JPH0375310A

JPH0375310A - 溶接性・脆性破壊伝播停止特性の優れた調質高張力鋼板の製造方法

Info

Publication number: JPH0375310A
Application number: JP1210431A
Authority: JP
Inventors: Kazuhiko Yano; 和彦矢野; Shigeo Okano; 岡野　重雄
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1989-08-15
Filing date: 1989-08-15
Publication date: 1991-03-29
Anticipated expiration: 2010-03-22
Also published as: JPH0726150B2

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】［産業上の利用分野］本発明は溶接性・脆性破壊伝播停止特性の優れた調質高
張力鋼板の製造方法に関し、さらに詳しくは、タンク、
橋梁、ペンストック等に使用される引張強さ６０　ｋｇ
ｆ／ａｍ”以上の溶接性・脆性破壊伝播停止特性の優れ
た調質高張力鋼板の製造方法に関するものである。

［従来技術］従来より、タンク、橋梁、ペンストック等には引張強さ
６０〜８０　ｋｇｆ／＋ｅｍ”クラスの調質高張力調板
が使用されてきている。

これらの鋼板は、高い強度を確保するために、Ｍｎ、　
Ｎｆ、　Ｃｒ％ＭＯ等の合金元素を多く含存さているた
め、また、溶接低温割れを防止するためには、１００℃
程度の温度の予熱を必要とし、溶接性は充分ではなかっ
た。

従って、耐溶接割れ性に最も悪影響をおよぼすＣ含有量
を従来鋼より大幅に低くし、このＣ含有量低減による強
度低下を微量のＢの焼入れ性向上効果を活用することに
よって補なった溶接性の優れた調質高張力鋼板が開発さ
れ、既に広範囲に使用されている。

しかしながら、調質高張力鋼板においてＣ含有量を低減
すると、原因は未だ充分に明確ではないが、脆性破壊伝
播停止特性がＣ含有量の多い従来鋼に比べて良好でない
という問題がある。

この脆性破壊伝播停止特性を改善するためには、靭性を
顕著に改善するＮｉを含有させることが有効ではあるが
、Ｐｅｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋
Ｎｆ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
の増大により溶接性が劣化すると共に、さらに、コスト
アップになるという問題があり、好ましくない。

この従来の技術的問題から、鯛の含有成分および成分割
合の調整ではなく、製造条件を適正化することにより、
脆性破壊伝播停止特性を改善するための技術が開発され
た（特公昭６２−００１４５６号公報および特公昭６３
−０５８９０６号公報参照）。

しかして、特公昭６３−０５８９０６号公報の発明は、
制御圧延後の直接焼入れにより、組織をフェライトと微
細な分散マルテンサイトの混合組織とすることによって
、フェライトの高い塑性変形能と、混合組織の高い加工
硬化性能を利用することにより、破壊を停止させるとい
う技術であるが、この技術はフェライトを生成させるの
で６０ｋｇｆ／ｆｆ１ｌ”以上の強度を確保することが
困難であるという問題かある。

また、特公昭６３−０５８９０６号公報の発明は、制御
圧延後の直接焼入れにより、表層部組縁を伸長したマル
テンサイト組織とすることによって、板厚方向各位置に
おける良好な靭性を確保し、脆性破壊伝播停止特性を改
善するという技術であるが、この技術は制御圧延の厳密
な制御が不可決であり、低温における圧下が過大である
と板厚中心部が焼入れ不足になり、上部ベイナイトの生
成により靭性が劣化し、逆に低温における圧下が過小で
あると表層部が伸長した組織とならず、表層部の靭性が
劣化するという問題があった。

［発明が解決しようとする課題］本発明は上記に説明した従来の溶接性および脆性破壊伝
播停止特性を改善した鋼の製造法における種々の問題点
に鑑みなされたもので、即ち、本発明者は低Ｃ系鋼の引
張強さ６０〜８０　ｋｇｆ／ｉｎ”クラスの調質高張力
鋼板の脆性破壊伝播停止特性を改善するために、鋭意研
究を行い、検討を重ねた結果、脆性破壊伝播停止特性が
劣化する原因として、低Ｃ含有量であるためオーステナ
イト粒が粗大となり、焼入れ時の冷却速度が速い表層部
は粗粒マルテンサイト組織となって、靭性が劣化するこ
とを知見した。

従って、本発明者は低Ｃ系鋼の含有成分および成分割合
で、表層部が靭性の良好な細粒のマルチンサイト＋下部
ベイナイトの混合組織とするための技術を検討した結果
、熱処理方法を従来の再加熱焼入れ・焼戻しを行なうこ
とから、熱間圧延後の直接焼入れ・焼戻しを行ない、そ
の前段階である加熱・圧延条件の適切な制御を行なうこ
とが有効であることを見出し、そして、その適切な条件
を定量化することにより溶接性・脆性破壊伝播停止特性
の優れた調質高張力鋼板の製造方法を開発したのである
。

［課題を解決するための手段］本発明に係る溶接性・脆性破壊伝播停止特性の優れた調
質高張力鋼板の製造方法は、（１）　Ｃ０．０４〜０．１０ｗｔ％、Ｓ　ｉ　０．０
１〜０．０００５〜０．００５ｗｔ％、Ｍｎ　０．４〜
０．１ｗｔ％、Ｃｒ　０．０５〜１．５ｗｔ％、Ｍｏ　
０．０５〜１．ｏｗｔ％、Ｖ　０．０１〜０．１ｗｔ％
、Ｂ　０．０００５〜０．００５ｗｔ％、Ａｌ　０．０
１〜０．１ｗｔ％を含有し、かつ、Ｐｃｍ＝　Ｃ＋　Ｓ　ｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋　Ｃｕ／
２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０
＋５Ｂ≦０．２２〜１．０ｗｔ％を満足し、残部Ｆｅお
よび不可避不純物からなる鋼を、加熱温度２１２５０℃
、全圧下率≧７５％、さらに、仕上温度ＴＦ（”Ｃ）が
下記式％式％）を満足する条件で熱間圧延を終了した後、オーステナイ
ト城の温度から直接焼入れを行い、その後、Ａｃｍ点未
満の温度で焼戻しを行うことを特徴とする溶接性・脆性
破壊伝播停止特性の優れた調質高張力鋼板の製造方法を
第１の発明とし、（２）　Ｃ０．０４−０，１０ｗｔ％
、Ｓ　ｉ　０．０１〜０．５０ｗｔ％、Ｍｎ　０．４〜
０．１ｗｔ％、Ｏｒ　０．０５〜１．０ｗｔ％、Ｍｏ　
０．０５〜１．０ｗｔ％、Ｖ　０．０１〜Ｇ、１ｗｔ％
、Ｂ　０．０００５〜０．００５ｗｔ％、ＡＩ　０．０
１〜０．１ｗｔ％、Ｎｂ　０．００５〜Ｇ、１ｗｔ％を含有し、かつ、Ｐ　ｃｔｒ＋＝　Ｃ＋　Ｓ　ｔ／３０＋　Ｍｎ／２０＋
　Ｃｕ／２０＋　Ｎ　ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１
５＋Ｖ／１０＋５Ｂ≦０．２２ｗｔ％を満足し、残部Ｆ
ｅおよび不可避不純物からなる鋼を、１２５０℃以下の
温度で、かつ、Ｎｂの炭窒化物が完全に固溶する温度の
加熱温度、全圧下率≧７５％、さらに、仕上温度ＴＦ（
℃）が下記式０．０６３（０，３３３ＴＦ＋７０．４Ｇ
−３００）”＋０．０６７ＴＦ−１５Ｉ　Ｃ−２０３≦
−１３０（２ＸＣはｗｔ％の炭素＠）を満足する条件で
熱間圧延を終了した後、オーステナイト域の温度から直
接焼入れを行い、その後、Ａｅ、点未満の温度で焼戻し
を行うことを特徴とする溶接性・脆性破壊伝播停止特性
の優れた調質高張力鋼板の製造方法を第２の発明とし、
（３）　Ｃ０．０４〜０．１０ｗｔ％、Ｓｉ０．Ｏ１〜
０．５０ｗｔ％、Ｍｎ　０．４〜１．５〜１．０ｗｔ％
、Ｃｒ　０．０５〜１．０ｗｔ％、Ｍｏ　０．０５−１
．０ｗｔ％、Ｖ　０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｂ　０．０
００５〜０．００５〜１．０ｗｔ％、ＡＩ　０．０１〜
０．１ｗｔ％を含有し、さらに、Ｃｕ　０．０５〜０．０００５〜０．００５ｗｔ％、Ｎ
ｉ　［１，０５〜０．１ｗｔ％、Ｔｉ　０．ＱＱ５〜０
．０３〜１．０ｗｔ％、Ｃａ　０．００１〜０．００５
〜１．０ｗｔ％の内から選んだ１種または２種以上を含有し、かつ、Ｐｃｍ＝　Ｃ＋　Ｓ　ｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋　Ｃｕ／
２０＋　Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２Ｑ＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／ｌ
ｏ＋５Ｂ≦０．２２ｗｔ％を満足し、残部Ｆｅおよび不
可避不純物からなる鋼を、加熱温度２１２５０℃、全圧
下率≧７５％、さらに、仕上温度ＴＦ（”Ｃ）が下記式
％式％）を満足する条件で熱間圧延を終了した後、オーステナイ
ト域の温度から直接焼入れを行い、その後、Ａｃ＋点未
膚の温度で焼戻しを行うことを特徴とする溶接性・脆性
破壊伝播停止特性の優れた調質高張力調板の製造方法を
第３の発明とし、（４）　Ｇ　０．０４〜０．１０ｗｔ
％、Ｓ　ｉ　０．０１−０，５０ｗｔ％、Ｍｎ　０．４
〜１．５〜１．０ｗｔ％、Ｃｒ　０．０５〜１．０ｗｔ
％、Ｍｏ　０．０５〜１．５ｗｔ％、Ｖ　０．０１〜０
．１ｗｔ％、Ｂ　０．０００５〜０．００５ｗｔ％、Ａ
Ｉ　０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｎｂ　０．００５〜０．
１ｗｔ％を含存し、さらに、Ｃｕ　０．０５〜０．５０ｗｔ％、Ｎ　ｉ　０．０５〜
０．１ｗｔ％、Ｎｉ　０．０５〜０．１ｗｔ％、Ｔｉ　
０．００５〜Ｑ、０ａｓｔ％、Ｃａ　Ｑ、ｆ）０１〜０
．００５〜１．０ｗｔ％の内から選んだ１種または２種
以上を含有し、かつ、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３１］＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２［１
＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋ＭＯ／１５＋Ｖ／１０＋５
Ｂ≦０．２２ｗｔ％を満足し、残部Ｆｅおよび不可避不
純物からなる鋼を、１２５０℃以下の温度で、かつ、Ｎ
ｂの炭窒化物が完全に固溶する温度の加熱温度、全圧下
率≧７５％、さらに、仕上温度ＴＦ（”Ｃ）が下記式％
式％）を満足する条件で熱間圧延を終了した後、オーステナイ
ト域の温度から直接焼入れを行い、その後、Ａｃ、点未
満の温度で焼戻しを行うことを特徴とする溶接性・脆性
破壊伝播停止特性の優れた調質高張力調板の製造方法を
第４の発明とする４つの発明よりなるものである。

本発明に係る溶接性・脆性破壊伝播停止特性の浸れた調
質高張力鋼板の製造方法について、以下詳細に説明する
。

先ず、本発明に係る溶接性・脆性破壊伝播停止特性の優
れた調質高張力鋼板の製造方法において使用する鋼の含
有成分および成分割合について説明する。

Ｃは高張力鋼板としての強度を確保するために必要な元
素であり、含有量が０．０４〜１．０ｗｔ％未満では引
張強さ６０ｋｇｆ／ｍｍ”以上を確保することは困難で
あり、また、０．１０ｗｔ％を越えて含有させると耐溶
接割れ性を害するようになる。よって、Ｃ含有量は０．
０４〜０．１０ｗｔ％とする。

Ｓｉは脱酸に有効な元素であり、含有量が０．０１ｗｔ
％未満ではこの効果は少なく、また、０．０００５〜０
．００５ｗｔ％を越えて過剰に含有させると溶接性およ
び靭性を劣化させる。よって、Ｓｉ含有量はｏ、ｏｉ〜
０．０００５〜０．００５ｗｔ％とする。

Ｍｎは焼入れ性を向上させ、板厚内部の強度を確保する
ために必要な元素であり、含有量か０．４〜１．０ｗｔ
％未満ではこのような効果が充分に確保できず、また、
１．５〜１．０ｗｔ％を越えて過剰に含有させると溶接
性および靭性を劣化させる。よって、Ｍｎ含有量は０．
４〜０．１ｗｔ％とする。

Ｃｒは焼入れ性を向上させるのに有効な元素であり、含
有量が０．０５ｗｔ％未満ではこの効果は充分に発揮す
ることはできず、また、ｔ、ｏ〜１．０ｗｔ％を越えて
過多に含有させると溶接性を害するようになる。よって
、Ｃｒ含有量は０．０５〜１．０ｗｔ％とする。

ＭＯは焼入れ性を高くし、焼戻し軟化抵抗を増加させる
元素であり、含有量が０．０５ｗｔ％未満ではこの効果
は充分ではなく、また、１．０ｗｔ％を越えて過剰に含
有させると溶接性を阻害し、かつ、高価となる。よって
、Ｍｏ含有量は０．０５〜Ｌ、０ｗｔ％とする。

■は少量含有させることにより焼入れ性を増加し、焼戻
し軟化抵抗を高くする元素であり、含有量が０．ＱＬ〜
１．０ｗｔ％未満ではこのような効果は充分ではなく、
また、０，１ｗｔ％を越えて含有させると靭性が劣化す
る。よって、■含有量は０．０１〜０．１ｗｔ％とする
。

Ｂは微量含有させることにより、焼入れ性を著しく高く
する元素であり、含有量が０．０００５〜１．０ｗｔ％
未満では充分な効果は得られず、また、０．００５ｗｔ
％を越えて過多に含有させると焼入れ性向上効果は飽和
し、かつ、Ｂ化合物の析出により靭性が劣化する。よっ
て、Ｂ含有量は０．０００５〜０．００５ｗｔ％とする
。

ＡＩは脱酸元素であり、また、Ｂの焼入れ性効果を確保
するために、ＮをＡＩＮとして固定する効果を有する元
素であり、含有量が０．０１ｗｔ％未満ではこのような
効果は少なく、また、Ｑ、１ｗｔ％を越えて含有させる
と靭性を劣化させる。よって、ＡＩ含有量は０．０１〜
Ｇ、１ｗｔ％とする。

Ｎｂは圧延中の再結晶抑制効果を通じて、オーステナイ
ト粒の微細化および展伸化に有効な元素であり、含有量
が０．００５ｗｔ％未満ではこのような効果は少なく、
また、０．１ｗｔ％を越える過剰な含有は靭性を劣化さ
せる。よって、Ｎｂ含有量は０．００５〜Ｇ、１ｗｔ％
とする。

なお、上記に説明した含有成分以外に、強度レベルおよ
び板厚に応じて焼入れ性向上元素として有効なＣｕ％Ｎ
ｉおよびＮの固定元素のＴＬさらに介在物の形態制御元
素であるＣａの内から選んだ１種または２種以上を含有
させることができる。

Ｃｕは固溶強化、析出強化により強度上昇に有効な元素
であり、含有量が０．０５〜１．０ｗｔ％未満ではこの
ような効果を充分に発揮することはできず、また、０．
０００５〜０．００５ｗｔ％を越えて過剰に含有させる
と熱間加工性が劣化し、表面割れを生じ易くなる。よっ
て、Ｃｕ含有量は０．０５〜０．５０ｗｔ％とする。

Ｎｉは焼入れ性を向上させ、かつ、母材の靭性を向上さ
せる元素であり、含有量が０．０５ｗｔ％未満ではこの
ような効果は充分ではなく、また、０．１ｗｔ％を越え
て過多に含有させるとスケール疵を発生し易くなり、さ
らに、コストの上昇をもたらす。よって、Ｎｉ含有量は
０．０５〜０．１ｗｔ％とする。

Ｔｉは炭窒化物形成元素であり、Ｂの焼入れ性を向上さ
せる効果を安定化するために、ＮをＴｉＮとして固定す
るのに有効な元素であり、含有量が０．００５ｗｔ％未
満ではこのような効果は充分ではなく、また、Ｑ　、　
Ｑ３〜１．０ｗｔ％を越えて過多に含有させると靭性の
劣化をもたらす。よって、Ｔｉ含有量は０．００５〜０
．０３ｗｔ％とする。

Ｃａは非金属介在物の球状化作用を有し、異方性の低減
に有効な元素であり、含有量がＱ、００１ｗｔ％未満で
はこのような効果は充分ではなく、また、０．００５ｗ
ｔ％を越えて過多に含有させると非金属介在物が増加し
て靭性を劣化する。よって、Ｃａ含有量は０．００１〜
０．００５ｗｔ％とする。

次に、本発明に係る溶接性・脆性破壊伝播停止特性の優
れた調質高張力鋼板の製造方法の製造条件について説明
する。

上記に説明した含有成分および成分割合の鋼のＮｂを含
有しない場合に、１２５０℃以下の温度に加熱するのは
、この温度より高い温度ではオーステナイト粒が異常に
成長し、充分な圧下を加えてもオーステナイト粒は微細
化せず、靭性が不良となるからである。

まｔコ、上記に説明した含有成分および成分割合の鋼の
Ｎｂを含有する場合には、１２５０℃以下で、Ｎｂの炭
窒化物が完全に固溶する温度（Ｎ　ｂ。

０％Ｎ含有量により変化するが、Ｉ　ｒｖｉｎｅ等によ
れば［Ｎｂ（ｗｔ％）コＸ　［Ｃ＋　１２／１４Ｎ］≦
２．２６−６７７０／Ｔにより評価可能）とするのは、
鋼中にＮｂ炭窒化物が粗大なまま残存すると、Ｎｂによ
る圧延中のオーステナイト再結晶抑制効果が充分に得ら
れず、また、靭性が不良となるからである。

全圧下率を７５％以上とするのは、この圧下率未満では
加熱時の粗大なオーステナイト粒が板厚中心部で充分に
微細化されず、靭性が不良となるからである。

さらに、仕上温度ＴＦ（℃）を特許請求の範囲に記載の
通りの（１）式または（２）式とした理由について説明
する。

第１図は種々の圧延条件により圧延した後、直接焼入れ
、焼戻しを行なって引張強さを約６８ｋｇｆ／１ｌｌ１
１″にした場合の落電試験におけるＮＤＴ温度（Ｆｔｉ
性破壊伝播停止特性の一つの尺度）と、表面３朋のｖＴ
ｒｓ（シャルビ衝撃試験における破面遷移温度）の関係
を示す図である。第１図において使用した鋼の含有成分
および成分割合は、Ｃ０．０７〜０．１０ｗｔ％−５ｉ
　　０．２５ｗｔ％−Ｍｎ　１．２５ｗｔ％−Ｃｒ０．
１５ｗｔ％−Ｍｏ　Ｑ、１０〜１．０ｗｔ％−Ｎｂ　Ｏ
〜０．０１５ｗｔ％−Ｖ０．０３７〜１．０ｗｔ％−Ｂ
　　０．００１ｗｔ％−Ｐｃｍ　０．１６〜０．１９ｗ
ｔ％であり、加熱温度：１２００℃、全圧下率＝８０％
、仕上温度：１０００〜８４０℃、焼入れ：直接焼入れ
、焼戻し：　Ｔ　Ｓ　＝　６８　ｋｇｆ／ｍｓ’を目標
として温度調整、試験片：ＪＩＳＪ号（５ｍｍサブサイ
ズ）とした。

この第１図から、ＮＤＴｉＡ度と表面のｖＴｒｓは良好
な相関関係があり、脆性破壊伝播停止特性を改善するた
めには、表面部の靭性を改善する必要があることは明ら
かである。

この靭性を支配する因子として、焼入れままの硬さ（焼
入れ組織の指標）およびオーステナイト粒径が重要であ
り、これらと靭性との関係を表面部の場合について定量
化した。その結果、表面のｖＴｒｓは焼入れままのビッ
カース硬さＨＶＱと、亀裂の進行方向のオーステナイト
粒の平均幅ｄ　（ｃｍ）およびＣ含有１ｉ　（ｗｔ％）
を用いて次式により精度よく推定できるということがわ
かった（第２図参照）。

ｖＴｒｓ＝０．０８３（ＨＶＱ−０，８３（１１２０Ｇ
　＋２７０））”−８６，７１ｏｇｄ”ρ−６８ｃ℃：
）　　　　　（３）ＨＶＱ：焼入れままのビッカース硬
さｄ：亀裂進行方向のオーステナイト粒の平均幅Ｃ：炭素
含有＠（Ｗ（％）この式よりｖＴｒｓに対して（よＣ含有量毎にＨＶＱの
最適値が存在し、その値よりも高すぎても、低すぎても
靭性は劣化し、また、ｄを小さくする程靭性は良好とな
ることかわかる。

次に、この式にあるＦ（ＶＱおよびｄを支配する因子と
して、加熱温度、圧下率、仕上温度およびＣ含有量を選
定し、これらとＨＶＱ、ｄとの関係を定量化した。

その結果、加熱温度が１２５０℃以下（Ｎｂを含有する
場合には、１２５０℃以下で、かつ、Ｎｂの炭窒化物か
完全に固溶する温度）であり、全圧下率７５％以上であ
る限り、ＨＶＱおよびｄは、圧延仕上温度ＴＦのみによ
って定まり、次式のように表すことができることがわか
った（第３図、第４図参照）。

この第３図において、ＨＶＱ＝０．３３３ＴＦ＋１０００Ｇ−８１（４）ＴＦ
：圧延仕上温度（℃）Ｃ：炭素含有量（〜１．０ｗｔ％）である。

第４図において、１ｏｇｄ−’／”＝−１，５ＴＦ／１０００＋２．２６
ｃ＋２．４２　　（５）（Ｎｂ無含有の場合）１、ｏｇｄ−’／”＝−ＴＦ／１０００＋２．２６０＋
２．０３　　（５”）（Ｎｂ含有の場合）ＴＦ：圧延仕上温度（℃）Ｃ：炭素含有量（〜１．０ｗｔ％）第４図（ａ）はＮｂは含まず（上記式（５）で示す。）
、第４図（ｂ）はＮｂ含有量は０．０１５ｖｊ％（上記
式（５′）で示す。）である。

Ｃ含有量の比較的に多い従来鋼と同等以上の脆性破壊伝
播停止特性を確保するためには、ＮＤＴ温度を一５０℃
以下とする必要があり、これを満足するためには、第１
図より表面のｖＴ　ｒｓを一１３０℃以下とする必要が
あることがわかる。

（３）式のｖＴｒｓ≦−１３０という不等式に、（４）
　（５）（５′）式を代入して整理すると、特許請求の
範囲に記載の（ＩＯ２）式が得られる。

以上に説明した理由により、仕上温度ＴＦを特許請求の
範囲の（１）　（２）式に規定したのである。

また、オーステナイト域の温度から直接焼入れを行なう
のは、加熱、圧延条件の制御により得られた変形帯等の
ベイナイト変態の核を多数含んだ微粒オーステナイト組
織から、靭性の良好な微細なマルテンサイトと下部ベイ
ナイトの混合組織を表面部に生成させるためである。

そして、この直接焼入れをオーステナイト域から行なう
のは、それより低い温度から焼入れを行なうと、フェラ
イトが生成して６０　ｋｇｆ／ｍｒａ″以上の強度を確
保するのが困難となるためである。

さらに焼戻し温度をＡｃ、点未満の温度とするのは、Ａ
ｃ、意思上の温度では組織が部分的にオーステナイトに
変態して、焼戻し後にフェライトおよび上部ベイナイト
が生成し、強度の著しい低下をもたらすからである。

［実　施　例］本発明に係る溶接性・脆性破壊伝播停止特性の優れた調
質高張力鋼の製造方法の実施例を説明する。

実施例第１表に示す含有成分および成分割合の鋼を常法により
溶製してスラブを製造し、このスラブを第２表に示す加
熱条件、圧延条件により種々の板厚に圧延を行ない、第
２表に示す熱処理を行なった後、引張試験および衝撃試
験を行ない、さらに、斜めＹ型溶接割れ試験により溶接
性を評価した。

また、落雷試験或いは二重引張試験によって脆性破壊伝
播停止特性を評価した。

第３表にこれらの結果を示す。

第３表から明らかなように、本発明に係る溶接性・脆性
破壊伝播停止特性の優れた調質高張力鋼の製造方法によ
り製造された鋼板Ａ−Ｇは、その何れもが６０　ｋｇｆ
／ｍｏ＋”以上の引張強さおよび割れ防止予熱温度２５
℃以上の良好な溶接性を有しているものである。

さらに、落雷試験におけるＮＤＴ温度−６０℃以下、０
℃におけるＫｃａ値１８００　ｋｇｆ”／ｉｉ／　ｌｌ
１ｍ”以上の優れた脆性破壊伝播停止特性を有している
。

この本発明に係る溶接性・脆性破壊伝播停止特性の優れ
た調質高張力鋼の製造方法により製造された鋼板に対し
て、比較鋼ＨはＰｃｔａ値が高すぎるために、溶接性が
充分ではなく、比較鋼■〜Ｍは圧延条件が適切でないた
め、脆性破壊伝播停止特性は充分ではない。

［発明の効果］以上説明したように、本発明に係る溶接性・脆性破壊伝
播停止特性の優れた調質高張力鋼の製造方法は上記の構
成であるから、溶接性および脆性破壊伝播停止特性の優
れた低Ｃ系の引張強さが６０〜８０　ｋｇｆ／ｍｍ”ク
ラスの調質高張力鋼板を効果的に製造することができる
という５効果を有するものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は表面３ｍｌｌ１のｖＴｒｓ（℃）とＮＤＴ温度
（℃）との関係を示す図、第２図は表面の実測ｖＴｒｓ
（℃）と計算ｖＴｒｓ（℃）との関係を示す図、第３図
は圧延仕上温度ＴＦ（℃）とＤＱままの硬さ（ＨＶＱ）
との関係を示す図、第４図（ａＸｂ）はＮｂを含有しな
い場合とＮｂを含有する場合の圧延仕上温度ＴＦ（℃）
とｌｏｇｄ　”　（ｃｍ　’りとの関係を示す図である
。牙２図 −１５０−１００−５０ ”）　’ｍ　”　’！’　”Ｊ’３　Ｊｙ５　Ｃ’ｃ）
診１図 −１５０−１００−５０ｔ＜　＠３ｗｗｔ　ａ）　ｖＴｙｓ　（’ｃ　）、？３
図

Claims

【特許請求の範囲】（１）Ｃ０．０４〜０．１０ｗｔ％、Ｓｉ０．０１〜０
．５０ｗｔ％、Ｍｎ０．４〜１．５ｗｔ％、Ｃｒ０．０
５〜１．０ｗｔ％、Ｍｏ０．０５〜１．０ｗｔ％、Ｖ０
．０１〜０．１ｗｔ％、Ｂ０．０００５〜０．００５ｗ
ｔ％、ＡＩ０．０１〜０．１ｗｔ％を含有し、かつ、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ≦
０．２２ｗｔ％を満足し、残部Ｆｅおよび不可避不純物
からなる鋼を、加熱温度≦１２５０℃、全圧下率≧７５
％、さらに、仕上温度ＴＦ（℃）が下記式０．０６３（０．３３３ＴＦ＋７０．４Ｃ−３００）＾
２＋０．１０ＴＦ−１５１Ｃ−２２９≦−１３０（１）
（Ｃはｗｔ％の炭素量）を満足する条件で熱間圧延を終
了した後、オーステナイト域の温度から直接焼入れを行
い、その後、Ａｃ＿１点未満の温度で焼戻しを行うこと
を特徴とする溶接性・脆性破壊伝播停止特性の優れた調
質高張力鋼板の製造方法。（２）Ｃ０．０４〜０．１０ｗｔ％、Ｓｉ０．０１〜０
．５０ｗｔ％、Ｍｎ０．４〜１．５ｗｔ％、Ｃｒ０．０
５〜１．０ｗｔ％、Ｍｏ０．０５〜１．０ｗｔ％、Ｖ０
．０１〜０．１ｗｔ％、Ｂ０．０００５〜０．００５ｗ
ｔ％、Ａｌ０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｎｂ０．００５〜
０．１ｗｔ％を含有し、かつ、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ≦
０．２２ｗｔ％を満足し、残部Ｆｅおよび不可避不純物
からなる鋼を、１２５０℃以下の温度で、かつ、Ｎｂの
炭窒化物が完全に固溶する温度の加熱温度、全圧下率≧
７５％、さらに、仕上温度ＴＦ（℃）が下記式０．０６
３（０．３３３ＴＦ＋７０．４Ｃ−３００）＾２＋０．
０６７ＴＦ−１５１Ｃ−２０３≦−１３０（２）（Ｃは
ｗｔ％の炭素量）を満足する条件で熱間圧延を終了した
後、オーステナイト域の温度から直接焼入れを行い、そ
の後、Ａｃ＿１点未満の温度で焼戻しを行うことを特徴
とする溶接性・脆性破壊伝播停止特性の優れた調質高張
力鋼板の製造方法。（３）Ｃ０．０４〜０．１０ｗｔ％、Ｓｉ０．０１〜０
．５０ｗｔ％、Ｍｎ０．４〜１．５ｗｔ％、Ｃｒ０．０
５〜１．０１％、Ｍ００．０５〜１．０１％、Ｖ０．０
１〜０．１ｗｔ％、Ｂ０．０００５〜０．００５ｗｔ％
、Ａｌ０．０１〜０．１ｗｔ％を含有し、さらに、Ｃｕ０．０５〜０．５０ｗｔ％、Ｎｉ０．０５〜１．５
ｗｔ％、Ｔｉ０．００５〜０．０３ｗｔ％、Ｃａ０．００１〜０．００５ｗｔ％の内から選んだ１種または２種以上を含有し、かつ、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ≦
０．２２ｗｔ％を満足し、残部Ｆｅおよび不可避不純物
からなる鋼を、加熱温度≦１２５０℃、全圧下率≧７５
％、さらに、仕上温度ＴＦ（℃）が下記式０．０６３（０．３３３ＴＦ＋７０．４Ｃ−３００）＾
２＋０．１０ＴＦ−１５１Ｃ−２２９≦−１３０（１）
（Ｃはｗｔ％の炭素量）を満足する条件で熱間圧延を終
了した後、オーステナイト域の温度から直接焼入れを行
い、その後、Ａｃ＿１点未満の温度で焼戻しを行うこと
を特徴とする溶接性・脆性破壊伝播停止特性の優れた調
質高張力鋼板の製造方法。（４）Ｃ０．０４〜０．１０ｗｔ％、Ｓｉ０．０１〜０
．５０ｗｔ％、Ｍｎ０．４〜１．５ｗｔ％、Ｃｒ０．０
５〜１．０ｗｔ％、Ｍｏ０．０５〜１．０ｗｔ％、Ｖ０
．０１〜０．１ｗｔ％、Ｂ０．０００５〜０．００５ｗ
ｔ％、Ａｌ０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｎｂ０．００５〜
０．１ｗｔ％を含有し、さらに、Ｃｕ０．０５〜０．５０ｗｔ％、Ｎｉ０．０５〜１．５
ｗｔ％、Ｎｉ０．０５〜１．５ｗｔ％、Ｔｉ０．００５
〜０．０３ｗｔ％、Ｃａ０．００１〜０．００５ｗｔ％の内から選んだ１種または２種以上を含有し、かつ、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ≦
０．２２ｗｔ％を満足し、残部Ｆｅおよび不可避不純物
からなる鋼を、１２５０℃以下の温度で、かつ、Ｎｂの
炭窒化物が完全に固溶する温度の加熱温度、全圧下率≧
７５％、さらに、仕上温度ＴＦ（℃）が下記式０．０６
３（０．３３３ＴＦ＋７０．４Ｃ−３００）＾２＋０．
０６７ＴＦ−１５１Ｃ−２０３≦−１３０（２）（Ｃは
ｗｔ％の炭素量）を満足する条件で熱間圧延を終了した
後、オーステナイト域の温度から直接焼入れを行い、そ
の後、Ａｃ＿１点未満の温度で焼戻しを行うことを特徴
とする溶接性・脆性破壊伝播停止特性の優れた調質高張
力鋼板の製造方法。