JP2001288533A - 溶接熱影響部の硬化および軟化が小さい鋼材およびその製造方法 - Google Patents
溶接熱影響部の硬化および軟化が小さい鋼材およびその製造方法Info
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- JP2001288533A JP2001288533A JP2000099463A JP2000099463A JP2001288533A JP 2001288533 A JP2001288533 A JP 2001288533A JP 2000099463 A JP2000099463 A JP 2000099463A JP 2000099463 A JP2000099463 A JP 2000099463A JP 2001288533 A JP2001288533 A JP 2001288533A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】溶接熱影響部の硬化および軟化が小さい鋼材お
よびその製造方法を提供する。 【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓ
ｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｐ：０．
０２５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ａｌ：０．０６
％以下、Ｎｂ：０．０５〜０．２％、Ｔｉ：０．００５
〜０．０３５％、Ｎ：０．００１〜０．００５％に、必
要に応じてＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｍｇ、Ｃａ、
ＲＥＭを含み、残部が鉄からなり、かつ下記（１）式に
規定するＰCMが０．１８％以下の組成とする。 ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５
＋Ｖ／１０…（１） 製造方法は、前記組成の鋼片を、Ｎｂが溶体化する温度
に再加熱し、γ相未再結晶温度域で３０％以上圧延し、
７５０℃以上で圧延終了し、７００℃以上から空冷相当
超の冷却速度で５５０℃まで冷却し、その後に空冷す
る。
よびその製造方法を提供する。 【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓ
ｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｐ：０．
０２５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ａｌ：０．０６
％以下、Ｎｂ：０．０５〜０．２％、Ｔｉ：０．００５
〜０．０３５％、Ｎ：０．００１〜０．００５％に、必
要に応じてＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｍｇ、Ｃａ、
ＲＥＭを含み、残部が鉄からなり、かつ下記（１）式に
規定するＰCMが０．１８％以下の組成とする。 ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５
＋Ｖ／１０…（１） 製造方法は、前記組成の鋼片を、Ｎｂが溶体化する温度
に再加熱し、γ相未再結晶温度域で３０％以上圧延し、
７５０℃以上で圧延終了し、７００℃以上から空冷相当
超の冷却速度で５５０℃まで冷却し、その後に空冷す
る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、建築、橋梁、造
船、貯槽タンクその他に用いられる溶接構造物用鋼材お
よびその製造方法に関するものである。
船、貯槽タンクその他に用いられる溶接構造物用鋼材お
よびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】一般に、鋼材の強度を高めると母材の疲
労強度は向上するが、溶接部の疲労強度は向上しないと
言われ、疲労を考慮した設計では、高張力鋼を使用して
も必ずしも鋼材使用量が低減されず、高張力鋼のメリッ
トが十分享受できないという問題があった。
労強度は向上するが、溶接部の疲労強度は向上しないと
言われ、疲労を考慮した設計では、高張力鋼を使用して
も必ずしも鋼材使用量が低減されず、高張力鋼のメリッ
トが十分享受できないという問題があった。
【０００３】溶接鋼構造物の疲労の問題は、特定分野に
限ったものではなく、あらゆる分野で現存している。溶
接部の疲労強度は、溶接ディテールが支配的とされ、そ
の向上のため溶接部（止端部）形状の平坦化による応力
集中の低減やピーニングなどによる残留応力のコントロ
ールなどが広く行われている。また、鋼材面からの溶接
部疲労強度向上対策として、特開平９−２２７９８７号
公報、特開平９−２４１７９６号公報、特開平１０−１
７４２号公報、特開平１０−１７４３号公報などに、溶
接熱影響部（ＨＡＺ）組織の特定組織への制御とそのた
めの鋼成分の規定、あるいはさらに溶接金属（ＷＭ）と
ＨＡＺの硬度差を小さくすることなどが記載されてい
る。しかし、前述の硬度差は、溶接溶融線を挟む比較的
狭い領域を対象としており、これは溶接部の疲労が溶接
止端部が問題となるためと推定されるが、ＨＡＺ全域に
わたっての硬化、軟化に関する記載がない。
限ったものではなく、あらゆる分野で現存している。溶
接部の疲労強度は、溶接ディテールが支配的とされ、そ
の向上のため溶接部（止端部）形状の平坦化による応力
集中の低減やピーニングなどによる残留応力のコントロ
ールなどが広く行われている。また、鋼材面からの溶接
部疲労強度向上対策として、特開平９−２２７９８７号
公報、特開平９−２４１７９６号公報、特開平１０−１
７４２号公報、特開平１０−１７４３号公報などに、溶
接熱影響部（ＨＡＺ）組織の特定組織への制御とそのた
めの鋼成分の規定、あるいはさらに溶接金属（ＷＭ）と
ＨＡＺの硬度差を小さくすることなどが記載されてい
る。しかし、前述の硬度差は、溶接溶融線を挟む比較的
狭い領域を対象としており、これは溶接部の疲労が溶接
止端部が問題となるためと推定されるが、ＨＡＺ全域に
わたっての硬化、軟化に関する記載がない。
【０００４】一方、アンモニア、ＬＰＧなどの貯槽タン
クや石油・天然ガス精製プラントおよび輸送用ラインパ
イプでは、特に溶接部近傍での硫化水素による硫化物応
力腐食割れ（ＳＳＣ）が大きな問題となっている。鋼の
ＳＳＣ感受性は、鋼成分やミクロ組織、非金属介在物の
有無などによって異なるが、とりわけ硬さの影響が大き
く、ＨＲＣ２２（ＨＶ換算で２４８）以下ではＳＳＣは
起こらないとされている。しかし、溶接部のような硬さ
の不均質部では、上記硬さ規制を行っても応力や歪みの
集中（不均質分布）が生じ、ＳＳＣの一形態とされるＳ
ＯＨＩＣ（Ｓｔｒｅｓｓ−ｏｒｉｅｎｔｅｄ ＨＩＣ）
などが発生する場合があった。ＳＯＨＩＣ防止策は、そ
の生成機構が必ずしも明確ではないこともあって、例え
ば、特開平５−２８７４４２号公報、特開平７−１８８
８３８号公報、特開平９−１２５１３６号公報などに開
示されているようなＳＳＣ防止対策をより厳格に行うと
いう従来対策の延長でしかなく、溶接部での耐ＳＯＨＩ
Ｃ特性に対する有効性については記載されていない。
クや石油・天然ガス精製プラントおよび輸送用ラインパ
イプでは、特に溶接部近傍での硫化水素による硫化物応
力腐食割れ（ＳＳＣ）が大きな問題となっている。鋼の
ＳＳＣ感受性は、鋼成分やミクロ組織、非金属介在物の
有無などによって異なるが、とりわけ硬さの影響が大き
く、ＨＲＣ２２（ＨＶ換算で２４８）以下ではＳＳＣは
起こらないとされている。しかし、溶接部のような硬さ
の不均質部では、上記硬さ規制を行っても応力や歪みの
集中（不均質分布）が生じ、ＳＳＣの一形態とされるＳ
ＯＨＩＣ（Ｓｔｒｅｓｓ−ｏｒｉｅｎｔｅｄ ＨＩＣ）
などが発生する場合があった。ＳＯＨＩＣ防止策は、そ
の生成機構が必ずしも明確ではないこともあって、例え
ば、特開平５−２８７４４２号公報、特開平７−１８８
８３８号公報、特開平９−１２５１３６号公報などに開
示されているようなＳＳＣ防止対策をより厳格に行うと
いう従来対策の延長でしかなく、溶接部での耐ＳＯＨＩ
Ｃ特性に対する有効性については記載されていない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】そこで、本発明は、溶
接熱影響部の硬化および軟化が小さい鋼材およびその製
造方法を提供することを課題とする。
接熱影響部の硬化および軟化が小さい鋼材およびその製
造方法を提供することを課題とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、溶接割れ感受
性組成ＰCMをはじめ、鋼組成、特にＮｂ量を本発明の通
り限定することで、溶接性が著しく改善されるばかりで
なく、溶接熱影響部の硬化性、軟化性も低減し、結果と
して溶接熱影響部から母材にかけての硬さ変動を小さく
することが可能となり、溶接部の硬さ（強度）の不均質
に起因する供用時の応力・歪みの集中（不均一分布）が
緩和され、溶接部の疲労強度や耐応力腐食割れ性が一段
と向上し、溶接鋼構造物の安全性を高めることができ
る。
性組成ＰCMをはじめ、鋼組成、特にＮｂ量を本発明の通
り限定することで、溶接性が著しく改善されるばかりで
なく、溶接熱影響部の硬化性、軟化性も低減し、結果と
して溶接熱影響部から母材にかけての硬さ変動を小さく
することが可能となり、溶接部の硬さ（強度）の不均質
に起因する供用時の応力・歪みの集中（不均一分布）が
緩和され、溶接部の疲労強度や耐応力腐食割れ性が一段
と向上し、溶接鋼構造物の安全性を高めることができ
る。
【０００７】すなわち、本発明の要旨とするところは下
記の通りである。
記の通りである。
【０００８】（１） 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１
％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ａｌ：
０．０６％以下、Ｎｂ：０．０５〜０．２％、Ｔｉ：
０．００５〜０．０３５％、Ｎ：０．００１〜０．００
５％、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ、
下記（１）式に規定するＰCMが０．１８％以下を同時に
満足する鋼組成を有することを特徴とする溶接熱影響部
の硬化および軟化が小さい鋼材。 ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０ ＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０ ・ ・ ・（１）
％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ａｌ：
０．０６％以下、Ｎｂ：０．０５〜０．２％、Ｔｉ：
０．００５〜０．０３５％、Ｎ：０．００１〜０．００
５％、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ、
下記（１）式に規定するＰCMが０．１８％以下を同時に
満足する鋼組成を有することを特徴とする溶接熱影響部
の硬化および軟化が小さい鋼材。 ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０ ＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０ ・ ・ ・（１）
【０００９】（２） 鋼組成としてさらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜０．５
％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．
５％、Ｖ：０．００５〜０．２％、Ｍｇ：０．０００２
〜０．００５％の範囲で１種または２種以上を含有する
ことを特徴とする上記（１）項記載の溶接熱影響部の硬
化および軟化が小さい鋼材。
Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜０．５
％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．
５％、Ｖ：０．００５〜０．２％、Ｍｇ：０．０００２
〜０．００５％の範囲で１種または２種以上を含有する
ことを特徴とする上記（１）項記載の溶接熱影響部の硬
化および軟化が小さい鋼材。
【００１０】（３） 鋼組成としてさらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、ＲＥＭ：０．００
０５〜０．００４％のいずれか１種をさらに含有するこ
とを特徴とする上記（１）〜（２）項のいずれか１項に
記載の溶接熱影響部の硬化および軟化が小さい鋼材。
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、ＲＥＭ：０．００
０５〜０．００４％のいずれか１種をさらに含有するこ
とを特徴とする上記（１）〜（２）項のいずれか１項に
記載の溶接熱影響部の硬化および軟化が小さい鋼材。
【００１１】（４） 上記（１）〜（３）項のいずれか
１項に記載の鋼組成からなる鋳片または鋼片を、目的と
する強度に応じて、Ｎｂの析出硬化程度を左右するＮｂ
が部分的または完全に溶体化する温度に再加熱し、オー
ステナイト未再結晶温度域で３０％以上圧延し、かつ７
５０℃以上の温度で圧延を終了した後、７００℃以上の
温度から空冷相当を超える冷却速度で５５０℃以下２５
０℃以上の温度まで加速冷却し、その後放冷まま、また
は放冷後さらに引き続きＡｃ1以下の温度で焼き戻し処
理することを特徴とする溶接熱影響部の硬化および軟化
が小さい鋼材の製造方法。
１項に記載の鋼組成からなる鋳片または鋼片を、目的と
する強度に応じて、Ｎｂの析出硬化程度を左右するＮｂ
が部分的または完全に溶体化する温度に再加熱し、オー
ステナイト未再結晶温度域で３０％以上圧延し、かつ７
５０℃以上の温度で圧延を終了した後、７００℃以上の
温度から空冷相当を超える冷却速度で５５０℃以下２５
０℃以上の温度まで加速冷却し、その後放冷まま、また
は放冷後さらに引き続きＡｃ1以下の温度で焼き戻し処
理することを特徴とする溶接熱影響部の硬化および軟化
が小さい鋼材の製造方法。
【００１２】（５） 上記（１）〜（３）項のいずれか
１項に記載の鋼組成からなる鋳片または鋼片を、目的と
する強度に応じて、Ｎｂの析出硬化程度を左右するＮｂ
が部分的または完全に溶体化する温度に再加熱し、オー
ステナイト未再結晶温度域で３０％以上圧延し、７５０
℃以上の温度で圧延を終了した後、７００℃以上の温度
から空冷相当を超える冷却速度で２５０℃未満の温度ま
で加速冷却し、引き続きＡｃ1以下の温度で焼き戻し処
理することを特徴とする溶接熱影響部の硬化および軟化
が小さい鋼材の製造方法。
１項に記載の鋼組成からなる鋳片または鋼片を、目的と
する強度に応じて、Ｎｂの析出硬化程度を左右するＮｂ
が部分的または完全に溶体化する温度に再加熱し、オー
ステナイト未再結晶温度域で３０％以上圧延し、７５０
℃以上の温度で圧延を終了した後、７００℃以上の温度
から空冷相当を超える冷却速度で２５０℃未満の温度ま
で加速冷却し、引き続きＡｃ1以下の温度で焼き戻し処
理することを特徴とする溶接熱影響部の硬化および軟化
が小さい鋼材の製造方法。
【００１３】
【発明の実施の形態】ＨＩＣ対策としては水素のトラッ
プサイトとなる中心偏析の軽減や硫化物（ＭｎＳ）をは
じめとする非金属介在物の低減とその形態制御などが極
めて有効であり、またＳＳＣ対策としては前記に加えて
鋼のＳＳＣ感受性に大きな影響を及ぼすとされる溶接熱
影響部硬さを低減することが有効である。
プサイトとなる中心偏析の軽減や硫化物（ＭｎＳ）をは
じめとする非金属介在物の低減とその形態制御などが極
めて有効であり、またＳＳＣ対策としては前記に加えて
鋼のＳＳＣ感受性に大きな影響を及ぼすとされる溶接熱
影響部硬さを低減することが有効である。
【００１４】まず、溶接熱影響部での硬化性の低減に
は、鋼の焼入性を下げることが効果的であるが、同時に
母材強度をも低下させる。このため、両者をバランスよ
く達成するには、鋼成分の適正化だけでは極めて困難で
ある。そこで、焼入性に最も顕著に効くＣおよびＢを極
力抑えたＢフリー・低Ｃをベースとして溶接熱影響部硬
さの低減を図り、同時にＮｂあるいはさらに必要に応じ
てＶを添加することで析出硬化を活用する方法を考案し
た。
は、鋼の焼入性を下げることが効果的であるが、同時に
母材強度をも低下させる。このため、両者をバランスよ
く達成するには、鋼成分の適正化だけでは極めて困難で
ある。そこで、焼入性に最も顕著に効くＣおよびＢを極
力抑えたＢフリー・低Ｃをベースとして溶接熱影響部硬
さの低減を図り、同時にＮｂあるいはさらに必要に応じ
てＶを添加することで析出硬化を活用する方法を考案し
た。
【００１５】Ｎｂ（、Ｖ）の析出硬化そのものは従来よ
り広く知られたものであるが、本発明における最大の特
徴は、Ｎｂを０．０５〜０．２％と比較的多く添加する
ことである。Ｎｂ（、Ｖ）を比較的多く添加し、その析
出硬化を積極的に利用した例としては、例えば特開平５
−２５５４２号公報、特開平５−２０９２２２号公報に
開示されているが、いずれも引張強さ７８０Ｎ／ｍｍ2
（８０ｋｇｆ／ｍｍ2）級の高張力鋼である。Ｎｂの析
出硬化代は非常に大きく、引張強さ７８０Ｎ／ｍｍ2級
未満のいわゆるＪＩＳ規格で定められたＳＭ４９０級鋼
やＳＭ５７０級鋼に対しては、強度が過剰傾向となるた
め、多く添加されることはなかった。
り広く知られたものであるが、本発明における最大の特
徴は、Ｎｂを０．０５〜０．２％と比較的多く添加する
ことである。Ｎｂ（、Ｖ）を比較的多く添加し、その析
出硬化を積極的に利用した例としては、例えば特開平５
−２５５４２号公報、特開平５−２０９２２２号公報に
開示されているが、いずれも引張強さ７８０Ｎ／ｍｍ2
（８０ｋｇｆ／ｍｍ2）級の高張力鋼である。Ｎｂの析
出硬化代は非常に大きく、引張強さ７８０Ｎ／ｍｍ2級
未満のいわゆるＪＩＳ規格で定められたＳＭ４９０級鋼
やＳＭ５７０級鋼に対しては、強度が過剰傾向となるた
め、多く添加されることはなかった。
【００１６】本発明においては、０．０５〜０．２％の
Ｎｂ添加を必須要件とするものであるが、このような比
較的高いＮｂ添加は、析出硬化による母材の高張力化の
みならず、溶接熱影響部の軟化防止にも効果を発揮し、
Ｂフリー・低Ｃ化による溶接熱影響部での硬化抑制とと
もに、溶接熱影響部と母材の硬さ差が小さいという特徴
を有する。このため、鋼組成を以下の通り限定する必要
がある。
Ｎｂ添加を必須要件とするものであるが、このような比
較的高いＮｂ添加は、析出硬化による母材の高張力化の
みならず、溶接熱影響部の軟化防止にも効果を発揮し、
Ｂフリー・低Ｃ化による溶接熱影響部での硬化抑制とと
もに、溶接熱影響部と母材の硬さ差が小さいという特徴
を有する。このため、鋼組成を以下の通り限定する必要
がある。
【００１７】Ｃは、鋼の焼入性に最も顕著に効き、溶接
熱影響部の硬さを大きく左右する。Ｃ量が多すぎると焼
入性が高くなり、本発明が対象とする強度レベルに対
し、溶接熱影響部の硬さが高くなるため、上限を０．１
％に限定した。一方、下限は、母材および溶接部の強度
確保ならびにＮｂの析出硬化を発揮するための最小量と
して０．０１％以上は必要である。
熱影響部の硬さを大きく左右する。Ｃ量が多すぎると焼
入性が高くなり、本発明が対象とする強度レベルに対
し、溶接熱影響部の硬さが高くなるため、上限を０．１
％に限定した。一方、下限は、母材および溶接部の強度
確保ならびにＮｂの析出硬化を発揮するための最小量と
して０．０１％以上は必要である。
【００１８】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、溶接熱影響部靭性が劣化す
るため、上限を０．６％に限定した。鋼の脱酸は、Ａｌ
やＴｉのみでも十分可能であり、焼入性および後述する
ＰCMの観点から０．２５％以下が望ましい。
が、多く添加すると溶接性、溶接熱影響部靭性が劣化す
るため、上限を０．６％に限定した。鋼の脱酸は、Ａｌ
やＴｉのみでも十分可能であり、焼入性および後述する
ＰCMの観点から０．２５％以下が望ましい。
【００１９】Ｍｎは、強度、靭性を確保する上で不可欠
な元素であり、その下限は０．４％である。しかし、多
すぎると焼入性、ＰＣＭが上昇して、溶接熱影響部硬さ
を高めるとともに溶接性、溶接熱影響部靭性を劣化さ
せ、さらにスラブの中心偏析を助長するため、上限を
２．０％とした。
な元素であり、その下限は０．４％である。しかし、多
すぎると焼入性、ＰＣＭが上昇して、溶接熱影響部硬さ
を高めるとともに溶接性、溶接熱影響部靭性を劣化さ
せ、さらにスラブの中心偏析を助長するため、上限を
２．０％とした。
【００２０】Ｐ、Ｓは、本発明においては不純物であ
り、特性上少ないほど好ましいことは広く知られた事実
であり、脱Ｐ、脱Ｓなどの経済性も考慮し、それぞれ上
限を０．０２５％、０．００８％に限定した。特に、Ｓ
はＭｎＳを形成し、湿潤硫化水素環境中ではＨＩＣやＳ
ＳＣ、さらにはＳＯＨＩＣ生成を助長するため、このよ
うな環境で使用される用途においては、後述するＣａ添
加とともに、Ｓを０．００１％以下とすることが望まし
い。
り、特性上少ないほど好ましいことは広く知られた事実
であり、脱Ｐ、脱Ｓなどの経済性も考慮し、それぞれ上
限を０．０２５％、０．００８％に限定した。特に、Ｓ
はＭｎＳを形成し、湿潤硫化水素環境中ではＨＩＣやＳ
ＳＣ、さらにはＳＯＨＩＣ生成を助長するため、このよ
うな環境で使用される用途においては、後述するＣａ添
加とともに、Ｓを０．００１％以下とすることが望まし
い。
【００２１】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
発明においては、その加減は限定しない。しかし、Ａｌ
量が多くなると鋼の清浄度が悪くなるばかりでなく、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
発明においては、その加減は限定しない。しかし、Ａｌ
量が多くなると鋼の清浄度が悪くなるばかりでなく、溶
接金属の靭性が劣化するので上限を０．０６％とした。
【００２２】Ｔｉは、母材および溶接熱影響部靭性向上
のために必須である。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Ｔｉ
2Ｏ3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熱影響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。しかし、多すぎるとＴｉＣを形成し、低温靭性
や溶接性を劣化させるので、その上限は０．０３５％で
ある。
のために必須である。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Ｔｉ
2Ｏ3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熱影響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。しかし、多すぎるとＴｉＣを形成し、低温靭性
や溶接性を劣化させるので、その上限は０．０３５％で
ある。
【００２３】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、Ｎｂと結合して炭窒化物を形成して強
度を増加させ、また、ＴｉＮを形成して前述のように鋼
の性質を高める。このため、Ｎ量として最低０．００１
％必要である。しかしながら、Ｎ量の増加は溶接熱影響
部靭性、溶接性に極めて有害であり、本発明においては
その上限は０．００５％である。
るものであるが、Ｎｂと結合して炭窒化物を形成して強
度を増加させ、また、ＴｉＮを形成して前述のように鋼
の性質を高める。このため、Ｎ量として最低０．００１
％必要である。しかしながら、Ｎ量の増加は溶接熱影響
部靭性、溶接性に極めて有害であり、本発明においては
その上限は０．００５％である。
【００２４】次に、必要に応じて含有することができる
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｍｇの添加理由について
説明する。
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｍｇの添加理由について
説明する。
【００２５】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。
【００２６】Ｃｕは、過剰に添加しなければ、溶接性、
溶接熱影響部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。これらの効果を発揮させるため
には、少なくとも０．０５％以上の添加が必要である。
しかし、過剰な添加は、溶接性の劣化に加え、熱間圧延
時にＣｕ−クラックが発生し、製造困難となるため０．
５０％に限定した。
溶接熱影響部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。これらの効果を発揮させるため
には、少なくとも０．０５％以上の添加が必要である。
しかし、過剰な添加は、溶接性の劣化に加え、熱間圧延
時にＣｕ−クラックが発生し、製造困難となるため０．
５０％に限定した。
【００２７】Ｎｉは、Ｃｕとほぼ同様の効果、現象を示
し、下限は実質的な効果が得られるための最小量とすべ
きで、０．０５％である。上限については、Ｃｕと同様
の理由に加え、比較的高価であることや、湿潤硫化水素
環境中では応力下でフィッシャーと呼ばれる鋸歯状腐食
が懸念されるため０．５％に限定した。
し、下限は実質的な効果が得られるための最小量とすべ
きで、０．０５％である。上限については、Ｃｕと同様
の理由に加え、比較的高価であることや、湿潤硫化水素
環境中では応力下でフィッシャーと呼ばれる鋸歯状腐食
が懸念されるため０．５％に限定した。
【００２８】Ｃｒ、Ｍｏは、０．０５％以上の添加で母
材の強度、靭性をともに向上させる。しかし、添加量が
多すぎると母材、溶接部の靭性および溶接性の劣化を招
くため、上限を０．５％とした。
材の強度、靭性をともに向上させる。しかし、添加量が
多すぎると母材、溶接部の靭性および溶接性の劣化を招
くため、上限を０．５％とした。
【００２９】Ｖ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ため、Ｎｂの補完的添加とすべ
きであり、下限は効果が見られる０．００５％好ましく
は０．０１％で、上限は０．２％好ましくは、０．０５
％である。
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ため、Ｎｂの補完的添加とすべ
きであり、下限は効果が見られる０．００５％好ましく
は０．０１％で、上限は０．２％好ましくは、０．０５
％である。
【００３０】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。
【００３１】さらに、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、ＳＯ
ＨＩＣ）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、Ｓ
ＯＨＩＣ）感受性を高めため、添加量の上限は０．００
４％に限定した。ＣａとＲＥＭは、ほぼ同等の効果を有
するため、いずれか１種を上記範囲で添加すればよい。
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、ＳＯ
ＨＩＣ）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、Ｓ
ＯＨＩＣ）感受性を高めため、添加量の上限は０．００
４％に限定した。ＣａとＲＥＭは、ほぼ同等の効果を有
するため、いずれか１種を上記範囲で添加すればよい。
【００３２】本発明において、個々の元素の添加量の限
定に加え、ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃ
ｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０と定義
する値を０．１８％以下に限定する理由は、第一義的に
は溶接構造用鋼として溶接冷間割れを防止し、優れた溶
接性を確保するためである。これに加えて、必要以上に
焼入性を高めず、溶接熱影響部の硬化を防止するためで
ある。また、０．０５％以上の比較的多いＮｂ添加は、
溶接熱影響部の軟化防止も目的としているが、母材の高
張力化にも有効に利用できることが好ましいことは言う
までもなく、ＰCMが０．１８％を超える成分では、焼入
性が高くなることによる強度上昇分もあり、目的とする
強度によっては、圧延に先立つ鋳片または鋼片の再加熱
時に、Ｎｂを完全に溶体化させないなど、いわば添加Ｎ
ｂをフル活用しないといったアクションをとる必要があ
る。
定に加え、ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃ
ｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０と定義
する値を０．１８％以下に限定する理由は、第一義的に
は溶接構造用鋼として溶接冷間割れを防止し、優れた溶
接性を確保するためである。これに加えて、必要以上に
焼入性を高めず、溶接熱影響部の硬化を防止するためで
ある。また、０．０５％以上の比較的多いＮｂ添加は、
溶接熱影響部の軟化防止も目的としているが、母材の高
張力化にも有効に利用できることが好ましいことは言う
までもなく、ＰCMが０．１８％を超える成分では、焼入
性が高くなることによる強度上昇分もあり、目的とする
強度によっては、圧延に先立つ鋳片または鋼片の再加熱
時に、Ｎｂを完全に溶体化させないなど、いわば添加Ｎ
ｂをフル活用しないといったアクションをとる必要があ
る。
【００３３】本発明の特徴とする溶接熱影響部の硬化お
よび軟化を小さくするためには、Ｎｂをはじめとする各
種成分を上記のように限定した上で、さらに鋼板の製造
方法も適切に限定すべきである。以下、その限定範囲お
よび理由について説明する。
よび軟化を小さくするためには、Ｎｂをはじめとする各
種成分を上記のように限定した上で、さらに鋼板の製造
方法も適切に限定すべきである。以下、その限定範囲お
よび理由について説明する。
【００３４】まず、上記限定範囲に制御された成分を有
する鋳片または鋼片を、目的とする強度に応じて、Ｎｂ
の析出硬化程度を左右するＮｂが部分的または完全に溶
体化する温度に再加熱する。例えば、引張強さ７８０Ｎ
／ｍｍ2級鋼以上の強度を得ようとする場合、Ｎｂの析
出硬化をほぼフルに発揮するＮｂの完全溶体化温度以上
に再加熱すべきであり、その温度は概ね１１００℃以上
である。また、引張強さ４９０Ｎ／ｍｍ2級鋼以上７８
０Ｎ／ｍｍ2級鋼未満の強度を得ようとする場合には、
Ｎｂを完全に溶体化した場合、Ｎｂの析出硬化により強
度が過剰となるケースがあり、再加熱の際、一部溶体化
する温度、すなわち１０００℃以上に加熱すれば十分で
ある。さらに低い温度での再加熱も強度上は許容される
が、加熱炉の制御性の劣化や在炉時間の長時間化による
生産性の低下などの観点から好ましくない。
する鋳片または鋼片を、目的とする強度に応じて、Ｎｂ
の析出硬化程度を左右するＮｂが部分的または完全に溶
体化する温度に再加熱する。例えば、引張強さ７８０Ｎ
／ｍｍ2級鋼以上の強度を得ようとする場合、Ｎｂの析
出硬化をほぼフルに発揮するＮｂの完全溶体化温度以上
に再加熱すべきであり、その温度は概ね１１００℃以上
である。また、引張強さ４９０Ｎ／ｍｍ2級鋼以上７８
０Ｎ／ｍｍ2級鋼未満の強度を得ようとする場合には、
Ｎｂを完全に溶体化した場合、Ｎｂの析出硬化により強
度が過剰となるケースがあり、再加熱の際、一部溶体化
する温度、すなわち１０００℃以上に加熱すれば十分で
ある。さらに低い温度での再加熱も強度上は許容される
が、加熱炉の制御性の劣化や在炉時間の長時間化による
生産性の低下などの観点から好ましくない。
【００３５】溶体化したＮｂは、後工程を本発明のよう
にすることによってＮｂの析出物を微細に分散析出させ
ることができ、析出硬化現象を発現させることができ
る。後工程、すなわち熱間圧延、圧延後の冷却および熱
処理の条件によっても材質制御は可能であるが、同一成
分で、加熱温度を変化させ、Ｎｂの溶体化の程度をコン
トロールすることで、最終的なＮｂの析出硬化程度をコ
ントロールでき、各種強度レベルの造り分けが可能とな
る。圧延に先立つ鋳片または鋼片の加熱時のＮｂの溶体
化程度は、溶接熱影響部、特に溶融線近傍では鋳片また
は鋼片の加熱温度より高温となるための軟化・硬化挙動
には影響を及ぼさない。
にすることによってＮｂの析出物を微細に分散析出させ
ることができ、析出硬化現象を発現させることができ
る。後工程、すなわち熱間圧延、圧延後の冷却および熱
処理の条件によっても材質制御は可能であるが、同一成
分で、加熱温度を変化させ、Ｎｂの溶体化の程度をコン
トロールすることで、最終的なＮｂの析出硬化程度をコ
ントロールでき、各種強度レベルの造り分けが可能とな
る。圧延に先立つ鋳片または鋼片の加熱時のＮｂの溶体
化程度は、溶接熱影響部、特に溶融線近傍では鋳片また
は鋼片の加熱温度より高温となるための軟化・硬化挙動
には影響を及ぼさない。
【００３６】なお、再加熱上限温度は、再加熱時のオー
ステナイト粒が圧延後の組織の微細化にも少なからず影
響を与えるため、再加熱時のオーステナイト粒を必要以
上に粗大化させないよう、Ｎｂの溶体化を考慮しても１
３００℃以下が好ましい。
ステナイト粒が圧延後の組織の微細化にも少なからず影
響を与えるため、再加熱時のオーステナイト粒を必要以
上に粗大化させないよう、Ｎｂの溶体化を考慮しても１
３００℃以下が好ましい。
【００３７】再加熱後の熱間圧延は、７５０℃以上で圧
延を終了する必要がある。これは、圧延中にフェライト
が析出し、それを圧延する危険性を回避するためであ
る。加工フェライトは、靭性の劣化や材質の異方性を助
長する可能性が高く、好ましくない。
延を終了する必要がある。これは、圧延中にフェライト
が析出し、それを圧延する危険性を回避するためであ
る。加工フェライトは、靭性の劣化や材質の異方性を助
長する可能性が高く、好ましくない。
【００３８】熱間圧延後は、速やかに７００℃以上の温
度から空冷相当を超える冷却速度で冷却しなければなら
ない。圧延後空冷（放冷）したり、７００℃未満となる
温度まで意図的に待つ（空冷する）ことは、その間にＮ
ｂが析出、粗大化する可能性があるためである。空冷中
の粗大析出物は、析出硬化として効果を発揮せず、母材
の強度が確保できない可能性があるばかりでなく、これ
を再加熱焼入しても、Ｎｂが溶体化されない限り、析出
硬化を再度利用することはできない。
度から空冷相当を超える冷却速度で冷却しなければなら
ない。圧延後空冷（放冷）したり、７００℃未満となる
温度まで意図的に待つ（空冷する）ことは、その間にＮ
ｂが析出、粗大化する可能性があるためである。空冷中
の粗大析出物は、析出硬化として効果を発揮せず、母材
の強度が確保できない可能性があるばかりでなく、これ
を再加熱焼入しても、Ｎｂが溶体化されない限り、析出
硬化を再度利用することはできない。
【００３９】この空冷を超える冷却速度のいわゆる加速
冷却は、Ｎｂの粗大析出防止の観点からは５５０℃以下
の温度まで行えばよい。加速冷却の下限温度が２５０℃
未満となる場合は、Ｎｂの微細析出、すなわち析出硬化
の発現と、加速冷却による低温変態組織の強靭化のた
め、Ａｃ1以下の温度での焼き戻しが必要である。しか
し、加速冷却の下限温度が２５０℃以上となる場合は、
鋼材自らのもつ顕熱により焼き戻し効果があるため、Ａ
ｃ1以下の温度での焼き戻しは必須ではなく、焼き戻し
の有無により本発明の優れた特徴をいささかも損なうも
のではない。
冷却は、Ｎｂの粗大析出防止の観点からは５５０℃以下
の温度まで行えばよい。加速冷却の下限温度が２５０℃
未満となる場合は、Ｎｂの微細析出、すなわち析出硬化
の発現と、加速冷却による低温変態組織の強靭化のた
め、Ａｃ1以下の温度での焼き戻しが必要である。しか
し、加速冷却の下限温度が２５０℃以上となる場合は、
鋼材自らのもつ顕熱により焼き戻し効果があるため、Ａ
ｃ1以下の温度での焼き戻しは必須ではなく、焼き戻し
の有無により本発明の優れた特徴をいささかも損なうも
のではない。
【００４０】
【実施例】本発明の有用性を例示するため、表１に示す
化学成分を有する鋼を転炉溶製し、表２に示す条件で厚
板圧延を行った。
化学成分を有する鋼を転炉溶製し、表２に示す条件で厚
板圧延を行った。
【００４１】
【表１】
【００４２】
【表２】
【００４３】機械的性質のうち、強度については、圧延
方向と直角方向に、板厚５０ｍｍ以下の鋼板は全厚のＪ
ＩＳ５号引張試験片、板厚５０ｍｍ超の鋼板は１／４板
厚位置から採取したＪＩＳ４号丸棒引張試験片を用い
た。衝撃試験は、１／４板厚位置から圧延方向に切り出
したＪＩＳ４号シャルピー試験片を用い、延・脆性破面
遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。
方向と直角方向に、板厚５０ｍｍ以下の鋼板は全厚のＪ
ＩＳ５号引張試験片、板厚５０ｍｍ超の鋼板は１／４板
厚位置から採取したＪＩＳ４号丸棒引張試験片を用い
た。衝撃試験は、１／４板厚位置から圧延方向に切り出
したＪＩＳ４号シャルピー試験片を用い、延・脆性破面
遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。
【００４４】また、溶接熱影響部と母材との硬さ差を調
べるために、ＪＩＳ Ｚ ３１０１に規定される溶接熱
影響部の最高硬さ試験方法に準拠して、ビード・オン・
プレートを作製し、鋼板表面０．５ｍｍ下位置の溶接熱
影響部の最高硬さおよび最低硬さを調べるとともに、母
材硬さは溶接金属から十分離れた鋼板表面０．５ｍｍ下
位置の１０点の平均値とした。なお、試験板は元厚まま
とし、溶接時の予熱はなしとした。
べるために、ＪＩＳ Ｚ ３１０１に規定される溶接熱
影響部の最高硬さ試験方法に準拠して、ビード・オン・
プレートを作製し、鋼板表面０．５ｍｍ下位置の溶接熱
影響部の最高硬さおよび最低硬さを調べるとともに、母
材硬さは溶接金属から十分離れた鋼板表面０．５ｍｍ下
位置の１０点の平均値とした。なお、試験板は元厚まま
とし、溶接時の予熱はなしとした。
【００４５】表３に、上記方法による機械的性質、溶接
熱影響部と母材の硬さの測定値を示す。本発明が規定す
る成分および製造方法による鋼は、引張強さ４９０〜７
８０Ｎ／ｍｍ2級の強度を有すると同時に靭性にも優
れ、さらに、いずれも本発明の特徴である母材に対する
溶接熱影響部の硬化および軟化が小さいことが分かる。
熱影響部と母材の硬さの測定値を示す。本発明が規定す
る成分および製造方法による鋼は、引張強さ４９０〜７
８０Ｎ／ｍｍ2級の強度を有すると同時に靭性にも優
れ、さらに、いずれも本発明の特徴である母材に対する
溶接熱影響部の硬化および軟化が小さいことが分かる。
【００４６】
【表３】
【００４７】これに対して、比較例に示す鋼はいずれも
成分あるいは製造条件のいずれかが本発明が規定する範
囲を逸脱しているため、母材に対する溶接熱影響部の硬
化または軟化が大きい。具体的に例示すると、比較例の
鋼８では、成分的にはＣ量が高く、ＰCMも高いため溶接
熱影響部の硬化程度が大きい。また、圧延時のオーステ
ナイト未再結晶域圧下率も小さいため、強度の割には靭
性がやや低めである。鋼９は、Ｎｂ添加量が低く、Ｂも
添加されているため、溶接熱影響部の軟化および硬化が
大きい。また、圧延終了温度も低いため、必然的に加速
冷却開始温度も低下し、母材の強度が低めで靭性にも劣
る。鋼１０は、成分的にはＴｉが添加されていないだけ
であるが、再加熱焼入を行っているため、Ｎｂの析出硬
化がほとんど活用できておらず、母材の強度がＮｂの添
加量や圧延に先立つ再加熱温度の割には低い。Ｎｂを母
材強度には利用せず溶接熱影響部の軟化防止のみに利用
する目的では、必ずしも不適切な方法とは言えないが、
後者のみ目的であれば本発明が規定するＮｂ量の最低量
で十分であり、本発明では、Ｎｂの一部は母材強度向上
に利用するという観点から比較例としたものである。な
お、Ｔｉ無添加の影響は、本表に示す各種データでは明
確ではないが、溶接熱影響部の溶融線近傍のオーステナ
イトが粗大となっており、溶接熱影響部靭性に劣ること
が予想される。鋼１１は、Ｎｂが添加されておらず、溶
接熱影響部の軟化が大きい。また、Ｃ、ＰCMとも高く、
Ｂが添加されているため、溶接熱影響部の硬化も大き
い。
成分あるいは製造条件のいずれかが本発明が規定する範
囲を逸脱しているため、母材に対する溶接熱影響部の硬
化または軟化が大きい。具体的に例示すると、比較例の
鋼８では、成分的にはＣ量が高く、ＰCMも高いため溶接
熱影響部の硬化程度が大きい。また、圧延時のオーステ
ナイト未再結晶域圧下率も小さいため、強度の割には靭
性がやや低めである。鋼９は、Ｎｂ添加量が低く、Ｂも
添加されているため、溶接熱影響部の軟化および硬化が
大きい。また、圧延終了温度も低いため、必然的に加速
冷却開始温度も低下し、母材の強度が低めで靭性にも劣
る。鋼１０は、成分的にはＴｉが添加されていないだけ
であるが、再加熱焼入を行っているため、Ｎｂの析出硬
化がほとんど活用できておらず、母材の強度がＮｂの添
加量や圧延に先立つ再加熱温度の割には低い。Ｎｂを母
材強度には利用せず溶接熱影響部の軟化防止のみに利用
する目的では、必ずしも不適切な方法とは言えないが、
後者のみ目的であれば本発明が規定するＮｂ量の最低量
で十分であり、本発明では、Ｎｂの一部は母材強度向上
に利用するという観点から比較例としたものである。な
お、Ｔｉ無添加の影響は、本表に示す各種データでは明
確ではないが、溶接熱影響部の溶融線近傍のオーステナ
イトが粗大となっており、溶接熱影響部靭性に劣ること
が予想される。鋼１１は、Ｎｂが添加されておらず、溶
接熱影響部の軟化が大きい。また、Ｃ、ＰCMとも高く、
Ｂが添加されているため、溶接熱影響部の硬化も大き
い。
【００４８】
【発明の効果】本発明により、溶接熱影響部と母材の硬
さ差が小さい厚鋼板を大量かつ安価に提供できるように
なり、溶接割れ感受性組成ＰCMをはじめ、鋼組成を本発
明の通り限定することで、溶接性が格段に優れ、さらに
溶接熱影響部の硬化性、軟化性も低減され、溶接熱影響
部と母材の硬さ差が小さくすることが可能となり、溶接
部の硬さ（強度）の不均質に起因する供用時の応力・歪
みの集中（不均一分布）が緩和され、溶接部の疲労強度
や耐応力腐食割れ性が向上し、溶接鋼構造物の安全性を
高めることができた。
さ差が小さい厚鋼板を大量かつ安価に提供できるように
なり、溶接割れ感受性組成ＰCMをはじめ、鋼組成を本発
明の通り限定することで、溶接性が格段に優れ、さらに
溶接熱影響部の硬化性、軟化性も低減され、溶接熱影響
部と母材の硬さ差が小さくすることが可能となり、溶接
部の硬さ（強度）の不均質に起因する供用時の応力・歪
みの集中（不均一分布）が緩和され、溶接部の疲労強度
や耐応力腐食割れ性が向上し、溶接鋼構造物の安全性を
高めることができた。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA04 AA08 AA11 AA14 AA16 AA19 AA21 AA22 AA23 AA27 AA29 AA31 AA35 AA36 AA40 BA01 CA02 CA03 CB02 CC03 CD06 CF01
Claims (5)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓ
ｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｐ：０．
０２５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ａｌ：０．０６
％以下、Ｎｂ：０．０５〜０．２％、Ｔｉ：０．００５
〜０．０３５％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、残部
が鉄および不可避的不純物からなり、かつ、下記（１）
式に規定するＰCMが０．１８％以下を同時に満足する鋼
組成を有することを特徴とする溶接熱影響部の硬化およ
び軟化が小さい鋼材。 ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０ ＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０ ・ ・ ・（１） - 【請求項２】 鋼組成としてさらに、質量％で、Ｃｕ：
０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜０．５％、Ｃ
ｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、
Ｖ：０．００５〜０．２％、Ｍｇ：０．０００２〜０．
００５％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記載の溶接熱影響部の硬化および軟
化が小さい鋼材。 - 【請求項３】 鋼組成としてさらに、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
徴とする請求項１〜２のいずれか１項に記載の溶接熱影
響部の硬化および軟化が小さい鋼材。 - 【請求項４】 請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼
組成からなる鋳片または鋼片を、目的とする強度に応じ
て、Ｎｂの析出硬化程度を左右するＮｂが部分的または
完全に溶体化する温度に再加熱し、オーステナイト未再
結晶温度域で３０％以上圧延し、かつ７５０℃以上の温
度で圧延を終了した後、７００℃以上の温度から空冷相
当を超える冷却速度で５５０℃以下２５０℃以上の温度
まで加速冷却し、その後放冷まま、または放冷後さらに
引き続きＡｃ1以下の温度で焼き戻し処理することを特
徴とする溶接熱影響部の硬化および軟化が小さい鋼材の
製造方法。 - 【請求項５】 請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼
組成からなる鋳片または鋼片を、目的とする強度に応じ
て、Ｎｂの析出硬化程度を左右するＮｂが部分的または
完全に溶体化する温度に再加熱し、オーステナイト未再
結晶温度域で３０％以上圧延し、７５０℃以上の温度で
圧延を終了した後、７００℃以上の温度から空冷相当を
超える冷却速度で２５０℃未満の温度まで加速冷却し、
引き続きＡｃ1以下の温度で焼き戻し処理することを特
徴とする溶接熱影響部の硬化および軟化が小さい鋼材の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000099463A JP2001288533A (ja) | 2000-03-31 | 2000-03-31 | 溶接熱影響部の硬化および軟化が小さい鋼材およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000099463A JP2001288533A (ja) | 2000-03-31 | 2000-03-31 | 溶接熱影響部の硬化および軟化が小さい鋼材およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001288533A true JP2001288533A (ja) | 2001-10-19 |
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ID=18613812
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000099463A Pending JP2001288533A (ja) | 2000-03-31 | 2000-03-31 | 溶接熱影響部の硬化および軟化が小さい鋼材およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001288533A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007119861A (ja) * | 2005-10-28 | 2007-05-17 | Nippon Steel Corp | 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法 |
| KR101536291B1 (ko) * | 2010-03-29 | 2015-07-13 | 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 | 표면 광택과 녹 방지성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법 |
-
2000
- 2000-03-31 JP JP2000099463A patent/JP2001288533A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007119861A (ja) * | 2005-10-28 | 2007-05-17 | Nippon Steel Corp | 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法 |
| JP4709632B2 (ja) * | 2005-10-28 | 2011-06-22 | 新日本製鐵株式会社 | 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法 |
| KR101536291B1 (ko) * | 2010-03-29 | 2015-07-13 | 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 | 표면 광택과 녹 방지성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법 |
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