JPH11256229A - 脆性亀裂伝播停止特性に優れた鋼材およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 塑性変形を受けた後においても優れた脆性亀
裂伝播停止特性を有するために必要な組織を明らかに
し、そのような組織が安定して得ることができる鋼材の
製造方法を、高価な合金元素を使用することなく、提供
することを課題とする。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａ
ｌ：０．０１〜０．０８％を含有し、Ｃｅｑ：０．４０
％以下、Ｐｃｍ：０．２０％以下、残部がＦｅ及び不可
避的不純物からなる鋼であって、その組織が、扁平率２
以上でかつ短軸径５μｍ以下のフェライト結晶粒と当該
フェライト結晶中に円相当径３μｍ以下のサブグレイン
を含む組織であり、かつその組織が鋼材板厚の５％以上
の部分を占めることを特徴とする脆性亀裂伝播停止特性
に優れた鋼材である。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、船舶、海洋構造
物、低温貯蔵タンク、ラインパイプ、建築・土木構造物
等の大型構造物に使用される脆性亀裂伝播停止特性に優
れた鋼材、特に衝突や大地震等による不慮の大変形を受
けた後にも優れた脆性亀裂伝播停止特性を有する鋼材及
びその製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】船舶、海洋構造物、低温貯蔵タンク、ラ
インパイプ、建築・土木構造物等の大型構造物において
は、脆性破壊に伴う事故が経済や環境に及ぼす影響が大
きく、高度の安全性が求められている。このため、これ
らの構造物に使用される鋼材に対して、低温靭性が要求
されることが多い。最近では特に、不慮の事故等で構造
物に亀裂が発生した場合であっても、破壊に至ることを
防止する観点から、低温における脆性亀裂伝播停止特
性、いわゆるアレスト特性が要求され始めている。さら
に、不慮の事故により構造物は通常大きな塑性変形を受
ける場合が多いため、鋼材には塑性変形による損傷を受
けた後においても所定の低温靭性を有することが要求さ
れ始めている。

【０００３】すなわち、船舶においては、衝突事故後に
船舶を再使用する場合の安全性確保の点から材料に対す
る脆性亀裂伝播停止特性の要求も一段と高度化してい
る。例えば、船舶用の鋼材では、塑性変形を受けた後に
おいても高い脆性亀裂伝播停止特性、例えば１０％の塑
性変形を受けた後において、Ｋｃａ（０℃）≧６００ｋ
ｇｆ／ｍｍ３／２という破壊靭性値が要求がされる例も
ある。

【０００４】また、阪神淡路大震災における大型建築構
造物の脆性破壊的な破損事故の経験から、構造物が大き
な力を受け大きな塑性変形を受けた場合であっても、繰
り返し起こる地震の余震応力あるいはその後の構造物の
継続使用に対する安全性の点から、建築構造用鋼材にお
いても、塑性変形を受けた後に十分な低温靭性を有する
ことが求められている。

【０００５】このような高い脆性亀裂伝播停止特性は、
塑性変形を受けない圧延ままの状態であっても容易に実
現できるものではない。また、鋼材は塑性変形を受け加
工硬化するとその靭性が低下するのが一般的であり、塑
性変形後の状態において、優れた脆性亀裂伝播停止特性
を実現するのは極めて困難であるといえる。

【０００６】鋼材の低温靭性、特に脆性亀裂伝播停止特
性を向上させる手段として、従来よりＮｉ含有量を増加
させる方法が知られており、液化天然ガス（ＬＮＧ）の
貯槽タンクにおいては、９％Ｎｉ鋼が商業規模で使用さ
れている。しかし、Ｎｉ量の増加はコストの大幅な上昇
を余儀なくさせるため、ＬＮＧ貯槽タンク以外の用途に
は適用が難しい。

【０００７】一方、ＬＮＧのような極低温まで至らな
い、いわゆる寒冷地仕様あるいはわが国における冬季仕
様の場合は、従来から制御圧延と制御冷却を組み合わせ
た加工熱処理方法、いわゆるＴＭＣＰ法（Ｔｈｅｒｍｏ
−Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅ
ｓｓ）が広く用いられてきた。この方法は、（１）オー
ステナイトの再結晶を繰り返すことで、オーステナイト
の細粒化を図ること、（２）オーステナイトの低温未再
結晶域の圧延における累積圧下率を大きくとり、オース
テナイト粒の展伸を増大させ、多数の変形帯を導入する
ことにより、その後のフェライト変態に際してフェライ
トの核発生サイトを増加させてフェライトの細粒化を図
ること、及び（３）圧延後の制御冷却におけるγ／α変
換比の調整によるフェライトの細粒化と微細ベイナイト
組織の導入を図ることを特徴とするものである。

【０００８】ＴＭＣＰ法は、船舶やラインパイプに使用
される鋼板の板厚が４０ｍｍ以下程度の比較的薄手の鋼
材に対しては、きわめて優れた脆性亀裂伝播停止特性を
付与することができる。しかし、鋼材の板厚が増加し
て、例えば板厚が４０ｍｍを超える鋼材になると、脆性
亀裂伝播停止特性の点で、改善の余地が残されている。

【０００９】また、制御圧延において、変態したフェラ
イトに圧下を加えて集合組織を発達させることにより、
脆性亀裂伝播停止特性の向上を図るＴＭＣＰ法も知られ
ている。これは、鋼材の破壊面上にセパレーションを板
厚方向と平行な方向に生ぜしめ、脆性亀裂先端の応力を
緩和させることにより、脆性破壊に対する抵抗を高める
方法である。しかし、鋼材の板厚が厚くなると、このよ
うなＴＭＣＰの効果を十分に発揮させるのが困難とな
る。また変態点以下で過度の加工を加えると、鋼材の板
厚方向の靭性が劣化するという問題がある。

【００１０】一方、近年、合金コストを上昇させること
なく、鋼材の表層部の組織を超微細化する技術が、脆性
亀裂伝播停止特性を向上させる手段として提案されてい
る。例えば、特開平４−１４１５１７号公報では、脆性
亀裂が伝播する際に、鋼材表層部に発生するシアリップ
（塑性変形領域）が脆性亀裂伝播停止特性の向上に効果
があることに着目し、シアリップ部分の結晶粒を微細化
させて、伝播する脆性亀裂が有する伝播エネルギを吸収
させる方法が開示されている。

【００１１】これを具体化する方法として、熱間圧延後
の制御冷却により表層部分をＡｒ３変態点以下に冷却
し、その後制御冷却を停止して表層部分を変態点以上に
復熱させる工程を１回以上繰り返して行い、この間に鋼
材に圧下を加えることにより、繰り返し変態させ又は加
工再結晶させて、表層部分に超微細なフェライト組織又
はベイナイト組織を生成させるものである。

【００１２】また、特開平５−２７１８６３号公報で
は、脆性亀裂伝播停止特性を向上させる鋼材の表層部の
組織は、平均円相当径で３μｍ以下の微細フェライト結
晶粒若しくはベイナイト組織が必要であること、かつそ
の微細結晶粒が集合組織を形成し結晶粒が扁平している
ことが有効であることが開示されている。

【００１３】しかし、これら開示された発明は、鋼材表
層部のみを一旦冷却した後に復熱させ、かつ復熱中に加
工を加えることによって、脆性亀裂伝播停止特性に効果
のある組織を得るものであり、実生産規模では制御が容
易ではないと考えられるプロセスである。またフェライ
トが加工再結晶することを利用して微細組織を得ている
が、加工再結晶フェライトは成長が起こり易く組織的な
安定性に欠けるため、微妙な熱履歴の変動により組織や
材質の不均一を生じやすいという問題がある。

【００１４】そこで、特開平８−２２５８３６号公報で
は、圧延機に付属するデスケーリング装置を改良して、
冷却と圧延のタイミングを制御する方法により、上述の
不安定な組織の安定化を図る発明が開示されている。し
かし、この発明は、限られたスペースに配置されている
デスケーリング装置を、本来の目的とは異なる用途にも
使用しているため、大幅な能力増強を目指した改造が必
要となる等エンジニアリング上の課題がある。また、熱
履歴の影響を受けやすいフェライト組織の不安定性を根
本的に解決する方法には至っていないと考えられる。

【００１５】さらに、先行技術に記載された脆性亀裂伝
播停止特性に優れる超微細組織が安定して得られたとし
ても、溶接学会論文集第１５巻第１号１４８〜１５４ペ
ージ（１９９７）に示されているように、超微細組織は
必然的に表層部の硬さを増加させることになる。従っ
て、表層部の硬さはビッカース硬さで約２００を超える
など板厚中心部の硬さ１６０〜１７０に比べて著しく高
くなっており、かかる表層側の超微細組織は得られる脆
性亀裂伝播停止特性を相殺するのではないかという危惧
がある。

【００１６】そこで、特開平８−２５３８１２号公報で
は、板厚方向の硬度分布の均一化を目的として、Ｖを添
加した鋼を用いて、加熱したスラブを直接冷却して温度
差を付与し、フェライトを生成させてから圧延を開始
し、圧延途中又は圧延終了後に再度変態点近傍の温度域
で復熱させる方法が開示されている。Ｖの析出硬化を板
厚中心部だけに作用させて、板厚方向の硬度分布の均一
化を可能とし、脆性亀裂伝播停止特性の向上が図れると
いう技術的思想である。しかし、Ｖ化合物を適切に析出
させるためには、プロセスを一層複雑させることが必要
となり、上述の組織の不安定性の解決にはかならずしも
結びついていないと考えられる。

【００１７】以上述べてきたように、鋼材の表面に超微
細な組織を形成して脆性亀裂伝播停止特性を向上させる
ことを意図したこれらの先行技術は、工業的な規模で、
当該組織を安定して得ることは難しいと考えられる。ま
た、先行技術においては、開示された技術を用いて製造
された鋼材自体は優れた脆性亀裂伝播停止特性を有する
ことが明示されているものの、塑性変形を受けた後の破
壊靭性値については言及していないため、脆性亀裂伝播
停止特性が十分なものであるのか否かが明らかでない。

【００１８】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、塑性変形を
受けた後においても優れた脆性亀裂伝播停止特性を有す
るために必要な組織を明らかにし、そのような組織が安
定して得ることができる鋼材の製造方法を、高価な合金
元素を使用することなく、提供することを課題とする。

【００１９】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記課題
の達成に向けて鋭意研究を重ねた結果、以下に述べるよ
うに、塑性変形を受けた後にも優れた脆性亀裂伝播停止
特性を有する鋼材及び当該鋼材を安定して得る製造方法
の発明を完成するに至った。すなわち、脆性亀裂伝播停
止特性の向上には、フェライトを主組織とする鋼材にお
いて、フェライト結晶粒の細粒化のみならずフェライト
結晶内に形成されるサブグレインが大きな役割を果たし
ていること、これらのフェライト及びサブグレイン組織
と製造条件であるＴＭＣＰ条件の関係について明らかに
するにことができた。

【００２０】第１の発明は、重量％で、Ｃ：０．０２〜
０．２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜
２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％を含有し、Ｃｅ
ｑ：０．４０％以下、Ｐｃｍ：０．２０％以下、残部が
Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼であって、その組織
が、扁平率２以上でかつ短軸径５μｍ以下のフェライト
結晶粒と当該フェライト結晶中に円相当径３μｍ以下の
サブグレインを含む組織であり、かつその組織が鋼材板
厚の５％以上の部分を占めることを特徴とする脆性亀裂
伝播停止特性に優れた鋼材である。かかるサブグレイン
組織を有する鋼材は、大きな塑性変形を受けた後であっ
ても、優れた脆性亀裂伝播停止特性を得ることができ
る。

【００２１】第２の発明は、前記鋼が、更に、重量％
で、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：
０．０３％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％
以下の１種又は２種以上含有することを特徴とする脆性
亀裂伝播停止特性に優れた鋼材である。本発明において
も、大きな塑性変形を受けた後に優れた脆性亀裂伝播停
止特性を有し、かつ、鋼材の溶接性を向上させることが
できる。

【００２２】第３から第８の発明は、この細粒フェライ
ト組織とサブグレイン組織を実際の製造において、安定
して得る方法である。すなわち、第３の発明は、重量％
で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５
％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．０
８％を含有し、Ｃｅｑ：０．４０％以下、Ｐｃｍ：０．
２０％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼
スラブから、下記工程により鋼材を製造することを特徴
とする脆性亀裂伝播停止特性に優れた鋼材の製造方法で
ある。 （ａ）鋼スラブを加熱する工程と、（ｂ）前記加熱され
た鋼スラブをオーステナイトの再結晶域及び未再結晶域
で圧延をする工程と、（ｃ）前記鋼スラブの圧延を中断
して、冷却速度５℃／ｓ以上でＡｒ３点以上の温度から
Ａｒ３点−１００℃以下Ａｒ３点−２００℃以上の温度
範囲まで冷却する工程と、（ｄ）前記圧延中の鋼スラブ
を前記温度範囲に５秒以上滞在させる工程と、（ｅ）前
記圧延中の鋼スラブを加熱又は復熱させてＡｒ３点以下
Ａｒ３点−１００℃以上の温度とし、更に累積圧下率５
０％以上の圧延を行い鋼材とする工程と、（ｆ）前記圧
延後の鋼材を直ちに冷却速度２℃／ｓ以上で６５０℃以
下の温度域まで制御冷却する工程。この方法により、本
発明の基礎となる、塑性変形を受けた後においても優れ
た脆性亀裂伝播停止特性を達成することができるサブグ
レイン組織を安定して得ることができる。

【００２３】第４の発明は、前記（ｂ）の工程が、オー
ステナイトの再結晶域で累積圧下率５０％以上の圧延を
行うことを特徴とする脆性亀裂伝播停止特性に優れた鋼
材の製造方法である。この発明により、上記サブグレイ
ン組織の効果を発揮させるフェライト組織の結晶粒を細
粒化することができる。

【００２４】第５の発明は、前記（ｂ）の工程が、オー
ステナイトの未再結晶域で累積圧下率５０％以上の圧延
を行うことを特徴とする脆性亀裂伝播停止特性に優れた
鋼材の製造方法である。この発明によっても、上記サブ
グレイン組織の効果を発揮させるフェライト組織の結晶
粒を細粒化することができる。

【００２５】第６の発明は、前記（ｂ）の工程が、オー
ステナイトの再結晶域で累積圧下率５０％以上の圧延を
行った後、更にオーステナイトの未再結晶域で累積圧下
率５０％以上の圧延を行うことを特徴とする脆性亀裂伝
播停止特性に優れた鋼材の製造方法である。この発明に
より、上記サブグレイン組織の効果を発揮させるフェラ
イト組織の結晶粒を安定して細粒化することができる。

【００２６】第７の発明は、前記（ａ）の工程が、鋼ス
ラブの加熱温度が１１００℃以下であることを特徴とす
る脆性亀裂伝播停止特性に優れた鋼材の製造方法であ
る。この発明により、上記サブグレイン組織の効果を発
揮させるフェライト組織の結晶粒を更に安定して細粒化
することができる。

【００２７】第８の発明は、前記鋼スラブの化学成分
が、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｓｉ：０．０
５〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．０
１〜０．０８％を含有し、更に、Ｎｂ：０．０５％以
下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｃｕ：
０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下の１種又は２種以上
含有し、Ｃｅｑ：０．４０％以下、Ｐｃｍ：０．２０％
以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特
徴とする脆性亀裂伝播停止特性に優れた鋼材である。本
発明により、脆性亀裂伝播停止特性に加えて、鋼材の溶
接性を一層向上することができる。

【００２８】

【発明の実施の形態】本発明者らは、鋼材が製造された
ままの状態のみならず、塑性変形を受けた後においても
脆性亀裂伝播停止特性に優れた鋼材の開発を目標とし、
組織と特性の関係を調査した。特に、先行技術に提示さ
れた鋼材表層部に生成する超微細組織は、熱履歴の変動
に伴う安定性に欠けること、及び必然的に表層部の硬度
を増加させるため脆性亀裂伝播停止特性の向上を阻害す
るおそれがある。従って、脆性亀裂伝播停止特性に効果
のある安定した組織を見出し、それとＴＭＣＰ条件との
関係の検討を行った。

【００２９】本発明では、大型構造物に多用される、引
張強度が４００ＭＰａ級又は４９０ＭＰａ級の一般的な
構造用鋼を対象とする。その組織はフェライトを主組織
とし、フェライトが概ね８０％以上を占め、残部はパー
ライト又は／及びベイナイトからなるものである。まず
その化学成分を限定した理由について説明する。

【００３０】Ｃ：０．０２〜０．２％ Ｃは所定の強度を確保するために含有するが、０．０２
％未満では必要とする強度を確保するのが困難である。
また、０．２％を超えると溶接性が劣化するので、上限
を０．２％とする。

【００３１】Ｓｉ：０．０５〜０．５％ Ｓｉは製鋼段階の脱酸剤および強度向上元素として含有
するが、０．０５％未満ではその効果が小さい。一方過
剰に含有すると靭性の低下を招くので、その上限を０．
５％とする。

【００３２】Ｍｎ：０．５〜２．０％ Ｍｎは所定の強度を確保するために０．５％以上含有す
る。しかし、過剰に含有するとベイナイト組織が生じや
すくなり、機械的特性、特に靭性が劣化するので、上限
を２．０％とする。

【００３３】Ａｌ：０．０１〜０．０８％ Ａｌは製鋼段階の脱酸剤として０．０１％以上含有する
が、過剰に含有すると鋼スラブの清浄性を損ない、表面
疵を発生させやすくなるので、その上限を０．０８％と
する。

【００３４】 Ｃｅｑ：０．４％以下 Ｐｃｍ：０．２％以下 溶接構造物として使用するためには、溶接性が実用的水
準にある必要がある。すなわち、溶接低温割れを防止す
る観点からの溶接予熱温度を、少なくとも５０℃以下、
好ましくは室温（２５℃）とするために、鋼材の溶接硬
化性を低減する必要があり、ＣｅｑとＰｃｍの上限を、
それぞれ０．４０％、０．２０％とする。なお、Ｃｅ
ｑ、Ｐｃｍは次式で表せる。 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／
４０＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ

【００３５】また、本発明では、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｃ
ｕ、Ｎｉの１種又は２種以上含有することことができ
る。これらの元素の含有量を限定した理由は以下の通り
である。

【００３６】Ｎｂ：０．０５％以下Ｎｂは鋼材のフェラ
イト組織の細粒化と析出効果に基づく鋼材の強度化に効
果を有するが、溶接性の点からその上限を０．０５％と
する。

【００３７】Ｖ：０．１％以下 Ｖは析出効果に基づく鋼材の強度化に効果を有するが、
溶接性の点からその上限を０．１％とする。

【００３８】Ｔｉ：０．０３％以下 Ｔｉは、主として鋼スラブの加熱時のオーステナイト結
晶粒の粗大化を抑制し、また、溶接時の溶接熱影響部の
靭性を向上させる効果を有するが、０．０３％を超える
とその効果が小さくなるので、上限を０．０３％とす
る。

【００３９】 Ｃｕ：０．５％以下 Ｎｉ：０．５％以下 Ｃｕ、Ｎｉはいずれも鋼材の強度を高めることができ、
その含有量に見合って、溶接性を損なうＣ含有量の低減
を可能とする。しかし、本発明の対象とする鋼材におけ
る経済性を考慮して、その上限をいずれも０．５％とす
る。

【００４０】次に、本発明において鋼材の組織を、扁平
率２以上でかつ短軸径５μｍ以下のフェライト結晶粒と
当該フェライト結晶中に円相当径３μｍ以下のサブグレ
インを含み、かつその組織が鋼材板厚の５％以上の部分
を占めることと限定した理由について説明する。これに
関しては、上述の化学成分の範囲にある鋼を連続鋳造に
より鋼スラブとした後、種々のＴＭＣＰ条件で板厚１６
〜３０ｍｍの供試用の鋼材を製造した。

【００４１】鋼材の脆性亀裂伝播停止特性を向上させる
最も一般的な方法は、フェライト組織の細粒化とセパレ
ーションの発生である。後者については、上述したよう
に、脆性亀裂の伝播時に、セパレーションが亀裂先端の
応力を緩和させる役割を有するからである。セパレーシ
ョンは、集合組織を発達させることによりその発生を促
進できることが知られている。そこでまず、塑性変形を
付与する前後の脆性亀裂伝播停止特性に及ぼす集合組織
及びフェライト組織の細粒化の影響を、圧延条件の異な
る種々の鋼材を用いて調査した。なお、塑性変形として
は、１０％の引張予歪を鋼材に与えた。

【００４２】集合組織の発達の評価は、簡易的にフェラ
イト結晶粒の伸長、すなわち光学顕微鏡を用いて観察し
た結晶粒の扁平率で評価した。ここでフェライト結晶粒
の扁平率とは、図４に示すようにフェライト結晶粒の長
軸径と短軸径の比をいう。また、脆性亀裂伝播停止特性
の評価は、ＮＲＬ落重試験片を圧延方向から採取し、Ｎ
ＤＴＴを測定することにより行った。ＮＤＴＴの目標値
としては、−６０℃以下とした。なおＮＲＬ落重試験
は、ＡＳＴＭ Ｅ２０８規格に準拠して行い、試験片形
状はＰ−３試験片（厚さ１５．９ｍｍ、幅５１ｍｍ、長
さ１２７ｍｍ）とした。

【００４３】フェライト結晶粒の扁乎率及び扁平フェラ
イト結晶粒の短軸径とＮＤＴＴの関係を図１、図２に示
す。塑性変形を受けた鋼材は、当然のことながら塑性変
形を受けない鋼材よりもＮＤＴＴが劣化しているが、塑
性変形の有無いずれにおいても、フェライト結晶粒の扁
乎率の増加（集合組織の発達）及び扁平フェライト結晶
粒の短軸径の減少（細粒化）によりＮＤＴＴが向上する
ことが明らかである。特に、フェライト結晶粒の扁乎率
が２以上でその短軸径が５μｍ以下の組織を有する場合
には、１０％という大きな塑性変形を受けた後において
も、ＮＤＴＴが−６０℃以下を得ることができる。

【００４４】この良好なＮＤＴＴを有する鋼材には、Ｎ
ＤＴＴ近傍の温度で破断した試験片の破断面に明瞭なセ
パレーションが観察されたが、一方、同じ組織を有しセ
パレーションの発生が認められたにもかかわらず、ＮＤ
ＴＴが−６０℃に達しない鋼材もある。従って、フェラ
イトの細粒化とセパレーションの発生（フェライト結晶
粒の扁平率の増加）は、塑性変形を受けた後の脆性亀裂
伝播停止特性の向上に必要な条件であるが、これだけで
は、本発明の目的を達成することはできないことが判明
した。

【００４５】そこで、脆性亀裂伝播停止特性には、フェ
ライトの下部構造であるサブグレインも影響している可
能性があると考え、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）や透過
型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いた詳細な観察を行った。
その結果、塑性変形後のＮＤＴＴが−６０℃以下を示す
鋼材においては、伸長したフェライト結晶粒の中にサブ
グレインバウンダリー（亜結晶粒界）が多数観察され、
サブグレインのような結晶下部構造も重要な働きをして
いることが窺える。

【００４６】図３には、塑性変形を受ける前の鋼材のサ
ブグレインの大きさ（円相当径）と塑性変形を受けた後
のＮＤＴＴの関係を示す。サブグレインの微細化ととも
にＮＤＴＴが向上することが明らかであるが、塑性変形
を受けた後のＮＤＴＴは、母相であるフェライト結晶粒
の短軸径の大きさで層別されている。すなわち、フェラ
イト結晶粒の短軸径が５μｍを超える場合にはサブグレ
インの円相当径が３μｍ以下であっても、ＮＤＴＴはあ
まり改善されていない。一方、フェライト結晶粒の短軸
径が５μｍ以下でかつサブグレインの円相当径が３μｍ
以下の場合には、ＮＤＴＴ−６０℃以下の目標を満たす
ものが多い。

【００４７】また、このサブグレイン組織の占める比率
が多いほど、塑性変形を受けた後の脆性亀裂伝播停止特
性が安定して優れる。図５は、かかるサブグレイン組織
が鋼材の板厚方向に占める比率とＮＤＴＴの関係を示し
た図であり、この組織が板厚の５％以上の部分を占める
ことにより、ＮＤＴＴ−６０℃以下が安定して得られる
ことが判明した。なお、サブグレイン組織は、圧延−制
御冷却−圧延−制御冷却を行う本発明鋼の製造時の熱履
歴から、鋼材の表裏面側から優先して生成する。

【００４８】以上述べてきたように、大きな塑性変形を
受けた後においても、鋼材が優れた脆性亀裂伝播停止特
性を有するためには、鋼材のフェライト組織の細粒化と
集合組織の発達に加えて、フェライト結晶粒内に生成す
るサブグレイン組織が重要な役割を果たしている。従っ
て、サブグレイン組織の大きさとその生成量を制御する
ことが、本発明の目的を達成できることになる。

【００４９】なおここで、サブグレインとは、一般に
は、塑性変形により金属内に導入された転位がからみ合
って形成する壁（セル）とセルの内部の転位が、焼鈍に
よる回復で再配列してできるものをいい、最初のセルと
ほぼ同じ大きさで相互の方位差のきわめて小さいサブ結
晶粒をいう（金属材料技術用語辞典、金属材料技術研究
所編、日刊工業新聞社）。サブグレイン組織はフェライ
ト結晶粒界とは異なるため、鉄鋼材料の組織を現出する
腐食液（例えばナイタール、ピクラール）を用いても、
光学顕微鏡レベルの倍率では明瞭に観察され難いが、Ｓ
ＥＭを用いた場合には明瞭に観察される。従って、本発
明においては、サブグレインの大きさは、数カ所以上の
ＳＥＭ像又はＳＥＭ写真を画像処理装置を用いて、その
円相当径を測定した。なお、サブグレインの円相当径と
は、楕円又は多角形のサブグレインの面積を等しい面積
の円に置き換えた場合の円の直径をいい、その概念を図
６に示す。

【００５０】かかるサブグレイン組織が塑性変形後の脆
性亀裂伝播停止特性に及ぼす効果について、そのメカニ
ズムは明らかではないものの、サブグレインバウンダリ
ーがフェライト結晶粒界と同様の役割を果たし、サブグ
レインの大きさが実質的に鋼の低温靭性を支配している
と考えられる。また、このサブグレイン組織は、塑性変
形に伴なう加工硬化（導入される転位組織）の悪影響を
緩和させる役割を果たしているものと推測される。

【００５１】さらに、このサブグレイン組織は、後述す
るように、制御が比較的容易であり、かつ安定して得る
ことができる。すなわち、従来の鋼材の表層部の超微細
組織は、鋼材に復熱過程を付与してフェライトの加工再
結晶を利用して得るものである。一方、本発明では、オ
ーステナイトから変態した異方性のないフェライト結晶
粒に圧下を加えて、フェライト粒に異方性（集合組織）
を付与すると同時にサブグレイン組織を形成しており、
フェライトの加工再結晶を利用するものではない。この
ため、サブグレイン組織自体も異方性（集合組織）を有
していると考えられ、鋼材自体の脆性亀裂伝播停止特性
を向上させる効果を有するが、特に圧延方向の脆性亀裂
伝播停止特性を著しく向上させている要因と考えられ
る。

【００５２】このサブグレイン組織は、微小硬度計（荷
重９８Ｎ）による硬さがおよそ１８０以下である。従っ
て、この微細組織が鋼材の表裏面部分に生成されても、
表裏面部分の延性低下を抑える効果を有していると考え
られ、このことも本発明鋼の脆性亀裂伝播停止特性の向
上に寄与しているものと考えられる。

【００５３】以上のことから、フェライトを主組織とす
る鋼材であって、（イ）フェライト結晶粒が扁平率が２
以上でその短軸径が５μｍ以下であること、（ロ）その
フェライト結晶内に円相当径３μｍ以下のサブグレイン
が形成されていること、（ハ）このサブグレインを含む
微細なフェライト組織が鋼材板厚の５％以上の部分を占
めること、の三つの組織的要素が塑性変形を受けた後に
おいても優れた脆性亀裂伝播停止特性を有する鋼材の必
要条件となる。

【００５４】次に、こうしたサブグレイン組織を安定し
て得るためには、加熱された鋼スラブを所定の形状・厚
さの鋼材に製造するに際して、下記の圧延・冷却条件が
必要となる。すなわち、（イ）微細なフェライト結晶粒
を確保する圧延条件、（ロ）鋼材板厚の５％以上の部分
に微細フェライト組織を生成させる圧延・冷却条件、
（ハ）微細フェライトに集合組織を発達させるとともに
加工（圧延）により導入した転位を熱的エネルギーによ
り再配置しサブグレインを形成させる圧延・冷却条件、
（ニ）形成した微細なフェライト結晶粒と微細なサブグ
レイン粒の粗大化を抑制する冷却条件、である。

【００５５】上記（イ）に対応する工程は、オーステナ
イトの再結晶域及び未再結晶域で圧延をする工程であ
る。フェライトの細粒化には、その変態前のオーステナ
イト結晶粒を細粒にする必要があるからである。一般に
鋼材の圧延においては、パス当たりの圧下率はそれほど
大きくとれないため、単一の圧延パスでは再結晶を起こ
すことができない場合が多い。しかし累積圧下率の増加
とともに、オーステナイト粒に蓄積される圧延歪みの累
積効果により、再結晶が容易に起こり得る。特に、この
温度域で累積圧下率５０％以上の圧延を行うと、オース
テナイトは低温においても再結晶が起こり、その後の未
再結晶域での累積圧下率が小さくても、フェライトは十
分に細粒化する。

【００５６】なお、この場合、再結晶したオーステナイ
ト結晶粒の成長を抑制するために、低温の再結晶温度
域、すなわち未再結晶域直上の温度域で集中的に圧下を
加えることが好ましい。また、短時間に大圧下を加える
ことができるタンデム圧延や、圧延中の温度低下を防止
するための保温等をおこなうことも好ましい方法であ
る。

【００５７】また、オーステナイト未再結晶域で累積圧
下率を増加させ、オーステナイト組織を展伸させ、同時
にオーステナイト粒内に多数の変形帯を導入してフェラ
イト変態の核生成サイトを増加させることによってもフ
ェライトは十分に細粒化する。この効果は、オーステナ
イト未再結晶域で累積圧下率が５０％以上になると顕著
である。当然のことながら、オーステナイトの再結晶域
及び未再結晶域で、各々累積圧下率５０％の圧下を加え
ると、フェライト組織の細粒化が安定して、得られるこ
とは言うまでもない。

【００５８】さらに、圧延素材の加熱温度を低くするこ
とも、加熱時のオーステナイト結晶粒の成長を抑制で
き、このことは再結晶を促進させ、オーステナイト結晶
粒の微細化に有効である。加熱オーステナイト粒径の粗
大化防止の点からは加熱温度が低温ほど、すなわち１１
００℃以下が好ましい。１１００℃を超える加熱温度の
場合には、加熱オーステナイト粒が大きくなるので、上
述のオーステナイト再結晶域での累積圧下率をさらに大
きくする必要も生じてくる。

【００５９】上記（ロ）に対応する工程は、（イ）の工
程後、圧延を中断して、冷却速度５℃／ｓ以上でＡｒ３
点以上の温度からＡｒ３点−１００℃以下Ａｒ３点−２
００℃以上の温度域まで冷却し、その温度域に５秒以上
滞在させる工程である。これは、均一、微細なフェライ
ト組織を保ちつつ、フェライト変態を進行させる役割を
有する。すなわち、冷却速度５℃／ｓ未満、あるいは冷
却を停止する温度がＡｒ３点−１００℃を超える場合に
は、変態したフェライトの成長が起こり、また冷却をＡ
ｒ３点−２００℃未満の温度域まで行うと、フェライト
変態の駆動力が不十分となり、変態に要する時間が長く
なるからである。また、所定のフェライト相分率を確保
するためには、一定の変態時間が必要であり、上述の温
度域で５秒以上滞在させることが必要である。この温度
域まで冷却すると、オーステナイトが十分過冷されてい
るため、短時間でフェライト変態が促進され、かつフェ
ライト結晶粒の粗大化が抑制できる。

【００６０】上記（ハ）に対応する工程は、上記
（イ）、（ロ）の工程を経た鋼材を、Ａｒ３点以下Ａｒ
３点−１００℃以上の温度域で累積圧下率５０％以上の
圧下を加えた後圧延を終了する工程である。これは、変
態したフェライト結晶粒を伸長させるのと同時にフェラ
イト結晶粒内にサブグレインの発達に必要な転位を導入
する役割を有する。当該温度域での累積圧下率を５０％
以上としたのは、フェライト結晶粒の扁平率を２以上と
し、またサブグレインの発達に必要な圧延歪を確保する
ためである。また、圧延温度をＡｒ３点以下としたの
は、圧延温度が高温の場合は、変態したフェライトが粒
成長を起こし、フェライトが再結晶する場合があるから
である。また、Ａｒ３点−１００℃以上としたのは、導
入した転位を再配置するためにはある程度の熱的エネル
ギが必要であるからである。

【００６１】最後の上記（ニ）に対応する工程は、
（ハ）の工程終了後に２℃／ｓ以上の冷却速度で６５０
℃以下まで制御冷却する工程である。これより遅い冷却
速度で冷却する場合又は制御冷却を終了する温度が６５
０℃を超える場合は、生成した微細なフェライト結晶粒
の粗大化と形成した微細なサブグレイン粒の合体が起こ
るためである。

【００６２】実際の圧延においては、鋼材の表面温度を
直接測定する方法又は表面温度の冷却曲線から計算機シ
ミュレーションにより鋼材温度を求める方法がある。ま
た、上記（ロ）、（ニ）の工程で使用する制御冷却の方
法としては、ミスト冷却等のオンライン制御冷却装置を
用いるのが望ましい。さらに、上記（ロ）の工程から
（ハ）の工程に移る際には、所定の圧延温度域まで加熱
を必要とする場合がある。この場合には、ガス加熱装
置、誘導加熱装置、直接通電加熱装置等による加熱を行
うことが望ましい。また、（ロ）の工程と（ハ）の工程
との温度差が小さい場合は、鋼材を一定時間放置するこ
とによる復熱効果で行うことができる。

【００６３】なお、本発明における圧延の素材として
は、当業分野で通常行なわれている転炉法、電炉法で精
練し、連続鋳造法、造魂法により鋳造したスラブ、ブル
ーム、ビレット、インゴット等を用いることができる。

【００６４】

【実施例】本発明に基づいて製造した、塑性変形を受け
た後においても良好な脆性亀裂伝播停止特性を有する鋼
材の実施例を次に示す。図７として示す表１に、供試鋼
の化学成分を示す。本表には、Ａｒ３点温度も併せて示
す。なお、Ａｒ３点は下記の経験的な簡易式により求め
た。Ａｒ３＝３１０ｘＣ−８０ｘＭｎ

【００６５】これらの化学成分を有する鋼スラブから、
板厚３０ｍｍの厚鋼板に圧延を行い、特性を評価した。
供試鋼板の製造条件を、図８として示す表２に本発明例
を、図９として示す表３に比較例を示す。また供試鋼板
の諸特性は、図１０として示す表４に本発明例を、図１
１として示す表５に比較例を示す。

【００６６】ここで、サブグレインの円相当径は上述の
方法で求めた。また、脆性亀裂伝播停止特性は、圧延ま
まと１０％予歪を与えた鋼材について、ＮＲＬ落重試験
によるＮＤＴＴ及び二重引張試験によるＫｃａ（０℃）
により評価した。二重引張試験は、日本溶接協会（ＷＥ
Ｓ）の鋼種認定試験方法に規定された脆性破壊伝播停止
試験に準拠して行った。なお、参考として、該当組織の
ビッカース硬度も併せて示した。

【００６７】本発明例である鋼番１〜２０は、１０％の
塑性変形を付与した後であっても、ＮＤＴＴが−６０℃
以下、Ｋｃａ（０℃）が６００ｋｇｆ／ｍｍ３／２以上
の優れた脆性亀裂伝播停止特性を示した。

【００６８】一方、比較例の鋼番２１は、オーステナイ
トの再結晶、未再結晶域での圧下率が小さく、かつオー
ステナイト＋フェライトの二相域で圧下を加えた後に、
Ａｒ３点−１００℃以下の温度まで小さな冷却速度で冷
却した後に、本発明の条件による圧延、冷却を行った鋼
板である。フェライト結晶粒は伸長されているものの、
サブグレイン組織が得られず、脆性亀裂伝播停止特性も
向上しなかった。また鋼番２２、２３、２８は、所定の
冷却速度でＡｒ３点−１００℃以下に冷却後、変態時間
を十分にとらなかったために、最終の圧延時に十分なフ
ェライト分率を得ることができなかった鋼板である。目
的とするサブグレイン組織が不十分であるため、脆性亀
裂伝播停止特性は目標に到達していない。

【００６９】鋼番２７、３２、３４はオーステナイト域
での圧延後、冷却速度が５℃／ｓ未満でＡｒ３点−１０
０℃以下まで冷却された鋼板である。変態後のフェライ
ト組織が粗大化し、短軸径５μｍ以下の目的とするフェ
ライトの細粒組織が得られず、塑性変形を受けた後の脆
性亀裂伝播停止特性は不十分である。

【００７０】鋼番２４、２５、２９、３０、３１は、最
終圧延前に十分なフェライト相分率が得られていたもの
の、鋼番２４は圧延温度がＡｒ３点−１００℃よりも低
温のためサブグレインの発達が不十分、鋼番２９、３１
は圧延温度がＡｒ点よりも高温のためフェライトの成長
が起こり、鋼番２５、３０は最終圧延の圧下率が少なか
ったためフェライトの扁平化が不十分となり、目標とす
るサブグレイン組織が得られなかった。このため、いず
れも塑性変形を受けた後の脆性亀裂伝播停止特性は不十
分である。

【発明の効果】本発明の方法で製造した鋼板は、上述の
サブグレイン組織を適正量有しかつその組織の安定性が
高い。このため、塑性変形を受けた後においても、優れ
た脆性亀裂伝播停止特性を有する。従って、大型構造物
に使用された際に、不慮の事故等により鋼材が大変形を
受けた場合でも、構造物の大規模な崩壊に至ることを防
止することがでさる。また、本発明の実施例では、厚板
圧延で製造した厚鋼板を例示したが、本発明の思想は、
他の鋼材製造プロセス、例えば形鋼圧延プロセスにおい
ても適用できることは言うまでもない。

【図面の簡単な説明】

【図１】フェライト結晶粒の扁平率と塑性変形を付与す
る前後のＮＤＴＴの関係を示す図である。

【図２】扁乎したフェライト結晶粒の短軸径と塑性変形
を付与する前後のＮＤＴＴの関係を示す図である。

【図３】サブグレイン円相当径および母相フェライト結
晶粒の短軸径と、塑性変形を受けた後のＮＤＴＴの関係
を示す図である。

【図４】フェライト結晶粒の扁平率の評価方法を示す図
である。

【図５】サブグレイン組織が鋼材の板厚方向に占める比
率と塑性変形を受けた後のＮＤＴＴの関係を示す図であ
る。

【図６】サブグレインの円相当径の評価方法を示す図で
ある。

【図７】実施例として示す、供試鋼の化学成分を示す表
１を示す図である。

【図８】発明例の供試鋼板の製造条件を表２として示す
図である。

【図９】比較例の供試鋼板の製造条件を表３として示す
図である。

【図１０】発明例の供試鋼板の諸特性を表４として示す
図である。

【図１１】比較例の供試鋼板の諸特性を表５として示す
図である。

Claims (8)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｓ
   ｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａ
   ｌ：０．０１〜０．０８％を含有し、Ｃｅｑ：０．４０
   ％以下、Ｐｃｍ：０．２０％以下、残部がＦｅ及び不可
   避的不純物からなる鋼であって、その組織が、扁平率２
   以上でかつ短軸径５μｍ以下のフェライト結晶粒と当該
   フェライト結晶中に円相当径３μｍ以下のサブグレイン
   を含む組織であり、かつその組織が鋼材板厚の５％以上
   の部分を占めることを特徴とする脆性亀裂伝播停止特性
   に優れた鋼材。
2. 【請求項２】 前記鋼が、更に、重量％で、Ｎｂ：０．
   ０５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．０３％以
   下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下の１種又
   は２種以上含有することを特徴とする請求項１に記載の
   脆性亀裂伝播停止特性に優れた鋼材
3. 【請求項３】 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｓ
   ｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａ
   ｌ：０．０１〜０．０８％を含有し、Ｃｅｑ：０．４０
   ％以下、Ｐｃｍ：０．２０％以下、残部がＦｅ及び不可
   避的不純物からなる鋼スラブから、下記工程により鋼材
   を製造することを特徴とする脆性亀裂伝播停止特性に優
   れた鋼材の製造方法。 （ａ）鋼スラブを加熱する工程と、（ｂ）前記加熱され
   た鋼スラブをオーステナイトの再結晶域及び未再結晶域
   で圧延をする工程と、（ｃ）前記鋼スラブの圧延を中断
   して、冷却速度５℃／ｓ以上でＡｒ３点以上の温度から
   Ａｒ３点−１００℃以下Ａｒ３点−２００℃以上の温度
   範囲まで冷却する工程と、（ｄ）前記圧延中の鋼スラブ
   を前記温度範囲に５秒以上滞在させる工程と、（ｅ）前
   記圧延中の鋼スラブを加熱又は復熱させてＡｒ３点以下
   Ａｒ３点−１００℃以上の温度とし、更に累積圧下率５
   ０％以上の圧延を行い鋼材とする工程と、（ｆ）前記圧
   延後の鋼材を直ちに冷却速度２℃／ｓ以上で６５０℃以
   下の温度域まで制御冷却する工程。
4. 【請求項４】 前記（ｂ）の工程が、オーステナイトの
   再結晶域で累積圧下率５０％以上の圧延を行うことを特
   徴とする請求項３に記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れ
   た鋼材の製造方法。
5. 【請求項５】 前記（ｂ）の工程が、オーステナイトの
   未再結晶域で累積圧下率５０％以上の圧延を行うことを
   特徴とする請求項３に記載の脆性亀裂伝播停止特性に優
   れた鋼材の製造方法。
6. 【請求項６】 前記（ｂ）の工程が、オーステナイトの
   再結晶域で累積圧下率５０％以上の圧延を行った後、更
   にオーステナイトの未再結晶域で累積圧下率５０％以上
   の圧延を行うことを特徴とする請求項３に記載の脆性亀
   裂伝播停止特性に優れた鋼材の製造方法。
7. 【請求項７】 前記（ａ）の工程が、鋼スラブの加熱温
   度が１１００℃以下であることを特徴とする請求項３か
   ら６のいずれかに記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れた
   鋼材の製造方法。
8. 【請求項８】 前記鋼スラブの化学成分が、重量％で、
   Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
   Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％
   を含有し、更に、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．１％
   以下、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎ
   ｉ：０．５％以下の１種又は２種以上含有し、Ｃｅｑ：
   ０．４０％以下、Ｐｃｍ：０．２０％以下、残部がＦｅ
   及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項３
   から７のいずれかに記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れ
   た鋼材。