本發(fā)明涉及適用于船舶、海洋結(jié)構(gòu)物、壓力容器、管線、海上風(fēng)力發(fā)電機(jī)等鋼結(jié)構(gòu)物的鋼材。具體而言，涉及板厚超過100mm且不僅母材的強(qiáng)度韌性優(yōu)異，而且多層堆焊部的接頭ctod特性也優(yōu)異的厚壁的高張力鋼板及其制造方法。

背景技術(shù)：

1、近年來，船舶、海洋結(jié)構(gòu)物、壓力容器、管線、海上風(fēng)力發(fā)電機(jī)等鋼結(jié)構(gòu)物在不斷大型化。隨著該大型化，對(duì)母材中使用的鋼材進(jìn)一步要求具有更高強(qiáng)度且厚壁。

2、特別是，在制造板厚超過100mm的厚鋼板時(shí)，由于板厚較厚，所以在板厚中心部冷卻速度降低而晶粒容易變得粗大。因此，若要制造板厚中心部的強(qiáng)度和韌性優(yōu)異的厚鋼板，則板厚中心部的晶粒的微細(xì)化很重要。

3、例如，專利文獻(xiàn)1中提出了通過控制軋制條件來使板厚中心的微觀組織的平均有效晶體粒徑微細(xì)而提高母材韌性的技術(shù)。

4、以往，作為鋼的韌性評(píng)價(jià)方法主要進(jìn)行夏比試驗(yàn)。另一方面，近年來，以鋼結(jié)構(gòu)物中使用的厚鋼板為對(duì)象，作為以更高精度評(píng)價(jià)破壞阻力的方法，越來越多地應(yīng)用裂紋尖端開口位移試驗(yàn)(crack?tip?opening?displacement?test，以下稱為“ctod試驗(yàn)”)這一評(píng)價(jià)方法。

5、該ctod試驗(yàn)使用在韌性評(píng)價(jià)部導(dǎo)入了疲勞預(yù)裂紋的試驗(yàn)片進(jìn)行3點(diǎn)彎曲，測(cè)定即將破壞前的裂紋的開口量(塑性變形量)，由此評(píng)價(jià)脆性破壞的發(fā)生阻力。

6、另外，在將厚鋼板應(yīng)用于船舶、海洋結(jié)構(gòu)物、壓力容器、管線、海上風(fēng)力發(fā)電機(jī)等鋼結(jié)構(gòu)物的情況下，使用多層堆焊。

7、該多層堆焊的焊接熱影響部(heat?affected?zone，以下也稱為“haz”)因從各焊道分別多次接受不同的熱循環(huán)，所以形成為各種組織混合存在。其中，因在先的焊道而成為粗大組織的焊縫附近的haz區(qū)域(cghaz：coarse?grain?heat?affected?zone)被后續(xù)的焊道再加熱為鐵素體+奧氏體的兩相區(qū)而形成的粗大的基體組織中混合存在島狀馬氏體(ma：martensite-austenite?constituent)的haz組織(以下，稱為iccghaz：inter－criticallyreheated?coarse?grain?heat?affected?zone)的韌性特別低。另外，在母材組織的晶體粒徑粗大的情況下，有時(shí)schaz(sub－critically?reheated?haz)的韌性成為問題。

8、在規(guī)定接頭ctod試驗(yàn)方法的bs標(biāo)準(zhǔn)(british?standards)en10225－4(2019)、api(american?petroleum?institute)標(biāo)準(zhǔn)rp(recommended?practice)－2z(2005)中，作為接頭ctod特性，要求焊縫附近部的cghaz以及作為焊接時(shí)的母材的未相變區(qū)域/相變區(qū)域的邊界的sc/ichaz(inter－critically?reheated?haz)邊界的接頭ctod特性。

9、在焊接接頭部的ctod試驗(yàn)中基本在整個(gè)厚度上進(jìn)行試驗(yàn)，因此在以cghaz為評(píng)價(jià)對(duì)象的情況下，在導(dǎo)入疲勞預(yù)裂紋的區(qū)域中包含iccghaz組織。即，通過接頭ctod試驗(yàn)得到的接頭ctod特性受評(píng)價(jià)區(qū)域內(nèi)的最脆化組織的韌性支配，因此cghaz的接頭ctod特性不僅反映cghaz組織，也反映iccghaz組織的韌性。

10、因此，為了提高cghaz中的接頭ctod特性，還需要提高iccghaz組織的韌性。

11、應(yīng)予說明，上述haz組織在多層(多道次)堆焊中的某一焊道中生成的組織中，按照靠近焊縫的順序成為cghaz、ichaz、schaz的位置關(guān)系。iccghaz是在多層堆焊中因后續(xù)道次的熱經(jīng)歷將cghaz加熱為鐵素體和奧氏體的兩相區(qū)而生成的組織，生成iccghaz組織的位置和頻率能夠因焊道的層疊方式而變化。

12、以往，作為提高焊接熱影響部(haz)的韌性的技術(shù)，基于tin的微細(xì)分散來抑制cghaz的奧氏體晶粒粗大化，或者利用tin作為鐵素體相變核。但是，在接合部，有時(shí)會(huì)被加熱至tin熔解的溫度區(qū)域，因此，在焊接部的低溫韌性要求嚴(yán)格的情況下，僅通過上述效果難以滿足上述要求。

13、另外，還采用通過添加rem(稀土金屬)而生成的rem系氧硫化物的分散來抑制奧氏體晶粒的晶粒生長(zhǎng)的技術(shù)或者利用bn的鐵素體成核能力的技術(shù)。

14、例如，專利文獻(xiàn)2中公開了通過與ti一起復(fù)合添加rem而使微細(xì)粒子分散在鋼中，從而抑制奧氏體的晶粒生長(zhǎng)，提高焊接部的韌性的技術(shù)。

15、另外，專利文獻(xiàn)3中提出了在大線熱量焊接熱影響部中利用bn(氮化硼)作為鐵素體相變核并使haz組織微細(xì)化來提高h(yuǎn)az韌性的技術(shù)。

16、專利文獻(xiàn)4中，作為iccghaz的韌性降低對(duì)策，提出了通過低c、低si化來抑制ma的生成，進(jìn)而通過添加cu來提高母材強(qiáng)度的技術(shù)。

17、如上所述，為了兼得鋼板的厚壁化和高強(qiáng)度化，需要增加合金元素的添加量，但合金元素的大量添加會(huì)導(dǎo)致多層堆焊haz的韌性惡化，存在難以確保低溫下的接頭ctod特性的問題。

18、針對(duì)該問題，專利文獻(xiàn)5中公開了通過控制中心偏析部的硬度來提高低溫韌性的技術(shù)。

19、現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)

20、專利文獻(xiàn)

21、專利文獻(xiàn)1：日本專利第6477993號(hào)公報(bào)

22、專利文獻(xiàn)2：日本特開昭60－184663號(hào)公報(bào)

23、專利文獻(xiàn)3：日本特開昭61－253344號(hào)公報(bào)

24、專利文獻(xiàn)4：日本特開平05－186823號(hào)公報(bào)

25、專利文獻(xiàn)5：日本專利第5846311號(hào)公報(bào)

技術(shù)實(shí)現(xiàn)思路

1、這里，規(guī)定接頭ctod特性的標(biāo)準(zhǔn)(例如api標(biāo)準(zhǔn)rp－2z)中的ctod規(guī)格溫度通常為－10℃。

2、但是，為了應(yīng)對(duì)近年來的能量需求的增加而確保新的資源，海洋結(jié)構(gòu)物等的建造區(qū)域已開始向目前還未進(jìn)行資源開采的寒冷地域和深海地域轉(zhuǎn)移。因此，對(duì)于高強(qiáng)度且厚壁并且能夠應(yīng)對(duì)比api標(biāo)準(zhǔn)所規(guī)定的ctod規(guī)格溫度更低溫的ctod規(guī)格溫度的厚鋼板的需求在不斷增加。

3、根據(jù)發(fā)明人等的研究，上述專利文獻(xiàn)1～5中記載的現(xiàn)有技術(shù)在板厚超過100mm的厚鋼板中無法充分滿足面向低溫規(guī)格的多層堆焊接頭所要求的接頭ctod特性。

4、例如，專利文獻(xiàn)1提出了用于板厚中心的微觀組織的平均有效晶體粒徑微細(xì)化的軋制條件的控制，但無法應(yīng)用于板厚超過100mm的厚鋼板。另外，為了改善板厚中心部的韌性，僅使其平均有效晶體粒徑微細(xì)化是不夠的，還需要使其最大有效晶體粒徑微細(xì)化。

5、專利文獻(xiàn)2中提出的通過復(fù)合添加rem和ti使微細(xì)粒子分散在鋼中來抑制haz的奧氏體組織的粗大化的技術(shù)是以較低強(qiáng)度且合金元素量少的鋼材為對(duì)象。因此，在更高強(qiáng)度且合金元素量多的鋼材的情況下，haz組織成為不含鐵素體的組織，因此無法應(yīng)用。

6、專利文獻(xiàn)3中提出的技術(shù)在像大線熱量焊接的情況這樣的、焊接熱影響部的冷卻速度緩慢且haz以鐵素體為主體的組織的情況下發(fā)揮效果。但是，在多層堆焊中，線能量較小，而且在板厚超過100mm的厚鋼板的情況下，母材中含有的合金成分的量較多。因此，在厚鋼板的多層堆焊中haz組織以貝氏體為主體，無法得到上述haz韌性提高效果。

7、根據(jù)專利文獻(xiàn)4中提出的技術(shù)，能夠滿足通常規(guī)格溫度(－10℃)下的ctod特性。但是，對(duì)于如上所述的更低溫規(guī)格溫度下的接頭ctod特性沒有進(jìn)行研究，僅通過減少c、si等母材合金成分來提高iccghaz韌性是不能滿足低溫ctod規(guī)格的。

8、另外，為了提高iccghaz的韌性而降低母材的合金元素含量的技術(shù)是與為了厚壁化而確保強(qiáng)度相反的技術(shù)，難以應(yīng)用于海洋結(jié)構(gòu)物等中所使用的厚鋼板。

9、專利文獻(xiàn)5提出了在板厚100mm以下的厚鋼板中用于滿足通常規(guī)格溫度(－10℃)下的接頭ctod特性的技術(shù)。但是，還未達(dá)到對(duì)于板厚超過100mm的極厚鋼板也得到與板厚為100mm以下的鋼板相當(dāng)?shù)牧W(xué)特性的程度，對(duì)于如上所述的更低溫規(guī)格溫度下的接頭ctod特性沒有進(jìn)行研究。另外，對(duì)于sc/ichaz邊界的ctod特性也未進(jìn)行研究。

10、如上所述，無法說已確立了在兼得高強(qiáng)度和低溫韌性的板厚超過100mm的厚鋼板中同時(shí)提高多層堆焊熱影響部的cghaz、iccghaz和schaz的韌性的技術(shù)，難以提高接頭ctod特性。

11、本發(fā)明是鑒于現(xiàn)有技術(shù)所存在的上述問題而完成的，其目的在于提供一種高強(qiáng)度且低溫下的母材韌性和多層堆焊接頭ctod特性優(yōu)異的板厚超過100mm的厚鋼板及其制造方法。

12、應(yīng)予說明，在本發(fā)明中，高強(qiáng)度是指拉伸試驗(yàn)中的板厚中心部的屈服強(qiáng)度為325mpa以上。低溫下的母材韌性優(yōu)異是指在板厚中心部，－40℃的夏比試驗(yàn)中的吸收能量為100j以上。多層堆焊接頭ctod特性優(yōu)異是指在切口位置cghaz和sc/ichaz邊界的各自中，在試驗(yàn)溫度為－20℃的情況下，裂紋尖端開口位移量為0.4mm以上。

13、本發(fā)明人等為了解決上述問題而對(duì)在板厚超過100mm的厚鋼板中兼得母材的高強(qiáng)度化和低溫韌性提高的同時(shí)提高ctod特性的方法進(jìn)行了深入研究。結(jié)果得到了以下見解。

14、由于強(qiáng)度和韌性與晶體粒徑之間具有很強(qiáng)的相關(guān)性，所以為了在板厚超過100mm的厚鋼板中兼得板厚中心部的高強(qiáng)度和低溫韌性，該部位的晶粒微細(xì)化是不可缺少的。而且，在使晶粒微細(xì)化時(shí)，使其平均有效晶體粒徑微細(xì)化也很重要，但如果在該微細(xì)的晶粒中混合存在一部分粗大的晶粒，則該粗大的晶粒成為最弱部，成為破壞起點(diǎn)。即，材料特性不僅受平均晶體粒徑的支配，還受最大晶體粒徑的支配。因此，不僅晶粒的微細(xì)化重要，細(xì)晶化也很重要。

15、對(duì)此，如后所述，發(fā)明人等發(fā)現(xiàn)，通過使板厚中心部的母材組織的平均有效晶體粒徑為20μm以下并使最大有效晶體粒徑為150μm以下，能夠確保所期望的強(qiáng)度、韌性。

16、但是，在現(xiàn)有技術(shù)中，特別是在板厚超過100mm的厚鋼板中，軋制中應(yīng)變難以進(jìn)入板厚中心部，難以將板厚中心部的母材組織的平均有效晶體粒徑微細(xì)化為20μm以下。

17、另外，即使在板厚中心部適當(dāng)?shù)貙?dǎo)入應(yīng)變而能夠使平均有效晶體粒徑微細(xì)化，在粗大的晶?；旌洗嬖诘那闆r下，也存在該粗大晶粒成為破壞起點(diǎn)的問題。

18、對(duì)于該問題，發(fā)現(xiàn)通過消除最大有效晶體粒徑超過150μm的粗大晶粒來可以解決。

19、然而，在現(xiàn)有技術(shù)中，特別是在板厚超過100mm的厚鋼板中，難以消除最大有效晶體粒徑超過150μm的粗大晶粒。

20、對(duì)上述情況進(jìn)行研究的結(jié)果發(fā)現(xiàn)，可以通過以下方法解決這些問題。

21、(1)在板厚中心溫度為屬于再結(jié)晶溫度區(qū)域的t1℃以上的溫度區(qū)域中，進(jìn)行平均壓下率/道次(各道次的壓下率的平均值)為3％以上、累積壓下率(累積壓下量/軋制開始板厚)25％以上的軋制，由此能夠在板厚中心部導(dǎo)入充分的應(yīng)變，能夠進(jìn)行再結(jié)晶所引起的晶粒的微細(xì)化和均質(zhì)化。接著，避免在生成再結(jié)晶晶粒和粗大的回復(fù)晶粒的一部分再結(jié)晶溫度區(qū)域(t1～t2℃)中的軋制后，在屬于未再結(jié)晶溫度區(qū)域的t2℃以下進(jìn)行累積壓下率為30％以上的軋制。通過這些軋制，即使在板厚超過100mm的厚鋼板中，也能夠使板厚中心部的最大有效晶體粒徑為150μm以下，并且使平均有效晶體粒徑為20μm以下。

22、如此，在板厚超過100mm的厚鋼板中，明確t1℃以上的再結(jié)晶溫度區(qū)域和t2℃以下的未再結(jié)晶溫度區(qū)域，避免在生成再結(jié)晶晶粒和粗大的回復(fù)晶粒的部分再結(jié)晶范圍溫度(t1～t2℃)中的軋制后，在t1℃以上和t2℃以下，分別如上所述進(jìn)行適當(dāng)條件的軋制，由此能夠在板厚中心部得到目標(biāo)的微細(xì)且細(xì)晶的組織。

23、應(yīng)予說明，在本發(fā)明中，板厚中心部是指從板厚的中心(1/2位置)向鋼板的兩表面方向分別具有板厚的10％的厚度的區(qū)域。

24、(2)當(dāng)將鋼中的ca、o和s含量以下式表示的原子濃度比(acr：atomicconcentration?ratio)控制在0～1.5的范圍內(nèi)時(shí)，夾雜物的形態(tài)成為含有mn部分固溶的ca系硫化物和al系氧化物的復(fù)合夾雜物。

25、acr＝{[ca]－(0.18+130[ca])×[o]}/1.25/[s]

26、由于在制造高強(qiáng)度且厚壁的鋼板時(shí)添加大量的合金元素是不可缺少的，所以以往難以確保多層堆焊haz的低溫下的接頭ctod特性。

27、上述研究的結(jié)果發(fā)現(xiàn)，通過使夾雜物形態(tài)成為含有兩種夾雜物即含有ca和mn的硫化物以及含有al的氧化物的復(fù)合夾雜物，即使在會(huì)升溫到高溫的焊縫附近的區(qū)域，該復(fù)合夾雜物也能夠穩(wěn)定地存在，能夠充分發(fā)揮奧氏體晶粒粗大化抑制效果。而且發(fā)現(xiàn)由于在復(fù)合夾雜物周圍形成mn稀薄層，所以具有貝氏體等的成核效果(相變成核效果)。

28、即，當(dāng)具有成核效果的上述復(fù)合夾雜物存在于奧氏體晶粒內(nèi)時(shí)，不僅從奧氏體晶界，從奧氏體晶粒內(nèi)也發(fā)生成核，因此最終得到的haz組織變得微細(xì)。結(jié)果，haz韌性和接頭ctod特性提高。

29、另外發(fā)現(xiàn)，為了充分發(fā)揮上述復(fù)合夾雜物的相變成核效果，該復(fù)合夾雜物尺寸必須為當(dāng)量圓直徑0.1μm以上。

30、進(jìn)而發(fā)現(xiàn)，為了充分利用相變成核效果所引起的haz組織的微細(xì)化，在焊接升溫時(shí)在haz的奧氏體晶粒內(nèi)必須存在至少1個(gè)以上的復(fù)合夾雜物。特別是，由于焊縫附近部的奧氏體粒徑達(dá)到約200μm以上，所以為了使最終得到的haz組織充分微細(xì)，復(fù)合夾雜物的個(gè)數(shù)密度必須為25個(gè)/mm2以上。另一方面，由于上述復(fù)合夾雜物自身的韌性低，所以過量的復(fù)合夾雜物的存在反而降低haz韌性。特別是在存在元素偏析、多層堆焊haz韌性差的板厚中心部，需要適當(dāng)?shù)乜刂茝?fù)合夾雜物的個(gè)數(shù)。因此，發(fā)現(xiàn)通過使復(fù)合夾雜物的個(gè)數(shù)密度為250個(gè)/mm2以下，能夠得到良好的多層堆焊接頭ctod特性。

31、(3)通常，在板坯板厚中心部的元素偏析區(qū)域中，存在由于合金元素富集而粗大的夾雜物以低密度分散的問題。

32、上述研究的結(jié)果發(fā)現(xiàn)，通過在板厚中心溫度為t1℃以上的高溫范圍進(jìn)行平均壓下率/道次為3％以上、累積壓下率25％以上的軋制，能夠增加施加于板厚中心部的應(yīng)變，使粗大夾雜物伸長(zhǎng)、分裂，使微細(xì)的夾雜物以高密度分散。另外發(fā)現(xiàn)，該夾雜物能夠確保haz韌性提高效果。

33、(4)已知在sc/ichaz邊界的接頭ctod特性中，母材韌性占主導(dǎo)地位。上述研究的結(jié)果發(fā)現(xiàn)，為了在sc/ichaz邊界滿足試驗(yàn)溫度－20℃下的接頭ctod特性，需要通過使母材微觀組織的最大有效晶體粒徑為150μm以下且使平均有效晶體粒徑為20μm以下的、晶粒微細(xì)化和細(xì)晶化來提高母材韌性。

34、通常，在板厚超過100mm的厚鋼板中板厚中心部的冷卻速度變小而晶粒粗大化。因此，將板厚中心溫度為再結(jié)晶溫度區(qū)域的t1℃以上的軋制條件設(shè)為平均壓下率/道次為3％以上、累積壓下率：25％以上，避免在生成再結(jié)晶晶粒和粗大的回復(fù)晶粒的部分再結(jié)晶范圍溫度(t1～t2℃)中的軋制后，進(jìn)一步將屬于未再結(jié)晶溫度區(qū)域的t2℃以下的軋制條件設(shè)為累積壓下率：30％以上。發(fā)現(xiàn)通過這些軋制條件，能夠是板厚中心部的組織充分微細(xì)化、細(xì)晶化，能夠進(jìn)行晶粒微細(xì)化和細(xì)晶化直至所期望的晶體粒徑。

35、本發(fā)明是基于以上見解并進(jìn)一步進(jìn)行研究而完成的。即，本發(fā)明的要旨如下。

36、[1]一種板厚超過100mm的鋼板，具有如下成分組成：以質(zhì)量％計(jì)包含c：0.03～0.13％、si：0.60％以下、mn：0.9～2.7％、p：0.050％以下、s：0.0050％以下、al：0.002～0.100％、ti：0.002～0.055％、nb：0.005～0.070％、ca：0.0005～0.0200％、n：0.0120％以下和o：0.0070％以下，剩余部分為fe和不可避免的雜質(zhì)，滿足下述(1)～(4)式：

37、1.50≤[ti]/[n]≤5.00…(1)

38、0≤{[ca]－(0.18+130[ca])×[o]}/1.25/[s]≤1.50…(2)

39、0.280％≤ceq(＝[c]+[mn]/6+([cu]+[ni])/15+([cr]+[mo]+[v])/5)≤0.500％…(3)

40、pcm(＝[c]+[si]/30+([mn]+[cu]+[cr])/20+[ni]/60+[mo]/15+[v]/10+5[b])≤0.240％…(4)

41、(上述(1)～(4)式中的括號(hào)表示括號(hào)內(nèi)的元素的含量(質(zhì)量％)，在不含有該元素的情況下為零)，

42、在板厚中心部，平均有效晶體粒徑為20μm以下且最大有效晶體粒徑為150μm以下，并且

43、在板厚1/2位置，存在25～250個(gè)/mm2的包含含有ca和mn的硫化物以及含有al的氧化物的當(dāng)量圓直徑為0.1μm以上的復(fù)合夾雜物。

44、[2]根據(jù)上述[1]所述的鋼板，其中，上述成分組成以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步包含選自ni：2.5％以下、cu：2.0％以下、cr：1.5％以下、mo：1.5％以下、v：0.25％以下、w：0.45％以下、b：0.0045％以下、rem：0.025％以下和mg：0.005％以下中的1種以上。

45、[3]一種鋼板的制造方法，將具有上述[1]或[2]所述的成分組成的坯材加熱至990℃～1210℃后，在板厚中心溫度為由下式(5)定義的t1℃以上的溫度區(qū)域，以平均壓下率/道次為3％以上且累積壓下率：25％以上的壓下條件實(shí)施軋制，在板厚中心溫度為由下式(6)定義的t2℃以下的溫度區(qū)域，以累積壓下率：30％以上的壓下條件實(shí)施軋制，然后以板厚中心的平均冷卻速度1.0～50.0℃/s冷卻至600℃以下的冷卻停止溫度。

46、

47、(這里，sol.[nb]基于(7)式)

48、t2＝t1-75...(6)

49、

50、(上述式(5)、(7)中的[c]、[n]分別表示c、n的質(zhì)量％，t0表示坯材的加熱溫度(℃)，sol.[nb]表示nb的固溶量(質(zhì)量％)。其中，如果將[nb]設(shè)為鋼板中包含的總nb含量(質(zhì)量％)，則sol.[nb]≤[nb]。)

51、[4]根據(jù)上述[3]所述的鋼板的制造方法，其中，冷卻至上述冷卻停止溫度后，在700℃以下的溫度下進(jìn)行回火處理。

52、根據(jù)本發(fā)明，能夠提供高強(qiáng)度且低溫下的母材韌性和多層堆焊接頭ctod特性優(yōu)異的厚鋼板及其制造方法。