)
B具有的作用是，通过生成BN而将有害于HAZ韧性的固溶N加以固定，并且促进晶内铁素体的生成。另外，固溶B还具有抑制晶界铁素体的粗大化和侧板条铁素体(ferrite side plate)的生成，从而使奥氏体晶内的晶粒微细化的效果。为了充分地发挥该作用效果，需要含有B为0.0006％以上。另一方面，若N过多，则由于过剩的固溶B的作用导致结晶被成形为一定方向，HAZ韧性反而劣化。因此B含量抑制在0.0020％以下。还有，B含量的优选下限为0.0008％，优选上限为0.0018％。
(N：0.0030～0.0080％)
N与Ti和Al等元素形成氮化物，是使HAZ韧性提高的元素，因此需要使之含有0.0030％以上(优选为0.0040％以上)。还有，固溶N会成为使HAZr的韧性劣化的原因。由于总氮量的增加，虽然前述的氮化物增加，但固溶N也会过剩，因此在本发明中，将N含量抑制在0.0080％以下(优选为0.0070％以下)。
(Ti：0.005～0.025％)
Ti生成TiN系析出物而促进晶内铁素体的生成，并且在抑制奥氏体晶粒的粗大化上也是有效的元素。另外也是有助于高强度化的元素。为了有效地发挥这一作用，需要使Ti含有0.005％以上，优选为0.010％以上。但是，若过剩地含有Ti，则反而招致HAZ韧性的降低，因此需要为0.025％以下，优选为0.024％以下。
本发明规定的含有元素如上所述，余量是铁和不可避免的杂质，作为该不可避免的杂质，能够允许根据原料、物资、制造设备等的状况而搀杂的元素的混入。另外，在上述的成分范围内，通过使B、N和Ti的平均最佳化，严密地实现固溶B量的最佳化，能够使奥氏体晶内的晶粒微细化，作为其结果是有效地进一步提高HAZ的低温韧性。
图3是以0.06％C-0.20％Si-1.4％Mn-0.03％Al-0.010％Nb为基本成分，分别在后述的规定范围内使B、N和Ti变化，采用(B-NT/1.3){B表示B含量(质量ppm)，NT表示N(N含量，单位：质量ppm)与Ti(Ti含量，单位：质量ppm)的关系，
(N-Ti/3.4)≥0时，NT＝(N-Ti/3.4)，
(N-Ti/3.4)＜0时，NT＝0。
以下关于式(1)也相同}
为各种的值的钢板，进行热循环试验，按后述的实施例测定HAZ的低温韧性(vE-60)，并整理这些结果。还有，热循环试验，假定焊接输入热能：60kJ/cm(板厚12mm)，加热保持在1400℃×5秒后，从800℃至500℃以150秒冷却。
由该图3可知，作为HAZ的低温韧性，在达成vE-60：100J以上之后，如下式(1)所示，使(B-NT/1.3)的值处于-20ppm以上、10ppm以下的范围内有效。
-20≤(B-NT/1.3)≤10…(1)
如上式(1)，通过使B、N和Ti的平衡最佳化，被认为能够最大限度地发挥如下效果：因奥氏体晶内的晶界中存在的固溶B造成的晶界铁素体(来自奥氏体晶界的粗大的铁素体)的生成充分被抑制，且还抑制了来自晶界的侧板条铁素体的生成这样的效果，以及作为BN的铁素体相变核的效果。
本发明的高张力钢板所规定的化学成分组成，和实现B、N和Ti的平衡的最佳化的要件如上所述，但根据需要还优选再含有如下等元素：(a)Cu：0.05～0.4％、Ni：0.05～0.4％、Cr：0.05～0.4％、Mo：0.05～0.4％和V：0.005～0.02％之中的至少1种；(b)Nb：0.005～0.025％；(c)Ca：0.0010～0.003％，根据含有的成分其特性得到改善。使这些元素含有时其范围设定理由如下。
(Cu：005～0.4％、Ni：0.05～0.4％、Cr：0.05～0.4％、Mo：0.05～ 0.4％和V：0.005～0.02％之中的至少1种)
Cu、Ni、Cr、Mo和V均是对确保强度有用的元素。Cu是在通过固溶强化和析出强化而提高强度(抗拉强度TS)上有效的元素。为了有效地发挥这一作用，优选使之含有0.05％以上。但是，若过剩地含有，则阻碍热加工性，因此抑制在0.4％以下。Ni是使母材的强度和韧性同时提高的元素。为了有效地发挥这一作用，优选使之含有0.05％以上。更优选为0.2％以上。但是过剩的添加会造成成本上升，并且在液化氨中有诱发SCC的可能性，因此抑制在0.4％以下。
V对提高淬火性以确保高强度，并且对提高回火软化阻抗是有用的元素。为了有效地发挥这样的作用，优选使之含有0.005％以上。但是若过剩地含有，则HAZ韧性劣化，因此抑制在0.02％以下。
Cr和Mo是对母材的高强度化有效的元素。为了有效地发挥这一作用，均优选使之含有0.05％以上。然而，因为过剩地添加会使韧性劣化，所以均抑制在0.4％以下。
(Nb：0.005～0.025％)
Nb充分抑制粗大的晶界铁素体的生成，对达成奥氏体晶内的晶粒微细化有是用的元素。为了充分地发挥这样的效果，含有Nb时的量优选为0.005％以上。但是若过剩地含有，则作为硬质相的岛状马氏体(MA)容易生成，另外结晶被形成为一定方向，招致HAZ韧性的劣化，因此将其抑制在0.025％以下。
(Ca：0.0010～0.003％)
Ca将对HAZ韧性造成不良影响的S作为CaS固定，并且把非金属夹杂物的形状控制为粒状，有效地提高韧性的元素。为了充分地发挥这样的效果，优选使Ca含有0.0010％以上，但是即使过剩地含有，这些效果也是饱和，而HAZ韧性反而劣化。因此Ca含量优选为0.003％以下。
为了作为上述这样的组织而制造本发明的钢材，例如能够根据下述所示的方法，得到HAZ的低温韧性优异的低屈强比高张力钢板。
将满足前述的成分组成的钢材加热至规定的温度(例如1000℃以上的温度)，实施热轧至规定的板厚，结束热轧后[其中，轧制结束温度为超过(Ar3相变点-40℃)的温度]，从该温度以，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至(Ar3相变点-40℃)以下的温度(第一次冷却)，在该温度一下子中断冷却并进行30～150秒的空冷，接着从t/4(t：板厚)位置的温度为(Ar3相变点-80℃)～(Ar3相变点-190℃)的温度范围，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至超过350℃、550℃以下的温度范围(第二次冷却)。该方法中的各条件的范围设定理由如下。
(第一次冷却)
(a)通过第一次冷却，从过冷的奥氏体中使微细的铁素体析出，通过其后的空冷，能够确保规定的铁素体分率。基热轧结束后的冷却开始温度为(Ar3相变点-40℃)以下，则在冷却前粗大的铁素体析出，从而得不到微细的铁素体组织。另外，平均冷却速度低于10℃/秒时，无法得到充分的过冷度，核生成点降低，难以得到以平均晶粒直径计为14μm以下的铁素体。还有，在本发明中，所谓“Ar3相变点”是由下式(2)求得的值。
Ar3相变点＝930-230·[C]+25·[Si]-74·[Mn]-56·[Cu]-16·[Ni]-9·[Cr]-5·[Mo]-1620·[Nb]…(2)
其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]和[Nb]分别表示C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo和Nb的含量(质量％)。
(b)上述冷却需要冷却至(Ar3相变点-40℃)以下的温度(但是在第二次冷却开始温度以上)。为了通过第一次冷却而使微细的铁素体从奥氏体中析出，就需要通过该冷却达到过冷状态，但是，为此需要使停止冷却的温度为(Ar3相变点-40℃)以下的温度。据此，若温度变高也不会有过冷的效果，在其后的空冷中作为粗大的铁素体生成，成为与没有冷却的情况下相同的组织。
(c)需要在第一次冷却停止温度一下子中断冷却，并进行30～150秒的空冷，但是，若这时的时间(空冷时间)低于30秒，则铁素体分率不足，若超过150秒，则铁素体分率过高，另外铁素体粒径也变大，难以确保母材韧性和强度。优选为低于100秒。另外，这时的空冷，需要冷却后在t/4(t：板厚)位置的温度为(Ar3相变点-80℃)～(Ar3相变点-190℃)的温度范围(第二次冷却开始温度)进行，但是，若该温度低于(Ar3相变点-190℃)或超过(Ar3相变点-80℃)，则铁素体分率将不足。还有，在本发明中所谓“空冷”，意思是停止冷却，通过放冷而使冷却速度低于1.0℃/秒的状态。
(第二次冷却)
(a)第二次冷却是为了控制MA的分率，同时使第二相硬度处于规定的范围(以维氏硬度Hv计为265～400)。这时的平均冷却速度低于10℃/秒时，则会变成珠光体组织，粗大的MA会大量地生成，不能确保母材的韧性和强度。另外，若冷却停止温度在350℃以下，则马氏体MA从第二相生成，硬度变高。相对于此，若冷却停止温度超过350℃，则MA分解，其分率减少，并且将微细地分散。然而，若冷却停止温度超过550℃，则第二相成为珠光体组织，不能确保母材的韧性和强度。
如上述冷却至超过350℃、550℃以下后，优选进行空冷(AC)。另外，也能够以500～600℃进行回火，通过附加这一工序，可以进行强度的调整。
还有，上述所示的温度，作为发挥着钢板的平均的性能的位置，是以t/4部(t：板厚)的位置的温度进行管理。另外，本发明的钢材能够有利地应用于所谓厚钢板。这时的板厚约为7mm以上，上限没有特别限定，但通常为40mm以下的程度。
以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例的限制，在能够符合前、后述的宗旨的范围内也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
【实施例】
将下述表1所示的化学成分组成的钢坯加热至1100℃，实施热轧至规定的板厚(12mm或30mm)，结束热轧后，以规定的冷却速度冷却至规定的温度范围(第一次冷却)，在此途中停止冷却，进行空冷。其后，从该温度范围以10℃/秒以上的冷却速度冷却至550℃以下(冷却停止温度)(第二次冷却)。这时的制造条件显示在表2、3中。
Figure A20081009038800151
Figure A20081009038800161
Figure A20081009038800171
对于如上述这样得到的各钢板，分别按下述的要领，实施母材组织(铁素体分率、铁素体粒径、MA分率、第二相硬度)、母材特性[(板厚、屈服强度YS、抗拉强度TS、韧性(断裂转变温度vTrs)]和HAZ韧性(vE-60)的评价。
(铁素体分率、铁素体粒径的测定)
铁素体(多边铁素体)的分率，是对于各钢板的t/4(t：板厚)，使用光学显微镜以200倍的倍率观察1个视野为300μm×300μm的区域，使用图像分析软件进行测定，求得5个视野的平均值。另外，铁素体的平均晶粒直径，是在各钢板的t/4部(t：板厚)的位置，以400倍观察10个视野，根据JIS G 0551所规定的比较法进行测定。
(MA分率)
在各钢板的t/4部(t：板厚)的位置，进行Lepera腐蚀后，使用光学显微镜以倍率1000率观察1个视野：50μm×50μm的区域，使用图像分析软件加以测定，求得10个视野的平均值。
(第二相硬度)
在各钢板的t/4部(t：板厚)的位置，使用10kgf的显微维氏硬度计，在任意的10点测定第二相的硬度，求得其平均值。
(母材特性的评价)
从各钢板的总厚度，沿着与轧制方向成直角的方向提取JIS Z 2201的1B号试验片，按JIS Z 2241的要领进行拉伸试验，测定屈服强度YS(有屈服点时测定下屈服点YP，没有时测定0.2％屈服应力σ0.2)、和抗拉强度(TS)。然后，屈服强度：440MPa以下、抗拉强度：510MPa以上，屈强比(YS/TS)为75％以下的评价为低屈强比高张力钢板。
另外，从距各钢板的表面侧削去了1mm的部位，沿轧制方向提取JISZ 2202的V切口试验片，按JIS Z 2242的要领进行摆锤冲击试验，测定断裂转变温度vTrs。然后，断裂转变温度vTrs为-100℃以下的评价为具有优异的母材韧性。
(HAZ韧性的评价)
使用上述钢板以FCB法实施单面潜弧焊。FCB法是在铜板之上衬板并衬垫助焊剂，压抵到坡口背面，边从表面单侧形成背面焊道边完成焊接的方法，一般被造船等的拼板焊接应用。坡口形状显示在图4中[(a)为板厚12mm的情况，(b)为板厚30mm的情况]。焊接材料使用下述的低温用钢焊接材料(神户制钢所制)，以图5和表4的焊接条件制作焊接接头。
(焊接材料)
焊丝：US-255
表面助焊剂：PF-50LT
衬板助焊剂：MF-1R
【表4】
Figure A20081009038800191
然后，从表面侧切削1mm，在HAZ部(熔合部)的位置与板表面垂直地切入切口，分别提取这样的JIS Z 2202的V切口试验片3个，按JIS Z2242的要领进行摆锤冲击试验。然后，测定试验温度为-60℃的吸收能(vE-60)。然后，该吸收能(vE-60)的平均值为100J以上的评价为HAZ的低温韧性优异。
其结果与实际焊接施工条件(施工法、输入热量)一起显示在下述表5、6中。
Figure A20081009038800201
由这些结果能够进行如下考察(还有，下述No.表示表中的实验No.)。
满足本发明规定的要件的No.1～14的钢板，其HAZ韧性优异，并且也是母材特性(低温韧性、屈服强度YS：440MPa以下，抗拉强度TS：510MPa以上，屈强比YR：75％以下)优异的钢板，以高热能输入单面潜弧焊法焊接该钢板，并用于低温条件的用途时仍发挥出优异的特性。
相对于此，不满足本发明的No.15～29，分别具有以下的问题。即，No.15～18虽然HAZ的低温韧性优异，但是母材的铁素体分率低，无法获得期望的母材特性(屈服强度YS：440MPa以下，屈强比YR：75％以下，vTrs为-100℃以下)。
No.19虽然HAZ的低温韧性优异，但是母材的MA分率高，得不到期望的母材特性(抗拉强度TS：510MPa以上，屈强比YR：75％以下，vTrs为-100℃以下)。No.20虽然HAZ的低温韧性优异，但是母材的MA分率高，第二相硬度高，从而得不到期望的母材特性(屈强比YR：75％以下，vTrs为-100℃以下)。No.21～23中，铁素体粒径也大，母材韧性劣化。
No.24因为C含量超过上限，No.25因为Si含量和Mn含量超过上限，所以MA分率均多，HAZ韧性和母材韧性差。另外，No.26因为Ti含量过剩，No.27因为B含量过剩，另外(B-NT/1.3)均高于式(1)的上限，所以HAZ韧性均差。
No.28因为V含量超过优选的范围，另外不含Ti和B，而且(B-NT/1.3)低于式(1)的下限，所以HAZ韧性劣。No.29其Ni含量超过优选的范围，另外不含B，从而强度降低，同时HAZ韧性也差。

Claims (6)

1.一种钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.05～0.09％、Si：0.05～0.25％、Mn：1.2～1.6％、P：0.01％以下、S：0.003％以下、Al：0.02～0.04％、B：0.0006～0.0020％、N：0.0030～0.0080％、Ti：0.005～0.025％，
并且，在t/4位置的显微组织中，由相对于全部组织的分率为60～85面积％的铁素体、分率为5％以下且含0％的岛状马氏体、以及余量为贝氏体组织的混合组织构成，其中，t为板厚，
并且，所述铁素体的平均晶粒直径为14μm以下，并且第二相的维氏硬度Hv为265～400。
2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，化学成分组成满足下式(1)，
-20≤(B-NT/1.3)≤10…(1)
式中，B表示以质量ppm计的B含量，
另外，当N与Ti的关系为
(N-Ti/3.4)≥0时，NT＝(N-Ti/3.4)
(N-Ti/3.4)＜0时，NT＝0
其中，N表示以质量ppm计的N含量，Ti表示以质量ppm计的Ti含量。
3.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，以质量％计含有从Cu：0.05～0.4％、Ni：0.05～0.4％、Cr：0.05～0.4％、Mo：0.05～0.4％和V：0.005～0.02％中选出的至少一种。
4.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，以质量％计含有Nb：0.005～0.025％。
5.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，以质量％计含有Ca：0.0010～0.003％。
6.一种制造权利要求1～5中任一项所述的低屈强比高张力钢板的方法，其特征在于，在进行热轧后，从超过钢板的(Ar3相变点-40℃)的温度，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至(Ar3相变点-40℃)以下的温度，在该温度暂时中断冷却并进行30～150秒的空冷，接着，从t/4位置的温度为(Ar3相变点-80℃)～(Ar3相变点-190℃)的温度范围，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至超过350℃但在550℃以下的温度范围，其中，t为板厚。
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