JP2011202214A - 多層溶接部の低温靭性に優れた厚肉高張力鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】大型鋼構造物に用いて好適な引張強さ（ＴＳ）が７００ＭＰａ以上、板厚が７５ｍｍ以上の厚肉高張力鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５％超０．１２％未満、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎｉ：０．５〜３％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｎ：０．００１〜０．００８％、必要に応じて、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、およびＣａのうちから選ばれる１種または２種以上を含有し、かつ、Ｃｅｑ（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５、各元素記号は含有量（質量％））≦ＣｅｑＭ（＝−１．５Ｃ＋０．８９、Ｃは含有量（質量％））を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼板。上記組成の鋼を１０５０℃以上に加熱し、熱間圧延を施した後、特定温度に再加熱し、その後急冷した後、焼戻し処理を施す。
【選択図】なし
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５％超０．１２％未満、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎｉ：０．５〜３％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｎ：０．００１〜０．００８％、必要に応じて、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、およびＣａのうちから選ばれる１種または２種以上を含有し、かつ、Ｃｅｑ（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５、各元素記号は含有量（質量％））≦ＣｅｑＭ（＝−１．５Ｃ＋０．８９、Ｃは含有量（質量％））を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼板。上記組成の鋼を１０５０℃以上に加熱し、熱間圧延を施した後、特定温度に再加熱し、その後急冷した後、焼戻し処理を施す。
【選択図】なし
Description
本発明は、大型鋼構造物に用いて好適な引張強さ（ＴＳ）が７００ＭＰａ以上、板厚が７５ｍｍ以上の厚肉高張力鋼板およびその製造方法に関し、特に多層溶接部の低温靭性に優れるものに関する。
海洋構造物やペンストックなど大型鋼構造物には板厚が７５ｍｍ〜２００ｍｍ程度となる厚肉材が用いられるが、使用環境が苛酷となり経済性も重視される傾向のため、母材の強度、靭性や溶接性、溶接部靭性など諸特性に対する要求水準が次第に高度化されている。
厚肉材では、板厚方向に均一な特性を確保することが難しく、特に高強度とするため焼入れ焼戻し処理を施す場合、冷却速度が低下する板厚中心部での母材性能の確保が課題となる。
特許文献１は海洋構造物用鋼およびペンストック向け厚鋼板に適した７８０ＭＰａ級高張力鋼板の製造方法に関し、高強度と溶接部での低温靭性を両立させるため、Ｎｂ、Ｔｉを無添加とし、Ｂの焼入れ性向上効果を活用する技術思想により設計された成分組成の鋼を適正な圧延条件で圧延し、所定時間経過後、焼入れし、焼戻すことが記載されている。
特許文献２には、その実施例に、板厚が１００および１５０ｍｍで海洋構造物用鋼として適した引張強度８０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の極厚調質高張力鋼板の製造方法に関し、Ｂを有効活用する熱処理法により、高価な合金元素の含有量を減らした成分組成で板厚中心部で優れた低温靭性を達成することが記載されている。
一方、厚肉材を用いた大型構造物の溶接部では多層溶接が施されるため、複雑な熱サイクルを受ける溶接熱影響部の靭性確保が課題となる。
特許文献３は主に海洋構造物に用いられる最大板厚が７６．２ｍｍ（３インチ）の、溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れた５００〜５５０ＭＰａ級の降伏強度を有する厚鋼板に関し、海洋構造物を軽量化するため降伏強度を高くした鋼板において、溶融線近傍のＨＡＺ組織をＴｉオキサイドにより制御して切欠き位置を溶融線とした場合で−１０℃で０．２ｍｍのＣＴＯＤを得ることが記載されている。
特許文献４は、板厚２５．４ｍｍ（１インチ）以上で引張り強さが７００ＭＰａ以上で海洋構造物などに好適な、ＣＴＯＤ特性に優れた高強度厚鋼板及びその製造方法に関し、低Ｃ、低Ｓｉ化した成分組成とすることにより溶接熱影響部の島状マルテンサイト（ＭＡ：ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）の生成を抑制し、Ｃｕを０．７０〜１．７５％添加して時効析出することにより母材強度を確保することが記載されている。
近年、石油掘削現場が氷海域にまで拡大され海洋構造物用鋼の溶接熱影響部の低温靭性に対する重要性が増大しつつある。
従来、多層溶接による厚肉材の溶接熱影響部では、特許文献３、４のように微小な局所脆化域であるボンド部やボンド部が２相域に再加熱されて靭性が更に低下する領域に支配されるＣＴＯＤ特性の向上が課題で、多層溶接の再熱効果の恩恵を受けるシャルピー衝撃特性による低温靭性が問題とされることは少なかった。
そのため、シャルピー衝撃試験で評価される低温靭性を向上させる母材成分組成やその製造方法に関する知見は少ない。
なお、特許文献３記載の鋼はＴｉオキサイド鋼であり、特許文献４に開示されている高強度鋼は時効処理によるＣｕの析出により強度を高めるために多量のＣｕを含有するものであり、いずれも製造性に劣る特殊な成分組成である。
本発明は、多層溶接部の低温靭性に優れる引張強さ（ＴＳ）が７００ＭＰａ以上、板厚が７５ｍｍ以上の厚肉高張力鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
発明者らは、板厚が７５ｍｍ以上の厚肉高張力鋼板で引張強さ（ＴＳ）が７００ＭＰａ以上の母材強度と靭性を確保し、多層溶接における溶接熱影響部（以下、ＨＡＺ：Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ）の靭性を改善する方法について鋭意検討し、以下の知見を得た。
１．シャルピー衝撃特性は、ノッチ底となる組織の靭性の平均値を評価するものであり、ＨＡＺのシャルピー衝撃特性を改善するには、ボンド部の靭性を改善することが有効である。多層溶接においては、溶接１パスごとにボンド部に粗粒域が形成され、先行パスにおいて形成された粗粒域は、後続パスにおいて高温にさらされる。特に、２相域に再加熱される粗粒域が、多層溶接のＨＡＺにおいて最も靱性が低下する領域である。この領域の靱性低下を抑制することが有効である。
２．そのためには、ボンド部における島状マルテンサイトの形態と量を制御することが最も効果的である。これは、Ｃ量やＣｅｑ値を過度に高くしないほか、各種の合金元素を多量には含有しない適正な成分組成とすることが有効であり、島状マルテンサイトの生成を抑制し、微細に分散させることが可能である。
３．低成分系となる上記成分組成を用いた場合であっても、板厚に応じた適正な条件で焼入焼戻し処理を施すことで引張強さ７００ＭＰａ以上の強度と十分な低温靭性を備えた母材を製造することが可能である。焼入れ温度が高くなるほど母材の結晶粒は粗大になるが、上記成分系の場合、結晶粒粗大化による靭性低下は小さい。
４．板厚が７５ｍｍ以上の厚肉の本鋼の場合、圧延時に板厚中心部まで十分に圧下されにくく、直接焼入れプロセスでは板厚中心部のミクロ組織の制御が困難であり、目標の強度と靭性を得るのが困難であるため、圧延後に再加熱して焼入れ焼戻しするプロセスが適当である。
１．シャルピー衝撃特性は、ノッチ底となる組織の靭性の平均値を評価するものであり、ＨＡＺのシャルピー衝撃特性を改善するには、ボンド部の靭性を改善することが有効である。多層溶接においては、溶接１パスごとにボンド部に粗粒域が形成され、先行パスにおいて形成された粗粒域は、後続パスにおいて高温にさらされる。特に、２相域に再加熱される粗粒域が、多層溶接のＨＡＺにおいて最も靱性が低下する領域である。この領域の靱性低下を抑制することが有効である。
２．そのためには、ボンド部における島状マルテンサイトの形態と量を制御することが最も効果的である。これは、Ｃ量やＣｅｑ値を過度に高くしないほか、各種の合金元素を多量には含有しない適正な成分組成とすることが有効であり、島状マルテンサイトの生成を抑制し、微細に分散させることが可能である。
３．低成分系となる上記成分組成を用いた場合であっても、板厚に応じた適正な条件で焼入焼戻し処理を施すことで引張強さ７００ＭＰａ以上の強度と十分な低温靭性を備えた母材を製造することが可能である。焼入れ温度が高くなるほど母材の結晶粒は粗大になるが、上記成分系の場合、結晶粒粗大化による靭性低下は小さい。
４．板厚が７５ｍｍ以上の厚肉の本鋼の場合、圧延時に板厚中心部まで十分に圧下されにくく、直接焼入れプロセスでは板厚中心部のミクロ組織の制御が困難であり、目標の強度と靭性を得るのが困難であるため、圧延後に再加熱して焼入れ焼戻しするプロセスが適当である。
本発明は、得られた知見をもとに更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．質量％で、Ｃ：０．０５％超０．１２％未満、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｉ：０．５〜３％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．００８％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％を含有し、かつ、Ｃｅｑ≦ＣｅｑＭを満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することを特徴とする多層溶接部の低温靭性に優れた厚肉高張力鋼板。
ここで、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５、ＣｅｑＭ＝−１．５Ｃ＋０．８９、各元素記号は含有量（質量％）。
２．鋼組成がさらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｃｒ：０．２〜２％、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｖ：０．００５〜０．１％の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする、１に記載の多層溶接部の低温靭性に優れた厚肉高張力鋼板。
３．鋼組成がさらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％の１種または２種を含有し、Ｃａを含有する場合にはさらに下記（１）式を満たすことを特徴とする１または２に記載の多層溶接部の低温靭性に優れた厚肉高張力鋼板。
記
０＜｛Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ｝／１．２５／Ｓ＜１・・・（１）
ここで、Ｃａ、Ｓ、Ｏは、各元素の含有量（質量％）。
４．多層溶接された後、溶接ビード最終層の一層前のパスで得られる、溶接熱影響部の粗粒域における島状マルテンサイトの長辺と短辺との長さの平均値が２．５μｍ以下で、合計の面積率が１０％未満であることを特徴とする１乃至３のいずれか一つに記載の多層溶接部の低温靭性に優れた厚肉高張力鋼板。
５．鋼組成が１乃至３のいずれか一つに記載の鋼を１０５０℃以上に加熱し、圧下比が２以上となる熱間圧延を施した後、下記（２）式を満たす温度ＴＱ以上の温度に再加熱し、その後板厚中心温度が３５０℃以下となるまで急冷した後、４５０℃〜６５０℃で焼戻し処理を施すことを特徴とする多層溶接部の低温靭性に優れた厚肉高張力鋼板の製造方法。
記
ＴＱ＝Ａｃ３＋０．３５×ｔ−２４５×Ｃ＋５２ ・・・（２）
ここで、ｔは板厚（ｍｍ）でｔ≧７５ 、ＣはＣの含有量（質量％）、ＴＱは焼入れ温度下限値（℃）。
１．質量％で、Ｃ：０．０５％超０．１２％未満、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｉ：０．５〜３％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．００８％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％を含有し、かつ、Ｃｅｑ≦ＣｅｑＭを満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することを特徴とする多層溶接部の低温靭性に優れた厚肉高張力鋼板。
ここで、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５、ＣｅｑＭ＝−１．５Ｃ＋０．８９、各元素記号は含有量（質量％）。
２．鋼組成がさらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｃｒ：０．２〜２％、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｖ：０．００５〜０．１％の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする、１に記載の多層溶接部の低温靭性に優れた厚肉高張力鋼板。
３．鋼組成がさらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％の１種または２種を含有し、Ｃａを含有する場合にはさらに下記（１）式を満たすことを特徴とする１または２に記載の多層溶接部の低温靭性に優れた厚肉高張力鋼板。
記
０＜｛Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ｝／１．２５／Ｓ＜１・・・（１）
ここで、Ｃａ、Ｓ、Ｏは、各元素の含有量（質量％）。
４．多層溶接された後、溶接ビード最終層の一層前のパスで得られる、溶接熱影響部の粗粒域における島状マルテンサイトの長辺と短辺との長さの平均値が２．５μｍ以下で、合計の面積率が１０％未満であることを特徴とする１乃至３のいずれか一つに記載の多層溶接部の低温靭性に優れた厚肉高張力鋼板。
５．鋼組成が１乃至３のいずれか一つに記載の鋼を１０５０℃以上に加熱し、圧下比が２以上となる熱間圧延を施した後、下記（２）式を満たす温度ＴＱ以上の温度に再加熱し、その後板厚中心温度が３５０℃以下となるまで急冷した後、４５０℃〜６５０℃で焼戻し処理を施すことを特徴とする多層溶接部の低温靭性に優れた厚肉高張力鋼板の製造方法。
記
ＴＱ＝Ａｃ３＋０．３５×ｔ−２４５×Ｃ＋５２ ・・・（２）
ここで、ｔは板厚（ｍｍ）でｔ≧７５ 、ＣはＣの含有量（質量％）、ＴＱは焼入れ温度下限値（℃）。
本発明によれば、母材の引張強さが７００ＭＰａ以上の高強度で、多層溶接部の低温靭性にも優れる板厚が７５ｍｍ以上の厚肉高張力鋼板およびその製造方法が得られ、産業上極めて有用である。
成分の限定理由について説明する。説明において％は質量％とする。
Ｃ：０．０５％超０．１２％未満
Ｃは、高張力鋼板としての母材強度確保に必要な元素である。０．０５％以下では焼入性が低下し、強度確保のために、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどの焼入性向上元素の多量添加が必要となり、コスト高と、溶接性の低下とを招く。
Ｃ：０．０５％超０．１２％未満
Ｃは、高張力鋼板としての母材強度確保に必要な元素である。０．０５％以下では焼入性が低下し、強度確保のために、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどの焼入性向上元素の多量添加が必要となり、コスト高と、溶接性の低下とを招く。
一方、０．１２％以上の添加は溶接性を著しく低下させることに加え、ボンド部における島状マルテンサイトの寸法を大きくし、その量も増大させて靭性低下を招く。従って、Ｃ量は０．０５％超０．１２％未満の範囲とする。好ましくは、０．０５％超０．１１％以下、さらに好ましくは、０．０５％超０．１０％以下である。
Ｓｉ：０．３０％以下
Ｓｉは、脱酸元素として、また、母材強度を得るために添加する成分である。しかし、０．３０％を超える多量の添加は、溶接性の低下とボンド部における島状マルテンサイトの寸法を大きくし、その量も増大させて靭性低下を招くので、Ｓｉ量は０．３０％以下とする。好ましくは、０．２０％以下である。
Ｓｉは、脱酸元素として、また、母材強度を得るために添加する成分である。しかし、０．３０％を超える多量の添加は、溶接性の低下とボンド部における島状マルテンサイトの寸法を大きくし、その量も増大させて靭性低下を招くので、Ｓｉ量は０．３０％以下とする。好ましくは、０．２０％以下である。
Ｍｎ：０．３〜３％
Ｍｎは母材強度および溶接継手強度を確保する上で有効に働くので、０．３％以上添加する。しかし、３％を超える添加は、溶接性を低下させ、焼入性が過剰となり、母材靭性および溶接継手靭性を低下させるため、Ｍｎ量は０．３〜３％の範囲とする。
Ｍｎは母材強度および溶接継手強度を確保する上で有効に働くので、０．３％以上添加する。しかし、３％を超える添加は、溶接性を低下させ、焼入性が過剰となり、母材靭性および溶接継手靭性を低下させるため、Ｍｎ量は０．３〜３％の範囲とする。
Ｐ：０．０１５％以下
不純物元素であるＰは、０．０１５％を超えると、母材靭性および溶接部靭性を低下させるので、Ｐ量は、０．０１５％以下とする。好ましくは、０．０１０％以下である。
不純物元素であるＰは、０．０１５％を超えると、母材靭性および溶接部靭性を低下させるので、Ｐ量は、０．０１５％以下とする。好ましくは、０．０１０％以下である。
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、不可避的に混入する不純物であり、０．００５％を超えて含有すると母材および溶接部靭性を低下させるため、０．００５％以下とする。好ましくは、０．００３５％以下である。
Ｓは、不可避的に混入する不純物であり、０．００５％を超えて含有すると母材および溶接部靭性を低下させるため、０．００５％以下とする。好ましくは、０．００３５％以下である。
Ｎｉ：０．５〜３％
Ｎｉは、鋼の強度と靭性の向上に有効な元素であり、溶接部靭性の向上にも有効であるので０．５％以上を添加する。しかし、Ｎｉは高価な元素であるので、上限を３％とする。
Ｎｉは、鋼の強度と靭性の向上に有効な元素であり、溶接部靭性の向上にも有効であるので０．５％以上を添加する。しかし、Ｎｉは高価な元素であるので、上限を３％とする。
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは、溶鋼を脱酸するために添加される元素であり、０．００５％以上含有させる必要がある。一方、０．１％を超えて添加すると母材靭性を低下させるとともに、溶接による希釈によって溶接金属部に混入し、靭性を低下させるので、０．１％以下に制限する必要がある。好ましくは、０．０１１〜０．０８％である。
Ａｌは、溶鋼を脱酸するために添加される元素であり、０．００５％以上含有させる必要がある。一方、０．１％を超えて添加すると母材靭性を低下させるとともに、溶接による希釈によって溶接金属部に混入し、靭性を低下させるので、０．１％以下に制限する必要がある。好ましくは、０．０１１〜０．０８％である。
Ｎ：０．００１〜０．００８％
Ｎは、Ａｌと反応して析出物を形成することで、結晶粒を微細化し、母材靭性を向上させる効果があるため添加する。０．００１％未満の添加では、結晶粒の微細化に必要な析出物が形成されず、また、Ｔｉを添加した場合、溶接部の組織の粗大化を抑制するＴｉＮを形成させるために必要な元素であり、そのような効果を得るため０．００１％以上添加する。一方、０．００８％を超えて添加すると固溶Ｎが母材や溶接部の靭性を著しく低下させることから、上限を０．００８％とする。好ましくは、０．００６％以下である。
Ｎは、Ａｌと反応して析出物を形成することで、結晶粒を微細化し、母材靭性を向上させる効果があるため添加する。０．００１％未満の添加では、結晶粒の微細化に必要な析出物が形成されず、また、Ｔｉを添加した場合、溶接部の組織の粗大化を抑制するＴｉＮを形成させるために必要な元素であり、そのような効果を得るため０．００１％以上添加する。一方、０．００８％を超えて添加すると固溶Ｎが母材や溶接部の靭性を著しく低下させることから、上限を０．００８％とする。好ましくは、０．００６％以下である。
Ｂ：０．０００３〜０．００３％
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析し、粒界からのフェライト変態を抑制することにより、微量添加で鋼の焼入性を高める効果がある。その効果は０．０００３％以上の添加で得られる。しかし、０．００３％を超えると炭窒化物などとして析出し、焼入性が低下し靭性が低下する。よって、Ｂの添加量は、０．０００３〜０．００３％とする。好ましくは、０．０００５〜０．００２％である。
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析し、粒界からのフェライト変態を抑制することにより、微量添加で鋼の焼入性を高める効果がある。その効果は０．０００３％以上の添加で得られる。しかし、０．００３％を超えると炭窒化物などとして析出し、焼入性が低下し靭性が低下する。よって、Ｂの添加量は、０．０００３〜０．００３％とする。好ましくは、０．０００５〜０．００２％である。
Ｃｅｑ≦ＣｅｑＭ
Ｃｅｑ（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５、各元素記号は含有量（質量％））は、Ｃ量に応じて定まる上限値であるＣｅｑＭ（＝−１．５Ｃ＋０．８９、ＣはＣの含有量（質量％））を超えると溶接部靭性が低下するので、ＣｅｑＭ以下とする。
Ｃｅｑ（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５、各元素記号は含有量（質量％））は、Ｃ量に応じて定まる上限値であるＣｅｑＭ（＝−１．５Ｃ＋０．８９、ＣはＣの含有量（質量％））を超えると溶接部靭性が低下するので、ＣｅｑＭ以下とする。
以上が本発明の基本成分組成であるが、更に強度、靭性を高めるためにさらに、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、およびＣａのうちから選ばれる１種または２種以上を含有することができる。
Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは、鋼の強度向上の効果を有する元素であるが、０．５％を超えると、熱間脆性を引き起こして鋼板の表面性状劣化させるため、添加する場合は０．５％以下の範囲で添加するのが好ましい。
Ｃｕは、鋼の強度向上の効果を有する元素であるが、０．５％を超えると、熱間脆性を引き起こして鋼板の表面性状劣化させるため、添加する場合は０．５％以下の範囲で添加するのが好ましい。
Ｃｒ：０．２〜２％
Ｃｒは、母材を高強度化するのに有効な元素であるが、多量に添加すると靭性に悪影響を与えるので、添加する場合は、０．２〜２％とするのが好ましく、より好ましくは、０．２〜１．５％以下である。
Ｃｒは、母材を高強度化するのに有効な元素であるが、多量に添加すると靭性に悪影響を与えるので、添加する場合は、０．２〜２％とするのが好ましく、より好ましくは、０．２〜１．５％以下である。
Ｍｏ：０．１〜０．８％
Ｍｏは、Ｃｒと同様、母材を高強度化するのに有効な元素であるが、多量に添加すると靭性に悪影響を与えるので、添加する場合は、０．１〜０．８％とするのが好ましく、より好ましくは、０．１〜０．６％以下である。
Ｍｏは、Ｃｒと同様、母材を高強度化するのに有効な元素であるが、多量に添加すると靭性に悪影響を与えるので、添加する場合は、０．１〜０．８％とするのが好ましく、より好ましくは、０．１〜０．６％以下である。
Ｖ：０．００５〜０．１％
Ｖは、母材の強度と靭性の向上に有効な元素であるが、０．１％を超えると靭性の低下を招くので、添加する場合は０．００５〜０．１％以下の添加とするのが好ましい。
Ｖは、母材の強度と靭性の向上に有効な元素であるが、０．１％を超えると靭性の低下を招くので、添加する場合は０．００５〜０．１％以下の添加とするのが好ましい。
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉは、溶鋼が凝固する際にＴｉＮとなって析出し、溶接部におけるオーステナイトの粗大化を抑制し、溶接部の靭性向上に寄与する。しかし、０．００５％未満の添加ではその効果が小さく、一方、０．０３％を超えて添加すると、ＴｉＮが粗大化し、母材や溶接部靭性改善効果が得られなくなるため、添加する場合は、０．００５〜０．０３％とするのが好ましい。
Ｔｉは、溶鋼が凝固する際にＴｉＮとなって析出し、溶接部におけるオーステナイトの粗大化を抑制し、溶接部の靭性向上に寄与する。しかし、０．００５％未満の添加ではその効果が小さく、一方、０．０３％を超えて添加すると、ＴｉＮが粗大化し、母材や溶接部靭性改善効果が得られなくなるため、添加する場合は、０．００５〜０．０３％とするのが好ましい。
Ｃａ：０．０００５〜０．００３％
Ｃａは、Ｓを固定することによって靭性を向上する元素である。この効果を発現させるためには、少なくとも０．０００５％の添加が必要である。しかし、０．００３％を超えて含有してもその効果は飽和するため、添加する場合は、０．０００５〜０．００３％とするのが好ましい。
Ｃａは、Ｓを固定することによって靭性を向上する元素である。この効果を発現させるためには、少なくとも０．０００５％の添加が必要である。しかし、０．００３％を超えて含有してもその効果は飽和するため、添加する場合は、０．０００５〜０．００３％とするのが好ましい。
０＜｛Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ｝／１．２５／Ｓ＜１ ・・・（１）
ここで、Ｃａ、Ｓ、Ｏは、各元素の含有量（質量％）
本パラメータ式はＣａを添加した場合に、高温でも溶解しないフェライト変態生成核ＣａＳを微細分散させるために規定するもので、上記式中の、｛Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ｝／１．２５／Ｓは、硫化物形態制御に有効なＣａとＳの原子濃度の比を示す値（ＡＣＲ）であり、この値から、硫化物の形態を推定することができる。
ここで、Ｃａ、Ｓ、Ｏは、各元素の含有量（質量％）
本パラメータ式はＣａを添加した場合に、高温でも溶解しないフェライト変態生成核ＣａＳを微細分散させるために規定するもので、上記式中の、｛Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ｝／１．２５／Ｓは、硫化物形態制御に有効なＣａとＳの原子濃度の比を示す値（ＡＣＲ）であり、この値から、硫化物の形態を推定することができる。
｛Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ｝／１．２５／Ｓの値が０以下の場合には、ＣａＳが晶出しない。そのため、Ｓは、ＭｎＳ単独の形態で析出するので、溶接熱影響部でのフェライト生成核となる効果が得られない。また、単独で析出したＭｎＳは、圧延時に伸長されて、母材の靭性を低下させる。
一方、｛Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ｝／１．２５／Ｓの値が１以上の場合には、Ｓが完全にＣａによって固定され、フェライト生成核として働くＭｎＳがＣａＳ上に析出しなくなるため、複合硫化物がフェライト生成核の微細分散を実現することができなくなる。
Ｃａ、Ｓ、Ｏが、上記（１）式を満たしている場合には、ＣａＳ上にＭｎＳが析出して複合硫化物を形成し、フェライト生成核として有効に機能することができるので好ましい。なお、｛Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ｝／１．２５／Ｓの値は、より好ましくは０．２〜０．８の範囲である。
本発明では、更に、溶接後の多層溶接部におけるＨＡＺの粗粒域で生成する島状マルテンサイトの形状と生成量を規定しても良い。ここでＨＡＺの粗粒域は、溶接ビード最終層の一層前のパスで得られるＨＡＺの粗粒域、すなわち、最終層溶接時にのみ再加熱されるＨＡＺの粗粒域とする。溶接ビード最終層の一層前の熱影響部は、溶接継手の中で最も島状マルテンサイト量が多い領域と考えられるのに対し、その他の位置では、後続の溶接による熱サイクルにより、島状マルテンサイトが分解し消滅しやすい。したがって、溶接ビード最終層の一層前の熱影響部が、多層溶接部の靱性が最も低下するので、この領域における島状マルテンサイトの形状および面積率を規定することが適切である。
島状マルテンサイトの長辺と短辺との長さの平均値が２．５μｍ以下かつ、合計の面積率が１０％未満
多層溶接部のボンド部における島状マルテンサイトの長辺と短辺との長さの平均値を２．５μｍ以下かつ、合計の面積率を１０％未満とする。 島状マルテンサイトの長辺と短辺との長さの平均値が２．５μｍを超えるか、または、面積率が１０％以上となるとボンド部の靭性が低下するようになるので、長辺と短辺との長さの平均値は２．５μｍ以下、好ましくは２．０μｍ以下、面積率は１０％未満、好ましくは８％未満である。
多層溶接部のボンド部における島状マルテンサイトの長辺と短辺との長さの平均値を２．５μｍ以下かつ、合計の面積率を１０％未満とする。 島状マルテンサイトの長辺と短辺との長さの平均値が２．５μｍを超えるか、または、面積率が１０％以上となるとボンド部の靭性が低下するようになるので、長辺と短辺との長さの平均値は２．５μｍ以下、好ましくは２．０μｍ以下、面積率は１０％未満、好ましくは８％未満である。
島状マルテンサイトの形状と面積率は参考文献１（井川ほか：溶接学会誌、４９、４６７−４７２（１９８０））で示されている二段階腐食により島状マルテンサイトを現出し、１０００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察した、複数枚のミクロ組織写真を用いて測定し、その平均値とする。
本発明鋼の好ましい製造方法について以下に説明する。
熱間圧延条件
本発明鋼の場合、圧延時の加熱温度および圧下比が鋼板の機械的特性に及ぼす影響は小さい。しかしながら、厚肉材において、加熱温度が低すぎる場合や、圧下量が不十分な場合、板厚中心部に鋼塊製造時の初期欠陥が残存し、鋼板の内質が著しく低下する。そのため、加熱温度は１０５０℃以上、圧下比は２以上とする。
本発明鋼の場合、圧延時の加熱温度および圧下比が鋼板の機械的特性に及ぼす影響は小さい。しかしながら、厚肉材において、加熱温度が低すぎる場合や、圧下量が不十分な場合、板厚中心部に鋼塊製造時の初期欠陥が残存し、鋼板の内質が著しく低下する。そのため、加熱温度は１０５０℃以上、圧下比は２以上とする。
加熱温度の上限は、高温では鋼塊表面のスケールが厚く生成し、圧延時に表面疵の発生原因になることや、省エネルギーの観点から、１２００℃以下とするのが好ましい。熱間圧延用の素材である鋼片は常法により溶解、鋳造して製造する。
圧下比は、スラブやインゴットなど熱間圧延用の鋼片の板厚を圧延後の板厚（最終厚ともいう）で除した比である。
ＴＱ＝Ａｃ３＋０．３５×ｔ−２４５×Ｃ＋５２ ・・・（２）
ここで、ｔは板厚（ｍｍ）でｔ≧７５、ＣはＣの含有量（質量％）、ＴＱは焼入れ温度下限値（℃）
本パラメータ式は板厚中心部まで焼き入れるための焼入れ温度下限値ＴＱを規定する。本発明鋼では溶接熱影響部の靭性を確保するため母材成分組成を低成分系としているので、焼入れ温度を高温にして結晶粒を粗大化することにより焼入性を高める。
ＴＱ＝Ａｃ３＋０．３５×ｔ−２４５×Ｃ＋５２ ・・・（２）
ここで、ｔは板厚（ｍｍ）でｔ≧７５、ＣはＣの含有量（質量％）、ＴＱは焼入れ温度下限値（℃）
本パラメータ式は板厚中心部まで焼き入れるための焼入れ温度下限値ＴＱを規定する。本発明鋼では溶接熱影響部の靭性を確保するため母材成分組成を低成分系としているので、焼入れ温度を高温にして結晶粒を粗大化することにより焼入性を高める。
本発明鋼の場合、高い焼入れ温度として完全焼入れ組織を得ることによる靭性向上効果が大きいので、焼入れ温度高温化に伴う結晶粒粗大化による靭性低下は問題にならない。焼入れ温度が本パラメータ式で規定される焼入れ温度下限値ＴＱ未満であると焼入性不足による不完全焼入れ組織が原因で靭性が低下する。
焼入れ温度が高いほど表面の酸化スケールが厚くなり、それらがはがれる事による鋼板表面の疵の発生や、熱処理炉の負荷などの悪影響があるため、また、省エネルギーの観点から、焼入れ温度の上限は、１１００℃以下とするのが好ましい。
鋼の強靭化を目的に、繰返し焼入れ処理を行われる場合があるが、本発明においても、繰返し焼入れを行っても良く、最終の焼入れ処理の際、焼入れ温度が上式（２）で規定される焼入れ温度下限値ＴＱ以上であれば良い。
Ａｃ３は、Ａｃ３（℃）＝９３７−４７６．５Ｃ＋５６Ｓｉ−１９．７Ｍｎ−１６．３Ｃｕ−４．９Ｃｒ−２６．６Ｎｉ＋３８．１Ｍｏ＋１２４．８Ｖ＋１３６．３Ｔｉ＋１９８Ａｌ＋３３１５Ｂ（各元素記号は含有量（質量％）を表す）で定義される関係式を用いて導くことができる。
焼入れ冷却停止温度：３５０℃以下
鋼板の組織の均一化、安定化するために、板厚中心部まで変態が完了する必要があるので、焼入れ冷却停止温度は板厚中心部での温度で３５０℃以下とする。好ましくは３００℃以下、さらに好ましくは２５０℃以下である。
鋼板の組織の均一化、安定化するために、板厚中心部まで変態が完了する必要があるので、焼入れ冷却停止温度は板厚中心部での温度で３５０℃以下とする。好ましくは３００℃以下、さらに好ましくは２５０℃以下である。
板厚中心の温度は、板厚、表面温度および冷却条件等から、シミュレーション計算等により求められる。例えば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することにより、板厚中心温度が求められる。
焼戻し温度：４５０℃〜６５０℃
４５０℃未満の焼戻しでは十分な焼戻しの効果が得られず、一方、６５０℃を超える温度で焼戻しを行うと、炭窒化物が粗大に析出し、靭性が低下するために好ましくないため、焼戻し温度は４５０℃〜６５０℃とする。
４５０℃未満の焼戻しでは十分な焼戻しの効果が得られず、一方、６５０℃を超える温度で焼戻しを行うと、炭窒化物が粗大に析出し、靭性が低下するために好ましくないため、焼戻し温度は４５０℃〜６５０℃とする。
以上の説明において、圧延時の加熱温度、焼入れ温度ＴＱ、焼戻し温度はいずれも鋼板表面での温度とする。
種々の成分組成を有するＮｏ．１〜２３の鋼スラブを素材とし、熱間圧延と熱処理を行い、厚さが７５ｍｍ〜２００ｍｍの厚鋼板を製造した。圧延時の加熱温度は１１００℃とした。得られた厚鋼板を母材特性評価のため、引張試験およびシャルピー衝撃試験に供した。引張試験は、厚鋼板の板厚の１／２位置から試験片の長手方向が圧延方向と垂直になるようにＪＩＳ４号引張試験片を採取し、降伏応力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）を測定した。
シャルピー衝撃試験は、厚鋼板の板厚の１／２位置から試験片の長手方向が圧延方向垂直になるようにＪＩＳ ２ｍｍ−Ｖノッチ衝撃試験片を採取し、−６０℃の温度における吸収エネルギー（ｖＥ−６０℃）（３本平均値）を測定した。そして、ＹＳ≧６２０ＭＰａ、ＴＳ≧７００ＭＰａおよびｖＥ−６０℃≧１００Ｊのすべてを満たすものを母材特性が良好と判断した。
溶接部靭性は、開先角５０°のＸ開先を用いて、溶接入熱４５〜５０ｋＪ／ｃｍのサブマージアーク溶接による多層盛溶接継手を作製し、溶接ボンド部をシャルピー衝撃試験片のノッチ位置として、−６０℃の温度における吸収エネルギー（ｖＥ−６０℃）（３本平均値）を測定した。そして、ｖＥ−６０℃≧１００Ｊを満足するものを溶接部継手靭性が良好と判断した。シャルピー衝撃試験片の採取位置は、多層溶接継手の最終層と一層前を含むよう、鋼板表面から７ｍｍ内部を中心とした。
島状マルテンサイトの形状（長辺と短辺との長さの平均値）と面積率は、溶接ビード最終層の一層前の熱影響部から採取した試験片について、二段階腐食により島状マルテンサイトを現出し、１０００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察を実施することにより測定した。
表１に供試鋼の化学成分を、表２に熱間圧延条件と熱処理条件を上記試験結果と併せて示す。鋼Ｎｏ．１〜１２は発明例であり、鋼１３〜２３は比較例である。尚、表１においてパラメータ式：｛Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ｝／１．２５／ＳはＡＣＲと表示した。
実施例Ｎｏ．１〜１５は、本発明範囲内の成分で、好ましい製造条件を満たしており、良好な母材特性および継手特性が得られている。実施例Ｎｏ．１６〜１８は、本発明範囲内の成分であるが、製造条件のうち焼入れ温度が焼入れ温度下限値（℃）ＴＱ（=Ａｃ３＋０．３５×ｔ−２４５×Ｃ＋５２）より低いため、母材特性が劣っている。実施例Ｎｏ．１９〜３０は、供試鋼の成分組成が本発明の範囲外で、母材特性と継手特性のいずれかが劣っている。
Claims (5)
- 質量％で、Ｃ：０．０５％超０．１２％未満、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｉ：０．５〜３％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．００８％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％を含有し、かつ、Ｃｅｑ≦ＣｅｑＭを満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することを特徴とする多層溶接部の低温靭性に優れた厚肉高張力鋼板。
ここで、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５、
ＣｅｑＭ＝−１．５Ｃ＋０．８９、各元素記号は含有量（質量％）。 - 鋼組成が上記成分に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｃｒ：０．２〜２％、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｖ：０．００５〜０．１％の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の多層溶接部の低温靭性に優れた厚肉高張力鋼板。
- 鋼組成が上記成分に加えてさらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％の１種または２種を含有し、Ｃａを含有する場合にはさらに下記（１）式を満たすことを特徴とする請求項１または２に記載の多層溶接部の低温靭性に優れた厚肉高張力鋼板。
記
０＜｛Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ｝／１．２５／Ｓ＜１・・・（１）
ここで、Ｃａ、Ｓ、Ｏは、各元素の含有量（質量％）。 - 多層溶接された後、溶接ビード最終層の一層前のパスで得られる、溶接熱影響部の粗粒域における島状マルテンサイトの長辺と短辺との長さの平均値が２．５μｍ以下で、合計の面積率が１０％未満であることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか一つに記載の多層溶接部の低温靭性に優れた厚肉高張力鋼板。
- 鋼組成が請求項１乃至３のいずれか一つに記載の鋼を１０５０℃以上に加熱し、圧下比が２以上となる熱間圧延を施した後、下記（２）式を満たす温度ＴＱ以上の温度に再加熱し、その後板厚中心温度が３５０℃以下となるまで急冷した後、４５０℃〜６５０℃で焼戻し処理を施すことを特徴とする多層溶接部の低温靭性に優れた厚肉高張力鋼板の製造方法。
記
ＴＱ＝Ａｃ３＋０．３５×ｔ−２４５×Ｃ＋５２ ・・・（２）
ここで、ｔは板厚（ｍｍ）でｔ≧７５ 、ＣはＣの含有量（質量％）、ＴＱは焼入れ温度下限値（℃）。
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