專利名稱：：高熱能輸入焊接接頭韌性優(yōu)異的厚鋼板的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及焊接接頭韌性優(yōu)異的厚鋼板，特別涉及即使是通過高熱能輸入焊接得到的焊接接頭，在一4(TC級(jí)的低溫下仍發(fā)揮出優(yōu)異的韌性的高強(qiáng)度的厚鋼板。還有，在本發(fā)明中所謂高強(qiáng)度是指490MPa以上。
背景技術(shù)：
：厚鋼板作為船舶、海洋結(jié)構(gòu)物、橋梁和建筑結(jié)構(gòu)物等焊接結(jié)構(gòu)物等的原材被使用，一直以來，為了確保焊接接頭的熱影響部的韌性(以下有稱為"HAZ"的情況)，嘗試有通過使母材中分散含Ti氧化物，從而在HAZ部的冷卻時(shí)從晶內(nèi)使鐵素體生成而使組織微細(xì)化。例如在專利文獻(xiàn)1中記述，通過使Ti氧化物、或Ti氧化物和Ti氮化物的復(fù)合體的任意1種或2種析出，從而控制HAZ部的粗?；蛟诶鋮s時(shí)的Y—a相變，使晶內(nèi)鐵素體生成，使HAZ韌性提高。另外專利文獻(xiàn)2中記述，對于進(jìn)行了適當(dāng)?shù)暮辖鹪O(shè)計(jì)的鋼，通過使規(guī)定的尺寸、分布的Ti氧化物和Ti氮化物+MnS的復(fù)合體的兩者并存，以促進(jìn)焊接后的冷卻時(shí)的晶內(nèi)鐵素體的生成，從而改善HAZ的低溫韌性。但是近年來，為了提高生產(chǎn)效率而要求進(jìn)一步加大焊接時(shí)的熱能，但是在上述技術(shù)中，適用高熱能輸入焊接時(shí)的HAZ韌性尚不充分。另外，上述這樣的焊接結(jié)構(gòu)物，根據(jù)其用途大多被曝露在低溫下，這就期望一種即使在一4(TC級(jí)的低溫下仍確實(shí)具有良好的HAZ韌性的厚鋼板。專利文獻(xiàn)l:特公平7-824號(hào)公報(bào)(參照[專利要求的范圍]，第5欄)專利文獻(xiàn)2:特公平5-77740號(hào)公報(bào)(參照[專利要求的范圍]，第7欄)
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明鑒于這一情況而進(jìn)行，其目的在于提供一種厚鋼板，其即使在實(shí)施高熱能輸入焊接時(shí)，一4(TC級(jí)的低溫下的焊接接頭韌性仍優(yōu)異，并且也滿足作為船舶、海洋結(jié)構(gòu)物、橋梁、建筑結(jié)構(gòu)物等的焊接結(jié)構(gòu)物用所要求的強(qiáng)度要求。能夠解決上述課題的本發(fā)明的所謂高熱能輸入焊接接頭韌性優(yōu)異的厚鋼板，具有如下幾點(diǎn)要旨滿足C:0.010.15%("質(zhì)量％"的意思。下同)、Si:0.80%以下(不含0%)、Mn:1.22.40%、Ti:0.0130.10o/o、B:0.00150.005%、N:0.00400.0100%、0:0.00100.005%、Al:低于0.010%(不含0%)，余量實(shí)質(zhì)上由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，金屬組織的60面積％以上為貝氏體。上述鋼的固溶B量優(yōu)選為5ppm以上。此外作為其他元素，優(yōu)選還含有如下(1)從Ni:3.0%以下(不含0%)、Cu:3.0%以下(不含0%)、Cr:2%以下(不含0%)和Mo:1.5%以下(不含0%)所構(gòu)成的群中選擇的l種以上；(2)Nb:0.10%以下(不含0%)禾口/或V:0.10%以下(不含0%);(3)從Ca:0.005%以下(不含0%)、Mg:0.005%以下(不含0%)、Zr:0.05%以下(不含0%)和REM:0.02%以下(不含0%)所構(gòu)成的群中選擇的l種以上。鋼中所含的夾雜物之中，優(yōu)選平均粒徑為0.05lpm的Ti系夾雜物，以倍率1000倍觀察時(shí)有10000個(gè)/cm2以上，并且平均粒徑為2,以上的夾雜物，以倍率200倍觀察時(shí)有2000個(gè)/cn^以下。根據(jù)本發(fā)明，能夠提供一種厚鋼板，其強(qiáng)度為490MPa以上，而且即使在實(shí)施高熱能輸入焊接時(shí)，在一4(TC級(jí)的低溫下仍具有良好的焊接接頭韌性。對本發(fā)明的厚鋼板進(jìn)行高熱能輸入焊接而得到的焊接接頭，因?yàn)樵诘蜏叵氯园l(fā)揮出優(yōu)異的韌性，所以能夠適合用作例如船舶、海洋結(jié)構(gòu)物、橋梁、建筑結(jié)構(gòu)物等的焊接結(jié)構(gòu)物等的原材。圖1A是顯示鋼板組織的一例的顯微鏡照片。圖1B是顯示鋼板組織的另一例的顯微鏡照片。具體實(shí)施方式本發(fā)明者們，為了得到即使在進(jìn)行高熱能輸入焊接時(shí)，低溫下的焊接接頭韌性也優(yōu)異的厚鋼板而進(jìn)行銳意研究。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，(1)不像上述現(xiàn)有技術(shù)這樣，在焊接后的冷卻時(shí)僅僅使晶內(nèi)鐵素體成長，而是使晶內(nèi)貝氏體(優(yōu)選全面晶內(nèi)貝氏體)與晶內(nèi)鐵素體一起形成；(2)為此，提高厚鋼板中所含的B和N的濃度即可；(3)此外如果使厚鋼板的金屬組織以貝氏體為主體，則能夠在貝氏體相變時(shí)生成的MA組織(島狀馬氏體組織)中使N固溶，因此能夠進(jìn)一步提高母材韌性，從而完成本發(fā)明。除此之外，還發(fā)現(xiàn)(4)如果抑制鋼板中的粗大的夾雜物的生成，并且使微細(xì)的Ti系夾雜物大量生成，則能夠確實(shí)地使上述晶內(nèi)貝氏體生成得更多，能夠進(jìn)一步提高低溫下的高熱能輸入焊接接頭韌性。以下，對于本發(fā)明的作用效果進(jìn)行詳細(xì)地說明。本發(fā)明的厚鋼板，在焊接后的HAZ部被冷卻時(shí)，抑制晶界鐵素體的生成，并且使晶內(nèi)貝氏體與晶內(nèi)鐵素體一起形成很重要，為此，需要提高厚鋼板中所含的B和N的濃度。艮P，以前嘗試的是通過使鋼板中生成含Ti氧化物，從而在焊接后的冷卻時(shí)從晶內(nèi)使鐵素體生成，以使金屬組織微細(xì)化。但是在這一技術(shù)中，不能滿足近年所要求的級(jí)別(例如，高能50kJ/mm以上)的高熱能輸入焊接中得到的HAZ的低溫韌性。這被認(rèn)為是由于在高熱能輸入焊接中，因?yàn)镠AZ的冷卻速度變小，所以即使使鋼板中生成含Ti氧化物，晶界鐵素體的生成仍優(yōu)異，晶內(nèi)鐵素體的核生成受到抑制。因此，本發(fā)明者們對于抑制在焊接后的冷卻時(shí)的晶界鐵素體的生成，以促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體的生成的對策反復(fù)研究。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，如果使晶內(nèi)貝氏體與晶內(nèi)鐵素體一起形成，則能夠得到即使在實(shí)施高熱能輸入焊接時(shí)，在低溫下仍具有優(yōu)異的焊接接頭韌性的厚鋼板。而且還發(fā)現(xiàn)，為了使晶內(nèi)貝氏體與晶內(nèi)鐵素體一起形成，只要相對地提高厚鋼板中所含的B和N的濃度即可。另外還發(fā)現(xiàn)，如果控制Ti氧化物的形態(tài)，則晶內(nèi)貝氏體分率提高，HAZ韌性提高。還有，本發(fā)明的鋼板，在焊接后的冷卻時(shí)優(yōu)選在HAZ部生成有晶內(nèi)貝氏體，但是如圖1A和圖1B所示的顯微鏡照片，如果從晶界有一些，生成貝氏體和鐵素體也無妨。首先，對于本發(fā)明的厚鋼板所含的化學(xué)成分進(jìn)行說明，包括上述內(nèi)容。本發(fā)明的厚鋼板，作為基本成分，以質(zhì)量。/。計(jì)含有C:0.010.15%、Si:0.80%以下(不含0%)、Mn:1.22.40%、Ti:0.0130.10%、B:0扁50.005%、N:0.00400.0100%、0:0.00100.005%、Al:低于0.001%(不含0%)。以下，就規(guī)定各元素量的理由進(jìn)行詳述。C:0.010.15%C是確保母材的強(qiáng)度所需要的元素，需要含有0.01%以上。優(yōu)選為0.03%以上，如果在0.03%以上，則在焊接后的冷卻時(shí)，促進(jìn)晶內(nèi)貝氏體生成的效果也提高。更優(yōu)選0.05%以上。但是若C量變得過剩，則耐焊接裂紋性和HAZ韌性劣化，因此<:量需要抑制在0.15%以下。為了進(jìn)一步提高HAZ韌性，優(yōu)選將C量抑制在0.13。/。以下。更優(yōu)選在0.11%以下。Si:0.80%以下(不含0%)Si是作為預(yù)備脫氧劑有用的元素，但是若過剩地被含有，則母材韌性和HAZ韌性一起降低。因而Si量的上限為0.80%。優(yōu)選為0.50%以下，更優(yōu)選為0.30%以下。Mn:1.22.40%Mn具有改善淬火性的作用，并且在焊接后的冷卻時(shí)促進(jìn)HAZ部的晶內(nèi)貝氏體的生成，也具有使HAZ韌性提高的效果。為了有效地發(fā)揮這樣的效果，需要使Mn含有1.2。/。以上，優(yōu)選為1.3%以上，更優(yōu)選為1.5%以上。但是若過剩地含有，則HAZ韌性反而劣化，因此Mn量需要抑制在2.40%以下。優(yōu)選在2.0%以下，更優(yōu)選在1.8%以下。Ti:0.0130.10%Ti在鋼板中形成氧化物和氮化物(以下總稱為"Ti系夾雜物")，在焊接后的冷卻時(shí)在HAZ部促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體和晶內(nèi)貝氏體的生成，是具有大幅度改善HAZ韌性效果的重要元素。為了有效地發(fā)揮這一效果，至少需要使之含有0.013%。若Ti含量高，則Ti氧化物中所占的Ti含量變高，并且Ti氮化物的生成量也增加，因此晶內(nèi)貝氏體的生成進(jìn)一步得到促進(jìn)，所以優(yōu)選，從這一觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選使之含有0.015%以上。更優(yōu)選0.018%以上。但是若Ti量過剩，則HAZ韌性與母材韌性一起劣化，因此需要抑制在0.10%以下。優(yōu)選為0.050%以下，更優(yōu)選為0.030%以下。B:0.00150,005%B固溶在鋼中而提高淬火性，在確保強(qiáng)度上是有用的元素。另外在焊接后的冷卻時(shí)的HAZ部，固溶B(自由B)抑制來自晶界的鐵素體生成，具有改善HAZ韌性的作用。此外在HAZ部被冷卻時(shí)，B與存在于鋼中的自由N結(jié)合而生成氮化物，使之與上述Ti氧化物一起復(fù)合析出，會(huì)飛躍式地促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體和晶內(nèi)貝氏體的生成。為了有效地發(fā)揮這樣的效果，優(yōu)選使之含有0.0015%以上，更優(yōu)選為0.0020%以上，進(jìn)一步優(yōu)選0.025%以上。但是，若B量過多致使固溶B量變多，則淬火性反而降低，并且母材韌性和HAZ韌性也劣化。因而B量需要抑制在0.005%以下。優(yōu)選在0.0050%以下，更優(yōu)選在0.0040%以下，進(jìn)一步優(yōu)選在0.0035%以下。N:0,00400.0100%N與Ti和B結(jié)合而形成氮化物，在焊接后的冷卻時(shí)在HAZ部促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體和晶內(nèi)貝氏體的生成，是改善HAZ韌性上有效的元素。為了有效地發(fā)揮這樣的效果，需要使之含有0.0040%以上。優(yōu)選使之含有超過0.0040%，更優(yōu)選在0.0045%以上，進(jìn)一步優(yōu)選在0.0050°/。以上。但是，若N量變得過剩，則母材韌性和HAZ韌性一起劣化，因此N量需要抑制在0.0100%以下。優(yōu)選0.0040%以下，更優(yōu)選為0.0035%以下。0:0.00100.005%O(氧)形成Ti氧化物，是對于在焊接后的冷卻時(shí)的HAZ部促進(jìn)晶內(nèi)貝氏體的生成有效的元素。為了有效地發(fā)揮這樣的效果，需要使氧含有0.0010%以上，優(yōu)選為0.0015%以上，更優(yōu)選為0.0020%以上。但是，若氧含量變得過剩，則粗大的氧化物容易生成，反而使HAZ韌性劣化，因此必須抑制在0.005%以下。優(yōu)選在0.0038%以下，更優(yōu)選在0.0030%以下。Al:低于0.010%(不含0%)Al是強(qiáng)力的脫氧元素，若Al過剩地被含有，則氧化物中所占的Al的比例增大，在焊接后的冷卻時(shí)的HAZ部阻礙晶內(nèi)貝氏體的生成，因此在本發(fā)明的厚鋼板中，Al量應(yīng)極力降低。據(jù)此，在本發(fā)明中將A1含量抑制在低于0.010%。優(yōu)選在0.007%以下，更優(yōu)選在0.004%以下。還有，所謂上述"不含0%"，意思是其會(huì)作為雜質(zhì)不可避免地混入，而并不意味著要積極地添加Al，意思是如果低于0.010%則能夠允許。本發(fā)明的厚鋼板是含有上述化學(xué)成分，余量實(shí)質(zhì)上由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼，但是作為不可避免的雜質(zhì)而含有的P和S，優(yōu)選滿足P:0.02%以下(不含0°/。)和/或S:0.01%以下(不含0%)。P:0.02%以下(不含0%)和/或S:0.01%以下(不含0%)P(磷)和S(硫)是在鋼板中作為不可避免的雜質(zhì)存在的元素，因?yàn)闀?huì)帶來使焊接性和母材靭性降低等的不良影響，所以優(yōu)選盡可能降低。因而P優(yōu)選抑制在0.02%以下，更優(yōu)選在0.020%以下，進(jìn)一步優(yōu)選在0.010%以下。另外，S優(yōu)選抑制在0.0P/o以下，更優(yōu)選在0.010%以下，進(jìn)一步優(yōu)選在0.005%以下。還有，上述所謂"不含0%"，意思是作為雜質(zhì)不可避免地混入，而不是積極添加P和S的意思，意思是如果節(jié)制到各自的上限則能夠允許。本發(fā)明的厚鋼板，除了上述元素以外，此外作為其他元素也可以含有如下等(a)從Ni:3.0%以下(不含0%)、Cu:3.0%以下(不含0%)、Cr:2%以下(不含0%)和Mo:1.5%以下(不含0%)所構(gòu)成的群中選擇的1種以上；(b)Nb:0.10%以下(不含0%)禾口/或V:0.10%以下(不含0%);(c)從Ca:0.005%以下(不含0%)、Mg:0.005%以下(不含0%)、Zr:0.05%以下(不含0%)和REM:0.02%以下(不含0%)所構(gòu)成的群中選擇的l種以上。規(guī)定為這樣的范圍的理由如下所示。從Ni:3.0%以下(不含0%)、Cu:3.0%以下(不含0%)、Cr:2%以下(不含0%)和Mo:1.5%以下(不含0%)所構(gòu)成的群中選擇的l種以上Ni、Cu、Cr和Mo都是對提高淬火性有用的元素。Ni提高淬火性而使母材強(qiáng)度提高，并且使基體強(qiáng)韌化，是有助于母材韌性和HAZ韌性提高的元素。但是若使Ni過剩地含有，則反而使HAZ韌性劣化，因此優(yōu)選將Ni量抑制在3.0。/。以下，更優(yōu)選為2.0%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為1.0%以下。還有，Ni通過少量的添加就可發(fā)揮其效果，但是為了更有效地發(fā)揮其效果，優(yōu)選使之含有0.2%以上。Cu是使淬火性提高，并且是通過固溶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化而使母材強(qiáng)度提高的元素。但是若使Cu過剩地含有，則HAZ韌性反而降低，因此優(yōu)選抑制在3.0%以下。更優(yōu)選在2.0%以下，進(jìn)一步優(yōu)選在1.0%以下。還有，Cu通過少量的添加就可發(fā)揮其效果，但是為了更有效地發(fā)揮其效果，優(yōu)選使之含有0.2%以上。另外如果添加超過0.5。/。的Cu，則為了防止軋制中的熱裂紋而優(yōu)選Cu和Ni—起并用，這時(shí)Ni含量(質(zhì)量％)優(yōu)選為Cu含量(質(zhì)量％)的一半以上。更優(yōu)選推薦添加化學(xué)當(dāng)量以上的Ni。Cr提高淬火性，是具有提高母材強(qiáng)度作用的元素。但是若使之過剩含有，則MA(島狀馬氏體)的生成量增加，韌性反而劣化。因此Cr量優(yōu)選在2%以下的范圍內(nèi)添加。更優(yōu)選為2.0%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為1.5%以下，特別優(yōu)選為1.0%以下。還有，Cr通過少量的添加就可發(fā)揮其效果，但是為了更有效地發(fā)揮其效果，優(yōu)選含有0.2%以上Mo提高淬火性，是有助于母材強(qiáng)度提高的元素。但是若Mo量變得過剩，則HAZ韌性大幅劣化，因此優(yōu)選在1.5%以下范圍內(nèi)添加。更優(yōu)選為1.0%以下，進(jìn)一步優(yōu)選0.6%以下。還有，Mo通過少量的添加就可發(fā)揮其效果，但是為了更有效地發(fā)揮其效果，優(yōu)選含有0.05%以上。Nb:0.10%以下(不含0%)禾口/或V:0.10%以下(不含0%)Nb是有效地提高淬火性和回火軟化阻抗的元素。但是若Nb變得過乘lj，貝姆材韌性和HAZ韌性一起降低。特別是Nb在Ti氧化物的周圍容易偏析，因此在焊接后的冷卻時(shí)的HAZ部，抑制以Ti氧化物為核的晶內(nèi)貝氏體的生成，所以成為使HAZ韌性劣化的原因。因此，Nb優(yōu)選在0.10%以下的范圍內(nèi)添加。更優(yōu)選為0.050%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.030%以下，特別優(yōu)選為0.010%以下。還有，Nb通過少量的添加就可發(fā)揮其效果，但是為了更有效地發(fā)揮其效果，優(yōu)選含有0.003%以上。V與上述Nb—樣，是有效地提高淬火性和回火軟化阻抗的元素。但是若V變得過剩，則與上述Nb—樣，母材韌性和HAZ韌性一起降低。因?yàn)閂也容易在Ti氧化物的周圍偏析，所以在焊接后的冷卻時(shí)的HAZ部，抑制以Ti氧化物為核的晶內(nèi)貝氏體的生成，成為使HAZ韌性劣化的原因。因此，優(yōu)選在0.10%以下的范圍內(nèi)使之含有。更優(yōu)選為0.050%以下，進(jìn)一步優(yōu)選抑制在0.030%以下。還有，Nb也是通過少量的添加就可發(fā)揮其效果，但是為了更有效地發(fā)揮其效果，優(yōu)選使之含有0.003%以上。從Ca:0.005%以下(不含0%)、Mg:0.005%以下(不含0%)、Zr:0.05%以下(不含0%)和REM:0，02%以下(不含0%)所構(gòu)成的群中選擇的l種以上Ca:0.005%以下(不含0%)Ca使MnS等的硫化物球狀化，從而降低夾雜物的各向異性，具有提高HAZ韌性的效果。但是若過剩地添加Ca，則母材韌性和HAZ韌性反而降低，因此其上限優(yōu)選為0.005%。更優(yōu)選為0.0050%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.003%以下。還有，Ca通過少量的添加就可發(fā)揮其效果，但是為了更有效地發(fā)揮其效果，優(yōu)選含有0.0005%以上。Mg:0.005%以下(不含0%)Mg使夾雜物微細(xì)化，具有改善母材韌性和HAZ韌性的效果。但是若過剩地添加，則母材韌性和HAZ韌性反而劣化，因此優(yōu)選在0.005%以下的范圍內(nèi)添加。更優(yōu)選為0.0050°/。以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.003%以下。還有，Mg通過少量的添加就可發(fā)揮其效果，但是為了更有效地發(fā)揮其效果，優(yōu)選含有0.0002%以上。Zr:0.05%以下(不含0%)Zr具有改善HAZ韌性的效果，但是若過剩地添加，則母材韌性和HAZ韌性反而劣化，因此優(yōu)選在0.05%以下的范圍內(nèi)添加。更優(yōu)選為0.050%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.03%以下。還有，Zr通過少量的添加就可發(fā)揮其效果，但是為了更有效地發(fā)揮其效果，優(yōu)選使之含有0.005°/。以上。REM:0.02%以下(不含0%)REM(稀土類元素)具有改善HAZ韌性的效果，但若過剩地添加，則母材韌性和HAZ韌性反而劣化，因此優(yōu)選在0.02%以下的范圍內(nèi)添加。更優(yōu)選為0.020%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.03%以下。還有，REM通過少量的添加就可發(fā)揮其效果，但是為了更有效地發(fā)揮其效果，優(yōu)選使之含有0.001%以上。Ca、Mg、Zr和REM通過單獨(dú)添加就可發(fā)揮該效果，但是2種以上一起添加時(shí)，優(yōu)選合計(jì)為0.06%以下。接下來，對于本發(fā)明的厚鋼板的金屬組織進(jìn)行說明。本發(fā)明的厚鋼板的金屬組織，以貝氏體為主體，具體來說，金屬組織中所占的貝氏體的比例以面積率計(jì)為60%以上。貝氏體相變時(shí)生成的MA組織(島狀馬氏體組織)，使比鐵素體多的N固溶，因此貝氏體分率低于60%時(shí)鐵素體分率變高，MA組織中的N固溶量變少而使母材韌性劣化。相對于此，如果貝氏體分率為60面積％以上，則能夠在貝氏體相變時(shí)生成的MA組織中使N固溶，能夠提高母材韌性。金屬組織中所占的貝氏體分率優(yōu)選為70面積％以上，更優(yōu)選75面積％以上，進(jìn)一步優(yōu)選為80面積％以上，特別優(yōu)選85面積％以上，極優(yōu)選90面積％以上。最優(yōu)選實(shí)質(zhì)上由貝氏體構(gòu)成的厚鋼板。金屬組織中的貝氏體以外的余量組織，基本上是鐵素體，但是如果是微量，也可以有珠光體和馬氏體等的組織生成。金屬組織中所占的貝氏體分率(面積率)的測定，是在厚板方向的1/4位置，從與軋制方向平行的截面提取試驗(yàn)片，鏡面研磨該試驗(yàn)片的表面后，用硝酸乙醇2%腐蝕液刻蝕，采用光學(xué)顯微鏡在400倍下對于200X150pm的范圍拍攝10處，通過圖像分析裝置測定貝氏體分率。本發(fā)明的厚鋼板，成選固溶B量為5ppm以上的。鋼板中固溶的B量越多，母材的貝氏體分率越高，母材韌性越提高。鋼板中的固溶N量即使是微量的也可發(fā)揮其效果，但是為了更有效地發(fā)揮其效果，優(yōu)選為5ppm以上。更優(yōu)選為8ppm以上，進(jìn)一步優(yōu)選為10ppm以上。鋼板中存在的固溶B按如下所示步驟測定。即，使從板厚方向的1/4位置提取的試驗(yàn)片對于電場萃取的殘?jiān)?，采用姜黃素(curcumin)吸光度法測定B量，從總B量減去該B量的差的值作為固溶B量。電解萃取條件為，作為電場液采用含有10%乙酰丙酮(acetylacetone)和1%氯化四甲銨(tetramethylammoniumchloride)的甲醇溶液，在200A/m2以下的電流下進(jìn)行。萃取后的濾別采用粗0.1pm的過濾器。還有，為了使鋼板中存在的固溶B量為5ppm以上，如后述，有效地作法例如有調(diào)整加熱溫度和850950'C的壓下率，50070(TC的冷卻速度等。本發(fā)明的厚鋼板，鋼中所含的夾雜物之中，優(yōu)選平均粒徑為0.051,的Ti系夾雜物，以倍率1000倍觀察時(shí)有10000個(gè)/cm2以上，并且平均粒徑為2^im以上的夾雜物，以倍率200倍觀察時(shí)有2000個(gè)/cm2以下。由于鋼中平均粒徑為0.05lpm的Ti系夾雜物(以下稱為"微細(xì)的Ti系夾雜物")大量存在，在焊接后的冷卻時(shí)的HAZ部，能夠促進(jìn)來自晶內(nèi)的貝氏體的生成。此外，平均粒徑為2pm以上的夾雜物(以下稱為"粗大的夾雜物")作為鐵素體的生成核發(fā)揮作用，因此通過將其抑制得很少，能夠促進(jìn)貝氏體的生成。另外，因?yàn)榇执蟮膴A雜物在微細(xì)的貝氏體組織中容易成為破壞的起點(diǎn)，所以通過降低粗大的夾雜物，能夠充分地發(fā)揮微細(xì)的貝氏體組織帶來的效果。鋼中存在的平均粒徑為0.05lpm的Ti系夾雜物，其數(shù)量越多越會(huì)促進(jìn)晶內(nèi)貝氏體的生成，因此優(yōu)選，更優(yōu)選為20000個(gè)/cn^以上，進(jìn)一步優(yōu)選40000個(gè)/(^12以上。從作用效果的觀點(diǎn)出發(fā)，上述微細(xì)的Ti系夾雜物的個(gè)數(shù)沒有上限，但認(rèn)為可能析出的夾雜物的個(gè)數(shù)大約以1X108個(gè)/cm2左右為上限。還有，在本發(fā)明中，所謂Ti系夾雜物的平均粒徑，是指將Ti系夾雜物的粒徑作為圓當(dāng)量粒徑進(jìn)行換算的值。作為微細(xì)的Ti系夾雜物，優(yōu)選含Ti氧化物，含Ti氧化物容易析出。但是，含Ti氮化物也起著與含Ti氧化物同樣的效果，因此也可以使含Ti氮化物析出。作為所述含Ti氧化物，也可以含有作為Ti以外的合金元素的Si、Ca禾nMg等，作為與Ti一起被含有的元素Mn特別適合。更優(yōu)選構(gòu)成氧化物的全部合金元素中所占的Ti+Mn的比例為60質(zhì)量％以上(進(jìn)一步優(yōu)選為70質(zhì)量％以上)。觀察Ti系夾雜物時(shí)的觀察倍率為1000倍，例如使用場放射型掃描電子顯微鏡(FE-SEM)觀察即可。另一方面，平均粒徑為2pm以上的夾雜物，以倍率200倍觀察時(shí)更優(yōu)選為1000個(gè)/cn^以下，進(jìn)一步優(yōu)選為500個(gè)/cii^以下。還有，在本發(fā)明中，所謂夾雜物的平均粒徑，是批將夾雜物的粒徑作為圓當(dāng)量直徑進(jìn)行換算的值。作為粗大的夾雜物，包括由各種合金元素構(gòu)成的氧化物和硫化物、氮化物等。觀察夾雜物時(shí)的觀察倍率為200倍，例如使用場放射型掃描電子顯微鏡(FE-SEM)和掃描型電子顯微鏡(SEM)、EPMA(electronprobemicroanalyzer)裝置觀察即可。如上述，在抑制粗大的夾雜物的生成后，如果使微細(xì)的Ti系夾雜物(特別是含Ti氧化物)大量生成，則在焊接后的冷卻時(shí)的HAZ部，晶內(nèi)貝氏體容易生成，能夠大幅改善HAZ韌性。為了將Ti系夾雜物和夾雜物的數(shù)量控制在上述范圍，如后述，有效的作法是調(diào)整添加Ti之前的鋼水中溶存的氧量和添加Ti之后至澆鑄的保持時(shí)間等。本發(fā)明的厚鋼板，如果滿足上述要件則其制法沒有特別限定，采用以下所示的制法都能夠確實(shí)地進(jìn)行制造。為了既使微細(xì)的Ti系夾雜物的數(shù)量增大，又降低粗大的夾雜物，有效的作法是在熔煉階段，對于Ti添加前的鋼水中溶存的氧量和Ti添加之后至鑄造的保持時(shí)間進(jìn)行嚴(yán)密地管理。具體來說，在熔煉階段，對于將溶存的氧量調(diào)整到20100ppm的范圍內(nèi)的鋼水添加Ti。這是由于通過調(diào)整添加Ti之前的鋼水中溶存的氧量，能夠使上述的微細(xì)的Ti系夾雜物(特別是微細(xì)的Ti氧化物)大量生成。為了使微細(xì)的Ti氧化物更多地生成，優(yōu)選先將鋼水中的溶存氧量調(diào)整到20ppm以上，更優(yōu)選為25ppm以上。但是，若Ti添加前的鋼水中的溶存氧量過剩，則Ti氧化物粗大化，Ti以外的氧化物容易生成，所以不為優(yōu)選。因此，添加Ti之前的鋼水，優(yōu)選將溶存氧量抑制在100ppm以下。更優(yōu)選將鋼水中的溶量氧量抑制在70ppm以下之后再添加Ti。在熔煉階段，為了控制添加Ti之前的鋼水中存在的氧量，單獨(dú)或任意組合如下等方法進(jìn)行控制即可，例如通過添加Mn的脫氧、真空C(碳)脫氧、通過添加Si的脫氧等方法。其次，添加Ti后，為了調(diào)整為鋼板的最終的成分而添加C和Si、Mn等，之后進(jìn)行澆鑄，但為了確實(shí)猁到本發(fā)明的厚鋼板，有效的是在添加Ti后至進(jìn)行澆鑄之間，將鋼水保持在一定程度的時(shí)間靜止?fàn)顟B(tài)下。具體來說，在添加Ti后，保持1050分鐘左右靜止?fàn)顟B(tài)。這是由于，添加Ti后，如果保持10分鐘以上靜止?fàn)顟B(tài)，則其中上述粗大的夾雜物浮起分離，能夠降低平均粒徑2pm以上的夾雜物的數(shù)量。更優(yōu)選保持15分鐘以上，進(jìn)一步優(yōu)選20分鐘以上。但是，若添加Ti后的保持時(shí)間過長，則鋼水內(nèi)分散的微細(xì)的Ti系夾雜物相互凝集而粗大化，不能確保作為晶內(nèi)貝氏體的生成核而有效發(fā)揮作用的合適尺寸的Ti系夾雜物量，因此上述保持時(shí)間為50分鐘以下。更優(yōu)選為40分鐘以下。還有，添加Ti后的保持，如通過通常的熔煉而進(jìn)行，在約15501650。C之間進(jìn)行即可。另外，在實(shí)際作業(yè)中，一般與Ti一起會(huì)按最終成分量同時(shí)添加Si、Mn和C，因此，將全部添加這些元素之后至澆鑄的時(shí)間調(diào)整到上述范圍而進(jìn)行操作即可。另一方面，為了使鋼板的金屬組織的60面積％以上為貝氏體，預(yù)先在鋼中使B固溶有效。為此，推薦使加熱溫度為1000125(TC左右，使85095(TC下的壓下率為40%以下，軋制終止后的500700°C的冷卻速度的5°C/sec以上。加熱溫度低于IOO(TC時(shí)，B無法在鋼中充分地固溶，另一方面，若超過125(TC，則加熱過多，Y粒徑變得過大，并且TiN分解而使固溶N增加。其結(jié)果是，因?yàn)楣倘蹷降低，所以貝氏體分離降低，使韌性劣化。更優(yōu)選加熱溫度為1050。C以上、120(TC以下。在加熱后的軋制中，因?yàn)樵?50950。C的范圍B析出，所以在該溫度域下，優(yōu)選以不極力壓下的方式進(jìn)行作業(yè)。即，若該溫度域下的壓下率超過40%，則析出的B多而幾乎不會(huì)固溶在鋼中，貝氏體難以生成。更優(yōu)選將壓下率抑制在30%以下。軋制結(jié)束后，優(yōu)選使500700。C的范圍的冷卻速度為5°C/sec以上。這是由于該溫度域在冷卻速度低于5°C/seC時(shí)，貝氏體難以生成。更優(yōu)選為10°C/sec以上。關(guān)于制造工序中的上述以外的條件未被特別限定，采用通常進(jìn)行的制造條件即可。另外，為了調(diào)查如下述實(shí)施例所示的母材的強(qiáng)度和韌性，根據(jù)需要也可以實(shí)施熱處理。還有，本發(fā)明的厚鋼板的板厚沒有特別限定，但是即使是50100mm左右的厚度，在高強(qiáng)度下，而且在低溫下的焊接接頭韌性也優(yōu)異。實(shí)施例以下，列舉實(shí)施例更具體地說明本發(fā)明，但本發(fā)明當(dāng)然不受下述實(shí)施例的限制，在能夠符合前后述宗旨的范圍也可以加以適當(dāng)?shù)刈兏鼘?shí)施，這些均包含在本發(fā)明的技術(shù)范圍內(nèi)。將表1或表2所示的化學(xué)成分組成的鋼，以表3所示的方法進(jìn)行熔煉，進(jìn)行鑄造而得到鋼坯。將得到的鋼坯加熱到表3所示的加熱溫度后，以表3所示的軋制條件進(jìn)行壓下，得到板厚50mm的鋼板。還有，為了調(diào)查母材的強(qiáng)度和韌性，根據(jù)需要實(shí)施至50065(TC的回火。從得到的鋼板上提取試料，測定固溶B量、金屬組織(貝氏體分率)、母材中存在的夾雜物的尺寸和個(gè)數(shù)、母材特性及HAZ韌性。各測定項(xiàng)目的測定步驟等如下。(固溶B量)采用從得到的鋼板上提取的試料，按上述步驟計(jì)算固溶B量。計(jì)算結(jié)果顯示在下述表3中。(金屬組織(貝氏體分率))采用從得到的鋼板上提取的試料，按上述步驟測定貝氏體分率。測定結(jié)果顯示在下述表4中。還有，其余的金屬組織為鐵素體、珠光體和馬氏體。(夾雜物的尺寸和個(gè)數(shù)的測定)母材中存在的夾雜物的尺寸和個(gè)數(shù)，按以下方法測定。<測定位置(試料的提取位置)〉從板厚的1/4的位置，以能夠觀察到與軋制方向平行的截面的方式提取試料。采用得到的試料以下述方式，測定平均粒徑為2pm以上的夾雜物和平均粒徑為0.05lpm的Ti系夾雜物的個(gè)數(shù)。在此，所謂平均粒徑，意思是將粒徑換算成圓當(dāng)量粒徑的值。<平均粒徑為2pm以上的夾雜物的個(gè)數(shù)測定〉使用EPMA裝置對于100mm2(即10mmX10mm)的區(qū)域以200倍的倍率進(jìn)行觀察，測定平均粒徑為2pm以上的夾雜物的個(gè)數(shù)。還有，夾雜物的尺寸，是求得圓當(dāng)量粒徑作為平均粒徑的值(下同)。<平均粒徑為0.05lpm的Ti系夾雜物的個(gè)數(shù)測定>使用FE-SEM/EDX裝置，對于平均粒徑為0.05lpm的20個(gè)夾雜物進(jìn)行組成分析，在20個(gè)夾雜物之中，求得Ti含量為10質(zhì)量％以上的夾雜物的比例。其次，在O.lmm2的區(qū)域，使用1000倍的反射電子圖像拍攝0.01mn^的任意10個(gè)視野，通過圖像分析裝置，測定平均粒徑0.05lpm的夾雜物的個(gè)數(shù)，該lO個(gè)視野的合計(jì)個(gè)數(shù)乘以所述含Ti夾雜物的比較，再乘以1000倍，求得每lcr^的平均粒徑為0.05lpm的Ti系夾雜物的數(shù)目。結(jié)果顯示在下述表4中。(母材特性)從鋼板提取JIS4號(hào)試驗(yàn)片測定鋼板的抗拉強(qiáng)度和vE—40?？估瓘?qiáng)度為490MPa以上且vE—40為47J以上的，評(píng)價(jià)為具有優(yōu)異的母材特性，這樣優(yōu)異的母材特性得到確保，如下述進(jìn)行焊接接頭韌性的評(píng)價(jià)。結(jié)果顯示在下述表4中。(焊接接頭韌性)將從鋼板切割下的試驗(yàn)片(尺寸12.5mmX32mmX55mm)加熱到1400°C，以該溫度保持5秒鐘后，實(shí)施以500秒從80(TC冷卻至50(TC的熱循環(huán)(相當(dāng)于以60kJ/mm的熱能進(jìn)行SAW焊接時(shí)的HAZ的熱履歷)，從各試驗(yàn)片提取擺錘沖擊試驗(yàn)片，測定vE—40。然后vE—40為47J以上的情況評(píng)價(jià)為焊接接頭韌性優(yōu)異。結(jié)果顯示在下述表4中。[表l]試驗(yàn)No.化學(xué)成分(質(zhì)匿％)<table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table>[表2]<table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>[表4]<table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table>從表14能夠進(jìn)行如下考察。No.l17滿足本發(fā)明的規(guī)定的要件，即使是高熱能輸入焊接，也能夠得到低溫下的焊接接頭韌性優(yōu)異的高強(qiáng)度厚鋼板。相對于此，No.2132、No.3841因?yàn)椴粷M足本發(fā)明規(guī)定的某一要件，所以導(dǎo)致母材特性不充分或低溫下的焊接接頭韌性(HAZ)韌性差的結(jié)果。即，No.21因?yàn)樨愂象w分率低，所以母材韌性差。No.22因?yàn)榧訜釡囟雀?，所以貝氏體分率變低，母材韌性差。No.23因?yàn)?00冗(TC下的冷卻速度小，所以貝氏體分率變低，母材韌性差。No.24因?yàn)镃量多，所以HAZ韌性差。No.25因?yàn)镾i量多，所以母材韌性和HAZ韌性都差。No.26因?yàn)镸n量不足，所以不能確保母材強(qiáng)度。No.27因?yàn)镸n量多，所以不能確保HAZ韌性。No.28因?yàn)檠趿坎蛔?，所以?dǎo)致HAZ韌性差的結(jié)果。No.29因?yàn)檠趿慷啵圆荒艽_保HAZ韌性。No.30因?yàn)榈窟^少，所以HAZ韌性差。No.31因?yàn)榈慷?，所以HAZ韌性差。No.32因?yàn)锳l量多，所以導(dǎo)致HAZ韌性差的結(jié)果。No.38因?yàn)锽量多，所以HAZ韌性差。No.39因?yàn)锽量不足，所以導(dǎo)致HAZ韌性差的結(jié)果。No.40因?yàn)門i量不足，所以導(dǎo)致HAZ韌性差的結(jié)果。No.41因?yàn)門i量多，所以HAZ韌性差。還有，No.3337是參考例，由No.3335可知，為了確保HAZ韌性，優(yōu)選在規(guī)定的范圍內(nèi)添加Ni、Cu、Cr禾nMo。另外，由No.3637可知，為了確保HAZ韌性，優(yōu)選在規(guī)定范圍內(nèi)添加Nb和V。權(quán)利要求1.一種高熱能輸入焊接接頭韌性優(yōu)異的厚鋼板，其特征在于，該鋼板的成分以質(zhì)量％計(jì)含有C0.01～0.15％、Si0.80％以下但不含0％、Mn1.2～2.40％、Ti0.013～0.10％、B0.0015～0.005％、N0.0040～0.0100％、O0.0010～0.005％、Al低于0.010％但不含0％、余量實(shí)質(zhì)上為鐵和不可避免的雜質(zhì)，并且，該鋼板的金屬組織的60面積％以上為貝氏體。2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的厚鋼板，其特征在于，B的固溶量為5ppm以上。3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的厚鋼板，其特征在于，作為其他元素，以質(zhì)量^計(jì)還含有Ni:3.0%以下但不含0%、Cu:3.0%以下但不含0%、Cr:2%以下但不含0%、Mo:1.5%以下但不含0%中的1種以上。4.根據(jù)權(quán)利要求13中任一項(xiàng)所述的厚鋼板，其特征在于，作為其他元素，以質(zhì)量％計(jì)還含有Nb:0.10%以下但不含0%和/或V:0.10%以下但不含0%。5.根據(jù)權(quán)利要求14中任一項(xiàng)所述的厚鋼板，其特征在于，作為其他元素，以質(zhì)量％計(jì)還含有Ca:0.005%以下但不含0%、Mg:0.005%以下但不含0%、Zr:0.05%以下但不含0%、REM:0.02%以下但不含0%中的l種以上。6.根據(jù)權(quán)利要求15中任一項(xiàng)所述的厚鋼板，其特征在于，在鋼中所含的夾雜物中，平均粒徑為0.05lpm的Ti系夾雜物，以倍率1000倍觀察時(shí)為10000個(gè)/cm2以上，并且，平均粒徑為2pm以上的夾雜物，以倍率200倍觀察時(shí)為2000個(gè)/cn^以下。全文摘要提供一種厚鋼板，其即使在實(shí)施高熱能輸入焊接時(shí)，-40℃級(jí)的低溫下的焊接接頭韌性仍優(yōu)異，并且也滿足作為船舶、海洋結(jié)構(gòu)物、橋梁、建筑結(jié)構(gòu)物等的焊接結(jié)構(gòu)物用所要求的強(qiáng)度要求。所謂本發(fā)明的高熱能輸入焊接接頭韌性優(yōu)異的厚鋼板，是滿足C0.01～0.15％(“質(zhì)量％”的意思。下同)、Si0.80％以下(不含0％)、Mn1.2～2.40％、Ti0.013～0.10％、B0.0015～0.005％、N0.0040～0.0100％、O0.0010～0.005％、Al低于0.010％(不含0％)，余量實(shí)質(zhì)上由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼，金屬組織的60面積％以上為貝氏體。文檔編號(hào)C22C38/00GK101213316SQ200580050230公開日2008年7月2日申請日期2005年8月15日優(yōu)先權(quán)日2005年8月15日發(fā)明者岡崎喜臣,畑野等申請人:株式會(huì)社神戶制鋼所