JP5278188B2 - 耐水素誘起割れ性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板 - Google Patents
耐水素誘起割れ性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5278188B2 JP5278188B2 JP2009145964A JP2009145964A JP5278188B2 JP 5278188 B2 JP5278188 B2 JP 5278188B2 JP 2009145964 A JP2009145964 A JP 2009145964A JP 2009145964 A JP2009145964 A JP 2009145964A JP 5278188 B2 JP5278188 B2 JP 5278188B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- content
- thick steel
- steel plate
- slab
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、厚鋼板に関し、詳しくは、耐水素誘起割れ性（以下、「耐ＨＩＣ性」という。）および脆性亀裂伝播停止特性（以下、「ＤＷＴＴ特性」という。）に優れた厚鋼板に関する。さらに、詳しくは、製造エネルギー原単位が低く、環境にもやさしい厚鋼板、なかでも、ラインパイプ用など各種の素材として好適に用いることができる厚鋼板に関する。
なお、本発明の厚鋼板は、主として板厚２０ｍｍを超えるものが対象であり、強度クラスとしては米国石油協会（Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｐｅｔｒｏｌｅｕｍ Ｉｎａｔｉｔｕｔｅ）（以下、「ＡＰＩ」という。）規格でＸ６５（降伏強さ：４４８〜６００ＭＰａ、引張強さ：５３１ＭＰａ以上）〜Ｘ７０級（降伏強さ：４８３〜６２１ＭＰａ、引張強さ：５６５ＭＰａ以上）の高張力のものが対象となる。
大型構造物に用いられる厚鋼板は、スラブをオーステナイト温度域、すなわち、Ａｃ3点以上に加熱後、所定の厚みまで圧延を行い、冷却処理することにより製造される。
厚鋼板の特性は、鋼組成、加熱温度条件、圧延条件、冷却条件などにより決定し、これらの条件を適宜調整することにより、付加価値の高い厚鋼板を製造することが可能になる。
厚鋼板の製造における加熱温度は、通常、１１５０℃程度とオーステナイト温度域でも比較的高い温度で行われてきた。これは、高温加熱によるスラブの軟化作用により、次工程である圧延工程において、圧下の負荷を小さくするためである。
なお、鋼板、なかでも、厚鋼板の製造では常にエネルギー原単位の減少が求められるが、近年のエネルギー資源の価格の高騰から、より一層のエネルギー原単位の減少が要求されるようになってきた。また、近年の環境への配慮から二酸化炭素などの温室効果ガスをなるべく出さずに鋼板を製造する技術が求められている。
厚鋼板の製造では、加熱工程として、スラブを加熱し、該スラブの中央部まで温度を均一化することが好ましい。このため、加熱工程では大量のエネルギーを必要とする。よって、加熱温度を低くして、例えば、加熱温度を１０００℃以下として、厚鋼板を製造することができれば、上述の要求を満足することができる。
厚鋼板の製造方法が、例えば、特許文献１〜３に開示されている。
すなわち、特許文献１には、加熱温度をＡｃ3点以上と規定し、１０００℃以下の温度で加熱した実施例を含む発明が開示されている。
また、特許文献２には、加熱温度をＡｃ3変態点以上、１２００℃以下と規定し、９５０℃および１０００℃で加熱した実施例を含む発明が開示されている。
さらに、特許文献３には、加熱温度を９５０℃以上と規定し、９７５℃、１０００℃で加熱した実施例を含む発明が開示されている。
しかし、これらの特許文献１〜３に開示された技術は、その実施例に１０００℃を超える加熱温度の記載が多数あることからも明らかなように、積極的に１０００℃以下の低い加熱温度で厚鋼板を製造する技術ではない。
一方、特に、ラインパイプ用等の素材として有用な鋼材あるいは厚鋼板が、例えば、特許文献４〜６に開示されている。これらの特許文献に記載の発明では１０００℃以下の低い加熱温度でスラブを加熱して厚鋼板を製造している。
すなわち、特許文献４には、Ｎｂを必須含有させたスラブを用いて、Ａｃ3＋２００℃以下に加熱する厚手耐サワー鋼板の製造方法の発明が開示されている。なお、特許文献４における本発明鋼のスラブに対する加熱温度として、具体的には８６０〜９８０℃が示されている。
特許文献５には、Ｎｂを必須含有させたスラブを用いて、９００〜１０５０℃に加熱して高張力鋼板を製造する方法の発明が開示されている。
特許文献６には、鋼中のＮｂ析出物による耐ＨＩＣ性劣化を避けるために鋼中へのＮｂ添加を排除したスラブを９００〜１１５０℃に加熱する、耐サワー高強度鋼板の製造方法の発明が開示されている。
しかしながら、特許文献４および特許文献５に記載の発明は、オーステナイト粒の成長を抑制することを目的として低温度域でのスラブ加熱を行ったものであるが、そもそもエネルギーコストや温室効果ガス排出をも考慮したものではない。
一方、特許文献６に記載の発明は、エネルギーコストを考慮して低温度域でのスラブ加熱を行い厚鋼板を製造する発明ではあるものの、その技術的思想は、その段落［０００４］に記載されているとおり、いわゆる「Ｎｂフリーの厚鋼板」を製造することにある。
本発明の目的は、耐ＨＩＣ性およびＤＷＴＴ特性が良好であり、高騰するエネルギーコストを抑えて安価に製造できる経済性に優れた厚鋼板を提供することにある。本発明の別の面からの目的は、エネルギー消費量が小さいために二酸化炭素など温室効果ガスの放出を抑制することが可能な、地球環境に配慮した厚鋼板を提供することにある。
本発明の要旨は、下記（１）〜（５）に示す厚鋼板にある。
（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１７％、Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：０．４〜１．８％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．０１％未満、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｎ：０．０１％以下およびＯ：０．００５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ、下記の（１）式で示されるＶＳの値が０．２５〜０．６５である化学組成を有し、ミクロ組織がベイナイトの割合が９０％以上であることを特徴とする厚鋼板。
ＶＳ＝Ｃ＋（Ｍｎ／５）＋５Ｐ−（Ｎｉ／１０）−（Ｍｏ／１０）＋（Ｃｕ／１０）・・・（１）
ただし、上記（１）式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｎｉ、ＭｏおよびＣｕは、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。
ＶＳ＝Ｃ＋（Ｍｎ／５）＋５Ｐ−（Ｎｉ／１０）−（Ｍｏ／１０）＋（Ｃｕ／１０）・・・（１）
ただし、上記（１）式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｎｉ、ＭｏおよびＣｕは、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。
（２）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１７％、Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：０．４〜１．８％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．０１％未満、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｎ：０．０１％以下およびＯ：０．００５％以下ならびにＣｕ：０．５％以下、Ｃｒ：０．７％以下、Ｍｏ：０．７％以下およびＶ：０．４％以下の元素のうち１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、下記の（１）式で示されるＶＳの値が０．２５〜０．６５である化学組成を有し、かつ、ミクロ組織がベイナイトの割合が９０％以上の厚鋼板であって、スラブの加熱温度をＡｃ 3 点以上１０００℃未満として製造したものであることを特徴とする厚鋼板。
ＶＳ＝Ｃ＋（Ｍｎ／５）＋５Ｐ−（Ｎｉ／１０）−（Ｍｏ／１０）＋（Ｃｕ／１０）・・・（１）
ただし、上記（１）式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｎｉ、ＭｏおよびＣｕは、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。
ＶＳ＝Ｃ＋（Ｍｎ／５）＋５Ｐ−（Ｎｉ／１０）−（Ｍｏ／１０）＋（Ｃｕ／１０）・・・（１）
ただし、上記（１）式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｎｉ、ＭｏおよびＣｕは、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。
（３）質量％で、さらに、Ｎｉ：０．７％以下を含有することを特徴とする上記（２）に記載の厚鋼板。
（４）質量％で、さらに、Ｂ：０．００１０％以下を含有することを特徴とする上記（２）から（３）までのいずれかに記載の厚鋼板。
（５）質量％で、さらに、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＲＥＭ：０．０１％以下の元素のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（２）から（４）までのいずれかに記載の厚鋼板。
なお、本発明における「ＲＥＭ」は、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はＲＥＭのうちの１種または２種以上の元素の合計含有量を指す。
残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ等、その他種々の要因によって不可避的に混入するものを指す。
本発明で規定するミクロ組織は、厚鋼板の板厚中心部におけるものをいう。
本発明で規定するスラブの加熱温度は、スラブの板厚中央部（板厚ｔの（１／２）部）における温度を指す。板厚中央部の温度を直接測定する手段はないので、伝熱計算を基にした計算温度管理を行い、計算温度をスラブの板厚中央部の温度、すなわちスラブの加熱温度として採用すればよい。
本発明の厚鋼板は、高騰するエネルギーコストを抑えて工業的な規模で低コストに製造することが容易であり、耐ＨＩＣ性およびＤＷＴＴ特性にも優れている。このため、ラインパイプ用など各種の素材として好適に用いることができる。さらに、この厚鋼板の製造時のエネルギー消費量は小さくてもよいので、二酸化炭素など温室効果ガスの放出を抑制することができるという効果も得られる。
以下に、本発明の構成要件について詳しく説明する。なお、各成分元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
（Ａ）化学組成について：
Ｃ：０．０１〜０．１７％
Ｃは、強度を確保するために必要な元素である。Ｃ含有量が０．０１％未満では所望の強度を得難い。一方、Ｃの含有量が０．１７％を超えると、一般に「Ｐｃｍ」と表記される「溶接割れ感受性組成」が上昇して溶接割れ感受性が大きくなる。また、連続鋳造スラブを用いた場合には、連続鋳造スラブの凝固過程における包晶反応の影響によりスラブ割れが発生しやすくなるとともに、連続鋳造スラブの中心部にＣが過度に濃化して偏析帯を形成してしまう。このため、Ｃ含有量は０．０１〜０．１７％とする。Ｃ含有量の下限は好ましくは０．０２％、より好ましくは０．０４％である。Ｃ含有量の上限は好ましくは０．１４％、より好ましくは０．１０％である。
Ｃ：０．０１〜０．１７％
Ｃは、強度を確保するために必要な元素である。Ｃ含有量が０．０１％未満では所望の強度を得難い。一方、Ｃの含有量が０．１７％を超えると、一般に「Ｐｃｍ」と表記される「溶接割れ感受性組成」が上昇して溶接割れ感受性が大きくなる。また、連続鋳造スラブを用いた場合には、連続鋳造スラブの凝固過程における包晶反応の影響によりスラブ割れが発生しやすくなるとともに、連続鋳造スラブの中心部にＣが過度に濃化して偏析帯を形成してしまう。このため、Ｃ含有量は０．０１〜０．１７％とする。Ｃ含有量の下限は好ましくは０．０２％、より好ましくは０．０４％である。Ｃ含有量の上限は好ましくは０．１４％、より好ましくは０．１０％である。
Ｓｉ：０．０１〜０．６０％
Ｓｉは、脱酸作用を有する。Ｓｉには、鋼を強化する作用もある。しかしながら、Ｓｉの含有量が０．０１％未満では脱酸が不十分となる。一方、Ｓｉの含有量が０．６０％を超えると、溶接熱影響部（以下「ＨＡＺ」という。）にマルテンサイトが多く生成して靱性を極度に劣化させる。このため、Ｓｉの含有量は０．０１〜０．６０％とする。Ｓｉ含有量の下限は好ましくは０．２０％である。また、Ｓｉ含有量の上限は好ましくは０．４０％である。
Ｓｉは、脱酸作用を有する。Ｓｉには、鋼を強化する作用もある。しかしながら、Ｓｉの含有量が０．０１％未満では脱酸が不十分となる。一方、Ｓｉの含有量が０．６０％を超えると、溶接熱影響部（以下「ＨＡＺ」という。）にマルテンサイトが多く生成して靱性を極度に劣化させる。このため、Ｓｉの含有量は０．０１〜０．６０％とする。Ｓｉ含有量の下限は好ましくは０．２０％である。また、Ｓｉ含有量の上限は好ましくは０．４０％である。
Ｍｎ：０．４〜１．８％
Ｍｎは、鋼を強化するとともに靱性を高める作用を有する。しかしながら、Ｍｎの含有量が０．４％未満では高張力厚鋼板として要求される強度が得られない。一方、Ｍｎの含有量が１．８％を超えると、スラブの中心偏析が増大してＨＩＣの発生が多くなる。このため、Ｍｎ含有量は０．４〜１．８％とする。Ｍｎ含有量の下限は好ましくは０．６％、より好ましくは０．９％である。また、Ｍｎ含有量の上限は好ましくは１．６％、より好ましくは１．４％である。
Ｍｎは、鋼を強化するとともに靱性を高める作用を有する。しかしながら、Ｍｎの含有量が０．４％未満では高張力厚鋼板として要求される強度が得られない。一方、Ｍｎの含有量が１．８％を超えると、スラブの中心偏析が増大してＨＩＣの発生が多くなる。このため、Ｍｎ含有量は０．４〜１．８％とする。Ｍｎ含有量の下限は好ましくは０．６％、より好ましくは０．９％である。また、Ｍｎ含有量の上限は好ましくは１．６％、より好ましくは１．４％である。
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、不純物であり、できるだけ少ないほうが好ましい元素である。Ｐの含有量が多くなって特に０．０２％を超えると、スラブにおける中心偏析度が上昇し、局部的な硬さ上昇が発生する。そこで、Ｐの含有量は０．０２％以下とする。
Ｐは、不純物であり、できるだけ少ないほうが好ましい元素である。Ｐの含有量が多くなって特に０．０２％を超えると、スラブにおける中心偏析度が上昇し、局部的な硬さ上昇が発生する。そこで、Ｐの含有量は０．０２％以下とする。
Ｓ：０．０１％以下
ＳもＰと同様に、不純物であり、できるだけ少ないほうが好ましい元素である。Ｓの含有量が多くなって特に０．０１％を超えると、鋼に対して有害な介在物であるＭｎＳが多く生成する。そこで、Ｓの含有量は０．０１％以下とする。
ＳもＰと同様に、不純物であり、できるだけ少ないほうが好ましい元素である。Ｓの含有量が多くなって特に０．０１％を超えると、鋼に対して有害な介在物であるＭｎＳが多く生成する。そこで、Ｓの含有量は０．０１％以下とする。
Ｎｂ：０．００１％以上０．０１％未満
Ｎｂは、未再結晶領域を拡大させ、圧延の際に転位の導入を行い易くして、微細組織を形成する作用を有する。この効果は、Ｎｂの含有量が０．００１％以上で得られる。しかしながら、Ｎｂはスラブ中でＮｂ炭窒化物を形成し、このＮｂ炭窒化物がマトリックスに固溶せずクラスターを形成すると、特に、Ｎｂの含有量が多くなって０．０１％以上になり、Ｎｂ炭窒化物が１０μｍを超えるサイズのクラスターを形成すると、これを起点としたＨＩＣの発生を招いて耐ＨＩＣが劣化する。したがって、Ｎｂの含有量は０．００１％以上０．０１％未満とする。
Ｎｂは、未再結晶領域を拡大させ、圧延の際に転位の導入を行い易くして、微細組織を形成する作用を有する。この効果は、Ｎｂの含有量が０．００１％以上で得られる。しかしながら、Ｎｂはスラブ中でＮｂ炭窒化物を形成し、このＮｂ炭窒化物がマトリックスに固溶せずクラスターを形成すると、特に、Ｎｂの含有量が多くなって０．０１％以上になり、Ｎｂ炭窒化物が１０μｍを超えるサイズのクラスターを形成すると、これを起点としたＨＩＣの発生を招いて耐ＨＩＣが劣化する。したがって、Ｎｂの含有量は０．００１％以上０．０１％未満とする。
なお、Ｎｂの含有量が０．０１％以上の場合には、スラブ加熱温度が低く、特に、１０００℃未満であると、上記Ｎｂ炭窒化物の１０μｍを超えるサイズのクラスター形成が多くなって、耐ＨＩＣの劣化が著しくなる。
一方、Ｎｂの含有量が０．０１％未満であっても、スラブ加熱温度が低く、特に、１０００℃未満である場合には、Ｎｂ炭窒化物のクラスターは形成されるが、そのサイズは１０μｍを超えることはなく、また、その数も少ないため、耐ＨＩＣ性が劣化することはない。
なお、Ｎｂ含有量の下限は好ましくは０．００３％、より好ましくは０．００４％である。また、Ｎｂ含有量の上限は０．００９％未満であることが好ましく、０．００７％未満であれば一層好ましい。
Ａｌ：０．００１〜０．０６％
Ａｌは、脱酸のために必須の元素であり、本発明に係る厚鋼板の場合には、０．００１％以上の含有量が必要である。しかしながら、Ａｌの含有量が０．０６％を超えると、特にＨＡＺにおいて靱性が劣化しやすくなる。これは、粗大なクラスター状のアルミナ系介在物粒子が形成されやすくなるためと考えられる。したがって、Ａｌ含有量は０．００１〜０．０６％とする。Ａｌ含有量の下限は好ましくは０．００５％である。また、Ａｌ含有量の上限は好ましくは０．０５％である。
Ａｌは、脱酸のために必須の元素であり、本発明に係る厚鋼板の場合には、０．００１％以上の含有量が必要である。しかしながら、Ａｌの含有量が０．０６％を超えると、特にＨＡＺにおいて靱性が劣化しやすくなる。これは、粗大なクラスター状のアルミナ系介在物粒子が形成されやすくなるためと考えられる。したがって、Ａｌ含有量は０．００１〜０．０６％とする。Ａｌ含有量の下限は好ましくは０．００５％である。また、Ａｌ含有量の上限は好ましくは０．０５％である。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、不純物として鋼中に存在し、含有量が多い場合には、母材、ＨＡＺとも靱性が劣化するのを避けることができず、特に、その含有量が０．０１％を超えると、母材およびＨＡＺの靱性劣化が著しくなる。このため、Ｎの含有量は０．０１％以下とする。なお、Ｎ含有量の上限は好ましくは０．００５％である。
Ｎは、不純物として鋼中に存在し、含有量が多い場合には、母材、ＨＡＺとも靱性が劣化するのを避けることができず、特に、その含有量が０．０１％を超えると、母材およびＨＡＺの靱性劣化が著しくなる。このため、Ｎの含有量は０．０１％以下とする。なお、Ｎ含有量の上限は好ましくは０．００５％である。
Ｏ：０．００５％以下
Ｏ（酸素）は、不純物として鋼中に存在し、含有量が多い場合には母材靱性に悪影響を及ぼし、特に、その含有量が０．００５％を超えると、母材靱性の劣化が著しくなる。このため、Ｏの含有量は０．００５％以下とする。Ｏ含有量の上限は好ましくは０．００３％である。
Ｏ（酸素）は、不純物として鋼中に存在し、含有量が多い場合には母材靱性に悪影響を及ぼし、特に、その含有量が０．００５％を超えると、母材靱性の劣化が著しくなる。このため、Ｏの含有量は０．００５％以下とする。Ｏ含有量の上限は好ましくは０．００３％である。
本発明の厚鋼板の一つは、上記元素のほか、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ、前述した（１）式、つまり、
ＶＳ＝Ｃ＋（Ｍｎ／５）＋５Ｐ−（Ｎｉ／１０）−（Ｍｏ／１０）＋（Ｃｕ／１０）・・・（１）
で示されるＶＳの値が０．２５〜０．６５の化学組成を有するものである。
ＶＳ＝Ｃ＋（Ｍｎ／５）＋５Ｐ−（Ｎｉ／１０）−（Ｍｏ／１０）＋（Ｃｕ／１０）・・・（１）
で示されるＶＳの値が０．２５〜０．６５の化学組成を有するものである。
本発明の厚鋼板の他の一つは、上記の元素に加えてさらに、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｂ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭのうちから選んだ１種以上の元素を含有する化学組成を有するものである。以下、これらの任意元素の作用効果と、含有量の限定理由について説明する。
Ｃｕ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、強度を高める作用を有する。このため、より大きな強度を確保したい場合には、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のＣｕ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶについて詳しく説明する。
Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕを含有させると、強度を向上させることができる。すなわち、Ｃｕを含有させると、特に、焼入れ−焼戻しの熱処理を行った場合に、Ｃｕによる時効硬化によって一層強度を高めることができる。また、Ｃｕには、耐食性を向上させる作用もある。したがって、上記の効果を得るためにＣｕを含有してもよい。しかしながら、０．５％を超えるＣｕを含有させてもコスト上昇に見合った性能の改善が見られない。このため、含有させる場合のＣｕの含有量は０．５％以下とする。含有させる場合のＣｕ含有量の上限は好ましくは０．３％、より好ましくは０．２％である。なお、Ｃｕによる上記の効果を確実に発現させるためには、Ｃｕを０．０１％以上含有させることが好ましい。含有させる場合のＣｕ含有量の下限はより好ましくは０．０１５％、より一層好ましくは０．０２％である。
Ｃｕを含有させると、強度を向上させることができる。すなわち、Ｃｕを含有させると、特に、焼入れ−焼戻しの熱処理を行った場合に、Ｃｕによる時効硬化によって一層強度を高めることができる。また、Ｃｕには、耐食性を向上させる作用もある。したがって、上記の効果を得るためにＣｕを含有してもよい。しかしながら、０．５％を超えるＣｕを含有させてもコスト上昇に見合った性能の改善が見られない。このため、含有させる場合のＣｕの含有量は０．５％以下とする。含有させる場合のＣｕ含有量の上限は好ましくは０．３％、より好ましくは０．２％である。なお、Ｃｕによる上記の効果を確実に発現させるためには、Ｃｕを０．０１％以上含有させることが好ましい。含有させる場合のＣｕ含有量の下限はより好ましくは０．０１５％、より一層好ましくは０．０２％である。
Ｃｒ：０．７％以下
Ｃｒを含有させると、強度を上昇させることができる。すなわち、Ｃｒは、スラブの凝固過程において中心偏析部に濃化し難いので、熱間圧延後の厚鋼板の水冷時に、オーステナイトからのフェライトやパーライトへの変態を遅らせて焼入れ性を高めて厚鋼板の強度を上昇させ、また、焼戻し処理あるいは高温でのＳＲ処理の際に、素地フェライトの軟化を遅らせて微細な特殊炭化物の析出硬化作用により軟化抵抗の増加をもたらす。そのため、特に、ラインパイプ用厚鋼板の場合には、耐ＨＩＣ性と高強度をともに確保するために非常に有効な元素である。したがって、上記の効果を得るためにＣｒを含有してもよい。しかしながら、Ｃｒの含有量が０．７％を超えると、溶接時の作業性を極度に低下させるとともにコストが嵩む。このため、含有させる場合のＣｒの含有量は０．７％以下とする。含有させる場合のＣｒ含有量の上限は好ましくは０．５％である。なお、Ｃｒによる上記の効果を確実に発現させるためには、Ｃｒを０．０１％以上含有させることが好ましい。含有させる場合のＣｒ含有量の下限はより好ましくは０．１％である。
Ｃｒを含有させると、強度を上昇させることができる。すなわち、Ｃｒは、スラブの凝固過程において中心偏析部に濃化し難いので、熱間圧延後の厚鋼板の水冷時に、オーステナイトからのフェライトやパーライトへの変態を遅らせて焼入れ性を高めて厚鋼板の強度を上昇させ、また、焼戻し処理あるいは高温でのＳＲ処理の際に、素地フェライトの軟化を遅らせて微細な特殊炭化物の析出硬化作用により軟化抵抗の増加をもたらす。そのため、特に、ラインパイプ用厚鋼板の場合には、耐ＨＩＣ性と高強度をともに確保するために非常に有効な元素である。したがって、上記の効果を得るためにＣｒを含有してもよい。しかしながら、Ｃｒの含有量が０．７％を超えると、溶接時の作業性を極度に低下させるとともにコストが嵩む。このため、含有させる場合のＣｒの含有量は０．７％以下とする。含有させる場合のＣｒ含有量の上限は好ましくは０．５％である。なお、Ｃｒによる上記の効果を確実に発現させるためには、Ｃｒを０．０１％以上含有させることが好ましい。含有させる場合のＣｒ含有量の下限はより好ましくは０．１％である。
Ｍｏ：０．７％以下
Ｍｏを含有させると、強度を上昇させることができる。また、Ｍｏには、靱性を向上させる作用もある。したがって、上記の効果を得るためにＭｏを含有してもよい。しかしながら、Ｍｏの含有量が０．７％を超えると、特に、ＨＡＺの硬さが高くなって靱性と耐ＳＳＣ性を損なう。このため、含有させる場合のＭｏの含有量は０．７％以下とする。含有させる場合のＭｏ含有量の上限は好ましくは０．５％である。なお、Ｍｏによる上記の効果を確実に発現させるためには、Ｍｏを０．０１％以上含有させることが好ましい。含有させる場合のＭｏ含有量の下限はより好ましくは０．１％である。
Ｍｏを含有させると、強度を上昇させることができる。また、Ｍｏには、靱性を向上させる作用もある。したがって、上記の効果を得るためにＭｏを含有してもよい。しかしながら、Ｍｏの含有量が０．７％を超えると、特に、ＨＡＺの硬さが高くなって靱性と耐ＳＳＣ性を損なう。このため、含有させる場合のＭｏの含有量は０．７％以下とする。含有させる場合のＭｏ含有量の上限は好ましくは０．５％である。なお、Ｍｏによる上記の効果を確実に発現させるためには、Ｍｏを０．０１％以上含有させることが好ましい。含有させる場合のＭｏ含有量の下限はより好ましくは０．１％である。
Ｖ：０．４％以下
Ｖを含有させると、強度を上昇させることができる。すなわち、Ｖは、主に焼戻し時の炭窒化物析出により強度を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにＶを含有してもよい。しかしながら、０．４％を超えるＶを含有させても、強度向上効果が飽和してコストが嵩むばかりか、靱性の劣化も生じる。したがって、含有させる場合のＶの含有量は０．４％以下とする。含有させる場合のＶ含有量の上限は好ましくは０．３％である。なお、Ｖによる上記の効果を確実に発現させるためには、Ｖを０．０１％以上含有させることが好ましい。含有させる場合のＶ含有量の下限はより好ましくは０．０２５％である。
Ｖを含有させると、強度を上昇させることができる。すなわち、Ｖは、主に焼戻し時の炭窒化物析出により強度を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにＶを含有してもよい。しかしながら、０．４％を超えるＶを含有させても、強度向上効果が飽和してコストが嵩むばかりか、靱性の劣化も生じる。したがって、含有させる場合のＶの含有量は０．４％以下とする。含有させる場合のＶ含有量の上限は好ましくは０．３％である。なお、Ｖによる上記の効果を確実に発現させるためには、Ｖを０．０１％以上含有させることが好ましい。含有させる場合のＶ含有量の下限はより好ましくは０．０２５％である。
なお、上記のＣｕ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。なお、これらの元素の合計含有量は２．０％以下とすることが好ましい。
Ｎｉ：０．７％以下
Ｎｉを含有させると、靱性を向上させることができる。すなわち、Ｎｉは、固溶状態において鋼のマトリックスの靱性を高める効果がある。また、Ｎｉには、焼入れ性を高める作用もある。したがって、上記の効果を得るためにＮｉを含有してもよい。しかしながら、０．７％を超えるＮｉを含有させてもコスト上昇に見合った性能の改善が見られない。したがって、含有させる場合のＮｉの含有量は０．７％以下とする。含有させる場合のＮｉ含有量の上限は好ましくは０．５％である。Ｎｉによる上記の効果を確実に発現させるためには、Ｎｉを０．０１％以上含有させることが好ましい。含有させる場合のＮｉ含有量の下限はより好ましくは０．１％である。
Ｎｉを含有させると、靱性を向上させることができる。すなわち、Ｎｉは、固溶状態において鋼のマトリックスの靱性を高める効果がある。また、Ｎｉには、焼入れ性を高める作用もある。したがって、上記の効果を得るためにＮｉを含有してもよい。しかしながら、０．７％を超えるＮｉを含有させてもコスト上昇に見合った性能の改善が見られない。したがって、含有させる場合のＮｉの含有量は０．７％以下とする。含有させる場合のＮｉ含有量の上限は好ましくは０．５％である。Ｎｉによる上記の効果を確実に発現させるためには、Ｎｉを０．０１％以上含有させることが好ましい。含有させる場合のＮｉ含有量の下限はより好ましくは０．１％である。
なお、Ｃｕを含有させる場合には、「Ｃｕチェッキング」と称される圧延時のひび割れが生じやすい。これを防止するために、Ｎｉ／Ｃｕ≧１．０を満足するようにＮｉを複合して含有させることが好ましい。
Ｂ：０．００１０％以下
Ｂを含有させると、焼入れ性を向上させることができる。したがって、上記の効果を得るためにＢを含有してもよい。しかしながら、０．００１０％を超えるＢを含有させても、上記の効果が飽和するし、著しい靱性の劣化が生じる。したがって、含有させる場合のＢの含有量は０．００１０％以下とする。含有させる場合のＢ含有量の上限は好ましくは０．０００６％である。なお、Ｂによる上記の効果を確実に発現させるためには、Ｂを０．０００１％以上含有させることが好ましい。含有させる場合のＢ含有量の下限はより好ましくは０．０００３％である。
Ｂを含有させると、焼入れ性を向上させることができる。したがって、上記の効果を得るためにＢを含有してもよい。しかしながら、０．００１０％を超えるＢを含有させても、上記の効果が飽和するし、著しい靱性の劣化が生じる。したがって、含有させる場合のＢの含有量は０．００１０％以下とする。含有させる場合のＢ含有量の上限は好ましくは０．０００６％である。なお、Ｂによる上記の効果を確実に発現させるためには、Ｂを０．０００１％以上含有させることが好ましい。含有させる場合のＢ含有量の下限はより好ましくは０．０００３％である。
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、熱間加工性を高める作用を有する。このため、より大きな熱間加工性を確保したい場合には、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のＣａ、ＭｇおよびＲＥＭについて詳しく説明する。
Ｃａ：０．０１％以下
Ｃａは、熱間加工性を高める作用を有する。なお、Ｃａが鋼中のＳと反応して溶鋼中で形成する酸・硫化物（オキシサルファイド）は、ＭｎＳなどと異なって、熱間加工の一形態である圧延加工で圧延方向に伸びることがなく圧延後も球状であるため、延伸した介在物の先端などを割れの起点とする溶接割れやＨＩＣを抑制する作用がある。したがって、上記の効果を得るためにＣａを含有してもよい。しかしながら、Ｃａの含有量が０．０１％を超えると、靱性の劣化を招くことがある。したがって、Ｃａを含有させる場合の含有量を０．０１％以下とした。含有させる場合のＣａ含有量の上限は好ましくは０．００６０％である。Ｃａによる上記の効果を確実に発現させるためには、Ｃａを０．０００５％以上含有させることが好ましい。含有させる場合のＣａ含有量の下限はより好ましくは０．００１０％である。
Ｃａは、熱間加工性を高める作用を有する。なお、Ｃａが鋼中のＳと反応して溶鋼中で形成する酸・硫化物（オキシサルファイド）は、ＭｎＳなどと異なって、熱間加工の一形態である圧延加工で圧延方向に伸びることがなく圧延後も球状であるため、延伸した介在物の先端などを割れの起点とする溶接割れやＨＩＣを抑制する作用がある。したがって、上記の効果を得るためにＣａを含有してもよい。しかしながら、Ｃａの含有量が０．０１％を超えると、靱性の劣化を招くことがある。したがって、Ｃａを含有させる場合の含有量を０．０１％以下とした。含有させる場合のＣａ含有量の上限は好ましくは０．００６０％である。Ｃａによる上記の効果を確実に発現させるためには、Ｃａを０．０００５％以上含有させることが好ましい。含有させる場合のＣａ含有量の下限はより好ましくは０．００１０％である。
Ｍｇ：０．０１％以下
Ｍｇは、熱間加工性を高める作用を有する。Ｍｇには、Ｍｇ含有酸化物を生成してＴｉＮの発生核となり、ＴｉＮを微細分散させる作用もある。したがって、上記の効果を得るためにＭｇを含有してもよい。しかしながら、Ｍｇの含有量が０．０１％を超えると、酸化物が多くなりすぎて延性低下をもたらす。したがって、Ｍｇを含有させる場合の含有量を０．０１％以下とした。含有させる場合のＭｇ含有量の上限は好ましくは０．００８０％である。なお、Ｍｇによる上記の効果を確実に発現させるためには、Ｍｇを０．００１０％以上含有させることが好ましい。含有させる場合のＭｇ含有量の下限はより好ましくは０．００２０％である。
Ｍｇは、熱間加工性を高める作用を有する。Ｍｇには、Ｍｇ含有酸化物を生成してＴｉＮの発生核となり、ＴｉＮを微細分散させる作用もある。したがって、上記の効果を得るためにＭｇを含有してもよい。しかしながら、Ｍｇの含有量が０．０１％を超えると、酸化物が多くなりすぎて延性低下をもたらす。したがって、Ｍｇを含有させる場合の含有量を０．０１％以下とした。含有させる場合のＭｇ含有量の上限は好ましくは０．００８０％である。なお、Ｍｇによる上記の効果を確実に発現させるためには、Ｍｇを０．００１０％以上含有させることが好ましい。含有させる場合のＭｇ含有量の下限はより好ましくは０．００２０％である。
ＲＥＭ：０．０１％以下
ＲＥＭは、熱間加工性を高める作用を有する。ＲＥＭには、ＨＡＺ組織の微細化作用もある。したがって、上記の効果を得るためにＲＥＭを含有してもよい。しかしながら、ＲＥＭの含有量が多くなると、介在物となって清浄性を低下させるが、ＲＥＭの添加によって形成される介在物は、比較的靱性劣化への影響が小さいため、０．０１％以下であればＲＥＭを含有させても母材の靱性の低下は許容できる。したがって、ＲＥＭを含有させる場合の含有量を０．０１％以下とした。含有させる場合のＲＥＭ含有量の上限は好ましくは０．００８０％である。なお、ＲＥＭによる上記の効果を確実に発現させるためには、ＲＥＭを０．００１０％以上含有させることが好ましい。含有させる場合のＲＥＭ含有量の下限はより好ましくは０．００２０％である。
ＲＥＭは、熱間加工性を高める作用を有する。ＲＥＭには、ＨＡＺ組織の微細化作用もある。したがって、上記の効果を得るためにＲＥＭを含有してもよい。しかしながら、ＲＥＭの含有量が多くなると、介在物となって清浄性を低下させるが、ＲＥＭの添加によって形成される介在物は、比較的靱性劣化への影響が小さいため、０．０１％以下であればＲＥＭを含有させても母材の靱性の低下は許容できる。したがって、ＲＥＭを含有させる場合の含有量を０．０１％以下とした。含有させる場合のＲＥＭ含有量の上限は好ましくは０．００８０％である。なお、ＲＥＭによる上記の効果を確実に発現させるためには、ＲＥＭを０．００１０％以上含有させることが好ましい。含有させる場合のＲＥＭ含有量の下限はより好ましくは０．００２０％である。
既に述べたように本発明における「ＲＥＭ」は、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はＲＥＭのうちの１種または２種以上の元素の合計含有量を指す。
なお、上記のＣａ、ＭｇおよびＲＥＭは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種以上の複合で含有させることができる。なお、これらの元素の合計含有量は０．０２５％以下とすることが好ましい。
ＶＳの値：０．２５〜０．６５
前記の（１）式、つまり、
ＶＳ＝Ｃ＋（Ｍｎ／５）＋５Ｐ−（Ｎｉ／１０）−（Ｍｏ／１０）＋（Ｃｕ／１０）・・・（１）
で表されるＶＳの値が０．６５を超えると、連続鋳造鋳片の中心偏析、特に、Ｃｕの中心偏析を避けることができなくなって、ＤＷＴＴ特性が著しく劣化してしまう。しかしながら、ＶＳの値が０．６５以下であると、連続鋳造鋳片の中心偏析を改善することができるので、４００ＭＰａ以上の降伏強さを有する厚鋼板を、母材におけるＤＷＴＴ特性の劣化なく製造することが可能である。一方、ＶＳの値が０．２５未満であると、ＡＰＩ規格Ｘ６５〜Ｘ７０級の高張力という所望の強度を確保することが難しくなる。したがって、前記（１）式で示されるＶＳの値は０．２５〜０．６５とする。
前記の（１）式、つまり、
ＶＳ＝Ｃ＋（Ｍｎ／５）＋５Ｐ−（Ｎｉ／１０）−（Ｍｏ／１０）＋（Ｃｕ／１０）・・・（１）
で表されるＶＳの値が０．６５を超えると、連続鋳造鋳片の中心偏析、特に、Ｃｕの中心偏析を避けることができなくなって、ＤＷＴＴ特性が著しく劣化してしまう。しかしながら、ＶＳの値が０．６５以下であると、連続鋳造鋳片の中心偏析を改善することができるので、４００ＭＰａ以上の降伏強さを有する厚鋼板を、母材におけるＤＷＴＴ特性の劣化なく製造することが可能である。一方、ＶＳの値が０．２５未満であると、ＡＰＩ規格Ｘ６５〜Ｘ７０級の高張力という所望の強度を確保することが難しくなる。したがって、前記（１）式で示されるＶＳの値は０．２５〜０．６５とする。
（Ｂ）ミクロ組織について：
本発明の厚鋼板に、ＡＰＩ規格Ｘ６５〜Ｘ７０級の強度を確保させるには、ミクロ組織を、ベイナイトの割合が９０％以上であるものとする必要がある。
本発明の厚鋼板に、ＡＰＩ規格Ｘ６５〜Ｘ７０級の強度を確保させるには、ミクロ組織を、ベイナイトの割合が９０％以上であるものとする必要がある。
上記の「ベイナイトの割合が９０％以上」であるミクロ組織に占めるベイナイトの割合は、より好ましくは９５％以上であり、１００％、すなわち、ベイナイトの単相組織であってもよい。そして、この場合のミクロ組織に占めるベイナイト以外の相は、フェライト、パーライト、マルテンサイト等どのような相であっても構わない。
なお、ミクロ組織に占める特定の相の割合は、通常のミクロ組織の観察手段によって面積割合を測定すればよい。これは、実際にミクロ組織における相の体積割合は面積割合に等しいことが知られているためである。ミクロ組織に占める特定の相の割合の具体的な測定方法の一例を、後述の実施例に示した。
また、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有するスラブに対し、例えば、以下の工程（ａ）〜（ｃ）で順次処理することにより、厚鋼板のミクロ組織を上述したもの、つまり、ベイナイトの割合が９０％以上であるミクロ組織にすることができる。
工程（ａ）〜（ｃ）で順次処理する場合のスラブの製造については、特にその鋳造条件を特定する必要はない。造塊−分塊法によるスラブや連続鋳造法によるスラブを用いることができるが、製造効率、歩留りおよび省エネルギーの観点から、連続鋳造スラブを用いることが好ましい。
工程（ａ）：加熱
加熱工程としての工程（ａ）では、本発明の厚鋼板製造のための圧延素材としてのスラブをＡｃ3点以上１０００℃未満の温度に加熱する。
加熱工程としての工程（ａ）では、本発明の厚鋼板製造のための圧延素材としてのスラブをＡｃ3点以上１０００℃未満の温度に加熱する。
スラブをＡｃ3点以上に加熱するのは、オーステナイト変態させて、均一な組織とするためである。
一方、スラブ加熱温度を１０００℃未満とするのは、エネルギー消費の減少および地球環境への配慮のためである。なお、スラブ加熱温度は、９７５℃未満であることが好ましい。
なお、スラブの中央部まで温度を均一化するために、上記温度域でのスラブの加熱時間は、４時間以上とすることが好ましい。ただし、本発明の目的から加熱時間の上限は１２時間程度とすることが好ましい。
既に述べたように、Ｎｂの含有量が０．０１％以上のスラブの場合には、スラブ加熱温度が低く、特に、１０００℃未満であると、Ｎｂ炭窒化物の１０μｍを超えるサイズのクラスター形成が多くなって、耐ＨＩＣの劣化が著しくなる。しかしながら、前記（Ａ）項に記載のＮｂの含有量が０．０１％未満のスラブの場合には、Ｎｂ炭窒化物のクラスターは形成されるが、そのサイズは１０μｍを超えることはなく、また、その数も少ないため、耐ＨＩＣ性が劣化することはない。
工程（ｂ）：圧延
圧延工程としての工程（ｂ）では、上記工程（ａ）で加熱したスラブを、粗圧延および仕上圧延に分けて圧延する。
圧延工程としての工程（ｂ）では、上記工程（ａ）で加熱したスラブを、粗圧延および仕上圧延に分けて圧延する。
（ｂ−１）粗圧延
スラブに対する粗圧延は、スラブ厚さが成品である厚鋼板の厚さの３〜８倍になるように行うことが好ましい。粗圧延において、スラブ厚さが成品厚さの３倍よりも薄くなるまで圧延すると、仕上げ圧延する際の圧下量が不足して厚鋼板の靱性を改善できないおそれがあり、一方、粗圧延におけるスラブ厚さが成品厚さの８倍を超えるものであると、仕上圧延での最終仕上温度をＡｒ3点以上とすることが難しくなって、後述する工程（ｃ）の冷却によって、前述した（Ｂ）項のミクロ組織を確保できない場合がある。
スラブに対する粗圧延は、スラブ厚さが成品である厚鋼板の厚さの３〜８倍になるように行うことが好ましい。粗圧延において、スラブ厚さが成品厚さの３倍よりも薄くなるまで圧延すると、仕上げ圧延する際の圧下量が不足して厚鋼板の靱性を改善できないおそれがあり、一方、粗圧延におけるスラブ厚さが成品厚さの８倍を超えるものであると、仕上圧延での最終仕上温度をＡｒ3点以上とすることが難しくなって、後述する工程（ｃ）の冷却によって、前述した（Ｂ）項のミクロ組織を確保できない場合がある。
なお、スラブ温度が高いほど変形抵抗が少なく圧下にかかる荷重を小さくできるので、粗圧延は９３０℃以上で行うことが好ましい。
（ｂ−２）仕上げ圧延
仕上げ圧延は、上述の粗圧延を施されたスラブに対し、冷却することなく引き続き圧下を行って、所定の板厚の成品とする工程である。この仕上圧延では、圧延終了時の成品表面温度が８００℃以上になるように、圧延を行うことが好ましい。これは、成品である厚鋼板の工程（ｃ）での冷却開始温度をＡｒ3点以上にするためである。冷却開始温度をＡｒ3点以上として急冷することにより、前述した（Ｂ）項のミクロ組織を確保することが容易になる。
仕上げ圧延は、上述の粗圧延を施されたスラブに対し、冷却することなく引き続き圧下を行って、所定の板厚の成品とする工程である。この仕上圧延では、圧延終了時の成品表面温度が８００℃以上になるように、圧延を行うことが好ましい。これは、成品である厚鋼板の工程（ｃ）での冷却開始温度をＡｒ3点以上にするためである。冷却開始温度をＡｒ3点以上として急冷することにより、前述した（Ｂ）項のミクロ組織を確保することが容易になる。
工程（ｃ）：冷却
冷却工程としての工程（ｃ）では、仕上圧延後の成品を冷却する。冷却は、Ａｒ3点以上の温度から、５〜８０℃／ｓの冷却速度で、４００〜５５０℃の温度域まで行い、冷却停止後は、空冷または放冷することが好ましい。
冷却工程としての工程（ｃ）では、仕上圧延後の成品を冷却する。冷却は、Ａｒ3点以上の温度から、５〜８０℃／ｓの冷却速度で、４００〜５５０℃の温度域まで行い、冷却停止後は、空冷または放冷することが好ましい。
なお、工程（ｂ）の後、上記温度から冷却して５℃／ｓ以上の冷却速度を得るための方法としては、例えば、水冷が挙げられるので、以下、「冷却」に「水冷」を用いて説明する。
Ａｒ3点以上の温度から水冷する際の冷却速度が５℃／ｓ未満であると、厚鋼板の焼入れ性が不十分となって強度および靱性が劣化したり、板厚方向の中心部における組織制御が不十分となって拡散性元素が濃化し易くなり、母材の硬さ分布が不均一になるとともに耐ＨＩＣ性能が劣化する場合がある。一方、冷却速度が８０℃／ｓを超えると、厚鋼板内部の残留応力が増大し、厚鋼板に平坦度不良が発生し易くなる場合がある。
また、水冷の停止温度が４００℃未満であると、過冷却となって前述した（Ｂ）項のミクロ組織を確保することが困難になるため、耐ＨＩＣ性が低下するとともに、降状強さが低下してＡＰＩ規格でＸ６５〜Ｘ７０級の高張力という所望の強度が得られない場合がある。一方、水冷の停止温度が５５０℃を超えると、上記所望の強度が得られないばかりか、靱性も低下する場合がある。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表１および表２に示す化学組成を有する鋼１〜７、９〜１３、１６、１７、２２、２６、２９、３１、３８およびｘ１〜ｘ１４を通常の方法で溶製、連続鋳造して厚さが２２０〜３００ｍｍのスラブにした。なお、表１および表２には、Ａｃ3点およびＡｒ3点の値を併記した。
表１中の鋼１〜７、９〜１３、１６、１７、２２および２６ならびに表２中の鋼２９、３１、３８、鋼ｘ１および鋼ｘ２は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、表２中の鋼ｘ３〜ｘ１４は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。
これらの各種の鋼のスラブを用い、表３に示す製造条件に基づいて種々の厚鋼板を製造した。なお、スラブを加熱する際、その中央部まで温度を均一化するために、いずれのスラブについても加熱炉に４時間以上滞留させた。また、圧延完了後の冷却は水冷によって行い、表３に記載の「冷却停止温度」で水冷を停止した。
上記のようにして得た各厚鋼板について、先ず、ミクロ組織を調査した。
すなわち、圧延面に平行な面であるいわゆる「Ｌ断面」が被検面になるように、各鋼板の板厚中心部から試験片を採取し、次いで、その試験片を樹脂に埋め込んで鏡面研磨した後ナイタールによって腐食して、板厚中心の±３ｍｍの領域におけるミクロ組織を調査した。
具体的には、ナイタールによって腐食した面を光学顕微鏡を用いて倍率を２００倍として１０視野観察し、ミクロ組織とともにＮｂ炭窒化物を確認した。
表４に、ミクロ組織の調査結果を示す。
次に、得られた各厚鋼板について機械的特性としての引張特性およびＤＷＴＴ特性の調査ならびに耐ＨＩＣ性の調査を行った。
引張特性は、ＡＰＩ ５Ｌ ４３ｒｄ（２００４）に準じた引張試験片を、板厚１／２位置を中心として圧延方向と直角な方向である「Ｃ方向」に採取し、ＡＳＴＭ Ａ３７０に記載の方法で室温での引張試験を行って調査し、降伏強度（以下、「ＹＳ」という。）と引張強度（以下、「ＴＳ」という。）を測定した。
なお、引張試験速度を１０Ｎ／（ｍｍ・ｓ）とした場合の０．５％耐力を上記のＹＳとした。引張特性の目標は、４４８ＭＰａ以上のＹＳおよび５３５ＭＰａ以上のＴＳを有することとした。
ＤＷＴＴ特性は、「Ｃ方向」に採取した、長さ３０５ｍｍ、幅７６．２ｍｍで、板厚１／２位置を中心として削り出した１９．０５ｍｍ厚さのものに、深さ５．１ｍｍのプレスノッチ（Ｒ＝０．０２５ｍｍ）を付与した試験片を用いて試験し、せん断破面率が８５％以上となる遷移温度（以下、「８５％ＳＡＴＴ」という。）を測定することにより調査した。
なお、上記の８５％ＳＡＴＴが低いほど厚鋼板のＤＷＴＴ特性が優れていると判断できる。そこで、ＤＷＴＴ特性の目標は、８５％ＳＡＴＴが−１５℃以下であることとした。
耐ＨＩＣ性は、板厚の表裏面を減厚して作製した長さ１００ｍｍ、幅２０ｍｍで、厚さ２ｍｍの試験片を、液温度が２５±３℃で、ｐＨを２．８〜３．３に調整したＨ2Ｓの飽和溶液（２３００〜３５００ｐｐｍ）に９６時間浸漬して試験した後、超音波探傷法により割れを探傷することで判定した。
なお、耐ＨＩＣ性の目標は、上記の試験環境で割れが生じないこととした。
表４に、上記のようにして求めた引張特性、ＤＷＴＴ特性および耐ＨＩＣ性の調査結果を併せて示す。
表４から、本発明で規定する条件から外れた比較例の試験番号３９〜５２の厚鋼板の場合には、引張強度、ＤＷＴＴ特性および耐ＨＩＣ性の目標を全て同時には達成することができないことが明らかである。
これに対して、本発明で規定する条件を満たす本発明例の試験番号１〜７、９〜１３、１６、１７、２２、２６、２９および３１の厚鋼板の場合には、引張強度、ＤＷＴＴ特性および耐ＨＩＣ性の目標を全て同時に達成することができた。なお、試験番号３８はスラブ加熱温度が本発明の規定から外れているため、参考例である。
以上のとおり、本発明の厚鋼板は、高騰するエネルギーコストを抑えて工業的な規模で低コストに製造することが容易であり、耐ＨＩＣ性およびＤＷＴＴ特性にも優れている。このため、ラインパイプ用など各種の素材として好適に用いることができる。さらに、この厚鋼板の製造時のエネルギー消費量は小さくてもよいので、二酸化炭素など温室効果ガスの放出を抑制することができるという効果も得られる。
Claims (5)
- 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１７％、Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：０．４〜１．８％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．０１％未満、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｎ：０．０１％以下およびＯ：０．００５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ、下記の（１）式で示されるＶＳの値が０．２５〜０．６５である化学組成を有し、ミクロ組織がベイナイトの割合が９０％以上であることを特徴とする厚鋼板。
ＶＳ＝Ｃ＋（Ｍｎ／５）＋５Ｐ−（Ｎｉ／１０）−（Ｍｏ／１０）＋（Ｃｕ／１０）・・・（１）
ただし、上記（１）式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｎｉ、ＭｏおよびＣｕは、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。 - 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１７％、Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：０．４〜１．８％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．０１％未満、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｎ：０．０１％以下およびＯ：０．００５％以下ならびにＣｕ：０．５％以下、Ｃｒ：０．７％以下、Ｍｏ：０．７％以下およびＶ：０．４％以下の元素のうち１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、下記の（１）式で示されるＶＳの値が０．２５〜０．６５である化学組成を有し、かつ、ミクロ組織がベイナイトの割合が９０％以上の厚鋼板であって、スラブの加熱温度をＡｃ 3 点以上１０００℃未満として製造したものであることを特徴とする厚鋼板。
ＶＳ＝Ｃ＋（Ｍｎ／５）＋５Ｐ−（Ｎｉ／１０）−（Ｍｏ／１０）＋（Ｃｕ／１０）・・・（１）
ただし、上記（１）式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｎｉ、ＭｏおよびＣｕは、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。 - 質量％で、さらに、Ｎｉ：０．７％以下を含有することを特徴とする請求項２に記載の厚鋼板。
- 質量％で、さらに、Ｂ：０．００１０％以下を含有することを特徴とする請求項２または３に記載の厚鋼板。
- 質量％で、さらに、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＲＥＭ：０．０１％以下の元素のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項２から４までのいずれかに記載の厚鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2009145964A JP5278188B2 (ja) | 2009-06-19 | 2009-06-19 | 耐水素誘起割れ性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2009145964A JP5278188B2 (ja) | 2009-06-19 | 2009-06-19 | 耐水素誘起割れ性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2011001607A JP2011001607A (ja) | 2011-01-06 |
| JP5278188B2 true JP5278188B2 (ja) | 2013-09-04 |
Family
ID=43559797
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2009145964A Expired - Fee Related JP5278188B2 (ja) | 2009-06-19 | 2009-06-19 | 耐水素誘起割れ性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5278188B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2017193537A1 (zh) * | 2016-05-13 | 2017-11-16 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种经济型抗hic的x90管线钢板及其制造方法 |
Families Citing this family (17)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011052282A (ja) * | 2009-09-02 | 2011-03-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 厚鋼板の鋼成分の設計方法 |
| JP5304925B2 (ja) * | 2011-12-27 | 2013-10-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| JP5900312B2 (ja) * | 2011-12-27 | 2016-04-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 大入熱溶接部の靭性および脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| RU2620837C2 (ru) | 2012-06-18 | 2017-05-30 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Толстая высокопрочная кислотостойкая магистральная труба и способ её изготовления |
| EP2871252A4 (en) | 2012-07-09 | 2016-03-02 | Jfe Steel Corp | DICKWANDIGES AND HIGHLY RESISTANT ACID TUBE AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF |
| KR101568520B1 (ko) | 2013-12-24 | 2015-11-11 | 주식회사 포스코 | 내hic 특성이 우수한 고강도 고인성 열연강판, 이를 이용하여 제조된 강관 및 이들의 제조방법 |
| JP6086086B2 (ja) * | 2014-03-19 | 2017-03-01 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐ｈｉｃ性能に優れた極厚鋼板およびその製造方法 |
| KR101657823B1 (ko) * | 2014-12-24 | 2016-09-20 | 주식회사 포스코 | 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법 |
| JP6584912B2 (ja) * | 2014-12-26 | 2019-10-02 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管 |
| JP2016125137A (ja) * | 2014-12-26 | 2016-07-11 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管 |
| KR101736638B1 (ko) * | 2015-12-23 | 2017-05-30 | 주식회사 포스코 | 수소유기 균열 (hic) 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법 |
| KR101858984B1 (ko) * | 2016-11-18 | 2018-05-17 | 동국제강주식회사 | 일렉트로 가스 용접성이 우수한 후강판 제조 방법 및 이 제조 방법에 의해 제조된 일렉트로 가스 용접성이 우수한 후강판 |
| CN111286677B (zh) * | 2020-04-03 | 2021-05-18 | 武汉钢铁有限公司 | 一种超低硫低铝高氮钢及冶炼方法 |
| JP7127753B2 (ja) * | 2020-08-31 | 2022-08-30 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板およびその製造方法 |
| CN115398019B (zh) * | 2020-08-31 | 2023-07-07 | 日本制铁株式会社 | 钢板及其制造方法 |
| CN115369323B (zh) * | 2022-08-30 | 2023-08-18 | 鞍钢股份有限公司 | 一种800MPa级抗氢致裂纹容器钢板及其生产方法 |
| EP4578564A1 (en) * | 2022-09-29 | 2025-07-02 | JFE Steel Corporation | Steel pipe for line pipe having excellent hydrogen embrittlement resistance characteristics, method of manufacturing same, steel material for line pipe, and method of manufacturing same |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH08283844A (ja) * | 1995-04-17 | 1996-10-29 | Nippon Steel Corp | 靱性の優れた厚手耐サワー鋼板の製造方法 |
| JP5064150B2 (ja) * | 2006-12-14 | 2012-10-31 | 新日本製鐵株式会社 | 脆性き裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板 |
| JP5139015B2 (ja) * | 2007-09-18 | 2013-02-06 | 株式会社神戸製鋼所 | 母材低温靭性のばらつきが少なく熱影響部の靭性に優れた大入熱溶接用厚肉高強度鋼板およびその製造方法 |
-
2009
- 2009-06-19 JP JP2009145964A patent/JP5278188B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2017193537A1 (zh) * | 2016-05-13 | 2017-11-16 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种经济型抗hic的x90管线钢板及其制造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2011001607A (ja) | 2011-01-06 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5278188B2 (ja) | 耐水素誘起割れ性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板 | |
| JP5522084B2 (ja) | 厚鋼板の製造方法 | |
| KR101686257B1 (ko) | 내 ｈｉｃ 성이 우수한 후육 고장력 열연강판 및 그 제조 방법 | |
| US10358688B2 (en) | Steel plate and method of producing same | |
| JP5930140B1 (ja) | 油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法 | |
| JP5679114B2 (ja) | 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP4848966B2 (ja) | 厚肉高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP2012188731A (ja) | 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| CN104508166A (zh) | 耐磨钢板及其制造方法 | |
| JP5521712B2 (ja) | 強度および低温靭性と脆性亀裂伝播停止特性に優れた低温用Ｎｉ含有鋼およびその製造方法 | |
| JP6492862B2 (ja) | 低温用厚鋼板及びその製造方法 | |
| CN105940133A (zh) | 耐磨损钢板及其制造方法 | |
| JP2017057449A (ja) | 耐サワー性に優れた鋼板及びその製造方法 | |
| CN111492085A (zh) | 低温下抗断裂性优异的极地环境用高强度钢材及其制造方法 | |
| JP2017160510A (ja) | 低温用ニッケル鋼板およびその製造方法 | |
| JPWO2014175122A1 (ja) | Ｈ形鋼及びその製造方法 | |
| CN115989327A (zh) | 厚钢板及其制造方法 | |
| JP6852807B2 (ja) | 低温用ニッケル含有鋼 | |
| WO2019082325A1 (ja) | 低温用ニッケル含有鋼 | |
| WO2019082324A1 (ja) | 低温用ニッケル含有鋼 | |
| JP5272759B2 (ja) | 厚鋼板の製造方法 | |
| JPWO2016047023A1 (ja) | 電気抵抗溶接鋼管用鋼帯および電気抵抗溶接鋼管ならびに電気抵抗溶接鋼管用鋼帯の製造方法 | |
| WO2019082322A1 (ja) | 低温用ニッケル含有鋼 | |
| JP5326827B2 (ja) | 低降伏比鋼材およびその製造方法 | |
| JP5223706B2 (ja) | 大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20110623 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20121011 |
|
| A711 | Notification of change in applicant |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A712 Effective date: 20121011 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20130219 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20130226 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20130402 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20130423 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20130506 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 5278188 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |