JP4116810B2 - 高エネルギー密度溶接用耐サワー鋼材及び鋼構造物 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した場合の溶接部の靭性に優れた高エネルギー密度溶接用耐サワー鋼材及び鋼構造物に関するものである。
【０００２】
本発明による鋼板を用いたサワー環境向けの溶接鋼構造物は、製作にあたって電子ビーム溶接やレーザー溶接が適用されても良好な溶接部靭性を有する。例えば、本発明による鋼板を用いた耐サワーラインパイプを敷設する際に電子ビーム溶接やレーザー溶接を適用できる。サワー環境でなくとも、これらの高エネルギー密度溶接法が適用される場合に本発明は適している。
【０００３】
【従来の技術】
近年、溶接鋼構造物の製作において電子ビーム溶接やレーザー溶接などの高エネルギー密度溶接法を適用するニーズが強くなっている。一例として、ラインパイプを敷設する際に、現場でパイプ同士を周溶接する方法として電子ビーム溶接の適用が検討されている。電子ビーム溶接やレーザー溶接は、減圧あるいは大気圧のもとで特別な溶加材を用いることなく、母材である鋼板そのものを溶融させて接合するのが通常である。このとき、１パス溶接によって図１に示すような幅の狭い直線的な溶接ビードが形成されることが特徴である。このような溶接部に対して図２に示すように溶接金属２（ＷＭ）と溶融線４（ＦＬ）に切り欠き（６、７）を施したシャルピー衝撃特性やＣＴＯＤ特性などの靭性が要求される場合がある。
【０００４】
電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した鋼の溶接部靭性を高める手段として、大別して下記の三つが知られている。
（１）開先に溶加材やそれに相当する物質を挿入して溶接する
（２）溶接後に溶接部を熱処理する
（３）母材鋼板の化学成分を適正化する
（１）については、例えば特開昭６０−５４２８７に記されるように、突き合わせ面にＮｉを主成分とする溶加材を挿入したり、特開平０３−１８０２８２に記されるように、突き合わせ面を特別な組成の仮付けビードで仮溶接した後に電子ビーム溶接を行い、溶接部の化学成分や金属組織を適正化する技術が知られている。（２）については、例えば特開昭５７−１０４６２９に記されるように、電子ビーム溶接部をＡｃ３点以上に再加熱した後に適正な冷却を行うことで溶接部の金属組織を適正化する技術が知られている。（３）については、特開昭６０−１６２７５８に記されるように母材鋼板のＮ含有量を低めてＴｉ添加したり、特開昭６１−２４６３４５に記されるように母材鋼板として炭素鋼に所定割合のＴｉ、Ｎ、Ｖを含有させたり、特開平０１−１５３２１に記されるように実質的にＡｌを含有しない母材鋼板のＴｉ、Ｎ、Ｏの含有量を特定化したり、特開平０２−７７５５７に記されるように母材鋼板のＰとＳの含有量を低めたりすることで、電子ビーム溶接部の化学成分や金属組織を適正化する技術が知られている。以上の（１）〜（３）の中で最も簡便で工業的に好ましいのは（３）である。つまり、特別な溶加材や溶接後の熱処理を必要とせずに、母材鋼板を溶接したままの状態で良好な溶接部靭性を達成できる鋼板が望まれている。
【０００５】
（３）を意図した例として例えば以下の報告がある。新日鉄技報、３４８（１９９３）、３２に記載された「電子ビーム溶接性の優れた極厚鋼板の開発」では、電子ビーム溶接部をアシキュラーフェライト（ＡＦ）主体の組織に制御することが靭性の向上に有効であり、これを意図した鋼としてＡｌの低減をはかったＴｉオキサイド鋼（低Ａｌ−Ｔｉ ｏｘｉｄｅ鋼）が開発され、−５０℃においてＷＭとＦＬの両方で１００Ｊ以上の優れたシャルピー衝撃特性が達成されている。また、ＴＷＩ Ｒｅｆ．７２２１．０２／９５／８８６．３に記載された「Effects of Al,Ti&V on microstructural development in laser and electron beam steel weld metal」では、好ましいＡｌ／Ｏと４０％程度のＡＦ組織を有する低Ｏ系０．１重量％Ｖ添加鋼のレーザー溶接部のＷＭで、−７０℃において良好なＣＴＯＤ特性が得られる可能性が示されている。以上二つの報告は、母材鋼板の化学成分を適正化することで、ＷＭとＦＬの金属組織をＡＦ主体に制御して組織を微細化することが靭性の向上に有効であることを示している。しかしながら、これらのＡＦ生成技術を駆使しても、電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した溶接部のＦＬにおいてＣＴＯＤ特性を向上させた例はない。これら溶接部のＷＭのみならずＦＬでも優れたＣＴＯＤ特性を有する鋼板の開発が望まれている。
【０００６】
以上説明した電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した溶接部のＣＴＯＤ特性に優れた鋼板は、ラインパイプ用素材としての用途が有望である。この場合、溶接部の靭性に加えて、ＡＰＩ−Ｘ６５以上の強度と、耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ性）を併せ持つ必要がある。従って、以上の複合特性を高次元で具備した鋼板及び鋼構造物の提供が強く望まれている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、耐水素誘起割れ（耐ＨＩＣ）性に優れ、ＡＰＩ規格５Ｌ−Ｘ６５以上の強度を有し、電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した溶接部の溶接金属（ＷＭ）と溶融線（ＦＬ）の両方において、−１０℃での限界ＣＴＯＤが０．２０ｍｍ以上である鋼板及び鋼構造物を提供する。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本願発明の趣旨は、
質量％で
Ｃ ：０．０１〜０．０８％
Ｓｉ：０．５％以下
Ｍｎ：１．０〜１．６％
Ｐ ：０．０１５％以下
Ｓ ：０．００１％以下
Ａｌ：０．００１〜０．０５％
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％
Ｎ ：０．００１〜０．００８％
Ｏ ：０．００１〜０．００４％
を含有し、必要に応じて質量％で
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％
Ｖ ：０．００５〜０．１０％
Ｃｕ：０．０５〜１．０％
Ｎｉ：０．０５〜１．０％
Ｃｒ：０．０５〜１．０％
Ｍｏ：０．０５〜０．５％
Ｂ ：０．０００３〜０．００３％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％
Ｚｒ：０．０００５〜０．０１％
の１種類以上を含有し、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、化学成分の質量％を用いて計算される下式［１］〜［３］を満たし、また、さらに面積率で５０％以上のベイナイト組織から構成されることを特徴とする電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した溶接部の靭性に優れた耐サワー鋼材である。鋼材とは鋼板及び鋼管を含む概念である。
【０００９】
Ｓｉ＋１０Ａｌ＋Ｍｏ≦０．８・・・［１］
Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ≦１．０％・・・［２］
Ｃ≦−０．１７５（Ｓｉ＋１０Ａｌ＋Ｍｏ）＋０．１７・・・［３］
あるいは、母材が前記鋼成分で、電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した溶接部におけるマルテンサイト−オーステナイト混合相（ＭＡ：Martensite- Austenite constituent）の面積率が２％以下であり、また、これらの溶接部における０．５〜１０μｍの介在物粒子がその平均組成において５質量％以上のＲＥＭあるいは／およびＺｒを含有し、さらには、面積率で５０％以上のベイナイト組織から構成されることを特徴とする、電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した溶接部の靭性に優れた耐サワー鋼構造物である。
【００１０】
【発明の実施の形態】
本発明は、特別な溶加材や溶接後の熱処理を必要とせずに溶接部靭性を高めることを志向する。耐サワー鋼板の電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した溶接部においてＣＴＯＤ特性の確保が難しい理由として下記が挙げられる。
・ ＷＭ成分は鋼板の化学成分でほぼ決まるためその設計が困難である。まず、ＷＭのＯが非常に少なくなることでＡＦ組織の変態核である酸化物の個数が減少し、ＡＦ組織を活かしたＷＭの組織微細化が困難である。さらに、耐サワー鋼の特徴である極低Ｓ化やＣａ添加によって鋼板中にＭｎＳが析出し難くなり、ＦＬ近傍の溶接熱影響部（ＨＡＺ）でＡＦ組織の生成が阻害されて金属組織の微細化が困難となる。このように、ＷＭとＦＬの両方でＡＦ組織に依る組織の微細化が難しい。
・ ＦＬに切り欠きを施す場合、ＦＬが直線的であるために切り欠きの大部分がＦＬと一致する。このような場合、ＦＬに沿ったＨＡＺ脆化域が切り欠き底の大部分を占めるから、非常に厳しい靭性評価方法となる。
・ １パス溶接であるために、多パス溶接のような後パスによる再熱効果（組織微細化、焼き戻し）を期待することができない。
【００１１】
上記の問題点を解決するため、発明者らはＡＰＩ５Ｌ−Ｘ６５〜Ｘ８０級耐サワーラインパイプ用鋼を用いて電子ビーム溶接部のＣＴＯＤ抑制を支配する因子を詳細に検討した。その結果、図３に示すようにＷＭとＦＬにおいてＭＡ面積率と限界ＣＴＯＤの間に相関があることを発見した。ＷＭで２％以下、ＦＬで４％以下のＭＡ面積率のときに、ＷＭとＦＬの両方において−１０℃で０．２０ｍｍを上回る限界ＣＴＯＤが得られることが判明した。図３は同条件で電子ビーム溶接された１０個の溶接部について、ＷＭとＦＬに切り欠きを入れたＣＴＯＤ試験を各３本実施し、最低の限界ＣＴＯＤ値を採用して図示した。溶接部符号が同じであるＷＭとＦＬのＣＴＯＤ値は、同じ溶接部から採取されたことを示している。この溶接部符号から、ＷＭのＭＡ面積率が２％以下であればＦＬのＭＡ面積率も４％以下になる関係が読みとれる。このように、溶接部のＣＴＯＤ特性とＭＡ面積率の関連つけは従来の溶接法では既に試みられているが、従来の溶接法と熱履歴が大きく異なる電子ビーム溶接やレーザー溶接では系統的に検討されていなかった。ＭＡはマトリックスに比べて局所的に硬い相であり、その周囲に多くの格子欠陥を伴うため、ＣＴＯＤ試験時に脆性破壊の発生起点として作用して悪影響を及ぼすと考えられる。以上の検討から、電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した耐サワー鋼の溶接部で目標とするＣＴＯＤ特性をＷＭとＦＬの両方で達成するためには、ＷＭのＭＡ面積率を２％以下に抑えることが基本的な指針となる。
【００１２】
次ぎに、電子ビーム溶接部のＭＡ生成に及ぼす鋼板の化学成分の影響を検討した。その結果、ＭＡ生成量には下記の三つの成分因子（単位は質量％）が影響することが明らかになった。
・ Ｃ
・ Ｓｉ＋１０Ａｌ＋Ｍｏ
・ Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ
これらの成分因子が増加するとＭＡは増加するので、ＭＡ面積率が２％を超える限界の成分範囲を明確にする必要がある。図４はＡＰＩ５Ｌ−Ｘ６５〜Ｘ８０級耐サワーラインパイプ用鋼の電子ビーム溶接部のＷＭについて、ＣとＳｉ＋１０Ａｌ＋Ｍｏを用いてＭＡ面積率が２％を超える境界線を示している。境界線ａはＳｉ＋１０Ａｌ＋Ｍｏに関係なくＣの上限を表している。ＭＡ面積率を２％以下にするために次式を満たす必要がある。単位は質量％である。
Ｃ≦０．０８
境界線ｂはＣとＳｉ＋１０Ａｌ＋Ｍｏの両方が線形で関与しており、ＭＡ面積率を２％以下にするために次式［３］を満たす必要がある。単位は質量％である。
Ｃ≦−０．１７５（Ｓｉ＋１０Ａｌ＋Ｍｏ）＋０．１７…［３］
境界線ｃはＣに関係なくＳｉ＋１０Ａｌ＋Ｍｏの上限を表している。ＭＡ面積率を２％以下にするために次式［１］を満たす必要がある。単位は質量％である。Ｓｉ＋１０Ａｌ＋Ｍｏ≦０．８…［１］
さらに、たとえ図４でＭＡ面積率が２％以下になる場合でも、残る成分因子であるＣｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒが１．０％を超えるとＭＡ面積率が２％を超えてしまう危険性がある。従って、安定的にＭＡ面積率を２％以下に抑えるためには、図４の適正範囲を満たすことに加えて次式［２］を満たす必要がある。単位は質量％である。
Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ≦１．０…［２］
【００１３】
次ぎに、発明者らは電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した溶接部の組織細化を検討した結果、鋼板の化学成分にＭｇを添加することで、ＦＬ近傍のＨＡＺのオーステナイト結晶粒が細粒化することを見いだした。これは、超微細なＭｇ系酸化物が数多く生成して、ＦＬ近傍においても結晶粒の成長が強力にピン止めされ、結晶粒の粗大化が抑制されるためである。このことによって、ＡＦ組織を使えない耐サワー鋼においても、ＦＬにおけるＣＴＯＤ特性をより安定的に高めることが可能であることを発見した。
【００１４】
さらなるＣＴＯＤ特性の安定的な向上を目指して、ＣＴＯＤ値が目標である０．２０ｍｍを下回った試験片について、その脆化要因を詳細に調査した。その結果、酸化物を主体とする０．５〜１０μｍの介在物粒子が脆性破壊の発生起点として作用していることが確認された。そこで、ＣＴＯＤ特性に悪影響を与えるこのような大きさの介在物粒子を無害化することを試みた。溶接部における０．５〜１０μｍの介在物粒子は、その平均組成において５質量％以上のＲＥＭあるいはＺｒを含有すると、粒子自身の破壊特性が改善して脆性破壊に対する悪影響が軽減され、ＣＴＯＤ特性が向上することを見いだした。
【００１５】
以上が電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した溶接部の靭性を高めるための新しい技術である。
【００１６】
次ぎに化学成分の限定理由を説明する。以下で説明する溶接部とは、特にことわらない限り電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した溶接部を示す。
【００１７】
Ｃは母材と溶接部の強度、靭性を確保するために０．０１％以上必要である。しかし、０．０８％を超えると溶接部のＭＡ面積率が２％を超えてＣＴＯＤ特性が劣化する。その上に、母材の耐ＨＩＣ性が劣化する。従って、０．０８％が上限である。Ｃが０．０８％以下でも、ＭＡ生成を助長するＳｉ、Ａｌ、Ｍｏの量に応じて、［３］式を満たす低いＣに制御する必要である。
【００１８】
Ｓｉは主に脱酸のために添加できるが、本発明ではＣａ、Ａｌ、Ｔｉなどによっても脱酸できるから必須ではない。図４と［１］式に示されるように、Ｓｉは溶接部のＭＡ生成を助長するので好ましくない元素である。Ｓｉが０．５％を超えると溶接部のＭＡが激増してＣＴＯＤ特性が不安定になるので、これが上限である。
【００１９】
Ｍｎは母材と溶接部の強度、靭性を確保するために１．０％以上必要である。しかし、Ｍｎが１．６％を超えると連続鋳造時の中心偏析を助長し、鋼板の板厚中心部において母材の靭性と耐ＨＩＣ性を劣化させる。従って、これが上限である。
【００２０】
Ｐは本発明において不純物元素であり、良好な母材と溶接部の材質を確保するために０．０１５％以下に低減する必要がある。とりわけ、母材の耐サワー性の点から、中心偏析を助長するＰは極力低減することが好ましい。
【００２１】
Ｓは本発明において不純物元素であり、良好な母材と溶接部の材質を確保するために０．００１％以下に低減する必要がある。とりわけ、母材の耐ＨＩＣ性の観点から、ＭｎＳをつくらないようにＳを厳しく制限する必要がある。ＭｎＳは熱間圧延によって延伸化し、ＨＩＣの発生起点として有害である。Ｓは０．０００５％以下まで低減することが好ましい。
【００２２】
Ａｌは脱酸元素として機能し、Ｍｇが添加されたときにはＭｇと一緒に超微細酸化物を構成してＨＡＺの組織微細化に貢献し、ＦＬの靭性を高める。そのために０．００１％以上のＡｌが必要である。一方、図４と［１］式に示されるように、Ａｌは溶接部のＭＡ生成を助長する。Ａｌが０．０５％を超えるとＳｉと同様に溶接部のＭＡが激増して靭性が不安定となるので、これが上限である。
【００２３】
ＴｉはＴｉＮを形成し、鋳片加熱における組織粗大化を抑制して熱間圧延後の鋼板の組織微細化に貢献し、母材の強度、靭性を高める。同様に、溶接部のＨＡＺで組織微細化に貢献してＦＬの靭性劣化を防ぐ。特にＭｇが添加されたときには、Ｍｇ系超微細酸化物の上にＴｉＮが析出し、複合形態の微細粒子を形成してＭｇの効果（ピン止め効果）を効率的に高める。また、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉが少ない場合にはＴｉは脱酸にも寄与する。これらの役割を果たすためには０．００５％以上のＴｉが必要である。しかし、Ｔｉが０．０３％を超えると、母材やＨＡＺで過剰なＴｉＣが析出したり、ＴｉＮの一部が数μｍにまで粗大化することで母材やＨＡＺが脆化する。この理由からＴｉの上限は０．０３％である。
【００２４】
ＣａはＭｎＳの生成を抑制する目的で添加される。ＣａＳは延伸化しにくいためにＭｎＳに比べてＨＩＣが向上する。そのために０．０００５％以上のＣａが必要である。添加されたＣａの一部は脱酸にも寄与する場合がある。しかし、Ｃａが０．００５％を超えるとＣａ系酸化物が増加し、これらが凝集・合体した巨大な状態のまま鋼中に残存し、母材やＨＡＺを脆化させる恐れがある。従って、０．００５％のＣａが上限である。
【００２５】
ＮはＴｉＮを生成して母材やＨＡＺの組織微細化を通じて靭性に寄与する。Ｍｇの効果を高めることにも有効である。そのためには０．００１％以上のＮが必要である。しかし、Ｎが０．００８％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。
【００２６】
ＯはＭｇが添加されたときに超微細な酸化物を形成し、ＨＡＺでの結晶粒成長をピン止めしてＦＬ靭性に貢献するため、０．００１％以上必要である。しかし、Ｏが０．００４％を超えると数μｍの酸化物が数多く生成し、これが母材や溶接部で脆性破壊を発生させる恐れがあるため、これを上限とする。
【００２７】
続いて選択元素の限定理由を説明する。
ＮｂとＶは母材と溶接部の強度を高めることに利用できる。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。これらの効果を得るためには、Ｎｂ、Ｖともに０．００５％以上必要である。一方、ＮｂやＶが０．１０％を超えると溶接部が脆化するうえ、母材の耐ＨＩＣ性や溶接性が劣化する恐れがあるので、これが上限である。
【００２８】
ＲＥＭ、Ｚｒは脱酸や脱硫に寄与し、母材や溶接部の材質を改善することに有効である。溶接部における０．５〜１０μｍの介在物は酸化物を主体に硫化物や窒化物が複合する場合が多い。これらの介在物にＲＥＭやＺｒが５％以上含まれと溶接部のＣＴＯＤ特性が改善する。そのためには、ＲＥＭ、あるいは／およびＺｒが総計で０．０００５％以上必要である。しかし、これらの元素は０．０１％を超えると効果が飽和するため、これが上限である。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てもよい。
【００２９】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒは母材や溶接部の強度、母材の靭性や耐食性、溶接性、の向上に利用できる。そのためにはいずれの元素も０．０５％以上必要である。しかしながら、溶接部のＣＴＯＤ特性の観点からこれらの元素は少ない方が好ましい。溶接部のＭＡ生成を抑制するために、いずれの元素も１．０％を上限とした上で、これらの元素の和を［２］式のごとく１．０％以下に調整する必要がある。
【００３０】
Ｍｏは母材や溶接部の強度、母材の靭性、の向上に利用できる。そのためには０．０５％以上必要である。一方、図４と［１］式に示されるように、ＭｏはＳｉと同じくらいに溶接部のＭＡ生成を助長する。Ｍｏが０．５％を超えるとＳｉと同様に溶接部のＭＡが激増して靭性が不安定となるので、これが上限である。
【００３１】
Ｂは母材や溶接部の強度、靭性の向上に利用できる。そのためには０．０００３％以上必要である。しかし、Ｂが０．００３％を超えると溶接部のＭＡ生成が著しく促進されて靭性が大きく劣化するため、これを上限とする。
【００３２】
ＭｇはＡｌと共に超微細な酸化物を数多く形成し、それら多くがＴｉＮの複合析出を伴ってＨＡＺでピン止め効果を担い、ＦＬの靭性に貢献する。そのためには０．０００１％以上必要である。０．００５％を超えるとＭｇの効果が飽和して経済的に不利益をもたらすので、これが上限である。
【００３３】
以上の選択元素がその下限よりも少なく含まれる場合は不可避的不純物とみなせる。
【００３４】
本発明の耐サワー性を安定的に達成するために、化学成分を上記に限定したうえで、鋼板の金属組織の適正化を検討した。その結果、鋼板の金属組織が面積率で５０％以上のベイナイト組織から構成されるときに、耐ＨＩＣ性が安定化することが見いだされた。さらに、母材がベイナイト主体の微細な組織になると、電子ビーム溶接やレーザー溶接を適用した溶接部のＨＡＺ組織が微細化を受け継ぐ傾向が発見され、この現象がＦＬのＣＴＯＤ特性に有利に働くことがわかった。母材のベイナイト組織の面積率が５０％未満では上述した効果は小さい。以上から、化学成分における焼入性を適正化したり、熱間圧延後に加速冷却を適用したり、各種の熱処理を施すなどして、鋼板の金属組織をベイナイト主体に制御することが効果的である。
【００３５】
本発明の鋼板は、鉄鋼業の製鋼工程において化学成分を調整し、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製造される。本発明は鋼板の製造方法に特別な規定を必要としないが、耐サワー性の観点から、連続鋳造における軽圧下処理や加熱温度の高温化など、中心偏析の軽減対策を施すことが好ましい。また、ベイナイト主体の母材組織を得るために、圧延後にＡｒ３点以上の温度から加速冷却を適用することが効果的である。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。
【００３６】
本発明で規定したＭＡ面積率は、たとえば以下のような方法で定量的に測定される。電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した溶接部の中央付近を、鏡面研磨後にレペラー液を用いてエッチングを行い、島状に散在するＭＡを白色に現出させ、白色の部分の面積率を画像解析装置によって測定する。このときの溶接条件は特に規定するものでない。
【００３７】
本発明で規定した０．５〜１０μｍの介在物の平均組成は、たとえば以下のような方法で定量的に測定される。電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した溶接部の中央付近、あるいはＦＬ近傍のＨＡＺを、鏡面研磨した後、Ｘ線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用いて０．５〜１０μｍの介在物を対象にランダムに１０個以上を組成分析する。検出されたＦｅは地鉄とみなし、Ｆｅを差し引いて介在物を構成する元素の重量割合を算出する。このようにして求めた１０個以上の介在物組成から平均組成を求める。
【００３８】
【実施例】
【００３９】
【表１】
【００４０】
【表２】
【００４１】
表１に示す化学成分を有する鋼１〜鋼２３の鋼片を、加熱して圧延した後に加速冷却を適用してベイナイト組織の生成を促し、鋼１〜鋼２３の鋼板を作製した。表２に鋼板の母材と溶接部の材質を示す。
【００４２】
鋼１〜鋼１３は本発明鋼であり、本発明に従って化学成分、母材組織、溶接部組織、溶接部介在物、が適正に制御されている。その結果、ＡＰＩ５Ｌ−Ｘ６５以上の強度、良好な耐ＨＩＣ特性、良好な溶接部靭性、が全て同時に満足できている。鋼８と鋼９はＲＥＭやＺｒが添加されているので、溶接部の介在物粒子がこれらの元素を５質量％以上含有している。その結果、鋼８と鋼９の溶接部は良好なＣＴＯＤ特性を有する。鋼８は高いＣに起因して溶接部のＭＡ面積率が１．９％と多いにも関わらず高い限界ＣＴＯＤを有するのは、介在物粒子に１０％のＲＥＭが含まれるためである。鋼１４〜鋼２３は比較鋼であり、化学成分が適正でないために耐ＨＩＣ性や溶接部靭性が劣っている。鋼１４はＣが高すぎるため、鋼１５はＳｉが高すぎるため、鋼１９はＡｌや［１］式が高すぎて［３］式がＣに対して低すぎるため、鋼２１は［１］式が高すぎるため、鋼２２は［２］式が高すぎるため、鋼２３は［３］式がＣに対して低すぎるため、溶接部のＭＡ面積率が２％を超えて、ＷＭおよびＦＬのＣＴＯＤ特性ならびにシャルピー特性が著しく劣化している。また、鋼１４はＣが高すぎるために、鋼１６はＭｎが高すぎるために、鋼１７はＰが高すぎるために、鋼１８はＳが高すぎるために、鋼２０はＣａが低すぎるために、耐ＨＩＣ性が十分でない。鋼１７はＰが高いことで耐ＨＩＣ性のみならず、溶接部の靭性も低い。
【００４３】
【発明の効果】
本発明により、サワー環境向けの溶接鋼構造物を電子ビーム溶接やレーザー溶接を適用して作製しても溶接部の安全性が確保される。例えば、本発明による鋼板を用いたＡＰＩ５Ｌ−Ｘ６５以上の強度を有する耐サワーラインパイプを敷設する際に、高能率な電子ビーム溶接を適用しつつ、−１０℃における良好な溶接部ＣＴＯＤ特性が得られる。
【図面の簡単な説明】
【図１】電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した溶接部の外観を模式的に示す。
【図２】溶接部の溶接金属（ＷＭ）と溶融線（ＦＬ）の切り欠き位置を模式的に示す。
【図３】溶接部のＷＭとＦＬのＣＴＯＤ特性に及ぼすＭＡ面積率の影響を示す。
【図４】溶接部のＷＭのＭＡ面積率に及ぼすＣとＳｉ＋１０Ａｌ＋Ｍｏの影響を示す。
【符号の説明】
１ 母材
２ 溶接金属（ＷＭ）
３ 溶接熱影響部（ＨＡＺ）
４ 溶接線（ＦＬ）
５ 板厚
６ ＷＭ切り欠き
７ ＦＬ切り欠き
【発明の属する技術分野】
本発明は電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した場合の溶接部の靭性に優れた高エネルギー密度溶接用耐サワー鋼材及び鋼構造物に関するものである。
【０００２】
本発明による鋼板を用いたサワー環境向けの溶接鋼構造物は、製作にあたって電子ビーム溶接やレーザー溶接が適用されても良好な溶接部靭性を有する。例えば、本発明による鋼板を用いた耐サワーラインパイプを敷設する際に電子ビーム溶接やレーザー溶接を適用できる。サワー環境でなくとも、これらの高エネルギー密度溶接法が適用される場合に本発明は適している。
【０００３】
【従来の技術】
近年、溶接鋼構造物の製作において電子ビーム溶接やレーザー溶接などの高エネルギー密度溶接法を適用するニーズが強くなっている。一例として、ラインパイプを敷設する際に、現場でパイプ同士を周溶接する方法として電子ビーム溶接の適用が検討されている。電子ビーム溶接やレーザー溶接は、減圧あるいは大気圧のもとで特別な溶加材を用いることなく、母材である鋼板そのものを溶融させて接合するのが通常である。このとき、１パス溶接によって図１に示すような幅の狭い直線的な溶接ビードが形成されることが特徴である。このような溶接部に対して図２に示すように溶接金属２（ＷＭ）と溶融線４（ＦＬ）に切り欠き（６、７）を施したシャルピー衝撃特性やＣＴＯＤ特性などの靭性が要求される場合がある。
【０００４】
電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した鋼の溶接部靭性を高める手段として、大別して下記の三つが知られている。
（１）開先に溶加材やそれに相当する物質を挿入して溶接する
（２）溶接後に溶接部を熱処理する
（３）母材鋼板の化学成分を適正化する
（１）については、例えば特開昭６０−５４２８７に記されるように、突き合わせ面にＮｉを主成分とする溶加材を挿入したり、特開平０３−１８０２８２に記されるように、突き合わせ面を特別な組成の仮付けビードで仮溶接した後に電子ビーム溶接を行い、溶接部の化学成分や金属組織を適正化する技術が知られている。（２）については、例えば特開昭５７−１０４６２９に記されるように、電子ビーム溶接部をＡｃ３点以上に再加熱した後に適正な冷却を行うことで溶接部の金属組織を適正化する技術が知られている。（３）については、特開昭６０−１６２７５８に記されるように母材鋼板のＮ含有量を低めてＴｉ添加したり、特開昭６１−２４６３４５に記されるように母材鋼板として炭素鋼に所定割合のＴｉ、Ｎ、Ｖを含有させたり、特開平０１−１５３２１に記されるように実質的にＡｌを含有しない母材鋼板のＴｉ、Ｎ、Ｏの含有量を特定化したり、特開平０２−７７５５７に記されるように母材鋼板のＰとＳの含有量を低めたりすることで、電子ビーム溶接部の化学成分や金属組織を適正化する技術が知られている。以上の（１）〜（３）の中で最も簡便で工業的に好ましいのは（３）である。つまり、特別な溶加材や溶接後の熱処理を必要とせずに、母材鋼板を溶接したままの状態で良好な溶接部靭性を達成できる鋼板が望まれている。
【０００５】
（３）を意図した例として例えば以下の報告がある。新日鉄技報、３４８（１９９３）、３２に記載された「電子ビーム溶接性の優れた極厚鋼板の開発」では、電子ビーム溶接部をアシキュラーフェライト（ＡＦ）主体の組織に制御することが靭性の向上に有効であり、これを意図した鋼としてＡｌの低減をはかったＴｉオキサイド鋼（低Ａｌ−Ｔｉ ｏｘｉｄｅ鋼）が開発され、−５０℃においてＷＭとＦＬの両方で１００Ｊ以上の優れたシャルピー衝撃特性が達成されている。また、ＴＷＩ Ｒｅｆ．７２２１．０２／９５／８８６．３に記載された「Effects of Al,Ti&V on microstructural development in laser and electron beam steel weld metal」では、好ましいＡｌ／Ｏと４０％程度のＡＦ組織を有する低Ｏ系０．１重量％Ｖ添加鋼のレーザー溶接部のＷＭで、−７０℃において良好なＣＴＯＤ特性が得られる可能性が示されている。以上二つの報告は、母材鋼板の化学成分を適正化することで、ＷＭとＦＬの金属組織をＡＦ主体に制御して組織を微細化することが靭性の向上に有効であることを示している。しかしながら、これらのＡＦ生成技術を駆使しても、電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した溶接部のＦＬにおいてＣＴＯＤ特性を向上させた例はない。これら溶接部のＷＭのみならずＦＬでも優れたＣＴＯＤ特性を有する鋼板の開発が望まれている。
【０００６】
以上説明した電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した溶接部のＣＴＯＤ特性に優れた鋼板は、ラインパイプ用素材としての用途が有望である。この場合、溶接部の靭性に加えて、ＡＰＩ−Ｘ６５以上の強度と、耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ性）を併せ持つ必要がある。従って、以上の複合特性を高次元で具備した鋼板及び鋼構造物の提供が強く望まれている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、耐水素誘起割れ（耐ＨＩＣ）性に優れ、ＡＰＩ規格５Ｌ−Ｘ６５以上の強度を有し、電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した溶接部の溶接金属（ＷＭ）と溶融線（ＦＬ）の両方において、−１０℃での限界ＣＴＯＤが０．２０ｍｍ以上である鋼板及び鋼構造物を提供する。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本願発明の趣旨は、
質量％で
Ｃ ：０．０１〜０．０８％
Ｓｉ：０．５％以下
Ｍｎ：１．０〜１．６％
Ｐ ：０．０１５％以下
Ｓ ：０．００１％以下
Ａｌ：０．００１〜０．０５％
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％
Ｎ ：０．００１〜０．００８％
Ｏ ：０．００１〜０．００４％
を含有し、必要に応じて質量％で
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％
Ｖ ：０．００５〜０．１０％
Ｃｕ：０．０５〜１．０％
Ｎｉ：０．０５〜１．０％
Ｃｒ：０．０５〜１．０％
Ｍｏ：０．０５〜０．５％
Ｂ ：０．０００３〜０．００３％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％
Ｚｒ：０．０００５〜０．０１％
の１種類以上を含有し、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、化学成分の質量％を用いて計算される下式［１］〜［３］を満たし、また、さらに面積率で５０％以上のベイナイト組織から構成されることを特徴とする電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した溶接部の靭性に優れた耐サワー鋼材である。鋼材とは鋼板及び鋼管を含む概念である。
【０００９】
Ｓｉ＋１０Ａｌ＋Ｍｏ≦０．８・・・［１］
Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ≦１．０％・・・［２］
Ｃ≦−０．１７５（Ｓｉ＋１０Ａｌ＋Ｍｏ）＋０．１７・・・［３］
あるいは、母材が前記鋼成分で、電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した溶接部におけるマルテンサイト−オーステナイト混合相（ＭＡ：Martensite- Austenite constituent）の面積率が２％以下であり、また、これらの溶接部における０．５〜１０μｍの介在物粒子がその平均組成において５質量％以上のＲＥＭあるいは／およびＺｒを含有し、さらには、面積率で５０％以上のベイナイト組織から構成されることを特徴とする、電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した溶接部の靭性に優れた耐サワー鋼構造物である。
【００１０】
【発明の実施の形態】
本発明は、特別な溶加材や溶接後の熱処理を必要とせずに溶接部靭性を高めることを志向する。耐サワー鋼板の電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した溶接部においてＣＴＯＤ特性の確保が難しい理由として下記が挙げられる。
・ ＷＭ成分は鋼板の化学成分でほぼ決まるためその設計が困難である。まず、ＷＭのＯが非常に少なくなることでＡＦ組織の変態核である酸化物の個数が減少し、ＡＦ組織を活かしたＷＭの組織微細化が困難である。さらに、耐サワー鋼の特徴である極低Ｓ化やＣａ添加によって鋼板中にＭｎＳが析出し難くなり、ＦＬ近傍の溶接熱影響部（ＨＡＺ）でＡＦ組織の生成が阻害されて金属組織の微細化が困難となる。このように、ＷＭとＦＬの両方でＡＦ組織に依る組織の微細化が難しい。
・ ＦＬに切り欠きを施す場合、ＦＬが直線的であるために切り欠きの大部分がＦＬと一致する。このような場合、ＦＬに沿ったＨＡＺ脆化域が切り欠き底の大部分を占めるから、非常に厳しい靭性評価方法となる。
・ １パス溶接であるために、多パス溶接のような後パスによる再熱効果（組織微細化、焼き戻し）を期待することができない。
【００１１】
上記の問題点を解決するため、発明者らはＡＰＩ５Ｌ−Ｘ６５〜Ｘ８０級耐サワーラインパイプ用鋼を用いて電子ビーム溶接部のＣＴＯＤ抑制を支配する因子を詳細に検討した。その結果、図３に示すようにＷＭとＦＬにおいてＭＡ面積率と限界ＣＴＯＤの間に相関があることを発見した。ＷＭで２％以下、ＦＬで４％以下のＭＡ面積率のときに、ＷＭとＦＬの両方において−１０℃で０．２０ｍｍを上回る限界ＣＴＯＤが得られることが判明した。図３は同条件で電子ビーム溶接された１０個の溶接部について、ＷＭとＦＬに切り欠きを入れたＣＴＯＤ試験を各３本実施し、最低の限界ＣＴＯＤ値を採用して図示した。溶接部符号が同じであるＷＭとＦＬのＣＴＯＤ値は、同じ溶接部から採取されたことを示している。この溶接部符号から、ＷＭのＭＡ面積率が２％以下であればＦＬのＭＡ面積率も４％以下になる関係が読みとれる。このように、溶接部のＣＴＯＤ特性とＭＡ面積率の関連つけは従来の溶接法では既に試みられているが、従来の溶接法と熱履歴が大きく異なる電子ビーム溶接やレーザー溶接では系統的に検討されていなかった。ＭＡはマトリックスに比べて局所的に硬い相であり、その周囲に多くの格子欠陥を伴うため、ＣＴＯＤ試験時に脆性破壊の発生起点として作用して悪影響を及ぼすと考えられる。以上の検討から、電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した耐サワー鋼の溶接部で目標とするＣＴＯＤ特性をＷＭとＦＬの両方で達成するためには、ＷＭのＭＡ面積率を２％以下に抑えることが基本的な指針となる。
【００１２】
次ぎに、電子ビーム溶接部のＭＡ生成に及ぼす鋼板の化学成分の影響を検討した。その結果、ＭＡ生成量には下記の三つの成分因子（単位は質量％）が影響することが明らかになった。
・ Ｃ
・ Ｓｉ＋１０Ａｌ＋Ｍｏ
・ Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ
これらの成分因子が増加するとＭＡは増加するので、ＭＡ面積率が２％を超える限界の成分範囲を明確にする必要がある。図４はＡＰＩ５Ｌ−Ｘ６５〜Ｘ８０級耐サワーラインパイプ用鋼の電子ビーム溶接部のＷＭについて、ＣとＳｉ＋１０Ａｌ＋Ｍｏを用いてＭＡ面積率が２％を超える境界線を示している。境界線ａはＳｉ＋１０Ａｌ＋Ｍｏに関係なくＣの上限を表している。ＭＡ面積率を２％以下にするために次式を満たす必要がある。単位は質量％である。
Ｃ≦０．０８
境界線ｂはＣとＳｉ＋１０Ａｌ＋Ｍｏの両方が線形で関与しており、ＭＡ面積率を２％以下にするために次式［３］を満たす必要がある。単位は質量％である。
Ｃ≦−０．１７５（Ｓｉ＋１０Ａｌ＋Ｍｏ）＋０．１７…［３］
境界線ｃはＣに関係なくＳｉ＋１０Ａｌ＋Ｍｏの上限を表している。ＭＡ面積率を２％以下にするために次式［１］を満たす必要がある。単位は質量％である。Ｓｉ＋１０Ａｌ＋Ｍｏ≦０．８…［１］
さらに、たとえ図４でＭＡ面積率が２％以下になる場合でも、残る成分因子であるＣｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒが１．０％を超えるとＭＡ面積率が２％を超えてしまう危険性がある。従って、安定的にＭＡ面積率を２％以下に抑えるためには、図４の適正範囲を満たすことに加えて次式［２］を満たす必要がある。単位は質量％である。
Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ≦１．０…［２］
【００１３】
次ぎに、発明者らは電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した溶接部の組織細化を検討した結果、鋼板の化学成分にＭｇを添加することで、ＦＬ近傍のＨＡＺのオーステナイト結晶粒が細粒化することを見いだした。これは、超微細なＭｇ系酸化物が数多く生成して、ＦＬ近傍においても結晶粒の成長が強力にピン止めされ、結晶粒の粗大化が抑制されるためである。このことによって、ＡＦ組織を使えない耐サワー鋼においても、ＦＬにおけるＣＴＯＤ特性をより安定的に高めることが可能であることを発見した。
【００１４】
さらなるＣＴＯＤ特性の安定的な向上を目指して、ＣＴＯＤ値が目標である０．２０ｍｍを下回った試験片について、その脆化要因を詳細に調査した。その結果、酸化物を主体とする０．５〜１０μｍの介在物粒子が脆性破壊の発生起点として作用していることが確認された。そこで、ＣＴＯＤ特性に悪影響を与えるこのような大きさの介在物粒子を無害化することを試みた。溶接部における０．５〜１０μｍの介在物粒子は、その平均組成において５質量％以上のＲＥＭあるいはＺｒを含有すると、粒子自身の破壊特性が改善して脆性破壊に対する悪影響が軽減され、ＣＴＯＤ特性が向上することを見いだした。
【００１５】
以上が電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した溶接部の靭性を高めるための新しい技術である。
【００１６】
次ぎに化学成分の限定理由を説明する。以下で説明する溶接部とは、特にことわらない限り電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した溶接部を示す。
【００１７】
Ｃは母材と溶接部の強度、靭性を確保するために０．０１％以上必要である。しかし、０．０８％を超えると溶接部のＭＡ面積率が２％を超えてＣＴＯＤ特性が劣化する。その上に、母材の耐ＨＩＣ性が劣化する。従って、０．０８％が上限である。Ｃが０．０８％以下でも、ＭＡ生成を助長するＳｉ、Ａｌ、Ｍｏの量に応じて、［３］式を満たす低いＣに制御する必要である。
【００１８】
Ｓｉは主に脱酸のために添加できるが、本発明ではＣａ、Ａｌ、Ｔｉなどによっても脱酸できるから必須ではない。図４と［１］式に示されるように、Ｓｉは溶接部のＭＡ生成を助長するので好ましくない元素である。Ｓｉが０．５％を超えると溶接部のＭＡが激増してＣＴＯＤ特性が不安定になるので、これが上限である。
【００１９】
Ｍｎは母材と溶接部の強度、靭性を確保するために１．０％以上必要である。しかし、Ｍｎが１．６％を超えると連続鋳造時の中心偏析を助長し、鋼板の板厚中心部において母材の靭性と耐ＨＩＣ性を劣化させる。従って、これが上限である。
【００２０】
Ｐは本発明において不純物元素であり、良好な母材と溶接部の材質を確保するために０．０１５％以下に低減する必要がある。とりわけ、母材の耐サワー性の点から、中心偏析を助長するＰは極力低減することが好ましい。
【００２１】
Ｓは本発明において不純物元素であり、良好な母材と溶接部の材質を確保するために０．００１％以下に低減する必要がある。とりわけ、母材の耐ＨＩＣ性の観点から、ＭｎＳをつくらないようにＳを厳しく制限する必要がある。ＭｎＳは熱間圧延によって延伸化し、ＨＩＣの発生起点として有害である。Ｓは０．０００５％以下まで低減することが好ましい。
【００２２】
Ａｌは脱酸元素として機能し、Ｍｇが添加されたときにはＭｇと一緒に超微細酸化物を構成してＨＡＺの組織微細化に貢献し、ＦＬの靭性を高める。そのために０．００１％以上のＡｌが必要である。一方、図４と［１］式に示されるように、Ａｌは溶接部のＭＡ生成を助長する。Ａｌが０．０５％を超えるとＳｉと同様に溶接部のＭＡが激増して靭性が不安定となるので、これが上限である。
【００２３】
ＴｉはＴｉＮを形成し、鋳片加熱における組織粗大化を抑制して熱間圧延後の鋼板の組織微細化に貢献し、母材の強度、靭性を高める。同様に、溶接部のＨＡＺで組織微細化に貢献してＦＬの靭性劣化を防ぐ。特にＭｇが添加されたときには、Ｍｇ系超微細酸化物の上にＴｉＮが析出し、複合形態の微細粒子を形成してＭｇの効果（ピン止め効果）を効率的に高める。また、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉが少ない場合にはＴｉは脱酸にも寄与する。これらの役割を果たすためには０．００５％以上のＴｉが必要である。しかし、Ｔｉが０．０３％を超えると、母材やＨＡＺで過剰なＴｉＣが析出したり、ＴｉＮの一部が数μｍにまで粗大化することで母材やＨＡＺが脆化する。この理由からＴｉの上限は０．０３％である。
【００２４】
ＣａはＭｎＳの生成を抑制する目的で添加される。ＣａＳは延伸化しにくいためにＭｎＳに比べてＨＩＣが向上する。そのために０．０００５％以上のＣａが必要である。添加されたＣａの一部は脱酸にも寄与する場合がある。しかし、Ｃａが０．００５％を超えるとＣａ系酸化物が増加し、これらが凝集・合体した巨大な状態のまま鋼中に残存し、母材やＨＡＺを脆化させる恐れがある。従って、０．００５％のＣａが上限である。
【００２５】
ＮはＴｉＮを生成して母材やＨＡＺの組織微細化を通じて靭性に寄与する。Ｍｇの効果を高めることにも有効である。そのためには０．００１％以上のＮが必要である。しかし、Ｎが０．００８％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。
【００２６】
ＯはＭｇが添加されたときに超微細な酸化物を形成し、ＨＡＺでの結晶粒成長をピン止めしてＦＬ靭性に貢献するため、０．００１％以上必要である。しかし、Ｏが０．００４％を超えると数μｍの酸化物が数多く生成し、これが母材や溶接部で脆性破壊を発生させる恐れがあるため、これを上限とする。
【００２７】
続いて選択元素の限定理由を説明する。
ＮｂとＶは母材と溶接部の強度を高めることに利用できる。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。これらの効果を得るためには、Ｎｂ、Ｖともに０．００５％以上必要である。一方、ＮｂやＶが０．１０％を超えると溶接部が脆化するうえ、母材の耐ＨＩＣ性や溶接性が劣化する恐れがあるので、これが上限である。
【００２８】
ＲＥＭ、Ｚｒは脱酸や脱硫に寄与し、母材や溶接部の材質を改善することに有効である。溶接部における０．５〜１０μｍの介在物は酸化物を主体に硫化物や窒化物が複合する場合が多い。これらの介在物にＲＥＭやＺｒが５％以上含まれと溶接部のＣＴＯＤ特性が改善する。そのためには、ＲＥＭ、あるいは／およびＺｒが総計で０．０００５％以上必要である。しかし、これらの元素は０．０１％を超えると効果が飽和するため、これが上限である。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てもよい。
【００２９】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒは母材や溶接部の強度、母材の靭性や耐食性、溶接性、の向上に利用できる。そのためにはいずれの元素も０．０５％以上必要である。しかしながら、溶接部のＣＴＯＤ特性の観点からこれらの元素は少ない方が好ましい。溶接部のＭＡ生成を抑制するために、いずれの元素も１．０％を上限とした上で、これらの元素の和を［２］式のごとく１．０％以下に調整する必要がある。
【００３０】
Ｍｏは母材や溶接部の強度、母材の靭性、の向上に利用できる。そのためには０．０５％以上必要である。一方、図４と［１］式に示されるように、ＭｏはＳｉと同じくらいに溶接部のＭＡ生成を助長する。Ｍｏが０．５％を超えるとＳｉと同様に溶接部のＭＡが激増して靭性が不安定となるので、これが上限である。
【００３１】
Ｂは母材や溶接部の強度、靭性の向上に利用できる。そのためには０．０００３％以上必要である。しかし、Ｂが０．００３％を超えると溶接部のＭＡ生成が著しく促進されて靭性が大きく劣化するため、これを上限とする。
【００３２】
ＭｇはＡｌと共に超微細な酸化物を数多く形成し、それら多くがＴｉＮの複合析出を伴ってＨＡＺでピン止め効果を担い、ＦＬの靭性に貢献する。そのためには０．０００１％以上必要である。０．００５％を超えるとＭｇの効果が飽和して経済的に不利益をもたらすので、これが上限である。
【００３３】
以上の選択元素がその下限よりも少なく含まれる場合は不可避的不純物とみなせる。
【００３４】
本発明の耐サワー性を安定的に達成するために、化学成分を上記に限定したうえで、鋼板の金属組織の適正化を検討した。その結果、鋼板の金属組織が面積率で５０％以上のベイナイト組織から構成されるときに、耐ＨＩＣ性が安定化することが見いだされた。さらに、母材がベイナイト主体の微細な組織になると、電子ビーム溶接やレーザー溶接を適用した溶接部のＨＡＺ組織が微細化を受け継ぐ傾向が発見され、この現象がＦＬのＣＴＯＤ特性に有利に働くことがわかった。母材のベイナイト組織の面積率が５０％未満では上述した効果は小さい。以上から、化学成分における焼入性を適正化したり、熱間圧延後に加速冷却を適用したり、各種の熱処理を施すなどして、鋼板の金属組織をベイナイト主体に制御することが効果的である。
【００３５】
本発明の鋼板は、鉄鋼業の製鋼工程において化学成分を調整し、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製造される。本発明は鋼板の製造方法に特別な規定を必要としないが、耐サワー性の観点から、連続鋳造における軽圧下処理や加熱温度の高温化など、中心偏析の軽減対策を施すことが好ましい。また、ベイナイト主体の母材組織を得るために、圧延後にＡｒ３点以上の温度から加速冷却を適用することが効果的である。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。
【００３６】
本発明で規定したＭＡ面積率は、たとえば以下のような方法で定量的に測定される。電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した溶接部の中央付近を、鏡面研磨後にレペラー液を用いてエッチングを行い、島状に散在するＭＡを白色に現出させ、白色の部分の面積率を画像解析装置によって測定する。このときの溶接条件は特に規定するものでない。
【００３７】
本発明で規定した０．５〜１０μｍの介在物の平均組成は、たとえば以下のような方法で定量的に測定される。電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した溶接部の中央付近、あるいはＦＬ近傍のＨＡＺを、鏡面研磨した後、Ｘ線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用いて０．５〜１０μｍの介在物を対象にランダムに１０個以上を組成分析する。検出されたＦｅは地鉄とみなし、Ｆｅを差し引いて介在物を構成する元素の重量割合を算出する。このようにして求めた１０個以上の介在物組成から平均組成を求める。
【００３８】
【実施例】
【００３９】
【表１】
【表２】
表１に示す化学成分を有する鋼１〜鋼２３の鋼片を、加熱して圧延した後に加速冷却を適用してベイナイト組織の生成を促し、鋼１〜鋼２３の鋼板を作製した。表２に鋼板の母材と溶接部の材質を示す。
【００４２】
鋼１〜鋼１３は本発明鋼であり、本発明に従って化学成分、母材組織、溶接部組織、溶接部介在物、が適正に制御されている。その結果、ＡＰＩ５Ｌ−Ｘ６５以上の強度、良好な耐ＨＩＣ特性、良好な溶接部靭性、が全て同時に満足できている。鋼８と鋼９はＲＥＭやＺｒが添加されているので、溶接部の介在物粒子がこれらの元素を５質量％以上含有している。その結果、鋼８と鋼９の溶接部は良好なＣＴＯＤ特性を有する。鋼８は高いＣに起因して溶接部のＭＡ面積率が１．９％と多いにも関わらず高い限界ＣＴＯＤを有するのは、介在物粒子に１０％のＲＥＭが含まれるためである。鋼１４〜鋼２３は比較鋼であり、化学成分が適正でないために耐ＨＩＣ性や溶接部靭性が劣っている。鋼１４はＣが高すぎるため、鋼１５はＳｉが高すぎるため、鋼１９はＡｌや［１］式が高すぎて［３］式がＣに対して低すぎるため、鋼２１は［１］式が高すぎるため、鋼２２は［２］式が高すぎるため、鋼２３は［３］式がＣに対して低すぎるため、溶接部のＭＡ面積率が２％を超えて、ＷＭおよびＦＬのＣＴＯＤ特性ならびにシャルピー特性が著しく劣化している。また、鋼１４はＣが高すぎるために、鋼１６はＭｎが高すぎるために、鋼１７はＰが高すぎるために、鋼１８はＳが高すぎるために、鋼２０はＣａが低すぎるために、耐ＨＩＣ性が十分でない。鋼１７はＰが高いことで耐ＨＩＣ性のみならず、溶接部の靭性も低い。
【００４３】
【発明の効果】
本発明により、サワー環境向けの溶接鋼構造物を電子ビーム溶接やレーザー溶接を適用して作製しても溶接部の安全性が確保される。例えば、本発明による鋼板を用いたＡＰＩ５Ｌ−Ｘ６５以上の強度を有する耐サワーラインパイプを敷設する際に、高能率な電子ビーム溶接を適用しつつ、−１０℃における良好な溶接部ＣＴＯＤ特性が得られる。
【図面の簡単な説明】
【図１】電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した溶接部の外観を模式的に示す。
【図２】溶接部の溶接金属（ＷＭ）と溶融線（ＦＬ）の切り欠き位置を模式的に示す。
【図３】溶接部のＷＭとＦＬのＣＴＯＤ特性に及ぼすＭＡ面積率の影響を示す。
【図４】溶接部のＷＭのＭＡ面積率に及ぼすＣとＳｉ＋１０Ａｌ＋Ｍｏの影響を示す。
【符号の説明】
１ 母材
２ 溶接金属（ＷＭ）
３ 溶接熱影響部（ＨＡＺ）
４ 溶接線（ＦＬ）
５ 板厚
６ ＷＭ切り欠き
７ ＦＬ切り欠き
Claims (4)
- 質量％で
Ｃ ：０．０１〜０．０８％
Ｓｉ：０．５％以下
Ｍｎ：１．０〜１．６％
Ｐ ：０．０１５％以下
Ｓ ：０．００１％以下
Ａｌ：０．００１〜０．０５％
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％
Ｎ ：０．００１〜０．００８％
Ｏ ：０．００１〜０．００４％
を含有し、
さらに、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％
Ｖ ：０．００５〜０．１０％
Ｃｕ：０．０５〜１．０％
Ｎｉ：０．０５〜１．０％
Ｃｒ：０．０５〜１．０％
Ｍｏ：０．０５〜０．５％
Ｂ ：０．０００３〜０．００３％
の１種類以上を含有し、
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、
さらに化学成分の質量％を用いて計算される下式［１］〜［３］を満たすことを特徴とする、電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した溶接部の靭性に優れた耐サワー鋼材。
Ｓｉ＋１０Ａｌ＋Ｍｏ≦０．８・・・［１］
Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ≦１．０％・・・［２］
Ｃ≦−０．１７５（Ｓｉ＋１０Ａｌ＋Ｍｏ）＋０．１７・・・［３］ - 面積率で５０％以上のベイナイト組織から構成されることを特徴とする、請求項１に記載の電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を適用した溶接部の靭性に優れた耐サワー鋼材。
- 質量％で
Ｃ ：０．０１〜０．０８％
Ｓｉ：０．５％以下
Ｍｎ：１．０〜１．６％
Ｐ ：０．０１５％以下
Ｓ ：０．００１％以下
Ａｌ：０．００１〜０．０５％
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％
Ｎ ：０．００１〜０．００８％
Ｏ ：０．００１〜０．００４％
を含有し、
さらに、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％
Ｖ ：０．００５〜０．１０％
Ｃｕ：０．０５〜１．０％
Ｎｉ：０．０５〜１．０％
Ｃｒ：０．０５〜１．０％
Ｍｏ：０．０５〜０．５％
Ｂ ：０．０００３〜０．００３％
の１種類以上を含有し、
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た母材であり、電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接を施した溶接部におけるマルテンサイト−オーステナイト混合相（ＭＡ：Martensite- Austenite constituent）の面積率が２％以下であることを特徴とする、溶接部の靭性に優れた耐サワー鋼構造物。 - 母材が面積率で５０％以上のベイナイト組織から構成されることを特徴とする、請求項３に記載の溶接部の靭性に優れた耐サワー鋼構造物。
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