HAZ韧性优异的高强度厚钢板

摘要

本发明提供一种高强度厚钢板，其既能够确保抗拉强度在570MPa以上，又能够实现优异的HAZ韧性。其满足规定的化学成分组成，以下式(1)求体得的KV在0.060以下，并且钢组织的90面积％以上为贝氏体，并且，在距离1.7nm以内具有其他Nb原子或C原子的Nb原子或C原子，与该其他Nb原子或C原子一起形成的合计5个原子以上的集合体，通过三维原子探针场离子显微镜进行测量，所述集合体以1.0×1022个/m3以上的个数密度存在。KV＝[V]+[Nb]…(1)(其中，[V]和[Nb]分别表示V和Nb的含量(质量％))。

权利要求

1.一种HAZ韧性优异的高强度厚钢板，其特征在于，以质量%计含有Ｃ：0.01～0.10%、Si：0.50%以下但不含0%、Mn：1.0～2.0%、P：0.030%以下但不含0%、S：0.015%以下但不含

0%、Al：0.005～0.070%、Nb：0.003～0.030%、Ti：0.005～0.05%、Ｎ：0.0020～0.010%、B：0.0006～0.0050%、Ca：0.0005～0.008%，余量是铁和不可避免的杂质，由下式（1）求得的KV在0.060以下，并且钢组织的90面积%以上为贝氏体，并且，将在以Nb原子或C原子的各原子为中心的半径为1.7nm的球之中存在其他的Nb原子或C原子作为1个计算，含有5个以上的原子集合体，在通过三维原子探针场离子显微

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镜对该集合体进行测量时，所述集合体以1.0×10 个/ｍ 以上的个数密度存在，KV＝［V］＋［Nb］…（1）其中，［V］和［Nb］分别表示V和Nb的质量百分比含量。

2.根据权利要求1所述的高强度厚钢板，其中，以质量%计还含有从以下（a）～（c）的群中选出的至少一群：（a）从Ni：2.0%以下但不含0%、Cu：1.80%以下但不含0%、Cr：2.0%以下但不含0%和Mo：1.5%以下但不含0%构成的群中选出的1种以上的元素；

（b）V：0.040%以下但不含0%；

（c）从Zr：0.020%以下但不含0%和REM：0.020%以下但不含0%中选出的一种以上的元素。

说明书

HAZ韧性优异的高强度厚钢板

技术领域

[0001] 本发明涉及适合用于建筑结构物和桥梁等的大型结构物，抗拉强度在570MPa以上的高强度厚钢板(以下有称为“570MPa级厚钢板”的情况。)，特别是涉及焊接热影响部(HAZ)的韧性优异的高强度厚钢板。

背景技术

[0002] 在建筑、造船、桥梁等领域中使用的厚钢板，通过焊接接合构件，因此必须确保焊接热影响部(HAZ：Heat Affect Zone)的韧性。近年来，随着焊接结构物的大型化，抗拉强度：570MPa等级的高强度厚钢板的应用广泛，但以强度改善为目的的合金元素添加，一般反而会对HAZ韧性造成不良影，因此需要以高水准使HAZ韧性和钢板强度(母材强度)并立的技术。特别是以少量的添加就能够大幅改善强度的Nb、V等的所谓的微合金元素，在成本效益这一点上优异，从而期待将这些微合金元素最大限度活用的手段。

[0003] 在570MPa级厚钢板中，作为在确保高强度的同时又确保HAZ韧性技术，至少为止提出有各种各样。例如，在专利文献1～3提出的技术是，在使C含量保持在极低水平的基础上，通过控制碳当量Ceq等的成分参数，确保微细贝氏体组织，使强度和HAZ韧性并立。

[0004] 在这些技术中，虽然抗拉强度高，但作为强度的指标之一的0.2％屈服强度说不上充分。另外上述技术之中，在专利文献1、3中，含有高价的Mo作为添加成分，存在来自成本方面缺点。另外，在专利文献2的技术中，虽然Mo不是必须成分，但显示出高的0.2％屈服强度的实施例大量含有高价的Cu，或HAZ韧性的水平低。即，强度(特别是0.2％屈服强度)和HAZ韧性未必说得上并立。

[0005] 另一方面，在专利文献4中提出一种技术，其是通过使Mg、Ca、REM的1种或2种以上，和含有O、S的一方或双方粒子(夹杂物)分散，以确保HAZ韧性。但是，在该技术中，为了以规定的形态得到氧化物和硫化物的粒子，需要特别照顾到上述元素的添加法，存在招致制造成本的上升的问题。

[0006] 专利文献5在将C含量控制在低于0.04％的基础上，通过适当控制制造条件而确保高强度。但是，关于HAZ韧性，设想的线能量水平并不高，为10kJ/mm。另外，由于以高价的Mo作为必须成分含有，所以在成本这一点上存在问题。

[0007] 在专利文献6中提出有一种技术，其通过在轧制后的冷却时进行再加热，使微细析出物析出，从而进行强度改善。但是，在该技术中，需要冷却时的中途停止和再加热这样复杂的工序。另外，没有提及HAZ韧性的改善。

[0008] 在专利文献7中，是通过使Ti氮化物适当分散，从而实现高HAZ韧性。但是，为了确保良好的母材韧性，母材强度只能达到抗拉强度，可以预想大概只能确保在低达550MPa以下的水平。

[0009] 在专利文献8中公开，通过限定回火条件，抗拉强度为60kgf/mm2级(590MPa级)，兼备脆性龟裂传播停止特性、低温韧性。但是，对于HAZ韧性的改善并示考虑。

[0010] 在专利文献9中提出，通过控制岛状马氏体的形态，屈服强度达到650MPa，从而确保大线能量HAZ韧性。但是，为了得到规定的岛状马氏体的形态，要进行冷却途中的再加热，存在招致制造成本的增大的问题。【先行技术文献】

[0011] 【专利文献】

[0012] 【专利文献1】特开2004-300567号公报

[0013] 【专利文献2】特开2002-47532号公报

[0014] 【专利文献3】特开2003-160833号公报

[0015] 【专利文献4】特开2003-49237号公报

[0016] 【专利文献5】特开2008-261012号公报

[0017] 【专利文献6】特开2005-133163号公报

[0018] 【专利文献7】特开2010-95781号公报

[0019] 【专利文献8】特开平7-258788号公报

[0020] 【专利文献9】特开2008-308736号公报

发明内容

[0021] 本发明其目的在于，提供一种高强度厚钢板，其既能够确保抗拉强度在570MPa以上的高强度，又能够实现优异的HAZ韧性。

[0022] 解决了上述课题的本发明的高张力钢板，其特征在于，分别含有C：0.01～0.10％(质量％的意思。以下、涉及化学成分组成均同。)、Si：0.50％以下(不含0％)、Mn：1.0～2.0％、P：0.030％以下(不含0％)、S：0.015％以下(不含0％)、Al：0.005～0.070％、Nb：0.003～0.030％、Ti：0.005～0.05％、N：0.0020～0.010％、B：0.0006～0.0050％、Ca：0.0005～0.008％，余量是铁和不可避免的杂质，由下式(1)求得的KV为0.060以下，并且钢组织的90面积％以上为贝氏体，并且，在距离1.7nm以内具有其他Nb原子或C原子的Nb原子或C原子，与该其他Nb原子或C原子一起形成的合计5个原子以上的集合体，通
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过三维原子探针场离子显微镜进行测量时，所述集合体以1.0×10 个/m 以上的个数密度存在。

[0023] KV＝[V]+[Nb]…(1)

[0024] (其中，[V]和[Nb]分别表示V和Nb的含量(质量％)。)

[0025] 本发明的高张力钢板，根据需要，再含有如下等元素也有用：(a)从Ni：2.0％以下(不含0％)、Cu：1.80％以下(不含0％)、Cr：2.0％以下(不含0％)和Mo：1.5％以下(不含0％)构成的群中选择的1种以上；(b)V：0.040％以下(不含0％)；(c)Zr：0.020％以下(不含0％)和/或REM：0.020％以下(不含0％)，根据所含有的成分的种类，厚钢材的特性得到进一步改善。

[0026] 根据本发明，通过适当控制化学成分以及组织，规定通过三维原子探针场离子显微镜测量的规定的原子的集合体的平均密度，能够实现HAZ韧性优异的高强度厚钢板，这样的厚钢板作为建筑结构物和桥梁等大型结构物的原材极其有用。

附图说明

[0027] 图1是表示测量Nb团簇的个数密度的步骤的第一概念图。

[0028] 图2是表示测量Nb团簇的个数密度的步骤的第二概念图。

[0029] 图3是表示测量Nb团簇的个数密度的步骤的第三概念图。

[0030] 图4是表示测量Nb团簇的个数密度的步骤的第四概念图。

具体实施方式

[0031] 本发明者们，从作用过程的观点，调查作为微合金元素的Nb添加带来的强度提高作用，和对HAZ韧性产生的不利影响。其结果发现，微合金元素，在HAZ大部分以固溶状态存在，使在HAZ生成的贝氏体组织粗大化，从而使韧性降低，相对于此，其在母材中发挥着如下两方面作用：以固溶状态存在而使淬火性提高，抑制铁素体生成的作用；以及与C原子一起形成极微细的原子集合体，从而对于位错移动起到阻碍的作用，由此带来强度提高。

[0032] 本发明者们基于上述的认识，发现通过规定微合金元素的总量，确保HAZ韧性，并且以三维原子探针场离子显微镜研究对于母材强度确保有效的微细团簇的形态，能够使HAZ韧性和母材强度并立，从而完成了本发明。

[0033] 上述三维原子探针场离子显微镜(3D Atom Probe Field Ion MicroScope，以下仅简称为“3DAP”)，就是把场离子显微镜(FIM)安装在飞行时间质谱仪上。其是一种局部分析装置，能够利用这样的结构，以场离子显微镜观察金属表面的各个原子，通过飞行时间质谱分析，鉴定这些原子。另外，3DAP因为可以同时分析从试料中释放的原子的种类和位置，所以在原子的集合体的结构分析上是非常有效的机构。因此，被应用于磁记录膜和电子器件或钢材的组织分析等上。例如，在特开2008-240151号公报中报告了一个实例，即以3DAP调查Nb和/或Ti的碳氮化物的形态。

[0034] 在3DAP中，利用的是被称为场蒸发的高电场下的试料原子直接离子化现象。若将用于使试料原子发生场蒸发所需要的高电压外加在试料上，则原子从试料表面被离子化，其穿过探孔到达检测器。该检测器是位置敏感探测器，通过测量各个离子到达检测器的飞行时间，能够同时决定各个离子的质谱分析(作为原子种类的元素的鉴定)及其检测出的位置(原子结构位置)。因此，由于3DAP能够同时测量试料前端的原子的位置和原子种类，所以具有能够三维地再构成并观察试料前端的原子结构的特征。另外，场蒸发从试料的前端面顺序发生，因此能够根据原子能级的分解能，调查原子从试料前端向深度方向的分布。

[0035] 在本发明中判明，作为利用上述这样的3DAP，通过该3DAP测量的原子的集合体，在距离1.7nm以内具有其他Nb原子或C原子的Nb原子或C原子，与该其他Nb原子或C原子一起形成的合计5个原子以上的集合体(以下，将这样的集合体称为“Nb团簇”)的个数，22 3
如果以1.0×10 个/m 以上的个数密度存在，则成为位错移动的障碍，从而能够有助于强
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度提高。上述Nb团簇的平均密度优选为3.0×10 个/m 以上，更优选为5.0×10 个/m
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以上。若Nb团簇的平均密度低于1.0×10 个/m，则强度(抗拉强度和/或0.2％屈服强度)的水平降低。还有，为了如上述这样确保团簇的平均密度，只要在熔炼和轧制工序中，确保以固溶状态存在的Nb，并且适当控制回火条件即可(后述)。

[0036] 接着，以下对于本发明的高强度厚钢板的组织进行说明。本发明的高强度厚钢板的组织，90面积％以上是贝氏体。通过使贝氏体分率为90面积％以上，可以确保母材的抗拉强度。贝氏体分率优选为95面积％以上、更优选为97面积％以上，特别优选为100面积％。作为贝氏体组织以外的组织，也可以部分含有由马氏体和奥氏体构成的混合组织(MA组织)、铁素体、准多边铁素体等。

[0037] 为了得到上述这样的本发明的高强度厚钢板，需要对于适当调整了化学成分组成的钢(后述)，在熔炼时使用Mn和Si等进行脱氧，由此使溶存氧量达到0.01％以下之后，按Al→Ti的顺序添加Al、Ti，再使铸造时的1500～1450℃的冷却时间为60秒以上。

[0038] 在熔炼工序至轧制工序中，为了确保以固溶状态存在的Nb，需要降低在这些工序中生成的比较大的尺寸的Nb碳氮化物(碳化物、氮化物和碳氮化物)。对于Nb碳氮化物的生成抑制，有效的手段是，利用铸造后生成的Ti碳氮化物固定C和N。若Al添加前的溶存氧量超过0.01％，则使Ti氧化物生成，不能确保充分的Ti碳氮化物。另外，若在Al之前添加Ti，则同样生成Ti氧化物，不能确保Ti碳氮化物。若铸造时的冷却时间(1500～1450℃的冷却时间)低于60秒，冷却过程生成的Ti碳氮化物减少。还有，若铸造时的冷却时间(1500～1450℃的冷却时间)变长，则在铸造过程生成粗大的二次夹杂物，对韧性造成不良影响，因此铸造时的冷却时间优选为300秒以下。

[0039] 接着，需要在轧制前使加热温度在1200℃以下，将加热时间控制在2时间以上，使终轧温度(FRT)为710℃以上，并且以冷却速度：0.5℃/秒以上进行轧制后的冷却。

[0040] 另外，因为Ti碳氮化物也在加热阶段生成，所以通过适当设定加热条件，作为Ti碳氮化物被固定的C和N增加，容易确保固溶Nb。若加热温度高于1200℃，则在加热阶段生成的Ti碳氮化物量减少。另外，若加热时间低于2小时，则Ti碳氮化物生成的时间不足。

[0041] 在固溶Nb被确保的基础上，为了实现本发明中规定的贝氏体的形态和Nb团簇的形态，需要适当控制终轧温度(FRT)及其后的冷却条件。若FRT低于710℃，则铁素体生成被促进，贝氏体量不足。若轧制后的冷却速度低于0.5℃/秒，除了铁素体生成同样被促进以外，在冷却中Nb碳化物也生成，有助于Nb团簇的生成的固溶Nb量减少，得不到规定的Nb团簇的形态。还有，轧制后的冷却速度的上限没有特别限定，但若冷却速度过大，则钢板的翘曲增加，制造明显困难，因此优选控制在50℃/秒以下。

[0042] 可以以t/2位置(t：板厚)下的升温速度：0.02～1.2℃/秒，升温轧制状态材，以450～670℃实施10～20分钟的回火处理。在确保固溶Nb的基础上，为了实现Nb团簇的形态，需要适当控制回火条件。Nb团簇在回火的升温过程中进行核生成，在回火温度下的保持中生长。若升温速度高于规定的值，则核生成的时间不足，不能确保Nb团簇的个数密度(平均密度)。另外，(a)若升温速度低于规定的值、(b)回火温度超过670℃、(c)回火时间超过20分钟，则Nb团簇的生长过剩进行，不能确保Nb团簇的密度。若回火温度低于450℃，或回火时间低于10分钟，则Nb团簇的生长无法充分进行，仍然不能确保团簇的密度。还有，优选升温速度为0.05℃/秒以上、0.5℃/秒以下。

[0043] 接下来，对于本发明的高强度厚钢板的化学成分组成进行说明。在本发明中，适当调整其化学成分组成(C、Si、Mn、P、S、Al、Nb、Ti、N、B和Ca)也是重要的要件。这些成分的作用和范围设定理由如下。

[0044] [C：0.01～0.10％]

[0045] C在确保母材强度上是重要的元素。为了发挥这样的效果，C含量需要为0.01％以上。但是，若C含量过剩而超过0.10％，则促进HAZ中硬质MA组织的生成，对韧性造成不良影响。C含量优选下限为0.03％以上，优选上限为0.08％以下(更优选为0.05％以下)。

[0046] [Si：0.50％以下(不含0％)]

[0047] Si是作为脱氧剂有用的元素。但是，若Si含量过剩而超过0.50％，则促进HAZ的硬质MA组织的生成，带给韧性不良影响。Si含量的优选上限为0.35％以下(更优选为0.20％以下)。

[0048] [Mn：1.0～2.0％]

[0049] Mn改善淬火性，抑制铁素体生成，是在确保强度上需要的元素。若Mn含量低于1.0％，则强度不足。另一方面，若Mn含量超过2.0％而变得过剩，则招致HAZ的强度上升带来的韧性降低。Mn含量的优选下限为1.1％以上(更优选为1.2％以上)、优选上限为
1.8％以下(更优选为1.6％以下)。

[0050] [P：0.030％以下(不含0％)、S：0.015％以下(不含0％)]

[0051] P和S是构成晶界破坏的原因的杂质元素，若这些元素过剩，则HAZ韧性劣化，因此P含量需要抑制在0.030％以下，S含量需要抑制在0.015％以下。P含量优选为0.02％以下(更优选为0.01％以下)，S含量优选为0.01％以下(更优选为0.008％以下)。

[0052] [Al：0.005～0.070％]

[0053] Al是脱氧元素有用元素。若Al含量低于0.005％，则使Ti氧化物生成，成为Ti碳氮化物的减少导致固溶Nb和Nb团簇不足的原因，不能确保强度。另外若Al含量超过0.070％而变得过剩，则母材韧性降低。Al含量的优选下限为0.008％以上(更优选为0.01％以上)，优选上限为0.05％以下(更优选为0.04％以下)。

[0054] [Nb：0.003～0.030％]

[0055] Nb以固溶状态确保淬火性，并且形成Nb团簇，在提高强度上是有效的元素。为了发挥这样的效果，需要Nb含量为0.003％以上。但是，若Nb含量过剩，则招致HAZ组织的粗大化，带来HAZ韧性的降低，因此需要为0.030％以下。Nb含量的优选下限为0.005％以上(更优选为0.01％以上)、优选上限为0.025％以下(更优选为0.022％以下)。

[0056] [Ti：0.005～0.05％]

[0057] Ti作为碳氮化物消耗C、N，是对于轧制后冷却之前使固溶Nb增加有效的元素。另外，其还发挥的效果是，与N形成氮化物，抑制焊接时的HAZ的奥氏体晶粒粗大化，改善HAZ韧性。为了有效地发挥这样的效果，需要Ti含量为0.005％以上。但是，若Ti含量过剩，则形成粗大的氮化物，带来HAZ韧性的降低，因此需要在0.05％以下。Ti含量的优选下限为0.008％以上(更优选为0.01％以上)、优选上限为0.04％以下(更优选为0.03％以下)。

[0058] [N：0.0020～0.010％]

[0059] N形成Ti氮化物，是有助于HAZ韧性改善的元素。为了有效地发挥这样的作用，N含量需要为0.0020％以上。但是，若N含量过剩而超过0.010％，则固溶N大量残留，招致应变时效，带来韧性降低。N含量的优选下限为0.003％以上(更优选为0.0035％以上)，优选上限为0.008％以下(更优选为0.007％以下)。

[0060] [B：0.0006～0.0050％]

[0061] B在淬火性改善上是有效的元素，发挥着容易在低冷却速度下生成贝氏体的作用。B含量低于0.0006％时，在轧制后的冷却时，铁素体生成，不能确保强度。但是，若B含量变得过剩，则招致HAZ组织的粗大化，带来HAZ韧性降低，因此需要在0.0050％以下。B含量的优选下限为0.001％以上(更优选为0.0012％以上)、优选上限为0.004％以下(更优选为0.003％以下)。

[0062] [Ca：0.0005～0.008％]

[0063] Ca是脱氧元素，在使夹杂物微细化而使HAZ韧性提高上有效地发挥着作用。为了有效地发挥这样的效果，需要Ca含量为0.0005％以上。但是，若Ca含量过剩，则形成粗大氧化物，带来HAZ韧性的降低，因此需要在0.008％以下。Ca含量优选下限为0.0008％以上(更优选为0.001％以上)、优选上限为0.004％以下(更优选为0.003％以下)。

[0064] 本发明中规定的含有元素如上，余量是铁和不可避免的杂质，作为该不可避免的杂质，能够允许因原料、物资、制造设备等的状況而掺杂的元素的混入。另外，本发明的厚钢板，也可以根据需要含有以下的元素，根据所含有的元素的种类，厚钢板的特性得到进一步改善。

[0065] [从Ni：2.0％以下(不含0％)、Cu：1.80％以下(不含0％)、Cr：2.0％以下(不含0％)和Mo：1.5％以下(不含0％)构成的群中选择的1种以上]

[0066] Ni、Cu、Cr和Mo均是对钢材的高强度化有效的元素。但是，若过剩含有，则招致强度的过大上升，对HAZ韧性造成不良影响。另外，从成本的观点出发，也优选以需要的最小限度使之含有。从这一观点出发，优选Ni为2.0％以下、Cu为1.80％以下、Cr为2.0％以下和Mo为1.5％以下。更优选Ni为1.8％以下、Cu为1.5％以下、Cr为1.5％以下和Mo为1.3％以下。还有，用于有效地发挥上述效果的优选下限为，Ni为0.05％以上(更优选为
0.1％以上、进一步优选为0.2％以上)、Cu为0.05以上(更优选为0.1％以上、更に优选为
0.2％以上)、Cr为0.05％以上(更优选为0.1％以上、进一步优选为0.4％以上)和Mo为
0.05％以上(更优选为0.1％以上、进一步优选为0.13％以上)。

[0067] [V：0.040％以下(不含0％)]

[0068] V作为碳氮化物析出，是有助于强度提高的元素。但是，若V含量过剩，则招致HAZ组织的粗大化，HAZ韧性降低。因此V含量优选为0.040％以下。用于有效地发挥上述效果的V含量的优选下限为0.002％以上，更优选为0.01％以上，进一步优选为0.02％以上。V含量的更优选上限为0.035％以下，进一步优选为0.03％以下。

[0069] [Zr：0.020％以下(不含0％)和/或REM：0.020％以下(不含0％)]

[0070] Zr和REM(稀土类元素)均是脱氧元素，在使夹杂物微细化，使HAZ韧性提高上有效地发挥着作用。但是，若其含量过剩，则形成粗大氧化物，带来HAZ韧性的降低。因此Zr和REM的含量优选均为0.020％以下，更优选均为0.015％以下。用于有效地发挥上述的效果优选下限均为0.0003％以上(更优选为0.001％以上)。还有，在本发明中，REM使用属于元素周期表3族的钪(Sc)、钇(Y)和镧系列稀土类元素(原子编号57～71)的任意一种元素都可以。特别是优选使用La、Ce。

[0071] 在本发明的厚钢板中，由下式(1)求得的KV需要满足0.060以下。

[0072] KV＝[V]+[Nb]…(1)

[0073] (其中，[V]和[Nb]分别表示V和Nb的含量(质量％)。)

[0074] 在本发明中，上述的V和Nb，不仅控制各自的含量很重要，而且控制由这些元素的含量决定的KV(用于确保HAZ韧性的参数)的值也很重要。这是由于，若这些元素过剩，则HAZ韧性降低。因此KV定为0.060以下。KV优选为0.055以下，更优选为0.040以下。还有，在上式(1)中，根据需要含有的V也包含在式中，但不含V时，[V]作为0计算即可。

[0075] 还有，在本发明的厚钢板中，设定其板厚至少为6mm以上(优选为15mm以上，更优选为20mm以上)、100mm以下左右。

[0076] 【实施例】

[0077] 以下，列举实施例更具体地说明本发明。本发明不受以下的实施例限制，在能够符合前述、后述的宗旨的范围当然也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术的范围内。

[0078] 使用真空熔炉(150kgVIF)，熔炼下述表1、2所示的化学成分组成的钢材，进行铸造而成为板坯后(制造条件参照后述表3、4)，进行热轧制，制造各种高强度厚钢板。表1、2中的REM使用的是La含有25％左右、Ce含有50％左右的混合稀土。还有，轧制后冷却时进行水冷时的冷却停止温度为室温～200℃。

[0079]

[0080]

[0081]

[0082] 对于所得到的各钢板，遵循以下的要领，评价组织、Nb团簇的个数密度(平均密度)、母材强度和HAZ韧性等。

[0083] [组织(组织中所占的贝氏体面积分率)]

[0084] 将对于与各钢板的t/4位置(t：板厚)的轧制方向平行的截面进行了镜面研磨的试验片，以2％硝酸乙醇腐蚀液进行蚀刻后，在观察视野：200μm×150μm的范围，使用光学显微镜，以400倍拍摄10个视野的照片。对于这10个视野，使用Media Cybernetics社制“Image-Pro Plus”进行图像分析，测量贝氏体面积分率(B分率)。这时，铁素体、准多边铁素体和MA以外的板条状组织视为贝氏体。

[0085] [Nb团簇的个数密度的测量]

[0086] 在各钢板中，从板厚中央部，与板厚方向平行地提取0.5mm×0.5mm×25mm的棱柱试验片，通过电解研磨使之成为具有针状前端的3DAP测量用试验片。这时，3DAP测量部位为t/2位置(t：板厚)。3DAP测量使用Imago Scientific Instruments(现Cameca Instruments Inc.)社制的“LEAP3000HR”，以测量温度：20K、脉冲分数(pulse fraction)：30％的条件实施。根据所得到的数据，使用分析软件“IVAS”，通过“最大分离法(Maximun Separation Method)”，进行包含Nb和/或C原子的原子集合体(团簇)的分。该方法是将指定的溶质原子间的最大间隔dmax(nm)，和包含在团簇中的Nb和C的最低合计原子数Nmin(个)作为参数提供的方法。

[0087] 在本发明中，最大间隔dmax(nm)＝1.7nm，最低合计原子数Nmin(个)＝5个而定3
义Nb团簇，求得个数密度(个/m)。还有，本发明中规定的Nb团簇，存在也含有Nb原子和C原子以外的原子的情况，但只要Nb原子和C原子的规定，含有其他什么样的原子都可以。

[0088] 使用附图，对于上述的测量步骤(Nb团簇的个数密度的测量步骤)进行说明。首先，如图1(第一概念图)所示，从由3DAP测量而得到的试料内原子配置中，选出Nb原子和C原子。其次，如图2(第二概念图)所示，对于全部的Nb原子和C原子，设定以各原子为中心的半径1.7nm的球(图2中由虚线平面地表示)，如果在各个球之中存在其他原子(作为中心的原子以外的原子，Nb原子或C原子)，则作为1个计算(2个以上的球相互重叠的状态作为2个以上计算)。

[0089] 另外如图3(第三概念图)所示，在半径1.7nm的球内不存在其他Nb原子或C原子的Nb原子、C原子(即，在距离1.7nm以内没有Nb原子或C原子的原子)除外。然后，将含有这样的球5个以上的原子的集合体作为Nb团簇，计算其个数。这时，如图4(第四概念图)所示，Nb原子、C原子(即，球数)低于5个的集合体不视为团簇。

[0090] 另外，构成1个团簇的原子，也可以只由Nb原子或C原子的任意一个构成(图4)。这是由于，3DAP无法对于试料中的原子进行100％检测，随机选择的约一半原子从检测遗漏，在3DAP测量即使只有Nb原子(或只有C原子)的团簇，也可以预想其本来含有Nb原子和C原子双方。还有，在图1～4中，显示的是Nb团簇存在3个。另外，在本发明中，对-23 3
于1个试料测量1次而求得个数密度(测量区域至少为1.0×10 m)。

[0091] [钢板强度(母材强度)的测量]

[0092] 从得到的各钢板的t/2位置(t：板厚)，与轧制方向成直角提取JISZ2201 4号试验片，遵循JIS Z2241进行拉伸试验(各1次)，测量0.2％屈服强度和抗拉强度TS。0.2％屈服强度＞520MPa，TS＞590MPa(考虑制造阶段中的偏差，+20MPa)的，评价为母材强度优异。

[0093] [HAZ韧性(摆锤冲击吸收能)的测量]

[0094] 从所得到的各钢板的t/4位置(t：板厚)，提取13mm×32mm×55mm的热循环试验片，实施1400℃×5秒、800～500℃的冷却时间Tc＝120秒的再现HAZ热循环(相当于以线能量：15kJ/mm进行焊接时的HAZ的热过程)。从这些试验片上提取摆锤冲击试验片(JIS Z2201的4号试验片)3个，测量-5℃下的摆锤冲击吸收能(vE-5)，其平均值超过80J的，评价为HAZ韧性优异。

[0095] 上述的测量结果与制造条件一起显示在下述表3、4中。还有，在表3、4中，[O]表示熔炼时的溶存氧量，“添加顺序”表示Al和Ti的添加顺序(Al→Ti：○，Ti→Al：×)，t1表示1500～1450℃的冷却时间(秒)，T2表示轧制前加热温度(℃)，t2表示轧制前加热时间(小时)，FRT表示轧制结束温度(℃)，R3表示轧制后的冷却速度(℃/秒)，R4表示轧制状态材的升温速度(℃/秒)，T4表示回火温度(℃)，t4表示回火时间(分)。

[0096]

[0097]

[0098]

[0099] 试验No.1～31因为化学成分组成和制造条件均满足本发明的要件，所以能够得到母材强度(0.2％屈服强度和抗拉强度TS)以及HAZ韧性都优异的厚钢板。

[0100] 另一方面，试验No.32～56是化学成分组成和制造条件的至少某一项不满足本发明的要件例子。

[0101] 试验No.32因为S含量多，另外熔炼时的溶存氧量[O]多，所以Nb团簇的个数密度低，母材强度(0.2％屈服强度和抗拉强度TS)降低，并且HAZ韧性劣化。试验No.33因为P含量多，Al和Ti的添加顺序不当，所以Nb团簇的个数密度低，母材强度(0.2％屈服强度)降低，并且HAZ韧性劣化。试验No.34其Al含量多，另外1500～1450℃的冷却时间t1不足，Nb团簇的个数密度低，母材强度(0.2％屈服强度)降低，并且HAZ韧性劣化。

[0102] 试验No.35因为B含量多，另外轧制前加热温度T2高，所以Nb团簇的个数密度低，母材强度(0.2％屈服强度和抗拉强度TS)降低，并且HAZ韧性劣化。试验No.36因为Si含量多，另外轧制前加热时间t2不足，所以Nb团簇的个数密度低，母材强度(0.2％屈服强度和抗拉强度TS)降低，并且HAZ韧性劣化。试验No.37因为B含量少，另外轧制结束温度FRT低，因此不能确保贝氏体分率，母材强度(0.2％屈服强度和抗拉强度TS)降低。

[0103] 试验No.38因为Ca含量多，另外轧制后的冷却速度R3(℃/秒)小，所以不能确保贝氏体分率和Nb团簇的个数密度，母材强度(0.2％屈服强度和抗拉强度TS)降低，并且HAZ韧性劣化。试验No.39因为Ti含量少，并且REM含量多，另外轧制状态材的升温速度R4小，所以Nb团簇的个数密度低，母材强度(0.2％屈服强度)降低，并且HAZ韧性劣化。

[0104] 试验No.40因为N含量少，另外轧制状态材的升温速度R4大，所以Nb团簇的个数密度低，母材强度(0.2％屈服强度)降低，并且HAZ韧性劣化。试验No.41因为Zr含量多，并且Ca含量少，另外回火温度T4低，所以不能确保Nb团簇的个数密度，母材强度(0.2％屈服强度)降低，并且HAZ韧性劣化。

[0105] 试验No.42因为Al含量少，另外回火温度T4高，所以能够确保Nb团簇的个数密度，母材强度(0.2％屈服强度)降低。试验No.43因为KV值大，另外因为回火时间t4不足，所以不能确保Nb团簇的个数密度，母材强度(0.2％屈服强度)降低，并且HAZ韧性劣化。试验No.44因为回火时间t4变长，所以不能确保Nb团簇的个数密度，母材强度(0.2％屈服强度)降低。

[0106] 试验No.45因为C含量少，所以不能确保贝氏体分率和Nb团簇的个数密度，母材强度(0.2％屈服强度和抗拉强度TS)降低。试验No.46因为C含量多，所以HAZ韧性劣化。试验No.47因为Mn含量少，所以不能确保贝氏体分率，母材强度(0.2％屈服强度和抗拉强度TS)降低。试验No.48因为Mn含量多，所以HAZ韧性劣化。

[0107] 试验No.49因为Nb含量少，所以不能确保Nb团簇的个数密度，母材强度(0.2％屈服强度和抗拉强度TS)降低。试验No.50因为Nb含量多，所以HAZ韧性劣化。

[0108] 试验No.51因为Ti含量多，所以HAZ韧性劣化。试验No.52因为N和Ni含量多，所以HAZ韧性劣化。试验No.53因为Cu含量多，所以HAZ韧性劣化。

[0109] 试验No.54因为Cr含量多，所以HAZ韧性劣化。试验No.55因为Mo含量多，所以HAZ韧性劣化。试验No.56因为V含量多，所以HAZ韧性劣化。