JP7402055B2 - 溶接熱影響部の靱性が優れたＣｕ含有低合金鋼およびその製造方法 - Google Patents
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Description
特許法第３０条第２項適用 平成３１年３月１４日掲載、掲載アドレスｈｔｔｐ：／／ｊｗｅｌｄ．ｊｐ、ｈｔｔｐｓ：／／ｊｐｐ１．ｊｐ／ｊｗｅｌｄ／ｃｏｎｖｅｎｔｉｏｎ／２０１９ｓ／ａｕｄｉｔ／？ｍ＝ａｕｔｈ、ｈｔｔｐｓ：／／ｗｗｗ．ｊｓｔａｇｅ．ｊｓｔ．ｇｏ．ｊｐ／ａｒｔｉｃｌｅ／ｊｗｓｔａｉｋａｉ／２０１９ｓ／０／２０１９ｓ＿１７６／＿ａｒｔｉｃｌｅ／－ｃｈａｒ／ｊａ 一般社団法人溶接学会平成３１年度 春季全国大会、平成３１年４月１９日開催 令和１年５月３１日掲載、掲載アドレスｈｔｔｐｓ：／／ａｓｍｅ．ｐｉｎｅｔｅｃ．ｃｏｍ／ｏｍａｅ２０１９／ｉｎｄｅｘ．ｈｔｍｌ ＡＳＭＥ２０１９第３８回海洋、沖合、北極工学に関する国際会議（ＯＭＡＥ２０１９）、令和１年６月１０日開催 株式会社日本製鋼所発行、「日本製鋼所技報」、２０１９、７０号、第２３頁～第３１頁、令和１年１１月１日発行
本発明は、係留設備、ライザー、フローラインなどに使用される海洋構造物用鋼として好適なＣｕ含有低合金鋼およびその製造方法に関するものである。
石油・天然ガスはエネルギーの中心として、広く用いられている。近年、それらの開発は陸上から海洋へ移行しつつあり、特に海洋資源開発は大陸棚より大水深での採掘が主流になりつつある。この超大水深開発に使用される海洋構造物用鋼に対して、安全性の確保の観点から、部材自身の靱性だけでなく、ＨＡＺの靱性への要求も厳しさを増し、ＣＴＯＤ値が要求されるようになっている。さらに、現地での溶接効率の観点から、溶接入熱が２．０～４．０ｋＪ／ｍｍの範囲での溶接施工が求められるため、入熱４．０ｋＪ／ｍｍ以下での海洋構造物用厚肉鍛鋼品の多層溶接部に要求される低温靱性を満足する必要がある。
海洋構造物用鋼として、鍛鋼材では例えばＡＳＴＭ Ａ７０７で規定された０．４３質量％以下のＣｕを含む鋼が知られている。前記の鋼は、時効処理でＣｕを析出させることによって、溶接性を考慮した低炭素かつ低炭素当量の成分系で強度を確保し、強度と低温靱性を両立させたものである。しかし、前記の鋼ではＣｕ含有量が少なく、二相域焼入れを採用した場合、時効処理をしても部材の強度が確保できない。
従来の技術として、特許文献１では、二相域焼入れ処理の活用、かつＣｕによる時効硬化によって低温靱性を確保するために、海洋構造物用鋼として用いられる厚肉鍛鋼材の強度－靱性バランスを向上させる方法が提案されている。
また、ＨＡＺのＣＴＯＤ特性を向上させる提案は従来から数多くあり、例えば特許文献２では、中心偏析を抑制した製造方法で、かつ成分の規制により、ＨＡＺのＣＴＯＤ特性を向上させている。
さらに、特許文献３では微細なＴｉ窒化物とＭｎＳの複合析出物、特許文献４では微細なＴｉ酸化物やＭｇ酸化物を利用することで、ＨＡＺの組織の微細化を図っている。
特許文献５では化学組成を基にしたＭ１＊値、Ｍ＊２値により、島状マルテンサイト（ＭＡ）の抑制を図り、厚さ１インチ以上、引張強さ７００ＭＰａでＣＴＯＤ特性の向上を図っている。
しかし、従来提案されている特許文献１に記載の化学組成では、溶接入熱を１．６ｋＪ／ｍｍ以上とした多層溶接によるＨＡＺにおいてＭＡが多く生成するため、靱性を低下させ、ＣＴＯＤ特性を安定的に確保することはできない。
特許文献２では製造工程に圧延が必要であり、１５０ｍｍ以上の厚肉フランジ部などを含む大型構造体には特許文献２の製造方法は適用できない。
特許文献３、４で提案されている技術では、厚肉鍛鋼材などではその製鋼過程でこれらの微細介在物を均一に制御することが非常に困難であり、安定した効果を得ることはできない。
さらに、特許文献５では鋼板を対象としているため、ＡｌおよびＮの含有量が少なく、厚肉鍛鋼材では調質時の結晶粒径を微細にできず、部材自体の靱性を確保できない。さらに、高強度化のためにＢを０．０００５～０．００１５％の範囲で添加することを規定しているが、鋼塊から製造する厚肉鍛鋼材では、その全体に渡って均一に含有させることが難しい。加えて、調質時の熱扱いによっては、靱性に有害なホウ化物が析出してしまう。
したがって、いずれの特許文献においてもＣｕの時効処理によって強度が変化するＣｕ含有低合金鋼において、１５０～４５０ｍｍの厚肉鍛鋼材の多層溶接熱影響部の靱性に優れた鋼ならびにその製造方法については明らかとなっていない。
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したがって、いずれの特許文献においてもＣｕの時効処理によって強度が変化するＣｕ含有低合金鋼において、１５０～４５０ｍｍの厚肉鍛鋼材の多層溶接熱影響部の靱性に優れた鋼ならびにその製造方法については明らかとなっていない。
本発明は、上記事情を背景としてなされたものであり、鋼材の組成を最適化し、溶接ＨＡＺの低温靱性を向上させることを可能とした、溶接熱影響部の靱性が優れたＣｕ含有低合金鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。
すなわち、本発明の溶接熱影響部の靱性が優れたＣｕ含有低合金鋼のうち、第１の形態は、質量％で、Ｃ：０．０１～０．０６％、Ｓｉ：０．０５～０．４０％、Ｍｎ：０．２０～０．７０％、Ｎｉ：１．５０～２．５０％、Ｃｒ：０．５０～１．００％、Ｃｕ：０．８０～１．５０％、Ｍｏ：０．２０～０．６０％、Ａｌ：０．０１０～０．０５０％、Ｎｂ：０．０２０～０．０８０％、Ｎ：０．００５～０．０２０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる化学組成を有することを特徴とする。
第２の形態の溶接熱影響部の靱性が優れたＣｕ含有低合金鋼の発明は、前記形態の発明において、前記化学組成として、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０１０％以下を含有することを特徴とする。
第３の形態の溶接熱影響部の靱性が優れたＣｕ含有低合金鋼の発明は、前記形態の発明において、入熱が３．５ｋＪ／ｍｍでの熱影響を受けた後の溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ；ＨＡＺ）中の組織において島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ；ＭＡ）が面積率で４％未満で構成されることを特徴とする。
第４の形態の溶接熱影響部の靱性が優れたＣｕ含有低合金鋼の発明は、前記溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ；ＨＡＺ）中に存在する二相域加熱粗粒ＨＡＺ（Ｉｎｔｅｒ－Ｃｒｉｔｉｃａｌｌｙ Ｃｏａｓｅ Ｇｒａｉｎ ＨＡＺ：ＩＣＣＧＨＡＺ）での組織において島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ；ＭＡ）が面積率で５％未満で構成されることを特徴とする。
第５の形態の溶接熱影響部の靱性が優れたＣｕ含有低合金鋼の発明は、調質が行われたＣｕ含有低合金鋼であって、０．２％耐力が５２５ＭＰａ以上で、かつＶノッチシャルピー衝撃試験にて測定された延性脆性破面遷移温度（ＦＡＴＴ）が－７０℃以下であることを特徴とする。
本発明の溶接熱影響部の靱性が優れたＣｕ含有低合金鋼の製造方法のうち第１の形態は、前記各形態のいずれかに記載された、溶接熱影響部の靱性が優れたＣｕ含有低合金鋼を製造するための調質条件であって、８５０～９５０℃の温度域に加熱して焼入れ処理が行われ、その後、（ＡＣ３変態点－５０℃）以上、（ＡＣ３変態点－１０℃）以下の温度範囲に加熱して二相域焼入れ処理が行われ、さらに５００～６００℃にて焼戻し処理が行われることを特徴とする。
他の形態の溶接熱影響部の靱性が優れたＣｕ含有低合金鋼の製造方法は、前記各形態のいずれかに記載された、溶接熱影響部の靱性が優れたＣｕ含有低合金鋼を製造する方法であって、
質量％で、Ｃ：０．０１～０．０６％、Ｓｉ：０．０５～０．４０％、Ｍｎ：０．２０～０．７０％、Ｎｉ：１．５０～２．５０％、Ｃｒ：０．５０～１．００％、Ｃｕ：０．８０～１．５０％、Ｍｏ：０．２０～０．６０％、Ａｌ：０．０１０～０．０５０％、Ｎｂ：０．０２０～０．０８０％、Ｎ：０．００５～０．０２０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる化学組成を有するＣｕ含有低合金鋼を熱間鍛錬によって板厚１５０ｍｍ～４５０ｍｍの厚肉部を有する大型構造用鋼に適用することを特徴とする。
他の形態の溶接熱影響部の靱性が優れたＣｕ含有低合金鋼の製造方法は、前記形態の発明において、前記化学組成として、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０１０％以下を含有することを特徴とする。
質量％で、Ｃ：０．０１～０．０６％、Ｓｉ：０．０５～０．４０％、Ｍｎ：０．２０～０．７０％、Ｎｉ：１．５０～２．５０％、Ｃｒ：０．５０～１．００％、Ｃｕ：０．８０～１．５０％、Ｍｏ：０．２０～０．６０％、Ａｌ：０．０１０～０．０５０％、Ｎｂ：０．０２０～０．０８０％、Ｎ：０．００５～０．０２０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる化学組成を有するＣｕ含有低合金鋼を熱間鍛錬によって板厚１５０ｍｍ～４５０ｍｍの厚肉部を有する大型構造用鋼に適用することを特徴とする。
他の形態の溶接熱影響部の靱性が優れたＣｕ含有低合金鋼の製造方法は、前記形態の発明において、前記化学組成として、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０１０％以下を含有することを特徴とする。
他の形態の溶接熱影響部の靱性が優れたＣｕ含有低合金鋼の製造方法は、前記形態の発明において、前記調質条件の工程を有することを特徴とする。
以下に、本発明で規定する組成および製造に際しての条件について以下に説明する。なお、組成における成分含有量はいずれも質量％で示されている。
Ｃ：０．０１～０．０６％
強度を確保するという観点からはＣは必要な添加元素であるため０．０１％を下限とする。しかし、０．０６％を超える含有は、溶接性の低下とともに、溶接熱影響部の靱性、特にＣＴＯＤ（Crack Tip Opening Displacement）特性が低下することから、０．０６％を上限とする。なお、同様の理由で下限を０．０２％、上限を０．０５％とするのが望ましい。
強度を確保するという観点からはＣは必要な添加元素であるため０．０１％を下限とする。しかし、０．０６％を超える含有は、溶接性の低下とともに、溶接熱影響部の靱性、特にＣＴＯＤ（Crack Tip Opening Displacement）特性が低下することから、０．０６％を上限とする。なお、同様の理由で下限を０．０２％、上限を０．０５％とするのが望ましい。
Ｓｉ：０．０５～０．４０％
Ｓｉは合金の溶解・精錬を行う際に脱酸元素として使用される。また、強度確保のために必要な元素であるため０．０５％を下限とする。しかし、過剰な含有は溶接熱影響部のＭＡの生成量が増加し、靱性の低下を招くので０．４０％を上限とする。
なお、同様の理由で下限を０．１０％、上限を０．３５％とするのが望ましい。
Ｓｉは合金の溶解・精錬を行う際に脱酸元素として使用される。また、強度確保のために必要な元素であるため０．０５％を下限とする。しかし、過剰な含有は溶接熱影響部のＭＡの生成量が増加し、靱性の低下を招くので０．４０％を上限とする。
なお、同様の理由で下限を０．１０％、上限を０．３５％とするのが望ましい。
Ｍｎ：０．２０～０．７０％
ＭｎはＳｉと同様に脱酸元素として有用な元素であり、焼入れ性の向上にも寄与するため０．２０％を下限とする。しかし、過剰な含有は溶接熱影響部のＭＡ（Martensite Austenite）の生成量が増加し、靱性の低下を招くので０．７０％を上限とする。なお、同様の理由で下限を０．３０％、上限を０．６０％とするのが望ましく、さらに上限を０．５０％とするのが一層望ましい。
ＭｎはＳｉと同様に脱酸元素として有用な元素であり、焼入れ性の向上にも寄与するため０．２０％を下限とする。しかし、過剰な含有は溶接熱影響部のＭＡ（Martensite Austenite）の生成量が増加し、靱性の低下を招くので０．７０％を上限とする。なお、同様の理由で下限を０．３０％、上限を０．６０％とするのが望ましく、さらに上限を０．５０％とするのが一層望ましい。
Ｎｉ：１．２０～２．５０％
Ｎｉは焼入れ性の向上による強度の確保、低温靱性の確保のために必要な元素であるため１．２０％を下限とする。しかし、過剰な含有は残留γを安定化し、靱性の低下を招くので２．５０％を上限とする。なお、同様の理由で下限を１．５０％、上限を２．３０％とするのが望ましい。
Ｎｉは焼入れ性の向上による強度の確保、低温靱性の確保のために必要な元素であるため１．２０％を下限とする。しかし、過剰な含有は残留γを安定化し、靱性の低下を招くので２．５０％を上限とする。なお、同様の理由で下限を１．５０％、上限を２．３０％とするのが望ましい。
Ｃｒ：０．５０～１．００％
Ｃｒは焼入れ性を確保し、強度と靭性を確保する上で重要な元素であるため、０．５０％を下限とする。しかし、過剰の含有は焼入れ性を高め、靱性の低下、溶接割れ感受性が高くなることから、１．００％を上限とする。
なお、同様の理由で下限を０．６０％、上限を０．８０％とするのが望ましい。
Ｃｒは焼入れ性を確保し、強度と靭性を確保する上で重要な元素であるため、０．５０％を下限とする。しかし、過剰の含有は焼入れ性を高め、靱性の低下、溶接割れ感受性が高くなることから、１．００％を上限とする。
なお、同様の理由で下限を０．６０％、上限を０．８０％とするのが望ましい。
Ｃｕ：０．８０～１．５０％
Ｃｕは時効処理の際に析出し、鋼の強度を向上させる。低炭素鋼においてはＣｕ析出物による強度の確保は非常に重要である。また、耐食性を向上する上でも重要な元素であるため、０．８０％を下限とする。しかし、過剰な含有は靱性の低下、熱間加工性の低下を招くため１．５０％を上限とする。なお、同様の理由で下限を１．１０、上限を１．３０とするのが望ましい。
Ｃｕは時効処理の際に析出し、鋼の強度を向上させる。低炭素鋼においてはＣｕ析出物による強度の確保は非常に重要である。また、耐食性を向上する上でも重要な元素であるため、０．８０％を下限とする。しかし、過剰な含有は靱性の低下、熱間加工性の低下を招くため１．５０％を上限とする。なお、同様の理由で下限を１．１０、上限を１．３０とするのが望ましい。
Ｍｏ：０．２０～０．６０％
Ｍｏは焼入れ性の向上に寄与し、強度と靱性を確保する上で重要な元素であるため、０．２０％を下限とする。しかし、過剰な含有は靱性の低下、溶接性の低下を招くため０．６０％を上限とする。
なお、同様の理由で下限を０．４０％、上限を０．５０％とするのが望ましい。
Ｍｏは焼入れ性の向上に寄与し、強度と靱性を確保する上で重要な元素であるため、０．２０％を下限とする。しかし、過剰な含有は靱性の低下、溶接性の低下を招くため０．６０％を上限とする。
なお、同様の理由で下限を０．４０％、上限を０．５０％とするのが望ましい。
Ａｌ：０．０１０～０．０５０％
ＡｌはＮと結合してＡｌＮとなり、結晶粒成長を抑制する。結晶粒径の微細化は靱性を向上させるために必須であり、Ａｌの含有量は０．０１０％を下限とする。しかし、過剰な含有は粗大なＡｌＮによる靱性の低下を招くため０．０５０％を上限とする。
なお、同様の理由で下限を０．０１５％、上限を０．０３０％とするのが望ましい。
ＡｌはＮと結合してＡｌＮとなり、結晶粒成長を抑制する。結晶粒径の微細化は靱性を向上させるために必須であり、Ａｌの含有量は０．０１０％を下限とする。しかし、過剰な含有は粗大なＡｌＮによる靱性の低下を招くため０．０５０％を上限とする。
なお、同様の理由で下限を０．０１５％、上限を０．０３０％とするのが望ましい。
Ｎｂ：０．０２０～０．０８０％
Ｎｂは炭窒化物として結晶粒成長を抑制し、結晶粒径の微細化のために重要な元素であるため、０．０２０％を下限とする。しかし、過剰な添加は炭窒化物の凝集粗大化を促進し、靱性の低下を招くため０．０８０％を上限とする。
なお、同様の理由で下限を０．０４０％、上限を０．０５０％とするのが望ましい。
Ｎｂは炭窒化物として結晶粒成長を抑制し、結晶粒径の微細化のために重要な元素であるため、０．０２０％を下限とする。しかし、過剰な添加は炭窒化物の凝集粗大化を促進し、靱性の低下を招くため０．０８０％を上限とする。
なお、同様の理由で下限を０．０４０％、上限を０．０５０％とするのが望ましい。
Ｎ：０．００５～０．０２０％
ＮはＡｌＮおよび炭窒化物として、結晶粒成長を抑制し、結晶粒径の微細化のために重要な元素であり、０．００５％を下限とする。しかし、過剰な添加は多量のＡｌＮや炭窒化物の析出および凝集粗大化を促進し、靱性の低下を招くため０．０２０％を上限とする。
なお、同様の理由で下限を０．００６％、上限を０．０１５％とするのが望ましい。
ＮはＡｌＮおよび炭窒化物として、結晶粒成長を抑制し、結晶粒径の微細化のために重要な元素であり、０．００５％を下限とする。しかし、過剰な添加は多量のＡｌＮや炭窒化物の析出および凝集粗大化を促進し、靱性の低下を招くため０．０２０％を上限とする。
なお、同様の理由で下限を０．００６％、上限を０．０１５％とするのが望ましい。
Ｃａ：０．０１０％以下
ＣａはＣａ－Ｓｉとして酸化物や硫化物を形成するため、脱酸、脱硫元素として所望により使用される。しかし、過剰な添加は靱性の低下を招くため、０．０１０％以下とする。なお、同様の理由で上限をさらに０．００５％とするのが望ましい。
ＣａはＣａ－Ｓｉとして酸化物や硫化物を形成するため、脱酸、脱硫元素として所望により使用される。しかし、過剰な添加は靱性の低下を招くため、０．０１０％以下とする。なお、同様の理由で上限をさらに０．００５％とするのが望ましい。
ＩＣＣＧＨＡＺのＭＡの面積率：５％未満
ＨＡＺ全体のＭＡの面積率：４％未満
ＭＡは高炭素のマルテンサイトや残留γを含むために極めて硬く、硬質相としてふるまう。この硬質相の存在は母相との強度差があり、脆性破壊時の応力集中の起点となる。特に、厚肉材の多層溶接継部に形成される多層溶接ＨＡＺ（heat affected zone）では、溶接入熱の増加に伴い、多重の溶接熱サイクルが付与される領域が広がるため、ＭＡの生成量が増加し、靱性、特にＣＴＯＤ特性が低下する。多層溶接ＨＡＺの靱性の向上のためには、ＭＡの面積率を低減する必要がある。本鋼種のＨＡＺで最も靱性が低下する領域はＩＣＣＧＨＡＺ（inter critically reheated CGHAZ、CGHAZ：coarse grain HAZ）であり、この領域のＭＡの面積率を５％未満とすること、さらにはＨＡＺ全体のＭＡの面積率を４％未満とすることで、靱性の向上が認められる。
ＭＡの面積率は、入熱量を３．５ｋＪ／ｍｍ以下とした場合に、ＨＡＺ全体またはＩＣＣＧＨＡＺの領域で得られる平均値から得られる。なお、入熱量は、特性評価の条件として提示されるものであり、本発明において溶接を行う際の入熱量が上記範囲に限定されるものではない。
ＨＡＺ全体のＭＡの面積率：４％未満
ＭＡは高炭素のマルテンサイトや残留γを含むために極めて硬く、硬質相としてふるまう。この硬質相の存在は母相との強度差があり、脆性破壊時の応力集中の起点となる。特に、厚肉材の多層溶接継部に形成される多層溶接ＨＡＺ（heat affected zone）では、溶接入熱の増加に伴い、多重の溶接熱サイクルが付与される領域が広がるため、ＭＡの生成量が増加し、靱性、特にＣＴＯＤ特性が低下する。多層溶接ＨＡＺの靱性の向上のためには、ＭＡの面積率を低減する必要がある。本鋼種のＨＡＺで最も靱性が低下する領域はＩＣＣＧＨＡＺ（inter critically reheated CGHAZ、CGHAZ：coarse grain HAZ）であり、この領域のＭＡの面積率を５％未満とすること、さらにはＨＡＺ全体のＭＡの面積率を４％未満とすることで、靱性の向上が認められる。
ＭＡの面積率は、入熱量を３．５ｋＪ／ｍｍ以下とした場合に、ＨＡＺ全体またはＩＣＣＧＨＡＺの領域で得られる平均値から得られる。なお、入熱量は、特性評価の条件として提示されるものであり、本発明において溶接を行う際の入熱量が上記範囲に限定されるものではない。
調質後の０．２％耐力：５２５ＭＰａ以上
調質後の延性脆性破面遷移温度（ＦＡＴＴ）：－７０℃以下
ライザーパイプラインを支える海洋構造物用鋼などでは、その部材に張力が掛かるため、部材自体の強度が必要となる。したがって、調質後の０．２％耐力を５２５ＭＰａ以上とすることにより、張力の掛かる海洋構造物部材としても十分な強度を有した鋼となる。
海洋構造物は一度大規模な破壊が起こると、環境に与える影響が非常に大きい。調質後の延性脆性破面遷移温度（ＦＡＴＴ）を－７０℃以下とすることにより、この破壊を防止することができる。
調質後の延性脆性破面遷移温度（ＦＡＴＴ）：－７０℃以下
ライザーパイプラインを支える海洋構造物用鋼などでは、その部材に張力が掛かるため、部材自体の強度が必要となる。したがって、調質後の０．２％耐力を５２５ＭＰａ以上とすることにより、張力の掛かる海洋構造物部材としても十分な強度を有した鋼となる。
海洋構造物は一度大規模な破壊が起こると、環境に与える影響が非常に大きい。調質後の延性脆性破面遷移温度（ＦＡＴＴ）を－７０℃以下とすることにより、この破壊を防止することができる。
調質条件
焼入れ処理の場合には、少なくともＡＣ３変態点以上の温度に加熱する必要がある。また、焼入れ処理の加熱温度がＡＣ３点以上であっても、温度が低い場合には焼入れ性が確保できないため、下限温度を８５０℃とする。しかし、焼入れ処理温度の高温化は加熱時にγ粒径が粗大化し、その後の靱性の低下を招くため、上限を９５０℃とする。なお、この焼入れ処理は、必要に応じて複数回繰り返すことができる。また、該焼入れに際しての加熱手段や冷却手段は、本発明としては特に限定されるものではなく、所望の加熱能および冷却能が得られる手段を適宜選択することが出来る。
焼入れ処理の場合には、少なくともＡＣ３変態点以上の温度に加熱する必要がある。また、焼入れ処理の加熱温度がＡＣ３点以上であっても、温度が低い場合には焼入れ性が確保できないため、下限温度を８５０℃とする。しかし、焼入れ処理温度の高温化は加熱時にγ粒径が粗大化し、その後の靱性の低下を招くため、上限を９５０℃とする。なお、この焼入れ処理は、必要に応じて複数回繰り返すことができる。また、該焼入れに際しての加熱手段や冷却手段は、本発明としては特に限定されるものではなく、所望の加熱能および冷却能が得られる手段を適宜選択することが出来る。
焼入れ処理を施された鋼材は、次いで（ＡＣ３変態点－５０℃）以上、（ＡＣ３変態点－１０℃）以下の温度範囲で加熱された後、冷却する二相域焼入れ処理が施される。該二相域焼入れに際しての加熱手段や冷却手段も、本発明としては特に限定されるものではなく、所望の加熱能および冷却能が得られる手段を適宜選択することが出来る。この熱処理は本発明の製造方法において最も重要なものである。
上記熱処理における加熱温度は、（ＡＣ３変態点－５０℃）以上、（ＡＣ３変態点－１０℃）以下の温度範囲に規定する。加熱温度が、（ＡＣ３変態点－５０℃）未満では、γ相への変態量が不十分であり、高温焼戻しを受けるα相が多く、Ｃｕ析出物が粗大化するため、０．２％耐力を確保することが出来ない。また、その後の結晶粒径も細粒化されず、かつ変態したγ相への成分濃化が起こり室温でもγ相が残存し、靱性の確保も難しい。一方で、（ＡＣ３変態点－１０℃）を超える高温とすると、γ相への変態量が過剰となり、変態したγ相は焼入れ性が低下し、グラニュラーベイニティックフェライトになるため良好な金属組織が得られない。かつ、結晶粒径が粗大となり、十分な強度および低温靱性を確保することが出来ない。このような理由から、（ＡＣ３変態点－５０℃）以上、（ＡＣ３変態点－１０℃）以下の温度範囲に規定する。
上記二相域焼入れ処理に次いで、５００～６００℃の温度範囲で焼戻し処理が施される。加熱温度が５００℃未満では、Ｃｕ析出物の時効効果により０．２％耐力が増加し、靱性の低下を招く。また、低い焼戻し温度では、調質時の内部応力を緩和することができず、供用中の損傷の原因となる。一方で６００℃を超えると、過時効となり、０．２％耐力が確保できない。したがって、焼戻し処理の温度範囲は５００～６００℃とする。
厚肉部
本願発明では、厚肉部を有する材料の製造に好適に適用することができる。例えば、厚肉部の最大肉厚が１５０ｍｍ以上で、４５０ｍｍ以下のものが示される。
肉厚が１５０ｍｍ以上の材料では、調質圧延が難しく、本願発明による効果を顕著に得ることができる。一方、肉厚が４５０ｍｍを超えると、焼入れおよび二相域焼入れの冷却過程で、冷却速度が低下し、強度の低下を招く。
本願発明では、厚肉部を有する材料の製造に好適に適用することができる。例えば、厚肉部の最大肉厚が１５０ｍｍ以上で、４５０ｍｍ以下のものが示される。
肉厚が１５０ｍｍ以上の材料では、調質圧延が難しく、本願発明による効果を顕著に得ることができる。一方、肉厚が４５０ｍｍを超えると、焼入れおよび二相域焼入れの冷却過程で、冷却速度が低下し、強度の低下を招く。
すなわち、本発明のＣｕ含有低合金鋼よれば、組成の適正化によって優れた低温靱性を確保することができる。
本発明のＣｕ含有低合金鋼の製造方法によれば、組成範囲の規定および調質などにより、係留設備、ライザー、フローラインなどに使用される海洋構造物用鋼として好適な、低温靱性に優れ、とくに高強度高靱性を有する厚肉Ｃｕ含有低合金鍛鋼の製造を可能なものとする。
本発明のＣｕ含有低合金鋼の製造方法によれば、組成範囲の規定および調質などにより、係留設備、ライザー、フローラインなどに使用される海洋構造物用鋼として好適な、低温靱性に優れ、とくに高強度高靱性を有する厚肉Ｃｕ含有低合金鍛鋼の製造を可能なものとする。
本発明で用いるＣｕ含有低合金鋼は、本発明で規定する組成を目標にして行えば、常法により溶製することができ、本発明としては、その方法が特に限定されるものではない。
溶製された鋼塊は熱間鍛錬を行って、任意の形状にした後、上記した焼入れ（Ｑ）、二相域焼入れ（Ｌ）、焼戻し（Ｔ）処理が施されるものである。
なお、熱間鍛錬の内容、方法は特に限定されるものではなく、鍛錬比なども特に限定されない。熱間鍛錬された材料は、厚肉のものとすることができ、例えば板厚１５０ｍｍ～４５０ｍｍの厚肉部を有する材料とすることができる。本発明のＣｕ含有低合金鋼は、前記した厚肉部を有する大型構造用鋼に適用される材料において特に好適な効果をもたらすが、本発明としては、板厚が特に限定されるものではなく、前記よりも厚さが薄い用途においても使用することができる。
溶製された鋼塊は熱間鍛錬を行って、任意の形状にした後、上記した焼入れ（Ｑ）、二相域焼入れ（Ｌ）、焼戻し（Ｔ）処理が施されるものである。
なお、熱間鍛錬の内容、方法は特に限定されるものではなく、鍛錬比なども特に限定されない。熱間鍛錬された材料は、厚肉のものとすることができ、例えば板厚１５０ｍｍ～４５０ｍｍの厚肉部を有する材料とすることができる。本発明のＣｕ含有低合金鋼は、前記した厚肉部を有する大型構造用鋼に適用される材料において特に好適な効果をもたらすが、本発明としては、板厚が特に限定されるものではなく、前記よりも厚さが薄い用途においても使用することができる。
調質処理では、Ｃｕ含有低合金鋼を８５０～９５０℃の温度域に加熱して焼入れ処理を行う。その後、（ＡＣ３変態点－５０℃）以上、（ＡＣ３変態点－１０℃）以下の温度範囲で二相域焼入れ処理を行い、さらに５００～６００℃にて焼戻し処理を行う。
なお、熱間鍛錬と調質処理の間に、焼準（Ｎ）等の熱処理を行うこともできる。上記焼準条件としては、例えば９５０～１０００℃の加熱条件を示すことができる。
さらに、熱間鍛錬と焼入れ処理の間に焼準（Ｎ）等の熱処理を行うこともできる。上記焼準条件としては、例えば９５０～１０００℃の加熱条件を示すことができる。
なお、熱間鍛錬と調質処理の間に、焼準（Ｎ）等の熱処理を行うこともできる。上記焼準条件としては、例えば９５０～１０００℃の加熱条件を示すことができる。
さらに、熱間鍛錬と焼入れ処理の間に焼準（Ｎ）等の熱処理を行うこともできる。上記焼準条件としては、例えば９５０～１０００℃の加熱条件を示すことができる。
上記調質条件のヒートパターンを図１に示す。
最初の焼き入れでは、Ａｃ３以上の温度に加熱され、二相域焼入れ時の加熱温度が規定範囲内に入るように熱処理が行われている。また、焼戻し処理では、Ａｃ１以下の温度に加熱されて熱処理が行われている。
最初の焼き入れでは、Ａｃ３以上の温度に加熱され、二相域焼入れ時の加熱温度が規定範囲内に入るように熱処理が行われている。また、焼戻し処理では、Ａｃ１以下の温度に加熱されて熱処理が行われている。
上記による組成範囲の規定およびその製造方法によれば、係留設備、ライザー、フローラインなどに使用される海洋構造物用鋼として好適な、低温靱性に優れ、とくに強度－低温靱性バランスに優れた厚肉Ｃｕ含有低合金鍛鋼の製造を可能なものとする。
上記で得られたＣｕ含有低合金鋼は、０．２％耐力が５２５ＭＰａ以上で、Ｖノッチシャルピー衝撃試験にて測定された延性脆性破面遷移温度（ＦＡＴＴ）が－７０℃以下の特性を有している。
なお、多層溶接継手の形成に適用される溶接方法は、本発明として特に限定されるものではない。
上記で得られたＣｕ含有低合金鋼は、０．２％耐力が５２５ＭＰａ以上で、Ｖノッチシャルピー衝撃試験にて測定された延性脆性破面遷移温度（ＦＡＴＴ）が－７０℃以下の特性を有している。
なお、多層溶接継手の形成に適用される溶接方法は、本発明として特に限定されるものではない。
本実施形態では、入熱量３．５ｋＪ／ｍｍでの熱影響を受けた後の溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ；ＨＡＺ）中の組織において、島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ；ＭＡ）が面積率で４％未満で構成される。
さらに、前記溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ；ＨＡＺ）中に存在する二相域加熱粗粒ＨＡＺ（Ｉｎｔｅｒ－Ｃｒｉｔｉｃａｌｌｙ Ｃｏａｓｅ Ｇｒａｉｎ ＨＡＺ：ＩＣＣＧＨＡＺ）での組織において島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ；ＭＡ）が面積率で５％未満で構成される。
ここで溶接熱影響部とは、溶接の熱影響により母材のミクロ組織またはマクロ組織が変化した領域と定義する。
例えば、マクロ組織観察では塩化銅アンモニウムと塩酸の混合水溶液、１０％ナイタール等を用いて溶接部断面をエッチングし、ミクロ組織観察では２％ナイタール、５％ナイタール５％硝酸アルコール溶液、５％硝酸と１％ピクリン酸の混合アルコール溶液、５％ピクラール等を使用して溶接部断面をエッチングする。
エッチングにより現れた組織の変化から溶接熱影響部と母材を目視または顕微鏡を使用して区別することができる。なお、エッチングに使用する腐食液は組織の差異を観察できるものであれば上記に限定されるものではない。
さらに、前記溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ；ＨＡＺ）中に存在する二相域加熱粗粒ＨＡＺ（Ｉｎｔｅｒ－Ｃｒｉｔｉｃａｌｌｙ Ｃｏａｓｅ Ｇｒａｉｎ ＨＡＺ：ＩＣＣＧＨＡＺ）での組織において島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ；ＭＡ）が面積率で５％未満で構成される。
ここで溶接熱影響部とは、溶接の熱影響により母材のミクロ組織またはマクロ組織が変化した領域と定義する。
例えば、マクロ組織観察では塩化銅アンモニウムと塩酸の混合水溶液、１０％ナイタール等を用いて溶接部断面をエッチングし、ミクロ組織観察では２％ナイタール、５％ナイタール５％硝酸アルコール溶液、５％硝酸と１％ピクリン酸の混合アルコール溶液、５％ピクラール等を使用して溶接部断面をエッチングする。
エッチングにより現れた組織の変化から溶接熱影響部と母材を目視または顕微鏡を使用して区別することができる。なお、エッチングに使用する腐食液は組織の差異を観察できるものであれば上記に限定されるものではない。
以下に本発明の実施例を比較例と対比しつつ説明する。表１に示す組成を有する供試材を真空誘導溶解炉により、５０ｋｇ鋼塊に溶製した。溶製した各鋼塊は１２５０℃で熱間鍛造により、厚さ４５ｍｍ×幅１３０ｍｍ（鍛造比：３．１ｓ以上）とし、さらにＮ（９６０℃）を施した後、Ｑ（９００℃）、Ｌ（８００℃）、Ｔ（５８０℃）を施した。
なお、Ｑ処理およびＬ処理の冷却は板厚３５０ｍｍの水冷相当を模擬した冷却速度（２０℃／ｍｉｎ）とした。その後、多層溶接熱影響部を再現する熱サイクルを付与した。
なお、Ｑ処理およびＬ処理の冷却は板厚３５０ｍｍの水冷相当を模擬した冷却速度（２０℃／ｍｉｎ）とした。その後、多層溶接熱影響部を再現する熱サイクルを付与した。
本実施例で再現したＨＡＺ組織は、図２に示すような本鋼で靱性が最も低下する領域である１パス目の粗粒域が２パス目以降で二相域に再加熱されたＩＣＣＧ（Ｉｎｔｅｒ－ｃｒｉｔｉｃａｌｌｙ Ｃｏａｓｅ Ｇｒａｉｎ）ＨＡＺとした。さらに、１パス目の粗粒域であるＣＧ（Ｃｏａｓｅ Ｇｒａｉｎ）ＨＡＺも組織を再現した。
入熱量３．５ｋＪ／ｍｍの多層溶接熱影響部のＣＧＨＡＺおよびＩＣＣＧＨＡＺ組織を模擬した再現熱サイクルを付与することで、ＣＧＨＡＺとＩＣＣＧＨＡＺのＭＡの面積率、さらにはＩＣＣＧＨＡＺの靱性を正確に評価した。
入熱量は、下記式により得られ、入熱量３．５ｋＪ／ｍｍが得られる条件に定めた。
入熱量＝６０×電流（Ａ）×電圧（Ｖ）／溶接速度（ｍｍ／ｍｉｎ）
入熱量３．５ｋＪ／ｍｍの多層溶接熱影響部のＣＧＨＡＺおよびＩＣＣＧＨＡＺ組織を模擬した再現熱サイクルを付与することで、ＣＧＨＡＺとＩＣＣＧＨＡＺのＭＡの面積率、さらにはＩＣＣＧＨＡＺの靱性を正確に評価した。
入熱量は、下記式により得られ、入熱量３．５ｋＪ／ｍｍが得られる条件に定めた。
入熱量＝６０×電流（Ａ）×電圧（Ｖ）／溶接速度（ｍｍ／ｍｉｎ）
寸法１５×１５×６５ｍｍの材料を上記調質後の鍛造板から採取し、再現熱サイクル試験を実施した。１パス目の溶融線近傍の粗粒域の組織を最高加熱温度１３５０℃、保持時間５ｓで模擬したＣＧＨＡＺ組織を模擬した。さらに、ＣＧＨＡＺ組織を調製後、２パス目の二相域の再熱を最高加熱温度７８０℃、保持時間５ｓの条件で模擬することでＩＣＣＧＨＡＺ組織を調製した。いずれの再現熱サイクルも入熱量３．５ｋＪ／ｍｍの多層溶接の熱履歴を模擬するため、昇温速度は７０℃／ｓ、８００℃から５００℃の範囲の冷却時間を５０ｓとした。
なお、熱サイクルの加熱は高周波加熱、冷却は炭酸ガスまたはヘリウムガスの吹き付けにより行い、昇温、保持および冷却は試験片表面に取り付けたカップルの測定値を基に制御した。さらに、Ａ鋼とＨ鋼においては板厚３５０ｍｍを模擬した調質（Ｑ－Ｌ－Ｔ）を付与した試験板を用い、Ｊ開先で、入熱３．５ｋＪ／ｍｍのサブマージアーク溶接を行い、溶接金属の溶融線（Ｆ．Ｌ．）、Ｆ．Ｌ．からＨＡＺ側に１ｍｍ（Ｆ．Ｌ．＋１ｍｍ）およびＦ．Ｌ．からＨＡＺ側に２ｍｍ（Ｆ．Ｌ．＋２ｍｍ）にノッチをいれたＣＴＯＤ試験を実施した。
ＣＧＨＡＺおよびＩＣＣＧＨＡＺの再現熱サイクル試験片から、試験片を採取してＭＡの面積率測定を実施した。さらにＩＣＣＧＨＡＺの再現熱サイクル試験片からＣＴＯＤ試験を実施し、低温靱性を評価した。試験方法は次の通りとした。
ＭＡの面積率は、レペラーエッチング法によりＭＡを現出したのち、電子顕微鏡（ＳＥＭ）の２５００倍の写真５枚をトレースし、それぞれ画像解析を行い、その平均値を算出した。
ＣＴＯＤ試験は再現熱サイクル試験材から、１０ｍｍ×１０ｍｍ×４６ｍｍの試験片を採取し、ＩＳＯ１２１３５の規定に準拠した。試験温度は－２０℃、試験数は３本とし、得られた結果で最もＣＴＯＤ値の低いＣｒｉｔｉｃａｌ ＣＴＯＤ値にて低温靱性を評価した。
また、安定き裂進展量から破壊形態も評価した。破壊形態は表中の（）で示し、δｍが最大荷重点まで不安定き裂進展が発生しなかったこと、δｃは安定き裂進展が０．２ｍｍ以下で不安定き裂進展が発生したことを示す。さらに、Ａ鋼およびＨ鋼の溶接継手での試験では、１５ｍｍ×３０ｍｍ×１３８ｍｍの試験片を採取し、ＩＳＯ１５６５３の規定に準拠した。試験温度は‐２０℃、試験数は３本とした。
再現熱サイクル試験片にて得られた結果を表２に示す。鋼１および鋼８の再現ＩＣＣＧＨＡＺ組織のレペラーエッチング後のＳＥＭ像を図３に示す。
ＭＡの面積率は、レペラーエッチング法によりＭＡを現出したのち、電子顕微鏡（ＳＥＭ）の２５００倍の写真５枚をトレースし、それぞれ画像解析を行い、その平均値を算出した。
ＣＴＯＤ試験は再現熱サイクル試験材から、１０ｍｍ×１０ｍｍ×４６ｍｍの試験片を採取し、ＩＳＯ１２１３５の規定に準拠した。試験温度は－２０℃、試験数は３本とし、得られた結果で最もＣＴＯＤ値の低いＣｒｉｔｉｃａｌ ＣＴＯＤ値にて低温靱性を評価した。
また、安定き裂進展量から破壊形態も評価した。破壊形態は表中の（）で示し、δｍが最大荷重点まで不安定き裂進展が発生しなかったこと、δｃは安定き裂進展が０．２ｍｍ以下で不安定き裂進展が発生したことを示す。さらに、Ａ鋼およびＨ鋼の溶接継手での試験では、１５ｍｍ×３０ｍｍ×１３８ｍｍの試験片を採取し、ＩＳＯ１５６５３の規定に準拠した。試験温度は‐２０℃、試験数は３本とした。
再現熱サイクル試験片にて得られた結果を表２に示す。鋼１および鋼８の再現ＩＣＣＧＨＡＺ組織のレペラーエッチング後のＳＥＭ像を図３に示す。
表２から明らかなように鋼Ｎｏ．１～４の発明鋼では、ＣＧＨＡＺおよびＩＣＣＧＨＡＺともにＭＡの面積率が低く、かつ良好なＩＣＣＧＨＡＺの靱性を有する。鋼Ｎｏ．５はＭＡの面積率が低いにも関わらず、ＨＡＺ靱性が低い。これは本発明のＮｉ含有量の下限を逸脱しているため、焼入れ性が低く、ＨＡＺ靱性の低い組織が形成されたためである。さらに、鋼Ｎｏ．６～８においては、ＩＣＣＧＨＡＺのＭＡの面積率が５％以上となり、かつ鋼Ｎｏ．６および８ではＣＧＨＡＺのＭＡの面積率が４％以上となっている。その結果、本発明鋼と比較してＨＡＺ靱性が極めて低い。
図３に示したように、発明鋼である鋼Ｎｏ．１ではＭＡ（図中の白色相）が少ない。一方で、比較鋼である鋼Ｎｏ．８では、多くのＭＡが生成しており、さらにその形状も細長い。本発明の要件を満足することで、ＭＡの生成量が抑えられ、その結果、良好なＨＡＺ靱性が得られる。
図３に示したように、発明鋼である鋼Ｎｏ．１ではＭＡ（図中の白色相）が少ない。一方で、比較鋼である鋼Ｎｏ．８では、多くのＭＡが生成しており、さらにその形状も細長い。本発明の要件を満足することで、ＭＡの生成量が抑えられ、その結果、良好なＨＡＺ靱性が得られる。
また、Ａ鋼およびＨ鋼の溶接継手のＣＴＯＤ試験から得られた結果を図４に示す。
本発明の要件を満たしているＡ鋼では、多層溶接の熱サイクルが付与されているＦ．Ｌ．近傍およびＦ．Ｌ．＋１ｍｍのＨＡＺにおいて、良好な靱性が得られていることがわかる。
一方で、比較鋼のＨ鋼を用いた場合、Ｆ．Ｌ．近傍およびＦ．Ｌ．＋１ｍｍの位置にノッチを入れた場合の靱性は、極めて低い。
上述した結果より、本発明の要件を満たしている化学組成であるＡ～Ｄ鋼では、多層溶接の熱サイクルが付与されたＨＡＺにおいて、優れた靱性を有するＣｕ含有低合金鋼の製造が可能である。
本発明の要件を満たしているＡ鋼では、多層溶接の熱サイクルが付与されているＦ．Ｌ．近傍およびＦ．Ｌ．＋１ｍｍのＨＡＺにおいて、良好な靱性が得られていることがわかる。
一方で、比較鋼のＨ鋼を用いた場合、Ｆ．Ｌ．近傍およびＦ．Ｌ．＋１ｍｍの位置にノッチを入れた場合の靱性は、極めて低い。
上述した結果より、本発明の要件を満たしている化学組成であるＡ～Ｄ鋼では、多層溶接の熱サイクルが付与されたＨＡＺにおいて、優れた靱性を有するＣｕ含有低合金鋼の製造が可能である。
海洋構造物用鋼の厚肉鍛鋼材としての特性が得られる最適な調質条件について、発明鋼Ａ～Ｄを用いて検証した。各材料は、溶製、鍛造、Ｎ（９６０℃）およびＱ（９００℃）を施した後、表３に示す調質条件で調質を施した。なお、実施例のＱ処理温度は全て９００℃で実施しているが、上述した理由により、焼入れ温度が８５０～９５０℃の範囲であれば、特に限定するものではない。また、Ｑ処理およびＬ処理の冷却は板厚３５０ｍｍの水冷相当を模擬した冷却速度（２０℃／ｍｉｎ）とした。
得られた試験材から、試験片を採取して引張試験、シャルピー衝撃試験を実施し、強度および低温靱性を評価した。試験方法は次の通りとした。
得られた試験材から、試験片を採取して引張試験、シャルピー衝撃試験を実施し、強度および低温靱性を評価した。試験方法は次の通りとした。
引張試験では得られた試験材から、丸棒引張試験片（平行部径：１２．５ｍｍ、Ｇ．Ｌ．：５０ｍｍ）を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して、室温で引張試験を実施し、０．２％耐力（Ｙ．Ｓ．）と引張強さ（Ｔ．Ｓ．）を求めた。
衝撃試験では得られた試験材から、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠した。ＦＡＴＴは任意の試験温度でシャルピー衝撃試験を実施し、その遷移曲線からＦＡＴＴを採取した。
得られた結果を表４に示す。
衝撃試験では得られた試験材から、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠した。ＦＡＴＴは任意の試験温度でシャルピー衝撃試験を実施し、その遷移曲線からＦＡＴＴを採取した。
得られた結果を表４に示す。
鋼Ｎｏ．９（本発明例）およびＮｏ．１０（本発明例）は本発明の調質条件でＬおよびＴを施しており、いずれの場合も、０．２％耐力、低温靱性ともに良好な結果が得られている。
一方で、鋼Ｎｏ．１１～１３（比較例）では、鋼Ｎｏ．９および１０と同一鋼種であるＡ鋼を用いているが、本発明の熱処理プロセスの要件外の条件であるため、発明例と比較して、靱性または強度が低下している。鋼Ｎｏ．１１では、Ｔ温度が低いため、Ｃｕの時効硬化が過剰に得られ、良好な靱性が得られていない。鋼Ｎｏ．１２では、Ｌ温度が低く、適切なＴ温度で処理したにもかかわらず、発明例と比較して強度と靱性ともに低下している。さらに鋼Ｎｏ．１３では、鋼Ｎｏ．１２の強度を向上させるため、低いＴ温度で処理しており、強度は増加したものの、その分、靱性は低下した。したがって、調質条件のＬおよびＴの温度が適切な場合にのみ、良好な強度と靱性が得られることがわかる。
鋼Ｎｏ．１４、１５についてはＢ鋼を用いた結果である。いずれの鋼も、本発明の要件を満たしているため、良好な強度と靱性が得られている。
鋼Ｎｏ．１６、１７についてはＣ鋼を用いた結果である。いずれの鋼も、本発明の要件を満たしているため、良好な強度と靱性が得られている。
鋼Ｎｏ．１８についてはＤ鋼を用いた結果である。本鋼も、本発明の要件を満たしているため、良好な強度と靱性が得られている。
上記した結果より、適正な化学組成および製造プロセスの適用によって、厚肉鍛鋼品として、多層溶接熱影響部の優れた低温靱性と部材自体の良好な強度と靱性を有するＣｕ含有低合金鋼の製造が可能である。
一方で、鋼Ｎｏ．１１～１３（比較例）では、鋼Ｎｏ．９および１０と同一鋼種であるＡ鋼を用いているが、本発明の熱処理プロセスの要件外の条件であるため、発明例と比較して、靱性または強度が低下している。鋼Ｎｏ．１１では、Ｔ温度が低いため、Ｃｕの時効硬化が過剰に得られ、良好な靱性が得られていない。鋼Ｎｏ．１２では、Ｌ温度が低く、適切なＴ温度で処理したにもかかわらず、発明例と比較して強度と靱性ともに低下している。さらに鋼Ｎｏ．１３では、鋼Ｎｏ．１２の強度を向上させるため、低いＴ温度で処理しており、強度は増加したものの、その分、靱性は低下した。したがって、調質条件のＬおよびＴの温度が適切な場合にのみ、良好な強度と靱性が得られることがわかる。
鋼Ｎｏ．１４、１５についてはＢ鋼を用いた結果である。いずれの鋼も、本発明の要件を満たしているため、良好な強度と靱性が得られている。
鋼Ｎｏ．１６、１７についてはＣ鋼を用いた結果である。いずれの鋼も、本発明の要件を満たしているため、良好な強度と靱性が得られている。
鋼Ｎｏ．１８についてはＤ鋼を用いた結果である。本鋼も、本発明の要件を満たしているため、良好な強度と靱性が得られている。
上記した結果より、適正な化学組成および製造プロセスの適用によって、厚肉鍛鋼品として、多層溶接熱影響部の優れた低温靱性と部材自体の良好な強度と靱性を有するＣｕ含有低合金鋼の製造が可能である。
以上、本発明について前記実施形態および上記実施例に基づいて本発明の説明を行ったが、本発明の技術的範囲が上記説明の内容に限定されるものではなく、本発明の範囲を逸脱しない限りは、前記実施形態の内容を適宜変更することが可能である。
Claims (9)
- 質量％で、Ｃ：０．０１～０．０６％、Ｓｉ：０．０５～０．４０％、Ｍｎ：０．２０～０．７０％、Ｎｉ：１．５０～２．５０％、Ｃｒ：０．５０～１．００％、Ｃｕ：０．８０～１．５０％、Ｍｏ：０．２０～０．６０％、Ａｌ：０．０１０～０．０５０％、Ｎｂ：０．０２０～０．０８０％、Ｎ：０．００５～０．０２０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる化学組成を有することを特徴とする溶接熱影響部の靱性が優れたＣｕ含有低合金鋼。
- 前記化学組成として、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０１０％以下を含有することを特徴とする請求項１記載の溶接熱影響部の靱性が優れたＣｕ含有低合金鋼。
- 入熱が３．５ｋＪ／ｍｍでの溶接熱影響を受けた後の溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ；ＨＡＺ）中の組織において島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ；ＭＡ）が面積率で４％未満で構成されることを特徴とする請求項１または２に記載の、溶接熱影響部の靱性が優れたＣｕ含有低合金鋼。
- 前記溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ；ＨＡＺ）中に存在する二相域加熱粗粒ＨＡＺ（Ｉｎｔｅｒ－Ｃｒｉｔｉｃａｌｌｙ Ｃｏａｓｅ Ｇｒａｉｎ ＨＡＺ：ＩＣＣＧＨＡＺ）での組織において島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ；ＭＡ）が面積率で５％未満で構成されることを特徴とする請求項１または２に記載の、溶接熱影響部の靱性が優れたＣｕ含有低合金鋼。
- 調質が行われたＣｕ含有低合金鋼であって、０．２％耐力が５２５ＭＰａ以上で、かつＶノッチシャルピー衝撃試験にて測定された延性脆性破面遷移温度（ＦＡＴＴ）が－７０℃以下であることを特徴とする請求項１～４のいずれか１項に記載の、溶接熱影響部の靱性が優れたＣｕ含有低合金鋼。
- 請求項１～５のいずれか１項に記載された、溶接熱影響部の靱性が優れたＣｕ含有低合金鋼を製造するための調質条件であって、８５０～９５０℃の温度域に加熱して焼入れ処理が行われ、その後、（ＡＣ３変態点－５０℃）以上、（ＡＣ３変態点－１０℃）以下の温度範囲に加熱して二相域焼入れ処理が行われ、さらに５００～６００℃にて焼戻し処理が行われることを特徴とする溶接熱影響部の靱性が優れたＣｕ含有低合金鋼の製造方法。
- 請求項１～５のいずれか１項に記載された、溶接熱影響部の靱性が優れたＣｕ含有低合金鋼を製造する方法であって、
質量％で、Ｃ：０．０１～０．０６％、Ｓｉ：０．０５～０．４０％、Ｍｎ：０．２０～０．７０％、Ｎｉ：１．５０～２．５０％、Ｃｒ：０．５０～１．００％、Ｃｕ：０．８０～１．５０％、Ｍｏ：０．２０～０．６０％、Ａｌ：０．０１０～０．０５０％、Ｎｂ：０．０２０～０．０８０％、Ｎ：０．００５～０．０２０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる化学組成を有するＣｕ含有低合金鋼を熱間鍛錬によって板厚１５０ｍｍ～４５０ｍｍの厚肉部を有する大型構造用鋼に適用することを特徴とする溶接熱影響部の靱性が優れたＣｕ含有低合金鋼の製造方法。 - 前記化学組成として、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０１０％以下を含有することを特徴とする請求項７記載の溶接熱影響部の靱性が優れたＣｕ含有低合金鋼の製造方法。
- 請求項６記載の調質条件の工程を有することを特徴とする請求項７または８に記載の溶接熱影響部の靱性が優れたＣｕ含有低合金鋼の製造方法。
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