JP2000192140A - 溶接割れ感受性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】溶接割れ感受性および低降伏比さらに音響異方
性の各特性に優れた板厚100mm までの高張力鋼を低コス
トにて製造する方法を提供する。 【解決手段】重量% で、C:0.06〜0.11%,Si:0.01 〜0.4
%,Mn:0.5 〜1.6%,Al:0.01〜0.1%,Mo:0.1 〜1%,V:0.01
〜0.1%,Nb:0.005 〜0.05%,Ti＜0.005%,B＜0.0003%を含
み、かつPcm 値≧0.22で、残部鉄および不可避不純物よ
りなる鋼材を1000〜1250℃に加熱圧延後、1000℃以下で
20% 以上の累積圧下を施し、板厚中心部にて800 ℃を上
回る温度にて熱間圧延を終了し、少なくともAr₃ 変態点
以上から直接焼入れし、その後Ac₁ 点〜Ac₃ 点の２相域
温度に再加熱後焼入れし、さらにAc₁点以下にて焼戻し
処理を行うことを特徴とする。但し、Pcm=C%+Si%/30+Mn
%/20+Cu%/20+Ni%/30+Cr%/20+Mo%/15+V%/10+5B%

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、溶接割れ感受性に
優れた引張強さ：５９０Ｎ／ｍｍ² 級の低降伏比高張力
鋼の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】近年、建築構造物の大型化により、５９
０Ｎ／ｍｍ² 級高張力鋼（ＨＴ６０）が用いられる場合
が増加している。建築用ＨＴ６０は耐震安全性向上の観
点より降伏比を８０％以下に保つため、２相域からの焼
入れ焼戻し（Ｑ’Ｔ）により製造されているが、目標強
度確保のためには、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４
＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４で規定さ
れる炭素等量値およびＰｃｍ値は高く、溶接割れ感受性
は良好であるとは言えない。この観点より低降伏比で且
つ溶接割れ感受性に優れたＨＴ６０を実現するために
は、これまで特開平８−２０９２９４号公報、特開平３
−１６２５１８号公報、特開平７−９０３６５号公報、
特開平７−１２６７４３号公報、特開平８−１４３９５
０号公報、特開平８−９２６３９号公報に示すような製
造方法がこれまでに開示されている。このうち特開平８
−２０９２９４号公報は、微細なＮｂ炭窒化物を体積分
率にて０．０１〜０．６％およびフェライト分率を２％
以上含有し、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃ
ｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／
１０＋５Ｂで表されるＰｃｍ値が０．２２％以下である
ことを特徴とする溶接割れ感受性に優れた低降伏比型Ｈ
Ｔ６０の製造方法を開示している。しかし目標強度の確
保と溶接割れ感受性の改善のために、Ｎｂ炭窒化物によ
る析出強化を積極的に活用している。さらに板厚が５０
ｍｍ以上のような厚肉材においては、目標強度を確保す
るためにＢを含有している。Ｂを含有する場合には、化
学成分や製造条件の変動による母材特性の不安定さが懸
念されるとともに、溶接熱影響部の硬化が著しく必ずし
も溶接割れ感受性に優れるとは言えない。

【０００３】特開平９−３５９６号公報では、微小硬
度：Ｈｖ（１０ｇｆ）≧１８０なるフェライトを体積分
率で１０〜５０％含有することを特徴とする耐溶接割れ
性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法が開示されてい
る。しかし、目標強度の確保と溶接割れ感受性の改善の
ために、Ｎｂ炭窒化物による析出強化を積極的に活用し
ている。さらに厚肉材においては、目標強度を確保する
ためにＢを含有している。Ｂを含有する場合には、化学
成分や製造条件の変動による母材特性の不安定さが懸念
されるとともに、溶接熱影響部の硬化が著しく必ずしも
溶接割れ感受性に優れるとは言えない。

【０００４】特開平３−１６２５１８号公報は、Ｃ，Ｓ
ｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｍｏの含有量を規定し、さらにＣ
ｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂで構成される選択添加元
素のうち、いずれか１つ以上を含有する鋼材を９００℃
以上の仕上温度にて熱間圧延後３０℃／ｓｅｃ以下の冷
却速度にて直接焼入れもしくは一旦空冷しさらにＡｒ₃
点以上の温度に再加熱後、３０℃／ｓｅｃ以下の冷却速
度にて焼入れすることを特徴とする前処理を施し、さら
に２相域温度からの焼入れ後４５０〜６００℃での焼戻
しを行うことを特徴とする溶接性に優れた低降伏比型高
張力鋼の製造方法が開示されている。しかし上記の選択
元素のうちＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒのいずれか１つ以上は必ず
添加されている。また、実施例に見られる最大の板厚は
８０ｍｍに留まる。

【０００５】特開平７−９０３６５号公報は、溶接割れ
感受性改善の観点よりＢを含まない溶接割れ感受性に優
れた低降伏比ＨＴ６０が開示されているが、板厚が６０
ｍｍ以上の場合にはＣ，Ｍｎ，Ｃｕ等の増量によりＰｃ
ｍ値が上昇しＪＩＳ Ｚ３１５８に規定されるｙ型溶接
割れ試験の割れ防止温度が５０℃となっており、その溶
接割れ感受性は十分とは言えない。また、目標強度の確
保のためにＣｕの析出強化を積極的に活用している。析
出強化は降伏比を高めるが、微量Ｔｉ添加および圧延後
にＡｃ₃ 変態点〜１０００℃の温度範囲からの再加熱焼
入れし、さらに７５０〜８７０℃の温度範囲からの再加
熱焼入れを施し、引き続きＡｃ₁ 変態点以下の温度範囲
での焼戻し処理を実施することより構成される熱処理条
件の最適化により、Ｃｕ析出強化型の鋼材においても８
０％以下の低降伏比化が達成されている。しかし実製造
の観点からは、熱間延性の低下をもたらすＣｕを多量に
添加することは好ましくなく、熱処理工程に三回の再加
熱熱処理を施すことはコスト増を招く。

【０００６】これに対し特開平７−１２６７４３号公報
では、熱間圧延後の三回にわたる再加熱熱処理のうち、
Ａｃ₃ 変態点以上〜１０００℃の温度範囲からの再加熱
焼入れ処理を省略し、７５０〜８７０℃の温度範囲から
の再加熱焼入れおよびＡｃ₁変態点以下の温度範囲での
焼戻し処理の二回の再加熱熱処理により溶接割れ感受性
に優れた低降伏比型ＨＴ６０の製造方法を開示してい
る。しかしながらＨＴ６０としての母材強度を達成する
板厚は限定され、板厚５０ｍｍ以上ではＪＩＳＺ３１５
８に規定されるｙ型溶接割れ試験の割れ防止温度が５０
℃となる場合もあり、必ずしも溶接割れ感受性に優れる
とは言えない。

【０００７】特開平８−１４３９５０号公報ではＶの析
出強化と微量添加したＴｉの炭窒化物あるいは酸化物に
よるＨＡＺ（熱影響部）靭性の改善を特徴とする鋼材を
熱間圧延後、Ａｃ₃ 〜１０００℃の温度範囲に再加熱し
て焼入れし、さらに７５０〜８５０℃の温度範囲に再加
熱して焼入れし、引き続きＡｃ₁ 変態点以下の温度範囲
で焼戻し処理する溶接割れ感受性に優れた低降伏比型高
張力鋼の製造方法が開示されている。しかし、０．１〜
０．１５％という多量のＶ添加は経済性の観点から好ま
しくなく、また、三回の再加熱熱処理はコスト増を招
く。

【０００８】特開平８−９２６３９号公報では、Ｔｉ添
加によるＨＡＺ靭性の向上およびＮｂ添加による焼入れ
性の向上と析出強化を活用した鋼材を熱間圧延後に直接
焼入れし、その後７２０〜８５０℃の温度範囲に再加熱
後焼入れし、さらにＡｃ₁ 点以下の温度範囲にて焼き戻
すことにより、板厚５０〜１００ｍｍの溶接割れ感受性
に優れた厚肉低降伏比高張力鋼の製造方法が開示されて
いる。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】（社）鋼材倶楽部高性
能鋼利用技術小委員会発行（１９９６年１０月）の建築
構造用高性能鋼５９０Ｎ／ｍｍ2鋼材（ＳＡ４４０）設
計・溶接施工指針によれば、組立て溶接および補修溶接
での予熱温度は、ｙ割れ試験で与えられる本溶接の初層
溶接時の予熱温度より２５℃高い温度に規定されてい
る。従って、組立て溶接および補修溶接での予熱を室温
（２５℃以下）とする場合には、ｙ割れ試験での割れ防
止予熱温度を０℃以下としなければならない。

【００１０】また、上述の設計・施工指針では、現場施
工における組立て溶接時の低温割れを防止するため、
（１）点付け溶接の禁止、（２）ショートビードの最低
長さ規定などを施工管理対象とし、小入熱溶接における
低温割れの防止が必要とされている。

【００１１】しかしながら、上記特開平８−９２６３９
号公報の技術においても、板厚７０ｍｍ以上では、ＪＩ
ＳＺ３１５８に規定されるｙ型溶接割れ試験の割れ防止
温度が５０℃とあり、必ずしも溶接割れ感受性に優れる
とは言えず、また、小入熱溶接における低温割れ感受性
（ＨＡＺ硬化性）については全く開示されていない。

【００１２】ところで、溶接構造物の継手部分において
は、斜角探傷法にて超音波探傷検査が必要である。しか
し熱間圧延温度の低下により圧延集合組織が形成される
場合、圧延方向に平行な方向（Ｌ方向）と垂直な方向
（Ｃ方向）の音速に差が生じる。この結果鋼板の音響異
方性が増加し、実際には欠陥のない部分に欠陥が検出さ
れたり、溶接欠陥が正確な検出が困難であるといった問
題を生じ、不必要な範囲にわたる補修が必要となり、施
行費が膨大となる。従って音響異方性の値は、例えば
１．０２以下のように小さいほど望ましい。

【００１３】本発明はかかる事情に鑑みてなされたもの
であり、小入熱溶接時の低温割れ感受性を含めた溶接割
れ感受性および低降伏比さらに音響異方性の各特性に優
れた板厚１００ｍｍまでの高張力鋼を低コストにて製造
する方法を提供することを目的とする。

【００１４】

【課題を解決するための手段】前記課題を解決し目的を
達成するために、本発明は以下に示す手段を用いてい
る。

【００１５】（１）本発明の製造方法は、重量％で、
Ｃ：０．０６〜０．１１％と、Ｓｉ：０．０１〜０．４
％と、Ｍｎ：０．５〜１．６％と、Ａｌ：０．０１〜
０．１％と、Ｍｏ：０．１〜１％と、Ｖ：０．０１〜
０．１％と、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％を含み、Ｔ
ｉ＜０．００５％、Ｂ＜０．０００３％に規制し、かつ
Ｐｃｍ値≦０．２２％からなる鋼を１０００〜１２５０
℃に加熱後、表面温度にて９００℃以下で２０％以上の
累積圧下を施し、表面温度にて８００℃以上の温度で仕
上圧延を行う工程と、 仕上圧延された鋼材を、少なく
ともＡｒ₃ 変態点以上から直接焼入れし、その後Ａｃ₁
点〜Ａｃ₃ 点の２相域温度に再加熱後焼入れし、さらに
Ａｃ₁ 点以下にて焼戻し処理を行う工程と、を備えたこ
とを特徴とする、音響異方性が１．０２以下であり、か
つ引張強さ：５９０Ｎ／ｍｍ² 以上、降伏比が８０％以
下であることを特徴とする溶接割れ感受性に優れた低降
伏比高張力鋼の製造方法。

【００１６】但し、Ｐｃｍ＝Ｃ％＋Ｓｉ％／３０＋Ｍｎ
％／２０＋Ｃｕ％／２０＋Ｎｉ％／３０＋Ｃｒ％／２０
＋Ｍｏ％／１５＋Ｖ％／１０＋５Ｂ％ （２）本発明の製造方法は、鋼成分として、重量％でさ
らに、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．５％以下、及び
Ｃｒ：０．５％以下の群から選択された１種もしくは２
種以上を含み、音響異方性が１．０２以下であり、かつ
引張強さ：５９０Ｎ／ｍｍ² 以上、降伏比が８０％以下
であることを特徴とする、上記（１）に記載の溶接割れ
感受性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法である。

【００１７】

【発明の実施の形態】溶接割れ感受性に優れた低降伏比
型高張力鋼を工業的に供給することを阻んできたこれら
の課題を解決することを目的とする本発明は、化学成分
としてＴｉ，Ｂ添加量を規制し、微量Ｎｂ添加によって
拡大されたオーステナイト未再結晶温度域での制御圧延
（ＣＲ）−直接焼入れ（ＤＱ）−再加熱２相域焼入れ
（ＲＱ’）−焼戻し（Ｔ）プロセスの適用を前提に、下
記の知見に基づいて考案されたものである。

【００１８】（１）溶接割れ感受性を改善するために
は、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０
＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５
Ｂで定義されるＰｃｍ値を低減することが有効である。
溶接割れ感受性を確保しつつ母材の強度を確保する有効
な手段としては、特開平８−２０９２９４号公報や特開
平３−１６２５１８号公報に見られるようにＢ添加が考
えられる。しかしＢ添加は、溶接熱影響部の硬度を著し
く上昇させ、それによる継手靭性の劣化が懸念される。
Ｂを有効に活用するために従来しばしば添加されるＴｉ
は、安定に母材性能を得るためには添加しないことが好
ましい。

【００１９】（２）Ｔｉ、Ｂを添加せずに溶接割れ感受
性の改善と溶接継手の健全性の確保を両立させつつＨＴ
６０を得るためには、従来の再加熱焼入れ−再加熱２相
域焼入れ−焼戻しプロセスの適用では適用可能な板厚範
囲に制約を生じる懸念がある。 （３）Ｎｂ添加は直接
焼入れ（ＤＱ）プロセスにおいて加熱圧延時の固溶Ｎｂ
による焼入れ性向上により、Ｐｃｍ値が低減できるた
め、溶接性が改善される。 （４）熱間圧延に際し、オ
ーステナイト未再結晶温度域での制御圧延（ＣＲ）を実
施することでミクロ組織が展伸する。これによりＤＱ時
の焼入れ性が低下し、低降伏比化に有効な軟質相（フェ
ライト）と硬質相が導入される。この軟質相は、その後
のＲＱ’Ｔ処理後も残存し低降伏比化に寄与する。この
ようにＣＲ−ＤＱプロセスはＲＱプロセスでは不可能で
ある２相域加熱前の組織制御を可能とし、低降伏比化が
達成される。また、Ｎｂ添加によりオーステナイト再結
晶温度が上昇し、圧延効率を損ねることなく、ＣＲを実
施できる。

【００２０】（５）ＣＲ−ＤＱプロセスにより展伸した
組織では、その後の２相域再加熱時の逆変態オーステナ
イト生成サイトが多く存在し、ＲＱ’後に硬質な焼入れ
相が増加する。図４は、鋼種Ｃを用い、熱間圧延時にＣ
Ｒを実施しない場合（音響異方性：１．００４）、実施
した場合（同：１．０１６）のそれぞれについて、直接
焼入れ後、２相域温度域に加熱保持する時間を変化さ
せ、２相域焼入れー焼戻し後の引張り特性を比較したも
のである。

【００２１】ＣＲの実施により、２相域温度域保持によ
る強度上昇がより短時間で実現されている。ＣＲプロセ
スにより２相域加熱時のＣの拡散が促進されることによ
る効果であり、工業的に非常に有効である。このように
ＣＲ−ＤＱプロセスにより、ＲＱプロセスでは不可能で
ある２相域加熱時の組織制御が可能となり、高強度化が
達成される。また、ＣＲの実施により硬質な焼入れ相自
身の硬さが上昇する。

【００２２】（６）Ｎｂ添加およびＣＲ−ＤＱ−ＲＱ’
−Ｔプロセスにより強度が上昇するが、それに伴う降伏
比の上昇は小さい。図１，２にその結果を示す。ただ
し、図３に示すように極端に低温での制御圧延の実施に
より圧延仕上温度が８００℃未満に低下した場合には、
音響異方性が１．０２越えに増加する。 以上の知
見に基づき、本発明者らは、Ｎｂ添加によりオーステナ
イト再結晶温度域を上げ、かつＣＲ（制御圧延）−ＤＱ
（直接焼入れ）−ＲＱ’（２相域からの焼入れ）−Ｔ
（焼戻し）プロセスを適用するようにして、ＹＲ（降伏
比）≦８０％を満足しつつ、ＨＡＺ最高硬さ＜３５０Ｈ
Ｖの溶接性に優れ、さらに音響異方性にも優れた低降伏
高張力鋼を見出し、本発明を完成させた。

【００２３】即ち、本発明は、鋼組成及び製造条件を特
定することにより、溶接割れ感受性および低降伏比さら
に音響異方性の各特性に優れた板厚１００ｍｍまでの高
張力鋼を低コストにて製造する方法を提供することがで
きる。

【００２４】以下に、本発明の成分添加理由、成分限定
理由、音響異方性の限定理由、及び製造条件の限定理由
について説明する。

【００２５】（１）成分組成範囲及び音響異方性の範囲 Ｃ：０．０６〜０．１１％ Ｃ量０．０６％未満では他の焼入れ性向上元素の多量添
加が必要となりコスト高、靭性劣化、溶接割れ感受性の
劣化を招く。また、特に本発明鋼に大入熱溶接を施す場
合、Ｃ含有量が０．０６％に満たないと溶接金属へのＣ
の希釈が少なくなり一般の溶接材料では継手強度を確保
することが困難となる。Ｃ量の上限は溶接割れ感受性及
び小入熱溶接時の溶接性の確保のため０．１１％であ
る。

【００２６】Ｓｉ：０．０１〜０．４％ Ｓｉは母材強度と溶接継手強度を確保する上で有効に働
くので０．０１％以上添加する。しかし、０．４％を越
える添加は溶接割れ感受性と溶接継手靭性を劣化させ
る。

【００２７】Ｍｎ：０．５〜１．６％ Ｍｎは母材強度と溶接継手強度を確保する上で有効に働
くので０．５％以上添加する。しかし、１．６％を越え
る添加は溶接割れ感受性を劣化させ、必要以上の焼入れ
性をもたらし母材靭性、継手靭性を劣化させる。

【００２８】Ｐ，Ｓ：好ましくは０．０１％以下 Ｐ，Ｓは、いずれも不純物元素であり、健全な母材およ
び溶接継手を得るためにＰ，Ｓはそれぞれ０．０１５％
以下、好ましくは０．０１％以下に規制されることが望
ましい。

【００２９】Ｍｏ：０．１〜１％ Ｍｏは溶接割れ感受性と母材強度および溶接強度を確保
する上で有効に作用するので０．１％以上添加する。た
だし必要以上の添加は溶接割れ感受性を高め、溶接継手
靭性を劣化させるために、その上限は１％である。

【００３０】Ｎｂ：０．００５〜０．０５％ Ｎｂ添加は、加熱時の固溶Ｎｂによる焼入れ性向上によ
り目標強度の確保に寄与し、溶接性の改善が可能であ
る。また、オーステナイトの未再結晶温度域を上昇さ
せ、熱間圧延における時間的な効率を損ねることなくオ
ーステナイト未再結晶域での圧延（ＣＲ）を可能とし、
その結果として強度が上昇するため、０．００５％以上
添加する。しかし過剰の添加は靭性劣化を招くため、そ
の上限は０．０５％である。

【００３１】Ｖ：０．０１〜０．１％ Ｖは母材強度と溶接継手強度を確保する上で有効に働く
ので、０．１％を越えない程度に添加する。

【００３２】Ａｌ：０．０１〜０．１％ Ａｌは鋼の脱酸のため添加され、通常０．００５％以上
は含有する。また、ミクロ組織の微細化による母材靭性
の確保のために０．０１％添加する。しかし、０．１％
を越えるＡｌ添加は母材靭性を損なう。

【００３３】Ｔｉ＜０．００５％、Ｂ＜０．０００３％ Ｔｉはミクロ組織の細粒化を通じて母材および溶接継手
の靭性を改善する効果を有する。また、Ｂ添加鋼では、
焼入れ性に有効に働くＢを確保するためしばし積極的に
添加される。

【００３４】しかし、本発明では、溶接熱影響部の硬化
が懸念されるＢを添加せずに母材強度を確保し、特に熱
影響部粗粒域の硬度低減により溶接継手靭性を達成する
ため、Ｔｉを添加する必然性はない。むしろＴｉ添加に
よる母材性能の不安定さを懸念し、不純物元素として
０．００５％未満に規制するが後述するＮ含有量の３．
４倍を下回ることが望ましい。

【００３５】Ｂは上述の熱影響部の硬さ低減のため、不
純物元素として０．０００３％未満に規制しなければな
らない。

【００３６】Ｎ：好ましくは０．０００５〜０．００８
％ Ｎは、Ａｌ等と反応し析出物を形成することでミクロ組
織を微細化し、母材靭性を向上させるために添加する。
０．０００５％未満の添加ではミクロ組織の微細化が達
成されず、０．００８％を越える添加はむしろ母材およ
び溶接継手の靭性を損なう。

【００３７】本発明では、上記の成分の他に、必要に応
じてさらに、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒのうち１種または２種以
上を含有してもよい。

【００３８】Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦１．５％、Ｃｒ≦
０．５％ Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒは必ずしも必須な元素ではない。しか
し、Ｃｕは母材強度および溶接継手強度向上のためにＮ
ｉは母材強度、靭性および継手強度をともに向上させる
ために添加しても差し支えない。Ｃｒは焼入れ性を向上
させ強度を上昇させるため、添加しても差し支えない。
特にＭｎの一部をこれらの元素に置き換えることで靭性
の向上や偏析の低減などが達成できる。ただし、過剰の
添加は焼入れ性を向上させ、溶接割れ感受性を阻害する
ために上記のように上限を設定する。特に熱間加工性を
低下させるＣｕの過剰添加は好ましくない。

【００３９】Ｐｃｍ≦０．２２％ 但し、Ｐｃｍ＝Ｃ％＋Ｓｉ％／３０＋Ｍｎ％／２０＋Ｃ
ｕ％／２０＋Ｎｉ％／３０＋Ｃｒ％／２０＋Ｍｏ％／１
５＋Ｖ％／１０＋５Ｂ％ Ｐｃｍは溶接割れ感受性を表す指数であり、通常の環境
において溶接施工時の予熱を低減するために０．２２％
以下に規制する。これにより、本発明鋼はＪＩＳ Ｚ３
１０１に規定される溶接熱影響部の最高硬さが３５０Ｈ
ｖ未満と低く、ＪＩＳ Ｚ３１５８に規定されるｙ型溶
接割れ試験における割れ防止予熱温度が０℃以下と優れ
た溶接性を示す。又、小入熱溶接における溶接性におい
て優れた特性を示す。

【００４０】音響異方性≦１．０２ 前述したように、超音波探傷検査に悪影響を及ぼす鋼板
の音響異方性は、例えば１．０２以下のように小さいほ
ど望ましい。

【００４１】引張強さ：５９０Ｎ／ｍｍ2、降伏比：８
０％以下 建築構造物の大型化に伴う鋼材の高強度化、耐震安全性
の要求を満たすため、引張強さ：５９０Ｎ／ｍｍ2、降
伏比：８０％以下とする。

【００４２】上記の成分組成範囲に調整することによ
り、溶接割れ感受性および低降伏比さらに音響異方性の
各特性に優れた板厚１００ｍｍまでの高張力鋼を低コス
トにて得ることが可能となる。

【００４３】このような特性の鋼は、以下の製造方法に
より製造することができる。

【００４４】（２）高張力鋼製造工程 （製造方法）上記の成分組成範囲に調整した鋼を転炉で
溶製し、連続鋳造により鋼スラブとした後、該鋼材を１
０００〜１２５０℃に加熱圧延後、表面温度にて９００
℃以下で２０％以上の累積圧下を施し、表面温度で８０
０℃以上の温度にて熱間圧延を終了し、少なくともＡｒ
₃ 変態点以上から直接焼入れし、その後Ａｃ₁ 点〜Ａｃ
₃ 点の２相域温度に再加熱後焼入れし、さらにＡｃ₁ 点
以下にて焼戻し処理を行う。

【００４５】ａ．熱間圧延前の加熱温度 圧延前段階でのＮｂ炭窒化物の完全固溶をはじめ、合金
元素の均質化を図るため、加熱温度は１０００℃以上に
設定する必要がある。しかし、加熱温度が１２５０℃を
越えるとミクロ組織の粗大化により母材靭性の劣化が懸
念されるので上限は１２５０℃である。また、ｌｏｇ
｛（Ｎｂ％）×（Ｃ％＋１２Ｎ％／１４）｝＝２．２６
−６７７０／（Ｔ＋２７３．１５）の式より求まるＮｂ
炭窒化物の固溶温度を下回らない範囲で加熱温度を低く
設定することは靭性改善には有効であり、好ましくは１
１５０℃、更に好ましくは１１００℃である。

【００４６】ｂ．圧延条件 均一に加熱された本発明鋼を所定の板厚まで熱間圧延す
る工程は、本発明において重要な構成要素である。図
１，２はそれぞれ表１に示す鋼種Ａ，Ｉ，Ｊ，Ｋにて、
９００℃以下での累積圧下量を増加させた場合の母材強
度、降伏比が上昇する様子を示している。図１に示すよ
うに９００℃以下での累積圧下量を増加させると母材強
度が上昇する。一方、図２に示すように降伏比も上昇す
るがその程度は小さい。従って９００℃以下で２０％以
上の累積圧下を加え、直接焼入れ後、２相域再加熱焼入
れ焼戻し処理を施すことにより、展伸したミクロ組織か
ら軟質相と硬質相が生成し、目標の強度（５９０Ｎ／ｍ
ｍ² 以上）および降伏比（８０％以下）を達成する。ま
た、本発明においてはＮｂ添加によりオーステナイト未
再結晶温度域を上昇させているため、Ｎｂ無添加系に対
して高温で当該効果を得ることができ、圧延効率の向上
が可能である。

【００４７】ｃ．圧延仕上温度 強度確保の観点からは、９００℃以下での累積圧下率を
大きくすることが望ましいが、必然的に圧延仕上温度が
低下し音響異方性の増大を招く。従って圧延仕上温度は
表面温度にて８００℃以上の温度とする。

【００４８】ｄ．直接焼入れ 本発明においては熱間圧延終了後、板内位置による母材
性能の変動を防ぐために、少なくともＡｒ₃ 変態点以上
の温度から鋼板を強制冷却し焼入れ処理を施すことが必
要である。

【００４９】強制冷却は水等の冷却媒体を鋼板に均一に
付与し、板厚１／２ｔにて少なくとも１℃／秒以上の冷
却速度を達成しなければならない。なおＡｒ₃ 変態点
は、例えば、Ｔｒａｎｓ．ＩＳＩＪ，２２（１９８
２），Ｐ２１４（Ｃ．Ｏｕｃｈｉ，Ｔ．Ｓａｍｐｅｉ，
ａｎｄ Ｉ．Ｋｏｚａｓｕ）に記載されるように、板厚
をｔ（ｍｍ）として、Ａｒ₃ ＝９１０−３１０Ｃ−８０
Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ＋０．
３５（ｔ−８）なる予測式が報告されている。従って、
熱間圧延後の直接焼入れする場合の表面温度は、この式
から求まる温度以上にて実施するものとする。参考とし
て板厚１００ｍｍでの計算値を表１に示す。

【００５０】ｅ．二相域焼入れ温度 直接焼入れ処理後、降伏比の低減を図るべくＡｃ₁ 以上
Ａｃ₃ 以下の２相域温度範囲に再加熱し、焼入れ処理を
施す。部分的にγ変態させることにより、ミクロ組織が
硬質相と軟質相の２相化し、降伏比の低減が可能とな
る。

【００５１】ｆ．焼戻し温度 本発明では２相域温度からの焼入れ処理後に、焼入れし
た鋼の靭性を増加し硬さを減ずるため焼戻し処理をＡｃ
₁ 変態点以下にて実施する。

【００５２】以下に本発明の実施例を挙げ本発明の効果
を立証する。

【００５３】

【実施例】表１に実施例に用いた供試鋼の化学成分を示
す。表１に示した化学成分の鋼を溶製し、鋼塊となし、
表２に示した製造条件にて所定の板厚に熱間圧延後、直
接焼入れし、更に２相域熱処理および焼戻し処理を施し
供試鋼を得た。尚、表１に小入熱溶接における溶接性試
験結果として最高硬さ、ショートビード硬さ、アークス
トライク硬さを併せて示す。

【００５４】全ての供試鋼の板厚中央部より、引張試験
片およびシャルピー衝撃試験片を圧延方向と垂直な方向
にて採取しＨＴ６０としての母材の機械的性質を評価し
た。また、一部の供試鋼についてＪＩＳ Ｚ３１５８に
準拠して斜めｙ型溶接割れ試験を実施し、溶接割れ感受
性を評価した。表２，３中の○は溶接割れ無し、×は溶
接割れ有りを表す。これらの試験はいずれも６０キロ級
鋼用極低水素タイプの溶接材料を用いて、雰囲気２０℃
−６０％、試験片初期温度２５℃（一部については０℃
を含む）の条件で行った。

【００５５】実施例Ｎｏ．１〜４は、Ｐｃｍの値が０．
１７と小さいＡ鋼（本発明の化学成分を満足する鋼）を
用いて、種々の条件で熱間圧延、熱処理を施したもので
ある。実施例Ｎｏ．１、３は、本発明例であり、試験温
度０℃、２５℃のＹ型溶接割れ試験（ＪＩＳ Ｚ３１５
８）のいずれでも割れは観察されなかった。また、５９
０Ｎ／ｍｍ2級鋼としての機械的性質を満足している。

【００５６】実施例Ｎｏ．２，４は比較例であり、実施
例Ｎｏ．２では、９００℃以下での圧下を行わず、５９
０Ｎ／ｍｍ2級鋼として強度が不足している。また、実
施例Ｎｏ．４は過剰な累積圧下のために圧延仕上げ温度
が７５０℃まで低下し、音響異方性が１．０２と劣って
いる。

【００５７】実施例Ｎｏ．５〜１０は本発明の化学成分
を満足する鋼Ｂ，Ｃを用いた例で、本発明の製造条件を
満足し、本発明例となる実施例Ｎｏ．５，７〜１０は溶
接割れ感受性、機械的性質、音響異方性のいずれでも良
好な特性が得られている。特に実施例Ｎｏ．１０では板
厚１００ｍｍでも十分な特性が得られ、本発明の有効性
が確認された。実施例Ｎｏ．６は圧延仕上げ温度が本発
明範囲外で低く、音響異方性に劣っている。

【００５８】実施例Ｎｏ．１１〜１９は、本発明の化学
成分を満足する鋼Ｄ〜Ｉを用いた例で、本発明例となる
実施例Ｎｏ．１１〜１７、１９は溶接割れ感受性、機械
的性質、音響異方性のいずれでも良好な特性が得られて
いる。実施例Ｎｏ．１８は圧延仕上げ温度が本発明範囲
外で低く、音響異方性に劣っている。

【００５９】実施例Ｎｏ．２０〜３２は、本発明の化学
成分の範囲外であるＮｂ無添加鋼Ｊ〜Ｌを用いた例で、
Ｐｃｍが０．２０以下のため、溶接割れは発生していな
いものの、強度または音響異方性のいずれかに劣ってい
る。実施例Ｎｏ．２１（鋼Ｊ）は、Ｎｂ無添加のため、
製造条件は本発明範囲内であるが、５９０Ｎ／ｍｍ2級
鋼として強度が不足している。９００℃以下での圧下率
の増加により強度は上昇するが、板厚８０ｍｍでは５０
％までの累積圧下率を必要とし、音響異方性が上昇す
る。鋼Ｋ，Ｌも同様の傾向を示す。

【００６０】いずれの供試鋼も、９００℃以下での累積
圧下により強度が上昇する。２相域再加熱焼入れにより
生じた硬質相の硬さが９００℃以下での累積圧下によっ
て上昇するためで、微量Ｎｂを添加したＡ鋼の場合、累
積圧下率０％の実施例Ｎｏ．２（圧延仕上げ温度：９５
０℃）の硬質相の硬さはＨｖ２６０であるのに対し、累
積圧下率２５％の実施例Ｎｏ．１（圧延仕上げ温度：８
８０℃）はＨｖ２８３，累積圧下率３０％の実施例Ｎ
ｏ．３（圧延仕上げ温度：８５０℃）はＨｖ３０１とな
っている。さらに制御圧延の組織の展伸（逆変態サイト
の増加）により、８００℃再加熱後の逆変態率は、Ｎ
ｏ．１，３がＮｏ．２よりも高く、より多くの硬質相を
含む。

【００６１】一方、Ｎｂ無添加のＪ鋼の場合、累積圧下
率０％の実施例Ｎｏ．２０（圧延仕上げ温度：９５０
℃）の硬質相の硬さはＨｖ２５４であるのに対し、累積
圧下率４０％の実施例Ｎｏ．２２（圧延仕上げ温度：８
００℃）ではＨｖ２８２，累積圧下率５０％の実施例Ｎ
ｏ．２４（圧延仕上げ温度：７６０℃）はＨｖ２９０で
ある。これらの比較より、Ｎｂ添加を特徴とする本発明
では、比較的高温での圧延でも強度が上昇し、圧延能率
の向上が可能であることが明らかである。

【００６２】鋼Ｍは、Ｂ量が、鋼Ｎは、Ｃ量がそれぞれ
本発明の範囲外で高く、更に鋼ＮではＰｃｍも０．２２
を超えているため、いずれもｙ型溶接割れ試験において
割れが観察された。

【００６３】

【表１】

【表２】

【表３】

【表４】

【００６４】

【本発明の効果】以上のように、本発明によれば、鋼組
成及び製造条件を特定することにより、圧延および熱処
理効率を低下させることなく、溶接割れ感受性および音
響異方性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法が提供で
きる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の実施の形態に係るＮｂ添加・非添加鋼
の累積圧下量と引張強さの関係を示す図。

【図２】本発明の実施の形態に係るＮｂ添加・非添加鋼
の累積圧下量と降伏比の関係を示す図。

【図３】本発明の実施の形態に係るＮｂ添加・非添加鋼
の圧延仕上温度と音響異方性の関係を示す図。

【図４】Ｎｂ添加鋼における二相域保持時間と引張り特
性の関係に及ぼすＣＲの影響を示す図。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１１％
   と、Ｓｉ：０．０１〜０．４％と、Ｍｎ：０．５〜１．
   ６％と、Ａｌ：０．０１〜０．１％と、Ｍｏ：０．１〜
   １％と、Ｖ：０．０１〜０．１％と、Ｎｂ：０．００５
   〜０．０５％を含み、Ｔｉ＜０．００５％、Ｂ＜０．０
   ００３％に規制し、かつＰｃｍ値≦０．２２％からなる
   鋼を１０００〜１２５０℃に加熱後、表面温度にて９０
   ０℃以下で２０％以上の累積圧下を施し、表面温度にて
   ８００℃以上の温度で仕上圧延を行う工程と、 仕上圧
   延された鋼材を、少なくともＡｒ₃ 変態点以上から直接
   焼入れし、その後Ａｃ₁ 点〜Ａｃ₃ 点の２相域温度に再
   加熱後焼入れし、さらにＡｃ₁ 点以下にて焼戻し処理を
   行う工程と、 を備えたことを特徴とする、音響異方性が１．０２以下
   であり、かつ引張強さ：５９０Ｎ／ｍｍ² 以上、降伏比
   が８０％以下であることを特徴とする溶接割れ感受性に
   優れた低降伏比高張力鋼の製造方法。但し、Ｐｃｍ＝Ｃ
   ％＋Ｓｉ％／３０＋Ｍｎ％／２０＋Ｃｕ％／２０＋Ｎｉ
   ％／３０＋Ｃｒ％／２０＋Ｍｏ％／１５＋Ｖ％／１０＋
   ５Ｂ％
2. 【請求項２】 鋼成分として、重量％でさらに、Ｃｕ：
   ０．５％以下、Ｎｉ：１．５％以下、及びＣｒ：０．５
   ％以下の群から選択された１種もしくは２種以上を含
   み、音響異方性が１．０２以下であり、かつ引張強さ：
   ５９０Ｎ／ｍｍ ² 以上、降伏比が８０％以下であること
   を特徴とする、請求項１に記載の溶接割れ感受性に優れ
   た低降伏比高張力鋼の製造方法。