焊接热影响部的韧性优异的厚钢板的制作方法
【技术领域】
[0001] 本发明涉及适用于桥梁、高层建筑物、船舶、输送管线管等的焊接结构物的厚钢 板，更详细地说，是涉及大线能量后的热影响部（以下，也表述为HAZ。）的韧性优异的厚钢 板。
【背景技术】
[0002] 近年来，随着桥梁、高层建筑物、船舶和输送管线管等的焊接结构物的大型化，这 样的焊接结构物中多应用50mm以上的板厚的厚钢板，所以50mm以上的板厚的厚钢板的焊 接不可避免。还存在更厚的实际情况，要求以提高焊接施工效率为目的的大线能量焊接。
[0003] 但是，大线能量焊接时的HAZ，由于加热而被长时间保持在高温的奥氏体（γ)区 域，之后才被缓冷，因此容易带来以加热时的γ晶粒的生长、冷却过程中的粗大铁素体 (α )晶粒的生成为代表的这样组织的粗大化，这成为大线能量焊接时的HAZ的韧性降低的 原因。因此，开发出将大线能量焊接时的HAZ的韧性（以下，也表述为HAZ韧性。）稳定保 持在高水平的技术成为必要课题。
[0004] 作为用于确保HAZ韧性的手段，提出有关于利用氧化物、氮化物、硫化物等的夹杂 物粒子进行的γ晶粒生长钉扎，通过以夹杂物粒子为起点的晶内α生成进行的组织的微 细化的技术等。作为这样的技术的提案例，有专利文献1和专利文献2所述的技术，公开的 是，在钢材中使微细的Ti氮化物作为γ晶粒生长钉扎粒子分散析出，从而抑制在大线能量 焊接时的HAZ产生的奥氏体晶粒的粗大化，抑制HAZ韧性的劣化。然而，若使焊接线能量增 大，则Ti氮化物容易消失，为了得到稳定的HAZ韧性，还需要特别的办法。
[0005] 发明者们也在专利文献3中提出有一种技术，其是通过精密地控制微细Ti氮化物 的尺寸和个数，来改善大线能量HAZ韧性。但是，设想的线能量停止在55kJ/mm，为了应对焊 接线能量的进一步增大，需要进一步的改善。
[0006] 另外，在专利文献4?7中，提出有利用高温下稳定的氧化物系夹杂物作为γ晶 粒生长钉扎粒子的技术。但是，氧化物系夹杂物其数量比含Ti氮化物少，不能取得充分的 钉扎效果，因此不能充分应对大线能量焊接，还需要进一步的改善。
[0007] S卩，在专利文献4中虽然记述，通过使含有REM和Zr的氧化物存在，能够取得良好 的HAZ特性，但是设想的线能量停留在低水平，未必可以说在大线能量焊接中能够得到良 好的HAZ特性。另外，在专利文献5中，与专利文献4同样，记述了利用含有REM和Zr的氧 化物的技术，虽然作为HAZ韧性而评价夏比冲击吸收功，但从材料的可靠性这一观点出发， 认为不仅需要保障平均值，还需要保障其最小值也处于高水平。
[0008] 此外，在专利文献6记述有一种技术，其是利用氧化物系夹杂物和含Ti夹杂物双 方作为γ晶粒生长钉扎粒子，从而得到高HAZ韧性。但是，在专利文献6中，通过模拟大线 能量焊接的热循环试验来进行HAZ韧性的评价，但最高加热温度为1400°C，是在一部分的 含Ti氮化物残存的温度下进行的。可是，HAZ的最高加热温度为局部性地高于1450°C的高 热，含Ti氮化物的消失进一步被促进。因此，为了正确地评价大线能量HAZ韧性，实际上期 望进行大线能量焊接试验。另外，发明者们在专利文献7中，提出有一种活用微细氧化物系 夹杂物的γ晶粒生长钉扎效应的技术，但是，这一技术是并用了抑制微细Mn硫化物的再析 出的技术，需要进行基于溶存氧量、溶存硫量决定合金添加量这样复杂的控制。
[0009]另外，作为以夹杂物粒子为起点的晶内α生成带来的组织的微细化的相关技术， 除了提出有专利文献8所述的利用含有Ti和REM的复合氧化物和MnS的技术以外，发明者 们还在专利文献9中提出，通过控制夹杂物形状来促进晶内α生成的技术。这些技术均是 针对于晶内α生成，以（晶内α/夹杂物）界面能低的夹杂物有效为前提而构筑的。但是， 晶内α在生成时，（晶内α/γ)界面能的贡献也很大，仅仅只是降低（晶内α/夹杂物） 界面能时，并不能得到充分的晶内α的生成，因此无法充分保障大线能量HAZ韧性。
[0010] 此外，发明者们提出了构筑活用氧硫化物起点的晶内α生成的高HAZ韧性技术作 为专利文献10。但是，需要使2 μπι以上的尺寸比较大的氧硫化物粒子以一定数量分散作为 补偿，这一技术也无法充分保障大线能量HAZ韧性。即，在专利文献8所述的技术中，预想 的线能量本身小，另外，在专利文献9和专利文献10所述的技术中，现状是虽然夏比冲击吸 收能的平均值高，但最小值仍有改善的余地。
[0011] 而且，发明者们提出通过使对组织进行了控制的氧化物分散，从而能够得到高HAZ 韧性的技术作为专利文献11和专利文献12。通过这些技术，虽然能够实现焊接热影响部的 韧性优异的厚钢板，但在制造上，尚留有应当改善的课题。
[0012] 在专利文献11所述的技术中，为了实现规定的氧化物形态，基于Ca添加前的溶存 氧量控制Ca添加量，但同时需要将Ti添加至Ca添加的时间限制在3?20分钟内，有可能 增加操作者的负担。另一方面，专利文献12所述的技术中，从Ca添加至浇注开始需要保持 40分钟?90分钟，生产率存在改善点。
[0013] 现有技术文献
[0014] 专利文献
[0015] 专利文献1 :日本特开2001-98340号公报
[0016] 专利文献2 :日本特开2004-218010号公报
[0017] 专利文献3 :日本特开2010-95781号公报
[0018] 专利文献4 :日本特开2001-20031号公报
[0019] 专利文献5 :日本特开2007-247005号公报
[0020] 专利文献6 :日本特开2008-223062号公报
[0021] 专利文献7 :日本特开2009-179844号公报
[0022] 专利文献8 :日本特开平7-252586号公报
[0023] 专利文献9 :日本特开2008-223081号公报
[0024] 专利文献10 :日本特开2009-138255号公报
[0025] 专利文献11 :日本特开2010-168644号公报
[0026] 专利文献12 :日本特开2011-219797号公报
【发明内容】
[0027] 本发明鉴于上述现有的实际情况而形成，其课题在于，提供一种即使在进行大线 能量焊接时，HAZ韧性的平均值当然也优异，而且还能够使其最小值也提高的、焊接热影响 部的韧性优异，此外生产率也优异的厚钢板。
[0028] 第一发明是一种焊接热影响部的韧性优异的厚钢板，其特征在于，所述厚钢板以 质量％计，含有<： :0.03?0.12%、5丨：0.10?0.25%、]?11:1.0?2.0%、？ ：0.03%以下（不 含 0% )、S :0· 015% 以下（不含 0% )、Al :0· 004 ?0· 05%、Ti :0· 010 ?0· 050%、REM : 0· 0003 ?0· 02%、Zr :0· 0003 ?0· 02%、Ca :0· 0005 ?0· 010%、N :0· 002 ?0· 010%，余量 是铁和不可避免的杂质，除去氧以外的构成元素，以质量％计，含有满足2 % < Ti < 40%、 5%< Al < 30%、5%< Ca < 40%、5%< REM < 50%、2%< Zr < 30%、1· 0 彡 REM/Zr 的 氧化物，并且，所述氧化物之中，当量圆直径低于2 μ m的氧化物存在300个/mm2以上，当量 圆直径为2 μπι以上的氧化物存在100个/mm2以下，并且，含有的Ti氮化物之中，当量圆直 径为1 μπι以上的Ti氮化物存在7个/mm2以下，当量圆直径为20nm以上的Ti氮化物存在 I. OX IO6个/mm2以上，此外，将所述当量圆直径为20nm以上的Ti氮化物的大小，按照从当 量圆直径为20nm的开始往小顺序，以每隔5nm的方式进行区域划分，使各区域的当量圆直 径的范围为（di-5)以上且低于di (在此，di = 25、30、35、…500)，设存在于所述各区域内 的Ti氮化物的个数密度最多的区域的所述di为df时，所述df和当量圆直径为20nm以上 且低于500nm的Ti氮化物的平均当量圆直径da满足I da-df I/da彡0. 35这样的关系式。
[0029] 还有，包括上述记述，所谓本发明中说明的当量圆直径，是着眼于氧化物和Ti氮 化物的大小，求得假设为与其面积相等的圆的直径，能够用透射型电子顕微鏡（TEM)和扫 描型电子显微镜（SEM)观察而求得。
[0030] 第二发明是根据第一发明所述的焊接热影响部的韧性优异的厚钢板，其特征在 于，除去氧以外的构成元素，以