鋼板的制作方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及在進(jìn)行了焊接的情況下焊接熱影響區(qū)的韌性和母材的脆性裂紋傳播 停止性能優(yōu)異的鋼板。
【背景技術(shù)】
[0002] 對于造船、建筑、罐、海洋結(jié)構(gòu)物、和管線管等的結(jié)構(gòu)物所使用的厚鋼板，為了抑制 結(jié)構(gòu)物的脆性斷裂，要求抑制從焊接接縫的脆性裂紋產(chǎn)生的性能（以下為接縫韌性）。另 外，對于上述那樣的結(jié)構(gòu)物用厚鋼板，還要求萬一脆性斷裂在焊接接縫部位發(fā)生的情況下， 也能夠使脆性裂紋的傳播在母材停止的性能（以下為止裂性）。特別是近年來，石油和天然 氣等的能源的埋藏量大的、冰海域等寒冷地區(qū)的油田開發(fā)不斷活躍化，因此在船舶和海洋 結(jié)構(gòu)物涉及的技術(shù)領(lǐng)域中，即使在例如_60°C的極低溫環(huán)境下，也要求上述的抗斷裂性能。 這樣的部件，多數(shù)情況使用屈服應(yīng)力為300~500MPa、板厚為10~35mm的厚鋼板。此外， 對于在船舶涉及的技術(shù)領(lǐng)域中使用的鋼板，除了抗斷裂性能以外還要求抗拉強(qiáng)度、屈服應(yīng) 力等。例如，近年來實用化的、在具有將船體結(jié)構(gòu)與球狀LNG罐的外裝一體化的結(jié)構(gòu)的LNG 船中所使用的球狀LNG罐外裝用鋼板，需要具有450~620MPa、優(yōu)選為490~620MPa的抗 拉強(qiáng)度（TS)，300~500MPa、優(yōu)選為355~500MPa的屈服應(yīng)力（YP)，以及10~35mm、優(yōu)選 為15~30mm的板厚。并且，球狀LNG罐外裝用鋼板，還需要具有在-60°C時的止裂韌性值 Kca變?yōu)?000N/mm15以上的母材止裂性。此外，通過將球狀LNG罐外裝用鋼板在非常大的 焊接熱輸入條件（例如50~200kJ/cm)下焊接而得到的焊接接縫的焊接熱影響區(qū)（HAZ) 中，需要得到高的低溫韌性（例如在_60°C時的夏比吸收能的平均值變?yōu)?00J以上的低溫 韌性）。
[0003] 但是，上述的抗斷裂性能，一般地在極低溫下有顯著下降的傾向。并且為了提高焊 接施工效率、削減成本，要求應(yīng)用能夠單道焊接的高熱輸入焊接，該情況下的接縫韌性，容 易發(fā)生組織粗大化，因此會更進(jìn)一步下降。因此，在上述厚鋼板中，期待使-60°c時的接縫韌 性和止裂性提高的技術(shù)。再者，單道高熱輸入焊接的焊接熱輸入，根據(jù)板厚而變化，在板厚 為10~35mm的范圍為50~200kJ/cm。
[0004] 作為使接縫韌性提高的方法，已知例如在焊接熱影響區(qū)（以下為HAZ)控制晶體粒 徑的方法、控制脆化第二相的方法、以及添加賦予鋼高韌性的元素即Ni的方法。
[0005] 作為控制晶體粒徑的方法，可例示通過使微細(xì)的釘扎粒子大量分散于鋼中，從而 抑制焊接的加熱過程中的奧氏體晶粒的粗大化的方法（以下稱為釘扎技術(shù)）。另外，作為控 制晶體粒徑的另一方法，還可例示通過使成為鐵素體相變的核的粒子分散于鋼中，從而促 進(jìn)焊接的冷卻過程中的晶粒內(nèi)相變，將晶粒內(nèi)細(xì)分化的方法（以下稱為晶粒內(nèi)相變技術(shù)）。
[0006] 作為釘扎技術(shù)，可例示專利文獻(xiàn)1~10所記載的技術(shù)。
[0007] 在專利文獻(xiàn)1所記載的技術(shù)中，通過再加熱使0. 004%以上的TiN固溶，在之后的 冷卻過程中將TiN微細(xì)析出并使其分散，由此將HAZ組織微細(xì)化，提高接縫韌性。
[0008] 在專利文獻(xiàn)2所記載的技術(shù)中，通過使Ti含量除以N含量所得的值成為1.0~ 6.0，從而使粒徑為0.01~0.1以111的1^以5\105~5\106個/臟2存在，由此將擬2組 織微細(xì)化，使接縫CTOD特性提高。
[0009]在專利文獻(xiàn)3~6所記載的技術(shù)中，在煉鋼工序中，通過利用與Si的平衡反應(yīng)將 鋼液中的溶存氧量調(diào)整為規(guī)定值，接著依次添加作為脫氧元素的Ti、以及A1，從而使Ti-Al 復(fù)合系氧化物均勻微細(xì)分散。由此，在專利文獻(xiàn)3~6所記載的技術(shù)中，將HAZ組織微細(xì)化， 使接縫韌性提高。專利文獻(xiàn)6記載了該Ti-Al復(fù)合系氧化物，Ti組成比為5%以上，A1組 成比為95%以下，粒徑為0.01~l.Oym，粒子數(shù)為5X103~1X105個/mm2。
[0010] 在專利文獻(xiàn)7所記載的技術(shù)中，利用Ti和A1將鋼液脫氧后，添加0. 0010%以下的 Mg。由此，使粒徑為0.01~l.Oym、且粒子數(shù)為1X104~2X105個/mm2的、以Al-Ti-Mg為主體的復(fù)合系氧化物均勻地微細(xì)分散，將HAZ組織微細(xì)化，提高了接縫韌性。
[0011] 在專利文獻(xiàn)8、9所記載的技術(shù)中，使當(dāng)量圓直徑為0. 005~2. 0 y m的包含Ca、Al、 0元素的氧化物粒子分散于鋼中。由此，將HAZ組織微細(xì)化，使接縫韌性提高。專利文獻(xiàn)8 所記載的氧化物粒子，個數(shù)密度為100~5000個/_2,除了0以外的化學(xué)組成為Ca :5質(zhì) 量％以上，以及A1 :5質(zhì)量％以上。專利文獻(xiàn)9記載的氧化物粒子，個數(shù)密度為100~3000 個/mm2,除了0以外的化學(xué)組成為Ca:3質(zhì)量％以上，A1 :1質(zhì)量％以上。
[0012] 在專利文獻(xiàn)10所記載的技術(shù)中，在脫氧工序中將鋼液中的溶存氧量調(diào)整為 0.0010~0.0050%，先添加11再添加41，進(jìn)行脫氧，進(jìn)而添加03、]\%、和1?]\1之中1種以上 的元素。由此，使當(dāng)量圓直徑為0. 005~0. 5 ym的氧化物以100個/mm2以上分散，將HAZ 組織微細(xì)化，提高了接縫韌性。
[0013] 作為晶粒內(nèi)相變技術(shù)，可例示專利文獻(xiàn)11~17所記載的技術(shù)。
[0014] 在專利文獻(xiàn)11所記載的技術(shù)中，通過在焊接后的冷卻過程中生成以VN為核的晶 粒內(nèi)鐵素體，將HAZ組織微細(xì)化，使接縫韌性提高。
[0015] 在專利文獻(xiàn)12所記載的技術(shù)中，通過得到在熔合區(qū)附近微細(xì)地分散TiN和/或BN 粒子、并且粒徑50 ym以下的鐵素體的面積分率為60%以上的金屬組織，使接縫韌性提高。
[0016] 在專利文獻(xiàn)13所記載的技術(shù)中，通過使B從焊接金屬向HAZ擴(kuò)散，在HAZ內(nèi)使BN 析出，以該BN為核生成微細(xì)鐵素體，從而使接縫韌性提高。
[0017] 在專利文獻(xiàn)14所記載的技術(shù)中，使鋼的化學(xué)組成，成為冷卻速度為2°C /s以下的 CCT曲線中的轉(zhuǎn)變點變?yōu)?70°C以上的化學(xué)組成，并且控制N-Ti-B的含量比。由此，生成以 BN為核的晶粒內(nèi)鐵素體，將HAZ組織微細(xì)化，使接縫韌性提高。
[0018] 在專利文獻(xiàn)15所記載的技術(shù)中，在熔煉工序中將Ca添加時的溶存氧量調(diào)整為 0. 0010~0. 0030 %，并且適當(dāng)?shù)乜刂艭a、S、和0的添加量。由此，在CaS上析出MnS的復(fù) 合硫化物生成于鋼中，該復(fù)合硫化物作為鐵素體相變核發(fā)揮作用，將HAZ組織微細(xì)化，使接 縫初性提尚。
[0019] 在專利文獻(xiàn)16所記載的技術(shù)中，使在Ti氧化物中析出了BN的復(fù)合夾雜物生成于 鋼中。通過將該復(fù)合夾雜物作為晶粒內(nèi)相變核，形成晶界鐵素體分率為5%以下且針狀鐵素 體尺寸以當(dāng)量圓直徑計為10 um以下的微細(xì)的HAZ組織，使接縫韌性提高。
[0020] 在專利文獻(xiàn)17所記載的技術(shù)中，使用Ti將鋼液脫氧后，添加A1。通過以由此而生 成的Ti-Al復(fù)合氧化物為核，以使TiN、MnS、B系析出物進(jìn)一步復(fù)合析出而形成的物質(zhì)為鐵 素體相變核，從而將HAZ組織微細(xì)化，使接縫韌性提高。
[0021]另外，作為為了使接縫韌性提高而控制脆化第二相的方法，有專利文獻(xiàn)18~20所 記載的技術(shù)。
[0022] 在專利文獻(xiàn)18所記載的技術(shù)中，使用具有C :低于0. 03%、Mn :0. 6~1. 2%、Ni : 1. 0~2. 3 %的化學(xué)成分，并且滿足Ni < -2 XMn+4. 0的鋼作成焊接接縫。由此，通過抑制 島狀馬氏體的生成，使接縫韌性提高。
[0023] 在專利文獻(xiàn)19所記載的技術(shù)中，向鋼中有意地添加Mn，并且將作為雜質(zhì)元素的P 的含量降低至0.008質(zhì)量％以下。由此，通過促進(jìn)在高熱輸入焊接后的冷卻中生成的島狀 的未相變奧氏體分解而形成滲碳體，將島狀馬氏體的面積率抑制為1 %以下，從而使接縫韌 性提尚°
[0024] 在專利文獻(xiàn)20所記載的技術(shù)中，向鋼中添加適量的Mn、Ni和Cr，進(jìn)一步降低C含 量。由此，通過將形成于在多層焊接時被加熱到2相區(qū)域的部分的島狀馬氏體的平均面積 抑制為3 y m2以下，使接縫初性提尚。
[0025]另外，作為為了使焊接接縫的韌性提高而添加作為高韌性元素的Ni的方法，可例 示專利文獻(xiàn)21和22所記載的技術(shù)。
[0026] 在專利文獻(xiàn)21所記載的技術(shù)中，將Ni含量設(shè)為4. 0~7. 5%，并且將馬氏體相變 開始溫度（Ms)設(shè)為370°C以下。由此，將作為馬氏體組織的構(gòu)成單元的板條寬度微細(xì)化，使 接縫初性提尚。
[0027] 在專利文獻(xiàn)22所記載的技術(shù)中，將Ni含量設(shè)為4.0~6.0%，并且將以規(guī)定的式 子表示的碳當(dāng)量設(shè)為低于0. 40%。由此，使HAZ的硬度下降，使接縫韌性提高。
[0028] 作為使止裂性提高的方法，已知例如控制晶體粒徑的方法、控制脆化第二相的方 法、控制織構(gòu)的方法、以及添加作為高韌性元素的Ni的方法。
[0029] 作為為了使止裂性提高而控制晶體粒徑的方法，可例示專利文獻(xiàn)23~25所記載 的技術(shù)。
[0030] 在專利文獻(xiàn)23所記載的技術(shù)中，通過以鐵素體為母相，將該鐵素體細(xì)粒化，從而 使止裂性提高。為得到那樣的細(xì)粒鐵素體，需要在鋼板的制造時，將鋼片冷卻使得沿板厚方 向鋼片厚度（鑄片厚度或板坯厚度）的1/8以上變?yōu)锳r3點以下，在極低溫區(qū)域進(jìn)行軋制， 然后回?zé)嶂脸紸c3點的溫度，由此使鐵素體再結(jié)晶。
[0031] 在專利文獻(xiàn)24和25所記載的技術(shù)中，通過以鐵素體為母相，將鋼片的表層部暫時 冷卻至Arl以下，然后在直到表層部回?zé)釣橹沟钠陂g進(jìn)行軋制，從而得到具有微細(xì)的鐵素 體再結(jié)晶晶粒的鋼板。
[0032] 另外，作為為了使止裂性提高而控制脆化第二相的方法，可例示專利文獻(xiàn)26所記 載的技術(shù)。
[0033] 在專利文獻(xiàn)26所記載的技術(shù)中，在成為母相的鐵素體中使微細(xì)的脆化第二相（例 如馬氏體）分散。由此，在脆性裂紋的前端部中的脆化第二相產(chǎn)生微小裂紋，使裂紋前端部 的應(yīng)力狀態(tài)緩和。
[0034] 另外，作為為了使止裂性提高而控制織構(gòu)的方法，有專利文獻(xiàn)27~39所記載的技 術(shù)。
[0035] 在專利文獻(xiàn)27~39所記載的技術(shù)中，通過作為織構(gòu)在例如表層部、板厚1/4部、 板厚1/2部的各板厚位置控制X射線面強(qiáng)度比，使裂紋的傳播方向變化，使止裂性提高。
[0036] 并且，作為為了使止裂性提高而控制晶體粒徑和織構(gòu)兩者的方法，可例示專利文 獻(xiàn)40~42所記載的技術(shù)。
[0037] 在專利文獻(xiàn)40所記載的技術(shù)中，通過使板厚1/2部的鐵素體分率成為80%以上， 并且控制晶體粒徑和X射線面強(qiáng)度比，使相對于軋制方向為45°方向的止裂性提高。
[0038] 在專利文獻(xiàn)41所記載的技術(shù)中，通過控制表層和板厚1/2部的晶體粒徑、以及利 用X射線測定的織構(gòu)強(qiáng)度比，使止裂性提高。
[0039] 在專利文獻(xiàn)42所記載的技術(shù)中，通過控制表層和板厚1/2部的晶體粒徑、以及相 對于外部應(yīng)力垂直的{100}面的面積率，使止裂性提高。
[0040]另外，作為為了使止裂性提高而添加作為高韌性元素的Ni的方法，有專利文獻(xiàn) 43所記載的技術(shù)。在專利文獻(xiàn)43所記載的技術(shù)中，通過將Ni含量設(shè)為超過5. 0且低于 10.0%，并且將由15°以上的大角度晶界包圍的晶粒的當(dāng)量圓粒徑的平均值在板厚1/4位 置設(shè)為5. 5 ym以下，使止裂性提高。
[0041] 在先技術(shù)文獻(xiàn)
[0042] 專利文獻(xiàn)1 :日本國特公昭55-26164號公報
[0043] 專利文獻(xiàn)2 :日本國特開2001-164333號公報
[0044] 專利文獻(xiàn)3 :日本國特開平6-293936號公報
[0045] 專利文獻(xiàn)4 :日本國特開平7-242985號公報
[0046] 專利文獻(xiàn)5 :日本國特開平7-242925號公報
[0047] 專利文獻(xiàn)6 :日本國特開平9-003597號公報
[0048] 專利文獻(xiàn)7 :日本國特開平9-003598號公報
[0049] 專利文獻(xiàn)8 :日本國特開2001-342537號公報
[0050] 專利文獻(xiàn)9 :日本國特開2003-313629號公報
[0051] 專利文獻(xiàn)10 :日本國特開2005-320624號公報
[0052] 專利文獻(xiàn)11 :日本國特開平5-186848號公報
[0053] 專利文獻(xiàn)12 :日本國特開平9-324238號公報
[0054] 專利文獻(xiàn)13 :日本國特開2003-211268號公報
[0055] 專利文獻(xiàn)14 :日本國特開2005-008967號公報
[0056] 專利文獻(xiàn)15 :日本國特開2005-068519號公報
[0057] 專利文獻(xiàn)16 :日本國特開2007-277681號公報
[0058] 專利文獻(xiàn)17 :日本國特開平5-239528號公報
[0059] 專利文獻(xiàn)18 :日本國特開2002-060891號公報
[0060] 專利文獻(xiàn)19 :日本國特開2011-032519號公報
[0061] 專利文獻(xiàn)20 :日本國特開2012-172243號公報
[0062] 專利文獻(xiàn)21 :日本國特開平6-136483號公報
[0063] 專利文獻(xiàn)22 :日本國特開平6-192729號公報
[0064] 專利文獻(xiàn)23 :日本國特開昭61-235534號公報
[0065] 專利文獻(xiàn)24 :日本國特開2003-221619號公報
[0066] 專利文獻(xiàn)25 :日本國特開平5-148542號公報
[0067] 專利文獻(xiàn)26 :日本國特開昭59-47323號公報
[0068] 專利文獻(xiàn)27 :日本國特開2008-045174號公報
[0069] 專利文獻(xiàn)28 :日本國特開2008-069380號公報
[0070] 專利文獻(xiàn)29 :日本國特開2008-111165號公報
[0071] 專利文獻(xiàn)30 :日本國特開2008-111166號公報
[0072] 專利文獻(xiàn)31 :日本國特開2008-169467號公報
[0073] 專利文獻(xiàn)32 :日本國特開200