JP2002339037A - 低温継手靱性と耐ｓｓｃ性に優れた高張力鋼とその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 低温継手靭性と耐硫化物応力腐食割れ性に優
れた高張力鋼と製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｃ：0.02〜0.10％、Si≦0.30％、Mn：1.
0 〜2.0 ％、Ｐ≦0.015 ％、Ｓ≦0.005 ％、Cr：0.50〜
1.50％、Mo：0.30〜1.0 ％、sol.Al：0.001〜0.05％、
Ｎ≦0.0050％、Ｏ≦0.0040％、残部が実質的にFeおよび
不可避的不純物からなり、さらに、8.0 ≦｛4.10×Mn
(%)+2.33×Cr(%)+3.14×Mo(%) ｝≦13を満足する。鋼は
Cu、V 、Nb、Ｂ、Ti、Caのうちの1 種以上を含有しても
よい。上記鋼は、特定条件で加熱したスラブを熱間圧延
し、特定条件で焼入れ焼戻しするか、低温圧延後直接焼
入れした後、焼戻して製造する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、低温継手靭性と耐
硫化物応力腐食割れ性とに優れた高張力鋼およびその製
造方法に関する。より具体的には、湿潤硫化水素環境下
にあるLPG などの貯蔵容器や圧力容器用途に好適な、低
温継手靭性と耐硫化物応力腐食割れ性（以下、「耐SSC
性」と略記する）とに優れた高張力鋼、特に引張強さが
720N/mm²以上の高張力鋼に関する。

【０００２】

【従来の技術】LPG 貯蔵タンク、その他の圧力容器等で
は、内部に存在する液体に含有される硫化水素(H₂S) に
起因する硫化物応力腐食割れ（以下、「SSC 」と略記す
る）が発生する危険がある。SSC は、腐食反応によって
発生した水素が硫化水素の存在により多量に鋼中に侵入
するために生じる水素脆化割れの１種であると考えられ
ている。

【０００３】鋼のSSC の発生のしやすさ（以下、「SSC
感受性」と略記する）は、その化学成分やミクロ組織等
の影響を受ける。例えば、鋼の低温靭性を改善するに
は、鋼にNiを含有させるのが有効であることが知られて
いるが、「川崎製鉄技報」第17巻 (1985) 第２号第178
頁〜第184 頁に記載されているように、Niにより活性経
路腐食が促進され耐SSC 性が劣化する。このため、SSC
を伴う場合、鋼の低温靱性改善のためにNiを添加するこ
とはできないのが実情である。

【０００４】また、SSC 感受性には鋼の硬さも大きく影
響し、鋼の硬さが低くなれば割れ感受性が低減すると考
えられている。SSC は溶接部、特に溶接熱影響部 (HAZ)
において多く発生する。これは溶接後に急速冷却されや
すいためにHAZ が硬化することと密接に関係しているも
のと思われる。

【０００５】この問題に対して、例えば特開昭55−7604
4 号公報には鋼を低合金化し、Ｂを含有させることによ
って鋼の強度( 以下、「母材強度」と略記する）を確保
しつつHAZ の硬さ上昇を抑制し、鋼のSSC 感受性を抑制
する方法が提案されている。

【０００６】また、特許第2705946 号公報には、Ｂを含
有させずに低Ｃ化を図ることによって焼入れ性を低下さ
せてHAZ の硬化を防止し、Nbによる析出硬化を活用する
ことによって母材強度の不足分を補う方法が提案されて
いる。

【０００７】また、特開2000−80434 号公報には、Ti含
有量とＮ含有量とのバランスを最適化することにより、
焼入れ性を向上させてHAZ 組織をマルテンサイトと下部
べイナイトとの混合組織とし、これにより、溶接継手部
の低温靱性（以下、「低温継手靱性」とも略記すること
がある）が優れた、引張強さ（以下、「TS」と略記す
る）が780N/mm²以上である（以下、「HT780 級」と略記
する）高張力鋼を得る発明が提案されている。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】LPG などの貯蔵容器や
圧力容器等の素材には、容量拡大や性能向上等の実現の
ために、さらに高強度の鋼の適用が進められており、例
えばTSが720N/mm²以上である高張力鋼( 以下、「HT720
級と略記する）が求められている。

【０００９】しかしながら、特開昭55−76044 号公報や
特許第2705946 号公報で提案された高張力鋼は、いずれ
も、引張強さが580N/mm²級( 以下、「HT580 級」と略記
する）であり、鋼の強度が満足なものではない。さらに
HT720 級への高強度化を図ろうとしても、HAZ の硬化を
招いてしまうばかりでなく、HAZ を含む継手部の低温靭
性が不足するという問題がある。このため、これらの提
案にかかる高張力鋼は、湿潤硫化水素環境下にあるLPG
などの貯蔵容器や圧力容器等に適用することはできな
い。

【００１０】また、特開2000−80434 号公報で提案され
た高張力鋼は、HT780 級と十分な強度を有するが、必要
とされている−80℃での継手靭性を保証するのに十分で
あるとはいえず、より一層の改善が望まれている。

【００１１】本発明はこれらの状況に鑑みてなされたも
のであり、その目的とするところは、高強度かつ強靭性
な鋼であり、さらに溶接部でも優れた優れた低温靭性と
耐SSC 性とを有する、湿潤硫化水素環境下にあるLPG な
どの貯蔵容器や圧力容器等の素材として好適な高張力
鋼、具体的には720N/mm²以上の引張強さを備えた高張力
鋼、およびその製造方法を提供することにある。

【００１２】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、HT720 級
の強度を有し、HAZ の低温継手靭性と耐SSC 性が共に優
れた鋼を得る方法について種々研究を重ねた結果、以下
の知見を得た。

【００１３】母材強度と、耐SSC 性に影響を及ぼすHAZ
の硬さは、いずれも鋼の焼入れ性に依存する。従って鋼
（母材）の高強度化とHAZ の硬さ上昇の抑制を両立させ
るには、鋼の焼入れ性を最適化することが不可欠であ
る。また、HAZ を優れた低温継手靭性を有するものとす
るには、HAZ の結晶組織をマルテンサイトと下部ベイナ
イトとからなる混合組織とし、さらに低温継手靭性に悪
影響を及ぼすとされる島状マルテンサイトの生成を抑制
した結晶組織とすることも重要である。

【００１４】鋼の焼入れ性の向上にはＣを含有させるこ
とが有効であるが、Ｃを過度に含有させるとHAZ の硬さ
が上昇し、かつ、島状マルテンサイトが生成する。従っ
てこれを防ぐためにＣ含有量は低く制限する必要があ
る。

【００１５】低Ｃ化による焼入れ性が不足するため、焼
入れ性を補う元素を含有させる必要がある。焼入れ性向
上元素として低温靭性の改善作用があるNiが考えられる
が、Niは耐SSC 性を劣化させる作用があるので好ましく
ない。

【００１６】HT720 級の強度を有し、かつ、HAZ の組織
を最適なマルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織
を有するものとするには、焼入れ性向上作用に富むMn、
CrおよびMo含有量を適正範囲に調整したスラブに特定条
件下で熱間圧延を行い熱処理を施すことが有効である。

【００１７】本発明者らの研究結果によれば、鋼のこれ
らの元素の含有量から式：4.10×Mn(%)+2.33×Cr(%)+3.
14×Mo(%) で計算される値と、鋼の引張強さ、溶接部の
継手靱性および溶接部の硬さとの間には、図1 、図2 お
よび図3 に示す関係がある。ここで％表示は質量％を意
味する。 これらの図にからわかるように、上記式で計算
される値が8.0 に満たない場合には鋼の引張強さが目標
値を満足することができず、溶接部の継手靱性も結晶組
織が上部ベイナイトを主体とする組織となるために、所
望の性能が得られない。

【００１８】他方上記式で計算される値が13を超える場
合には、鋼の引張強さは目標値を満足するが継手部には
島状マルテンサイトが析出するために靱性が損なわれる
うえ、継手硬さが高くなり、SSC が発生するようにな
る。これらのことから、上記式で計算される値が8.0 以
上、13以下の範囲にある場合に、所望の引張強さ、継手
靱性および耐SSC を兼ね備えた鋼を得ることができる。

【００１９】本発明はこれらの知見を基にして完成され
たものであり、その要旨は下記(1)〜(5) に記載の低温
継手靱性と耐硫化物応力腐食割れ性に優れた高張力鋼、
および(6) 、(7) に記載のその製造方法にある。

【００２０】(1) 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.
30％以下、Mn：1.0 〜2.0 ％、Ｐ：0.015 ％以下、Ｓ：
0.005 ％以下、Cr：0.50〜1.50％、Mo：0.30〜1.0 ％、
sol.Al：0.001 〜0.05％、Ｎ：0.0050％以下、Ｏ：0.00
40％以下、残部が実質的にFeおよび不可避的不純物から
なり、さらに8.0 ≦｛4.10×Mn( ％) ＋2.33×Cr( ％)
＋3.14×Mo( ％) ｝≦13を満足するものであることを特
徴とする高張力鋼。

【００２１】(2) さらに、質量％で、Cu：0.50％以下、
Ｖ：0.01〜0.10％、Nb：0.01〜0.05％、またはＢ：0.00
05〜0.0030％のうちの１種または２種以上を含有する
(1) に記載の高張力鋼。

【００２２】(3) さらに、Ti:0.005〜0.05質量％を含有
する(1) または(2) に記載の高張力鋼。 (4) さらに、Ca：0.0005〜0.005 質量％を含有する上記
(1) 〜(3) のいずれかに記載の高張力鋼。

【００２３】(5) 鋼が720N/mm²以上の引張強さを有する
ものであることを特徴とする上記(1) 〜(4) のいずれか
に記載の高張力鋼。 (6) 上記(1) 〜(4) のいずれかに記載の化学組成を備え
た鋼を1000〜1200℃に加熱して熱間圧延を施した後、Ac
₃ 点以上に加熱して焼入れ処理を施し、次いでAc₁ 点以
下で焼戻し処理を施すことを特徴とする低温継手靱性と
耐耐硫化物応力腐食割れ性に優れた高張力鋼の製造方
法。

【００２４】(7) 上記(1) 〜(4) のいずれかに記載の化
学組成を備えた鋼を1000〜1200℃に加熱して900 ℃以
下、Ar₃ 点以上での累積圧下率が50％以上となる熱間圧
延を施した後、Ar₃ 点以上の温度から焼入れ処理を施
し、次いでAc₁ 点以下で焼戻し処理を施すことを特徴と
する低温継手靱性と耐硫化物応力腐食割れ性 に優れた
高張力鋼の製造方法。

【００２５】

【発明の実施の形態】次に、本発明において上述のよう
に化学組成および製造条件を規定する理由と共に本発明
の実施の形態を詳細に説明する。

【００２６】なお、以下で化学組成を表す％表示は特に
断らないかぎり質量％を意味する。鋼の化学組成； Ｃ：Ｃは鋼の強度を高めるとともに鋼の焼入れ性を高め
る作用がある。本発明においては鋼の強度を高めるため
にＣを0.02％以上含有させる。望ましくは0.03％以上で
ある。他方、Ｃ含有量が0.10％を超えるとHAZ の硬さが
過度に高くなるとともに島状マルテンサイトの生成量が
増加する。このため、低温継手靱性と耐SSC 性が損なわ
れる。これを避けるためにＣ含有量は0.10％以下とす
る。望ましくは0.08％以下である。

【００２７】Si：Siは鋼の強度を高める作用があり、安
価でもあるので、鋼の強度を高めるために含有させても
構わない。しかしながらSi含有量を過度に高めると溶接
部靭性を劣化させるため、低温継手靱性が損なわれる。
これを避けるためにSi含有量は0.30％以下とする。望ま
しくは0.15％以下である。

【００２８】Mn：Mnは鋼の強度と靭性を確保する上で不
可欠な元素であり、1.0 ％以上含有させることにより焼
入れ性を充分に確保することができ、必要な強度および
靭性を得ることができる。しかしながらMn含有量が2.0
％を超えると、靭性が劣化すると共にHAZ の硬さも高く
なりすぎる。従って本発明においてはMnを1.0 ％以上、
2.0 ％以下の範囲で含有させる。望ましくは1.2 ％以
上、1.8 ％以下である。

【００２９】Cr：Crを0.50％以上含有させると鋼の焼入
れ性を向上させることができると共に、強度および靭性
を大きく改善することができる。しかしながらCr含有量
が1.50％を超えると、継手部の靭性、特に低温靱性が劣
化する。従って本発明においてはCrを0.50％以上、1.50
％以下の範囲で含有させる。望ましくは0.70％以上、1.
20％以下である。

【００３０】Mo：MoはMnやCrと同様に重要な元素であ
り、0.30％以上含有させることにより強度と靭性を改善
することができる。しかしながらMo含有量が1.0 ％を超
えるとHAZ の靭性が劣化し、HAZ の硬度も高くなりすぎ
る。従って本発明においてMoを0.30％以上、1.0 ％以下
の範囲で含有させる。望ましくは0.40％以上、0.70％以
下である。

【００３１】Mn、CrおよびMoはいずれも鋼の強度と靭性
を高める作用がある。HT720 級の強度を有し、優れた低
温継手靭性と、HAZ の硬さが抑制されて優れた耐SSC 性
を併せ持つ鋼材を得るためには、HAZ 組織を最適なマル
テンサイトと下部ベイナイトとの混合組織を有するもの
とする必要がある。これを実現するために、鋼の焼入れ
性に重要な作用を及ぼす上記Mn、CrおよびMo含有量が、
下記式(1) で計算される値が8.0 以上13以下を満足する
ようにこれらの元素の含有量を調整する。

【００３２】 ｛4.10×Mn(%)+2.33×Cr(%)+3.14×Mo(%) ｝・・・ (1) 上記式(1) で計算される値が8.0 に満たない場合には焼
入れ性が不足して十分な母材強度および靭性を確保でき
ず、またHAZ 組織が靭性の低い上部ベイナイトの混入し
た組織となるために十分な低温継手靭性が得られない。
望ましくは上記式(1) で計算される値が9.0 以上となる
ようにこれらの元素の含有量を調整する。

【００３３】他方、上記式(1) で計算される値が13を超
えると、マルテンサイト比率が増して強度が高くなり、
HAZ には島状マルテンサイトが析出しやすくなるため低
温継手靭性が劣化する。さらに、HAZ の硬さも高くなる
ため耐SSC 性が損なわれる。望ましくは上記式(1) で計
算される値が12以下となるようにこれらの元素の含有量
を調整する。

【００３４】sol.Al：Alは鋼を脱酸して健全な鋼とする
作用があり、また、焼入れ時に AlNとして結晶粒界の移
動を阻止するピンニング作用により、オーステナイト粒
の粗大化を防止する。さらに、鋼にＢを含有させた場合
にはHAZ の靭性に有害なＮをAlN として固定し、オース
テナイト粒界に偏析した有効Ｂがフェライト生成を抑制
し、焼入れ性改善効果を発揮させる作用がある。

【００３５】これらの効果を得るために鋼にはAlをsol.
Alとして0.001 ％以上含有させる。望ましくは0.005 ％
以上である。他方、sol.Alを過剰に含有させると介在物
が増し、靭性が劣化する。これを避けるためにsol.Al含
有量は0.05％以下とする。望ましくは0.035 ％以下であ
る。

【００３６】Ｐ、Ｓ、ＮおよびＯ：これらの元素はいず
れも不可避的不純物であるが、Ｐ含有量が増すとスラブ
の中心偏析が著しくなり、粒界破壊や低温靱性の低下の
原因となる。これを避けるためにＰ含有量は0.015 ％以
下とする。

【００３７】また、Ｓ含有量が増すと熱間圧延によって
伸展したMnS 系介在物が増し、靱性を損なううえ、湿潤
硫化水素環境下で鋼中に侵入した水素の集積を促進し、
耐SSC 性をも損なう。これを避けるためにＳ含有量は0.
005 ％以下とする。

【００３８】Ｎ含有量が0.0050％を超えると固溶Ｎが増
してHAZ の硬さが上昇し、HAZ の靭性も劣化する。これ
を避けるためにＮ含有量は0.0050％以下とする。望まし
くは0.0040％以下である。

【００３９】Ｏ含有量が増すと鋼中の非金属介在物が増
し、低温靱性と耐SSC 性を損なう。これを避けるために
Ｏ含有量は0.0040％以下とする。残部は実質的にFeおよ
び不可避的不純物からなる。実質的にとの意味は、任意
添加元素として、以下に記す元素のうちの１種または２
種以上を含有させても構わないことを意味する。

【００４０】Cu、Ｖ、NbおよびＢ、NbおよびTi、そ
してCa、これらの元素は以下に述べるように、いずれ
も、強度や靱性の向上に有効な元素である。従って強度
や靱性の向上を目的として、これらの元素からなる群の
少なくとも１つから、それぞれ１種または２種以上を含
有させても構わない。

【００４１】Cu：Cuには鋼の焼入れ性を向上させる作用
があるうえ、焼戻し処理後の析出現象により鋼の強度を
高める作用もある。従ってこれらの効果を得るためにCu
を含有させても構わない。しかしながらCu含有量が0.50
％を超えるとCuチエッキング現象により高温割れが生じ
る懸念があるので、Cu含有量は0.50％以下とするのが望
ましい。

【００４２】Ｖ：Ｖを0.01％以上含有させると鋼の焼入
れ性向上効果が得られるうえ、焼戻し処理時の析出効果
により鋼の強度を高めることもできる。しかしながらＶ
含有量が0.10％を超えると、上記効果が飽和してコスト
が嵩むうえ、靭性をも著しく阻害する。従ってＶを含有
させる場合には、0.01％以上、0.10％以下とするのが望
ましい。

【００４３】Ｂはオーステナイト粒界に偏析しフェライ
トの生成を抑制することによって焼入れ性を向上させる
作用がある。この効果を得るためにはＢを0.0005％以上
含有させるのが望ましい。他方、Ｂ含有量が0.0030％を
超えると靭性が劣化するので、Ｂを含有させる場合に
は、その含有量を0.0030％以下とするのが望ましい。

【００４４】Nb：Nbはスラブ加熱時や焼入れ処理時に結
晶粒の粗大化を抑制する作用があり、破面単位の微細な
鋼を得て母材の強度と靱性を向上させるのに有効な元素
である。さらに、焼戻し処理時に結晶粒内に炭窒化物と
して析出し、鋼の降伏強さを高める作用もある。このよ
うな効果を得るためにはNbを0.01％以上含有させるのが
望ましい。しかしながらNb含有量が0.05％を超えると析
出物が粗大化して靭性を低下させる。従ってその上限は
0.05％とするのが望ましい。

【００４５】Ti：TiはＮと結合して微細なTiN として析
出し、高温での結晶粒界の移動を阻止してオーステナイ
ト結晶粒の成長を抑制する作用があり、母材および溶接
部の靱性を向上させるのに有効な元素である。また、鋼
がＢを含有するものである場合には、Ｂのオーステナイ
ト粒界への偏析を助けて焼入れ性を高める作用もある。
このような効果を得るためにTiを0.005 ％以上含有させ
ても構わない。他方、Ti含有量が0.05％を超えるとTiN
が粗大化して靭性を低下させる。このため、Tiを含有さ
せる場合の含有量は0.05％以下とするのが望ましい。

【００４６】Ca：Caを0.0005％以上含有させると非金属
介在物が球状化し、低温靱性を向上させることができ
る。このため、低温継手靱性をさらに向上させたい場合
にはCaを0.0005％以上含有させても構わない。しかしな
がらCa含有量が0.005 ％を超えると、CaO 、CaS 等の介
在物が多量に生成して鋼の靱性を損なううえ、湿潤硫化
水素環境下で鋼中の水素が介在物周辺に集積し易くな
り、耐SSC 性が劣化する。これを避けるためにCaを含有
させるときは、その上限を0.005 ％とするのが望まし
い。

【００４７】製造方法；本発明の低温継手靱性と耐SSC
性に優れた高張力鋼は、(a) 上記化学組成を有する鋼片
（スラブ）を1000〜1200℃に加熱して熱間圧延を施した
後、Ac₃ 点以上に加熱して焼入れ処理を施し、次いでAc
₁ 点以下で焼戻し処理を施す方法（以下、「再加熱焼入
れ法」と略記する）か、(b) 上記加熱したスラブを、Ar
₃ 点以上900 ℃以下の温度領域での累積圧下率が50％以
上となる圧延を含む熱間圧延を施した後、Ar₃ 点以上の
温度域から焼入れ処理を施し、次いでAc₁ 点以下の温度
での焼戻し処理を施す方法（以下、「直接焼入れ法」と
略記する）で製造するのが好適である。以下にこれらの
方法について詳細に説明する。

【００４８】(a) 再加熱焼入れ法 上記化学組成を有するスラブの製造は公知の方法によれ
ばよく、特に限定するものではない。例えば鋼の精錬
は、転炉、電気炉等公知の方法によればよい。得られた
溶鋼は、連続鋳造によりスラブとするのが効率的である
が、一旦鋼塊とした後分塊圧延してスラブとしても構わ
ない。

【００４９】スラブは、一旦室温または中間温度まで冷
却した後に再加熱するか、冷却しないで再加熱するなど
の方法で1000℃以上、1200℃以下の温度に加熱する。ス
ラブの加熱温度が1000℃に満たない場合には鋼が凝固す
る際に生成した各種析出物が十分に再固溶せず、焼入れ
性や焼入れ前のオーステナイト結晶粒の微細化が不十分
となる。また、スラブ加熱温度が1200℃を超えるとオー
ステナイト粒が粗大化して母材の靱性が劣化するので好
ましくない。

【００５０】本方法では熱間圧延後に焼入れ焼戻し処理
を施すので、熱間圧延条件は特に限定するものではな
い。例えば、生産性向上のために、スラブを加熱炉から
抽出した後圧延が終了するまでの時間を極力短縮するべ
く、仕上温度はできるだけ高めにするのが望ましいが、
後ほど述べるように900 ℃以下の温度域での低温圧延な
どを含んでいても差し支えない。

【００５１】熱間圧延した鋼は、鋼のAc₃ 点以上に再加
熱した後、焼入れ処理を施し、次いで Ac₁ 点以下で焼
戻し処理を施す。再加熱温度がAc₃ 点に満たない場合に
は、不完全なオーステナイト組織からの焼入れとなるた
め、得られる鋼の強度や靱性が不足する。望ましくはAc
₃ 点＋20℃以上である。再加熱温度の上限は特に限定す
るものではないが、結晶粒の粗大化を抑制するために、
950 ℃以下とするのが望ましい。

【００５２】焼入れ方法は公知の方法によればよいが、
鋼の結晶組織を厚さ方向中心部までマルテンサイトと下
部ベイナイトからなる混合組織とするために、焼入れ時
の平均冷却速度を5 ℃/S以上とするのが好適である。

【００５３】焼戻し処理は焼入れ処理によって導入され
た歪を除去し、かつ炭化物を微細に析出させることによ
り強度と靱性のバランスを改善するために施すものであ
る。焼戻し温度は、靱性を高めるために、Ac₁ 点以下、
500 ℃以上の温度領域でおこなうのがよい。その他の焼
戻し処理条件は公知のものでよい。なお、本発明におい
ては、鋼のAc₃ 点、Ac₁ 点およびAr₃ 点は鋼の化学組成
あるいはその厚さ（t、単位はmm）から以下の式で計算
するものとする。なおここで各元素は質量％を意味す
る。

【００５４】Ac₃ 点（℃）＝897.3-271.1C+43.7Si-17Mn
+117.8P+159.3S-40.8Cu-22.3Ni-6.5Cr+6.5Mo+65.8V+56.
9Al+145.2Nb+88.5Ti+121.8N-1765.4B Ac₁ 点（℃）＝712+20.1C-17.8Mn-9.8Mo+11.9Cr-19.1Ni Ar₃ 点（℃）＝910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo+0.
35(t-8) (b) 直接焼入れ法 スラブの製造およびスラブ加熱条件は上記再加熱焼入れ
法のそれと同じである。加熱されたスラブには、900 ℃
以下、Ar₃ 点以上での累積圧下率が50％以上となる圧延
を含む熱間圧延を施し、圧延終了後直ちに焼入れ処理を
施す。

【００５５】上記熱間圧延では、加熱されたスラブに90
0 ℃を超える温度領域での圧延を施すのは差し支えない
が、少なくとも900 ℃以下、Ar₃ 点以上の温度領域での
圧延（以下、「低温圧延」と略記する）を、その累積圧
下率が50％以上となるように施す。

【００５６】低温圧延の目的は、直接焼入れの前に未再
結晶域での圧延を施し、オーステナイト結晶粒内に変形
帯を導入することによって、焼入れ処理後の結晶組織を
微細化し、高強度と高靱性を兼備した鋼を得ることにあ
る。

【００５７】上記低温圧延の温度が900 ℃を超えると、
低温圧延で導入された変形帯が回復現象により解消して
しまい、上記の結晶組織微細化効果が得られなくなる。
また、低温圧延温度がAr₃ 点に満たない場合にはフェラ
イト組織が生じるために焼入れ性が低下するのでよくな
い。このため、低温圧延の温度領域を900 ℃以下、Ar ₃
点以上とする。

【００５８】上記温度領域での圧下率が累積圧下率で50
％に満たない場合には、低温圧延による変形帯の導入が
不十分となり、焼入れ処理後の組織の微細化が十分に図
られない。これを避けるために上記温度領域での累積圧
下率は50％以上とする。

【００５９】直接焼入れ時の焼入れ温度は、焼入れ性を
確保するために高温から行うことが望ましい。すなわ
ち、Ar₃ 点未満からの焼入れでは十分な焼入れ性が確保
できず、最適なマルテンサイトと下部ベイナイトの混合
組織を得られないため、強度や靱性が不足する。これを
避けるために、低温圧延終了後直ちにAr₃ 点以上の温度
から焼入れ処理をおこなうのが好適である。

【００６０】その他の焼入れ条件は特に限定するもので
はないが、冷却停止温度は200 ℃以下、冷却速度は5 ℃
/S以上とするのが望ましい。また、冷却方法は公知のも
のでよいが、加速水冷装置等を用いるのが好適である。

【００６１】本発明の鋼は上記以外は常法により製造す
ればよい。鋼の形状は、厚鋼板が好適である。本発明の
低温継手靱性と耐SSC 性に優れた高張力鋼は、HT720 級
の強度を備え、かつ、従来の鋼では困難であった強靭性
と耐SSC 性とを高いレベルで兼ね備えたものである。こ
のため、本発明の高張力鋼は、優れた低温継手靭性と耐
SSC 性とを有し、湿潤硫化水素環境下にあるLPG などの
貯蔵容器や圧力容器等に好適に使用することができる。

【００６２】

【実施例】（実施例１）種々の化学組成を有する鋼を転
炉にて溶製し、連続鋳造法により、厚さ：300mm 、幅：
2300mmのスラブとし、熱間圧延を行った後再加熱焼入法
により種々の性能を有する高張力鋼を作製した。

【００６３】鋼板の化学組成を表１に示す。

【００６４】

【表１】

【００６５】これらの鋼のAr₃ 点は680 〜760 ℃の範囲
にあり、Ac₃ 点は840 〜880 ℃の範囲にあり、Ac₁ 点は
680 〜710 ℃の範囲にあった。これらのスラブを1120℃
に加熱した後、周知慣用の手段により熱間圧延して室温
まで空冷して厚さ：50mmの厚鋼板とした。圧延開始温度
は950 ℃、圧延終了温度は850 ℃であった。次いでこれ
らの鋼板を900 ℃まで再加熱し、板厚中心部の平均冷却
速度を約10℃/Sとする焼入れ処理を施し、次いで600 ℃
に加熱し、大気中で室温まで放冷する焼戻し処理を施し
た。

【００６６】得られた鋼板の性能を以下の方法で評価し
た。 鋼板の引張特性：各鋼板から、圧延方向に垂直な方向か
らJIS Z 2201に規定される4 号引張試験片を採取し、引
張試験をおこなって母材強度を測定し、引張強さ(TS)が
720N/mm²以上である場合を良好と判断した。なお、YSに
ついては620N/mm²以上であるのが望ましい。

【００６７】鋼板の靱性（以下、「母材靱性」と略記す
る）：各鋼板から、圧延方向に平行にJIS Z 2202に規定
されるシャルピー衝撃試験片を切出し、衝撃試験をおこ
なって−80℃における吸収エネルギーvE_-80(単位はJ)を
測定し、vE_-80 が47J 以上である場合を鋼板の靱性（以
下、「母材靱性」と略記する）が良好と判断した。

【００６８】溶接継ぎ手性能：各鋼板から長さ：600 m
m、幅：300 mmの溶接試験片を切り出し、その端部をＸ
型開先に加工し、入熱量が3.0kJ/mmのサブマージアーク
溶接をおこなって溶接継手部を作製し、各溶接継手部か
ら、ノッチ中心位置がフユージョンラインに一致するよ
うに板厚の1/4 位置からシャルピー衝撃試験片を採取
し、シャルピー衝撃試験をおこなって溶接継手部の低温
靱性、つまり、低温継手靱性を評価し、vE_-80 が47J 以
上である場合を低温継手靱性が良好と判断した。

【００６９】また、上記溶接継手部から硬さ測定用試験
片を切り出し、最も応力集中度が大きく、SSC が生じ易
いとされる溶接止端部の硬さを測定した。ビッカース硬
さ(Hv)が300 以下である場合が良好と判断した。

【００７０】さらに、上記各溶接継手の溶接ビードまま
表面から、長さ：115mm 、幅：30mm、厚さ：1.5mm のSS
C 試験用素材を切り出し、４点曲げによって降伏応力の
100％に相当する応力を付与してSSC 試験片を作成し
た。これらの試験片は5.0 ％NaCl＋0.5 ％CH₃COOH 水溶
液に分圧を調整したH₂S ガスを通気し、H₂S 濃度100ppm
とした飽和水溶液中に720 時間浸潰し、試験終了後に光
学顕微鏡を用いて試験片表面における割れの有無を調査
した。割れが観察されなかった場合を良好（○）、割れ
が認められた場合を不良（×）として評価した。

【００７１】これらの性能評価結果を表２に示す。

【００７２】

【表２】

【００７３】表２に示すように、本発明で規定する条件
を満足する鋼番号1 〜16の鋼板は、いずれもHT720 級と
して十分な強度と靭性を備え、さらに溶接継手部の低温
靭性や耐SSC 性も優れていた。

【００７４】これに対し、鋼番号17の鋼板はＣ含有量が
少なすぎたために鋼板の強度が不十分であり、鋼番号18
の鋼板はＣ含有量が高すぎたために継手靭性と耐SSC 性
がよくなかった。鋼番号19の鋼板はSi含有量が高すぎた
ために継手靭性がよくなかった。鋼番号20の鋼板はMn含
有量が少なすぎたために母材強度が低く、継手靭性もよ
くなかった。鋼番号21の鋼板はMn含有量が高すぎたため
にHAZ の硬さが高くなり耐SSC 性がよくなかった。鋼番
号22の鋼板はＰ含有量が高すぎたために母材靭性と継手
靭性とがよくなかった。鋼番号23の鋼板はＳ含有量が高
すぎたために母材靭性、継手靭性および耐SSC 性とがよ
くなかった。

【００７５】鋼番号24の鋼板はCr含有量が少なすぎたた
めに、鋼番号26の鋼板はMo含有量が少なすぎたためにい
ずれも母材強度が低くなった。鋼番号25の鋼板はCr含有
量が高すぎたために、鋼番号27の鋼板はMo含有量が高す
ぎたために、いずれも継手靭性がよくなかった。鋼番号
28の鋼板はsol.Al含有量が高すぎたために母材靭性と継
手靭性がよくなかった。鋼番号29の鋼板はＮ含有量が高
すぎたために継手靭性がよくなかった。鋼番号30の鋼板
は式｛4.10×Mn( ％) ＋2.33×Cr( ％) ＋3.14×Mo(
％) ｝で計算される値が大きすぎたためにHAZ に島状マ
ルテンサイトが生成し、継手靱性がよくなかった。また
HAZ が硬化して耐SSC 性がよくなかった。鋼番号31の鋼
板は上記式で計算される値が小さすぎたために母材強度
が低すぎたうえ、母材靭性と継手靭性もよくなかった。
鋼番号32の鋼板はＯ含有量が高すぎたために母材靱性、
継手靱性および耐SSC 性がよくなかった。鋼番号33の鋼
板はCuを過剰に含有したために、鋼番号34の鋼板はＶ含
有量が高すぎたために、鋼番号35の鋼板はNb含有量が高
すぎたために、鋼番号36の鋼板はＢ含有量が高すぎたた
めに、鋼番号37の鋼板はTi含有量が高すぎたために、い
ずれも母材靭性と継手靭性がよくなかった。鋼番号38の
鋼板はCa含有量が高すぎたために母材靱性、継手靱性お
よび耐SSC 性がよくなかった。

【００７６】以上の結果からも明らかなように、本発明
の規定する条件を満足する鋼番号1〜鋼番号16の鋼板
は、高強度かつ優れた靭性を備えており、さらに優れた
低温継手靭性と耐SSC 性とを有しており、湿潤硫化水素
環境下にあるLPG などの貯蔵容器や圧力容器等に好適に
使用することができる。

【００７７】（実施例２）表１に記載の鋼番号3 と鋼番
号13の化学組成を備えたスラブを加熱し、一部のスラブ
は通常の条件で熱間圧延して室温まで空冷して厚さ：50
mmの厚鋼板とした。圧延開始温度は950 ℃、圧延終了温
度は850 ℃であった。次いでこれらの鋼板を再加熱焼入
れ温度に加熱し、板厚中心部の平均冷却速度を約10℃/S
とする焼入れ処理を施し、次いで焼戻し温度に加熱し、
大気中で室温まで放冷する焼戻し処理を施した。

【００７８】他のスラブは種々の温度に加熱した後、種
々の累積圧下率での低温域圧延を含む熱間圧延を施して
厚さ：50mmの厚鋼板とし、直ちに板厚中心部の平均冷却
速度を約10℃/Sとする焼入れ処理を施し、次いで焼戻し
温度に加熱し、大気中で室温まで放冷する焼戻し処理を
施した。上記において直接焼き入れ温度は圧延終了温度
にほぼ等しい。

【００７９】これらの厚鋼板の母材特性、継手特性およ
び耐SSC 性を実施例１に記載したのと同様の方法で調査
した。表３に圧延条件、熱処理条件および諸特性調査結
果をまとめて示す。

【００８０】

【表３】

【００８１】表３に示すように、圧延条件と再加熱焼入
れ条件が共に好ましい範囲であった試験番号41、50、お
よび、圧延条件と直接焼入れ条件が共に好ましい範囲で
あった試験番号45、54は、いずれもHT720 級の高強度と
良好な母材靱性を有し、さらに優れた低温継手靱性と耐
SSC 性を備えていた。

【００８２】他方、スラブ加熱温度が高すぎた試験番号
42、46、51および55は母材靱性がよくなかった。再加熱
焼入れ法で処理したが再加熱焼入れ温度が低すぎた試験
番号43と52は母材強度が低く、母材靱性もよくなかっ
た。焼戻し温度が高すぎた試験番号44と53は母材強度が
低かった。

【００８３】直接焼入れ法で処理したが低温圧延におけ
る累積圧下率が少なすぎた試験番号47と56は母材靱性が
よくなかった。直接焼入れ温度が低すぎた試験番号48と
57は母材強度が低くかった。焼戻し温度が高すぎた試験
番号49と58はいずれも母材強度が低かった。

【００８４】

【発明の効果】以上詳細に説明したように、本発明の高
張力鋼は、HT720 級の高強度を有し、母材、溶接継手共
に−80℃においても優れた靭性を備え、かつ、優れた耐
硫化物応力腐食割れ性を備えている。また、本発明の高
張力鋼は、所定の化学組成を備えた鋼を用いて容易に製
造することができる。従って湿潤硫化水素環境下にある
LPG 等の貯蔵容器や圧力容器等の高性能化に寄与すると
ころが大きく、本発明の工業上の価値は極めて大きい。

【図面の簡単な説明】

【図１】式１で計算される値と鋼の引張強さとの関係を
示すグラフである。

【図２】式１で計算される値と継手靱性との関係を示す
グラフである。

【図３】式１で計算される値と溶接部の硬さとの関係を
示すグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 濱田 昌彦 大阪市中央区北浜４丁目５番33号 住友金 属工業株式会社内 (72)発明者 櫛田 隆弘 大阪市中央区北浜４丁目５番33号 住友金 属工業株式会社内 Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA05 AA08 AA11 AA12 AA14 AA16 AA19 AA21 AA22 AA26 AA27 AA29 AA31 AA35 AA36 BA01 CA02 CB01

Claims (7)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 化学組成が、質量％で、Ｃ：0.02〜0.10
   ％、Si：0.30％以下、Mn：1.0 〜2.0 ％、Ｐ：0.015 ％
   以下、Ｓ：0.005 ％以下、Cr：0.50〜1.50％、Mo：0.30
   〜1.0 ％、sol.Al：0.001 〜0.05％、Ｎ：0.0050％以
   下、Ｏ：0.0040％以下、残部が実質的にFeおよび不可避
   的不純物からなり、さらに下記式(1) を満足するもので
   あることを特徴とする高張力鋼。 8.0 ≦｛4.10×Mn(%)+2.33×Cr(%)+3.14×Mo(%) ｝≦13・・・(1)
2. 【請求項２】 前記化学組成が、さらに、質量％で、C
   u：0.50％以下、Ｖ：0.01〜0.10％、Nb：0.01〜0.05
   ％、またはＢ：0.0005〜0.0030％のうちの１種または２
   種以上を含有する請求項１に記載の高張力鋼。
3. 【請求項３】 前記化学組成が、さらに、Ti:0.005〜0.
   05質量％を含有する請求項１または請求項２に記載の高
   張力鋼。
4. 【請求項４】 前記化学組成が、さらに、Ca：0.0005〜
   0.005 質量％を含有する請求項１〜３のいずれかに記載
   の高張力鋼。
5. 【請求項５】 鋼が720N/mm²以上の引張強さを有するも
   のであることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記
   載の高張力鋼。
6. 【請求項６】 請求項１〜４のいずれかに記載の化学組
   成を備えた鋼を1000〜1200℃に加熱して熱間圧延を施し
   た後、Ac₃ 点以上に加熱して焼入れ処理を施し、次いで
   Ac₁ 点以下で焼戻し処理を施すことを特徴とする低温継
   手靱性と耐硫化物応力腐食割れ性に優れた高張力鋼の製
   造方法。
7. 【請求項７】 請求項１〜４のいずれかに記載の化学組
   成を備えた鋼を1000〜1200℃に加熱して900 ℃以下、Ar
   ₃ 点以上での累積圧下率が50％以上となる熱間圧延を施
   した後、Ar₃ 点以上の温度から焼入れ処理を施し、次い
   でAc₁ 点以下で焼戻し処理を施すことを特徴とする低温
   継手靱性と耐硫化物応力腐食割れ性に優れた高張力鋼の
   製造方法。