JP3312516B2 - 溶接割れ感受性、大入熱溶接性及び音響異方性に優れた高張力鋼の製造方法 - Google Patents
溶接割れ感受性、大入熱溶接性及び音響異方性に優れた高張力鋼の製造方法Info
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- JP3312516B2 JP3312516B2 JP01461795A JP1461795A JP3312516B2 JP 3312516 B2 JP3312516 B2 JP 3312516B2 JP 01461795 A JP01461795 A JP 01461795A JP 1461795 A JP1461795 A JP 1461795A JP 3312516 B2 JP3312516 B2 JP 3312516B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は橋梁、タンク、鉄管、倉
庫、建築物などの鉄鋼構造物に用いられる溶接割れ感受
性と大入溶接性および音響異方性に優れた６００Ｎ／ｍ
ｍ2 級高張力鋼の製造方法に関する。
庫、建築物などの鉄鋼構造物に用いられる溶接割れ感受
性と大入溶接性および音響異方性に優れた６００Ｎ／ｍ
ｍ2 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／ｍｍ
2 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特に大入熱溶接継
手において最も懸念されるボンド部の靭性劣化をもたら
すため好ましくない。
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／ｍｍ
2 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特に大入熱溶接継
手において最も懸念されるボンド部の靭性劣化をもたら
すため好ましくない。
【０００３】特開平２−８３２２号公報は、低Ｃ化と析
出硬化元素の活用と直接焼入れ法を組み合わせ、耐ＳＳ
Ｃ性と溶接割れ感受性の改良を目的とした技術である。
この技術による鋼板は、耐ＳＳＣ性を確保するため徹底
した低Ｃ化が図られているので、一般的な大入溶接によ
り継手を作製すると溶接金属の性能が確保されず十分な
継手強度が得られ難い。また、６００Ｎ／ｍｍ2 級高張
力鋼に要求される強度を低Ｃ化により達成しているた
め、多量の析出硬化元素の添加に加えて、焼入れ性向上
元素も多量に添加する必要があり、このため大入熱溶接
時の熱影響部粗粒域の硬度上昇を招くため継手靭性も懸
念される。
出硬化元素の活用と直接焼入れ法を組み合わせ、耐ＳＳ
Ｃ性と溶接割れ感受性の改良を目的とした技術である。
この技術による鋼板は、耐ＳＳＣ性を確保するため徹底
した低Ｃ化が図られているので、一般的な大入溶接によ
り継手を作製すると溶接金属の性能が確保されず十分な
継手強度が得られ難い。また、６００Ｎ／ｍｍ2 級高張
力鋼に要求される強度を低Ｃ化により達成しているた
め、多量の析出硬化元素の添加に加えて、焼入れ性向上
元素も多量に添加する必要があり、このため大入熱溶接
時の熱影響部粗粒域の硬度上昇を招くため継手靭性も懸
念される。
【０００４】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。この公報の記載によれば、少
なくとも鋼板の板厚が３０ｍｍまでは溶接割れ感受性に
優れた６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼が得られることが示
されているが、溶接継手性能に関わる記述はなく、大入
熱溶接性については未解決と言える。
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。この公報の記載によれば、少
なくとも鋼板の板厚が３０ｍｍまでは溶接割れ感受性に
優れた６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼が得られることが示
されているが、溶接継手性能に関わる記述はなく、大入
熱溶接性については未解決と言える。
【０００５】特開昭５５−６９２４１号公報は大入熱溶
接性に優れた６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼に関わる提案
である。この技術の特徴は、低Ｓｉ化と高Ａｌ添加にあ
り溶接割れ感受性は必ずしも解決されていない。
接性に優れた６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼に関わる提案
である。この技術の特徴は、低Ｓｉ化と高Ａｌ添加にあ
り溶接割れ感受性は必ずしも解決されていない。
【０００６】これらの他の従来技術として、渡邊ら「大
入熱溶接用鋼ＮＫ−ＨＩＷＥＬの開発」日本鋼管技報Ｎ
ｏ．９７（１９８３）や特開昭６０−１７４８２０号公
報などを挙げることができるが、これらは主に５００Ｎ
／ｍｍ2 級鋼を対象とした技術であり、６００Ｎ／ｍｍ
2 級高張力鋼はその対象から外れる。なお，特開昭６０
−１７４８２０号公報の実施例の中に一例のみ６００Ｎ
／ｍｍ2 級高張力鋼を示唆する例が示されているが，こ
れは化学成分から明らかなようにＢの活用により成し得
たものである。
入熱溶接用鋼ＮＫ−ＨＩＷＥＬの開発」日本鋼管技報Ｎ
ｏ．９７（１９８３）や特開昭６０−１７４８２０号公
報などを挙げることができるが、これらは主に５００Ｎ
／ｍｍ2 級鋼を対象とした技術であり、６００Ｎ／ｍｍ
2 級高張力鋼はその対象から外れる。なお，特開昭６０
−１７４８２０号公報の実施例の中に一例のみ６００Ｎ
／ｍｍ2 級高張力鋼を示唆する例が示されているが，こ
れは化学成分から明らかなようにＢの活用により成し得
たものである。
【０００７】溶接構造物の継手部分においては、その簡
便さからしばしば斜角探傷法にて超音波探傷検査がおこ
なわれる。しかし音響異方性が大きい鋼板では、主圧延
方向（Ｌ方向）とそれに垂直な方向（Ｔ方向）の音速が
異なるため，実際には欠陥のない部分に欠陥が検出され
たり，溶接欠陥の正確な位置が把握できないといった問
題が生じている。この問題を解決するために、特開昭６
３−２３５４３１号公報、特開平２−３０５９１８号公
報では音響異方性の小さな鋼板の製造方法が開示されて
いる。しかし，特開昭６３−２３５４３１号公報の記載
によれば，６００Ｎ／mm2 級鋼の実施例は見当たらず，
この発明は５００Ｎ／mm2 級鋼を対象としたものである
といえる。特開平２−３０５９１８号公報には，母材強
度に関する記述がないばかりか，また化学成分について
は，Ｃ含有量が高いため，Ｐｃｍが０．２０を超える，
Ｓｉ，Ｍｎ含有量が過剰なために溶接性が懸念される，
０．００１０％以上のＢを含むために継手靱性の劣化が
懸念される等，仮に６００Ｎ／mm2 級鋼を対象とした発
明であったとしても，本発明の目的とする溶接割れ感受
性と大入熱溶接性および音響異方性に優れた高張力鋼を
対象とした発明ではない。
便さからしばしば斜角探傷法にて超音波探傷検査がおこ
なわれる。しかし音響異方性が大きい鋼板では、主圧延
方向（Ｌ方向）とそれに垂直な方向（Ｔ方向）の音速が
異なるため，実際には欠陥のない部分に欠陥が検出され
たり，溶接欠陥の正確な位置が把握できないといった問
題が生じている。この問題を解決するために、特開昭６
３−２３５４３１号公報、特開平２−３０５９１８号公
報では音響異方性の小さな鋼板の製造方法が開示されて
いる。しかし，特開昭６３−２３５４３１号公報の記載
によれば，６００Ｎ／mm2 級鋼の実施例は見当たらず，
この発明は５００Ｎ／mm2 級鋼を対象としたものである
といえる。特開平２−３０５９１８号公報には，母材強
度に関する記述がないばかりか，また化学成分について
は，Ｃ含有量が高いため，Ｐｃｍが０．２０を超える，
Ｓｉ，Ｍｎ含有量が過剰なために溶接性が懸念される，
０．００１０％以上のＢを含むために継手靱性の劣化が
懸念される等，仮に６００Ｎ／mm2 級鋼を対象とした発
明であったとしても，本発明の目的とする溶接割れ感受
性と大入熱溶接性および音響異方性に優れた高張力鋼を
対象とした発明ではない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、溶接
割れ感受性と大入熱溶接性および音響異方性に優れた６
００Ｎ／mm2 級高張力鋼の製造方法を提供することであ
る。
割れ感受性と大入熱溶接性および音響異方性に優れた６
００Ｎ／mm2 級高張力鋼の製造方法を提供することであ
る。
【０００９】
【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＋Ｎ
ｉ／６０＋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。係
数の比較からＣの低減が最も有効であることが容易に知
れるが、極端な低Ｃ化は継手強度の確保を困難とする。
さらに母材強度を確保するため多量の合金元素の添加が
必要となりコスト高を招くばかりか溶接熱影響部粗粒域
の硬化に伴う継手靭性が懸念される。
るためには、 Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋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。係
数の比較からＣの低減が最も有効であることが容易に知
れるが、極端な低Ｃ化は継手強度の確保を困難とする。
さらに母材強度を確保するため多量の合金元素の添加が
必要となりコスト高を招くばかりか溶接熱影響部粗粒域
の硬化に伴う継手靭性が懸念される。
【００１０】多量の合金元素の添加に替って母材の強度
を確保する手段として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懸念され
る。従って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靭性を得る上でＴ
ｉは添加しないことが好ましい。そこで、６００Ｎ／ｍ
ｍ2 級高張力鋼の溶接割れ感受性改善と大入熱溶接性確
保を目的にＣ量と添加合金元素量の最適化を検討し以下
の知見を骨子として本発明を得た。
を確保する手段として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懸念され
る。従って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靭性を得る上でＴ
ｉは添加しないことが好ましい。そこで、６００Ｎ／ｍ
ｍ2 級高張力鋼の溶接割れ感受性改善と大入熱溶接性確
保を目的にＣ量と添加合金元素量の最適化を検討し以下
の知見を骨子として本発明を得た。
【００１１】（１）健全な溶接金属を得、かつ十分な継
手強度を得、かつ合金元素の多量添加を避けるためには
母材に０．０６％以上のＣを含有させる必要がある。 （２）しかし、０．１％を越えるＣ添加は、溶接割れ感
受性を高め、継手靭性を劣化させる。
手強度を得、かつ合金元素の多量添加を避けるためには
母材に０．０６％以上のＣを含有させる必要がある。 （２）しかし、０．１％を越えるＣ添加は、溶接割れ感
受性を高め、継手靭性を劣化させる。
【００１２】（３）直接焼入れ法の採用により母材強度
の確保にＮｂの析出硬化を活用できる。 （４）Ｎｂ添加により大入熱溶接継手強度が安定に確保
できる。
の確保にＮｂの析出硬化を活用できる。 （４）Ｎｂ添加により大入熱溶接継手強度が安定に確保
できる。
【００１３】（５）鋼板厚に応じた合金元素の最適添加
量の範囲が存在する。 一方音響異方性は，圧延集合組織の発達により劣化す
る。圧延加工を高温域で施せばこれを防止できるが，不
必要な高温圧延は圧延加工の自由度を制限し，加熱温度
の高温化につながる。これはコスト高や母材靱性劣化を
招く。そこで音響異方性に関する一般的な指針であるＪ
ＩＳ Ｚ３０６０による規定，即ち主圧延方向と垂直な
方向の音速比≦１．０２を満たす必要十分条件について
検討し，良好な音響異方性を兼ね備えた鋼材を得るため
の製造方法の具体的な指針として以下の知見を得た。
量の範囲が存在する。 一方音響異方性は，圧延集合組織の発達により劣化す
る。圧延加工を高温域で施せばこれを防止できるが，不
必要な高温圧延は圧延加工の自由度を制限し，加熱温度
の高温化につながる。これはコスト高や母材靱性劣化を
招く。そこで音響異方性に関する一般的な指針であるＪ
ＩＳ Ｚ３０６０による規定，即ち主圧延方向と垂直な
方向の音速比≦１．０２を満たす必要十分条件について
検討し，良好な音響異方性を兼ね備えた鋼材を得るため
の製造方法の具体的な指針として以下の知見を得た。
【００１４】（６）圧延加工により導入された歪みが再
結晶によりほとんど復旧する場合，音速比≦１．０２は
満たされ，音響異方性は良好である。 （７）（６）を満たす場合には圧延終了後概ね直接焼き
入れ工程に入るまでに圧延加工により導入された歪みを
再結晶により少なくとも５０％以上復旧されなければな
らない。
結晶によりほとんど復旧する場合，音速比≦１．０２は
満たされ，音響異方性は良好である。 （７）（６）を満たす場合には圧延終了後概ね直接焼き
入れ工程に入るまでに圧延加工により導入された歪みを
再結晶により少なくとも５０％以上復旧されなければな
らない。
【００１５】（８）（７）を満たすための必要十分条件
として，圧延を終了する下限温度を与える関数を見出し
た。 すなわち本発明は，重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１
％、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜１．６
％、Ｍｏ：０．３％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、さらに必要によりＣ
ｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．５
％以下の１種又は２種以上を含み、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／
３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２
０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで定義されるＰｃｍ値
が０．２以下で、かつ、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、Ｎｂ、Ｖ含有量、鋼板厚ｔ
（ｍｍ）を用いて、 ６２５Ｎｂ＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ≧４０＋ｔ の関係を満たし、残部が鉄および不可避不純物よりなる
鋼材を、１０００℃以上１２５０℃以下の温度に加熱
後、 Ｔ＝７７０−５３０Ｃ＋１００Ｍｎ＋１５Ｍｏ＋２２５
０Ｎｂ＋１００Ｖ（℃） で与えられる温度以上で熱間圧延を終了した後、少なく
ともＡｒ3 変態点以上より直接焼き入れし、その後Ａｃ
1 変態点以下の温度にて焼戻しをおこなうことを特徴と
する溶接割れ感受性、大入熱溶接性及び音響異方性に優
れた高張力鋼の製造方法である。ここで，熱間圧延は、
１０５０℃以下で２０％以上の累積圧下率で熱間圧延を
施すのがよい。
として，圧延を終了する下限温度を与える関数を見出し
た。 すなわち本発明は，重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１
％、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜１．６
％、Ｍｏ：０．３％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、さらに必要によりＣ
ｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．５
％以下の１種又は２種以上を含み、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／
３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２
０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで定義されるＰｃｍ値
が０．２以下で、かつ、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、Ｎｂ、Ｖ含有量、鋼板厚ｔ
（ｍｍ）を用いて、 ６２５Ｎｂ＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ≧４０＋ｔ の関係を満たし、残部が鉄および不可避不純物よりなる
鋼材を、１０００℃以上１２５０℃以下の温度に加熱
後、 Ｔ＝７７０−５３０Ｃ＋１００Ｍｎ＋１５Ｍｏ＋２２５
０Ｎｂ＋１００Ｖ（℃） で与えられる温度以上で熱間圧延を終了した後、少なく
ともＡｒ3 変態点以上より直接焼き入れし、その後Ａｃ
1 変態点以下の温度にて焼戻しをおこなうことを特徴と
する溶接割れ感受性、大入熱溶接性及び音響異方性に優
れた高張力鋼の製造方法である。ここで，熱間圧延は、
１０５０℃以下で２０％以上の累積圧下率で熱間圧延を
施すのがよい。
【００１６】
【作用】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＞先述の様に継手強度の確保と合金元素の多量添加
を避けるため０．０６％以上添加する。Ｃ量０．０６％
未満では０．２％以上のＭｏ添加などが必要となりコス
ト高、大入熱継手靭性の劣化を招く上、大入熱溶接継手
強を確保できない。Ｃ量が０．１％を越えると溶接割れ
感受性が劣化し、また大入熱継手靭性の劣化が懸念され
る。
て説明する。 ＜Ｃ＞先述の様に継手強度の確保と合金元素の多量添加
を避けるため０．０６％以上添加する。Ｃ量０．０６％
未満では０．２％以上のＭｏ添加などが必要となりコス
ト高、大入熱継手靭性の劣化を招く上、大入熱溶接継手
強を確保できない。Ｃ量が０．１％を越えると溶接割れ
感受性が劣化し、また大入熱継手靭性の劣化が懸念され
る。
【００１７】＜Ｓｉ＞Ｓｉは母材強度と大入熱溶接強度
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
大入溶接継手靭性を劣化させる。
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
大入溶接継手靭性を劣化させる。
【００１８】＜Ｍｎ＞Ｍｎは母材強度と大入熱溶接強度
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
させる。
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
させる。
【００１９】＜Ｍｏ＞Ｍｏは溶接割れ感受性と大入溶接
継手靭性を劣化させる傾向が認められるため、上限は
０．３％とする。ただし、Ｍｏは母材強度と大入熱溶接
強度を確保する上で有効に働くので必要に応じて０．０
１％以上０．２％以下添加するのが好ましい。
継手靭性を劣化させる傾向が認められるため、上限は
０．３％とする。ただし、Ｍｏは母材強度と大入熱溶接
強度を確保する上で有効に働くので必要に応じて０．０
１％以上０．２％以下添加するのが好ましい。
【００２０】＜Ｎｂ＞Ｎｂは母材強度と大入熱溶接強度
を確保する上で有効に働くので０．００５％以上添加す
る。しかし、０．０５％を越える添加は、後述する関数
から求められる圧延仕上げ温度の下限値が極端に高い値
となり，圧延加工が困難になる。この他にも大入熱溶接
継手靱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％とする。
を確保する上で有効に働くので０．００５％以上添加す
る。しかし、０．０５％を越える添加は、後述する関数
から求められる圧延仕上げ温度の下限値が極端に高い値
となり，圧延加工が困難になる。この他にも大入熱溶接
継手靱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％とする。
【００２１】＜Ｖ＞Ｖは母材強度と大入熱溶接強度を確
保する上で有効に働くので必要に応じて０．０１％以上
添加する。しかし０．１％を越える添加は溶接割れ感受
性を劣化させ、かつ母材靭性を損なうので０．１％以下
とする。
保する上で有効に働くので必要に応じて０．０１％以上
添加する。しかし０．１％を越える添加は溶接割れ感受
性を劣化させ、かつ母材靭性を損なうので０．１％以下
とする。
【００２２】＜Ａｌ＞Ａｌは鋼の脱酸のため添加され、
通常０．００５％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％以上添
加する。しかし、０．１％を越えるＡｌ添加は母材靭性
を損なう。
通常０．００５％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％以上添
加する。しかし、０．１％を越えるＡｌ添加は母材靭性
を損なう。
【００２３】＜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
保するためしばしば積極的に添加される。しかし、本発
明では、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、特に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。特に後述するＮ含有量の３．４倍を下回ることが望
ましい。
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
保するためしばしば積極的に添加される。しかし、本発
明では、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、特に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。特に後述するＮ含有量の３．４倍を下回ることが望
ましい。
【００２４】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。
【００２５】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。
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。
【００２６】＜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０．０
１５％以下、好ましくは０．０１％以下に規制されるこ
とが望ましい。
であり、健全な母材および溶接継手を得るために０．０
１５％以下、好ましくは０．０１％以下に規制されるこ
とが望ましい。
【００２７】＜Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ＞Ｃｕ，Ｃｒは母材お
よび溶接継手強度を向上させる効果を有する。Ｎｉはさ
らに靭性を改善する働きを示す。これらの合金元素は本
発明において必須ではないが、化学成分の限定式の範囲
内で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軽減など
を期待できる。
よび溶接継手強度を向上させる効果を有する。Ｎｉはさ
らに靭性を改善する働きを示す。これらの合金元素は本
発明において必須ではないが、化学成分の限定式の範囲
内で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軽減など
を期待できる。
【００２８】＜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。
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。
【００２９】＜計算式：６２５Ｎｂ＋２５０Ｖ＋２１０
Ｃｅｑ＞ 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１５〜６０ｍ
ｍ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。
Ｃｅｑ＞ 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１５〜６０ｍ
ｍ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。
【００３０】尚、板厚効果とは、熱間圧延後の直接焼入
れにより、鋼板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。
れにより、鋼板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。
【００３１】６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼に分類される
ＪＩＳ Ｇ３１０６ ＳＭ５７０Ｑに適合する鋼板を得
るためには計算式：６２５Ｎｂ＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅ
ｑが板厚（ｍｍ）に４０を加えた値を上回る必要があ
る。なお本発明が対象とする板厚範囲は概ね１５〜６０
ｍｍの範囲である。
ＪＩＳ Ｇ３１０６ ＳＭ５７０Ｑに適合する鋼板を得
るためには計算式：６２５Ｎｂ＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅ
ｑが板厚（ｍｍ）に４０を加えた値を上回る必要があ
る。なお本発明が対象とする板厚範囲は概ね１５〜６０
ｍｍの範囲である。
【００３２】＜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１２０
０℃とする。
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１２０
０℃とする。
【００３３】＜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、通常の条件に依っ
て差し支えない。ただし，良好な音響異方性を確保する
ために， Ｔ＝７７０−５３０Ｃ＋１００Ｍｎ＋１５Ｍｏ＋２２５
０Ｎｂ＋１００Ｖ（℃） の関数で与えられるＴ（℃）以上で圧延を終了する必要
がある。Ｔ（℃）未満で圧延を終了すると音速比１．０
２以下を確保できない。従って，圧延終了温度がＴ
（℃）を下回らない範囲で圧延加工の自由度が得られ
る。
所定の板厚まで熱間圧延する工程は、通常の条件に依っ
て差し支えない。ただし，良好な音響異方性を確保する
ために， Ｔ＝７７０−５３０Ｃ＋１００Ｍｎ＋１５Ｍｏ＋２２５
０Ｎｂ＋１００Ｖ（℃） の関数で与えられるＴ（℃）以上で圧延を終了する必要
がある。Ｔ（℃）未満で圧延を終了すると音速比１．０
２以下を確保できない。従って，圧延終了温度がＴ
（℃）を下回らない範囲で圧延加工の自由度が得られ
る。
【００３４】母材の靭性をより安定に確保、向上させる
観点から、１０５０℃以下の温度域で２０％以上の累積
圧下を付与することが望ましい。累積圧下率を２０％以
上とすることで、γ粒の再結晶に伴う細粒化を達成し、
母材の靭性をより安定に確保、向上させることができ
る。同じ理由から、圧延１パス毎の圧下率を５％以上、
更に好ましくは１０％以上確保することが望ましい。
観点から、１０５０℃以下の温度域で２０％以上の累積
圧下を付与することが望ましい。累積圧下率を２０％以
上とすることで、γ粒の再結晶に伴う細粒化を達成し、
母材の靭性をより安定に確保、向上させることができ
る。同じ理由から、圧延１パス毎の圧下率を５％以上、
更に好ましくは１０％以上確保することが望ましい。
【００３５】＜直接焼入れ＞熱間圧延終了後、Ａｒ３変
態点を上回る温度の鋼板を強制冷却により焼入れ処理を
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の変態温度付近にて概
ね３℃／ｓｅｃ以上の冷却速度を達成させるようにする
ことが必要である。
態点を上回る温度の鋼板を強制冷却により焼入れ処理を
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の変態温度付近にて概
ね３℃／ｓｅｃ以上の冷却速度を達成させるようにする
ことが必要である。
【００３６】＜焼戻し温度＞焼戻しは、Ａｃｌ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、６０
０Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼としての強度が確保されないた
め、Ａｃｌ変態点以下でおこなう。ただし、溶接継手強
度確保のため、およびＮｂの析出硬化による母材強度確
保のため５７０℃、好ましくは６００℃以上で実施する
のがよい。
越える温度で焼戻しを行うと強度の低下が著しく、６０
０Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼としての強度が確保されないた
め、Ａｃｌ変態点以下でおこなう。ただし、溶接継手強
度確保のため、およびＮｂの析出硬化による母材強度確
保のため５７０℃、好ましくは６００℃以上で実施する
のがよい。
【００３７】
【実施例】表１に本発明の実施例に用いた鋼の化学成分
を示す。表１に示した化学成分の鋼を溶製し、鋼塊とな
し、表２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、焼戻し温度は５８０〜６８０℃の範囲とした。
また，一部の供試鋼を再加熱焼入れ焼戻し処理し、比較
例に用いた。
を示す。表１に示した化学成分の鋼を溶製し、鋼塊とな
し、表２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、焼戻し温度は５８０〜６８０℃の範囲とした。
また，一部の供試鋼を再加熱焼入れ焼戻し処理し、比較
例に用いた。
【００３８】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。
【００３９】また、併せて、母材中の超音波（横波）の
音速を主圧延方向（Ｌ）と圧延方向と垂直な方向（Ｔ）
について測定し，音速比（Ｔ／Ｌ）を求め，音響異方性
を評価した。さらに、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６０キロ級鋼用超低水素
タイプの溶接材料を用いて，雰囲気は２０℃−６０％、
試験片初期温度２５℃の条件で行った。
音速を主圧延方向（Ｌ）と圧延方向と垂直な方向（Ｔ）
について測定し，音速比（Ｔ／Ｌ）を求め，音響異方性
を評価した。さらに、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６０キロ級鋼用超低水素
タイプの溶接材料を用いて，雰囲気は２０℃−６０％、
試験片初期温度２５℃の条件で行った。
【００４０】大入熱溶製性は、通常のエレクトロガスア
ーク溶接により継手を作製し、その強度を測定すると共
に、靭性が最も懸念されるボンド部についてシャルピー
衝撃試験を実施し評価した。
ーク溶接により継手を作製し、その強度を測定すると共
に、靭性が最も懸念されるボンド部についてシャルピー
衝撃試験を実施し評価した。
【００４１】尚、エレクトロガスアーク溶接継手は、板
厚２５ｍｍの供試鋼についてのみ片面１層溶接により作
製し、それ以上の板厚の供試鋼については、板厚中央に
て両面１層に振り分けて溶接し作製した。表２にファイ
ナル側の溶接入熱を明記したが、バッキング側の入熱は
いずれも７〜８ｋＪ／ｍｍである。
厚２５ｍｍの供試鋼についてのみ片面１層溶接により作
製し、それ以上の板厚の供試鋼については、板厚中央に
て両面１層に振り分けて溶接し作製した。表２にファイ
ナル側の溶接入熱を明記したが、バッキング側の入熱は
いずれも７〜８ｋＪ／ｍｍである。
【００４２】実施例Ｎｏ．Ａ１に用いた鋼番Ａの組成の
鋼は比較鋼である。鋼番Ａの鋼の計算値（６２５Ｎｂ＋
２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ＝８２）は供試鋼板厚（３８）
に４０を加えた値（７８）を上回り、そのため母材の引
張り強さは５７０Ｎ／ｍｍ2を越えた。圧延終了温度は
関数：Ｔ（＝７７０−５３０Ｃ＋１００Ｍｎ＋１５Ｍｏ
＋２２５０Ｎｂ＋１００Ｖ）に鋼番Ａの鋼の化学成分を
代入して得た温度（８６１℃）より高温であり音響異方
性は良好であった。また、Ｐｃｍ値は０．１７と低く、
Ｙ割れ試験において溶接割れは発生しなかった。しか
し、Ｎｂが添加されていないため大入熱溶接継手強度が
５７０Ｎ／ｍｍ2 を下回った。
鋼は比較鋼である。鋼番Ａの鋼の計算値（６２５Ｎｂ＋
２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ＝８２）は供試鋼板厚（３８）
に４０を加えた値（７８）を上回り、そのため母材の引
張り強さは５７０Ｎ／ｍｍ2を越えた。圧延終了温度は
関数：Ｔ（＝７７０−５３０Ｃ＋１００Ｍｎ＋１５Ｍｏ
＋２２５０Ｎｂ＋１００Ｖ）に鋼番Ａの鋼の化学成分を
代入して得た温度（８６１℃）より高温であり音響異方
性は良好であった。また、Ｐｃｍ値は０．１７と低く、
Ｙ割れ試験において溶接割れは発生しなかった。しか
し、Ｎｂが添加されていないため大入熱溶接継手強度が
５７０Ｎ／ｍｍ2 を下回った。
【００４３】実施例Ｎｏ．Ｂ１，Ｂ２は鋼番Ｂの鋼を用
いた本発明の実施例，Ｎｏ．Ｂ３は比較例である。板厚
２５ｍｍの供試鋼母材の機械的性質および溶接割れ感受
性は良好であり、かつ、健全な大入熱溶接継手が実現で
きた。しかし，圧延終了温度が鋼番Ｂの鋼の化学成分か
ら得られるＴ（℃）を下回るＮｏ．Ｂ３は音速比が１．
０２を越えた。
いた本発明の実施例，Ｎｏ．Ｂ３は比較例である。板厚
２５ｍｍの供試鋼母材の機械的性質および溶接割れ感受
性は良好であり、かつ、健全な大入熱溶接継手が実現で
きた。しかし，圧延終了温度が鋼番Ｂの鋼の化学成分か
ら得られるＴ（℃）を下回るＮｏ．Ｂ３は音速比が１．
０２を越えた。
【００４４】実施例Ｎｏ．Ｃ１，Ｄ１，Ｅ１，Ｆ１，Ｇ
１，Ｈ１，Ｉ１は、Ｍｎ，Ｍｏ，Ｎｂの含有量を変化さ
せた鋼番Ｃ〜Ｉの鋼による本発明の実施例，Ｎｏ．Ｃ
２，Ｄ２，Ｄ３は比較例である。いずれも健全な母材お
よび大入熱溶接継手の機械的性質が確認され、溶接割れ
感受性も良好であった。また、これらの実施例のように
Ｍｎ，Ｍｏ，Ｎｂ含有量を変化させても計算値と母材強
度の相関は良く、この計算式が工業上有用であることが
示される。しかし，音響異方性については，Ｎｏ．Ｃ
２，Ｄ２，Ｄ３は，鋼番Ｃ，Ｄの鋼の化学成分から得ら
れるＴ（℃）を下回る温度で圧延を終了しているため音
速比が１．０２を越えた。
１，Ｈ１，Ｉ１は、Ｍｎ，Ｍｏ，Ｎｂの含有量を変化さ
せた鋼番Ｃ〜Ｉの鋼による本発明の実施例，Ｎｏ．Ｃ
２，Ｄ２，Ｄ３は比較例である。いずれも健全な母材お
よび大入熱溶接継手の機械的性質が確認され、溶接割れ
感受性も良好であった。また、これらの実施例のように
Ｍｎ，Ｍｏ，Ｎｂ含有量を変化させても計算値と母材強
度の相関は良く、この計算式が工業上有用であることが
示される。しかし，音響異方性については，Ｎｏ．Ｃ
２，Ｄ２，Ｄ３は，鋼番Ｃ，Ｄの鋼の化学成分から得ら
れるＴ（℃）を下回る温度で圧延を終了しているため音
速比が１．０２を越えた。
【００４５】実施例Ｎｏ．Ｊ１はＶを添加しない鋼番Ｊ
の鋼による本発明の実施例，Ｎｏ．Ｊ２，Ｊ３は比較例
である。実施例Ｎｏ．Ｊ１は音響異方性が良好であるこ
とがわかる。Ｎｏ．Ｊ２は健全な母材および大入熱溶接
継手の機械的性質が確認され，溶接割れ感受性も良好で
あったが，上述のＴ（℃）を下回る温度で圧延を終了し
たために音速比は１．０２を越えた。実施例Ｎｏ．Ｊ３
は鋼番Ｊの鋼に、再加熱焼入れ焼戻しプロセスを適用し
た比較例であり、６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼としての
母材強度が確保されない。
の鋼による本発明の実施例，Ｎｏ．Ｊ２，Ｊ３は比較例
である。実施例Ｎｏ．Ｊ１は音響異方性が良好であるこ
とがわかる。Ｎｏ．Ｊ２は健全な母材および大入熱溶接
継手の機械的性質が確認され，溶接割れ感受性も良好で
あったが，上述のＴ（℃）を下回る温度で圧延を終了し
たために音速比は１．０２を越えた。実施例Ｎｏ．Ｊ３
は鋼番Ｊの鋼に、再加熱焼入れ焼戻しプロセスを適用し
た比較例であり、６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼としての
母材強度が確保されない。
【００４６】実施例Ｎｏ．Ｋ１はＣ量が本発明の規定を
外れる鋼番Ｋの鋼による比較例である。計算式により適
正な合金元素の添加量を見いだしても、大入熱溶接継手
において、健全な溶接金属が得られず、この場合は継手
引張試験において溶接金属部より破断し継手強度が確保
されなかった。
外れる鋼番Ｋの鋼による比較例である。計算式により適
正な合金元素の添加量を見いだしても、大入熱溶接継手
において、健全な溶接金属が得られず、この場合は継手
引張試験において溶接金属部より破断し継手強度が確保
されなかった。
【００４７】実施例Ｎｏ．Ｌ１は、Ｃ含有量の高い鋼番
Ｌの鋼による比較例であり、斜めＹ型溶接割れ試験にお
いて溶接割れが発生した。実施例Ｎｏ．Ｍ１は、Ｃ含有
量が高く、Ｎｂを含まない鋼番Ｍの鋼による比較例であ
る。斜めＹ型溶接割れ試験において溶接割れは発生なか
ったが、最高硬さは２９０Ｈｖを越え良好とは言えな
い。また、大入熱溶接継手の靭性は、本発明例のいずれ
よりも劣る。
Ｌの鋼による比較例であり、斜めＹ型溶接割れ試験にお
いて溶接割れが発生した。実施例Ｎｏ．Ｍ１は、Ｃ含有
量が高く、Ｎｂを含まない鋼番Ｍの鋼による比較例であ
る。斜めＹ型溶接割れ試験において溶接割れは発生なか
ったが、最高硬さは２９０Ｈｖを越え良好とは言えな
い。また、大入熱溶接継手の靭性は、本発明例のいずれ
よりも劣る。
【００４８】実施例Ｎｏ．Ｎ１，Ｏ１，Ｐ１，Ｑ１，Ｓ
１は、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒを含有する場合の鋼番Ｎ，Ｏ，
Ｐ，Ｑ，Ｓの鋼による本発明例である。Ｎｏ．Ｒ１は鋼
番Ｒの鋼による比較鋼である。Ｃｒを本発明の規定範囲
を越えて含有し、かつＰｃｍ値が０．２を越えたため、
斜めＹ型溶接割れ試験において、溶接割れが発生した。
１は、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒを含有する場合の鋼番Ｎ，Ｏ，
Ｐ，Ｑ，Ｓの鋼による本発明例である。Ｎｏ．Ｒ１は鋼
番Ｒの鋼による比較鋼である。Ｃｒを本発明の規定範囲
を越えて含有し、かつＰｃｍ値が０．２を越えたため、
斜めＹ型溶接割れ試験において、溶接割れが発生した。
【００４９】Ｎｏ．Ｔ１，Ｕ１はＢが添加された鋼番
Ｔ，Ｕの鋼による比較例である。いずれも良好な母材強
度が得られているが、母材靭性はＴｉが複合添加された
鋼番Ｕの鋼によるＮｏ．Ｕ１の方が良好である。いずれ
も溶接割れ感受性は良好であるが、大入熱溶接継手の靭
性は悪い。
Ｔ，Ｕの鋼による比較例である。いずれも良好な母材強
度が得られているが、母材靭性はＴｉが複合添加された
鋼番Ｕの鋼によるＮｏ．Ｕ１の方が良好である。いずれ
も溶接割れ感受性は良好であるが、大入熱溶接継手の靭
性は悪い。
【００５０】
【表１】
【００５１】
【表２】
【００５２】
【表３】
【００５３】
【表４】
【００５４】
【発明の効果】以上のように、本発明により、溶接割れ
感受性が低く、かつ大入熱溶接性および音響異方性に優
れた６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼およびその製造方法を
提供できる。
感受性が低く、かつ大入熱溶接性および音響異方性に優
れた６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼およびその製造方法を
提供できる。
【図１】実施例Ｎｏ．Ｄ１に対応する本発明例の大入熱
溶接継手部の硬度分布を示した図。図中矢印がボンド部
を表し、その極近傍の母材側熱影響部の硬度は低い値を
示している。
溶接継手部の硬度分布を示した図。図中矢印がボンド部
を表し、その極近傍の母材側熱影響部の硬度は低い値を
示している。
【図２】実施例Ｎｏ．Ｅ１に対応する本発明例の大入熱
溶接継手部の硬度分布を示した図。図中矢印がボンド部
を表し、その極近傍の母材側熱影響部の硬度は低い値を
示している。
溶接継手部の硬度分布を示した図。図中矢印がボンド部
を表し、その極近傍の母材側熱影響部の硬度は低い値を
示している。
【図３】実施例Ｎｏ．Ｇ１に対応する本発明例の大入熱
溶接継手部の硬度分布を示した図。図中矢印がボンド部
を表し、その極近傍の母材側熱影響部の硬度は低い値を
示している。
溶接継手部の硬度分布を示した図。図中矢印がボンド部
を表し、その極近傍の母材側熱影響部の硬度は低い値を
示している。
【図４】実施例Ｎｏ．Ｈ１に対応する本発明例の大入熱
溶接継手部の硬度分布を示した図。図中矢印がボンド部
を表し、その極近傍の母材側熱影響部の硬度は低い値を
示している。
溶接継手部の硬度分布を示した図。図中矢印がボンド部
を表し、その極近傍の母材側熱影響部の硬度は低い値を
示している。
【図５】実施例Ｎｏ．Ｔ１に対応する比較例の大入熱溶
接継手部の硬度分布を示した図。熱影響部のボンド部近
傍で本発明例と比べて著しい硬度上昇が認められる。
接継手部の硬度分布を示した図。熱影響部のボンド部近
傍で本発明例と比べて著しい硬度上昇が認められる。
【図６】圧延終了温度から関数：Ｔ（＝７７０−５３０
Ｃ＋１００Ｍｎ＋１５Ｍｏ＋２２５０Ｎｂ＋１００Ｖ）
により計算される温度を差し引いた温度と音響異方性の
関係を示す図。 本発明で規定するように圧延終了温度が関数：Ｔ（＝７
７０−５３０Ｃ＋１００Ｍｎ＋１５Ｍｏ＋２２５０Ｎｂ
＋１００Ｖ）により計算される値を上回ることで優れた
音響異方性が確保されることが明白である。
Ｃ＋１００Ｍｎ＋１５Ｍｏ＋２２５０Ｎｂ＋１００Ｖ）
により計算される温度を差し引いた温度と音響異方性の
関係を示す図。 本発明で規定するように圧延終了温度が関数：Ｔ（＝７
７０−５３０Ｃ＋１００Ｍｎ＋１５Ｍｏ＋２２５０Ｎｂ
＋１００Ｖ）により計算される値を上回ることで優れた
音響異方性が確保されることが明白である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/00 - 8/10 C22C 38/00 - 38/60
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ｍ
ｏ：０．３％以下（ただし、０％は含まない）、Ｎｂ：
０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．１％以下（ただし、
０％は含まない）、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：
０．０００５〜０．００８％、Ｔｉ＜０．００５％、Ｂ
＜０．０００３％を含み、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍ
ｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ
／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで定義されるＰｃｍ値が０．２
以下で、かつ、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎ
ｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４で定義される
Ｃｅｑ値および、Ｎｂ、Ｖ含有量、鋼板厚ｔ（ｍｍ）を
用いて、６２５Ｎｂ＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ≧４０＋
ｔの関係を満たし、残部が鉄および不可避不純物よりな
る鋼材を、１０００℃以上１２５０℃以下の温度に加熱
後、Ｔ＝７７０−５３０Ｃ＋１００Ｍｎ＋１５Ｍｏ＋２
２５０Ｎｂ＋１００Ｖ（℃）で与えられる温度以上で熱
間圧延を終了した後、少なくともＡｒ3 変態点以上より
直接焼き入れし、その後Ａｃ1 変態点以下の温度にて焼
戻しをおこなうことを特徴とする溶接割れ感受性、大入
熱溶接性及び音響異方性に優れた高張力鋼の製造方法。 - 【請求項２】熱間圧延は、１０５０℃以下で２０％以上
の累積圧下率で熱間圧延を施すことを特徴とする請求項
１に記載の溶接割れ感受性、大入熱溶接性及び音響異方
性に優れた高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP01461795A JP3312516B2 (ja) | 1995-01-31 | 1995-01-31 | 溶接割れ感受性、大入熱溶接性及び音響異方性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP01461795A JP3312516B2 (ja) | 1995-01-31 | 1995-01-31 | 溶接割れ感受性、大入熱溶接性及び音響異方性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08209238A JPH08209238A (ja) | 1996-08-13 |
| JP3312516B2 true JP3312516B2 (ja) | 2002-08-12 |
Family
ID=11866170
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP01461795A Expired - Fee Related JP3312516B2 (ja) | 1995-01-31 | 1995-01-31 | 溶接割れ感受性、大入熱溶接性及び音響異方性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3312516B2 (ja) |
-
1995
- 1995-01-31 JP JP01461795A patent/JP3312516B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH08209238A (ja) | 1996-08-13 |
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