CN101578380A - 脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的厚壁高强度钢板的制造方法如下：连续铸造板坯含有以质量％计为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：0.01～0.15％、Al：0.001～0.1％、Ti：0.005～0.02％、N：0.002～0.01％及O：0.004％以下，作为剩余部分，含有铁及不可避免的杂质；将上述连续铸造板坯冷却到等于或低于Ar3－200℃后，再加热到950～1100℃，然后，在900℃以上对连续铸造板坯进行累积压下量为30％以上的粗轧，然后，在将精轧开始温度及精轧结束温度均设为下式{－0.5×(板坯加热温度(℃))+1325}(℃)表示的温度以下的条件下进行700℃以上且累积压下量为50％以上的精轧，制成轧制原板，然后，利用加速冷却，将轧制原板冷却到500℃以下，制成钢板，所述连续铸造板坯中，固溶在相变前的奥氏体坯料中的B量{有效B量：Bef(％)}的计算值为0％以下，碳当量Ceq满足0.32～0.42％的范围。

Description

脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及脆性破坏传播停止特性与在大线能量焊接(high heat inputwelding)下的热影响部(Heat Affected Zone：以下有时称为HAZ)的韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法、以及脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板。本发明的厚壁高强度钢板主要用于大型集装箱船等船舶，也可用于建筑、桥梁、罐(tank)及海洋结构物等其他焊接结构物。
本申请要求于2007年12月6日申请的日本国专利申请第2007-315840号的优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
作为以船舶为代表的焊接结构物的近年需求，可以举出结构物的大型化、对于破坏的高安全性、建造中的焊接的高效率化及原料钢材的经济性等。受到上述趋势，对于用于焊接结构物的钢板，下述要求越来越高，即(1)较大板厚下的高强度；(2)良好的脆性破坏传播停止特性；(3)良好的大线能量焊接HAZ韧性；以及(4)低制造成本等。因此，在大型集装箱船等中，开始使用屈服强度为390MPa级(抗拉强度为510MPa级)或460MPa级(抗拉强度为570MPa级)的船体结构用钢板等。
具体而言，如非专利文献1等所示，要求用于大型集装箱船等大型船舶的钢板同时满足下述要求：(1)确保板厚为50～80mm的厚壁钢板(以下有时称为厚壁材料)的屈服强度为390～460MPa级(即抗拉强度为510～570MPa级)；(2)确保脆性破坏传播停止特性Kca达到6000N/mm1.5的温度Tkca＝6000(以下有时称为停止性指标Tkca＝6000)≤-10℃；(3)确保焊接线能量为20kJ/mm以上的焊接部的HAZ韧性(夏比冲击吸收能量)vE(-20℃)≥47J；以及(4)减少昂贵合金元素(Ni量≤1％等)。
专利文献1是关于面向船舶的厚壁高强度钢板的技术之一例，该专利文献1公开了具有板厚50～80mm、可以部分满足上述要求(1)、(3)及(4)的技术。但是，专利文献1所记载的厚壁高强度钢板中，由其实施例的记载可知，并没有公开可以满足上述要求(2)的技术。
另外，非专利文献2中显示，在板厚为65mm的厚壁钢板中，即使用小型试验片进行的夏比冲击吸收能量为vE(-40℃)＝170J，足够高，在大型破坏试验中确认的脆性破坏传播停止特性为Tkca＝6000＝18℃，不充分(参见非专利文献2的Fig.7)。这表示，在厚壁钢板中，难以以用小型试验片得到的夏比冲击吸收能量vE(-40℃)为标准来保证在大型破坏试验中所确认的脆性破坏传播停止特性Tkca＝6000≤-10℃。即，现有技术难以与用小型试验片进行的夏比冲击特性相关连来判定面向大型船舶的厚壁高强度钢板所要求的脆性破坏传播停止特性，如果不通过使用了以ESSO试验(基于WES 3003)为代表的总厚试验体的大型破坏试验的方法，则无法正确评价。
一直以来，已知脆性破坏传播停止特性依赖于板厚，板厚越大，该特性越差。但是，关于以本发明为对象那样的50mm以上的厚壁材料，完全没有关于该板厚效果的实验数据，并且不明确起因于厚壁化的脆性破坏传播停止特性差至何程度。
但是，在通过TMCP(Thermo Mechanical Control Process，热力学控制工艺)制造的厚壁钢板中，迄今为止通过添加硼(B)来实现高强度化。作为添加B得到的效果，可以举出在轧制后的加速冷却中，在奥氏体(γ)晶界偏析的固溶B可提高相变时的可淬性。在专利文献1中，通过在B中复合添加Nb来实现高强度化。如专利文献1的实施例所示，其特征在于此时的轧制结束温度高达930～1000℃，将从再结晶奥氏体(再结晶γ)开始加速冷却作为必需条件，发挥Nb与B的复合效果，引出高可淬性，由此提高强度。另一方面，专利文献1中也示出了，在将轧制结束温度设为低于930℃的未再结晶区域来进行低温轧制时，虽然韧性能満足，但强度特性无法满足，也难以用Nb-B复合效果进行高强度化。
另外，专利文献1中公开了大线能量焊接HAZ的B利用技术，示出在0.30～0.38％的Ceq下并用因γ中的固溶B得到的晶界铁素体抑制效果(可淬性提高效果)与因γ中的BN得到的晶粒内铁素体促进效果(可淬性降低效果)的有效性。也就是说，此时，B承担与可淬性相关的相反的两个作用。根据上述内容对专利文献1的B利用技术进行概括：在直接淬火母材与大线能量焊接HAZ中利用因γ中的固溶B得到的可淬性提高效果，同时在大线能量焊接HAZ中利用因γ中的析出B(此处为BN)得到的可淬性降低效果。
另外，本发明人等为了提高大线能量焊接HAZ韧性，使在HAZ的冷却过程中析出到γ中的VN在钉扎粒子(pinning particle)(氧化物、硫化物)中复合析出，该VN复合粒子作为铁素体相变核发挥作用，将HAZ组织微细化，从而完成了该发明，并公开在专利文献2、3中。另外，如非专利文献3所示，普遍已知通过添加V来提高母材强度的效果。
如以上所说明，已知通过添加B或V来提高母材强度的效果和提高大线能量焊接HAZ的韧性的效果。
通常，作为提高母材或HAZ的韧性的稀有元素，已知有Ni，从上述(2)或(3)的观点来看，考虑有效利用Ni。但是，Ni是非常昂贵的元素，其价格近年显著上升。另外，添加了Ni的钢由于容易产生表面瑕疵，所以有产生修整工序的问题。因此，关于添加Ni，在上述要求(4)与上述要求(2)及(3)之间，其利害关系相对立。另外，从上述(1)的观点考虑，如果增加合金添加量，则碳当量(Ceq)提高，大线能量焊接时的HAZ发生硬化而脆化，所以在上述要求(1)与上述要求(3)之间，利害关系相对立。进而，从上述(2)的观点出发，追求TMCP中的相变前γ组织的微细化时，可淬性降低，强度减小，所以在上述要求(1)与上述要求(2)之间，利害关系相对立。
因此，强烈要求开发出同时满足上述利害关系彼此对立的上述(1)～(4)的四个要求的钢板。
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1：财团法人日本海事协会“关于YP47钢在大型集装箱船中的使用指南(大型コンテナ船のYP47鋼の使用に関するガィドラィン)”(2008年10月)
非专利文献2：日本船舶海洋工学演讲会论文集、2006A-G4-10
非专利文献3：CAMP-ISIJ、6(1993)、p684
发明内容
本发明是鉴于上述问题作出的，其目的在于提供能实现下述要求的脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法、及脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高度钢板：(1)板厚为50～80mm、屈服强度为390～460MPa级且抗拉强度为510～570MPa级的厚壁高强度；(2)具有停止性指标Tkca＝6000≤-10℃的良好的脆性破坏传播停止特性；(3)即使焊接线能量≥20kJ/mm，也具有达到vE(-20℃)≥47J的良好的大线能量焊接HAZ韧性；(4)减少昂贵合金元素(Ni≤1％等)等得到的低制造成本。
用于解决上述问题的本发明的主旨如下所述。
本发明的脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法如下：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：0.01～0.15％、Al：0.001～0.1％、Ti：0.005～0.02％、N：0.002～0.01％及O：0.004％以下，作为剩余部分，含有铁以及不可避免的杂质，将上述连续铸造板坯冷却到等于或低于Ar3-200℃后，再加热到950～1100℃，然后，在900℃以上对所述连续铸造板坯进行累积压下量为30％以上的粗轧，然后，在将精轧开始温度与精轧结束温度均设为下式{-0.5×(板坯加热温度(℃))+1325}(℃)表示的温度以下的条件下进行700℃以上且累积压下量为50％以上的精轧，制成轧制原板，然后，利用加速冷却，将所述轧制原板冷却到500℃以下，制成钢板。所述连续铸造板坯中，固溶在相变前的奥氏体坯料中的B量{有效B量：Bef(％)}的计算值为0％以下，碳当量Ceq满足0.32～0.42％的范围。
此处，在将用强脱氧元素进行脱氧后残留并能被弱脱氧元素Ti脱氧的残留氧量OTi(％)设为用下述式(1)表示的量时，作为有效B量的Bef(％)用下述式(2)表示。另外，碳当量Ceq(％)用下述式(3)表示，Ar3用下述式(4)表示。
OTi(％)＝O-0.4Ca-0.66Mg-0.17REM-0.35Zr-0.89Al    (1)
{其中，式(1)中，作为不可避免的杂质而处理的成分元素也包括在计算中}
Bef(％)＝B-0.77{N-0.29(Ti-2OTi)}    (2)
{其中，式(2)中，OTi≤0时，设定OTi＝0。另外，OTi＞0时，设定为满足Ti-2OTi≥0.005(％)。进而，N-0.29(Ti-2OTi)≤0(其中，OTi≤0时，OTi＝0)时，设定N-0.29(Ti-2OTi)＝0。}
Ceq(％)＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15    (3)
Ar3(℃)＝(910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-80Mo)    (4)
本发明的脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法中，可以在所述加速冷却后，进一步在350～700℃下实施5～60分钟的回火热处理。
所述连续铸造板坯的所述S的含量为0.0005～0.005％，并且所述O含量为0.001～0.004％，所述连续铸造板坯以质量％计还可以含有Ca：0.0003～0.004％及Mg：0.0003～0.004％中的1种或2种。
所述连续铸造板坯以质量％计还可以含有Ni：0.01～1％、Cu：0.01～1％、Cr：0.01～1％、Mo：0.01～0.5％及Nb：0.003～0.03％中的1种或2种以上。
所述连续铸造板坯以质量％计还可以含有REM：0.0003～0.02％及Zr：0.0003～0.02％中的1种或2种。
本发明的脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板以质量％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：0.01～0.15％、Al：0.001～0.1％、Ti：0.005～0.02％、N：0.002～0.01％、及O：0.004％以下，作为剩余部分，含有铁及不可避免的杂质，在将用强脱氧元素脱氧后残留并能被弱脱氧元素Ti脱氧的残留氧量设为用下述式(5)表示的量时，下述式(6)表示的固溶在相变前的奥氏体坯料中的B量{有效B量：Bef(％)}的计算值为0％以下，进而，用下述式(7)表示的碳当量Ceq满足0.32～0.42％的范围，板厚为50～80mm，屈服强度为390～460MPa级，脆性破坏传播停止特性Kca达到6000N/mm1.5的温度Tkca＝6000为-10℃以下，焊接线能量为20kJ/mm以上的大线能量焊接部的HAZ韧性的指标即夏比冲击吸收能量vE(-20℃)为47J以上。
OTi(％)＝O-0.4Ca-0.66Mg-0.17REM-0.35Zr-0.89Al    (5)
{其中，式(5)中，作为不可避免的杂质而处理的成分元素也包含在计算中}
Bef(％)＝B-0.77{N-0.29(Ti-2OTi)}    (6)
{其中，式(6)中，OTi≤0时，设定OTi＝0。另外，OTi＞0时，设定为满足Ti-2OTi≥0.005(％)。进而，N-0.29(Ti-2OTi)≤0(其中，OTi≤0时，OTi＝0)时，设定N-0.29(Ti-2OTi)＝0。}
Ceq(％)＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15    (7)
本发明的脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板中，所述S的含量为0.0005～0.005％，并且所述O的含量为0.001～0.004％，而且，以质量％计可以含有Ca：0.0003～0.004％及Mg：0.0003～0.004％中的1种或2种。
该厚壁高强度钢板以质量％计还可以含有Ni：0.01～1％、Cu：0.01～1％、Cr：0.01～1％、Mo：0.01～0.5％及Nb：0.003～0.03％中的1种或2种以上。
该厚壁高强度钢板以质量％计还可以含有REM：0.0003～0.02％及Zr：0.0003～0.02％中的1种或2种。
根据本发明的脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法、及脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板，可以实现下述要求：(1)板厚为50～80mm、屈服强度为390～460MPa级(即抗拉强度510～570MPa级)的厚壁高强度；(2)具有停止性指标Tkca＝6000≤-10℃的良好的脆性破坏传播停止特性；(3)即使焊接线能量≥20kJ/mm，也具有达到vE(-20℃)≥47J的良好的大线能量焊接HAZ韧性；(4)通过减少昂贵合金元素(Ni≤1％等)等，得到低制造成本。
通过将上述本发明得到的厚壁高强度钢板用于以大型船舶为代表的各种焊接结构物，可以同时满足焊接结构物的大型化、对于破坏的高安全性、建造中焊接的高效率化及原料钢材的经济性等，所以其产业上的效果无法估计。
具体实施方式
以下，说明本发明的脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法、及脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板的实施方式。
需要说明的是，该实施方式是为了更好地理解发明的主旨而详细说明的例子，因此只要没有特别指定，就不限定本发明。
<钢板制造条件(制造方法)>
在用于船舶等的焊接结构物的钢板中，下述要求越来越高：(1)大板厚下的高强度；(2)良好的脆性破坏传播停止特性；(3)良好的大线能量焊接HAZ韧性；及(4)低制造成本等。
针对上述要求，本发明的脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法具有下述工序：将连续铸造板坯在连续铸造后冷却至等于或低于Ar3-200℃后，在950～1100℃再加热的工序，该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：0.01～0.15％、Al：0.001～0.1％、Ti：0.005～0.02％、N：0.002～0.01％及O：0.004％以下，作为剩余部分，含有铁及不可避免的杂质；然后在900℃以上对连续铸造板坯进行累积压下量为30％以上的粗轧，然后，在将精轧开始温度与精轧结束温度均设为下式{-0.5×(板坯加热温度(℃))+1325}(℃)表示的温度以下的条件下进行700℃以上且累积压下量为50％以上的精轧，制成轧制原板的工序，然后，利用加速冷却，将轧制原板冷却到500℃以下，制成钢板的工序。所述连续铸造板坯中，固溶在相变前的奥氏体原料中的B量{有效B量：Bef(％)}的计算值为0％以下，碳当量Ceq满足0.32～0.42％的范围。
此处，在将用强脱氧元素脱氧后残留并能被弱脱氧元素Ti脱氧的残留氧量OTi(％)设为用下述式(1)表示的量时，作为有效B量的Bef(％)用下述式(2)表示。另外，碳当量Ceq(％)用下述式(3)表示，Ar3由下述式(4)表示。
另外，所谓板坯加热温度是指将连续铸造板坯再加热时的温度(再加热温度)。
OTi(％)＝O-0.4Ca-0.66Mg-0.17REM-0.35Zr-0.89Al    (1)
{其中，式(1)中，作为不可避免的杂质而处理的成分元素也包括在计算中}
Bef(％)＝B-0.77{N-0.29(Ti-2OTi)}    (2)
{其中，式(2)中，OTi≤0时，设定OTi＝0。另外，OTi＞0时，设定为满足Ti-2OTi≥0.005(％)。进而，N-0.29(Ti-2OTi)≤0(其中，OTi≤0时，OTi＝0)时，设定N-0.29(Ti-2OTi)＝0。}
Ceq(％)＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15    (3)
Ar3(℃)＝(910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-80Mo)    (4)
需要说明的是，本说明书中，式中的元素符号表示连续铸造板坯或厚壁高强度钢板中的该元素的含量(质量％)。
另外，本发明中，连续铸造板坯的制造方法没有特别限定。例如，可以在用高炉、转炉或电炉等进行熔炼后，接着通过各种2次精炼调整成分直至达到目标成分含量，然后，通过通常的连续铸造来制造。
本发明的脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法中，在上述化学成分组成中，可以将上述各元素中的S含量的下限设定为0.0005％，将O含量的下限设定为0.001％。进而，可以根据需要选择性地含有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％及Zr：0.0003～0.02％中的1种或2种以上。
需要说明的是，所谓REM是指稀土类金属，是选自Sc、Y与镧系的La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb及Lu中的1种以上。
本发明的要点是下述技术，在以TMCP型制造的厚壁钢板中，为了同时满足强度、脆性破坏传播停止特性、大线能量焊接HAZ韧性及低制造成本等，其特征在于复合添加B与V，通过精密控制与上述氮化物形成元素键合的N，使奥氏体(γ)中的B与V的存在状态最佳化，控制母材与大线能量焊接HAZ的相变组织。
具体而言，关于γ中B的存在状态，是下述技术构思：在母材与大线能量焊接HAZ的两者中不存在固溶B，使全部B作为BN而析出。关于γ中V的存在状态，是下述技术构思：在母材中作为固溶V来利用，在大线能量焊接HAZ中作为析出V(VN等)来利用。
以下，进行详细说明。
首先，为了满足作为本发明的最大技术课题的脆性破坏传播停止特性，研究了将厚壁钢板的晶体粒径微细化到极限的TMCP条件。
此处，脆性破坏在晶体学上的同一结晶面(裂开面：在体心立方结构的铁中对应于{100}面)上产生的最小单元被称为断面单元，对应于该断面单元的尺寸的金属组织单元在本发明中称为“晶体粒径”。
明确了如果彻底进行TMCP的低温加热与低温轧制，追求相变前γ的微细化直至极限，则即使是板厚为50～80mm的厚壁钢板，晶体粒径也充分微细化，脆性破坏传播停止特性可以满足目标。其条件如下：Ar3(℃)用下式(910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-80Mo)计算时，将连续铸造板坯冷却到{Ar3(℃)-200(℃)}以下的温度后，在1100℃以下进行低温加热(再加热)，然后，在900℃以上进行累积压下量为30％以上的粗轧，接着，在将精轧开始温度(℃)及精轧结束温度(℃)均设为下式{-0.5×(板坯加热温度(℃))+1325}(℃)表示的温度以下的条件下进行700℃以上且累积压下量为50％以上的精轧，然后，利用加速冷却，冷却到500℃以下。
作为彻底进行低温加热、低温轧制的TMCP的第一条件，将连续铸造后的板坯(连续铸造板坯)冷却到等于或低于Ar3-200℃，使其进行γ(奥氏体)→α(铁素体)相变，然后，通过在1100℃以下进行低温加热(再加热)，使其进行α→γ相变。使用该制造条件的原因在于为了将加热时的γ彻底整细粒化。
如果将板坯从超过{Ar3(℃)-200(℃)}的高温开始再加热，则在板坯内部中，在γ→α相变未结束的状态下被再加热，会残留铸造时的粗大γ。上式(4)是对于板坯被连续铸造并冷却时的极小冷却速度而成立的关系，不适用于厚板轧制那样冷却速度相对较大的情况。
如果进行板坯的再加热温度超过1100℃的高温加热，则由于TiN的奥斯特瓦尔德成长(Ostwald Ripening)开始，从而钉扎效果降低，难以稳定地确保整细粒γ。如果不能彻底地将加热时的γ整细粒化，则在现实的板坯厚度的限制下(通常为200～400mm)，无论怎样研究轧制条件，也难以将板厚为50～80mm的钢板的相变前γ充分微细化。
作为彻底进行低温加热、低温轧制的TMCP的第二条件，在900℃以上进行累积压下量为30％以上的粗轧。使用该制造条件的原因在于，通过在再结晶区域下的轧制，得到比加热时进一步整细粒的γ。
粗轧在小于900℃或者累积压下量小于30％下进行时，再结晶不充分，发生变形诱导微粒成长，有可能变成比加热时的初期γ更粗大。
作为彻底进行低温加热、低温轧制的TMCP的第三条件，在将精轧开始温度(℃)及精轧结束温度(℃)均设为由下式{-0.5×(板坯加热温度(℃))+1325}(℃)表示的温度以下的条件下进行700℃以上且累积压下量为50％以上的精轧。使用该制造条件的原因在于，对通过粗轧充分整细粒化的再结晶粒进行未再结晶区域轧制，使γ粒延伸，增大晶界的面积，同时使晶界活化，进而在γ晶粒内导入变形带，提高相变前γ中的晶核生成尺寸密度与晶核生成频率直至极限。
精轧的累积压下量小于50％、或者不满足下式{-0.5×(板坯加热温度(℃))+1325}(℃)表示的温度以下的条件时，相变前γ的微细化不充分。
作为上式{-0.5×(板坯加热温度(℃))+1325}(℃)表示的温度以下的条件的金属学上的含义，表示越是加热温度高、初期γ粗大，越是必须在更低温下进行精轧，强化未再结晶区域轧制。例如，如果板坯加热温度为1100℃，则必须在775℃以下进行精轧，如果板坯加热温度为1000℃，则必须在825℃以下进行轧制。如果不使用这样与板坯加热温度相关联地限制精轧温度的极严格的TMCP条件，则无法稳定地确保厚壁钢板的良好的脆性破坏传播停止特性。
如果在比700℃低的温度区域下进行精轧，则在轧制中或至加速冷却为止的等待时间中，钢板的表层侧开始相变，表层部组织软化，同时粗大化，强度与脆性破坏传播停止特性变差。
作为彻底进行低温加热、低温轧制的TMCP的第四条件，利用加速冷却冷却至500℃以下。使用该制造条件的原因在于，即使如上所述彻底实施加热、轧制条件来将相变前γ微细化至极限，如果其后的冷却为空气冷却，则γ→α相变时的过冷度小，晶体粒径也无法充分微细化。
如果比500℃高的温度下停止加速冷却，则由于在温度与板厚表层相比高的板厚内部，在相变过程中加速冷却结束而成为空气冷却，因此板厚内部的晶体粒径无法充分微细化。
以上是以低Ni为前提将晶体粒径充分微细化以满足脆性破坏传播停止特性的TMCP条件，可以满足上述要求(2)与(4)。
但是，在上述TMCP条件中，产生下述问题：相变前γ的彻底微细化与厚壁钢板特有的较小的冷却速度互相作用，相变时的可淬性大幅降低。其结果是，贝氏体/铁素体混合组织中的贝氏体比例减少，铁素体比例增加，难以确保规定的抗拉强度。同时，明确了下述问题：在上述TMCP条件下，起因于γ中的固溶B的可淬性也不稳定，除强度不足之外，强度不均严重。如上所述，在上述TMCP条件中，浮现了不满足上述要求(1)的新课题。
强度不均的首要原因在于，可由下述有效B量(Bef)估计的γ中的固溶B量因大量生产时的钢成分变化(O量、强脱氧元素量、Ti量、N量、B量的变化)而增减。第二原因在于，在被低温轧制的未再结晶区域γ状态下，依赖于轧制条件或轧制后至加速冷却开始为止的等待时间，铁碳硼化物(Fe23(C，B)6等)的变形诱导析出量发生变化，则反而γ中的固溶B量增减。如上所示，在上述TMCP条件下，不容易依赖于B可淬性来稳定地确保母材强度，产生了必须利用B可淬性以外的强化手段。
为此，本发明中，为了满足上述要求(1)，以稳定且充分确保母材强度为目标，介绍了以下的二个手段。
第一手段是在TMCP中，使固溶B不存在于γ中，全部B作为BN析出，由此排除由γ中的固溶B量变化引起的可淬性的不稳定性。这是与现有的B利用技术完全相反的想法，是为了母材强度而不使用B可淬性的技术思想。由此，可以抑制大量生产时的强度不均。具体而言，将下述有效B量(Bef)控制到0％以下。本发明中，添加B的意义在于大线能量焊接HAZ，关于这点如后所述。
第二手段是利用通过V碳化物进行的析出强化来提高母材强度。
判明了在上述TMCP条件中，通过添加0.01％的V，板厚为70mm的材料的抗拉强度上升10MPa左右，并且定量地明确了添加V是极有效的强化方法。这是因为，彻底进行低温加热与低温轧制而充分微细化的贝氏体/铁素体混合组织作为在加速冷却或回火处理中V碳化物(VC、V4C3等)微细高密度地析出的坯料而优选。本发明中，添加V的另一个意义在于大线能量焊接HAZ，关于这点如后所述。
如以上所说明，为了在TMCP中不利用B可淬性而通过添加V来确保母材强度，必须将作为不包括B的钢成分的可淬性标准而采用的碳当量Ceq确保为0.32％以上，并将有效B量Bef控制在0％以下，添加0.01％以上的V，将加热温度控制在950℃以上，进行加速冷却直至500℃以下。
Ceq小于0.32％时，即使添加V，也难以稳定确保母材强度。进而，HAZ软化增大，焊接接头的抗拉强度有可能不足。
由上式(2)计算的有效B量超过0％，为较大的数值时，γ中的固溶B存在，呈现B可淬性，强度有可能不均。
加热温度小于950℃时，V碳氮化物的熔体化不充分，γ中的固溶V不足，从而在加速冷却或回火处理中析出的V碳化物不足，无法稳定确保母材强度。
不利用加速冷却而使用空气冷却时，冷却速度过小，铁素体粗大化，同时贝氏体比例减少，不能充分得到相变强化。
在比500℃高的温度下停止加速冷却时，温度高的板厚内部在相变过程中结束了加速冷却，所以不能充分得到板厚内部的相变强化。
加速冷却中，确保0.3m3/m2/min以上的水量密度对于得到兼顾强度与韧性的微细的贝氏体/铁素体组织是优选的。
以上是在重视脆性破坏发生特性的TMCP条件中，以低Ni为前提能满足强度的技术，由此，能同时满足上述要求(1)、(2)、(4)。
另外，可以在加速冷却后在350～700℃下进行5～60分钟的回火热处理。由此，虽然制造成本上升，但可以将强度或伸长、夏比冲击特性高精度地控制在规定的范围中。
回火热处理的温度小于350℃或者回火热处理的时间小于5分钟时，无法发挥回火效果。另外，回火热处理的温度超过700℃或者回火热处理的时间超过60分钟时，回火现象超过适当范围而过度呈现，强度降低和夏比冲击特性变差明显，得不到适当的机械性质。
下面，说明用于满足上述要求(3)大线能量焊接HAZ韧性的技术。
本发明的大线能量焊接HAZ韧性的支配要因大致为以下三个。第一是硬度，第二是MA(马氏体·奥氏体混合相)，第三是有效晶体粒径。
本发明中，从硬度与MA的两方面考虑，将碳当量Ceq限制为0.42％以下。碳当量Ceq超过0.42％时，HAZ过度硬化，同时MA增加，HAZ严重脆化。
进而，通过将有效B量(Bef)控制在0％以下，可以避免在HAZ中呈现B可淬性，抑制硬化与MA增加。
本发明人等从硬度的观点考虑，发现了添加V的优越性。另外，认识到像本发明那样HAZ形成为贝氏体主体时，即使添加V，HAZ也难以硬化。
也就是说，添加C或Mn等V以外的元素来强化母材时，贝氏体主体的HAZ显著硬化，HAZ严重脆化。相对于此，像本发明那样，添加V来强化母材时，贝氏体主体的HAZ的硬化被抑制。基于该新认识，如果以抵消V导致的母材强度的上升部分的方式减少C或Mn进行低Ceq化，则在HAZ中，仅低Ceq化的部分的硬度降低，所以HAZ韧性提高。以往没有上述利用了母材与HAZ中的V硬化行为的差异的HAZ韧性提高技术。
本发明中，从MA的观点来看，必须尽可能地降低Si。
另外，在本发明的TMCP条件中，Nb虽然对母材材质的贡献小，但也有助于MA生成。在本发明的较高的Ceq范围中，尽管Mo是昂贵的，但有助于MA生成。因此，在本发明中必须尽可能地减少Nb与Mo。
本发明中，从有效晶体粒径的观点考虑，适用两种HAZ组织微细化技术。
第一是同时利用γ中的B析出物与V析出物作为相变核。适当提高N量使上式(2)表示的有效B量{Bef(％)}为0％以下，由此在大线能量焊接的冷却中，BN与VN、V(C，N)在γ晶界或在γ晶粒内析出，上述单独或复合的粒子不仅作为铁素体的相变核有效地起作用，也作为贝氏体的相变核有效地起作用，将HAZ组织微细化。
进而，将HAZ组织微细化的第二技术是通过适当添加Ca或Mg，使微细的氧化物或硫化物大量分散，通过钉扎效果抑制γ粒成长，由此将贝氏体板条束(bainite packet)微细化。B析出物或V析出物复合析出到一部分微细的氧化物或硫化物中，向钉扎粒子赋予相变核功能，由此也有将由γ晶界相变的贝氏体进一步微细化的效果。
以上的HAZ组织微细化技术由于结果降低HAZ的可淬性，所以从降低硬度与MA的观点来看也是有贡献的。通过第一技术，确保-20℃的夏比吸收能量，如果在该技术中组合第二技术，从而将HAZ组织极限微细化，则也有能确保-40℃的夏比吸收能量的可能性。
通过以上说明的降低硬度、降低MA及HAZ组织微细化的措施，本发明的大线能量焊接HAZ可以达到高vE(-20℃)。由此，除能满足上述要求(1)、(2)及(4)之外，还能满足要求(3)。
<化学成分组成(厚壁高强度钢板)>
本发明的脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板为了满足上述要求：(1)大的板厚下的高强度；(2)良好的脆性破坏传播停止特性；(3)良好的大线能量焊接HAZ韧性；及(4)低制造成本等，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：0.01～0.15％、Al：0.001～0.1％、Ti：0.005～0.02％、N：0.002～0.01％及O：0.004％以下，作为剩余部分，含有铁及不可避免的杂质，在将通过强脱氧元素脱氧后残留并能被弱脱氧元素Ti脱氧的残留氧量设为下述式(5)表示的量时，下述式(6)表示的固溶在相变前的奥氏体坯料中的B量{有效B量：Bef(％)}的计算值为0％以下，进而，下述式(7)表示的碳当量Ceq满足0.32～0.42％的范围，板厚为50～80mm，屈服强度为390～460MPa级，抗拉强度为510～570MPa级，脆性破坏传播停止特性Kca为6000N/mm1.5的温度Tkca＝6000为-10℃以下，焊接线能量为20kJ/mm以上的大线能量焊接部的HAZ韧性的指标即夏比冲击吸收能量vE(-20℃)为47J以上。
OTi(％)＝O-0.4Ca-0.66Mg-0.17REM-0.35Zr-0.89Al    (5)
{其中，式(5)中，作为不可避免的杂质而处理的成分元素也包含在计算中}
Bef(％)＝B-0.77{N-0.29(Ti-2OTi)}    (6)
{其中，在式(6)中，OTi≤0时，设定OTi＝0。另外，OTi＞0时，设定为满足Ti-2OTi≥0.005(％)。进而，N-0.29(Ti-2OTi)≤0(其中，OTi≤0时，OTi＝0)时，设定N-0.29(Ti-2OTi)＝0。}
Ceq(％)＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15    (7)
需要说明的是，上述式(5)～(7)的各式中，式(5)是与上述式(1)相同的式子，另外，式(6)是与上述式(2)相同的式子，式(7)是与上述式(3)相同的式子。
另外，本发明的脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板在上述化学成分组成中，将上述各元素中的S含量的下限设定为0.0005％，将O的含量的下限设定为0.001％。进而，根据需要，能设定成如下构成：选择性地含有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％及Zr：0.0003～0.02％中的1种或2种以上。
以下，说明本发明中的钢(厚壁高强度钢板)的化学成分的限定原因。
“C：碳”0.05～0.12％
C是提高强度的重要元素。彻底进行了低温加热、低温轧制的TMCP型厚壁钢板中，为了稳定确保规定的强度，必须添加0.05％以上的C。另外，由下述理由可知，本发明中，由于必须将Nb、Ni及Mo的添加量抑制为必要最小限，所以难以增加上述元素来进行高强度化。因此，C是非常重要的强化元素。进而，C也有促进大线能量HAZ中的V(C，N)相变核析出的效果。但是，为了稳定确保良好的HAZ韧性，必须将C抑制为0.12％以下，为了提高HAZ韧性，优选为0.10％以下。
“Si：硅”0.3％以下
Si具有脱氧作用，但充分添加强脱氧元素Al时无需该元素。Si也具有强化母材的作用，但与其他元素相比时，其效果相对较小。另外，在需要较高的碳当量Ceq的本发明的大线能量焊接HAZ中，由于Si的有助于生成MA的危险性高，所以必须抑制在0.3％以下，从HAZ韧性的观点来看，为了尽量降低Si的添加量，优选设为0.20％以下。为了确保强度和进行脱氧，优选添加0.01％以上的Si。
“Mn：锰”1～2％
为了经济地确保强度，需要添加量为1％以上的Mn，优选设定为1.40％以上。但是，添加超过2％的Mn时，板坯的中心偏析的有害性变得显著，而且助长大线能量焊接HAZ的硬化与MA的生成，使其脆化，所以以2％为上限。为了防止该脆化，优选将Mn限制在1.60％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与大线能量焊接HAZ韧性，必须降低至0.015％以下。为了提高HAZ韧性，优选设定为0.010％以下。
“S：硫”0.0005～0.005％
S必须抑制到0.005％以下。S超过0.005％时，一部分硫化物粗大化，作为破坏起点带来有害性，母材与大线能量焊接HAZ的韧性变差。为了进一步减少该有害性，优选为0.003％以下。另一方面，利用HAZ的钉扎效果时，必须确保S为0.0005％以上。其原因在于，在HAZ的熔融线附近，为了提高HAZ韧性，通过适当添加Ca或Mg，使微细的硫化物大量分散，强化钉扎效果，从而获得γ细粒化。S小于0.0005％时，硫化物个数不足，得不到充分的钉扎效果。
“B：硼”0.0003～0.003％
B是本发明的特征元素。已经详细说明，本发明中，将上式(2)表示的有效B量(Bef)的计算值控制在0％以下，使得在母材与大线能量焊接HAZ的两者中，不使固溶B存在于γ中，使全部B作为BN析出，不呈现B可淬性。析出于γ中的BN作为相变核起作用，通过HAZ的组织微细化、降低硬度及MA的降低来提高韧性。为此，必须添加0.0003％以上的B。但是，超过0.003％地添加B时，生成粗大的B析出物，HAZ韧性变差，所以以其为上限。为了稳定地确保HAZ韧性，优选为0.0020％以下。
“V：钒”0.01～0.15％
V是本发明的特征元素。已经详细说明，V在本发明的TMCP条件中有效强化母材。另一方面，V在本发明的大线能量焊接HAZ中抑制硬化或MA的增加，同时析出于γ中的VN或V(C，N)作为相变核起作用，将HAZ组织微细化，提高韧性。为了发挥该效果，需要0.01％以上的V。但是，V超过0.15％时，HAZ的组织微细化效果饱和时，同时HAZ的硬化变显著，所以HAZ韧性变差。因此，0.15％是V的上限，优选为0.10％以下。
“Al：铝”0.001～0.1％
Al承担脱氧，对于降低O提高钢的清洁度是必须的。Al以外的Si、Ti、Ca、Mg、REM、Zr等也具有脱氧作用，但即使在添加上述元素的情况下，如果没有0.001％以上的Al，则难以稳定地将O(氧)抑制在0.004％以下。但是，Al超过0.1％时，氧化铝系粗大氧化物成簇化的倾向增强，发生炼钢喷嘴堵塞，或者作为破坏起点的有害性明显化，所以以其为上限。为了进一步减少有害性，优选将Al设定为0.060％以下。
“Ti：钛”0.005～0.02％、“N：氮”0.002～0.01％及“有效B量：Bef(％)”0％以下(上述式(2)的计算值)
Ti与N键合而形成TiN，在板坯再加热时，在与大线能量焊接HAZ中有助于钉扎效果，利于γ细粒化，结果将母材或HAZ的组织微细化，提高韧性。并且，形成TiN后剩余的N与B键合，形成BN，固溶B不存在于γ中，全部B作为BN析出，不呈现B可淬性。
为了同时发挥以上的效果，必须将Ti设定为0.005～0.02％，将N设定为0.002～0.01％，及将上述式(2)表示的有效B量(Bef)的计算值设定为0％以下。
Ti与N分别不满足0.005％、0.002％时，不能充分发挥用TiN得到的钉扎效果，母材与HAZ的韧性变差。Ti与N分别超过0.02％、0.01％时，因TiC析出或固溶N增加，母材与HAZ的韧性变差。为了进一步提高HAZ韧性，优选分别将Ti与N设定为0.015％以下、0.007％以下。进而，即使Ti与N在适当的范围内，而有效B量超过0％时，γ中的固溶B的量增加，呈现B可淬性，带来母材强度不均或HAZ硬化(脆化)。
以下，说明有效B量(Bef)的考虑方法。
作为化学成分添加的Ti有时被钢液中的脱氧消耗(在低Al的情况下容易发生)，脱氧后残留的Ti在凝固后的γ中形成TiN。此时，相对于Ti，N过剩时，形成TiN后残留的N与一部分B键合，形成BN。然后，形成BN后剩余的B作为固溶B呈现可淬性。在本发明中将对该可淬性有贡献的γ中的固溶B量作为有效B量Bef(％)处理。
以下说明基于各元素的添加量、热力学的反应顺序及产物的化学计量组成的有效B量Bef的计算方法。
首先，按照脱氧力高的顺序，假定Ca、Mg、REM(稀土类元素)、Zr及Al与O键合。作为此时的脱氧产物，假定为CaO、MgO、REM2O3、ZrO2及Al2O3，计算脱氧的O量。
在通过脱氧力比Ti强的上述元素脱氧未完毕的情况下，在将上述强脱氧元素进行脱氧后残留并能被弱脱氧元素Ti脱氧的残留氧量OTi(％)设为下述式(1)表示的量时，满足下式{OTi(％)＞0}。
OTi(％)＝O-0.4Ca-0.66Mg-0.17REM-0.35Zr-0.89Al    (1)
其中，上式(1)中，作为不可避免的杂质而处理的成分元素也包含在计算中。
此时，Ti将残留的O(＝OTi)脱除。为此，假定Ti2O3，减去经脱氧消耗的Ti而剩余的Ti用Ti-2OTi≥0.005(％)表示，该值必须为0.005％以上。此处，减去经脱氧消耗的Ti而剩余的Ti必须为0.005％以上的原因在于如上所述确保本发明所需的TiN。
减去经脱氧消耗的Ti后剩余的Ti小于0.005％时，不能充分发挥用TiN得到的钉扎效果，厚壁母材与大线能量焊接HAZ韧性变差。
另外，经脱氧残留的0.005％以上的Ti形成TiN，在残留有N时，下述式为正值，不残留N时，下述式为0或负值。
N-0.29(Ti-2OTi)＞0：残留N的情况
N-0.29(Ti-2OTi)≤0：不残留N的情况
另外，上述式{N-0.29(Ti-2OTi)}为正值而残留有N时，一部分B作为BN被消耗，所以用下述式(2)计算有效B量Bef。
Bef(％)＝B-0.77{N-0.29(Ti-2OTi)}    (2)
其中，上式(2)中，OTi≤0时，设定OTi＝0。另外，OTi＞0时，设定为满足式{Ti-2OTi≥0.005(％)}。进而，式{N-0.29(Ti-2OTi)≤0(其中，OTi≤0时，OTi＝0)}时，设定式{N-0.29(Ti-2OTi)＝0}。
另外，式{N-0.29(Ti-2OTi)}为0或负值而不残留有N时，有效B量Bef为由Bef(％)＝B表示的量。
下面，说明上述残留氧量OTi的式中的Ca、Mg、REM、Zr及Al的系数，作为钢液中的脱氧反应(氧化反应)得到的产物(氧化物)，假定为CaO、MgO、REM2O3、ZrO2、Al2O3，以质量％计算作为上述氧化物存在的O量。例如，在CaO的情况下，原子量是Ca为40、O为16，所以相对于Ca的质量％，键合16/40＝0.4的O。如果为Al2O3，原子量是Al为27、O为16，所以相对于Al的质量％，键合(16×3)/(27×2)＝0.89的O。以下，以相同的计算概念限定上述OTi式的各元素的系数(0.66：Mg、0.17：REM及0.35：Zr)。
另外，在将有效B量Bef的导出式概念从低温侧向高温侧追溯地表示时，如下所述。
有效B量Bef(％)＝成分B量-作为BN的B
→作为BN的B＝0.77(N-作为TiN的N)
→作为TiN的N＝0.29(Ti-作为Ti2O3的Ti)
→作为Ti2O3的Ti＝2(O-作为CaO的O-作为MgO的O-作为REM2O3的O-作为ZrO2的O-作为Al2O3的O)
→作为CaO的O＝0.4Ca
→作为MgO的O＝0.66Mg
→作为REM2O3的O＝0.17REM
→作为ZrO2的O＝0.35Zr
→作为Al2O3的O＝0.89Al
接着，在将有效B量Bef的导出式概念按从高温侧向低温侧的反应顺序表示时，如下所述。即，在制钢中的精炼→凝固工序中，按以下的顺序反应。
[1]液相(钢液中)中的脱氧反应(1600℃左右)
按与O的化学亲和力强的顺序发生CaO→MgO→REM2O3→ZrO2→Al2O3的反应，钢液中的溶存O越来越少。由此，脱氧结束时，用OTi≤0表示。脱氧未结束，残留有溶存O时，用OTi＞0、Ti-2OTi≥0.005(％)表示，比Al弱的脱氧元素Ti以Ti2O3的形式对脱氧作贡献，由成分Ti减去脱氧消耗的作为Ti2O3的Ti后剩余的Ti为0.005％以上。
[2]固相(凝固γ中)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发生TiN→BN→AlN的反应，固相γ中的固溶N越来越少。首先，经脱氧消耗后剩余的Ti引起脱氮反应。由此脱氮结束时，用N-0.29(Ti-2OTi)≤0表示，固溶N不存在于γ中，所以B不形成BN，完全作为固溶B存在。另一方面，通过Ti的脱氮未完毕，残留有固溶N时，用N-0.29(Ti-2OTi)＞0表示，一部分B生成BN，剩余成为固溶B。
另一方面，通过脱氧力比Ti强的元素脱氧结束时，满足下述式。
OTi≤0
此时，Ti不被脱氧消耗。在Ti形成TiN而N残留时，满足下述式。
N-0.29Ti＞0
此时的有效B量Bef通过下述式计算。
Bef(％)＝B-0.77(N-0.29Ti)
Ti形成TiN而不残留有N时，满足下述式。
N-0.29Ti≤0
此时的有效B量Bef通过下述式计算。
Bef(％)＝B
需要说明的是，上述各式中，式(N-0.29Ti)中的0.29Ti是指作为TiN的N。此处，原子量是Ti为48、N为14，所以相对于Ti(准确地是指减去脱氧消耗的Ti后而剩余的Ti)的质量％键合14/48＝0.29的N。另外，如果N-0.29Ti≤0，则N全部被TiN固定，固溶N不存在于γ坯料中。另一方面，如果N-0.29Ti＞0，则在γ坯料中除存在TiN之外，还存在固溶N，所以该固溶N与B键合，生成BN，使有效B量减少。
“O：氧”0.001～0.004％以下
必须将O抑制为0.004％以下。O超过0.004％时，一部分氧化物粗大化，作为破坏起点带来有害性，母材与大线能量焊接HAZ的韧性变差。另一方面，利用HAZ的钉扎效果时，必须确保O为0.001％以上。其原因在于，在HAZ的熔融线附近，为了提高HAZ韧性，通过适当添加Ca或Mg，使微细的氧化物大量分散，强化钉扎效果来获得γ细粒化。O小于0.001％时，氧化物个数不足，有可能得不到充分的钉扎效果。
“Ca：钙”0.0003～0.004％及“Mg：镁”0.0003～0.004％
对于Ca及Mg而言，考虑在钢液中的添加顺序，并且将一种或两种添加0.0003％以上，由此可以确保1000个/mm2以上的含有Ca或Mg的10～500nm的氧化物或硫化物。Ca或Mg小于0.0003％时，作为大线能量焊接HAZ的钉扎粒子的氧化物或硫化物的个数有不足的可能性。另外，分别添加超过0.004％时，氧化物或硫化物粗大化，钉扎粒子的个数不足，同时作为破坏起点的有害性也变显著，有可能得不到良好的HAZ韧性。
“Ni：镍”0.01～1％
Ni对抑制韧性变差确保强度是有效的。为此，必须添加0.01％以上的Ni。但是，Ni存在使得合金成本变得非常高，并且产生表面瑕疵的修整工序的问题。因此，必须将Ni抑制为1％以下。另外，为了避免表面瑕疵，优选尽量减少Ni，所以可以限制为0.7％以下或0.5％以下。
“Cu：铜”0.01～1％、“Cr：铬”0.01～1％及“Mo：钼”0.01～0.5％
Cu、Cr及Mo对于确保强度是有效的，均以0.01％以上的添加量发挥效果。另一方面，从使大线能量焊接HAZ韧性变差的观点考虑，分别以1％、1％及0.5％为上限，并分别优选为0.4％以下、0.3％以下、0.1％以下。特别是Cr及Mo是与Ni同样昂贵的元素，并且助长生成HAZ的MA的危险性也高，所以优选不添加。
“Nb：铌”0.003～0.03％
Nb对于促进精轧中的未再结晶区域轧制是有效的。为此，优选添加0.003％以上的Nb。另外，Nb对于大线能量焊接HAZ韧性有害。因此，本发明中，为了促进未再结晶区域轧制，可以添加0.03％以下的微量Nb。从HAZ韧性的观点来看，可以抑制为0.02％以下或0.01％以下。另外，在可以较大地确保精轧下的累积压下量时，即使不添加Nb，母材组织也充分微细化，能得到良好的脆性破坏传播停止特性，所以从HAZ韧性的观点考虑更优选不添加Nb。
“REM：稀土类元素(镧系元素)”0.0003～0.02％及“Zr：锆”0.0003～0.02％
REM(稀土类元素)及Zr与脱氧和脱硫相关，抑制中心偏析部的粗大延伸MnS的生成，将硫化物球状无害化，改善母材与大线能量焊接HAZ的韧性。为了发挥上述效果，REM与Zr的下限均为0.0003％。但是，即使增加上述元素的添加量，效果也饱和，所以从经济性的观点来看，REM与Zr的上限均为0.02％。需要说明的是，所谓本发明中添加的REM是指La或Ce等镧系元素。
如以上所说明，根据本发明的脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法、及脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板，将钢成分设定成在上述范围内含有各元素并满足上述关系式的成分组成，并且设定为上述各制造条件，由此可以得到实现了下述要求的厚壁高强度钢板：(1)板厚为50～80mm、屈服强度为390～460MPa级(即抗拉强度510～570MPa级)的厚壁高强度；(2)具有停止性指标Tkca＝6000≤-10℃的良好的脆性破坏传播停止特性；(3)即使焊接线能量≥20kJ/mm，也具有vE(-20℃)≥47J的良好的大线能量焊接HAZ韧性；(4)通过减少昂贵合金元素(Ni≤0.5％等)等得到低制造成本。
将上述本发明的厚壁高强度钢板用于以大型船舶为代表的各种焊接结构物，由此可以同时满足焊接结构物的大型化、对于破坏的高安全性、建造中的焊接的高效率化、作为原料的钢材的经济性等，因此其产业上的效果无法估测。
实施例
以下，举出本发明的脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法、及脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板的实施例，更具体地说明本发明，但本发明并不从根本上限定于下述实施例，能在适合上述及下述主旨的范围内施加适当变更来实施，上述变更也均包含在本发明的技术范围中。
[试样制作]
制钢工序中，控制钢液的脱氧·脱硫与化学成分，通过连续铸造制作下述表1～4所示的化学成分的板坯(连续铸造板坯)。接着，在下述表5～10所示的制造条件下，将所述板坯再加热，通过厚板轧制，精制成板厚50～80mm，进行加速冷却，进而，根据需要进行离线的回火处理，制作厚壁钢板的试样。
本实施例中的本发明钢的厚壁钢板的化学成分组成一览示于表1、2，同时，比较钢的化学成分组成一览示于表3、4。另外，本发明钢的钢板的制造条件一览示于表5、6，同时比较钢的钢板的制造条件一览示于表7、8。另外，表1、2所示的本发明钢的“钢No.1”的化学成分组成中，改变各制造条件制造钢板而得到的比较钢的条件一览如表9、10所示。
需要说明的是，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)/15
A式＝O-0.4Ca-0.66Mg-0.17REM-0.35Zr-0.89Al
B式＝N-0.29Ti
C式＝Ti-2(O-0.4Ca-0.66Mg-0.17REM-0.35Zr-0.89Al)
D式＝N-0.29[Ti-2(O-0.4Ca-0.66Mg-0.17REM-0.35Zr-0.89Al)]
Ar3＝910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-80Mo(板坯)
另外，有效B量如以下所示地限定。
(i)A式的值＜0的情况
(a)B式的值＞0的情况，有效B量＝B-0.77(N-0.29Ti)
(b)B式的值≤0的情况，有效B量＝B
(ii)A式的值≥0的情况
C式的值≥0.005
(a)D式的值＞0的情况，有效B量＝B-0.77{N-0.29〔Ti-2(O-0.4Ca-0.66Mg-0.17REM-0.35Zr-0.89Al)〕}
(b)D式的值≤0的情况，有效B量＝B
Figure A20088000154700281
Figure A20088000154700291
Figure A20088000154700301
Figure A20088000154700311
Figure A20088000154700321
Figure A20088000154700331
Figure A20088000154700341
Figure A20088000154700361
Figure A20088000154700371
[评价试验]
对根据上述方法制作的厚壁钢板的试样，进行以下的评价试验。
对于母材的抗拉特性及夏比冲击特性，从厚壁钢板试样的板厚1/2部分-轧制长度(L)方向采集试验片来进行测定并进行评价。
对于母材的脆性破坏传播停止特性，将总厚试验体通过温度梯度型ESSO试验(WES 3003基准)破坏，求出停止性指标Tkca＝6000来进行评价。
关于接头的HAZ韧性，通过电气焊接(EGW)将对接坡口进行1道次焊接，向从板厚1/2部分的熔融线离开1mm的HAZ中导入切口进行检查。此时，在-20℃下进行3条切口的夏比冲击试验，评价平均的吸收能量值。另外，作为参考，也检查了-40℃下的特性。
关于厚壁钢板与焊接接头的机械性质，按照表5、6所示的制造条件制造的本发明钢的机械性质一览示于表11，另外，按照表7、8所示的制造条件制造的比较钢的机械性质一览示于表12。
以本发明钢的“钢No.1”的化学成分组成，按照表9、10所示的条件改变制造条件而得到的比较钢的厚壁钢板与焊接接头的机械性质一览示于表13。
Figure A20088000154700391
Figure A20088000154700401
Figure A20088000154700411
[评价结果]
表1、2所示的钢No.1～16是本发明钢，通过将钢的化学成分适当化，彻底进行TMCP的低温加热与低温轧制，由此尽管为厚壁，如表11所示，也能满足390～460MPa级的屈服强度与510～560MPa级的抗拉强度及小于-10℃的良好的脆性破坏传播停止特性Tkca＝6000，进而，虽然为大线能量焊接，但也能将Ni添加量抑制到1％以下，同时满足在-20℃下良好的HAZ韧性。
另一方面，表3、4所示的比较钢No.17～36中，由于钢的化学成分不适当，另外，表9、10所示的比较钢1A～1I中，钢板制造条件不适当，所以如表12、13所示，屈服强度、抗拉强度、Tkca＝6000及大线能量焊接HAZ韧性均差，不能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No.17由于C与Ceq低，另外，钢No.20由于Mn低，所以可淬性不足，屈服强度和抗拉强度变差。
钢No.18由于C高，钢No.19由于Si高，钢No.21由于Mn高，另外，钢No.22由于B低，所以大线能量焊接HAZ的韧性均差。
钢No.23由于V低，与板厚相同、Ceq低的钢No.1相比，强度较低，并且尽管与钢No.1相比，Ceq高，仍不能满足钢No.1所满足的460MPa级屈服强度与570MPa级抗拉强度。进而，大线能量焊接HAZ的韧性差。
钢No.24由于V高，与板厚和Ceq相同的钢No.11相比，强度大幅提高，但大线能量焊接HAZ的韧性差。
钢No.25、26、27、30、31、34及35中，Ceq与板厚相同，另外，表7、8的TMCP条件也相同，但由于存在8～10ppm的有效B量，所以屈服强度为440～600MPa，抗拉强度为550～700MPa，强度变化大。进而，大线能量焊接HAZ的韧性变差。
钢No.28由于P高，另外，钢No.29由于S高，所以母材韧性与大线能量HAZ的韧性均差。
钢No.31由于Al低，所以O增高，钢No.32由于Al高，从而生成氧化铝簇，钢No.31和钢No.32的粗大的有害氧化物均增加，母材与大线能量HAZ的韧性差。
钢No.33由于Ti低，另外，钢No.35由于N低，所以各自TiN的生成不充分，母材与HAZ的结晶粒不能充分微细化，母材韧性、停止性及大线能量HAZ韧性差。
钢No.34由于Ti高，另外，钢No.36由于N高，所以各自因TiC脆化或固溶B脆化导致母材韧性与大线能量HAZ韧性差。
钢No.1A由于板坯再加热的开始温度高，另外，钢No.1B由于加热温度高，所以各自的加热时的γ粒粗大化，脆性破坏传播停止特性Tkca＝6000差。
钢No.1C由于加热温度过低，V碳氮化物的熔体化不充分，承担析出强化的V碳化物不足，母材强度降低，所以与钢No.1相比，屈服强度与抗拉强度均降低20MPa，无法享有添加0.02％的V而得到的强度的优点。进而，由于粗轧的结束温度过低，再结晶粒没有充分整细粒化，Tkca＝6000差。
钢No.1D由于粗轧的结束温度过低，另外，钢No.1E由于粗轧的累积压下量少，所以再结晶粒没有充分整细粒化，Tkca＝6000均差。
钢No.1F与钢No.1G由于精轧的开始温度与结束温度过高，不满足上述式{-0.5×(板坯加热温度(℃))+1325}，所以母材的晶体粒径的微细化不充分，Tkca＝6000差。
钢No.1H由于精轧的累积压下量少，所以母材的晶体粒径的微细化不充分，Tkca＝6000差。
钢No.1I由于加速冷却的停止温度高，所以板厚内部的相变强化与晶体粒径微细化不充分，抗拉强度与Tkca＝6000差。
根据以上说明的实施例的结果可知，本发明的脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板明显可以实现下述要求：(1)板厚为50～80mm、屈服强度390～460MPa级(即抗拉强度510～570MPa级)的厚壁高强度；(2)具有停止性指标Tkca＝6000≤-10℃的良好的脆性破坏传播停止特性，(3)即使焊接线能量≥20kJ/mm，也具有vE(-20℃)≥47J的良好的大线能量焊接HAZ韧性；(4)通过减少昂贵合金元素(Ni≤1％等)等来获得低制造成本。
本发明的厚壁高强度钢板通过用于以大型船舶为代表的各种焊接结构物中，能同时满足焊接结构物的大型化、对于破坏的高安全性、建造中的焊接的高效率化及原料钢材的经济性等。因此，本发明的厚壁高强度钢板能适用于大型集装箱船等的船舶用途或建筑、桥梁、罐及海洋结构物等其他焊接结构物。

Claims (9)

1、一种脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法，其特征在于，将下述连续铸造板坯冷却至等于或低于Ar3-200℃后，再加热到950～1100℃，所述连续铸造板以质量％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：0.01～0.1 5％、Al：0.001～0.1％、Ti：0.005～0.02％、N：0.002～0.01％及O：0.004％以下，作为剩余部分，含有铁及不可避免的杂质，
然后，在900℃以上对所述连续铸造板坯进行累积压下量为30％以上的粗轧，
然后，在将精轧开始温度及精轧结束温度均设为下式{-0.5×(板坯加热温度(℃))+1325}(℃)表示的温度以下的条件下进行700℃以上且累积压下量为50％以上的精轧，制成轧制原板，
然后，利用加速冷却，将所述轧制原板冷却到500℃以下，制成钢板，
所述连续铸造板坯中，固溶在相变前的奥氏体坯料中的B量的计算值为0％以下，该B量是作为有效B量的Bef(％)，碳当量Ceq满足0.32～0.42％的范围，
其中，在将用强脱氧元素脱氧后残留并能被弱脱氧元素Ti脱氧的残留氧量OTi(％)设为下述式(1)表示的量时，作为有效B量的Bef(％)用下述式(2)表示，另外，碳当量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，作为不可避免的杂质而处理的成分元素也包含在计算中，
Bef(％)＝B-0.77{N-0.29(Ti-2OTi)}    (2)
其中，式(2)中，OTi≤0时，设定OTi＝0，另外，OTi＞0时，设定为满足Ti-2OTi≥0.005(％)；进而，N-0.29(Ti-2OTi)≤0时，设定N-0.29(Ti-2OTi)＝0，其中，OTi≤0时，OTi＝0，
Ceq(％)＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15    (3)
Ar3(℃)＝(910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-80Mo)    (4)。
2、根据权利要求1所述的脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法，其特征在于，在所述加速冷却后，进一步在350～700℃下实施5～60分钟的回火热处理。
3、根据权利要求1或2所述的脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法，其特征在于，所述连续铸造板坯的所述S的含量为0.0005～0.005％，并且所述O的含量为0.001～0.004％，所述连续铸造板坯以质量％计还含有Ca：0.0003～0.004％及Mg：0.0003～0.004％中的1种或2种。
4、根据权利要求1～3中任一项所述的脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法，其特征在于，所述连续铸造板坯以质量％计还含有Ni：0.01～1％、Cu：0.01～1％、Cr：0.01～1％、Mo：0.01～0.5％及Nb：0.003～0.03％中的1种或2种以上。
5、根据权利要求1～4中任一项所述的脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法，其特征在于，所述连续铸造板坯以质量％计还含有REM：0.0003～0.02％及Zr：0.0003～0.02％中的1种或2种。
6、一种脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板，其特征在于，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：0.01～0.15％、Al：0.001～0.1％、Ti：0.005～0.02％、N：0.002～0.01％及O：0.004％以下，作为剩余部分，含有铁及不可避免的杂质，
在将用强脱氧元素脱氧后残留并能被弱脱氧元素Ti脱氧的残留氧量设为下述式(5)表示的量时，下述式(6)表示的固溶在相变前的奥氏体坯料中的B量的计算值为0％以下，其中，该B量是作为有效B量的Bef(％)，
进而，下述式(7)表示的碳当量Ceq满足0.32～0.42％的范围，
板厚为50～80mm，屈服强度为390～460MPa级，
脆性破坏传播停止特性Kca达到6000N/mm1.5的温度TKca＝6000为-10℃以下，
焊接线能量为20kJ/mm以上的大线能量焊接部的HAZ韧性的指标即夏比冲击吸收能量vE(-20℃)为47J以上，
OTi(％)＝O-0.4Ca-0.66Mg-0.17REM-0.35Zr-0.89Al    (5)
其中，式(5)中，作为不可避免的杂质而处理的成分元素也包含在计算中，
Bef(％)＝B-0.77{N-0.29(Ti-2OTi)}    (6)
其中，式(6)中，OTi≤0时，设定OTi＝0，另外，OTi＞0时，设定为满足Ti-2OTi≥0.005(％)；进而，N-0.29(Ti-2OTi)≤0时，设定N-0.29(Ti-2OTi)＝0，其中，OTi≤0时，OTi＝0，
Ceq(％)＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15    (7)。
7、根据权利要求6所述的脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板，其中，所述S的含量为0.0005～0.005％，并且所述O的含量为0.001～0.004％，而且以质量％计还含有Ca：0.0003～0.004％及Mg：0.0003～0.004％中的1种或2种。
8、根据权利要求6或7所述的脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板，其特征在于，以质量％计还含有Ni：0.01～1％、Cu：0.01～1％、Cr：0.01～1％、Mo：0.01～0.5％及Nb：0.003～0.03％中的1种或2种以上。
9、根据权利要求6～8中任一项所述的脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板，其特征在于，以质量％计还含有REM：0.0003～0.02％及Zr：0.0003～0.02％中的1种或2种。
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