(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２５％以下、Ｎ：０．００３０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｂ：０．０００５％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする溶接部靭性に優れた高張力鋼。
【請求項２】
重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２５％以下、Ｎ：０．００３０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｂ：０．０００５％以下、更に、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００３〜０．０３０％の一種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする溶接部靭性に優れた高張力鋼。
【請求項３】
重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２５％以下、Ｎ：０．００３０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｂ：０．０００５％以下、更に、Ｃｒ：０．１〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％の一種または二種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする溶接部靭性に優れた高張力鋼。
【請求項４】
重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２５％以下、Ｎ：０．００３０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｂ：０．０００５％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる連続鋳造鋼片を、１０５０〜１２５０℃の温度に加熱し、次いで９００℃以下の温度範囲で累積圧下率２５％以上の熱間圧延を施し、その後直ちに１〜５０℃／ｓｅｃの冷却速度で５５０℃以下の温度まで冷却し、次いで、５００℃以上Ａｃ1以下の温度で時効処理を施すことを特徴とする溶接部靭性に優れた高張力鋼の製造方法。
【請求項５】
重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２５％以下、Ｎ：０．００３０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｂ：０．０００５％以下、更に、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００３〜０．０３０％の一種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる連続鋳造鋼片を、１０５０〜１２５０℃の温度に加熱し、次いで９００℃以下の温度範囲で累積圧下率２５％以上の熱間圧延を施し、その後直ちに１〜５０℃／ｓｅｃの冷却速度で５５０℃以下の温度まで冷却し、次いで、５００℃以上Ａｃ1以下の温度で時効処理を施すことを特徴とする溶接部靭性に優れた高張力鋼の製造方法。
【請求項６】
重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２５％以下、Ｎ：０．００３０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｂ：０．０００５％以下、更に、Ｃｒ：０．１〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％の一種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる連続鋳造鋼片を、１０５０〜１２５０℃の温度に加熱し、次いで９００℃以下の温度範囲で累積圧下率２５％以上の熱間圧延を施し、その後直ちに１〜５０℃／ｓｅｃの冷却速度で５５０℃以下の温度まで冷却し、次いで、５００℃以上Ａｃ1以下の温度で時効処理を施すことを特徴とする溶接部靭性に優れた高張力鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、溶接部の靭性に優れた高張力鋼に関し、特に小〜中入熱溶接におけるＨＡＺ靭性に優れた高張力鋼およびその製造方法を提供する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、北海、北極海などの寒冷海域において活発に進められている海底石油・天然ガス資源の開発に用いられる構造物は、破壊した場合の被害の大きさから脆性破壊に対する考慮が必要とされ、使用される海洋構造物用鋼材はその溶接部に極めて優れた低温靭性が要求されている。
【０００３】
鋼材の低温靭性を評価する有効な手段として、英国規格ＢＳ５７６２（１９７９）に規定されるＣＴＯＤ試験が用いられ、疲労予亀裂を評価部に発生させることにより、極めて微小部分の脆性亀裂発生抵抗特性の評価が行なわれている。
【０００４】
一方、厚鋼板の溶接は通常、多層溶接され、溶接熱影響部（ＨＡＺ）には複雑な熱履歴を受けた局所脆化域が発生する。特に１３５０℃以上に加熱された粗粒域（ＣＧＨＡＺ），およびＡｃ1〜Ａｃ3の温度に再加熱された粗粒域（Ｉｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌ  ｒｅｈｅａｔｅｄ  ＣＧＨＡＺ）が最も靭性が劣化する。そのため、米国石油協会ではＡＰＩＲＰ２Ｚ（１９８７）において、ＣＧＨＡＺが予亀裂の先端に一定の割合以上になるように加工の詳細な規定を盛り込んでいる。
【０００５】
ＨＡＺ靭性の劣化は結晶粒径、島状マルテンサイト（ＭＡ）や上部ベイナイトなどの硬化相などの影響が大きいことが知られており、例えば、特公昭５５−２６１６４号公報などでは、微細なＴｉ窒化物を鋼中に確保することによって、ＨＡＺのオーステナイト粒を小さくし、靭性を向上させる方法が開示されている。また、特公平４−１４１７９号公報や特開平４−１１６１３５号公報では、成分調整により島状マルテンサイトの析出状態を制御する方法が開示され、特開平３−２６４６１４号公報ではＴｉ窒化物とＭｎＳの複合析出物をフェライト変態核として活用し、ＨＡＺ組織を改善する方法が提案されている。
【０００６】
しかし、極寒地で使用される海洋構造物用鋼材のように、厳格な脆性破壊発生特性の評価が必要な場合、例えば、近年、開発が計画されているサハリン沖の石油・天然ガス開発プロジェクトでは要求限界ＣＴＯＤ値が靭性保証温度−４０℃において０．２５ｍｍ以上と厳しい特性が要求されているが、前述した先行文献に記載された技術ではシャルピー衝撃試験で高い靭性が得られたものでも、必要な脆性亀裂発生特性の得られない場合があり、ＣＴＯＤ試験評価においても安定した特性の得られる技術が要望されている。
【０００７】
これに対し、特開平５−２４７５３１号公報や特開平６−２８５６０２号公報では、ＣＴＯＤ値が安定的に確保される鋼の製造技術が開示されているが、Ｔｉ酸化物の微細分散化は容易でなく、製造安定性の観点からも好ましくない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
上述したように、極寒地でのＣＴＯＤ特性に優れた海洋構造物用鋼材を安定的に製造できる方法は現在、提案されていない。
本発明は、以上の点に鑑みなされたもので、その目的は、主に極寒地で使用される海洋構造物を対象とし、小〜中入熱の多層盛溶接部で−４０℃以下の温度において、ＣＴＯＤ特性に優れる鋼材およびその特性が安定的に得られる製造方法を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは上記課題を達成するため、ＣＴＯＤ特性に及ぼすミクロ組織の影響を母材、溶接部について詳細に検討を行ない以下の知見を得た。（１）連続鋳造鋼片の加熱温度を１０５０〜１２５０℃とした場合、鋼板内部の化学組成が均一化され、異常組織の生成が防止される。（２）Ｓｉ添加量を０．０１〜０．１０％とした場合、ＭＡの生成が抑制される。
【００１０】
（３）ｓｏｌ．Ａｌ量を０．０２５％以下とした場合、フェライトの生成が促進され、ＭＡの生成が抑制される。（４）Ｎ量を０．００３０％以下とした場合、ベイナイト組織においてシャルピー試験でのシェルフエネルギーが改善され、破壊に対する抵抗力が強まる。（５）鋼中に不可避的に混入するＢを５ｐｐｍ以下とし、Ｔｉを添加した場合、ＣＧＨＡＺ（溶接熱影響部粗粒域）の粗大化が抑制される。（６）Ｃａ添加により、複合酸化物からの粒内フェライトの生成が促進され、脆性破壊発生抵抗が改善される。
【００１１】
本発明はこれらの知見に更に製造条件に関する検討を加えてなされたものである。すなわち、本発明は
１．重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２５％以下、Ｎ：０．００３０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｂ：０．０００５％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする溶接部靭性に優れた高張力鋼である。
【００１２】
２．重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２５％以下、Ｎ：０．００３０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｂ：０．０００５％以下、更に、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００３〜０．０３０％の一種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする溶接部靭性に優れた高張力鋼である。
【００１３】
３．重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２５％以下、Ｎ：０．００３０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｂ：０．０００５％以下、更に、Ｃｒ：０．１〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％の一種または二種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする溶接部靭性に優れた高張力鋼である。
【００１４】
４．重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２５％以下、Ｎ：０．００３０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｂ：０．０００５％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる連続鋳造鋼片を、１０５０〜１２５０℃の温度に加熱し、次いで９００℃以下の温度範囲で累積圧下率２５％以上の熱間圧延を施し、その後直ちに１〜５０℃／ｓｅｃの冷却速度で５５０℃以下の温度まで冷却し、次いで、５００℃以上Ａｃ1以下の温度で時効処理を施すことを特徴とする溶接部靭性に優れた高張力鋼の製造方法である。
【００１５】
５．重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２５％以下、Ｎ：０．００３０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｂ：０．０００５％以下、更に、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００３〜０．０３０％の一種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる連続鋳造鋼片を、１０５０〜１２５０℃の温度に加熱し、次いで９００℃以下の温度範囲で累積圧下率２５％以上の熱間圧延を施し、その後直ちに１〜５０℃／ｓｅｃの冷却速度で５５０℃以下の温度まで冷却し、次いで、５００℃以上Ａｃ1以下の温度で時効処理を施すことを特徴とする溶接部靭性に優れた高張力鋼の製造方法である。
【００１６】
６．重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２５％以下、Ｎ：０．００３０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｂ：０．０００５％以下、更に、Ｃｒ：０．１〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％の一種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる連続鋳造鋼片を、１０５０〜１２５０℃の温度に加熱し、次いで９００℃以下の温度範囲で累積圧下率２５％以上の熱間圧延を施し、その後直ちに１〜５０℃／ｓｅｃの冷却速度で５５０℃以下の温度まで冷却し、次いで、５００℃以上Ａｃ1以下の温度で時効処理を施すことを特徴とする溶接部靭性に優れた高張力鋼の製造方法である。
【００１７】
【発明の実施の形態】
本発明では母材、溶接部のＣＴＯＤ特性を向上させるため、成分組成、製造条件を規定し、ミクロ組織を最適化する。以下、本発明について詳細に説明する。
【００１８】
１．成分組成
Ｃ：０．０１〜０．１０％
Ｃは鋼板として必要な強度を得るため、０．０１％以上添加するが、０．１０％を超えると溶接性、溶接割れ感受性が低下するため、０．０１〜０．１０％とする。
【００１９】
Ｓｉ：０．０１〜０．１０％
Ｓｉは脱酸、固溶強化に有効であるが、ＨＡＺ部靭性に対しては悪影響を及ぼし、特にＣＴＯＤ特性に大きな影響を与える。０．０１％未満ではその脱酸、固溶強化効果が十分でなく、０．１０％を超えるとＭＡの生成抑制効果が低下し、ＨＡＺ部の局所脆化域の靭性向上が期待できなくなるため、０．０１〜０．１０％添加する。
【００２０】
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは母材の焼入れ性を確保するため添加する。１．０％未満ではその効果が十分でなく、２．０％を超えると溶接硬化性を著しく劣化させるため、１．０〜２．０％添加する。
【００２１】
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは有害な不純物で、できるだけ低減することが望ましいが、極端な低下は生産コストを上昇させるため、Ｓｉ、Ｃａ添加による靭性改善効果に悪影響を及ぼさない含有量として０．００５％を上限とする。
【００２２】
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは強度・靭性を向上させるため、添加するが、過剰な添加は溶接割れ感受性を劣化させるため１．０％を上限とする。
【００２３】
Ｎｉ：２．０％以下
Ｎｉは溶接性を劣化させることなく強度及び靭性を向上させ、熱間圧延中のＣｕ割れを防止するため添加するが、２．０％を超える過剰な添加は溶接割れ感受性の劣化やコストを上昇させるため、２．０％以下とする。
【００２４】
Ｎ：０．００３０％以下
Ｎは過剰に含有されると転位を固着し、靭性を著しく劣化させる。特にベイナイト組織の場合、シャルピー試験でのシェルフエネルギーを低下させ、破壊に対する抵抗力を弱めるため、上限を０．００３０％とする。特に優れたＨＡＺ靭性を必要とする場合、０．００２５％以下とするのが好ましい。
【００２５】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２５％以下
ｓｏｌ．Ａｌは脱酸のため添加するが、過剰な添加はＭＡの生成を助長し、ＨＡＺ靭性を劣化させるため、上限を０．０２５％とする。
【００２６】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは鋼中にＴｉＮとして存在し、ＨＡＺ部のオーステナイト粒の成長を抑制するため０．００５％以上添加するが、０．０２５％を超える過剰な添加は、特に多層溶接の場合において、ボンド部近傍においてＴｉＮが分解して生じる固溶Ｔｉによる靭性劣化が生じるため０．００５〜０．０２５％とする。
【００２７】
Ｂ：０．０００５％以下
Ｂは本発明では不可避的不純物として扱う。０．０００５％を超えて混入した場合、ＨＡＺ部を著しく硬化させるため上限を０．０００５％とする。
【００２８】
本発明では以上の基本成分組成で十分にその目的を達成することができるが、更に鋼の特性を向上させるため、以下の元素を添加することができる。
【００２９】
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００３〜０．０３０％
Ｃａ，ＲＥＭは靭性を向上させる効果があり、その効果を期待する場合、一種以上添加する。
【００３０】
Ｃａは靭性を劣化させるＭｎＳの形態を変化させ、Ａｌとともに複合酸化物を形成し、粒内フェライトの発生核となり靭性を向上させるが、過剰な添加は焼入れ性の低下により、靭性を劣化させるため、０．０００５〜０．００５％とする。
【００３１】
ＲＥＭは鋼中で硫化物、酸化物として存在し、オ−ステナイト粒の成長を抑制し、靭性を向上させるが、過剰な添加は清浄度の低下により、靭性を劣化させるため、０．００３〜０．０３０％とする。
【００３２】
Ｃｒ：０．１〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂは母材の強度を高める効果があり、その効果を期待する場合、一種または二種以上添加する。
【００３３】
Ｃｒは焼入れ性の向上および析出硬化により母材の強度を高めるが、０．１％未満ではその効果が十分でなく、過剰な添加はＨＡＺ部の靭性を劣化させ、および過度に硬化させるため、０．５％を上限とする。
【００３４】
Ｍｏは焼入れ性の向上と析出硬化により母材の強度を高めるが、０．０５％未満ではその効果が十分でなく、過剰な添加はＨＡＺ部の靭性を劣化させるため、０．３０％を上限とする。
【００３５】
Ｖは固溶強化および析出硬化により母材の強度を高めるが、０．０１％未満ではその効果が十分でなく、過剰な添加はＨＡＺ部の多層熱サイクルにより析出し、脆化をもたらすため、０．１０％を上限とする。
【００３６】
Ｎｂは圧延時にＮｂ（Ｃ，Ｎ）として析出し、ピンニング効果により再結晶粒の粗大化を防止し、更に析出硬化により母材の強度を高めるが、０．００５％未満ではその効果が十分でなく、過剰な添加はＨＡＺの焼入れ性を上げ、溶接割れ感受性を劣化させるので、０．０４０％を上限とする。
【００３７】
２．製造条件
スラブ加熱温度：１０５０〜１２５０℃
本発明では効率的な生産が可能な連続鋳造鋼片を使用する。連続鋳造鋼片は板厚中央部に偏析を生じ、圧延終了後、硬くて脆い異常組織となり、靭性を著しく劣化させる。偏析による異常組織の発生を防止するため、鋼中成分の均一化のため、スラブ加熱温度を１０５０℃以上とする。
【００３８】
しかし、加熱温度が１２５０℃を超えるとオーステナイト粒が粗大化し、圧延による微細化が不十分となり靭性が劣化する。また、Ｎｂが添加される場合、１２５０℃を超えて加熱されるとＮｂが全て固溶し、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）によるピンニング効果が失われるため、１０５０〜１２５０℃とする。
【００３９】
熱間圧延条件：９００℃以下、累積圧下率２５％以上
熱間圧延ではフェライトを微細化し、優れた靭性を確保するため、未再結晶温度域である９００℃以下において、累積圧下率２５％以上の圧延を行う。
冷却条件：圧延後直ちに５５０℃以下まで、１〜５０℃／ｓｅｃで冷却
圧延後の冷却におけるフェライト粗大化による靭性の劣化と母材強度の低下を防止するため、圧延後直ちに５５０℃以下まで、１〜５０℃／ｓｅｃで強制冷却を行う。
時効処理：５００℃以上Ａｃ1以下
母材の強度・靭性バランスを調整するため、５００℃以上Ａｃ1以下の条件で時効処理を行う。
【００４０】
【実施例】
表1に供試鋼の化学組成を、表2に圧延条件と母材の引張特性、衝撃特性、および溶接部の靭性値を示す。化学組成はスラブの取鍋分析値による。引張り試験はＪＩＳに準拠し、平行部１０ｍｍφの試験片を用いて行った。溶接部の靭性評価は、Ｋ開先のサブマージアーク溶接（予熱無し、入熱：８〜５０ｋＪ／ｃｍ）継手における板厚鉛直方向に生成した溶融線近傍について行った。
【００４１】
ＣＴＯＤ試験はＷＥＳ１１０８（１９９５）に準拠し、圧延方向をノッチ方向とし、板厚方向全厚にノッチ加工した試験片を用い、試験温度―４０℃で実施した。図1に溶接継手におけるＣＴＯＤ試験片の採取位置を示す。
鋼１〜１２は請求項１〜６記載の本願発明の規定を全て満足するもので、母材、溶接部ともに優れた特性が得られている。一方、鋼１３〜１７は請求項４〜６記載の本願発明において圧延条件の規定を満足するが、化学組成に関する規定が発明範囲外となったものであり、継手靭性が劣っている。
【００４２】
鋼１８〜２０は請求項４〜６記載の本願発明において化学組成の規定は満足するが、圧延条件に関する規定が発明範囲外となったもので、鋼１８はスラブ加熱温度が低く、母材の引張り強度が低い。鋼１９はスラブ加熱温度が高く、鋼２０は圧延条件が不適当で継手靭性が劣っている。
【００４３】
【表１】
0003736209.tif 000002
【００４４】
【表２】
0003736209.tif 000003
【００４５】
【発明の効果】
本発明法によれば、小〜中入熱の多層盛溶接部で−４０℃以下の温度において、ＣＴＯＤ特性に優れる鋼材および製造方法が安定的に得られ、極寒地で使用される海洋構造物の安全性が著しく向上し、産業上その効果は極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｋ開先溶接継手部から採取したＣＴＯＤ試験片の形状を示す図
【図１】
0003736209.tif 000004