JP2017193760A - 高張力鋼および海洋構造物 - Google Patents

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Abstract

【課題】大入熱溶接条件において溶接部低温靱性、特にHAZ低温靱性を安定して得られる高張力綱及び該高張力鋼を用いた海洋構造物を提供する。【解決手段】化学組成がC:0.01〜0.10%、Si:0.01〜0.50%、Mn:0.80〜2.50%、P:0.020%以下、S:0.001〜0.010%、Cu:0.80〜1.50%、Ni:0.20〜1.50%、Al:0.003%以下、Ti:0.005〜0.030%、N:0.003〜0.008%、O:0.0005〜0.0050%、任意添加元素としてNb、Mo、Cr、B、V、Ca、Mg及びREM、並びに、残部：Fe及び不純物であり、Pcmが0.25以下、鋼中に分散した長径1nm以上のCu粒子の円相当径の平均値が4〜25nm且つ平面率換算分布量が3〜20%であり、鋼中にTi酸化物の周囲にMnSが存在する複合介在物を含み、前記複合介在物の断面における前記MnSの面積率が10%以上90%未満、前記複合介在物の界面における前記MnSの割合が10%以上、粒径0.5〜5.0μmの前記複合介在物の個数密度が10〜100個/mm2である、高張力鋼。【選択図】 なし

Description

本発明は、高張力鋼および海洋構造物に関する。特に、溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：以下、「ＨＡＺ」という。）の靱性に優れた高張力鋼、および、該高張力鋼を用いた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４２０ＭＰａ以上、板厚５０ｍｍ以上の厚肉高張力鋼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として、例えば、プラットフォーム、ジャッキアップリグ等は大型化している。これに伴い、鋼板等の使用鋼材が厚肉化し、より安全性を確保することが重要な課題となっている。
通常の海洋構造物には、降伏強度が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、降伏強度が４６０〜７００ＭＰａ級の高強度で、かつ、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。
また、海底石油資源の探索地域が、近年、寒冷地および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、極めて厳しい気象および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、靱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いる。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、船舶および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、ＨＡＺ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靱性を得るためには、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の靱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。
従来、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、および、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、ＡＳＴＭ規格（ＡＳＴＭ Ａ７１０）によれば、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、特許文献１〜３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。また、特許文献４では、溶接部低温靱性、特に、ＨＡＺ低温靱性を、Ａｌ／Ｎ比の調整により、ピン留め粒子ＴｉＮを微細分散させることで改善した鋼材が提案されている。
特公平７−８１１６４号公報 特開平５−１８６８２０号公報 特開平５−１７９３４４号公報 国際公開第２００５／０５２２０５号
しかしながら、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。特許文献２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。特許文献３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。特許文献４に開示された鋼材は、大入熱溶接条件においてＴｉＮのピン留め効果が消失しやすく、大入熱溶接条件での低温靱性確保が困難になる可能性が高い。
本発明は、このような現状に鑑み、入熱量３００ＫＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接条件において、溶接部低温靱性、特に、ＨＡＺ低温靱性を安定して得られる高張力綱、および、該高張力鋼を用いた海洋構造物を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記の課題を解決するために鋭意検討を行った結果、下記の知見を得るに至った。
まず、Ｃｕ粒子析出について検討したところ、下記〈ｉ〉〜〈ｖｉ〉のことが分かった。
〈ｉ〉降伏強度を上昇させるためには、微細Ｃｕ粒子をできるだけ多く分散させる必要がある。
〈ｉｉ〉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。
〈ｉｉｉ〉Ｃｕ粒子の分散状態を均一化するため、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。
〈ｉｖ〉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。
〈ｖ〉Ｃｕ粒子は、鋼中の結晶欠陥(主に転位)上に生成しやすく、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。
〈ｖｉ〉鋼中の転位密度は、圧延および水冷条件で制御可能である。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、および、水冷停止温度の低下は、いずれも転位密度を増加させる。
次に、介在物について検討を行った。
ＨＡＺ靱性を確保する手段としては、結晶粒を微細化させることにより、破壊単位を減少させることが有効である。結晶粒を微細化させる手法として、従来、（Ｉ）旧γ粒界成長をＴｉＮ等で抑制するピン留め効果を活用する手法、および、（ＩＩ）旧γ粒内に存在する介在物を起点に微細な粒内フェライトを成長させ、結晶粒微細化を図る手法が提案されている。本発明者らは、前記（ＩＩ）の手法に着目した。
溶接時に旧γ粒内にて粒内フェライトを効果的に成長させるためには、粒内フェライト生成核となる介在物の制御が必須である。特に、板厚が５０ｍｍ以上の厚鋼板では、表面および内部での冷却速度の差異により、板厚方向での介在物組成および個数制御が困難であるため、これらを制御する必要がある。そこで、粒内フェライト成長のメカニズムについて解明したところ、以下のことが分かった。
［１］溶接冷却時に、介在物周囲にＭｎＳが複合析出する際に形成されるＭｎ濃度傾斜により、マトリックスから介在物内部へとＭｎが拡散する駆動力が生じる。
［２］Ｔｉ系酸化物内部に存在する原子空孔へ、Ｍｎが吸収される。
［３］介在物周囲にＭｎ濃度が少なくなるＭｎ欠乏層が形成され、この部分のフェライト成長開始温度が上昇する。
［４］冷却時に、介在物からフェライトが優先成長する。
これらを前提として、本発明者らは、粒内フェライト核となる介在物のＭｎＳ複合量が、粒内フェライト成長に影響を及ぼすという知見を得た。すなわち、複合したＭｎＳが多いと、介在物周囲に、より大きなＭｎ濃度勾配を形成することにより、Ｍｎ拡散駆動力を増加させ、その結果、Ｍｎ欠乏層を形成しやすくなる。一方、複合したＭｎＳが少ないと、介在物周囲にＭｎ濃度勾配が形成されにくくなり、その結果、Ｍｎ欠乏層が形成されにくくなる。以上のメカニズムに基づき、本発明では、介在物に複合するＭｎＳ量および個数密度を制御することにより、効果的に粒内フェライトを析出させるに至った。
加えて、前記結晶粒微細化効果を得るためには、鋼中の介在物が以下の要件を満たす必要がある事を見出した。
（ａ）鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含み、前記複合介在物の断面における前記ＭｎＳの面積率が、１０％以上９０％未満であり、前記複合介在物の界面における前記ＭｎＳの割合が、１０％以上である。
（ｂ）粒径０．５〜５．０μｍの前記複合介在物の個数密度が、１０〜１００個／ｍｍ２である。
本発明は、上記の知見を基礎としてなされたものであり、その要旨は、下記に示す高張力鋼および海洋構造物にある。
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．８０〜２．５０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００１〜０．０１０％、
Ｃｕ：０．８０〜１．５０％、
Ｎｉ：０．２０〜１．５０％、
Ａｌ：０．００３％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｎ：０．００３〜０．００８％、
Ｏ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｎｂ：０〜０．０３０％、
Ｍｏ：０〜０．８０％、
Ｃｒ：０〜０．８０％、
Ｂ：０〜０．００２０％、
Ｖ：０〜０．０５０％、
Ｃａ：０〜０．００５％、
Ｍｇ：０〜０．０１％、
ＲＥＭ：０〜０．０１％、ならびに、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記式（ｉ）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粒子における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％であり、
鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含み、
前記複合介在物の断面における前記ＭｎＳの面積率が、１０％以上９０％未満であり、
前記複合介在物の界面における前記ＭｎＳの割合が、１０％以上であり、
粒径０．５〜５．０μｍの前記複合介在物の個数密度が、１０〜１００個／ｍｍ２である、高張力鋼。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）＋５Ｂ ・・・（ｉ）
ただし、（ｉ）式中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．００３〜０．０３０％、
を含有する、前記（１）に記載の高張力鋼。
（３）前記化学組成が、質量％で、
Ｍｏ：０．１０〜０．８０％、
を含有する、前記（１）または（２）に記載の高張力鋼。
（４）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．０３〜０．８０％、および／または、
Ｂ：０．０００２〜０．００２０％、
を含有する、前記（１）〜（３）のいずれかに記載の高張力鋼。
（５）前記化学組成が、質量％で、
Ｖ：０．００１〜０．０５０％、
を含有する、前記（１）〜（４）のいずれかに記載の高張力鋼。
（６）前記化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、および、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％、
から選択される１種以上を含有する、前記（１）〜（５）のいずれかに記載の高張力鋼。
（７）前記（１）〜（６）のいずれかに記載の高張力鋼を用いた、海洋構造物。
本発明によれば、入熱量３００ＫＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接条件において、溶接部低温靱性、特に、ＨＡＺ低温靱性を安定して得られる高張力綱、および、該高張力鋼を用いた海洋構造物を提供することができる。
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
（Ａ）化学組成について
各元素の作用効果と、含有量の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０１〜０．１０％
Ｃは、母材の強度を高める作用を有する元素である。また、Ｃは、Ｎｂ、Ｖ等の添加時に組織微細化の効果を生じさせる。これらの効果を得るため、Ｃ含有量は、０．０１％以上とする。一方、Ｃを過剰に含有させると、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。したがって、Ｃ含有量は０．１０％以下とする。なお、Ｃ含有量は、０．０２％以上であることが好ましく、０．０３％以上であることがより好ましい。また、Ｃ含有量は、０．０８％以下であることが好ましく、０．０５％以下であることがより好ましい。
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
Ｓｉは、溶鋼の予備脱酸に有効な元素である。前記効果を得るため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。一方、Ｓｉを過剰に含有させると、Ｓｉがセメンタイト中に固溶しないため、未変態オーステナイト粒がフェライト粒およびセメンタイトに分解するのを阻害する。その結果、島状マルテンサイトの生成を助長する。したがって、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。なお、Ｓｉ含有量は、０．２０％以下であることが好ましく、０．１５％以下であることがより好ましい。
Ｍｎ：０．８０〜２．５０％
Ｍｎは、強度確保に必要な元素であるとともに、ＨＡＺにおいて、粒界における粗大なフェライトの成長を抑制する元素である。これらの効果を得るため、Ｍｎ含有量は、０．８０％以上とする。一方、Ｍｎを過剰に含有させると、焼入れ性を過剰に増加させることにより、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る。そのため、中心偏析抑制の観点から、Ｍｎ含有量は２．５０％以下とする。なお、Ｍｎ含有量は、１．４０％以上であることが好ましく、２．１０％以下であることが好ましい。
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、不純物元素である。Ｐは、粒界偏析元素であるため、ＨＡＺにおける粒界割れの原因となる。母材靱性、ならびに、溶接金属部およびＨＡＺの靱性を向上させ、かつ、スラブ中心偏析を低減させるため、Ｐ含有量は、０．０２０％以下とする。なお、Ｐ含有量は、０．０１５％以下であることが好ましく、０．０１０％以下であることがより好ましい。
Ｓ：０．００１〜０．０１０％
Ｓは、ＭｎＳを複合析出させるための元素である。そのため、Ｓ含有量は、０．００１％以上とする。一方、Ｓを過剰に含有させると、溶接割れの起点となる粗大な単体ＭｎＳが析出するため、ＨＡＺの靱性が低下する。そのため、Ｓ含有量は、０．０１０％以下とする。なお、ＨＡＺの低温靱性を確保する観点から、Ｓ含有量は、０．００２％以上であることが好ましく、０．００５％以下であることが好ましい。
Ｃｕ：０．８０〜１．５０％
Ｃｕは、鋼材の強度および靱性を高める作用があり、ＨＡＺの靱性に対する悪影響も小さい。特に、時効処理時のε−Ｃｕ析出による強度を上昇させる観点から、Ｃｕ含有量は０．８０％以上とする。しかしながら、Ｃｕを過剰に含有させると、溶接高温割れ感受性が高くなり、予熱等の溶接施工が複雑になる。したがって、Ｃｕ含有量は、１．５０％以下とする。なお、Ｃｕ含有量は、０．９０％以上であることが好ましく、１．１０％以下であることが好ましい。
Ｎｉ：０．２０〜１．５０％
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元素である。これらの効果を得るため、Ｎｉ含有量は、０．２０％以上とする。しかしながら、Ｎｉ含有量が１．５０％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。そのため、Ｎｉ含有量は、１．５０％以下とする。なお、Ｎｉ含有量は、０．４０％以上であることが好ましく、１．２０％以下であることが好ましい。
Ａｌ：０．００３％以下
Ａｌは、不純物元素である。Ａｌ含有量が増加することにより、Ｔｉ系酸化物の生成が抑制される。そのため、Ａｌ含有量は、０．００３％以下とする。
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
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、粒内変態核となる介在物の生成に必要な元素である。これらの効果を得るため、Ｔｉ含有量は、０．００５％以上とする。一方、Ｔｉを過剰に含有させると、母材靱性および溶接部靱性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｔｉ含有量を０．０３０％以下とする。なお、Ｔｉ含有量は、０．００７％以上であることが好ましく、０．０１５％以下であることが好ましい。
Ｎ：０．００３〜０．００８％
Ｎは、窒化物を形成することで組織の細粒化に寄与する元素である。前記効果を得るため、Ｎ含有量は０．００３％以上とする。一方、Ｎを過剰に含有させると、窒化物の凝集によって靱性を劣化させる。そのため、Ｎ含有量は、０．００８％以下とする。なお、Ｎ含有量は、０．００３５％以上であることが好ましく、０．００６５％以下であることが好ましい。
Ｏ：０．０００５〜０．００５０％
Ｏは、フェライト生成核となる酸化物生成に有効な元素である。前記効果を得るため、Ｏ含有量は０．０００５％以上とする。一方、Ｏを過剰に含有させると、清浄度の劣化が著しくなる。その結果、母材、溶接金属部およびＨＡＺは、実用的な靱性確保が困難となる。そのため、Ｏ含有量は、０．００５０％以下とする。なお、Ｏ含有量は、０．０００８％以上であることが好ましく、０．００３５％以下であることが好ましい。
Ｎｂ：０〜０．０３０％
Ｎｂは、細粒化および炭化物析出により、母材の強度および靱性を向上させるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂを過剰に含有させると、母材の性能を向上させる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含有量は０．０３０％以下とする。なお、Ｎｂ含有量は０．０１５％以下であることが好ましい。一方、母材の強度および靱性を向上させるため、Ｎｂ含有量は０．００３％以上であることが好ましい。
Ｍｏ：０〜０．８０％
Ｍｏは、焼入れ性を確保し、かつ、ＨＡＺ靱性を向上させる効果があるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏを過剰に含有させると、ＨＡＺが硬化することにより靱性が著しく低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．８０％以下とする。なお、Ｍｏ含有量は０．５０％以下であることが好ましい。一方、焼入れ性およびＨＡＺ靱性を向上させるため、Ｍｏ含有量は０．１０％以上であることが好ましい。
Ｃｒ：０〜０．８０％
Ｃｒは、鋼材の焼入れ性を向上させることにより、強度を高める作用があるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｃｒを過剰に含有させると、溶接金属部およびＨＡＺの硬化促進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含有量は０．８０％以下とする。なお、Ｃｒ含有量は０．６０％以下であることが好ましい。一方、Ｃｒ含有量は、強度を高めるため、０．０３％以上であることが好ましく、０．０５％以上であることがより好ましい。
Ｂ：０〜０．００２０％
Ｂは、鋼材の焼入れ性を向上させることにより、強度を高める作用があるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｂを過剰に含有させると、強度を高める効果が飽和するとともに、母材およびＨＡＺの靱性が著しく劣化する。そのため、Ｂ含有量は０．００２０％以下とする。なお、Ｂ含有量は、０．００１５％以下であることが好ましい。一方、焼入れ性および強度を高めるため、Ｂ含有量は０．０００２％以上であることが好ましく、０．０００３％以上であることがより好ましい。
Ｖ：０〜０．０５０％
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ため、含有させてもよい。しかしながら、Ｖを過剰に含有させると、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含有量は、０．０５０％以下とする。なお、Ｖ含有量は０．０４０％以下であることが好ましい。一方、結晶粒の粗大化を抑制し、かつ、変態組織を微細化するため、Ｖ含有量は０．００１％以上であることが好ましく、０．００５％以上であることがより好ましい。
Ｃａ：０〜０．００５％
Ｍｇ：０〜０．０１％
ＲＥＭ：０〜０．０１％
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、粒内フェライトの析出核となる酸化物または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ため、含有させてもよい。これらの効果を得るため、Ｃａ含有量は０．０００５％以上、ＭｇおよびＲＥＭ含有量は、それぞれ０．０００１％以上であることが好ましい。一方、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭを過剰に含有させると、ＣａおよびＭｇ系の大型介在物または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含有量は０．００５％以下、ＭｇおよびＲＥＭ含有量は、それぞれ０．０１％以下とする。
本発明の高張力鋼は、上記の元素を含有し、残部はＦｅおよび不純物である化学組成を有する。「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
Ｐｃｍ：０．２５以下
本発明の高張力鋼は、下記式（ｉ）で示すＰｃｍが０．２５以下である。Ｐｃｍは、溶接割れ感受性を表す指数である。Ｐｃｍが０．２５以下であると、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。さらに、溶接時の予熱を省略するため、Ｐｃｍは、０．２２以下であることが好ましく、０．２０以下であることがより好ましい。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）＋５Ｂ ・・・（ｉ）
ただし、（ｉ）式中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
（Ｂ）Ｃｕ析出物について
本発明の高張力鋼は、鋼中に分散した長径が１ｎｍ以上のＣｕ粒子における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。
長径が１ｎｍ以上のＣｕ粒子における円相当径の平均値：４〜２５ｎｍ
長径１ｎｍ以上のＣｕ粒子を対象とする理由は、長径が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粒子の長径の上限については、特に定めないが、円相当径の平均値が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。そのため、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察を行い、立体形状が平面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、具体的には下記（ｉｉ）式によって求める。
ｄ＝√（４ａ／ｐａｉ） ・・・（ｉｉ）
なお、（ｉｉ）式中の各記号の意味は、以下の通りである。
ａ：投影面積（ｎｍ２）
ｄ：円相当径（ｎｍ）
ｐａｉ：３．１４
長径が１ｎｍ以上のＣｕ粒子における平面率換算分布量：３〜２０％
平面率換算分布量は、鋼材を薄膜状に加工し、約０．２μｍの厚みを有する部分について倍率１００，０００倍で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算出することにより求める。
ここで、円相当径および平面率換算分布量を前記のように規定した理由について、さらに詳しく述べる。
海洋構造物に用いられる鋼には、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を用いる場合が多い。また、今後、より厳しい状況で使用されることから、さらに高いＣＴＯＤ値を満たすことが要求される。Ｃｕが析出することにより強度が高くなりすぎると、ＣＴＯＤ値が低くなる。一方、Ｃｕの析出が不足すると、ＣＴＯＤ値が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、海洋構造物に用いられる例がほとんどなく、高いＣＴＯＤ値を要求されることがなかった。そのため、このようなＣｕ析出粒子の平均径および分布量を厳密に制御する必要がなかった。そこで、本発明では、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析出粒子の平均径および分布量を以上のように規定した。なお、円相当径を４〜２５ｎｍに規定、かつ、平面率換算分布量を３〜２０％に規定するのは、強度と靱性とのバランスをとるためである。
Ｃｕ粒子径および分布量を制御する因子としては、次のものが考えられる。
［ｉ］Ｃｕ含有量が多いほど、分布量は多くなる。Ｃｕ粒子径は、Ｃｕ含有量が適正範囲内であれば、主に時効処理前の組織、時効処理の温度および時間によって決まる。Ｃｕ含有量が適正範囲よりも小さいと、Ｃｕ粒子の析出が不充分となるため、Ｃｕ粒子径は小さくなる傾向にある。一方、Ｃｕ含有量が適正範囲よりも大きいと、Ｃｕ粒子が多く析出するため、Ｃｕ粒子径は大きくなる傾向にある。
［ｉｉ］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。転位または結晶粒界等が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、その結果、分布量を大きくする。このためには、鋼の成分を適切に制御するとともに、圧延条件を適切に制御し、さらに、その後の水冷条件をフェライトおよび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。
［ｉｉｉ］時効処理温度および時間は、重要な因子である。Ｃｕの拡散速度および粒子の成長速度を、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。
（Ｂ）複合介在物
本発明の高張力鋼は、鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含む。
複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率：１０％以上９０％未満
本発明では、任意の切断面に現出した複合介在物を分析し、その複合介在物の断面積におけるＭｎＳの面積率を測定することにより、複合介在物中のＭｎＳ量を規定している。複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率が１０％未満であると、複合介在物中のＭｎＳ量が少なく、充分なＭｎ欠乏層を形成できない。その結果、粒内フェライトの生成が困難となる。一方、複合介在物の断面におけるＭｎＳの割合が９０％以上であると、複合介在物がＭｎＳ主体となり、Ｔｉ系酸化物の占める割合が低下する。その結果、Ｍｎ吸収能が低下し、充分なＭｎ欠乏層を形成できないため、粒内フェライトの生成が困難となる。
複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合：１０％以上
ＭｎＳは、複合介在物の周囲からＭｎを吸収する必要があるため、複合介在物の界面に存在する必要がある。複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合が１０％未満であると、複合介在物の周囲から充分にＭｎを吸収できないため、Ｍｎ欠乏層を形成できない。その結果、粒内フェライトの生成が困難となる。
複合介在物の粒径：０．５〜５．０μｍ
複合介在物の粒径が０．５μｍ未満では、複合介在物の周囲から吸収できるＭｎ量が少なく、その結果、粒内フェライトの生成に必要なＭｎ欠乏層の形成が困難となる。一方、複合介在物の粒径が５．０μｍより大きいと、複合介在物が破壊の起点となる。
複合介在物の個数密度：１０〜１００個／ｍｍ２
安定した粒内フェライトを生成させるためには、各複合介在物が旧γ内に少なくとも１つ程度含まれる必要がある。そのため、複合介在物の個数密度は、１０個／ｍｍ２以上とする。一方、複合介在物が過剰に多い場合は、破壊起点となりやすい。そのため、複合介在物の個数密度は、１００個／ｍｍ２以下とする。
（Ｃ）製造方法
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。前記のような鋼成分組成であっても、Ｃｕの析出硬化を充分に発揮させるとともに、鋼中の介在物を制御し、さらに、厚さ５０ｍｍ以上の厚肉材の板厚方向における各位置の強度および靱性を均一に高め、かつ、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。
本発明に係る高張力鋼の製造では、鋼中の介在物を制御するため、ＲＨ前にＡｒガスを上部より溶鋼内に吹き込み、溶鋼表面のスラグと溶鋼とを反応させることにより、スラグ内のトータルＦｅ量を調整し、溶鋼内の酸素ポテンシャルＯｘｐを１０〜３０ｐｐｍの範囲に制御した。なお、Ａｒガスの流量は１００〜２００Ｌ／ｍｉｎ、吹き込み時間は５〜１５ｍｉｎの間に調節する。その後、ＲＨにて各元素を添加して成分調整を行い、連続鋳造にて厚さ３００ｍｍのスラブを鋳造する。
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、前記成分組成の鋼片を、９００〜１１２０℃に加熱して熱間圧延を行う。本発明では、高靱性を得るため、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充分な程度に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。加熱温度が９００℃未満であると、この固溶化作用が充分でなく、焼戻し処理において充分な析出硬化が期待できない場合がある。一方、加熱温度が１１２０℃を超えると、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る。その結果、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。したがって、鋼片の加熱温度を９００〜１１２０℃とした。鋼片の加熱温度は、９００〜１０５０℃であることが好ましく、９００〜１０００℃であることがより好ましい。
圧延においては、９００℃以下における総圧下量を５０％以上とすることが好ましい。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、かつ、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または空冷では、加工歪みの消失が起こり、強度および靱性低下の原因となる場合がある。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。
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であることが好ましい。冷却停止温度が６００℃を超えると、焼戻し処理における析出強化作用が不充分となる場合がある。
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の制御を行う。この時効処理は、Ｃｕの析出物を充分に析出硬化させるための処理であり、Ｃｕ粒子の分散を均一化させるため、加熱および冷却速度の制御を行う。したがって、加熱速度は時効温度−１００℃までの平均加熱速度が５〜５０℃／ｍｉｎ、保持時間は１ｈ以上、冷却速度は５００℃までの平均冷却速度が５〜６０℃／ｍｉｎ以上であることが好ましい。
なお、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、ならびに、水冷開始および停止温度は鋼材の表層温度とする。また、再加熱時の加熱および冷却平均速度については、鋼材の厚さをｔとするときの１／２ｔ部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、管材または形材等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。
なお、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、溶接法はサブマージアーク溶接、被覆アーク溶接等であってもよい。
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、または、ジャッキアップリグだけでなく、セミサブリグ（半潜水式石油掘削リグ）等も包含され、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、海洋構造物が「大型」である場合、それに使用される鋼材の厚さが５０ｍｍ以上であることを意味する。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
＜母材の製造＞
表１に示す試験Ｎｏ．１〜４０の化学組成を有する３００ｍｍ厚の鋼片を連続鋳造法にて作製した。各鋼片の製鋼条件を表２に示す。連続鋳造過程においては、板厚中心位置の介在物を制御する観点から、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および凝固時の圧下を行った。
連続鋳造法により得られた各鋼片を表２に示す条件で加工し、各鋼材を得た。
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冷却速度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２に初期加熱および圧延条件と表記した。
その後、各時効温度まで再加熱し、各保持時間で保持した。ここで、加熱速度は、時効温度−１００℃までの平均加熱速度が１０℃／ｍｉｎ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℃／ｍｉｎとなるよう制御した。これらの条件については、表２に時効処理条件と表記した。
Figure 2017193760
Figure 2017193760
＜Ｃｕ粒子の円相当径の算出＞
Ｃｕ粒子の円相当径は、前記各鋼材の板厚１／４ｔ部において、倍率１００，０００倍で透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察を行い、長径が１ｎｍ以上の各析出物の投影面積を測定することにより求めた。なお、ＴＥＭ観察における１視野は９００ｎｍ×７００ｎｍの長方形とし、合計１０視野においてＴＥＭ観察を行った。各視野におけるＣｕ粒子の円相当径の平均値を算出し、さらに、前記平均値を用いて、全１０視野におけるＣｕ粒子の円相当径の平均値を求めた。結果を表３に示す。
＜平面率換算分布量の算出＞
Ｃｕ粒子の平面率換算分布量は、各鋼材を薄膜状に加工し、約０．２μｍの厚みを有する部分について倍率１００，０００倍で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算出することにより求めた。なお、ＴＥＭ観察における１視野は９００ｎｍ×７００ｎｍの長方形とし、合計１０視野においてＴＥＭ観察を行った。各視野におけるＣｕ粒子の平面率換算分布量の平均値を算出し、さらに、前記平均値を用いて、全１０視野におけるＣｕ粒子の平面率換算分布量の平均値を求めた。結果を表３に示す。
＜複合介在物の断面におけるＭｎＳ面積率の算出＞
＜複合介在物の界面におけるＭｎＳ割合の算出＞
複合介在物分析用の試験片は、前記供試材の板厚１／４ｔ部より採取したものを用いた。複合介在物は、電子プローブマイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用い、複合介在物を面分析したマッピング画像から、ＭｎＳ面積率および複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合を測定した。より具体的には、ＭｎＳ面積率は、複合介在物全体の断面積と複合介在物全体に占めるＭｎＳ部分の断面積とを画像から測定することにより算出した。複合介在物の界面におけるＭｎＳ割合は、複合介在物中のＴｉ酸化物の周長とそのＴｉ酸化物に接するＭｎＳ界面の長さとを画像から測定す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、ＭｎＳ面積率および複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合は、各供試材につき２０個ずつＥＰＭＡによる分析を行い、平均値を算出することにより求めた。結果を表３に示す。
＜複合介在物の個数密度の算出＞
複合介在物の個数密度は、ＳＥＭ−ＥＤＸを組み合わせた自動介在物分析装置により行い、検出された複合介在物の形状測定データから、粒径が０．５〜５．０μｍの範囲である複合介在物の個数を算出することにより算出した。結果を表３に示す。
＜引張試験＞
各鋼材の圧延方向に垂直な方向の板厚中央部から、ＡＳＴＭ規格に準拠し、平行部１２．５ｍｍ直径の引張試験片を採取し、引張試験を実施し、母材の降伏強度（ＹＳ）および引張強度（ＴＳ）を測定した。結果を表３に示す。なお、降伏強度（ＹＳ）は、４２０〜６３０ＭＰａを合格と判定した。また、引張強度（ＴＳ）は、５００〜７００ＭＰａを合格と判定した。
＜ＣＴＯＤ試験＞
母材のＣＴＯＤ試験は、ＢＳ７４４８規格に準拠し、各鋼材の圧延方向に垂直な方向から、全厚の３点曲げ試験片を採取し、−４０℃で実施した。結果を表３に示す。なお、ＣＴＯＤ値は、０．４０ｍｍ以上を合格と判定した。
小入熱溶接における溶接継手のＣＴＯＤ試験では、ＢＳ７４４８規格に準拠し、各鋼材を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）を実施することにより溶接継手を得た。続いて、前記溶接継手に、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うことにより試験片を得て、−４０℃にてＣＴＯＤ試験を実施した。結果を表３に示す。なお、ＣＴＯＤ値は、０．４０ｍｍ以上を合格と判定した。
大入熱溶接における溶接継手のＣＴＯＤ試験では、各鋼材の端部を２０°Ｖ型開先に加工して突き合わせ、入熱量が３５０ｋＪ／ｃｍのエレクトロガスアーク溶接（ＥＧＷ）を行うことにより、溶接継手を作製した。続いて、前記溶接継手を用いて、ＡＳＴＭ Ｅ１２９０に準じて、−１０℃にてＣＴＯＤ試験を実施した。結果を表３に示す。なお、ＣＴＯＤ値は、０．３０ｍｍ以上を合格と判定した。また、ＣＴＯＤ試験片は、疲労ノッチが溶接線となるよう加工した。
Figure 2017193760
試験Ｎｏ．１〜２９は、本発明で規定される要件をすべて満たすため、母材の強度および靱性、ならびに、溶接継手の靱性が良好であった。
試験Ｎｏ．３０は、本発明で規定される化学組成を満足するが、Ｃｕ粒子の分散状態が本発明で規定される範囲を満足しないため、母材強度が低い値となった。したがって、大入熱溶接特性および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必要がある。
試験Ｎｏ．３１および３２は、本発明で規定される化学組成を満足するが、複合介在物が本発明で規定される範囲を満足しないめ、継手ＣＴＯＤ特性が劣った。
試験Ｎｏ．３３〜４０は、本発明で規定され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。
本発明によれば、入熱量３００ＫＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接条件において、溶接部低温靱性、特に、ＨＡＺ低温靱性を安定して得られる高張力綱を提供することができる。したがって、本発明の高張力鋼は、より厳しいＣＴＯＤ特性が求められる海洋構造物等に好適に用いることができる。

Claims (7)

  1. 化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．０１〜０．１０％、
    Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
    Ｍｎ：０．８０〜２．５０％、
    Ｐ：０．０２０％以下、
    Ｓ：０．００１〜０．０１０％、
    Ｃｕ：０．８０〜１．５０％、
    Ｎｉ：０．２０〜１．５０％、
    Ａｌ：０．００３％以下、
    Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
    Ｎ：０．００３〜０．００８％、
    Ｏ：０．０００５〜０．００５０％、
    Ｎｂ：０〜０．０３０％、
    Ｍｏ：０〜０．８０％、
    Ｃｒ：０〜０．８０％、
    Ｂ：０〜０．００２０％、
    Ｖ：０〜０．０５０％、
    Ｃａ：０〜０．００５％、
    Ｍｇ：０〜０．０１％、
    ＲＥＭ：０〜０．０１％、ならびに、
    残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    下記式（ｉ）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粒子における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％であり、
    鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含み、
    前記複合介在物の断面における前記ＭｎＳの面積率が、１０％以上９０％未満であり、
    前記複合介在物の界面における前記ＭｎＳの割合が、１０％以上であり、
    粒径０．５〜５．０μｍの前記複合介在物の個数密度が、１０〜１００個／ｍｍ２である、高張力鋼。
    Ｐｃｍ＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）＋５Ｂ ・・・（ｉ）
    ただし、（ｉ）式中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
  2. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｎｂ：０．００３〜０．０３０％、
    を含有する、請求項１に記載の高張力鋼。
  3. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｍｏ：０．１０〜０．８０％、
    を含有する、請求項１または２に記載の高張力鋼。
  4. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｃｒ：０．０３〜０．８０％、および／または、
    Ｂ：０．０００２〜０．００２０％、
    を含有する、請求項１〜３のいずれかに記載の高張力鋼。
  5. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｖ：０．００１〜０．０５０％、
    を含有する、請求項１〜４のいずれかに記載の高張力鋼。
  6. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
    Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、および、
    ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％、
    から選択される１種以上を含有する、請求項１〜５のいずれかに記載の高張力鋼。
  7. 請求項１〜６のいずれかに記載の高張力鋼を用いた、海洋構造物。
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