CN101403070A

CN101403070A - 母材韧性优异的焊接用高张力厚钢板

Info

Publication number: CN101403070A
Application number: CNA2008101658662A
Authority: CN
Inventors: 名古秀德; 冈崎喜臣; 太田裕己; 出浦哲史; 杉村朋子
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2007-10-02
Filing date: 2008-09-25
Publication date: 2009-04-08
Anticipated expiration: 2028-09-25
Also published as: CN101403070B; KR20090034284A; JP2009084656A; JP4485561B2; KR100997268B1

Abstract

本发明提供母材部韧性优异的焊接用高张力厚钢板。其化学组成以质量％计含有C：0.02～0.12％、Si：0～0.25％、Mn：1.0％～2.0％、P：0～0.03％、S：0～0.02％、Al：0～0.050％、Ti：0.005～0.100％、REM：0.0001～0.0500％、Zr：0.0001～0.0500％、Ca：0.0005～0.0100％、N：0.0040～0.0300％、O：0.0005～0.0100％，余部包括Fe和不可避免的杂质。根据形成钢中氧化物的REM、Zr、Ca、Mn等元素浓度计算出的REM₂O₃、ZrO₂、CaO、MnO的氧化物比例为REM₂O₃：10～50％、ZrO₂：5～50％、CaO：5～50％、MnO：1～20％。进一步对钢材断面进行观察，当量圆粒径小于0.10μm的含Ti氮化物为5.0×10⁶个/mm²以上，且当量圆粒径为0.10～1.0μm的含Ti氮化物为1.0×10⁴个/mm²以下，且当量圆粒径大于1.0μm的含Ti氮化物为5个/mm²以下。进一步对钢材断面进行观察，MA的面积率为5.0％以下。

Description

母材韧性优异的焊接用高张力厚钢板

技术领域

本发明涉及在造船、建筑等领域中作为结构材料使用的、母材韧性优异的焊接用高张力厚钢板。

背景技术

对用于桥梁、高层建筑物、船舶等的厚钢板，从防止脆性破坏的观点出发，进行了很多有关提高母材部的韧性的研究。目前，作为确保母材韧性的方法，正广泛使用控制压轧。所谓控制压轧，是指通过钢中夹杂物的束缚效果抑制母材加热时的奥氏体颗粒粗大化，再通过压轧引入重排等的铁氧体核生成位置，从而使相变组织微细化、提高母材韧性的技术。

近年来，随着建筑、造船领域中的焊接结构物的大型化，提出了钢板厚壁化的要求。但是，由于钢板的厚壁化导致压轧时的轧制量减少，所以不能充分实现组织微细化，经常不能得到充分的母材韧性。因此，需要不通过钢板板厚来确保母材韧性的技术。

作为确保母材韧性所采用的代表性技术，可以列举通过钢中夹杂物的微细分散，抑制奥氏体颗粒粗大化、促进以钢中夹杂物为起点的铁氧体相变的技术。任一种技术都是以通过母材部的组织微细化，确保韧性为目的的。

例如，日本特开2003-213366号公报(专利文献1)中公开了通过以Ti氮化物、Zr氮化物为主抑制奥氏体颗粒长大、提高母材部韧性的技术。另外，日本特开2005-29840号公报(专利文献2)中提出了通过改善Ti、REM(稀土类元素)的添加方法，将高温下稳定的REM氧化物或硫化物以及Ti氮化物微细分散，控制加热奥氏体粒径，从而得到母材韧性优异的高强度焊接结构用钢的技术。

另外，日本特开2003-49237号公报(专利文献3)中公开了通过控制向钢水中的元素添加，将高温下稳定的REM、Ca、Mg氧化物微细分散，进一步详细规定压轧、冷却方法，从而提高母材韧性的技术。

另外，作为利用以夹杂物为起点的铁氧体生成技术，日本特开2001-20031号公报(专利文献4)中记载了通过采用了TiN的奥氏体颗粒束缚、促进铁氧体生成，从而得到优异的母材韧性的方法。另外，日本特开2000-1738号公报(专利文献5)中提出了通过适当控制氧化物组成，抑制Ti氮化物向高温下的氧化物表面析出结晶，确保铁酸盐(日文：地缺)中的Ti氮化物析出量，从而促进奥氏体颗粒束缚、铁氧体生成，提高母材韧性的技术。

【专利文献1】日本特开2003-213366号公报

【专利文献2】日本特开2005-29840号公报

【专利文献3】日本特开2003-49237号公报

【专利文献4】日本特开2001-20031号公报

【专利文献5】日本特开2000-1738号公报

发明内容

但是，一般地，高温下稳定的氧化物存在以下问题，即，由在钢水中生成后容易进行粗大化，所以不能充分确保对韧性提高有效的粒子数。另外，Ti氮化物存在以下问题，即，容易在钢水中的固体氧化物表面析晶，所以相对于Ti、N添加量，作为微细粒子析出的Ti氮化物量减少。

作为旨在改善Ti氮化物析晶的技术，虽然有上述专利文献5记载的技术，但是仅通过抑制Ti氮化物的析晶，在铸造后的冷却过程中引起固溶Ti的增加，在高温下析出的Ti氮化物容易迅速长大，因此难以大量得到微细的Ti氮化物。

另外，即使实现了利用钢中夹杂物的组织微细化，由于当钢中有粗大夹杂物、MA(马氏体和奥氏体的混合组织)等存在时，以这些硬质第二相为起点出现脆性破坏，所以也不能得到充分的母材韧性。于是，为了得到优异的母材韧性，除了组织微细化以外、减少硬质第二相是不可或缺的。

本发明以解决上述问题、提供母材部韧性优异的焊接用高张力厚钢板为课题。

本发明人为了实现上述课题，对于对奥氏体颗粒的束缚及铁氧体相变的促进有效的含Ti氮化物的微细分散状态、以及MA降低技术，进行了实验、研究。其结果表明，由于通过控制形成钢中氧化物的REM、Zr、Ca和Mn的各氧化物量，而降低氧化物的熔点，在钢水中氧化物形成液体，因此抑制钢水中粗大的含Ti氮化物析晶，并且通过适当控制铸造后的冷却条件及压轧前的加热条件，可以高密度地析出微细的含Ti氮化物。另外表明，通过适当控制压轧后的冷却条件，可以得到微细且MA降低的相变组织。本发明基于这些结果，通过在特定的钢组成下将氧化物组成、含Ti氮化物及MA控制在适当的状态，显著改善了母材部的韧性，取得了成功。

即本发明涉及的焊接用高张力厚钢板，其化学组成以质量％计含有

C：0.02～0.12％、

Si：0.25％以下(包括0％)、

Mn：1.0％～2.0％、

P：0.03％以下(包括0％)、

S：0.02％以下(包括0％)、

Al：0.050％以下(包括0％)、

Ti：0.005～0.100％、

REM：0.0001～0.0500％、

Zr：0.0001～0.0500％、

Ca：0.0005～0.0100％、

N：0.0040～0.0300％、

O：0.0005～0.0100％，

余部包括Fe和不可避免的杂质，将形成钢中存在的氧化物的某元素的平均浓度乘以(该元素氧化物分子量/该元素的原子量)计算出的值作为该元素氧化物的氧化物换算值时，相对于REM₂O₃、ZrO₂、CaO、MnO、MgO、Al₂O₃、SiO₂的各氧化物换算值与上述氧化物中的S的平均浓度的合计值，上述REM₂O₃、ZrO₂、CaO、MnO的各氧化物换算值的比例为REM₂O₃：10～50％、ZrO₂：5～50％、CaO：5～50％、MnO：1～20％，上述REM₂O₃、ZrO₂、CaO、MnO、MgO、Al₂O₃、SiO₂的各氧化物换算值是基于形成钢中存在的氧化物的元素中的REM、Zr、Ca、Mn、Mg、Al、Si的各自平均浓度(质量％)计算而得。进一步对钢材断面进行观察，当量圆粒径小于0.10μm的含Ti氮化物为5.0×10⁶个/mm²以上，且当量圆粒径为0.10～1.0μm的含Ti氮化物为1.0×10⁴个/mm²以下，且当量圆粒径大于1.0μm的含Ti氮化物为5个/mm²以下，再进一步对钢材断面进行观察，MA的面积率为5.0％以下。

另外，关于前述化学组成中，为使得下述(1)式定义的值Z小于57且大于50，优选进行成分调整。

Z＝(8.5×[Ti]-(0.5×[O]-0.8×[REM]-0.2×[Al]-0.3×[Ca]+0.1×[S])+1.4)/([N]+0.02)···(1)

其中，[Ti]、[O]、[REM]、[Al]、[Ca]、[S]、[N]为以各自质量％表示的各元素添加量。

再进一步地，向上述基本成分中添加A组(Ni：0.05～1.50％、Cu：0.05～1.50％)、B组(Cr：0.10～1.50％、Mo：0.10～1.50％)、C组(Nb：0.002～0.10％、V：0.002～0.10％)、D组(B：0.0010～0.0050％)中的1种以上元素，可以得到下述(1)至(4)的化学组成。

(1)基本成分+选自A组的1种以上

(2)基本成分或上述(1)的成分+选自B组的1种以上

(3)基本成分、上述(1)或上述(2)的成分+选自C组的1种以上

(4)基本成分、上述(1)～(3)的任一成分+D组

根据本发明可以提供母材韧性优异的焊接用高张力厚钢板。其在特定的钢组成下降低钢中氧化物的熔点，因而得到粗大的含Ti氮化物不易析晶的氧化物组成，另外规定了含Ti氮化物及MA为适当的状态，所以可以显著改善母材部的韧性。

具体实施方式

以下对于本发明的焊接用高张力厚钢板，依次说明钢中的氧化物组成、含Ti氮化物的分布、MA量及钢组成。首先，对于钢中的氧化物组成和含Ti化合物的分布，与制造条件共同进行说明。

一般地，微细的组织对母材韧性提高是有利的，为了组织微细化，抑制压轧时的奥氏体颗粒粗大化、以及促进冷却过程中的铁氧体相变是有效的。虽然含Ti氮化物是公认的优异且有效的钢中夹杂物，但为了最大限度地利用其效果，需要将微细的含Ti氮化物粒子进行高密度分散。

为确保微细的含Ti氮化物粒子，首先，需要抑制钢水中固体氧化物的生成。若固体氧化物存在，在其表面会有粗大的含Ti氮化物析晶，因而不能充分确保微细的含Ti氮化物。但是，仅靠抑制粗大的含Ti氮化物的析晶，由于伴随着固溶Ti增加，含Ti氮化物的长大速度增加，所以在铸造后的冷却过程或压轧前的加热过程中容易进行含Ti氮化物的粗大化。

于是本发明人对抑制粗大的含Ti氮化物析晶的氧化物组成、抑制含Ti氮化物粗大化的铸造后的冷却条件、以及压轧前的冷却条件进行了实验、研究。其结果表明，通过如下控制氧化物组成、铸造后的冷却条件、以及压轧前的加热条件，可使微细的含Ti氮化物粒子在钢中高密度地分散。

在说明钢中氧化物组成时，首先说明其表示方法。作为本发明中的钢中氧化物组成的表示方法，为方便理解，假定构成钢中氧化物的元素REM、Zr、Ca、Mn、Mg、Al、Si的各氧化物为REM₂O₃、ZrO₂、CaO、MnO、MgO、Al₂O₃、SiO₂，将某元素的平均浓度(质量％)乘以(该元素氧化物的分子量/该元素的原子量)算出的值作为该元素氧化物的氧化物换算值，通过下式求出某构成元素的氧化物换算值的比例P(％)，以此表示钢中氧化物的组成。以下将P作为该元素氧化物的氧化物比例。

P＝(某元素氧化物的氧化物换算值)×100/(各元素氧化物的氧化物换算值和S平均浓度的合计值)

其中，成为分母的氧化物换算值的对象的元素为上述的REM、Zr、Ca、Mn、Mg、Al、Si这7种元素。

构成钢中化合物的元素浓度可以通过EPMA测定。另外，构成钢中化合物的元素除了上述元素以外，还有Ti和S，但由于构成氧化物的Ti无法与构成含Ti氮化物的Ti相区分，所以在EPMA测定中无法测定构成氧化物的Ti浓度。因此，作为上述P的计算式中分母的氧化物换算值基础的元素，将Ti除外。另外，计算式的分母中包含S的平均浓度的原因在于，S和Ca等容易形成硫化物，不可避免地包含在钢中氧化物中。

列举基于上述表示的钢中化合物组成的一个例子。当通过EPMA测定的钢中氧化物中的平均浓度(质量％)为Ce＝14.2％、La＝6.9％、Zr＝7.2％、Ca＝8.7％、Mn＝5.5％、Mg＝0.2％、Al＝2.4％、Si＝1.7％、S＝6.8％时，Ce₂O₃的氧化物换算值(质量％)为(14.2×Ce₂O₃的分子量/Ce的原子量)＝16.6％，以下同法计算其他元素的氧化物换算值为La₂O₃＝8.1％、ZrO₂＝9.7％、CaO＝12.1％、MnO＝7.0％、MgO＝0.3％、Al₂O₃＝4.6％、SiO₂＝3.6％。这些氧化物换算值和S的平均浓度的合计为68.8％，据此，例如与REM(Ce和La的合计)、Zr对应的氧化物比例为REM₂O₃＝35.9％、ZrO₂＝14.1％。

对于钢中存在的氧化物的组成，规定了在钢水中的氧化物状态，通过适当控制钢中氧化物的组成，可降低氧化物的熔点，并在钢水中以液体状态存在。为此，需要控制粗大的含Ti氮化物在氧化物表面的析晶。形成钢中复合氧化物的元素中，作为影响其熔点的元素，由于Mg、Al、Si、Ti比REM、Zr、Ca、Mn的影响小，所以钢中氧化物中与REM、Zr、Ca、Mn元素的氧化物相对应的氧化物比例是重要的。本发明中控制这些氧化物的比例为REM₂O₃：10～50％、ZrO₂：5～50％、CaO：5～50％、MnO：1～20％。以此可以确保之后的微细含Ti氮化物的析出量。

前述REM₂O₃、ZrO₂、CaO、MnO各氧化物的氧化物比例偏离REM₂O₃：10～50％、ZrO₂：5～50％、CaO：5～50％、MnO：1～20％时，钢水中以固体存在的氧化物比例增加，粗大的含Ti氮化物的析晶不能受到充分的抑制。优选前述REM₂O₃、ZrO₂、CaO、MnO的各氧化物比例保持在REM₂O₃：15～45％、ZrO₂：10～45％、CaO：10～45％、MnO：5～15％。

为了控制钢中氧化物的平均组成(氧化物比例)在上述范围内，可以在铸造时将添加Mn之后的溶氧量控制在以质量％计0.0020～0.0100％，然后添加REM、Zr、Ca。前述Mn添加后的溶氧量例如可以通过添加作为脱氧元素的Si、Al来控制。

将钢水中的氧化物调整为上述组成后，通过在以下条件下进行冷却、压轧前再加热，可抑制铸造后含Ti氮化物的粗大化。即，在铸造后的冷却过程中，从1550℃至(2)式定义的温度Tf(℃)的冷却时间为800s。进一步地，在压轧前的再加热中保持最高加热温度为1050℃至1200℃之间，且从加热开始至压轧开始的时间为4hr以内。若从1550℃至Tf(℃)的冷却时间超过800s，或者在压轧前的再加热中最高加热温度超过1200℃，或者从加热开始至压轧开始的时间超过4hr时，则含Ti氮化物进行粗大化，不能充分得到微细的含Ti氮化物。另外，压轧前的最高加热温度低于1050℃时，奥氏体化不能充分进行。

在铸造后的冷却中，从1550℃至Tf(℃)的温度范围成为问题的原因在于，在该温度范围内母相主要以δ相存在，δ相中的含Ti氮化物的长大速度比γ相大。因此，在铸造时的冷却过程中，可以通过尽快经过δ相稳定温度域，来抑制含Ti氮化物的粗大化。特别由于C、Cu、Ni对于Tf带来的影响大，所以在确定Tf的下述(2)式中以这些元素量为参数。另外，各元素的系数、常数通过试验确定。

Tf＝1350+1000[C]+11[Cu]+26[Ni]······(2)

其中[C]、[Cu]、[Ni]为以各自质量％表示的各元素的添加量。

通过并用以上的控制，可以使对压轧时的奥氏体颗粒束缚、对压轧后的冷却过程中的铁氧体相变促进有效的、当量圆粒径(与含Ti氮化物的面积相当的圆的直径)小于0.1μm的微细含Ti氮化物，以5.0×10⁶个/mm²以上的高密度进行分散。含Ti氮化物的当量圆粒径为0.1μm以上时，奥氏体颗粒束缚和铁氧体相变促进的效果降低。另外，当当量圆粒径不足0.1μm的含Ti氮化物少于5.0×10⁶个/mm²时，不能充分得到奥氏体颗粒束缚和铁氧体相变促进的效果。进一步地，此时如果当量圆粒径0.1～1.0(0.1以上、1.0以下)μm的含Ti氮化物个数超过1.0×10⁴个/mm²，或者当量圆粒径大于1.0μm的含Ti氮化物超过5个/mm²时，会促进脆性破坏，难以得到充分的韧性。因此，规定0.1～1.0μm的含Ti氮化物个数为1.0×10⁴个/mm²以下，超过1.0μm的含Ti氮化物个数为5个/mm²以下。优选当量圆粒径不足0.1μm的含Ti氮化物分散成5.5×10⁶个/mm²以上，同样地，优选当量圆粒径0.1～1.0μm的含Ti氮化物为8.0×10³个/mm²以下，当量圆粒径超过1.0μm的含Ti氮化物个数为3个/mm²以下。

采用上述条件冷却铸造片后再加热的铸造片，采用通常的低碳素钢的热轧，设定压轧起始温度为950℃，压轧结束温度为880℃，结束压轧。对于压轧结束后的冷却条件将在后面叙述。

即使在铜中实现含Ti氮化物的微细分散，得到微细的相变组织，若存在硬质的MA，也不能得到优异的韧性。为了确保优异的母材韧性，除了实现上述的氧化物组成和含Ti氮化物分散状态外，还需要控制MA分率(面积％)为5.0％以下。优选MA分率为4.0％以下。

为了控制铜中的MA分率为5.0％以下，在压轧后的冷却过程中除了将冷却速度调整至2～15℃/s的范围内，还将冷却停止温度控制在300～500℃即可。此时若冷却速度小于2℃/s，或者冷却停止速度高于500℃，则铁氧体颗粒粗大化，韧性降低。另外，若冷却速度大于15℃/s，或者冷却停止速度低于300℃，则MA分率超过5％，韧性降低。但是，即使冷却停止温度低于300℃，然后通过在300℃以上进行淬火处理，也可以确保韧性。

以下说明本发明的厚钢板的化学组成及其成分限定理由。单位为质量％。

C：0.02～0.12％

C是确保钢材强度的必要元素。当含量少于0.02％时得不到必要的强度，因此设定下限为0.02％。另外，当含量多于0.12％时因MA增加导致韧性降低，因此设定上限为0.12％。优选0.04～0.10％。

Si：0.25％以下(包含0％)

Si是通过固溶强化而确保钢材强度的元素。当含量高于0.25％时因MA增加导致韧性降低，因此设定上限为0.25％。优选0.18％以下(包括0％)。

Mn：1.0～2.0％

Mn是通过氧化物的低熔点化而抑制粗大的含Ti氮化物的必要元素。当含量低于1.0％时不能充分实现氧化物的低熔点化，因此设定下限为1.0％。另外，当含量高于2.0％时导致强度过度增加、韧性降低，因此设定上限为2.0％。优选1.4～1.8％。

P：0.03％以下(包括0％)

P是通过晶间偏析而成为晶间破坏原因的杂质元素。当含量高于0.03％时导致韧性降低，因此设定上限为0.03％。优选0.02％以下(包括0％)。

S：0.02％以下(包括0％)

S是通过晶间偏析而成为晶间破坏原因的杂质元素。当含量高于0.02％时导致韧性降低，因此设定上限为0.02％。优选0.015％以下(包括0％)。

Al：0.050％以下(包括0％)

Al是起脱氧剂作用的元素。当含量高于0.050％时形成粗大氧化物导致韧性降低，因此设定上限为0.050％。优选0.040％以下(包括0％)。

Ti：0.005～0.100％以下(包括0％)

Ti是生成氮化物的必要元素。当含量低于0.005％时不能得到足量的氮化物，因此设定下限为0.005％。另外，当含量高于0.100％时由于氮化物的粗大化导致韧性降低，因此设定上限为0.100％。优选0.010～0.080％，更优选上限为0.060％，进一步优选上限为0.050％。

REM(稀土类元素)：0.0001～0.0500％

REM是通过氧化物的低熔点而抑制粗大的含Ti氮化物的必要元素。当含量低于0.0001％时不能充分实现氧化物的低熔点化，因此设定下限为0.0001％。另外，当含量高于0.0500％时由于形成粗大氧化物导致韧性降低，因此设定上限为0.0500％。优选0.0005～0.0400％。

Zr：0.0001～0.0500％

Zr是通过氧化物的低熔点而抑制粗大的含Ti氮化物的必要元素。当含量低于0.0001％时不能充分得到其效果，因此设定下限为0.0001％。另外，当含量高于0.0500％时，由于形成粗大氧化物或带来析出强化的微细碳化物而导致韧性降低，因此设定上限为0.0500％。优选0.0005～0.0400％。

Ca：0.0005～0.0100％

Ca是通过氧化物的低熔点而抑制粗大的含Ti氮化物的必要元素。当含量低于0.0005％时不能充分实现氧化物的低熔点化，因此设定下限为0.0005％。另外，当含量高于0.0100％时，由于形成粗大氧化物导致韧性降低，因此设定上限为0.0100％。优选0.0010～0.0080％。

N：0.0040～0.0300％

N是生成含Ti氮化物时的必要元素。作为微细的含Ti氮化物，可促进奥氏体颗粒束缚和铁氧体相变，提高韧性。当含量低于0.0040％时不能得到充分的韧性提高效果，因此设定下限为0.0040％。另外，当含量高于0.0300％时由于固溶N增加并导致韧性降低，因此设定上限为0.0300％。优选0.0050～0.0250％，更优选上限为0.0200％，进一步优选上限为0.0150％。

O：0.0005～0.0100％

O是氧化物生成时的必要元素。当含量低于0.0005％时不能得到足量的氧化物，因此设定下限为0.0005％。另外，当含量高于0.0100％时，由于氧化物粗大化导致HAZ韧性降低，因此设定上限为0.0100％。优选0.0010～0.0080％。

在满足上述成分范围的基础上，优选调整Ti、O、REM、Al、Ca、S、N的添加量，以使由下式(1)定义的Z值大于50且小于57。

上述(1)式表示了有助于形成氮化物的Ti和N的比例。为了将含Ti化合物适当分散，需要将Ti和N的比例控制在适当的范围内。Ti在钢中虽然以氧化物、氮化物存在，但由于氧化物比氮化物稳定，所以在考虑有助于氮化物形成的Ti时，需要除去以氧化物形式存在的Ti。因此，在(1)式中，除了N以外，还有氧化物形成时必要的O、Ti以及具有同程度以上的氧化物生成能的元素以及S作为式子的构成要素。虽然S与氧化物的形成没有直接关系，但对于可以生成氧化物或硫化物的Ca等元素来说，通过改变作为氧化物的可能存在量，可间接地对Ti氧化物量带来影响。(1)式中的元素浓度所带的系数和常数是通过实验确定的。

如上所述，优选进行成分调整以使值Z达到50＜Z＜57。当值Z为57以上时，由于不能充分得到微细的含Ti氮化物，所以设定小于57。另外，当值Z为50以下时，由于固溶氮增加，不能得到充分的韧性，所以设定大于50。优选小于56.8且大于50.2。

再进一步地，向上述基本成分中添加A组(Ni：0.05～1.50％、Cu：0.05～1.50％)、B组(Cr：0.10～1.50％、Mo：0.10～1.50％)、C组(Nb：0.002～0.10％、V：0.002～0.10％)、D组(B：0.0010～0.0050％)中的1种以上，可以得到下述(1)至(4)的组成。

(1)基本成分+选自A组的1种以上

(2)基本成分或上述(1)的成分+选自B组的1种以上

(3)基本成分、上述(1)或上述(2)的成分+选自C组的1种以上

(4)基本成分、上述(1)～(3)的任一成分+D组

Ni、Cu是通过使Tf上升而抑制含Ti氮化物粒子粗大化的有效元素，当各含量低于0.05％时不能充分得到其效果，所以设定下限为0.05％。另外，当各含量高于1.50％时引起强度的过度上升，导致韧性降低，所以设定上限为1.50％。优选分别为0.10～1.20％。

Cr、Mo均为对钢材的高强度化有效的元素。当各含量低于0.10％时，由于不能充分得到其效果，所以设定下限为0.10％。另外，当各含量超过1.50％时，由于引起强度的过度上升，导致韧性降低，所以设定上限为1.50％。优选分别为0.20～1.20％。

Nb、V均为通过作为碳氮化物析出而抑制奥氏体颗粒粗大化的元素。当各含量低于0.002％时，由于不能充分得到其效果，所以设定下限为0.002％。另外，当各含量超过0.10％时，由于作为粗大碳氮化物导致韧性降低，所以设定上限为0.10％。优选各为0.005～0.08％。

B为通过抑制晶间铁氧体生成而提高韧性的元素。当含量低于0.0010％时，由于不能充分得到其效果，所以设定下限为0.0010％。另外，当含量高于0.0050％时，由于作为BN在奥氏体晶间析出，导致韧性降低，所以设定上限为0.0050％。优选各为0.0015～0.040％。

以下通过实施例更具体地说明本发明，但本发明并不仅限于这些实施例。

实施例

采用真空熔解炉(150kg)，改变1550℃～Tf(℃)的冷却时间t1(s)，熔制如表1和表2所示的化学组成的钢，改变最高加热温度Th(℃)和从加热开始至压轧开始的时间t2(hr)，加热所得的初轧板坯，接着设定压轧起始温度为950℃、最终压轧温度为880℃进行热轧，改变压轧后的冷却速度Rc(℃/s)以及冷却停止温度Ts(℃)，制备厚度50～80mm的厚钢板。根据组成求得的值Z如表1和表2所示，Tf(℃)、t1(s)、Th(℃)、t2(hr)、Rc(℃/s)如表3和表4所示。

表1所示的No.1～52的样品钢当中，对于除No.36以外的51种样品，在制备时均为将添加Mn后的溶氧量控制到添加硅铁后以质量％计为0.0020～0.0100％，然后再添加REM、Zr、Ca。对于No.36，在铸造时同时添加Mn和REM、Zr、Ca。

从得到的各厚钢板的t(板厚)/4位置切出试片，采用EPMA装置(装置名称：EPMA-8705，岛津制作所)沿压轧方向和板厚方向观察平行的断面，测定氧化物的平均组成。以下为测定方法。首先，设定EPMA装置的观察倍率为200倍，对于4mm×8mm的观察视野内存在的最大直径为2μm以上的氧化物，对各个氧化物进行以质量％表示的平均组成的定量分析。钢中氧化物的组成没有因尺寸不同而出现较大变化，即使对于包括不足2μm的氧化物在内的各氧化物中所含元素，求出相对应的氧化物比例的全部氧化物的平均值，也与仅采用2μm以上的氧化物求算的情况几乎没有区别，所以将不足2μm的氧化物从观察中除去。

然后，根据各钢中氧化物包含的REM(Ce、La)、Zr、Ca、Mn、Mg、Al、Si、S的平均浓度，求出REM₂O₃、ZrO₂、CaO、MnO、MgO、Al₂O₃、SiO₂的氧化物换算值和REM₂O₃、ZrO₂、CaO、MnO各氧化物的氧化物比例，求出全部的钢中氧化物中的前述4种氧化物的氧化物比例(％)的平均值，分别作为W(REM)、W(Zr)、W(Ca)、W(Mn)，同时表示在表3和表4中。

另外，从得到的各厚钢板的t(板厚)/4位置切出试片，通过提取复型法(extraction replica)采用TEM沿压轧方向和板厚方向观察平行的断面，测定当量圆粒径小于0.10μm的含Ti氮化物的试片表面的个数密度N1(个/mm²)和当量圆粒径为0.10～1.0μm的含Ti氮化物的试片表面的个数密度N2(个/mm²)。以下为测定方法。

首先，设定TEM的观察倍率为60000倍，随机选择具有4μm²面积的视野5个，通过附属于TEM的EDX测定视野中夹杂物中所包含的元素，将检出Ti的夹杂物定义为含Ti氮化物。从得到的视野中，通过采用了图像软件(Image-Pro Plus)的图像解析，测定含Ti氮化物的面积并求出当量圆粒径，计算出N1。对于最大粒径不足0.01μm的粒子，由于EDX分析结果不能达到充分的可信性，所以从分析对象中除去。另外，设定TEM的观察倍率为6000倍，随机选择具有400μm²的面积的视野5个，与N1同样计算出N2。将得到的N1和N2值同时表示在表3和表4中。

另外，从得到的各厚钢板的t(板厚)/4位置切出试片，采用电场放射式扫描型电子显微镜(装置名称：SUPRA 35，Carl Zeiss公司制)(以下称FE-SEM)，沿压轧方向和板厚方向观察平行的断面，测定当量圆粒径大于1.0μm的含Ti氮化物的试片表面的个数密度N3(个/mm²)。以下为测定方法。

首先，FE-SEM的观察倍率为1000倍，随机选择具有0.06μm²面积的视野20个，对于最大粒径超过1.0μm的夹杂物粒子，根据通过FE-SEM附属的EDX(能量分散型X射线检测器)的半定量分析，求出中央部分的组成，将含N且以质量％测定的Ti浓度值用除Fe、O之外的夹杂物中包含的元素的浓度总和进行标准化(除过以后的值)，将标准化值为50％以上的夹杂物定义为含Ti氮化物，通过采用前述图像软件的图像解析，求出夹杂物的当量圆粒径。其中，通过在1000倍的20个视野的图像中计数，计算出当量圆粒径超过1.0μm的夹杂物的个数N3(个/mm²)。将得到的N3值同时表示在表3和表4中。

对Ti浓度值进行标准化时从作为基础的元素中除去Fe、O的理由如下。除去Fe的原因在于除去铁酸盐中的Fe对测定结果的影响。另外，除去O的原因在于判定夹杂物的主体是含Ti氮化物。即由于Ti的氧化物生成能与REM等相比为相同或以下，所以认为氧化物的主体不是Ti氧化物。因此，判定在除O后的元素浓度中，能使Ti超过50％的Ti主体的夹杂物为含Ti氮化物。

另外，从得到的各厚钢板的t(板厚)/4位置切出试片，对与压轧方向和板厚方向平行的断面进行镜面研磨后，由经矫平(日文：レペラ)试剂腐蚀的样品求出MA的面积分率SA。即，设定光学显微镜的倍率为400倍，随机选择具有40000μm²面积的视野3个，通过采用前述的图像软件进行图像解析，计算出SA(面积％)。得到的SA值同时表示在表3和表4中。

另外，从得到的各厚钢板的t(板厚)/4位置，沿压轧方向采取摆锤式冲击试片(JIS Z 2201的4号试片)，按照JIS Z 2242在-60℃进行摆锤式冲击试验。对于得到的吸收能量vE_-60(J)的最小值大于120J的试片，评价为韧性优异。将得到的vE_-60(J)的最小值同时表示在表3和表4中。

如表3和表4中所示，由于本发明例No.1～30适当控制了厚钢板的组成、铸造及压轧过程，所以使氧化物和含Ti氮化物以成适当的状态分散，同时将MA分率成功抑制为5％以下，得到了高韧性值。另一方面，在比较例No.31～35中，由于铸造或压轧过程中冷却时间t1、再加热温度Th、加热开始至压轧开始的时间t2、压轧后的冷却速度Rc、冷却停止温度Ts的值偏离适当的范围等原因，W(REM)、W(Zr)、W(Ca)、W(Mn)、或含Ti氮化物的分散状态、或MA分率未在在适当的范围内，因此韧性降低。另外，比较例No.36在钢的铸造时，由于在控制Mn添加后的溶氧浓度之后，没有添加REM、Zr、Ca，所以W(Mn)低，另外超过1μm的TiN个数超过5个，韧性降低。另外，比较例No.37～52中由于钢的组成偏离了发明成分范围，W(REM)、W(Zr)、W(Ca)、W(Mn)、或含Ti氮化物的分散状态、或MA分率未在在适当的范围内，或有可能由于粗大夹杂物增加、杂质增加、过度强化、固溶元素的晶间偏析等原因，使得韧性降低。

Claims

1.一种母材部韧性优异的焊接用高张力厚钢板，其特征在于，

化学组成以质量％计含有：

C：0.02～0.12％、

Si：0％～0.25％、

Mn：1.0％～2.0％、

P：0％～0.03％、

S：0％～0.02％、

Al：0％～0.050％、

Ti：0.005～0.100％、

REM：0.0001～0.0500％、

Zr：0.0001～0.0500％、

Ca：0.0005～0.0100％、

N：0.0040～0.0300％、

O：0.0005～0.0100％，

余部包括Fe和不可避免的杂质，

将形成钢中存在的氧化物的某元素的平均浓度乘以该元素氧化物分子量与该元素的原子量之比而计算出的值作为所述元素氧化物的氧化物换算值时，相对于REM₂O₃、ZrO₂、CaO、MnO、MgO、Al₂O₃、SiO₂的各氧化物换算值与所述氧化物中的S的平均浓度的合计值，所述REM₂O₃、ZrO₂、CaO、MnO的各氧化物换算值的比例为REM₂O₃：10～50％、ZrO₂：5～50％、CaO：5～50％、MnO：1～20％，所述REM₂O₃、ZrO₂、CaO、MnO、MgO、Al₂O₃、SiO₂的各氧化物换算值是基于形成钢中存在的氧化物的元素中的REM、Zr、Ca、Mn、Mg、Al、Si的各自平均浓度(质量％)计算而得，

进一步对钢材断面进行观察，当量圆粒径小于0.10μm的含Ti氮化物为5.0×10⁶个/mm²以上，且当量圆粒径为0.10～1.0μm的含Ti氮化物为1.0×10⁴个/mm²以下，且当量圆粒径大于1.0μm的含Ti氮化物为5个/mm²以下，

进一步对钢材断面进行观察，MA的面积率为5.0％以下。

2.根据权利要求1所述的母材部韧性优异的焊接用高张力厚钢板，其特征在于，下述(1)式定义的值Z小于57且大于50，

Z＝(8.5×[Ti]-(0.5×[O]-0.8×[REM]-0.2×[Al]-0.3×[Ca]+0.1×[S])+1.4)/([N]+0.02)…(1)

3.根据权利要求1或2所述的母材部韧性优异的焊接用高张力厚钢板，其特征在于，

除所述成分之外，还含有选自以下(A)～(D)组中的至少1组，

(A)以质量％计，选自Ni：0.05～1.50％、Cu：0.05～1.50％中的一种或两种，

(B)以质量％计，选自Cr：0.10～1.50％、Mo：0.10～1.50％中的一种或两种，

(C)以质量％计，选自Nb：0.002～0.10％、V：0.002～0.10％中的一种或两种，

(D)以质量％计，B：0.0010～0.0050％。