在焊接热影响区具有优良CTOD性能且 屈服强度不低于460MPa的厚钢板 【技术领域】
本发明涉及一种在焊接热影响区(HAZ)具有优良CTOD(裂纹尖端张开位移)性能且屈服强度不低于460MPa，优选的是在500-550MPa级的钢板，主要用于海上的结构，也用于要求同水平的强度和HAZ韧性(CTOD)的其它焊接结构中。背景技术
在北海中使用的海上结构要求在-10℃的焊接区CTOD性能。作为要求这种严格HAZ韧性的钢制品，使用钛-氧化物钢，例如在“第12次国际OMAE会议论文集，1993，Glasgow，UK，ASME，第III-A卷，第207-214页”中所述。因为靠近熔合线的HAZ部分被加热到1,400℃或更高，所以，TiN颗粒的钉扎作用丧失，奥氏体(γ)晶粒明显粗化，因此降低了其韧性。已经开发了上述Ti-氧化物钢作为解决这种问题的一种钢。
这种技术提供了一种钢，其中，使用针状铁素体晶粒细化HAZ结构，这些针状铁素体晶粒是用热稳定的Ti氧化物颗粒作为由于TiN颗粒钉扎效应的丧失而粗化的γ晶粒中的相变晶核产生的，例如，如日本未审专利公开S63-210235和H6-075599所述。有效细化粗γ晶粒的针状铁素体晶粒称为晶粒内相变的铁素体(IGF)晶粒。
然而，这种T-氧化物钢的屈服强度不大于420MPa，并且没有开发出保证在其HAZ内的CTOD性能且屈服强度大于420MPa的钢板。同时，通过减小重量降低海上结构地建造成本有强烈的需求，所以，为了降低海上结构的重量，要求具有更高屈服强度的钢板。即，强烈需求能保证CTOD性能并且屈服强度不低于460MPa(比任何可以得到的钢板强度更高)的钢板。本发明的内容
本发明的目的是提供一种屈服强度不低于460MPa，优选的是在500-550MPa等级，在-10℃，在HAZ内的CTOD不小于0.2毫米。
本发明是一种在焊接热影响区内具有优良CTOD性能并且屈服强度不低于460MPa的钢板，特征在于：
用质量％表示，化学组成包括：
C：0.04-0.14％，
Si：0.4％或更少，
Mn：1.0-2.0％.
P：0.02％或更少，
S：0.001-0.005％，
Al：0.001-0.01％，
Ti：0.005-0.03％，
Nb：0.005-0.05％，
Mg：0.0003-0.005％，
O：0.001-0.005％，和
N：0.001-0.01％；
另外，在需要时，还包括下列成分的一种或多种，用质量％表示：
Ca：0.0005-0.005％，
REM：0.0005-0.01％，
Zr：0.0005-0.01％，
Cu：0.05-1.5％，
Ni：0.05-3.0％，
Cr：0.05-0.5％，
Mo：0.05-0.5％，
V：0.005-0.05％，和
B：0.0001-0.003；
其中，Ca、REM和Zr的总量不大于0.02％，Cu、Ni、Cr和Mo的总量不大于3.0％；其余由铁和不可避免的杂质组成；且
含有0.01-0.5微米的TiN颗粒，数目为不小于10,000个/平方毫米，所述TiN颗粒内包由Mg和Al组成的氧化物；含有颗粒尺寸为0.5-10微米的颗粒，数目为不小于10个/平方毫米，该颗粒含有以氧化物和硫化物的复合形式存在的不小于0.3质量％的Mn。附图简述
图1(a)-(d)是表示对于根据本发明的在其焊接热影响区内具有优良CTOD性能并且屈服强度不小于460MPa的钢板，表示HAZ结构控制概念的示意说明。图1(a)表示在传统的Ti氧化物钢中的HAZ结构，图1(d)表示在本发明的钢中的HAZ结构。在图1中，参考数字1代表焊接金属，2代表焊接热影响区(HAZ)，3代表熔合线。在HAZ结构中，4代表γ晶界，GBF代表晶界铁素体晶粒，FSP代表铁素体侧板状晶粒，IGF代表晶粒内相变的铁素体晶粒，Bu代表上贝氏体，MA代表马氏体-奥氏体成分。实施本发明的最佳方式
下面详细解释本发明。
图1(a)-(d)是示意表示HAZ结构控制的概念的图解。图1(a)表示传统的Ti-氧化物钢的HAZ结构，图1(d)表示在本发明的钢中的HAZ结构。在图1中，参考数字1代表焊接金属，2代表焊接热影响区(HAZ)，3代表熔合线。在HAZ结构中，4代表γ晶界，GBF代表晶界铁素体晶粒，FSP代表铁素体侧板状晶粒，IGF代表晶粒内相变的铁素体晶粒，Bu代表上贝氏体，MA代表马氏体-奥氏体组成。
当Ti-氧化物钢的屈服强度从目前的420MPa增大到500MPa级时，超过460PMa，并且通过添加合金元素进一步增大到550MPa时，靠近熔合线的HAZ变硬，因此使其难以保证足够的CTOD性能。在这种状态下的HAZ结构示意表示于图1(a)中。使HAZ变硬的基本原因是随着HAZ硬度的增大，沿着粗γ晶粒的晶界产生的粗晶粒-晶界铁素体(GBF)晶粒和铁素体侧-板状(FSP)晶粒增大了HAZ对脆性断裂的敏感性，即使粗γ晶粒内部被其中形成的晶粒内相变的铁素体(IGF)晶粒细化。因此，必须通过细化GBF晶粒和FSP晶粒降低对脆性断裂的敏感性。硬化的第二原因是为了提高强度而加入的合金元素量增大提高了HAZ的可硬化加工性，并且产生大量称为MA(马氏体-奥氏体成分)的微观脆性相，这加速了脆性断裂的发生。同时，在要获得不低于460MPa的屈服强度时，必须在最大可能程度上降低MA。从上述内容可知，为了在高屈服强度下获得令人满意的焊接区域的CTOD性能，除去上述两个脆性原因并保持Ti-氧化物钢的金相作用(IGF)是一个指导方针。换言之，本发明要点是控制HAZ结构，以便同时满足下列三点：
(1)细化沿着在靠近熔合线的HAZ中的γ晶粒的晶界产生的GBF晶粒和FSP晶粒。
(2)通过在其中产生IGF晶粒细化在靠近熔合线的HAZ中的γ晶粒内部。
(3)降低在靠近熔合线的HAZ中产生的MA的量。
首先，将解释获得项(1)的一种手段。为了细化粗GBF晶粒和FSP晶粒，这两种粗晶粒是产生脆性断裂的原因，必须使γ晶粒更小。为了强烈抑制在靠近1400℃加热的熔合线的HAZ区内的γ晶粒长大，对各种钢组成进行了广泛的研究。结果，发明了一种技术，其中，通过适当控制Mg和Al，把大量超细0.01-0.1微米的由Mg和A1组成的氧化物颗粒分散在钢中，0.01-0.5微米的TiN颗粒以与用作晶核的氧化物颗粒复合的形式沉淀。以复合形式沉淀的TiN颗粒是热稳定的，即使靠近熔合线也不长大或溶解，所以，它们强烈钉扎γ晶界，阻碍其移动。即使用大量的焊接热输入进行焊接，在靠近熔合线附近的γ晶粒尺寸也能保持在100微米数量级。在某些情况下，这些在γ晶界存在的钉扎颗粒本身直接作为GBF晶粒和FSP晶粒的相变晶核，所以，相变位置的增加也是GBF晶粒和FSP晶粒细化的原因。不小于10,000个/平方毫米以复合形式沉淀的这种TiN颗粒的存在把GBF晶粒和FSP晶粒细化到一定的尺寸，该尺寸不会对CTOP性能产生不良影响。如果以复合形式沉积的TiN颗粒小于10,000个/平方厘米，γ晶粒的细化和γ晶界上的相变晶核数量变得不足，因此，GBF晶粒和FSP晶粒不能充分细化，因此降低了CTOD性能。在某些情况下，硫化物以复合形式沉积在TiN颗粒上，但是这不会不良影响其作为钉扎颗粒或相变晶核的上述作用。
图1(b)是表示仅对其应用上述第(1)项技术的HAZ结构的示意图。虽然GBF晶粒和FSP晶粒被细化，γ晶粒内部被包含称为上贝氏体的MA的脆性结构覆盖，仅用该技术不可能获得足够的CTOD。所以，必须结合使用下文解释的第(2)项的技术。
下面将解释获得第(2)项的措施。根据本发明，为了大量产生上述超细氧化物颗粒，有意加入Mg。由于也以普通尺寸(数微米)的氧化物颗粒形式含有Mg，在本发明过程中，利用这种较大含Mg氧化物颗粒进行研究来产生IGF晶粒。结果，发现下列三个条件对于IGF相变晶核是重要的。
①至少存在最少量的颗粒。
②颗粒具有适当的尺寸。
③颗粒含有Mn。
从条件①来看，在靠近熔合线的HAZ内必须以稳定的方式存在至少不小于10个/平方毫米的IGF相变晶核。如果IGF相变晶核小于10个/平方毫米，HAZ结构的细化变得不稳定。
从条件②来看，为了有效地作为IGF相变晶核，颗粒必须具有不小于0.5微米的尺寸。如果颗粒尺寸小于0.5微米，其作为IGF相变晶核的能力明显降低。为了满足该条件，在本发明过程中，研究了使用不小于0.5微米的氧化物颗粒作为IGF相变晶核。然而，大于10微米的氧化物颗粒是不希望的，因为它们作为脆性断裂开始的源。
关于条件③的方面，发现为了有效地作为IGF相变晶核，颗粒需要含有不小于0.3质量％的Mn。为此，希望的是向0.5-10微米的氧化物颗粒中引入Mn。为了产生超细化的钉扎颗粒，Mg、Al和Ti对于本发明是必需的，它们由第(1)项中解释的(Mg，Al)氧化物和Ti的氮化物组成。由于这些元素具有比Mn更强的脱氧能力，因此，0.5-10微米的氧化物颗粒主要由Mg、Al和Ti组成。所以，向0.5-10微米的氧化物颗粒中稳定引入不小于0.3质量％的Mn是困难的。由于这一点，在本发明过程中，已经考虑了含Mn硫化物以复合形式沉淀在氧化物颗粒上。通过使用与此类似的措施，复合颗粒中的Mn含量可以稳定地增大到0.3质量％或更高，这些颗粒可以有效地作为IGF相变晶核。为了寻找在氧化物颗粒上以复合形式沉淀含Mn硫化物，进行了研究，因此，已经证明在氧化物颗粒中的Mg含量是重要的。在含有不小于10质量％Mg的氧化物颗粒情况下，含Mn硫化物与氧化物颗粒复合。另一方面，在Mg含量小于10质量％的氧化物颗粒的情况下，硫化物不能与其复合而是单独存在。为了总结，发现通过向氧化物颗粒不小于10质量％的Mg，含Mn硫化物能稳定地与0.5-10微米的氧化物颗粒复合并沉积在其上。作为其结果，以氧化物和硫化物的复合形式可以保证不小于10个/平方毫米的0.5-10微米并含有不小于0.3质量％的Mn的IGF相变晶核。然而，应该注意，如果Ca、REM和Zr的总加入量大于0.02质量％，Mn不再引入到与氧化物复合的硫化物中，导致复合的颗粒中Mn含量降低到小于0.3质量％。
图1(c)是表示对其结合应用上面解释的第(1)项和第(2)项技术的HAZ结构的示意图。除了GBF晶粒和FSP晶粒的细化以外，由于产生大量IGF晶粒，细化了HAZ结构。如果加入的合金成分量不足，产生的MA量增大，降低CTOD性能。所以，必须通过结合使用下面解释的第(3)项技术稳定地提高CTOD性能。
下面将解释获得第(3)项的措施。众所周知，在HAZ中产生MA的行为很大程度上依赖于其可淬性和冷却速度。在本发明中，HAZ的可淬性在很大程度上不仅受钢的组成影响，而且受γ晶粒的尺寸及其产生IGF的能力影响。在传统钢的情况下，关于HAZ的可淬性，几乎没有考虑γ晶粒的尺寸及其IGF产生能力。另一方面，本发明的钢中，γ晶粒更小，另外，IGF产生能力更高，引起在γ晶界上和γ晶粒内相变位置的增加，本发明的这种钢相对于具有相同化学组成的传统钢，具有HAZ的可淬性显著降低的特征。关于具有这种特征的本发明的钢，用进行海上结构的焊接中使用的冷却速度和本发明的C和Mn的范围作为先决条件，广泛研究了合金含量对MA产生的作用。结果，下列两点已经明显：
④Nb含量增大到比以前更高的水平几乎不能增大在HAZ中产生的MA量。
⑤在Cu、Ni、Cr和Mo总量与HAZ中的MA量之间有一种不连续的但是强烈相关性的关系。
从第④点看出，已经发现，即使Nb含量增大到0.05质量％，它对HAZ中产生的MA量的作用不明显。为了给出在海上结构的传统钢板(对于焊缝保证CTOD的钢)中实际使用Nb的实例，在“第12届OMAE国际会议论文集，1993，Glasgow，UK，ASME，第III-A卷，第207-214页”的情况下，0.02质量％是420MPa级屈服强度的钢中Nb的上限，在“第12届OMAE国际会议论文集，1993，Glasgow，UK，ASME，第III-A卷，第199-205页”的情况下，0.021质量％是460MPa级屈服强度的钢中Nb的上限，在“第12届OMAE国际会议论文集，1993，Glasgow，UK，ASME，第III-A卷，第307-314页”的情况下，对于420MPa级屈服强度的钢，Nb为0.024质量％。如上所述，在0.02质量％数量级上的Nb含量基本是上限。相反，本发明具有可以有效使用最多0.05质量％的Nb的优点。
从第⑤点来看，已经发现，当Cu、Ni、Cr和Mo总量超过3质量％时，HAZ中的MA量突然增大。从上述发现获得了组成设计的指导原则，例如，在板厚度增大到76.2毫米数量级并保持屈服强度不低于460MPa，特别是在500-550MPa级的情况下，尽可能多地利用Nb增大较厚板的基础金属强度，同时减少加速MA产生的Cu、Ni、Cr和Mo。同时，在合金成本方面，Cu、Ni、Cr和Mo的减少是希望的。
图1(d)是表示对其结合应用上述第(3)项技术和第(1)项和第(2)项技术的HAZ结构的示意图。HAZ结构被充分细化，而且MA量稳定减小，所以，对于更高的强度，获得了令人满意的焊缝的CTOD性能。因此，通过同时实施第(1)、(2)和(3)项的技术，本发明成为可行的。
下面将描述限制化学成分的原因。在下述化学成分的描述中，％指的是质量％。
为了保证基础金属和HAZ的强度和韧性，不小于0.04％的C是必需的。然而，如果C含量超过0.14％，基础金属和HAZ的韧性降低，同时可焊性降低，所以，0.14％是上限。
为了脱氧，可以加入Si。然而，如果Si超过0.4％，HAZ韧性降低。在本发明中，Al、Ti或Mg也可以用于脱氧，所以，从HAZ韧性方面来看，Si含量应该尽可能小。因为Si促进HAZ中的MA产生，所以，对于本发明，它是一种不希望的元素。
不小于1％的Mn是必需的，以保证基础金属和HAZ的强度。同时，Mn对于形成构成IGF相变晶核的硫化物是重要的。然而，如果Mn含量大于2.0％，基础金属和HAZ变脆，同时可焊性降低，所以，2.0％是上限。
对于本发明，P是一种杂质元素，为了保证令人满意的基础金属和HAZ的质量，必须降低到0.02％以下。
对于本发明，S是一种必需的元素，为了在氧化物颗粒上以复合形式沉积硫化物作为IGF晶核，不小于0.001％的S必须保证。然而，如果S含量大于0.005％，基础金属和HAZ的韧性降低，所以，0.005％是上限。
Nb在提高基础金属强度并且使HAZ的韧性降低最小化方面是非常有效的。同时，Nb在通过基础金属结构的细化提高韧性方面也是有效的。例如，对于76.2毫米的板厚，为了获得令人满意的基础金属韧性并获得500MPa级的屈服强度，不小于0.005％的Nb是必要的。然而，如果Nb含量大于0.05％，由于MA量增大或者由于沉淀硬化而降低HAZ的韧性，所以，0.05％是上限。为了成功制造根据本发明的基础金属，Nb是肯定应该使用的元素，希望的是有效利用不小于0.02％的Nb。
Al与Mg一起，形成0.01-0.1微米的超细氧化物颗粒，与以复合形式沉淀在氧化物颗粒上的TiN共同作为钉扎颗粒，并且进一步作为GBF颗粒和FSP晶粒的相变晶粒，从而细化HAZ结构。为了实现这一点，不小于0.001％的Al是必需的。如果Al小于0.001％，为了获得不小于10,000个/平方毫米的复合的TiN颗粒而保证要求的超细氧化物颗粒的数量是不可能的，所以，γ晶粒的细化和在γ晶界上的相变晶核数量变得不足。结果，GBF晶粒和FSP晶粒都没有充分细化，因此降低了HAZ韧性。但是，如果Al大于0.01％，在构成IGF相变晶核的氧化物中Al含量增大，为了抵消这一点，氧化物中的Mg含量降低到10质量％以下。结果，含Mn的硫化物几乎不沉淀在氧化物颗粒上，导致它们失去作为IGF相变晶核的能力，所以，以稳定的方式保证不小于10个/平方毫米的IGF相变晶核变得困难。
如上所述，当IGF相变晶核数量变得不足时，HAZ韧性降低。因此，Al的上限是0.01％。
Ti在超细氧化物颗粒上以尺寸为0.01-0.5微米的复合形式沉淀为TiN，并作为钉扎颗粒，并且进一步作为GBF晶粒和FSP晶粒的相变晶核。为此，不小于0.005％的Ti是必需的。如果Ti小于0.005％，保证不小于10,000个/平方毫米的复合形式的TiN是不可能的。结果，GBF晶粒和FSP晶粒都不能充分细化，从而降低HAZ韧性。如果Si和Al接近其下限，脱氧元素有时变得不够，所以，为了使Ti接替脱氧作用，希望加入不小于0.01％的Ti。然而，如果Ti超过0.03％，沉淀出TiC或者TiN颗粒粗化到数微米大的尺寸，从而使基础金属和HAZ脆化。由于上述原因，Ti的上限为0.03％。
Mg在本发明中起最重要的作用。Mg的主要作用是与Al一起形成0.01-0.1微米的超细氧化物颗粒，与以复合形式沉淀在氧化物颗粒上的TiN共同作为钉扎颗粒，并进一步作为GBF晶粒和FSP晶粒的相变晶核，从而细化HAZ结构。Mg的次要作用是通过向其中引入10质量％或更多为氧化物颗粒提供作为相变晶核的作用，加速含Mn的硫化物以复合形式在0.5-10微米的氧化物颗粒上的沉淀，从而细化HAZ结构。为了同时实现这两个作用，不小于0.0003％，优选的是不小于0.005％是必须的。如果Mg小于0.0003％，在氧化物中的Si、Al、Ti等的含量增大，为了补偿这一点，氧化物中的Mg含量降低到10质量％以下。结果，含Mn硫化物几乎不能沉淀在氧化物颗粒上，导致它们失去其作为IGF相变晶核的能力，所以，IGF相变晶核数量变得不足。同时，为获得不小于10,000个/平方毫米的化合的TiN颗粒而保证要求的超细(Mg，Al)氧化物颗粒数量变得困难。然而，如果Mg超过0.005％，其金相学作用饱和，所以，该值被确定为其上限。
O构成具有HAZ钉扎作用的超细(Mg，Al)氧化物颗粒，并且它构成在HAZ中的IGF相变晶核的0.5-10微米的含Mg氧化物颗粒。为了实现这两个作用，不小于0.001％的O是必需的。如果0小于0.001％，为了获得不小于10,000个/平方毫米的化合的TiN颗粒并保证不小于10个/平方毫米的0.5-10微米的氧化物颗粒而保证必须的超细氧化物颗粒数量变得困难。然而，如果O超过0.005％，大量产生大于10微米的粗氧化物颗粒，并且它们作为基础金属或HAZ中脆性断裂开始的源，所以，确定0.005％为上限。
N形成尺寸为0.01-0.5微米的复合形式的超细(Mg，Al)氧化物颗粒上沉淀的TiN，作为钉扎颗粒，并且进一步作为GBF晶粒和FSP晶粒的相变晶核，从而细化HAZ结构。为此，不小于0.001％的N是必需的。如果N小于0.001％，保证不小于10,000个/平方毫米的复合形式的TiN颗粒是不可能的。但是，如果N超过0.01％，溶解的N增加，导致基础金属和HAZ脆化，并且铸板的表面性能降低，所以，确定该值为上限。
下文将解释限制选择的元素的原因。
可以加入Ca、REM和Zr作为脱氧剂或脱硫剂。它们通过作为脱氧剂而降低O含量。作为脱硫剂，它们降低S含量并控制硫化物的形状。为了通过这些作用提高基础金属和HAZ的质量，要求每种元素的含量为0.0005％或更多。如果这些元素含量太大，它们混入IGF相变晶核中，降低构成IGF相变晶核的氧化物和硫化物中的Mg含量和Mn含量，因此，IGF相变晶核失去其作用。在这种意义上，Ca、REM和Zr的上限分别为0.005％、0.01％和0.01％，并且必须限制这三种元素的总量为0.02％或更小。这里，REM表示镧系元素，如La和Ce，即使加入这些元素混合在一起组成的稀土混合物金属，也可以获得上述效果。
Cu、Ni、Cr和Mo可以用于提高基础金属的强度、韧性、抗腐蚀性等。为此，这些元素的任一种含量必须为0.05％或更多。到目前为止，在必须同时获得基础金属的强度和韧性提高和板厚范围增大的情况下，肯定使用这些元素。在本发明中，从保证HAZ的CTOD性能方面来看，希望在可能的程度上减少这些元素。在这种意义上，Cu、Ni、Cr和Mo的上限必须分别控制到1.5％、3.0％、0.5％和0.5％，另外，这些元素的总量必须调整到不超过3.0％。如果这些元素的任意一种超过其上限，或者这些元素的总量超过3.0％，HAZ的CTOD性能明显降低。
V通过沉淀强化有效提高基础金属和HAZ的强度。为此，不小于0.005％的V是必需的。然而，如果V含量超过0.05％，可焊性和HAZ韧性降低，所以，确定0.05％作为上限。
B在提高基础金属的强度和韧性方面是有效的。为此，不小于0.0001％的B是有效的。然而，如果B含量超过0.003％，可焊性明显降低，所以，确定0.003％为上限。
本发明的钢经过把化学组成调节到特定值，并在炼钢工业中的炼钢过程中连续浇铸成厚板，通过再加热、轧制、冷却和热处理过程(这些过程用各种方法控制)，把该厚板制造成钢板。对于厚度为例如76.2毫米的厚板，为了获得460MPa，优选的是500-550MPa级的屈服强度，在轧制后使用直接淬冷或加速冷却是有效的，以便最大可能地利用Nb含量。另外，可以通过回火调节强度和韧性。同时，可以应用供热轧制而不曾冷却浇铸厚板。HAZ韧性不仅由化学组成而且由钉扎颗粒的分散状态和IGF相变晶核的分散状态决定。这些颗粒的分散状态在制造基础金属过程中不会产生很大变化。因此，HAZ的韧性不会非常大地取决于基础金属的制造过程，所以，再加热、轧制和热处理过程的每个过程可以是任何类型的。
在本发明中说明的夹杂物的分散状态通过下面所述的那些方法定量测量。
内包Mg和Al组成的氧化物的0.01-0.5微米的TiN颗粒数量由下列方法确定：制备取自基础金属钢板的任意位置的取样复型样品，使用透射电子显微镜(TEM)在10,000-50,000倍的放大倍数下观察样品，以便覆盖至少1,000平方微米的区域，测量尺寸在预定范围内的TiN颗粒数量，并转变成单位面积上的颗粒个数(个/平方毫米)。这里，使用附加在TEM上的能量散射X-射线谱(EDS)通过组成分析和使用TEM的电子衍射图像的晶体结构分析进行带有TiN颗粒的(Mg，Al)氧化物颗粒的鉴定。如果这样的鉴定太复杂而不能对于要测量的所有种类的化合夹杂物进行测量，使用下面的更简单的方法，首先，正方形夹杂物被认为是TiN颗粒，测量其中有夹杂物并且尺寸在预定范围内的TiN颗粒的数量。然后，关于在以复合形式沉淀的TiN颗粒中的至少10个颗粒，通过这种方法测量其数量，根据上面说明的过程进行详细鉴定，来确定其中(Mg，Al)氧化物与TiN复合的比例。此后，先测量的复合形式沉淀的TiN颗粒数量乘以该比例。如果钢中的碳化物颗粒阻碍上述TEM观察，通过在500℃或更低温度的热处理来聚集并粗化碳化物颗粒，可以使预定的复合夹杂物的观察更容易。
通过如下面所述的方法，可以测量通过使氧化物与含Mn硫化物复合形成的0.5-10微米的颗粒数量。首先，通过在基础金属钢板的任意位置上切下的一小块试样来制备具有镜面抛光表面的抛光试样，使用光学显微镜，在1,000倍的放大倍数下观察试样，以便覆盖至少3平方毫米的面积，测量尺寸在预定范围内的颗粒数量，并把测量的数量转变成单位面积的颗粒数(个/平方毫米)。然后，从相同试样中选取且尺寸在预定范围内的至少10个随即选取的颗粒使用附加在扫描电子显微镜(SEM)上的波长散射X射线谱(WDS)进行组成分析。这里，如果在这些颗粒的分析值中检测到基础金属中的Fe，从分析值中去掉Fe，然后确定颗粒的组成。在所测量的颗粒中，其中同时检测到O和S并且包含不小于0.3质量％Mn的颗粒被认为有效地作为IGF相变晶核，从而确定了IGF相变晶核与0.5-10微米颗粒的比例。通过光学显微镜先测量的颗粒数乘以该比例。作为一种更简单的方法，在上述试样上进行元素分布测量，从而测量了其中O、S和Mn三种元素共同存在的0.5-10微米颗粒的数量。
实施例
表1表示连铸钢的化学组成，表2表示每种钢板的厚度、其制造方法、钉扎颗粒数量、IGF相变晶核数量、基础金属的材料质量、焊接条件和每种HAZ的韧性。
本发明的钢具有38.1-76.2毫米的板厚，基础金属屈服强度(YS)为510-570MPa，在通过埋弧焊用3.5-10.0kJ/mm的焊接热输入获得的多层焊缝连接区(CGHAZ)中，在-10℃有大于0.2毫米的令人满意的CTOD。
另一方面，由于不合适的化学组成，对于76.2毫米的板厚，对比钢在基础金属质量或HAZ质量方面都比较差。钢12因为S太少而使IGF相变晶核数量不足，HAZ韧性差。钢13因为S量太大而在基础金属韧性和HAZ韧性方面差。钢14因为Nb含量太少而在基础金属的强度和韧性方面差。钢15因为Nb含量太大而在HAZ韧性方面差。钢16因为Al量太小而使钉扎颗粒数量不足，在HAZ韧性方面较差。钢17因为Al量太大而使IGF相变晶核数量不足，在HAZ韧性方面较差。钢18因为Ti量太小而使钉扎颗粒数量不足，在HAZ韧性方面较差。钢19因为Ti量太大而在基础金属韧性和HAZ韧性方面较差。钢20和钢21分别因为Mg和O数量太小，而在钉扎颗粒数量和IGF相变晶核数量方面不足，在HAZ韧性方面较差。钢22因为N含量太小而使钉扎颗粒数量不足，在HAZ韧性方面较差。钢23因为Cu、Ni、Cr和Mo的总量太大而在HAZ韧性方面较差。钢24因为Ca、REM和Zr的总量太大而使IGF相变晶核数量不足，在HAZ韧性方面较差。
表1 (wt％) 类别 钢 C Si Mn P S Nb Al Ti Mg O N 其它Ca+REM+ZrCu+Ni+Cr+Mo 本发明 的钢 1 0.10 0.031.480.0060.0030.020.0020.0250.0020.0040.008Ni：0.4，Cu：0.4，Mo：0.10 0.9 2 0.08 0.021.530.0030.0020.030.0030.0170.00030.0040.002Ni：0.5，Cu：0.5，V：0.010 1.0 3 0.05 0.081.550.0030.0030.030.0030.0150.0030.0020.003Ni：0.7，Cu：0.60 1.3 4 0.09 0.061.550.0030.0030.040.0020.0160.0020.0030.002Ni：0.6，Cu：0.60 1.2 5 0.08 0.091.880.0040.0020.030.0030.0100.0030.0020.003Ni：1.0，Cu：0.60 1.6 6 0.10 0.081.570.0150.0020.020.0030.0090.0020.0040.004Ni：0.4，Cr：0.4，Ca：0.00070.0007 0.8 7 0.10 0.201.590.0040.0010.020.0050.0090.0020.0030.005Ni：0.6， Cu：0.6，Ca：0.0020.002 1.2 8 0.11 0.251.600.0050.0040.040.0060.0080.0040.0010.0040 0 9 0.11 0.251.600.0050.0040.040.0080.0080.0040.0010.004Ca：0.002，Zr：0.0010.003 0 10 0.13 0.251.100.0050.0040.040.0060.0060.00040.0010.004REM：0.004，B：0.0010.004 0 11 0.13 0.251.100.0050.0040.040.0060.0060.0040.0010.004REM：0.0040.004 0 对比钢 12 0.10 0.201.590.0040.00080.020.0050.0090.0020.0030.005Ni：0.6，Cu：0.6，Ca：0.0020.002 1.2 13 0.10 0.201.590.0040.0060.020.0050.0090.0020.0030.005Ni：0.6，Cu：0.6，Ca：0.0020.002 1.2 14 0.10 0.201.590.0040.0010.0030.0050.0090.0020.0030.005Ni：0.6，Cu：0.6，Ca：0.0020.002 1.2 15 0.10 0.201.590.0040.0010.060.0050.0090.0020.0030.005Ni：0.6，Cu：0.6，Ca：0.0020.002 1.2 16 0.10 0.201.590.0040.0010.020.00080.0090.0020.0030.005Ni：0.6，Cu：0.6，Ca：0.0020.002 1.2 17 0.10 0.201.590.0040.0010.020.0120.0090.0020.0030.005Ni：0.6，Cu：0.6，Ca：0.0020.002 1.2 18 0.10 0.201.590.0040.0010.020.0050.0030.0020.0030.005Ni：0.6，Cu：0.6，Ca：0.0020.002 1.2 19 0.10 0.201.590.0040.0010.020.0050.0330.0020.0030.005Ni：0.6，Cu：0.6，Ca：0.0020.002 1.2 20 0.10 0.201.590.0040.0010.020.0050.0090.00010.0030.005Ni：0.6，Cu：0.6，Ca：0.0020.002 1.2 21 0.10 0.201.590.0040.0010.020.0050.0090.0020.00070.005Ni：0.6，Cu：0.6，Ca：0.0020.002 1.2 22 0.10 0.201.590.0040.0010.020.0050.0090.0020.0030.0007Ni：0.6，Cu：0.6，Ca：0.0020.002 1.2 23 0.10 0.201.590.0040.0010.020.0050.0090.0020.0030.005Ni：2.0，Cu：0.8，Mo：0.30 3.1 24 0.10 0.201.590.0040.0010.020.0050.0090.0020.0030.005Ca：0.02，REM：0.01，Zr：0.010.022 0
用化学分析法来分析Mg
表2 类别钢 板厚 (mm)板的制造方法1) 钉扎颗粒 的数量2) (个/平方毫米)IGF相变晶核的数量3)(个/平方毫米) 基础金属质量4) 焊接条件5) CGHAZ的CTOD6) YS (MPa) TS (MPa)RAZ(％)vTrs(℃) 焊接热输入 (kJ/mm)CTOD于-10℃(mm)CTOD于-30℃(mm) 本发明 的钢 1 76.2 DQ-T 30000 30 550 610 60 -75 10.0 0.9 0.6 2 76.2 DQ-T 20000 30 560 640 65 -80 3.5 0.8 0.7 3 38.1 DQ-T 40000 20 510 570 70 -80 5.0 1.0 0.9 4 76.2 DQ-T 40000 25 560 630 60 -90 3.5 0.9 0.5 5 76.2 DQ-T 50000 20 570 680 65 -70 4.5 0.7 0.5 6 76.2 ACC 100000 40 530 650 60 -70 3.5 0.8 0.6 7 50.8 ACC 80000 30 530 670 60 -70 3.5 0.8 0.5 8 76.2 DQ-T 15000 15 520 600 65 -80 3.5 0.8 0.6 9 76.2 DQ-T 20000 20 520 590 60 -60 3.5 1.1 0.8 10 76.2 ACC 15000 15 510 580 65 -60 3.5 0.9 0.7 11 76.2 ACC 15000 15 510 580 65 -60 3.5 0.9 0.5 对比钢 12 76.2 ACC 80000 8 530 670 60 -70 3.5 0.15 0.05 13 76.2 ACC 80000 30 530 670 40 -40 3.5 0.15 0.05 14 76.2 ACC 80000 30 450 580 60 -40 3.5 0.9 0.4 15 76.2 ACC 80000 30 560 680 50 -60 3.5 0.1 0.03 16 76.2 ACC 7000 30 530 670 60 -70 3.5 0.1 0.05 17 76.2 ACC 90000 7 530 670 60 -70 3.5 0.1 0.05 18 76.2 ACC 8000 30 520 670 60 -60 3.5 0.07 0.05 19 76.2 ACC 80000 30 550 680 50 -30 3.5 0.1 0.03 20 76.2 ACC 6000 6 530 670 60 -70 3.5 0.05 0.01 21 76.2 ACC 7000 7 530 670 60 -70 3.5 0.05 0.02 22 76.2 ACC 7000 30 520 670 60 -60 3.5 0.13 0.08 23 76.2 ACC 80000 30 580 720 50 -50 3.5 0.02 0.01 24 76.2 ACC 80000 5 530 670 65 -60 3.5 0.05 0.01
表2注
1)DQ：直接淬冷，ACC：加速冷却，T：回火，CR：控制轧制
2)内包由Mg和Al组成的氧化物的0.01-0.5微米的TiN颗粒
3)以氧化物和硫化物的复合形式存在并含有不小于0.3质量％Mn的0.5-10微米颗粒
4)在板厚的中心位置测试YS、TS和vTrs；RAZ是3个样品的平均值
5)通过埋弧焊、V凹槽的多层焊接
6)服从BS7448，没有PWHT，表示3个样品的最低值，CGHAZ是粗晶HAZ的缩写，在I凹槽侧上的熔合线上切疲劳切口
工业实用性
本发明明显改善了高强度超重钢板的焊缝的CTOD性能，结果，它为海上结构的重量降低和向上优化铺平了道路。这使得海上结构的建造成本可以明显降低并且可以进行更深海域的能源开发。