JP3711249B2 - 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 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）のＣＴＯＤ特性に優れた５００〜５５０ＭＰａ級の降伏強度を有する鋼板であり、主に海洋構造物用として用いられるが、同様の強度とＨＡＺ靭性（ＣＴＯＤ特性）が要求されるその他の溶接構造物へも適用できる。
【０００２】
【従来の技術】
北海で使用される海洋構造物の溶接継ぎ手には−１０℃でのＣＴＯＤ特性が要求される。このような厳格なＨＡＺ靭性が要求される鋼材として、例えば「Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ ｏｆ １２ｔｈ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ ｏｎ ＯＭＡＥ」 １９９３． Ｇｌａｓｇｏｗ． ＵＫ． ＡＳＭＥ． ＶｏｌｕｍｅＩＩＩ−Ａ． ｐｐ．２０７−２１４に記載されているように、Ｔｉオキサイド鋼が使用されている。ＨＡＺの溶融線近傍は１４００℃以上に加熱されるため、ＴｉＮ粒子によるピン止め効果が消失してオーステナイト（γ）が著しく粗大化してしまい、ＨＡＺ組織が粗大化して靭性が劣化する。このような問題点を解決する鋼として上述のＴｉオキサイド鋼は開発された。この技術は、例えば特開昭６３−２１０２３５号公報や特開平０６−０７５５９９号公報に記載されているように、ＴｉＮ粒子によるピン止め効果が消失して粗大化したγ粒の粒内において、熱的に安定なＴｉ酸化物を変態核として生成する針状フェライトを利用することでＨＡＺ組織の微細化をはかった鋼である。粗大なγ粒を効果的に微細化するこの針状フェライトは粒内変態フェライト（Ｉｎｔｒａ Ｇｒａｎｕｌａｒ Ｆｅｒｒｉｔｅ：ＩＧＦ）と呼ばれる。しかしながら、このＴｉオキサイド鋼の降伏強度は４２０ＭＰａ級までであり、それ以上の降伏強度を有しつつＨＡＺのＣＴＯＤ特性を保証するような厚鋼板は開発されていない。一方で、海洋構造物を軽量化することで建造コストの低減をはかる動きが活発化しつつあり、海洋構造物を軽量化するために降伏強度の高い厚鋼板が求められている。つまり、従来よりも高強度である５００〜５５０ＭＰａ級の降伏強度を有しつつ、ＣＴＯＤ特性を保証できるようなＨＡＺ靭性の優れた厚鋼板が強く望まれている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、降伏強度が５００〜５５０ＭＰａ級であり、ＨＡＺにおける−１０℃でのＣＴＯＤが０．２ｍｍ以上であり、最大板厚が７６．２ｍｍ（３インチ）までの厚鋼板を提供することを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明は、質量％でＣ ：０．０４〜０．１４％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ ：０．０２％以下、Ｓ ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％、Ｏ ：０．００１〜０．００５％、Ｎ ：０．００１〜０．０１％を含有し、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０１％の内の１種以上を含有し、さらに必要に応じて質量％で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％、Ｂ ：０．０００１〜０．００３％の内の１種以上を含有し、質量％でＴｉ／（Ｍｇ＋Ａｌ＋Ｃａ＋ＲＥＭ＋Ｚｒ）≧１であり、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの和が３．０％以下であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学成分を有し、ＭｇとＡｌからなる酸化物を内包する０．０１〜０．５μｍのＴｉＮが１００００個／ｍｍ2以上存在し、かつ、０．５〜１０μｍの酸化物が１０個／ｍｍ2以上存在することを特徴とする、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である。
【０００５】
【発明の実施の形態】
以下、図１を参酌して本発明を詳細に説明する。図１（ａ）〜（ｄ）は、本発明におけるＨＡＺ組織制御の考え方を模式的に示す図である。
【０００６】
Ｔｉオキサイド鋼の降伏強度を合金元素の添加によって現行の４２０ＭＰａ級から５００ＰＭａ級、さらには５５０ＭＰａ級へと高めていくと、溶接金属１の溶融線３近傍溶接熱影響部ＨＡＺ２が硬化して十分なＣＴＯＤ特性を確保することが難しくなる。このときのＨＡＺ組織を模式的に図１の（ａ）に示す。ＨＡＺが脆化する第一の原因は、粒内フェライトＩＧＦの生成によって粗大なγ粒の内部を微細化しても、粗大なγ粒のγ粒界４に沿って生成する粗大な粒界フェライト（Ｇｒａｉｎ Ｂｏｕｎｄａｒｙ Ｆｅｒｒｉｔｅ：ＧＢＦ）やフェライトサイドプレート（Ｆｅｒｒｉｔｅ Ｓｉｄｅ Ｐｌａｔｅ：ＦＳＰ）が、ＨＡＺの硬化に伴って脆性破壊の発生に対する敏感性を高めるからである。従って、これらのＧＢＦやＦＳＰを微細化することで脆性破壊の発生に対する感受性を小さくする必要がある。第二の脆化原因は、高強度化のために合金元素の添加量を増加させることでＨＡＺの焼入性が高まり、マルテンサイト・オーステナイト混合層ＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）と呼ばれる微視的な脆化相が多く生成し、これが脆性破壊の発生を促すからである。従って、５００〜５５０ＭＰａ級の降伏強度を達成する場合においても、ＭＡを可能な限り低減する必要がある。以上から、高い降伏強度のもとで良好な継ぎ手ＣＴＯＤ特性を達成するためには、Ｔｉオキサイド鋼の金属学的効果（ＩＧＦ効果）を維持しつつ、上記の二つの脆化原因を取り除くことが指針となる。つまり、本発明の要点はＨＡＺ組織を下記の三つの視点から同時に制御することである。
（１） 溶融線近傍ＨＡＺのγ粒界に沿って生成するＧＢＦやＦＳＰを微細化する。
（２） 溶融線近傍ＨＡＺのγ粒内をＩＧＦの生成によって微細化する。
（３） 溶融線近傍ＨＡＺのＭＡ生成量を低減する。
【０００７】
まず（１）を達成する手段を説明する。脆性破壊の発生に有害な粗大なＧＢＦやＦＳＰを微細化するためには、γ粒を小さくする必要がある。１４００℃を超えて加熱される溶融線近傍ＨＡＺのγ粒成長を強力に抑制することを狙いとして、種々の鋼成分について鋭意検討した結果、ＭｇとＡｌを適正に制御することでＭｇとＡｌからなる０．０１〜０．１μｍの超微細な酸化物を鋼中に数多く分散させ、これを核に０．０１〜０．５μｍのＴｉＮを複合析出させる技術を発明した。このような複合析出のＴｉＮ粒子は、溶融線近傍でも熱的に安定であるため、成長したり溶解したりすることなく強力にγ粒界の移動をピン止めできる。たとえ溶接入熱量の大きな溶接を行っても、溶融線近傍のγ粒を１００μｍ程度の大きさに保つことができる。さらに、γ粒界上に存在するこれらのピン止め粒子自身が、ＧＢＦやＦＳＰの変態核として直接機能する場合があり、変態場所の増加を通じることによってもＧＢＦやＦＳＰの微細化に寄与する。このような複合析出のＴｉＮ粒子が１００００個／ｍｍ2以上存在することで、ＧＢＦやＦＳＰがＣＴＯＤ特性に悪影響を及ぼさない大きさまで微細化される。このような複合析出のＴｉＮ粒子が１００００個／ｍｍ2未満であると、γ細粒化やγ粒界上の変態核の個数が不十分となる結果、ＧＢＦやＦＳＰが十分に微細化されずＣＴＯＤ特性が劣化する。この複合携態のＴｉＮ粒子には硫化物が析出する場合もあるが、上述したピン止め粒子や変態核としての機能に悪影響を及ぼすものではない。図１の（ｂ）はここで説明した（１）の技術だけを適用したときのＨＡＺ組織の模式図である。ＧＢＦやＦＳＰは微細化するが、本技術だけではγ粒内が上部ベイナイト（Ｂｕ）と呼ばれるＭＡを含む脆化組織で覆われてしまい、十分なＣＴＯＤ特性が得られない。そこで、次に説明する（２）の技術を併用しなければならない。
【０００８】
（２）を達成する手段を説明する。本発明は上述した超微細酸化物を多数生成させるめにＭｇを添加する状況下で、数μｍ程度の比較的大きな酸化物を利用してＩＧＦを生成させることを追求した。その結果、下記の三つの条件がＩＧＦ変態核として重要であることがわかった。
▲１▼ 最低限の個数が存在すること。
▲２▼ 適当な大きさであること。
▲３▼ 酸化物組成が適正であること。
【０００９】
▲１▼の観点から、ＩＧＦ変態核は溶融線近傍ＨＡＺにおいて安定に存在し、少なくとも１０個／ｍｍ2以上必要である。ＩＧＦ変態核が１０個／ｍｍ2未満ではＨＡＺ組織の微細化が不十分である。また、▲２▼の観点から、ＩＧＦ変態核として有効に機能するには０．５μｍ以上の大きさが必要である。粒子の大きさが０．５μｍ未満ではＩＧＦ変態核としての能力が著しく低下する。これらの条件を満たすために、本発明では０．５μｍ以上の酸化物をＩＧＦ変態核として利用することを検討した。しかし、１０μｍを超える酸化物は脆性破壊の発生起点として作用するため好ましくない。▲３▼の観点から、酸化物がＩＧＦ変態核として有効に機能するためには、酸化物中に２質量％以上のＴｉを含有することが効果的であることが判明した。そのためには、Ｔｉよりも脱酸力の強いＭｇ、Ａｌ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒの添加量を制限して酸化物中のＴｉ含有量を高めなければならない。これらの脱酸元素の添加量を質量％を用いて下式［１］の範囲に制御することで、０．５〜１０μｍの酸化物中のＴｉ含有量を２質量％以上に制御できることを発見した。
Ｔｉ／（Ｍｇ＋Ａｌ＋Ｃａ＋ＲＥＭ＋Ｚｒ）≧１ ・ ・ ・［１］
【００１０】
このような条件を満足すれば０．５〜１０μｍのＩＧＦ変態核は酸化物単独である必要はない。酸化物上に硫化物や窒化物が析出した複合形態で同様の大きさを有する粒子でもＩＧＦ変態核として有効に作用する。図１の（ｃ）は（１）の技術とここで説明した（２）の技術を併用したときのＨＡＺ組織の模式図である。ＧＢＦやＦＳＰの微細化に加えて多量のＩＧＦが生成することでＨＡＺ組織は微細化する。しかし、合金成分の添加量が不適切な場合にはＭＡ生成量が増えてＣＴＯＤ特性が不十分となる。そこで、次に説明する（３）の技術を併用することで安定的にＣＴＯＤ特性を向上させることが必要である。
【００１１】
（３）を達成する手段を説明する。ＨＡＺにおけるＭＡ生成挙動は、焼入性と冷却速度に大きく依存することが知られている。本発明におけるＨＡＺの焼入性は、鋼成分に加えてγ粒径やＩＧＦ生成能の影響を大きく受ける。従来鋼ではＨＡＺの焼入性に対してγ粒径やＩＧＦ生成はほとんど考慮されていないが、本発明鋼はγ粒が小さい上にＩＧＦ生成能が高いため、γ粒界やγ粒内でフェライトの変態場所が増加しており、鋼成分が同一である従来鋼に対してＨＡＺの焼入性が著しく低下する特徴を持つ。このような特徴を有する本発明鋼に対して、海洋構造物の溶接施工時の冷却速度（８００℃から５００℃の冷却時間がおおよそ１５ｓ）と本発明のＣとＭｎの範囲を前提に、ＭＡの生成状況に及ぼす合金成分の影響を鋭意検討した。その結果、下記の２点が明らかになった。
▲４▼Ｎｂを従来より高めてもＨＡＺのＭＡ量は増えにくい。
▲５▼Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの和とＨＡＺのＭＡ量の間に非連続的な強い相関がある。
【００１２】
▲４▼の観点から、Ｎｂを０．０５％まで高めてもＨＡＺのＭＡ量に大きな影響を及ぼさないことがわかった。従来の海構造物向け厚鋼板（継ぎ手ＣＴＯＤ保証鋼）で実際に用いられるＮｂは、例えば、「Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ ｏｆ １２ｔｈ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ ｏｎ ＯＭＡＥ」１９９３． Ｇｌａｓｇｏｗ． ＵＫ． ＡＳＭＥ． ＶｏｌｕｍｅＩＩＩ−Ａ． ｐｐ．２０７−２１４では４２０ＭＰａ級の降伏強度で０．０２％のＮｂが上限であり、「Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ ｏｆ １２ｔｈ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ ｏｎ ＯＭＡＥ」 １９９３． Ｇｌａｓｇｏｗ． ＵＫ． ＡＳＭＥ． ＶｏｌｕｍｅＩＩＩ−Ａ． ｐｐ．１９９−２０５では４６０ＭＰａ級の降伏強度で０．０２１％のＮｂが上限であり、「Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ ｏｆ １３ｔｈ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ ｏｎ ＯＭＡＥ」 １９９４． Ｈｏｕｓｔｏｎ． ＡＳＭＥ．ＶｏｌｕｍｅＩＩＩ． ｐｐ．３０７−３１４では４２０ＭＰａ級の降伏強度で０．０２４％のＮｂである。このように、従来は０．０２％程度のＮｂ量が実質的に上限とされており、これに対して本発明はＮｂを０．０５％まで有効に利用できる利点がある。▲５▼の観点から、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの和が３．０％を超えるとＨＡＺのＭＡ量が急激に増えることがわかった。以上の知見から、５００〜５５０ＭＰａ級の降伏強度を保ちつつ板厚を７６．２ｍｍまで拡大していく場合の成分設計として、できる限りＮｂを活用して厚手材の母材強度を稼ぎ、その反面、ＭＡ生成を助長するＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏを削減することが指針となる。Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの削減は合金コストの面からも好ましい。図１の（ｄ）は（１）、（２）の技術にここで説明した（３）の技術を併用したときのＨＡＺ組織の模式図である。ＨＡＺ組織の十分な微細化に加えて安定的にＭＡ量が低減されることで、高強度においても良好な継ぎ手ＣＴＯＤ特性が達成される。このように、本発明は（１）、（２）、（３）の技術を同時に発現させることで実現可能となる。
【００１３】
次に化学成分の限定理由について説明する。
【００１４】
Ｃは母材とＨＡＺの強度、靭性を確保するために０．０４％以上必要である。しかし、０．１４％を超えると母材とＨＡＺの靭性が低下すると共に溶接性が劣化するので、これが上限である。
【００１５】
Ｓｉは脱酸のために添加することができる。しかし、０．４％を超えるとＨＡＺ靭性が劣化する。本発明ではＡｌ、Ｔｉ、Ｍｇによっても脱酸は可能であり、ＨＡＺ靭性の観点からＳｉは少ないほどよい。ＳｉはＨＡＺのＭＡ生成を助長するので本発明では好ましくない元素である。
【００１６】
Ｍｎは母材とＨＡＺの強度、靭性を確保するために１．０％以上必要である。ＭｎはＩＧＦ変態核を構成する硫化物を形成する上でも重要である。しかし、Ｍｎが２．０％を超えると母材やＨＡＺが脆化したり、溶接性が劣化するので、これが上限である。
【００１７】
Ｐは本発明において不純物元素であり、良好な母材とＨＡＺの材質を確保するためには０．０２％以下に低減する必要がある。
【００１８】
Ｓは本発明において不純物元素であり、良好な母材とＨＡＺの材質を確保するためには０．００５％以下に低減する必要がある。
【００１９】
ＮｂはＨＡＺ靭性の劣化を最小限に抑えて母材強度を高めることに極めて有効である。Ｎｂは母材の組織微細化を通じて靭性を高めることにも有効である。本発明の最大板厚である７６．２ｍｍで５００ＭＰａ級の降伏強度を達成しつつ、さらに良好な母材靭性を得るためには、０．００５％以上のＮｂが必須である。しかし、Ｎｂが０．０５％を超えるとＭＡ量の増加や析出硬化によってＨＡＺ靭性が劣化するので、これが上限である。Ｎｂは本発明の母材を造り込む上で積極的に用いるべき元素であり、０．０２％以上のＮｂを有効利用することが好ましい。
【００２０】
ＡｌはＭｇと共に０．０１〜０．１μｍの超微細酸化物を形成し、その上に複合析出するＴｉＮを伴ってピン止め粒子として、さらにはＧＢＦやＦＳＰの変態核として機能し、ＨＡＺ組織を微細化する。そのためには０．００１％以上必要である。Ａｌが０．００１％未満になると１００００個／ｍｍ2以上の超微細酸化物を確保することができず、γ細粒化やγ粒界上の変態核の個数が不十分となる結果、ＧＢＦやＦＳＰが十分に微細化されずにＨＡＺ靭性が劣化する。しかしＡｌが０．０１％を超えると、たとえ前記［１］式を満たす場合でも、ＩＧＦ変態核として有効な大きさの酸化物中におけるＴｉ含有量が２質量％未満となり、これらの酸化物がＩＧＦ変態核としての能力を失う結果、１０個／ｍｍ2以上のＩＧＦ変態核を安定に確保することが難しくなる。このようにＩＧＦ変態核の個数が不足するとＨＡＺ靭性は劣化する。従ってＡｌの上限は０．０１％である。
【００２１】
ＴｉはＴｉＮを形成して超微細なＭｇとＡｌからなる酸化物上に０．０１〜０．５μｍの大きさで複合析出し、ピン止め粒子として、さらにはＧＢＦやＦＳＰの変態核として機能し、ＨＡＺ組織を微細化する。さらに、０．５〜１０μｍの酸化物中に２質量％以上含有されることを通じてＩＧＦ変態を促進する。そのためには０．００５％以上必要である。Ｔｉが０．００５％未満になるとこのような複合形態のＴｉＮ粒子を１００００個／ｍｍ2以上確保することができず、ＧＢＦやＦＳＰが十分に微細化されずにＨＡＺ靭性が劣化する。ＳｉとＡｌが共に下限に近い場合は脱酸元素が不足する場合があるため、Ｔｉに脱酸を担わせる意味で０．０１％以上の添加が望ましい。しかし、Ｔｉが０．０３％を超えると、ＴｉＣが析出したり、ＴｉＮが数μｍにまで粗大化するなどして母材やＨＡＺが脆化する。以上の理由からＴｉの上限は０．０３％である。
【００２２】
Ｍｇは本発明で重要な役割を担う。ＭｇはＡｌと共に０．０１〜０．１μｍの超微細酸化物を形成し、その上に複合析出するＴｉＮを伴ってピン止め粒子として、さらにはＧＢＦやＦＳＰの変態核として機能し、ＨＡＺ組織を微細化することである。そのためには０．０００１％以上のＭｇが必要である。Ｍｇが０．０００１％未満であると、１００００個／ｍｍ2以上の超微細ＭｇとＡｌからなる酸化物を確保することも困難となる。しかし、Ｍｇが０．００５％を超えてもその金属学的効果は飽和するため、これを上限とする。
【００２３】
Ｏは超微細なＭｇとＡｌからなる酸化物を形成してＨＡＺでのピン止め効果を担うと同時に、０．５〜１０μｍのＴｉ含有酸化物を形成してＨＡＺでＩＧＦ変態核として機能する。これら二つの役割を満たすためには０．００１％以上のＯが必要である。Ｏが０．００１％未満になると、１００００個／ｍｍ2以上の超微細酸化物や１０個／ｍｍ2以上の０．５〜１０μｍ酸化物を確保することが難しくなる。しかし、Ｏが０．００５％を超えると１０μｍを超える粗大な酸化物が多く生成し、これが母材やＨＡＺで脆性破壊の発生起点として作用するため、０．００５％を上限とする。
【００２４】
ＮはＴｉＮを生成して超微細なＭｇとＡｌからなる酸化物上に０．０１〜０．５μｍの大きさで複合析出し、ピン止め粒子として、さらにはＧＢＦやＦＳＰの変態核として機能し、ＨＡＺ組織を微細化する。そのためには０．００１％以上必要である。Ｎが０．００１％未満になるとこのような複合形態のＴｉＮ粒子を１００００個／ｍｍ2以上確保することができない。しかし、Ｎが０．０１％を超えると固溶Ｎが増えて母材やＨＡＺが脆化したり、鋳片の表面性状が劣化したりするので、これを上限とする。
【００２５】
次に選択元素の限定理由を説明する。
【００２６】
Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒは脱酸剤や脱硫剤として添加することができる。脱酸剤としてＯ量の低減に寄与する。脱硫剤としてＳ量の低減に寄与すると同時に、硫化物の形態を制御する。これらの効果を通じて母材とＨＡＺの材質を改善するためには、それぞれ０．０００５％以上必要である。しかし、これらの強脱酸元素が多すぎると、たとえ［１］式を満たす場合でも、ＩＧＦ変態核として有効な大きさの酸化物中におけるＴｉ含有量が２質量％未満となり、これらの酸化物がＩＧＦ変態核としての能力を失う結果、１０個／ｍｍ2以上のＩＧＦ変態核を安定に確保することが難しくなる。この意味から、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒのそれぞれの上限は０．００５％、０．０１％、０．０１％であり、これら三つの元素の和を０．０２％以下に制限する必要がある。ここでのＲＥＭとは、Ｌａ，Ｃｅなどのランタノイド系の元素をさし、これらの元素が混在したミッシュメタルを添加した場合でも同様である。
【００２７】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは母材の強度、靭性、耐食性や溶接性を向上させることに利用できる。そのためにはいずれの元素も０．０５％以上必要である。従来、母材の高強度化、高靭性化、板厚拡大を同時に達する場合にこれらの元素を積極的に利用してきたが、本発明ではＨＡＺのＣＴＯＤ特性を確保する観点からこれらの元素を極力低減することが好ましい。このような意味から、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの上限をそれぞれ１．５％、３．０％、０．５％、０．５％に規制し、さらに、これらの元素の和が３．０％以下になるように調整しなければならない。各元素が上限を超えたり、これらの元素の和が３．０％を超えるとＨＡＺのＣＴＯＤ特性が著しく劣化する。
【００２８】
Ｖは析出強化によって母材およびＨＡＺの強度に有効である。そのためには０．００５％以上必要である。しかし、Ｖが０．０５％を超えると溶接性やＨＡＺ靭性が劣化するため、これを上限とする。
【００２９】
Ｂは母材の強度、靭性を向上させるのに有効である。そのためには０．０００１％以上必要である。しかし、Ｂが０．００３％を超えると溶接性が著しく劣化するため、これを上限とする。
【００３０】
本発明鋼は、鉄鋼業の製鋼工程において所定の化学成分に調整し、連続鋳造した鋳片を再加熱して圧延、冷却、熱処理の各工程を様々に制御して厚鋼板として製造される。板厚７６．２ｍｍの鋼板において５００〜５５０ＭＰａ級の降伏強度を得るためには、Ｎｂ量を最大限に活用するために、圧延後の直接焼入あるいは加速冷却を適用することが有効である。さらに、焼き戻しによって強度と靭性を調整できる。鋳片を一旦冷やすことなくホットチャージ圧延することも可能である。ＨＡＺ靭性は鋼成分に加え、ピン止め粒子とＩＧＦ変態核の分散状態できまる。これらの粒子の分散状態は母材の製造過程で大きく変化しない。従って、ＨＡＺ靭性は母材の製造工程に大きく依存することはなく、どのような加熱、圧延、熱処理の工程を適用してもよい。
【００３１】
本発明で規定した介在物の分散状態は、例えば以下のような方法で定量的に測定される。
【００３２】
ＭｇとＡｌからなる酸化物を内包する０．０１〜０．５μｍのＴｉＮの個数は、母材鋼板の任意の場所から抽出レプリカ試料を作製し、これを透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて１００００〜５００００倍の倍率で少なくとも１０００μｍ2以上の面積にわたって観察し、対象となる大きさのＴｉＮの個数を測定し、これを単位面積あたりの個数（個／ｍｍ2）に換算する。このとき、ＭｇとＡｌからなる酸化物とＴｉＮの同定は、ＴＥＭに付属のエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）による組成分析と、ＴＥＭによる電子線回折像の結晶構造解析によって行われる。このような同定を測定するすべての複合介在物に対して行うことが煩雑な場合、簡易的には次の手順による。まず、四角い形状の介在物をＴｉＮとみなし、対象となる大きさのＴｉＮの内部に介在物が存在するものの個数を測定する。次に、このような方法で個数を測定した複合析出ＴｉＮのうち、少なくとも１０個以上について上記の要領で詳細な同定を行い、ＭｇとＡｌからなる酸化物とＴｉＮが複合する割合を求める。そして、はじめに測定された複合析出ＴｉＮの個数にこの割合を掛け合わせる。鋼中の炭化物が以上のＴＥＭ観察を邪魔する場合、５００℃以下の熱処理によって炭化物を凝集・粗大化させ、対象となる複合介在物の観察を容易にすることができる。
【００３３】
ＩＧＦ変態核となる０．５〜１０μｍの酸化物（硫化物や窒化物が複合する場合もある）の個数は、次のような方法で測定できる。まず、母材鋼板の任意の場所から小片試料を切り出して鏡面研磨試料を作製し、Ｘ線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用いて少なくとも１ｍｍ2以上の面積にわたってＯの元素マッピングを行い、Ｏが検出された０．５〜１０μｍの粒子個数を測定する。これを単位面積あたりの個数（個／ｍｍ2）に換算する。あるいは、次の方法によっても測定できる。酸化物以外の炭化物、硫化物、窒化物を溶解する目的で小片試料を高温加熱（例えば１４００℃）した後に急冷し、これを鏡面研磨して光学顕微鏡観察を行う。１０００倍の倍率で少なくとも３ｍｍ2以上の面積にわたって観察し、０．５〜１０μｍの粒子個数を測定する。これを単位面積あたりの個数（個／ｍｍ2）に換算する。
【００３４】
【実施例】
表１に連続鋳造した鋼の化学成分を、表２に鋼板の板厚、製造法、ピン止め粒子とＩＧＦ変態核の個数、母材材質、溶接条件、ＨＡＺ靭性を示す。本発明鋼は３８．１〜７６．２ｍｍの板厚で、母材の降伏強度（ＹＳ）が５１０〜５７０ＭＰａであり、溶接入熱量が３．５〜１０．０ｋＪ／ｍｍのサブマージアーク溶接による多層盛り継ぎ手ボンド部（ＣＧＨＡＺ）において−１０℃で０．２ｍｍを超える良好なＣＴＯＤを有する。一方、比較鋼は化学成分が適正でないために、７６．２ｍｍの板厚で母材あるいはＨＡＺの材質が劣っている。鋼１１はＳが多すぎるために母材とＨＡＺの靭性が劣っている。鋼１２はＮｂが少なすぎるために母材の強度と靭性が劣っている。鋼１３はＮｂが多すぎるためにＨＡＺ靭性が劣っている。鋼１４はＡｌが少なすぎるためにピン止め粒子の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣っている。鋼１５はＡｌが多すぎて脱酸元素のバランスが悪いため、０．５〜１０μｍ酸化物の組成が不適切となり、これらのＩＧＦ変態能が低下してＨＡＺ靭性が劣っている。鋼１６はＴｉが少なすぎるためにピン止め粒子の個数が不足し、さらに、脱酸元素のバランスが悪くて０．５〜１０μｍ酸化物の組成が不適切となってＩＧＦ変態能が低下してしまい、ＨＡＺ靭性が劣っている。鋼１７はＴｉが多すぎるために母材とＨＡＺの靭性が劣っている。鋼１８はＭｇが少なすぎるためにピン止め粒子の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣っている。鋼１９はＯが少なすぎるためにピン止め粒子とＩＧＦ変態核の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣っている。鋼２０はＮが少なすぎるためにピン止め粒子の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣っている。鋼２１はＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの和が多すぎるためにＨＡＺ靭性が劣っている。鋼２２は脱酸元素のバランスが悪くて０．５〜１０μｍ酸化物の組成が不適切となってＩＧＦ変態能が低下してしまい、ＨＡＺ靭性が劣っている。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】
【発明の効果】
本発明によって高強度かつ極厚である厚鋼板の継ぎ手ＣＴＯＤ特性が格段に向上した結果、海洋構造物の軽量化や大型化に道が開けた。このことによって、海洋構造物の建造コストが大幅に削減できたり、さらに深い海域でのエネルギー開発が可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は本発明におけるＨＡＺ組織制御の考え方を模式的に示す図である。
【符号の説明】
１ 溶接金属
２ 溶接熱影響部（ＨＡＺ）
３ 溶接線
４ γ粒界
ＧＢＦ 粒界フェライト
ＦＳＰ フェライトサイドプレート
ＩＧＦ 粒内変態フェライト
Ｂｕ 上部ベイナイト
ＭＡ マルテンサイト・オーステナイト混合相
【発明の属する技術分野】
本発明は溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）のＣＴＯＤ特性に優れた５００〜５５０ＭＰａ級の降伏強度を有する鋼板であり、主に海洋構造物用として用いられるが、同様の強度とＨＡＺ靭性（ＣＴＯＤ特性）が要求されるその他の溶接構造物へも適用できる。
【０００２】
【従来の技術】
北海で使用される海洋構造物の溶接継ぎ手には−１０℃でのＣＴＯＤ特性が要求される。このような厳格なＨＡＺ靭性が要求される鋼材として、例えば「Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ ｏｆ １２ｔｈ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ ｏｎ ＯＭＡＥ」 １９９３． Ｇｌａｓｇｏｗ． ＵＫ． ＡＳＭＥ． ＶｏｌｕｍｅＩＩＩ−Ａ． ｐｐ．２０７−２１４に記載されているように、Ｔｉオキサイド鋼が使用されている。ＨＡＺの溶融線近傍は１４００℃以上に加熱されるため、ＴｉＮ粒子によるピン止め効果が消失してオーステナイト（γ）が著しく粗大化してしまい、ＨＡＺ組織が粗大化して靭性が劣化する。このような問題点を解決する鋼として上述のＴｉオキサイド鋼は開発された。この技術は、例えば特開昭６３−２１０２３５号公報や特開平０６−０７５５９９号公報に記載されているように、ＴｉＮ粒子によるピン止め効果が消失して粗大化したγ粒の粒内において、熱的に安定なＴｉ酸化物を変態核として生成する針状フェライトを利用することでＨＡＺ組織の微細化をはかった鋼である。粗大なγ粒を効果的に微細化するこの針状フェライトは粒内変態フェライト（Ｉｎｔｒａ Ｇｒａｎｕｌａｒ Ｆｅｒｒｉｔｅ：ＩＧＦ）と呼ばれる。しかしながら、このＴｉオキサイド鋼の降伏強度は４２０ＭＰａ級までであり、それ以上の降伏強度を有しつつＨＡＺのＣＴＯＤ特性を保証するような厚鋼板は開発されていない。一方で、海洋構造物を軽量化することで建造コストの低減をはかる動きが活発化しつつあり、海洋構造物を軽量化するために降伏強度の高い厚鋼板が求められている。つまり、従来よりも高強度である５００〜５５０ＭＰａ級の降伏強度を有しつつ、ＣＴＯＤ特性を保証できるようなＨＡＺ靭性の優れた厚鋼板が強く望まれている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、降伏強度が５００〜５５０ＭＰａ級であり、ＨＡＺにおける−１０℃でのＣＴＯＤが０．２ｍｍ以上であり、最大板厚が７６．２ｍｍ（３インチ）までの厚鋼板を提供することを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明は、質量％でＣ ：０．０４〜０．１４％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ ：０．０２％以下、Ｓ ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％、Ｏ ：０．００１〜０．００５％、Ｎ ：０．００１〜０．０１％を含有し、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０１％の内の１種以上を含有し、さらに必要に応じて質量％で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％、Ｂ ：０．０００１〜０．００３％の内の１種以上を含有し、質量％でＴｉ／（Ｍｇ＋Ａｌ＋Ｃａ＋ＲＥＭ＋Ｚｒ）≧１であり、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの和が３．０％以下であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学成分を有し、ＭｇとＡｌからなる酸化物を内包する０．０１〜０．５μｍのＴｉＮが１００００個／ｍｍ2以上存在し、かつ、０．５〜１０μｍの酸化物が１０個／ｍｍ2以上存在することを特徴とする、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である。
【０００５】
【発明の実施の形態】
以下、図１を参酌して本発明を詳細に説明する。図１（ａ）〜（ｄ）は、本発明におけるＨＡＺ組織制御の考え方を模式的に示す図である。
【０００６】
Ｔｉオキサイド鋼の降伏強度を合金元素の添加によって現行の４２０ＭＰａ級から５００ＰＭａ級、さらには５５０ＭＰａ級へと高めていくと、溶接金属１の溶融線３近傍溶接熱影響部ＨＡＺ２が硬化して十分なＣＴＯＤ特性を確保することが難しくなる。このときのＨＡＺ組織を模式的に図１の（ａ）に示す。ＨＡＺが脆化する第一の原因は、粒内フェライトＩＧＦの生成によって粗大なγ粒の内部を微細化しても、粗大なγ粒のγ粒界４に沿って生成する粗大な粒界フェライト（Ｇｒａｉｎ Ｂｏｕｎｄａｒｙ Ｆｅｒｒｉｔｅ：ＧＢＦ）やフェライトサイドプレート（Ｆｅｒｒｉｔｅ Ｓｉｄｅ Ｐｌａｔｅ：ＦＳＰ）が、ＨＡＺの硬化に伴って脆性破壊の発生に対する敏感性を高めるからである。従って、これらのＧＢＦやＦＳＰを微細化することで脆性破壊の発生に対する感受性を小さくする必要がある。第二の脆化原因は、高強度化のために合金元素の添加量を増加させることでＨＡＺの焼入性が高まり、マルテンサイト・オーステナイト混合層ＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）と呼ばれる微視的な脆化相が多く生成し、これが脆性破壊の発生を促すからである。従って、５００〜５５０ＭＰａ級の降伏強度を達成する場合においても、ＭＡを可能な限り低減する必要がある。以上から、高い降伏強度のもとで良好な継ぎ手ＣＴＯＤ特性を達成するためには、Ｔｉオキサイド鋼の金属学的効果（ＩＧＦ効果）を維持しつつ、上記の二つの脆化原因を取り除くことが指針となる。つまり、本発明の要点はＨＡＺ組織を下記の三つの視点から同時に制御することである。
（１） 溶融線近傍ＨＡＺのγ粒界に沿って生成するＧＢＦやＦＳＰを微細化する。
（２） 溶融線近傍ＨＡＺのγ粒内をＩＧＦの生成によって微細化する。
（３） 溶融線近傍ＨＡＺのＭＡ生成量を低減する。
【０００７】
まず（１）を達成する手段を説明する。脆性破壊の発生に有害な粗大なＧＢＦやＦＳＰを微細化するためには、γ粒を小さくする必要がある。１４００℃を超えて加熱される溶融線近傍ＨＡＺのγ粒成長を強力に抑制することを狙いとして、種々の鋼成分について鋭意検討した結果、ＭｇとＡｌを適正に制御することでＭｇとＡｌからなる０．０１〜０．１μｍの超微細な酸化物を鋼中に数多く分散させ、これを核に０．０１〜０．５μｍのＴｉＮを複合析出させる技術を発明した。このような複合析出のＴｉＮ粒子は、溶融線近傍でも熱的に安定であるため、成長したり溶解したりすることなく強力にγ粒界の移動をピン止めできる。たとえ溶接入熱量の大きな溶接を行っても、溶融線近傍のγ粒を１００μｍ程度の大きさに保つことができる。さらに、γ粒界上に存在するこれらのピン止め粒子自身が、ＧＢＦやＦＳＰの変態核として直接機能する場合があり、変態場所の増加を通じることによってもＧＢＦやＦＳＰの微細化に寄与する。このような複合析出のＴｉＮ粒子が１００００個／ｍｍ2以上存在することで、ＧＢＦやＦＳＰがＣＴＯＤ特性に悪影響を及ぼさない大きさまで微細化される。このような複合析出のＴｉＮ粒子が１００００個／ｍｍ2未満であると、γ細粒化やγ粒界上の変態核の個数が不十分となる結果、ＧＢＦやＦＳＰが十分に微細化されずＣＴＯＤ特性が劣化する。この複合携態のＴｉＮ粒子には硫化物が析出する場合もあるが、上述したピン止め粒子や変態核としての機能に悪影響を及ぼすものではない。図１の（ｂ）はここで説明した（１）の技術だけを適用したときのＨＡＺ組織の模式図である。ＧＢＦやＦＳＰは微細化するが、本技術だけではγ粒内が上部ベイナイト（Ｂｕ）と呼ばれるＭＡを含む脆化組織で覆われてしまい、十分なＣＴＯＤ特性が得られない。そこで、次に説明する（２）の技術を併用しなければならない。
【０００８】
（２）を達成する手段を説明する。本発明は上述した超微細酸化物を多数生成させるめにＭｇを添加する状況下で、数μｍ程度の比較的大きな酸化物を利用してＩＧＦを生成させることを追求した。その結果、下記の三つの条件がＩＧＦ変態核として重要であることがわかった。
▲１▼ 最低限の個数が存在すること。
▲２▼ 適当な大きさであること。
▲３▼ 酸化物組成が適正であること。
【０００９】
▲１▼の観点から、ＩＧＦ変態核は溶融線近傍ＨＡＺにおいて安定に存在し、少なくとも１０個／ｍｍ2以上必要である。ＩＧＦ変態核が１０個／ｍｍ2未満ではＨＡＺ組織の微細化が不十分である。また、▲２▼の観点から、ＩＧＦ変態核として有効に機能するには０．５μｍ以上の大きさが必要である。粒子の大きさが０．５μｍ未満ではＩＧＦ変態核としての能力が著しく低下する。これらの条件を満たすために、本発明では０．５μｍ以上の酸化物をＩＧＦ変態核として利用することを検討した。しかし、１０μｍを超える酸化物は脆性破壊の発生起点として作用するため好ましくない。▲３▼の観点から、酸化物がＩＧＦ変態核として有効に機能するためには、酸化物中に２質量％以上のＴｉを含有することが効果的であることが判明した。そのためには、Ｔｉよりも脱酸力の強いＭｇ、Ａｌ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒの添加量を制限して酸化物中のＴｉ含有量を高めなければならない。これらの脱酸元素の添加量を質量％を用いて下式［１］の範囲に制御することで、０．５〜１０μｍの酸化物中のＴｉ含有量を２質量％以上に制御できることを発見した。
Ｔｉ／（Ｍｇ＋Ａｌ＋Ｃａ＋ＲＥＭ＋Ｚｒ）≧１ ・ ・ ・［１］
【００１０】
このような条件を満足すれば０．５〜１０μｍのＩＧＦ変態核は酸化物単独である必要はない。酸化物上に硫化物や窒化物が析出した複合形態で同様の大きさを有する粒子でもＩＧＦ変態核として有効に作用する。図１の（ｃ）は（１）の技術とここで説明した（２）の技術を併用したときのＨＡＺ組織の模式図である。ＧＢＦやＦＳＰの微細化に加えて多量のＩＧＦが生成することでＨＡＺ組織は微細化する。しかし、合金成分の添加量が不適切な場合にはＭＡ生成量が増えてＣＴＯＤ特性が不十分となる。そこで、次に説明する（３）の技術を併用することで安定的にＣＴＯＤ特性を向上させることが必要である。
【００１１】
（３）を達成する手段を説明する。ＨＡＺにおけるＭＡ生成挙動は、焼入性と冷却速度に大きく依存することが知られている。本発明におけるＨＡＺの焼入性は、鋼成分に加えてγ粒径やＩＧＦ生成能の影響を大きく受ける。従来鋼ではＨＡＺの焼入性に対してγ粒径やＩＧＦ生成はほとんど考慮されていないが、本発明鋼はγ粒が小さい上にＩＧＦ生成能が高いため、γ粒界やγ粒内でフェライトの変態場所が増加しており、鋼成分が同一である従来鋼に対してＨＡＺの焼入性が著しく低下する特徴を持つ。このような特徴を有する本発明鋼に対して、海洋構造物の溶接施工時の冷却速度（８００℃から５００℃の冷却時間がおおよそ１５ｓ）と本発明のＣとＭｎの範囲を前提に、ＭＡの生成状況に及ぼす合金成分の影響を鋭意検討した。その結果、下記の２点が明らかになった。
▲４▼Ｎｂを従来より高めてもＨＡＺのＭＡ量は増えにくい。
▲５▼Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの和とＨＡＺのＭＡ量の間に非連続的な強い相関がある。
【００１２】
▲４▼の観点から、Ｎｂを０．０５％まで高めてもＨＡＺのＭＡ量に大きな影響を及ぼさないことがわかった。従来の海構造物向け厚鋼板（継ぎ手ＣＴＯＤ保証鋼）で実際に用いられるＮｂは、例えば、「Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ ｏｆ １２ｔｈ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ ｏｎ ＯＭＡＥ」１９９３． Ｇｌａｓｇｏｗ． ＵＫ． ＡＳＭＥ． ＶｏｌｕｍｅＩＩＩ−Ａ． ｐｐ．２０７−２１４では４２０ＭＰａ級の降伏強度で０．０２％のＮｂが上限であり、「Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ ｏｆ １２ｔｈ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ ｏｎ ＯＭＡＥ」 １９９３． Ｇｌａｓｇｏｗ． ＵＫ． ＡＳＭＥ． ＶｏｌｕｍｅＩＩＩ−Ａ． ｐｐ．１９９−２０５では４６０ＭＰａ級の降伏強度で０．０２１％のＮｂが上限であり、「Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ ｏｆ １３ｔｈ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ ｏｎ ＯＭＡＥ」 １９９４． Ｈｏｕｓｔｏｎ． ＡＳＭＥ．ＶｏｌｕｍｅＩＩＩ． ｐｐ．３０７−３１４では４２０ＭＰａ級の降伏強度で０．０２４％のＮｂである。このように、従来は０．０２％程度のＮｂ量が実質的に上限とされており、これに対して本発明はＮｂを０．０５％まで有効に利用できる利点がある。▲５▼の観点から、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの和が３．０％を超えるとＨＡＺのＭＡ量が急激に増えることがわかった。以上の知見から、５００〜５５０ＭＰａ級の降伏強度を保ちつつ板厚を７６．２ｍｍまで拡大していく場合の成分設計として、できる限りＮｂを活用して厚手材の母材強度を稼ぎ、その反面、ＭＡ生成を助長するＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏを削減することが指針となる。Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの削減は合金コストの面からも好ましい。図１の（ｄ）は（１）、（２）の技術にここで説明した（３）の技術を併用したときのＨＡＺ組織の模式図である。ＨＡＺ組織の十分な微細化に加えて安定的にＭＡ量が低減されることで、高強度においても良好な継ぎ手ＣＴＯＤ特性が達成される。このように、本発明は（１）、（２）、（３）の技術を同時に発現させることで実現可能となる。
【００１３】
次に化学成分の限定理由について説明する。
【００１４】
Ｃは母材とＨＡＺの強度、靭性を確保するために０．０４％以上必要である。しかし、０．１４％を超えると母材とＨＡＺの靭性が低下すると共に溶接性が劣化するので、これが上限である。
【００１５】
Ｓｉは脱酸のために添加することができる。しかし、０．４％を超えるとＨＡＺ靭性が劣化する。本発明ではＡｌ、Ｔｉ、Ｍｇによっても脱酸は可能であり、ＨＡＺ靭性の観点からＳｉは少ないほどよい。ＳｉはＨＡＺのＭＡ生成を助長するので本発明では好ましくない元素である。
【００１６】
Ｍｎは母材とＨＡＺの強度、靭性を確保するために１．０％以上必要である。ＭｎはＩＧＦ変態核を構成する硫化物を形成する上でも重要である。しかし、Ｍｎが２．０％を超えると母材やＨＡＺが脆化したり、溶接性が劣化するので、これが上限である。
【００１７】
Ｐは本発明において不純物元素であり、良好な母材とＨＡＺの材質を確保するためには０．０２％以下に低減する必要がある。
【００１８】
Ｓは本発明において不純物元素であり、良好な母材とＨＡＺの材質を確保するためには０．００５％以下に低減する必要がある。
【００１９】
ＮｂはＨＡＺ靭性の劣化を最小限に抑えて母材強度を高めることに極めて有効である。Ｎｂは母材の組織微細化を通じて靭性を高めることにも有効である。本発明の最大板厚である７６．２ｍｍで５００ＭＰａ級の降伏強度を達成しつつ、さらに良好な母材靭性を得るためには、０．００５％以上のＮｂが必須である。しかし、Ｎｂが０．０５％を超えるとＭＡ量の増加や析出硬化によってＨＡＺ靭性が劣化するので、これが上限である。Ｎｂは本発明の母材を造り込む上で積極的に用いるべき元素であり、０．０２％以上のＮｂを有効利用することが好ましい。
【００２０】
ＡｌはＭｇと共に０．０１〜０．１μｍの超微細酸化物を形成し、その上に複合析出するＴｉＮを伴ってピン止め粒子として、さらにはＧＢＦやＦＳＰの変態核として機能し、ＨＡＺ組織を微細化する。そのためには０．００１％以上必要である。Ａｌが０．００１％未満になると１００００個／ｍｍ2以上の超微細酸化物を確保することができず、γ細粒化やγ粒界上の変態核の個数が不十分となる結果、ＧＢＦやＦＳＰが十分に微細化されずにＨＡＺ靭性が劣化する。しかしＡｌが０．０１％を超えると、たとえ前記［１］式を満たす場合でも、ＩＧＦ変態核として有効な大きさの酸化物中におけるＴｉ含有量が２質量％未満となり、これらの酸化物がＩＧＦ変態核としての能力を失う結果、１０個／ｍｍ2以上のＩＧＦ変態核を安定に確保することが難しくなる。このようにＩＧＦ変態核の個数が不足するとＨＡＺ靭性は劣化する。従ってＡｌの上限は０．０１％である。
【００２１】
ＴｉはＴｉＮを形成して超微細なＭｇとＡｌからなる酸化物上に０．０１〜０．５μｍの大きさで複合析出し、ピン止め粒子として、さらにはＧＢＦやＦＳＰの変態核として機能し、ＨＡＺ組織を微細化する。さらに、０．５〜１０μｍの酸化物中に２質量％以上含有されることを通じてＩＧＦ変態を促進する。そのためには０．００５％以上必要である。Ｔｉが０．００５％未満になるとこのような複合形態のＴｉＮ粒子を１００００個／ｍｍ2以上確保することができず、ＧＢＦやＦＳＰが十分に微細化されずにＨＡＺ靭性が劣化する。ＳｉとＡｌが共に下限に近い場合は脱酸元素が不足する場合があるため、Ｔｉに脱酸を担わせる意味で０．０１％以上の添加が望ましい。しかし、Ｔｉが０．０３％を超えると、ＴｉＣが析出したり、ＴｉＮが数μｍにまで粗大化するなどして母材やＨＡＺが脆化する。以上の理由からＴｉの上限は０．０３％である。
【００２２】
Ｍｇは本発明で重要な役割を担う。ＭｇはＡｌと共に０．０１〜０．１μｍの超微細酸化物を形成し、その上に複合析出するＴｉＮを伴ってピン止め粒子として、さらにはＧＢＦやＦＳＰの変態核として機能し、ＨＡＺ組織を微細化することである。そのためには０．０００１％以上のＭｇが必要である。Ｍｇが０．０００１％未満であると、１００００個／ｍｍ2以上の超微細ＭｇとＡｌからなる酸化物を確保することも困難となる。しかし、Ｍｇが０．００５％を超えてもその金属学的効果は飽和するため、これを上限とする。
【００２３】
Ｏは超微細なＭｇとＡｌからなる酸化物を形成してＨＡＺでのピン止め効果を担うと同時に、０．５〜１０μｍのＴｉ含有酸化物を形成してＨＡＺでＩＧＦ変態核として機能する。これら二つの役割を満たすためには０．００１％以上のＯが必要である。Ｏが０．００１％未満になると、１００００個／ｍｍ2以上の超微細酸化物や１０個／ｍｍ2以上の０．５〜１０μｍ酸化物を確保することが難しくなる。しかし、Ｏが０．００５％を超えると１０μｍを超える粗大な酸化物が多く生成し、これが母材やＨＡＺで脆性破壊の発生起点として作用するため、０．００５％を上限とする。
【００２４】
ＮはＴｉＮを生成して超微細なＭｇとＡｌからなる酸化物上に０．０１〜０．５μｍの大きさで複合析出し、ピン止め粒子として、さらにはＧＢＦやＦＳＰの変態核として機能し、ＨＡＺ組織を微細化する。そのためには０．００１％以上必要である。Ｎが０．００１％未満になるとこのような複合形態のＴｉＮ粒子を１００００個／ｍｍ2以上確保することができない。しかし、Ｎが０．０１％を超えると固溶Ｎが増えて母材やＨＡＺが脆化したり、鋳片の表面性状が劣化したりするので、これを上限とする。
【００２５】
次に選択元素の限定理由を説明する。
【００２６】
Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒは脱酸剤や脱硫剤として添加することができる。脱酸剤としてＯ量の低減に寄与する。脱硫剤としてＳ量の低減に寄与すると同時に、硫化物の形態を制御する。これらの効果を通じて母材とＨＡＺの材質を改善するためには、それぞれ０．０００５％以上必要である。しかし、これらの強脱酸元素が多すぎると、たとえ［１］式を満たす場合でも、ＩＧＦ変態核として有効な大きさの酸化物中におけるＴｉ含有量が２質量％未満となり、これらの酸化物がＩＧＦ変態核としての能力を失う結果、１０個／ｍｍ2以上のＩＧＦ変態核を安定に確保することが難しくなる。この意味から、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒのそれぞれの上限は０．００５％、０．０１％、０．０１％であり、これら三つの元素の和を０．０２％以下に制限する必要がある。ここでのＲＥＭとは、Ｌａ，Ｃｅなどのランタノイド系の元素をさし、これらの元素が混在したミッシュメタルを添加した場合でも同様である。
【００２７】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは母材の強度、靭性、耐食性や溶接性を向上させることに利用できる。そのためにはいずれの元素も０．０５％以上必要である。従来、母材の高強度化、高靭性化、板厚拡大を同時に達する場合にこれらの元素を積極的に利用してきたが、本発明ではＨＡＺのＣＴＯＤ特性を確保する観点からこれらの元素を極力低減することが好ましい。このような意味から、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの上限をそれぞれ１．５％、３．０％、０．５％、０．５％に規制し、さらに、これらの元素の和が３．０％以下になるように調整しなければならない。各元素が上限を超えたり、これらの元素の和が３．０％を超えるとＨＡＺのＣＴＯＤ特性が著しく劣化する。
【００２８】
Ｖは析出強化によって母材およびＨＡＺの強度に有効である。そのためには０．００５％以上必要である。しかし、Ｖが０．０５％を超えると溶接性やＨＡＺ靭性が劣化するため、これを上限とする。
【００２９】
Ｂは母材の強度、靭性を向上させるのに有効である。そのためには０．０００１％以上必要である。しかし、Ｂが０．００３％を超えると溶接性が著しく劣化するため、これを上限とする。
【００３０】
本発明鋼は、鉄鋼業の製鋼工程において所定の化学成分に調整し、連続鋳造した鋳片を再加熱して圧延、冷却、熱処理の各工程を様々に制御して厚鋼板として製造される。板厚７６．２ｍｍの鋼板において５００〜５５０ＭＰａ級の降伏強度を得るためには、Ｎｂ量を最大限に活用するために、圧延後の直接焼入あるいは加速冷却を適用することが有効である。さらに、焼き戻しによって強度と靭性を調整できる。鋳片を一旦冷やすことなくホットチャージ圧延することも可能である。ＨＡＺ靭性は鋼成分に加え、ピン止め粒子とＩＧＦ変態核の分散状態できまる。これらの粒子の分散状態は母材の製造過程で大きく変化しない。従って、ＨＡＺ靭性は母材の製造工程に大きく依存することはなく、どのような加熱、圧延、熱処理の工程を適用してもよい。
【００３１】
本発明で規定した介在物の分散状態は、例えば以下のような方法で定量的に測定される。
【００３２】
ＭｇとＡｌからなる酸化物を内包する０．０１〜０．５μｍのＴｉＮの個数は、母材鋼板の任意の場所から抽出レプリカ試料を作製し、これを透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて１００００〜５００００倍の倍率で少なくとも１０００μｍ2以上の面積にわたって観察し、対象となる大きさのＴｉＮの個数を測定し、これを単位面積あたりの個数（個／ｍｍ2）に換算する。このとき、ＭｇとＡｌからなる酸化物とＴｉＮの同定は、ＴＥＭに付属のエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）による組成分析と、ＴＥＭによる電子線回折像の結晶構造解析によって行われる。このような同定を測定するすべての複合介在物に対して行うことが煩雑な場合、簡易的には次の手順による。まず、四角い形状の介在物をＴｉＮとみなし、対象となる大きさのＴｉＮの内部に介在物が存在するものの個数を測定する。次に、このような方法で個数を測定した複合析出ＴｉＮのうち、少なくとも１０個以上について上記の要領で詳細な同定を行い、ＭｇとＡｌからなる酸化物とＴｉＮが複合する割合を求める。そして、はじめに測定された複合析出ＴｉＮの個数にこの割合を掛け合わせる。鋼中の炭化物が以上のＴＥＭ観察を邪魔する場合、５００℃以下の熱処理によって炭化物を凝集・粗大化させ、対象となる複合介在物の観察を容易にすることができる。
【００３３】
ＩＧＦ変態核となる０．５〜１０μｍの酸化物（硫化物や窒化物が複合する場合もある）の個数は、次のような方法で測定できる。まず、母材鋼板の任意の場所から小片試料を切り出して鏡面研磨試料を作製し、Ｘ線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用いて少なくとも１ｍｍ2以上の面積にわたってＯの元素マッピングを行い、Ｏが検出された０．５〜１０μｍの粒子個数を測定する。これを単位面積あたりの個数（個／ｍｍ2）に換算する。あるいは、次の方法によっても測定できる。酸化物以外の炭化物、硫化物、窒化物を溶解する目的で小片試料を高温加熱（例えば１４００℃）した後に急冷し、これを鏡面研磨して光学顕微鏡観察を行う。１０００倍の倍率で少なくとも３ｍｍ2以上の面積にわたって観察し、０．５〜１０μｍの粒子個数を測定する。これを単位面積あたりの個数（個／ｍｍ2）に換算する。
【００３４】
【実施例】
表１に連続鋳造した鋼の化学成分を、表２に鋼板の板厚、製造法、ピン止め粒子とＩＧＦ変態核の個数、母材材質、溶接条件、ＨＡＺ靭性を示す。本発明鋼は３８．１〜７６．２ｍｍの板厚で、母材の降伏強度（ＹＳ）が５１０〜５７０ＭＰａであり、溶接入熱量が３．５〜１０．０ｋＪ／ｍｍのサブマージアーク溶接による多層盛り継ぎ手ボンド部（ＣＧＨＡＺ）において−１０℃で０．２ｍｍを超える良好なＣＴＯＤを有する。一方、比較鋼は化学成分が適正でないために、７６．２ｍｍの板厚で母材あるいはＨＡＺの材質が劣っている。鋼１１はＳが多すぎるために母材とＨＡＺの靭性が劣っている。鋼１２はＮｂが少なすぎるために母材の強度と靭性が劣っている。鋼１３はＮｂが多すぎるためにＨＡＺ靭性が劣っている。鋼１４はＡｌが少なすぎるためにピン止め粒子の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣っている。鋼１５はＡｌが多すぎて脱酸元素のバランスが悪いため、０．５〜１０μｍ酸化物の組成が不適切となり、これらのＩＧＦ変態能が低下してＨＡＺ靭性が劣っている。鋼１６はＴｉが少なすぎるためにピン止め粒子の個数が不足し、さらに、脱酸元素のバランスが悪くて０．５〜１０μｍ酸化物の組成が不適切となってＩＧＦ変態能が低下してしまい、ＨＡＺ靭性が劣っている。鋼１７はＴｉが多すぎるために母材とＨＡＺの靭性が劣っている。鋼１８はＭｇが少なすぎるためにピン止め粒子の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣っている。鋼１９はＯが少なすぎるためにピン止め粒子とＩＧＦ変態核の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣っている。鋼２０はＮが少なすぎるためにピン止め粒子の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣っている。鋼２１はＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの和が多すぎるためにＨＡＺ靭性が劣っている。鋼２２は脱酸元素のバランスが悪くて０．５〜１０μｍ酸化物の組成が不適切となってＩＧＦ変態能が低下してしまい、ＨＡＺ靭性が劣っている。
【００３５】
【表１】
【表２】
【発明の効果】
本発明によって高強度かつ極厚である厚鋼板の継ぎ手ＣＴＯＤ特性が格段に向上した結果、海洋構造物の軽量化や大型化に道が開けた。このことによって、海洋構造物の建造コストが大幅に削減できたり、さらに深い海域でのエネルギー開発が可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は本発明におけるＨＡＺ組織制御の考え方を模式的に示す図である。
【符号の説明】
１ 溶接金属
２ 溶接熱影響部（ＨＡＺ）
３ 溶接線
４ γ粒界
ＧＢＦ 粒界フェライト
ＦＳＰ フェライトサイドプレート
ＩＧＦ 粒内変態フェライト
Ｂｕ 上部ベイナイト
ＭＡ マルテンサイト・オーステナイト混合相
Claims (2)
- 質量％で
Ｃ ：０．０４〜０．１４％、
Ｓｉ：０．４％以下、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．０１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％、
Ｏ ：０．００１〜０．００５％、
Ｎ ：０．００１〜０．０１％を含有し、さらに質量％でＣａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０１％の内の１種以上を含有し、質量％でＴｉ／（Ｍｇ＋Ａｌ＋Ｃａ＋ＲＥＭ＋Ｚｒ）≧１であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学成分を有し、ＭｇとＡｌからなる酸化物を内包する０．０１〜０．５μｍのＴｉＮが１００００個／ｍｍ2以上存在し、かつ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒの内の１種以上および２質量％以上のＴｉを含有する０．５〜１０μｍの酸化物が１０個／ｍｍ2以上存在することを特徴とする、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。 - 質量％で、
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％、
Ｂ ：０．０００１〜０．００３％
の内の１種以上を含有し、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの和が３．０％以下であることを特徴とする請求項１記載の溶接熱影響部靭性のＣＴＯＤ特性に優れた５００〜５５０ＰＭａ級の降伏強度を有する厚鋼板。
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