CN1766148A - 大热量输入焊接接头韧性优异的厚钢板 - Google Patents

Abstract

本发明的目的在于提供一种即使进行大热量输入焊接时，焊接接头韧性(HAZ韧性)优异的、590～780MPa级的高强度厚钢板。还通过对特定成分的厚钢板的C、Mn、Cu、Ni的合计含量按特定参数进行控制，并且将平均粒径为0.05～1μm的细微的含有Ti的氧化物的平均个数控制在10000个/cm²以上，并且将平均粒径为2μm以上的粗大的含有Ti的氧化物的平均个数控制在2000个/cm²以下，从而即使在高强度的590～780MPa级的厚钢板的情况下，包括特别是韧性容易下降的、距上述固相线3～5mm附近的焊接热影响部，也能够大幅改善大热量输入焊接时的HAZ整个区域的韧性。

Description

大热量输入焊接接头韧性优异的厚钢板

技术领域

本发明涉及一种大热量输入焊接接头韧性优异的厚钢板，涉及一种进行大热量输入焊接时也能够发挥优异的焊接接头韧性的，590～780MPa级的高强度厚钢板。

背景技术

历来，为了确保厚钢板的HAZ韧性，作出了如下尝试，通过使含有Ti的氧化物在母材中进行分散，HAZ部的冷却时从晶内使铁素体生成对组织进行细化，从而确保HAZ韧性。

例如在专利文献1中记载了，通过使0.1～3.0μm的Ti氧化物，或Ti氧化物和Ti氮化物的复合体的任一种或两种析出，从而对HAZ部的粗粒化区域的冷却时的γ→α相变进行控制，使晶内铁素体生成，从而提高HAZ韧性。

在专利文献2和专利文献3中展示了，通过对钢水内生成的粗大的1次脱氧生成物(Al、Ca、REM等强脱氧元素的脱氧生成物)的生成进行抑制，并且使由于弱脱氧元素(Ti、Si、Nb、V、Ta)的脱氧而生成的2次脱氧生成物进行均一的分散，从而确保焊接热影响部(HAZ部)的韧性。

在专利文献4中记载了，通过使Ti组成比在5％以上、Al组成比在95％以下，粒子直径为0.01～1.0μm的Ti和Al的复合氧化物，在钢中均一地进行分散，从而提高焊接时的钢材的HAZ韧性。

但是，在这些技术中，近年来，在进行已经成为一般的、热量输入不断增大的大热量输入的焊接时，很难再说能够保证其优异的HAZ韧性。

对此，在专利文献5、6中记载了，在大热量输入焊接接头中，为了提高HAZ韧性，对被加热至1400℃以上的HAZ领域的高温下的奥氏体晶粒的成长(粗大化)进行抑制，为了促进再加热奥氏体晶粒细化，利用了作为钢中生成氧化物粒子的组成，含有Ca为3％以上、Al为1％以上的氧化物。

【专利文献1】特公平7-824号公报(权利要求的范围)

【专利文献2】特公平3-67467号公报(权利要求的范围)

【专利文献3】特公平3-59134号公报(权利要求的范围)

【专利文献4】特开平9-3599号公报(权利要求的范围)

【专利文献5】特开2003-313628号公报(权利要求的范围，0031段)

【专利文献6】特开2003-313628号公报(权利要求的范围，0030段)

发明内容

但是，上述专利文献5、6，以50～60公斤级(低于590MPa)的厚钢板为对象。因此，在这以上的高强度的590～780MPa级的厚钢板的情况，专利文献5、6的氧化物方法中，会发生不能够确保大热量输入时HAZ的整个区域的韧性的情况。根据本发明者们的认识，在上述专利文献5、6中，特别是不能确保距固相线3～5mm附近的焊接热影响部的韧性。

这被推断为是因为如下原因，在距固相线3～5mm附近的焊接热影响部中，在γ粒径比较微细的领域(粒径10μm左右)中，在大热量输入时，淬火性下降，贝氏体组织容易粗大化，由于晶界生成型的贝氏体的核生成频率高，所以晶内贝氏体不能成形等。

本发明鉴于这种情况，其目的在于，提供一种进行大热量输入焊接时焊接接头韧性(HAZ韧性)优异的590～780MPa级的高强度厚钢板。

为了达到此目的，本发明的大热量输入焊接接头韧性优异的厚钢板的特征在于，以质量％计，各个含有C：0.01～0.07％、Si：1.0％以下(不包含0％)、Mn：1.0～3.0％、Al：低于0.010％(不包含0％)、Ti：0.005～0.050％、O：0.0010～0.0100％，此外还含有Cu：0.1～1.5％、Ni：0.1～2.5％中的任一种以上，并且，20C(％)+1.5Mn(％)+Cu(％)+Ni(％)为4.5～7.0％，剩余部实质上为铁以及不可避免的杂质，平均粒径为0.05～1μm的含有Ti的氧化物的平均个数以1000倍倍率进行观察时为10000个/cm²以上，并且平均粒径为2μm以上的含有Ti的氧化物的平均个数以200倍倍率进行观察时为2000个/cm²以下。

还有，在本发明中，上述含有Ti的氧化物是，如后所述，使用EPMA装置或FE-SEM/EDX装置等的测定装置，进行钢中的夹杂物的组成分析时，含有Ti在10质量％以上的氧化物。因此，在钢中的夹杂物中，Ti含量低于10质量％的氧化物，不称作本发明的含有Ti的氧化物。还有，上述“平均粒径”是含有Ti的氧化物的当量圆粒径。

如上所述，高强度的590～780MPa级的厚钢板的情况，专利文献4、5的Ca和Al系的氧化物，如上所述，会发生大热量输入时不能够确保HAZ整个区域韧性的情况。

对此，本发明中，在钢中存在的、含有Ti的氧化物内，除了抑制粗大的氧化物的数量，还使微细的氧化物大量生成。如此微细的氧化物的生成数变多，则大热量输入焊接后的冷却时在HAZ部容易生成晶内贝氏体。其结果，即使是高强度的590～780MPa级的厚钢板的情况，包括特别是韧性容易下降、距上述固相线3～5mm附近的焊接热影响部，也能够大幅改善大热量焊接时的HAZ整个区域的韧性。

此外，本发明中，为了确保不仅是固相线的附近，而是HAZ整个区域的良好的韧性，对使奥氏体稳定化的元素(提高淬火性的元素)的C、Mn、Cu、Ni的含量的合计进行控制。

因此，本发明的厚钢板，最适于强度为590～780MPa级的船舶、海洋结构物、桥梁、建筑结构物等的焊接结构物等，作为此焊接结构物使用时，即使进行大热量输入的焊接，也可以发挥优异的焊接接头韧性。

具体实施方式

(含有Ti的氧化物)

首先，对本发明的厚钢板组织中的含有Ti的氧化物的意义进行以下说明。本发明中，如上所述，在含有Ti的氧化物中，除了抑制粗大的氧化物的数量，还使微细的氧化物大量生成。具体地说，平均粒径为0.05～1μm的细微的含有Ti的氧化物的平均个数，以1000倍倍率进行观察时为10000个/cm²以上，其另一方面，平均粒径为2μm以上的含有Ti的氧化物的平均个数，以200倍倍率进行观察时为2000个/cm²以下。

在本发明中，上述含有Ti的氧化物，如上所述，是含有Ti为10质量％以上的氧化物。在Ti含量低于10质量％，Ti含量少的氧化物中，不具有细微的含有Ti的氧化物的、在大热量输入焊接时的HAZ形成晶内贝氏体的效果，和粗大的含有Ti氧化物的、成为铁素体生成核，抑制有用的贝氏体的生成的作用。

如上述的现有技术，并不是使大热量输入焊接时的HAZ的晶内铁素体生成，在本发明中，使大热量输入焊接时的HAZ晶内铁素体生成。因此，本发明中，在钢中，预先，使上述的微细的含有Ti的氧化物大量存在。

如本发明，通过使大热量输入焊接时的HAZ晶内铁素体生成，抑制γ粒径比较微细的固相线附近的HAZ的、大热量输入焊接时的淬火性低下所致的贝氏体组织的粗大化，和晶界生成型贝氏体的核的生成。因此，即使是高强度的590～780MPa级的厚钢板的情况，也可以对特别是包含韧性容易下降、距上述固相线3～5mm附近的焊接热影响部的，大热量输入焊接时的HAZ整个区域的韧性进行大幅地改善。

同时，为了保障此微细的含有Ti的氧化物的存在数量，并且不阻碍晶内的贝氏体的形成，本发明中，预先，抑制上述粗大的含有Ti的氧化物。更具体地说，2μm以上的粗大的含有Ti的氧化物，由于铁素体的生成能较强，所以在如大热量输入焊接时的高温下容易形成铁素体生成核，从而抑制有用的贝氏体的生成。还有，这样粗大的含有Ti的氧化物，容易成为微细的贝氏体组织的破坏的起点，还会阻碍贝氏体的细化效果。

为了确实地发挥上述作用效果，得到优异的焊接接头韧性，本发明中，平均粒径为0.05～1μm的细微的含有Ti的氧化物，和平均粒径为2μm以上的含有Ti的氧化物的存在数量，控制在上述最佳的平均个数范围内。因此，任一个的含有Ti的氧化物的数量在上述最佳的平均个数范围之外时，在高强度的590～780MPa级的厚钢板的情况下，均不能够改善特别是包含韧性容易下降、距上述固相线3～5mm附近的焊接热影响部的，大热量输入焊接时的HAZ整个区域的韧性。

上述微细的含有Ti氧化物，因为个数越多越促进晶内贝氏体的生成，所以优选为20000个/cm²以上，进一步优选为40000个/cm²以上存在为佳。从上述作用效果的观点出发，微细的含有Ti氧化物的个数没有上限，但在通常的厚板制造工艺中，认为能够析出的微细的含有Ti氧化物的个数的上限为1×10⁸个/cm²左右。

在上述微细的含有Ti的氧化物中，可以含有Ti以外的合金元素Si、Ca、Mg等。其中，特别是Mn适于作为与Ti共同含有的元素。Ti+Mn优选为占构成氧化物的全合金元素的60％以上(进一步优选为70％以上)为佳。

另外，上述粗大的含有Ti的氧化物，为了达到抑制铁素体的生成等的、上述抑制效果，个数越少越好，优选在1000个/cm²以下，进一步优选在500个/cm²以下。

如此，除了抑制粗大的含有Ti氧化物的个数之外，使微细的Ti夹杂物大量生成，焊接后的冷却时在HAZ部很容易生成晶内贝氏体，能够大幅改善HAZ韧性。还有，本发明的钢板，如上所述，焊接后的冷却时在HAZ部可以使晶内贝氏体优先生成，在此冷却时，有时会多少生成晶界贝氏体和铁素体，在不防碍HAZ韧性改善的范围内，允许这些贝氏体和铁素体的生成。

(含有Ti氧化物的测定)

在以上述规定倍率的对含有Ti的氧化物的观察中，可以使用电场辐射型扫描电子显微镜(FE-SEM)、或者扫描电子显微镜(SEM)、或者EPMA(electron probe microanalyzer)装置等。还有，在FE-SEM中，为了更明确的区分钢母相和各含有Ti的氧化物，也可以另外进行EDX(Kevex制，Sigma能量分散型X射线检测器：energy dispersive X-rayspect rometer)分析(FE-SEM/EDX)。

其中，在以倍率200倍对平均粒径2μm以上的粗大的含有Ti的氧化物的观察中，适于通过EPMA装置进行观察。还有，在以倍率1000倍对平均粒径0.05～1μm的微细的含有Ti氧化物的观察中，适于使用电场辐射型扫描电子显微镜(FE-SEM)。如此，本发明中，为了提高测定含有Ti的氧化物的个数的精度和再现性，可以根据含有Ti的氧化物的大小变换倍率。

例如，在微细的含有Ti的氧化物的观察中，使用FE-SEM/EDX时，首先，对钢中存在的平均粒径0.05～1μm的夹杂物的组成进行分析，求出对于含有Ti在10质量％以上的含有Ti的氧化物的夹杂物的比率。接着，在0.1mm²的领域中，使用1000倍的反射电子像，对任意的0.01mm²的例如10个视野进行拍摄，使用MEDIACYBERNETICS制的Image-ProPlus等的图像解析软件，通过这些图像解析装置，对平均粒径0.05～1μm的夹杂物的个数进行测定。然后，此10个视野的合计个数与上述含有Ti的氧化物的比率相乘，此外再扩大1000倍，求出每1cm²的平均粒径0.05～1μm的含有Ti的氧化物的个数。

(厚钢板的组成)

对本发明的厚钢板的组成(单位：质量％)，包括各元素的限定理由，进行以下说明。对本发明厚钢板的上述组织(微细的Ti系夹杂物和粗大夹杂物的个数)进行控制，以提高大热量输入焊接时的HAZ韧性，并且得到高强度的母材特性为前提，本发明厚钢板的组成，如下述所示范围，按规定的方法进行制造为有效。

即，所述钢板，各个含有C：0.01～0.07％、Si：1.0％以下(不包含0％)、Mn：1.0～3.0％、Al：低于0.010％(不包含0％)、Ti：0.005～0.050％、O：0.0010～0.0100％，此外还含有Cu：0.1～1.5％、Ni：0.1～2.5％中的任一种以上，并且，20C(％)+1.5Mn(％)+Cu(％)+Ni(％)为4.5～7.0％，剩余部实质上为铁以及不可避免的杂质。

这样的厚钢板组成是因为，特别是为了焊接后的冷却时在HAZ部使晶内贝氏体生成，对母材成分进行调整十分重要。具体地说，在上述组成中，C量相对较高，晶内贝氏体容易生成。

在大热量输入焊接中，由于HAZ部的冷却速度缓慢所以容易生成铁素体，还有即使抑制铁素体的生成也很容易生成晶界贝氏体。于是，推断为相对提高HAZ部的C量，可以抑制铁素体的生成并且也抑制晶界贝氏体的生成，从而促进晶内贝氏体的生成。

还有，为了抑制上述晶界贝氏体的生成，选择地含有如Nb、V的碳化物生成能强的合金元素十分有效。Nb与V，在Ti氧化物的周围进行偏析，从而阻止Ti氧化物成核贝氏体的生成。

此外，本发明中，并不仅限于晶内贝氏体生成的固相线的附近，为了确保HAZ整个区域的良好的韧性，如上所述，按下述参数，对使奥氏体稳定化的元素(提高淬火性的元素)C、Mn、Cu、Ni的含量的合计量进行控制。通过对这些元素的合计含量的控制，大热量输入焊接的HAZ部的冷却速度即使变慢，也可以提高淬火性，细化晶内生成的贝氏体。

以下，对各元素量规定的理由进行说明。

C：0.01～0.07％

C(碳)是确保母材强度所必要的元素，至少需要0.01％。还有，提高C量，促进晶内贝氏体的生成。这些效果在0.01％以上，优选为0.02％以上可以得到发挥。另一方面，C量过量，则相反会恶化耐焊接破裂性以及HAZ韧性，所以抑制在0.07％以下，优选为低于0.05％。因此，C含量为0.01～0.07，优选为0.02～低于0.05％的范围。

Si：1.0％以下(不包含0％)

Si，固溶强化有助于确保母材的强度。还有是作为预备脱氧剂有用的元素。这些效果，优选含有在0.05％以上可以得到发挥。另一方面，超过1.0％，更严各地说超过0.5％，过量含有则会降低母材韧性和HAZ韧性，所以Si的上限为1.0％，优选为0.5％。还有，Si含量的范围优选为0.05～1.0％，进一步优选为0.05～0.5％。

Mn：1.0～3.0％

Mn具有改善钢的淬火性的作用，并且还具有促进晶内贝氏体的生成改善HAZ韧性的效果。为了有效地发挥这样的效果，含有1.0％以上，优选为1.2％以上十分必要。另一方面，使其过量含有，则会恶化HAZ韧性，所以上限为3.0％，优选为2.5％以下。因此，Mn含量的范围为1.0～3.0％，优选为1.2～2.5％的范围。

Al：低于0.010％(不包含0％)

Al作为强力脱氧元素十分必要，优选含有在0.001％以上，进一步优选为0.002％以上。另一方面，Al在0.010％以上，严格地说超过0.005％过量含有，则会增大含有Ti的氧化物中的Al的比率，降低促进晶内贝氏体生成的效果。因此，Al含量在低于0.010％，优选为0.001～0.010％，进一步优选为0.002～0.005％的范围。

Ti(总量)：0.005～0.050％

Ti，如上所述，形成微细的含有Ti的氧化物(一部分是氮化物)，促进晶内贝氏体的生成，是具有改善HAZ韧性效果的重要元素。为了发挥这样的效果，使其含有0.005％以上，优选为0.008％以上为佳。另一方面，Ti量过量，则含有Ti的氧化物变得粗大，或者含有Ti的氧化物过多，相反会恶化HAZ韧性和母材韧性，所以抑制在0.05％以下，优选为0.030％以下。因此，全Ti含量在0.005～0.050％的范围，优选为0.008～0.030％的范围。

Cu：0.1～1.5％、Ni：0.1～2.5％的任一种以上

Cu和Ni均有助于提高淬火性，对母材进行强韧化，并且细化HAZ组织，从而提高母材韧性和HAZ韧性。为了发挥这样的效果，使其含有Cu或Ni的任一种以上为0.1％以上，优选为0.2％以上。另一方面，使其过量含有Cu和Ni，则HAZ的硬化变得显著，相反会降低HAZ韧性。因此，Cu的上限为1.5％，优选为1.2％，Ni的上限为2.5％，优选为2.2％。

还有，含有Cu超过0.5％时，从防止轧制中的热破裂的观点出发，推荐优选含有Cu含量(质量％)的一半以上Ni，进一步含有化学等量以上的Ni。

O：0.0010～0.0100％

O(氧)形成含有Ti的氧化物，如上所述，是对促进HAZ的晶内贝氏体的生成有效的元素。为了发挥这样的效果，使其含有0.0010％以上为佳，优选为0.0015％以上，进一步优选为0.0020％以上。另一方面，氧含量过量，则易生成粗大的含有Ti的氧化物，相反会恶化HAZ韧性。因此氧含量有必要抑制在0.0100％以下，优选为0.0030％以下。

20C(％)+1.5Mn(％)+Cu(％)+Ni(％)＝4.5～7.0％

此外，本发明中，并不仅限于固相线的附近，为了确保HAZ整个区域的良好的韧性，对以上所说明的C、Mn、Cu、Ni，按上述参数以合计量进行控制。通过对使奥氏体稳定化的元素(提高淬火性的元素)C、Mn、Cu、Ni的含量，按上述参数进行控制，大热量输入焊接的HAZ部的冷却速度即使变慢，也可以提高淬火性，细化晶内生成的贝氏体。

上述参数在4.5％以上，能够发挥增加淬火性效果，能够细化晶内生成的贝氏体组织，能够改善HAZ整个区域的韧性。此参数低于4.5％，例如即使C、Mn、Cu、Ni各个含量在所规定的范围内，也不能够发挥上述增加淬火性的效果，不能够细化晶内生成的贝氏体组织，不能够改善HAZ整个区域的韧性。

另外，此参数超过7.0％，例如即使C、Mn、Cu、Ni各个含量在所规定的范围内，由于MA贝氏体组织中所形成的MA(马氏体)量增加，相反降低HAZ整个区域韧性的可能性较高。

以下，对选择性的含有的元素进行说明。

Cr：0.1～2.0％、Mo：0.1～1.0％、Nb：0.10％以下(不包含0％)、V：0.10％以下(不包含0％)中的任一种或两种以上。

Cr、Mo、Nb、V均可以提高淬火性，增强母材强度。还有，Cr具有提高淬火性细化HAZ组织，有助于提高HAZ韧性的效果。Nb、V，具有提高抗回火软化性，增强母材强度的效果。为了发挥这些效果，有选择地使其含有Cr：0.1％以上、Mo：0.1％以上、Nb优选为0.01％以上、V优选为0.01％以上中的任一种或两种以上。

另外，过量含有这些元素，相反分别会降低HAZ韧性。Cr导致马氏体的增加使HAZ韧性下降。Mo使HAZ的硬化变得显著使HAZ韧性下降。Nb、V，抑制晶内贝氏体的形成，恶化HAZ韧性。因此，各个的上限为Cr：2.0％、Mo：1.0％、Nb：0.10％、V：0.10％。

B：0.0005～0.0050％

B在钢中固溶具有改善淬火性的作用。还有在HAZ部中，还可以发挥抑制晶界的铁素体生成促进晶内的贝氏体的生成的效果。为了发挥这样的效果，有选择的使其含有0.0005％以上。另一方面，B含量过多，相反会降低淬火性，并且抑制晶内贝氏体的形成，使HAZ韧性恶化。因此B含量为0.0005～0.0050％，优选为0.0005～0.0030％。

Zr：0.05％以下(不包含0％)、Mg：0.0050％以下(不包含0％)、Ca：0.0050％以下(不包含0％)、REM：0.0050％以下(不包含0％)中的任一种或两种以上。

Zr、Mg、Ca、REM具有改善HAZ韧性的效果，但各个过量含有则相反会恶化HAZ韧性。

例如，Zr通过固定氮改善HAZ韧性。Ca将MnS等硫化物等的夹杂物进行球状化，降低夹杂物形状的各向异性，从而改善HAZ韧性。Mg、REM细化MnS等硫化物等的夹杂物，从而改善HAZ韧性。但是这些Ca、Mg、REM，使其各个过量含有，由于使含有Ti氧化物粗大化，所以相反会恶化HAZ韧性。

因此，有选择地使其含有任一种或两种以上时，各个为Zr：0.05％以下、优选为0.005～0.03％，Mg：0.0050％以下、优选为0.0040％以下，Ca：0.0050％以下、优选为0.0040％以下，REM：0.0050％以下、优选为0.0040％以下。

接着，对杂质进行以下的说明。

N(氮)由于恶化母材韧性和HAZ韧性，所以在本发明中是杂质。但是，N和Ti形成氮化物促进晶内贝氏体地生成，具有改善HAZ韧性的效果，所以允许含有N到0.0090％。

P(磷)和S(硫)也是作为杂质存在的元素，具有可焊性和母材韧性下降等的不好的影响。因此P抑制在0.020％以下(优选为0.010％以下)，S抑制在0.010％以下(优选为0.005％以下)为佳。

(制造方法)

本发明的厚钢板，工序自身可以通过通常的方法进行制造。但是，为了控制上述的微细的含有Ti的氧化物和粗大的含有Ti的氧化物的个数，包括优选制造条件，进行以下说明。

在上述专利文献2和专利文献3中，作为控制氧化物的尺寸和个数的方法，揭示了在浇铸前控制溶解氧量等，控制凝固时的冷却速度等方法。但是，不能够减少本发明所注目的2μm以上的粗大的含有Ti的氧化物。还有，仅降低钢水中的氧量，不能够确保本发明所规定的微细的含有Ti的氧化物的个数。

本发明同样通过转炉等的通常的熔炼法进行熔炼，接着通过连续铸造法等的通常的铸造法得到所定尺寸的原材钢(板坯)，但是为了增加微细的含有Ti的氧化物的个数，减少粗大的夹杂物含有Ti的氧化物，在此熔炼阶段中，对Ti添加前的钢的溶解氧量，和Ti添加后到铸造为止的保持时间进行严格控制为佳。

具体地说，在熔炼阶段，添加Ti时，首先控制钢水中的溶解氧量在20～100ppm的范围内。通过这样的溶解氧量的控制，可以使上述的微细的含有Ti的氧化物生成，能够确保本发明所规定的量的微细的含有Ti的氧化物。

为了更多的生成微细的含有Ti的氧化物，钢水中的溶解氧量在20ppm以上为佳，优选为25ppm以上。另一方面，添加Ti前钢水中的溶解氧量过多，则容易生成粗大的含有Ti的氧化物和其他的氧化物，为不佳。因此，将钢水中的溶解氧量抑制在100ppm之后进行Ti的添加。优选为将钢水中的溶解氧量抑制在70ppm之后进行Ti的添加。为了如上所述在熔炼阶段对钢水中的溶解氧量进行控制，可以通过单独或经过适当的组合的如下方法进行，添加Mn脱氧、真空C(carbon)脱氧、添加Si脱氧。

还有，Ti添加后，以静止状态保持10～50分钟。通过这样的添加Ti后的保持，可以确保作为晶内贝氏体的生成核有效作用的适当尺寸的微细的含有Ti的氧化物，还能够使易成为晶内铁素体的生成核的2μm以上的粗大的含有Ti氧化物浮上、分离，从而除去。为了确实地除去上述粗大的含有Ti氧化物，进行10分钟以上的保持为佳，优选为15分钟以上，进一步优选为20分钟以上。

还有，上述保持，如通常的熔炼所进行的方式，在大约1550～1650℃之间进行保持。

另一方面，此保持时间过长，则微细的夹杂物凝集、粗大化，不能够确保本发明所规定量的微细的含有Ti的氧化物，为不佳。因此，保持时间为50分钟以下，优选为40分钟以下。

在实际操作中，在Ti、Si、Mn以及C以最终成分含量进行添加后进行上述的保持，其后进行浇铸为佳。

通过这样的方法进行熔炼，能够确保本发明所定适量的微细的含有Ti的氧化物，并且能够减少粗大的含有Ti的氧化物。

原材钢(板坯)，按照通常的厚钢板的制造方法，加热后，进行热轧，阻止沿轧制方向的集合组织的成长，在热轧完成时得到经过再结晶的组织。在热轧完成后钢板进行水淬火。其后，进行钢板的回火，形成厚钢板的产品。

以下，举实施例对本发明进行更具体的说明，从本发明的根本，并不受下述实施例的限制，在上述、下述适于本发明主旨的范围内进行适当的变更而实施也是可能的，这些任一个均包含在本发明的技术范围内。

【实施例】

表1(发明例)以及表2(比较例)所示化学组成的钢，如表3(发明例)以及表4(比较例)所示，对熔炼阶段的添加Ti前的溶解氧量和添加Ti后的静止状态的保持时间进行各种变换，熔炼、铸造得到板坯。所得到的板坯加热到1100℃后，进行轧制、冷却，得到板厚50mm的钢板。还有，为了调整母材的强度和韧性，进行了500～650℃的回火处理。

从这样所得到的钢板采取试料，测定了母材特性、HAZ韧性、母材中存在的含有Ti的氧化物的尺寸。这些结果在表3以及表4中表示。

(母材特性)

从上述所制造的各钢板采取JIS 4号试验片，根据JISZ2241进行拉伸试验，测定了钢板的抗拉强度，以及根据JISZ2242进行摆锤冲击试验，测定了钢板的韧性(νE_-20)。

这里，抗拉强度为590MPa以上、并且摆锤冲击值为150J以上的材料，评价为具有高强度的高韧性的优异的母材特性，在确保这样的优异的母材特性的材料中，如下所述，对HAZ韧性进行了评价。

(焊接接头韧性)

从上述制造的各钢板切出的试验片(尺寸：12.5mm×32mm×55mm)，进行相当于100kJ/mm的大热量输入的SAW焊接时的固相线附近(+0.5mm)的HAZ的热过程的热循环。即，加热至1400℃，在此温度保持5秒后，进行从800℃到500℃为止730秒的冷却热循环。还有，进行了相当于上述大热量输入焊接时的、距固相线3～5mm左右的区域的HAZ的热过程的热循环。即，加热至1200℃，在此温度保持5秒后，进行从800℃到500℃为止730秒的冷却热循环。从这些各试验片，采取各个摆锤冲击试验片，测定νE₀(1400℃和1200℃)。然后，分别νE₀为150J以上的评价为焊接接头韧性优异。

(含有Ti的氧化物)

对母材中存在的含有Ti的氧化物的尺寸按以下方法进行了测定。

测定位置(采取试料的位置)

在板厚的1/4的位置，采取的试料能够观察与轧制方向平行的断面。使用所得到的试料，如下所述，分别测定了平均粒径为2μm以上的粗大的含有Ti的氧化物，以及平均粒径为0.05～1.0μm的微细的含有Ti的氧化物的个数。

平均粒径为2μm以上的粗大的含有Ti的氧化物个数的测定

使用上述EPMA装置，对100mm²(10mm×10mm)的区域，以倍率200倍进行观察，测定平均粒径为2μm以上的粗大的含有Ti的氧化物的个数。还有，含有Ti的氧化物的尺寸是，求出晶粒的当量圆粒径，取平均晶粒直径值(下同)。

平均粒径为0.05～1.0μm的微细的含有Ti的氧化物个数的测定

使用上述的FE-SEM/EDX装置，对20个平均粒径为0.05～1μm的夹杂物的组成进行了分析，求出含有Ti在10质量％以上的含有Ti的氧化物的比率。接着，在0.1mm²的区域中，使用1000倍的反射电子像，对任意的0.01mm²的10个视野进行拍摄，通过图像解析装置，对平均粒径0.05～1μm的夹杂物的个数进行测定，此10个视野的合计个数与上述含有Ti氧化物的比率相乘，此外再扩大1000倍，求出每1cm²的平均粒径0.05～1.0μm的含有Ti的氧化物的个数。这些结果在表3以及表4中表示。

如表1、3明确所示，发明例1～20，包括20C(％)+1.5Mn(％)+Cu(％)+Ni(％)的参数，满足本发明的组成，并且溶解氧量和保持时间均根据优选熔炼方法制造而成。

因此，平均粒径为0.05～1μm的含有Ti的氧化物的平均个数，以1000倍倍率进行观察时为10000个/cm²以上，并且平均粒径为2μm以上的含有Ti的氧化物的平均个数以200倍倍率进行观察时为2000个/cm²以下。此结果，可以得到590～780MPa级的母材强度，和210J以上的母材韧性。还有，热循环特性同样，1400℃和1200℃的νE₀均可以得到150J以上的韧性。

这些结果显示出，即使在高强度的590～780MPa级的厚钢板的情况下，包括特别是韧性容易下降、距上述固相线3～5mm附近的焊接热影响部，也能够大幅改善大热量焊接时的HAZ整个区域的韧性。

对此，从表2、4明确表明，比较例21～29、32任一个的元素组成均在本发明的范围之外。

还有，比较例30～31，20C(％)+1.5Mn(％)+Cu(％)+Ni(％)的参数在本发明范围之外。

此外，比较例33～35，成分组成为发明范围之内，溶解氧量或保持时间在优选熔炼方法的条件之外制造而成。

其结果，比较例，母材强度和母材韧性与发明例相比较低，或者母材强度和母材韧性与发明例相同，但热循环特性，1400℃和1200℃的νE₀均显著低下。

这些结果显示出，在本发明范围之外的这些比较例，在高强度的590～780MPa级的厚钢板的情况下，特别是包括距固相线3～5mm附近的焊接热影响部，没有能够改善大热量焊接时的HAZ整个区域的韧性。

例如，比较例21，由于C量过量，所以尽管满足含有Ti的氧化物的规定，但其热循环特性(HAZ韧性)显著低下。

比较例22，由于Mn量不足，所以不能确保母材强度，尽管满足含有Ti的氧化物的规定，但热循环特性(HAZ韧性)差。

比较例23，由于Mn量过量，所以尽管满足含有Ti的氧化物的规定，但热循环特性(HAZ韧性)差。

比较例24，由于Al量过量，粗大的含有Ti的氧化物过多，所以热循环特性差。

比较例25，由于Cu量过量，所以尽管满足含有Ti的氧化物的规定，但热循环特性(HAZ韧性)差。

比较例26，由于Ni量过量，所以尽管满足含有Ti的氧化物的规定，但热循环特性(HAZ韧性)差。

比较例27，由于Ti量过量，微细的含有Ti的氧化物过少，所以热循环特性(HAZ韧性)差。

比较例28，氧量不足，由于熔炼时的溶解氧量也很少，所以微细的含有Ti的氧化物过少，所以热循环特性(HAZ韧性)差。

比较例29，氧量过量，由于熔炼时的溶解氧量也过量，所以粗大的含有Ti的氧化物过多，微细的含有Ti的氧化物变少，热循环特性(HAZ韧性)差。

比较例32，由于硼量过量，所以尽管满足含有Ti的氧化物的规定，但母材韧性和热循环特性(HAZ韧性)差。

比较例30，20C(％)+1.5Mn(％)+Cu(％)+Ni(％)的参数，低于4.5％，在本发明范围之外。因此，不管C、Mn、Cu、Ni是否在各个的规定量范围内含有，1200℃的热循环特性差，没有能够改善HAZ3～5mm部分的韧性。这是因为没有能够发挥C、Mn、Cu、Ni的上述增加淬火性的效果，不能够细化晶内生成的贝氏体组织。

比较例31，上述参数超过7.0％，在本发明范围之外。因此，不管C、Mn、Cu、Ni是否在各个的规定量范围内含有，1200℃的热循环特性差，没有能够改善HAZ3～5mm部分的韧性。这是因为由于MA贝氏体组织中所形成的MA(马氏体)的量增加，相反降低了HAZ整个区域的韧性。

比较例33，由于熔炼阶段的添加Ti前的溶解氧量过多，粗大的含有Ti的氧化物大量析出，超过了规定的个数。因此，热循环特性在1400℃的νE₀为102J左右，韧性显著低下。

比较例34，由于熔炼阶段的添加Ti后的静止状态的保持时间过短，粗大的含有Ti的氧化物大量析出，超过了规定的个数，另外微细的含有Ti的氧化物相对较少。因此，热循环特性在1400℃的νE₀为85J左右，韧性显著低下。

比较例35，由于熔炼阶段的添加Ti后的静止状态的保持时间过长，粗大的含有Ti的氧化物大量析出，超过了规定的个数，另外微细的含有Ti的氧化物相对较少。因此，热循环特性在1400℃的νE₀为99J左右，韧性显著低下。

从以上结果证明了，本发明的成分组成，和含有Ti的氧化物的规定的，在高强度的590～780MPa级的厚钢板的情况下，特别是包括距固相线3～5mm附近的焊接热影响部的，大热量焊接时的HAZ整个区域的韧性改善的临界的意义。

【表1】

*C，Mn，Cu，Ni参数＝20C(％)+1.5Mn(％)+Cu(％)+Ni(％)

表2

【表3】

【表4】

【工业上的利用可能性】

如以上说明，根据本发明，能够提供一种即使进行大热量输入焊接时，焊接接头韧性(HAZ韧性)优异的590～780MPa级的厚钢板。因此，本发明的钢板，能够适于船舶、海洋结构物、桥梁、建筑结构物等的高强度焊接结构物的使用。

Claims (4)

1.一种大热量输入焊接接头韧性优异的厚钢板，其特征在于，以质量％计，各个含有C：0.01～0.07％、Si：1.0％以下并且不包含0％、Mn：1.0～3.0％、Al：低于0.010％并且不包含0％、Ti：0.005～0.050％、O：0.0010～0.0100％，此外还含有Cu：0.1～1.5％、Ni：0.1～2.5％中的任一种以上，并且，20C％+1.5Mn％+Cu％+Ni％为4.5～7.0％，剩余部实质上为铁以及不可避免的杂质，

平均粒径为0.05～1μm的含Ti氧化物的平均个数以1000倍倍率进行观察时为10000个/cm²以上，并且平均粒径为2μm以上的含Ti氧化物的平均个数以200倍倍率进行观察时为2000个/cm²以下。

2.根据权利要求1所述的大热量输入焊接接头韧性优异的厚钢板，其特征在于，上述厚钢板还含有Cr：0.1～2.0％、Mo：0.1～1.0％、Nb：0.10％以下并且不包含0％、V：0.10％以下并且不包含0％中的任一种或两种以上。

3.根据权利要求1所述的大热量输入焊接接头韧性优异的厚钢板，其特征在于，上述厚钢板还含有B：0.0005～0.0050％。

4.根据权利要求1所述的大热量输入焊接接头韧性优异的厚钢板，其特征在于，上述厚钢板还含有Zr：0.05％以下并且不包含0％、Mg：0.0050％以下并且不包含0％、Ca：0.0050％以下并且不包含0％、REM：0.0050％以下并且不包含0％中的任一种或两种以上。