CN101213316A - 高热能输入焊接接头韧性优异的厚钢板 - Google Patents

Abstract

提供一种厚钢板，其即使在实施高热能输入焊接时，－40℃级的低温下的焊接接头韧性仍优异，并且也满足作为船舶、海洋结构物、桥梁、建筑结构物等的焊接结构物用所要求的强度要求。所谓本发明的高热能输入焊接接头韧性优异的厚钢板，是满足C：0.01～0.15％(“质量％”的意思。下同)、Si：0.80％以下(不含0％)、Mn：1.2～2.40％、Ti：0.013～0.10％、B：0.0015～0.005％、N：0.0040～0.0100％、O：0.0010～0.005％、Al：低于0.010％(不含0％)，余量实质上由铁和不可避免的杂质构成的钢，金属组织的60面积％以上为贝氏体。

Description

高热能输入焊接接头韧性优异的厚钢板

技术领域

本发明涉及焊接接头韧性优异的厚钢板，特别涉及即使是通过高热能输入焊接得到的焊接接头，在-40℃级的低温下仍发挥出优异的韧性的高强度的厚钢板。还有，在本发明中所谓高强度是指490MPa以上。

背景技术

厚钢板作为船舶、海洋结构物、桥梁和建筑结构物等焊接结构物等的原材被使用，一直以来，为了确保焊接接头的热影响部的韧性(以下有称为“HAZ”的情况)，尝试有通过使母材中分散含Ti氧化物，从而在HAZ部的冷却时从晶内使铁素体生成而使组织微细化。

例如在专利文献1中记述，通过使Ti氧化物、或Ti氧化物和Ti氮化物的复合体的任意1种或2种析出，从而控制HAZ部的粗粒化域在冷却时的γ→α相变，使晶内铁素体生成，使HAZ韧性提高。

另外专利文献2中记述，对于进行了适当的合金设计的钢，通过使规定的尺寸、分布的Ti氧化物和Ti氮化物+MnS的复合体的两者并存，以促进焊接后的冷却时的晶内铁素体的生成，从而改善HAZ的低温韧性。

但是近年来，为了提高生产效率而要求进一步加大焊接时的热能，但是在上述技术中，适用高热能输入焊接时的HAZ韧性尚不充分。

另外，上述这样的焊接结构物，根据其用途大多被曝露在低温下，这就期望一种即使在-40℃级的低温下仍确实具有良好的HAZ韧性的厚钢板。

专利文献1：特公平7-824号公报(参照[专利要求的范围]，第5栏)

专利文献2：特公平5-77740号公报(参照[专利要求的范围]，第7栏)

发明内容

本发明鉴于这一情况而进行，其目的在于提供一种厚钢板，其即使在实施高热能输入焊接时，-40℃级的低温下的焊接接头韧性仍优异，并且也满足作为船舶、海洋结构物、桥梁、建筑结构物等的焊接结构物用所要求的强度要求。

能够解决上述课题的本发明的所谓高热能输入焊接接头韧性优异的厚钢板，具有如下几点要旨：满足C：0.01～0.15％(“质量％”的意思。下同)、Si：0.80％以下(不含0％)、Mn：1.2～2.40％、Ti：0.013～0.10％、B：0.0015～0.005％、N：0.0040～0.0100％、O：0.0010～0.005％、Al：低于0.010％(不含0％)，余量实质上由铁和不可避免的杂质构成，金属组织的60面积％以上为贝氏体。

上述钢的固溶B量优选为5ppm以上。

此外作为其他元素，优选还含有如下：

(1)从Ni：3.0％以下(不含0％)、Cu：3.0％以下(不含0％)、Cr：2％以下(不含0％)和Mo：1.5％以下(不含0％)所构成的群中选择的1种以上；

(2)Nb：0.10％以下(不含0％)和/或V：0.10％以下(不含0％)；

(3)从Ca：0.005％以下(不含0％)、Mg：0.005％以下(不含0％)、Zr：0.05％以下(不含0％)和REM：0.02％以下(不含0％)所构成的群中选择的1种以上。

钢中所含的夹杂物之中，优选平均粒径为0.05～1μm的Ti系夹杂物，以倍率1000倍观察时有10000个/cm²以上，并且平均粒径为2μm以上的夹杂物，以倍率200倍观察时有2000个/cm²以下。

根据本发明，能够提供一种厚钢板，其强度为490MPa以上，而且即使在实施高热能输入焊接时，在-40℃级的低温下仍具有良好的焊接接头韧性。

对本发明的厚钢板进行高热能输入焊接而得到的焊接接头，因为在低温下仍发挥出优异的韧性，所以能够适合用作例如船舶、海洋结构物、桥梁、建筑结构物等的焊接结构物等的原材。

附图说明

图1A是显示钢板组织的一例的显微镜照片。

图1B是显示钢板组织的另一例的显微镜照片。

具体实施方式

本发明者们，为了得到即使在进行高热能输入焊接时，低温下的焊接接头韧性也优异的厚钢板而进行锐意研究。其结果发现，(1)不像上述现有技术这样，在焊接后的冷却时仅仅使晶内铁素体成长，而是使晶内贝氏体(优选全面晶内贝氏体)与晶内铁素体一起形成；(2)为此，提高厚钢板中所含的B和N的浓度即可；(3)此外如果使厚钢板的金属组织以贝氏体为主体，则能够在贝氏体相变时生成的MA组织(岛状马氏体组织)中使N固溶，因此能够进一步提高母材韧性，从而完成本发明。

除此之外，还发现(4)如果抑制钢板中的粗大的夹杂物的生成，并且使微细的Ti系夹杂物大量生成，则能够确实地使上述晶内贝氏体生成得更多，能够进一步提高低温下的高热能输入焊接接头韧性。以下，对于本发明的作用效果进行详细地说明。

本发明的厚钢板，在焊接后的HAZ部被冷却时，抑制晶界铁素体的生成，并且使晶内贝氏体与晶内铁素体一起形成很重要，为此，需要提高厚钢板中所含的B和N的浓度。

即，以前尝试的是通过使钢板中生成含Ti氧化物，从而在焊接后的冷却时从晶内使铁素体生成，以使金属组织微细化。但是在这一技术中，不能满足近年所要求的级别(例如，高能：50kJ/mm以上)的高热能输入焊接中得到的HAZ的低温韧性。这被认为是由于在高热能输入焊接中，因为HAZ的冷却速度变小，所以即使使钢板中生成含Ti氧化物，晶界铁素体的生成仍优异，晶内铁素体的核生成受到抑制。

因此，本发明者们对于抑制在焊接后的冷却时的晶界铁素体的生成，以促进晶内铁素体的生成的对策反复研究。其结果发现，如果使晶内贝氏体与晶内铁素体一起形成，则能够得到即使在实施高热能输入焊接时，在低温下仍具有优异的焊接接头韧性的厚钢板。而且还发现，为了使晶内贝氏体与晶内铁素体一起形成，只要相对地提高厚钢板中所含的B和N的浓度即可。另外还发现，如果控制Ti氧化物的形态，则晶内贝氏体分率提高，HAZ韧性提高。

还有，本发明的钢板，在焊接后的冷却时优选在HAZ部生成有晶内贝氏体，但是如图1A和图1B所示的显微镜照片，如果从晶界有一些，生成贝氏体和铁素体也无妨。

首先，对于本发明的厚钢板所含的化学成分进行说明，包括上述内容。

本发明的厚钢板，作为基本成分，以质量％计含有C：0.01～0.15％、Si：0.80％以下(不含0％)、Mn：1.2～2.40％、Ti：0.013～0.10％、B：0.0015～0.005％、N：0.0040～0.0100％、O：0.0010～0.005％、Al：低于0.001％(不含0％)。以下，就规定各元素量的理由进行详述。

C：0.01～0.15％

C是确保母材的强度所需要的元素，需要含有0.01％以上。优选为0.03％以上，如果在0.03％以上，则在焊接后的冷却时，促进晶内贝氏体生成的效果也提高。更优选0.05％以上。但是若C量变得过剩，则耐焊接裂纹性和HAZ韧性劣化，因此C量需要抑制在0.15％以下。为了进一步提高HAZ韧性，优选将C量抑制在0.13％以下。更优选在0.11％以下。

Si：0.80％以下(不含0％)

Si是作为预备脱氧剂有用的元素，但是若过剩地被含有，则母材韧性和HAZ韧性一起降低。因而Si量的上限为0.80％。优选为0.50％以下，更优选为0.30％以下。

Mn：1.2～2.40％

Mn具有改善淬火性的作用，并且在焊接后的冷却时促进HAZ部的晶内贝氏体的生成，也具有使HAZ韧性提高的效果。为了有效地发挥这样的效果，需要使Mn含有1.2％以上，优选为1.3％以上，更优选为1.5％以上。但是若过剩地含有，则HAZ韧性反而劣化，因此Mn量需要抑制在2.40％以下。优选在2.0％以下，更优选在1.8％以下。

Ti：0.013～0.10％

Ti在钢板中形成氧化物和氮化物(以下总称为“Ti系夹杂物”)，在焊接后的冷却时在HAZ部促进晶内铁素体和晶内贝氏体的生成，是具有大幅度改善HAZ韧性效果的重要元素。为了有效地发挥这一效果，至少需要使之含有0.013％。若Ti含量高，则Ti氧化物中所占的Ti含量变高，并且Ti氮化物的生成量也增加，因此晶内贝氏体的生成进一步得到促进，所以优选，从这一观点出发，优选使之含有0.015％以上。更优选0.018％以上。但是若Ti量过剩，则HAZ韧性与母材韧性一起劣化，因此需要抑制在0.10％以下。优选为0.050％以下，更优选为0.030％以下。

B：0.0015～0.005％

B固溶在钢中而提高淬火性，在确保强度上是有用的元素。另外在焊接后的冷却时的HAZ部，固溶B(自由B)抑制来自晶界的铁素体生成，具有改善HAZ韧性的作用。此外在HAZ部被冷却时，B与存在于钢中的自由N结合而生成氮化物，使之与上述Ti氧化物一起复合析出，会飞跃式地促进晶内铁素体和晶内贝氏体的生成。为了有效地发挥这样的效果，优选使之含有0.0015％以上，更优选为0.0020％以上，进一步优选0.025％以上。但是，若B量过多致使固溶B量变多，则淬火性反而降低，并且母材韧性和HAZ韧性也劣化。因而B量需要抑制在0.005％以下。优选在0.0050％以下，更优选在0.0040％以下，进一步优选在0.0035％以下。

N：0.0040～0.0100％

N与Ti和B结合而形成氮化物，在焊接后的冷却时在HAZ部促进晶内铁素体和晶内贝氏体的生成，是改善HAZ韧性上有效的元素。为了有效地发挥这样的效果，需要使之含有0.0040％以上。优选使之含有超过0.0040％，更优选在0.0045％以上，进一步优选在0.0050％以上。但是，若N量变得过剩，则母材韧性和HAZ韧性一起劣化，因此N量需要抑制在0.0100％以下。优选0.0040％以下，更优选为0.0035％以下。

O：0.0010～0.005％

O(氧)形成Ti氧化物，是对于在焊接后的冷却时的HAZ部促进晶内贝氏体的生成有效的元素。为了有效地发挥这样的效果，需要使氧含有0.0010％以上，优选为0.0015％以上，更优选为0.0020％以上。但是，若氧含量变得过剩，则粗大的氧化物容易生成，反而使HAZ韧性劣化，因此必须抑制在0.005％以下。优选在0.0038％以下，更优选在0.0030％以下。

Al：低于0.010％(不含0％)

Al是强力的脱氧元素，若Al过剩地被含有，则氧化物中所占的Al的比例增大，在焊接后的冷却时的HAZ部阻碍晶内贝氏体的生成，因此在本发明的厚钢板中，Al量应极力降低。据此，在本发明中将Al含量抑制在低于0.010％。优选在0.007％以下，更优选在0.004％以下。还有，所谓上述“不含0％”，意思是其会作为杂质不可避免地混入，而并不意味着要积极地添加Al，意思是如果低于0.010％则能够允许。

本发明的厚钢板是含有上述化学成分，余量实质上由铁和不可避免的杂质构成的钢，但是作为不可避免的杂质而含有的P和S，优选满足P：0.02％以下(不含0％)和/或S：0.01％以下(不含0％)。

P：0.02％以下(不含0％)和/或S：0.01％以下(不含0％)

P(磷)和S(硫)是在钢板中作为不可避免的杂质存在的元素，因为会带来使焊接性和母材韧性降低等的不良影响，所以优选尽可能降低。因而P优选抑制在0.02％以下，更优选在0.020％以下，进一步优选在0.010％以下。另外，S优选抑制在0.01％以下，更优选在0.010％以下，进一步优选在0.005％以下。还有，上述所谓“不含0％”，意思是作为杂质不可避免地混入，而不是积极添加P和S的意思，意思是如果节制到各自的上限则能够允许。

本发明的厚钢板，除了上述元素以外，此外作为其他元素也可以含有如下等：

(a)从Ni：3.0％以下(不含0％)、Cu：3.0％以下(不含0％)、Cr：2％以下(不含0％)和Mo：1.5％以下(不含0％)所构成的群中选择的1种以上；

(b)Nb：0.10％以下(不含0％)和/或V：0.10％以下(不含0％)；

(c)从Ca：0.005％以下(不含0％)、Mg：0.005％以下(不含0％)、Zr：0.05％以下(不含0％)和REM：0.02％以下(不含0％)所构成的群中选择的1种以上。规定为这样的范围的理由如下所示。

从Ni：3.0％以下(不含0％)、Cu：3.0％以下(不含0％)、Cr：2％以下(不含0％)和Mo：1.5％以下(不含0％)所构成的群中选择的1种以上

Ni、Cu、Cr和Mo都是对提高淬火性有用的元素。

Ni提高淬火性而使母材强度提高，并且使基体强韧化，是有助于母材韧性和HAZ韧性提高的元素。但是若使Ni过剩地含有，则反而使HAZ韧性劣化，因此优选将Ni量抑制在3.0％以下，更优选为2.0％以下，进一步优选为1.0％以下。还有，Ni通过少量的添加就可发挥其效果，但是为了更有效地发挥其效果，优选使之含有0.2％以上。

Cu是使淬火性提高，并且是通过固溶强化和析出强化而使母材强度提高的元素。但是若使Cu过剩地含有，则HAZ韧性反而降低，因此优选抑制在3.0％以下。更优选在2.0％以下，进一步优选在1.0％以下。

还有，Cu通过少量的添加就可发挥其效果，但是为了更有效地发挥其效果，优选使之含有0.2％以上。另外如果添加超过0.5％的Cu，则为了防止轧制中的热裂纹而优选Cu和Ni一起并用，这时Ni含量(质量％)优选为Cu含量(质量％)的一半以上。更优选推荐添加化学当量以上的Ni。

Cr提高淬火性，是具有提高母材强度作用的元素。但是若使之过剩含有，则MA(岛状马氏体)的生成量增加，韧性反而劣化。因此Cr量优选在2％以下的范围内添加。更优选为2.0％以下，进一步优选为1.5％以下，特别优选为1.0％以下。还有，Cr通过少量的添加就可发挥其效果，但是为了更有效地发挥其效果，优选含有0.2％以上

Mo提高淬火性，是有助于母材强度提高的元素。但是若Mo量变得过剩，则HAZ韧性大幅劣化，因此优选在1.5％以下范围内添加。更优选为1.0％以下，进一步优选0.6％以下。还有，Mo通过少量的添加就可发挥其效果，但是为了更有效地发挥其效果，优选含有0.05％以上。

Nb：0.10％以下(不含0％)和/或V：0.10％以下(不含0％)

Nb是有效地提高淬火性和回火软化阻抗的元素。但是若Nb变得过剩，则母材韧性和HAZ韧性一起降低。特别是Nb在Ti氧化物的周围容易偏析，因此在焊接后的冷却时的HAZ部，抑制以Ti氧化物为核的晶内贝氏体的生成，所以成为使HAZ韧性劣化的原因。因此，Nb优选在0.10％以下的范围内添加。更优选为0.050％以下，进一步优选为0.030％以下，特别优选为0.010％以下。还有，Nb通过少量的添加就可发挥其效果，但是为了更有效地发挥其效果，优选含有0.003％以上。

V与上述Nb一样，是有效地提高淬火性和回火软化阻抗的元素。但是若V变得过剩，则与上述Nb一样，母材韧性和HAZ韧性一起降低。因为V也容易在Ti氧化物的周围偏析，所以在焊接后的冷却时的HAZ部，抑制以Ti氧化物为核的晶内贝氏体的生成，成为使HAZ韧性劣化的原因。因此，优选在0.10％以下的范围内使之含有。更优选为0.050％以下，进一步优选抑制在0.030％以下。还有，Nb也是通过少量的添加就可发挥其效果，但是为了更有效地发挥其效果，优选使之含有0.003％以上。

从Ca：0.005％以下(不含0％)、Mg：0.005％以下(不含0％)、Zr：0.05％以下(不含0％)和REM：0.02％以下(不含0％)所构成的群中选择的1种以上

Ca：0.005％以下(不含0％)

Ca使MnS等的硫化物球状化，从而降低夹杂物的各向异性，具有提高HAZ韧性的效果。但是若过剩地添加Ca，则母材韧性和HAZ韧性反而降低，因此其上限优选为0.005％。更优选为0.0050％以下，进一步优选为0.003％以下。还有，Ca通过少量的添加就可发挥其效果，但是为了更有效地发挥其效果，优选含有0.0005％以上。

Mg：0.005％以下(不含0％)

Mg使夹杂物微细化，具有改善母材韧性和HAZ韧性的效果。但是若过剩地添加，则母材韧性和HAZ韧性反而劣化，因此优选在0.005％以下的范围内添加。更优选为0.0050％以下，进一步优选为0.003％以下。还有，Mg通过少量的添加就可发挥其效果，但是为了更有效地发挥其效果，优选含有0.0002％以上。

Zr：0.05％以下(不含0％)

Zr具有改善HAZ韧性的效果，但是若过剩地添加，则母材韧性和HAZ韧性反而劣化，因此优选在0.05％以下的范围内添加。更优选为0.050％以下，进一步优选为0.03％以下。还有，Zr通过少量的添加就可发挥其效果，但是为了更有效地发挥其效果，优选使之含有0.005％以上。

REM：0.02％以下(不含0％)

REM(稀土类元素)具有改善HAZ韧性的效果，但若过剩地添加，则母材韧性和HAZ韧性反而劣化，因此优选在0.02％以下的范围内添加。更优选为0.020％以下，进一步优选为0.03％以下。还有，REM通过少量的添加就可发挥其效果，但是为了更有效地发挥其效果，优选使之含有0.001％以上。

Ca、Mg、Zr和REM通过单独添加就可发挥该效果，但是2种以上一起添加时，优选合计为0.06％以下。

接下来，对于本发明的厚钢板的金属组织进行说明。

本发明的厚钢板的金属组织，以贝氏体为主体，具体来说，金属组织中所占的贝氏体的比例以面积率计为60％以上。贝氏体相变时生成的MA组织(岛状马氏体组织)，使比铁素体多的N固溶，因此贝氏体分率低于60％时铁素体分率变高，MA组织中的N固溶量变少而使母材韧性劣化。相对于此，如果贝氏体分率为60面积％以上，则能够在贝氏体相变时生成的MA组织中使N固溶，能够提高母材韧性。金属组织中所占的贝氏体分率优选为70面积％以上，更优选75面积％以上，进一步优选为80面积％以上，特别优选85面积％以上，极优选90面积％以上。最优选实质上由贝氏体构成的厚钢板。

金属组织中的贝氏体以外的余量组织，基本上是铁素体，但是如果是微量，也可以有珠光体和马氏体等的组织生成。

金属组织中所占的贝氏体分率(面积率)的测定，是在厚板方向的1/4位置，从与轧制方向平行的截面提取试验片，镜面研磨该试验片的表面后，用硝酸乙醇2％腐蚀液刻蚀，采用光学显微镜在400倍下对于200×150μm的范围拍摄10处，通过图像分析装置测定贝氏体分率。

本发明的厚钢板，成选固溶B量为5ppm以上的。钢板中固溶的B量越多，母材的贝氏体分率越高，母材韧性越提高。钢板中的固溶N量即使是微量的也可发挥其效果，但是为了更有效地发挥其效果，优选为5ppm以上。更优选为8ppm以上，进一步优选为10ppm以上。

钢板中存在的固溶B按如下所示步骤测定。即，使从板厚方向的1/4位置提取的试验片对于电场萃取的残渣，采用姜黄素(curcumin)吸光度法测定B量，从总B量减去该B量的差的值作为固溶B量。电解萃取条件为，作为电场液采用含有10％乙酰丙酮(acetylacetone)和1％氯化四甲铵(tetramethylammonium chloride)的甲醇溶液，在200A/m²以下的电流下进行。萃取后的滤别采用粗0.1μm的过滤器。

还有，为了使钢板中存在的固溶B量为5ppm以上，如后述，有效地作法例如有调整加热温度和850～950℃的压下率，500～700℃的冷却速度等。

本发明的厚钢板，钢中所含的夹杂物之中，优选平均粒径为0.05～1μm的Ti系夹杂物，以倍率1000倍观察时有10000个/cm²以上，并且平均粒径为2μm以上的夹杂物，以倍率200倍观察时有2000个/cm²以下。

由于钢中平均粒径为0.05～1μm的Ti系夹杂物(以下称为“微细的Ti系夹杂物”)大量存在，在焊接后的冷却时的HAZ部，能够促进来自晶内的贝氏体的生成。此外，平均粒径为2μm以上的夹杂物(以下称为“粗大的夹杂物”)作为铁素体的生成核发挥作用，因此通过将其抑制得很少，能够促进贝氏体的生成。另外，因为粗大的夹杂物在微细的贝氏体组织中容易成为破坏的起点，所以通过降低粗大的夹杂物，能够充分地发挥微细的贝氏体组织带来的效果。

钢中存在的平均粒径为0.05～1μm的Ti系夹杂物，其数量越多越会促进晶内贝氏体的生成，因此优选，更优选为20000个/cm²以上，进一步优选40000个/cm²以上。从作用效果的观点出发，上述微细的Ti系夹杂物的个数没有上限，但认为可能析出的夹杂物的个数大约以1×108个/cm²左右为上限。还有，在本发明中，所谓Ti系夹杂物的平均粒径，是指将Ti系夹杂物的粒径作为圆当量粒径进行换算的值。

作为微细的Ti系夹杂物，优选含Ti氧化物，含Ti氧化物容易析出。但是，含Ti氮化物也起着与含Ti氧化物同样的效果，因此也可以使含Ti氮化物析出。作为所述含Ti氧化物，也可以含有作为Ti以外的合金元素的Si、Ca和Mg等，作为与Ti一起被含有的元素Mn特别适合。更优选构成氧化物的全部合金元素中所占的Ti+Mn的比例为60质量％以上(进一步优选为70质量％以上)。

观察Ti系夹杂物时的观察倍率为1000倍，例如使用场放射型扫描电子显微镜(FE-SEM)观察即可。

另一方面，平均粒径为2μm以上的夹杂物，以倍率200倍观察时更优选为1000个/cm²以下，进一步优选为500个/cm²以下。还有，在本发明中，所谓夹杂物的平均粒径，是批将夹杂物的粒径作为圆当量直径进行换算的值。

作为粗大的夹杂物，包括由各种合金元素构成的氧化物和硫化物、氮化物等。

观察夹杂物时的观察倍率为200倍，例如使用场放射型扫描电子显微镜(FE-SEM)和扫描型电子显微镜(SEM)、EPMA(electron probemicroanalyzer)装置观察即可。

如上述，在抑制粗大的夹杂物的生成后，如果使微细的Ti系夹杂物(特别是含Ti氧化物)大量生成，则在焊接后的冷却时的HAZ部，晶内贝氏体容易生成，能够大幅改善HAZ韧性。

为了将Ti系夹杂物和夹杂物的数量控制在上述范围，如后述，有效的作法是调整添加Ti之前的钢水中溶存的氧量和添加Ti之后至浇铸的保持时间等。

本发明的厚钢板，如果满足上述要件则其制法没有特别限定，采用以下所示的制法都能够确实地进行制造。

为了既使微细的Ti系夹杂物的数量增大，又降低粗大的夹杂物，有效的作法是在熔炼阶段，对于Ti添加前的钢水中溶存的氧量和Ti添加之后至铸造的保持时间进行严密地管理。

具体来说，在熔炼阶段，对于将溶存的氧量调整到20～100ppm的范围内的钢水添加Ti。这是由于通过调整添加Ti之前的钢水中溶存的氧量，能够使上述的微细的Ti系夹杂物(特别是微细的Ti氧化物)大量生成。为了使微细的Ti氧化物更多地生成，优选先将钢水中的溶存氧量调整到20ppm以上，更优选为25ppm以上。但是，若Ti添加前的钢水中的溶存氧量过剩，则Ti氧化物粗大化，Ti以外的氧化物容易生成，所以不为优选。因此，添加Ti之前的钢水，优选将溶存氧量抑制在100ppm以下。更优选将钢水中的溶量氧量抑制在70ppm以下之后再添加Ti。

在熔炼阶段，为了控制添加Ti之前的钢水中存在的氧量，单独或任意组合如下等方法进行控制即可，例如通过添加Mn的脱氧、真空C(碳)脱氧、通过添加Si的脱氧等方法。

其次，添加Ti后，为了调整为钢板的最终的成分而添加C和Si、Mn等，之后进行浇铸，但为了确实浰到本发明的厚钢板，有效的是在添加Ti后至进行浇铸之间，将钢水保持在一定程度的时间静止状态下。

具体来说，在添加Ti后，保持10～50分钟左右静止状态。这是由于，添加Ti后，如果保持10分钟以上静止状态，则其中上述粗大的夹杂物浮起分离，能够降低平均粒径2μm以上的夹杂物的数量。更优选保持15分钟以上，进一步优选20分钟以上。但是，若添加Ti后的保持时间过长，则钢水内分散的微细的Ti系夹杂物相互凝集而粗大化，不能确保作为晶内贝氏体的生成核而有效发挥作用的合适尺寸的Ti系夹杂物量，因此上述保持时间为50分钟以下。更优选为40分钟以下。

还有，添加Ti后的保持，如通过通常的熔炼而进行，在约1550～1650℃之间进行即可。另外，在实际作业中，一般与Ti一起会按最终成分量同时添加Si、Mn和C，因此，将全部添加这些元素之后至浇铸的时间调整到上述范围而进行操作即可。

另一方面，为了使钢板的金属组织的60面积％以上为贝氏体，预先在钢中使B固溶有效。为此，推荐使加热温度为1000～1250℃左右，使850～950℃下的压下率为40％以下，轧制终止后的500～700℃的冷却速度的5℃/sec以上。

加热温度低于1000℃时，B无法在钢中充分地固溶，另一方面，若超过1250℃，则加热过多，γ粒径变得过大，并且TiN分解而使固溶N增加。其结果是，因为固溶B降低，所以贝氏体分离降低，使韧性劣化。更优选加热温度为1050℃以上、1200℃以下。

在加热后的轧制中，因为在850～950℃的范围B析出，所以在该温度域下，优选以不极力压下的方式进行作业。即，若该温度域下的压下率超过40％，则析出的B多而几乎不会固溶在钢中，贝氏体难以生成。更优选将压下率抑制在30％以下。

轧制结束后，优选使500～700℃的范围的冷却速度为5℃/sec以上。这是由于该温度域在冷却速度低于5℃/sec时，贝氏体难以生成。更优选为10℃/sec以上。

关于制造工序中的上述以外的条件未被特别限定，采用通常进行的制造条件即可。另外，为了调查如下述实施例所示的母材的强度和韧性，根据需要也可以实施热处理。

还有，本发明的厚钢板的板厚没有特别限定，但是即使是50～100mm左右的厚度，在高强度下，而且在低温下的焊接接头韧性也优异。

实施例

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·后述宗旨的范围也可以加以适当地变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。

将表1或表2所示的化学成分组成的钢，以表3所示的方法进行熔炼，进行铸造而得到钢坯。将得到的钢坯加热到表3所示的加热温度后，以表3所示的轧制条件进行压下，得到板厚50mm的钢板。还有，为了调查母材的强度和韧性，根据需要实施至500～650℃的回火。

从得到的钢板上提取试料，测定固溶B量、金属组织(贝氏体分率)、母材中存在的夹杂物的尺寸和个数、母材特性及HAZ韧性。各测定项目的测定步骤等如下。

(固溶B量)

采用从得到的钢板上提取的试料，按上述步骤计算固溶B量。计算结果显示在下述表3中。

(金属组织(贝氏体分率))

采用从得到的钢板上提取的试料，按上述步骤测定贝氏体分率。测定结果显示在下述表4中。

还有，其余的金属组织为铁素体、珠光体和马氏体。

(夹杂物的尺寸和个数的测定)

母材中存在的夹杂物的尺寸和个数，按以下方法测定。

<测定位置(试料的提取位置)>

从板厚的1/4的位置，以能够观察到与轧制方向平行的截面的方式提取试料。采用得到的试料以下述方式，测定平均粒径为2μm以上的夹杂物和平均粒径为0.05～1μm的Ti系夹杂物的个数。在此，所谓平均粒径，意思是将粒径换算成圆当量粒径的值。

<平均粒径为2μm以上的夹杂物的个数测定>

使用EPMA装置对于100mm²(即10mm×10mm)的区域以200倍的倍率进行观察，测定平均粒径为2μm以上的夹杂物的个数。还有，夹杂物的尺寸，是求得圆当量粒径作为平均粒径的值(下同)。

<平均粒径为0.05～1μm的Ti系夹杂物的个数测定>

使用FE-SEM/EDX装置，对于平均粒径为0.05～1μm的20个夹杂物进行组成分析，在20个夹杂物之中，求得Ti含量为10质量％以上的夹杂物的比例。其次，在0.1mm²的区域，使用1000倍的反射电子图像拍摄0.01mm²的任意10个视野，通过图像分析装置，测定平均粒径0.05～1μm的夹杂物的个数，该10个视野的合计个数乘以所述含Ti夹杂物的比较，再乘以1000倍，求得每1cm²的平均粒径为0.05～1μm的Ti系夹杂物的数目。结果显示在下述表4中。

(母材特性)

从钢板提取JIS4号试验片测定钢板的抗拉强度和vE-40。抗拉强度为490MPa以上且vE-40为47J以上的，评价为具有优异的母材特性，这样优异的母材特性得到确保，如下述进行焊接接头韧性的评价。结果显示在下述表4中。

(焊接接头韧性)

将从钢板切割下的试验片(尺寸：12.5mm×32mm×55mm)加热到1400℃，以该温度保持5秒钟后，实施以500秒从800℃冷却至500℃的热循环(相当于以60kJ/mm的热能进行SAW焊接时的HAZ的热履历)，从各试验片提取摆锤冲击试验片，测定vE-40。然后vE-40为47J以上的情况评价为焊接接头韧性优异。结果显示在下述表4中。

[表1]

试验No.	化学成分(质量％)
																	C	Si	Mn	Ti	B	N	O	Al	P	S	Ni	Cu	Cr	Mo	V	其他
	1	0.10	0.13	1.58	0.019	0.0026	0.0052	0.0039	0.003	0.007	0.002	-	-	-	-	-
2																	0.10	0.13	1.58	0.019	0.0026	0.0052	0.0039	0.003	0.007	0.002	-	-	-	-	-
	3	0.10	0.13	1.55	0.019	0.0027	0.0053	0.0021	0.003	0.007	0.002	-	-	-	-	-
4																	0.09	0.12	1.57	0.020	0.0028	0.0054	0.0019	0.003	0.007	0.002	-	-	-	-	-
	5	0.09	0.13	1.58	0.018	0.0026	0.0051	0.0026	0.003	0.007	0.002	-	-	-	-	-
6																	0.10	0.12	1.59	0.019	0.0026	0.0052	0.0011	0.003	0.007	0.002	-	-	-	-	-
	7	0.07	0.13	1.58	0.021	0.0025	0.0052	0.0023	0.003	0.007	0.002	0.32	0.30	-	-	-
8																	0.07	0.13	1.58	0.020	0.0026	0.0055	0.0022	0.003	0.007	0.002	-	-	0.50	0.22	-
	9	0.07	0.13	1.58	0.014	0.0016	0.0045	0.0024	0.002	0.007	0.002	-	-	-	-	0.020																	Nb：0.029
10																	0.04	0.31	1.31	0.016	0.0041	0.0063	0.0024	0.003	0.007	0.002	0.89	0.20	1.11	-	-
	11	0.13	0.13	1.25	0.030	0.0018	0.0042	0.0024	0.003	0.007	0.002	-	0.32	-	-	-
12																	0.07	0.13	1.58	0.019	0.0026	0.0052	0.0022	0.003	0.007	0.002	1.32	-	-	-	-	Ca：0.0015
	13	0.06	0.13	1.55	0.019	0.0025	0.0052	0.0022	0.003	0.007	0.002	-	-	-	0.59	-																	Mg：0.0008
14																	0.07	0.13	1.58	0.019	0.0023	0.0052	0.0022	0.003	0.007	0.002	0.55	0.91	-	-	-	Zr：0.012
	15	0.07	0.43	1.58	0.019	0.0023	0.0052	0.0022	0.003	0.007	0.002	-	-	-	0.23	0.051																	REM：0.0052
16																	0.05	0.13	1.79	0.0021	0.0026	0.0052	0.0022	0.002	0.007	0.002	1.55	0.51	0.95	0.31	-
	17	0.05	0.13	2.09	0.0021	0.0026	0.0057	0.0026	0.002	0.006	0.002	1.99	0.75	1.23	0.55	-

[表2]

[表3]

[表4]

试验No.	贝氏体分率(面积％)	夹杂物测定结果		母材特性		HAZ韧性
							0.05～1.0μmのTi系夹杂物数(个/cm2)	2μm以上的夹杂物数(个/cm2)	拉伸强度(MPa)	韧性vE-40(J)
		vE-40(J)
			1	95	25,000	2,900					552	156	63
2	70	25,000					2,900	536	79	51
			3	95	16,000	3,600					561	162	50
4	95	21,000					1,300	551	174	123
			5	95	43,000	270					562	165	189
6	95	8,000					300	561	179	53
			7	100	51,000	340					589	232	186
8	100	49,000					351	591	211	146
			9	95	37,600	326					591	162	123
10	100	34,500					298	556	166	131
			11	95	39,000	314					564	143	129
12	100	21,000					463	621	116	103
			13	100	26,650	426					611	132	124
14	100	30,600					321	578	287	113
			15	100	19,800	423					602	153	134
16	100	38,000					449	623	279	126
			17	100	42,000	323					851	199	116
21	55	25,000					2,900	502	23	-
			22	55	25,000	2,900					503	42	-
23	40	25,000					2,900	492	21	-
			24	85	43,000	458					589	169	21
25	75	35,700					397	546	41	13
			26	30	46,000	469					478	196	-
27	100	41,400					560	652	186	38
			28	95	5,600	59					571	181	36
29	95	73,000					1,890	551	103	21
			30	100	49,000	496					571	221	42
31	90	50,000					523	536	187	41
			32	95	30,600	570					552	189	45
33	100	49,000					526	891	156	41
			34	100	53,000	520					741	142	25
35	100	50,000					521	761	126	21
			36	100	49,000	410					541	65	12
37	100	52,000					530	569	71	16
			38	80	48,000	536					532	135	40
39	80	49,000					526	529	126	39
			40	85	27,500	546					549	186	43
41	100	51,000					506	653	56	13

从表1～4能够进行如下考察。

No.1～17满足本发明的规定的要件，即使是高热能输入焊接，也能够得到低温下的焊接接头韧性优异的高强度厚钢板。

相对于此，No.21～32、No.38～41因为不满足本发明规定的某一要件，所以导致母材特性不充分或低温下的焊接接头韧性(HAZ)韧性差的结果。即，No.21因为贝氏体分率低，所以母材韧性差。No.22因为加热温度高，所以贝氏体分率变低，母材韧性差。No.23因为500～700℃下的冷却速度小，所以贝氏体分率变低，母材韧性差。No.24因为C量多，所以HAZ韧性差。No.25因为Si量多，所以母材韧性和HAZ韧性都差。No.26因为Mn量不足，所以不能确保母材强度。No.27因为Mn量多，所以不能确保HAZ韧性。No.28因为氧量不足，所以导致HAZ韧性差的结果。No.29因为氧量多，所以不能确保HAZ韧性。No.30因为氮量过少，所以HAZ韧性差。No.31因为氮量多，所以HAZ韧性差。No.32因为Al量多，所以导致HAZ韧性差的结果。No.38因为B量多，所以HAZ韧性差。No.39因为B量不足，所以导致HAZ韧性差的结果。No.40因为Ti量不足，所以导致HAZ韧性差的结果。No.41因为Ti量多，所以HAZ韧性差。

还有，No.33～37是参考例，由No.33～35可知，为了确保HAZ韧性，优选在规定的范围内添加Ni、Cu、Cr和Mo。另外，由No.36～37可知，为了确保HAZ韧性，优选在规定范围内添加Nb和V。

Claims (6)

1.一种高热能输入焊接接头韧性优异的厚钢板，其特征在于，该钢板的成分以质量％计含有：C：0.01～0.15％、Si：0.80％以下但不含0％、Mn：1.2～2.40％、Ti：0.013～0.10％、B：0.0015～0.005％、N：0.0040～0.0100％、O：0.0010～0.005％、Al：低于0.010％但不含0％、余量实质上为铁和不可避免的杂质，

并且，该钢板的金属组织的60面积％以上为贝氏体。

2.根据权利要求1所述的厚钢板，其特征在于，B的固溶量为5ppm以上。

3.根据权利要求1或2所述的厚钢板，其特征在于，作为其他元素，以质量％计还含有Ni：3.0％以下但不含0％、Cu：3.0％以下但不含0％、Cr：2％以下但不含0％、Mo：1.5％以下但不含0％中的1种以上。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的厚钢板，其特征在于，作为其他元素，以质量％计还含有Nb：0.10％以下但不含0％和/或V：0.10％以下但不含0％。

5.根据权利要求1～4中任一项所述的厚钢板，其特征在于，作为其他元素，以质量％计还含有Ca：0.005％以下但不含0％、Mg：0.005％以下但不含0％、Zr：0.05％以下但不含0％、REM：0.02％以下但不含0％中的1种以上。

6.根据权利要求1～5中任一项所述的厚钢板，其特征在于，在钢中所含的夹杂物中，平均粒径为0.05～1μm的Ti系夹杂物，以倍率1000倍观察时为10000个/cm²以上，

并且，平均粒径为2μm以上的夹杂物，以倍率200倍观察时为2000个/cm²以下。

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