TWI295693B - A high-strength thick steel plate excellent in low temperature toughness at heat affected zone resulting from large heat input welding - Google Patents

Description

1295693 九、發明說明： C發明所屬之技術領域】 技術領域 本發明係有關於一種被使用於船舶、海洋構造物、中 5 高層大樓、橋樑等的焊接熱影響部(Heat Affected Zone，以 下稱為HAZ。）的低溫韌性優異之高強度厚鋼板，特別係有 關於一種鋼板，該鋼板係板厚50mm以上、母材拉伸強度 490〜570MPa級，且具有即使於進行焊接入熱量為 20〜100kJ/mm的焊接時亦優異的焊接接合部者。 10 【先前技術】 背景技術 近年來，對於被使用於船舶、海洋構造物、中高層大 樓、橋樑等大型構造物的焊接用鋼材的材質特性之需求愈 趨嚴格。特別是於這些構造物中多使用板厚超過5〇mm厚且 15母材的拉伸強度為570MPa級之鋼板。又，為了促進焊接的 效率化，於此南強度的厚鋼板的焊接上，對以電氣焊接法、 電熔渣焊接法等為代表的大入熱焊接法之1回焊接進行檢 討，與母材的韌性相同地，對HAZ韌性的要求亦愈趨嚴格。

注意到可適用大入熱焊接法的鋼材之HAZ韌性的提案 2〇到目岫為止數量相當多。例如，於曰本特公昭55-026164號 公報中係揭露—種藉著確保鋼中的微細的TilUb物，使 HAZ的;天斯田鐵晶粒縮小，使韌性提高之發明。又，於日 本特開平03-264614號公報中係提出-種將Ti氮化物與MnS 之複合析出物作為肥粒鐵之變態核加以有效利用，使HAZ 5 1295693 韌性提高之發明。進而，於日本特開平04_143246號公報中 係提出-種將Ti氮化物與BN之複合析出物作為晶界肥粒鐵 之析出核加以有效利用，使HAZ韌性提高之發明。 但是，由於該Ti氮化物於與HAZ之最高溫度超過14〇〇 5 °C的焊接金屬的交界（以下亦稱為焊接結合部）附近幾乎會 固溶，故有使韌性提高效果降低的問題。因此，利用上述 的Ti氮化物的鋼材不易達到近年來對HAZ韌性的嚴袼的要 求及超大入熱焊接上必要的HAZ韌性之特性。 作為改善該焊接結合附近的韌性之方法有將含有^氧 1〇化物的鋼使用於厚板、型鋼等各種領域上。例如，於厚鋼 板的領域中有日本特開昭6丨_079745號公報及日本特開昭 6M17245號公報中記載的發明，含有Ti氧化物的鋼對大入 熱焊接部的韌性提高非常有效，可適用於高張力鋼。其原 理為，以即使於鋼的融點亦安定的丁丨氧化物作為析出位 5置’於知接後的溫度降低途中析出Ti氮化物、MnS等，進 而以该Τι氮化物、MnS等作為位置生成微細的肥粒鐵，結 果可抑制對韌性有害的粗大肥粒鐵的生成，可防止韌性的 劣化。 但是，此Τι氧化物具有朝鋼中分散的個數無法很多的 問題。其原因為Τι氧化物的粗大化及凝集體，若讓丁丨氧化物 的個數增加，就會增加5//m以上的粗大的Ti氧化物，即所 謂的内含物。此5//m以上的内含物會成為構造物破壞的起 點或引發韌性下降，由於相當有害，應該要避免。因此， 為了達成HAZ韌性的提高，有必要有效利用不易產生粗大 1295693 化及凝集體，可比Ti氧化物更微細地分散的氧化物。 又，該Ti氧化物朝鋼中的分散方法多為朝實質上不含 A1等強脫氧兀素的溶鋼中添加Ti。但是，單純地僅於溶鋼 中添加Ti，不易控制鋼中的乃氧化物的個數、分散度，進一 5步亦不易控制TiN、乂心等析出物的個數、分散度。因此， 於僅藉著Τι脫氧使Τι氧化物分散的鋼巾，具有例如Ή氧化物 的個數不充伤或厚板的板厚方向的勤性變動之問題。 針對此問題，於日本特開平〇6_293937號公報及日本特 開平10-183295號公報中係揭露有一種藉著於添加Ή後添加 10 A1或同時添加A卜Ca，有效利用生成的丁^複合氧化物或

Ti、A卜Ca的複合氧化物之發明。藉此，可使大入熱焊接 HAZ韌性大幅提高。 【發明内容1 發明揭示 15 但是，將HAZ的沃斯田鐵晶粒縮小或以析出物作為肥 粒鐵的變態核生成肥粒鐵的上述過去的方法中，為了確保 板厚50mm以上且母材強度的拉伸強度為49〇Mpa以上，有 必要使合金元素增加，此時，由於焊接HAZ的硬度會上升， 同日守使早刃性劣化的 MA(Martensite-Austenite constituent)的 20生成會變得明顯，故無法安定地確保例如於造船領域中的E 級(-20C保證）等充份的HAZ韌性。更不用說無法得到母材 強度的拉伸強度為570MPa以上時所需要的HAZ韌性。 因此，本發明之目的係提供一種於大入熱焊接下的焊 接熱影響部的低溫韌性優異之高強度厚鋼板，該低溫韌性 7 1295693 優異的南強度厚鋼板係板厚50〜80mm、母材拉伸強度 490〜570MPa級的鋼板，且即使進行焊接入熱量 20〜1 OOkJ/mm的焊接亦可實現優異的焊接HAZ韌性。 本發明者們發現藉著規定Ni添加量及Ni/Mn，可有利地 5 解決上述問題，進一步加以檢討後完成本發明，本發明之 要旨如下。 (1) 一種於大入熱焊接下的焊接熱影響部的低溫韌性優異 之高強度厚鋼板，含有C : 0.03〜0.14質量％、Si : 0.30 質量％以下、Μη : 0.8〜2.0質量％、P : 〇.〇2質量％以下、 10 S : 0.005 質量％以下、Α1 : 0.001 〜0.040 質量％、Ν : 0.0010〜0.0100 質量 ％、Ni : 0.8〜4.0 質量 ％、Ti : 0.005〜0.030 質量％、Nb : 0.003〜0.040 質量％，且Ni與 Μη滿足下式〔1〕，即：

Ni/Mn^ 10xCeq-3(0.36^Ceq^0.42)〔1〕 15 但，Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 又，剩餘部分為鐵及不可避免之雜質。 (2) 如上述（1)記載之於大入熱焊接下的焊接熱影響部的低 溫韌性優異之高強度厚鋼板，進一步包含有Ca : 0.0003〜0.0050 質量 ％，Mg : 0.0003〜0.0050 質量 ％， 20 REM : 0.001〜0.030質量％中的1種或2種以上，且含有 0 : 0.0010〜0.0050質量％及1〇〇個/mm2以上的投影面積 直徑為0.005〜0.5//m的氧化物。 (3) 如上述⑴或(2)記載之於大入熱焊接下的焊接熱影響部 的低溫韌性優異之高強度厚鋼板，進一步含有B : 1295693 0.0005〜0.0050質量％。 (4)如上述（1)至(3)中任一項記載之於大入熱焊接下的焊接 熱影響部的低溫韌性優異之高強度厚鋼板，進一步含有

Cr : 0.1 〜〇·5 質量％，Mo : 0.01 〜0.5質量％，V : 0.005〜0.10 5 質量％、Cu : 0.1〜1.0質量％中的1種或2種以上。 圖式簡單說明 第1圖係顯示相當於45kJ/mm的焊接熱循環之圖。 第2圖係顯示Ni/Mn、Ceq、再現HAZ韌性之關係圖。 第3圖係顯示藉著分散微細氧化物或有效利用b使再現 10 HAZ韌性提高之效果之圖。 【資施方式3 發明之較佳實施形態 以下，詳細地說明本發明。 至今用來提南HAZ韋刃性的方法如前所述係抑制於高溫 15 下的沃斯田鐵晶粒的成長。其中最有效的方法係藉著分散 粒子將沃斯田鐵的晶界鎖定，阻止晶界的移動。此方法即 使於焊接入熱為20〜100kJ/mm的大入熱時，HAZ的再加熱沃 斯田鐵晶粒亦藉著鎖定可極為有效地細粒化。但是，於為 了提高母材強度使合金添加量增加且顯示鋼材的焊接性與 20化學成份的淬火性之碳當量(Ceq)為0.36以上的鋼材中，由 於HAZ的硬度變較高’故即使再加熱沃斯田鐵晶粒因鎖定 而細粒化時亦有無法得到充份地ΗAZ韋刀性之新的門題產 生。因此’於ΗΑΖ部的硬度變南時’必須使肥粒鐵的韋刃性 提高。 1295693 因此，發明者們為了改善高強度厚鋼所必要的Ceq為 0.36以上、0.42以下高時的HAZ韌性，對用以改善肥粒鐵的 韌性之最適當成份系統進行銳意檢討。用以提高母材韌性 的元素已知Ni為有效。但是，此次對於改善Ceq為0.36以 5 上、0.42以下高的HAZ韌性是否有效，又，有效時其成份 條件為何則尚未知。因此，首先檢討Ni添加量的影響。檢 討時，以添加0.003%以上的可有效確保母材強度的Nb量為 前提。於HAZ韌性的評價上，採用給予如第1圖所示的相當 於電氣焊接(入熱45kJ/mm)的熱循環時的查拜式(Charpy)衝 10 擊試驗下的延性及脆性遷移溫度(vTrs)。 經檢討Ni添加量的影響量，首先，明白於Ni比0.8%少 時無法得到必要的韌性。又，即使添加〇·8%以上的Ni，發 現亦無法改善HAZ韌性，相反地HAZ韌性下降。因此，進 一步銳意檢討包含其他的添加元素或與Ceq的關係，結果發 15 現於Ceq為0.36以上、0_42以下時，如第2圖所示，HAZ韌性 與Ceq及Ni/Mn的關係。第2圖係將檢討的鋼材的再現HAZ 韋刃性(vTrs)依照各Ceq分層別類，以Ni/Mn比為橫軸繪出。 由第2圖可知，於Ni/Mn- 10xCeq-3…··〔 1〕的關係成立的 鋼材中，vTrs為-15°C以下可得到良好的韌性。不滿足式〔1〕 20的鋼材無法得到充份的HAZ韌性的理由為，由於Ni的添加 量不足，母材的高韌化效果小，或即使含很多的Ni但因Μη 的過剩添加而於HAZ中生成ΜΑ，使Ni的高韌化效果消失所 故進而’將上述檢討的鋼材以相當於入熱i〇〇kj/mm的熱 循環進行相同的檢討，結果確認即使於入熱1〇〇kJ/mrn時， 10 1295693 滿足式〔1〕關係的鋼材亦得到良好的再現HAZ韌性。 由上述檢討發現HAZ韌性可藉著滿足式〔丨〕與添加 〇·8%以上的Ni而改善，但發明者們檢討更進一步的改善 HAZ韌性。檢討以下三個改善HAZ韌性的方法。第一方法， 5由於於大入熱焊接時長期滞留於高溫，故沃斯田鐵晶粒粗 大化，此為使HAZ韌性下降的原因，因此，抑制高溫滯留 日寸的沃斯田鐵的粗大化。第二方法，由於大入熱焊接的焊 接後的冷卻時間很長，故由沃斯田鐵晶界生成的肥粒鐵會 粗大化，此粗大的晶界肥粒鐵成為HAZ韌性下降的原因， 1〇因此，抑制晶界肥粒鐵之粗大化。第三方法係使HAZ組織 本身微細化。 關於第一個抑制沃斯田鐵晶粒的粗大化的方法，例如 於專利文獻7所記載的使微細氧化物分散的方法為有效。於 專利文獻7中，於微細氧化物的分散上係於脫氧步驟中將溶 15鋼的溶存氧量以與&的平衡反應加以調整，進而之後以Ti、 A卜Ca的順序脫氧。依該方法，將粒徑為0 01〜1〇//m的氧 化物以5xl03〜lxlO5個/mm2分散。 因此，發明者們銳意檢討Ceq為0.36以上、0.42以下高 時，於包含0.003%的Nb且添加0.8%以上的Ni的系統中，使 20 微細氧化物分散，進一步提高HAZ韌性之方法。首先發現 一種使微細氧化物分散之方法，該方法係於該系統中，於 脫氧步驟中將溶鋼的溶存氧量調整至〇·〇〇 10〜0.0050%後， 首先以Ti脫氧，接著以A1脫氧後，進一步藉著添加ca、Mg、 REM中的1種以上’可使投影面積直徑為0.005〜0.5//m的微 11 1295693 細氧化物以100個/mm2以上分散。又，藉著此微細氧化物的 分散，可抑制焊接時的高溫滯留時的沃斯田鐵晶粒粗大 化，可進一步改善HAZ勃性。與僅適當添加N^HAZ動性 相比幸父的結果之一例顯不於苐3圖。進而，生成的氧化物豆 5 Ni的量愈多愈細，個數愈多，Ni量為1·5〇/。以上時成為1〇〇〇 個/mm2以上。此為本次發現之事。進一步，關於溶鋼中的 Si量，由於Si量多時氧化物變得很難生成，故由本次檢討中 可知Si量為0.30%以下、進而為〇·2〇%以下為佳。另一方面， Τι脫氧前的溶存氧量超過0.0050%時或脫氧元素的順序不 1〇同時，由於氧化物會粗大化，無法充份地得到微細氧化物， 故幾乎沒有抑制沃斯田鐵晶粒的粗大化的效果。又，投影 面積直徑為0.005〜0.5// m的氧化物的個數係藉著由母材之 鋼板製作抽提複製品，將其以電子顯微鏡以1〇〇〇〇倍觀察 1〇〇視野以上(觀察面積為10000//m2以上），關於未滿〇 i # 15 m的粒子則提尚適當倍率觀察。對觀察的0.005〜0.5# m直徑 的各粒子進行元素分析，計算氧化物的數量。 接著’發明者們銳意檢討上述的第二及第三個使HAZ 早刀性提高的方法，即抑制晶界肥粒鐵的粗大化及使HAZ組 織微細化。結果發現，於Ceq為〇·36以上、〇42以下高時且 添加0.8%以上的Ni的系統中，特別是進行本次的相當於 2〇〜1000kJ/mm的大入熱焊接時，添加b為有效。其理由為， 攸抑制晶界肥粒鐵粗大化的點來看，藉著固溶B於加熱沃斯 田鐵晶界偏析可抑制晶界肥粒鐵的生成。又，從HAZ組織 的細微化的點來看，於本次的大入熱焊接中冷卻速度慢 12 1295693 時’藉著添加B可於沃斯田鐵晶界及沃斯田鐵晶粒内的内含 物析出B氮化物，於沃斯田鐵晶界及晶粒内生成複數的㈣ 氮化物為核的數//m的微細肥粒鐵，因此，使HAZ組織微細 化。藉著添加B改善HAZ韌性與僅適當添加见的^1八2韌性之 5比較結果顯示於第3圖。可明白藉著添加B使HAZ韌性進一 步提高。進而，於第3圖中雖然除了上述的使微細氧化物分 散的方法外，亦顯示添加B時的HAZ韌性，但藉著分散微細 氧化物與添加B可更一步使HAZ韌性提高。其原因為，藉著 成為BN的析出位置的氧化物增加，以該81^為核的肥粒鐵增 10 加，HAZ組織更微細化。 又，從確保強度與提高腐食性的觀點來看，除了上述 條件外’亦檢討添加Cu、Cr、Mo、V時的HAZ韌性。其結 果發現若分別添加〇_1〜〇·4%、〇 1〜0.5%、〇 〇1〜〇 2%、 0.005〜0.050%的範圍，HAZ韋刃性不會大幅下降。 15 進而，本發明之鋼板之製造方法並不特別限制，可依 照周知的方法製造。例如，可將經調整至上述適當成份組 成的溶鋼以連續鑄造法壓成厚板後，加熱s1000〜125(rc， 施予熱間壓延。 以下’說明關於限定本發明所使用的鋼材料的成份組 20成之理由。以下，組成的質量％單純地以％表示。 C為有效提高鋼強度的成份，下限為〇 〇3%，添加過多 時由於會大量地生成碳化物及MA，使HAZ韌性明顯地下 降，故上限為0.14%。

Si為確保母材強度、脫氧等的必要成份，但為了防止 13 !295693 ' 因HAZ硬化而使韌性下降，上限為0.30%。進而，為了防止 、 於利用氧化物時溶鋼中的氧濃度減少，故上限以〇·2〇以下 為佳。 Μη為有效確保母材強度、韌性的成份，必須添加0.8% 5 以上，但於焊接部的韌性、破裂性等可容許的範圍内，上 • 限為2.0%。進一步，關於Μη的上限，必須滿足顯*Ceq、 Μη量及Ni量的關係之式〔1〕。此為本次檢討中的新的發 現。基於Ceq過高時Μη的增加為使MA大量生成於HAZ組織 的原因，而使Ni所帶來的ΗΑΖ韌性的提高效果消失。 10 Ni/Mn^l0xCeq-3 〔1〕 P的含有量愈少愈好，但由於工業上的使其含有量減低 會增加很多成本，故含有範圍為〇.〇2以下。 S的含有量愈少愈好，但由於工業上的使其含有量減低 會增加很多成本，故含有範圍為〇·0〇5以下。 15 Nl為本發明中重要的元素，至少必須添加0.8%以上。 進而，關於Ni的下限，必須滿足顯示Ceq、Mn量及见量的 關係之式〔1〕。關於上限，從製造成本的觀點來看，為4 〇%。 Ni/Mn^l0xCeq-3 〔1〕

Nb為用以提咼淬火性而有效地使母材強度提高的元 20素，添加0·⑼以上。但是，添加過多Nb時，與Ni/Mn比 無關，於HAZ中變知容易生成μα，添加0.040%以上時，於 ΗΑΖ中會生成複數的長徑以上的粗大的ΜΑ，使只入/ 韌性大幅下降，因此，Nb的上限為〇·〇4〇%。又，為了得到 隶咼的轫性’於滿足上述式〔1〕的Ni/Mn比下，宜將Nb量 14 1295693 抑制於幾乎不會生成長徑m以上的粗大ΜΑ的0.020%以 下。為了更安定地得到更進一步高的韌性，於滿足上述式 〔1〕的Ni/Mn比下，宜將Nb量抑制於幾乎不會生成長徑3 //m以上的MA的0.010%以下。 5 A1為重要的脫氧元素，下限值為0.001%。又，A1大量 存在時，由於鑄片的表面品質會劣化，故上限為〇·〇4〇%。

Ti係用以生成於抑制再加熱沃斯田鐵晶粒的粗大化上 所必須的鎖定粒子之Ti氮化物及含有Ti氧化物，添加 0.005%以上。但是，多餘的添加由於會使固溶丁丨量增加， 10 招來HAZ韌性下降，故以0.030%為上限。 N係用以於焊接後的冷卻中於沃斯田鐵晶界及晶粒内 生成Ti氮化物及B氮化物，可視需要調整其添加量。為了與 B相結合形成B氮化物，必須添加〇〇〇1〇%以上，但多餘的 添加由於會使固溶N量增加，招來HAZ韌性下降，故以 15 0.0100% 為上限。

Ca係用以生成於抑制再加熱沃斯田鐵晶粒的粗大化上 所必須的鎖定粒子之Ca系氧化物，可視需要添加0 0003% 以上。但是，多餘的添加由於會生成粗大的内含物，故以 0.0050%為上限。 20 岣係用以生成於抑制再加熱沃斯田鐵晶粒的粗大化 上所必須的鎖定粒子之崦系氧化物，可視需要添加 0.0003%以上。但是，多餘 物，故以〇·魏為上限。由於會生成粗大的内含 匪係树成於抑制再顺斯W的粗大化 15 1295693 上所必須的鎖定粒子之REM系氧化物，可視需要添加 0.001%以上。但是，多餘的添加由於會生成粗大的内含物， 故以0.030%為上限。又，於此所謂的REM係Ce&La，添加 量為兩者的總量。 5 B係用以作為固溶B，於焊接後的冷卻中偏析於沃斯田 鐵晶界，抑制晶界肥粒鐵的生成，又，為了使BN生成於沃 斯田鐵晶界或晶粒内，可視需要添加0 0005%以上。但是， 多餘的添加由於會使固溶B量增大，使HAZ硬度大幅上昇， 招來HAZ韌性下降，故以〇 〇〇5〇%為上限。 10 Cu係用以使鋼材的強度及耐腐性提高，可視需要添加 0.1%以上。其效果由於於1〇%飽和，故上限為1〇%，但由 於超過0·4%時易生成MA，使HAZ韌性下降，故以0.4%以下 為較佳。

Cr係用以使鋼材的耐腐性提高，可視需要添加0.1%以 15 上’但多餘的添加由於會因MA的生成招來HAZ韋刃性的下 降，故以0.5%為上限。 M〇係用以使母材的強度及耐腐性有效地提高的元 素’可視需要添加0.01%以上。其效果由於於0.5%飽和，故 上限為0.5%，但由於多餘的添加會因μα的生成招來HAZ 20勒性的下降，故以0.2%以下為較佳。 V係用以使母材的強度有效地提高的元素，可視需要 添加0.005%以上。其效果由於於〇1〇%飽和，故上限為 0.10% ’但由於多餘的添加會因ΜΑ的生成招來ηΑΖ韌性的 下降，故以〇·〇5〇。/。以下為較佳。 16 1295693 實施例1 連續鑄造表1所示化學成份的溶鋼，製作鋼片。關於 D23〜D34、D46〜D49，於投入Ti之前將溶鋼的溶存氧以si 調整至0.0010%〜0.0050%，之後，首先以Ti脫氧，接著以A1 5 脫氧後，添加Ca、Mg、REM中的任一者，進行脫氧。將該 等於1100〜1250°C下再加熱後，以以下2種壓延方法製造板 厚50〜80mm的鋼板。一種為於表面溫度750〜900°C的溫度範 圍下壓延後，水冷至復熱後的板表面溫度成為2〇〇〜4〇〇°C的 溫度範圍之方法(於表2記為TMCP)，另一種為熱軋壓延後 10 水冷至室溫，於500〜600°C的範圍下進行回火之製造方法 (於表2記為DQ-T)。 於表2顯示鋼板的製造條件、板厚、機械性質。又，關 於D23〜D34、D46〜D49，一併記載有經測定鋼板的任意處 之投影面積直徑為0.005〜0.5# πι的微細氧化物的個數。氧 15化物的個數係藉著由鋼板的任意處製作抽提複製品，將其 於電子顯微鏡以10000倍觀察100視野以上（觀察面積為 10000//m2以上），關於未滿o.ivm的粒子則提高適當倍率 觀察。對觀察的0·005〜0.5/zm直徑的各粒子進行元素分 析，計算氧化物的數量。D23〜D31、D46〜D49的鋼材中皆 20 分散有本發明範圍之100個/mm2的投影面積直徑為〇.〇1〜〇 5 /zm的微細氧化物。進而，對si以外的元素幾乎都相同的 D46、D47及D48、D49進行比較，可明白Si量為0.20%以下 曰';J'氧化物的量愈多。 對該等鋼板使用焊接入熱量為20〜l〇〇kJ/mm的電氣焊 17 1295693 接(EGW)或電熔渣焊接(ESW)，將鋼板對接，立起相對地進 行1回焊接。然後，於位於板厚中央部(t/2)的HAZ中，於距 離FLlmm的HAZ與FL二處放入刻痕，於_4〇°C進行查拜式衝 擊試驗。於表2顯示焊接條件及HAZ|57性。於此，於查拜式 5衝擊試驗中，使用JIS4號的2mmV刻痕的全尺寸試驗片。 又，於表2中，一併記入FL〜HAZlmm間的舊沃斯田鐵粒徑。 於此記載的FL〜HAZlmm間的舊沃斯田鐵粒徑係將被包含 於含有以板厚中央部為中心的板厚方向2mm與 FL〜HAZlmm的面的舊沃斯田鐵晶粒的粒徑以截面法測定 10 的平均粒徑。進而，於此，將連結成網狀的塊狀肥粒鐵作 為舊沃斯田鐵晶粒的晶界進行測定。 D1〜D49為本發明鋼。由於鋼的化學成份被適當地控 制，故滿足預定的母材性能，且於-40°C的大入熱HAZ韌性 良好。又，經使微細氧化物分散的D23〜D34、D46〜D49， 15 其FL〜HAZlmm間的舊沃斯田鐵粒徑成為200//m以下，比 其他細的晶粒，於-40°C下的大入熱HAZ韌性亦進一步提 高。又，經添加B謀求HAZ組織的微細化的D20與未添加B 但B以外的添加元素相同的D19相比較，D20的HAZ韌性良 好，於-40°C下的大入熱HAZ韌性亦顯示高的值。 20 另一方面，比較鋼C1〜17由於不含滿足式〔1〕的充份 的Ni或鋼的化學成份沒有被適當地控制，故大入熱HAZ韋刃 性不足。 18 1295693 表1 區分 記號 C Si Μη P S Νϊ Nb ΑΙ Ti Ν Ca Mg 發明鋼 D1 0.04 0J3 1.31 0.00B 0.002 1.6 0.006 0.015 0,008 0.0035 D2 0.04 0.17 0.81 0.008 0.002 2.8 0.006 0.015 0.008 0.0035 D3 0.07 0.17 1.40 0.007 0.002 0.9 ΟΌΟβ 0.015 0.007 0.0035 D4 0.07 0.05 0.81 0.006 0.002 2.4 0.006 0.014 0.008 0.0035 D5 0,10 0.t9 1.11 0.007 0.002 1,1 0.004 0.015 0.007 0.0032 D6 0.13 0.05 0.91 0.007 0,003 12 0.005 0.014 0,006 0,0037 D7 0,06 0.19 1,41 0.007 0搬 1,3 0Ό05 0,012 0.006 0.0042 D8 0.06 0.22 1.11 0.00β 0.003 2'1 0.005 0,014 0.006 0.0D35 D9 0.09 0.15 1.21 0,007 0.003 1.4 0.006 0Ό15 0.006 0.0035 D10 0.12 0.11 1X51 0.007 0Ό02 1,4 0,005 0.014 0Ό09 0.0035 D11 0.13 0.14 0.91 0.006 0.002 1.5 0.006 0Ό15 CX008 0.0035 D12 0.06 0.14 Ϊ.41 0.007 0.002 1.6 0.005 0Ό14 0.008 0.0032 D13 0.06 0,22 1.11 0.007 0.002 2.4 0.005 0.014 0.007 0.0035 D14 0Ό9 0.21 1.31 0,008 0Ό02 1.4 0,005 0.014 ΟΌΟΒ 0,0035 D15 0.13 0.19 1.0Ί 0.007 0.002 1.6 0Ό05 0,014 6.007 0.0035 D16 0.12 0.22 0.91 0.00? 0.003 2.1 0.006 0.015 0.006 0.0035 D17 0.13 0.17 1.01 0.006 αο〇2 1.7 0Ό05 0.014 0.006 0Ό032 D18 0,12 0.15 1.11 0Ό08 0.002 1.5 0.005 0.014 ΟΌΟβ 0.0037 D19 Ο.Οβ 0.14 1.41 0Ό07 0.002 1.6 0.005 0.014 0.009 0.0041 D20 0.06 0.14 1.40 0.007 0Ό02 1.6 0.005 0.014 0.009 0.0041 D21 0.06 0.10 1.21 0.007 0.002 17 0.006 0.015 0.010 0.0035 D22. 0.06 0.22 U1 0.007 0.002 1,8 0Ό05 0Ό14 0.008 0Ό055 D23 0.D8 0.16 1.31 0.008 0Ό04 18 0,005 0Ό14 0.008 0,0035 0.0018 D24 0.06 0.17 1.40 0.008 0.004 1.6 0.005 0Ό14 0.D08 0.0037 0.0019 D25 0Ό6 0.12 1.20 0.007 0.002 2Λ 0.006 0.015 0.007 0.0033 0.0016 D26 0.06 0.15 1.00 0.007 0.002 2.6 0.005 0Ό14 0.008 0.0036 D27 0.06 0.11 1.21 0.007 0.002 1.8 0,015 0Ό15 0.007 0Ό035 0.0014 D28 0.06 0.23 1,00 0,007 0Ό02 1,9 0Ό05 0.014 0.006 0Ό035 αοοίθ D29 0.06 0.17 1.20 0.008 0Ό04 1.8 0Ό05 0Ό14 0.006 0.0035 0.0036 D30 0.06 0.12 1.20 0.007 0.002 1.7 0.006 0.015 0.006 0,0035 0.0009 D31 0,06 0A2 1*20 0.007 0.002 1.9 0.006 0.015 0.006 0.0035 0Ό016 D32 0.07 0.15 1.21 0.007 0.003 1.4 0.02S 0.014 0.009 0.0032 0.0015 D33 0.08 0.13 1.21 0.009 0.002 1.3 0.013 0.014 0:010 0,0052 0.0017 D34 0.08 0.19 1.21 0.00B 0.003 1.5 0.013 0.025 0.008 0.0076 0.0012 D35 0.08 0.19 1.21 0.010 0.002 1.2 0Ό21 0Ό14 aooa 0.0035 19 1295693 表1之1 區分 REM 〇 B Cu Or Mo V Ceq Ni/Mn 1〇xGeq -3 判定* 發明鋼 0.37 1.22 0,7 〇 0.36 3.46 0.6 〇 0.36 0.64 0.6 〇 0.37 2.96 QJ 〇 0.36 0.99 0.6 〇 0.36 1.32 0.6 〇 0.38 0.92 0.8 〇 0.39 1.89 0.9 〇 0.39 1.16 0.9 〇 0.38 1.39 0.8 〇 0.38 1.65 0.8 〇 0.40 1.13 1.0 〇 0.41 2.16 1.1 o 0.40 1.07 1.0 o 0.41 1.58 1.1 o 0.41 2.31 1.1 o 0.41 1.68 1.1 o 0.41 1.35 1.1 o 0.40 1.13 1Ό o 0.0012 0.40 1.14 1.0 o 0.4 0.40 1.40 1.0 o 0.0023 0.2 0.41 1.62 1.1 o 0.0019 0.40 1-37 1.0 o 0.0019 0.0008 0.40 1.14 1,0 o 0.0017 0.0009 0.40 1.75 1、0 o 0.0220 0.0020 0.0011 0.40 2.60 1Ό o 0.0017 0.3 0.40 1.49 1.0 o 0.0030 00009 0.2 0.017 0.40 1.90 1.0 〇 0.0029 0.0009 0.3 0.40 1.50 1.0 o 0.0028 0.0009 0.2 0.05 0.40 1.42 1.0 〇 0.0023 0.0009 0.2 0.037 0.41 1.58 1.1 o 0.0018 0.0012 0.4 0.39 1.16 0.9 o 0ΌΟ2Ο om〇B 0.3 0.39 1.07 0.9 〇 0Ό015 0.0035 0.4 0.41 1.24 1.1 o 0.36 0.99 0.6 o 20 1295693 表1之2 區分 記號 C Si Mn P s Ni i Nb Al um mu ΒΕΦΙ um _Ι·1 ι·關 置_1 MiTTil vim mu 1漏 l_剛 1刪 \Km ΙΙ·Χ.Ι·Ι:1 mm \mn IKM \imt itm urn tom N —Mg— 發明锕 1 dST" 0.09 Έ1Τ "ΉΓ 0Λ10 0.003- T5" 0Ό15 Tm- 6.0035 037 0.10 0.19 1.11 0.006 0.002 IT 0.015 0.035 0.0035 D38" 0.11 0.!4 "asT 0.006 0.003 ΙΣ 0,031 0.014 0.0035 D40 0J0 0.14 K21 0.009 0.002 IT 0.030 0Ό14 0.0037 D41 0.10 0.24 1.21 0.006 0.002 ΤΓ 0.031 0.028 0.0042 042 0.08 0.24. 1.31 0.005 0.003 TJ 0.032 0.014: 0.0035 D43 0.03 0.22 1.31 0.008 0.003 ΤΓ 0.035 0.038 0.0035 D44 0.06 0.24 0,81 (X0Q7 0.003 IT 0.035 0.014 0Λ035 D45 0.03 0.11 1.51 0.007 0.002 ΊΤ 0.035 0-014 0.0035 D46 ί 0.07 0.11 1.21 0.007 0.003 IT 0*028 0.014 0.0032 6.0015 D47 0.07 0.28 1.21 0Ό07 0:003 IT 0.028 0.014 0.0032 0.0015 D48 0·0δ I 0.11 1.20 0.008 0.004 L8 0.005 0.014 0.0035 0.0018 D49 a〇6 ： 0.28 1*20 0.008 0.004 ΊΤ 0.005 0Ό14 0.0033 0.0017 、丨 ! 比較網 C1 0.04 0.14 1.90 0Ό07 0.002 ΤΓ 0.008 0.012 0.0032 C2 0.04 0.09 1.60 0.006 0.003 〇ίΓ 0.009 0.019 0.0037 C3 0.06 \ 0.09! 1.70 0.007 0.003 TF 0.005 0.012 0.0042 C4 0.09 0.11 : K60 0Ό08! 0,003 W 0.006 0.015 0.0035 C5 0.10 0.14 1.30 0.008 0.002 ΎΓ 0.005 0.014 0.0035 C6 0.13 0.22 1.20 0.007 0.002 0.003 0.012 0.0035 07 0.06 0.11 1,90 0.007 0,002 u 0.006 0.015 0.0035 C8 * 0.06 0.14 1.60 0*007: 0.004 *〇J 0.005 0.014 0.0032 C9 0.09 0.17 1.40 0.008 丨 0.002 0.9 0.005 0.014 0.0037 CIO 0.11 0.23 1.30 0.007 0.002 HF 0.006 0.015 0-0042 Ct1 0.06 0.16 2Ό0 0.008 0.004 ΤΓ 0.005 0.014 0.0035 C12 0.06 0.11 1.60 0.007 0.002 1.1 0.006 0.015 0,0035 C13 0.10 0.25 1.70 0.006 0.003 0.006 0Ό15 0-0035 C14 ai2 0.14 1,40 0.007 0Ό02 0.005 0.014 0.006 0.0035 Cl 5 0.09 0.12 1.60 0.008 0.003 0·8 0.01 0.013 0.009 0.0032 Ct6 πηάί 1 Ktn Ktxui!：i 0.003 0.035 0.0t3 丨 0.010 = C17 0.002 IT 0.045 i 0Ό14 0.008 21 1295693 表1之3 區分 REM 0 8 Cu Cr Mo V Ceo Νϊ/Μη 1〇x〇eq -3 判定* 發明網 0.03 0,40 1,24 1.0 Ο 0.41 1.71 ο 0.045 0.38 1.87 0.8 ο 0.2 0.42 1.32 \2 ο 0.40 1.24 1:0 〇 0.41 t.22 1.1 ο 0.42 1,91 1.2 ο 0,41 3.95 1.1 〇 0,40 1.19 1.0 ο .0.0018 0.4 0.39 1.16 0.9 〇 0.0018 0.4 0.39 1.16 0.9 ο 0.0026 0.0012 0.3 0.40 1.50 1.0 ο 0.00261 0.0012 0.3 0.40 t50 1.0 〇 比較網 0.36 0.05 Ο.β X 0,3β 0.50 0.6 X 0,36 0.12 0.6 X 0.3β 0.00 0.6 X 0.36 0.54 0.6 X 0.36 0.42 0.6 X 0.38 aos 0.8 X 0.38 0,50 0.8 X 0.38 0.64 0.8 X 0.38 0-62 0.8 X 0.40 0.05 1.0 X 0.40 0朋 1.0 >: 0.40 0,12 1.0 X 0.40 0.50 1Ό X 0.41 0,50 U X 0.37 0·40 0.7 X 0.38 0·8 ο *滿足Ni/Mn^l〇XCeci — 3者記爲〇，不滿足者記爲X· 22 1295693 表2 區分 記號 製造方法 板厚(mm) 母為 才(t/2 部）1) 氧化物數2) (假/mm2) 拉伸強度（MPa) 降伏應力（Mpa) vE_4。(J) 發明鋼 D1 TMCP 60 576 476 231 D2 TMGP 65 565 465 229 03 DQ-T 70 576 456 225 04 TMCP 60 576 476 231 D5 DQ-T 55 605 485 238 0β TMCP 65 565 465 229 01 TMCP 70 560 460 219 D8 TMCP 80 541 441 213 D9 DQ-T 60 60? 481 225 D10 TMCP 65 570 470 223 D11 TMCP 75 550 450 216 D12 TMCP 80 545 445 208 D13 TMCP 55 596 496 224 D14 DQ-T 65 595 475 217 D15 TMCP 70 566 466 213 D16 TMCP 65 578 478 214 D17 DOT 70 .588 468 211 D18 TMCP 75 556 456 210 D19 TMCP 70 565 465 214 D20 TMCP 70 575 482 214 D21 DQ-T 70 585 465 214 D22 TMCP 70 566 466 213 D23 TMCP 65 575 475 218 900 D24 DQ-T 60 605 485 221 1200 D25 TMCP 70 565 465 214 1300 D26 TMCP 80 545 445 209 1100 D27 TMCP 70 565 465 214 900 D28 TMCP 65 574 474 218 1800 D29 TMCP 60 585 485 221 2100 D30 DQ-T 65 594 474 218 2400 D31 TMCP 60 587 487 219 1900 D32 TMCP 70 5β3 463 217 700 D33 TMCP 65 572 472 221 600 D34 DQ-T 80 567 447 207 1400 D35 TMCP 70 555 455 225 23 1295693 表2之1 對接1回焊接條件 FL〜HAZImm 的 4’ 平均r粒徑Um) ΗΑΖ韌性5) 區分 焊接方法 入熱(kj/mm) FL/vE_40 (J) FL+1mmA/E_4〇 (J〉 EGW 39 480 140 128 EGW 42 520 135 124 ESW 85 770 116 106 ESW 73 660 123 113 ESW 67 605 127 117 EGW 42 520 135 124 ESW 85 770 116 106 EGW 51 640 124 114 EGW 39 480 140 128 ESW 79 715 119 109 EGW 48 600 128 117 EGW 51 640 124 114 EGW 35 440 144 132 ESW 79 715 119 109 ESW 85 770 11β 106 EGW 42 520 135 124 發明鋼 EGW 45 560 131 120 EGW 48 600 128 117 EGW 45 560 131 120 EGW 45 5β0 171 156 ESW 85 770 116 106 EGW 45 560 184 180 ESW 79 180 207 189 EGW 39 165 214 196 EGW 45 152 221 203 EGW 51 185 204 187 EGW 45 180 207 189 ESW 79 167 213 195 EGW 39 184 205 188 EGW 42 165 214 196 EGW 39 184 205 188 EGW 45 180 207 189 EGW 42 164 214 197 ESW 98 180 196 180 ESW 85 660 123 113 24 1295693 表2之2 區分 記號 製造方法 板厚(mm) 母材(1/2部）υ 氣化物數幻 (個/mm2) 拉伸強度(MPa〉 降伏繼力（Μ卯) V^4QU) 發明鋼 D36 DQ-T 70 584 464 215 D37 TMCP 65 578 478 214 038 TMCP 60 581 481 226 D4Q DQ -T 80 670 450 203 D41 TMCP 70 565 465 214 D42 TMCP 65 576 476 216 D43 TMCP 60 589 489 217 D44 TMCP 65 577 477 215 D45 DQ-T 60 605 485 221 D46 TMCP 70 553 465 217 900 D47 TMCP 70 579 481 217 400 D48 TMCP 60 578 485 221 2300 D49 TMCP 60 592 485 221 1500 比較網 G1 TMCP 70 556 456 225 C2 DQ-T 60 ’ 595 475 233 C3 TMCP 75 544 444 224 C4 TMCP 60 574 474 234 C5 TMCP 60 576 476 232 C6 TMCP 55 586 486 236 C7 DQ-T 60 601 481 226 C8 TMCP 60 580 480 227 C9 TMCP 60 581 481 226 C10 TMCP 60 580 480 227 C11 DQ-T 70 585 465 21-4 C12 TMCP 60 585 485 221 C13 TMCP 70 564 464 215 C14 TMCP 65 575 475 21S 015 TMCP 55 598 498 222 C16 DQ-T 65 588 468 226 C17 TMCP 60 581 481 226 25 1295693 區分 對接1回彈接ifi: 3> FL~HAZ1mm的 4> 平均r*粒徑（jum) ΗΑΖί 贝性® 焊接方法 入熱(kJ/mm) FL/vE^o (J) FL+1 mm/vE_4〇 (J) 發明鋼 ESW 85 605 127 117 EGW 42 520 135 124 ESW 73 770 116 106 EGVT 5¾ 480 140 128 ESW 85 715 119 109 EGW 42 600 128 117 EGW 39 640 124 114 EGW 42 440 144 132 ESW 73 715 119 109 EGW 45 145 225 206 EGW 45 195 200 183 EGW 39 164 214 236 EGW 39 185 204 225 比較網 ESW 85 770 36 25 EGW > 39 480 57 40 EGW 48 600 46 32 EGW 39 480 57 40 EGW 39 460 57 40 ESW 67 605 45 32 EGW 39 480 57 40 EGW 39 480 57 40 EGW 39 480 57 40 EGW 39 480 57 40 ESW 85 770 36 25 EGW 39 480 57 40 EGW 45 560 49 34 EGW 42 520 53 37 ESW 67 605 45 32 EGW 42 520 53 37 EGW 39 480 57 40 1) 板厚中心位置、YS與TS是2片試驗片的平均值，_40°c下 的查拜式吸收能(vE-40)是3片試驗片的平均值。 2) 由鋼板的任意處製作抽提複製品。於電子顯微鏡以10000 5 倍觀察100視野以上(觀察面積為10000//m2以上）。 但，關於未滿0.1//m的粒子提高適當倍率觀察。 於投影面積直徑0.005〜〇.5//m的粒子的元素分析中，計 算含氧化物者，換算成每1mm2的個數。 3) EGW :電氣焊接，ESW :電熔渣焊接，焊接入熱量為焊 10 接全長的平均值，於各焊接法中使用相同的焊接材料。 4) 被包含於含有以板厚中央部為中心的板厚方向2mm與 26 1295693 FL〜HAZl mm的面的舊沃斯田鐵晶粒的平均粒徑。 以截面法測定。將連結成網狀的肥粒鐵作為舊沃斯田鐵 晶粒的晶界進行測定 5)FL刻痕係將WM與HAZ等分地劃線，於各刻痕位置的 5 vE-40-是3片試驗片的平均值。 產業上之可利用性 本發明係提供一種可滿足船舶、海洋構造物、中高層 大樓等對破壞的嚴格的韌性要求之厚鋼板，對該產業領域 帶來的效果極大，進一步從構造物的安全性的意義上考 10 量，對社會的貢獻亦相當大。 【圖式簡單說明3 第1圖係顯示相當於45kJ/mm的焊接熱循環之圖。 第2圖係顯示Ni/Mn、Ceq、再現HAZ韌性之關係圖。 第3圖係顯示藉著分散微細氧化物或有效利用B使再現 15 HAZ韌性提高之效果之圖。 【主要元件符號說明】 (無） 27

Claims (1)

1. 修正日期：96年11月 1295親麵號專利申請案申請專糊替換本 十、申請專利範圍： 1· 一種於大入熱焊接下的焊接熱影 響部的低溫韌性優異之 局強度厚鋼板，含有以下元素，即： C : 〇.〇3〜〇·ΐ4質量〇/0 ; 5 Si · 0.30質量％以下； Μη · 〇·8〜2.0質量％ ; Ρ: 0.02質量％以下； S : 0·005質量％以下； Α1 : 0.001 〜〇 〇4〇 質量％ ; 10 Ν : 0.0010〜o.oioo質量0/〇 ; Ni : 0.8〜4.0 質量％ ; Ti : 〇_〇〇5〜0.030質量％ ;及 Nb : 0.003〜0.040 質量％ ; 且，Ni與Μη滿足下式〔1〕，即： 15 Ni/Mn^ 10xCeq-3(0.36^Ceq^0.42) [ 1] 但，Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 又，剩餘部分為鐵及不讦避免之雜質。 2.如申請專利範圍第1項之於大八熱焊接下的焊接熱影響 部的低溫韌性優異之高強度岸銅板，進一步包含有1種或 20 2種以上的以下元素，即： Ca : 0.0003〜0.0050質量％ ; Mg : 0.0003〜0.0050質量％ ;及 1^1^1:0.001〜0.030質量％; 且，含有0 : 0.0010〜〇·0〇5〇質量％及100個/mm2以上的投 28 1295693 影面積直徑為0.005〜0.5//m的氧化物。 3.如申請專利範圍第1項或第2項之於大入熱焊接下的焊接 熱影響部的低溫韌性優異之高強度厚鋼板，進一步含有 B : 0.0005〜0.0050質量％。 5 4.如申請專利範圍第1項之於大入熱焊接下的焊接熱影響 部的低溫韌性優異之高強度厚鋼板，進一步含有1種或2 種以上的以下元素，即： Cr : 0.1 〜0.5質量％ ; Mo : 0.01 〜0.5質量％ ; 10 V : 0_005〜0_10質量％ ;及 Cu : 0.1 〜1.0質量％。 5. 如申請專利範圍第2項之於大入熱焊接下的焊接熱影響 部的低溫韌性優異之高強度厚鋼板，進一步含有1種或2 種以上的以下元素，即： 15 Cr : 0.1 〜0.5質量％ ; Mo : 0.01 〜0.5質量％ ; V : 0.005〜0.10質量％ ;及 Cu : 0.1 〜1.0質量％。 6. 如申請專利範圍第3項之於大入熱焊接下的焊接熱影響 20 部的低溫韌性優異之高強度厚鋼板，進一步含有1種或2 種以上的以下元素，即： Cr : 0.1 〜0.5質量％ ; Mo : 0.01 〜0.5 質量％ ; V : 0.005〜0.10質量％ ;及 29 1295693 Cu : 0.1 〜1.0質量％。 1295693 七、指定代表圖： (一）本案指定代表圖為：第（1 )圖。 , (二)本代表圖之元件符號簡單說明： (無） 八、本案若有化學式時，請揭示最能顯示發明特徵的化學式：