焊接热影响部的韧性优异的高张力厚钢板.pdf

提供一种在大线能量焊接中焊接热影响部的韧性优异的焊接用高张力厚钢板。其组成以质量％计含有C：0.02～0.12％、Si：0～0.40％、Mn：1.0～2.0％、P：0～0.03％、S：0～0.015％、Al：0～0.050％、Ti：0.005～0.100％、REM：0.0002～0.0500％和/或Ca：0.0003～0.0100％、Zr：0.0001～0.0500％、N：0.0020～0.0300％、O：0.0005～0.0100％，余量由Fe和不可避免的杂质构成。钢中存在的当量圆直径比2μm小的氧化物在500个/mm2以上，并且当量圆直径比5μm大的氧化物在5个/mm2以下，根据在钢中形成化合物的Mn、REM、Ca的浓度，由(1)式定义的X值低于10.0。其中，[insol Mn]、[insol REM]、[insol Ca]分别表示在钢中形成化合物的Mn、REM、Ca的浓度(％)。X＝100×[insol Mn]/([insol REM]+[insol Ca]+0.05)……(1)。

1.  一种大线能量焊接时的热影响部的韧性优异的焊接用高张力厚钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.02～0.12％、Si：0.40％以下且含0％、Mn：1.0～2.0％、P：0.03％以下且含0％、S：0.015％以下且含0％、Al：0.050％以下且含0％、Ti：0.005～0.100％、REM：0.0002～0.0500％和/或Ca：0.0003～0.0100％、Zr：0.0001～0.0500％、N：0.0020～0.0300％、O：0.0005～0.0100％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
钢中存在的当量圆直径比2μm小的氧化物为500个/mm²以上，并且，当量圆直径比5μm大的氧化物为5个/mm²以下，根据在钢中形成化合物的Mn、REM、Ca的浓度，由(1)式定义的X值低于10.0，
X＝100×[insol Mn]/([insolREM]+[insol Ca]+0.05)……(1)
其中，[insol Mn]、[insol REM]、[insol Ca]分别表示在钢中形成化合物的Mn、REM、Ca的质量百分比浓度。

2.  根据权利要求1所述的焊接用高张力厚钢板，其特征在于，以质量％计还含有Ni：0.05～1.50％、Cu：0.05～1.50％、Cr：0.05～1.50％、Mo：0.05～1.50％中的一种或两种以上。

3.  根据权利要求1所述的焊接用高张力厚钢板，其特征在于，以质量％计还含有Nb：0.002～0.10％、V：0.002～0.10％中的一种或两种以上。

4.  根据权利要求2所的焊接用高张力厚钢板，其特征在于，以质量％计还含有Nb：0.002～0.10％、V：0.002～0.10％中的一种或两种以上。

5.  根据权利要求1～4中任一项所述的接用高张力厚钢板，其特征在于，以质量％计还含有B：0.0010～0.0050％。

焊接热影响部的韧性优异的高张力厚钢板
技术领域
本发明涉及在造船、建筑等领域中作为结构材使用，针对大线能量焊接的应用，焊接热影响部(以下称为“HAZ”)的韧性优异的焊接用高张力厚钢板。
背景技术
一般来说，在造船、建筑等领域中作为结构材使用的钢材，大多通过焊接施工来接合，除了母材韧性之外，还必须具有优异的HAZ韧性。
近年来，随着建筑、造船领域中的焊接结构物的大型化，板厚50mm以上的厚钢板的应用范围也正在扩大，从焊接施工成本降低的观点出发，就渴望大线能量焊接。然而，一般厚钢板的HAZ容易引起韧性劣化，特别是在大线能量焊接中，这一倾向更加明显。即，在大线能量焊接中，HAZ由于焊接时的加热而被保持在高渐的奥氏体域之后再被徐冷，因此奥氏体晶粒成长，所谓来自奥氏体晶界的粗大粒界铁素体生成，容易造成组织粗大化，随之而来的是韧性劣化成为重大的课题。
针对该课题，作为用于确保HAZ韧性(以下称为HAZ韧性)的技术，所提出的大体分为利用氧化物、硫化物、或所谓氮化物的夹杂物的γ晶粒粗大化抑制技术，和晶内α相变促进技术。前者是分散在钢中的夹杂物粒子钉轧奥氏体晶粒成长，从而抑制高温加热时的奥氏体晶粒粗大化，以得到微细组织的技术，后者是以夹杂物为晶内α相变的起点而加以活用，促进焊接结束后的徐冷过程中的晶内α相变，以得到微细组织的技术。
历来，作为对于γ晶粒粗大化抑制、晶内α相变促进有效的夹杂物，主要能够使用TiN。例如，在特开2001-20031号公报(专利文献1)中，提出有一种利用适当控制了组成的Ti-REM-Ca-Al系氧化物和TiN的HAZ韧性改善技术。另外，在特开2003-166017号公报(专利文献2)中，公开有一种利用TiN抑制γ晶粒粗大化，利用Mn硫化物促进晶内α相变的技术。此外，在特开2003-321728号公报(专利文献3)中，提出有一种将利用内含Mg氧化物的TiN抑制γ晶粒粗大化，利用MnCaS促进晶内α相变加以组合，从而得到高HAZ韧性的技术。
然而，面对近年的焊接输入热能增大倾向，TiN在焊接时的消失、粗大化容易发生，因此稳定的HAZ韧性的确保正在变得困难。针对于此，便提出有作为对γ晶粒粗大化抑制、晶内α相变促进有效的夹杂物，使用高温下稳定的氧化物、硫化物或氧硫化物的技术，大量的研究被进行。
例如，在特开2005-206910号公报(专利文献4)中，公开有一种通过REM、含Mn氧硫化物抑制γ晶粒粗大化，从而得到高HAZ韧性的技术。另外在特开2003-286540号公报(专利文献5)中，提出有一种通过适当控制REM，使Mn氧硫化物微细地分散，从而抑制γ晶粒粗大化的技术。另外在中，提出有一种利用REM、含Zr的氧化物抑制γ晶粒粗大化，从而得到高HAZ韧性的技术。另外在特公平4-54734号公报(专利文献7)中，提出有一种使REM或Ca的氧化物、硫化物中析出BN，作为晶内α相变的起点的技术。
【专利文献1】特开2001-20031号公报
【专利文献2】特开2003-166017号公报
【专利文献3】特开2003-321728号公报
【专利文献4】特开2005-206910号公报
【专利文献5】特开2003-286540号公报
【专利文献6】特开2007-100213号公报
【专利文献7】特公平4-54734号公报
然而，伴随着近年的焊接输入热能增大而来的最高加热温度上升、高温保持时间长时间化，助长了组织粗大化，同时带来焊接时的HAZ的Mn硫化物熔解，在其后的冷却过程中再析出的Mn硫化物微细粒子由于析出强化而使HAZ硬度上升，从而成为HAZ韧性降低的原因。因此，仅仅依靠现有的组织微细化技术，HAZ韧性提高的效果不得不受到限定，这就期望获得更优异的HAZ韧性的方法。
发明内容
本发明鉴于上述问题而做，其目的在于，提供一种特别是在大线能量焊接中，具有优异的HAZ韧性的焊接用高张力厚钢板。
本发明者们为了达成上述的课题，关于同时达成由γ晶粒粗大化抑制带来的组织微细化，微细Mn硫化物再析出抑制，从而得到优异的HAZ韧性的方法进行实验、研究。其结果发现，通过适当地控制铸造过程，能够以高密度分散对γ晶粒粗大化抑制有效的、当量圆直径比2μm小的氧化物，再基于在钢中形成化合物的Mn、REM、Ca的浓度，将表示钢中存在的Mn硫化物量的参数(后述的X值)控制得低于规定的值，则微细Mn硫化物再析出会得到抑制。本发明基于这一发现而被完成。
即，本发明的焊接用高张力厚钢板，以质量％(以下“质量％”仅记述为％)计，含有
C：0.02～0.12％、
Si：0.40％以下(含0％)、
Mn：1.0～2.0％、
P：0.03％以下(含0％)、
S：0.015％以下(含0％)、
Al：0.050％以下(含0％)、
Ti：0.005～0.100％、
REM：0.0002～0.0500％和/或Ca：0.0003～0.0100％、
Zr：0.0001～0.0500％、
N：0.0020～0.0300％、
O：0.0005～0.0100％，
余量含有Fe和不可避免的杂质，在组织中，钢中存在的当量圆直径比2μm小的氧化物在500个/mm²以上，并且当量圆直径比5μm大的氧化物在5个以下/mm²，根据在钢中形成化合物的Mn、REM、Ca的浓度，由(1)式定义的X值低于10.0。
另外，在上述基本成分中，能够添加如下之内的1种以上的元素：A群(Ni：0.05～1.50％、Cu：0.05～1.50％、Cr：0.05～1.50％、Mo：0.05～1.50％)；B群(Nb：0.002～0.10％、V：0.002～0.10％)；B：0.0010～0.0050％，从而成为下述(1)～(3)的化学组成：
(1)基本成分+A群之中的1种以上
(2)基本成分或上述(1)的成分+B群之中的1种以上
(3)基本成分、上述(1)或上述(2)+B
根据本发明的焊接用高张力厚钢板，在规定的钢组成之下，会成为使用以当量圆直径计低于2μm的小径氧化物来抑制γ晶粒粗大化，以实现组织微细化，并且能够抑制成为脆性破坏的起点的以当量圆直径计超过5μm的大径氧化物的生成，还能够抑制微细的Mn硫化物的再析出的化合物组成，因此较之以往对于大线能量焊接来说具有优异的HAZ韧性。
具体实施方式
以下对于本发明的实施方式的焊接用高张力钢板，首先从其组织条件进行详细地说明。
一般来说，对于γ晶粒粗大化抑制，需要高密度地使微细的夹杂物粒子分散，随着粒子尺寸变大，夹杂物粒子的个数密度降低，将不能抑制γ晶粒粗大化。因此，本发明者们通过实验求得能够获得充分的γ晶粒粗大化抑制效果的夹杂物粒子尺寸和个数密度，发现使当量圆直径比2μm的小的氧化物分散达500个/mm²以上，则γ晶粒粗大化会受到抑制。若当量圆直径比2μm小的氧化物比500个/mm²少，则得不到需要的γ晶粒粗大化抑制效果。还有，当量圆直径比2μm小的氧化物个数优选为800个/mm²以上。
另外，作为抑制HAZ的微细Mn硫化物再析出的方法，本发明者们着眼于比Mn硫化物在更高温下仍稳定的REM硫化物和/或Ca硫化物并发现，根据钢中形成化合物的Mn、REM、Ca的浓度，将如下式(1)所定义的X值控制在低于10.0，则硫化物的主体会成为Ca硫化物和/或REM硫化物，HAZ的微细Mn硫化物的再析出受到抑制。
X＝100×[insol Mn]/([insol REM]+[insol Ca]+0.05)……(1)
其中，[insol Mn]、[insol REM]、[insol Ca]分别表示在钢中形成化合物的Mn、REM、Ca的浓度(％)。
关于所述X值代表的技术的意思如下。X值是表现钢中存在的Mn硫化物量的参数。对于Mn硫化物，一般通过使用光学显微镜或扫描型电子显微镜等的组织观察，评价Mn硫化物粒子的个数或尺寸。然而，在本发明的成分系中，Mn硫化物很少单独存在，大多数情况是作为与REM硫化物、Ca硫化物等的复合粒子而存在，因此，通过组织观察很难求得Mn硫化物量。因此在本发明中，采用了借助X值间接性地评价Mn硫化物量的方法。即，X值低于10.0时，相对于作为化合物存在的Mn量来说，作为化合物存在的REM、Ca量得到充分确保，硫化物的主体为在高温下更稳定的REM硫化物、Ca硫化物，HAZ的微细Mn硫化物的再析出被抑制。若X值为10.0以上，则钢中的硫化物的主体成为Mn硫化物，微细Mn硫化物的再析出无法被充分抑制。还有，X值优选低于8.0。
为了得到良好的HAZ韧性，除了上述的微细氧化物分散、微细Mn硫化物再析出抑制以外，还需要将钢中存在的、当量圆直径比5μm大的氧化物控制在5个/mm²以下。若当量圆直径比5μm大的氧化物高于5个/mm²，则这些氧化物会作为脆性破坏的起点而发挥作用，韧性恶化。还有，当量圆直径比5μm大的氧化物优选为3个/mm²以下。
为了得到上述氧化物的分布、X值，需要在铸造工序中以如下方式控制溶存氧量、REM和/或Ca、以及Zr的合金元素添加量、从合金元素添加结束至浇铸开始的时间。即，在铸造时，在Ti添加之前先添加Mn、Si、Al等，将Ti添加前的溶存氧量控制在0.0020～0.0100％，使以Ti添加前的溶存氧量、硫磺量为基础，由下式(2)求得的Z值为0.58以上，如此决定REM和/或Ca、以及Zr添加量，在添加了Ti后，再添加REM和/或Ca、以及Zr，此外，将这些合金元素添加结束至浇铸开始的时间t(min)保持在下式(3)所定义的范围，将铸造时凝固进行的1450～1500℃的冷却时间控制在60～300s。
Z＝(3.5×([REM]+[Ca])—0.7×[O]+2.6×[Zr]+0.3)/([S]+0.5)…(2)
3+200×[O]×[S]/([REM]+[Ca])<t<60……(3)
还有，[O]、[S]分别由％表示，是Ti添加前的溶存O量、溶存S量，[REM]、[Ca]、[Zr]分别由％表示，是REM、Ca、Zr的添加量。
铸造时，若Ti添加前的溶存氧量比0.0020％少，则不能充分确保当量圆直径比2μm小的氧化物的量。另外，若同溶存氧量比0.0100％多，或者在Ti之前添加REM和/或Ca、以及Zr，则当量圆直径比5μm大的氧化物的量增加，或者当量圆直径比2μm小的氧化物的量无法充分获得。
所述Z值是认为有助于REM硫化物和/或Ca硫化物的形成的REM、Ca、S量的值，若Z值比0.58小，则REM和/或Ca对应的S的比例变得过高，因此招致更低温度下的Mn硫化物的生成量或固溶S的增加，HAZ的微细Mn硫化物的再析出量增加。对于所述Z值、t(min)的定义式，式中的各系数实验性地决定。
另外，从合金元素添加结束至浇铸开始的时间t(min)若脱离上述(3)式的范围，则无法得到充分的HAZ韧性改善效果。即，若t的值在3+200×[O]×[S]/([REM]+[Ca])以下，则钢水中的REM硫化物和/或Ca硫化物的形成无法充分进行，微细Mn硫化物的再析出得不到充分抑制。另外，若t的值为60以上，则由于氧化物的合并、成长造成当量圆直径比5μm大的氧化物增加，成为HAZ韧性降低的原因。
此外，将经过成分调整的熔汤浇注到铸模后，若至凝固期间通过1450～1500℃的温度域时的冷却时间比60s短，则作为二次夹杂物而形成REM硫化物和/或Ca硫化物的时间无法充分确保，因此招致更低温度下的Mn硫化物的生成量或固溶S的增加，HAZ的微细Mn硫化物的再析出量增加。另外，若同冷却时间超过300s，则在凝固偏析造成的合金元素稠化域中，当量圆直径比5μm大的氧化物的形成被促进，也会带来HAZ韧性降低。
其次，对于实施方式的焊接用高张力厚钢板的化学组成的基本成分进行说明。
C：0.02～0.12％
C是确保强度必须的元素，若其含量比0.02％少，则得不到需要的强度，因此下限为0.02％。另外，若其含量超过0.12％，则招致因硬质MA组织增加而带来的HAZ韧性降低，因此上限为0.12％。还有，优选的下限为0.04％，优选的上限为0.10％。
Si：0.40％以下(不含0％)
Si是通过固溶强度而确保强度的元素，若含量超过0.40％，则硬质MA组织(马氏体和残留奥氏本的混合组织)增加，招致HAZ韧性的降低，因此上限为0.40％。还有，优选为0.35％以下(含0％)。
Mn：1.0～2.0％
Mn是对强度确保有效的元素，若经1.0％少，则得不到需要的强度，因此下限为1.0％。另外，若含量超过2.0％，则招致HAZ强度过度上升而成为HAZ韧性降低的元素，因此其上限为2.0％。还有，优选的下限为1.4％，优选的上限为1.8％。
P：0.03％以下(含0％)
P是由于晶界偏析而成为晶界破坏的原因的杂质元素，若其含量超过0.03％，则招致HAZ韧性降低，因此上限为0.03％。还有，优选为0.02％以下(含0％)。
S：0.015％以下(含0％)
S作为Mn硫化物存在，是造成因HAZ的微细Mn硫化物的再析出带来的HAZ韧性降低的元素，若含量超过0.015％，则Mn硫化物的再析出无法得到抑制，因此上限为0.015％。还有，优选为0.012％以下(含0％)。
Al：0.050％以下(含0％)
Al是用于铸造时的脱氧的元素，若其含量超过0.050％，则会形成粗大氧化物而招致HAZ韧性降低，因此上限为0.050％。还有，优选为0.040％以下。
Ti：0.005～0.100％
Ti在REM、Zr之前添加，是有助于微细氧化物的形成的元素，若其含量比0.005％少，则得不到充分的效果，因此下限为0.005％。另外，若含量超过0.100％，则由于氧化物的粗大化而招致HAZ韧性降低，因此上限为0.100％。还有，优选的下限为0.010％，优选的上限为0.080％，更优选的上限为0.060％，进一步优选的上限为0.050％。
REM：0.0002～0.0500％和/或Ca：0.0003～0.0100％
REM(稀土类元素)、Ca分别形成REM硫化物、Ca硫化物，会减少Mn硫化物量，抑制因微细Mn硫化物的再析出引起的HAZ韧性降低。为了充分得到其效果，需要使REM含有0.0002％以上，使Ca含有0.0003％以上。还有，优选REM为0.0005％以上，Ca为0.0010％以上。但是，若这些元素的含量过剩，则由于粗大氧化物的形成导致HAZ韧性降低，因此需要使REM为0.0500％以下，Ca为0.0100％以下。还有，优选REM为0.0400％以下，Ca为0.0080％以下。
Zr：0.0001～0.0500％
Zr在铸造时，在Ti添加之后被添加，是有助于当量圆直径比2μm小的微细氧化物形成的元素，若其含量比0.0001％少，则该效果无法充分地获得，因此下限为0.0001％。另外，若其含量比0.0500％多，则会形成粗大氧化物或造成析出强化的微细的碳化物，从而招致韧性降低，因此上限为0.0500％。还有，优选的下限为0.0005％，优选的上限为0.0400％。
N：0.0020～0.0300％
N是形成Ti氮化物而带来韧性提高的元素，若其含量比0.0020％少，则得不到充分的效果，因此下限为0.0020％。另外，若其含量超过0.0300％，则会作为固溶N带来基于应变时效的韧性降低，因此上限为0.0300％。还有，优选的下限为0.0030％，优选的上限为0.0250％，更优选的上限为0.0200％，进一步优选的上限为0.0150％。
O：0.0005～0.0100％
O是微细氧化物的生成必须的元素，若其含量比0.0005％低，则得不到充分量的氧化物，因此下限为0.0005％。另外，若其含量超过0.0100％，则由于氧化物的粗大化而招致HAZ韧性降低，因此上限为0.0100％。还有，优选的下限为0.0010％，优选的上限为0.0080％。
相对于上述基本成分，为了进一步提高钢板的机械的性质，能够在上述基本成分中添加A群(Ni：0.05～1.50％、Cu：0.05～1.50％、Cr：0.05～1.50％、Mo：0.05～1.50％)、B群(Nb：0.002～0.10％、V：0.002～0.10％)、B：0.0010～0.0050％的1种以上而成为下述(1)～(3)的组成(余量为Fe和不可避免的杂质)。
(1)基本成分+A群之中的1种以上
(2)基本成分或上述(1)的成分+B群之中的1种以上
(3)基本成分、上述(1)或上述(2)+B
Ni、Cu、Cr、Mo均是对钢材的高强度化有效的元素，若各自含量比0.05％少，则其效果无法充分地获得，因此下限为0.05％。另外若各自含量超过1.50％，则招致强度过度上升，带来韧性降低，因此上限为1.50％。还有，优选的下限各自为0.10％，优选的上限各自为1.20％。
Nb、V均作为碳氮化物析出，是抑制奥氏体晶粒粗大化的元素，若各自含量比0.002％少，则其效果无法充分获得，因此下限为0.002％。另外，若各自含量超过0.10％，则作为粗大碳氮化物招致韧性降低，因此上限为0.10％。还有，优选的下限分别为0.005％，优选的上限为0.08％。
B抑制晶界铁素体生成，是使韧性提高的元素，若其含量比0.0010％少，则该效果无法充分获得，因此下限为0.0010％。另外，若其含量比0.0050％多，则作为BN在奥氏体晶界析出，招致韧性降低，因此上限为0.0050％。还有，优选的下限为0.0015％，优选的上限为0.0040％。
接着，对于上述焊接用高张力厚钢板的制造方法进行说明。同厚钢板的制造方法中的特征在于铸造工序，因为对其已进行了说明，所以以下简单说明一下对于铸造后的钢锭的处理。针对满足上述铸造过程、成分范围等而制造的铸锭，遵循通常的热轧顺序，使轧制开始温度为1200～900℃左右，使轧制结束温度为950～750℃左右，结束轧制后，冷却至室温～500℃左右之间的冷却停止温度，得到厚钢板。冷却结束后，也可以进一步实施回火处理。还有，关于所制造的厚钢板的板厚虽然没有特别限制，但50～120mm左右要求为焊接用厚钢板，而即使是本发明的这种板厚也能够获得优异的HAZ韧性。
以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明不受这一实施例限定性的解释。
【实施例】
使用真空熔解炉(150kg)，调整硅等的添加量，使Ti添加前的溶存氧量变化，考虑Z值，同时决定REM和/或Ca、以及Zr添加量，在这一方面，除去一部分(表1的钢No.26)，都是在添加Ti后再添加REM和/或Ca、Zr，使从合金元素添加结束至浇铸开始的时间t(min)，和将进行了成分调整的熔汤浇注到铸模后，至凝固期间通过1450～1500℃的温度域时的冷却时间t1(s)变化，而对钢进行熔炼，使轧制开始温度为950℃左右，终轧温度为880℃左右，对得到的钢锭实施热轧，制造厚度80mm的厚钢板。其组成显示在表1、2中，Ti添加前的溶存氧量[O](％)以及Z值，基于(3)式，由下式(4)表示的t(min)的允许下限值Y，t(min)，t1(s)的各值显示在表3中。
Y＝3+200×[O]×[S]/([REM]+[Ca])……(4)
还有，[O]、[S]分别为Ti添加前的溶存O量、溶存S量，[REM]、[Ca]、分别为REM、Ca的添加量。
在得到的各厚钢板的t(板厚)/4位置，测定形成化合物的Mn、REM、Ca的浓度，计算X值。关于形成化合物的Mn的浓度，通过(iodine methanol)法进行测定。另外，关于形成化合物的REM、Ca的浓度，通过使用如下溶液的电解萃取法进行测定：作为电解液在甲醇100cc中含有三乙醇胺(triethanolamine)2cc和四甲基氯化铵(tetramethy ammonium chloride)1g。还有，在残渣的过滤时，使用孔径大小为0.1μm的过滤器。得到的X值显示在表3中。
另外，从得到的各厚钢板的t(板厚)/4位置切割出试验片，使用场放射式扫描型电子显微镜(装置名：SUPRA 35，Carl Zeiss社制)(以下称为FE-SEM)，观察与轧制方向和厚度方向平行的截面(垂直于轧制面，沿轧制方向的截面)，测定当量圆直径比2μm小的氧化物和比5μm大的氧化物的个数密度。测定方法如下。
首先，将FE-SEM的观察倍率设定为5000倍，随机选择具有0.0024mm²的面积的视野20个，拍摄各视野的图像。同时，以带有FE-SEM的EDS测定各视野所含的最大径2μm以下的各个夹杂物粒子中央部，构成元素中含氧的夹杂物粒子判定为氧化物。还有，在最大径为0.2μm以下的夹杂物粒子中，因为EDS测定的可靠性低，所以从测定对象中除去。而且，借助使用了图像处理软件(软件名：Image-Pro Plus，Media Cybernetic社制)的图像分析，计算这些氧化物之中当量圆直径比2μm小的氧化物的个数密度N1(个/mm²)。N1的值显示在表3中。同样，将FE-SEM的观察倍率设定为1000倍，从具有0.06mm²的面积的20个视野计算的、当量圆直径比5μm大的氧化物的个数密度NL(个/mm²)的值显示在表3中。
此外，从得到的各厚钢板的t(板厚)/4位置，相对于轧制方向平行地提取摆锤冲击试验片(V切口)，模拟大线能量焊接时的HAZ热循环，评价实施了再现HAZ热循环时的韧性。上述再现HAZ热循环，是将试验片加热到1400℃并保持60s后，用500s冷却800～500℃的温度范围。摆锤冲击试验是依照JIS Z 2242，对于3个试验片测定—40℃下的冲击吸收能vE_-40(J)的值，最小值vE_-40(min)超过100J的评价为HAZ韧性优异。vE_-40(min)显示在表3中。
由表1～表3可知，发明例No.1～25因为适当控制了厚钢板的组成、铸造过程，所以以适当的形态使氧化物分散，此外还成功地使X值低于10.0。因此，能够达成组织微细化和微细Mn硫化物再析出抑制，HAZ韧性(vE_-40(min))能够获得高的值。另一方面，比较例No.26～47，因为Ti、REM、Zr的添加顺序，Ti添加前的溶存氧量[O](％)及Z值，从合金元素添加结束至浇铸开始的时间t(min)，和浇铸后通过1450～1500℃的温度域时的冷却时间t1(s)，或者钢的组成脱离适当的范围等，从而得不到规定的氧化物形态，或者由于X值超过10.0，或者可能是出于粗大夹杂物的增加、杂质的增加、过度的强化、固溶元素的晶界偏析等理由，与发明例相比，HAZ韧性降低了很多。



【表3】