JPWO2014141633A1 - 多層溶接継手ｃｔｏｄ特性に優れた厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
小〜中入熱の多層溶接継手ＣＴＯＤ特性に優れる厚鋼板およびその製造方法を提供する。質量％で、成分組成が、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００５０％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｎｉ：０．５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００１５〜０．００６５％、Ｏ：０．００１０〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００６０％、必要に応じて、Ｃｕ等の１種または２種以上を含み、Ｔｉ／Ｎ、Ｃｅｑ、ＰｃｍおよびＡＣＲの値が特定範囲で、板厚中心における母材の有効結晶粒径が２０μｍ以下、板厚の１／４と１／２のそれぞれにおいてＣａとＭｎを含む硫化物とＡｌを含む酸化物からなる円相当直径０．１μｍ以上の複合介在物が特定量存在する鋼板。上記組成の鋼を、特定温度で加熱後、熱間圧延、冷却する。
Description
本発明は、船舶や海洋構造物、ラインパイプ、圧力容器等に使用される鋼材に関して、母材の低温靭性に優れるだけでなく小〜中入熱の多層溶接継手ＣＴＯＤ特性に優れる厚鋼板およびその製造方法に関するものである。
鋼の靭性の評価基準として、主にシャルピー試験が用いられてきた。近年では破壊抵抗をより高精度に評価する方法として、き裂開口変位試験（Ｃｒａｃｋ Ｔｉｐ Ｏｐｅｎｉｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ Ｔｅｓｔ、以降ＣＴＯＤ試験と称する。）が、構造物に使用される厚鋼板を対象に用いられることが多い。この試験は、靭性評価部に疲労予き裂を導入した試験片を低温で曲げ試験し、破壊直前のき裂の開口量（塑性変形量）を測定して脆性破壊の発生抵抗を評価するものである。
厚鋼板を構造物に適用する場合の溶接は、多層溶接となる。多層溶接の溶接熱影響部（以下、多層溶接ＨＡＺと称する。）には、先行の溶接パスにより溶接線近傍が粗大な組織（ＣＧＨＡＺ：Coarse Grain Heat Affected Zone）となった領域が、次層の溶接パスによりフェライト＋オーステナイトの２相域に再加熱されて、粗大な基地組織中に島状マルテンサイト（ＭＡ：Martensite-Austenite Constituent）組織が混在して著しく靭性が低くなった領域（以下、ＩＣＣＧＨＡＺ：Inter Critically Coarse Grain Heat Affected Zoneと称する。）が含まれることが知られている。
継手ＣＴＯＤ試験は基本的に板全厚で試験するものであるため、多層溶接ＨＡＺを対象とする場合、疲労予き裂を導入する評価領域にはＩＣＣＧＨＡＺ組織が含まれる。一方、継手ＣＴＯＤ試験により得られる継手ＣＴＯＤ特性は微小であっても、評価領域で最脆化となる領域の靭性に支配されるため、多層溶接ＨＡＺの継手ＣＴＯＤ特性は、ＣＧＨＡＺ組織だけでなくＩＣＣＧＨＡＺ組織の靭性も反映される。このため、多層溶接ＨＡＺの継手ＣＴＯＤ特性の向上にはＩＣＣＧＨＡＺ組織の靭性向上も必要である。
従来より、溶接熱影響部（ＨＡＺとも言う）の靭性向上技術としてＴｉＮの微細分散によるＣＧＨＡＺのオーステナイト粒粗大化の抑制や、ＴｉＮのフェライト変態核利用が行われてきた。
また、ＲＥＭを添加して生成したＲＥＭ系酸硫化物の分散によるオーステナイト粒の粒成長抑制、Ｃａを添加して生成したＣａ系酸硫化物の分散によるオーステナイト粒の粒成長抑制、ＢＮのフェライト核生成能と酸化物分散とを組合わせる技術も用いられてきた。
例えば、特許文献１、特許文献２には、ＲＥＭとＴｉＮ粒子によるＨＡＺのオーステナイト組織の粗大化抑制技術が提案されている。また、特許文献３には、ＣａＳ利用によるＨＡＺ靭性向上技術と熱間圧延による母材靭性向上技術が提案されている。
また、ＩＣＣＧＨＡＺの靭性低下対策として、低Ｃ、低Ｓｉ化することによりＭＡの生成を抑制し、さらにＣｕを添加することにより母材強度を高める技術（例えば、特許文献４）が提案されている。特許文献５には、大入熱溶接熱影響部においてＢＮをフェライト変態核として利用し、ＨＡＺ組織を微細化し、ＨＡＺ靭性を向上させる技術が提案されている。
しかしながら、通常、継手ＣＴＯＤ特性を規定している規格（例えば、ＡＰＩ規格ＲＰ−２Ｚ）のＣＴＯＤ仕様温度は−１０℃である。一方、近年のエネルギー需要の増加に対応し新たな資源を確保するために、海洋構造物等の建造地域がこれまで資源採掘を行えていなかった寒冷域にシフトしている。このため、ＡＰＩ規格が定めるＣＴＯＤ仕様温度よりも低温のＣＴＯＤ仕様温度（以下、特別低温ＣＴＯＤ仕様ともいう）に対応できる鋼材の要求が増加している。発明者の検討によれば、これらの技術では近年求められている低温仕様向けの多層溶接継手に要求される継手ＣＴＯＤ特性を十分満足させることはできなかった。例えば、特許文献１、特許文献２のＲＥＭとＴｉＮ粒子によるＨＡＺのオーステナイト組織の粗大化抑制技術については、ＴｉＮは溶接時に高温に達するボンド部では溶解してしまうため、オーステナイト粒の粒成長抑制に対して十分な効果を発揮できない。
また、ＲＥＭ系酸硫化物やＣａ系酸硫化物はオーステナイト粒成長抑制には有効である。しかしながら、ＨＡＺのオーステナイト粒粗大化抑制による靭性向上の効果のみでは上記の低温仕様温度での継手ＣＴＯＤ特性を満足することはできない。ＢＮのフェライト核生成能は、大入熱溶接で溶接熱影響部の冷速が遅く、ＨＡＺがフェライト主体となる組織の場合には有効であった。しかしながら、厚鋼板の場合、母材に含有される合金成分量が比較的高くなる一方で、多層溶接は入熱量が比較的小さいので、ＨＡＺ組織がベイナイト主体となり、その効果が得られない。
また、特許文献３では、通常仕様温度（−１０℃）での継手ＣＴＯＤ特性を満足する。しかしながら、上記の低温仕様温度での継手ＣＴＯＤ特性については検討されていない。
特許文献４についても、上記の低温仕様温度での継手ＣＴＯＤ特性については検討されておらず、母材成分組成の低減によるＩＣＣＧＨＡＺ靭性の向上のみでは特別低温ＣＴＯＤ仕様を満足することはできないと考えられる。また、ＩＣＣＧＨＡＺの靭性を向上させるため、母材成分組成の合金元素含有量を低減することは、母材の特性を損なうことがあり、海洋構造物などに使用される厚鋼板には適用しがたい。
特許文献５については、大入熱溶接のように溶接熱影響部の冷速が遅く、ＨＡＺがフェライト主体となる組織の場合には有効である。しかしながら、厚鋼板の場合、母材に含有される合金成分量が比較的高く、また、多層溶接は入熱量が比較的小さいので、ＨＡＺ組織がベイナイト主体となり、その効果が得られない。
このように、厚鋼板の多層溶接熱影響部で、ＣＧＨＡＺとＩＣＣＧＨＡＺの靭性を向上させる技術が確立されているとは言いがたく、切欠位置をＣＧＨＡＺやＩＣＣＧＨＡＺが混在するボンド部とする継手ＣＴＯＤ特性を向上させることは困難であった。
そこで、本発明は、多層溶接継手ＣＴＯＤ特性に優れる厚鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
発明者等は上記問題点を解決するために、Ｃａ系複合介在物に注目し、多層溶接ＨＡＺにおけるオーステナイト粒粗大化抑制効果とベイナイトやアシキュラーフェライト、フェライトの核生成効果および多層溶接ＨＡＺの靭性向上について鋭意検討を行い、以下の知見を得た。
（１）鋼中のＣａ，ＯおよびＳを、下式で示される原子濃度比（ＡＣＲ：Ａｔｏｍｉｃ Ｃｏｎｃｅｎｔｒａｔｉｏｎ Ｒａｔｉｏ）が０．２〜１．４の範囲内となるように制御すると、硫化物の形態がＭｎの一部固溶したＣａ系硫化物とＡｌ系酸化物の複合介在物となる。
（１）鋼中のＣａ，ＯおよびＳを、下式で示される原子濃度比（ＡＣＲ：Ａｔｏｍｉｃ Ｃｏｎｃｅｎｔｒａｔｉｏｎ Ｒａｔｉｏ）が０．２〜１．４の範囲内となるように制御すると、硫化物の形態がＭｎの一部固溶したＣａ系硫化物とＡｌ系酸化物の複合介在物となる。
ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）
（２）介在物形態をＣａとＭｎを含む硫化物とＡｌを含む酸化物からなる複合介在物とすることで、溶接線近傍の高温まで昇温される領域においても安定的に存在できるためオーステナイト粒粗大化効果を十分に発揮できる。さらに、複合介在物周囲にＭｎ希薄層が形成されるためベイナイトやアシキュラーフェライトの核生成効果を有する。
（３）ＨＡＺの冷却時の核生成サイトは主にオーステナイト粒界である。本発明では、オーステナイト粒内に核生成効果を有する上記複合介在物が存在することで、オーステナイト粒界に加えオーステナイト粒内からも核生成が開始し、最終的に得られるＨＡＺ組織が微細となり、ＨＡＺの靭性および継手ＣＴＯＤ特性が向上する。
（４）上記複合介在物によるベイナイトやアシキュラーフェライト、フェライトの核生成効果は介在物サイズが微小すぎると不十分であり、円相当直径０．１μｍ以上必要である。
（５）上記複合介在物の変態核生成効果を十分に活用するためには、溶接昇温時にＨＡＺのオーステナイト粒内中に少なくとも１個以上の介在物が存在する必要があり、入熱量が５ｋＪ／ｍｍ程度では溶接線近傍のオーステナイト粒径は約２００μｍとなるため、介在物の密度は２５個／ｍｍ２以上必要となる。
（６）一方、上記複合介在物自体の靭性は低いため、過剰な量の介在物ではかえってＨＡＺ靭性が低下してしまう。特に連続鋳造によりスラブが製造される際、介在物と鋼の密度差によりスラブ中の未凝固部分を浮上することで１／４ｔ（ｔ：板厚）位置に介在物が集積し易いため、介在物個数が過剰とならないようにする必要がある。また、元素の偏析が存在し多層溶接ＨＡＺ靭性の劣る板厚中心部分においても介在物個数を適切にする必要があり、介在物個数を２５０個／ｍｍ２以下とすることで良好な多層溶接継手ＣＴＯＤ特性が確保できる。
（７）通常、スラブの板厚中心の元素偏析部には合金元素が濃化することで粗大な介在物が低密度で分散してしまう問題が生じる。しかしながら、板厚中心温度が９５０℃以上における圧下率／パスが５％以上のパスの累積圧下率が３３％以上といった１パス当たり大きな圧下を加えることで、板厚中心に加わる歪みを増加させ、粗大介在物を伸長、さらには分断させることで細かな介在物を高密度に分散させることができ、介在物によるＨＡＺ靭性向上効果を確保することができるとともに、特別ＣＴＯＤ仕様にも対応可能な良好なＣＴＯＤ特性を実現することができる。
（２）介在物形態をＣａとＭｎを含む硫化物とＡｌを含む酸化物からなる複合介在物とすることで、溶接線近傍の高温まで昇温される領域においても安定的に存在できるためオーステナイト粒粗大化効果を十分に発揮できる。さらに、複合介在物周囲にＭｎ希薄層が形成されるためベイナイトやアシキュラーフェライトの核生成効果を有する。
（３）ＨＡＺの冷却時の核生成サイトは主にオーステナイト粒界である。本発明では、オーステナイト粒内に核生成効果を有する上記複合介在物が存在することで、オーステナイト粒界に加えオーステナイト粒内からも核生成が開始し、最終的に得られるＨＡＺ組織が微細となり、ＨＡＺの靭性および継手ＣＴＯＤ特性が向上する。
（４）上記複合介在物によるベイナイトやアシキュラーフェライト、フェライトの核生成効果は介在物サイズが微小すぎると不十分であり、円相当直径０．１μｍ以上必要である。
（５）上記複合介在物の変態核生成効果を十分に活用するためには、溶接昇温時にＨＡＺのオーステナイト粒内中に少なくとも１個以上の介在物が存在する必要があり、入熱量が５ｋＪ／ｍｍ程度では溶接線近傍のオーステナイト粒径は約２００μｍとなるため、介在物の密度は２５個／ｍｍ２以上必要となる。
（６）一方、上記複合介在物自体の靭性は低いため、過剰な量の介在物ではかえってＨＡＺ靭性が低下してしまう。特に連続鋳造によりスラブが製造される際、介在物と鋼の密度差によりスラブ中の未凝固部分を浮上することで１／４ｔ（ｔ：板厚）位置に介在物が集積し易いため、介在物個数が過剰とならないようにする必要がある。また、元素の偏析が存在し多層溶接ＨＡＺ靭性の劣る板厚中心部分においても介在物個数を適切にする必要があり、介在物個数を２５０個／ｍｍ２以下とすることで良好な多層溶接継手ＣＴＯＤ特性が確保できる。
（７）通常、スラブの板厚中心の元素偏析部には合金元素が濃化することで粗大な介在物が低密度で分散してしまう問題が生じる。しかしながら、板厚中心温度が９５０℃以上における圧下率／パスが５％以上のパスの累積圧下率が３３％以上といった１パス当たり大きな圧下を加えることで、板厚中心に加わる歪みを増加させ、粗大介在物を伸長、さらには分断させることで細かな介在物を高密度に分散させることができ、介在物によるＨＡＺ靭性向上効果を確保することができるとともに、特別ＣＴＯＤ仕様にも対応可能な良好なＣＴＯＤ特性を実現することができる。
また、介在物形態制御による多層溶接ＨＡＺの微細化に加え、オーステナイト粒成長抑制に有効なＴｉＮを鋼中に微細分散させるために１．５≦Ｔｉ／Ｎ≦５．０とすること、および炭素当量Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＜０．４５、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］）／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］＜０．２０に制御することにより、多層溶接ＨＡＺの基地組織の靭性向上が可能である。
さらに、本発明者等は、継手ＣＴＯＤ試験方法が規定されているＢＳ規格ＥＮ１０２２５（２００９）やＡＰＩ規格Ｒｅｃｏｍｍｅｎｄｅｄ Ｐｒａｃｔｉｃｅ ２Ｚ（２００５）で要求される、溶接時の母材の変態領域／未変態領域の境界であるＳＣ／ＩＣＨＡＺ（Ｓｕｂｃｒｉｔｉｃａｌｌｙ ｒｅｈｅａｔｅｄ ＨＡＺ／ Ｉｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌｌｙ ｒｅｈａｅｔｅｄ ＨＡＺ）境界についても検討を行い、ＳＣ／ＩＣＨＡＺ境界の継手ＣＴＯＤ特性は母材靭性が支配的となるため、ＳＣ／ＩＣＨＡＺ境界で、試験温度−２０℃における継手ＣＴＯＤ特性を満足させるには母材ミクロ組織の有効結晶粒径を２０μｍ以下として、結晶粒微細化により母材靭性を向上させなければならないことを知見した。本発明で、多層溶接継手ＣＴＯＤ特性に優れるとは、切欠位置ＣＧＨＡＺ（ボンド）及びＳＣ／ＩＣＨＡＺのそれぞれにおいて、試験温度−２０℃で、亀裂開口変位量が０．３５ｍｍ以上であることとする。
本発明は得られた知見を基に、更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．質量％で、成分組成が、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００５０％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｎｉ：０．５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００１５〜０．００６５％、Ｏ：０．００１０〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００６０％を含み、（１）〜（４）の各式を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、板厚中心における母材の有効結晶粒径が２０μｍ以下、板厚（ｔ：ｍｍ）の１／４と１／２のそれぞれにおいてＣａとＭｎを含む硫化物とＡｌを含む酸化物からなる円相当直径０．１μｍ以上の複合介在物が２５〜２５０個／ｍｍ２存在する多層溶接継手ＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板。
１．５≦Ｔｉ／Ｎ≦５．０ （１）
０．４３≦Ｃｅｑ（＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５）≦０．５０ （２）
０．１８≦Ｐｃｍ（＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］）／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］）≦０．２２ （３）
０．２＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）＜１．４ （４）
（１）〜（４）式において、各合金元素は含有量（質量％）とする。
２．更に、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜０．３０％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３５％、Ｖ：０．０１〜０．１０ ％、Ｗ：０．０１〜０．５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００２０％、ＲＥＭ：０．００２０〜０．０２００％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００６０％のうちの１種または２種以上を含むことを特徴とする１に記載の多層溶接継手ＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板。
３．１または２記載の成分組成の鋼片を９５０℃以上１２００℃以下に加熱し、板厚中心温度が９５０℃以上における圧下率／パスが８％以上のパスの累積圧下率が３０％以上、板厚中心温度が９５０℃未満での累積圧下率が４０％以上となる熱間圧延後、板厚中心での７００−５００℃間の平均冷却速度が３〜５０℃／ｓｅｃとなる冷却を６００℃以下まで行うことを特徴とする多層溶接継手ＣＴＯＤ特性に優れた１または２に記載の厚鋼板の製造方法。
４．１または２記載の成分組成の鋼片を９５０℃以上１２００℃以下に加熱し、板厚中心温度が９５０℃以上における圧下率／パスが５％以上のパスの累積圧下率が３５％以上、板厚中心温度が９５０℃未満での累積圧下率が４０％以上となる熱間圧延後、板厚中心での７００−５００℃間の平均冷却速度が１〜５０℃／ｓｅｃとなる冷却を６００℃以下まで行うことを特徴とする請求項１または２記載の多層溶接継手ＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板の製造方法。
５．冷却後、７００℃以下の温度で焼戻し処理を行うことを特徴とする３または４に記載の多層溶接継手ＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板の製造方法。
１．質量％で、成分組成が、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００５０％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｎｉ：０．５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００１５〜０．００６５％、Ｏ：０．００１０〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００６０％を含み、（１）〜（４）の各式を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、板厚中心における母材の有効結晶粒径が２０μｍ以下、板厚（ｔ：ｍｍ）の１／４と１／２のそれぞれにおいてＣａとＭｎを含む硫化物とＡｌを含む酸化物からなる円相当直径０．１μｍ以上の複合介在物が２５〜２５０個／ｍｍ２存在する多層溶接継手ＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板。
１．５≦Ｔｉ／Ｎ≦５．０ （１）
０．４３≦Ｃｅｑ（＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５）≦０．５０ （２）
０．１８≦Ｐｃｍ（＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］）／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］）≦０．２２ （３）
０．２＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）＜１．４ （４）
（１）〜（４）式において、各合金元素は含有量（質量％）とする。
２．更に、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜０．３０％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３５％、Ｖ：０．０１〜０．１０ ％、Ｗ：０．０１〜０．５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００２０％、ＲＥＭ：０．００２０〜０．０２００％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００６０％のうちの１種または２種以上を含むことを特徴とする１に記載の多層溶接継手ＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板。
３．１または２記載の成分組成の鋼片を９５０℃以上１２００℃以下に加熱し、板厚中心温度が９５０℃以上における圧下率／パスが８％以上のパスの累積圧下率が３０％以上、板厚中心温度が９５０℃未満での累積圧下率が４０％以上となる熱間圧延後、板厚中心での７００−５００℃間の平均冷却速度が３〜５０℃／ｓｅｃとなる冷却を６００℃以下まで行うことを特徴とする多層溶接継手ＣＴＯＤ特性に優れた１または２に記載の厚鋼板の製造方法。
４．１または２記載の成分組成の鋼片を９５０℃以上１２００℃以下に加熱し、板厚中心温度が９５０℃以上における圧下率／パスが５％以上のパスの累積圧下率が３５％以上、板厚中心温度が９５０℃未満での累積圧下率が４０％以上となる熱間圧延後、板厚中心での７００−５００℃間の平均冷却速度が１〜５０℃／ｓｅｃとなる冷却を６００℃以下まで行うことを特徴とする請求項１または２記載の多層溶接継手ＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板の製造方法。
５．冷却後、７００℃以下の温度で焼戻し処理を行うことを特徴とする３または４に記載の多層溶接継手ＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板の製造方法。
本発明によれば、多層溶接継手で優れたＣＴＯＤ特性が得られる厚鋼板およびその製造方法を提供することが可能で、産業上極めて有用である。
以下に本発明の各構成要件の限定理由について説明する。
１．化学成分について
はじめに、本発明の鋼の化学成分を規定した理由を説明する。なお、％は全て質量％を意味する。
はじめに、本発明の鋼の化学成分を規定した理由を説明する。なお、％は全て質量％を意味する。
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｃは、鋼の強度を向上させる元素であり、０．０３％以上の含有を必要とする。しかし、０．１２％を超えてＣを過剰に含有すると継手ＣＴＯＤ特性が低下する。このため、Ｃは０．０３〜０．１２％の範囲に限定した。なお好ましくは０．０４〜０．０８％である。
Ｃは、鋼の強度を向上させる元素であり、０．０３％以上の含有を必要とする。しかし、０．１２％を超えてＣを過剰に含有すると継手ＣＴＯＤ特性が低下する。このため、Ｃは０．０３〜０．１２％の範囲に限定した。なお好ましくは０．０４〜０．０８％である。
Ｓｉ：０．５％以下
０．５％を超えてＳｉを過剰に含有すると継手ＣＴＯＤ特性が低下する。このため、Ｓｉは０．５％以下の範囲に限定した。なお好ましくは０．４％以下であり、さらに好ましくは０．１％超え０．３％以下である。
０．５％を超えてＳｉを過剰に含有すると継手ＣＴＯＤ特性が低下する。このため、Ｓｉは０．５％以下の範囲に限定した。なお好ましくは０．４％以下であり、さらに好ましくは０．１％超え０．３％以下である。
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性の向上を介して強度を向上させる元素である。しかしながら、過剰に添加すると継手ＣＴＯＤ特性を著しく低下させる。このため、Ｍｎは１．０〜２．０％の範囲に限定した。なお好ましくは１．２〜１．８％の範囲である。
Ｍｎは、鋼の焼入れ性の向上を介して強度を向上させる元素である。しかしながら、過剰に添加すると継手ＣＴＯＤ特性を著しく低下させる。このため、Ｍｎは１．０〜２．０％の範囲に限定した。なお好ましくは１．２〜１．８％の範囲である。
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、鋼の靭性を低下させるため、できるだけ低減することが望ましい。特に０．０１５％を超える含有は、著しく継手ＣＴＯＤ特性を低下させるため、０．０１５％以下に限定した。好ましくは０．０１０％以下である。
Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、鋼の靭性を低下させるため、できるだけ低減することが望ましい。特に０．０１５％を超える含有は、著しく継手ＣＴＯＤ特性を低下させるため、０．０１５％以下に限定した。好ましくは０．０１０％以下である。
Ｓ：０．０００５〜０．００５０％
Ｓは、多層溶接ＨＡＺの靭性を向上させるための介在物に必要な元素であり、０．０００５％以上の含有が必要である。しかしながら、０．００５０％を超える含有は、継手ＣＴＯＤ特性を低下させるため、０．００５０％以下に限定した。好ましくは０．００４５％以下である。
Ｓは、多層溶接ＨＡＺの靭性を向上させるための介在物に必要な元素であり、０．０００５％以上の含有が必要である。しかしながら、０．００５０％を超える含有は、継手ＣＴＯＤ特性を低下させるため、０．００５０％以下に限定した。好ましくは０．００４５％以下である。
Ａｌ：０．００５〜０．０６０％
Ａｌは、多層溶接ＨＡＺの靭性を向上させるための介在物に必要な元素であり、０．００５％以上の含有が必要である。一方、０．０６０％を超える含有は、継手ＣＴＯＤ特性を低下させるため、０．０６０％以下に限定した。
Ａｌは、多層溶接ＨＡＺの靭性を向上させるための介在物に必要な元素であり、０．００５％以上の含有が必要である。一方、０．０６０％を超える含有は、継手ＣＴＯＤ特性を低下させるため、０．０６０％以下に限定した。
Ｎｉ：０．５〜２．０％
Ｎｉは、母材と継手の両方の靭性を大きく劣化させることなく高強度化が可能な元素である。その効果を得るためには、０．５％以上の含有を必要とする。しかし、２．０％を超えると強度上昇の効果が飽和するためコスト増加が問題となる。そのため、上限を２．０％とした。なお好ましくは０．５〜１．８％である。
Ｎｉは、母材と継手の両方の靭性を大きく劣化させることなく高強度化が可能な元素である。その効果を得るためには、０．５％以上の含有を必要とする。しかし、２．０％を超えると強度上昇の効果が飽和するためコスト増加が問題となる。そのため、上限を２．０％とした。なお好ましくは０．５〜１．８％である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｔｉは、ＴｉＮとして析出することでＨＡＺのオーステナイト粒粗大化を抑制し、ＨＡＺ組織を微細化し、靭性向上に有効な元素である。このような効果を得るためには０．００５％以上の含有を必要とする。一方、０．０３０％を超えて過剰に含有すると、固溶Ｔｉや粗大ＴｉＣの析出により溶接熱影響部靭性が低下するようになる。このため、Ｔｉは０．００５〜０．０３０％の範囲に限定した。好ましくは０．００５〜０．０２５％である。
Ｔｉは、ＴｉＮとして析出することでＨＡＺのオーステナイト粒粗大化を抑制し、ＨＡＺ組織を微細化し、靭性向上に有効な元素である。このような効果を得るためには０．００５％以上の含有を必要とする。一方、０．０３０％を超えて過剰に含有すると、固溶Ｔｉや粗大ＴｉＣの析出により溶接熱影響部靭性が低下するようになる。このため、Ｔｉは０．００５〜０．０３０％の範囲に限定した。好ましくは０．００５〜０．０２５％である。
Ｎ：０．００１５〜０．００６５％
Ｎは、ＴｉＮとして析出することでＨＡＺのオーステナイト粒粗大化を抑制し、ＨＡＺ組織の微細化により、靭性向上に有効な元素である。このような効果を得るためには０．００１５％以上の含有を必要とする。一方、０．００６５％を超えて過剰に含有すると、溶接熱影響部靭性が低下するようになる。このため、０．００１５〜０．００６５％の範囲に限定した。好ましくは０．００１５〜０．００５５％である。
Ｎは、ＴｉＮとして析出することでＨＡＺのオーステナイト粒粗大化を抑制し、ＨＡＺ組織の微細化により、靭性向上に有効な元素である。このような効果を得るためには０．００１５％以上の含有を必要とする。一方、０．００６５％を超えて過剰に含有すると、溶接熱影響部靭性が低下するようになる。このため、０．００１５〜０．００６５％の範囲に限定した。好ましくは０．００１５〜０．００５５％である。
Ｏ：０．００１０〜０．００５０％
Ｏは、多層溶接ＨＡＺの靭性を向上させるための介在物に必要な元素であり、０．００１０％以上の含有が必要である。一方、０．００５０％を超える含有は、継手ＣＴＯＤ特性が低下するようになるため、本発明では０．００１０〜０．００５０％の範囲に限定した。好ましくは０．００１０〜０．００４５％である。
Ｏは、多層溶接ＨＡＺの靭性を向上させるための介在物に必要な元素であり、０．００１０％以上の含有が必要である。一方、０．００５０％を超える含有は、継手ＣＴＯＤ特性が低下するようになるため、本発明では０．００１０〜０．００５０％の範囲に限定した。好ましくは０．００１０〜０．００４５％である。
Ｃａ：０．０００５〜０．００６０％
Ｃａは、多層溶接ＨＡＺの靭性を向上させるための介在物に必要な元素であり、０．０００５％以上の含有が必要である。一方、０．００６０％を超える含有は、かえって継手ＣＴＯＤ特性が低下するため、本発明では０．０００５〜０．００６０％の範囲に限定した。好ましくは０．０００７〜０．００５０％である。
Ｃａは、多層溶接ＨＡＺの靭性を向上させるための介在物に必要な元素であり、０．０００５％以上の含有が必要である。一方、０．００６０％を超える含有は、かえって継手ＣＴＯＤ特性が低下するため、本発明では０．０００５〜０．００６０％の範囲に限定した。好ましくは０．０００７〜０．００５０％である。
１．５≦Ｔｉ／Ｎ≦５．０…（１）
Ｔｉ／Ｎは、ＨＡＺにおける固溶Ｎ量とＴｉＣの析出状態を制御する。Ｔｉ／Ｎが１．５未満では、ＴｉＮとして固定されていない固溶Ｎの存在によりＨＡＺ靭性が劣化する、一方Ｔｉ／Ｎが５．０より大きいと粗大ＴｉＣの析出によりＨＡＺ靭性が劣化する。そのためＴｉ／Ｎを１．５以上５．０以内の範囲に限定した。なお好ましくは１．８以上４．５以下である。上記式（１）において、各合金元素は含有量（質量％）とする。
Ｔｉ／Ｎは、ＨＡＺにおける固溶Ｎ量とＴｉＣの析出状態を制御する。Ｔｉ／Ｎが１．５未満では、ＴｉＮとして固定されていない固溶Ｎの存在によりＨＡＺ靭性が劣化する、一方Ｔｉ／Ｎが５．０より大きいと粗大ＴｉＣの析出によりＨＡＺ靭性が劣化する。そのためＴｉ／Ｎを１．５以上５．０以内の範囲に限定した。なお好ましくは１．８以上４．５以下である。上記式（１）において、各合金元素は含有量（質量％）とする。
Ｃｅｑ：０．４３以上、０．５０％以下
Ｃｅｑが減少すると強度が低下し、０．４３％未満になると必要な強度特性を満足できない。
Ｃｅｑが増加すると、ＨＡＺ組織中の島状マルテンサイトやベイナイトといった靭性の劣る組織量の増加によりＨＡＺ靭性が劣化する。Ｃｅｑが０．５０％より大きくなると、ＨＡＺの基地組織自体の靭性劣化により介在物によるＨＡＺ靭性向上技術を用いても必要な継手ＣＴＯＤ特性を満足できなくなるため０．４３〜０．５０％とした。なお、好ましくは、０．４５超え０．４９以下である。母材および継手強度を安定的に確保するため、０．４５超えが好ましい。一方、ＨＡＺ靭性安定化のため０．４９以下が好ましい。また、Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５…（２）とし、式（２）において、各合金元素は含有量（質量％）とする。
Ｃｅｑが減少すると強度が低下し、０．４３％未満になると必要な強度特性を満足できない。
Ｃｅｑが増加すると、ＨＡＺ組織中の島状マルテンサイトやベイナイトといった靭性の劣る組織量の増加によりＨＡＺ靭性が劣化する。Ｃｅｑが０．５０％より大きくなると、ＨＡＺの基地組織自体の靭性劣化により介在物によるＨＡＺ靭性向上技術を用いても必要な継手ＣＴＯＤ特性を満足できなくなるため０．４３〜０．５０％とした。なお、好ましくは、０．４５超え０．４９以下である。母材および継手強度を安定的に確保するため、０．４５超えが好ましい。一方、ＨＡＺ靭性安定化のため０．４９以下が好ましい。また、Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５…（２）とし、式（２）において、各合金元素は含有量（質量％）とする。
Ｐｃｍ：０．１８以上、０．２２％以下
Ｐｃｍが減少すると強度が低下し０．１８％未満になると必要な強度特性を満足できない。Ｐｃｍが増加すると、ＨＡＺ組織中の島状マルテンサイトやベイナイトなど靭性の劣る組織が増加してＨＡＺ靭性が劣化する。Ｐｃｍが０．２２％を超えると、ＨＡＺの基地組織自体の靭性が劣化して、介在物によるＨＡＺ靭性向上技術を用いても必要な継手ＣＴＯＤ特性が得られないため、０．１８〜０．２２％とした。なお好ましくは０．１９〜０．２１％である。Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］）／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］…（３）とし、式（３）において、各合金元素は含有量（質量％）とする。
Ｐｃｍが減少すると強度が低下し０．１８％未満になると必要な強度特性を満足できない。Ｐｃｍが増加すると、ＨＡＺ組織中の島状マルテンサイトやベイナイトなど靭性の劣る組織が増加してＨＡＺ靭性が劣化する。Ｐｃｍが０．２２％を超えると、ＨＡＺの基地組織自体の靭性が劣化して、介在物によるＨＡＺ靭性向上技術を用いても必要な継手ＣＴＯＤ特性が得られないため、０．１８〜０．２２％とした。なお好ましくは０．１９〜０．２１％である。Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］）／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］…（３）とし、式（３）において、各合金元素は含有量（質量％）とする。
０．２≦（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）≦１．４
（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）は鋼中のＣａ，ＯおよびＳの原子濃度比（ＡＣＲ：Ａｔｏｍｉｃ Ｃｏｎｃｅｎｔｒａｔｉｏｎ Ｒａｔｉｏ）で、０．２未満では硫化物系介在物の主要形態がＭｎＳとなる。ＭｎＳは融点が低く溶接時の溶接線近傍では溶解してしまうため、溶接線近傍でのオーステナイト粒粗大化抑制効果および溶接後の冷却時の変態核効果も得られない。一方、（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）が１．４を超えると硫化物系介在物の主要形態はＣａＳとなるため、ＣａＳ周囲に変態核となるために必要なＭｎ希薄層が形成されないため変態核効果が得られない。従って、０．２以上１．４以下とする。なお好ましくは０．３以上１．２以下の範囲である。式（４）において、各合金元素は含有量（質量％）とする。
（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）は鋼中のＣａ，ＯおよびＳの原子濃度比（ＡＣＲ：Ａｔｏｍｉｃ Ｃｏｎｃｅｎｔｒａｔｉｏｎ Ｒａｔｉｏ）で、０．２未満では硫化物系介在物の主要形態がＭｎＳとなる。ＭｎＳは融点が低く溶接時の溶接線近傍では溶解してしまうため、溶接線近傍でのオーステナイト粒粗大化抑制効果および溶接後の冷却時の変態核効果も得られない。一方、（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）が１．４を超えると硫化物系介在物の主要形態はＣａＳとなるため、ＣａＳ周囲に変態核となるために必要なＭｎ希薄層が形成されないため変態核効果が得られない。従って、０．２以上１．４以下とする。なお好ましくは０．３以上１．２以下の範囲である。式（４）において、各合金元素は含有量（質量％）とする。
本発明に係る厚鋼板は、上記成分組成を基本組成とし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物とする。さらに強度、靭性調整、継手靭性向上を目的として、Ｃｕ：０．０５〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜０．３０％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３５％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｗ：０．０１〜０．５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００２０％、ＲＥＭ：０．００２０〜０．０２００％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００６０％の１種または２種以上を含有できる。
Ｃｕ：０．０５〜２．０％
Ｃｕは、母材、継手靭性を大きく劣化させることなく高強度化が可能な元素で、その効果を得るためには、０．０５％以上の含有を必要する。しかし、２．０％以上の添加を行うとスケール直下に生成するＣｕ濃化層起因の鋼板割れが問題となるため、添加する場合は、０．０５〜２．０％とする。なお好ましくは０．１〜１．５％である。
Ｃｕは、母材、継手靭性を大きく劣化させることなく高強度化が可能な元素で、その効果を得るためには、０．０５％以上の含有を必要する。しかし、２．０％以上の添加を行うとスケール直下に生成するＣｕ濃化層起因の鋼板割れが問題となるため、添加する場合は、０．０５〜２．０％とする。なお好ましくは０．１〜１．５％である。
Ｃｒ：０．０５〜０．３０％
Ｃｒは、鋼の焼入れ性の向上を介して強度を向上させる元素であるが、過剰に添加すると継手ＣＴＯＤ特性を低下させるため、添加する場合は、０．０５〜０．３０％とする。
Ｃｒは、鋼の焼入れ性の向上を介して強度を向上させる元素であるが、過剰に添加すると継手ＣＴＯＤ特性を低下させるため、添加する場合は、０．０５〜０．３０％とする。
Ｍｏ：０．０５〜０．３０％
Ｍｏは、鋼の焼入れ性の向上を介して強度を向上させる元素であるが、過剰に添加すると継手ＣＴＯＤ特性を低下させる。このため、添加する場合は０．０５〜０．３０％とする。
Ｍｏは、鋼の焼入れ性の向上を介して強度を向上させる元素であるが、過剰に添加すると継手ＣＴＯＤ特性を低下させる。このため、添加する場合は０．０５〜０．３０％とする。
Ｎｂ：０．００５〜０．０３５％
Ｎｂは、オーステナイト相の未再結晶温度域を広げる元素であり、未再結晶域圧延を効率的に行い微細組織を得るために有効な元素である。その効果を得るためには０．００５％以上の含有を必要とする。しかしながら、０．０３５％を超えると継手ＣＴＯＤ特性の低下を招くため、添加する場合は、０．００５〜０．０３５％とする。
Ｎｂは、オーステナイト相の未再結晶温度域を広げる元素であり、未再結晶域圧延を効率的に行い微細組織を得るために有効な元素である。その効果を得るためには０．００５％以上の含有を必要とする。しかしながら、０．０３５％を超えると継手ＣＴＯＤ特性の低下を招くため、添加する場合は、０．００５〜０．０３５％とする。
Ｖ：０．０１〜０．１０％
Ｖは、母材の強度を向上させる元素であり、０．０１％以上の添加で効果を発揮する。しかし、０．１０％を超えるとＨＡＺ靭性の低下を招くため、添加する場合は、０．０１〜０．１０％とする。なお好ましくは０．０２〜０．０５％である。
Ｖは、母材の強度を向上させる元素であり、０．０１％以上の添加で効果を発揮する。しかし、０．１０％を超えるとＨＡＺ靭性の低下を招くため、添加する場合は、０．０１〜０．１０％とする。なお好ましくは０．０２〜０．０５％である。
Ｗ：０．０１〜０．５０％
Ｗは、母材の強度を向上させる元素であり、０．０１％以上の添加で効果を発揮する。しかし、０．５０％を超えるとＨＡＺ靭性の低下を招くため、添加する場合は、０．０１〜０．５０％とする。なお好ましくは０．０５〜０．３５％である。
Ｗは、母材の強度を向上させる元素であり、０．０１％以上の添加で効果を発揮する。しかし、０．５０％を超えるとＨＡＺ靭性の低下を招くため、添加する場合は、０．０１〜０．５０％とする。なお好ましくは０．０５〜０．３５％である。
Ｂ：０．０００５〜０．００２０％
Ｂは、極微量の含有で焼入れ性を向上させ、それにより鋼板の強度を向上させるのに有効な元素であり、このような効果を得るには０．０００５％以上の含有を必要とする。しかし、０．００２０％を超えて含有すると、ＨＡＺ靭性が低下するようになるため、添加する場合は、０．０００５〜０．００２０％とする。
Ｂは、極微量の含有で焼入れ性を向上させ、それにより鋼板の強度を向上させるのに有効な元素であり、このような効果を得るには０．０００５％以上の含有を必要とする。しかし、０．００２０％を超えて含有すると、ＨＡＺ靭性が低下するようになるため、添加する場合は、０．０００５〜０．００２０％とする。
ＲＥＭ：０．００２０〜０．０２００％
ＲＥＭは、酸硫化物系介在物を形成することでＨＡＺのオーステナイト粒成長を抑制しＨＡＺ靭性を向上させる。このような効果を得るためには、０．００２０％以上の含有を必要とする。しかし、０．０２００％を超える過剰の含有は、母材、ＨＡＺ靭性を低下させるようになるため、添加する場合は０．００２０〜０．０２００％とする。
ＲＥＭは、酸硫化物系介在物を形成することでＨＡＺのオーステナイト粒成長を抑制しＨＡＺ靭性を向上させる。このような効果を得るためには、０．００２０％以上の含有を必要とする。しかし、０．０２００％を超える過剰の含有は、母材、ＨＡＺ靭性を低下させるようになるため、添加する場合は０．００２０〜０．０２００％とする。
Ｍｇ：０．０００２〜０．００６０％
Ｍｇは、酸化物系介在物を形成することで溶接熱影響部においてオーステナイト粒の成長を抑制し、溶接熱影響部靭性の改善に有効な元素である。このような効果を得るには０．０００２％以上の含有が必要である。しかし、０．００６０％を超える含有は、効果が飽和して含有量に見合う効果が期待できずに経済的に不利となるため、添加する場合は０．０００２〜０．００６０％とする。
２．母材のミクロ組織
ＳＣ／ＩＣＨＡＺ境界の継手ＣＴＯＤ特性を向上させるため、中心偏析が存在しやすい、板厚中心での結晶粒微細化により母材靭性が向上するように、板厚中心での母材ミクロ組織の有効結晶粒径を２０μｍ以下とする。母材ミクロ組織の相は、所望する強度が得られれば良く、特に規定しない。なお、本発明における有効結晶粒径とは、隣接する結晶粒との方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の円相当直径である。
３．介在物について
ＣａとＭｎを含む硫化物とＡｌを含む酸化物の複合介在物：円相当直径が０．１μｍ以上で２５〜２５０個／ｍｍ２
Ｍｎを含んだ硫化物が形成される際、介在物周囲にＭｎ希薄域が形成されることで変態核として有効となる。さらに硫化物にＣａも含有されることで高融点下し、ＨＡＺの溶接線近傍の昇温でも残存しオーステナイト粒成長抑制効果と変態核効果が発揮される。このような効果を得るため、複合介在物は円相当直径を０．１μｍ以上の大きさとし、板厚の１／４と１／２のそれぞれの位置において、２５〜２５０個／ｍｍ２、好ましくは３５〜１７０個／ｍｍ２とする。
４．製造方法について
製造方法について、各条件の限定理由を以下に述べる。なお以下の温度は特に断らない限り鋼材の表面温度とする。
Ｍｇは、酸化物系介在物を形成することで溶接熱影響部においてオーステナイト粒の成長を抑制し、溶接熱影響部靭性の改善に有効な元素である。このような効果を得るには０．０００２％以上の含有が必要である。しかし、０．００６０％を超える含有は、効果が飽和して含有量に見合う効果が期待できずに経済的に不利となるため、添加する場合は０．０００２〜０．００６０％とする。
２．母材のミクロ組織
ＳＣ／ＩＣＨＡＺ境界の継手ＣＴＯＤ特性を向上させるため、中心偏析が存在しやすい、板厚中心での結晶粒微細化により母材靭性が向上するように、板厚中心での母材ミクロ組織の有効結晶粒径を２０μｍ以下とする。母材ミクロ組織の相は、所望する強度が得られれば良く、特に規定しない。なお、本発明における有効結晶粒径とは、隣接する結晶粒との方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の円相当直径である。
３．介在物について
ＣａとＭｎを含む硫化物とＡｌを含む酸化物の複合介在物：円相当直径が０．１μｍ以上で２５〜２５０個／ｍｍ２
Ｍｎを含んだ硫化物が形成される際、介在物周囲にＭｎ希薄域が形成されることで変態核として有効となる。さらに硫化物にＣａも含有されることで高融点下し、ＨＡＺの溶接線近傍の昇温でも残存しオーステナイト粒成長抑制効果と変態核効果が発揮される。このような効果を得るため、複合介在物は円相当直径を０．１μｍ以上の大きさとし、板厚の１／４と１／２のそれぞれの位置において、２５〜２５０個／ｍｍ２、好ましくは３５〜１７０個／ｍｍ２とする。
４．製造方法について
製造方法について、各条件の限定理由を以下に述べる。なお以下の温度は特に断らない限り鋼材の表面温度とする。
鋼片の加熱条件
鋼片は連続鋳造によるものとし、９５０℃以上１２００℃以下に加熱する。加熱温度が９５０℃より低くなると加熱時に未変態領域が残存し、凝固時の粗大組織が残存してしまうため所望の細粒組織が得られなくなる。一方、加熱温度が１２００℃よりも高くなると、オーステナイト粒が粗大になり制御圧延後に所望の細粒組織が得られなくなる。このため、加熱温度を９５０℃以上１２００℃以下に限定する。なお好ましくは９７０℃以上１１７０℃以下である。
鋼片は連続鋳造によるものとし、９５０℃以上１２００℃以下に加熱する。加熱温度が９５０℃より低くなると加熱時に未変態領域が残存し、凝固時の粗大組織が残存してしまうため所望の細粒組織が得られなくなる。一方、加熱温度が１２００℃よりも高くなると、オーステナイト粒が粗大になり制御圧延後に所望の細粒組織が得られなくなる。このため、加熱温度を９５０℃以上１２００℃以下に限定する。なお好ましくは９７０℃以上１１７０℃以下である。
熱間圧延条件
熱間圧延は再結晶温度域のパス条件と未再結晶温度域のパス条件を規定する。再結晶温度域では、板厚中心温度が９５０℃以上における圧下率／パスが８％以上の圧下を累積圧下率が３０％以上となるように行う。もしくは、再結晶温度域では、板厚中心温度が９５０℃以上における圧下率／パスが５％以上の圧下を累積圧下率が３３％以上となるように行う。
熱間圧延は再結晶温度域のパス条件と未再結晶温度域のパス条件を規定する。再結晶温度域では、板厚中心温度が９５０℃以上における圧下率／パスが８％以上の圧下を累積圧下率が３０％以上となるように行う。もしくは、再結晶温度域では、板厚中心温度が９５０℃以上における圧下率／パスが５％以上の圧下を累積圧下率が３３％以上となるように行う。
９５０℃未満での圧延では再結晶が起こり難くなり、オーステナイト粒の微細化が不十分となるため、９５０℃以上に限定した。
また、圧下率／パスが８％未満の圧下では再結晶による細粒化が生じない。圧下率／パスが８％以上の圧下でも、累積圧下量が３０％以下では再結晶による結晶粒微細化が不十分であるため、圧下率／パスが８％以上の圧下の累積圧下率を３０％以上とする。また、本発明者らがさらに検討したところ、圧下率／パスが５％以上の圧下でも、累積圧下量を３３％以上にすることにより、再結晶による結晶粒微細化が十分に起こることがわかった。したがって、圧下率／パスが５％以上の圧下の場合、累積圧下率を３３％以上とする。
未再結晶温度域では、板厚中心温度が９５０℃未満での累積圧下率が４０％以上
本発明鋼は９５０℃未満での圧延では再結晶が起こり難くなり、導入された歪みは再結晶に消費されずに蓄積され、後の冷却時の変態核として作用することで最終組織が微細化する。また、累積圧下率が４０％未満では結晶粒微細化効果が不十分であるため、板厚中心温度が９５０℃未満での累積圧下率を４０％以上に限定した。
本発明鋼は９５０℃未満での圧延では再結晶が起こり難くなり、導入された歪みは再結晶に消費されずに蓄積され、後の冷却時の変態核として作用することで最終組織が微細化する。また、累積圧下率が４０％未満では結晶粒微細化効果が不十分であるため、板厚中心温度が９５０℃未満での累積圧下率を４０％以上に限定した。
冷却条件
熱間圧延後の冷却は、板厚中心位置における、７００−５００℃間での平均冷速が３〜５０℃／ｓｅｃとなるように行い、冷却停止温度は６００℃以下とする。
熱間圧延後の冷却は、板厚中心位置における、７００−５００℃間での平均冷速が３〜５０℃／ｓｅｃとなるように行い、冷却停止温度は６００℃以下とする。
板厚中心位置での平均冷速が３℃／ｓｅｃ未満になると、母材組織に粗大なフェライト相が生じるためＳＣ／ＩＣＨＡＺのＣＴＯＤ特性が劣化する。一方、平均冷速が５０℃／ｓｅｃよりも大きくなると、母材強度の増加によりＳＣ／ＩＣＨＡＺのＣＴＯＤ特性が劣化するため、板厚中心位置での７００−５００℃間の平均冷速を３〜５０℃／ｓｅｃに限定した。冷却停止温度が６００℃超えでは、冷却による変態強化が不十分で母材強度が不足するため、６００℃以下とする。
母材の強度を低下させ、靭性を向上させる場合、冷却停止後、７００℃以下で焼戻しを行う。焼戻し温度が７００℃よりも高くなると、粗大フェライト相が生成して、ＳＣＨＡＺの靭性が劣化するため、７００℃以下に限定した。なお、６５０℃以下が好ましい。
表１に供試鋼の組成を示す。なお、垂直部長さ１７ｍの連続鋳造機にて、鋳造速度０．２〜０．４ｍ／分、冷却帯の水量密度１０００〜２０００ｌ／ｍｉｎ．・ｍ２の条件で連続鋳造された鋼片を用いた。鋼種Ａ〜Ｋは成分組成が本発明の範囲を満足する発明例であり、鋼種Ｌ〜Ｔは成分組成が本発明の範囲外の比較例である。これらの鋼種を用いて表２に示す製造条件により厚鋼板を製造した。また、得られた厚鋼板毎に、多層盛溶接継手を作成した。熱間圧延時に板長手、幅、板厚中心位置に熱電対を取り付け板厚中心温度を実測した。
各厚鋼板毎に、母材の強度と板厚方向での介在物の分布状態を調査した。平均有効結晶粒径の測定は、板の長手、幅、板厚方向中心よりサンプルを採取し、鏡面研磨仕上げを行った後下記の条件でＥＢＳＰ解析を行い、得られた結晶方位マップより隣接する結晶粒との方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた組織の円相当直径を有効結晶粒径として評価した。
ＥＢＳＰ条件
解析領域：板厚中心の１ｍｍ×１ｍｍ領域
ステップサイズ：０．４μｍ
介在物の密度測定は、板の長手、幅、板厚方向の板厚の１／４、１／２位置よりサンプルを採取し、ダイヤモンドバフ＋アルコールで鏡面研磨仕上げを行った後、電界放出型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）を用いて１ｍｍ×１ｍｍの評価領域に存在する介在物をＥＤＸ分析により同定し、合わせて介在物密度を評価した。なお介在物種類の評価は、ＺＡＦ法で定量化した介在物の化学組成に対し各種元素が原子分率で３％以上含まれる場合、その元素が含まれる介在物であると判断した。
解析領域：板厚中心の１ｍｍ×１ｍｍ領域
ステップサイズ：０．４μｍ
介在物の密度測定は、板の長手、幅、板厚方向の板厚の１／４、１／２位置よりサンプルを採取し、ダイヤモンドバフ＋アルコールで鏡面研磨仕上げを行った後、電界放出型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）を用いて１ｍｍ×１ｍｍの評価領域に存在する介在物をＥＤＸ分析により同定し、合わせて介在物密度を評価した。なお介在物種類の評価は、ＺＡＦ法で定量化した介在物の化学組成に対し各種元素が原子分率で３％以上含まれる場合、その元素が含まれる介在物であると判断した。
引張試験は、板厚（ｔ）の１／４位置から板幅方向に平行に平行部直径１４ｍｍ、平行部長さ７０ｍｍの丸棒引張試験片を採取し、ＥＮ１０００２−１に従って引張試験を行った。なお、表２に示す降伏強度は上降伏点が現れた場合は上降伏応力を、上降伏点が現れなかった場合は０．２％耐力を用いている。
継手ＣＴＯＤ試験に使用する溶接継手はＫ開先形状、入熱量５．０ｋＪ／ｍｍのサブマージアーク溶接（多層溶接）を用い作成した。試験方法はＢＳ規格ＥＮ１０２２５（２００９）に準拠し、ｔ（板厚）×ｔ（板厚）の断面形状の試験片を用い、試験温度−２０℃においてＣＴＯＤ値（δ）を評価した。各鋼種に対し各切欠位置毎に３本ずつ試験し平均ＣＴＯＤ値が０．３５ｍｍ以上であるものを継手ＣＴＯＤ特性に優れた鋼板とした。
切欠位置はＫ開先の直側のＣＧＨＡＺと、ＳＣ／ＩＣＨＡＺ境界のそれぞれとした。試験後、試験片破面で、疲労予亀裂の先端がＥＮ１０２２５（２００９）で規定するＣＧＨＡＺと、ＳＣ／ＩＣＨＡＺ境界のそれぞれにあることを確認した。なお、多層溶接の継手ＣＴＯＤ試験の場合、切欠位置がＣＧＨＡＺであっても、一定量のＩＣＣＧＨＡＺが含まれるため、試験結果には、ＣＧＨＡＺとＩＣＣＧＨＡＺの両方の靭性が反映される。
表２に試験結果を示す。Ｎｏ．１〜１１は本発明の化学成分、母材の有効結晶粒径、介在物密度、製造条件ともに発明の範囲を満足する発明例であり、母材引張強度、継手のＣＧＨＡＺ、ＳＣ／ＩＣＨＡＺ境界共に優れた継手ＣＴＯＤ特性を示す。
一方、Ｎｏ．１２〜２７は比較例でＣＧＨＡＺおよび／またはＳＣ／ＩＣＨＡＺ境界の継手ＣＴＯＤ特性が劣位である。
Ｎｏ．１２はＣ量が多くＨＡＺ組織が靭性の劣る硬質組織となったためＣＧＨＡＺの継手ＣＴＯＤ値が低い。
Ｎｏ．１３はＴｉ／Ｎが小さくＨＡＺ組織の粗大化抑制に必要なＴｉＮ量が少なくＨＡＺ靭性に対して有害な固溶Ｎ量が多いためＣＧＨＡＺの継手ＣＴＯＤ値が低い。
Ｎｏ．１４はＡＣＲが大きく硫化物系介在物の主体組織はＣａＳとなり、ＨＡＺ組織の微細化に必要なＣａ系複合介在物量が少ないためＣＧＨＡＺの継手ＣＴＯＤ値が低い。
Ｎｏ．１５はＴｉ／Ｎが大きく、粗大ＴｉＣの析出や固溶Ｔｉの存在によりＨＡＺ靭性が低減したためＣＧＨＡＺ、ＳＣ／ＩＣＨＡＺ境界の継手ＣＴＯＤ値が低い。
Ｎｏ．１６はＣａ量が小さくＨＡＺ組織の微細化に必要なＣａ系複合介在物量が少ないためＣＧＨＡＺの継手ＣＴＯＤ値が低い。
Ｎｏ．１７はＣｅｑが大きくＨＡＺ組織が靭性の劣る硬質組織となったためＣＧＨＡＺの継手ＣＴＯＤ値が低い。
Ｎｏ．１８はＰｃｍが大きくＨＡＺ組織が靭性の劣る硬質組織となったためＣＧＨＡＺの継手ＣＴＯＤ値が低い。
Ｎｏ．１９はＴｉ量が小さくＨＡＺ組織の粗大化抑制に必要なＴｉＮ量が少ないためＣＧＨＡＺの継手ＣＴＯＤ値が低い。
Ｎｏ．２０はＡＣＲが小さく硫化物系介在物の主体組織はＭｎＳとなり、ＨＡＺ組織の微細化に必要なＣａ系複合介在物量が少ないためＣＧＨＡＺの継手ＣＴＯＤ値が低い。
Ｎｏ．２１はＣａ量が大きく介在物量の増加によりＣＧＨＡＺ、ＳＣ／ＩＣＨＡＺ境界の継手ＣＴＯＤ値が低い。
Ｎｏ．２２は冷却速度が遅く粗大フェライトの生成により母材の有効結晶粒径が粗大となったためＳＣ／ＩＣＨＡＺ境界の継手ＣＴＯＤ値が低い。
Ｎｏ．２３は焼戻し温度が高く粗大フェライトの生成により母材の有効結晶粒径が粗大となったためＳＣ／ＩＣＨＡＺ境界の継手ＣＴＯＤ値が低い。
Ｎｏ．２４は加熱温度が低く鋳造組織が残って母材の有効結晶粒径が粗大となったためＳＣ／ＩＣＨＡＺ境界の継手ＣＴＯＤ値が低い。
Ｎｏ．２５は未再結晶域の圧下量が小さく母材の有効結晶粒径が粗大となったためＳＣ／ＩＣＨＡＺ境界の継手ＣＴＯＤ値が低い。
Ｎｏ．２６は加熱温度が高く高温加熱時の粒成長により母材の有効結晶粒径が粗大となったためＳＣ／ＩＣＨＡＺ境界の継手ＣＴＯＤ値が低い。
Ｎｏ．２７は再結晶域の圧下量が小さく母材の有効結晶粒径が粗大となったためＳＣ／ＩＣＨＡＺ境界の継手ＣＴＯＤ値が低い。
Claims (5)
- 質量％で、成分組成が、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００５０％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｎｉ：０．５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００１５〜０．００６５％、Ｏ：０．００１０〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００６０％を含み、（１）〜（４）の各式を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、板厚中心における母材の有効結晶粒径が２０μｍ以下、板厚（ｔ：ｍｍ）の１／４と１／２のそれぞれにおいてＣａとＭｎを含む硫化物とＡｌを含む酸化物からなる円相当直径０．１μｍ以上の複合介在物が２５〜２５０個／ｍｍ２存在する多層溶接継手ＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板。
１．５≦Ｔｉ／Ｎ≦５．０ （１）
０．４３≦Ｃｅｑ（＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５）≦０．５０ （２）
０．１８≦Ｐｃｍ（＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］）／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］）≦０．２２ （３）
０．２＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）＜１．４ （４）
（１）〜（４）式において、各合金元素は含有量（質量％）とする。 - 更に、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜０．３０％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３５％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｗ：０．０１〜０．５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００２０％、ＲＥＭ：０．００２０〜０．０２００％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００６０％のうちの１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項１に記載の多層溶接継手ＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板。
- 請求項１または２記載の成分組成の鋼片を９５０℃以上１２００℃以下に加熱し、板厚中心温度が９５０℃以上における圧下率／パスが８％以上のパスの累積圧下率が３０％以上、板厚中心温度が９５０℃未満での累積圧下率が４０％以上となる熱間圧延後、板厚中心での７００−５００℃間の平均冷却速度が３〜５０℃／ｓｅｃとなる冷却を６００℃以下まで行うことを特徴とする多層溶接継手ＣＴＯＤ特性に優れた請求項１または２に記載の厚鋼板の製造方法。
- 請求項１または２記載の成分組成の鋼片を９５０℃以上１２００℃以下に加熱し、板厚中心温度が９５０℃以上における圧下率／パスが５％以上のパスの累積圧下率が３３％以上、板厚中心温度が９５０℃未満での累積圧下率が４０％以上となる熱間圧延後、板厚中心での７００−５００℃間の平均冷却速度が３〜５０℃／ｓｅｃとなる冷却を６００℃以下まで行うことを特徴とする請求項１または２記載の多層溶接継手ＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板の製造方法。
- 冷却後、７００℃以下の温度で焼戻し処理を行うことを特徴とする請求項３または４に記載の多層溶接継手ＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板の製造方法。
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