JPWO2005052205A1

JPWO2005052205A1 - 溶接部靱性に優れた高張力鋼および海洋構造物

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Publication number: JPWO2005052205A1
Application number: JP2005515812A
Authority: JP
Inventors: 孝浩加茂; 占部　健; 健占部; 中村　浩史; 浩史中村; 大西　一志; 一志大西; 昌彦濱田
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2003-11-27
Filing date: 2004-11-26
Publication date: 2007-06-21
Anticipated expiration: 2024-11-26
Also published as: KR20060090287A; JP4432905B2; CN100422370C; CN1886530A; US20070051433A1; US20100226813A1; WO2005052205A1; KR100776470B1

Abstract

大熱溶接が可能であり低温靱性に優れた高張力鋼を提供すべく、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．８〜１．５％、Ｎｉ：０．２〜１．５％、Ａｌ：０．００１〜０．０５％、Ｎ：０．００３０〜０．００８０％、、Ｏ：０．０００５〜０．００３５％を含有し、必要により、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎｂ：０.００３〜０．０３％、Ｍｏ：０.１〜０．８％の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不純物であって、かつＮ／Ａｌが０．３〜３．０となるように構成する。

Description

本発明は、高張力鋼および海洋構造物、特に溶接部靱性に優れた溶接用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/mm²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り、海底石油資源の探索が活発化している。これらに使用される海洋構造物は、例えば、プラットフォーム、ジャッキアップリグは大型化しており、これに伴い鋼板などの使用鋼材が厚肉化し、より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が、前記のような大型構造物では 460〜70OMPa級の高強度で、板厚も100mmを超える極厚高張力鋼材が用いられることがある。

また、海底石油資源の探索地域が近年寒冷地や大水深域へと移っており、それらの地域あるいは海域で稼動する海洋構造物は極めて厳しい気象・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共に、溶接性も当然要求される。

さらに、安全性の面からもユーザの検査基準は厳しく、母材、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値も規定して靭性を評価するようになってきている。すなわち、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た場合にも、構造物の実厚の試験片にて評価するCTOD特性では所要特性を満足できない場合が多く発生しており、また今日ではさらに厳しいCTOD特性が求められるようになっている。

このように、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、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が強い。

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溶接をせざるを得ない。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の可及的に低い溶接を行うことが重要である。

従来から鋼材のＨＡＺの靱性を劇的に向上させるには低Ｃ化が有効であることが知られており、低Ｃ化による強度低下を補うため、種々の合金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ている。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ており、このような考え方に基づいた報告がいくつかなされている。

例えば、特公平７−８１１６４号公報、特開平５−１８６８２０号公報、特開平５−１７９３４４号公報では、溶接部の靱性に優れたＣｕ析出型鋼が提案されている。
しかしながら、特公平７−８１１６４号公報では、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したに過ぎず、大入熱溶接に対応した材料とは考え難い。

特開平５−１８６８２０号公報では、Ｃｕを０．５〜４．０％添加した引張り強さ686MPa以上の高張力鋼が提案されているが、低温靱性について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特性が確保できるとは考え難い。

特開平５−１７９３４４号公報では、溶接部のシャルピー靱性に優れたＣｕ析出型鋼が提案されているものの、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したに過ぎず、大入熱溶接時の構造物の安全性を充分満足できる技術とは考え難い。

ここに、本発明の課題は、一般的には溶接部低温靱性、特にＨＡＺ低温靱性を改善した溶接用高張力鋼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、以下の知見を得た。
(i)Cu添加鋼をベースとして、Ｎ、Ａｌ含有量の調整に加え、Ｎ／Ａｌ比をコントロールすること。

高Cu成分材において、大入熱ＨＡＺ靱性を改善するには、ＴｉＮ、Ｔｉ(Ｃ，Ｎ)、ＡｌＮなどの炭窒化物の微細分散が有効である。そこで、高Ｃｕ−Ｔｉ添加材を用いて検討したところ、Ｎ、Ａｌ含有量の調整に加え、Ｎ／Ａｌ比をコントロールすることの有効性を見出した。これは、Ｎ／Ａｌ比が過小な場合は、粗大ＡｌＮが析出し、これ自体が靱性に悪影響を及ぼすのに加え、ＴｉＮの微細/多量な分散が阻害されるためと考えられる。一方、Ｎ／Ａｌ比が過大な場合は、固溶Ｎが増加するのに加え、ＡｌＮ、ＴｉＮの分散密度が疎になるためと考えられる。

(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こと。
(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こと。

(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こと。
(v)Cu粒子の分布状態について、TEM写真より求まる円相当径の平均値および平面換算面積率で整理することにより、強度靱性バランスが制御可能であること。

(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こと。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こと。

(vii)鋼中の転位密度は、圧延、および水冷条件で制御可能なこと。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、水冷停止温度の低下、これらはいずれも転位密度を増加させること。

(viii)高Ｃｕ成分をベースとして、Ｃ、Ｍｎ、Ｍｏ量の調整による焼入れ性制御により大入熱溶接ＨＡＺ靱性の安定化が可能である。
つまり、高Ｃｕ成分材では、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍ値を低減するほどＨＡＺ靱性改善が可能であり、そのためには低Ｃ、低Mn化が有効であることが分かった。ただし、高強度を確保するためには、他元素による補填が必要であり、Ｍｏの添加量をコントロールすることで、強度/靱性の安定化が可能であることも分かった。

本発明は、このような知見に基づいて構成したもので、その要旨は、次の通りである。
(1)質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．８〜１．５％、Ｎｉ：０．２〜１．５％、Ａｌ：０．００１〜０．０５％、Ｎ：０．００３０〜０．００８０％、Ｏ：０．０００５〜０．００３５％を含有し、残部がＦｅおよび不純物であって、かつＮ／Ａｌが０．３〜３．０であることを特徴とする高張力鋼。
(2)質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含有することを特徴とする上記(1)記載の高張力鋼。
(3)質量％で、Ｎｂ：０．００３〜０．０３％を含有する上記(1)または(2)記載の高張力鋼。
(4)質量％で、Ｍｏ：０．１〜０．８％を含有する上記(1)〜(3)のいずれかに記載の高張力鋼。
(5)質量％で、Ｃｒ：０．０３〜０．８０％、Ｖ：０．００１〜０．０５％、Ｂ：０．０００２〜０．００２０の一種以上を含有することを特徴とする上記(1)〜(4)のいずれかに記載の高張力鋼。
(6)質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の一種以上を含有することを特徴とする、上記(1)〜(5)のいずれかに記載の高張力鋼。
(7)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４〜２５nmであり、かつ平面率換算分布量が３〜２０％であることを特徴とする、上記(1)〜(6)のいずれかに記載の高張力鋼。

Pcm＝Ｃ＋（Si/３０）＋（Mn/２０）＋（Cu/２０）＋（Ni/６０）＋（Cr/２０）＋（Mo/１５）＋（Ｖ/１０）＋５Ｂ・・・(I)
(8)上記(1)〜(7)のいずれかに記載の高張力鋼を用いた海洋構造物。

本発明により、特にそれだけに制限されるのではないが、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以上での溶接が可能な、溶接性に優れた降伏応力４２０Ｎ／ｍｍ^２以上の高張力鋼の製造が可能となった。その結果、現場溶接施工能率や安全性が著しく向上した。また、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提供が可能となった。

本発明について詳細に説明する。まず、本発明を上記のような鋼組成に限定した理由を述べる。なお、本明細書において鋼組成を示す「％」はいずれも「質量％」で示す。
Ｃは、鋼の強度確保のため、およびＮｂ、Ｖ等の添加時に組織微細化の効果を生じさせるために添加される。０．０１％未満ではこれらの効果が十分でない。しかし、Ｃが多過ぎると溶接部に島状マルテンサイト（Ｍ−Ａ：martensite-austenite constituent）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。従って、Ｃは０．１０％以下とする。好ましくは０．０２〜０．０８％、更に好ましくは０．０２〜０．０５％である。

Ｓｉは溶鋼の予備脱酸に有効な元素であるが、セメンタイト中に固溶しないため、多量に添加され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。これらの理由から、Ｓｉの添加は、鋼中含有量が０．５％以下とする。好ましくは０．２％以下、更に好ましくは０．１５％以下である。

Ｍｎは強度確保に必要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％以上とする必要がある。しかし、Ｍｎの過剰な添加は、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としてしられているので、中心偏析抑制の観点からは、その含有量は１．８％を超えるべきではない。したがって、Ｍｎの含有量は０．８〜１．８％以下とする。好ましくは０．９〜１．５％である。

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は、Ｐの含有量は０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１５％以下、更に好ましくは０．０１％以下である。

Ｓは多量に存在する場合、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の含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００８％以下、更に好ましくは０．００５％である。

Ｃｕは鋼材の強度および靱性を高める効果があるが、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期待する上で０．８％以上必要である。しかし、Ｃｕ含有量が高くな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ため、Ｃｕの含有量は１．５％以下とした。好ましくは０．９〜１．１％である。

Ｎｉは鋼材の強度および靱性を高め、さらにＨＡＺ靱性を高めるための有効な元素である。しかし、０．２％以下ではそれらの効果がなく、また、１．５％を超えると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ため、Ｎｉの含有量を０．２〜１．５％とした。好ましくは０．４〜１．２％である。

Ａｌは脱酸のために必須の元素である。しかし含有量が多くなると、特にＨＡＺにおいて靱性が劣化しやすくなる。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やすくなるためと考えられる。このためＡｌの含有量を０．００１〜０．０５％とする。好ましくは０．００１〜０．０３％である。更に好ましくは０．００１〜０．０１５％である。

Ｎは、窒化物を形成することで組織の細粒化に寄与するが、過剰に添加した場合には窒化物の凝集を通じて靱性を劣化させる。したがって、Ｎの含有量を０．００３〜０．００８％とする。好ましくは０．００３５〜０．００６５％である。

Ｎ／Ａｌ比を０．３〜３．０にコントロールすることで、大入熱ＨＡＺ靱性、特に継手CTOD特性の改善が可能である。
これは、Ｎ／Ａｌ比が０．３より小さい場合は、粗大ＡｌＮが析出し、これ自体が靱性に悪影響を及ぼすのに加え、TiNの微細/多量な分散が阻害されるためと考えられる。一方Ｎ／Ａｌ比が３．０を超える場合は、固溶Ｎが増大し、ＨＡＺ靱性が劣化するのに加え、ＡｌＮ、ＴｉＮの分散密度が疎疎になるためと考えられる。効果をより発揮させるための、好ましい範囲は０．４〜２．５である。

Ｏ (酸素)はフェライト生成核となる酸化物生成に有効である。一方、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確保が困難となる。したがって、Ｏの含有量を０．０００５〜０．００３５％とする。好ましくは０．０００８〜０．００１８％である。

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、特定量未満の添加では前記作用を発揮せず、また多量に添加した場合には母材靱性および溶接部靱性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．０３％とする。好ましくは０．００７〜０．０１５％である。

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。一方で過剰に添加す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。したがって、Ｎｂの含有量０．００３〜０．０３％とする。好ましくは０．００３〜０．０１５％である。

Ｍｏは焼入れ性を確保し、ＨＡＺ靱性を向上させる効果があるが、過剰に添加するとＨＡＺでの著しい硬化を招き靱性を劣化させる。したがって、Ｍｏの含有量は０.１〜０．８％とする。好ましくは０．１〜０．５％である。

Ｃｒは、鋼材の焼入れ性を増し、強度確保に有効であるが、微量添加では向上効果が発揮できず、過剰に添加した場合には溶接金属部および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。したがって、Ｃｒを添加する場合は、Ｃｒの含有量を０．０３〜０．８０％とする。好ましくは０．０５〜０．６０％である。

Ｂは、焼入れ性を向上させて強度を高める作用がある。一方で過剰に添加すると、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。したがって、Ｂを添加する場合は、Ｂの含有量を０．０００２〜０．００２％とする。好ましくは０．００３〜０．００１５％である。

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、特定量未満の添加では前記作用を発揮せず、また多量に添加した場合には母材靱性および溶接部靱性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｖを添加する場合はＶの含有量を０．００１〜０．０５％の含有量とする。好ましくは０．００５〜０．０４％である。

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。また、硫化物の形態を制御し、低温靱性を向上させる。このようなＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭの効果を得るためには、Ｃａの場合、０．０００５％以上、Ｍｇ、ＲＥＭの場合、０．０００１％以上の含有が必要となる。一方、Ｃａの場合、０．００５％を超えると、Ｍｇ、ＲＥＭの場合、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。したがって、Ｃａを添加する場合は、Ｃａの含有量を０．０００５〜０．００５％、Ｍｇ、ＲＥＭを添加する場合は、Ｍｇ、ＲＥＭの含有量を０．０００１〜０．０１％とする。

また、本発明の鋼は、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４〜２５nmであり、かつ平面率換算分布量が３〜２０％であることが好ましい。

Pcm＝Ｃ＋（Si/３０）＋（Mn/２０）＋（Cu/２０）＋（Ni/６０）＋（Cr/２０）＋（Mo/１５）＋（Ｖ/１０）＋５Ｂ・・・(I)
Ｐcmは溶接割れ感受性を表す指数であり、その値が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、さらに好ましくは0.20以下である。

次に、Cu析出物の円相当径平均値および平面率換算分布量について述べる。長径1nm 以上のCu粒子を対象とする理由は、１nmより小さい粒子は強度を高める寄与が小さいためである。Cu粒子の長径の上限については、特に定めないが平均値が４〜25nm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) a：投影面積(nm²) 、ｄ：円相当径(nm)、pai：３．１４
によって求める。

平面率換算分布量については、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 観察を実施し、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、平面率換算分布量を上記のように規定した理由につき、さらに詳しく述べる。
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析出で強度が高くなりすぎると、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ほとんどなく、厳しいCTOD値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がなかった。

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４〜25nmに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３〜20％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。
(1) Cu添加量は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添加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。適正添加量より少なければ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。

(2) 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のが好ましい。
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。

(3) 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で目的の粒子分散状態に制御する。
上述の３つの因子を適宜調整して、本発明鋼を製造すればよく、以上の開示からすれば当業者には本発明の実施は困難ではない。

次に、本発明にかかる高張力鋼の製造方法について説明する。
上記のような鋼成分組成であってもＣｕの析出硬化を十分に発揮させ、更に厚さ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には、製造方法が適切でなければならない。

製鋼工程までは慣用の方法で行えばよく、本発明において特に制限ない。製鋼工程に続いて鋼片を得るが、コスト低減の観点より、連続鋳造法にてスラブ（鋼片）を作製するのが好ましい。

ここで、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。まず上記成分組成の鋼片を、９００〜１１２０℃に加熱し熱間圧延を行う。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の細粒化が重要である。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細粒化されない。従って、鋼片の加熱温度を９００〜１１２０℃とした。好ましくは９００〜１０５０℃、更に好ましくは９００〜１０００℃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、Ar₁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。これは、組織微細化を図り、および時効処理前段階におけるCu粒子析出をできる限り抑制するためである。Ar₁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・靱性低下の原因となる。

圧延仕上げ温度は700 ℃以上、冷却開始温度は680 ℃〜750 ℃、冷却停止温度までの冷却速度は１〜50℃/sとするのが好ましい。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、Ar₁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Ac₁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を行う。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／冷却速度の制御は、Cu粒子の分散を均一化させるために実施するからである。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５〜50℃／分、保持時間は１時間以上、冷却速度は500 ℃までの平均冷却速度が５〜60℃／分以上としたほうが好ましい。

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、圧延終了温度および水冷開始/停止温度は鋼材の表層温度とし、再加熱時の加熱/冷却平均速度については鋼材の厚さ1/2t位置での温度計算より算出するものとする。

本発明にかか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。
本明細書で「溶接性」に優れたと言った場合、通常は、溶接入熱量300 kJ/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。

ここに、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、とくに制限はない。なお、「大型」という場合、それに使用される鋼材の厚さが50mm以上のそれを意味する。

本例では、表１および表２の化学成分を有する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℃以内になるように管理し、さらに凝固直前の電磁攪拌、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。ここで、表３、表４に示した加工条件は、それぞれ表１、表２に示した化学成分を有する鋼片の加工条件である。

３００mm厚のスラブは各加熱温度、各加熱時間で加熱後、熱間圧延を行ったのち、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・圧延条件と表記）
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に時効処理条件と表記）
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直角方向の板厚中央より採取し、実施した。

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、−４０℃で実施した。
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(Flux Cored Arc Welding)を実施して得た。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試験を実施した。

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、つき合わせ、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。

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で算出した。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 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。

表１は、本発明で規定する化学成分を満足する供試材を示したものである。これらの供試鋼を表３に示す加工条件で製造処理したものは、表５に示すようにいずれも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。

表２のうち、No.40は、本発明で規定する化学成分を満足する供試材を示したものであり、No.41〜No.60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材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ものは、表６に示すようなCu粒子の分散状態となった。

No.40については、本発明で規定する化学組成は満足するが、Cu粒子の分散状態が規定範囲を満足するものとはならなかったため、母材強度が低い値となった。したがって、大入熱溶接特性と母材強度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ことが望ましい。

また、No.41〜No.60については、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℃）を同時に満足することができなかった。

Ｓは多量に存在する場合、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の含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００８％以下、更に好ましくは０．００５％以下である。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．８〜１．５％、Ｎｉ：０．２〜１．５％、Ａｌ：０．００１〜０．０５％、Ｎ：０．００３〜０．００８％、Ｏ：０．０００５〜０．００３５％を含有し、残部がＦｅおよび不純物であって、かつＮ／Ａｌが０．３〜３．０であることを特徴とする高張力鋼。
質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含有することを特徴とする請求項１記載の高張力鋼。
質量％で、Ｎｂ：０.００３〜０．０３％を含有することを特徴とする請求項１または２記載の高張力鋼。
質量％で、Ｍｏ：０.１〜０．８％を含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の高張力鋼。
質量％で、Ｃｒ：０．０３〜０．８０％、Ｂ：０．０００２〜０．００２の１種以上を含有することを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の高張力鋼。
質量％で、Ｖ：０．００１〜０．０５％を含有することを特徴とする請求項１ないし５のいずれかに記載の高張力鋼。
質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の１種以上を含有することを特徴とする請求項１ないし６のいずれかに記載の高張力鋼。
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４〜２５nmであり、かつ平面率換算分布量が３〜２０％であることを特徴とする請求項１ないし７のいずれかに記載の高張力鋼。
Pcm＝Ｃ＋（Si/３０）＋（Mn/２０）＋（Cu/２０）＋（Ni/６０）＋（Cr/２０）＋（Mo/１５）＋（Ｖ/１０）＋５Ｂ・・・(I)
請求項１〜８のいずれかに記載の高張力鋼を用いた海洋構造物。