JP4547037B2 - 溶接熱影響部のｃｔｏｄ特性が優れた鋼およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は小入熱溶接から中入熱溶接の溶接熱影響部（ＨＡＺ）のＣＴＯＤ特性が優れた鋼およびその製造法に関し、特に、小入熱溶接から中入熱溶接時に最も靭性が劣化するＦＬ部やＩＣ部のＣＴＯＤ特性が極めて良好で優れた靭性を示す溶接熱影警部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼およびその製造方法に関するものである。
近年、厳しい使用環境で使用される鋼材が要求されており、例えば、北極圏等の寒冷地域等で用いられる海洋構造物や耐震性建築物等の鋼構造物に適した高強度の鋼材として、破壊靭性の指標であるＣＴＯＤ（Ｃｒａｃｋ Ｔｉｐ Ｏｐｅｎｉｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ）特性が優れた鋼材が要求されており、溶接部は優れたＣＴＯＤ特性が必要とされる。
溶接熱影響部（ＨＡＺ）のＣＴＯＤ特性は、ＦＬ部（ＷＭ（溶接金属）とＨＡＺ（溶接熱影響部）との境界）およびＩＣ部（（Ｉｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌ ＨＡＺ：ＨＡＺとＢＭ（母材）との境界）の２箇所の位置（ノッチ）で評価されるが、これまではＦＬ部のみが対象とされていた。
これは、試験温度があまり厳しくない条件では、ＦＬ部のＣＴＯＤ特性を満足すれば、ＩＣ部のＣＴＯＤ特性は十分な値が得られるため、問題となっていなかった。
しかしながら、−６０℃程度の厳しい試験条件では、ＩＣ部で低ＣＴＯＤ値が発生するケースがかなりの頻度で発生することが分かり、その対策が求められていた。
たとえば、小〜中入熱の溶接継手で−６０℃の厳しい試験温度で良好なＣＴＯＤ特性が得られることを示している技術があるが（例えば、特開２００７−００２２７１号公報）、ここではＩＣ部のＣＴＯＤ特性の記述はなされていない。
溶接熱影響部（ＨＡＺ）のＣＴＯＤ特性は、ＦＬ部（ＷＭ（溶接金属）とＨＡＺ（溶接熱影響部）との境界）およびＩＣ部（（Ｉｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌ ＨＡＺ：ＨＡＺとＢＭ（母材）との境界）の２箇所の位置（ノッチ）で評価されるが、これまではＦＬ部のみが対象とされていた。
これは、試験温度があまり厳しくない条件では、ＦＬ部のＣＴＯＤ特性を満足すれば、ＩＣ部のＣＴＯＤ特性は十分な値が得られるため、問題となっていなかった。
しかしながら、−６０℃程度の厳しい試験条件では、ＩＣ部で低ＣＴＯＤ値が発生するケースがかなりの頻度で発生することが分かり、その対策が求められていた。
たとえば、小〜中入熱の溶接継手で−６０℃の厳しい試験温度で良好なＣＴＯＤ特性が得られることを示している技術があるが（例えば、特開２００７−００２２７１号公報）、ここではＩＣ部のＣＴＯＤ特性の記述はなされていない。
そこで、本発明は小〜中入熱の多層溶接等において−６０°ＣのＦＬ部のＣＴＯＤ特性に加え、ＩＣ部のＣＴＯＤ特性も満足させるこれまでにない優れたＣＴＯＤ（破壊靭性）特性を有する高強度の鋼およびその製造方法を提供することを課題とするものである。
本発明者らは、小入熱溶接から中入熱溶接時に最も靭性が劣化する溶接部のＦＬ部とＩＣ部との両方のＣＴＯＤ特性を向上させることについて鋭意研究した。
その結果、ＦＬ部とＩＣ部との両方のＣＴＯＤ特性の向上には、非金属介在物の低減が最も重要で、このためＯ（鋼中酸素）の低減が必須であるが、Ｏの低減により粒内変態フェライト（ＩＧＦ）が減少するので、ＦＬ部のＣＴＯＤ特性を劣化させる合金元素の低減が必要となること、そして、ＩＣ部のＣＴＯＤ特性の向上は鋼中酸素の低減だけでは難しく、硬さの低減が有効であることを見出し、本発明を完成した。
本発明の要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．０１５〜０．０４５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２％、
Ｍｎ：１．５０〜２．０％、
Ｃｕ：０．２５〜０．５％、
Ｎｉ：０．７０〜１．５％、
Ｐ：０．００８％以下
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．００４％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、
Ｎｂ：０．００５％以下、
Ｏ：０．００１５〜０．００３５％、
Ｎ：０．００２〜０．００６％
を含有し、ＰＣＴＯＤが０．０６５以下およびＣｅｑＨが０．２３５以下で、
残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする溶接熱影警部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼。
ここで、
（２）質量％で、
Ｃ：０．０１５〜０．０４５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２％、
Ｍｎ：１．５０〜２．０％、
Ｃｕ：０．２５〜０．５％、
Ｎｉ：０．７０〜１．５％、
Ｐ：０．００８％以下
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．００４％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、
Ｎｂ：０．００５％以下、
Ｏ：０．００１５〜０．００３５％、
Ｎ：０．００２〜０．００６％、
を含有し、
Ｖ：０．００５〜０．０２０％、
を更に含有し、かつ
ＰＣＴＯＤが０．０６５以下およびＣｅｑＨが０．２３５以下で、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする溶接熱影警部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼。
ここで、
（３）質量％で、
Ｃ：０．０１５〜０．０４５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２％、
Ｍｎ：１．５０〜２．０％、
Ｃｕ：０．２５〜０．５％、
Ｎｉ：０．７０〜１．５％、
Ｐ：０．００８％以下
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．００４％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、
Ｎｂ：０．００５％以下、
Ｏ：０．００１５〜０．００３５％、
Ｎ：０．００２〜０．００６％、
を含有し、ＰＣＴＯＤが０．０６５以下およびＣｅｑＨが０．２３５以下で、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後９５０〜１１００℃の温度に再加熱後、加工熱処理することを特徴とする溶接熱影警部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼の製造法。
ここで、
（４）質量％で、
Ｃ：０．０１５〜０．０４５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２％、
Ｍｎ：１．５〜２．０％、
Ｃｕ：０．２５〜０．５％、
Ｎｉ：０．７〜１．５％、
Ｐ：０．００８％以下
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．００４％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、
Ｎｂ：０．００５％以下、
Ｏ：０．００１５〜０．００３５％、
Ｎ：０．００２〜０．００６％、
を含有し、
Ｖ：０．００５〜０．０２％、
を更に含有し、かつ
ＰＣＴＯＤが０．０６５以下およびＣｅｑＨが０．２３５以下で、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後９５０〜１１００℃の温度に再加熱後、加工熱処理することを特徴とする溶接熱影警部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼の製造法。
ここで、
本発明により製造した鋼は、小〜中入熱の多層溶接等の溶接時に最も靭性が劣化するＦＬ部及びＩＣ部のＣＴＯＤ特性が極めて良好で優れた靭性を示す。これにより、海洋構造物、耐震性建築物等の厳しい環境で使用される高強度の鋼材の製造を可能とした。
本発明者らは、小入熱溶接から中入熱溶接時に最も靭性が劣化する溶接部のＦＬ部とＩＣ部との両方のＣＴＯＤ特性を向上させることについて鋭意研究した。
その結果、ＦＬ部とＩＣ部との両方のＣＴＯＤ特性の向上には、非金属介在物の低減が最も重要で、このためＯ（鋼中酸素）の低減が必須であるが、Ｏの低減により粒内変態フェライト（ＩＧＦ）が減少するので、ＦＬ部のＣＴＯＤ特性を劣化させる合金元素の低減が必要となること、そして、ＩＣ部のＣＴＯＤ特性の向上は鋼中酸素の低減だけでは難しく、硬さの低減が有効であることを見出し、本発明を完成した。
本発明の要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．０１５〜０．０４５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２％、
Ｍｎ：１．５０〜２．０％、
Ｃｕ：０．２５〜０．５％、
Ｎｉ：０．７０〜１．５％、
Ｐ：０．００８％以下
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．００４％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、
Ｎｂ：０．００５％以下、
Ｏ：０．００１５〜０．００３５％、
Ｎ：０．００２〜０．００６％
を含有し、ＰＣＴＯＤが０．０６５以下およびＣｅｑＨが０．２３５以下で、
残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする溶接熱影警部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼。
ここで、
Ｃ：０．０１５〜０．０４５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２％、
Ｍｎ：１．５０〜２．０％、
Ｃｕ：０．２５〜０．５％、
Ｎｉ：０．７０〜１．５％、
Ｐ：０．００８％以下
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．００４％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、
Ｎｂ：０．００５％以下、
Ｏ：０．００１５〜０．００３５％、
Ｎ：０．００２〜０．００６％、
を含有し、
Ｖ：０．００５〜０．０２０％、
を更に含有し、かつ
ＰＣＴＯＤが０．０６５以下およびＣｅｑＨが０．２３５以下で、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする溶接熱影警部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼。
ここで、
Ｃ：０．０１５〜０．０４５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２％、
Ｍｎ：１．５０〜２．０％、
Ｃｕ：０．２５〜０．５％、
Ｎｉ：０．７０〜１．５％、
Ｐ：０．００８％以下
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．００４％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、
Ｎｂ：０．００５％以下、
Ｏ：０．００１５〜０．００３５％、
Ｎ：０．００２〜０．００６％、
を含有し、ＰＣＴＯＤが０．０６５以下およびＣｅｑＨが０．２３５以下で、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後９５０〜１１００℃の温度に再加熱後、加工熱処理することを特徴とする溶接熱影警部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼の製造法。
ここで、
Ｃ：０．０１５〜０．０４５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２％、
Ｍｎ：１．５〜２．０％、
Ｃｕ：０．２５〜０．５％、
Ｎｉ：０．７〜１．５％、
Ｐ：０．００８％以下
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．００４％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、
Ｎｂ：０．００５％以下、
Ｏ：０．００１５〜０．００３５％、
Ｎ：０．００２〜０．００６％、
を含有し、
Ｖ：０．００５〜０．０２％、
を更に含有し、かつ
ＰＣＴＯＤが０．０６５以下およびＣｅｑＨが０．２３５以下で、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後９５０〜１１００℃の温度に再加熱後、加工熱処理することを特徴とする溶接熱影警部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼の製造法。
ここで、
図１は、ＰＣＴＯＤとＦＬ相当再現熱サイクル試験でのＣＴＯＤ特性との関係を示す図である。
図２は、ＩＣＨＡＺ相当再現熱サイクル試験でのＨＡＺの硬さとＣＴＯＤ特性の関係を示す図である。
図３は、ＣｅｑＨとＩＣＨＡＺ相当再現熱サイクル試験でのＨＡＺの硬さの関係を示す図である。
図２は、ＩＣＨＡＺ相当再現熱サイクル試験でのＨＡＺの硬さとＣＴＯＤ特性の関係を示す図である。
図３は、ＣｅｑＨとＩＣＨＡＺ相当再現熱サイクル試験でのＨＡＺの硬さの関係を示す図である。
以下本発明を詳細に説明する。
本発明者らの研究によれば、小〜中入熱（板厚５０ｍｍで１．５〜６．０ｋＪ／ｍｍ）溶接ＨＡＺの−６０℃のＦＬ部とＩＣ部のＣＴＯＤ特性を満足させるためには、
１）ＦＬ部のＣＴＯＤ特性を満足させ、ＩＣ部のＣＴＯＤ特性を向上させるため、酸化物系の非金属介在物の低減が最も重要で、このためＯ（鋼中酸素）の低減が必須である。
つまり、従来の技術では、優れたＦＬ部のＣＴＯＤ特性のためには、Ｔｉ酸化物に代表される酸化物系の非金属介在物を粒内変態フェライト（ＩＧＦ：Ｉｎｔｒａｇｒａｎｕｌａｒ Ｆｅｒｒｉｔｅ）を変態核として利用するため、ある程度のＯの添加が必要であった。本発明者の研究では、−６０℃のＦＬ部とＩＣ部のＣＴＯＤ特性を向上させるためには、酸化物系の非金属介在物の低減が必要なことを見出した。
Ｏの低減によりＩＧＦが減少するため、ＦＬ部のＣＴＯＤ特性を劣化させる合金元素の低減が必要となる。図１に、ＦＬ相当再現ＨＡＺのＣＴＯＤ特性とＰＣＴＯＤとの関係を示す。ここで、鋼成分パラメータとしてのＰＣＴＯＤは、多数の実験室溶解鋼でのＦＬ相当再現ＨＡＺのＣＴＯＤ特性（Ｔδｃ０．１（ＦＬ））と鋼成分の解析から導出した経験式である。
ＰＣＴＯＤ＝Ｃ＋Ｖ／３＋Ｃｕ／２２＋Ｎｉ／６７
図１に示したＦＬ相当再現ＨＡＺにおいて、Ｔδｃ０．１（ＦＬ）≦−１１０℃という目標レベルは、多数の実験で得られた知見であり、板厚５０〜１００ｍｍの鋼板の実継手ＦＬノッチにおいて、−６０℃で安定して０．２５ｍｍ以上のＣＴＯＤ値をえるための必要値である。図１から、ＦＬ相当再現ＨＡＺにおいて、Ｔδｃ０．１（ＦＬ）≦−１１０℃とするためには、鋼成分パラメータＰＣＴＯＤを０．０６５％以下に制御する必要があることがわかる。
図１のＴδｃ０．１（ＦＬ）は、ＦＬ相当再現熱サイクル処理（Ｔｒｉｐｌｅ ｃｙｃｌｅ）は、１ｓｔ：１４００℃（８００〜５００℃：１５ｓｅｃ）、２ｎｄ：℃（７６０〜５００℃：２２ｓｅｃ）、３ｒｄ：５００℃（５００〜３００℃：６０ｓｅｃ）を施した断面１０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を、ＢＳ５７６２法（Ｂｒｉｔｉｓｈ Ｓｔａｎｄａｒｄｓ）のＣＴＯＤ試験により得られたものである。こので、Ｔδｃ０．１（ＦＬ）は、各試験温度で３本実施したＣＴＯＤ（δｃ）値の最低値が０．１ｍｍを超える温度（℃）を意味する。なお、ＣＴＯＤ試験における板厚効果を考慮すると、板厚５０〜１００ｍｍの鋼板の実継手ＦＬノッチで−６０℃で安定して０．２５ｍｍ以上のＣＴＯＤ値をえるためには、経験的にＴδｃ０．１（ＦＬ）を−１１０℃以下にする必要がある。
２）ＩＣ部のＣＴＯＤ特性の向上は鋼中酸素の低減だけでは難しく、硬さの低減が有効であることを見出した。
図２に後述するＩｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌ ＨＡＺ（ＩＣＨＡＺ）相当の再現熱サイクルを受けた試験片のＣＴＯＤ特性とＩＣＨＡＺ相当ＨＡＺの硬さの関係を、図３に鋼成分硬さパラメータＣｅｑＨとＩＣＨＡＺ相当ＨＡＺの硬さの関係を示す。
ここで、図２に示したＩＣＨＡＺ相当の再現ＨＡＺ（断面１０ｍｍ×２０ｍｍ）のＴδｃ０．１（ＩＣＨＡＺ）が−１１０℃以下という目標レベルは、多数の実験で得られた知見であり、板厚５０〜１００ｍｍの鋼板の実継手のＩＣノッチの−６０℃で０．２５ｍｍ程度のＣＴＯＤ値を得るための必要値である。
図２、３から再現ＨＡＺのＴδｃ０．１（ＩＣＨＡＺ）を−１１０℃以下とするためには、硬さをＨｖ１７６以下、鋼成分硬さパラメーターＣｅｑＨを０．２３５以下に制御する必要があることが分かる。より硬さを低くするために、０．２２５以下が望ましい。
なお、試験方法としては、ＣＴＯＤ試験方法のＢＳ５７６２法（Ｂｒｉｔｉｓｈ Ｓｔａｎｄａｒｄｓ）を適用し、ＩＣＨＡＺ相当再現熱サイクル条件（Ｔｒｉｐｌｅ ｃｙｃｌｅ）は、１ｓｔ：ＰＴ９５０℃（８００〜５００℃：２０ｓｅｃ）、２ｎｄ：７７０℃（７７０〜５００℃：２２ｓｅｃ）、３ｒｄ：４５０℃（４５０〜３００℃：６５ｓｅｃ）である。
ここで、
と定義される。
ＰＣＴＯＤやＣｅｑＨの量を制限しても、その他の合金元素を適正化しなければ、高強度と優れたＣＴＯＤ特性を兼ね備えた鋼は製造できない。
以下に鋼成分の限定範囲と理由を述べる。ここで記載した％は質量％を意味する。
Ｃ：０．０１５〜０．０４５％、
Ｃは強度を得るため０．０１５％以上は必要であるが、０．０４５％超では溶接ＨＡＺの特性を劣化させ、−６０℃のＣＴＯＤ特性を満足できないため０．０４５％を上限とする。
Ｓｉ：０．０５〜０．２％、好ましくは０．１５％以下
Ｓｉは良好なＨＡＺ靭性を得るため少ない方が好ましいが、発明鋼ではＡｌを添加してないため、脱酸上０．０５％以上は必要である。しかしながら、０．２％超ではＨＡＺ靭性を害するため、０．２％を上限とする。より良好なＨＡＺ靭性を得るために、０．１５％以下が望ましい。
Ｍｎ：１．５〜２．０％、好ましくは１．８％以下
Ｍｎはミクロ組織を適正化する効果が大きく安価な元素であることやＨＡＺ靭性を害することが少ないため添加量を多くしたいが、２．０％超ではＩＣＨＡＺの硬さを増加し、靭性が劣化するため２．０％を上限とした。また、１．５％未満では効果が少ないので下限を１．５％とした。よりＨＡＺ靭性を改善するために、１．８％以下が望ましい。
Ｐ：０．００８％以下、好ましくは０．００５％以下
Ｓ：０．００５％以下、好ましくは０．００３％以下
Ｐ、Ｓは不可避不純物として含有され、母材靭性、ＨＡＺ靭性からともに少ない方が良いが、工業生産的な制約もあり、それぞれ０．００８％、０．００５％を上限とした。 より良好なＨＡＺ靭性を得るために、Ｐ：０．００５％以下、Ｓ：０．００３％以下が望ましい。
Ａｌ：０．００４％以下、
ＡｌはＴｉ酸化物を生成させるため少ない方が好ましいが、工業生産的に制約があり、０．００４％が上限である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、好ましくは０．０１３％以下ＴｉはＴｉ酸化物を生成させミクロ組織を微細化させるが、多すぎるとＴｉＣを生成し、ＨＡＺ靭性を劣化させるため、０．００５〜０．０１５％が適正範囲である。よりＨＡＺ靭性を改善するために、０．０１３％以下が望ましい。
Ｏ：０．００１５〜０．００３５％、好ましくは０．００３０％以下
ＯはＴｉのＦＬ部のＩＧＦの生成核としての酸化物の生成性から０．００１５％以上が必須であるしかし、Ｏが多すぎると酸化物のサイズおよび個数が過大となってＩＣ部のＣＴＯＤ特性を劣化させるため、０．００１５〜０．００３５％を制限範囲とした。より良好なＨＡＺ靭性を得るために、０．００３０％以下が、より好ましくは０．００２８％以下が望ましい。
Ｎ：０．００２〜０．００６％、好ましくは０．００５％以下
ＮはＴｉ窒化物生成に必要であるが、０．００２％未満では効果が少なく、０．００６％超では鋼片製造時に表面疵が発生するため上限を０．００６％とした。より良好なＨＡＺ靭性を得るために、０．００５％以下が望ましい。
Ｖ：０．００５〜０．０２％、
さらに、基本となる成分にＶを添加する目的は、母材強度の向上に有効なためであるが、この効果を発揮させるためには０．００５％以上とすることが必要である。一方、０．０２％を超えて添加するとＨＡＺ靭性を害することとなるので、ＨＡＺ靭性を大きく害しない範囲として、Ｖの上限を０．０２％以下とした。
Ｃｕ：０．２５〜０．５％、
Ｎｉ：０．７〜１．５％、好ましくは０．９％以上
Ｃｕ、ＮｉはＨＡＺの靭性の劣化が少なく、母材の強度を向上させる効果があり有効で、ＩＣＨＡＺの硬さの増加も少なく有効であるが、高価な合金であるため、それぞれＣｕ：０．２５〜０．５％、Ｎｉ：０．７〜１．５を制限範囲とした。Ｎｉについては、ＨＡＺ靭性を改善するため、０．９〜１．５％が望ましい。
Ｎｂ：０．００５％以下
Ｎｂは母材の強度と靭性の観点から有益であるが、ＨＡＺ靭性には有害である。このため、ＨＡＺ靭性を著しく低下しない範囲である０．００５％まで添加できる。ただし、よりＨＡＺ靭性を改善させるために、０．００１％以下に制限することがより望ましい。
鋼の成分を上記のように限定しても製造法が適切でなければ目的とした効果は発揮できない。このため、製造条件についても限定が必要である。
本発明鋼は工業的には連続鋳造法で製造することが必須である。その理由は溶鋼の凝固冷却速度が速く、スラブ中に微細なＴｉ酸化物とＴｉ窒化物を多量に生成することが可能なためである。
スラブの圧延に際し、その再加熱温度は９５０〜１１００℃とする必要がある。再加熱温度が１１００℃を超えるとＴｉ窒化物が組大化して母材の靭性劣化やＨＡＺ靭性改善効果が期待できないためである。
また、９５０℃未満の再加熱温度では、圧延の負荷が大きく、生産性を阻害するため、９５０℃が下限の再加熱温度である。
つぎに、再加熱後の製造法は加工熱処理が必須である。加工熱処理は圧延温度を鋼成分に適した狭い範囲に制御し、その後に必要に応じて水冷等を施す処理であり、これの処理により、オーステナイト粒の微細化、およびミクロ組織の微細化を行うことができ、これにより鋼材の強度向上や靭性を改善させることができる製造方法である。
本発明鋼でも優れたＨＡＺ靭性が得られても、母材の靭性が劣っていると鋼材としては不十分なため加工熱処理法が必須である。
加工熱処理の方法としては、１）制御圧延、２）制御圧延−加速冷却、３）圧延後直接焼入れ−焼戻しが挙げられるが、好ましい方法は制御圧延−加速冷却法である。なお、この鋼を製造後、脱水素などの目的でＡｒ３変態点以下の温度に再加熱しても、本発明の特徴を損なうものでない。
本発明者らの研究によれば、小〜中入熱（板厚５０ｍｍで１．５〜６．０ｋＪ／ｍｍ）溶接ＨＡＺの−６０℃のＦＬ部とＩＣ部のＣＴＯＤ特性を満足させるためには、
１）ＦＬ部のＣＴＯＤ特性を満足させ、ＩＣ部のＣＴＯＤ特性を向上させるため、酸化物系の非金属介在物の低減が最も重要で、このためＯ（鋼中酸素）の低減が必須である。
つまり、従来の技術では、優れたＦＬ部のＣＴＯＤ特性のためには、Ｔｉ酸化物に代表される酸化物系の非金属介在物を粒内変態フェライト（ＩＧＦ：Ｉｎｔｒａｇｒａｎｕｌａｒ Ｆｅｒｒｉｔｅ）を変態核として利用するため、ある程度のＯの添加が必要であった。本発明者の研究では、−６０℃のＦＬ部とＩＣ部のＣＴＯＤ特性を向上させるためには、酸化物系の非金属介在物の低減が必要なことを見出した。
Ｏの低減によりＩＧＦが減少するため、ＦＬ部のＣＴＯＤ特性を劣化させる合金元素の低減が必要となる。図１に、ＦＬ相当再現ＨＡＺのＣＴＯＤ特性とＰＣＴＯＤとの関係を示す。ここで、鋼成分パラメータとしてのＰＣＴＯＤは、多数の実験室溶解鋼でのＦＬ相当再現ＨＡＺのＣＴＯＤ特性（Ｔδｃ０．１（ＦＬ））と鋼成分の解析から導出した経験式である。
ＰＣＴＯＤ＝Ｃ＋Ｖ／３＋Ｃｕ／２２＋Ｎｉ／６７
図１に示したＦＬ相当再現ＨＡＺにおいて、Ｔδｃ０．１（ＦＬ）≦−１１０℃という目標レベルは、多数の実験で得られた知見であり、板厚５０〜１００ｍｍの鋼板の実継手ＦＬノッチにおいて、−６０℃で安定して０．２５ｍｍ以上のＣＴＯＤ値をえるための必要値である。図１から、ＦＬ相当再現ＨＡＺにおいて、Ｔδｃ０．１（ＦＬ）≦−１１０℃とするためには、鋼成分パラメータＰＣＴＯＤを０．０６５％以下に制御する必要があることがわかる。
図１のＴδｃ０．１（ＦＬ）は、ＦＬ相当再現熱サイクル処理（Ｔｒｉｐｌｅ ｃｙｃｌｅ）は、１ｓｔ：１４００℃（８００〜５００℃：１５ｓｅｃ）、２ｎｄ：℃（７６０〜５００℃：２２ｓｅｃ）、３ｒｄ：５００℃（５００〜３００℃：６０ｓｅｃ）を施した断面１０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を、ＢＳ５７６２法（Ｂｒｉｔｉｓｈ Ｓｔａｎｄａｒｄｓ）のＣＴＯＤ試験により得られたものである。こので、Ｔδｃ０．１（ＦＬ）は、各試験温度で３本実施したＣＴＯＤ（δｃ）値の最低値が０．１ｍｍを超える温度（℃）を意味する。なお、ＣＴＯＤ試験における板厚効果を考慮すると、板厚５０〜１００ｍｍの鋼板の実継手ＦＬノッチで−６０℃で安定して０．２５ｍｍ以上のＣＴＯＤ値をえるためには、経験的にＴδｃ０．１（ＦＬ）を−１１０℃以下にする必要がある。
２）ＩＣ部のＣＴＯＤ特性の向上は鋼中酸素の低減だけでは難しく、硬さの低減が有効であることを見出した。
図２に後述するＩｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌ ＨＡＺ（ＩＣＨＡＺ）相当の再現熱サイクルを受けた試験片のＣＴＯＤ特性とＩＣＨＡＺ相当ＨＡＺの硬さの関係を、図３に鋼成分硬さパラメータＣｅｑＨとＩＣＨＡＺ相当ＨＡＺの硬さの関係を示す。
ここで、図２に示したＩＣＨＡＺ相当の再現ＨＡＺ（断面１０ｍｍ×２０ｍｍ）のＴδｃ０．１（ＩＣＨＡＺ）が−１１０℃以下という目標レベルは、多数の実験で得られた知見であり、板厚５０〜１００ｍｍの鋼板の実継手のＩＣノッチの−６０℃で０．２５ｍｍ程度のＣＴＯＤ値を得るための必要値である。
図２、３から再現ＨＡＺのＴδｃ０．１（ＩＣＨＡＺ）を−１１０℃以下とするためには、硬さをＨｖ１７６以下、鋼成分硬さパラメーターＣｅｑＨを０．２３５以下に制御する必要があることが分かる。より硬さを低くするために、０．２２５以下が望ましい。
なお、試験方法としては、ＣＴＯＤ試験方法のＢＳ５７６２法（Ｂｒｉｔｉｓｈ Ｓｔａｎｄａｒｄｓ）を適用し、ＩＣＨＡＺ相当再現熱サイクル条件（Ｔｒｉｐｌｅ ｃｙｃｌｅ）は、１ｓｔ：ＰＴ９５０℃（８００〜５００℃：２０ｓｅｃ）、２ｎｄ：７７０℃（７７０〜５００℃：２２ｓｅｃ）、３ｒｄ：４５０℃（４５０〜３００℃：６５ｓｅｃ）である。
ここで、
ＰＣＴＯＤやＣｅｑＨの量を制限しても、その他の合金元素を適正化しなければ、高強度と優れたＣＴＯＤ特性を兼ね備えた鋼は製造できない。
以下に鋼成分の限定範囲と理由を述べる。ここで記載した％は質量％を意味する。
Ｃ：０．０１５〜０．０４５％、
Ｃは強度を得るため０．０１５％以上は必要であるが、０．０４５％超では溶接ＨＡＺの特性を劣化させ、−６０℃のＣＴＯＤ特性を満足できないため０．０４５％を上限とする。
Ｓｉ：０．０５〜０．２％、好ましくは０．１５％以下
Ｓｉは良好なＨＡＺ靭性を得るため少ない方が好ましいが、発明鋼ではＡｌを添加してないため、脱酸上０．０５％以上は必要である。しかしながら、０．２％超ではＨＡＺ靭性を害するため、０．２％を上限とする。より良好なＨＡＺ靭性を得るために、０．１５％以下が望ましい。
Ｍｎ：１．５〜２．０％、好ましくは１．８％以下
Ｍｎはミクロ組織を適正化する効果が大きく安価な元素であることやＨＡＺ靭性を害することが少ないため添加量を多くしたいが、２．０％超ではＩＣＨＡＺの硬さを増加し、靭性が劣化するため２．０％を上限とした。また、１．５％未満では効果が少ないので下限を１．５％とした。よりＨＡＺ靭性を改善するために、１．８％以下が望ましい。
Ｐ：０．００８％以下、好ましくは０．００５％以下
Ｓ：０．００５％以下、好ましくは０．００３％以下
Ｐ、Ｓは不可避不純物として含有され、母材靭性、ＨＡＺ靭性からともに少ない方が良いが、工業生産的な制約もあり、それぞれ０．００８％、０．００５％を上限とした。 より良好なＨＡＺ靭性を得るために、Ｐ：０．００５％以下、Ｓ：０．００３％以下が望ましい。
Ａｌ：０．００４％以下、
ＡｌはＴｉ酸化物を生成させるため少ない方が好ましいが、工業生産的に制約があり、０．００４％が上限である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、好ましくは０．０１３％以下ＴｉはＴｉ酸化物を生成させミクロ組織を微細化させるが、多すぎるとＴｉＣを生成し、ＨＡＺ靭性を劣化させるため、０．００５〜０．０１５％が適正範囲である。よりＨＡＺ靭性を改善するために、０．０１３％以下が望ましい。
Ｏ：０．００１５〜０．００３５％、好ましくは０．００３０％以下
ＯはＴｉのＦＬ部のＩＧＦの生成核としての酸化物の生成性から０．００１５％以上が必須であるしかし、Ｏが多すぎると酸化物のサイズおよび個数が過大となってＩＣ部のＣＴＯＤ特性を劣化させるため、０．００１５〜０．００３５％を制限範囲とした。より良好なＨＡＺ靭性を得るために、０．００３０％以下が、より好ましくは０．００２８％以下が望ましい。
Ｎ：０．００２〜０．００６％、好ましくは０．００５％以下
ＮはＴｉ窒化物生成に必要であるが、０．００２％未満では効果が少なく、０．００６％超では鋼片製造時に表面疵が発生するため上限を０．００６％とした。より良好なＨＡＺ靭性を得るために、０．００５％以下が望ましい。
Ｖ：０．００５〜０．０２％、
さらに、基本となる成分にＶを添加する目的は、母材強度の向上に有効なためであるが、この効果を発揮させるためには０．００５％以上とすることが必要である。一方、０．０２％を超えて添加するとＨＡＺ靭性を害することとなるので、ＨＡＺ靭性を大きく害しない範囲として、Ｖの上限を０．０２％以下とした。
Ｃｕ：０．２５〜０．５％、
Ｎｉ：０．７〜１．５％、好ましくは０．９％以上
Ｃｕ、ＮｉはＨＡＺの靭性の劣化が少なく、母材の強度を向上させる効果があり有効で、ＩＣＨＡＺの硬さの増加も少なく有効であるが、高価な合金であるため、それぞれＣｕ：０．２５〜０．５％、Ｎｉ：０．７〜１．５を制限範囲とした。Ｎｉについては、ＨＡＺ靭性を改善するため、０．９〜１．５％が望ましい。
Ｎｂ：０．００５％以下
Ｎｂは母材の強度と靭性の観点から有益であるが、ＨＡＺ靭性には有害である。このため、ＨＡＺ靭性を著しく低下しない範囲である０．００５％まで添加できる。ただし、よりＨＡＺ靭性を改善させるために、０．００１％以下に制限することがより望ましい。
鋼の成分を上記のように限定しても製造法が適切でなければ目的とした効果は発揮できない。このため、製造条件についても限定が必要である。
本発明鋼は工業的には連続鋳造法で製造することが必須である。その理由は溶鋼の凝固冷却速度が速く、スラブ中に微細なＴｉ酸化物とＴｉ窒化物を多量に生成することが可能なためである。
スラブの圧延に際し、その再加熱温度は９５０〜１１００℃とする必要がある。再加熱温度が１１００℃を超えるとＴｉ窒化物が組大化して母材の靭性劣化やＨＡＺ靭性改善効果が期待できないためである。
また、９５０℃未満の再加熱温度では、圧延の負荷が大きく、生産性を阻害するため、９５０℃が下限の再加熱温度である。
つぎに、再加熱後の製造法は加工熱処理が必須である。加工熱処理は圧延温度を鋼成分に適した狭い範囲に制御し、その後に必要に応じて水冷等を施す処理であり、これの処理により、オーステナイト粒の微細化、およびミクロ組織の微細化を行うことができ、これにより鋼材の強度向上や靭性を改善させることができる製造方法である。
本発明鋼でも優れたＨＡＺ靭性が得られても、母材の靭性が劣っていると鋼材としては不十分なため加工熱処理法が必須である。
加工熱処理の方法としては、１）制御圧延、２）制御圧延−加速冷却、３）圧延後直接焼入れ−焼戻しが挙げられるが、好ましい方法は制御圧延−加速冷却法である。なお、この鋼を製造後、脱水素などの目的でＡｒ３変態点以下の温度に再加熱しても、本発明の特徴を損なうものでない。
以下、実施例及び比較例に基づいて本発明を説明する。
転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の厚鋼板を製造し、母材強度や溶接継手のＣＴＯＤ試験を実施した。
溶接は一般的に試験溶接として用いられている潜弧溶接（ＳＡＷ）法で、溶接溶け込み線（ＦＬ）が垂直になるようにＫ開先で溶接入熱は４．５〜５．０ｋＪ／ｍｍで実施した。
ＣＴＯＤ試験はｔ（板厚）×２ｔのサイズでノッチは５０％疲労亀裂で実施し、ノッチ位置はＦＬ（ＷＭとＨＡＺの境界）およびＩＣ（ＨＡＺとＢＭの境界）の２箇所で、−６０℃でそれぞれ５本の試験を実施した。
表１に鋼の化学成分を示し、表２に製造条件及び母材（ＢＭ）、溶接継手の特性を示す。
表２中の熱処理方法の記号は、以下の熱処理方法を示す。
ＣＲ：制御圧延（強度・靭性に最適な温度域での圧延）
ＡＣＣ：加速冷却（制御圧延に４００℃〜６００℃の温度域まで水冷後放冷）
ＤＱ：圧延直後焼入れ−焼戻し処理（圧延直後に常温まで水冷し、その後に焼戻し処理）
また、表２中の溶接継手のＣＴＯＤ試験結果において、δＣ ＡＶは、各５本の平均値を、δＣ ｍｉｎは、各５本のうちの最低値を示す。
本発明で製造した鋼板（本発明鋼）は降伏強度（ＹＳ）が４２３Ｎ／ｍｍ２以上、引張強度が５０１Ｎ／ｍｍ２以上で、−６０℃のＣＴＯＤ値がＦＬノッチのδｃ最小値（ｍｉｎ）で０．３７ｍｍ以上、ＩＣノッチのδｃ最小値（ｍｉｎ）で０．５３ｍｍ以上の良好な破壊靭性を示した。
これに対し、比較鋼は、強度は発明鋼と同等ではあるが、ＣＴＯＤ値が劣り、厳しい環境下で使用される鋼板として適切でない。
比較鋼１６は、ＰＣＴＯＤ値が本発明鋼の制限内であるがＡｌやＮｂが添加されているため、ＦＬノッチのＣＴＯＤ値が低い値であった。
比較鋼１７は、Ｃ、Ｍｎが多すぎ、Ｎｂも添加されているためＰＣＴＯＤ値やＣｅｑＨ値が本発明鋼の制限範囲外となっており、ＦＬノッチとＩＣノッチともに低いＣＴＯＤ値であった。
比較鋼１８は、Ｏが低すぎ、Ｎｂも添加されているため、ＦＬノッチのＣＴＯＤ値が低い値であった。
比較鋼１９は、ＰＣＴＯＤ値は発明鋼の制限内であるが、Ａｌが多すぎ、Ｎｂも添加されており、ＦＬノッチのＣＴＯＤ値は低い値であった。また、ＣｅｑＨが高すぎるため、ＩＣノッチのＣＴＯＤ値も低い値であった。
比較鋼２０は、Ｏが低すぎるため、ＦＬノッチのＣＴＯＤ値が低い値であった。
転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の厚鋼板を製造し、母材強度や溶接継手のＣＴＯＤ試験を実施した。
溶接は一般的に試験溶接として用いられている潜弧溶接（ＳＡＷ）法で、溶接溶け込み線（ＦＬ）が垂直になるようにＫ開先で溶接入熱は４．５〜５．０ｋＪ／ｍｍで実施した。
ＣＴＯＤ試験はｔ（板厚）×２ｔのサイズでノッチは５０％疲労亀裂で実施し、ノッチ位置はＦＬ（ＷＭとＨＡＺの境界）およびＩＣ（ＨＡＺとＢＭの境界）の２箇所で、−６０℃でそれぞれ５本の試験を実施した。
表１に鋼の化学成分を示し、表２に製造条件及び母材（ＢＭ）、溶接継手の特性を示す。
表２中の熱処理方法の記号は、以下の熱処理方法を示す。
ＣＲ：制御圧延（強度・靭性に最適な温度域での圧延）
ＡＣＣ：加速冷却（制御圧延に４００℃〜６００℃の温度域まで水冷後放冷）
ＤＱ：圧延直後焼入れ−焼戻し処理（圧延直後に常温まで水冷し、その後に焼戻し処理）
また、表２中の溶接継手のＣＴＯＤ試験結果において、δＣ ＡＶは、各５本の平均値を、δＣ ｍｉｎは、各５本のうちの最低値を示す。
本発明で製造した鋼板（本発明鋼）は降伏強度（ＹＳ）が４２３Ｎ／ｍｍ２以上、引張強度が５０１Ｎ／ｍｍ２以上で、−６０℃のＣＴＯＤ値がＦＬノッチのδｃ最小値（ｍｉｎ）で０．３７ｍｍ以上、ＩＣノッチのδｃ最小値（ｍｉｎ）で０．５３ｍｍ以上の良好な破壊靭性を示した。
これに対し、比較鋼は、強度は発明鋼と同等ではあるが、ＣＴＯＤ値が劣り、厳しい環境下で使用される鋼板として適切でない。
比較鋼１６は、ＰＣＴＯＤ値が本発明鋼の制限内であるがＡｌやＮｂが添加されているため、ＦＬノッチのＣＴＯＤ値が低い値であった。
比較鋼１７は、Ｃ、Ｍｎが多すぎ、Ｎｂも添加されているためＰＣＴＯＤ値やＣｅｑＨ値が本発明鋼の制限範囲外となっており、ＦＬノッチとＩＣノッチともに低いＣＴＯＤ値であった。
比較鋼１８は、Ｏが低すぎ、Ｎｂも添加されているため、ＦＬノッチのＣＴＯＤ値が低い値であった。
比較鋼１９は、ＰＣＴＯＤ値は発明鋼の制限内であるが、Ａｌが多すぎ、Ｎｂも添加されており、ＦＬノッチのＣＴＯＤ値は低い値であった。また、ＣｅｑＨが高すぎるため、ＩＣノッチのＣＴＯＤ値も低い値であった。
比較鋼２０は、Ｏが低すぎるため、ＦＬノッチのＣＴＯＤ値が低い値であった。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０．０１５〜０．０４５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２％、
Ｍｎ：１．５〜２．０％、
Ｃｕ：０．２５〜０．５％、
Ｎｉ：０．７〜１．５％、
Ｐ：０．００８％以下
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．００４％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、
Ｎｂ：０．００５％以下、
Ｏ：０．００１５〜０．００３５％、
Ｎ：０．００２〜０．００６％
を含有し、ＰＣＴＯＤが０．０６５以下およびＣｅｑＨが０．２３５以下で、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする溶接熱影警部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼。
ここで、
ＰＣＴＯＤ＝Ｃ＋Ｃｕ／２２＋Ｎｉ／６７
ＣｅｑＨ＝Ｃ＋Ｓｉ／４．１６＋Ｍｎ／１４．９＋Ｃｕ／
１２．９＋Ｎｉ／１０５＋１．１２Ｎｂ - 質量％で、
Ｃ：０．０１５〜０．０４５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２％、
Ｍｎ：１．５〜２．０％、
Ｃｕ：０．２５〜０．５％、
Ｎｉ：０．７〜１．５％、
Ｐ：０．００８％以下
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．００４％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、
Ｎｂ：０．００５％以下、
Ｏ：０．００１５〜０．００３５％、
Ｎ：０．００２〜０．００６％
を含有し、
Ｖ：０．００５〜０．０２％
を更に含有し、かつＰＣＴＯＤが０．０６５以下およびＣｅｑＨが０．２３５以下で、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする溶接熱影警部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼。
ここで、
ＰＣＴＯＤ＝Ｃ＋Ｖ／３＋Ｃｕ／２２＋Ｎｉ／６７
ＣｅｑＨ＝Ｃ＋Ｓｉ／４．１６＋Ｍｎ／１４．９＋Ｃｕ／
１２．９＋Ｎｉ／１０５＋１．１２Ｎｂ＋Ｖ／
１．８２ - 質量％で、
Ｃ：０．０１５〜０．０４５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２％、
Ｍｎ：１．５〜２．０％、
Ｃｕ：０．２５〜０．５％、
Ｎｉ：０．７〜１．５％、
Ｐ：０．００８％以下
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．００４％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、
Ｎｂ：０．００５％以下、
Ｏ：０．００１５〜０．００３５％、
Ｎ：０．００２〜０．００６％
を含有し、ＰＣＴＯＤが０．０６５以下およびＣｅｑＨが０．２３５以下で、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後９５０〜１１００℃の温度に再加熱後、加工熱処理することを特徴とする溶接熱影警部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼の製造法。
ここで、
ＰＣＴＯＤ＝Ｃ＋Ｃｕ／２２＋Ｎｉ／６７
ＣｅｑＨ＝Ｃ＋Ｓｉ／４．１６＋Ｍｎ／１４．９＋Ｃｕ／
１２．９＋Ｎｉ／１０５＋１．１２Ｎｂ - 質量％で、
Ｃ：０．０１５〜０．０４５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２％、
Ｍｎ：１．５〜２．０％、
Ｃｕ：０．２５〜０．５％、
Ｎｉ：０．７〜１．５％、
Ｐ：０．００８％以下
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．００４％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、
Ｎｂ：０．００５％以下、
Ｏ：０．００１５〜０．００３５％、
Ｎ：０．００２〜０．００６％
を含有し、
Ｖ：０．００５〜０．０２％
を更に含有し、かつＰＣＴＯＤが０．０６５以下およびＣｅｑＨが０．２３５以下で、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後９５０〜１１００℃の温度に再加熱後、加工熱処理することを特徴とする溶接熱影警部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼の製造法。
ここで、
ＰＣＴＯＤ＝Ｃ＋Ｖ／３＋Ｃｕ／２２＋Ｎｉ／６７
ＣｅｑＨ＝Ｃ＋Ｓｉ／４．１６＋Ｍｎ／１４．９＋Ｃｕ／
１２．９＋Ｎｉ／１０５＋１．１２Ｎｂ＋Ｖ／
１．８２
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