大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法、以及大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板.pdf

1、10申请公布号CN102459656A43申请公布日20120516CN102459656ACN102459656A21申请号201080025820622申请日20100607200914039820090611JPC21D8/02200601B21B1/38200601B21B3/00200601C22C38/00200601C22C38/14200601C22C38/5820060171申请人新日本制铁株式会社地址日本东京都72发明人儿岛明彦石川肇渡部义之石桥清司沟本义史74专利代理机构北京市柳沈律师事务所11105代理人刘国军54发明名称大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板的制

2、造方法、以及大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板57摘要本发明提供具有良好的大线能量焊接热影响区韧性的厚壁高强度钢板的制造方法、以及利用该方法得到的厚壁高强度钢板。所述方法将连续铸造板坯加热至高于1100且为1300以下的温度后，在钢表面温度为850以上的条件下进行累积压下量为50以上的轧制，接着，采用加速冷却将钢表面温度从800以上开始冷却至500以下，其中，所述连续铸造板坯具有复合添加了B和V的规定的成分组成，并且用各关系式规定了下述成分经强脱氧元素脱氧后残余并经弱脱氧元素TI脱氧后得到的残余氧量OTI、固溶在相变前的奥氏体坯料中的有效硼量BEF、碳当量CEQ。30优先权数据85P

3、CT申请进入国家阶段日2011121286PCT申请的申请数据PCT/JP2010/0599912010060787PCT申请的公布数据WO2010/143726JA2010121651INTCL权利要求书3页说明书29页19中华人民共和国国家知识产权局12发明专利申请权利要求书3页说明书29页1/3页21大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法，该方法包括将连续铸造板坯加热至高于1100且为1300以下的温度后，在钢表面温度为850以上的条件下进行累积压下量为50以上的轧制，接着，采用加速冷却将钢表面温度从800以上开始冷却至500以下，其中，所述连续铸造板坯以质量计含有C00

4、5012、SI03以下、MN12、P0015以下、S0005以下、B000030003、V003015、AL000101、TI0005002、N0002001、O0004以下，余量包括铁及不可避免的杂质，并且在所述连续铸造板坯中，下述式1的碳当量CEQ为032045，下述式2的有效硼量BEF为0以下，下述式3的有效钛量TIEF为0005以上，其中，CEQCMN/6CRMOV/5NICU/151BEFB077N029TI2OTI2TIEFTI2OTI3且OTI由下述式4求得，OTIO04CA066MG017REM035ZR089AL4其中，式4的OTI小于0时，将式2及式3的OTI设为0，N02

5、9TI2OTI小于0时，将式2的N029TI2OTI设为0，式1、式2、式3及式4中所示的元素为各元素的含量质量，作为不可避免的杂质混入的元素也包含在计算之内。2根据权利要求1所述的大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法，其中，在所述加速冷却后，于350700进行560分钟的回火热处理。3根据权利要求1或2所述的大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法，其中，所述连续铸造板坯以质量计含有下述中的1种或2种以上CA000030004、MG000030004、NI0011、权利要求书CN102459656A2/3页3CU0011、CR0011、MO00105、NB00

6、03003、REM00003002、ZR00003002，其中，含有NB时，也含有MG。4一种大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板，其以质量计含有C005012、SI03以下、MN12、P0015以下、S0005以下、B000030003、V003015、AL000101、TI0005002、N0002001、O0004以下，余量包括铁及不可避免的杂质，并且在该厚壁高强度钢板中，下述式1的碳当量CEQ为032045，下述式2的有效硼量BEF为0以下，下述式3的有效钛量TIEF为0005以上，该厚壁高强度钢板的板厚为50100MM，屈服强度为400650MPA，拉伸强度为490720MP

7、A，其中，CEQCMN/6CRMOV/5NICU/151BEFB077N029TI2OEF2TIEFTI2OTI3且OTI由下述式3求得，OTIO04CA066MG017REM035ZR089AL3其中，式4的OTI小于0时，将式2及式3的OTI设为0，N029TI2OTI小于0时，将式2的N029TI2OTI设为0，式1、式2、式3及式4中所示的元素为各元素的含量质量，作为不可避免的杂质混入的元素也包含在计算之内。5根据权利要求4所述的大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板，其以质权利要求书CN102459656A3/3页4量计含有下述中的1种或2种以上CA000030004、MG00

8、0030004、NI0011、CU0011、CR0011、MO00105、NB0003003、REM00003002、ZR00003002，其中，含有NB时，也含有MG。权利要求书CN102459656A1/29页5大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法、以及大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板技术领域0001本发明涉及脆性破坏传播停止特性和大线能量焊接热影响区HEATAFFECTEDZONE以下也称为HAZ韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法、以及大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板。背景技术0002作为近年来对焊接结构体的要求，可以列举结构体的大型化、应对破坏

9、的高安全性、建造中焊接的高效率化、原料钢材的经济性等。受到这样的趋势的影响，对用于焊接结构体的钢板的下述要求日益增高1板厚较厚时的高强度、2良好的大线能量焊接HAZ韧性、3低制造成本等。0003具体而言，对于用于高层建筑的钢板，要求同时满足下述条件1确保板厚50100MM的厚壁钢板以下也称为厚壁材料的屈服强度为400650MPA、且拉伸强度为490720MPA；2确保焊接线能量为20KJ/MM以上的焊接部的HAZ韧性夏比CHARPY冲击吸收能量VE2070J；3减少高价合金元素NI量1等。0004就利用TMCPTHERMOMECHANICALCONTROLPROCESS热机轧制工艺制造的厚壁钢

10、板而言，一直以来通过添加硼B来谋求其高强度化。作为添加B的效果，可以列举在轧制后的加速冷却过程中，在奥氏体晶界发生了偏析的固溶B能提高相变时的淬火性，专利文献1中，通过在B中复合添加NB来谋求高强度化。如专利文献1的实施例所示，在这种情况下，其特征在于轧制结束温度高达9301000，以从再结晶开始进行加速冷却作为必要条件，能够发挥出NB和B的复合效果，得到高的淬火性，由此能够提高强度。专利文献1中还示出在轧制结束温度低于930的非再结晶域进行低温轧制时，虽然韧性满足要求，但强度特性不满足要求，很难实现由NBB复合效果达成的高强度化。另外，专利文献1中公开了在大线能量焊接HAZ中利用B的技术，示

11、出了在030038的CEQ下组合利用中的固溶B所产生的晶界铁素体抑制效果淬火性提高效果、和中的BN所产生的粒内铁素体促进效果淬火性降低效果的有效性。也就是说，在这样的情况下，B起到与淬火性相关的两个相反的作用。根据上述内容，可以将专利文献1中利用B的技术归纳如下在直接淬火母材和大线能量焊接HAZ中，利用了中的固溶B所产生的淬火性提高效果，同时，在大线能量焊接HAZ中，利用了中的析出B这里为BN所产生的淬火性降低效果。0005本发明人等为了提高大线能量焊接HAZ韧性，在专利文献2、3中公开了下述技术使在HAZ的冷却过程析出到中的VN复合析出为束缚止粒子氧化物、硫化物，该VN复合粒子作为铁素体相变

12、核发挥作用，以使HAZ组织微细化。0006另外，如非专利文献1所示，添加V具有提高母材强度的效果，这是广为公知的。0007如上所述，已知通过添加B或V，可达到提高母材强度的效果和提高大线能量焊接说明书CN102459656A2/29页6HAZ韧性的效果。0008现有技术文献0009专利文献0010专利文献1日本专利第3599556号公报0011专利文献2日本特开2005298900号公报0012专利文献3日本特开2007262508号公报0013非专利文献0014非专利文献1CAMPISIJ、61993、684发明内容0015发明要解决的问题0016通常，作为提高母材、HAZ的韧性的稀有元素，

13、已知有NI，从上述2的角度出发，可以考虑NI的有效利用。但NI是高价元素。而且，添加了NI的钢易产生表面瑕疵，因此存在产生其修整工序的问题。因此，关于NI的添加，上述要求3和上述要求2之间的利害关系是对立的。另外，从上述1的角度出发而增加合金添加量时，会导致碳当量CEQ提高，在大线能量焊接时HAZ发生硬化、脆化，因此，上述要求1和上述要求2之间的利害关系是对立的。0017因此，强烈要求开发出一种能够同时满足上述利害关系彼此对立的上述三个要求13的钢板。0018本发明是鉴于上述问题而完成的，目的在于提供能够满足下述要求的大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法、及大线能量焊接热影响

14、区韧性优异的厚壁高强度钢板1板厚为50100MM、屈服强度为400650MPA、且拉伸强度为490720MPA的厚壁高强度；2即便在焊接线能量20KJ/MM的条件下，也具有VE2070J的良好的大线能量焊接HAZ韧性；3可通过高价合金元素的减少NI1等等而实现低制造成本。解决问题的方法0019用以解决上述问题的本发明的要点如下。00201大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法，该方法包括将连续铸造板坯加热至高于1100且为1300以下的温度后，在钢表面温度为850以上的条件下进行累积压下量为50以上的轧制，接着，采用加速冷却将钢表面温度从800以上开始冷却至500以下，0021

15、其中，所述连续铸造板坯以质量计含有0022C005012、0023SI03以下、0024MN12、0025P0015以下、0026S0005以下、0027B000030003、0028V003015、0029AL000101、说明书CN102459656A3/29页70030TI0005002、0031N0002001、0032O0004以下，0033余量包括铁及不可避免的杂质，0034并且在所述连续铸造板坯中，0035下述式1的碳当量CEQ为032045，0036下述式2的有效硼量BEF为0以下，0037下述式3的有效钛量TIEF为0005以上。0038其中，0039CEQCMN/6CRMO

16、V/5NICU/1510040BEFB077N029TI2OTI20041TIEFTI2OTI30042且OTI由下述式4求得，0043OTIO04CA066MG017REM035ZR089AL40044其中，0045式4的OTI小于0时，将式2及式3的OTI设为0，0046N029TI2OTI小于0时，将式2的N029TI2OTI设为0，0047式1、式2、式3及式4中所示的元素为各元素的含量质量，作为不可避免的杂质混入的元素也在计算之内。00482上述1所述的大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法，其中，在所述加速冷却后，于350700进行560分钟的回火热处理。00493

17、上述1或2所述的大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法，其中，所述连续铸造板坯以质量计含有下述中的1种或2种以上0050CA000030004、0051MG000030004、0052NI0011、0053CU0011、0054CR0011、0055MO00105、0056NB0003003、0057REM00003002、0058ZR00003002，0059其中，含有NB时，也含有MG。00604一种大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板，其以质量计含有0061C005012、0062SI03以下、0063MN12、0064P0015以下、说明书CN102459656

18、A4/29页80065S0005以下、0066B000030003、0067V003015、0068AL000101、0069TI0005002、0070N0002001、0071O0004以下，0072余量包括铁及不可避免的杂质，0073并且在该厚壁高强度钢板中，0074下述式1的碳当量CEQ为032045，0075下述式2的有效硼量BEF为0以下，0076下述式3的有效钛量TIEF为0005以上，0077该厚壁高强度钢板的板厚为50100MM，0078屈服强度为400650MPA，0079拉伸强度为490720MPA。0080其中，0081CEQCMN/6CRMOV/5NICU/15100

19、82BEF077N029TI2OEF20083TIEFTI2OTI30084且OTI由下述式3求得。0085OTIO04CA066MG017REM035ZR089AL30086其中，0087式4的OTI小于0时，将式2及式3的OTI设为0，0088N029TI2OTI小于0时，将式2的N029TI2OTI设为0，0089式1、式2、式3及式4中所示的元素为各元素的含量质量，作为不可避免的杂质混入的元素也计算在内。00905上述4所述的大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板，其以质量计含有下述中的1种或2种以上0091CA000030004、0092MG000030004、0093NI00

20、11、0094CU0011、0095CR0011、0096MO00105、0097NB0003003、0098REM00003002、0099ZR00003002，0100其中，含有NB时，也含有MG。0101发明的效果说明书CN102459656A5/29页90102本发明的大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法、及大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板能够满足下述要求1板厚为50100MM、屈服强度为400650MPA、且拉伸强度为490720MPA的厚壁高强度；2即使在焊接线能量20KJ/MM的条件下，也具有VE2070J的良好的大线能量焊接HAZ韧性；3可通过高价

21、合金元素的减少NI1等等而实现低制造成本。0103通过将这样的本发明的厚壁高强度钢板用于以高层建筑为代表的各种焊接结构体，能够同时满足焊接结构体的大型化、应对破坏的高安全性、建造中焊接的高效率化、原料钢材的经济性等，因此其工业上的效果是不可估量的。具体实施方式0104以下，针对本发明的大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法、及大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板的实施方式进行说明。0105需要说明的是，该实施方式进行详细的说明以便能够更好地理解本发明的要领，因此如无特别指定，并不对本发明构成限定。0106就用于高层建筑等焊接结构体的钢板而言，下述要求日益增高1板厚较厚时

22、的高强度、2良好的大线能量焊接HAZ韧性、3低制造成本等。0107针对这样的要求，本发明的大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法包括将连续铸造板坯加热至高于1100且为1300以下的温度后，在钢表面温度为850以上的条件下进行累积压下量为50以上的轧制，接着，采用加速冷却使钢表面温度从800以上开始冷却至500以下，其中，所述连续铸造板坯以质量计，含有C005012、SI03以下、MN12、P0015以下、S0005以下、B000030003、V003015、AL000101、TI0005002、N0002001、O0004以下，以及视需要的S000050005、O000100

23、04、CA000030004、MG000030004、NI0011、CU0011、CR0011、MO00105、NB0003003、REM00003002、ZR00003002中的1种或2种以上其中，含有NB时，也含有MG，余量包括铁及不可避免的杂质，且所述连续铸造板坯中，下述式1的碳当量CEQ为032045，下述式2表示的相变前的固溶在坯料中的硼量即有效硼量BEF为0以下，下述式3的有效钛量TIEF为0005以上。0108其中，0109CEQCMN/6CRMOV/5NICU/1510110BEFB077N029TI2OTI20111TIEFTI2OTI30112且OTI由下述式4得到。011

24、3OTIO04CA066MG017REM035ZR089AL40114其中，0115式4的OTI小于0时，将式2及式3的OTI设为0，0116N029TI2OTI小于0时，将式2的N029TI2OTI设为0，0117式1、式2、式3及式4中所示的元素为各元素的含量质量，作为不可避免的杂质混入的元素也计算在内。说明书CN102459656A6/29页100118本发明的要点在于下述技术为了使以TMCP型制造的厚壁钢板同时满足强度、大线能量焊接HAZ韧性及低制造成本等要求，其特征在于复合添加B和V，通过精密地控制与这些氮化物形成元素结合的N，使中B和V的存在状态最优化，对母材和大线能量焊接HAZ的

25、相变组织加以控制。具体而言，就中B的存在状态而言，为下述技术构思在母材和大线能量焊接HAZ这两者中不存在固溶的B，使所有的B以BN的形式析出。就中V的存在状态而言，为下述技术构思在母材中以固溶V的形式、在大线能量焊接HAZ中以析出VVN等的形式加以利用。以下进行详细说明。0119首先，针对本发明最大的技术问题，即满足上述2的大线能量焊接HAZ韧性的技术进行说明。与此同时，从上述3的角度出发，要求提高HAZ的韧性而不依赖于NI。本发明的大线能量焊接HAZ韧性的决定性因素大致分为下述三点。第一，硬度；第二，MA马氏体/奥氏体混合相；第三，有效晶体粒径。0120从硬度和MA两方面考虑，本发明中将碳当

26、量CEQ控制在045以下。这是因为如果碳当量CEQ超过045，则会导致HAZ过度硬化，且MA增加，HAZ增大，发生脆化。0121另外，通过将有效硼量BEF控制在0以下，能够避免在HAZ出现B淬火性，抑制硬化和MA增加。0122从硬度的角度出发，本发明中已发现了添加V的优越性。已发现像本发明这样以HAZ为贝氏体主体的情况下，即使添加V，HAZ也不易硬化。也就是说，添加C、MN等除V以外的元素来强化母材时，贝氏体主体HAZ明显硬化，HAZ显著脆化。相比之下，像本发明这样添加V来强化母材时，贝氏体主体HAZ的硬化受到抑制。基于该新的发现，如果降低C、MN的用量来进行低CEQ化，以抵消由V引起的母材强

27、度的上升量，则在HAZ，仅低CEQ化的部分硬度降低，HAZ韧性提高。现有技术中尚不存在这种利用母材和HAZ在V硬化行为方面的差异的HAZ韧性提高技术。0123从MA的角度出发，本发明有必要尽可能地减少SI。另外，在本发明的TMCP条件下，尽管NB对母材材质的贡献小，但有助于MA的生成。在本发明的较高的CEQ范围内，尽管MO是高价的，但有助于MA的生成。因此，本发明中优选尽可能地减少NB和MO。0124从有效晶体粒径的角度出发，本发明中优选采用两种HAZ组织微细化技术。通过第一技术来确保20的夏比吸收能量，而通过与第二技术组合，使HAZ组织微细化至极限时，则能够确保40的夏比吸收能量。第一技术是

28、将中的B析出物和V析出物作为相变核同时加以利用的技术。通过合理地提高N量以使上述式2表示的有效硼量BEF达到0以下，使得BN、VN或VC，N在大线能量焊接的冷却过程中在晶界、粒内析出，这些单独或复合的粒子不仅作为铁素体，也作为贝氏体的相变核有效地发挥作用，使HAZ组织微细化。0125另外，使HAZ组织微细化的第二技术是通过适当添加CA、MG，使微细的氧化物、硫化物大量分散，利用束缚效果来抑制粒成长，从而使贝氏体束PACKET微细化的技术。在部分微细的氧化物、硫化物中，B析出物、V析出物复合析出，为束缚粒子赋予相变核功能，由此，还具有使自晶界开始相变的贝氏体进一步微细化的效果。由于作为结果，以上

29、的HAZ组织微细化技术可降低HAZ的淬火性，因此从降低硬度和MA的观点来看也是有贡献的。0126通过以上说明的硬度降低、MA降低、HAZ组织微细化的策略，本发明的大线能量焊说明书CN102459656A107/29页11接HAZ能够实现高VE20、而不依赖于NI。0127针对在上述两种制约，即有效硼量BEF为0以下、CEQ为045以下的情况下，满足其余的技术问题即上述1的技术进行说明。0128就最大板厚为100MM的钢板而言，已发现为了确保指定的强度，需要确保作为淬火性的最低限的CEQ，作为TMCP条件，需要将板坯加热至高温，在高温下结束轧制，并从高温开始进行水冷。0129须使CEQ为032以

30、上。就低于032的低淬火性而言，在板厚100MM下，难以稳定地确保400MPA以上的屈服强度和490MPA以上的拉伸强度。为了抑制HAZ的硬化和MA的生成，可将CEQ控制为043以下、041以下或039以下。0130板坯须加热至高于1100且1300以下。进行1100以下的低温加热时，凝固偏析的合金元素有可能无法充分地固溶，而是以析出物的形式残留下来，轧制后进行加速冷却时，无法充分地发挥出合金元素的淬火性，难以稳定地确保强度。另一方面，进行高于1300的高温加热时，粒明显粗大化，即使进行轧制，也无法使粒充分地细粒化，难以稳定地确保韧性。0131对于经过加热的板坯，须在钢表面温度为850以上的情

31、况下进行累积压下量为50以上的轧制。若进行低于850的低温轧制，则未再结晶化，淬火性大幅降低，因此难以稳定地确保强度。另一方面，若在850以上的再结晶域的累积压下量低于50，则再结晶粒的细粒化不充分，难以稳定地确保韧性。0132轧制结束后，须进行加速冷却，将钢表面温度从800以上开始冷却至500以下。如果从低于800开始进行加速冷却，则从轧制结束后至加速冷却开始的期间内，存在再结晶粒成长、韧性劣化的隐患。另一方面，如果在高于500的高温下停止加速冷却，则在温度高的板厚内部，加速冷却在相变过程中结束而发生例如空气冷却，因而会导致贝氏体组织减少，强度不足。在加速冷却过程中，为了兼顾强度和韧性，优选

32、确保水量密度为03M3/M2/MIN以上。0133另外，本发明为了稳定且充分地确保强度，针对下述两种方法进行说明。0134第一方法是在TMCP中，通过使中不存在固溶B、而使全部B都以BN形式析出，能够排除因中固溶的硼量改变而导致的淬火性的不稳定性。这与以往利用B的技术是完全相反的，是为了确保母材强度而不利用B淬火性的技术思想。由此能够抑制大量生产时的强度不均。具体而言，将上述有效硼量BEF控制为0以下。本发明添加B的意义如上所述，在于大线能量焊接HAZ。0135第二方法是利用V碳化物的析出强化来提高母材强度的方法。在本发明的TMCP条件下，添加V是极为有效的强化手段。这是因为，在彻底地进行高温

33、加热和高温轧制而获得了充分淬火性的基础上，相变的贝氏体组织作为在加速冷却、回火处理过程中微细高密度地析出V碳化物VC、V4C3等的坯料而优选。如上所述，本发明中添加V的另一个意义在于大线能量焊接HAZ。0136加速冷却后，通过在350700下进行560分钟的回火热处理，虽然制造成本提高，但能够将强度、伸长率、夏比冲击特性高精度地控制在特定范围内。如果回火热处理的温度或时间低于350或低于5分，则无法发挥出回火效果。另外，如果回火热处理的温度或时间超过700或超过60分钟，则回火现象超出合理范围，表现过度，强度降低且夏比说明书CN102459656A118/29页12冲击特性明显劣化，无法得到适

34、当的机械性质。01370138以下，对于对本发明钢板以及制造钢板中使用的连续铸造板坯的化学成分的限定理由进行说明。0139“C碳”0050120140C是用于提高强度的重要元素。就彻底进行了低温加热、低温轧制的TMCP型厚壁钢板而言，为了稳定确保特定强度，必须含有005以上的C。优选含有006以上或007以上的C，由此，能够更稳定地提高强度。另外，由后述理由可知，在本发明中，必须将NB、NI、MO的含量抑制为必要的最小限，因此很难增加这些元素来实现高强度化。因此，C是非常重要的强化元素。另外，C还具有促进大线能量HAZ中VC，N相变核的析出的效果。但为了稳定确保良好的HAZ韧性，必须将C抑制于

35、012以下。也可将C抑制于011以下或010以下。0141“SI硅”03以下0142SI具有脱氧作用，但在充分含有强力脱氧元素AL的情况下，不需要SI。其还具有强化母材的作用，但与其它元素相比，其效果相对较弱。在须使碳当量CEQ较高的本发明的大线能量焊接HAZ中，由于SI的助长MA生成的危险性高，因此必须控制在03以下。从HAZ韧性的角度出发，优选尽可能降低SI的含量，可限制在020以下、016以下或013以下。0143“MN锰”120144为了经济地确保强度，MN的含量必须为1以上。但含有的MN超过2时，不仅板坯的中心偏析的有害性显著，而且会助长大线能量焊接HAZ的硬化和MA生成，使其脆化，

36、因此以2为上限。为了确保强度，也可将MN控制在11以上或12以上。为了抑制大线能量焊接HAZ的硬化和MA的生成，也可将MN控制在18以下、16以下或15以下。0145“P磷”0015以下0146P是杂质元素，为了稳定确保良好的脆性破坏传播停止特性和大线能量焊接HAZ韧性，必须将其含量降低为0015以下。0147“S硫”0005以下0148必须将S抑制为0005以下。如果S的含量超过0005，则部分硫化物粗大化，会作为破坏起点而带来有害性，导致母材和大线能量焊接HAZ的韧性劣化。为了提高韧性，也可将S控制在0004以下或0003以下。另一方面，利用HAZ的束缚效果时，必须确保S的量为00005以

37、上。其理由在于在HAZ的熔融线附近，为了提高HAZ韧性，通过适当添加CA、MG使微细的硫化物大量分散时，能够强化束缚效果，实现细粒化。如果S的量低于00005，则硫化物个数不足，有时无法得到充分的束缚效果。0149“B硼”0000300030150B是本发明的特征元素。正如上面所详细论述的那样，在本发明中，将有效硼量BEF控制在0以下，使得在母材和大线能量焊接HAZ这两者中，中不存在固溶B，全部B以BN的形式析出，不表现出B淬火性。在中析出的BN作为相变核发挥作用，通过HAZ的组织微细化、硬度降低、MA降低来提高韧性。因此，必须含有00003以上的B。也可以根据需要将B的量控制在00005以上

38、。另一方面，如果含有的B量超过0003，则会产说明书CN102459656A129/29页13生粗大的B析出物，HAZ韧性劣化，因此以0003为上限。为了提高HAZ韧性，可将B的量控制在0002以下或00015以下。0151“V钒”0030150152V是本发明的特征元素。正如上面所详细论述的那样，V在本发明的TMCP条件下有效地强化母材。另一方面，在本发明的大线能量焊接HAZ中，V能抑制硬化、MA增加，同时，析出至中的VN、VC，N作为相变核发挥作用，使HAZ组织微细化，提高韧性。为了发挥该效果，需要003以上的V。为了进一步提高HAZ的韧性，更优选将V控制在004以上。但是，尽管V作为相变

39、核具有作用效果，当V的量超过015时，HAZ的组织微细化效果达到饱和，同时HAZ的硬化变得显著，因此HAZ韧性劣化。因此，必须使V的含量为015以下。也可以根据需要将V控制在010以下或007以下。0153“AL铝”0001010154AL具有脱氧的作用，对于降低O、提高钢的清洁度而言是必须的。虽然除AL以外的SI、TI、CA、MG、REM、ZR等也具有脱氧作用，但即使在含有例如这些元素的情况下，如果不含有0001以上的AL，也难以稳定地将O氧控制在0004以下。但如果AL的量超过01，则氧化铝类粗大氧化物成簇化的倾向增强，会导致制钢喷嘴发生堵塞、或作为破坏起点的有害性变得明显，因此以01为上

40、限。更优选将AL的量控制在006以下、004或003以下。特别是，添加MG的情况下，可将AL的量控制在002以下。0155“TI钛”00050020156“N氮”00020010157“有效硼量BEF”0以下0158TI与N结合形成TIN，在对板坯进行再加热时，大线能量焊接HAZ有助于束缚效果，具有有助于细粒化的效果，使母材、HAZ组织微细化，提高韧性。而且，形成TIN后残余的N与B结合形成BN，使全部B以BN的形式析出，而中不存在固溶B，不表现出B淬火性。为了同时发挥出以上效果，须使TI量为0005002、N量为0002001、有效硼量BEF为0以下。如果TI和N的量各自不足0005、000

41、2，则TIN带来的束缚效果无法充分地发挥，母材和HAZ的韧性劣化。如果TI和N的量各自超过002、001，则由于TIC析出、固溶N增加，母材和HAZ的韧性劣化。另外，即使TI和N处于适当范围，当有效硼量超过0时，中固溶B的量仍增加，会表现出B淬火性，会造成母材强度的不均、HAZ的硬化脆化。更优选将TI的量控制在0015以下、将N的量控制在0008或0006。0159以下，针对有效硼量BEF的考虑方法进行说明。需要说明的是，在包含以下所示元素的式中，元素表示各元素的含量质量。0160作为化学成分添加的TI有时会被钢液中的脱氧所消耗在低AL的情况下容易发生、脱氧后残余的TI在凝固后的中形成TIN。

42、此时，如果N相对于TI是过量的，则形成TIN后残余的N与部分B结合形成BN。而且，形成BN后残余的B以固溶B的形式表现出淬火性。本发明将有助于该淬火性的中固溶硼量作为有效硼量BEF处理。0161针对基于各元素的添加量、热力学反应顺序、产物的化学计量组成来计算有效硼量BEF的方法，以下进行说明。0162首先，假设CA、MG、REM稀土元素、ZR、AL按照脱氧能力高的顺序与O结合。作说明书CN102459656A1310/29页14为此时的脱氧产物，假定为CAO、MGO、REM2O3、ZRO2、AL2O3，计算脱氧的O量。0163在利用这些脱氧能力比TI强的元素进行的脱氧未完全的情况下，通过这些强

43、脱氧元素进行脱氧后残留的能够被弱脱氧元素TI脱氧的残存氧量OTI以下述式3表示。0164OTIO04CA066MG017REM035ZR089AL30165但在上述式1中，不可避免的杂质处理成分元素也在计算之内。另外，OTI小于0时，将残存氧量OTI视为0。0166在这种情况下，TI将残余的氧即OTI脱除。OTI是能通过TI脱氧的残存氧量，与TI结合形成TI2O3。此时3个O与2个TI结合。因此，以质量考虑TI2O3时，O的原子量为16，3个O为48。另外，TI的原子量为48，2个TI为96。因此，将构成TI2O3的TI质量计算成O这里为OTI的2倍。这是脱氧所消耗的TI量。因此，假设为TI2

44、O3，减去脱氧所消耗的TI后残余的钛量即有效钛量TIEF用TIEFTI2OTI表示。0167该有效钛量TIEF是生成具有HAZ韧性改善效果的TIN的TI量。如果减去脱氧所消耗的TI后残余的TI低于0005，则无法充分地发挥出TIN带来的束缚效果，厚壁母材和大线能量焊接HAZ韧性劣化。因此，必须确保有效钛量为0005以上。0168另外，脱氧后残余的0005以上的TI形成TIN后，残余的氮量NR用下述式5表示。0169NRN029TI2OTI50170其中，NEF大于0的情况下，意味着残余有氮，NEF小于0的情况下，意味着未残余有氮N。0171NR0的情况下残余N0172NR0的情况下未残余N01

45、73另外，NR大于0的情况下，即残余有氮的情况下，部分B以BN的形式被消耗掉，因此可通过下述式2计算有效硼量BEF。0174BEFB077N029TI2OTI20175另外，NR为0或负值，未残余氮的情况下，有效硼量BEF为钢中含有的B量。也就是说，NR小于0时，将NRN029TI2OTI视为0进行式1的计算时，可算出有效硼量。0176接着，针对上述残存氧量OTI式中的CA、MG、REM、ZR、AL的系数进行说明，作为钢液中脱氧反应氧化反应的产物氧化物，假定为CAO、MGO、REM2O3、ZRO2、AL2O3，以质量计算以这些氧化物形式存在的O量。例如，CAO的情况下，CA的原子量为40、O为

46、16，因此，相对于CA的质量，结合的O量为16/4004OASCAO04CA。AL2O3的情况下，AL的原子量为27、O为16，因此，相对于AL的质量，结合的O量为163/272089OASAL2O3089AL。以下，作为同样的计算概念，规定了上述OTI式中各元素的系数066MG、017REM、035ZR。0177另外，如果将有效硼量BEF的导出式概念从低温侧向高温侧追溯地表示，则可表示如下。0178有效硼量BEF成分B量BASBN0179BASBN077NNASTIN说明书CN102459656A1411/29页150180NASTIN029TITIASTI2O30181TIASTI2O32

47、OOASCAOOASMGOOASREM2O3OASZRO2OASAL2O30182OASCAO04CA0183OASMGO066MG0184OASREM2O3017REM0185OASZRO2035ZR0186OASAL2O3089AL0187下面，将有效硼量BEF的导出式概念从以从高温侧向低温侧的反应顺序表示。也就是说，在制钢中的精炼凝固工序中，按照以下顺序进行反应。01881液相钢液中下的脱氧反应1600左右0189按照与O的化学亲和力强的顺序CAOMGOREM2O3ZRO2AL2O3发生反应，钢液中的溶解O减少。由此，脱氧完成的情况下，以OTI0表示。脱氧未完成而残余有溶解O的情况下，以

48、OTI0、TIEFTI2OTI0005表示，脱氧能力比AL弱的弱脱氧元素TI以TI2O3的形式贡献于脱氧，用成分TI减去脱氧所消耗的TIASTI2O3得到的残余有效钛量为0005以上。01902固相中凝固中的脱氮反应1300左右800左右0191按照与N的化学亲和力强的顺序TINBNALN发生反应，固相中的固溶N减少。首先，脱氧消耗后残余的TI引起脱氮反应。由此，脱氮完成的情况下，以N029TI2OTI0表示，由于中不存在固溶N，因此B无法形成BN，全部以固溶B的形式存在。另一方面，由TI引起的脱氮未完成而残余有固溶N的情况下，以N029TI2OTI0表示，部分B生成BN，其余B成为固溶B。0192另一方面，利用脱氧能力比TI强的元素完成脱