CN103103440A - 焊接热影响部的韧性优异的厚钢板 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种即使进行大线能量焊接时，也能够使HAZ韧性的平均值和最小值提高的焊接热影响部的韧性优异的厚钢板。其满足规定的化学成分组成，由A＝104×[B]×(0.4+30×[Ti]-82×[N])求得的A值为5.0～25.0，除去氧的构成元素，以质量％计，含有满足2％＜Ti＜40％，5％＜Al＜30％，5％＜Ca＜40％，5％＜REM＜50％，2％＜Zr＜30％，1.5≤REM/Zr的氧化物，氧化物之中当量圆直径低于2μm的夹杂物存在300个/mm2以上，当量圆直径在2μm以上的夹杂物存在100个/mm2以下，Ti氮化物之中当量圆直径在1μm以上的Ti氮化物存在5个/mm2以下。

Description

焊接热影响部的韧性优异的厚钢板
技术领域
本发明涉及适用于桥梁或高层建筑物，船舶等的焊接结构物的厚钢板，更详细地说，高线能后的热影响部(以下，也称为HAZ)的韧性优异的厚钢板。
背景技术
近年，随着桥梁或高层建筑物、船舶等的焊接结构物的大型化，这种焊接结构物适用50mm以上的板厚的厚钢板变多，50mm以上的板厚的厚钢板的焊接变得不可避免。由于以上的情况，要求以提高焊接施工效率为目的的大线能量焊接。
但是，大线能量焊接时的HAZ，由于加热在高温奥氏体(γ)区域长时间保持后，进行徐冷，因此加热时的γ晶粒生长，因此，容易导致以冷却过程中的粗大铁素体(α)晶粒的生成为代表的组织的粗大化，这是大线能量焊接时的HAZ的韧性下降的原因。为此，开发将大线能量焊接时的HAZ的韧性(以下，也称为HAZ韧性)稳定保持在高水准的技术成为必要课题。
作为确保HAZ韧性的手段，提出了涉及通过氧化物、氮化物、硫化物等的夹杂物粒子产生的γ晶粒生长钉扎，以夹杂物粒子为起点的晶内α生成产生的组织的微细化的技术等。作为这种技术的提案例，有专利文献1或专利文献2中记载的技术，其中公开了通过使钢材中析出分散微细的Ti氮化物作为γ晶粒生长钉扎粒子，抑制大线能量焊接时的HAZ产生的奥氏体晶粒的粗大化，抑制HAZ韧性的劣化。但是，Ti氮化物在焊接线能增大时容易消失，存在不能得到稳定的HAZ韧性的课题，不能应对近年的焊接线能量的增大。
相对于此，在专利文献3～6中，公开了将在高温稳定的氧化物系夹杂物作为γ晶粒生长钉扎粒子进行利用的技术。但是，氧化物系夹杂物与Ti含有氮化物相比数量少，不能得到充分的钉扎效果，因此，不能充分应对大线能量焊接，需要进一步改善。
即，在专利文献3中，虽然记载有通过使含有REM和Zr的氧化物存在能够得到良好的HAZ特性，但是限于设定的线能量低的水准，不能说在大线能量焊接中也能够得到良好的HAZ特性。另外，在专利文献4中，记载有与专利文献3同样利用含有REM和Zr的氧化物的技术，虽然作为HAZ韧性评价了摆锤吸收能，但是在材料可靠性的观点上，认为不仅是平均值，还需要将最小值保持在高水准。
另外，在专利文献5中，记载有通过将氧化物系夹杂物和含Ti夹杂物的双方作为γ晶粒生长钉扎粒子进行利用，能够得到高HAZ韧性的技术。但是，考虑到近年的线能量增大倾向，含Ti夹杂物的利用有局限，需要尽早确立通过氧化物系夹杂物进行的提高高线能量的HAZ韧性的手段。另外，发明者们在专利文献6中，提出了活用微细氧化物系夹杂物γ晶粒生长钉扎效果的技术，但该技术是并用微细Mn硫化物的再析出抑制的技术，需要确定溶存氧量，并基于溶存硫量确定合金添加量的复杂的控制。
另外，作为涉及以夹杂物粒子为起点的晶内α生成带来的组织微细化的技术，在专利文献7中提出了利用含有Ti和REM的复合氧化物和MnS的技术，除此之外，发明者们在专利文献8中提出了通过控制夹杂物形状来促进晶内α生成的技术。这些技术是以相对于晶内α的生成，(晶内α/夹杂物)界面能低的夹杂物有效为前提而形成的。但是，晶内α生成时，(晶内α/γ)界面能的影响很大，简单地降低(晶内α/夹杂物)界面能，不能得到充分的晶内α的生成，因此，不能充分确保高线能量HAZ韧性。
另外，作为专利文献9，发明者们提出活用氧硫化物起点的晶内α生成的高HAZ韧性技术。但是，作为代价需要分散一定数量的2μm以上的尺寸比较大的大氧硫化物粒子，因此，该技术也不能充分确保高线能量HAZ韧性。即，在专利文献7记载的技术中，设定的线能量自身小，另外，专利文献8和专利文献9记载的技术中，虽然摆锤吸收能的平均值高，但是，最小值还有改善的余地，这就是现状。
另外，作为专利文献10和专利文献11，发明者们提出了通过分散控制了组织的氧化物来得到高HAZ韧性的技术。根据这些技术，能够实现焊接热影响部的韧性优异的厚钢板，但是在制造上，还存在应当改善的课题。
在专利文献10记载的技术中，为了实现规定的氧化物形态，基于Ca添加前的溶存氧量控制Ca添加量，但同时从添加Ti到添加Ca为止的时间需要控制在3～20分钟，因此，增加操作者的负担。另一方面，在专利文献11记载的技术中，从添加Ca到开始铸造为止，需要保持40分钟～90分钟，因此，在生产率上还有改善点。
【先行技术文献】
【专利文献】
【专利文献1】特开2001-98340号公报
【专利文献2】特开2004-218010号公报
【专利文献3】特开2001-20031号公报
【专利文献4】特开2007-247005号公报
【专利文献5】特开2008-223062号公报
【专利文献6】特开2009-179844号公报
【专利文献7】特开平7-252586号公报
【专利文献8】特开2008-223081号公报
【专利文献9】特开2009-138255号公报
【专利文献10】特开2010-168644号公报
【专利文献11】特开2011-219797号公报
发明内容
本发明鉴于上述现有情况而形成，其课题在于，提供即使进行大线能量焊接，也能够不仅提高HAZ韧性的平均值，而且还能提高其最小值，焊接热影响部的韧性优异，而且生产率也优异的厚钢板。
第一发明的焊接热影响部的韧性优异的厚钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.03～0.12％、Si：0.25％以下(含0％)、Mn：1.0～2.0％、P：0.03％以下(不含0％)、S：0.015％以下(不含0％)、Al：0.004～0.05％、Ti：0.010～0.050％、REM：0.0003～0.02％、Zr：0.0003～0.02％、Ca：0.0005～0.010％、N：0.002～0.010％、B：0.0005～0.0050％，余量是铁和不可避免的杂质，根据A＝104×[B]×(0.4+30×[Ti]-82×[N])求出的A值满足5.0≤A≤25.0，并且，除去氧的构成元素，以质量％计含有满足2％＜Ti＜40％、5％＜Al＜30％、5％＜Ca＜40％、5％＜REM＜50％、2％＜Zr＜30％、1.5≤REM/Zr的氧化物，并且，在所述氧化物中，当量圆直径低于2μm的氧化物为300个/mm2以上，当量圆直径为2μm以上的氧化物为100个/mm2以下，并且在所含有的Ti氮化物中，当量圆直径为1μm以上的Ti氮化物为5个/mm2以下。
其中，上式中[]表示各元素的含量(质量％)。
还有，包括上述记载，本发明中所谓当量圆直径是指，着眼于氧化物和Ti氮化物的大小，求出设定的与其面积相等的圆的直径，可以通过透射型电子显微镜(TEM)或扫描型电子显微镜(SEM)进行观察而求出。
第二发明是在第一发明的焊接热影响部的韧性优异的厚钢板中，以质量％计还含有从由Ni：0.05～1.50％、Cu：0.05～1.50％、Cr：0.05～1.50％、Mo：0.05～1.50％构成的群中选出的1种以上，并且，满足[Ni]+[Cu]+[Cr]+[Mo]＜2.5％。
其中，上式中[]表示各元素的含量(质量％)。
第三发明是在第一或第二发明的焊接热影响部的韧性优异的厚钢板中，以质量％计还含有Nb：0.002～0.10％和/或V：0.002～0.10％。
根据本发明，能够得到不仅小～中线能量焊接，而且在进行大线能量焊接时，也能够提高HAZ韧性的平均值和最小值，焊接热影响部的韧性优异，而且生产率也优异的厚钢板。
具体实施方式
本发明者们，对于在生产率比较高的制造条件下改善厚钢板的高线能量HAZ韧性的手段进行探索。其结果发现，通过确保氧化物起点的晶内α的生成，并且抵制作为HAZ韧性阻害因子的粗大Ti氮化物、粗大晶界铁素体的生成，能够使厚钢板的生产率和高线能量HAZ韧性并立。即发现通过适当控制氧化物组成，能够确保晶内α的生成，并且，能够抑制历来在熔钢中以氧化物为起点而结晶出的粗大Ti氮化物的生成，此外，通过适当地控制钢材成分，能够抑制粗大晶界铁素体的生成，因此能够得到具有优异大线能量HAZ韧性的厚钢板。
更详细地说，这些氧化物之中，使当量圆直径低于2μm的氧化物分散300个/mm2以上分散，并且当量圆直径为2μm以上的氧化物抵制在100个/mm2以下，确认到能够得到优异的HAZ韧性。
基于以上说明的这些结论，完成了本发明，规定各构成要件的理由如下所示。
(构去氧的构成元素，以质量％计满足2％＜Ti＜40％、5％＜Al＜30％、5％＜Ca＜40％、5％＜REM＜50％、2％＜Zr＜30％、1.5≤REM/Zr，当量圆直径低于2μm的氧化物为300个/mm2以上)
通过使氧化物的当量圆直径低于2μm，能够通过晶内α促进而促进HAZ韧性。若氧化物的当量圆直径达到2μm以上，则粗大Ti氮化物结晶时的障壁能力降低，粗大Ti氮化物的生成量增加。另外，氧化物的组成，以质量％计，若从2％＜Ti＜40％、5％＜Al＜30％、5％＜Ca＜40％、5％＜REM＜50％、2％＜Zr＜30％、1.5≤REM/Zr这样的范围脱离，则无法获得充分的晶内α生成。特别是，使氧化物中的REM/Zr比(质量％)为1.5以上，在熔钢中生成于氧化物的表面的粗大晶出Ti氮化物量减少。另外，若当量圆直径低于2μm的氧化物比300个/mm2少，则晶内α生成的起点不足，因此晶内α的生成量还是减少，得不到充分的HAZ韧性。
(当量圆直径在2μm以上的氧化物为100个/mm2以下)
满足上述组成的氧化物之中，当量圆直径为2μm以上的氧化物，因为助长脆性破坏，使HAZ韧性劣化，所以优选尽可能少。从这一观点出发，在本发明中，当量圆直径为2μm以上的氧化物规定为100个/mm2以下。
(当量圆直径在1μm以上的Ti氮化物为5个/mm2以下)
若当量圆直径在1μm以上的Ti氮化物的个数超过5个/mm2，则助长脆性破坏，使HAZ韧性劣化。这样的Ti氮化物，除了具有长方体形状，与钢相比，硬度也高得多，因此，具有由于应力集中而使HAZ韧性显著劣化的特性。因此，粗大Ti氮化物比粗大氧化物更需要严密控制。
(制造方法)
为了制造满足上述要件的本发明的厚钢板，即，除去氧的构成元素，以质量％计，含有满足2％＜Ti＜40％，5％＜Al＜30％，5％＜Ca＜40％，5％＜REM＜50％，2％＜Zr＜30％，1.5≤REM/Zr的氧化物，并且，所述氧化物之中，当量圆直径低于2μm的氧化物存在300个/mm2以上，当量圆直径为2μm以上的氧化物存在100个/mm2以下，并且所含有的Ti氮化物之中，当量圆直径在1μm以上的粗大Ti氮化物的存在个数为5个/mm2以下的厚钢板，需要满足以下的制造要件而制造厚钢板。
该制造要件为，在熔炼时，通过使用Mn、Si等的脱氧而使熔钢中的溶存氧量以质量％计达到0.002～0.01％后，使REM添加量[REM]和Zr添加量[Zr]的质量比，即[REM]/[Zr]为1.8以上，按Al→Ti→(REM、Zr)→Ca的顺序，一边控制从REM或Zr的添加到Ca添加的时间t1使之为10分钟以上，一边添加各元素，再使铸造时的1500～1450℃的温度范围的冷却时间t2为300秒以内即可。其次，对于这些制造要件的规定理由进行详细说明。
·通过使用Mn、Si等的脱氧而使熔钢中的溶存氧量为0.002～0.01％
若溶存氧量低于0.002％，则不能确保需要量的构成晶内α生成的起点的具有适当的组成的氧化物。另外，若溶存氧量超过0.01％，则当量圆直径为2μm以上的粗大氧化物增加，使HAZ韧性劣化。
·使REM添加量[REM]和Zr添加量[Zr]的质量比：[REM]/[Zr]为1.8以上
从·REM或Zr的添加至Ca添加的时间t1为10分钟以上
本发明中规定的氧化物所具有的特征是，具有晶内α的生成促进作用，并且难以作为粗大Ti氮化物的结晶起点发挥功能。特别是为了使氧化物中的REM/Zr比(质量％)为1.5以上，使REM添加量[REM]与Zr添加量[Zr]的质量比、即[REM]/[Zr]为1.8以上，并且在添加作为强脱氧元素的Ca之前，需要使REM或Zr的氧化物形成反应充分进行。具体来说，通过将REM或Zr的添加至Ca添加的时间t1控制在10分钟以上，能够得到满足规定的个数密度的REM/Zr≥1.5的氧化物。若从REM或Zr的添加至Ca添加的时间t1低于10分钟，则满足REM/Zr≥1.5的氧化物不足。
还有，在熔炼时，按照Al→Ti→(REM、Zr)→Ca的顺序添加的理由在于，若以该添加顺序以外的顺序添加各元素，则不能确保需要数量的构成晶内α生成的起点的具有适当的组成的氧化物。特别是因为Ca是脱氧力极强的强脱氧元素，所以若在Ti和Al之前添加，则与Ti和Al结合的氧显著变少。
·铸造时的1500～1450℃的冷却时间t2在300秒以内
若铸造时的1500～1450℃的冷却时间t2超过300秒，则凝固时的成分偏析导致粗大Ti氮化物结晶，HAZ韧性劣化。
(化学成分组成)
接下来，对于本发明的厚钢板的化学成分组成进行说明。本发明的厚钢板，即使先前说明的氧化物的分散状态等适当，如果各个化学成分(元素)的含量不在适正范围内，则仍不能使母材(厚钢板)的特性和HAZ良好。因此，在本发明的厚钢板中，各个化学成分的含量处于以下说明的范围内也一并成为要件。这些化学成分之中，构成氧化物的Al、Ca、Ti等的含量，如其作用效果表明的那样，含有构成氧化物的量。还有，下述的化学成分的含量(％)全部表示质量％。
C：0.03～0.12％
C是用于确保钢板的强度的必须元素。C的含量比0.03％低时，不能确保必要的强度。另一方面，若C的含量过剩，则硬质的岛状马氏体(MA)大量生成，会招致母材的韧性劣化。因此，C的含量需要在0.12％以下。C的含量的优选下限为0.04％，优选上限为0.10％。
Si：0.25％以下(含0％)
Si不是必须元素，但在通过固溶强化而确保强度上是有用的元素。但是，若过剩地添加，则在HAZ中，硬质的岛状马氏体(MA)增加，将招致HAZ韧性的劣化。因此，Si的含量的上限为0.25％。另外，优选上限为0.21％，更优选上限为0.18％。
Mn：1.0～2.0％
Mn在确保钢板的强度上是有用的元素。为了有效地发挥这样的效果，需要使之含有1.0％以上。但是，若超过2.0％使之过剩地含有，则HAZ的强度过度上升而韧性劣化，因此Mn的含量为2.0％以下。Mn的含量的优选下限为1.4％，优选上限为1.8％。
P：0.03％以下(不含0％)
P是容易经起晶界断裂，对韧性造成不良影响的杂质元素，因此优选其含量尽可能少。从确保HAZ韧性这一观点出发，P的含量需要抑制在0.03％以下，优选为0.02％以下。但是，工业上使钢中的P达到0％有困难。
S：0.015％以下(不含0％)
S在HAZ中，在旧奥氏体晶界形成Mn硫化物，是使HAZ韧性劣化的元素，优选其含量尽可能少。从确保HAZ韧性这一观点出发，S的含量需要抑制在0.015％以下，优选为0.010％以下。但是，工业上使钢中的S达到0％有困难。
Al：0.004～0.05％
Al是形成构成晶内α的起点的氧化物的元素。若其含量低于0.004％，则得不到规定的氧化物形态，并且使粗大Ti氮化物结晶出来。另一方面，若含量过剩，则粗大氧化物生成，HAZ韧性劣化，因此需要抑制在0.05％以下。Al的含量的优选下限为0.007％，优选上限为0.04％。
Ti：0.010～0.050％
通过在REM、Zr、Ca之前添加Ti，可以使具有晶内α的生成促进作用的氧化物微细分散。为了有效地发挥这一效果，需要使Ti含有0.010％以上。但是，若其含量过剩，则粗大Ti氮化物大量结晶而使HAZ韧性劣化，因此需要抑制在0.050％以下。Ti的含量的优选下限为0.012％，优选上限为0.035％，更优选上限为0.025％。
REM：0.0003～0.02％，Zr：0.0003～0.02％
REM(稀土类元素)和Zr，在Ti的添加后，Ca的添加之前添加，从而形成对晶内α的生成有效的氧化物。通过Ti氮化物复合析出，这些氧化物成为更合适的晶内α生成部位。这样的效果随着其含量增加机而增大，但为了有效地发挥这一效果，需要使之均含有0.0003％以上。但是，若其过剩地含有，则氧化物变得粗大而使HAZ韧性劣化，因此均应该抑制在0.02％以下。其含量的更优选下限为0.0005％，更优选上限为0.015％。
Ca：0.0005～0.010％
Ca距Ti、REM、Zr的添加10分钟以上后添加，对于晶内α的生成有效，且形成抑制粗大Ti氮化物的结晶的氧化物。为了有效地发挥这样的效果，需要使之含有0.0005％以上。但是，若其含量过剩，则粗大氧化物生成，HAZ韧性劣化，因此需要抑制在0.010％以下。Ca的含量的优选下限为0.0008％，优选上限为0.008％。
N：0.002～0.010％
N形成微细的Ti氮化物，从而在确保HAZ的韧性上是有用的元素。通过使其含量在0.002％以上，能够确保期望的Ti氮化物。但是，若其含量过剩，则助长粗大Ti氮化物的结晶，因此需要抑制在0.010％以下。N的含量的优选下限为0.003％，优选上限为0.008％。
B：0.0005～0.005％
即使晶内α生成，粗大Ti氮化物的结晶得到抑制，若在HAZ有粗大的晶界铁素体生成，则所得到的HAZ韧性仍受限制。B抑制粗大的晶界铁素体的生成，具有改善HAZ韧性的效果。该效果随着其含量增加而增大，为了有效地发挥这一效果，需要使之含有0.0005％以上。但是，若其含量过剩，则来自旧奥氏体晶界的粗大贝氏体斗(ベイナイトバケツトbainite bucket)促进，使HAZ韧性劣化，因此优选抑制在0.005％以下。B的含量的优选下限为0.0010％，更优选下限为0.0015％，优选上限为0.004％。
以上是本发明中规定的必须含有的元素，余量是铁和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，允许因原料、物资、制造设备等的状况而掺杂的Sn、As、Pb等的元素的混入。另外，进一步积极地含有以下所示的元素也有效，根据所含有的化学成分(元素)的种类，厚钢板的特性得到进一步改善。
从Ni：0.05～1.50％、Cu：0.05～1.50％、Cr：0.05～1.50％、Mo：0.05～1.50％所构成的群中选择的1种以上
Ni、Cu、Cr和Mo均是对于钢板的高强度化有效的元素，此效果随着其含量增加而增大。为了有效地发挥这一效果，均优选使之含有0.05％以上。但是，若其过剩地含有，则招致强度的過大上升，使HAZ韧性劣化，因此均优选抑制在1.50％以下。其含量的更优选下限为0.10％，更优选上限为1.20％。
Nb：0.002～0.10％和/或V：0.002～0.10％
Nb和V作为碳氮化物析出，抑制γ晶粒的粗大化，在使母材韧性良好上是有效的元素。此效果随着其含量增加而增大，而为了有效地发挥这一效果，均优选使之含有0.002％以上。但是，若其过剩地含有，则招致HAZ组织的粗大化，使HAZ韧性劣化，因此均优选抑制在0.10％以下。其含量的更优选下限为0.005％，更优选上限为0.08％。
(参数)
在满足以上的化学成分组成的基础上，本发明的厚钢板，根据A＝104×[B]×(0.4+30×[Ti]-82×[N])这一算式求得的A值，需要满足5.0≤A≤25.0(其中，上式中[]表示各元素的含量(质量％)。)。为了抑制粗大晶界铁素体的生成而添加B后，必须确保游离B。由上式求得的A值就是用于控制游离B量，若此A值低于5.0，则不能抑制粗大晶界铁素体的生成，另一方面，若A值超过25.0，则来自奥氏体晶界的粗大贝氏体斗被促进，HAZ韧性降低。
还有，在用于求得A值的上式中，各元素的系数、控制范围基于以下的考虑实验求得。
B在钢中主要作为游离B和B氮化物存在，因此游离B量由B添加量和B氮化物量大体决定。B氮化物以如下方式生成，即在HAZ高温加热时，由于Ti氮化物的溶解而产生的游离N在其后的冷却过程中与B结合而生成。因此，在导出上式时，通过使用了热力学计算软件Thermo-Calc的计算，求得表示HAZ高温加热(1400℃)时的游离N量的[Ti]、[N]的一次回归式。此外，在HAZ冷却时生成的B氮化物量，被认为与游离N量和添加B量的积成正比，通过与实验上求得的游离B量比较，决定比例系数。将如此计算出的表示B氮化物量的算式从添加B量中减去，就是A＝104×[B]×(0.4+30×[Ti]-82×[N])这一算式。
另外，在化学成分组成的说明中，说明的是含有从Ni、Cu、Cr、Mo所构成的群中选择的一种以上有效，但这种情况下，其含量(质量％)需要满足[Ni]+[Cu]+[Cr]+[Mo]＜2.5％。
粗大Ti氮化物在熔钢的凝固阶段，由于凝固偏析而结晶成为Ti、N稠化的液相。若[Ni]+[Cu]+[Cr]+[Mo]超过2.5％，则凝固温度低温化，致使液相残存直至粗大Ti氮化物结晶的驱动力变大的低温，因此粗大Ti氮化物的生成量增加。
本发明是涉及厚钢板的发明，一般所谓厚钢板，如JIS所定义的，表示板厚为3.0mm以上的钢板。另一方面，本发明的厚钢板，是以50mm以上的板厚的厚钢板的焊接作为对象而发明的，作为对象的钢板，设想是板厚能够达到50mm以上的钢板，这些不过仅仅是优选的形态，不排除将本发明适用于低于50mm的板厚的厚钢板。
【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限制，在能够适合本发明的宗旨的范围也可以适宜加以变更实施，这些均包含在本发明的技术的范围内。
在本发明的实施例中，首先，用真空熔炉(VIF：150kg)熔炼表1和表2所示的各成分组成的钢之后，使用该熔钢铸造铸片(截面形状：150mm×250mm)，再使用该铸片进行热轧，得到板厚80mm的热轧板。还有，热轧条件为，轧制前加热：1100℃×3小时，终轧温度：780℃以上，至450℃的平均冷却速度：6℃/s，冷却停止温度：450℃。
在制造该热轧板(厚钢板)时，控制的各条件显示在表3和表4中。该条件为，Al(Ti)添加前的熔钢中的溶存氧量[Of](质量％)，Al、Ti、REM、Zr、Ca的添加顺序，从REM或Zr添加至Ca添加的时间t1，REM添加量[REM]与Zr添加量[Zr]的质量比：[REM]/[Zr](表中记述为REM/Zr)，铸造时的1500～1450℃的冷却时间t2。
还有，在表1和表2中，REM以质量％计含有Ce为50％左右和La为25％左右的混合稀土金属的形态添加。另外，在表1和表2中，“-”表示没有添加该元素。
另外，有表3和表4中，Al、Ti、REM、Zr、Ca的添加顺序为Al→Ti→(REM，Zr)→Ca的顺序时由“○”表示，其以外的顺序时由“×”表示。
Figure BDA00002366967000141
Figure BDA00002366967000151
【表3】
No. [Of](质量.％) 添加顺序 t1(min) REM/Zr t2(s)
1 0.0028 ○ 12 2.3 266
2 0.0044 ○ 30 1.8 281
3 0.0031 ○ 25 1.8 270
4 0.0050 ○ 12 2.5 273
5 0.0039 ○ 12 2.5 273
6 0.0030 ○ 10 3.7 269
7 0.0027 ○ 12 1.8 292
8 0.0044 ○ 20 2.0 246
9 0.0051 ○ 12 1.8 270
10 0.0069 ○ 70 4.5 285
11 0.0051 ○ 40 2.5 276
12 0.0023 ○ 12 2.0 281
13 0.0075 ○ 45 10.0 244
14 0.0038 ○ 12 1.8 185
15 0.0024 ○ 15 2.4 246
16 0.0020 ○ 25 2.7 255
17 0.0028 ○ 16 12.0 215
18 0.0046 ○ 25 2.7 244
19 0.0088 ○ 25 3.0 256
20 0.0051 ○ 12 2.3 269
21 0.0042 ○ 60 2.0 271
22 0.0028 ○ 50 4.8 255
23 0.0030 ○ 12 25.0 264
24 0.0030 ○ 25 2.3 210
25 0.0095 ○ 23 1.9 270
26 0.0026 ○ 12 5.0 241
27 0.0055 ○ 12 2.0 205
28 0.0034 ○ 60 1.9 222
29 0.0029 ○ 35 2.7 276
30 0.0067 ○ 30 1.8 282
【表4】
Figure BDA00002366967000161
使用由以上的要件制造的各热轧板(厚钢板)，通过下述的测量求出当量圆直径低于2μm的氧化物的个数密度N1、当量圆直径为2μm以上的氧化物的个数密度N2、当量圆直径为1μm以上的Ti氮化物的个数密度N3和HAZ韧性。这些测量结果显示在表5和表6中。
(当量圆直径低于2μm的氧化物的个数密度的测量)
从距各厚钢板的表面深t/4(t：板厚)的位置切下试验片(以试验片的轴心通过t/4的位置的方式提取)，使用Carl Zeiss社制的电场放射式扫描型电子显微镜“SUPRA35(商品名)”(以下，称为FE-SEM)，观察与轧制方向和板厚方向平行的截面。其观察条件为，倍率：5000倍，观察视野：0.0024mm2，观察处所：20处。通过图像分析，测量该观察视野中的各氧化物的面积，根据其面积计算各氧化物的当量圆直径。还有，各氧化物满足上述成分组成的，由EDX(能量色散型X射线检测仪)确认。EDX的成分组成测量时的加速电压为15kV，测量时间为100秒。然后，将当量圆直径低于2μm的氧化物的个数(N1)换算成相当于1mm2的个数密度求得。但是，关于当量圆直径为0.2μm以下的氧化物，因为EDX的可靠性不充分，所以从分析中排除。
(当量圆直径为2μm以上的氧化物的个数密度的测量)
从距各厚钢板的表面深t/4(t：板厚)的位置切下试验片(以试验片的轴心通过t/4的位置的方式提取)，使用FE-SEM观察与轧制方向和板厚方向平行的截面。其观察条件为，倍率：1000倍，观察视野：0.06mm2，观察处所：20处。通过图像分析，测量该观察视野中的各氧化物的面积，根据其面积计算出各氧化物的当量圆直径。还有，各氧化物满足上述的成分组成的，由EDX(能量色散型X射线检测仪)确认。EDX的成分组成测量时的加速电压为15kV，测量时间为100秒。然后，将当量圆直径为2μm以上的氧化物的个数(N2)换算成相当于1mm2相当的个数密度求得。
(当量圆直径为1μm以上的Ti氮化物的个数密度的测量)
从距各厚钢板的表面深t/4(t：板厚)的位置切下试验片(以试验片的轴心通过t/4的位置的方式提取)，使用光学显微镜，以倍率：200倍拍摄与轧制方向和板厚方向平行的截面20个视野，统计粗大Ti氮化物的个数，换算成相当于1mm2的个数密度求得。测量图像的面积每1个视野0.148mm2，每1个试料2.96mm2。Ti氮化物的鉴定基于形状和颜色进行，有棱角的形状且鲜明的橙色的夹杂物视为Ti氮化物。另外，Ti氮化物的当量圆直径由分析软件计算。还有，粗大Ti氮化物，多以氧化物为起点结晶出来，但这种情况下，内部的氧化物从当量圆直径的计测的对象中除外。
(HAZ韧性的评价)
从各厚钢板上，提取焊接接头用试验片，实施V坡口加工后，以线能量：50kJ/mm实施气电立焊。从这些试验片上，在距各厚钢板的表面深t/4(t：板厚)的位置的焊接线(熔合线)邻域的HAZ，提取加工出切口的摆锤冲击试验片(JIS Z 2202的V切口试验片)各3个，在-40℃下进行摆锤冲击试验，测量吸收能(VE-40)，求得其平均值和最小值。根据此测量结果，VE-40的平均值超过180J，最小值超过120J的，评价为HAZ韧性优异。
另外，除了以线能量：60kJ/mm实施气电立焊以外，以其他完全与上述的条件相同的条件也进行摆锤冲击试验，测量3个试验片的吸收能(VE-40)，求得其平均值。根据此测量结果，VE-40的平均值超过120J的，评价为HAZ韧性优异。
【表5】
Figure BDA00002366967000191
【表6】
Figure BDA00002366967000201
No.1～30是满足本发明的要件的发明例，化学成分组成、氧化物、Ti氮化物的分散等适当，可知线能量处于50kJ/mm时的HAZ韧性(平均值和最小值)，以及线能量处于60kJ/mm时的HAZ韧性(平均值)优异。即，No.1～30能够称为焊接热影响部的韧性优异的厚钢板。
相对于此，No.31～52是不满足本发明的要件之中某一要件比较例，可知使线能量处于50kJ/mm时的HAZ韧性(平均值和最小值)，和使线能量处于60kJ/mm时的HAZ韧性(平均值)某些不满足评价标准。

Claims (3)

1.一种焊接热影响部的韧性优异的厚钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.03～0.12％、Si：0.25％以下且含0％、Mn：1.0～2.0％、P：0.03％以下但不含0％、S：0.015％以下但不含0％、Al：0.004～0.05％、Ti：0.010～0.050％、REM：0.0003～0.02％、Zr：0.0003～0.02％、Ca：0.0005～0.010％、N：0.002～0.010％、B：0.0005～0.0050％，余量是铁和不可避免的杂质，
根据A＝104×[B]×(0.4+30×[Ti]-82×[N])的算式求得的A值满足5.0≤A≤25.0，
并且，还含有氧以外的构成元素以质量％计满足2％＜Ti＜40％、5％＜Al＜30％、5％＜Ca＜40％、5％＜REM＜50％、2％＜Zr＜30％、1.5≤REM/Zr的氧化物，并且，在所述氧化物之中，当量圆直径低于2μm的氧化物存在300个/mm2以上，当量圆直径在2μm以上的氧化物存在100个/mm2以下，
并且，在所含有的Ti氮化物之中，当量圆直径在1μm以上的Ti氮化物为5个/mm2以下，
其中，上式中[]表示各元素的质量百分比含量。
2.根据权利要求1所述的焊接热影响部的韧性优异的厚钢板，其特征在于，以质量％计还含有从由Ni：0.05～1.50％、Cu：0.05～1.50％、Cr：0.05～1.50％、Mo：0.05～1.50％构成的群中选择的一种以上的元素，
并且，满足[Ni]+[Cu]+[Cr]+[Mo]＜2.5％，
其中，上式中[]表示各元素的质量百分比含量。
3.根据权利要求1或2所述的焊接热影响部的韧性优异的厚钢板，其特征在于，以质量％计还含有Nb：0.002～0.10％和/或V：0.002～0.10％。
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