TW202200802A - 鋼板 - Google Patents

Abstract

本發明鋼板含有預定化學成分，且Mn及Ni含量之比Mn/Ni為0.80以下，碳當量CeqWES為0.430%以上且在0.900%以下，拉伸強度為780MPa以上且在930MPa以下，降伏強度為630MPa以上且在750MPa以下，降伏比為85%以下，板厚為40mm以上且在120mm以下，並且在從表面起算1/4板厚之位置測定225點以上的維氏硬度，令維氏硬度中從較小者起算至20%為止之值的平均值為Hvmin，且令從較大者起算至20%為止之值的平均值為Hvmax，此時Hvmin/Hvmax為0.85以下。

Description

鋼板

本發明涉及一種鋼板，尤其是關於高入熱量熔接部之韌性優異的高入熱量熔接用高強度鋼板。

近年來，隨著建築結構物的高層化及無柱空間(columnless space)的擴大，用於鋼骨的厚鋼板正趨向高強度化及厚壁化。此外，為了在大規模地震發生時依舊確保高安全性，對於鋼結構物之耐破壞性的要求越來越高。再加上，從工期縮短、削減建造成本的觀點來看，一般係應用高效率的高入熱量熔接，而在此種高入熱量HAZ的高韌性化要求也升高。又，所謂「高入熱量熔接HAZ」意指因高入熱量熔接而形成的熔接熱影響部(Heat Affected Zone；HAZ)，有時僅稱為高入熱量HAZ。

以往，於高強度厚鋼板應用上述高入熱量熔接時，難以在HAZ確保良好的韌性。譬如，非專利文獻1及非專利文獻2中顯示了拉伸強度780MPa等級厚鋼板中之電渣熔接部的HAZ韌性。根據非專利文獻1之圖6可讀取到：在熔融線(Fusion Line；FL)、從FL起算1mm(HAZ1)、從FL起算3mm(HAZ3)、從FL起算5mm(HAZ5)之凹口位置的沙丕吸收能量之平均值為40J以下。另外，根據非專利文獻2的圖3及圖5，在FL之凹口位置的沙丕吸收能量之平均值為50J以下。

針對上述問題，在專利文獻1中揭示有一種技術，係藉由同時減低Si含量與P含量(以下有時分別稱為低Si化、低P化)，來抑制HAZ中之麻田散鐵-沃斯田鐵混合相(Martensite-Austenite constituent，MA)之生成，而提升HAZ韌性。根據該技術，可在低入熱量至高入熱量之熔接接頭熱影響部穩定確保在0℃的沙丕吸收能量平均為27J左右以上的韌性。

並且，專利文獻2宣稱除了專利文獻1的低Si、低P化之外，還可藉由添加較高濃度的Mn來減低MA。此外，專利文獻3中顯示一種技術，係藉由使粒徑為0.005~0.5µm之微細硫化物分散於鋼中，而具有抑制HAZ中之γ粒成長的作用，從而顯著提升HAZ韌性。

又，針對上述問題，已提案一種拉伸強度780MPa等級厚鋼板，其係對厚鋼板施行使降伏比減低之2相區淬火處理，使Mn、Cu、Ni等合金元素分布於肥粒鐵與沃斯田鐵之邊界，藉此改善了高入熱量熔接HAZ之韌性(例如參照專利文獻4)。該技術係使會提高淬火性的合金元素產生濃淡，在HAZ中於合金濃度低的區域使粒內變韌鐵成核，將組織微細化來提高韌性。

先前技術文獻 專利文獻 專利文獻1：日本專利第5862592號公報 專利文獻2：日本特開2017-155333號公報 專利文獻3：日本特開2002-309337號公報 專利文獻4：日本特開2010-280976號公報

非專利文獻 非專利文獻1： Kazushige TOKUNO et al, 780-N/mm² Class High Tensile Strength Steel Plate with Large-Heat-Input-Weldability and Low-Weld-Cracking-Susceptibility for Architectural Construction, NIPPON STEEL THECHNICAL REPORT No.75 November 1997, p.43~50 非專利文獻2：廣田實等其他5名，「透過線上製造流程所得之建築結構用低降伏比780N/mm² 等級鋼材 其3 高入熱量熔接部接頭特性」，日本建築學會學術演講大綱集，2012年，No.1017

發明欲解決之課題 然而，以專利文獻1或專利文獻2所揭示之技術而言，難以實現以近年來提升耐震性之需求為背景之平均70J之高HAZ韌性或更高韌性化。極度減低P含量(以下有時稱為極低P化)會致使精煉步驟的長時間化，導致製造工期的長期化或成本增加。另外，專利文獻2的技術無法避免因Mn偏析部中生成MA而導致HAZ韌性劣化，難以穩定確保HAZ韌性。專利文獻3所示之藉由使硫化物微細分散來抑制γ粒成長的作用將HAZ之有效結晶粒徑微細化而獲得高韌性的技術，要求有按ppm等級控制Mg或Ca之極高超的技術，而被認為這項技術很難應用在穩定製造及大量製造。 此外，在上述專利文獻4中雖能抑制沃斯田鐵的晶粒成長，但針對其他韌性降低之主要原因，對策上不夠充分。 尤其，對板厚40mm以上之鋼板進行高入熱量熔接時，熔接部的冷卻速度會成為0.5℃/秒以下的程度，與一般入熱量之熔接部的冷卻大有不同。然而，以往並無設想此種熔接條件的成分設計方針。

已知如上所述高強度鋼板的高入熱量熔接HAZ韌性劣化的原因在於：成為脆性破壞起點之MA的生成及晶粒的粗大化。近年來因鋼板厚壁化造成熔接入熱量大增而伴隨冷卻速度降低，會招致晶粒粗大化與MA增加，而更難確保HAZ韌性。

為了謀求鋼板的高強度化，有效作法係提高鋼之淬火性指標即碳當量CeqWES。然而，若增加Mn等合金元素的含量，高入熱量HAZ不僅會成為以粗大變韌鐵為主體的組織，還會促進脆化相即MA的生成。MA為硬質相，會成為破壞的起點，故有MA生成的HAZ韌性會降低。

又，高入熱量HAZ會被加熱至高溫，所以會促進沃斯田鐵的晶粒成長，致使鋼之晶粒粗大化。如此一來，若為了使鋼板高強度化而提高碳當量CeqWES，則在高入熱量HAZ中會形成生成有MA之以粗大變韌鐵為主體的組織，導致韌性容易降低。

如以上，當係含有會提高強度之合金元素Mn及Ni的厚鋼板時，高入熱量HAZ的韌性會因MA之生成、舊沃斯田鐵的粗大化而明顯降低。因此，根據習知厚鋼板的成分設計方針，很難兼顧鋼板(母材)的高強度化及確保高入熱量熔接HAZ的韌性。

本發明係有鑑於上述實際情形而作成者，其課題在於提議新的成分設計方針，並據以提供一種可兼顧母材強度及確保高入熱量熔接HAZ之韌性的鋼板(高入熱量熔接用高強度鋼板)。

用以解決課題之手段 本發明人等著眼於高入熱量熔接HAZ之主要控制因素即結晶粒徑之微細化及降低MA，為了兼顧鋼板(母材)之高強度化及確保高入熱量熔接HAZ之韌性而進行了研討。結果得知：MA之生成係因鋼板中所含Mn或Ni等合金元素局部濃化而形成的微觀偏析部所致。具體而言，可知微觀偏析部若因熔接熱影響而被加熱又冷卻，則部分金屬組織會因相變態而成為MA。 本發明人等進一步進行研討之結果，獲得以下知識見解：鋼成分(化學組成)Mn含量與Ni含量之比Mn/Ni設為0.80以下，可有效減低微觀偏析部中之MA。 並且亦獲得以下新知見解：藉由控制碳當量CeqWES來抑制晶粒粗大化，可兼顧母材強度及確保高入熱量熔接HAZ之韌性。

本發明係有鑑於上述情事而作成者，其主旨如下。

[1]本發明一態樣之鋼板，特徵在於：其化學組成以質量%計含有： C：0.03%以上且在0.18%以下、 Mn：0.3%以上且在1.6%以下、 Ni：1.0%以上且在7.0%以下、 Al：0.01%以上且在0.20%以下、 B：0%以上且在0.0050%以下、 Ti：0%以上且在0.020%以下、 Cu：0%以上且在2.0%以下、 Cr：0%以上且在2.0%以下、 Mo：0%以上且在2.0%以下、 W：0%以上且在1.0%以下、 Co：0%以上且在1.0%以下、 Nb：0%以上且在0.10%以下、 V：0%以上且在0.10%以下、 Ca：0%以上且在0.005%以下、 Mg：0%以上且在0.005%以下、 REM：0%以上且在0.005%以下、 Zr：0%以上且在0.005%以下、 Si：0.30%以下、 P：0.015%以下、 S：0.005%以下、 O：0.0060%以下及 N：0.0100%以下，且 剩餘部分由Fe及不純物所構成， Mn及Ni含量之比Mn/Ni為0.80以下； 以下述(1)式計算之碳當量CeqWES為0.430%以上且在0.900%以下； 拉伸強度為780MPa以上且在930MPa以下； 降伏強度為630MPa以上且在750MPa以下； 降伏比為85%以下； 板厚為40mm以上且在120mm以下；並且 在從表面起算1/4板厚之位置測定225點以上的維氏硬度，令前述維氏硬度中從較小者起算至20%為止之值的平均值為Hvmin，且令從較大者起算至20%為止之值的平均值為Hvmax，此時Hvmin/Hvmax為0.85以下。 CeqWES=C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14…(1) 在此，(1)式中，C、Mn、Si、Ni、Cr、Mo及V為各元素的含量[質量%]，不含有之元素項目則代入0。 [2]如[1]之鋼板亦可為前述化學組成以質量%計含有： C：0.12%以上且在0.18%以下、 Mn：0.5%以上且在1.5%以下、 Ni：1.0%以上且在3.0%以下、 Al：0.05%以上且在0.20%以下、 B：0.0003%以上且在0.0030%以下、 Ti：0.004%以下、 Cr：0%以上且在1.0%以下、 Mo：0%以上且在1.0%以下及 O：0.0040%以下；並且 前述CeqWES為0.430%以上且在0.530%以下。 [3]如[1]或[2]之鋼板亦可為前述化學組成以質量%計含有選自於由以下所構成群組中之任1種以上元素： Cu：0.1%以上且在2.0%以下、 Cr：0.1%以上且在1.0%以下、 Mo：0.1%以上且在1.0%以下、 W：0.1%以上且在1.0%以下、 Co：0.1%以上且在1.0%以下、 Nb：0.005%以上且在0.10%以下、 V：0.005%以上且在0.10%以下、 Ca：0.0001%以上且在0.005%以下、 Mg：0.0001%以上且在0.005%以下、 REM：0.0001%以上且在0.005%以下及 Zr：0.0001%以上且在0.005%以下。 [4]如[1]~[3]中任一態樣之鋼板亦可為前述化學組成以質量%計含有： C：0.08%以上且在0.14%以下、 Mn：0.3%以上且在1.0%以下、 Ni：2.5%以上且在7.0%以下、 Al：0.01%以上且在0.100%以下、 Nb：0%以上且在0.03%以下、 P：0.010%以下及 N：0.0060%以下；並且 前述CeqWES為0.600%以上且在0.900%以下； 以下述(2)式計算之CeqIIW為0.750%以上且在1.100%以下； 以下述(3)式計算之DI(吋)為17以上且在35以下。 CeqIIW(%)=C+Mn/6+Cu/15+Ni/15+Cr/5+Mo/5+V/5…(2) DI(吋)=0.5×fB×C^0.5 ×(1+0.64×Si)×(1+4.1×Mn)×(1+0.27×Cu)×(1+0.52×Ni)×(1+2.33×Cr)×(1+3.14×Mo)…(3) 在此，上述(2)、(3)式中，C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr及Mo係以質量%表示之各元素在鋼板中的含量，不含有之元素項目則代入0。B含量在0.0004%以下時，令fB=1.0；B含量大於0.0004%且在0.0050%以下時，令fB=1.3。 [5]如[1]~[4]中任一態樣之鋼板亦可為前述化學組成以質量%計含有選自於由以下所構成群組中之任1種以上元素： Ti：0.003~0.020%、 B：0.0004~0.0050%、 Cu：0.1~2.0%、 Cr：0.1~2.0%、 Mo：0.1~2.0%、 Nb：0.003~0.03%、 V：0.01~0.10%、 Ca：0.0005~0.005%、 Mg：0.0005~0.005%及 REM：0.0005~0.005%。 [6]如[1]~[5]中任一態樣之鋼板亦可為前述化學組成以質量%計含有： C：0.03%以上且在0.08%以下、 Ni：1.3%以上且在7.0%以下、 Al：0.01%以上且在0.10%以下、 Cu：0.6%以上且在2.0%以下、 Cr：0.1~1.0%與Mo：0.1~1.0%之至少一者、 Nb：0%以上且在0.03%以下、 Ti：0.003%以上且在0.015%以下、 Si：0.10%以下、 P：0.010%以下及 N：0.006%以下；並且 Ti及N含量之比Ti/N為3.0以下； 前述CeqWES為0.500%以上且在0.700%以下； 以下述(2)式計算之CeqIIW為0.650%以上且在0.890%以下； 以下述(3)式計算之DI(吋)為10.0以上且在21.0以下。 CeqIIW(%)=C+Mn/6+Cu/15+Ni/15+Cr/5+Mo/5+V/5…(2) DI(吋)=0.5×fB×C0.5×(1+0.64×Si)×(1+4.1×Mn)×(1+0.27×Cu)×(1+0.52×Ni)×(1+2.33×Cr)×(1+3.14×Mo)…(3) 在此，上述(2)、(3)式中，C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr及Mo係以質量%表示之各元素在鋼板中的含量，不含有之元素項目則代入0。B含量在0.0004%以下時，令fB=1.0；B含量大於0.0004%且在0.0050%以下時，令fB=1.3。 [7]如[1]~[6]中任一態樣之鋼板以質量%計亦可含有選自於由以下所構成群組中之任1種以上元素： Ca：0.0005~0.005%、 Mg：0.0005~0.005%及 REM：0.0005~0.005%。 [8]如[1]~[7]中任一態樣之鋼板亦可為前述化學組成含有P：0.003%以上且在0.010%以下。 [9]如[1]~[8]中任一態樣之鋼板亦可為前述Hvmin及前述Hvmax滿足下述(8)式及(9)式。 780≦0.25×Hvmin+1.07×Hvmax+387≦930…(8) -0.00146×Hvmin+0.00246×Hvmax+0.659×Hvmin/Hvmax-0.163≦0.85…(9) [10]如[1]及[4]~[9]中任一態樣之鋼板亦可為在以鋼板表面為起點沿深度方向至3mm為止之區域中，維氏硬度之最大值Hvs在320以下。 [11]如[1]及[4]~[10]中任一態樣之鋼板亦可為以鋼板表面為起點沿深度方向至3mm為止之區域中之維氏硬度之最大值Hvs與鋼板1/4厚度位置之維氏硬度Hvq之差ΔHv為70以下。 [12]如[1]~[11]中任一態樣之鋼板亦可為在賦予相當於60~150kJ/mm之入熱量的熔接熱循環後，再現HAZ中之在0℃的沙丕吸收能量平均為100J以上。

發明效果 根據本發明，可提供一種鋼板(高入熱量熔接用高強度鋼板)，該鋼板係根據新的成分設計方針，且可兼顧母材強度及確保高入熱量熔接HAZ之韌性。

[第1實施形態] 以下說明本發明第1實施形態之高入熱量熔接用高強度鋼板(以下亦僅稱為鋼板)。首先，詳述本發明人等達至完成本發明之研討結果及所得新知見解。

第1實施形態之鋼板含有會提高淬火性之合金元素C、Mn及Ni。並且，本實施形態之鋼板係藉由對熔煉鋼並加以鑄造而得之鋼片施行熱軋延來製造。然而，鋼板中會因鑄造時之凝固而殘留有形成於凝固組織界面的微觀偏析部，並且該微觀偏析部在如熔接熱影響之短時間加熱下無法被消除，而會直接局部殘留於高入熱量HAZ。該局部形成的微觀偏析部中有Mn、Ni等合金元素濃化。根據本發明人等之研討得知：與Ni相較之下，Mn較會延遲殘留沃斯田鐵在高入熱量HAZ冷卻時分解，而招致麻田散鐵/沃斯田鐵混合相(MA)的增加。

在高入熱量HAZ中，微觀偏析部之殘留沃斯田鐵若未分解而被冷卻至室溫，其就會成為MA而使韌性變差。因此，可認為關於會致使延遲殘留沃斯田鐵分解的Mn，從抑制MA生成量的觀點來看，控制其含量相當重要。換言之，可想成相較於Mn，Ni帶給高入熱量HAZ韌性的不良影響較小，因此認為藉由謀求使鋼中的Mn與Ni含量適當化，可抑制MA之生成量。本發明人等還發現藉由添加Ni來提高淬火性，母材組織會微細化，並且減輕MA所造成的韌性劣化。

此外，本實施形態之鋼板為了確保淬火性，係限制碳當量CeqWES之下限，並控制C、Mn、Si、Ni、Cr、Mo、V的含量。另一方面，若過度提高淬火性，HAZ組織會成為麻田散鐵而使延性極端地降低，吸收能量降低，因此也須有CeqWES之上限。根據本發明人等研討的結果可知：只要將利用下述(1)式求算之碳當量CeqWES限制在0.430%~0.900%，即可確保高入熱量HAZ的韌性。

CeqWES(%)=C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14…(1) 在此，上述(1)式中，C、Mn、Si、Ni、Cr、Mo、V及Cu係以質量%表示之各元素在鋼板中的含量，不含有之元素項目則代入0。

接著，說明本實施形態之鋼板之化學成分(鋼組成)。另，以下化學成分之說明中，質量%僅標記為%。

(C：0.03%以上且在0.18%以下) C係會提高鋼之淬火性而有助於高強度化的元素。因此，在本實施形態中C含量為0.03%以上。另一方面，從防止雪明碳鐵過度生成以確保韌性的觀點來看，在本實施形態中C含量為0.18%以下。C含量宜為0.17%以下，較宜為0.16%以下。

(Si：0.30%以下) Si有時係為了脫氧及強度而含有於鋼中，而其亦係會促進MA生成的元素。本發明人等針對Si對MA所造成的有害性進行研討，結果確認Si會對高入熱量HAZ之微觀偏析部中的MA生成帶來極大影響。因此，為了確保高入熱量HAZ的韌性，在本實施形態中Si含量為0.30%以下。Si含量宜為0.25%以下，較宜為0.20%以下，更宜為0.15%以下。Si含量下限無特別限定，而從製造成本的觀點來看，Si含量宜為0.01%以上。

(Mn：0.3%以上且在1.6%以下) Mn係會提高鋼之淬火性而有助於高強度化的元素，在本實施形態中Mn含量為0.3%以上。然而，若Mn含量過度增加，會使高入熱量HAZ之MA增加，而使韌性明顯變差。因此，在本實施形態中Mn含量上限為1.6%以下，且宜為1.5%以下，較宜為1.4%以下，更宜為1.3%以下。

(P：0.015%以下) P係對韌性有害的不純物。為了穩定確保高入熱量HAZ之韌性，必須限制P含量，在本實施形態中係在0.015%以下。P含量宜為0.010%以下，較宜為0.008%以下。P含量下限並無限定，而從製造成本的觀點來看，P含量亦可為0.001%以上。又，P雖是對韌性有害的不純物，但具有提高高入熱量HAZ的淬火性，使結晶粒徑細粒化，而提升高入熱量HAZ之韌性的效果。從獲得該效果之觀點來看，亦可將P含量設為0.003%以上。

(S：0.005%以下) S為不純物，若大量含有則有時會形成粗大夾雜物而使韌性降低。因此，為了穩定確保高入熱量HAZ的韌性，必須限制S含量，在本實施形態中S係在0.005%以下。S含量下限無特別限定，而從製造成本的觀點來看，S含量亦可為0.0001%以上。

(Ni：1.0%以上且在7.0%以下) Ni係會提高鋼之淬火性而有助於高強度化的元素，同時亦為會提高高入熱量HAZ之韌性的元素。從確保強度及韌性的觀點來看，在本實施形態中Ni含量為1.0%以上。Ni含量宜為1.2%以上，較宜為1.4%以上，更宜為1.5%以上。另一方面，Ni為昂貴的元素，基於抑制製造成本上升的觀點，在本實施形態中Ni含量係在7.0%以下。

(Mn/Ni：0.80以下) Mn及Ni皆為有助於鋼之高強度化的元素，但在高入熱量HAZ中Mn比Ni更容易促進MA生成，因此Mn含量宜較Ni含量少。從謀求高入熱量HAZ之高強度化並確保韌性的觀點來看，在本實施形態之鋼板中，將鋼中之Mn含量除以Ni含量所得之比Mn/Ni為0.80以下。Mn/Ni宜為0.70以下，較宜為0.60以下。另，Mn/Ni可將Mn含量之下限除以Ni含量之上限所得之比作為下限，亦即亦可為0.17以上。Mn/Ni亦可為0.20以上。

(Al：0.01%以上且在0.20%以下) Al作為脫氧元素相當重要，並且在添加B時，其係為了藉由形成AlN來固定N以抑制BN析出，來確保對鋼之淬火性有效的固溶B而含有的重要元素。為了發揮該效果，在本實施形態中Al含量為0.01%以上。另一方面，從抑制會成為破壞起點而使韌性降低之粗大鋁系氧化物生成的觀點來看，在本實施形態中Al含量為0.20%以下。Al含量宜為0.18%以下，較宜為0.16%以下，更宜為0.15%以下。

(N：0.0100%以下) N係會形成氮化物的元素。從防止粗大氮化物形成以確保韌性的觀點、及抑制BN形成以確保淬火性的觀點來看，在本實施形態中N含量為0.0100%以下。N含量宜為0.0080%以下，較宜為0.0060%以下。並且，N含量過度增加亦恐會生成BN，而使有助於提升淬火性的固溶B大幅降低。因此，N含量越少越好，從製造成本的觀點來看，N含量可在0.0001%以上，亦可在0.0020%以上。

(O：0.0060%以下) O為不純物，若粗大鋁系氧化物重疊存在於高入熱量HAZ之微觀偏析部，則會作為破壞起點發揮作用而顯示出極低的韌性。所以，在本實施形態中O含量為0.0060%以下。O含量越少越好，亦可為0%，而從製造成本的觀點來看，在本實施形態中O含量亦可為0.0001%以上。

(碳當量CeqWES：0.430%以上且在0.900%以下) 碳當量CeqWES係影響鋼板(母材)強度及HAZ之硬度的淬火性指標。為了確保母材強度，在本實施形態中碳當量CeqWES為0.43%以上。碳當量CeqWES宜為0.44%以上，更宜為0.45%以上。另一方面，碳當量CeqWES若大於0.900%，則HAZ會成為麻田散鐵，韌性降低。因此，在本實施形態中CeqWES為0.900%以下。另，碳當量CeqWES可根據合金元素含量利用下述(1)式來計算。

CeqWES=C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14…(1) 在此，式(1)中，C、Mn、Si、Ni、Cr、Mo及V係以質量%表示之各元素在鋼板中的含量，不含有後述選擇元素Cr、Mo及V時則於各項代入0。

本實施形態高強度鋼板之化學成分的剩餘部分為鐵(Fe)及不純物。不純物係指在工業上製造鋼材時因礦石、廢料等原料或其他因素而混入之成分，且係在不會對本實施形態之鋼材造成不良影響之範圍內所容許之物。惟，不純物當中，針對P、S、O及N必須以上述方式限制上限值。

於本實施形態之高強度鋼板中，為了提升鋼板(母材)強度及韌性，亦可視需求含有以下所示選擇元素Cu、Cr、Mo、W、Nb、V、Ti及B中之1種或2種以上元素。

(Cu：0%以上且在2.0%以下) Cu係有時會從廢料等作為不純物混入鋼板的元素。然而，Cu含量之下限值並無特別限定，亦可為0%。又，Cu亦為對熔接性及HAZ之韌性的不良影響較小而會使母材強度及韌性提升的元素。因此，在本實施形態中Cu含量亦可為0.1%以上。惟，從抑制在鋼板熱軋延時產生之Cu裂痕、及抑制高入熱量HAZ之韌性及熔接性變差的觀點來看，在本實施形態中Cu含量為2.0%以下。

(Cr：0%以上且在2.0%以下) Cr係有時會從廢料等作為不純物混入鋼板的元素。然而，Cr含量之下限值並無特別限定，亦可為0%。另，Cr亦為提升母材強度的元素。因此，在本實施形態中Cr含量亦可為0.1%以上。惟，從抑制高入熱量HAZ之韌性及熔接性變差的觀點來看，在本實施形態中Cr含量為2.0%以下。

(Mo：0%以上且在2.0%以下) Mo係有時會從廢料等作為不純物混入鋼板的元素。然而，Mo含量之下限值並無特別限定，亦可為0%。另，Mo亦為提升母材強度及韌性的元素。因此，在本實施形態中Mo含量亦可為0.1%以上。惟，從抑制高入熱量HAZ之韌性及熔接性變差、及抑制合金成本上升的觀點來看，在本實施形態中Mo含量為2.0%以下。

(Nb：0%以上且在0.10%以下) Nb係有時會從廢料等作為不純物混入鋼板的元素。然而，Nb含量之下限值並無特別限定，亦可為0%。另，Nb亦為提升母材強度、韌性的元素。因此，在本實施形態中Nb含量亦可為0.005%以上。惟，從抑制高入熱量HAZ之韌性及熔接性變差的觀點來看，在本實施形態中Nb含量為0.10%以下。且Nb含量宜為0.05%以下，較宜為0.03%以下。

(V：0%以上且在0.10%以下) V係有時會從廢料等作為不純物混入的元素。然而，V含量之下限值並無特別限定，亦可為0%。另，V亦為提升母材強度的元素。因此，在本實施形態中V含量亦可為0.005%以上。惟，從抑制高入熱量HAZ之韌性及熔接性變差的觀點來看，在本實施形態中V含量為0.10%以下。且V含量宜為0.08%以下，較宜為0.06%以下。

(W：0%以上且在1.0%以下) W係有時會從廢料等作為不純物混入的元素。然而，W含量之下限值並無特別限定，亦可為0%。另，W亦為提升母材強度及韌性的元素。因此，在本實施形態中W含量亦可為0.1%以上。惟，從抑制高入熱量HAZ之韌性及熔接性變差、及抑制合金成本上升的觀點來看，在本實施形態中W含量為1.0%以下。且W含量宜在0.5%以下。

(Ti：0%以上且在0.020%以下) Ti在使母材強度上升及細粒化方面係有效元素。因此，在本實施形態中Ti含量亦可為0.005%以上。另一方面，由於亦可不添加Ti，故Ti含量可為0%。惟，從抑制粗大TiN對韌性造成不良影響的觀點來看，在本實施形態中Ti含量為0.020%以下。

(B：0%以上且在0.0050%以下) 為了限制碳當量Ceq並確保鋼之淬火性，亦可含有B。由於亦可不含有B，故B含量之下限為0%以上。B係即便微量含有仍會顯著提升鋼之淬火性的元素，為了發揮其效果，B含量亦可為0.0003%以上。另一方面，B含量若過多，高入熱量HAZ之韌性及熔接性可能會變差，因此在本實施形態中B含量之上限為0.0050%以下。另，當可利用其他元素來充分確保淬火性時，則無須含有B。

此外，於本實施形態之高強度鋼板中，為了控制夾雜物之形態，亦可視需求含有以下所示選擇元素Mg、Ca、REM及Zr中之1種或2種以上元素。

(Ca：0%以上且在0.005%以下) Ca係會形成氧化物或硫化物、氧硫化物而抑制粗大夾雜物生成，從而提高母材及HAZ之韌性的元素。因此，在本實施形態中Ca含量亦可為0.0001%以上。 惟，從抑制恐會作為脆性破壞之發生起點發揮作用的Ca系夾雜物增加的觀點來看，在本實施形態中Ca含量為0.005%以下。Ca含量宜為0.004%以下。另，Ca含量亦可為0%。

(Mg：0%以上且在0.005%以下) Mg係與Ca同樣會形成氧化物或硫化物、氧硫化物而抑制粗大夾雜物生成，從而提高母材及HAZ之韌性的元素。因此，在本實施形態中Mg含量亦可為0.0001%以上。惟，從抑制恐會作為脆性破壞之發生起點發揮作用的Mg系夾雜物增加的觀點來看，Mg含量為0.005%以下。Mg含量宜為0.003%以下。另，Mg含量亦可為0%。

(REM：0%以上且在0.005%以下) REM(稀土族元素)意指Sc、Y之2個元素與La、Ce及Nd等鑭系元素之15個元素的總稱。本實施形態中所謂REM係以選自該等稀土族元素中之1種以上元素構成，以下說明之REM含量係稀土族元素含量之合計量。

REM係與Ca或Mg同樣會形成氧化物、硫化物、氧硫化物而抑制粗大夾雜物生成，從而提高母材及HAZ之韌性的元素。因此，在本實施形態中REM含量亦可為0.0001%以上。惟，從抑制恐會作為脆性破壞之發生起點發揮作用的REM系夾雜物增加的觀點來看，在本實施形態中REM含量為0.005%以下。REM含量宜為0.003%以下。另，REM含量亦可為0%。

(Zr：0%以上且在0.005%以下) Zr係與Ca、Mg及REM同樣會形成氧化物、硫化物、氧硫化物而抑制粗大夾雜物生成，從而提高母材及HAZ之韌性的元素。所以，在本實施形態中Zr含量亦可為0.0001%以上。惟，從抑制恐會作為脆性破壞之發生起點發揮作用的Zr系夾雜物增加的觀點來看，在本實施形態中Zr含量為0.005%以下。Zr含量宜為0.003%以下。另，Zr含量亦可為0%。

(板厚：40mm以上且在120mm以下) (拉伸強度：780MPa以上且在930MPa以下) (降伏強度：630MPa以上且在750MPa以下) (降伏比：85%以下) 隨著建築物的大型化、建造的高效率化及提升所要求之安全性，對於熔接結構物用厚鋼板之要求漸趨高度化。因此，關於本實施形態之鋼板，從強度的觀點來看，板厚設為40mm以上且在120mm以下，拉伸強度設為780MPa以上且在930MPa以下，降伏強度設為630MPa以上且在750MPa以下。又，從耐震性的觀點來看，本實施形態之鋼板的降伏比設為85%以下。降伏比之下限並無限定，例如降伏比亦可為70%以上。此外，從建造的高效率化及耐震性的觀點來看，高入熱量熔接部之HAZ的沙丕吸收能量(試驗溫度0℃)之平均值宜為70J以上。另，所謂高入熱量熔接可舉例電渣熔接或潛弧熔接。 更理想的係將入熱量設為60~150kJ/mm之高入熱量熔接的HAZ中之在0℃的沙丕吸收能量平均宜為100J以上。惟，入熱量通常會因應板厚來決定。

以某個入熱量進行熔接後的HAZ之沙丕吸收能量，可藉由賦予相當於該入熱量之熱歷程的熱循環試驗來評估。

又，本實施形態之鋼板中，在從表面起算1/4板厚之位置測定225點以上的維氏硬度，令前述維氏硬度中從較小者起算至20%為止之值的平均值為Hvmin，且令從較大者起算至20%為止之值的平均值為Hvmax，此時Hvmin/Hvmax為0.85以下。 Hvmin/Hvmax若在0.85以下，就會變得容易滿足降伏比85%以下。另一方面，Hvmin/Hvmax若大於0.85，則會變得不易滿足降伏比85%以下，故不適宜。

Hvmin、Hvmax係如以下方式獲得。 將鋼板之L截面(與軋延方向平行的板厚面)進行機械研磨，以從表面起沿板厚方向1/4鋼板板厚之位置為中心，以按30µm間隔且成為15×15之格子狀的方式，針對合計225點測定遵照JIS Z 2244：2009之維氏硬度(測定荷重10gf)。 Hvmin係將所得維氏硬度之值從較小者開始依序排列後，將從較小者起算至總測定點數之20%為止之測定點的硬度值(例如，測定了500點時，係從較小者起算依序為第1~第100個為止的維氏硬度)加以平均來獲得。 並且，Hvmax係將從較大者起算至總測定點數之20%為止之測定點的硬度值加以平均來獲得。

在本實施形態之鋼板中，Hvmin與Hvmax宜滿足下述(8)式及(9)式。 780≦0.25×Hvmin+1.07×Hvmax+387≦930…(8) -0.00146×Hvmin+0.00246×Hvmax+0.659×Hvmin/Hvmax-0.163≦0.85…(9) 又，Hvmin與Hvmax滿足上述關係則表示金屬組織係以麻田散鐵(或回火麻田散鐵)與變韌鐵構成。

本實施形態之鋼板在以鋼板表面為起點沿深度方向至3mm為止之區域(有時稱為表層區域)中，維氏硬度之最大值Hvs宜為320以下。因為在表層區域之維氏硬度的最大值Hvs大於320之情況下，在施加彎曲應力或拉伸應力時容易產生龜裂。 又，本實施形態之鋼板中，維氏硬度之最大值Hvs與鋼板1/4厚度位置之維氏硬度Hvq之差ΔHv宜在70以下。ΔHv若大於70，恐會誘發表面破裂或招致加工性降低。因此，較理想係鋼板表面的硬度低且板厚方向之硬度分布極力平均化。

接下來，說明本實施形態之鋼板之製造方法。

本實施形態之鋼板係熔煉鋼並加以鑄造來製造鋼片，並對所得鋼片施行熱軋延而製出。鋼片的製造方法並無限定，以周知方法製造即可。例如，鋼片可在以轉爐、電爐等一般精煉製程熔煉後，利用連續鑄造法、造塊-分塊法等周知方法來製造。鋼片可在施行熱軋延後直接施行水冷等控制冷卻，或可在經氣冷後施行熱處理。另外，亦可在藉由鋼之熔煉及鑄造而製得鋼片後，直接施行熱軋延。惟，如後所述，鋼片宜在鑄造後進行冷卻，並再加熱至Ac3以上之溫度，實施熱軋延。

以下，說明本實施形態鋼板之較佳製造條件。

將一由上述化學成分構成並藉由連續鑄造法製得之厚度200mm以上的鋼片暫時冷卻至400℃以下。其後，將鋼片加熱至900℃以上且1250℃以下之溫度區，並施行熱軋延，而製造出板厚為40mm以上且在100mm以下之鋼板。鋼板可視需求施行各種熱處理。

連續鑄造後之鋼片若不冷卻至400℃以下而以熱加料法(hot charge)裝入加熱爐中，則於鑄造時生成之粗大γ組織也會殘留在加熱後之鋼片中，有時會造成鋼板組織無法充分微細化而低溫韌性變差。因此，連續鑄造後之鋼片宜暫時冷卻至400℃以下。

為了使於鑄造後之鋼片中析出的BN固溶化，鋼片之加熱溫度宜為900℃以上。經加熱之鋼片中的N會在熱軋延時被固定成AlN，而抑制BN生成。其結果，在鋼板中便充分確保會提升鋼之淬火性的固溶B。另一方面，從抑制γ粒粗大化並使熱軋延後之金屬組織微細化來抑制低溫韌性變差的觀點來看，鋼片之加熱溫度宜為1250℃以下。且加熱溫度較宜為1200℃以下。

又，於熱軋延後進行直接淬火時，熱軋延之結束溫度(完工溫度)宜為沃斯田鐵(γ)單相區，亦即宜在開始發生肥粒鐵變態之Ar3變態點以上。熱軋延之結束溫度更宜為750℃以上且在900℃以下。Ar3變態點(℃)可藉由以下(4)式求算。

Ar3變態點=868-396×C+24.6×Si-68.1×Mn-36.1×Ni-20.7×Cu-24.8×Cr+29.1×Mo…(4)

在此，上述(4)式中，C、Si、Mn、Ni、Cu、Cr及Mo係以質量%表示之各元素在鋼板中的含量，不含有之元素項目則代入0。

於熱軋延後進行氣冷或直接淬火並施行各種熱處理，藉此來精心製作母材之材質。於熱軋延後進行氣冷時，會於其後再加熱至γ單相區並進行淬火，此時會發揮B的淬火效果。另一方面，於熱軋延後進行直接淬火時，如上所述，在γ單相區結束熱軋延，接著以水冷使B的淬火效果發揮。此時，即便在熱軋延結束時鋼板的表層部溫度係在γ/肥粒鐵(α)之二相區，只要板厚內部溫度在γ單相區就不會有問題。

經施行該等淬火處理之鋼板為了穩定獲得低降伏比，有時會施行再加熱至γ與肥粒鐵(α)共存之二相區、及後續之淬火(二相區熱淬火)。在此，所謂的二相區為Ac1變態點以上且低於Ac3變態點，Ac1變態點及Ac3變態點分別可利用以下(5)式及(6)式來求算。 二相區熱處理溫度宜為680~810℃。

Ac1變態點=723+29.1Si-10.7Mn-16.9Ni+6.38W+16.9Cr…(5) Ac3變態點=910-203√C+44.7Si-30Mn-400Al-15.2Ni+104V+31.5Mo+13.1W+11Cr+20Cu-700P-400Ti…(6) 在此，上述(5)式及(6)式中，Si、Mn、Ni、W、Cr、C、Al、V、Mo、Cu、P及Ti係以質量%表示之各元素在鋼板中的含量，不含有之元素項目則代入0。

此外，為了最後調整鋼板之強度、降伏比及韌性，對鋼板施行回火。回火溫度宜設為350~600℃。

在此，上述熱軋延之完工溫度、淬火溫度、二相區淬火溫度及回火溫度皆係指板厚方向中心部(板厚內部)中的溫度。板厚內部之溫度可從以輻射溫度計測得之鋼板表面溫度，利用傳熱計算來求算。

藉由以上製法(包含直接淬火或γ再加熱淬火+二相區淬火+回火的製法)，便可製造本實施形態之鋼板。

根據本實施形態之鋼板，即使施行電渣熔接或潛弧熔接等熔接入熱量會大於60kJ/mm之高入熱量熔接，依舊可確保良好的HAZ韌性。

本實施形態之鋼板適合建築鋼骨，除了可促進建築物之高層化或大跨距化之進展以外，還可更提高建設效率與耐震安全性。

[第2實施形態] 以下說明本發明第2實施形態之高入熱量熔接用高強度鋼板(以下亦僅稱為「鋼板」)。另，與第1實施形態重複之部分將省略說明。 首先，詳述本發明人等達至完成本發明之研討結果及所得新知見解。

本實施形態之鋼板含有會提高淬火性之合金元素C、Mn及Ni。並且，本實施形態之鋼板係藉由對熔煉鋼並加以鑄造而得之鋼片施行熱軋延來製造。然而，鋼板中會因鑄造時之凝固而殘留有形成於凝固組織界面的微觀偏析部，並且該微觀偏析部在如熔接熱影響之短時間加熱下無法被消除，而會直接局部殘留於高入熱量HAZ。該局部形成的微觀偏析部中有Mn、Ni等合金元素濃化。根據本發明人等之研討得知：與Ni相較之下，Mn較會延遲殘留沃斯田鐵在高入熱量HAZ冷卻時分解，而招致麻田散鐵/沃斯田鐵混合相(MA)的增加。

在高入熱量HAZ中，微觀偏析部之殘留沃斯田鐵若未分解而被冷卻至室溫，其就會成為MA而使韌性變差。因此，可認為關於會致使延遲殘留沃斯田鐵分解的Mn，從抑制MA生成量的觀點來看，控制其含量相當重要。換言之，可想成相較於Mn，Ni帶給高入熱量HAZ韌性的不良影響較小，因此認為藉由謀求使鋼中的Mn與Ni含量適當化，可抑制MA之生成量。本發明人等還發現藉由添加Ni來提高淬火性，母材組織會微細化，並且減輕MA所造成的韌性劣化。

此外，本實施形態之鋼板為了確保淬火性，係限制碳當量CeqWES、CeqIIW之下限，並控制C、Mn、Si、Ni、Cr、Mo、V的含量。另一方面，若過度提高淬火性，HAZ組織會成為麻田散鐵而使延性極端地降低，吸收能量降低，因此也須有CeqWES、CeqIIW之上限。根據本發明人等研討的結果可知：只要將利用下述(1)式求算之碳當量CeqWES限制在0.600%~0.900%，將利用下述(2)式求算之CeqIIW限制在0.750%~1.100%，且將利用下述(3)式求算之淬火性倍數DI(吋)限制在17~35，即可確保高入熱量HAZ之韌性。

CeqWES(%)=C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14…(1) CeqIIW(%)=C+Mn/6+Cu/15+Ni/15+Cr/5+Mo/5+V/5…(2) DI(吋)=0.5×fB×C^0.5 ×(1+0.64×Si)×(1+4.1×Mn)×(1+0.27×Cu)×(1+0.52×Ni)×(1+2.33×Cr)×(1+3.14×Mo)…(3) 在此，上述(1)~(3)式中，C、Mn、Si、Ni、Cr、Mo、V及Cu係以質量%表示之各元素在鋼板中的含量，不含有之元素項目則代入0。fB係根據B量如以下定義。B含量在0.0004%以下時，令fB=1.0；B含量大於0.0004%且在0.0050%以下時，令fB=1.3。

接著，說明本實施形態之鋼板之化學成分(鋼組成)。另，以下化學成分之說明中，質量%僅標記為%。

(C：0.12%以上且在0.18%以下) C係會提高鋼之淬火性而有助於高強度化，且會影響MA生成的元素。在本實施形態中C含量為0.12%以上。藉此，會在高入熱量HAZ促進殘留沃斯田鐵之分解，亦即促進變態成肥粒鐵及析出雪明碳鐵，而減低MA，抑制韌性變差。C含量宜為0.13%以上，較宜為0.14%以上。另一方面，從防止雪明碳鐵過度生成以確保韌性的觀點來看，在本實施形態中C含量為0.18%以下。C含量宜為0.17%以下，較宜為0.16%以下。

(Mn：0.5%以上且在1.5%以下) Mn係會提高鋼之淬火性而有助於高強度化的元素，在本實施形態中Mn含量為0.5%以上。且Mn含量宜為0.8%以上。另一方面，從抑制高入熱量HAZ中之MA生成以確保韌性的觀點來看，在本實施形態中Mn含量為1.5%以下。 Mn含量宜為1.4%以下，較宜為1.3%以下，更宜為1.2%以下。

(Ni：1.0%以上且在3.0%以下) Ni係會提高鋼之淬火性而有助於高強度化的元素，同時亦為會提高高入熱量HAZ之韌性的元素。從確保強度及韌性的觀點來看，在本實施形態中Ni含量為1.0%以上。Ni含量宜為1.2%以上，較宜為1.4%以上，更宜為1.5%以上。另一方面，Ni為昂貴的元素，基於抑制製造成本上升的觀點，在本實施形態中Ni含量係在3.0%以下。Ni含量宜為2.5%以下，較宜為2.2%以下，更宜為2.0%以下。

(Ti：0.004%以下) Ti係形成TiN之元素，以往係利用於HAZ組織之微細化及抑制BN之析出。然而，本發明人等調查結果發現：微米尺寸的粗大TiN若存在於高入熱量HAZ的微觀偏析部，則會作為破壞起點發揮作用而顯示出極低的韌性。因此，在本實施形態中Ti含量為0.004%以下。Ti宜刻意不含有，Ti含量亦可為0%。又，Ti有時也會作為不純物混入，因此Ti含量可大於0%，亦可在0.001%以上。

(Al：0.05%以上且在0.20%以下) Al係會形成AlN來固定N的重要元素。為了抑制BN析出以確保對淬火性有效之固溶B，在本實施形態中Al含量為0.05%以上。Al含量宜為0.06%以上，較宜為0.07%以上。另一方面，從抑制會成為破壞起點而使韌性降低之粗大鋁系氧化物生成的觀點來看，在本實施形態中Al含量為0.20%以下。Al含量宜為0.18%以下，較宜為0.16%以下，更宜為0.15%以下。

(B：0.0003%以上且在0.0030%以下) B係用以限制碳當量CeqWES並確保鋼之淬火性的重要元素。並且，B係即使鋼中之含量為微量仍可顯著提升淬火性的元素，在本實施形態中B含量為0.0003%以上。B含量宜為0.0005%以上，較宜為0.0007%以上。另一方面，從抑制高入熱量HAZ之韌性及熔接性變差的觀點來看，在本實施形態中B含量為0.0030%以下。B含量宜為0.0020%以下，較宜為0.0015%以下。

(O：0.0040%以下) O為不純物，粗大氧化物會作為破壞起點發揮作用而使韌性降低。尤其，若於高入熱量HAZ之微觀偏析部存在粗大鋁系氧化物，便會顯示出極低的韌性。因此，從確保韌性的觀點來看，在本實施形態中O含量為0.0040%以下。O含量宜為0.0030%以下，較宜為0.0025%以下。雖然O含量越少越好，但從製造成本的觀點來看，O含量可在0.0001%以上，亦可在0.0010%以上。

(碳當量CeqWES：0.43%以上且在0.53%以下) 碳當量CeqWES係影響鋼板(母材)強度及HAZ之硬度的淬火性指標。為了確保母材強度，在本實施形態中碳當量CeqWES為0.43%以上。碳當量CeqWES宜為0.44%以上，更宜為0.45%以上。另一方面，從抑制高入熱量HAZ之硬化以確保韌性的觀點來看，在本實施形態中碳當量CeqWES為0.53%以下。碳當量CeqWES宜為0.52%以下，更宜為0.51%以下。另，碳當量CeqWES可根據合金元素含量利用下述(1)式來計算。

CeqWES=C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14 … (1)

在此，(1)式中，C、Mn、Si、Ni、Cr、Mo及V為各元素的含量[質量%]，不含有之元素項目則代入0。

本實施形態鋼板之化學組成的剩餘部分為鐵(Fe)及不純物。不純物係指在工業上製造鋼材時因礦石、廢料等原料或其他因素而混入之成分，且係在不會對本實施形態之鋼板造成不良影響之範圍內所容許之物。惟，不純物當中，針對P、S及O係如上述方式限制含量上限。並且，針對Ti，在其作為不純物混入時亦必須限制其上限。

於本實施形態之鋼板中，為了提升鋼板(母材)強度及韌性，亦可視需求含有以下所示選擇元素Cu、Cr、Mo、W、Co、Nb及V中之1種或2種以上元素。其中，Cu、W、Co、Nb及V係與第1實施形態相同，故在此省略說明。

(Cr：0%以上且在1.0%以下) Cr係有時會從廢料等作為不純物混入鋼板的元素。然而，Cr含量之下限值並無限定，亦可為0%。另，Cr亦為提升母材強度的元素。因此，在本實施形態中Cr含量亦可為0.1%以上。Cr含量宜為0.2%以上，較宜為0.3%以上。惟，從抑制高入熱量HAZ之韌性及熔接性變差的觀點來看，在本實施形態中Cr含量為1.0%以下。Cr含量宜為0.8%以下，較宜為0.5%以下。

(Mo：0%以上且在1.0%以下) Mo係有時會從廢料等作為不純物混入鋼板的元素。然而，Mo含量之下限值並無限定，亦可為0%。另，Mo亦為提升母材強度及韌性的元素。因此，在本實施形態中Mo含量亦可為0.1%以上。Mo含量宜為0.2%以上，較宜為0.3%以上。惟，從抑制高入熱量HAZ之韌性及熔接性變差、及抑制合金成本上升的觀點來看，在本實施形態中Mo含量為1.0%以下。且Mo含量宜為0.5%以下。

第2實施形態之鋼板之製造方法係與第1實施形態之鋼板之製造方法相同，故省略說明。

[第3實施形態] 接著說明本發明第3實施形態之高入熱量熔接用高強度鋼板(以下亦僅稱為「鋼板」)。首先，詳述本發明人等達至完成本發明之研討結果及所得新知見解。

本實施形態之鋼板含有會提高淬火性之合金元素C、Mn及Ni。並且，本實施形態之鋼板係藉由對熔煉鋼並加以鑄造而得之鋼片施行熱軋延來製造。然而，鋼板中會因鑄造時之凝固而殘留有形成於凝固組織界面的微觀偏析部，並且該微觀偏析部在如熔接熱影響之短時間加熱下無法被消除，而會直接局部殘留於高入熱量HAZ。該局部形成的微觀偏析部中有Mn、Ni等合金元素濃化。根據本發明人等之研討得知：與Ni相較之下，Mn較會延遲殘留沃斯田鐵在高入熱量HAZ冷卻時分解，而招致麻田散鐵/沃斯田鐵混合相(MA)的增加。

在高入熱量HAZ中，微觀偏析部之殘留沃斯田鐵若未分解而被冷卻至室溫，其就會成為MA而使韌性變差。因此，可認為關於會致使延遲殘留沃斯田鐵分解的Mn，從抑制MA生成量的觀點來看，控制其含量相當重要。換言之，可想成相較於Mn，Ni帶給高入熱量HAZ韌性的不良影響較小，因此認為藉由謀求使鋼中的Mn與Ni含量適當化，可抑制MA之生成量。本發明人等還發現藉由添加Ni來提高淬火性，母材組織會微細化，並且減輕MA所造成的韌性劣化。

此外，本實施形態之鋼板為了確保淬火性，係限制碳當量CeqWES、CeqIIW之下限，並控制C、Mn、Si、Ni、Cr、Mo、V的含量。另一方面，若過度提高淬火性，HAZ組織會成為麻田散鐵而使延性極端地降低，吸收能量降低，因此也須有CeqWES、CeqIIW之上限。根據本發明人等研討的結果可知：只要將利用下述(1)式求算之碳當量CeqWES限制在0.600%~0.900%，將利用下述(2)式求算之CeqIIW限制在0.750%~1.100%，且將利用下述(3)式求算之淬火性倍數DI(吋)限制在17~35，即可確保高入熱量HAZ之韌性。

CeqWES(%)=C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14…(1) CeqIIW(%)=C+Mn/6+Cu/15+Ni/15+Cr/5+Mo/5+V/5…(2) DI(吋)=0.5×fB×C^0.5 ×(1+0.64×Si)×(1+4.1×Mn)×(1+0.27×Cu)×(1+0.52×Ni)×(1+2.33×Cr)×(1+3.14×Mo)…(3) 在此，上述(1)~(3)式中，C、Mn、Si、Ni、Cr、Mo、V及Cu係以質量%表示之各元素在鋼板中的含量，不含有之元素項目則代入0。fB係根據B量如以下定義。B含量在0.0004%以下時，令fB=1.0；B含量大於0.0004%且在0.0050%以下時，令fB=1.3。

以下，說明本實施形態之鋼板。另，與第1實施形態及第2實施形態重複之部分將省略說明。

首先，說明本實施形態之鋼板之化學成分(鋼組成)。另，以下化學成分之說明中，質量%僅標記為%。

(C：0.08%以上且在0.14%以下) C係會提高鋼之淬火性而有助於高強度化的元素。因此，在本實施形態中C含量為0.08%以上。然而，C含量過度增加會招致MA或雪明碳鐵增加，使韌性降低，因此其上限為0.14%以下。

(Mn：0.3%以上且在1.0%以下) Mn係會提高鋼之淬火性而有助於高強度化的元素，在本實施形態中Mn含量為0.3%以上。然而，若Mn含量過度增加，會使高入熱量HAZ之MA增加而使韌性明顯變差，因此在本實施形態中Mn含量之上限為1.0%以下。

(P：0.010%以下) P係對韌性有害的不純物。為了穩定確保高入熱量HAZ之韌性，必須限制P含量，在本實施形態中係在0.010%以下。P含量下限並無特別限定，而從製造成本的觀點來看，P含量亦可為0.001%以上。

(Ni：2.5%以上且在7.0%以下) Ni係會提高鋼之淬火性而有助於高強度化的元素，同時亦為會提高高入熱量HAZ之韌性的元素。又，從本發明人等之調查可知：在高入熱量HAZ中，Ni具有比Mn更不易生成MA的特徵。基於該等情事，在本實施形態中Ni含量為2.5%以上。另一方面，Ni為昂貴的元素，基於抑制製造成本上升的觀點，在本實施形態中Ni含量係在7.0%以下。

(Al：0.01%以上且在0.100%以下) Al作為脫氧元素相當重要，並且在添加B時，其係為了藉由形成AlN來固定N以抑制BN析出，來確保對鋼之淬火性有效的固溶B而含有的重要元素。為了發揮該效果，在本實施形態中Al含量為0.01%以上。另一方面，從抑制會成為破壞起點而使韌性降低之粗大鋁系氧化物生成的觀點來看，在本實施形態中Al含量為0.100%以下。

(N：0.0060%以下) N為不純物，粗大氮化物會使母材及高入熱量HAZ之韌性降低。從防止粗大氮化物形成以確保韌性的觀點來看，在本實施形態中N含量為0.0060%以下。此外，在添加B時，N量過度增加亦恐會生成BN，而使有助於提升淬火性的固溶B大幅降低。因此，N含量越少越好，從製造成本的觀點來看，N含量亦可在0.0001%以上。

(碳當量CeqWES：0.600%以上且在0.900%以下) 碳當量CeqWES會對鋼板(母材)強度及HAZ之結晶粒徑造成很大影響。為了確保HAZ中之淬火性並使晶粒細粒化，在本實施形態中碳當量CeqWES為0.600%以上。另一方面，碳當量CeqWES若大於0.900%，則HAZ會成為麻田散鐵，韌性降低。因此，在本實施形態中CeqWES為0.900%以下。另，碳當量CeqWES可根據合金元素含量利用下述(1)式來計算。

CeqWES=C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14…(1) 在此，式(1)中，C、Mn、Si、Ni、Cr、Mo及V係以質量%表示之各元素在鋼板中的含量，不含有後述選擇元素Cr、Mo及V時則於各項代入0。

(碳當量CeqIIW：0.750%以上且在1.100%以下) 碳當量CeqIIW會對鋼板(母材)強度及HAZ之結晶粒徑造成很大影響。為了確保HAZ中之淬火性且使晶粒細粒化，在本實施形態中碳當量CeqIIW為0.750%以上。另一方面，碳當量CeqIIW若大於1.100%，則HAZ會成為麻田散鐵，韌性降低。因此，在本實施形態中CeqIIW為1.100%以下。碳當量CeqIIW可根據合金元素含量利用下述(2)式來計算。

CeqIIW(%)=C+Mn/6+Cu/15+Ni/15+Cr/5+Mo/5+V/5…(2) 在此，式(2)中，C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo及V係以質量%表示之各元素在鋼板中的含量，不含有後述選擇元素Cr、Mo及V時則於各項代入0。

(淬火倍數DI：17吋以上且在35吋以下) 淬火倍數DI會對鋼板(母材)強度及HAZ之結晶粒徑造成很大影響。為了確保HAZ中之淬火性並使晶粒細粒化，係將淬火倍數DI設為17吋以上。另一方面，淬火倍數DI若大於35吋，HAZ會成為麻田散鐵而韌性降低，因此設為35吋以下。淬火倍數DI可根據合金元素含量利用下述(3)式來計算。

DI(吋)=0.5×fB×C^0.5 ×(1+0.64×Si)×(1+4.1×Mn)×(1+0.27×Cu)×(1+0.52×Ni)×(1+2.33×Cr)×(1+3.14×Mo)…(3) 在此，上述(3)式中，B含量在0.0004%以下時，令fB=1.0；B含量大於0.0004%且在0.0050%以下時，令fB=1.3。

本實施形態高強度鋼板之化學成分的剩餘部分為鐵(Fe)及不純物。不純物係指在工業上製造鋼材時因礦石、廢料等原料或其他因素而混入之成分，且係在不會對本實施形態之鋼材造成不良影響之範圍內所容許之物。惟，不純物當中，針對P、S、O及N必須以上述方式限制上限值。

於本實施形態之高強度鋼板中，為了提升鋼板(母材)強度及韌性，亦可視需求含有以下所示選擇元素Cu、Cr、Mo、W、Nb、V、Ti及B中之1種或2種以上元素。其中，Cu、Cr、Mo、V、W及Ti係與第1實施形態相同，故在此省略說明。

(Nb：0%以上且在0.03%以下) Nb係有時會從廢料等作為不純物混入鋼板的元素。然而，Nb含量之下限值並無特別限定，亦可為0%。另，Nb亦為會提升母材強度、韌性的元素。因此，在本實施形態中Nb含量亦可為0.005%以上。惟，從抑制高入熱量HAZ之韌性及熔接性變差的觀點來看，在本實施形態中Nb含量為0.10%以下。且Nb含量宜為0.05%以下，較宜為0.03%以下。

(B：0%以上且在0.0050%以下) 為了限制碳當量Ceq並確保鋼之淬火性，亦可含有B。由於亦可不含有B，故B含量之下限為0%以上。B係即便微量含有仍會顯著提升鋼之淬火性的元素，為了發揮其效果，B含量亦可為0.0003%以上。另一方面，B含量若過多，高入熱量HAZ之韌性及熔接性可能會變差，因此在本實施形態中B含量之上限為0.0050%以下。另，當可利用其他元素來充分確保淬火性時，則無須含有B。

第3實施形態之鋼板之製造方法係與第1實施形態及第2實施形態之鋼板之製造方法相同，故省略說明。

[第4實施形態] 接著說明本發明第4實施形態之高入熱量熔接用高強度鋼板(以下亦僅稱為「鋼板」)。首先，詳述本發明人等達至完成本發明之研討結果及所得新知見解。

本實施形態之鋼板含有會提高淬火性之合金元素C、Mn及Ni。並且，本實施形態之鋼板係藉由對熔煉鋼並加以鑄造而得之鋼片施行熱軋延來製造。然而，鋼板中會因鑄造時之凝固而殘留有形成於凝固組織界面的微觀偏析部，並且該微觀偏析部在如熔接熱影響之短時間加熱下無法被消除，而會直接局部殘留於高入熱量HAZ。該局部形成的微觀偏析部中有Mn、Ni等合金元素濃化。根據本發明人等之研討得知：與Ni相較之下，Mn較會延遲殘留沃斯田鐵在高入熱量HAZ冷卻時分解，而招致麻田散鐵/沃斯田鐵混合相(MA)的增加。

在高入熱量HAZ中，微觀偏析部之殘留沃斯田鐵若未分解而被冷卻至室溫，其就會成為MA而使韌性變差。因此，可認為關於會致使延遲殘留沃斯田鐵分解的Mn，從抑制MA生成量的觀點來看，控制其含量相當重要。換言之，可想成相較於Mn，Ni帶給高入熱量HAZ韌性的不良影響較小，因此認為藉由謀求使鋼中的Mn與Ni含量適當化，可抑制MA之生成量。本發明人等還發現藉由添加Ni來提高淬火性，母材組織會微細化，並且減輕MA所造成的韌性劣化。

此外，本實施形態之鋼板為了確保淬火性，係限制碳當量CeqWES、CeqIIW之下限，並控制C、Mn、Si、Ni、Cr、Mo、V的含量。另一方面，若過度提高淬火性，HAZ組織會成為麻田散鐵而使延性極端地降低，吸收能量降低，因此也須有CeqWES、CeqIIW之上限。根據本發明人等研討的結果可知：只要將以下述式(1)求算之碳當量CeqWES限制在0.500~0.700，將以下述式(2)求算之CeqIIW限制在0.650~0.890%，且將以下述式(3)求算之淬火倍數DI(吋)限制在10.0~21.0，即可確保高入熱量HAZ之韌性。

CeqWES(%)=C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14…(1) CeqIIW(%)=C+Mn/6+Cu/15+Ni/15+Cr/5+Mo/5+V/5…(2) DI(吋)=0.5×fB×C^0.5 ×(1+0.64×Si)×(1+4.1×Mn)×(1+0.27×Cu)×(1+0.52×Ni)×(1+2.33×Cr)×(1+3.14×Mo)…(3) 在此，上述(1)~(3)式中，C、Mn、Si、Ni、Cr、Mo、V及Cu係以質量%表示之各元素在鋼板中的含量，不含有之元素項目則代入0。關於fB，在B含量為0.0004%以下時係1.0，在大於0.0004%且在0.0050%以下時則設為1.3。

以下，說明本實施形態之鋼板。另，與第1實施形態~第3實施形態重複之部分將省略說明。

首先，說明本實施形態之鋼板之化學成分(鋼組成)。另，以下化學成分之說明中，質量%僅標記為%。

(C：0.03%以上且在0.08%以下) C係會提高鋼之淬火性而有助於高強度化的元素。因此，在本實施形態中C含量為0.03%以上。又，為了確保韌性，在本實施形態中C含量之上限為0.08%以下。

(Si：0.10%以下) Si有時係為了脫氧及強度而含有於鋼中，而其亦係會促進MA生成的元素。本發明人等針對Si對MA所造成的有害性進行研討，結果確認Si會對高入熱量HAZ之微觀偏析部中的MA生成帶來極大影響。因此，為了確保高入熱量HAZ的韌性，在本實施形態中Si含量為0.10%以下。且Si含量宜為0.07%以下。Si含量下限無特別限定，而從製造成本的觀點來看，Si含量宜為0.01%以上。

(P：0.010%以下) P係對韌性有害的不純物。為了穩定確保高入熱量HAZ之韌性，必須限制P含量，在本實施形態中係在0.010%以下。P含量下限並無特別限定，而從製造成本的觀點來看，P含量亦可為0.001%以上。

(Cu：0.6%以上且在2.0%以下) Cu可在不對熔接性及HAZ韌性造成不良影響的前提下提升母材強度、韌性。因此，在本實施形態中Cu含量為0.6%以上。惟，Cu含量若過多，有時會在熱軋延時產生Cu裂痕而使製造窒礙難行，或者有時會招致HAZ韌性、熔接性變差。因此，在本實施形態中Cu含量為2.0%以下。

(Ni：1.3%以上且在7.0%以下) Ni係會提高鋼之淬火性而有助於高強度化的元素，同時亦為會提高高入熱量HAZ之韌性的元素。又，從本發明人等之調查可知：在高入熱量HAZ中，Ni具有比Mn更不易生成MA的特徵。基於該等情事，在本實施形態中Ni含量為1.3%以上。另一方面，Ni為昂貴的元素，基於抑制製造成本上升的觀點，在本實施形態中Ni含量之上限為7.0%以下。

(Ti：0.003%以上且在0.015%以下) Ti在使母材強度上升及細粒化方面係有效元素。因此，在本實施形態中Ti含量為0.003%以上。另一方面，從抑制粗大TiN對韌性造成不良影響的觀點來看，Ti含量為0.020%以下。Ti會在鋼中形成TiN，因此Ti含量與N含量之比例Ti/N相當重要。當Ti/N在3.0以上時，有時固溶Ti會增加而招致韌性降低，因此Ti/N為3.0以下。

(N：0.0060%以下) N為不純物，粗大氮化物會使母材及高入熱量HAZ之韌性降低。從防止粗大氮化物形成以確保韌性的觀點來看，在本實施形態中N含量為0.0060%以下。此外，在添加B時，N量過度增加亦恐會生成BN，而使有助於提升淬火性的固溶B大幅降低。因此，N含量越少越好且可為0%，而從製造成本的觀點來看，N含量下限亦可為0.0001%以上。

(碳當量CeqWES：0.500%以上且在0.700%以下) 碳當量CeqWES會對鋼板(母材)強度及HAZ之結晶粒徑造成很大影響。為了確保HAZ中之淬火性並使晶粒細粒化，本實施形態係將碳當量CeqWES設為0.500%以上。另一方面，碳當量CeqWES若大於0.700%，則HAZ會成為麻田散鐵而韌性降低，因此設為0.700%以下。碳當量CeqWES可根據合金元素含量利用下述(1)式來計算。

CeqWES=C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14…(1) 在此，式(1)中，C、Mn、Si、Ni、Cr、Mo及V係以質量%表示之各元素在鋼板中的含量，不含有後述選擇元素Cr、Mo及V時則於各項代入0。

(碳當量CeqIIW：0.650%以上且在0.890%以下) 碳當量CeqIIW會對鋼板(母材)強度及HAZ之結晶粒徑造成很大影響。為了確保HAZ中之淬火性並使晶粒細粒化，本實施形態係將碳當量CeqIIW設為0.650%以上。另一方面，碳當量CeqIIW若大於0.890%，則HAZ會成為麻田散鐵而韌性降低，因此設為0.890%以下。碳當量CeqIIW可根據合金元素含量利用下述(2)式來計算。

CeqIIW(%)=C+Mn/6+Cu/15+Ni/15+Cr/5+Mo/5+V/5…(2) 在此，式(2)中，C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo及V係以質量%表示之各元素在鋼板中的含量，不含有後述選擇元素Cr、Mo及V時則於各項代入0。

(淬火倍數DI：10.0以上且在21.0以下) 淬火倍數DI會對鋼板(母材)強度及HAZ之結晶粒徑造成很大影響。為了確保HAZ中之淬火性並使晶粒細粒化，係將淬火倍數DI設為10.0以上。另一方面，淬火倍數DI若大於21.0，HAZ會成為麻田散鐵而韌性降低，因此設為21.0以下。淬火倍數DI可根據合金元素含量利用下述(3)式來計算。

DI(吋)=0.5×fB×C^0.5 ×(1+0.64×Si)×(1+4.1×Mn)×(1+0.27×Cu)×(1+0.52×Ni)×(1+2.33×Cr)×(1+3.14×Mo)…(3)

在此，上述(3)式中，C、Mn、Si、Ni、Cr、Mo及Cu係以質量%表示之各元素在鋼板中的含量，不含有之元素項目則代入0。關於fB，其在B含量為0.0004質量%以下時係1.0，在B含量大於0.0004質量%且在0.0050%以下時則設為1.3。

本實施形態高強度鋼板之化學成分的剩餘部分為鐵(Fe)及不純物。不純物係指在工業上製造鋼材時因礦石、廢料等原料或其他因素而混入之成分，且係在不會對本實施形態之鋼材造成不良影響之範圍內所容許之物。惟，不純物當中，針對P、S、O及N必須以上述方式限制上限值。

於本實施形態之高強度鋼板中，為了提升鋼板(母材)強度及韌性，亦可視需求含有選擇元素Cr、Mo、W、Nb、V及B中之1種或2種以上元素。其中，W、B及V係與第1實施體系相同，故在此省略說明。

(Cr：0.1~1.0%與Mo：0.1~1.0%之至少一者) Cr及Mo係有時會從廢料等作為不純物混入的元素。但為了提升母材強度，在本實施形態中，Cr含量與Mo含量之至少一者係在0.1%以上。惟，Cr含量及Mo含量若過多，有時會使HAZ韌性、熔接性變差。因此，Cr及Mo含量分別為1.0%以下。

(Nb：0%以上且在0.03%以下) Nb係有時會從廢料等作為不純物混入鋼板的元素。然而，Nb之下限值並無特別限定，亦可為0%。另，Nb亦為會提升母材強度、韌性的元素。因此，在本實施形態中Nb含量亦可為0.005%以上。惟，Nb含量若過多，有時會招致HAZ韌性、熔接性變差，故在本實施形態中Nb含量為0.10%以下。且Nb含量宜為0.05%以下，較宜為0.03%以下。

第4實施形態之鋼板之製造方法係與第1~3實施形態之鋼板之製造方法相同，故省略說明。 [實施例1]

以下顯示本發明之實施例。惟，以下所示實施例為本發明之一例，本發明不受限於以下說明之實施例。

藉由利用轉爐所行之鋼之熔煉、連續鑄造製出厚度300mm的鋼片。又，鋼片在連續鑄造後冷卻至室溫，並再加熱至1000℃以上且1200℃以下的溫度範圍內，實施了熱軋延。另，熱軋延之完工溫度設為750℃以上且在900℃以下。對熱軋延後的鋼板施行直接淬火時，熱軋延之完工溫度係設為γ單相區(Ar3變態點以上)。

接著，對熱軋延後之鋼板以表3所示條件施行熱處理。表3中，「γ再加熱淬火溫度」係在對熱軋延後經氣冷之鋼板施行γ再加熱淬火時的加熱溫度。並且，「二相區淬火溫度」係在熱軋延後施行直接淬火或γ再加熱淬火，且施行了二相區淬火時的加熱溫度。

從以上述方式製出之厚鋼板採取試樣，進行化學分析。各厚鋼板之化學成分列示於表1及表2，板厚則列示於表3。另，表2所示碳當量CeqWES係利用下述(5)式求得。

CeqWES=C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14 …(5)

在此，(5)式中，C、Mn、Si、Ni、Cr、Mo及V為各元素的含量[質量%]，不含有之元素項目則代入0。

[表1]

[表2]

[表3]

＜母材之機械性質＞ 從厚鋼板之1/4板厚的位置採取了試驗片，該試驗片係用於評估母材之機械特性，亦即用於拉伸試驗及沙丕衝擊試驗。 拉伸試驗係依據JIS Z 2241：2011，使用2條試驗片在室溫下進行。YS(0.2%降伏強度)及TS(拉伸強度)分別為2條試驗片之平均值。YR(降伏比)為YS相對於TS之比率，以百分比亦即100×(YS/TS)表示。YR(降伏比)之單位為%。 沙丕衝擊試驗係依據JIS Z 2242：2018，使用3條V形凹口試驗片進行來測定出吸收能量。試驗溫度為0℃。母材之吸收能量(KV2(0℃))係以上述方式測得之3條試驗片之吸收能量的平均值(相加平均)。 準備一已對平行於鋼板軋延方向的板厚截面(L截面)施行機械研磨至鏡面狀態的試樣，測定微維氏硬度。測定微維氏硬度之部位係從鋼板表面起算沿板厚方向1/4厚度的位置。微維氏硬度之測定荷重為10gf，在各位置依據JIS Z 2244：2009進行了225點的測定。測定點之間隔設為30µm。令測定值當中從最低值起算至20%為止之平均值為Hvmin，且令從最大值起算至20%為止之平均值為Hvmax。

準備一已對平行於鋼板軋延方向的板厚截面(L截面)施行機械研磨的試樣，依據JIS Z 2244：2009測定維氏硬度。測定了維氏硬度之部位係從鋼板表面起算沿板厚方向3mm以內的位置、及從鋼板表面起算沿板厚方向1/4厚度的位置。維氏硬度之測定荷重為10kgf，在各位置進行了3點的測定。令從鋼板表面起算沿板厚方向3mm以內的位置的測定結果平均值為表層硬度Hvs。並且，令從鋼板表面起算沿板厚方向1/4厚度的位置的測定結果平均值為Hvq。硬度差ΔHv係利用下述(7)式來計算。

ΔHv=Hvs-Hvq …(7)

＜再現HAZ之韌性＞ 再現HAZ之韌性係以下述方法評估。 自從鋼板表面起算沿板厚方向1/4厚度之位置採取試驗片。試驗片為12mm見方且長度為80mm，並使長度與軋延方向一致。使用具有高頻感應加熱裝置及冷卻裝置的熱循環試驗機，對各試驗片賦予模擬了熔接部之熱歷程。熱歷程係假設用於建築箱型柱之熔接入熱量為100kJ/mm之電渣熔接的熔融線附近，將加熱速度設為10℃/s，最高加熱溫度設為1400℃，在最高加熱溫度下的維持時間設為60s，冷卻速度設為0.5℃/s。從賦予熱歷程後之試驗片採取沙丕試驗片(2mmV形凹口)。凹口係賦予在與賦予熱歷程後之部分的板厚方向垂直的方向上。沙丕衝擊試驗之試驗溫度設為0℃及-20℃，依據JIS Z 2242：2018在相同溫度下測定3條的衝擊吸收能量值，並計算平均值。 於表4列示厚鋼板之板厚、母材之機械性質、在熱循環試驗中的等效入熱量、HAZ韌性。KV₂ (0℃)及KV₂ (-20℃)分別為在0℃之吸收能量及在-20℃之吸收能量。

[表4]

如表4所示，本發明之鋼板在板厚為40mm以上且在120mm以下時，具有780MPa以上且在930MPa以下之拉伸強度(TS)、630MPa以上且在750MPa以下之降伏強度(YS)及85%以下之降伏比(YR)。此外，本發明例之鋼板在模擬了高入熱量熔接之熱循環試驗後，具有在0℃平均為100J以上的優異HAZ韌性。並且，其在將試驗溫度設為-20℃時，亦具有40J以上之非常優異的HAZ韌性。

另一方面，如表4所示，習知鋼(比較鋼)的化學成分落在本發明範圍外，故母材之機械性質及/或再現HAZ韌性差。

符號B2的C量過高，因此降伏強度、降伏比及HAZ韌性差。符號B4的Mn量過高，因此HAZ韌性差。符號B5的Ni量過低，因此HAZ韌性差。

符號B7的Al量過高，因此HAZ韌性差。符號B9的B量過高，因此HAZ韌性差。符號B10的Si量過高、符號B11的P量過高、符號B12的S量過高、符號B14的O量過高且符號B15的N量過高，因此HAZ韌性差。

符號16的CeqWES過低，因此降伏強度差。符號B18的Mn/Ni過高，因此HAZ韌性差。 [實施例2]

藉由利用轉爐所行之鋼之熔煉、連續鑄造製出厚度300mm的鋼片。又，鋼片在連續鑄造後冷卻至室溫，並再加熱至1000℃以上且1200℃以下的溫度範圍內，實施了熱軋延。另，熱軋延之完工溫度設為700℃以上且在900℃以下。

接著，對熱軋延後之鋼板以表7所示條件施行熱處理。表7中，「淬火溫度」係於氣冷後再加熱至γ單相區(Ac3變態點以上)進行淬火時的淬火溫度，「二相區淬火溫度」則表示經水冷或再加熱至γ單相區進行淬火後，再加熱至γ/α2相區(Ac1變態點以上且低於Ac3變態點)進行淬火時的淬火溫度。

從以上述方式製出之厚鋼板採取試樣，進行化學分析。各厚鋼板之化學成分列示於表5及表6，板厚則列示於表7。另，表中所示碳當量CeqWES、CeqIIW及DI分別係利用下述(1)式、(2)式及(3)式求得。

CeqWES(%)=C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14…(1)

CeqIIW(%)=C+Mn/6+Cu/15+Ni/15+Cr/5+Mo/5+V/5…(2)

DI(吋)=0.5×fB×C^0.5 ×(1+0.64×Si)×(1+4.1×Mn)×(1+0.27×Cu)×(1+0.52×Ni)×(1+2.33×Cr)×(1+3.14×Mo)…(3)

在此，上述(1)~(3)式中，C、Mn、Si、Ni、Cr、Mo、V及Cu係以質量%表示之各元素在鋼板中的含量，不含有之元素項目則代入0。B含量在0.0004%以下時，令fB=1.0；B含量大於0.0004%且在0.0050%以下時，令fB=1.3。

[表5]

[表6]

[表7]

[表8]

針對母材之機械性質及再現HAZ之韌性，以與實施例1相同方法進行了測定。

如表8所示，本發明之鋼板在板厚為40mm以上且在120mm以下時，具有780MPa以上且在930MPa以下之拉伸強度(TS)、630MPa以上且在750MPa以下之降伏強度(YS)及85%以下之降伏比(YR)。此外，本發明例之鋼板在模擬了高入熱量熔接之熱循環試驗後，具有在0℃平均為100J以上的優異HAZ韌性。並且，其在將試驗溫度設為-20℃時，亦具有40J以上之非常優異的HAZ韌性。

另一方面，如表8所示，比較例的化學成分落在本發明範圍外，故母材之機械性質及/或再現HAZ韌性差。

比較例1-1的Ni量過低且比較例1-3的Si量過高，因此HAZ韌性差。 比較例1-2的C量過高，因此不滿足表層之維氏硬度的最大值Hvs、維氏硬度之差ΔHv及Hvmin/Hvmax之要件，HAZ韌性差。 比較例1-4的Mn量及P量過高，因此HAZ韌性差。 比較例1-5的S量及Al量過高，並且比較例1-6的N量過高，因此HAZ韌性差。 比較例1-10的CeqWES過高，因此不滿足表層之維氏硬度的最大值Hvs及Hvmin/Hvmax之要件，HAZ韌性差。 比較例1-12的Mo量過高且比較例1-13的Nb量過高，因此HAZ韌性差。 比較例1-14並未進行回火，因此不滿足表層之維氏硬度的最大值Hvs、維氏硬度之差ΔHv及Hvmin/Hvmax之要件，降伏強度差。 [實施例3]

藉由利用轉爐所行之鋼之熔煉、連續鑄造製出厚度300mm的鋼片。又，鋼片在連續鑄造後冷卻至室溫，並再加熱至1000℃以上且1200℃以下的溫度範圍內，實施了熱軋延。另，熱軋延之完工溫度設為700℃以上且在900℃以下。

接著，熱軋延後之鋼板係在表11所示條件下施行了熱處理。表11中，「淬火溫度」係於氣冷後再加熱至γ單相區(Ac3變態點以上)進行淬火時的淬火溫度，「二相區淬火溫度」則表示經水冷或再加熱至γ單相區進行淬火後，再加熱至γ/α2相區(Ac1變態點以上且低於Ac3變態點)進行淬火時的淬火溫度。

從以上述方式製出之厚鋼板採取試樣，進行化學分析。各厚鋼板之化學成分列示於表9及表10，板厚則列示於表11。另，表中所示碳當量CeqWES、CeqIIW及DI分別係利用下述(1)式、(2)式及(3)式求得。

CeqWES(%)=C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14…(1)

CeqIIW(%)=C+Mn/6+Cu/15+Ni/15+Cr/5+Mo/5+V/5…(2)

DI(吋)=0.5×fB×C^0.5 ×(1+0.64×Si)×(1+4.1×Mn)×(1+0.27×Cu)×(1+0.52×Ni)×(1+2.33×Cr)×(1+3.14×Mo)…(3)

在此，上述(1)~(3)式中，C、Mn、Si、Ni、Cr、Mo、V及Cu係以質量%表示之各元素在鋼板中的含量，不含有之元素項目則代入0。並且，關於fB，其在B含量為0.0004質量%以下時係1.0，在B含量大於0.0004質量%且在0.0050%以下時則設為1.3。

[表9]

[表10]

[表11]

針對母材之機械性質及再現HAZ之韌性，以與實施例1及實施例2相同方法進行了測定。

[表12]

如表12所示，本發明之鋼板在板厚為40mm以上且在120mm以下時，具有780MPa以上且在930MPa以下之拉伸強度(TS)、630MPa以上且在750MPa以下之降伏強度(YS)及85%以下之降伏比(YR)。此外，本發明例之鋼板在模擬了高入熱量熔接之熱循環試驗後，具有在0℃平均為100J以上的優異HAZ韌性。並且，其在將試驗溫度設為-20℃時，亦具有40J以上之非常優異的HAZ韌性。

另一方面，如表9~表12所示，比較例的化學成分落在本發明範圍外，故母材之機械性質及/或再現HAZ韌性差。

比較例2-1的Ni量過低、比較例2-2的C量過低且比較例2-5的Cu量過高，因此HAZ韌性差。 比較例2-3的C量過高，因此不滿足Hvmin/Hvmax之要件，降伏強度、降伏比及HAZ韌性差。 比較例2-6的P量過高、比較例2-7的S量過高、比較例2-8的Si量過高、比較例2-9的Mn量過高且Mn/Ni之值過高，因此HAZ韌性差。 比較例2-11的Ti量過高，因此HAZ韌性差。比較例2-13的Al量過高且比較例2-14的N量過高，因此HAZ韌性差。 比較例2-16的Cr量過高，因此不滿足Hvmin/Hvmax之要件，HAZ韌性差。比較例2-17的CeqWES過低，因此降伏比及HAZ韌性差。比較例2-18的CeqWES過高，因此降伏比及HAZ韌性差。比較例2-19的回火溫度低，因此不滿足Hvmin/Hvmax之要件，降伏強度差。 比較例2-20之二相區淬火溫度低，因此不滿足Hvmin/Hvmax之要件，降伏強度及拉伸強度差。

產業上之可利用性 本發明可應用於在鋼鐵業製造的鋼板。並且，本發明亦可應用於厚鋼板以外之鋼鐵產品，例如型鋼等。應用本發明之高強度且厚度較厚的厚鋼板主要係作為高層建築的鋼骨使用，尤其適合作為以4片面板(skin plate)與配置在內部之隔板概略構成的四面箱型柱的鋼骨使用。四面箱型柱之各構件的接合係以熔接入熱量高的、亦即所謂的高入熱量熔接來進行。例如，在將隔板安裝於面板的隔板熔接、或組裝面板的角熔接中，可分別應用電渣熔接或潛弧熔接等高效率的高入熱量熔接。又，本發明之鋼板亦可用於橋樑、造船、水箱、海洋結構物、管線(line pipe)等熔接結構物。

本發明之鋼板很適合在對高強度且厚度較厚之厚鋼板施行熔接施工效率高的高入熱量熔接，且對HAZ韌性的要求程度高之情形。具體而言，本發明之高強度鋼板為高入熱量熔接用厚鋼板，其拉伸強度為780MPa以上且在930MPa以下，降伏強度為630MPa以上且在750MPa以下，且板厚為40~120mm。因此，本發明之鋼板適於一種要求建築鋼骨四面箱型柱隔板熔接HAZ(電渣熔接HAZ)之韌性的高強度厚鋼板。

圖1係顯示熱循環試驗之試驗片形狀的圖。

(無)

Claims (12)

1. 一種鋼板，特徵在於：其化學組成以質量%計含有： C：0.03%以上且在0.18%以下、 Si：0.30%以下、 Mn：0.3%以上且在1.6%以下、 P：0.015%以下、 S：0.005%以下、 Cu：0%以上且在2.0%以下、 Ni：1.0%以上且在7.0%以下、 Cr：0%以上且在2.0%以下、 Mo：0%以上且在2.0%以下、 Nb：0%以上且在0.10%以下、 V：0%以上且在0.10%以下、 W：0%以上且在1.0%以下、 Ti：0%以上且在0.020%以下、 B：0%以上且在0.0050%以下、 Al：0.01%以上且在0.20%以下、 Co：0%以上且在1.0%以下、 Ca：0%以上且在0.005%以下、 Mg：0%以上且在0.005%以下、 REM：0%以上且在0.005%以下、 Zr：0%以上且在0.005%以下、 N：0.0100%以下及 O：0.0060%以下，且 剩餘部分由Fe及不純物所構成， Mn及Ni含量之比Mn/Ni為0.80以下； 以下述(1)式計算之碳當量CeqWES為0.430%以上且在0.900%以下； 拉伸強度為780MPa以上且在930MPa以下； 降伏強度為630MPa以上且在750MPa以下； 降伏比為85%以下； 板厚為40mm以上且在120mm以下；並且 在從表面起算1/4板厚之位置測定225點以上的維氏硬度，令前述維氏硬度中從較小者起算至20%為止之值的平均值為Hvmin，且令從較大者起算至20%為止之值的平均值為Hvmax，此時Hvmin/Hvmax為0.85以下； CeqWES=C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14…(1) 在此，(1)式中，C、Mn、Si、Ni、Cr、Mo及V為各元素的含量[質量%]，不含有之元素項目則代入0。
2. 如請求項1之鋼板，其中前述化學組成以質量%計含有： C：0.12%以上且在0.18%以下、 Mn：0.5%以上且在1.5%以下、 Ni：1.0%以上且在3.0%以下、 Al：0.05%以上且在0.20%以下、 B：0.0003%以上且在0.0030%以下、 Ti：0.004%以下、 Cr：0%以上且在1.0%以下、 Mo：0%以上且在1.0%以下及 O：0.0040%以下；並且 前述CeqWES為0.430%以上且在0.530%以下。
3. 如請求項2之鋼板，其中前述化學組成以質量%計含有選自於由以下所構成群組中之任1種以上元素： Cu：0.1%以上且在2.0%以下、 Cr：0.1%以上且在1.0%以下、 Mo：0.1%以上且在1.0%以下、 W：0.1%以上且在1.0%以下、 Co：0.1%以上且在1.0%以下、 Nb：0.005%以上且在0.10%以下、 V：0.005%以上且在0.10%以下、 Ca：0.0001%以上且在0.005%以下、 Mg：0.0001%以上且在0.005%以下、 REM：0.0001%以上且在0.005%以下及 Zr：0.0001%以上且在0.005%以下。
4. 如請求項1之鋼板，其中前述化學組成以質量%計含有： C：0.08%以上且0.14%以下、 Mn：0.3%以上且1.0%以下、 Ni：2.5%以上且7.0%以下、 Al：0.01%以上且0.100%以下、 Nb：0%以上且0.03%以下、 P：0.010%以下及 N：0.0060%以下；並且 前述CeqWES為0.600%以上且在0.900%以下； 以下述(2)式計算之CeqIIW為0.750%以上且在1.100%以下； 以下述式(3)計算之DI(吋)為17以上且在35以下； CeqIIW(%)=C+Mn/6+Cu/15+Ni/15+Cr/5+Mo/5+V/5…(2) DI(吋)=0.5×fB×C^0.5 ×(1+0.64×Si)×(1+4.1×Mn)×(1+0.27×Cu)×(1+0.52×Ni)×(1+2.33×Cr)×(1+3.14×Mo)…(3) 在此，上述(2)、(3)式中，C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr及Mo係以質量%表示之各元素在鋼板中的含量，不含有之元素項目則代入0；B含量在0.0004%以下時，令fB=1.0；B含量大於0.0004%且在0.0050%以下時，令fB=1.3。
5. 如請求項4之鋼板，其中前述化學組成以質量%計含有選自於由以下所構成群組中之任1種以上元素： Ti：0.003~0.020%、 B：0.0004~0.0050%、 Cu：0.1~2.0%、 Cr：0.1~2.0%、 Mo：0.1~2.0%、 Nb：0.003~0.03%、 V：0.01~0.10%、 Ca：0.0005~0.005%、 Mg：0.0005~0.005%及 REM：0.0005~0.005%。
6. 如請求項1之鋼板，其中前述化學組成以質量%計含有： C：0.03%以上且在0.08%以下、 Ni：1.3%以上且在7.0%以下、 Al：0.01%以上且在0.10%以下、 Cu：0.6%以上且在2.0%以下、 Cr：0.1~1.0%與Mo：0.1~1.0%之至少一者、 Nb：0%以上且在0.03%以下、 Ti：0.003%以上且在0.015%以下、 Si：0.10%以下、 P：0.010%以下及 N：0.006%以下；並且 Ti及N含量之比Ti/N為3.0以下； 前述CeqWES為0.500%以上且在0.700%以下； 以下述(2)式計算之CeqIIW為0.650%以上且在0.890%以下； 以下述(3)式計算之DI(吋)為10.0以上且在21.0以下； CeqIIW(%)=C+Mn/6+Cu/15+Ni/15+Cr/5+Mo/5+V/5…(2) DI(吋)=0.5×fB×C^0.5 ×(1+0.64×Si)×(1+4.1×Mn)×(1+0.27×Cu)×(1+0.52×Ni)×(1+2.33×Cr)×(1+3.14×Mo)…(3) 在此，上述(2)、(3)式中，C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr及Mo係以質量%表示之各元素在鋼板中的含量，不含有之元素項目則代入0；B含量在0.0004%以下時，令fB=1.0；B含量大於0.0004%且在0.0050%以下時，令fB=1.3。
7. 如請求項6之鋼板，其以質量%計含有選自於由以下所構成群組中之任1種以上元素： Ca：0.0005~0.005%、 Mg：0.0005~0.005%及 REM：0.0005~0.005%。
8. 如請求項1至7中任一項之鋼板，其中前述化學組成含有P：0.003%以上且在0.010%以下。
9. 如請求項1至7中任一項之鋼板，其中前述Hvmin及前述Hvmax滿足下述(8)式及(9)式： 780≦0.25×Hvmin+1.07×Hvmax+387≦930…(8) -0.00146×Hvmin+0.00246×Hvmax+0.659×Hvmin/Hvmax-0.163≦0.85…(9)。
10. 如請求項1及4至9中任一項之鋼板，其以鋼板表面為起點沿深度方向至3mm為止之區域中，維氏硬度之最大值Hvs在320以下。
11. 如請求項1及4至10中任一項之鋼板，其以鋼板表面為起點沿深度方向至3mm為止之區域中之維氏硬度之最大值Hvs與鋼板1/4厚度位置之維氏硬度Hvq之差ΔHv為70以下。
12. 如請求項1至11中任一項之鋼板，其在賦予相當於60~150kJ/mm之入熱量的熔接熱循環後，再現HAZ中之在0℃的沙丕吸收能量平均為100J以上。

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