CN110651059A

CN110651059A - 厚钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN110651059A
Application number: CN201880031723.4A
Authority: CN
Inventors: 竹内佳子; 一宫克行; 长谷和邦
Original assignee: Jeffrey Steel Co Ltd
Current assignee: Jeffrey Steel Co Ltd; JFE Steel Corp
Priority date: 2017-05-22
Filing date: 2018-05-21
Publication date: 2020-01-03
Anticipated expiration: 2038-05-21
Also published as: US20200115782A1; WO2018216665A1; US11299798B2; KR102289071B1; CN110651059B; JPWO2018216665A1; EP3633057A4; EP3633057A1; JP6477993B1; EP3633057B1; KR20190142358A

Abstract

本发明提供多层焊接接头CTOD特性优异的厚钢板。该厚钢板具有下述成分组成，所述成分组成包含特定成分，以下述(1)式定义的Ceq为0.45％以下且以下述(2)式定义的Pcm为0.22％以下，厚钢板的板厚中心处的平均有效晶体粒径为20μm以下，等效圆直径为200μm以上的隙孔的、每1mm²的个数为0.1个/mm²以下。Ceq(％)＝[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5…(1)；Pcm(％)＝[C]+[Si]/30+([Mn]+[Cu]+[Cr])/20+[Ni]/60+[Mo]/15+[V]/10+5[B]…(2)。

Description

厚钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及厚钢板，特别是，涉及在以CGHAZ和SC/ICHAZ边界中的任意为切口位置的CTOD试验中也显示出优异特性，并且能够适用于船舶、海洋构造物、管线管、压力容器等的多层焊接接头CTOD特性优异的厚钢板。另外，本发明涉及所述厚钢板的制造方法。

背景技术

迄今为止，在钢的韧性评价中主要采用夏比试验。但是，近年来，作为以更高精度评价破坏阻力的方法，裂纹尖端张开位移实验(Crack Tip Opening Displacement Test，以下称为“CTOD试验”。)多以构造物所用厚钢板为对象而得以使用。

CTOD试验是下述这样的试验：在低温下对在韧性评价部引入了疲劳预裂纹的试验片进行弯曲试验，测量即将破坏前的裂纹的开口量(塑性变形量)，评价脆性破坏的发生阻力。

作为将厚钢板应用于构造物情况下的焊接，通常使用多层焊接。已知的是，在多层焊接的焊接热影响区(以下称为“多层焊接HAZ”。)中，因在先焊道而形成为粗大组织的焊接线附近的区域(CGHAZ：Coarse Grain Heat Affected Zone、粗晶热影响区)被下一层的焊道再加热为铁素体+奥氏体的两相区，在粗大的基体组织中混合存在岛状马氏体(MA：Martensite-Austenite Constituent；马氏体-奥氏体组分)组织，从而包含韧性显著降低的区域(ICCGHAZ：Inter-Critically reheated Coarse Grain Heat Affected Zone、临界再加热粗晶区)。

接头CTOD试验基本上是以板的整个厚度进行试验，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中包含ICCGHAZ组织。另一方面，通过接头CTOD试验获得的接头CTOD特性由评价区域中脆化最严重区域的韧性决定，因此多层焊接HAZ的接头CTOD特性不仅反映CGHAZ组织的韧性，也反映ICCGHAZ组织的韧性。因此，为了提高多层焊接HAZ的接头CTOD特性，需要提高ICCGHAZ组织的韧性。

以往，作为提高焊接热影响区(HAZ)韧性的技术，通过TiN的微细分散来抑制CGHAZ的奥氏体晶粒粗大化，以及使用TiN作为铁素体相变核。

另外，也采用下述技术：通过添加REM(稀土类金属)而生成的REM系氧硫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系氧硫化物的分散来抑制奥氏体晶粒的晶粒生长、以及对BN的铁素体形核能力与氧化物分散进行组合的技术。

例如，在专利文献1、2中提出了抑制由REM和TiN粒子引起的HAZ的奥氏体组织粗大化的技术。另外，在专利文献3中提出了提高由CaS使用带来的HAZ韧性提高和由热轧带来的母材韧性提高的技术。

另外，作为ICCGHAZ的韧性降低对策，提出了通过低C、低Si化来抑制MA的生成，进而通过添加Cu来提高母材强度的技术(例如专利文献4)。专利文献5中提出了在大输入热量焊接热影响区中将BN用作铁素体相变核，使HAZ组织微细化，提高HAZ韧性的技术。

另外，近年开始要求极低温范围的接头CTOD特性。例如，在专利文献6中，提出了下述这样的技术：为了控制非金属夹杂物的减少和硬度而规定成分范围，由此确保-60℃时的接头CTOD特性。另外，专利文献7中提出了通过使Ti氧化物微细分散而形成为核，从而使焊接热影响区的组织微细化、提高-80℃时的CTOD特性的技术。

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号公报

专利文献6：日本专利第4700769号公报

专利文献7：日本专利第5201301号公报

发明内容

发明所要解决的课题

规定接头CTOD特性的标准(例如API(American Petroleum Institute；美国石油协会)标准RP(Recommended Practice；推荐方法)-2Z)中的CTOD指标温度通常是-10℃。另一方面，为了应对近年的能量需求增加而确保新的资源，海洋构造物等建造地域转移至此前无法进行资源开采的寒冷地带。因此，能够应对温度低于API标准确定的CTOD指标温度的CTOD指标温度(以下，也称为“特殊低温CTOD指标”。)的钢材的需求增加。

根据发明人的研究，专利文献1～6中记载的现有技术中，无法充分满足近年需求的针对特殊低温CTOD指标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提出的基于REM和TiN粒子的HAZ的奥氏体组织的粗大化抑制技术而言，在焊接时达到高温的接合部处TiN溶解，因此无法充分发挥奥氏体晶粒的晶粒生长抑制效果。

另一方面，REM系氧硫化物、Ca系氧硫化物对于奥氏体晶粒生长抑制有效。但是，就仅由HAZ的奥氏体晶粒粗大化抑制带来的韧性提高效果而言，无法满足上述低温指标温度时的接头CTOD特性。

另外，BN的铁素体形核能力对于因大输入热量焊接使得焊接热影响区的冷却速度缓慢且HAZ成为以铁素体为主体的组织的情况而言是有效的。但是，在厚钢板的情况下，母材中含有的合金成分量较高而多层焊接的输入热量的量较少，因此HAZ组织成为以贝氏体为主体，无法获得BN的效果。

另外，根据专利文献3提出的技术，能够满足通常指标温度(-10℃)时的接头CTOD特性。但是，关于上述低温指标温度时的接头CTOD特性未作研究。

同样地，专利文献4中，关于上述低温指标温度时的接头CTOD特性未作研究，认为仅是通过减少母材成分组成来提高ICCGHAZ韧性无法满足特殊低温CTOD指标。另外，对于为了提高ICCGHAZ的韧性而减少母材的合金元素含量而言，存在损失母材特性的情况，因此难以应用于海洋构造物等中使用的厚钢板。

专利文献5所提出的技术在像大输入热量焊接的情况这样的、焊接热影响区的冷却速度缓慢且HAZ成为以铁素体为主体的组织的情况下发挥效果。但在厚钢板的情况下，母材中含有的合金成分的量较多且在多层焊接中输入热量的量较少。因此，在厚钢板的多层焊接中，HAZ组织成为以贝氏体为主体，无法获得前述效果。

另一方面，专利文献6及7提出的技术是为了满足低温范围的接头CTOD特性而提出的技术，因此认为是有效的，但要获得满足发挥其效果所需的P_CTOD值的成分非常困难。

如上所述，很难说建立了在厚钢板的多层焊接热影响区使CGHAZ和ICCGHAZ的韧性稳定提高的技术，难以提高以混杂有CGHAZ、ICCGHAZ的接合部为切口位置的接头CTOD特性。

本发明是鉴于上述情况提出的，目的在于提供一种多层焊接接头CTOD特性优异的厚钢板。另外，本发明的目的在于提供所述厚钢板的制造方法。

用于解决课题的手段

发明人等为了解决上述课题，重新考虑提高CTOD特性的方法。

作为抑制脆性破坏的方法，主要列举以下的(1)～(4)。

(1)减少钢板内存在的缺陷。

(2)减少由于成分富集等而硬化的相。

(3)减少粗大的夹杂物。

(4)使有效晶粒微细化。

以下说明分别针对上述(1)～(4)进行研究后的发现。

(1)关于钢板内的缺陷，认为是钢坯制造过程产生的隙孔(气孔)在轧制时未被完全压合而残留，破坏从此处发生。研究的结果发现，在板厚中心温度为1050℃以上这样的高温范围，将每1道次的平均压下率为10％以上的轧制以使得该温度范围的累积压下率成为20％以上的方式进行轧制，这在可靠地减少隙孔方面是有效的。

(2)发现为了减少由于成分富集而产生的硬化相，对特别容易富集的C、P的含量进行严格管理是有效的。另外，若添加的合金元素的量多，则容易发生富集。因此可知，通过将碳当量Ceq及焊缝裂纹敏感性指数Pcm控制为特定的范围，从而能够提高多层焊接HAZ的基体组织的韧性。

(3)通常，在钢坯的板厚中心的元素偏析部，合金元素向富集从而存在粗大的夹杂物以低密度分散的问题。但发现，通过进行板厚中心温度为低于1050℃且为950℃以上、累积压下率为30％以上的轧制，能够增加对板厚中心赋予的应变、使粗大夹杂物伸长、断裂并使细小的夹杂物高密度分散。其结果，能够确保基于夹杂物的HAZ韧性提高效果，并且能够实现能应对特殊CTOD指标的良好CTOD特性。

(4)关于BS标准(British Standards：英国标准)EN10225(2009)、API标准RP-2Z(2005)所要求的焊接时的母材的相变区域/未相变区域的边界即SC/ICHAZ(Sub-Critically reheated HAZ/Inter-Critically reheated HAZ、亚临界再加热HAZ/临界再加热HAZ)边界的接头CTOD特性也进行了研究。其结果发现，对于SC/ICHAZ边界的接头CTOD特性来说，由于受母材韧性支配，因此为了在SC/ICHAZ边界满足试验温度-60℃时的接头CTOD特性，需要将母材显微组织的有效晶体粒径设为20μm以下，需要通过晶粒微细化来提高母材韧性。

本发明是基于以上发现经过进一步研究完成的。即，本发明的要旨如下。

1.厚钢板，其具有下述成分组成，所述成分组成以质量％计含有

C：0.01～0.07％、

Si：0.5％以下、

Mn：1.0～2.0％、

P：0.01％以下、

S：0.0005～0.0050％、

Al：0.030％以下、

Ni：0.5～2.0％、

Ti：0.005～0.030％、

N：0.0015～0.0065％、

O：0.0010～0.0050％、以及

Ca：0.0005～0.0060％，

余量为Fe及不可避免的杂质，

以下述(1)式定义的Ceq为0.45％以下，且

以下述(2)式定义的Pcm为0.22％以下，

所述厚钢板的板厚中心处的平均有效晶体粒径为20μm以下，

等效圆直径为200μm以上的隙孔的、每1mm²的个数为0.1个/mm²以下，

Ceq(％)＝[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5…(1)

Pcm(％)＝[C]+[Si]/30+([Mn]+[Cu]+[Cr])/20+[Ni]/60+[Mo]/15+[V]/10+5[B]…(2)

(其中，上述(1)及(2)式中的括号表示括号内的元素的含量(质量％)，在不含有该元素的情况下为零)。

2.上述1所述的厚钢板，所述成分组成还以质量％包含从由以下成分组成的组中选择的一种或两种以上：

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％、以及

Mg：0.0002～0.0060％。

3.厚钢板的制造方法，

将具有上述1或2所述的成分组成的钢片加热至1050℃以上且1200℃以下，

对加热后的所述钢片进行热轧以制得热轧钢板，

在板厚中心温度为700～550℃间的平均冷却速度为3～50℃/秒的条件下，将所述热轧钢板冷却至600℃以下的冷却停止温度，

所述热轧包括：

(1)板厚中心温度为1050℃以上的每1道次的平均压下率为10％以上的、累积压下率为20％以上的轧制、

(2)板厚中心温度为低于1050℃且为950℃以上的累积压下率为30％以上的轧制、以及

(3)板厚中心温度为低于950℃的每1道次的平均压下率为8％以上的、累积压下率为60％以上的轧制。

4.上述3所述的厚钢板的制造方法，其中，进一步在所述冷却后以700℃以下的温度进行回火处理。

发明的效果

根据本发明，能够获得多层焊接接头CTOD特性优异的厚钢板。需要说明的是，在本发明中，所谓多层焊接接头CTOD特性优异，是指在切口位置CGHAZ(接合部)及SC/ICHAZ的各自处，试验温度-60℃时的裂纹尖端张开位移量(δ)为0.30mm以上。

具体实施方式

以下，说明本发明各构成要件的限定理由。

[成分组成]

首先，说明在本发明中将厚钢板及钢片的成分组成限定为上述范围的理由。需要说明的是，关于成分组成的“％”，只要没有特别说明均是指“质量％”。

C：0.01～0.07％

C是使钢的强度提高的元素，必须含有0.01％以上。另一方面，若过量含有C，则C富集的部分的硬度变高，接头CTOD特性下降。但是，若C含量为0.07％以下，则即使C富集，接头CTOD特性也不下降。因此，C含量为0.07％以下，优选0.05％以下，更加优选0.45％以下。

Si：0.5％以下

Si是作为杂质而不可避免地含有的元素，且具有使强度提高的作用。但若过量含有Si而超过0.5％，则接头CTOD特性下降。因此，Si含量为0.5％以下，优选0.2％以下，更加优选低于0.15％。另一方面，从提高接头CTOD特性的观点考虑，Si含量越低越好，因此Si含量的下限无特别限定，也可以是0％。但过度减少会导致成本增加，因此Si含量优选0.005％以上。

Mn：1.0～2.0％

Mn是具有通过提高钢的淬火性而使强度提高的效果的元素。为了获得前述效果，将Mn含量设为1.0％以上，优选1.2％以上。另一方面，若过量添加Mn，则接头CTOD特性显著下降。因此，将Mn含量设为2.0％以下，优选1.8％以下。

P：0.01％以下

P是作为杂质而在钢中不可避免地含有的元素，使钢的韧性降低。因此，希望P含量尽可能减少。特别是在本发明中，为了确保低温下的接头CTOD特性，需要与通常相比更为严格地管理P含量，具体来说，使P含量为0.01％以下，优选0.080％以下。另一方面，P含量的下限并无特别限定，也可以是0％，但过度减少会导致制造成本增加。因此，P含量优选0.001％以上。

S：0.0005～0.0050％

S是为了形成使多层焊接HAZ的韧性提高的夹杂物所必需的元素。因此，S含量设为0.0005％以上。另一方面，含量超过0.0050％使接头CTOD特性下降，因此S含量设为0.0050％以下，优选0.0045％以下。

Al：0.030％以下

若Al过量含有，则接头CTOD特性下降。特别是，若Al含量超过0.030％，则低温范围的接头CTOD特性下降。因此，Al含量设为0.030％以下。另一方面，Al含量的下限并无特别限定，也可以是0％，但过度减少会导致制造成本增加。因此，Al含量优选0.001％以上。

Ni：0.5～2.0％

Ni是能够在不使母材与接头这双方的韧性大幅度劣化的情况下使厚钢板强度提高的元素。为了获得前述效果，必须含有0.5％以上。因此，Ni含量设为0.5％以上。另一方面，Ni含量若超过2.0％，则强度提高的效果饱和，且成本增加成为问题。因此，Ni含量设为2.0％以下，优选1.8％以下。

Ti：0.005～0.030％

Ti以TiN的形式析出在钢中。析出的TiN具有抑制HAZ中的奥氏体晶粒粗大化的作用，因此HAZ组织微细化而韧性提高。为了获得前述效果，使Ti含量为0.005％以上。另一方面，若Ti含量超过0.030％，则由于固溶Ti、粗大TiC的析出而使得焊接热影响区韧性反而降低。因此，Ti含量设为0.030％以下，优选0.025％以下。

N：0.0015～0.0065％

N以TiN的形式析出在钢中。析出的TiN具有抑制HAZ中的奥氏体晶粒的粗大化的作用，因此HAZ组织微细化而韧性提高。为了获得前述效果，使N含量为0.0015％以上。另一方面，若N含量超过0.0065％，则焊接热影响区韧性反而降低。因此，N含量设为0.0065％以下，优选0.0055％以下。

O：0.0010～0.0050％

O是为形成使多层焊接HAZ的韧性提高的夹杂物所必需的元素。为此，O含量设为0.0010％以上。另一方面，含量超过0.0050％反而使接头CTOD特性下降。因此，O含量设为0.0050％以下，优选0.0045％以下。

Ca：0.0005～0.0060％

Ca是为形成使多层焊接HAZ的韧性提高的夹杂物所必需的元素。为此，Ca含量设为0.0005％以上，优选0.0007％以上。另一方面，含量超过0.0060％反而使接头CTOD特性下降。因此，Ca含量设为0.0060％以下，优选0.0050％以下。

本发明一实施方式中的厚钢板的成分组成能够包含上述元素、和余量的Fe及不可避免的杂质。

另外，在本发明的其他实施方式中，为了进一步提高强度、韧性调整、接头韧性等，在上述成分组成的基础上，能够任意地按照以下所示含量进一步含有从由Cu、Cr、Mo、Nb、V、W、B、REM及Mg组成的组中选择的一种或两种以上。

Cu：0.05～2.0％

Cu是能够在不使母材、接头韧性大幅度劣化的情况下使厚钢板高强度化的元素。在添加Cu的情况下，为了获得前述效果，使Cu含量为0.05％以上，优选0.1％以上。另一方面，若Cu含量超过2.0％，由紧挨着氧化皮的下方生成的Cu富集层引起的钢板开裂成为问题。因此，在添加Cu的情况下，使Cu含量为2.0％以下，优选1.5％以下。

Cr：0.05～0.30％

Cr是具有通过提高钢的淬火性而使强度提高的效果的元素。在添加Cr情况下，为了获得前述效果，使Cr含量为0.05％以上。另一方面，若过量添加Cr，则接头CTOD特性下降，因此在添加Cr的情况下，使Cr含量为0.30％以下。

Mo：0.05～0.30％

Mo是具有通过提高钢的淬火性而使强度提高的效果的元素。在添加Mo的情况下，为了获得前述效果，使Mo含量为0.05％以上。另一方面，若过量添加Mo，则接头CTOD特性下降，因此在添加Mo情况下，使Mo含量为0.30％以下。

Nb：0.005～0.035％

Nb是使奥氏体相的未再结晶温度范围扩大的元素。因此，为了高效进行未再结晶范围轧制、获得微细组织，Nb的添加是有效的。在添加Nb的情况下，为了获得前述效果，使Nb含量为0.005％以上。另一方面，若Nb含量超过0.035％，则接头CTOD特性下降，因此在添加Nb的情况下，使Nb含量为0.035％以下。

V：0.01～0.10％

V是使母材的强度提高的元素，通过添加0.01％以上而发挥效果。因此，在添加V的情况下，使V含量为0.01％以上，优选0.02％以上。另一方面，若V含量超过0.10％，则HAZ韧性降低，因此在添加V的情况下，使V含量为0.10％以下，优选0.05％以下。

W：0.01～0.50％

W是使母材强度提高的元素，通过添加0.01％以上而发挥效果。因此，在添加W的情况下，使W含量为0.01％以上，优选0.05％以上。另一方面，若W含量超过0.50％则HAZ韧性降低，因此在添加W的情况下，使W含量为0.50％以下，优选0.35％以下。

B：0.0005～0.0020％

B是能够以极微量的含有而使淬火性提高从而使钢板的强度提高的元素。在添加B的情况下，为了获得前述效果，使B含量为0.0005％以上。另一方面，若B含量超过0.0020％，则HAZ韧性降低，因此在添加B的情况下，使B含量为0.0020％以下。

REM：0.0020～0.0200％

REM(稀土类金属)通过形成氧硫化物系夹杂物来抑制HAZ的奥氏体晶粒生长，使HAZ韧性提高。在添加REM情况下，为了获得前述效果，使REM含量为0.0020％以上。另一方面，若REM含量超过0.0200％，则母材韧性及HAZ韧性反而降低。因此，在添加REM的情况下，使REM含量为0.0200％以下。

Mg：0.0002～0.0060％

Mg是通过形成氧化物系夹杂物而在焊接热影响区抑制奥氏体晶粒的成长，以改善焊接热影响区韧性的元素。在添加Mg的情况下，为了获得前述效果，使Mg含量为0.0002％以上。另一方面，若Mg含量超过0.0060％，则添加效果饱和，无法期待与含量匹配的效果，在经济方面变得不利。因此，在添加Mg的情况下，使Mg含量为0.0060％以下。

上述厚钢板及钢片的成分组成必须进一步满足以下所述的条件。

Ceq：0.45％以下

若以下述(1)式定义的碳当量Ceq增加，则HAZ组织中的岛状马氏体、贝氏体这样的韧性差的组织量增加，其结果，HAZ韧性劣化。若Ceq大于0.45％，则HAZ的基体组织自身的韧性劣化，因此即使使用基于夹杂物的HAZ韧性提高技术，也无法满足需要的接头CTOD特性。因此使Ceq为0.45％以下。另一方面，Ceq的下限并无特别限定，但优选0.25％以上，更加优选0.30％以上。

Ceq(％)＝[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5…(1)

Pcm：0.22％以下

若以下述(2)式定义的焊缝裂纹敏感性指数Pcm增加，则HAZ组织中的岛状马氏体、贝氏体等韧性差的组织增加，其结果，HAZ韧性劣化。若Pcm超过0.22％，则HAZ的基体组织自身的韧性劣化，因此无法获得需要的接头CTOD特性。因此使Pcm为0.22％以下。另一方面，Pcm的下限并无特别限定，但优选0.10％以上，更加优选0.12％以上。

Pcm(％)＝[C]+[Si]/30+([Mn]+[Cu]+[Cr])/20+[Ni]/60+[Mo]/15+[V]/10+5[B]…(2)

需要说明的是，上述(1)及(2)式中的括号表示括号内的元素的含量(质量％)，在不含有该元素的情况下为零。

[平均有效晶体粒径]

平均有效晶体粒径：20μm以下

在本发明中，使厚钢板的板厚中心处的显微组织的平均有效晶体粒径为20μm以下。通过将容易存在偏析的板厚中心的晶粒按照上述方式微细化而使母材韧性提高，从而能够使SC/ICHAZ边界的接头CTOD特性提高。另一方面，平均有效晶体粒径越小越有利，因此其下限并无特别限定，但通常以1μm左右为下限。在此，“有效晶体粒径”定义为由与邻接晶粒的取向差为15°以上的大角度晶界包围的晶粒的等效圆直径。另外，前述板厚中心处的平均有效晶体粒径能够以实施例记载的方法测量。

[隙孔的个数密度]

隙孔的个数密度：0.1个/mm²以下

如上所述，若钢板内残存隙孔，则会成为破坏起点，因此CTOD特性恶化。特别是，若等效圆直径为200μm以上的隙孔的每1mm²的个数(以下简称为“隙孔的个数密度”)超过0.1个/mm²，则CTOD试验中的裂纹尖端张开位移量(δ)变为不充分值的可能性非常高。因此，使所述隙孔的个数密度为0.1个/mm²以下很重要。需要说明的是，在此，隙孔的个数密度是指与厚钢板的板宽方向平行的截面(与轧制方向垂直的截面)处的全厚×全宽中的平均个数密度。所述隙孔的个数密度能够以实施例记载的方法测量。

[板厚]

所谓本发明中的“厚钢板”，按照本技术领域中的通常定义，是指厚度6mm以上的钢板。所述厚钢板的板厚优选为20mm以上，更加优选30mm以上。另一方面，板厚的上限并无特别限定，能够设为任意厚度，但优选100mm以下。

[制造方法]

接下来，说明本发明一实施方式中的厚钢板的制造方法。本发明的厚钢板能够通过将具有上述成分组成的钢片在上述条件下热轧后冷却来制造。在所述冷却后，还能够任意地进一步进行回火处理。

以下说明前述各工序。需要说明的是，以下说明中的温度只要没有特别说明均是指板厚中心温度。需要说明的是，所述板厚中心温度可以像后述实施例那样进行实测，但也可以在实际的生产线等中，根据以放射温度计测量的钢板表面温度通过传热计算来求算。

[钢片]

作为钢片，只要具有上述成分组成，能够使用任意材料。所述钢片例如能够通过连续铸造来制造。

加热温度：1050～1200℃

在热轧之前，先将所述钢片加热至1050℃以上且1200℃以下的加热温度。若所述加热温度低于1050℃，则无法满足后述的热轧条件，无法获得充分的效果。因此，将前述加热温度设为1050℃以上，优选1070℃以上。另一方面，若所述加热温度高于1200℃，则奥氏体晶粒变得粗大，热轧后无法获得希望的细粒组织。因此，使前述加热温度为1200℃以下，优选1170℃以下。

[热轧]

接下来，对加热后的前述钢片进行热轧以制成热轧钢板。此时，对再结晶温度范围和未再结晶温度范围这两者的轧制条件进行控制是重要的。具体来说，前述热轧包含下述(1)～(3)这3个阶段：

(1)板厚中心温度为1050℃以上的每1道次的平均压下率为10％以上的、累积压下率为20％以上的轧制，

(2)板厚中心温度为低于1050℃且为950℃以上的累积压下率为30％以上的轧制；以及

在前述热轧中，依次进行上述(1)～(3)的轧制即可。以下说明上述各阶段的轧制条件的限定理由。需要说明的是，上述各温度范围的累积压下率是指相应温度范围内的压下率的累积值。

(1)板厚中心温度：1050℃以上

首先，前述钢片在再结晶温度范围中的作为高温范围的1050℃以上的温度范围内进行轧制。需要说明的是，由于钢片的加热温度为1200℃以下，因此热轧中的板厚中心温度也为1200℃以下。该温度范围的轧制条件为每1道次的平均压下率为10％以上的、累积压下率为20％以上。由此，能够大幅度减少残存而可能成为破坏起点的隙孔。该温度范围的每1道次的平均压下率的上限并无特别限定，但优选30％以下，更加优选25％以下。另外，该温度范围的累积压下率的上限也没有特别限定，但优选80％以下，更加优选70％以下。

(2)板厚中心温度：低于1050℃且为950℃以上

接下来，进行低于1050℃且为950℃以上的温度范围的轧制。该温度范围的轧制条件为累积压下率为30％以上。在该温度范围进行轧制的目的在于，通过再结晶使之后的组织细小，并使粗大的夹杂物微细化、分散。在低于950℃的轧制中变得难以发生再结晶，奥氏体晶粒的微细化变得不充分，因此需要在950℃以上进行轧制。该温度范围的累积压下率的上限并无特别限定，但优选70％以下，更加优选60％以下。

(3)板厚中心温度：低于950℃

接下来，在作为未再结晶温度范围的低于950℃的条件下进行轧制。该温度范围的轧制条件为每1道次的平均压下率为8％以上的、累积压下率为60％以上。本发明中的钢在低于950℃的轧制中难以发生再结晶。因此，通过轧制引入的应变未被再结晶抵消而积聚，作为之后的冷却工序中的相变核发挥作用。其结果，能够使最终获得的厚钢板的组织微细化。若该温度范围中的累积压下率低于60％，则钢板整体的晶粒微细化效果变得不充分。另外，若该温度范围的每1道次的平均压下率低于8％，则板厚中央部未被实施充分的轧制，特别是板厚中央部的晶粒微细化效果不充分。因此，在不满足上述条件的情况下，由板厚方向位置引起的特性不均匀性变得更加显著。该温度范围的每1道次的平均压下率的上限并无特别限定，但优选25％以下，更加优选20％以下。另外，该温度范围的累积压下率的上限也没有特别限定，但优选90％以下，更加优选80％以下。

[冷却]

在上述热轧结束后，对所制得的热轧钢板进行冷却。前述冷却只要满足以下所述的条件，能够以任意方法进行，例如能够通过水冷进行。

平均冷却速度：3～50℃/秒

在前述冷却中，将板厚中心温度为700～550℃间的平均冷却速度(以下简称为“平均冷却速度”)设为3～50℃/秒。若前述平均冷却速度低于3℃/秒，则母材组织中产生粗大的铁素体相，因此SC/ICHAZ的CTOD特性劣化。另一方面，若前述平均冷却速度大于50℃/秒，则由于母材强度的增加而使得SC/ICHAZ的CTOD特性劣化。

冷却停止温度：600℃以下

在前述冷却中，将前述热轧钢板冷却至以板厚中心温度计为600℃以下的冷却停止温度。若前述冷却停止温度高于600℃，则基于冷却的相变强化变得不充分，母材强度变得不足。另一方面，冷却停止温度的下限并无特别限定，能够冷却至任意温度，通常将室温或冷却中使用的水的温度设为冷却停止温度的下限即可。

[回火处理]

在冷却停止后，能够进一步任意地进行回火处理。通过回火处理能够使母材的强度降低，并使韧性进一步提高。此时，若回火温度高于700℃，则会生成粗大的铁素体相，SCHAZ的韧性劣化。因此，回火温度设为700℃以下。需要说明的是，回火温度优选设为650℃以下。另一方面，前述回火温度的下限并无特别限定，但优选300℃以上。

实施例

接下来，基于实施例进一步具体地说明本发明。以下实施例是表示本发明优选的一例，本发明不受本实施例任何限定。

使用表1所示成分组成的钢片，以表2所示的制造条件制造厚钢板。需要说明的是，在热轧时，在所轧制钢材的长度方向、宽度方向及板厚方向的中心位置安装热电偶，对板厚中心温度进行实测。

针对所得的各厚钢板，采用以下方法测量平均有效晶体粒径、隙孔的个数密度及屈服强度。

[平均有效晶体粒径]

从所得的钢板、按照该钢板的长度方向、宽度方向及板厚方向上的中心成为测量位置的方式采集试样。接下来，在对前述试样的表面进行镜面研磨后，按照下述条件进行EBSP解析。根据所得到的晶体取向图，求算由与邻接晶粒的取向差为15°以上的大角度晶界包围的组织的等效圆直径，将下述解析区域中的等效圆直径的平均值设为平均有效晶体粒径。

(EBSP条件)

·解析区域：板厚中心的1mm×1mm区域

·步长：0.4μm

[隙孔的个数密度]

针对钢板内部缺陷的检测，超声波探伤由于能够以非破坏方式检查而较多使用，但为了准确确认缺陷部的状态，进行直接观察，并测量隙孔的个数密度。首先，平行于轧制件的板宽方向，针对观察用的试样采集1～2个截面，进行镜面研磨抛光。接下来，使用光学显微镜观察制成的试样并拍摄照片，对所得的照片进行图像解析，求出所存在的隙孔各自的等效圆直径。将粒径为200μm以上的隙孔的数量除以测量面积(板厚×板宽)，从而求出等效圆直径为200μm以上的隙孔的每1mm²的个数。

[屈服强度]

基于EN10002-1进行拉伸试验，求出厚钢板的板厚(t)的1/4位置的屈服强度(YS)。在前述拉伸试验中，使用以与板宽方向平行的方式从板厚1/4位置采集的、平行部直径14mm、平行部长度70mm的圆棒拉伸试验片。在前述拉伸试验中出现上屈服点的情况下，将上屈服应力设为屈服强度。另外，在未出现上屈服点的情况下，将0.2％屈服强度设为屈服强度。

接下来，使用各上述厚钢板制作多层焊缝焊接接头。针对所制得的各多层焊缝焊接接头进行接头CTOD试验，测量CGHAZ中的裂纹尖端张开位移量及SC/ICHAZ中的裂纹尖端张开位移量。以下说明多层焊缝焊接接头的制作条件和接头CTOD试验的条件。

[多层焊缝焊接接头]

厚钢板的前述多层焊缝焊接接头通过K形坡口(一端为直线形状而另一端为弯曲形状的坡口)、输入热量5.0kJ/mm的埋弧焊(多层焊接)制作。

[接头CTOD试验]

接头CTOD试验基于BS标准EN10225(2009)进行，评价试验温度-60℃时的裂纹尖端张开位移量[CTOD值(δ)]。在前述接头CTOD试验中使用截面为t×t(t为板厚)的正方形试验片。

在前述接头CTOD试验中，进行使切口位置为K坡口的直线形状侧的CGHAZ的试验、和为SC/ICHAZ边界的试验，分别测量CGHAZ的δ和SC/ICHAZ边界的δ。需要说明的是，对于各厚钢板，针对每个切口位置使用三个试验片进行试验，将测量值的平均值设为δ。

在前述试验后，对下述情况进行确认：在试验片断裂面，疲劳预裂纹前端分别位于EN10225(2009)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，切口位置即使是CGHAZ，由于包含一定量的ICCGHAZ，因此试验结果也反映CGHAZ和ICCGHAZ双方的韧性。

将测量结果一并记入表2中。满足本发明条件的厚钢板(发明例)的CGHAZ的CTOD值和SC/ICHAZ边界的CTOD值这两者均为0.30mm以上，具备优异的接头CTOD特性。与此相对，不满足本发明条件的厚钢板(比较例)的CGHAZ的CTOD值和SC/ICHAZ边界的CTOD值中的一者或两者低于0.30mm，与发明例相比，接头CTOD特性差。

[表1]

[表2]

Claims