CN101285150B

CN101285150B - Haz韧性和母材韧性优异的厚钢板

Info

Publication number: CN101285150B
Application number: CN2008100903864A
Authority: CN
Inventors: 高冈宏行; 冈崎喜臣
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2007-04-09
Filing date: 2008-04-01
Publication date: 2010-09-08
Anticipated expiration: 2028-04-01
Also published as: JP4976905B2; KR100954041B1; JP2008255458A; CN101285150A; KR20080091716A

Abstract

提供一种厚钢板，该厚钢板在低热能输入焊接和超高热能输入焊接中均显示出优异的HAZ韧性，并且母材韧性也优异。该厚钢板含有C：0.030～0.10％、Si：1.0％以下、Mn：0.8～2.0％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Al：0.01～0.10％、Nb：0.005～0.035％、Ti：0.015～0.03％、B：0.0010～0.0035％、和N：0.0050～0.01％，旧奥氏体晶粒径为120μm以下，岛状马氏体(MA)为3％以下，MA的长宽比为3以下，并且，满足下述式(1)(2)。1.5≤[Ti]/[N]≤4…(1)；40≤X值≤160…(2)；X值＝500[C]+32[Si]+8[Mn]-9[Nb]+14[Cu]+17[Ni]-5[Cr]-25[Mo]-34[V]。

Description

HAZ韧性和母材韧性优异的厚钢板

技术领域

本发明涉及适用于例如船舶和海洋结构物等的焊接结构物的厚钢板。优选涉及即使以从低热能输入焊接到超高热能输入焊接的宽广的热能输入进行焊接，焊接后的热影响部(Heat Affected Zone：HAZ)的韧性优异，并且母材韧性也优异的厚钢板。

背景技术

近年来，例如集装箱船等的大型化推进，而使用板厚为60mm以上的厚钢板。为了高效地焊接这种厚钢板，要求不仅低热能输入焊接时，而且即使进行输入热能在50KJ/mm以上的超高热能输入焊接HAZ韧性也优异。

但是在进行超高能热输入焊接时，由于HAZ被加热到高温的奥氏体区域后徐冷，从而存在其组织粗大化，HAZ韧性显著劣化的问题，因此历来被迫限制焊接输入热能。

为了达到在如此超高热能输入焊接时良好的HAZ韧性，例如专利文献1在低C化，低P化之外调节Nb和B的添加平衡。另外在专利文献2中，在焊接用钢中存在的TiN系夹杂物中积极地含有Nb，抑制粗大铁素体的生成。但是在这些专利文献1～2中，TiN不充足或TiN充足时，其TiN粗大化，还有进一步改善HAZ韧性的余地。另外也没考虑母材韧性。

专利文献3为如果在钢材中比较大量地添加N，并且适当地控制Ti和B的添加平衡，就能够改善高热能输入焊接时的HAZ韧性。但是在专利文献3中，TiN和BN的析出量不充分，或不微细，或者由于Nb不充分淬火性降低，铁素体变得粗大，所以HAZ韧性有进一步改善的余地。另外也没考虑母材韧性。

[专利文献1]特开2003-166033号公报

[专利文献2]特开2004-218010号公报

[专利文献3]特开2005-200716号公报

发明内容

本发明的目的在于提供一种厚钢板，该厚钢板在低热能输入焊接及超高热能输入焊接中均显示优异的HAZ韧性，并且母材韧性也优异。

解决所述课题得到的本发明的HAZ韧性和母材韧性优异的厚钢板具有如下要点，含有C：0.030～0.10％(质量％的意思，以下相同)、Si：1.0％以下(不含0％)、Mn：0.8～2.0％、P：0.03％以下(不含0％)、S：0.01％以下(不含0％)、Al：0.01～0.10％、Nb：0.005～0.035％、Ti：0.015～0.03％、B：0.0010～0.0035％、和N：0.0050～0.01％，

还含有Cu：2.0％以下(含0％)、Ni：2.0％以下(含0％)、Cr：1％以下(含0％)、Mo：0.5％以下(含0％)、和V：0.1以下(含0％)。

余量由Fe和不可避免的杂质构成，

旧奥氏体晶粒的平均当量圆直径为120μm以下，岛状马氏体(Martensite-Austenite consitituent(MA))的面积百分率为3％以下，并且岛状马氏体(MA)的长宽比(长径/短径)的个数平均值为3以下，

而且，满足下述式(1)和(2)。

1.5≤[Ti]/[N]≤4 …(1)

40≤X值≤160 …(2)

X值＝500[C]+32[Si]+8[Mn]-9[Nb]+14[Cu]+17[Ni]-5[Cr]-25[Mo]-34[V]

(式中[Ti]、[N]、[C]、[Si]、[Mn]、[Nb]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]表示钢板中的各元素的含量(质量％))

本发明的厚钢板的δ域的温度范围为例如40℃以下。在本发明的厚钢板中，在深度t/4的位置(t＝板厚)中，Ti系碳氮化物的平均粒径优选为40nm以下。

本发明的厚钢板还含有Ca：0.005％以下(不包含0％)、Mg：0.005以下(不包含0％)、及REM：0.01％以下(不包含0％)、Zr：0.1％以下(不包含0％)、Hf：0.05％以下(不包含0％)、Co：2.5％以下(不包含0％)、W：2.5％以下(不包含0％)等。

另外，在本说明书中，“碳氮化物”以含有碳化物、氮化物的含义使用。

根据本发明不仅各自单独控制各元素的量，还从X值、Ti/N比等的观点出发控制各元素的量的相互关系，而且由于控制旧奥氏体(γ)粒和岛状马氏体(MA)的大小、形态，因此能够得到在低热能输入焊接和超高热能输入焊接中均显示出优异的HAZ韧性，并且母材韧性也优异的厚钢板。

附图说明

图1是表示HAZ韧性测定用的试验片的采取位置的概略图。

图2是基于实验No.1～36的结果整理出的X值和Ti系碳氮化合物的平均粒径的关系的曲线图。

图3是基于实验No.1～36的结果，整理出的X值和输入热能15kJ/mm时的HAZ韧性(vE_-40)的关系的曲线图。

图4是基于实验No.1～36的结果，整理出的X值和输入热能50kJ/mm时的HAZ韧性(vE_-40)的关系的曲线图。

具体实施方式

在本发明的厚钢板中，为了改善HAZ韧性而控制(A)X值和(B)Ti/N比，另外为了降低延展性、脆性转变温度(断面率转变温度(vTrs)。以下简称为转变温度)而改善母材韧性，控制(C)旧奥氏体晶粒和岛状马氏体组织(MA)的大小和形状。以下，顺序地说明。

(A)X值

X值是涉及δ域的温度范围的函数。尝试HAZ韧性的改善，说明达到该X值的原委。首先本发明者们通过微细化Ti系碳氮化物，尝试即使在超高热能输入焊接时也达到良好的HAZ韧性。认为现有的Ti系碳氮化物的分散状态，如果熔钢凝固时的冷却速度是一定的，则仅通过Ti、N的添加平衡而决定。但是，本发明者们专心研究的结果认识到，通过缩小钢的相图中表示的δ域的温度范围，即使Ti、N的添加量相同，也能使Ti系碳氮化物微细分散。

所述“δ域”意思是钢的相图中含有δ铁的区域。该“含有δ铁区域”为包含δ铁和其他状态含有区域，不只包含δ铁的区域也包含δ+γ的2相区域等。而且“δ域的温度范围”是指包含δ铁的温度范围(δ域的上限温度和下限温度之差)。在特定组成的钢中，例如在只是δ铁的温度范围和δ+γ铁的温度范围时，这些温度范围的合计为δ域的温度范围。该δ域的温度范围能够通过向综合热力学计算软件(Thermo-calc，可以从CRC综合研究所购买)中输入钢板的化学成分组成而进行计算。

在该δ铁中Ti的扩散速度迅速。δ域的温度范围越宽广，δ铁存在的时间就越变长，Ti的扩散进展，因此认为粗大的Ti系碳氮化物容易形成。因此，通过调整化学成分组成缩小δ域的温度范围，使Ti系碳氮化物微细化。以特定成分为基准，同时变更一种化学成份量，并且反复进行Thermo-calc的计算，由此调查了各化学成分对δ域的温度范围的影响。基于该计算，会有和δ域的温度范围的相关关系，而决定作为化学成分组成的函数而表示的X值(下述式(3))：

X值＝500[C]+32[Si]+8[Mn]-9[Nb]+14[Cu]+17[Ni]-5[Cr]-25[Mo]-34[V]…(3)

(式中[C]、[Si]、[Mn]、[Nb]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]表示钢板中的各元素的含量(质量％)

决定X值的所述式(3)中的系数对应于从特定成分的钢中，使各化学成分变化时的δ域的温度范围的减少量。具体地说，例如[C]的系数的“500”意思是使C含量增大0.01％时，通过Thermo-calc的计算δ域的温度范围约减少5℃。而且X值和δ域的温度范围为大致反比例关系(如果X值增大，δ域的温度范围就减少的关系)。

而且制造具有各种X值的钢板调查这些特性时，判明了通过增大X值(通过使δ域的温度范围狭窄)Ti系碳氮化物微细化，并且低热能输入焊接及超高热能输入焊接中HAZ韧性均提高。

因此本发明的厚钢板，X值的值满足如下所述式(2)。再者，X值的意思是如上所述的解释，最重要的是X值和诸特性之间的相关关系的点，在本发明中含有不论如何解释满足X值的钢板。

40≤X值≤160 …(2)

X值的范围为40以上，优选为45以上，更优选为50以上，X值越变大Ti系碳氮化物越微细化，HAZ韧性越变得良好，但是X值变大时，岛状马氏体组织(Martensite-Austenite consitituent(MA))增大，因此X值为160以下，优选为100以下，更优选为75以下。

(B)Ti/N比

另外，在本发明的厚钢板中，通过取得Ti量和N量的平衡，改善HAZ韧性。具体为满足下所述式(1)。

1.5≤[Ti]/[N]≤4 …(1)

(式中[Ti]、[N]表示钢板中的各元素的含量(质量％))

[Ti]/[N]超过4时Ti系碳氮化物变得粗大，HAZ韧性降低。优选[Ti]/[N]为3.5以下。另外相反[Ti]/[N]低于1.5时，由于过量N的影响，HAZ韧性降低。优选[Ti]/[N]为2.0以上，更优选为2.5以上。

从韧性的观点出发，本发明的厚钢板中的Ti系碳氮化物优选为微细。本发明的厚钢板中的Ti系碳氮化物为例如40nm以下，优选为30nm以下。

另外，本发明中的Ti系碳氮化物的平均粒径的值为如下测定的值。首先，用透过型电子显微镜(TEM)，以观察倍率6万倍以上(后述的实施例中6万倍)，观察视野2.0×2.0μm以上(后述的实施例中2.0×2.0μm)，观察位置5位置以上的条件，观察作为代表钢板的热过程的部分深度t/4的位置。而且，测定其视野中的各碳氮化物的面积，从该面积计算出各碳氮化物的当量圆直径。对该各碳氮化物的当量圆直径进行算术平均(相加平均)而得到的值，作为本发明中的Ti系碳氮化物的平均粒径。

另外，作为是否是Ti系碳氮化物的判别，通过成为各碳氮化物粒子的主体的成分决定。即所谓Ti系碳氮化物为将除去碳和氮的残存的元素的合计质量定为100％时，Ti的比例为50质量％以上。元素的量能够通过能量分散型X线检测器(EDX)决定。还有，由于不能测定很微细的碳氮化物，因此本发明中的碳氮化物限定为单量圆直径为5nm以上。

(C)旧奥氏体晶粒和岛状马氏体组织(MA)

还有本发明的厚钢板中也控制组织，具体为旧奥氏体晶粒的平均当量圆直径为120μm以下，岛状马氏体(MA)的面积百分率为3％以下，并且岛状马氏体(MA)的长宽比(长径/短径)的个数平均值为3以下。通过控制组织能降低转化温度(vTrs)。还有，本发明的厚钢板的组织为以贝氏体为主体的组织，或以铁素体和贝氏体为主体的组织。所谓主体是指以面积率计为70％以上，在余量组织中在所述岛状马氏体(MA)以外，含有珠光体、马氏体、残留奥氏体、渗碳体等中的一种或两种以上。

另外，公知有通过微细化旧奥氏体晶粒改善母材韧性。为了微细化旧奥氏体晶粒一般进行低温轧制。但是，在低温轧制时，生成相变后伸长的(长宽比大的)岛状马氏体(MA)。岛状马氏体(MA)的长宽比大，则施加冲击应力集中在前端部分，韧性劣化。另一方面，为了减小岛状马氏体(MA)的长宽比，考虑有在高温进行轧制。但是高温轧制时，本次为旧奥氏体晶粒粗大化，母材韧性劣化。因此，至今难以使旧奥氏体晶粒的微细化和岛状马氏体(MA)的球状化兼具。在本发明中，由于采用了后述的特定的热轧方法，从而能够兼具旧奥氏体晶粒的微细化和岛状马氏体(MA)的球状化。

旧奥氏体晶粒的平均当量直径为优选110μm以下，更优选为100μm以下，还有不必设定当量圆直径的下限，但优选在能够容易的达到的范围，例如30μm以上，也优选为60μm以上。

另外旧奥氏体晶粒的平均当量圆直径的测定法如以下所述。沿轧制方向切断钢板，用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀该切断面的t/4(t＝板厚)位置后，拍摄(n数＝10)光学显微镜照片(观察倍率：100倍；观察视野：600×800μm)。用图像解析装置(Media Cybernetics制，Image-Pro Plus)处理拍摄的照片求出平均当量圆直径(μm)。

另外岛状马氏体(MA)的面积百分率优选为2.8％以下，更优选为2.5％以下，最优时也可能为2.0％以下(特别是1.5％以下)。不必设定面积百分率的下限，但优选能够容易达到的范围，例如0以上，也有选为0.5以上。

岛状马氏体(MA)的长宽比优选为2.9％以下，最优时也可能为2.5以下(特别是2.0以下)。长宽比的下限不必设定，但优选能够容易达到的范围，例如1以上，也优选为1.5以上。

岛状马氏体(MA)的面积百分率和长宽比(个数平均值)的测定法如下所述。用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀钢板的t/4(t＝板厚)位置后，拍摄(n数＝10)光学显微镜照片(观察倍率：100倍；观察视野：600×800μm)。用图像解析装置(Media Cybernetics制，Image-Pro Plus)处理拍摄的照片，求出面积百分率和长宽比(个数平均值)。

如上所述，在本发明中，通过控制(A)X值、(B)Ti/N比、(C)旧奥氏体晶粒和岛状马氏体组织(MA)等，改善HAZ韧性，降低转变温度(vTrs)。但是为了使这些效果有效地发挥，钢板的成分组成也是重要的。本发明的钢板的成分组成及其限定理由描述如下。

[C：0.030～0.10％]

C为用于确保钢板的强度的必要的元素，另外还是用于使钢的相图中的δ域的温度范围缩小的有效的元素。C量低于0.030％时不能确保强度。另一方面，C量超过0.10％则硬质的第二相组织(MA)过多，母材韧性、转变温度(vTrs)和HAZ韧性劣化。因此将C量定为0.030～0.10％。C量的优选下限为0.04％以上，更优选为0.05％以上。另外C量的优选上限为0.09％以下，更优选为0.07％以下

[Si：1.0％以下(不包含0％)]

Si为确保钢板强度的有效的元素，所以优选为添加0.01％以上。但是过量的添加Si，则MA组织生成多，母材韧性和HAZ韧性降低，因此其上限需要为1.0％。Si量的优选下限为0.05％以上，更优选为0.1％以上。Si的优选上限为0.8％以下，更优选为0.5％以下。

[Mn：0.8～2.0％]

Mn为使淬火性提高，确保钢板的强度的有效的元素。Mn量低于0，8％时不能充分发挥强度保护的作用。另一方面，Mn量超过2.0％则母材韧性和HAZ韧性降低。所以Mn量定为0.8～2.0％。Mn量优选下限为1.0％以上，更优选为1.2％以上。另一方面，Mn量的优选上限为1.8％以下，更优选为1.6以下。

[P：0.03％以下(不包含0％)]

作为杂质元素的P由于对母材韧性和HAZ韧性有不良影响，其量越少越好。因而P量为0.03％以下，优选为0.02％。但是在工业中钢中的P量很难为0％。

[S：0.01％以下(不包含0％)]

S为生成MnS使延展性降低的元素，特别是在高张力钢中不良影响加大，因此其量越少越好。因此S量为0.01％以下，优选为0.005％以下。但是在工业中钢中的S量很难为0％。

[Al：0.01～0.10％]

Al为具有通过脱氧和微观组织的微细化使母材韧性提高的效果的元素。为了充分发挥这样的效果，添加Al为0.01％以上，但是由于过量地添加Al则母材韧性和HAZ韧性反而降低，所以0.10％作为上限，Al量的优选下限为0.02％以上。另一方面，其优选上限为0.06％以下，更优选为0.04％以下。

[Nb：0.005～0.035％]

Nb为使母材的淬火性提高从而提高钢板的强度的元素。为了充分发挥这样的效果，Nb量需要为0.005％以上。但是由于过量的添加Nb则母材韧性和HAZ韧性降低，所以将其上限定为0.035％。Nb量优选为0.010％以上，优选为0.025％以下，更优选为0.020％以下。

[Ti：0.015～0.03％]

Ti和N形成微细化的氮化物，通过抑制焊接时的HAZ的奥氏体粒的粗大化(通过所谓钉扎效果)，使HAZ韧性提高的有效的元素。为了充分发挥这样的效果，添加0.015％以上的Ti。但是由于Ti过量则HAZ韧性反而劣化，因此将Ti量的上限定为0.03％。Ti量优选为0.017％以上(特别是0.020％以上)，0.025％以下。

[B：0.0010～0.0035％]

B在超高能热输入焊接时，在HAZ，特别是在焊缝部附近，使以BN为核生成的晶内铁素体生成，并且具有固溶N的固定作用，为HAZ韧性改善的重要的元素。本发明中为了充分发挥其效果，含有B为0.0010％以上，比通常的厚钢板中的含量多。但是由于B过量则在超高热能输入焊接时形成粗大的贝氏体组织，HAZ的韧性反而劣化。因此，将B量的上限定为0.0035％。B量优选为0.0015％以上(特别是0.0020％以上)，0.0030％以下(特别是0.0025％以下)。

[N：0.0050～0.01％]

N与Ti结合形成微细的氮化物，抑制超高热能输入焊接时奥氏体粒的粗大化，为具有使HAZ韧性提高效果的元素。由于N含量过少则所述效果不能充分发挥，将其下限定为0.0050％以上。另一方面，由于N过量则对母材韧性和HAZ韧性有不良影响，因此将其上限定为0.01％。N量的优选下限为0.006％以上，更优选为0.007％以上。另外N量的优选上限为0.009％以下，更优选为0.008以下。

本发明的厚钢板，含有作为必要成分的所述各成分，根据必要也可以含有追加的成分。例如本发明的厚钢板在下述的表示范围中还含有Cu、Ni、Cr、Mo、V等的第1追加成分。因为是任意成分，所以将下限值设定为0％，但在积极添加时下限值超过0％。另外，这些Cu、Ni、Cr、Mo、V等也可单独添加，也可组合2种以上而添加。

[Cu：2.0％以下(包含0％)]

Cu为提高淬火性有助于强度提高的元素，能够根据必要而添加。另外考虑到具有和C同样使δ域温度范围缩小，使Ti系氮化物微细化的效果。为了充分发挥这样的效果，Cu量被推荐优选为0.1％以上，更优选为0.2％以上。但是Cu过量则母材韧性和HAZ韧性有降低的倾向，所以将其上限定为2.0％。Cu量优选为1.0％以下更优选为0.5％以下。

[Ni：2.0％以下(包含0％)]

Ni和Cu一样也为提高淬火性有助于强度提高，使δ域温度范围缩小的有效的元素，能够根据必要而添加。为了充分发挥这样的效果。Ni量被推荐优选为0.2％以上，更优选为0.3％以上。但是Ni过量则母材韧性和HAZ韧性有降低的倾向，所以将其上限定为2.0％。Ni量优选为1.0％以下，更优选为0.5％以下。

[Cr：1％以下(包含0％)]

Cr也和Cu一样为提高淬火性有助于强度提高的元素，能够根据必要而添加。为了充分发挥这样的效果。Cr量被推荐优选为0.2％以上，更优选为0.4％以上。但是Cr过量则母材韧性和HAZ韧性降低，所以将其上限定为1％。Cr量优选上限为0.8％。

[Mo：0.5％以下(包含0％)]

Mo除了提高淬火性使强度提高的元素，还是用于防止回火脆性的有效的元素，能够根据必要而添加。为了充分发挥这样的效果。Mo量被推荐优选为0.05％以上，更优选为0.10％以上。但是Mo过量则母材韧性和HAZ韧性劣化，所以将其上限定为0.5％。Mo量优选为0.3％以下。

[V：0.1％以下(包含0％)]

V通过少量的添加具有提高淬火性和回火软化抵抗的效果的元素，能够根据必要而添加。为了充分发挥这样的效果。V量被推荐优选为0.01％以上，更优选为0.02％以上。但是V过量则母材韧性和HAZ韧性劣化，所以将其上限定为0.1％。V量优选为0.05％以下。

在本发明的厚钢板中，根据需要还可以含有第2追加的成分。添加第2的追加成分时，这些的组合及添加量如下。

(A)从Ca：0.005％以下(不包含0％)、Mg：0.005％以下(不包含0％)、及REM：0.01％以下(不包含0％)中选择的至少1种；

(B)Zr：0.1％以下(不包含0％)和/或Hf：0.05％以下(不包含0％)；

(C)Co：2.5％以下(不包含0％)和/或W：2.5％以下(不包含0％)。

另外所述(A)、(B)、(C)也可以实施任何一种，也可以实施两种以上的组合。以下详细的说明(A)、(B)、(C)。

(A)从Ca：0.005％以下、Mg：0.005以下、及REM：0.01％以下中选择至少一种

Ca、Mg、和REM(稀土类元素)为具有使HAZ韧性提高的效果的元素。具体为Ca和REM具有MnS的球状化效果，换言之为通过抑制夹杂物的形态，降低各向异性的作用，使HAZ韧性提高。另一方面，Mg形成MgO，通过抑制HAZ的奥氏体粒的粗大化使HAZ韧性提高。为了充分发挥这样的效果，在钢板中优选含有Ca为0.0005％以上、Mg为0.0001％以上、REM为0.0005％以上。但是这些过量则反而使母材韧性和HAZ韧性下降，因此将它们定为Ca为0.005％以下、Mg为0.005％以下、REM为0.01％以下。优选为Ca为0.003％以下、Mg为0.0035％以下、REM为0.007％以下。

(B)Zr：0.1％以下和/或Hf：0.05％以下

Zr和Hf同Ti一样形成氮化物，抑制焊接时的HAZ的奥氏体粒的粗大化，因此为HAZ韧性改善的有效的元素。为了充分发挥这样的效果，推荐Zr量优选为0.0005％以上，Hf量优选为0.001％以上。但是这些过量则反而使母材韧性和HAZ韧性下降，因此含有这些时，将Zr量的上限定为0.1％，将Hf量的上限定为0.05％。

(C)Co：2.5％以下和/或W：2.5％以下

Co和W为具有使淬火性提高，提高钢板的强度的效果的元素。为了充分发挥这样的效果，优选含有这些中的一个或两个分别为0.1％以上。但是这些过量则母材韧性和HAZ韧性劣化，将这些量的上限分别定为2.5％。

本发明的厚钢板中，余量也可为Fe和不可避免的杂质。

本发明的厚钢板为满足概要、上述化学成分量、[Ti]/[N]和X值的必要条件的钢，通过通常的熔炼法熔炼这种钢，使该熔钢冷却形成板坯，在通常的条件下加热后，用下述规定的方法进行热轧，轧制后再进行加速冷却而制造的。另外冷却后的钢板，根据需要进行回火。

首先详细描述熔钢的冷却，本发明的厚钢板控制X值使δ域的温度范围狭窄，因此在通常的条件下冷却(例如以0.1～2.0℃/秒的冷却速度从1500℃冷却到1100℃)熔钢而形成板坯，能够使Ti系碳氮化物足够小。但是，为了形成更微细的碳氮化物，优选变更铸造机的冷却水量和冷却方法，使凝固时的冷却速度提高。

而且，在本发明的厚钢板的制造工序中，最重要的为热轧条件和随后的冷却条件。在本发明的热轧中，温度为850～800℃的压下率为40％以上(例如40～80％左右)，并且将850～800℃的各轧道间时间控制在5～10秒。另外，如果进行温度为850～800℃的实际的轧制，能够降低温度低于800℃的轧制负荷(例如压下率能够低于5％)，能够防止岛状马氏体(MA)的伸长。另外在850～800℃进行实际的轧制时，一般情况下旧奥氏体晶粒粗大化，但在本发明中，因为控制各轧道间时间，从而能够使旧奥氏体晶粒微细化。轧道间时间过长过短，旧奥氏体晶粒均粗大化。还有，所谓轧道间时间为前轧道的行进方向的后端的轧制时间和本次轧道的进行方向后端的轧制时间的时间差。另外，在所述制造工序中，温度超过850℃时的压下率没有特别规定，例如能够在0～80％程度的范围适当设定。

热轧后，加速冷却。通过加速冷却防止岛状马氏体的粗大化，能够将面积百分率抑制在规定的范围内。冷却速度能够根据C量等适当设定，例如推荐在轧制结束后的700～500℃的范围，以平均速度为5℃/秒以上进行冷却。

本发明的厚钢板依照JIS的厚钢板的定义，板厚为3.0mm以上，优选具有10kJ/mm以上的热能输入(特别是超高热能输入)的焊接所要求的厚度。10kJ/mm以上的热能输入(特别是超高热能输入)要求的板厚为例如20mm以上，优选为40mm以上，特别为60mm以上。根据本发明，在从10kJ/mm程度的热能输入到超高热能输入的广泛的热量的焊接中均显示出良好的HAZ韧性，因此即使板厚很厚也能够进行HAZ韧性不会降低的焊接。

以下相比本发明的全部的实施例具体的说明，通过相比本发明的下述实施例没有受到限制，在得到适合前后所述的主旨的范围中实施适当的变更当然可能。这些中的任何一个也包含在本发明的技术范围中。

实验No.1～60

通过通常的熔炼法熔炼表1～3中所示组成的钢，冷却(从1500℃到1100℃的冷却速度：0.1～2.0℃/秒)该熔钢，得到了板坯(板坯厚＝270mm)。将该板坯加热到1100℃后，以终轧温度800℃(实验No.1～55和59～60的情况)或终轧温度低于800℃(实验No.56～58的情况)热轧到厚度60mm。另外在该热轧中，如表4～5所示850～800℃的范围的各轧道间时间。还有在No.56～58的例子中也在低于800℃的范围热轧，在该温度范围的压下率为5％(No.56)、20％(No.57)、或30％(No.58)。热轧结束后立刻加速冷却到200℃以下。温度在700～500℃间的冷却速度如表4～5所示。

根据钢板的化学成分组成计算的[Ti]/[N]和X值，和根据Thermo-calc计算的δ域的温度范围的值(在表中记录的“δ域”)如表1～3所示。

另外，关于如上所述制造的钢板，根据所述的要领，调整了旧奥氏体晶粒径、岛状马氏体(MA)的面积百分率、和长宽比、以及Ti系碳氮化物的平均粒径。另外，根据下述要领测定钢板的抗拉强度、转化温度(vTrs)、和HAZ韧性。在表4～5中显示出这些结果。

[抗拉强度]

在深度为t/4位置(t＝板厚)采取JIS 4号试验片，通过进行拉伸试验，测定抗拉强度。抗拉强度440MPa以上的为合格。

[转化温度(vTrs)]

在深度t/4的位置(t＝板厚)中采取在JIS Z 2242中规定的V切口标准试验片，变化测定温度进行摆锤冲击试验(冲击刃半径2mm)，调整脆性断面率在50％以下的温度(vTrs)。转化温度(vTrs)-60℃以下的为合格。

[HAZ韧性]

1)输入热能50kJ/mm时

对于板厚60mm的钢板以输入热能50kJ/mm进行窄间隙立向气电(SEGARC)焊接。从图1所示的t/2部(t＝板厚)采取JIS Z 2242中规定的V切口标准试验片(槽口位置为距焊缝0.5mmHAZ侧)，在-40℃进行摆锤冲击试验(冲击刃半径2mm)，测定吸收能量(vE_-40)。吸收能量200J以上的为合格。

2)输入热能15kJ/mm时

提高超过850℃的压下率，使所得到钢板的板厚为20mm，此外，试验No.1～60同样进行。即850℃以下的轧制条件和冷却条件在实验No.1～60中相同。如此得到的板厚20mm的钢板与所述板厚60mm的钢板赋予相同No.进行说明。相对于该板厚20mm的钢板以输入热能15kJ/mm，进行气电立焊。从t/2部(t＝板厚)采取JIS Z 2242中规定的V切口标准试验片(切口位置为距焊缝0.5mmHAZ侧)，在-40℃进行摆锤冲击试验(冲击刃半径2mm)，测定吸收能量(vE_-40)。吸收能量200J以上的为合格。

表4

※1：输入热量50kJ/mm

※2：输入热量15kJ/mm

表5

※1：输入热量50kJ/mm

※2：输入热量15kJ/mm

另外基于满足本发明的成分范围的实验No.1～36的结果，整理X值、Ti系碳氮化物的平均粒径、输入热能50kJ/mm的HAZ韧性(vE_-40)、输入热能15KJ/mm的HAZ韧性(vE_-40)的关系。在图2～4中显示结果。

从图2～4明确可知，通过增大X值，能够减小Ti系碳氮化物的平均粒径，能改善输入热能50kJ/mm的HAZ韧性(vE_-40)，并且也能改善输入热能15kJ/mm的HAZ韧性(vE_-40)。另外，如表4的No.1～35所示，还能够微细化旧奥氏体的粒径，并且减小的岛状马氏体(MA)使其成为圆形，由此能够减低转化温度。

相对于这些，实验No.36、51、52为X值过小的例子，HAZ韧性恶化。No.50为X值过大，由于岛状马氏体(MA)增加过多，转化温度提高，并且HAZ韧性也恶化。由于No.37～49成分范围和Ti/N比不适当，所以HAZ韧性劣化。

No.53～55由于热轧后的冷却速度缓慢，岛状马氏体(MA)过度增加，因此转化温度提高，No.56～58的850～800℃的压下率小，其结果，低于800℃的变形率变大，岛状马氏体(MA)伸长，转化温度提高。No.59～60由于在850～800℃之间轧制时的轧道间时间不适当，因此旧奥氏体晶粒粗大，所以转化温度提高。

本发明的厚钢板的抗拉强度级别，例如为440MPa以上，优选为490MPa以上，更优选为540MPa以上，最优选时也能够提供590MPa以上的厚钢板。本发明的厚钢板能够适用于例如船舶和海洋结构物等的焊接结构物，特别是抗拉强度优异的高张力钢板适用于大型集装箱船等的制造。

Claims

1.一种HAZ韧性和母材韧性优异的厚钢板，其特征在于，

以质量％计含有C：0.030～0.10％、Si：1.0％以下但不含0％、Mn：0.8～2.0％、P：0.03％以下但不含0％、S：0.01％以下但不含0％、Al：0.01～0.10％、Nb：0.005～0.035％、Ti：0.015～0.03％、B：0.0010～0.0035％、和N：0.0050～0.01％，

还含有Cu：2.0％以下且含0％、Ni：2.0％以下且含0％、Cr：1％以下且含0％、Mo：0.5％以下且含0％、和V：0.1以下且含0％，

余量由Fe和不可避免的杂质构成，

并且，旧奥氏体晶粒的平均当量圆直径为120μm以下，岛状马氏体MA的面积百分率为3％以下，且岛状马氏体MA的长径与短径的长宽比的个数平均值为3以下，

而且，满足下式(1)和(2)，

1.5≤[Ti]/[N]≤4 …(1)

40≤X值≤160 …(2)

X值＝500[C]+32[Si]+8[Mn]-9[Nb]+14[Cu]+17[Ni]-5[Cr]-25[Mo]-34[V]

式中[Ti]、[N]、[C]、[Si]、[Mn]、[Nb]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]表示钢板中的各元素的质量百分比含量。

2.根据权利要求1所述的厚钢板，其特征在于，δ域的温度范围为40℃以下，其中，所述δ域是指钢的相图中含有δ铁的区域，所述含有δ铁的区域是指包含δ铁和其他状态含有区域，不仅包含δ铁的区域也包含δ+γ的2相区域，所述δ域的温度范围是指在钢的相图中，包含δ铁的上限温度和下限温度之差。

3.根据权利要求1或2所述的厚钢板，其特征在于，在深度t/4的位置，Ti系碳氮化物的平均粒径为40nm以下，其中，t为板厚。

4.根据权利要求1或2所述的厚钢板，其特征在于，以质量％计还含有从Ca：0.005％以下但不包含0％、Mg：0.005％以下但不包含0％、及REM：0.01％以下但不包含0％中选出的至少一种。

5.根据权利要求1或2所述的厚钢板，其特征在于，以质量％计还含有Zr：0.1％以下但不包含0％和/或Hf：0.05％以下但不包含0％。

6.根据权利要求1或2所述的厚钢板，其特征在于，以质量％计还含有Co：2.5％以下但不包含0％和/或W：2.5％以下但不包含0％。