JPH11229077A - 多層盛溶接部のｃｔｏｄ特性に優れた鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 極寒冷氷海域での海洋構造物などに適した多
層盛溶接部のＣＴＯＤ特性に優れた鋼板およびその製造
方法を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：0.02〜0.15％、Ｓｉ：0.
01〜0.11％、Ｍｎ：0.5〜2.0 ％、Ｐ：0.020 ％以下、
Ｓ：0.002 〜0.010％、Ｎｂ：0.003 〜0.013 ％、Ｔ
ｉ：0.005 〜0.025 ％、Ａｌ：0.01〜0.08％、Ｎ：0.00
2 〜0.008 ％を含有することを必須とし、残部が鉄およ
び不可避的不純物元素よりなり、Ｓｉ＋１０Ｎｂ：０．
０４〜０．２０、８１Ｎｂ^1/2+４２Ｖ^1/2:４．４〜１
１．０、Ｃｅｑ：０．３５〜０．４５を満足する鋼板
と、前記化学成分の鋼スラブを950 〜1300℃に加熱し、
再結晶温度域で圧下率が10〜90％の粗圧延を行い、続い
てＡｒ３点以上の未再結晶温度域で圧下率が10〜90％の
仕上圧延を行ったうえ直ちに冷却速度が１〜50℃／ｓで
制御冷却する鋼板の製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、−４０〜−５０℃
程度の極寒冷氷海域での海洋構造物などに用いられる溶
接構造用圧延鋼材に関するものであり、特に、溶接入熱
が１００ｋＪ／ｃｍ程度までの多層盛溶接部のＣＴＯＤ
特性に優れた鋼板にかかわるものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、海底の石油・天然ガス資源の開発
が活発に進められており、その開発海域もより豊富な海
底資源を求めて−４０〜−５０℃もの極寒冷氷海域へと
発展しつつある。このような環境で使用される海洋構造
物用の鋼板には、降伏応力が３６０ＭＰａ以上を確保し
た上で、鋼板母材はもちろん溶接熱影響部（以下、ＨＡ
Ｚ：ＨｅａｔＡｆｆｅｃｔｅｄＺｏｎｅ）に対して厳し
い破壊靭性が求められる。

【０００３】海洋構造物では鋼板板厚が厚いため、溶接
入熱が最大１００ｋＪ／ｃｍ程度の多層盛溶接が用いら
れるが、最初の溶接熱サイクルで生じた粗粒域が次の溶
接熱サイクルによって二相域に再加熱された粗粒二相域
と、粗粒域が次の溶接熱サイクルによって焼き戻された
粗粒テンパーでは、破壊靭性が著しく低下することが知
られている。

【０００４】そのため、多層盛溶接部のＨＡＺの破壊靭
性の評価には、一般に用いられるシャルピー衝撃試験で
なく、粗粒二相域や粗粒テンパー域のような局部的な脆
化領域に対して敏感なＣＴＯＤ（Ｃｒａｃｋ Ｔｉｐ
Ｏｐｅｎｉｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ）試験によ
って評価する必要がある。

【０００５】ＣＴＯＤ試験によって破壊靭性を評価する
場合には、試験片の切欠位置と開先形状が重要となる。
アメリカ石油協会の海洋構造物用鋼板に関する規格ＡＰ
Ｉ−ＲＰ２Ｚ（１９９２年）によると、粗粒域率が１５
％以上必要であることが示されており、図１（Ｆａｉｒ
ｌｃｈｉｌｄ、ＡＳＴＭＳＴＰ１０５８、ｐ１１７−１
４１、１９９０年）からもわかるように、粗粒域率が１
５％未満では本来の破壊靭性よりも緩い評価となる。こ
こで、粗粒域率は、図２で示す方法により定義される。
また、溶接継手の開先形状についても、レ開先あるいは
Ｋ開先とすることが指定されており、Ｘ開先ではＫ開先
に比べて粗粒域の割合が少ないため、ＣＴＯＤ値が高め
になることが知られている（日本溶接協会鉄鋼部会技術
委員会ＦＴＷ委員会報告書ｐ．２８、平成２年）。

【０００６】これまで、溶接部の靭性およびＣＴＯＤ特
性を向上させる方法については多くの技術が開示されて
おり、これらのうち主なものを以下に示す。大入熱溶接
での低温靭性を向上させる手法については、特開平２−
２５０９１７号公報に記載されている。ここに開示され
ている技術は、凝固後の冷却速度を制御することによ
り、溶接の冷却過程で旧オーステナイト粒内に生成する
フェライトの変態核となるＴｉＮとＭｎＳの複合析出物
の数を増加させることにより、溶接入熱が２００ｋＪ／
ｃｍの場合に、−６０℃での溶接熱影響部のシャルピー
衝撃値が３．５ｋｇｆ・ｍ以上であることを特徴とす
る、低温靭性の優れた大入熱溶接用鋼の製造方法に関す
るものである。

【０００７】溶接部のＣＴＯＤ特性を向上させる手法に
ついては、特開昭５７−１４３４７０号公報に記載され
ている。ここに開示されている技術は、低Ｐ化、微量Ｎ
ｂの添加、低Ｓ化、低Ｏ化、介在物の球状化を複合させ
て行い、材質不均一部を減らすことにより、溶接入熱が
５０ｋＪ／ｃｍ以下の場合に、−１０℃でのＣＯＤの平
均値を向上させることを特徴とする、高ＣＯＤ値を有す
る高張力鋼に関するものである。

【０００８】大入熱溶接でのＣＴＯＤ特性を向上させる
手法については、特開昭６２−２１４１２６号公報に記
載されている。ここに開示されている技術は、酸化物系
粒子を微細分散させることにより微細フェライトを生成
させて、ＨＡＺに生成する島状マルテンサイト組織の体
積率を３％以下にすることにより、Ｘ開先で溶接入熱が
２５〜１３０ｋＪ／ｃｍの場合に、−４５℃における限
界ＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ以上であることを特徴とす
る、溶接部ＣＯＤ特性に優る高張力鋼の製造方法に関す
るものである。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、多層盛
溶接部のＣＴＯＤ特性に対する厳しい要求を満足するた
めには、以下の問題点が挙げられる。大入熱溶接での低
温靭性を向上させる手法について、特開平２−２５０９
１７号公報に開示されている技術は、溶接入熱は２００
ｋＪ／ｃｍ、試験温度は−６０℃で、小型のシャルピー
衝撃特性により評価したものであるが、ＣＴＯＤ特性に
ついては不明であった。さらに鋳片の冷却速度を制御し
なければならない点でも本発明とは異なる。

【００１０】溶接部のＣＴＯＤ特性を向上させる手法に
ついて、特開昭５７−１４３４７０号公報に開示されて
いる技術は、溶接入熱が５０ｋＪ／ｃｍを超える場合
や、−１０℃より低温でのＣＴＯＤ特性については不明
である点が問題であった。

【００１１】大入熱溶接でのＣＴＯＤ特性を向上させる
手法について、特開昭６２−２１４１２６号公報に開示
されている技術は、Ｔｉの含有量は０．００３〜０．０
４０％で本発明と一部一致するが、Ａｌの含有量が０．
００５％未満であり、０．０１〜０．０８％とする本発
明とは化学成分の範囲が異なる。また、γ粒の粗大化防
止と粒内フェライトの生成に酸化物系の粒子を用いる点
で、技術思想が本発明とは異なる。さらに、上述したよ
うに、ＣＴＯＤ値は粗粒域率によって大きく変動し粗粒
域率が低い場合には高い値となるが、ここで用いた開先
はＸ開先であるために粗粒域率が低く、ＡＰＩ−ＲＰ２
Ｚに準拠した粗粒域率が１５％以上となる場合に十分な
ＣＴＯＤ値が得られるかどうかは不明であった。

【００１２】これら技術の問題点に鑑み、本発明は、
（１）溶接入熱：最大１００ｋＪ／ｃｍ、（２）粗粒域
率：１５％以上、（３）試験温度：−４０〜−５０℃、
における限界ＣＴＯＤ値が０．１ｍｍ以上を満足するこ
とを可能とした、多層盛溶接部のＣＴＯＤ特性に優れた
鋼板およびその製造方法を提供するものである。

【００１３】

【課題を解決するための手段】本発明は、（ａ）有効結
晶粒径の細粒化、（ｂ）島状マルテンサイトの低減と微
量Ｎｂによる粒界焼入れ性の向上、（ｃ）析出硬化の抑
制、（ｄ）ＨＡＺ硬さの低減、の４つを同時に組み合わ
せて実施することにより、多層盛溶接部のＣＴＯＤ特性
を著しく向上させることを可能としたものである。

【００１４】すなわち、本発明の要旨は下記の通りであ
る。 （１）重量％でＣ ： ０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：
０．０１〜０．１１％、Ｍｎ： ０．５〜２．０％、
Ｐ ： ０．０２０％以下、Ｓ ： ０．００２〜０．
０１０％、Ｎｂ： ０．００３〜０．０１３％、Ｔｉ：
０．００５〜０．０２５％、Ａｌ： ０．０１〜０．
０８％、Ｎ ： ０．００２〜０．００８％を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物元素よりなり、Ｓｉ＋１
０Ｎｂ： ０．０４〜０．２０、８１Ｎｂ^1/2+４２Ｖ
^1/2:４．４〜１１．０、Ｃｅｑ： ０．３５〜０．４５
を満足することを特徴とする、大入熱多層盛溶接部のＣ
ＴＯＤ特性に優れた鋼板。ただし、

【数３】Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｖ)/５＋（Ｃ
ｕ＋Ｎｉ)/１５とする。

【００１５】（２）重量％でＣ ： ０．０２〜０．１
５％、Ｓｉ： ０．０１〜０．１１％、Ｍｎ： ０．５
〜２．０％、Ｐ ： ０．０２０％以下、Ｓ ： ０．
００２〜０．０１０％、Ｎｂ： ０．００３〜０．０１
３％、Ｔｉ： ０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：
０．０１〜０．０８％、Ｎ ： ０．００２〜０．００
８％を含有し、さらにＣｕ： ０．１０〜１．０％、Ｎ
ｉ： ０．１０〜２．０％、Ｃｒ： ０．０５〜０．５
０％、Ｖ ： ０．００５〜０．０２０％のうち、１種
または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純
物元素よりなり、Ｓｉ＋１０Ｎｂ： ０．０４〜０．２
０、８１Ｎｂ^1/2+４２Ｖ^1/2:４．４〜１１．０、Ｃｅ
ｑ： ０．３５〜０．４５を満足することを特徴とす
る、大入熱多層盛溶接部のＣＴＯＤ特性に優れた鋼板。
ただし、

【数４】Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｖ)/５＋（Ｃ
ｕ＋Ｎｉ)/１５ とする。

【００１６】（３）（１）または（２）いずれか１項に
記載の化学成分を有する鋼スラブを、９５０〜１３００
℃に加熱し、再結晶温度域で圧下率が１０〜９０％の粗
圧延を行い、続いてＡｒ３点以上の未再結晶温度域で圧
下率が１０〜９０％の仕上圧延を行い、直ちに冷却速度
が１〜５０℃／ｓで６５０〜５００℃まで制御冷却し、
室温まで空冷することを特徴とする、多層盛溶接部のＣ
ＴＯＤ特性に優れた鋼板の製造方法。

【００１７】（４）（１）または（２）いずれか１項に
記載の化学成分を有する鋼スラブを、９５０〜１３００
℃に加熱し、再結晶温度域で圧下率が１０〜９０％の粗
圧延を行い、続いてＡｒ３点以上の未再結晶温度域で圧
下率が１０〜９０％の仕上圧延を行い、直ちに冷却速度
が１〜５０℃／ｓで２００℃以下に制御冷却し、その
後、５００℃〜６５０℃で焼き戻しを行うことを特徴と
する、多層盛溶接部のＣＴＯＤ特性に優れた鋼板の製造
方法。

【００１８】

【発明の実施の形態】以下、本発明の技術思想と限定理
由について、詳細に説明する。本発明者らは、多層盛溶
接部のＣＴＯＤ特性を向上に向けて種々検討を行った結
果、溶接入熱が５０〜１００ｋＪ／ｃｍ程度の大入熱溶
接では（ａ）有効結晶粒径の細粒化、溶接入熱が２０ｋ
Ｊ／ｃｍ程度までの小入熱や、２０〜５０ｋＪ／ｃｍ程
度の中入熱での溶接では、（ｂ）島状マルテンサイトの
低減と微量Ｎｂによる粒界焼入れ性の向上、（ｃ）析出
硬化の抑制、（ｄ）ＨＡＺ硬さの低減、が必要であるこ
とを知見した。これら４つを同時に組み合わせて実施す
ることにより、初めて最大１００ｋＪ／ｃｍまでの溶接
入熱範囲において、多層盛溶接部のＣＴＯＤ特性を著し
く向上できることを見出した。

【００１９】（ａ）有効結晶粒径の細粒化 大入熱溶接では、高温で長時間保持されるために、γ粒
が粗大化し、破壊の単位が大きくなり、１パスの溶接熱
影響を受けた粗粒域のＣＴＯＤ特性が低下する。そこ
で、特に大入熱溶接でＣＴＯＤ特性を向上させるには、
破壊の単位となる有効結晶粒を細粒化する必要がある。

【００２０】γ粒の成長抑制とγ粒内の細粒化により有
効結晶粒径を細粒化する技術としては、前述の特開平２
−２５０９１７号公報に開示されている。これは、１４
００℃以下に加熱された溶接熱影響部のγ粒の成長をＴ
ｉＮのピンニング効果によって抑制し、１４００℃超の
温度にさらされる溶融線近傍のごく狭い溶接熱影響部の
γ粒内にＴｉＮとＭｎＳの複合析出物を変態核とした微
細なフェライトを生成させることにより、溶接熱影響部
全体の有効結晶粒径を細粒化して、シャルピーの衝撃特
性を向上させる技術である。しかし、シャルピー衝撃特
性とＣＴＯＤ特性は必ずしも対応しないため、ＣＴＯＤ
特性に及ぼす効果については不明であった。

【００２１】そこで、本発明者らは、ＴｉＮとＭｎＳの
複合析出物が大入熱溶接時のＣＴＯＤ特性に及ぼす影響
について、特にＴｉ添加量に着目して検討した。試験に
は、Ｃ：０．０７％、Ｓｉ：０．０５％、Ｍｎを１．５
％、Ｐ：０．００５％、Ｓ：０．００３％、Ｃｕ：０．
４％、Ｎｉ：０．７％、Ｎｂ：０．００５％、Ａｌ：
０．０３％、Ｎ：０．００４％を基本成分とし、Ｔｉを
０〜０．０４％まで変化させた鋼板を用いた。１４００
℃で２秒保持後、８００〜５００℃までの冷却時間が１
３０秒（溶接入熱１００ｋＪ／ｃｍ相当）の１パスの溶
接再現熱サイクルを付与した後、板厚１０ｍｍのＣＴＯ
Ｄ試験を実施した。また、透過型電子顕微鏡で析出物を
観察した。ＣＴＯＤ試験温度は、板厚効果を考慮して−
５０℃からさらに２０℃低い−７０℃とした。

【００２２】図３に、Ｔｉ量と−７０℃でのＣＴＯＤ値
の関係を示す。Ｔｉを０．００５％〜０．０２５％含有
する場合は−７０℃でのＣＴＯＤ値が高いが、０．００
５％未満では、ＴｉＮのピンニング効果と粒内でのフェ
ライト変態が十分ではなく、また０．０２５％超添加す
ると、粗大なＴｉＮが生成するために、ＣＴＯＤ特性が
低下した。

【００２３】図４に、透過型電子顕微鏡で観察された析
出物の例を模式的に示す。ＴｉＮの形状は長方形で、そ
の一部にＭｎＳが析出し、ＴｉＮの端部からＭｎＳの端
部までの大きさはほとんどが０．０５〜０．３μｍの範
囲であった。以上の検討結果から、ＴｉＮとＭｎＳの複
合析出物による技術は、有効結晶粒径の細粒化により、
大入熱ＨＡＺ粗粒域のＣＴＯＤ特性を向上させることを
新たに知見した。

【００２４】（ｂ）島状マルテンサイトの低減と微量Ｎ
ｂによる粒界焼入れ性の向上 小入熱や中入熱での多層盛溶接のＣＴＯＤ特性に対する
厳しい要求を満足するためには、複数の溶接パスによる
影響を考慮する必要がある。多層盛溶接では、１パスの
溶接とは異なり、最初の溶接熱サイクルで生じた粗粒域
に、次の溶接熱サイクルによってＡｃ１とＡｃ３の二相
域に再加熱された粗粒二相域で島状マルテンサイトが生
成し、多層盛溶接部のＣＴＯＤ特性を著しく低下させる
が、Ｓｉを低減すると島状マルテンサイトの生成が抑制
でき、ＣＴＯＤ特性を改善できることが、従来から知ら
れている。

【００２５】本発明者らは、厳しいＣＴＯＤ特性の要求
を満足するため、粗粒二相域のＣＴＯＤ特性に及ぼす合
金元素の影響について、Ｓｉだけでなく、Ｎｂにも着目
して検討した。試験には、Ｃ：０．０７％、Ｍｎ：１．
５％、Ｐ：０．００５％、Ｓ：０．００３％、Ｃｕ：
０．４％、Ｎｉ：０．７％、Ｔｉ：０．０１％、Ａｌ：
０．０３％、Ｎ：０．００４％を基本成分とし、Ｓｉ：
０．０３〜０．１３５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０１
５５％の範囲で変化させた鋼板を用いた。溶接再現熱サ
イクルは、実際の多層盛溶接で粗粒二相域がさらに次の
溶接熱サイクルによって焼き戻されることを考慮して、
３重サイクルを用いた。具体的には、１４００℃で１秒
保持後、８００〜５００℃までを２３秒で冷却し、次に
７８０℃で１秒保持後、５００℃までを２２秒で冷却
し、さらに４５０℃で１秒保持後に冷却する中入熱相当
とした。

【００２６】図５に、Ｓｉ、Ｎｂ添加量と−７０℃での
ＣＴＯＤ値の関係を示す。ＳｉとＮｂ添加量によって、
ＣＴＯＤ特性が顕著に向上する条件があることが判明し
た。この理由は、以下のようなＳｉとＮｂの効果による
ものと考えられる。すなわち、Ｓｉを低減しかつ極めて
微量のＮｂを添加した場合は、Ｓｉによる島状マルテン
サイトの生成が抑制された状態で、固溶状態のＮｂがγ
粒界の焼入性を向上させて粒界初析フェライトの生成を
抑制し、その結果としてγ粒内からの微細なフェライト
の生成を促進して有効結晶粒径を細粒化するため、ＣＴ
ＯＤ特性を向上させる。一方、Ｓｉ添加量が多い場合は
島状マルテンサイトがＣＴＯＤ特性を支配するため、微
量Ｎｂによる効果は小さい。また、Ｓｉ添加量が少なく
てもＮｂを添加しない場合は、粒界初析フェライトが生
成するため、γ粒内からの微細なフェライトは生成せず
有効結晶粒の細粒効果を得ることはできないことによ
り、粗粒二相域の顕著なＣＴＯＤ特性の向上効果は期待
出来ない。

【００２７】なお、粒界の焼入性はＢによっても向上す
るが、ＢはＨＡＺ硬さを顕著に上昇させるためＣＴＯＤ
特性が低下する。従って、ＣＴＯＤ特性を向上させるた
めには、島状マルテンサイトの生成を抑制した上で、極
めて微量の固溶状態のＮｂにより、硬さをあまり上昇さ
せずに粒界の焼入性を上げることが重要となる。

【００２８】ここで、ＳｉとＮｂについては、それぞれ
の添加量を限定することに加えて、Ｓｉ＋１０Ｎｂの関
係を０．０４〜０．２０に限定する必要があることが実
験結果からわかる。Ｓｉ＋１０Ｎｂが、０．０４未満で
Ｎｂ添加量が少ない場合にはγ粒内からの微細なフェラ
イトの生成効果が十分得られず、Ｓｉ添加量が少ない場
合には脱酸が十分ではない。０．２０超となりＳｉとＮ
ｂ量が共に多いと、それぞれの添加量が上記の範囲内で
あっても、島状マルテンサイトの割合が増加し、Ｎｂ炭
化物が析出する傾向があることから、ＣＴＯＤ値が低下
する。従って、Ｓｉ＋１０Ｎｂの範囲を０．０４〜０．
２０とした。さらに、島状マルテンサイトの割合および
Ｎｂ炭化物の析出を十分に抑制するためには、０．０４
〜０．１４未満とすることが好ましい。

【００２９】以上述べたように、本発明は、Ｓｉを低減
し、同時に極めて微量のＮｂを添加することによって、
島状マルテンサイトを低減し、微量Ｎｂによる粒界焼入
れ性を向上させ、粗粒二相域のＣＴＯＤ特性を向上させ
る方法を新たに発見したものである。

【００３０】（ｃ）析出硬化の抑制 小入熱や中入熱の多層盛溶接のＣＴＯＤ特性に対する厳
しい要求を満足するためには、上記（ｂ）の技術に加え
て、最初の溶接熱サイクルで生じた粗粒域に、次の溶接
熱サイクルによってＡｃ３以下に焼き戻された粗粒テン
パーでの析出硬化を抑制する必要がある。析出硬化は、
焼き戻し熱サイクル時にＮｂ、Ｖの炭化物が析出するこ
とにより、粗粒テンパー域を脆化させて、ＣＴＯＤ特性
を低下を招くものであり、これに対しては、ＮｂとＶの
添加量を限定する必要があることが知られている。

【００３１】そこで、本発明者らは、Ｎｂ、Ｖの添加量
と硬さの上昇に及ぼす影響について調査した。試験に
は、Ｃ：０．０７％、Ｓｉ：０．０５％、Ｍｎ：１．５
％、Ｐ：０．００５％、Ｓ：０．００３％、Ｃｕ：０．
４％、Ｎｉ：０．７％、Ｔｉ：０．０１％、Ａｌ：０．
０３％、Ｎ：０．００４％を基本成分とし、Ｎｂ：０〜
０．０１３％、Ｖ：０〜０．０２％の範囲で変化させた
鋼板を用いた。溶接再現熱サイクル条件は、実際の中入
熱相当の多層盛溶接において粗粒域がさらに次の溶接に
よって焼き戻されることを考慮して決定した。１４００
℃で１秒保持後、８００〜５００℃までを２３秒で冷却
した粗粒域材と、さらに、６５０℃で１秒保持後、５０
０℃までを１５秒で冷却した粗粒テンパー材について、
ビッカース硬さ測定とＣＴＯＤ試験（板厚１０ｍｍ、−
７０℃）を実施した。

【００３２】実験の結果、粗粒テンパー材のビッカース
硬さは、粗粒域材に比べて微量のＮｂ、Ｖを添加するこ
とにより上昇し、添加量を増やしていくとこの効果は飽
和していくことが明らかとなった。各元素による硬さの
上昇率は、Ｎｂ：８１（％^{1/ 2})、Ｖ：４２（％^1/2)とな
ることから、これらの元素による硬さの当量式は、

【数５】Ｐｈｖ＝８１Ｎｂ^1/2+４２Ｖ^1/2 で表すことができる。

【００３３】そこで、Ｐｈｖの値と限界ＣＴＯＤ値の関
係について検討し、これを図６に示す。Ｐｈｖの値が4.
４〜１１．０の範囲で、ＣＴＯＤ特性が向上した。この
理由は次のようなＮｂ，Ｖの効果と考えられる。すなわ
ち、Ｐｈｖが４．４未満では、Ｎｂによってγ粒界の焼
入性を向上させて粒界初析フェライトの生成を抑制し、
その結果としてγ粒内からの微細なフェライトの生成を
促進して有効結晶粒径を細粒化する十分な効果を期待す
ることができず、１１．０超では析出硬化により、粗粒
テンパー域の硬さが上昇するため、ＣＴＯＤ特性が低下
したといえる。従って、ＮｂとＶの添加量を限定するこ
とにより析出硬化を抑制して、粗粒テンパー域のＣＴＯ
Ｄ特性を向上することが可能となった。

【００３４】（ｄ）ＨＡＺ硬さの低減 小入熱や中入熱の多層盛溶接のＣＴＯＤ特性に対する厳
しい要求を満足するためには、上記(b) 、(c) の技術に
加えて、ＨＡＺ硬さを低減する必要がある。ＨＡＺ硬さ
は冷却速度が一定の場合には鋼板の化学成分で決まり、
添加元素の影響を炭素に対する割合で評価した炭素当量
式により評価できることが知られている。炭素当量式と
してはこれまで多くの式が提案されており、特に外国で
はＩＩＷから提案されている炭素当量式が多く用いられ
る。本発明ではＭｏを添加しないことを考慮して、以下
の式により炭素当量を定義した。

【数６】Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｖ）／５＋
（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５

【００３５】本発明者らは、炭素当量とＣＴＯＤ特性に
ついて調査を行った。Ｐ：０．００５％、Ｓ：０．００
３％、Ｃｕ：０．４％、Ｎｉ：０．７％、Ｔｉ：０．０
１、Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００４％を基本成分と
し、Ｃ：０．０４〜０．１５％、Ｍｎ：１．０〜１．８
％を変化させることにより炭素当量を変化させた鋼板に
ついて、１４００℃で１秒保持後、８００〜５００℃ま
でを２３秒で冷却し、次に６５０℃で１秒保持後、５０
０℃までを１５秒で冷却する２パスの中入熱相当の溶接
再現熱サイクルを付与した後、ＣＴＯＤ試験を実施し
た。その結果、ＣＴＯＤ特性は炭素当量が０．４５を超
えると低下した。炭素当量が０．３５未満では母材の強
度を確保することが困難であることから、炭素当量の範
囲を０．３５〜０．４５とした。

【００３６】本発明では、以上述べた（ａ）〜（ｄ）の
４つを同時に組み合わせて実施することにより、多層盛
溶接部のＣＴＯＤ特性を向上させるものであるが、これ
と同時に、母材強度や母材靭性も確保する必要があるた
め、化学成分についてもその範囲を限定する必要があ
る。

【００３７】Ｃは、母材強度を確保する上で重要な元素
である。０．０２％未満では母材強度の確保が困難であ
り、０．１５％超ではＨＡＺ硬さが上昇し、粗粒二相域
の島状マルテンサイトの生成量も多くなり、ＣＴＯＤ特
性が劣化するため、０．０２〜０．１５％の範囲とし
た。

【００３８】Ｓｉは、粗粒二相域の島状マルテンサイト
を抑制し、脱酸および母材強度の向上するために重要な
元素である。０．０１％未満では脱酸が十分ではなく、
０．１１％超では粗粒二相域の島状マルテンサイトが増
加するため、０．０１〜０．１１％の範囲とした。

【００３９】Ｍｎは、母材強度を確保するだけではな
く、ＴｉＮとＭｎＳの複合析出物を生成し、大入熱溶接
時のＣＴＯＤ特性を向上させる上で、本発明で必須の元
素である。０．５％未満では十分な母材強度が得られ
ず、また十分なＭｎＳを生成させることが出来ず、２．
０％超ではＨＡＺ硬さが上昇して、ＣＴＯＤ特性が低下
するため、０．５〜２．０％の範囲とした。

【００４０】Ｐは、鋼中にミクロ偏析し、粒界脆化を起
こしやすくさせる元素である。０．０２０％超では、そ
の影響が顕著となるため、０．０２０％以下とした。好
ましくは０．００６％以下である。

【００４１】Ｓは、ＴｉＮとＭｎＳの複合析出物を生成
し、大入熱溶接時のＣＴＯＤ特性を向上させるため、本
発明で必須の元素である。０．００２％未満ではその効
果が十分に得られず、０．０１０％超では、鋼中に粗大
で伸長したＭｎＳを形成し、材質の異方性を生じ、靭性
を低下させるため、０．００２〜０．０１０％の範囲と
した。

【００４２】Ｎｂは、固溶状態で存在すると、γ粒界の
焼入性を向上しγ粒内からの微細なフェライトの生成を
促進して、有効結晶粒径を細粒化させることにより、Ｃ
ＴＯＤ特性を向上させる。また、圧延時に結晶粒界の移
動を妨げることにより再結晶を抑制し、未再結晶温度域
での圧延を可能にし、結晶粒径を細粒化して母材強度を
上昇させるため、本発明で必須の元素である。０．００
３％未満ではこれらの効果が十分に得られず、０．０１
３％超では焼き戻しサイクル時にＮｂ炭化物が析出して
ＣＴＯＤ特性を低下させるため、０．００３〜０．０１
３％の範囲とした。

【００４３】Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを生成してγ
粒の粗大化抑制し、さらに大入熱溶接では、ＭｎＳとの
析出物を生成して粒内フェライトの生成核となって有効
結晶粒径を細粒化して、ＣＴＯＤ特性を向上させるた
め、本発明で必須の元素である。Ｔｉが０．００５％未
満では、これらの効果が十分に得られず、０．０２５％
超では粗大なＴｉＮを生成して靭性を低下させるため、
0.００５〜0.０２５％の範囲とした。なお、ＴｉとＮの
添加割合は２．０〜３．０の範囲が好ましい。

【００４４】Ａｌは、固溶Ｎの固定および脱酸をする上
で重要な元素である。０．０１％未満では、これらの効
果が十分に得られず、０．０８％超では、粗大な介在物
や島状マルテンサイトを生成しやすくして靭性を低下さ
せるため、０．０１〜０．０８％の範囲とした。

【００４５】Ｎは、上述したようにＴｉＮを生成するた
め、本発明で必須の元素である。０．００２％未満では
ＴｉＮを十分に生成できず、０．００８％超では固溶Ｎ
により靭性が低下し、島状マルテンサイトを生成しやす
くするため、０．００２〜０．００８％の範囲とした。

【００４６】Ｃｕは、母材強度の向上に有効な元素であ
る。０．１０％未満ではその効果が十分に得られず、
１．０％超ではε−Ｃｕを多量に析出し、ＣＴＯＤ特性
を低下させるため、０．１０〜１．０％の範囲とした。

【００４７】Ｎｉは、焼入性を上昇させることにより母
材強度を向上させ、かつ母材靭性とＨＡＺ靭性を向上さ
せる上で有効な元素である。０．１０％未満では十分な
母材強度と靭性の向上効果が得られず、２．０％超では
経済的でなくなるため、０．１０〜２．０％の範囲とし
た。

【００４８】Ｃｒは、焼入性を上昇させることにより母
材強度を向上させる上で有効な元素である。０．０５％
未満ではその効果が十分に得られず、０．５０％超では
ＨＡＺが硬化してＨＡＺ靭性が低下するため、０．０５
〜０．５０％の範囲とした。

【００４９】Ｖは、母材強度を向上させるのに有効な元
素である。０．００５％未満ではその効果が十分に得ら
れず、０．０２０％超では焼き戻しサイクル時に析出し
て、ＣＴＯＤ特性を低下させるため、ＨＡＺ靭性を低下
させるため、０．００５〜０．０２０％の範囲とした。

【００５０】本発明では、Ｃｅｑを０．３５〜０．４５
に低く限定しており、圧延後に空冷する製造方法では十
分な母材強度を確保ことが不可能であるため、鋼板を製
造するにあたり、以下に示す製造条件についても限定す
る必要がある。

【００５１】鋼スラブは、転炉、電気炉で溶製した後、
必要に応じて取鍋精練や真空脱ガス処理を施し、連続鋳
造法により製造される。あるいは、鋳型あるいは一方向
凝固鋳型で造塊した後、分塊でスラブとしても良い。

【００５２】加熱は、圧延時の変形抵抗を減らし、鋼に
含有されるＮｂやＶの一部または全部を固溶させるため
に行う。９５０℃未満では、これらを固溶させることが
出来ず、１３００℃超では、オーステナイト粒径が粗大
化し、圧延による結晶粒の細粒化が困難となり十分な母
材靭性を確保することは出来ないため、加熱温度を９５
０〜１３００℃の範囲とした。なお、加熱の保持時間
は、６０〜１８０分が好ましい。

【００５３】粗圧延は、各圧延パスによる再結晶によっ
てオーステナイト粒径を漸進的に細粒化するために行
う。圧延時に再結晶させる必要があるため、その温度を
再結晶温度域とした。また、粗圧延の圧下率が１０％未
満では、十分なオーステナイト粒の細粒化が得られず、
９０％超では、仕上圧延の圧下率を確保できないため、
その圧下率を１０〜９０％の範囲とした。ここで、圧下
率は、（（スラブ厚）−（移送厚））／（スラブ厚）で
ある。

【００５４】仕上圧延は、オーステナイトを未再結晶状
態で圧延し、オーステナイト粒内に変形帯を導入するた
めに行う。Ａｒ₃ 点よりも低温では、フェライトが生成
するため、オーステナイト単相での圧延が出来ず、また
未再結晶状態で圧延する必要があることから、その温度
をＡｒ₃ 点以上の未再結晶温度域とした。また、仕上圧
延の圧下率が１０％未満では、フェライト粒を細粒化す
る十分な効果が得られず、９０％超では、仕上圧延に長
時間を要するため、温度の確保が困難となるため、その
圧下率を１０〜９０％の範囲とした。ここで、圧下率
は、（（移送厚）−（仕上厚））／（移送厚）である。

【００５５】制御冷却は、未再結晶状態のオーステナイ
ト粒内の変形帯からのフェライト変態の核発生を促進
し、フェライト粒を細粒化し、十分な母材強度を得るた
めに行う。冷却速度が１℃／ｓ未満ではこれらの効果が
得られず、５０℃／ｓ以上の冷却速度を得ることは設備
制約上困難であることから、冷却速度を１〜５０℃／ｓ
の範囲とした。次に述べる焼き戻しを行わない場合に
は、冷却停止温度が６５０℃超では上記の効果を十分に
得ることが出来ず、５００℃未満では空冷中の焼き戻し
効果が不足し母材靭性が低下するため、冷却停止温度を
６５０〜５００℃とした。

【００５６】また、焼き戻しを行う場合には、２００℃
以下まで冷却しないと十分な母材強度を得ることは出来
ないため、冷却停止温度を２００℃以下とした。焼き戻
しは、制御冷却により低下した母材靭性を向上するため
に行う。焼き戻し温度が５００℃未満では、十分に母材
靭性が向上せず、６５０℃超では母材靭性は向上する
が、逆に母材強度が低下するため、５００〜６５０℃の
範囲とした。なお、焼き戻しの保持時間は２０〜１２０
分が好ましい。

【００５７】以上述べた技術思想に基づき、本発明は、
多層盛溶接部のＣＴＯＤ特性に優れた鋼板およびその製
造方法を提供するものである。なお、溶接したままで溶
接部に低温割れを生じさせないため、本発明の請求範囲
に加えて、次式により評価される低温割れ感受性につい
ても、０．２２以下にすることが好ましい。

【数７】Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／
２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０
＋５Ｂ

【００５８】

【実施例】以下に、本発明の実施例について述べる。鋼
材の化学成分、製造方法、母材特性および溶接継手特性
との関係を明らかにすることを目的に、表１に示す種々
の化学成分を有する鋼を溶解し、連続鋳造により得られ
たスラブを表２に示す条件で、板厚２５〜７５ｍｍの鋼
板に製造した。表３に、引張試験およびシャルピー試験
により得られた母材特性を示す。さらに、溶接継手特性
を評価するため溶接継手を作成した。ＡＰＩ−ＲＰ２Ｚ
に準拠した試験を行うため、開先形状はＫ開先とした。
溶接方法はサブマージアーク溶接（ＳＡＷ）とし、溶接
入熱は、３０、１００ｋＪ/cm の２水準とした。

【００５９】表４に、−７０℃でのシャルピー吸収エネ
ルギー、−３０℃と−５０℃での限界ＣＴＯＤ値、粗粒
域率、島状マルテンサイト率（Ｍ^* 率）、ＨＡＺ硬さ、
有効結晶粒径（ｄｅｆｆ）を示す。シャルピー試験は、
切欠き位置を垂直ボンド部に一致させ、−７０℃で各３
本試験を行って、吸収エネルギーの平均値を求めた。Ｃ
ＴＯＤ試験は、切欠き位置を垂直ボンド部に一致させた
試験片を用いて−３０℃と−５０℃で各５本づつ行い、
それぞれのＣＴＯＤ値を算出し、その最低値から限界Ｃ
ＴＯＤ値を求めた。粗粒域率は、試験終了した試験片の
疲労ノッチ部で測定した平均値であり、これが１５％以
上となる試験片が３本以上であることを確認した。ま
た、島状マルテンサイト率は粗粒二相域に生成した島状
マルテンサイトの割合、ＨＡＺ硬さは粗粒テンパー域の
硬さ、有効結晶粒径はボンド境界部の粗粒域の粒径であ
る。

【００６０】発明鋼１〜１０は、母材特性として３６０
ＭＰａ以上の降伏応力と−７０℃での十分な吸収エネル
ギーが得られた。また、溶接継手特性としても、いずれ
の溶接入熱でも−７０℃での吸収エネルギーおよび−３
０℃、−５０℃での限界ＣＴＯＤ値に関して良好な値が
得られたことから、多層盛溶接部のＣＴＯＤ特性に優れ
ていることが確認された。

【００６１】一方、比較鋼１１は、鋼Ｂのスラブを用い
ており成分は本発明の範囲であるが、製造条件が本発明
の範囲と異なるため、溶接継手特性は良好であるものの
母材強度が不足する。比較鋼１２は、Ｔｉ、Ｓ添加量が
本発明の範囲と異なるため有効結晶粒径が大きく、特に
大入熱溶接時の−５０℃でのＣＴＯＤ特性が顕著に低下
する。比較鋼１３はＳｉ添加量が本発明の範囲と異なる
ため島状マルテンサイトが多量に生成して、特に中入熱
溶接時の−５０℃でのＣＴＯＤ特性が顕著に低下する。
比較鋼１４はＮｂとＶの添加量が本発明の範囲と異なる
ため粗粒テンパー域の硬さが高く、特に中入熱溶接時の
−５０℃でのＣＴＯＤ特性が顕著に低下する。比較鋼１
５は、各成分は本発明の範囲であるが炭素当量が本発明
の範囲と異なるため粗粒テンパー域の硬さが高く、特に
中入熱溶接時の−５０℃でのＣＴＯＤ特性が低下する。
以上の実施例から、本発明の請求範囲を満足することに
より、多層盛溶接部のＣＴＯＤ特性に優れた鋼板を得る
ことできることが明らかとなった。

【００６２】

【表１】

【００６３】

【表２】

【００６４】

【表３】

【００６５】

【表４】

【００６６】

【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
−４０〜−５０℃程度の極寒冷氷海域で使用される海洋
構造物などに用いられる溶接構造用の鋼板に関して、溶
接入熱が１００ｋＪ／ｃｍ程度までの多層盛溶接部のＣ
ＴＯＤ特性に優れた鋼板を提供することが可能であり、
本発明の鋼板を用いることにより、上記の溶接構造物の
脆性破壊に対する信頼性を著しく向上させることが可能
となった。このような効果を有する本発明の鋼板の意義
は、極めて著しいものである。

【図面の簡単な説明】

【図１】多層盛溶接部の粗粒域率とＣＴＯＤ値との関係
を示す図である。

【図２】多層盛溶接部の粗粒域率の測定方法を示す図で
ある。

【図３】Ｔｉ添加量と−７０℃での限界ＣＴＯＤ値の関
係を示す図である。

【図４】ＴｉＮとＭｎＳの複合析出物を示す図である。

【図５】−７０℃での限界ＣＴＯＤ値に及ぼすＳｉ添加
量とＮｂ添加量の影響を示す図である。

【図６】ＮｂとＶの関係式の値が−７０℃での限界ＣＴ
ＯＤ値に及ぼす影響を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 長尾 年通 愛知県東海市東海町５−３ 新日本製鐵株 式会社名古屋製鐵所内 (72)発明者 斉藤 直樹 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で Ｃ ： ０．０２〜０．１５％、 Ｓｉ： ０．０１〜０．１１％、 Ｍｎ： ０．５〜２．０％、 Ｐ ： ０．０２０％以下、 Ｓ ： ０．００２〜０．０１０％、 Ｎｂ： ０．００３〜０．０１３％、 Ｔｉ： ０．００５〜０．０２５％、 Ａｌ： ０．０１〜０．０８％、 Ｎ ： ０．００２〜０．００８％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物元素よりな
   り、 Ｓｉ＋１０Ｎｂ： ０．０４〜０．２０、 ８１Ｎｂ^1/2+４２Ｖ^1/2:４．４〜１１．０、 Ｃｅｑ： ０．３５〜０．４５ を満足することを特徴とする、多層盛溶接部のＣＴＯＤ
   特性に優れた鋼板。ただし、 【数１】Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ/6＋（Ｃｒ＋Ｖ)/５＋（Ｃｕ
   ＋Ｎｉ)/１５ とする。
2. 【請求項２】 重量％で Ｃ ： ０．０２〜０．１５％、 Ｓｉ： ０．０１〜０．１１％、 Ｍｎ： ０．５〜２．０％、 Ｐ ： ０．０２０％以下、 Ｓ ： ０．００２〜０．０１０％、 Ｎｂ： ０．００３〜０．０１３％、 Ｔｉ： ０．００５〜０．０２５％、 Ａｌ： ０．０１〜０．０８％、 Ｎ ： ０．００２〜０．００８％ を含有し、さらにＣｕ： ０．１０〜１．０％、 Ｎｉ： ０．１０〜２．０％、 Ｃｒ： ０．０５〜０．５０％、 Ｖ ： ０．００５〜０．０２０％ のうち、１種または２種以上を含有し、残部が鉄および
   不可避的不純物元素よりなり、 Ｓｉ＋１０Ｎｂ： ０．０４〜０．２０、 ８１Ｎｂ^1/2+４２Ｖ^1/2: ４．４〜１１．０、 Ｃｅｑ： ０．３５〜０．４５ を満足することを特徴とする、多層盛溶接部のＣＴＯＤ
   特性に優れた鋼板。ただし、 【数２】Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ/6＋（Ｃｒ＋Ｖ)/５＋（Ｃｕ
   ＋Ｎｉ)/１５ とする。
3. 【請求項３】 請求項１または２いずれか１項に記載の
   化学成分を有する鋼スラブを、９５０〜１３００℃に加
   熱し、再結晶温度域で圧下率が１０〜９０％の粗圧延を
   行い、続いてＡｒ₃ 点以上の未再結晶温度域で圧下率が
   １０〜９０％の仕上圧延を行い、直ちに冷却速度が１〜
   ５０℃／ｓで６５０〜５００℃まで制御冷却し、室温ま
   で空冷することを特徴とする、多層盛溶接部のＣＴＯＤ
   特性に優れた鋼板の製造方法。
4. 【請求項４】 請求項１または２いずれか１項に記載の
   化学成分を有する鋼スラブを、９５０〜１３００℃に加
   熱し、再結晶温度域で圧下率が１０〜９０％の粗圧延を
   行い、続いてＡｒ₃ 点以上の未再結晶温度域で圧下率が
   １０〜９０％の仕上圧延を行い、直ちに冷却速度が１〜
   ５０℃／ｓで２００℃以下に制御冷却し、その後、５０
   ０℃〜６５０℃で焼き戻しを行うことを特徴とする、多
   層盛溶接部のＣＴＯＤ特性に優れた鋼板の製造方法。