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 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 (Heat Affected Zone ： 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
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。 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 50 ～ 100mm 的厚壁钢板 ( 以下也称为厚壁材料 ) 的屈服强度为 400 ～ 650MPa、 且拉伸强度为 490 ～ 720MPa ； (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 )vE(-20℃ ) ≥ 70J ； (3) 减少高价合金元素 (Ni 量≤ 1％等 )。
就利用 TMCP(Thermo Mechanical Control Process( 热机轧制工艺 )) 制造的厚 壁钢板而言， 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 (γ) 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 930 ～ 1000℃， 以从再结晶 γ 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 Nb-B 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， 示出了在 0.30 ～ 0.38％的 Ceq 下组 合利用 γ 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 γ 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 γ 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 γ 中的析出 B( 这里为 BN) 所产生的淬火 性降低效果。
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 γ 中的 VN 复合析出为束缚 ( ピン止め ) 粒子 ( 氧化物、 硫化 物 )， 该 VN 复合粒子作为铁素体相变核发挥作用， 以使 HAZ 组织微细化。
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。
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
HAZ 韧性的效果。
现有技术文献
专利文献
专利文献 1 ： 日本专利第 3599556 号公报
专利文献 2 ： 日本特开 2005-298900 号公报
专利文献 3 ： 日本特开 2007-262508 号公报
非专利文献
非专利文献 1 ： CAMP-ISIJ、 6(1993)、 684 发明内容 发明要解决的问题
通常， 作为提高母材、 HAZ 的韧性的稀有元素， 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。
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 (1) ～ (3) 的钢板。
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区韧 性优异的厚壁高强度钢板 ： (1) 板厚为 50 ～ 100mm、 屈服强度为 400 ～ 650MPa、 且拉伸 强度为 490 ～ 720MPa 的厚壁高强度 ； (2) 即便在焊接线能量≥ 20kJ/mm 的条件下， 也具 有 vE(-20 ℃ ) ≥ 70J 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 (Ni ≤ 1％等 ) 等而实现低制造成本。解决问题的方法
用以解决上述问题的本发明的要点如下。
[1] 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 ( スラブ ) 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 ：
C： 0.05 ～ 0.12％、
Si ： 0.3％以下、
Mn ： 1 ～ 2％、
P： 0.015％以下、
S： 0.005％以下、
B： 0.0003 ～ 0.003％、
V： 0.03 ～ 0.15％、
Al ： 0.001 ～ 0.1％、
Ti ： 0.005 ～ 0.02％、 N： 0.002 ～ 0.01％、 O： 0.004％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 0.32 ～ 0.45％， 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 0.005％以上。 其中， Ceq ＝ C+Mn/6+{(Cr+Mo+V)/5}+{(Ni+Cu)/15}… (1) Bef ＝ B-0.77{N-0.29(Ti-2OTi)}… (2) Tief ＝ Ti-2OTi… (3) 且 OTi 由下述式 (4) 求得， OTi ＝ O-0.4Ca-0.66Mg-0.17REM-0.35Zr-0.89Al… (4) 其中，式 (4) 的 OTi 小于 0％时， 将式 (2) 及式 (3) 的 OTi 设为 0％，
N-0.29(Ti-2OTi) 小于 0％时， 将式 (2) 的 N-0.29(Ti-2OTi) 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在计算之内。
[2] 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 350 ～ 700℃进行 5 ～ 60 分钟的回火热处理。
[3] 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 ：
Ca ： 0.0003 ～ 0.004％、
Mg ： 0.0003 ～ 0.004％、
Ni ： 0.01 ～ 1％、
Cu ： 0.01 ～ 1％、
Cr ： 0.01 ～ 1％、
Mo ： 0.01 ～ 0.5％、
Nb ： 0.003 ～ 0.03％、
REM ： 0.0003 ～ 0.02％、
Zr ： 0.0003 ～ 0.02％，
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：
C： 0.05 ～ 0.12％、
Si ： 0.3％以下、
Mn ： 1 ～ 2％、
P： 0.015％以下、S： 0.005％以下、 B： 0.0003 ～ 0.003％、 V： 0.03 ～ 0.15％、 Al ： 0.001 ～ 0.1％、 Ti ： 0.005 ～ 0.02％、 N： 0.002 ～ 0.01％、 O： 0.004％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 0.32 ～ 0.45％， 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 0.005％以上， 该厚壁高强度钢板的板厚为 50 ～ 100mm， 屈服强度为 400 ～ 650MPa， 拉伸强度为 490 ～ 720MPa。其中，
Ceq ＝ C+Mn/6+{(Cr+Mo+V)/5}+{(Ni+Cu)/15}… (1)
Bef ＝ -0.77{N-0.29(Ti-2Oef)}… (2)
Tief ＝ Ti-2OTi… (3)
且 OTi 由下述式 (3) 求得。
OTi ＝ O-0.4Ca-0.66Mg-0.17REM-0.35Zr-0.89Al… (3)
其中，
式 (4) 的 OTi 小于 0％时， 将式 (2) 及式 (3) 的 OTi 设为 0％，
N-0.29(Ti-2OTi) 小于 0％时， 将式 (2) 的 N-0.29(Ti-2OTi) 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计算在内。
[5] 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 ：
Ca ： 0.0003 ～ 0.004％、
Mg ： 0.0003 ～ 0.004％、
Ni ： 0.01 ～ 1％、
Cu ： 0.01 ～ 1％、
Cr ： 0.01 ～ 1％、
Mo ： 0.01 ～ 0.5％、
Nb ： 0.003 ～ 0.03％、
REM ： 0.0003 ～ 0.02％、
Zr ： 0.0003 ～ 0.02％，
其中， 含有 Nb 时， 也含有 Mg。
发明的效果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 50 ～ 100mm、 屈服强度为 400 ～ 650MPa、 且拉伸强度为 490 ～ 720MPa 的厚壁高强度 ； (2) 即使在焊接线 能量≥ 20kJ/mm 的条件下， 也具有 vE(-20℃ ) ≥ 70J 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 (Ni ≤ 1％等 ) 等而实现低制造成本。
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
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。
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。
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 的高强度、 (2) 良好的大线能量焊接 HAZ 韧性、 (3) 低制造成本等。 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 ： C： 0.05 ～ 0.12％、 Si ： 0.3％以下、 Mn ： 1 ～ 2％、 P： 0.015％以下、 S： 0.005％以下、 B： 0.0003 ～ 0.003％、 V： 0.03 ～ 0.15％、 Al ： 0.001 ～ 0.1％、 Ti ： 0.005 ～ 0.02％、 N： 0.002 ～ 0.01％、 O： 0.004％以下， 以及视需要的 S ： 0.0005 ～ 0.005％、 O： 0.001 ～ 0.004％、 Ca ： 0.0003 ～ 0.004 ％、 Mg ： 0.0003 ～ 0.004 ％、 Ni ： 0.01 ～ 1 ％、 Cu ： 0.01 ～ 1 ％、 Cr ： 0.01 ～ 1 ％、 Mo ： 0.01 ～ 0.5％、 Nb ： 0.003 ～ 0.03％、 REM ： 0.0003 ～ 0.02％、 Zr ： 0.0003 ～ 0.02％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 0.32 ～ 0.45％， 下述式 (2) 表示的相变前的固溶在 γ 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 0.005％以上。
其中，
Ceq ＝ C+Mn/6+{(Cr+Mo+V)/5}+{(Ni+Cu)/15}… (1)
Bef ＝ B-0.77{N-0.29(Ti-2OTi)}… (2)
Tief ＝ Ti-2OTi… (3)
且 OTi 由下述式 (4) 得到。
OTi ＝ O-0.4Ca-0.66Mg-0.17REM-0.35Zr-0.89Al… (4)
其中，
式 (4) 的 OTi 小于 0％时， 将式 (2) 及式 (3) 的 OTi 设为 0％，
N-0.29(Ti-2OTi) 小于 0％时， 将式 (2) 的 N-0.29(Ti-2OTi) 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计算在内。
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 γ 中 B 和 V 的存在状态最优化， 对母材和大线能量焊接 HAZ 的相变组织加以控制。具体而言， 就 γ 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 γ 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 V(VN 等 ) 的形式加以利用。以下进行详细说明。
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。
从硬度和 MA 两方面考虑， 本发明中将碳当量 Ceq 控制在 0.45％以下。这是因为 ： 如果碳当量 Ceq 超过 0.45％， 则会导致 HAZ 过度硬化， 且 MA 增加， HAZ 增大， 发生脆化。
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。
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。
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。
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。第一技术是将 γ 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 V(C， N) 在大线能量焊接的冷却过程中在 γ 晶界、 γ 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。
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 γ 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 γ 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 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。
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接 HAZ 能够实现高 vE(-20℃ )、 而不依赖于 Ni。
针对在上述两种制约， 即有效硼量 (Bef) 为 0％以下、 Ceq 为 0.45％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。
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。
须使 Ceq 为 0.32％以上。就低于 0.32％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 0.43％以下、 0.41％以下或 0.39％以下。
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， γ 粒明显粗大化， 即使进行轧制， 也无法使 γ 粒充分地细粒化， 难以 稳定地确保韧性。
对于经过加热的板坯， 须在钢表面温度为 850℃以上的情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 γ 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 γ 再结晶域的累积压下量低于 50％， 则 γ 再结晶粒的细粒化不充分， 难以稳定地确保韧性。 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 γ 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， 优选确保水量密度为 3 2 0.3m /m /min 以上。
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。
第一方法是在 TMCP 中， 通过使 γ 中不存在固溶 B、 而使全部 B 都以 BN 形式析出， 能够排除因 γ 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。
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。
加速冷却后， 通过在 350 ～ 700℃下进行 5 ～ 60 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
冲击特性明显劣化， 无法得到适当的机械性质。
< 化学成分组成 >
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。
“C ： 碳” 0.05 ～ 0.12％
C 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 0.05％以上的 C。优选含有 0.06％以上或 0.07％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 V(C， 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 0.12％以下。也可将 C 抑制于 0.11％以 下或 0.10％以下。
“Si ： 硅” 0.3％以下
Si 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 0.3％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 0.20％以下、 0.16％以下或 0.13％以下。 “Mn ： 锰” 1 ～ 2％
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， 因 此以 2％为上限。为了确保强度， 也可将 Mn 控制在 1.1％以上或 1.2％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 1.8％以下、 1.6％以下或 1.5％以下。
“P ： 磷” 0.015％以下
P 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 0.015％以下。
“S ： 硫” 0.005％以下
必须将 S 抑制为 0.005％以下。 如果 S 的含量超过 0.005％， 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 0.004％以下或 0.003％以下。另一方面， 利用 HAZ 的束缚效果时， 必须确 保 S 的量为 0.0005％以上。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 γ 细粒化。如果 S 的 量低于 0.0005％， 则硫化物个数不足， 有时无法得到充分的束缚效果。
“B ： 硼” 0.0003 ～ 0.003％
B 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， γ 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 γ 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 0.0003％以上的 B。也可以 根据需要将 B 的量控制在 0.0005％以上。另一方面， 如果含有的 B 量超过 0.003％， 则会产
生粗大的 B 析出物， HAZ 韧性劣化， 因此以 0.003％为上限。为了提高 HAZ 韧性， 可将 B 的量 控制在 0.002％以下或 0.0015％以下。
“V ： 钒” 0.03 ～ 0.15％
V 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 γ 中的 VN、 V(C， 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 0.03％以上的 V。为了进一步提高 HAZ 的韧性， 更优选将 V 控制在 0.04％以 上。 但是， 尽管 V 作为相变核具有作用效果， 当 V 的量超过 0.15％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 0.15％ 以下。也可以根据需要将 V 控制在 0.10％以下或 0.07％以下。
“Al ： 铝” 0.001 ～ 0.1％
Al 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 0.001％以上的 Al， 也难以稳定地将 O( 氧 ) 控制在 0.004％以下。但如果 Al 的量 超过 0.1％， 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 0.1％为上限。更优选将 Al 的量控制在 0.06％以下、 0.04％或 0.03％以下。特别是， 添加 Mg 的情况下， 可将 Al 的量控制在 0.02％以下。 “Ti ： 钛” 0.005 ～ 0.02％
“N ： 氮” 0.002 ～ 0.01％
“有效硼量 ： Bef(％ )” 0％以下
Ti 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 γ 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 γ 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 0.005 ～ 0.02％、 N 量为 0.002 ～ 0.01％、 有效 硼量 (Bef) 为 0％以下。如果 Ti 和 N 的量各自不足 0.005％、 0.002％， 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 0.02％、 0.01％， 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， γ 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 0.015％以下、 将 N 的量控制在 0.008％ 或 0.006％。
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％ )。
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 γ 中形成 TiN。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 γ 中固溶硼量作为有效硼量 Bef(％ ) 处理。
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。
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
为此时的脱氧产物， 假定为 CaO、 MgO、 REM2O3、 ZrO2、 Al2O3， 计算脱氧的 O 量。
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。
OTi(％ ) ＝ O-0.4Ca-0.66Mg-0.17REM-0.35Zr-0.89Al… (3)
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％。
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 Ti2O3， 减去脱氧 所消耗的 Ti 后残余的钛量即有效钛量 Tief 用 Tief ＝ Ti-2OTi 表示。
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 0.005％， 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 0.005％以上。
另外， 脱氧后残余的 0.005％以上的 Ti 形成 TiN 后， 残余的氮量 Nr 用下述式 (5) 表示。
Nr(％ ) ＝ N-0.29(Ti-2OTi)… (5)
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。
Nr ＞ 0 的情况下 ： 残余 N
Nr ≤ 0 的情况下 ： 未残余 N
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。
Bef(％ ) ＝ B-0.77{N-0.29(Ti-2OTi)}… (2)
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 Nr ＝ N-0.29(Ti-2OTi) 视为 0％进行式 (1) 的计算时， 可算出有效 硼量。
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 16， 因此， 相对于 Ca 的质量％， 结合的 O 量为 16/40 ＝ 0.4(OasCaO ＝ 0.4Ca)。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 (16×3)/(27×2) ＝ 0.89(OasAl2O3 ＝ 0.89Al)。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 (0.66 ： Mg、 0.17 ： REM、 0.35 ： Zr)。
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。
有效硼量 Bef(％ ) ＝成分 B 量 -BasBN
→ B asBN ＝ 0.77(N-NasTiN)→ NasTiN ＝ 0.29(Ti-TiasTi2O3)
→ TiasTi2O3 ＝ 2(O-OasCaO-OasMgO-OasREM2O3-OasZrO2-OasAl2O3)
→ OasCaO ＝ 0.4Ca
→ OasMgO ＝ 0.66Mg
→ OasREM2O3 ＝ 0.17REM
→ OasZrO2 ＝ 0.35Zr
→ OasAl2O3 ＝ 0.89Al
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。
[1] 液相 ( 钢液中 ) 下的脱氧反应 (1600℃左右 )
按照与 O 的化学亲和力强的顺序 CaO → MgO → REM2O3 → ZrO2 → Al2O3 发生反应， 钢液中的溶解 O 减少。由此， 脱氧完成的情况下， 以 OTi ≤ 0 表示。脱氧未完成而残余有溶 解 O 的情况下， 以 OTi ＞ 0、 Tief ＝ Ti-2OTi ≥ 0.005(％ ) 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 0.005％以上。
[2] 固相中 ( 凝固 γ 中 ) 的脱氮反应 (1300℃左右～ 800℃左右 )
按 照 与 N 的 化 学 亲 和 力 强 的 顺 序 TiN → BN → AlN 发 生 反 应， 固相 γ 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 N-0.29(Ti-2OTi) ≤ 0 表示， 由于 γ 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 N-0.29(Ti-2OTi) ＞ 0 表示， 部分 B 生成 BN， 其余 B 成为固溶 B。
另一方面， 利用脱氧能力比 Ti 强的元素完成脱氧的情况下， 满足下式。
OTi ≤ 0
在这样的情况下， 脱氧不消耗 Ti。Ti 形成 TiN 而残余 N 的情况下， 满足下式。
N-0.29Ti ＞ 0
此时， 有效硼量 Bef 通过下式计算。
Bef(％ ) ＝ B-0.77(N-0.29Ti)
Ti 形成 TiN 而未残余 N 的情况下， 满足下述式。
N-0.29Ti ≤ 0
此时的有效硼量 Bef 通过下式计算。
Bef(％ ) ＝ B-0.77{N-0.29(Ti-2OTi)}
其中， Ti-2OTi 为有效钛量 Tief。
在上述各式中， 式 (N-0.29Tief) 为经 Ti 脱氮后残余的 N， 可与 B 结合而形成 BN。 此时， 1 个 B 与 1 个 N 结合。因此， 以质量％考虑 BN 时， B 的原子量为 10.8、 N 的原子量为 14。因此， 算出构成 BN 的 B 的质量为 N( 这里为 N-0.29Tief) 的 0.77 倍。这是脱氮所消耗 的 B 量。
另外， 在上述各式中， 式 (N-0.29Tief) 中的 0.29Tief 是指 NasTiN。其中， Ti 的原 子量为 48、 N 为 14， 因此， 相对于 Tief( 减去脱氧所消耗的 Ti 后残余的 Ti) 的质量％， N的 结合量为 14/48 ＝ 0.29。另外， N-0.29Ti ≤ 0 时， N 全部以 TiN 的形式固定， γ 坯料中不存在固溶 N。另一方面， N-0.29Tief ＞ 0 时， γ 坯料中除了 TiN 以外还存在固溶 N， 因此该 固溶 N 与 B 结合生成 BN， 使有效硼量减少。
“O ： 氧” 0.004％以下
必须将 O 量抑制为 0.004％以下。 如果 O 的量超过 0.004％， 则部分氧化物粗大化， 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。另一方面， 利用 HAZ 的束缚效果时， 必须确保 O 的量为 0.001％以上。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 使微细的氧化物大量分散时， 能够强化束缚效果， 实 现 γ 细粒化。如果 O 低于 0.001％， 则氧化物个数不足， 有时无法得到充分的束缚效果。
“Ca ： 钙” 0.0003 ～ 0.004％
“Mg ： 镁” 0.0003 ～ 0.004％
对于 Ca、 Mg 而言， 通过在考虑向钢液中的添加顺序的情况下， 使 Ca、 Mg 中的一者 或两者的含量为 0.0003％以上， 能够确保含有 Ca、 Mg 的 10 ～ 500nm 氧化物、 硫化物为 1000 2 个 /mm 以上。如果 Ca、 Mg 的量低于 0.0003％， 则可能导致作为大线能量焊接 HAZ 的束缚粒 子的氧化物、 硫化物的个数不足。但如果 Ca、 Mg 各自的含量超过 0.004％， 则可能导致氧化 物、 硫化物粗大化， 束缚粒子的个数不足， 同时， 作为破坏起点的有害性也显著， 无法得到良 好的 HAZ 韧性。需要说明的是， 如后所述， 添加 Nb 的情况下， 必须组合利用由大线能量焊接 HAZ 的束缚效果带来的细粒化效果， 必须添加 Mg。 “Ni ： 镍” 0.01 ～ 1％
Ni 对于抑制韧性的劣化、 确保强度是有效的。因此， 优选含有 0.01％以上的 Ni。 但 Ni 不仅合金成本非常高， 还存在产生表面瑕疵的修整工序的问题。因此， 优选将 Ni 的量 控制在 1％以下。另外， 优选尽可能降低 Ni 的含量， 可以将 Ni 量控制在 0.7％以下、 0.5％ 以下或 0.3％以下。
“Cu ： 铜” 0.01 ～ 1％
“Cr ： 铬” 0.01 ～ 1％
“Mo ： 钼” 0.01 ～ 0.5％
Cu、 Cr、 Mo 对于确保强度是有效的， 而且， 0.01％以上的含量即可发挥出效果。另 一方面， 从导致大线能量焊接 HAZ 韧性劣化的角度考虑， 其上限各自为 1％、 1％、 0.5％。Mo 是与 Ni 同样的高价元素， 而且由于其助长 HAZ 的 MA 生成的危险性也很高， 因此， 与 Ni 相同， 优选尽可能降低 Mo 的含量。为了提高 HAZ 韧性， 可将 Cu、 Cr 控制在 0.5％以下或 0.3％以 下、 将 Mo 控制在 0.3％以下或 0.1％以下。
“Nb ： 铌” 0.003 ～ 0.03％
从淬火性和析出这两方面来看， Nb 对于确保强度是有效的。 但对于轧制 γ 再结晶 化、 大线能量焊接 HAZ 韧性， Nb 是有害的。因此， 添加 Nb 的情况下， 必须组合利用由 Mg 带 来的大线能量焊接 HAZ 的束缚效果而产生的细粒化效果， 因此还要添加 Mg。 为了享有 Nb 的 强度提高效果， 优选含有 0.003％以上的 Nb。更优选含有 0.008％以上。但过多添加时， Nb 对轧制 γ 再结晶化、 大线能量焊接 HAZ 韧性的有害性明显， 因此本发明优选仅含有 0.03％ 以下的微量 Nb。更优选控制在 0.02％以下、 0.01％以下或 0.005％以下。从 HAZ 韧性的角 度出发， 进一步优选不含有 Nb。
“REM ： 稀土元素 ( 镧系元素 )” 0.0003 ～ 0.02％
REM( 稀土元素 )、 Zr 与脱氧和脱硫有关， 可抑制中心偏析部的粗大的延伸 MnS 的 生成， 使硫化物球状无害化， 改善母材和大线能量焊接 HAZ 的韧性。为了发挥出上述效果， REM 和 Zr 的下限均为 0.0003％。但即便增加它们的含量， 效果也是饱和的， 因此从经济性 的角度出发， REM 和 Zr 的上限均为 0.02％。需要说明的是， 本发明中含有的所述 REM 是指 La、 Ce 等镧系元素。
如上所述， 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、 以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 50 ～ 100mm、 屈服强度为 400 ～ 650MPa、 且拉伸强度为 490 ～ 720MPa 的厚壁高强度 ； (2) 即使在焊接线能量≥ 20kJ/mm 的条件下， 也具有 vE(-20℃ ) ≥ 70J 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 (Ni ≤ 1％等 ) 等而实现低制造成本。
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。
实施例
以下， 列举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例， 对本发明进行更具体 的说明， 但本发明完全不受下述实施例的限定， 可根据与前述、 后述主旨相适的范围内做出 适当变更后实施， 其均包含在本发明的技术范围内。
[ 样品的制作 ]
在制钢工序中， 控制钢液的脱氧 / 脱硫和化学成分， 通过连续铸造， 制作了下述表 1 ～表 4 所示的 No.1 ～ No.36、 以及表 11 及表 12 所示 No.A ～ J 的化学成分的板坯。接着， 通过在下述表 5、 表 6 及表 13 所示的制造条件下对所述板坯进行再加热、 厚板轧制， 将板厚 加工为 50 ～ 100mm， 进行加速冷却， 然后再根据需要进行离线的回火处理， 制作了 No.1 ～ No.36 以及 No.A ～ J 的厚壁钢板样品。
另外， 通过在下述表 7 所示的制造条件下对表 1 所示的 No.1 化学成分的板坯进行 再加热、 厚板轧制， 将板厚加工为 50 ～ 100mm， 进行加速冷却， 接着， 然后再进行离线的回火 处理， 制作了 No.1A ～ No.1E 的厚壁钢板样品。
就本发明的钢 1 ～ 16 以及 A ～ F 而言， 成分组成、 Ceq、 Tief 及有效硼量均在本发 明的范围内， 相比之下， 比较钢 17 ～ 36 以及 G ～ J 的成分组成、 Ceq 或有效硼量均不在本发明的范围内。
[ 评价试验 ]
对于通过上述方法制作的 No.1 ～ No.36、 No.A ～ J、 No.1A ～ No.1E 厚壁钢板样 品， 进行了以下的评价试验。
对于母材的拉伸特性及夏比冲击特性， 从厚壁钢板样品的板厚 1/2 部 - 轧制长 (L) 方向取试验片， 进行了测定和评价。需要说明的是， 作为拉伸试验片， 准备了 JIS Z 2201 的 14B 号的拉伸试验片。另外， 屈服强度以及拉伸强度按照 JIS Z 2241 的记载进行了测定。
另外， 关于接头的 HAZ 韧性， 通过埋弧焊 (SAW) 或电渣焊 (ESW) 对对接坡口进行 1 道焊接， 在距板厚 1/2 部的熔融线 1mm 的 HAZ 导入切口， 进行了研究。此时， 在 -20℃下进 行 3 条切口的夏比冲击试验 (JIS Z 2242)， 对平均的吸收能量值进行了评价。 另外， 作为参 考， 对于 -40℃下的特性也进行了同样的研究。
另外， 根据 JIS Z 3001 的 2652 的记载， 测定了焊接线能量。
本实施例中厚壁钢板和焊接接头的机械性质如表 8 ～表 10 以及表 14 所示。
[ 评价结果 ] No.1 ～ 16 以及 No.A ～ F 是本发明的钢， 可知 ： 通过优化钢的化学成分、 TMCP 条件，尽管是厚壁的， 也如表 8 及表 14 所示地， 能够满足 400 ～ 620MPa 的屈服强度、 520 ～ 700MPa 的拉伸强度以及代表母材韧性的低于 -20℃的良好延脆性转变温度 (vTrs)， 此外， 尽管是 50 ～ 120kJ/mm 的高焊接线能量， 也能够在将 Ni 含量抑制于 1％以下的同时， 满足在 -20℃ 下 70J 以上的良好 HAZ 韧性。
另外可知 ： 作为比较钢的 No.17 ～ 36 以及钢 No.H ～ J， 由于钢的化学成分不适当， 而且表 7 所示的比较钢 1A ～ 1E 的钢板制造条件不适当， 因此如表 9、 表 10 以及表 14 所示 地， 屈服强度、 拉伸强度、 vTrs、 大线能量焊接 HAZ 韧性均不良， 无法像本发明的厚壁高强度 钢板那样同时满足上述多个要求特性。
钢 17 由于 C 量和 Ceq 少， 钢 20 由于 Mn 量少， 因此淬火性不足， 屈服强度、 拉伸强 度差。
钢 18 由于 C 量多、 钢 19 由于 Si 量过多、 钢 21 由于 Mn 量多、 钢 22 由于 B 量少、 钢 23 由于 V 量少、 钢 24 由于 V 量多， 因此大线能量焊接 HAZ 的韧性差。另外， 钢 21 由于 Ceq 也高， 因此屈服强度和拉伸强度过剩， vTrs 也不良。
钢 25、 26、 27、 30、 31、 34、 35 的 Ceq 和板厚相同、 表 6 的 TMCP 条件也相同， 但由于存 在的有效硼量为 8 ～ 27ppm， 因此强度和韧性的变化大， 部分钢的 vTrs 不良， 而且大线能量 焊接 HAZ 的韧性差。 钢 28 由于 P 量多、 钢 29 由于 S 量多， 因此 vTrs 和大线能量 HAZ 的韧性差。
钢 31 由于 Al 量少， 因此 O 增多， 钢 32 由于 Al 量多， 因此会产生氧化铝簇， 因此， 钢 31 和钢 32 的粗大有害氧化物均增多， 母材和大线能量 HAz 的韧性差。
钢 33 由于 Ti 量少、 钢 35 由于 N 量少， 因此 TiN 的生成不充分， 母材和 HAZ 的晶粒 无法充分地微细化， 母材韧性、 大线能量 HAZ 韧性差。
钢 34 由于 Ti 量多、 钢 36 由于 N 量多， 因此因 TiC 脆化、 固溶 B 脆化而导致母材韧 性和大线能量 HAZ 韧性差。
虽然钢 G 中添加了 Nb， 但由于未添加 Mg， 因此大线能量 HAZ 韧性降低。
由于钢 H、 钢 I 及钢 J 的 V 量少， 因此大线能量 HAZ 韧性降低。
钢 1A 由于板坯再加热时的加热温度过低、 钢 1B 由于轧制结束温度过低、 钢 1D 由 于加速冷却开始温度过低、 钢 1E 由于加速冷却停止温度过高， 因此强度不足。
钢 1C 由于轧制累积压下量过少， 因此母材韧性不良。
由以上进行说明的实施例的结果可知， 本发明的大线能量焊接热影响区韧性优异 的厚壁高强度钢板满足下述要求 ： (1) 板厚为 50 ～ 100mm、 屈服强度为 400 ～ 650MPa、 且 拉伸强度为 490 ～ 720MPa 的厚壁高强度 ； (2) 即使在焊接线能量≥ 20kJ/mm 的条件下， 也 具有 vE(-20℃ ) ≥ 70J 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 (Ni ≤ 1％等 ) 等而实现低制造成本。
工业实用性
本发明的厚壁高强度钢板的应用主要面向高层建筑等建筑， 也可用于桥梁、 船舶、 贮存容器 ( タンク ) 及海洋结构体等其它焊接结构体。
33