JPH11172365A

JPH11172365A - 中心部特性に優れる高張力鋼およびその製造方法

Info

Publication number: JPH11172365A
Application number: JP34237297A
Authority: JP
Inventors: Tomoya Fujiwara; 知哉藤原; Hideji Okaguchi; 秀治岡口; Masahiko Hamada; 昌彦濱田; Yuichi Komizo; 裕一小溝
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1997-12-12
Filing date: 1997-12-12
Publication date: 1999-06-29
Anticipated expiration: 2017-12-12
Also published as: JP3812108B2

Abstract

(57)【要約】【課題】９００ＭＰａ以上の引張強さ、中心部の靭性、
耐ＨＩＣおよび溶接性に優れた高張力鋼および製造方法
の提供。【解決手段】（１）重量比にて、C:0.02〜0.1%、Si:0.6
%以下、Mn:0.2%〜2%、Ni:0.2〜1.2%、Ti:0.005〜0.03
%、Al:0.1%以下、N:0.001〜0.006%、B:0.0005〜0.0025
%、Cr:0.6%超え1.2%以下、Mo:0.6%超え1.2%以下、任意
元素Cu、Nb、V、Caを含み、下部ベイナイトとマルテン
サイトの混合組織の体積率が組織全体の90%以上で混合
組織のうち下部ベイナイトの体積率が10%以上であり、
かつ旧γ粒のアスペクト比が3以上、TS900MPa以上の高
張力鋼。（２）鋳片を、900〜1200℃に加熱後圧延し、γの未再
結晶温度域での累積圧下率を50%以上とし、Ａr₃点以上
で圧延を終了し、Ａr₃点以上から10〜45℃/sの冷却速度
で冷却し、必要に応じてＡc₁点未満で焼戻しする（１）
の高張力鋼の製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、９００ＭＰａ以上
の引張強さを有する溶接性と中心部靭性に優れる高張力
鋼、とくに、天然ガスや原油輸送用ラインパイプ、各種
圧力容器等に利用される高張力鋼およびその製造方法に
関する。

【０００２】

【従来の技術】天然ガス、原油等を長距離輸送するパイ
プラインにおいて、輸送コストの低減は普遍的なニーズ
であり、操業圧力の上昇による輸送効率の改善が必要と
されている。操業圧力を高めるには、従来の強度グレー
ドのパイプの肉厚を増加させる方法が考えられるが、こ
の方法では現地での溶接施工能率を低下させるとともに
構造物の重量増加による施工効率の低下を生じる問題が
ある。これに対しパイプ素材そのものを高強度化し肉厚
の増大を制限するニーズが高まっており、たとえば、米
国石油協会（ＡＰＩ）においてＸ８０グレード鋼が規格
化され実用に供されている。

【０００３】Ｘ８０より高強度のラインパイプ用鋼材と
して、Ｍｎ含有率を高くしたＸ１００グレード超の高強
度鋼およびその製造方法が、特開平８−１９９２９２号
公報、特開平８−２０９２９０号公報、特開平８−２０
９２９１号公報、特開平８−２６９５４４号公報、特開
平８−２６９５４５号公報、特開平８−２６９５４６号
公報に開示されている。

【０００４】Ｍｎを高めた高強度鋼は安価に高強度化す
ることが可能であるが、Ｍｎが２％を超えるような高強
度鋼を連続鋳造法によって鋳造すると鋳片中心部へのＭ
ｎの偏析が著しくなるために、特にＸ１００グレードを
超える高強度鋼では低温靱性や耐水素誘起割れ性（耐Ｈ
ＩＣ性）などの特性が悪くなる。

【０００５】一方、Ｍｎを２％以下とした高強度鋼にお
いて、近年ではＣｕの時効析出を利用したＸ１００グレ
ードを超える高強度鋼およびその製造方法が、特開平８
−１０４９２２号公報、特開平８−２０９２８７号公
報、特開平８−２０９２８８号公報に開示されている。
しかしながら、Ｃｕの析出強化を利用する方法による
と、母材の高強度と優れた現地溶接性は得られるもの
の、マトリックス中に分散したＣｕ析出物のために優れ
た靭性を兼ね備えるには不十分である。

【０００６】これらに対し、Ｍｎを１．５％以下に制限
して高強度鋼を製造する方法が特開平８−２６９５４２
号公報に開示されている。この方法によれば、Ｃｕ含有
率を０．５％以上という比較的低めに設定するにもかか
わらず高強度を得ることが可能である。しかし、Ｂ含有
率を０．０００４％以下に制限しているために十分な焼
入性を得ることができず、使用状態の鋼の靭性を左右す
る中心部の靭性に最も好適な下部ベイナイトとマルテン
サイトの混合組織を得ることができない。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、９０
０ＭＰａ以上の引張強さを満足する溶接性と中心部特性
に優れた高張力鋼を提供することにある。具体的には下
記の性質を全て備える高張力鋼およびその製造方法を提
供することにある。

【０００８】母材：（１）ＴＳ≧９００ＭＰａ
（２）ｖＥー40≧１２０Ｊ溶接部：（１）ＴＳ≧９００ＭＰａ（２）ｖＥ-20≧
７０Ｊ耐ＨＩＣ性：ＮＡＣＥの定めるＴＭ０１７７溶液中での
割れ率１％以下現地溶接性：ｙ開先溶接割れ試験において予熱なしの条
件で割れなし

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明者らは母材の引張
強さが９００ＭＰａ以上の各種の鋼について実験を行い
下記の事項を確認することができた。

【００１０】（ａ）Ｍｎを２％以下（好ましくは１．７
％未満）に抑えると、中心部の偏析を大幅に軽減するこ
とができる。その結果、中心部の耐ＨＩＣ性が大幅に向
上する。

【００１１】（ｂ）Ｍｎ低下にともなう焼入性の低下、
およびそれに起因する強度と靭性の低下等は、Ｃｕの析
出強化を利用することなくＣｒ、Ｍｏ、Ｂの増量により
補うことができ、かつ高Ｍｎ鋼に比較して一層良好な靭
性を確保することができる。

【００１２】（ｃ）上記（ｂ）のＢ、Ｃｒ、Ｍｏの増量
の程度は、焼入性を向上させ、全板厚にわたってつぎの
金属組織が得られるようにする。すなわち、マルテンサ
イトと下部ベイナイトの混合組織が、体積率で９０％以
上となるようにし、かつ該混合組織中の下部ベイナイト
の体積率を１０％以上とする。

【００１３】本発明は上記事項を組み合わせて現場試作
を経て完成されたもので、その要旨は下記の高張力鋼お
よびその製造方法にある。

【００１４】（１）重量比にて、 C:0.02〜0.1% Si:0.6%以下 Mn:0.2%〜2% Ni:0.2〜1.2% Ti:0.005〜0.03% Al:0.1%以下 N:0.001〜0.006% B:0.0005〜0.0025% Cr:0.6%超え1.2%以下 Mo:0.6%超え1.2%以下 Cu:0〜0.6% Nb:0〜0.1% V:0〜0.1% Ca:0〜0.006% を含み、不可避的不純物元素のうちのＰ：０．０１５％
以下、Ｓ：０．００３％以下であり、下部ベイナイトと
マルテンサイトの混合組織の体積率が金属組織全体の９
０％以上、該混合組織のなかでの下部ベイナイトの体積
率が１０％以上であり、かつ旧オーステナイト粒のアス
ペクト比が３以上である引張強さが９００ＭＰａ以上の
中心部特性に優れた高張力鋼。

【００１５】（２）鋳片を、９００〜１２００℃に加熱
後圧延し、オーステナイトの未再結晶温度域での累積圧
下率を５０％以上とし、Ａr₃点以上で圧延を終了し、Ａ
r₃点以上から１０〜４５℃／ｓの範囲内の冷却速度で少
なくとも５００℃まで冷却する上記（１）に記載する高
張力鋼の製造方法。

【００１６】（３）さらに、Ａc₁点未満で焼戻処理を加
える上記（２）の製造方法。

【００１７】上記各発明において、金属組織中にオース
テナイトが残留する場合はＸ線回折によりその体積率を
求める。そのほか、上部ベイナイト、パーライト等はピ
クラール等でエッチした金属面を光学顕微鏡で観察する
ことにより下部ベイナイトおよびマルテンサイトとの混
合組織と識別することができる。また、これらの組織中
に生成する炭化物もそれぞれの組織内で形態的な特徴を
有するので、炭化物を抽出したレプリカを２０００倍程
度の倍率で電子顕微鏡観察することにより識別でき、し
たがって下部ベイナイトとマルテンサイトの混合組織の
比率を求めることができる。この体積率は１０〜３０視
野で平均化した体積率をさす。さらに判別が困難な場合
は、薄膜を電子顕微鏡により透過観察を行う。この場合
には倍率が５０００倍以上となるので、視野数を２０〜
５０視野程度に増やして平均するのがよい。

【００１８】旧オーステナイト粒のアスペクト比とは、
圧延方向に延伸したオーステナイト粒の径（長径）を板
厚方向の径（短径）で除した値をさす。

【００１９】未再結晶温度域は再結晶が生じない温度域
をさす。９００ＭＰａ以上の引張強さを満たすほど合金
元素を含む鋼の場合、未再結晶温度域は９７５℃以下Ａ
r₃点以上の温度域が該当する。累積圧下率はこの未再結
晶温度域での累積圧下率をさし、（９７５℃での肉厚−
Ａr₃点での肉厚）／（９７５℃での肉厚）をいう。

【００２０】圧延後の冷却速度および冷却停止温度等
は、肉厚中心部における冷却速度および冷却停止温度等
をさす。

【００２１】

【発明の実際の形態】つぎに本発明を上記のように限定
した理由を詳述する。以後の説明において合金元素の含
有率の「％」は「重量％」を表示する。

【００２２】１．化学組成Ｃ：０．０２〜０．１％Ｃは強度上昇に有効な元素であり、本発明鋼において所
望の強度を得るためには０．０２％以上が必要である。
しかし、０．１％を超えると鋼の靱性を劣化させるだけ
でなく、現地での溶接施工性を著しく劣化させるため、
上限を０．１％と制限する。

【００２３】Ｓｉ：０．６％以下Ｓｉは脱酸に有効な元素であるが、０．６％を超えると
溶接熱影響部（HAZ:Heat Affected Zone）の靭性を低下
させるだけでなく、加工性を劣化させるため上限を０．
６％とする。Ｓｉ含有率は実質的に０でも良いが、Ｓｉ
を０にすると脱酸時にＡｌの損失が大きくなるので、通
常は脱酸をおこなって残存する程度の含有率、例えば
０．０１％程度が下限として望ましい。

【００２４】Ｍｎ：０．２〜２％Ｍｎは強度上昇に有効な元素であり、そのためには、
０．２％以上の含有率とする。しかし、２％を超えると
中心部の特性が劣化するため、引張強さにおいて９００
ＭＰａ以上の高強度鋼を製造する場合には、Ｍｎ含有率
を２％以下に制限することが必要であり、望ましくは
１．７％未満に抑える必要がある。さらに望ましくは
１．５％未満にするのが良い。

【００２５】Ｎｉ：０．２〜１．２％Ｎｉは強度上昇に有効な元素であると同時に、靱性およ
び脆性亀裂の伝播停止特性を改善する効果を有する。こ
のためにＮｉは０．２％以上とする。しかし、１．２％
を超えるとコストアップに見合うだけの強度上昇と靭性
の改善が得られないので上限を１．２％とする。

【００２６】Ｔｉ：０．００５〜０．０３％Ｔｉはスラブ加熱時のオーステナイト結晶粒の微細化に
有効な元素であり、０．００５％以上とする。特にＮｂ
含有鋼の場合には、Ｎｂによって助長される連続鋳造ス
ラブ表面のヒビワレを抑制するのに微量Ｔｉが有効であ
る。０．００５％以上含有することによりこのような効
果を発揮する。しかしながら０．０３％を超えると、Ｔ
ｉＮが粗大化しオーステナイト結晶粒の微細化効果が消
滅するため、Ｔｉの上限は０．０３％とする。

【００２７】Ａｌ：０．１％以下Ａｌは、通常、脱酸剤として鋼に添加される。酸素と結
合せずに鋼中に残留するＡｌ、すなわちｓｏｌＡｌは、
ＡｌＮの析出による組織の微細化作用を有しており、母
材靱性の改善からも有用な元素である。上記Ａｌは、ｓ
ｏｌＡｌおよび酸素と結合したＡｌすなわちｉｎｓｏｌ
Ａｌの両方をさす。過剰なＡｌは酸化物等の介在物の粗
大化を招き鋼の清浄度を害するため、その上限を０．１
％とする。好ましい上限値は０．０６％さらに好ましく
は０．０５％である。

【００２８】Ｎ：０．００１〜０．００６％ＮはＴｉとともにＴｉＮを形成しスラブ再加熱時および
溶接時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する作用を有
する。このような効果を得るための下限値は０．００１
％である。一方、Ｎの増加はスラブ品質の劣化および固
溶Ｎの増加によるＨＡＺ靱性の劣化を生じるためその上
限値を０．００６％とする。

【００２９】Ｂ：０．０００５〜０．００２５％Ｂは０．０００５％未満では強度確保ができないので、
０．０００５％以上とする。一方、０．００２５％を超
えると靭性が劣化するため、上限を０．００２５％とす
る。

【００３０】Ｃｒ：０．６％超え１．２％以下Ｃｒは高Ｍｎ含有による中心部特性の劣化を回避し、か
つ強度を満足させるために添加する。強度確保のために
は０．６％を超えて含有させることが必要である。しか
しながら１．２％を超えるとＣｒ系の炭化物量が増加し
靭性が劣化するため、上限を１．２％とする。

【００３１】Ｍｏ：０．６％超え１．２％以下Ｍｏは、Ｍｎを高めることなく焼入性を確保することが
でき、中心部特性の劣化を回避しかつ強度を満足させる
ので、０．６％を超える含有率とする。しかしながら
１．２％を超えるとＭｏ系の炭化物量が増加し靭性が劣
化するため、上限を１．２％とする。

【００３２】Ｃｕ：０〜０．６％Ｃｕは無添加でもよい。Ｃｕは強度上昇に有効な元素で
あるが、０．２％未満ではその効果が明確でないので、
添加する場合には、０．２％以上の含有率とすることが
望ましい。しかし、０．６％を超えると靭性が劣化する
ため、上限は０．６％とする。

【００３３】Ｎｂ：０〜０．１％Ｎｂは添加しなくてもよい。Ｎｂは制御圧延においてオ
ーステナイト結晶粒の微細化に有効な元素であり、その
ためには、０．０１％以上含有することが望ましい。し
かし０．１％を超えると靭性が劣化するばかりか現地で
の溶接施工性を著しく劣化するため、上限を０．１％と
する。

【００３４】Ｖ：０〜０．１％Ｖは無添加でもよい。Ｖは強度上昇に有効なのでＴＳ９
００ＭＰａを確保するためには、０．０１％以上含ませ
ることが望ましい。しかし、０．１％を超えると靭性を
劣化させるため、上限を０．１％とする。強度と靭性の
両方をともに良好にするには、０．０２〜０．０６％程
度含有させるのが望ましい。

【００３５】Ｃａ：０〜０．００６％Ｃａは無添加でもよい。ＣａはＭｎＳの形態を制御し鋼
の圧延方向と直角方向の靱性を向上させる作用がある
が、０．０００３％未満では効果が小さいので含ませる
場合には０．０００３％以上とすることが望ましい。一
方、０．００６％を超えると鋼中の非金属介在物が増加
し内部欠陥の原因となるので０．００６％以下とする。

【００３６】Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％
以下ＰやＳの含有率は鋼の靱性に著しい影響を及ぼすため含
有率の低減を図る必要がある。Ｐの低減はスラブの中心
偏析を軽減するとともに、粒界での脆性破壊を低減す
る。ＳはＭｎＳとなって鋼中に析出し、これが圧延によ
り延伸し靱性に悪影響を及ぼす。これらの悪影響を抑制
するためには、Ｐを０．０１５％以下、かつＳを０．０
０３％以下とする。

【００３７】個々の合金元素の制限に加えて本発明では
さらに炭素当量（=C+(Mn/6)+{(Cu+Ni)/15}+{(Cr+Mo+V)/
5}:単位 wt% ）を０．４〜０．６５％の範囲に制限する
ことが望ましい。炭素当量の制限により母材のみならず
ＨＡＺにおいても下部ベイナイトとマルテンサイトの混
合組織とすることができ、靱性劣化を伴うことなく広い
製造範囲で所望の組織を有する鋼を得ることが可能であ
る。炭素当量が０．４％未満の場合には焼入性の不足か
ら母材の引張強さを９００ＭＰａ以上とすることが困難
となり、また、炭素当量が０．６５％を超える場合には
焼入性は過度に上昇しＨＡＺ靱性および鋼板表面での靱
性が劣化する場合がある。

【００３８】２．金属組織母材の強度と靱性を同時に満たすためには下部ベイナイ
トとマルテンサイトの混合組織とし、両組織をあわせて
体積率９０％以上とする。上限は１００％であってもよ
い。ここでいう下部ベイナイトとはラス状ベイニティッ
クフェライト内部に同フェライトの端面と６０度の角度
をなす面上にセメンタイトが整列析出した組織をいう。
すなわち、セメンタイトとフェライトとは当該フェライ
ト端面において一定の方位関係を満足する。したがっ
て、１つのベイニティックフェライト内部の析出面は１
つのみである。焼戻マルテンサイトもマルテンサイトラ
ス内部にセメンタイトが析出した組織であるが、セメン
タイトの析出面に４つのバリアント（立方晶のなかで等
価な４つの面）が存在することが下部ベイナイト中のセ
メンタイトとの相違点である。下部ベイナイトとマルテ
ンサイトの混合組織の靱性が優れる要因は、マルテンサ
イトに先んじて生成する下部ベイナイトが「壁」となっ
てオーステナイト粒を細分し、マルテンサイトの成長お
よびパケット（脆性破壊の破面単位に一致する）の粗大
化を抑制するためである。強度を満足しつつ、靱性を向
上させるためには、下部ベイナイトの体積率はマルテン
サイトと下部ベイナイトの総計の１０％以上とする。す
なわち、マルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織の
なかでの体積率を１０％以上とする。ただし、あまり下
部ベイナイトの体積率が増えると引張強さが低下して９
００ＭＰａを満足することができない場合があるので、
混合組織中の下部ベイナイトの体積率は７５％以下とす
ることが望ましい。

【００３９】強度を満たすことを前提に、下部ベイナイ
トとマルテンサイトの混合組織で靱性をより一層改善す
るためには、下部ベイナイトを微細に分散させることが
重要である。このためには、後記するように圧延後未再
結晶状態のオーステナイトから変態させる必要がある。
これにより下部ベイナイトの核生成サイトが増加し、オ
ーステナイト粒界および粒内の多くのサイトから下部ベ
イナイトを生成させることができる。こうした効果を出
現させるために必要な未再結晶オーステナイトの扁平度
はアスペクト比にして３以上必要である。ここで、オー
ステナイト粒のアスペクト比はオーステナイト粒の圧延
方向の直径（長径）を板厚方向の直径（短径）で除した
値をさす。

【００４０】３．製造方法次に製造方法について詳説する。本製造方法において最
も肝要なのは、オーステナイト粒界のみならず熱間圧延
によって導入された集積転位を保存したオーステナイト
の粒内からも下部ベイナイトとマルテンサイトを核生成
させ、これを適当な体積率とすることである。鋳片加熱
温度については、加熱時のオーステナイト結晶粒の粗大
化を防止するために１２００℃以下とし、一方、圧延中
の結晶粒の微細化および圧延後の析出強化に有効なＭ
ｏ、Ｎｂ等の炭窒化物を固溶させるために９００℃以
上、望ましくは９５０℃以上とする。圧延温度について
は十分に管理される必要がある。オーステナイト粒内か
らのベイニティックフェライトを核生成させ、かつベイ
ニティックフェライトの成長を抑えるためには高密度の
転位が必要であり、そのためにはオーステナイトの未再
結晶温度域で累積圧下率５０％以上の圧延を行うことが
必須である。一方、オーステナイトの未再結晶温度域で
の累積圧下率が９０％を超えると機械的性質の異方性が
著しくなるので、未再結晶温度域での累積圧下率は９０
％以下とすることが望ましい。

【００４１】Ａr₃点未満の温度域を緩冷却されるとき生
成する上部ベイナイトを抑制するためには、Ａr₃点以上
から一定範囲の冷却速度で冷却しなければならない。こ
の圧延後の冷却速度は、下部ベイナイトとマルテンサイ
トの混合組織を上記の体積率とするために必要であり、
肉厚中心部の冷却速度で１０〜４５℃／ｓの範囲とす
る。冷却速度が１０℃／ｓ未満の場合は上部ベイナイト
が生成し、下部ベイナイトとマルテンサイトの混合組織
の体積率が９０％未満、とくに合金元素が低めの場合に
は６０％未満となるので強度と靱性、アレスト性が劣化
する。一方４５℃／ｓを超えると下部ベイナイト組織が
生成せずマルテンサイトのみの組織となり、靱性とアレ
スト性が劣化する。上記冷却速度での冷却は、少なくと
も３５０℃まではおこなう。その後は脱水素のために徐
冷してもよい。

【００４２】

【実施例】つぎに実施例により、本発明の効果について
説明する。

【００４３】供試鋼板は、表１および表２に示す化学成
分を有する鋼を常法により溶製し、連続鋳造し得られた
鋳片を表３に示す種々の条件で圧延したもので、板厚は
１２〜３５ｍｍである。表１〜表２の鋼のＡr₃点は、５
００〜６００℃の範囲にある。

【００４４】

【表１】

【００４５】

【表２】

【００４６】

【表３】

【００４７】これらの鋼板の板厚中心部より試験片（引
張試験片： JIS Z 2201 10号、衝撃試験片：JIS Z 2202
4号）を採取し、引張試験（JIS Z 2241）および２ｍｍ
Ｖノッチシャルピー衝撃試験（JIS Z 2242）をおこなっ
た。また、市販のフラックスと１００キロハイテン用の
ワイヤを用いてサブマージアーク溶接による突き合わせ
溶接継手についても引張試験とシャルピー衝撃試験をお
こなった。

【００４８】また、現地溶接施工性を評価するために、
ｙ開先溶接割れ試験（JIS Z 3158）を行った。溶接材料
は市販の１００キロハイテン用ＳＭＡＷ（Shielded Met
al Arc Welding :手溶接）の棒を用い、溶接時溶着金属
に含まれる拡散性水素量が１．５ｃｃ／１００ｇとなる
ように吸湿条件を一定に整えた。また、原油や天然ガス
と接するので、耐ＨＩＣ特性の評価をおこなった。短冊
状の試験片は４点曲げ拘束治具に装着され試験片中央部
に母材の降伏強さの応力がかかるように曲げが加えら
れ、ＮＡＣＥの定めるＴＭ０１７７溶液中に７２０時間
浸漬され、割れの有無が調査された。

【００４９】表４はこれら試験の結果を示す一覧表であ
る。

【００５０】

【表４】

【００５１】本発明の限定範囲内の化学組成の鋼を用い
たにもかかわらず、比較例である試験番号１１、１２は
未再結晶域での累積圧下率が不足したためアスペクト比
が３未満となった。その結果、オーステナイト粒内から
下部ベイナイトが核発生しないために靭性が低くなっ
た。また、試験番号１３、１４は冷却速度が小さいため
に本発明の限定範囲内の組織とならず、引張強さを確保
できなかった。試験番号１５はＣ含有率が高すぎ靭性が
低く、１６はＣ含有率が低すぎ引張強さを確保できなか
った。試験番号１７、１８、１９、２１は、それぞれＳ
ｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒが高いために引張強さは高いが、
靭性が低い。とくにＭｎ含有率の高い１８は、中心偏析
を反映してＨＩＣ特性およびｙ開先拘束割れ試験も好ま
しくない結果となった。試験番号２０は、Ｃｒが少ない
ために下部ベイナイトとマルテンサイトの混合組織が得
られず、強度が不足した。試験番号２２はＭｏが本発明
の限定範囲より低いために引張強さが低下し、２３はＭ
ｏが高すぎたので靭性が劣化した。試験番号２４、２５
はそれぞれＶ、Ｎｂが高いために靭性が劣化し、さらに
２５ではＨＩＣ特性もｙ開先拘束割れ試験も好ましくな
い結果となった。試験番号２６または２８は、Ｔｉまた
はＢが低い場合であるが、いずれの場合も引張強さが低
くなった。Ｔｉが低い場合は、ＮをＴｉによりＴｉＮと
して十分固定できず、Ｂの大部分がＢＮを形成してしま
いＢの焼入性向上効果が発揮されなかったと推定され
た。ＴｉまたはＢが過剰の試験番号２７または２９はと
もに靭性が劣化した。Ａｌが過剰の試験番号３０は靭性
およびｙ開先拘束割れ試験の性能劣化が著しいものとな
った。Ｎ含有率が低い試験番号３１または高い３２はと
もに靭性が劣化し、かつＨＩＣ特性も芳しい結果となら
なかった。

【００５２】これに対して、本発明例の試験番号１〜１
０では９００ＭＰａ以上の引張強さと−４０℃でのシャ
ルピー衝撃試験において１２０Ｊ以上の吸収エネルギー
が得られた。また、溶接部について継手部の引張試験お
よびシャルピー衝撃試験についても、引張強さで９００
ＭＰａ以上、シャルピー衝撃試験では−２０℃における
吸収エネルギーが７０Ｊ以上となっている。さらに現地
溶接施工において予熱なしで溶接をおこなっても溶接部
に割れが発生しなかった。耐ＨＩＣ特性は割れ率が１％
以下となった。

【００５３】

【発明の効果】本発明により、引張強さ９００ＭＰａ以
上を具備し、かつ中心部において靭性、耐ＨＩＣ特性お
よび溶接性の良好な高張力鋼を得ることができる。その
結果、パイプラインの施工能率および輸送効率を飛躍的
に改善することが可能となった。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者小溝裕一大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号住友金属工業株式会社内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量比にて、 C:0.02〜0.1% Si:0.6%以下 Mn:0.2%〜2% Ni:0.2〜1.2% Ti:0.005〜0.03% Al:0.1%以下 N:0.001〜0.006% B:0.0005〜0.0025% Cr:0.6%超え1.2%以下 Mo:0.6%超え1.2%以下 Cu:0〜0.6% Nb:0〜0.1% V:0〜0.1% Ca:0〜0.006% を含み、不可避的不純物元素のうちのＰ：０．０１５％
以下、Ｓ：０．００３％以下であり、下部ベイナイトと
マルテンサイトの混合組織の体積率が金属組織全体の９
０％以上、該混合組織のなかでの下部ベイナイトの体積
率が１０％以上であり、かつ旧オーステナイト粒のアス
ペクト比が３以上であることを特徴とする引張強さが９
００ＭＰａ以上の中心部特性に優れた高張力鋼。
【請求項２】鋳片を、９００〜１２００℃に加熱後圧延
し、オーステナイトの未再結晶温度域での累積圧下率を
５０％以上とし、Ａr₃点以上で圧延を終了し、Ａr₃点以
上から１０〜４５℃／ｓの範囲内の冷却速度で少なくと
も５００℃まで冷却することを特徴とする請求項１に記
載する高張力鋼の製造方法。
【請求項３】さらに、Ａc₁点未満で焼戻処理を加えるこ
とを特徴とする請求項２に記載する製造方法。