JP5233867B2

JP5233867B2 - 耐食性および溶接部靭性に優れた高張力鋼および海洋構造物

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Publication number: JP5233867B2
Application number: JP2009147807A
Authority: JP
Inventors: 和幸鹿島; 英昭幸; 隆之上村; 孝浩加茂
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2009-06-22
Filing date: 2009-06-22
Publication date: 2013-07-10
Anticipated expiration: 2029-06-22
Also published as: JP2011001625A

Description

本発明は、高張力鋼および海洋構造物、特に耐食性および溶接部靱性に優れた高張力鋼および海洋構造物に関する。より具体的には、本発明は、建築物、土木構造物、建設機械、船舶、パイプ、タンク、海洋構造物等において溶接構造物として使用される溶接用高張力鋼、特に海洋構造物に用いられる溶接用高張力鋼および海洋構造物に関するものであり、例えば、降伏強度４２０Ｎ／ｍｍ^２以上、板厚５０ｍｍ以上の厚肉高強度鋼板およびそれを用いた海洋構造物に関するものである。

近年、エネルギー需要が益々増加の傾向にあるため、海底石油資源の探索が活発化している。これに使用される、例えばプラットフォームやジャッキアップリグ等の海洋構造物は大型化し、これに伴って鋼板などの使用鋼材が厚肉化し、よりいっそうの安全性の確保が重要な課題となっている。通常の海洋構造物には、降伏応力が３００〜３６０ＭＰａ級の中強度鋼材が用いられる。上述したような大型構造物には、４６０〜７００ＭＰａ級の高強度を有するとともに板厚が１００ｍｍを超える極厚高張力鋼材が用いられることがある。

近年、海底石油資源の探索地域が寒冷地や大水深域へと移っている。これらの地域や海域で稼動する海洋構造物は、極めて厳しい気象条件、海洋条件に晒される。このため、これらの海洋構造物に用いられる鋼材には、例えば−４０℃以下という非常に厳しい低温域での靱性が要求されるとともに、溶接性も当然要求される。

また、安全性の面からもユーザの検査基準は厳しい。鋼材の靱性は、母材および溶接部ともに、従来のシャルピー衝撃値の規定に加え、最低使用温度でのＣＴＯＤ値の規定も加味して評価されるようになってきた。１０ｍｍ×１０ｍｍの大きさに切断採取する微小試験片についての評価試験であるシャルピー試験で安定した特性を得られる場合であっても、構造物の実際の厚さの試験片により評価するＣＴＯＤ特性では所望の特性を満足できない場合が多く発生するからである。今日ではさらに厳しいＣＴＯＤ特性が求められる。

このように、溶接熱影響部（以下「ＨＡＺ」という）の低温靱性を向上させる要望は、氷海域に設置される海洋構造物に使用される鋼材に限らず、これよりもマイルドな環境下で使用される寒冷地向けのラインパイプ、または船舶やＬＮＧタンク等の大型溶接構造物に使用される鋼材に対しても、強い。

一方で、−４０℃以下という低温域で高い靭性を得るためには、溶接効率の悪い低入熱量の溶接条件での溶接を行わざるを得ない。海洋構造物の建造コストに占める溶接施工コストは大きい。溶接施工コストを低下させる最も直接的な方法は、大入熱量の溶接条件で溶接が可能な高能率溶接法を採用して、溶接層数を減らすことである。

したがって、今日では、低温靱性の要求が厳しい寒冷地向けの構造物は、ＨＡＺの靭性を考慮して溶接施工コストが可及的に低い溶接を行うことが重要である。
さらに、海洋構造物は海水による腐食環境に晒される。特に海上は、干満や海水飛沫による乾湿繰り返しを受けるという、極めて厳しい腐食環境下にある。このため、海洋構造物には腐食対策として塗装が施される。しかし、エッジ部や塗膜傷部といった塗膜厚が薄い部分や鋼面が露出する部分では、腐食が急速に進行する。腐食が進行した部位は補修されるものの、補修コストが嵩むとともに、部位によっては補修できないこともある。そのため、腐食環境における塗装寿命の延長も重要な課題の一つである。

従来から鋼材のＨＡＺの靱性を飛躍的に向上させる手段として低炭素量化が知られている。この低炭素量化による強度低下を補うため、種々の合金元素の添加による高強度化や、時効析出硬化作用を利用した高強度化が図られる。例えば、ＡＳＴＭＡ７１０では、Ｃｕの時効析出硬化作用を利用した鋼が開示され、このような考え方に基づいた発明が幾つかなされている。例えば、特許文献１〜３には、溶接部の靱性に優れたＣｕ析出型鋼に係る発明が開示される。

特公平７−８１１６４号公報特開平５−１８６８２０号公報特開平５−１７９３４４号公報

しかし、特許文献１では板厚３０ｍｍ、溶接入熱量４０ｋＪ／ｃｍで得た溶接継手のシャルピー特性を評価するに過ぎないため、特許文献１により開示されたＣｕ析出型鋼に係る発明は、大入熱量の溶接条件での溶接を可能にするとは考え難い。

特許文献２には、Ｃｕを０．５〜４．０％（本明細書では特に断りがない限り組成に関する「％」は「質量％」を意味するものとする）添加した引張り強さ６８６ＭＰａ以上の高張力鋼に係る発明が開示される。しかし、低温靱性は、シャルピー試験の遷移温度でさえ−３０℃であることから、極厚鋼板での低温ＣＴＯＤ特性を確保できるとは考え難い。

さらに、特許文献３では溶接入熱量５ｋＪ／ｍｍで得た溶接継手のシャルピー特性を評価するに過ぎないため、特許文献３により開示された発明は、溶接部のシャルピー靱性に優れたＣｕ析出型鋼に係る発明であるものの、大入熱量の溶接条件で溶接されて組み立てられる構造物の安全性を充分満足できるとは考え難い。

さらに、Ｃｕを含有する鋼は、一般に塩分環境での耐食性に優れると考えられるものの、塩分が蓄積するような腐食環境では逆に耐食性が劣化する。このため、特許文献１〜３により開示されたＣｕ析出型鋼に係る発明は、耐食性の面で問題となる可能性がある。

本発明の目的は、一般的には溶接部の低温靱性、特にＨＡＺ低温靱性を改善することができるのみならず、耐食性を向上させて塗装寿命を延長することができる高張力鋼および海洋構造物を提供することである。

本発明者らは、溶接部靱性に優れた厚肉高強度鋼板を開発することを目的に、鋼成分およびその製造方法について種々の実験を行った結果、以下の知見（ｉ）〜（ｖｉｉｉ）を得た。

（ｉ）Ｃｕ添加鋼をベースとして、Ｎ含有量およびＡｌ含有量の調整に加え、（Ｎ／Ａｌ）比をコントロールする。すなわち、Ｃｕ含有量が高い組成の鋼において大入熱量の溶接条件で溶接された際のＨＡＺ靱性を改善するには、ＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、ＡｌＮ等の炭窒化物の微細分散化が有効である。Ｃｕ含有量が高いとともにＴｉを含有する鋼では、Ｎ含有量およびＡｌ含有量の調整に加えて、（Ｎ／Ａｌ）比をコントロールすることが有効である。（Ｎ／Ａｌ）比が過小であると、粗大なＡｌＮが析出し、これ自体が靱性に悪影響を及ぼすのに加えて、ＴｉＮの微細かつ多量な分散が阻害されると考えられる。一方、（Ｎ／Ａｌ）比が過大であると、固溶Ｎが増加するのに加えて、ＡｌＮ、ＴｉＮの分散密度が疎になると考えられる。

（ｉｉ）降伏強度の上昇のためには、微細Ｃｕ粒子をできるだけ多く分散させる必要がある。
（ｉｉｉ）靱性、特に低温ＣＴＯＤ特性を確保するためには、Ｃｕ粒子をある程度粗大化させ、かつ分散量を抑制する必要がある。

（ｉｖ）Ｃｕ粒子の分散状態を均一化するために、時効処理前段階でのＣｕ粒子の生成をできるだけ抑制し、かつ時効処理の条件制御によりＣｕ粒子の分散状態を制御する。
（ｖ）Ｃｕ粒子の分布状態について、ＴＥＭ写真から求められる円相当径の平均値および平面換算面積率を用いて整理することにより、強度および靱性のバランスを制御できる。

（ｖｉ）Ｃｕ粒子は、鋼中の結晶欠陥（主に転位）上に生成し易く、転位密度が高いとＣｕ粒子の析出が促進される。また、転位上のＣｕ粒子は転位の移動を阻害し、降伏強度を上昇させる。

（ｖｉｉ）鋼中の転位密度は、圧延条件および水冷条件により制御可能である。また、圧延温度の低下、総圧下量の増加、水冷開始温度の上昇、冷却速度の増加さらには水冷停止温度の低下は、いずれも、転位密度を増加させる。

（ｖｉｉｉ）Ｃｕ含有量が高い鋼をベースとして、Ｃ含有量、Ｍｎ含有量およびＭｏ含有量の調整により焼入れ性を制御することにより、大入熱量の溶接条件で溶接した際のＨＡＺ靱性の安定化が可能である。すなわち、Ｃｕ含有量が高い鋼では、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍ値を低下するほどＨＡＺ靱性の改善が可能である。そのためには、Ｃ含有量およびＭｎ含有量の低下が有効である。ただし、高強度を確保するために他元素による補填が必要である。Ｃ含有量およびＭｎ含有量の低下に加えてＭｏ含有量を調整することにより、強度および靱性の安定化が可能である。

本発明者らは、裸鋼材および塗装鋼材の耐食性に関して、さらに以下の知見（ｉｘ）〜（ｘｉ）を得た。
（ｉｘ）一般的に、Ｃｕは海水による乾湿繰り返し環境において耐食性を向上させる。しかし、付着した塩分が洗い流されずに蓄積する環境では、Ｃｕを含有することによりかえって耐食性が劣化する。

（ｘ）この際、Ｓｎを含有することにより、塩分の洗い流しを受ける環境および洗い流しを受けない環境のいずれにおいても、耐食性が大幅に向上するとともに塗装鋼材では塗膜傷部での腐食が著しく抑制され、さらに、補修時に錆が残存した状態で再塗装した場合においても塗膜傷部の腐食が著しく抑制される。

Ｓｎを含有することによる耐食性改善効果が得られる機構は、以下のように考えられる。塩分環境においては、腐食サイトにおいて局所的にＣｌイオンが濃縮しｐＨが低下する。このような環境では、Ｓｎが溶解して鋼材上に析出する。Ｓｎは水素過電圧の大きい元素であるから、Ｓｎが析出した部分では、ｐＨの低い環境におけるカソード反応である水素発生反応が著しく抑制され、その結果、耐食性が向上する。また、Ｓｎがイオンとして存在する場合においても、鋼材の溶解反応であるアノード反応を抑制する効果がある。これは、Ｓｎイオンの作用により鉄の溶解経路となる鉄表面へのＯＨ⁻および／またはＣｌ⁻イオンの吸着を抑制し、鉄の溶解そのものが抑えられるためである。

（ｘｉ）Ｓｎによる耐食性は一定量以上のＳｎを含有しないと得られない。付着した塩分が洗い流されずに蓄積される環境下ではＣｕ含有量が多いほど耐食性の劣化が激しいため、Ｃｕによる劣化を補償するだけのＳｎの含有が必要になる。具体的には、Ｓｎ／Ｃｕ≧０．０２５を満たす量のＳｎの含有が必要である。

本発明は、このような知見（ｉ）〜（ｘｉ）に基づいてなされたものであり、その要旨は以下の通りである。
（１）Ｃ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８％以上１．８％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｕ：０．８％以上１．５％以下、Ｎｉ：０．２％以上１．５％以下、Ｓｎ：０．０１％以上０．３０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．０５％以下、Ｎ：０．００３％以上０．００８％以下、Ｏ：０．００３５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物であって、かつＮ／Ａｌが０．３以上３．０以下であり、Ｓｎ／Ｃｕが０．０２５以上であり、さらに、下記（Ｉ）式で示すＰｃｍが０．２５以下であり、鋼中に分散した長径が１ｎｍ以上のＣｕ粒子について、円相当径の平均値が４ｎｍ以上２５ｎｍ以下であり、かつ平面率換算分布量が３％以上２０％以下であることを特徴とする耐食性および溶接部靭性に優れた高張力鋼。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）＋５Ｂ・・・（Ｉ）
（２）Ｔｉ：０．０３％以下を含有することを特徴とする上記（１）項に記載の耐食性および溶接部靭性に優れた高張力鋼。

（３）Ｎｂ：０．０３％以下を含有することを特徴とする上記（１）項または上記（２）項に記載の耐食性および溶接部靭性に優れた高張力鋼。
（４）Ｍｏ：０．８％以下を含有することを特徴とする上記（１）項から上記（３）項までのいずれか１項に記載の耐食性および溶接部靭性に優れた高張力鋼。

（５）Ｃｒ：０．８０％以下およびＢ：０．００２％以下からなる群から選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）項から上記（４）項までのいずれか１項に記載の耐食性および溶接部靭性に優れた高張力鋼。

（６）Ｖ：０．０５％以下を含有することを特徴とする上記（１）項から上記（５）項までのいずれか１項に記載の耐食性および溶接部靭性に優れた高張力鋼。
（７）Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＲＥＭ：０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）項から上記（６）項までのいずれか１項に記載の耐食性および溶接部靭性に優れた高張力鋼。

（８）上記（１）項から上記（７）項までのいずれか１項に記載の高張力鋼を用いた耐食性および溶接部靭性に優れた海洋構造物。

本発明により、特にそれだけに制限されるのではないが、例えばエレクトロガスアーク溶接などの溶接方法により、溶接入熱量３００ＫＪ／ｃｍ以上での大入熱の溶接条件での溶接が可能という溶接性に優れ、降伏応力４２０Ｎ／ｍｍ^２以上であって、かつ、海洋構造物のような極めて厳しい環境下でも使用できる高張力鋼の製造が可能となった。

このため、本発明によれば、例えば大型海洋構造物の現場溶接施工能率や安全性を著しく高めることができる。

図１は、腐食試験用試験片の概略を示す説明図である。

以下、本発明を実施するための形態を詳細に説明する。まず、本発明に係る高張力鋼の組成を限定する理由を説明する。
［Ｃ：０．０１％以上０．１０％以下］
Ｃは、強度を確保するため、およびＮｂやＶ等の含有時に組織微細化の効果を生じさせるために含有する。Ｃ含有量が０．０１％未満であるとこれらの効果が十分でない。しかし、Ｃ含有量が０．１０％を超えると溶接部に島状マルテンサイト（Ｍ−Ａ：ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−ａｕｓｔｅｎｉｔｅｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）と呼ばれる硬化組織を生成してＨＡＺ靱性を悪化させるとともに、母材の靱性および溶接性にも悪影響を及ぼす。このため、Ｃ含有量は０．０１％以上０．１０％以下とする。好ましくは０．０２％以上０．０８％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以上０．０５％以下である。

［Ｓｉ：０．５％以下］
Ｓｉは，溶鋼の予備脱酸に有効な元素である。Ｓｉはセメンタイト中に固溶しないため、Ｓｉ含有量が０．５％を超えると未変態オーステナイト粒がフェライト粒とセメンタイトに分解するのを阻害し、島状マルテンサイトの生成を助長する。このため、Ｓｉ含有量は０．５％以下とする。好ましくは０．２％以下であり、さらに好ましくは０．１５％以下である。

［Ｍｎ：０．８％以上１．８％以下］
Ｍｎは，強度を確保するために有効な元素であるとともに、脱酸剤としても有効な元素である。このため、Ｍｎの含有量は０．８％以上とする。しかし、Ｍｎ含有量が過剰であると焼入れ性を過剰に増加させ、溶接性およびＨＡＺ靱性を劣化させる。さらに、Ｍｎは中心偏析を助長する元素であり、中心偏析を抑制するためにはＭｎ含有量は１．８％を超えるべきではない。したがって、Ｍｎ含有量は０．８％以上１．８％以下とする。好ましくは０．９％以上１．５％以下である。

［Ｐ：０．０３０％以下］
Ｐは、鋼に不可避的に含有される不純物元素であり、粒界偏析元素であるためにＨＡＺにおける粒界割れの原因となる。さらに母材靱性、溶接金属部とＨＡＺの靱性を向上させ、スラブ中心偏析も低減させるために、Ｐ含有量は０．０３０％以下とする。好ましくは０．０１５％以下であり、さらに好ましくは０．０１％以下である。

［Ｓ：０．０２％以下］
Ｓは，鋼に不可避的に含有される不純物元素であり、多量に存在すると溶接割れ起点となるＭｎＳ単体の析出物を生成する。そのため、Ｓ含有量は０．０２％以下とする。好ましくは０．００８％以下であり、さらに好ましくは０．００５％以下である。

［Ｃｕ：０．８％以上１．５％以下］
Ｃｕは、鋼材の強度および靱性を高める効果があり、ＨＡＺ靱性に対する悪影響も少ない。特に、時効処理時のε−Ｃｕ析出による強度上昇効果を得るために０．８％以上含有する。しかし、Ｃｕ含有量が１．５％を超えると溶接高温割れ感受性が高くなり、予熱などの溶接施工が複雑になる上に、塩分が付着し洗い流しを受けない環境において耐食性が著しく劣化する。そこで、Ｃｕ含有量は１．５％以下とする。好ましくは０．９％以上１．１％以下である。

［Ｎｉ：０．２％以上１．５％以下］
Ｎｉは、鋼材の強度および靱性を高め、さらにＨＡＺ靱性を高めるために有効な元素である。しかし、Ｎｉ含有量が０．２％未満ではこの効果を得られず、また、Ｎｉ含有量が１．５％を超えてもコストアップに見合うだけの効果を得ることができない。そこで、Ｎｉ含有量は０．２％以上１．５％以下とする。好ましくは０．４％以上１．２％以下である。

［Ｓｎ：０．０１％以上０．３０％以下］
Ｓｎは、塩分環境下において裸鋼材および塗装鋼材の耐食性を高める元素である。Ｓｎ含有量が０．０１％以上であることによりこの効果を得られるが、Ｓｎ含有量が０．３０％を超えると靭性が劣化する。そこで、Ｓｎ含有量は０．０１％以上０．３０％以下とする。好ましくは０．０３％以上０．２５％以下である。

［ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．０５％以下］
Ａｌは脱酸のために必須の元素である。しかし、Ａｌ含有量が多くなると特にＨＡＺにおいて靱性が劣化し易くなる。これは、粗大なクラスター状のアルミナ系介在物粒子が形成され易くなるためと考えられる。そこで、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上０．０５％以下とする。好ましくは０．００１％以上０．０３％以下であり、さらに好ましくは０．００１％以上０．０１５％以下である。

［Ｎ：０．００３％以上０．００８％以下］
Ｎは、窒化物を形成することにより組織の細粒化に寄与するが、過剰に含有すると窒化物の凝集を通じて靱性を劣化させる。そこで、Ｎ含有量は０．００３％以上０．００８％以下とする。好ましくは０．００３５％以上０．００６５％以下である。

［Ｏ：０．００３５％以下］
Ｏ（酸素）は、不純物として存在し、多量に存在すると清浄度の劣化が著しくなるため、母材、溶接金属部およびＨＡＺともに実用的な靱性を確保することが困難になる。したがって、Ｏ含有量を０．００３５％以下とする。好ましくは０．００１８％以下である。

［Ｎ／Ａｌ：０．３以上３．０以下］
Ａｌ含有量に対するＮ含有量の比（Ｎ／Ａｌ）を０．３以上３．０以下とすることにより、大入熱量の溶接条件で溶接された際のＨＡＺ靱性、特に継手ＣＴＯＤ特性を改善することが可能である。これは、比（Ｎ／Ａｌ）が０．３より小さいと粗大なＡｌＮが析出し、粗大なＡｌ自体が靱性に悪影響を及ぼすのに加え、ＴｉＮの微細かつ多量な分散が阻害されるためと考えられる。一方、比（Ｎ／Ａｌ）が３．０を超えると固溶Ｎが増大し、ＨＡＺ靱性が劣化するのに加えて、ＡｌＮ、ＴｉＮの分散密度が疎になるためと考えられる。そこで、比（Ｎ／Ａｌ）を０．３以上３．０以下とする。効果をより発揮させるために好ましい範囲は０．４以上２．５以下である。

［Ｓｎ／Ｃｕ：０．０２５以上］
Ｃｕ含有量に対するＳｎ含有量の比（Ｓｎ／Ｃｕ）を０．０２５以上とすることにより、付着した塩分が洗い流されずに蓄積される環境下、より具体的には軒下のような環境下でも十分な耐食性を発揮することができる。上述したように、Ｃｕを含有する鋼を軒下のような箇所に使用すると早期に腐食が進行する。これを補償するためにＣｕ含有量に対応させてＳｎ含有量を定める。比（Ｓｎ／Ｃｕ）が０．０２５以上であると、Ｃｕによる腐食を回避でき、塩分蓄積環境下においても十分な耐食性を得ることができる。比（Ｓｎ／Ｃｕ）は０．０５以上であることが好ましい。

次に、任意元素について説明する。
［Ｔｉ：０．０３％以下］
Ｔｉは、窒化物を生成して結晶粒の粗大化を抑制するとともに、変態組織を微細化する作用を有する。しかし、Ｔｉ含有量が０．０３％を超えると母材靱性および溶接部靱性に悪影響を及ぼす。そこで、Ｔｉ含有量は０．０３％以下とする。好ましくは０．０１５％以下である。また、上述した効果を確実に得るためには、Ｔｉ含有量は０．００５％以上であることが好ましく、さらに好ましくは０．００７％以上である。

［Ｎｂ：０．０３％以下］
Ｎｂは、細粒化と炭化物析出により母材の強度および靱性を向上させる。しかし、Ｎｂ含有量が０．０３％を超えると、母材の性能向上効果が飽和するとともにＨＡＺの靱性を著しく損なう。そこで、Ｎｂ含有量は０．０３％以下とする。好ましくは０．０１５％以下である。また、上述した効果を確実に得るためには、０．００３％以上含有することが好ましい。

［Ｍｏ：０．８％以下］
Ｍｏは、焼入れ性を確保し、ＨＡＺ靱性を向上させる効果がある。しかし、Ｍｏ含有量が０．８％を超えるとＨＡＺでの著しい硬化を招き、靱性を劣化させる。そこで、Ｍｏ含有量は０．８％以下とする。好ましくは０．５％以下である。また、上述した効果を確実に得るためには、Ｍｏ含有量は０．１％以上であることが好ましい。

［Ｃｒ：０．８０％以下およびＢ：０．００２％以下からなる群から選ばれた１種または２種］
Ｃｒは、鋼材の焼入れ性を増し、強度の確保に有効である。しかし、Ｃｒ含有量が０．８０％を超えると、溶接金属部およびＨＡＺの硬化防止および溶接低温割れ感受性を増大させる傾向にある。そこで、Ｃｒ含有量は０．８０％以下とする。好ましくは０．６０％以下である。また、上述した効果を確実に得るためには、Ｃｒ含有量は０．０３％以上であることが好ましく、０．０５％以上であることがさらに好ましい。

Ｂは、焼入れ性を向上させて強度を高める作用がある。しかし、Ｂ含有量が０．００２％を超えると、強度を高める効果が飽和するし、母材、ＨＡＺともに靱性劣化の傾向が著しくなる。そこで、Ｂ含有量は０．００２％以下とする。好ましくは０．００１５％以下である。また、上述した効果を確実に得るためには、Ｂ含有量は０．０００２％以上であることが好ましく、０．０００３％以上であることがさらに望ましい。

Ｃｒ、Ｂは、それぞれ単独で、または複合して含有することができる。
［Ｖ：０．０５％以下］
Ｖは、炭窒化物を生成して結晶粒の粗大化を抑制するとともに、変態組織を微細化する作用を有する。しかし、Ｖ含有量が０．０５％を超えると母材靱性および溶接部靱性に悪影響を及ぼす。そこで、Ｖ含有量は０．０５％以下とする。Ｖ含有量は０．０４％以下であることが好ましい。また、上述した効果を確実に得るためにはＶ含有量は０．００１％以上であることが好ましく、０．００５％以上であることがさらに望ましい。

［Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＲＥＭ：０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上］
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭは、粒内フェライトの析出核となる酸化物、硫化物を生成する元素であるとともに、硫化物の形態を制御して低温靱性を向上させる。しかし、Ｃａ含有量が０．００５％を超え、Ｍｇ含有量が０．０１％を超え、ＲＥＭ含有量が０．０１％を超えると、Ｃａ、Ｍｇ系の大型介在物やクラスターを生成して鋼の清浄度を劣化させる。そこで、Ｃａ含有量は０．００５％以下とし、Ｍｇ含有量は０．０１％以下とし、ＲＥＭ含有量は０．０１％以下とする。また、上述した効果を確実に得るためには、Ｃａ含有量は０．０００５％以上であり、Ｍｇ含有量は０．０００１％以上であり、ＲＥＭ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。

上述した以外の残部はＦｅおよび不純物である。
また、本発明に係る高張力鋼は、（Ｉ）式で示すＰｃｍが０．２５以下であり、鋼中に分散した長径が１ｎｍ以上のＣｕ粒子について、円相当径の平均値が４ｎｍ以上２５ｎｍ以下であり、かつ平面率換算分布量が３％以上２０％以下である。これらについて説明する。

［（Ｉ）式；Ｐｃｍ＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）＋５Ｂで示すＰｃｍ：０．２５以下］
Ｐｃｍは溶接割れ感受性を表す指数である。Ｐｃｍの値が０．２５以下であれば、通常の溶接施工条件で溶接割れが生じない。したがって、Ｐｃｍは０．２５以下とする。Ｐｃｍを低くすると溶接時の予熱を省略することができる。好ましくは０．２２以下であり、さらに好ましくは０．２０以下である。

［鋼中に分散した長径が１ｎｍ以上のＣｕ粒子について、円相当径の平均値：４ｎｍ以上２５ｎｍ以下、かつ平面率換算分布量：３％以上２０％以下］
長径が１ｎｍ以上のＣｕ粒子を対象とする理由は、１ｎｍよりも小さい粒子は強度を高める寄与が小さいためである。Ｃｕ粒子の長径の上限は特に定めないが、平均値が４ｎｍ以上２５ｎｍ以下の範囲では１００ｎｍを超える粒子は出現しない。なお、Ｃｕ粒子の析出形態はおよそ球状であるが、立体形状を計測するのは容易ではないので、投影された形状を計測する。

ここで、円相当径とは、粒子の投影面積と同じ面積を持つ円の直径であり、具体的にはｄ＝√（４ａ／ｐａｉ）として求められる。ここで、ａは投影面積（ｎｍ^２）であり、ｄは円相当径（ｎｍ）であり、ｐａｉは３．１４である。

平面率換算分布量は、鋼材を薄膜状に加工し、約０．２マイクロメートルの厚みを有する部分についてＴＥＭ観察を行い、薄膜状試験片中に立体的に分布したＣｕ粒子を平面投影した場合の面積率を倍率１０００００倍のＴＥＭ写真について測定することで算出する。

ここに、円相当径および平面率換算分布量を上述したように規定する理由をさらに詳しく説明する。
海洋構造物に用いられる鋼の特徴としては、嵐の波浪による外力に耐えるため、最大板厚１００ｍｍ近くの極厚高張力鋼になる場合が多く、また今後、厳しい状況で使用されることから、さらに厳しいＣＴＯＤ値を満たすことが要求される。

Ｃｕの析出で強度が高くなり過ぎるとＣＴＯＤ値が低くなり、Ｃｕ析出が不足するとＣＴＯＤ値は高くても強度が不足することになる。従来のＣｕ添加鋼においては、海洋構造物用への適用例が殆どなく、厳しいＣＴＯＤ値の要求がなかったので、このようなＣｕ析出粒子の平均径や分布量を厳密に制御する必要はなかった。

そこで、本発明の好適態様にあっては、Ｃｕ析出による強度アップとＣＴＯＤ値の低下とのバランスをとるためにＣｕ析出粒子の平均径や分布量を以上のように規定した。
円相当径を４ｎｍ以上２５ｎｍ以下とするのは、強度と靱性のバランスのためであり、平面率換算分布量を３％以上２０％以下とするのも強度と靱性のバランスのためである。

Ｃｕ粒子径、分布量を制御する因子としては次のものが考えられる。
（ａ）Ｃｕ含有量が多いほど分布量は多くなる。粒子径に与える影響については適正な含有量の範囲であれば、主に時効処理前の組織、時効処理の温度および時間で平均粒径が決まる。適正含有量より少なければＣｕ粒子の析出が不十分で粒子径は小さく、多ければ粒子径は大きくなる傾向にある。

（ｂ）時効前組織の影響は大きく、時効前組織としてはフェライトおよびベイナイト主体の微細な組織とすることが好ましい。
転位あるいは結晶粒界などがＣｕ粒子の析出サイトになるので、このような析出サイトを多く含む組織とすることが、Ｃｕ粒子径を細かくし分布量を多くする。このためには、鋼の成分を適切に制御するとともに圧延条件を適切にし、その後の水冷条件もフェライト・ベイナイト主体の微細組織となるように選ぶ必要がある。

（ｃ）時効処理温度、時間は重要な因子である。Ｃｕの拡散速度、粒子の成長速度を時効処理条件により厳密に調整することにより目的の粒子分散状態に制御する。
上述した３つの因子を適宜調整して、本発明に係る高張力鋼を製造すればよく、以上の説明により当業者が本発明を容易に実施することができる。

次に、本発明に係る高張力鋼の製造方法について説明する。
上述した本発明で規定する鋼組成を有する場合であっても、Ｃｕの析出硬化を十分に発揮させ、さらに厚さ５０ｍｍ以上の厚肉材の板厚方向各位置の強度および靱性を均一に高靱化させ、且つ降伏強度を向上させるための好適な製造条件を、以下に説明する。

製鋼工程までは慣用の方法で行えばよく、本発明においても特に制限されない。製鋼工程に続いて鋼片を得るが、製造コストを低減するためには、連続鋳造法によりスラブ（鋼片）を作製するのが好ましい。次に、鋼片の加熱、熱間圧延、冷却および焼戻し条件について説明する。

まず、上述した鋼組成を有する鋼片を９００℃以上１１２０℃以下に加熱してから、熱間圧延を行う。本発明においては、高靱性を得るためには、厚肉材の板厚中心部において、上部ベイナイト組織が生成しても十分なほどオーステナイト粒を細粒化する必要があり、加熱段階で鋼片厚肉内のオーステナイト粒を細粒化することが重要である。９００℃未満の低い温度ではこの固溶化作用が十分でなく、焼戻し処理において十分な析出硬化が期待できない。しかし、１１２０℃を超える加熱温度では、圧延前のオーステナイト粒を細粒かつ整粒に保つことができなくなり、その後の圧延においてもオーステナイト粒が均一に細粒化されない。そこで、鋼片の加熱温度は９００℃以上１１２０℃以下とする。好ましくは９００℃以上１０５０℃以下であり、さらに好ましくは９００℃以上１０００℃以下である。

圧延においては、９００℃以下における総圧下量を５０％以上とすることが望ましい。熱間圧延後、Ａｒ_１点以上の温度から水冷を開始し、６００℃以下の温度で停止する焼入れ処理を行なう。これにより、組織の微細化を図るとともに、時効処理前段階におけるＣｕ粒子の析出をできる限り抑制するためである。Ａｒ_１点未満の温度からの水冷では、あるいは冷却が空冷では、加工歪みの消失が起こり、強度および靱性の低下の原因となる。

圧延仕上げ温度は７００℃以上とし、冷却開始温度は６８０℃以上７５０℃以下とし、冷却停止温度までの冷却速度は１℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下とすることが好ましい。水冷停止温度が６００℃を超えると、焼戻し処理における析出強化作用が不十分となる。

なお、Ａｒ_１点は微小試験片の体積変化を測定する方法で求められる。
次に、熱間圧延後、水冷された鋼は、その後、必要により加熱を行って、５４０℃以上Ａｃ_１点以下の温度で時効処理を行い、次いで冷却する。

ここで、時効温度にまで加熱を行う場合、時効温度−１００℃までの平均加熱速度、および５００℃までの平均冷却速度については制御することが好ましい。この時効処理はＣｕの析出物を十分に析出硬化させるためであり、加熱速度および冷却速度の制御は、Ｃｕ粒子の分散を均一化させるために行うからである。したがって、加熱速度は目標温度−１００℃までの平均加熱速度が５℃／分以上５０℃／分以下とし、保持時間は１時間以上とし、冷却速度は５００℃までの平均冷却速度が５℃／分以上６０℃／分以下とすることが好ましい。

ここで、本明細書における加熱温度は炉内雰囲気温度とし、加熱後保持時間は炉内雰囲気温度での保持温度とし、圧延終了温度、水冷開始温度および水冷停止温度はいずれも鋼材の表層温度とし、再加熱時の加熱平均速度および冷却平均速度は、鋼材の厚さ（１／２）ｔ位置での温度計算より算出するものとする。

本発明に係る高張力鋼から大型海洋構造物を構成するには、板材、管材、さらには形材などの鋼材を溶接により組み立てるが、一般には鋼板として使用される。
本明細書において「溶接性に優れた」とは、通常は、溶接入熱量３００ｋＪ／ｃｍ以上のアーク溶接が可能であることを意味するが、溶接法としてはその他、サブマージアーク溶接、被覆アーク溶接などであってもよい。

また、「海洋構造物」としては、海底に敷設されるプラットフォームや、ジャッキアップリグばかりでなく、セミサブリグ（半潜水式石油掘削リグ）なども包含され、溶接性と低温靱性とが要求される海洋構造物であれば特に制限はない。なお、「大型」という場合、使用される鋼材の厚さが５０ｍｍ以上の海洋構造物を意味する。

このようにして、本発明によれば、例えばエレクトロガスアーク溶接などの溶接方法により、溶接入熱量３００ＫＪ／ｃｍ以上での大入熱の溶接条件での溶接が可能という溶接性に優れ、降伏応力４２０Ｎ／ｍｍ^２以上であって、かつ、海洋構造物のような極めて厳しい環境下でも使用できる高張力鋼の製造が可能となった。

実施例を参照しながら、本発明をより具体的に説明する。
本例では、表１および表２に示す組成を有する３００ｍｍ厚の鋼片を連続鋳造法にて作製した。ここで、板厚中心位置の介在物制御の観点より、連続鋳造過程においては、溶鋼の温度を過度に高くせず、溶鋼組成から決まる凝固温度に対し、その差が５０℃以内となるように管理し、さらに凝固直前の電磁攪拌および凝固時の圧下を行った。

表３および表４に、表１および表２に示した化学成分を有する鋼片の加工条件を示す。

３００ｍｍ厚のスラブは各加熱温度、各加熱時間で加熱後、熱間圧延を行った後、水冷開始温度から水冷停止温度まで平均の冷却速度を５℃／ｓで冷却し、板厚７７ｍｍの鋼板とした。これらの条件については、表３および表４に初期加熱・圧延条件として示す。

その後、各時効温度まで再加熱し、各保持時間保持した。ここで加熱速度は、時効温度−１００℃までの平均加熱速度を１０℃／分となるように制御し、冷却速度は、５００℃までの平均冷却速度が１０℃／分となるよう制御した。これらの条件については、表３および表４に時効処理条件と示す。

このようにして得られた鋼の引張試験は、ＡＳＴＭ規格に準拠し、平行部１２．５ｍｍ直径の引張試験片を圧延方向に対して直角方向の板厚中央より採取して、行った。
同じく、得られた鋼のＣＴＯＤ試験は、ＢＳ７４４８規格に準拠し、全厚の３点曲げ試験片を圧延方向に直角の方向から採取して、−４０℃で行った。

溶接継手部は、ＢＳ７４４８規格に準拠し、Ｋ開先加工した鋼板突き合わせ部に１０．０ｋＪ／ｃｍのＦＣＡＷ溶接（ＦｌｕｘＣｏｒｅｄＡｒｃＷｅｌｄｉｎｇ）を行うことにより、得た。このようにして得られた継手について、ＣＴＯＤ試験片の疲労ノッチがＶ型開先のストレート部側の溶接線となるように加工を行って得た試験片に、−４０℃にてＣＴＯＤ試験を行った。また、大入熱溶接に対する対応性を確認するために、同じ鋼について、２０°Ｖ開先加工した後に、突き合わせ、入熱量３５０ｋＪ／ｃｍのエレクトロガスアーク溶接（ＥＧＷ）により溶接継手を作製した。このとき作製した溶接継手については、ＡＳＴＭＥ１２９０に準じたＣＴＯＤ試験を実施した。ＣＴＯＤ試験片は疲労ノッチが溶接線となるよう加工し、試験温度−１０℃で限界ＣＴＯＤ値を測定した。なお、本発明では、−４０℃、−１０℃における限界ＣＴＯＤ値ともに０．２５ｍｍ以上か否かを基準として溶接部靭性の判断を行った。

さらに、Ｃｕ粒子の円相当径の平均値は、倍率１０００００倍の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真において観察される、長径が１ｎｍ以上の各析出物について円相当径を測定し、その直径について写真１視野毎の平均値を求めることにより、算出した。なお、測定のばらつきを少なくするため、測定は鋼材元厚の（１／４）ｔの位置について、ＴＥＭ写真の１０視野（１視野は９００×７００ｎｍの長方形）を観察し、その平均値を用いた。

さらに、耐食性の評価は以下のようにして行った。上記鋼板の表面より、幅が６０ｍｍ、長さが１００ｍｍ、厚さが３ｍｍの試験片を採取し、全面にショットブラスト加工を施した後、変性エポキシ系塗料を乾燥膜厚さで２００μｍ被覆した。被覆面のうちの片面に、カッターナイフにより幅１ｍｍ、長さ１００ｍｍにわたる傷（×印）を付けて鋼材面を露出させ、塗膜傷部や鋼板エッジ部を模擬した腐食試験片とした。図１は、この腐食試験用試験片の概略を示す説明図である。

海水が付着し洗い流しを受ける環境での腐食試験としてＳＡＥＪ２３３４試験を、海水が付着し洗い流しを受けない環境での腐食試験として塩分付着乾湿繰り返し試験を行った。ＳＡＥＪ２３３４試験、塩分付着乾湿繰り返し試験の試験条件を、以下に示す。
（ＳＡＥＪ２３３４試験）
湿潤：５０℃ １００％ＲＨ／６時間
塩付着：０．５％ＮａＣｌ＋０．１％ＣａＣｌ_２＋０．０７５％ＮａＨＣＯ_３／０．２５
時間
乾燥：６０℃ ５０％ＲＨ／１７．７５時間
（塩分付着乾湿繰り返し試験）
ＮａＣｌ付着：１ｍｇ／ｃｍ^２
湿潤：４０℃ ８０％ＲＨ／４時間
乾燥：４０℃ ４０％ＲＨ／４時間
ここで、ＲＨとは相対湿度を意味する。ＳＡＥＪ２３３４試験については４０サイクル行い、また塩分付着乾湿繰り返し試験については２００サイクル行い、試験後の各試験片から塗膜および腐食生成物を除去した後、腐食部における最大の腐食深さを測定した。なお、本発明では、ＳＡＥＪ２３３４試験、塩分付着乾湿繰り返し試験における腐食部の最大の腐食深さがそれぞれ０．２０ｍｍ以下、０．１５ｍｍ以下であるか否かを基準として耐食性の判断を行った。

表５は、本発明で規定する化学成分を満足する供試材１〜３６を示したものである。表１に示す組成を有する供試鋼１〜３６を表３に示す加工条件で製造処理した供試材１〜３６は、いずれも、Ｃｕ粒子の分散状態が規定範囲を満足するものとなった。そのため、いずれの供試鋼も母材強度、母材ＣＴＯＤ特性、継手ＣＴＯＤ特性（−４０℃および−１０℃）が高い値となった。

また、供試材１〜３６はＳｎを含有するため、塩分の洗い流しを受ける環境および洗い流しを受けない環境のいずれにおいても良好な耐食性を示した。

これに対し、表２に示す組成を有する供試鋼３７〜５８のうち供試鋼３７は、本発明で規定する化学成分を満足する供試鋼を示したものであり、供試鋼３８〜５８は、化学成分範囲のいずれかが本発明で規定する範囲外である供試鋼を示したものである。これらの供試鋼を表４に示す加工条件で製造処理した供試材３７〜５８は、表６に示すＣｕ粒子の分散状態となった。

供試材３７は、本発明で規定する化学組成は満足するものの、Ｃｕ粒子の分散状態が本発明で規定する条件を満足しないため、母材強度が低い値となった。供試材３７と供試材１〜３６とを比較することにより、大入熱溶接特性と母材強度とを両立させるためには、本発明で規定するＣｕ粒子の分散状態を満足する必要があることがわかる。

また、供試材３８〜５９は、本発明で規定する化学組成を満足しないため、母材強度、母材ＣＴＯＤ特性、継手ＣＴＯＤ特性（−４０℃および−１０℃）および耐食性を同時に満足することができなかった。

特に、供試材５８は、Ｓｎを含有しないため、塩分の洗い流しを受けない環境での耐食性が不十分であった。また、供試材５９は、ＳｎだけでなくＣｕ、Ｎｉを含有しない普通鋼であるため、塩分の洗い流しを受けない環境だけでなく、洗い流しを受けた環境での耐食性も不十分であった。

本発明によれば、海洋構造物において、溶接部の靭性を確保しつつ耐食性を向上させることができるので、部材切り替えや再塗装によるメンテナンスコストを大幅に低減することができる。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８％以上１．８％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｕ：０．８％以上１．５％以下、Ｎｉ：０．２％以上１．５％以下、Ｓｎ：０．０１％以上０．３０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．０５％以下、Ｎ：０．００３％以上０．００８％以下、Ｏ：０．００３５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物であって、かつＮ／Ａｌが０．３以上３．０以下であり、Ｓｎ／Ｃｕが０．０２５以上であり、さらに、下記（Ｉ）式で示すＰｃｍが０．２５以下であり、鋼中に分散した長径が１ｎｍ以上のＣｕ粒子について、円相当径の平均値が４ｎｍ以上２５ｎｍ以下であり、かつ平面率換算分布量が３％以上２０％以下であることを特徴とする耐食性および溶接部靭性に優れた高張力鋼。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）＋５Ｂ・・・（Ｉ）
質量％で、Ｔｉ：０．０３％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐食性および溶接部靭性に優れた高張力鋼。
質量％で、Ｎｂ：０．０３％以下を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の耐食性および溶接部靭性に優れた高張力鋼。
質量％で、Ｍｏ：０．８％以下を含有することを特徴とする請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載の耐食性および溶接部靭性に優れた高張力鋼。
質量％で、Ｃｒ：０．８０％以下およびＢ：０．００２％以下からなる群から選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載の耐食性および溶接部靭性に優れた高張力鋼。
質量％で、Ｖ：０．０５％以下を含有することを特徴とする請求項１から請求項５までのいずれか１項に記載の耐食性および溶接部靭性に優れた高張力鋼。
質量％で、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＲＥＭ：０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１から請求項６までのいずれか１項に記載の耐食性および溶接部靭性に優れた高張力鋼。
請求項１から請求項７までのいずれか１項に記載の高張力鋼を用いた耐食性および溶接部靭性に優れた海洋構造物。