JPS63241114A - 耐応力腐食割れ性の優れた高靭性高張力鋼の製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は強度と靭性に優れ、かつ、海水あるいは塩水等
の応力腐食環境中における耐応力腐食割れ性にもすぐれ
た高靭性高張力鋼の製造法に関するものである。

〔従来の技術〕

近年、エネルギー需要が年々増加し、その安定供給確保
のため海底資源開発や海底地殻地質調査など深海に対す
る関心が急速に高まり、この海底開発につながる海洋構
造物および海底調査作業船の建造あるいは海底石油生産
基地などの建設構想が活発化している。

これらの構造物は、波浪あるいは圧力により変形、破壊
等をしてはならないものであり、より高い安全性確保が
重要課題である。したがってこれらに使用される材料に
は、構造上高溶接性、高強度、かつ高靭性が要求されて
おり、さらに海水等の使用環境条件においても耐応力腐
食割れ性を具備することが望まれている。

しかもこれらの構造物に使用される鋼板は板厚ジＩネエ
ラル （む）の厚いものが多く　、ＡＳＴＭ、＾２０　　（Ｇ
ｅｎｅｒａｌな板厚の１／４ｔの位置での試験のほかに
仮の表層部（試験片の中心軸が鋼板の表面から７　ｎ＋
ｍの位置）および中心部（１／２ｔ）についても要求値
を満足することも望まれている。

このようなより安全で信鯨のおける鋼材の開発要求に応
えるＮｉ含有低合金高張力鋼およびその製造法が開発さ
れている。その代表的なものとして、米国特許出願５ｅ
ｒｉａｌ　Ｎａ　７９８．８７０　（資料Ａ）、米国特
許第４５７２７４８号明細書（資料Ｂ）、特開昭６１−
２７２３１６号公報（資料Ｃ）をあげることができる。

これらはいずれも鋼板を圧延後直ちに水冷する、いわゆ
る直接焼入法を用いている。直接焼入鋼は高い焼入性（
ｈａｒｄｅｎａｂｉｌ　１ｔｙ）を示すので再加熱焼入
鋼（ｒｅｈｅａｔ　ｑｕｅｎｃｈｅｄ　５ｔｅｅｌ）よ
りも高強度が得られるが靭性はよくない。

資料Ａでは、圧延前のスラブを著しく低温（９００〜１
０００℃）加熱し低温圧延後直接焼入れ一焼もどしする
ことによって微細な有効結晶粒（ｅｆｆｅｃｔｉｖｅｇ
ｒａｉｎ）を得、従来鋼にない高い脆性亀裂停止性能（
ｂｒｉｔｔｌｅ　ｃｒａｃｋ　ａｒｒｅｓｔｉｎｇ　ｃ
ａｐａｂｉｌｉｔｙ）を有する高靭性鋼を得ている。

また、資料Ｂでは、鋼板全体を同時に冷却することによ
って鋼板の長手方向の材質バラツキを抑え、水量密度を
低く制御し表面と内部の冷却速度の差を小さくすること
によって厚み方向の材質バラツキを抑え均一な機械的性
質を鋼板に付与しようとしている。

しかしながらこれらのいずれも塩水と接触する環境、例
えば海洋構造物などにおいての海水中での応力腐食を考
慮に入れた検討はなされておらず、海洋での使用上十分
に安全であるとは云えない。

これに対し、資料ＣではＮｉ含有鋼にＮｂを添加し、さ
らに不純物元素Ｐ、Ｎ、０を低減した鋼に、圧延後直接
焼入−焼もどしの適正条件を適用することによって、耐
海水応力腐食割れ性のよい鋼が製造できるとしている。

（発明が解決しようとする問題点） 高張力鋼の応力腐食割れに関しては、線型破壊力学モー
ドの理論が取り入れられ、材料内に先天的に存在する亀
裂あるいは欠陥が腐食環境に対してどのような破壊挙動
を取るかを亀裂先端のに値（応力拡大係数）を用いて定
量化する手法が用いられ、実用的成果をあげている。す
なわち、応力腐食割れ試験としては、使用環境条件にお
いて予亀裂付きの試験片を用い、ノツチ先端に苛酷な状
態を作ることにより遅れ破壊を生じ易くして、この環境
下で、種々のに値のレベルでの定荷重試験を行なうこと
により、ある一定のに値以下では破壊を生じない限界値
ＫＩｓｃｃ値を求めることによって耐応力腐食割れ性が
評価されている。

資料Ｃに記載された耐海水限界に、、ｃｃ値は溶接熱影
響部では最も高いものでも４５０　ｋｇｆ−ｍｍ−””
で改善されてはいるが十分高いとは言えない。

（問題点を解決するための手段） 本発明者らは、海水中あるいは塩水中における耐応力腐
食割れ性を具備し、均一な高強度・高靭性を有する高溶
接性Ｎｉ含有低合金鋼を開発することを目的に、鋼およ
びその製造法について種々検討した結果、高強度材の耐
応力腐食割れ性には鋼中の炭素量が著しく影響し、炭素
量を低減することが極めて有効であることを知見した。

さらに、Ｎｂの存在は高強度の確保に有利ではあるがＮ
ｂはＭｏに比べ溶接熱影響部では硬度を増し、耐海水応
力腐食割れ性能を損ねること、むしろＮｂを添加せずＭ
ｏを増量する方が好ましい結果が得られることを知見し
た。

次に鋼板内の機械的性質の一様性については、鋼板が冷
却設備に装入された部分から逐次冷却されるいわゆる連
続冷却で、かつ水量密度の制限などのない、ローラーク
エンチングのような通常の工業的冷却を前提として調査
した結果、まずＮｉ含有低合金鋼の板厚方向では、 ■　焼入れで板厚中心まで完全にマルテンサイト組礒に
なるような比較的高い成分あるいは薄い板厚の材料では
、材質は均一であること、■　焼入れして、板厚中心部
（１／２ｔ）および１／４を部がマルテンサイト＋ベイ
ナイトの混合組織、鋼板表層部がマルテンサイト組織と
なる比較的低成分あるいは、厚い板厚の材料では、１／
２ｔ〜１／４を部の靭性は良好であるが表層部の靭性は
低く材質バラツキが大きいこと、 を知見した。

溶接性を考慮すると■の低成分系で均一な材質を得るこ
とが肝要であるが、熱間圧延を制御して、直接焼入れ一
焼もどし処理を行ない、鋼板表層下が伸長オーステナイ
ト粒でかつ焼もどしマルテンサイト、板厚中心部が粒状
のオーステナイト粒でかつ焼もどしマルテンサイト＋下
部ベイナイト組繊となるようにすると板厚方向に均一で
優れた強度と靭性を得ることができることを知見した。

又■に述べたような板厚中心まで単相のマルテンサイト
組繊となるような場合には高靭性が得られないと考えら
れていたがこの場合でも熱間圧延を制御してオーステナ
イト粒を伸長細粒化すると高靭性が得られることを知見
した。

次に鋼板長手方向の材質バラツキについては■焼入れで
板厚中心まで完全にマルテンサイト組織が得られるよう
な成分と板厚の材料では計。

点以上から冷却を開始することに注意し■焼入れで板厚
中心部（１／２ｔ）および１／４を部がマルテンサイト
＋ベイナイト混合、ｍｍ、鋼板表層部がマルテンサイト
組織になるような成分と板厚の材料の場合は、圧延終了
後１５〜１５０秒経過させ、圧延加工による変態点の変
動を十分に安定させた後、Ａｒ＝点以上から冷却を開始
することでいずれの場合も工業規格製品として許容され
る範囲内に抑制できることを知見した。

以上から耐海水応力腐食割れ性に優れた、高溶接性と均
一な高強度・高靭性を有する鋼は低炭素をベースにした
Ｎｉ含有低合金鋼を熱間圧延において未再結晶温度域で
の制御圧延後直接焼入れし、その後焼戻し処理の適正条
件を採用することによって製造できることを知見した。

本発明はこのような知見に基づいて構成したもので、そ
の要旨はＣ、０，０２〜０．１０％、Ｓｉ；０．５０％
以下、　Ｍｎ　Ｈ０，４〜１．５％、Ｎｉ；１．０〜７
．５％、Ｍｏ；０．１〜１．５％、Ｃｒ；０．８０％以
下。

ｓｏＺ、ＡＺ　；　０．０１〜０．０８％を含有し、残
部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼片、あるいは
更にＣｕ　；　１．５％以下、Ｖ、０．１２％以下、　
Ｔｉ　；０．０１５％以下の１種または２種以上および
／又はＣａ；０．ｏｏｓｏ％以下の少量を含有する鋼片
を、１０００〜１２５０℃に加熱した後、熱間圧延にお
いて、仕上噛み込み温度７００〜８８０℃、噛み込み温
度以下で累積圧下率４０％以上、仕上温度６５０℃以上
で圧延し、この圧延完了後、Ａｒ、１点以上の温度から
水冷を開始して１５０℃以下の温度で停止する焼入処理
を行ない、続いてＡｃ、点以下の温度で焼戻し処理する
耐応力腐食割れ性の優れた高靭性高張力鋼の製造法であ
る。

以下本発明について詳細に説明する。

先ず、本発明を上記のような鋼成分に限定した理由を述
べる。

ＣＴＣは焼入性を向上させ強度を容易に上昇させるのに
有効な元素である。反面、本発明の目的である耐応力腐
食割れ性の向上に対しては最も影響を与える元素でもあ
る。すなわち、耐応力腐食割れ性をｃｌについて調査し
た結果を第１図に示す。限界ＫＩ、ｃｃ値はｃｔが低い
ほど向上していることが分かる。すなわち、Ｃが０．１
０％を超えると著しくＫ、、ｃｃ値を低下して溶接熱影
響部が硬化し、耐応力腐食割れ性を劣化させる。又、Ｃ
が０．０２％未満であると強度が得られない。従って、
Ｃ含有量の範囲を０．０２〜０．１０％とした。

５ｉＨＳｉは強度向上に有効であるが、Ｎｉ含有鋼の場
合、Ｓｉが高いと焼戻し脆性が大きくなり、低温靭性が
劣化する。したがって、ある程度の強度を確保し、切欠
靭性を劣化しないために上限を０．５０％とした。

Ｍｎ　；　Ｍｎは焼入性を向上させ、強度・靭性値・保
に有効であるが、Ｍｎが高いとＳｔと同様に焼戻し脆性
が大きくなるので、１．５％以下にする必要がある。

又、Ｍｎ含有量が０．４％未満では強度および靭性が低
下する。従って、Ｍｎの含有量を０．４〜１．５％とし
た。

Ｎｉ；Ｎｉは積層欠陥エネルギーを上げ、交叉上りを増
し、応力緩和を生じやすくし、衝撃吸収エネルギーを増
し、鋼の低温靭性の向上、さらにはＮｉは焼入性を高め
て強度を向上させる。従って要求される鋼の強度や靭性
に応じて含有されるが、本発明においては、他元素との
兼ね合いにより１．０％以上の含有が必要である。又、
本発明における未再結晶域圧延法を用いるとＮｉ、１７
．５％以下で十分な高い靭性が得られるので上限を７．
５％とした。

Ｍｏ　；　Ｍｏは焼入性の向上による強度確保のため、
また焼戻し脆性を防止するために有効な元素である。ま
た未再結晶温度域を拡大するので本発明のように未再結
晶温度域で圧延する場合には特に有用な元素である。し
かも強度を上昇させる度合に較べて溶接熱影響部の硬度
を上昇させないので前述したように高強度鋼の耐応力腐
食割れ性に対してＮｂよりも有利である。　　しかし、
０．１％未満では未再結晶温度域の拡大効果が小さく目
標とする強度・靭性が得られず、又、１．５％を超える
と粗大なＭｏ、Ｃ等の炭化物が増加し、靭性を低下させ
、又溶接熱影響部を著しく硬化させる。更に、本発明の
直接焼入製造法は溶体化焼入が可能なので通常の再加熱
焼入に比べＭｏｆｉを１．５％迄増大でき、第２図に示
すように強度、靭性を十分高めることが可能となった。

従ってＭｏの含有量を０．１〜１．５％とするが、鋼材
に要求される引張強度が９７ｋｇｆ／−以上の場合はＭ
ｏの添加量の下限として０．６％を一つの目安とするこ
とができる。

Ｃｒ　；　Ｃｒは焼入性を向上させ強度確保に有効であ
るが、０．８０％を超えると溶接硬化性が増大し、ＫＩ
ＳＣＣ値を低下させる危険性がある。

ｓｏｌ、ｌｓＪ　：　Ａ７は鋼片加熱時及び熱処理時の
高温域で窒化物を形成し、オーステナイト粒の細粒化に
有効である。しかし、０．０１％未満ではその効果が小
さく、また０、０８％を超えるとアルミナ系介在物が増
大し、靭性を阻害する。従って、ｓ　ｏｌ、　／Ｖの含
有量を０．０１〜０．０８％とした。

以上は本発明における鋼の基本成分であるが、さらに本
発明は強度および靭性を一層改善するために以下の成分
を選択添加することができる。

Ｃｕ　；　Ｃｕは靭性を劣化させずに強度を上昇させる
とともに耐食性の向上にも有効であるが、１．５％を超
えると熱間加工性及び靭性を劣化させる。

Ｖ、Ｖは焼戻し処理において炭窒化物を形成し析出硬化
により強度確保に有効であるが０．１２％を超えると靭
性を劣化させる。

Ｔｉ；Ｔｉは溶接部の粗粒化防止に有効であるが０．０
１５％を超えるとかえって母材靭性を低下させる。

上記の成分は本発明において強度・靭性を得るために添
加する元素であり、さらに異方性及び耐ラメラティア性
を改善するためＣａを選択添加する。

Ｃａ　；　Ｃａは非金属介在物の球状化に極めて有効で
あり、靭性の向上や靭性の異方性を小さくする効果があ
る。しかし、０．００５０％を超えると介在物増加によ
り靭性を低下させる。従ってその含有量を０．００５０
％以下とした。

上記の成分の他に不可避的不純物としてＰ、　　Ｓ。

Ｎ等は本発明の特性である靭性を劣化させる有害な元素
であるから、その量は少ない方がよい。好ましくはＰ≦
０．０１０％、Ｓ≦０．００５％。

Ｎ≦０．００６％に調整する。

さらに本発明では、上記のような鋼成分組成の鋼片を温
度１０００〜１２５０℃に加熱後、熱間圧延において仕
上噛み込み温度７００〜８８０℃１噛み込み温度以下で
累積圧下率４０％以上、仕上温度６５０℃以上の圧延を
行ない、この圧延完了後Ａｒ３点以上の温度から水冷を
開始して１５０℃以下の温度で停止する焼入処理を行な
い、続いて＾ｃ、点以下の温度で焼戻し処理を行うがこ
れも発明の重要な骨子であるのでこの工程条件の限定理
由について次に説明する。

まず、上記のような成分組成に溶製したＮｉ含有低合金
鋼の溶鋼から連続鋳造法もしくは造塊分塊法によって鋼
片を製造し、ついで直接あるいは必要によっては偏析成
分拡散の目的から加熱と冷却を繰返す前処理を施した後
、温度１０００〜１２５０℃に加熱し、熱間圧延を行な
う。この加熱においては、加熱オーステナイト粒の細粒
化と焼戻し処理時にＭｏ、　　Ｖ等の微細炭窒化物の析
出による強化を利用するために鋼片の状態で存在するＭ
ｏ、　　Ｖ等の炭窒化物を十分に固溶化させる必要があ
る。このとき１０００℃未満の低い温度では、この固溶
化作用が十分でなく、Ｍ６Ｃ等の未溶解析出物の存在は
焼戻しの際の十分な析出硬化が期待出来ないと共に靭性
を低下させる原因ともなる。一方、１２５０℃を超える
温度ではＭｏ、　　Ｖ等の炭窒化物は十分固溶するもの
の、本発明のＮｉ含有鋼においては、鋼片の表面に酸化
物が増加し、最終的に圧延後の鋼板に表面疵を生じる。

又、加熱オーステナイト粒が粗大化し、その後の圧延に
おいてオーステナト粒が細粒化しにくく、靭性低下の原
因ともなる。従って、これらの問題を考慮して、鋼片の
加熱温度を１０００〜１２５０℃とした。

本発明での直接焼入方法は鋼板全体を同時に冷却する静
止型でもよく、又、鋼板が冷却設備に装入された部分か
ら逐次冷却される、いわゆる連続型でもよい。又、水量
密度も特に制限せず設備能力いっばいの冷却を行なって
もよい。これによりオンラインでの単位時間当りの処理
トン数を増大でき原価を低減できるメリットがある。こ
のような冷却方法を用いて、鋼板内の材質を工業規格製
品として許される範囲内に均一化するために圧延条件を
規制する。すなわち、１０００〜１２５０℃の温度に加
熱された鋼片を熱間圧延において仕上噛み込み温度７０
０〜８８０℃１噛み込み温度以下で累積圧下率４０％以
上、仕上温度６５０℃以上とする圧延を行う。

ここでこのように圧延条件を限定した理由について述べ
る。前述したように成分と冷却速度の組合せで直接焼入
後の組織が板厚中心部までマルテンサイト単相となる場
合は全厚が、綱板表層部がマルテンサイト相で板厚中心
部（１／２ｔ）から１／４を部がマルテンサイト＋下部
ベイナイト組織となる場合は表層部が、伸長細粒オース
テナイト粒から生成したマルテンサイト相であると、焼
もどした時に高靭性を示す。それは伸長細粒のオーステ
ナイトから生成したマルテンサイトの焼もどし組織の有
効結晶粒が細いからである。従って、このような圧延条
件を選ぶことによって板厚方向の強度と靭性を表層から
中心まで良好で均一にすることができる。

一方、オーステナイト粒の伸長細粒化は、変形帯の形成
をともない、転位密度が増加し、焼戻し時に微細な炭窒
化物が転位に優先的に析出するので効果的な析出強化を
得るのに有用である。

しかしながら、噛み込み温度が８８０℃を超えると再結
晶温度域となるため、伸長オーステナイト粒及び変形帯
の形成が不十分であり、その後の水冷・焼戻しによる析
出強化が十分得られない。

又、７００℃未満の低い温度では圧延時の変形抵抗が大
きくなり圧延が困難となる。このような理由から噛み込
み温度を７００〜８８０℃とした。

好ましくは７００〜８５０℃である。

第３図は焼戻し後の強度・靭性およびオーステナイト粒
度に及ぼす仕上噛み込み温度の影響について示したもの
であり、仕上噛み込み温度の低下によりオーステナイト
粒度が細粒化すると共に強度・靭性が著しく向上するこ
とがわかる。

噛み込み温度以下で、累積圧下率４０％以上とする理由
は、伸長オーステナイト粒の細粒化及び変形帯形成をさ
らに助長させるためのものである。

又、仕上温度を６５０℃以上と限定したのはこれより低
い温度では加工歪によりＡｒ＋点が上昇し、焼入性低下
の原因となるからである。

次に圧延後、水冷開始までの時間をトランスファータイ
ムを呼ぶことにすると、結晶組織がマルテンサイトとな
る場合は圧延後直ちに焼入れることもできるが、それ以
外の場合は加工歪の残存とこれによる変態点の上昇など
があって焼き入れ組織、焼入硬さなどが安定しない。そ
れ故トランスファータイムをとって水冷する方が好まし
い。しかしながら余り時間をかけると変態点以下に鋼板
の温度が低下するのでその時間は１５〜１５０秒がよい
。第４図は焼入硬さとトランスファータイムの関係の一
例であるが１５秒程経過すると硬度が安定化することが
わかる。

次にこの圧延完了後６１１点以上の温度から水冷を開始
し、１５０℃以下の温度で停止する焼入処理を行なう理
由は、十分なマルテンサイト組織を得るためのものであ
り、水冷停止温度が１５０℃を超えると本発明鋼の場合
、マルテンサイト変態が終了しない場合があり、未変態
オーステナイトがそのまま残留しかえって降伏強度を低
下させる。

第５図は強度及び靭性に及ぼす水冷停止温度の影響を示
したものであり、水冷停止温度の低下と共に降伏強さが
向上していることが分かる。

熱間圧延後、水冷された鋼は、その後Ａｃ＋点以下の温
度で焼戻し処理を行なう必要がある。Ａｃ＋点を超えた
温度では不安定オーステナイトの析出により靭性が劣化
する。従って、固溶化されたＭｏ。

Ｖ等の炭窒化物形成元素を十分に析出強化させ、強度お
よび靭性を得るため焼戻し温度をＡｃ、点以下と限定し
た。

このような製造工程で得られた鋼は低Ｃにもかかわらず
高強度、高靭性が得られ、かつに、、Ｃ，値が著しく改
善される。

（実施例及び発明の効果） 次に本発明の実施例について説明する。

第１表に示す組成を有する鋼を溶製して得た鋼片を第２
表に示す本発明法と比較法の各々の製造条件に基づいて
板厚４０〜１３０ｍｍの鋼板に製造した。これらについ
て母材の機械的性質と、さらに溶接熱影響部のＫＩｓｃ
ｃ値を調査した。溶接は入熱２５〜５０　ｋＪ／ｃｍで
ＴＩＧ　、潜弧等で溶接を行なった。これら第１表の化
学組成を有する鋼と第２表で示す製造条件とによって得
られた機械的性質および３．５％の人工海水中でのＡＳ
ＭＥ　Ｅ３９９に示される試験片を使った溶接熱影響部
のに、、ｃｃ試験結果を第３表に示す。

なお、第１表に示す化学組成の中で鋼Ｐ、　Ｑ。

Ｒは本発明により規定された化学組成範囲を逸脱した成
分例である。

上記の第３表に示す結果から明らかなように本発明に従
って得られた鋼板の機械的性質は比較法で得られた鋼板
に比べいずれも板厚方向の各位置とも高強度で靭性も高
く、かつ本発明の意図する耐応力腐食割れ性も優れてい
る。

【図面の簡単な説明】

第１図はＮｉ含有高強度鋼の溶接熱影響部Ｋ１５ｃｃ値
に及ぼすＣ量の影響について示す図、第２図は強度・靭
性に及ぼすＭｏの影響について示す図、第３図は焼戻し
後の強度・靭性に及ぼす仕上噛み込み温度の影響につい
て示す図、第４図は焼入れ後の硬さに及ぼすトランスフ
ァータイムの影響について示す図、第５図は焼もどし後
の強度に及ぼす水冷停止温度の影響について示す図であ
る。 第１図 Ｃ量　（％） 第３図 北上４１舒入Ｊｌ’！ｌ屋　（℃）第 ４図

Claims (7)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｃ；０．０２〜０．１０％、Ｓｉ；０．５０％以
   下、Ｍｎ；０．４〜１．５％、Ｎｉ：１．０〜７．５％
   、Ｍｏ；０．１〜１．５％、Ｃｒ；０．８０％以下、ｓ
   ｏｌ．Ａｌ；０．０１〜０．０８％を含有し、残部が鉄
   および不可避的不純物からなる鋼片を、１０００〜１２
   ５０℃の温度に加熱した後、熱間圧延において、仕上噛
   み込み温度７００〜８８０℃、噛み込み温度以下で累積
   圧下率４０％以上、仕上温度６５０℃以上で圧延し、圧
   延完了後、Ａｒ＿３点以上の温度から水冷を開始して１
   ５０℃以下の温度で停止する焼入処理を行ない、続いて
   Ａｃ＿１点以下の温度で焼戻し処理することを特徴とす
   る耐応力腐食割れ性の優れた高靭性高張力鋼の製造法。
2. （２）Ｃ；０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．５０％以
   下、Ｍｎ；０．４〜１．５％、Ｎｉ；１．０〜７．５％
   、Ｍｏ；０．〜１．５％、Ｃｒ；０．８０％以下、ｓｏ
   ｌ．Ａｌ；０．０１〜０．０８％を含有し、さらにＣｕ
   ；１．５％以下、Ｖ；０．１２％以下、Ｔｉ；０．０１
   ５％以下の１種または２種以上を含有し、残部が鉄およ
   び不可避的不純物からなる鋼片を、１０００〜１２５０
   ℃の温度に加熱した後、熱間圧延において、仕上噛み込
   み温度７００〜８８０℃、噛み込み温度以下で累積圧下
   率４０％以上、仕上温度６５０℃以上で圧延し、圧延完
   了後、Ａｒ＿３点以上の温度から水冷を開始して１５０
   ℃以下の温度で停止する焼入処理を行ない、続いてＡｃ
   ＿１点以下の温度で焼戻し処理することを特徴とする耐
   応力腐食割れ性の優れた高靭性高張力鋼の製造法。
3. （３）Ｃ；０．０２〜０．１０％、Ｓｉ；０．５０％以
   下、Ｍｎ；０．４〜１．５％、Ｎｉ；１．０〜７．５％
   、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｃｒ；０．８０％以下、ｓ
   ｏｌ．Ａｌ；０．０１〜０．０８％、Ｃａ；０．００５
   ０％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物から
   なる鋼片を、１０００〜１２５０℃の温度に加熱した後
   、熱間圧延において、仕上噛み込み温度７００〜８８０
   ℃、噛み込み温度以下で累積圧下率４０％以上、仕上温
   度６５０℃以上で圧延し、圧延完了後、Ａｒ＿３点以上
   の温度から水冷を開始して１５０℃以下の温度で停止す
   る焼入処理を行ない、続いてＡｃ＿１点以下の温度で焼
   戻し処理することを特徴とする耐応力腐食割れ性の優れ
   た高靭性高張力鋼の製造法。
4. （４）Ｃ；０．０２〜０．１０％、Ｓｉ；０．５０％以
   下、Ｍｎ；０．４〜１．５％、Ｎｉ；１．０〜７．５％
   、Ｍｏ；０．１〜１．５％、Ｃｒ；０．８０％以下、ｓ
   ｏｌ．Ａｌ；０．０１〜０．０８％を含有し、さらにＣ
   ｕ；１．５％以下、Ｖ；０．１２％以下、Ｔｉ；０．０
   １５％以下の１種または２種以上およびＣａ；０．００
   ５０％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物か
   らなる鋼片を、１０００〜１２５０℃の温度に加熱した
   後、熱間圧延において、仕上噛み込み温度７００〜８８
   ０℃、噛み込み温度以下で累積圧下率４０％以上、仕上
   げ温度６５０℃以上で圧延し、圧延完了後、Ａｒ＿３点
   以上の温度から水冷を開始して１５０℃以下の温度で停
   止する焼入処理を行ない、続いてＡｃ＿１点以下の温度
   で焼戻し処理することを特徴とする耐応力腐食割れ性の
   優れた高靭性高張力鋼の製造法。
5. （５）Ｎｉ含有量が１．０〜５．０％未満である特許請
   求の範囲第１項〜第４項の何れか１項に記載の耐応力腐
   食割れ性の優れた高靭性高張力鋼の製造法。
6. （６）Ｎｉ含有量が５．０〜７．５％である特許請求の
   範囲第１項〜第４項の何れか１項に記載の耐応力腐食割
   れ性の優れた高靭性高張力鋼の製造法。
7. （７）圧延完了後から水冷開始までの時間が、１５秒〜
   １５０秒である特許請求の範囲第１項〜第６項の何れか
   １項に記載の耐応力腐食割れ性の優れた高靭性高張力鋼
   の製造法。