JP5445061B2 - 溶接熱影響部のｃｔｏｄ特性が優れた鋼の製造法 - Google Patents
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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（Ｆｕｓｉｏｎ Ｌｉｎｅ；ＷＭ（溶接金属）とＨＡＺとの境界）やＩＣ部（Ｉｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌ ＨＡＺ；ＨＡＺとＢＭ（母材）との境界）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。
ＨＡＺ（溶接熱影響部）のＣＴＯＤ（破壊靱性）特性は、ＦＬ部およびＩＣ部の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。
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、２参照）、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）の低減が必須であり、さらにＦＬ部では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部では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：０．０１０％〜０．０２９％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２０％、
Ｍｎ：０．７〜２．５％、
Ｐ：０．０１％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｃｕ：０．０４％以下、
Ｎｂ：０．００３％未満、
Ａｌ：０．０１〜０．０６％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、
Ｎ：０．００２〜０．００６％、
Ｏ：０．００３５％以下
を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなる溶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、未再結晶域温度における累積圧下率が３０％以上のＴＭＣＰを適用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。
Ｃ：０．０１０％〜０．０２９％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２０％、
Ｍｎ：０．７〜２．５％、
Ｐ：０．０１％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｃｕ：０．０４％以下、
Ｎｂ：０．００３％未満、
Ａｌ：０．０１〜０．０６％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、
Ｎ：０．００２〜０．００６％、
Ｏ：０．００３５％以下
を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなる溶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、未再結晶域温度における累積圧下率が３０％以上のＴＭＣＰを適用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。
（２） 質量％で、
Ｃ：０．０１０％〜０．０２９％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２０％、
Ｍｎ：０．７〜２．５％、
Ｐ：０．０１％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｃｕ：０．０４％以下、
Ｎｂ：０．００３％未満、
Ａｌ：０．０１〜０．０６％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、
Ｎ：０．００２〜０．００６％、
Ｏ：０．００３５％以下
を含有し、かつ
Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．００５〜０．０２０％、
Ｃａ：０．００１０〜０．００３５％、
Ｂ：０．０００５〜０．００２０％
の一種または二種以上を更に加え、残部が鉄及び不可避不純物からなる溶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、未再結晶域温度における累積圧下率が３０％以上のＴＭＣＰを適用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。
Ｃ：０．０１０％〜０．０２９％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２０％、
Ｍｎ：０．７〜２．５％、
Ｐ：０．０１％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｃｕ：０．０４％以下、
Ｎｂ：０．００３％未満、
Ａｌ：０．０１〜０．０６％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、
Ｎ：０．００２〜０．００６％、
Ｏ：０．００３５％以下
を含有し、かつ
Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．００５〜０．０２０％、
Ｃａ：０．００１０〜０．００３５％、
Ｂ：０．０００５〜０．００２０％
の一種または二種以上を更に加え、残部が鉄及び不可避不純物からなる溶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、未再結晶域温度における累積圧下率が３０％以上のＴＭＣＰを適用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。
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、−６０℃のＣＴＯＤ値がＦＬノッチのδＣｍｉｎで０．５０ｍｍ以上、ＩＣノッチのδＣｍｉｎで０．６７ｍｍ以上の良好な破壊靭性を示す。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。
以下に本発明の実施の形態を詳細に説明する。
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ＦＬ部とＩＣ部のＣＴＯＤ特性を向上させるためには、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あり、Ｏ（鋼中酸素）の低減が必須となる。
−６０℃でのＦＬ部とＩＣ部のＣＴＯＤ特性を満足させるためには、酸化物系の非金属介在物を低減することに加えて、ＦＬ部では、ＣＴＯＤ特性を劣化させる要因となる島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ；ＭＡ）の分解を抑制する合金元素の低減、および有効結晶粒径の微細化、ＩＣ部ではＨＡＺ硬さ低減が有効であることを見出した。
また、鋼中に微細なＴｉＮ粒子を分散させることで、溶接時に生じうる結晶粒径の粗大化がピン止め効果によって抑制されるため、有効結晶粒径の微細化が達成される。
ＦＬ部のＣＴＯＤ特性確保に関して、Ｃｕは靭性をあまり劣化させずに鋼材強度を向上させる合金元素として知られてきた。しかしながら、鋭意な研究の結果、−６０℃でのＦＬ部のＣＴＯＤ特性確保を考える場合、Ｃｕ添加が極めて有害であることを見出した。Ｃｕは溶接時に形成されるＭＡ中に固溶し、ＭＡを安定化させる効果が非常に高く、ＣＴＯＤ特性の劣化を招く。特に、−６０℃という極低温環境において、ＭＡが分解されずに鋼中に残存することが致命的な脆化要因となる。したがって、Ｃｕはできる限り添加しない方がよい。
一方、ＩＣ部のＣＴＯＤ特性を確保するためには、硬さの低減が有効であるが、これについてはＣの低減およびＮｂを添加しないことが重要となる。
Ｃは微量添加で鋼材強度の向上に有効な元素である一方、硬さの上昇を通して溶接部の靭性を劣化させる元素として知られている。特に−６０℃もの極低温環境下では、ＣＴＯＤ特性に対して硬さの影響がさらに敏感となるため、微量で効果を発揮するＣはできる限り低減することが望ましい。
Ｎｂは鋼材の母材特性を向上させる元素として有効であることが知られている。これは、Ｎｂ添加によってオーステナイトの未再結晶域が拡大し、ＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ−Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ）適用によって結晶粒径微細化が達成されることで、鋼材の強度、靭性を著しく向上可能となるためである。一方、溶接部において、ＮｂはＨＡＺの硬度を著しく上昇させ靭性の劣化を招く元素として知られている。段落（００１７）でも示したとおり、ＩＣ部における−６０℃でのＣＴＯＤ特性は硬さの影響が大きいため、Ｎｂの添加はＣＴＯＤ特性を劣化させる。したがって、Ｎｂはできる限り低減することが望ましい。
Ｎｂの添加をできる限り低減することで、ＴＭＣＰによる結晶粒微細化効果が得られにくくなるため、これに代わる結晶粒微細化手段を考える必要がある。Ｎｂを添加した鋼材は、その効果を最大限に活用するために、オーステナイト中に十分に固溶させる必要があり、添加量に応じて加熱条件を適正化してきた。したがって、Ｎｂ添加鋼は高温加熱となる頻度が必然的に高くなっていた。しかし、Ｎｂをできる限り低減することで前述のような高温加熱の必要性がなくなることから、低温加熱による結晶粒微細化を図ることが可能となる。低温加熱のメリットとして、（ａ）加熱時のオーステナイトが微細となることで、フェライト変態の核生成サイトとなりうる粒界面積が増加し、結果的にフェライト粒径の微細化を図ることができること、（ｂ）製造過程における鋼材の表層部と中心部の温度差が小さくなることから、ＴＭＣＰによる効果が得られにくい板厚中心部でも結晶粒微細化を達成しやすいこと、などが挙げられる。本発明では、これらの事項に基づいて鋼成分の設計を行なった。
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：０．０１０％〜０．０２９％
Ｃは強度を得るため０．０１０％以上は必要であるが、０．０２９％を超えると溶接ＨＡＺの特性を劣化させ、−６０℃のＣＴＯＤ特性を満足できないためＣの許容量を０．０２９％とする。
Ｃは強度を得るため０．０１０％以上は必要であるが、０．０２９％を超えると溶接ＨＡＺの特性を劣化させ、−６０℃のＣＴＯＤ特性を満足できないためＣの許容量を０．０２９％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、脱酸上０．０５％以上の添加が必要である。しかしながら、０．２０％超ではＨＡＺ靭性を著しく害するため、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、脱酸上０．０５％以上の添加が必要である。しかしながら、０．２０％超ではＨＡＺ靭性を著しく害するため、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：０．７〜２．５％
Ｍｎは安価でかつ母材特性を向上する効果が大きく、ＨＡＺ靭性に対して有害な粒界からの変態を抑制する効果によりＨＡＺ靭性が向上する元素であることから、その効果を得るために０．７％以上の添加が必要である。一方、２．５％超の添加によりＩＣ部の硬さが増加し、靭性が劣化するため２．５％を上限とする。
Ｍｎは安価でかつ母材特性を向上する効果が大きく、ＨＡＺ靭性に対して有害な粒界からの変態を抑制する効果によりＨＡＺ靭性が向上する元素であることから、その効果を得るために０．７％以上の添加が必要である。一方、２．５％超の添加によりＩＣ部の硬さが増加し、靭性が劣化するため２．５％を上限とする。
Ｐ：０．０１％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、０．０１％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、０．０１％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。
Ｃｕ：０．０４％以下
Ｃｕは溶接時に形成されるＭＡ中に固溶し、ＭＡを安定化させる効果が非常に高いため、ＣＴＯＤ特性の劣化を招く。したがって、Ｃｕはできる限り添加しない方がよいが、不可避不純物として０．０４％程度の混入は避けられないため、０．０４％までは許容される。
Ｃｕは溶接時に形成されるＭＡ中に固溶し、ＭＡを安定化させる効果が非常に高いため、ＣＴＯＤ特性の劣化を招く。したがって、Ｃｕはできる限り添加しない方がよいが、不可避不純物として０．０４％程度の混入は避けられないため、０．０４％までは許容される。
Ｎｂ：０．００３％未満
ＮｂはＨＡＺの硬度を著しく上昇させＣＴＯＤ特性の劣化を招く。したがって、Ｎｂはできる限り低減することが望ましいが、不可避不純物として０．００３％未満の混入は避けられないため、Ｎｂは０．００３％未満に制限した。
ＮｂはＨＡＺの硬度を著しく上昇させＣＴＯＤ特性の劣化を招く。したがって、Ｎｂはできる限り低減することが望ましいが、不可避不純物として０．００３％未満の混入は避けられないため、Ｎｂは０．００３％未満に制限した。
Ａｌ：０．０１〜０．０６％
Ａｌは、脱酸上必要な元素であるが、０．０１％未満では脱酸が充分に行われず、０．０６％を超える過度の添加はＨＡＺ靱性を劣化させる。このため、Ａｌは０．０１〜０．０６％に限定した。
Ａｌは、脱酸上必要な元素であるが、０．０１％未満では脱酸が充分に行われず、０．０６％を超える過度の添加はＨＡＺ靱性を劣化させる。このため、Ａｌは０．０１〜０．０６％に限定した。
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％
Ｔｉは、Ｔｉ窒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、０．００５〜０．０２０％が適正範囲である。よりＨＡＺ靭性を改善するためには、０．０１５％以下が望ましい。
Ｔｉは、Ｔｉ窒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、０．００５〜０．０２０％が適正範囲である。よりＨＡＺ靭性を改善するためには、０．０１５％以下が望ましい。
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：０．００３５％以下
Ｏは、鋼中含有量が多くなると、酸化物のサイズおよび個数が過大となり、ＦＬ部およびＩＣ部のＣＴＯＤ特性を劣化させるため、できる限り含有しないことが望ましいが、製鋼工程を鑑み０．００３５％を上限とした。より良好なＨＡＺ靭性を得るためには、０．００３０％以下、さらに望ましくは０．００２８％以下である。
Ｏは、鋼中含有量が多くなると、酸化物のサイズおよび個数が過大となり、ＦＬ部およびＩＣ部のＣＴＯＤ特性を劣化させるため、できる限り含有しないことが望ましいが、製鋼工程を鑑み０．００３５％を上限とした。より良好なＨＡＺ靭性を得るためには、０．００３０％以下、さらに望ましくは０．００２８％以下である。
以上が本発明における必須の元素であり、これらの効果を損なわない範囲で以下の元素を添加することも有効である。
Ｎｉ：０．１〜１．０％
Ｎｉは、ＨＡＺ靭性の劣化が少なく、０．１％以上の添加で母材の強度を向上させる効果があり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、１．０％以下を制限範囲とした。
Ｎｉは、ＨＡＺ靭性の劣化が少なく、０．１％以上の添加で母材の強度を向上させる効果があり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、１．０％以下を制限範囲とした。
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。
Ｃａ：０．００１０〜０．００３５％
０．００１０％以上のＣａ添加により、ＭｎＳの形態を制御し、低温靭性をさらに向上させるため、厳しいＨＡＺ特性を要求される場合は選択して添加できる。一方、０．００３５％を超えるＣａの添加では、鋼の清浄度を損ない、靭性の劣化や水素誘起割れ感受性を高めてしまうので、０．００３５％を上限とした。
０．００１０％以上のＣａ添加により、ＭｎＳの形態を制御し、低温靭性をさらに向上させるため、厳しいＨＡＺ特性を要求される場合は選択して添加できる。一方、０．００３５％を超えるＣａの添加では、鋼の清浄度を損ない、靭性の劣化や水素誘起割れ感受性を高めてしまうので、０．００３５％を上限とした。
Ｂ：０．０００５〜０．００２０％
Ｂは、焼入性を大きく向上させる元素であるため、極厚鋼板のように冷却速度を確保するのが困難な場合に有効であるが、その効果を発揮させるためには０．０００５％以上の添加が必要である。ただし、０．００２０％を超える添加では靱性を損なうことから、０．００２０％を上限とした。
Ｂは、焼入性を大きく向上させる元素であるため、極厚鋼板のように冷却速度を確保するのが困難な場合に有効であるが、その効果を発揮させるためには０．０００５％以上の添加が必要である。ただし、０．００２０％を超える添加では靱性を損なうことから、０．００２０％を上限とした。
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ＴＭＣＰが必須である。ＴＭＣＰ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製造法であり、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介して、鋼材の強度向上や靭性改善が達成される。本発明鋼においても、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ＴＭＣＰが必須である。なお、ＴＭＣＰ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。
ＴＭＣＰには、（ａ）制御圧延（ＣＲ）、（ｂ）制御圧延−加速冷却（ＣＲ−ＡＣＣ）、（ｃ）圧延後直接焼入れ−焼戻し（ＤＱ−Ｔ）が挙げられるが、好ましい方法は（ｂ）制御圧延−加速冷却法（ＣＲ−ＡＣＣ）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（Ｃｒａｃｋ Ｔｉｐ Ｏｐｅｎｉｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ：き裂先端開口変位）試験は、欠陥が存在する構造物の破壊靭性を評価する試験の一つで、き裂を有する試験片を所定の温度に保持し曲げ外力を加えていくと、き裂が急速に進展する現象「不安定破壊」が起こる。ＣＴＯＤ試験は、このき裂が急速に進展する直前のき裂先端開口量（ＣＴＯＤ 値）を測定する。
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。
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強度、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）
ＣＲ−ＡＣＣ：加速冷却（制御圧延に４００〜６００℃の温度域まで水冷後放冷）
ＤＱ−Ｔ：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）
ＣＲ：制御圧延（強度・靭性に最適な温度域での圧延）
ＣＲ−ＡＣＣ：加速冷却（制御圧延に４００〜６００℃の温度域まで水冷後放冷）
ＤＱ−Ｔ：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）
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本の試験の中での最低値を示す。
本発明で製造した鋼板（本発明鋼）は降伏強度（ＹＳ）が３７１Ｎ／ｍｍ２以上、引張強度（ＴＳ）が４２２Ｎ／ｍｍ２以上で、−６０℃のＣＴＯＤ値がＦＬノッチのδＣｍｉｎで０．５０〜０．７２ｍｍ、ＩＣノッチのδＣｍｉｎで０．６７〜０．７３ｍｍの良好な破壊靭性を示した。
これに対し、鋼２３〜３６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３１、鋼３４）、Ｓｉ量（鋼２６）、Ｍｎ量（鋼２４、鋼３７）、Ｃｕ量（鋼３８）、Ｎｂ量（鋼３９）、Ａｌ量（鋼２５、鋼３６）、Ｔｉ量（鋼３５）、Ｎ量（鋼２８）、Ｏ量（鋼２９）、Ｎｉ量（鋼３３）、Ｖ量（鋼２７）、Ｃａ量（鋼３０）、Ｂ量（鋼３２）の条件が発明のものと異なっている。いずれも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。一方、鋼４０のＣＴＯＤ特性は優れているものの、強度が発明鋼に比べて著しく低く、狙いとする構造物への適用に耐えうることができない。
また、鋼２２の例にあるように、発明鋼でも製造条件が満たされなければ、ＣＴＯＤ値が劣ることがわかる。
Claims (2)
- 質量％で、
Ｃ：０．０１０％〜０．０２９％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２０％、
Ｍｎ：０．７〜２．５％、
Ｐ：０．０１％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｃｕ：０．０４％以下、
Ｎｂ：０．００３％未満、
Ａｌ：０．０１〜０．０６％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、
Ｎ：０．００２〜０．００６％、
Ｏ：０．００３５％以下
を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなる溶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、未再結晶域温度における累積圧下率が３０%以上のＴＭＣＰを適用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。 - 質量％で、
Ｃ：０．０１０％〜０．０２９％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２０％、
Ｍｎ：０．７〜２．５％、
Ｐ：０．０１％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｃｕ：０．０４％以下、
Ｎｂ：０．００３％未満、
Ａｌ：０．０１〜０．０６％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、
Ｎ：０．００２〜０．００６％、
Ｏ：０．００３５％以下
を含有し、かつ
Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．００５〜０．０２０％、
Ｃａ：０．００１０〜０．００３５％、
Ｂ：０．０００５〜０．００２０％
の一種または二種以上を更に加え、残部が鉄及び不可避不純物からなる溶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、未再結晶域温度における累積圧下率が３０%以上のＴＭＣＰを適用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。
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