JP3503345B2 - 大入熱溶接性、溶接割れ感受性および耐候性に優れた高張力鋼およびその製造方法 - Google Patents
大入熱溶接性、溶接割れ感受性および耐候性に優れた高張力鋼およびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は橋梁、倉庫、建築物
などの鉄鋼構造物に用いられる大入熱溶接性、溶接割れ
感受性および耐候性に優れた６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力
鋼およびその製造方法に関するものである。
などの鉄鋼構造物に用いられる大入熱溶接性、溶接割れ
感受性および耐候性に優れた６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力
鋼およびその製造方法に関するものである。
【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一般に溶接継手部
で最も懸念されるボンド部の靱性劣化をもたらす。特に
熱影響部のミクロ組織の粗大化が著しくかつ後続パスに
よる再熱を受けない大入熱片面１パス溶接では靱性劣化
は著しく好ましくない。
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一般に溶接継手部
で最も懸念されるボンド部の靱性劣化をもたらす。特に
熱影響部のミクロ組織の粗大化が著しくかつ後続パスに
よる再熱を受けない大入熱片面１パス溶接では靱性劣化
は著しく好ましくない。
【０００３】特開平２−２０５６２７号公報は、直接焼
入法を用いて靱性の優れた６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼
の製造方法を提供している。この技術はＮｂとＢの複合
添加を必須としているため、上記と同様のＢ添加による
弊害が懸念される。
入法を用いて靱性の優れた６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼
の製造方法を提供している。この技術はＮｂとＢの複合
添加を必須としているため、上記と同様のＢ添加による
弊害が懸念される。
【０００４】Ｂを添加しない技術として、特開平５−３
３１５３８号公報、特公昭６０−９０８６号公報、特開
平２−２５４１１９号公報、特開昭５９−１１３１２０
号公報、特公昭６１−１２９７０号公報、特公平２−８
３２２号公報、特開昭５３−１１９２１９号公報が提案
されている。
３１５３８号公報、特公昭６０−９０８６号公報、特開
平２−２５４１１９号公報、特開昭５９−１１３１２０
号公報、特公昭６１−１２９７０号公報、特公平２−８
３２２号公報、特開昭５３−１１９２１９号公報が提案
されている。
【０００５】これらのうち特開平５−３３１５３８号公
報に示される技術は５００Ｎ／ｍｍ2 級非調質高張力鋼
に関するものである。また、特公昭６０−９０８６号公
報、特開平２−２５４１１９号公報、特開昭５９−１１
３１２０号公報に示される技術はいずれも６００Ｎ／ｍ
ｍ2 級非調質高張力に関するものであり、実施例などか
らこれらの技術の適用板厚の上限はいずれも２０ｍｍ程
度であることが知れる。
報に示される技術は５００Ｎ／ｍｍ2 級非調質高張力鋼
に関するものである。また、特公昭６０−９０８６号公
報、特開平２−２５４１１９号公報、特開昭５９−１１
３１２０号公報に示される技術はいずれも６００Ｎ／ｍ
ｍ2 級非調質高張力に関するものであり、実施例などか
らこれらの技術の適用板厚の上限はいずれも２０ｍｍ程
度であることが知れる。
【０００６】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が、大入熱溶接性に関する技術
は全くない。
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が、大入熱溶接性に関する技術
は全くない。
【０００７】特開平２−８３２２は、低Ｃ化とＭｏ，Ｎ
ｂ，Ｔｉの複合添加を必須とし、直接焼入れ法を組み合
わせ、耐ＳＳＣ性と溶接割れ感受性の改良を目的とした
６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼に関する技術である。この
公報に適用板厚に関する記載が全く無いが、ガスタンク
やラインパイプへの適用を目的としていることから概ね
５０ｍｍ以下の板厚の鋼材への適用を目的としていると
推察され、大入熱溶接性に関する技術は全くない。
ｂ，Ｔｉの複合添加を必須とし、直接焼入れ法を組み合
わせ、耐ＳＳＣ性と溶接割れ感受性の改良を目的とした
６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼に関する技術である。この
公報に適用板厚に関する記載が全く無いが、ガスタンク
やラインパイプへの適用を目的としていることから概ね
５０ｍｍ以下の板厚の鋼材への適用を目的としていると
推察され、大入熱溶接性に関する技術は全くない。
【０００８】また特開昭５３−１１９２１９号公報は再
加熱焼入れ焼戻しプロセスにより板厚の厚い５００Ｎ／
ｍｍ2 級以上の高張力鋼を提供しようとするものであ
る。この技術によれば０．０２％を越える比較的多量の
Ｎｂ添加により再加熱時に未固溶Ｎｂ炭窒化物を残存せ
しめ結晶粒の粗大化を防止し主に母材の靱性を改善しよ
うとするものである。従って焼入れに際して固溶Ｎｂの
焼入れ性向上効果および析出硬化を十分に活用できな
い。そのため実施例に見られるように強度を確保するた
めＮｂ，Ｖに加えて更にＮｉ，Ｍｏの添加が実質的に必
須となり、かつ厚肉材の板厚１／４ｔの位置で６００Ｎ
／ｍｍ2 級の強度を確保できる発明例（供試鋼Ｊ）では
Ｐｃｍ値が０．２２に達し溶接性に劣る。
加熱焼入れ焼戻しプロセスにより板厚の厚い５００Ｎ／
ｍｍ2 級以上の高張力鋼を提供しようとするものであ
る。この技術によれば０．０２％を越える比較的多量の
Ｎｂ添加により再加熱時に未固溶Ｎｂ炭窒化物を残存せ
しめ結晶粒の粗大化を防止し主に母材の靱性を改善しよ
うとするものである。従って焼入れに際して固溶Ｎｂの
焼入れ性向上効果および析出硬化を十分に活用できな
い。そのため実施例に見られるように強度を確保するた
めＮｂ，Ｖに加えて更にＮｉ，Ｍｏの添加が実質的に必
須となり、かつ厚肉材の板厚１／４ｔの位置で６００Ｎ
／ｍｍ2 級の強度を確保できる発明例（供試鋼Ｊ）では
Ｐｃｍ値が０．２２に達し溶接性に劣る。
【０００９】上述のように溶接割れ感受性に優れた６０
０Ｎ／ｍｍ2 級調質型高張力鋼の従来技術はそのほとん
どがＢ添加による焼入れ性の確保により達成され、大入
熱溶接性や耐候性については何等配慮がなされていな
い。
０Ｎ／ｍｍ2 級調質型高張力鋼の従来技術はそのほとん
どがＢ添加による焼入れ性の確保により達成され、大入
熱溶接性や耐候性については何等配慮がなされていな
い。
【００１０】一方、大入熱溶接性の向上を図った６００
Ｎ／ｍｍ2 級調質型高張力鋼の従来技術として、特開平
３−１６２５２２号公報、特開平４−２２８５３７号公
報、特開昭６３−１４９３５４号公報、特開昭６０−１
７４８２０号公報がある。これらの技術ではいずれもＴ
ｉ，Ｂ，Ｃａ，Ｚｒ，ＲＥＭを活用して大入熱溶接性の
改善が図られており、耐候性に関する配慮は全くない。
Ｎ／ｍｍ2 級調質型高張力鋼の従来技術として、特開平
３−１６２５２２号公報、特開平４−２２８５３７号公
報、特開昭６３−１４９３５４号公報、特開昭６０−１
７４８２０号公報がある。これらの技術ではいずれもＴ
ｉ，Ｂ，Ｃａ，Ｚｒ，ＲＥＭを活用して大入熱溶接性の
改善が図られており、耐候性に関する配慮は全くない。
【００１１】また、耐候性に優れた鋼材として、特開平
５−１１７７４５、特開平６−３１６７２３が挙げられ
る。特開平５−１１７７４５は４９０Ｎ／ｍｍ2 級の建
築構造用高張力鋼の製造方法に関する技術であり、耐火
性能に優れることを特徴とし、特開平６−３１６７２３
は更に優れたガス切断性を付与させた技術である。
５−１１７７４５、特開平６−３１６７２３が挙げられ
る。特開平５−１１７７４５は４９０Ｎ／ｍｍ2 級の建
築構造用高張力鋼の製造方法に関する技術であり、耐火
性能に優れることを特徴とし、特開平６−３１６７２３
は更に優れたガス切断性を付与させた技術である。
【００１２】本発明は、上記事情に鑑みてなされたもの
で、その目的とするところは、大入熱溶接性、溶接割れ
感受性および耐候性がいずれも優れた６００Ｎ／ｍｍ2
級調質型高張力鋼及びその製造方法を提供することであ
る。
で、その目的とするところは、大入熱溶接性、溶接割れ
感受性および耐候性がいずれも優れた６００Ｎ／ｍｍ2
級調質型高張力鋼及びその製造方法を提供することであ
る。
【００１３】
【課題を解決するための手段】すなわち、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。溶
接割れ感受性を確保しつつ母材の強度を確保する有効な
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靱性の劣化が特に後述する大入熱
溶接継手において懸念される。Ｂを有効に活用するため
に従来しばしば添加されるＴｉは安定に母材性能を得る
ために添加しないことが好ましい。そこで、Ｔｉ，Ｂを
添加せずに溶接割れ感受性の改善と溶接継手の健全性の
確保を両立させつつ６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼を得る
ためには従来の再加熱焼入れ焼戻しプロセスの適用では
適用可能な板厚範囲に制約を生じる懸念がある。
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。溶
接割れ感受性を確保しつつ母材の強度を確保する有効な
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靱性の劣化が特に後述する大入熱
溶接継手において懸念される。Ｂを有効に活用するため
に従来しばしば添加されるＴｉは安定に母材性能を得る
ために添加しないことが好ましい。そこで、Ｔｉ，Ｂを
添加せずに溶接割れ感受性の改善と溶接継手の健全性の
確保を両立させつつ６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼を得る
ためには従来の再加熱焼入れ焼戻しプロセスの適用では
適用可能な板厚範囲に制約を生じる懸念がある。
【００１４】また、耐候性を確保するためには、ＪＩＳ
Ｇ３１１４に示されるように、Ｃｕ，Ｃｒ，Ｎｉの添
加が必要であるが、これらの合金添加はＰｃｍ値の増大
を招き、溶接割れ感受性を損なう。他の添加元素を低減
すれば溶接割れ感受性を損なわないことが可能である
が、引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上を確保することが困
難になる。
Ｇ３１１４に示されるように、Ｃｕ，Ｃｒ，Ｎｉの添
加が必要であるが、これらの合金添加はＰｃｍ値の増大
を招き、溶接割れ感受性を損なう。他の添加元素を低減
すれば溶接割れ感受性を損なわないことが可能である
が、引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上を確保することが困
難になる。
【００１５】優れた大入熱溶接性を得るためには大入熱
溶接継手強度と継手靱性の確保を図らなければならな
い。大入熱溶接継手強度は従来６００Ｎ／ｍｍ2 級高張
力鋼においてはＣｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎ
ｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４で定義される
Ｃｅｑ値を概ね０．４０以上に設定することで確保され
てきたが、Ｃｅｑ値の増加は継手靱性の劣化を伴いその
両立は困難である。
溶接継手強度と継手靱性の確保を図らなければならな
い。大入熱溶接継手強度は従来６００Ｎ／ｍｍ2 級高張
力鋼においてはＣｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎ
ｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４で定義される
Ｃｅｑ値を概ね０．４０以上に設定することで確保され
てきたが、Ｃｅｑ値の増加は継手靱性の劣化を伴いその
両立は困難である。
【００１６】大入熱溶接性、溶接割れ感受性および耐候
性に優れた板厚１００ｍｍに至る６００Ｎ／ｍｍ2 級高
張力鋼を工業的に供給することを阻んできたこれらの課
題を解決するために、本発明者らが鋭意研究した結果、
直接焼入れ焼戻しプロセスの適用を前提に下記の知見を
見出だした。
性に優れた板厚１００ｍｍに至る６００Ｎ／ｍｍ2 級高
張力鋼を工業的に供給することを阻んできたこれらの課
題を解決するために、本発明者らが鋭意研究した結果、
直接焼入れ焼戻しプロセスの適用を前提に下記の知見を
見出だした。
【００１７】（１）化学成分をＮｂ添加系とし、かつ直
接焼入れ法の採用により圧延加熱時に固溶させたＮｂに
よる焼入れ性向上効果を活用できる。これにより他の焼
入れ性確保のための合金元素添加量を削減できる。また
Ｎｂは炭化物を微細分散化する作用が有り厚肉材の１／
２ｔ部の靱性確保に極めて有効である。
接焼入れ法の採用により圧延加熱時に固溶させたＮｂに
よる焼入れ性向上効果を活用できる。これにより他の焼
入れ性確保のための合金元素添加量を削減できる。また
Ｎｂは炭化物を微細分散化する作用が有り厚肉材の１／
２ｔ部の靱性確保に極めて有効である。
【００１８】（２）直接焼入れ後の焼戻し処理によりＮ
ｂ炭窒化物の析出硬化を活用できる。これは焼入れ時の
冷却速度が表層側と比べて必然的に遅くなる板厚の中心
部の強度確保に有効である。即ちこれにより必要以上の
焼入れ性を確保することなく板厚中心部の強度を確保で
きる。また、大入熱溶接により熱影響部から母材部にか
けて生成する軟化域の硬度低下を抑制する効果を発現す
る。この効果は０．０１５％のＮｂ添加によりＣｅｑ値
を０．０４低減することに相当し、これによりＣｅｑ値
を０．４０以下としても６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼に
必要な継手強度を確保できる。
ｂ炭窒化物の析出硬化を活用できる。これは焼入れ時の
冷却速度が表層側と比べて必然的に遅くなる板厚の中心
部の強度確保に有効である。即ちこれにより必要以上の
焼入れ性を確保することなく板厚中心部の強度を確保で
きる。また、大入熱溶接により熱影響部から母材部にか
けて生成する軟化域の硬度低下を抑制する効果を発現す
る。この効果は０．０１５％のＮｂ添加によりＣｅｑ値
を０．０４低減することに相当し、これによりＣｅｑ値
を０．４０以下としても６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼に
必要な継手強度を確保できる。
【００１９】（３）Ｎｂ，Ｍｏ，Ｖといった析出硬化元
素の寄与を含めて、耐候性確保のために必要なＣｕ，Ｃ
ｒ，Ｎｉ添加を前提に強度を確保するための鋼板厚に応
じた合金元素の必要添加量を把握し、かつ、大入熱溶接
継手靱性および溶接割れ感受性を阻害しないための条件
を明確にした。
素の寄与を含めて、耐候性確保のために必要なＣｕ，Ｃ
ｒ，Ｎｉ添加を前提に強度を確保するための鋼板厚に応
じた合金元素の必要添加量を把握し、かつ、大入熱溶接
継手靱性および溶接割れ感受性を阻害しないための条件
を明確にした。
【００２０】（４）上記によりＢ添加は不要となり、む
しろ積極的に特に大入熱溶接継手の靱性を確保するため
その混入を規制する必要がある。また、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
良好な母材性能を得る上でＴｉは添加しないことが好ま
しい。
しろ積極的に特に大入熱溶接継手の靱性を確保するため
その混入を規制する必要がある。また、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
良好な母材性能を得る上でＴｉは添加しないことが好ま
しい。
【００２１】本発明はこれらの知見に基づいてなされた
もので、その要旨は、 （１）重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１％、Ｓｉ：０．
０１〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜１．４％、Ｃｕ：０．
２〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜０．３％、Ｃｒ：０．
３〜０．８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ａｌ：
０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００５
％、Ｔｉ≦０．００２％、Ｂ＜０．０００３％、Ｍｏ≦
０．１５％、Ｖ≦０．１％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０．２１以下、かつ、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／
２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４で定
義されるＣｅｑ値が０．４０以下で残部が鉄および不可
避不純物よりなる引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上を有す
る大入熱溶接性、溶接割れ感受性および耐候性に優れた
高張力鋼。
もので、その要旨は、 （１）重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１％、Ｓｉ：０．
０１〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜１．４％、Ｃｕ：０．
２〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜０．３％、Ｃｒ：０．
３〜０．８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ａｌ：
０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００５
％、Ｔｉ≦０．００２％、Ｂ＜０．０００３％、Ｍｏ≦
０．１５％、Ｖ≦０．１％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０．２１以下、かつ、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／
２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４で定
義されるＣｅｑ値が０．４０以下で残部が鉄および不可
避不純物よりなる引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上を有す
る大入熱溶接性、溶接割れ感受性および耐候性に優れた
高張力鋼。
【００２２】（２）重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１
％、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜１．４
％、Ｃｕ：０．２〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜０．３
％、Ｃｒ：０．３〜０．８％、Ｎｂ：０．００５〜０．
０５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００
５〜０．００５％、Ｔｉ≦０．００２％、Ｂ＜０．００
０３％、Ｍｏ≦０．１５％、Ｖ≦０．１％を含み、Ｐｃ
ｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／
６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで定義
されるＰｃｍ値が０．２１以下、かつ、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍ
ｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４
＋Ｖ／１４で定義されるＣｅｑ値が０．４０以下の鋼を
熱間圧延する際、１０００℃以上１２５０℃以下の温度
に加熱後、熱間圧延を行い、引続きＡｒ３変態点以上の
温度から直接焼入れし、さらにＡｃ１変態点以下の温度
で焼戻し処理を施すことを特徴とする引張強さ５７０Ｎ
／ｍｍ2 以上の大入熱溶接性、溶接割れ感受性および耐
候性に優れた高張力鋼の製造方法。
％、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜１．４
％、Ｃｕ：０．２〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜０．３
％、Ｃｒ：０．３〜０．８％、Ｎｂ：０．００５〜０．
０５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００
５〜０．００５％、Ｔｉ≦０．００２％、Ｂ＜０．００
０３％、Ｍｏ≦０．１５％、Ｖ≦０．１％を含み、Ｐｃ
ｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／
６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで定義
されるＰｃｍ値が０．２１以下、かつ、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍ
ｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４
＋Ｖ／１４で定義されるＣｅｑ値が０．４０以下の鋼を
熱間圧延する際、１０００℃以上１２５０℃以下の温度
に加熱後、熱間圧延を行い、引続きＡｒ３変態点以上の
温度から直接焼入れし、さらにＡｃ１変態点以下の温度
で焼戻し処理を施すことを特徴とする引張強さ５７０Ｎ
／ｍｍ2 以上の大入熱溶接性、溶接割れ感受性および耐
候性に優れた高張力鋼の製造方法。
【００２３】（３）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、１０００〜１２５０℃の温度範囲
に設定された加熱温度Ｔ（℃）を用いて、ｌｏｇ｛（Ｎ
ｂ）×（Ｃ＋１２Ｎ／１４）｝＝２．２６−６７７０／
（Ｔ＋２７３．１５）の関係より計算される固溶Ｎｂ量
を有効Ｎｂ量として、有効Ｎｂ、Ｖ含有量、目的とする
鋼板厚ｔ（ｍｍ）を用いて、８００（有効Ｎｂ）＋３２
０Ｖ＋２７０Ｃｅｑ≧ｔ＋６４の関係を満たすことを特
徴とする上述した引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上の大入
熱溶接性、溶接割れ感受性および耐候性に優れた高張力
鋼の製造方法。
＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４で定義さ
れるＣｅｑ値および、１０００〜１２５０℃の温度範囲
に設定された加熱温度Ｔ（℃）を用いて、ｌｏｇ｛（Ｎ
ｂ）×（Ｃ＋１２Ｎ／１４）｝＝２．２６−６７７０／
（Ｔ＋２７３．１５）の関係より計算される固溶Ｎｂ量
を有効Ｎｂ量として、有効Ｎｂ、Ｖ含有量、目的とする
鋼板厚ｔ（ｍｍ）を用いて、８００（有効Ｎｂ）＋３２
０Ｖ＋２７０Ｃｅｑ≧ｔ＋６４の関係を満たすことを特
徴とする上述した引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上の大入
熱溶接性、溶接割れ感受性および耐候性に優れた高張力
鋼の製造方法。
【００２４】（４）熱間圧延に際して、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
とする上述した引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上の大入熱
溶接性、溶接割れ感受性および耐候性に優れた高張力鋼
の製造方法である。
で２０％以上の累積圧下率で熱間圧延を施すことを特徴
とする上述した引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上の大入熱
溶接性、溶接割れ感受性および耐候性に優れた高張力鋼
の製造方法である。
【００２５】
【発明の実施の形態】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＞Ｃ量０．０６％未満では他の焼入れ性向上元素の
多量添加が必要となりコスト高、靱性劣化、溶接性の劣
化を招く。また、特に本発明鋼に大入熱溶接を施す場
合、Ｃ含有量が０．０６％に満たないと溶接金属へのＣ
の希釈が少なくなり一般の溶接材料では継手強度を確保
することが困難となる。Ｃ量の上限は溶接割れ感受性の
確保のため０．１％である。
理由等について説明する。 ＜Ｃ＞Ｃ量０．０６％未満では他の焼入れ性向上元素の
多量添加が必要となりコスト高、靱性劣化、溶接性の劣
化を招く。また、特に本発明鋼に大入熱溶接を施す場
合、Ｃ含有量が０．０６％に満たないと溶接金属へのＣ
の希釈が少なくなり一般の溶接材料では継手強度を確保
することが困難となる。Ｃ量の上限は溶接割れ感受性の
確保のため０．１％である。
【００２６】＜Ｓｉ＞Ｓｉは母材強度と溶接継手強度を
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溶接
継手靱性を劣化させる。
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溶接
継手靱性を劣化させる。
【００２７】＜Ｍｎ＞Ｍｎは母材強度と溶接継手強度を
確保する上で有効に働くので０．５％以上添加する。し
かし、１．４％を越える添加は溶接割れ感受性を劣化さ
せ、必要以上の焼入れ性をもたらし母材靱性、継手靱性
を劣化させる。
確保する上で有効に働くので０．５％以上添加する。し
かし、１．４％を越える添加は溶接割れ感受性を劣化さ
せ、必要以上の焼入れ性をもたらし母材靱性、継手靱性
を劣化させる。
【００２８】＜Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ＞Ｃｕ，Ｎｉ，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。Ｎ
ｉはさらに靱性を改善する働きを示す。また、耐候性を
確保するためこれらの合金元素は本発明においてＣｕ：
０．２〜０．５％、Ｎｉ：０．３％以下、Ｃｒ：０．３
〜０．８％の範囲で添加しなくてはならない。しかし必
要以上の焼入れ性を確保させないとの配慮からそれぞれ
に上限を設定した。
母材および溶接継手強度を向上させる効果を有する。Ｎ
ｉはさらに靱性を改善する働きを示す。また、耐候性を
確保するためこれらの合金元素は本発明においてＣｕ：
０．２〜０．５％、Ｎｉ：０．３％以下、Ｃｒ：０．３
〜０．８％の範囲で添加しなくてはならない。しかし必
要以上の焼入れ性を確保させないとの配慮からそれぞれ
に上限を設定した。
【００２９】＜Ｎｂ＞Ｎｂは母材強度と溶接継手を確保
するために０．００５％以上添加する。しかし、０．０
５％を越える添加は、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％、好
ましくは０．０３％とする。
するために０．００５％以上添加する。しかし、０．０
５％を越える添加は、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％、好
ましくは０．０３％とする。
【００３０】＜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
微細化による母材靱性の確保のために０．０１％添加す
る。しかし、０．１％を越えるＡｌ添加は母材靱性を損
なう。
通常０．００５％以上は含有する。また、ミクロ組織の
微細化による母材靱性の確保のために０．０１％添加す
る。しかし、０．１％を越えるＡｌ添加は母材靱性を損
なう。
【００３１】＜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、母材靱性を
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。
物を形成することでミクロ組織を微細化し、母材靱性を
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。
【００３２】＜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靱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
手靱性を達成するため、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０．００２％以下に規制するが後述する
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靱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
手靱性を達成するため、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０．００２％以下に規制するが後述する
Ｎ含有量の３．４倍を下回ることが望ましい。
【００３３】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。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、０．０
０５％を越える添加はむしろ母材および大入熱溶接継手
の靱性う損なう。
物元素として０．０００３％未満に規制しなければなら
ない。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、０．０
０５％を越える添加はむしろ母材および大入熱溶接継手
の靱性う損なう。
【００３４】＜Ｍｏ＞Ｍｏは母材強度、継手強度、更に
耐候性を向上させる効果を有することから選択的に添加
できる。ただし、溶接割れ感受性と溶接継手靱性を劣化
させる傾向が認められるため、上限を０．１５％とす
る。ただし、必要以上の焼入れ性を確保しない様にとの
配慮から上限を０．１％とすることが好ましい。また、
添加する場合の下限は、上記の効果を発揮させるため
０．０２％とすることが好ましい。
耐候性を向上させる効果を有することから選択的に添加
できる。ただし、溶接割れ感受性と溶接継手靱性を劣化
させる傾向が認められるため、上限を０．１５％とす
る。ただし、必要以上の焼入れ性を確保しない様にとの
配慮から上限を０．１％とすることが好ましい。また、
添加する場合の下限は、上記の効果を発揮させるため
０．０２％とすることが好ましい。
【００３５】＜Ｖ＞Ｖは母材強度と溶接継手強度を確保
する上で有効に働くので、選択的に０．０１％以上添加
することが可能である。
する上で有効に働くので、選択的に０．０１％以上添加
することが可能である。
【００３６】しかし、０．１％を越える添加は溶接割れ
感受性を劣化させ、かつ母材靱性を損なう。 ＜Ｐ，Ｓ＞Ｐ，Ｓは、いずれも不純物元素である。Ｐに
ついては耐候性を向上させる効果を有する。しかし、健
全な母材および溶接継手を得るためにはいずれも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。
感受性を劣化させ、かつ母材靱性を損なう。 ＜Ｐ，Ｓ＞Ｐ，Ｓは、いずれも不純物元素である。Ｐに
ついては耐候性を向上させる効果を有する。しかし、健
全な母材および溶接継手を得るためにはいずれも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。
【００３７】＜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０．２１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０．２１以下に規制する。
【００３８】＜Ｃｅｑ＞Ｃｅｑは従来より良く知られて
いる炭素当量値である。厚肉材を含む従来の６００Ｎ／
ｍｍ2 級高張力鋼のＣｅｑ値は概ね０．４０を越えた
が、本発明では先述のようにＮｂ添加により母材強度お
よび大入熱継手強度を確保するので０．４０を越えるＣ
ｅｑ値は必要ではなく、むしろ大入熱溶接継手靱性を確
保するためＣｅｑ値を０．４０以下に制限する。
いる炭素当量値である。厚肉材を含む従来の６００Ｎ／
ｍｍ2 級高張力鋼のＣｅｑ値は概ね０．４０を越えた
が、本発明では先述のようにＮｂ添加により母材強度お
よび大入熱継手強度を確保するので０．４０を越えるＣ
ｅｑ値は必要ではなく、むしろ大入熱溶接継手靱性を確
保するためＣｅｑ値を０．４０以下に制限する。
【００３９】計算式：８００Ｎｂ＋３２０Ｖ＋２７０Ｃ
ｅｑ≧ｔ＋６４ 計算式：８００Ｎｂ＋３２０Ｖ＋２７０Ｃｅｑ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当量式（Ｃｅｑ）に本発明の要
であるＮｂ，Ｖの寄与を加味しさらに概ね２５〜１００
ｍｍ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。尚、板厚効果とは、熱間圧延後の直接焼入れ
により鋼板を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。板厚と冷却速度の関係は
両対数表示において線形な関係にあるため板厚と強度も
同様な関係にて近似できる。ここでは１／２ｔにおいて
も６００Ｎ／ｍｍ2 級耐候性高張力鋼に分類されるＪＩ
Ｓ Ｇ３１１４ＳＭＡ５７０に適合する鋼板を得ること
とし、計算式の板厚の項は工業的な簡便さを図るべく板
厚２５〜７５ｍｍの１／２ｔの強度との相関を線形とし
て取り扱い、計算式：８００Ｎｂ＋３２０Ｖ＋２７０Ｃ
ｅｑが板厚ｔ（ｍｍ）に６４を加えた値を上回ることと
した。従って板厚が５０ｍｍを越える領域では概ね要求
される計算式の関係は厳しめであり、現実に板厚が７５
ｍｍを越える場合は計算式：８００Ｎｂ＋３２０Ｖ＋２
７０Ｃｅｑが板厚ｔ（ｍｍ）／２に６４を加えた値を上
回ることで目標とする１／２ｔの強度を確保できる。
ｅｑ≧ｔ＋６４ 計算式：８００Ｎｂ＋３２０Ｖ＋２７０Ｃｅｑ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当量式（Ｃｅｑ）に本発明の要
であるＮｂ，Ｖの寄与を加味しさらに概ね２５〜１００
ｍｍ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。尚、板厚効果とは、熱間圧延後の直接焼入れ
により鋼板を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。板厚と冷却速度の関係は
両対数表示において線形な関係にあるため板厚と強度も
同様な関係にて近似できる。ここでは１／２ｔにおいて
も６００Ｎ／ｍｍ2 級耐候性高張力鋼に分類されるＪＩ
Ｓ Ｇ３１１４ＳＭＡ５７０に適合する鋼板を得ること
とし、計算式の板厚の項は工業的な簡便さを図るべく板
厚２５〜７５ｍｍの１／２ｔの強度との相関を線形とし
て取り扱い、計算式：８００Ｎｂ＋３２０Ｖ＋２７０Ｃ
ｅｑが板厚ｔ（ｍｍ）に６４を加えた値を上回ることと
した。従って板厚が５０ｍｍを越える領域では概ね要求
される計算式の関係は厳しめであり、現実に板厚が７５
ｍｍを越える場合は計算式：８００Ｎｂ＋３２０Ｖ＋２
７０Ｃｅｑが板厚ｔ（ｍｍ）／２に６４を加えた値を上
回ることで目標とする１／２ｔの強度を確保できる。
【００４０】この計算式におけるＮｂ，Ｖの強度上昇効
果はＶの場合、Ｖ炭窒化物の析出硬化による寄与を表
し、Ｎｂの場合はＮｂ炭窒化物の析出硬化に加えて焼入
れ性上昇による寄与を考慮したものである。直接焼入れ
後焼戻し工程により期待されるこれらの元素の効果は、
熱間圧延前の加熱段階に於いて固溶していることが必要
である。Ｖは本発明の範囲において添加量全てが固溶し
得るが、Ｎｂの場合は必ずしも全量固溶するとは限らな
い。そこで、Ｎｂの全量固溶を確保できない場合は、ｌ
ｏｇ｛（Ｎｂ）×（Ｃ＋１２Ｎ／１４）｝＝２．２６−
６７７０／（Ｔ（℃）＋２７３．１５）の関係より計算
される固溶Ｎｂ量を有効Ｎｂ量として、上述の計算式を ８００（有効Ｎｂ）＋３２０Ｖ＋２７０Ｃｅｑ≧ｔ＋６
４ として、適用しなければならない。
果はＶの場合、Ｖ炭窒化物の析出硬化による寄与を表
し、Ｎｂの場合はＮｂ炭窒化物の析出硬化に加えて焼入
れ性上昇による寄与を考慮したものである。直接焼入れ
後焼戻し工程により期待されるこれらの元素の効果は、
熱間圧延前の加熱段階に於いて固溶していることが必要
である。Ｖは本発明の範囲において添加量全てが固溶し
得るが、Ｎｂの場合は必ずしも全量固溶するとは限らな
い。そこで、Ｎｂの全量固溶を確保できない場合は、ｌ
ｏｇ｛（Ｎｂ）×（Ｃ＋１２Ｎ／１４）｝＝２．２６−
６７７０／（Ｔ（℃）＋２７３．１５）の関係より計算
される固溶Ｎｂ量を有効Ｎｂ量として、上述の計算式を ８００（有効Ｎｂ）＋３２０Ｖ＋２７０Ｃｅｑ≧ｔ＋６
４ として、適用しなければならない。
【００４１】尚、本発明が対象とする板厚範囲は概ね２
５ｍｍ〜１００ｍｍの範囲である。 ＜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靱性が確保されなくなる
ので上限を１２５０℃、好ましくは１２００℃、更に好
ましくは１１５０℃とする。
５ｍｍ〜１００ｍｍの範囲である。 ＜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靱性が確保されなくなる
ので上限を１２５０℃、好ましくは１２００℃、更に好
ましくは１１５０℃とする。
【００４２】＜圧延条件＞均一に加熱された本発明鋼を
熱間圧延する工程は、通常の条件に依って差し支えな
い。母材の靱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、母材の靱性
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。
熱間圧延する工程は、通常の条件に依って差し支えな
い。母材の靱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、母材の靱性
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。
【００４３】＜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し焼入れ処理を施す
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にて少なくとも１℃／ｓｅ
ｃ以上の冷却速度を達成させなければならない。
態点を上回る温度の鋼板を強制冷却し焼入れ処理を施す
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にて少なくとも１℃／ｓｅ
ｃ以上の冷却速度を達成させなければならない。
【００４４】＜焼戻し温度＞焼戻しは、溶接やＳＲによ
る性能変化に対する懸念を取り除くため実施されるが、
本発明ではＮｂ炭窒化物の析出硬化による母材強度確保
という重要な意味を持つ。焼戻しは５７０℃以上で実施
しなければ上記の目的を達成できず、好ましくは６００
℃以上で実施する。しかし、Ａｃ１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、６００Ｎ／ｍｍ
2 級高張力鋼としての強度が確保されない。
る性能変化に対する懸念を取り除くため実施されるが、
本発明ではＮｂ炭窒化物の析出硬化による母材強度確保
という重要な意味を持つ。焼戻しは５７０℃以上で実施
しなければ上記の目的を達成できず、好ましくは６００
℃以上で実施する。しかし、Ａｃ１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、６００Ｎ／ｍｍ
2 級高張力鋼としての強度が確保されない。
【００４５】
【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、圧延仕上温度はいずれも８５０℃以上であり、
焼戻し温度は５８０〜６８０℃の範囲とした。
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、圧延仕上温度はいずれも８５０℃以上であり、
焼戻し温度は５８０〜６８０℃の範囲とした。
【００４６】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。その結果を表３に示す。
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。その結果を表３に示す。
【００４７】また、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２０℃−６０％、試験
片初期温度２５℃の条件で行った。更に板厚２５ｍｍの
供試鋼を用いて大入熱溶接性を評価した。エレクトロガ
スアーク溶接により片面一層により入熱１０〜１２ｋＪ
／ｍｍにて溶接継手を作成し、継手引張試験と切欠位置
をボンド部としたシャルピー衝撃試験を行い継手強度と
継手靱性を評価した。
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２０℃−６０％、試験
片初期温度２５℃の条件で行った。更に板厚２５ｍｍの
供試鋼を用いて大入熱溶接性を評価した。エレクトロガ
スアーク溶接により片面一層により入熱１０〜１２ｋＪ
／ｍｍにて溶接継手を作成し、継手引張試験と切欠位置
をボンド部としたシャルピー衝撃試験を行い継手強度と
継手靱性を評価した。
【００４８】実施例Ｎｏ．１，２は、Ａ鋼による本発明
例である。Ａ鋼の計算値（８００Ｎｂ＋３２０Ｖ＋２７
０Ｃｅｑ＝１２０）は供試鋼板厚（２５、５０）に６４
を加えた値（８９、１１４）を上回り、そのため板厚中
心部の母材の引張り強さは５７０Ｎ／ｍｍ2 を越え靱性
も良好であった。また、Ｐｃｍ値は０．１９と低く、Ｙ
割れ試験において溶接割れは発生しなかった。また板厚
２５ｍｍの実施例Ｎｏ．１にて調査した大入熱溶接性は
継手強度、継手靱性ともに良好である。
例である。Ａ鋼の計算値（８００Ｎｂ＋３２０Ｖ＋２７
０Ｃｅｑ＝１２０）は供試鋼板厚（２５、５０）に６４
を加えた値（８９、１１４）を上回り、そのため板厚中
心部の母材の引張り強さは５７０Ｎ／ｍｍ2 を越え靱性
も良好であった。また、Ｐｃｍ値は０．１９と低く、Ｙ
割れ試験において溶接割れは発生しなかった。また板厚
２５ｍｍの実施例Ｎｏ．１にて調査した大入熱溶接性は
継手強度、継手靱性ともに良好である。
【００４９】実施例Ｎｏ．３，４は、Ｂ鋼による本発明
例および比較例である。板厚５０ｍｍでは計算値が板厚
ｔ＋６４を上回り板厚中心部母材の機械的性質は良好で
あるが、板厚７５ｍｍでは計算値が板厚ｔ＋６４を下回
り、強度が５７０Ｎ／ｍｍ2に達しない。
例および比較例である。板厚５０ｍｍでは計算値が板厚
ｔ＋６４を上回り板厚中心部母材の機械的性質は良好で
あるが、板厚７５ｍｍでは計算値が板厚ｔ＋６４を下回
り、強度が５７０Ｎ／ｍｍ2に達しない。
【００５０】実施例Ｎｏ．５〜７は、鋼Ｃによる本発明
例および比較例である。Ｎｏ．５では１１５０℃で加熱
された鋼Ｃの計算値（８００Ｎｂ＋３２０Ｖ＋２７０Ｃ
ｅｑ＝１４１）は供試鋼板厚（７５）に６４加えた値
（１３９）を上回り、板厚中心部の強度は５７０Ｎ／ｍ
ｍ2 に達したが、加熱温度を１０００℃としたＮｏ．６
（比較例）では、有効Ｎｂは０．０１２％に減じ、その
ため計算値は１３２となり、板厚ｔ＋６４を下回り、板
厚中心部の強度は５７０Ｎ／ｍｍ2 に満たなかった。
例および比較例である。Ｎｏ．５では１１５０℃で加熱
された鋼Ｃの計算値（８００Ｎｂ＋３２０Ｖ＋２７０Ｃ
ｅｑ＝１４１）は供試鋼板厚（７５）に６４加えた値
（１３９）を上回り、板厚中心部の強度は５７０Ｎ／ｍ
ｍ2 に達したが、加熱温度を１０００℃としたＮｏ．６
（比較例）では、有効Ｎｂは０．０１２％に減じ、その
ため計算値は１３２となり、板厚ｔ＋６４を下回り、板
厚中心部の強度は５７０Ｎ／ｍｍ2 に満たなかった。
【００５１】しかし、同条件で板厚５０ｍｍを検討した
Ｎｏ．７（本発明例）では、計算値が板厚５０ｍｍに６
４を加えた値を上回り、良好な強度が得られる。実施例
Ｎｏ．８〜１１は鋼Ｄ，Ｅによる本発明例および比較例
である。
Ｎｏ．７（本発明例）では、計算値が板厚５０ｍｍに６
４を加えた値を上回り、良好な強度が得られる。実施例
Ｎｏ．８〜１１は鋼Ｄ，Ｅによる本発明例および比較例
である。
【００５２】鋼Ｄより化学成分の低い鋼Ｅでは、計算値
の減少に伴い、板厚５０ｍｍ材で強度が不足する。実施
例Ｎｏ．１２は鋼Ｆによる比較例である。本発明の特徴
であるＮｂを用いずに板厚７５ｍｍの鋼板を得ようとし
たため、Ｐｃｍが０．２１％を上回り最高硬さは高く、
またＹ型割れ試験で割れが発生した。
の減少に伴い、板厚５０ｍｍ材で強度が不足する。実施
例Ｎｏ．１２は鋼Ｆによる比較例である。本発明の特徴
であるＮｂを用いずに板厚７５ｍｍの鋼板を得ようとし
たため、Ｐｃｍが０．２１％を上回り最高硬さは高く、
またＹ型割れ試験で割れが発生した。
【００５３】尚、実施例Ｎｏ．８，１０では、Ｃｅｑ値
が０．３２および０．３１と小さいこれらの鋼による大
入熱溶接性の評価を併せて行い、良好な性能を確認し
た。Ｎｏ．１３はＣ量を本発明の下限とした本発明例で
ある。板厚５０ｍｍ材において良好な機械的性質が溶接
性と共に確認された。
が０．３２および０．３１と小さいこれらの鋼による大
入熱溶接性の評価を併せて行い、良好な性能を確認し
た。Ｎｏ．１３はＣ量を本発明の下限とした本発明例で
ある。板厚５０ｍｍ材において良好な機械的性質が溶接
性と共に確認された。
【００５４】Ｎｏ．１４，１５は鋼Ｈによる実施例およ
び比較例である。Ｎｏ．１４に示したように本発明の範
囲を満たす鋼Ｈに本発明の要件であるＤＱＴプロセスを
組み合わせるので良好な母材強度が確保されるが、Ｎ
ｏ．１５では９００℃加熱によるＱＴプロセスを適用し
たため有効Ｎｂ量は０．００４％に激減し、目標とする
強度を確保できない。
び比較例である。Ｎｏ．１４に示したように本発明の範
囲を満たす鋼Ｈに本発明の要件であるＤＱＴプロセスを
組み合わせるので良好な母材強度が確保されるが、Ｎ
ｏ．１５では９００℃加熱によるＱＴプロセスを適用し
たため有効Ｎｂ量は０．００４％に激減し、目標とする
強度を確保できない。
【００５５】Ｎｏ．１６は本発明の範囲を逸脱する従来
型の化学成分にて耐候性６００Ｎ／ｍｍ2 鋼を製造した
比較例である。母材の機械的性質は良好であったが、溶
接割れ感受性は板厚が２５ｍｍであったためＹ型割れ試
験で割れを発生しなかったものの最高硬さは３２４と高
く、かつ、大入熱溶接継手靱性は良好ではない。
型の化学成分にて耐候性６００Ｎ／ｍｍ2 鋼を製造した
比較例である。母材の機械的性質は良好であったが、溶
接割れ感受性は板厚が２５ｍｍであったためＹ型割れ試
験で割れを発生しなかったものの最高硬さは３２４と高
く、かつ、大入熱溶接継手靱性は良好ではない。
【００５６】尚、ここに示した実施例はすべてＪＩＳ
Ｇ３１１４に規定されるＳＭＡ５７０で要求されるＣ
ｕ，Ｃｒ，Ｎｉを含有するので、使用中に安定な酸化皮
膜を生成し良好な耐候性を発現する。
Ｇ３１１４に規定されるＳＭＡ５７０で要求されるＣ
ｕ，Ｃｒ，Ｎｉを含有するので、使用中に安定な酸化皮
膜を生成し良好な耐候性を発現する。
【００５７】
【表１】
【００５８】
【表２】
【００５９】
【表３】
【００６０】
【発明の効果】以上のように、本発明により、大入熱溶
接性、溶接割れ感受性および耐候性に優れた６００Ｎ／
ｍｍ2 級高張力鋼およびその製造方法を提供できる。
接性、溶接割れ感受性および耐候性に優れた６００Ｎ／
ｍｍ2 級高張力鋼およびその製造方法を提供できる。
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(56)参考文献 特開 昭63−235430（ＪＰ，Ａ)
特開 平６−49587（ＪＰ，Ａ)
特開 平３−60894（ＪＰ，Ａ)
特開 平９−176783（ＪＰ，Ａ)
特開 平10−68045（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 301
C21D 8/00
C21D 9/00
C22C 38/54
Claims (4)
- 【請求項１】重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜１．４％、Ｃ
ｕ：０．２〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜０．３％、Ｃ
ｒ：０．３〜０．８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５
％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜
０．００５％、Ｔｉ≦０．００２％、Ｂ＜０．０００３
％、Ｍｏ≦０．１５％、Ｖ≦０．１％を含み、 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値が０．２１以下、かつ、Ｃｅｑ＝Ｃ
＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ
／４＋Ｖ／１４で定義されるＣｅｑ値が０．４０以下で
残部が鉄および不可避不純物よりなる引張強さ５７０Ｎ
／ｍｍ2 以上を有する大入熱溶接性、溶接割れ感受性お
よび耐候性に優れた高張力鋼。 - 【請求項２】重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜１．４％、Ｃ
ｕ：０．２〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜０．３％、Ｃ
ｒ：０．３〜０．８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５
％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜
０．００５％、Ｔｉ≦０．００２％、Ｂ＜０．０００３
％、Ｍｏ≦０．１５％、Ｖ≦０．１％を含み、 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値が０．２１以下、かつ、Ｃｅｑ＝Ｃ
＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ
／４＋Ｖ／１４で定義されるＣｅｑ値が０．４０以下の
鋼を熱間圧延する際、１０００℃以上１２５０℃以下の
温度に加熱後、熱間圧延を行い、引続きＡｒ３変態点以
上の温度から直接焼入れし、さらにＡｃ１変態点以下の
温度で焼戻し処理を施すことを特徴とする引張強さ５７
０Ｎ／ｍｍ2 以上の大入熱溶接性、溶接割れ感受性およ
び耐候性に優れた高張力鋼の製造方法。 - 【請求項３】Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ
／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４で定義されるＣ
ｅｑ値および、１０００〜１２５０℃の温度範囲に設定
された加熱温度Ｔ（℃）を用いて、ｌｏｇ｛（Ｎｂ）×
（Ｃ＋１２Ｎ／１４）｝＝２．２６−６７７０／（Ｔ＋
２７３．１５）の関係より計算される固溶Ｎｂ量を有効
Ｎｂ量として、有効Ｎｂ、Ｖ含有量、目的とする鋼板厚
ｔ（ｍｍ）を用いて、８００（有効Ｎｂ）＋３２０Ｖ＋
２７０Ｃｅｑ≧ｔ＋６４の関係を満たすことを特徴とす
る請求項２に記載の引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上の大
入熱溶接性、溶接割れ感受性および耐候性に優れた高張
力鋼の製造方法。 - 【請求項４】熱間圧延に際して、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２又は３に記載の引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上
の大入熱溶接性、溶接割れ感受性および耐候性に優れた
高張力鋼の製造方法。
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|---|---|---|---|
| JP16197896A JP3503345B2 (ja) | 1996-06-21 | 1996-06-21 | 大入熱溶接性、溶接割れ感受性および耐候性に優れた高張力鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16197896A JP3503345B2 (ja) | 1996-06-21 | 1996-06-21 | 大入熱溶接性、溶接割れ感受性および耐候性に優れた高張力鋼およびその製造方法 |
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|---|---|
| JPH108193A JPH108193A (ja) | 1998-01-13 |
| JP3503345B2 true JP3503345B2 (ja) | 2004-03-02 |
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ID=15745706
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|---|---|---|---|
| JP16197896A Expired - Fee Related JP3503345B2 (ja) | 1996-06-21 | 1996-06-21 | 大入熱溶接性、溶接割れ感受性および耐候性に優れた高張力鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
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| JP (1) | JP3503345B2 (ja) |
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| CN112813340B (zh) * | 2020-06-18 | 2022-07-05 | 宝钢湛江钢铁有限公司 | 一种优良抗冲击断裂的钢板及其制造方法 |
| CN113481437A (zh) * | 2021-06-30 | 2021-10-08 | 重庆钢铁股份有限公司 | 一种耐大气腐蚀桥梁结构钢板及其制造方法 |
-
1996
- 1996-06-21 JP JP16197896A patent/JP3503345B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JPH108193A (ja) | 1998-01-13 |
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