JP2002173734A - 溶接性に優れた鋼およびその製造方法 - Google Patents
溶接性に優れた鋼およびその製造方法Info
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- JP2002173734A JP2002173734A JP2000367427A JP2000367427A JP2002173734A JP 2002173734 A JP2002173734 A JP 2002173734A JP 2000367427 A JP2000367427 A JP 2000367427A JP 2000367427 A JP2000367427 A JP 2000367427A JP 2002173734 A JP2002173734 A JP 2002173734A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 溶接性に優れた鋼およびその製造方法を提供
する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．１％以下、他にＳ
ｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ等を規制し、かつ、Ｎｂ、
Ｔｉを所定範囲に制限して含有させる。さらに、製造方
法としては、１０００〜１３００℃に再加熱後、１００
０℃以下での累積圧下量を３０％以上として７２０℃以
上の温度で圧延を終了し、その後放冷または７００℃以
上の温度から６００℃以下の任意の温度まで加速冷却、
必要に応じ焼き戻しする。
する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．１％以下、他にＳ
ｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ等を規制し、かつ、Ｎｂ、
Ｔｉを所定範囲に制限して含有させる。さらに、製造方
法としては、１０００〜１３００℃に再加熱後、１００
０℃以下での累積圧下量を３０％以上として７２０℃以
上の温度で圧延を終了し、その後放冷または７００℃以
上の温度から６００℃以下の任意の温度まで加速冷却、
必要に応じ焼き戻しする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、溶接性の優れた鋼
およびその製造方法に関するもので、鉄鋼業においては
厚板、形鋼、ホットストリップミルなどに適用できる。
当該鋼は、建築、土木、海洋構造物、造船、各種の貯槽
タンク、建・産機などの溶接構造用鋼として広範な用途
に適用できる。
およびその製造方法に関するもので、鉄鋼業においては
厚板、形鋼、ホットストリップミルなどに適用できる。
当該鋼は、建築、土木、海洋構造物、造船、各種の貯槽
タンク、建・産機などの溶接構造用鋼として広範な用途
に適用できる。
【０００２】
【従来の技術】溶接性向上を謳った鋼材およびその製造
方法については、例示するまでもなく、過去多くの公開
公報、特許公報などが開示されている。いずれも基本的
には、鋼材の成分調整による炭素当量（Ｃｅｑ）や溶接
割れ感受性組成（ＰCM）の低減が主たるポイントであっ
て、そのような低成分で所定の強度を確保する製造方法
との組み合わせなどで特許性を主張しているものであ
る。例えば、ＴＭＣＰ（ｔｈｅｒｍｏ−ｍｅｃｈａｎｉ
ｃａｌ ｃｏｎｔｒｏｌ ｐｒｏｃｅｓｓ）と呼ばれる
加熱、圧延（制御圧延）、冷却（制御冷却）に至る鋼材
の製造プロセスを鋼成分とともに緻密に制御すること
で、溶接性を飛躍的に向上させたことは周知の通りであ
る。
方法については、例示するまでもなく、過去多くの公開
公報、特許公報などが開示されている。いずれも基本的
には、鋼材の成分調整による炭素当量（Ｃｅｑ）や溶接
割れ感受性組成（ＰCM）の低減が主たるポイントであっ
て、そのような低成分で所定の強度を確保する製造方法
との組み合わせなどで特許性を主張しているものであ
る。例えば、ＴＭＣＰ（ｔｈｅｒｍｏ−ｍｅｃｈａｎｉ
ｃａｌ ｃｏｎｔｒｏｌ ｐｒｏｃｅｓｓ）と呼ばれる
加熱、圧延（制御圧延）、冷却（制御冷却）に至る鋼材
の製造プロセスを鋼成分とともに緻密に制御すること
で、溶接性を飛躍的に向上させたことは周知の通りであ
る。
【０００３】このＴＭＣＰ技術の中で重要な役割を果た
すのは、Ｎｂに代表されるマイクロアロイである。その
添加量は、功罪両面での冶金的な現象に対する効果やコ
スト上の観点から、あまり多く添加されることはなかっ
た。特に、Ｎｂは、ＮｂとＣとの原子量比が大きい（Ｎ
ｂ／Ｃ≒７．８）こともあって、極低ＣのＩＦ（Ｉｎｔ
ｅｒｓｔｉｔｉａｌ ｆｒｅｅ）鋼以外では、Ｃに対し
て化学量論的に過剰となる程度以上に添加されることは
なく、そのような範囲でのＮｂの溶接性をはじめとする
冶金的効果については、必ずしも十分な知見があるわけ
ではなかった。
すのは、Ｎｂに代表されるマイクロアロイである。その
添加量は、功罪両面での冶金的な現象に対する効果やコ
スト上の観点から、あまり多く添加されることはなかっ
た。特に、Ｎｂは、ＮｂとＣとの原子量比が大きい（Ｎ
ｂ／Ｃ≒７．８）こともあって、極低ＣのＩＦ（Ｉｎｔ
ｅｒｓｔｉｔｉａｌ ｆｒｅｅ）鋼以外では、Ｃに対し
て化学量論的に過剰となる程度以上に添加されることは
なく、そのような範囲でのＮｂの溶接性をはじめとする
冶金的効果については、必ずしも十分な知見があるわけ
ではなかった。
【０００４】また、高温加熱によりＮｂを一旦溶体化さ
せることで、「固溶Ｎｂ」の冶金的効果の利用は可能で
あるが、Ｃ、Ｎ量に対して化学量論的に少ないＮｂ添加
では、炭窒化物として析出してしまった後は、固溶状態
のＮｂは利用すべくもない。
せることで、「固溶Ｎｂ」の冶金的効果の利用は可能で
あるが、Ｃ、Ｎ量に対して化学量論的に少ないＮｂ添加
では、炭窒化物として析出してしまった後は、固溶状態
のＮｂは利用すべくもない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、極低Ｃで合
金添加のほとんどないＩＦ鋼ではなく溶接構造用鋼材と
して、強度、靭性などの基本性質を損なうことなく、溶
接性に優れる鋼を得るため、Ｎｂを化学量論的にＣ、Ｎ
に対して過剰に添加し、あらゆる局面で「固溶Ｎｂ」と
して利用できるようにしたものである。さらに製造方法
を限定することで、用途に応じた強度や靭性の調整、降
伏比の調整も可能で、広範な用途に適合する鋼を工業的
に安定して供給可能な方法を提供するものである。
金添加のほとんどないＩＦ鋼ではなく溶接構造用鋼材と
して、強度、靭性などの基本性質を損なうことなく、溶
接性に優れる鋼を得るため、Ｎｂを化学量論的にＣ、Ｎ
に対して過剰に添加し、あらゆる局面で「固溶Ｎｂ」と
して利用できるようにしたものである。さらに製造方法
を限定することで、用途に応じた強度や靭性の調整、降
伏比の調整も可能で、広範な用途に適合する鋼を工業的
に安定して供給可能な方法を提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の最大のポイント
は、ＮｂをＣ、Ｎに対し化学量論的に過剰に添加し、あ
らゆる局面で「固溶Ｎｂ」を確保することにある。この
ことで、あえて高温加熱することなく固溶Ｎｂが確保で
きるため、熱間圧延時のオーステナイトの再結晶抑制効
果、冷却時の変態抑制効果などの固溶Ｎｂによる冶金効
果が享受できる。この結果、溶接性に優れる比較的低い
炭素当量（Ｃｅｑ）、溶接割れ感受性組成（ＰCM）で強
靭化が達成できる。
は、ＮｂをＣ、Ｎに対し化学量論的に過剰に添加し、あ
らゆる局面で「固溶Ｎｂ」を確保することにある。この
ことで、あえて高温加熱することなく固溶Ｎｂが確保で
きるため、熱間圧延時のオーステナイトの再結晶抑制効
果、冷却時の変態抑制効果などの固溶Ｎｂによる冶金効
果が享受できる。この結果、溶接性に優れる比較的低い
炭素当量（Ｃｅｑ）、溶接割れ感受性組成（ＰCM）で強
靭化が達成できる。
【０００７】そのために鋼成分をはじめ製造方法を本発
明の通り限定したものであるが、その要旨は以下に示す
通りである。
明の通り限定したものであるが、その要旨は以下に示す
通りである。
【０００８】（１）鋼成分が質量％で、Ｃ：０．１％以
下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．２〜１．６％、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．
０６％以下、Ｎ：０．００６％以下、かつ、 Ｅｘｃｅｓｓ Ｎｂ＝Ｎｂ−７．８×［Ｃ−（Ｔｉ−
３．４Ｎ）／４］ と定義するＥｘｃｅｓｓ Ｎｂが＋０．０１％以上を満
足するようにＮｂ：０．０１〜０．５％、Ｔｉ：０．０
０５〜０．１％、の範囲内でＮｂ単独またはＮｂとＴｉ
の両者を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からな
ることを特徴とする溶接性に優れた鋼。
下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．２〜１．６％、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．
０６％以下、Ｎ：０．００６％以下、かつ、 Ｅｘｃｅｓｓ Ｎｂ＝Ｎｂ−７．８×［Ｃ−（Ｔｉ−
３．４Ｎ）／４］ と定義するＥｘｃｅｓｓ Ｎｂが＋０．０１％以上を満
足するようにＮｂ：０．０１〜０．５％、Ｔｉ：０．０
０５〜０．１％、の範囲内でＮｂ単独またはＮｂとＴｉ
の両者を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からな
ることを特徴とする溶接性に優れた鋼。
【０００９】（２）上記鋼成分に加え、質量％で、Ｃ
ｕ：０．０５〜２．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％の
範囲でＣｕ添加量の１／２以上、Ｃｒ：０．０５〜１．
０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、の範囲で１種または
２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の溶
接性に優れた鋼。
ｕ：０．０５〜２．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％の
範囲でＣｕ添加量の１／２以上、Ｃｒ：０．０５〜１．
０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、の範囲で１種または
２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の溶
接性に優れた鋼。
【００１０】（３）質量％で、Ｖ：０．００５〜０．１
％ Ｔａ：０．００５〜０．１％の範囲で１種または２種を
含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の
溶接性に優れた鋼。
％ Ｔａ：０．００５〜０．１％の範囲で１種または２種を
含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の
溶接性に優れた鋼。
【００１１】（４）質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．
００５％をさらに含有することを特徴とする（１）〜
（３）のいずれか１項に記載の溶接性に優れた鋼。
００５％をさらに含有することを特徴とする（１）〜
（３）のいずれか１項に記載の溶接性に優れた鋼。
【００１２】（５）質量％で、Ｃａ：０．０００５〜
０．００４％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００４％の
いずれか１種をさらに含有することを特徴とする（１）
〜（４）のいずれか１項に記載の溶接性に優れた鋼。
０．００４％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００４％の
いずれか１種をさらに含有することを特徴とする（１）
〜（４）のいずれか１項に記載の溶接性に優れた鋼。
【００１３】（６）質量％で、Ｍｇ：０．０００２〜
０．００５％をさらに含有することを特徴とする（１）
〜（５）のいずれか１項に記載の溶接性に優れた鋼。
０．００５％をさらに含有することを特徴とする（１）
〜（５）のいずれか１項に記載の溶接性に優れた鋼。
【００１４】（７）（１）〜（６）のいずれか１項に記
載の鋼成分からなる鋼片または鋳片を１０００〜１３０
０℃の温度範囲に再加熱後、１０００℃以下での累積圧
下量を３０％以上として７２０℃以上の温度で圧延を終
了し、その後放冷または７００℃以上の温度から６００
℃以下の任意の温度まで加速冷却することを特徴とする
溶接性に優れた鋼の製造方法。
載の鋼成分からなる鋼片または鋳片を１０００〜１３０
０℃の温度範囲に再加熱後、１０００℃以下での累積圧
下量を３０％以上として７２０℃以上の温度で圧延を終
了し、その後放冷または７００℃以上の温度から６００
℃以下の任意の温度まで加速冷却することを特徴とする
溶接性に優れた鋼の製造方法。
【００１５】（８）（１）〜（６）のいずれか１項に記
載の鋼成分からなる鋼片または鋳片を熱間圧延後、Ａｃ
3以上１０００℃以下の温度で焼きならしすることを特
徴とする溶接性に優れた鋼の製造方法。
載の鋼成分からなる鋼片または鋳片を熱間圧延後、Ａｃ
3以上１０００℃以下の温度で焼きならしすることを特
徴とする溶接性に優れた鋼の製造方法。
【００１６】（９）（１）〜（３）のいずれか１項に記
載の鋼成分からなる鋼片または鋳片を熱間圧延後、Ａｃ
3以上１０００℃以下の温度に再加熱後、焼き入れする
ことを特徴とする溶接性に優れた鋼の製造方法。
載の鋼成分からなる鋼片または鋳片を熱間圧延後、Ａｃ
3以上１０００℃以下の温度に再加熱後、焼き入れする
ことを特徴とする溶接性に優れた鋼の製造方法。
【００１７】（１０）強度調整や靭性改善、あるいは鋼
板の残留応力除去の目的で、鋼板をＡｃ1未満の温度で
焼き戻しすることを特徴とする（７）〜（９）のいずれ
か１項に記載の溶接性に優れた鋼の製造方法。
板の残留応力除去の目的で、鋼板をＡｃ1未満の温度で
焼き戻しすることを特徴とする（７）〜（９）のいずれ
か１項に記載の溶接性に優れた鋼の製造方法。
【００１８】（１１）低降伏比化の目的で、鋼板をＡｃ
1超Ａｃ3未満のフェライトとオーステナイトの二相共存
域に再加熱後、放冷またはそれ以上の冷速で６００℃以
下の温度まで冷却し、その後さらに必要に応じＡｃ1未
満の温度で焼き戻しすることを特徴とする（７）〜
（９）のいずれか１項に記載の高温強度に優れた高張力
鋼の製造方法。
1超Ａｃ3未満のフェライトとオーステナイトの二相共存
域に再加熱後、放冷またはそれ以上の冷速で６００℃以
下の温度まで冷却し、その後さらに必要に応じＡｃ1未
満の温度で焼き戻しすることを特徴とする（７）〜
（９）のいずれか１項に記載の高温強度に優れた高張力
鋼の製造方法。
【００１９】
【発明の実施の形態】以下に、本発明を詳細に説明す
る。
る。
【００２０】本発明が、請求項の通りに鋼組成および製
造方法を限定した理由について説明する。
造方法を限定した理由について説明する。
【００２１】Ｃは、まず第一に、鋼の溶接性に最も大き
な影響を及ぼし、添加量が多くなるほど溶接性を劣化さ
せるため、添加量は低いほど好ましい。第二に、本願発
明の特徴であるＮｂをＣ、Ｎ量に対して化学量論的に過
剰に添加し、固溶Ｎｂを確保することが必要となるが、
その際に、Ｎｂの絶対量を極力減らすためにも、Ｃ量は
低いほど好ましい。したがって、下限については特に限
定するものではないが、得ようとする強度レベルや脱炭
のための製鋼能力やコストなどにより自ずと制限される
ものである。。一方、上限は、上述した観点から０．１
％に限定した。なお、この上限値は、溶接性の点ではＣ
量のみで決定されるものではなく、また、Ｎｂ添加量の
点でも主としてコストからの理由であって、特性上、臨
界的な意味を持つものではない。いわば、本願発明の特
徴を明確にするために限定したに過ぎない。
な影響を及ぼし、添加量が多くなるほど溶接性を劣化さ
せるため、添加量は低いほど好ましい。第二に、本願発
明の特徴であるＮｂをＣ、Ｎ量に対して化学量論的に過
剰に添加し、固溶Ｎｂを確保することが必要となるが、
その際に、Ｎｂの絶対量を極力減らすためにも、Ｃ量は
低いほど好ましい。したがって、下限については特に限
定するものではないが、得ようとする強度レベルや脱炭
のための製鋼能力やコストなどにより自ずと制限される
ものである。。一方、上限は、上述した観点から０．１
％に限定した。なお、この上限値は、溶接性の点ではＣ
量のみで決定されるものではなく、また、Ｎｂ添加量の
点でも主としてコストからの理由であって、特性上、臨
界的な意味を持つものではない。いわば、本願発明の特
徴を明確にするために限定したに過ぎない。
【００２２】Ｓｉは、脱酸上鋼に含まれる元素である
が、多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するた
め、上限を０．６％に限定した。鋼の脱酸はＴｉ、Ａｌ
のみでも十分可能であり、ＨＡＺ靭性、焼入性などの観
点から低いほど好ましく、必ずしも添加する必要はな
い。
が、多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するた
め、上限を０．６％に限定した。鋼の脱酸はＴｉ、Ａｌ
のみでも十分可能であり、ＨＡＺ靭性、焼入性などの観
点から低いほど好ましく、必ずしも添加する必要はな
い。
【００２３】Ｍｎは、母材の強度、靭性を確保する上で
有用な元素である。比較的安価な元素でもあるので、強
度確保の観点から０．２％以上の添加を必須とする。上
限については、多すぎる添加は連続鋳造スラブの中心偏
析を助長したり、溶接性を劣化させるため１．６％に限
定する。
有用な元素である。比較的安価な元素でもあるので、強
度確保の観点から０．２％以上の添加を必須とする。上
限については、多すぎる添加は連続鋳造スラブの中心偏
析を助長したり、溶接性を劣化させるため１．６％に限
定する。
【００２４】Ｐは、本発明鋼においては不純物であり、
Ｐ量の低減はＨＡＺにおける粒界破壊を減少させる傾向
があるため、少ないほど好ましい。含有量が多いと母
材、溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０２
％とした。
Ｐ量の低減はＨＡＺにおける粒界破壊を減少させる傾向
があるため、少ないほど好ましい。含有量が多いと母
材、溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０２
％とした。
【００２５】Ｓは、Ｐと同様本発明鋼においては不純物
であり、母材の低温靭性の観点からは少ないほど好まし
い。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させ
るため上限を０．０１％とした。
であり、母材の低温靭性の観点からは少ないほど好まし
い。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させ
るため上限を０．０１％とした。
【００２６】Ａｌは、一般に脱酸上鋼に含まれる元素で
あるが、脱酸はＳｉまたはＴｉだけでも十分であり、本
発明鋼においては、その下限は限定しない（０％を含
む）。しかし、Ａｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くな
るだけでなく、溶接金属の靭性が劣化するので、上限を
０．０６％とした。
あるが、脱酸はＳｉまたはＴｉだけでも十分であり、本
発明鋼においては、その下限は限定しない（０％を含
む）。しかし、Ａｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くな
るだけでなく、溶接金属の靭性が劣化するので、上限を
０．０６％とした。
【００２７】Ｎは、不可避的不純物として鋼中に含まれ
るものであるが、後述するＴｉを添加した場合には、Ｔ
ｉＮを形成して鋼の性質を高めたり、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａと
結合して炭窒化物を形成して強度を増加させる。この目
的のためには、Ｎ量として最低０．００１％含有するこ
とが望ましい。しかしながら、Ｎ量の増加はＨＡＺ靭
性、溶接性に極めて有害であり、また、固溶Ｎｂ確保の
観点から少ないほど好ましく、本発明鋼においてはその
上限は０．００６％である。
るものであるが、後述するＴｉを添加した場合には、Ｔ
ｉＮを形成して鋼の性質を高めたり、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａと
結合して炭窒化物を形成して強度を増加させる。この目
的のためには、Ｎ量として最低０．００１％含有するこ
とが望ましい。しかしながら、Ｎ量の増加はＨＡＺ靭
性、溶接性に極めて有害であり、また、固溶Ｎｂ確保の
観点から少ないほど好ましく、本発明鋼においてはその
上限は０．００６％である。
【００２８】Ｎｂは、本願発明において構成の根幹をな
す不可欠の元素で、ＣおよびＮに対し化学量論的に過剰
なＮｂ添加を特徴とする。過剰の度合いは、質量％で、
Ｅｘｃｅｓｓ Ｎｂ＝Ｎｂ−７．８×［Ｃ−（Ｔｉ−
３．４Ｎ）／４］と定義するＥｘｃｅｓｓ Ｎｂが＋
０．０１％以上である。＋０．０１％未満では、いわゆ
る「固溶Ｎｂ」の確保が不十分で、本願発明が狙いとす
るあらゆる局面での固溶Ｎｂの効果を享受することがで
きない。Ｅｘｃｅｓｓ Ｎｂが＋０．０１％以上を満足
するためには、ＣおよびＮ量がゼロであっても少なくと
もＮｂは０．０１％以上必要である。Ｎｂ量の上限につ
いては、発明者らにおいても限界を把握したわけではな
いが、実験室的に確認できた範囲であることと合金コス
トも勘案した上で、０．５％に限定した。したがって、
この上限値は、効果に対する臨界的な意味合いはない。
す不可欠の元素で、ＣおよびＮに対し化学量論的に過剰
なＮｂ添加を特徴とする。過剰の度合いは、質量％で、
Ｅｘｃｅｓｓ Ｎｂ＝Ｎｂ−７．８×［Ｃ−（Ｔｉ−
３．４Ｎ）／４］と定義するＥｘｃｅｓｓ Ｎｂが＋
０．０１％以上である。＋０．０１％未満では、いわゆ
る「固溶Ｎｂ」の確保が不十分で、本願発明が狙いとす
るあらゆる局面での固溶Ｎｂの効果を享受することがで
きない。Ｅｘｃｅｓｓ Ｎｂが＋０．０１％以上を満足
するためには、ＣおよびＮ量がゼロであっても少なくと
もＮｂは０．０１％以上必要である。Ｎｂ量の上限につ
いては、発明者らにおいても限界を把握したわけではな
いが、実験室的に確認できた範囲であることと合金コス
トも勘案した上で、０．５％に限定した。したがって、
この上限値は、効果に対する臨界的な意味合いはない。
【００２９】Ｎｂの一般的な効果としては、まず、固溶
Ｎｂはオーステナイトの再結晶温度を上昇させ、熱間圧
延時の制御圧延の効果を最大限に発揮する。また、比較
的多い固溶Ｎｂは、オーステナイト粒界に偏析し、フェ
ライト変態を遅延、抑制する効果を有する。この結果、
組織の微細化や強靭化に寄与する。これに加えて、本願
発明が特徴とするＥｘｃｅｓｓ Ｎｂが＋０．０１％以
上では、Ｎｂの固溶強化による強度上昇や高温時に転位
との相互作用による高温強度向上にも寄与する。さら
に、Ｎｂ炭窒化物は圧延に先立つ再加熱や圧延後の熱処
理時の加熱オーステナイトの細粒化に寄与する。また、
微細析出したＮｂ炭窒化物は析出硬化として強度向上効
果を有し、高温強度向上にも寄与する。
Ｎｂはオーステナイトの再結晶温度を上昇させ、熱間圧
延時の制御圧延の効果を最大限に発揮する。また、比較
的多い固溶Ｎｂは、オーステナイト粒界に偏析し、フェ
ライト変態を遅延、抑制する効果を有する。この結果、
組織の微細化や強靭化に寄与する。これに加えて、本願
発明が特徴とするＥｘｃｅｓｓ Ｎｂが＋０．０１％以
上では、Ｎｂの固溶強化による強度上昇や高温時に転位
との相互作用による高温強度向上にも寄与する。さら
に、Ｎｂ炭窒化物は圧延に先立つ再加熱や圧延後の熱処
理時の加熱オーステナイトの細粒化に寄与する。また、
微細析出したＮｂ炭窒化物は析出硬化として強度向上効
果を有し、高温強度向上にも寄与する。
【００３０】Ｔｉは、母材および溶接部靭性に対する要
求が厳しい場合には、添加することが好ましい。なぜな
らばＴｉは、Ａｌ量が少ないとき（例えば０．００３％
以下）、Ｏと結合してＴｉ2Ｏ3を主成分とする析出物を
形成、粒内変態フェライト生成の核となり溶接部靭性を
向上させる。また、ＴｉはＮと結合してＴｉＮとしてス
ラブ中に微細析出し、加熱時のγ粒の粗大化を抑え圧延
組織の細粒化に有効であり、また鋼板中に存在する微細
ＴｉＮは、溶接時に溶接熱影響部組織を細粒化するため
である。これらの効果を得るためには、Ｔｉは最低０．
００５％必要である。Ｔｉは、Ｎｂに先だって、ＣやＮ
と結合するため、Ｅｘｃｅｓｓ Ｎｂ確保の観点からも
添加することが好ましい。しかし多すぎるとＴｉＣを多
量に形成し、低温靭性や溶接性を劣化させるので、その
上限は０．１％に限定した。
求が厳しい場合には、添加することが好ましい。なぜな
らばＴｉは、Ａｌ量が少ないとき（例えば０．００３％
以下）、Ｏと結合してＴｉ2Ｏ3を主成分とする析出物を
形成、粒内変態フェライト生成の核となり溶接部靭性を
向上させる。また、ＴｉはＮと結合してＴｉＮとしてス
ラブ中に微細析出し、加熱時のγ粒の粗大化を抑え圧延
組織の細粒化に有効であり、また鋼板中に存在する微細
ＴｉＮは、溶接時に溶接熱影響部組織を細粒化するため
である。これらの効果を得るためには、Ｔｉは最低０．
００５％必要である。Ｔｉは、Ｎｂに先だって、ＣやＮ
と結合するため、Ｅｘｃｅｓｓ Ｎｂ確保の観点からも
添加することが好ましい。しかし多すぎるとＴｉＣを多
量に形成し、低温靭性や溶接性を劣化させるので、その
上限は０．１％に限定した。
【００３１】次に、必要に応じて含有することができる
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔａ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥ
Ｍ、Ｍｇの添加理由について説明する。
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔａ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥ
Ｍ、Ｍｇの添加理由について説明する。
【００３２】基本となる成分に、さらにこれらの元素を
添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なう
ことなく、強度、靭性などの特性を向上させるためであ
る。したがって、その添加量は自ずと制限されるべき性
質のものである。
添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なう
ことなく、強度、靭性などの特性を向上させるためであ
る。したがって、その添加量は自ずと制限されるべき性
質のものである。
【００３３】Ｃｕは、過剰に添加しなければ、溶接性、
ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性
を向上させる。これら効果を発揮させるためには、少な
くとも０．０５％以上の添加が必須である。特に、０．
５％を超えると時効析出処理により顕著に強度が向上す
る。しかし、過剰な添加は溶接性劣化に加え、熱間圧延
時にＣｕ−クラックが発生し製造困難となるため、上限
を２．０％に限定した。
ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性
を向上させる。これら効果を発揮させるためには、少な
くとも０．０５％以上の添加が必須である。特に、０．
５％を超えると時効析出処理により顕著に強度が向上す
る。しかし、過剰な添加は溶接性劣化に加え、熱間圧延
時にＣｕ−クラックが発生し製造困難となるため、上限
を２．０％に限定した。
【００３４】ＮｉもＣｕ同様、過剰に添加しなければ、
溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強
度、靭性を向上させる。これら効果を発揮させるために
は、少なくとも０．０５％以上の添加が必須である。一
方、過剰な添加は高価なだけでなく、溶接性に好ましく
ないため、上限を１．０％とした。なお、Ｃｕを添加す
る場合、熱間圧延時のＣｕ−クラックを防止するため、
前記添加範囲を満足すると同時に、Ｃｕ添加量の１／２
以上とする必要がある。
溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強
度、靭性を向上させる。これら効果を発揮させるために
は、少なくとも０．０５％以上の添加が必須である。一
方、過剰な添加は高価なだけでなく、溶接性に好ましく
ないため、上限を１．０％とした。なお、Ｃｕを添加す
る場合、熱間圧延時のＣｕ−クラックを防止するため、
前記添加範囲を満足すると同時に、Ｃｕ添加量の１／２
以上とする必要がある。
【００３５】ＣｒおよびＭｏは、母材の強度、靭性をと
もに向上させる。その効果を確実に享受できる最小量は
０．０５％である。特に、Ｍｏ添加は高温強度の向上に
も寄与し、０．４％以上でその効果が顕著となる。しか
し、両元素とも添加量が多すぎると母材、溶接部の靭性
および溶接性を劣化させるため、それぞれの上限を１．
０％とした。
もに向上させる。その効果を確実に享受できる最小量は
０．０５％である。特に、Ｍｏ添加は高温強度の向上に
も寄与し、０．４％以上でその効果が顕著となる。しか
し、両元素とも添加量が多すぎると母材、溶接部の靭性
および溶接性を劣化させるため、それぞれの上限を１．
０％とした。
【００３６】なお、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの添加は、
耐候性にも少なからず有利に作用する。
耐候性にも少なからず有利に作用する。
【００３７】ＶおよびＴａは、Ｎｂとほぼ同様の作用を
有するものであるが、Ｎｂに比べてその効果は小さい。
また、Ｖは焼入性にも影響を及ぼすとともに、Ｖ、Ｔａ
は高温強度向上にも寄与する。Ｎｂと同様の効果は０．
００５％未満では効果が少なく、上限は０．１％まで許
容できる。
有するものであるが、Ｎｂに比べてその効果は小さい。
また、Ｖは焼入性にも影響を及ぼすとともに、Ｖ、Ｔａ
は高温強度向上にも寄与する。Ｎｂと同様の効果は０．
００５％未満では効果が少なく、上限は０．１％まで許
容できる。
【００３８】Ｂは、オーステナイト粒界に偏析し、フェ
ライトの生成を抑制することを介して、焼入性を向上さ
せ、強度向上に寄与する。この効果を享受するため、最
低０．０００２％以上必要である。しかし、多すぎる添
加は焼入性向上効果が飽和するだけでなく、靭性上有害
となるＢ析出物を形成する可能性もあるため、上限を
０．００５％とした。なお、タンク用鋼などとして、応
力腐食割れが懸念されるケースでは、母材および溶接熱
影響部の硬さの低減がポイントとなることが多く（例え
ば、硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣ）防止のためにはＨＲ
Ｃ≦２２（ＨＶ≦２４８）が必須とされる）、そのよう
なケースでは焼入性を増大させるＢ添加は好ましくな
い。
ライトの生成を抑制することを介して、焼入性を向上さ
せ、強度向上に寄与する。この効果を享受するため、最
低０．０００２％以上必要である。しかし、多すぎる添
加は焼入性向上効果が飽和するだけでなく、靭性上有害
となるＢ析出物を形成する可能性もあるため、上限を
０．００５％とした。なお、タンク用鋼などとして、応
力腐食割れが懸念されるケースでは、母材および溶接熱
影響部の硬さの低減がポイントとなることが多く（例え
ば、硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣ）防止のためにはＨＲ
Ｃ≦２２（ＨＶ≦２４８）が必須とされる）、そのよう
なケースでは焼入性を増大させるＢ添加は好ましくな
い。
【００３９】ＣａおよびＲＥＭは、ＭｎＳの形態を制御
し、母材の低温靭性を向上させるほか、湿潤硫化水素環
境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯＨＩＣ）
感受性を低減させる。これらの効果を発揮するために
は、最低０．０００５％必要である。しかし、多すぎる
添加は、鋼の清浄度を逆に高め、母材靭性や湿潤硫化水
素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯＨＩ
Ｃ）感受性を高めるため、添加量の上限は０．００４％
に限定した。ＣａとＲＥＭは、ほぼ同様の効果を有する
ため、いずれか１種を上記範囲で添加すれば良い。
し、母材の低温靭性を向上させるほか、湿潤硫化水素環
境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯＨＩＣ）
感受性を低減させる。これらの効果を発揮するために
は、最低０．０００５％必要である。しかし、多すぎる
添加は、鋼の清浄度を逆に高め、母材靭性や湿潤硫化水
素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯＨＩ
Ｃ）感受性を高めるため、添加量の上限は０．００４％
に限定した。ＣａとＲＥＭは、ほぼ同様の効果を有する
ため、いずれか１種を上記範囲で添加すれば良い。
【００４０】Ｍｇは、溶接熱影響部においてオーステナ
イト粒の成長を抑制し、細粒化する作用があり、溶接部
の強靭化が図れる。このような効果を享受するために
は、Ｍｇは０．０００２％以上必要である。一方、添加
量が増えると添加量に対する効果代が小さくなるため、
コスト上得策ではないので上限は０．００５％とした。
イト粒の成長を抑制し、細粒化する作用があり、溶接部
の強靭化が図れる。このような効果を享受するために
は、Ｍｇは０．０００２％以上必要である。一方、添加
量が増えると添加量に対する効果代が小さくなるため、
コスト上得策ではないので上限は０．００５％とした。
【００４１】次に、本発明の請求項７〜１１に規定する
製造条件およびその限定理由について説明する。
製造条件およびその限定理由について説明する。
【００４２】まず、本発明の請求項７にかかる圧延に先
立つ加熱温度は１０００〜１３００℃に限定する。構造
用鋼においては、強度と靭性をバランスよく両立させる
ことが、多くの場合最大の課題の一つとなっており、組
織の微細化がその有効な解決手段の一つである。加熱時
のオーステナイト粒を小さくすることは、圧延組織の微
細化を図る上でも有効で、本願発明が加熱温度の上限と
して規定する１３００℃は加熱時のオーステナイトが極
端に粗大化しない温度である。加熱温度がこれを超える
とオーステナイト粒が粗大混粒化し、変態後の組織も粗
大化するため鋼の靭性が劣化する。一方、低い加熱温度
は、加熱オーステナイト粒の細粒化の点では有利である
が、圧延負荷大きくなるばかりでなく、後述する圧延終
了温度（７２０℃以上）の確保が困難となる。また、本
願発明ではＮｂをＣ、Ｎ量に対して過剰に添加するもの
であるが、さらに加熱時に析出Ｎｂを多少なりとも溶体
化させることで、オーステナイトの再結晶温度を上昇さ
せ、熱間圧延時の制御圧延の効果を最大限に発揮させた
り、析出効果を発現させるためにも加熱の下限は１００
０℃に限定した。
立つ加熱温度は１０００〜１３００℃に限定する。構造
用鋼においては、強度と靭性をバランスよく両立させる
ことが、多くの場合最大の課題の一つとなっており、組
織の微細化がその有効な解決手段の一つである。加熱時
のオーステナイト粒を小さくすることは、圧延組織の微
細化を図る上でも有効で、本願発明が加熱温度の上限と
して規定する１３００℃は加熱時のオーステナイトが極
端に粗大化しない温度である。加熱温度がこれを超える
とオーステナイト粒が粗大混粒化し、変態後の組織も粗
大化するため鋼の靭性が劣化する。一方、低い加熱温度
は、加熱オーステナイト粒の細粒化の点では有利である
が、圧延負荷大きくなるばかりでなく、後述する圧延終
了温度（７２０℃以上）の確保が困難となる。また、本
願発明ではＮｂをＣ、Ｎ量に対して過剰に添加するもの
であるが、さらに加熱時に析出Ｎｂを多少なりとも溶体
化させることで、オーステナイトの再結晶温度を上昇さ
せ、熱間圧延時の制御圧延の効果を最大限に発揮させた
り、析出効果を発現させるためにも加熱の下限は１００
０℃に限定した。
【００４３】前記温度範囲に再加熱した鋳片または鋼片
を、圧延では１０００℃以下での累積圧下量を３０％以
上として７２０℃以上で熱間圧延を終了する必要があ
る。１０００℃以下での累積圧下量が少ない場合、圧延
オーステナイトの細粒化が不十分となり、靭性確保が困
難なためである。また、圧延終了温度が７２０℃を下回
ると、Ｃ量が比較的低い本発明鋼においては、変態が一
部開始する可能性が高まり、最終組織に加工（圧延）組
織を残す恐れがあり、靭性上好ましくないばかりでな
く、降伏比の上昇を招き、建築用途などとして低降伏比
が求められた場合、製造が困難となるため、圧延終了温
度は７２０℃以上に限定する。
を、圧延では１０００℃以下での累積圧下量を３０％以
上として７２０℃以上で熱間圧延を終了する必要があ
る。１０００℃以下での累積圧下量が少ない場合、圧延
オーステナイトの細粒化が不十分となり、靭性確保が困
難なためである。また、圧延終了温度が７２０℃を下回
ると、Ｃ量が比較的低い本発明鋼においては、変態が一
部開始する可能性が高まり、最終組織に加工（圧延）組
織を残す恐れがあり、靭性上好ましくないばかりでな
く、降伏比の上昇を招き、建築用途などとして低降伏比
が求められた場合、製造が困難となるため、圧延終了温
度は７２０℃以上に限定する。
【００４４】圧延後は、放冷または７００℃以上の温度
から６００℃以下の任意の温度まで加速冷却する。本願
発明は、ＮｂをＣ、Ｎ量に対して過剰に添加することを
特徴とし、常時、固溶状態のＮｂが比較的多量に存在す
ることになる。この比較的多い固溶Ｎｂは、オーステナ
イト粒界に偏析し、フェライト変態を遅延、抑制する効
果を有することはすでに述べた通りである。したがっ
て、圧加熱−圧延条件を本願発明の通りとすることで、
圧延後は放冷ままでも組織の微細化が達成できる。ま
た、圧延後７００℃以上の温度から６００℃以下の任意
の温度までの加速冷却は、さらに組織を微細化するた
め、より強靭性化する目的においては適用することが好
ましい。このとき、Ｎｂ量は化学量論的にＣ、Ｎに対し
＋０．０１％以上過剰に添加されているため、常温まで
加速冷却しても必要以上に焼きが入ることはなく、加速
冷却停止温度については限定しない。また、３００〜６
００℃の中庸温度で加速冷却を停止することは、その後
の放冷過程が焼戻効果となり、目的によっては好ましい
方法である。
から６００℃以下の任意の温度まで加速冷却する。本願
発明は、ＮｂをＣ、Ｎ量に対して過剰に添加することを
特徴とし、常時、固溶状態のＮｂが比較的多量に存在す
ることになる。この比較的多い固溶Ｎｂは、オーステナ
イト粒界に偏析し、フェライト変態を遅延、抑制する効
果を有することはすでに述べた通りである。したがっ
て、圧加熱−圧延条件を本願発明の通りとすることで、
圧延後は放冷ままでも組織の微細化が達成できる。ま
た、圧延後７００℃以上の温度から６００℃以下の任意
の温度までの加速冷却は、さらに組織を微細化するた
め、より強靭性化する目的においては適用することが好
ましい。このとき、Ｎｂ量は化学量論的にＣ、Ｎに対し
＋０．０１％以上過剰に添加されているため、常温まで
加速冷却しても必要以上に焼きが入ることはなく、加速
冷却停止温度については限定しない。また、３００〜６
００℃の中庸温度で加速冷却を停止することは、その後
の放冷過程が焼戻効果となり、目的によっては好ましい
方法である。
【００４５】なお、加速冷却時の冷速は、鋼成分や意図
する材質（強度、靭性）レベルによっても変わるため一
概には言えないが、板厚１／４厚位置の加速冷却開始温
度から停止温度までの平均冷速で、少なくとも３℃／秒
以上とすることが望ましい。
する材質（強度、靭性）レベルによっても変わるため一
概には言えないが、板厚１／４厚位置の加速冷却開始温
度から停止温度までの平均冷速で、少なくとも３℃／秒
以上とすることが望ましい。
【００４６】次に、本発明の請求項８および９にかかる
製造方法について説明する。
製造方法について説明する。
【００４７】本発明が限定する成分を有する鋼を熱間圧
延後、本発明が限定する熱処理を行っても、本発明鋼材
の優れた特性を損なうものではない。むしろ、鋼材の組
織や結果として材質が均質化するため、目的によっては
好ましい場合もある。ただし、この場合でも、組織の微
細化が鋼材の強度、靭性を同時に向上させるポイントの
一つであるため、熱処理時の再加熱温度はＡｃ3以上１
０００℃以下の温度とする必要がある。一般に、Ｎｂ添
加鋼の場合、本願発明に規定する程度の焼きならしまた
は焼き入れ温度ではＮｂが十分に溶体化せず、固溶Ｎｂ
の持つ冶金効果を十分に享受することができないが、本
願発明はＥｘｃｅｓｓ Ｎｂを特定量以上確保すること
としているため、このような熱処理を利用できる。熱処
理温度の下限は組織の均質化のため、また上限は、再加
熱時のオーステナイト粒径を必要以上に大きくしないた
めである。熱処理後の冷却は、請求項７にかかる圧延後
の冷却（放冷または加速冷却）と同様の理由で、焼きな
らし、焼き入れいずれでもよい。
延後、本発明が限定する熱処理を行っても、本発明鋼材
の優れた特性を損なうものではない。むしろ、鋼材の組
織や結果として材質が均質化するため、目的によっては
好ましい場合もある。ただし、この場合でも、組織の微
細化が鋼材の強度、靭性を同時に向上させるポイントの
一つであるため、熱処理時の再加熱温度はＡｃ3以上１
０００℃以下の温度とする必要がある。一般に、Ｎｂ添
加鋼の場合、本願発明に規定する程度の焼きならしまた
は焼き入れ温度ではＮｂが十分に溶体化せず、固溶Ｎｂ
の持つ冶金効果を十分に享受することができないが、本
願発明はＥｘｃｅｓｓ Ｎｂを特定量以上確保すること
としているため、このような熱処理を利用できる。熱処
理温度の下限は組織の均質化のため、また上限は、再加
熱時のオーステナイト粒径を必要以上に大きくしないた
めである。熱処理後の冷却は、請求項７にかかる圧延後
の冷却（放冷または加速冷却）と同様の理由で、焼きな
らし、焼き入れいずれでもよい。
【００４８】請求項１０にかかるＡｃ1未満の温度での
焼き戻しの理由は、強度調整や靭性改善、あるいは鋼板
の残留応力除去のためであって、請求項７にかかる圧延
材、請求項８および９にかかる熱処理材のいずれにも必
要に応じて適用することができ、本願発明の優れた特徴
をいささかも損なうものではない。
焼き戻しの理由は、強度調整や靭性改善、あるいは鋼板
の残留応力除去のためであって、請求項７にかかる圧延
材、請求項８および９にかかる熱処理材のいずれにも必
要に応じて適用することができ、本願発明の優れた特徴
をいささかも損なうものではない。
【００４９】請求項１１にかかるＡｃ1超Ａｃ3未満のフ
ェライトとオーステナイトの二相共存域での再加熱熱処
理は、建築用鋼などに要求される低降伏比化のために必
要に応じて行う。これは、軟質組織であるフェライトと
硬質組織との二相混合組織を得るためであって、請求項
７にかかる圧延材、請求項８および９にかかる熱処理材
のいずれにも適用することができる。再加熱時点で、二
相分離が達成されるため、再加熱後の冷却は放冷または
それ以上の冷速で６００℃以下の温度まで冷却すれば良
いが、目的とする強度によっては冷速を高める方が好ま
しい場合もある。その後、必要に応じて実施するＡｃ1
未満の温度での焼き戻しは、請求項１０にかかる説明お
よび理由と同様である。
ェライトとオーステナイトの二相共存域での再加熱熱処
理は、建築用鋼などに要求される低降伏比化のために必
要に応じて行う。これは、軟質組織であるフェライトと
硬質組織との二相混合組織を得るためであって、請求項
７にかかる圧延材、請求項８および９にかかる熱処理材
のいずれにも適用することができる。再加熱時点で、二
相分離が達成されるため、再加熱後の冷却は放冷または
それ以上の冷速で６００℃以下の温度まで冷却すれば良
いが、目的とする強度によっては冷速を高める方が好ま
しい場合もある。その後、必要に応じて実施するＡｃ1
未満の温度での焼き戻しは、請求項１０にかかる説明お
よび理由と同様である。
【００５０】
【実施例】転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の
鋼板（厚さ２０〜１００ｍｍ）を製造し、その機械的性
質を調査した。
鋼板（厚さ２０〜１００ｍｍ）を製造し、その機械的性
質を調査した。
【００５１】表１に比較鋼とともに本発明鋼の鋼成分
を、表２に鋼板の製造条件および諸特性の調査結果を示
す。
を、表２に鋼板の製造条件および諸特性の調査結果を示
す。
【００５２】本発明法に則った成分、組織および製造方
法による鋼板（本発明鋼）は、すべて良好な特性を有す
る。これに対し、鋼成分や製造条件が本発明の限定範囲
を逸脱する比較鋼は、強度、靭性あるいは高温強度が明
らかに劣っている。
法による鋼板（本発明鋼）は、すべて良好な特性を有す
る。これに対し、鋼成分や製造条件が本発明の限定範囲
を逸脱する比較鋼は、強度、靭性あるいは高温強度が明
らかに劣っている。
【００５３】すなわち、比較例２１では、Ｎｂは０．１
％程度添加されているものの、Ｃ量が高いためＥｘｃｅ
ｓｓ Ｎｂ量が不十分なため、靭性や高温強度に劣る。
比較例２２は、やはりＥｘｃｅｓｓ Ｎｂ量が低いこ
と、および圧延工程における１０００℃以下での累積圧
下量が少ないために靭性に劣るとともに高温強度にも劣
る。また、Ｃｕ添加量に対してＮｉ添加量が低いため、
熱間圧延時にクラックが生じ、製造が困難となった。比
較例２３は、化学量論的にはＥｘｃｅｓｓ Ｎｂ量がプ
ラス側であるが、本願発明が規定する＋０．０１％を下
回っているため、靭性、高温強度が本願発明鋼に対し他
の比較例ほどではないが、やや劣っている。比較例２４
では、Ｎｂ添加量が少ないため、計算上はＥｘｃｅｓｓ
Ｎｂ量は本願発明範囲にあるが、強度が低く、高温強
度にも劣る。
％程度添加されているものの、Ｃ量が高いためＥｘｃｅ
ｓｓ Ｎｂ量が不十分なため、靭性や高温強度に劣る。
比較例２２は、やはりＥｘｃｅｓｓ Ｎｂ量が低いこ
と、および圧延工程における１０００℃以下での累積圧
下量が少ないために靭性に劣るとともに高温強度にも劣
る。また、Ｃｕ添加量に対してＮｉ添加量が低いため、
熱間圧延時にクラックが生じ、製造が困難となった。比
較例２３は、化学量論的にはＥｘｃｅｓｓ Ｎｂ量がプ
ラス側であるが、本願発明が規定する＋０．０１％を下
回っているため、靭性、高温強度が本願発明鋼に対し他
の比較例ほどではないが、やや劣っている。比較例２４
では、Ｎｂ添加量が少ないため、計算上はＥｘｃｅｓｓ
Ｎｂ量は本願発明範囲にあるが、強度が低く、高温強
度にも劣る。
【００５４】なお、溶接性は、本願発明例、比較例とも
Ｃｅｑ、ＰCMを低く設計しているため、いずれもまった
く問題ないことを付記しておく。
Ｃｅｑ、ＰCMを低く設計しているため、いずれもまった
く問題ないことを付記しておく。
【００５５】
【表１】
【００５６】
【表２】
【００５７】
【発明の効果】本発明により、溶接性に優れ、かつ強
度、靭性などの基本性能に優れた鋼の提供が可能となっ
た。当該鋼は、付随的に高温強度にも優れ、溶接構造用
鋼としての各種用途向けに優れた性能を発揮する鋼材が
大量かつ安価に供給できるようになった。このような鋼
材を用いることにより、各種の溶接鋼構造物の安全性を
一段と向上させることが可能となった。
度、靭性などの基本性能に優れた鋼の提供が可能となっ
た。当該鋼は、付随的に高温強度にも優れ、溶接構造用
鋼としての各種用途向けに優れた性能を発揮する鋼材が
大量かつ安価に供給できるようになった。このような鋼
材を用いることにより、各種の溶接鋼構造物の安全性を
一段と向上させることが可能となった。
フロントページの続き (72)発明者 潮田 浩作 君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君 津製鐵所内 Ｆターム(参考） 4K032 AA00 AA01 AA02 AA04 AA08 AA11 AA14 AA15 AA16 AA19 AA21 AA22 AA23 AA27 AA29 AA31 AA33 AA35 AA36 AA40 BA01 CA02 CA03 CC02 CC03 CD05 CF02 CF03
Claims (11)
- 【請求項１】 鋼成分が質量％で、Ｃ：０．１％以下、
Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．２〜１．６％、Ｐ：
０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０６
％以下、Ｎ：０．００６％以下、かつ、 Ｅｘｃｅｓｓ Ｎｂ＝Ｎｂ−７．８×［Ｃ−（Ｔｉ−
３．４Ｎ）／４］ と定義するＥｘｃｅｓｓ Ｎｂが＋０．０１％以上を満
足するようにＮｂ：０．０１〜０．５％、Ｔｉ：０．０
０５〜０．１％、の範囲内でＮｂ単独またはＮｂとＴｉ
の両者を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からな
ることを特徴とする溶接性に優れた鋼。 - 【請求項２】 上記鋼成分に加え、質量％で、Ｃｕ：
０．０５〜２．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％の範囲
でＣｕ添加量の１／２以上、Ｃｒ：０．０５〜１．０
％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、の範囲で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１に記載の溶
接性に優れた鋼。 - 【請求項３】 質量％で、Ｖ：０．００５〜０．１％ Ｔａ：０．００５〜０．１％の範囲で１種または２種を
含有することを特徴とする請求項１または２に記載の溶
接性に優れた鋼。 - 【請求項４】 質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．００
５％をさらに含有することを特徴とする請求項１〜３の
いずれか１項に記載の溶接性に優れた鋼。 - 【請求項５】 質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０
０４％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００４％のいずれ
か１種をさらに含有することを特徴とする請求項１〜４
のいずれか１項に記載の溶接性に優れた鋼。 - 【請求項６】 質量％で、Ｍｇ：０．０００２〜０．０
０５％をさらに含有することを特徴とする請求項１〜５
のいずれか１項に記載の溶接性に優れた鋼。 - 【請求項７】 請求項１〜６のいずれか１項に記載の鋼
成分からなる鋼片または鋳片を１０００〜１３００℃の
温度範囲に再加熱後、１０００℃以下での累積圧下量を
３０％以上として７２０℃以上の温度で圧延を終了し、
その後放冷または７００℃以上の温度から６００℃以下
の任意の温度まで加速冷却することを特徴とする溶接性
に優れた鋼の製造方法。 - 【請求項８】 請求項１〜６のいずれか１項に記載の鋼
成分からなる鋼片または鋳片を熱間圧延後、Ａｃ3以上
１０００℃以下の温度で焼きならしすることを特徴とす
る溶接性に優れた鋼の製造方法。 - 【請求項９】 請求項１〜６のいずれか１項に記載の鋼
成分からなる鋼片または鋳片を熱間圧延後、Ａｃ3以上
１０００℃以下の温度に再加熱後、焼き入れすることを
特徴とする溶接性に優れた鋼の製造方法。 - 【請求項１０】 強度調整や靭性改善、あるいは鋼板の
残留応力除去の目的で、鋼板をＡｃ1未満の温度で焼き
戻しすることを特徴とする請求項７〜９のいずれか１項
に記載の溶接性に優れた鋼の製造方法。 - 【請求項１１】 低降伏比化の目的で、鋼板をＡｃ1超
Ａｃ3未満のフェライトとオーステナイトの二相共存域
に再加熱後、放冷またはそれ以上の冷速で６００℃以下
の温度まで冷却し、その後さらに必要に応じＡｃ1未満
の温度で焼き戻しすることを特徴とする請求項７〜９の
いずれか１項に記載の溶接性に優れた鋼の製造方法。
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000367427A JP2002173734A (ja) | 2000-12-01 | 2000-12-01 | 溶接性に優れた鋼およびその製造方法 |
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| JP2000367427A JP2002173734A (ja) | 2000-12-01 | 2000-12-01 | 溶接性に優れた鋼およびその製造方法 |
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|---|---|
| JP2002173734A true JP2002173734A (ja) | 2002-06-21 |
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