JP3387371B2 - アレスト性と溶接性に優れた高張力鋼および製造方法 - Google Patents
アレスト性と溶接性に優れた高張力鋼および製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、９００ＭＰａ以上
の引張強さ（以下、「ＴＳ」と記す）を有するアレスト
性と溶接性に優れた高張力鋼に関するもので、天然ガス
や原油輸送用のラインパイプ、各種圧力容器等への使用
に好適な高張力鋼およびその製造方法に関する。
の引張強さ（以下、「ＴＳ」と記す）を有するアレスト
性と溶接性に優れた高張力鋼に関するもので、天然ガス
や原油輸送用のラインパイプ、各種圧力容器等への使用
に好適な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追求さ
れてきた。操業圧力を高めるには、従来からの強度グレ
ードのパイプの肉厚を増加させる方法が考えられるが、
肉厚増加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。この問題を避けるためにパイプの素材の強度を高
め肉厚の増大を制限する方法が一貫して指向されてお
り、その結果、米国石油協会（ＡＰＩ）において定めら
れたＸ８０グレード鋼が規格化され実用に供されてい
る。
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追求さ
れてきた。操業圧力を高めるには、従来からの強度グレ
ードのパイプの肉厚を増加させる方法が考えられるが、
肉厚増加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。この問題を避けるためにパイプの素材の強度を高
め肉厚の増大を制限する方法が一貫して指向されてお
り、その結果、米国石油協会（ＡＰＩ）において定めら
れたＸ８０グレード鋼が規格化され実用に供されてい
る。
【０００３】Ｘ８０よりも高強度のラインパイプ素材に
ついては規格はまだ制定されていないが、Ｘ８０グレー
ド鋼の製造技術を基にＸ１００グレード鋼程度までは製
造可能であることが明らかにされている。さらに、近年
ではＣｕの時効析出を利用したＸ１００グレード鋼を超
える高強度鋼およびその製造方法が提案されている（特
開平８−１０４９２２号公報、特開平８−２０９２８７
号公報、特開平８−２０９２８８号公報）。また同様の
Ｘ１００グレード鋼を超える高強度鋼およびその製造方
法として、Ｃｕの時効析出を利用する方法に加えてＭｎ
の含有率を高めた鋼およびその製造法も開示されている
（特開平８−２０９２９０号公報、特開平８−２０９２
９１号公報等）。
ついては規格はまだ制定されていないが、Ｘ８０グレー
ド鋼の製造技術を基にＸ１００グレード鋼程度までは製
造可能であることが明らかにされている。さらに、近年
ではＣｕの時効析出を利用したＸ１００グレード鋼を超
える高強度鋼およびその製造方法が提案されている（特
開平８−１０４９２２号公報、特開平８−２０９２８７
号公報、特開平８−２０９２８８号公報）。また同様の
Ｘ１００グレード鋼を超える高強度鋼およびその製造方
法として、Ｃｕの時効析出を利用する方法に加えてＭｎ
の含有率を高めた鋼およびその製造法も開示されている
（特開平８−２０９２９０号公報、特開平８−２０９２
９１号公報等）。
【０００４】しかしながら、前者のＣｕの析出強化を利
用する方法では母材の高強度と優れた現地溶接性はとも
に得られるものの、マトリックス中に分散したＣｕ析出
物の存在により優れたアレスト性を兼ね備えることが困
難である。また、後者の高Ｍｎ鋼では、低コストのＭｎ
の利用により、ＮｉやＭｏといった高価な合金元素を削
減できるメリットがあるが、Ｎｉを下げると必要とされ
るアレスト性が確保できない。
用する方法では母材の高強度と優れた現地溶接性はとも
に得られるものの、マトリックス中に分散したＣｕ析出
物の存在により優れたアレスト性を兼ね備えることが困
難である。また、後者の高Ｍｎ鋼では、低コストのＭｎ
の利用により、ＮｉやＭｏといった高価な合金元素を削
減できるメリットがあるが、Ｎｉを下げると必要とされ
るアレスト性が確保できない。
【０００５】ここに、アレスト性とは、施工時に溶接部
等に不可避的に発生する欠陥部から脆性破壊が万一発生
しても、パイプ本体においてその亀裂の進展を抑止しう
る性能をいう。そこで、アレスト性のことを脆性亀裂伝
播停止特性という場合もある。この特性と対をなす特
性、すなわち欠陥部から脆性破壊が発生しにくい性質を
脆性亀裂発生阻止特性という。この２つの特性は、全く
独立の無関係な性質ではなく、例えば析出物が整合析出
して硬化する場合には両方の性質はともに劣化する。し
かし、別の因子、たとえば組織の微細化は脆性亀裂発生
阻止特性を改善する効果は大きいが、脆性亀裂伝播停止
特性には改善効果はあるがその程度はそれほど大きくな
いといった差異がある。この２つの性質を論じる場合、
衝撃試験方法によっては、両方の性質を含んだ結果をだ
す方法があることに注意する必要がある。シャルピー衝
撃試験は両方の性質を含んだ結果をもたらすが、脆性亀
裂発生阻止特性の性質をより多く含むといわれている。
アレスト性のみの結果を出すには、後記する実施例で説
明するＤＷＴＴや２重引張試験等の、亀裂の発生部と亀
裂を停止させる部分とがある程度離れた比較的大型の試
験片を用いる必要がある。歴史的にはそのような区別を
せずにシャルピー試験等によって得られた性質をもって
「靭性」と呼んでいた。現在でも、通常は、脆性亀裂伝
播停止特性および脆性亀裂発生阻止特性を含めて靭性と
呼ぶ。本明細書においても、とくにことわらないかぎり
靭性というとき両方をさす。
等に不可避的に発生する欠陥部から脆性破壊が万一発生
しても、パイプ本体においてその亀裂の進展を抑止しう
る性能をいう。そこで、アレスト性のことを脆性亀裂伝
播停止特性という場合もある。この特性と対をなす特
性、すなわち欠陥部から脆性破壊が発生しにくい性質を
脆性亀裂発生阻止特性という。この２つの特性は、全く
独立の無関係な性質ではなく、例えば析出物が整合析出
して硬化する場合には両方の性質はともに劣化する。し
かし、別の因子、たとえば組織の微細化は脆性亀裂発生
阻止特性を改善する効果は大きいが、脆性亀裂伝播停止
特性には改善効果はあるがその程度はそれほど大きくな
いといった差異がある。この２つの性質を論じる場合、
衝撃試験方法によっては、両方の性質を含んだ結果をだ
す方法があることに注意する必要がある。シャルピー衝
撃試験は両方の性質を含んだ結果をもたらすが、脆性亀
裂発生阻止特性の性質をより多く含むといわれている。
アレスト性のみの結果を出すには、後記する実施例で説
明するＤＷＴＴや２重引張試験等の、亀裂の発生部と亀
裂を停止させる部分とがある程度離れた比較的大型の試
験片を用いる必要がある。歴史的にはそのような区別を
せずにシャルピー試験等によって得られた性質をもって
「靭性」と呼んでいた。現在でも、通常は、脆性亀裂伝
播停止特性および脆性亀裂発生阻止特性を含めて靭性と
呼ぶ。本明細書においても、とくにことわらないかぎり
靭性というとき両方をさす。
【０００６】
【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ＴＳを満足するアレスト性と溶接性に優
れた高張力鋼を提供することにある。具体的には下記の
性質をすべ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。
０ＭＰａ以上のＴＳを満足するアレスト性と溶接性に優
れた高張力鋼を提供することにある。具体的には下記の
性質をすべ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。
【０００７】
母材強度 ： ＴＳ ≧ ９００ＭＰａ
母材靭性 ：vＥ-40 ≧ ２００Ｊ
アレスト性 ：ＤＷＴＴでの８５％延性破面遷移温度
(FATT)≦ -４０℃ 溶接継手部強度： ＴＳ ≧ ９００ＭＰａ 溶接継手部靭性：vＥ-20 ≧ １００Ｊ 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
(FATT)≦ -４０℃ 溶接継手部強度： ＴＳ ≧ ９００ＭＰａ 溶接継手部靭性：vＥ-20 ≧ １００Ｊ 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
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは母材のＴＳ
が９００ＭＰａ以上で、アレスト性に優れ、かつ比較的
大きな入熱の溶接（３〜１０ｋＪ／ｍｍ）を実施しても
溶接部靭性が優れた高張力鋼を得るべく、種々の組成、
組織を有する鋼材について鋭意検討を行い下記の事項を
確認することができた。
が９００ＭＰａ以上で、アレスト性に優れ、かつ比較的
大きな入熱の溶接（３〜１０ｋＪ／ｍｍ）を実施しても
溶接部靭性が優れた高張力鋼を得るべく、種々の組成、
組織を有する鋼材について鋭意検討を行い下記の事項を
確認することができた。
【０００９】（ａ）Ｃｕの析出硬化を利用する場合で
も、Ｍｎの含有率を抑制し、Ｎｉの含有率を適正範囲に
することにより靱性を確保し溶接性に優れた所望の鋼板
が得られる。とくに、Ｎｉ含有率を適正にすることによ
り優れたアレスト性を高強度鋼で得ることが可能であ
る。
も、Ｍｎの含有率を抑制し、Ｎｉの含有率を適正範囲に
することにより靱性を確保し溶接性に優れた所望の鋼板
が得られる。とくに、Ｎｉ含有率を適正にすることによ
り優れたアレスト性を高強度鋼で得ることが可能であ
る。
【００１０】（ｂ）旧オーステナイト粒のアスペクト比
が３以上とすると同じ変態温度で生成した下部ベイナイ
トであっても変態の発生サイトが高密度となり組織が微
細化される。微細化される組織は下部ベイナイトのラス
長さだけでなくラスの厚さ、セメンタイト等にまで及
ぶ。この結果、マトリックスが靭化され靭性、とくにア
レスト性が向上する。
が３以上とすると同じ変態温度で生成した下部ベイナイ
トであっても変態の発生サイトが高密度となり組織が微
細化される。微細化される組織は下部ベイナイトのラス
長さだけでなくラスの厚さ、セメンタイト等にまで及
ぶ。この結果、マトリックスが靭化され靭性、とくにア
レスト性が向上する。
【００１１】本発明は上記の事項を基に基礎検討および
製造現場での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。
製造現場での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。
【００１２】（１）重量比にて、Ｃ：０．０２〜０．１
％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ｎ
ｉ：０．２〜１．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０３％、sol Ａｌ：０．１％以
下、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｂ：０．０００５
〜０．００２５％、Ｃｕ：０〜０．６％、Ｃｒ：０〜
０．８％、Ｍｏ：０〜０．６％、Ｖ：０〜０．１％およ
びＣａ：０〜０．００６％を含み、不可避的不純物元素
のうちＰ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下
で、下記の式で定義される炭素当量（Ｃｅｑ）およびＶ
ｓが各々０．４２〜０．５８％、０．２８〜０．４２％
の範囲にある化学組成を備え、金属組織が、下部ベイナ
イトとマルテンサイトの混合組織の比率が組織全体の９
０％以上、該混合組織中での下部ベイナイトの比率が１
０％以下であり、かつ旧オーステナイト粒のアスペクト
比が３以上であるアレスト性と溶接性に優れた高張力鋼
（〔発明１〕とする）。
％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ｎ
ｉ：０．２〜１．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０３％、sol Ａｌ：０．１％以
下、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｂ：０．０００５
〜０．００２５％、Ｃｕ：０〜０．６％、Ｃｒ：０〜
０．８％、Ｍｏ：０〜０．６％、Ｖ：０〜０．１％およ
びＣａ：０〜０．００６％を含み、不可避的不純物元素
のうちＰ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下
で、下記の式で定義される炭素当量（Ｃｅｑ）およびＶ
ｓが各々０．４２〜０．５８％、０．２８〜０．４２％
の範囲にある化学組成を備え、金属組織が、下部ベイナ
イトとマルテンサイトの混合組織の比率が組織全体の９
０％以上、該混合組織中での下部ベイナイトの比率が１
０％以下であり、かつ旧オーステナイト粒のアスペクト
比が３以上であるアレスト性と溶接性に優れた高張力鋼
（〔発明１〕とする）。
【００１３】
Ceq(%)=C+(Mn/6)+{(Cu+Ni)/15}+{(Cr+Mo+V)/5}
Vs(%)=C+(Mn/5)+5P-(Ni/10)-(Mo/15)+(Cu/10)
ここで、元素記号はいずれもその元素の含有率の重量％
を表示する。 （２）重量比にて、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ：
０．６％以下、Ｍｎ：０．２％以上１．７％未満、Ｎ
ｉ：０．２〜１．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０３％、sol Ａｌ：０．１％以
下、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｂ：０．０００５
〜０．００２５％、Ｃｕ：０〜０．６％、Ｃｒ：０〜
０．８％、Ｍｏ：０〜０．６％、Ｖ：０〜０．１％およ
びＣａ：０〜０．００６％を含み、不可避的不純物元素
のうちＰ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下
で、下記の式で定義される炭素当量（Ｃｅｑ）およびＶ
ｓが各々０．４２〜０．５８％、０．２８〜０．４２％
の範囲にある化学組成を備え、金属組織が、下部ベイナ
イトとマルテンサイトの混合組織の比率が組織全体の９
０％以上、該混合組織中での下部ベイナイトの比率が１
０％以下であり、かつ旧オーステナイト粒のアスペクト
比が３以上であるアレスト性と溶接性に優れた高張力鋼
（〔発明２〕とする）。
を表示する。 （２）重量比にて、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ：
０．６％以下、Ｍｎ：０．２％以上１．７％未満、Ｎ
ｉ：０．２〜１．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０３％、sol Ａｌ：０．１％以
下、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｂ：０．０００５
〜０．００２５％、Ｃｕ：０〜０．６％、Ｃｒ：０〜
０．８％、Ｍｏ：０〜０．６％、Ｖ：０〜０．１％およ
びＣａ：０〜０．００６％を含み、不可避的不純物元素
のうちＰ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下
で、下記の式で定義される炭素当量（Ｃｅｑ）およびＶ
ｓが各々０．４２〜０．５８％、０．２８〜０．４２％
の範囲にある化学組成を備え、金属組織が、下部ベイナ
イトとマルテンサイトの混合組織の比率が組織全体の９
０％以上、該混合組織中での下部ベイナイトの比率が１
０％以下であり、かつ旧オーステナイト粒のアスペクト
比が３以上であるアレスト性と溶接性に優れた高張力鋼
（〔発明２〕とする）。
【００１４】
Ceq(%)=C+(Mn/6)+{(Cu+Ni)/15}+{(Cr+Mo+V)/5}
Vs(%)=C+(Mn/5)+5P-(Ni/10)-(Mo/15)+(Cu/10)
ここで、元素記号はいずれもその元素の含有率の重量％
を表示する。 （３）金属組織が下記のまたはのいずれか一方また
は両方を満たす〔発明１〕または〔発明２〕に記載する
高張力鋼（〔発明３〕とする）。
を表示する。 （３）金属組織が下記のまたはのいずれか一方また
は両方を満たす〔発明１〕または〔発明２〕に記載する
高張力鋼（〔発明３〕とする）。
【００１５】下部ベイナイトとマルテンサイトの混合
組織のラスの平均厚さが１μｍ以下であり、マルテンサ
イトおよび下部ベイナイトのラス組織の長手成長方向の
平均長さが２０μｍ以下である。
組織のラスの平均厚さが１μｍ以下であり、マルテンサ
イトおよび下部ベイナイトのラス組織の長手成長方向の
平均長さが２０μｍ以下である。
【００１６】下部ベイナイトのラスの内部に析出する
セメンタイト粒子の長径が０．５μｍ以下である。
セメンタイト粒子の長径が０．５μｍ以下である。
【００１７】（４）〔発明１〕または〔発明２〕に記載
する化学組成を有する鋳片を、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℃／秒の冷却速度をもって冷
却し、必要に応じてＡc1点未満で焼戻すことを特徴とす
るアレスト性と溶接部特性に優れた高張力鋼の製造方法
（〔発明４〕とする）。
する化学組成を有する鋳片を、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℃／秒の冷却速度をもって冷
却し、必要に応じてＡc1点未満で焼戻すことを特徴とす
るアレスト性と溶接部特性に優れた高張力鋼の製造方法
（〔発明４〕とする）。
【００１８】（５）〔発明１〕または〔発明２〕に記載
する化学組成を備えた鋼板を加工し溶接し鋼管を製造
し、その鋼管をＡc3点〜９８０℃の温度範囲に加熱して
焼入処理し、必要に応じてＡc1点未満の温度で焼戻処理
をするアレスト性と溶接部特性に優れた高強度鋼管の製
造方法（〔発明５〕とする）。
する化学組成を備えた鋼板を加工し溶接し鋼管を製造
し、その鋼管をＡc3点〜９８０℃の温度範囲に加熱して
焼入処理し、必要に応じてＡc1点未満の温度で焼戻処理
をするアレスト性と溶接部特性に優れた高強度鋼管の製
造方法（〔発明５〕とする）。
【００１９】上記の各発明において、金属組織中にオー
ステナイトが残留する場合はＸ線回折によりその比率を
求める。その他の上部ベイナイト、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。この比率は１０〜３０視
野で平均化した比率をさす。
ステナイトが残留する場合はＸ線回折によりその比率を
求める。その他の上部ベイナイト、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。この比率は１０〜３０視
野で平均化した比率をさす。
【００２０】下部ベイナイトとマルテンサイトのラスの
長手方向の長さは平均長さであり、光学顕微鏡の視野
内、または上記抽出レプリカの電子顕微鏡視野内等で測
定することができる。写真撮影を行い写真上で測定する
ことができることは言うまでもない。ラスの平均厚さは
薄膜を透過電子顕微鏡観察して測定する。その他の方法
でも不可能ではないが、誤差が大きくなる。下部ベイナ
イト内に析出するセメンタイトの長径は、上記薄膜の透
過電子顕微鏡観察かまたは抽出レプリカの観察によって
も測定できる。いずれも１０〜３０視野を測定し平均化
する。
長手方向の長さは平均長さであり、光学顕微鏡の視野
内、または上記抽出レプリカの電子顕微鏡視野内等で測
定することができる。写真撮影を行い写真上で測定する
ことができることは言うまでもない。ラスの平均厚さは
薄膜を透過電子顕微鏡観察して測定する。その他の方法
でも不可能ではないが、誤差が大きくなる。下部ベイナ
イト内に析出するセメンタイトの長径は、上記薄膜の透
過電子顕微鏡観察かまたは抽出レプリカの観察によって
も測定できる。いずれも１０〜３０視野を測定し平均化
する。
【００２１】「未再結晶温度域」は、圧延等の加工によ
り導入された高密度の転位が界面の移動を伴いながら急
激に消失する温度域をさし、本発明が対象とするＮｂを
含む鋼の場合、９７５℃以下Ａr3点以上の温度域をさ
す。「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）／９
７５℃での肉厚、をいう。「温度」および「冷却速度」
はすべて肉厚中心部での値とする。
り導入された高密度の転位が界面の移動を伴いながら急
激に消失する温度域をさし、本発明が対象とするＮｂを
含む鋼の場合、９７５℃以下Ａr3点以上の温度域をさ
す。「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）／９
７５℃での肉厚、をいう。「温度」および「冷却速度」
はすべて肉厚中心部での値とする。
【００２２】
【発明の実施の形態】以下、本発明を上記のように限定
した理由について詳しく説明する。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。
した理由について詳しく説明する。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。
【００２３】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％を超えると鋼のアレスト性や靱性を劣化
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％と制限する必要がある。
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％を超えると鋼のアレスト性や靱性を劣化
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％と制限する必要がある。
【００２４】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（以下、「ＨＡＺ」と記す）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の下限は０でも良いが、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Ｓｉ含有率、例えば０．０１％程
度が下限として望ましい。
溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」と記す）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の下限は０でも良いが、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Ｓｉ含有率、例えば０．０１％程
度が下限として望ましい。
【００２５】Ｍｎ：０．２〜２．５％
Ｍｎは強度上昇に有効な元素であり、そのためには、
０．２％以上が必要である。しかし、２．５％を超える
と母材のアレスト性および溶接部の靱性が劣化するの
で、ＴＳを９００ＭＰａ以上とする本発明の場合には、
Ｍｎを２．５％以下に制限することが必要である。ま
た、Ｍｎを過剰に含むと鋳造時の中心偏析を助長するの
で、ＴＳが９００ＭＰａ以上の高強度鋼を製造するにあ
たっては避けなければならない。中心偏析を避けさらに
一層アレスト性と靱性を向上させるためにはＭｎを１．
７％未満とすることが望ましい。〔発明２〕の鋼は、小
さな偶然から脆性亀裂が発生しても脆性亀裂の進展がき
わめて起きにくい一層アレスト性を向上させるためにＭ
ｎの上限を低下させたＭｎ０．２％以上１．７％未満を
含む高張力鋼である。
０．２％以上が必要である。しかし、２．５％を超える
と母材のアレスト性および溶接部の靱性が劣化するの
で、ＴＳを９００ＭＰａ以上とする本発明の場合には、
Ｍｎを２．５％以下に制限することが必要である。ま
た、Ｍｎを過剰に含むと鋳造時の中心偏析を助長するの
で、ＴＳが９００ＭＰａ以上の高強度鋼を製造するにあ
たっては避けなければならない。中心偏析を避けさらに
一層アレスト性と靱性を向上させるためにはＭｎを１．
７％未満とすることが望ましい。〔発明２〕の鋼は、小
さな偶然から脆性亀裂が発生しても脆性亀裂の進展がき
わめて起きにくい一層アレスト性を向上させるためにＭ
ｎの上限を低下させたＭｎ０．２％以上１．７％未満を
含む高張力鋼である。
【００２６】Ｎｉ：０．２〜１．２％
Ｎｉは強度上昇に有効であるとともに、靱性およびアレ
スト性を改善する効果を有する。このためにＮｉは０．
２％以上が必要である。しかし、１．２％を超えてもコ
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
れないため上限を１．２％とする。
スト性を改善する効果を有する。このためにＮｉは０．
２％以上が必要である。しかし、１．２％を超えてもコ
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
れないため上限を１．２％とする。
【００２７】Ｎｂ：０．０１〜０．１％
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、またそのために、０．０１％以上
とする。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させるため、上限
を０．１％とする。
に有効な元素であり、またそのために、０．０１％以上
とする。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させるため、上限
を０．１％とする。
【００２８】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のＴｉが有効で
ある。０．００５％以上でこのような効果を得ることが
できる。しかしながら０．０３％を超えると、ＴｉＮ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。
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のＴｉが有効で
ある。０．００５％以上でこのような効果を得ることが
できる。しかしながら０．０３％を超えると、ＴｉＮ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。
【００２９】sol Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは通常、脱酸材として鋼に添加される。また組織の
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。過剰なＡｌは介在物の粗大化を招き鋼の清
浄度を害するため、sol Ａｌの上限は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。
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。過剰なＡｌは介在物の粗大化を招き鋼の清
浄度を害するため、sol Ａｌの上限は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。
【００３０】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、過剰なＮ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。
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、過剰なＮ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。
【００３１】Ｂ：０．０００５〜０．００２５％
強度確保のためには、０．０００５％以上が必要であ
る。しかしながら０．００２５％を超えると靭性が劣化
するため、上限を０．００２５％とする。
る。しかしながら０．００２５％を超えると靭性が劣化
するため、上限を０．００２５％とする。
【００３２】Ｃｕ：０〜０．６％
Ｃｕは無添加でもよい。しかし、Ｃｕは強度上昇に有効
なので高めの強度とする場合には添加する。０．６％を
超えると靭性を劣化させるので、添加する場合には上限
を０．６％とする。強度を十分確保するためには０．２
％以上とすることが望ましい。
なので高めの強度とする場合には添加する。０．６％を
超えると靭性を劣化させるので、添加する場合には上限
を０．６％とする。強度を十分確保するためには０．２
％以上とすることが望ましい。
【００３３】Ｃｒ：０〜０．８％
Ｃｒは無添加でもよい。強度確保のために添加する場合
は、０．３％未満では効果が明確に現れないので、０．
３％以上とすることが望ましい。一方、０．８％を超え
ると靭性が劣化するので、上限を０．８％とする。
は、０．３％未満では効果が明確に現れないので、０．
３％以上とすることが望ましい。一方、０．８％を超え
ると靭性が劣化するので、上限を０．８％とする。
【００３４】Ｍｏ：０〜０．６％
Ｍｏは無添加でもよい。強度確保のために添加する場合
は、０．１％未満では効果が小さいので０．１％以上と
することが望ましい。一方、０．６％を超えると靭性が
劣化するので、上限を０．６％とする。
は、０．１％未満では効果が小さいので０．１％以上と
することが望ましい。一方、０．６％を超えると靭性が
劣化するので、上限を０．６％とする。
【００３５】Ｖ：０〜０．１％
Ｖは無添加でもよい。しかし強度確保のために添加する
場合は、０．０１％未満では効果が現れないので０．０
１％以上とすることが望ましい。一方、０．１％を超え
ると靭性が劣化するので、上限を０．１％とする。
場合は、０．０１％未満では効果が現れないので０．０
１％以上とすることが望ましい。一方、０．１％を超え
ると靭性が劣化するので、上限を０．１％とする。
【００３６】Ｃａ：０〜０．００６％
Ｃａは無添加でもよい。ＣａはＭｎＳの形態を制御し鋼
の圧延方向に直角な方向の靱性を向上させるので、その
効果を得る場合には添加する。含有率が０．００１％未
満ではその効果が少ないので含ませる場合は０．００１
％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
るので上限は０．００６％とする。
の圧延方向に直角な方向の靱性を向上させるので、その
効果を得る場合には添加する。含有率が０．００１％未
満ではその効果が少ないので含ませる場合は０．００１
％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
るので上限は０．００６％とする。
【００３７】不可避的不純物元素 Ｐ：０．０１５％、
Ｓ：０．００３％以下 不可避的不純物元素は低くすることが望ましい。不可避
的不純物元素のうちＰやＳの含有率は鋼の靱性に著しい
影響を及ぼすため、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、Ｓを
０．００３％以下とする必要がある。
Ｓ：０．００３％以下 不可避的不純物元素は低くすることが望ましい。不可避
的不純物元素のうちＰやＳの含有率は鋼の靱性に著しい
影響を及ぼすため、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、Ｓを
０．００３％以下とする必要がある。
【００３８】Ｃｅｑ：０．４２〜０．５８％
個々の合金元素の制限に加えて本発明ではさらにＣｅｑ
（炭素当量）を制限する。炭素当量の制限により母材の
みならずＨＡＺ部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で靱性の劣化を伴うことな
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。炭素当量が下限値以下の場合には焼入性の不
足から母材の引張強さを９００ＭＰａ以上に維持するこ
とが困難となる。また、炭素当量が上限値を超える場合
には、焼入性の過剰な上昇からＨＡＺ靱性および鋼板表
面での靱性が劣化する。
（炭素当量）を制限する。炭素当量の制限により母材の
みならずＨＡＺ部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で靱性の劣化を伴うことな
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。炭素当量が下限値以下の場合には焼入性の不
足から母材の引張強さを９００ＭＰａ以上に維持するこ
とが困難となる。また、炭素当量が上限値を超える場合
には、焼入性の過剰な上昇からＨＡＺ靱性および鋼板表
面での靱性が劣化する。
【００３９】Ｖｓ：０．２８〜０．４２％
Ｖｓは連続鋳造鋳片の中心偏析を軽減するために個々の
合金元素の制限に付加するものである。Ｖｓ値が０．４
２％を超えると、中心偏析が強く生じ、ＴＳ９００ＭＰ
ａ以上の高強度鋼の場合、中心部の靭性の劣化が生じ
る。一方、０．２８％未満では、中心偏析は生じないも
ののＴＳ９００ＭＰａ以上を確保できないので下限は
０．２８％とする。
合金元素の制限に付加するものである。Ｖｓ値が０．４
２％を超えると、中心偏析が強く生じ、ＴＳ９００ＭＰ
ａ以上の高強度鋼の場合、中心部の靭性の劣化が生じ
る。一方、０．２８％未満では、中心偏析は生じないも
ののＴＳ９００ＭＰａ以上を確保できないので下限は
０．２８％とする。
【００４０】２．金属組織
つぎに金属組織について説明する。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
の混合組織とすることが必要であり、両組織をあわせて
９０％以上の比率とする。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セメンタイト
が析出した組織をいう。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オーステナイト粒を
分断する「壁」を形成し、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）のサイズ拡
大を抑制するためである。下部ベイナイトはマルテンサ
イトよりも強度が低いため、下部ベイナイトの比率が高
くなりすぎると鋼全体の強度が低下する。したがって、
ＴＳが９００ＭＰａ以上を満足するためには下部ベイナ
イトの比率はマルテンサイトと下部ベイナイトの総計の
１０％以下でなくてはならない。
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
の混合組織とすることが必要であり、両組織をあわせて
９０％以上の比率とする。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セメンタイト
が析出した組織をいう。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オーステナイト粒を
分断する「壁」を形成し、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）のサイズ拡
大を抑制するためである。下部ベイナイトはマルテンサ
イトよりも強度が低いため、下部ベイナイトの比率が高
くなりすぎると鋼全体の強度が低下する。したがって、
ＴＳが９００ＭＰａ以上を満足するためには下部ベイナ
イトの比率はマルテンサイトと下部ベイナイトの総計の
１０％以下でなくてはならない。
【００４１】さらに、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
イナイトの生成位置を分散させることが重要である。こ
のためにはオーステナイトを十分加工した後未再結晶状
態から変態させる必要がある。加工後未再結晶状態のオ
ーステナイトは下部ベイナイトの核生成サイトを高密度
で含み、未再結晶状態のオーステナイト粒界および粒内
の多くの核生成サイトから下部ベイナイトを生成させる
ことができる。こうした効果を発現させるために必要な
未再結晶状態のオーステナイト粒の扁平度はアスペクト
比にして３以上が必要である。ここで、未再結晶状態の
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直径（長径）を板厚方向の直径
（短径）で除した値をさす。
の混合組織で靱性をより一層改善するためには、下部ベ
イナイトの生成位置を分散させることが重要である。こ
のためにはオーステナイトを十分加工した後未再結晶状
態から変態させる必要がある。加工後未再結晶状態のオ
ーステナイトは下部ベイナイトの核生成サイトを高密度
で含み、未再結晶状態のオーステナイト粒界および粒内
の多くの核生成サイトから下部ベイナイトを生成させる
ことができる。こうした効果を発現させるために必要な
未再結晶状態のオーステナイト粒の扁平度はアスペクト
比にして３以上が必要である。ここで、未再結晶状態の
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直径（長径）を板厚方向の直径
（短径）で除した値をさす。
【００４２】高強度と高アレスト性を満足するためには
金属組織として以下の２つの特徴のうちのいずれか一方
または両方を満たす必要がある。
金属組織として以下の２つの特徴のうちのいずれか一方
または両方を満たす必要がある。
【００４３】[１]ラス状組織からなる下部ベイナイトと
マルテンサイトの混合組織のラスの平均厚さが１μｍ以
下とする。ベイナイトのラス厚さは変態温度によって変
化し、高温で生成したものほど厚さが大きい。変態温度
の高いベイナイトは高靱性を得ることができず、ラスの
平均厚さが１μｍを超える場合には本発明で目標とする
靱性が得られない。下限はとくに限定しないが、本発明
の対象とする鋼のＣ含有率の場合には０．３μｍ程度と
することが望ましく、かつそれより薄くすることは難し
い。
マルテンサイトの混合組織のラスの平均厚さが１μｍ以
下とする。ベイナイトのラス厚さは変態温度によって変
化し、高温で生成したものほど厚さが大きい。変態温度
の高いベイナイトは高靱性を得ることができず、ラスの
平均厚さが１μｍを超える場合には本発明で目標とする
靱性が得られない。下限はとくに限定しないが、本発明
の対象とする鋼のＣ含有率の場合には０．３μｍ程度と
することが望ましく、かつそれより薄くすることは難し
い。
【００４４】同じ方位を有するマルテンサイト、ベイナ
イト混合組織の集合単位（パケットと呼ぶ）が小さくな
ければならない。脆性破壊の亀裂長さはこのパケット径
に対応すると考えられるので、亀裂長さを短くするため
にはパケット径を小さくすることが必要である。パケッ
トの大きさに最も強い影響を及ぼすのはマルテンサイ
ト、ベイナイトのラス組織の長手成長方向の長さであ
る。この長さが２０μｍを超える場合には優れた靱性を
得ることができず靱性改善には平均ラス長さを２０μｍ
以下とする必要がある。下限は小さいほど好ましく、と
くに限定しないが、通常、１０μｍ程度が実現できる限
度である。
イト混合組織の集合単位（パケットと呼ぶ）が小さくな
ければならない。脆性破壊の亀裂長さはこのパケット径
に対応すると考えられるので、亀裂長さを短くするため
にはパケット径を小さくすることが必要である。パケッ
トの大きさに最も強い影響を及ぼすのはマルテンサイ
ト、ベイナイトのラス組織の長手成長方向の長さであ
る。この長さが２０μｍを超える場合には優れた靱性を
得ることができず靱性改善には平均ラス長さを２０μｍ
以下とする必要がある。下限は小さいほど好ましく、と
くに限定しないが、通常、１０μｍ程度が実現できる限
度である。
【００４５】[２]下部ベイナイト組織にはセメンタイト
がラス内に析出するが、この時セメンタイト粒子の長径
を０．５μｍ以下とする。セメンタイトがラス内に析出
する下部ベイナイトでも、再結晶オーステナイトから比
較的緩やかに冷却された時に生成する下部ベイナイトの
場合にはセメンタイト粒子が粗く十分なアレスト性は得
られない。未再結晶オーステナイトから生成した下部ベ
イナイトの場合にはオーステナイト中の転位密度が下部
ベイナイトにも受け継がれるために下部ベイナイト中の
セメンタイト析出サイトが増加しセメンタイトが微細に
析出する。本発明で目標とするアレスト性を得るために
はセメンタイトの長径は０．５μｍ以下とする必要があ
る。
がラス内に析出するが、この時セメンタイト粒子の長径
を０．５μｍ以下とする。セメンタイトがラス内に析出
する下部ベイナイトでも、再結晶オーステナイトから比
較的緩やかに冷却された時に生成する下部ベイナイトの
場合にはセメンタイト粒子が粗く十分なアレスト性は得
られない。未再結晶オーステナイトから生成した下部ベ
イナイトの場合にはオーステナイト中の転位密度が下部
ベイナイトにも受け継がれるために下部ベイナイト中の
セメンタイト析出サイトが増加しセメンタイトが微細に
析出する。本発明で目標とするアレスト性を得るために
はセメンタイトの長径は０．５μｍ以下とする必要があ
る。
【００４６】３．製造方法
次に、〔発明４〕の圧延および熱処理等の製造方法につ
いて説明する。
いて説明する。
【００４７】本発明の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、すなわち
未再結晶状態の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。
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、すなわち
未再結晶状態の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。
【００４８】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Ｎｂを固溶させるために９００℃以上
とする。オーステナイト粒内から下部ベイナイトを核生
成させ、かつ下部ベイナ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（９７５℃以下Ａr3以上）で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での、未再結晶温度域での
圧下率は９０％以下が望ましい。
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Ｎｂを固溶させるために９００℃以上
とする。オーステナイト粒内から下部ベイナイトを核生
成させ、かつ下部ベイナ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（９７５℃以下Ａr3以上）で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での、未再結晶温度域での
圧下率は９０％以下が望ましい。
【００４９】Ａr3点未満を緩冷却されるとき生成する上
部ベイナイトの生成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。圧延後
の冷却速度の限定は、下部ベイナイトとマルテンサイト
の混合組織をバランス良く得て最終的に微細な組織を得
るために必要であり、１０〜４５℃／秒の範囲とする。
冷却速度が１０℃／秒未満の場合は上部ベイナイトが１
０％を超えて生成するか、または下部ベイナイトの混合
組織のなかでの比率が１０％を超え、かつ５００℃以下
での変態生成物が６０体積％未満となる。この結果、本
発明の対象とする高張力鋼が備えるべき強度と靱性、か
つアレスト性が確保されない。一方４５℃／秒を超える
と下部ベイナイト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。
部ベイナイトの生成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。圧延後
の冷却速度の限定は、下部ベイナイトとマルテンサイト
の混合組織をバランス良く得て最終的に微細な組織を得
るために必要であり、１０〜４５℃／秒の範囲とする。
冷却速度が１０℃／秒未満の場合は上部ベイナイトが１
０％を超えて生成するか、または下部ベイナイトの混合
組織のなかでの比率が１０％を超え、かつ５００℃以下
での変態生成物が６０体積％未満となる。この結果、本
発明の対象とする高張力鋼が備えるべき強度と靱性、か
つアレスト性が確保されない。一方４５℃／秒を超える
と下部ベイナイト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。
【００５０】冷却を室温まで行わずに、３００〜４５０
℃で停止してその後は徐冷することが、焼戻し効果によ
る靭性向上および水素性欠陥防止の観点から望ましい。
途中停止温度は３００〜４５０℃の温度域が限度でそれ
より高温での冷却停止は焼入れ不足に直結するので、よ
り一層焼戻し効果を得る場合には、Ａc1点未満で焼戻し
を行う。
℃で停止してその後は徐冷することが、焼戻し効果によ
る靭性向上および水素性欠陥防止の観点から望ましい。
途中停止温度は３００〜４５０℃の温度域が限度でそれ
より高温での冷却停止は焼入れ不足に直結するので、よ
り一層焼戻し効果を得る場合には、Ａc1点未満で焼戻し
を行う。
【００５１】〔発明５〕は上記の〔発明１〕または〔発
明２〕の化学組成を有する鋼を上記の〔発明４〕等の製
造方法を用いて鋼板を製造し、その鋼板を加工、例えば
Ｕ字形に、次いでＯ字形に加工し通常の方法で溶接し拡
管する方法により鋼管を製造し、焼入れし、必要に応じ
て焼戻す方法である。上記ＵＯプレス、溶接および拡管
は通常の製管工場に備えられる装置を用いることにより
実施できる。また、上記の溶接は市販の溶接材料を用い
てサブマージアーク溶接法等により行うことができる。
明２〕の化学組成を有する鋼を上記の〔発明４〕等の製
造方法を用いて鋼板を製造し、その鋼板を加工、例えば
Ｕ字形に、次いでＯ字形に加工し通常の方法で溶接し拡
管する方法により鋼管を製造し、焼入れし、必要に応じ
て焼戻す方法である。上記ＵＯプレス、溶接および拡管
は通常の製管工場に備えられる装置を用いることにより
実施できる。また、上記の溶接は市販の溶接材料を用い
てサブマージアーク溶接法等により行うことができる。
【００５２】
【実施例】つぎに実施例により本発明の効果ついて説明
する。
する。
【００５３】表１および表２は、実施例に用いた鋼の化
学組成を示す一覧表である。
学組成を示す一覧表である。
【００５４】
【表１】
【００５５】
【表２】
【００５６】供試鋼板は、表１に示す化学組成の鋼を常
法により溶製し、鋳造して得られた鋳片を種々の条件で
圧延したもので、板厚は１２〜３５ｍｍである。
法により溶製し、鋳造して得られた鋳片を種々の条件で
圧延したもので、板厚は１２〜３５ｍｍである。
【００５７】表３は、供試鋼板の製造方法を示す。
【００５８】
【表３】
【００５９】表４は、上記製造方法によって得られた金
属組織を示す。
属組織を示す。
【００６０】
【表４】
【００６１】これらの鋼板の板厚中心部より試験片を採
取し、引張試験( JIS Z 2241、試験片JIS Z 2201 4号)
および２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験(JIS Z 224
2、試験片JIS Z 2202 4号)、およびＤＷＴＴ試験をおこ
なった。ＤＷＴＴ（Drop WeightTear Test）は、原厚の
鋼板にプレスノッチを導入し、各試験温度にて大型の振
り子式の落錘で衝撃加重を加え破断した試験片の破面を
観察して判断する。有効な試験においては、プレスノッ
チ底より脆性破面が発生するが、その後、延性破面に変
化し、延性破面が破面全体の８５％以上の比率の場合に
はアレスト性がその試験温度においてあると判断する。
ノッチ底から脆性亀裂が発生していない場合は有効な試
験とされず、この場合にはノッチ底に浸炭処理等を施し
さらに脆化させノッチ底から脆性亀裂が発生するように
する。本実施例においては、いずれの鋼の場合もプレス
ノッチしたままのノッチ底から脆性破面が発生してい
た。
取し、引張試験( JIS Z 2241、試験片JIS Z 2201 4号)
および２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験(JIS Z 224
2、試験片JIS Z 2202 4号)、およびＤＷＴＴ試験をおこ
なった。ＤＷＴＴ（Drop WeightTear Test）は、原厚の
鋼板にプレスノッチを導入し、各試験温度にて大型の振
り子式の落錘で衝撃加重を加え破断した試験片の破面を
観察して判断する。有効な試験においては、プレスノッ
チ底より脆性破面が発生するが、その後、延性破面に変
化し、延性破面が破面全体の８５％以上の比率の場合に
はアレスト性がその試験温度においてあると判断する。
ノッチ底から脆性亀裂が発生していない場合は有効な試
験とされず、この場合にはノッチ底に浸炭処理等を施し
さらに脆化させノッチ底から脆性亀裂が発生するように
する。本実施例においては、いずれの鋼の場合もプレス
ノッチしたままのノッチ底から脆性破面が発生してい
た。
【００６２】溶接性試験は、溶接継手部の引張試験とシ
ャルピー衝撃試験、および現地溶接性の評価のためのｙ
開先溶接割れ試験（JIS Z 3158）を行った。溶接継手
は、２５ｍｍ厚さの上記厚鋼板に対して引張試験用には
Ｖ開先片面４層、シャルピー衝撃試験用にはレ型開先片
面４層にてサブマージアーク溶接（入熱４ｋＪ／ｍｍ）
を行い、各試験片を採取した。フラックスおよびワイヤ
には市販の１００キロハイテン用のものを用いた。引張
試験片は、JIS Z 3121 1号試験片とした。シャルピー衝
撃試験は、JIS Z 3128に準じ、切り欠き底位置がマクロ
エッチの溶融線に一致するように板厚１／２位置から採
取した。シャルピー衝撃試験における試験温度は、母材
においては−４０℃、また、溶接部においては−２０℃
とした。ｙ開先溶接割れ試験においては、溶接ビードは
市販の１００キロハイテン用の手溶接棒を用い、予熱な
し（２５℃）で、溶接ビードを置いた。ガスクロマトグ
ラフ法による拡散性水素量は１．２ｃｃ／１００ｇであ
った。
ャルピー衝撃試験、および現地溶接性の評価のためのｙ
開先溶接割れ試験（JIS Z 3158）を行った。溶接継手
は、２５ｍｍ厚さの上記厚鋼板に対して引張試験用には
Ｖ開先片面４層、シャルピー衝撃試験用にはレ型開先片
面４層にてサブマージアーク溶接（入熱４ｋＪ／ｍｍ）
を行い、各試験片を採取した。フラックスおよびワイヤ
には市販の１００キロハイテン用のものを用いた。引張
試験片は、JIS Z 3121 1号試験片とした。シャルピー衝
撃試験は、JIS Z 3128に準じ、切り欠き底位置がマクロ
エッチの溶融線に一致するように板厚１／２位置から採
取した。シャルピー衝撃試験における試験温度は、母材
においては−４０℃、また、溶接部においては−２０℃
とした。ｙ開先溶接割れ試験においては、溶接ビードは
市販の１００キロハイテン用の手溶接棒を用い、予熱な
し（２５℃）で、溶接ビードを置いた。ガスクロマトグ
ラフ法による拡散性水素量は１．２ｃｃ／１００ｇであ
った。
【００６３】表５は、これら試験の結果を示す一覧表で
ある。
ある。
【００６４】
【表５】
【００６５】比較例である試験番号８においては、熱間
圧延の累積圧下率が小さいために旧オーステナイト粒の
アスペクト比が３未満となり母材の靭性が低くなった。
試験番号９は焼入れ冷却速度が小さく下部ベイナイトの
比率が過大となり、かつラスの平均厚さも厚くなり、母
材と溶接継手のＴＳが９００ＭＰａ未満となった。試験
番号１０〜２０は化学組成が本発明の限定範囲内にない
ために性能が低くなった。比較例である試験番号１０は
Ｂ含有率が低くいために焼きが入らずに下部ベイナイト
の比率およびラスの平均厚さが本発明の限定範囲外とな
りＴＳが目標値に到達しなかった。試験番号１１はＮｉ
が低いためにシャルピー試験とＤＷＴＴ試験の両方とも
に目標値に到達しなかった。試験番号１２はＮｂを含ま
ないために未再結晶温度域が低温側に限られるために未
再結晶域での累積圧下率が十分確保できず母材の靭性が
低下した。試験番号１３はＣｕ含有率が過大、試験番号
１４はＭｎ含有率が過大、試験番号１５はＣｒ含有率が
過大、試験番号１６はＭｏ含有率が過大、試験番号１７
はＣｅｑが過大、試験番号１８はＶｓが過大であるため
に母材の靭性およびアレスト性が劣化した。また、試験
番号１９はＶｓが、また、試験番号２０はＣｅｑが、と
もに低すぎたために母材のＴＳが低下した。
圧延の累積圧下率が小さいために旧オーステナイト粒の
アスペクト比が３未満となり母材の靭性が低くなった。
試験番号９は焼入れ冷却速度が小さく下部ベイナイトの
比率が過大となり、かつラスの平均厚さも厚くなり、母
材と溶接継手のＴＳが９００ＭＰａ未満となった。試験
番号１０〜２０は化学組成が本発明の限定範囲内にない
ために性能が低くなった。比較例である試験番号１０は
Ｂ含有率が低くいために焼きが入らずに下部ベイナイト
の比率およびラスの平均厚さが本発明の限定範囲外とな
りＴＳが目標値に到達しなかった。試験番号１１はＮｉ
が低いためにシャルピー試験とＤＷＴＴ試験の両方とも
に目標値に到達しなかった。試験番号１２はＮｂを含ま
ないために未再結晶温度域が低温側に限られるために未
再結晶域での累積圧下率が十分確保できず母材の靭性が
低下した。試験番号１３はＣｕ含有率が過大、試験番号
１４はＭｎ含有率が過大、試験番号１５はＣｒ含有率が
過大、試験番号１６はＭｏ含有率が過大、試験番号１７
はＣｅｑが過大、試験番号１８はＶｓが過大であるため
に母材の靭性およびアレスト性が劣化した。また、試験
番号１９はＶｓが、また、試験番号２０はＣｅｑが、と
もに低すぎたために母材のＴＳが低下した。
【００６６】これに対して、本発明例である試験番号１
〜７は、化学組成、金属組織および圧延条件等ともに本
発明の限定範囲内での実施であり、ＴＳが９００ＭＰａ
以上、−４０℃でのシャルピー衝撃試験において２００
Ｊ以上の吸収エネルギーが得られた。また、アレスト性
を評価するＤＷＴＴ試験において８５％遷移温度（ＦＡ
ＴＴ）は−４０℃以下となった。溶接継手部の特性は、
ＴＳが９００ＭＰａ以上、シャルピー衝撃試験では−２
０℃における吸収エネルギーが１００Ｊ以上を満たす結
果が得られた。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。
〜７は、化学組成、金属組織および圧延条件等ともに本
発明の限定範囲内での実施であり、ＴＳが９００ＭＰａ
以上、−４０℃でのシャルピー衝撃試験において２００
Ｊ以上の吸収エネルギーが得られた。また、アレスト性
を評価するＤＷＴＴ試験において８５％遷移温度（ＦＡ
ＴＴ）は−４０℃以下となった。溶接継手部の特性は、
ＴＳが９００ＭＰａ以上、シャルピー衝撃試験では−２
０℃における吸収エネルギーが１００Ｊ以上を満たす結
果が得られた。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。
【００６７】
【発明の効果】本発明によれば、良好なアレスト性、靭
性および溶接性を備えたＴＳ９００ＭＰａ以上の高張力
鋼を安価に提供でき、パイプラインの輸送効率等を飛躍
的に改善することが可能となる。
性および溶接性を備えたＴＳ９００ＭＰａ以上の高張力
鋼を安価に提供でき、パイプラインの輸送効率等を飛躍
的に改善することが可能となる。
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ
Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58
(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
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
Claims (5)
- 【請求項１】重量比にて、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓ
ｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ｎｉ：
０．２〜１．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：
０．００５〜０．０３％、sol Ａｌ：０．１％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｂ：０．０００５〜
０．００２５％、Ｃｕ：０〜０．６％、Ｃｒ：０〜０．
８％、Ｍｏ：０〜０．６％、Ｖ：０〜０．１％およびＣ
ａ：０〜０．００６％を含み、不可避的不純物元素のう
ちＰ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下で、下
記の式で定義される炭素当量（Ｃｅｑ）およびＶｓが各
々０．４２〜０．５８％、０．２８〜０．４２％の範囲
にある化学組成を備え、金属組織が、下部ベイナイトと
マルテンサイトの混合組織の比率が組織全体の９０％以
上、該混合組織中での下部ベイナイトの比率が１０％以
下であり、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アレスト性と溶接性に優れ
た高張力鋼。 Ceq(%)=C+(Mn/6)+{(Cu+Ni)/15}+{(Cr+Mo+V)/5} Vs(%)=C+(Mn/5)+5P-(Ni/10)-(Mo/15)+(Cu/10) ここで、元素記号はいずれもその元素の含有率の重量％
を表示する。 - 【請求項２】重量比にて、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓ
ｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．２％以上１．７％未満、
Ｎｉ：０．２〜１．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、sol Ａｌ：０．１％以
下、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｂ：０．０００５
〜０．００２５％、Ｃｕ：０〜０．６％、Ｃｒ：０〜
０．８％、Ｍｏ：０〜０．６％、Ｖ：０〜０．１％およ
びＣａ：０〜０．００６％を含み、不可避的不純物元素
のうちＰ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下
で、下記の式で定義される炭素当量（Ｃｅｑ）およびＶ
ｓが各々０．４２〜０．５８％、０．２８〜０．４２％
の範囲にある化学組成を備え、金属組織が、下部ベイナ
イトとマルテンサイトの混合組織の比率が組織全体の９
０％以上、該混合組織中での下部ベイナイトの比率が１
０％以下であり、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アレスト性と溶接性
に優れた高張力鋼。 Ceq(%)=C+(Mn/6)+{(Cu+Ni)/15}+{(Cr+Mo+V)/5} Vs(%)=C+(Mn/5)+5P-(Ni/10)-(Mo/15)+(Cu/10) ここで、元素記号はいずれもその元素の含有率の重量％
を表示する。 - 【請求項３】金属組織が下記のまたはのいずれか一
方または両方を満たす請求項１または請求項２に記載す
る高張力鋼。 下部ベイナイトとマルテンサイトの混合組織のラスの
平均厚さが１μｍ以下であり、マルテンサイトおよび下
部ベイナイトのラス組織の長手成長方向の平均長さが２
０μｍ以下である。 下部ベイナイトのラスの内部に析出するセメンタイト
粒子の長径が０．５μｍ以下である。 - 【請求項４】請求項１または請求項２に記載する化学組
成を有する鋳片を、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℃／秒の冷却速度をもって冷却し、必
要に応じてＡc1点未満で焼戻すことを特徴とするアレス
ト性と溶接部特性に優れた高張力鋼の製造方法。 - 【請求項５】請求項１または請求項２に記載する化学組
成を備えた鋼板を加工し溶接し鋼管を製造し、その鋼管
をＡc3点〜９８０℃の温度範囲に加熱して焼入処理し、
必要に応じてＡc1点未満の温度で焼戻処理をすることを
特徴とするアレスト性と溶接部特性に優れた高強度鋼管
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19362997A JP3387371B2 (ja) | 1997-07-18 | 1997-07-18 | アレスト性と溶接性に優れた高張力鋼および製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19362997A JP3387371B2 (ja) | 1997-07-18 | 1997-07-18 | アレスト性と溶接性に優れた高張力鋼および製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1136042A JPH1136042A (ja) | 1999-02-09 |
| JP3387371B2 true JP3387371B2 (ja) | 2003-03-17 |
Family
ID=16311129
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19362997A Expired - Fee Related JP3387371B2 (ja) | 1997-07-18 | 1997-07-18 | アレスト性と溶接性に優れた高張力鋼および製造方法 |
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| JP3968011B2 (ja) * | 2002-05-27 | 2007-08-29 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼とその製造方法および高強度鋼管の製造方法 |
| JP4379085B2 (ja) * | 2003-11-07 | 2009-12-09 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度高靭性厚鋼板の製造方法 |
| JP4898110B2 (ja) * | 2004-11-04 | 2012-03-14 | 三菱重工業株式会社 | 船舶用鋼構造体の選択方法及び船舶 |
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-
1997
- 1997-07-18 JP JP19362997A patent/JP3387371B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JPH1136042A (ja) | 1999-02-09 |
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