CN116323988A

CN116323988A - 钢板以及钢板的制造方法

Info

Publication number: CN116323988A
Application number: CN202180065720.4A
Authority: CN
Inventors: 高山直树; 荒尾亮; 橘俊一
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2020-11-05
Filing date: 2021-10-29
Publication date: 2023-06-23
Anticipated expiration: 2041-10-29
Also published as: CN116323988B; JP7243916B2; KR20230041046A; WO2022097588A1; JPWO2022097588A1

Abstract

本发明提供一种特别是大线能量焊接后的HAZ的低温韧性优异的钢板。所述钢板具有以下成分组成：含有规定量的规定成分，对于Ti和N，Ti与N的质量％比即Ti/N为2.10～3.60且满足规定的式(1)，进一步规定的式(2)所示的碳当量Ceq为0.400～0.500，剩余部分为Fe以及不可避免的杂质；并且，存在于距钢板表面1mm深度的位置的TiN粒子的平均粒径为20nm～50nm，且密度为5.0×10⁸个/cm²以上。

Description

钢板以及钢板的制造方法

技术领域

本发明涉及钢板，特别涉及能够适用于大线能量焊接的钢板及其制造方法。具体而言，涉及在大线能量焊接后的HAZ具有优异的韧性的钢板。另外，本发明的钢板能够很好地用于船舶、海洋结构物、低温储藏罐、建筑·土木结构物等大型结构物。

背景技术

近年来，船舶、海洋结构物、低温储藏罐、建筑·土木结构物等结构物向大型化不断发展，对于所使用的钢材，正在积极推进其高强度化及厚壁化。

为了在短时间内高效地制造上述结构物，希望采用以埋弧焊接法、气电焊接法、电渣焊接法等为代表的大线能量焊接法。然而，当对钢板进行大线能量焊接时，具有如下问题：因向钢板的焊接热影响区(Heat Affected Zone，以下简称HAZ)传递大量的热而损害HAZ的特性。

例如，在大线能量焊接时，HAZ暴露于熔点正下方的高温中，奥氏体晶粒易粗大化，而该粗大的奥氏体晶粒由于之后的冷却而相变为含韧性差的岛状马氏体的上贝氏体组织。因此，HAZ的韧性容易降低。

至今为止，针对这种由大线能量焊接引起的HAZ的韧性降低的问题，已经提出了很多对策。

例如，专利文献1中记载了使TiN微细分散在钢中来抑制奥氏体晶粒的粗大化的技术。另外，专利文献2中记载了更高温下分散稳定的Ti氧化物的技术。

此外，从减少HAZ的岛状马氏体(MA)的观点出发，专利文献3中公开了除了降低C和Si的含量之外，还降低P的含量的技术。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特公昭55－026164号公报

专利文献2：日本特开昭57－051243号公报

专利文献3：日本特开2008－163446号公报

发明内容

然而，利用TiN细化奥氏体的上述技术存在着以下问题：当大线能量焊接时，焊接热影响区被加热至TiN的熔化温度区间，由此TiN分解而上述分散效果消失，或者由于因TiN的分解而生成的固溶Ti和固溶N，钢的基体组织发生脆化，由此焊接热影响区的韧性显著降低。

另外，利用Ti氧化物细化奥氏体的上述技术中还存在难以使规定的氧化物细小且均匀地分散在钢板中的课题。

此外，出于减少MA量的目的而减少P含量的上述技术中，由于容易向晶界等偏析的P的分布而对MA量的抑制产生偏差，从均匀减少HAZ组织内的MA量的观点来看是不充分的。

因此，本发明鉴于上述实际情况，目的在于提供一种特别是在实施大线能量焊接时产生的HAZ(以下称为大线能量HAZ)的低温韧性优异的钢板以及该钢板的制造方法。

为了解决上述课题，发明人等针对提高大线能量HAZ的低温韧性的方法进行了深入的研究，结果得到了以下见解。

首先，发明人等认为通过使TiN细小且大量地分散的基础上，抑制大线能量焊接时的TiN分解，从而能够维持基于TiN的抑制奥氏体晶粒粗大化的效果。

因此，发明人等进行了深入研究的结果发现，将Ti和N的添加量调整为Ti与N的质量％比即Ti/N为2.10～3.60且成分组成满足下式(1)的范围，并且通过将铸造钢水而得到钢坯材时的平均冷却速度特别是距钢坯材表面1mm位置的平均冷却速度设为100℃/min以上，从而能够使TiN细小且大量地分散，而且在大线能量焊接时还能抑制TiN的分解。

169≤5158×Ti+25563×N≤309· · · (1)。

另外，还发现通过含有规定的范围量的C、Si、Mn、Al、Nb、Ti、N，且将碳当量Ceq控制在规定的范围内，由此能够有效抑制HAZ的岛状马氏体(MA)的形成，所以能得到比以往更优异的大线能量HAZ的低温韧性。

本发明是基于上述见解，进一步研究而完成的。

即，本发明的主旨如下所述。

1.一种钢板，具有以下成分组成：以质量％计含有C：0.045％～0.080％、Si：0.02％以上且小于0.10％、Mn：1.60％以上且小于1.95％、P：0.010％以下、S：0.010％以下、Al：0.010％～0.100％、Nb：0.005％～0.050％、O：0.0100％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.30％以下、V：0.30％以下、Ti：0.010％～0.025％以及N：0.0038％～0.0084％，对于Ti和N，Ti与N的质量％比即Ti/N为2.10～3.60且满足下述式(1)，而且下述式(2)所示的碳当量Ceq为0.400～0.500，剩余部分为Fe以及不可避免的杂质；

并且，存在于距钢板表面1mm深度的位置的TiN粒子的平均粒径为20nm～50nm，且密度为5.0×10⁸个/cm²以上；

169≤5158×Ti+25563×N≤309··· (1)

Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(V+Mo+Cr)/5··· (2)

其中，各元素符号表示各成分的含量(质量％)，当不含有时为0。

2.根据1所述的钢板，以质量％计进一步含有选自W：0.30％以下、Co：0.30％以下、B：0.0100％以下、Ca：0.0100％以下、Mg：0.0100％以下以及REM：0.0200％以下中的1种或2种以上。

3.根据2所述的钢板，其中，上述B的含量为B：0.0002％～0.0012％。

4.一种钢板的制造方法，其特征在于，将具有如下成分组成的钢水进行铸造，得到钢坯材后，使用上述钢坯材进行热轧，上述铸造时的平均冷却速度为100℃/min～500℃/min；

所述成分组成以质量％计，含有C：0.045％～0.080％、Si：0.02％以上且小于0.10％、Mn：1.60％以上且小于1.95％、P：0.010％以下、S：0.010％以下、Al：0.010％～0.100％、Nb：0.005％～0.050％、O：0.0100％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.30％以下、V：0.30％以下、Ti：0.010％～0.025％以及N：0.0038％～0.0084％，对于Ti和N，Ti与N的质量％比即Ti/N为2.10～3.60、且满足下述(1)式，而且下述(2)式所示的碳当量Ceq为0.400～0.500，剩余部分为Fe以及不可避免的杂质；

169≤5158×Ti+25563×N≤309··· (1)

Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(V+Mo+Cr)/5··· (2)

5.根据4所述的钢板的制造方法，上述钢水以质量％计进一步含有选自W：0.30％以下、Co：0.30％以下、B：0.0100％以下、Ca：0.0100％以下、Mg：0.0100％以下以及REM：0.0200％以下中的1种或2种以上。

6.根据5所述的钢板的制造方法，其中，上述钢水中上述B的含量为B：0.0002％～0.0012％。

根据本发明，可以提供在大线能量焊接接头中仍具有优异的韧性的钢板以及该钢板的制造方法。

本发明中得到的钢板例如适用于集装箱船建造之际的施工性优异的大线能量焊接，因此在工业上有着显著的效果。

具体实施方式

接下来，对本发明的实施方式进行具体地说明。

＜钢板＞

本发明的钢板具有规定的成分组成。在本发明的钢板所具有的成分组成中规定了C、Si、Mn、P、S、Al、Nb、O、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Ti以及N的各元素的含量，同时对于Ti和N，还规定了Ti与N的质量％比(Ti/N)的范围以及式(1)，进一步规定了式(2)所示的Ceq的范围。

由于本发明的钢板可以在大线能量焊接接头中发挥优异的韧性，因此能够适用于集装箱船等大型结构物。

此外，本发明的钢板能够根据例如后述的制造方法得到。

[成分组成]

首先，对本发明的钢板的成分组成的限定理由进行说明。

应予说明，以下，除特别说明外，关于钢板成分组成的“％”是指“质量％”。

(C：0.045％～0.080％)

C是具有提高有助于HAZ的韧性的晶界强度作用元素，是为了实现期望的HAZ韧性值所需的元素。另外，也是为了实现基材强度所需的元素。为了得到这些效果，将C含量设为0.045％以上。另外，从提高晶界强度和提高HAZ韧性值的观点出发，C含量优选为0.050％以上，更优选为0.055％以上。另一方面，如果C含量过多，则HAZ的韧性降低。特别是对于HAZ，如果C含量过多，则大线能量焊接引起奥氏体粗大化的相变以及MA的形成，由此HAZ的韧性大幅度降低。从防止这些的观点出发，将C含量设为0.080％以下。另外，从进一步抑制HAZ的韧性降低的观点出发，C含量优选为0.075％以下。

(Si：0.02％以上且小于0.10％)

Si是具有抑制粗大碳化物生成且提高HAZ的韧性作用的元素，是为了实现期望的HAZ韧性值所需的元素。另外，也是确保基材强度和脱氧等所需的成分。为了得到这些效果，将Si含量设为0.02％以上。另外，从提高HAZ韧性值的观点出发，Si含量优选为0.03％以上，更优选为0.04％以上。另一方面，如果Si含量多过，则由大线能量焊接引起MA的形成，由此HAZ的韧性大幅度降低。因此，为了确保高的HAZ焊接性，将Si含量设为小于0.10％。从更加优化HAZ的韧性的观点出发，Si含量优选为0.09％以下，更优选为0.08％以下。

(Mn：1.60％以上且小于1.95％)

Mn是具有增加钢的淬透性抑制粗大碳化物的生成，确保基材强度以及提高HAZ的韧性作用元素，是为了实现期望的HAZ韧性值所需的元素。为了得到这些效果，将Mn含量设为1.60％以上。另外，从提高HAZ的韧性值的观点出发，Mn含量优选为1.65％以上，更优选为1.70％以上。另一方面，如果Mn含量多过，则除了HAZ的韧性降低以外，合金成本会变得过高。从这些观点出发，将Mn含量设为小于1.95％。另外，从进一步抑制HAZ的韧性降低和进一步控制成本的观点出发，Mn含量优选为1.90％以下，更优选为1.85％以下。

(P：0.010％以下)

P具有通过晶界偏析使HAZ韧性降低的不良影响。因此，优选尽可能地减少P含量，但如果是0.010％以下，则可以允许。另一方面，P含量的下限没有特别限定，可以为0％。通常，P是作为钢中不可避免的杂质而含有的元素，因此工业上也可以大于0％。另外，如果过度减少P，则导致精炼成本的上涨，因此从成本的观点出发，P含量优选为0.005％以上。

(S：0.010％以下)

S作为MnS等硫化物类夹杂物存在钢中，是具有使HAZ的韧性降低，并成为脆性断裂发生起点的不良影响。因此，优选尽可能地减少S的含量，但如果是0.010％以下，则可以允许。另一方面，S含量的下限没有特别限定，也可以为0％。通常，S是作为钢中不可避免的杂质而含有的元素，因此工业上也可以大于0％。另外，如果过度减少S，则导致精炼成本的上涨，因此从成本的观点出发，S含量优选为0.005％以上。

(Al：0.010％～0.100％)

Al具有作为脱氧剂的作用，因此是具有减少氧化物类夹杂物并提高HAZ韧性效果的元素。另外，具有提高基材强度的作用。为了得到这些效果，将Al含量设为0.010％以上。另一方面，如果Al含量大于0.100％，则反而增加氧化物类夹杂物，清洁度降低，HAZ韧性降低。因此，将Al含量设为0.100％以下。应予说明，Al含量优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下。

(Nb：0.005％～0.050％)

Nb是具有通过细化粒径来提高HAZ的韧性的作用的元素。另外，还具有提高基材强度和韧性的效果。为了得到上述效果，将Nb含量设为0.005％以上。应予说明，Nb含量优选为0.007％以上，更优选为0.009％以上。另一方面，如果Nb含量大于0.050％，在HAZ中形成MA而使韧性降低。因此，将Nb含量的上限设为0.050％。从提高HAZ的韧性的观点出发，Nb含量优选为0.045％以下，更优选为0.040％以下，进一步优选为0.035％以下。

(O：0.0100％以下)

O是作为不可避免的杂质而含有的元素，但在本发明中，由于是需要特别减少的元素，因此规定了该含量。O形成氧化物成为脆性断裂的发生起点，具有使HAZ的韧性降低的不良影响。因此，将O含量限制为0.0100％以下。O含量优选为0.0050％以下，更优选为0.0030％以下。另一方面，O含量的下限没有特别限定，也可以为0％。通常，由于O是作为钢中不可避免的杂质而含有的元素，工业上可以大于0％。另外，如果过度减少O，则导致精炼成本上涨，从成本的观点出发，O含量优选为0.0020％以上。

(Cu：0.50％以下)

Cu是具有增加钢的淬透性并提高钢板(基材)强度作用的元素，可以任意地添加。当添加Cu时，为了得到上述效果，添加Cu的含量优选为0.01％以上。另一方面，如果Cu含量大于0.50％，则导致HAZ的韧性变差以及合金成本升高。因此，当添加Cu时，将Cu含量设为0.50％以下。应予说明，Cu含量更优选为0.20％以上。另一方面，Cu含量更优选为0.40％以下，进一步优选为0.30％以下。

(Ni：0.50％以下)

Ni与Cu同样是具有提高钢板(基材)强度作用的元素，可以任意地添加。当添加Ni时，为了得到上述效果，添加Ni的含量优选为0.01％以上。另一方面，如果Ni含量大于0.50％，则导致焊接性变差以及合金成本升高。因此，当添加Ni时，将Ni含量设为0.50％以下。应予说明，Ni含量更优选为0.20％以上。另一方面，Ni含量更优选为0.40％以下，进一步优选为0.30％以下。

(Cr：0.50％以下)

Cr与Cu同样是具有提高钢板(基材)强度作用的元素，可以任意地添加。为了得到上述效果，添加Cr的含量优选为0.01％以上。另一方面，如果Cr含量大于0.50％，则导致焊接性变差以及合金成本升高。因此，当添加Cr时，将Cr含量设为0.50％以下。应予说明，Cr含量更优选为0.05％以上。另一方面，Cr含量更优选为0.40％以下，进一步优选为0.30％以下。

(Mo：0.30％以下)

Mo与Cu同样是具有提高钢板(基材)强度作用的元素，可以任意地添加。为了得到上述效果，Mo含量优选为0.01％以上。另一方面，如果Mo含量大于0.30％，则导致焊接性变差以及合金成本升高。因此，当添加Mo时，将Mo含量设为0.30％以下。应予说明，Mo含量更优选为0.05％以上。另一方面，Mo含量更优选为0.20％以下。

(V：0.30％以下)

V与Cu同样是具有提高钢板(基材)强度作用的元素，可以任意地添加。为了得到上述效果，V含量优选为0.01％以上。另一方面，如果V含量大于0.30％，则导致焊接性变差以及合金成本升高。因此，当添加V时，将V含量设为0.30％以下。应予说明，V含量更优选为为0.05％以上。另一方面，V含量更优选为0.20％以下。

(Ti：0.010％～0.025％)

Ti是在钢凝固时形成TiN并析出而有助于抑制焊接热影响区的奥氏体晶粒粗大化以及成为铁素体相变核而有助于高韧性化的元素，也是本发明中的重要元素之一。从HAZ的韧性的观点出发，为了确保必要量，优选含有0.010％的TiN。应予说明，Ti含量更优选为0.012％以上，进一步优选为0.014％以上。另一方面，如果添加大于0.025％，则大量生成TiN或是TiN晶粒粗大化的问题导致无法得到所期待的效果。结果，降低了焊接区的韧性。因此，Ti含量的上限优选为0.025％。另外，从提高韧性的观点出发，更优选为0.023％以下，进一步优选为0.021％以下，更进一步优选为0.019％以下。

(N：0.0038％以上0.0084％以下)

N是形成上述TiN所需的元素，从HAZ的韧性的观点出发为了确保必要量，优选为含有0.0038％以上的TiN。应予说明，N含量更优选为0.0040％以上，进一步优选为0.0042％以上。另一方面，如果添加大于0.0084％，则大量地形成TiN，从而降低了焊接区的韧性。因此，N含量的上限优选为0.0084％。另外，从提高韧性的观点出发，N含量更优选为0.0082％以下，进一步优选为0.0080％以下，更进一步优选0.0078％以下。

Ti和N在钢凝固时形成TiN而析出的，是有助于抑制焊接热影响区的奥氏体晶粒的粗大化、成为铁素体相变核有助于高韧性化的，在本发明中起重要作用的元素，使其含有为如下范围。

(Ti/N：2.10～3.60)

当Ti与N的质量％比(Ti/N)小于2.10时，未形成TiN的固溶N增加，使HAZ的韧性降低。因此，将Ti/N设为2.10以上。应予说明，Ti/N优选为2.20以上，更优选为2.30以上。另一方面，如果Ti/N大于3.60，则TiN粗大化，使焊接区的韧性降低。因此，将Ti/N的上限设为3.60。另外，从提高HAZ的韧性的观点出发，优选为3.50以下，更优选为3.40以下。另外，Ti/N中的各元素为钢中的含量(质量％)。

(169≤5158×Ti+25563×N≤309···(1))

在以往利用TiN来提高大线能量焊接时的HAZ韧性的技术中，存在如下问题：由于焊接热影响区暴露于大线能量焊接而TiN分解，由此其分散效果消失，或者该分解所生成的固溶Ti和固溶N使钢的基体组织脆化，从而使HAZ的韧性显著降低。

在本发明中，为了抑制该TiN的分解，关键是将5158×Ti+25563×N的值(本发明也称为式(1)的值)设为169以上。从进一步提高HAZ韧性的观点出发，式(1)的值优选为大于169，更优选为175以上，进一步优选为180以上。

另一方面，如果上述式(1)的值大于309，则会大量地生成TiN，结果使HAZ的韧性降低。因此，将上述式(1)的值设为309以下。从进一步提高韧性的观点出发，该式(1)的值优选为小于309，更优选为280以下，进一步优选为260以下。

(碳当量Ceq：0.400～0.500)

为了实现钢板(基材)优异的强度，关键是将下式(2)所定义的碳当量Ceq设为0.400以上。为了得到上述效果，Ceq优选为0.410以上，更优选为0.420以上，进一步优选为0.430以上。

Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(V+Cr+Mo)/5··· (2)

另一方面，如果Ceq大于0.500，在大线能量HAZ中形成MA，HAZ的韧性降低。因此，将Ceq设为0.500以下。应予说明，从成分成本的观点出发，Ceq优选0.490以下，更优选为0.480以下。

本发明的钢板的基本成分组成为包含以上说明的含量的各元素，剩余部分为Fe以及其它不可避免的杂质。以进一步提高特性特别是提高强度或是基材韧性以及HAZ韧性为目的，该基本成分组成可以进一步任意地含有选自W：0.30％以下、Co：0.30％以下、B：0.0100％以下、Ca：0.0100％以下、Mg：0.0100％以下、以及REM：0.0200％以下中的1种或2种以上。

(W：0.30％以下)

W与Cu同样是具有提高钢板(基材)强度作用的元素，可以任意地添加。为了得到上述效果，W含量优选为0.01％以上。另一方面，如果W含量大于0.30％，则导致焊接性变差，合金成本升高。因此，当添加W时，将W含量设为0.30％以下。应予说明，W含量更优选为0.05％以上。另一方面，W含量更优选为0.20％以下。

(Co：0.30％以下)

Co与Cu同样是具有提高钢板(基材)强度作用的元素，可以任意地添加。为了得到上述效果，Co含量优选为0.01％以上。另一方面，如果Co含量大于0.30％，则导致焊接性变差，合金成本升高。因此，当添加Co时，将Co含量设为0.30％以下。应予说明，Co含量更优选为0.05％以上。另一方面，Co含量更优选为0.20％以下。

(B：0.0100％以下)

B是即使微量添加也具有显著提高淬透性作用的元素。因此，能够提高钢板(基材)的强度。另外，有助于提高HAZ的淬透性，从而抑制粗大铁素体组织的形成和长大，并且通过与N形成析出物而作为相变核有助于组织的细化，因此也能够提高HAZ韧性。为了得到上述效果，当添加B时，B含量优选为0.0001％以上。另一方面，如果B含量大于0.0100％，则可能会形成粗大的Fe－B系的碳化物。该粗大的Fe－B系的碳化物作为断裂的起点，显著降低基材和HAZ的韧性。因此，当添加B时，将B含量设为0.0100％以下。应予说明，B含量更优选为0.0050％以下，更优选为0.0030％以下，更优选为0.0012％以下，进一步优选为0.0010％以下。另外，当添加B时，从避免高合金化并且控制成本的观点出发，也优选将B含量的上限设为如上所述。

(Ca：0.0100％以下)

Ca是具有与S结合而抑制沿轧制方向伸长的MnS等的形成的作用的元素。因此，通过添加Ca，能够控制形态使硫化物系夹杂物呈球状，并且提高焊接接头等的韧性。为了得到该效果，当添加Ca时，Ca含量优选为0.0005％以上，更优选为0.0020％以上。另一方面，如果Ca含量大于0.0100％，则钢的清洁度降低。清洁度降低导致HAZ的韧性降低。因此，当添加Ca时，将Ca含量设为0.0100％以下。应予说明，Ca含量更优选为0.0050％以下，进一步优选为0.0025％以下。

(Mg：0.0100％以下)

与Ca同样，Mg也是具有通过与S结合而抑制沿轧制方向伸长的MnS等的形成的作用的元素。因此，通过添加Mg，能够控制形态使硫化物系夹杂物呈球状，并且提高焊接接头等的韧性。为了得到上述效果，当添加Mg时，Mg含量优选为0.0005％以上，更优选为0.0020％以上。另一方面，如果Mg含量大于0.0100％，则钢的清洁度降低。清洁度降低导致HAZ的韧性降低。因此，当添加Mg时，将Mg含量设为0.0100％以下。应予说明，Mg含量更优选为0.0050％以下，进一步优选为0.0025％以下。

(REM：0.0200％以下)

与Ca、Mg同样，REM(稀土类金属)也是具有通过与S结合而抑制沿着轧制方向伸长的MnS等的形成的作用的元素。因此，通过添加REM，能够控制形态使硫化物系夹杂物呈球状，并且提高焊接接头等的韧性。为了得到上述效果，当添加REM时，REM含量优选0.0005％以上，更优选为0.0015％以上。另一方面，如果REM含量大于0.0200％，则钢的清洁度降低。清洁度的降低导致HAZ的韧性降低。因此，当添加REM时，将REM含量设为0.0200％以下。应予说明，REM含量更优选为0.0100％以下，进一步优选为0.0080％以下，更进一步优选为0.0050％以下。

[TiN的粒径和密度]

接下来，对本发明的钢板中的TiN，特别是位于距钢板表面1mm深度的位置的TiN粒子进行说明。

距钢板表面1mm深度的TiN粒子的平均粒径：20nm～50nm

TiN是在钢凝固时析出而有助于抑制焊接热影响区中的奥氏体晶粒粗大化或成为铁素体相变核而有助于高韧性化的本发明中起重要作用的析出物。当TiN粒子的平均粒径小于20nm时，焊接时TiN分解而其分散效果消失，通过该分解而生成的固溶Ti和固溶N会使钢的基体组织脆化，HAZ的韧性显著降低。因此，将距钢板表面1mm深度的TiN粒子的平均粒径设为20nm以上。应予说明，从有效提高HAZ韧性的观点出发，上述平均粒径优选为25nm以上，进一步优选为30nm以上。另外，如果平均粒径大于50nm，则奥氏体晶粒粗大化的抑制效果降低，HAZ的韧性降低。因此，将距表面1mm深度的TiN的平均粒径设为50nm以下。从提高HAZ韧性的观点出发，上述平均粒径优选为45nm以下，进一步优选为40nm。

距钢板表面1mm深度的TiN粒子的密度：5.0×10⁸个/cm²以上

为了获得抑制焊接热影响区中的奥氏体晶粒粗大化和通过成为铁素体相变核而高韧性化的效果，使TiN粒子大量地分散是很重要的。而且，如果距表面1mm深度的TiN粒子在每1cm²分散5.0×10⁸个以上时，可以充分获得上述效果。因此，将距钢板表面1mm深度的TiN粒子的密度设为5.0×10⁸个/cm²以上。应予说明，从有效提高HAZ韧性的观点出发，上述密度优选为8.0×10⁸个/cm²，进一步优选为1.0×10⁹个/cm²以上。

另一方面，上述密度的上限没有特别限定，但从本发明中规定的Ti和N的含量来看，如果密度过高则TiN的平均粒径过细，因此实际上为1.0×10¹⁰个/cm²以下。

应予说明，本发明中的TiN粒子是指分别含有10％以上的Ti和N的析出物。另外，上述TiN粒子的平均粒径和密度是，从距钢板表面1mm深度的位置上获取样品以作为观察面，在通过显微镜观察到的任选的10μm×10μm范围内确定TiN粒子的面积圆当量直径和数量，并可由此算出。

大线能量焊接产生的接头的特性主要是通过在上述钢板的成分组成范围内来设计钢坯材的成分，以及钢坯材的制造方法来实现的，不受钢板制造时热轧的影响和热轧后特性的影响。应予说明，例如，适用于集装箱船舱口侧围板部位的钢板(基材)的板厚、强度、韧性、微观组织如下。

[板厚]

本发明的钢板的板厚没有特别限定，例如，当适用于集装箱船舱口侧围板部位时，实际上适用50mm以上的钢板，更优选为75mm以上的钢板。

[基材强度]

本发明的钢板(基材)的强度没有特别限定，例如，当适用于集装箱船舱口侧围板部位时，推荐板厚1/2位置(也记为1/2t)的屈服强度为390MPa以上的钢板。优选为430MPa，更优选为460MPa以上。

[基材韧性]

本发明的钢板的韧性没有特别限定，例如，当适用于集装箱船舱口侧围板部位时，推荐板厚1/4位置的韧性为在－40℃下的吸收能量达到53J以上的钢板。优选为64J以上，更优选为75J以上。

以下，为了得到上述板厚和基材强度，对本发明钢板的理想微观组织进行说明。在本发明的成分组成中，铁素体－珠光体组织中的珠光体分率降低。所以，难以确保规定的基材强度。因此，板厚中心处1/2t位置的贝氏体的体积率优选为80％以上，更优选为90％以上，还可以为100％。通过将贝氏体的体积率设为上述范围，可以确保规定的基材强度·基材韧性。

另外，只要贝氏体的体积率满足上述范围，则在残余的微小组织中，也可以存在通常被认为是钢板组织的铁素体、珠光体等贝氏体以外的组织。

＜钢板的制造方法＞

影响接头特性的TiN粒子的粒径和密度会受钢坯材的成分组成和铸造工序的影响。因此，本发明的钢板的制造方法中，除了上述钢的成分组成以外，仅规定了用于获得热轧用钢坯材的铸造工序的条件。除此以外的制造方法和条件没有特别限定，可以在铸造工序后、热轧工序前进行加热工序，另外，也可以在热轧工序后进行冷却工序。并且，例如，当适用于集装箱船舱口侧围板部位时，优选将加热工序的加热温度；热轧工序的轧制开始温度、未再结晶区域的累计压下率和轧制结束温度；冷却工序的冷却开始温度、平均冷却速度以及冷却停止温度分别按以下条件进行调整。

按照满足这些条件的制造方法所得到的钢板具有优异的基材强度，大线能量HAZ具有优异的韧性，因而能够适用于集装箱船等大型结构物的制造。

作为钢坯材的制造条件，除了限定得到板坯等钢坯材时的冷却速度外，没有特别限定。钢坯材是通过例如将具有上述成分组成钢水利用转炉等公知的熔炼方法制成的，优选利用连续铸造法等公知的铸造方法得到具有期望尺寸的板坯等钢坯材。

[铸造工序]

铸造可以使用具有上述成分组成的钢水。另外，铸造所用的上述钢水能够达到1400℃以上。

(平均冷却速度：100℃/min～500℃/min)

在通过铸造得到钢坯材时，关键在于铸造时的冷却条件。即，铸造钢坯材时，在距钢坯材表面1mm的位置处析出TiN的温度范围1400～1250℃内，如果平均冷却速度小于100℃/min，则成品钢板中基材(钢板)的TiN的尺寸粗大化。如果TiN尺寸粗大化，则基材(钢板)的TiN密度降低，大线能量HAZ中奥氏体组织粗大化，可能降低HAZ的韧性。

因此，在本发明的钢板的制造方法中，将铸造时的平均冷却速度(钢坯材的平均冷却速度)设为100℃/min以上。上述平均冷却速度优选为150℃/min以上，进一步优选为200℃/min以上。另一方面，如果钢坯材的冷却速度大于500℃/min，则TiN的密度增加，TiN的尺寸细化，大线能量焊接时TiN溶解而奥氏体晶粒粗大化，因此HAZ的韧性变差。另外，由于在钢坯材的表面产生裂纹，因此需要用于去除裂纹的成本，材料的成品率有可能降低。所以将铸造时的平均冷却速度设为500℃/min以下。上述平均冷却速度优选为400℃/min以下，进一步优选为300℃/min以下。

应予说明，测定上述平均冷却速度的温度范围为1400～1250℃范围。

只要没有特别记载，以下所记载的各工序的温度为各钢材的板厚中心处(1/2t)的温度。

[加热工序]

(加热温度：950℃～1250℃)

加热工序中钢坯材的加热温度优选为950℃～1250℃。当加热温度小于950℃时，加热温度过低变形阻力增高，对热轧机的负荷增大，所以有可能难以进行后续的热轧。另一方面，当加热温度是大于1250℃的高温时，奥氏体晶粒粗大化，不仅导致钢板基材及大线能量HAZ的韧性降低，而且氧化显著、氧化损失增大，成品率有可能降低。应予说明，加热温度更优选为1000℃以上。另一方面，加热温度更优选为1150℃以下。

[热轧工序]

(轧制开始温度：Ar₃点+100℃以上)

对如上述加热后的钢坯材进行热轧时，当开始轧制的温度小于Ar₃点+100℃时，由于被热轧的热轧板中再结晶发生不充分，奥氏体晶粒没有变细。这样，如果使用奥氏体晶粒未充分细化的热轧板来制造钢板，则可能导致钢板的韧性降低。因此，轧制开始温度优选为Ar₃点+100℃以上。从确保后述的未再结晶区域的轧制时间的观点出发，轧制开始温度更优选为Ar₃点+150℃以上，进一步优选为Ar₃点+200℃以上。应予说明，轧制开始温度的上限没有特别限定，为上述钢坯材的加热温度左右。

应予说明，Ar₃点(℃)可以根据下式(3)求出。

Ar₃点(℃)＝910－273C－74Mn－57Ni－16Cr－9Mo－5Cu···(3)

这里，式(3)中各元素符号表示该元素的钢中的含量(质量％)，不含的元素为0。

(未再结晶区域的累计压下率：40％以上)

在未再结晶区域(在本发明中是指钢坯材小于Ar₃点+100℃的温度的区域)，如果累积压下率小于40％，则对于奥氏体来说，得不到充分的加工效果，可能会导致成品钢板中基材韧性的降低。因此，在未再结晶区域的累计压下率优选为40％以上。从进一步提高基材韧性的观点出发，优选为45％以上，更优选为50％以上。

(轧制结束温度：Ar₃点以上)

热轧工序优选在Ar₃相变点(℃)以上的温度结束。如果热轧时温度小于Ar₃相变点(℃)，则在钢中形成大量的铁素体，因此无法提高贝氏体的体积率，有可能得不到规定的强度。另外，温度越低，变形阻力越高，对热轧机的负荷就越大。应予说明，从确保后续的冷却开始温度的观点出发，热轧温度优选为Ar₃点+20℃以上。

[冷却工序]

(冷却开始温度：Ar₃点以上)

经过上述热轧而得的热轧板，优选在Ar₃相变点(℃)以上的温度下开始冷却。当冷却开始温度低于Ar₃相变点(℃)时，在钢中形成大量的铁素体，因此无法提高贝氏体的体积率，有可能得不到规定的强度。因此，冷却开始温度优选为Ar₃点(℃)以上。

(600～500℃的平均冷却速度：2.0℃/s以上)

如果上述开始冷却后的平均冷却速度小于2.0℃/s，则成为缓冷，而在钢中形成大量的铁素体。因此无法提高贝氏体的体积率，基材有可能达不到规定的强度。因此，在冷却工序中至500℃以下的平均冷却速度优选为2.0℃/s以上。另一方面，平均冷却速度的上限没有特别限定，但50mm板厚的板厚1/2位置的工业上的冷却速度最大为20℃/s，为了避免由过快冷却带来的冷却成本升高，优选为20℃/s以下。应予说明，测定上述平均冷却速度的温度范围为600～500℃范围。

(冷却停止温度：500℃以下)

进行上述冷却的冷却工序优选在1/2t的温度为500℃以下，即，优选在冷却停止温度：500℃以下进行。如果冷却停止温度大于500℃，则在钢中生成大量的铁素体，因此无法提高贝氏体的体积率，基材有可能达不到规定的强度。另一方面，冷却停止温度的下限没有限定，但如果冷却停止温度过低，则钢板的形状变差，因此优选为200℃左右，更优选为300℃左右。

对具有上述成分组成的钢坯材实施上述制造工序，由此可以得到具有本发明的微小组织的基材(钢板)。这样，所得的钢板的大线能量HAZ具有优异的韧性，并且成为适用于集装箱船的舱口侧围板部位的优选钢板。

这里，在本发明中，关于实施例中详述的基材特性，将屈服强度(YS)：390MPa以上的情况设为优异的强度特性，将在－40℃下吸收能量(vE－40℃)：53J以上情况设为优异的基材韧性。另外，对于HAZ的韧性，将在－20℃下吸收能量(vE－20℃)：46J以上的情况设为优异的韧性。另外，对于HAZ的韧性，将vE－20℃达53J以上的情况设为更优异的韧性，将64J以上的情况设为进一步优异的韧性，将92J以上的情况设为特别优异的韧性。

本发明的钢板，在大线能量HAZ中，能够有效避免奥氏体晶粒的粗大化，在包括该HAZ的焊接接头中能够得到高的vE－20℃。因此，本发明的钢板适合用于大线能量焊接。

实施例

以下，基于实施例对本发明进行具体地说明。应予说明，以下的实施例是表示本发明的一个优选例子，对本发明没有任何限定。另外，以下的实施例也可以在符合本发明的主旨的范围进行变更来实施，这样的方式也包含在本发明的技术范围内。

制备具有表1所示成分组成的钢水，在表2所示条件下铸造成为钢坯材(板坯)，在该表2所示条件下，对此钢坯材依次实施加热工序、热轧工序和冷却工序，得到各个钢板。

对所得的各个钢板测定距表面1mm深度的TiN粒子的平均粒径和密度，距表面1/2板厚深度(本实施例中，板厚中心处也记作1/2t)的贝氏体的体积率。另外，作为钢板基材特性，对屈服强度(YS)以及基材韧性(vE－40℃)进行评价。

此外，对从上述钢板获取的接头用试板实施V切口加工，使用市售的低温钢用焊丝进行焊接输入为200kJ/cm的大线能量焊接，制作大线能量焊接接头。然后使用得到的接头评价HAZ的韧性。各试验方法按如下进行。应予说明，将使用这样得到的接头评价的特性作为接头特性。

[距表面1mm深度的TiN粒子的平均粒径和密度]

从钢板中以距钢板表面1mm深度的位置作为观察面来获取样品。通过提取复制法从获取的样品中制备薄膜样品，并使用透射电子显微镜(TEM)拍摄10μm×10μm的范围的图像。进而，通过EDX分析，对于分别包含10％以上的Ti和N析出物，利用图像分析装置由拍摄的图像分析析出物的面积圆当量直径和数量，由此算出平均粒径和密度。

[1/2t处的微观组织]

(贝氏体的体积率)

从钢板中以距钢板表面1mm深度的位置作为观察面来获取样品。对获取的样品的表面镜面抛光并进一步进行硝酸腐蚀后，使用扫描电子显微镜(SEM)拍摄10mm×10mm范围的图像。利用图像分析装置分析所拍摄的图像，由此求出贝氏体组织的分率，并将该值作为贝氏体的体积率。

在任一种情况下求出微小组织的分率时，对贝氏体组织的辨别按如下进行。即，通过放大500～3000倍进行拍摄以获得SEM图像。在该SEM图像中，将具有细长生长的片状的铁素体组织且含有圆当量直径为0.05μm以上的碳化物组织识别为贝氏体组织。

[基材特性]

(基材强度)

从钢板的厚度中心沿垂直于与轧制方向的方向上获取JIS Z 2201的14A号试片，使该板厚中心(板厚1/2位置)为试片中心。根据JIS Z 2241的主要要求对获取的试片进行拉伸试验，测定的屈服强度YS(单位：MPa)作为基材强度。

(基材韧性)

从钢板的1/4厚度位置沿着平行于轧制方向的方向上获取NK U4号冲击试片，使该板厚1/4位置为试片中心和切口位置。在试验温度为－40℃下对获取的试片实施夏比冲击试验，将相同条件下实施的3个试片的吸收能量的平均值vE－40℃(单位：J)作为基材韧性。

[HAZ特性]

(HAZ的韧性)

以距大线能量焊接得到接头的表面1mm深度作为试片表层获取NK U4号冲击试片，使HAZ为切口位置。在试验温度为－20℃下对获取的试片实施夏比冲击试验，将相同条件下实施的3个试片的吸收能量的平均值vE－20℃(单位：J)作为HAZ的韧性。

将这样得到评价结果一并记录在表2中。

如表2所示，本发明的任一发明例的大线能量HAZ的vE－20℃均达到46J以上。另外，在优选范围内制造的钢板均表现出基材YS达390MPa以上的高强度和vE－40℃为53J以上的基材韧性，兼具了基材强度和基材韧性。由此可知发明例的钢板的大线能量焊接性优异。

另一方面，相当于比较例的No.18～40、56～64钢板，由于钢坯材的成分组成均不满足本发明的条件，因此可知HAZ韧性低或者HAZ韧性且基材YS低。

另外，相当于比较例的No.5、6钢板，其钢坯材的成分组成虽然满足本发明的条件，但铸造时的平均冷却速度不满足本发明的条件，结果可知钢板1mm深度的TiN粒子的平均粒径和密度中的至少一个在本发明的范围外，HAZ的韧性低。

由以上可知，根据本发明，能够提供大线能量焊接后的接头韧性优异的钢板。

Claims

1.一种钢板，具有以下成分组成：以质量％计含有C：0.045％～0.080％、Si：0.02％以上且小于0.10％、Mn：1.60％以上且小于1.95％、P：0.010％以下、S：0.010％以下、Al：0.010％～0.100％、Nb：0.005％～0.050％、O：0.0100％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.30％以下、V：0.30％以下、Ti：0.010％～0.025％以及N：0.0038％～0.0084％，对于Ti和N，Ti与N的质量％比即Ti/N为2.10～3.60且满足下述式(1)，进一步下述式(2)所示的碳当量Ceq为0.400～0.500，剩余部分为Fe以及不可避免的杂质；

169≤5158×Ti+25563×N≤309···(1)

Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(V+Mo+Cr)/5···(2)

其中，各元素符号表示各成分的以质量％计含量，当不含有时为0。

2.根据权利要求1所述的钢板，以质量％计进一步含有选自W：0.30％以下，Co：0.30％以下，B：0.0100％以下，Ca：0.0100％以下，Mg：0.0100％以下以及REM：0.0200％以下中的1种或2种以上。

3.根据权利要求2所述的钢板，其中，所述B的含量为B：0.0002％～0.0012％。

4.一种钢板的制造方法，其特征在于，将具有如下成分组成的钢水进行铸造，得到钢坯材后，使用所述钢坯材进行热轧，其中，所述铸造时的平均冷却速度为100℃/min～500℃/min；

所述成分组成以质量％计含有C：0.045％～0.080％、Si：0.02％以上且小于0.10％、Mn：1.60％以上且小于1.95％、P：0.010％以下、S：0.010％以下、Al：0.010％～0.100％、Nb：0.005％～0.050％、O：0.0100％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.30％以下、V：0.30％以下、Ti：0.010％～0.025％以及N：0.0038％～0.0084％，对于Ti和N，Ti与N的质量％比即Ti/N为2.10～3.60且满足下述式(1)，进一步下述式(2)所示的碳当量Ceq为0.400～0.500，剩余部分为Fe以及不可避免的杂质；

169≤5158×Ti+25563×N≤309···(1)

Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(V+Mo+Cr)/5···(2)

5.根据权利要求4所述的钢板的制造方法，所述钢水以质量％计进一步含有选自W：0.30％以下、Co：0.30％以下、B：0.0100％以下、Ca：0.0100％以下、Mg：0.0100％以下以及REM：0.0200％以下中的1种或2种以上。

6.根据权利要求5所述的钢板的制造方法，其中，所述钢水中所述B的含量为B：0.0002％～0.0012％。