專利名稱：：脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板及其制造方法
技術領域：
：本發(fā)明涉及脆性破壞傳播停止特性與在大線能量焊接(highheatinputwelding)下的熱影響部(HeatAffectedZone:以下有時稱為HAZ)的韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板的制造方法、以及脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板。本發(fā)明的厚壁高強度鋼板主要用于大型集裝箱船等船舶，也可用于建筑、橋梁、罐(tank)及海洋結構物等其他焊接結構物。本申請要求于2007年12月6日申請的日本國專利申請第2007-315840號的優(yōu)先權，并將其內容援引于此。
背景技術：
：作為以船舶為代表的焊接結構物的近年需求，可以舉出結構物的大型化、對于破壞的高安全性、建造中的焊接的高效率化及原料鋼材的經濟性等。受到上述趨勢，對于用于焊接結構物的鋼板，下述要求越來越高，即(l)較大板厚下的高強度；(2)良好的脆性破壞傳播停止特性；(3)良好的大線能量焊接HAZ韌性；以及(4)低制造成本等。因此，在大型集裝箱船等中，開始使用屈服強度為3卯MPa級(抗拉強度為510MPa級)或460MPa級(抗拉強度為570MPa級)的船體結構用鋼板等。具體而言，如非專利文獻l等所示，要求用于大型集裝箱船等大型船舶的鋼板同時滿足下述要求(1)確保板厚為5080mm的厚壁鋼板(以下有時稱為厚壁材料)的屈服強度為3卯460MPa級(即抗拉強度為510570MPa級)；(2)確保脆性破壞傳播停止特性Kca達到6000N/mm"的溫度Tkea-6ooo(以下有時稱為停止性指標Tkc^,)S—l(TC;(3)確保焊接線能量為20kJ/mm以上的焊接部的HAZ韌性(夏比沖擊吸收能量)vE(—2(TC)^47J;以及(4)減少昂貴合金元素(Ni量^l。/。等)。專利文獻l是關于面向船舶的厚壁高強度鋼板的技術之一例，該專利文獻l公開了具有板厚5080mm、可以部分滿足上述要求(l)、(3)及(4)的技術。但是，專利文獻l所記載的厚壁高強度鋼板中，由其實施例的記載可知，并沒有公開可以滿足上述要求(2)的技術。另外，非專利文獻2中顯示，在板厚為65mm的厚壁鋼板中，即使用小型試驗片進行的夏比沖擊吸收能量為vE(—4(TC)-170J，足夠高，在大型破壞試驗中確認的脆性破壞傳播停止特性為Tk^6。。fl8X:，不充分(參見非專利文獻2的Fig.7)。這表示，在厚壁鋼板中，難以以用小型試驗片得到的夏比沖擊吸收能量vE(—4(TC)為標準來保證在大型破壞試驗中所確認的脆性破壞傳播停止特性Tk^6,S—l(TC。g卩，現(xiàn)有技術難以與用小型試驗片進行的夏比沖擊特性相關連來判定面向大型船舶的厚壁高強度鋼板所要求的脆性破壞傳播停止特性，如果不通過使用了以ESSO試驗(基于WES3003)為代表的總厚試驗體的大型破壞試驗的方法，則無法正確評價。一直以來，已知脆性破壞傳播停止特性依賴于板厚，板厚越大，該特性越差。但是，關于以本發(fā)明為對象那樣的50mm以上的厚壁材料，完全沒有關于該板厚效果的實驗數(shù)據(jù)，并且不明確起因于厚壁化的脆性破壞傳播停止特性差至何程度。但是，在通過TMCP(ThermoMechanicalControlProcess,熱力學控制工藝)制造的厚壁鋼板中，迄今為止通過添加硼(B)來實現(xiàn)高強度化。作為添加B得到的效果，可以舉出在軋制后的加速冷卻中，在奧氏體(Y)晶界偏析的固溶B可提高相變時的可淬性。在專利文獻l中，通過在B中復合添加Nb來實現(xiàn)高強度化。如專利文獻l的實施例所示，其特征在于此時的軋制結束溫度高達930100(TC,將從再結晶奧氏體(再結晶Y)開始加速冷卻作為必需條件，發(fā)揮Nb與B的復合效果，引出高可淬性，由此提高強度。另一方面，專利文獻l中也示出了，在將軋制結束溫度設為低于93(TC的未再結晶區(qū)域來進行低溫軋制時，雖然韌性能満足，但強度特性無法滿足，也難以用Nb-B復合效果進行高強度化。另外，專利文獻1中公開了大線能量焊接HAZ的B利用技術，示出在0.300.38。/。的Ceq下并用因Y中的固溶B得到的晶界鐵素體抑制效果(可淬性提高效果)與因Y中的BN得到的晶粒內鐵素體促進效果(可淬性降低效果)的有效性。也就是說，此時，B承擔與可淬性相關的相反的兩個作用。根據(jù)上述內容對專利文獻1的B利用技術進行概括在直接淬火母材與大線能量焊接HAZ中利用因Y中的固溶B得到的可淬性提高效果，同時在大線能量焊接HAZ中利用因Y中的析出B(此處為BN)得到的可淬性降低效果。另外，本發(fā)明人等為了提高大線能量焊接HAZ韌性，使在HAZ的冷卻過程中析出到Y中的VN在釘扎粒子(pinningparticle)(氧化物、硫化物)中復合析出，該VN復合粒子作為鐵素體相變核發(fā)揮作用，將HAZ組織微細化，從而完成了該發(fā)明，并公開在專利文獻2、3中。另外，如非專利文獻3所示，普遍已知通過添加V來提高母材強度的效果。如以上所說明，已知通過添加B或V來提高母材強度的效果和提高大線能量焊接HAZ的韌性的效果。通常，作為提高母材或HAZ的韌性的稀有元素，已知有Ni，從上述(2)或(3)的觀點來看，考慮有效利用Ni。但是，Ni是非常昂貴的元素，其價格近年顯著上升。另外，添加了Ni的鋼由于容易產生表面瑕疵，所以有產生修整工序的問題。因此，關于添加Ni，在上述要求(4)與上述要求(2)及(3)之間，其利害關系相對立。另外，從上述(l)的觀點考慮，如果增加合金添加量，則碳當量(Ceq)提高，大線能量焊接時的HAZ發(fā)生硬化而脆化，所以在上述要求(1)與上述要求(3)之間，利害關系相對立。進而，從上述(2)的觀點出發(fā)，追求TMCP中的相變前Y組織的微細化時，可淬性降低，強度減小，所以在上述要求(1)與上述要求(2)之間，利害關系相對立。因此，強烈要求開發(fā)出同時滿足上述利害關系彼此對立的上述(1)(4)的四個要求的鋼板。專利文獻l:日本專利第3599556號公報專利文獻2:日本特開2005-298900號公報專利文獻3:日本特開2007-262508號公報非專利文獻l:財團法人日本海事協(xié)會"關于YP47鋼在大型集裝箱船中的使用指南(大型3乂亍于船OYP47鋼(D使用K関卞3力'4K，<乂)"(2008年10月)非專利文獻2:日本船舶海洋工學演講會論文集、2006A-G4-10非專利文獻3:CAMP-ISIJ、6(1993)、p68
發(fā)明內容本發(fā)明是鑒于上述問題作出的，其目的在于提供能實現(xiàn)下述要求的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板的制造方法、及脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高度鋼板(1)板厚為5080mm、屈服強度為3^)460MPa級且抗拉強度為51O570MPa級的厚壁高強度；(2)具有停止性指標1^=6,^—10°C的良好的脆性破壞傳播停止特性；(3)即使焊接線能量^20kJ/mm，也具有達到vE(—20。C)^47J的良好的大線能量焊接HAZ韌性；(勺減少昂貴合金元素(Ni蕓1%等)等得到的低制造成本。用于解決上述問題的本發(fā)明的主旨如下所述。本發(fā)明的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板的制造方法如下連續(xù)鑄造板坯以質量。/。計含有C:0.050.12%、Si:0.3%以下、Mn:12%、P:0.015%以下、S:0.005%以下、B:0.00030.003%、V:0.010,15%、Al:0,001~0.1%、Ti:0.0050.02%、N:0.0020.01%及0:0.004%以下，作為剩余部分，含有鐵以及不可避免的雜質，將上述連續(xù)鑄造板坯冷卻到等于或低于Ar3—20(TC后，再加熱到9501100°C，然后，在卯(TC以上對所述連續(xù)鑄造板坯進行累積壓下量為30%以上的粗軋，然后，在將精軋開始溫度與精軋結束溫度均設為下式{一0.5X(板坯加熱溫度(-C》+13")rC)表示的溫度以下的條件下進行70(TC以上且累積壓下量為50%以上的精軋，制成軋制原板，然后，利用加速冷卻，將所述軋制原板冷卻到500'C以下，制成鋼板。所述連續(xù)鑄造板坯中，固溶在相變前的奧氏體坯料中的B量(有效B量Bef(o/?！返挠嬎阒禐?。/。以下，碳當量Ceq滿足0.320.42。/。的范圍。此處，在將用強脫氧元素進行脫氧后殘留并能被弱脫氧元素Ti脫氧的殘留氧量OTi(Q/。)設為用下述式(l)表示的量時，作為有效B量的Bef(c/。)用下述式(2)表示。另外，碳當量Ceq(。/。)用下述式(3)表示，Ai"3用下述式(4)表示。<formula>formulaseeoriginaldocumentpage8</formula>{其中，式(1)中，作為不可避免的雜質而處理的成分元素也包括在計算中}<formula>formulaseeoriginaldocumentpage8</formula>{其中，式(2)中，O丁^0時，沒定Ot尸0。另外，OTiX)時，設定為滿足Ti—2OTi^0.005(%)。進而，N—0.29(Ti—2On)S0(其中，O丁^0時，OTi=0)時，設定N—0,29(Ti—2OTi)=0。}Ceq(%)=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15(3)Ar3(°C)=(910—310C_80Mn_20Cu—55Ni—80Mo)(4)本發(fā)明的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板的制造方法中，可以在所述加速冷卻后，進一步在35070(TC下實施560分鐘的回火熱處理。所述連續(xù)鑄造板坯的所述S的含量為0.00050.005。/。，并且所述O含量為0.0010.004%，所述連續(xù)鑄造板坯以質量。/o計還可以含有Ca:0.00030.004。/o及Mg:0.00030.004%中的1種或2種。所述連續(xù)鑄造板坯以質量。/。計還可以含有Ni:0.01l%、Cu:0.011%、Cr:0.011%、Mo:0.010.5。/o及Nb:0.0030.03%中的1種或2種以上。所述連續(xù)鑄造板坯以質量。/。計還可以含有REM:0.00030.02。/。及Zr:0.00030.02%中的1種或2種。本發(fā)明的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板以質量。/。計含有C:0.050.12%、Si:0.3。/。以下、Mn:1~2%、P:0.015%以下、S:0.005%以下、B:0.00030.003%、V:0.010.15%、Al:0.0010,1%、Ti:0.0050.02%、N:0.0020.01%、及O:0.004%以下，作為剩余部分，含有鐵及不可避免的雜質，在將用強脫氧元素脫氧后殘留并能被弱脫氧元素Ti脫氧的殘留氧量設為用下述式(5)表示的量時，下述式(6)表示的固溶在相變前的奧氏體坯料中的B量(有效B量Bef(。/。"的計算值為0%以下，進而，用下述式(7)表示的碳當量Ceq滿足0.320.42。/。的范圍，板厚為5080mm，屈服強度為390460MPa級，脆性破壞傳播停止特性Kca達到6000N/mm"的溫度Tkca^oo為一10°C以下，焊接線能量為20kJ/mm以上的大線能量焊接部的HAZ韌性的指標即夏比沖擊吸收能量vE(—2(TC)為47J以上。0Ti(%)=O—0.4Ca—0.66Mg—0.17REM—0.35Zr—0.89A1(5){其中，式(5)中，作為不可避免的雜質而處理的成分元素也包含在計算中}9Bef(%)=B—0.77{N—0.29(Ti—20Ti)}(6){其中，式(6)中，OTi^0時，設定OTi二0。另外，OTiX)時，設定為滿足Ti—2OTi〇0.005(%)。進而，N—0.29(Ti—2Otj)^0(其中，On巨0時，0Ti=0)時，設定N—0.29(Ti—2OTi)=0。}C叫(0/。)=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15(7)本發(fā)明的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板中，所述S的含量為0.00050.005n/。，并且所述O的含量為0.0010.004°/，而且，以質量。/。計可以含有Ca:0.00030.004。/。及Mg:0.00030.004%中的l種或2種。該厚壁高強度鋼板以質量。/。計還可以含有Ni:0.01l。/。、Cu:0.01i0/。、Cr:0.011%、Mo:0.010.5。/。及Nb:0.0030.03%中的l種或2種以上。該厚壁高強度鋼板以質量。/。計還可以含有REM:0.00030.02。/。及Zr:0.00030.02%中的1種或2種。根據(jù)本發(fā)明的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板的制造方法、及脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板，可以實現(xiàn)下述要求(1)板厚為5080mm、屈服強度為390460MPa級(即抗拉強度510570MPa級)的厚壁高強度；(2)具有停止性指標Tk^ooo蕓一l(TC的良好的脆性破壞傳播停止特性;(3)即使焊接線能量^20kJ/mm，也具有達到vE(—20'C)^47J的良好的大線能量焊接HAZ韌性；(4)通過減少昂貴合金元素(N口m等)等，得到低制造成本。通過將上述本發(fā)明得到的厚壁高強度鋼板用于以大型船舶為代表的各種焊接結構物，可以同時滿足焊接結構物的大型化、對于破壞的高安全性、建造中焊接的高效率化及原料鋼材的經濟性等，所以其產業(yè)上的效果無法估計。具體實施例方式以下，說明本發(fā)明的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板的制造方法、及脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板的實施方式。需要說明的是，該實施方式是為了更好地理解發(fā)明的主旨而詳細說明的例子，因此只要沒有特別指定，就不限定本發(fā)明?！翠摪逯圃鞐l件(制造方法)〉在用于船舶等的焊接結構物的鋼板中，下述要求越來越高(l)大板厚下的高強度;(2)良好的脆性破壞傳播停止特性;(3)良好的大線能量焊接HAZ韌性；及(4)低制造成本等。針對上述要求，本發(fā)明的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板的制造方法具有下述工序將連續(xù)鑄造板坯在連續(xù)鑄造后冷卻至等于或低于Ar3—20(TC后，在950110(TC再加熱的工序，該連續(xù)鑄造板坯以質量。/。計含有C:0.050.12%、Si:0.3%以下、Mn:12%、P:0.015%以下、S:0.005%以下、B:0.00030.003%、V:0.010.15%、Al:0細0.10/0、Ti:0.0050.02%、N:0.0020.01%及0:0.004%以下，作為剩余部分，含有鐵及不可避免的雜質；然后在90(TC以上對連續(xù)鑄造板坯進行累積壓下量為30%以上的粗軋，然后，在將精軋開始溫度與精軋結束溫度均設為下式(一0.5X(板坯加熱溫度('C))+1325K'C)表示的溫度以下的條件下進行70(TC以上且累積壓下量為50%以上的精軋，制成軋制原板的工序，然后，利用加速冷卻，將軋制原板冷卻至l」50(TC以下，制成鋼板的工序。所述連續(xù)鑄造板坯中，固溶在相變前的奧氏體原料中的B量(有效B量:Bef(。/?！返挠嬎阒禐?。/。以下，碳當量Ceq滿足0"0.4"/。的范圍。此處，在將用強脫氧元素脫氧后殘留并能被弱脫氧元素Ti脫氧的殘留氧量OTi(《)/。)設為用下述式(l)表示的量時，作為有效B量的Bef^/。)用下述式(2)表示。另外，碳當量Ceq(。/。)用下述式(3)表示，A巧由下述式(4)表示。另外，所謂板坯加熱溫度是指將連續(xù)鑄造板坯再加熱時的溫度(再加熱溫度)。0Ti(%)=0—0.4Ca—0.66Mg—0.17REM-0.35Zr—0.89A1(1){其中，式(1)中，作為不可避免的雜質而處理的成分元素也包括在計算中}Bef(%)=B—0.77{N—0.29(Ti—2OTi)}(2){其中，式(2)中，OTiS0時，設定OTi二0。另外，OTiX)時，設定為滿足Ti—2OTi^0.005(%)。進而，N—0.29(Ti—2On)S0(其中，(^蕓0時，0Ti=O)時，設定N—0.29(Ti—2OTi)=0。}C叫(0/0)=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15(3)Ar3(。C)=(910—310C—80Mn—20Cu—55Ni-80Mo)(4)需要說明的是，本說明書中，式中的元素符號表示連續(xù)鑄造板坯或厚壁高強度鋼板中的該元素的含量(質量％)。另外，本發(fā)明中，連續(xù)鑄造板坯的制造方法沒有特別限定。例如，可以在用高爐、轉爐或電爐等進行熔煉后，接著通過各種2次精煉調整成分直至達到目標成分含量，然后，通過通常的連續(xù)鑄造來制造。本發(fā)明的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板的制造方法中，在上述化學成分組成中，可以將上述各元素中的S含量的下限設定為0.0005W，將0含量的下限設定為0.001%。進而，可以根據(jù)需要選擇性地含有Ca:0.00030.004%、Mg:0.00030.004%、Ni:0.011%、Cu:0.011%、Cr:0.01~1%、Mo:0.010.5%、Nb:0駕0.03%、REM:0.00030.02。/。及Zr:0.00030.02%中的1種或2種以上。需要說明的是，所謂REM是指稀土類金屬，是選自Sc、Y與鑭系的La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb及Lu中的l種以上。本發(fā)明的要點是下述技術，在以TMCP型制造的厚壁鋼板中，為了同時滿足強度、脆性破壞傳播停止特性、大線能量焊接HAZ韌性及低制造成本等，其特征在于復合添加B與V，通過精密控制與上述氮化物形成元素鍵合的N，使奧氏體(力中的B與V的存在狀態(tài)最佳化，控制母材與大線能量焊接HAZ的相變組織。具體而言，關于y中B的存在狀態(tài)，是下述技術構思在母材與大線能量焊接HAZ的兩者中不存在固溶B，使全部B作為BN而析出。關于Y中V的存在狀態(tài)，是下述技術構思在母材中作為固溶V來利用，在大線能量焊接HAZ中作為析出V(VN等)來利用。以下，進行詳細說明。首先，為了滿足作為本發(fā)明的最大技術課題的脆性破壞傳播停止特性，研究了將厚壁鋼板的晶體粒徑微細化到極限的TMCP條件。此處，脆性破壞在晶體學上的同一結晶面(裂開面在體心立方結構的鐵中對應于{100}面)上產生的最小單元被稱為斷面單元，對應于該斷面單元的尺寸的金屬組織單元在本發(fā)明中稱為"晶體粒徑"。明確了如果徹底進行TMCP的低溫加熱與低溫軋制，追求相變前Y的微細化直至極限，則即使是板厚為5080mm的厚壁鋼板，晶體粒徑也充分微細化，脆性破壞傳播停止特性可以滿足目標。其條件如下Ar3CC訴下式(910一310C—80Mn—20Cu—55Ni—80Mo)計算時，將連續(xù)鑄造板坯冷卻到(Ar3(。C)一200(。C》以下的溫度后，在1100。C以下迸行低溫加熱(再加熱)，然后，在90(TC以上進行累積壓下量為30Q/。以上的粗軋，接著，在將精軋開始溫度rC)及精軋結束溫度rC)均設為下式(—0.5X(板坯加熱溫度(r))十1325)CC)表示的溫度以下的條件下迸行70(TC以上且累積壓下量為50。/o以上的精軋，然后，利用加速冷卻，冷卻到500。C以下。作為徹底進行低溫加熱、低溫軋制的TMCP的第一條件，將連續(xù)鑄造后的板坯(連續(xù)鑄造板坯)冷卻到等于或低于Ar3—20(TC，使其進行Y(奧氏體)—a(鐵素體)相變，然后，通過在110(TC以下進行低溫加熱(再加熱)，使其進行a—y相變。使用該制造條件的原因在于為了將加熱時的Y徹底整細?；Ｈ绻麑迮鲝某^(Ar3rC)—200(。C》的高溫開始再加熱，則在板坯內部中，在y—a相變未結束的狀態(tài)下被再加熱，會殘留鑄造時的粗大y。上式(4)是對于板坯被連續(xù)鑄造并冷卻時的極小冷卻速度而成立的關系，不適用于厚板軋制那樣冷卻速度相對較大的情況。如果進行板坯的再加熱溫度超過110(TC的高溫加熱，則由于TiN的奧斯特瓦爾德成長(OstwaldRipening)開始，從而釘扎效果降低，難以穩(wěn)定地確保整細粒Y。如果不能徹底地將加熱時的Y整細?；瑒t在現(xiàn)實的板坯厚度的限制下(通常為200400mm)，無論怎樣研究軋制條件，也難以將板厚為5080mm的鋼板的相變前Y充分微細化。作為徹底進行低溫加熱、低溫軋制的TMCP的第二條件，在900'C以上進行累積壓下量為30%以上的粗軋。使用該制造條件的原因在于，通過在再結晶區(qū)域下的軋制，得到比加熱時進一步整細粒的Y。粗軋在小于卯0。C或者累積壓下量小于30。/。下進行時，再結晶不充分，發(fā)生變形誘導微粒成長，有可能變成比加熱時的初期Y更粗大。作為徹底進行低溫加熱、低溫軋制的tmcp的第三條件，在將精軋開始溫度(1:)及精軋結束溫度0:)均設為由下式{一0.5乂(板坯加熱溫度0:))+1325K"c)表示的溫度以下的條件下進行70(tc以上且累積壓下量為50。/。以上的精軋。使用該制造條件的原因在于，對通過粗軋充分整細?；脑俳Y晶粒進行未再結晶區(qū)域軋制，使y粒延伸，增大晶界的面積，同時使晶界活化，進而在y晶粒內導入變形帶，提高相變前y中的晶核生成尺寸密度與晶核生成頻率直至極限。精軋的累積壓下量小于50%、或者不滿足下式(一0.5x(板坯加熱溫度rC))+1325M。c)表示的溫度以下的條件時，相變前y的微細化不充分。作為上式{—0.5x(板坯加熱溫度('c》+1325Ki:)表示的溫度以下的條件的金屬學上的含義，表示越是加熱溫度高、初期y粗大，越是必須在更低溫下進行精軋，強化未再結晶區(qū)域軋制。例如，如果板坯加熱溫度為110(tc，則必須在775'c以下進行精軋，如果板坯加熱溫度為100(tc，則必須在825°。以下進行軋制。如果不使用這樣與板坯加熱溫度相關聯(lián)地限制精軋溫度的極嚴格的tmcp條件，則無法穩(wěn)定地確保厚壁鋼板的良好的脆性破壞傳播停止特性。如果在比70(tc低的溫度區(qū)域下進行精軋，則在軋制中或至加速冷卻為止的等待時間中，鋼板的表層側開始相變，表層部組織軟化，同時粗大化，強度與脆性破壞傳播停止特性變差。作為徹底進行低溫加熱、低溫軋制的tmcp的第四條件，利用加速冷卻冷卻至50(tc以下。使用該制造條件的原因在于，即使如上所述徹底實施加熱、軋制條件來將相變前/微細化至極限，如果其后的冷卻為空氣冷卻，則y"^相變時的過冷度小，晶體粒徑也無法充分微細化。如果比50(tc高的溫度下停止加速冷卻，則由于在溫度與板厚表層相比高的板厚內部，在相變過程中加速冷卻結束而成為空氣冷卻，因此板厚內部的晶體粒徑無法充分微細化。以上是以低Ni為前提將晶體粒徑充分微細化以滿足脆性破壞傳播停止特性的TMCP條件，可以滿足上述要求(2)與(4)。但是，在上述tmcp條件中，產生下述問題相變前y的徹底微細化與厚壁鋼扳特有的較小的冷卻速度互相作用，相變時的可淬性大幅降低。其結果是，貝氏體/鐵素體混合組織中的貝氏體比例減少，鐵素體比例增加，難以確保規(guī)定的抗拉強度。同時，明確了下述問題在上述TMCP條件下，起因于y中的固溶B的可淬性也不穩(wěn)定，除強度不足之外，強度不均嚴重。如上所述，在上述TMCP條件中，浮現(xiàn)了不滿足上述要求(l)的新課題。強度不均的首要原因在于，可由下述有效B量(Bef)估計的y中的固溶B量因大量生產時的鋼成分變化(O量、強脫氧元素量、Ti量、N量、B量的變化)而增減。第二原因在于，在被低溫軋制的未再結晶區(qū)域y狀態(tài)下，依賴于軋制條件或軋制后至加速冷卻開始為止的等待時間，鐵碳硼化物(Fe23(C,B)6等)的變形誘導析出量發(fā)生變化，則反而y中的固溶B量增減。如上所示，在上述TMCP條件下，不容易依賴于B可淬性來穩(wěn)定地確保母材強度，產生了必須利用B可淬性以外的強化手段。為此，本發(fā)明中，為了滿足上述要求(l)，以穩(wěn)定且充分確保母材強度為目標，介紹了以下的二個手段。第一手段是在TMCP中，使固溶B不存在于y中，全部B作為BN析出，由此排除由y中的固溶B量變化引起的可淬性的不穩(wěn)定性。這是與現(xiàn)有的B利用技術完全相反的想法，是為了母材強度而不使用B可淬性的技術思想。由此，可以抑制大量生產時的強度不均。具體而言，將下述有效B量(Bef)控制到OW以下。本發(fā)明中，添加B的意義在于大線能量焊接HAZ，關于這點如后所述。第二手段是利用通過V碳化物進行的析出強化來提高母材強度。判明了在上述TMCP條件中，通過添加0.01。/。的V，板厚為70mm的材料的抗拉強度上升10MPa左右，并且定量地明確了添加V是極有效的強化方法。這是因為，徹底進行低溫加熱與低溫軋制而充分微細化的貝氏體/鐵素體混合組織作為在加速冷卻或回火處理中V碳化物(VC、V4C3等)微細高密度地析出的坯料而優(yōu)選。本發(fā)明中，添加V的另一個意義在于大線能量焊接HAZ，關于這點如后所述。如以上所說明，為了在TMCP中不利用B可淬性而通過添加V來確保母材強度，必須將作為不包括B的鋼成分的可淬性標準而采用的碳當量Ceq確保為0.32%以上，并將有效B量Be啦制在0。/。以下，添加0.01。/。以上的V，將加熱溫度控制在950'C以上，進行加速冷卻直至50(TC以下。Ceq小于0,32。/。時，即使添加V，也難以穩(wěn)定確保母材強度。進而，HAZ軟化增大，焊接接頭的抗拉強度有可能不足。由上式(2)計算的有效B量超過0。/。，為較大的數(shù)值時，y中的固溶B存在，呈現(xiàn)B可淬性，強度有可能不均。加熱溫度小于95(tc時，V碳氮化物的熔體化不充分，y中的固溶V不足，從而在加速冷卻或回火處理中析出的V碳化物不足，無法穩(wěn)定確保母材強度。不利用加速冷卻而使用空氣冷卻時，冷卻速度過小，鐵素體粗大化，同時貝氏體比例減少，不能充分得到相變強化。在比50(tc高的溫度下停止加速冷卻時，溫度高的板厚內部在相變過程中結束了加速冷卻，所以不能充分得到板厚內部的相變強化。加速冷卻中，確保0.3mVmVmin以上的水量密度對于得到兼顧強度與韌性的微細的貝氏體/鐵素體組織是優(yōu)選的。以上是在重視脆性破壞發(fā)生特性的TMCP條件中，以低Ni為前提能滿足強度的技術，由此，能同時滿足上述要求(l)、(2)、(4)。另外，可以在加速冷卻后在35070(TC下進行560分鐘的回火熱處理。由此，雖然制造成本上升，但可以將強度或伸長、夏比沖擊特性高精度地控制在規(guī)定的范圍中。回火熱處理的溫度小于35(TC或者回火熱處理的時間小于5分鐘時，無法發(fā)揮回火效果。另外，回火熱處理的溫度超過70(TC或者回火熱處理的時間超過60分鐘時，回火現(xiàn)象超過適當范圍而過度呈現(xiàn)，強度降低和夏比沖擊特性變差明顯，得不到適當?shù)臋C械性質。下面，說明用于滿足上述要求(3)大線能量焊接HAZ韌性的技術。本發(fā)明的大線能量焊接HAZ韌性的支配要因大致為以下三個。第一是硬度，第二是MA(馬氏體'奧氏體混合相)，第三是有效晶體粒徑。本發(fā)明中，從硬度與MA的兩方面考慮，將碳當量C叫限制為0.42。/。以下。碳當量Ceq超過0.42。/。時，HAZ過度硬化，同時MA增加，HAZ嚴重脆化。進而，通過將有效B量(Bef)控制在0。/。以下，可以避免在HAZ中呈現(xiàn)B可淬性，抑制硬化與MA增加。本發(fā)明人等從硬度的觀點考慮，發(fā)現(xiàn)了添加V的優(yōu)越性。另外，認識到像本發(fā)明那樣HAZ形成為貝氏體主體時，即使添加V，HAZ也難以硬化。也就是說，添加C或Mn等V以外的元素來強化母材時，貝氏體主體的HAZ顯著硬化，HAZ嚴重脆化。相對于此，像本發(fā)明那樣，添加V來強化母材時，貝氏體主體的HAZ的硬化被抑制。基于該新認識，如果以抵消V導致的母材強度的上升部分的方式減少C或Mn進行低Ceq化，則在HAZ中，僅低C叫化的部分的硬度降低，所以HAZ韌性提高。以往沒有上述利用了母材與HAZ中的V硬化行為的差異的HAZ韌性提高技術。本發(fā)明中，從MA的觀點來看，必須盡可能地降低Si。另外，在本發(fā)明的TMCP條件中，Nb雖然對母材材質的貢獻小，但也有助于MA生成。在本發(fā)明的較高的Ceq范圍中，盡管Mo是昂貴的，但有助于MA生成。因此，在本發(fā)明中必須盡可能地減少Nb與Mo。本發(fā)明中，從有效晶體粒徑的觀點考慮，適用兩種HAZ組織微細化技術。第一是同時利用Y中的B析出物與V析出物作為相變核。適當提高N量使上式(2)表示的有效B量(Bef(c/。"為0。/。以下，由此在大線能量焊接的冷卻中，BN與VN、V(C,N)在y晶界或在y晶粒內析出，上述單獨或復合的粒子不僅作為鐵素體的相變核有效地起作用，也作為貝氏體的相變核有效地起作用，將HAZ組織微細化。進而，將HAZ組織微細化的第二技術是通過適當添加Ca或Mg，使微細的氧化物或硫化物大量分散，通過釘扎效果抑制Y粒成長，由此將貝氏體板條束(bainitepacket)微細化。B析出物或V析出物復合析出到一部分微細的氧化物或硫化物中，向釘扎粒子賦予相變核功能，由此也有將由y晶界相變的貝氏體進一步微細化的效果。以上的HAZ組織微細化技術由于結果降低HAZ的可淬性，所以從降低硬度與MA的觀點來看也是有貢獻的。通過第一技術，確保一20'C的夏比吸收能量，如果在該技術中組合第二技術，從而將HAZ組織極限微細化，則也有能確保一4(TC的夏比吸收能量的可能性。通過以上說明的降低硬度、降低MA及HAZ組織微細化的措施，本發(fā)明的大線能量焊接HAZ可以達到高vE(—2(TC)。由此，除能滿足上述要求(l)、(2)及(4)之外，還能滿足要求(3)。〈化學成分組成(厚壁高強度鋼板)〉本發(fā)明的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板為了滿足上述要求(l)大的板厚下的高強度；(2)良好的脆性破壞傳播停止特性；(3)良好的大線能量焊接HAZ韌性；及(4)低制造成本等，以質量。/o計含有C:0.050.12%、Si:0.3。/。以下、Mn:12%、P:0.015%以下、S:0.005%以下、B:0.00030.003%、V:0.010.15%、Al:0細0.1%、Ti:0.0050.02%、N:0.0020.01%及0:0.004%以下，作為剩余部分，含有鐵及不可避免的雜質，在將通過強脫氧元素脫氧后殘留并能被弱脫氧元素Ti脫氧的殘留氧量設為下述式(5)表示的量時，下述式(6)表示的固溶在相變前的奧氏體坯料中的B量(有效B量Bef(M))的計算值為0。/。以下，進而，下述式(7)表示的碳當量C叫滿足0.320.42。/。的范圍，板厚為5080mm，屈服強度為390460MPa級，抗拉強度為510570MPa級，脆性破壞傳播停止特性Kca為6000N/mm"的溫度Tk^6,為一l(TC以下，焊接線能量為20kJ/mm以上的大線能量焊接部的HAZ韌性的指標即夏比沖擊吸收能量vE(—2(TC)為47J以上。0Ti(%)=O-0,4Ca—0.66Mg—0.17REM—0.35Zr—0.89A1(5){其中，式(5)中，作為不可避免的雜質而處理的成分元素也包含在計算中}Bef(%)=B—0.77{N_0.29(Ti—20Ti)}(6){其中，在式(6)中，OT^0時，設定On二0。另外，OTiX)時，設定為滿足Ti一20T,0.005(0/0)。進而，N—0,29(Ti—2On)^0(其中，OnS0時，0Ti=0)時，設定N—0.29(Ti—2OTi)=0。}Ceq(%)=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15(7)需要說明的是，上述式(5)(7)的各式中，式(5)是與上述式(1)相同的式子，另外，式(6)是與上述式(2)相同的式子，式(7)是與上述式(3)相同的式子。另外，本發(fā)明的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板在上述化學成分組成中，將上述各元素中的S含量的下限設定為0.0005%，將0的含量的下限設定為0.001%。進而，根據(jù)需要，能設定成如下構成選擇性地含有Ca:0.00030.004%、Mg:0.00030.004°/0、Ni:0.011%、Cu:0.011%、Cr:0.011%、Mo:0.010.5%、Nb:0.0030.03%、REM:0.00030.02%^Zr:0.00030.02%中的1種或2種以上。以下，說明本發(fā)明中的鋼(厚壁高強度鋼板)的化學成分的限定原因。"C:碳"0.050.12%C是提高強度的重要元素。徹底進行了低溫加熱、低溫軋制的TMCP型厚壁鋼板中，為了穩(wěn)定確保規(guī)定的強度，必須添加0.05。/。以上的C。另外，由下述理由可知，本發(fā)明中，由于必須將Nb、Ni及Mo的添加量抑制為必要最小限，所以難以增加上述元素來進行高強度化。因此，C是非常重要的強化元素。進而，C也有促進大線能量HAZ中的V(C，N)相變核析出的效果。但是，為了穩(wěn)定確保良好的HAZ韌性，必須將C抑制為0.12W以下，為了提高HAZ韌性，優(yōu)選為0.10%以下。"Si:硅"0.3%以下Si具有脫氧作用，但充分添加強脫氧元素A1時無需該元素。Si也具有強化母材的作用，但與其他元素相比時，其效果相對較小。另外，在需要較高的碳當量Ceq的本發(fā)明的大線能量焊接HAZ中，由于Si的有助于生成MA的危險性高，所以必須抑制在0.3%以下，從HAZ韌性的觀點來看，為了盡量降低Si的添加量，優(yōu)選設為0.20%以下。為了確保強度和進行脫氧，優(yōu)選添加0.01。/。以上的Si。"Mn:錳"12%為了經濟地確保強度，需要添加量為l。/。以上的Mn，優(yōu)選設定為1.40%以上。但是，添加超過2Y。的Mn時，板坯的中心偏析的有害性變得顯著，而且助長大線能量焊接HAZ的硬化與MA的生成，使其脆化，所以以2%為上限。為了防止該脆化，優(yōu)選將Mn限制在1.60。/。以下。"P:磷"0.015%以下p是雜質元素，為了穩(wěn)定確保良好的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接HAZ韌性，必須降低至0.015%以下。為了提高HAZ韌性，優(yōu)選設定為0.010%以下。"S:硫"0扁50.005%S必須抑制到0.005。/。以下。S超過0.005y。時，一部分硫化物粗大化，作為破壞起點帶來有害性，母材與大線能量焊接HAZ的韌性變差。為了進一步減少該有害性，優(yōu)選為0.003%以下。另一方面，利用HAZ的釘扎效果時，必須確保S為0.0005。/。以上。其原因在于，在HAZ的熔融線附近，為了提高HAZ韌性，通過適當添加Ca或Mg，使微細的硫化物大量分散，強化釘扎效果，從而獲得y細?；?。S小于0.0005。/。時，硫化物個數(shù)不足，得不到充分的釘扎效果。"B:硼"0細30扁％B是本發(fā)明的特征元素。已經詳細說明，本發(fā)明中，將上式(2)表示的有效B量(Bef)的計算值控制在OM以下，使得在母材與大線能量焊接HAZ的兩者中，不使固溶B存在于y中，使全部B作為BN析出，不呈現(xiàn)B可淬性。析出于y中的BN作為相變核起作用，通過HAZ的組織微細化、降低硬度及MA的降低來提高韌性。為此，必須添加0.0003。/。以上的B。但是，超過0.003%地添加B時，生成粗大的B析出物，HAZ韌性變差，所以以其為上限。為了穩(wěn)定地確保HAZ韌性，優(yōu)選為0.0020%以下。"V:釩"0.010.15%V是本發(fā)明的特征元素。已經詳細說明，V在本發(fā)明的TMCP條件中有效強化母^"。另一方面，V在本發(fā)明的大線能量焊接HAZ中抑制硬化或MA的增加，同時析出于Y中的VN或V(C,N)作為相變核起作用，將HAZ組織微細化，提高韌性。為了發(fā)揮該效果，需要0.01。/。以上的V。但是，V超過0.15。/。時，HAZ的組織微細化效果飽和時，同時HAZ的硬化變顯著，所以HAZ韌性變差。因此，0.15。/。是V的上限，優(yōu)選為0.10%以下。"A1:鋁"0.0010.1%Al承擔脫氧，對于降低O提高鋼的清潔度是必須的。A似外的Si、Ti、Ca、Mg、REM、Zr等也具有脫氧作用，但即使在添加上述元素的情況下，如果沒有0.001。/。以上的A1，則難以穩(wěn)定地將0(氧)抑制在0.004°/。以下。但是，Al超過0.1。/。時，氧化鋁系粗大氧化物成簇化的傾向增強，發(fā)生煉鋼噴嘴堵塞，或者作為破壞起點的有害性明顯化，所以以其為上限。為了進一步減少有害性，優(yōu)選將Al設定為0.060。/。以下。"Ti:鈦"0.0050.02%、"N:氮"0.0020.01。/o及"有效B量Bef(。/o)"0%以下(上述式(2)的計算值)Ti與N鍵合而形成TiN，在板坯再加熱時，在與大線能量焊接HAZ中有助于釘扎效果，利于Y細?；Y果將母材或HAZ的組織微細化，提高韌性。并且，形成TiN后剩余的N與B鍵合，形成BN，固溶B不存在于y中，全部B作為BN析出，不呈現(xiàn)B可淬性。為了同時發(fā)揮以上的效果，必須將Ti設定為0.0050.02。/。，將N設定為0.0020.01%，及將上述式(2)表示的有效B量(Bef)的計算值設定為0。/。以下。Ti與N分別不滿足0.005M、0.002%時，不能充分發(fā)揮用TiN得到的釘扎效果，母材與HAZ的韌性變差。Ti與N分別超過0.02。/。、0.01%時，因TiC析出或固溶N增加，母材與HAZ的韌性變差。為了進一步提高HAZ韌性，優(yōu)選分別將Ti與N設定為0.015。/。以下、0.007%以下。進而，即使Ti與N在適當?shù)姆秶鷥龋行量超過0。/。時，Y中的固溶B的量增加，呈現(xiàn)B可淬性，帶來母材強度不均或HAZ硬化(脆化)。以下，說明有效B量(Bef)的考慮方法。作為化學成分添加的Ti有時被鋼液中的脫氧消耗(在低Al的情況下容易發(fā)生)，脫氧后殘留的Ti在凝固后的Y中形成TiN。此時，相對于Ti，N過剩時，形成TiN后殘留的N與一部分B鍵合，形成BN。然后，形成BN后剩余的B作為固溶B呈現(xiàn)可淬性。在本發(fā)明中將對該可淬性有貢獻的Y中的固溶B量作為有效B量Bef(。/。)處理。以下說明基于各元素的添加量、熱力學的反應順序及產物的化學計量組成的有效B量Be做計算方法。首先，按照脫氧力高的順序，假定Ca、Mg、REM(稀土類元素)、Zr及Al與O鍵合。作為此時的脫氧產物，假定為CaO、MgO、REM203、Zr02及A1203，計算脫氧的O量。在通過脫氧力比Ti強的上述元素脫氧未完畢的情況下，在將上述強脫氧元素進行脫氧后殘留并能被弱脫氧元素Ti脫氧的殘留氧量OTi(Q/。)設為下述式(l)表示的量時，滿足下式{0《/。)>0}。0Ti(%)=0—0.4Ca—0.66Mg—0.17REM—0J5Zr—0.89A1(1)其中，上式(1)中，作為不可避免的雜質而處理的成分元素也包含在計算中。此時，Ti將殘留的0(^OTi)脫除。為此，假定11203，減去經脫氧消耗的Ti而剩余的Ti用Ti一2Ot^0.005(。/。)表示，該值必須為0.005%以上。此處，減去經脫氧消耗的Ti而剩余的Ti必須為0.005。/。以上的原因在于如上所述確保本發(fā)明所需的TiN。減去經脫氧消耗的Ti后剩余的Ti小于0.005。/。時，不能充分發(fā)揮用TiN得到的釘扎效果，厚壁母材與大線能量焊接HAZ韌性變差。另外，經脫氧殘留的0.005。/。以上的Ti形成TiN，在殘留有N時，下述式為正值，不殘留N時，下述式為O或負值。N—0.29(Ti—2OTi)>0:殘留N的情況N—0.29(Ti—2OTi)^0:不殘留N的情況另外，上述式(N—0.29(Ti-2OTi))為正值而殘留有N時，一部分B作為BN被消耗，所以用下述式(2)計算有效B量Bef。Bef(%)=B—0.77{N—0.29(Ti—2OTi)}(2)其中，上式(2)中，Ot^0吋，設定OTi二0。另外，OnX)時，設定為滿足式(Ti—2OTi^0.005(%)}。進而，式(N—0.29(Ti—2On)^0(其中，OTi^0時，O丁i,時，設定式(N—0.29(Ti—2OTi)=0}。另外，式(N—0.29(Ti—2OTi》為0或負值而不殘留有N時，有效B量Bef為由Bef(n/。)-B表示的量。下面，說明上述殘留氧量OTi的式中的Ca、Mg、REM、Zr及Al的系數(shù)，作為鋼液中的脫氧反應(氧化反應)得到的產物(氧化物)，假定為CaO、MgO、REM203、Zr02、A1203，以質量％計算作為上述氧化物存在的0量。例如，在CaO的情況下，原子量是Ca為40、0為16，所以相對于Ca的質量y。，鍵合16/40=0.4的0。如果為八1203，原子量是A1為27、0為16，所以相對于A1的質量％，鍵合(16x3)/(27x2)二0.89的O。以下，以相同的計算概念限定上述OTi式的各元素的系數(shù)(0.66:Mg、0.17:REM及0.35:Zr)。另外，在將有效B量Be糊導出式概念從低溫側向高溫側追溯地表示時，如下所述。有效B量Bef(Q/。)二成分B量一作為BN的B—作為BN的B二0.77(N—作為TiN的N)—作為TiN的N二(K29(Ti—作為Ti203的Ti)—作為Ti203的Ti二2(0—作為CaO的O—作為MgO的0—作為REM203的0—作為Zr02的0—作為Al203的0)—作為CaO的O二0.4Ca—作為MgO的O-0.66Mg—作為REM2O3的O二0.17REM—作為ZrO2的O二0.35Zr—作為Al2O3的O二0.89Al接著，在將有效B量Bef的導出式概念按從高溫側向低溫側的反應順序表示時，如下所述。即，在制鋼中的精煉—凝固工序中，按以下的順序反應。液相(鋼液中)中的脫氧反應(160(TC左右)按與O的化學親和力強的順序發(fā)生CaO—MgO—REM203—Zr02—Al203的反應，鋼液中的溶存O越來越少。由此，脫氧結束時，用OTi蕓0表示。脫氧未結束，殘留有溶存O時，ffiOTi>0、Ti一2OT^0.005(。/。)表示，比Al弱的脫氧元素Ti以Ti203的形式對脫氧作貢獻，由成分Ti減去脫氧消耗的作為Ti203的Ti后剩余的Ti為0.005%以上。固相(凝固Y中)中的脫氮反應(i30(rc左右80(rc左右)按照與N的化學親和力強的順序發(fā)生TiN—BN—A1N的反應，固相Y中的固溶N越來越少。首先，經脫氧消耗后剩余的Ti引起脫氮反應。由此脫氮結束時，用N—0.29(Ti—2OTi)^0表示，固溶N不存在于y中，所以B不形成BN，完全作為固溶B存在。另一方面，通過Ti的脫氮未完畢，殘留有固溶N時，用N—0.29(Ti—20tj)X)表示，一部分B生成BN，剩余成為固溶B。另一方面，通過脫氧力比Ti強的元素脫氧結束時，滿足下述式。此時，Ti不被脫氧消耗。在Ti形成TiN而N殘留時，滿足下述式。N—0.29Ti>0此時的有效B量Bef通過下述式計算。Bef(%)=B—0.77(N-0.29Ti)Ti形成TiN而不殘留有N時，滿足下述式。N—0.29Ti〇0此時的有效B量Bef通過下述式計算。Bef(%)=B需要說明的是，上述各式中，式(N—0.29Ti)中的0.29Ti是指作為TiN的N。此處，原子量是Ti為48、N為14，所以相對于Ti(準確地是指減去脫氧消耗的Ti后而剩余的Ti)的質量。/。鍵合14/48-0.29的N。另外，如果N—0.29Ti^0，貝lJN全部被TiN固定，固溶N不存在于y坯料中。另一方面，如果N—0.29Ti>0,則在Y坯料中除存在TiN之外，還存在固溶N，所以該固溶N與B鍵合，生成BN，使有效B量減少。"0:氧"0.0010.004%以下必須將0抑制為0.004%以下。0超過0.004%時，一部分氧化物粗大化，作為破壞起點帶來有害性，母材與大線能量焊接HAZ的韌性變差。另一方面，利用HAZ的釘扎效果時，必須確保0為0.001%以上。其原因在于，在HAZ的熔融線附近，為了提高HAZ韌性，通過適當添加Ca或Mg，使微細的氧化物大量分散，強化釘扎效果來獲得Y細粒化。0小于0.001%時，氧化物個數(shù)不足，有可能得不到充分的釘扎效果。"Ca:l15，，0.0003~0.004%及"Mg:鎂"0.0003-0.004%對于Ca及Mg而言，考慮在鋼液中的添加順序，并且將一種或兩種添加0.0003°/。以上，由此可以確保1000個/mn^以上的含有Ca或Mg的10500nm的氧化物或硫化物。Ca或Mg小于0.0003。/。時，作為大線能量焊接HAZ的釘扎粒子的氧化物或硫化物的個數(shù)有不足的可能性。另外，分別添加超過0.004%吋，氧化物或硫化物粗大化，釘扎粒子的個數(shù)不足，同時作為破壞起點的有害性也變顯著，有可能得不到良好的HAZ韌性。"Ni:鎳，，0.011%Ni對抑制韌性變差確保強度是有效的。為此，必須添加0.0m以上的Ni。但是，Ni存在使得合金成本變得非常高，并且產生表面瑕疵的修整工序的問題。因此，必須將Ni抑制為lM以下。另外，為了避免表面瑕疵，優(yōu)選盡量減少Ni，所以可以限制為0.7%以下或0.5%以下。"Cu:銅"0.011°/0、"Cr:鉻"0,01~1%及"Mo:鉬"0.010.5%Cu、Cr及Mo對于確保強度是有效的，均以0.01%以上的添加量發(fā)揮效果。另一方面，從使大線能量焊接HAZ韌性變差的觀點考慮，分別以1%、1%及0.5%為上限，并分別優(yōu)選為0.4%以下、0.3%以下、0.1%以下。特別是Cr及Mo是與Ni同樣昂貴的元素，并且助長生成HAZ的MA的危險性也高，所以優(yōu)選不添加。"Nb:鈮，，0細0.03%Nb對于促進精軋中的未再結晶區(qū)域軋制是有效的。為此，優(yōu)選添加0.003。/。以上的Nb。另夕卜，Nb對于大線能量焊接HAZ韌性有害。因此，本發(fā)明中，為了促進未再結晶區(qū)域軋制，可以添加0.03n/。以下的微量Nb。從HAZ韌性的觀點來看，可以抑制為0.02%以下或0.01%以下。另外，在可以較大地確保精軋下的累積壓下量時，即使不添加Nb，母材組織也充分微細化，能得到良好的脆性破壞傳播停止特性，所以從HAZ韌性的觀點考慮更優(yōu)選不添加Nb。"REM:稀土類元素(鑭系元素)"0.00030.02%及"Zr:鋯"0.00030.02%REM(稀土類元素)及Zr與脫氧和脫硫相關，抑制中心偏析部的粗大延伸MnS的生成，將硫化物球狀無害化，改善母材與大線能量焊接HAZ的韌性。為了發(fā)揮上述效果，REM與Zr的下限均為0.0003%。但是，即使增加上述元素的添加量，效果也飽和，所以從經濟性的觀點來看，REM與Zr的上限均為0.02%。需要說明的是，所謂本發(fā)明中添加的REM是指La或Ce等鑭系元素。如以上所說明，根據(jù)本發(fā)明的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板的制造方法、及脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板，將鋼成分設定成在上述范圍內含有各元素并滿足上述關系式的成分組成，并且設定為上述各制造條件，由此可以得到實現(xiàn)了下述要求的厚壁高強度鋼板(l)板厚為5080rnrn、屈服強度為390460MPa級(即抗拉強度510570MPa級)的厚壁高強度；(2)具有停止性指標Tk^60(K^—l(TC的良好的脆性破壞傳播停止特性；(3)即使焊接線能量^20kJ/mm，也具有vE(—20。C)嘗47J的良好的大線能量焊接HAZ韌性；(4)通過減少昂貴合金元素(Ni^0.5。/。等)等得到低制造成本。將上述本發(fā)明的厚壁高強度鋼板用于以大型船舶為代表的各種焊接結構物，由此可以同時滿足焊接結構物的大型化、對于破壞的高安全性、建造中的焊接的高效率化、作為原料的鋼材的經濟性等，因此其產業(yè)上的效果無法估測。25實施例以下，舉出本發(fā)明的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板的制造方法、及脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板的實施例，更具體地說明本發(fā)明，但本發(fā)明并不從根本上限定于下述實施例，能在適合上述及下述主旨的范圍內施加適當變更來實施，上述變更也均包含在本發(fā)明的技術范圍中。制鋼工序中，控制鋼液的脫氧"脫硫與化學成分，通過連續(xù)鑄造制作下述表14所示的化學成分的板坯(連續(xù)鑄造板坯)。接著，在下述表5！0所示的制造條件下，將所述板坯再加熱，通過厚板軋制，精制成板厚5080mm，進行加速冷卻，進而，根據(jù)需要進行離線的回火處理，制作厚壁鋼板的試樣。本實施例中的本發(fā)明鋼的厚壁鋼板的化學成分組成一覽示于表l、2，同時，比較鋼的化學成分組成一覽示于表3、4。另外，本發(fā)明鋼的鋼板的制造條件一覽示于表5、6，同時比較鋼的鋼板的制造條件一覽示于表7、8。另外，表l、2所示的本發(fā)明鋼的"鋼No.l"的化學成分組成中，改變各制造條件制造鋼板而得到的比較鋼的條件一覽如表9、IO所示。需要說明的是，表2、4中，Ceq、A式、B式、C式、D式及Ar3如以下所述地限定。Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15A式二O—0.4Ca—0.66Mg—0,17REM—0.35Zr—0.89AlB式二N—0.29TiC式二Ti一2(0—0.4Ca—0.66Mg—0.17REM—0.35Zr—0.89Al)D式=N—0.29[Ti—2(0—0.4Ca—0.66Mg—0.17REM—0.35Zr—0.89A1)]Ar3=910—31OC—80Mn—20Cu—55Ni—80Mo(板坯)另夕卜，有效B量如以下所示地限定。(i)A式的值〈0的情況(a)B式的值X)的情況，有效B量-B—0.77(N—0.29Ti)(b)B式的值^0的情況，有效B量二B(ii)A式的值^0的情況C式的值^0.005(a)D式的值X)的情況，有效B量B—0.77(N—0.29(Ti—2(0—0.4Ca一0.66Mg—0.17REM—0.35Zr—0.89A1)〕}(b)D式的值S0的情況，有效B量二B<table>tableseeoriginaldocumentpage28</column></row><table>B式C式D式〉0——>0—一>0一一01010057〉0>0>0——>0——>0——>0———0.0059〉0〉0——>0——一0.0120〉0〉0——>0—一>0—一有效B量ArCC)-0.0009739-0.0003753-0.0001772-0.0004762-0.00037870.0000703-0.0011741-0.0001752-O.0026735-0.0015758-0.0008746-0.0004765-0.0004730-0.0009739-0.0009739-0.0009735200880001547.6ij-sa被25/39^式Aooooooooooooooooc岡，9tN2<table>tableseeoriginaldocumentpage30</column></row><table><formula>formulaseeoriginaldocumentpage31</formula><table>tableseeoriginaldocumentpage32</column></row><table>表6<table>tableseeoriginaldocumentpage33</column></row><table>表7<table>tableseeoriginaldocumentpage34</column></row><table>*精軋上限限制(°C)=一0.5乂(板坯加熱溫度(°C))+1325<table>tableseeoriginaldocumentpage35</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage36</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage37</column></row><table>[評價試驗]對根據(jù)上述方法制作的厚壁鋼板的試樣，進行以下的評價試驗。對于母材的抗拉特性及夏比沖擊特性，從厚壁鋼板試樣的板厚l/2部分一軋制長度(L)方向采集試驗片來進行測定并進行評價。對于母材的脆性破壞傳播停止特性，將總厚試驗體通過溫度梯度型ESSO試驗(WES3003基準)破壞，求出停止性指標1\^6()()()來進行評價。關于接頭的HAZ韌性，通過電氣焊接(EGW)將對接坡口進行1道次焊接，向從板厚l/2部分的熔融線離開lmm的HAZ中導入切口進行檢査。此時，在一2(TC下進行3條切口的夏比沖擊試驗，評價平均的吸收能量值。另夕卜，作為參考，也檢查了一4(TC下的特性。關于厚壁鋼板與焊接接頭的機械性質，按照表5、6所示的制造條件制造的本發(fā)明鋼的機械性質一覽示于表ll，另外，按照表7、8所示的制造條件制造的比較鋼的機械性質一覽示于表12。以本發(fā)明鋼的"鋼No.l"的化學成分組成，按照表9、IO所示的條件改變制造條件而得到的比較鋼的厚壁鋼板與焊接接頭的機械性質一覽示于表13。<formula>formulaseeoriginaldocumentpage39</formula>表12<table>tableseeoriginaldocumentpage40</column></row><table>表13改變制造條件的鋼No.1的機械性質鋼No.板厚1/2部分一L方向板厚屈服強度抗拉強度vTrs脆性破壞傳播停止特性-c方向Tkca=6000大線能量焊接接頭焊接法線能量vE(-加"C)vE(-40X:)(nrnO(MPa)(MPa)racc)(kj/—(J)(J)本發(fā)明鋼160470580-100-20EGW35150501A60460560-50EGW3515050IB60470580-100EGW35150501C60450560-100EGW3515050比較IDIE6060470470580580-80-70z§EGWEGW35351501505050鋼IF60470580-70EGW35150501G60470580-80EGW35150501H60470580-60EGW35150501160380500-600EGW3515050[評價結果]表l、2所示的鋼No.l16是本發(fā)明鋼，通過將鋼的化學成分適當化，徹底進行TMCP的低溫加熱與低溫軋制，由此盡管為厚壁，如表11所示，也能滿足390460MPa級的屈服強度與510560MPa級的抗拉強度及小于一10。C的良好的脆性破壞傳播停止特性Tk^6。。。，進而，雖然為大線能量焊接，但也能將Ni添加量抑制至ljiy。以下，同時滿足在一2(TC下良好的HAZ韌性。另一方面，表3、4所示的比較鋼No.l736中，由于鋼的化學成分不適當，另外，表9、10所示的比較鋼1A1I中，鋼板制造條件不適當，所以如表12、13所示，屈服強度、抗拉強度、Tk^,。及大線能量焊接HAZ韌性均差，不能像本發(fā)明的厚壁高強度鋼板那樣同時滿足上述多個要求特性。鋼No.l7由于C與Ceq低，另外，鋼No.20由于Mn低，所以可淬性不足，屈服強度和抗拉強度變差。鋼No.l8由于C高，鋼No.l9由于Si高，鋼No.21由于Mn高，另夕卜，鋼No.22由于B低，所以大線能量焊接HAZ的韌性均差。鋼No.23由于V低，與板厚相同、Ceq低的鋼No.l相比，強度較低，并且盡管與鋼No.l相比，Ceq高，仍不能滿足鋼No.l所滿足的460MPa級屈服強度與570MPa級抗拉強度。進而，大線能量焊接HAZ的韌性差。鋼No,24由于V高，與板厚和Ceq相同的鋼No.ll相比，強度大幅提高，但大線能量焊接HAZ的韌性差。鋼No.25、26、27、30、31、34及35中，Ceq與板厚相同，另外，表7、8的TMCP條件也相同，但由于存在810ppm的有效B量，所以屈服強度為440600MPa，抗拉強度為550700MPa，強度變化大。進而，大線能量焊接HAZ的韌性變差。鋼No.28由于P高，另外，鋼No.29由于S高，所以母材韌性與大線能量HAZ的韌性均差。鋼No.31由于Al低，所以O增高，鋼No.32由于Al高，從而生成氧化鋁簇，鋼No.31和鋼No.32的粗大的有害氧化物均增加，母材與大線能量HAZ的韌性差。鋼No.33由于Ti低，另外，鋼No.35由于N低，所以各自TiN的生成不充分，母材與HAZ的結晶粒不能充分微細化，母材韌性、停止性及大線能量HAZ韌性差。鋼No.34由于Ti高，另外，鋼No.36由于N高，所以各自因TiC脆化或固溶B脆化導致母材韌性與大線能量HAZ韌性差。鋼No.lA由于板坯再加熱的開始溫度高，另夕卜，鋼No.lB由于加熱溫度高，所以各自的加熱時的Y粒粗大化，脆性破壞傳播停止特性Tk^6,差。鋼No.lC由于加熱溫度過低，V碳氮化物的熔體化不充分，承擔析出強化的V碳化物不足，母材強度降低，所以與鋼No.l相比，屈服強度與抗拉強度均降低20MPa，無法享有添加0.02Q/。的V而得到的強度的優(yōu)點。進而，由于粗軋的結束溫度過低，再結晶粒沒有充分整細?；?，Tk^6,差。鋼No.lD由于粗軋的結束溫度過低，另外，鋼No.lE由于粗軋的累積壓下量少，所以再結晶粒沒有充分整細?；?，Tke",均差。鋼No.lF與鋼No.lG由于精軋的開始溫度與結束溫度過高，不滿足上述式(一0.5X(板坯加熱溫度("C))+1325)，所以母材的晶體粒徑的微細化不充分，丁kca-6000差°鋼No.lH由于精軋的累積壓下量少，所以母材的晶體粒徑的微細化不充分贅Tk"ooo差o鋼No.lI由于加速冷卻的停止溫度高，所以板厚內部的相變強化與晶體粒徑微細化不充分，抗拉強度與Tk^6,差。根據(jù)以上說明的實施例的結果可知，本發(fā)明的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板明顯可以實現(xiàn)下述要求(1)板厚為5080mm、屈服強度390460MPa級(即抗拉強度510570MPa級)的厚壁高強度；(2)具有停止性指標Tk『6。o。S—IO'C的良好的脆性破壞傳播停止特性，(3)即使焊接線能量^20kJ/mm，也具有vE(—2(TC)^47J的良好的大線能量焊接HAZ韌性；(4)通過減少昂貴合金元素(Ni^1%等)等來獲得低制造成本。本發(fā)明的厚壁高強度鋼板通過用于以大型船舶為代表的各種焊接結構物中，能同時滿足焊接結構物的大型化、對于破壞的高安全性、建造中的焊接的高效率化及原料鋼材的經濟性等。因此，本發(fā)明的厚壁高強度鋼板能適用于大型集裝箱船等的船舶用途或建筑、橋梁、罐及海洋結構物等其他焊接結構物。權利要求1、一種脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板的制造方法，其特征在于，將下述連續(xù)鑄造板坯冷卻至等于或低于Ar3-200℃后，再加熱到950～1100℃，所述連續(xù)鑄造板以質量％計含有C0.05～0.12％、Si0.3％以下、Mn1～2％、P0.015％以下、S0.005％以下、B0.0003～0.003％、V0.01～0.15％、Al0.001～0.1％、Ti0.005～0.02％、N0.002～0.01％及O0.004％以下，作為剩余部分，含有鐵及不可避免的雜質，然后，在900℃以上對所述連續(xù)鑄造板坯進行累積壓下量為30％以上的粗軋，然后，在將精軋開始溫度及精軋結束溫度均設為下式{-0.5×(板坯加熱溫度(℃))+1325}(℃)表示的溫度以下的條件下進行700℃以上且累積壓下量為50％以上的精軋，制成軋制原板，然后，利用加速冷卻，將所述軋制原板冷卻到500℃以下，制成鋼板，所述連續(xù)鑄造板坯中，固溶在相變前的奧氏體坯料中的B量的計算值為0％以下，該B量是作為有效B量的Bef(％)，碳當量Ceq滿足0.32～0.42％的范圍，其中，在將用強脫氧元素脫氧后殘留并能被弱脫氧元素Ti脫氧的殘留氧量OTi(％)設為下述式(1)表示的量時，作為有效B量的Bef(％)用下述式(2)表示，另外，碳當量Ceq(％)由下述式(3)表示，Ar3由下述式(4)表示，OTi(％)＝O-0.4Ca-0.66Mg-0.17REM-0.35Zr-0.89Al(1)其中，式(1)中，作為不可避免的雜質而處理的成分元素也包含在計算中，Bef(％)＝B-0.77{N-0.29(Ti-2OTi)}(2)其中，式(2)中，OTi≤0時，設定OTi＝0，另外，OTi＞0時，設定為滿足Ti-2OTi≥0.005(％)；進而，N-0.29(Ti-2OTi)≤0時，設定N-0.29(Ti-2OTi)＝0，其中，OTi≤0時，OTi＝0，Ceq(％)＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15(3)Ar3(℃)＝(910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-80Mo)(4)。2、根據(jù)權利要求l所述的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板的制造方法，其特征在于，在所述加速冷卻后，進一步在35070(TC下實施560分鐘的回火熱處理。3、根據(jù)權利要求1或2所述的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板的制造方法，其特征在于，所述連續(xù)鑄造板坯的所述S的含量為0.00050.005。/。，并且所述O的含量為0.0010.004%，所述連續(xù)鑄造板坯以質量。/。計還含有Ca:0.00030.004。/。及Mg:0.00030.004%中的1種或2禾中。4、根據(jù)權利要求13中任一項所述的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板的制造方法，其特征在于，所述連續(xù)鑄造板坯以質量。/。計還含有Ni:0.011%、Cu:0.011%、Cr:0.011%、Mo:0.010.5。/。及Nb:0.0030.03%中的1種或2種以上。5、根據(jù)權利要求14中任一項所述的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板的制造方法，其特征在于，所述連續(xù)鑄造板坯以質量。/。計還含有REM:0.00030.02。/。及Zr:0.00030.02%中的1種或2種。6、一種脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板，其特征在于，以質量n/。計含有C:0.050.12%、Si:0.3%以下、Mn:12%、P:0.015%以下、S:0.005%以下、B:0細30扁％、V:0.010.15%、Al:0,0010.1°/o、Th0.0050.02%、N:0.0020.01%及O:0.004%以下，作為剩余部分，含有鐵及不可避免的雜質，在將用強脫氧元素脫氧后殘留并能被弱脫氧元素Ti脫氧的殘留氧量設為下述式(5)表示的量時，下述式(6)表示的固溶在相變前的奧氏體坯料中的B量的計算值為Oy。以下，其中，該B量是作為有效B量的Bef(y。)，進而，下述式(7)表示的碳當量Ceq滿足0.320.42n/。的范圍，板厚為5080mm,屈服強度為390460MPa級，脆性破壞傳播停止特性Kca達到6000N/mm"的溫度TK^。。。為—l(TC以下，焊接線能量為20kJ/mm以上的大線能量焊接部的HAZ韌性的指標即夏比沖擊吸收能量vE(—20。C)為47J以上，OTi(0/(0=O—0.4Ca—0.66Mg—0.17REM—0.35Zr—O.謹l(5)其中，式(5)中，作為不可避免的雜質而處理的成分元素也包含在計算中，<formula>formulaseeoriginaldocumentpage4</formula>其中，式(6)中，Ot^0吋，設定0^=0，另外，0卩>0時，設定為滿足Ti一20Ti^0.005(%);進而，N—0.29(Ti—20Ti)^0時，設定N—0.29(Ti_20Ti)=0，其中，O丁^0時，OTi=0，<formula>formulaseeoriginaldocumentpage4</formula>7、根據(jù)權利要求6所述的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板，其中，所述S的含量為0.00050.005n/。，并且所述0的含量為0.0010.004%，而且以質量。/。計還含有Ca:0.00030.004%&Mg:0.00030.004%中的1種或2種。8、根據(jù)權利要求6或7所述的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板，其特征在于，以質量。/。計還含有Ni:0.011%、Cu:0.011%、Cr:0.011%、Mo:0.010.50/o及Nb:0.0030.03%中的1種或2種以上。9、根據(jù)權利要求68中任一項所述的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強度鋼板，其特征在于，以質量％計還含有REM:0.00030.02%及Zr:0.00030.02%中的1種或2種。全文摘要本發(fā)明的厚壁高強度鋼板的制造方法如下連續(xù)鑄造板坯含有以質量％計為C0.05～0.12％、Si0.3％以下、Mn1～2％、P0.015％以下、S0.005％以下、B0.0003～0.003％、V0.01～0.15％、Al0.001～0.1％、Ti0.005～0.02％、N0.002～0.01％及O0.004％以下，作為剩余部分，含有鐵及不可避免的雜質；將上述連續(xù)鑄造板坯冷卻到等于或低于Ar₃-200℃后，再加熱到950～1100℃，然后，在900℃以上對連續(xù)鑄造板坯進行累積壓下量為30％以上的粗軋，然后，在將精軋開始溫度及精軋結束溫度均設為下式{-0.5×(板坯加熱溫度(℃))+1325}(℃)表示的溫度以下的條件下進行700℃以上且累積壓下量為50％以上的精軋，制成軋制原板，然后，利用加速冷卻，將軋制原板冷卻到500℃以下，制成鋼板，所述連續(xù)鑄造板坯中，固溶在相變前的奧氏體坯料中的B量{有效B量Bef(％)}的計算值為0％以下，碳當量Ceq滿足0.32～0.42％的范圍。文檔編號C21D8/02GK101578380SQ20088000154公開日2009年11月11日申請日期2008年12月4日優(yōu)先權日2007年12月6日發(fā)明者中島清孝,兒島明彥,田中洋一,白幡浩幸,長井嘉秀申請人:新日本制鐵株式會社