CN109072383A - 厚钢板 - Google Patents

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Abstract

一种厚钢板，其化学组成以质量％计为C：0.01～0.20％、Si：0.10～0.25％、Mn：1.30～2.50％、P：0.01％以下、S：0.0010～0.0100％、Ti：0.005～0.030％、Al：0.003％以下、O：0.0010～0.0050％、N：0.0100％以下、Cu：0～0.50％、Ni：0～1.50％、Cr：0～0.50％、Mo：0～0.50％、V：0～0.10％、Nb：0～0.05％、以及余量：Fe和杂质，且钢中含有在Ti氧化物的周围存在MnS的复合夹杂物。复合夹杂物的截面中的MnS的面积率为10％以上且小于90％，MnS在复合夹杂物的周长中所占的比例为10％以上，粒径0.5～5.0μm的复合夹杂物的个数密度为10～100个/mm2。该厚钢板在高热输入焊接时HAZ的低温特性优异。

Description

厚钢板
技术领域
本发明涉及厚钢板。本发明尤其涉及用于海上石油和天然气开采设备等海洋构造物的、焊接热影响区(Heat Affected Zone：以下，称为“HAZ”。)的韧性优异的厚钢板。
背景技术
为了提高对焊接部的断裂的安全性和可靠性，对用于建筑、桥梁、造船、管线、建筑机械、海洋构造物、储罐等的各种焊接钢构造物的厚钢板的靭性的要求，一年比一年严格。尤其是，除了母材钢板的韧性，对确保优异的HAZ韧性也提出了同样的要求。
HAZ中，越接近熔合线，焊接时的加热温度变得越高。尤其是，奥氏体晶粒被加热至熔合线附近的1400℃以上的区域时会显著粗大化。因此，冷却后的HAZ组织粗大化，从而HAZ韧性劣化。
该倾向随着焊接热输入量的变大而变得显著。近年来，为了减少焊接道数，降低焊接施工成本，实施了采用提高了焊接热输入的高效焊接方法的高热输入焊接施工。由此，会产生HAZ韧性的下降，因此采用了各种对策来改善实施高热输入焊接时的HAZ韧性。
作为提高HAZ靭性的方法，已知例如在HAZ中控制晶体粒径的方法。作为控制晶体粒径的方法，具体地，有通过使微细的钉扎颗粒在钢中大量分散，从而抑制焊接的加热过程中的奥氏体晶粒的粗大化的方法；通过使成为铁素体相变的核的颗粒在钢中分散，促进焊接的冷却过程中的晶粒内部相变，细化晶粒内部的方法等。
例如，专利文献1中公开了一种在钢材中分散和生成1×106个/mm3以上的由包含Mg、Mn和Al的氧化物以及MnS形成的粒径小于0.6μm的复合夹杂物的钢材。该钢材能够抑制原奥氏体晶粒的粗大化，由此，即使进行300kJ/cm以上的高热输入焊接也能够确保优异的韧性。
专利文献2中公开了一种在钢中微细且大量分散了易成为MnS颗粒的析出核的Mn氧化物和Al氧化物的厚钢板。该厚钢板即使进行200kJ/cm的高热输入焊接，HAZ韧性依然良好。
进一步地，专利文献3中公开一种钢板，其将钢板中含有的具有0.5～2.0μm的圆当量直径的TiN颗粒、MnS颗粒和复合颗粒的粒径和个数密度控制在了规定的范围，板厚为10～35mm。当钢板通过焊接加热时，该钢板能够通过钉扎效应抑制奥氏体晶粒的生长。进一步地，当钢板在焊接后冷却时，该钢板通过铁素体成为相变核能够使组织微细化。该钢板由此能够提高高热输入焊接时的HAZ韧性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：特开2014-5527号公报
专利文献2：特开平5-271864号公报
专利文献3：特开2015-98642号公报
发明内容
发明要解决的问题
近年来，海洋构造物等的焊接构造物中使用的钢板要求为厚壁且具有高强度。但是，由于这样的厚钢板是通过焊接组装，因此确保焊接部的特性成为问题。尤其是，当通过1道数或少的道数焊接板厚为50mm以上的厚钢板时，由于焊接时的热输入量增加，确保HAZ韧性将变得困难。
本发明的目的在于，提供一种即使实施了高热输入焊接，也具有优异的HAZ韧性的厚钢板。
用于解决问题的方案
本发明人等为了解决上述的技术问题，经过深入研究，得到了以下发现。
HAZ中，通过加热至1400℃附近，晶粒生长，并且粗大的奥氏体晶粒生长。该粗大的奥氏体晶粒的生长成为引起HAZ靭性下降的一个原因。因此，使晶粒微细化、减少断裂单元作为确保HAZ韧性的手段是有效的。作为使晶粒微细化的方法，现有技术中已知：(i)活用通过TiN等抑制原奥氏体晶界的生长的钉扎效应的方法；以及(ii)以存在于原奥氏体晶粒内的夹杂物为起点使微细的晶内铁素体生长，实现晶粒的微细化的方法。
本发明人等发现，通过在制钢过程中控制Ti、Al、O以及N的含量的平衡，分散于钢中的微细的TiN颗粒能够通过钉扎效应抑制HAZ中的奥氏体晶粒的生长，抑制粗大的奥氏体晶粒的生长。
而TiN颗粒由于在1400℃附近容易溶解，因此钉扎效应降低。其结果，粗大的奥氏体晶粒容易生长。因此，本发明人等想到了同时活用通过夹杂物的晶内相变。
对成为晶内铁素体的生成核的夹杂物的控制，对于在焊接时使奥氏体晶粒中晶内铁素体有效地生长是有效的。对于晶内铁素体的生长机理，明晰了下述内容。
[1]焊接冷却时，由于MnS在夹杂物的周围复合析出时形成的Mn浓度的梯度，产生Mn自基质向夹杂物的内部扩散的驱动力。
[2]Mn被吸收至存在于Ti系氧化物内部的原子空穴中。
[3]Mn浓度变少的Mn缺乏层形成于夹杂物的周围，该部分的铁素体的生长起始温度上升。
[4]冷却时，铁素体比夹杂物优先生长。
以此为前提，本发明人等发现成为晶内铁素体的核的夹杂物的MnS复合量对晶内铁素体的生长产生影响。即，若复合的MnS多，由于更大的Mn浓度的梯度形成于夹杂物的周围，使Mn扩散的驱动力增加。其结果，Mn缺乏层容易形成。而若复合的MnS少，则Mn浓度的梯度难以形成于夹杂物的周围。其结果，Mn缺乏层难以形成。
即，通过控制与夹杂物复合的MnS量和个数密度，能够使晶内铁素体有效地析出。
进一步地，本发明人等发现为了得到晶粒的微细化效果，钢中的夹杂物需要满足下述的要件。
(a)钢中含有在Ti氧化物的周围存在MnS的复合夹杂物，该复合夹杂物的截面中的MnS的面积率为10％以上且小于90％，MnS在该复合夹杂物的周长中所占的比例为10％以上。
(b)粒径0.5～5.0μm的该复合夹杂物的个数密度为10～100个/mm2。
基于以上的机理，本发明通过TiN颗粒能够抑制粗大的晶粒的生长，并且通过控制Ti系复合氧化物的复合形态，控制与夹杂物复合的MnS量和个数密度，能够使晶内铁素体有效地析出。
本发明是基于这些发现得到的，具体为如下。
(1)一种厚钢板，其化学组成以质量％计为C：0.01～0.20％、Si：0.10～0.25％、Mn：1.30～2.50％、P：0.01％以下、S：0.0010～0.0100％、Ti：0.005～0.030％、Al：0.003％以下、O：0.0010～0.0050％、N：0.0100％以下、Cu：0～0.50％、Ni：0～1.50％、Cr：0～0.50％、Mo：0～0.50％、V：0～0.10％、Nb：0～0.05％、以及余量：Fe和杂质；且
钢中含有在Ti氧化物的周围存在MnS的复合夹杂物，所述复合夹杂物的截面中的所述MnS的面积率为10％以上且小于90％，所述MnS在所述复合夹杂物的周长中所占的比例为10％以上，粒径0.5～5.0μm的所述复合夹杂物的个数密度为10～100个/mm2。
(2)根据1所述的厚钢板，其以质量％计含有选自Cu：0.01～0.50％、Ni：0.01～1.50％、Cr：0.01～0.50％、Mo：0.01～0.50％、V：0.01～0.10％、以及Nb：0.01～0.05％中的1种以上。
(3)根据1或2所述的厚钢板，其根据下述式(i)求出的X值为0.04～9.70，
其中，所述式(i)中，各符号的含义如下。
Ti_TiO(质量％)：Ti总含量中成为Ti氧化物的Ti量
O(质量％)：钢中的O含量
Mn_MnS(质量％)：Mn总含量中成为MnS的Mn量
R1(％)：复合夹杂物的截面中的MnS的面积率的平均值
R2(％)：MnS在复合夹杂物的周长中所占的比例的平均值
发明的效果
根据本发明，能够提供一种即使实施了高热输入焊接，也具有优异的HAZ韧性的厚钢板。
具体实施方式
对本发明涉及的厚钢板进行说明。
A.化学组成
对各元素的作用效果与含量的限定理由进行说明。本说明书中，若无特殊说明，化学组成或浓度相关的“％”均表示“质量％”。
首先，对必要元素进行说明。
(A1)C：0.01～0.20％
C具有提高母材和HAZ的强度的作用。为了确保400～500MPa的强度，C含量为0.01％以上，为了确保母材和HAZ的强度以及HAZ低温韧性，优选为0.02％以上，更优选为0.05％以上，进一步优选为0.06％以上。
而C含量若超过0.20％，由于HAZ容易形成硬质组织，HAZ韧性会降低。因此，C含量为0.20％以下，为了确保母材和HAZ的强度以及HAZ低温韧性，优选为0.15％以下，更优选为0.08％以下。
(A2)Si：0.10～0.25％
由于Si在钢材的制造中起到脱氧剂的作用，因此对氧量的控制是有效的，同时能够固溶在钢中增加强度。因此，Si含量为0.10％以上，为了控制在合适的氧量，同时确保HAZ低温韧性，优选为0.13％以上。
而Si含量若超过0.25％，母材的韧性会降低，同时HAZ容易形成硬质组织，因而HAZ韧性会降低。因此，Si含量为0.25％以下，为了控制在合适的氧量，同时确保HAZ低温韧性，优选为0.18％以下。
(A3)Mn：1.30～2.50％
Mn作为奥氏体稳定化元素发挥作用，抑制晶界中的粗大的铁素体的生成。因此，Mn含量为1.30％以上，为了抑制粗大的铁素体的生成，同时防止偏析，优选为1.40％以上。
而Mn含量若超过2.50％，Mn容易偏析，HAZ容易部分地形成硬质组织。其结果，HAZ韧性会降低。因此，Mn含量为2.50％以下，为了抑制粗大的铁素体的生成，同时防止偏析，优选为2.10％以下，更优选为2.00％以下。
(A4)P：0.01％以下
P是杂质元素，通过降低P含量，抑制HAZ中晶界强度的降低。因此，P含量为0.01％以下。
(A5)S：0.0010～0.0100％
S使MnS复合析出。因此，S含量为0.0010％以上，为了使MnS复合析出，同时确保HAZ的低温韧性，优选为0.0020％以上。
而S含量若超过0.0100％，会析出粗大的单体MnS，因而HAZ韧性会降低。因此，S含量为0.0100％以下，为了使MnS复合析出，同时确保HAZ的低温韧性，优选为0.0050％以下。
(A6)Ti：0.005～0.030％
Ti是Ti系氧化物的生成所必须的。为了得到充分的夹杂物密度，Ti含量为0.005％以上，为了确保充分的夹杂物密度，同时确保HAZ韧性，优选为0.009％以上。
而Ti含量若超过0.030％，容易生成TiC等的碳化物，因而HAZ韧性会降低。因此，Ti含量为0.030％以下，为了确保充分的夹杂物密度，同时确保HAZ韧性，优选为0.020％以下。
(A7)Al：0.003％以下
Al是杂质元素，通过增加Al含量，可以抑制Ti系氧化物的生成。因此，Al含量为0.003％以下。
(A8)O：0.0010～0.0050％
O是Ti系复合氧化物的生成所必须的。为了得到充分的夹杂物密度，O含量为0.0010％以上。
而O含量若超过0.0050％，容易形成成为断裂起点的粗大的氧化物。因此，O含量为0.0050％以下，为了抑制粗大的夹杂物的生成，优选为0.0030％以下。
(A9)N：0.0100％以下
N通过与Ti结合生成TiN，有助于晶粒的微细化。但是，N含量若超过0.0100％，TiN析出所需的Ti量增加，Ti氧化物难以形成，同时TiN聚集成为断裂的起点。因此，N含量为0.0100％以下，为了稳定地确保用于形成Ti氧化物的Ti量，优选为0.0080％以下，更优选为0.0050％以下。
接下来，对任意元素进行说明。
(A10)Cu：0～0.50％
Cu可以提高强度，因此可以根据需要含有。但是，Cu含量若超过0.50％，会发生热脆化，板坯表面的品质会降低。因此，Cu含量为0.50％以下，优选为0.30％以下。
为了切实地得到上述效果，Cu含量优选为0.01％以上，更优选为0.25％以上。
(A11)Ni：0～1.50％
Ni可以在不降低靭性的前提下提高强度，因此可以根据需要含有。但是，由于Ni是奥氏体稳定化元素，因此Ni含量若超过1.50％，晶内铁素体难以生成。因此，Ni含量为1.50％以下，为了促进晶内铁素体的生成，优选为1.00％以下。
为了切实地得到上述效果，Ni含量优选为0.01％以上，更优选为0.50％以上，进一步优选为0.60％以上。
(A12)Cr：0～0.50％
Cr可以提高强度，因此可以根据需要含有。但是，Cr含量若超过0.50％，HAZ韧性降低。因此，Cr含量为0.50％以下，优选为0.30％以下。
为了切实地得到上述效果，Cr含量优选为0.01％以上，更优选为0.10％以上。
(A13)Mo：0～0.50％
少量含有Mo即可显著提高强度，因此可以根据需要含有。但是，Mo含量若超过0.50％，HAZ韧性会显著降低。因此，Mo含量为0.50％以下，优选为0.30％以下。
为了切实地得到上述效果，Mo含量优选为0.01％以上。
(A14)V：0～0.10％
V对母材的强度和韧性的提高是有效的，因此可以根据需要含有。但是，V含量若超过0.10％，会形成VC等的碳化物，韧性会降低。因此，V含量为0.10％以下，优选为0.05％以下。
为了切实地得到上述效果，V含量优选为0.01％以上，更优选为0.03％以上。
(A15)Nb：0～0.05％
Nb对母材的强度和韧性的提高是有效的，因此可以根据需要含有。但是，Nb含量若超过0.05％，容易生成NbC等的碳化物，韧性会降低。因此，Nb含量为0.05％以下，优选为0.03％以下。
为了切实地得到上述效果，Nb含量优选为0.01％以上。
(A16)余量
除了上述以外的余量为Fe和杂质。杂质是指：工业上制造钢时，由于矿石、废料等的原料、制造工序等各种原因混入的成分，也是以不对本发明产生不良影响的量允许含有的成分。
(B)复合夹杂物
钢中含有在Ti氧化物的周围存在MnS的复合夹杂物，该复合夹杂物的截面中的MnS的面积率为10％以上且小于90％，MnS在复合夹杂物的周长中所占的比例为10％以上，粒径0.5～5.0μm的所述复合夹杂物的个数密度为10～100个/mm2。
(B1)在Ti氧化物的周围存在MnS的复合夹杂物的截面中的MnS的面积率：10％以上且小于90％
对任意的截面中出现的复合夹杂物进行分析。通过测定其复合夹杂物的截面积中的MnS的面积率，限定复合夹杂物中的MnS量。复合夹杂物的截面中的MnS的面积率若小于10％，则复合夹杂物中的MnS量少，无法形成充分的Mn缺乏层。因此，晶内铁素体的生成将变得困难。
而复合夹杂物的截面中的MnS的比例若为90％以上，则复合夹杂物主要由MnS组成，Ti系氧化物所占的比例会降低。因此，Mn吸收能力下降，无法形成充分的Mn缺乏层，因而晶内铁素体的生成将变得困难。
(B2)MnS在复合夹杂物的周长中所占的比例：10％以上
复合夹杂物中的MnS形成于Ti系氧化物的周围。MnS在复合夹杂物的周长中所占的比例若小于10％，则MnS与基质的界面中形成的初始Mn缺乏区域小。因此，即使焊接，晶内铁素体的形成量也是不充分的，因而无法得到良好的低温HAZ靭性。因此，MnS在与复合夹杂物的与基质的周长中所占的比例为10％以上。
MnS的比例越大，初始Mn缺乏层越大，越容易生成晶内铁素体。因此，对于MnS的比例的上限，虽然无限定，但通常为80％以下。
(B3)复合夹杂物的粒径：0.5～5.0μm
复合夹杂物的粒径若小于0.5μm，则能够从复合夹杂物的周围吸收的Mn量少，其结果，晶内铁素体的生成所必须的Mn缺乏层的形成将变得困难。而复合夹杂物的粒径若大于5.0μm，则复合夹杂物会成为断裂的起点。此处，“粒径”是指圆当量直径。
(B4)复合夹杂物的个数密度：10～100个/mm2
为了生成稳定的晶内铁素体，需要在原奥氏体内含有至少1个左右的各复合夹杂物。因此，复合夹杂物的个数密度为10个/mm2以上。而复合夹杂物若过多，则容易成为断裂的起点。因此，复合夹杂物的个数密度为100个/mm2以下。
(C)根据上述式(i)求出的X值：0.04～9.70
式(i)中，(Ti_TiO/O)所示的第1项表示成为Ti氧化物的Ti含量和O含量的平衡。该第1项通过从Ti总含量中减去由钢中的N含量算出的TiN生成所必须的Ti量而算出。该第1项的值越大，Ti氧化物越容易形成。该第1项的值为负时，无法形成Ti氧化物。
式(i)中，(Mn_MnS)所示的第2项表示成为MnS的Mn量。第2项根据钢中的S含量算出。第2项的值越大，MnS越容易大量复合。
式(i)中，[(R1+R2)/100]所示的第3项中，符号R1表示复合夹杂物的截面中的MnS的面积率的平均值，符号R2表示MnS在复合夹杂物的周长中所占的比例的平均值。第3项的值越大，复合了大量MnS的夹杂物变得越多。
根据式(i)求出的X值表示复合有MnS的Ti氧化物的形成难易度和所形成的复合夹杂物的MnS复合程度。X值越大，形成复合了大量MnS的复合夹杂物，在焊接部中越容易形成微细的组织。其结果，能够成为靭性优异的钢材。
根据式(i)求出的X值若小于0.04，则形成Ti氧化物所必须的Ti量、形成MnS所必须的S量以及Mn量、或MnS所占的比例将不足。即，是未形成对晶内相变有效的夹杂物的状态。因此，为了形成有效的Ti氧化物，X值为0.04以上，优选为0.50以上，更优选为1.00以上。
而根据式(i)求出的X值若超过9.70，由于会形成过量的Ti氧化物，因此变得容易聚集。其结果，形成粗大的夹杂物，从而成为断裂的起点。进一步地，由于容易形成基本上为MnS单体的夹杂物，因此变得无法促进晶内相变。其结果，粗大的显微组织增加，CTOD特性恶化。因此，X值为9.70以下，更优选为5.00以下，进一步优选为4.00以下。
(D)板厚：优选为50～100mm
本发明涉及的厚钢板由于具有上述的复合夹杂物，因此即使板厚为50mm以上，HAZ低温韧性也优异。即，为了以低道数焊接板厚为50mm以上的厚钢板，需要增加焊接时的热输入量。但是，本发明涉及的厚钢板即使实施了高热输入焊接，也具有优异的HAZ低温靭性。
但是，若板厚过大，则复合夹杂物的控制将变得困难，制造满足本发明限定的上述复合夹杂物的厚钢板将变得困难。因此，厚钢板的板厚优选为100mm以下。
另外，本发明涉及的厚钢板的屈服应力为400～500MPa。
(E)制造方法
对本发明涉及的厚钢板的制造方法无特别限定。例如，可以通过对具有上述说明的化学组成的板坯进行加热后，热轧，最后冷却来制造。
热轧工序中，奥氏体形变热处理压下率，即加速冷却前的950℃以下的压下率优选为20％以上。加速冷却前的950℃以下的压下率若小于20％，则可能出现由轧制产生的在刚轧制后导入的位错由于大部分发生再结晶而消失，因此无法作为相变的核发挥作用的情况。其结果，多数情况下相变后的组织粗大化，由于固溶氮引起的脆化成为问题。因此，加速冷却前的950℃以下的压下率优选为20％以上。
实施例1
通过实施例，对本发明进行更具体的说明。
＜轧制母材的制造＞
通过实际的制造工序，熔炼具有表1所示的试验编号实施例1～28、比较例1～18的化学组成的钢。该制造工序中，通过在RH真空脱气处理前，将Ar气体从上部吹送至钢水内，使钢水表面的炉渣与钢水反应，从而调整炉渣内的Fe总量。
Ar气体的流量在100～200L/分钟的范围内进行调节，吹送时间在5～15分钟的范围内进行调节。
之后，通过RH真空脱气装置添加各元素进行成分调整，通过连续铸造，铸造300mm的板坯。铸造后的板坯在加热炉中在1000～1100℃的范围内加热。加热后，在760℃以上的温度下热轧，直至达到2t(t：终轧板厚)的厚度，之后在730～750℃的温度范围内热轧直至达到终轧板厚t。热轧后，以-2～-3℃/秒水冷至200℃以下，制备供试材。
＜复合夹杂物的截面中的MnS面积率、MnS在复合夹杂物的周长中所占的比例的计算＞
复合夹杂物分析用试验片采用从使所述供试材的板厚为t时的板厚1/4t部位获取的试验片。复合夹杂物使用电子探针显微分析仪(EPMA)，根据对复合夹杂物进行面分析得到的映射图像，测定MnS面积率以及MnS在复合夹杂物的周长中所占的比例。
具体地，通过根据图像测定复合夹杂物整体的截面积与MnS部分在复合夹杂物整体中所占的截面积，算出MnS面积率。通过根据图像测定复合夹杂物中的Ti氧化物的周长和与该Ti氧化物接触的MnS界面的长度，算出MnS在复合夹杂物的周长中所占的比例。为了减少测定的误差，通过对各供试材均进行各20个的EPMA分析，算出平均值，从而求出MnS面积率和MnS在复合夹杂物的周长中所占的比例。结果如表1所示。
＜复合夹杂物的个数密度的计算＞
对于复合夹杂物的个数，通过组合了SEM-EDX的自动夹杂物分析装置进行，根据检测出的复合夹杂物的形状测定数据，算出粒径在0.5～5.0μm的范围内的复合夹杂物的个数，从而算出个数密度。结果如表1所示。
[表1]
＜拉伸试验＞
从使制备的供试材的板厚为t时的1/4t位置处截取JIS4号拉伸试验片，在室温下进行拉伸试验，测定轧制母材的屈服应力(YP)和拉伸强度(TS)。
＜CTOD试验＞
从制备的供试材以n＝3截取CTOD试验用的试验片。对各试验片实施坡口加工，通过埋弧焊(SAW)以5.0kJ/mm的热输入量进行多层焊接。对制备的焊接接头的HAZ进行缺口加工，在试验温度-20℃下依据BS7448标准，实施CTOD试验。试验结果的好坏，依据下述的标准进行判定。下述的标准中，判定为◎或○的试验片为合格。结果如表2所示。
◎：3张试验片全部超规
○：3张试验片中，0～2张超规，且未超规的试验片的CTOD值均为0.4mm以上
×：3张试验片中，1张以上的试验片的CTOD值小于0.4mm
另外，超规是指安装的夹式引伸计张开到极限。另外，由于通常要求的-20℃下的接头的CTOD特性的CTOD值为0.4mm以上，因此将CTOD值的标准设为0.4mm。
试验结果如表2所示。
[表2]
实施例1～27由于全部满足本发明的范围，因此CTOD试验的结果合格。
实施例9虽然CTOD试验结果合格，但由于C含量接近本发明的范围的下限值，因此YP和TS低。
实施例10虽然CTOD试验结果合格，但由于Si含量接近本发明的范围的下限值，因此YP和TS低。
实施例11虽然CTOD试验结果合格，但由于Mn含量接近本发明的范围的下限值，因此YP和TS低。
实施例12虽然P含量少，但未对CTOD试验的结果产生影响。
实施例13由于S含量接近本发明的范围的下限值，因此MnS复合量减少，复合夹杂物的截面中的MnS面积率和MnS在复合夹杂物的周长中所占的比例降低。其结果，CTOD试验中，试验片仅有1张未超规。
实施例14由于Ti含量接近本发明的范围的下限值，因此复合夹杂物的个数密度低。其结果，CTOD试验中，试验片仅有1张未超规。
实施例15由于C含量接近本发明的范围的上限值，因此硬质组织增加。因此，CTOD试验中，虽然2张试验片未超规，但CTOD值为0.4mm以上。
实施例16由于Mn含量接近本发明的范围的上限值，因此发生了偏析。其结果，CTOD试验中，虽然2张试验片未超规，但CTOD值为0.4mm以上。
实施例17由于P含量接近本发明的范围的上限值，因此韧性降低。其结果，CTOD试验中，虽然2张试验片未超规，但CTOD值为0.4mm以上。
实施例18由于S含量接近本发明的范围的上限值，因此韧性降低。其结果，CTOD试验中，虽然2张试验片未超规，但CTOD值为0.4mm以上。
实施例19由于Ti含量接近本发明的范围的上限值，因此TiC等的碳化物增加，从而韧性降低。其结果，CTOD试验中，虽然2张试验片未超规，但CTOD值为0.4mm以上。
实施例20由于Al含量接近本发明的范围的上限值，因此成为晶内铁素体生成核的夹杂物减少，其结果，韧性降低。因此，CTOD试验中，虽然2张试验片未超规，但CTOD值为0.4mm以上。
实施例21由于N含量接近本发明的范围的上限值，因此TiN增加，其结果，韧性降低。因此，CTOD试验中，虽然2张试验片未超规，但CTOD值为0.4mm以上。
实施例22由于Cu含量落在本发明的范围内，因此CTOD试验的结果合格。另外，由于Cu含量超过0.3％，因此板坯的表面品质降低，需要在制造中进行表面修补。
实施例23虽然由于Ni含量落在本发明的范围内，但超过0.4％，因此虽然CTOD试验的结果合格，但显微组织中晶内铁素体少，韧性较低。
实施例24虽然由于Cr含量落在本发明的范围内，但超过0.3％，因此虽然CTOD试验的结果合格，但韧性较低。
实施例25虽然由于Mo含量落在本发明的范围内，但超过0.30％，因此虽然CTOD试验的结果合格，但韧性较低。
实施例26虽然由于V含量落在本发明的范围内，但超过0.05％，因此虽然CTOD试验的结果合格，但VC较多析出，韧性较低。
实施例27虽然由于Nb含量落在本发明的范围内，但超过0.03％，因此NbC较多析出，其结果，韧性较低。
比较例1由于C含量落在本发明的范围外，因此硬质组织增加，其结果，韧性降低。因此，CTOD试验中，出现了CTOD值小于0.4mm的试验片。
比较例2由于Si含量落在本发明的范围外，因此硬质组织增加，其结果，韧性降低。因此，CTOD试验中，出现了CTOD值小于0.4mm的试验片。
比较例3由于Mn含量落在本发明的范围外，因此偏析增加，其结果，韧性降低。因此，CTOD试验中，出现了CTOD值小于0.4mm的试验片。
比较例4由于Ti含量落在本发明的范围外，因此粗大的TiC增加，从而韧性降低。因此，CTOD试验中，出现了CTOD值小于0.4mm的试验片。
比较例5由于Al含量落在本发明的范围外，因此粗大的Al2O3增加，从而韧性降低。因此，CTOD试验中，出现了CTOD值小于0.4mm的试验片。
比较例6由于O含量落在本发明的范围外，因此粗大的氧化物增加，其结果，韧性降低。因此，CTOD试验中，出现了CTOD值小于0.4mm的试验片。
比较例7由于Mn含量落在本发明的范围外，因此复合夹杂物的截面中的MnS面积率为本发明限定的范围以下。因此，晶内铁素体未充分生长，韧性降低。其结果，CTOD试验中，出现了CTOD值小于0.4mm的试验片。
比较例8由于Mn含量落在本发明的范围外，因此复合夹杂物的截面中的MnS面积率超出本发明的范围。因此，晶内铁素体未充分生长，韧性降低。因此，CTOD试验中，出现了CTOD值小于0.4mm的试验片。
比较例9由于Mn含量落在本发明的范围外，因此复合夹杂物的界面中的MnS比例低于本发明的范围。因此，晶内铁素体未充分生长，韧性降低。其结果，CTOD试验中，出现了CTOD值小于0.4mm的试验片。
比较例10的Ti含量少，复合夹杂物的个数密度低于本发明的范围。因此，晶内铁素体未充分生长，韧性降低。因此，CTOD试验中，出现了CTOD值小于0.4mm的试验片。
比较例11由于Cu含量落在本发明的范围外，因此强度提高，其结果，韧性降低。因此，CTOD试验中，出现了CTOD值小于0.4mm的试验片。
比较例12由于Cr含量落在本发明的范围外，因此强度提高，其结果，韧性降低。因此，CTOD试验中，出现了CTOD值小于0.4mm的试验片。
比较例13由于Mo含量落在本发明的范围外，因此强度提高，其结果，韧性降低。因此，CTOD试验中，出现了CTOD值小于0.4mm的试验片。
比较例14由于V含量落在本发明的范围外，因此在强度提高的基础上，还析出了很多VC。其结果，韧性降低。因此，CTOD试验中，出现了CTOD值小于0.4mm的试验片。
比较例15由于Nb含量落在本发明限定的范围外，因此析出了很多NbC，其结果，韧性降低。因此，CTOD试验中，出现了CTOD值小于0.4mm的试验片。
实施例2
与实施例1同样地，通过实际的制造工序，熔炼具有表3所示的试验编号实施例31～61、比较例21～32的化学组成的钢，制备供试材。然后，与实施例1同样地，进行复合夹杂物的截面中的MnS面积率、MnS在复合夹杂物的周长中所占的比例的计算，和复合夹杂物的个数密度的计算。结果如表3所示。
[表3]
另外，与实施例1同样地，进行拉伸试验和CTOD试验。试验结果如表4所示。
[表4]
表4
※表中的“>1.4”表示超规。
实施例31～61由于全部满足本发明的范围，因此CTOD试验的结果合格。
实施例39虽然CTOD试验的结果合格，但由于C含量接近本发明的范围的下限值，因此YP和TS低。
实施例40虽然CTOD试验的结果合格，但由于Si含量接近本发明的范围的下限值，因此YP和TS低。
实施例41虽然CTOD试验的结果合格，但由于Mn含量接近本发明的范围的下限值，因此YP和TS低。
实施例43由于S含量接近本发明的范围的下限值，因此MnS复合量减少，复合夹杂物的截面中的MnS面积率和MnS在复合夹杂物的周长中所占的比例降低。其结果，CTOD试验中，试验片仅有1张未超规。
实施例44由于Ni含量接近本发明的范围的下限值，因此韧性降低。其结果，CTOD试验中，试验片仅有1张未超规。
实施例45由于Ti含量接近本发明的范围的下限值，因此复合夹杂物的个数密度低。其结果，CTOD试验中，试验片仅有1张未超规。
实施例46由于O含量接近本发明的范围的下限值，因此复合夹杂物的个数密度低。其结果，CTOD试验中，试验片仅有1张未超规。
实施例47由于C含量接近本发明的范围的上限值，因此硬质组织增加。因此，CTOD试验中，虽然所有的试验片均未超规，但CTOD值为0.4mm以上。
实施例48由于Si含量接近本发明的范围的上限值，因此硬质组织增加。因此，CTOD试验中，虽然所有的试验片均未超规，但CTOD值为0.4mm以上。
实施例49由于Mn含量接近本发明的范围的上限值，因此发生了偏析。因此，CTOD试验中，虽然所有的试验片均未超规，但CTOD值为0.4mm以上。
实施例50由于P含量接近本发明的范围的上限值，因此发生了偏析，从而韧性降低。因此，CTOD试验中，虽然所有的试验片均未超规，但CTOD值为0.4mm以上。
实施例51由于S含量接近本发明的范围的上限值，因此发生了偏析，从而韧性降低。因此，CTOD试验中，虽然所有的试验片均未超规，但CTOD值为0.4mm以上。
实施例52由于Ni含量接近本发明的范围的上限值，因此晶内相变铁素体的生成被抑制，从而韧性降低。因此，CTOD试验中，虽然所有的试验片均未超规，但CTOD值为0.4mm以上。
实施例53由于Ti含量接近本发明的范围的上限值，因此TiC等的碳化物增加，从而韧性降低。因此，CTOD试验中，虽然所有的试验片均未超规，但CTOD值为0.4mm以上。
实施例54由于Al含量接近本发明的范围的上限值，因此成为晶内铁素体生成核的夹杂物减少，其结果，韧性降低。因此，CTOD试验中，虽然所有的试验片均未超规，但CTOD值为0.4mm以上。
实施例55由于N含量接近本发明的范围的上限值，因此TiN增加，其结果，韧性降低。因此，CTOD试验中，虽然所有的试验片均未超规，但CTOD值为0.4mm以上。
实施例56由于O含量接近本发明的范围的上限值，因此粗大的氧化物增加，从而韧性降低。因此，CTOD试验中，虽然所有的试验片均未超规，但CTOD值为0.4mm以上。
实施例57由于Cu含量落在本发明的范围内，因此虽然CTOD试验的结果合格，但靭性较低。
实施例58由于Cr含量落在本发明的范围内，因此虽然CTOD试验的结果合格，但靭性较低。
实施例59由于Mo含量落在本发明的范围内，因此虽然CTOD试验的结果合格，但靭性较低。
实施例60由于V含量落在本发明的范围内，因此虽然CTOD试验的结果合格，但靭性较低。
实施例61由于Nb含量落在本发明的范围内，因此虽然CTOD试验的结果合格，但靭性较低。
比较例21由于C含量落在本发明的范围外，因此硬质组织增加，其结果，韧性降低。因此，CTOD试验中，出现了CTOD值小于0.4mm的试验片。
比较例22由于Si含量落在本发明的范围外，因此硬质组织增加，其结果，韧性降低。因此，CTOD试验中，出现了CTOD值小于0.4mm的试验片。
比较例23由于Mn含量落在本发明的范围外，因此偏析增加，其结果，韧性降低。因此，CTOD试验中，出现了CTOD值小于0.4mm的试验片。
比较例24由于Ti含量落在本发明的范围外，因此粗大的TiC增加，从而韧性降低。因此，CTOD试验中，出现了CTOD值小于0.4mm的试验片。
比较例25由于Al含量落在本发明的范围外，因此粗大的Al2O3增加，从而韧性降低。因此，CTOD试验中，出现了CTOD值小于0.4mm的试验片。
比较例26由于N含量落在本发明的范围外，因此发生了粗大的TiN的聚集，其结果，韧性降低。因此，CTOD试验中，出现了CTOD值小于0.4mm的试验片。
比较例27由于O含量落在本发明的范围外，因此粗大的氧化物增加，其结果，韧性降低。因此，CTOD试验中，出现了CTOD值小于0.4mm的试验片。
比较例28由于Cu含量落在本发明的范围外，因此强度提高，其结果，韧性降低。因此，CTOD试验中，出现了CTOD值小于0.4mm的试验片。
比较例29由于Cr含量落在本发明的范围外，因此强度提高，其结果，韧性降低。因此，CTOD试验中，出现了CTOD值小于0.4mm的试验片。
比较例30由于Mo含量落在本发明的范围外，因此强度提高，其结果，韧性降低。因此，CTOD试验中，出现了CTOD值小于0.4mm的试验片。
比较例31由于V含量落在本发明的范围外，因此在强度提高的基础上，还析出了很多VC。其结果，韧性降低。因此，CTOD试验中，出现了CTOD值小于0.4mm的试验片。
比较例32由于Nb含量落在本发明的范围外，因此析出了很多NbC，其结果，韧性降低。因此，CTOD试验中，出现了CTOD值小于0.4mm的试验片。
产业上的可利用性
根据本发明，能够提供一种在高热输入焊接时HAZ的低温韧性优异的厚钢板。因此，本发明的厚钢板适用于海洋构造物等的焊接构造物，尤其是板厚为50mm以上的厚钢板。

Claims (3)

1.一种厚钢板，
其化学组成以质量％计为
C：0.01～0.20％、
Si：0.10～0.25％、
Mn：1.30～2.50％、
P：0.01％以下、
S：0.0010～0.0100％、
Ti：0.005～0.030％、
Al：0.003％以下、
O：0.0010～0.0050％、
N：0.0100％以下、
Cu：0～0.50％、
Ni：0～1.50％、
Cr：0～0.50％、
Mo：0～0.50％、
V：0～0.10％、
Nb：0～0.05％、以及
余量：Fe和杂质；且
钢中含有在Ti氧化物的周围存在MnS的复合夹杂物，
所述复合夹杂物的截面中的所述MnS的面积率为10％以上且小于90％，
所述MnS在所述复合夹杂物的周长中所占的比例为10％以上，
粒径0.5～5.0μm的所述复合夹杂物的个数密度为10～100个/mm2。
2.根据权利要求1所述的厚钢板，其以质量％计含有选自
Cu：0.01～0.50％、
Ni：0.01～1.50％、
Cr：0.01～0.50％、
Mo：0.01～0.50％、
V：0.01～0.10％、以及
Nb：0.01～0.05％中的1种以上。
3.根据权利要求1或2所述的厚钢板，其根据下述式(i)求出的X值为0.04～9.70，
其中，所述式(i)中，各符号的含义如下：
Ti_TiO：Ti总含量中成为Ti氧化物的Ti量、单位为质量％；
O：钢中的O含量、单位为质量％；
Mn_MnS：Mn总含量中成为MnS的Mn量、单位为质量％；
R1：复合夹杂物的截面中的MnS的面积率的平均值、单位为％；
R2：MnS在复合夹杂物的周长中所占的比例的平均值、单位为％。
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