JP2003160833A - 高靭性高張力非調質厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents
高靭性高張力非調質厚鋼板およびその製造方法Info
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- JP2003160833A JP2003160833A JP2001358171A JP2001358171A JP2003160833A JP 2003160833 A JP2003160833 A JP 2003160833A JP 2001358171 A JP2001358171 A JP 2001358171A JP 2001358171 A JP2001358171 A JP 2001358171A JP 2003160833 A JP2003160833 A JP 2003160833A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 溶接性（ＨＡＺ靭性および耐溶接割れ性）に
優れ、しかも非調質でも高い強度を発揮することのでき
る５７０ＭＰａ級以上の高張力厚鋼板、およびこうした
鋼板を製造する為の有用な方法を提供する。 【解決手段】 本発明の高靭性高張力非調質厚鋼板は、
特定の化学組成を有し、且つ、０．４０％≦Ｃｅｑおよ
びＫＶ≦０．０４０％を満足するものである。但し、 Ｃｅｑ（％）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４
＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋
［Ｖ］／４＋［Ｃｕ］／１３ ＫＶ（％）＝［Ｖ］＋［Ｎｂ］ 《式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味す
る。》
優れ、しかも非調質でも高い強度を発揮することのでき
る５７０ＭＰａ級以上の高張力厚鋼板、およびこうした
鋼板を製造する為の有用な方法を提供する。 【解決手段】 本発明の高靭性高張力非調質厚鋼板は、
特定の化学組成を有し、且つ、０．４０％≦Ｃｅｑおよ
びＫＶ≦０．０４０％を満足するものである。但し、 Ｃｅｑ（％）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４
＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋
［Ｖ］／４＋［Ｃｕ］／１３ ＫＶ（％）＝［Ｖ］＋［Ｎｂ］ 《式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味す
る。》
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、建築構造物や橋梁
などの大型構造物に好適に用いられ、引張強さが５７０
ＭＰａ以上の高張力厚鋼板（以下、単に「５７０ＭＰａ
級鋼板」と称すことがある）およびその製造方法に関す
るものであり、殊に溶接性（ＨＡＺ靭性および耐溶接割
れ性）に優れ、しかも非調質でも高い強度を発揮するこ
とのできる高靭性高張力非調質厚鋼板、およびこうした
鋼板を製造する為の有用な方法に関するものである。
などの大型構造物に好適に用いられ、引張強さが５７０
ＭＰａ以上の高張力厚鋼板（以下、単に「５７０ＭＰａ
級鋼板」と称すことがある）およびその製造方法に関す
るものであり、殊に溶接性（ＨＡＺ靭性および耐溶接割
れ性）に優れ、しかも非調質でも高い強度を発揮するこ
とのできる高靭性高張力非調質厚鋼板、およびこうした
鋼板を製造する為の有用な方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】上記大型構造物に用いられている５７０
ＭＰａ級鋼板では、母材強度の確保という観点から合金
成分を多量に添加しているので、冷却速度の速い小入熱
溶接条件ではＨＡＺ（溶接熱影響部）が硬化して溶接割
れ（低温割れ）が生じやすく、かかる溶接割れの防止を
目的として、溶接施工時に７５℃程度の予熱を行う必要
がある。従って、この予熱工程を省略できれば施工効率
が大幅に向上し、且つコストダウンにもつながるため、
予熱工程を省略しても溶接割れが生じない程度の耐溶接
割れ性に優れた５７０ＭＰａ級鋼板の提供が切望されて
いる。
ＭＰａ級鋼板では、母材強度の確保という観点から合金
成分を多量に添加しているので、冷却速度の速い小入熱
溶接条件ではＨＡＺ（溶接熱影響部）が硬化して溶接割
れ（低温割れ）が生じやすく、かかる溶接割れの防止を
目的として、溶接施工時に７５℃程度の予熱を行う必要
がある。従って、この予熱工程を省略できれば施工効率
が大幅に向上し、且つコストダウンにもつながるため、
予熱工程を省略しても溶接割れが生じない程度の耐溶接
割れ性に優れた５７０ＭＰａ級鋼板の提供が切望されて
いる。
【０００３】耐溶接割れ性の指標としては下式で定義さ
れるＰｃｍ（％）というパラメーターが一般に用いられ
ている。こうした観点から、例えば特開平１０‐６８０
４５号公報には、このＰｃｍを０．２０以下に制限する
ことによって耐溶接割れ性を改善することが開示されて
いる。但し、 Ｐｃｍ（％）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｓｉ］／３
０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５
＋５×［Ｂ］＋［Ｖ］／１０ 《式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味す
る。》。
れるＰｃｍ（％）というパラメーターが一般に用いられ
ている。こうした観点から、例えば特開平１０‐６８０
４５号公報には、このＰｃｍを０．２０以下に制限する
ことによって耐溶接割れ性を改善することが開示されて
いる。但し、 Ｐｃｍ（％）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｓｉ］／３
０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５
＋５×［Ｂ］＋［Ｖ］／１０ 《式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味す
る。》。
【０００４】一方、同じ５７０ＭＰａ級鋼板において、
大入熱溶接時にＨＡＺ靭性が劣化するという問題がある
ことが指摘されている。こうした事態は、入熱が大きく
なるとＨＡＺ部の冷却速度が遅くなり、それに伴いＨＡ
Ｚ部の焼入れ性が低下し、粗大な島状マルテンサイトを
生成することに基づくことによって生じるとされてい
る。こうしたこの問題は厚物、薄物いずれにおいても発
生し、実際の溶接施工時に入熱制限が行われ、溶接効率
が悪かった。
大入熱溶接時にＨＡＺ靭性が劣化するという問題がある
ことが指摘されている。こうした事態は、入熱が大きく
なるとＨＡＺ部の冷却速度が遅くなり、それに伴いＨＡ
Ｚ部の焼入れ性が低下し、粗大な島状マルテンサイトを
生成することに基づくことによって生じるとされてい
る。こうしたこの問題は厚物、薄物いずれにおいても発
生し、実際の溶接施工時に入熱制限が行われ、溶接効率
が悪かった。
【０００５】大入熱溶接時のＨＡＺ靭性の改善に当たっ
ては、上記特開平１０‐６８０４５号公報の他、特開平
１０‐１２１１９１号公報において、下式で表される炭
素当量（Ｃｅｑ）を０．３５〜０．４０（％）と低く制
限することが開示されている。 Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎ
ｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１
４ 《式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を示す》。
ては、上記特開平１０‐６８０４５号公報の他、特開平
１０‐１２１１９１号公報において、下式で表される炭
素当量（Ｃｅｑ）を０．３５〜０．４０（％）と低く制
限することが開示されている。 Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎ
ｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１
４ 《式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を示す》。
【０００６】このように、従来はＰｃｍを低値に制御す
ることにより小入熱溶接時の耐溶接割れ性を改善した
り、あるいはＣｅｑを制御することにより大入熱ＨＡＺ
靭性を改善すると共に、合金成分の含有量制限に伴う母
材強度低下を、製造プロセスを改良するなどして補って
いた。これにより、５７０ＭＰａ級鋼板において、母材
製造時の焼入れにおける冷却速度が比較的速い薄物では
溶接時の予熱フリーを達成できたが、冷却速度が遅い厚
物では溶接時の予熱フリーと母材強度の両立を達成する
ことが困難であった。また、Ｃｕの析出を利用して母材
強度を確保する方法も開示されているが、冷却速度が遅
い厚物では充分な母材強度が得られなかった。
ることにより小入熱溶接時の耐溶接割れ性を改善した
り、あるいはＣｅｑを制御することにより大入熱ＨＡＺ
靭性を改善すると共に、合金成分の含有量制限に伴う母
材強度低下を、製造プロセスを改良するなどして補って
いた。これにより、５７０ＭＰａ級鋼板において、母材
製造時の焼入れにおける冷却速度が比較的速い薄物では
溶接時の予熱フリーを達成できたが、冷却速度が遅い厚
物では溶接時の予熱フリーと母材強度の両立を達成する
ことが困難であった。また、Ｃｕの析出を利用して母材
強度を確保する方法も開示されているが、冷却速度が遅
い厚物では充分な母材強度が得られなかった。
【０００７】このように、小入熱溶接においてＨＡＺ部
は高温に加熱された後の冷却速度が速いため、硬化して
溶接割れ（低温割れ）を起こしやすい。一方、母材は板
厚が厚くなるほど冷却速度が遅くなるため、圧延後の焼
入れ効果による強度確保が難しくなる。従って、５７０
ＭＰａ級鋼板の厚物では、小入熱溶接時の溶接割れを防
止するため冷却速度が速くなっても硬くならないように
した上で、鋼板製造時の冷却速度が遅く、焼入れ効果が
得難い場合であっても如何に強度を確保するかが重要課
題となる。
は高温に加熱された後の冷却速度が速いため、硬化して
溶接割れ（低温割れ）を起こしやすい。一方、母材は板
厚が厚くなるほど冷却速度が遅くなるため、圧延後の焼
入れ効果による強度確保が難しくなる。従って、５７０
ＭＰａ級鋼板の厚物では、小入熱溶接時の溶接割れを防
止するため冷却速度が速くなっても硬くならないように
した上で、鋼板製造時の冷却速度が遅く、焼入れ効果が
得難い場合であっても如何に強度を確保するかが重要課
題となる。
【０００８】また、厚物、薄物いずれにおいても、大入
熱溶接においては、ＨＡＺ部の冷却速度が遅くなり、そ
れに伴いＨＡＺ部の焼入れ性が低下し、粗大な島状マル
テンサイト組織を生成して靭性が低下するが、このＨＡ
Ｚ靭性を改善するには、冷却速度が遅い場合であっても
島状マルテンサイト組織の生成を如何なる方法で抑制す
るかが重要課題となる。
熱溶接においては、ＨＡＺ部の冷却速度が遅くなり、そ
れに伴いＨＡＺ部の焼入れ性が低下し、粗大な島状マル
テンサイト組織を生成して靭性が低下するが、このＨＡ
Ｚ靭性を改善するには、冷却速度が遅い場合であっても
島状マルテンサイト組織の生成を如何なる方法で抑制す
るかが重要課題となる。
【０００９】ところで、上記のような５７０ＭＰａ級鋼
板では、熱間圧延のままでその後熱処理を施すことなく
（即ち、非調質で）高い強度を達成することも要求され
る。こうした技術として、例えば特開平８−１４４０１
９号公報のような技術も提案されている。この技術で
は、極低Ｃ化した上で、ＮｂやＢを多量添加して組織を
ベイナイト化することによって、広い冷却速度域でベイ
ナイトを生成させ、耐割れ性を低下させることなく、空
冷ままで高い強度を確保するものである。しかしながら
こうした技術では、極低Ｃで母材強度を確保する為にＮ
ｂやＢを比較的多く含有させる必要があり、これによっ
て母材靭性やＨＡＺ靭性が却って劣化するという問題が
あった。
板では、熱間圧延のままでその後熱処理を施すことなく
（即ち、非調質で）高い強度を達成することも要求され
る。こうした技術として、例えば特開平８−１４４０１
９号公報のような技術も提案されている。この技術で
は、極低Ｃ化した上で、ＮｂやＢを多量添加して組織を
ベイナイト化することによって、広い冷却速度域でベイ
ナイトを生成させ、耐割れ性を低下させることなく、空
冷ままで高い強度を確保するものである。しかしながら
こうした技術では、極低Ｃで母材強度を確保する為にＮ
ｂやＢを比較的多く含有させる必要があり、これによっ
て母材靭性やＨＡＺ靭性が却って劣化するという問題が
あった。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記事情に
着目してなされたものであり、その目的は、溶接性（Ｈ
ＡＺ靭性および耐溶接割れ性）に優れ、しかも非調質で
も高い強度を発揮することのできる５７０ＭＰａ級以上
の高張力厚鋼板、およびこうした鋼板を製造する為の有
用な方法を提供することにある。
着目してなされたものであり、その目的は、溶接性（Ｈ
ＡＺ靭性および耐溶接割れ性）に優れ、しかも非調質で
も高い強度を発揮することのできる５７０ＭＰａ級以上
の高張力厚鋼板、およびこうした鋼板を製造する為の有
用な方法を提供することにある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決し得た本
発明の高靭性高張力非調質厚鋼板とは、Ｃ：０．０１０
〜０．０６％，Ｍｎ：０．５〜２．５％，Ｃｒ：０．５
超〜２．０％，Ｍｏ：０．０５〜１．５％，Ｎｂ：０．
００５〜０．０４０％，Ｖ：０．０４％以下（０％を含
む），Ｔｉ：０．００５〜０．１％，Ｂ：０．０００６
〜０．００５％，を満たす鋼からなり、 ０．４０％≦ＣｅｑおよびＫＶ≦０．０４０％ を満足する点に要旨を有するものである。但し、 Ｃｅｑ（％）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４
＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋
［Ｖ］／４＋［Ｃｕ］／１３ ＫＶ（％）＝［Ｖ］＋［Ｎｂ］ 《式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味す
る。》 本発明の高張力厚鋼板は、Ｐｃｍ≦０．２３％を満足す
るものであることが好ましく、こうした要件を満足させ
ることによって耐割れ性を更に改善することができる。
但し、 Ｐｃｍ（％）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｓｉ］／３
０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５
＋５×［Ｂ］＋［Ｖ］／１０ 《式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味す
る。》。
発明の高靭性高張力非調質厚鋼板とは、Ｃ：０．０１０
〜０．０６％，Ｍｎ：０．５〜２．５％，Ｃｒ：０．５
超〜２．０％，Ｍｏ：０．０５〜１．５％，Ｎｂ：０．
００５〜０．０４０％，Ｖ：０．０４％以下（０％を含
む），Ｔｉ：０．００５〜０．１％，Ｂ：０．０００６
〜０．００５％，を満たす鋼からなり、 ０．４０％≦ＣｅｑおよびＫＶ≦０．０４０％ を満足する点に要旨を有するものである。但し、 Ｃｅｑ（％）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４
＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋
［Ｖ］／４＋［Ｃｕ］／１３ ＫＶ（％）＝［Ｖ］＋［Ｎｂ］ 《式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味す
る。》 本発明の高張力厚鋼板は、Ｐｃｍ≦０．２３％を満足す
るものであることが好ましく、こうした要件を満足させ
ることによって耐割れ性を更に改善することができる。
但し、 Ｐｃｍ（％）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｓｉ］／３
０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５
＋５×［Ｂ］＋［Ｖ］／１０ 《式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味す
る。》。
【００１２】また、本発明の高張力厚鋼板においては、
ベイナイト分率が９０体積％以上であることが好まし
く、こうした要件を満足させることによって、一層の母
材強度の確保が可能となる。
ベイナイト分率が９０体積％以上であることが好まし
く、こうした要件を満足させることによって、一層の母
材強度の確保が可能となる。
【００１３】更に、本発明の高張力厚鋼板においては、
必要によって、（ａ）Ｎｉ：５％以下（０％を含まな
い）、（ｂ）Ｃｕ：３％以下（０％を含まない）、
（ｃ）Ｓｉ：１％以下（０％を含まない）および／また
はＡｌ：０．２％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｎ：
０．００２〜０．０１％、（ｅ）Ｃａ：０．０００５〜
０．００５％、（ｆ）Ｍｇ：０．００５％以下（０％を
含まない）、希土類元素：０．０２％以下（０％を含ま
ない）およびＺｒ：０．０５％以下（０％を含まない）
よりなる群から選ばれる１種以上、等を含有させること
も有効であり、含有される成分の種類に応じて高張力鋼
板の特性が更に改善される。
必要によって、（ａ）Ｎｉ：５％以下（０％を含まな
い）、（ｂ）Ｃｕ：３％以下（０％を含まない）、
（ｃ）Ｓｉ：１％以下（０％を含まない）および／また
はＡｌ：０．２％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｎ：
０．００２〜０．０１％、（ｅ）Ｃａ：０．０００５〜
０．００５％、（ｆ）Ｍｇ：０．００５％以下（０％を
含まない）、希土類元素：０．０２％以下（０％を含ま
ない）およびＺｒ：０．０５％以下（０％を含まない）
よりなる群から選ばれる１種以上、等を含有させること
も有効であり、含有される成分の種類に応じて高張力鋼
板の特性が更に改善される。
【００１４】一方、上記のような高靭性高張力非調質厚
鋼板を製造するに当たっては、Ａc3点〜１３５０℃の温
度範囲に加熱後、仕上げ温度を６５０〜９５０℃で熱間
圧延を終了し、その後０．０５〜５０℃／秒で冷却する
ようにすればよい。また本発明は、非調質鋼板を想定し
たものであるが、必要によって上記冷却後に、３００℃
以上８００℃未満の温度域に再加熱保持することも有用
であり、こうした工程を付加することによって、母材靭
性が更に改善されると共に、耐力の向上も期待できる。
鋼板を製造するに当たっては、Ａc3点〜１３５０℃の温
度範囲に加熱後、仕上げ温度を６５０〜９５０℃で熱間
圧延を終了し、その後０．０５〜５０℃／秒で冷却する
ようにすればよい。また本発明は、非調質鋼板を想定し
たものであるが、必要によって上記冷却後に、３００℃
以上８００℃未満の温度域に再加熱保持することも有用
であり、こうした工程を付加することによって、母材靭
性が更に改善されると共に、耐力の向上も期待できる。
【００１５】
【発明の実施の形態】上述の如く、一般に大入熱溶接時
に上部ベイナイトを生成させると島状マルテンサイトが
生成し、鋼のＨＡＺ靭性が劣化するため、４９０〜５９
０ＭＰａ級の鋼板では、ＨＡＺにおいてフェライトを積
極的に生成させることが大入熱ＨＡＺ靭性の改善の為の
有効な手段と考えられていた。即ち、前記Ｃｅｑを低く
して焼入れ性を低下させることが大入熱ＨＡＺ靭性の改
善に有効であるとされてきたのである。特に、Ｃｒを多
く含有させるとＨＡＺ靭性が大幅に低下するので、Ｃｒ
の含有量は０．５％以下にするのが一般的である。
に上部ベイナイトを生成させると島状マルテンサイトが
生成し、鋼のＨＡＺ靭性が劣化するため、４９０〜５９
０ＭＰａ級の鋼板では、ＨＡＺにおいてフェライトを積
極的に生成させることが大入熱ＨＡＺ靭性の改善の為の
有効な手段と考えられていた。即ち、前記Ｃｅｑを低く
して焼入れ性を低下させることが大入熱ＨＡＺ靭性の改
善に有効であるとされてきたのである。特に、Ｃｒを多
く含有させるとＨＡＺ靭性が大幅に低下するので、Ｃｒ
の含有量は０．５％以下にするのが一般的である。
【００１６】一方、空冷ままで高い強度を確保する手段
として、極低Ｃ化した上で、ＮｂやＢを多量添加して組
織をベイナイト化する方法も技術では、母材靭性やＨＡ
Ｚ靭性が却って劣化するという問題があることも上述し
た通りである。
として、極低Ｃ化した上で、ＮｂやＢを多量添加して組
織をベイナイト化する方法も技術では、母材靭性やＨＡ
Ｚ靭性が却って劣化するという問題があることも上述し
た通りである。
【００１７】本発明者らはこうした状況の下で、溶接性
（ＨＡＺ靭性および耐溶接割れ性）に優れ、しかも非調
質でも高い強度を発揮することのできる５７０ＭＰａ級
以上の高張力厚鋼板の開発を目指して様々な角度から検
討した。まず、極低Ｃ化した上で、ＮｂやＢ等の炭化物
形成元素を多量添加して組織をベイナイト化する技術で
母材靭性やＨＡＺ靭性が低下する原因は、ベイナイトブ
ロックサイズが粗大化することによるものであることを
見出した。
（ＨＡＺ靭性および耐溶接割れ性）に優れ、しかも非調
質でも高い強度を発揮することのできる５７０ＭＰａ級
以上の高張力厚鋼板の開発を目指して様々な角度から検
討した。まず、極低Ｃ化した上で、ＮｂやＢ等の炭化物
形成元素を多量添加して組織をベイナイト化する技術で
母材靭性やＨＡＺ靭性が低下する原因は、ベイナイトブ
ロックサイズが粗大化することによるものであることを
見出した。
【００１８】そして、本発明者らは、こうした知見に基
づき、更に鋭意研究したところ、Ｃ，Ｎｂ，ＢおよびＭ
ｏを適量含有させると共にＣｒを比較的多く含有させ、
且つ上記Ｃｅｑを変形し炭素当量Ｃｅｑを高めに設定す
れば、高張力鋼板の強度を確保しつつ、ベイナイトブロ
ックサイズを微細化でき、これによって材質のばらつき
も少なく高靭性であり、しかもＨＡＺ靭性および耐割れ
性に優れた高張力非調質厚鋼板が実現できること見出
し、本発明を完成するに至った。
づき、更に鋭意研究したところ、Ｃ，Ｎｂ，ＢおよびＭ
ｏを適量含有させると共にＣｒを比較的多く含有させ、
且つ上記Ｃｅｑを変形し炭素当量Ｃｅｑを高めに設定す
れば、高張力鋼板の強度を確保しつつ、ベイナイトブロ
ックサイズを微細化でき、これによって材質のばらつき
も少なく高靭性であり、しかもＨＡＺ靭性および耐割れ
性に優れた高張力非調質厚鋼板が実現できること見出
し、本発明を完成するに至った。
【００１９】本発明の高張力鋼板において、その化学成
分組成も適切に調整する必要があるが、本発明鋼板にお
ける基本成分であるＣ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，
ＴｉおよびＢ等の範囲限定理由は次の通りである。
分組成も適切に調整する必要があるが、本発明鋼板にお
ける基本成分であるＣ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，
ＴｉおよびＢ等の範囲限定理由は次の通りである。
【００２０】Ｃ：０．０１０〜０．０６％
Ｃは、溶接時におけるＨＡＺ部の耐溶接割れ性と母材強
度を両立させ、且つＨＡＺ靭性を改善するために重要な
元素である。こうした効果を発揮させるためには、少な
くとも０．０１０％以上含有させる必要があるが、０．
０６％を超えると高冷却速度側で低温変態ベイナイトで
なくマルテンサイトが生成するようになり、耐溶接割れ
性およびＨＡＺ靭性が改善されない。Ｃ含有量の好まし
い下限は０．０２０％であり、より好ましくは０．０２
５％以上とするのが良く、好ましい上限は０．０５０％
であり、より好ましくは０．０４５％以下とするのが良
い。
度を両立させ、且つＨＡＺ靭性を改善するために重要な
元素である。こうした効果を発揮させるためには、少な
くとも０．０１０％以上含有させる必要があるが、０．
０６％を超えると高冷却速度側で低温変態ベイナイトで
なくマルテンサイトが生成するようになり、耐溶接割れ
性およびＨＡＺ靭性が改善されない。Ｃ含有量の好まし
い下限は０．０２０％であり、より好ましくは０．０２
５％以上とするのが良く、好ましい上限は０．０５０％
であり、より好ましくは０．０４５％以下とするのが良
い。
【００２１】Ｍｎ：０．５〜２．５％
Ｍｎは焼入れ性を改善する作用を有すると共に、ベイナ
イトブロックを微細化して母材靭性を改善する効果を発
揮する。Ｍｎ含有量が０．５％未満であると、所望の焼
入れ性改善作用が発揮されず、母材強度が不足する。し
かしながら、Ｍｎ含有量が過剰になって２．５％を超え
ると、ＨＡＺ部の耐溶接割れ性が劣化することになる。
Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．０％であり、より好ま
しくは１．２５％以上とするのが良く、好ましい上限は
２．０％であり、より好ましくは１．６％以下とするの
が良い。
イトブロックを微細化して母材靭性を改善する効果を発
揮する。Ｍｎ含有量が０．５％未満であると、所望の焼
入れ性改善作用が発揮されず、母材強度が不足する。し
かしながら、Ｍｎ含有量が過剰になって２．５％を超え
ると、ＨＡＺ部の耐溶接割れ性が劣化することになる。
Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．０％であり、より好ま
しくは１．２５％以上とするのが良く、好ましい上限は
２．０％であり、より好ましくは１．６％以下とするの
が良い。
【００２２】Ｃｒ：０．５超〜２．０％
Ｃｒは本発明における最も重要な元素であり、Ｃｒによ
る焼入れ性を改善だけでなく、Ｂによる焼入れ性の改善
効果を安定的に確保させる作用を有する。また、ベイナ
イトブロックの微細化を達成し、母材靭性を改善する効
果も発揮する。Ｃｒ含有量が０．５％以下であると、こ
れらの効果が発揮されず、２．０％を超えると、ＨＡＺ
部の耐溶接割れ性が劣化することになる。Ｃｒ含有量の
好ましい下限は０．６％であり、より好ましくは０．７
％以上とするのが良く、好ましい上限は１．５％であ
り、より好ましくは１．２５％以下とするのが良い。
る焼入れ性を改善だけでなく、Ｂによる焼入れ性の改善
効果を安定的に確保させる作用を有する。また、ベイナ
イトブロックの微細化を達成し、母材靭性を改善する効
果も発揮する。Ｃｒ含有量が０．５％以下であると、こ
れらの効果が発揮されず、２．０％を超えると、ＨＡＺ
部の耐溶接割れ性が劣化することになる。Ｃｒ含有量の
好ましい下限は０．６％であり、より好ましくは０．７
％以上とするのが良く、好ましい上限は１．５％であ
り、より好ましくは１．２５％以下とするのが良い。
【００２３】Ｍｏ：０．０５〜１．５％
ＭｏはＭｏ，ＮｂおよびＢの複合効果によって焼入れ性
を改善する作用を有する。こうした効果を発揮させる為
には０．０５％以上含有させる必要があるが、過剰に含
有されるとＨＡＺ部の耐溶接割れ性が劣化するので、
１．５％を上限とする。Ｍｏ含有量の好ましい下限は
０．１％であり、より好ましくは０．１５％以上とする
のが良く、好ましい上限は１．０％であり、より好まし
くは０．５％以下とするのが良い。
を改善する作用を有する。こうした効果を発揮させる為
には０．０５％以上含有させる必要があるが、過剰に含
有されるとＨＡＺ部の耐溶接割れ性が劣化するので、
１．５％を上限とする。Ｍｏ含有量の好ましい下限は
０．１％であり、より好ましくは０．１５％以上とする
のが良く、好ましい上限は１．０％であり、より好まし
くは０．５％以下とするのが良い。
【００２４】Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％
ＮｂはＭｏ，ＮｂおよびＢの複合効果によって焼入れ性
を改善する作用を有する。こうした効果を発揮させる為
には０．００５％以上含有させる必要があるが、０．０
４０％を超えて過剰に含有されるとベイナイトブロック
が粗大化し、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下する。Ｎ
ｂ含有量の好ましい下限は０．００８％であり、より好
ましくは０．０１０％以上とするのが良く、好ましい上
限は０．０３０％であり、より好ましくは０．０２５％
以下とするのが良い。
を改善する作用を有する。こうした効果を発揮させる為
には０．００５％以上含有させる必要があるが、０．０
４０％を超えて過剰に含有されるとベイナイトブロック
が粗大化し、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下する。Ｎ
ｂ含有量の好ましい下限は０．００８％であり、より好
ましくは０．０１０％以上とするのが良く、好ましい上
限は０．０３０％であり、より好ましくは０．０２５％
以下とするのが良い。
【００２５】Ｖ：０．０４％以下（０％を含む）
Ｖは少量の添加により焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を
高める作用がある。但し、０．０４％を超えて含有させ
るとＨＡＺ靭性が低下する。Ｖ含有量の好ましい上限は
０．０３％であり、より好ましくは０．０２％以下とす
るのが良い。
高める作用がある。但し、０．０４％を超えて含有させ
るとＨＡＺ靭性が低下する。Ｖ含有量の好ましい上限は
０．０３％であり、より好ましくは０．０２％以下とす
るのが良い。
【００２６】Ｔｉ：０．００５〜０．１％
ＴｉはＮと窒化物を形成して大入熱溶接時におけるＨＡ
Ｚのγ粒を微細化し、ＨＡＺ靭性改善に寄与する点で有
用である。こうした効果を発揮させるためには、Ｔｉは
０．００５％以上含有させる必要があるが、Ｔｉ含有量
が０．１％を超えるとＨＡＺ靭性および母材靭性が共に
低下することになる。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．
００７％であり、好ましい上限は０．０２％程度であ
り、より好ましくは０．００１５％以下とするのが良
い。
Ｚのγ粒を微細化し、ＨＡＺ靭性改善に寄与する点で有
用である。こうした効果を発揮させるためには、Ｔｉは
０．００５％以上含有させる必要があるが、Ｔｉ含有量
が０．１％を超えるとＨＡＺ靭性および母材靭性が共に
低下することになる。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．
００７％であり、好ましい上限は０．０２％程度であ
り、より好ましくは０．００１５％以下とするのが良
い。
【００２７】Ｂ：０．０００６〜０．００５％
ＢはＭｏ，ＮｂおよびＢの複合効果によって焼入れ性を
改善する作用を有する。Ｂ含有量が０．０００６％未満
ではこうした効果が期待できず、０．００５％を超える
と焼入れ性が却って低下すると共に、母材靭性が劣化す
る。Ｂ含有量の好ましい下限は０．００１０％であり、
より好ましくは０．００１２％以上とするのが良く、好
ましい上限は０．００３０％程度であり、より好ましく
は０．００２５％以下とするのが良い。
改善する作用を有する。Ｂ含有量が０．０００６％未満
ではこうした効果が期待できず、０．００５％を超える
と焼入れ性が却って低下すると共に、母材靭性が劣化す
る。Ｂ含有量の好ましい下限は０．００１０％であり、
より好ましくは０．００１２％以上とするのが良く、好
ましい上限は０．００３０％程度であり、より好ましく
は０．００２５％以下とするのが良い。
【００２８】本発明の高張力鋼板においては、上記基本
成分の他(残部)は実質的に鉄からなるものであるが、こ
れら以外にも微量成分を含み得るものであり、こうした
高張力鋼板も本発明の範囲に含まれるものである。上記
微量成分としては不純物、特にＰ，Ｓ等の不可避不純物
が挙げられ、これらは本発明の効果を損なわない程度で
許容される。こうした観点から、不可避不純物としての
Ｐ，ＳはＰ：０．０２０％以下，Ｓ：０．０１０％以下
に夫々抑制することが好ましい。
成分の他(残部)は実質的に鉄からなるものであるが、こ
れら以外にも微量成分を含み得るものであり、こうした
高張力鋼板も本発明の範囲に含まれるものである。上記
微量成分としては不純物、特にＰ，Ｓ等の不可避不純物
が挙げられ、これらは本発明の効果を損なわない程度で
許容される。こうした観点から、不可避不純物としての
Ｐ，ＳはＰ：０．０２０％以下，Ｓ：０．０１０％以下
に夫々抑制することが好ましい。
【００２９】また本発明の高度張力鋼板には、必要によ
ってＮｉ，Ｃｕ，Ｓｉ、Ａｌ，Ｎ，Ｃａ，Ｍｇ，希土類
元素，Ｚｒ等を含有させることも有効であり、含有され
る成分の種類に応じて高張力鋼板の特性が更に改善され
る。必要によって含有される元素の範囲限定理由は下記
の通りである。
ってＮｉ，Ｃｕ，Ｓｉ、Ａｌ，Ｎ，Ｃａ，Ｍｇ，希土類
元素，Ｚｒ等を含有させることも有効であり、含有され
る成分の種類に応じて高張力鋼板の特性が更に改善され
る。必要によって含有される元素の範囲限定理由は下記
の通りである。
【００３０】Ｎｉ：５％以下（０％を含まない）
Ｎｉは母材靭性向上に有用な元素であるが、５％を超え
て添加するとスケール疵が発生しやすくなるため、その
上限を５％とすることが好ましい。より好ましくは３％
以下、更に好ましくは２％以下にするのが良い。
て添加するとスケール疵が発生しやすくなるため、その
上限を５％とすることが好ましい。より好ましくは３％
以下、更に好ましくは２％以下にするのが良い。
【００３１】Ｃｕ：３％以下（０％を含まない）
Ｃｕは固溶強化および析出強化により母材強度を向上さ
せると共に、焼入れ性向上作用も有する元素である。但
し、３％を超えて含有させると大入熱ＨＡＺ靭性が低下
するため、その上限を３％とすることが好ましい。より
好ましくは２％以下、更に好ましくは１．２％以下にす
るのが良い。
せると共に、焼入れ性向上作用も有する元素である。但
し、３％を超えて含有させると大入熱ＨＡＺ靭性が低下
するため、その上限を３％とすることが好ましい。より
好ましくは２％以下、更に好ましくは１．２％以下にす
るのが良い。
【００３２】Ｓｉ：１％以下（０％を含まない）および
／またはＡｌ：０．２％以下（０％を含まない） ＳｉおよびＡｌは脱酸剤として有用な元素である。また
ＡｌはＮを固定して、固溶Ｂを増加させることにより、
Ｂに基づく焼入れ性を向上する作用をも発揮する。これ
らの効果は、その含有量が増加するにつれて増大する
が、Ｓｉで１％、Ａｌで０．２％を超えて過剰に含有さ
れると母剤靭性（Ｓｉでは母材靭性と溶接性）が低下す
る。より好ましくは、Ｓｉで０．６％以下、Ａｌで０．
１％以下、更に好ましくはＳｉで０．３％以下、Ａｌで
０．０５％以下とするのが良い。
／またはＡｌ：０．２％以下（０％を含まない） ＳｉおよびＡｌは脱酸剤として有用な元素である。また
ＡｌはＮを固定して、固溶Ｂを増加させることにより、
Ｂに基づく焼入れ性を向上する作用をも発揮する。これ
らの効果は、その含有量が増加するにつれて増大する
が、Ｓｉで１％、Ａｌで０．２％を超えて過剰に含有さ
れると母剤靭性（Ｓｉでは母材靭性と溶接性）が低下す
る。より好ましくは、Ｓｉで０．６％以下、Ａｌで０．
１％以下、更に好ましくはＳｉで０．３％以下、Ａｌで
０．０５％以下とするのが良い。
【００３３】Ｎ：０．００２〜０．０１％
Ｎは上記の通り、Ｔｉと窒化物を形成して大入熱溶接時
におけるＨＡＺ靭性改善に寄与する点で有用である。但
し、ＮはＢと結合して固溶Ｂを減少させ、Ｂの焼入れ性
向上作用を阻害し、母材の靭性および大入熱ＨＡＺ靭性
を低下させる作用も有しており、Ｎの含有量が０．０１
％を超えるとその作用が顕著になる。好ましくは０．０
０８％以下である。また、Ｎ含有量が０．００２％未満
ではＴｉとの窒化物形成による大入熱ＨＡＺ靭性改善の
効果が十分でない。より好ましくは０．００３０〜０．
００７％とするのが良い。
におけるＨＡＺ靭性改善に寄与する点で有用である。但
し、ＮはＢと結合して固溶Ｂを減少させ、Ｂの焼入れ性
向上作用を阻害し、母材の靭性および大入熱ＨＡＺ靭性
を低下させる作用も有しており、Ｎの含有量が０．０１
％を超えるとその作用が顕著になる。好ましくは０．０
０８％以下である。また、Ｎ含有量が０．００２％未満
ではＴｉとの窒化物形成による大入熱ＨＡＺ靭性改善の
効果が十分でない。より好ましくは０．００３０〜０．
００７％とするのが良い。
【００３４】Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
ＣａはＭｎＳを球状化して、介在物の異方性を低減する
効果を有する元素である。こうした効果を発揮させるた
めには０．０００５％以上添加することが好ましい。よ
り好ましくは０．００１％以上である。但し、０．００
５％を超えて過剰に含有させると母材靭性が低下するの
で、その上限を０．００５％とすることが好ましい。よ
り好ましくは０．００３％以下とするのが良い。
効果を有する元素である。こうした効果を発揮させるた
めには０．０００５％以上添加することが好ましい。よ
り好ましくは０．００１％以上である。但し、０．００
５％を超えて過剰に含有させると母材靭性が低下するの
で、その上限を０．００５％とすることが好ましい。よ
り好ましくは０．００３％以下とするのが良い。
【００３５】Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まな
い）、希土類元素：０．０２％以下（０％を含まない）
およびＺｒ：０．０５％以下（０％を含まない）よりな
る群から選ばれる１種以上 Ｍｇ、希土類元素（ＲＥＭ）およびＺｒは、ＨＡＺ靭性
を向上させるのに有用な元素である。しかしながら、過
剰に含有されるとＨＡＺ靭性が却って劣化するので、Ｍ
ｇで０．００５％以下、ＲＥＭで０．０２％以下、Ｚｒ
で０．０５％以下とするのが良い。より好ましくは、Ｍ
ｇ：０．００３％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｚ
ｒ：０．０３％以下とするのが良い。尚、本発明で含有
されることのあるＲＥＭは、周期律表３族に属するスカ
ンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）およびランタノ
イド系列希土類元素（原子番号５７〜７１）の元素のい
ずれをも用いることができる。
い）、希土類元素：０．０２％以下（０％を含まない）
およびＺｒ：０．０５％以下（０％を含まない）よりな
る群から選ばれる１種以上 Ｍｇ、希土類元素（ＲＥＭ）およびＺｒは、ＨＡＺ靭性
を向上させるのに有用な元素である。しかしながら、過
剰に含有されるとＨＡＺ靭性が却って劣化するので、Ｍ
ｇで０．００５％以下、ＲＥＭで０．０２％以下、Ｚｒ
で０．０５％以下とするのが良い。より好ましくは、Ｍ
ｇ：０．００３％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｚ
ｒ：０．０３％以下とするのが良い。尚、本発明で含有
されることのあるＲＥＭは、周期律表３族に属するスカ
ンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）およびランタノ
イド系列希土類元素（原子番号５７〜７１）の元素のい
ずれをも用いることができる。
【００３６】本発明の高張力鋼板においては、上記の様
に化学成分組成を制御するだけではその目的を達成する
ことができず、前記ＣｅｑやＫＶを適切な範囲に制御す
る必要がある。これらの範囲限定理由は、次の通りであ
る。
に化学成分組成を制御するだけではその目的を達成する
ことができず、前記ＣｅｑやＫＶを適切な範囲に制御す
る必要がある。これらの範囲限定理由は、次の通りであ
る。
【００３７】０．４０％≦Ｃｅｑ
Ｃｅｑは、本発明で最も重要な指標であり、低ベイナイ
ト組織においては、Ｃｅｑを上げることによってベイナ
イトブロックが微細化し、母材靭性およびＨＡＺ靭性が
向上するのである。こした観点から、本発明ではＣｅｑ
は０．４０％以上とする必要があり、より好ましくは
０．４６％以上、更に好ましくは０．５０％以上とする
のが良い。尚、上記Ｃｅｑを規定する式中には、必須成
分でないＳｉ，ＮｉおよびＣｕの項もあるが、これらは
必要によって含有されたときに考慮すれば良い。
ト組織においては、Ｃｅｑを上げることによってベイナ
イトブロックが微細化し、母材靭性およびＨＡＺ靭性が
向上するのである。こした観点から、本発明ではＣｅｑ
は０．４０％以上とする必要があり、より好ましくは
０．４６％以上、更に好ましくは０．５０％以上とする
のが良い。尚、上記Ｃｅｑを規定する式中には、必須成
分でないＳｉ，ＮｉおよびＣｕの項もあるが、これらは
必要によって含有されたときに考慮すれば良い。
【００３８】ＫＶ≦０．０４０％
本発明の高張力鋼板においては、ＫＶ値（＝［Ｖ］＋
［Ｎｂ］）を０．０４０％以下に制御することも必要で
ある。即ち、ＶおよびＮｂはベイナイトブロックを粗大
化するので、これらの合計が含有量を上記の範囲とする
ことによってこうした不都合を回避するものである。即
ち、上記ＫＶ値が０．０４０％を超えると、母材靭性お
よびＨＡＺ靭性が大幅に低下することになる。尚、この
ＫＶ値は、好ましくは０．０３５％以下、より好ましく
は０．０３０％以下とするのが良い。
［Ｎｂ］）を０．０４０％以下に制御することも必要で
ある。即ち、ＶおよびＮｂはベイナイトブロックを粗大
化するので、これらの合計が含有量を上記の範囲とする
ことによってこうした不都合を回避するものである。即
ち、上記ＫＶ値が０．０４０％を超えると、母材靭性お
よびＨＡＺ靭性が大幅に低下することになる。尚、この
ＫＶ値は、好ましくは０．０３５％以下、より好ましく
は０．０３０％以下とするのが良い。
【００３９】本発明の高張力鋼板においては、上記の化
学成分組成の範囲内であれば耐割れ性に優れたものとな
るが、必要によって、前記Ｐｃｍを０．２３％以下に制
御すれば、耐割れ性が更に改善されることになるので好
ましい。尚、このＰｃｍ値はより好ましくは０．２１％
以下であり、更に好ましくは０．２０％以下にすること
が推奨される。
学成分組成の範囲内であれば耐割れ性に優れたものとな
るが、必要によって、前記Ｐｃｍを０．２３％以下に制
御すれば、耐割れ性が更に改善されることになるので好
ましい。尚、このＰｃｍ値はより好ましくは０．２１％
以下であり、更に好ましくは０．２０％以下にすること
が推奨される。
【００４０】本発明の高張力鋼板は、上記化学成分系に
おいてその組織は主にフェライト、ベイナイト、マルテ
ンサイトの混合組織、或はその焼戻し組織からなるもの
であるが、ベイナイト分率を９０体積％以上とすること
によって、母材強度の一層の確保が可能となるので好ま
しい。このベイナイト分率のより好ましい範囲は９５％
以上である。
おいてその組織は主にフェライト、ベイナイト、マルテ
ンサイトの混合組織、或はその焼戻し組織からなるもの
であるが、ベイナイト分率を９０体積％以上とすること
によって、母材強度の一層の確保が可能となるので好ま
しい。このベイナイト分率のより好ましい範囲は９５％
以上である。
【００４１】本発明の高張力鋼板を製造するに当たって
は、上記のような化学成分組成を有する鋼を用い、通常
採用されている高張力鋼板の製造工程、および条件（温
度、時間など）に従って操業することによって材質ばら
つきの少ない鋼板が得られるのであるが、Ａc3点〜１３
５０℃の温度範囲に加熱後、仕上げ温度を６５０〜９５
０℃で熱間圧延を終了し、その後０．０５〜５０℃／秒
で冷却する工程を含んで操業することが好ましい。この
製造方法においては、Ａc3点〜１３５０℃の温度範囲に
加熱後、仕上げ温度を６５０〜９５０℃で熱間圧延を終
了することによって、母材靭性がより改善できることに
なる。また、その後の冷却速度が０．０５℃／秒未満に
なると、強度確保が困難となり、５０℃／秒を超えると
材質ばらつきが大きくなる傾向がある。
は、上記のような化学成分組成を有する鋼を用い、通常
採用されている高張力鋼板の製造工程、および条件（温
度、時間など）に従って操業することによって材質ばら
つきの少ない鋼板が得られるのであるが、Ａc3点〜１３
５０℃の温度範囲に加熱後、仕上げ温度を６５０〜９５
０℃で熱間圧延を終了し、その後０．０５〜５０℃／秒
で冷却する工程を含んで操業することが好ましい。この
製造方法においては、Ａc3点〜１３５０℃の温度範囲に
加熱後、仕上げ温度を６５０〜９５０℃で熱間圧延を終
了することによって、母材靭性がより改善できることに
なる。また、その後の冷却速度が０．０５℃／秒未満に
なると、強度確保が困難となり、５０℃／秒を超えると
材質ばらつきが大きくなる傾向がある。
【００４２】本発明の高張力鋼板は、非調質であること
を想定したものであるが、必要によって上記冷却後に、
３００℃以上８００℃未満の温度域に再加熱保持するこ
とも有用である。こうした熱処理を必要によって施せ
ば、母材靭性が更に改善されると共に耐力の向上も図れ
ることになる。また、本発明の高張力鋼板では、比較的
厚い鋼板を想定したものであり、例えば肉厚が５０ｍｍ
以上のものでも良好な溶接性と母材強度を有するものと
なる。
を想定したものであるが、必要によって上記冷却後に、
３００℃以上８００℃未満の温度域に再加熱保持するこ
とも有用である。こうした熱処理を必要によって施せ
ば、母材靭性が更に改善されると共に耐力の向上も図れ
ることになる。また、本発明の高張力鋼板では、比較的
厚い鋼板を想定したものであり、例えば肉厚が５０ｍｍ
以上のものでも良好な溶接性と母材強度を有するものと
なる。
【００４３】以下、本発明を実施例によって更に詳細に
説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもの
ではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することは
いずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもの
ではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することは
いずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００４４】
【実施例】実施例１
下記表１に示す化学成分組成の鋼を通常の溶製法により
溶製し、スラブとした後、下記表２に示す条件で熱間圧
延および熱処理を行って、所定の板厚からなる高張力鋼
板を製造した。
溶製し、スラブとした後、下記表２に示す条件で熱間圧
延および熱処理を行って、所定の板厚からなる高張力鋼
板を製造した。
【００４５】
【表１】
【００４６】
【表２】
【００４７】このようにして得られた各鋼板について、
下記の要領で母材特性［０．２％耐力、引張強さおよび
靭性（ｖＥ-60）］を評価すると共に、ベイナイト分率
を測定した。また本発明で基準とする母材レベル（５７
０ＭＰａ≦引張強さ、ｖＥ-6 0≧１００Ｊ）をクリアし
たものについては、さらに溶接性（耐溶接割れ性および
ＨＡＺ靭性）を評価した。
下記の要領で母材特性［０．２％耐力、引張強さおよび
靭性（ｖＥ-60）］を評価すると共に、ベイナイト分率
を測定した。また本発明で基準とする母材レベル（５７
０ＭＰａ≦引張強さ、ｖＥ-6 0≧１００Ｊ）をクリアし
たものについては、さらに溶接性（耐溶接割れ性および
ＨＡＺ靭性）を評価した。
【００４８】［母材特性試験］
引張試験：各鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試
験片を採取し、引張試験を行うことにより０．２％耐力
および引張強さを測定した。５７０ＭＰａ≦引張強さを
合格とした。 衝撃試験：各鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試
験片を採取し、シャルピー衝撃試験をおこなうことによ
り吸収エネルギー（ｖＥ-60）を得た。ｖＥ-60≧１００
Ｊを合格とした。
験片を採取し、引張試験を行うことにより０．２％耐力
および引張強さを測定した。５７０ＭＰａ≦引張強さを
合格とした。 衝撃試験：各鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試
験片を採取し、シャルピー衝撃試験をおこなうことによ
り吸収エネルギー（ｖＥ-60）を得た。ｖＥ-60≧１００
Ｊを合格とした。
【００４９】［ベイナイト組織評価］各鋼板の板厚１／
４部位で、圧延方向に平行な断面において、ナイタール
２％液によりエッチングを行い、２００μｍ×１５０μ
ｍの範囲を４００倍で１０箇所撮影し、画像解析装置に
よってベイナイト分率（体積率）を測定した。
４部位で、圧延方向に平行な断面において、ナイタール
２％液によりエッチングを行い、２００μｍ×１５０μ
ｍの範囲を４００倍で１０箇所撮影し、画像解析装置に
よってベイナイト分率（体積率）を測定した。
【００５０】［溶接性試験］
ＨＡＺ靭性：１３５０℃で加熱、５秒保持した後、８
００℃から５００℃まで１２０秒で冷却する熱サイクル
（１５ｋJ／ｍｍの入熱でサブマージアーク溶接したと
きのＨＡＺの熱履歴に相当）を施してから、シャルピー
衝撃試験片を採取し、吸収エネルギー（ｖＥ-20）を求
めた。ｖＥ-20≧４７Ｊを合格とした。 耐溶接割れ性：ＪＩＳ Ｚ ３１５８に記載のｙ形溶
接割れ試験法に基づいて、入熱１．７ｋＪ／ｍｍで被覆
アーク溶接を行い、ルート割れ防止予熱温度を測定し
た。２５℃以下を合格とした。
００℃から５００℃まで１２０秒で冷却する熱サイクル
（１５ｋJ／ｍｍの入熱でサブマージアーク溶接したと
きのＨＡＺの熱履歴に相当）を施してから、シャルピー
衝撃試験片を採取し、吸収エネルギー（ｖＥ-20）を求
めた。ｖＥ-20≧４７Ｊを合格とした。 耐溶接割れ性：ＪＩＳ Ｚ ３１５８に記載のｙ形溶
接割れ試験法に基づいて、入熱１．７ｋＪ／ｍｍで被覆
アーク溶接を行い、ルート割れ防止予熱温度を測定し
た。２５℃以下を合格とした。
【００５１】これらの試験結果を、下記表３に示すが、
本発明で規定する要件を満足するもの（Ｎｏ．１〜１
５）では、母材特性および溶接性に優れ、しかも非調質
でも高い強度が発揮されていることが分かる。これに対
して、本発明で規定する要件のいずれかを欠くもの（Ｎ
ｏ．１６〜３２）では、耐溶接割れ性、大入熱ＨＡＺ靭
性、母材特性（強度，靭性）、強度の少なくともいずれ
かが低下していることが分かる。
本発明で規定する要件を満足するもの（Ｎｏ．１〜１
５）では、母材特性および溶接性に優れ、しかも非調質
でも高い強度が発揮されていることが分かる。これに対
して、本発明で規定する要件のいずれかを欠くもの（Ｎ
ｏ．１６〜３２）では、耐溶接割れ性、大入熱ＨＡＺ靭
性、母材特性（強度，靭性）、強度の少なくともいずれ
かが低下していることが分かる。
【００５２】
【表３】
【００５３】
【発明の効果】本発明は以上のように構成されており、
溶接性（ＨＡＺ靭性および耐溶接割れ性）に優れ、しか
も非調質でも高い強度を発揮することのできる５７０Ｍ
Ｐａ級以上の高張力厚鋼板が実現できた。
溶接性（ＨＡＺ靭性および耐溶接割れ性）に優れ、しか
も非調質でも高い強度を発揮することのできる５７０Ｍ
Ｐａ級以上の高張力厚鋼板が実現できた。
─────────────────────────────────────────────────────
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Ｆターム(参考） 4K032 AA02 AA04 AA08 AA11 AA12
AA14 AA15 AA16 AA17 AA19
AA20 AA21 AA22 AA23 AA24
AA31 AA35 AA36 AA39 AA40
BA01 CA01 CA02 CA03 CC02
CC03 CC04 CD01 CD02 CD03
CF01 CF02
Claims (11)
- 【請求項１】Ｃ ：０．０１０〜０．０６％（質量％の
意味、以下同じ），Ｍｎ：０．５〜２．５％，Ｃｒ：
０．５超〜２．０％，Ｍｏ：０．０５〜１．５％，Ｎ
ｂ：０．００５〜０．０４０％，Ｖ ：０．０４％以下
（０％を含む），Ｔｉ：０．００５〜０．１％，Ｂ ：
０．０００６〜０．００５％，を満たす鋼からなり、 ０．４０％≦ＣｅｑおよびＫＶ≦０．０４０％ を満足することを特徴とする高靭性高張力非調質厚鋼
板。但し、 Ｃｅｑ（％）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４
＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋
［Ｖ］／４＋［Ｃｕ］／１３ ＫＶ（％）＝［Ｖ］＋［Ｎｂ］ 《式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味す
る。》 - 【請求項２】 Ｐｃｍ≦０．２３％を満足するものであ
る請求項１に記載の高靭性高張力非調質厚鋼板。但し、 Ｐｃｍ（％）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｓｉ］／３
０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５
＋５×［Ｂ］＋［Ｖ］／１０ 《式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味す
る。》 - 【請求項３】 ベイナイト分率が９０体積％以上である
請求項１または２に記載の高靭性高張力非調質厚鋼板。 - 【請求項４】 更にＮｉ：５％以下（０％を含まない）
を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の
高靭性高張力非調質厚鋼板。 - 【請求項５】 更にＣｕ：３％以下（０％を含まない）
を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の
高靭性高張力非調質厚鋼板。 - 【請求項６】 更にＳｉ：１％以下（０％を含まない）
および／またはＡｌ：０．２％以下（０％を含まない）
を含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載の
高靭性高張力非調質厚鋼板。 - 【請求項７】 更にＮ：０．００２〜０．０１％を含有
するものである請求項１〜６のいずれかに記載の高靭性
高張力非調質厚鋼板。 - 【請求項８】 更にＣａ：０．０００５〜０．００５％
を含有するものである請求項１〜７のいずれかに記載の
高靭性高張力非調質厚鋼板。 - 【請求項９】 更にＭｇ：０．００５％以下（０％を含
まない）、希土類元素：０．０２％以下（０％を含まな
い）およびＺｒ：０．０５％以下（０％を含まない）よ
りなる群から選ばれる１種以上を含有するものである請
求項１〜８のいずれかに記載の高靭性高張力非調質厚鋼
板。 - 【請求項１０】 請求項１〜９のいずれかに記載の高靭
性高張力非調質厚鋼板を製造するに当たり、Ａc3点〜１
３５０℃の温度範囲に加熱後、仕上げ温度を６５０〜９
５０℃で熱間圧延を終了し、その後０．０５〜５０℃／
秒で冷却することを特徴とする高靭性高張力非調質厚鋼
板の製造方法。 - 【請求項１１】 冷却後に、３００℃以上８００℃未満
の温度域に再加熱保持する請求項１０に記載の製造方
法。
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Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006011257A1 (ja) * | 2004-07-27 | 2006-02-02 | Nippon Steel Corporation | 音響異方性が小さく溶接性に優れる高張力鋼板およびその製造方法 |
| JP2007277629A (ja) * | 2006-04-06 | 2007-10-25 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 極厚鋼材及びその製造方法 |
| WO2013089089A1 (ja) * | 2011-12-15 | 2013-06-20 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度極厚ｈ形鋼 |
| US9482005B2 (en) | 2012-11-26 | 2016-11-01 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | H-Section steel |
| WO2017094593A1 (ja) * | 2015-12-04 | 2017-06-08 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接熱影響部の低温靭性劣化および溶接熱影響部の硬さを抑制した高降伏強度を有する非調質鋼板 |
| US9834931B2 (en) | 2013-03-14 | 2017-12-05 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | H-section steel and method of producing the same |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6456821A (en) * | 1987-08-27 | 1989-03-03 | Kobe Steel Ltd | Production of high-toughness, high-fatigue strength, warm-forged, and non-heat treated steel |
| JPH06248341A (ja) * | 1993-02-23 | 1994-09-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 非調質鋼からの高強度高靱性鋼の製造方法 |
| JPH11264017A (ja) * | 1998-03-16 | 1999-09-28 | Kawasaki Steel Corp | 材質ばらつきが小さく溶接性に優れた非調質高張力鋼の製造方法 |
-
2001
- 2001-11-22 JP JP2001358171A patent/JP3863413B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6456821A (en) * | 1987-08-27 | 1989-03-03 | Kobe Steel Ltd | Production of high-toughness, high-fatigue strength, warm-forged, and non-heat treated steel |
| JPH06248341A (ja) * | 1993-02-23 | 1994-09-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 非調質鋼からの高強度高靱性鋼の製造方法 |
| JPH11264017A (ja) * | 1998-03-16 | 1999-09-28 | Kawasaki Steel Corp | 材質ばらつきが小さく溶接性に優れた非調質高張力鋼の製造方法 |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006011257A1 (ja) * | 2004-07-27 | 2006-02-02 | Nippon Steel Corporation | 音響異方性が小さく溶接性に優れる高張力鋼板およびその製造方法 |
| JP2007277629A (ja) * | 2006-04-06 | 2007-10-25 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 極厚鋼材及びその製造方法 |
| JP4506985B2 (ja) * | 2006-04-06 | 2010-07-21 | 住友金属工業株式会社 | 極厚鋼材及びその製造方法 |
| WO2013089089A1 (ja) * | 2011-12-15 | 2013-06-20 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度極厚ｈ形鋼 |
| JP5565531B2 (ja) * | 2011-12-15 | 2014-08-06 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度極厚ｈ形鋼 |
| US9863022B2 (en) | 2011-12-15 | 2018-01-09 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength ultra-thick H-beam steel |
| US9482005B2 (en) | 2012-11-26 | 2016-11-01 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | H-Section steel |
| US9834931B2 (en) | 2013-03-14 | 2017-12-05 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | H-section steel and method of producing the same |
| WO2017094593A1 (ja) * | 2015-12-04 | 2017-06-08 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接熱影響部の低温靭性劣化および溶接熱影響部の硬さを抑制した高降伏強度を有する非調質鋼板 |
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