(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１４％、
Ｓｉ：０．４％以下、
Ｍｎ：１．４８〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００１〜０．００５％、
Ｎｉ：０．４〜３．０％、
Ａｌ：０．００１〜０．０１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、
Ｏ：０．００１〜０．００５％、
Ｎ：０．００１〜０．０１％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、ＭｇとＡｌからなる酸化物を内包する０．０１〜０．５μｍのＴｉＮが１００００個／ｍｍ2以上存在し、かつ、酸化物と硫化物が複合した形態で０．３質量％以上のＭｎを含有する０．５〜１０μｍの粒子が１０個／ｍｍ2以上存在することを特徴とする、溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れた４６０ＭＰａ以上の降伏強度を有する厚鋼板。
【請求項２】
質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０１％
の１種以上を含有し、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒの和が０．０２％以下であることを特徴とする、請求項１記載の溶接熱影響部靭性のＣＴＯＤ特性に優れた４６０ＭＰａ以上の降伏強度を有する厚鋼板。
【請求項３】
質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｖ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００１〜０．００３％の１種以上を含有し、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの和が３．０％以下であることを特徴とする、請求項１記載あるいは請求項２記載の溶接熱影響部靭性のＣＴＯＤ特性に優れた４６０ＭＰａ以上の降伏強度を有する厚鋼板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は溶接熱影響部（Ｈｅａｔ  Ａｆｆｅｃｔｅｄ  Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）のＣＴＯＤ特性に優れた４６０ＭＰａ以上の降伏強度を有する厚鋼板に関するものであり、その用途は主に海洋構造物用として用いられるが、同様の強度とＨＡＺ靭性（ＣＴＯＤ特性）が要求されるその他の溶接構造物へも適用できる。
【０００２】
【従来の技術】
北海で使用される海洋構造物の溶接継ぎ手には−１０℃でのＣＴＯＤ特性が要求される。このような厳格なＨＡＺ靭性が要求される鋼材として、例えばＰｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ  ｏｆ  １２ｔｈ  Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ  Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ  ｏｎ  ＯＭＡＥ，１９９３，Ｇｌａｓｇｏｗ，ＵＫ，ＡＳＭＥ，ＶｏｌｕｍｅＩＩＩ−Ａ，ｐｐ．２０７−２１４に記載されているように、Ｔｉオキサイド鋼が使用されている。ＨＡＺの溶融線近傍は１４００℃以上に加熱されるため、ＴｉＮ粒子によるピン止め効果が消失してオーステナイト（γ）が著しく粗大化してしまい、ＨＡＺ組織が粗大化して靭性が劣化する。このような問題点を解決する鋼として上述のＴｉオキサイド鋼は開発された。
【０００３】
この技術は、例えば特開昭６３−２１０２３５号公報や特開平０６−０７５５９９号公報に記載されているように、ＴｉＮ粒子によるピン止め効果が消失して粗大化したγ粒の粒内において、熱的に安定なＴｉ酸化物を変態核として生成する針状フェライトを利用することでＨＡＺ組織の微細化をはかった鋼である。粗大なγ粒を効果的に微細化するこの針状フェライトは粒内変態フェライト（Ｉｎｔｒａ  Ｇｒａｎｕｌａｒ  Ｆｅｒｒｉｔｅ：ＩＧＦ）と呼ばれる。
【０００４】
しかしながら、このＴｉオキサイド鋼の降伏強度は４２０ＭＰａ級までであり、それ以上の降伏強度を有しつつＨＡＺのＣＴＯＤ特性を保証するような厚鋼板は開発されていない。一方で、海洋構造物を軽量化することで建造コストの低減をはかる動きが活発化しつつあり、海洋構造物を軽量化するために降伏強度の高い厚鋼板が求められている。つまり、従来よりも高強度である４６０ＭＰａ以上の降伏強度を有しつつ、ＣＴＯＤ特性を保証できるようなＨＡＺ靭性の優れた厚鋼板が強く望まれている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、降伏強度が４６０ＭＰａ以上であり、ＨＡＺにおける−１０℃でのＣＴＯＤが０．２ｍｍ以上である厚鋼板を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明は、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１４％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：１．４８〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００１〜０．００５％、Ｎｉ：０．４〜３．０％、Ａｌ：０．００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、Ｏ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含有し、さらに必要に応じて質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０１％、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｖ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００１〜０．００３％の１種以上を含有し、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒの和が０．０２％以下であり、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの和が３．０％以下であり、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、ＭｇとＡｌからなる酸化物を内包する０．０１〜０．５μｍのＴｉＮが１００００個／ｍｍ2以上存在し、かつ、酸化物と硫化物が複合した形態で０．３質量％以上のＭｎを含有する０．５〜１０μｍの粒子が１０個／ｍｍ2以上存在することを特徴とする、溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れた４６０ＭＰａ以上の降伏強度を有する厚鋼板である。
【０００７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
【０００８】
図１（ａ）〜（ｄ）は、ＨＡＺ組織制御の考え方を模式的に示す図である。図１（ａ）は、従来のＴｉオキサイド鋼に係るＨＡＺ組織を説明する図で、図１（ｄ）は、本発明鋼のＨＡＺ組織を説明する図である。図１中において、１は溶接金属、２は溶接熱影響部（ＨＡＺ）、３は溶接線を示している。また、ＨＡＺ組織中の４はγ粒界、ＧＢＦは粒界フェライト、ＦＳＰはフェライトサイドプレート、ＩＧＦは粒内変態フェライト、Ｂｕは上部ベイナイト、そして、ＭＡはマルテンサイト・オーステナイト混合相を示している。
【０００９】
Ｔｉオキサイド鋼の降伏強度を合金元素の添加によって現行の４２０ＭＰａ級から４６０ＭＰａ以上の５００ＭＰａ級、さらには５５０ＭＰａ級へと高めていくと、溶融線近傍ＨＡＺが硬化して十分なＣＴＯＤ特性を確保することが難しくなる。このときのＨＡＺ組織を模式的に図１の（ａ）に示す。ＨＡＺが脆化する第一の原因は、粒内変態フェライト（ＩＧＦ）の生成によって粗大なγ粒の内部を微細化しても、粗大なγ粒の粒界に沿って生成する粗大な粒界フェライト（Ｇｒａｉｎ  Ｂｏｕｎｄａｒｙ  Ｆｅｒｒｉｔｅ：ＧＢＦ）やフェライトサイドプレート（Ｆｅｒｒｉｔｅ  Ｓｉｄｅ  Ｐｌａｔｅ：ＦＳＰ）が、ＨＡＺの硬化に伴って脆性破壊の発生に対する敏感性を高めるからである。従って、これらのＧＢＦやＦＳＰを微細化することで脆性破壊の発生に対する感受性を小さくする必要がある。第二の脆化原因は、高強度化のために合金元素の添加量を増加させることでＨＡＺの焼入性が高まり、ＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ  ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）と呼ばれる微視的な脆化相が多く生成し、これが脆性破壊の発生を促すからである。従って、４６０ＭＰａ以上の降伏強度を達成する場合においても、ＭＡを可能な限り低減する必要がある。以上から、高い降伏強度のもとで良好な継ぎ手ＣＴＯＤ特性を達成するためには、Ｔｉオキサイド鋼の金属学的効果（ＩＧＦ効果）を維持しつつ、上記の二つの脆化原因を取り除くことが指針となる。つまり、本発明の要点はＨＡＺ組織を下記の三つの視点から同時に制御することである。
（１）溶融線近傍ＨＡＺのγ粒界に沿って生成するＧＢＦやＦＳＰを微細化する。
（２）溶融線近傍ＨＡＺのγ粒内をＩＧＦの生成によって微細化する。
（３）溶融線近傍ＨＡＺのＭＡ生成量を低減する。
【００１０】
まず（１）を達成する手段を説明する。脆性破壊の発生に有害な粗大なＧＢＦやＦＳＰを微細化するためには、γ粒を小さくする必要がある。１４００℃を超えて加熱される溶融線近傍ＨＡＺのγ粒成長を強力に抑制することを狙いとして、種々の鋼成分について鋭意検討した結果、ＭｇとＡｌを適正に制御することでＭｇとＡｌからなる０．０１〜０．１μｍの超微細な酸化物を鋼中に数多く分散させ、これを核に０．０１〜０．５μｍのＴｉＮを複合析出させる技術を発明した。このような複合析出のＴｉＮ粒子は、溶融線近傍でも熱的に安定であるため、成長したり溶解したりすることなく強力にγ粒界の移動をピン止めできる。たとえ溶接入熱量の大きな溶接を行っても、溶融線近傍のγ粒を１００μｍ程度の大きさに保つことができる。さらに、γ粒界上に存在するこれらのピン止め粒子自身が、ＧＢＦやＦＳＰの変態核として直接機能する場合があり、変態場所の増加を通じることによってもＧＢＦやＦＳＰの微細化に寄与する。このような複合析出のＴｉＮ粒子が１００００個／ｍｍ2以上存在することで、ＧＢＦやＦＳＰがＣＴＯＤ特性に悪影響を及ぼさない大きさまで微細化される。このような複合析出のＴｉＮ粒子が１００００個／ｍｍ2未満であると、γ細粒化やγ粒界上の変態核の個数が不十分となる結果、ＧＢＦやＦＳＰが十分に微細化されずＣＴＯＤ特性が劣化する。この複合形態のＴｉＮ粒子には硫化物が析出する場合もあるが、上述したピン止め粒子や変態核としての機能に悪影響を及ぼすものではない。
【００１１】
図１の（ｂ）はここで説明した（１）の技術だけを適用したときのＨＡＺ組織の模式図である。ＧＢＦやＦＳＰは微細化するが、本技術だけではγ粒内が上部ベイナイトと呼ばれるＭＡを含む脆化組織で覆われてしまい、十分なＣＴＯＤ特性が得られない。そこで、次に説明する（２）の技術を併用しなければならない。
【００１２】
（２）を達成する手段を説明する。本発明は上述した超微細酸化物を多数生成させるために、Ｍｇを意図的に添加する。Ｍｇは通常の大きさ（数μｍ）の酸化物にも含まれるため、本発明ではこのような比較的大きなＭｇ含有酸化物を利用してＩＧＦを生成させることを追求した。その結果、下記の三つの条件がＩＧＦ変態核として重要であることがわかった。
１）最低限の個数が存在すること。
２）適当な大きさであること。
３）Ｍｎを含有すること。
【００１３】
▲１▼の観点から、ＩＧＦ変態核は溶融線近傍ＨＡＺにおいて安定に存在し、少なくとも１０個／ｍｍ2以上必要である。ＩＧＦ変態核が１０個／ｍｍ2未満ではＨＡＺ組織の微細化が不十分である。
【００１４】
また、▲２▼の観点から、ＩＧＦ変態核として有効に機能するには０．５μｍ以上の大きさが必要である。粒子の大きさが０．５μｍ未満ではＩＧＦ変態核としての能力が著しく低下する。これらの条件を満たすために、本発明では０．５μｍ以上の酸化物をＩＧＦ変態核として利用することを検討した。しかし、１０μｍを超える酸化物は脆性破壊の発生起点として作用するため好ましくない。
【００１５】
３）の観点から、ＩＧＦ変態核として有効に機能するためには、０．３質量％以上のＭｎを含有することが判明した。そのためには、０．５〜１０μｍの酸化物にＭｎを含有させればよいが、本発明では（１）で説明したピン止め粒子を生成させるためにＭｎよりも脱酸力の強いＭｇ、Ａｌ、Ｔｉを必須とするから、これらの元素が０．５〜１０μｍの酸化物を構成し、この中に０．３質量％以上のＭｎを安定的に含有させることは難しい。そこで本発明では、Ｍｎを含む硫化物をこのような酸化物上に複合析出させることを考えた。このような手段を講じれば、複合粒子中のＭｎ含有量を安定的に０．３質量％以上にすることが可能であり、ＩＧＦ変態核として有効に機能させることができる。そこで、酸化物上にＭｎ含有硫化物を複合析出させるための条件を探索した結果、酸化物中のＭｇ含有量が重要であることがわかった。Ｍｎ含有硫化物が複合するときの酸化物中には１０質量％以上のＭｇが含有されていた。一方、硫化物が複合せず単独として存在する酸化物中のＭｇ含有量は１０質量％未満であった。つまり、０．５〜１０μｍの酸化物中に１０質量％以上のＭｇを含有させることでＭｎ含有硫化物を安定的に複合析出させることが可能となることを見いだした。その結果として、酸化物と硫化物が複合した形態で０．３質量％以上のＭｎを含有する０．５〜１０μｍのＩＧＦ変態核を１０個／ｍｍ2以上確保することができる。ただし、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒが合計で０．０２％を超えて添加されると、酸化物に複合する硫化物中にＭｎが含有されなくなり、複合粒子中のＭｎ含有量は０．３質量％未満となってしまうことに注意が必要である。
【００１６】
図１の（ｃ）は（１）の技術とここで説明した（２）の技術を併用したときのＨＡＺ組織の模式図である。ＧＢＦやＦＳＰの微細化に加えて多量のＩＧＦが生成することでＨＡＺ組織は微細化する。しかし、合金成分の添加量が不適切な場合にはＭＡ生成量が増えてＣＴＯＤ特性が不十分となる。そこで、次に説明する（３）の技術を併用することで安定的にＣＴＯＤ特性を向上させることが必要である。
【００１７】
（３）を達成する手段を説明する。ＨＡＺにおけるＭＡ生成挙動は、焼入性と冷却速度に大きく依存することが知られている。本発明におけるＨＡＺの焼入性は、鋼成分に加えてγ粒径やＩＧＦ生成能の影響を大きく受ける。従来鋼ではＨＡＺの焼入性に対してγ粒径やＩＧＦ生成はほとんど考慮されていないが、本発明鋼はγ粒が小さいうえにＩＧＦ生成能が高いため、γ粒界やγ粒内でフェライトの変態場所が増加しており、鋼成分が同一である従来鋼に対してＨＡＺの焼入性が著しく低下する特徴を持つ。このような特徴を有する本発明鋼に対して、海洋構造物の溶接施工時の冷却速度（８００℃から５００℃の冷却時間がおおよそ１５ｓ）と本発明のＣとＭｎの範囲を前提に、ＭＡの生成状況に及ぼす合金成分の影響を鋭意検討した。その結果、下記の２点が明らかになった。
▲４▼Ｎｂを従来より高めてもＨＡＺのＭＡ量は増えにくい。
▲５▼Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの和とＨＡＺのＭＡ量の間に非連続的な強い相関がある。
【００１８】
▲４▼の観点から、Ｎｂを０．０５％まで高めてもＨＡＺのＭＡ量に大きな影響を及ぼさないことがわかった。従来の海構造物向け厚鋼板（継ぎ手ＣＴＯＤ保証鋼）で実際に用いられるＮｂは、例えば、Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ  ｏｆ  １２ｔｈ  Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ  Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ  ｏｎ  ＯＭＡＥ，１９９３，Ｇｌａｓｇｏｗ，ＵＫ，ＡＳＭＥ，ＶｏｌｕｍｅＩＩＩ−Ａ，ｐｐ．２０７−２１４では４２０ＭＰａ級の降伏強度で０．０２％のＮｂが上限であり、Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ  ｏｆ  １２ｔｈ  Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ  Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ  ｏｎ  ＯＭＡＥ，１９９３，Ｇｌａｓｇｏｗ，ＵＫ，ＡＳＭＥ，ＶｏｌｕｍｅＩＩＩ−Ａ，ｐｐ．１９９−２０５では４６０ＭＰａ級の降伏強度で０．０２１％のＮｂが上限であり、Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ  ｏｆ  １３ｔｈ  Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ  Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ  ｏｎ  ＯＭＡＥ，１９９４，Ｈｏｕｓｔｏｎ，ＡＳＭＥ，ＶｏｌｕｍｅＩＩＩ、ｐｐ．３０７−３１４では４２０ＭＰａ級の降伏強度で０．０２４％のＮｂである。このように、従来は０．０２％程度のＮｂ量が実質的に上限とされており、これに対して本発明はＮｂを０．０５％まで有効に利用できる利点がある。
【００１９】
▲５▼の観点から、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの和が３．０％を超えるとＨＡＺのＭＡ量が急激に増えることがわかった。以上の知見から、４６０ＭＰａ以上、特に５００〜５５０ＭＰａ級の降伏強度を保ちつつ板厚を拡大していく場合の成分設計として、できる限りＮｂを活用して厚手材の母材強度を稼ぎ、その反面、ＭＡ生成を助長するＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏを削減することが指針となる。Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの削減は合金コストの面からも好ましい。
【００２０】
図１の（ｄ）は（１）、（２）の技術にここで説明した（３）の技術を併用したときのＨＡＺ組織の模式図である。ＨＡＺ組織の十分な微細化に加えて安定的にＭＡ量が低減されることで、高強度においても良好な継ぎ手ＣＴＯＤ特性が達成される。このように、本発明は（１）、（２）、（３）の技術を同時に発現させることで実現可能となる。
【００２１】
次に化学成分の限定理由について説明する。
【００２２】
Ｃは母材とＨＡＺの強度、靭性を確保するために０．０４％以上必要である。しかし、０．１４％を超えると母材とＨＡＺの靭性が低下すると共に溶接性が劣化するので、これが上限である。
【００２３】
Ｓｉは脱酸のために添加することができる。しかし、０．４％を超えるとＨＡＺ靭性が劣化する。本発明ではＡｌ、Ｔｉ、Ｍｇによっても脱酸は可能であり、ＨＡＺ靭性の観点からＳｉは少ないほどよい。ＳｉはＨＡＺのＭＡ生成を助長するので本発明では好ましくない元素である。
【００２４】
Ｍｎは母材とＨＡＺの強度、靭性を確保するために１．４８％以上必要である。ＭｎはＩＧＦ変態核を構成する硫化物を形成するうえでも重要である。しかし、Ｍｎが２．０％を超えると母材やＨＡＺが脆化したり、溶接性が劣化するので、これが上限である。
【００２５】
Ｐは本発明において不純物元素であり、良好な母材とＨＡＺの材質を確保するためには０．０２％以下に低減する必要がある。
【００２６】
Ｓは本発明に必要な元素である。ＩＧＦ変態核として酸化物上に硫化物を複合析出させるために０．００１％以上確保しなければならない。しかし、Ｓが０．００５％を超えると母材およびＨＡＺの靭性が劣化するので、これが上限である。
【００２７】
ＮｂはＨＡＺ靭性の劣化を最小限に抑えて母材強度を高めることに極めて有効である。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。例えば７６．２ｍｍの板厚で５００ＭＰａ級の降伏強度を達成しつつ、さらに良好な母材靭性を得るためには、０．００５％以上のＮｂが必須である。しかし、Ｎｂが０．０５％を超えるとＭＡ量の増加や析出硬化によってＨＡＺ靭性が劣化するので、これが上限である。Ｎｂは本発明の母材を造り込むうえで積極的に用いるべき元素であり、０．０２％以上のＮｂを有効利用することが好ましい。
【００２８】
ＡｌはＭｇと共に０．０１〜０．１μｍの超微細酸化物を形成し、その上に複合析出するＴｉＮを伴ってピン止め粒子として、さらにはＧＢＦやＦＳＰの変態核として機能し、ＨＡＺ組織を微細化する。そのためには０．００１％以上必要である。Ａｌが０．００１％未満になると１００００個／ｍｍ2以上の超微細酸化物を確保することができず、γ細粒化やγ粒界上の変態核の個数が不十分となる結果、ＧＢＦやＦＳＰが十分に微細化されずにＨＡＺ靭性が劣化する。しかし、Ａｌが０．０１％を超えるとＩＧＦ変態核を構成する酸化物中のＡｌ含有量が増え、その反動として酸化物中のＭｇ含有量が１０質量％未満となる。その結果、酸化物上にＭｎ含有硫化物が析出しにくくなり、ＩＧＦ変態核としての能力を失い、１０個／ｍｍ2以上のＩＧＦ変態核を安定に確保することが難しくなる。このようにＩＧＦ変態核の個数が不足するとＨＡＺ靭性は劣化する。従ってＡｌの上限は０．０１％である。
【００２９】
ＴｉはＴｉＮを形成して超微細なＭｇとＡｌからなる酸化物上に０．０１〜０．５μｍの大きさで複合析出し、ピン止め粒子として、さらにはＧＢＦやＦＳＰの変態核として機能し、ＨＡＺ組織を微細化する。そのためには０．００５％以上必要である。Ｔｉが０．００５％未満になるとこのような複合形態のＴｉＮ粒子を１００００個／ｍｍ2以上確保することができず、ＧＢＦやＦＳＰが十分に微細化されずにＨＡＺ靭性が劣化する。ＳｉとＡｌが共に下限に近い場合は脱酸元素が不足する場合があるため、Ｔｉに脱酸を担わせる意味で０．０１％以上の添加が望ましい。しかし、Ｔｉが０．０３％を超えると、ＴｉＣが析出したり、ＴｉＮが数μｍにまで粗大化するなどして母材やＨＡＺが脆化する。また、ＳｉとＡｌが少ない場合にＴｉが０．０３％を超えると、ＩＧＦ変態核を構成する酸化物中のＴｉ含有量が増え、その反動として酸化物中のＭｇ含有量が１０質量％未満となり、酸化物上にＭｎ含有硫化物が析出しにくくなり、ＩＧＦ変態核としての能力を失ってＩＧＦ変態核の個数が不足する。以上の理由からＴｉの上限は０．０３％である。
【００３０】
Ｍｇは本発明で最も重要な役割を担う。Ｍｇの第一の役割は、Ａｌと共に０．０１〜０．１μｍの超微細酸化物を形成し、その上に複合析出するＴｉＮを伴ってピン止め粒子として、さらにはＧＢＦやＦＳＰの変態核として機能し、ＨＡＺ組織を微細化することである。Ｍｇの第二の役割は、０．５〜１０μｍの酸化物中に１０質量％以上含まれることで、その上にＭｎ含有硫化物が複合析出するのを促し、ＩＧＦ変態核としての機能を付与してＨＡＺ組織を微細化することである。これら二つの役割を同時に満たすために０．０００３％以上のＭｇが必要である。Ｍｇが０．０００３％未満であると、酸化物中のＳｉ、Ａｌ、Ｔｉ等の含有量が増えて、その反動として酸化物中のＭｇ含有量が１０質量％未満となり、酸化物上にＭｎ含有硫化物が析出しにくくなり、ＩＧＦ変態核としての能力を失ってＩＧＦ変態核の個数が不足する。同時に、１００００個／ｍｍ2以上の超微細なＭｇとＡｌからなる酸化物を確保することも困難となる。しかし、Ｍｇが０．００５％を超えてもその金属学的効果は飽和するため、これを上限とする。
【００３１】
Ｏは超微細なＭｇとＡｌからなる酸化物を形成してＨＡＺでのピン止め効果を担うと同時に、０．５〜１０μｍのＭｇ含有酸化物を形成してＨＡＺでＩＧＦ変態核として機能する。これら二つの役割を満たすためには０．００１％以上のＯが必要である。Ｏが０．００１％未満になると、１００００個／ｍｍ２以上の超微細酸化物や１０個／ｍｍ2以上の０．５〜１０μｍ酸化物を確保することが難しくなる。しかし、Ｏが０．００５％を超えると１０μｍを超える粗大な酸化物が多く生成し、これが母材やＨＡＺで脆性破壊の発生起点として作用するため、０．００５％を上限とする。
【００３２】
ＮはＴｉＮを生成して超微細なＭｇとＡｌからなる酸化物上に０．０１〜０．５μｍの大きさで複合析出し、ピン止め粒子として、さらにはＧＢＦやＦＳＰの変態核として機能し、ＨＡＺ組織を微細化する。そのためには０．００１％以上必要である。Ｎが０．００１％未満になるとこのような複合形態のＴｉＮ粒子を１００００個／ｍｍ2以上確保することができない。しかし、Ｎが０．０１％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。
【００３３】
次に選択元素の限定理由を説明する。
【００３４】
Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒは脱酸剤や脱硫剤として添加することができる。脱酸剤としてＯ量の低減に寄与する。脱硫剤としてＳ量の低減に寄与すると同時に、硫化物の形態を制御する。これらの効果を通じて母材とＨＡＺの材質を改善するためには、それぞれ０．０００５％以上必要である。しかし、これらの元素が多すぎるとＩＧＦ変態核の中に混入するようになり、ＩＧＦ変態核を構成する酸化物や硫化物の中のＭｇ含有量やＭｎ含有量が減少してＩＧＦ変態核としての機能を失う。この意味から、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒのそれぞれの上限は０．００５％、０．０１％、０．０１％であり、これら三つの元素の和を０．０２％以下に制限する必要がある。ここでのＲＥＭとは、Ｌａ、Ｃｅなどのランタノイド系の元素をさす。
【００３５】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは母材の強度、靭性、耐食性や溶接性を向上させることに利用できる。そのためにはいずれの元素も０．０５％以上必要である。従来、母材の高強度化、高靭性化、板厚拡大を同時に達する場合にこれらの元素を積極的に利用してきたが、本発明ではＨＡＺのＣＴＯＤ特性を確保する観点からこれらの元素を極力低減することが好ましい。このような意味から、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの上限をそれぞれ１．５％、３．０％、０．５％、０．５％に規制し、さらに、これらの元素の和が３．０％以下になるように調整しなければならない。各元素が上限を超えたり、これらの元素の和が３．０％を超えるとＨＡＺのＣＴＯＤ特性が著しく劣化する。
【００３６】
Ｖは析出強化によって母材およびＨＡＺの強度に有効である。そのためには０．００５％以上必要である。しかし、Ｖが０．０５％を超えると溶接性やＨＡＺ靭性が劣化するため、これを上限とする。
【００３７】
Ｂは母材の強度、靭性を向上させるのに有効である。そのためには０．０００１％以上必要である。しかし、Ｂが０．００３％を超えると溶接性が著しく劣化するため、これを上限とする。
【００３８】
本発明鋼は、鉄鋼業の製鋼工程において所定の化学成分に調整し、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厚鋼板として製造される。板厚７６．２ｍｍのような厚手材において４６０ＭＰａ以上、好ましくは５００〜５５０ＭＰａ級の降伏強度を得るためには、Ｎｂ量を最大限に活用するために、圧延後の直接焼入あるいは加速冷却を適用することが有効である。さらに、焼き戻しによって強度と靭性を調整できる。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。ＨＡＺ靭性は鋼成分に加え、ピン止め粒子とＩＧＦ変態核の分散状態できまる。これらの粒子の分散状態は母材の製造過程で大きく変化しない。従って、ＨＡＺ靭性は母材の製造工程に大きく依存することはなく、どのような加熱、圧延、熱処理の工程を適用してもよい。
【００３９】
本発明で規定した介在物の分散状態は、例えば以下のような方法で定量的に測定される。
【００４０】
ＭｇとＡｌからなる酸化物を内包する０．０１〜０．５μｍのＴｉＮの個数は、母材鋼板の任意の場所から抽出レプリカ試料を作製し、これを透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて１００００〜５００００倍の倍率で少なくとも１０００μｍ2以上の面積にわたって観察し、対象となる大きさのＴｉＮの個数を測定し、これを単位面積当たりの個数（個／ｍｍ２）に換算する。このとき、ＭｇとＡｌからなる酸化物とＴｉＮの同定は、ＴＥＭに付属のエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）による組成分析と、ＴＥＭによる電子線回折像の結晶構造解析によって行われる。このような同定を測定するすべての複合介在物に対して行うことが煩雑な場合、簡易的には次の手順による。まず、四角い形状の介在物をＴｉＮとみなし、対象となる大きさのＴｉＮの内部に介在物が存在するものの個数を測定する。次に、このような方法で個数を測定した複合析出ＴｉＮのうち、少なくとも１０個以上について上記の要領で詳細な同定を行い、ＭｇとＡｌからなる酸化物とＴｉＮが複合する割合を求める。そして、はじめに測定された複合析出ＴｉＮの個数にこの割合を掛け合わせる。鋼中の炭化物が以上のＴＥＭ観察を邪魔する場合、５００℃以下の熱処理によって炭化物を凝集・粗大化させ、対象となる複合介在物の観察を容易にすることができる。
【００４１】
酸化物とＭｎ含有硫化物が複合した０．５〜１０μｍの粒子の個数は、次のような方法で測定できる。まず、母材鋼板の任意の場所から小片試料を切り出して鏡面研磨試料を作製し、これを光学顕微鏡を用いて１０００倍の倍率で少なくとも３ｍｍ2以上の面積にわたって観察し、対象となる大きさの粒子の個数を測定し、これを単位面積当たりの個数（個／ｍｍ2）に換算する。続いて、同一試料を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）に付属の波長分散型Ｘ線分光法装置（ＷＤＳ）を用いて、対象となる大きさの粒子を少なくとも１０個以上をランダムに組成分析する。このとき、粒子の分析値に地鉄のＦｅが検出される場合は、分析値からＦｅを除外して粒子の組成を求める。こうして測定した粒子のうち、ＯとＳが同時に検出されてＭｎを０．３質量％以上含む粒子がＩＧＦ変態核として有効であるとみなし、０．５〜１０μｍの粒子に占めるＩＧＦ変態核の割合を求める。そして、はじめに光学顕微鏡で測定された個数にこの割合を掛け合わせる。簡易的には、上記試料について元素マッピングを行い、Ｏ、Ｓ、Ｍｎの三つが共存する０．５〜１０μｍの粒子の個数を測定する。
【００４２】
【実施例】
表１に連続鋳造した鋼の化学成分を、表２に鋼板の板厚、製造法、ピン止め粒子とＩＧＦ変態核の個数、母材材質、溶接条件、ＨＡＺ靭性を示す。
【００４３】
本発明鋼は３８．１〜７６．２ｍｍの板厚で、母材の降伏強度（ＹＳ）が５１０〜５７０ＭＰａであり、溶接入熱量が３．５〜１０．０ｋＪ／ｍｍのサブマージアーク溶接による多層盛り継ぎ手ボンド部（ＣＧＨＡＺ）において−１０℃で０．２ｍｍを超える良好なＣＴＯＤを有する。
【００４４】
一方、比較鋼は化学成分が適正でないために、７６．２ｍｍの板厚で母材あるいはＨＡＺの材質が劣っている。鋼１１はＳが少なすぎるためにＩＧＦ変態核の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣っている。鋼１２はＳが多すぎるために母材とＨＡＺの靭性が劣っている。鋼１３はＮｂが少なすぎるために母材の強度と靭性が劣っている。鋼１４はＮｂが多すぎるためにＨＡＺ靭性が劣っている。鋼１５はＡｌが少なすぎるためにピン止め粒子の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣っている。鋼１６はＡｌが多すぎるためにＩＧＦ変態核の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣っている。鋼１７はＴｉが少なすぎるためにピン止め粒子の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣っている。鋼１８はＴｉが多すぎるために母材とＨＡＺの靭性が劣っている。鋼１９と鋼２０はそれぞれＭｇとＯが少なすぎるために、ピン止め粒子の個数とＩＧＦ変態核の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣っている。鋼２１はＮが少なすぎるためにピン止め粒子の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣っている。鋼２２はＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの和が多すぎるためにＨＡＺ靭性が劣っている。鋼２３はＣａ、ＲＥＭ、Ｚｒの和が多すぎるためにＩＧＦ変態核の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣っている。
【００４５】
【表１】
0003699657.tif 000002
【００４６】
【表２】
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【００４７】
【発明の効果】
本発明によって高強度かつ極厚である厚鋼板の継ぎ手ＣＴＯＤ特性が格段に向上した結果、海洋構造物の軽量化や大型化に道が開けた。このことによって、海洋構造物の建造コストが大幅に削減できたり、さらに深い海域でのエネルギー開発が可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明におけるＨＡＺ組織制御の考え方を模式的に示した図である。
【符号の説明】
１  溶接金属
２  溶接熱影響部（ＨＡＺ）
３  溶接線
４  γ粒界
ＧＢＦ  粒界フェライト
ＦＳＰ  フェライトサイドプレート
ＩＧＦ  粒内変態フェライト
Ｂｕ  上部ベイナイト
ＭＡ  マルテンサイト・オーステナイト混合相
【図１】
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