(57)【要約】【課題】強度と降伏比、低温靱性に優れたＣｕ含有低合金鋼を提供する。【解決手段】Ｃｕ含有低合金鋼は、質量％で、Ｃ：０．０９〜０．２０％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：０．８０〜１．８０％、Ｎｉ：０．８０〜２．５０％、Ｃｒ：０．５０〜１．００％、Ｃｕ：０．８０〜１．５０％、Ｍｏ：０．２０〜０．６０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎｂ：０．０３０〜０．０８０％を含有し、かつＮ：０．００５〜０．０２０％、Ｃａ：０．０１０％以下の１種または２種を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる化学組成を有し、０．２％耐力が６２０ＭＰａ以上、降伏比が０．８２以下で、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−９０℃以下を有する。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０９〜０．２０％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：０．８０〜１．８０％、Ｎｉ：０．８０〜２．５０％、Ｃｒ：０．５０〜１．００％、Ｃｕ：０．８０〜１．５０％、Ｍｏ：０．２０〜０．６０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎｂ：０．０３０〜０．０８０％、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し、０．２％耐力が６２０ＭＰａ以上、降伏比が０．８２以下で、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−９０℃以下を有する高強度高靱性を有するＣｕ含有低合金鋼。
【請求項２】
さらに、質量％で、Ｃａ：０．０１０％以下を含有する請求項１記載の高強度高靱性を有するＣｕ含有低合金鋼。
【請求項３】
−１００℃での吸収エネルギーが９０Ｊ以上を有する請求項１または２に記載の高強度高靱性を有するＣｕ含有低合金鋼。
【請求項４】
調質後の金属組織がベイニティックフェライトであることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度高靱性を有するＣｕ含有低合金鋼。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれか１項に記載したＣｕ含有低合金鋼を製造する製造方法であって、８５０〜９５０℃の温度域に加熱して焼入れ処理が行われ、その後、再び（ＡＣ３変態点−１００℃）以上、（ＡＣ３変態点−５０℃）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５８０〜６１０℃にて焼戻し処理が行われる調質条件を有することを特徴とする高強度高靱性を有するＣｕ含有低合金鋼の製造方法。
【請求項６】
熱間鍛錬工程を有する請求項５記載の高強度高靱性を有するＣｕ含有低合金鋼の製造方法。
【請求項７】
板厚１５０ｍｍ〜５００ｍｍの厚肉部を有する大型構造用鋼に適用されることを特徴とする請求項５または６に記載の高強度高靱性を有するＣｕ含有低合金鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度かつ高靱性を有するＣｕ含有低合金鍛鋼およびその製造方法に関するものであり、例えば、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ものである。
【背景技術】
【０００２】
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、優れた低温靱性を有することに加えて、高い降伏強さを有し、かつ低降伏比とすることが要望されている。
【０００３】
強度と靱性を両立するために、海洋構造物用鋼として、鋼板では例えばＡＳＴＭ  Ａ７１０で規定された１．０〜１．３質量％のＣｕを含有する鋼が知られ、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、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。
非特許文献１ではＡＳＴＭ  Ａ７０７  Ｇｒａｄｅ  Ｌ５を基に成分系を改良し、焼入れおよび焼戻しを実施し、機械的特性を評価した結果について解説がある。この非特許文献１ではＦＡＴＴが−６０℃であり、安全性を確保する観点から、更なる低温靱性の改善が必要となる。
【０００４】
特許文献１では、質量％でＣｕ：０．７〜１．５％含有する鋼板を９００℃以下７００℃以上で３０％以上の圧下を加えた後、５００〜６５０℃の範囲でＣｕ析出処理を施すことにより、低温靱性および溶接性に優れた低Ｃ−Ｃｕ析出型高張力鋼の製造方法が提案されている。しかし、特許文献１では、製造工程に圧延が必要であるため、１５０ｍｍ以上の厚肉のフランジ部など含む大型構造体には本製造方法は適用できない。
【０００５】
また、二相域焼入れによる材料特性の改善に関する研究成果も報告されている。例えば特許文献２では、Ｂ添加鋼の二相域焼入れ方法として、Ｂ、ＮおよびＴｉ添加量を規定し、かつ二相域焼入れ温度を規定することによって、低降伏比を有する高張力鋼を安定して製造することを提案している。
【０００６】
また、特許文献３では、低温靱性および強度−靱性バランスに優れたＮｉ含有鋼板を二相域焼入れによって製造することを提案している。しかし、どちらの特許文献においてもＣｕの含有量の規定はない。
【０００７】
特許文献４では、Ｃ：０．０１〜０．０８％、Ｃｕ：０．８０〜１．５０％を含有する大型構造体に二相域焼入れを適用し、二相域焼入れ温度を規定することにより、強度−靱性バランスの優れたＣｕ含有低合金鋼およびその製造方法が提案されている。しかし、特許文献４の発明例の０．２％耐力の範囲が５２５ＭＰａ以上、６１０ＭＰａ以下であり、かつＦＡＴＴが−７０℃以下である。
したがって、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、１５０〜５００ｍｍの厚肉鍛鋼材の０．２％耐力が６２０ＭＰａ以上で、かつＦＡＴＴが−９０℃以下を有する高強度高靱性を特徴とする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。
なお、厚肉鍛鋼材では冷却速度が遅く、一般的にＣｕ含有低合金鋼の金属組織はベイナイトとなる。連続冷却中の各温度で変態したベイナイトは複雑となるため、金属組織の詳細な分類として、非特許文献２に記載のグラニュラーベイニティックフェライト（αＢ）およびベイニティックフェライト（αｏＢ）を定義した。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開昭６１−１４９４３０号公報
【特許文献２】特開平５−１７１２６３号公報
【特許文献３】特開２００８−８１７７６号公報
【特許文献４】特開２０１７−１５００４１公報
【非特許文献】
【０００９】
【非特許文献１】Ｓｔｅｅｌ  Ｆｒｏｇｉｎｇｓ：Ｓｅｃｏｎｄ  Ｖｏｌｕｍｅ，ＡＳＴＭ  ＳＴＰ  １２５９  ｐ．１９６
【非特許文献２】鋼のベイナイト写真集−１、日本鉄鋼協会  基礎研究会  ベイナイト調査研究部会編
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
海洋構造物用鋼として広く適用されるＣｕ含有低合金鋼を用いた大型構造体においても、安全性の確保の観点から、優れた低温靱性を有することに加えて、軽量化の観点から高い降伏強さを有する鋼が必要となっている。このＣｕ含有低合金鋼は上述したように、時効処理により、焼戻し条件の改善で強度は向上できるが、強度と靱性はトレードオフの関係であるため、高強度高靱性化は図れない。また、さらなる高強度化のためにはＣ含有量を増加させる必要がある。
【００１１】
本発明は、上記事情を背景として発明されたものであり、高強度で高靱性を有する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。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
そこで、本発明は、適正な組成範囲と、二相域焼入れ処理の適用によって、高強度高靱性を有したＣｕ含有低合金鋼を提供することを可能にする。
第１に本発明における適正な組成範囲の明確化を図る。第２に、本発明の製造方法において、高強度高靱性を有したＣｕ含有低合金鋼を製造するための二相域焼入れ処理を含む適正な調質条件を図る。
これら発明の構成においては、海洋構造物用鋼として広く適用されているＡＳＴＭ  Ａ７０７で規定された鍛鋼材の組成を基に高強度高靱性化を考慮し、最適化している。さらに、調質条件、特に二相域焼入れ条件を最適化することにより、目的とした材料特性を有するＣｕ含有低合金鋼の製造方法について検討した結果、大型構造体用の製造品においても、高強度高靱性を有するＣｕ含有低合金鋼を製造可能な方法を見出し、本発明に至った。
【００１３】
すなわち、本発明の高強度高靱性を有するＣｕ含有低合金鋼のうち、第１の形態は、質量％で、Ｃ：０．０９〜０．２０％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：０．８０〜１．８０％、Ｎｉ：０．８０〜２．５０％、Ｃｒ：０．５０〜１．００％、Ｃｕ：０．８０〜１．５０％、Ｍｏ：０．２０〜０．６０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎｂ：０．０３０〜０．０８０％、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し、０．２％耐力が６２０ＭＰａ以上、降伏比が０．８２以下で、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−９０℃以下を有する。
【００１４】
他の形態の高強度高靱性を有するＣｕ含有低合金鋼の発明は、他の形態において、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０１０％以下を含有する。
【００１５】
他の形態の高強度高靱性を有するＣｕ含有低合金鋼の発明は、他の形態において、−１００℃での吸収エネルギーが９０Ｊ以上を有する。
【００１６】
他の形態の高強度高靱性を有するＣｕ含有低合金鋼の発明は、他の形態において、調質後の金属組織がベイニティックフェライトであることを特徴とする。
【００１７】
本発明の高強度高靱性を有するＣｕ含有低合金鋼の製造方法の発明のうち第１の形態は、請求項１〜４のいずれかに記載したＣｕ含有低合金鋼を製造する製造方法であって、８５０〜９５０℃の温度域に加熱して焼入れ処理が行われ、その後、再び（ＡＣ３変態点−１００℃）以上、（ＡＣ３変態点−５０℃）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５８０〜６１０℃にて焼戻し処理が行われる調質条件を有することを特徴とする。
【００１８】
他の形態の高強度高靱性を有するＣｕ含有低合金鋼の製造方法の発明は、他の形態において、熱間鍛錬工程を有する。
【００１９】
他の形態の高強度高靱性を有するＣｕ含有低合金鋼の製造方法の発明は、他の形態において、板厚１５０ｍｍ〜５００ｍｍの厚肉部を有する大型構造用鋼に適用されることを特徴とする。
【００２０】
以下の、本発明で規定する内容および規定に基づく作用等について説明する。
なお、以下の成分は、いずれも質量％で示されている。
【００２１】
Ｃ：０．０９〜０．２０％
強度および焼入れ性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０．０９％を下限とする。しかし、０．２０％を超える含有は、強度の増加による吸収エネルギーの低下、二相域焼入れ時の硬質相の析出が生じることから、０．２０％を上限とする。なお、同様の理由で下限を０．１０％、上限を０．１５％とするのが望ましく、さらに、上限を０．１３％とするのが一層望ましい。
【００２２】
Ｓｉ：０．１０〜０．４０％
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０．１０％を下限とする。しかし、過剰な含有は靱性の低下や溶接性の低下を招くので０．４０％を上限とする。
【００２３】
Ｍｎ：０．８０〜１．８０％
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。その効果を発揮するためには、０．８０％以上の含有量が必要である。しかし、過剰な含有は靱性の低下を招くので１．８０％を上限とする。なお、同様の理由で下限を１．００％、上限を１．５％とするのが望ましい。
【００２４】
Ｎｉ：０．８０〜２．５０％
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０．８０％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。
【００２５】
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。
【００２６】
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。
【００２７】
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。
【００２８】
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。
【００２９】
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、過剰な含有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。
【００３０】
Ｎ：５０〜２００ｐｐｍ
ＮはＡｌＮおよび炭窒化物として、結晶粒成長を抑制し、結晶粒径を微細化する。このため結晶粒径の微細化のために重要な元素であり、５０ｐｐｍを下限とする。しかし、過剰な含有は多量の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２００ｐｐｍを上限とする。なお、同様の理由で下限を７０ｐｐｍ、上限を１２０ｐｐｍとするのが望ましい。
【００３１】
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。
また、上記作用を得るため、所望により含有させる場合は、下限を０．００１％とするのが望ましい。
【００３２】
金属組織
金属組織は、調質後の金属組織が上述した非特許文献２で定義されるベイニティックフェライトとなる必要がある。焼入れ性の低下に伴い、ベイニティックフェライトからグラニュラーベイニティックフェライトと変化し、グラニュラーベイニティックフェライトでは高強度高靱性化は図れない。また、さらに焼入れ性が増加した際に得られるマルテンサイトでは、強度の増加が過剰となり、靱性の低下、特に吸収エネルギーが低下する。
【００３３】
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。
【００３４】
焼入れ処理を施された鋼材は、次いで（ＡＣ３変態点−１００℃）以上、（ＡＣ３変態点−５０℃）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。
【００３５】
この熱処理における加熱温度は、（ＡＣ３変態点−１００℃）以上、（ＡＣ３変態点−５０℃）以下の温度範囲に規定する。加熱温度が、（ＡＣ３変態点−１００℃）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−５０℃）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−１００℃）以上、（ＡＣ３変態点−５０℃）以下の温度範囲に規定する。
【００３６】
上記二相域焼入れ処理に次いで、５８０〜６１０℃の温度範囲で焼戻し処理が施される。加熱温度が５８０℃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６１０℃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５８０〜６１０℃とする。
【００３７】
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、５００ｍｍ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５００ｍｍ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。
【発明の効果】
【００３８】
すなわち、本発明によれば以下の作用を得ることが出来る。
（１）本発明のＣｕ含有低合金鋼によれば、６２０ＭＰａ以上の０．２％耐力および降伏比０．８２以下を確保し、かつ良好な低温靱性を確保する。
（２）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後の結晶粒径の細粒化および良好な金属組織により、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。
【図面の簡単な説明】
【００３９】
【図１】本発明のＣｕ含有低合金鋼の製造方法の一実施形態であって、二相域焼入れ処理のヒートパターン例を示す図である。
【図２】本発明のＣｕ含有低合金鋼の実施例における一部の発明材と一部の比較材について、境界角度１５°以上の大角境界を示したマップを示す図である。
【図３】同じく実施例の一部における０．２％耐力とＦＡＴＴとの関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００４０】
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、任意の形状にすることができる。
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〜５００ｍｍ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。
【００４１】
熱間鍛錬した後、焼入れ（Ｑ）、二相域焼入れ（Ｌ）、焼戻し（Ｔ）処理の調質処理が施される。
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。
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−１００℃）以上、（ＡＣ３変態点−５０℃）以下の温度範囲で二相域焼入れ処理を行い、さらに５８０〜６１０℃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。
【００４２】
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、２相焼き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。
【００４３】
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６２０ＭＰａ以上で、降伏比が０．８２の強度特性を有している。さらには、２ｍｍＶ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−９０℃以下の特性を有している。
【実施例１】
【００４４】
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、さらに焼準（９６０℃）を施した後、表２に示す調質条件（Ｑ処理、Ｌ処理、Ｔ処理）で調質を施した。
なお、実施例のＱ処理（焼入れ）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（二相域焼入れ処理）の冷却は、板厚４５０ｍｍの水冷相当を模擬した冷却速度（１０℃／ｍｉｎ）とした。
各供試材のＴ処理（焼戻）の条件は表２に示した。
【００４５】
【表１】
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【００４６】
【表２】
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【００４７】
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。また、それらの結果から降伏比（Ｙ．Ｓ．／Ｔ．Ｓ．；ＹＲ）を算出した。
【００４８】
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。−８０℃における吸収エネルギーｖＥ−８０℃（Ｊ）を求めるため、−８０℃でシャルピー衝撃試験を実施した。なお、試験は供試材について各３本行い、得られた吸収エネルギーを算術平均して、その平均値をその鋼材の吸収エネルギー値とした。さらに、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。
【００４９】
また、これらの試験材からサンプルを採取し、ＥＢＳＤ（ＴＳＬ社製ＯＩＭ）測定も実施した。ＥＢＳＤ測定の測定ピッチは０．０７μｍとし、１００×１００μｍ範囲を測定した。得られた結果より１５°以上の大角境界マップを作成し、グラニュラーベイニティックフェライト（αＢ）、ベイニティックフェライト（αｏＢ）、マルテンサイト（Ｍ）の組織判別を実施した。組織判別方法の基準は、旧γ粒の内部に大角境界を有する下部組織（ブロック、パケット）の有無とその頻度であり、αＢは内部にブロックを持たず、マクロに塊状に見える組織である。αｏＢは組織内部に大角境界を有するブロックが存在し、マクロに針状組織となる。Ｍも下部組織に対応する大角境界を有するが、ブロックに加えパケットが存在し、大角境界の間隔は密となる。また、αｏＢとＭは変態温度測定によっても見分けることが可能である。
各試験によって得られた結果を表３に示す。
【００５０】
【表３】
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【００５１】
表３に示すように、鋼Ｎｏ．１および鋼Ｎｏ．２の供試材には鋼種Ａを用いた。鋼Ｎｏ．１、２は、一般的な製造プロセスであるＱＴプロセスを利用した比較例である。鋼Ｎｏ．１では、ＱＴプロセスのみでは０．２％Ｙ．Ｓ．およびＴ．Ｓ．が高く、靱性を確保することが出来ない。また、鋼Ｎｏ．２のように鋼Ｎｏ．１と同様のＱＴプロセスで焼戻し温度を高温化し、強度を低下させ、靱性の改善を図った場合であっても、良好な低温靱性は得られなかった。これ以上の焼戻し温度の高温化は強度の低下を招くこと、さらにＱＴプロセスではＹＲ（降伏比）が低下しないことから、ＱＴプロセスのみでは良好な靱性および低ＹＲを確保することが難しいことは明らかである。
【００５２】
鋼Ｎｏ．３〜Ｎｏ．８は、鋼Ｎｏ．１と同一鋼種を用いて、製造プロセスをＱＬＴプロセスとしたものである。鋼Ｎｏ．３（比較例）ではＬ温度が（ＡＣ３−１００℃）以下となっており、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、一部変態したγ相が残留γとして残存しており、低温靱性が不十分となっている。
鋼Ｎｏ．４、５（本発明例）は鋼種Ａを用いており、本発明の熱処理プロセスの適用により、高強度高靱性を有した鋼材が得られている。
鋼Ｎｏ．６（比較例）ではＬ温度が（ＡＣ３−５０℃）を超えた条件で処理を行っている。本比較例の場合は、Ｌ加熱中のγ相の面積率が多く、変態したγ相は焼入れ温度の低下に伴う焼入れ性の低下により良好な金属組織が得られず、低温靱性の低下が認められている。
【００５３】
また、鋼Ｎｏ．１（ＱＴプロセス）と鋼Ｎｏ．５、６（ＱＬＴプロセス）のＥＢＳＤ測定結果から得られた境界角度１５°以上の大角境界マップを図２に示す。
鋼Ｎｏ．１と鋼Ｎｏ．５を比較すると、Ｌ処理を行うことで、金属組織を反映する大角境界が複雑になり、粗粒の抑制が認められる。この大角境界の割合の増加が低温靱性の向上に寄与している。一方で鋼Ｎｏ．６のようにＬ温度が高くなると、変態したγ相の焼入れ性の低下により、金属組織がグラニュラーベイニティックフェライトとなり、全体的な大角境界の割合が減少し、靱性を確保することが出来なくなる。
従って、本発明のＱＬＴプロセスを適用し、Ｌ温度を最適化することによって、従来のＱＴプロセスでは得られなかった高強度高靱性が得られることが明らかとなった。
【００５４】
鋼Ｎｏ．７（発明例）および鋼Ｎｏ．８（比較例）は、鋼Ｎｏ．５と同様のＬプロセスを適用しており、低温の焼戻し温度を適用したものである。焼戻し温度の低下に伴い強度の向上が認められる。一方で、靱性は低下し、鋼Ｎｏ．７では十分な靱性が得られたが、鋼Ｎｏ．８ではＣｕにより時効硬化の影響が大きく、靱性を確保できない。
鋼Ｎｏ．９およびＮｏ．１０（発明例）については、鋼種Ｂを用いた結果である。本発明の熱処理プロセスの適用により、高強度高靱性を有した鋼材が得られている。
鋼Ｎｏ．１１〜１４は鋼種Ｃを用いた結果である。鋼Ｎｏ．１１および鋼Ｎｏ．１２では本発明の熱処理プロセスの適用により、高強度高靱性を有した鋼材が得られている。
【００５５】
鋼Ｎｏ．１３はＬ温度が（ＡＣ３−５０℃）を超えた条件で処理を行っている。本比較例の場合は、Ｌ加熱中のγ相の面積率が多く、結晶粒が粗粒となっている。その結果、靱性が低下し、吸収エネルギーの低下が認められている。
鋼Ｎｏ．１４（比較例）では、鋼種Ｃを用いてＱＴプロセスの検討を行っている。鋼種ＣでもＱＴプロセスでは金属組織がマルテンサイトとなり、強度は確保できるが、良好な靱性、特に吸収エネルギーを確保することはできない。
鋼Ｎｏ．１５〜１７（比較例）は、特許文献４に記載の鋼種Ｄを用いた結果である。鋼Ｎｏ．１５および鋼Ｎｏ．１６ではＱＬＴプロセスのＬ温度を変動させているが、いずれの条件でもＣ量が低いため、金属組織がグラニュラーベイニティックフェライトとなり、強度および靱性を確保することができない。
特許文献４に記載の鋼種Ｄの組成（残部Ｆｅと不可避不純物）を以下に示す。
Ｃ：０．０５％、Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ：１．４２％、Ｎｉ：２．１４％、Ｃｒ：０．７２％、Ｃｕ：１．２４％、Ｍｏ：０．４５％、Ａｌ：０．０２６％、Ｎｂ：０．０４７％、Ｃａ：０．００３％、Ｎ：６５ｐｐｍ
【００５６】
鋼Ｎｏ．１７（比較例）では、焼戻し温度を低下させＣｕの時効硬化により強度を確保しているが、強度増加に伴う靱性の低下が起こり、良好な靱性が確保できていない。従って、鋼種Ｄの組成ではＣ添加量が少なく、ＱＬＴプロセスを適用したとしても、良好な強度と靱性を確保することはできない。
【００５７】
表３に記載した結果における、０．２％ＹＳとＦＡＴＴの相関を図３に示す。本図は各鋼の強度−靱性バランスを示しており、本発明により得られる材料特性はハッチング部となる。本発明の成分組成および熱処理プロセスを適用した鋼（図中▲、▼、◆）では、高強度高靱性を有した鋼材が得られている。一方で、鋼種Ａを用い、ＱＴプロセスを適用した鋼（図中□）では、焼戻し温度を変動させ、０．２％Ｙ．Ｓ．を低下させても良好な靱性が得られないことは明確である（図中破線）。また、鋼種Ｃを用いた場合、本発明の熱処理プロセス範囲から外れた条件（図中◇）であっても、０．２％Ｙ．Ｓ．とＦＡＴＴは良好であるものの、上述した理由により吸収エネルギーが得られない。
【００５８】
上記した結果より、適正な成分組成および製造プロセスの適用によって、優れた０．２％耐力、降伏比および低温靱性を得ることができ、高強度高靱性を有するＣｕ含有低合金鋼の製造が可能である。
【００５９】
以上、本発明について上記実施形態および前記実施例に基づいて説明を行ったが、本発明の範囲を逸脱しない限りは、前記実施形態および前記実施例に対する適宜の変更が可能である。
【産業上の利用可能性】
【００６０】
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
好適である。ただし、使用用途がこれに限定されるものではない。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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