專利名稱：大線能量焊接的焊接熱影響區(qū)的低溫韌性優(yōu)異的厚高強度鋼板的制作方法
技術領域：
本發(fā)明涉及在船舶、海洋結構物、中高層大廈、橋梁等中使用的焊接熱影響區(qū)(Heat Affected Zone，以下稱為HAZ)的低溫韌性優(yōu)異的厚高強度鋼板，特別地涉及在對板厚50mm以上、母材拉伸強度為490-570MPa級的鋼板進行焊接線能量為20-100kJ/mm的焊接時也具有優(yōu)異的焊接接頭區(qū)的鋼板。
背景技術：
近年來對在船舶、海洋結構物、中高層大廈、橋梁等的大型結構物中使用的焊接用鋼材的材質特性的要求日益嚴格。特別是在這些結構物之中，板厚超過50mm、母材的拉伸強度為570MPa級的厚鋼板的使用也日益增多。另外，為了促進焊接的高效率化，對于這種厚高強度鋼板的焊接，研討了氣電立焊方法、電渣焊方法等為代表的大線能量焊接法的單道焊接，與母材本身的韌性一樣，對HAZ韌性的要求也日益嚴格。
著眼于適用大線能量焊接法的鋼材的HAZ韌性的方案迄今為止提出了很多。例如，特公昭55-026164號公報公開了一種通過在鋼中確保微細的Ti氮化物來減小HAZ的奧氏體晶粒、以提高韌性的發(fā)明。另外，特開平03-264614號公報提出了一種有效利用Ti氮化物與MnS的復合析出物來作為鐵素體的相變核，從而提高HAZ的韌性的發(fā)明。此外，特開平04-143246號公報提出了一種有效利用Ti氮化物與BN的復合析出物來作為晶界鐵素體的析出核，從而提高HAZ韌性的發(fā)明。
可是，該Ti氮化物，在HAZ中的HAZ與最高到達溫度超過1400℃的焊縫金屬的邊界(以下也稱為焊接熔合區(qū))附近，大部分已固溶，因此存在提高韌性的效果降低的問題。為此，上述的利用了Ti氮化物的鋼材，難以實現近年來對HAZ韌性的嚴格要求、和超大線能量焊接中HAZ韌性的必要特性。
作為改善該焊接熔合區(qū)附近的韌性的方法，在厚板、型鋼等各種的領域已使用含有Ti氧化物的鋼。例如，在厚鋼板領域，如特開昭61-079745號公報和特開昭61-117245號公報所記載的發(fā)明那樣，含有Ti氧化物的鋼對提高大線能量焊接區(qū)韌性非常有效，有望適用作為高強度鋼。其原理是，即使在鋼的熔點下也穩(wěn)定的Ti氧化物作為析出質點(site)，在焊接后的溫度降低過程中Ti氧化物、MnS等析出，而且將它們作為質點，會生成微細鐵素體，其結果，抑制了對韌性有害的粗大鐵素體的生成，能夠防止韌性劣化。
可是，存在這樣的Ti氧化物在鋼中分散的個數不能太多的問題。其原因可認為是，因為Ti氧化物粗化和成為凝聚體，如果增加Ti氧化物的個數，則5μm以上的粗大的Ti氧化物、即所謂的夾雜物增加的緣故。該5μm以上的夾雜物成為結構物破壞的起點，引起韌性降低等等，由于有害，因此應該避免。為此，為了實現HAZ韌性的進一步提高，需要有效利用不易引起粗化和凝聚體、比Ti氧化物更微細地分散的氧化物。
另外，作為這樣的Ti氧化物在鋼中分散的方法，大多采用向實質上不含Al等強脫氧元素的鋼水中添加Ti的方法?？墒?，若僅僅向鋼中添加Ti，控制鋼中的Ti氧化物的個數、分散度是困難的，而且，控制TiN、MnS等析出物的個數、分散度也困難。為此，在只采用Ti脫氧、從而使Ti氧化物分散的鋼中，存在例如不能充分得到Ti氧化物的個數、或者厚板的板厚方向的韌性發(fā)生波動的問題。
對于這樣的問題，特開平06-293937號公報和特開平10-183295號公報公開了下述發(fā)明剛剛添加Ti后添加Al、或者復合添加Al、Ca，有效利用生成的Ti-Al復合氧化物或Ti、Al、Ca的復合氧化物。根據這樣的發(fā)明，能夠大幅度提高大線能量焊接HAZ韌性。

發(fā)明內容
可是，減小HAZ的奧氏體晶粒、將析出物作為鐵素體的相變核來生成鐵素體等等的上述現有方法，為了確保板厚為50mm以上、母材拉伸強度為490MPa以上，必須增加合金元素，該場合，在提高焊接HAZ的硬度的同時，使韌性劣化的MA(Martensite-Austenite constituent)的生成也顯著，因此不能穩(wěn)定確保例如在造船領域的E級(保證在-20℃下應用)的足夠的HAZ韌性。而母材的拉伸強度達到570MPa以上時，不能得到必要的HAZ韌性。
因此，本發(fā)明的目的在于提供一種大線能量焊接的焊接熱影響區(qū)的低溫韌性優(yōu)異的厚高強度鋼板，其中，在對板厚50-80mm、母材拉伸強度490-570MPa級的鋼板進行焊接線能量為20-100kJ/mm的焊接時也能夠實現優(yōu)異的焊接HAZ韌性。
本發(fā)明人等發(fā)現，通過規(guī)定Ni添加量和Ni/Mn，可有利地解決上述課題，進一步加以研討，從而完成了本發(fā)明，其要旨如下。
(1)一種大線能量焊接的焊接熱影響區(qū)的低溫韌性優(yōu)異的厚高強度鋼板，其特征在于，用質量％表示，含有C0.03-0.14％、Si0.30％以下、Mn0.8-2.0％、P0.02％以下、S0.005％以下、Al0.001-0.040％、N0.0010-0.0100％、Ni0.8-4.0％、Ti0.005-0.030％、Nb0.003-0.040％，Ni和Mn滿足式[1]，其余量為鐵和不可避免的雜質。
Ni/Mn≥10×Ceq-3 (0.36＜Ceq＜0.42)[1]其中，Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15(2)如上述(1)所述的大線能量焊接的焊接熱影響區(qū)的低溫韌性優(yōu)異的厚高強度鋼板，其特征在于，用質量％表示，進一步含有Ca0.0003-0.0050％、Mg0.0003-0.0050％、REM0.001-0.030％之中的1種或2種以上，并且含有O0.0010-0.0050％，含有100個/mm2以上的當量圓徑為0.005-0.5μm的氧化物。
(3)如上述(1)或(2)所述的大線能量焊接的焊接熱影響區(qū)的低溫韌性優(yōu)異的厚高強度鋼板，其特征在于，用質量％表示，進一步含有B0.0005-0.0050％。
(4)如上述(1)～(3)的任1項所述的大線能量焊接的焊接熱影響區(qū)的低溫韌性優(yōu)異的厚高強度鋼板，其特征在于，用質量％表示，進一步含有Cr0.1-0.5％、Mo0.01-0.5％、V0.005-0.10％、Cu0.1-1.0％之中的1種或2種以上。


圖1是表示與45kJ/mm相當的焊接熱循環(huán)的圖。
圖2是表示Ni/Mn和Ceq及再現HAZ韌性的關系的圖。
圖3是表示通過微細氧化物的分散或B的有效利用來提高再現HAZ韌性的效果的圖。
具體實施例方式
以下對本發(fā)明進行詳細說明。
目前作為提高HAZ韌性的方法，如上所述，考慮抑制在高溫下的奧氏體晶粒的生長的方法。作為該方法最有效的方法是通過分散顆粒來錨住(pinning)奧氏體的晶界，阻止晶界移動的方法。該方法即使在焊接線能量為20-100kJ/mm的大線能量的場合，HAZ的再加熱奧氏體晶粒由于錨住而極有效地細化?？墒?，為提高母材強度而增加了合金添加量、并且在表示鋼材的焊接性的同時也表示化學成分的淬透性的碳當量(Ceq)為0.36以上的鋼材，HAZ的硬度變得更高，因此即使是再加熱奧氏體晶粒通過錨住來細化的場合，也新產生了不能得到足夠的HAZ韌性的問題。這樣在HAZ區(qū)的硬度變高的場合，提高基體本身的韌性是必要的。
于是，本發(fā)明人等為了改善作為課題的厚高強度鋼所必需的、Ceq高達0.36以上0.42以下的場合下的HAZ韌性，刻苦研討了改善基體本身的韌性的最佳成分系。作為提高基體韌性的元素，歷來已知Ni有效?？墒?，對象本次那樣Ceq高達0.36以上0.42以下的HAZ的韌性的改善是否有效，另外，在為有效的場合如果是怎樣的成分條件才有效，這些問題尚不清楚。因此，首先研討了Ni添加量的影響。在研討時，以添加0.003％以上的對確保母材強度有效的Nb量為前提。在HAZ韌性的評價中，采用了賦予圖1所示的相當于氣電立焊(線能量45kJ/mm)的熱循環(huán)時的夏比沖擊試驗中的塑性·脆性轉變溫度(vTrs)。
研討了Ni添加量的影響的結果，首先判明了在Ni少于0.8％的場合，不能得到必要的韌性。另外，也看到，即使是添加0.8％以上的Ni的場合，HAZ韌性也并未得到改善，相反HAZ韌性降低。于是，包括與其他添加元素或Ceq的關系在內進一步刻苦研討的結果發(fā)現，象這樣在Ceq為0.36以上0.42以下的場合，如圖2所示，HAZ韌性與Ceq和Ni/Mn有關。圖2是Ceq以Ni/Mn比為橫坐標對研討使用的鋼材的再現HAZ韌性(vTrs)進行繪圖得到的圖。從圖2來看，對于Ni/Mn≥10×Ceq-3····[1]的關系成立的鋼材，得到了vTrs為-15℃以下的良好韌性。作為不滿足式[1]的鋼材不能得到足夠的HAZ韌性的原因，可認為是由于，Ni的添加量不充分，基體高韌化的效果小，或者即使是較多地含有Ni的場合，由于Mn的過剩添加，在HAZ中生成MA，Ni的高韌化效果消失的緣故。再者，對上述研討所用的鋼材采用相當于線能量100kJ/mm的熱循環(huán)進行了同樣的研討的結果，證實了即使在線能量100kJ/mm的場合，存在式[1]的關系的鋼材，也得到了良好的再現HAZ韌性。
通過上述研討發(fā)現，HAZ韌性通過滿足式[1]、并添加0.8％以上的Ni而得到改善，但本發(fā)明人等進一步研討了HAZ韌性的進一步改善。作為改善HAZ韌性的方法，研討了以下3種方法。第一是因為在大線能量焊接時，高溫停留時間延長，奧氏體晶粒粗化，這使HAZ韌性降低，因此抑制高溫停留時的奧氏體粗化的方法。第二是因為在大線能量焊接時，焊接后的冷卻時間長，從奧氏體晶界生成的鐵素體粗化，該粗大的晶界鐵素體成為導致HAZ韌性降低的原因，因此抑制晶界鐵素體粗化的方法。第三是使HAZ組織本身微細化的方法。
關于第一方法即抑制奧氏體晶粒粗化的方法，例如如專利文獻7所記載的那樣，使微細氧化物分散的方法有效。在專利文獻7中，對于微細氧化物的分散，是在脫氧工序中通過與Si的平衡反應來調整鋼水的溶解氧量，此外，在那之后按Ti、Al、Ca的順序進行脫氧。根據該方法，以5×103～1×105個/mm2分散粒徑為0.01-1.0μm的氧化物。
本發(fā)明人刻苦研討了在Ceq高達0.36以上0.42以下的場合，含有0.003％Nb，并且添加了0.8％以上的Ni的體系中，使微細氧化物分散，以進一步提高HAZ韌性的方法。首先發(fā)現，雖然是使微細氧化物分散的方法，但在這樣的體系中，在脫氧工序中將鋼水的溶解氧量調整為0.010-0.0050％，然后首先用Ti脫氧，接著用Al脫氧之后，進而添加Ca、Mg、REM之中的1種以上，由此能夠使當量圓徑為0.005-0.5μm的微細氧化物以100個/mm2以上進行分散。另外，由于該微細氧化物的分散，焊接中的高溫停留時的奧氏體晶粒的粗化被抑制，能夠進一步改善HAZ韌性。作為一例，圖3示出與只適當添加了Ni的HAZ韌性比較的結果。Ni量越多，生成的氧化物越細，個數也越多，在Ni量為1.5％以上的場合，達到1000個/mm2以上。這是本次的發(fā)現。此外，關于鋼水中的Si量，在Si量多的場合，難以生成氧化物，因此Si量優(yōu)選為0.30％以下，進一步優(yōu)選為0.20％以下，這通過本次研討而清楚知道。另一方面，在Ti脫氧之前的溶解氧量超過0.0050％的場合、或脫氧元素的脫氧順序不同的場合，氧化物發(fā)生粗化，不能充分得到微細氧化物，因此幾乎不能得到抑制奧氏體晶粒粗化的效果。再者，當量圓徑為0.005-0.5μm的氧化物個數，從母材鋼板上制作萃取復制品(replica)，將其在電子顯微鏡下以10000倍觀察100視場以上(按觀察面積計，為10000μm2以上)關于小于0.1μm的顆粒，適當提高倍率來觀察。對于所觀察的0.005-0.5μm徑的各顆粒，進行元素分析，計數作為氧化物的顆粒。
接著，本發(fā)明人等對作為提高HAZ韌性方法的上述以第二方法和第三方法來記述的、晶界鐵素體粗化的抑制和HAZ組織的細化進行了刻苦研討。其結果判明，在Ceq高達0.36以上0.42以下的場合、并且添加了0.8％以上的Ni的體系中，特別是在象本次那樣的進行相當于20-100kJ/mm的大線能量焊接的場合，添加B是有效的。其原因是由于在抑制晶界鐵素體粗化的方面，在再加熱奧氏體晶界上偏析出固溶B，由此抑制了晶界鐵素體生成。另外，在HAZ組織細化的方面，在象本次那樣的大線能量焊接中冷卻速度慢的場合，通過添加B，奧氏體晶界、和奧氏體晶粒內的夾雜物上析出B氮化物，以其為核的幾個μm的微細鐵素體在奧氏體晶界和晶粒內大量地生成，由此HAZ組織被細化。添加B得到的對HAZ韌性的改善與只適當添加了Ni的HAZ韌性比較的結果示于圖3。判明通過添加B，HAZ韌性進一步提高。而且，在圖3中，示出了在上述的使微細氧化物分散的方法基礎上還添加B的場合的HAZ韌性，通過分散微細氧化物和添加B，HAZ韌性進一步提高?？烧J為這是因為，由于成為BN的析出質點的氧化物增加，使得以該BN為核的鐵素體增加，從而HAZ更加細化的緣故。
另外，從確保強度和提高耐蝕性的觀點出發(fā)，也研討了在上述條件基礎上還添加了Cu、Cr、Mo、V的場合的HAZ韌性。其結果判明，如果添加量分別為0.1-0.4％、0.1-0.5％、0.01-0.2％、0.005-0.050％的范圍，則HAZ韌性不會大大降低。
再者，本發(fā)明的鋼板的制造方法并無特別限制，按照公知的方法制造即可。例如將調整成為上述的合適成分組成的鋼水采用連鑄法制成板坯之后，加熱至1000-1250℃，然后實施熱軋即可。
接著，對本發(fā)明中使用的鋼坯材的成分組成的限定理由進行說明。以下僅用％表示組成中的質量％。
C作為提高鋼強度的有效成分，下限規(guī)定為0.03％，另外，過剩的添加會大量生成碳化物、MA，從而顯著降低HAZ韌性，因此上限規(guī)定為0.14％。
Si是確保母材強度、脫氧等所必需的成分，但為了防止因HAZ硬化而導致韌性降低，上限規(guī)定為0.30％。此外，在利用氧化物的場合，為了防止鋼水中的氧濃度減少，上限優(yōu)選為0.20％。
Mn作為對確保母材的強度、韌性有效的成分需添加0.8％以上，但在焊接區(qū)韌性、裂紋敏感性等的可容許的范圍內將上限規(guī)定為2.0％。此外，關于Mn的上限，需要滿足表示與Ceq、Mn量、和Ni量的關系的式[1]。這基于下述的在本次研討中的新發(fā)現在Ceq高的場合，Mn的增加成為在HAZ組織中大量生成MA的原因，從而使由Ni帶來的提高HAZ韌性的效果消失。
Ni/Mn≥10×Ceq-3 [1]P含量越少越是所希望的，但工業(yè)上降低P需要花費巨大的成本，因此含量范圍規(guī)定為0.02％以下。
S含量越少越是所希望的，但工業(yè)上降低S需要花費巨大的成本，因此含量范圍規(guī)定為0.005％以下。
Ni在本發(fā)明中是重要的元素，需要添加至少0.8％。而且，關于Ni的下限，需要滿足表示與Ceq、Mn量和Ni量的關系的式[1]。關于Ni的上限，從制造成本的角度出發(fā)，規(guī)定為4.0％。
Ni/Mn≥10×Ceq-3 [1]Nb是通過提高淬透性從而提高母材強度的有效元素，因此添加0.003％以上。可是，當較多地添加Nb時，與Ni/Mn比無關地在HAZ中易生成MA，在添加量多于0.040％的場合，在HAZ中生成多數的長徑為5μm以上的粗大MA，有時大大降低HAZ韌性，因此Nb的上限規(guī)定為0.040％。再者，為了得到更高的韌性，在滿足上述的式[1]的Ni/Mn比的場合，優(yōu)選將Nb量控制在幾乎不生成長徑為5μm以上的粗大MA的0.020％以下。此外，為了更穩(wěn)定地得到更高的韌性，在滿足上述的式[1]的Ni/Mn比的場合，優(yōu)選將Nb量控制在幾乎不生成長徑為3μm以上的MA的0.010％以下。
Al是重要的脫氧元素，下限值規(guī)定為0.001％。另外，當Al大量存在時，鑄坯的表面質量劣化，因此上限規(guī)定為0.040％。
Ti，為了生成作為抑制再加熱奧氏體晶粒的粗化所必需的錨住用顆粒的Ti氮化物、含Ti的氧化物，添加0.005％以上?？墒?，過剩的添加會使固溶Ti量增加，招致HAZ韌性降低，因此將0.030％作為上限。
N，為了在焊接后的冷卻中使奧氏體晶界和晶粒內生成Ti氮化物、B氮化物，根據需要調整其添加量。為了與B結合形成B氮化物，需要添加0.0010％以上，但過剩的添加會使固溶N量增大，招致HAZ韌性降低，因此將0.0100％作為上限。
Ca，為了生成作為抑制再加熱奧氏體晶粒的粗化所必需的錨住用顆粒的Ca系氧化物，根據需要添加0.0003％以上。可是，過剩的添加會生成粗大夾雜物，因此將0.0050％作為上限。
Mg，為了生成作為抑制再加熱奧氏體晶粒的粗化所必需的錨住用顆粒的Mg系氧化物，根據需要添加0.0003％以上?？墒牵^剩的添加會生成粗大夾雜物，因此將0.0050％作為上限。
REM，為了生成作為抑制再加熱奧氏體晶粒的粗化所必需的錨住用顆粒的REM系氧化物，根據需要添加0.001％以上?？墒牵^剩的添加會生成粗大夾雜物，因此將0.030％作為上限。另外，這里所述的REM是Ce和La，添加量為兩者的總量。
B，作為固溶B在焊接后的冷卻中偏析于奧氏體晶界，抑制晶界鐵素體生成，另外，在奧氏體晶界、晶粒內生成BN，因此根據需要添加0.0005％以上。可是，過剩的添加會使固溶B量增大，使HAZ硬度大大提高，從而招致HAZ韌性降低，因此將0.0050％作為上限。
Cu由于提高鋼材的強度和耐蝕性，因此根據需要添加0.1％以上。其效果在添加量為1.0％時飽和，因此上限規(guī)定為1.0％，但超過0.4％時，MA易生成，從而HAZ韌性降低，因此優(yōu)選為0.4％以下。
Cr由于提高鋼材的耐蝕性，因此根據需要添加0.1％以上，但過剩的添加會招致由MA生成所致的HAZ韌性的降低，因此將0.5％作為上限。
Mo是對提高鋼材的強度和耐蝕性有效的元素，根據需要添加0.01％以上。其效果在添加量為0.5％時飽和，因此將上限規(guī)定為0.5％，過剩的添加會招致由MA生成所致的HAZ韌性的降低，因此優(yōu)選為0.2％以下。
V是對提高母材的強度有效的元素，根據需要添加0.005％。其效果在添加量為0.10％時飽和，因此將上限規(guī)定為0.10％，過剩的添加會招致由MA生成所致的HAZ韌性的降低，因此優(yōu)選為0.050％以下。
實施例1對表1所示的化學成分的鋼水進行連鑄，制作了鋼坯。關于D23～D34、D46～D49，在投入Ti前將鋼水的溶解氧用Si調整為0.0010％-0.0050％，然后首先用Ti脫氧，接著用Al脫氧之后，添加Ca、Mg、REM中的任意物質進行脫氧。將它們在1100-1250℃進行再加熱之后，采用以下2種軋制方法，制造了板厚50-80mm的鋼板。一種方法是在表面溫度為750-900℃的溫度范圍下軋制之后，進行水冷直到回熱后的板表面溫度變?yōu)?00-400℃的溫度范圍為止的方法(在表2中記載為TMCP)，另一種方法是進行熱軋之后，水冷到室溫，在500-600℃的范圍回火的制造方法(在表2中記載為DQ-T)。
表2示出鋼板的制造條件、板厚、機械性質。另外，還一并記載了關于D23～D34、D46～D49，在鋼板的任意部位上測定的、當量圓徑為0.005-0.5μm的微細氧化物的個數。氧化物的個數，從鋼板的任意部位上制作萃取復制品(replica)，將其在電子顯微鏡下以10000倍觀察100視場以上(按觀察面積計，為10000μm2以上)，關于小于0.1μm的顆粒，適當提高倍率來觀察。對于所觀察的0.005-0.5μm徑的各顆粒，進行元素分析，計數作為氧化物的顆粒，由此求出。D23～D31、D46～D49的任何一種鋼材都分散有作為本發(fā)明范圍的100個/mm2以上的當量圓徑為0.01-0.5μm的微細氧化物。再者，通過比較Si以外的元素大致同等的D46、D47和D48、D49可知，Si量少至0.20％以下時氧化物量多。
對于這些鋼板，采用焊接線能量為20-100kJ/mm的氣電立焊(EGW)或電渣焊(ESW)，將鋼板對接來進行立向單道焊接。然后，在位于板厚中央部位(t/2處)的HAZ中，在距離FL為1mm的HAZ和FL的2個部位上開缺口，在-40℃進行了夏比沖擊試驗。表2示出焊接條件和HAZ韌性。這里的夏比沖擊試驗，使用了JIS 4號的2mmV型缺口的全尺寸試驗片。另外，表2中一并記載了FL～HAZ 1mm間的舊奧氏體粒徑。這里記載的FL～HAZ 1mm間的舊奧氏體粒徑，是采用截面法對在包含以板厚中央部為中心的板厚方向2mm、和FL～HAZ 1mm的面上所含的舊奧氏體晶粒的粒徑進行測定得到的平均粒徑。再者，在這里，將網狀地連接著的塊狀鐵素體作為舊奧氏體晶粒的晶界進行測定。
D1～D49為本發(fā)明鋼。由于鋼的化學成分被適當控制，因此滿足規(guī)定的母材性能，同時在-40℃下的大線能量HAZ韌性良好，另外，使微細氧化物分散的D23～D34、D46～D49，FL～HAZ 1mm間的舊奧氏體粒徑為200μm以下，為比其他的鋼細的晶粒，在-40℃下的大線能量HAZ韌性更加變高。另外，添加B來謀求HAZ組織細化的D20，與不添加B的、B以外的添加元素為相同量的D19比，HAZ韌性良好，在-40℃下的大線能量HAZ韌性也顯示出高值。
另一方面，比較鋼C1～C17，由于不含用于滿足式[1]的足夠的Ni，或者鋼的化學成分未被適當控制，因此大線能量HAZ韌性不充分。
表1

表1(續(xù)1)

表1(續(xù)2)

表1(續(xù)3)

*滿足Ni/Mn≥10×Ceq-3的場合記為○，不滿足的場合記為×。
表2

表2(續(xù)1)

表2(續(xù)2)

表2(續(xù)3)

1)板厚中心位置，YS和TS為2個試驗片的平均值，在-40℃下的夏比吸收功(vE-40)為3個試驗片的平均值。
2)從鋼板的任意部位制作萃取復制品。在電子顯微鏡下以10000倍觀察100視場以上(按觀察面積計，為10000μm2以上)。
其中，關于小于0.1μm的顆粒，適當提高倍率來觀察。
當量圓徑為0.005-0.5μm的顆粒中，對通過元素分析、包含氧化物的顆粒進行計數，換算成每mm2的個數。
3)EGW氣電立焊，ESW電渣焊，焊接線能量為焊接總長度下的平均值，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為中心的板厚方向2mm、和FL～HAZ 1mm的面上所含的舊奧氏體的平均粒徑。
采用截面法測定。將網狀地連接著的鐵素體作為舊奧氏體晶粒的晶界進行測定。
5)FL缺口，是劃線使得WM和HAZ等分，在各缺口位置的vE-40為3個試驗片的平均值。
產業(yè)上的可利用性本發(fā)明可提供滿足船舶、海洋結構物、中高層大廈等的抗破壞的韌性要求嚴格的厚鋼板，給這種產業(yè)領域帶來的效益極大，而且，從結構物的安全性的意義上看，對社會的貢獻也非常大。
本說明書和權利要求書中的“以上”和“以下”包括本數。
權利要求
1.一種大線能量焊接的焊接熱影響區(qū)的低溫韌性優(yōu)異的厚高強度鋼板，其特征在于，用質量％表示，含有C0.03-0.14％、Si0.30％以下、Mn0.8-2.0％、P0.02％以下、S0.005％以下、Al0.001-0.040％、N0.0010-0.0100％、Ni0.8-4.0％、Ti0.005-0.030％、Nb0.003-0.040％，Ni和Mn滿足式[1]，其余量為鐵和不可避免的雜質，Ni/Mn≥10×Ceq-3 (0.36＜Ceq＜0.42) [1]其中，Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15。
2.如權利要求1所述的大線能量焊接的焊接熱影響區(qū)的低溫韌性優(yōu)異的厚高強度鋼板，其特征在于，用質量％表示，進一步含有Ca0.0003-0.0050％、Mg0.0003-0.0050％、REM0.001-0.030％之中的1種或2種以上，并且含有O0.0010-0.0050％，含有100個/mm2以上的當量圓徑為0.005-0.5μm的氧化物。
3.如權利要求1或2所述的大線能量焊接的焊接熱影響區(qū)的低溫韌性優(yōu)異的厚高強度鋼板，其特征在于，用質量％表示，進一步含有B0.0005-0.0050％。
4.如權利要求1～3的任1項所述的大線能量焊接的焊接熱影響區(qū)的低溫韌性優(yōu)異的厚高強度鋼板，其特征在于，用質量％表示，進一步含有Cr0.1-0.5％、Mo0.01-0.5％、V0.005-0.10％、Cu0.1-1.0％之中的1種或2種以上。
全文摘要
本發(fā)明提供一種厚高強度鋼板，其中，在對板厚50－80mm、母材拉伸強度490－570MPa級的鋼板進行焊接線能量為20－100kJ/mm的焊接時也能夠實現優(yōu)異的焊接HAZ韌性，所述的厚高強度鋼板，其特征在于，用質量％表示，含有C0.03－0.14％、Si0.30％以下、Mn0.8－2.0％、P0.02％以下、S0.005％以下、Ni0.8－4.0％、Nb0.003－0.040％、Al0.001－0.040％、N0.0010－0.0100％、Ti0.005－0.030％，Ni和Mn滿足式[1]，其余量為鐵和不可避免的雜質，Ni/Mn≥10×Ceq－3(0.36＜Ceq＜0.42)[1]其中，Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15。
文檔編號C22C38/14GK1946862SQ200580012110
公開日2007年4月11日 申請日期2005年4月6日 優(yōu)先權日2004年4月7日
發(fā)明者伊藤實, 兒島明彥, 皆川昌紀, 田中洋一, 長谷川俊永, 大谷潤 申請人:新日本制鐵株式會社