CN105008574B - 多层焊接接头ctod特性优良的厚钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供小线能量至中等线能量的多层焊接接头CTOD特性优良的厚钢板及其制造方法。一种钢板，以质量％计，成分组成含有C：0.03～0.10％、Si：0.5％以下、Mn：1.0～2.0％、P：0.015％以下、S：0.0005～0.0050％、Al：0.005～0.060％、Ni：0.5～2.0％、Ti：0.005～0.030％、N：0.0015～0.0065％、O：0.0010～0.0050％、Ca：0.0005～0.0060％，并根据需要含有Cu等中的一种或两种以上，Ti/N、Ceq、Pcm及ACR的值为特定范围，板厚中心处的母材的有效结晶粒径为20μm以下，在板厚的1/4和1/2各位置处存在特定量的由含有Ca和Mn的硫化物及含有Al的氧化物构成的等效圆直径为0.1μm以上的复合夹杂物。将所述组成的钢在特定温度下加热后，进行热轧、冷却。

Description

多层焊接接头CTOD特性优良的厚钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及船舶、海洋结构物、管线管、压力容器等中使用的钢材，涉及不仅母材的低温韧性优良、而且小线能量至中等线能量的多层焊接接头CTOD特性优良的厚钢板及其制造方法。
背景技术
作为钢的韧性的评价基准，主要使用夏比试验。近年来，作为以更高的精度对断裂阻力进行评价的方法，裂纹尖端张开位移试验(Crack Tip Opening Displacement Test，以下称为CTOD试验)多使用结构物中使用的厚钢板作为对象。该试验是将在韧性评价部引入有疲劳预裂纹的试验片在低温下进行弯曲试验并测定即将断裂之前的裂纹的张开量(塑性变形量)来对脆性断裂的产生阻力进行评价的试验。
将厚钢板应用于结构物的情况下的焊接为多层焊接。已知多层焊接的焊接热影响区(以下称为多层焊接HAZ)中包含：通过之前的焊道而使焊接线附近形成粗大的组织(CGHAZ：Coarse Grain Heat Affected Zone，粗晶热影响区)的区域通过下一层的焊道被再加热至铁素体与奥氏体的双相区并在粗大的基体组织中混合存在有岛状马氏体(MA：Martensite-Austenite Constituent，马氏体-奥氏体组成物)组织而使韧性显著降低这样的区域(以下称为ICCGHAZ：Inter Critically Reheated Coarse Grain Heat AffectedZone，亚临界再加热粗晶热影响区)。
接头CTOD试验基本上在板整个厚度上进行试验，因此，在以多层焊接HAZ为对象的情况下，在引入疲劳预裂纹的评价区域内包含ICCGHAZ组织。另一方面，对于通过接头CTOD试验得到的接头CTOD特性而言，即使微小，但也会受到评价区域中变得最脆化的区域的韧性所支配，因此，多层焊接HAZ的接头CTOD特性不仅由CGHAZ组织的韧性反映，而且还由ICCGHAZ组织的韧性反映。因此，为了提高多层焊接HAZ的接头CTOD特性，还需要提高ICCGHAZ组织的韧性。
以往，作为提高焊接热影响区(也称为HAZ)的韧性的技术，使用了通过TiN的微细分散来抑制CGHAZ的奥氏体晶粒粗大化的技术、利用TiN的铁素体相变核的技术。
另外，还使用了如下技术：通过添加REM而生成的REM系硫氧化物的分散来抑制奥氏体晶粒的晶粒生长、通过添加Ca而生成的Ca系硫氧化物的分散来抑制奥氏体晶粒的晶粒生长、将BN的铁素体成核能力与氧化物分散组合。
例如，在专利文献1、专利文献2中，提出了利用REM和TiN粒子来抑制HAZ的奥氏体组织的粗大化的技术。另外，在专利文献3中，提出了通过利用CaS来提高HAZ韧性的技术和通过热轧来提高母材韧性的技术。
另外，作为ICCGHAZ的韧性降低对策，提出了通过进行低C、低Si化来抑制MA的生成、进一步通过添加Cu来提高母材强度的技术(例如，专利文献4)。在专利文献5中，提出了在大线能量焊接热影响区利用BN作为铁素体相变核而使HAZ组织微细化从而提高HAZ韧性的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特公平03-053367号公报
专利文献2：日本特开昭60-184663号公报
专利文献3：日本特开2012-184500号公报
专利文献4：日本特开平05-186823号公报
专利文献5：日本特开昭61-253344
发明内容
发明所要解决的问题
但是，对接头CTOD特性进行规定的标准(例如，API标准RP-2Z)的CTOD规格温度通常为-10℃。另一方面，为了应对近年来能源需要的增加而确保新资源，海洋结构物等的建造地区向迄今为止未进行资源开采的寒冷区域转移。因此，能够应对比API标准所规定的CTOD规格温度低的CTOD规格温度(以下也称为特別低温CTOD规格)的钢材的要求增加。根据本发明人的研究，利用这些技术无法充分满足面向近年来所要求的低温规格的多层焊接接头所要求的接头CTOD特性。例如，对于专利文献1、专利文献2的利用REM和TiN粒子来抑制HAZ的奥氏体组织的粗大化的技术而言，TiN在焊接时达到高温的接合部发生熔化，因此，对于奥氏体晶粒的晶粒生长抑制不能发挥充分的效果。
另外，REM系硫氧化物、Ca系硫氧化物对于抑制奥氏体晶粒生长是有效的。但是，仅利用通过抑制HAZ的奥氏体晶粒粗大化而带来的韧性提高的效果不能满足上述低温规格温度下的接头CTOD特性。另外，BN的铁素体成核能力在大线能量焊接中焊接热影响区的冷却速度慢、HAZ为以铁素体为主体的组织的情况下是有效的。但是，在厚钢板的情况下，母材中所含有的合金成分量较高，另一方面，多层焊接的线能量较小，因此，HAZ组织以贝氏体为主体，无法得到上述效果。
另外，在专利文献3中，满足通常规格温度(-10℃)下的接头CTOD特性。但是，对于上述低温规格温度下的接头CTOD特性没有进行研究。
关于专利文献4，对于上述低温规格温度下的接头CTOD特性也没有进行研究，认为仅利用通过减少母材成分组成而带来的ICCGHAZ韧性的提高不能满足特別低温CTOD规格。另外，为了提高ICCGHAZ的韧性而减少母材成分组成的合金元素含量有时会损害母材的特性，难以应用于海洋结构物等中使用的厚钢板。
关于专利文献5，在大线能量焊接这样焊接热影响区的冷却速度慢、HAZ为以铁素体为主体的组织的情况下是有效的。但是，在厚钢板的情况下，母材中所含有的合金成分量较高，并且多层焊接的线能够较小，因此，HAZ组织以贝氏体为主体，无法得到其效果。
因此，难以说确立了在厚钢板的多层焊接热影响区提高CGHAZ和ICCGHAZ的韧性的技术，难以提高使缺口位置为混合存在有CGHAZ、ICCGHAZ的接合部的接头CTOD特性。
因此，本发明的目的在于提供多层焊接接头CTOD特性优良的厚钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
为了解决上述问题，本发明人关注于Ca系复合夹杂物，对多层焊接HAZ中的奥氏体晶粒粗大化抑制效果和贝氏体及针状铁素体、铁素体的成核效果以及多层焊接HAZ的韧性提高进行了深入研究，得出下述见解。
(1)将钢中的Ca、O及S以使下式所表示的原子浓度比(ACR：Atomic ConcentrationRatio)在0.2～1.4的范围内的方式进行控制时，硫化物的形态为固溶有Mn的一部分的Ca系硫化物与Al系氧化物的复合夹杂物。
ACR＝(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/(1.25×S)
(2)通过使夹杂物形态为由含有Ca和Mn的硫化物及含有Al的氧化物构成的复合夹杂物，即使在焊接线附近的升温至高温的区域内也能够稳定地存在，因此能够充分地发挥奥氏体晶粒粗大化效果。此外，在复合夹杂物周围形成Mn稀薄层，因此具有贝氏体、针状铁素体的成核效果。
(3)HAZ的冷却时的成核位点主要为奥氏体晶界。在本发明中，通过在奥氏体晶粒内存在具有成核效果的上述复合夹杂物，不仅在奥氏体晶界而且从奥氏体晶粒内也开始成核，最终得到的HAZ组织变得微细，HAZ的韧性及接头CTOD特性提高。
(4)上述复合夹杂物所带来的贝氏体、针状铁素体、铁素体的成核效果在夹杂物尺寸过于微小时不充分，需要使等效圆直径为0.1μm以上。
(5)为了充分活用上述复合夹杂物的相变成核效果，需要在焊接升温时在HAZ的奥氏体晶粒内中存在至少1个以上的夹杂物，线能量为约5kJ/mm时，焊接线附近的奥氏体粒径为约200μm，因此夹杂物的密度需要为25个/mm2以上。
(6)另一方面，上述复合夹杂物自身的韧性低，因此，在过量的夹杂物时，HAZ韧性反而会降低。特别是通过连铸制造钢坯时，由于夹杂物与钢的密度差而使钢坯中的未凝固部分浮起，由此夹杂物容易集聚于1/4t(t：板厚)位置，因此需要使夹杂物个数不要过量。另外，在存在元素的偏析而使多层焊接HAZ韧性差的板厚中心部分，也需要使夹杂物个数适当，通过使夹杂物个数为250个/mm2以下，能够确保良好的多层焊接接头CTOD特性。
(7)通常，在钢坯的板厚中心的元素偏析部会产生由于合金元素富集而使粗大的夹杂物以低密度分散的问题。但是，通过施加板厚中心温度为950℃以上时的压下率/道次为8％以上的道次的累积压下率为30％以上、或者板厚中心温度为950℃以上时的压下率/道次为5％以上的道次的累积压下率为35％以上这样的每道次较大的压下，能够使施加于板厚中心的应变增加，使粗大夹杂物伸长、进而分割，由此能够使细的夹杂物以高密度分散，能够确保夹杂物所带来的HAZ韧性提高效果，并且能够实现也能够应对特别CTOD规格的良好的CTOD特性。
另外，除通过控制夹杂物形态而带来的多层焊接HAZ的微细化以外，为了使对抑制奥氏体晶粒生长有效的TiN在钢中微细分散而设定为1.5≤Ti/N≤5.0，并且控制为碳当量Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5＜0.45、焊接裂纹敏感性指数Pcm＝[C]+[Si]/30+([Mn]+[Cu]+[Cr])/20+[Ni]/60+[Mo]/15+[V]/10+5[B]＜0.20，由此，能够提高多层焊接HAZ的基体组织的韧性。
进而，本发明人对接头CTOD试验方法所规定的BS标准EN10225(2009)、API标准推荐操作(Recommended Practice)2Z(2005)中要求的、作为焊接时的母材的相变区域/未相变区域的边界的SC/ICHAZ(Subcritically reheated HAZ/Intercritically rehaetedHAZ)边界也进行了研究，发现SC/ICHAZ边界的接头CTOD特性受母材韧性支配，因此，为了在SC/ICHAZ边界满足试验温度-40℃下的接头CTOD特性，必须使母材显微组织的有效结晶粒径为20μm以下，通过晶粒微细化来提高母材韧性。在本发明中，多层焊接接头CTOD特性优良是指：在缺口位置接合部以及SC/ICHAZ各位置处，在试验温度-40℃下裂纹张开位移量为0.4mm以上。
本发明是基于所得到的见解进一步进行研究而完成的，即，本发明涉及：
1.一种多层焊接接头CTOD特性优良的厚钢板，以质量％计，成分组成含有C：0.03～0.10％、Si：0.5％以下、Mn：1.0～2.0％、P：0.015％以下、S：0.0005～0.0050％、Al：0.005～0.060％、Ni：0.5～2.0％、Ti：0.005～0.030％、N：0.0015～0.0065％、O：0.0010～0.0050％、Ca：0.0005～0.0060％、满足(1)～(4)的各式且余量由Fe和不可避免的杂质构成，板厚中心处的母材的有效结晶粒径为20μm以下，在板厚(t：mm)的1/4和1/2各位置处存在25～250个/mm2的由含有Ca和Mn的硫化物及含有Al的氧化物构成的等效圆直径为0.1μm以上的复合夹杂物，
1.5≤Ti/N≤5.0 (1)
Ceq(＝[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5)≤0.45 (2)
Pcm(＝[C]+[Si]/30+([Mn]+[Cu]+[Cr])/20+[Ni]/60+[Mo]/15+[V]/10+5[B])≤0.20 (3)
0.2＜(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/(1.25×S)＜1.4 (4)
(1)～(4)式中，各合金元素设定为含量(质量％)。
2.如1所述的多层焊接接头CTOD特性优良的厚钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Cu：0.05～2.0％、Cr：0.05～0.30％、Mo：0.05～0.30％、Nb：0.005～0.035％、V：0.01～0.10％、W：0.01～0.50％、B：0.0005～0.0020％、REM：0.0020～0.0200％、Mg：0.0002～0.0060％中的一种或两种以上。
3.一种1或2所述的多层焊接接头CTOD特性优良的厚钢板的制造方法，其特征在于，将1或2所述的成分组成的钢片加热至950℃以上且1200℃以下，进行板厚中心温度为950℃以上时的压下率/道次为8％以上的道次的累积压下率为30％以上、板厚中心温度低于950℃时的累积压下率为40％以上的热轧，然后，进行板厚中心处的700-500℃间的平均冷却速度为1～50℃/秒的冷却直至600℃以下。
4.一种1或2所述的多层焊接接头CTOD特性优良的厚钢板的制造方法，其特征在于，将1或2所述的成分组成的钢片加热至950℃以上且1200℃以下，进行板厚中心温度为950℃以上时的压下率/道次为5％以上的道次的累积压下率为35％以上、板厚中心温度低于950℃时的累积压下率为40％以上的热轧，然后，进行板厚中心处的700-500℃间的平均冷却速度为1～50℃/秒的冷却直至600℃以下。
5.如3或4所述的多层焊接接头CTOD特性优良的厚钢板的制造方法，其特征在于，冷却后，在700℃以下的温度下进行回火处理。
发明效果
根据本发明，能够提供在多层焊接接头处可以得到优良的CTOD特性的厚钢板及其制造方法，在产业上极其有用。
具体实施方式
以下，对本发明的各构成要素的限定理由进行说明。
1.关于化学成分
首先，对规定本发明的钢的化学成分的理由进行说明。需要说明的是，％均是指质量％。
C：0.03～0.10％
C是提高钢的强度的元素，需要含有0.03％以上。但是，含有超过0.10％的过量C时，接头CTOD特性降低。因此，C限定于0.03～0.10％的范围。另外，优选为0.04～0.08％。
Si：0.5％以下
含有超过0.5％的过量Si时，接头CTOD特性降低。因此，Si限定于0.5％以下的范围。另外，优选为0.4％以下，进一步优选超过0.1％且0.3％以下。
Mn：1.0～2.0％
Mn是通过提高钢的淬透性来提高强度的元素。但是，过量添加时，会使接头CTOD特性显著降低。因此，Mn限定于1.0～2.0％的范围。另外，优选为1.2～1.8％的范围。
P：0.015％以下
P是作为杂质在钢中不可避免地含有的元素，由于会降低钢的韧性，因此优选尽可能降低。特别是超过0.015％的含有会使接头CTOD特性显著降低，因此限定于0.015％以下。优选为0.010％以下。
S：0.0005～0.0050％
S是对于用于提高多层焊接HAZ的韧性的夹杂物而言必要的元素，需要含有0.0005％以上。但是，超过0.0050％的含有会使接头CTOD特性降低，因此限定于0.0050％以下。优选为0.0045％以下。
Al：0.005～0.060％
Al是对于用于提高多层焊接HAZ的韧性的夹杂物而言必要的元素，需要含有0.005％以上。另一方面，超过0.060％的含有会使接头CTOD特性降低，因此限定于0.060％以下。
Ni：0.5～2.0％
Ni是在不使母材与接头两者的韧性大幅变差的情况下能够高强度化的元素。为了得到该效果，需要含有0.5％以上。但是，超过2.0％时，强度升高的效果饱和，因此成本增加成为问题。因此，将上限设定为2.0％。另外，优选为0.5～1.8％。
Ti：0.005～0.030％
Ti是通过以TiN的形式析出而抑制HAZ的奥氏体晶粒粗大化、使HAZ组织微细化从而对提高韧性有效的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.005％以上。另一方面，超过0.030％而过量含有时，焊接热影响区韧性因固溶Ti、粗大TiC的析出而降低。因此，Ti限定于0.005～0.030％的范围。优选为0.005～0.025％。
N：0.0015～0.0065％
N是通过以TiN的形式析出而抑制HAZ的奥氏体晶粒粗大化、通过HAZ组织的微细化对提高韧性有效的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.0015％以上。另一方面，超过0.0065％而过量含有时，焊接热影响区韧性会降低。因此限定于0.0015～0.0065％的范围。优选为0.0015～0.0055％。
O：0.0010～0.0050％
O是对于用于提高多层焊接HAZ的韧性的夹杂物而言必要的元素，需要含有0.0010％以上。另一方面，超过0.0050％的含有会使接头CTOD特性降低，因此，在本发明中限定于0.0010～0.0050％的范围。优选为0.0010～0.0045％。
Ca：0.0005～0.0060％
Ca是对于用于提高多层焊接HAZ的韧性的夹杂物而言必要的元素，需要含有0.0005％以上。另一方面，超过0.0060％的含有反而使接头CTOD特性降低，因此，在本发明中限定于0.0005～0.0060％的范围。优选为0.0007～0.0050％。
1.5≤Ti/N≤5.0…(1)
Ti/N对HAZ中的固溶N量和TiC的析出状态进行控制。Ti/N小于1.5时，HAZ韧性因未以TiN的形式被固定的固溶N的存在而劣化，另一方面，Ti/N大于5.0时，HAZ韧性因粗大TiC的析出而劣化。因此，将Ti/N限定于1.5以上且5.0以下的范围。另外，优选为1.8以上且4.5以下。上述式(1)中，各合金元素设定为含量(质量％)。
Ceq：0.45％以下
Ceq增加时，HAZ韧性由于HAZ组织中的岛状马氏体、贝氏体这样的韧性差的组织量的增加而劣化。Ceq大于0.45％时，由于HAZ的基体组织本身的韧性劣化，即使使用利用夹杂物的HAZ韧性提高技术也不能满足所需的接头CTOD特性，因此，将上限设定为0.45％。需要说明的是，设定为Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5…(2)，式(2)中，各合金元素设定为含量(质量％)。
Pcm：0.20％以下
Pcm增加时，HAZ组织中的岛状马氏体、贝氏体等韧性差的组织增加而使HAZ韧性劣化。Pcm超过0.20％时，HAZ的基体组织本身的韧性劣化，即使使用利用夹杂物的HAZ韧性提高技术也不能得到所需的接头CTOD特性，因此，将上限设定为0.20％。设定为Pcm＝[C]+[Si]/30+([Mn]+[Cu]+[Cr])/20+[Ni]/60+[Mo]/15+[V]/10+5[B]…(3)，式(3)中，各合金元素设定为含量(质量％)。
0.2≤(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/(1.25×S)≤1.4…(4)
(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/(1.25×S)为钢中的Ca、O及S的原子浓度比(ACR：Atomic Concentration Ratio)，小于0.2时，硫化物系夹杂物的主要形态为MnS。MnS的熔点低，在焊接时的焊接线附近发生熔化，因此，也得不到焊接线附近处的奥氏体晶粒粗大化抑制效果以及焊接后的冷却时的相变核效果。另一方面，(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/(1.25×S)超过1.4时，硫化物系夹杂物的主要形态为CaS，因此，在CaS周围没有形成用于形成相变核所需的Mn稀薄层，因此得不到相变核效果。因此，设定为0.2以上且1.4以下。另外，优选为0.3以上且1.2以下的范围。式(4)中，各合金元素设定为含量(质量％)。
本发明的厚钢板以上述成分组成作为基本组成，余量为Fe和不可避免的杂质。进而，出于强度、韧性调节、接头韧性提高的目的，可以含有Cu：0.05～2.0％、Cr：0.05～0.30％、Mo：0.05～0.30％、Nb：0.005～0.035％、V：0.01～0.10％、W：0.01～0.50％、B：0.0005～0.0020％、REM：0.0020～0.0200％、Mg：0.0002～0.0060％中的一种或两种以上。
Cu：0.05～2.0％
Cu是在不使母材、接头韧性大幅劣化的情况下能够高强度化的元素，为了得到该效果，需要含有0.05％以上。但是，添加2.0％以上时，在紧挨氧化皮的下方生成的Cu富集层所引起的钢板裂纹成为问题，因此，在添加的情况下，设定为0.05～2.0％。另外，优选为0.1～1.5％。
Cr：0.05～0.30％
Cr是通过提高钢的淬透性来提高强度的元素，过量添加时，会使接头CTOD特性降低，因此，在添加的情况下，设定为0.05～0.30％。
Mo：0.05～0.30％
Mo是通过提高钢的淬透性来提高强度的元素，但过量添加时，会使接头CTOD特性降低。因此，在添加的情况下，设定为0.05～0.30％。
Nb：0.005～0.035％
Nb是扩大奥氏体相的未再结晶温度范围的元素，是用于有效地进行未再结晶区域轧制而得到微细组织的有效元素。为了得到该效果，需要含有0.005％以上。但是，超过0.035％时，会导致接头CTOD特性的降低，因此，在添加的情况下，设定为0.005～0.035％。
V：0.01～0.10％
V是提高母材的强度的元素，添加0.01％以上时发挥效果。但是，超过0.10％时，会导致HAZ韧性的降低，因此，在添加的情况下，设定为0.01～0.10％。另外，优选为0.02～0.05％。
W：0.01～0.50％
W是提高母材的强度的元素，添加0.01％以上时发挥效果。但是，超过0.50％时，会导致HAZ韧性的降低，因此，在添加的情况下，设定为0.01～0.50％。另外，优选为0.05～0.35％。
B：0.0005～0.0020％
B是对于以极微量的含有提高淬透性、由此提高钢板的强度而言有效的元素，为了得到这样的效果，需要含有0.0005％以上。但是，含量超过0.0020％时，HAZ韧性会降低，因此，在添加的情况下，设定为0.0005～0.0020％。
REM：0.0020～0.0200％
REM通过形成硫氧化物系夹杂物而抑制HAZ的奥氏体晶粒生长，提高HAZ韧性。为了得到这样的效果，需要含有0.0020％以上。但是，超过0.0200％的过量含有会使母材、HAZ韧性降低，因此，在添加的情况下，设定为0.0020～0.0200％。
Mg：0.0002～0.0060％
Mg是通过形成氧化物系夹杂物而抑制焊接热影响区中奥氏体晶粒的生长、从而对改善焊接热影响区韧性有效的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.0002％以上。但是，含量超过0.0060％时，效果饱和而不能期待与含量相符的效果，在经济上变得不利，因此，在添加的情况下，设定为0.0002～0.0060％。
2.母材的显微组织
为了提高SC/ICHAZ边界的接头CTOD特性，将板厚中心处的母材显微组织的有效结晶粒径设定为20μm以下，以通过容易存在中心偏析的板厚中心处的晶粒微细化来提高母材韧性，。母材显微组织的相没有特别规定，只要能够得到所期望的强度即可。需要说明的是，本发明中的有效结晶粒径是指被与相邻的晶粒的取向差为15°以上的大角晶界包围的晶粒的等效圆直径。
3.关于夹杂物
含有Ca和Mn的硫化物与含有Al的氧化物的复合夹杂物：等效圆直径为0.1μm以上，25～250个/mm2
在形成含有Mn的硫化物时，在夹杂物周围形成Mn稀薄区域，由此作为相变核有效。进一步在硫化物中还含有Ca，由此使熔点高，即使在HAZ的焊接线附近的升温中残留，也可发挥残余奥氏体晶粒生长抑制效果和相变核效果。为了得到这样的效果，复合夹杂物形成等效圆直径为0.1μm以上的大小，在板厚的1/4和1/2各位置处设定为25～250个/mm2、优选为35～170个/mm2。
4.关于制造方法
关于制造方法，以下对各条件的限定理由进行说明。需要说明的是，只要没有特别说明，则以下的温度为钢材的表面温度。
钢片的加热条件
钢片通过连铸制成，加热至950℃以上且1200℃以下。加热温度低于950℃时，在加热时残留未相变区域，凝固时的粗大组织残留，因此，得不到所期望的细粒组织。另一方面，加热温度高于1200℃时，奥氏体晶粒变得粗大，在控制轧制后得不到所期望的细粒组织。因此，将加热温度限定于950℃以上且1200℃以下。另外，优选为970℃以上且1170℃以下。
热轧条件
热轧中，对再结晶温度范围的道次条件和未再结晶温度范围的道次条件进行规定。在再结晶温度范围内，以使累积压下率为30％以上的方式进行板厚中心温度为950℃以上时的压下率/道次为8％以上的压下。或者，在再结晶温度范围内，以使累积压下率为35％以上的方式进行板厚中心温度为950℃以上时的压下率/道次为5％以上的压下。
在低于950℃的轧制时，难以发生再结晶，奥氏体晶粒的微细化变得不充分，因此限定于950℃以上。
另外，在压下率/道次小于8％的压下时，不会产生再结晶所引起的细粒化。即使在压下率/道次为8％以上的压下时，累积压下量为30％以下时再结晶所引起的晶粒微细化也不充分，因此，将压下率/道次为8％以上的压下的累积压下率设定为30％以上。另外，本发明人进一步进行了研究，结果可知：即使在压下率/道次为5％以上的压下时，通过使累积压下量为35％以上，也能够充分地发生再结晶所引起的晶粒微细化。因此，在压下率/道次为5％以上的压下的情况下，使累积压下率为35％以上。
在未再结晶温度范围内，板厚中心温度低于950℃时的累积压下率为40％以上
本发明钢通过低于950℃的轧制难以发生再结晶，所引入的应变蓄积而没有被再结晶消耗，作为之后的冷却时的相变核发挥作用，由此使最终组织微细化。另外，累积压下率小于40％时，晶粒微细化效果不充分，因此，将板厚中心温度低于950℃时的累积压下率限定于40％以上。
冷却条件
热轧后的冷却以板厚中心位置处的700-500℃间的平均冷却速度为1～50℃/秒的方式进行，冷却停止温度设定为600℃以下。
板厚中心位置处的平均冷却速度小于1℃/秒时，母材组织中生成粗大的铁素体相，因此，SC/ICHAZ的CTOD特性劣化。另一方面，平均冷却速度大于50℃/秒时，SC/ICHAZ的CTOD特性因母材强度的增加而劣化，因此，将板厚中心位置处的700-500℃间的平均冷却速度限定于1～50℃/秒。冷却停止温度超过600℃时，冷却所引起的相变强化不充分且母材强度不足，因此设定为600℃以下。
在降低母材的强度、提高韧性的情况下，冷却停止后，在700℃以下进行回火。回火温度高于700℃时，生成粗大铁素体相，SCHAZ的韧性劣化，因此限定于700℃以下。另外，优选为650℃以下。
实施例
表1中示出了供试钢的组成。需要说明的是，使用利用垂直部长度为17m的连铸机在铸造速度为0.2～0.4m/分钟、冷却区的水量密度为1000～2000l/min·m2的条件下进行连铸而得到的钢片。钢种A～K是成分组成满足本发明范围的发明例，钢种L～T是成分组成为本发明的范围外的比较例。使用这些钢种按照表2所示的制造条件制造厚钢板。另外，对所得到的每个厚钢板制作出多层堆焊接头。在热轧时，在板长度、宽度、板厚中心位置处安装热电偶对板厚中心温度进行实际测量。
对各厚钢板分别考察母材的显微组织的平均有效结晶粒径和板厚方向上的夹杂物的分布状态。平均有效结晶粒径的测定中，从板长度方向、宽度方向、板厚方向中心裁取样品，进行镜面研磨精加工后，按照下述条件进行EBSP分析，根据所得到的晶体取向图将被与相邻的晶粒的取向差为15°以上的大角晶界包围的组织的等效圆直径作为有效结晶粒径进行评价。
EBSP条件
分析区域：板厚中心的1mm×1mm区域
步长：0.4μm
夹杂物的密度测定中，从板长度方向、宽度方向、板厚方向的板厚的1/4、1/2位置裁取样品，利用金刚石抛光轮和醇进行镜面研磨精加工后，使用场致发射型扫描电子显微镜(FE-SEM)通过EDX分析对存在于1mm×1mm的评价区域内的夹杂物进行鉴定，一并评价夹杂物密度。需要说明的是，夹杂物种类的评价中，相对于利用ZAF法定量化的夹杂物的化学组成，各种元素以原子分数计含有3％以上的情况下，判断为包含该元素的夹杂物。
拉伸试验中，从板厚(t)的1/4位置与板宽方向平行地裁取平行部直径为14mm、平行部长度为70mm的圆棒拉伸试验片，按照EN10002-1进行拉伸试验。需要说明的是，对于表2所示的屈服强度(YS)而言，在出现上屈服点的情况下使用上屈服应力，在未出现上屈服点的情况下使用0.2％试验应力。
接头CTOD试验中使用的焊接接头为K坡口形状，使用线能量为5.0kJ/mm的埋弧焊(多层焊接)来制作。试验方法依据BS标准EN10225(2009)，使用t(板厚)×t(板厚)的截面形状的试验片，在试验温度-40℃下评价CTOD值(δ)。对于各钢种，对于各缺口位置分别对3个试验片进行试验，将平均CTOD值为0.40mm以上的例子作为接头CTOD特性优良的钢板。缺口位置分别设定为K坡口的附近的CGHAZ(从焊接线起朝向母材侧0.25mm的位置)和SC/ICHAZ边界(从利用硝酸对接头CTOD试验片进行蚀刻时出现的腐蚀HAZ边界起朝向母材侧0.25mm的位置)。试验后，在试验片断口确认到疲劳预裂纹的前端分别处于EN10225(2009)中规定的CGHAZ和SC/ICHAZ边界。需要说明的是，在多层焊接的接头CTOD试验的情况下，缺口位置即使为CGHAZ，也包含一定量的ICCGHAZ，因此，试验结果反映出CGHAZ和ICCGHAZ这两者的韧性。
表2中示出了试验结果。No.1～11是化学成分、母材的平均结晶粒径、夹杂物密度、制造条件均为发明范围的钢种，缺口位置在CGHAZ、SC/ICHAZ边界时均显示出优良的接头CTOD特性。
另一方面，No.12～26为比较例，CGHAZ和/或SC/ICHAZ边界的接头CTOD特性差。
No.12中，C量多，HAZ组织成为韧性差的硬质组织，因此，CGHAZ的接头CTOD值低。
No.13中，Ti量、Ti/N小，HAZ组织的粗大化抑制所需的TiN量少，因此，CGHAZ的接头CTOD值低。
No.14中，Ti/N大，由于粗大TiC的析出、固溶Ti的存在而使HAZ韧性低，因此，CGHAZ、SC/ICHAZ边界的接头CTOD值低。
No.15中，Ceq在本发明范围外且较高，HAZ组织成为韧性差的硬质组织，因此，CGHAZ的接头CTOD值低。
No.16中，B量和Pcm在本发明范围外且较高，HAZ组织成为韧性差的硬质组织，因此，CGHAZ的接头CTOD值低。
No.17中，ACR小，硫化物系夹杂物的主体为MnS，HAZ组织的微细化所需的Ca系复合夹杂物量少，因此，CGHAZ的接头CTOD值低。
No.18中，ACR大，硫化物系夹杂物的主体为CaS，HAZ组织的微细化所需的Ca系复合夹杂物量少，因此，CGHAZ的接头CTOD值低。
No.19中，Ca量少，HAZ组织的微细化所需的Ca系复合夹杂物量少，因此，CGHAZ的接头CTOD值低。
No.20中，S量和Ca量多，由于夹杂物量的增加，CGHAZ、SC/ICHAZ边界的接头CTOD值低。
No.21中，加热温度高，母材的平均结晶粒径因高温加热时的晶粒生长而变得粗大，因此，SC/ICHAZ边界的接头CTOD值低。
No.22中，加热温度低，残留有铸造组织，母材的平均结晶粒径变得粗大，因此，SC/ICHAZ边界的接头CTOD值低。
No.23中，再结晶区域的压下量小，母材的平均结晶粒径变得粗大，因此，SC/ICHAZ边界的接头CTOD值低。
No.24中，未再结晶区域的压下量小，母材的平均结晶粒径变得粗大，因此，SC/ICHAZ边界的接头CTOD值低。
No.25中，冷却速度慢，母材的平均结晶粒径因粗大铁素体的生成而变得粗大，因此，SC/ICHAZ边界的接头CTOD值低。
No.26中，回火温度高，因此生成粗大铁素体，母材的平均结晶粒径变得粗大，因此，SC/ICHAZ边界的接头CTOD值低。

Claims (5)

1.一种多层焊接接头CTOD特性优良的厚钢板，在试验温度-40℃下的平均CTOD值为0.4mm以上，以质量％计，成分组成含有C：0.03～0.10％、Si：0.5％以下、Mn：1.0～2.0％、P：0.015％以下、S：0.0005～0.0050％、Al：0.005～0.060％、Ni：0.5～2.0％、Ti：0.005～0.030％、N：0.0015～0.0065％、O：0.0010～0.0050％、Ca：0.0005～0.0060％、满足(1)～(4)的各式且余量由Fe和不可避免的杂质构成，板厚中心处的母材的有效结晶粒径为20μm以下，在板厚的1/4和1/2各位置处存在25～250个/mm2的由含有Ca和Mn的硫化物及含有Al的氧化物构成的等效圆直径为0.1μm以上的复合夹杂物，
1.5≤Ti/N≤5.0 (1)
Ceq(＝[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5)≤0.45 (2)
Pcm(＝[C]+[Si]/30+([Mn]+[Cu]+[Cr])/20+[Ni]/60+[Mo]/15+[V]/10+5[B])≤0.20(3)
0.2＜(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/(1.25×S)＜1.4 (4)
(1)～(4)式中，各合金元素设定为质量％含量。
2.如权利要求1所述的多层焊接接头CTOD特性优良的厚钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Cu：0.05～2.0％、Cr：0.05～0.30％、Mo：0.05～0.30％、Nb：0.005～0.035％、V：0.01～0.10％、W：0.01～0.50％、B：0.0005～0.0020％、REM：0.0020～0.0200％、Mg：0.0002～0.0060％中的一种或两种以上。
3.一种权利要求1或2所述的多层焊接接头CTOD特性优良的厚钢板的制造方法，其特征在于，将权利要求1或2所述的成分组成的钢片加热至950℃以上且1200℃以下，进行板厚中心温度为950℃以上时的压下率/道次为8％以上的道次的累积压下率为30％以上、板厚中心温度低于950℃时的累积压下率为40％以上的热轧，然后，进行板厚中心处的700-500℃间的平均冷却速度为1～50℃/秒的冷却直至600℃以下。
4.一种权利要求1或2所述的多层焊接接头CTOD特性优良的厚钢板的制造方法，其特征在于，将权利要求1或2所述的成分组成的钢片加热至950℃以上且1200℃以下，进行板厚中心温度为950℃以上时的压下率/道次为5％以上的道次的累积压下率为35％以上、板厚中心温度低于950℃时的累积压下率为40％以上的热轧，然后，进行板厚中心处的700-500℃间的平均冷却速度为1～50℃/秒的冷却直至600℃以下。
5.如权利要求3或4所述的多层焊接接头CTOD特性优良的厚钢板的制造方法，其特征在于，冷却后，在700℃以下的温度下进行回火处理。
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