CN1946862B

CN1946862B - 大线能量焊接的焊接热影响区的低温韧性优异的厚高强度钢板

Info

Publication number: CN1946862B
Application number: CN2005800121109A
Authority: CN
Inventors: 伊藤实; 儿岛明彦; 皆川昌纪; 田中洋一; 长谷川俊永; 大谷润
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2004-04-07
Filing date: 2005-04-06
Publication date: 2012-08-29
Anticipated expiration: 2025-04-06
Also published as: CN1946862A; JP2011080156A; JP5397363B2

Abstract

本发明提供一种厚高强度钢板，其中，在对板厚50-80mm、母材拉伸强度490-570MPa级的钢板进行焊接线能量为20-100kJ/mm的焊接时也能够实现优异的焊接HAZ韧性，所述的厚高强度钢板，其特征在于，用质量％表示，含有C：0.03-0.14％、Si：0.30％以下、Mn：0.8-2.0％、P：0.02％以下、S：0.005％以下、Ni：0.8-4.0％、Nb：0.003-0.040％、Al：0.001-0.040％、N：0.0010-0.0100％、Ti：0.005-0.030％，Ni和Mn满足式[1]，其余量为铁和不可避免的杂质，Ni/Mn≥10×Ceq-3(0.36＜Ceq＜0.42) [1]，其中，Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15。

Description

大线能量焊接的焊接热影响区的低温韧性优异的厚高强度钢板

技术领域

本发明涉及在船舶、海洋结构物、中高层大厦、桥梁等中使用的焊接热影响区(Heat Affected Zone，以下称为HAZ)的低温韧性优异的厚高强度钢板，特别地涉及在对板厚50mm以上、母材拉伸强度为490-570MPa级的钢板进行焊接线能量为20-100kJ/mm的焊接时也具有优异的焊接接头区的钢板。

背景技术

近年来对在船舶、海洋结构物、中高层大厦、桥梁等的大型结构物中使用的焊接用钢材的材质特性的要求日益严格。特别是在这些结构物之中，板厚超过50mm、母材的拉伸强度为570MPa级的厚钢板的使用也日益增多。另外，为了促进焊接的高效率化，对于这种厚高强度钢板的焊接，研讨了气电立焊方法、电渣焊方法等为代表的大线能量焊接法的单道焊接，与母材本身的韧性一样，对HAZ韧性的要求也日益严格。

着眼于适用大线能量焊接法的钢材的HAZ韧性的方案迄今为止提出了很多。例如，特公昭55-026164号公报公开了一种通过在钢中确保微细的Ti氮化物来减小HAZ的奥氏体晶粒、以提高韧性的发明。另外，特开平03-264614号公报提出了一种有效利用Ti氮化物与MnS的复合析出物来作为铁素体的相变核，从而提高HAZ的韧性的发明。此外，特开平04-143246号公报提出了一种有效利用Ti氮化物与BN的复合析出物来作为晶界铁素体的析出核，从而提高HAZ韧性的发明。

可是，该Ti氮化物，在HAZ中的HAZ与最高到达温度超过1400℃的焊缝金属的边界(以下也称为焊接熔合区)附近，大部分已固溶，因此存在提高韧性的效果降低的问题。为此，上述的利用了Ti氮化物的钢材，难以实现近年来对HAZ韧性的严格要求、和超大线能量焊接中HAZ韧性的必要特性。

作为改善该焊接熔合区附近的韧性的方法，在厚板、型钢等各种的领域已使用含有Ti氧化物的钢。例如，在厚钢板领域，如特开昭61-079745号公报和特开昭61-117245号公报所记载的发明那样，含有Ti氧化物的钢对提高大线能量焊接区韧性非常有效，有望适用作为高强度钢。其原理是，即使在钢的熔点下也稳定的Ti氧化物作为析出质点(site)，在焊接后的温度降低过程中Ti氧化物、MnS等析出，而且将它们作为质点，会生成微细铁素体，其结果，抑制了对韧性有害的粗大铁素体的生成，能够防止韧性劣化。

可是，存在这样的Ti氧化物在钢中分散的个数不能太多的问题。其原因可认为是，因为Ti氧化物粗化和成为凝聚体，如果增加Ti氧化物的个数，则5μm以上的粗大的Ti氧化物、即所谓的夹杂物增加的缘故。该5μm以上的夹杂物成为结构物破坏的起点，引起韧性降低等等，由于有害，因此应该避免。为此，为了实现HAZ韧性的进一步提高，需要有效利用不易引起粗化和凝聚体、比Ti氧化物更微细地分散的氧化物。

另外，作为这样的Ti氧化物在钢中分散的方法，大多采用向实质上不含Al等强脱氧元素的钢水中添加Ti的方法。可是，若仅仅向钢中添加Ti，控制钢中的Ti氧化物的个数、分散度是困难的，而且，控制TiN、MnS等析出物的个数、分散度也困难。为此，在只采用Ti脱氧、从而使Ti氧化物分散的钢中，存在例如不能充分得到Ti氧化物的个数、或者厚板的板厚方向的韧性发生波动的问题。

对于这样的问题，特开平06-293937号公报和特开平10-183295号公报公开了下述发明：刚刚添加Ti后添加Al、或者复合添加Al、Ca，有效利用生成的Ti-Al复合氧化物或Ti、Al、Ca的复合氧化物。根据这样的发明，能够大幅度提高大线能量焊接HAZ韧性。

发明内容

可是，减小HAZ的奥氏体晶粒、将析出物作为铁素体的相变核来生成铁素体等等的上述现有方法，为了确保板厚为50mm以上、母材拉伸强度为490MPa以上，必须增加合金元素，该场合，在提高焊接HAZ的硬度的同时，使韧性劣化的MA(Martensite-Austenite constituent)的生成也显著，因此不能稳定确保例如在造船领域的E级(保证在-20℃下应用)的足够的HAZ韧性。而母材的拉伸强度达到570MPa以上时，不能得到必要的HAZ韧性。

因此，本发明的目的在于提供一种大线能量焊接的焊接热影响区的低温韧性优异的厚高强度钢板，其中，在对板厚50-80mm、母材拉伸强度490-570MPa级的钢板进行焊接线能量为20-100kJ/mm的焊接时也能够实现优异的焊接HAZ韧性。

本发明人等发现，通过规定Ni添加量和Ni/Mn，可有利地解决上述课题，进一步加以研讨，从而完成了本发明，其要旨如下。

(1)一种大线能量焊接的焊接热影响区的低温韧性优异的厚高强度钢板，其特征在于，用质量％表示，含有C：0.03-0.14％、Si：0.30％以下、Mn：0.8-2.0％、P：0.02％以下、S：0.004％以下、Al：0.001-0.040％、N：0.0010-0.0100％、Ni：0.8-4.0％、Ti：0.005-0.030％、Nb：0.003-0.040％，且碳当量Ceq％满足0.36～0.42％，进而满足Ni/Mn≥10×Ceq-3，其中，Ceq％＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15，其余量为铁和不可避免的杂质。

(2)如上述(1)所述的大线能量焊接的焊接热影响区的低温韧性优异的厚高强度钢板，其特征在于，用质量％表示，进一步含有Ca：0.0003-0.0050％、Mg：0.0003-0.0050％、REM：0.001-0.030％之中的1种或2种以上，并且含有O：0.0010-0.0050％，含有100个/mm²以上的当量圆径为0.005-0.5μm的氧化物。

(3)如上述(1)或(2)所述的大线能量焊接的焊接热影响区的低温韧性优异的厚高强度钢板，其特征在于，用质量％表示，进一步含有B：0.0005-0.0050％。

(4)如上述(1)～(3)的任1项所述的大线能量焊接的焊接热影响区的低温韧性优异的厚高强度钢板，其特征在于，用质量％表示，进一步含有Cr：0.1-0.5％、Mo：0.01-0.5％、V：0.005-0.10％、Cu：0.1-1.0％之中的1种或2种以上。

附图说明

图1是表示与45kJ/mm相当的焊接热循环的图。

图2是表示Ni/Mn和Ceq及再现HAZ韧性的关系的图。

图3是表示通过微细氧化物的分散或B的有效利用来提高再现HAZ韧性的效果的图。

具体实施方式

以下对本发明进行详细说明。

目前作为提高HAZ韧性的方法，如上所述，考虑抑制在高温下的奥氏体晶粒的生长的方法。作为该方法最有效的方法是通过分散颗粒来锚住(pinning)奥氏体的晶界，阻止晶界移动的方法。该方法即使在焊接线能量为20-100kJ/mm的大线能量的场合，HAZ的再加热奥氏体晶粒由于锚住而极有效地细化。可是，为提高母材强度而增加了合金添加量、并且在表示钢材的焊接性的同时也表示化学成分的淬透性的碳当量的Ceq为0.36以上的钢材，HAZ的硬度变得更高，因此即使是再加热奥氏体晶粒通过锚住来细化的场合，也新产生了不能得到足够的HAZ韧性的问题。这样在HAZ区的硬度变高的场合，提高基体本身的韧性是必要的。

于是，本发明人等为了改善作为课题的厚高强度钢所必需的、Ceq高达0.36以上0.42以下的场合下的HAZ韧性，刻苦研讨了改善基体本身的韧性的最佳成分系。作为提高基体韧性的元素，历来已知Ni有效。可是，对象本次那样Ceq高达0.36以上0.42以下的HAZ的韧性的改善是否有效，另外，在为有效的场合如果是怎样的成分条件才有效，这些问题尚不清楚。因此，首先研讨了Ni添加量的影响。在研讨时，以添加0.003％以上的对确保母材强度有效的Nb量为前提。在HAZ韧性的评价中，采用了赋予图1所示的相当于气电立焊(线能量45kJ/mm)的热循环时的夏比冲击试验中的塑性·脆性转变温度(vTrs)。

研讨了Ni添加量的影响的结果，首先判明了在Ni少于0.8％的场合，不能得到必要的韧性。另外，也看到，即使是添加0.8％以上的Ni的场合，HAZ韧性也并未得到改善，相反HAZ韧性降低。于是，包括与其他添加元素或Ceq的关系在内进一步刻苦研讨的结果发现，象这样在Ceq为0.36以上0.42以下的场合，如图2所示，HAZ韧性与Ceq和Ni/Mn有关。图2是Ceq以Ni/Mn比为横坐标对研讨使用的钢材的再现HAZ韧性(vTrs)进行绘图得到的图。从图2来看，对于

Ni/Mn≥10×Ceq-3····[1]

的关系成立的钢材，得到了vTrs为-15℃以下的良好韧性。作为不满足式[1]的钢材不能得到足够的HAZ韧性的原因，可认为是由于，Ni的添加量不充分，基体高韧化的效果小，或者即使是较多地含有Ni的场合，由于Mn的过剩添加，在HAZ中生成MA，Ni的高韧化效果消失的缘故。再者，对上述研讨所用的钢材采用相当于线能量100kJ/mm的热循环进行了同样的研讨的结果，证实了即使在线能量100kJ/mm的场合，存在式[1]的关系的钢材，也得到了良好的再现HAZ韧性。

通过上述研讨发现，HAZ韧性通过满足式[1]、并添加0.8％以上的Ni而得到改善，但本发明人等进一步研讨了HAZ韧性的进一步改善。作为改善HAZ韧性的方法，研讨了以下3种方法。第一是因为在大线能量焊接时，高温停留时间延长，奥氏体晶粒粗化，这使HAZ韧性降低，因此抑制高温停留时的奥氏体粗化的方法。第二是因为在大线能量焊接时，焊接后的冷却时间长，从奥氏体晶界生成的铁素体粗化，该粗大的晶界铁素体成为导致HAZ韧性降低的原因，因此抑制晶界铁素体粗化的方法。第三是使HAZ组织本身微细化的方法。

关于第一方法即抑制奥氏体晶粒粗化的方法，例如如专利文献7所记载的那样，使微细氧化物分散的方法有效。在专利文献7中，对于微细氧化物的分散，是在脱氧工序中通过与Si的平衡反应来调整钢水的溶解氧量，此外，在那之后按Ti、Al、Ca的顺序进行脱氧。根据该方法，以5×10³～1×10⁵个/mm²分散粒径为0.01-1.0μm的氧化物。

本发明人刻苦研讨了在Ceq高达0.36以上0.42以下的场合，含有0.003％Nb，并且添加了0.8％以上的Ni的体系中，使微细氧化物分散，以进一步提高HAZ韧性的方法。首先发现，虽然是使微细氧化物分散的方法，但在这样的体系中，在脱氧工序中将钢水的溶解氧量调整为0.010-0.0050％，然后首先用Ti脱氧，接着用Al脱氧之后，进而添加Ca、Mg、REM之中的1种以上，由此能够使当量圆径为0.005-0.5μm的微细氧化物以100个/mm²以上进行分散。另外，由于该微细氧化物的分散，焊接中的高温停留时的奥氏体晶粒的粗化被抑制，能够进一步改善HAZ韧性。作为一例，图3示出与只适当添加了Ni的HAZ韧性比较的结果。Ni量越多，生成的氧化物越细，个数也越多，在Ni量为1.5％以上的场合，达到1000个/mm²以上。这是本次的发现。此外，关于钢水中的Si量，在Si量多的场合，难以生成氧化物，因此Si量优选为0.30％以下，进一步优选为0.20％以下，这通过本次研讨而清楚知道。另一方面，在Ti脱氧之前的溶解氧量超过0.0050％的场合、或脱氧元素的脱氧顺序不同的场合，氧化物发生粗化，不能充分得到微细氧化物，因此几乎不能得到抑制奥氏体晶粒粗化的效果。再者，当量圆径为0.005-0.5μm的氧化物个数，从母材钢板上制作萃取复制品(replica)，将其在电子显微镜下以10000倍观察100视场以上(按观察面积计，为10000μm²以上)关于小于0.1μm的颗粒，适当提高倍率来观察。对于所观察的0.005-0.5μm径的各颗粒，进行元素分析，计数作为氧化物的颗粒。

接着，本发明人等对作为提高HAZ韧性方法的上述以第二方法和第三方法来记述的、晶界铁素体粗化的抑制和HAZ组织的细化进行了刻苦研讨。其结果判明，在Ceq高达0.36以上0.42以下的场合、并且添加了0.8％以上的Ni的体系中，特别是在象本次那样的进行相当于20-100kJ/mm的大线能量焊接的场合，添加B是有效的。其原因是由于在抑制晶界铁素体粗化的方面，在再加热奥氏体晶界上偏析出固溶B，由此抑制了晶界铁素体生成。另外，在HAZ组织细化的方面，在象本次那样的大线能量焊接中冷却速度慢的场合，通过添加B，奥氏体晶界、和奥氏体晶粒内的夹杂物上析出B氮化物，以其为核的几个μm的微细铁素体在奥氏体晶界和晶粒内大量地生成，由此HAZ组织被细化。添加B得到的对HAZ韧性的改善与只适当添加了Ni的HAZ韧性比较的结果示于图3。判明通过添加B，HAZ韧性进一步提高。而且，在图3中，示出了在上述的使微细氧化物分散的方法基础上还添加B的场合的HAZ韧性，通过分散微细氧化物和添加B，HAZ韧性进一步提高。可认为这是因为，由于成为BN的析出质点的氧化物增加，使得以该BN为核的铁素体增加，从而HAZ更加细化的缘故。

另外，从确保强度和提高耐蚀性的观点出发，也研讨了在上述条件基础上还添加了Cu、Cr、Mo、V的场合的HAZ韧性。其结果判明，如果添加量分别为0.1-0.4％、0.1-0.5％、0.01-0.2％、0.005-0.050％的范围，则HAZ韧性不会大大降低。

再者，本发明的钢板的制造方法并无特别限制，按照公知的方法制造即可。例如将调整成为上述的合适成分组成的钢水采用连铸法制成板坯之后，加热至1000-1250℃，然后实施热轧即可。

接着，对本发明中使用的钢坯材的成分组成的限定理由进行说明。以下仅用％表示组成中的质量％。

C作为提高钢强度的有效成分，下限规定为0.03％，另外，过剩的添加会大量生成碳化物、MA，从而显著降低HAZ韧性，因此上限规定为0.14％。

Si是确保母材强度、脱氧等所必需的成分，但为了防止因HAZ硬化而导致韧性降低，上限规定为0.30％。此外，在利用氧化物的场合，为了防止钢水中的氧浓度减少，上限优选为0.20％。

Mn作为对确保母材的强度、韧性有效的成分需添加0.8％以上，但在焊接区韧性、裂纹敏感性等的可容许的范围内将上限规定为2.0％。此外，关于Mn的上限，需要满足表示与Ceq、Mn量、和Ni量的关系的式[1]。这基于下述的在本次研讨中的新发现：在Ceq高的场合，Mn的增加成为在HAZ组织中大量生成MA的原因，从而使由Ni带来的提高HAZ韧性的效果消失。

Ni/Mn≥10×Ceq-3[1]

P含量越少越是所希望的，但工业上降低P需要花费巨大的成本，因此含量范围规定为0.02％以下。

S含量越少越是所希望的，但工业上降低S需要花费巨大的成本，因此含量范围规定为0.005％以下。

Ni在本发明中是重要的元素，需要添加至少0.8％。而且，关于Ni的下限，需要满足表示与Ceq、Mn量和Ni量的关系的式[1]。关于Ni的上限，从制造成本的角度出发，规定为4.0％。

Ni/Mn≥10×Ceq-3[1]

Nb是通过提高淬透性从而提高母材强度的有效元素，因此添加0.003％以上。可是，当较多地添加Nb时，与Ni/Mn比无关地在HAZ中易生成MA，在添加量多于0.040％的场合，在HAZ中生成多数的长径为5μm以上的粗大MA，有时大大降低HAZ韧性，因此Nb的上限规定为0.040％。再者，为了得到更高的韧性，在满足上述的式[1]的Ni/Mn比的场合，优选将Nb量控制在几乎不生成长径为5μm以上的粗大MA的0.020％以下。此外，为了更稳定地得到更高的韧性，在满足上述的式[1]的Ni/Mn比的场合，优选将Nb量控制在几乎不生成长径为3μm以上的MA的0.010％以下。

Al是重要的脱氧元素，下限值规定为0.001％。另外，当Al大量存在时，铸坯的表面质量劣化，因此上限规定为0.040％。

Ti，为了生成作为抑制再加热奥氏体晶粒的粗化所必需的锚住用颗粒的Ti氮化物、含Ti的氧化物，添加0.005％以上。可是，过剩的添加会使固溶Ti量增加，招致HAZ韧性降低，因此将0.030％作为上限。

N，为了在焊接后的冷却中使奥氏体晶界和晶粒内生成Ti氮化物、B氮化物，根据需要调整其添加量。为了与B结合形成B氮化物，需要添加0.0010％以上，但过剩的添加会使固溶N量增大，招致HAZ韧性降低，因此将0.0100％作为上限。

Ca，为了生成作为抑制再加热奥氏体晶粒的粗化所必需的锚住用颗粒的Ca系氧化物，根据需要添加0.0003％以上。可是，过剩的添加会生成粗大夹杂物，因此将0.0050％作为上限。

Mg，为了生成作为抑制再加热奥氏体晶粒的粗化所必需的锚住用颗粒的Mg系氧化物，根据需要添加0.0003％以上。可是，过剩的添加会生成粗大夹杂物，因此将0.0050％作为上限。

REM，为了生成作为抑制再加热奥氏体晶粒的粗化所必需的锚住用颗粒的REM系氧化物，根据需要添加0.001％以上。可是，过剩的添加会生成粗大夹杂物，因此将0.030％作为上限。另外，这里所述的REM是Ce和La，添加量为两者的总量。

B，作为固溶B在焊接后的冷却中偏析于奥氏体晶界，抑制晶界铁素体生成，另外，在奥氏体晶界、晶粒内生成BN，因此根据需要添加0.0005％以上。可是，过剩的添加会使固溶B量增大，使HAZ硬度大大提高，从而招致HAZ韧性降低，因此将0.0050％作为上限。

Cu由于提高钢材的强度和耐蚀性，因此根据需要添加0.1％以上。其效果在添加量为1.0％时饱和，因此上限规定为1.0％，但超过0.4％时，MA易生成，从而HAZ韧性降低，因此优选为0.4％以下。

Cr由于提高钢材的耐蚀性，因此根据需要添加0.1％以上，但过剩的添加会招致由MA生成所致的HAZ韧性的降低，因此将0.5％作为上限。

Mo是对提高钢材的强度和耐蚀性有效的元素，根据需要添加0.01％以上。其效果在添加量为0.5％时饱和，因此将上限规定为0.5％，过剩的添加会招致由MA生成所致的HAZ韧性的降低，因此优选为0.2％以下。

V是对提高母材的强度有效的元素，根据需要添加0.005％。其效果在添加量为0.10％时饱和，因此将上限规定为0.10％，过剩的添加会招致由MA生成所致的HAZ韧性的降低，因此优选为0.050％以下。

实施例1

对表1所示的化学成分的钢水进行连铸，制作了钢坯。关于D23～D34、D46～D49，在投入Ti前将钢水的溶解氧用Si调整为0.0010％-0.0050％，然后首先用Ti脱氧，接着用Al脱氧之后，添加Ca、Mg、REM中的任意物质进行脱氧。将它们在1100-1250℃进行再加热之后，采用以下2种轧制方法，制造了板厚50-80mm的钢板。一种方法是在表面温度为750-900℃的温度范围下轧制之后，进行水冷直到回热后的板表面温度变为200-400℃的温度范围为止的方法(在表2中记载为TMCP)，另一种方法是进行热轧之后，水冷到室温，在500-600℃的范围回火的制造方法(在表2中记载为DQ-T)。

表2示出钢板的制造条件、板厚、机械性质。另外，还一并记载了关于D23～D34、D46～D49，在钢板的任意部位上测定的、当量圆径为0.005-0.5μm的微细氧化物的个数。氧化物的个数，从钢板的任意部位上制作萃取复制品(replica)，将其在电子显微镜下以10000倍观察100视场以上(按观察面积计，为10000μm²以上)，关于小于0.1μm的颗粒，适当提高倍率来观察。对于所观察的0.005-0.5μm径的各颗粒，进行元素分析，计数作为氧化物的颗粒，由此求出。D23～D31、D46～D49的任何一种钢材都分散有作为本发明范围的100个/mm²以上的当量圆径为0.01-0.5μm的微细氧化物。再者，通过比较Si以外的元素大致同等的D46、D47和D48、D49可知，Si量少至0.20％以下时氧化物量多。

对于这些钢板，采用焊接线能量为20-100kJ/mm的气电立焊(EGW)或电渣焊(ESW)，将钢板对接来进行立向单道焊接。然后，在位于板厚中央部位(t/2处)的HAZ中，在距离FL为1mm的HAZ和FL的2个部位上开缺口，在-40℃进行了夏比冲击试验。表2示出焊接条件和HAZ韧性。这里的夏比冲击试验，使用了JIS 4号的2mmV型缺口的全尺寸试验片。另外，表2中一并记载了FL～HAZ 1mm间的旧奥氏体粒径。这里记载的FL～HAZ 1mm间的旧奥氏体粒径，是采用截面法对在包含以板厚中央部为中心的板厚方向2mm、和FL～HAZ 1mm的面上所含的旧奥氏体晶粒的粒径进行测定得到的平均粒径。再者，在这里，将网状地连接着的块状铁素体作为旧奥氏体晶粒的晶界进行测定。

D1～D49为本发明钢。由于钢的化学成分被适当控制，因此满足规定的母材性能，同时在-40℃下的大线能量HAZ韧性良好，另外，使微细氧化物分散的D23～D34、D46～D49，FL～HAZ 1mm间的旧奥氏体粒径为200μm以下，为比其他的钢细的晶粒，在-40℃下的大线能量HAZ韧性更加变高。另外，添加B来谋求HAZ组织细化的D20，与不添加B的、B以外的添加元素为相同量的D19比，HAZ韧性良好，在-40℃下的大线能量HAZ韧性也显示出高值。

另一方面，比较钢C1～C17，由于不含用于满足式[1]的足够的Ni，或者钢的化学成分未被适当控制，因此大线能量HAZ韧性不充分。

表1

表1(续1)

表1(续2)

表1(续3)

^＊满足Ni/Mn≥10×Ceq-3的场合记为○，不满足的场合记为×。

表2

表2(续1)

表2(续2)

表2(续3)

1)板厚中心位置，YS和TS为2个试验片的平均值，在-40℃下的夏比吸收功(vE_-40)为3个试验片的平均值。

2)从钢板的任意部位制作萃取复制品。在电子显微镜下以10000倍观察100视场以上(按观察面积计，为10000μm²以上)。

其中，关于小于0.1μm的颗粒，适当提高倍率来观察。

当量圆径为0.005-0.5μm的颗粒中，对通过元素分析、包含氧化物的颗粒进行计数，换算成每mm²的个数。

3)EGW：气电立焊，ESW：电渣焊，焊接线能量为焊接总长度下的平均值，使用在各焊接方法中共通的焊接材料。

4)在包含以板厚中央部为中心的板厚方向2mm、和FL～HAZ 1mm的面上所含的旧奥氏体的平均粒径。

采用截面法测定。将网状地连接着的铁素体作为旧奥氏体晶粒的晶界进行测定。

5)FL缺口，是划线使得WM和HAZ等分，在各缺口位置的vE_-40为3个试验片的平均值。

产业上的可利用性

本发明可提供满足船舶、海洋结构物、中高层大厦等的抗破坏的韧性要求严格的厚钢板，给这种产业领域带来的效益极大，而且，从结构物的安全性的意义上看，对社会的贡献也非常大。

本说明书和权利要求书中的“以上”和“以下”包括本数。

Claims

1.一种大线能量焊接的焊接热影响区的低温韧性优异的板厚50～80mm的高强度钢板，其特征在于，用质量％表示，含有C：0.03-0.14％、Si：0.30％以下、Mn：0.8-2.0％、P：0.02％以下、S：0.004％以下、Al：0.001-0.040％、N：0.0010-0.0100％、Ni：0.8-4.0％、Ti：0.005-0.030％、Nb：0.003-0.040％，且碳当量Ceq％满足0.36～0.42％，进而满足Ni/Mn≥10×Ceq-3，其中，Ceq％＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15，其余量为铁和不可避免的杂质。

2.如权利要求1所述的大线能量焊接的焊接热影响区的低温韧性优异的板厚50～80mm的高强度钢板，其特征在于，用质量％表示，进一步含有Ca：0.0003-0.0050％、Mg：0.0003-0.0050％、REM：0.001-0.030％之中的1种或2种以上，并且含有O：0.0010-0.0050％，含有100个/mm2以上的当量圆径为0.005-0.5μm的氧化物。

3.如权利要求1或2所述的大线能量焊接的焊接热影响区的低温韧性优异的板厚50～80mm的高强度钢板，其特征在于，用质量％表示，进一步含有B：0.0005-0.0050％，Cr：0.1-0.5％、Mo：0.01-0.5％、V：0.005-0.10％、Cu：0.1-1.0％之中的1种或2种以上。