JFE 技報 No. 33（2014 年 2 月）p. 19-24

溶接熱影響部の靭性に優れた極低温仕様高強度海構材
Offshore Structural Steel Plates for Extreme Low Temperature Ser vicewith Excellent HAZ Toughness
一宮克行

ICHIMIYA Katsuyuki

JFE スチール

スチール研究所

藤原高礎

FUJIWARA Takaki

JFE スチール

西日本製鉄所（倉敷地区） 鋼材商品技術部厚板・鍛造室

鋼材研究部

主任研究員（課長）鈴木伸一

SUZUKI Shinichi

JFE スチール

厚板セクター部

主任部員

主任部員（副部長）

要旨
石油や天然ガスの開発地域が寒冷地域や氷海域に広がってくるにつれ，鋼材に対して，より高強度，厚肉かつ低温靭性が要求されてきている。海洋構造物用鋼材の主要な特性である溶接継手 CTOD（亀裂先端開口変位）特性に対しては，－40℃低温仕様のニーズも高まっていた。従来，HAZ（溶接熱影響部）靭性の向上のためには，TiNなどのピン止め粒子による旧 g 粒の微細化や M-A（Martensite-austenite constituent）低減のための低 C，低 Ceq（低炭素当量），低 Si，低 P，低 Nb 設計が行なわれてきたが，今回新たに結晶粒成長抑制のピン止め効果と変態核能の両方を有する Ca 系介在物を用いて，ベイナイト主体の HAZ 組織において組織微細化と靭性向上を達成した。これにより，板厚 76.2 mm の CTOD－40℃極低温仕様 YP（降伏点）420 MPa 級高強度鋼を開発した。

Abstract:
Higher strength and toughness are required for offshore steel plates used for natural gas and petroleum resources
development, as installation areas of structures move into arctic areas. The main property of offshore structure steel
is the crack tip opening displacement (CTOD) property of weld joint, and the demand for satisfying －40℃ of CTOD
test temperature specification has increased. For the improvement of heat affected zone (HAZ) toughness, coarse
austenite grain is suppressed by the pinning effect of TiN and oxysulfides, and low-C, -carbon equivalent (Ceq), -Si, -P,-Nb are adopted to decrease the martensite-austenite (M-A) constituents. Furthermore, by Ca inclusion which has thepinning effect of grain coarsening and ability to nucleate ferrite grain, finer bainite HAZ microstructure and excellent
HAZ toughness ara achieved, and yield point (YP) 420 MPa class high strength steel was developed.

1． はじめには繰り返しの複雑な熱サイクルを受ける。特に，靭性が低くCTOD 特性を低下させる組織は，融点近傍に加熱される粗近年，エネルギー需要の増加にともない海洋油田・ガス粒熱影響部（CGHAZ；Coarse grain HAZ）と CGHAZ が次田開発が活発化し，掘削および生産に用いられる海洋構造パスの溶接熱サイクルを受けて，フェライト（a）とオース物の建造量が増加している。開発地域は従来の温暖地域かテナイト（g ）の 2 相域に再加熱される ICCGHAZ（Inter-ら，寒冷地域や氷海域に広がりつつあり，鋼材に対しては，critically reheated CGHAZ）である。これらは局所脆化域

より高強度，厚肉化とともに，低温靭性も要求されるように（LBZ；Local brittle zone） と 呼 ば れ て い る1-4）

7-10）。 特 に，。特に，海洋構造物は万一の事故が起きた際ICCGHAZ は，2 相域温度に再加熱される際に逆変態で生成の影響が甚大であるため，シャルピー衝撃試験に加えて，し た g に 炭 素 が 濃 化 し， 引 き 続 く 冷 却 過 程 で M-A

破壊力学に基づいた溶接継手部の CTOD（Crack tip opening（Martensite-austenite constituent）を含む靭性の低い上部ベなってきた

5, 6）。一般的に CTOD 特性イナイトを生成させるため，CTOD 特性への悪影響が大きい。の要求仕様温度は－10℃であるが，最近では－40℃低温仕鋼材の高強度・厚肉化ニーズに対応するためには，鋼成分様のニーズも高まってきている。に合金元素を添加し，炭素当量を増加させる必要がある一displacement）特性が求められる

海 構 材 の 溶 接 に は， サ ブ マ ー ジ ア ー ク 溶 接（SAW：方，溶接継手性能の観点からは M-A 量を増加させ CTOD 特

Submerged arc welding）やフラックスコアードアーク溶接性を著しく低下させることになるため，母材強度と継手（FCAW：Flux-cored wire arc welding）の多層盛溶接が適用

CTOD 特性の両立は困難となる。特に，高強度・低温仕様

される。多層盛溶接の熱影響部（HAZ；Heat affected zone）になるほど，その両立は難しい。
このような課題に対応するために，JFE スチールは，高度2013 年 9 月 24 日受付

なマイクロアロイング制御を用いた溶接熱影響部靭性向上－ 19 －溶接熱影響部の靭性に優れた極低温仕様高強度海構材

表 1 開発鋼の目標特性
Table 1

Target properties for the developed steel

Steel plate

Weld joint
Charpy impact*1properties*1Tensile properties
GradeThickness (mm)YS (MPa)TS (MPa)vE-60 (J)

YP420

76.2

420-540517-640≧48Welding
methodFCAWSAWHeat input

Charpy impactproperties

CTOD properties(kJ/mm)vE-60 (J)CTOD value at−40˚C (mm)

0.7
5.0

≧48

≧0.30

＊1

T. P.: T-Direction
YS: Yield strength, TS: Tensile strength, vE: Absorbed energy, CTOD: Crack-tip opening displacement
FCAW: Flux-cored wire arc welding, SAW: Submerged arc welding

技術に Ca 系介在物を活用した技術を加えることにより，溶＜CGHAZ＞

接熱影響部靭性に優れた極低温仕様海構材を開発した。

Grain size
・Utilizing pinning effect byinsoluble fine precipitate・Fine dispersion of TiN andoxysulfides (Ca, etc.)

ついて紹介する。

Microstructure
・Reduction of M-A constituent
・Nucleation of fine bainite

・Lowering C, P, Nb
・Lowering Ceq, PCM

2． 開発鋼の成分設計および製造技術

Matrix・Reduction of impurity

・Addition of Ni
・Decreasing free N

本論文では，開発した CTOD－40℃仕様 YP（降伏点）
420 MPa 級鋼の特長ならびにその鋼板と溶接継手の性能に

2.1

目標性能

＜ICCGHAZ＞
・Decreasing the M-Aconstituent
・Decomposing the M-A toferrite and cementite

表 1 に 開 発 鋼 の 目 標 性 能 を 示 す。EN10225（EN：European Norm）規格の S420 および S460，NORSOK（norsksokkels konkuranseposisjon） 規 格 の MDS-120 Y30/Y35，・Lowering C, Si, P, Nb

API（American Petroleum Institute） 規 格 の 2 W Grade 60

図 1 HAZ 靭性向上の考え方

鋼に準拠し，板厚 76.2 mm，CTOD 仕様温度を－40℃とした。

Fig. 1 Concept of improving heat af fected zone (HAZ) toughness

2.2

溶接継手の CTOD 特性向上

γ G. B.

Ca Inclusion

開発鋼の HAZ 靭性向上のための考え方を図 1 に示す。前
述のとおり CGHAZ は，溶接熱により鋼の融点直下まで加熱され，g 粒が粗大化した領域である。CGHAZ の靭性向上の
Al-Ca-O

ためには，結晶粒粗大化を抑制する粒子の分散が有効であ
1, 11, 12）

り，従来から高温で安定な析出物である TiN化物13-15）の式16）や，酸硫が用いられてきた。粒成長抑制のためには Zener50μｍ（R＝a・r/f，R：結晶粒径，a：定数，r：析出物粒(a) Surface relief observed by laser
microscope

子半径，f：体積分率）で表されるように，より微細な粒子をより多く分散させることが必要である。TiN 制御について

Ca-Mn-S5μｍ(b) Bainite nucleation site

図 2 変態挙動および介在物観察は，Ti，N の添加量および Ti/N 比を厳密に制御しつつ，製Fig. 2造段階での熱履歴も最適化し，最も効果的な分布状態でObservation of transformation behavior

HAZ 組織の微細化にも同介在物の効果があることを新たに

CGHAZ の靭性向上を実現している。
開発鋼は，継手低温靭性の要求を満足させるため，TiN見いだし，開発鋼に適用した。Ca 系介在物は，鋼中に分散制御技術に加えて新たに粒内ベイナイト変態促進によるすることで粒界移動を抑制しつつ，小入熱溶接の冷却過程HAZ 組織微細化を行なった。当社は，造船や建築分野におにおいてもベイナイト変態核になる，ピン止めと変態核の両いて，大入熱溶接継手の HAZ 靭性改善のため，Ca 系介在方の機能を有し，HAZ 組織の微細化，高靱化に寄与してい物の a 変態核としての機能を活用した大入熱溶接用鋼をすると考えている。その例を図 2 に示す。レーザー顕微鏡をでに開発・実用化している。これらは a 組織が主体となる用いて小入熱溶接の熱履歴を再現したヒートパターンを付17），与し，冷却過程における Ca 系介在物の効果を調査した。観

HAZ 組織がベイナイト主体となる高強度鋼の小入熱溶接察された Ca 系介在物は，主として Mn や Al などと複合化

HAZ 組織制御に Ca 系介在物を活用したものであるがJFE 技報 No. 33（2014 年 2 月）

－ 20 －

溶接熱影響部の靭性に優れた極低温仕様高強度海構材

400できると考えられる。

○ 0.07C-0.11Si△ 0.08C-0.38Si◆ 0.16C-0.37Si

350
Absorbed energy at 0℃ (J)

熱影響部の LBZ サイズが減少し，靭性の向上を図ることがThermal cycle:
1 400℃ (Tp1)-800℃ (Tp2)-Tp3

300

また，マトリックス靭性の向上のためには，P，N などの不純物元素の低減や Ni の適正添加が有効である。Ni は靭性への悪影響を抑えつつ強度上昇が可能な元素であり，他の合金元素とのバランスを考慮した適性量の添加を行なっ250ている。

2001503． 開発鋼板の特性

100

3.1500100

化学成分と製造プロセス

開発鋼の化学成分を表 2 に示す。M-A 低減のために，従来 YP420 級鋼に対し，C 量と Si 量を低減し，Ni を適正量添

200300400500600700
Peak temperature of third thermal cycles, Tp3 (℃)

加している。一方，強度確保のために C 当量を増加させている。また，HAZ 靭性を向上させるために TiN 粒子の制御

図 3 再現 HAZ 靭性に及ぼす C および Si 量の影響
Fig. 3 Effect of Carbon and Si contents on ICCGHAZ toughness
in simulated heat affected zone (HAZ)

を実施しつつ，HAZ 組織制御に有効な Ca 系介在物を形成させるために，その添加量を複合化する他の元素の添加量とともに制御している。

した酸硫化物である。図中で確認できるように，Ca 系介在

図 4 に製造プロセスを示す。母材の製造においては，理物は粒界移動をピン止め効果により抑止しつつ，ベイナイト論限界相当の冷却速度を実現可能なオンライン加速冷却装変態の核としても機能していることが分かる。Ca 系介在物置（Super-OLAC ）を用いることに加え，スラブ素材の加熱については，実製造において最適な組成・形態になるべく，から圧延温度，圧下量，冷却開始温度，冷却停止温度を精添加量や製造条件を精緻に制御している。

緻に制御することによって目標の特性を実現している。

®

もう一方の LBZ である ICCGHAZ は，1 パス目で生成し3.2た CGHAZ が次パスの熱影響により AC1 と AC3 点間の（a＋g）

母材の機械的特性2 相域に加熱された領域である。逆変態過程で，生成したオー

写真 1 に母材のミクロ組織を示す。微細なフェライトをステナイトは炭素固溶量が大きいため，炭素がフェライトか主体とする組織が得られている。表 3 に母材の引張試験結らオーステナイトに分配，濃化する。この状態で続く冷却に果およびシャルピー衝撃試験結果を示す。いずれの試験により，炭素が濃化したオーステナイトは M-A を多く含む脆弱な上部ベイナイト組織を形成し，靭性が低下する。このLD converter

組織の靭性向上のためには，前組織である CGHAZ の微細化と M-A 量の低減

18）が重要である。M-A の生成を抑制す

Secondary refining

るためには，最も影響の大きい低 C，低 Ceq（低炭素当量）
Continuous casting化が重要であることに加えて，低 Si，低 P，低 Nb 化が有効である

2,3）。図 3 に 3rd サイクルの再加熱による ICCGHAZSlab reheating

靭性に及ぼす C 量と Si 量の影響を示す。C 量と Si 量を低減

TMCP/Thermo-mechanical rolling（Super-OLAC®)することにより，約 400℃の再加熱でも靭性が向上する。これは Si がセメンタイトにはほとんど固溶せず，Si を低減す

図 4 製造プロセス

ることにより，セメンタイトの生成を促進し，M-A が分解されやすくなるためである

19）。この効果により，多層盛溶接

Fig. 4

Manufacturing process

表 2 開発鋼の化学成分
Table 2*1

Chemical compositions of developed steel plate

Thickness
(mm)

CSi

Mn

PSAl

Others

Ceq

＊1

PCM*2

Developed

76.2

0.06

0.10

1.55

0.005

0.001

0.029

Cu, Ni, Nb, Ti, Ca, etc

0.43

0.18

Conventional

101.6

0.08

0.14

1.57

0.005

0.001

0.032

Cu, Ni, Nb, Ti, etc

0.42

0.19

Ceq = C + Mn/6 + (Cr + Mo + V)/5 + (Cu + Ni)/15,＊2

PCM = C + Si/30 + Mn/20 + Cu/20 + Ni/60 + Cr/20 + Mo/15 + V/10 + 5B
－ 21 －JFE 技報 No. 33（2014 年 2 月）

溶接熱影響部の靭性に優れた極低温仕様高強度海構材

表 3 開発鋼の機械的特性
Table 3Thickness

PWHT

Position

76.2

―

1/4t

Direction

1/2t
580˚C×4 h

Mechanical properties of developed steel plate

1/4t
1/2t

Tensile test

Charpy impact test

YS (MPa)TS (MPa)

EL (%)

vE−60˚C (Ave.)vTrs (˚C)

L

465

552

29

342

−99

T

467

543

30

366−97L445

548

25

316−69T

437

535

27

167−68L

463

542

30

324−88T45253230316−92L438

53928311−69T

420

52130221−90

YS: Yield strength, TS: Tensile strength
El: Elongation, vE: Absorbed energy, vTrs: Ductile brittle transition temperature
表 4 開発鋼のひずみ時効シャルピー衝撃特性
Table 4

Strain aged Charpy impact properties of developed
steel plate

Thickness Position Direction

1/4t

76.2

SurfaceLT

50μm

strain(%)

Charpy impact test
vE−60˚C(Ave.)vTrs (˚C)

5283−1028271−865305−988267−94

vE: Absorbed energy, vTrs: Ductile brittle transition temperature
表 5 開発鋼の NRL 落重特性
Table 51/2t

Drop-weight test results of developed steel plate

Thickness Test piece(mm) type76.2

PWHT―P-3

Location Direction

TNDT(˚C)

Surface<−80580˚C×4 h50μm

T<−80TNDT: Nil-ductility transition temperature

写真 1 鋼板のミクロ組織
Photo 1 Optical micrographs of developed steel

3.4

NRL 落重特性開発鋼について，ASTM E208（ASTM Standards）に準拠し，NRL 落重試験を行なった。試験片形状は P-3 タイプとし，おいても，表 1 に示した目標特性を十分に満足している。

3.3

鋼板表面から T（Transverse）方向に試験片を採取し，TNDT

ひずみ時効特性（Nil-ductility transition temperature）温度を求めた。落重エ海構材は一般的に鋼管構造で用いられるため，製造時に表面に大きな加工ひずみが付与される。その後の時効過程

ネルギーは 400 J とした。試験結果を表 5 に示す。TNDT 温度は－80℃以下であり，優れた特性を示す。

での靭性劣化が問題になることから，その特性を評価した。

3.5

予ひずみは 5 および 8％，時効熱処理は加熱を 250℃で 1 h

母材の CTOD 特性保持とした。表 4 に歪み時効シャルピー試験結果を示す。

BS7448 Part 1 に基づいて，母材の CTOD 試験を行なった。

－60℃において十分な靭性値が得られており，延性脆性破図 5 に結果を示す。試験温度－40℃で，PWHT（溶接後熱面遷移温度（vTrs）も歪み量 8％においても－86℃以下と優処理）有無のいずれの条件においても良好な値が得られてれた靭性を示す。

いる。

JFE 技報 No. 33（2014 年 2 月）

－ 22 －

溶接熱影響部の靭性に優れた極低温仕様高強度海構材

CTOD value (mm)

ジアーク溶接（SAW：Submerged arc welding）により溶接

Specimens : T×T Size (76.2×76.2)

10継手を作製した。写真 2 に溶接継手のマクロ組織を示す。

4.2
1

溶接継手の機械的特性

溶接継手の引張試験およびシャルピー衝撃試験結果を表7 に示す。継手の引張強度，継手シャルピーとも目標を十分に満足している。

0.1

AsPost weld heat treatment (PWHT)

図 5 開発鋼母材の CTOD 試験結果
Fig. 5 C rack tip opening displacement (CTOD) test results ofdeveloped steel plate

4． 溶接継手の特性
4.1

溶接条件
(a) 0.7 kJ/mm GMAW

開発鋼の溶接条件を表 6 に示す。溶接入熱量 0.7 kJ/mm
については，多層のガスメタルアーク溶接（GMAW：Gas(b) 5.0 kJ/mm SAW

写真 2 溶接継手のマクロ組織

metal arc welding），5.0 kJ/mm については，多層のサブマー

Photo 2

Macrostructures of weld joint

表 6 溶接条件
Table 6Thickness (mm)Welding method

Welding conditions

Groove shape

Preheat temperature(˚C)

Interpasstemperature (˚C)

Heat input (kJ/mm)

125-135

110-1300.7

125-135130-200

5.040°
50t＝76.2 mm

GMAW

224.2
60°

76.2

40°
50t＝76.2 mm

SAW

521.2
60°

GMAW: Gas metal arc welding, SAW: Submerged arc welding
表 7 溶接継手の機械的特性
Table 7Thickness(mm)Welding
methodGMAW

Heat input(kJ/mm)0.7

Tensile test
PWHT――76.2
SAW

Mechanical properties of weld joint

5.0580˚C×4 hCharpy impact test
Test temp.
(˚C)

Absorbed energy, average (J)TS(MPa)Position

WM

FL

FL + 2 mm

FL + 5 mm606

Sub-surface

150

202

253

269

607

Root

128

199

159

113

571

Sub-surface

142

144

302

331

574

Root

157

255

357

252

552

Sub-surface

159

202

317

261

552

Root

218

226

299

304

−60

GMAW: Gas metal arc welding, SAW: Submerged arc welding, PWHT: Post weld heat treatment
TS: Tensile strength, WM: Weld metal, FL: Fusion line
－ 23 －JFE 技報 No. 33（2014 年 2 月）

溶接熱影響部の靭性に優れた極低温仕様高強度海構材

CTOD value (mm)1010.1
Notch position CGHAZ

SCHAZ

CGHAZ

SCHAZ

CGHAZ

SCHAZ

Heat input 0.7 kJ/mm (As weld) 5.0 kJ/mm (As weld) 5.0 kJ/mm (PWHT)
Test temp.

−40℃Fig. 6

Crack tip opening displacement (CTOD) test results of weld joint

図 6 溶接継手の CTOD 試験結果

4.3

溶接継手の CTOD 特性

図 6 に溶接継手の CTOD 試験結果を示す。BS7448 Part 2に基づき，試験温度－40℃で CGHAZ，SCHAZ（Sub-criticallyreheated HAZ）の評価を行なった。いずれも目標を十分に満足しており，高い脆性破壊発生抵抗を示すことが分かった。

8）堀田知道，酒井利一，山戸一成，今井達也，柿本頴太郎．溶接学会誌．
1966，vol. 35, p. 847.
9）Koso, M.; Miura, M.; Ohmori, Y. Metal Tech. 1981, vol. 8, p. 482.
10）Machida, S.; Miyata, T.; Toyosada, M.; Hagiwara, Y. ASTM Symposium
on Fatigue and Fracture Testing of Weldments. 1988.
11）金沢正午，中島明，岡本健太郎，金谷研．鉄と鋼．1975, vol. 61, no.
11, p. 2589-2603.
12）笠 松 裕，高 嶋 修 嗣，細 谷 隆 司．鉄と鋼．vol. 65, no. 8,1979, p. 12321241.
13）船越督己，田中智夫，上田修三，石川正明，腰塚典明，小林邦彦．鉄と鋼．1977，vol. 63, no. 2, p. 303-312.

5． おわりに寒冷地仕様として板厚 76.2 mm の CTOD－40℃ YP420 MPa
級鋼を開発した。HAZ 靭性向上のために，Ca 系介在物をHAZ 組織制御に適用することで，優れた母材および溶接継手性能を得ることができた。

14）弟子丸慎一，平井征夫，天野虔一，上田修三，上村尚志，坪田一哉．
川崎製鉄技報．1986, vol. 18, no. 4, p. 295-300.
15）Chijiwa, R.; Kojima, A.; Tsuruta, T.; Date, A.; Isoda, S.; Aihara, S.; Saitoh,N.; Ohkita, S.; Imai, S. Proc. OMAE99. MAT-2101.
16）Zener; C. referred to by Smith; C. S. Trans AIME. 1948, vol. 175, p. 15.
17）鈴木伸一，大井健次，一宮克行，木谷靖，村上善明．まてりあ．2004,
vol. 43, no. 3, p. 232-234.

今後も海洋エネルギー資源の開発は活発に行なわれることが予想されており，JFE スチールはこれに寄与する鋼材の開発を進めていく。

18）笠松裕，高嶋修嗣，細谷隆司．鉄と鋼．vol. 65, no. 8, 1979, p. 12221231.
19）Kawabata, F.; Amano, K; Toyoda, M.; minami, F. Proc. 10th int. Conf.
OMAE. 1991, vol. 3, p. 73-80.

参考文献
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製鉄技報．1993, vol. 25, no. 1, p. 13-19.
2）柚賀正雄，橋本正幸，鈴木伸一．JFE 技報．2012, vol. 29, p. 41-47.
3）Ichimiya, K.; Yuga., M.; Hase, K.; Endo, S.; Hirata, K.; Matsunaga, N.;
Suzuki, S. Proceedings of OMAE2013, International Conference. ASME.
MAT2013-10617.
4）Hisata M.; Kawabata., F.; Itakura, N.; Orita, T.; Yamamoto, O.; Kudo, J.
Proceedings of OMAE99, International Conference. ASME. MAT-2099.
5）Arimochi, K；Isaka, K. Proc. 10th int. Conf. OMAE. 1991, p. 213.
6）寺田好男，千々岩力男，為広博，川崎博史，田中和明，CAMP-ISIJ.
1991, vol. 4, S1884.
7）佐藤誠，山戸一成．溶接学会誌．1981, vol. 50, p. 19.

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鈴木伸一