專利名稱：：脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及脆性破壞傳播停止特性與在大線能量焊接(highheatinputwelding)下的熱影響部(HeatAffectedZone:以下有時(shí)稱為HAZ)的韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的制造方法、以及脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板。本發(fā)明的厚壁高強(qiáng)度鋼板主要用于大型集裝箱船等船舶，也可用于建筑、橋梁、罐(tank)及海洋結(jié)構(gòu)物等其他焊接結(jié)構(gòu)物。本申請(qǐng)要求于2007年12月6日申請(qǐng)的日本國(guó)專利申請(qǐng)第2007-315840號(hào)的優(yōu)先權(quán)，并將其內(nèi)容援引于此。
背景技術(shù)：
：作為以船舶為代表的焊接結(jié)構(gòu)物的近年需求，可以舉出結(jié)構(gòu)物的大型化、對(duì)于破壞的高安全性、建造中的焊接的高效率化及原料鋼材的經(jīng)濟(jì)性等。受到上述趨勢(shì)，對(duì)于用于焊接結(jié)構(gòu)物的鋼板，下述要求越來越高，即(l)較大板厚下的高強(qiáng)度；(2)良好的脆性破壞傳播停止特性；(3)良好的大線能量焊接HAZ韌性；以及(4)低制造成本等。因此，在大型集裝箱船等中，開始使用屈服強(qiáng)度為3卯MPa級(jí)(抗拉強(qiáng)度為510MPa級(jí))或460MPa級(jí)(抗拉強(qiáng)度為570MPa級(jí))的船體結(jié)構(gòu)用鋼板等。具體而言，如非專利文獻(xiàn)l等所示，要求用于大型集裝箱船等大型船舶的鋼板同時(shí)滿足下述要求(1)確保板厚為5080mm的厚壁鋼板(以下有時(shí)稱為厚壁材料)的屈服強(qiáng)度為3卯460MPa級(jí)(即抗拉強(qiáng)度為510570MPa級(jí))；(2)確保脆性破壞傳播停止特性Kca達(dá)到6000N/mm"的溫度Tkea-6ooo(以下有時(shí)稱為停止性指標(biāo)Tkc^,)S—l(TC;(3)確保焊接線能量為20kJ/mm以上的焊接部的HAZ韌性(夏比沖擊吸收能量)vE(—2(TC)^47J;以及(4)減少昂貴合金元素(Ni量^l。/。等)。專利文獻(xiàn)l是關(guān)于面向船舶的厚壁高強(qiáng)度鋼板的技術(shù)之一例，該專利文獻(xiàn)l公開了具有板厚5080mm、可以部分滿足上述要求(l)、(3)及(4)的技術(shù)。但是，專利文獻(xiàn)l所記載的厚壁高強(qiáng)度鋼板中，由其實(shí)施例的記載可知，并沒有公開可以滿足上述要求(2)的技術(shù)。另外，非專利文獻(xiàn)2中顯示，在板厚為65mm的厚壁鋼板中，即使用小型試驗(yàn)片進(jìn)行的夏比沖擊吸收能量為vE(—4(TC)-170J，足夠高，在大型破壞試驗(yàn)中確認(rèn)的脆性破壞傳播停止特性為Tk^6。。fl8X:，不充分(參見非專利文獻(xiàn)2的Fig.7)。這表示，在厚壁鋼板中，難以以用小型試驗(yàn)片得到的夏比沖擊吸收能量vE(—4(TC)為標(biāo)準(zhǔn)來保證在大型破壞試驗(yàn)中所確認(rèn)的脆性破壞傳播停止特性Tk^6,S—l(TC。g卩，現(xiàn)有技術(shù)難以與用小型試驗(yàn)片進(jìn)行的夏比沖擊特性相關(guān)連來判定面向大型船舶的厚壁高強(qiáng)度鋼板所要求的脆性破壞傳播停止特性，如果不通過使用了以ESSO試驗(yàn)(基于WES3003)為代表的總厚試驗(yàn)體的大型破壞試驗(yàn)的方法，則無法正確評(píng)價(jià)。一直以來，已知脆性破壞傳播停止特性依賴于板厚，板厚越大，該特性越差。但是，關(guān)于以本發(fā)明為對(duì)象那樣的50mm以上的厚壁材料，完全沒有關(guān)于該板厚效果的實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)，并且不明確起因于厚壁化的脆性破壞傳播停止特性差至何程度。但是，在通過TMCP(ThermoMechanicalControlProcess,熱力學(xué)控制工藝)制造的厚壁鋼板中，迄今為止通過添加硼(B)來實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度化。作為添加B得到的效果，可以舉出在軋制后的加速冷卻中，在奧氏體(Y)晶界偏析的固溶B可提高相變時(shí)的可淬性。在專利文獻(xiàn)l中，通過在B中復(fù)合添加Nb來實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度化。如專利文獻(xiàn)l的實(shí)施例所示，其特征在于此時(shí)的軋制結(jié)束溫度高達(dá)930100(TC,將從再結(jié)晶奧氏體(再結(jié)晶Y)開始加速冷卻作為必需條件，發(fā)揮Nb與B的復(fù)合效果，引出高可淬性，由此提高強(qiáng)度。另一方面，專利文獻(xiàn)l中也示出了，在將軋制結(jié)束溫度設(shè)為低于93(TC的未再結(jié)晶區(qū)域來進(jìn)行低溫軋制時(shí)，雖然韌性能満足，但強(qiáng)度特性無法滿足，也難以用Nb-B復(fù)合效果進(jìn)行高強(qiáng)度化。另外，專利文獻(xiàn)1中公開了大線能量焊接HAZ的B利用技術(shù)，示出在0.300.38。/。的Ceq下并用因Y中的固溶B得到的晶界鐵素體抑制效果(可淬性提高效果)與因Y中的BN得到的晶粒內(nèi)鐵素體促進(jìn)效果(可淬性降低效果)的有效性。也就是說，此時(shí)，B承擔(dān)與可淬性相關(guān)的相反的兩個(gè)作用。根據(jù)上述內(nèi)容對(duì)專利文獻(xiàn)1的B利用技術(shù)進(jìn)行概括在直接淬火母材與大線能量焊接HAZ中利用因Y中的固溶B得到的可淬性提高效果，同時(shí)在大線能量焊接HAZ中利用因Y中的析出B(此處為BN)得到的可淬性降低效果。另外，本發(fā)明人等為了提高大線能量焊接HAZ韌性，使在HAZ的冷卻過程中析出到Y(jié)中的VN在釘扎粒子(pinningparticle)(氧化物、硫化物)中復(fù)合析出，該VN復(fù)合粒子作為鐵素體相變核發(fā)揮作用，將HAZ組織微細(xì)化，從而完成了該發(fā)明，并公開在專利文獻(xiàn)2、3中。另外，如非專利文獻(xiàn)3所示，普遍已知通過添加V來提高母材強(qiáng)度的效果。如以上所說明，已知通過添加B或V來提高母材強(qiáng)度的效果和提高大線能量焊接HAZ的韌性的效果。通常，作為提高母材或HAZ的韌性的稀有元素，已知有Ni，從上述(2)或(3)的觀點(diǎn)來看，考慮有效利用Ni。但是，Ni是非常昂貴的元素，其價(jià)格近年顯著上升。另外，添加了Ni的鋼由于容易產(chǎn)生表面瑕疵，所以有產(chǎn)生修整工序的問題。因此，關(guān)于添加Ni，在上述要求(4)與上述要求(2)及(3)之間，其利害關(guān)系相對(duì)立。另外，從上述(l)的觀點(diǎn)考慮，如果增加合金添加量，則碳當(dāng)量(Ceq)提高，大線能量焊接時(shí)的HAZ發(fā)生硬化而脆化，所以在上述要求(1)與上述要求(3)之間，利害關(guān)系相對(duì)立。進(jìn)而，從上述(2)的觀點(diǎn)出發(fā)，追求TMCP中的相變前Y組織的微細(xì)化時(shí)，可淬性降低，強(qiáng)度減小，所以在上述要求(1)與上述要求(2)之間，利害關(guān)系相對(duì)立。因此，強(qiáng)烈要求開發(fā)出同時(shí)滿足上述利害關(guān)系彼此對(duì)立的上述(1)(4)的四個(gè)要求的鋼板。專利文獻(xiàn)l:日本專利第3599556號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)2:日本特開2005-298900號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)3:日本特開2007-262508號(hào)公報(bào)非專利文獻(xiàn)l:財(cái)團(tuán)法人日本海事協(xié)會(huì)"關(guān)于YP47鋼在大型集裝箱船中的使用指南(大型3乂亍于船OYP47鋼(D使用K関卞3力'4K，<乂)"(2008年10月)非專利文獻(xiàn)2:日本船舶海洋工學(xué)演講會(huì)論文集、2006A-G4-10非專利文獻(xiàn)3:CAMP-ISIJ、6(1993)、p68
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明是鑒于上述問題作出的，其目的在于提供能實(shí)現(xiàn)下述要求的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的制造方法、及脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高度鋼板(1)板厚為5080mm、屈服強(qiáng)度為3^)460MPa級(jí)且抗拉強(qiáng)度為51O570MPa級(jí)的厚壁高強(qiáng)度；(2)具有停止性指標(biāo)1^=6,^—10°C的良好的脆性破壞傳播停止特性；(3)即使焊接線能量^20kJ/mm，也具有達(dá)到vE(—20。C)^47J的良好的大線能量焊接HAZ韌性；(勺減少昂貴合金元素(Ni蕓1%等)等得到的低制造成本。用于解決上述問題的本發(fā)明的主旨如下所述。本發(fā)明的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的制造方法如下連續(xù)鑄造板坯以質(zhì)量。/。計(jì)含有C:0.050.12%、Si:0.3%以下、Mn:12%、P:0.015%以下、S:0.005%以下、B:0.00030.003%、V:0.010,15%、Al:0,001~0.1%、Ti:0.0050.02%、N:0.0020.01%及0:0.004%以下，作為剩余部分，含有鐵以及不可避免的雜質(zhì)，將上述連續(xù)鑄造板坯冷卻到等于或低于Ar3—20(TC后，再加熱到9501100°C，然后，在卯(TC以上對(duì)所述連續(xù)鑄造板坯進(jìn)行累積壓下量為30%以上的粗軋，然后，在將精軋開始溫度與精軋結(jié)束溫度均設(shè)為下式{一0.5X(板坯加熱溫度(-C》+13")rC)表示的溫度以下的條件下進(jìn)行70(TC以上且累積壓下量為50%以上的精軋，制成軋制原板，然后，利用加速冷卻，將所述軋制原板冷卻到500'C以下，制成鋼板。所述連續(xù)鑄造板坯中，固溶在相變前的奧氏體坯料中的B量(有效B量Bef(o/?！返挠?jì)算值為0。/。以下，碳當(dāng)量Ceq滿足0.320.42。/。的范圍。此處，在將用強(qiáng)脫氧元素進(jìn)行脫氧后殘留并能被弱脫氧元素Ti脫氧的殘留氧量OTi(Q/。)設(shè)為用下述式(l)表示的量時(shí)，作為有效B量的Bef(c/。)用下述式(2)表示。另外，碳當(dāng)量Ceq(。/。)用下述式(3)表示，Ai"3用下述式(4)表示。<formula>formulaseeoriginaldocumentpage8</formula>{其中，式(1)中，作為不可避免的雜質(zhì)而處理的成分元素也包括在計(jì)算中}<formula>formulaseeoriginaldocumentpage8</formula>{其中，式(2)中，O丁^0時(shí)，沒定Ot尸0。另外，OTiX)時(shí)，設(shè)定為滿足Ti—2OTi^0.005(%)。進(jìn)而，N—0.29(Ti—2On)S0(其中，O丁^0時(shí)，OTi=0)時(shí)，設(shè)定N—0,29(Ti—2OTi)=0。}Ceq(%)=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15(3)Ar3(°C)=(910—310C_80Mn_20Cu—55Ni—80Mo)(4)本發(fā)明的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的制造方法中，可以在所述加速冷卻后，進(jìn)一步在35070(TC下實(shí)施560分鐘的回火熱處理。所述連續(xù)鑄造板坯的所述S的含量為0.00050.005。/。，并且所述O含量為0.0010.004%，所述連續(xù)鑄造板坯以質(zhì)量。/o計(jì)還可以含有Ca:0.00030.004。/o及Mg:0.00030.004%中的1種或2種。所述連續(xù)鑄造板坯以質(zhì)量。/。計(jì)還可以含有Ni:0.01l%、Cu:0.011%、Cr:0.011%、Mo:0.010.5。/o及Nb:0.0030.03%中的1種或2種以上。所述連續(xù)鑄造板坯以質(zhì)量。/。計(jì)還可以含有REM:0.00030.02。/。及Zr:0.00030.02%中的1種或2種。本發(fā)明的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板以質(zhì)量。/。計(jì)含有C:0.050.12%、Si:0.3。/。以下、Mn:1~2%、P:0.015%以下、S:0.005%以下、B:0.00030.003%、V:0.010.15%、Al:0.0010,1%、Ti:0.0050.02%、N:0.0020.01%、及O:0.004%以下，作為剩余部分，含有鐵及不可避免的雜質(zhì)，在將用強(qiáng)脫氧元素脫氧后殘留并能被弱脫氧元素Ti脫氧的殘留氧量設(shè)為用下述式(5)表示的量時(shí)，下述式(6)表示的固溶在相變前的奧氏體坯料中的B量(有效B量Bef(。/。"的計(jì)算值為0%以下，進(jìn)而，用下述式(7)表示的碳當(dāng)量Ceq滿足0.320.42。/。的范圍，板厚為5080mm，屈服強(qiáng)度為390460MPa級(jí)，脆性破壞傳播停止特性Kca達(dá)到6000N/mm"的溫度Tkca^oo為一10°C以下，焊接線能量為20kJ/mm以上的大線能量焊接部的HAZ韌性的指標(biāo)即夏比沖擊吸收能量vE(—2(TC)為47J以上。0Ti(%)=O—0.4Ca—0.66Mg—0.17REM—0.35Zr—0.89A1(5){其中，式(5)中，作為不可避免的雜質(zhì)而處理的成分元素也包含在計(jì)算中}9Bef(%)=B—0.77{N—0.29(Ti—20Ti)}(6){其中，式(6)中，OTi^0時(shí)，設(shè)定OTi二0。另外，OTiX)時(shí)，設(shè)定為滿足Ti—2OTi〇0.005(%)。進(jìn)而，N—0.29(Ti—2Otj)^0(其中，On巨0時(shí)，0Ti=0)時(shí)，設(shè)定N—0.29(Ti—2OTi)=0。}C叫(0/。)=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15(7)本發(fā)明的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板中，所述S的含量為0.00050.005n/。，并且所述O的含量為0.0010.004°/，而且，以質(zhì)量。/。計(jì)可以含有Ca:0.00030.004。/。及Mg:0.00030.004%中的l種或2種。該厚壁高強(qiáng)度鋼板以質(zhì)量。/。計(jì)還可以含有Ni:0.01l。/。、Cu:0.01i0/。、Cr:0.011%、Mo:0.010.5。/。及Nb:0.0030.03%中的l種或2種以上。該厚壁高強(qiáng)度鋼板以質(zhì)量。/。計(jì)還可以含有REM:0.00030.02。/。及Zr:0.00030.02%中的1種或2種。根據(jù)本發(fā)明的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的制造方法、及脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板，可以實(shí)現(xiàn)下述要求(1)板厚為5080mm、屈服強(qiáng)度為390460MPa級(jí)(即抗拉強(qiáng)度510570MPa級(jí))的厚壁高強(qiáng)度；(2)具有停止性指標(biāo)Tk^ooo蕓一l(TC的良好的脆性破壞傳播停止特性;(3)即使焊接線能量^20kJ/mm，也具有達(dá)到vE(—20'C)^47J的良好的大線能量焊接HAZ韌性；(4)通過減少昂貴合金元素(N口m等)等，得到低制造成本。通過將上述本發(fā)明得到的厚壁高強(qiáng)度鋼板用于以大型船舶為代表的各種焊接結(jié)構(gòu)物，可以同時(shí)滿足焊接結(jié)構(gòu)物的大型化、對(duì)于破壞的高安全性、建造中焊接的高效率化及原料鋼材的經(jīng)濟(jì)性等，所以其產(chǎn)業(yè)上的效果無法估計(jì)。具體實(shí)施例方式以下，說明本發(fā)明的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的制造方法、及脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的實(shí)施方式。需要說明的是，該實(shí)施方式是為了更好地理解發(fā)明的主旨而詳細(xì)說明的例子，因此只要沒有特別指定，就不限定本發(fā)明。〈鋼板制造條件(制造方法)〉在用于船舶等的焊接結(jié)構(gòu)物的鋼板中，下述要求越來越高(l)大板厚下的高強(qiáng)度;(2)良好的脆性破壞傳播停止特性;(3)良好的大線能量焊接HAZ韌性；及(4)低制造成本等。針對(duì)上述要求，本發(fā)明的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的制造方法具有下述工序?qū)⑦B續(xù)鑄造板坯在連續(xù)鑄造后冷卻至等于或低于Ar3—20(TC后，在950110(TC再加熱的工序，該連續(xù)鑄造板坯以質(zhì)量。/。計(jì)含有C:0.050.12%、Si:0.3%以下、Mn:12%、P:0.015%以下、S:0.005%以下、B:0.00030.003%、V:0.010.15%、Al:0細(xì)0.10/0、Ti:0.0050.02%、N:0.0020.01%及0:0.004%以下，作為剩余部分，含有鐵及不可避免的雜質(zhì)；然后在90(TC以上對(duì)連續(xù)鑄造板坯進(jìn)行累積壓下量為30%以上的粗軋，然后，在將精軋開始溫度與精軋結(jié)束溫度均設(shè)為下式(一0.5X(板坯加熱溫度('C))+1325K'C)表示的溫度以下的條件下進(jìn)行70(TC以上且累積壓下量為50%以上的精軋，制成軋制原板的工序，然后，利用加速冷卻，將軋制原板冷卻至l」50(TC以下，制成鋼板的工序。所述連續(xù)鑄造板坯中，固溶在相變前的奧氏體原料中的B量(有效B量:Bef(。/?！返挠?jì)算值為0。/。以下，碳當(dāng)量Ceq滿足0"0.4"/。的范圍。此處，在將用強(qiáng)脫氧元素脫氧后殘留并能被弱脫氧元素Ti脫氧的殘留氧量OTi(《)/。)設(shè)為用下述式(l)表示的量時(shí)，作為有效B量的Bef^/。)用下述式(2)表示。另外，碳當(dāng)量Ceq(。/。)用下述式(3)表示，A巧由下述式(4)表示。另外，所謂板坯加熱溫度是指將連續(xù)鑄造板坯再加熱時(shí)的溫度(再加熱溫度)。0Ti(%)=0—0.4Ca—0.66Mg—0.17REM-0.35Zr—0.89A1(1){其中，式(1)中，作為不可避免的雜質(zhì)而處理的成分元素也包括在計(jì)算中}Bef(%)=B—0.77{N—0.29(Ti—2OTi)}(2){其中，式(2)中，OTiS0時(shí)，設(shè)定OTi二0。另外，OTiX)時(shí)，設(shè)定為滿足Ti—2OTi^0.005(%)。進(jìn)而，N—0.29(Ti—2On)S0(其中，(^蕓0時(shí)，0Ti=O)時(shí)，設(shè)定N—0.29(Ti—2OTi)=0。}C叫(0/0)=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15(3)Ar3(。C)=(910—310C—80Mn—20Cu—55Ni-80Mo)(4)需要說明的是，本說明書中，式中的元素符號(hào)表示連續(xù)鑄造板坯或厚壁高強(qiáng)度鋼板中的該元素的含量(質(zhì)量％)。另外，本發(fā)明中，連續(xù)鑄造板坯的制造方法沒有特別限定。例如，可以在用高爐、轉(zhuǎn)爐或電爐等進(jìn)行熔煉后，接著通過各種2次精煉調(diào)整成分直至達(dá)到目標(biāo)成分含量，然后，通過通常的連續(xù)鑄造來制造。本發(fā)明的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的制造方法中，在上述化學(xué)成分組成中，可以將上述各元素中的S含量的下限設(shè)定為0.0005W，將0含量的下限設(shè)定為0.001%。進(jìn)而，可以根據(jù)需要選擇性地含有Ca:0.00030.004%、Mg:0.00030.004%、Ni:0.011%、Cu:0.011%、Cr:0.01~1%、Mo:0.010.5%、Nb:0駕0.03%、REM:0.00030.02。/。及Zr:0.00030.02%中的1種或2種以上。需要說明的是，所謂REM是指稀土類金屬，是選自Sc、Y與鑭系的La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb及Lu中的l種以上。本發(fā)明的要點(diǎn)是下述技術(shù)，在以TMCP型制造的厚壁鋼板中，為了同時(shí)滿足強(qiáng)度、脆性破壞傳播停止特性、大線能量焊接HAZ韌性及低制造成本等，其特征在于復(fù)合添加B與V，通過精密控制與上述氮化物形成元素鍵合的N，使奧氏體(力中的B與V的存在狀態(tài)最佳化，控制母材與大線能量焊接HAZ的相變組織。具體而言，關(guān)于y中B的存在狀態(tài)，是下述技術(shù)構(gòu)思在母材與大線能量焊接HAZ的兩者中不存在固溶B，使全部B作為BN而析出。關(guān)于Y中V的存在狀態(tài)，是下述技術(shù)構(gòu)思在母材中作為固溶V來利用，在大線能量焊接HAZ中作為析出V(VN等)來利用。以下，進(jìn)行詳細(xì)說明。首先，為了滿足作為本發(fā)明的最大技術(shù)課題的脆性破壞傳播停止特性，研究了將厚壁鋼板的晶體粒徑微細(xì)化到極限的TMCP條件。此處，脆性破壞在晶體學(xué)上的同一結(jié)晶面(裂開面在體心立方結(jié)構(gòu)的鐵中對(duì)應(yīng)于{100}面)上產(chǎn)生的最小單元被稱為斷面單元，對(duì)應(yīng)于該斷面單元的尺寸的金屬組織單元在本發(fā)明中稱為"晶體粒徑"。明確了如果徹底進(jìn)行TMCP的低溫加熱與低溫軋制，追求相變前Y的微細(xì)化直至極限，則即使是板厚為5080mm的厚壁鋼板，晶體粒徑也充分微細(xì)化，脆性破壞傳播停止特性可以滿足目標(biāo)。其條件如下Ar3CC訴下式(910一310C—80Mn—20Cu—55Ni—80Mo)計(jì)算時(shí)，將連續(xù)鑄造板坯冷卻到(Ar3(。C)一200(。C》以下的溫度后，在1100。C以下迸行低溫加熱(再加熱)，然后，在90(TC以上進(jìn)行累積壓下量為30Q/。以上的粗軋，接著，在將精軋開始溫度rC)及精軋結(jié)束溫度rC)均設(shè)為下式(—0.5X(板坯加熱溫度(r))十1325)CC)表示的溫度以下的條件下迸行70(TC以上且累積壓下量為50。/o以上的精軋，然后，利用加速冷卻，冷卻到500。C以下。作為徹底進(jìn)行低溫加熱、低溫軋制的TMCP的第一條件，將連續(xù)鑄造后的板坯(連續(xù)鑄造板坯)冷卻到等于或低于Ar3—20(TC，使其進(jìn)行Y(奧氏體)—a(鐵素體)相變，然后，通過在110(TC以下進(jìn)行低溫加熱(再加熱)，使其進(jìn)行a—y相變。使用該制造條件的原因在于為了將加熱時(shí)的Y徹底整細(xì)?；Ｈ绻麑迮鲝某^(Ar3rC)—200(。C》的高溫開始再加熱，則在板坯內(nèi)部中，在y—a相變未結(jié)束的狀態(tài)下被再加熱，會(huì)殘留鑄造時(shí)的粗大y。上式(4)是對(duì)于板坯被連續(xù)鑄造并冷卻時(shí)的極小冷卻速度而成立的關(guān)系，不適用于厚板軋制那樣冷卻速度相對(duì)較大的情況。如果進(jìn)行板坯的再加熱溫度超過110(TC的高溫加熱，則由于TiN的奧斯特瓦爾德成長(zhǎng)(OstwaldRipening)開始，從而釘扎效果降低，難以穩(wěn)定地確保整細(xì)粒Y。如果不能徹底地將加熱時(shí)的Y整細(xì)?；?，則在現(xiàn)實(shí)的板坯厚度的限制下(通常為200400mm)，無論怎樣研究軋制條件，也難以將板厚為5080mm的鋼板的相變前Y充分微細(xì)化。作為徹底進(jìn)行低溫加熱、低溫軋制的TMCP的第二條件，在900'C以上進(jìn)行累積壓下量為30%以上的粗軋。使用該制造條件的原因在于，通過在再結(jié)晶區(qū)域下的軋制，得到比加熱時(shí)進(jìn)一步整細(xì)粒的Y。粗軋?jiān)谛∮诿?。C或者累積壓下量小于30。/。下進(jìn)行時(shí)，再結(jié)晶不充分，發(fā)生變形誘導(dǎo)微粒成長(zhǎng)，有可能變成比加熱時(shí)的初期Y更粗大。作為徹底進(jìn)行低溫加熱、低溫軋制的tmcp的第三條件，在將精軋開始溫度(1:)及精軋結(jié)束溫度0:)均設(shè)為由下式{一0.5乂(板坯加熱溫度0:))+1325K"c)表示的溫度以下的條件下進(jìn)行70(tc以上且累積壓下量為50。/。以上的精軋。使用該制造條件的原因在于，對(duì)通過粗軋充分整細(xì)?；脑俳Y(jié)晶粒進(jìn)行未再結(jié)晶區(qū)域軋制，使y粒延伸，增大晶界的面積，同時(shí)使晶界活化，進(jìn)而在y晶粒內(nèi)導(dǎo)入變形帶，提高相變前y中的晶核生成尺寸密度與晶核生成頻率直至極限。精軋的累積壓下量小于50%、或者不滿足下式(一0.5x(板坯加熱溫度rC))+1325M。c)表示的溫度以下的條件時(shí)，相變前y的微細(xì)化不充分。作為上式{—0.5x(板坯加熱溫度('c》+1325Ki:)表示的溫度以下的條件的金屬學(xué)上的含義，表示越是加熱溫度高、初期y粗大，越是必須在更低溫下進(jìn)行精軋，強(qiáng)化未再結(jié)晶區(qū)域軋制。例如，如果板坯加熱溫度為110(tc，則必須在775'c以下進(jìn)行精軋，如果板坯加熱溫度為100(tc，則必須在825°。以下進(jìn)行軋制。如果不使用這樣與板坯加熱溫度相關(guān)聯(lián)地限制精軋溫度的極嚴(yán)格的tmcp條件，則無法穩(wěn)定地確保厚壁鋼板的良好的脆性破壞傳播停止特性。如果在比70(tc低的溫度區(qū)域下進(jìn)行精軋，則在軋制中或至加速冷卻為止的等待時(shí)間中，鋼板的表層側(cè)開始相變，表層部組織軟化，同時(shí)粗大化，強(qiáng)度與脆性破壞傳播停止特性變差。作為徹底進(jìn)行低溫加熱、低溫軋制的tmcp的第四條件，利用加速冷卻冷卻至50(tc以下。使用該制造條件的原因在于，即使如上所述徹底實(shí)施加熱、軋制條件來將相變前/微細(xì)化至極限，如果其后的冷卻為空氣冷卻，則y"^相變時(shí)的過冷度小，晶體粒徑也無法充分微細(xì)化。如果比50(tc高的溫度下停止加速冷卻，則由于在溫度與板厚表層相比高的板厚內(nèi)部，在相變過程中加速冷卻結(jié)束而成為空氣冷卻，因此板厚內(nèi)部的晶體粒徑無法充分微細(xì)化。以上是以低Ni為前提將晶體粒徑充分微細(xì)化以滿足脆性破壞傳播停止特性的TMCP條件，可以滿足上述要求(2)與(4)。但是，在上述tmcp條件中，產(chǎn)生下述問題相變前y的徹底微細(xì)化與厚壁鋼扳特有的較小的冷卻速度互相作用，相變時(shí)的可淬性大幅降低。其結(jié)果是，貝氏體/鐵素體混合組織中的貝氏體比例減少，鐵素體比例增加，難以確保規(guī)定的抗拉強(qiáng)度。同時(shí)，明確了下述問題在上述TMCP條件下，起因于y中的固溶B的可淬性也不穩(wěn)定，除強(qiáng)度不足之外，強(qiáng)度不均嚴(yán)重。如上所述，在上述TMCP條件中，浮現(xiàn)了不滿足上述要求(l)的新課題。強(qiáng)度不均的首要原因在于，可由下述有效B量(Bef)估計(jì)的y中的固溶B量因大量生產(chǎn)時(shí)的鋼成分變化(O量、強(qiáng)脫氧元素量、Ti量、N量、B量的變化)而增減。第二原因在于，在被低溫軋制的未再結(jié)晶區(qū)域y狀態(tài)下，依賴于軋制條件或軋制后至加速冷卻開始為止的等待時(shí)間，鐵碳硼化物(Fe23(C,B)6等)的變形誘導(dǎo)析出量發(fā)生變化，則反而y中的固溶B量增減。如上所示，在上述TMCP條件下，不容易依賴于B可淬性來穩(wěn)定地確保母材強(qiáng)度，產(chǎn)生了必須利用B可淬性以外的強(qiáng)化手段。為此，本發(fā)明中，為了滿足上述要求(l)，以穩(wěn)定且充分確保母材強(qiáng)度為目標(biāo)，介紹了以下的二個(gè)手段。第一手段是在TMCP中，使固溶B不存在于y中，全部B作為BN析出，由此排除由y中的固溶B量變化引起的可淬性的不穩(wěn)定性。這是與現(xiàn)有的B利用技術(shù)完全相反的想法，是為了母材強(qiáng)度而不使用B可淬性的技術(shù)思想。由此，可以抑制大量生產(chǎn)時(shí)的強(qiáng)度不均。具體而言，將下述有效B量(Bef)控制到OW以下。本發(fā)明中，添加B的意義在于大線能量焊接HAZ，關(guān)于這點(diǎn)如后所述。第二手段是利用通過V碳化物進(jìn)行的析出強(qiáng)化來提高母材強(qiáng)度。判明了在上述TMCP條件中，通過添加0.01。/。的V，板厚為70mm的材料的抗拉強(qiáng)度上升10MPa左右，并且定量地明確了添加V是極有效的強(qiáng)化方法。這是因?yàn)?，徹底進(jìn)行低溫加熱與低溫軋制而充分微細(xì)化的貝氏體/鐵素體混合組織作為在加速冷卻或回火處理中V碳化物(VC、V4C3等)微細(xì)高密度地析出的坯料而優(yōu)選。本發(fā)明中，添加V的另一個(gè)意義在于大線能量焊接HAZ，關(guān)于這點(diǎn)如后所述。如以上所說明，為了在TMCP中不利用B可淬性而通過添加V來確保母材強(qiáng)度，必須將作為不包括B的鋼成分的可淬性標(biāo)準(zhǔn)而采用的碳當(dāng)量Ceq確保為0.32%以上，并將有效B量Be啦制在0。/。以下，添加0.01。/。以上的V，將加熱溫度控制在950'C以上，進(jìn)行加速冷卻直至50(TC以下。Ceq小于0,32。/。時(shí)，即使添加V，也難以穩(wěn)定確保母材強(qiáng)度。進(jìn)而，HAZ軟化增大，焊接接頭的抗拉強(qiáng)度有可能不足。由上式(2)計(jì)算的有效B量超過0。/。，為較大的數(shù)值時(shí)，y中的固溶B存在，呈現(xiàn)B可淬性，強(qiáng)度有可能不均。加熱溫度小于95(tc時(shí)，V碳氮化物的熔體化不充分，y中的固溶V不足，從而在加速冷卻或回火處理中析出的V碳化物不足，無法穩(wěn)定確保母材強(qiáng)度。不利用加速冷卻而使用空氣冷卻時(shí)，冷卻速度過小，鐵素體粗大化，同時(shí)貝氏體比例減少，不能充分得到相變強(qiáng)化。在比50(tc高的溫度下停止加速冷卻時(shí)，溫度高的板厚內(nèi)部在相變過程中結(jié)束了加速冷卻，所以不能充分得到板厚內(nèi)部的相變強(qiáng)化。加速冷卻中，確保0.3mVmVmin以上的水量密度對(duì)于得到兼顧強(qiáng)度與韌性的微細(xì)的貝氏體/鐵素體組織是優(yōu)選的。以上是在重視脆性破壞發(fā)生特性的TMCP條件中，以低Ni為前提能滿足強(qiáng)度的技術(shù)，由此，能同時(shí)滿足上述要求(l)、(2)、(4)。另外，可以在加速冷卻后在35070(TC下進(jìn)行560分鐘的回火熱處理。由此，雖然制造成本上升，但可以將強(qiáng)度或伸長(zhǎng)、夏比沖擊特性高精度地控制在規(guī)定的范圍中?；鼗馃崽幚淼臏囟刃∮?5(TC或者回火熱處理的時(shí)間小于5分鐘時(shí)，無法發(fā)揮回火效果。另外，回火熱處理的溫度超過70(TC或者回火熱處理的時(shí)間超過60分鐘時(shí)，回火現(xiàn)象超過適當(dāng)范圍而過度呈現(xiàn)，強(qiáng)度降低和夏比沖擊特性變差明顯，得不到適當(dāng)?shù)臋C(jī)械性質(zhì)。下面，說明用于滿足上述要求(3)大線能量焊接HAZ韌性的技術(shù)。本發(fā)明的大線能量焊接HAZ韌性的支配要因大致為以下三個(gè)。第一是硬度，第二是MA(馬氏體'奧氏體混合相)，第三是有效晶體粒徑。本發(fā)明中，從硬度與MA的兩方面考慮，將碳當(dāng)量C叫限制為0.42。/。以下。碳當(dāng)量Ceq超過0.42。/。時(shí)，HAZ過度硬化，同時(shí)MA增加，HAZ嚴(yán)重脆化。進(jìn)而，通過將有效B量(Bef)控制在0。/。以下，可以避免在HAZ中呈現(xiàn)B可淬性，抑制硬化與MA增加。本發(fā)明人等從硬度的觀點(diǎn)考慮，發(fā)現(xiàn)了添加V的優(yōu)越性。另外，認(rèn)識(shí)到像本發(fā)明那樣HAZ形成為貝氏體主體時(shí)，即使添加V，HAZ也難以硬化。也就是說，添加C或Mn等V以外的元素來強(qiáng)化母材時(shí)，貝氏體主體的HAZ顯著硬化，HAZ嚴(yán)重脆化。相對(duì)于此，像本發(fā)明那樣，添加V來強(qiáng)化母材時(shí)，貝氏體主體的HAZ的硬化被抑制。基于該新認(rèn)識(shí)，如果以抵消V導(dǎo)致的母材強(qiáng)度的上升部分的方式減少C或Mn進(jìn)行低Ceq化，則在HAZ中，僅低C叫化的部分的硬度降低，所以HAZ韌性提高。以往沒有上述利用了母材與HAZ中的V硬化行為的差異的HAZ韌性提高技術(shù)。本發(fā)明中，從MA的觀點(diǎn)來看，必須盡可能地降低Si。另外，在本發(fā)明的TMCP條件中，Nb雖然對(duì)母材材質(zhì)的貢獻(xiàn)小，但也有助于MA生成。在本發(fā)明的較高的Ceq范圍中，盡管Mo是昂貴的，但有助于MA生成。因此，在本發(fā)明中必須盡可能地減少Nb與Mo。本發(fā)明中，從有效晶體粒徑的觀點(diǎn)考慮，適用兩種HAZ組織微細(xì)化技術(shù)。第一是同時(shí)利用Y中的B析出物與V析出物作為相變核。適當(dāng)提高N量使上式(2)表示的有效B量(Bef(c/。"為0。/。以下，由此在大線能量焊接的冷卻中，BN與VN、V(C,N)在y晶界或在y晶粒內(nèi)析出，上述單獨(dú)或復(fù)合的粒子不僅作為鐵素體的相變核有效地起作用，也作為貝氏體的相變核有效地起作用，將HAZ組織微細(xì)化。進(jìn)而，將HAZ組織微細(xì)化的第二技術(shù)是通過適當(dāng)添加Ca或Mg，使微細(xì)的氧化物或硫化物大量分散，通過釘扎效果抑制Y粒成長(zhǎng)，由此將貝氏體板條束(bainitepacket)微細(xì)化。B析出物或V析出物復(fù)合析出到一部分微細(xì)的氧化物或硫化物中，向釘扎粒子賦予相變核功能，由此也有將由y晶界相變的貝氏體進(jìn)一步微細(xì)化的效果。以上的HAZ組織微細(xì)化技術(shù)由于結(jié)果降低HAZ的可淬性，所以從降低硬度與MA的觀點(diǎn)來看也是有貢獻(xiàn)的。通過第一技術(shù)，確保一20'C的夏比吸收能量，如果在該技術(shù)中組合第二技術(shù)，從而將HAZ組織極限微細(xì)化，則也有能確保一4(TC的夏比吸收能量的可能性。通過以上說明的降低硬度、降低MA及HAZ組織微細(xì)化的措施，本發(fā)明的大線能量焊接HAZ可以達(dá)到高vE(—2(TC)。由此，除能滿足上述要求(l)、(2)及(4)之外，還能滿足要求(3)。〈化學(xué)成分組成(厚壁高強(qiáng)度鋼板)〉本發(fā)明的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板為了滿足上述要求(l)大的板厚下的高強(qiáng)度；(2)良好的脆性破壞傳播停止特性；(3)良好的大線能量焊接HAZ韌性；及(4)低制造成本等，以質(zhì)量。/o計(jì)含有C:0.050.12%、Si:0.3。/。以下、Mn:12%、P:0.015%以下、S:0.005%以下、B:0.00030.003%、V:0.010.15%、Al:0細(xì)0.1%、Ti:0.0050.02%、N:0.0020.01%及0:0.004%以下，作為剩余部分，含有鐵及不可避免的雜質(zhì)，在將通過強(qiáng)脫氧元素脫氧后殘留并能被弱脫氧元素Ti脫氧的殘留氧量設(shè)為下述式(5)表示的量時(shí)，下述式(6)表示的固溶在相變前的奧氏體坯料中的B量(有效B量Bef(M))的計(jì)算值為0。/。以下，進(jìn)而，下述式(7)表示的碳當(dāng)量C叫滿足0.320.42。/。的范圍，板厚為5080mm，屈服強(qiáng)度為390460MPa級(jí)，抗拉強(qiáng)度為510570MPa級(jí)，脆性破壞傳播停止特性Kca為6000N/mm"的溫度Tk^6,為一l(TC以下，焊接線能量為20kJ/mm以上的大線能量焊接部的HAZ韌性的指標(biāo)即夏比沖擊吸收能量vE(—2(TC)為47J以上。0Ti(%)=O-0,4Ca—0.66Mg—0.17REM—0.35Zr—0.89A1(5){其中，式(5)中，作為不可避免的雜質(zhì)而處理的成分元素也包含在計(jì)算中}Bef(%)=B—0.77{N_0.29(Ti—20Ti)}(6){其中，在式(6)中，OT^0時(shí)，設(shè)定On二0。另外，OTiX)時(shí)，設(shè)定為滿足Ti一20T,0.005(0/0)。進(jìn)而，N—0,29(Ti—2On)^0(其中，OnS0時(shí)，0Ti=0)時(shí)，設(shè)定N—0.29(Ti—2OTi)=0。}Ceq(%)=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15(7)需要說明的是，上述式(5)(7)的各式中，式(5)是與上述式(1)相同的式子，另外，式(6)是與上述式(2)相同的式子，式(7)是與上述式(3)相同的式子。另外，本發(fā)明的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板在上述化學(xué)成分組成中，將上述各元素中的S含量的下限設(shè)定為0.0005%，將0的含量的下限設(shè)定為0.001%。進(jìn)而，根據(jù)需要，能設(shè)定成如下構(gòu)成選擇性地含有Ca:0.00030.004%、Mg:0.00030.004°/0、Ni:0.011%、Cu:0.011%、Cr:0.011%、Mo:0.010.5%、Nb:0.0030.03%、REM:0.00030.02%^Zr:0.00030.02%中的1種或2種以上。以下，說明本發(fā)明中的鋼(厚壁高強(qiáng)度鋼板)的化學(xué)成分的限定原因。"C:碳"0.050.12%C是提高強(qiáng)度的重要元素。徹底進(jìn)行了低溫加熱、低溫軋制的TMCP型厚壁鋼板中，為了穩(wěn)定確保規(guī)定的強(qiáng)度，必須添加0.05。/。以上的C。另外，由下述理由可知，本發(fā)明中，由于必須將Nb、Ni及Mo的添加量抑制為必要最小限，所以難以增加上述元素來進(jìn)行高強(qiáng)度化。因此，C是非常重要的強(qiáng)化元素。進(jìn)而，C也有促進(jìn)大線能量HAZ中的V(C，N)相變核析出的效果。但是，為了穩(wěn)定確保良好的HAZ韌性，必須將C抑制為0.12W以下，為了提高HAZ韌性，優(yōu)選為0.10%以下。"Si:硅"0.3%以下Si具有脫氧作用，但充分添加強(qiáng)脫氧元素A1時(shí)無需該元素。Si也具有強(qiáng)化母材的作用，但與其他元素相比時(shí)，其效果相對(duì)較小。另外，在需要較高的碳當(dāng)量Ceq的本發(fā)明的大線能量焊接HAZ中，由于Si的有助于生成MA的危險(xiǎn)性高，所以必須抑制在0.3%以下，從HAZ韌性的觀點(diǎn)來看，為了盡量降低Si的添加量，優(yōu)選設(shè)為0.20%以下。為了確保強(qiáng)度和進(jìn)行脫氧，優(yōu)選添加0.01。/。以上的Si。"Mn:錳"12%為了經(jīng)濟(jì)地確保強(qiáng)度，需要添加量為l。/。以上的Mn，優(yōu)選設(shè)定為1.40%以上。但是，添加超過2Y。的Mn時(shí)，板坯的中心偏析的有害性變得顯著，而且助長(zhǎng)大線能量焊接HAZ的硬化與MA的生成，使其脆化，所以以2%為上限。為了防止該脆化，優(yōu)選將Mn限制在1.60。/。以下。"P:磷"0.015%以下p是雜質(zhì)元素，為了穩(wěn)定確保良好的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接HAZ韌性，必須降低至0.015%以下。為了提高HAZ韌性，優(yōu)選設(shè)定為0.010%以下。"S:硫"0扁50.005%S必須抑制到0.005。/。以下。S超過0.005y。時(shí)，一部分硫化物粗大化，作為破壞起點(diǎn)帶來有害性，母材與大線能量焊接HAZ的韌性變差。為了進(jìn)一步減少該有害性，優(yōu)選為0.003%以下。另一方面，利用HAZ的釘扎效果時(shí)，必須確保S為0.0005。/。以上。其原因在于，在HAZ的熔融線附近，為了提高HAZ韌性，通過適當(dāng)添加Ca或Mg，使微細(xì)的硫化物大量分散，強(qiáng)化釘扎效果，從而獲得y細(xì)?；?。S小于0.0005。/。時(shí)，硫化物個(gè)數(shù)不足，得不到充分的釘扎效果。"B:硼"0細(xì)30扁％B是本發(fā)明的特征元素。已經(jīng)詳細(xì)說明，本發(fā)明中，將上式(2)表示的有效B量(Bef)的計(jì)算值控制在OM以下，使得在母材與大線能量焊接HAZ的兩者中，不使固溶B存在于y中，使全部B作為BN析出，不呈現(xiàn)B可淬性。析出于y中的BN作為相變核起作用，通過HAZ的組織微細(xì)化、降低硬度及MA的降低來提高韌性。為此，必須添加0.0003。/。以上的B。但是，超過0.003%地添加B時(shí)，生成粗大的B析出物，HAZ韌性變差，所以以其為上限。為了穩(wěn)定地確保HAZ韌性，優(yōu)選為0.0020%以下。"V:釩"0.010.15%V是本發(fā)明的特征元素。已經(jīng)詳細(xì)說明，V在本發(fā)明的TMCP條件中有效強(qiáng)化母^"。另一方面，V在本發(fā)明的大線能量焊接HAZ中抑制硬化或MA的增加，同時(shí)析出于Y中的VN或V(C,N)作為相變核起作用，將HAZ組織微細(xì)化，提高韌性。為了發(fā)揮該效果，需要0.01。/。以上的V。但是，V超過0.15。/。時(shí)，HAZ的組織微細(xì)化效果飽和時(shí)，同時(shí)HAZ的硬化變顯著，所以HAZ韌性變差。因此，0.15。/。是V的上限，優(yōu)選為0.10%以下。"A1:鋁"0.0010.1%Al承擔(dān)脫氧，對(duì)于降低O提高鋼的清潔度是必須的。A似外的Si、Ti、Ca、Mg、REM、Zr等也具有脫氧作用，但即使在添加上述元素的情況下，如果沒有0.001。/。以上的A1，則難以穩(wěn)定地將0(氧)抑制在0.004°/。以下。但是，Al超過0.1。/。時(shí)，氧化鋁系粗大氧化物成簇化的傾向增強(qiáng)，發(fā)生煉鋼噴嘴堵塞，或者作為破壞起點(diǎn)的有害性明顯化，所以以其為上限。為了進(jìn)一步減少有害性，優(yōu)選將Al設(shè)定為0.060。/。以下。"Ti:鈦"0.0050.02%、"N:氮"0.0020.01。/o及"有效B量Bef(。/o)"0%以下(上述式(2)的計(jì)算值)Ti與N鍵合而形成TiN，在板坯再加熱時(shí)，在與大線能量焊接HAZ中有助于釘扎效果，利于Y細(xì)?；Y(jié)果將母材或HAZ的組織微細(xì)化，提高韌性。并且，形成TiN后剩余的N與B鍵合，形成BN，固溶B不存在于y中，全部B作為BN析出，不呈現(xiàn)B可淬性。為了同時(shí)發(fā)揮以上的效果，必須將Ti設(shè)定為0.0050.02。/。，將N設(shè)定為0.0020.01%，及將上述式(2)表示的有效B量(Bef)的計(jì)算值設(shè)定為0。/。以下。Ti與N分別不滿足0.005M、0.002%時(shí)，不能充分發(fā)揮用TiN得到的釘扎效果，母材與HAZ的韌性變差。Ti與N分別超過0.02。/。、0.01%時(shí)，因TiC析出或固溶N增加，母材與HAZ的韌性變差。為了進(jìn)一步提高HAZ韌性，優(yōu)選分別將Ti與N設(shè)定為0.015。/。以下、0.007%以下。進(jìn)而，即使Ti與N在適當(dāng)?shù)姆秶鷥?nèi)，而有效B量超過0。/。時(shí)，Y中的固溶B的量增加，呈現(xiàn)B可淬性，帶來母材強(qiáng)度不均或HAZ硬化(脆化)。以下，說明有效B量(Bef)的考慮方法。作為化學(xué)成分添加的Ti有時(shí)被鋼液中的脫氧消耗(在低Al的情況下容易發(fā)生)，脫氧后殘留的Ti在凝固后的Y中形成TiN。此時(shí)，相對(duì)于Ti，N過剩時(shí)，形成TiN后殘留的N與一部分B鍵合，形成BN。然后，形成BN后剩余的B作為固溶B呈現(xiàn)可淬性。在本發(fā)明中將對(duì)該可淬性有貢獻(xiàn)的Y中的固溶B量作為有效B量Bef(。/。)處理。以下說明基于各元素的添加量、熱力學(xué)的反應(yīng)順序及產(chǎn)物的化學(xué)計(jì)量組成的有效B量Be做計(jì)算方法。首先，按照脫氧力高的順序，假定Ca、Mg、REM(稀土類元素)、Zr及Al與O鍵合。作為此時(shí)的脫氧產(chǎn)物，假定為CaO、MgO、REM203、Zr02及A1203，計(jì)算脫氧的O量。在通過脫氧力比Ti強(qiáng)的上述元素脫氧未完畢的情況下，在將上述強(qiáng)脫氧元素進(jìn)行脫氧后殘留并能被弱脫氧元素Ti脫氧的殘留氧量OTi(Q/。)設(shè)為下述式(l)表示的量時(shí)，滿足下式{0《/。)>0}。0Ti(%)=0—0.4Ca—0.66Mg—0.17REM—0J5Zr—0.89A1(1)其中，上式(1)中，作為不可避免的雜質(zhì)而處理的成分元素也包含在計(jì)算中。此時(shí)，Ti將殘留的0(^OTi)脫除。為此，假定11203，減去經(jīng)脫氧消耗的Ti而剩余的Ti用Ti一2Ot^0.005(。/。)表示，該值必須為0.005%以上。此處，減去經(jīng)脫氧消耗的Ti而剩余的Ti必須為0.005。/。以上的原因在于如上所述確保本發(fā)明所需的TiN。減去經(jīng)脫氧消耗的Ti后剩余的Ti小于0.005。/。時(shí)，不能充分發(fā)揮用TiN得到的釘扎效果，厚壁母材與大線能量焊接HAZ韌性變差。另外，經(jīng)脫氧殘留的0.005。/。以上的Ti形成TiN，在殘留有N時(shí)，下述式為正值，不殘留N時(shí)，下述式為O或負(fù)值。N—0.29(Ti—2OTi)>0:殘留N的情況N—0.29(Ti—2OTi)^0:不殘留N的情況另外，上述式(N—0.29(Ti-2OTi))為正值而殘留有N時(shí)，一部分B作為BN被消耗，所以用下述式(2)計(jì)算有效B量Bef。Bef(%)=B—0.77{N—0.29(Ti—2OTi)}(2)其中，上式(2)中，Ot^0吋，設(shè)定OTi二0。另外，OnX)時(shí)，設(shè)定為滿足式(Ti—2OTi^0.005(%)}。進(jìn)而，式(N—0.29(Ti—2On)^0(其中，OTi^0時(shí)，O丁i,時(shí)，設(shè)定式(N—0.29(Ti—2OTi)=0}。另外，式(N—0.29(Ti—2OTi》為0或負(fù)值而不殘留有N時(shí)，有效B量Bef為由Bef(n/。)-B表示的量。下面，說明上述殘留氧量OTi的式中的Ca、Mg、REM、Zr及Al的系數(shù)，作為鋼液中的脫氧反應(yīng)(氧化反應(yīng))得到的產(chǎn)物(氧化物)，假定為CaO、MgO、REM203、Zr02、A1203，以質(zhì)量％計(jì)算作為上述氧化物存在的0量。例如，在CaO的情況下，原子量是Ca為40、0為16，所以相對(duì)于Ca的質(zhì)量y。，鍵合16/40=0.4的0。如果為八1203，原子量是A1為27、0為16，所以相對(duì)于A1的質(zhì)量％，鍵合(16x3)/(27x2)二0.89的O。以下，以相同的計(jì)算概念限定上述OTi式的各元素的系數(shù)(0.66:Mg、0.17:REM及0.35:Zr)。另外，在將有效B量Be糊導(dǎo)出式概念從低溫側(cè)向高溫側(cè)追溯地表示時(shí)，如下所述。有效B量Bef(Q/。)二成分B量一作為BN的B—作為BN的B二0.77(N—作為TiN的N)—作為TiN的N二(K29(Ti—作為Ti203的Ti)—作為Ti203的Ti二2(0—作為CaO的O—作為MgO的0—作為REM203的0—作為Zr02的0—作為Al203的0)—作為CaO的O二0.4Ca—作為MgO的O-0.66Mg—作為REM2O3的O二0.17REM—作為ZrO2的O二0.35Zr—作為Al2O3的O二0.89Al接著，在將有效B量Bef的導(dǎo)出式概念按從高溫側(cè)向低溫側(cè)的反應(yīng)順序表示時(shí)，如下所述。即，在制鋼中的精煉—凝固工序中，按以下的順序反應(yīng)。液相(鋼液中)中的脫氧反應(yīng)(160(TC左右)按與O的化學(xué)親和力強(qiáng)的順序發(fā)生CaO—MgO—REM203—Zr02—Al203的反應(yīng)，鋼液中的溶存O越來越少。由此，脫氧結(jié)束時(shí)，用OTi蕓0表示。脫氧未結(jié)束，殘留有溶存O時(shí)，ffiOTi>0、Ti一2OT^0.005(。/。)表示，比Al弱的脫氧元素Ti以Ti203的形式對(duì)脫氧作貢獻(xiàn)，由成分Ti減去脫氧消耗的作為Ti203的Ti后剩余的Ti為0.005%以上。固相(凝固Y中)中的脫氮反應(yīng)(i30(rc左右80(rc左右)按照與N的化學(xué)親和力強(qiáng)的順序發(fā)生TiN—BN—A1N的反應(yīng)，固相Y中的固溶N越來越少。首先，經(jīng)脫氧消耗后剩余的Ti引起脫氮反應(yīng)。由此脫氮結(jié)束時(shí)，用N—0.29(Ti—2OTi)^0表示，固溶N不存在于y中，所以B不形成BN，完全作為固溶B存在。另一方面，通過Ti的脫氮未完畢，殘留有固溶N時(shí)，用N—0.29(Ti—20tj)X)表示，一部分B生成BN，剩余成為固溶B。另一方面，通過脫氧力比Ti強(qiáng)的元素脫氧結(jié)束時(shí)，滿足下述式。此時(shí)，Ti不被脫氧消耗。在Ti形成TiN而N殘留時(shí)，滿足下述式。N—0.29Ti>0此時(shí)的有效B量Bef通過下述式計(jì)算。Bef(%)=B—0.77(N-0.29Ti)Ti形成TiN而不殘留有N時(shí)，滿足下述式。N—0.29Ti〇0此時(shí)的有效B量Bef通過下述式計(jì)算。Bef(%)=B需要說明的是，上述各式中，式(N—0.29Ti)中的0.29Ti是指作為TiN的N。此處，原子量是Ti為48、N為14，所以相對(duì)于Ti(準(zhǔn)確地是指減去脫氧消耗的Ti后而剩余的Ti)的質(zhì)量。/。鍵合14/48-0.29的N。另外，如果N—0.29Ti^0，貝lJN全部被TiN固定，固溶N不存在于y坯料中。另一方面，如果N—0.29Ti>0,則在Y坯料中除存在TiN之外，還存在固溶N，所以該固溶N與B鍵合，生成BN，使有效B量減少。"0:氧"0.0010.004%以下必須將0抑制為0.004%以下。0超過0.004%時(shí)，一部分氧化物粗大化，作為破壞起點(diǎn)帶來有害性，母材與大線能量焊接HAZ的韌性變差。另一方面，利用HAZ的釘扎效果時(shí)，必須確保0為0.001%以上。其原因在于，在HAZ的熔融線附近，為了提高HAZ韌性，通過適當(dāng)添加Ca或Mg，使微細(xì)的氧化物大量分散，強(qiáng)化釘扎效果來獲得Y細(xì)粒化。0小于0.001%時(shí)，氧化物個(gè)數(shù)不足，有可能得不到充分的釘扎效果。"Ca:l15，，0.0003~0.004%及"Mg:鎂"0.0003-0.004%對(duì)于Ca及Mg而言，考慮在鋼液中的添加順序，并且將一種或兩種添加0.0003°/。以上，由此可以確保1000個(gè)/mn^以上的含有Ca或Mg的10500nm的氧化物或硫化物。Ca或Mg小于0.0003。/。時(shí)，作為大線能量焊接HAZ的釘扎粒子的氧化物或硫化物的個(gè)數(shù)有不足的可能性。另外，分別添加超過0.004%吋，氧化物或硫化物粗大化，釘扎粒子的個(gè)數(shù)不足，同時(shí)作為破壞起點(diǎn)的有害性也變顯著，有可能得不到良好的HAZ韌性。"Ni:鎳，，0.011%Ni對(duì)抑制韌性變差確保強(qiáng)度是有效的。為此，必須添加0.0m以上的Ni。但是，Ni存在使得合金成本變得非常高，并且產(chǎn)生表面瑕疵的修整工序的問題。因此，必須將Ni抑制為lM以下。另外，為了避免表面瑕疵，優(yōu)選盡量減少Ni，所以可以限制為0.7%以下或0.5%以下。"Cu:銅"0.011°/0、"Cr:鉻"0,01~1%及"Mo:鉬"0.010.5%Cu、Cr及Mo對(duì)于確保強(qiáng)度是有效的，均以0.01%以上的添加量發(fā)揮效果。另一方面，從使大線能量焊接HAZ韌性變差的觀點(diǎn)考慮，分別以1%、1%及0.5%為上限，并分別優(yōu)選為0.4%以下、0.3%以下、0.1%以下。特別是Cr及Mo是與Ni同樣昂貴的元素，并且助長(zhǎng)生成HAZ的MA的危險(xiǎn)性也高，所以優(yōu)選不添加。"Nb:鈮，，0細(xì)0.03%Nb對(duì)于促進(jìn)精軋中的未再結(jié)晶區(qū)域軋制是有效的。為此，優(yōu)選添加0.003。/。以上的Nb。另夕卜，Nb對(duì)于大線能量焊接HAZ韌性有害。因此，本發(fā)明中，為了促進(jìn)未再結(jié)晶區(qū)域軋制，可以添加0.03n/。以下的微量Nb。從HAZ韌性的觀點(diǎn)來看，可以抑制為0.02%以下或0.01%以下。另外，在可以較大地確保精軋下的累積壓下量時(shí)，即使不添加Nb，母材組織也充分微細(xì)化，能得到良好的脆性破壞傳播停止特性，所以從HAZ韌性的觀點(diǎn)考慮更優(yōu)選不添加Nb。"REM:稀土類元素(鑭系元素)"0.00030.02%及"Zr:鋯"0.00030.02%REM(稀土類元素)及Zr與脫氧和脫硫相關(guān)，抑制中心偏析部的粗大延伸MnS的生成，將硫化物球狀無害化，改善母材與大線能量焊接HAZ的韌性。為了發(fā)揮上述效果，REM與Zr的下限均為0.0003%。但是，即使增加上述元素的添加量，效果也飽和，所以從經(jīng)濟(jì)性的觀點(diǎn)來看，REM與Zr的上限均為0.02%。需要說明的是，所謂本發(fā)明中添加的REM是指La或Ce等鑭系元素。如以上所說明，根據(jù)本發(fā)明的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的制造方法、及脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板，將鋼成分設(shè)定成在上述范圍內(nèi)含有各元素并滿足上述關(guān)系式的成分組成，并且設(shè)定為上述各制造條件，由此可以得到實(shí)現(xiàn)了下述要求的厚壁高強(qiáng)度鋼板(l)板厚為5080rnrn、屈服強(qiáng)度為390460MPa級(jí)(即抗拉強(qiáng)度510570MPa級(jí))的厚壁高強(qiáng)度；(2)具有停止性指標(biāo)Tk^60(K^—l(TC的良好的脆性破壞傳播停止特性；(3)即使焊接線能量^20kJ/mm，也具有vE(—20。C)嘗47J的良好的大線能量焊接HAZ韌性；(4)通過減少昂貴合金元素(Ni^0.5。/。等)等得到低制造成本。將上述本發(fā)明的厚壁高強(qiáng)度鋼板用于以大型船舶為代表的各種焊接結(jié)構(gòu)物，由此可以同時(shí)滿足焊接結(jié)構(gòu)物的大型化、對(duì)于破壞的高安全性、建造中的焊接的高效率化、作為原料的鋼材的經(jīng)濟(jì)性等，因此其產(chǎn)業(yè)上的效果無法估測(cè)。25實(shí)施例以下，舉出本發(fā)明的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的制造方法、及脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的實(shí)施例，更具體地說明本發(fā)明，但本發(fā)明并不從根本上限定于下述實(shí)施例，能在適合上述及下述主旨的范圍內(nèi)施加適當(dāng)變更來實(shí)施，上述變更也均包含在本發(fā)明的技術(shù)范圍中。制鋼工序中，控制鋼液的脫氧"脫硫與化學(xué)成分，通過連續(xù)鑄造制作下述表14所示的化學(xué)成分的板坯(連續(xù)鑄造板坯)。接著，在下述表5！0所示的制造條件下，將所述板坯再加熱，通過厚板軋制，精制成板厚5080mm，進(jìn)行加速冷卻，進(jìn)而，根據(jù)需要進(jìn)行離線的回火處理，制作厚壁鋼板的試樣。本實(shí)施例中的本發(fā)明鋼的厚壁鋼板的化學(xué)成分組成一覽示于表l、2，同時(shí)，比較鋼的化學(xué)成分組成一覽示于表3、4。另外，本發(fā)明鋼的鋼板的制造條件一覽示于表5、6，同時(shí)比較鋼的鋼板的制造條件一覽示于表7、8。另外，表l、2所示的本發(fā)明鋼的"鋼No.l"的化學(xué)成分組成中，改變各制造條件制造鋼板而得到的比較鋼的條件一覽如表9、IO所示。需要說明的是，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)/15A式二O—0.4Ca—0.66Mg—0,17REM—0.35Zr—0.89AlB式二N—0.29TiC式二Ti一2(0—0.4Ca—0.66Mg—0.17REM—0.35Zr—0.89Al)D式=N—0.29[Ti—2(0—0.4Ca—0.66Mg—0.17REM—0.35Zr—0.89A1)]Ar3=910—31OC—80Mn—20Cu—55Ni—80Mo(板坯)另夕卜，有效B量如以下所示地限定。(i)A式的值〈0的情況(a)B式的值X)的情況，有效B量-B—0.77(N—0.29Ti)(b)B式的值^0的情況，有效B量二B(ii)A式的值^0的情況C式的值^0.005(a)D式的值X)的情況，有效B量B—0.77(N—0.29(Ti—2(0—0.4Ca一0.66Mg—0.17REM—0.35Zr—0.89A1)〕}(b)D式的值S0的情況，有效B量二B<table>tableseeoriginaldocumentpage28</column></row><table>B式C式D式〉0——>0—一>0一一01010057〉0>0>0——>0——>0——>0———0.0059〉0〉0——>0——一0.0120〉0〉0——>0—一>0—一有效B量ArCC)-0.0009739-0.0003753-0.0001772-0.0004762-0.00037870.0000703-0.0011741-0.0001752-O.0026735-0.0015758-0.0008746-0.0004765-0.0004730-0.0009739-0.0009739-0.0009735200880001547.6ij-sa被25/39^式Aooooooooooooooooc岡，9tN2<table>tableseeoriginaldocumentpage30</column></row><table><formula>formulaseeoriginaldocumentpage31</formula><table>tableseeoriginaldocumentpage32</column></row><table>表6<table>tableseeoriginaldocumentpage33</column></row><table>表7<table>tableseeoriginaldocumentpage34</column></row><table>*精軋上限限制(°C)=一0.5乂(板坯加熱溫度(°C))+1325<table>tableseeoriginaldocumentpage35</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage36</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage37</column></row><table>[評(píng)價(jià)試驗(yàn)]對(duì)根據(jù)上述方法制作的厚壁鋼板的試樣，進(jìn)行以下的評(píng)價(jià)試驗(yàn)。對(duì)于母材的抗拉特性及夏比沖擊特性，從厚壁鋼板試樣的板厚l/2部分一軋制長(zhǎng)度(L)方向采集試驗(yàn)片來進(jìn)行測(cè)定并進(jìn)行評(píng)價(jià)。對(duì)于母材的脆性破壞傳播停止特性，將總厚試驗(yàn)體通過溫度梯度型ESSO試驗(yàn)(WES3003基準(zhǔn))破壞，求出停止性指標(biāo)1\^6()()()來進(jìn)行評(píng)價(jià)。關(guān)于接頭的HAZ韌性，通過電氣焊接(EGW)將對(duì)接坡口進(jìn)行1道次焊接，向從板厚l/2部分的熔融線離開lmm的HAZ中導(dǎo)入切口進(jìn)行檢査。此時(shí)，在一2(TC下進(jìn)行3條切口的夏比沖擊試驗(yàn)，評(píng)價(jià)平均的吸收能量值。另夕卜，作為參考，也檢查了一4(TC下的特性。關(guān)于厚壁鋼板與焊接接頭的機(jī)械性質(zhì)，按照表5、6所示的制造條件制造的本發(fā)明鋼的機(jī)械性質(zhì)一覽示于表ll，另外，按照表7、8所示的制造條件制造的比較鋼的機(jī)械性質(zhì)一覽示于表12。以本發(fā)明鋼的"鋼No.l"的化學(xué)成分組成，按照表9、IO所示的條件改變制造條件而得到的比較鋼的厚壁鋼板與焊接接頭的機(jī)械性質(zhì)一覽示于表13。<formula>formulaseeoriginaldocumentpage39</formula>表12<table>tableseeoriginaldocumentpage40</column></row><table>表13改變制造條件的鋼No.1的機(jī)械性質(zhì)鋼No.板厚1/2部分一L方向板厚屈服強(qiáng)度抗拉強(qiáng)度vTrs脆性破壞傳播停止特性-c方向Tkca=6000大線能量焊接接頭焊接法線能量vE(-加"C)vE(-40X:)(nrnO(MPa)(MPa)racc)(kj/—(J)(J)本發(fā)明鋼160470580-100-20EGW35150501A60460560-50EGW3515050IB60470580-100EGW35150501C60450560-100EGW3515050比較IDIE6060470470580580-80-70z§EGWEGW35351501505050鋼IF60470580-70EGW35150501G60470580-80EGW35150501H60470580-60EGW35150501160380500-600EGW3515050[評(píng)價(jià)結(jié)果]表l、2所示的鋼No.l16是本發(fā)明鋼，通過將鋼的化學(xué)成分適當(dāng)化，徹底進(jìn)行TMCP的低溫加熱與低溫軋制，由此盡管為厚壁，如表11所示，也能滿足390460MPa級(jí)的屈服強(qiáng)度與510560MPa級(jí)的抗拉強(qiáng)度及小于一10。C的良好的脆性破壞傳播停止特性Tk^6。。。，進(jìn)而，雖然為大線能量焊接，但也能將Ni添加量抑制至ljiy。以下，同時(shí)滿足在一2(TC下良好的HAZ韌性。另一方面，表3、4所示的比較鋼No.l736中，由于鋼的化學(xué)成分不適當(dāng)，另外，表9、10所示的比較鋼1A1I中，鋼板制造條件不適當(dāng)，所以如表12、13所示，屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、Tk^,。及大線能量焊接HAZ韌性均差，不能像本發(fā)明的厚壁高強(qiáng)度鋼板那樣同時(shí)滿足上述多個(gè)要求特性。鋼No.l7由于C與Ceq低，另外，鋼No.20由于Mn低，所以可淬性不足，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度變差。鋼No.l8由于C高，鋼No.l9由于Si高，鋼No.21由于Mn高，另夕卜，鋼No.22由于B低，所以大線能量焊接HAZ的韌性均差。鋼No.23由于V低，與板厚相同、Ceq低的鋼No.l相比，強(qiáng)度較低，并且盡管與鋼No.l相比，Ceq高，仍不能滿足鋼No.l所滿足的460MPa級(jí)屈服強(qiáng)度與570MPa級(jí)抗拉強(qiáng)度。進(jìn)而，大線能量焊接HAZ的韌性差。鋼No,24由于V高，與板厚和Ceq相同的鋼No.ll相比，強(qiáng)度大幅提高，但大線能量焊接HAZ的韌性差。鋼No.25、26、27、30、31、34及35中，Ceq與板厚相同，另外，表7、8的TMCP條件也相同，但由于存在810ppm的有效B量，所以屈服強(qiáng)度為440600MPa，抗拉強(qiáng)度為550700MPa，強(qiáng)度變化大。進(jìn)而，大線能量焊接HAZ的韌性變差。鋼No.28由于P高，另外，鋼No.29由于S高，所以母材韌性與大線能量HAZ的韌性均差。鋼No.31由于Al低，所以O(shè)增高，鋼No.32由于Al高，從而生成氧化鋁簇，鋼No.31和鋼No.32的粗大的有害氧化物均增加，母材與大線能量HAZ的韌性差。鋼No.33由于Ti低，另外，鋼No.35由于N低，所以各自TiN的生成不充分，母材與HAZ的結(jié)晶粒不能充分微細(xì)化，母材韌性、停止性及大線能量HAZ韌性差。鋼No.34由于Ti高，另外，鋼No.36由于N高，所以各自因TiC脆化或固溶B脆化導(dǎo)致母材韌性與大線能量HAZ韌性差。鋼No.lA由于板坯再加熱的開始溫度高，另夕卜，鋼No.lB由于加熱溫度高，所以各自的加熱時(shí)的Y粒粗大化，脆性破壞傳播停止特性Tk^6,差。鋼No.lC由于加熱溫度過低，V碳氮化物的熔體化不充分，承擔(dān)析出強(qiáng)化的V碳化物不足，母材強(qiáng)度降低，所以與鋼No.l相比，屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度均降低20MPa，無法享有添加0.02Q/。的V而得到的強(qiáng)度的優(yōu)點(diǎn)。進(jìn)而，由于粗軋的結(jié)束溫度過低，再結(jié)晶粒沒有充分整細(xì)?；?，Tk^6,差。鋼No.lD由于粗軋的結(jié)束溫度過低，另外，鋼No.lE由于粗軋的累積壓下量少，所以再結(jié)晶粒沒有充分整細(xì)?；?，Tke",均差。鋼No.lF與鋼No.lG由于精軋的開始溫度與結(jié)束溫度過高，不滿足上述式(一0.5X(板坯加熱溫度("C))+1325)，所以母材的晶體粒徑的微細(xì)化不充分，丁kca-6000差°鋼No.lH由于精軋的累積壓下量少，所以母材的晶體粒徑的微細(xì)化不充分贅Tk"ooo差o鋼No.lI由于加速冷卻的停止溫度高，所以板厚內(nèi)部的相變強(qiáng)化與晶體粒徑微細(xì)化不充分，抗拉強(qiáng)度與Tk^6,差。根據(jù)以上說明的實(shí)施例的結(jié)果可知，本發(fā)明的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板明顯可以實(shí)現(xiàn)下述要求(1)板厚為5080mm、屈服強(qiáng)度390460MPa級(jí)(即抗拉強(qiáng)度510570MPa級(jí))的厚壁高強(qiáng)度；(2)具有停止性指標(biāo)Tk『6。o。S—IO'C的良好的脆性破壞傳播停止特性，(3)即使焊接線能量^20kJ/mm，也具有vE(—2(TC)^47J的良好的大線能量焊接HAZ韌性；(4)通過減少昂貴合金元素(Ni^1%等)等來獲得低制造成本。本發(fā)明的厚壁高強(qiáng)度鋼板通過用于以大型船舶為代表的各種焊接結(jié)構(gòu)物中，能同時(shí)滿足焊接結(jié)構(gòu)物的大型化、對(duì)于破壞的高安全性、建造中的焊接的高效率化及原料鋼材的經(jīng)濟(jì)性等。因此，本發(fā)明的厚壁高強(qiáng)度鋼板能適用于大型集裝箱船等的船舶用途或建筑、橋梁、罐及海洋結(jié)構(gòu)物等其他焊接結(jié)構(gòu)物。權(quán)利要求1、一種脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，將下述連續(xù)鑄造板坯冷卻至等于或低于Ar3-200℃后，再加熱到950～1100℃，所述連續(xù)鑄造板以質(zhì)量％計(jì)含有C0.05～0.12％、Si0.3％以下、Mn1～2％、P0.015％以下、S0.005％以下、B0.0003～0.003％、V0.01～0.15％、Al0.001～0.1％、Ti0.005～0.02％、N0.002～0.01％及O0.004％以下，作為剩余部分，含有鐵及不可避免的雜質(zhì)，然后，在900℃以上對(duì)所述連續(xù)鑄造板坯進(jìn)行累積壓下量為30％以上的粗軋，然后，在將精軋開始溫度及精軋結(jié)束溫度均設(shè)為下式{-0.5×(板坯加熱溫度(℃))+1325}(℃)表示的溫度以下的條件下進(jìn)行700℃以上且累積壓下量為50％以上的精軋，制成軋制原板，然后，利用加速冷卻，將所述軋制原板冷卻到500℃以下，制成鋼板，所述連續(xù)鑄造板坯中，固溶在相變前的奧氏體坯料中的B量的計(jì)算值為0％以下，該B量是作為有效B量的Bef(％)，碳當(dāng)量Ceq滿足0.32～0.42％的范圍，其中，在將用強(qiáng)脫氧元素脫氧后殘留并能被弱脫氧元素Ti脫氧的殘留氧量OTi(％)設(shè)為下述式(1)表示的量時(shí)，作為有效B量的Bef(％)用下述式(2)表示，另外，碳當(dāng)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，作為不可避免的雜質(zhì)而處理的成分元素也包含在計(jì)算中，Bef(％)＝B-0.77{N-0.29(Ti-2OTi)}(2)其中，式(2)中，OTi≤0時(shí)，設(shè)定OTi＝0，另外，OTi＞0時(shí)，設(shè)定為滿足Ti-2OTi≥0.005(％)；進(jìn)而，N-0.29(Ti-2OTi)≤0時(shí)，設(shè)定N-0.29(Ti-2OTi)＝0，其中，OTi≤0時(shí)，OTi＝0，Ceq(％)＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15(3)Ar3(℃)＝(910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-80Mo)(4)。2、根據(jù)權(quán)利要求l所述的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，在所述加速冷卻后，進(jìn)一步在35070(TC下實(shí)施560分鐘的回火熱處理。3、根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，所述連續(xù)鑄造板坯的所述S的含量為0.00050.005。/。，并且所述O的含量為0.0010.004%，所述連續(xù)鑄造板坯以質(zhì)量。/。計(jì)還含有Ca:0.00030.004。/。及Mg:0.00030.004%中的1種或2禾中。4、根據(jù)權(quán)利要求13中任一項(xiàng)所述的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，所述連續(xù)鑄造板坯以質(zhì)量。/。計(jì)還含有Ni:0.011%、Cu:0.011%、Cr:0.011%、Mo:0.010.5。/。及Nb:0.0030.03%中的1種或2種以上。5、根據(jù)權(quán)利要求14中任一項(xiàng)所述的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，所述連續(xù)鑄造板坯以質(zhì)量。/。計(jì)還含有REM:0.00030.02。/。及Zr:0.00030.02%中的1種或2種。6、一種脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，以質(zhì)量n/。計(jì)含有C:0.050.12%、Si:0.3%以下、Mn:12%、P:0.015%以下、S:0.005%以下、B:0細(xì)30扁％、V:0.010.15%、Al:0,0010.1°/o、Th0.0050.02%、N:0.0020.01%及O:0.004%以下，作為剩余部分，含有鐵及不可避免的雜質(zhì)，在將用強(qiáng)脫氧元素脫氧后殘留并能被弱脫氧元素Ti脫氧的殘留氧量設(shè)為下述式(5)表示的量時(shí)，下述式(6)表示的固溶在相變前的奧氏體坯料中的B量的計(jì)算值為Oy。以下，其中，該B量是作為有效B量的Bef(y。)，進(jìn)而，下述式(7)表示的碳當(dāng)量Ceq滿足0.320.42n/。的范圍，板厚為5080mm,屈服強(qiáng)度為390460MPa級(jí)，脆性破壞傳播停止特性Kca達(dá)到6000N/mm"的溫度TK^。。。為—l(TC以下，焊接線能量為20kJ/mm以上的大線能量焊接部的HAZ韌性的指標(biāo)即夏比沖擊吸收能量vE(—20。C)為47J以上，OTi(0/(0=O—0.4Ca—0.66Mg—0.17REM—0.35Zr—O.謹(jǐn)l(5)其中，式(5)中，作為不可避免的雜質(zhì)而處理的成分元素也包含在計(jì)算中，<formula>formulaseeoriginaldocumentpage4</formula>其中，式(6)中，Ot^0吋，設(shè)定0^=0，另外，0卩>0時(shí)，設(shè)定為滿足Ti一20Ti^0.005(%);進(jìn)而，N—0.29(Ti—20Ti)^0時(shí)，設(shè)定N—0.29(Ti_20Ti)=0，其中，O丁^0時(shí)，OTi=0，<formula>formulaseeoriginaldocumentpage4</formula>7、根據(jù)權(quán)利要求6所述的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板，其中，所述S的含量為0.00050.005n/。，并且所述0的含量為0.0010.004%，而且以質(zhì)量。/。計(jì)還含有Ca:0.00030.004%&Mg:0.00030.004%中的1種或2種。8、根據(jù)權(quán)利要求6或7所述的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，以質(zhì)量。/。計(jì)還含有Ni:0.011%、Cu:0.011%、Cr:0.011%、Mo:0.010.50/o及Nb:0.0030.03%中的1種或2種以上。9、根據(jù)權(quán)利要求68中任一項(xiàng)所述的脆性破壞傳播停止特性與大線能量焊接熱影響部韌性優(yōu)異的厚壁高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)還含有REM:0.00030.02%及Zr:0.00030.02%中的1種或2種。全文摘要本發(fā)明的厚壁高強(qiáng)度鋼板的制造方法如下連續(xù)鑄造板坯含有以質(zhì)量％計(jì)為C0.05～0.12％、Si0.3％以下、Mn1～2％、P0.015％以下、S0.005％以下、B0.0003～0.003％、V0.01～0.15％、Al0.001～0.1％、Ti0.005～0.02％、N0.002～0.01％及O0.004％以下，作為剩余部分，含有鐵及不可避免的雜質(zhì)；將上述連續(xù)鑄造板坯冷卻到等于或低于Ar₃-200℃后，再加熱到950～1100℃，然后，在900℃以上對(duì)連續(xù)鑄造板坯進(jìn)行累積壓下量為30％以上的粗軋，然后，在將精軋開始溫度及精軋結(jié)束溫度均設(shè)為下式{-0.5×(板坯加熱溫度(℃))+1325}(℃)表示的溫度以下的條件下進(jìn)行700℃以上且累積壓下量為50％以上的精軋，制成軋制原板，然后，利用加速冷卻，將軋制原板冷卻到500℃以下，制成鋼板，所述連續(xù)鑄造板坯中，固溶在相變前的奧氏體坯料中的B量{有效B量Bef(％)}的計(jì)算值為0％以下，碳當(dāng)量Ceq滿足0.32～0.42％的范圍。文檔編號(hào)C21D8/02GK101578380SQ20088000154公開日2009年11月11日申請(qǐng)日期2008年12月4日優(yōu)先權(quán)日2007年12月6日發(fā)明者中島清孝,兒島明彥,田中洋一,白幡浩幸,長(zhǎng)井嘉秀申請(qǐng)人:新日本制鐵株式會(huì)社