钢板的制作方法
【技术领域】
[0001] 本发明涉及在进行了焊接的情况下焊接热影响区的韧性和母材的脆性裂纹传播 停止性能优异的钢板。
【背景技术】
[0002] 对于造船、建筑、罐、海洋结构物、和管线管等的结构物所使用的厚钢板，为了抑制 结构物的脆性断裂，要求抑制从焊接接缝的脆性裂纹产生的性能（以下为接缝韧性）。另 外，对于上述那样的结构物用厚钢板，还要求万一脆性断裂在焊接接缝部位发生的情况下， 也能够使脆性裂纹的传播在母材停止的性能（以下为止裂性）。特别是近年来，石油和天然 气等的能源的埋藏量大的、冰海域等寒冷地区的油田开发不断活跃化，因此在船舶和海洋 结构物涉及的技术领域中，即使在例如_60°C的极低温环境下，也要求上述的抗断裂性能。 这样的部件，多数情况使用屈服应力为300~500MPa、板厚为10~35mm的厚钢板。此外， 对于在船舶涉及的技术领域中使用的钢板，除了抗断裂性能以外还要求抗拉强度、屈服应 力等。例如，近年来实用化的、在具有将船体结构与球状LNG罐的外装一体化的结构的LNG 船中所使用的球状LNG罐外装用钢板，需要具有450~620MPa、优选为490~620MPa的抗 拉强度（TS)，300~500MPa、优选为355~500MPa的屈服应力（YP)，以及10~35mm、优选 为15~30mm的板厚。并且，球状LNG罐外装用钢板，还需要具有在-60°C时的止裂韧性值 Kca变为4000N/mm15以上的母材止裂性。此外，通过将球状LNG罐外装用钢板在非常大的 焊接热输入条件（例如50~200kJ/cm)下焊接而得到的焊接接缝的焊接热影响区（HAZ) 中，需要得到高的低温韧性（例如在_60°C时的夏比吸收能的平均值变为100J以上的低温 韧性）。
[0003] 但是，上述的抗断裂性能，一般地在极低温下有显著下降的倾向。并且为了提高焊 接施工效率、削减成本，要求应用能够单道焊接的高热输入焊接，该情况下的接缝韧性，容 易发生组织粗大化，因此会更进一步下降。因此，在上述厚钢板中，期待使-60°c时的接缝韧 性和止裂性提高的技术。再者，单道高热输入焊接的焊接热输入，根据板厚而变化，在板厚 为10~35mm的范围为50~200kJ/cm。
[0004] 作为使接缝韧性提高的方法，已知例如在焊接热影响区（以下为HAZ)控制晶体粒 径的方法、控制脆化第二相的方法、以及添加赋予钢高韧性的元素即Ni的方法。
[0005] 作为控制晶体粒径的方法，可例示通过使微细的钉扎粒子大量分散于钢中，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（以下称为钉扎技术）。另外，作为控 制晶体粒径的另一方法，还可例示通过使成为铁素体相变的核的粒子分散于钢中，从而促 进焊接的冷却过程中的晶粒内相变，将晶粒内细分化的方法（以下称为晶粒内相变技术）。
[0006] 作为钉扎技术，可例示专利文献1~10所记载的技术。
[0007] 在专利文献1所记载的技术中，通过再加热使0. 004%以上的TiN固溶，在之后的 冷却过程中将TiN微细析出并使其分散，由此将HAZ组织微细化，提高接缝韧性。
[0008] 在专利文献2所记载的技术中，通过使Ti含量除以N含量所得的值成为1.0~ 6.0，从而使粒径为0.01~0.1以111的1^以5\105~5\106个/臟2存在，由此将拟2组 织微细化，使接缝CTOD特性提高。
[0009]在专利文献3~6所记载的技术中，在炼钢工序中，通过利用与Si的平衡反应将 钢液中的溶存氧量调整为规定值，接着依次添加作为脱氧元素的Ti、以及A1，从而使Ti-Al 复合系氧化物均匀微细分散。由此，在专利文献3~6所记载的技术中，将HAZ组织微细化， 使接缝韧性提高。专利文献6记载了该Ti-Al复合系氧化物，Ti组成比为5%以上，A1组 成比为95%以下，粒径为0.01~l.Oym，粒子数为5X103~1X105个/mm2。
[0010] 在专利文献7所记载的技术中，利用Ti和A1将钢液脱氧后，添加0. 0010%以下的 Mg。由此，使粒径为0.01~l.Oym、且粒子数为1X104~2X105个/mm2的、以Al-Ti-Mg为主体的复合系氧化物均匀地微细分散，将HAZ组织微细化，提高了接缝韧性。
[0011] 在专利文献8、9所记载的技术中，使当量圆直径为0. 005~2. 0 y m的包含Ca、Al、 0元素的氧化物粒子分散于钢中。由此，将HAZ组织微细化，使接缝韧性提高。专利文献8 所记载的氧化物粒子，个数密度为100~5000个/_2,除了0以外的化学组成为Ca :5质 量％以上，以及A1 :5质量％以上。专利文献9记载的氧化物粒子，个数密度为100~3000 个/mm2,除了0以外的化学组成为Ca:3质量％以上，A1 :1质量％以上。
[0012] 在专利文献10所记载的技术中，在脱氧工序中将钢液中的溶存氧量调整为 0.0010~0.0050%，先添加11再添加41，进行脱氧，进而添加03、]\%、和1?]\1之中1种以上 的元素。由此，使当量圆直径为0. 005~0. 5 ym的氧化物以100个/mm2以上分散，将HAZ 组织微细化，提高了接缝韧性。
[0013] 作为晶粒内相变技术，可例示专利文献11~17所记载的技术。
[0014] 在专利文献11所记载的技术中，通过在焊接后的冷却过程中生成以VN为核的晶 粒内铁素体，将HAZ组织微细化，使接缝韧性提高。
[0015] 在专利文献12所记载的技术中，通过得到在熔合区附近微细地分散TiN和/或BN 粒子、并且粒径50 ym以下的铁素体的面积分率为60%以上的金属组织，使接缝韧性提高。
[0016] 在专利文献13所记载的技术中，通过使B从焊接金属向HAZ扩散，在HAZ内使BN 析出，以该BN为核生成微细铁素体，从而使接缝韧性提高。
[0017] 在专利文献14所记载的技术中，使钢的化学组成，成为冷却速度为2°C /s以下的 CCT曲线中的转变点变为670°C以上的化学组成，并且控制N-Ti-B的含量比。由此，生成以 BN为核的晶粒内铁素体，将HAZ组织微细化，使接缝韧性提高。
[0018] 在专利文献15所记载的技术中，在熔炼工序中将Ca添加时的溶存氧量调整为 0. 0010~0. 0030 %，并且适当地控制Ca、S、和0的添加量。由此，在CaS上析出MnS的复 合硫化物生成于钢中，该复合硫化物作为铁素体相变核发挥作用，将HAZ组织微细化，使接 缝初性提尚。
[0019] 在专利文献16所记载的技术中，使在Ti氧化物中析出了BN的复合夹杂物生成于 钢中。通过将该复合夹杂物作为晶粒内相变核，形成晶界铁素体分率为5%以下且针状铁素 体尺寸以当量圆直径计为10 um以下的微细的HAZ组织，使接缝韧性提高。
[0020] 在专利文献17所记载的技术中，使用Ti将钢液脱氧后，添加A1。通过以由此而生 成的Ti-Al复合氧化物为核，以使TiN、MnS、B系析出物进一步复合析出而形成的物质为铁 素体相变核，从而将HAZ组织微细化，使接缝韧性提高。
[0021]另外，作为为了使接缝韧性提高而控制脆化第二相的方法，有专利文献18~20所 记载的技术。
[0022] 在专利文献18所记载的技术中，使用具有C :低于0. 03%、Mn :0. 6~1. 2%、Ni : 1. 0~2. 3 %的化学成分，并且满足Ni < -2 XMn+4. 0的钢作成焊接接缝。由此，通过抑制 岛状马氏体的生成，使接缝韧性提高。
[0023] 在专利文献19所记载的技术中，向钢中有意地添加Mn，并且将作为杂质元素的P 的含量降低至0.008质量％以下。由此，通过促进在高热输入焊接后的冷却中生成的岛状 的未相变奥氏体分解而形成渗碳体，将岛状马氏体的面积率抑制为1 %以下，从而使接缝韧 性提尚°
[0024] 在专利文献20所记载的技术中，向钢中添加适量的Mn、Ni和Cr，进一步降低C含 量。由此，通过将形成于在多层焊接时被加热到2相区域的部分的岛状马氏体的平均面积 抑制为3 y m2以下，使接缝初性提尚。
[0025]另外，作为为了使焊接接缝的韧性提高而添加作为高韧性元素的Ni的方法，可例 示专利文献21和22所记载的技术。
[0026] 在专利文献21所记载的技术中，将Ni含量设为4. 0~7. 5%，并且将马氏体相变 开始温度（Ms)设为370°C以下。由此，将作为马氏体组织的构成单元的板条宽度微细化，使 接缝初性提尚。
[0027] 在专利文献22所记载的技术中，将Ni含量设为4.0~6.0%，并且将以规定的式 子表示的碳当量设为低于0. 40%。由此，使HAZ的硬度下降，使接缝韧性提高。
[0028] 作为使止裂性提高的方法，已知例如控制晶体粒径的方法、控制脆化第二相的方 法、控制织构的方法、以及添加作为高韧性元素的Ni的方法。
[0029] 作为为了使止裂性提高而控制晶体粒径的方法，可例示专利文献23~25所记载 的技术。
[0030] 在专利文献23所记载的技术中，通过以铁素体为母相，将该铁素体细粒化，从而 使止裂性提高。为得到那样的细粒铁素体，需要在钢板的制造时，将钢片冷却使得沿板厚方 向钢片厚度（铸片厚度或板坯厚度）的1/8以上变为Ar3点以下，在极低温区域进行轧制， 然后回热至超越Ac3点的温度，由此使铁素体再结晶。
[0031] 在专利文献24和25所记载的技术中，通过以铁素体为母相，将钢片的表层部暂时 冷却至Arl以下，然后在直到表层部回热为止的期间进行轧制，从而得到具有微细的铁素 体再结晶晶粒的钢板。
[0032] 另外，作为为了使止裂性提高而控制脆化第二相的方法，可例示专利文献26所记 载的技术。
[0033] 在专利文献26所记载的技术中，在成为母相的铁素体中使微细的脆化第二相（例 如马氏体）分散。由此，在脆性裂纹的前端部中的脆化第二相产生微小裂纹，使裂纹前端部 的应力状态缓和。
[0034] 另外，作为为了使止裂性提高而控制织构的方法，有专利文献27~39所记载的技 术。
[0035] 在专利文献27~39所记载的技术中，通过作为织构在例如表层部、板厚1/4部、 板厚1/2部的各板厚位置控制X射线面强度比，使裂纹的传播方向变化，使止裂性提高。
[0036] 并且，作为为了使止裂性提高而控制晶体粒径和织构两者的方法，可例示专利文 献40~42所记载的技术。
[0037] 在专利文献40所记载的技术中，通过使板厚1/2部的铁素体分率成为80%以上， 并且控制晶体粒径和X射线面强度比，使相对于轧制方向为45°方向的止裂性提高。
[0038] 在专利文献41所记载的技术中，通过控制表层和板厚1/2部的晶体粒径、以及利 用X射线测定的织构强度比，使止裂性提高。
[0039] 在专利文献42所记载的技术中，通过控制表层和板厚1/2部的晶体粒径、以及相 对于外部应力垂直的{100}面的面积率，使止裂性提高。
[0040]另外，作为为了使止裂性提高而添加作为高韧性元素的Ni的方法，有专利文献 43所记载的技术。在专利文献43所记载的技术中，通过将Ni含量设为超过5. 0且低于 10.0%，并且将由15°以上的大角度晶界包围的晶粒的当量圆粒径的平均值在板厚1/4位 置设为5. 5 ym以下，使止裂性提高。
[0041] 在先技术文献
[0042] 专利文献1 :日本国特公昭55-26164号公报
[0043] 专利文献2 :日本国特开2001-164333号公报
[0044] 专利文献3 :日本国特开平6-293936号公报
[0045] 专利文献4 :日本国特开平7-242985号公报
[0046] 专利文献5 :日本国特开平7-242925号公报
[0047] 专利文献6 :日本国特开平9-003597号公报
[0048] 专利文献7 :日本国特开平9-003598号公报
[0049] 专利文献8 :日本国特开2001-342537号公报
[0050] 专利文献9 :日本国特开2003-313629号公报
[0051] 专利文献10 :日本国特开2005-320624号公报
[0052] 专利文献11 :日本国特开平5-186848号公报
[0053] 专利文献12 :日本国特开平9-324238号公报
[0054] 专利文献13 :日本国特开2003-211268号公报
[0055] 专利文献14 :日本国特开2005-008967号公报
[0056] 专利文献15 :日本国特开2005-068519号公报
[0057] 专利文献16 :日本国特开2007-277681号公报
[0058] 专利文献17 :日本国特开平5-239528号公报
[0059] 专利文献18 :日本国特开2002-060891号公报
[0060] 专利文献19 :日本国特开2011-032519号公报
[0061] 专利文献20 :日本国特开2012-172243号公报
[0062] 专利文献21 :日本国特开平6-136483号公报
[0063] 专利文献22 :日本国特开平6-192729号公报
[0064] 专利文献23 :日本国特开昭61-235534号公报
[0065] 专利文献24 :日本国特开2003-221619号公报
[0066] 专利文献25 :日本国特开平5-148542号公报
[0067] 专利文献26 :日本国特开昭59-47323号公报
[0068] 专利文献27 :日本国特开2008-045174号公报
[0069] 专利文献28 :日本国特开2008-069380号公报
[0070] 专利文献29 :日本国特开2008-111165号公报
[0071] 专利文献30 :日本国特开2008-111166号公报
[0072] 专利文献31 :日本国特开2008-169467号公报
[0073] 专利文献32 :日本国特开200