JP6747032B2 - 厚鋼板 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、厚鋼板に関する。特に、海上での石油および天然ガス掘削設備などの海洋構造物に用いられる、溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：以下、「ＨＡＺ」という。）の低温靱性に優れた厚鋼板に関する。
建築、橋梁、造船、ラインパイプ、建設機械、海洋構造物、タンクなどの各種溶接鋼構造物に用いられる厚鋼板は、溶接部の破壊に対する安全性および信頼性を高める観点から、靱性に対する要求が年々厳しさを増しており、母材鋼板の靱性と同様に、ＨＡＺにおいてもより優れた靱性を確保することが要求されている。
ＨＡＺにおいては、溶融線に近づくほど溶接時の加熱温度は高くなり、特に溶融線近傍の１４００℃以上に加熱される領域では、オーステナイト(γ)粒が著しく粗大化してしまい、冷却後のＨＡＺ組織が粗大化して靱性が劣化する。この傾向は溶接入熱量が大きくなるほど顕著である。近年では、溶接パス数を減らし、溶接施工コストを低下させるため、溶接入熱を大きくした高能率溶接法を用いて、大入熱溶接施工が行われている。そのため、ＨＡＺ靱性が低下することは避けられないという問題点があった。
これらの問題を解決するため、大入熱溶接を行った場合にＨＡＺ靱性を改善するための種々の対策が実施されてきた。
ＨＡＺ靭性を向上させる方法としては、例えば、ＨＡＺにおいて結晶粒径を制御する方法が知られている。結晶粒径を制御する方法として、具体的には、微細なピン止め粒子を鋼中に多量に分散させることによって、溶接の加熱過程でのオーステナイト粒の粗大化を抑制する方法、フェライト変態の核となる粒子を鋼中に分散させることによって、溶接の冷却過程での粒内変態を促進し、粒内を細分化する方法などが挙げられる。
例えば、特許文献１では、Ｍｇ、ＭｎおよびＡｌからなる酸化物と、ＭｎＳとからなる複合介在物を微細かつ多量に分散および生成させることにより、旧オーステナイト粒の粗大化を抑制し、その結果、３００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接をした場合であっても、優れた靱性を確保することができる鋼材が開示されている。
特許文献２では、鋼中に、ＭｎＳ粒子の析出核となりやすいＭｎ酸化物およびＡｌ酸化物を微細かつ多数分散させることにより、大入熱（２００ｋＪ／ｃｍ）で溶接を行った場合であっても、ＨＡＺ靱性の良好な厚鋼板が開示されている。
特許文献３では、鋼板に含まれるＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子および複合粒子の粒子径および個数密度を所定の範囲に制御することにより、溶接によって鋼板が加熱される際に、オーステナイト粒の成長をピン止め効果によって抑制したり、溶接後に鋼板が冷却される際に、フェライトが変態する核となったりすることによって、組織を微細化して、大入熱溶接時のＨＡＺ靱性を向上させることが可能な鋼板が開示されている。
近年、海洋構造物などの溶接構造物に用いられる厚鋼板は、厚肉で、かつ、強度が高いことが求められている。特に、板厚が５０ｍｍ以上の厚鋼板を用い１パスまたは少ないパス数で溶接すると、溶接時の入熱量が増加するため、ＨＡＺの低温における靱性を確保することが困難であるという問題があった。
本発明は、このような現状に鑑み、大入熱溶接時において、ＨＡＺの低温靱性に優れた厚鋼板を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記の課題を解決するために鋭意検討を行った結果、下記の知見を得るに至った。
ＨＡＺ靱性を確保する手段としては、結晶粒を微細化させることにより、破壊単位を減少させることが有効である。結晶粒を微細化させる手法として、従来、（ｉ）旧γ粒界成長をＴｉＮなどで抑制するピン留め効果を活用する手法、および、（ｉｉ）旧γ粒内に存在する介在物を起点に微細な粒内フェライトを成長させ、結晶粒微細化を図る手法が提案されている。本発明者らは、前記（ｉｉ）の手法に着目した。
溶接時に旧γ粒内にて粒内フェライトを効果的に成長させるためには、粒内フェライト生成核となる介在物の制御が必須である。特に、板厚が５０ｍｍ以上の厚鋼板では、表面および内部での冷却速度の差異により、板厚方向での介在物組成および個数制御が困難であるため、これらを制御する必要がある。そこで、粒内フェライト成長のメカニズムについて解明したところ、以下のことが分かった。
［１］溶接冷却時に、介在物周囲にＭｎＳが複合析出する際に形成されるＭｎ濃度傾斜により、マトリックスから介在物内部へとＭｎが拡散する駆動力が生じる。
［２］Ｔｉ系酸化物内部に存在する原子空孔へ、Ｍｎが吸収される。
［３］介在物周囲にＭｎ濃度が少なくなるＭｎ欠乏層が形成され、この部分のフェライト成長開始温度が上昇する。
［４］冷却時に、介在物からフェライトが優先成長する。
これらを前提として、本発明者らは、粒内フェライト核となる介在物のＭｎＳ複合量が、粒内フェライト成長に影響を及ぼすという知見を得た。すなわち、複合したＭｎＳが多いと、介在物周囲に、より大きなＭｎ濃度勾配を形成することにより、Ｍｎ拡散駆動力を増加させ、その結果、Ｍｎ欠乏層を形成しやすくなる。一方、複合したＭｎＳが少ないと、介在物周囲にＭｎ濃度勾配が形成されにくくなり、その結果、Ｍｎ欠乏層が形成されにくくなる。以上のメカニズムに基づき、本発明では、介在物に複合するＭｎＳ量および個数密度を制御することにより、効果的に粒内フェライトを析出させるに至った。
本発明は、上記の知見を基礎としてなされたものであり、その要旨は、下記（１）および（２）に示す厚鋼板にある。
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２０％、
Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、
Ｍｎ：１．５５〜２．５０％、
Ｐ：０．０１％以下、
Ｓ：０．００１０〜０．０１００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．００３％以下、
Ｏ：０．００１０〜０．００５０％、
Ｎ：０．００５％以下、
Ｃｕ：０〜０．５％、
Ｎｉ：０〜０．５％未満、
Ｃｒ：０〜０．５％、
Ｍｏ：０〜０．５０％、
Ｖ：０〜０．１０％、
Ｎｂ：０〜０．０５％、および、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、かつ、
鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含み、
前記複合介在物の断面における前記ＭｎＳの面積率が、１０％以上９０％未満であり、
前記複合介在物の界面における前記ＭｎＳの割合が、１０％以上であり、
粒径０．５〜５．０μｍの前記複合介在物の個数密度が、１０〜１００個／ｍｍ２であり、
降伏応力が４００〜５００ＭＰａである、厚鋼板。
Ｃ：０．０５〜０．２０％、
Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、
Ｍｎ：１．５５〜２．５０％、
Ｐ：０．０１％以下、
Ｓ：０．００１０〜０．０１００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．００３％以下、
Ｏ：０．００１０〜０．００５０％、
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Ｎｂ：０〜０．０５％、および、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、かつ、
鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含み、
前記複合介在物の断面における前記ＭｎＳの面積率が、１０％以上９０％未満であり、
前記複合介在物の界面における前記ＭｎＳの割合が、１０％以上であり、
粒径０．５〜５．０μｍの前記複合介在物の個数密度が、１０〜１００個／ｍｍ２であり、
降伏応力が４００〜５００ＭＰａである、厚鋼板。
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０１〜０．５％、
Ｎｉ：０．０１〜０．５％未満、
Ｃｒ：０．０１〜０．５％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
Ｖ：０．０１〜０．１％、および、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
から選択される１種以上を含有する、前記（１）に記載の厚鋼板。
Ｃｕ：０．０１〜０．５％、
Ｎｉ：０．０１〜０．５％未満、
Ｃｒ：０．０１〜０．５％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
Ｖ：０．０１〜０．１％、および、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
から選択される１種以上を含有する、前記（１）に記載の厚鋼板。
本発明によれば、大入熱溶接時において、ＨＡＺの低温靱性に優れた厚鋼板を提供することができる。
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
（Ａ）化学組成について
各元素の作用効果と、含有量の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
各元素の作用効果と、含有量の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０５〜０．２０％
Ｃは、母材およびＨＡＺの強度を高める作用を有する元素である。４００〜５００ＭＰａの強度を確保するためには、Ｃ含有量を０．０５％以上とする必要がある。一方、Ｃを過剰に含有させると、ＨＡＺが硬質組織を形成しやすくなるため、ＨＡＺの靱性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．２０％以下とする。なお、母材およびＨＡＺの強度を確保し、かつ、ＨＡＺの低温靱性を確保する観点から、Ｃ含有量は、０．０６％以上であることが好ましく、０．１５％以下であることが好ましい。
Ｃは、母材およびＨＡＺの強度を高める作用を有する元素である。４００〜５００ＭＰａの強度を確保するためには、Ｃ含有量を０．０５％以上とする必要がある。一方、Ｃを過剰に含有させると、ＨＡＺが硬質組織を形成しやすくなるため、ＨＡＺの靱性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．２０％以下とする。なお、母材およびＨＡＺの強度を確保し、かつ、ＨＡＺの低温靱性を確保する観点から、Ｃ含有量は、０．０６％以上であることが好ましく、０．１５％以下であることが好ましい。
Ｓｉ：０．１０〜０．３０％
Ｓｉは、鋼材製造中に脱酸剤として作用することから、酸素量の制御に有効であるとともに、鋼中に固溶して強度を増加させる元素である。前記効果を得るため、Ｓｉ含有量は０．１０％以上とする。一方、Ｓｉを過剰に含有させると、母材の靱性が低下するとともに、ＨＡＺが硬質組織を形成しやすくなるため、ＨＡＺの靱性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．３０％以下とする。なお、適正な酸素量に制御し、かつ、ＨＡＺの低温靱性を確保する観点から、Ｓｉ含有量は、０．１３％以上であることが好ましく、０．２５％以下であることが好ましい。
Ｓｉは、鋼材製造中に脱酸剤として作用することから、酸素量の制御に有効であるとともに、鋼中に固溶して強度を増加させる元素である。前記効果を得るため、Ｓｉ含有量は０．１０％以上とする。一方、Ｓｉを過剰に含有させると、母材の靱性が低下するとともに、ＨＡＺが硬質組織を形成しやすくなるため、ＨＡＺの靱性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．３０％以下とする。なお、適正な酸素量に制御し、かつ、ＨＡＺの低温靱性を確保する観点から、Ｓｉ含有量は、０．１３％以上であることが好ましく、０．２５％以下であることが好ましい。
Ｍｎ：１．５５〜２．５０％
Ｍｎは、オーステナイト安定化元素として作用し、粒界における粗大なフェライトの生
成を抑制する。前記効果を得るため、Ｍｎ含有量は、１．５５％以上とする。一方、Ｍｎ
を過剰に含有させると、Ｍｎが偏析しやすくなり、ＨＡＺが局所的に硬質組織を形成しや
すくなる。その結果、ＨＡＺの靱性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は２．５０％以
下とする。なお、粗大なフェライトの生成を抑制し、かつ、偏析を防止する観点から、Ｍ
ｎ含有量は、２．１０％以下であることが好ましい。
Ｍｎは、オーステナイト安定化元素として作用し、粒界における粗大なフェライトの生
成を抑制する。前記効果を得るため、Ｍｎ含有量は、１．５５％以上とする。一方、Ｍｎ
を過剰に含有させると、Ｍｎが偏析しやすくなり、ＨＡＺが局所的に硬質組織を形成しや
すくなる。その結果、ＨＡＺの靱性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は２．５０％以
下とする。なお、粗大なフェライトの生成を抑制し、かつ、偏析を防止する観点から、Ｍ
ｎ含有量は、２．１０％以下であることが好ましい。
Ｐ：０．０１％以下
Ｐは、不純物元素である。Ｐ含有量の低減は、ＨＡＺにおいて粒界強度の低下を抑制する。したがって、Ｐ含有量は、０．０１％以下とする。
Ｐは、不純物元素である。Ｐ含有量の低減は、ＨＡＺにおいて粒界強度の低下を抑制する。したがって、Ｐ含有量は、０．０１％以下とする。
Ｓ：０．００１０〜０．０１００％
Ｓは、ＭｎＳを複合析出させるための元素である。そのため、Ｓ含有量は、０．００１０％以上とする。一方、Ｓを過剰に含有させると、粗大な単体ＭｎＳが析出するため、ＨＡＺの靱性が低下する。そのため、Ｓ含有量は、０．０１００％以下とする。なお、ＭｎＳを複合析出させ、かつ、ＨＡＺの低温靱性を確保する観点から、Ｓ含有量は、０．００２０％以上であることが好ましく、０．００５０％以下であることが好ましい。
Ｓは、ＭｎＳを複合析出させるための元素である。そのため、Ｓ含有量は、０．００１０％以上とする。一方、Ｓを過剰に含有させると、粗大な単体ＭｎＳが析出するため、ＨＡＺの靱性が低下する。そのため、Ｓ含有量は、０．０１００％以下とする。なお、ＭｎＳを複合析出させ、かつ、ＨＡＺの低温靱性を確保する観点から、Ｓ含有量は、０．００２０％以上であることが好ましく、０．００５０％以下であることが好ましい。
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｔｉは、Ｔｉ系酸化物の生成に必須の元素である。充分な介在物密度を得るため、Ｔｉ含有量は、０．００５％以上とする。一方、Ｔｉを過剰に含有させると、ＴｉＣなどの炭化物を生成しやすくなるため、ＨＡＺの靱性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量を０．０３０％以下とする。なお、充分な介在物密度を確保し、かつ、ＨＡＺの靱性を確保する観点から、Ｔｉ含有量は、０．００９％以上であることが好ましく、０．０２０％以下であることが好ましい。
Ｔｉは、Ｔｉ系酸化物の生成に必須の元素である。充分な介在物密度を得るため、Ｔｉ含有量は、０．００５％以上とする。一方、Ｔｉを過剰に含有させると、ＴｉＣなどの炭化物を生成しやすくなるため、ＨＡＺの靱性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量を０．０３０％以下とする。なお、充分な介在物密度を確保し、かつ、ＨＡＺの靱性を確保する観点から、Ｔｉ含有量は、０．００９％以上であることが好ましく、０．０２０％以下であることが好ましい。
Ａｌ：０．００３％以下
Ａｌは、不純物元素である。Ａｌ含有量が増加することにより、Ｔｉ系酸化物の生成が抑制される。そのため、Ａｌ含有量は、０．００３％以下とする。
Ａｌは、不純物元素である。Ａｌ含有量が増加することにより、Ｔｉ系酸化物の生成が抑制される。そのため、Ａｌ含有量は、０．００３％以下とする。
Ｏ：０．００１０〜０．００５０％
Ｏは、Ｔｉ系複合酸化物の生成に必須の元素である。充分な介在物密度を得るため、Ｏ含有量は、０．００１０％以上とする。一方、Ｏを過剰に含有させると、破壊起点となり得る粗大な酸化物を形成しやすくなる。そのため、Ｏ含有量は、０．００５０％以下とする。
Ｏは、Ｔｉ系複合酸化物の生成に必須の元素である。充分な介在物密度を得るため、Ｏ含有量は、０．００１０％以上とする。一方、Ｏを過剰に含有させると、破壊起点となり得る粗大な酸化物を形成しやすくなる。そのため、Ｏ含有量は、０．００５０％以下とする。
Ｎ：０．００５％以下
Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを生成することにより、結晶粒の微細化に寄与する元素である。しかしながら、Ｎを過剰に含有させると、ＴｉＮが凝集して、破壊の起点となる。そのため、Ｎ含有量は、０．００５％以下とする。
Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを生成することにより、結晶粒の微細化に寄与する元素である。しかしながら、Ｎを過剰に含有させると、ＴｉＮが凝集して、破壊の起点となる。そのため、Ｎ含有量は、０．００５％以下とする。
Ｃｕ：０〜０．５％
Ｃｕは、強度を高める作用があるので、含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕを過剰に含有させると、熱間脆化が生じ、スラブ表面の品質低下につながる。したがって、Ｃｕ含有量は、０．５％以下とする。Ｃｕ含有量は、強度を高めるため、０．０１％以上であることが好ましい。一方、Ｃｕ含有量は、スラブ表面の品質を確保する観点から、０．３％以下であることが好ましい。
Ｃｕは、強度を高める作用があるので、含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕを過剰に含有させると、熱間脆化が生じ、スラブ表面の品質低下につながる。したがって、Ｃｕ含有量は、０．５％以下とする。Ｃｕ含有量は、強度を高めるため、０．０１％以上であることが好ましい。一方、Ｃｕ含有量は、スラブ表面の品質を確保する観点から、０．３％以下であることが好ましい。
Ｎｉ：０〜０．５％未満
Ｎｉは、靱性を低下させずに、強度を高める作用があるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉは、オーステナイト安定化元素であるため、過剰に含有させると、粒内フェライトが生成しにくくなる。したがって、Ｎｉ含有量は、０．５％未満とする。Ｎｉ含有量は、粒内フェライトの生成を促進させるため、０．４％以下であることが好ましい。また、Ｎｉ含有量は、強度を高めるため、０．０１％以上であることが好ましい。
Ｎｉは、靱性を低下させずに、強度を高める作用があるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉは、オーステナイト安定化元素であるため、過剰に含有させると、粒内フェライトが生成しにくくなる。したがって、Ｎｉ含有量は、０．５％未満とする。Ｎｉ含有量は、粒内フェライトの生成を促進させるため、０．４％以下であることが好ましい。また、Ｎｉ含有量は、強度を高めるため、０．０１％以上であることが好ましい。
Ｃｒ：０〜０．５％
Ｃｒは、強度を高める作用があるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｃｒを過剰に含有させると、ＨＡＺの靱性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は、０．５％以下とする。Ｃｒ含有量は、０．３％以下であることが好ましい。また、Ｃｒ含有量は、強度を高めるため、０．０１％以上であることが好ましく、０．１％以上であることがより好ましい。
Ｃｒは、強度を高める作用があるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｃｒを過剰に含有させると、ＨＡＺの靱性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は、０．５％以下とする。Ｃｒ含有量は、０．３％以下であることが好ましい。また、Ｃｒ含有量は、強度を高めるため、０．０１％以上であることが好ましく、０．１％以上であることがより好ましい。
Ｍｏ：０〜０．５０％
Ｍｏは、少量の含有で強度が顕著に増加する元素であるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏを過剰に含有させると、ＨＡＺの靱性が著しく低下する。したがって、Ｍｏ含有量は、０．５０％以下とする。Ｍｏ含有量は、０．３０％以下であることが好ましい。また、Ｍｏ含有量は、強度を高めるため、０．０１％以上であることが好ましい。
Ｍｏは、少量の含有で強度が顕著に増加する元素であるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏを過剰に含有させると、ＨＡＺの靱性が著しく低下する。したがって、Ｍｏ含有量は、０．５０％以下とする。Ｍｏ含有量は、０．３０％以下であることが好ましい。また、Ｍｏ含有量は、強度を高めるため、０．０１％以上であることが好ましい。
Ｖ：０〜０．１０％
Ｖは、母材の強度および靱性の向上に有効な元素であるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｖを過剰に含有させると、ＶＣなどの炭化物を形成し、靱性の低下につながる。したがって、Ｖ含有量は、０．１０％以下とする。Ｖ含有量は、炭化物生成による靱性の低下を抑制する観点から、０．０５％以下であることが好ましい。また、Ｖ含有量は、母材の強度および靱性を向上させるため、０．０１％以上であることが好ましい。
Ｖは、母材の強度および靱性の向上に有効な元素であるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｖを過剰に含有させると、ＶＣなどの炭化物を形成し、靱性の低下につながる。したがって、Ｖ含有量は、０．１０％以下とする。Ｖ含有量は、炭化物生成による靱性の低下を抑制する観点から、０．０５％以下であることが好ましい。また、Ｖ含有量は、母材の強度および靱性を向上させるため、０．０１％以上であることが好ましい。
Ｎｂ：０〜０．０５％
Ｎｂは、母材の強度および靱性の向上に有効な元素であるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂを過剰に含有させると、ＮｂＣなどの炭化物を生成しやすくなり、靱性の低下につながる。したがって、Ｎｂ含有量は、０．０５％以下とする。Ｎｂ含有量は、０．０３％以下であることが好ましい。また、Ｎｂ含有量は、母材の強度および靱性を向上させるため、０．０１％以上であることが好ましい。
Ｎｂは、母材の強度および靱性の向上に有効な元素であるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂを過剰に含有させると、ＮｂＣなどの炭化物を生成しやすくなり、靱性の低下につながる。したがって、Ｎｂ含有量は、０．０５％以下とする。Ｎｂ含有量は、０．０３％以下であることが好ましい。また、Ｎｂ含有量は、母材の強度および靱性を向上させるため、０．０１％以上であることが好ましい。
本発明の厚鋼板は、上記の元素を含有し、残部はＦｅおよび不純物である化学組成を有する。「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
（Ｂ）複合介在物
本発明の厚鋼板は、鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含む。
本発明の厚鋼板は、鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含む。
複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率：１０％以上９０％未満
本発明では、任意の切断面に現出した複合介在物を分析し、その複合介在物の断面積におけるＭｎＳの面積率を測定することにより、複合介在物中のＭｎＳ量を規定している。複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率が１０％未満であると、複合介在物中のＭｎＳ量が少なく、充分なＭｎ欠乏層を形成できない。その結果、粒内フェライトの生成が困難となる。一方、複合介在物の断面におけるＭｎＳの割合が９０％以上であると、複合介在物がＭｎＳ主体となり、Ｔｉ系酸化物の占める割合が低下する。その結果、Ｍｎ吸収能が低下し、充分なＭｎ欠乏層を形成できないため、粒内フェライトの生成が困難となる。
本発明では、任意の切断面に現出した複合介在物を分析し、その複合介在物の断面積におけるＭｎＳの面積率を測定することにより、複合介在物中のＭｎＳ量を規定している。複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率が１０％未満であると、複合介在物中のＭｎＳ量が少なく、充分なＭｎ欠乏層を形成できない。その結果、粒内フェライトの生成が困難となる。一方、複合介在物の断面におけるＭｎＳの割合が９０％以上であると、複合介在物がＭｎＳ主体となり、Ｔｉ系酸化物の占める割合が低下する。その結果、Ｍｎ吸収能が低下し、充分なＭｎ欠乏層を形成できないため、粒内フェライトの生成が困難となる。
複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合：１０％以上
ＭｎＳは、複合介在物の周囲からＭｎを吸収する必要があるため、複合介在物の界面に存在する必要がある。複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合が１０％未満であると、複合介在物の周囲から充分にＭｎを吸収できないため、Ｍｎ欠乏層を形成できない。その結果、粒内フェライトの生成が困難となる。
ＭｎＳは、複合介在物の周囲からＭｎを吸収する必要があるため、複合介在物の界面に存在する必要がある。複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合が１０％未満であると、複合介在物の周囲から充分にＭｎを吸収できないため、Ｍｎ欠乏層を形成できない。その結果、粒内フェライトの生成が困難となる。
複合介在物の粒径：０．５〜５．０μｍ
複合介在物の粒径が０．５μｍ未満では、複合介在物の周囲から吸収できるＭｎ量が少なく、その結果、粒内フェライトの生成に必要なＭｎ欠乏層の形成が困難となる。一方、複合介在物の粒径が５．０μｍより大きいと、複合介在物が破壊の起点となる。
複合介在物の粒径が０．５μｍ未満では、複合介在物の周囲から吸収できるＭｎ量が少なく、その結果、粒内フェライトの生成に必要なＭｎ欠乏層の形成が困難となる。一方、複合介在物の粒径が５．０μｍより大きいと、複合介在物が破壊の起点となる。
複合介在物の個数密度：１０〜１００個／ｍｍ２
安定した粒内フェライトを生成させるためには、各複合介在物が旧γ内に少なくとも１つ程度含まれる必要がある。そのため、複合介在物の個数密度は、１０個／ｍｍ２以上とする。一方、複合介在物が過剰に多い場合は、破壊起点となりやすい。そのため、複合介在物の個数密度は、１００個／ｍｍ２以下とする。
安定した粒内フェライトを生成させるためには、各複合介在物が旧γ内に少なくとも１つ程度含まれる必要がある。そのため、複合介在物の個数密度は、１０個／ｍｍ２以上とする。一方、複合介在物が過剰に多い場合は、破壊起点となりやすい。そのため、複合介在物の個数密度は、１００個／ｍｍ２以下とする。
本発明の厚鋼板は、以上のような複合介在物を有するため、板厚が５０ｍｍ以上であっても、ＨＡＺにおける低温靱性に優れる。すなわち、板厚が５０ｍｍ以上の厚鋼板を低パス回数で溶接しようとすると、溶接時の入熱量を増加させる必要があるが、本発明の厚鋼板は、大入熱溶接を行ったときでも優れた低温ＨＡＺ靭性を有する。本発明の厚鋼板は、板厚が大きくても優れた低温ＨＡＺ靭性を有するが、板厚が大きいと複合介在物の制御が困難になる。その結果、本発明で規定する複合介在物を満足する厚鋼板を製造することが困難になる。したがって、厚鋼板の板厚は１００ｍｍ以下とすることが好ましい。
なお、本発明の厚鋼板は、降伏応力が４００〜５００ＭＰａとなる。
（Ｃ）製造方法
本発明に係る厚鋼板の製造方法については、特に制限は設けないが、例えば、上記で説明した化学組成を有するスラブを加熱した後、熱間圧延し、最後に冷却することにより製造することができる。
本発明に係る厚鋼板の製造方法については、特に制限は設けないが、例えば、上記で説明した化学組成を有するスラブを加熱した後、熱間圧延し、最後に冷却することにより製造することができる。
熱間圧延工程において、オースフォーム圧下率、すなわち、加速冷却前の９５０℃以下における圧下率は、２０％以上であることが好ましい。加速冷却前の９５０℃以下における圧下率が２０％未満の場合、圧延によって圧延直後に導入された転位は、その大部分が再結晶によって消失してしまうため、変態の核として機能しない場合がある。その結果、変態後の組織は粗大なものとなり、固溶窒素による脆化が問題となる場合が多いため、加速冷却前の９５０℃以下における圧下率が２０％以上であることが好ましい。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
＜圧延母材の製造＞
表１に示す試験Ｎｏ．実施例１〜２８、および、比較例１〜１６の化学組成を有する鋼を実製造プロセスにて溶製した。実製造では、ＲＨ前にＡｒガスを上部より溶鋼内に吹き込み、溶鋼表面のスラグと溶鋼とを反応させることにより、スラグ内のトータルＦｅ量を調整した。ここで、Ａｒガスの流量は１００〜２００Ｌ／ｍｉｎ、吹き込み時間は５〜１５ｍｉｎの間で調節した。その後、ＲＨにて各元素を添加して成分調整を行い、連続鋳造にて３００ｍｍの厚スラブを鋳造した。鋳造後のスラブは、加熱炉にて１０００〜１１００℃の範囲で加熱した。加熱後に、最終仕上げ板厚ｔに対し２ｔの厚さになるまで、７６０℃以上で圧延をした後、最終仕上げ板厚ｔまで７３０〜７５０℃の温度範囲で圧延した。圧延後に、２００℃以下まで−２〜−３℃／ｓｅｃにて水冷し、供試材を作成した。
表１に示す試験Ｎｏ．実施例１〜２８、および、比較例１〜１６の化学組成を有する鋼を実製造プロセスにて溶製した。実製造では、ＲＨ前にＡｒガスを上部より溶鋼内に吹き込み、溶鋼表面のスラグと溶鋼とを反応させることにより、スラグ内のトータルＦｅ量を調整した。ここで、Ａｒガスの流量は１００〜２００Ｌ／ｍｉｎ、吹き込み時間は５〜１５ｍｉｎの間で調節した。その後、ＲＨにて各元素を添加して成分調整を行い、連続鋳造にて３００ｍｍの厚スラブを鋳造した。鋳造後のスラブは、加熱炉にて１０００〜１１００℃の範囲で加熱した。加熱後に、最終仕上げ板厚ｔに対し２ｔの厚さになるまで、７６０℃以上で圧延をした後、最終仕上げ板厚ｔまで７３０〜７５０℃の温度範囲で圧延した。圧延後に、２００℃以下まで−２〜−３℃／ｓｅｃにて水冷し、供試材を作成した。
＜複合介在物の断面におけるＭｎＳ面積率の算出＞
＜複合介在物の界面におけるＭｎＳ割合の算出＞
複合介在物分析用の試験片は、前記供試材の板厚をｔとするときの板厚１／４ｔ部より採取したものを用いた。複合介在物は、電子プローブマイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用い、複合介在物を面分析したマッピング画像から、ＭｎＳ面積率および複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合を測定した。より具体的には、ＭｎＳ面積率は、複合介在物全体の断面積と複合介在物全体に占めるＭｎＳ部分の断面積とを画像から測定することにより算出した。複合介在物の界面におけるＭｎＳ割合は、複合介在物中のＴｉ酸化物の周長とそのＴｉ酸化物に接するＭｎＳ界面の長さとを画像から測定することにより算出した。なお、測定のばらつきを少なくするため、ＭｎＳ面積率および複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合は、各供試材につき２０個ずつＥＰＭＡによる分析を行い、平均値を算出することにより求めた。結果を表１に示す。
＜複合介在物の界面におけるＭｎＳ割合の算出＞
複合介在物分析用の試験片は、前記供試材の板厚をｔとするときの板厚１／４ｔ部より採取したものを用いた。複合介在物は、電子プローブマイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用い、複合介在物を面分析したマッピング画像から、ＭｎＳ面積率および複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合を測定した。より具体的には、ＭｎＳ面積率は、複合介在物全体の断面積と複合介在物全体に占めるＭｎＳ部分の断面積とを画像から測定することにより算出した。複合介在物の界面におけるＭｎＳ割合は、複合介在物中のＴｉ酸化物の周長とそのＴｉ酸化物に接するＭｎＳ界面の長さとを画像から測定することにより算出した。なお、測定のばらつきを少なくするため、ＭｎＳ面積率および複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合は、各供試材につき２０個ずつＥＰＭＡによる分析を行い、平均値を算出することにより求めた。結果を表１に示す。
＜複合介在物の個数密度の算出＞
複合介在物の個数は、ＳＥＭ−ＥＤＸを組み合わせた自動介在物分析装置により行い、検出された複合介在物の形状測定データから、粒径が０．５〜５．０μｍの範囲である複合介在物の個数を算出することにより、個数密度を算出した。結果を表１に示す。
複合介在物の個数は、ＳＥＭ−ＥＤＸを組み合わせた自動介在物分析装置により行い、検出された複合介在物の形状測定データから、粒径が０．５〜５．０μｍの範囲である複合介在物の個数を算出することにより、個数密度を算出した。結果を表１に示す。
＜引張試験＞
作成した供試材の板厚をｔとするときの１／４ｔ位置よりＪＩＳ ４号引張試験片を採取し、室温にて引張試験を実施し、圧延母材の降伏応力（ＹＰ）および引張強度（ＴＳ）を測定した。結果を表２に示す。
作成した供試材の板厚をｔとするときの１／４ｔ位置よりＪＩＳ ４号引張試験片を採取し、室温にて引張試験を実施し、圧延母材の降伏応力（ＹＰ）および引張強度（ＴＳ）を測定した。結果を表２に示す。
＜ＣＴＯＤ試験＞
作成した供試材からＣＴＯＤ試験用の試験片をｎ＝３で採取した。各試験片に開先加工を施し、サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）にて入熱５．０ｋＪ／ｍｍにて多層溶接を行った。作成した溶接継手のＨＡＺにノッチ加工を施し、試験温度−２０℃でＢＳ７４４８規格準拠にて、ＣＴＯＤ試験を行った。試験結果の良否は、下記の基準に基づいて判定した。下記の基準のうち、判定が◎または○であった試験片を合格とした。結果を表２に示す。
◎：３本の試験片がすべてゲージオーバー
○：３本の試験片うち、０〜２本がゲージオーバー、かつ、ゲージオーバーでない試験片すべてのＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ以上
×：３本の試験片のうち、１本以上の試験片のＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満
作成した供試材からＣＴＯＤ試験用の試験片をｎ＝３で採取した。各試験片に開先加工を施し、サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）にて入熱５．０ｋＪ／ｍｍにて多層溶接を行った。作成した溶接継手のＨＡＺにノッチ加工を施し、試験温度−２０℃でＢＳ７４４８規格準拠にて、ＣＴＯＤ試験を行った。試験結果の良否は、下記の基準に基づいて判定した。下記の基準のうち、判定が◎または○であった試験片を合格とした。結果を表２に示す。
◎：３本の試験片がすべてゲージオーバー
○：３本の試験片うち、０〜２本がゲージオーバー、かつ、ゲージオーバーでない試験片すべてのＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ以上
×：３本の試験片のうち、１本以上の試験片のＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満
なお、ゲージオーバーとは、取り付けたクリップゲージが限界まで開ききることをいう。また、通常要求される−２０℃における継手のＣＴＯＤ特性は、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ以上であるため、ＣＴＯＤ値の基準を０．４ｍｍとした。
実施例１〜２８は、本発明で規定される要件をすべて満たすため、ＣＴＯＤ試験の結果が合格であった。
実施例９は、ＣＴＯＤ試験結果は合格であるものの、Ｃ含有量が本発明で規定された下限値に近かったため、ＹＰおよびＴＳが低位であった。
実施例１０は、ＣＴＯＤ試験結果は合格であるものの、Ｓｉ含有量が本発明で規定された下限値に近かったため、ＹＰおよびＴＳが低位であった。
実施例１１は、ＣＴＯＤ試験結果は合格であるものの、Ｍｎ含有量が本発明で規定された下限値に近かったため、ＹＰおよびＴＳが低位であった。
実施例１２は、Ｐ含有量が少ないものの、ＣＴＯＤ試験結果に影響を及ぼしていない。
実施例１３は、Ｓ含有量が本発明で規定された下限値に近かったため、ＭｎＳ複合量が減少し、複合介在物の断面におけるＭｎＳ面積率および複合介在物の界面におけるＭｎＳ割合が低下した。その結果、ＣＴＯＤ試験において、試験片が１本だけゲージオーバーではなかった。
実施例１４は、Ｔｉ含有量が本発明で規定された下限値に近かったため、複合介在物の個数密度が低かった。その結果、ＣＴＯＤ試験において、試験片が１本だけゲージオーバーではなかった。
実施例１５は、Ｃ含有量が本発明で規定された上限値に近かったため、硬質組織が増加した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、２本の試験片がゲージオーバーではなかったものの、ＣＴＯＤ値は０．４ｍｍ以上となった。
実施例１６は、Ｓｉ含有量が本発明で規定された上限値に近かったため、硬質組織が増加した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、２本の試験片がゲージオーバーではなかったものの、ＣＴＯＤ値は０．４ｍｍ以上となった。
実施例１７は、Ｍｎ含有量が本発明で規定された上限値に近かったため、偏析が生じた。その結果、ＣＴＯＤ試験において、２本の試験片がゲージオーバーではなかったものの、ＣＴＯＤ値は０．４ｍｍ以上となった。
実施例１８は、Ｐ含有量が本発明で規定された上限値に近かったため、靱性が低下した。その結果、ＣＴＯＤ試験において、２本の試験片がゲージオーバーではなかったものの、ＣＴＯＤ値は０．４ｍｍ以上となった。
実施例１９は、Ｓ含有量が本発明で規定された上限値に近かったため、靱性が低下した。その結果、ＣＴＯＤ試験において、２本の試験片がゲージオーバーではなかったものの、ＣＴＯＤ値は０．４ｍｍ以上となった。
実施例２０は、Ｔｉ含有量が本発明で規定された上限値に近かったため、ＴｉＣ等の炭化物が増加することにより、靱性が低下した。その結果、ＣＴＯＤ試験において、２本の試験片がゲージオーバーではなかったものの、ＣＴＯＤ値は０．４ｍｍ以上となった。
実施例２１は、Ａｌ含有量が本発明で規定された上限値に近かったため、粒内フェライト生成核となる介在物が減少し、その結果、靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、２本の試験片がゲージオーバーではなかったものの、ＣＴＯＤ値は０．４ｍｍ以上となった。
実施例２２は、Ｎ含有量が本発明で規定された上限値に近かったため、ＴｉＮが増加し、その結果、靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、２本の試験片がゲージオーバーではなかったものの、ＣＴＯＤ値は０．４ｍｍ以上となった。
実施例２３は、Ｃｕ含有量が本発明で規定された範囲内であるため、ＣＴＯＤ試験結果は合格であった。なお、Ｃｕ含有量が０．３％を超えることから、スラブの表面品質が低下し、製造において表面補修が必要となった。
実施例２４は、Ｎｉ含有量が本発明で規定された範囲内であるものの、０．４％を超えるため、ＣＴＯＤ試験結果は合格であったものの、ミクロ組織において粒内フェライトが少なく、靱性が比較的低位であった。
実施例２５は、Ｃｒ含有量が本発明で規定された範囲内であるものの、０．３％を超えるため、ＣＴＯＤ試験結果は合格であったものの、靱性が比較的低位であった。
実施例２６は、Ｍｏ含有量が本発明に規定された範囲内であるが、０．３０％を超えるため、ＣＴＯＤ試験結果は合格であったものの、靱性が比較的低位であった。
実施例２７は、Ｖ含有量が本発明に規定された範囲内であるが、０．０５％を超えるため、ＣＴＯＤ試験結果は合格であったものの、ＶＣが比較的多く析出し、靱性が比較的低位であった。
実施例２８は、Ｎｂ含有量が本発明に規定された範囲内であるが、０．０３％を超えるため、ＮｂＣが比較的多く析出し、その結果、靱性が比較的低位であった。
比較例１は、Ｃ含有量が本発明で規定された範囲外であるため、硬質組織が増加し、その結果、靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
比較例２は、Ｓｉ含有量が本発明に規定された範囲外であるため、硬質組織が増加し、その結果、靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
比較例３は、Ｍｎ含有量が本発明に規定された範囲外であるため、偏析が増加し、その結果、靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
比較例４は、Ｔｉ含有量が本発明に規定された範囲外であるため、粗大なＴｉＣが増加することにより、靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
比較例５は、Ａｌ含有量が本発明に規定された範囲外であるため、粗大なＡｌ２Ｏ３増加により、靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
比較例６は、Ｏ含有量が本発明に規定された範囲外であるため、粗大な酸化物が増加し、その結果、靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
比較例７は、Ｍｎ含有量が本発明に規定された範囲外であるため、複合介在物の断面におけるＭｎＳ面積率が本発明に規定された範囲以下であった。そのため、粒内フェライトが充分に成長せず、靱性が低下した。その結果、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
比較例８は、Ｍｎ含有量が本発明に規定された範囲外であるため、複合介在物の断面におけるＭｎＳ面積率が本発明に規定された範囲以上であった。そのため、粒内フェライトが充分に成長せず、靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
比較例９は、Ｍｎ含有量が本発明に規定された範囲外であるため、複合介在物の界面におけるＭｎＳ割合が、本発明に規定された範囲以下であった。そのため、粒内フェライトが充分に成長せず、靱性が低下した。その結果、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
比較例１０は、Ｔｉ含有量が少なく、複合介在物の個数密度が本発明に規定された範囲以下であった。そのため、粒内フェライトが充分に成長せず、靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
比較例１１は、Ｃｕ含有量が本発明に規定された範囲外であるため、強度が上昇し、その結果、靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
比較例１２は、Ｎｉ含有量が本発明に規定された範囲外であるため、強度が上昇し、その結果、靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
比較例１３は、Ｃｒ含有量が本発明に規定された範囲外であるため、強度が上昇し、その結果、靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
比較例１４は、Ｍｏ含有量が本発明に規定された範囲外であるため、強度が上昇し、その結果、靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
比較例１５は、Ｖ含有量が本発明に規定された範囲外であるため、強度が上昇したことに加え、ＶＣが多く析出された。その結果、靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
比較例１６は、Ｎｂ含有量が本発明に規定された範囲外であるため、ＮｂＣが多く析出し、その結果、靱性が低下した。そのため、ＣＴＯＤ試験において、ＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ未満の試験片があった。
本発明によれば、大入熱溶接時において、ＨＡＺの低温靱性に優れた厚鋼板を提供することができる。したがって、本発明の厚鋼板は、海洋構造物などの溶接構造物、特に、板厚が５０ｍｍ以上の厚鋼板に好適に用いることができる。
Claims (2)
- 化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２０％、
Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、
Ｍｎ：１．５５〜２．５０％、
Ｐ：０．０１％以下、
Ｓ：０．００１０〜０．０１００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．００３％以下、
Ｏ：０．００１０〜０．００５０％、
Ｎ：０．００５％以下、
Ｃｕ：０〜０．５％、
Ｎｉ：０〜０．５％未満、
Ｃｒ：０〜０．５％、
Ｍｏ：０〜０．５０％、
Ｖ：０〜０．１０％、
Ｎｂ：０〜０．０５％、および、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、かつ、
鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含み、
前記複合介在物の断面における前記ＭｎＳの面積率が、１０％以上９０％未満であり、
前記複合介在物の界面における前記ＭｎＳの割合が、１０％以上であり、
粒径０．５〜５．０μｍの前記複合介在物の個数密度が、１０〜１００個／ｍｍ２であり、
降伏応力が４００〜５００ＭＰａである、厚鋼板。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０１〜０．５％、
Ｎｉ：０．０１〜０．５％未満、
Ｃｒ：０．０１〜０．５％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
Ｖ：０．０１〜０．１％、および、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
から選択される１種以上を含有する、請求項１に記載の厚鋼板。
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