JP3499705B2 - 板厚方向での均質性に優れ、靱性の異方性の小さい９５０Ｎ／ｍｍ２級調質高張力鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、特に揚水発電所のペン
ストック（水圧鉄管）等として用いられて好適な、板厚
方向の均質性を有し、靱性の異方性の小さい、特に板厚
１００ｍｍ以下の調質高張力鋼板およびその製造方法に
関するものである。

【０００２】

【従来技術】近年、電力需要の増大に応えるため、揚水
発電所の水圧鉄管も高落差化および大口径化する傾向に
ある。この水圧鉄管に用いられる鋼材は、より一層高張
力化することにより、水圧鉄管施工の効率化およびコス
トの低減を図ろうとする傾向にある。このため、使用さ
れる鋼板も、従来の引張強さ590N/mm²、780N/mm²級鋼板
から、より一層高強度の950N/mm²級鋼板を適用しようと
する趨勢にある。

【０００３】鋼の強度を950N/mm²級にしようとすると、
通常はＭｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ等の合金元素を多量に添
加する必要があるが、これら合金元素を多量に添加する
と、溶接割れ感受性も高くなる。そのため、この方法に
代えて、析出強化等を利用して炭素当量を低減させるこ
とを狙ったＮｂ添加鋼の製造方法が、従来から以下の各
タイプの通り、種々提案されている。

【０００４】まず第１のタイプは、特公平1 −21847 号
公報等に開示された、Ｎｂ添加鋼を、通常（普通）の圧
延後、再加熱焼入れし、焼戻しするタイプである。

【０００５】第２のタイプは、特開平6 −158160号公報
等に開示された、Ｎｂ添加鋼を、低温で制御圧延し、そ
の後再加熱焼入れし、焼戻しするタイプである。

【０００６】第３のタイプは、特開平2 −77521 号公報
等に開示された、Ｎｂ添加鋼を、低温で制御圧延し、そ
の後直接焼入れし、焼戻しするタイプである。

【０００７】第４のタイプは、特開平2 −133521号公報
等に開示された、Ｎｂ添加鋼を、低温で制御圧延し、そ
の後600 ℃以下で冷却停止する加速冷却を行い、再加熱
焼入れ後焼戻しするタイプである。

【０００８】第５のタイプは、特開平2 −141528号公報
の請求項１に開示された、Ｎｂ添加鋼を、通常（普通）
の圧延後、2 回再加熱焼入れし、焼戻し（但し水冷）す
るタイプタイプである。

【０００９】第６のタイプは、同じく、特開平2 −1415
28号の請求項１の代替え法として、同公報の請求項２に
開示された、Ｎｂ添加鋼を、低温で制御圧延後直接焼入
れし、再加熱焼入れ後焼戻し（但し水冷）するタイプで
ある。

【００１０】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、これら
従来技術にはいずれも問題があり、ペンストック（水圧
鉄管）用鋼材としては実用化できない。即ち、まず ま
ずＮｂ添加鋼を通常の圧延後、再加熱焼入れ−焼戻しす
る前記第１のタイプでは、再加熱焼入れでは、必然的に
板厚方向の焼入れ深度が浅いため、表層部では所望強度
を満足しても、板厚中央部では950N/mm²を満足するのが
困難であり、また靱性も低位であり、板厚方向での均質
性に劣る。

【００１１】前記第２のタイプは、例えば、650 〜900
℃の低温で30％以上の圧下を加える制御圧延と、添加Ｎ
ｂとの相乗効果で結晶粒の微細化を狙ったものである
が、旧オーステナイト結晶粒は未再結晶域( 約930 ℃未
満) では圧下を加えても展伸した加工粒となるだけで、
より一層の細粒化は進行しないため、靱性改善効果は小
さく、また、板厚中央部では制御圧延が効きにくいた
め、靱性が低い。

【００１２】前記第３のタイプは、Ｎｂ添加鋼を低温で
制御圧延することにより、旧オーステナイト粒を展伸粒
となし、加工マルテンサイト＋下部ベイナイトの混合組
織として、強度と靱性を兼備しようとするものである。
しかし、製鉄研究No.322、99頁(1986)「100kgf/mm²級高
張力鋼板の開発」に開示されているように、未再結晶域
圧延での圧延による圧延主方向(L方向) と、その直角方
向(T方向) との組織の異方性により、材質変化が大きく
なる。とりわけ、 L方向とT 方向との靱性の差は大き
く、T 方向の靱性は、表層部あるいは板厚中心部におい
て100J近傍と低位なものとなる。そのため、T 方向にお
ける脆性亀裂伝播停止特性や溶接熱影響部での継手靱性
に劣る。

【００１３】前記第４のタイプは、加速冷却に続く再加
熱焼入れの際に、再加熱の前の組織がマルテンサイト或
いはベイナイトという焼入れ組織になっていると、再加
熱時におけるαからγへの逆変態でのγの核生成サイト
の数が、フェライト＋パーライト組織の場合に比較し
て、多く生じるので、γ化後の粒成長時に、それらが互
いに衝突して成長を阻害され、結局得られる粒径が小さ
くなるとの事実を利用したものである。したがって、再
加熱の前の状態ではフェライトの生成を抑制してひずみ
を有した組織で逆変態させて、γ粒を細粒化することを
主眼としている。しかし、冷却停止温度を600 ℃以下と
するような加速冷却では、Ｎｂが十分固溶せず、その後
の逆変態のための昇温過程でのＮｂ化合物の析出による
オーステナイト粒粗大化抑制効果に乏しく、γ粒の細粒
化が不十分であり、とりわけ、板厚中心部の靱性改善効
果は小さい。また、板厚中心部の強度も、前記再焼入れ
−焼戻し（ＲＱ−Ｔ）材と同様に低く、強度、靱性とも
板厚方向での均質性に乏しい。

【００１４】前記第５のタイプは、100mm 厚を超えた95
0N/mm²級鋼板を対象とし、Ｎｉを3.5 超え〜4.5 ％と
し、焼き入れ時に細粒γ粒を実現するために、Ｎｂ添加
によって、鋼材加熱時におけるγ粒の成長を抑制すると
同時に、事前に、一旦焼き入れ処理を施して、加工前組
織( γ化前組織) の微細化を図っておくことを主眼とし
ている。しかし、前記製鉄研究No.322、99頁(1986)「10
0kgf/mm²級高張力鋼板の開発」に開示されているよう
に、2 回再加熱焼入れ−焼戻しは、1 回再加熱焼入れ−
焼戻しに比して、靱性は改善されるものの、強度が急激
に低下し、強度確保のための合金添加量の増大を招き、
製造コストも高くなり、溶接割れ感受性も高くなる。

【００１５】前記第６のタイプは、第５のタイプと同様
に、100mm 厚を超えた950N/mm²級鋼板を対象とし、Ｎｉ
を3.5 超え〜4.5 ％とし、焼き入れ時に細粒γ粒を実現
するため、900 ℃以上の温度域で30％以上の累積圧下を
与え、BNやNb(CN)を固溶状態にするために、圧延を800
℃以上で仕上げ、その後の直接焼入れは第１回目焼入れ
に代替えするとしている。しかしながら、800 〜900 ℃
での低温制御圧延において、固溶Ｂは析出して焼入れ性
は低下するとともに、同温度域はNb(CN)の析出ノーズに
当てはまるため、その後の直接焼入れによって固溶する
Ｎｂ量はごく僅かで、その後の再加熱焼入れの急冷前組
織において、Ｎｂのピンニング効果を積極的に活用させ
ることは困難である。そのため、板厚方向位置における
強度および靱性の差は以前として大きい。また、焼戻し
後の水冷は残留応力を内在させることになり、鋼板を歪
ませるとともに、水圧鉄管などへの成形を困難にし、寸
法精度を悪くする。

【００１６】因みに、鋼材の板厚中央部は、より表層側
の部分に比して、熱処理や加工の影響が及びにくく、冷
却速度も遅くなるため、結晶粒が大きくなり、材質が最
も劣化し易い部分であり、厚肉でかつ大面積の鋼材にな
るほど、靱性が劣る。大きな衝撃荷重が作用するペンス
トック用として優れた破壊靱性を具備するためには、鋼
材の表面〜ｔ／２の全ての板厚方向において、高靱性を
確保するとともに、靱性の異方性が小さいことが必要で
あり、とりわけ板厚中央部での靱性の改善が技術的課題
となる。

【００１７】以上述べた通り、従来技術による950N/mm²
級高張力鋼板は、板厚方向での均質性に劣り、また靱性
の異方性も大きいため、高位な破壊靱性が必要とされる
大型溶接構造物であるペンストックに汎用的に使用でき
るものではなかった。

【００１８】したがって本発明は、これら従来技術の問
題に鑑み、板厚方向での均質性に優れ、また靱性の異方
性を改善した950N/mm²級調質高張力鋼板とその製造方法
を提供することを目的とする。

【００１９】

【問題を解決するための手段】本発明者らは、ペンスト
ック等に使用される厚肉950N/mm²級高張力鋼板の具備す
べき性能として、表1 に示す通り、特に、鋼板のＬ方
向、Ｔ方向共に脆性亀裂伝播停止のための高位の破壊靱
性を確保するために、全板厚方向位置および鋼板のＬ方
向、Ｔ方向共に、950N/mm²以上の引張強度と、vT_rs：−
60℃以下で、かつvE_-60 ：150J以上の高い靱性を有する
こと等を目標とした。

【００２０】

【表１】

【００２１】そこで、前記目標材質性能を得るために、
合金元素の固溶量に及ぼす加工熱処理の影響および旧オ
ーステナイト粒径に及ぼすＮｂ化合物（Ｎｂ炭窒化物な
ど）の析出状態について、鋭意研究を行った結果、以下
の知見を得た。

【００２２】即ち、圧延素材を溶体化温度以上に加熱
後、再結晶域での圧延後、直接焼入れ（ＤＱ）を行うこ
とにより、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ等の添加合金元素
のＣとの化合が止まり、過飽和に固溶した状態でマルテ
ンサイト変態させて、マトリックスを強化すること、
直接焼入れで完全に固溶されたＮｂが、その後の再加熱
焼入れ（ＲＱ）のための昇温過程でＮｂ化合物として微
細析出し、逆変態自体の細粒化と相乗して、オーステナ
イト結晶粒の粗大化を抑制することにより、図７のＤＱ
−Ｑ材に示す通り、他のＲＱ材やＤＱ材に比して、焼入
れ前組織を微細なオーステナイト組織とすること（図7
において、ＤＱ−Ｑ材は後述する表7 〜13のNo.1、ＲＱ
材はNo.4、ＤＱ材はNo.15 に相当する）、ＤＱ−Ｑ材
におけるＲＱ昇温過程での前記Ｎｂ化合物の析出量は、
図８のＤＱ−Ｑ材に示す通り、他のＲＱ材に比べて多
く、かつ微細であること（図8 において、ＤＱ−Ｑ材は
後述する表7 〜13のNo.1、ＲＱ材はNo.4に相当する）、
ＤＱ−Ｑ材はＲＱの昇温時に析出した微細なＮｂ化合
物により、図９のＤＱ−Ｑ−Ｔ材に示す通り、他のＲＱ
−Ｔ材に比べて硬度ＨＶが高くなるなどマトリックスが
強化されること（図9において、ＤＱ−Ｑ−Ｔ材は後述
する表7 〜13のNo.1、ＲＱ−Ｔ材はNo.4に相当する）、
直接焼入れ（ＤＱ）後の再加熱焼入れ（ＲＱ）前での
合金元素の固溶量が、圧延後空冷−ＲＱ直前に比べて著
しく多いため、ＤＱ−Ｑ材はＲＱ材に比して高い焼入れ
性を有することである。

【００２３】そして、これらの知見を適用することによ
り、特に、鋼板のＬ方向、Ｔ方向での旧オーステナイト
組織の異方性が小さく、焼入れ深度が深く、かつ、全板
厚方向にわたって、微細な旧オーステナイト粒を有する
焼戻しマルテンサイト主体の組織が得られた。このミク
ロ組織を有する高張力鋼板は、板厚中心部での強度と靱
性を向上させるとともに、表層部においても微細粒化に
よって焼入れ性を下げて、高靱性を確保する。加えて、
鋼板のＬ方向、Ｔ方向での異方性が極めて少ない材質を
有することを見いだし、本発明を完成するに至ったもの
である。

【００２４】本発明では、前記技術思想に基づき、質量
％にて、Ｃ：0.07〜0.18％、Ｓｉ：0.05〜0.30％、Ｍ
ｎ：0.40〜1.30％、Ｃｕ：0.01〜0.50％、Ｎｉ：0.8 〜
3.5 ％、Ｃｒ：0.10〜1.20％、Ｍｏ：0.05〜 0.80 ％、
Ｖ：0.005 〜 0.100％、Ａｌ：0.005 〜0.100 ％、Ｎ
ｂ：0.008 〜0.025 ％、Ｂ：0.0003〜 0.0030 ％を含有
し、かつＮ：0.0060％以下、Ｐ：0.010 ％以下、Ｓ：0.
005 ％以下に各々規制し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、かつ炭素当量Ceq が0.52〜0.61％ [但し、
Ceq ＝Ｃ＋Ｓｉ／24＋Ｍｎ／6 ＋Ｎｉ／40＋Ｃｒ／5 ＋
Ｍｏ／4 ＋Ｖ／14 (％)]で、溶接割れ感受性指数PcM が
0.25〜0.31％ [但し、PcM=Ｃ＋Ｓｉ／30＋Ｍｎ／20＋Ｃ
ｕ／20＋Ｎｉ／60＋Ｃｒ／20＋Ｍｏ／15＋Ｖ／10＋5 ×
Ｂ (％)]で、更に合金元素の固溶量 [但し、合金元素の
固溶量＝sol.Ｃｒ＋sol.Ｍｏ＋sol.Ｖ＋sol.Ｂ (％)]が
0.88％以上となる化学組成を有し、鋼中のＮｂ化合物が
平均粒径：8nm 以下で、かつ体積分率：1.5 ×10^-4〜5.
0 ×10^-4 ％の範囲で存在し、鋼の旧オーステナイト粒の
平均粒度No. が8 以上でかつ展伸度AI_l ( 但し、ASTM E
112 −1995,16.3.5,237 頁の測定方法による) が1.5 以
下であることを特徴とする、板厚方向での均質性に優
れ、靱性の異方性の小さい950N/mm²級調質高張力鋼板と
する。

【００２５】また、選択添加元素として更に、Ｃａ、Ｔ
ｉの内から１種以上を含有しても良い。

【００２６】本発明では、更に、製造方法として、前記
化学組成を有する鋼を、1100℃以上に加熱して熱間圧延
し、1000℃以下の温度域で40％以上の累積圧下率で圧下
を加え、930 ℃以上で仕上げた後、そのまま板厚中心部
の冷却速度が3.5 ℃／sec 以上で200 ℃以下まで直接焼
入れを行い、次いで、870 〜950 ℃の温度域に再加熱し
て水焼入れを行い、引き続いてA _c1点以下の温度で焼戻
して空冷する。そして、この製造方法により、より好ま
しくは、焼戻して空冷した後の鋼の合金元素の固溶量
[但し、合金元素の固溶量＝sol.Ｃｒ＋sol.Ｍｏ＋sol.
Ｖ＋sol.Ｂ (％)]を0.88％以上で、鋼中のＮｂ化合物を
平均粒径：8nm 以下で、かつ体積分率：1.5 ×10^-4〜5.
0 ×10^-4 ％の範囲で存在させ、鋼の旧オーステナイト粒
の平均粒度No. を8 以上でかつ展伸度AI_l ( 但し、ASTM
E112 −1995,16.3.5,237 頁の測定方法による) を1.5
以下とした、板厚が100mm 以下で板厚方向での均質性に
優れ、靱性の異方性の小さい950N/mm²級調質高張力鋼板
を製造可能とする。

【００２７】

【発明の実施の形態】以下に、まず、本発明の主旨とな
る、合金元素の固溶量、Ｎｂ化合物の微細析出状態およ
び旧オーステナイト粒度の限定理由について説明する。

【００２８】即ち、本発明者らは強度に及ぼす合金元素
の固溶量の影響、および靱性に及ぼすＮｂ化合物の析出
状態と旧オーステナイト粒度の影響につき、詳細に調査
した。調査は表２に示す条件で行い、後述する実施例の
表３中のNo. Ａの0.013 ％Ｎｂ添加鋼を用いて、表５、
６に示す加工熱処理から、高温制御圧延（ＯＲ）−直接
焼入れ、再加熱焼入れ、焼戻し（ＤＱ−Ｑ−Ｔ）法、高
温制御圧延（ＯＲ）−再加熱焼入れ、焼戻し（ＲＱ−
Ｔ）法、高温制御圧延（ＯＲ）−加速冷却（ＡｃＣ−Ｑ
−Ｔ、500 ℃で冷却停止) 法、低温制御圧延（ＣＲ）−
直接焼入れ、再加熱焼入れ、焼戻し（ＤＱ−Ｑ−Ｔ）法
などを選択した。

【００２９】これらの鋼より試験片を採取し、抽出残差
分析により合金元素の未固溶量、抽出レプリカ法により
Ｎｂ化合物の析出状態、およびASTM E112 −95により旧
オーステナイト粒度の各々の測定を行った。また、機械
的試験として、t/4 、t/2 での引張試験および表面7mm
下、t/4 、t/2 でのV ノッチシャルピー試験を鋼板のＬ
方向、Ｔ方向の両方向について行い、強度と靱性を評価
した。これらの結果も合わせて表２に示す。

【００３０】また、これらの表２の結果について、ま
ず、ＯＲ−ＤＱ−Ｑ−Ｔ後の、sol.Ｃｒ＋sol.Ｍｏ＋so
l.Ｖ＋sol.Ｂからなる合金元素の固溶量と強度との関係
を、整理し直したものを図１に示す。なお、図中の番号
は表２の番号に対応する。同図より、引張強度は、ＤＱ
−Ｑ−Ｔ材の合金元素の固溶量と共に増大し、950N/mm²
以上の強度を確保するためには、合金元素の固溶量が0.
88％以上必要であることが分かる。

【００３１】また、同様に、図２に、圧延後における直
接焼入れの冷却速度と、合金元素の固溶量との関係を示
す。同図より、直接焼入れの冷却速度を速くすると、Ｄ
Ｑ後の合金元素の固溶量は増大し、この傾向は、ＤＱ−
Ｑ−Ｔ後においても引き継がれることが分かる。したが
って、ＤＱ−Ｑ−Ｔ後の合金元素の固溶量を0.88％以上
を得るためには、ＤＱ時の冷却速度を3.5 ℃／sec 以上
とすることが有効であることが分かる。

【００３２】次に、図３に、ＤＱ−Ｑ−Ｔ後の旧オース
テナイト粒度と靱性値との関係を示す。同図より、旧オ
ーステナイトの平均粒度No. が大きくなるに従って、靱
性は向上し、ＤＱ−Ｑ−Ｔ後において、vT_rs：−60℃以
下で、かつvE_-60 ：150J以上の高い靱性を得るには、旧
オーステナイトの平均粒度No. を8 以上とすれば良いこ
とが分かる。

【００３３】次に、図４に、ＤＱ−Ｑ−Ｔ後におけるＮ
ｂ化合物の析出状態と、旧オーステナイト粒度No. との
関係を示す。同図より、旧オーステナイトの粒度No.
は、Ｎｂ化合物が小さくなるほど大きくなり、平均粒度
No. を8 以上にするためには、Ｎｂ化合物の平均粒径を
8nm 以下にすれば良いことが分かる。この微細なＮｂ化
合物を得るためには、ＤＱ時の冷却速度を、3.5 ℃／se
c 以上とすることが有効である。

【００３４】次に、図５に、ＤＱ−ＱにおけるＲＱ昇温
過程で析出するＮｂ化合物としてのＮｂ量と、ＤＱ−Ｑ
後の旧オーステナイトの平均粒度No. との関係を示す。
同図より、旧オーステナイト粒を微細にするには、ＤＱ
に続くＲＱにおいて、その昇温時に、Ｎｂ化合物を多く
析出させると、旧オーステナイト粒を微細にすることが
できることが分かる。これより、再加熱による逆変態時
に絡ませて、Ｎｂ化合物を微細析出させることが、結晶
粒の微細化に対して極めて有効な手段となる。また、微
細に析出したＮｂ化合物は、前記図９の通り、マトリッ
クスを強化する作用を有する。

【００３５】以上の知見から、全板厚方向位置で、引張
強さが950N/mm²以上で、vE_-60 ：150J以上を満足させる
ための、合金元素の固溶量とＮｂ化合物の平均粒径との
関係を求めると、図６から明らかなように、合金元素の
固溶量が0.88％以上で、Ｎｂ化合物の平均粒径を8nm 以
下になる様に、化学組成および加工熱処理条件を制御す
る必要があり、この点が本発明の主旨とするところであ
る。

【００３６】なお、表２の比較例No.5は、高温制御圧延
後加速冷却で500 ℃で冷却停止したものをＲＱ−Ｔした
ものであり、一方、比較例No.6は、850 ℃の制御圧延
後、ＤＱしたものをＲＱ−Ｔしたものである。両者とも
合金元素の固溶量が少なく、Ｎｂ化合物の平均粒径も大
きいため、板厚中心部の強度が低く、かつ表層部および
板厚中心部の靱性も低位である。したがって、930 ℃以
上の高温制御圧延−ＤＱ−Ｑ−Ｔ法を採用して、本発明
に規定する要件を満たす鋼板のみが板厚方向での均質性
とＬ方向、Ｔ方向での異方性の小さい性能を具備できる
ことが分かる。

【００３７】

【表２】

【００３８】以下に、本発明における化学成分の限定理
由について説明する。Ｃは、高張力鋼板としての強度を
確保するために必要な元素である。含有量が0.07％未満
では引張強さが950N/mm²以上を得るのが困難であり、一
方、0.18％を超えて含有すると、耐溶接割れを劣化させ
る。したがって、Ｃ含有量は0.07〜0.18％の範囲とす
る。

【００３９】Ｓｉは溶鋼の脱酸のために必須の元素であ
るが、0.05％未満では効果が不十分であり、 0.30 ％を
超えて含有すると溶接継手部において島状マルテンサイ
トを生成させ、溶接継手部靱性を低下させる。したがっ
て、Ｓｉ含有量は0.05〜0.30％の範囲とする。

【００４０】Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上し、強度を確
保するために不可欠な元素である。含有量が0.40％未満
では、このような効果がなく、一方、1.30％を超えて過
多に含有すると、靱性および溶接性が劣化する。したが
って、Ｍｎ含有量は0.40〜1.30％の範囲とする。

【００４１】Ｃｕは、鋼板の強度の上昇に有効であり、
その効果を得るためには、0.01％以上の含有が必要であ
る。しかし、0.50％を超えて含有すると、熱間加工性お
よび溶接性を劣化させる。以上のことから、Ｃｕ含有量
は0.01〜0.50％の範囲とする。

【００４２】Ｎｉは、焼入れ性の確保と低温靱性の改善
効果があり、0.8 ％未満の含有量では引張強さが950N/m
m²以上を確保できない。しかし、一方、3.5 ％を超えて
含有しても、コストアップに見合うだけの強度じょうし
ょう靱性改善の効果が得られない。そのため、Ｎｉ含有
量は0.8 〜3.5 ％の範囲とする。

【００４３】Ｃｒは、強度上昇に有効な元素であるが、
含有量が0.10％未満ではこの効果が十分発揮されず、ま
た1.20％を超えて含有すると溶接性を劣化させる。した
がって、Ｃｒ含有量は0.10〜1.20％の範囲とする。

【００４４】Ｍｏは、強度上昇と焼戻し軟化防止に有効
な元素であるが、含有量が0.05％未満では、これらの効
果が十分得られず、また0.80％を超えて含有すると、溶
接性が劣化するとともにコストアップとなる。よって、
Ｍｏ含有量は 0.05 〜 0.80％の範囲とする。

【００４５】Ｖは、強度上昇と焼戻し軟化防止に有効な
元素であるが、含有量が0.005 ％未満では、これらの効
果が十分得られず、また0.100 ％を超えて含有すると、
靱性と溶接性を劣化させる。よって、Ｖ含有量は 0.005
〜 0.100％の範囲とする。

【００４６】Ａｌは、溶鋼の脱酸元素であるが、含有量
が0.005 ％未満では、その効果が少なく、また0.100 ％
を超えて含有すると、靱性と溶接性を劣化させる。よっ
て、Ａｌ含有量は 0.005〜 0.100％の範囲とする。

【００４７】Ｎｂは、微細析出してオーステナイト地に
存在することにより、そのピン止め効果によってオース
テナイト粒の成長を抑制し、オーステナイト粒を細粒化
すると共にマトリックスへの析出によって強度上昇をも
たらす。含有量が0.008 ％未満では、その細粒化効果が
少なく、また0.025 ％を超えて含有すると、強度上昇効
果が飽和するとともに、母材靱性を低下させる。したが
って、Ｎｂ含有量は0.008 〜0.025 ％の範囲とする。

【００４８】Ｂは、微量の添加で焼入れ性を高め、強度
の上昇に有効であるが、このような効果を得るために
は、0.0003％以上の含有が必要である。一方、逆に0.00
30％を超えて含有しても効果の向上は望めない。したが
って、Ｂの含有量は0.0003〜0.0030％の範囲とする。

【００４９】本発明では、この他ＣａとＴｉを、板厚、
目標強度、靱性および加工のレベルに応じて、選択的に
添加することができる。Ｃａは非金属介在物の球状化作
用を有し、曲げ加工性および靱性の向上に有効である。
含有量が0.0010％未満では、このような効果に乏しく、
逆に0.010 ％を超えて含有すると球状化作用の向上が望
めないだけでなく、余分なＣａが介在物となり、靱性を
劣化させる。したがって、Ｃａの含有量は0.0010〜0.01
0 ％の範囲とする。

【００５０】Ｔｉは、オーステナイト粒成長の抑制を通
して、微細化に有効である。このような効果を得るため
には、0.005 ％以上の添加が必要であり、一方0.025 ％
を超えて含有すると、母材靱性を低下させる。したがっ
て、Ｔｉ含有量は0.005 〜0.025 ％の範囲とする。

【００５１】次に、不純物の規制について、本発明にお
いては、Ｐ、Ｓ、Ｎ、を各々規制する。まず、Ｐは、靱
性や溶接性を損ない、溶接時の高温割れ発生の原因とな
る。したがって、Ｐは0.010 ％以下に規制する必要があ
る。

【００５２】Ｓは、ＭｎとともにＭｎＳ介在物を形成
し、このＭｎＳ介在物は圧延によって展伸して曲げ加工
性および靱性を劣化させる。したがって、Ｓは0.005 ％
以下に規制する必要がある。

【００５３】Ｎは圧延中にＢと結合してＢＮを析出し
て、Ｂの焼入れ性向上効果を低減させる。したがって、
0.0060％以下に規制する必要がある。

【００５４】更に、本発明では、炭素当量Ceq.を0.52〜
0.61％ [但し、Ceq.＝Ｃ＋Ｓｉ／24＋Ｍｎ／6 ＋Ｎｉ／
40＋Ｃｒ／5 ＋Ｍｏ／4 ＋Ｖ／14 (％)]の範囲とする。
Ceqが0.52％未満では、強度が確保できず、また0.61％
を超えると、耐溶接割れ性に劣る。

【００５５】また、溶接割れ感受性指数PcM を0.25〜0.
31％ [但し、PcM=Ｃ＋Ｓｉ／30＋Ｍｎ／20＋Ｃｕ／20＋
Ｎｉ／60＋Ｃｒ／20＋Ｍｏ／15＋Ｖ／10＋5 ×Ｂ (％)]
の範囲とする。PcM が0.25％未満では、溶接部が軟化
し、また0.31％を超えると、耐溶接割れ性に劣る。

【００５６】更に、厚肉材の板厚方向の強度の均質性を
確保するために、前記図１で説明した通り、sol.Ｃｒ＋
sol.Ｍｏ＋sol.Ｖ＋sol.Ｂで表される合金元素の固溶量
を0.88％以上とする。合金元素の固溶量が0.88％未満の
場合、板厚中心部で目標強度を満足しなくなる。

【００５７】次に、材質を確保するために、本発明では
鋼のミクロ組織を特定する。まず、鋼板の表層部から板
厚中心部において所望の高靱性（vT_rs：−60℃以下で、
かつvE_-60 ：150J以上）を満足させるためには、前記図
３で説明した通り、旧オーステナイトの平均粒度No. を
8 以上とする必要がある。

【００５８】また、旧オーステナイト粒を微細にするに
は、前記図４で説明した通り、直接焼入れでＮｂを完全
固溶させた後、続く再加熱焼入れの昇温過程で、Ｎｂ化
合物を微細に析出させた上で、逆変態させることで、オ
ーステナイト粒の粗大化を防止することが必要である。
このため、平均粒度No. を8 以上にするためには、Ｎｂ
化合物の平均粒径を8nm 以下にし、かつ体積分率：1.5
×10^-4〜5.0 ×10^-4 ％の範囲で存在させる。Ｎｂ化合物
がこのいずれかの条件を満足しない場合、所望のオース
テナイト粒度が得られず、表層部においては焼きが入り
すぎて靱性が低くなり、板厚中央部においては、粗粒の
ため靱性が低くなり、全板厚方向において靱性の均質性
が損なわれる。

【００５９】更に、本発明では、オーステナイト粒の展
伸度AI_l ( 但しASTM E112 −1995,Specimens with None
quiaxed Grain Shapes 16.3.5, 237頁の測定方法によ
る) を特定することを特徴とする。展伸度AI_l が1.5 を
超えると、靱性の異方性が大きくなり、圧延主方向と直
角方向（Ｔ方向）吸収エネルギーが低位なものになって
しまう。この展伸度AI_l は、ASTM E112 −1995,Specime
ns with Nonequiaxed Grain Shapes 16.3.5, 237頁の測
定方法で、以下の通り規定される。

【００６０】

【数１】

【００６１】次に、本発明の製造条件を説明する。本発
明は、板厚方向の均質性を有し、かつ靱性の異方性を少
なくすることを目的として、特に、板厚中心部での強
度確保、および表層部および板厚中心部において、再
結晶粒で微細な旧オーステナイト粒を確保することにあ
る。そのために、に対して、前処理としてのＤＱで、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ等を過飽和に固溶させて、板
厚中心部においても焼入れ性を確保すること、に対し
て、ＤＱ後にＲＱを入れて、再加熱時の逆変態にＮｂ化
合物の微細析出を絡ませることでより一層の細粒化を図
ることを発明のポイントとしている。

【００６２】このため、まず、スラブの圧延加熱温度に
ついては、圧延に際して、スラブ段階で、合金元素の化
合物（析出物）を完全固溶させることが重要で、そのた
め1100℃以上に高温加熱することが、直接焼入れの必須
条件となる。1100℃未満では、前記合金元素の化合物を
完全固溶させることができない。

【００６３】次に、1000℃以下の再結晶域での制御圧延
は、圧延−再結晶の繰り返しによるオーステナイト粒の
等方的微細化に非常に有効である。しかし、累積圧下率
が40％未満では細粒化が十分果たせない。したがって、
高温制御圧延として、930 〜1000℃の温度域で40％以上
の累積圧下率で圧下を加える。

【００６４】圧延仕上げ温度については、930 ℃未満で
は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ等の固溶元素が化合物の
形で析出して、直接焼入れ時の焼入れ性が低下するた
め、本発明の要件となる合金元素の固溶量を確保できな
くなる。したがって、圧延仕上げ温度については、930
℃以上とする。

【００６５】直接焼入れの条件として、板厚中心部の冷
却速度が3.5 ℃／sec 未満では、完全マルテンサイト組
織とならず、ＣやＮの拡散が起こるために、Ｃｒ、Ｍ
ｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ等の炭化物や窒化物が析出して、本発
明の要件となる合金元素の固溶量を確保できなくなる。
したがって、板厚中心部を完全に焼き入れるために、同
部の冷却速度を3.5 ℃／sec 以上とする。

【００６６】また、直接焼入れの冷却停止温度として
は、Ｍｆ点以下であることが必要であり、板厚中心部ま
で完全に焼き入れるために、200 ℃以下とする。

【００６７】再加熱焼入れは、直接焼入れによるマルテ
ンサイト組織をオーステナイト組織に逆変態させて微細
化を図り、細粒オーステナイトからの焼入れで細粒のマ
ルテンサイト変態組織を得ることを狙いとしている。そ
のためには、焼入れ温度をＡｃ₃ 点以上で、かつ固溶Ｂ
による焼入れ性の向上を勘案して、目標強度を確保する
ため、その下限を870 ℃とした。また、焼入れ温度が95
0 ℃を超えると、オーステナイト粒が粗くなり、鋼の低
温靱性を損なう。したがって、再加熱時の温度を870 〜
950 ℃とした。

【００６８】焼戻し処理は、焼入れによって導入された
歪みを除去し、かつセメンタイトを微細に析出させて、
強度−靱性バランスを改善するために実施されるが、過
度の強度低下を避けるために焼戻し温度を、A _c1点以下
の温度とする。また、焼戻し後の冷却方法としては、ペ
ンストック等の曲げ成形を勘案して、新たな残留応力の
導入を回避するために空冷とした。

【００６９】

【実施例】

〔実施例１〕次に、以上説明した本発明に係る、板厚方
向での均質性に優れ、靱性の異方性の小さい950N/mm²級
調質高張力鋼板およびその製造方法について、実施例を
挙げて説明する。

【００７０】表３、４に示す化学成分を有する鋼片を各
々溶製し、表５、６に示すような条件で、板厚50〜100m
m の鋼板に圧延後、直接焼入れ等の熱処理を行った。そ
してこれらの鋼板から試験片を採取して、抽出残差分析
により合金元素の未固溶量、抽出レプリカ法によりＮｂ
化合物の析出状態、およびASTM E112 −95により旧オー
ステナイト粒度の各々の測定を行った。また、機械的試
験として、t/4 、t/2での引張試験および表面7mm 下、t
/4 、t/2 でのV ノッチシャルピー試験を鋼板のＬ方
向、Ｔ方向の両方向について行い、強度と靱性を評価し
た。また、溶接性を評価するために、 JIS Z 3158 Y 形
溶接割れ試験 (入熱17kJ/cm) で割れの有無を調べて、
割れ防止最低予熱温度を求めた。これらの結果を、表７
〜１３に示す。なお、表７〜１３のNo.1〜28の鋼板は、
板厚50mmであり、No.29 は板厚75mm、No.30 〜32は板厚
100mm である。

【００７１】表７〜１３において、No.14 の比較例の鋼
板は、本発明組成内のNb添加鋼に、低温制御圧延−ＤＱ
−Ｔを施したものであるが、板厚中心部(t/2) の強度
が、表１の目標強度を満足しておらず、またＴ方向の靱
性が低位である。また、強度、靱性とも板厚方向で不均
質で、Ｌ、Ｔ方向の異方性も大きい。

【００７２】また、No.15 の比較例の鋼板は、本発明組
成内のNb添加鋼に、高温制御圧延−ＤＱ−Ｔを施したも
のであるが、全板厚方向において、vE_-60 、vT _rs とも
劣り、表１の目標値を満足していない。

【００７３】また、No.4の比較例の鋼板は、本発明組成
内のNb添加鋼に、高温制御圧延−ＲＱ−Ｔを施したもの
であるが、t/4 、t/2 とも、表１の目標強度を満足して
いない。また表層部、t/2 のvE_-60 が表１の目標値を満
足していない。

【００７４】これに対して、No.1、2 、8 、10、19、2
0、22〜25、27、29〜31の本発明例の鋼板は、本発明組
成内のNb添加鋼に、本発明製法条件内の高温制御圧延−
ＤＱ−Ｑ−Ｔを施して、本発明規定内のミクロ組織を有
しているものである。この場合、全板厚方向にわたっ
て、強度、靱性とも表１の目標値を満足し、優れた均質
性を有するとともに、Ｌ、Ｔ方向の異方性も殆ど無い。
また、割れ防止最低予熱温度も125 ℃以下と良好であ
り、表１の目標値を満足する。

【００７５】一方、No.3、5 〜7 、9 、11〜13の比較例
の鋼板は、本発明組成内のNb添加鋼に、本発明規定外の
製造条件で圧延・冷却を行った後に、ＲＱ−Ｔを施した
ものであるが、板厚方向において強度、靱性とも表１の
目標値を満足していない。また板厚方向において均質性
に劣る。

【００７６】更に、No.16 〜18、21、26、28、32の比較
例の鋼板は、本発明組成外の鋼に、本発明製法条件内の
高温制御圧延−ＤＱ−Ｑ−Ｔを施したものであるが、い
ずれの鋼板も、板厚方向において強度あるいは靱性が表
１の目標値を満足していない。また板厚方向において均
質性にも劣る。この内、No.32 の比較例の鋼板は、溶接
割れ感受性指数PcM が、本発明範囲の上限0.31％を超え
ており、耐溶接割れ性に劣り、JIS Z 3158 Y形溶接割れ
試験 (入熱17kJ/cm) での割れ防止最低予熱温度が150
℃と高く、表１の目標値(125℃以下) を満足していな
い。

【００７７】

【表３】

【００７８】

【表４】

【００７９】

【表５】

【００８０】

【表６】

【００８１】

【表７】

【００８２】

【表８】

【００８３】

【表９】

【００８４】

【表１０】

【００８５】

【表１１】

【００８６】

【表１２】

【００８７】

【表１３】

【００８８】

【発明の効果】本発明によれば、板厚方向での均質性に
優れ、また靱性の異方性を改善した950N/mm²級調質高張
力鋼板とその製造方法を提供することができる。即ち、
特に、鋼板のＬ方向、Ｔ方向共に脆性亀裂伝播停止のた
めの高位の破壊靱性や、全板厚方向位置および鋼板のＬ
方向、Ｔ方向共に、950N/mm²以上の引張強度と、vT_rs：
−60℃以下で、かつvE_-60 ：150J以上の高い靱性を有す
る、厚肉950N/mm²級高張力鋼板を提供することができ、
その結果、ペンストックなどの用途の高落差化および大
口径化を可能にする点で工業的な価値は大きい。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明における高温制御圧延−ＤＱ−Ｑ−Ｔ後
の、合金元素の固溶量と強度との関係を示す説明図であ
る。

【図２】本発明における圧延後におけるＤＱ時の冷却速
度と、合金元素の固溶量との関係を示す説明図である。

【図３】本発明におけるＤＱ−Ｑ−Ｔ後の旧オーステナ
イト粒度と靱性値との関係を示す説明図である。

【図４】本発明におけるＤＱ−Ｑ−Ｔ後におけるＮｂ化
合物の析出状態と、旧オーステナイト粒度No. との関係
を示す説明図である。

【図５】本発明におけるＤＱ−Ｑ後の再加熱に析出する
Ｎｂ化合物としてのＮｂ量と、ＤＱ−Ｑ後の旧オーステ
ナイトの平均粒度No. との関係を示す説明図である。

【図６】本発明におけるＤＱ−Ｑ後の再加熱に析出する
Ｎｂ化合物としてのＮｂ量と、ＤＱ−Ｑ後の旧オーステ
ナイトの平均粒度No. との関係を示す説明図である。

【図７】高温制御圧延−ＲＱ材、ＤＱ材、ＤＱ−Ｑ材の
オーステナイト結晶粒と、その大きさを示す説明図であ
る。

【図８】高温制御圧延−ＲＱ材、ＤＱ材、ＤＱ−Ｑ材の
Ｎｂの析出挙動を示す説明図である。

【図９】高温制御圧延−ＲＱ−Ｔ材、ＤＱ−Ｑ−Ｔ材の
各製造工程におけるマトリックスの硬さを示す説明図で
ある。

フロントページの続き (56)参考文献 特開 平８−283899（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−27538（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−176724（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−311521（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−41681（ＪＰ，Ａ) 特開 昭57−203749（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 8/00 - 8/10

Claims (11)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量％にて、Ｃ：0.07〜0.18％、Ｓｉ：
   0.05〜0.30％、Ｍｎ：0.40〜1.30％、Ｃｕ：0.01〜0.50
   ％、Ｎｉ：0.8 〜3.5 ％、Ｃｒ：0.10〜1.20％、Ｍｏ：
   0.05〜 0.80 ％、Ｖ：0.005 〜 0.100％、Ａｌ：0.005
   〜0.100 ％、Ｎｂ：0.008 〜0.025 ％、Ｂ：0.0003〜
   0.0030 ％を含有し、かつＮ：0.0060％以下、Ｐ：0.010
   ％以下、Ｓ：0.005 ％以下に各々規制し、残部Ｆｅお
   よび不可避的不純物からなり、かつ炭素当量Ceq.が0.52
   〜0.61％ [但し、Ceq.＝Ｃ＋Ｓｉ／24＋Ｍｎ／6 ＋Ｎｉ
   ／40＋Ｃｒ／5 ＋Ｍｏ／4 ＋Ｖ／14 (％)]で、溶接割れ
   感受性指数PcM が0.25〜0.31％ [但し、PcM=Ｃ＋Ｓｉ／
   30＋Ｍｎ／20＋Ｃｕ／20＋Ｎｉ／60＋Ｃｒ／20＋Ｍｏ／
   15＋Ｖ／10＋5 ×Ｂ (％)]で、更に合金元素の固溶量
   [但し、合金元素の固溶量＝sol.Ｃｒ＋sol.Ｍｏ＋sol.
   Ｖ＋sol.Ｂ (％)]が0.88％以上となる化学組成を有し、
   鋼中のＮｂ化合物が平均粒径：8nm 以下で、かつ体積分
   率：1.5 ×10^-4〜5.0 ×10^-4 ％の範囲で存在し、鋼の旧
   オーステナイト粒の平均粒度No. が8 以上でかつ展伸度
   AI_l ( 但し、ASTM E112 −1995,16.3.5,237頁の測定方
   法による) が1.5 以下であることを特徴とする、板厚方
   向での均質性に優れ、靱性の異方性の小さい950N/mm²級
   調質高張力鋼板。
2. 【請求項２】 選択添加元素として更に、Ｔｉ：0.005
   〜 0.025％、Ｃａ：0.0010〜0.010 ％の内から、一種ま
   たは二種を含有する請求項１に記載の950N/mm²級調質高
   張力鋼板。
3. 【請求項３】 板厚が100mm 以下である請求項１または
   ２に記載の950N/mm²級調質高張力鋼板。
4. 【請求項４】 前記靱性がvT_rs：−60℃以下で、かつvE
   _-60 ：150J以上である請求項１乃至３のいずれか１項に
   記載の950N/mm²級調質高張力鋼板。
5. 【請求項５】 用途がペンストック用である請求項１乃
   至４のいずれか１項に記載の950N/mm²級調質高張力鋼
   板。
6. 【請求項６】 質量％にて、Ｃ：0.07〜0.18％、Ｓｉ：
   0.05〜0.30％、Ｍｎ：0.40〜1.30％、Ｃｕ：0.01〜0.50
   ％、Ｎｉ：0.8 〜3.5 ％、Ｃｒ：0.10〜1.20％、Ｍｏ：
   0.05〜 0.80 ％、Ｖ：0.005 〜 0.100％、Ａｌ：0.005
   〜0.100 ％、Ｎｂ：0.008 〜0.025 ％、Ｂ：0.0003〜
   0.0030 ％を含有し、かつＮ：0.0060％以下、Ｐ：0.010
   ％以下、Ｓ：0.005 ％以下に各々規制し、残部Ｆｅお
   よび不可避的不純物からなり、かつ炭素当量Ceq.が0.52
   〜0.61％ [但し、Ceq.＝Ｃ＋Ｓｉ／24＋Ｍｎ／6 ＋Ｎｉ
   ／40＋Ｃｒ／5 ＋Ｍｏ／4 ＋Ｖ／14 (％)]で、溶接割れ
   感受性指数PcM が0.25〜0.31％ [但し、PcM=Ｃ＋Ｓｉ／
   30＋Ｍｎ／20＋Ｃｕ／20＋Ｎｉ／60＋Ｃｒ／20＋Ｍｏ／
   15＋Ｖ／10＋5 ×Ｂ (％)]となる化学組成を有する鋼
   を、1100℃以上に加熱して熱間圧延し、1000℃以下の温
   度域で40％以上の累積圧下率で圧下を加え、930 ℃以上
   で仕上げた後、そのまま板厚中心部の冷却速度が3.5 ℃
   ／sec 以上で、かつ200 ℃以下まで直接焼入れを行い、
   次いで、870 〜950 ℃の温度域に再加熱して水焼入れを
   行い、引き続いてA _c1点以下の温度で焼戻して空冷する
   ことを特徴とする、板厚方向での均質性に優れ、靱性の
   異方性の小さい950N/mm²級調質高張力鋼板の製造方法。
7. 【請求項７】 前記焼戻して空冷後の鋼板が、鋼の合金
   元素の固溶量 [但し、合金元素の固溶量＝sol.Ｃｒ＋so
   l.Ｍｏ＋sol.Ｖ＋sol.Ｂ (％)]が0.88％以上で、鋼中の
   Ｎｂ化合物が平均粒径：8nm 以下で、かつ体積分率：1.
   5 ×10^-4〜5.0 ×10^-4 ％の範囲で存在し、鋼の旧オース
   テナイト粒の平均粒度No. が8 以上でかつ展伸度AI_l (
   但し、ASTM E112 −1995,16.3.5,237 頁の測定方法によ
   る) が1.5 以下である、請求項６に記載の950N/mm²級調
   質高張力鋼板の製造方法。
8. 【請求項８】 選択添加元素として更に、Ｔｉ：0.005
   〜 0.025％、Ｃａ：0.0010〜0.010 ％の内から、一種ま
   たは二種を含有する請求項６または７に記載の950N/mm²
   級調質高張力鋼板の製造方法。
9. 【請求項９】 板厚が100mm 以下である請求項６乃至８
   のいずれか１項に記載の950N/mm²級調質高張力鋼板の製
   造方法。
10. 【請求項１０】 前記靱性がvT_rs：−60℃以下で、かつ
    vE_-60 ：150J以上である請求項６乃至９のいずれか１項
    に記載の950N/mm²級調質高張力鋼板の製造方法。
11. 【請求項１１】 用途がペンストック用である請求項６
    乃至１０のいずれか１項に記載の950N/mm²級調質高張力
    鋼板の製造方法。