JP2010248590A - 溶接熱影響部のｃｔｏｄ特性が優れた鋼およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】 小〜中入熱の多層溶接等において、−６０℃のＦＬ部のＣＴＯＤ特性に加え、ＩＣ部のＣＴＯＤ特性も満足させるこれまでにない優れたＣＴＯＤ（破壊靭性）特性を有する高強度の鋼およびその製造方法を提供すること。
【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０１５〜０．０４５％、Ｓｉ：０．０５〜０．２０％、Ｍｎ：２．０〜３．０％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｏ：０．００１５〜０．００３５％、Ｎ：０．００２〜０．００６％を含有し、ＰＣＴＯＤが０．０６５以下およびＣｅｑＨが０．２３５以下で、残部が鉄及び不可避不純物からなることを特徴とする溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼。
【選択図】 図１
【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０１５〜０．０４５％、Ｓｉ：０．０５〜０．２０％、Ｍｎ：２．０〜３．０％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｏ：０．００１５〜０．００３５％、Ｎ：０．００２〜０．００６％を含有し、ＰＣＴＯＤが０．０６５以下およびＣｅｑＨが０．２３５以下で、残部が鉄及び不可避不純物からなることを特徴とする溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼。
【選択図】 図１
Description
本発明は小入熱溶接から中入熱溶接の溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ；ＨＡＺ）のＣＴＯＤ特性が優れた鋼及びその製造法に関し、特に、小入熱溶接から中入熱溶接時に最も靭性が劣化するＦＬ部やＩＣ部のＣＴＯＤ特性が極めて良好で優れた靭性を示す溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼及びその製造方法に関するものである。
近年、厳しい使用環境で使用される鋼材が要求されている。例えば、北極圏等の寒冷地域等で用いられる海洋構造物や耐震性建築物等の鋼構造物に適した高強度の鋼材として、破壊靭性の指標であるＣＴＯＤ（Ｃｒａｃｋ Ｔｉｐ Ｏｐｅｎｉｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ）特性が優れた鋼材が要求されており、溶接部においても優れたＣＴＯＤ特性が必要とされる。
溶接熱影響部（ＨＡＺ）のＣＴＯＤ特性は、ＦＬ部（Ｆｕｓｉｏｎ Ｌｉｎｅ；ＷＭ（溶接金属）とＨＡＺ（溶接熱影響部）との境界）およびＩＣ部（Ｉｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌ ＨＡＺ；ＨＡＺとＢＭ（母材）との境界）の２箇所の位置（ノッチ）で評価されるが、これまではＦＬのみがＣＴＯＤ特性改善の対象とされていた。
これは、試験温度があまり厳しくない条件では、ＦＬ部のＣＴＯＤ特性を満足すれば、ＩＣ部のＣＴＯＤ特性は十分な値が得られるため、問題となっていなかったことによる。
しかしながら、−６０℃もの厳しい試験条件下では、ＩＣ部で低ＣＴＯＤ値が発生するケースがかなりの頻度で発生することがわかり、その対策が求められてきた。
この対策として、例えば、小〜中入熱の溶接継手で−６０℃の厳しい試験条件下での良好なＣＴＯＤ特性が得られることを示している技術があるが（例えば、特許文献１参照）、ここでは、ＩＣ部のＣＴＯＤ特性の記述はなされていない。
本発明は、小〜中入熱の多層溶接等において、−６０℃のＦＬ部のＣＴＯＤ特性に加え、ＩＣ部のＣＴＯＤ特性も満足させるこれまでにない優れたＣＴＯＤ（破壊靭性）特性を有する高強度の鋼およびその製造方法を提供することを課題とするものである。
本発明者らは、小入熱溶接から中入熱溶接時に最も靭性が劣化する溶接部のＦＬ部とＩＣ部との両方のＣＴＯＤ特性を向上させることについて鋭意研究した。その結果、ＦＬ部とＩＣ部との両方のＣＴＯＤ特性の向上には、非金属介在物の低減が最も重要で、このためＯ（鋼中酸素）の低減が必須であるが、Ｏの低減により粒内変態フェライト（ＩＧＦ）が減少するので、ＦＬ部のＣＴＯＤ特性を劣化させる合金元素の低減が必要となること、そして、ＩＣ部のＣＴＯＤ特性の向上は鋼板酸素の低減だけでは難しく、硬さの低減が有効であることを見出し、本発明を完成した。
本発明の要旨は、以下の通りである。
（１） 質量％で、
Ｃ：０．０１５〜０．０４５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２０％、
Ｍｎ：２．０〜３．０％、
Ｐ：０．００８％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．００４％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、
Ｎｂ：０．００５％以下、
Ｏ：０．００１５〜０．００３５％、
Ｎ：０．００２〜０．００６％
を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなる化学成分の鋼であって、かつ下記（１）式で示すＰCTODが０．０４５以下および下記（２）式で示すＣeqHが０．２３５以下であることを特徴とする溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼。
ここで、
ＰCTOD＝Ｃ ・・・・ （１）
ＣeqH＝Ｃ＋Ｓｉ／４．１６＋Ｍｎ／１４．９＋１．１２Ｎｂ ・・・・ （２）
Ｃ：０．０１５〜０．０４５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２０％、
Ｍｎ：２．０〜３．０％、
Ｐ：０．００８％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．００４％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、
Ｎｂ：０．００５％以下、
Ｏ：０．００１５〜０．００３５％、
Ｎ：０．００２〜０．００６％
を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなる化学成分の鋼であって、かつ下記（１）式で示すＰCTODが０．０４５以下および下記（２）式で示すＣeqHが０．２３５以下であることを特徴とする溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼。
ここで、
ＰCTOD＝Ｃ ・・・・ （１）
ＣeqH＝Ｃ＋Ｓｉ／４．１６＋Ｍｎ／１４．９＋１．１２Ｎｂ ・・・・ （２）
（２） 前記鋼が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．３５％未満、
Ｎｉ：０．７０％未満
の１種または２種を含有する化学成分の鋼であって、かつ下記（３）式で示すＰCTODが０．０６５以下および下記（４）式で示すＣeqHが０．２３５以下であることを特徴とする上記（１）に記載の溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼。
ここで、
ＰCTOD＝Ｃ＋Ｃｕ／２２＋Ｎｉ／６７ ・・・・ （３）
ＣeqH＝Ｃ＋Ｓｉ／４．１６＋Ｍｎ／１４．９＋Ｃｕ／１２．９
＋１．１２Ｎｂ ・・・・ （４）
Ｃｕ：０．３５％未満、
Ｎｉ：０．７０％未満
の１種または２種を含有する化学成分の鋼であって、かつ下記（３）式で示すＰCTODが０．０６５以下および下記（４）式で示すＣeqHが０．２３５以下であることを特徴とする上記（１）に記載の溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼。
ここで、
ＰCTOD＝Ｃ＋Ｃｕ／２２＋Ｎｉ／６７ ・・・・ （３）
ＣeqH＝Ｃ＋Ｓｉ／４．１６＋Ｍｎ／１４．９＋Ｃｕ／１２．９
＋１．１２Ｎｂ ・・・・ （４）
（３） 前記鋼が、さらに、質量％で、
Ｖ：０．００５〜０．０２０％
を含有する化学成分の鋼であって、かつ下記（５）式で示すＰCTODが０．０６５以下および下記（６）式で示すＣeqHが０．２３５以下であることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼。
ここで、
ＰCTOD＝Ｃ＋Ｖ／３＋Ｃｕ／２２＋Ｎｉ／６７ ・・・・ （５）
ＣeqH＝Ｃ＋Ｓｉ／４．１６＋Ｍｎ／１４．９＋Ｃｕ／１２．９
＋１．１２Ｎｂ＋Ｖ／１．８２ ・・・・ （６）
Ｖ：０．００５〜０．０２０％
を含有する化学成分の鋼であって、かつ下記（５）式で示すＰCTODが０．０６５以下および下記（６）式で示すＣeqHが０．２３５以下であることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼。
ここで、
ＰCTOD＝Ｃ＋Ｖ／３＋Ｃｕ／２２＋Ｎｉ／６７ ・・・・ （５）
ＣeqH＝Ｃ＋Ｓｉ／４．１６＋Ｍｎ／１４．９＋Ｃｕ／１２．９
＋１．１２Ｎｂ＋Ｖ／１．８２ ・・・・ （６）
（４） 質量％で、
Ｃ：０．０１５〜０．０４５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２０％、
Ｍｎ：２．０〜３．０％、
Ｐ：０．００８％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．００４％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、
Ｎｂ：０．００５％以下、
Ｏ：０．００１５〜０．００３５％、
Ｎ：０．００２〜０．００６％
を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなる化学成分の鋼であって、かつ下記（１）式で示すＰCTODが０．０４５以下および下記（２）式で示すＣeqHが０．２３５以下である鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後９５０〜１１００℃の温度に再加熱後、加工熱処理をすることを特徴とする溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼の製造法。
ここで、
ＰCTOD＝Ｃ ・・・・ （１）
ＣeqH＝Ｃ＋Ｓｉ／４．１６＋Ｍｎ／１４．９＋１．１２Ｎｂ ・・・・ （２）
Ｃ：０．０１５〜０．０４５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２０％、
Ｍｎ：２．０〜３．０％、
Ｐ：０．００８％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．００４％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、
Ｎｂ：０．００５％以下、
Ｏ：０．００１５〜０．００３５％、
Ｎ：０．００２〜０．００６％
を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなる化学成分の鋼であって、かつ下記（１）式で示すＰCTODが０．０４５以下および下記（２）式で示すＣeqHが０．２３５以下である鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後９５０〜１１００℃の温度に再加熱後、加工熱処理をすることを特徴とする溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼の製造法。
ここで、
ＰCTOD＝Ｃ ・・・・ （１）
ＣeqH＝Ｃ＋Ｓｉ／４．１６＋Ｍｎ／１４．９＋１．１２Ｎｂ ・・・・ （２）
（５） 前記鋼が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．３５％未満、
Ｎｉ：０．７０％未満
の１種または２種を含有する化学成分の鋼であって、かつ下記（３）式で示すＰCTODが０．０６５以下および下記（４）式で示すＣeqHが０．２３５以下の鋼であることを特徴とする上記（４）に記載の溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼の製造法。
ここで、
ＰCTOD＝Ｃ＋Ｃｕ／２２＋Ｎｉ／６７ ・・・・ （３）
ＣeqH＝Ｃ＋Ｓｉ／４．１６＋Ｍｎ／１４．９＋Ｃｕ／１２．９
＋１．１２Ｎｂ ・・・・ （４）
Ｃｕ：０．３５％未満、
Ｎｉ：０．７０％未満
の１種または２種を含有する化学成分の鋼であって、かつ下記（３）式で示すＰCTODが０．０６５以下および下記（４）式で示すＣeqHが０．２３５以下の鋼であることを特徴とする上記（４）に記載の溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼の製造法。
ここで、
ＰCTOD＝Ｃ＋Ｃｕ／２２＋Ｎｉ／６７ ・・・・ （３）
ＣeqH＝Ｃ＋Ｓｉ／４．１６＋Ｍｎ／１４．９＋Ｃｕ／１２．９
＋１．１２Ｎｂ ・・・・ （４）
（６） 前記鋼が、さらに、質量％で、
Ｖ：０．００５〜０．０２０％
を含有する化学成分の鋼であって、かつ下記（５）式で示すＰCTODが０．０６５以下および下記（６）式で示すＣeqHが０．２３５以下の鋼であることを特徴とする上記（４）または（５）に記載の溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼の製造法。
ここで、
ＰCTOD＝Ｃ＋Ｖ／３＋Ｃｕ／２２＋Ｎｉ／６７ ・・・・ （５）
ＣeqH＝Ｃ＋Ｓｉ／４．１６＋Ｍｎ／１４．９＋Ｃｕ／１２．９
＋１．１２Ｎｂ＋Ｖ／１．８２ ・・・・ （６）
Ｖ：０．００５〜０．０２０％
を含有する化学成分の鋼であって、かつ下記（５）式で示すＰCTODが０．０６５以下および下記（６）式で示すＣeqHが０．２３５以下の鋼であることを特徴とする上記（４）または（５）に記載の溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼の製造法。
ここで、
ＰCTOD＝Ｃ＋Ｖ／３＋Ｃｕ／２２＋Ｎｉ／６７ ・・・・ （５）
ＣeqH＝Ｃ＋Ｓｉ／４．１６＋Ｍｎ／１４．９＋Ｃｕ／１２．９
＋１．１２Ｎｂ＋Ｖ／１．８２ ・・・・ （６）
本発明により製造した鋼は、小〜中入熱の多層溶接等の溶接時に最も靭性が劣化するＦＬ部及びＩＣ部のＣＴＯＤ特性が極めて良好で優れた靭性を示す。これにより、海洋構造物、耐震性建築物等の厳しい環境で使用される高強度の鋼材の製造を可能とした。
以下に本発明の詳細を説明する。
本発明者らの研究によれば、小〜中入熱（板厚５０ｍｍで１．５〜６．０ｋＪ／ｍｍ）溶接ＨＡＺの−６０℃のＦＬ部とＩＣ部のＣＴＯＤ特性を満足させるためには、ＦＬ部のＣＴＯＤ特性を満足させ、ＩＣ部のＣＴＯＤ特性の向上を目的とした酸化物系の非金属介在物の低減が最も重要で、Ｏ（鋼中酸素）の低減が必須となる。
つまり、従来技術では、優れたＦＬ部のＣＴＯＤ特性確保のために、Ｔｉ酸化物に代表される酸化物系の非金属介在物を粒内変態フェライト（Ｉｎｔｒａｇｒａｎｕｌａｒ Ｆｅｒｒｉｔｅ；ＩＧＦ）を変態核として利用するため、ある程度のＯの添加が必要であった。その一方で、本発明者らの研究により、−６０℃のＦＬ部とＩＣ部のＣＴＯＤ特性を向上させるためには、酸化物系の非金属介在物の低減が必要なことを見出した。
Ｏの低減によりＩＧＦが減少するため、ＦＬ部のＣＴＯＤ特性を劣化させる合金元素の低減が必要となる。図１に、ＦＬ相当再現ＨＡＺのＣＴＯＤ特性とＰCTODとの関係を示す。ここで、鋼成分のパラメータとして下記（７）式で表すことができるＰCTODは、多数の実験室溶製鋼でのＦＬ相当再現ＨＡＺのＣＴＯＤ特性（Ｔδc0.1(FL)）と鋼成分の解析から導出した経験式である。
ＰCTOD＝Ｃ＋Ｖ／３＋Ｃｕ／２２＋Ｎｉ／６７ ・・・・ （７）
なお、上記式中の元素は、含有質量％を意味し、含有されていない場合は０とする。
図１に示したＦＬ相当再現ＨＡＺにおいて、Ｔδc0.1(FL)≦−１１０℃という目標レベルは、多数の実験で得られた知見であり、板厚５０〜１００ｍｍの鋼板の実継手ＦＬノッチにおいて、−６０℃で安定して０．２５ｍｍ以上のＣＴＯＤ値を得るために必要な値である。図１から、ＦＬ相当再現ＨＡＺにおいて、Ｔδc0.1(FL)≦−１１０℃とするためには、鋼成分パラメータＰCTODを０．０６５％以下に制御する必要があることがわかる。
ＰCTOD＝Ｃ＋Ｖ／３＋Ｃｕ／２２＋Ｎｉ／６７ ・・・・ （７）
なお、上記式中の元素は、含有質量％を意味し、含有されていない場合は０とする。
図１に示したＦＬ相当再現ＨＡＺにおいて、Ｔδc0.1(FL)≦−１１０℃という目標レベルは、多数の実験で得られた知見であり、板厚５０〜１００ｍｍの鋼板の実継手ＦＬノッチにおいて、−６０℃で安定して０．２５ｍｍ以上のＣＴＯＤ値を得るために必要な値である。図１から、ＦＬ相当再現ＨＡＺにおいて、Ｔδc0.1(FL)≦−１１０℃とするためには、鋼成分パラメータＰCTODを０．０６５％以下に制御する必要があることがわかる。
図１のＴδc0.1(FL)について、ＦＬ相当再現熱サイクル処理（Ｔｒｉｐｌｅ ｃｙｃｌｅ）、１ｓｔ：１４００℃（８００〜５００℃：１５ｓｅｃ）、２ｎｄ：７６０℃（７６０〜５００℃：２２ｓｅｃ）、３ｒｄ：５００℃（５００〜３００℃：６０ｓｅｃ）を施した断面１０ｍｍｘ２０ｍｍの試験片を、ＢＳ７４４８（Ｂｒｉｔｉｓｈ Ｓｔａｎｄａｒｄ）に則り実施したＣＴＯＤ試験により得られたものである。このＴδc0.1(FL)は、各試験温度で３本実施したＣＴＯＤ（δ）値の最低値が０．１ｍｍを超える温度（℃）を意味する。なお、ＣＴＯＤ試験における板厚効果を考慮すると、板厚５０〜１００ｍｍの鋼板の実継手ＦＬノッチで−６０℃を安定して０．２５ｍｍ以上のＣＴＯＤ値を得るためには、経験的にＴδc0.1(FL)を−１１０℃以下にする必要がある。
また、ＩＣ部のＣＴＯＤ特性の向上は鋼中酸素の低減だけでは難しく、硬さの低減が有効であることを見出した。
図２に後述するＩｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌ ＨＡＺ（ＩＣＨＡＺ）相当の再現熱サイクルを受けた試験片のＣＴＯＤ特性とＩＣＨＡＺ相当の硬さの関係を、図３に鋼成分硬さパラメータＣeqHとＩＣＨＡＺ相当ＨＡＺ硬さの関係を示す。
ここで、図２に示したＩＣＨＡＺ相当の再現ＨＡＺ（断面１０ｍｍｘ２０ｍｍ）のＴδc0.1(ICHAZ)が−１１０℃以下という目標レベルは多数の実験で得られた知見であり、板厚５０〜１００ｍｍの鋼板の実継手のＩＣノッチの−６０℃で０．２５ｍｍ程度のＣＴＯＤ値を得るための必要値である。
図２、３から再現ＨＡＺのＴδc0.1(ICHAZ)を−１１０℃以下とするためには、硬さをＨｖ１７６以下、鋼成分硬さパラメータ下記（８）式で表されるＣeqHを０．２３５以下に制御する必要があることがわかる。より硬さを低くするために、０．２２５以下が望ましい。
なお、試験方法としては、ＣＴＯＤ試験方法のＢＳ７４４８（Ｂｒｉｔｉｓｈ Ｓｔａｎｄａｒｄ）を適用しており、用いたＩＣＨＡＺ相当再現熱サイクル処理（Ｔｒｉｐｌｅ ｃｙｃｌｅ）は、１ｓｔ：９５０℃（８００〜５００℃：２０ｓｅｃ）、２ｎｄ：７７０℃（７７０〜５００℃：２２ｓｅｃ）、３ｒｄ：４５０℃（４５０〜３００℃：６５ｓｅｃ）である。ここで、
ＣeqH＝Ｃ＋Ｓｉ／４．１６＋Ｍｎ／１４．９＋Ｃｕ／１２．９
＋１．１２Ｎｂ＋Ｖ／１．８２ ・・・・ （８）
と定義される。ＰCTODやＣeqHの量を制限しても、その他の合金元素を適正化しなければ、高強度と優れたＣＴＯＤ特性を兼ね備えた鋼は製造できない。
なお、上記式中の元素は、含有質量％を意味し、含有されていない場合は０とする。
ＣeqH＝Ｃ＋Ｓｉ／４．１６＋Ｍｎ／１４．９＋Ｃｕ／１２．９
＋１．１２Ｎｂ＋Ｖ／１．８２ ・・・・ （８）
と定義される。ＰCTODやＣeqHの量を制限しても、その他の合金元素を適正化しなければ、高強度と優れたＣＴＯＤ特性を兼ね備えた鋼は製造できない。
なお、上記式中の元素は、含有質量％を意味し、含有されていない場合は０とする。
以下に本発明の限定理由について説明する。まず、本発明鋼材の組成限定理由について説明する。以下の組成についての％は、質量％を意味する。
Ｃ：０．０１５〜０．０４５％
Ｃは強度を得るため０．０１５％以上は必要であるが、０．０４５％超では溶接ＨＡＺの特性を劣化させ、−６０℃のＣＴＯＤ特性を満足できないため０．０４５％を上限とする。
Ｃは強度を得るため０．０１５％以上は必要であるが、０．０４５％超では溶接ＨＡＺの特性を劣化させ、−６０℃のＣＴＯＤ特性を満足できないため０．０４５％を上限とする。
Ｓｉ：０．０５〜０．２０％
Ｓｉは良好なＨＡＺ靭性を得るために少ない方が好ましいが、発明鋼ではＡｌを添加していないため、脱酸上０．０５％以上は必要である。しかしながら、０．２０％超ではＨＡＺ靭性を害するため、０．２０％を上限とする。より良好なＨＡＺ靭性を得るためには、０．１５％以下が望ましい。
Ｓｉは良好なＨＡＺ靭性を得るために少ない方が好ましいが、発明鋼ではＡｌを添加していないため、脱酸上０．０５％以上は必要である。しかしながら、０．２０％超ではＨＡＺ靭性を害するため、０．２０％を上限とする。より良好なＨＡＺ靭性を得るためには、０．１５％以下が望ましい。
Ｍｎ：２．０〜３．０％
Ｍｎはミクロ組織を適正化する効果が大きく安価な元素であることや、ＨＡＺ靭性に対して有害な粒界からの変態を抑制する効果を有し、ＨＡＺ靭性を害することが少ないために添加量を多くしたいが、３．０％超ではＩＣＨＡＺの硬さが増加し、靭性が劣化するため３．０％を上限とした。また、２．０％未満ではミクロ組織の適正化効果が小さいため、下限を２．０％とした。
Ｍｎはミクロ組織を適正化する効果が大きく安価な元素であることや、ＨＡＺ靭性に対して有害な粒界からの変態を抑制する効果を有し、ＨＡＺ靭性を害することが少ないために添加量を多くしたいが、３．０％超ではＩＣＨＡＺの硬さが増加し、靭性が劣化するため３．０％を上限とした。また、２．０％未満ではミクロ組織の適正化効果が小さいため、下限を２．０％とした。
Ｐ：０．００８％以下
Ｐは、不可避不純物として含有され、粒界に偏析して鋼の靱性を劣化させるので、できるだけ低減することが望ましいが、工業生産的な制約もあり、０．００８％を上限とした。より良好なＨＡＺ靭性を得るためには、０．００５％以下が望ましい。
Ｐは、不可避不純物として含有され、粒界に偏析して鋼の靱性を劣化させるので、できるだけ低減することが望ましいが、工業生産的な制約もあり、０．００８％を上限とした。より良好なＨＡＺ靭性を得るためには、０．００５％以下が望ましい。
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、不可避不純物として含有され、母材靭性、ＨＡＺ靭性の観点からともに少ない方がよいが、工業生産的な制約もあり、０．００５％を上限とした。より良好なＨＡＺ靭性を得るためには、０．００３％以下が望ましい。
Ｓは、不可避不純物として含有され、母材靭性、ＨＡＺ靭性の観点からともに少ない方がよいが、工業生産的な制約もあり、０．００５％を上限とした。より良好なＨＡＺ靭性を得るためには、０．００３％以下が望ましい。
Ａｌ：０．００４％以下
Ａｌは、Ｔｉ酸化物を生成させるために少ない方が好ましいが、工業生産的に制約があり、０．００４％を上限とした。
Ａｌは、Ｔｉ酸化物を生成させるために少ない方が好ましいが、工業生産的に制約があり、０．００４％を上限とした。
Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％
Ｔｉは、Ｔｉ酸化物を生成させミクロ組織を微細化させるが、多すぎるとＴｉＣを生成し、ＨＡＺ靭性を劣化させるため、０．００５〜０．０１５％が適正範囲である。よりＨＡＺ靭性を改善するためには、０．０１３％以下が望ましい。
Ｔｉは、Ｔｉ酸化物を生成させミクロ組織を微細化させるが、多すぎるとＴｉＣを生成し、ＨＡＺ靭性を劣化させるため、０．００５〜０．０１５％が適正範囲である。よりＨＡＺ靭性を改善するためには、０．０１３％以下が望ましい。
Ｎｂ：０．００５％以下
Ｎｂは、母材の強度と靭性の観点から有益であるが、ＨＡＺ靭性には有害である。このため、ＨＡＺ靭性を著しく低下しない範囲である０．００５％まで添加できる。ただし、よりＨＡＺ靭性を改善させるためには、０．００２％以下に制限することがより望ましい。
Ｎｂは、母材の強度と靭性の観点から有益であるが、ＨＡＺ靭性には有害である。このため、ＨＡＺ靭性を著しく低下しない範囲である０．００５％まで添加できる。ただし、よりＨＡＺ靭性を改善させるためには、０．００２％以下に制限することがより望ましい。
Ｎ：０．００２〜０．００６％
Ｎは、Ｔｉ窒化物生成に必要であるが、０．００２％未満では効果が少なく、０．００６％超では鋼片製造時に表面疵が発生するため、上限を０．００６％とした。より良好なＨＡＺ靭性を得るためには、０．００５％以下が望ましい。
Ｎは、Ｔｉ窒化物生成に必要であるが、０．００２％未満では効果が少なく、０．００６％超では鋼片製造時に表面疵が発生するため、上限を０．００６％とした。より良好なＨＡＺ靭性を得るためには、０．００５％以下が望ましい。
Ｏ：０．００１５〜０．００３５％
Ｏは、ＴｉのＦＬ部のＩＧＦの生成核としての酸化物の生成性から０．００１５％以上が必須である。しかし、Ｏが多すぎると酸化物のサイズおよび個数が課題となって、ＩＣ部のＣＴＯＤ特性を劣化させるため、０．００１５〜０．００３５％を制限範囲とした。より良好なＨＡＺ靭性を得るためには、０．００３０％以下が、より好ましくは０．００２８％以下が望ましい。
Ｏは、ＴｉのＦＬ部のＩＧＦの生成核としての酸化物の生成性から０．００１５％以上が必須である。しかし、Ｏが多すぎると酸化物のサイズおよび個数が課題となって、ＩＣ部のＣＴＯＤ特性を劣化させるため、０．００１５〜０．００３５％を制限範囲とした。より良好なＨＡＺ靭性を得るためには、０．００３０％以下が、より好ましくは０．００２８％以下が望ましい。
次に選択的に添加する成分であるＣｕ、Ｎｉ、Ｖについて説明する。
Ｃｕ：０．３５％未満
Ｃｕは、ＨＡＺ靭性の劣化が少なく、母材の強度を向上させる効果があり有効で、ＩＣＨＡＺの硬さの増加も少なく有効であるが、高価な合金であるため、０．３５％未満を制限範囲とした。なお、下限は特に限定するものではないが望ましくは０．０１％以上である。
Ｃｕは、ＨＡＺ靭性の劣化が少なく、母材の強度を向上させる効果があり有効で、ＩＣＨＡＺの硬さの増加も少なく有効であるが、高価な合金であるため、０．３５％未満を制限範囲とした。なお、下限は特に限定するものではないが望ましくは０．０１％以上である。
Ｎｉ：０．７０％未満
Ｎｉは、ＨＡＺ靭性の劣化が少なく、母材の強度を向上させる効果があり有効で、ＩＣＨＡＺの硬さの増加も少なく有効であるが、高価な合金であるため、０．７０％未満を制限範囲とした。なお、下限は特に限定するものではないが望ましくは０．０１％以上である。
Ｎｉは、ＨＡＺ靭性の劣化が少なく、母材の強度を向上させる効果があり有効で、ＩＣＨＡＺの硬さの増加も少なく有効であるが、高価な合金であるため、０．７０％未満を制限範囲とした。なお、下限は特に限定するものではないが望ましくは０．０１％以上である。
Ｖ：０．００５〜０．０２０％
基本となる成分にさらにＶを添加する目的は、母材強度の向上に有効なためであるが、この効果を発揮させるためには０．００５％以上とすることが必要である。一方、０．０２０％を超えて添加するとＨＡＺ靭性を害することになるので、ＨＡＺ靭性を大きく害しない範囲として、Ｖの上限を０．０２０％以下とした。
基本となる成分にさらにＶを添加する目的は、母材強度の向上に有効なためであるが、この効果を発揮させるためには０．００５％以上とすることが必要である。一方、０．０２０％を超えて添加するとＨＡＺ靭性を害することになるので、ＨＡＺ靭性を大きく害しない範囲として、Ｖの上限を０．０２０％以下とした。
鋼の成分を上記のように限定しても製造法が適切でなければ目的とした効果は発揮できない。このため、製造条件についても限定が必要である。以下で、製造条件限定の理由について説明する。
本発明鋼は工業的には連続鋳造法で製造することが必須である。その理由は溶鋼の凝固冷却速度が速く、スラブ中に微細なＴｉ酸化物とＴｉ窒化物を多量に生成することが可能なためである。
スラブの圧延に際し、その再加熱温度は９５０〜１１００℃とする必要がある。再加熱温度が１１００℃を超えるとＴｉ窒化物が粗大化して母材の靭性劣化やＨＡＺ靭性改善効果が期待できないためである。また、９５０℃未満の再加熱温度では、圧延の負荷が大きく、生産性を著しく阻害するため、９５０℃が下限の再加熱温度である。再加熱温度は９５０〜１１００℃でも十分に優れた母材靭性を確保可能であるが、さらに極めて優れた母材靭性が要求される場合は、再加熱温度は９５０〜１０５０℃とするのがよい。
再加熱後の製造法は加工熱処理が必須である。加工熱処理は圧延温度を鋼成分に適した範囲に制御し、その後に必要に応じて水冷等を施す処理であり、この処理により、オーステナイト粒の微細化、およびミクロ組織の微細化を行うことができる。これにより、鋼材の強度向上や靭性を改善させることができる製造方法である。本発明鋼でも、優れたＨＡＺ靭性が得られても、母材の靭性が劣っていると鋼材としては不十分なため加工熱処理法が必須である。なお、加工熱処理法の条件として、未再結晶域温度における累積圧下率が３０％以上であるのが望ましい。
加工熱処理の方法としては（１）制御圧延、（２）制御圧延−加速冷却、（３）圧延後直接焼入れ−焼戻しが挙げられるが、好ましい方法は（２）制御圧延−加速冷却法である。なお、この鋼を製造後脱水素処理などの目的でＡｒ３変態点以下の温度に再加熱しても、本発明の特徴を損なうものではない。
以下、実施例および比較例に基づいて本発明を説明する。
転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の厚鋼板を製造し、母材強度や溶接継手のＣＴＯＤ試験を実施した。溶接は、一般的に試験溶接として用いられている潜弧溶接（ＳＡＷ）法で、溶接溶け込み線（ＦＬ）が垂直になるようにＫ開先で溶接入熱は４．５〜５．０ｋＪ／ｍｍで実施した。
ＣＴＯＤ試験はｔ（板厚）×２ｔのサイズでノッチは５０％疲労き裂で実施し、ノッチ位置はＦＬ（ＷＭとＨＡＺの境界）およびＩＣ（ＨＡＺとＢＭ（母材）の境界）の２箇所で、−６０℃でそれぞれ５本の試験を実施した。
表１に鋼の化学成分を示し、表２に製造条件および母材、溶接継手のＣＴＯＤ特性を示す。表２中の加工熱処理方法の記号は、以下の熱処理方法を意味する。
ＣＲ：制御圧延（強度・靭性に最適な温度域での圧延）
ＡＣＣ：加速冷却（制御圧延に４００〜６００℃の温度域まで水冷後放冷）
ＤＱ：圧延直後焼入れ−焼戻し処理（圧延直後に常温まで水冷し、その後に焼戻し処理）
また、表２中の溶接継手のＣＴＯＤ試験結果において、δCAveは５本の試験結果の平均値を、δCminは５本の試験のうちの最低値を示す。
ＣＲ：制御圧延（強度・靭性に最適な温度域での圧延）
ＡＣＣ：加速冷却（制御圧延に４００〜６００℃の温度域まで水冷後放冷）
ＤＱ：圧延直後焼入れ−焼戻し処理（圧延直後に常温まで水冷し、その後に焼戻し処理）
また、表２中の溶接継手のＣＴＯＤ試験結果において、δCAveは５本の試験結果の平均値を、δCminは５本の試験のうちの最低値を示す。
本発明で製造した鋼板（本発明鋼）は降伏強度（ＹＳ）が４２４Ｎ／ｍｍ2以上、引張強度（ＴＳ）が５０１Ｎ／ｍｍ2以上で、−６０℃のＣＴＯＤ値がＦＬノッチのδCminで０．３９ｍｍ以上、ＩＣノッチのδCminで０．６２ｍｍ以上の良好な破壊靭性を示した。
これに対し、比較鋼の強度は発明鋼と概ね同等であるが、ＣＴＯＤ値が劣り、厳しい環境下で使用される鋼板として適切ではない。
鋼２３〜４２は表１から明らかなように、化学成分について本発明から逸脱した比較例を示したものである。これらの鋼は、それぞれＣ量（鋼２３、鋼４１）、Ｓｉ量（鋼２４）、Ｍｎ量（鋼２５、鋼２６）、Ｐ量（鋼２７）、Ｓ量（鋼２８）、Ｎｂ量（鋼２９、鋼３４）、Ｖ量（鋼３０）、Ａｌ量（鋼３１、鋼４２）、Ｔｉ量（鋼３２、鋼３３）、Ｏ量（鋼３５、鋼３６）、Ｎ量（鋼３７、鋼３８）、ＰCTOD（鋼３９）、ＣeqH量（鋼４０）の条件が発明のものと異なっている。比較鋼の強度は発明鋼と概ね同等であるが、ＣＴＯＤ値が劣り、厳しい環境下で使用される鋼板として適切ではない。
また、鋼２２の例にあるように、発明鋼でも加熱条件が満たされなければ、ＣＴＯＤ値が劣ることがわかる。
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ：０．０１５〜０．０４５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２０％、
Ｍｎ：２．０〜３．０％、
Ｐ：０．００８％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．００４％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、
Ｎｂ：０．００５％以下、
Ｏ：０．００１５〜０．００３５％、
Ｎ：０．００２〜０．００６％
を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなる化学成分の鋼であって、かつ下記（１）式で示すＰCTODが０．０４５以下および下記（２）式で示すＣeqHが０．２３５以下であることを特徴とする溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼。
ここで、
ＰCTOD＝Ｃ ・・・・ （１）
ＣeqH＝Ｃ＋Ｓｉ／４．１６＋Ｍｎ／１４．９＋１．１２Ｎｂ ・・・・ （２） - 前記鋼が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．３５％未満、
Ｎｉ：０．７０％未満
の１種または２種を含有する化学成分の鋼であって、かつ下記（３）式で示すＰCTODが０．０６５以下および下記（４）式で示すＣeqHが０．２３５以下であることを特徴とする請求項１に記載の溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼。
ここで、
ＰCTOD＝Ｃ＋Ｃｕ／２２＋Ｎｉ／６７ ・・・・ （３）
ＣeqH＝Ｃ＋Ｓｉ／４．１６＋Ｍｎ／１４．９＋Ｃｕ／１２．９
＋１．１２Ｎｂ ・・・・ （４） - 前記鋼が、さらに、質量％で、
Ｖ：０．００５〜０．０２０％
を含有する化学成分の鋼であって、かつ下記（５）式で示すＰCTODが０．０６５以下および下記（６）式で示すＣeqHが０．２３５以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼。
ここで、
ＰCTOD＝Ｃ＋Ｖ／３＋Ｃｕ／２２＋Ｎｉ／６７ ・・・・ （５）
ＣeqH＝Ｃ＋Ｓｉ／４．１６＋Ｍｎ／１４．９＋Ｃｕ／１２．９
＋１．１２Ｎｂ＋Ｖ／１．８２ ・・・・ （６） - 質量％で、
Ｃ：０．０１５〜０．０４５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２０％、
Ｍｎ：２．０〜３．０％、
Ｐ：０．００８％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．００４％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、
Ｎｂ：０．００５％以下、
Ｏ：０．００１５〜０．００３５％、
Ｎ：０．００２〜０．００６％
を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなる化学成分の鋼であって、かつ下記（１）式で示すＰCTODが０．０４５以下および下記（２）式で示すＣeqHが０．２３５以下である鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後９５０〜１１００℃の温度に再加熱後、加工熱処理をすることを特徴とする溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼の製造法。
ここで、
ＰCTOD＝Ｃ ・・・・ （１）
ＣeqH＝Ｃ＋Ｓｉ／４．１６＋Ｍｎ／１４．９＋１．１２Ｎｂ ・・・・ （２） - 前記鋼が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．３５％未満、
Ｎｉ：０．７０％未満
の１種または２種を含有する化学成分の鋼であって、かつ下記（３）式で示すＰCTODが０．０６５以下および下記（４）式で示すＣeqHが０．２３５以下の鋼であることを特徴とする請求項４に記載の溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼の製造法。
ここで、
ＰCTOD＝Ｃ＋Ｃｕ／２２＋Ｎｉ／６７ ・・・・ （３）
ＣeqH＝Ｃ＋Ｓｉ／４．１６＋Ｍｎ／１４．９＋Ｃｕ／１２．９
＋１．１２Ｎｂ ・・・・ （４） - 前記鋼が、さらに、質量％で、
Ｖ：０．００５〜０．０２０％
を含有する化学成分の鋼であって、かつ下記（５）式で示すＰCTODが０．０６５以下および下記（６）式で示すＣeqHが０．２３５以下の鋼であることを特徴とする請求項４または５に記載の溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼の製造法。
ここで、
ＰCTOD＝Ｃ＋Ｖ／３＋Ｃｕ／２２＋Ｎｉ／６７ ・・・・ （５）
ＣeqH＝Ｃ＋Ｓｉ／４．１６＋Ｍｎ／１４．９＋Ｃｕ／１２．９
＋１．１２Ｎｂ＋Ｖ／１．８２ ・・・・ （６）
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| US20130189536A1 (en) * | 2010-04-30 | 2013-07-25 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Electron-beam welded joint, steel for electron-beam welding, and method of manufacturing the same |
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| EP3012341A4 (en) * | 2013-06-19 | 2017-02-22 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | Zinc-induced-crack resistant steel plate and manufacturing method therefor |
| CN113579413A (zh) * | 2021-08-23 | 2021-11-02 | 天津大学 | 一种管线钢焊接参数确定方法及焊接方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003147484A (ja) * | 2001-11-12 | 2003-05-21 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部の靭性が優れた鋼及びその製造方法 |
| JP2008169429A (ja) * | 2007-01-11 | 2008-07-24 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部のｃｔｏｄが優れた鋼およびその製造方法 |
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Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003147484A (ja) * | 2001-11-12 | 2003-05-21 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部の靭性が優れた鋼及びその製造方法 |
| JP2008169429A (ja) * | 2007-01-11 | 2008-07-24 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部のｃｔｏｄが優れた鋼およびその製造方法 |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20130189536A1 (en) * | 2010-04-30 | 2013-07-25 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Electron-beam welded joint, steel for electron-beam welding, and method of manufacturing the same |
| US10500817B2 (en) * | 2010-04-30 | 2019-12-10 | Nippon Steel Corporation | Electron-beam welded joint, steel for electron-beam welding, and method of manufacturing the same |
| US9403242B2 (en) | 2011-03-24 | 2016-08-02 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel for welding |
| WO2013077022A1 (ja) | 2011-11-25 | 2013-05-30 | 新日鐵住金株式会社 | 溶接用鋼材 |
| EP3012341A4 (en) * | 2013-06-19 | 2017-02-22 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | Zinc-induced-crack resistant steel plate and manufacturing method therefor |
| CN113579413A (zh) * | 2021-08-23 | 2021-11-02 | 天津大学 | 一种管线钢焊接参数确定方法及焊接方法 |
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