CN101435051B

CN101435051B - 高热能输入焊接时的热影响部的韧性优越的焊接用高张力厚钢板

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Publication number: CN101435051B
Application number: CN2008101748813A
Authority: CN
Inventors: 名古秀德; 冈崎喜臣; 出浦哲史; 杉村朋子; 杉谷崇
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2007-11-13
Filing date: 2008-11-07
Publication date: 2011-04-20
Anticipated expiration: 2028-11-07
Also published as: CN101435051A; JP2009138255A; JP5201665B2

Abstract

提供一种HAZ韧性优越的焊接用高张力厚钢板。其化学组成以质量％来看，含有C：0.02～0.12％、Si：0～0.40％、Mn：1.0～2.0％、P：0～0.030％、S：0.001～0.025％、Al：0～0.050％、Ti：0.005～0.100％、REM：0.0001～0.0500％、Zr：0.0001～0.0500％、N：0.0020～0.0300％、O：0.0005～.0100％，剩余部分为Fe及不可避免杂质，当量圆直径不足2μm的氧化物含有500个/mm²以上，当量圆直径在2μm以上的氧硫化物含有40～1000个/cm²，形成所述当量圆直径在2μm以上的氧硫化物的REM、Mn等规定氧化物分别为REM₂O₃、MnO₂等时，REM的氧化物换算值、Mn的氧化物换算值以及S浓度相对于基于形成所述氧硫化物的各元素平均浓度算出的各规定氧化物的氧化物换算值和氧硫化物中的S的平均浓度的合计值的比例是，REM的氧化物换算值：10％以上、Mn的氧化物换算值：20％以下、S：3～20％。

Description

高热能输入焊接时的热影响部的韧性优越的焊接用高张力厚钢板

技术领域

本发明涉及在造船、建筑等领域作为构造材料使用，在高热能输入焊接时的焊接热影响部(以下称为“HAZ”)的韧性优越的焊接用高张力厚钢板。

背景技术

一般说来，在造船、建筑等领域作为构造材料使用的钢材通过焊接而被接合成需要的形状。因此，这些钢材除了具有母材韧性以外，还必须具有优越的HAZ韧性。

近年，伴随着建筑、造船领域中的焊接构造物的大型化，板厚在50mm以上的厚钢板的适用范围在扩大，同时以提高焊接施工效率以及降低施工成本为目的，要求高热能输入焊接。在高热能输入焊接中，由于HAZ在被保持在通过加热而变高温的奥氏体区域之后慢冷却，因此伴随着加热时的奥氏体粒的成长、慢冷却时的从奥氏体粒界生成粗大粒界铁素体这样的组织的粗大化，容易产生韧性的下降。因此，在高热能输入焊接中，尤其需要将HAZ的韧性(以下称为“HAZ韧性”)保持为高水准的技术。

用于确保HAZ韧性的技术大致分为利用氧化物、硫化物或氮化物这样的中介物的γ粒粗大化抑制技术以及粒内α变态促进技术。即，前者是通过中介物的销止效果，抑制焊接的高温加热时的γ粒粗大化，得到细微组织的技术，后者是在焊接完成后的冷却过程中，促进以中介物为起点的粒内α变态，得到细微组织的技术。

作为意图通过抑制γ粒粗大化来改善HAZ韧性的技术，例如，在日本特开2005—206910号公报(专利文献1)中公开了一种技术，其通过REM、含Mn氧硫化物来抑制γ粒的粗大化，得到高的HAZ韧性。另外，在日本特开2003—286540号公报(专利文献2)中公开了一种技术，其通过适当控制REM使Mn氧硫化物细微地分散，抑制γ粒的粗大化。另外，在日本特开2007—100213号公报(专利文献3)中提出一种技术，其通过使用REM、含Zr的氧化物来抑制γ粒的粗大化，得到高的HAZ韧性。进而，在日本特开2007—46096号公报(专利文献4)中提出一种技术，通过利用Ca氧化物来抑制γ粒的粗大化，利用基于REM、Zr的硫化物控制改善HAZ韧性。

另外，作为意图通过促进粒内α变态来改善HAZ韧性的技术，例如在日本特开昭61—253344号公报(专利文献5)中公开一种技术，其将在TiN等复合析出的BN用作α变态的核，使HAZ韧性改善。另外，在日本特开平7—252586号公报(专利文献6)中公开一种技术，其在Ti以及REM的复合氧化物上使MnS析出，作为粒内α变态的起点起作用，得到高的HAZ韧性。

另外，作为利用抑制γ粒粗大化以及促进粒内α变态这两者的组织细微化技术，例如在日本特开平11—279684号公报(专利文献7)中公开一种技术，其通过以氧化物为起点的TiN来抑制γ粒粗大化，通过以含Ti、Mg以及Al的氧化物为起点的粒内α变态的促进，来达成组织细微化，改善HAZ韧性。另外，在日本特开2001—20031号公报(专利文献8)中公开一种技术，其利用适当控制了组成的Ti—REM—Ca—Al系氧化物以及TiN。另外，在日本特许3733898号公报(专利文献9)中公开一种技术，其利用TiN抑制γ粒的粗大化，利用MnS促进粒内α变态。另外，在日本特开2003—321728号公报(专利文献10)中公开一种技术，其将利用内包Mg氧化物的TiN来抑制γ粒粗大化和利用MnCaS来促进粒内α变态这两者组合起来，得到高的HAZ韧性。

专利文献1：日本特开2005—206910号公报

专利文献2：日本特开2003—286540号公报

专利文献3：日本特开2007—100213号公报

专利文献4：日本特开2007—46096号公报

专利文献5：日本特开昭61—253344号公报

专利文献6：日本特开平7—252586号公报

专利文献7：日本特开平11—279684号公报

专利文献8：日本特开2001—20031号公报

专利文献9：日本特许3733898号公报

专利文献10：日本特开2003—321728号公报

但是，迄今，对于作为HAZ韧性确保手段主要采用的TiN，近年焊接热能输入的增大带来焊接时的TiN粒子的消失或粗大化，难以实现充分的组织细微化。另外，对于利用相比于TiN在高温下稳定的氧化物或硫化物这样的中介物来抑制γ粒粗大化、促进粒内α变态的组织细微化技术，在抑制γ粒粗大化以及促进粒内α变态同时有用的使氧硫化物分散很困难。另外，作为对促进粒内α变态有效的氧硫化物，虽然提出了具有与α相良好的晶格整合性的氧硫化物等，但仅着眼于晶格整合性时，得到的HAZ韧性被限定。

发明内容

本发明鉴于所述问题而提出，目的在于提供一种不使用在高温下不稳定的TiN，同时达成抑制γ粒粗大化以及促进粒内α变态，具有优越HAZ韧性的焊接用高张力厚钢板。

本发明人为了达成上述目的，对于通过利用在高温下稳定的氧化物、硫化物或氧硫化物来抑制γ粒粗大化、促进粒内α变态，并使这两种效果相乘作用，得到优越的HAZ韧性的手段，进行了实验研究。其结果发现，通过控制从铸造到辊轧前的再加热为止的工艺，使当量圆直径为不足2μm的小氧化物以高密度分散，由此可以有效抑制γ粒粗大化，进而通过使当量圆直径在2μm以上的特定组成的氧硫化物适当分散，由此还可同时大幅度促进粒内α变态。本发明正是基于上述间接而完成的。

即，本发明的在高热能输入焊接时的HAZ韧性优越的焊接用高张力厚钢板，其化学组成以质量％(以下有时将“质量％”仅记做“％”)来看，含有：

C：0.02～0.12％、

Si：0.40％以下(包括0％)、

Mn：1.0～2.0％、

P：0.030％以下(包括0％)、

S：0.001～0.025％、

Al：0.050％以下(包括0％)、

Ti：0.005～0.100％、

REM：0.0001～0.0500％、

Zr：0.0001～0.0500％、

N：0.0020～0.0300％、

O：0.0005～0.0100％，

剩余部分为Fe以及不可避免杂质，

当量圆直径不足2μm的氧化物分散成含有500个/mm²以上，

当量圆直径在2μm以上的氧硫化物分散成含有40～1000个/cm²。

而且，形成所述当量圆直径在2μm以上的氧硫化物的REM、Zr、Ca、Mn、Mg、Al、Si的规定氧化物分别为REM₂O₃、ZrO₂、CaO、MnO、MgO、Al₂O₃、SiO₂，将形成所述氧硫化物的元素中的某一元素的规定氧化物的分子量除以该元素的原子量，然后乘以该元素的平均浓度，并将得到的值作为该元素的氧化物换算值时，REM的氧化物换算值、Mn的氧化物换算值以及S浓度相对于基于形成所述氧硫化物的所述各元素的平均浓度(质量％)算出的所述各元素的氧化物换算值和氧硫化物中的S的平均浓度的合计值的比例分别是，REM的氧化物换算值：10％以上、Mn的氧化物换算值：20％以下、S：3～20％。而且，在本发明中，所谓氧化物是指含有氧的中介物的总称，除了氧还含有硫的氧硫化物也包括在该范畴。另外，所谓当量圆直径，在假想与出现在组织观察面上的中介物粒子的截面的面积相当的圆时，是指该相当圆的直径。

另外，可以在上述基本成分中添加Ca：0.0003～0.0100％、A组(Ni：0.05～1.50％、Cu：0.05～1.50％、Cr：0.05～1.50％、Mo：0.05～1.50％)、B组(Nb：0.002～0.10％、V：0.002～0.10％)、B：0.0010～0.0050％之内的一种以上的元素，形成下述(1)到(4)的化学组成。

(1)基本成分+Ca

(2)基本成分或上述(1)的成分+从A组中选出的一种以上

(3)基本成分、上述(1)或上述(2)的成分+B组中选出的一种以上

(4)基本成分、上述(1)、上述(2)或上述(3)的成分+B

另外，在作为化学成分含有所述Ca时，优选的是所述当量圆直径不足2μm的氧化物内，除了氧以外的构成氧化物的元素的比例以质量％计算，Ti：10％以上、REM：5～50％、Zr：5％以上、Ca：5～40％的氧化物为300个/mm²以上。

发明效果

根据本发明的焊接用高张力厚钢板，在规定的钢组成下，钢中分散当量圆直径不足2μm的小的氧化物而含有500个/mm²以上，REM、Mn的氧化物换算值以及S浓度的比例为REM的氧化物换算值：10％以上、Mn的氧化物换算值：20％以下、S：3～20％的氧硫化物，由于当量圆直径2μm以上的氧硫化物分散在钢中，含有40～1000个/cm²，所以通过不足2μm的小氧化物的分散来抑制γ粒的粗大化和规定组成的2μm以上的氧硫化物的分散带来的粒内α变态的促进的协同作用，促进组织细微化，由此，即使对于高热能输入焊接也可以得到优越的HAZ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，按照有助于抑制γ粒粗大化的钢中的氧化物的尺寸和分布密度，有助于促进粒内α变态的氧硫化物的组成、尺寸以及分布密度，以及钢组成的顺序进行说明。

一般说，为了抑制γ粒粗大化，比较细微的中介物粒子以高密度分散是有效的，随着粒子尺寸的变大，γ粒粗大化就不能得到充分抑制。因此，本发明人在通过实验研究了可有效抑制γ粒粗大化的中介物粒子尺寸之后发现，通过使以当量圆直径来看为小于2μm的小氧化物分散成500个/mm²以上、优选分散成800个/mm²以上，由此抑制γ粒粗大化。在以当量圆直径来看为小于2μm的氧化物少于500个/mm²时，γ粒粗大化得不到充分抑制。

但是，在作为化学组成而含有规定量的Ca时，当量圆直径为小于2μm的氧化物(以下，有时记做“细微氧化物”)也不可避免含有Ca。这样的含Ca的细微氧化物不仅有抑制γ粒粗大化的效果，还起到促进粒内α变态的效果，可以进一步提高HAZ韧性。尤其通过将构成所述含Ca的细微氧化物的元素(但，除氧以外)的比例，以质量％看，控制为10％以上、REM：5～50％、Zr：5％以上、Ca：5～40％，由此进一步促进粒内α变态促进效果，进而通过使所述组成比的含Ca的细微氧化物在钢中存在300个/mm²以上、优选存在350个/mm²以上，由此，得到优越的粒内α变态促进效果，进而可以使HAZ韧性提高。

通过在钢材中添加Ca，或进而将构成氧化物的元素的比例如上所述适当控制，含Ca的细微氧化物有助于粒内α变态促进效果，对于该论点虽然并不一定明白，但推测如下。即，认为在无Ca添加时，作为细微氧化物的主体的REM氧化物，与α相的界面能量高，粒内α变态促进效果低，与此相对，通过添加Ca，使细微氧化物含有Ca，或进而如上述那样对构成含Ca的细微氧化物的元素的比例进行调整，由此界面能量下降，粒内α变态促进效果提高，进而通过使这样的组成的含Ca的细微氧化物生成规定个数密度以上，所述效果更有效地发现，

另外，作为促进粒内α变态的因素，本发明人发现，由于氧硫化物和γ相的热膨胀差，着眼于被导入氧硫化物周围的γ相的热膨胀变形，在氧硫化物尺寸以当量圆直径来看在2μm以上时，所述热膨胀变形被充分导入，由此促进了变形诱发的粒内α变态。进而，通过如下那样控制该氧硫化物的组成，与α相具有良好的晶格整合性的REM硫化物形成于氧硫化物表面，REM硫化物和α相的良好的晶格整合性引起的粒内α变态促进效果与变形导入带来的效果相乘作用，由此大幅度促进粒内α变态。

首先，在说明钢中的氧硫化物的组成时，对于其表现方法进行说明。在本发明中，为了容易直观地领会钢中的氧硫化物组成，对于构成氧硫化物的REM、Zr、Ca、Mn、Mg、Al、Si各元素，将REM₂O₃、ZrO₂、CaO、MnO、MgO、Al₂O₃、SiO₂作为这些元素的规定氧化物，在由EPMA测定的氧硫化物中的所述各元素的平均浓度上乘以(该元素的规定氧化物的分子量/该元素的原子量)，算出各个元素的氧化物换算值，之后，利用REM的氧化物换算值、Mn的氧化物换算值以及S浓度相对于上述七种元素的氧化物换算值以及氧硫化物中的S浓度的合计值的比例，表现氧硫化物组成。而且，Mg作为不可避免杂质存在。另外，作为构成钢中的氧硫化物的主要元素，除上述元素之外例举Ti，但由于Ti也可以作为氮化物存在，所以在EPMA测定时，仅检测出构成氧硫化物的元素是很难的。因此，在算出氧化物换算值时，不计算Ti。

表示基于上述表现的氧硫化物的组成的一例。通过EPMA测定得到的氧硫化物中的平均浓度(质量％)，在Ce＝17.1％、La＝7.9％、Zr＝8.0％、Ca＝0.1％、Mn＝7.6％、Mg＝0.2％、Al＝3.5％、Si＝2.7％、S＝5.9％时，Ce的基于Ce₂O₃的氧化物换算值是(17.1×Ce₂O₃的分子量/Ce的原子量)＝20.1，同样，各元素的氧化物换算值被算出是La的氧化物换算值＝9.3，Zr的氧化物换算值＝10.8，Ca的氧化物换算值＝0.2，Mn的氧化物换算值＝9.8，Mg的氧化物换算值＝0.3，Al的氧化物换算值＝6.6，Si的氧化物换算值＝5.9。相比于这些氧化物换算值和S浓度的合计68.9，例如REM(Ce和La的合计)的氧化物换算值的比例被算出为REM(Ce和La的合计)的氧化物换算值＝42.6％。

通过将对于当量圆直径在2μm以上的氧硫化物，对于构成其组成的REM、Mn以及S，对于REM₂O₃以及MnO的REM、Mn的氧化物换算值以及S浓度的比例保持为REM的氧化物换算值：10％以上、Mn的氧化物换算值：20％以下、S：3～20％，与α相具有良好的晶格整合性的REM硫化物形成在氧硫化物表面，REM硫化物和α相的良好的晶格整合性带来的粒内α变态促进效果和变形导入带来的效果相乘作用，大幅度促进粒内α变态。氧硫化物中的REM或Mn的各氧化物换算值或者S浓度的比例在脱离所述范围时，与α相具有良好的晶格整合性的REM硫化物不会以适当形态形成在氧硫化物表面，粒内α变态促进效果下降。REM、Mn的各氧化物换算值、以及S的优选比例是，REM的氧化物换算值：15％以上、Mn的氧化物换算值：15％以下，S：5～15％。

另外，在上述氧硫化物的当量圆直径小于2μm时，向氧硫化物的周围的γ相不会导入足够的变形，粒内α变态促进效果还是下降。为了充分得到这些氧硫化物的粒内α变态促进带来的HAZ韧性改善效果，需要使这些氧硫化物以40～1000个/cm²、优选以50～800个/cm²的密度分散。当该氧硫化物个数低于40个/cm²时，无法得到充分的粒内α变态，不会带来HAZ韧性的提高。另外，当个数超过1000个/cm²时，助长了脆性破坏，对HAZ韧性带来不良影响。

下面，说明本发明的厚钢板的化学组成及其成分限定理由。单位是质量％。

C：0.02～0.12％

C是确保钢材强度所必须的元素，在含量小于0.02％时，由于无法得到足够的强度，所以将下限设为0.02％。另外，在含量超过0.12％时，由于硬质MA组织(马氏体以及奥氏体的混合组织)的增加导致韧性下降，所以将上限设为0.12％。优选的下限为0.04％，优选的上弦为0.10％。

Si：0.40％以下(包括0％)

Si是通过固溶强化来确保钢材的强度的元素，在含量大于0.40％时，由于硬质MA组织的增加导致HAZ韧性下降，因此将上限设为0.40％。优选是0.35％以下(包括0％)。

Mn：1.0～2.0％

Mn是确保强度所必须的元素，在少于1.0％时，无法得到必要的强度，所以将下限设为1.0％。另外，在含量超过2.0％时，导致HAZ强度的过大上升，成为HAZ韧性下降的原因，因此将上限设为2.0％。优选的下限为1.4％，优选的上限为1.8％。

P：0.030％以下(包括0％)

P是由于粒界偏析而成为粒界破坏的原因的杂质元素，在含量超过0.030％时，导致HAZ韧性的下降，因此将上限设为0.030％。优选是0.02％以下(包括0％)。

S：0.001～0.025％

S是REM硫化物的生成所必须的元素，在含量少于0.001％时，得不到足够的REM硫化物，因此将下限设为0.001％。另外，在含量超过0.025％时，由于与REM量无关因固溶S的粒界偏析使得韧性下降，因此将上限设为0.025％。优选的下限是0.002％，优选的上限是0.020％。

Al：0.050％以下(包括0％)

Al是铸造时的脱氧所使用的元素，在含量超过0.050％时，形成粗大氧化物而导致HAZ韧性的下降，因此将上限设定为0.050％。优选是0.040％以下。

Ti：0.005～0.100％

Ti如后所述，是通过在REM、Zr之前添加而有助于形成细微氧化物的元素，在含量少于0.005％时，无法得到足够的效果，因此将下限设为0.005％。另外，在含量超过0.100％时，由于氧化物的粗大化导致HAZ韧性的下降，因此将上限设为0.100％。优选的下限为0.010％，优选的上限为0.080％。

REM(稀土类元素)：0.0001～0.0500％

REM是REM氧化物生成所必须的元素，在含量少于0.0001％时，由于无法充分生成REM硫化物，所以将下限设为0.0001％。另外，在含量超过0.0500％时，由于固溶REM的粒界偏析导致HAZ韧性的下降，所以将上限设为0.0500％。优选的下限为0.0005％，优选的上限为0.0400％。

Zr：0.0001～0.0500％

Zr是在铸造时通过在添加Ti之后添加，有助于形成当量圆直径小于2μm的细微氧化物的元素，在含量少于0.0001％时，无法充分得到其效果，因此将下限设为0.0001％。另外，在含量大于0.0500％时，形成粗大氧化物或带来析出强化的细微的碳化物，导致韧性下降，因此将上限设为0.0500％。优选的下限为0.0005％，优选的上限为0.0400％。

N：0.0020～0.0300％

N是形成Ti氮化物而带来韧性提高的元素，在含量小于0.0020％时，由于无法得到足够的效果，所以将下限设为0.0020％。另外，在含量超过0.0300％时，由于形成固溶N带来变形时效引起的韧性下降，所以将上限设为0.0300％。优选的下限为0.0030％，优选的上限为0.0250％。

O：0.0005～0.0100％

O是生成氧化物所必须的元素，在含量小于0.0005％时，由于无法得到足够量的氧化物，所以将下限设为0.0005％。另外，在含量超过0.0100％时，由于氧化物的粗大化会导致HAZ韧性的下降，所以将上限设为0.0100％。优选的下限为0.0010％，优选的上限为0.0080％。

进而另外，为了进一步提高钢材的机械性质，可以在上述基本成分中添加Ca：0.0003～0.0100％、A组(Ni：0.05～1.50％、Cu：0.05～1.50％、Cr：0.05～1.50％、Mo：0.05～1.50％)、B组(Nb：0.002～0.10％、V：0.002～0.10％)、B：0.0010～0.0050％中的一种以上，得到下述(1)到(4)的化学组成(剩余部分为Fe及不可避免杂质)。

(1)基本成分+Ca

(2)基本成分或上述(1)的成分+A组中的一种以上

(3)基本成分、上述(1)或上述(2)的成分+B组中的一种以上

(4)基本成分、上述(1)、上述(2)或上述(3)的成分+B

Ca是对于当量圆直径小于2μm的氧化物在粒内α变态促进效果的提高上有效的元素，在含量小于0.0003％时，由于无法充分得到其效果，所以将下限设为0.0003％。另外，在含量超过0.0100％时，由于氧化物的粗大化导致HAZ韧性的下降，所以将上限设为0.0100％。优选的下限为0.0010％，优选的上限为0.0080％。

Ni、Cu、Cr、Mo都是在钢材的高强度化上有效的元素，各自的含量在小于0.05％时，无法得到充分的该效果，因此将下限设为0.05％。另外，在各自的含量超过1.50％时，导致强度过大上升，带来韧性的下降，因此将上限设为1.50％。优选的下限为0.20％，上限为1.20％。

Nb、V都是通过形成碳氮化物而析出，抑制奥氏体粒粗大化的元素，在各自的含量小于0.002％时，无法得到充分的该效果，因此将下限设为0.002％。另外，在各自的含量超过0.10％时，形成粗大碳氮化物，导致韧性的下降，因此将上限设为0.10％。优选的下限为0.005％，上限为0.08％。

B是通过抑制粒界铁素体生成，使韧性提高的元素，在含量小于0.0010％时，无法得到充分的该效果，因此将下限设为0.001％。另外，在含量大于0.0050％时，形成BN析出到奥氏体粒界，导致韧性下降，因此将上限设为0.0050％。优选的下限为0.0015％，上限为0.0040％。

下面，对于本发明的焊接用高张力厚钢板的制造进行说明。在该制造中，为了形成上述当量圆直径不足2μm的细微氧化物、2μm以上的氧硫化物的分散组织，从铸造到辊轧前的再加热的制造条件是重要的。

为了得到上述细微氧化物、氧硫化物的分散，首先，熔炼基础钢(basesteel)使得本发明的厚钢板的钢组成中除了Ti、REM、Zr、Ca、O以外的其他成分大致成为上述钢组成，通过对Mn添加后的基础钢添加作为脱氧元素的Si、Al等，将Ti添加前的溶存氧量控制为0.0020～0.0100质量％。然后，为了以Ti添加前的溶存氧量、S量为基准，使由下式求出的Z值在0.58以上，在决定REM以及Zr添加量之后，在添加Ti之后，添加REM、Zr，添加Ca的情况下，在添加Ti后添加REM、Zr，进而之后添加Ca，熔炼、铸造本发明的规定组成的钢。

Z＝(3.5×[REM]—0.7×[O]+2.6×[Zr]+0.3)/([S]+0.5)

其中，[O]、[S]分别是Ti添加前的溶存O量、S量(都是质量％)，[REM]、[Zr]分别是REM、Zr的添加量(质量％)。

在Ti添加前的溶存氧量小于0.0020％时，无法充分确保当量圆直径小于2μm的氧化物。另外，在该溶存氧量大于0.0100％时，或在Ti之前添加REM、Zr时，形成粗大氧化物，还是无法充分得到当量圆直径小于2μm的氧化物。Z值是考虑到有助于REM硫化物形成的REM、S量，当Z值小于0.58时，由于S相对于REM的比例变得过高，所以产生固溶S，带来韧性的恶化。而且，Z值的计算式中的各元素量的系数通过实验决定。

在添加Ca时，为了使当量圆直径不足2μm的含Ca的细微氧化物，其中该含Ca的细微氧化物将其构成元素(此处除氧以外)的比例控制为Ti：10％以上、REM：5～50％、Zr：5％以上、Ca：5～40％，为了使所述组成的含Ca的细微氧化物向钢中分散300个/mm²以上，需要进行下述(1)以及(2)的控制。另外，具有上述构成元素比例的组成的含Ca的细微氧化物，即使不进行下述(1)以及(2)的控制，在添加Ti后通过添加Ca而在钢中生成一定数量，通过进行下述(1)、(2)的控制，可以将规定构成元素比例的含Ca的细微氧化物的个数增加到300个/mm²以上，可以显著提高粒内α变态促进效果。

(1)在添加Ti后添加REM、Zr，进而之后添加Ca

(2)使通过下式确定的最小浇铸时间(允许下限值)tm(min)小于从添加Ca到开始浇铸为止的时间t(min)(tm<t)式中的[Ca]、[REM]分别是以质量％表示的Ca、REM的添加量。

tm＝8—1.8×[Ca]/([REM]+0.01)

如上述(1)那样控制Ca添加时刻的理由如下所述。Ca由于氧化物生成能高，所以如果在Ti、REM、Zr之前添加Ca，则细微氧化物的主体变成Ca氧化物，具有构成元素比例为Ti：10％以上、REM：5～50％、Zr：5％以上、Ca：5～40％的范围内的组成的、显示高的粒内α变态能的含Ca的细微氧化物不满足规定个数(300个/mm²)。因此，Ca需要在REM、Zr之后添加。

另外，如上述(2)那样控制从添加Ca到开始浇铸的时间的理由如下。tm是用于控制Ca向细微氧化物溶入时间的参数。即使在最后添加Ca，为了使细微氧化物的组成达到规定范围，Ca溶入细微氧化物需要时间。为了确保该Ca溶入细微氧化物的时间，需要控制从添加Ca到开始浇铸的时间。由于仅次于Ca的氧化物生成能高的REM对Ca的溶入时间带来很大的影响，所以REM添加量相对于Ca添加量越多，Ca溶入所需要的时间越长。因此，如由规定tm的式子表示的那样，Ca添加量越少或REm添加量越多，tm越得到大的值。即使在REM添加量极少的情况下，由于Ca溶入也需要一定程度的时间，所以在tm式的分母中，在REM添加量上加上0.01的常数项。而且，tm的计算式中的各元素量的系数由实验决定。

对于铸造后的熔钢的冷却，将凝固进行的1450～1500℃的冷却时间控制为60～300s，此外，在辊轧前的再加热中，最高加热温度保持为1050～1200℃之间，且使从开始加热到开始辊轧为止的时间设为2hr以上。

在铸造时的1450～1500℃的冷却时间比60s短时，在氧硫化物表面不会形成足够量的REM硫化物，得不到必要的粒内α变态。另外，在该冷却时间超过300s时，导致氧化物的粗大化，成为韧性下降的原因。进而，在辊轧前的再加热中，在最高加热温度低于1050℃、或从开始加热到开始辊轧为止的时间比2hr短时，REM硫化物不会充分成长，得不到必要的粒内α变态。另一方面，在最高加热温度超过1200℃时，REM硫化物的生成量无法充分确保，得不到必要的粒内α变态。

根据上述条件冷却、再加热了的铸造片，按照通常的低碳钢的热辊轧，设辊轧开始温度为1100～900℃左右、辊轧结束温度为950～750℃左右，结束辊轧。辊轧结束后，只要例如以2～15℃/s左右的冷却速度，冷却到室温～500℃左右之间的冷却停止温度即可。冷却结束后，还可以进一步实施回火处理。

以下，举出实施例更具体说明本发明，但并不应解释为本发明限定于所述实施例。

【实施例】

利用真空熔解炉(150kg)，在添加Mn后的熔钢中添加Si等，控制溶存氧量，在考虑Z值的同时，决定REM、Zr添加量，除了一部分钢(表2的钢No.36)以外，添加Ti，之后添加REM、Zr，进而对于添加Ca的钢，除了一部分钢(表1的钢No.12)以外，在REM、Zr添加之后添加Ca，熔炼表1以及表2的钢。对于钢No.12，在添加REM、Zr之前添加Ca。对于添加了Ca的钢，一面控制从添加Ca到开始浇铸的时间t(min)，一面铸造这些熔钢，使其变化1450～1500℃的冷却时间t1(s)而凝固。使如此铸造的钢坯在辊轧前的再加热的最高加热温度Tm(℃)、从加热开始到开始辊轧的时间t2(hr)变化进行加热，在加热钢坯后，继续使辊轧开始温度为950℃左右、使最终辊轧温度为880℃左右，实施热辊轧，辊轧结束后，以冷却速度约为5℃/s进行水冷，制造厚度为80mm的厚钢板。在制造过程中的Ti添加前的溶存氧量[O](％)、Z值、t(min)、作为所述t的控制基准的最小浇铸时间(允许下限值)tm、t1(s)、Tm(℃)、t2(hr)的各值如表3、表4所示。

从得到的各厚钢板的t(板厚)/4的位置切出试验片，对在辊轧方向以及板厚方向平行的截面(垂直于辊轧面且沿着辊轧方向的截面)用电场放射式扫描型电子显微镜(装置名：SUPRA35、Carl Zeiss公司制)(以下称为FE—SEM)进行观察，通过以下要领测定当量圆直径为2μm以下的氧化物的个数密度。

首先，将FE—SEM的观察倍率设定为5000倍，具有0.0024mm²面积的视野随机选择20视野，对各视野的图像进行摄影。同时，用FE—SEM附属的EDS测定各视野中含有的最大直径2μm以下的各个中介物粒子中央部，将构成元素中含有氧的中介物粒子判定为氧化物。而且，对于最大径在0.2μm以下的中介物粒子，由于EDS测定的可靠性低，所以排除在测定对象之外。之后，利用图像处理软件(软件名：Image-Pro Plus、MediaCybernetic公司制)对得到的图像进行图像解析，算出这些氧化物之中当量圆直径小于2μm的氧化物的个数密度N1(个/mm²)。N1的值如表3、表4所示。

另外，对于含Ca的钢，利用EDS测定来判定上述N1个/mm²的氧化物之中的，构成元素的比例除了氧以外为Ti：10％以上、REM：5～50％、Zr：5％以上、Ca：5～40％的氧化物，以当量圆直径小于2μm的氧化物，构成的元素的比例算出上述氧化物的个数密度Ns(个/mm²)。Ns的值也一并在表3、表4中记载。而且，在氧化物组成的EDS测定时检测出的Fe认为受到母相Fe的影响，因此从测定中排除。

另外，同样，在得到的各厚钢板的t(板厚)/4位置，利用EPMA装置(装置名：EPMA—8705、岛津制作所制)观察与辊轧方向以及板厚方向平行的截面，按照以下要领测定满足REM的氧化物换算值：10％以上、Mn的氧化物换算值：20％以下、S：3～20％的、当量圆直径在2μm以上的氧硫化物的个数密度。

首先，将EPMA装置的观察倍率设定为200倍，对于在4mm×8mm的观察视野内存在的、当量圆直径在2μm以上的中介物粒子，进行以质量％表示的平均组成的定量分析。根据得到的分析结果，将含有O以及S的中介物粒子判定为氧硫化物，以各个氧硫化物中含有的REM(Ce、La)、Zr、Ca、Mn、Mg、Al、Si的平均浓度为基准，算出所述各元素相对于REM₂O₃、ZrO₂、CaO、MnO、MgO、Al₂O₃、SiO₂的氧化物换算值，求出这些氧化物换算值和氧硫化物中的S的平均浓度的合计值∑之后，算出REM、Mn的各氧化物换算值以及S的平均浓度被∑规格化了(除法计算了)的值，算出得到的值(比例)满足REM的氧化物换算值：10％以上、Mn的氧化物换算值：20％以下、X：3～20％的氧硫化物的个数密度N2(个/cm²)。N2的值在表3、表4中表示。

下面，从得到的各厚钢板上摘取焊接接头制作用试验片，按照以下要领实施各试验片的HAZ的夏氏冲击试验。对各焊接接头制作用试验片加工出V槽，以热能输入50kJ/mm实施电弧焊接，得到焊接接头。利用所述焊接接头摘取在焊接金属部附近的HAZ加工了缺口的夏氏冲击试验片，以试验温度—40℃实施夏氏冲击试验，测定得到的吸收能量vE_-40(J)。vE_-40(J)超过180J的，可以评价为HAZ韧性优越。得到的vE_-40的值一并在表3、表4中表示。

从表1～表4可知，发明例的试料No.1～35，由于适当控制厚钢板的组成、铸造以及辊轧前的再加热工艺，所以以当量圆直径不足2μm的小的氧化物、以及当量圆直径在2μm以上的氧硫化物、进而添加了Ca的试料中当量圆直径小于2μm的氧化物，成功使Ti：10％以上、REM：5～50％、Zr：5％以上、Ca：5～40％的氧化物分散，在HAZ韧性方面得到高的值。

另一方面，比较例的试料No.36在铸造时在添加Ti之前，由于添加了REM、Zr，所以不存在足够的、当量圆直径小于2μm的氧化物，HAZ韧性下降。另外，比较例的试料No.37～41、58虽然满足发明成分范围，但由于制造条件(Ti添加前的溶存氧量、Z值、铸造后的冷却过程中的1450～1500℃的冷却时间t1、辊轧前的再加热中的最高加热温度Tm、开始加热到开始辊轧的时间t2中的任一个)不恰当，另外虽然试料No.42～56制造条件适当，但钢的组成脱离了适当的范围，No.57在两方面都不适当，因此，没有得到规定的氧化物以及氧硫化物形态，或者大概由于粗大中介物的增加、杂质的增加、过度的强化、固溶元素的粒界偏析等原因，HAZ韧性下降。

【表1】

【表3】

(注)试料No.上标注记号^*的表示本发明例。

【表4】

(注)试料No.上标注记号^*的表示本发明例，没有标注记号^*的表示比较例。

Claims

1.一种焊接用高张力厚钢板，其特征在于，其化学组成以质量％计，含有：

C：0.02～0.12％、

Si：0.40％以下且包括0％、

Mn：1.0～2.0％、

P：0.030％以下且包括0％、

S：0.001～0.025％、

Al：0.050％以下且包括0％、

Ti：0.005～0.100％、

REM：0.0001～0.0500％、

Zr：0.0001～0.0500％、

N：0.0020～0.0300％、

O：0.0005～0.0100％，

剩余部分为Fe以及不可避免杂质，

当量圆直径不足2μm的氧化物分散成含有500个/mm²以上，

当量圆直径在2μm以上的氧硫化物分散成含有40～1000个/cm²，

形成所述当量圆直径在2μm以上的氧硫化物的REM、Zr、Ca、Mn、Mg、Al、Si的规定氧化物分别为REM₂O₃、ZrO₂、CaO、MnO、MgO、Al₂O₃、SiO₂，将形成所述氧硫化物的元素中的某一元素的规定氧化物的分子量除以该元素的原子量，然后乘以该元素的平均浓度，并将得到的值作为该元素的氧化物换算值时，REM的氧化物换算值、Mn的氧化物换算值以及S浓度相对于基于形成所述氧硫化物的所述各元素的质量％浓度的平均而算出的所述各元素的氧化物换算值和氧硫化物中的S的平均浓度的合计值的比例分别是，REM的氧化物换算值：10％以上、Mn的氧化物换算值：20％以下、S：3～20％，所述焊接用高张力厚钢板的高热能输入焊接时的热影响部的韧性优越。

2.如权利要求1所述的焊接用高张力厚钢板，其特征在于，

所述焊接用高张力厚钢板还含有以质量％计为0.0003～0.0100％的Ca。

3.如权利要求2所述的焊接用高张力厚钢板，其特征在于，

所述当量圆直径不足2μm的氧化物内，除了氧以外的构成氧化物的元素的比例以质量％计算为Ti：10％以上、REM：5～50％、Zr：5％以上、Ca：5～40％的氧化物为300个/mm²以上。

4.如权利要求1～3中任一项所述的焊接用高张力厚钢板，其特征在于，

除所述组成以外，还含有以下的(A)～(C)组中的至少一组，

(A)以质量％计算，Ni：0.05～1.50％、Cu：0.05～1.50％、Cr：0.05～1.50％、Mo：0.05～1.50％中的一种或两种以上、

(B)以质量％计算，Nb：0.002～0.10％、V：0.002～0.10％中的一种或两种以上、

(C)以质量％计算，B：0.0010～0.0050％。