JP2002256380A - 脆性亀裂伝播停止特性と溶接部特性に優れた厚肉高張力鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】板厚40mm以上の厚肉材でも、vTs≦-80℃、溶接
部靭性vE-20≧50J、試験温度-30℃の脆性破壊試験にお
ける亀裂伝播停止応力拡大係数Kca値≧200MPa・m^０．５
を示すTS≧880MPaの厚肉高張力鋼板とその製造方法の
提供。 【解決手段】本発明の厚肉高張力鋼板は、C：0.07〜0.1
5％、Mn：0.4〜2.2％、Si≦0.30％、Ni：0.5〜5.0％、M
o：0.1〜1.0％、sol.Al≦0.05％、Nb：0.005〜0.03％、
N≦0.005％、B：0.0003〜0.0020％、残部：Feおよび不
純物で、式「CN＝％C/2＋％Si/2＋1.5×％sol.Al＋10×
％N」で定義されるCN値が0.30以下の鋼からなり、板厚
表層部と板厚中心部のビッカース硬度差が50以下、旧オ
ーステナイト粒の有効径比が0.5〜1.0である。この鋼板
は、素材鋼を900〜1100℃に加熱し、850〜700℃で熱間
圧延を終了して直接焼入れ、700℃以下で焼戻し後水冷
することで確実かつ安定に製造可能である。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、引張強さが８８０
ＭＰａ以上の厚肉高張力鋼板、特に板厚が４０ｍｍ以上
の厚肉材でも上記の高強度と、試験温度−３０℃の脆性
破壊試験（ＡＳＴＭ規格のＥ１２２１−８８に規定され
る試験）における亀裂伝播停止応力拡大係数Ｋｃａ値が
２００ＭＰａ・ｍ^０．５ 以上という優れた脆性破壊伝
播停止性能と良好な溶接部靱性を示す厚肉高張力鋼板と
その製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】近年、溶接構造物は大型化の傾向が顕著
になってきており、そこに使用される鋼板にも、より高
強度化、厚肉化の要求がなされるようになってきてい
る。例えば、揚水型発電所の水圧鉄管、海洋構造物では
ジャッキアップ型の掘削リグのラック材などに、厚肉の
引張強さ７８０ＭＰａ級高張力鋼板が使用されるように
なっている。

【０００３】こうした背景から、さらに８８０ＭＰａ超
える引張強さを有する超高強度鋼の適用が望まれるよう
になっているが、このような高強度鋼に対し高い靭性と
優れた溶接性を具備させた製品を安定して多量に供給で
きる技術が確立されていないのが現状である。

【０００４】なお、特公平６−４８８９号報には、０．
２〜０．３５％のＣを含むＭｎ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ鋼の
Ｍｎ／Ｃｒ比を１．５以下にすることにより、引張強さ
が９０ｋｇｆ／ｍｍ^２ （８８０ＭＰａ）を超える板厚
４０〜１００ｍｍの調質型高張力鋼板の製造法が提案さ
れている。しかし、この公報に示される方法により製造
された鋼板は、板厚が１００ｍｍを超えると靭性および
溶接性が劣るという欠点を有している。

【０００５】また、特公平６−７０２５０号報には、板
厚が１００ｍｍを超える１００ｋｇｆ／ｍｍ^２ （９８
０ＭＰａ）級の極厚鋼板の高靭化方法として、Ｎｂを添
加したＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｂ鋼の２回焼入れ処理法が提
案されている。すなわち、そこに示される方法は、上記
の鋼に２回焼入れを施すと、極厚鋼板の板厚表層部から
板厚中心部の組織を安定して微細なマルテンサイト組織
とすることができ、板厚１５０ｍｍの極厚鋼板において
も高強度とシャルピー衝撃試験における破壊遷移温度が
−６０℃以下という高靭性が得られるとしている。しか
し、マルテンサイト組織の微細化だけでは、より一層の
高靭性が図れず、脆性亀裂伝播停止特性が不十分なだけ
でなく、溶接部の靭性についても十分ではなく、その改
善の必要があった。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、上述
のような事情を踏まえ、引張強さが８８０ＭＰａ以上
（好ましくは９５０ＭＰａ以上）、破面遷移温度が−８
０℃以下、溶接部の靱性がvＥ-20で５０Ｊ以上で、しか
も試験温度−３０℃の脆性破壊試験（ＡＳＴＭ規格のＥ
１２２１−８８に規定される試験）における亀裂伝播停
止応力拡大係数Ｋｃａ値が２００ＭＰａ・ｍ^０．５ 以
上という、脆性亀裂伝播停止性能と溶接部特性に優れた
厚肉高張力鋼板とその製造方法を提供することにある。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨、下記
（１）の肉厚高張力鋼板および下記（２）の肉厚高張力
鋼板の製造方法にある。 （１）質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１５％、Ｍｎ：
０．４〜２．２％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｎｉ：０．
５〜５．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、sol.Al：０．
０５％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、Ｎ：０．
００５％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％を含
み、かつ、Ｃｕ：０〜１．５％、Ｃｒ：０〜１．０％、
Ｖ：０〜０．１％、Ｔｉ：０〜０．０２％、残部：Ｆｅ
および不純物で、式「ＣＮ＝％Ｃ／２＋％Ｓｉ／２＋
１．５×％sol.Al＋１０×％Ｎ」により定義されるＣＮ
値が０．３０以下の鋼からなり、板厚表層部と板厚中心
部のビッカース硬度差が５０以下、旧オーステナイト粒
の有効径比が０．５〜１．０である脆性亀裂伝播停止特
性と溶接部特性に優れた厚肉高張力鋼板。 （２）質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１５％、Ｍｎ：
０．４〜２．２％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｎｉ：０．
５〜５．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、sol.Al：０．
０５％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、Ｎ：０．
００５％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％を含
み、かつ、Ｃｕ：０〜１．５％、Ｃｒ：０〜１．０％、
Ｖ：０〜０．１％、Ｔｉ：０〜０．０２％、残部：Ｆｅ
および不純物で、式「ＣＮ＝％Ｃ／２＋％Ｓｉ／２＋
１．５×％sol.Al＋１０×％Ｎ」により定義されるＣＮ
値が０．３０以下の鋼を、９００〜１１００℃に加熱し
て仕上温度８５０〜７００℃の熱間圧延をおこなった
後、焼入れし、次いで７００℃以下で焼戻し後水冷する
脆性亀裂伝播停止特性と溶接部特性に優れた厚肉高張力
鋼板の製造方法。

【０００８】なお、上記（１）、（２）に記載の本発明
おけるＣｕ、Ｃｒ、ＶおよびＴｉは、必要に応じて添加
するいわゆる任意添加元素で、必ずしも添加含有させる
必要はなく、不純物量レベルであってもよい。

【０００９】本発明者らは、引張強さが８８０ＭＰａ以
上の板厚４０ｍｍ以上の極厚鋼板の靭性と脆性亀裂伝播
停止特性を溶接性を損なわせることなく向上させる手段
について種々の検討をおこない、以下のことを知見して
上記の本発明を完成させた。 (a) 溶接熱影響部（ＨＡＺ）では、粗大オーステナイト
からベイナイトが生成し、この組織中にＭＡと呼ばれる
硬質相（高炭素マルテンサイト主体の相）が生成し、靱
性を劣化させるため、ＭＡ組織の生成を抑制する必要が
ある。特に、水圧鉄管などでは、多層溶接が一般的にお
こなわれるので、多層溶接時の粗大組織に関連したＭＡ
組織の生成を抑制する必要がある。このＭＡ組織は、本
発明者らが多くの実験結果に基づいて初めて定めたパラ
メータ式「ＣＮ＝％Ｃ／２＋％Ｓｉ／３＋１．５×％so
l.Al＋１０×％Ｎ」で定義されるＣＮ値を制御するのが
極めて有効で、ＣＮ値が０．３０以下、好ましくは０．
２０以下になるように上記４元素の含有量を調整する
と、単層溶接時および多層溶接時のいずれの場合にもＨ
ＡＺの焼入性が高まり、ベイナイトの生成が抑制される
と同時に、ＭＡの生成も効果的に抑制され、溶接部の靱
性が飛躍的に向上し、vＥ-20≧５０Ｊが確保される。 (b) 母材の脆性亀裂伝播停止性能は、従来技術のよう
に、ミクロ組織的にオーステナイト粒の微細化およびマ
ルテンサイト／ベイナイト分率の最適化を図るのみでは
ほとんど向上しない。しかし、必須成分としてのＣ、Ｍ
ｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｍｏ、sol.Al、Ｎｂ、ＮおよびＢの９
元素の含有量範囲を適正に設定してマトリクス（生地）
の靱性自体を向上させると同時に、上記のパラメータ式
「ＣＮ＝％Ｃ／２＋％Ｓｉ／３＋１．５×％sol.Al＋１
０×％Ｎ」で定義されるＣＮ値が０．３０以下になるよ
うに成分調整すると、ベイナイトまたはマルテンサイト
ラス間に生成する上記ＭＡの生成量が１０体積％以下と
なり、引張強さ８８０ＭＰａ以上の極厚鋼板でも所定の
靭性（破面遷移温度ｖＴｓ≦−８０℃）と脆性亀裂伝播
停止性能（試験温度−３０℃の脆性破壊試験における亀
裂伝播停止応力拡大係数Ｋｃａ値≧２００ＭＰａ・ｍ
^０．５ ）が確保される。この時、ＣＮ値が０．２０以
下になるように成分調整する場合には、ＭＡの生成量が
１〜５体積％にまで低減し、脆性亀裂伝播停止性能が一
段と向上する。 (c) ただし、２００ＭＰａ・ｍ^０．５ 以上のＫｃａ
は、上記(a)および(b)のみでは安定して確保できず、板
厚表層部と板厚中心部のビッカース硬度差を５０以下、
旧オーステナイト粒の有効径比（板厚表層部の旧オース
テナイト粒の有効径／板厚中心部の旧オーステナイト粒
の有効径）を０．５〜１．０にする必要がある。 (d) 板厚表層部と板厚中心部のビッカース硬度差が５０
以下、旧オーステナイト粒の有効径比が０．５〜１．０
で、上記の諸特性を備えた厚肉鋼板は、上記した化学組
成を有する素材の鋼を９００〜１１００℃に加熱して仕
上温度８５０〜７００℃の熱間圧延をおこなった後、焼
入れし、次いで７００℃以下で焼戻した後水冷するとい
う簡単な方法により確実かつ安定して製造可能である。

【００１０】

【発明の実施の形態】以下、本発明の厚肉高張力鋼板お
よびその製造方法を上記のように規定した理由について
詳細に説明する。なお。以下において、「％」は特に断
らない限り「質量％」を意味する。

【００１１】まず、鋼の化学組成について述べる。

【００１２】Ｃ：０．０７〜０．１５％ Ｃは、鋼板の強度確保を目的に含有させるが、０．０７
％未満では焼入性が不足で、引張強さ８８０ＭＰａの強
度を確保することが難しく、また靭性も十分ではない。
一方、０．１５％を超えて含有させると、母材の靭性お
よび脆性亀裂伝播停止性能が低下するだけでなく、溶接
部の硬度が上昇し、低温割れ感受性が高くなるなどの問
題が生ずる。よって、Ｃ含有量は０．０７〜０．１５％
とする。好ましい範囲は０．０７〜０．１２％、より好
ましい範囲は０．０７〜０．１０％である。

【００１３】Ｍｎ：０．４〜２．２％ Ｍｎは、鋼板の焼入性を向上させて強度を高めるために
含有させる成分であるが、０．４％未満では強度確保の
目的を達することが困難である。一方、２．２％を超え
て含有させると、母材および溶接部の靭性低下を招く。
よって、Ｍｎ含有量は０．４〜２．２％とする。好まし
い範囲は０．６〜１．６％、より好ましい範囲は０．８
〜１．４％である。

【００１４】Ｓｉ：０．３０％以下 Ｓｉは、強度向上または鋼の脱酸を目的として通常添加
されるが、０．３０％を超えて含有させると、母材およ
び溶接部の靭性低下をもたらすため、０．３０％以下と
する。好ましい上限は０．１５％、より好ましい上限は
０．１０％である。なお、Ｓｉ量の下限値は特に定める
必要はないが、顕著な強度向上効果および脱酸効果を得
るには０．００５％以上とするのがよい。

【００１５】Ｎ：０．００５％以下 Ｎは不純物であり、溶接部の靱性、母材の脆性亀裂伝播
停止性能および溶接性を高める観点からはその含有量は
少なければ少ないほどよいが、０．００５％までであれ
ば特に問題ないことから、その上限を０．００５％とし
た。好ましい上限は０．００３５％、より好ましい上限
は０．００３０％である。

【００１６】Ｎｉ：０．５〜５．０％ Ｎｉは、極厚高張力鋼板の低温靭性、脆性亀裂伝播停止
性能および溶接性の改善に必要不可欠な元素であり、特
に、脆性亀裂伝播停止性能の向上に効果的で、０．５％
以上の含有量で目的とする脆性亀裂伝播停止性能を得る
ことができる。また、１．５％以上含有させると、鋼の
組織が微細なマルテンサイトとベイナイトからなる組織
中に数％の安定な残留オーステナイトが混合した組織に
なり、低温靭性および特に脆性亀裂伝播停止性能が飛躍
的に向上する。一方、５．０％を超えて含有させてもコ
スト上昇の割にその添加効果の向上代が小さくなるだけ
でなく、２回焼入れ−焼戻し処理によって生成する残留
オーステナイト量が増加し、降伏強さが低下してしまう
場合がある。よって、Ｎｉ含有量は０．５〜５．０％と
する。好ましい範囲は１．５〜３．０％である。

【００１７】Ｍｏ：０．１〜１．０％ Ｍｏは、焼入性向上効果および焼戻し処理時の析出強化
作用によって、鋼板の強度と靭性を向上させるが、０．
１％未満ではこれらの効果が得られない。一方、１．０
％を超えて含有させると、鋼の強度を過度に高め、母材
および溶接部の靭性を損なう。よって、Ｍｏ含有量は
０．１〜１．０％とする。好ましい範囲は０．２〜０．
８％、より好ましい範囲は０．３〜０．６％である。

【００１８】sol.Al：０．０５％以下 Ａｌは、一般に脱酸およびＡｌＮによる熱処理材の組織
の微細化のために添加される元素である。しかし、引張
強さ８８０ＭＰａ以上、板厚４０ｍｍ以上の厚肉高張力
鋼板では、sol.Al含有量で０．０５％を超えてＡｌを含
有させると、溶接部の特性が劣化するだけでなく、低温
加熱→低温仕上げ圧延→直接焼入処理をおこなって組織
を微細化しても、母材の靭性および脆制亀裂伝播停止特
性に悪影響を及ぼすようになる。よって、本発明ではＡ
ｌの含有量はsol.Al含有量で０．０５％以下に制限する
こととした。好ましい上限は０．０３％、より好ましい
上限は０．０２％である。なお、sol.Al量の下限値は特
に定める必要はないが、顕著な脱酸および微細化効果を
得るには０．００１％以上とするのがよい。

【００１９】Ｎｂ：０．００５〜０．０３％ Ｎｂは、低温オーステナイト領域で微細なＮｂ炭窒化物
を形成してオーステナイト粒を微細化し、微細なマルテ
ンサイト組織を極厚鋼板の板厚表層部から板厚中心部に
わたって形成させることから、極厚超高張力鋼板の靭性
を大幅に向上させる。この効果を得るには０．００５％
以上が必要であるが、０．０３％を超えて含有させると
溶接性を損なうだけでなく、母材の靭性をかえって低下
させる。よって、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．０３％
とする。好ましい範囲は０．００５〜０．０１５％であ
る。

【００２０】ＣＮ値：０．３０以下 本発明における素材の鋼は、上記の各成分限定に加え、
パラメータ式「ＣＮ＝％Ｃ／２＋％Ｓｉ／２＋１．５×
％sol.Al＋１０×％Ｎ」で定義されるＣＮ値が０．３０
以下を満足する必要がある。これは、前述したように、
ＣＮ値が０．３０を超えると、母材および溶接部に微細
であるが硬質で脆い組織のＭＡが多量に混入するととも
に、マトリクス自体の靱性も低下し、母材および溶接部
の靭性、ならびに母材の溶接性、脆性亀裂伝播停止特性
が低下し、所望の脆性亀裂伝播停止特性、すなわち、試
験温度−３０℃の脆性破壊試験における亀裂伝播停止応
力拡大係数Ｋｃａ値≧２００ＭＰａ・ｍ^０．５ が確保
できなくなるためである。なお、ＣＮ値の好ましい上限
は０．２０である。

【００２１】本発明における素材鋼は、以上に述べた化
学組成を有すれば十分であるが、必要に応じてＣｕ、Ｃ
ｒ、ＶおよびＴｉのいずれか１種以上を積極的に添加含
有させてもよい。

【００２２】Ｃｕ：１．５％以下（添加時の望ましい範
囲は０．３〜１．５％） Ｃｕは、添加すれば、焼入性が向上し、脆性亀裂伝播停
止特性、溶接部特性を損なうことなく、母材の強度を向
上させる。この効果は０．３％以上で顕著になる。ま
た、０．８％を超えて含有させる場合には、焼戻し時の
析出硬化作用が顕著になり、溶接部特性を損なうことな
く、母材の靭性をも向上させる。しかし、１．５％を超
えて含有させると、母材および溶接部の靭性を損なう
他、熱間延性も大きく低下させる。よって、添加する場
合のＣｕ含有量は０．３〜１．５％とするのがよい。

【００２３】Ｃｒ：１．０％以下（添加時の望ましい範
囲は０．１〜１．０％） Ｃｒは、添加すれば、焼入性向上効果と焼戻し時の析出
硬化作用により、脆性亀裂伝播停止特性を損なうことな
く、母材の強度および靭性を向上させる。その効果は
０．１％以上で顕著になる。しかし、１．０％を超えて
含有させると強度が過度に高くなり、母材および溶接部
の靭性を損なう。よって、添加する場合のＣｒ含有量は
０．１〜１．０％とするのがよい。

【００２４】Ｖ：１．０％以下（添加時の望ましい範囲
は０．０１〜０．１％） Ｖは、添加すれば、上記のＣｒと同様に、焼入性向上効
果と焼戻し時の析出硬化作用により、脆性亀裂伝播停止
特性、溶接部特性を損なうことなく、母材の強度および
靭性を向上させる。その効果は０．０１％以上で顕著に
なる。しかし、０．１％を超えて含有させると強度が過
度に高くなり、母材および溶接部の靭性を損なう。よっ
て、添加する場合のＶ含有量は０．０１〜０．１％とす
るのがよい。

【００２５】Ｔｉ：０．０２％以下（添加時の望ましい
範囲は０．００５〜０．０２％） Ｔｉは、添加すれば、鋼中のＮを安定なＴｉＮとして固
定し、連続鋳造時のスラブ割れを抑制する他、Ｂの焼入
性向上効果を安定化させ、脆性亀裂伝播停止特性、溶接
部特性を損なうことなく、極厚材の板厚方向の強度ばら
つきを飛躍的に小さくする。これらの効果は０．００５
％以上で顕著になる。しかし、０．０２％を超えて含有
させると母材およびＨＡＺ部の急激な靭性劣化を招く。
よって、添加する場合のＴｉ含有量は０．００５〜０．
０２％とするのがよい。

【００２６】板厚方向の硬度分布：脆性亀裂の伝播を抑
制するには、表層近傍の靱性を向上させると同時に、表
層付近で生ずる塑性変形（シアリップ）を容易にする必
要がある。そのためには表層近傍の極端な硬化を抑制
し、延性を維持すると同時に、板厚中心部との硬度差を
できるだけ少なくし、表層近傍に一定量以上の塑性変形
を分担させる必要がある。しかし、板厚表層部と板厚中
心部の硬度差がビッカース硬さで５０を超えると、亀裂
伝播に伴う表層付近における効果的な塑性変形が進展し
にくくなり、十分な脆性亀裂伝播停止特性が得られなく
なることが判明した。よって、本発明では、板厚方向の
硬度分布を、板厚表層部と板厚中心部のビッカース硬度
差で５０以下とした。

【００２７】ここで、板厚表層部とは表面から板厚の１
／１０位置までの範囲内をいい、板厚中心部とは板厚中
心からそれぞれ板厚の１／４位置までの範囲内をいい、
そのビッカース硬度差とは各部の平均ビッカース硬度の
差をいう。

【００２８】板厚方向の組織差：また更に、十分な脆性
亀裂伝播停止特性を付与させるには、板厚表層部と板厚
中心部の旧オーステナイト粒の有効径差をできるだけな
くする必要があるものの、その有効径比（板厚表層部の
旧オーステナイト粒の有効径／板厚中心部の旧オーステ
ナイト粒の有効径）が０．５を下回ったり、１．０を超
えた場合には、表層付近での塑性変形が不十分になると
同時に、板厚表層部および板厚中心部の靱性も劣化する
ようになり、十分な脆性亀裂伝播停止特性が得られなく
なる。よって、本発明では、板厚方向の組織差、すなわ
ち板厚表層部と板厚中心部の旧オーステナイト粒の有効
径比を０．５〜１．０とした。

【００２９】ここで、上記旧オーステナイト粒の有効径
とは、旧オーステナイト粒の板厚方向切片長さをいう。
また、板厚表層部とは表面から板厚の１／１０位置まで
の範囲内をいい、板厚中心部とは板厚中心から表裏両面
側にそれぞれ板厚の１／４位置までの範囲内をいい、そ
の旧オーステナイト粒の有効径比とは各部の平均有効径
の比をいう。

【００３０】以上に詳述した本発明の厚肉高張力鋼板
は、素材の鋼が本発明で規定する条件を満たす限り、通
常の熱間圧延後に再加熱焼入れして焼戻す方法や、同じ
く通常の熱間圧延後に直接焼入れして焼戻す方法、さら
には同じく通常の熱間圧延後に加速冷却処理する方法な
どにより製造することも可能であるが、確実かつ安定し
て製造するには下記の条件による直接焼入れ焼戻し法で
製造するのが好ましい。

【００３１】加熱温度：加熱温度が９００℃未満である
と、オーステナイト化が不十分で、熱間圧延条件を変化
させても所望の耐脆性亀裂伝播停止性能が確保できない
場合がある。また、加熱温度が１１００℃を超えると、
オーステナイト粒が細粒化せず、靭性が著しく低下する
だけでなく、強度や靭性などの特性に異方性が生じやす
くなる。このため、加熱温度は９００〜１１００℃とす
るのが望ましい。

【００３２】熱間圧延の仕上温度：熱間圧延の仕上温度
が７００℃未満であったり、８５０℃を超えると、板厚
表層部近傍の組織が微細な未再結晶オーステナイト組織
になりにくく、所望の耐脆性亀裂伝播停止性能が確保で
きない場合がある。

【００３３】これに対し、仕上温度を７００〜８５０℃
の範囲内にした場合には、直接焼入れの開始温度を可及
的に低くすることができる結果、板厚表層部の焼入性が
低下し、板厚表層部近傍の組織を微細な未再結晶オース
テナイト組織に確実になし得、所望の耐脆性亀裂伝播停
止性能が安定して確実に確保できるようになるだけでな
く、靭性も向上するようになる。このため、熱間圧延の
仕上温度は７００〜８５０℃とするのが望ましい。

【００３４】なお、耐脆性亀裂伝播停止性能、特に板厚
表層部の耐脆性亀裂伝播停止性能をより一層向上させる
観点からは、熱間圧延に際しての未再結晶オーステナイ
ト域における累積圧下率を２５〜７５％にするととも
に、直接焼入れの開始温度を６５０〜８００℃にするの
が好ましい。

【００３５】焼戻温度：焼戻しは、焼入れ時に生じた歪
を取り除く一方、微細な炭化物を析出させて強度と靭性
のバランスを改善する目的でおこなう。しかし、本発明
の厚肉高張力鋼板のように、Ｎｉを０．５〜５．０％と
多く含む鋼の場合、焼戻温度が７００℃を超えると残留
オーステナイトが不安定化（オーステナイトが分解して
フェライト＋セメンタイトまたはマルテンサイト化しや
すくなること）し、所望の耐脆性亀裂伝播停止性能が安
定して得にくくなる。

【００３６】これに対し、７００℃以下で焼戻した場合
には、鋼の組織が微細なマルテンサイト組織中に体積％
で１０％以下の微細かつ安定な残留オーステナイトが分
散した組織となり、所望の耐脆性亀裂伝播停止性能が安
定して確実に確保されるようになるだけでなく、靭性も
向上するようになる。このため、焼戻し温度は７００℃
以下とするのが好ましい。

【００３７】なお、耐脆性亀裂伝播停止性能をより一層
向上させる観点からは、微細なマルテンサイト組織中に
体積％で１〜５％の微細かつ安定な残留オーステナイト
が分散した組織とするのが望ましく、そのためには５５
０〜６５０℃で焼戻すのがより好ましい。

【００３８】焼戻し後の冷却：焼戻し後の冷却は、焼戻
脆性の感受性を低下させるとともに、残留オーステナイ
トをより安定化させる目的でおこなうが、その際の冷却
速度が水冷よりも遅いとマルテンサイトまたはフェライ
ト＋セメンタイトになりやすく、十分な効果が得にくく
なる。このため、焼戻し後の冷却は水冷とするのがよ
い。

【００３９】

【実施例】表１に示す化学組成を有する１０種類の鋼を
準備し、表２に示す種々の熱間圧延条件と熱処理条件で
種々板厚（５０〜１２０ｍｍ）の１８種類の厚鋼板を作
製した。

【００４０】なお、いずれの場合も、熱間圧延に際して
は、未再結晶オーステナイト域において５０〜７５％の
圧下を加えた。また、焼入れは、熱間圧延後直ちにおこ
なった。

【００４１】

【表１】

【表２】 得られた各鋼板からは、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定さ
れる１号試験片とＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定されるＶ
ノッチ試験片を採取し、引張試験とシャルピー衝撃試験
をおこない、室温下での引張強さ（ＴＳ：ＭＰａ）と降
伏強さ（ＹＳ：ＭＰａ）、および破面遷移温度（ｖＴ
ｓ：℃）を調べた。

【００４２】また、各鋼板の脆性亀裂伝播停止特性は、
ＡＳＴＭ規格のＥ１２２１−８８に規定される方法に準
拠し、各鋼板から採取した試験片を用いて小形脆性破壊
試験をおこなって亀裂伝播停止応力拡大係数Ｋｃａ値を
調べることより評価した。

【００４３】さらに、各鋼板の溶接性は、レ開先の突き
合わせ部を入熱量４．５ｋＪ／ｍｍの条件でＭＡＧ溶接
して溶接継手を作製し、レ開先のストレートシーム側の
溶接線（F.L.:fusion line）がＶノッチ底に一致するＪ
ＩＳ Ｚ ２２０２に規定されるＶノッチ試験片を採取
して試験温度−２０℃でシャルピー衝撃試験をおこな
い、吸収エネルギー（ｖＥ-20：Ｊ）を調べることによ
り評価した。以上の調査結果は、表２に併せて示した。

【００４４】表２に示した結果からも明らかなように、
本発明において好ましいとする条件で製造された試番１
〜９の厚鋼板は、いずれの特性とも目標の特性を満たし
ている。

【００４５】これに対し、鋼の化学組成が本発明で規定
する範囲外であったり製造条件が本発明において好まし
いとする条件を外れる場合の試番１１〜１８の厚鋼板
は、いずれも引張強さは高いものの、耐脆性亀裂伝播停
止特性が悪い。

【００４６】なお、試番１５、１６および１８の厚鋼板
は、板厚表層部と中心部のビッカース硬度差および残留
オーステナイト粒の有効径比は本発明で規定する条件を
満たすものの、試番１５の厚鋼板は、Ｓｉ含有量が過剰
な上にＣＮ値が高すぎるために、耐脆性亀裂伝播停止特
性が悪い。また、試番１６の厚鋼板は、Ｎｂを含有しな
いために、耐脆性亀裂伝播停止特性が悪い。さらに、試
番１８の厚鋼板は、ＮｂおよびＮの含有量が過剰なため
に、耐脆性亀裂伝播停止特性が悪い。

【００４７】

【発明の効果】本発明の厚肉高張力鋼板は、引張強さが
８８０ＭＰａ以上、破面遷移温度が−８０℃以下、溶接
継手部の−２０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが
５０Ｊ以上、試験温度−３０℃の脆性破壊試験における
亀裂伝播停止応力拡大係数Ｋｃａ値が２００ＭＰａ・ｍ
^０．５ 以上という性能を有するので、水圧鉄管やジャ
ッキアップ型掘削リグのラック材などの大型溶接構造物
用材料として用いて好適である。また、本発明の方法に
よれば上記の厚肉高張力鋼板を確実かつ安定して製造可
能である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA04 AA05 AA11 AA14 AA15 AA16 AA17 AA19 AA21 AA22 AA23 AA24 AA31 AA35 AA36 BA01 CA01 CA02 CB02 CC02 CC03 CD06 CF01 CF02

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１５％、Ｍ
   ｎ：０．４〜２．２％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｎｉ：
   ０．５〜５．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、sol.Al：
   ０．０５％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、Ｎ：
   ０．００５％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％
   を含み、かつ、Ｃｕ：０〜１．５％、Ｃｒ：０〜１．０
   ％、Ｖ：０〜０．１％、Ｔｉ：０〜０．０２％、残部：
   Ｆｅおよび不純物で、下式で定義されるＣＮ値が０．３
   ０以下の鋼からなり、板厚表層部と板厚中心部のビッカ
   ース硬度差が５０以下、旧オーステナイト粒の有効径比
   が０．５〜１．０であることを特徴とする脆性亀裂伝播
   停止特性と溶接部特性に優れた厚肉高張力鋼板。 ＣＮ＝％Ｃ／２＋％Ｓｉ／２＋１．５×％sol.Al＋１０
   ×％Ｎ
2. 【請求項２】質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１５％、Ｍ
   ｎ：０．４〜２．２％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｎｉ：
   ０．５〜５．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、sol.Al：
   ０．０５％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、Ｎ：
   ０．００５％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％
   を含み、かつ、Ｃｕ：０〜１．５％、Ｃｒ：０〜１．０
   ％、Ｖ：０〜０．１％、Ｔｉ：０〜０．０２％、残部：
   Ｆｅおよび不純物で、下式で定義されるＣＮ値が０．３
   ０以下の鋼を、９００〜１１００℃に加熱して仕上温度
   ８５０〜７００℃の熱間圧延をおこなった後、焼入れ
   し、次いで７００℃以下で焼戻し後水冷することを特徴
   とする脆性亀裂伝播停止特性と溶接部特性に優れた厚肉
   高張力鋼板の製造方法。 ＣＮ＝％Ｃ／２＋％Ｓｉ／２＋１．５×％sol.Al＋１０
   ×％Ｎ