JP3296145B2 - 高張力鋼の製造方法 - Google Patents
高張力鋼の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、橋梁や水門鉄管などの
構造物に用いられ、溶接性、音響異方性、入熱量が５ｋ
Ｊ／mmを越える大入熱サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）
における溶接継手特性および耐ＳＲわれ特性に優れた厚
物７８０Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼の製造方法に関する。
構造物に用いられ、溶接性、音響異方性、入熱量が５ｋ
Ｊ／mmを越える大入熱サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）
における溶接継手特性および耐ＳＲわれ特性に優れた厚
物７８０Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】７８０Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼（以下、Ｈ
Ｔ７８０と称す）はこれまでに種々の鋼種が提案されて
いるが、そのほとんどが焼入性向上のためにＢを添加し
て、焼入れ焼戻し処理を行うことにより製造されてい
る。これらの鋼は優れた母材強度および靭性を有する
が、Ｂを含有するので溶接部の硬化性が高い（溶接低温
われ感受性が高い）ので、溶接施工時において溶接われ
防止対策を行なう必要がある。一般に、溶接われ防止対
策としては被溶接物を１００℃以上に予熱することが行
なわれているが、高温に加熱された作業環境は安全衛生
上の観点から好ましくなく、またかかる環境下では施工
能率が著しく低下する。
Ｔ７８０と称す）はこれまでに種々の鋼種が提案されて
いるが、そのほとんどが焼入性向上のためにＢを添加し
て、焼入れ焼戻し処理を行うことにより製造されてい
る。これらの鋼は優れた母材強度および靭性を有する
が、Ｂを含有するので溶接部の硬化性が高い（溶接低温
われ感受性が高い）ので、溶接施工時において溶接われ
防止対策を行なう必要がある。一般に、溶接われ防止対
策としては被溶接物を１００℃以上に予熱することが行
なわれているが、高温に加熱された作業環境は安全衛生
上の観点から好ましくなく、またかかる環境下では施工
能率が著しく低下する。
【０００３】このようなＢ含有鋼ＨＴ７８０の問題点を
解決するために、特開平４−３３３５１６号公報によれ
ばＢを含有しないＢ無添加高張力鋼が実用化されてい
る。これには、Ｃ：０．０４３〜０．０７８％、Ｓｉ：
０．０８〜０．３１％、Ｍｎ：０．８２〜１．４６％、
Ｃｕ：１．０２〜１．７６％、Ｎｉ：０．６８〜１．７
０％、Ｍｏ：０．３２〜０．６６％、Ｖ：０．０２３〜
０．０７８％、Ｎｂ：０．００８〜０．０２６％、Ｔ
ｉ：０．０１０〜０．０１６％、Ａｌ：０．００２〜
０．０３３％、Ｎ：０．００１７〜０．００４８％（い
ずれも重量％）を含有し、実質的にＢを含有しない鋼を
１０００〜１２５０℃の温度域に加熱して１０５０℃以
下の累積圧下量が２０％以上になるように圧延を行な
い、次いで室温まで空冷、もしくは８００℃以上の温度
から室温まで焼入れした鋼板を８５０〜９５０℃に再加
熱し、析出強化を活用するため５５０℃〜６００℃にて
焼戻し処理を行なう溶接性に優れたＨＴ７８０の製造方
法を開示している。
解決するために、特開平４−３３３５１６号公報によれ
ばＢを含有しないＢ無添加高張力鋼が実用化されてい
る。これには、Ｃ：０．０４３〜０．０７８％、Ｓｉ：
０．０８〜０．３１％、Ｍｎ：０．８２〜１．４６％、
Ｃｕ：１．０２〜１．７６％、Ｎｉ：０．６８〜１．７
０％、Ｍｏ：０．３２〜０．６６％、Ｖ：０．０２３〜
０．０７８％、Ｎｂ：０．００８〜０．０２６％、Ｔ
ｉ：０．０１０〜０．０１６％、Ａｌ：０．００２〜
０．０３３％、Ｎ：０．００１７〜０．００４８％（い
ずれも重量％）を含有し、実質的にＢを含有しない鋼を
１０００〜１２５０℃の温度域に加熱して１０５０℃以
下の累積圧下量が２０％以上になるように圧延を行な
い、次いで室温まで空冷、もしくは８００℃以上の温度
から室温まで焼入れした鋼板を８５０〜９５０℃に再加
熱し、析出強化を活用するため５５０℃〜６００℃にて
焼戻し処理を行なう溶接性に優れたＨＴ７８０の製造方
法を開示している。
【０００４】一方、橋梁などの溶接構造物においては、
安全性確保の観点から溶接欠陥の検出を斜角による超音
波探傷によって厳密に行う必要がある。超音波探傷検査
においては鋼板の最終圧延方向（Ｌ方向）と最終圧延方
向に直交する方向（Ｃ方向）における音速に差がある
と、欠陥の正確な検出が困難となる。この場合にＬ方向
の検査とＣ方向の検査とを区別して評価判定することは
技術的に限界があるため、欠陥エコーであると疑わしい
ものが発見された溶接箇所はすべて補修しなければなら
ず、必要以上の欠陥補修を余儀なくされ、施工費が莫大
なものになる。
安全性確保の観点から溶接欠陥の検出を斜角による超音
波探傷によって厳密に行う必要がある。超音波探傷検査
においては鋼板の最終圧延方向（Ｌ方向）と最終圧延方
向に直交する方向（Ｃ方向）における音速に差がある
と、欠陥の正確な検出が困難となる。この場合にＬ方向
の検査とＣ方向の検査とを区別して評価判定することは
技術的に限界があるため、欠陥エコーであると疑わしい
ものが発見された溶接箇所はすべて補修しなければなら
ず、必要以上の欠陥補修を余儀なくされ、施工費が莫大
なものになる。
【０００５】このような音響異方性に関する問題点を解
決するために、例えば特開昭６３−２３５４３１号公報
には音響異方性の小さい鋼板の製造方法が開示されてい
る。これには（Ｃ＋Ｍｎ／６）値が０．３６％以下で、
かつ炭素等量値Ｃeq＝｛Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋
Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５）｝が０．４０％以下
の組成を有する鋼を１０００℃以上１２００℃以下に加
熱し、オーステナイトの再結晶域で全圧下率を５０％以
上、圧延仕上温度を８５０℃以上とし、Ａｒ3変態点を
５０℃下回る温度域から毎秒５℃以上１５℃未満の冷却
速度で４００℃以上６８０℃以下の温度域まで冷却して
音響異方性の小さい鋼板を得る製造方法が記載されてい
る。
決するために、例えば特開昭６３−２３５４３１号公報
には音響異方性の小さい鋼板の製造方法が開示されてい
る。これには（Ｃ＋Ｍｎ／６）値が０．３６％以下で、
かつ炭素等量値Ｃeq＝｛Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋
Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５）｝が０．４０％以下
の組成を有する鋼を１０００℃以上１２００℃以下に加
熱し、オーステナイトの再結晶域で全圧下率を５０％以
上、圧延仕上温度を８５０℃以上とし、Ａｒ3変態点を
５０℃下回る温度域から毎秒５℃以上１５℃未満の冷却
速度で４００℃以上６８０℃以下の温度域まで冷却して
音響異方性の小さい鋼板を得る製造方法が記載されてい
る。
【０００６】特開昭６３−２３５４３１号公報に記載の
音響異方性の小さい鋼板は、炭素等量値Ｃeqが０．４０
％以下であるため母材強度が不十分であり、仮に母材強
度を満足できたとしても母材靭性、大入熱継手強度およ
び溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性が不足する。
音響異方性の小さい鋼板は、炭素等量値Ｃeqが０．４０
％以下であるため母材強度が不十分であり、仮に母材強
度を満足できたとしても母材靭性、大入熱継手強度およ
び溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性が不足する。
【０００７】ところで、橋梁や水門鉄管等の溶接構造物
の施工において入熱量が５ｋＪ／mmを越えるような大入
熱サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）法を採用すると仮定
すると生産性が著しく向上し、コストを大幅に低減する
ことができる。しかしながら、大入熱ＳＡＷによれば溶
接時の入熱量が極めて大きくなるため、溶接継手強度が
大幅に低下したり、ＨＡＺ靭性が大幅に劣化するなど種
々の問題点がある。このため、従来のＨＴ７８０の溶接
施工においてはＳＡＷの入熱量を５ｋＪ／mm以下に制限
せざるを得ないのが現状である。
の施工において入熱量が５ｋＪ／mmを越えるような大入
熱サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）法を採用すると仮定
すると生産性が著しく向上し、コストを大幅に低減する
ことができる。しかしながら、大入熱ＳＡＷによれば溶
接時の入熱量が極めて大きくなるため、溶接継手強度が
大幅に低下したり、ＨＡＺ靭性が大幅に劣化するなど種
々の問題点がある。このため、従来のＨＴ７８０の溶接
施工においてはＳＡＷの入熱量を５ｋＪ／mm以下に制限
せざるを得ないのが現状である。
【０００８】このような大入熱溶接継手に伴う問題点を
解決するために、例えば特開昭６１−０４４１６１号公
報に強度デベルが８０ｋｇ／mm2 以上の高張力鋼板の製
造方法が提案されている。これにはＣ：０．０７〜０．
１２％、Ｓｉ：０．２５％以下、Ｍｎ：０．９８〜１．
２４％、Ｐ：０．００２％以下、Ｎｉ：０．４０〜２．
０３％、Ｃｒ：０．５５〜０．８０％、Ｍｏ：０．３０
〜０．３５％、Ｖ：０．０２５〜０．０５３％、固溶ア
ルミニウム（sol.Ａｌ）：０．００４１〜０．０５５％
（いずれも重量％）を含有するものであって、Ｃeq＝Ｃ
＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ
／４＋Ｖ／１４（重量％）で定義される炭素等量値Ｃeq
が０．４８以上であり、Ｂを含有しない大入熱用の高張
力鋼板の製造方法が記載されている。
解決するために、例えば特開昭６１−０４４１６１号公
報に強度デベルが８０ｋｇ／mm2 以上の高張力鋼板の製
造方法が提案されている。これにはＣ：０．０７〜０．
１２％、Ｓｉ：０．２５％以下、Ｍｎ：０．９８〜１．
２４％、Ｐ：０．００２％以下、Ｎｉ：０．４０〜２．
０３％、Ｃｒ：０．５５〜０．８０％、Ｍｏ：０．３０
〜０．３５％、Ｖ：０．０２５〜０．０５３％、固溶ア
ルミニウム（sol.Ａｌ）：０．００４１〜０．０５５％
（いずれも重量％）を含有するものであって、Ｃeq＝Ｃ
＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ
／４＋Ｖ／１４（重量％）で定義される炭素等量値Ｃeq
が０．４８以上であり、Ｂを含有しない大入熱用の高張
力鋼板の製造方法が記載されている。
【０００９】また、各種のタンク類及び圧力容器などで
は、厚鋼板の溶接継手において性能向上や溶接残留応力
の軽減を図るために応力除去焼きなまし（以下、ＳＲと
いう）処理が行なわれている。しかしながら、ＳＲ処理
は一般に焼戻し温度域より少し低い温度域で行なわれる
ため、母材及び溶接部を脆化させ、また、いわゆるＳＲ
割れを生じることがある。ＳＲ割れの発生を防止するた
め、通常は母材及び溶接部止端部をグラインダー研削
し、応力集中を生じない滑らかな形状に仕上げている。
は、厚鋼板の溶接継手において性能向上や溶接残留応力
の軽減を図るために応力除去焼きなまし（以下、ＳＲと
いう）処理が行なわれている。しかしながら、ＳＲ処理
は一般に焼戻し温度域より少し低い温度域で行なわれる
ため、母材及び溶接部を脆化させ、また、いわゆるＳＲ
割れを生じることがある。ＳＲ割れの発生を防止するた
め、通常は母材及び溶接部止端部をグラインダー研削
し、応力集中を生じない滑らかな形状に仕上げている。
【００１０】このようなＳＲわれ特性を改善するため
に、特開昭５１−１７１１２号公報、特開昭６２−１９
２５６４号公報、特開昭６２−３７３４２号公報および
特開平５−５１６９６号公報には、ＳＲわれ感受性を高
めるＳ量を低減した耐ＳＲわれ特性に優れた鋼が記載さ
れている。
に、特開昭５１−１７１１２号公報、特開昭６２−１９
２５６４号公報、特開昭６２−３７３４２号公報および
特開平５−５１６９６号公報には、ＳＲわれ感受性を高
めるＳ量を低減した耐ＳＲわれ特性に優れた鋼が記載さ
れている。
【００１１】また、特開昭５５−２４９６６号公報、特
開昭５７−９２１２５号公報、特開平３−１５０３３５
号公報および特開平５−１３５１号公報には、ＣａやＴ
ｉ等の硫化物形成元素の添加によって固溶Ｓ量を抑制
し、ＳＲわれ特性に優れた鋼および製造方法が記載され
ている。
開昭５７−９２１２５号公報、特開平３−１５０３３５
号公報および特開平５−１３５１号公報には、ＣａやＴ
ｉ等の硫化物形成元素の添加によって固溶Ｓ量を抑制
し、ＳＲわれ特性に優れた鋼および製造方法が記載され
ている。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特開平
４−３３３５１６号公報に記載のＢ無添加高張力鋼は、
溶接性に優れるものの、析出強化を活用して母材強度を
確保するため、Ｃｕを１．０２〜１．７６％添加してい
る。このため大入熱溶接時に溶接金属中へ多量のＣｕが
希釈し、これに起因して溶接金属の高温割れが発生しや
すくなるという問題があり、大入熱溶接継手特性に優れ
ているとはいえない。さらに析出強化を活用するため５
５０〜６００℃にて焼戻し処理を行なうので継手強度の
不足が懸念される。仮に６００℃以上といった高温焼戻
しを行なうと、析出強化による強度上昇が小さくなるの
で、母材強度が不足する。
４−３３３５１６号公報に記載のＢ無添加高張力鋼は、
溶接性に優れるものの、析出強化を活用して母材強度を
確保するため、Ｃｕを１．０２〜１．７６％添加してい
る。このため大入熱溶接時に溶接金属中へ多量のＣｕが
希釈し、これに起因して溶接金属の高温割れが発生しや
すくなるという問題があり、大入熱溶接継手特性に優れ
ているとはいえない。さらに析出強化を活用するため５
５０〜６００℃にて焼戻し処理を行なうので継手強度の
不足が懸念される。仮に６００℃以上といった高温焼戻
しを行なうと、析出強化による強度上昇が小さくなるの
で、母材強度が不足する。
【００１３】特開昭６３−２３５４３１号公報に記載の
音響異方性の小さい鋼板は、炭素等量値Ｃeqが０．４０
％以下であるため母材強度が不十分であり、仮に母材強
度を満足できたとしても母材靭性、大入熱溶接継手強度
および溶接継手靭性が不足する。
音響異方性の小さい鋼板は、炭素等量値Ｃeqが０．４０
％以下であるため母材強度が不十分であり、仮に母材強
度を満足できたとしても母材靭性、大入熱溶接継手強度
および溶接継手靭性が不足する。
【００１４】特開昭６１−０４４１６１号公報に記載の
大入熱溶接用高張力鋼板は、入熱量９ｋＪ／mmのエレク
トロガス溶接法を用いて溶接されることを前提としてい
る。しかし、橋梁などの溶接構造物の施工に用いられる
ＳＡＷの場合は、エレクトロガス溶接法に比べて同一入
熱量では冷却速度が遅くなる。例えば板厚３２mmを溶接
する場合は、入熱量１０ｋＪ／mmのエレクトロガス溶接
では毎秒３．５℃の冷却速度が得られるのに対して、Ｓ
ＡＷでは毎秒１．９℃の冷却速度しか得られない。この
ため溶接継手強度およびＨＡＺの靭性ともに大幅に劣化
する。この対策として炭素等量値をさらに高めることも
考えられるが、極端な炭素等量の増大化は溶接性の劣化
を招き、またコスト上昇となるなどの問題点がある。ま
た、同公報の実施例に記載の板厚は４０mmであり、板厚
６０mm以上の場合に母材強度および母材靭性の不足が懸
念され、合金成分および圧延仕上温度の最適化が必要と
される。
大入熱溶接用高張力鋼板は、入熱量９ｋＪ／mmのエレク
トロガス溶接法を用いて溶接されることを前提としてい
る。しかし、橋梁などの溶接構造物の施工に用いられる
ＳＡＷの場合は、エレクトロガス溶接法に比べて同一入
熱量では冷却速度が遅くなる。例えば板厚３２mmを溶接
する場合は、入熱量１０ｋＪ／mmのエレクトロガス溶接
では毎秒３．５℃の冷却速度が得られるのに対して、Ｓ
ＡＷでは毎秒１．９℃の冷却速度しか得られない。この
ため溶接継手強度およびＨＡＺの靭性ともに大幅に劣化
する。この対策として炭素等量値をさらに高めることも
考えられるが、極端な炭素等量の増大化は溶接性の劣化
を招き、またコスト上昇となるなどの問題点がある。ま
た、同公報の実施例に記載の板厚は４０mmであり、板厚
６０mm以上の場合に母材強度および母材靭性の不足が懸
念され、合金成分および圧延仕上温度の最適化が必要と
される。
【００１５】また、上述の特開昭５１−１７１１２号公
報、特開昭５５−２４９６６号公報、特開昭５７−９２
１２５号公報、特開昭６２−１９２５６４号公報、特開
昭６２−３７３４２号公報、特開平３−１５０３３５号
公報、特開平５−１３５１号公報、特開平５−５１６９
６号公報に記載の鋼は耐ＳＲ割れ特性に優れるものの、
いずれもＢ含有鋼であるため溶接性に劣る。
報、特開昭５５−２４９６６号公報、特開昭５７−９２
１２５号公報、特開昭６２−１９２５６４号公報、特開
昭６２−３７３４２号公報、特開平３−１５０３３５号
公報、特開平５−１３５１号公報、特開平５−５１６９
６号公報に記載の鋼は耐ＳＲ割れ特性に優れるものの、
いずれもＢ含有鋼であるため溶接性に劣る。
【００１６】以上のように溶接性、音響異方性、大入熱
溶接継手特性および耐ＳＲわれ特性のそれぞれに単独で
は優れた鋼は存在するが、これらの特性をすべて満足す
る厚物７８０Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼は需要家の要望が高
いにもかかわらず未だ実現されていない。
溶接継手特性および耐ＳＲわれ特性のそれぞれに単独で
は優れた鋼は存在するが、これらの特性をすべて満足す
る厚物７８０Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼は需要家の要望が高
いにもかかわらず未だ実現されていない。
【００１７】
【課題を解決するための手段】本発明はこれらの問題点
を解決するものであり、溶接性、音響異方性、入熱量が
５ｋＪ／mmを越える大入熱サブマージアーク溶接（大入
熱ＳＡＷ）における溶接継手特性および耐ＳＲ割れ特性
に優れた厚物７８０Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼の製造方法を
提供することを目的とする。
を解決するものであり、溶接性、音響異方性、入熱量が
５ｋＪ／mmを越える大入熱サブマージアーク溶接（大入
熱ＳＡＷ）における溶接継手特性および耐ＳＲ割れ特性
に優れた厚物７８０Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼の製造方法を
提供することを目的とする。
【００１８】本発明に係る高張力鋼の製造方法は、重量
％でＣ０．０５５〜０．０８４％、Ｓｉ０．０１〜０．
３％、Ｍｎ０．８〜１．５％、Ｐ０．０１％以下、Ｓ
０．００５％以下、Ｎｉ０．５〜２．５％、Ｃｒ０．２
〜１．０％、Ｍｏ０．１〜０．８％、Ｎｂ０．００５〜
０．０３％、Ａｌ０．０１〜０．０８％、Ｎ０．００１
〜０．００６％を含み、Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２
４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４（重量
％）で定義される炭素等量値Ｃeqが０．４８以上であ
り、残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＢ
を含有しない鋼を、１０００〜１２００℃の温度範囲に
加熱し、板厚ｔ（mm）につき温度パラメータＴをＴ＝２
０Ｍｎ＋１０Ｎｉ＋１５Ｃｒ＋１００Ｍｏ＋１５００Ｎ
ｂ＋１５Ｃｕ＋１５０Ｖ＋５００（Ｔｉ−３．４２Ｎ）
−８（ｔ）0.5 ＋８３０と定義したときにＴ〜１０５０
℃の範囲の温度域で熱間圧延を終了させ、Ａｒ3 変態点
以上から直接焼入し、６００℃以上Ａｃ1 変態点以下の
温度域に焼戻し処理し、溶接性、音響異方性、大入熱継
手特性および耐ＳＲわれ特性に優れたものとすることを
特徴とする。
％でＣ０．０５５〜０．０８４％、Ｓｉ０．０１〜０．
３％、Ｍｎ０．８〜１．５％、Ｐ０．０１％以下、Ｓ
０．００５％以下、Ｎｉ０．５〜２．５％、Ｃｒ０．２
〜１．０％、Ｍｏ０．１〜０．８％、Ｎｂ０．００５〜
０．０３％、Ａｌ０．０１〜０．０８％、Ｎ０．００１
〜０．００６％を含み、Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２
４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４（重量
％）で定義される炭素等量値Ｃeqが０．４８以上であ
り、残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＢ
を含有しない鋼を、１０００〜１２００℃の温度範囲に
加熱し、板厚ｔ（mm）につき温度パラメータＴをＴ＝２
０Ｍｎ＋１０Ｎｉ＋１５Ｃｒ＋１００Ｍｏ＋１５００Ｎ
ｂ＋１５Ｃｕ＋１５０Ｖ＋５００（Ｔｉ−３．４２Ｎ）
−８（ｔ）0.5 ＋８３０と定義したときにＴ〜１０５０
℃の範囲の温度域で熱間圧延を終了させ、Ａｒ3 変態点
以上から直接焼入し、６００℃以上Ａｃ1 変態点以下の
温度域に焼戻し処理し、溶接性、音響異方性、大入熱継
手特性および耐ＳＲわれ特性に優れたものとすることを
特徴とする。
【００１９】ここで「厚物」とは、一般に板厚が５０mm
以上のものをいう。また、「実質的にＢを含有しない」
とは、Ｂ含有量が０．００００２％以下を意味する。さ
らに、Ｃｕ０．００１〜０．５％、Ｖ０．０２〜０．１
％、Ｔｉ０．００５〜０．０２％のうち少なくとも１種
を含有することが望ましい。さらに、Ｃａ０．０００５
〜０．０１％、ＲＥＭ０．０００５〜０．０１％のうち
少なくとも１種を含有することが望ましい。
以上のものをいう。また、「実質的にＢを含有しない」
とは、Ｂ含有量が０．００００２％以下を意味する。さ
らに、Ｃｕ０．００１〜０．５％、Ｖ０．０２〜０．１
％、Ｔｉ０．００５〜０．０２％のうち少なくとも１種
を含有することが望ましい。さらに、Ｃａ０．０００５
〜０．０１％、ＲＥＭ０．０００５〜０．０１％のうち
少なくとも１種を含有することが望ましい。
【００２０】
【作用】本発明の構成要素限定理由は次のとおりであ
る。 １）Ｃ：０．０５５〜０．０８４％ Ｃは母材強度および溶接継手強度をともに向上させるた
めに添加する。０．０５５％未満では強度不足となり、
０．０８４％を越えると溶接性および大入熱溶接継手靭
性が著しく劣化する。 ２）Ｓｉ：０．０１〜０．３％ Ｓｉは母材強度および溶接継手強度をともに向上させる
ために添加する。０．０１％未満では強度不足となり、
０．３％を越えると溶接性および大入熱溶接継手靭性が
著しく劣化する。 ３）Ｍｎ：０．８〜１．５％ Ｍｎは母材強度および溶接継手強度をともに向上させる
ために添加する。０．８％未満では強度不足となり、
１．５％を越えると溶接性が劣化する。 ４）Ｐ：０．０１％以下 不純物元素であるＰは０．０１％を越えると大入熱溶接
継手靭性が劣化する。 ５）Ｓ：０．００５％以下 不純物元素であるＳは０．００５％を越えるとＳＲ割れ
感受性を高めるので、耐ＳＲ割れ特性が著しく劣化す
る。 ６）Ｎｉ：０．５〜２．５％ Ｎｉは母材強度、靭性および大入熱溶接継手強度を向上
させるために添加する。０．５％未満では靭性が不足
し、２．５％を越えると経済性が損なわれる。 ７）Ｃｒ：０．２〜１．０％ Ｃｒは母材強度および大入熱溶接継手強度をともに向上
させるために添加する。しかし、０．２％未満では強度
が不足し、１．０％を越えると溶接性および耐ＳＲ割れ
特性が損なわれる。 ８）Ｍｏ：０．１〜０．８％ Ｍｏは母材強度および大入熱溶接継手強度をともに向上
させるために添加する。０．１％未満では強度が不足
し、０．８％を越えると溶接性および耐ＳＲ割れ特性が
損なわれる。 ９）Ｎｂ：０．００５〜０．０３％ Ｎｂは母材強度および大入熱溶接継手強度をともに向上
させ、さらに大入熱溶接時のＨＡＺにおいて粗大炭化物
の生成を抑制してＨＡＺ靭性を向上させるために添加す
る。０．００５％未満では大入熱溶接継手強度およびＨ
ＡＺ靭性が不足し、０．０３％を越えると大入熱溶接金
属の靭性および耐ＳＲ割れ特性が損なわれる。 １０）Ａｌ：０．０１０〜０．０８０％ Ａｌは脱酸およびミクロ組織の微細化による母材靭性を
向上させるために添加する。０．０１０％未満ではその
効果が不十分であり、０．０８０％を越える添加はかえ
って母材靭性を劣化させる。なおここで、Ａｌ含有量に
は酸可溶アルミニウム（sol.Ａｌ）が対応する。 １１）Ｎ：０．００１〜０．００６％ ＮはＡｌと結合して（炭）窒化物を析出形成し、オース
テナイト粒の粗大化を抑制して母材靭性を向上させるた
めに添加する。０．００１％未満では析出物の量が不足
し、０．００６％を越える添加はかえって母材靭性およ
び大入熱溶接継手靭性が劣化する。 １２）不純物元素であるＢ：０．０００２％以下 不純物元素であるＢは微量であっても溶接性および大入
熱溶接継手靭性を著しく劣化させるため、本発明におい
てはその含有量を０．０００２％以下に抑えることが望
ましい。
る。 １）Ｃ：０．０５５〜０．０８４％ Ｃは母材強度および溶接継手強度をともに向上させるた
めに添加する。０．０５５％未満では強度不足となり、
０．０８４％を越えると溶接性および大入熱溶接継手靭
性が著しく劣化する。 ２）Ｓｉ：０．０１〜０．３％ Ｓｉは母材強度および溶接継手強度をともに向上させる
ために添加する。０．０１％未満では強度不足となり、
０．３％を越えると溶接性および大入熱溶接継手靭性が
著しく劣化する。 ３）Ｍｎ：０．８〜１．５％ Ｍｎは母材強度および溶接継手強度をともに向上させる
ために添加する。０．８％未満では強度不足となり、
１．５％を越えると溶接性が劣化する。 ４）Ｐ：０．０１％以下 不純物元素であるＰは０．０１％を越えると大入熱溶接
継手靭性が劣化する。 ５）Ｓ：０．００５％以下 不純物元素であるＳは０．００５％を越えるとＳＲ割れ
感受性を高めるので、耐ＳＲ割れ特性が著しく劣化す
る。 ６）Ｎｉ：０．５〜２．５％ Ｎｉは母材強度、靭性および大入熱溶接継手強度を向上
させるために添加する。０．５％未満では靭性が不足
し、２．５％を越えると経済性が損なわれる。 ７）Ｃｒ：０．２〜１．０％ Ｃｒは母材強度および大入熱溶接継手強度をともに向上
させるために添加する。しかし、０．２％未満では強度
が不足し、１．０％を越えると溶接性および耐ＳＲ割れ
特性が損なわれる。 ８）Ｍｏ：０．１〜０．８％ Ｍｏは母材強度および大入熱溶接継手強度をともに向上
させるために添加する。０．１％未満では強度が不足
し、０．８％を越えると溶接性および耐ＳＲ割れ特性が
損なわれる。 ９）Ｎｂ：０．００５〜０．０３％ Ｎｂは母材強度および大入熱溶接継手強度をともに向上
させ、さらに大入熱溶接時のＨＡＺにおいて粗大炭化物
の生成を抑制してＨＡＺ靭性を向上させるために添加す
る。０．００５％未満では大入熱溶接継手強度およびＨ
ＡＺ靭性が不足し、０．０３％を越えると大入熱溶接金
属の靭性および耐ＳＲ割れ特性が損なわれる。 １０）Ａｌ：０．０１０〜０．０８０％ Ａｌは脱酸およびミクロ組織の微細化による母材靭性を
向上させるために添加する。０．０１０％未満ではその
効果が不十分であり、０．０８０％を越える添加はかえ
って母材靭性を劣化させる。なおここで、Ａｌ含有量に
は酸可溶アルミニウム（sol.Ａｌ）が対応する。 １１）Ｎ：０．００１〜０．００６％ ＮはＡｌと結合して（炭）窒化物を析出形成し、オース
テナイト粒の粗大化を抑制して母材靭性を向上させるた
めに添加する。０．００１％未満では析出物の量が不足
し、０．００６％を越える添加はかえって母材靭性およ
び大入熱溶接継手靭性が劣化する。 １２）不純物元素であるＢ：０．０００２％以下 不純物元素であるＢは微量であっても溶接性および大入
熱溶接継手靭性を著しく劣化させるため、本発明におい
てはその含有量を０．０００２％以下に抑えることが望
ましい。
【００２１】本発明では上記の合金元素の他に、さらに
下記Ｃｕ，Ｖ，Ｔｉの群から選択された１種以上の元素
を含ませるようにしても好ましい結果が得られる。 １３）Ｃｕ：０．０１〜０．５％ Ｃｕは母材強度および溶接継手強度をともに向上させる
ために添加する。０．０１％未満では強度不足となり、
０．５％を越える添加は大入熱溶接時の溶接金属高温割
れが発生しやすくなる。 １４）Ｖ：０．０２〜０．１０％ Ｖは母材強度および大入熱溶接継手強度をともに向上さ
せるために添加する。０．０２％未満では強度不足とな
り、０．１０％を越える添加は母材靭性、溶接性および
耐ＳＲ割れ特性が損なわれる。 １５）Ｔｉ：０．００５〜０．０２％ Ｔｉはミクロ組織の微細化を通じて母材靭性および溶接
継手靭性をともに向上させるために添加する。０．００
５％未満ではその効果は不十分であり、０．０２％を越
える添加はかえって母材靭性および大入熱溶接継手靭性
を劣化させる。
下記Ｃｕ，Ｖ，Ｔｉの群から選択された１種以上の元素
を含ませるようにしても好ましい結果が得られる。 １３）Ｃｕ：０．０１〜０．５％ Ｃｕは母材強度および溶接継手強度をともに向上させる
ために添加する。０．０１％未満では強度不足となり、
０．５％を越える添加は大入熱溶接時の溶接金属高温割
れが発生しやすくなる。 １４）Ｖ：０．０２〜０．１０％ Ｖは母材強度および大入熱溶接継手強度をともに向上さ
せるために添加する。０．０２％未満では強度不足とな
り、０．１０％を越える添加は母材靭性、溶接性および
耐ＳＲ割れ特性が損なわれる。 １５）Ｔｉ：０．００５〜０．０２％ Ｔｉはミクロ組織の微細化を通じて母材靭性および溶接
継手靭性をともに向上させるために添加する。０．００
５％未満ではその効果は不十分であり、０．０２％を越
える添加はかえって母材靭性および大入熱溶接継手靭性
を劣化させる。
【００２２】本発明では上記の合金元素の他に、さらに
下記のＣａ、ＲＥＭのうちから選択された１種以上の元
素を含有させるようにしても好ましい結果が得られる。 １６）Ｃａ：０．０００５〜０．０１％ Ｃａは結晶粒を微細化するとともに、硫化物を生成し
て、結晶粒界における固溶Ｓ量を低減させるため、耐Ｓ
Ｒわれ特性を一層高める。この効果を有効に得るために
は、０．０００５％以上の量を添加する必要があるが、
０．０１００％以上の添加は非金属介在物の量が増加し
て延性を低下させてしまうので好ましくない。 １７）ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％ ＲＥＭは鋼中でＲＥＭ（Ｏ，Ｓ）として硫化物を生成す
ることによって結晶粒界の固溶Ｓ量を低減して耐ＳＲわ
れ特性を改善する。０．０００５％以上の量を添加する
必要があるが、０．０１００％以上の添加は鋼の清浄度
が低下し、靭性を劣化させてしまうので好ましくない。 １８）Ｃeq（炭素当量値）：０．４８以上 焼入れ性の指標であるＣeqは、母材強度および靭性、大
入熱溶接継手強度および靭性をともに確保するために
０．４８％以上とする。
下記のＣａ、ＲＥＭのうちから選択された１種以上の元
素を含有させるようにしても好ましい結果が得られる。 １６）Ｃａ：０．０００５〜０．０１％ Ｃａは結晶粒を微細化するとともに、硫化物を生成し
て、結晶粒界における固溶Ｓ量を低減させるため、耐Ｓ
Ｒわれ特性を一層高める。この効果を有効に得るために
は、０．０００５％以上の量を添加する必要があるが、
０．０１００％以上の添加は非金属介在物の量が増加し
て延性を低下させてしまうので好ましくない。 １７）ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％ ＲＥＭは鋼中でＲＥＭ（Ｏ，Ｓ）として硫化物を生成す
ることによって結晶粒界の固溶Ｓ量を低減して耐ＳＲわ
れ特性を改善する。０．０００５％以上の量を添加する
必要があるが、０．０１００％以上の添加は鋼の清浄度
が低下し、靭性を劣化させてしまうので好ましくない。 １８）Ｃeq（炭素当量値）：０．４８以上 焼入れ性の指標であるＣeqは、母材強度および靭性、大
入熱溶接継手強度および靭性をともに確保するために
０．４８％以上とする。
【００２３】ただし、Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４
＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４（重量
％）と定義する。 １９）スラブ加熱温度：１０００〜１２００℃ 合金元素の固溶をはかり十分な焼入れ性を確保するとと
もに、所定の圧延仕上温度を達成するため、加熱温度は
１０００℃以上とする必要がある。しかし１２００℃を
越える加熱温度はミクロ組織の粗大化によって母材靭性
を損なうので上限を１２００℃とする。 ２０）直接焼入れ時の圧延仕上温度：Ｔ〜１０５０℃ ただし、板厚ｔ（mm）の場合に、Ｔ＝２０Ｍｎ＋１０Ｎ
ｉ＋１５Ｃｒ＋１００Ｍｏ＋１５００Ｎｂ＋１５Ｃｕ＋
１５０Ｖ＋５００（Ｔｉ−３．４２Ｎ）−８（ｔ）0.5
＋８３０と定義する。
＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４（重量
％）と定義する。 １９）スラブ加熱温度：１０００〜１２００℃ 合金元素の固溶をはかり十分な焼入れ性を確保するとと
もに、所定の圧延仕上温度を達成するため、加熱温度は
１０００℃以上とする必要がある。しかし１２００℃を
越える加熱温度はミクロ組織の粗大化によって母材靭性
を損なうので上限を１２００℃とする。 ２０）直接焼入れ時の圧延仕上温度：Ｔ〜１０５０℃ ただし、板厚ｔ（mm）の場合に、Ｔ＝２０Ｍｎ＋１０Ｎ
ｉ＋１５Ｃｒ＋１００Ｍｏ＋１５００Ｎｂ＋１５Ｃｕ＋
１５０Ｖ＋５００（Ｔｉ−３．４２Ｎ）−８（ｔ）0.5
＋８３０と定義する。
【００２４】本発明において圧延仕上温度は母材強度、
母材靭性、音響異方性に大きな影響を及ぼす要素であ
り、添加元素の量に応じて厳密に限定する必要がある。
圧延仕上温度がＴ℃より低くなると、母材靭性は低下
し、音響異方性は増大する。したがって下限温度をＴ℃
と限定する。一方、圧延仕上温度が１０５０℃を越える
とミクロ組織が粗大化し母材靭性の劣化が著しくなる。
したがって上限温度を１０５０℃と限定する。直接焼入
れ温度をＡｒ3 変態点以上とした理由は、母材強度およ
び母材靭性を確保するためである。 ２１）焼戻し温度：６００℃以上Ａｃ1 変態点以下（６
００〜７００℃） 焼戻し温度は溶接継手強度の確保のために６００℃以上
にする必要がある。しかし、焼戻しをＡｃ1 変態点を越
える温度にて実施すると、過度の強度低下を引き起こ
す。
母材靭性、音響異方性に大きな影響を及ぼす要素であ
り、添加元素の量に応じて厳密に限定する必要がある。
圧延仕上温度がＴ℃より低くなると、母材靭性は低下
し、音響異方性は増大する。したがって下限温度をＴ℃
と限定する。一方、圧延仕上温度が１０５０℃を越える
とミクロ組織が粗大化し母材靭性の劣化が著しくなる。
したがって上限温度を１０５０℃と限定する。直接焼入
れ温度をＡｒ3 変態点以上とした理由は、母材強度およ
び母材靭性を確保するためである。 ２１）焼戻し温度：６００℃以上Ａｃ1 変態点以下（６
００〜７００℃） 焼戻し温度は溶接継手強度の確保のために６００℃以上
にする必要がある。しかし、焼戻しをＡｃ1 変態点を越
える温度にて実施すると、過度の強度低下を引き起こ
す。
【００２５】
【実施例】以下、表１と表２を参照して本発明の種々の
実施例について説明する。表１に実施例の鋼種１〜２９
と比較例の鋼種３０〜４１とにつき組成、板厚、炭素等
量値Ｃeq、温度パラメータＴをそれぞれ示す。炭素等量
値Ｃeqは、Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４
０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４（重量％）で表わさ
れる式を用いて求めた値を示している。温度パラメータ
Ｔは、Ｔ＝２０Ｍｎ＋１０Ｎｉ＋１５Ｃｒ＋１００Ｍｏ
＋１５００Ｎｂ＋１５Ｃｕ＋１５０Ｖ＋５００（Ｔｉ−
３．４２Ｎ）−８（ｔ）0.5 ＋８３０で表わされる式を
用いて求めた値を示している。
実施例について説明する。表１に実施例の鋼種１〜２９
と比較例の鋼種３０〜４１とにつき組成、板厚、炭素等
量値Ｃeq、温度パラメータＴをそれぞれ示す。炭素等量
値Ｃeqは、Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４
０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４（重量％）で表わさ
れる式を用いて求めた値を示している。温度パラメータ
Ｔは、Ｔ＝２０Ｍｎ＋１０Ｎｉ＋１５Ｃｒ＋１００Ｍｏ
＋１５００Ｎｂ＋１５Ｃｕ＋１５０Ｖ＋５００（Ｔｉ−
３．４２Ｎ）−８（ｔ）0.5 ＋８３０で表わされる式を
用いて求めた値を示している。
【００２６】実施例のうち鋼種５〜１０，１４〜２３，
２６〜２９はＣｕ含有鋼であり、鋼種３，４，７〜１
５，１９〜２１，２３〜２５，２７，２８はＶ含有鋼で
あり、鋼種１１，１２，１６，１９，２３はＴｉ含有鋼
であり、鋼種２，４，９，１０，１２，１５，１８，２
１，２４，２５，２８はＣａ含有鋼であり、鋼種４，
６，１０，１２，１３，１８，２１，２５，２８はＲＥ
Ｍ含有鋼である。これらの鋼種の添加成分は、それぞれ
Ｃｕ０．０１〜０．５％、Ｖ０．０２〜０．１％、Ｔｉ
０．００５〜０．０２％、Ｃａ０．０００５〜０．０１
％、ＲＥＭ０．０００５〜０．０１％の範囲に入ってい
る。
２６〜２９はＣｕ含有鋼であり、鋼種３，４，７〜１
５，１９〜２１，２３〜２５，２７，２８はＶ含有鋼で
あり、鋼種１１，１２，１６，１９，２３はＴｉ含有鋼
であり、鋼種２，４，９，１０，１２，１５，１８，２
１，２４，２５，２８はＣａ含有鋼であり、鋼種４，
６，１０，１２，１３，１８，２１，２５，２８はＲＥ
Ｍ含有鋼である。これらの鋼種の添加成分は、それぞれ
Ｃｕ０．０１〜０．５％、Ｖ０．０２〜０．１％、Ｔｉ
０．００５〜０．０２％、Ｃａ０．０００５〜０．０１
％、ＲＥＭ０．０００５〜０．０１％の範囲に入ってい
る。
【００２７】実施例の鋼種１〜２９は、炭素等量値Ｃeq
が０．４９〜０．６９の範囲にあり、温度パラメータＴ
が８６５〜９２３の範囲にあり、板厚ｔが５０〜１００
mmの範囲にある。
が０．４９〜０．６９の範囲にあり、温度パラメータＴ
が８６５〜９２３の範囲にあり、板厚ｔが５０〜１００
mmの範囲にある。
【００２８】比較例のうち鋼種３１，３２は、Ｃ含有量
がそれぞれ０．０８７％，０．０９５％と高すぎ、鋼種
３０はＣ含有量が０．０５４％と低すぎる。比較例のう
ち鋼種３３は、Ｎｉ含有量が０．４５％と低すぎる。
がそれぞれ０．０８７％，０．０９５％と高すぎ、鋼種
３０はＣ含有量が０．０５４％と低すぎる。比較例のう
ち鋼種３３は、Ｎｉ含有量が０．４５％と低すぎる。
【００２９】比較例のうち鋼種３４は、Ｃｒ含有量が
１．０８％と高すぎる。比較例のうち鋼種３５は、Ｍｏ
含有量が０．８７％と高すぎる。比較例のうち鋼種３６
は、Ｎｂ含有量が０．０４１％と高すぎ、鋼種３７はＮ
ｂ含有量が０．００３％と低すぎる。
１．０８％と高すぎる。比較例のうち鋼種３５は、Ｍｏ
含有量が０．８７％と高すぎる。比較例のうち鋼種３６
は、Ｎｂ含有量が０．０４１％と高すぎ、鋼種３７はＮ
ｂ含有量が０．００３％と低すぎる。
【００３０】比較例のうち鋼種３９，４０は、Ｂを０．
００１２％，０．０００８％とそれぞれ有意（０．００
０２％を上回る）に含むＢ含有鋼である。比較例のうち
鋼種３８は、炭素等量値Ｃeqが０．４７と規定値０．４
８を下回っている。
００１２％，０．０００８％とそれぞれ有意（０．００
０２％を上回る）に含むＢ含有鋼である。比較例のうち
鋼種３８は、炭素等量値Ｃeqが０．４７と規定値０．４
８を下回っている。
【００３１】比較例のうち鋼種４１は、Ｓ含有量が０．
００７％と高すぎる。次に、表２を参照しながら実施例
の効果について説明する。表２は、表１に示した組成の
各鋼種の諸性質について調べた結果をまとめたものであ
る。具体的には板厚、スラブ加熱温度、圧延仕上温度、
焼戻し温度などの諸条件を変えて製造したときに、各鋼
種の機械的強度特性（降伏強さ、引張強さ）、靭性（破
面遷移温度ｖＴｓ）、音響異方性、溶接性（最高硬
さ）、大入熱溶接性（大入熱ＨＡＺｖＴｓ）、およびＳ
Ｒ割れ特性（ＳＲ断面割れ率）などの諸特性がどのよう
な影響を受けるかにつきそれぞれ調べた。以下、諸特性
につき順に説明する。 １）機械的強度特性 各鋼種の降伏強さ及び引張強さはＪＩＳ４号試験片を用
いて測定した。降伏強さが６８５Ｎ／ｍｍ2 以上、引張
強度が７８０Ｎ／ｍｍ2 以上となるものを合格と判定し
た。実施例の鋼種1.1 及び２〜２９はすべて降伏強さ及
び引張強さの要求を満たす結果が得られた。これに対し
て比較例の鋼種1.2 では圧延仕上温度がＴ℃より低いた
め、また鋼種３０ではＣ含有量が０．０５４％と低すぎ
るため、それぞれ強度が不足している。 ２）破面遷移温度 破面遷移温度ｖＴｓは、ＪＩＳ４号試験片（ＪＩＳＺ22
02）を用いて２mmＶノッチシャルピー衝撃試験（荷重９
８Ｎ）で測定した。母材の破面遷移温度ｖＴｓがマイナ
ス４０℃以下となるものを合格と判定した。比較例の鋼
種1.2 は圧延仕上温度がＴ℃より低いため、また鋼種３
０ではＣ含有量が０．０５４％と低すぎるため、それぞ
れ靭性不良が認められた。
００７％と高すぎる。次に、表２を参照しながら実施例
の効果について説明する。表２は、表１に示した組成の
各鋼種の諸性質について調べた結果をまとめたものであ
る。具体的には板厚、スラブ加熱温度、圧延仕上温度、
焼戻し温度などの諸条件を変えて製造したときに、各鋼
種の機械的強度特性（降伏強さ、引張強さ）、靭性（破
面遷移温度ｖＴｓ）、音響異方性、溶接性（最高硬
さ）、大入熱溶接性（大入熱ＨＡＺｖＴｓ）、およびＳ
Ｒ割れ特性（ＳＲ断面割れ率）などの諸特性がどのよう
な影響を受けるかにつきそれぞれ調べた。以下、諸特性
につき順に説明する。 １）機械的強度特性 各鋼種の降伏強さ及び引張強さはＪＩＳ４号試験片を用
いて測定した。降伏強さが６８５Ｎ／ｍｍ2 以上、引張
強度が７８０Ｎ／ｍｍ2 以上となるものを合格と判定し
た。実施例の鋼種1.1 及び２〜２９はすべて降伏強さ及
び引張強さの要求を満たす結果が得られた。これに対し
て比較例の鋼種1.2 では圧延仕上温度がＴ℃より低いた
め、また鋼種３０ではＣ含有量が０．０５４％と低すぎ
るため、それぞれ強度が不足している。 ２）破面遷移温度 破面遷移温度ｖＴｓは、ＪＩＳ４号試験片（ＪＩＳＺ22
02）を用いて２mmＶノッチシャルピー衝撃試験（荷重９
８Ｎ）で測定した。母材の破面遷移温度ｖＴｓがマイナ
ス４０℃以下となるものを合格と判定した。比較例の鋼
種1.2 は圧延仕上温度がＴ℃より低いため、また鋼種３
０ではＣ含有量が０．０５４％と低すぎるため、それぞ
れ靭性不良が認められた。
【００３２】これに対して実施例の鋼種1.1 及び２〜２
９はすべて所定の合格レベルを上回る結果が得られた。 ３）音響異方性 音響異方性はＪＩＳＺ3060に規定された超音波試験に準
拠して評価し、音速比が１．０２以下となるものを合格
と判定した。比較例の鋼種1.2 は圧延仕上温度がＴ℃よ
り低いため、音響異方性の不良が認められた。
９はすべて所定の合格レベルを上回る結果が得られた。 ３）音響異方性 音響異方性はＪＩＳＺ3060に規定された超音波試験に準
拠して評価し、音速比が１．０２以下となるものを合格
と判定した。比較例の鋼種1.2 は圧延仕上温度がＴ℃よ
り低いため、音響異方性の不良が認められた。
【００３３】これに対して実施例の鋼種1.1 及び２〜２
９はすべて所定の合格レベルを上回る結果が得られた。 ４）溶接性 溶接性は溶接部の最高硬さによって評価した。下記条件
にて各鋼種のＪＩＳ１号試験片（ＪＩＳ Ｚ3101）を採
取し、各鋼種を下記条件で溶接して、ビッカース硬度計
により溶接部の最高硬さＨｖ（９８Ｎ）を求めた。最高
硬さＨｖ値が３５０以下となるものを合格と判定した。
９はすべて所定の合格レベルを上回る結果が得られた。 ４）溶接性 溶接性は溶接部の最高硬さによって評価した。下記条件
にて各鋼種のＪＩＳ１号試験片（ＪＩＳ Ｚ3101）を採
取し、各鋼種を下記条件で溶接して、ビッカース硬度計
により溶接部の最高硬さＨｖ（９８Ｎ）を求めた。最高
硬さＨｖ値が３５０以下となるものを合格と判定した。
【００３４】溶接方法 ：被覆アーク溶接 入熱量 ：１．７ｋＪ／mm 溶接雰囲気温度：２０℃ 溶接湿度 ：６０％ 比較例の鋼種３１，３２はＣ含有量がそれぞれ０．０８
７％、０．０９５％と高いため、鋼種３４はＣｒ含有量
が１．０８％と高いため、鋼種３５はＭｏ含有量が０．
８７％と高いため、鋼種３９，４０はＢがそれぞれ０．
００１２％、０．０００８％と有意に添加されているた
め、それぞれ溶接性の不良が認められた。 ５）大入熱溶接継手特性 大入熱溶接継手特性は、大入熱ＳＡＷボンド部及び溶接
金属部のシャルピー衝撃試験によって評価した。ＳＡＷ
の入熱量は１２ｋＪ／mm、開先はＸ開先とした。シャル
ピー衝撃試験は溶接の終端側から板厚ｔの４分の１のと
ころから採取し、ノッチ位置をＨＡＺ中央、ボンドおよ
び一部溶接金属中央に形成したＪＩＳ４号試験片（ＪＩ
Ｓ Ｚ2202）を用いて実施し、破面遷移温度ｖＴｓが０
℃以下となるものを合格とした。比較例の鋼種３１，３
２はＣ含有量がそれぞれ０．０８７％、０．０９５％と
高いため、鋼種３７はＮｂ含有量が０．００３％と低い
ため、鋼種３８は炭素等量値Ｃeqが０．４７と低いた
め、鋼種３９，４０はＢがそれぞれ０．００１２％、
０．０００８％と有意に添加されているため、それぞれ
大入熱溶接金属部の靭性不良が認められた。 ６）ＳＲわれ特性 ＳＲわれ特性はＪＩＳＺ3158に準拠した斜めｙ形ＳＲ割
れ試験によって評価した。ＳＲ断面割れ率が７５％以下
となるものを合格と判定した。なお、ＳＲ保持温度を約
５９５℃とし、ＳＲ保持時間を４．５〜７．４時間とし
た。比較例の鋼種３１，３２はＣ含有量がそれぞれ０．
０８７％、０．０９５％と高いため、鋼種３４はＣｒ含
有量が１．０８％と高いため、鋼種３５はＭｏ含有量が
０．８７％と高いため、鋼種４１はＳ含有量が０．００
７％と高いため、ＳＲわれ特性の不良が認められた。
７％、０．０９５％と高いため、鋼種３４はＣｒ含有量
が１．０８％と高いため、鋼種３５はＭｏ含有量が０．
８７％と高いため、鋼種３９，４０はＢがそれぞれ０．
００１２％、０．０００８％と有意に添加されているた
め、それぞれ溶接性の不良が認められた。 ５）大入熱溶接継手特性 大入熱溶接継手特性は、大入熱ＳＡＷボンド部及び溶接
金属部のシャルピー衝撃試験によって評価した。ＳＡＷ
の入熱量は１２ｋＪ／mm、開先はＸ開先とした。シャル
ピー衝撃試験は溶接の終端側から板厚ｔの４分の１のと
ころから採取し、ノッチ位置をＨＡＺ中央、ボンドおよ
び一部溶接金属中央に形成したＪＩＳ４号試験片（ＪＩ
Ｓ Ｚ2202）を用いて実施し、破面遷移温度ｖＴｓが０
℃以下となるものを合格とした。比較例の鋼種３１，３
２はＣ含有量がそれぞれ０．０８７％、０．０９５％と
高いため、鋼種３７はＮｂ含有量が０．００３％と低い
ため、鋼種３８は炭素等量値Ｃeqが０．４７と低いた
め、鋼種３９，４０はＢがそれぞれ０．００１２％、
０．０００８％と有意に添加されているため、それぞれ
大入熱溶接金属部の靭性不良が認められた。 ６）ＳＲわれ特性 ＳＲわれ特性はＪＩＳＺ3158に準拠した斜めｙ形ＳＲ割
れ試験によって評価した。ＳＲ断面割れ率が７５％以下
となるものを合格と判定した。なお、ＳＲ保持温度を約
５９５℃とし、ＳＲ保持時間を４．５〜７．４時間とし
た。比較例の鋼種３１，３２はＣ含有量がそれぞれ０．
０８７％、０．０９５％と高いため、鋼種３４はＣｒ含
有量が１．０８％と高いため、鋼種３５はＭｏ含有量が
０．８７％と高いため、鋼種４１はＳ含有量が０．００
７％と高いため、ＳＲわれ特性の不良が認められた。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】
【発明の効果】本発明によれば、溶接性、音響異方性、
入熱量５ｋＪ／mm以上の大入熱継手特性および耐ＳＲわ
れ特性に優れた厚物７８０Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼の製造
方法を提供することができる。
入熱量５ｋＪ／mm以上の大入熱継手特性および耐ＳＲわ
れ特性に優れた厚物７８０Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼の製造
方法を提供することができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 束田 幸四郎 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (56)参考文献 特開 平８−333626（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 (4)
- 【請求項１】 重量％でＣ０．０５５〜０．０８４％、
Ｓｉ０．０１〜０．３％、Ｍｎ０．８〜１．５％、Ｐ
０．０１％以下、Ｓ０．００５％以下、Ｎｉ０．５〜
２．５％、Ｃｒ０．２〜１．０％、Ｍｏ０．１〜０．８
％、Ｎｂ０．００５〜０．０３％、Ａｌ０．０１〜０．
０８％、Ｎ０．００１〜０．００６％を含み、Ｃeq＝Ｃ
＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ
／４＋Ｖ／１４（重量％）で定義される炭素等量値Ｃeq
が０．４８以上であり、残部が鉄および不可避的不純物
からなる実質的にＢを含有しない鋼を、 １０００〜１２００℃の温度範囲に加熱し、板厚ｔ（m
m）につき温度パラメータＴをＴ＝２０Ｍｎ＋１０Ｎｉ
＋１５Ｃｒ＋１００Ｍｏ＋１５００Ｎｂ＋１５Ｃｕ＋１
５０Ｖ＋５００（Ｔｉ−３．４２Ｎ）−８（ｔ）0.5 ＋
８３０と定義したときにＴ〜１０５０℃の範囲の温度域
で熱間圧延を終了させ、Ａｒ3 変態点以上から直接焼入
し、６００℃以上Ａｃ1 変態点以下の温度域に焼戻し処
理し、溶接性、音響異方性、大入熱継手特性および耐Ｓ
Ｒわれ特性に優れたものとすることを特徴とする高張力
鋼の製造方法。 - 【請求項２】 重量％でＣ０．０５５〜０．０８４％、
Ｓｉ０．０１〜０．３％、Ｍｎ０．８〜１．５％、Ｐ
０．０１％以下、Ｓ０．００５％以下、Ｎｉ０．５〜
２．５％、Ｃｒ０．２〜１．０％、Ｍｏ０．１〜０．８
％、Ｎｂ０．００５〜０．０３％、Ａｌ０．０１〜０．
０８％、Ｎ０．００１〜０．００６％を含有し、さらに
Ｃａ０．０００５〜０．０１％、ＲＥＭ０．０００５〜
０．０１％のうち少なくとも１種を含み、Ｃeq＝Ｃ＋Ｍ
ｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４
＋Ｖ／１４（重量％）で定義される炭素等量値Ｃeqが
０．４８以上であり、残部が鉄および不可避的不純物か
らなる実質的にＢを含有しない鋼を、 １０００〜１２００℃の温度範囲に加熱し、板厚ｔ（m
m）につき温度パラメータＴをＴ＝２０Ｍｎ＋１０Ｎｉ
＋１５Ｃｒ＋１００Ｍｏ＋１５００Ｎｂ＋１５Ｃｕ＋１
５０Ｖ＋５００（Ｔｉ−３．４２Ｎ）−８（ｔ）0.5 ＋
８３０と定義したときにＴ〜１０５０℃の範囲の温度域
で熱間圧延を終了させ、Ａｒ3 変態点以上から直接焼入
し、６００℃以上Ａｃ1 変態点以下の温度域に焼戻し処
理し、溶接性、音響異方性、大入熱継手特性および耐Ｓ
Ｒわれ特性に優れたものとすることを特徴とする高張力
鋼の製造方法。 - 【請求項３】 重量％でＣ０．０５５〜０．０８４％、
Ｓｉ０．０１〜０．３％、Ｍｎ０．８〜１．５％、Ｐ
０．０１％以下、Ｓ０．００５％以下、Ｎｉ０．５〜
２．５％、Ｃｒ０．２〜１．０％、Ｍｏ０．１〜０．８
％、Ｎｂ０．００５〜０．０３％、Ａｌ０．０１〜０．
０８％、Ｎ０．００１〜０．００６％を含有し、さらに
Ｃｕ０．０１〜０．５％、Ｖ０．０２〜０．１％、Ｔｉ
０．００５〜０．０２％のうち少なくとも１種を含み、
Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／
５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４（重量％）で定義される炭素等
量値Ｃeqが０．４８以上であり、残部が鉄および不可避
的不純物からなる実質的にＢを含有しない鋼を、 １０００〜１２００℃の温度範囲に加熱し、板厚ｔ（m
m）につき温度パラメータＴをＴ＝２０Ｍｎ＋１０Ｎｉ
＋１５Ｃｒ＋１００Ｍｏ＋１５００Ｎｂ＋１５Ｃｕ＋１
５０Ｖ＋５００（Ｔｉ−３．４２Ｎ）−８（ｔ）0.5 ＋
８３０と定義したときにＴ〜１０５０℃の範囲の温度域
で熱間圧延を終了させ、Ａｒ3 変態点以上から直接焼入
し、６００℃以上Ａｃ1 変態点以下の温度域に焼戻し処
理し、溶接性、音響異方性、大入熱継手特性および耐Ｓ
Ｒわれ特性に優れたものとすることを特徴とする高張力
鋼の製造方法。 - 【請求項４】 重量％でＣ０．０５５〜０．０８４％、
Ｓｉ０．０１〜０．３％、Ｍｎ０．８〜１．５％、Ｐ
０．０１％以下、Ｓ０．００５％以下、Ｎｉ０．５〜
２．５％、Ｃｒ０．２〜１．０％、Ｍｏ０．１〜０．８
％、Ｎｂ０．００５〜０．０３％、Ａｌ０．０１〜０．
０８％、Ｎ０．００１〜０．００６％を含有し、さらに
Ｃａ０．０００５〜０．０１％、ＲＥＭ０．０００５〜
０．０１％のうち少なくとも１種を含み、さらにＣｕ
０．０１〜０．５％、Ｖ０．０２〜０．１％、Ｔｉ０．
００５〜０．０２％のうち少なくとも１種を含み、Ｃeq
＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋
Ｍｏ／４＋Ｖ／１４（重量％）で定義される炭素等量値
Ｃeqが０．４８以上であり、残部が鉄および不可避的不
純物からなる実質的にＢを含有しない鋼を、 １０００〜１２００℃の温度範囲に加熱し、板厚ｔ（m
m）につき温度パラメータＴをＴ＝２０Ｍｎ＋１０Ｎｉ
＋１５Ｃｒ＋１００Ｍｏ＋１５００Ｎｂ＋１５Ｃｕ＋１
５０Ｖ＋５００（Ｔｉ−３．４２Ｎ）−８（ｔ）0.5 ＋
８３０と定義したときにＴ〜１０５０℃の範囲の温度域
で熱間圧延を終了させ、Ａｒ3 変態点以上から直接焼入
し、６００℃以上Ａｃ1 変態点以下の温度域に焼戻し処
理し、溶接性、音響異方性、大入熱継手特性および耐Ｓ
Ｒわれ特性に優れたものとすることを特徴とする高張力
鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16208695A JP3296145B2 (ja) | 1995-06-28 | 1995-06-28 | 高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16208695A JP3296145B2 (ja) | 1995-06-28 | 1995-06-28 | 高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0913122A JPH0913122A (ja) | 1997-01-14 |
| JP3296145B2 true JP3296145B2 (ja) | 2002-06-24 |
Family
ID=15747823
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16208695A Expired - Fee Related JP3296145B2 (ja) | 1995-06-28 | 1995-06-28 | 高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3296145B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6020017B2 (ja) * | 2011-12-14 | 2016-11-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐再熱割れ性と強度、靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板およびその製造方法 |
-
1995
- 1995-06-28 JP JP16208695A patent/JP3296145B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0913122A (ja) | 1997-01-14 |
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