WO2008093897A1

WO2008093897A1 - 耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材並びにその製造方法

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Publication number: WO2008093897A1
Application number: PCT/JP2008/052002
Authority: WO
Inventors: Akihide Nagao; Kenji Oi; Kenji Hayashi; Nobuo Shikanai
Original assignee: Jfe Steel Corporation
Priority date: 2007-01-31
Filing date: 2008-01-31
Publication date: 2008-08-07
Also published as: EP2128288A4; KR20090098909A; AU2008211941B2; US20100024926A1; AU2008211941A1; RU2442839C2; EP2128288A1; KR20120099160A; US8357252B2; RU2009132480A; KR101388334B1; EP2128288B1

Abstract

引張強度が６００ＭＰａ以上の、建設産業機械用などとして好適な耐遅れ破壊特性に優れる高張力鋼材とその製造方法を提供する。具体的には、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｎ、Ｐ、Ｓを含有し、必要に応じて、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｗ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇの一種または二種以上の元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均値が板厚方向全体に亘って、３以上であり、あるいは、さらに、ラスの界面におけるセメンタイト被覆率が５０％以下であり、あるいは、さらに、耐遅れ破壊安全度指数が７５％以上である鋼である。また、上記鋼を鋳造後、Ａｒ３変態点以下に冷却することなく、あるいはＡｃ３変態点以上に再加熱後、未再結晶域における圧下率が３０％以上の熱間圧延を行い、引続きＡｒ３変態点以上から冷却速度１℃／ｓ以上で３５０℃以下の温度まで冷却した後、Ａｃ１変態点以下で焼戻す耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材の製造方法である。

Description

明細書

耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材並びにその製造方法技術分野

本発明は、耐遅れ破壌特性（delayed fracture resistance)に優れた高張力鋼材 (high tensile strength steels)ならびにその製造方法に関し、引張強度

(tensile strength)が 60 OMP a以上、特に引張強度が 90 OMP a以上におレ、て耐遅れ破壊特性に優れるものに関する。背景技術

近年、建設産業機械（例えば、クレーン（crane) のムーブ (move)やクレーンのシャーシー (chassis)) ·タンク (tank) ·ペンストツク (penstock) ·パイプライン (pipeline)等の鋼材使用分野では、構造物（structure)の大型化を背景として、使用する鋼材の高強度化が指向されると共に、鋼材の使用環境 (use environment)の苛酷化が進んでいる。

し力し、このような鋼材の高強度化および使用環境の苛酷ィ匕は、一般的に鋼材の遅れ破壌感受性を高めることが知られており、例えば高力ボルト（high tensile bolt)の分野では J I S (Japanese Industrial Standards) B 1 1 8 6にて F 1 I T級ボルト（引張強さ 1 1 00〜1 30 ON/mm²) についてはなるべく使用しないとの記載がなされている等、高強度鋼材の使用は限定的である。

このため、特開平 3— 243 74 5号公報、特開 200 3— 7 3 7 3 7号公報、特開 200 3— 23 9 04 1号公報、特開 200 3— 2 5 3 3 76号公報おょぴ、特開 2003— 3 2 1 743号公報等で、成分の適正化、粒界強化、結晶粒の微細化、水素トラップサイトの活用、組織形態制御、炭化物の微細分散化等の様々な技術を利用する、耐遅れ破壊特性に優れた鋼板の製造方法が提案されてきた。しかしながら、上記特開平 3— 243 745号公報、特開 200 3— 73 73 7号公報、特開 200 3— 23 904 1号公報、特開 2003— 2 53 3 76号公報おょぴ、特開 2003— 3 2 1 743号公報等に記載されている方法によつても、強度レベルが高くなると、厳しい腐食環境下で使用される場合に要求されるレベルの耐遅れ破壌特性を得ることは困難であり、特に引張強度が 9 0 O M P a以上の高いレベルで、より耐遅れ破壌特性に優れた高張力鋼材ならびにその製造方法が求められていた。

本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、引張強度が 6 0 O M P a 以上、特に 9 0 O M P a以上において、従来の鋼材より耐遅れ破壌特性に優れた高張力鋼材ならぴにその製造方法を提供することを目的とする。発明の開示

遅れ破壌は、室温で鋼中を拡散可能ないわゆる拡散性水素（di f f us ible hydrogen)力 S応力集中部 (stress concentration zone)に集積し、その量力材料の限界値（threshold limit value)に到達すると発生するとされており、その限界値は、材料強度や組織等によって決定される。

高強度鋼の遅れ破壌は、一般的には、 M n S等の非金属介在物（non- metallic inclusion)などを起点として、旧オーステナイト粒界 (prior austenite grain) 等に沿て破壌することが多い。

このため、耐遅れ破壌特性を向上させる一つの指針として、 M n S等の非金属介在物量を減らすことや旧オーステナイト粒界の強度を上昇させることが挙げられる。

本発明者らは、上記の観点で鋼材の耐遅れ破壌特性を向上させるために鋭意研究を重ねた結果、特に不純物元素（impurity elements)である Pおよび Sの含有量の低下およぴ未再結晶域（non- recrystallization region)における圧延加工による結晶粒の展伸（extension)および変形帯（deformation band) の導入によって、非金属介在物である M n Sの生成量が低下し、更に、旧オーステナイト粒界に偏析する不純物元素である Pの粒界の被覆密度（covering density) の低下あるいは、さらにラス（lath)の界面に析出するセメンタイト（cementite)量の低下により旧オーステナイト粒界の強度低下が抑制され、従来材ょりも優れた耐遅れ破壊特性を有する高張力鋼材が得られることを見出した。本発明は、以上に示した知見に基づき、更に検討を加えてなされたものであつて、すなわち、本発明は、

1. 質量％で、 C： 0. 02— 0. 25%、 S i ： 0. 01〜 0. 8 %、 Mn ： 0. 5〜2. 0%、 Α 1 ·· 0. 005〜0. 1%、 Ν : 0. 0005〜0. 00 8%、 Ρ ： 0. 02%以下、 S ： 0. 004%以下の元素を含有し、残部が F e および不可避的不純物からなり、旧オーステナイト粒のァスぺクト比（aspect ratio)の平均値が板厚方向全体に亘つて、 3以上であることを特徴とする、耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材。

2. 更に、 S ： 0. 003%以下であり、さらに、ラスの界面におけるセメンタィト被覆率が 50 %以下である 1に記載の高張力鋼材。

3. 更に、鋼組成が、質量％で、 Mo ： 1%以下、 Nb ： 0. 1%以下、 V： 0. 5%以下、 T i ： 0. 1%以下、 Cu ： 2%以下、 N i ： 4%以下、 C r ： 2% 以下、 W : 2%以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする 1または、 2に記載の耐遅れ破壌特性に優れた高張力鋼材。

4. 更に、鋼組成が、質量％で、 B ： 0. 003%以下、 C a ： 0. 01 %以下、 REM： 0. 02%以下、 1^_§ : 0. 01%以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする 1乃至 3に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材。

5. 更に、鋼材に水素を含有させてから、亜鈴めつき（zinc galvanizing)によつて鋼中水素を封入し、その後、歪速度（strain rate)が 1 X 10— ³Z秒以下の低ひずみ速度引張試験（slow strain rate test) を行い、下記式にて求める耐遅れ破壌の安全度指数 (safety index of delayed fracture resistance) 力 S 75 %以上であることを特徴とする 1乃至 4のいずれか一つに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材。

記

耐遅れ破壌の安全度指数（％) =10 O X (Xノ X。)

ここで、 X。：実質的に拡散性水素を含まない試験片の絞り

X₁：拡散性水素を含む試験片の絞り

6. 上記 5において、前記破壊安全度指数が 80%以上である高張力鋼材。 7 . 1乃至 4のいずれか一つに記載の組成を有する鋼を铸造後、 A r ₃変態点 (transformation temperature)以下に冷却することなく、あるいは A c ₃変態点以上に再加熱後、熱間圧延を開始し、未再結晶域における圧下率 (rolling reduction)が 3 0 %以上の圧延を含む熱間圧延 (hot rolling)によつて所定の板厚とし、引続き A r ₃変態点以上から冷却速度（cooling rate) 1 °C/ s以上で 3 5 0 °C以下の温度まで冷却した後、 A c i変態点以下で焼戻すことを特徴とする 5に記載の耐遅れ破壌特性に優れた高張力鋼材の製造方法。

8 . 上記 7に記載の、 A c 変態点以下で焼戻す方法において、圧延機おょぴ冷却装置と同一の製造ライン上に設置された加熱装置を用いて、 3 ァから八じ変態点以下の所定の焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を 1。じ/ s以上として、板厚中心部の最高到達温度を 4 0 0 °C以上に焼戻すことを特徴とする 6に記載の耐遅れ破壌特性に優れた高張力鋼材の製造方法。

9 . 上記 8において、 A cェ変態点以下で焼戻す方法において、さらに、焼戻し開始温度から 3 7 0 °Cまでの板厚中心部の平均昇温速度を 2 °C/ s以上とすることを特徴とする 6に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材の製造方法。

本発明によれば、引張強度が 6 0 O M P a以上、特に 9 0 O M P a以上において、耐遅れ破壌特性に極めて優れた高張力鋼材の製造が可能となり、産業上極めて有用である。図面の簡単な説明

図 1 ：本発明のマルテンサイト組織の模式図を示す。

図 2 ：本発明の低速加熱焼戻しおよぴ急速加熱焼戻しの場合のラスの界面に析出するセメンタイトの模式図と透過型電子顕微鏡（transmission electron microscope, TEM) (抽出レプリカ（extracted replica) ) の写真を示す。発明を実施するための最良の形態

(成分組成）本発明における成分の限定理由について述べる.。化学成分組成を示す％は、何れも質量％である。

C： 0. 02〜0. 25%

Cは、強度を確保するために含有するが、 0. 02%未満ではその効果が不十分であり、一方、 0. 25%を超えると母材および溶接熱影響部の靭性が劣化するとともに、溶接性が著しく劣化する。従って、 C含有量を 0. 02~0. 25% に限定する。さらに好ましくは、 0. 05〜0. 20%である。

S i ： 0. 01〜 0. 8 %

S i'は、製鋼段階の脱酸材および強度向上元素として含有するが、 0. 01%未満ではその効果が不十分であり、一方、 0. 8%を超えると粒界が脆化し、遅れ破壌の発生を促進する。従って、 S i含有量を 0. 01〜0. 8%に限定する。さらに好ましくは、 0. 1〜0. 5%である。

Mn ： 0. 5〜2. 0%

Mnは、強度を確保し、かつ焼戻しに際して、セメンタイト中に濃縮することによって、置換犁原子である Mnの拡散がセメンタイトの成長を律速し、セメンタイトの粗大化が抑制されるために含有するが、 0. 5%未満ではその効果が不十分であり、一方、 2. 0%を超えると溶接熱影響部の靱性が劣化するとともに、溶接性が著しく劣化する。従って、 Mn含有量を 0. 5〜2. 0%に限定する。さらに好ましくは、 0. 7〜1. 8%である。

A 1 ： 0. 005〜0. 1%

A 1は、脱酸材として添加すると同時に、結晶粒径の微細化にも効果があるが、 0. 005%未満の場合にはその効果が十分でなく、一方、 0. 1%を超えて含有すると、鋼板の表面疵が発生し易くなる。従って、 1含有量を0. 005〜 0. 1%に限定する。さらに好ましくは、 0. 01〜0. 05%である。

N： 0. 0005〜 0. 008%

Nは、 T iなどと窒化物を形成することによって組織を微細化し、母材ならびに溶接熱影響部の靭性を向上させる効果を有するために添加する。 0. 0005% 未満の添加では糸且織の微細化効果が充分にもたらされず、一方、 0. 008%を超える添加は固溶 N量が増加するために母材および溶接熱影響部の靭性を損なう。従って、 N含有量を 0. 0005〜0. 008%に限定する。さらに好ましくは、 0. 001〜0. 005%である。

P ： 0. 02 %以下

不純物元素である Pは、焼戻し処理時に旧オーステナイト粒界等の結晶粒界に偏祈しやすく、 0. 02%を超えると隣接結晶粒の接合強度を低下させ、低温靭性ゃ耐遅れ破壊特性を劣化させる。従って、 P含有量を 0. 02%以下に限定する。さらに好ましくは、 0. 015 %以下である。

S ： 0. 004 %以卞

不純物元素である Sは、非金属介在物である MnSを生成しやすく、 0. 00 4%を超えると、介在物の量が多くなりすぎて延性破壌の強度が低下し、低温靭性ゃ耐遅れ破壊特性を劣化させる。従って、 S含有量を 0. 004%以下に限定する。さらに好ましくは、 0. 003%以下である。本発明では、所望する特性に応じて更に以下の成分を含有することができる。 Mo ： 1%以下

Moは、焼入れ性おょぴ強度を向上する作用を有すると同時に、炭化物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壌特性を向上させる。その効果を得るために 0. 05%以上添加することが好ましい。しかし、 1%を超える添加は経済性が劣る。従って、 Moを添加する場合には、その含有量を 1%以下に限定する。さらに好ましくは、 0. 8%以下である。ただし、 Moは焼戻し軟化抵抗を大きくする作用を有し、強度を 90 OMP a以上確保するために 0. 2 %以上添加することが好ましい。

Nb ： 0. 1%以下

Nbは、マイクロア口イング元素として強度を向上させると同時に、炭化物ゃ窒化物、炭窒化物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壌特性を向上させる。その効果を得るために 0. 01%以上添加することが好ましレ、。しかし、 0. 1%を越える添カ卩は溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、 Nbを添加する場合には、その含有量を 0. 1%以下に限定する。さらに好ましくは、 0. 05%以下である。

V： 0. 5 %以下

Vは、マイクロア口イング元素として強度を向上させると同時に、炭化物や窒ィ匕物、炭窒化物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壌特性を向上させる。その効果を得るために 0. 02%以上添加することが好ましレ、。しかし、 0. 5%を超える添加は溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、 V を添加する場合には、その含有量を 0. 5%以下に限定する。さらに好ましくは、 0. 1%以下である。

T i ： 0. 1 %以下

T iは、圧延加熱時あるいは溶接時に T i Nを生成し、オーステナイト粒の成長を抑制し、母材ならびに溶接熱影響部の靭性を向上させると同時に、炭化物ゃ窒化物、炭窒化物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壊特性を向上させる。その効果を得るために 0. 005%以上添加することが好ましい。しかし、 0. 1%を超える添加は溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従つて、 T iを添加する場合には、その含有量を 0. 1%以下に限定する。さらに好ましくは、 0. 05%以下である。

Cu ： 2%以下

Cuは、固溶強化および析出強化により強度を向上する作用を有している。その効果を得るために 0. 05%以上添加することが好ましい。しかしながら、 Cu 含有量が 2%を超えると、鋼片加熱時や溶接時に熱間での割れを生じやすくする。従って、 Cuを添加する場合には、その含有量を 2%以下に限定する。さらに好ましくは、 1. 5%以下である。

N i ： 4 %以下

N iは、靭性および焼入れ性を向上する作用を有している。その効果を得るために 0. 3%以上添加することが好ましい。しかしながら、 N i含有量が 4%を超えると、経済性が劣る。従って、 N iを添加する場合には、その含有量を 4%以下に限定する。さらに好ましくは、 3. 8%以下である。 C r ： 2 %以下

C rは、強度およぴ靭性を向上する作用を有しており、また高温強度特性に優れる。更に、焼戻しに際して、セメンタイト中に濃縮することによって、置換型原子である C rの拡散がセメンタイトの成長を律速し、セメンタイトの粗大化を抑制する効果も持つ。従って、高強度化し、かつセメンタイトの粗大化を抑制する場合に積極的に添加し、特に引張強度 90 OMP a以上の特性を得るために 0. 3%以上添加することが好ましい。しかしながら、 C r含有量が 2%を超えると、溶接性が劣化する。従って、 C rを添加する場合には、その含有量を 2%以下に限定する。さらに好ましくは、 1. 5%以下である。

W： 2 %以下

Wは、強度を向上する作用を有している。その効果を得るために 0. 05%以上添加することが好ましい。しかしながら、 2%を超えると、溶接性が劣化する。従って、 Wを添加する場合は、その含有量を 2%以下に限定する。

B ： 0. 003 %以下

-Bは、焼入れ性を向上する作用を有している。その効果を得るために 0. 000 3%以上添加する.ことが好ましい。しかしながら、 0, 003%を超えると、靭性を劣化させる。従って、 Bを添加する場合には、その含有量を 0. 003%以下に限定する。

C a ： 0. 01 %以下

C aは、硫化物系介在物の形態制御に不可欠な元素である。その効果を得るために 0. 0004°/₀以上添カロすることが好ましい。しかしながら、 0. 01%を超える添加は、清浄度ゃ耐遅れ破壌特性の低下を招く。従って、 C aを添加する場合には、その含有量を 0. 01%以下に限定する。

REM： 0. 02°/。以下

REM (注： REMとは R a r e E a r t h M e t a 1の略、希土類金属）は、鋼中で REM (rare - earth metal)' (0、 S) として REM酸硫化物

(oxysulfide)を生成することによつて結晶粒界の固溶 S量を低減して耐 S R割れ特性（stress relief cracking resistance) (あるいは、 fPWHT割れ特性 (post welded heat treatment crac ing resistance)とも目つ) を改善する。その効果を得るために 0 . 0 0 1 %以上添加することが好ましい。し力しながら、 0 . 0 2 %を超える添加は、沈殿晶帯に R EM酸硫化物が著しく集積し、材質の劣化を招く。従って、 R EMを添加する場合には、その添加量を 0 . 0 2 %以下に限定する。

M g ： 0 . 0 1 %以下

M gは、溶銑脱硫材として使用する場合がある。その効果を得るために 0 . 0 0 1 %以上添加することが好ましい。しかしながら、 0 . 0 1 %を超える添加は、清浄度の低下を招く。従って、 M gを添加する場合には、その添加量を 0 . 0 1 %以下に限定する。

[ミクロ組織]

本発明におけるミクロ組織の限定理由について述べる。本発明の高強度鋼を構成する代表的な組織は、マルテンサイトもしくはべイナィトである。特に、本発明のマルテンサイト組織は、図 1の組織の模式図に示すような複数の特徴的な 4つの組織単位（旧オーステナイト粒（prior austenite) 、パケット（packet；)、ブロック（block；)、ラス（lath) ) が階層的に重なる微細で複雑な形態を持つ。ここで、パケットとは、平行に並んだ同じ晶癖面 (habit plane) を持つラスの集団から成る領域と定義され、ブロックは、平行でかつ同じ方位のラスの集団から成る。

本発明では、旧オーステナイト粒のアスペクト比（図 1において、旧オーステナイト粒の長軸 a と短軸 bの比 a/b) の平均値を板厚方向全体に亘つて、 3以上、好ましくは 4以上とする。

旧オーステナイト粒のァスぺクト比を 3以上とすることによって、焼戻し処理時に旧オーステナイト粒界やバケツト境界等に偏析する Pの粒界被覆率を低減させて低温靭性（low- temperature toughness)およぴ耐遅れ破壊特性を向上させ、当該ミク口組織 (microstructure)を板厚方向全体に亘つて備えることにより、これらの特性を備えた均質な鋼材とする。

旧オーステナイト粒のァスぺクト比の測定は、例えば、ピクリン酸 (picric acid)を用いて旧オーステナイト粒を現出後、画像解析（image analysis)にて評価し、例えば、 500個以上の旧オーステナイト粒のァスぺクト比の単純平均値とする。

本発明で、アスペクト比の平均値が、板厚方向全体に亘つて 3以上とは、少なくとも、鋼板の表面の表面下 1 mm，板厚 1Z4， 1/2, 3/4部，鋼板の裏面の表面下 lmmの各位置におけるァスぺクト比の平均値が 3以上、さらに好ましくは、 4以上である場合を指す。

著者らは、上記に加えて、さらに詳細な研究の結果、特に、図 1のブロック内に生成している多数の微細なラスの界面に析出するセメンタイト量（以降、ラス界面のセメンタイト被覆率と言う）を 50%以下とすることによって、旧オーステナイト粒界の強度低下が抑制されて、耐遅れ破壌特性を向上させることを見出した。ラスの界面のセメンタイト被覆率は、さらに好適には、 3 0%以下である。図 2にラス界面に析出したセメンタイトの模式図と TEM写真を示す。

図 2に示すように、ラスの界面のセメンタイト被覆率は、ナイタル（硝酸アルコール溶液（nital) ) を用いて現出させた組織を走査電子顕微鏡にて写真撮影し、その写真を用いて、例えば、 50個以上のラスの界面上に析出したセメンタイトの界面に沿った長さ（L_{Cemen t i t e}) とラスの界面（L_{La th}) の長さを測定し、セメンタイトのラスの界面に沿った長さの総和をラス界面の長さの総和で除し、 1 00を掛けた数値とする。

[耐遅れ破壊安全度指数]

本発明では、更に、鋼材に水素を含有させてから、亜鉛めつきによって鋼中水素を封入し、その後、歪速度が 1 X 1 0—³/秒以下の低歪速度引張試験を行い、下記式にて求める耐遅れ破壊安全度指数が 7 5 %以上、さらに好ましくは、 8 0 %以上であることを規定することができる。

記耐遅れ破壌安全度指数（％) = 1 0 0 X (Χ , /Χ ο)

χ _χ：拡散性水素を含む試験片の絞り

耐遅れ破壌安全度指数により、鋼材の耐遅れ破壊特性の優劣を定量的に評価することができ、本指数が高ければ高い程、耐遅れ破壊特性に優れると言えるが、通常の大気環境下での鋼材使用に当たっては、耐遅れ破壌安全度指数を 7 5 %以上、さらに好ましくは、 8 0 %以上とすることによって実用的に充分良好な耐遅れ破壌特性を得ることができる。ただし、引張強度が 1 2 0 0 M P a未満の鋼種に関しては、腐食環境や低温環境等の厳しい環境下で使用される場合や、加工度も厳しくなる場合もあることから、 8 0 %以上、さらに好ましくは 8 5 %以上の耐遅れ破壊安全度指数を有することが望ましい。

[製造条件]

本発明は、鋼板（steel plate) _s 形鋼（steel shapes)および棒鋼（steel bar)など種々の形状の鋼材に適用可能であり、製造条件における温度規定は鋼材中心部でのものとし、鋼板は板厚中心、形鋼は本発明に係る特性を付与する部位の板厚中心、棒鋼では径方向の中心とする。但し、中心部近傍はほぼ同様の温度履歴となるので、中心そのものに限定するものではない。

鎳造条件 (cast condition)

本発明は、いかなる鋒造条件で製造された鋼材についても有効であるので、特に錡造条件を限定する必要はない。溶鋼から鎳片を製造する方法や、錄片を圧延して鋼片を製造する方法は特に規定しない。転炉法 ·電気炉法等で溶製された鋼や、連続铸造 ·造塊法等で製造されたスラブが利用できる。

熱間圧延条件

铸片を圧延して鋼片を製造する際、 A r ₃変態点以下に冷却することなく、そのまま熱間圧延を開始しても、一度冷却した铸片を A c ₃変態点以上に再加熱した後に熱間圧延を開始しても良い。これは、この温度域で圧延を開始すれば、本発明の有効性は失われないためである。また、未再結晶域における圧下率を 30%以上、好ましくは 40%以上とし、圧延は A r ₃変態点以上で終了するものとする。圧下率 30 %以上の未再結晶域圧延は、熱間圧延時にオーステナイト粒を展伸させると同時に変形帯を導入し、焼戻し処理時に粒界に偏祈する Pの粒界被覆率を低減させるためである。

旧オーステナイト粒のァスぺクト比が高い程、有効結晶粒径（破面単位となる結晶粒の粒径 (effective grain size) 具体的には、パケット）が微細化し、かつ Pの旧オーステナイト粒界やバケツト境界等の粒界被覆率が小さくなるため、耐遅れ破壌特性が向上する。

本発明では A r ₃変態点（°C) および Ac ₃変態点（°C) を求める式は特に規定しないが、例えば A r 3 = 910-310 C- 8 OMn— 2 OCu— 15Cr— 5 5N i— 80Mo、 Ac₃=854— 180C+44S i— 14Mn— 17. 8 N i一 1. 7Crとする。これらの式において各元素は鋼中含有量（質量％) とする。

熱間圧延後の冷却条件

熱間圧延終了後、母材強度および母材靭性を確保するため、 A r ₃変態点以上の温度から 350°C以下の温度まで冷却速度 l°C/s以上で、強制冷却を行う。強制' 冷却開始温度を A r ₃変態点以上とする理由は、オーステナイト単相の状態から鋼板を冷却するためである。 A r ₃変態点未満の温度域から冷却した場合には、焼入組織が不均一となり、靭性ゃ耐遅れ破壊特性の劣化を招く。鋼板の温度が 35 0°C以下になるまで冷却する理由は、オーステナイトからマルテンサイトもしくはべイナイトへの変態を完了させ、母材を強靱化し、かつ耐遅れ破壌特性を向上するためである。このときの冷却速度は l°C/s以上、好ましくは 2°CZs以上とする。なお、冷却速度は、熱間圧延終了後、 A r ₃変態点以上の温度から 35 0°C以下の温度まで冷却に必要な温度差をその冷却するに要した時間で割った平均冷却速度である。

焼戻し条件

板厚中心部での最高到達温度が Ac 変態点以下となる所定の温度にて焼戻し処理を行う。 Acェ変態点以下に限定する理由は、 Ac 変態点を超えるとオーステ P T/JP2008/052002 ナイト変態を生じ、強度が大きく低下し、するためである。なお、焼戻しは、圧延機およぴ冷却装置と同一の製造ライン上で冷却装置の下流側に設置されたオンライン加熱装置を用いるのが、好ましい。圧延 '焼入れ処理から焼戻し処理までに要する時間を短くすることが可能となり、生産性の向上がもたらされるためである。

また、焼戻し時の昇温速度は、 0 . 0 5 °CZ s以上が好ましい。 0 . 0 5 °C/ s未満では、焼戻し処理時に Pが旧オーステナイト粒界やパケット境界等に偏析する量が多くなり、低温靭性ゃ耐遅れ破壊特性が劣化するためである。なお、焼戻し時の昇温速度は 2 °C/ s以下の低速加熱であれば、焼戻し温度における保持時間は、セメンタイト等の析出物の成長を抑制し、さらに生産性の観点から、 3 0 m i n以下とすることが望ましい。

さらに、好ましい焼戻し条件は、 3 7 0 °Cから A c i変態点以下の所定の焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を 1。じ/ s以上の急速加熱として、板厚中心部の最高到達温度を 4 0 0 °C以上に焼戻すことが、好ましい。

平均昇温速度を l °CZ s以上とする理由は、旧オーステナイト粒界やバケツト境界等に偏析する不純物元素である Pの粒界被覆密度を低下させ、かつ、図 2に本努明の低速加熱焼戻しおよび急速加熱焼戻しの場合のラスの界面に析出したセメンタイトの模式図と T EM写真の比較を示すが、ラス界面に析出するセメンタィト量の低下を達成するためである。

Pの旧オーステナイト粒界やバケツト境界等への粒界偏祈をより効果的に防止する場合、更に、上記の 3 7 0 °Cから A c i変態点以下の所定の焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を 1 °C/ s以上の急速加熱に加えて、焼戻し開始温度から 3 7 0 °Cまでの板厚中心部の平均昇温速度を 2 °CZ s以上の急速加熱が好ましい。

焼戻し開始温度から 3 7 0 °Cまでの板厚中心部の平均昇温速度を 2 °C/ s以上とした理由は、特にこの温度域において Pが旧オーステナイト粒界やパケット境界等に偏析しゃすいためである。

また、 3 7 0 °Cから A c 変態点以下の所定の焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を 1。C/ s以上の場合、さらに焼戻し開始温度から 3 7 0 °Cまでの板厚中心部の平均昇温速度を 2 °C/ s以上の場合は、焼戻し温度における保持時間は、生産性やセメンタイト等の析出物の粗大化に起因する耐遅れ破壌特性の劣化を防止すべく、 6 0 s以下とすることが望ましい。なお、昇温速度は、冷却後、板厚中心部での最高到達温度が A c 変態点以下となる所定の温度までの再加熱に必要な温度差を再加熱するに要した時間で割った平均昇温速度である。

焼戻し後の冷却速度は、冷却中における析出物の粗大化を防止すべく、焼戻し温度〜 2 0 0 °Cまでの平均冷却速度を 0 . 0 5 °CZ s以上とすることが望ましい。更、焼戻しのための加熱は、誘導加熱（induction heating) , 通電加熱

(.energization heating) 、赤外線 |g射カロ熱 (infra - red radiant heating)、囲気加熱 (furnace heating) 等のいずれの方式でも良い。

焼戻し装置は、圧延機および直接焼入れ装置と別の製造ライン上に設置された加熱装置を用いても、圧延機および直接焼入れ装置と同一の製造ライン上に直結して設置された加熱装置を用いても良い。いずれに配置した加熱装置であっても、本発明の効果が損なわれることはない。実施例 1

表 1および 2に実施例で用いた鋼の化学成分を示し、表 3および 4に鋼板製造条件、旧オーステナイト粒のァスぺクト比を示す。

表 1および 2に示す化学成分の鋼 A Z AA I Iを溶製してスラブ（スラブ寸法： 1 0 0 高さ x l 5 0 幅 x l 5 0 長さ）に铸造し、加熱炉で、表 3 および 4に示す加熱温度に加熱後、表 3および 4に示す未再結晶域の圧下率で熱間圧延を行い鋼板とした。熱間圧延後、引続き表 3および 4に示す直接焼入れ開始温度と直接焼入れ停止温度と冷却速度で、直接焼入れし、次いで、ソレノイド型誘導加熱装置（solenoido type induction heating)を用いて表 3および 4に示す焼戻し開始温度と焼戻し温度と保持時間で、焼戻し処理を行った。直接焼入れ (direct quenching)は冷却速度 1 °CZ s以上で、 3 5 0 °C以下の温度までの強制冷却（水冷）により行った。また、板厚中心部の平均昇温速度は、鋼板の通板速度によって制御眷慕した。なお、焼戻し温度にて保持する場合には、鋼板をソレノイド型誘導加熱装置内で往復させて加熱することによって、目標加熱温度に対して土 5。Cの範囲内で保持を行った。

また、焼戻し加熱後の冷却は表 3および 4に示すように空冷 (air cooling)とした。焼戻し温度や焼入れ温度などの板厚中心部における温度は、放射温度計

(emission pyrometer)による表面の逐次における温度測定結果から、伝熱計算 (heat transfer calculation)によつ—しめた。

表 5および 6に得られた鋼板の降伏強度 (yield strength)、引張強度、破面遷移温度 (fracture appearance transition temperature) ( v T r s 、 ltD¾ftれ破壊安全度指数を示す。

冷却速度は、直接焼入れ開始温度から直接焼入れ停止温度の間の板厚中心部における平均冷却速度とした。

以下の試験に用いた試験片は、鋼板の長手方向の中央部おょぴ鋼板の幅方向の 1 / 4位置から試験片を各 3個採取した。

旧オーステナイト粒のァスぺクト比は、光学顕微鏡（optical microscope)を用いて、ピクリン酸によってエッチング (etching)した組織を鋼板の表面の表面下 1 mm, 板厚 1 / 4 , 1 / 2， 3 / 4部、鋼板の裏面の表面下 1 mmの各位置において写真撮影し、それぞれ約 5 0 0個の旧オーステナイト粒のァスぺクト比を測定し、その平均値を求めた。

また、降伏強度および引張強度は、 JIS Z 2 2 4 1に準拠して、全厚引張試験片により測定し、靭性は、 JIS Z 2 2 4 2に準拠して、板厚中心部より採取した試験片を用いたシャルピー衝撃試験によって得られる V T r sで評価した。

更に、耐遅れ破壌安全度指数は、.棒状試験片を用いて、陰極水素チャージ法 (cathodic hydrogen charging) によって、試験片中の拡散性水素量（amount of diffusible hydrogen)が約 0 . 5 m a s s p p mになるように水素をチャージ後、試験片表面に亜鉛めつきを施すことによって水素を封入し、その後、 1 X 1 0一⁶ /秒の歪速度にて引張試験を行い、破断した試験片の絞り（reduction of area)を求め、更に同様の歪速度にて水素チャージを行わない試験片の引張試験も行い、下記の式に従つて評価した。

耐遅れ破壊安全度指数（％) =100X (Xノ x₀)

x₁：拡散性水素を含む試験片の絞り

vTr sの目標は、引張強度 120 OMP a未満の鋼種に関しては、一 40°C 以下とし、引張強度 120 OMP a以上の鋼種に関しては、一 30°C以下とした。一方、耐遅れ破壊安全度指数の目標は、引張強度 120 OMP a未満の鋼種に関しては、 80%以上とし、引張強度 120 OMP a以上の鋼種に関しては、 7 5%以上とした。

表 3および 4から明らかなように、未再結晶域圧下率が本発明範囲から外れている鋼板 No. 18〜20は、旧オーステナイト粒のァスぺクト比も本発明範囲から外れている。

また、表 5および 6から明らかなように、本発明法により製造した鋼板 No. 1〜 17および鋼板 No. 33〜39 (本発明例）は、化学成分、製造方法、旧オーステナイト粒のァスぺクト比が本発明の範囲であり、良好な vTr sおよび耐遅れ破壌安全度指数を得ることができた。

これに対して、比較鋼板 No. 18〜32および鋼板 No. 40〜44 (比較例）は、 vTr sおよぴ耐遅れ破壊安全度指数の少なくとも 1つが上記目標範囲を外れている。以下、これらの比較例を個別に説明する。

成分が本発明範囲から外れている鋼板 No. 29〜32および鋼板 No. 40 〜 44は、 V T r sおよぴ耐遅れ破壌安全度指数の少なくとも 1つが目標値に達していない。

未再結晶域圧下率が本努明範囲から外れている鋼板 N o. 18〜 20は、耐遅れ破壌安全度指数が目標値に達していない。

直接焼入れ開始温度が本発明範囲から外れている鋼板 N o . 21〜 23は、 V T r sおよぴ耐遅れ破壌安全度指数のいずれもが目標値に達していない。

直接焼入れ停止温度が本発明範囲から外れている鋼板 N o. 24は、 V T r s およぴ耐遅れ破壌安全度指数のレ、ずれもが目標値に達していない。

冷却速度おょぴ直接焼入れ停止温度が本発明範囲から外れている鋼板 N o . 2 5は、 vTr sおよぴ耐遅れ破壊安全度指数のいずれもが目標値に達していなレ、。焼戻し温度が本努明範囲から外れている鋼板 No. 26〜 28は、 vTr sおよぴ耐遅れ破壌安全度指数のヽずれもが目標値に達していない。実施例 2

表 7および 8に示す化学成分の鋼 A〜Z、 AA~ I Iを溶製して、実施例 1と同様の製造条件で、スラブに錶造し、加熱炉で加熱後、熱間圧延を行い鋼板とした。熱間圧延後、引続き直接焼入れし、次いで、ソレノイド型誘導加熱装置を用いて焼戻しを行つた。直接焼入れは冷却速度 1。 / s以上で、 350 °C以下の温度までの強制冷却（水冷）により行った。

旧オーステナイト粒のァスぺクト比は、実施例 1と同様にして求め、約 550 個の旧オーステナイト粒のァスぺクト比の平均値とした。

ラスの界面のセメンタイト被覆率は、走査電子顕微鏡を用いて、ナイタルによつてエッチングした組織を板厚 1/4の位置において写真撮影し、約 60個のラス界面上に析出したセメンタイトの界面に沿った長さ（L_{Cement i te}) とラス界面（L _th) の長さを測定し、セメンタイトのラス界面に沿った長さの総和をラスの界面の総和の長さで除し、 100を掛けた数値とした。

また、降伏強さおよび引張強さと耐遅れ破壌安全度指数は、実施例 1と同様にして求めた。

vTr sの目標は、引張強さ 120 OMP a未満の鋼種に関しては、一 40°C 以下とし、引張強さ 120 OMP a以上の鋼種に関しては、一 30°C以下とした。一方、耐遅れ破壊安全度指数の目標は、引張強さ 120 OMP a未満の鋼種に関しては、 85%以上とし、引張強さ 120 OMP a以上の鋼種に関しては、 8

0%以上とした。

表 9および 10に鋼板製造条件、旧オーステナイト粒のアスペクト比、ラスのセメンタイト被覆率を、表 11および 12に得られた鋼板の降伏強さ、引張強さ、破面遷移温度（ V T r s ) 、耐遅れ破壊安全度指数を示す。

尚、表 9〜12に示す実施例での区分は、請求項 8記載の発明の要件を満たすものを本発明例、満たさないものを比較例とした。 No. 1〜17および 41〜 47は、焼戻し開始温度から 370 °Cまでの加熱速度を 2 °C/ s以上とするもので、請求項 9記載の発明例である。

No. 35， 36は請求項 9記載の発明の要件のうち、焼戻し開台温度から 3 70°Cまでの加熱速度を 2 °C/s以上とする要件を満たしていないが、請求項 8 記載の発明の要件を満足しているため、区分において本発明例である。

表 9および 10から明らかなように、未再結晶域圧下率が本発明範囲から外れている鋼板 No. 18〜20は、旧オーステナイト粒のアスペクト比およびラスのセメンタイト被覆率のいずれもが本努明範囲から外れている。

また、焼戻し温度が本発明範囲から外れている鋼板 No. 26〜28は、ラスのセメンタイト被覆率が本発明範囲から外れている。

更に、焼戻し開始温度から 370°Cまでの板厚中心部の平均昇温速度おょぴ 3 70°Cから焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度の少なくとも 1つが本発明範囲から外れている鋼板 No. 30、 32〜34は、ラスのセメンタイト被覆率が本発明範囲から外れている。

また、表 11および 12から明らかなように、本発明法により製造した鋼板 N o. 1〜17ぉょび35, 36 (本発明例）は、化学成分、製造方法、旧オーステナイト粒のァスぺクト比、ラスのセメンタイト被覆率が本発明の範囲であり、良好な V T r sおよぴ耐遅れ破壊安全度指数を得ることができた。

更に、本発明の範囲内で、焼戻し開始温度〜 370°Cまでの板厚中、部の平均昇温速度のみが異なる鋼板 N o . 4と鋼板 N o . 35、および鋼板 N o . 12と. 鋼板 N o. 36を比較すると、焼戻し開始温度〜 370°Cまでの板厚中心部の平均昇温速度が 2 °C/ s以上の鋼板 N o. 4, 12の方がそれぞれ鋼板 N o . 35 36よりも優れた V T r sおよぴ耐遅れ破壌安全度指数を有していることが分かる。

これに対して、比較鋼板 No. 18〜34および 37〜40、 48〜52 (比較例）は、 v T r sおよぴ耐遅れ破壌安全度指数の少なくとも 1つが上記目標範囲を外れている。以下、これらの比較例を個別に説明する。

成分が本発明範囲から外れている鋼板 No. 37〜40および 48〜52は、 vT r sおよぴ耐遅れ破壌安全度指数のいずれもが目標値に達していない。未再結晶域圧下率が本発明範囲から外れている鋼板 N o. 18〜 20は、耐遅れ破壌安全度指数が目標値に達していない。

直接焼入れ開始温度が本発明範囲から外れている鋼板 N o . 21〜 23は、 V T r sおよび耐遅れ破壌安全度指数の少なくとも 1つが目標値に達していない。直接焼入れ停止温度が本発明範囲から外れている鋼板 No. 24， 25は、 V T r sが目標値に達していない。

焼戻し温度が本発明範囲から外れている鋼板 No. 26〜28は、 vT r sおょぴ耐水素脆化安全度指数のいずれか 1つが目標値に達していない。

370^DC〜焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度が本発明範囲から外れている鋼板 N o. 29〜 34は、 vTr sおよび耐水素脆化安全度指数の少なくとも 1つが目標値に達していない。産業上の利用可能性

本努明によれば、引張強度が 60 OMP a以上、特に 90 OMP a以上において、耐遅れ破壊特性に極めて優れた高張力鋼材の製造が可能となり、産業上極めて有用である。 ― '

注 1:*印は本発明範囲外であることを示す

注 2:本発明範囲未再結晶域圧下率 30%以上、直接焼入れ開始温度 Ar₃変態点以上

直接焼入れ停止温度 350°C以下、冷却速度 C 以上、焼戻し温度 Ac,変態点以下

注 1:*印は本発明範囲外であることを示す

直接焼入れ停止温度 350°C以下、冷却速度 C/S以上、焼戻し温度 A_C1変態点以下

表 5

注 1:*印は本発明範囲外であることを示す

注 2:本発明範囲 1.板厚中心部 vTrs(°C) 引張強度 1200MPa未満 - 40°C以下引張強度 1200MPa以上 - 30¾以下 2.耐遅れ破壊安全度指数引張強度 1200MPa未満 80%以上引張強度 1200MPa以上 75%以上

表 6

注 1:*印は本発明範囲外であることを示す

注 2:本発明範囲 1.板厚中心部 vTrs(°C) 引張強度 1200MPa未満 -40°C以下引張強度 1200MPa以上 -30°C以下 2.耐遅れ破壊安全度指数引張強度 1200MPa未満 80%以上引張強度 1200MPa以上 75%以上

注 2:Ar₃(°C)=910- 310G- 80Mn- 20Gu- 15Gr~55N卜 80Mo

注 2:Ar₃(。C)=910- 310C- 80Mn-20Cu-1 5Cr~55N卜 80Mo

2008/052002

表 1 1

注: *印は本発明範囲外であることを示す

注 2:本発明範囲 1.板厚中心部 vTrs(°C) 引張強度 1200MPa未満 -40°C以下

引張強度 1200MPa以上 -30°C以下

2.耐遅れ破壊安全度指数引張強度 1200MPa未満 85%以上

引張強度 1200MPa以上 80%以上 P T/JP2008/052002

表 1 2

引張強度 1200MPa以上 -30°C以下 2.耐遅れ破壊安全度指数引張強度 1200MPa未満 85¾以上引張強度 1200MPa以上 80%以上

Claims

請求の範囲

1. 質量⁰ /。で、 C： 0. 02〜 0 · 25 %、 S i ： 0. 01〜 0. 8 %、 M n ： 0. 5〜2. 0%、 A1 : 0. 005— 0. 1%、 N : 0. 0005— 0. 008%、 P ： 0. 02%以下、 S ： 0. 004%以下の元素を含有し、残部が F eおよび不可避的不純物からなり旧オーステナイト粒のァスぺクト比の平均値が板厚方向全体に亘つて、 3以上である高張力鋼材。

2. 請求項 1において、 S ： 0. 003%以下であり、さらに、ラスの界面におけるセメンタイト被覆率が 50%以下である高張力鋼材。

3. 請求項 1または、 2において、更に、鋼組成が、質量％で、 Mo ： 1%以下、 N b ： 0. 1 %以下、 V： 0. 5 %以下、 T i ： 0. 1 %以下、 C u ： 2 %以下、 N i ： 4%以下、 C r ： 2%以下、 W: 2%以下の一種または二種以上を含有する高張力鋼材。

4. 請求項 1乃至 3のいずれか一つの請求項において、更に、鋼組成が、質量％で、 B ： 0. 003 %以下、 C a ： 0. 01 %以下、 REM： 0. 02 %以下、 Mg ： 0. 01%以下の一種または二種以上を含有する高張力鋼材。

5. 請求項 1乃至 4のいずれか一つの請求項において、更に、鋼材に水素を含有させてから、亜鉛めつきによって鋼中水素を封入し、その後、 1 X 10— ³/秒以下の低歪速度引張試験を行い、下記式にて求める耐遅れ破壊安全度指数が 75% 以上である高張力鋼材。 ·

記

耐遅れ破壌安全度指数（％) =100X (Χ_χ/Χ₀)

X, ：拡散性水素を含む試験片の絞り

6. 請求項 5において、前記破壌安全度指数が 80%以上である高張力鋼材。

7. 請求項 1乃至 4のいずれか一つに記載の組成を有する鋼を铸造後、 Ar ₃変態点以下に冷却することなく、あるいは Ac ₃変態点以上に再加熱後、熱間圧延を開始し、未再結晶域における圧下率が 30°/₀以上の圧延を含む熱間圧延によって所定の板厚とし、引続き Ar ₃変態点以上から冷却速度 l°C/s以上で 3 50°C以下の温度まで冷却した後、 A c i変態点以下で焼戻す請求項 5に記載の高張力鋼材の製造方法。

8. 請求項 7において、 A c 変態点以下で焼戻す方法において、圧延機および冷却装置と同一の製造ライン上に設置された加熱装置を用いて、 3 70°Cから A c i変態点以下の所定の焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を 1°C/ s以上として、板厚中心部の最高到達温度を 400°C以上に焼戻す請求項 6に記載の高張力鋼材の製造方法。

9. 請求項 8において、 Ac i変態点以下で焼戻す方法において、さらに、焼戻し開始温度から 3 70°Cまでの板厚中心部の平均昇温速度を 2°CZ s以上とする請求項 6に記載の高張力鋼材の製造方法。

1 0. 質量％で、 C： 0. 0 2〜 0. 2 5%、 S i ： 0. 0 1〜 0. 8 %、 M n ： 0. 5〜2. 0%、 A 1 : 0. 00 5〜0. 1%、 N : 0. 0005〜0. 008%、 P ： 0. 02%以下、 S ： 0. 004% 下の元素を含有し、残部が F eおよび不可避的不純物からなり旧オーステナイト粒のァスぺクト比の平均値が板厚方向全体に！:つて、 3以上である高張力鋼材。

1 1. 更に、銅組成が、質量％で、 Mo ： 1%以下、 Nb ： 0. 1%以下、 V： 0. 5%以下、 T i ： 0. 1%以下、 Cu ： 2%以下、 N i ： 4%以下、 C r ： 2%以下、 W : 2%以下の一種または二種以上を含有する請求項 1 0に記載の高張力鋼材。

12. 更に、鋼組成が、質量％で、 B ： 0. 003%以下、 Ca ： 0. 01 %以下、 REM : 0. 02%以下、 Mg ： 0. 01%以卞の一種または二種以上を含有する請求項 10または 11に記載の高張力鋼材。

13. 更に、鋼材に水素を含有させてから、亜鉛めつきによって鋼中水素を封入し、その後、 1 X 1 (Γ³/秒以下の低歪速度引張試験を行い、下記式にて求める耐遅れ破壌安全度指数が 75%以上である請求項 10乃至 12のいずれか一つに記載の高張力鋼材。

記 .

耐遅れ破壌安全度指数（％) = 100 X (XiZXo)

X₁：拡散性水素を含む試験片の絞り

14. 請求項 10乃至 12のいずれか一つに記載の組成を有する鋼を鎵造後、 A r ₃変態点以下に冷却することなく、あるいは A c ₃変態点以上に再加熱後、熱間圧延を開始し、未再結晶域における圧下率が 30%以上の圧延を含む熱間圧延によって所定の板厚とし、引続き Ar ₃変態点以上から冷却速度 l°CZs以上で 35 0 °C以下の温度まで冷却した後、 A c 変態点以下で焼戻す請求項 13に記載の高張力鋼材の製造方法。

15. 質量⁰ /。で、 C： 0. 02〜 0. 25%、 S i ： 0. 01〜 0. 8 %、 M n ： 0. 5〜2. 0%、 A 1 : 0. 005〜0. 1^ο/_ο、 Ν : 0. 0005〜0. 008%、 Ρ ： 0. 02%以下、 S ： 0. 003%以下の元素を含有し、残部が F eおよび不可避的不純物からなり、旧オーステナイト粒のァスぺクト比の平均値が板厚方向全体に亘つて、 3以上であり、かつ、ラスの界面におけるセメンタィト被覆率が 50%以下である高張力鋼材。

16. 更に、鋼組成が、質量％で、 Mo ： 1%以下、 Nb ： 0. 1%以下、 V： 0. 5%以下、 T i ： 0. 1%以下、 Cu ： 2%以下、 N i ： 4%以下、 C r ：

2%以下、 W : 2%以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項 15に記載の高張力鋼材。

17. 更に、鋼組成が、質量。/。で、 B ： 0. 003%以下、 Ca ： 0. 01 %以下、 REM : 0. 02%以下、 Mg ： 0. 01%以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項 15または 16に記載の高張力鋼材。

18. 更に、鋼材に水素を含有させてから、亜鉛めつきによって鋼中水素を封入し、その後、 1 X 10_³Z秒以下の低歪速度引張試験^行い、下記式にて求める耐遅れ破壊安全度指数が 80%以上であることを特徴とする、請求項 15乃至 1 7のいずれか一つに記載の高張力鋼材。

記

耐遅れ破壊安全度指数（％) =100 X (Χ_χ/Χ₀)

X！：拡散性水素を含む試験片の絞り

19. 請求項 15乃至 17のいずれか一つに記載の組成を有する鋼を铸造後、 A r ₃変態点以下に冷却することなく、あるいは A c ₃変態点以上に再加熱後、熱間圧延を開始し、未再結晶域における圧下率が 30%以上の圧延を含む熱間圧延によって所定の板厚とし、引続き Ar ₃変態点以上から冷却速度 l°CZs以上で 35 0。C以下の温度まで冷却した後、圧延機および冷却装置と同一の製造ライン上に設置された加熱装置を用いて、 370°Cから Ac i変態点以下の所定の焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を 1 °CZ s以上として、板厚中心部の最高到達温度を 4 0 0 °C以上に焼戻す請求項 1 8に記載の高張力鋼材の製造方法。

2 0 . 請求項 1 5乃至 1 7のいずれか一つに記載の組成を有する鋼を铸造後、 A r ₃変態点以下に冷却することなく、あるいは A c ₃変態点以上に再加熱後、熱間圧延を開始し、未再結晶域における圧下率が 3 0 %以上の圧延を含む熱間圧延に ' よって所定の板厚とし、引続き A r ₃変態点以上から冷却速度 l °C/ s以上で 3 5 0 °C以下の温度まで冷却した後、圧延機および冷却装置と同一の製造ライン上に設置された加熱装置を用いて、焼戻し開始温度から 3 7 0 °Cまでの板厚中心部の平均昇温速度を 2 °C/ s以上で、かつ 3 7 0 °Cから A c 変態点以下の所定の焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を 1。CZ s以上として、板厚中心部の最高到達温度を 4 0 0 °C以上に焼戻す請求項 1 8に記載の高張力鋼材の製造方法。