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WO2001086013A1 - Tole d'acier epaisse excellente du point de vue de ses caracteristiques ctod dans la zone affectee par la chaleur du soudage et dont la limite conventionnelle d'elasticite est superieure ou egale a 460 mpa - Google Patents

Tole d'acier epaisse excellente du point de vue de ses caracteristiques ctod dans la zone affectee par la chaleur du soudage et dont la limite conventionnelle d'elasticite est superieure ou egale a 460 mpa Download PDF

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steel
mass
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oxide
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Akihiko Kojima
Yoshio Terada
Akihito Kiyose
Yuzuru Yoshida
Toshihiko Adachi
Kazuaki Tanaka
Ryuji Uemori
Shiro Imai
Original Assignee
Nippon Steel Corporation
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Publication date
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    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate having a yield strength of 460 MPa or more, preferably 500 to 550 MPa class, which is excellent in CTOD (Crack Tip Opening Displacement) characteristics of a heat affected zone (HAZ). It is mainly used for offshore structures, but can also be applied to other welded structures requiring similar strength and HAZ toughness (CTOD properties).
  • CTOD Cross Tip Opening Displacement
  • this technique reduces the pinning effect of TiN particles and increases the coarseness of ⁇ grains.
  • the microstructure of the HAZ structure can be reduced. It is steel that has been thinned. This acicular ferrite that effectively refines coarse 0 / grain is called intragranular ferrite (IGF).
  • IGF intragranular ferrite
  • An object of the present invention is to provide a steel plate having a yield strength of 460 MPa or more, preferably of a class of 500 to 550 MPa, and a CT0D at 110 ° C. of HAZ of 0.2 mm or more.
  • the present invention relates to
  • FIG. 1 (a) schematically shows the HAZ organization at this time.
  • the primary cause of HAZ embrittlement is that even if the inside of coarse y grains is refined by the formation of intragranular transformation ferrite (IGF), they are formed along the coarse ⁇ grain boundaries. This is because coarse grain boundary ferrite (GBF) ⁇ ferrite side plate (FSP) increases the sensitivity to brittle crushing as HAZ hardens.
  • IGF intragranular transformation ferrite
  • Mg is intentionally added to generate a large number of the above-mentioned ultrafine oxides. Since Mg is also contained in an oxide having a normal size (several ⁇ ), the present invention has sought to generate IGF using such a relatively large Mg-containing oxide. As a result, it was found that the following three conditions were important as IGF metamorphosis nuclei.
  • Mn must be contained in an amount of 0.3% by mass or more in order to function effectively as an IGF transformation nucleus.
  • Mn may be contained in an oxide of 0.5 to 10 ⁇ m.
  • Mg, Al, and Ti which have a higher deoxidizing power than Mn, are essential, so these elements form oxides of 0.5 to 10 ⁇ m.
  • the Mg content in the oxide was important.
  • the oxide contained 10% by mass or more of 3 ⁇ 4.
  • the Mg content in the oxides in which the sulfides did not complex and existed alone were less than 10% by mass.
  • Ca, REM and Zr can be added as deoxidizers and desulfurizers. It contributes to the reduction of O content as a deoxidizer. As a desulfurizing agent, it contributes to the reduction of S content and at the same time controls the form of sulfide. To improve the base metal and HAZ material through these effects, 0.0005% or more is required for each. However, if these elements are too large, they become incorporated into the IGF transformation nucleus, and the Mg and Mn contents in the oxides and sulfides that constitute the IGF transformation nucleus decrease, and the IGF transformation occurs. It loses its core function.
  • V is effective for the strength of base metal and HAZ by precipitation strengthening. For this purpose, 0.005% or more is required. However, if V exceeds 0.05%, weldability and HAZ toughness deteriorate, so this is set as the upper limit.
  • the steel of the present invention is manufactured as a steel plate by adjusting the chemical composition to a predetermined chemical composition in the steelmaking process of the steel industry, reheating a continuously manufactured piece, and controlling various processes of rolling, cooling, and heat treatment in various ways. Is done. In order to obtain a yield strength of 460 MPa or more, preferably 500 to 550 MPa class in a thick material such as a plate thickness of 76.2 mm, direct quenching or It is effective to apply accelerated cooling. Furthermore, tempering can adjust strength and toughness. ⁇ It is also possible to perform hot charge rolling without cooling the piece. HAZ toughness is determined by the dispersion of pinned particles and IGF transformation nuclei in addition to the steel composition. Dispersion of these particles The state does not change significantly during the manufacturing process of the base material. Therefore, the HAZ toughness does not largely depend on the manufacturing process of the base material, and any heating, rolling, or heat treatment process may be applied.
  • Table 1 shows the chemical composition of the continuously formed steel
  • Table 2 shows the thickness of the steel sheet, the manufacturing method, the number of pinning particles and IGF transformation nuclei, the base material, welding conditions, and toughness.
  • J Z' 200 ⁇ 0 ⁇ 0 00 '0 100 ⁇ ⁇ 00 ⁇ 0 800 ⁇ 0 800' 0 0 ⁇ 0, 00 ⁇ 0 S00 ⁇ 0 09 ⁇ 9 ⁇ ⁇ 0 II ⁇ 0 6
  • Z ⁇ zoo ⁇ 0 ZOO ⁇ 3 '9 ⁇ 0: ⁇ 3' 9 ⁇ 0: ⁇ S00 ⁇ 0 ⁇ ' ⁇ 200 ⁇ 600 ⁇ 0 S00 ⁇ 0 20 ⁇ 0 100 ⁇ 0, 00 ⁇ 0 6S ⁇ 02 ⁇ 0 01 0 ⁇
  • the present invention has significantly improved the CTOD characteristics of joints of high-strength and extremely-thick steel plates, and has opened the way to lighter and larger offshore structures. As a result, the cost of building offshore structures can be significantly reduced, and energy development in deeper sea areas becomes possible.

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Description

明 細 書 溶接熱影響部の CT0D特性に優れた 460MPa以上の降伏強度を有する厚 鋼板 技術分野
本発明は溶接熱影響部 （Heat Affec ted Zone： HAZ) の CTOD ( Cr ack Tip Opening Di splac ement) 特性に優れた 460MPa以上、 好まし く は 500〜550MPa級、 の降伏強度を有する厚鋼板に関するものであ り、 その用途は主に海洋構造物用と して用いられるが、 同様の強度 と HAZ靱性 （CTOD特性） が要求されるその他の溶接構造物へも適用 できる。 背景技術
北海で使用される海洋構造物の溶接継ぎ手には _ 10°Cでの CTOD特 性が要求される。 このような厳格な HAZ靭性が要求される鋼材と し て、 例 は Proceedings 0 1 12tn Int ernat ional Conference on OM AE , 1993 , Glasgow , UK , ASME , Vo lumeHI— A， pp. 207— 214に記載さ れているように、 Tiオキサイ ド鋼が使用されている。 HAZの溶融線 近傍は 1400°C以上に加熱されるため、 TiN粒子によるピン止め効果 が消失してオーステナイ ト （ γ ) が著しく粗大化してしまい、 HAZ 組織が粗大化して靭性が劣化する。 このよ うな問題点を解決する鋼 と して上述の Tiォキサイ ド鋼は開発された。
この技術は、 例えば特開昭 63— 210235号公報ゃ特開平 06— 075599 号公報に記載されているように、 TiN粒子によるピン止め効果が消 失して粗大化した γ粒の粒内において、 熱的に安定な Ti酸化物を変 態核として生成する針状フヱライ トを利用することで HAZ組織の微 細化をはかった鋼である。 粗大な 0/粒を効果的に微細化するこの針 状フェライ トは粒内変態フェライ ト （Int ra Granular Ferr i te ： IG F) と呼ばれる。
しかしながら、 この Tiォキサイ ド鋼の降伏強度は 420MPa級までで あり、 それ以上の降伏強度を有しつつ HAZの CT0D特性を保証するよ うな厚鋼板は開発されていない。 一方で、 海洋構造物を軽量化する ことで建造コス トの低減をはかる動きが活発化しつつあり、 海洋構 造物を軽量化するために降伏強度の高い厚鋼板が求められている。 つまり、 従来よ り も高強度である 460MPa以上の降伏強度を有しつつ 、 CT0D特性を保証できるような HAZ靱性の優れた厚鋼板が強く望ま れている。
発明の開示
本発明は、 降伏強度が 460MPa以上、 好ましくは 500〜550MPa級、 であり、 HAZにおける一 10°Cでの CT0Dが 0. 2mm以上である厚鋼板を 提供することを目的とする。
本発明は、 質量％で、
C ： 0. 04〜0. 14%、
Si ： 0. 4%以下、
Mn： 1. 0〜2. 0 %、
P ： 0. 02%以下、
S ： 0. 001—0. 005%、
A1 ： 0. 001 - 0. 01 %、
Ti ： 0. 005- 0. 03%、
Nb ： 0. 005〜0. 05 %、
Mg ： 0. 0003- 0. 005%、
O ： 0. 001〜0. 005%、
N ： 0. 001〜0. 01 % を含有し、 さ らに必要に応じて質量％で、
Ca 0.0005〜0.005%
REM 0.0005—0.01%
Zr 0.0005〜 01%
Cu 0.05〜1.5%
Ni 0.05〜3.0%
Cr 0.05 0.5%
Mo 0.05〜0.5%
V 0.005〜0.05%、
B 0.0001〜0.003%
の 1種以上を含有し、 Ca REM, Zr の和が 0, 02%以下であり、 Cu Ni, Cr, Moの和が 3.0%以下であり、 残部が鉄および不可避的不純 物からなる化学成分を有し、 Mgと A1からなる酸化物を内包する 0.01 0.5 μ mの TiNが 10000個 Zmm2 以上存在し、 かつ、 酸化物と硫 化物が複合した形態で 0.3質量％以上の Mnを含有する 0.5 ΙΟ μ πι の粒子が 10個 Ζ 2 以上存在することを特徴とする溶接熱影響部の CT0D特性に優れた 460MPa以上の降伏強度を有する厚鋼板である。 図面の簡単な説明
図 1 ( a ) 〜 （ d ) は、 本発明の溶接熱影響部の CT0D特性に優れ た 460MPa以上の降伏強度を有する厚鋼板における HAZ組織制御の考 え方を模式的に示す図である。 図 1 ( a ) は、 従来の Tiォキサイ ド 鋼に係る HAZ組織を説明する図で、 図 1 ( d ) は、 本発明鋼の HAZ 組織を説明する図である。 図 1 中において、 1は溶接金属、 2は溶 接熱影響部（HAZ) 3は溶融線を示している。 また、 HAZ組織中の 4は γ粒界、 GBFは粒界フヱライ ト、 FSPはフェライ トサイ ドプレ 一ト、 IGFは粒内変態フヱライ ト、 Buは上部べィナイ ト、 そして、 MAはマルテンサイ ト ' オーステナイ ト混合相を示している。 発明を実施するための最良の形態
以下、 本発明を詳細に説明する。
図 1 ( a ) 〜 （ d ) は、 HAZ組織制御の考え方を模式的に示す図 である。 図 1 ( a ) は、 従来の Tiォキサイ ド鋼に係る HAZ組織を説 明する図で、 図 1 ( d ) は、 本発明鋼の HAZ組織を説明する図であ る。 図 1中において、 1は溶接金属、 2は溶接熱影響部（HAZ) 、 3 は溶融線を示している。 また、 HAZ組織中の 4は T/粒界、 GBFは粒 界フェライ ト、 FSPはフェライ トサイ ドプレート、 IGFは粒内変態 フェライ ト、 Buは上部べィナイ ト、 そして、 MAはマルテンサイ ト · オーステナイ ト混合相を示している。
Tiォキサイ ド鋼の降伏強度を合金元素の添加によつて現行の 420M Pa級 ら 460MPa以上の 500MPa,钣、 さ らには 550MPa級へと高めていく と、 溶融線近傍 HAZが硬化して十分な CT0D特性を確保することが難 しくなる。 このときの HAZ組織を模式的に図 1 ( a ) に示す。 HAZ が脆化する第一の原因は、 粒内変態フェライ ト（IGF) の生成によつ て粗大な y粒の内部を微細化しても、 粗大な Ί粒の粒界に沿って生 成する粗大な粒界フェライ ト （Grain Boundary Ferrite:GBF) ゃフ ェライ トサイ ドプレー ト （Ferrite Side Plate:FSP) が、 HAZの硬 化に伴つて脆性破壌の発生に対する敏感性を高めるからである。 従 つて、 これらの GBFや FSPを微細化することで脆性破壌の発生に対 する感受性を小さくする必要がある。 第二の脆化原因は、 高強度化 のために合金元素の添加量を増加させることで HAZの焼入性が高ま り、 MA (Martensite-Austenite constituent) と呼ばれる微視的な 脆化相が多く生成し、 これが脆性破壌の発生を促すからである。 従 つて、 460MPa以上の降伏強度を達成する場合においても、 MAを可能 な限り低減する必要がある。 以上から、 高い降伏強度のもとで良好 な継ぎ手 CT0D特性を達成するためには、 Tiォキサイ ド鋼の金属学的 効果（IGF効果） を維持しつつ、 上記の二つの脆化原因を取り除く こ とが指針となる。 つま り、 本発明の要点は HAZ組織を下記の三つの 視点から同時に制御することである。
( 1 ) 溶融線近傍 HAZの y粒界に沿って生成する GBFや FSPを微細 化する。
( 2 ) 溶融線近傍 HAZの y粒内を I GFの生成によって微細化する。
( 3 ) 溶融線近傍 HAZの MA生成量を低減する。
まず （ 1 ) を達成する手段を説明する。 脆性破壊の発生に有害な 粗大な GBFや FSPを微細化するためには、 γ粒を小さくする必要が ある。 1400°Cを超えて加熱される溶融線近傍 HAZの Y粒成長を強力 に抑制することを狙いとして、 種々の鋼成分について鋭意検討した 結果、 Mgと A1を適正に制御することで Mgと A1からなる 0. 01〜0· 1 μ mの超微細な酸化物を鋼中に数多く分散させ、 これを核に 0. 01〜0. 5 μ πιの TiNを複合析出させる技術を発明した。 このよ う な複合祈 出の TiN粒子は、 溶融線近傍でも熱的に安定であるため、 成長した り溶解したりすることなく強力に γ粒界の移動をピン止めできる。 たとえ溶接入熱量の大きな溶接を行っても、 溶融線近傍の y粒を 1 00 μ m程度の大きさに保つことができる。 さ らに、 y粒界上に存在 するこれらのピン止め粒子自身が、 GBFや FSPの変態核と して直接 機能する場合があり、 変態場所の増加を通じることによつても GBF や FSPの微細化に寄与する。 このような複合析出の TiN粒子が 100 00個/ mm2 以上存在するこ とで、 GBFや FSPが CT0D特性に悪影響を 及ぼさない大きさまで微細化される。 このよ うな複合析出の TiN粒 子が 10000個/ mm2 未満であると、 γ細粒化や γ粒界上の変態核の 個数が不十分となる結果、 GBFや FSPが十分に微細化されず CT0D特 性が劣化する。 この複合形態の TiN粒子には硫化物が析出する場合 もあるが、 上述したピン止め粒子や変態核と しての機能に悪影響を 及ぼすものではない。
図 1 ( b ) はここで説明した （ 1 ) の技術だけを適用したときの HAZ組織の模式図である。 GBFや FSPは微細化するが、 本技術だけ では 0/粒内が上部べィナイ トと呼ばれる MAを含む脆化組織で覆われ てしまい、 十-分な CT0D特性が得られない。 そこで、 次に説明する （ 2 ) の技術を併用しなければならない。
( 2 ) を達成する手段を説明する。 本発明は上述した超微細酸化 物を多数生成させるめに、 Mgを意図的に添加する。 Mgは通常の大き さ （数 μ πι) の酸化物にも含まれるため、 本発明ではこのよ うな比 較的大きな Mg含有酸化物を利用して IGFを生成させることを追及し た。 その結果、 下記の三つの条件が IGF変態核と して重要であるこ とがわかった。
① 最低限の個数が存在すること。
② 適当な大きさであること。
③ Mnを含有すること。
①の観点から、 IGF変態核は溶融線近傍 HAZにおいて安定に存在 し、 少なく とも 10個 /mm2 以上必要である。 IGF変態核が 10個/ mm 2 未満では HAZ組織の微細化が不十分である。
また、 ②の観点から、 IGF変態核と して有効に機能するには 0.5 μ m以上の大きさが必要である。 粒子の大きさが 0.5μ πι未満では IGF変態核としての能力が著しく低下する。 これらの条件を満たす ために、 本発明では 0.5/z m以上の酸化物を IGF変態核と して利用 することを検討した。 しかし、 10μ mを超える酸化物は脆性破壌の 発生起点と して作用するため好ましくない。
③の観点から、 IGF変態核と して有効に機能するためには、 0.3 質量％以上の Mnを含有することが必要であることが判明した。 その ためには、 0.5〜10μ mの酸化物に Mnを含有させればよいが、 本発 明では （ 1 ) で説明したピン止め粒子を生成させるために Mnより も 脱酸力の強い Mg， Al, Tiを必須とするから、 これらの元素が 0·5〜 10μ mの酸化物を構成し、 この'中に 0.3質量％以上の Mnを安定的に 含有させることは難しい。 そこで本発明では、 Mnを含む硫化物をこ のよ うな酸化物上に複合析出させ,ることを考えた。 このよ うな手段 を講じれば、 複合粒子中の Mn含有量を安定的に 0.3質量％以上にす ることが可能であり、 IGF変態核と して有効に機能させることがで きる。 そこで、 酸化物上に Mn含有硫化物を複合析出させるための条 件を探索した結果、 酸化物中の Mg含有量が重要であることがわかつ た。 Mn含有硫化物が複合するときの酸化物中には 10質量％以上の ¾ が含有されていた。 一方、 硫化物が複合せず単独として存在する酸 化物中の Mg含有量は 10質量％未満であった。 つまり、 0.5〜10μ πι の酸化物中に 10質量％以上の Mgを含有させることで Mn含有硫化物を 安定的に複合析出させることが可能となることを見いだした。 その 結果として、 酸化物と硫化物が複合した形態で 0.3質量％以上の1111 を含有する 0.5〜10μ πιの IGF変態核を 10個/ mm2 以上確保するこ とができる。 ただし、 Ca， REM, Zr が合計で 0· 02質量。 /0を超えて添 加されると、 酸化物に複合する硫化物中に Mnが含有されなくなり、 複合粒子中の Mn含有量は 0.3質量％未満となってしまう ことに注意 が必要である。
図 1 ( c ) は （ 1 ) の技術とここで説明した （ 2 ) の技術を併用 したときの HAZ組織の模式図である。 GBFや FSPの微細化に加えて 多量の IGFが生成することで HAZ組織は微細化する。 しかし、 合金 成分の添加量が不適切な場合には MA生成量が増えて CT0D特性が不十 分となる。 そこで、 次に説明する （ 3 ) の技術を併用することで安 定的に CT0D特性を向上させることが必要である。
( 3 ) を達成する手段を説明する。 HAZにおける MA生成挙動は、 焼入性と冷却速度に大きく依存することが知られている。 本発明に おける HAZの焼入性は、 鋼成分に加えて γ粒径や IGF生成能の影響 を大きく受ける。 従来鋼では ΗΑΖの焼入性に対して τ/粒径や IGF生 成はほとんど考慮されていないが、 本発明鋼は 0/粒が小さいうえに IGF生成能が高いため、 y粒界や V粒内でフェライ トの変態場所が 増加しており、 鋼成分が同一である従来鋼に比べて HAZの焼入性が 著しく低下する特徴を持つ。 このよ うな特徴を有する本発明鋼に対 して、 海洋構造物の溶接施行時の冷却速度（800°Cから 500°Cの冷却 時間がおおよそ 15 s ) と本発明の Cと Mnの範囲を前提に、 MAの生成 状況に及ぼす合金成分の影響を鋭意検討した。 その結果、 下記の 2 点が明らかになった。
④ Nbを従来より高めても HAZの MA量は増えにくい。
⑤ Cu, Ni， Cr， Moの和と HAZの MA量の間に非連続的な強い相関が ¾る。
④の観点から、 Nbを 0.05質量％まで高めても HAZの MA量に大きな 影響を及ぼさないことがわかった。 従来の海構造物向け厚鋼板 （継 ぎ手 CT0D保証鋼） で実際に用いられる Nbは、 例えば、 Proceedings of 12th international Conference on OMAn, ,1993, Glasgow, UK, A SME, Volumein-A, pp. 207 - 214では 420MPa級の降伏強度で 0.02質量 %の Nb力 S上限であり、 Proceedings of 12th International Confer ence on 0MAE， 1993， Glasgow, UK, ASME, VolumeIE-Α, pp. 199 - 2 05では 460MPa級の降伏強度で 0.021質量％の Nbが上限であり、 Proc eedings of l^th Internat ionai Conference on 0MAE , 1994 , Hous ton, ASME, VolumeH , pp. 307- 314では 420MPa級の降伏強度で 0· 0 24質量％の Nbである。 このように、 従来は 0.02質量％程度の Nb量が 実質的に上限とされており、 これに対して本発明は Nbを 0.05質量％ まで有効に利用できる利点がある。 ⑤の観点から、 Cu, Ni, Cr， Moの和が 3.0質量％を超えると HAZ の MA量が急激に増えることがわかった。 以上の知見から、 460MPa以 上、 特に 500〜550 MPa級の降伏強度を保ちつつ板厚を、 たとえば 76 .2龍程度まで、 拡大していく場合の成分設計として、 できる限り Nb を活用して厚手材の母材強度を稼ぎ、 その反面、 MA生成を助長する Cu, Ni, Cr, Moを削減することが指針となる。 Cu， Ni, Cr， Moの削 減は合金コス トの面からも好ましい。
図 1 ( d ) は （ 1 ) 、 （ 2 ) の技術にここで説明した （ 3 ) の技 術を併用したときの HAZ組織の模式図である。 HAZ組織の十分な微 細化に加えて安定的に MA量が低減されることで、 高強度においても 良好な継ぎ手 CT0D特性が達成される。 このよ う に、 本発明は （ 1 ) 、 （ 2 ) 、 （ 3 ) の技術を同時に発現させることで実現可能となる 次に化学成分の限定理由について説明する。 以下の化学成分の説 明において％と記しているものは質量％を意味するものとする。
Cは母材と HAZの強度、 靭性を確保するために 0.04%以上必要で ある。 しかし、 0.14%を超えると母材と HAZの靭性が低下する と共 に溶接性が劣化するので、 これが上限である。
Siは脱酸のために添加することができる。 しかし、 0.4%を超え ると HAZ靱性が劣化する。 本発明ではU, Ti, Mgによっても脱酸は 可能であり、 HAZ靭性の観点から Siは少ないほどよい。 Siは HAZの MA生成を助長するので本発明では好ましくない元素である。
Mnは母材と HAZの強度、 靭性を確保するために 1.0%以上必要で ある。 Mnは IGF変態核を構成する硫化物を形成する うえでも重要で ある。 しかし、 Mnが 2.0%を超えると母材や HAZが脆化したり、 溶 接性が劣化するので、 これが上限である。
Pは本発明において不純物元素であり、 良好な母材と HAZの材質 を確保するためには 0. 02 %以下に低減する必要がある。
Sは本発明に必要な元素である。 I GF変態核と して酸化物上に硫 化物を複合析出させるために 0. 001 %以上確保しなければならない 。 しかし、 Sが 0. 005%を超えると母材および HAZの靭性が劣化す るので、 これが上限である。
Nbは HAZ靭性の劣化を最小限に抑えて母材強度を高めることに極 めて有効である。 Nbは母材の組織微細化を通じて靭性を高めること にも有効である。 例えば 76. 2mmの板厚で 500MPa級の降伏強度を達成 しつつ、 さ らに良好な母材靭性を得るためには、 0. 005%以上の Nb が必須である。 しかし、 Nbが 0. 05%を超えると MA量の増加や析出硬 化によって HAZ靭性が劣化するので、 これが上限である。 Nbは本発 明の母材を造り込むうえで積極的に用いるべき元素であり、 0. 02 % 以上の Nbを有効利用することが好ましい。
A1は Mgと共に 0. 01〜0. 1 μ mの超微細酸化物を形成し、 その上に 複合析出する TiNを伴ってピン止め粒子と して、 さらには GBFや F SPの変態核として機能し、 HAZ組織を微細化する。 そのためには 0 . 001 %以上必要である。 A1が 0. 001 %未満になると TiNの複合粒子 を 10000個/ mm2 以上得るのに必要な個数の超微細酸化物を確保す ることができず、 γ細粒化や γ粒界上の変態核の個数が不十分とな る結果、 GBFや FSPが十分に微細化されずに ΗΑΖ靭性が劣化する。 しかし、 A1が 0. 01 %を超えると IGF変態核を構成する酸化物中の A1 含有量が增ぇ、 その反動と して酸化物中の Mg含有量が 10質量％未満 となる。 その結果、 酸化物上に Mn含有硫化物が析出しにく くなり、 IGF変態核としての能力を失い、 10個/ mm2 以上の I GF変態核を安 定に確保することが難しくなる。
このよ う に I GF変態核の個数が不足すると HAZ靭性は劣化する。 従って A1の上限は 0. 01 %である。 Tiは TiNを形成して超微細な （Mg， A1) 酸化物上に 0· 01〜0.5 μ mの大きさで複合析出し、 ピン止め粒子と して、 さらには GBFや F SPの変態核と して機能し、 HAZ組織を微細化する。 そのためには 0 .005%以上必要である。 Tiが 0.005%未満になるとこのよ うな複合 形態の TiN粒子を 10000個 Zmm2 以上確保することができず、 GBF や FSPが十分に微細化されずに HAZ靭性が劣化する、 Siと A1が共に 下限に近い場合は脱酸元素が不足する場合があるため、 Tiに脱酸を 担わせる意味で 0.01%以上の添加が望ましい。 しかし、 Tiが 0.03% を超えると、 TiCが析出したり、 TiNが数 μ mにまで粗大化するな どして母材や HAZが脆化する。 以上の理由から Tiの上限は 0.03%で める。
Mgは本発明で最も重要な役割を担う。 Mgの第一の役割は、 A1と共 に 0.01〜0·1 μ πιの超微細酸化物を形成し、 その上に複合析出する TiNを伴ってピン止め粒子と して、 さらには GBFや FSPの変態核と して機能し、 HAZ組織を微細化することである。 Mgの第二の役割は 、 0.5〜10μ mの酸化物中に 10質量％以上含まれることで、 その上 に Mn含有硫化物が複合析出するのを促し、 IGF変態核と しての機能 を付与して HAZ組織を微細化することである。 これら二つの役割を 同時に満たすために 0.0003%以上の Mgが必要であり、 好ましく は、 0.0005%以上である。 Mgが 0.0003%未満であると、 酸化物中の Si, Al, Ti等の含有量が増えて、 その反動と して酸化物中の Mg含有量が 10質量％未満となり、 酸化物上に Mn含有硫化物が析出しにく くなり 、 IGF変態核としての能力を失って IGF変態核の個数が不足する。 同時に、 TiNの複合粒子を 10000個/ mm2 以上得るのに必要な個数 の超微細 （Mg， Al) 酸化物を確保することも困難となる。 しかし、 Mgが 0.005%を超えてもその金属学的効果は飽和するため、 これを 上限とする。 Oは超微細な （Mg， Al) 酸化物を形成して HAZのピン止め効果を 担う と同時に、 0. 5〜： 10 μ mの Mg含有酸化物を形成して HAZで I GF 変態核と して機能する。 これら二つの役割を満たすためには 0. 001 %以上の Oが必要である。 Oが 0. 001 %未満になると、 TiN複合粒 子を 10000個 /mm2 以上得るのに必要な個数の超微細酸化物や 10個 / mm2 以上の 0. 5〜： ίθ μ m酸化物を確保することが難しくなる。 し かし、 Oが 0. 005%を超えると 10 μ mを超える粗大な酸化物が多く 生成し、 これが母材や HAZで脆性破壊の発生起点と して作用するた め、 0. 005 %を上限とする。
Nは TiNを生成して超微細な （Mg， Al) 酸化物上に 0· 01〜0· 5 μ mの大きさで複合析出し、 ピン止め粒子として、 さらには GBFや F SPの変態核と して機能し、 HAZ組織を微細化する。 そのためには 0 . 001 %以上必要である。 Nが 0. 001 %未満になるとこのような複合 形態の TiN粒子を 10000個/ mm2 以上確保することができない。 し かし、 Nが 0. 01 %を超えると固溶 Nが増えて母材や HAZが脆化した り、 铸片の表面性状が劣化したりするので、 これを上限とする。 次に選択元素の限定理由を説明する。
Ca， REM , Zr は脱酸剤や脱硫剤と して添加することができる。 脱 酸剤として O量の低減に寄与する。 脱硫剤と して S量の低減に寄与 すると同時に、 硫化物の形態を制御する。 これらの効果を通じて母 材と HAZの材質を改善するためには、 それぞれ 0. 0005%以上必要で ある。 しかし、 これらの元素が多すぎると IGF変態核の中に混入す るよ うになり、 IGF変態核を構成する酸化物や硫化物の中の Mg含有 量や Mn含有量が減少して I GF変態核と しての機能を失う。 この意味 から、 Ca， REM , Zr のそれぞれの上限は 0. 005%、 0. 01 %、 0. 01 % であり、 これら三つの元素の和を 0. 02%以下に制限する必要がある 。 ここでの REMとは、 La， Ceなどのランタノィ ド系の元素をさし、 これらの元素が混在したミ ッシュメタルを添加しても上述の効果は 得られる。
Cu, Ni， Cr， Moは母材の強度、 靱性、 耐食性などを向上させるこ とに利用できる。 そのためにはいずれの元素も 0. 05 %以上必要であ る。 従来、 母材の高強度化、 高靭性化、 板厚拡大を同時に達する場 合にこれらの元素を積極的に利用してきたが、 本発明では HAZの CT 0D特性を確保する観点からこれらの元素を極力低減することが好ま しい。 このような意味から、 Cu， Ni , Cr， Moの上限をそれぞれ 1. 5 %、 3. 0 %、 0. 5 %、 0. 5 %に規制し、 さらに、 これらの元素の和が 3. 0 %以下になるように調整しなければならない。 各元素が上限を 超えたり、 これらの元素の和が 3. 0 %を超えると HAZの CT0D特性が 著しく劣化する。
Vは析出強化によって母材および HAZの強度に有効である。 その ためには 0. 005 %以上必要である。 しかし、 Vが 0. 05 %を超えると 溶接性や HAZ靭性が劣化するため、 これを上限とする。
Bは母材の強度、 靭性を向上させるのに有効である、 そのために は 0. 0001 %以上必要である、 しかし、 Bが 0. 003 %を超えると溶接 性が著しく劣化するため、 これを上限とする。
本発明鋼は、 鉄鋼業の製鋼工程において所定の化学成分に調整し 、 連続铸造した铸片を再加熱して圧延、 冷却、 熱処理の各工程を様 々に制御して厚鋼板と して製造される。 板厚 76. 2mmのよ うな厚手材 において 460MPa以上、 好ましく は 500〜550 MPa級の降伏強度を得る ためには、 Nb量を最大限に活用するために、 圧延後の直接焼入ある いは加速冷却を適用することが有効である。 さらに、 焼き戻しによ つて強度と靭性を調整できる。 铸片を一旦冷やすことなくホッ トチ ヤージ圧延することも可能である。 HAZ靭性は鋼成分に加え、 ピン 止め粒子と I GF変態核の分散状態できまる。 これらの粒子の分散状 態は母材の製造過程で大きく変化しない。 従って、 HAZ靭性は母材 の製造工程に大きく依存することはなく、 どのよ うな加熱、 圧延、 熱処理の工程を適用してもよい。
本発明で規定した介在物の分散状態は、 例えば以下のような方法 で定量的に測定される。
Mgと A1からなる酸化物を内包する 0. 01 0. 5 μ mの T iNの個数は 、 母材鋼板の任意の場所から抽出レプリカ試料を作製し、 これを透 過電子顕微鏡（TEM) を用いて 10000 50000 倍の倍率で少なく とも 1000 μ m 2 以上の面積にわたって観察し、 対象となる大きさの T iN の個数を測定し、 これを単位面積当りの個数 （個/ 2 )に換算する 。 このとき、 （Mg A1 ) 酸化物と T i Nの同定は、 TEMに付属のエネ ルギー分散型 X線分光法（EDS ) による組成分析と、 TEMによる電子 回折像の結晶構造解析によって行われる。 このよ うな同定を測定す るすべての複合介在物に対して行う ことが煩雑な場合、 簡易的には 次の手順による。 まず、 四角い形状の介在物を T iNとみなし、 対象 となる大きさの T iNの内部に介在物が存在するものの個数を測定す る。 次に、 このよ うな方法で個数を測定した複合析出 T iNのうち、 少なく とも 10個以上について上記の要領で詳細な同定を行い、 （Mg , A1 ) 酸化物と T iNが複合する割合を求める。 そして、 はじめに測 定された複合析出 TiNの個数にこの割合を掛け合わせる。 鋼中の炭 化物が以上の TEM観察を邪魔する場合、 500°C以下の熱処理によつ て炭化物を凝集 · 粗大化させ、 対象となる複合介在物の観察を容易 にすることができる。
酸化物と Mn含有硫化物が複合した 0. 5 10 β mの粒子の個数は、 次のような方法で測定できる。 まず、 母材鋼板の任意の場所から小 片試料を切り出して鏡面研磨試料を作製し、 これを光学顕微鏡を用 いて 1000倍の倍率で少なく とも 3 mm2以上の面積にわたって観察し 、 対象となる大きさの粒子の個数を測定し、 これを単位面積当りの 個数 （個 Z mm2 )に換算する。 続いて、 同一試料を走査型電子顕微鏡 ( SEM) に付属の波長分散型 X線分光法装置（WDS) を用いて、 対象と なる大きさの粒子を少なく とも 10個以上をランダムに組成分析する 。 このとき、 粒子の分析値に地鉄の Feが検出される場合は、 分析値 から Feを除外して粒子の組成を求める。 こ う して測定した粒子のう ち、 Oと Sが同時に検出されて Mnを 0, 3質量％以上含む粒子が I GF 変態核と して有効であるとみなし、 0. 5〜： L O mの粒子に占める I GF変態核の割合を求める。 そして、 はじめに光学顕微鏡で測定され た個数にこの割合を掛け合わせる。 簡易的には、 上記試料について 元素マッピングを行い、 O , S， Mnの三つが共存する 0. 5〜10 μ πι の粒子の個数を測定する。
実施例
表 1 に連続铸造した鋼の化学成分を、 表 2に鋼板の板厚、 製造法 、 ピン止め粒子と I GF変態核の個数、 母材材質、 溶接条件、 ΗΑΖ靭 性を示す。
本発明鋼は 38. 1 ~ 76. 2mmの板厚で、 母材の降伏強度 （YS) が 510 〜570MPaであり、 溶接入熱量が 3. 5〜10. 0kJZ mmのサブマージァー ク溶接による多層盛り継ぎ手ポンド部（CGHAZ) において一 10°Cで 0 . 2mmを超える良好な CT0Dを有する。
一方、 比較鋼は化学成分が適正でないために、 76. 2mmの板厚で母 材あるいは HAZの材質が劣っている。 鋼 12は Sが少なすぎるために I GF変態核の個数が不足して HAZ靭性が劣っている。 鋼 13は Sが多 すぎるために母材と HAZの靭性が劣っている。 鋼 14は Nbが少なすぎ るために母材の強度と靱性が劣っている。 鋼 15は Nbが多すぎるため に HAZ靭性が劣っている。 鋼 16は A1が少なすぎるためにピン止め粒 子の個数が不足して HAZ靭性が劣っている。 鋼 17は Mが多すぎるた めに I GF変態核の個数が不足して HAZ靭性が劣っている。 鋼 18は Ti が少なすぎるためにピン止め粒子の個数が不足して HAZ靭性が劣つ ている。 鋼 19は Tiが多すぎるために母材と HAZの靱性が劣っている 。 鋼 20と鋼 21はそれぞれ Mgと Oが少なすぎるために、 ピン止め粒子 の個数と IGF変態核の個数が不足して HAZ靭性が劣っている。 鋼 22 は Nが少なすぎるためにピン止め粒子の個数が不足して HAZ靱性が 劣っている。 鋼 23は Cu， NI， Cr， Moの和が多すぎるために HAZ靭性 が劣っている。 鋼 24は Ca， REM , Zr の和が多すぎるために IGF変態 核の個数が不足して HAZ靭性が劣っている。
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1 ) DQ： 直接焼入、 ACC： 加速冷却、 T ： 焼戻し、 CR： 制御圧延まま
2 ) Mg と A1力 らなる酸化物を内包する 0.01 0·5μ mの TiN
3 ) 酸化物と硫化物が複合した形態で 0.3質量％以上の Mnを含有する 0· 5 10 μ mの粒子
4 ) YS, TS, vTrsは板厚中心部位置で試験、 RAZは 3本の平均値
5 ) サブマージアーク溶接法による多層盛溶接、 レ型開先
6 ) BS7448に準拠、 PWHTはなし、 3本の最低値を表示、 CGHAZは Coarse Grain HAZの略であり
I開先側の溶融線上に疲労ノ ッチを入れた
産業上の利用可能性 本発明によって高強度かつ極厚である厚鋼板の継ぎ手 CTOD特性が 格段に向上した結果、 海洋構造物の軽量化や大型化に道が開けた。 このことによって、 海洋構造物の建造コス トが大幅に削減できたり 、 さ らに深い海域でのエネルギー開発が可能となる。

Claims

1. 質量％で、
C ： 0.04〜0.14%、
Si ： 0.4%以下、
Mn： 1.0〜2.0%、
一
P ： 0.02%以下、
S ： 0.001〜0.005%、
A1 ： 0.001-0.01%、 の Ti ： 0.005〜0.03%、
Nb： 0.005〜0.05%、 囲
Mg： 0.0003〜0.005%、
O ： 0.001-0.005%、
N ： 0.001-0.01%
を含有し、 残部が鉄および不可避的不純物からなる化学成分を有し 、 Mgと A1からなる酸化物を内包する 0· 01〜0.5 μ mの TiNが 10000 個/ mm2 以上存在し、 かつ、 酸化物と硫化物が複合した形態で 0.3 質量％以上の Mnを含有する 0.5〜10 w mの粒子が 10個 mm 以上存 在することを特徴とする溶接熱影響部の CT0D特性に優れた 460MPa以 上の降伏強度を有する厚鋼板。
2. 質量％で、 さ らに、
Ca： 0.0005-0.005%、
REM： 0.0005〜0.01%、
Zr： 0.0005〜0.01%、
の 1種以上を含有し、 Ca， REM, Zr の和が 0· 02%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靭性の CT0D特性に優れた 46 OMPa以上の降伏強度を有する厚鋼板。
3. 質量％で、 さらに、
Cu： 0.05〜： L 5%、
Ni： 0.05〜3.0%、
Cr： 0.05〜0.5%、
Mo： 0.05〜 5%、
V 0.005〜0.05%、
B ： 0.0001〜0· 003%
の 1種以上を含有し、 Cu， Ni, Cr, Moの和が 3.0%以下であること を特徴とする請求項 1 または 2記載の溶接熱影響部靭性の CT0D特性 に優れた 460MPa以上の降伏強度を有する厚鋼板。
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