焊接性优异的抗拉强度为 780MPa 以上的高强度厚钢板及 其制造方法 技术领域 本发明涉及非预热的焊接性 ( 可焊性 ) 优异的抗拉强度为 780MPa 以上的高强度 厚钢板 (High tensile strength steel thick plate) 和在高的生产率和低成本下制造该 高强度厚钢板的方法。
本发明钢是以板厚 12mm ～ 40mm 的厚钢板的形态很好地用作为建设机械、 产业机 械、 桥梁、 建筑、 造船等的焊接结构物的结构材料的钢。
另外， 在此， 所谓非预热是指 ： 在室温下使用埋弧焊、 TIG 或者 MIG 焊接等， 通过 2kJ/mm 以下的线能量的焊接来进行 JIS Z 3158「y 形焊接裂纹试验」 时， 为防止焊接裂纹 而需要的预热温度为 25℃以下、 或者完全不需要预热。
背景技术 对于作为建设机械、 产业机械、 桥梁、 建筑、 造船等的焊接结构材料使用的抗拉强 度为 780MPa 以上的高强度钢板， 开始需求在使母材兼备高强度和高韧性的同时， 满足非预 热的高焊接性， 并且能够以廉价、 短工期进行制造的板厚直至 40mm 左右的钢板。即， 需要以 廉价成分系、 以短工期采用廉价制造工艺来满足母材的高强度和高韧性、 埋弧焊、 TIG 或者 MIG 焊接等的小线能量焊接时的非预热化。
作为赋予了高焊接性的抗拉强度为 780MPa 以上的高强度厚钢板的以往的制造方 法， 例如， 如专利文献 1 ～ 3 所公开的那样， 有： 在钢板刚轧制之后就在线直接进行淬火， 其 后进行回火处理的直接淬火、 回火的方法。
另外， 关于轧制后不需要再加热回火热处理的非调质下的抗拉强度为 780MPa 以 上的高强度厚钢板的制造方法， 例如， 在专利文献 4 ～ 8 中有公开， 从均能够省略再加热回 火热处理的方面来看是制造工期、 生产率优异的制造方法。其中， 专利文献 4 ～ 7 中所记载 的发明涉及将钢板的轧制后的加速冷却在中途停止的加速冷却 - 中途停止工艺的制造方 法。另外， 专利文献 8 中所记载的发明， 涉及在轧制后通过空冷而冷却到室温的制造方法。
现有技术文献
专利文献 1 特开平 03-232923 号公报
专利文献 2 特开平 09-263828 号公报
专利文献 3 特开 2000-160281 号公报
专利文献 4 特开 2000-319726 号公报
专利文献 5 特开 2005-15859 号公报
专利文献 6 特开 2004-52063 号公报
专利文献 7 特开 2001-226740 号公报
专利文献 8 特开平 08-188823 号公报
发明内容 可是， 例如， 专利文献 1 ～ 3 中所记载的发明， 需要再加热回火热处理， 因此在制造 工期、 生产率、 制造成本上存在问题。针对这样的现有技术， 强烈需求能够省略再加热回火 热处理的所谓的非调质的制造方法。
作为非调质的制造方法， 如专利文献 4 中所记载的发明在其实施例中所记载的那 样， 在焊接时需要在 50℃以上的温度下的预热， 存在不能满足非预热的高焊接性的问题。 此 外， 专利文献 5 中所记载的发明， 需要添加 0.6％以上的 Ni， 因此成为高价格的成分系， 在制 造成本上存在问题。 专利文献 6 中所记载的发明， 只能够制造到实施例所述的板厚 15mm， 不 能满足板厚直至 40mm 的板厚要求。而且， 即使在板厚 15mm 下， 也存在 C 含量少、 接头的显 微组织成为粗晶粒， 不能得到充分的接头低温韧性的问题。
专利文献 7 中所记载的发明， 如其实施例所记载的那样， 需要添加 1.0 ％左右的 Ni， 因此成为高价格的成分系， 在制造成本上存在问题。专利文献 8 中所记载的发明， 只能 够制造到实施例所记载的板厚 12mm， 不能够满足板厚直到 40mm 的板厚要求。而且， 作为其 轧制条件的特征， 是在铁素体和奥氏体的双相温度范围进行累积压下率 16 ～ 30％的轧制， 因此铁素体晶粒容易粗大化， 即使在制造厚度 12mm 的板时也存在韧性容易降低的问题。
如以上所述， 在限制作为高价格的合金元素的 Ni、 Mo、 V、 Cu、 Nb 的含量、 优选不添 加它们， 并且省略了轧制冷却后的再加热回火热处理之后能够满足母材的高强度和高韧 性、 高焊接性的板厚直到 40mm 的高强度厚钢板及其制造方法， 尽管需求者的期望强烈， 但 尚未被发明出来， 这是现状。
对于母材的抗拉强度为 780MPa 级的厚钢板而言， 板厚对非预热化的影响非常大。 板厚低于 12mm 时， 可容易地实现非预热化。 这是因为， 如果板厚低于 12mm， 则水冷时的钢板 的冷却速度， 即使在板厚中心部也能够增大为 100℃ / 秒以上， 在该场合下， 在少的合金元 素添加量下即能够使母材组织成为马氏体组织， 可得到抗拉强度为 780MPa 级的母材强度。 由于合金元素添加量少， 因此即使不进行预热， 也能够将焊接热影响区的硬度抑制为较低， 即使在非预热下也能够防止焊接裂纹。
另一方面， 若板厚变厚， 则水冷时的冷却速度必然变小。因此， 在成分与薄钢板相 同时， 由于淬火不足， 厚钢板的强度降低， 不能满足 780MPa 级的抗拉强度。特别是在冷却速 度最小的板厚中心部 (1/2t 部 ) 的强度降低较显著。当为如冷却速度低于 8℃ / 秒那样的 板厚超过 40mm 的厚钢板时， 为了确保母材的强度必须添加大量的合金元素， 非焊接预热化 变得极为困难。
因此， 本发明的目的是提供 ： 在限制作为高价格的合金元素的 Ni、 Mo、 V、 Cu、 Nb 的 含量、 优选不添加它们， 并且省略了轧制冷却后的再加热回火热处理之后能够满足母材的 高强度和高韧性、 高焊接性的高强度钢板及其制造方法。具体地讲， 提供 ： 能够满足在母 材的板厚中心部抗拉强度为 780MPa 以上、 优选为 1000MPa 以下、 屈服应力为 685MPa 以上、 在 -20℃的夏比吸收能为 100J 以上、 在室温下的 JIS Z3158「y 形焊接裂纹试验」 时的必要 预热温度 ( 需预热温度 ) 为 25℃以下的焊接性优异的抗拉强度为 780MPa 以上的高强度厚 钢板及其制造方法。在此， 本发明作为对象的钢板的板厚为 12mm ～ 40mm。
本发明者们为了解决上述的课题， 以采用不添加 Ni、 Mo、 V、 Cu、 Nb 的成分系在轧制 后直接淬火来制造为前提， 对母材、 焊接接头进行了很多的研究。其中， 关于不添加 Ni、 Mo、
V、 Cu、 Nb 且添加了 B 的成分系， 为了实现小线能量焊接时的非预热， 进行了与添加成分相关 的研究， 结果知道 ： 通过规定限制可采用 C 添加量和 Pcm 值进行评价的焊接裂纹敏感性指 数， 能够实现非预热化。 具体地讲， 通过将 C 添加量严格限制在 0.055％以下， 而且将 Pcm 值 限制在 0.24％以下， 能够使在室温下的 JIS Z3158「y 形焊接裂纹试验」 时的必要预热温度 为 25℃以下。
可是， 进一步进行研究的结果知道 ： 以 Pcm 值为 0.24％以下、 并且为 0.055％以下 的低 C 量为前提， 进而限制对强度和韧性的提高有效的 Ni、 Mo、 V、 Cu、 Nb 的含量、 优选不添 加它们， 而使板厚直到 40mm 的遍及板厚方向全厚的母材强度和韧性兼备是非常困难的。
对此， 对含 B 钢中的 Mn、 S、 Al、 N、 Ti 添加量以及加热、 轧制、 冷却条件进行了很多 的详细研究。其结果有如下新见解 ： 将 Mn 添加量大量添加为 2.4％以上， 将 S 严格限制在 0.0010％以下， 添加 0.06％以上的 Al， 并且使 N 为 0.0015％～ 0.0060％， 而且不添加 Ti， 在 此基础上将加热温度设为 950℃～ 1100℃， 在 820℃以上的温度轧制后不久即以 8℃ / 秒～ 80℃ / 秒的冷却速度从 700℃以上水冷到室温～ 350℃， 由此， 直到 40mm 厚的遍及板厚方 向全厚的母材强度和韧性兼备， 具体地讲， 能够满足抗拉强度为 780MPa 以上、 屈服应力为 685MPa 以上、 在 -20℃下的夏比吸收能为 100J 以上。
本发明是基于以上那样的新见解完成的， 其要旨如下。
(1) 一种焊接性优异的抗拉强度为 780MPa 以上的高强度厚钢板， 其特征在于， 具 有下述的成分组成 ： 以质量％计， 含有 C ： 0.030％～ 0.055％、 Mn ： 2.4％～ 3.5％、 P： 0.01％ 以下、 S： 0.0010 ％以下、 Al ： 0.06 ％～ 0.10 ％、 B： 0.0005 ％～ 0.0020 ％、 N： 0.0015 ％～ 0.0060％， 将 Ti 限制在 0.004％以下， 下面所示的焊接裂纹敏感性指数 Pcm 值为 0.18％～ 0.24％， 其余部分由 Fe 和不可避免的杂质组成 ； 钢的显微组织为马氏体、 和其余部分以面 积分率计为 3％以下的铁素体、 贝氏体、 渗碳体中的一种或者两种以上，
Pcm ＝ [C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5[B]
其中， [C]、 [Si]、 [Mn]、 [Cu]、 [Ni]、 [Cr]、 [Mo]、 [V]、 [B] 分别意指 C、 Si、 Mn、 Cu、 Ni、 Cr、 Mo、 V、 B 的用质量％表示的含量。
(2) 根据上述 (1) 所述的焊接性优异的抗拉强度为 780MPa 以上的高强度厚钢板， 其特征在于， 以质量％计， 还含有 ： Cu ： 大于 0.05％且在 0.50％以下、 Ni ： 大于 0.03％且在 0.50％以下、 Mo ： 大于 0.03％且在 0.30％以下、 Nb ： 大于 0.003％且在 0.05％以下、 V： 大于 0.005％且在 0.07％以下之中的一种或者两种以上。
(3) 根据上述 (1) 或者 (2) 所述的焊接性优异的抗拉强度为 780MPa 以上的高强度 厚钢板， 其特征在于， 以质量％计， 还含有 Si ： 0.05％～ 0.40％、 Cr ： 0.10％～ 1.5％之中的 一种或者两种。
(4) 根据上述 (1) ～ (3) 的任一项所述的焊接性优异的抗拉强度为 780MPa 以上 的高强度厚钢板， 其特征在于， 以质量％计， 还含有 Mg ： 0.0005％～ 0.01％、 Ca ： 0.0005％～ 0.01％之中的一种或者两种。
(5) 根据上述 (1) ～ (4) 的任一项所述的焊接性优异的抗拉强度为 780MPa 以上的 高强度厚钢板， 其特征在于， 板厚为 12mm ～ 40mm。
(6) 一种焊接性优异的抗拉强度为 780MPa 以上的高强度厚钢板的制造方法， 是制 造上述 (1) ～ (5) 的任一项所述的高强度厚钢板的方法， 其特征在于， 将具有上述 (1) ～(4) 的任一项中所记载的成分组成的钢坯或者铸坯加热至 950℃～ 1100℃， 在 820℃以上的 温度进行轧制， 继该轧制之后紧接着从 700℃以上开始冷却速度为 8℃ / 秒～ 80℃ / 秒的加 速冷却， 在室温～ 350℃停止该加速冷却。
另外， 本发明的高强度厚钢板有时含有 ： 作为脱氧剂使用的 Si、 在废料等原料中 含有的 Cu、 Ni、 Cr、 Mo、 Nb、 V、 在耐火材料等中含有的 Mg、 Ca 等。这些元素即使含有微量也 不会特别地呈现效果， 也不会损害特性。 因此， 容许含有 ： Si ： 低于 0.05％、 Cu ： 0.05％以下、 Ni ： 0.03％以下、 Cr ： 低于 0.10％、 Mo ： 0.03％以下、 Nb ： 0.003％以下、 V： 0.005％以下、 Mg ： 低于 0.0005％、 Ca ： 低于 0.0005％。
根据本发明， 不使用高价格的 Ni、 Mo、 V、 Cu、 Nb， 并且不需要轧制后的再加热回火 热处理， 能够以高的生产率和低成本制造很适合作为高强度化需求强烈的建设机械、 产业 机械、 桥梁、 建筑、 造船等的焊接结构物的结构材料的非预热的焊接性优异的抗拉强度为 780MPa 以上、 板厚为 12mm ～ 40mm 的高强度厚钢板， 其给产业界带来的效果极大。 具体实施方式
以下说明本发明中的钢板的各成分组成、 显微组织和轧制条件等的制造方法的限 定理由。 C： 为了满足母材强度， 需要添加 0.030％以上。为了使母材强度更高， 也可以将 C 的下限限制为 0.035％或者 0.040％。
添加量若超过 0.055％， 则焊接时的必要预热温度大于 25℃， 不能满足非预热， 因 此上限值设定为 0.055％。为了更加提高焊接性， 也可以将 C 上限限制为 0.050％。
Mn ： 为了兼备母材强度和韧性， 需要添加 2.4％以上。 更优选的是可以将 Mn 的下限 设定为 2.55％、 2.65％或者 2.75％。当添加量超过 3.5％时， 在钢坯或者铸坯 ( 铸块 ) 的中 心偏析部会生成对韧性有害的粗大的 MnS， 板厚中心部的母材韧性降低， 因此将其上限设定 为 3.5％。为了使中心偏析部的母材韧性稳定， 也可以将 Mn 的上限限制为 3.30％、 3.10％ 或者 3.00％。
Al ： 作为脱氧元素起作用， 而且在加热 - 轧制时与 N 生成 AlN， 由此抑制 BN 的生 成， 在冷却时将 B 控制成固溶状态， 具有提高钢的淬硬性的重要作用。当将 Mn 添加量设定 为 2.4％以上， 而且严格控制 Al 量、 N 量时， 在轧制前的加热时以及轧制时 N 以 AlN 形式析 出， 因此形成 BN 的 N 变少， 能够确保提高淬硬性所需的固溶硼量。为了在加热 - 轧制时使 AlN 生成， Al 需要添加 0.06％以上， 当添加量超过 0.10％时， 会生成粗大的氧化铝夹杂物， 有时使韧性降低， 因此将其上限设定为 0.10％。 为了防止粗大的氧化铝夹杂物生成， 也可以 将 Al 的上限限制为 0.08％。另外， 若 Mn 添加量低于 2.4％， 则在加热 - 轧制时 AlN 难以析 出， 固溶硼量减少， 淬硬性降低， 因此除了控制 Al 量、 N 量以外还需要添加 2.4％以上的 Mn。
N： 在加热时作为 AlN 析出， 使 γ 粒径微细， 具有提高韧性的效果。
在限制高价格的 Nb 和对韧性有害的 Ti 的含量、 优选不含有 Nb 和 / 或 Ti 的本发明 钢中， 由 NbC 和 / 或 TiN 带来的 γ 粒径微细化效果不充分、 或者不能够利用。因此， 本发明 钢， 必须利用 AlN 对 γ 粒径的微细化效果来提高韧性。 为了得到该效果， 需要添加 0.0015％ 以上的 N。 当添加量超过 0.0060％时， 以 BN 形式析出硼， 会使固溶硼量减少， 使淬硬性降低， 因此将其上限设定为 0.0060％。
P： 由于降低母材和接头的低温韧性因此优选不含有。作为不可避免地混入的杂质元 素的容许值为 0.01％以下。 为了提高母材和接头的低温韧性， 也可以将 P 限制在 0.008％以下。
S： 在大量添加 Mn 的本发明中， 会生成粗大的 MnS， 使母材和接头的韧性降低， 因此 优选不含有。 而且， 在本发明中， 由于限制对高强度和高韧性的兼备有效的高价格的 Ni、 Mo、 V、 Cu、 Nb 的含量、 或者不使用这些元素， 因此粗大的 MnS 的有害性较大。作为不可避免地混 入的杂质元素的容许值为 0.0010％以下， 必须严格限制。 为了提高母材和接头的低温韧性， 也可以将 S 限制为 0.0008％以下、 0.0006％以下或者 0.0004％以下。
B： 为了提高淬硬性、 得到母材高强度和高韧性， 必须添加 0.0005％以上。当添加 量超过 0.0020％时， 淬硬性降低， 有时不能得到良好的接头低温韧性和充分的母材高强度 和高韧性， 因此将上限设定为 0.0020％。也可以将 B 的上限限制为 0.0015％。
Ti ： 在母材和接头中形成作为脆化相的 TiN 粒子， 在如本发明那样的高强度钢中 起到脆性破坏的发生起点的作用， 大大降低韧性， 因此有害。 特别是在如本发明那样的限制 对高强度和高韧性的兼备有效的高价格的 Ni、 Mo、 V、 Cu、 Nb 的含量、 优选不使用这些元素的 钢中， TiN 的有害性较大， 因此 Ti 必须为不添加。作为不可避免地混入的杂质元素的容许 值为 0.004％以下。 在本发明中， 优选不添加 Ni、 Mo、 V、 Cu、 Nb。在 Ni、 Mo、 V、 Cu、 Nb 从原材料等不可避 免地混入的场合， 即使含有也不会达到高成本。不可避免地混入的 Ni、 Mo、 V、 Cu、 Nb 的上限 值设定为 ： Ni、 Mo ： 0.03％以下、 V： 0.005％以下、 Cu ： 0.05％以下、 Nb ： 0.003％以下。
可是， 通过添加 Ni、 Mo、 V、 Cu、 Nb， 淬硬性提高或者生成碳氮化物。因此， 为了提高 母材的强度和韧性， 也可以添加 Ni、 Mo、 V、 Cu、 Nb 中的一种或者两种以上。在该情况下， 本发 明在成本不增加的范围有意地添加含量大于不可避免的杂质范围的 Ni、 Mo、 V、 Cu、 Nb。成本 不增加的添加量上限， 具体地讲为 ： Cu、 Ni ： 0.50％以下、 Mo ： 0.30％以下、 Nb ： 0.05％以下、 V： 0.07％以下。进而， 从成本的观点考虑， 优选将 Cu、 Ni ： 0.30％以下、 Mo ： 0.10％以下、 Nb ： 0.02％以下、 V： 0.03％以下作为上限。
另外， 在本发明中， 根据需要还能够添加 Si、 Cr 中的一种或者两种。
Si 是脱氧元素， 未必需要含有， 但优选添加 0.05％以上。另外， 为了确保母材强 度， 也可以添加， 为了得到效果， 优选添加 0.10％以上。可是， 当添加量超过 0.40％时， 母材 和接头的韧性降低， 因此将其上限设定为 0.40％。 另外， 在本发明中， Si 的含量低于 0.05％ 时， 无关于强度的提高和韧性的降低， 因此视作为不可避免的杂质。
Cr ： 为了确保母材强度也可以添加。 为了得到该效果需要添加 0.10％以上。 可是， 当添加量超过 1.5％时， 母材和接头的韧性降低， 因此将其上限设定为 1.5％。为了避免由 添加 Cr 所导致的成本增加， 也可以将 Cr 限制为 1.0％以下、 0.6％以下或者 0.4％以下。另 外， 在本发明中， 从原材料混入的 Cr 含量低于 0.10％时， 无关于强度的提高和韧性的降低， 因此视作为不可避免的杂质。
另外， 在本发明中， 通过根据需要进一步添加 Mg 和 Ca 中的一种或者两种， 形成微 细的硫化物和 / 或氧化物， 能够提高母材韧性和接头韧性。为了得到该效果， Mg 或者 Ca 需 分别添加 0.0005％以上。可是， 当超过 0.01％而过剩地添加时， 会生成粗大的硫化物和 / 或氧化物， 因此有时反倒使韧性降低。因此， 将添加量分别设定为 0.0005％～ 0.01％。另 外， 在本发明中， 从耐火材料等混入的 Mg、 Ca 的含量低于 0.0005％时， 无关于韧性的提高和
降低， 因此视作为不可避免的杂质。
在本发明中， 若不使焊接裂纹敏感性指数 Pcm 值为 0.24％以下， 则不能免除焊接 时的预热， 因此将 Pcm 值的上限设定为 0.24％以下。 为了提高焊接性， 也可以将其上限限制 为 0.23％或者 0.22％。若 Pcm 值低于 0.18％， 则不能够满足母材的高强度和高韧性， 因此 将其下限设定为 0.18％。
在此， Pcm ＝ [C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10 +5[B]， [C]、 [Si]、 [Mn]、 [Cu]、 [Ni]、 [Cr]、 [Mo]、 [V]、 [B] 分别意指 C、 Si、 Mn、 Cu、 Ni、 Cr、 Mo、 V、 B 的用质量％表示的含量。
接着， 对本发明的钢板的显微组织进行说明。
为了钢板具有规定的强度和韧性， 其显微组织需以马氏体为主体。马氏体以外的 其余部分， 包含铁素体、 贝氏体、 渗碳体中的一种或者两种以上， 它们的面积分率的合计必 须设定为 3％以下。
这是因为， 当铁素体、 贝氏体、 渗碳体中的一种或者两种以上的面积分率的合计超 过 3％时， 抗拉强度有时不足 780MPa， 并且得不到高韧性。
显微组织的面积分率， 是经硝酸乙醇腐蚀溶液腐蚀后通过 SEM 观察来进行的。根 据图像的白黒浓淡， 从黑色的一方开始判别出渗碳体、 铁素体、 马氏体或贝氏体。马氏体和 贝氏体通过有无微细碳化物的存在来区别， 将不存在碳化物的显微组织判别为马氏体。 马氏体面积分率主要由钢材成分 ( 淬硬性 ) 和加速冷却前的奥氏体粒径和冷却速 度来决定。因此， 为了使马氏体的面积分率为 97％以上， 添加适量的 C、 Mn、 B 等的提高淬硬 性的元素很重要。
接着， 对本发明的钢板的制造方法进行说明。
本发明的钢板， 是熔炼具有上述 (1) 或者 (2) 中所记载的组成的钢， 对其进行铸 造， 制成为钢坯或者铸坯， 将该钢坯或者铸坯在规定条件下加热、 轧制， 进行冷却从而制成 的。
钢坯或者铸坯的加热温度， 必须设定为轧制所需的 950℃以上。若超过 1100℃， 则 AlN 固溶， 在轧制 - 冷却中固溶硼以 BN 形式析出， 因此淬硬性降低， 马氏体的面积分率会小 于 97％， 得不到高强度和高韧性， 因此将其上限设定为 1100℃。
若轧制温度 ( 轧制结束温度 ) 低于 820℃， 则由于过剩的轧制应变的蓄积， 会局部 地生成铁素体组织、 含岛状马氏体的粗大的贝氏体组织， 马氏体的面积分率会小于 97％， 有 时得不到母材的高强度和高韧性， 因此将轧制温度的下限限制为 820℃。
轧制后的加速冷却的开始温度低于 700℃的场合， 会局部地生成铁素体组织、 含岛 状马氏体的粗大的贝氏体组织， 马氏体的面积分率会小于 97％， 有时得不到母材的高强度 和高韧性， 因此将加速冷却的开始温度的下限温度设定为 700℃。
加速冷却的冷却速度低于 8 ℃ / 秒的场合， 会局部地生成铁素体组织、 含岛状马 氏体的粗大的贝氏体组织， 马氏体的面积分率会小于 97％， 有时得不到母材的高强度和高 韧性， 因此将其下限值设定为 8℃ / 秒。上限设定为 ： 通过水冷可稳定地实现的冷却速度 80℃ / 秒。
另外， 若加速冷却的停止温度高于 350℃， 则在特别是板厚为 30mm 以上的厚材料 的板厚中心部， 由于淬火不足， 会局部地生成铁素体组织、 含岛状马氏体的粗大的贝氏体组
织， 马氏体的面积分率会小于 97％， 得不到母材的高强度， 因此将停止温度的上限设定为 350℃。此时的停止温度规定为 ： 在冷却结束后钢板复热了时的钢板表面温度。停止温度的 下限为室温， 但从钢板的脱氢方面来看， 更优选的停止温度为 100℃以上。
实施例
将熔炼表 1 所示的成分组成的钢而得到的钢坯在表 2 所示的制造条件下制成为 12 ～ 40mm 厚度的钢板。表 1 的 A ～ K 是本发明例， L ～ Y 是比较例。另外， 表 2 的 1 ～ 13 是本发明例， 14 ～ 32 是比较例。在表中， 用下划线表示的数字或记号是成分或者制造条件 脱离了专利保护范围、 或者特性不满足下述的目标值的情况。另外， 表 1 示出了所有的元素 的分析值， Si ： 低于 0.05％、 Cu ： 0.05％以下、 Ni ： 0.03％以下、 Cr ： 低于 0.10％、 Mo ： 0.03％ 以下、 Nb ： 0.003％以下、 V： 0.005％以下、 Mg ： 低于 0.0005％、 Ca ： 低于 0.0005％、 并且不是 0％的情形是作为不可避免的杂质的含量。
另外， Si、 Cu、 Ni、 Cr、 Mo、 Nb、 V、 Mg、 Ca 是由于脱氧剂、 原材料、 耐火材料等的原因 而产生的不可避免的杂质， 对强度和韧性不造成影响的情形采用斜体示于表 1 中。
关于这些钢板的母材强度 ( 母材屈服应力、 母材抗拉强度 )、 母材韧性和焊接性 ( 必要预热温度 ) 的评价结果示于表 2。
关于母材强度， 制取 JIS Z2201 所规定的 1A 号全厚拉伸试件或者 4 号圆棒拉伸试 件， 采用 JIS Z2241 所规定的方法测定。关于拉伸试件， 在板厚为 20mm 以下时， 制取 1A 号
全厚拉伸试件， 在厚度超过 20mm 时， 从板厚的 1/4 部 (1/4t 部 ) 和板厚中心部 (1/2t 部 ) 制取 4 号圆棒拉伸试件。
母材韧性， 从板厚中心部在与轧制方向垂直的方向上制取 JIS Z2202 所规定的冲 击试件， 采用 JIS Z2242 所规定的方法求出在 -20℃下的夏比吸收能 (vE-20) 来进行评价。
焊接性， 在 14 ～ 16℃采用 JISZ3158 所规定的方法以线能量 1.7kJ/mm 进行埋弧焊 接， 求出防止焊缝根部裂纹所需要的预热温度来进行评价。
各特性的目标值分别设定为 ： 母材屈服应力为 685MPa 以上、 母材抗拉强度为 780MPa 以上、 母材韧性 (vE-20) 为 100J 以上、 必要预热温度为 25℃以下。
本发明例 1 ～ 13， 铁素体 + 贝氏体 + 渗碳体的面积率都为 3％以下， 母材屈服应力 为 685MPa 以上、 母材抗拉强度为 780MPa 以上、 母材韧性 (vE-20) 为 100J 以上、 必要预热温 度为 25℃以下。
与此相对， 以下的比较例， 其母材的屈服应力和 / 或抗拉强度不足。 比较例 14 其 C 添加量少， 比较例 16 其 Mn 添加量少， 比较例 20 其 Al 添加量少， 比较例 21 其 N 添加量多， 比较例 24 其 B 添加量多， 比较例 25 其 B 添加量少， 比较例 28 其加热温度高， 比较例 29 其 轧制结束温度低于 820℃， 比较例 30 其水冷开始温度低于 700℃， 比较例 31 其冷却停止温 度大于 350℃， 比较例 32 其冷却速度低于 8℃ / 秒， 因此铁素体 + 贝氏体 + 渗碳体的面积率 都超过 3％， 母材的屈服应力和 / 或抗拉强度不足。 另外， 以下的比较例其母材韧性不足。比较例 17 其 Mn 添加量多， 比较例 18 其 S 添加量多， 比较例 19 添加了 Ti， 比较例 23 其 Al 添加量多， 比较例 26 其 N 添加量少， 因此 铁素体 + 贝氏体 + 渗碳体的面积率都超过 3％， 另外， 比较例 27 其 P 添加量多， 因此虽然屈 服应力和 / 或抗拉强度得到满足但是母材韧性不足。另外， 比较例 31 其冷却停止温度大于 350℃， 因此母材韧性也不足。
比较例 15 其 C 添加量多， 比较例 22 其 Pcm 值高， 因此必要预热温度大于 25℃， 不 满足非预热。
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