JP2008169429A

JP2008169429A - 溶接熱影響部のｃｔｏｄが優れた鋼およびその製造方法

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Publication number: JP2008169429A
Application number: JP2007003417A
Authority: JP
Inventors: Rikio Chijiiwa; 力雄千々岩; Ryuji Uemori; 龍治植森; Yoshiyuki Watabe; 義之渡部; Kazuhiro Fukunaga; 和洋福永; Yoshihide Nagai; 嘉秀長井
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2007-01-11
Filing date: 2007-01-11
Publication date: 2008-07-24
Anticipated expiration: 2027-01-11
Also published as: JP4751341B2

Abstract

【課題】小〜中入熱の多層溶接においてＣＴＯＤ（破壊靭性）特性の優れた高強度の鋼を安価に製造することである。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０５％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：１．７〜２．７％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｏ：０．００３６〜０．００４５％、Ｎ：０．００２０〜０．００６０％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる実質的にＡｌを含有しないことを特徴とする溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼。
【選択図】図１

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（脆性亀裂発生）特性が優れた鋼とその製造法に関するもので、特に、低温環境で使用される船舶、海洋構造物、ラインパイプ、低温タンク及び橋梁等の溶接構造物に使用される溶接熱影響部（ＨＡＺ）のＣＴＯＤ特性が優れた鋼とその製造法に関するものである。

従来、溶接熱影響部（ＨＡＺ）のＣＴＯＤ特性（脆性亀裂発生特性）が優れた鋼として低合金鋼が知られている。
低合金鋼のＨＡＺ靭性は、（１）結晶粒のサイズ、（２）高炭素マルテンサイト（Ｍ^＊）、上部ベイナイト（Ｂｕ）及びフェライトサイドプレート（ＦＳＰ）などの硬化相の分散状態、（３）析出硬化状態、（４）粒界脆化の有無、（５）元素のミクロ偏析など種々の要因に支配される。

これらの原因は靭性に大きな影響を与えることが知られており、ＨＡＺ靭性を改善するために多くの技術が実用化されている。

特に優れている技術として、Ｔｉ酸化物でミクロ組織を微細化し、これに加えＴｉ、Ｏ、Ｎのバランスを適正化してＴｉＣの析出を抑制して析出硬化を低減し、靭性を向上させることが知られている。この鋼の製造方法としては、例えば、質量％で、Ｃ：０．０６〜０．１５％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｔｉ：０．００４〜０．０１３％、Ｎ：０．００３５〜０．００６５％、Ｏ：０．００１０〜０．００３０％及び、更にＮｂ：０．００５〜０．０２０％、Ｖ：０．００５〜０．０３０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００５〜０．０５％の一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＡｌを添加しない鋼を連続鋳造法によってスラブとし、これを１２００℃以下の温度で再加熱後、厚板圧延を行なうことを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性が優れた鋼の製造方法が提案されている（例えば、特許文献１参照）。

また、溶接熱影響部のＣＴＯＤ（脆性亀裂発生）特性は上述したミクロ組織の影響と高炭素マルテイト（Ｍ^＊）を含む硬化相の影響が大きく、これまでの技術ではＮｉ等の高価な合金元素を８．０〜１０．０％と大量に添加することにより靭性を向上させることにより解決が図られていた（例えば、特許文献２参照）。

しかしながら、Ｎｉ等の高価な合金元素の大量の添加は製造コストの増加を招き、ＣＴＯＤ特性が優れた鋼を製造するための障害となっていた。

特開平５−２４７５３１号公報特開平６−８８１６５号公報

本発明は小〜中入熱の多層溶接において溶接熱影響部（ＨＡＺ）のＣＴＯＤ（破壊靭性）特性の優れた安価な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。

本発明者は、上記課題を解決すべく鋭意研究し、高Ｍｎの添加と適量の酸素の制御で、これまでに実現できなかったＩＧＦ（粒内変態フェライト）核を増加させ、鋼の組織を微細なミクロ組織として靭性を向上させることができること、そして、ＩＧＦ核はＴｉ−ＯｘｉｄｅにＭｎＳが付着した状態がもっとも有効であることを見出し、多量のＭｎの添加と適量の酸素の制御で、Ｔｉ−Ｏｘｉｄｅの個数とこれに付着するＭｎＳを増加させることによりＩＧＦ核を増加させて、ＨＡＺのミクロ組織を微細化することにより、靭性を向上させることで、溶接熱影響部（ＨＡＺ）のＣＴＯＤ（破壊靭性）特性の優れた安価な高強度の鋼およびその製造方法の発明を完成した。
本発明の要旨は以下のとおりである。

（１）質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０５％、
Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、
Ｍｎ：１．７〜２．７％、
Ｐ：０．００８％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．００４％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、
Ｏ：０．００３６〜０．００４５％、
Ｎ：０．００２０〜０．００６０％
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼。

（２）質量％で、
質量％で、さらに、
Ｎｂ：０．００５〜０．０１５％以下、
Ｖ：０．００１〜０．０３０％以下
の１種または２種を含有し、かつ、下記式（１）で規定するＰ_ＣＴＯＤが０．０７％以下であることを特徴とする上記（１）記載の溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼。
Ｐ_ＣＴＯＤ＝Ｃ＋Ｎｂ＋１／３Ｖ・・・・・（１）
ここで、Ｃ、Ｎｂ、Ｖは夫々の質量％を意味する。

（３）質量％で、
質量％で、さらに、
Ｃｕ：０．０５〜０．２５％以下、
Ｎｉ：０．１〜０．５０％以下
の１種または２種を含有し、かつ、下記式（２）で規定するＰ_ＣＴＯＤが０．０７％以下であることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼。
Ｐ_ＣＴＯＤ＝Ｃ＋０．０４５Ｃｕ＋０．０１５Ｎｉ＋Ｎｂ＋１／３Ｖ・・・・・（２）
ここで、Ｃ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖは夫々の質量％を意味する。

（４）質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０５％、
Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、
Ｍｎ：１．７〜２．７％、
Ｐ：０．００８％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．００４％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、
Ｏ：０．００３６〜０．００４５％、
Ｎ：０．００２０〜０．００６０％
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造方によってスラブとし、その後１１００℃以下の温度に再加熱後、加工熱処理することを特徴とする溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼の製造方法。

（５）前記鋼が、質量％で、さらに、
Ｎｂ：０．００５〜０．０１５％以下、
Ｖ：０．００１〜０．０３０％以下
の１種または２種を含有し、かつ、下記式（１）で規定するＰ_ＣＴＯＤが０．０７％以下であることを特徴とする上記（４）記載の溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼の製造法。
Ｐ_ＣＴＯＤ＝Ｃ＋Ｎｂ＋１／３Ｖ・・・・・（１）
ここで、Ｃ、Ｎｂ、Ｖは夫々の質量％を意味する。

（６）前記鋼が、質量％で、さらに、
Ｃｕ：０．０５〜０．２５％以下、
Ｎｉ：０．１〜０．５０％以下
の１種または２種を含有し、かつ、下記式（２）で規定するＰ_ＣＴＯＤが０．０７％以下であることを特徴とする上記（４）または（５）に記載の溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼の製造法。
Ｐ_ＣＴＯＤ＝Ｃ＋０．０４５Ｃｕ＋０．０１５Ｎｉ＋Ｎｂ＋１／３Ｖ・・・・・（２）
ここで、Ｃ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖは夫々の質量％を意味する。

本発明により製造した鋼は、高価な合金元素を多く含んでおらず安価であり、小〜中入熱の溶接において、多層溶接部の溶接熱影響部（ＨＡＺ）のＣＴＯＤ特性が極めて良好で、−６０℃でも高いＣＴＯＤ値を示し、特に、溶接時に最も靭性が劣化する溶接溶け込み線（ＦＬ）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という顕著な効果を奏する。

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ＣＴＯＤ特性（−６０℃程度の温度におけるＣＴＯＤ特性）は極めて局部的な領域の靭性が支配的であり、この部分のミクロ組織の制御と脆化元素の低減が重要であることを明らかにした。

本発明鋼の特徴は、高Ｍｎの添加と適量の酸素の制御で、これまでに実現できなかったＩＧＦ（粒内変態フェライト）核を増加させ、鋼の組織を微細なミクロ組織として靭性を向上させたものである。ＩＧＦ核はＴｉ−ＯｘｉｄｅにＭｎＳが付着した状態がもっとも有効であるが、Ｏが少なくＭｎが少ない場合にはＩＧＦ核は得られない。

すなわち、本発明鋼は多量のＭｎの添加と適量の酸素の制御で、Ｔｉ−Ｏｘｉｄｅの個数とこれに付着するＭｎＳを増加させることによりＩＧＦ核を増加させて、ＨＡＺのミクロ組織を微細化することにより、靭性を向上させる効果が大きいものである。また、この効果のためＭｎを増加させてもＨＡＺのＣＴＯＤ特性の劣化は極めて少なく、Ｍｎは靭性の向上およびＨＡＺのＣＴＯＤ特性向上に有効な元素である。

このため、ＯやＭｎの量をそれぞれ、Ｏ：０．００３６〜０．００４５％、Ｍｎ：１．７〜２．７％、好ましくは２．１〜２．７％に制御することが必須である。

ＯやＭｎを変化させて、板厚５０ｍｍで５．０ｋＪ／ｍｍ相当の再現熱サイクルでミクロ組織中のＩＧＦ分率を測定した結果を図１に示す。なお、図１中の黒丸はＯ：０．００３８％、白丸はＯ：０．００２０％の場合の例である。

図１に示すように、ＯやＭｎが多い場合、靭性に有益なＩＧＦ分率が高いことが明りょうである。

しかしながら、ＯやＭｎの制御だけでは−６０℃のＣＴＯＤ特性は達成できない。

本発明者らは、実際の溶接熱履歴（板厚５０ｍｍのＳＡＷ５ｋＪ／ｍｍの多層溶接）をシミュレートした実験を多数実施し、−６０℃のＣＴＯＤ特性が満足できる条件を検討した。−６０℃のＣＴＯＤ特性を発生するためには、脆化元素であるＣ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ等の制御も必須で、式（１）で示すＣ＋Ｎｂ＋１／３Ｖおよび式（２）で示すＣ＋０．０４５Ｃｕ＋０．０１５Ｎｉ＋Ｎｂ＋１／３ＶのＰ_ＣＴＯＤを０．７％以下の条件にすることが必須であることを見出した。

Ｃ＋Ｎｂ＋１／３Ｖの量やＣ＋０．０４５Ｃｕ＋０．０１５Ｎｉの量を制御しても、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。以下にその理由を述べる。

Ｃは強度を得るため、０．０２％以上は必要であるが、０．０５％超では溶接ＨＡＺの靭性を劣化させ、ＣＴＯＤ特性を満足できないため０．０５％を上限とする。

Ｓｉは良好なＨＡＺ靭性を得るためには少ないほうが好ましいが、発明鋼ではＡｌを添加してないため、脱酸上０．１０％以上は必要である。しかしながら、０．３％超ではＨＡＺ靭性を害するため０．３％を上限とする。

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靭性を害しないため添加量を多くしたいが、２．７％超では偏析を助長し、靭性に有害なＢｕを生成しやすくなるため２．７％を上限とした。

また、１．７％未満では効果が少ないので下限を１．７％とした。

Ｐ、Ｓは母材靭性、ＨＡＺ靭性からともに少ないほうが好ましいが、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。

Ａｌは脱酸剤として鋼中に含まれる元素であるが、Ｔｉより早くＯと結合してＴｉ酸化物の生成を阻害するので、Ｔｉ酸化物を生成させるためにはＡｌは少ないほうが好ましい。Ａｌは実質的に含有しないほうが好ましいが、工業生産的な制約があり、０．００４％が上限である。

ＴｉはＴｉ酸化物を生成させミクロ組織を微細化させるために、０．００５％以上必要であるが、多すぎるとＴｉＣを生成し、ＨＡＺ靭性を劣化させるため、上限を０．０１５％とした。したがって、Ｔｉは０．００５〜０．０１５％が適正範囲である。

ＯはＴｉの酸化物の大量生成に必要で、０．００３６％未満では効果が少なく、０．００４５％超では粗大なＴｉ酸化物を生成し、靭性を極端に劣化させるため上限を０．００４５％とした。

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。

さらに、基本となる成分にＮｂ、Ｖを添加する目的は母材強度の向上に有効なためであり、夫々０．００５％以上、０．００１％以上添加することでその効果が得られるが、ＨＡＺ靭性を大きく害しない範囲とすることが必要である。

このため、夫々の添加量の上限をＮｂ：０．０１５％以下、Ｖ：０．０３０％以下とした。

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あり、それぞれ０．０５％以上、０．１％以上でその効果が得られるが、製造コストを増加させるためそれぞれ上限をＣｕ：０．２５％、Ｎｉ：０．５０％とした。

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１１００℃以下とする必要がある。好ましくは１０００〜１１００℃である。

再加熱温度が１１００℃を超えるとＴｉ酸化物が粗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。

次に、再加熱後の製造法は加工熱処理（ＴＭＰＣ）が必須である。

その理由は、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充分なためである。

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−焼戻しなどが挙げられるが、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行うものではない。

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ＦＬ位置にて実施した。表１−１に鋼成分を表１−２に製造条件、母材強度、溶接継ぎ手の靭性の実施例を示す。

本発明で製造した鋼板（本発明鋼）は降伏強度（ＹＳ）が４２０Ｎ／ｍｍ^２以上で、−６０℃のＣＴＯＤ値が０．２８ｍｍ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Ｎｂ量が多すぎ、Ｃ＋Ｎｂの値も０．０８９％と多すぎ、さらに、Ａｌ量が多すぎのためＣＴＯＤ値が低い値であった。

比較鋼１７はＣ、Ｎｂが多すぎ、Ｃ＋Ｎｂ＋Ｖの値も０．１１２％と多すぎるためＣＴＯＤ値が低い値であった。

比較鋼１８はＣ、Ｎｂ等は発明鋼と同じであるが、Ｏ量が少ないためＣＴＯＤ値が低い値であった。

比較鋼１９は主な鋼成分は発明鋼と同じであるが、ＮｂやＡｌ量が多すぎるため、ＣＴＯＤ値が低い値であった。

比較鋼２０はＯが低すぎ、Ｎｂが多すぎるためＣＴＯＤ値が低い値で、Ｃが低いため母材強度も低い値であった。

ＯやＭｎを変化させて、板厚５０ｍｍで５．０ｋＪ／ｍｍ相当の再現熱サイクルでミクロ組織中のＩＧＦ分率を測定した結果を示す図である。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０５％、
Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、
Ｍｎ：１．７〜２．７％、
Ｐ：０．００８％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．００４％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、
Ｏ：０．００３６〜０．００４５％、
Ｎ：０．００２０〜０．００６０％
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼。
質量％で、さらに、
Ｎｂ：０．００５〜０．０１５％以下、
Ｖ：０．００１〜０．０３０％以下
の１種または２種を含有し、かつ、下記式（１）で規定するＰ_ＣＴＯＤが０．０７％以下であることを特徴とする請求項１記載の溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼。
Ｐ_ＣＴＯＤ＝Ｃ＋Ｎｂ＋１／３Ｖ・・・・・（１）
ここで、Ｃ、Ｎｂ、Ｖは夫々の質量％を意味する。
質量％で、さらに、
Ｃｕ：０．０５〜０．２５％以下、
Ｎｉ：０．１〜０．５０％以下
の１種または２種を含有し、かつ、下記式（２）で規定するＰ_ＣＴＯＤが０．０７％以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼。
Ｐ_ＣＴＯＤ＝Ｃ＋０．０４５Ｃｕ＋０．０１５Ｎｉ＋Ｎｂ＋１／３Ｖ・・・・・（２）
ここで、Ｃ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖは夫々の質量％を意味する。
質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０５％、
Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、
Ｍｎ：１．７〜２．７％、
Ｐ：０．００８％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．００４％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、
Ｏ：０．００３６〜０．００４５％、
Ｎ：０．００２０〜０．００６０％
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造方によってスラブとし、その後１１００℃以下の温度に再加熱後、加工熱処理することを特徴とする溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼の製造方法。
前記鋼が、質量％で、さらに、
Ｎｂ：０．００５〜０．０１５％以下、
Ｖ：０．００１〜０．０３０％以下
の１種または２種を含有し、かつ、下記式（１）で規定するＰ_ＣＴＯＤが０．０７％以下であることを特徴とする請求項４記載の溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼の製造法。
Ｐ_ＣＴＯＤ＝Ｃ＋Ｎｂ＋１／３Ｖ・・・・・（１）
ここで、Ｃ、Ｎｂ、Ｖは夫々の質量％を意味する。
前記鋼が、質量％で、さらに、
Ｃｕ：０．０５〜０．２５％以下、
Ｎｉ：０．１〜０．５０％以下
の１種または２種を含有し、かつ、下記式（２）で規定するＰ_ＣＴＯＤが０．０７％以下であることを特徴とする請求項４または５に記載の溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼の製造法。
Ｐ_ＣＴＯＤ＝Ｃ＋０．０４５Ｃｕ＋０．０１５Ｎｉ＋Ｎｂ＋１／３Ｖ・・・・・（２）
ここで、Ｃ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖは夫々の質量％を意味する。