CN106574316A - 大线能量焊接用钢板的制造方法 - Google Patents

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Abstract

提供一种即便在大线能量焊接下也具有韧性等优异的接头特性，并且屈服强度为460MPa以上的中厚的非调质高抗张强度钢板即大线能量焊接用钢板的制造方法。将下述钢材加热至1050℃以上且1200℃以下，在轧制结束时的温度为Ar3相变点以上的条件下进行热轧，以5℃/秒以上进行水冷直至表面温度成为(‑t×1.5)+400℃以上且(‑t×1.5)+620℃以下，以质量％计，钢材含有：C：0.03～0.1％，Si：0.01～0.1％，Mn：0.8～2％，P：0.02％以下，S：0.0005～0.005％，Al：0.005～0.1％，Nb：0.003～0.03％，Ti：0.005～0.05％，Cu：0.1～0.5％，Ni：0.3～2％，N：0.003～0.01％，B：0.0003～0.0025％，Ca：0.0005～0.003％，O：小于0.004％，并且满足Ceq：0.38～0.43、ACR：0～1。

Description

大线能量焊接用钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及在船舶、建筑·土木等领域中的各种钢结构物中使用的、屈服应力为460MPa以上且板厚为25mm以上且50mm以下的非调质高抗张强度钢，特别地涉及即便进行热输入量大于200kJ/cm的大线能量焊接的情况下，也具有优异的接头特性的大线能量焊接用钢板的制造方法。
背景技术
在船舶、建筑·土木等领域中的各种钢结构物中使用的钢材正在进行着高强度化、厚壁化。伴随着这样的钢材的高强度化、厚壁化，在对钢材进行焊接施工时，引用埋弧焊、电气焊及电渣焊等生产效率优异的大线能量焊接的机会日益增多。
对于船舶、建筑·土木等领域中的各种钢结构物而言，除了母材的特性外，还要求焊接部的强度、韧性等接头特性也是优异的。但是，已知的是，在大线能量焊接后的焊接热影响区(以下，也称为“HAZ”)，通过组织控制等而在制造工序中精心制作的母材的特性由于热影响而失效，因此韧性降低。与此相对，为了抑制HAZ的韧性降低，提出了各种大线能量焊接用钢。
作为提高HAZ的韧性的技术，例如，通过将TiN微细分散在钢中，从而抑制HAZ的奥氏体晶粒的粗大化，或者将分散了的TiN用作HAZ处的铁素体相变核的技术正在被实用化。但是，关于将TiN微细分散在钢中的技术，在HAZ成为TiN的熔解温度以上时，不能得到用于抑制韧性降低的效果。此外，关于将TiN微细分散在钢中的技术，存在基质组织(日文：地組織)由于随着TiN的熔解而产生的固溶Ti及固溶N而发生脆化，韧性显著降低的问题。
针对HAZ处的TiN的熔解的问题，专利文献1公开了在钢中微细分散粒度5μm以下的TiOx(其中，x：0.65～1.3)的技术。专利文献1中，通过使即便在HAZ的高温范围也不熔解的Ti氧化物微细分散，并且将Ti氧化物作为针状铁素体的生成核，从而抑制HAZ的韧性降低。另外，在专利文献1这样的利用Ti氧化物的技术中，由于使氧化物均匀地微细分散是困难的，因此进行了通过将氧化物进行复合化从而改善分散能力的研究。
另外，作为改善HAZ的韧性的技术，例如专利文献2中公开了为使BN(其使HAZ的组织微细化)积极地析出，而调整钢组成之中的B、N及sol.Al量的技术。此外，专利文献3中公开了，以HAZ的韧性处于高韧性区域的方式调节Ti-B-N量，进一步为了进行夹杂物的形态控制而添加Ca或Ce的技术。此外，专利文献4中公开了为了在焊接的结合(bond)部形成稳定的硫/氧化物，而将钢组成设为低N-低Ti系，并添加REM的技术。
但是，关于专利文献1～4中记载的技术，对于热输入量大于200kJ/cm的大线能量焊接而言，难以充分抑制HAZ的奥氏体的晶粒生长，并且防止HAZ的韧性降低是困难的。与此相对，作为即便对于大线能量焊接而言也能改善HAZ的韧性的技术，专利文献5中公开了通过适当控制钢组成的Ca、O及S量，从而将Ca系非金属夹杂物微细分散在钢中的技术。根据专利文献5，Ca系金属夹杂物成为相变核，促进HAZ处的铁素体相变，因此即便在大于400kJ/cm的大线能量焊接中也能提高HAZ的韧性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭57-51243号公报
专利文献2：日本特开昭62-170459号公报
专利文献3：日本特开昭60-204863号公报
专利文献4：日本特公平4-14180号公报
专利文献5：日本专利第3546308号公报
发明内容
发明所要解决的问题
然而，近年来，对屈服强度大于460MPa级的高强度钢应用大线能量焊接的机会日益增加。特别地，在这种高强度钢板之中，对于板厚为25mm以上且50mm以下的中厚高抗张强度钢而言，由于能够通过伴随着高强度化的薄壁化来降低钢材重量，因此在高效的运输船用方面的应用需求日益增高。
但是，引用文献5中记载的技术是以屈服强度为390MPa级的钢材为对象，并且适用于比屈服强度大于460MPa级这样的高强度钢的碳当量更低的钢材。因此，在将引用文献5的技术应用于屈服强度大于460MPa级的高强度钢时，由于碳当量高，因此HAZ的晶粒内成为铁素体与贝氏体的混合组织，因此改善HAZ的韧性等的接头特性是困难的。此外，如上所述，引用文献1～4中记载的技术在热输入量大于200kJ/cm的大线能量焊接中，未能改善HAZ韧性等接头特性。
因此，本发明着眼于上述问题而做出，其目的在于，提供一种即便在焊接输入热为200kJ/cm以上的大线能量焊接下，也具有优异的接头特性，并且屈服强度为460MPa以上，且板厚为25mm以上且50mm以下的大线能量焊接用钢板的制造方法。
用于解决问题的手段
为了实现上述目的，本发明的一个方案涉及的大线能量焊接用钢板的制造方法的特征在于，将下述钢材加热至1050℃以上且1200℃以下，以轧制后的板厚成为25mm以上且50mm以下、累积压下率成为40％以上的方式，将加热后的钢材在850℃以下且轧制结束时为Ar3相变点以上的温度范围内进行热轧，以5℃/秒以上的冷却速度，将热轧后的钢材进行水冷直至表面温度成为(-t×1.5)+400℃以上且(-t×1.5)+620℃以下，将水冷后的所述钢材进行空冷，其中，以质量％计，所述钢材含有：C：0.03％以上且0.10％以下，Si：0.01％以上且0.10％以下，Mn：0.8％以上且2.0％以下，P：0.020％以下，S：0.0005％以上且0.0050％以下，Al：0.005％以上且0.100％以下，Nb：0.003％以上且0.030％以下，Ti：0.005％以上且0.050％以下，Cu：0.10％以上且0.50％以下，Ni：0.30％以上且2.00％以下，N：0.0030％以上且0.0100％以下，B：0.0003％以上且0.0025％以下，Ca：0.0005％以上且0.0030％以下，O：小于0.0040％，并且，所述钢材以由下述(1)式定义的ACR满足大于0且小于1、由下述(2)式定义的Ceq满足0.38以上且0.43以下的方式含有各成分，余部由Fe及不可避免的杂质构成，
ACR＝(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/(1.25×S)···(1)
Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15···(2)
其中，表面温度的条件式中的t表示热轧后的钢材的厚度，在(1)式及(2)式中，各元素符号表示钢材中的各元素的含量(质量％)。
以质量％计，钢材可进一步含有选自V：大于0％且0.20％以下、Cr：大于0％且0.40％以下及Mo：大于0％且0.40％以下之中的一种以上。
以质量％计，钢材可进一步含有选自Mg：0.0005％以上且0.0050％以下、Zr：0.0010％以上且0.0200％以下、REM：0.0010％以上且0.0200％以下之中的一种以上。
发明效果
通过本发明，可提供即便在焊接输入热为200kJ/cm以上的大线能量焊接下，也具有优异的接头特性，并且屈服强度为460MPa以上，且板厚为25mm以上且50mm以下的大线能量焊接用钢板的制造方法。
具体实施方式
本发明的大线能量焊接用钢板是板厚为25mm以上且50mm以下，屈服强度为460MPa以上，并且还是焊接输入热为200kJ/cm以上的大线能量焊接用的非调质高抗张强度钢板。关于上述大线能量焊接用钢，特别地，为了确保接头的拉伸强度，需要考虑由于相对于板厚大于50mm厚钢板而言板厚变薄导致的母材的塑性约束的减小从而进行成分设计。另一方面，对于大线能量焊接用钢而言，当进行用于确保接头强度的成分设计时，HAZ的粗晶粒区域中的韧性确保变得困难。此外，当对进行了用于确保接头强度而进行了上述成分设计的大线能量焊接用钢应用以往的厚钢板的制造方法时，由于母材强度变得过剩，因此母材的延展性降低。
针对于此，本发明人进行了各种研究，得到如下(a)～(c)的见解。
(a)为了提高大线能量焊接热影响区的韧性，重要的是，通过抑制高温区域中的奥氏体晶粒的粗大化，并在后续的冷却过程中生成晶粒内铁素体，从而减少贝氏体中的岛状马氏体(以下，也称为“MA”)量。此外，为了减少MA量，重要的是，减少钢组成中的C、Si及P含量。
(b)通过以使淬透性的指标即碳当量(Ceq)落入适当的范围内的方式进行成分调整，从而能够兼具接头的拉伸强度和韧性。
(c)对于母材强度的抑制，利用复热进行的自回火是有效的，并且在轧制后的冷却过程中，通过进行与板厚相应的冷却停止温度控制，能够将母材强度控制在适当的范围内。此外，通过进行与板厚相应的冷却停止温度控制，还能够兼具延展性、韧性等母材强度以外的其他特性。
＜成分组成＞
[基本成分组成]
接下来，详细说明本发明的实施方式。首先，对本发明的钢材应具有的基本成分组成进行说明。在说明中，涉及化学成分的％表示全部是指质量％。
C：0.03％以上且0.10％以下
C为提高钢材的强度的元素，为了确保作为结构钢所必须的强度，需要含有0.03％以上。另一方面，当C的含量大于0.10％时，结合部附近的HAZ处易于生成MA，因此将上限设为0.10％以下。优选地，C的含量为0.05％以上且0.08％以下。这里，结合部附近意思是最接近熔融线的HAZ中粗粒化最显著的区域。
Si：0.01％以上且0.10％以下
Si为作为对钢进行熔炼时的脱氧剂而添加的元素，需要添加0.01％以上。但是，当Si的含量大于0.10％时，母材的韧性降低。此外，当Si的含量大于0.10％时，在大线能量焊接后的结合部附近的HAZ处生成MA，由此易于发生韧性的降低。因而，将Si的含量设为0.01％以上且0.10％以下的范围。优选地，Si的含量为0.08％以下。
Mn：0.8％以上且2.0％以下
关于Mn，为了确保母材的强度，添加0.8％以上。另一方面，当Mn的含量大于2.0％时，由于HAZ的韧性显著变差，因此将Mn的含量设为0.8％以上且2.0％以下。优选地，Mn的含量为1.2％以上且2.0％以下。
P：0.020％以下
由于P促进结合部附近的HAZ处的MA生成，并且大幅降低韧性，因此设为0.020％以下的含量。优选地，P的含量为0.010％以下。
S：0.0005％以上且0.0050％以下
S是为了形成作为铁素体的成核点位而发挥作用的MnS或CaS而必要的元素。因此，S的含量设为0.0005％以上。然而，由于当过多地含有时会招致母材韧性的降低，因此S的含量的上限设为0.0050％。
Al：0.005％以上且0.100％以下
Al是为了钢的脱氧而添加的元素，需要含有0.005％以上。但是，当Al的含量大于0.100％时，不仅母材的韧性降低，焊接金属的韧性也会降低。因而，Al的含量设为0.005％以上且0.100％以下。优选地，Al的含量为0.010％以上且0.100％以下。
Nb：0.003％以上且0.030％以下
Nb是为了确保母材及接头的强度而必要的元素。但是，当Nb的含量小于0.003％时，提高强度的效果小。另一方面，当Nb的含量大于0.030％时，由于在结合部附近的HAZ处生成MA，因此韧性降低。因而，Nb的含量设为0.003％以上且0.030％以下的范围。优选地，Nb的含量为0.008％以上且0.0020％以下。
Ti：0.005以上且0.050％以下
Ti是在钢水凝固时变成TiN在母材中析出，并且抑制奥氏体晶粒的粗大化，从而有助于提高母材韧性的元素，其添加是必须的。另外，同时Ti由于减少能够与B键合的N，并且确保钢中的固溶B，因此在确保母材强度方面有效发挥作用。另外，TiN在HAZ中变为铁素体的相变核，并有助于HAZ的高韧性化。为了获得所述效果，Ti的含量需要为0.005％以上，优选设为0.015％以上。另一方面，当Ti的含量大于0.050％时，析出的TiN发生粗大化，从而不能得到上述效果。因而，Ti的含量设为0.005％以上且0.050％以下的范围。优选地，Ti的含量为0.010％以上且0.0035％以下。
Cu：0.10％以上且0.50％以下
Cu为有助于确保母材及接头的强度的元素。特别地，在结合部附近的HAZ中，因为能够有助于接头强度的提高而不会伴随显著的MA生成，因此其添加是必须的。为了获得所述效果，Cu的含量设为0.10％以上。另一方面，当Cu的含量大于0.50％时，确保母材及接头的强度的效果变得饱和。因此，Cu的含量的上限设为0.50％。优选地，Cu的含量为0.020％以上且0.040％以下。
Ni：0.30％以上且2.00％以下
Ni是提高母材的韧性，并且还使母材的强度升高的元素。另外，Ni还具有抑制由于Cu添加而在连续铸造时发生开裂的效果。为了获得所述效果，Ni的含量设为0.30％以上。另一方面，当Ni的含量大于2.0％时，提高母材强度的效果变得饱和。因此，Ni的含量设为0.30％以上且2.00％以下。优选地，Ni的含量为0.50％以上且1.50％以下。
N：0.0030％以上且0.0100％以下
N是通过在钢水凝固时变成TiN而在母材中析出并抑制奥氏体晶粒的粗大化，从而有助于提高母材韧性的元素。为了获得所述效果，N的含量设为0.0030％以上。另一方面，当N的含量大于0.0100％时，在TiN由于焊接热循环而熔解的区域中，固溶N增多，从而韧性变差。因此，N的含量设为0.0030％以上且0.0100％以下。优选地，N的含量为0.0040％以上且0.0080％以下。
B：0.0003％以上且0.0025％以下
B是通过在HAZ中变为BN，从而减少固溶N的元素，通过与ACR(Atomicconcentration ratio：原子浓度比)控制组合从而有效地变为铁素体相变核，并生成铁素体从而提高HAZ的韧性。为了获得上述效果，B的含量设为0.0003％以上。但是，当B的含量大于0.0025％时，作为母材的钢板及HAZ的韧性发生降低。因此，B的含量设为0.0003％以上且0.0025％以下的范围。优选地，B的含量为0.008％以上且0.0020％以下。
Ca：0.0005％以上且0.0030％以下
Ca是以用作铁素体的生成核的CaS的形式而将S固定从而改善韧性的元素，在进行ACR控制方面是必须的元素。为了获得所述效果，Ca的含量设为0.0005％以上。另一方面，当Ca的含量大于0.0030％时，韧性改善的效果变得饱和。因此，Ca的含量设为0.0005％以上且0.0030％以下的范围。
O：小于0.0040％
O是间接地对在CaS上析出有MnS而成的复合粒化物的生成产生影响的元素。因此，O的含量设为小于0.0040％。优选地，O的含量小于0.0030％。
在本发明的大线能量焊接用钢板中，钢材的组成成分除了满足上述组成范围以外，还满足下述(1)式及(2)式定义的ACR及碳当量Ceq的范围。
ACR＝(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/(1.25×S)···(1)
Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15···(2)
其中，(1)式及(2)式中，各元素符号表示钢材中的各元素的含量(质量％)。
ACR：大于0小于1
ACR是表示在将各成分范围的钢进行大线能量焊接时，HAZ的韧性的良好性的参数(parameter)式，且将其设为大于0小于1。通过以满足上述ACR的范围的方式规定Ca、O及S的含量，从而生成在CaS上析出MnS而成的复合粒化物，并成为铁素体的生成核。通过将上述复合粒化物进行微细分散，从而相变组织变得微细化，焊接热影响区的韧性提高。当ACR为0以下时，CaS不会结晶析出，S单独以MnS的形式析出。析出的MnS在钢板制造时通过在轧制方向上伸长，从而使母材韧性降低。另外，由于在HAZ中MnS发生熔融，因此不能得到优异的韧性。另一方面，当ACR为1以上时，几乎全部S通过Ca而被固定，从而不能得到成为铁素体生成核的复合夹杂物。因此，HAZ组织不会发生微细化，不能得到韧性提高效果。此外，通过将ACR设为大于0小于1，BN在微细分散的MnS及CaS的复合硫化物上复合析出，从而能够作为能力更强的铁素体生成核而利用，因此能够实现HAZ韧性的进一步提高。
Ceq：0.38以上且0.43以下
Ceq是表示在将各成分范围的钢进行大线能量焊接时，用于同时实现接头拉伸强度及接头韧性的指标的参数式，且将其设为0.38以上且0.43以下。通过以满足上述Ceq的范围的方式规定(2)式中的元素的含量，能够在HAZ处实现大于570MPa的接头强度的同时，确保良好的韧性。当Ceq为0.38以下时，钢板的淬透性不足，HAZ的软化范围的硬度显著降低，因此不能得到所期望的接头强度。另一方面，当Ceq为0.43以上时，钢板的淬透性变得过剩，由于在结合部附近抑制了铁素体生成、且促进MA的生成，因此不能获得优异的韧性。需要说明的是，(2)式中包含Cr、Mo及V，但在本发明的基本成分组成中，除了不可避免地混入这样的情况以外，也可以不包含Cr，Mo及V。
以上为本发明的大线能量焊接用钢板的基本成分组成。需要说明的是，上述成分以外的余部为Fe及不可避免的杂质。
[成分的变形例]
下面，对本发明的大线能量焊接用钢板的成分组成的变形例进行说明。除上述的基本成分组成以外，本发明的大线能量焊接用钢板还以满足下述范围且满足上述(2)式的范围的方式含有选自V、Cr及Mo之中的一种以上的元素。通过含有选自V、Cr及Mo之中的一种以上作为选择性的元素，能够获得强度提高等效果。
V：大于0％且0.20％以下
V是以VN的形式析出，并有助于提高母材的强度·韧性，并且作为铁素体生成核而发挥作用的元素。为了获得所述效果，V的含量优选为0.005％以上。但是，当V的含量变得过剩时，会招致韧性降低，进一步招致合金成本增加，因此V的含量的上限优选设为0.20％。
Cr：大于0％且0.40％以下
Cr为对母材的高强度化有效的元素。为了获得所述效果，Cr的含量优选设为0.02％以上。但是，当Cr的含量过剩时，Cr对韧性产生不良影响，而且会招致合金成本的增加。因此，Cr的含量的上限优选设为0.40％。
Mo：大于0％且0.40％以下
与Cr相同，Mo是对母材的高强度化有效的元素。为了获得所述效果，Mo的含量优选设为0.02％以上。但是，当Mo的含量变得过剩时，Mo对韧性产生不良影响，而且会招致合金成本的增加。因此，Mo的含量的上限优选设为0.40％。
此外，除了在基本成分组成、或者在基本成分组成中含有选自V、Cr及Mo之中的一种以上的元素而得到的上述成分组成外，本发明的大线能量焊接用钢板的成分组成还可以下述范围含有选自Mg、Zr及REM中的一种以上作为选择性元素。
Mg：0.0005％以上且0.0050％以下
Mg是具有借助氧化物的分散的韧性改善效果的元素。为了表现出所述效果，Mg的含量优选设为0.0005％以上。另一方面，当Mg的含量大于0.0050％时，韧性改善效果变得饱和。因此，Mg的含量优选设为0.0005％以上且0.0050％以下的范围。
Zr：0.0010％以上且0.0200％以下
与Mg相同,Zr是具有借助氧化物的分散的韧性改善效果的元素。为了表现出所述效果，Zr的含量优选设为0.0005％以上。另一方面，当Zr的含量大于0.0200％时，韧性改善效果变得饱和。因此，Zr的含量优选设为0.0005％以上且0.0200％以下的范围。
REM：0.0010％以上且0.0200％以下
与Mg、Zr相同，REM为具有借助氧化物的分散的韧性改善效果的元素。为了表现出所述效果，REM的含量优选设为0.0010％以上。另一方面，当REM的含量大于0.0200％时，韧性改善效果变得饱和。因此，REM的含量优选设为0.0010％以上且0.0200％以下的范围。
＜大线能量焊接用钢板的制造方法＞
下面，对本发明涉及的大线能量焊接用钢板的制造方法进行说明。在本发明涉及的大输入热用钢板的制造方法中，首先，利用使用转炉、电炉、真空熔解炉等精炼设备的通常的精炼方法将上述组成的钢水熔炼，将熔炼的钢水利用连续铸造法、铸锭法等铸造方法铸造，从而制造板坯等钢材。需要说明的是，在以下的制造方法的说明中，钢板温度的表述均表示钢板表面的温度。
接着，将制造的钢材通过加热炉加热至1050℃以上且1200℃以下的温度。在本发明中，为了使钢材中的碳氮化Nb完全固溶，将钢材的加热温度设为1050℃以上。另一方面，当加热温度大于1200℃时，TiN变得粗大且韧性变差。
此外，以轧制后的板厚t变为25mm以上且50mm以下、累积压下率变为40％以上的方式将加热后的钢材在850℃以下且轧制结束时成为Ar3相变点以上的温度范围进行热轧，从而制成钢板。Ar3相变点(℃)为根据钢材的组成由下述(3)式算出的温度。
Ar3相变点＝900-332C+6Si-77Mn-20Cu-50Ni-18Cr-68Mo···(3)
需要说明的是，(3)式中，C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr及Mo分别表示各元素的含量(质量％)。
对于热轧而言，为了使钢板的微观组织微细化，进行在850℃以下的温度范围且累积压下率40％以上的轧制。当累积压下率小于40％时，组织变得粗大化，钢板的韧性降低。另外，除了上述轧制条件以外，还在轧制结束时的温度为Ar3相变点以上的温度范围进行轧制。当轧制结束时的温度低于Ar3相变点时，在轧制中或刚刚轧制后生成铁素体，且表层组织变为加工铁素体(日文：加工フェライト)、延展性显著降低。需要说明的是，对于热轧而言，只要包括在850℃以下的温度范围内累积压下率为40％以上的轧制即可，不排除其他轧制。
热轧后，将钢板以5℃/秒以上的冷却速度进行水冷直至表面温度变为(-t×1.5)+400℃以上且(-t×1.5)+620℃以下。这里，t表示钢板的厚度。当冷却停止温度小于(-t×1.5)+400℃时，不能充分获得利用复热带来的自回火效果，母材强度变得过剩，延展性及韧性降低。另一方面，当冷却停止温度高于(-t×1.5)+620℃时，母材变为铁素体或铁素体+贝氏体的混合组织，从而母材强度不足。另外，对于本发明的钢板而言，为了表现出460MPa以上的屈服强度，将钢板的金属组织设为以贝氏体为主体的组织。当加速冷却时的冷却速度小于5℃/秒时，没有进行充分的回火，从而呈现以铁素体为主体的微观组织，难以确保460MPa以上的屈服强度。
在将钢板水冷后，将钢板空冷，由此制造大线能量焊接用钢板。
＜总结＞
(1)本发明涉及的大线能量焊接用钢板的制造方法将下述钢材加热至1050℃以上且1200℃以下，以轧制后的板厚成为25mm以上且50mm以下、累积压下率成为40％以上的方式，将加热后的钢材在850℃以下且轧制结束时为Ar3相变点以上的温度范围内进行热轧，以5℃/秒以上的冷却速度，将热轧后的钢材进行水冷直至表面温度成为(-t×1.5)+400℃以上且(-t×1.5)+620℃以下，将水冷后的钢材进行空冷，其中，以质量％计，所述钢材含有：C：0.03％以上且0.10％以下，Si：0.01％以上且0.10％以下，Mn：0.8％以上且2.0％以下，P：0.020％以下，S：0.0005％以上且0.0050％以下，Al：0.005％以上且0.100％以下，Nb：0.003％以上且0.030％以下，Ti：0.005％以上且0.050％以下，Cu：0.10％以上且0.50％以下，Ni：0.30％以上且2.00％以下，N：0.0030％以上且0.0100％以下，B：0.0003％以上且0.0025％以下，Ca：0.0005％以上且0.0030％以下，O：小于0.0040％，并且，所述钢材以由下述(1)式定义的ACR满足大于0且小于1、由下述(2)式定义的Ceq满足0.38以上且0.43以下的方式含有各成分，余部由Fe及不可避免的杂质构成，
ACR＝(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/(1.25×S)···(1)
Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15···(2)
其中，表面温度的条件式中的t表示热轧后的钢材的厚度，在(1)式及(2)式中，各元素符号表示钢材中的各元素的含量(质量％)。
在本发明中，特别是通过将钢材的合金含量设为上述(1)的构成，在接受焊接的钢板组织中在高温区域中的奥氏体晶粒的粗大化被抑制。并且，在之后的冷却过程中，组织借助以微细分散的复合夹杂物为生成核的晶粒内铁素体而变得微细化，此外还降低贝氏体中的MA量，因此HAZ的韧性提高。与之组合，通过将Ceq的范围设为上述(1)的构成，能够兼具接头的拉伸强度及韧性的提高。
此外，在本发明中，通过将加热钢材的温度设为上述(1)的构成，能够防止伴随TiN的粗大化的韧性的变差。另外，通过将由热轧带来的累积压下率及热轧时的温度设为上述(1)的构成，能够防止由母材组织的粗大化引起的韧性的降低。此外，通过将热轧后的温度设为上述(1)的构成，能够防止伴随着表面组织变为加工铁素体而带来的延展性的降低。此外，在本发明中，通过将冷却停止后的表面温度设为上述(1)的构成，能够将母材强度控制在适当的范围内，此外还能同时实现延展性、韧性等其他特性的提高。
因而，通过上述(1)的构成，即便在焊接输入热为200kJ/cm以上的大线能量焊接下，也能够稳定地制造具有优异的接头特性，且屈服强度为460MPa以上，表示结合部HAZ韧性的断口形貌转变温度vTrs为-40℃以下且板厚为25mm以上且50mm以下的大线能量焊接用钢板。
(2)在上述(1)的构成中，以质量％计，钢材进一步含有选自V：大于0％且0.20％以下、Cr：大于0％且0.40％以下及Mo：大于0％且0.40％以下之中的一种以上。
通过上述(2)的构成，在抑制母材韧性降低的同时，还能够提高母材的强度。
(3)在上述(1)或(2)的构成中，以质量％计，钢材进一步含有选自Mg：0.0005％以上且0.0050％以下、Zr：0.0010％以上且0.0200％以下、REM：0.0010％以上且0.0200％以下之中的一种以上。
通过上述(3)的构成，能够得到由氧化物的分散而带来的韧性改善效果。
实施例
下面，对本发明人所做实施例进行说明。
首先，使用150kg的高频熔解炉，分别将具有表1所示成分组成的No.1～23的钢水熔炼，通过铸造来制造钢锭(钢材)。接着，通过将各钢锭进行热轧从而制造各种厚度的钢片。此外，通过各种轧制及加速冷却条件将所得钢片进行轧制及加速冷却，制造厚度为25mm以上且小于50mm的钢板。之后，以长度方向与板宽方向一致的方式从各钢板采集JISZ2201中记载的1A号试验片，测定屈服应力YS(MPa)、拉伸强度TS(MPa)及总伸长率El(％)。需要说明的是，在表1中，钢No.1～8为本发明的实施例，钢No.9～23为成分组成在本发明的范围外的比较例。
表1
另外，从各钢片的板厚的1/4位置处采集JISZ2202中记载的V型切口夏比冲击试验片，对所采集的夏比试验片在试验温度为-100℃～40℃的范围内适当进行夏比冲击试验。从夏比试验的结果求出延展性断口率变为50％时的断口形貌转变温度vTrs(℃)，从而评价母材韧性。
此外，为了评价结合部附近部的HAZ韧性，从各种厚度的钢板采集宽度80mm×长度80mm×厚度15mm的试验片，将所采集的试验片加热至1450℃后，实施在800℃～500℃之间以250秒进行冷却的模拟热循环。从进行了热处理的上述试验片采集2mmV型切口夏比试验片，对所采集的夏比试验片在试验温度为-100℃～40℃的范围内适当进行夏比冲击试验。从夏比试验的结果求出延展性断口率成为50％时的断口形貌转变温度vTrs(℃)，从而评价结合部附近部的韧性。需要说明的是，模拟热循环的条件相当于热输入量为300kJ/cm的电气焊的情况下的结合部附近的热循环，模拟了受到假定最大线能量的板厚为40mm的1道次焊接。
表2一并示出轧制条件、加速冷却条件、通过上述步骤进行了评价的母材的拉伸特性(YS、TS、El)、及结合部附近HAZ韧性的试验结果。需要说明的是，在表2中，钢板No.1～16为本发明的实施例，钢板No.17～22为将从钢No.1～8采集的钢板在本发明的范围外的条件下进行轧制及冷却的比较例，钢板No.23～44为将从钢No.9～30采集的钢板在本发明的范围外的条件下进行轧制及冷却的比较例。
表2
确认到，作为实施例的钢板No.1～16具有屈服应力YS为460MPa以上、拉伸强度TS为570MPa以上、总伸长率El为16％以上、作为母材韧性的评价的断口形貌转变温度vTrs为-50℃以下的优异的母材特性。另外，确认到，关于钢板No.1～16，作为结合部附近HAZ韧性的评价的断口形貌转变温度vTrs变为-40℃以下，在大线能量焊接部中得到优异的韧性。
另一方面，确认到在作为比较例的钢板No.17～22中，虽然钢的成分组成包括在本发明的范围内，但由于制造条件不在本发明的范围内，因此相对于实施例而言，母材的拉伸特性、韧性或伸长率的某一者或多者在较低水平。另外，确认到在作为比较例的钢板No.23～44中，虽然制造条件与本发明一致，但由于钢的成分组成不在本发明的范围内，因此相对于实施例而言，特别是结合部附近HAZ韧性或接头的拉伸强度中的某一者或两者成为较低水平的值。
权利要求书(按照条约第19条的修改)
1.一种大线能量焊接用钢板的制造方法，其特征在于，将下述钢材加热至1050℃以上且1200℃以下，
以轧制后的板厚成为25mm以上且50mm以下、累积压下率成为40％以上的方式，将加热后的所述钢材在850℃以下且轧制结束时为Ar3相变点以上的温度范围内进行热轧，
以5℃/秒以上的冷却速度，将热轧后的所述钢材进行水冷直至表面温度成为(－t×1.5)+400℃以上且(－t×1.5)+620℃以下，
将水冷后的所述钢材进行空冷，
其中，以质量％计，所述钢材含有：
C：0.03％以上且0.10％以下，
Si：0.01％以上且0.10％以下，
Mn：0.8％以上且2.0％以下，
P：0.020％以下，
S：0.0005％以上且0.0050％以下，
Al：0.005％以上且0.100％以下，
Nb：0.003％以上且0.030％以下，
Ti：0.005％以上且0.050％以下，
Cu：0.10％以上且0.50％以下，
Ni：0.30％以上且2.00％以下，
N：0.0030％以上且0.0100％以下，
B：0.0003％以上且0.0025％以下，
Ca：0.0005％以上且0.0030％以下，
O：小于0.0040％，
并且，所述钢材以由下述(1)式定义的ACR满足大于0且小于1、由下述(2)式定义的Ceq满足0.38以上且0.43以下的方式含有各成分，余部由Fe及不可避免的杂质构成，
ACR＝(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/(1.25×S)···(1)
Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15···(2)
其中，表面温度的条件式中的t表示热轧后的所述钢材的厚度，在(1)式及(2)式中，各元素符号表示所述钢材中的各元素的含量即质量％。
2.根据权利要求1所述的大线能量焊接用钢板的制造方法，其特征在于，以质量％计，所述钢材进一步含有选自V：大于0％且0.20％以下、Cr：大于0％且0.40％以下以及Mo：大于0％且0.40％以下之中的一种以上。
3.根据权利要求1或2所述的大线能量焊接用钢板的制造方法，其特征在于，以质量％计，所述钢材进一步含有选自Mg：0.0005％以上且0.0050％以下、Zr：0.0010％以上且0.0200％以下、REM：0.0010％以上且0.0200％以下之中的一种以上。

Claims (3)

1.一种大线能量焊接用钢板的制造方法，其特征在于，将下述钢材加热至1050℃以上且1200℃以上，
以轧制后的板厚成为25mm以上且50mm以下、累积压下率成为40％以上的方式，将加热后的所述钢材在850℃以下且轧制结束时为Ar3相变点以上的温度范围内进行热轧，
以5℃/秒以上的冷却速度，将热轧后的所述钢材进行水冷直至表面温度成为(－t×1.5)+400℃以上且(－t×1.5)+620℃以下，
将水冷后的所述钢材进行空冷，
其中，以质量％计，所述钢材含有：
C：0.03％以上且0.10％以下，
Si：0.01％以上且0.10％以下，
Mn：0.8％以上且2.0％以下，
P：0.020％以下，
S：0.0005％以上且0.0050％以下，
Al：0.005％以上且0.100％以下，
Nb：0.003％以上且0.030％以下，
Ti：0.005％以上且0.050％以下，
Cu：0.10％以上且0.50％以下，
Ni：0.30％以上且2.00％以下，
N：0.0030％以上且0.0100％以下，
B：0.0003％以上且0.0025％以下，
Ca：0.0005％以上且0.0030％以下，
O：小于0.0040％，
并且，所述钢材以由下述(1)式定义的ACR满足大于0且小于1、由下述(2)式定义的Ceq满足0.38以上且0.43以下的方式含有各成分，余部由Fe及不可避免的杂质构成，
ACR＝(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/(1.25×S)···(1)
Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15···(2)
其中，表面温度的条件式中的t表示热轧后的所述钢材的厚度，在(1)式及(2)式中，各元素符号表示所述钢材中的各元素的含量即质量％。
2.根据权利要求1所述的大线能量焊接用钢板的制造方法，其特征在于，以质量％计，所述钢材进一步含有选自V：大于0％且0.20％以下、Cr：大于0％且0.40％以下以及Mo：大于0％且0.40％以下之中的一种以上。
3.根据权利要求1或2所述的大线能量焊接用钢板的制造方法，其特征在于，以质量％计，所述钢材进一步含有选自Mg：0.0005％以上且0.0050％以下、Zr：0.0010％以上且0.0200％以下、REM：0.0010％以上且0.0200％以下之中的一种以上。
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