JP2005264275A - 耐高速衝撃貫通性および溶接性に優れる高強度鋼およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 耐高速衝撃貫通性および溶接性に優れる高強度鋼およびその製造方法を提供すること。
【解決手段】 本発明鋼は、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４２％、Ｓｉ：０．１５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｎｉ：２〜５％、Ｍｏ：０．３％以上、１％未満、Ｎｂ：０．０１〜０．０４％、かつ、Ｍｏ＋２５Ｎｂが１％以上、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｐ：０．００５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎ：０．００２５〜０．００６％を含有し、必要に応じて、さらに、Ｃｒ：０．２〜０．８％、Ｖ：０．０３〜０．１２％、Ｗ：０．５〜１．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｃｏ：２〜５％のうちの１種または２種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ミクロ組織がマルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織であり、残留オーステナイトの組織分率が３％以下であることを特徴とする。
【選択図】 図１

Description

この発明は、耐高速衝撃貫通性および溶接性に優れる超高強度鋼およびその製造方法に関する。

高強度の鋼は、その高い強度や、セラミックス等に比べて靱性が高く破壊しにくいなどの特徴から、弾丸や砲弾破片から人命や機材を防御する、いわゆる装甲用の板材として用いられる。装甲用板の受ける衝撃は銃器や弾薬によりさまざまであるが、ライフルでは弾速が９００ｍ／ｓを超えるものもあり、このような高速弾に対しても有効な性能が求められる。

また、装甲用の材料は、実用上、軽量であることが非常に重要であり、できるだけ薄い板厚で、所期の耐弾性能を具備することが必要である。板厚が薄くなるほど、かかる高速衝撃に対して耐弾性を有するためにはより高い強度が必要となる。一方、高強度になるほど靱性が低下し被弾時の衝撃波によって割れが生じやすくなり、さらに、高速のひずみ変形を受けると強いせん断力によって栓状に打ち抜かれる、いわゆるプラッギング現象が起きやすくなるため、高強度化と割れや貫通の回避を両立させることは容易ではない。

本発明者は、こうした課題を解決した高い耐高速衝撃貫通性を有する鋼材を、先に特許文献１にて開示した。同特許文献1に記載の発明の要旨とするところは、まず、Ｃ量を高くし、十分に焼き入れることによって転位密度の高いマルテンサイトとすることが、飛翔体の速度が９００ｍ／ｓを超えるような高速の衝撃を受けたときの耐高速衝撃性を高めるうえで必要不可欠な要素となるというものである。そのために、Ｃ量を０．３％以上としたうえで、ほぼ完全にマルテンサイト組織とするものである。さらに、高い転位密度を持ちながら、衝撃波による割れ発生を確実に回避するために、Ｎｉ添加および低温焼戻しによる靭性向上が図られている。また、高速衝撃を受けるときに、大きなせん断力によって断熱的に急速な温度上昇が起きて局所的に鋼板の強度が低下するために、鋼板が栓状に打ち抜かれることによって貫通する現象であるプラッギングを回避するために、Ｍｏが添加されている。
特開平１１−２６４０５０号公報

しかしながら、装甲用途によっては構造物として用いるために溶接施工が必要な場合もあり、その際には溶接性が要求されるが、上記特許文献１に記載の発明の鋼材は、溶接性を考慮したものではなく、一般的な溶接施工はできない。このように、高い耐高速衝撃貫通性と溶接性を両立できる鋼は、これまで存在しなかった。

そこで、本発明は、耐高速衝撃貫通性に優れ、かつ溶接性にも優れる高強度鋼およびその製造方法を提供することを目的とするものである。

このような課題を解決するために、本発明者は、特許文献１に記載の発明で得られた高い耐高速衝撃貫通性を具備するための知見に加えて、さらに同時に溶接性を兼ね備える方法について鋭意検討を重ねた。特許文献１に記載の発明について再検討してみると、Ｃ量を０．３％以上としたうえで、転位密度の高いマルテンサイト組織とすることは、耐高速衝撃性を得るためにはやはり不可欠である。また、プラッギングの回避も不可欠であり、Ｍｏの効果は重要であるが、一方でＭｏを多く含む鋼は溶接性が低下する問題がある。Ｃ量が０．３％以上で、かつ特許文献１に記載の発明のようにＭｏを１％以上含む鋼材では、どうしても溶接性を具備することは容易ではない。

そこで、本発明者は、Ｍｏ添加以外で、かつ溶接性を低下させない方法によりプラッギングを回避する可能性を探るべく、断熱的な高速のせん断変形に対する抵抗への合金元素やプロセスの影響についてさらに詳細な検討を重ねた。その結果、Ｎｂを適量添加し、さらに適切な制御圧延を行なうことによってもプラッギングを回避する効果が向上することを見出した。すなわち、Ｎｂは、適切な圧延条件のもとで圧延中および圧延終了後短時間のうちに転位上にＮｂ（ＣＮ）などのかたちで微細析出する。これが固溶Ｍｏと同様に、焼入れ組織の高密度の転位を固着するので、断熱的な高速せん断変形に対する抵抗を向上させるものと考えられる。しかしながら、ここで前提とするＣ添加量が比較的多いためＮｂが多いとＮｂの固溶温度が高くなり、一方で鋼片または鋳片の加熱温度には設備上の限界があるため、自ずからＮｂの有効な添加量には限界があり、Ｎｂ単独では十分な転位の固着効果を得ることはできなかった。したがって、所期の耐プラッギング性能を得るには、ＭｏとＮｂを複合添加することが必要となった。本発明者は、種々の組成の鋼板の貫通試験を実施し解析を行った結果、図１に示すように、Ｍｏ＋２５Ｎｂ（質量％）と耐プラッギング性との間にはよい相関関係があることをみいだした。すなわち図１に示すように、Ｍｏ＋２５Ｎｂが１％未満では耐プラッギング性が不十分であるため貫通しやすいが、Ｍｏ＋２５Ｎｂが１％以上であれば十分な耐プラッギング性を有し、優れた耐貫通性を示す。

また、本発明者は、組織微細化、特に焼入れ後のマルテンサイト組織のラス長さの微細化は破壊の単位を小さくして、溶接熱影響部の靭性を向上させるなど溶接割れの回避にも有効であると考え、圧延中に微細析出するＮｂ（ＣＮ）を、制御圧延効果を高め組織の微細化を図る手段として有効活用することを検討した。
また、Ｔｉ添加によりＴｉＮを形成させて、そのピニング効果により結晶粒成長を抑制して溶接熱影響部組織の靭性を向上させるべく、Ｔｉの適量添加量についても検討した。

上記のようにして、本発明者は、Ｎｂを適量添加して適切な制御圧延を行なうことよって、Ｍｏ添加量を１％未満に抑制してもプラッギングが回避できること、またＮｂ（ＣＮ）析出による制御圧延効果増大による組織微細化に加え、Ｔｉの適量添加によって鋼材の溶接性を大きく改善することができ、その結果、高い耐高速衝撃貫通性と溶接性を両立できる鋼を得ることができることを確認した。

また、Ｃｒ、Ｖ、Ｗなどの高温強度を高める元素には、ＭｏやＮｂほど顕著ではないが、やはりプラッギングを抑制する効果がある。これに対してＮｉは過剰に添加するとプラッギングを起こしやすくなり、貫通しやすくなる。Ｎｉは靭性を確保して被弾時に割れを回避するためには非常に有効であり本発明鋼においても不可欠な元素であるが、Ｎｉ添加量は靭性確保に必要な量にとどめるべきである。図２に示すように、Ｎｉが２％未満では靭性が低く被弾時に割れが生じるために耐貫通性が低下する。またＮｉが５％を超えると靭性は高くなるにもかかわらず、プラッギングにより貫通しやすくなる。

鋼ミクロ組織はできるだけフルマルテンサイトに近い組織が望ましい。残留オーステナイト分率が高くなると硬さが低下するとともにプラッギングを起こしやすくなり、貫通しやすくなる。特に、図３に示すように残留オーステナイト分率が３％を超えると耐貫通性の低下が著しいので、残留オーステナイト分率は３％以下とすることが望ましい。

本発明は、これらの知見に基づいてなされたものであり、その要旨とするところは下記のとおりである。
（１） 質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４２％、Ｓｉ：０．１５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｎｉ：２〜５％、Ｍｏ：０．３％以上、１％未満、Ｎｂ：０．０１〜０．０４％、かつ、Ｍｏ＋２５Ｎｂが１％以上、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｐ：０．００５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎ：０．００２５〜０．００６％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ミクロ組織がマルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織であり、残留オーステナイトの組織分率が３％以下であることを特徴とする、耐高速衝撃貫通性および溶接性に優れる高強度鋼。
（２） 質量％で、さらに、Ｃｒ：０．２〜０．８％、Ｖ：０．０３〜０．１２％、Ｗ：０．５〜１．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｃｏ：２〜５％のうちの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）に記載の耐高速衝撃貫通性および溶接性に優れる高強度鋼。
（３） 質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４２％、Ｓｉ：０．１５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｎｉ：２〜５％、Ｍｏ：０．３％以上、１％未満、Ｎｂ：０．０１〜０．０４％、かつ、Ｍｏ＋２５Ｎｂが１％以上、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｐ：０．００５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎ：０．００２５〜０．００６％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼片または鋳片を１２００℃以上に加熱して、８８０℃以下、Ａr3変態点以上の温度域で累積圧下率が６０％以上の熱間圧延を行った後、Ａr3変態点以上の温度から３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で１００℃以下まで冷却する焼入れ熱処理を行なうことを特徴とする、耐高速衝撃貫通性および溶接性に優れる高強度鋼の製造方法。
（４） 前記鋼片または鋳片が、質量％で、さらに、Ｃｒ：０．２〜０．８％、Ｖ：０．０３〜０．１２％、Ｗ：０．５〜１．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｃｏ：２〜５％のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（３）に記載の耐高速衝撃貫通性および溶接性に優れる高強度鋼の製造方法。
（５） 前記焼入れ熱処理後、さらに、２５０℃以下の温度で焼戻し熱処理することを特徴とする、上記（３）または（４）に記載の耐高速衝撃貫通性および溶接性に優れる高強度鋼の製造方法。

本発明によれば、非常に高強度でありながら高い靭性と耐プラッギング性を具備することで耐貫通性を高め、かつＭｏ添加量を抑制しながらこれを実現したことから溶接性を改善し、その結果耐高速衝撃貫通性と溶接性が両立する高強度鋼が得られる。また、本発明の製造方法によれば前記高強度鋼を容易に製造することができる。

以下、本発明について詳細に説明する。
まず、本発明の鋼成分の限定理由を述べる。
Ｃは、マルテンサイトの硬さを決定し、転位密度を高める重要な元素であり、非貫通のための高い転位密度を得るには０．３％以上必要であるが、０．４２％を越えて添加すると溶接性が低下するので含有量を０．３％以上、０．４２％以下とする。
Ｓｉは、脱酸のため通常０．１５％以上程度添加する。しかし０．５％を超えて添加すると溶接性が低下する場合があるので、添加量は０．１５％以上、０．５％以下とする。
Ｍｎは、ＭｎＳを形成することによってＳの粒界偏析による靭性低下を抑制する。この目的のためには０．１％以上の添加が必要である。またＭｎはこのレベルの高強度鋼では強度向上にはあまり大きく寄与せず、むしろ０．６％を超えて添加すると耐貫通性を低下させる。したがって、含有量は０．１％以上０．６％以下とする。
Ｎｉは、靱性を向上させ被弾時の割れを回避するためには２％以上は必要であるが、５％を越えて添加すると耐貫通性を低下させるので、含有量は２％以上、５％以下とする。

Ｍｏは、耐貫通性を向上させるための重要な元素である。Ｎｂとの複合添加を行った場合でも、十分な耐貫通性を得るには少なくとも０．３％以上の添加は必要であり、望ましくは０．６％以上添加する。１％以上添加すると溶接性を低下させるので、Ｍｏの添加量は０．３％以上、望ましくは０．６％以上、１％未満とする。
Ｎｂは、Ｍｏと同様本発明において耐貫通性を向上させるための重要な元素である。この効果を発揮するためには０．０１％以上の添加が必要であるが、Ｃが０．３％以上である場合には０．０４％を超えて添加しても通常のスラブ加熱温度範囲では十分に固溶せず、０．０４％を超えて添加する意味はないので、添加量は０．０１％以上、０．０４％以下とする。０．０４％を超えるＮｂは有効に作用しないので、Ｎｂ単独では十分な耐貫通性を得ることはできず、ＭｏとＮｂとを複合添加することが必要である。十分な耐貫通性を得るために必要なＭｏ、Ｎｂの添加量は、Ｍｏ＋２５Ｎｂが１％以上である。

Ｔｉは、ＴｉＮを形成してピニング効果により溶接熱影響部の粗大化を抑制し、溶接性を向上させる。このような効果を発揮するためには０．００５％以上は必要であるが、０．０３％を超えて添加するとＴｉＮが粗大化してかえって溶接性を損ねるので、添加量は０．００５％以上、０．０３％以下とする。
Ｎは、Ｔｉと結びついてＴｉＮを形成させるために０．００２５％以上が必要であるが、０．００６％を超えて添加するとかえって靭性を阻害するため、その添加量は０．００２５％以上、０．００６％以下とする。
ＰおよびＳは、結晶粒界に偏析してこのような高強度鋼においては少量で靭性を低下させるため、極力低減することが必要である。Ｐは０．００５％以下、Ｓは０．００２％以下とする。

以上は本発明における鋼の基本成分であるが、さらに本発明では上記成分の他に、Ｃｒ、Ｖ、Ｗ、Ｂ、Ｃｏのうち一種または二種以上添加することができる。
高温強度を高めることは非貫通性を高める上で有効である。Ｃｒ、Ｖ、Ｗは、いずれも高温強度を高め、同時に焼入性も高める。それらの効果を発揮するには、それぞれＣｒが０．２％以上、Ｖが０．０３％以上、Ｗが０．５％以上必要である。しかし、Ｃｒは０．８％、Ｖは０．１２％、Ｗは１．５％を超えてそれぞれ添加すると溶接性を阻害する。したがって、これらを添加する場合にはそれぞれ、Ｃｒは０．２％以上、０．８％以下、Ｖは０．０３％以上、０．１２％以下、Ｗは０．５％以上、１．５％以下とする。
Ｂは、焼入性を高めて硬さを上昇させる。その効果を発揮するには０．０００５％以上必要であるが、０．００５％以上では靱性が低下しやすい。したがって、Ｂの含有量は０．０００５〜０．００５％とすることが望ましい。
Ｃｏは、靱性向上に有効な元素であり、その効果は２％以上で発揮される。しかし、５％を越えて添加してもそれ以上の靱性向上効果はなく、コストも高くなるので、Ｃｏの添加量は２％以上、５％以下とすることが望ましい。
さらに、Ａｌは、脱酸元素または介在物形態制御元素として０．００１〜０．１％含有してもかまわない。

前記のように、本発明は鋼組成に加え、ミクロ組織をほぼ完全にマルテンサイト組織とすることで高い耐高速衝撃貫通性が得られたものである。ミクロ組織は、マルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織であり、残留オーステナイトの組織分率（体積分率）が３％以下であることを特徴とする。残留オーステナイトは、マルテンサイト組織と形態的には類似しており、ミクロ組織の観察から残留オーステナイトとマルテンサイトを判別することは容易ではない。残留オーステナイトの組織分率は、Ｘ線分析によりフェライトの積分強度とオーステナイトの積分強度の比から定量的に求めることができる。

次に製造方法について述べる。
まず、上記の鋼成分組成の、鋼片または鋳片を加熱して熱間圧延を行なう。加熱温度はＮｂを完全に固溶させるために１２００℃以上とする。
熱間圧延は、Ｎｂ（ＣＮ）を析出させ、制御圧延効果を得るために、８８０℃以下、Ａr3変態点以上の温度域で累積圧下率を６０％以上を確保する。その後、一旦Ａr3変態点未満に冷却した後、再びＡc3変態点以上の温度に加熱して焼き入れる（再加熱焼入れ）か、または熱間圧延後直ちにＡr3変態点以上の温度から焼き入れる（直接焼入れ）かいずれかの方法で、Ａr3変態点以上の温度から焼入れ熱処理を行なう。この際、残留オーステナイト分率が３％以下のマルテンサイト組織を得るためには、１００℃以下まで３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度が必要である。さらに、強度や靭性を調整する場合など、必要に応じて２５０℃以下の温度で焼戻し熱処理をする。

このような製造方法で得られる鋼は、残留オーステナイト分率が３％以下のマルテンサイト組織であり、高い耐高速衝撃貫通性を示す。
装甲用途としては、車体、船体、航空機、あるいは建造物の部材としての用途、あるいは盾としての用途などが考えられ、それぞれの用途に応じて、厚板または薄板として用いてもよい。
鋼材単体で用いてもよいし、あるいは複数枚を積層して用いてもよい。さらに表面か裏面または両面に防弾シートやアルミニウム（合金）、チタン（合金）等他の材料や別の鋼板を貼り合わせる形状としてもよい。

表１に示す組成を有する鋼を溶製して得られた鋼片を、１２５０℃加熱後、８８０℃以下、Ａr3変態点以上の温度域で累積圧下率を６０％以上として熱間圧延を行なった。次いで、それぞれ表２に示す本発明と比較法のそれぞれの製造条件に基づいて、板厚６ｍｍ〜１２ｍｍの鋼板を製造した。

これらの鋼板について、高速飛翔体を衝突させる耐弾試験により、耐高速衝撃貫通性を調査した。耐弾試験は、ブリネル硬さＨＢ２００、径７．６２ｍｍの鈍頭円柱弾を、速度を変化させて鋼板と垂直に衝突させ、貫通せずかつ鋼板に割れを生じることなく停止する確率が５０％となる限界の速度を求め、これを耐弾限界速度Ｖ５０とした。耐弾試験鋼板の板厚は、減厚加工などによりすべて７ｍｍに統一した。溶接性の評価は、ＪＩＳ Ｚ ３１５４に準拠した溶接割れ試験により、割れが発生しなくなる予熱温度を求めた。溶接条件はＬ−５５溶接棒を用い、入熱１．７ｋＪ／ｍｍとした。予熱温度が１００℃以上となると実施工面での制約が大きいと考えられる。靱性は−４０℃におけるシャルピー衝撃試験の１ｃｍ^２あたりの吸収エネルギー値の３本の平均値で評価した。試験片は板厚中心部から圧延方向に直角に採取し、５ｍｍ幅サブサイズのＪＩＳ Ｚ ２２０１ ４号シャルピー試験片とした。靭性が低い場合、加工などの問題が生じることがあるほか、被弾時に割れが発生しやすくなり耐弾性能が低下する場合がある。残留オーステナイト体積分率Ｖγ（％）は、理学電機製微小焦点Ｘ線応力測定装置ＰＳＰＣ−ＭＳＦ型を用い、Ｃｒ−Ｋαターゲット、管電圧３０ｋＶ、管電流２０ｍＡの条件で、Ｘ線によりフェライト（２１１）面とオーステナイト（２２０）面の積分強度比を求め、（１）式により算出した。
Ｖγ（％）＝｛１／〔（Ｋ×２Ｉａ／Ｉｒ）＋１〕｝×１００ （１）
ここで、Ｉａ：フェライトの積分強度、
Ｉｒ：オーステナイトの積分強度、
Ｋ ：補正係数（＝０．３０）
なお、表中で下線を付した数値は、本発明外の成分値、温度条件および特性が不十分なものを示す。

表２の本発明例１−Ａ〜１０−Ｊにおいては、すべて耐弾限界速度Ｖ５０が９００ｍ／ｓを超える非常に優れた耐高速衝撃貫通性を示すとともに、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーは１５Ｊ／ｃｍ^２以上と靭性が良好であり、かつ割れなく溶接できる予熱温度が７５℃以下であり実用上問題のない良好な溶接性を有する。これに対し、本発明により限定された化学組成範囲を逸脱した比較鋼においては、製造法は本発明法であるにもかかわらず、比較例１１−ＫはＣ量が低いため、比較例１５−ＯはＭｎ量が高いため、比較例１９−ＳはＮｉ量が高いため、それぞれ貫通しやすく、耐弾限界速度Ｖ５０が低い。比較例２０−Ｔ、比較例２２−Ｖおよび比較例２３−ＷはそれぞれＭｏ＋２５Ｎｂの量が１％未満であるため貫通しやすく、耐弾限界速度Ｖ５０が低い。また、比較例１２−ＬはＣ量が高いため、比較例１７−ＱはＳ量が高いため、それぞれ靭性が低く割れやすいので耐弾限界速度Ｖ５０が低く、かつ溶接性も良くない。また、比較例１６−ＰはＰ量が高いため、比較例１８−ＲはＮｉ量が低いため、それぞれ靭性が低く割れやすいので耐弾限界速度Ｖ５０が低い。また、比較例１４−ＮはＭｎ量が低いため、比較例２５−ＹはＴｉ量が高いため、比較例２６−ＺはＮ量が高いため、比較例３０−ＡＤはＢ量が高いため、それぞれ靭性が低くかつ溶接性が良くない。また、比較例１３−ＭはＳｉ量が高いため、比較例２１−ＵはＭｏ量が高いため、比較例２４−ＸはＴｉ量が低いため、比較例２７−ＡＡはＣｒ量が高いため、比較例２８−ＡＢはＶ量が高いため、比較例２９−ＡＣはＷ量が高いため、それぞれ溶接性が良くない。さらに、本発明鋼であっても本発明の製造法を逸脱した比較例３１−Ａは再加熱焼入れ温度が低いため、比較例３２−Ａは焼入時の冷却速度が低いため、比較例３３−Ａは水冷停止温度が低いため、３４−Ａは焼戻し温度が高いため、それぞれ貫通しやすく、耐弾限界速度Ｖ５０が低い。

Ｍｏ、Ｎｂ量とシャルピー靱性および耐弾性（Ｖ５０）との関係を示す図である。 Ｎｉ量とシャルピー靱性および耐弾性（Ｖ５０）との関係を示す図である。 本発明の鋼組成における残留オーステナイト分率と硬さおよび耐弾性（Ｖ５０）との関係を示す図である。

Claims (5)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．３０〜０．４２％、
   Ｓｉ：０．１５〜０．５％、
   Ｍｎ：０．１〜０．６％、
   Ｎｉ：２〜５％、
   Ｍｏ：０．３％以上、１％未満、
   Ｎｂ：０．０１〜０．０４％、
   かつ、Ｍｏ＋２５Ｎｂが１％以上、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
   Ｐ ：０．００５％以下、
   Ｓ ：０．００２％以下、
   Ｎ ：０．００２５〜０．００６％
   を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ミクロ組織がマルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織であり、残留オーステナイトの組織分率が３％以下であることを特徴とする、耐高速衝撃貫通性および溶接性に優れる高強度鋼。
2. 質量％で、さらに、
   Ｃｒ：０．２〜０．８％、
   Ｖ ：０．０３〜０．１２％、
   Ｗ ：０．５〜１．５％、
   Ｂ ：０．０００５〜０．００５％、
   Ｃｏ：２〜５％
   のうちの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に記載の耐高速衝撃貫通性および溶接性に優れる高強度鋼。
3. 質量％で、
   Ｃ ：０．３０〜０．４２％、
   Ｓｉ：０．１５〜０．５％、
   Ｍｎ：０．１〜０．６％、
   Ｎｉ：２〜５％、
   Ｍｏ：０．３％以上、１％未満、
   Ｎｂ：０．０１〜０．０４％、
   かつ、Ｍｏ＋２５Ｎｂが１％以上、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
   Ｐ ：０．００５％以下、
   Ｓ ：０．００２％以下、
   Ｎ ：０．００２５〜０．００６％
   を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼片または鋳片を１２００℃以上に加熱して、８８０℃以下、Ａr3変態点以上の温度域で累積圧下率が６０％以上の熱間圧延を行った後、Ａr3変態点以上の温度から３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で１００℃以下まで冷却する焼入れ熱処理を行なうことを特徴とする、耐高速衝撃貫通性および溶接性に優れる高強度鋼の製造方法。
4. 前記鋼片または鋳片が、質量％で、さらに、
   Ｃｒ：０．２〜０．８％、
   Ｖ ：０．０３〜０．１２％、
   Ｗ ：０．５〜１．５％、
   Ｂ ：０．０００５〜０．００５％、
   Ｃｏ：２〜５％
   のうち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３に記載の耐高速衝撃貫通性および溶接性に優れる高強度鋼の製造方法。
5. 前記焼入れ熱処理後、さらに、２５０℃以下の温度で焼戻し熱処理することを特徴とする、請求項３または請求項４に記載の耐高速衝撃貫通性および溶接性に優れる高強度鋼の製造方法。

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