CN118679276A - 大线能量焊接用钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的目的在于提供一种在大线能量焊接后的熔合线附近的HAZ中可得到优良的韧性的钢材。一种大线能量焊接用钢板，其具有具备特定的组成、并且Ca、O、S满足规定的关系式、并且C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V满足规定的关系式、并且Ti、N满足规定的关系式、余量为Fe和不可避免的杂质的成分组成，钢板的板厚1/4位置处的铁素体以体积分率计为60%以上，上述铁素体中，经受了加工的铁素体的体积分率为30%以上且95%以下，并且铁素体晶粒单体的硬度以维氏硬度计为120以上。

Description

大线能量焊接用钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合于在造船、建筑、土木等各种结构物中使用的大线能量焊接的焊接热影响区的韧性优良的钢板及其制造方法。
背景技术
在造船、建筑、土木等领域中使用的钢材通常通过焊接接合来制作成想要的形状构件，构筑结构物。这些结构物对使用的人和周围环境的安全性很重要，所使用的钢材的韧性自不必说，对于焊接部也要求韧性优良。
近年来，这些结构物、船舶具有大型化的倾向，所使用的钢材也高强度化、厚壁化。除此以外，在国内外的劳动人口发生变化的背景下，提高结构物的施工效率以及降低施工成本也受到重视，正在推进埋弧焊、气电焊和电渣焊等高效率的大线能量焊接的应用。通常已知如果焊接线能量增加，则焊接热影响区(Heat Affected Zone，以下称为HAZ)的组织粗大化，因此使HAZ的韧性降低。
对于这样的大线能量焊接引起的韧性的降低，迄今为止提出了很多对策。例如，在专利文献1中公开了利用由TiN的分散带来的抑制HAZ中奥氏体晶粒的粗大化以及作为铁素体相变核的作用的技术(钉扎效应)。另外，在专利文献2中公开了使Ti的氧化物分散的技术，在专利文献3中公开了组合BN的铁素体成核能力的技术。此外，在专利文献4中还已知有通过适当含有Ca来控制硫化物的结晶从而得到大线能量焊接的高韧性的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2011/148754号
专利文献2：日本特开昭57-51243号公报
专利文献3：日本特开昭62-170459号公报
专利文献4：日本专利第3546308号公报
发明内容
发明所要解决的问题
专利文献1、2通过抑制HAZ高温区域的奥氏体粗大化，并且促进冷却过程中的铁素体相变，从而进行控制以便抑制或不生成作为脆化组织的上贝氏体，以提高HAZ的韧性。但是，进行大线能量焊接时，在熔合线附近被加热至TiN的溶解温度，因此，TiN分解，由于生成的固溶Ti和固溶N使得相变的铁素体晶粒硬化和脆化。另外，根据上述现有技术，在焊接金属与HAZ的边界容易生成铁素体，并容易以铁素体晶粒的形式粗大化。由于它们叠加，粗大的铁素体晶粒还成为容易成为脆性裂纹的起点的组织，存在HAZ韧性降低的问题。另外，专利文献3、4中，除了TiN以外，还将BN和硫化物结晶作为大线能量焊接的热影响区中的铁素体的成核位点。在大线能量焊接中，在板厚的中心和埋弧焊中与焊剂接触的钢板的表背层，投入的线能量的扩散差，高温下保持的时间有变长的倾向。在该区域中铁素体晶粒容易粗大化，成为脆性裂纹的起点，由此存在使HAZ韧性降低的问题。
除此以外，为了钢板的高强度化，通常添加以C为代表的合金元素、增加钢板的轧制中的压下率。但是，担心合金元素的添加降低钢板自身而不只限于HAZ的韧性、增加成本。此外，钢板的轧制的高度化导致与制造负荷的增加相伴的制造成本的增加。
因此，本发明的目的在于，解决现有技术所存在的上述问题，提供一种在大线能量焊接后的熔合线附近的HAZ中可得到优良的韧性的高强度钢板。
需要说明的是，在本说明书中，“大线能量焊接”是指线能量为80kJ/cm以上的焊接，具体而言，可以列举埋弧焊为例。另外，“熔合线附近”是指由于焊接线能量而最高温度达到1450℃以上的热影响区。
另外，在本说明书中，钢板的“高强度”是指屈服点或0.2%耐力为235MPa以上、拉伸强度为400MPa以上，“韧性优良”是指在母材、HAZ部的2mmV型缺口夏比冲击试验中延性脆性转变温度(vTrs)分别为-100℃以下、-55℃以下。
用于解决问题的方法
本发明人反复进行了各种研究，结果发现，关于大线能量焊接后的HAZ韧性，除了迄今为止已知的作为脆化组织的上贝氏体、岛状马氏体和渗碳体以外，在上贝氏体等脆化组织的晶界生成的铁素体晶粒也成为脆性断裂的起点。而且，还发现HAZ的显微组织形态与母材的淬透性有关。母材的淬透性低时，在熔合线附近的HAZ中生成由粗大的晶界铁素体和针状铁素体构成的显微组织。特别是，此时的晶界铁素体的粒径最大达到200μm，与母材的组织相比，粗大化变得显著。如果该组织在低温下受到外力，则对于粗大的晶界铁素体，在被周围的硬度较高的针状铁素体阻碍变形的状态下作用的应力增加，满足解理裂纹的发生条件而成为脆性断裂的起点。另一方面，母材的淬透性显著高时，在熔合线附近的HAZ中生成由上贝氏体和侧板条铁素体构成的显微组织。如果该组织在低温下受到外力，则在上贝氏体内部的岛状马氏体、渗碳体等硬质析出物的附近带来局部的应力集中，成为脆性断裂的起点。因此，为了在熔合线附近的HAZ中形成由作为细粒的晶界铁素体和针状铁素体构成的显微组织，适当地控制母材的淬透性很重要。
发现为了提高大线能量焊接的钢板的熔合线附近的HAZ韧性，重要的是：以适当的比率含有Ti和N以使HAZ高温区域中的TiN稳定，并且为了表现出TiN的钉扎效应而优化钢板的淬透性。
另外发现，通过优化母材的显微组织分率，确保作为软质相的铁素体晶粒的作为单体的硬度，能够确保钢板的韧性和强度特性。
本发明是基于上述见解进一步加以研究而完成的。即，本发明的主旨如下所述。
[1] 一种大线能量焊接用钢板，其具有以质量%计含有C：0.03%以上且0.15%以下、Si：0.05%以上且0.25%以下、Mn：1.00%以上且2.00%以下、Al：0.005%以上且0.10%以下、Ti：0.004%以上且0.030%以下、N：0.0036%以上且0.0100%以下、P：0.030%以下、S：0.0005%以上且0.0030%以下、Ca：0.0005%以上且0.0030%以下、O：0.0040%以下、并且Ca、O、S满足下述(1)式、并且C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V满足下述(2)式、并且Ti、N满足下述(3)式、余量为Fe和不可避免的杂质的成分组成，
钢板的板厚1/4位置处的铁素体以体积分率计为60%以上，上述铁素体中，经受了加工的铁素体的体积分率为30%以上且95%以下，并且铁素体晶粒单体的硬度以维氏硬度计为120以上。
0.2≤(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S≤0.8 …(1)
其中，Ca、O、S表示各元素的含量(质量%)。不含有的元素设为0。
0.30≤C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5≤0.36 …(2)
其中，C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V表示各元素的含量(质量%)。不含有的元素设为0。
1.5≤Ti/N≤3.5 …(3)
其中，Ti、N表示各元素的含量(质量%)。不含有的元素设为0。
[2] 根据[1]所述的大线能量焊接用钢板，其中，成分组成以质量%计还含有选自Cu：0.01%以上且2.00%以下、Ni：0.01%以上且2.00%以下、Cr：0.01%以上且1.00%以下、Mo：0.01%以上且1.00%以下、V：0.01%以上且1.00%以下、W：0.01%以上且1.00%以下、Co：0.01%以上且1.00%以下、Nb：0.005%以上且0.100%以下和B：0.0001%以上且0.0100%以下中的一种以上。
[3] 一种大线能量焊接用钢板的制造方法，其中，将钢原材加热至900℃以上且1250℃以下的温度后，在钢板的板厚1/4位置处为850℃以下的条件下进行赋予1道次以上的每1道次的压下率为10%以上的压下的热轧，将钢板的板厚1/4位置处的上述热轧的轧制结束温度设为650℃以上，以在钢板的板厚1/4位置处上述热轧后的平均冷却速度为10℃/s以上且100℃/s以下、钢板的板厚1/4位置处的温度达到400℃以上且600℃以下的方式进行冷却，
所述钢原材具有以质量%计含有C：0.03%以上且0.15%以下、Si：0.05%以上且0.25%以下、Mn：1.00%以上且2.00%以下、Al：0.005%以上且0.10%以下、Ti：0.004%以上且0.030%以下、N：0.0036%以上且0.0100%以下、P：0.030%以下、S：0.0005%以上且0.0030%以下、Ca：0.0005%以上且0.0030%以下、O：0.0040%以下、并且Ca、O、S满足(1)式、并且C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V满足(2)式、并且Ti、N满足(3)式、余量为Fe和不可避免的杂质的成分组成。
[4] 根据[3]所述的大线能量焊接用钢板的制造方法，其中，上述钢原材以质量%计还含有选自Cu：0.01%以上且2.00%以下、Ni：0.01%以上且2.00%以下、Cr：0.01%以上且1.00%以下、Mo：0.01%以上且1.00%以下、V：0.01%以上且1.00%以下、W：0.01%以上且1.00%以下、Co：0.01%以上且1.00%以下、Nb：0.005%以上且0.100%以下和B：0.0001%以上且0.0100%以下中的一种以上。
发明效果
根据本发明，能够廉价地提供焊接热影响区的韧性优良的高强度钢板，并且能够应用大线能量焊接，还能够降低钢结构物的建造成本，因此产业上发挥显著的效果。
具体实施方式
对本发明的大线能量焊接用钢板(钢板)进行具体说明。在本发明中，钢板及供于其制造的原材具有上述成分组成很重要。因此，首先对在本发明中如上所述限定钢的成分组成的理由进行说明。需要说明的是，只要没有特别说明，与成分组成有关的“%”是指“质量%”。
[成分组成]
C：0.03%以上且0.15%以下
C是具有使钢的淬透性增加的作用的元素，是为了实现高强度而需要添加的重要元素之一。为了得到上述效果，将C含量设定为0.03%以上。进而，从减少其它合金元素的含量、以更低成本来制造的观点出发，C含量优选设定为0.05%以上。C含量更优选设定为0.06%以上。另一方面，C含量超过0.15%时，不仅强度变得过高，而且母材和HAZ的韧性、焊接性降低。因此，C含量设定为0.15%以下。C含量优选设定为0.13%以下。进而，从抑制韧性、焊接性的降低的观点出发，更优选将C含量设定为0.10%以下、进一步优选设定为0.08%以下。
Si：0.05%以上且0.25%以下
Si是作为脱氧剂发挥作用的元素，因此Si含量设定为0.05%以上。Si含量优选设定为0.10%以上。另一方面，Si是导致韧性、焊接性降低的元素，优选尽可能降低含量，因此为0.25%以下时是可以接受的。需要说明的是，Si含量超过0.25%时，在大线能量焊接的HAZ中生成岛状马氏体而使韧性劣化，因此Si含量设定为0.25%以下。Si含量优选设定为0.20%以下、更优选设定为0.18%以下。
Mn：1.00%以上且2.00%以下
Mn是具有使钢的淬透性增加的作用的元素，是为了满足高强度而需要含有的重要元素之一。为了得到上述效果，将Mn含量设定为1.00%以上。优选将Mn含量设定为1.10%以上。进而，从抑制大线能量焊接的HAZ的固溶N生成的观点出发，Mn含量更优选设定为1.20%以上。另一方面，Mn含量超过2.00%时，使HAZ的韧性显著降低。因此，Mn含量设定为2.00%以下。进而，从抑制韧性和焊接性的降低的观点出发，优选将Mn含量设定为1.80%以下、更优选将Mn含量设定为1.60%以下、进一步优选将Mn含量设定为1.50%以下。
Al：0.005%以上且0.10%以下
Al是作为脱氧剂发挥作用、并且具有使晶粒微细化的作用、在母材、HAZ中能够确保高韧性的元素。为了得到这些效果，将Al含量设定为0.005%以上。优选将Al含量设定为0.030%以上、更优选将Al含量设定为0.035%以上。另一方面，Al含量超过0.10%时，氧化物系夹杂物增加而洁净度降低，由此母材的韧性降低。因此，Al含量设定为0.10%以下。需要说明的是，Al含量优选设定为0.08%以下、更优选设定为0.06%以下、进一步优选设定为0.05%以下。
Ti：0.004%以上且0.030%以下
Ti是氮化物的形成倾向强，凝固时形成TiN而析出，有助于抑制HAZ中的奥氏体的粗大化、成为铁素体相变核而有助于HAZ的高韧性化的元素。为了得到该效果，将Ti含量设定为0.004%以上。另外，Ti含量优选设定为0.010%以上、更优选设定为0.013%以上、进一步优选设定为0.015%以上。另一方面，Ti含量超过0.030%时，TiN粒子粗大化，得不到期待的效果，因此Ti含量设定为0.030%以下。需要说明的是，Ti含量优选设定为0.025%以下、更优选设定为0.020%以下。
N：0.0036%以上且0.0100%以下
N与Ti结合形成TiN而析出，有助于HAZ的组织微细化，使韧性提高。为了得到该效果，将N含量设定为0.0036%以上。优选为0.0045%以上、更优选为0.0050%以上。另一方面，N含量超过0.0100%时，TiN因焊接的线能量而溶解，固溶N量增加，反而导致HAZ的韧性的降低。因此，从抑制韧性、焊接性的降低的观点出发，N设定为0.0100%以下。N含量优选设定为0.0070%以下、更优选设定为0.0060%以下。
P：0.030%以下
P是作为不可避免的杂质含有的元素，由于在晶界偏析而带来使母材和HAZ的韧性、焊接性降低等不良影响。因此，优选尽可能降低P含量，但为0.030%以下时是可接受的。因此，P含量设定为0.030%以下。P含量优选为0.020%以下、更优选为0.015%以下。需要说明的是，P含量的下限没有特别限定，可以为0%，通常，P是作为杂质在钢中不可避免地含有的元素，因此工业上可以大于0%。另外，过度的降低导致精炼成本的高涨，因此P含量优选设定为0.0005%以上。
S：0.0005%以上且0.0030%以下
S生成CaS和MnS的硫化物的结晶，是为了良好地确保HAZ的韧性所需要的元素，S含量设定为0.0005%以上。为了确保大线能量焊接的HAZ韧性，S含量优选设定为0.0010%以上。另一方面，S含量超过0.0030%时，硫化物粗大化，成为脆性断裂起点，使母材的韧性降低。因此，S含量设定为0.0030%以下。S含量优选设定为0.0025%以下。为了确保大线能量焊接的HAZ韧性，S含量更优选设定为0.0020%以下、进一步优选设定为0.0015%以下。
Ca：0.0005%以上且0.0030%以下
Ca是具有由S的固定带来的HAZ的韧性改善效果的元素。为了得到该效果，Ca含量设定为0.0005%以上。为了确保大线能量焊接的HAZ韧性，Ca含量优选设定为0.0010%以上、更优选设定为0.0015%以上。另一方面，Ca即使含有超过0.0030%，效果也饱和。因此，Ca含量设定为0.0030%以下。为了确保大线能量焊接的HAZ韧性，Ca含量优选设定为0.0025%以下。更优选设定为0.0020%以下。
O：0.0040%以下
O是作为不可避免的杂质含有的元素，由于形成氧化物，阻碍上述硫化物生成，因此限制为0.0040%以下。O含量优选设定为0.0035%以下、更优选设定为0.0030%以下。另一方面，O含量的下限没有特别限定，可以为0%，通常，O是作为杂质在钢中不可避免地含有的元素，因此工业上可以大于0%。即，过度的降低导致精炼成本的高涨，因此从成本的观点出发优选将O含量设定为0.0020%以上。
0.2≤(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S≤0.8(各元素表示该元素的含量)…(1)式
为了在钢板中形成在CaS上析出MnS的复合硫化物，Ca、S和O需要以满足0.2≤(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S≤0.8的关系的方式含有。(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S的值小于0.2时，CaS不结晶，因此硫化物以MnS单独的形态析出。该MnS因钢板制造时的轧制而伸长引起母材的韧性降低，并且在HAZ中MnS熔融，因此无助于韧性提高。因此，(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S的值设定为0.2以上。优选为0.25以上、更优选为0.3以上。进一步优选为0.45以上。另一方面，(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S的值超过0.8时，S被Ca固定而在CaS上不析出作为铁素体生成核发挥作用的MnS，因此对于HAZ的韧性提高不能发挥充分的功能。因此，(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S的值设定为0.8以下。优选为0.7以下、更优选为0.65以下、进一步优选为0.6以下。最优选为0.55以下。
另外，在满足上述关系的情况下，优选以等效圆直径计为1.0～5.0μm的复合硫化物以每1平方mm为10个以上的密度分布在钢中。过量地包含复合硫化物时，在HAZ中生成板条铁素体，硬度升高，HAZ的韧性降低，因此优选1.0～5.0μm的复合硫化物以每1平方mm为100个以下的密度分布在钢中。复合硫化物例如可以列举在CaS上析出MnS的复合硫化物、进而在其上结合有TiN、BN、Al2O3的复合硫化物。
0.30≤C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5≤0.36(各元素表示该元素的含量)…(2)式
为了抑制大线能量焊接的熔合线附近的HAZ的韧性降低，C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V需要以满足0.30≤C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5≤0.36的关系的方式含有。C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5的值小于0.30时，在熔合线附近的HAZ中生成由粗大的晶界铁素体和针状铁素体构成的显微组织。特别是，此时的晶界铁素体的粒径最大达到200μm，与母材的组织相比，粗大化变得显著。该组织在低温下受到外力时，对于粗大的晶界铁素体，在被周围的硬度较高的针状铁素体阻碍变形的状态下作用的应力增加，满足解理裂纹的发生条件而成为脆性断裂的起点。因此，C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5的值设定为0.30以上。优选为0.31以上、更优选为0.32以上、进一步优选为0.33以上。需要说明的是，晶界铁素体的最大粒径优选设定为120μm以下。另一方面，C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5的值超过0.36时，在熔合线附近的HAZ中生成由上贝氏体和侧板条铁素体构成的显微组织。该组织在低温下受到外力时，在上贝氏体内部的岛状马氏体、渗碳体等硬质析出物的附近带来局部应力集中，成为脆性断裂的起点。因此，C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5的值设定为0.36以下。优选为0.35以下。更优选为0.34以下。
1.5≤Ti/N≤3.5(各元素表示该元素的含量)…(3)式
为了在大线能量焊接的熔合线附近的HAZ中表现出TiN的钉扎效应，Ti、N需要以满足1.5≤Ti/N≤3.5的关系的方式含有。Ti/N小于1.5时，TiN的固溶温度为1500℃以下，因此TiN因焊接的线能量而溶解，固溶N量增加，反而导致HAZ的韧性的降低。因此，Ti/N设定为1.5以上。优选为2.0以上、更优选为2.2以上。进一步优选为2.5以上。最优选为2.7以上。另一方面，Ti/N超过3.5时，TiN变为粗粒，钉扎效应降低，并且Ti量变得过多，一部分成为固溶Ti，导致HAZ的韧性降低。因此，Ti/N设定为3.5以下。优选为3.4以下。更优选为3.2以下、进一步优选为3.0以下。
满足上述关系的情况下，出于多数TiN作为钉发挥功能、抑制HAZ中的奥氏体的粗大化的理由，优选以等效圆直径计粒径100nm以下的棱柱状的TiN以每1平方mm为1.0×107个以上的密度分布在钢中。上限没有特别限定，优选以每1平方mm为2.0×108个以下的密度分布在钢中。
另外，在更优选的条件中，以等效圆直径计粒径5～50nm的TiN以每1平方mm为3.0×107个以上的密度分布在钢中。上限没有特别限定，优选以每1平方mm为1.0×108个以下的密度分布在钢中。
包含以上成分、余量为Fe和不可避免的杂质的成分组成是本发明中的基本成分组成。以进一步提高强度特性或韧性为目的，该基本成分组成还可以任选地含有选自由Cu：0.01%以上且2.00%以下、Ni：0.01%以上且2.00%以下、Cr：0.01%以上且1.00%以下、Mo：0.01%以上且1.00%以下、V：0.01%以上且1.00%以下、W：0.01%以上且1.00%以下、Co：0.01%以上且1.00%以下、Nb：0.005%以上且0.100%以下、B：0.0001%以上且0.0100%以下组成的组中的一种以上。
Cu：0.01%以上且2.00%以下
Cu是具有使钢的淬透性增加而提高钢板的强度的作用的元素，可以任选地添加。在含有Cu的情况下，为了得到上述效果，将Cu含量设定为0.01%以上。Cu含量优选为0.10%以上、更优选为0.15%以上。Cu含量进一步优选为0.20%以上。另一方面，Cu含量超过2.00%时，导致韧性的劣化、合金成本的升高。因此，在含有Cu的情况下，将Cu含量设定为2.00%以下。Cu含量优选为1.50%以下、更优选为1.20%以下。Cu含量进一步优选为1.00%以下。最优选为0.50%以下。
Ni：0.01%以上且2.00%以下
Ni与Cu同样是具有提高钢板的强度的作用的元素，可以任选地含有。在含有Ni的情况下，为了得到上述效果，将Ni含量设定为0.01%以上。Ni含量优选为0.10%以上、更优选为0.15%以上。Ni含量进一步优选为0.20%以上。另一方面，Ni含量超过2.00%时，导致焊接性的劣化、合金成本的升高。因此，在含有Ni的情况下，将Ni含量设定为2.00%以下。Ni含量优选为1.50%以下、更优选为1.20%以下。Ni含量进一步优选为1.00%以下。最优选为0.50%以下。
Cr：0.01%以上且1.00%以下
Cr与Cu同样是具有提高钢板的强度的作用的元素，可以任选地含有。为了得到上述效果，将Cr含量设定为0.01%以上。Cr含量优选为0.05%以上。另一方面，Cr含量超过1.00%时，导致焊接性的劣化、合金成本的升高。因此，在含有Cr的情况下，将Cr含量设定为1.00%以下。Cr含量优选为0.80%以下、更优选为0.60%以下。Cr含量进一步优选为0.50%以下。最优选为0.30%以下。
Mo：0.01%以上且1.00%以下
Mo与Cu同样是具有提高钢板的强度的作用的元素，可以任选地含有。为了得到上述效果，将Mo含量设定为0.01%以上。Mo含量优选为0.05%以上。另一方面，Mo含量超过1.00%时，导致焊接性的劣化、合金成本的升高。因此，在含有Mo的情况下，将Mo含量设定为1.00%以下。Mo含量优选为0.80%以下、更优选为0.60%以下。Mo含量进一步优选为0.50%以下。最优选为0.30%以下。
V：0.01%以上且1.00%以下
V与Cu同样是具有提高钢板的强度的作用的元素，可以任选地含有。为了得到上述效果，将V含量设定为0.01%以上。V含量优选为0.05%以上。另一方面，V含量超过1.00%时，导致焊接性的劣化、合金成本的升高。因此，在含有V的情况下，将V含量设定为1.00%以下。V含量优选为0.80%以下、更优选为0.60%以下。V含量进一步优选为0.50%以下。
W：0.01%以上且1.00%以下
W与Cu同样是具有提高钢板的强度的作用的元素，可以任选地含有。为了得到上述效果，将W含量设定为0.01%以上。W含量为0.05%以上。另一方面，W含量超过1.00%时，导致焊接性的劣化、合金成本的升高。因此，在含有W的情况下，将W含量设定为1.00%以下。W含量优选为0.80%以下、更优选为0.60%以下。W含量进一步优选为0.50%以下。最优选为0.30%以下。
Co：0.01%以上且1.00%以下
Co与Cu同样是具有提高钢板的强度的作用的元素，可以任选地含有。为了得到上述效果，将Co含量设定为0.01%以上。Co含量优选为0.05%以上。另一方面，Co含量超过1.00%时，导致焊接性的劣化、合金成本的升高。因此，在含有Co的情况下，将Co含量设定为1.00%以下。Co含量优选为0.80%以下、更优选为0.60%以下。Co含量进一步优选为0.50%以下。最优选为0.30%以下。
Nb：0.005%以上且0.100%以下
Nb是具有通过以碳氮化物形式析出而使原奥氏体粒径减小、使韧性提高的效果的元素。在含有Nb的情况下，为了得到上述效果，将Nb含量设定为0.005%以上。进而，Nb含量优选设定为0.007%以上。另一方面，Nb含量超过0.100%时，NbC大量析出，韧性降低。因此，在含有Nb的情况下，将Nb含量设定为0.100%以下。Nb含量优选设定为0.080%以下、更优选设定为0.070%以下、进一步优选设定为0.060%以下、最优选设定为0.045%以下。
B：0.0001%以上且0.0100%以下
B是形成BN并析出而有助于抑制HAZ中的奥氏体的粗大化、成为铁素体相变核而有助于HAZ的高韧性化的元素。为了得到该效果，将B含量设定为0.0001%以上。另外，B含量优选设定为0.0005%以上、更优选设定为0.0010%以上。另一方面，B是具有使钢板的淬透性显著提高的作用的元素，B含量超过0.0100%时，焊接部的韧性降低。因此，在含有B的情况下，将B含量设定为0.0100%以下。B含量优选设定为0.0080%以下、更优选设定为0.0050%以下、进一步优选设定为0.0030%以下。
本发明的钢板不仅具有上述成分组成，还具有钢板的板厚1/4位置处的铁素体的体积分率为60%以上、并且铁素体晶粒单体的硬度以维氏硬度计为120以上的显微组织。以下对如上所述限定钢的显微组织的理由进行说明。
[显微组织]
对本发明的钢板的显微组织进行说明。
[钢板的板厚1/4位置处的铁素体的体积分率为60%以上]
钢板的板厚1/4位置处的组织中，铁素体的体积分率设定为60%以上。铁素体的体积分率小于60%时，其以外的马氏体、珠光体、贝氏体、奥氏体、岛状马氏体的体积分率增加，母材和HAZ的低温下的韧性降低，不能满足机械特性。优选为70%以上、更优选为80%以上。另一方面，上限没有特别限定，出于不可避免地形成硬质第二相的理由，铁素体的体积分率优选为90%以下。
在此，上述铁素体包含在未经受回火等的热轧后的冷却过程中生成的铁素体、以及在轧制过程之前和轧制中生成且经受了基于轧制的加工的铁素体。需要说明的是，经受了加工的铁素体是指通过EBSD法获得的GAM(晶粒平均取向差，Grain AverageMisorientation)值为0.5以上的铁素体。
上述铁素体以外的余量除了可以包含贝氏体、珠光体和奥氏体以外，还可以包含马氏体。余量组织中的各组织的分率无需特别限定，余量组织优选为贝氏体或珠光体。余量组织中包含超过10%的岛状马氏体的情况下，韧性大幅降低，因此岛状马氏体的体积分率越少越好。优选为5%以下，当然也可以为0%。
各种显微组织的体积分率通过以下方法来测定。从钢板的板厚1/4位置裁取对与板宽方向垂直的截面进行观察的样品，对样品表面进行镜面研磨后用硝酸乙醇溶液腐蚀后，使用光学显微镜对于10mm×10mm的范围拍摄5个视野。针对拍摄的图像，使用图像分析装置进行分析，由此求出显微组织的面积率的平均值。显微组织的各向异性小的情况下，面积分率相当于体积分率，因此在本专利中将面积分率的平均值作为体积分率。
析出物的分布通过以下方法来测定。从钢板的板厚1/4位置裁取对与板宽方向垂直的截面进行观察的样品的薄膜，使用透射型电子显微镜将倍率设为100、000倍对于0.8μm×0.7μm的范围拍摄10个视野。针对拍摄的图像进行图像分析，求出复合硫化物和TiN各自的面积，算出等效圆直径。另外，用观察的各析出物的个数除以观察视野面积，算出个数密度。
[铁素体晶粒单体的硬度以维氏硬度计为120以上]
板厚1/4位置处的铁素体晶粒单体的硬度以维氏硬度计设定为120以上。上述铁素体晶粒单体的硬度以维氏硬度计小于120时，母材的强度不足，不能满足机械特性。另外，焊接热影响区、特别是ICHAZ(是指临界再加热的热影响区(IntercriticallyReheated HeatAffected Zone)，组织因焊接线能量而部分地奥氏体化并在冷却后生成硬化相的区域)的特性也降低。优选以维氏硬度计为130以上、更优选为140以上。另一方面，上限没有特别限定，但出于钢板的伸长率降低的理由，铁素体晶粒单体的硬度以维氏硬度计优选为160以下。
铁素体晶粒单体的硬度通过使用了微小压头的硬度测定来测定。从钢板的板厚1/4位置裁取样品，对表面进行研磨后用硝酸乙醇溶液腐蚀后，确定用光学显微镜要瞄准的铁素体，以10g的载荷压入四棱锥型的压头，由压痕尺寸测定硬度。测定20个铁素体的硬度，将平均值作为铁素体的硬度。
上述说明的铁素体晶粒单体的硬度是指包含至少一个以上的经受了加工的铁素体、未经受加工的铁素体的晶粒单体的硬度。
另外，从兼顾韧性和高强度的观点出发，经受了加工的铁素体的体积分率设定为下述范围。
[板厚1/4位置处的总铁素体中，经受了加工的铁素体的体积分率为30%以上且95%以下]
作为控制铁素体晶粒单体的硬度的方法，可以列举对轧制过程之前或过程中生成的铁素体改变基于轧制的加工量。在本专利中，相对于总铁素体的体积分率，经受了加工的铁素体的体积分率设定为30%以上且95%以下。经受了加工的铁素体的体积分率超过95%时，母材和HAZ的韧性降低，因此需要将经受了加工的铁素体的体积分率设定为95%以下。经受了加工的铁素体的体积分率优选为90%以下。更优选设定为75%以下、进一步优选设定为60%以下。另一方面，经受了加工的铁素体的体积分率小于30%时，上述铁素体的硬度不足，强度降低。因此，经受了加工的铁素体的体积分率设定为30%以上。经受了加工的铁素体的体积分率优选设定为35%以上、更优选设定为40%以上、进一步优选设定为45%以上。经受了加工的铁素体的体积分率最优选设定为50%以上。
经受了加工的铁素体的体积分率通过以下方法来测定。从钢板的板厚1/4位置裁取样品，对表面进行镜面研磨后，用胶态二氧化硅进行抛光研磨后，使用基于SEM(扫描电子显微镜)的EBSD(电子背散射衍射)法。根据得到的数据计算表示晶粒内的晶体取向差的平均值的GAM值。此时，将GAM值为0.5以上的铁素体区域作为经受了加工的铁素体，算出体积分率。需要说明的是，拍摄在5个视野进行，将各视野的面积率的平均值作为体积分率。
接着，对本发明的钢板的制造方法进行说明。
对具有上述成分组成的钢原材进行加热，实施热轧而制成热轧钢板，进行开始温度为Ar3相变点以上的冷却而制成钢板。以下，对每个制造条件进行详细说明。
首先，钢原材的制造条件无需特别限定，优选将具有上述成分组成的钢水通过转炉等公知的熔炼方法熔炼，通过连铸法等公知的铸造方法制成规定尺寸的钢坯等钢原材。需要说明的是，通过铸锭-分坯轧制法制成规定尺寸的钢坯等钢原材也没有任何问题。
得到的钢原材不进行冷却地进行直接热轧、或者暂时加热后进行热轧。热轧中，轧制结束温度设定为在钢板的板厚1/4位置处为650℃以上，以钢板的板厚1/4位置处的冷却速度为10℃/s以上且100℃/s以下、并且钢板的板厚1/4位置处的最高温度达到400℃以上且600℃以下的方式进行冷却。
(a)钢原材的加热温度：900℃以上且1250℃以下
钢原材的加热温度没有特别限定，加热温度低于900℃时，有可能加热温度过低而变形阻力变高，对热轧机的负荷增大，热轧变得困难。因此，加热温度设定为900℃以上。优选为950℃以上、更优选为1000℃以上。进一步优选为1050℃以上。另一方面，变为超过1250℃的高温时，有可能氧化变得显著，原材的氧化损耗增大而成品率降低。出于这样的理由，加热温度设定为1250℃以下。需要说明的是，优选为1200℃以下、更优选为1150℃以下。最优选为1100℃以下。
(b)在钢板的板厚1/4位置处为850℃以下的条件下、赋予1道次以上的压下率10%以上的压下的热轧
将钢原材加热至上述温度后，在钢板的板厚1/4位置处为850℃以下的条件下，进行包含1道次以上的每1道次的压下率为10%以上的压下的热轧。为了奥氏体粒径的微细化以及对生成的铁素体晶粒导入加工应变而提高铁素体晶粒的硬度，进行1道次以上的850℃以下的压下、优选为770℃以下的压下。不进行850℃以下的压下时，即轧制结束温度超过850℃时，奥氏体粒径变得粗大，母材强度和母材韧性降低。850℃以下条件下的每1道次的压下率小于10%时，向铁素体晶粒的加工应变导入不足，加工铁素体分率降低，母材强度降低。因此，每1道次的压下率设定为10%以上。优选每1道次的压下率为13%以上。需要说明的是，压下率的上限没有限定，但过度的压下有可能导致轧机的损伤，因此每1道次的压下率优选为25%以下、更优选为20%以下。
(c)轧制结束温度：在钢板的板厚1/4位置处为650℃以上
将钢原材加热至上述温度后，开始热轧，在650℃以上的温度下结束轧制。如果在低于650℃下结束轧制，则在轧制过程之前或过程中生成的铁素体强烈地经受加工，母材和HAZ的韧性降低。进而，对热轧机的负荷增大。因此，热轧结束温度设定为650℃以上。热轧结束温度优选为700℃以上、更优选为730℃以上。需要说明的是，对于上限没有特别限定，从使奥氏体粒径微细而确保母材强度和韧性的观点出发，优选设定为850℃以下。更优选设定为800℃以下。
(d)平均冷却速度：在钢板的板厚1/4位置处为10℃/s以上且100℃/s以下
平均冷却速度在钢板的板厚1/4位置处设定为10℃/s以上且100℃/s以下。平均冷却速度小于10℃/s时，冷却慢，因此铁素体晶粒生长、粗大化，并且通过轧制而导入的位错被除去而软化，因此强度降低。因此，平均冷却速度在钢板的板厚1/4位置处设定为10℃/s以上。优选为20℃/s以上。更优选为30℃/s以上。另一方面，平均冷却速度超过100℃/s时，特别地贝氏体、马氏体的体积分率增加，母材和HAZ的韧性降低。因此，平均冷却速度设为在钢板的板厚1/4位置处为100℃/s以下。优选为90℃/s以下。更优选为80℃/s以下。进一步优选为70℃/s以下。
(e)冷却方法：以钢板的板厚1/4位置处的温度达到400℃以上且600℃以下的方式进行冷却(冷却结束温度)
为了得到规定的体积分率的铁素体，将冷却结束后的钢板的板厚1/4位置处的温度设定为400℃以上且600℃以下。冷却结束温度超过600℃时，板厚1/4位置处的铁素体晶粒生长、粗大化，并且软化，因此强度降低。因此，冷却结束温度设定为600℃以下。优选为580℃以下、更优选为550℃以下、进一步优选为500℃以下。另一方面，冷却结束温度为低于400℃的温度时，贝氏体、马氏体的体积分率变得过多，母材和HAZ的韧性降低。因此，冷却结束温度设定为400℃以上。冷却结束温度优选设定为420℃以上、更优选设定为450℃以上。
通过将具有上述成分组成的钢原材按照上述制造条件进行制造，可以得到具有上述组织的钢板。由此得到的钢板具备优良的钢板的韧性和强度特性，大线能量焊接的HAZ韧性优良。
需要说明的是，对于轧制开始温度没有特别限定，从使奥氏体粒径微细而确保母材强度和韧性的观点出发，优选设定为750℃以上。更优选为800℃以上。另外，优选设定为1050℃以下。更优选设定为1000℃以下。
实施例
将表1所示的成分组成的钢水熔炼，制成钢原材(钢坯)。对这些钢原材(钢坯)实施表2所示条件下的热轧和冷却。
对于得到的钢板，实施钢板的板厚1/4位置处的显微组织的体积分率、析出硫化物和TiN的分布状态、拉伸特性和韧性的评价。显微组织的体积分率测定和铁素体晶粒单体的硬度测定如上所述实施。其它试验方法如后所述。另外，为了评价各钢板的熔合线附近HAZ的韧性，裁取宽度80mm×长度80mm×厚度15mm的试验片，加热至1450℃后保持1秒以上，赋予将800～500℃的冷却速度设定为2℃/s的再现热循环，实施2mmV型缺口夏比冲击试验。
[拉伸特性]
从各钢板的整个厚度，沿与轧制方向成直角的方向裁取JIS Z 2201的1B号试验片，按照JIS Z 2241的要领进行拉伸试验，测定屈服强度YS(有屈服点的情况下为屈服点YP，没有屈服点的情况下为0.2%耐力σ0.2)和拉伸强度(TS)。将屈服点或耐力为235MPa以上、拉伸强度为400MPa以上的试样判定为满足高强度化的钢板。
[韧性]
从自各钢板的表面侧削去1mm的部位，沿轧制方向裁取JIS Z 2202的V型缺口试验片，按照JIS Z 2242的要领进行夏比冲击试验，测定vTrs。然后，将母材的vTrs为-100℃以下、HAZ的vTrs为-55℃以下的试样评价为韧性优良的钢板。
将由此得到的评价结果记于表2-1、表2-2中。
由表2-1、表2-2可知，发明例中均得到了良好的母材强度、韧性和焊接热影响区韧性。另一方面，相当于比较例的钢板No.4～9、22～41、48的焊接热影响区的韧性差，母材的强度或韧性也差。No.4～9的组织在本发明的范围外，No.22～41、48的(1)～(3)式的值以及C、Si、Mn、Al、Ti、N、P、S、Ca、O等各成分含量中的某一者在本发明的范围外。

Claims (4)

1.一种大线能量焊接用钢板，其具有以质量%计含有C：0.03%以上且0.15%以下、Si：0.05%以上且0.25%以下、Mn：1.00%以上且2.00%以下、Al：0.005%以上且0.10%以下、Ti：0.004%以上且0.030%以下、N：0.0036%以上且0.0100%以下、P：0.030%以下、S：0.0005%以上且0.0030%以下、Ca：0.0005%以上且0.0030%以下、O：0.0040%以下、并且Ca、O、S满足下述(1)式、并且C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V满足下述(2)式、并且Ti、N满足下述(3)式、余量为Fe和不可避免的杂质的成分组成，
钢板的板厚1/4位置处的铁素体以体积分率计为60%以上，所述铁素体中，经受了加工的铁素体的体积分率为30%以上且95%以下，并且铁素体晶粒单体的硬度以维氏硬度计为120以上，
0.2≤(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S≤0.8 …(1)
其中，Ca、O、S表示各元素的含量(质量%)，不含有的元素设为0，
0.30≤C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5≤0.36 …(2)
其中，C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V表示各元素的含量(质量%)，不含有的元素设为0，
1.5≤Ti/N≤3.5 …(3)
其中，Ti、N表示各元素的含量(质量%)，不含有的元素设为0。
2.根据权利要求1所述的大线能量焊接用钢板，其中，成分组成以质量%计还含有选自Cu：0.01%以上且2.00%以下、Ni：0.01%以上且2.00%以下、Cr：0.01%以上且1.00%以下、Mo：0.01%以上且1.00%以下、V：0.01%以上且1.00%以下、W：0.01%以上且1.00%以下、Co：0.01%以上且1.00%以下、Nb：0.005%以上且0.100%以下和B：0.0001%以上且0.0100%以下中的一种以上。
3.一种大线能量焊接用钢板的制造方法，其中，将钢原材加热至900℃以上且1250℃以下的温度后，在钢板的板厚1/4位置处为850℃以下的条件下进行赋予1道次以上的每1道次的压下率为10%以上的压下的热轧，将钢板的板厚1/4位置处的所述热轧的轧制结束温度设为650℃以上，以在钢板的板厚1/4位置处所述热轧后的平均冷却速度为10℃/s以上且100℃/s以下、钢板的板厚1/4位置处的温度达到400℃以上且600℃以下的方式进行冷却，
所述钢原材具有以质量%计含有C：0.03%以上且0.15%以下、Si：0.05%以上且0.25%以下、Mn：1.00%以上且2.00%以下、Al：0.005%以上且0.10%以下、Ti：0.004%以上且0.030%以下、N：0.0036%以上且0.0100%以下、P：0.030%以下、S：0.0005%以上且0.0030%以下、Ca：0.0005%以上且0.0030%以下、O：0.0040%以下、并且Ca、O、S满足(1)式、并且C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V满足(2)式、并且Ti、N满足(3)式、余量为Fe和不可避免的杂质的成分组成。
4.根据权利要求3所述的大线能量焊接用钢板的制造方法，其中，所述钢原材以质量%计还含有选自Cu：0.01%以上且2.00%以下、Ni：0.01%以上且2.00%以下、Cr：0.01%以上且1.00%以下、Mo：0.01%以上且1.00%以下、V：0.01%以上且1.00%以下、W：0.01%以上且1.00%以下、Co：0.01%以上且1.00%以下、Nb：0.005%以上且0.100%以下和B：0.0001%以上且0.0100%以下中的一种以上。
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