JP3374688B2 - 溶接割れ感受性と低温靭性に優れた調質型６００Ｎ／ｍｍ２ 級高張力鋼の製造方法 - Google Patents
溶接割れ感受性と低温靭性に優れた調質型６００Ｎ／ｍｍ２ 級高張力鋼の製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、溶接割れ感受性お
よび低温靭性に優れた６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼の製
造方法に関する。
よび低温靭性に優れた６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼の製
造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来より６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼の
性能向上に関する要望は多く、これまでに数多くの検討
がなされている。これらのうち、溶接割れ感受性の改良
を目的に低Ｃ化とＴｉ−Ｂ添加を特徴とした技術として
特開昭49-37814号公報、特公平4-13406 号公報などが公
知となっている。これらに代表される技術により、溶接
割れ感受性が改良された６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼が
得られるが、６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼に要求される
引張強さはＢの活用により達成されているため、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、さらに溶接熱影響部の硬さ上昇が著しい。この溶接
熱影響部の硬さ上昇は一般に溶接継手部で最も懸念され
るボンド部の靭性劣化をもたらす。特開平2-205627号公
報は、直接焼入法を用いて靭性の優れた６００Ｎ／ｍｍ
2 級高張力鋼の製造方法を提供している。この技術はＮ
ｂとＢの複合添加を必須としているため、上記と同様の
Ｂ添加による弊害が懸念される。
性能向上に関する要望は多く、これまでに数多くの検討
がなされている。これらのうち、溶接割れ感受性の改良
を目的に低Ｃ化とＴｉ−Ｂ添加を特徴とした技術として
特開昭49-37814号公報、特公平4-13406 号公報などが公
知となっている。これらに代表される技術により、溶接
割れ感受性が改良された６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼が
得られるが、６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼に要求される
引張強さはＢの活用により達成されているため、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、さらに溶接熱影響部の硬さ上昇が著しい。この溶接
熱影響部の硬さ上昇は一般に溶接継手部で最も懸念され
るボンド部の靭性劣化をもたらす。特開平2-205627号公
報は、直接焼入法を用いて靭性の優れた６００Ｎ／ｍｍ
2 級高張力鋼の製造方法を提供している。この技術はＮ
ｂとＢの複合添加を必須としているため、上記と同様の
Ｂ添加による弊害が懸念される。
【０００３】Ｂを添加しない技術として、特開平5-3315
38号公報、特公昭60-9086 号公報、特開平2-254119号公
報、特開昭59-113120 号公報、特公昭61-12970号公報、
特開昭53-119219 号公報が提案されている。
38号公報、特公昭60-9086 号公報、特開平2-254119号公
報、特開昭59-113120 号公報、特公昭61-12970号公報、
特開昭53-119219 号公報が提案されている。
【０００４】これらのうち特開平5-331538号公報に示さ
れる技術は５００Ｎ／ｍｍ2 級非調質高張力鋼に関する
ものである。また、特公昭60-9086 号公報、特開平2-25
4119号公報、特開昭59-113120 号公報に示される技術は
いずれも６００Ｎ／ｍｍ2 級非調質高張力鋼に関するも
のであり、実施例などからこれらの技術の適用板厚の上
限はいずれも２０ｍｍ程度であることが知れる。特公昭
61-12970号公報は、低Ｃ化とＶ添加および直接焼入れを
組み合わせることで、溶接割れ感受性に優れた６００Ｎ
／ｍｍ2 級高張力鋼を提供しようとするものであるが、
これについても適用板厚は３０ｍｍにとどまる。
れる技術は５００Ｎ／ｍｍ2 級非調質高張力鋼に関する
ものである。また、特公昭60-9086 号公報、特開平2-25
4119号公報、特開昭59-113120 号公報に示される技術は
いずれも６００Ｎ／ｍｍ2 級非調質高張力鋼に関するも
のであり、実施例などからこれらの技術の適用板厚の上
限はいずれも２０ｍｍ程度であることが知れる。特公昭
61-12970号公報は、低Ｃ化とＶ添加および直接焼入れを
組み合わせることで、溶接割れ感受性に優れた６００Ｎ
／ｍｍ2 級高張力鋼を提供しようとするものであるが、
これについても適用板厚は３０ｍｍにとどまる。
【０００５】また特開昭53-119219 号公報は、再加熱焼
入れ焼戻しプロセスにより板厚の厚い５００Ｎ／ｍｍ2
級以上の高張力鋼を提供しようとするものである。この
技術によれば０．０２％を越える比較的多量のＮｂ添加
により再加熱時に未固溶Ｎｂ炭窒化物を残存せしめ、結
晶粒の粗大化を防止し主に母材の靭性を改善しようとす
るものである。従って焼入れに際して固溶Ｎｂの焼入れ
性向上効果および析出硬化を十分に活用できない。その
ため実施例に見られるように強度を確保するためＮｂ，
Ｖに加えて更にＮｉ，Ｍｏの添加が実質的に必須とな
り、かつ厚肉材の板厚１／４ｔの位置で６００Ｎ／ｍｍ
2 級の強度を確保できる発明例（供試鋼Ｊ）ではＰｃｍ
値が０．２２に達し溶接割れ感受性に劣る。
入れ焼戻しプロセスにより板厚の厚い５００Ｎ／ｍｍ2
級以上の高張力鋼を提供しようとするものである。この
技術によれば０．０２％を越える比較的多量のＮｂ添加
により再加熱時に未固溶Ｎｂ炭窒化物を残存せしめ、結
晶粒の粗大化を防止し主に母材の靭性を改善しようとす
るものである。従って焼入れに際して固溶Ｎｂの焼入れ
性向上効果および析出硬化を十分に活用できない。その
ため実施例に見られるように強度を確保するためＮｂ，
Ｖに加えて更にＮｉ，Ｍｏの添加が実質的に必須とな
り、かつ厚肉材の板厚１／４ｔの位置で６００Ｎ／ｍｍ
2 級の強度を確保できる発明例（供試鋼Ｊ）ではＰｃｍ
値が０．２２に達し溶接割れ感受性に劣る。
【０００６】上述のように溶接割れ感受性に優れた６０
０Ｎ／ｍｍ2 級調質型高張力鋼の従来技術はそのほとん
どがＢ添加による焼入れ性の確保により達成されてお
り、Ｂ無添加の場合は、薄肉材に限定される。
０Ｎ／ｍｍ2 級調質型高張力鋼の従来技術はそのほとん
どがＢ添加による焼入れ性の確保により達成されてお
り、Ｂ無添加の場合は、薄肉材に限定される。
【０００７】一方、低温靭性の向上を図った高張力鋼の
圧延方法に関する従来技術として、特開平5-271760号公
報、特開平6-128638号公報、特開平6-93332 号公報があ
る。特開平6-93332 号公報ではＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｂ，
Ｔｉ，Ｂを含み、ｓｏｌ．Ａｌ，Ｎの規制された素材鋼
を制御圧延後、直ちに所定の温度範囲まで加速冷却し、
ついでその温度範囲に一定時間等温保持、またはその温
度範囲を一定時間徐冷することで溶接割れ感受性と低温
靭性に優れた微細ベイナイト鋼の製造方法が開示されて
いるが、温度調整のための待ち時間がきわめて長くな
り、圧延効率の低下、等温保持および徐冷に伴うコスト
上昇を招き、生産性の低下は著しい。
圧延方法に関する従来技術として、特開平5-271760号公
報、特開平6-128638号公報、特開平6-93332 号公報があ
る。特開平6-93332 号公報ではＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｂ，
Ｔｉ，Ｂを含み、ｓｏｌ．Ａｌ，Ｎの規制された素材鋼
を制御圧延後、直ちに所定の温度範囲まで加速冷却し、
ついでその温度範囲に一定時間等温保持、またはその温
度範囲を一定時間徐冷することで溶接割れ感受性と低温
靭性に優れた微細ベイナイト鋼の製造方法が開示されて
いるが、温度調整のための待ち時間がきわめて長くな
り、圧延効率の低下、等温保持および徐冷に伴うコスト
上昇を招き、生産性の低下は著しい。
【０００８】
【発明が解決しようとする技術的課題】このような温度
調整のための待機という問題点を解決するために、特開
平6-128638号公報では、Ｖ，Ｎｂを添加した鋳片をＡｃ
3 点以上に加熱し、Ａｒ3 点以上で冷却を実施しながら
熱間圧延し、ひきつづき放冷もしくは５℃／秒以上の冷
却速度で６５０℃以下の温度に加速冷却する事を特徴と
する高強度高靭性構造用厚鋼板の製造方法が開示されて
いる。しかし、これらの従来技術によれば、低温靭性の
改善する手段として熱間圧延を終了する温度をＡｒ3 点
近傍（７００〜８００℃前後）という低温とすることが
開示されている。この結果、被圧延鋼の変形抵抗が大き
くなり、圧延機には多大な負荷が加わる。また、被圧延
鋼の溶接割れ感受性に関しては、何等考慮していない。
以上より、Ａｒ3 点近傍という低温での制御圧延を実施
することなく、溶接割れ感受性と低温靭性に優れた調質
型６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼の製造方法は現在までに
提供されていない。
調整のための待機という問題点を解決するために、特開
平6-128638号公報では、Ｖ，Ｎｂを添加した鋳片をＡｃ
3 点以上に加熱し、Ａｒ3 点以上で冷却を実施しながら
熱間圧延し、ひきつづき放冷もしくは５℃／秒以上の冷
却速度で６５０℃以下の温度に加速冷却する事を特徴と
する高強度高靭性構造用厚鋼板の製造方法が開示されて
いる。しかし、これらの従来技術によれば、低温靭性の
改善する手段として熱間圧延を終了する温度をＡｒ3 点
近傍（７００〜８００℃前後）という低温とすることが
開示されている。この結果、被圧延鋼の変形抵抗が大き
くなり、圧延機には多大な負荷が加わる。また、被圧延
鋼の溶接割れ感受性に関しては、何等考慮していない。
以上より、Ａｒ3 点近傍という低温での制御圧延を実施
することなく、溶接割れ感受性と低温靭性に優れた調質
型６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼の製造方法は現在までに
提供されていない。
【０００９】本発明はかかる事情に鑑みてなされたもの
であり、溶接割れ感受性および低温靭性の両特性に優れ
た板厚５０ｍｍまでの調質型６００Ｎ／ｍｍ2 級鋼を低
温での制御圧延を実施することなく製造する方法を提供
することを目的とする。
であり、溶接割れ感受性および低温靭性の両特性に優れ
た板厚５０ｍｍまでの調質型６００Ｎ／ｍｍ2 級鋼を低
温での制御圧延を実施することなく製造する方法を提供
することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】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
／３０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ 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Ｂ添加が考えられるが、溶接熱影響部の著し
い硬度上昇に伴う継手靭性の劣化が特に後述する大入熱
溶接継手において懸念される。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
ために添加しないことが好ましい。そこで、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６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼を得る
ためには従来の再加熱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。
るためには、 Ｐcm＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ
／３０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ 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Ｂ添加が考えられるが、溶接熱影響部の著し
い硬度上昇に伴う継手靭性の劣化が特に後述する大入熱
溶接継手において懸念される。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
ために添加しないことが好ましい。そこで、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６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼を得る
ためには従来の再加熱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。
【００１１】溶接割れ感受性および低温靭性に優れた板
厚５０ｍｍに至る６００Ｎ／ｍｍ２級高張力鋼を工業的
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、直接焼入れ焼戻しプロセスの
適用を前提に下記の知見に基づいて提案されたものであ
る。
厚５０ｍｍに至る６００Ｎ／ｍｍ２級高張力鋼を工業的
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、直接焼入れ焼戻しプロセスの
適用を前提に下記の知見に基づいて提案されたものであ
る。
【００１２】（１）化学成分をＮｂ添加系とし、かつ直
接焼入れ法の採用により圧延加熱時に固溶させたＮｂに
よる焼入れ性向上効果を活用できる。これにより他の焼
入れ性確保のための合金元素添加量を削減できる。また
Ｎｂは炭化物を微細分散化する作用が有り厚肉材の１／
２ｔ部の靭性確保に極めて有効である。
接焼入れ法の採用により圧延加熱時に固溶させたＮｂに
よる焼入れ性向上効果を活用できる。これにより他の焼
入れ性確保のための合金元素添加量を削減できる。また
Ｎｂは炭化物を微細分散化する作用が有り厚肉材の１／
２ｔ部の靭性確保に極めて有効である。
【００１３】（２）直接焼入れ後の焼戻し処理によりＮ
ｂ炭窒化物の析出硬化を活用できる。これは焼入れ時の
冷却速度が表層側と比べて必然的に遅くなる板厚の中心
部の強度確保に有効である。即ちこれにより必要以上の
焼入れ性を確保することなく板厚中心部の強度を確保で
きる。
ｂ炭窒化物の析出硬化を活用できる。これは焼入れ時の
冷却速度が表層側と比べて必然的に遅くなる板厚の中心
部の強度確保に有効である。即ちこれにより必要以上の
焼入れ性を確保することなく板厚中心部の強度を確保で
きる。
【００１４】（３）鋼材の低温靭性の改善に有効なオー
ステナイト未再結晶域での圧延は、オーステナイト再結
晶温度を上昇せしめるＮｂ添加により、極端に低温での
圧下を実施することなく実現できる。
ステナイト未再結晶域での圧延は、オーステナイト再結
晶温度を上昇せしめるＮｂ添加により、極端に低温での
圧下を実施することなく実現できる。
【００１５】（４）オーステナイト未再結晶域での圧下
量によって鋼材の圧延方向に平行な方向（Ｌ方向）と垂
直な方向（Ｃ方向）との音速比（音響異方性）が増加す
るにつれ、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度（ｖＴr
s）で表される低温靭性が極端に低温での圧下を加える
ことなく改善される。しかしながら、音響異方性が１．
０３５を越えるようになると低温靭性は劣化する。図１
にその結果を示す。
量によって鋼材の圧延方向に平行な方向（Ｌ方向）と垂
直な方向（Ｃ方向）との音速比（音響異方性）が増加す
るにつれ、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度（ｖＴr
s）で表される低温靭性が極端に低温での圧下を加える
ことなく改善される。しかしながら、音響異方性が１．
０３５を越えるようになると低温靭性は劣化する。図１
にその結果を示す。
【００１６】（５）上記によりＢ添加は不要となり、Ｂ
を有効に活用する観点からのＴｉ添加は必須ではなく、
むしろ安定に良好な母材性能を得る上でＴｉは添加しな
いことが好ましい。
を有効に活用する観点からのＴｉ添加は必須ではなく、
むしろ安定に良好な母材性能を得る上でＴｉは添加しな
いことが好ましい。
【００１７】（６）（４）で記したように、本発明にお
いては鋼材の音響異方性を所定の範囲に限定するため、
熱間圧延に際してはγ粒の微細化による低温靱性の改善
に加え、音響異方性の値が１．０３５を越えない範囲で
増加させる目的で、１０００℃未満８００℃以下にて２
０％以上の累積圧下を付与し、少なくともＡｒ３点以上
から直接焼き入れする。
いては鋼材の音響異方性を所定の範囲に限定するため、
熱間圧延に際してはγ粒の微細化による低温靱性の改善
に加え、音響異方性の値が１．０３５を越えない範囲で
増加させる目的で、１０００℃未満８００℃以下にて２
０％以上の累積圧下を付与し、少なくともＡｒ３点以上
から直接焼き入れする。
【００１８】すなわち本発明は、（１）重量％でＣ：
０．０４〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍ
ｎ：０．５〜１．６％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：
０．０１％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：
０．１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．
０００５〜０．００８％、Ｔｉ＜０．００５％、Ｂ＜
０．０００３％を含み、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ
／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／３０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／
１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで定義されるＰｃｍ値が０．２以
下で、残部が鉄および不可避不純物よりなる鋼材を、熱
間圧延に際して１０００〜１２５０℃の温度範囲に加熱
後、１０００℃〜１０５０℃での２０％以上の累積圧下
に引き続き、１０００℃未満８００℃以上の未再結晶温
度領域で、圧延１パス毎の圧下率が５％以上で、かつ、
圧延仕上温度を８００℃以上として、２０％以上の累積
圧下を施し、少なくともＡｒ3 変態点以上から直接焼入
れし、その後、Ａｃ1 変態点以下で焼戻しを行うことを
特徴とする引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上の溶接割れ感
受性、低温靭性に優れた調質型６００Ｎ／ｍｍ2 級高張
力鋼の製造方法、（２）鋼材は、Ｍｏ：０．３％以下、
Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．
５％以下のうち１種以上をさらに含む（１）に記載され
る引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上の溶接割れ感受性、低
温靭性に優れた調質型６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼の製
造方法、（３）（１）又は（２）に記載の組成を有する
鋼材を、１０００〜１２５０℃の温度範囲に設定された
加熱温度Ｔを用いて、ｌｏｇ｛（Ｎｂ）×（Ｃ＋１２／
１４Ｎ）｝＝２．２６−６７７０／（Ｔ＋２７３．１
５）の関係より計算される固溶Ｎｂ量を有効Ｎｂ量とし
て、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋
Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４で定義されるＣｅｑ値お
よび有効Ｎｂ量，Ｖ含有量からなるＸ＝６２５（有効Ｎ
ｂ）＋２５０Ｖ＋２１０ＣｅｑがＸ≧４０＋ｔ（ここに
ｔは鋼板の板厚（ｍｍ）指す）なる関係を満たすことを
特徴とする引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上の溶接割れ感
受性、低温靭性に優れた調質型６００Ｎ／ｍｍ2 級高張
力鋼の製造方法である。
０．０４〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍ
ｎ：０．５〜１．６％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：
０．０１％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：
０．１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．
０００５〜０．００８％、Ｔｉ＜０．００５％、Ｂ＜
０．０００３％を含み、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ
／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／３０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／
１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで定義されるＰｃｍ値が０．２以
下で、残部が鉄および不可避不純物よりなる鋼材を、熱
間圧延に際して１０００〜１２５０℃の温度範囲に加熱
後、１０００℃〜１０５０℃での２０％以上の累積圧下
に引き続き、１０００℃未満８００℃以上の未再結晶温
度領域で、圧延１パス毎の圧下率が５％以上で、かつ、
圧延仕上温度を８００℃以上として、２０％以上の累積
圧下を施し、少なくともＡｒ3 変態点以上から直接焼入
れし、その後、Ａｃ1 変態点以下で焼戻しを行うことを
特徴とする引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上の溶接割れ感
受性、低温靭性に優れた調質型６００Ｎ／ｍｍ2 級高張
力鋼の製造方法、（２）鋼材は、Ｍｏ：０．３％以下、
Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．
５％以下のうち１種以上をさらに含む（１）に記載され
る引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上の溶接割れ感受性、低
温靭性に優れた調質型６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼の製
造方法、（３）（１）又は（２）に記載の組成を有する
鋼材を、１０００〜１２５０℃の温度範囲に設定された
加熱温度Ｔを用いて、ｌｏｇ｛（Ｎｂ）×（Ｃ＋１２／
１４Ｎ）｝＝２．２６−６７７０／（Ｔ＋２７３．１
５）の関係より計算される固溶Ｎｂ量を有効Ｎｂ量とし
て、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋
Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４で定義されるＣｅｑ値お
よび有効Ｎｂ量，Ｖ含有量からなるＸ＝６２５（有効Ｎ
ｂ）＋２５０Ｖ＋２１０ＣｅｑがＸ≧４０＋ｔ（ここに
ｔは鋼板の板厚（ｍｍ）指す）なる関係を満たすことを
特徴とする引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上の溶接割れ感
受性、低温靭性に優れた調質型６００Ｎ／ｍｍ2 級高張
力鋼の製造方法である。
【００１９】
【発明の実施の形態】以下に本発明での構成要件の限定
理由等について説明する。 ＜Ｃ＞Ｃ量０．０４％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０．０４％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
受性の確保のため０．１％である。 ＜Ｓｉ＞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。 ＜Ｍｎ＞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。 ＜Ｐ，Ｓ＞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は０．０１５％以
下、好ましくは０．０１％以下に、Ｓは０．０１％に規
制されることが望ましい。 ＜Ｎｂ＞上述したように、Ｎｂは直接焼き入れ法の採用
時には請求項３に記される有効Ｎｂ量に応じて溶接割れ
感受性指数： Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／３０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ を上昇させることなく焼き入れ性を向上させるととも
に、直接焼き入れごの焼戻し処理によるＮｂ炭窒化物の
析出効果により母材強度と溶接継手強度を向上する。そ
の結果、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ等、他の焼入れ性確保
のための合金元素の添加量を削減できるので、０．００
５％以上積極的に添加する。しかし、０．０５％を越え
る添加は、溶接継手靭性を劣化させる傾向も認められる
ことからＮｂ添加量の上限を０．０５％、好ましくは
０．０３％とする。 ＜Ｖ＞Ｖは焼入れ性の向上のみならず、焼戻し処理によ
るＶ炭窒化物の析出効果により母材強度と溶接継手強度
を向上するので、０．１％を越えない程度に添加する。 ＜Ａｌ＞Ａｌは鋼の脱酸のため添加され、通常０．００
５％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。 ＜Ｔｉ，Ｂ＞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。
理由等について説明する。 ＜Ｃ＞Ｃ量０．０４％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０．０４％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
受性の確保のため０．１％である。 ＜Ｓｉ＞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。 ＜Ｍｎ＞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。 ＜Ｐ，Ｓ＞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は０．０１５％以
下、好ましくは０．０１％以下に、Ｓは０．０１％に規
制されることが望ましい。 ＜Ｎｂ＞上述したように、Ｎｂは直接焼き入れ法の採用
時には請求項３に記される有効Ｎｂ量に応じて溶接割れ
感受性指数： Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／３０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ を上昇させることなく焼き入れ性を向上させるととも
に、直接焼き入れごの焼戻し処理によるＮｂ炭窒化物の
析出効果により母材強度と溶接継手強度を向上する。そ
の結果、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ等、他の焼入れ性確保
のための合金元素の添加量を削減できるので、０．００
５％以上積極的に添加する。しかし、０．０５％を越え
る添加は、溶接継手靭性を劣化させる傾向も認められる
ことからＮｂ添加量の上限を０．０５％、好ましくは
０．０３％とする。 ＜Ｖ＞Ｖは焼入れ性の向上のみならず、焼戻し処理によ
るＶ炭窒化物の析出効果により母材強度と溶接継手強度
を向上するので、０．１％を越えない程度に添加する。 ＜Ａｌ＞Ａｌは鋼の脱酸のため添加され、通常０．００
５％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。 ＜Ｔｉ，Ｂ＞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。
【００２０】これに対し、本発明では、すでに述べたよ
うに、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、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。
うに、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、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。
【００２１】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。 ＜Ｎ＞Ｎは、Ａｌ，Ｎｂなど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、および焼戻し時にＮｂ，Ｖなどと反応し析出硬化に
よる強度確保のために添加する。
物元素として０．０００３％未満に規制しなければなら
ない。 ＜Ｎ＞Ｎは、Ａｌ，Ｎｂなど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、および焼戻し時にＮｂ，Ｖなどと反応し析出硬化に
よる強度確保のために添加する。
【００２２】０．０００５％未満の添加ではミクロ組織
の微細化および強度確保に必要な析出物が形成されず、
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。 ＜Ｍｏ＞Ｍｏは母材強度、継手強度を向上させる効果を
有することから０．３％を越えない範囲で選択的に添加
する。 ＜Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ＞Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒは必ずしも必須
な元素ではない。しかし、Ｃｕ，Ｎｉは母材強度および
溶接継手強度向上のためにＮｉ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Ｃｕ≦０．５％，Ｎ
ｉ≦１．５％，Ｃｒ≦０．５％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。 ＜Ｐｃｍ＞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不要にするため
に０．２％以下に規制する。 ＜計算式：Ｘ＝６２５Ｎｂ＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ，
Ｘ≧ｔ＋４０＞ 計算式：６２５Ｎｂ＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑは母材の
板厚１／２ｔにおける強度を表す指数であり、当該業者
間で一般に知られる炭素等量式（Ｃｅｑ）に本発明の要
であるＮｂ，Ｖの寄与を加味しさらに概ね５０ｍｍまで
の板厚範囲における板厚効果を考慮して整理した数式で
ある。尚、板厚効果とは、熱間圧延後の直接焼入れによ
り鋼板をＡｒ3 変態点以上から強制冷却する際、板厚に
応じてその冷却速度が必然的に変化し、そのため母材強
度が変化することを指す。ここでは１／２ｔにおいても
６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼に分類されるＪＩＳ Ｇ３
１０６ＳＭ５７０Ｑに適合する鋼板を得ることとし、計
算式の板厚の項は工業的な簡便さを図るべく板厚５０ｍ
ｍまでの１／２ｔの強度との相関を線形として取り扱
い、計算式：６２５Ｎｂ＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑが板
厚ｔ（ｍｍ）に４０を加えた値を上回ることとした。こ
の計算式におけるＮｂ，Ｖの強度上昇効果はＶの場合、
Ｖ炭窒化物の析出硬化による寄与を表し、Ｎｂの場合は
Ｎｂ炭窒化物の析出硬化に加えて焼入れ性上昇による寄
与を考慮したものである。直接焼入れ後焼戻し工程によ
り期待されるこれらの元素の効果は、熱間圧延前の加熱
段階に於いて固溶していることが必要である。Ｖは本発
明の範囲において添加量全てが固溶し得るが、Ｎｂの場
合は必ずしも全量固溶するとは限らない。そこで、Ｎｂ
の全量固溶を確保できない場合は、ｌｏｇ｛（Ｎｂ）×
（Ｃ＋１２Ｎ／１４）｝＝２．２６−６７７０／（Ｔ＋
２７３．１５）の関係より計算される固溶Ｎｂ量を有効
Ｎｂ量として、上述の計算式を ６２５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ≧ｔ＋４
０ として、適用しなければならない。
の微細化および強度確保に必要な析出物が形成されず、
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。 ＜Ｍｏ＞Ｍｏは母材強度、継手強度を向上させる効果を
有することから０．３％を越えない範囲で選択的に添加
する。 ＜Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ＞Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒは必ずしも必須
な元素ではない。しかし、Ｃｕ，Ｎｉは母材強度および
溶接継手強度向上のためにＮｉ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Ｃｕ≦０．５％，Ｎ
ｉ≦１．５％，Ｃｒ≦０．５％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。 ＜Ｐｃｍ＞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不要にするため
に０．２％以下に規制する。 ＜計算式：Ｘ＝６２５Ｎｂ＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ，
Ｘ≧ｔ＋４０＞ 計算式：６２５Ｎｂ＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑは母材の
板厚１／２ｔにおける強度を表す指数であり、当該業者
間で一般に知られる炭素等量式（Ｃｅｑ）に本発明の要
であるＮｂ，Ｖの寄与を加味しさらに概ね５０ｍｍまで
の板厚範囲における板厚効果を考慮して整理した数式で
ある。尚、板厚効果とは、熱間圧延後の直接焼入れによ
り鋼板をＡｒ3 変態点以上から強制冷却する際、板厚に
応じてその冷却速度が必然的に変化し、そのため母材強
度が変化することを指す。ここでは１／２ｔにおいても
６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼に分類されるＪＩＳ Ｇ３
１０６ＳＭ５７０Ｑに適合する鋼板を得ることとし、計
算式の板厚の項は工業的な簡便さを図るべく板厚５０ｍ
ｍまでの１／２ｔの強度との相関を線形として取り扱
い、計算式：６２５Ｎｂ＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑが板
厚ｔ（ｍｍ）に４０を加えた値を上回ることとした。こ
の計算式におけるＮｂ，Ｖの強度上昇効果はＶの場合、
Ｖ炭窒化物の析出硬化による寄与を表し、Ｎｂの場合は
Ｎｂ炭窒化物の析出硬化に加えて焼入れ性上昇による寄
与を考慮したものである。直接焼入れ後焼戻し工程によ
り期待されるこれらの元素の効果は、熱間圧延前の加熱
段階に於いて固溶していることが必要である。Ｖは本発
明の範囲において添加量全てが固溶し得るが、Ｎｂの場
合は必ずしも全量固溶するとは限らない。そこで、Ｎｂ
の全量固溶を確保できない場合は、ｌｏｇ｛（Ｎｂ）×
（Ｃ＋１２Ｎ／１４）｝＝２．２６−６７７０／（Ｔ＋
２７３．１５）の関係より計算される固溶Ｎｂ量を有効
Ｎｂ量として、上述の計算式を ６２５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ≧ｔ＋４
０ として、適用しなければならない。
【００２３】尚、本発明が対象とする板厚範囲は概ね２
５ｍｍ〜５０ｍｍの範囲である。 ＜熱間圧延前の加熱温度＞合金元素の均質化とＮｂの固
溶を図るため、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の靭性が確保されなくなる
ので上限を１２５０℃、好ましくは１２００℃、更に好
ましくは１１５０℃とする。 ＜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、オーステナイト単結晶域であり
１０５０℃以下１０００℃以上で２０％以上の累積圧下
を与える必要がある。これによりγ粒が微細化し、低温
靱性が改善される。さらに母材の靱性を安定に確保、向
上するには、鋼材の音響異方性を１．０１から１．０３
５に限定する観点から、１０００℃未満８００℃以上の
温度範囲にて圧延１パス毎の圧下率を５％以上、さらに
好ましくは１０％以上の圧延を累積圧下２０％以上確保
する必要がある。
５ｍｍ〜５０ｍｍの範囲である。 ＜熱間圧延前の加熱温度＞合金元素の均質化とＮｂの固
溶を図るため、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の靭性が確保されなくなる
ので上限を１２５０℃、好ましくは１２００℃、更に好
ましくは１１５０℃とする。 ＜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、オーステナイト単結晶域であり
１０５０℃以下１０００℃以上で２０％以上の累積圧下
を与える必要がある。これによりγ粒が微細化し、低温
靱性が改善される。さらに母材の靱性を安定に確保、向
上するには、鋼材の音響異方性を１．０１から１．０３
５に限定する観点から、１０００℃未満８００℃以上の
温度範囲にて圧延１パス毎の圧下率を５％以上、さらに
好ましくは１０％以上の圧延を累積圧下２０％以上確保
する必要がある。
【００２４】すなわち、図１に示すように鋼板の音響異
方性が１．０１から１．０３５となるにつれて低温靱性
は改善される。熱間圧延後、直接焼入れを実施するまで
に当該温度での再結晶に十分な時間が経過した場合、鋼
板は再結晶する。その結果、音響異方性はほぼ１．００
０〜１．００５の範囲となる。これに対して低温で圧延
が終了するか比較的高温でも圧延終了後に速やかに直接
焼入れした場合、鋼板は十分には再結晶せず、音響異方
性は１．００５以上の値となる。
方性が１．０１から１．０３５となるにつれて低温靱性
は改善される。熱間圧延後、直接焼入れを実施するまで
に当該温度での再結晶に十分な時間が経過した場合、鋼
板は再結晶する。その結果、音響異方性はほぼ１．００
０〜１．００５の範囲となる。これに対して低温で圧延
が終了するか比較的高温でも圧延終了後に速やかに直接
焼入れした場合、鋼板は十分には再結晶せず、音響異方
性は１．００５以上の値となる。
【００２５】本発明のようなＮｂ添加鋼では、未再結晶
温度が高い。その結果、実用上の厚板熱間圧延の場合、
被圧延鋼の不可避的な温度低下により、圧延能率が阻害
する低温での圧延を実施することなく１．０１を越える
程度の音響異方性が達成され、低温靱性が改善される。
一方、８００℃未満のような低温での圧延を実施した場
合には音響異方性が１．０３５以上に上昇し、低温靱性
をかえって阻害する場合もある。従って、圧延仕上温度
は８００℃以上、望ましくは８５０℃以上とすること
で、音響異方性を１．０３５以下、望ましくは１．０１
５〜１．０２５とする。 ＜直接焼入れ＞熱間圧延終了後、少なくともＡｒ3 変態
点を上回る温度の鋼板を強制冷却し焼入れ処理を施すこ
とが必要である。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
の冷却速度を達成させなければならない。また、圧延仕
上温度と焼入れ開始温度（少なくともＡｒ3 変態点以
上）との間に温度差を設け、低降伏比化を図ることも可
能である。また、圧延仕上げ温度と焼入れ開始温度（少
なくともＡｒ３変態点以上）との間に温度差を設け、低
降伏比や音響異方性の調整を図ることも可能である。 ＜焼戻し温度＞焼戻しは、溶接やＳＲによる性能変化に
対する懸念を取り除くためＡｃ1 変態点以下で実施され
る。本発明では、焼戻しはＮｂ炭窒化物の析出硬化によ
る母材強度確保という重要な意味を持つ。Ａｃ1 変態点
以下に限定した理由は、Ａｃ1変態点を越える温度で焼
戻しを行うと強度の低下が著しく、６００Ｎ／ｍｍ2 級
高張力鋼としての強度が確保されない。焼戻し温度の好
ましい下限は５７０℃、特に６００℃である。
温度が高い。その結果、実用上の厚板熱間圧延の場合、
被圧延鋼の不可避的な温度低下により、圧延能率が阻害
する低温での圧延を実施することなく１．０１を越える
程度の音響異方性が達成され、低温靱性が改善される。
一方、８００℃未満のような低温での圧延を実施した場
合には音響異方性が１．０３５以上に上昇し、低温靱性
をかえって阻害する場合もある。従って、圧延仕上温度
は８００℃以上、望ましくは８５０℃以上とすること
で、音響異方性を１．０３５以下、望ましくは１．０１
５〜１．０２５とする。 ＜直接焼入れ＞熱間圧延終了後、少なくともＡｒ3 変態
点を上回る温度の鋼板を強制冷却し焼入れ処理を施すこ
とが必要である。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
の冷却速度を達成させなければならない。また、圧延仕
上温度と焼入れ開始温度（少なくともＡｒ3 変態点以
上）との間に温度差を設け、低降伏比化を図ることも可
能である。また、圧延仕上げ温度と焼入れ開始温度（少
なくともＡｒ３変態点以上）との間に温度差を設け、低
降伏比や音響異方性の調整を図ることも可能である。 ＜焼戻し温度＞焼戻しは、溶接やＳＲによる性能変化に
対する懸念を取り除くためＡｃ1 変態点以下で実施され
る。本発明では、焼戻しはＮｂ炭窒化物の析出硬化によ
る母材強度確保という重要な意味を持つ。Ａｃ1 変態点
以下に限定した理由は、Ａｃ1変態点を越える温度で焼
戻しを行うと強度の低下が著しく、６００Ｎ／ｍｍ2 級
高張力鋼としての強度が確保されない。焼戻し温度の好
ましい下限は５７０℃、特に６００℃である。
【００２６】
【実施例】表１〜表２に本発明の実施例に用いた鋼の化
学成分を示す。表２の最右覧欄は加熱温度が十分に高
く、Ｘ＝６２５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ
の計算式における有効Ｎｂ量が添加した全Ｎｂ量に等し
い場合の計算値を示す。表１〜表２に示した化学成分の
鋼を溶製し、鋼塊となし、表３乃至表６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、更に焼
戻し処理を施し供試鋼を得た。尚、圧延仕上温度はいず
れも８００℃以上であり、極端に低温での圧延は実施せ
ず、圧延に際しての温度調整等は不要である。焼戻し温
度は５８０〜６８０℃の範囲とした。なお、表３乃至６
中、ｔ：板厚、ＳＬ：スラブ加熱温度、ＦＴ：圧延仕上
温度、ＵＳＴ:音響異方性、ｖＴｓ：シャルピー衝撃試
験の破面遷移温度である。
学成分を示す。表２の最右覧欄は加熱温度が十分に高
く、Ｘ＝６２５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ
の計算式における有効Ｎｂ量が添加した全Ｎｂ量に等し
い場合の計算値を示す。表１〜表２に示した化学成分の
鋼を溶製し、鋼塊となし、表３乃至表６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、更に焼
戻し処理を施し供試鋼を得た。尚、圧延仕上温度はいず
れも８００℃以上であり、極端に低温での圧延は実施せ
ず、圧延に際しての温度調整等は不要である。焼戻し温
度は５８０〜６８０℃の範囲とした。なお、表３乃至６
中、ｔ：板厚、ＳＬ：スラブ加熱温度、ＦＴ：圧延仕上
温度、ＵＳＴ:音響異方性、ｖＴｓ：シャルピー衝撃試
験の破面遷移温度である。
【００２７】全ての供試鋼の板厚中央部より、引張試験
およびシャルピー衝撃試験を圧延方向と垂直な方向にて
採取し６００Ｎ／ｍｍ2 級鋼としての母材の機械的性質
を評価した。
およびシャルピー衝撃試験を圧延方向と垂直な方向にて
採取し６００Ｎ／ｍｍ2 級鋼としての母材の機械的性質
を評価した。
【００２８】また、ＪＩＳ Ｚ３１５８に準拠して斜め
ｙ型溶接割れ試験を、ＪＩＳ Ｚ３１０１に準拠して最
高硬さ試験をそれぞれ実施し、溶接割れ感受性を評価し
た。これらの試験はいずれも６００Ｎ／ｍｍ2 級鋼用超
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℃の条件で行った。
ｙ型溶接割れ試験を、ＪＩＳ Ｚ３１０１に準拠して最
高硬さ試験をそれぞれ実施し、溶接割れ感受性を評価し
た。これらの試験はいずれも６００Ｎ／ｍｍ2 級鋼用超
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℃の条件で行った。
【００２９】鋼番１の計算値：Ｘ＝６２５（有効Ｎｂ）
＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ＝９８は供試鋼板厚：３８
（ｍｍ）を上回り、供試鋼板厚中心部の引張強さは５７
０Ｎ／ｍｍ2 を越え靭性も良好である。またＰｃｍ値は
０．１８と低く、ｙ割れ試験において溶接割れは発生し
なかった。Ｎｏ．１Ａは１０５０℃以下での累積圧下に
よりγ粒が微細化するも、比較的高温である１０００℃
での圧延終了後に鋼板が十分に再結晶したために音響異
方性の値は１．００３となり、シャルピー衝撃試験の破
面遷移温度：ｖＴｓ＝−５７（℃）に留まる。Ｎｏ．１
Ｂではさらに１０００℃以下での累積圧下（圧延終了は
９００℃）により音響異方性が１．０２９と増加したた
め、ｖＴｓ＝−８０（℃）と靭性がさらに改善される。
＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ＝９８は供試鋼板厚：３８
（ｍｍ）を上回り、供試鋼板厚中心部の引張強さは５７
０Ｎ／ｍｍ2 を越え靭性も良好である。またＰｃｍ値は
０．１８と低く、ｙ割れ試験において溶接割れは発生し
なかった。Ｎｏ．１Ａは１０５０℃以下での累積圧下に
よりγ粒が微細化するも、比較的高温である１０００℃
での圧延終了後に鋼板が十分に再結晶したために音響異
方性の値は１．００３となり、シャルピー衝撃試験の破
面遷移温度：ｖＴｓ＝−５７（℃）に留まる。Ｎｏ．１
Ｂではさらに１０００℃以下での累積圧下（圧延終了は
９００℃）により音響異方性が１．０２９と増加したた
め、ｖＴｓ＝−８０（℃）と靭性がさらに改善される。
【００３０】鋼番２の計算値は供試鋼の板厚に４０を加
えたものを上回り、良好な強度・靭性を示す。音響異方
性が１．０２３と増加したＮｏ．２Ｂで１０００℃以下
での圧延を実施するも、比較的高温である９６０℃での
圧延終了後から直接焼入れ処理までの再結晶の進行によ
り音響異方性が１．００１となり、シャルピー衝撃試験
の破面遷移温度：ｖＴｓ＝−５２（℃）に留まる。圧延
仕上げ温度の低下により音響異方性が増加したＮｏ．２
Ｂ，２Ｃ，２Ｄでは、ｖＴｓ＝−７０，−６３，−７０
（℃）と低温靱性がさらに改善されている。
えたものを上回り、良好な強度・靭性を示す。音響異方
性が１．０２３と増加したＮｏ．２Ｂで１０００℃以下
での圧延を実施するも、比較的高温である９６０℃での
圧延終了後から直接焼入れ処理までの再結晶の進行によ
り音響異方性が１．００１となり、シャルピー衝撃試験
の破面遷移温度：ｖＴｓ＝−５２（℃）に留まる。圧延
仕上げ温度の低下により音響異方性が増加したＮｏ．２
Ｂ，２Ｃ，２Ｄでは、ｖＴｓ＝−７０，−６３，−７０
（℃）と低温靱性がさらに改善されている。
【００３１】鋼番３の計算値は８３と供試鋼板厚の３８
（ｍｍ）に４０を加えたものを上回り、良好な強度・靭
性を示す。ただしＮｏ．３Ａでは比較的高温であり１０
００℃での圧延終了後、鋼板が十分に再結晶したために
音響異方性は１．００３であり、シャルピー衝撃試験の
破面遷移温度：ｖＴｓ＝−６７℃に留まる。１０００℃
以下での圧延の実施により音響異方性が増加したＮｏ．
３Ｂ，３Ｃでは、ｖＴｓ＝−８１（℃），−８５（℃）
と靭性が改善される。圧延仕上げ温度の低下（８００
℃）により音響異方性が１．０３５を超えるＮｏ．３Ｄ
の靭性は、ｖＴｓ＝−７６（℃）と高温側へ移行し、母
材強度も５７０Ｎ／ｍｍ2 を下回る。
（ｍｍ）に４０を加えたものを上回り、良好な強度・靭
性を示す。ただしＮｏ．３Ａでは比較的高温であり１０
００℃での圧延終了後、鋼板が十分に再結晶したために
音響異方性は１．００３であり、シャルピー衝撃試験の
破面遷移温度：ｖＴｓ＝−６７℃に留まる。１０００℃
以下での圧延の実施により音響異方性が増加したＮｏ．
３Ｂ，３Ｃでは、ｖＴｓ＝−８１（℃），−８５（℃）
と靭性が改善される。圧延仕上げ温度の低下（８００
℃）により音響異方性が１．０３５を超えるＮｏ．３Ｄ
の靭性は、ｖＴｓ＝−７６（℃）と高温側へ移行し、母
材強度も５７０Ｎ／ｍｍ2 を下回る。
【００３２】音響異方性が１．０１１のＮｏ．４Ａは、
優れた強度・靭性を示すが、Ｎｏ．４Ｂでは音響異方性
が１．０３まで増加し、更なる靭性の改善が達成され
る。鋼番５〜１２および１８は、Ｍｏを含む実施例であ
る。各鋼番の計算値：Ｘ＝６２５（有効Ｎｂ）＋２５０
Ｖ＋２１０Ｃｅｑは供試鋼板厚を上回り、供試鋼板厚中
心部の引張強さは５７０Ｎ／ｍｍ2 を越え靭性も良好で
ある。ただしＮｏ．８Ｋの場合、加熱温度が１０５０℃
と低く、計算式：Ｘ＝６７５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋
２１０Ｃｅｑの値は９２となる。この結果、音響異方性
が１．０３４とほぼ同等のＮｏ．８Ｉ，８Ｊに対して強
度が低めである。同様にＮｏ．９Ｄでは計算式：Ｘ＝６
７５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑの値は８７
となり、音響異方性がほぼ同等のＮｏ．９Ｂに対して強
度が低めである。しかしながらスラブ加熱時に未固溶で
あるＮｂが加熱γ粒の粗大化を抑制するため、Ｎｏ．８
Ｋ，Ｎｏ．９Ｄの低温靱性は飛躍的に向上する。
優れた強度・靭性を示すが、Ｎｏ．４Ｂでは音響異方性
が１．０３まで増加し、更なる靭性の改善が達成され
る。鋼番５〜１２および１８は、Ｍｏを含む実施例であ
る。各鋼番の計算値：Ｘ＝６２５（有効Ｎｂ）＋２５０
Ｖ＋２１０Ｃｅｑは供試鋼板厚を上回り、供試鋼板厚中
心部の引張強さは５７０Ｎ／ｍｍ2 を越え靭性も良好で
ある。ただしＮｏ．８Ｋの場合、加熱温度が１０５０℃
と低く、計算式：Ｘ＝６７５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋
２１０Ｃｅｑの値は９２となる。この結果、音響異方性
が１．０３４とほぼ同等のＮｏ．８Ｉ，８Ｊに対して強
度が低めである。同様にＮｏ．９Ｄでは計算式：Ｘ＝６
７５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑの値は８７
となり、音響異方性がほぼ同等のＮｏ．９Ｂに対して強
度が低めである。しかしながらスラブ加熱時に未固溶で
あるＮｂが加熱γ粒の粗大化を抑制するため、Ｎｏ．８
Ｋ，Ｎｏ．９Ｄの低温靱性は飛躍的に向上する。
【００３３】鋼番５〜１２および１８のＰｃｍ値は０．
２以下と低く、ｙ割れ試験において溶接割れは発生しな
い。また、音響異方性が１．０１から１．０３５へ増加
するにつれて靭性の改善が達成される。しかし、音響異
方性が１．０３５を超えるようになるとｖＴｓが高温側
へ移行し、靭性がかえって劣化する。
２以下と低く、ｙ割れ試験において溶接割れは発生しな
い。また、音響異方性が１．０１から１．０３５へ増加
するにつれて靭性の改善が達成される。しかし、音響異
方性が１．０３５を超えるようになるとｖＴｓが高温側
へ移行し、靭性がかえって劣化する。
【００３４】鋼番１３〜１７および２０，２１はＭｏ及
びＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒを含む実施例である。各鋼番の計算
値：Ｘ＝６２５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ
は供試鋼板厚を上回り、供試鋼板厚中心部の引張強さは
５７０Ｎ／ｍｍ2 を越え靭性も良好である。またＰｃｍ
値は０．２以下と低く、ｙ割れ試験において溶接割れは
発生しない。靭性は、音響異方性が１．０１から１．０
３５へ増加するにつれて改善される。
びＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒを含む実施例である。各鋼番の計算
値：Ｘ＝６２５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ
は供試鋼板厚を上回り、供試鋼板厚中心部の引張強さは
５７０Ｎ／ｍｍ2 を越え靭性も良好である。またＰｃｍ
値は０．２以下と低く、ｙ割れ試験において溶接割れは
発生しない。靭性は、音響異方性が１．０１から１．０
３５へ増加するにつれて改善される。
【００３５】鋼番２１〜２５は化学成分範囲が本発明の
範囲外である。鋼番２１，２２ではＮｂを含まず、鋼番
２３はＣ含有量が少ない。鋼番２４ではＣ含有量が０．
１３１，鋼番２５ではＣｒ含有量が０．７％と多くＰｃ
ｍ値が０．２を上回り、ｙ割れ試験にて割れが確認され
るとともに最高硬さの値も２９０を上回る。
範囲外である。鋼番２１，２２ではＮｂを含まず、鋼番
２３はＣ含有量が少ない。鋼番２４ではＣ含有量が０．
１３１，鋼番２５ではＣｒ含有量が０．７％と多くＰｃ
ｍ値が０．２を上回り、ｙ割れ試験にて割れが確認され
るとともに最高硬さの値も２９０を上回る。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】
【表３】
【００３９】
【表４】
【００４０】
【表５】
【００４１】
【表６】
【００４２】
【発明の効果】以上のように本発明により、溶接割れ感
受性および低温靭性に優れた調質型６００Ｎ／ｍｍ2 級
高張力鋼およびその製造方法を提供できる顕著な効果を
発揮する。
受性および低温靭性に優れた調質型６００Ｎ／ｍｍ2 級
高張力鋼およびその製造方法を提供できる顕著な効果を
発揮する。
【図１】低温靱性と音響異方性との関係を示す図。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 平８−176731（ＪＰ，Ａ)
特開 平８−176727（ＪＰ，Ａ)
特開 平８−209238（ＪＰ，Ａ)
特開 平８−209242（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C21D 8/00 - 8/10
C22C 38/00 - 38/60
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％でＣ：０．０４〜０．１％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜１．６％、
Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｂ：
０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．１％以下、Ａｌ：
０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００８
％、Ｔｉ＜０．００５％、Ｂ＜０．０００３％を含み、
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／３０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで
定義されるＰｃｍ値が０．２以下で、残部が鉄および不
可避不純物よりなる鋼材を、熱間圧延に際して１０００
〜１２５０℃の温度範囲に加熱後、１０００℃〜１０５
０℃での２０％以上の累積圧下に引き続き、１０００℃
未満８００℃以上の未再結晶温度領域で、圧延１パス毎
の圧下率が５％以上で、かつ、圧延仕上温度を８００℃
以上として、２０％以上の累積圧下を施し、少なくとも
Ａｒ3 変態点以上から直接焼入れし、その後、Ａｃ1 変
態点以下で焼戻しを行うことを特徴とする引張強さ５７
０Ｎ／ｍｍ2 以上の溶接割れ感受性、低温靭性に優れた
調質型６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼の製造方法。 - 【請求項２】 鋼材は、Ｍｏ：０．３％以下、Ｃｕ：
０．５％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．５％以
下のうち１種以上をさらに含む、請求項１に記載される
引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上の溶接割れ感受性、低温
靭性に優れた調質型６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼の製造
方法。 - 【請求項３】 請求項１又は２に記載の組成を有する鋼
材を、１０００〜１２５０℃の温度範囲に設定された加
熱温度Ｔを用いて、ｌｏｇ｛（Ｎｂ）×（Ｃ＋１２／１
４Ｎ）｝＝２．２６−６７７０／（Ｔ＋２７３．１５）
の関係より計算される固溶Ｎｂ量を有効Ｎｂ量として、
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ
／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４で定義されるＣｅｑ値および
有効Ｎｂ量，Ｖ含有量からなるＸ＝６２５（有効Ｎｂ）
＋２５０Ｖ＋２１０ＣｅｑがＸ≧４０＋ｔ（ここにｔは
鋼板の板厚（ｍｍ）指す） なる関係を満たすことを特徴とする引張強さ５７０Ｎ／
ｍｍ2 以上の溶接割れ感受性、低温靭性に優れた調質型
６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34351796A JP3374688B2 (ja) | 1996-12-24 | 1996-12-24 | 溶接割れ感受性と低温靭性に優れた調質型６００Ｎ／ｍｍ２ 級高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34351796A JP3374688B2 (ja) | 1996-12-24 | 1996-12-24 | 溶接割れ感受性と低温靭性に優れた調質型６００Ｎ／ｍｍ２ 級高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10183239A JPH10183239A (ja) | 1998-07-14 |
| JP3374688B2 true JP3374688B2 (ja) | 2003-02-10 |
Family
ID=18362131
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP34351796A Expired - Fee Related JP3374688B2 (ja) | 1996-12-24 | 1996-12-24 | 溶接割れ感受性と低温靭性に優れた調質型６００Ｎ／ｍｍ２ 級高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3374688B2 (ja) |
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| CN105200329A (zh) * | 2015-09-11 | 2015-12-30 | 武汉钢铁(集团)公司 | 抗拉强度700MPa级易焊接低内应力结构钢板及其制造方法 |
| CN111270149B (zh) * | 2020-03-30 | 2021-11-19 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种超低温高心部冲击大厚度13MnNi6-3容器钢生产方法 |
| CN111270150B (zh) * | 2020-03-30 | 2021-11-19 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种超低温高强度13MnNi6-3容器钢生产方法 |
| CN111621708B (zh) * | 2020-06-30 | 2021-09-24 | 南阳汉冶特钢有限公司 | 一种冲击韧性高于lpg船储罐用p690ql2钢板的新型钢板及其生产方法 |
| CN112342350B (zh) * | 2020-09-14 | 2023-04-18 | 唐山中厚板材有限公司 | 一种高强韧性厚规格钢板的生产方法 |
-
1996
- 1996-12-24 JP JP34351796A patent/JP3374688B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JPH10183239A (ja) | 1998-07-14 |
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