[0001] 本发明适用于涉及储存罐、海洋结构物等的制造的钢板。详细地说，是涉及一种高强度钢板，其即使进行用于降低焊接后的焊接部的残余应力的焊接后热处理，在热处理前后也能够确保550MPa以上的强度。

[0002] 原油、乙烯、液化石油气(liquefied petroleum gas；LPG)等的储存罐、和海洋结构物等的焊接结构物在制造之时，为了在钢板焊接后，降低焊接部的残余应力，会进行在600℃左右保持数小时的焊接后热处理(Post Weld Heat Treatment；以下，称为PWHT。)。在PWHT中，因为以高温长时间保持对象物，所以钢板的金属组织发生变化，强度降低。

[0003] 高水平确保PWHT后的强度的技术公开在专利文献1中。该专利文献1所公开的钢板，其特征在于，在成分组成之中，特别使Nb量、V量、Mo量和C量满足规定的关系而进行调整，并且为贝氏体分率为90面积％以上的金属组织。另外，在专利文献1中记述，在PWHT前的钢板中形成Nb和Mo的碳化物，以抑制PWHT后的强度降低。另外，为了得到极低C贝氏体组织，作为必须成分而在0.5～2.0％的范围含有Cr。而且，在专利文献1的实施例中，以600℃，进行2次板厚(inch)×保持1小时的PWHT，保持时间最长约8小时。

[0004] 现有技术文献

[0005] 专利文献

[0006] 专利文献1：日本特开2007－321228号公报

[0007] 随着焊接结构物的大型化，作为原材所用的钢板的板厚变大。若钢板的板厚变大，则由于焊接结构物的位置不同，在热处理时，至升温到规定温度所需要的时间变长。另外，焊接后如果发生修正等，则需要再次进行PWHT，热处理时间越发延长。另一方面，若以高温进行PWHT，或PWHT为长时间，则钢板的强度降低显著。因此对于钢板来说，要求即使长时间进行PWHT，也能够确保规定的强度。具体来说，就是希望即使进行15小时以上的PWHT，也能够确保高强度。

[0008] 可是，在上述专利文献1的实施例中，只是对于最长进行了8小时左右保持的钢板，测量热处理前后的抗拉强度的变化量，如上述这样进行15小时以上的PWHT时的抗拉强度的变化量并未测量。因此，若进行长时间的PWHT，则钢板的强度降低，存在不能确保规定的强度的可能性。

[0024] 如上述专利文献1所公开，作为确保钢板的强度的手段，已知有活用贝氏体组织的相变强化。但是，专利文献1是利用相变时导入的位错的技术，在此若进行约15小时以上的PWHT，则位错合并、消失，强度有可能降低。

[0025] 因此，本发明者们对于使钢板的金属组织为铁素体主体，即使进行例如15小时间以上的长时间的PWHT，也能够确保强度的方法进行了研究。可以认为，因为铁素体导入的位错少，所以即使进行长时间的PWHT，仍可避免因位错合并、消失造成的强度降低。

[0026] 于是，本发明者作为确保PWHT后的强度的手段，着眼于Nb和Mo的碳化物分散强化。但是，如上述专利文献1，在使PWHT前的钢板中析出Nb和Mo的碳化物而提高强度的手法中，若长时间进行PWHT，则碳化物粗大化、凝集，因此无助于强度提高，无法避免强度降低。

[0027] 因此，本发明者进一步进行各种研究的结果发现，如果使钢板的金属组织为铁素体主体，并且在使规定量以上的贝氏体生成以后，再设想以如下方式适当调整化学成分组成，即通过长时间进行PWHT，而使含有从Nb和Mo所构成的群中选择的至少一种的碳化物析出规定量以上，则在PWHT前后能够确保高强度，从而完成了本发明。特别是了解到，如果使Nb和Mo预先在PWHT前的阶段固溶，或使之作为极微细的碳化物分散，则通过长时间进行PWHT，能够使之生长至有助于碳化物分散强化的大小，通过碳化物分散强化而能够确保高强度。还有，在本说明书中，所谓长时间进行PWHT，意思是例如进行15小时以上的PWHT。

[0028] 以下，对于本发明的高强度钢板详细地加以说明。

[0029] 本发明的高强度钢板，关于化学成分以质量％计，含有C：0.02～0.07％、Si：0.1～0.4％、Mn：1.2～2％、P：高于0％并在0.02％以下、S：高于0％并在0.005％以下、Cu：0.1～
0.7％、Al：0.01～0.08％、Ni：0.45～0.85％、Mo：0.01～0.25％、Nb：0.015～0.05％、Ti：
0.005～0.025％、Ca：0.0005～0.003％和N：0.001～0.01％，余量由铁和不可避免的杂质构成。而且，根据Nb量、Mo量和C量求得、并以下式(1)表示的推测析出量P0为1.50以上，金属组织以相对于全部组织的比率计，满足铁素体：60面积％以上，贝氏体：4面积％以上。

[0030] P0＝340×(0.6×[Mo]+22×[Nb])×C1…(1)

[0031] 在所述式(1)中，C1由下式(2)或式(3)求得。

[0032] [C]≥12/95×([Mo]+[Nb])时

[0033] C1＝12/95×([Mo]+[Nb])…(2)

[0034] [C]＜12/95×([Mo]+[Nb])时

[0035] C1＝[C]…(3)

[0036] 在上述式(1)～式(3)中，[]表示以质量％计的各元素的含量。

[0037] 首先，对于本发明的高强度钢板的金属组织进行说明。还有，在本说明书中，所谓高强度意思是抗拉强度为550MPa以上。

[0038] 本发明的高强度钢板的金属组织，以相对于全部组织的比率计，铁素体：60面积％以上，贝氏体：4面积％以上。

[0039] [铁素体：60面积％以上]

[0040] 通过使全部组织中铁素体所占的为60面积％以上，即使长时间进行PWHT，也能够确保高强度。这是由于若铁素体量降低，在全部组织中所占的贝氏体分率变得过高，则长时间进行PWHT，会导致过剩的位错合并、消失，由此致使强度大幅降低。因此在本发明中，铁素体为60面积％以上，优选为65面积％以上，更优选为70面积％以上，进一步优选为75面积％以上。铁素体分率的上限如后述，为了确保贝氏体为4面积％以上而为96面积％以下。铁素体分率优选为90面积％以下。

[0041] [贝氏体：4面积％以上]

[0042] 本发明的钢板的金属组织如上述，铁素体为60面积％以上，但若铁素体分率过高，则钢板的强度变得过低。因此在本发明中，为了提高钢板的强度，而使全部组织中所占的贝氏体分率为4面积％以上，优选为5面积％以上，更优选为10面积％以上。但是若贝氏体分率变得过高，则不能确保60面积％以上的铁素体，另外，由于贝氏体的增加会导致长时间进行PWHT后的强度降低。因此在本发明中，贝氏体分率为40面积％以下，优选为30面积％以下，更优选为20面积％以下。

[0043] 本发明的钢板的金属组织，基本上由铁素体和贝氏体构成，但在不阻碍本发明的效果的范围内，作为其他的组织，例如，也可以含有珠光体、岛状马氏体(M－A)等。

[0044] 在全部组织中上述其他的组织所占的分率，例如，优选为10面积％以下。

[0045] 关于本发明的钢板的金属组织，在设钢板的板厚为t(mm)时，使t/4位置的截面露出，进行镜面研磨后，提取试验片，用硝酸乙醇腐蚀溶液对其蚀刻后，以光学显微镜观察，经图像分析而测量铁素体分率和贝氏体分率即可。观察倍率为400倍，观察视野数为5个视野，求得在各视野中测量到铁素体分率和贝氏体分率的平均值即可。

[0046] 在上述金属组织中所占的铁素体分率，通过使用了上述光学显微镜的图像分析进行测量即可，但在本发明的高强度钢板中，基本上就生成铁素体和贝氏体，因此从100％中减去上述贝氏体分率的值也可以视为铁素体分率。

[0047] 其次，对于推测析出量P0进行说明。

[0048] 上述所谓推测析出量P0，表示例如通过PWHT等，基于钢板中所含的Mo量、Nb量和C量，作为含有从Nb和Mo所构成的群中选择的至少一种的碳化物，推测其能够析出的最大析出物量。

[0049] 上述推测析出量P0，是基于下式(1)，根据Nb量、Mo量和C量求得的计算值。推测析出量P0，为预测PWHT后的强度的指标。通过对于如此适当控制了P0值的钢板长时间实施PWHT，含有从Nb和Mo所构成的群中选择的至少一种的碳化物析出，通过碳化物分散强化，通过提高钢板的强度。

[0050] 上述所谓含有从Nb和Mo所构成的群中选择的至少一种的碳化物，只要是至少含有Nb或Mo的碳化物，便没有特别限定。例如，除了Nb的碳化物和Mo的碳化物以外，还可列举含有Nb和Mo两方的复合碳化物。在上述碳化物中，也包括碳化物中结合有氮的碳氮化物等，在上述复合碳化物中，也包括在复合碳化物中结合有氮的复合碳氮化物等。

[0051] P0＝340×(0.6×[Mo]+22×[Nb])×C1…(1)

[0052] 以至导出由上式(1)表示的推测析出量P0的经纬如下。

[0053] Mo的碳化物以MoC表示，Nb的碳化物以NbC表示，MoC和NbC的析出量，基于各元素的质量比，由下式(a)表示。

[0054] X＝α×(β×[Mo]+γ×[Nb])×C1…(a)

[0055] 在上式(a)中，α、β和γ表示常数，[]表示各元素的含量(质量％)。

[0056] 为了确定上述常数，使用只使Mo或Nb的含量变化，其他的元素相同的钢板，测量PWHT后的抗拉强度。抗拉强度的测量，与后述的实施例所述的条件相同。然后，横轴取Nb或Mo的含量，纵轴取PWHT后的抗拉强度而制成直线的图形，根据该直线的倾斜度的比，规定为α＝340，β＝0.6，γ＝22，确定以下式(b)表示的参数X。

[0057] X＝340×(0.6×[Mo]+22×[Nb])…(b)

[0058] 接着，在上式(a)中，上述C1是基于钢中所含的C量[C]，与Mo量[Mo]和Nb量[Nb]的合计量的关系而决定的值。

[0059] 即，[C]≥12/95×([Mo]+[Nb])时，钢中包含用于使MoC和NbC生成所需要的最低限度的C量，因此上述C1由下式(2)导出。

[0060] C1＝12/95×([Mo]+[Nb])…(2)

[0061] 另一方面，[C]＜12/95×([Mo]+[Nb])时，钢中所含的C量低于用于使MoC和NbC生成所需要的C量，因此上述C1由下式(3)导出。

[0062] C1＝[C]…(3)

[0063] 在此，12/95是考虑C、Mo和Nb的原子量而决定的系数。

[0064] 基于如此导出的参数X和C1，由上式(1)导出P0值。

[0065] 在本发明中，使上述P0值为1.50以上。上述P0值的阈值1.50是基于各种实验结果而确定的值。上述P0值优选为2以上，更优选为3以上。上述P0值的上限，基于Mo量的最大值和Nb量的最大值决定，为29.75以下。上述P0值优选为25以下，更优选为20以下，进一步优选为15以下，特别优选为10以下。

[0066] 本发明的高强度钢板还优选以下式(5)表示的固溶当量值A满足0.50以上。在此，固溶当量值A，是根据含有从Nb和Mo所构成的群中选择的至少一种的碳化物之间的平均间隔λ(μm)，通过下式(4)计算析出量P1时，根据推测析出量P0和析出量P1由下式(5)求得。

[0067] P1＝0.7/λ…(4)

[0068] A＝P0－P1…(5)

[0069] 上述固溶当量值A，表示在高强度钢板中固溶的Mo量和Nb量的合计量，为用于预测PWHT后的强度的指标。固溶当量值A的阈值0.50，是基于各种实验结果而确定的值。通过使固溶当量值A为0.50以上，长时间进行PWHT，固溶Mo和固溶Nb作为碳化物析出，通过碳化物分散强化能够提高焊接结构物的强度。另一方面，若固溶当量值A低于0.50，则Mo量、Nb量和C量不足，或Mo和Nb已作为碳化物析出，因此若长时间进行PWHT，则碳化物粗大化和凝集，焊接结构物的强度降低。上述固溶当量值A优选为0.50以上，更优选为1以上，进一步优选为2以上。上述固溶当量值A的上限没有特别限定，例如，优选为15以下，更优选为10以下。还有，固溶当量值A中，也包含粒径为10nm以下的微细的Mo的碳化物和微细的Nb的碳化物。粒径为10nm以下的微细的碳化物，超出了后述的使用透射型电子显微镜进行观察的检测极限，另外认为无助于碳化物分散强化。

[0070] 在此，以至导出由上式(5)表示的固溶当量值A的经纬如下。

[0071] 上述固溶当量值A，是根据含有从Nb和Mo所构成的群中选择的至少一种的碳化物之间的平均间隔λ(μm)，由上式(4)计算析出量P1时，从推测析出量P0中减去析出量P1的值。析出量P1表示钢板中实际析出的Nb的碳化物量和Mo的碳化物量。因此，通过从推测析出量P0中减去析出量P1，能够计算在钢板中固溶的Nb量和Mo量的合计。固溶Nb和固溶Mo，经长时间进行PWHT而作为碳化物析出，通过碳化物分散强化而有助于PWHT后的焊接结构物的强度提高。

[0072] 上述析出量P1能够由上式(4)计算。

[0073] 在上式(4)中，λ能够基于下式(c)计算。

[0074] λ＝(1.25×[(π/(6×f)]1/2－π/4)×d…(c)

[0075] 在上式(c)中，λ表示含有从Nb和Mo所构成的群中选择的至少一种的碳化物之间的平均间隔(μm)，f表示上述碳化物的平均体积率(体积％)，d表示金属组织的平均粒径(μm)。

[0076] 上述式(c)一般可知是作为用于计算碳化物之间的平均间隔λ的算式，例如，铁与钢vol.91(2005)No.11，P.796～802中所述。

[0077] 在上述式(c)中，碳化物的平均体积率f，能够基于设钢板的厚度为t(mm)时，例如，使用透射型电子显微镜观察t/4位置的截面而测量出的碳化物的面积和碳化物的个数计算。观察倍率例如为30000倍即可，观察视野数为10个视野即可。

[0078] 在上述式(c)中，所谓金属组织的平均粒径d，意思是在观察视野内确认到的金属组织的当量圆直径的平均值。在观察视野内，例如，确认到铁素体组织时，测量铁素体的粒径即可，确认到贝氏体组织时，测量贝氏体的粒径并计算平均值即可。观察倍率例如为30000倍即可，观察视野数为10个视野即可。

[0079] 金属组织的平均粒径d，认为通过实施后述的控制轧制会达到大体一定。因此，基于碳化物的平均体积率f和金属组织的平均粒径d，通过上述式(c)能够求得碳化物之间的平均间隔λ。

[0080] 另一方面，单位质量中的碳化物的析出物量P1，能够使用碳化物的平均体积率、金属组织的平均体积率、和单位体积的质量，由下式(A)表示。

[0081] P1＝f×n1/(f×n1+F×n2)…(A)

[0082] 在此，f是碳化物的平均体积率(体积％)，F是金属组织的平均体积率(体积％)，n1是碳化物的比重(kg/m3)，n2是金属组织的比重(kg/m3)。在碳化物的比重n1中，对于在观察视野内确认到的各碳化物进行成分分析，求得各碳化物的比重，代入经过平均的值即可。在金属组织的比重n2中，代入铁的比重即可。

[0083] 金属组织的平均体积率F，因为由F＝100－f表示，所以上式(A)能够改写成下式(B)。

[0084] P1＝f×n1/[f×n1+(100－f)×n2]…(B)

[0085] 本发明者制成使Mo量和Nb量发生各种变化的钢板，并测量碳化物的析出量的结果证实，上式(B)能够使用碳化物之间的间隔λ而由下式(4)表示。

[0086] P1＝0.7/λ…(4)

[0087] 本发明的高强度钢板基于钢中所含的Mo量、Nb量和C量计算出的上述P0值为1.50以上，该高强度钢板也需要恰当控制化学成分组成。以下，对于高强度钢板的化学成分进行说明。

[0088] [C：0.02～0.07％]

[0089] C是用于提高钢板的强度所需要的元素。另外，是用于使碳化物析出而抑制PWHT后的强度降低所需要的元素。在本发明中，C量为0.02％以上，优选为0.025％以上，更优选为0.030％以上。但是，若过剩地含有C，则贝氏体容易生成。若贝氏体过剩生成，则长时间的PWHT会导致位错合并和消失，强度大幅降低。在本发明中，C量为0.07％以下，优选为
0.065％以下，更优选为0.06％以下，特别优选为0.055％以下。

[0090] [Si：0.1～0.4％]

[0091] Si在熔炼钢时作为脱氧剂起作用，是具有使钢的强度上升这一效果的元素。为了发挥这样的作用，在本发明中，使Si量为0.1％以上，优选使之含有0.15％以上，更优选含有0.2％以上。但是，若Si量变得过剩，则HAZ韧性劣化。因此在本发明中，Si量为0.4％以下，优选为0.37％以下，更优选为0.35％以下。

[0092] [Mn：1.2～2％]

[0093] Mn对于钢板的强度上升是有效发挥作用的元素。在本发明中，Mn量为1.2％以上，优选为1.3％以上，更优选为1.4％以上。但是，若Mn量变得过剩，则贝氏体过剩生成，因此长时间进行PWHT后的强度降低。在本发明中，Mn量为2％以下，优选为1.8％以下，更优选为1.6％以下。

[0094] [P：高于0％并在0.02％以下]

[0095] P是不可避免的杂质，在晶粒中偏析，是使钢板的延展性和韧性降低的元素。在本发明中，P量为0.02％以下，优选为0.015％以下，更优选为0.01％以下，特别优选为0.008％以下。虽以P量尽可能少的方法为宜，但工业上达到0％有困难。

[0096] [S：高于0％并在0.005％以下]

[0097] S是不可避免的杂质，与钢中的合金元素结合而形成各种夹杂物，是使钢板的延展性和韧性降低的元素。在本发明中，S量为0.005％以下，优选为0.004％以下，更优选为0.003％以下。虽以S量尽可能少的方法为宜，但工业上达到0％有困难。

[0098] [Cu：0.1～0.7％]

[0099] Cu是在用于提高钢板的强度上发挥作用的元素。在本发明中，Cu量为0.1％以上，优选为0.12％以上，更优选为0.15％以上。但是，若Cu量变得过剩，则热加工时容易发生裂纹。在本发明中，Cu量为0.7％以下，优选为0.65％以下，更优选为0.5％以下。

[0100] [Al：0.01～0.08％]

[0101] Al是在熔炼钢时作为脱氧剂起作用的元素。在本发明中，Al量为0.01％以上，优选为0.015％以上，更优选为0.020％以上。但是，若Al量变得过剩，则阻碍钢板的洁净性，强度降低。在本发明中，Al量为0.08％以下，优选为0.06％以下，更优选为0.04％以下。

[0102] [Ni：0.45～0.85％]

[0103] Ni使铁素体相变开始温度下降，促进贝氏体的生成，是用于提高钢板的强度所需要的元素。在本发明中，Ni量为0.45％以上，优选为0.5％以上。但是，若Ni量变得过剩，则贝氏体过剩地生成，铁素体的生成受到抑制，因此长时间进行PWHT后，钢板的强度降低。在本发明中，Ni量为0.85％以下，优选为0.75％以下，更优选为0.65％以下。

[0104] [Mo：0.01～0.25％]

[0105] Mo是用于使贝氏体生成所需要的元素。另外，长时间进行PWHT后使碳化物析出，是有助于PWHT后的钢板的强度提高的重要元素。在本发明中，Mo量为0.01％以上，优选为0.1％以上，更优选为0.15％以上。但是，若Mo量变得过剩，则贝氏体过剩地生成，铁素体的生成受到抑制，因此长时间进行PWHT后，钢板的强度降低。在本发明中，Mo量为0.25％以下，优选为0.23％以下，更优选为0.20％以下。

[0106] [Nb：0.015～0.05％]

[0107] Nb与Mo同样，在长时间进行PWHT后使碳化物析出，是有助于PWHT后的钢板的强度提高的重要元素。在本发明中，Nb量为0.015％以上，优选为0.020％以上。但是，若Nb量变得过剩，则HAZ韧性劣化。在本发明中，Nb量为0.05％以下，优选为0.048％以下，更优选为0.045％以下。

[0108] [Ti：0.005～0.025％]

[0109] Ti是容易形成氮化物的元素，析出微细的TiN，是用于使晶粒微细化而提高钢板的韧性所需要的元素。在本发明中，Ti为0.005％以上，优选为0.007％以上，更优选为0.009％以上。但是，若Ti量变得过剩，则HAZ韧性降低。在本发明中，Ti量为0.025％以下，优选为0.02％以下，更优选为0.015％以下。

[0110] [Ca：0.0005～0.003％]

[0111] Ca控制钢中的夹杂物的形态，是用于使钢板的韧性提高所需要的元素。在本发明中，Ca量为0.0005％以上，优选为0.0008％以上，更优选为0.001％以上。但是，若Ca量变得过剩，则夹杂物粗大化，HAZ韧性降低。在本发明中，Ca量为0.003％以下，优选为0.0027％以下，更优选为0.0025％以下。

[0112] [N：0.001～0.01％]

[0113] N与Ti结合而析出微细的TiN，是用于使晶粒微细化而提高钢板的韧性所需要的元素。在本发明中，N量は，0.001％以上，优选为0.003％以上，更优选为0.004％以上。但是，N量变得过剩，TiN粗大化，HAZ韧性劣化。在本发明中，0.01％以下，优选为0.008％以下，更优选为0.007％以下。

[0114] 本发明的钢板中的化学成分如上述，余量是铁和O(氧)等的不可避免的杂质。

[0115] 在本发明的钢板中，除了上述的化学成分以外，也可以根据需要，还含有以下的元素。

[0116] [从Cr：高于0％并在0.2％以下、V：高于0％并在0.02％以下、和B：高于0％并在0.0010％以下所构成的群中选择的至少一种]

[0117] Cr、V和B均使碳氮化物析出，是有助于钢板的强度提高的元素。为了有效地发挥这样的作用，Cr优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上。V优选为0.0001％以上，优选为0.0005％以上。B优选为0.0001％以上，更优选为0.0005％以上。但是，若过剩地含有Cr或V，则HAZ韧性降低。在本发明中，Cr量优选为0.2％以下，更优选为0.1％以下，进一步优选为
0.05％以下。V量优选为0.02％以下，更优选为0.01％以下，进一步优选为0.005％以下。若B量变得过剩，则贝氏体过剩地生成，因此长时间进行PWHT后的强度降低。在本发明中，B量优选为0.001％以下，更优选为0.0005％以下。

[0118] 接下来，对于本发明的高强度钢板的制造方法进行说明。

[0119] 本发明的钢板如上述，在恰当控制成分组成之处，制造条件没有特别限定，但为了使上述固溶当量值A满足规定的范围，推荐遵循常规方法熔炼满足上述成分组成的钢，对于所得到的钢锭进行控制轧制和控制冷却。即，通过上述固溶当量值A满足规定的范围，Mo和Nb的析出举动得到控制，能够确保高强度。因此，希望有效地活用控制轧制和控制冷却。控制轧制和控制冷却并用的制造技术，称为Thermo－mechanical control process(以下称为TMCP：热机械控制工艺。)，由该制造技术制造的钢称为TMCP钢板。

[0120] 具体来说，就是能够通过如下方式制造：设上述钢锭的厚度为t(mm)时，在t/4位置的温度为900～800℃的范围进行累积压下率优选为5～60％的轧制，从t/4位置的温度优选比670℃高的温度开始冷却，并冷却至室温。

[0121] 通过使t/4位置的温度在900～800℃的范围的累积压下率优选为5％以上，能够向奥氏体晶粒内导入构成铁素体的相变核的变形带，能够促进铁素体的生成。上述累积压下率更优选为10％以上，进一步优选为15％以上。但是，若上述累积压下率高于60％，则轧制所需要的时间变长，招致生产率的降低。在本发明中，上述累积压下率优选为60％以下，更优选为50％以下，进一步优选为45％以下。

[0122] 上述经轧制所得到的钢板，从t/4位置的温度优选为比670℃高的温度开始冷却，冷却至室温。通过使冷却开始温度高于670℃，能够抑制铁素体的粗大化。冷却开始温度更优选高于700℃。冷却开始温度的上限与轧制结束温度相同，例如为850℃。

[0123] 从上述冷却开始温度至室温的冷却速度没有特别限定，例如，从冷却开始温度至高于300℃且低于500℃的温度域，也可以按平均冷却速度5～30℃/秒进行冷却，并从停止冷却的温度空冷至室温。从上述冷却开始温度至高于300℃且低于500℃的温度域，例如，水冷即可。

[0124] 本发明的钢板的厚度没有特别限定，例如为10mm以上，也可以进一步为20mm以上，特别是也可以在30mm以上。钢板的板厚的上限也没有特别限定，例如为150mm以下，进一步为120mm以下，特别是也可以在100mm以下。

[0125] 本发明的钢板例如具有抗拉强度550MPa以上的高强度。

[0126] 在本发明中，也包括在焊接上述钢板后，又实施了热处理的焊接结构物。本发明的焊接结构物具有的特征在于，即使在热处理后，上述钢板的高强度仍维持原状。例如，如果是抗拉强度为550MPa以上的钢板，则即使在焊接结构物中，仍能够维持该高抗拉强度。

[0127] 本申请基于2014年10月31日申请的日本国专利申请第2014－223751号主张优先权的利益。上述日本国专利申请第2014－223751号的说明书的全部内容，在本申请中用于参考而援引。

[0128] 实施例

[0129] 以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明不受下述实施例限制，在能够符合前述和后述的宗旨的范围，当然也可以加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。

[0130] 熔炼含有下述表1所示的化学成分，余量由铁和不可避免的杂质构成的钢，遵循常规方法制造钢锭。对所得到的钢锭进行控制轧制和控制冷却而制造板厚为64mm的TMCP钢板。具体来说，在控制轧制中，设钢锭的厚度为t(mm)时，以达到下述表2所示的累积压下率的方式，进行t/4位置的温度在900～800℃的范围内的轧制。在控制冷却中，轧制后，从t/4位置的温度为下述表2所示的温度起开始冷却。从冷却开始温度至380～430℃的温度域，通过水冷，以平均冷却速度大约7℃/秒进行冷却，从380～430℃的温度域的冷却停止温度至室温进行空冷。

[0131] 基于下述表1所示的Mo量和Nb量，根据下式(e)计算Z值，结果显示在下述表2中。

[0132] Z＝12/95×([Mo]+[Nb])…(e)

[0133] 比较上述Z值和表1所示的C量[C]，[C]≥Z时，将Z值定为C1的值，[C]＜Z时，将[C]定为C1的值。决定的C1值显示在下述表2中。

[0134] 基于下述表1所示的Mo量、Nb量和上述C1的值，通过下式(1)而计处P0值。计算结果显示在下述表2中。

[0135] P0＝340×(0.6×[Mo]+22×[Nb])×C1…(1)

[0136] 接着，对于所得到的TMCP钢板的板厚处于1/4的位置的截面，使用透射型电子显微镜以观察倍率30000倍进行观察。就观察视野内所观察到的含有从Nb和Mo所构成的群中选择的至少一种的碳化物，测量其个数和碳化物相对于观察视野的面积的面积率。观察视野数为10个视野。还有，在本说明书中，将上述碳化物的面积率视为碳化物的体积率f(％)。

[0137] 接着，测量所得到的TMCP钢板的金属组织。

[0138] 使相对于钢板的板厚处于1/4的位置的截面露出，经镜面研磨后，提取试验片，以硝酸乙醇腐蚀溶液对其蚀刻。蚀刻后，使用光学显微镜，以观察倍率400倍进行观察，经图像分析测量贝氏体分率。另外，设观察视野的面积为100％时，从100％中减去上述贝氏体分率的值作为铁素体分率。观察视野数为5个视野，分别求得在各视野中测量的贝氏体分率和铁素体分率的平均值。结果显示在下述表2中。

[0139] 另外，对于在观察视野内确认到的铁素体或贝氏体测量粒径，求得5个视野中的粒径的平均值d(μm)。

[0140] 基于上述碳化物的体积率f(％)、粒径的平均值d(μm)，由下式(c)计算碳化物之间的间隔λ(μm)。

[0141] λ＝(1.25×[π/(6×f)]1/2－π/4)×d…(c)

[0142] 另外，在下述表2中，还显示用0.7除以λ而计算出的P1的值。

[0143] 基于P0值和P1值，根据下式(5)求得固溶当量值A。结果显示在下述表2中。

[0144] A＝P0－P1…(5)

[0145] 接着，对于所得到的TMCP钢板，在与轧制方向成直角的方向上，从板厚的1/4的位置提取ASTM A370所规定的拉伸试验用的试验片，进行拉伸试验，测量抗拉强度。测量结果显示在下述表2中，作为PWHT前的抗拉强度。

[0146] 接下来，将上述试验片加热至595℃，在此温度保持19小时而进行PWHT的热处理。使用热处理后的试验片，按上述相同的步骤测量抗拉强度。测量结果显示在下述表2中，作为PWHT后的抗拉强度。

[0147] 在本发明中，热处理前后双方的抗拉强度在550MPa以上时为合格，热处理前或热处理后的无论哪一方，如果抗拉强度低于550MPa则均不合格。

[0148] 另外，基于上式(5)计算的固溶当量值A，与PWHT后的抗拉强度(TS)的关系显示在图1中。图1中，为了表示规定固溶当量值A的意义，还绘制了在表2中作为发明例显示的No.1～8的结果，并且作为比较例表示的No.9～15之中，只绘制了固溶当量值A脱离本发明推荐的范围的No.9～11。

[0149] 由下述表2和图1能够进行如下考察。

[0150] No.1～8是满足本发明的要件的发明例。即，能够得到规定的金属组织，另外推测析出量P0也满足规定的范围，因此能够达成抗拉强度为550MPa以上的高强度。另外，即使进行19小时这样长时间的PWHT，在PWHT后也能够确保550MPa以上的抗拉强度。

[0151] 相对于此，No.9～15是不满足本发明所规定某项要件的比较例。

[0152] 其中，No.9是不含Mo，因此铁素体过剩地生成，从而不能确保贝氏体分率的例子，不能确保钢板的抗拉强度。另外，在为不含Mo和Nb，所以长时间实施PWHT，会导致抗拉强度比PWHT前更小。

[0153] No.10是不含Nb，推测析出量P0满足规定的范围的例子。其结果是，长时间进行PWHT后的抗拉强度低。

[0154] No.11是不含Mo，因此铁素体过剩地生成，从而不能确保贝氏体分率的例子，不能确保钢板的抗拉强度。另外，因为不含Mo和Nb，所以长时间实施PWHT，会导致PWHT后的抗拉强度变低。

[0155] No.12因为Ni量少，所以铁素体相变开始温度上升，铁素体过剩生成。因此贝氏体分率降低。其结果是，PWHT前的强度，接近作为目标的强度的下限，长时间进行PWHT导致强度降低。

[0156] No.13因为Ni量少，所以铁素体相变开始温度上升，铁素体过剩生成。因此贝氏体分率降低。其结果是，不能在PWHT前后确保抗拉强度。

[0157] No.14是Cu、Ni和Nb量低于本发明所规定的范围，而过剩地含有Mo的例子。因此，铁素体过剩地生成，贝氏体未生成。其结果是，在PWHT前后两方，抗拉强度都低。

[0158] No.15是Ni低于本发明规定的范围，Mo量过剩，不含Nb的例子。因此，铁素体过剩地生成，不能确保贝氏体分率。其结果是，不能确保PWHT后的抗拉强度。

[0159] 另外，No.9～11中，因为固溶当量值A低于本发明推荐的范围，所以PWHT后的抗拉强度降低。

[0160] [表1]

[0161]

[0162] [表2]

[0163]