CN101724780A - 厚钢板 - Google Patents

Abstract

提供一种即使在进行大线能量焊接时，HAZ韧性也优异的钢板。本发明的厚钢板，满足规定的化学成分组成，并且以当量圆直径计低于0.05μm的含Ti氮化物每1mm²存在5.0×10⁶个以上，以当量圆直径计0.05～1.0μm的含Ti氮化物每1mm²存在1.0×10⁵个以上，和以当量圆直径计超过1.0μm的含Ti氮化物每1mm²存在5个以下。

Description

厚钢板

技术领域

本发明涉及适用于桥梁、高层建筑物和船舶等的焊接结构物的厚钢板，特别是涉及大线能量焊接后的热影响部(以下仅称为“HAZ”)的韧性优异的厚钢板，另外还涉及大线能量焊接后的母材(钢板)和HAZ韧性优异的厚钢板。

背景技术

近年来，随着上述各种焊接结构物的大型化，板厚50mm以上的厚钢板的焊接不可避免。因此，在所有领域中，从焊接施工效率的改善这一观点出发，存在的状况是指向50kJ/mm以上的大线能量焊接。

然而，若进行大线能量焊接，则HAZ被加热到高温的奥氏体区域之后徐冷，因此HAZ部(特别是HAZ部的熔合部附近)的组织粗大化，有这部分的韧性容易劣化这样的问题。确保这一HAZ部的韧性(以下称为“HAZ韧性”)良好成为长年的课题。

用于防止大线能量焊接时的HAZ韧性的劣化的技术，至今为止提出有各种。作为这一技术的代表例，例如专利文献1～6所示，提出有一种钢材，其是通过使钢材中分散析出微细的TiN，抑制在进行大线能量焊接时的在HAZ产生的奥氏体晶粒的粗大化，从而抑制HAZ韧性的劣化。然而在这些技术中，若焊接金属达到1400℃以上的高温，则HAZ之中，特别是在靠近焊接金属的部位(熔合部)，由于焊接时受到的热导致上述TiN固溶消失，有不能充分抑制HAZ韧性的劣化这样的问题。

另外，在专利文献7中还提出一种技术，其为了抑制粒径超过0.1μm这种粗大TiN的生成，实现了粒径为0.01～0.1μm的微细TiN的分布的适当化，由此实现HAZ韧性的改善。然而，仅仅实现微细TiN的分布的适当化，并不能确保充分的HAZ韧性。

于是，本发明者们率先在专利文献8中，提出一种即使在焊接时受到高温的热影响时也不会使HAZ的韧性劣化的钢材。在该技术中，通过在钢材中大量添加N，且适当控制Ti和B的添加平衡，由此使焊接后仍未固溶而存在的TiN的量增加，从而改善HAZ韧性。

另外，本发明者们还提出有一种技术，使存在于焊接用钢中的TiN系夹杂物之中积极地含有Nb，并且控制Ti/Nb比，使粒径为0.01～0.25μm的夹杂物的个数每1mm²为1.0×10⁴个以上，由此确保宽阔的线能量范围内的HAZ韧性(例如专利文献9)。

然而，根据这些技术，仍不能避免由于焊接时受到的热量导致的上述TiN固溶消失，仍有HAZ韧性有一些劣化的问题。由此，作为弥补含Ti氮化物的消失的方法，提出有以氧化物作为含Ti氮化物生成点加以活用的技术(例如，专利文献10)，和以高温下稳定的氧化物作为钉扎粒子加以活用的技术(例如，专利文献11、12)等。

另外，在专利文献13中提出有一种技术，其通过促进以氧化物等的夹杂物作为起点的晶内铁素体的生成，从而使HAZ组织微细化，以确保HAZ韧性。但是，这些氧化物等的夹杂物活用技术，容易使对韧性有不良影响的粗大夹杂物生成，另外，一般氧化物等的夹杂物会比TiN系夹杂物数量少，因此难以得到稳定的HAZ韧性。

然而，氧化物比含Ti氮化物数量少，有得不到充分的HAZ韧性的问题。另外，在活用氧化物的技术中，容易招致因粗大氧化物生成带来的母材和HAZ的韧性偏差，有不能稳定地使母材和HAZ的韧性良好的问题。而且，即使微细的组织被形成，若存在粗大的含Ti氮化物和岛状马氏体(MA)，则其作为脆性破坏的起点起作用，也会造成韧性的偏差。

【专利文献1】特公昭55-26164号公报

【专利文献2】特开2003-166017号公报

【专利文献3】特开2003-213366号公报

【专利文献4】特开2001-20031号公报

【专利文献5】特开2008-121074号公报

【专利文献6】特开2003-160834号公报

【专利文献7】特开2001-98340号公报

【专利文献8】特开2005-200716号公报

【专利文献9】特开2004-218010号公报

【专利文献10】特开2003-321728号公报

【专利文献11】特开2007-100213号公报

【专利文献12】特开2005-336602号公报

【专利文献13】特开2008-223081号公报

发明内容

本发明鉴于这样的状况而做，其目的在于，提供一种即使在进行大线能量焊接时，HAZ韧性也良好的钢板，另外提供一种HAZ韧性优异，并且母材自身的韧性也优异的厚钢板。

能够解决上述课题的本发明的厚钢板，其具有如下几点要旨：分别含有C：0.03～0.15质量％、Si：0.25质量％以下(含0质量％)、Mn：1.0～2.0质量％、P：0.03质量％以下(不含0质量％)、S：0.015质量％以下(不含0质量％)、Al：0.005～0.05质量％、Ti：0.010～0.080质量％、Nb：0.002～0.10质量％、Ca：0.0005～0.010质量％和N：0.002～0.020质量％，余量是铁和不可避免的杂质，以当量圆直径计低于0.05μm的含Ti氮化物每1mm²存在5.0×10⁶个以上，以当量圆直径计0.05～1.0μm的含Ti氮化物每1mm²存在1.0×10⁵个以上，和以当量圆直径计超过1.0μm的含Ti氮化物每1mm²存在5个以下。这样的厚钢板HAZ韧性良好。

还有，上述所谓“当量圆直径”，是着眼于含Ti氮化物的大小，求得与其面积相等的这样假定的圆的直径，其为在透射型电子显微镜(TEM)和扫描型电子显微镜(SEM)的观点面上确认到的氮化物的直径。本发明中作为对象的含Ti氮化物其宗旨在于，当然包括TiN，也包括以其他氮化物形成元素(例如Nb、Zr、V等)置换Ti的一部分(以原子比计为50％以下左右)的氮化物。

在本发明的厚钢板中，若进一步使距表面深t/4(t：板厚)的位置的岛状马氏体的面积比例为5％以下，则HAZ韧性优异，并且母材自身的韧性也提高，因此优选。

另外，还含有Ni：1.5质量％以下(不含0质量％)、Cu：1.5质量％以下(不含0质量％)、Cr：1.5质量％以下(不含0质量％)和Mo：1.5质量％以下(不含0质量％)之中的1种以上的元素，也是本发明的厚钢板的优选方式。

或者，含有Ni：1.5质量％以下(不含0质量％)、Cu：1.5质量％以下(不含0质量％)、Cr：1.5质量％以下(不含0质量％)和Mo：1.5质量％以下(不含0质量％)之中的1种以上的元素，并且以下式(1)表示的A值为125≤A≤200，并且进行调整，使之在与由下式(2)表示的G值之间，具有A/G≥4350的关系，这也是本发明的厚钢板的另一优选方式。

A＝53+104[C]+76[Cu]+109[Cr]+37[Ni]+2422[Nb]+31[Mo]…(1)

G＝[Nb]+5[B]…(2)

[式(1)，(2)中，[]表示各元素的含量(质量％)。]

在本发明的厚钢板中，根据需要再含有如下等元素也有用：(a)V：0.1质量％以下(不含0质量％)；(b)B：0.005质量％以下(不含0质量％)；(c)Zr：0.02质量％以下(不含0质量％)、REM：0.02质量％以下(不含0质量％)之中的1种以上，通过含有这些元素，对应其种类，厚钢板的特性得到进一步改善。

根据本发明，将钢板的化学成分组成纳入适当的范围内，并且根据含Ti氮化物的大小而适当地使之分散，因此能够实现焊接热影响部(HAZ)的韧性得到改善的厚钢板。

另外，还通过进一步抑制组织中的岛状马氏体的面积比例，从而能够实现母材和焊接热影响部(HAZ)的韧性得到改善的厚钢板。

另外，通过进一步控制相当于贝氏体相变的驱动力的A值，并且还适当控制对奥氏体晶界能有影响的G值和所述A值的关系(A/G)，由此能够实现HAZ韧性得到进一步提高的厚钢板。

附图说明

图1是表示A值和A/G值与HAZ贝氏体组织的关系的曲线图。由图1可见，随着A值和A/G值上升，贝氏体组织尺寸有变小的倾向。

具体实施方式

本发明者们，在使焊接时的高温下仍熔融残留的含Ti氮化物(以下以TiN表示)增加方面取得了成功(所述专利文献9)，以这一技术为基础，为了进一步改善HAZ韧性而反复研究。

在至今为止提出的技术中，尽可能地使微细的TiN大量分散，这被认为在提高HAZ韧性上是有效的方法，但在使HAZ韧性良好方面，发现倒不如控制TiN(即含Ti氮化物)的个数，使之以当量圆直径计为0.05～1.0μm左右的大小的个数增加即可。

另外还判明，更微细的TiN(以当量圆直径计为低于0.05μm)，比起HAZ韧性，反而是使母材韧性良好更为需要。如果这种微细TiN和上述大小的(以当量圆直径计为0.05～1.0μm)的TiN混合分散，并且控制粗大的(以当量圆直径计超过1.0μm)TiN的生成，则发现能够实现HAZ韧性优异的厚钢板，从而完成本发明。

在本发明的厚钢板中，通过后述的控制，使各种尺寸的TiN适当地分散，而规定这些要件的理由如下。

[以当量圆直径计低于0.05μm的TiN每1mm²为5.0×10⁶个以上]

以当量圆直径计低于0.05μm的TiN，抑制轧制时的奥氏体晶粒(γ粒)的粗大化，在用于确保HAZ和母材的韧性上需要。若这种大小的TiN的个数比每1mm²为5.0×10⁶个(5.0×10⁶个/mm²)少，则得不到身稳定的母材韧性。

[以当量圆直径计0.05～1.0μm的TiN每1mm²为1.0×10⁵个以上]

以当量圆直径计为0.05～1.0μm的TiN抑制HAZ的γ粒粗大化，在用于确保良好的HAZ韧性上需要。若这种大小的TiN的个数比每1mm²为1.0×10⁵个(1.0×10⁵个/mm²)少，则得不到身稳定的HAZ韧性。还有，TiN的大小比0.05μm小时，虽然有助于母材韧性，但是在大线能量焊接中容易熔解，对HAZ韧性改善的帮助小。另外，若这一尺寸比1.0μm大，则会给母材和HAZ的韧性带来不利影响。

[以当量圆直径计超过1.0μm的TiN每1mm²为5个以下]

以当量圆直径计超过1.0μm的粗大的TiN会给母材和HAZ的韧性带来不利影响，因此优选尽可能少的方法。从这观点出发，在本发明中，以当量圆直径计超过1.0μm的TiN规定为每1mm²在5个以下(5个/mm²以下)。

另外还发现，如果进一步抑制规定位置的岛状马氏体(MA)的生成，则能够实现除了HAZ韧性以外，母材的韧性也优异的厚钢板。

在本发明的厚钢板中，使岛状马氏体(MA)的面积比例处于规定的范围内的理由如下。

[距表面深t/4(t：板厚)的位置的岛状马氏体的面积比例为5％以下]

本发明的厚钢板，其组织基本上由铁素体和贝氏体构成，但岛状马氏体(MA)作为脆性破坏起点起作用，对母材韧性造成不良影响，因此岛状马氏体的面积比例需要抑制在5％以下，若其面积比例超过5％，则得不到稳定的母材韧性。还有，之所以使岛状马氏体的面积比例的规定位置为“距表面深t/4(t：板厚)的位置”，选择的是表示钢板的特性的代表性的位置。

为了实现上述这样的TiN的分散状态和显微组织(岛状马氏体的面积比例)，在熔钢中使Al和Ca的添加顺序为Al→Ca，至浇铸的保持时间控制在10分钟以上、低于90分钟，并使铸造时的1500～1400℃下的冷却时间为600秒以内，并且将轧制前加热条件控制在1050～1200℃×2～5小时后，在900℃以上实施粗轧，且使冷却速度为2～15℃/秒、冷却停止温度为300～500℃而进行轧制后的冷却即可。各要件的规定理由如下。

[在熔钢中使Al和Ca的添加顺序为Al→Ca]

若使这些元素的添加顺序为Ca→Al，则在熔钢中生成Ca氧化物和Al氧化物。这些氧化物容易成为粗大的TiN的生成起点，由于以当量圆直径计超过1.0μm的粗大TiN增加，容易招致母材和HAZ韧性劣化。相对于此，若以Al→Ca的顺序添加，则会生成难以成为TiN的生成起点的Ca-Al复合氧化物，粗大TiN的生成得到抑制。

[至浇铸的保持时间T1为10分钟以上、低于90分钟]

至浇铸的保持时间T1是对Ca-Al复合氧化物的生成状况产生影响的要件，该保持时间T1低于10分钟时，Ca-Al复合氧化物无法充分生成，招致因粗大的TiN的生成增加带来的母材和HAZ的韧性劣化。另一方面，若该保持时间T1超过90分钟，则复合氧化物粗大化，带给母材和HAZ的韧性不良影响。

[铸造时的1500～1400℃下的冷却时间T2为600秒以内]

若[铸造时的1500～1400℃下的冷却时间T2超过600秒，则粗大TiN的生成量增加，以当量圆直径计为0.05～1.0μm的TiN的生成量减少，不能确保充分的母材韧性和HAZ韧性。

[轧制前加热条件：1050～1200℃×2～5小时]

该轧制加热条件会对TiN的形态造成影响，若这时的加热温度Th比1050℃低，或者加热时间T3比2小时短，则无法充分获得以当量圆直径计为0.05～1.0μm的TiN。若加热温度Th比1200℃高，加热时间T3比5小时长，则TiN的Ostwald成长促进，无法充分获得以当量圆直径计为低于0.05μm的TiN。

[在900℃以上实施粗轧]

粗轧的温度(粗轧结束温度Tf)低于900℃时，无法充分获得以当量圆直径计为低于0.05μm的TiN，母材韧性劣化。

[轧制后的冷却速度Rc：2～15℃/秒，冷却停止温度Ts为300～500℃]

若轧制后的冷却速度Rc比2℃/秒慢，则粗大的铁素体生成，母材韧性劣化，若比15℃/秒快，则岛状马氏体(MA)的生成量增加，母材韧性劣化。另外，冷却停止温度Ts低于300℃时，岛状马氏体(MA)的生成量增加，母材韧性劣化。另外，若冷却停止温度Ts超过500℃，则软质组织增加，强度降低。还有，在冷却停止温度Ts低于300℃时，通过其后进行500℃左右的回火处理，也能够得到稳定的韧性。

接下来，对于本发明的厚钢板(母材)的化学成分组成进行说明。如上述，即使本发明的厚钢板满足TiN的分布状态和规定位置的显微组织，但如果各个化学成分(元素)的含量未处于适当范围内，则仍不能达成优异的HAZ韧性和母材韧性。因此在本发明的厚钢板中，除了TiN(含TiN氮化物)的分布状况良好以外，各个化学成分的量也需要处于以下所述的适当范围内。特别是使Si含量为0.02质量％以下，这在降低粗大含Ti氮化物的生成，确保更为良好的母材韧性和HAZ韧性上极其有用。

[C：0.03～0.15质量％]

C是用于确保钢板的强度而不能缺少的元素。C含量低于0.03质量％时，不能确保钢板的强度。优选为0.04质量％以上。但是，若C含量过剩，则硬质的岛状马氏体(MA)大量生成，招致HAZ韧性和母材的韧性劣化。因此C含量需要抑制在0.15质量％以下(优选为0.12质量％以下，更优选为0.10质量％以下，进一步优选为0.09质量％以下)。

[Si：0.25质量％以下(含0质量％)]

Si在通过固溶强化而确保钢板的强度上是有用的元素，但通过尽可能地降低，能够抑制含Ti氮化物的粗大化，使母材和HAZ的韧性良好。若Si含量过剩，则硬质的岛状马氏体(MA)大量生成，招致母材的韧性劣化。因此Si含量至少需要抑制在0.25质量％以下。特别是为了降低粗大含Ti氮化物的生成，确保更为良好的母材韧性和HAZ韧性，优选Si含量为0.15质量％以下，更优选在0.05质量％以下，最优选在0.02质量％以下。

[Mn：1.0～2.0质量％]

Mn在确保钢板的强度上是有用的元素，为了有效地发挥这一效果，需要使之含有1.0质量％以上。优选为1.2质量％以上，更优选为1.4质量％以上。但是，若超过2.0质量％而过剩地含有，则HAZ的强度过度上升，韧性劣化，因此Mn含量为2.0质量％以下，优选为1.8质量％以下，更优选为1.7质量％以下。

[P：0.03质量％以下(不含0质量％)]

作为杂质元素的P容易引起晶界断裂，给韧性带来不利影响，因此优选其含量尽可能少。从确保韧性的这一观点出发，P含量需要抑制在0.03质量％以下，优选在0.02质量％以下。但是工业上使钢中的P达到0质量％有困难。

[S：0.015质量％以下(不含0质量％)]

S是使母材的韧性劣化的杂质，优选其含量尽可能地少。从确保韧性的这一观点出发，S含量需要抑制在0.015质量％以下，优选在0.010质量％以下。但是工业上使钢中的S达到0质量％有困难。

[Al：0.005～0.05质量％]

如前述，其通过在Ca之前添加，是对抑制粗大TiN的结晶有用的元素。为了发挥这一效果，其含量需要为0.005质量％以上，但若其含量过剩，则粗大TiN生成，母材和HAZ的韧性劣化，因此需要抑制在0.05质量％以下。Al含量的优选下限为0.010质量％，优选上限为0.04质量％。

[Ti：0.010～0.080质量％]

Ti与N反应而形成各种大小的氮化物，是有助于母材和HAZ的韧性提高的元素。为了有效地发挥这一效果，需要使Ti含有0.010质量％以上，优选为0.012质量％以上。但是若过剩地含有，则粗大的TiN大量生成，使母材和HAZ的韧性劣化，因此应该抑制在0.080质量％以下。优选为0.060质量％以下。

[Nb：0.002～0.10质量％]

Nb作为碳氮化物析出，抑制γ粒粗大化，是在使母材韧性良好上有效发挥作用的元素。这一效果在Nb含量为0.002质量％以上时得到有效地发挥，但为了更有效地发挥此效果，优选使之含有0.005质量％以上。但是，若Nb含量过剩，则招致粗大的碳氮化物的析出，母材韧性劣化，因此需要在0.10质量％以下(优选为0.08质量％以下)。

[Ca：0.0005～0.010质量％]

Ca通过在Al之后添加，是对抑制粗大TiN的结晶上有效的元素。为了发挥这一效果，需要使Ca含有0.0005质量％以上，优选为0.0008质量％以上。但若Ca含量过剩，则粗大的氧化物生成，母材和HAZ的韧性劣化，因此需要在0.010质量％以下。优选为0.008质量％以下。

[N：0.002～0.020质量％]

N在高温下形成熔解残留的氮化物(含Ti氮化物)，在确保母材和HAZ的韧性上是有用的元素。通过使N含量为0.002质量％以上(优选为0.003质量％以上)，能够确保规定的含Ti氮化物。但是，若N含量过剩，则固溶N量增大，由于应变时效致使母材和HAZ的韧性劣化。因此，N需要抑制在0.020质量％以下，优选为0.018质量％以下。

本发明规定的含有元素如上述，余量是铁和不可避免的杂质，作为该不可避免的杂质，能够允许因原料、物资、制造设备等的状况而混进的元素(例如Sn、As、Pb等)的混入。另外，再积极地含有下述元素也有效，根据所含有的成分的种类，钢板的特性得到进一步改善。

[Ni：1.5质量％以下(不含0质量％)、Cu：1.5质量％以下(不含0质量％)、Cr：1.5质量％以下(不含0质量％)和Mo：1.5质量％以下(不含0质量％)之中的1种以上]

Ni、Cu、Cr和Mo均是对钢板的高强度化有效的元素，其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质量％以上。更优选为0.10质量％以上。但是若这些元素的含量过剩，则招致强度的过度上升，母材和HAZ的韧性劣化，因此均优选抑制在1.5质量％以下。更优选为1.2质量％以下。

[V：0.1％以下(不含0％)]

V作为碳氮化物析出，抑制γ粒粗大化，是在使母材韧性良好方面有效发挥作用的元素。这一效果随着其含量增加而增大，为了有效地发挥这一效果，优选使之含有0.002％以上(更优选在0.005％以上)。然而，若V含量过剩，则招致粗大的碳氮化物的析出，母材韧性劣化，因此为0.1％以下(优选为0.08％以下)。

[B：0.005％以下(不含0％)]

B抑制粗大的晶界铁素体的生成，是在母材和HAZ的韧性提高上有效的元素。这一效果随着其含量增加而增大，为了有效地发挥这一效果，优选使之含有0.0010％以上(更优选为0.0015％以上)。但是若B含量过剩，则招致奥氏体晶界的BN的析出，母材和HAZ韧性劣化，因此优选在0.0050％以下。更优选在0.0040％以下。

[Zr：0.02％以下(不含0％)和/或REM：0.02％以下(不含0％)]

Zr和REM(稀土类元素)使氧化物微细化，是有助于HAZ的韧性提高的元素。这一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0.0001％以上(更优选为0.0005％以上)。但是若过剩含有，则氧化物变得粗大，使母材和HAZ的韧性劣化，因此均应该抑制在0.02％以下。优选在0.015％以下。还有，在本发明中，所谓REM(稀土类元素)意思是包含镧系元素(从La到Ln的15个元素)及Sc(钪)和Y(钇)。

可是，在本发明的厚钢板中，含有所述Ni、Cu、Cr、Mo的任意一种以上时，除了上述的TiN的控制以外，通过进行利用合金元素添加量的最佳化带来的贝氏体相变驱动力的控制，可以进一步改善HAZ韧性。本发明者们着眼于利用该贝氏体相变驱动力控制带来的HAZ的贝氏体组织微细化的技术，进一步反复研究。其结果可知，贝氏体相变驱动力以外的因素也会给HAZ的贝氏体组织的尺寸带来影响，具体来说是奥氏体晶界能产生影响。

因此，在本发明中推荐：(i)控制相当于贝氏体相变驱动力的A值，并且(ii)规定影响奥氏体晶界能的G值，控制A/G。由此，晶界中的贝氏体的核生成频率增加，能够达成HAZ的贝氏体组织的微细化，HAZ韧性进一步提高。

关于(i)

首先，就贝氏体相变的驱动力和各种合金的影响进行研究。若考虑贝氏体相变的形成过程，则认为其驱动力能够以贝氏体相变的驱动力开始发生的温度(以下称为“T₀温度”)和贝氏体相变实际发生的温度(以下称为“B_s点”)之差进行说明。

因此，就各个温度(T₀温度、B_s点)所对应的合金元素的影响进一步研究。关于T₀温度，由于能够通过热力学计算算出，因此使用热力学计算软件(Thermo-calc，可以从CRC综合研究所购买)，就各合金元素的影响进行研究，对于各元素的影响进行公式化。另一方面，关于B_s点因为不能理论上计算，所以采用实验值。即，对于组成不同的多个钢种，以后述的实施例的条件(加热至1400℃保持60秒后，用500秒冷却800～500℃的温度范围)进行热循环试验，求得这时的B_s点，通过回归分析将各元素的影响公式化。取得到的两个公式(T₀温度、B_s点)之差，根据(T₀温度-B_s点)的公式，能够求得由下式(1)表示的A值。

A＝53+104[C]+76[Cu]+109[Cr]+37[Ni]+2422[Nb]+31[Mo]…(1)

在本发明中，使上式(1)所表示的A值为125≤A≤200。若A值低于125，则不能确保充分的相变驱动力，因此贝氏体组织粗大化。另一方面，若A值超过200，则马氏体相变发生，由于硬质的马氏体相导致HAZ韧性劣化。A值优选为135≤A≤180。

接下来，就奥氏体晶界能与各种合金元素的影响进行研究。一般来说，Nb和B已知为降低奥氏体晶界能的元素。因此，准备几个具有同程度的A值而使Nb量和B量变化的钢种，分别对其测定HAZ的贝氏体组织尺寸。其结果是，B量对于贝氏体组织尺寸的影响约是Nb量的5倍，由此，作为对奥氏体晶界能产生影响的指标，采用G＝[Nb]+5[B]。如果具有降低晶界能的作用的Nb和B的含量变多，则由下式(2)可知G值变大，G的值大即意味着奥氏体晶界能小。还有，在本发明中B(硼)是任意元素，不含B时以[B]＝0计算G值。

G＝[Nb]+5[B]…(2)

若奥氏体晶界能低(即上述的G值大)，则奥氏体晶界稳定，消除该稳定的晶界的晶界贝氏体难以生成。即，即使在规定以上保持相当于贝氏体相变驱动力的A值，奥氏体晶界能低(G值大)时，贝氏体相变仍难以生成。因此在本发明中，控制A/G，使之为A/G≥4350。若A/G低于4350，则晶界贝氏体的核生成频度降低，粗大贝氏体组织形成。A/G优选为4400以上。另外，G值的上限没有特别限定，大约为50000以下。

本发明涉及厚钢板，在该领域中所谓厚钢板，如JIS所定义的，一般指板厚在3.0mm以上。但是本发明的厚钢板，即使是对于板厚为50mm以上这样的钢板进行线能量为50kJ/mm以上的大线能量焊接，有显示出良好的HAZ韧性，因此应用到有这种厚度的钢板上是优选的方式，但本发明的钢板的厚度并不限定于50mm以上，并不排除在板厚低于此的钢板上的应用。

如此得到的本发明的厚钢板，能够作为例如桥梁、高层建筑物和船舶等的结构物的材料使用，不用说小～中线能量焊接，即使是在大线能量焊接中，也能够防止母材和焊接热影响部的韧性劣化。

【实施例】

以下，通过实施例更详细地说明本发明，但下述实施例并没有限定本发明的性质，在能够符合前后述的宗旨的范围内也可以适当变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。

[实施例1]

一边控制下述表3、4所示的条件(Al、Ca的添加顺序、至浇铸的保持时间T1)，一边熔炼下述表1、2所示的组成的钢，一边控制铸造时(1500～1400℃的温度范围)的冷却时间T2，一边冷却该熔钢，成为板坯(截面形状：150mm×250mm)后，以下述表3、4所示的轧制条件(轧制前加热温度Th、轧制前加热时间T3、粗轧结束温度Tf)进行轧制，成为板厚80mm的热轧板，在轧制后以冷却速度Rc冷却至冷却停止温度Ts。另外，根据需要，以500℃实施回火处理。还有，在表1中，REM以含有1a为50％左右和含有Ce为25％左右的混合稀土金属的形态添加。另外，表1中“-”表示未添加元素。另外在表3、4中，Al、Ca的添加顺序在Al→Ca时为“○”，在Ca→Al时为“×”。

对于如此制造的各试验板，以下述的要领测定各种大小的含Ti氮化物的个数密度、岛状马氏体(MA)的面积比例(分率)、厚钢板(母材)和HAZ的韧性。这些结果显示在表5、6中。

[以当量圆直径计低于0.05μm的含Ti氮化物的个数密度的测定]

从距各钢板的表面深t/4(t：板厚)的位置切割下试验片(提取试验片使其轴心位置通过t/4位置)，由平行于轧制方向和板厚方向的截面制作复制(replica)TEM试验片，用透射型电子显微镜(TEM)，以观察倍率60000倍、观察视野2×2(μm)、观察处所5处的条件进行观察。然后通过图像分析，测定该视野中的各含Ti氮化物的面积，由该面积计算各氮化物的当量圆直径。还有，含Ti氮化物通过EDX(能量色散型X射线检测仪)进行判别。然后，将当量圆直径低于0.05μm的含Ti氮化物的个数换算成每1mm²求得。但是，关于当量圆直径为0.01μm以下的含Ti氮化物，EDX的可靠性并不充分，因此从分析中除外。

[以当量圆直径计0.05～1.0μm的含Ti氮化物的个数密度的测定]

用透射型电子显微镜(TEM)，以观察倍率15000倍、观察视野8×8(μm)、观察处所5处的条件，观察上述复制TEM试验片。然后通过图像分析，测定该视野中的各含Ti氮化物的面积，由该面积计算各氮化物的当量圆直径。还有，含Ti氮化物通过EDX(能量色散型X射线检测仪)进行判别。然后，将当量圆直径0.05～1.0μm的含Ti氮化物的个数换算成每1mm²求得。

[以当量圆直径计超过1.0μm的含Ti氮化物的个数密度的测定]

从距各钢板的表面深t/4(t：板厚)的位置切割下试验片，使用Carl Zeiss公司制的场致发射型扫描电子显微镜“SUPRA35(商品名)”，观察平行于轧制方向和板厚方向的截面，以观察倍率1000倍、观察视野0.06μm²、观察处所20处的条件进行观察。对于当量圆直径超过1.0μm的夹杂物粒子，由EDX判别含N的含Ti氮化物。然后，将当量圆直径超过1.0μm的含Ti氮化物的个数换算成每1mm²求得。

[岛状马氏体(MA)的面积比例的测定]

从距各钢板的表面深t/4(t：板厚)的位置切割下试验片，以レペラ试剂腐蚀与轧制方向和板厚方向平行的截面后，用光学显微镜以400倍拍摄3个视野，通过图像分析计算岛状马氏体(MA)的面积比例(分率)。

[母材的韧性]

从距各钢板的表面深t/4(t：板厚)的位置，在轧制方向提取摆锤冲击试验片(JIS Z 2201的4号试验片)，依据JIS Z 2242在-60℃下进行摆锤冲击试验，测定吸收能(vE_-60)。这时对于3个试验片测定吸收能(vE_-60)，计算其最低值。

[HAZ韧性的评价]

从距各钢板的表面深t/4(t：板厚)的位置，在轧制方向提取摆锤冲击试验片(JIS Z 2201的4号试验片)，进行模拟大线能量焊接的热循环试验，评价HAZ韧性。这时热循环试验是将上述试验片加热到1400℃并保持60秒钟后，花500秒冷却800～500℃的温度范围，由此施加相当于焊接线能量为55kJ的热循环。依据JIS Z 2242，在-40℃下进行摆锤冲击试验，测定吸收能(vE_-40)。这时对于3个试验片测定吸收能(vE_-40)，计算其最低值。然后，vE_-40的最低值超过100J的评价为HAZ韧性优异。

由这些结果能够进行如下考察(还有，下述No.表示表1～6的钢No.)。No.1～25是满足本发明规定的含Ti氮化物的个数密度的要件和岛状马氏体(MA)的面积比例的要件两方面的例子，化学成分组成、含Ti氮化物的分散适当，而且MA的生成也得到抑制，可知能够得到母材的韧性良好，发挥出最低值超过100J这样的母材韧性优异的性能，并且焊接热影响部的韧性也良好，vE_-40的最低值超过100J这样的钢板。

相对于此，No.36其钢板中的C含量为本发明规定的范围的上限值，焊接热影响部的韧性以vE_-40的最低值计为100J以下。

另一方面，No.26～35、37～43是脱离本发明规定的某一要件的例子，焊接热影响部的韧性差。详情如下。

No.26其Al和Ca的添加顺序不当，粗大的含Ti氮化物增大，母材和HAZ的韧性劣化。No.27至浇铸的保持时间短，粗大的含Ti氮化物增大，母材和HAZ的韧性劣化。另外No.28至浇铸的保持时间长，另外冷却停止温度低，粗大的含Ti氮化物增大，母材和HAZ的韧性劣化。

No.29铸造时的冷却时间超过600秒，另外轧制后的冷却速度快，，粗大的含Ti氮化物增大，并且以当量圆直径计0.05～1.0μm的含Ti氮化物的个数减少，母材和HAZ的韧性劣化。No.30至浇铸的保持时间短，粗大的含Ti氮化物增大，母材和HAZ的韧性劣化。

No.31其钢板中的Mn含量超过本发明规定的范围，另外轧制前加热温度高，以当量圆直径计低于0.05μm的含Ti氮化物的个数不足，得不到良好的母材和HAZ的韧性。No.32其钢板中的Si含量超过本发明规定的范围，硬质的MA的生成量增加，由此导致母材和HAZ的韧性劣化。

No.33其钢板中的P的含量超过本发明规定的范围，另外轧制前加热时间短，母材和HAZ的韧性劣化。No.34其钢板中的Al含量不满足本发明规定的范围，另外轧制前加热时间变长，粗大的含Ti氮化物的生成得不到抑制，母材和HAZ的韧性劣化。

No.35轧制前加热时间短，HAZ韧性劣化。No.37钢板中的Al和Si含量超过本发明规定的范围，母材和HAZ的韧性劣化。

No.38钢板中的Ti含量超过本发明规定的范围，粗大的含Ti氮化物增加，母材和HAZ的韧性劣化。

No.39钢板中的Ca含量不满足本发明规定的范围，粗大的含Ti氮化物增加，母材和HAZ的韧性劣化。

No.40钢板中的Ca含量超过本发明规定的范围，可预想粗大的氧化物的生成，母材和HAZ的韧性劣化。

No.41钢板中的N含量超过本发明规定的范围，即使含Ti氮化物的形态良好，母材和HAZ的韧性仍劣化。

No.42、43作为优选的成分的Ni含量和Cu含量分别超过本发明规定的范围，即使含Ti氮化物的形态良好，母材和HAZ的韧性仍劣化。

[实施例2]

以表10～12所示的条件，熔炼、铸造表7～9所示的化学成分组成的钢，成为板坯(截面形状：150mm×250mm)后，进行热轧，得到板厚80mm的热轧板。还有，在表7～9中，REM以含有1a为50％左右和含有Ce为25％左右的混合稀土金属的形态添加。另外，在表10～12中，所谓Al、Ca的添加顺序为“○”，意思是按Al→Ca的顺序添加。

从如上述得到的热轧板上切割试验片，按下述的要领与实施例1同样地测定各种大小的含Ti氮化物的个数密度，另外以下述方式测定HAZ韧性。

HAZ韧性的测定

从距各热轧板的表面深t/4位置，在轧制方向提取摆锤冲击试验片(JISZ 2242所规定的标准试验片)，进行模拟大线能量焊接的热循环试验，评价HAZ韧性。这时热循环试验是将上述试验片加热到1400℃并保持60秒钟后，花500秒冷却800～500℃的温度范围，相当于焊接线能量为55kJ的焊接。其后，依据JIS Z 2242，在-40℃的温度下进行摆锤冲击试验，测定vE_-40。试验在3个试验片上进行，该vE_-40的平均值超过190J的评价为HAZ韧性极为优异。还有，在表12的a～f中，还显示3个试验片的vE_-40的最小值。

结果显示在表10～12中。

表10、11所示的No.1～32，成分组成、A值、A/G的值被适当控制，另外制造条件也得到了适当控制，因此TiN满足本发明的要件，达成vE_{- 40}的平均值超过190J这样的极其良好的HAZ韧性。

另一方面，No.33其C量在本发明的范围内，因为稍高，所以HAZ韧性以vE_-40的平均值计稍低于190J。

由表12的a～f可见，A值或A/G的值带给HAZ韧性的影响。表12的a包括A值或A/G的值，因为全部满足本发明的要件，所以显示出极其良好的HAZ韧性，但b、c和d其A值小，所以贝氏体组织的微细化不充分，HAZ韧性虽然最小值均为超过140J的值，但平均值为低于190J的值。e因为A值大，所以硬质的马氏体相生成，HAZ韧性虽然最小值为超过150J的值，但平均值是低于190J的值。f因为A/G的值小，所以晶界贝氏体的核生成频率降低，粗大贝氏体形成，HAZ韧性虽然最小值均为超过170J的值，但平均值为低于190J的值。

[实施例3]

在所述实施例2的表10的No.1～3、5、14，表11的No.31和表12的Ni.c、d中，从热轧板上提取试验片(12.5mm×32mm×55mm)，进行与实施例2同样的热循环试验。在该试验片中，对于相当于距热轧板的表面深t/4位置的部分，实施EBSP(电子背散射衍射Electron Back-ScatteringPattern)测定(视野：200μm×200μm)，以线分法测定由结晶方位差15°以上的大角晶界包围的HAZ贝氏体组织的平均粒径。结果显示在表13、图1中。

【表13】

No.	A值	A/G值	HAZ贝氏体组织尺寸(μm)
				1	136	6824	21
2	138	8612	18
				3	145	8080	15
5	151	8364	14
				14	170	8945	11
31	152	6348	18
				c	120	7289	24
d	104	5329	26

Claims (6)

1.一种厚钢板，其特征在于，含有C：0.03～0.15质量％、Si：0.25质量％以下且含0质量％、Mn：1.0～2.0质量％、P：0.03质量％以下但不含0质量％、S：0.015质量％以下但不含0质量％、Al：0.005～0.05质量％、Ti：0.010～0.080质量％、Nb：0.002～0.10质量％、Ca：0.0005～0.010质量％和N：0.002～0.020质量％，余量是铁和不可避免的杂质，

以当量圆直径计低于0.05μm的含Ti氮化物每1mm²存在5.0×10⁶个以上，

以当量圆直径计0.05～1.0μm的含Ti氮化物每1mm²存在1.0×10⁵个以上，

并且，以当量圆直径计超过1.0μm的含Ti氮化物每1mm²存在5个以下。

2.根据权利要求1所述的厚钢板，其特征在于，距表面深为t/4的位置的岛状马氏体的面积比例为5％以下，其中，t为板厚。

3.根据权利要求1或2所述的厚钢板，其特征在于，还含有Ni：1.5质量％以下但不含0质量％、Cu：1.5质量％以下但不含0质量％、Cr：1.5质量％以下但不含0质量％和Mo：1.5质量％以下但不含0质量％之中的1种以上的元素。

4.根据权利要求1所述的厚钢板，其特征在于，还含有Ni：1.5质量％以下但不含0质量％、Cu：1.5质量％以下但不含0质量％、Cr：1.5质量％以下但不含0质量％和Mo：1.5质量％以下但不含0质量％之中的1种以上的元素，

并且，以下式(1)表示的A值为125≤A≤200，并且在与由下式(2)表示的G值之间，具有A/G≥4350的关系，

A＝53+104[C]+76[Cu]+109[Cr]+37[Ni]+2422[Nb]+31[Mo]…(1)

G＝[Nb]+5[B]…(2)

式(1)、(2)中，[]表示各元素的质量百分比含量。

5.根据权利要求1、2或4中任一项所述的厚钢板，其特征在于，除上述组成以外，还含有以下的(a)～(c)群中的至少1群：

(a)V：0.1质量％以下但不含0质量％；

(b)B：0.005质量％以下但不含0质量％；

(c)Zr：0.02质量％以下但不含0质量％、REM：0.02质量％以下但不含0质量％之中的1种以上。

6.根据权利要求3所述的厚钢板，其特征在于，除上述组成以外，还含有以下的(a)～(c)群的至少1群：

(a)V：0.1质量％以下但不含0质量％；

(b)B：0.005质量％以下但不含0质量％；

(c)Zr：0.02质量％以下但不含0质量％、REM：0.02质量％以下但不含0质量％之中的1种以上。

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