JPH10121131A - 脆性破壊伝播停止特性と溶接性に優れた厚肉高張力鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】引張強さ８８０ＭＰａ以上、ｖＴｓ−８０℃以
下、−３０℃で使用されても脆性破壊伝播を阻止できる
溶接性の優れた厚肉高張力鋼板の製造方法の提供。 【解決手段】重量割合にて、Ｃ：０．０７〜０．１８
％、Ｍｎ：０．４〜１．５％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｎ
ｉ：３．５〜６．５％、Ｃｒ：０．１〜１％、Ｍｏ：
０．１〜１％、Ｃｕ：１．５％以下、Ｖ：０．０１〜
０．１％、Ｎｂ：０．０３％以下、Ｎ：０．００６％以
下、ｓｏｌＡｌ：０．０５％以下および Ｂ：０．００
０３〜０．００２％を含み、Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）＋
１．５ｓｏｌＡｌ（％）なる指標が０．１〜０．２５％
の範囲の鋼を９００〜１１００℃の温度域に加熱して熱
間圧延するとき、８５０〜７００℃の温度域にて仕上げ
圧延を行った後、そのまま焼入れし、続いて７００℃以
下にて焼戻し水冷することを特徴とする脆性破壊伝播停
止特性と溶接性に優れた厚肉高張力鋼板の製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、脆性破壊伝播停止
特性と溶接性に優れた厚さ１００ｍｍ以上、引張強さ８
８０ＭＰａ以上の厚肉高張力鋼板の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】近年、溶接構造物の大型化の傾向は顕著
になってきており、それに対応してこれら構造物に使用
される鋼板への高強度化および厚肉化の要求が高まって
いる。例えば揚水型発電所の水圧鉄管や、海洋構造物の
ジャッキアップ型掘削リグのラック材等に厚肉の７８０
ＭＰａ級高張力鋼板が使用されるに至っている。

【０００３】さらに現在は、８８０ＭＰａを超える引張
強さを有する高張力鋼の供給が望まれるようになってい
る。厚鋼板の高強度化は、単に構造物の重量低減にとど
まらず、溶接施工費用の大幅な低減をもたらすので、そ
の要求には根強いものがある。しかし、このような高強
度、高靭性、優れた脆性破壊伝播停止特性および溶接性
を具備した厚さ１００ｍｍ以上の高張力鋼板を安定多量
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】厚肉高張力鋼板は、巨大な力を支える構造
物に使用されることが多いので、市民生活に影響する大
事故の発生を防止するため、潜在的な亀裂（例えば溶接
欠陥）から脆性破壊が発生しても、伝播してきた脆性破
壊をその厚肉高張力鋼板において停止させる脆性破壊伝
播停止特性をもつことを要求される。この脆性破壊伝播
停止特性は、いわゆる靭性と同じとみなすことができる
場合もあるが、脆性破壊の伝播が問題となる場合には、
脆性破壊伝播停止特性にとくに注目して、靭性は、脆性
破壊発生特性と脆性破壊伝播停止特性とに分けて論じら
れるべきである。

【０００５】靭性の評価方法として小型のシャルピー試
験（主に脆性破壊発生特性を評価する）が簡便に多く用
いられてきたので、通常、靭性または低温靭性というと
きにはシャルピー試験による評価、すなわち、大略、脆
性破壊発生の傾向に対応する特性を指す。本説明におい
ても、靭性または低温靭性というときはシャルピー試験
に基づく評価を指す。大抵の場合、脆性破壊伝播停止特
性の良好な鋼は発生特性も良好であり、両者は同じ傾向
を示す。しかし、シャルピー試験における遷移温度（v
Ｔs）が数十℃も改善されているのに、脆性破壊伝播停
止特性は全く改善されない場合もあり、上記のような重
要構造物に使用される厚肉高張力鋼板においては両者は
別の性質として論じられなければならない。

【０００６】脆性破壊伝播停止特性の評価には、構造物
に組み込まれた鋼板を模擬して脆性破壊を一旦発生させ
伝播させ、それを停止させることが必要なので、厚肉鋼
板を原厚のまま用いる二重引張試験またはＥＳＳＯ試験
などの大型試験が用いられるのが普通である。

【０００７】図１（ａ）は厚鋼板の脆性破壊伝播停止特
性を評価するＥＳＳＯ試験の試験片形状と試験状況を模
式的に示す図面である。

【０００８】また、図１（ｂ）は同じく、脆性破壊伝播
停止特性を評価する二重引張試験の試験片と試験状況を
示す図面である。

【０００９】ＥＳＳＯ試験においては楔を打ち込み脆性
亀裂を発生させるのに対して、二重引張試験においては
脆性亀裂発生専用の引張荷重により脆性亀裂が発生する
違いはあるが、本質的に相違する試験法ではない。どち
らの試験においても、一旦発生した脆性亀裂は、脆性亀
裂を進展させる応力と温度上昇勾配がついた部分を進行
して、ある温度位置で停止する。このとき、脆性破壊伝
播停止特性の指標である脆性破壊伝播停止における破壊
靭性値Ｋｃａ（ＭＰａ・ｍ^0.5 ）は、下記の式により
表される。

【００１０】 Ｋｃａ＝σ（πｃ）^1/2×ｆ（ａ／Ｗ）・・・・ ここに、σ：脆性亀裂を進展させる応力（ＭＰａ）、
ｃ：停止亀裂長さ（ｍ）、ｆ（ａ／Ｗ）は試験片の幅や
厚さに関係する試験片形状によって変化する形状因子で
ある。このＫｃａは停止した温度ごとに求められ、Ｋｃ
ａを絶対温度の逆数に対してプロットすると大略直線に
なる。この直線より、目的の温度でのＫｃａを知ること
ができる。

【００１１】厚肉高張力鋼板の靭性および脆性破壊伝播
停止特性を改善する製造方法は、従来より提案されてい
る。例えば、特公平６−４８８９号公報では０．２〜
０．３５％Ｃを含むＭｎ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ鋼において
Ｍｎ／Ｃｒ比を１．５以下とすることによって、厚さ４
０ｍｍの引張強さ９０kgf/mm² （８８０ＭＰａ）を超え
る高張力鋼板の製造法が提案されているが、厚さ１００
ｍｍを超える鋼板に対しては靭性や溶接性が十分ではな
い。

【００１２】また特公平６−７０２５０号公報には厚さ
１００ｍｍを超える１００kgf/mm²（９８０ＭＰａ）級
鋼板の高靭化法として、Ｎｂを添加したＮｉ−Ｃｒ−Ｍ
ｏ−Ｂ−Ｎｂ鋼の二回焼入れ処理が開示されている。こ
れは、二回焼入れ処理によって細粒のオーステナイト粒
を経て極めて微細なマルテンサイト組織が厚肉鋼板の表
層部から中心部まで得られるので、厚さ１５０ｍｍの鋼
板においても高強度と高靭性（シャルピー衝撃試験にお
ける遷移温度−６０℃以下）が得られるという提案であ
る。しかしながら、マルテンサイト組織の微細化だけで
は厚肉鋼板の靭性は十分良好とならず、また脆性破壊伝
播停止特性も不十分なだけでなく、溶接部の靭性につい
ても改善の必要がある。

【００１３】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、引張強さ８
８０ＭＰａ以上（特に９５０ＭＰａ以上）、良好な耐脆
性破壊発生特性と卓越した脆性破壊伝播停止性能を有す
る厚さ１００ｍｍ以上の溶接性の優れた厚肉高張力鋼板
の製造方法の提供を目的とする。具体的には、下記の性
能を有する厚肉高張力鋼板の製造方法の提供を目的とす
る。

【００１４】(1)母材性能： (a)引張強さ８８０ＭＰａ以上、 (b)板厚の表層部から中心にわたってシャルピー衝撃試
験の遷移温度（vＴs）−８０℃以下、 (c)−３０℃にて脆性破壊の伝播を阻止する。

【００１５】(2)溶接性： (a)溶接熱影響部（ＨＡＺ：Heat Affected Zone）のvＴ
s −８０℃以下 (b)溶接予熱温度１００℃以下 上記シャルピー衝撃試験の遷移温度vＴsが−８０℃以下
とは、通常の超音波探傷で発見されにくい寸法の溶接欠
陥などからは脆性破壊がきわめて発生しにくい、少なく
とも−３０℃では発生することは殆ど考えられないこと
を意味する。 vTsは、低いほど脆性破壊発生特性が良好
な傾向にある。

【００１６】−３０℃で脆性破壊の伝播を阻止すると
は、確率的には非常に低いが−３０℃で万一脆性破壊が
発生しても、母材で脆性破壊を停止させることができる
ことを意味する。脆性破壊が−３０℃で停止されるため
には、通常、破壊靭性値Ｋcaが−３０℃において２００
ＭＰａ・ｍ^0.5 以上あればよいとされている。−３０℃
以上という温度は地球上で市民生活が営まれている地域
の殆どを網羅する。

【００１７】以後の説明において、溶接部は、“溶接金
属”、“溶接金属に接するＨＡＺ”および“ＨＡＺ”に
より構成されるものとする。通常、ＨＡＺというときは
“溶接金属に接するＨＡＺ”を含むが、“溶接金属に接
するＨＡＺ”を“ボンド(bond)”といって区別する場合
がある。

【００１８】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、８８０Ｍ
Ｐａ以上の引張強さを有する厚さ１００ｍｍ以上の厚肉
鋼板に、溶接性を損わずに良好な低温靭性および優れた
脆性亀裂伝播停止特性を付与するには、下記の事項が必
要であることを確認した。

【００１９】(1) ミクロ組織は、従来法のようなオース
テナイト粒の微細化とマルテンサイトとベイナイトの比
率の最適化だけでは十分ではない。このようなミクロ組
織に加えて、微細な安定残留オーステナイトを均一に分
散させる必要がある。特に引張強さ８８０ＭＰａ以上の
厚肉鋼板で所定の脆性破壊伝播停止性能を得るための必
要条件として、この残留オーステナイトを１０％以下、
好ましくは１〜５％に制御しなければならない。

【００２０】残留オーステナイトの最適範囲１〜１０％
を超える増加は、同部分へのＮｉなどのオーステナイト
安定化元素の濃縮の低下を招き、脆性破壊発生前に生じ
る塑性変形によりまたは伝播時の衝撃波により高硬度の
マルテンサイトに変態しやすくなり、低温靭性と脆性破
壊伝播停止特性の両方に悪影響を及ぼす。

【００２１】(2) 表層部の脆性破壊伝播停止特性をさら
に向上させる（表層部の優れた同特性により鋼板全体
(原厚)としての同特性を向上させる）ために、低温加熱
によるオーステナイト粒の細粒化と未再結晶オーステナ
イト域の加工を組み合わせることも同時に行う。具体的
には、３．５〜６．５％Ｎｉを含有するＣｕ−Ｎｉ−Ｃ
ｒ−Ｍｏ−Ｎｂ−Ｔｉ−Ｂ鋼に対し、低温加熱−低温仕
上げ圧延後に直接焼入処理を行う必要がある。

【００２２】(3) 強度と靭性の良好なバランスを安定し
て得るためには、上記に加えて、Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）
＋１．５ｓｏｌＡｌ（％）なる指標を０．１〜０．２５
％の範囲にに制御し、母材およびＨＡＺの靭性および脆
性破壊伝播停止特性に悪影響を及ぼす硬質相（マルテン
サイト）の生成を抑制する必要がある。

【００２３】(4) 低Ｃ−高Ｎｉ−極微量Ｂ−低Ｎ鋼に微
量Ｔｉ処理を行うことにより、Ｂの効果を生かし厚肉鋼
板の板厚全般にわたって適正な焼入性を付与する事がで
きる。

【００２４】本発明は上記知見を基に得られたもので、
下記の化学組成、圧延および熱処理方法をその要旨とす
る。

【００２５】『重量割合にて、Ｃ：０．０７〜０．１８
％、Ｍｎ：０．４〜１．５％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｎ
ｉ：３．５〜６．５％、Ｃｒ：０．１〜１％、Ｍｏ：
０．１〜１％、Ｃｕ：１．５％以下、Ｖ：０．０１〜
０．１％、Ｎｂ：０．０３％以下、Ｎ：０．００６％以
下、ｓｏｌＡｌ：０．０５％以下およびＢ：０．０００
３〜０．００２％を含み、Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）＋１．
５ｓｏｌＡｌ（％）なる指標が０．１〜０．２５％の範
囲にある鋼に対して、熱間圧延前の加熱温度を９００〜
１１００℃の温度域として、熱間圧延の仕上げ圧延を８
５０〜７００℃の温度域にておこなった後、そのまま焼
入れし、続いて７００℃以下にて焼戻し水冷することを
特徴とする脆性破壊伝播停止特性と溶接性に優れた厚肉
高張力鋼板の製造方法。』 上記の本発明の対象とする鋼の組成は、上記の組成と指
標を満たす低合金鋼〜中合金鋼であればすべて該当す
る。ただし、微量元素以外の主要な元素は上記のものに
限られる。

【００２６】上記において、「仕上げ圧延を８５０〜７
００℃の温度域にておこなった後、そのまま焼入れ」と
は、仕上げ圧延後に直接焼入れを行うことをいう。仕上
げ圧延後直接焼入れまでの間に、脱スケール、歪矯正、
温度均一化加熱、焼入れ設備までの搬入、その他必要な
処理が施されてもよい。

【００２７】「焼戻し水冷する」とは、焼戻し温度に所
定時間保定した後、焼戻し脆性の防止および残留オース
テナイトの安定化を目的に５５０℃以下の温度域を水冷
することをいう。

【００２８】

【発明の実施の形態】

１．化学組成 まず、各合金成分の限定理由に付いて述べる。

【００２９】Ｃ：Ｃは、鋼板の強度を確保するために添
加されるが、含有率が０．０７％未満では焼入性不足と
なり、引張強さ８８０ＭＰａを確保することが難しく、
また靭性も十分ではない。一方、０．１８％を超えると
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、ＨＡＺの硬さが上昇し、溶接低温割れ感受性が
高くなるので、０．０７〜０．１８％とする。

【００３０】Ｍｎ：Ｍｎは鋼板の焼入性を向上し、強度
を高めるために添加するが、０．４％未満では、強度を
確保することが困難であり、一方、１．５％を超える
と、母材およびＨＡＺともに靭性が低下するので０．４
〜１．５％とする。

【００３１】Ｓｉ：Ｓｉは、その脱酸作用のために最終
脱酸におけるＡｌの歩留まり向上を目的として添加され
る。本説明において鋼中に含まれるＳｉというとき、脱
酸に働いた量を超えるＳｉが鋼中に残存したものを指す
が、意図的に残存させなくてもよい。すなわち実質的に
Ｓｉを含まなくてもよい。鋼中に残存したＳｉは強度上
昇に有効であるが、０．２％を超えると、母材およびＨ
ＡＺの靭性低下をもたらすので、意図的に残存させる場
合でも０．２％以下とする。

【００３２】Ｎｉ：Ｎｉは、高強度厚肉鋼板の低温靭性
および脆性破壊伝播停止性能および溶接性の改善に不可
欠の元素である。とくに、脆性破壊伝播停止性能の向上
に効果的で、３．５％以上含むことにより目標とする脆
性破壊伝播停止性能を得ることができる。３．５％以上
含むとき、微細マルテンサイトとベイナイトの混合組織
中に数％の安定残留オーステナイトが混在した組織にな
り、低温靭性および脆性破壊伝播停止性能が飛躍的に向
上する。一方、６．５％を超えるとコスト上昇の割に効
果の向上代が小さくなるだけでなく、二回焼入れ−焼戻
し処理によって生成する残留オーステナイトの量も増加
して降伏強さが低下する場合が生ずるので、３．５〜
６．５％とする。

【００３３】Ｃｒ：Ｃｒは、焼入性を向上し、焼戻しの
際の析出硬化によって強度と靭性を向上させる。０．１
％未満ではその効果は十分ではなく、一方１％を超える
と強度を過度に高め母材とＨＡＺの靭性を損なうので、
０．１〜１％とする。

【００３４】Ｍｏ：Ｍｏは、同じ量で比較してＣｒより
も焼入性向上効果および析出硬化が大きく、とくにＢと
共存した場合、焼入性向上効果が顕著に現れる。０．１
％未満では厚肉鋼板の中心部まで“焼き”を入れ、かつ
８８０ＭＰａ以上の引張強さを得るには不十分であり、
一方、１％を超えると表層部で“焼き”が入りすぎ表層
部の靭性が劣化するので０．１〜１％とする。

【００３５】Ｃｕ：Ｃｕは、添加しなくてもよい。しか
し添加すると焼入性を向上し、とくに０．３％を超える
場合には焼戻し時の析出硬化によって、母材を強化させ
るので、８８０ＭＰａより高い引張強さ、例えば９５０
ＭＰａ以上とする場合には添加することが望ましい。し
かし、１．５％を超えると、母材およびＨＡＺの靭性を
損なうだけでなく、熱間延性も大きく低下させるので、
１．５％以下とする。

【００３６】Ｖ：Ｖは、焼戻し時に析出して、析出硬化
により焼戻し軟化抵抗を増加させるので、高温での焼戻
しを可能とし、強度と靭性のバランスを向上させる。
０．０１％未満では、その効果は十分ではなく、一方、
０．１％を超えると強度が過度に高くなり靭性が損なわ
れるので０．０１〜０．１％とする。

【００３７】Ｎｂ：Ｎｂは、添加しなくてもよい。しか
し、微量添加すると、オーステナイトの低温域で微細な
Ｎｂ炭窒化物を形成することにより、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厚肉鋼板の表
層部から中心部にわたって形成させるので、厚肉高張力
鋼板の靭性、とりわけ表層部の低温靭性および脆性破壊
伝播停止特性を向上させる。したがって、特に表層部の
これら性能を向上させる場合には添加することが望まし
い。しかし、０．０３％を超えると溶接時に溶接金属に
横割れを発生させるだけでなく、母材の低温靭性および
脆性破壊伝播停止特性をかえって低下させるので、添加
する場合でも０．０３％以下とする。溶接金属の横割れ
を防止して、上記の効果を安定して得るためには０．０
０５〜０．０２％とするのが望ましい。

【００３８】Ｎ：Ｎは、不可避的不純物であり、少ない
ほど良い。０．００６％を超える場合には母材およびＨ
ＡＺの靭性低下が著しくなるため０．００６％以下とす
る。

【００３９】ｓｏｌＡｌ（酸可溶Ａｌ）：ｓｏｌＡｌ
は、脱酸に働いた量を超えるＡｌが溶鋼中に残存したも
ので、意図的に残存させる場合と脱酸のみを目的として
添加した余剰分が残存する場合の両方がある。本発明で
は両方の場合を含む。したがって、ｓｏｌＡｌを実質的
に含まなくてもよい。ｓｏｌＡｌは、凝固後にＮと結合
してＡｌＮを形成するか、または固溶Ａｌとなる。Ａｌ
Ｎはオーステナイト粒を微細化して靭性を向上させる
が、固溶Ａｌは後記するように硬質相を母材およびＨＡ
Ｚに生成し靭性を劣化させる。Ｎが比較的高い場合（低
くできない場合）には、ｓｏｌＡｌを意図的に含ませる
ことが望ましい。しかし、その場合でも、０．０５％を
超えると、固溶ＡｌのためにＨＡＺ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
実施して組織を微細化しても、母材の靭性および脆制破
壊伝播停止特性が劣化するので０．０５％以下とする。

【００４０】Ｂ：Ｂは、極微量で焼入性を向上させるの
で、厚肉鋼板の板厚中心部でマルテンサイトまたはマル
テンサイトとベイナイト混合組織を得る場合必要であ
り、とくにＭｏと共存させることが必要である。０．０
００３％未満ではその効果は十分ではなく、一方、０．
００３％を超えると、母材および溶接部の靭性、とくに
溶接部の靭性を損なうので０．０００３〜０．００３％
とする。

【００４１】Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）＋１．５ｓｏｌＡｌ
（％）：上記の成分限定に加え、母材とＨＡＺの靭性向
上および母材の脆性破壊伝播停止特性を向上させるため
に、Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）＋１．５ｓｏｌＡｌ（％）な
る指標を限定する必要がある。すなわち、この指標が
０．１％未満では、必要な引張強さを得ることはでき
ず、また０．２５％を超えると母材およびＨＡＺに微細
であるが硬質で脆い組織（硬質のマルテンサイト）が混
入するようになり、母材と溶接部の靭性および母材の脆
性破壊伝播停止特性を低下させる。したがって、Ｃ
（％）＋Ｓｉ（％）＋１．５ｓｏｌＡｌ（％）の値を
０．１〜０．２５％の範囲に、望ましくは０．１３〜
０．２０％の範囲に限定する必要がある。

【００４２】本発明に係る鋼の組成は、上記の組成と指
標を満たせばどのような鋼でもよい。ただし、低合金鋼
〜中合金鋼の範疇に入るもので、微量元素以外の主要な
元素は上記の範囲にあるものが対象になる。

【００４３】その他の微量元素としては、たとえばＴｉ
を含ませることが望ましい。Ｔｉは、ＮをＴｉＮとして
安定に固定することを通じて連続鋳造スラブ表面の割れ
を抑制し、ＨＡＺの靭性を向上させる。また、Ｂの焼入
性向上効果を安定化させることにより、厚肉鋼板の板厚
方向の強度の均一性、すなわち厚さ方向の硬さ分布をＵ
字型でなくフラットにするのに著効を有する。０．００
５％未満ではこのような効果は明確に現れず、一方、
０．０２％を超えると、逆に母材およびＨＡＺの靭性が
劣化するので、含ませる場合には０．００５〜０．０２
％とすることが望ましい。

【００４４】不可避的に残存する不純物（Ｐ、Ｓ、Ｓｎ
など）は、できるだけ低いことが望ましい。

【００４５】次に圧延および熱処理条件の限定理由を示
す。

【００４６】２．圧延および熱処理条件 加熱温度：スラブ加熱温度が９００℃未満ではオ−ステ
ナイト化が不十分なため、後に圧延および熱処理条件を
変化させても十分な特性改善が得られない。また、加熱
温度が１１００℃を超えるとオ−ステナイト粒が細粒化
せず、鋼板の母材靭性は著しく低下するだけでなく、Ｎ
ｂを含む場合には、Ｎｂの固溶量が増加するため圧延中
にＮｂ炭窒化物が析出し再結晶しにくくなり強い集合組
織が形成されるので、強度、靭性などにも異方性が生ず
るようになる。したがって、圧延前のスラブ加熱温度
は、９００〜１１００℃とする。

【００４７】圧延仕上げ温度：圧延仕上げ温度は、特に
表層部の脆性破壊伝播停止性能を向上させるために限定
する。仕上げ温度を８５０〜７００℃の温度域に限定す
ることにより、表層部の組織を微細な未再結晶オ−ステ
ナイトにすると共に、その後に行う直接焼入れの焼入開
始温度を適度に低下させることにより表層部の焼きの入
りすぎを防止し脆性破壊伝播停止性能および靭性を向上
させる。このような効果を十分得るためには未再結晶オ
ーステナイト域の累積圧下率を２５〜７５％とし、焼入
開始温度を６５０〜８００℃の範囲に制御することが望
ましい。ここで、「未再結晶オーステナイト域の累積圧
下率」とは、Ｎｂを含む場合は９７５℃〜圧延仕上げ温
度の温度域での全圧下率をいい、Ｎｂを含まない場合は
９００℃〜圧延仕上げ温度の温度域での全圧下率をい
う。

【００４８】仕上げ圧延後直接焼入れまでの間に、脱ス
ケール、歪矯正、温度均一化加熱および焼入れ装置まで
の搬入などが挿入されてもよいことは上記したとおりで
ある。

【００４９】焼戻し条件：本発明方法における焼戻し
は、一般の焼戻しと同様に焼入れによって生じた歪を取
り除き微細な炭化物を析出させることによって強度と靭
性のバランスを改善させることに加えて適正量の残留オ
ーステナイトを微細分散させることを目的とする。３．
５〜６．５％Ｎｉを含有する鋼に７００℃以下、望まし
くは５５０〜６５０℃の温度域の焼戻しを施し、１０％
以下、望ましくは１〜５％の安定な残留オーステナイト
をマルテンサイト中に微細分散させると、母材の靭性お
よび脆性破壊伝播停止性能は、飛躍的に向上する。７０
０℃を超える温度域へ加熱すると、オーステナイトが不
安定化し、上記効果が低下するため焼戻し温度は７００
℃以下とする。オーステナイト量が１０％を超えて不安
定になった場合に低温靭性および脆性破壊発生特性が劣
化する理由は、前記したとおりである。

【００５０】また、焼戻し後水冷することが必要であ
る。これは、４７５〜５５０℃の焼戻し脆化が進行する
温度域を急冷し焼戻し脆性を抑制し、同時に、より低温
域まで含めて急冷し残留オーステナイトを安定化するた
めである。

【００５１】

【実施例】表１は、本発明の実施および比較に用いた鋼
の化学組成を表す一覧表である。また、表２は、これら
鋼の不純物のうちＰおよびＳを示す一覧表である。Ｐお
よびＳは低く制御されている。これらの鋼を７０トン転
炉にて溶製し、Ａｒ雰囲気中で鋳込み、６００ｍｍ厚さ
×１０００ｍｍ幅×２５００ｍｍ高さの鋼塊とした。

【００５２】

【表１】

【００５３】

【表２】

【００５４】表３〜表６の圧延加熱温度、仕上げ温度等
の欄は、これら鋼塊に施した圧延および熱処理の条件を
示すものである。これら表に示す圧延および熱処理によ
り厚さ１５０〜２００ｍｍの厚肉鋼板を作製し、各鋼板
から試験片を切り出し、機械的性質および溶接性の評価
を行った。

【００５５】

【表３】

【００５６】

【表４】

【００５７】

【表５】

【００５８】

【表６】

【００５９】靭性はシャルピー衝撃試験（JIS Z 2242 :
試験片 JIS Z 2202 4号試験片 ）における遷移温度
（vＴs：JIS Z 2242）により、また脆性破壊伝播停止特
性は二重引張試験における０℃および−３０℃における
破壊靭性値（Ｋca）により評価した。母材の引張および
シャルピー衝撃試験は、板厚の表層部、（１／４）ｔ部
および（１／２）ｔ部にて評価した。表層部は、シャル
ピー試験の場合は、表面から６ｍｍの位置を試験片の中
心線に、また引張試験（JIS Z 2241:試験片 JISZ 2201
4号試験片 ）の場合は表面から１０ｍｍの位置を試験
片の中心線に合わせた。

【００６０】溶接性の評価にあたって、厚肉鋼板の板厚
（１／４）ｔ部を中心とする板厚４０ｍｍの鋼板を切り
出し、レ型開先にて入熱４５ｋＪ／ｃｍにて片面６層の
サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）を行い、試験に供し
た。また、溶接割れ性を評価するために、１００ｋｇ／
ｍｍ² 級の溶接棒を用いた手溶接によりｙ開先拘束割れ
試験片（JIS Z 3158）に予熱温度１００℃にて溶接ビー
ドを置き、所定時間経過後に断面を切り出し割れの有無
を調査した。この溶接ビード置きは、溶接材料を気温３
０℃、湿度８０％の環境下で１時間放置し、加湿させた
後、気温３０℃、湿度８０％の環境下で実施した。

【００６１】溶接継手部の靭性は、上記のシャルピー試
験により評価したが、ノッチを溶接金属とＨＡＺの界面
（bond）に入れた試験と同界面から母材側に３ｍｍ入っ
た個所（ＨＡＺ）に入れた試験の両方で評価した。

【００６２】表３〜表６のうち、機械的性質、二重引張
試験におけるＫca、溶接継手部靭性およびｙ開先拘束割
れ試験の各欄は、これらの結果を表すものである。表３
および表５に示すように、本発明法により製造された厚
肉鋼板は所望の引張強さ（８８０ＭＰａ以上）を有する
と同時に良好な靭性（板厚各位置でvＴs−８０℃以
下）、卓越した脆性破壊伝播停止特性（−３０℃にてＫ
caが２００MPa・m^0.5以上）および優れた継手部靭性（v
Ｔs−８０℃以下）および耐溶接割れ性（予熱温度１０
０℃以下）の全てを備えていることが分かる。これに対
して、試験番号６〜９（表４）は、鋼の組成（鋼Ａ）は
本発明の範囲内にあるが、圧延熱処理条件が範囲外であ
るため、母材の靭性および脆性破壊伝播停止特性が大幅
に劣ることが分かる。また、表６に示すように、鋼の組
成が本発明の範囲外の試験番号１４〜１９では、母材の
性能のみならず溶接性においても、本発明例の性能に比
較して格段に劣ることが分かる。

【００６３】

【発明の効果】本発明法によれば、板厚１００ｍｍ以上
で、溶接性良好な、引張強さ８８０ＭＰａ以上、シャル
ピー衝撃遷移温度−８０℃以下および−３０℃で脆性亀
裂伝播を停止させることができる厚肉高張力鋼板の安定
的な供給が可能となる。その結果、溶接施工費用を低減
したうえ信頼性の高い水圧鉄管、海洋構造物等の大型構
造物が製作可能となり、産業上非常に有益である。

【図面の簡単な説明】

【図１】（ａ）はＥＳＳＯ試験片と試験状況をあらわす
模式図である。（ｂ）は二重引張試験片と試験状況をあ
らわす模式図である。

【符号の説明】

１…切欠き ２…停止亀裂先端 ３…楔 ４…衝撃荷重 ５…脆性亀裂発生用荷重 σ…脆性亀裂を進展させる応力

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量割合にて、Ｃ：０．０７〜０．１８
   ％、Ｍｎ：０．４〜１．５％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｎ
   ｉ：３．５〜６．５％、Ｃｒ：０．１〜１％、Ｍｏ：
   ０．１〜１％、Ｃｕ：１．５％以下、Ｖ：０．０１〜
   ０．１％、Ｎｂ：０．０３％以下、Ｎ：０．００６％以
   下、ｓｏｌＡｌ：０．０５％以下およびＢ：０．０００
   ３〜０．００２％を含み、Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）＋１．
   ５ｓｏｌＡｌ（％）なる指標が０．１〜０．２５％の範
   囲にある鋼に対して、熱間圧延前の加熱温度を９００〜
   １１００℃の温度域として、熱間圧延の仕上げ圧延を８
   ５０〜７００℃の温度域にておこなった後、そのまま焼
   入れし、続いて７００℃以下にて焼戻し水冷することを
   特徴とする脆性破壊伝播停止特性と溶接性に優れた厚肉
   高張力鋼板の製造方法。