JPH05195156A - 溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼およびその製造方法 - Google Patents
溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼およびその製造方法Info
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- JPH05195156A JPH05195156A JP27601092A JP27601092A JPH05195156A JP H05195156 A JPH05195156 A JP H05195156A JP 27601092 A JP27601092 A JP 27601092A JP 27601092 A JP27601092 A JP 27601092A JP H05195156 A JPH05195156 A JP H05195156A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、高価な合金元素を用いることな
く、高強度でかつ母材靱性、溶接熱影響部靱性の優れた
高張力鋼およびその製造方法を提供する。 【構成】 Ｍｎを６〜１５％含有することにより焼入性
を高めて、高強度化し、高Ｍｎ化による粒界脆化感受性
の増加をＢの添加により抑制するとともに、Ｐ量に応じ
た適量のＴｉを含有することにより極低Ｐ化せずに粒界
脆化を抑制し、母材靱性、溶接熱影響部靱性向上をはか
る。必要に応じてＮｉ、Ｃｕをさらに含有させて一層の
靱性向上をはかる。また、その製造方法として、熱処理
条件あるいは熱間圧延条件、さらに熱処理あるいは圧延
後の焼戻し条件を規定する。
く、高強度でかつ母材靱性、溶接熱影響部靱性の優れた
高張力鋼およびその製造方法を提供する。 【構成】 Ｍｎを６〜１５％含有することにより焼入性
を高めて、高強度化し、高Ｍｎ化による粒界脆化感受性
の増加をＢの添加により抑制するとともに、Ｐ量に応じ
た適量のＴｉを含有することにより極低Ｐ化せずに粒界
脆化を抑制し、母材靱性、溶接熱影響部靱性向上をはか
る。必要に応じてＮｉ、Ｃｕをさらに含有させて一層の
靱性向上をはかる。また、その製造方法として、熱処理
条件あるいは熱間圧延条件、さらに熱処理あるいは圧延
後の焼戻し条件を規定する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は引張り強さが１００ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 以上で、かつ母材及び溶接入熱が４０ｋＪ／
ｃｍ〜２００ｋＪ／ｃｍ程度の中入熱から大入熱溶接に
至る広範な入熱の溶接における溶接熱影響部の低温靱性
が良好な溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力
鋼およびその製造方法にかかわるものである。
ｆ／ｍｍ2 以上で、かつ母材及び溶接入熱が４０ｋＪ／
ｃｍ〜２００ｋＪ／ｃｍ程度の中入熱から大入熱溶接に
至る広範な入熱の溶接における溶接熱影響部の低温靱性
が良好な溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力
鋼およびその製造方法にかかわるものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、海洋構造物、船舶、貯蔵タンク
等、大型構造物の材質に対する要求は安全性確保の点か
ら厳しさを増している。特に母材に比べて材質が劣化す
る傾向にある溶接熱影響部の低温靱性の向上が望まれて
いる。一般に鋼材をサブマージアーク溶接やエレクトロ
スラグ溶接などの溶接入熱の大きい自動溶接を行うと、
溶接熱影響部（以下、ＨＡＺと称する）のオーステナイ
ト結晶粒が粗大化することによりＨＡＺの組織が粗くな
り、ＨＡＺ靱性が低下する。ＨＡＺ靱性向上のためには
ＨＡＺ、特に高温にさらされる融合部（フュージョンラ
イン、以下ＦＬと称する）近傍のＨＡＺ組織を微細化す
る必要がある。従来、以下に示すような種々のＨＡＺ組
織微細化方法が提案されている。
等、大型構造物の材質に対する要求は安全性確保の点か
ら厳しさを増している。特に母材に比べて材質が劣化す
る傾向にある溶接熱影響部の低温靱性の向上が望まれて
いる。一般に鋼材をサブマージアーク溶接やエレクトロ
スラグ溶接などの溶接入熱の大きい自動溶接を行うと、
溶接熱影響部（以下、ＨＡＺと称する）のオーステナイ
ト結晶粒が粗大化することによりＨＡＺの組織が粗くな
り、ＨＡＺ靱性が低下する。ＨＡＺ靱性向上のためには
ＨＡＺ、特に高温にさらされる融合部（フュージョンラ
イン、以下ＦＬと称する）近傍のＨＡＺ組織を微細化す
る必要がある。従来、以下に示すような種々のＨＡＺ組
織微細化方法が提案されている。
【０００３】例えば、昭和５４年６月発行の「鉄と鋼」
第６５巻第８号１２３２頁においては、ＴｉＮを微細析
出させることによりＨＡＺのオーステナイト粒を微細化
して、５０ｋｇｆ／ｍｍ2 級高張力鋼の大入熱溶接時の
ＨＡＺ靱性を改善する技術が開示されている。ごく最近
では、オーステナイトの細粒化によらずに粒内フェライ
トを生成させることによりＨＡＺ組織の微細化を図る技
術が開発されている。粒内フェライトの生成核としてＴ
ｉ酸化物が有効であり、Ｔｉ酸化物は高温にさらされて
も溶解することがなく、ＦＬ直近でも粒内フェライトの
核として働き、組織微細化が可能で、ＴｉＮ等を利用し
た鋼に比較してＦＬ近傍のＨＡＺ靱性の著しい向上が可
能であることが、例えば特開昭６１−１１７２４５号公
報に示されている。
第６５巻第８号１２３２頁においては、ＴｉＮを微細析
出させることによりＨＡＺのオーステナイト粒を微細化
して、５０ｋｇｆ／ｍｍ2 級高張力鋼の大入熱溶接時の
ＨＡＺ靱性を改善する技術が開示されている。ごく最近
では、オーステナイトの細粒化によらずに粒内フェライ
トを生成させることによりＨＡＺ組織の微細化を図る技
術が開発されている。粒内フェライトの生成核としてＴ
ｉ酸化物が有効であり、Ｔｉ酸化物は高温にさらされて
も溶解することがなく、ＦＬ直近でも粒内フェライトの
核として働き、組織微細化が可能で、ＴｉＮ等を利用し
た鋼に比較してＦＬ近傍のＨＡＺ靱性の著しい向上が可
能であることが、例えば特開昭６１−１１７２４５号公
報に示されている。
【０００４】しかしながら、以上のＨＡＺ靱性向上技術
はいずれもＨＡＺ組織中に一部なりでもフェライトが生
成するような成分領域についてのみ適用できるものであ
り、母材の引張強さでみればせいぜい６０ｋｇｆ／ｍｍ
2 級までである。さらに強度レベルの高い鋼においては
上記技術に類似した組織微細化技術は認められず、ほと
んど唯一のＨＡＺ靱性向上方法はＮｉの多量添加のみで
あった。即ち５〜６％、さらには９％程度に多量のＮｉ
を含有する鋼では極低温、一般的には−１００℃以下で
も母材及びそれほど溶接入熱の大きくない溶接部のＨＡ
Ｚ靱性を保証することが可能である。ただし、このよう
な高Ｎｉ鋼でも溶接入熱が２００ｋＪ／ｃｍ程度のいわ
ゆる大入熱溶接におけるＨＡＺ靱性まで容易に保証でき
るまでに至っていない。加えてこのような高Ｎｉ鋼は通
常の鋼材に比べて不可避的に非常に高価となるため、構
造物全般に広く使用できるものではなく、廉価でかつ様
々な溶接条件においても優れたＨＡＺ靱性を有する高張
力鋼、特にフェライトの生成が困難な強度レベルの高張
力鋼の製造技術の確立が望まれる。
はいずれもＨＡＺ組織中に一部なりでもフェライトが生
成するような成分領域についてのみ適用できるものであ
り、母材の引張強さでみればせいぜい６０ｋｇｆ／ｍｍ
2 級までである。さらに強度レベルの高い鋼においては
上記技術に類似した組織微細化技術は認められず、ほと
んど唯一のＨＡＺ靱性向上方法はＮｉの多量添加のみで
あった。即ち５〜６％、さらには９％程度に多量のＮｉ
を含有する鋼では極低温、一般的には−１００℃以下で
も母材及びそれほど溶接入熱の大きくない溶接部のＨＡ
Ｚ靱性を保証することが可能である。ただし、このよう
な高Ｎｉ鋼でも溶接入熱が２００ｋＪ／ｃｍ程度のいわ
ゆる大入熱溶接におけるＨＡＺ靱性まで容易に保証でき
るまでに至っていない。加えてこのような高Ｎｉ鋼は通
常の鋼材に比べて不可避的に非常に高価となるため、構
造物全般に広く使用できるものではなく、廉価でかつ様
々な溶接条件においても優れたＨＡＺ靱性を有する高張
力鋼、特にフェライトの生成が困難な強度レベルの高張
力鋼の製造技術の確立が望まれる。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】Ｎｉ等の高価な合金元
素を用いずに高強度化する手段としてはＭｎの活用が考
えられる。Ｍｎは廉価な上にＮｉに比較して少量の添加
で焼入性を高めることが可能な元素であることから本発
明者らはその最大限の有効利用を計ることが廉価な高強
度高靱性鋼のひとつの可能性と考え、種々検討を加えた
結果、特願平３−１４４０８９号（以下前出願と称す
る）に示したように、Ｍｎ以外の高価な合金元素を可能
な限り用いずに、母材の引張り強さが１００ｋｇｆ／ｍ
ｍ2 以上で、かつ溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン
超高張力鋼を発明するに至った。
素を用いずに高強度化する手段としてはＭｎの活用が考
えられる。Ｍｎは廉価な上にＮｉに比較して少量の添加
で焼入性を高めることが可能な元素であることから本発
明者らはその最大限の有効利用を計ることが廉価な高強
度高靱性鋼のひとつの可能性と考え、種々検討を加えた
結果、特願平３−１４４０８９号（以下前出願と称す
る）に示したように、Ｍｎ以外の高価な合金元素を可能
な限り用いずに、母材の引張り強さが１００ｋｇｆ／ｍ
ｍ2 以上で、かつ溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン
超高張力鋼を発明するに至った。
【０００６】前出願の特徴の一つはＭｎを６〜１５％
と、従来の溶接構造溶鋼に比べて多量のＭｎを含有する
ことにあるが、一般にＭｎ量がこの程度になると粒界破
壊感受性が高まるため、母材及びＨＡＺの靱性確保に問
題が生じる。前出願ではこの問題を成分の適正化とＢ添
加およびＰ量を０．０１％以下に限定することにより解
決した。特にＰの影響はＨＡＺよりも母材において大き
く、低Ｐ化は母材靱性確保に必須であることが詳細な検
討の結果明らかとなった。従って、さらに靱性、特に母
材靱性を向上させるためには一層の低Ｐ化をはかる必要
がある。しかしながら、Ｐ量の極端な低減は製造上の困
難が多く、必然的に製造コストの上昇を招くため、極端
な低Ｐ化によらない母材、ＨＡＺの粒界破壊を抑制して
靱性を向上する手段が求められる。
と、従来の溶接構造溶鋼に比べて多量のＭｎを含有する
ことにあるが、一般にＭｎ量がこの程度になると粒界破
壊感受性が高まるため、母材及びＨＡＺの靱性確保に問
題が生じる。前出願ではこの問題を成分の適正化とＢ添
加およびＰ量を０．０１％以下に限定することにより解
決した。特にＰの影響はＨＡＺよりも母材において大き
く、低Ｐ化は母材靱性確保に必須であることが詳細な検
討の結果明らかとなった。従って、さらに靱性、特に母
材靱性を向上させるためには一層の低Ｐ化をはかる必要
がある。しかしながら、Ｐ量の極端な低減は製造上の困
難が多く、必然的に製造コストの上昇を招くため、極端
な低Ｐ化によらない母材、ＨＡＺの粒界破壊を抑制して
靱性を向上する手段が求められる。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは上記課題を
克服すべく詳細な検討を行った結果、高価なＮｉを多量
に添加する事なく、母材の引張り強さが１００ｋｇｆ／
ｍｍ2 以上で、母材靱性及び大入熱溶接を含む広い入熱
範囲において溶接熱影響部の靱性が良好な超高張力鋼と
して、重量％でＣ：０．０１〜０．０６％，Ｓｉ：０．
０１〜１．０％，Ｍｎ：６〜１５％，Ｓ：０．０１％以
下、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％，Ａｌ：０．００５
〜０．１％，Ｂ：０．０００３〜０．０１０％，Ｎ：
０．０１０％以下を含有し、不純物としてのＰ量が、Ｐ
（重量％）≦０．００３＋０．５×Ｔｉ（重量％）で、
さらに必要に応じてＮｉ：３．０％以下、Ｃｕ：１．５
％以下の１種または２種を含有し、残部はＦｅ及び不可
避不純物からなることを特徴とする高マンガン超高張力
鋼およびその製造方法を発明するに至った。
克服すべく詳細な検討を行った結果、高価なＮｉを多量
に添加する事なく、母材の引張り強さが１００ｋｇｆ／
ｍｍ2 以上で、母材靱性及び大入熱溶接を含む広い入熱
範囲において溶接熱影響部の靱性が良好な超高張力鋼と
して、重量％でＣ：０．０１〜０．０６％，Ｓｉ：０．
０１〜１．０％，Ｍｎ：６〜１５％，Ｓ：０．０１％以
下、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％，Ａｌ：０．００５
〜０．１％，Ｂ：０．０００３〜０．０１０％，Ｎ：
０．０１０％以下を含有し、不純物としてのＰ量が、Ｐ
（重量％）≦０．００３＋０．５×Ｔｉ（重量％）で、
さらに必要に応じてＮｉ：３．０％以下、Ｃｕ：１．５
％以下の１種または２種を含有し、残部はＦｅ及び不可
避不純物からなることを特徴とする高マンガン超高張力
鋼およびその製造方法を発明するに至った。
【０００８】
【作用】本発明においては、Ｃ、Ｍｎ、Ｂが基本的な特
性確保のために重要な組成である。先ず、溶接熱影響部
の靱性についてみると、従来の低温靱性を目的としたＣ
ｒ，Ｍｏ，Ｎｉ等を含有した高張力鋼では微細な上部ベ
イナイトあるいは下部ベイナイトとマルテンサイト組織
となる成分のときに靱性が最も良好となることが例えば
昭和５４年６月発行の「鉄と鋼」第６５巻第８号１２２
３頁に示されている。しかしながら、高価なこれらの合
金元素を用いず、主としてＭｎだけで強度靱性を確保す
ることを目的とした場合はベイナイトが存在する成分範
囲では良好な靱性が得られないことが判明した。即ち、
Ｃが約０．０２％あるいは０．１％、Ｓｉが約０．１
％、Ｍｎが約１〜２０％、Ａｌが約０．０３％、Ｎが約
０．００３％、Ｂが無添加あるいは約０．００１０％の
範囲の小型真空溶解鋼を用いて大入熱溶接を想定した溶
接再現熱サイクル靱性（最高加熱温度：１４００℃、８
００℃から５００℃までの冷却時間：１６０秒）を検討
した結果、ベイナイト組織が存在するＭｎが４〜５％以
下の成分では、シャルピー試験の吸収エネルギーが７ｋ
ｇｆｍとなる温度（ｖＴｒ7.0 ）で靱性を評価した場
合、良好な靱性が得られる範囲が存在せず、むしろＢ添
加を前提とした上で、Ｍｎが６％程度以上で、ほぼ１０
０％マルテンサイト組織となる成分領域において良好な
ＨＡＺ靱性が得られることが判明した。
性確保のために重要な組成である。先ず、溶接熱影響部
の靱性についてみると、従来の低温靱性を目的としたＣ
ｒ，Ｍｏ，Ｎｉ等を含有した高張力鋼では微細な上部ベ
イナイトあるいは下部ベイナイトとマルテンサイト組織
となる成分のときに靱性が最も良好となることが例えば
昭和５４年６月発行の「鉄と鋼」第６５巻第８号１２２
３頁に示されている。しかしながら、高価なこれらの合
金元素を用いず、主としてＭｎだけで強度靱性を確保す
ることを目的とした場合はベイナイトが存在する成分範
囲では良好な靱性が得られないことが判明した。即ち、
Ｃが約０．０２％あるいは０．１％、Ｓｉが約０．１
％、Ｍｎが約１〜２０％、Ａｌが約０．０３％、Ｎが約
０．００３％、Ｂが無添加あるいは約０．００１０％の
範囲の小型真空溶解鋼を用いて大入熱溶接を想定した溶
接再現熱サイクル靱性（最高加熱温度：１４００℃、８
００℃から５００℃までの冷却時間：１６０秒）を検討
した結果、ベイナイト組織が存在するＭｎが４〜５％以
下の成分では、シャルピー試験の吸収エネルギーが７ｋ
ｇｆｍとなる温度（ｖＴｒ7.0 ）で靱性を評価した場
合、良好な靱性が得られる範囲が存在せず、むしろＢ添
加を前提とした上で、Ｍｎが６％程度以上で、ほぼ１０
０％マルテンサイト組織となる成分領域において良好な
ＨＡＺ靱性が得られることが判明した。
【０００９】また、ＨＡＺ靱性向上のためにはＭｎ量の
適正化と共にＣ量を低減し、Ｂを添加する必要があるこ
とを見いだした。なお、微視的には、本発明鋼の成分範
囲における組織は体心正方晶のマルテンサイトと成分に
よっては若干の残留オーステナイト、さらには微量のち
ょう密六方晶のεマルテンサイトを含有する場合もある
が、量的には正方晶マルテンサイトが主体となる。さら
に、本発明鋼は焼入性が非常に高く、溶接条件により冷
却速度が大きく変化しても基本的にはいずれもマルテン
サイト組織のため、靱性変化がほとんど認められない。
従って、小入熱〜大入熱に至るまで優れたＨＡＺ靱性を
得ることが可能である。
適正化と共にＣ量を低減し、Ｂを添加する必要があるこ
とを見いだした。なお、微視的には、本発明鋼の成分範
囲における組織は体心正方晶のマルテンサイトと成分に
よっては若干の残留オーステナイト、さらには微量のち
ょう密六方晶のεマルテンサイトを含有する場合もある
が、量的には正方晶マルテンサイトが主体となる。さら
に、本発明鋼は焼入性が非常に高く、溶接条件により冷
却速度が大きく変化しても基本的にはいずれもマルテン
サイト組織のため、靱性変化がほとんど認められない。
従って、小入熱〜大入熱に至るまで優れたＨＡＺ靱性を
得ることが可能である。
【００１０】母材についても同様の理由から本発明鋼に
おいては通常、工業的に得られる冷却速度の範囲内では
安定してマルテンサイト組織が得られるため、製造方法
によらず、例えば、熱間圧延ままか、焼入れ焼戻し処理
によるかによらず、強度の変化は非常に小さい。また、
Ｍｎ量が６％以上と高いため、Ｃ量が０．０１％〜０．
０６％と低いにもかかわらず、引張り強度は１００ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 以上が安定して達成可能である。母材靱性、
ＨＡＺ靱性ともＰ量の増加により劣化するが、母材靱性
の方がその程度は大きい。ｖＴｒ7.0 ≒−６０℃程度の
靱性ならＰ≦０．０１％程度とすることにより母材、Ｈ
ＡＺとも確保可能であるが、さらに優れた低温靱性を得
るためには他の手段によらなければ０．００２％程度以
下の極端な低Ｐ化が必要となる。
おいては通常、工業的に得られる冷却速度の範囲内では
安定してマルテンサイト組織が得られるため、製造方法
によらず、例えば、熱間圧延ままか、焼入れ焼戻し処理
によるかによらず、強度の変化は非常に小さい。また、
Ｍｎ量が６％以上と高いため、Ｃ量が０．０１％〜０．
０６％と低いにもかかわらず、引張り強度は１００ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 以上が安定して達成可能である。母材靱性、
ＨＡＺ靱性ともＰ量の増加により劣化するが、母材靱性
の方がその程度は大きい。ｖＴｒ7.0 ≒−６０℃程度の
靱性ならＰ≦０．０１％程度とすることにより母材、Ｈ
ＡＺとも確保可能であるが、さらに優れた低温靱性を得
るためには他の手段によらなければ０．００２％程度以
下の極端な低Ｐ化が必要となる。
【００１１】そこで、Ｐの靱性に及ぼす悪影響の程度を
低減するための手法を検討した結果、図１に示すように
Ｐ量に応じて適切な量のＴｉを添加することにより粒界
破壊感受性を低減して靱性劣化を防止できることを見い
だした。図１は０．０２％Ｃ−０．１％Ｓｉ−１０％Ｍ
ｎ−０．００１％Ｂを基本成分としてＰ量とＴｉ量を変
化させたときの焼入れ焼戻し処理（焼入れ加熱温度：８
５０℃、焼戻し温度：６００℃、焼入れ、焼戻しとも加
熱保持時間は１時間で、冷却は水冷）により製造した母
材の靱性から、ｖＴｒ7.0 が−８０℃以下となるＴｉ量
とＰ量の範囲を求めたもので、ほぼＰ（重量％）＝０．
００３＋０．５×Ｔｉ（重量％）で与えられるＰ量より
少ないＰ含有量ならばｖＴｒ7.0 は−８０℃以下となる
ことが判明した。
低減するための手法を検討した結果、図１に示すように
Ｐ量に応じて適切な量のＴｉを添加することにより粒界
破壊感受性を低減して靱性劣化を防止できることを見い
だした。図１は０．０２％Ｃ−０．１％Ｓｉ−１０％Ｍ
ｎ−０．００１％Ｂを基本成分としてＰ量とＴｉ量を変
化させたときの焼入れ焼戻し処理（焼入れ加熱温度：８
５０℃、焼戻し温度：６００℃、焼入れ、焼戻しとも加
熱保持時間は１時間で、冷却は水冷）により製造した母
材の靱性から、ｖＴｒ7.0 が−８０℃以下となるＴｉ量
とＰ量の範囲を求めたもので、ほぼＰ（重量％）＝０．
００３＋０．５×Ｔｉ（重量％）で与えられるＰ量より
少ないＰ含有量ならばｖＴｒ7.0 は−８０℃以下となる
ことが判明した。
【００１２】即ち、Ｔｉを適正量含有すればＰ量を極端
に低減しなくとも優れた低温靱性を得ることが可能とな
るため、本発明においてはＴｉ添加を前提として、Ｐ量
を、 Ｐ（重量％）≦０．００３＋０．５×Ｔｉ（重量％） に限定した。ＨＡＺ靱性に関してはＰによる靱性劣化は
母材におけるよりゆるやかであり、Ｔｉ添加による靱性
向上は顕著には認められない。逆にＴｉ量が多すぎると
ＨＡＺ硬さが高くなり、粒界破壊は抑制されてもＨＡＺ
靱性は若干劣化するようになるのでＴｉを無制限に添加
することは主としてＨＡＺ靱性確保の点からは好ましく
ない。以上が、本発明の基本要旨であるが、本発明の目
的とする特性を達成するためには各々の構成元素量につ
いても以下に述べるように適正範囲に限定する必要があ
る。
に低減しなくとも優れた低温靱性を得ることが可能とな
るため、本発明においてはＴｉ添加を前提として、Ｐ量
を、 Ｐ（重量％）≦０．００３＋０．５×Ｔｉ（重量％） に限定した。ＨＡＺ靱性に関してはＰによる靱性劣化は
母材におけるよりゆるやかであり、Ｔｉ添加による靱性
向上は顕著には認められない。逆にＴｉ量が多すぎると
ＨＡＺ硬さが高くなり、粒界破壊は抑制されてもＨＡＺ
靱性は若干劣化するようになるのでＴｉを無制限に添加
することは主としてＨＡＺ靱性確保の点からは好ましく
ない。以上が、本発明の基本要旨であるが、本発明の目
的とする特性を達成するためには各々の構成元素量につ
いても以下に述べるように適正範囲に限定する必要があ
る。
【００１３】先ず、Ｃは強度を向上するために有効な成
分であるが、本発明者らが詳細に検討した結果によれ
ば、本発明の如き高Ｍｎ鋼においてはＣ量が増加するに
つれて母材靱性、ＨＡＺ靱性が劣化する。Ｃの悪影響は
母材靱性においてより顕著であり、０．０１％の添加あ
たりｖＴｒ7.0 が約１０〜１５℃上昇する。本発明では
母材強度を確保でき、母材靱性を極端に劣化させない範
囲としてＣを０．０１％〜０．０６％とした。次に、Ｓ
ｉは溶鋼の脱酸を行う上で有効な元素であり、強度上昇
にも効果があるが多量に添加した場合、粗大な酸化物を
生成しやすく、本発明のような強度の高い鋼では延性や
靱性を大きく損ねるため、０．０１〜１．０％の範囲と
した。
分であるが、本発明者らが詳細に検討した結果によれ
ば、本発明の如き高Ｍｎ鋼においてはＣ量が増加するに
つれて母材靱性、ＨＡＺ靱性が劣化する。Ｃの悪影響は
母材靱性においてより顕著であり、０．０１％の添加あ
たりｖＴｒ7.0 が約１０〜１５℃上昇する。本発明では
母材強度を確保でき、母材靱性を極端に劣化させない範
囲としてＣを０．０１％〜０．０６％とした。次に、Ｓ
ｉは溶鋼の脱酸を行う上で有効な元素であり、強度上昇
にも効果があるが多量に添加した場合、粗大な酸化物を
生成しやすく、本発明のような強度の高い鋼では延性や
靱性を大きく損ねるため、０．０１〜１．０％の範囲と
した。
【００１４】Ｍｎは本発明の最も重要な構成元素のひと
つである。本発明においては冷却速度の広い範囲でほぼ
マルテンサイト１相組織となって、安定して母材強度、
ＨＡＺ靱性を確保できるに必要な量として下限を６％と
した。さらにＭｎ量を高めるとＨＡＺ靱性は向上する
が、１５％を超えるとＨＡＺ靱性及び母材靱性が劣化し
はじめるため、本発明においてはＭｎ量の上限を１５％
とした。ＳについてもＭｎＳを形成したり粒界に偏析し
て延性や靱性を劣化させるため、極力低減することが好
ましいが、許容できる量として０．０１％以下とした。
ＴｉはＰによる悪影響を低減して粒界破壊を抑制するこ
とにより特に母材靱性の向上に効果があるが、０．００
５％未満ではその効果が不明確であるため、下限を０．
００５％とした。一方、Ｔｉ量が高すぎると、ＨＡＺ硬
さの上昇を通してＨＡＺ靱性の劣化を生じるため、許容
できる量として上限を０．０５％とした。ＡｌはＳｉと
同様、脱酸元素として有効であるが、過剰に添加する
と、粗大な酸化物を形成して延性、靱性の劣化要因とな
るため、０．００５〜０．１％の範囲とした。
つである。本発明においては冷却速度の広い範囲でほぼ
マルテンサイト１相組織となって、安定して母材強度、
ＨＡＺ靱性を確保できるに必要な量として下限を６％と
した。さらにＭｎ量を高めるとＨＡＺ靱性は向上する
が、１５％を超えるとＨＡＺ靱性及び母材靱性が劣化し
はじめるため、本発明においてはＭｎ量の上限を１５％
とした。ＳについてもＭｎＳを形成したり粒界に偏析し
て延性や靱性を劣化させるため、極力低減することが好
ましいが、許容できる量として０．０１％以下とした。
ＴｉはＰによる悪影響を低減して粒界破壊を抑制するこ
とにより特に母材靱性の向上に効果があるが、０．００
５％未満ではその効果が不明確であるため、下限を０．
００５％とした。一方、Ｔｉ量が高すぎると、ＨＡＺ硬
さの上昇を通してＨＡＺ靱性の劣化を生じるため、許容
できる量として上限を０．０５％とした。ＡｌはＳｉと
同様、脱酸元素として有効であるが、過剰に添加する
と、粗大な酸化物を形成して延性、靱性の劣化要因とな
るため、０．００５〜０．１％の範囲とした。
【００１５】Ｂは高Ｍｎ鋼における粒界脆化を抑制する
ために特に重要な元素であり、その効果を生じさせるた
めには０．０００３％以上の添加が必要である。しか
し、０．０１０％を超える添加を行うと、析出物を生成
しやすくなり粒界脆化抑制効果が失われると共に、析出
物による靱性劣化を生じるため、０．０００３〜０．０
１０％の範囲とした。ＮはＢＮを形成してＢの粒界脆化
抑制効果を減ずるため、含有量は少ない方が好ましい
が、許容できる範囲として、上限を０．０１０％とし
た。以上が、本発明鋼の基本成分の各々の限定理由であ
るが、母材及びＨＡＺの靱性向上の目的で、必要に応じ
てＮｉ、Ｃｕの１種以上を含有することができる。Ｎｉ
は含有量が多いほど母材靱性、ＨＡＺ靱性共に遷移温度
としては改善されるが、一方で、シェルフエネルギーが
低下する傾向にあり、３．０％を超える添加をしても、
靱性改善効果が飽和するため、経済性も考慮して３．０
％を上限とした。
ために特に重要な元素であり、その効果を生じさせるた
めには０．０００３％以上の添加が必要である。しか
し、０．０１０％を超える添加を行うと、析出物を生成
しやすくなり粒界脆化抑制効果が失われると共に、析出
物による靱性劣化を生じるため、０．０００３〜０．０
１０％の範囲とした。ＮはＢＮを形成してＢの粒界脆化
抑制効果を減ずるため、含有量は少ない方が好ましい
が、許容できる範囲として、上限を０．０１０％とし
た。以上が、本発明鋼の基本成分の各々の限定理由であ
るが、母材及びＨＡＺの靱性向上の目的で、必要に応じ
てＮｉ、Ｃｕの１種以上を含有することができる。Ｎｉ
は含有量が多いほど母材靱性、ＨＡＺ靱性共に遷移温度
としては改善されるが、一方で、シェルフエネルギーが
低下する傾向にあり、３．０％を超える添加をしても、
靱性改善効果が飽和するため、経済性も考慮して３．０
％を上限とした。
【００１６】Ｃｕの効果も定性的にはＮｉとほぼ同様で
あるが、１．５％を超える多量の添加は鋳片の割れや析
出脆化の問題等が顕著になるため、上限を１．５％とし
た。以上が本発明の化学成分の限定理由であるが、母材
の強度、靱性改善のためには、その製造方法にも配慮す
る必要がある。即ち、本発明鋼において好ましい強度・
靱性を得るためには上記成分組成範囲に転炉、電気炉等
の溶解炉で溶製され、造塊−分塊法や連続鋳造法等で製
造した鋼片を、熱間圧延まま、あるいはその後に熱処理
を施して製造するが、その際、以下に示す適正な製造方
法とする必要がある。
あるが、１．５％を超える多量の添加は鋳片の割れや析
出脆化の問題等が顕著になるため、上限を１．５％とし
た。以上が本発明の化学成分の限定理由であるが、母材
の強度、靱性改善のためには、その製造方法にも配慮す
る必要がある。即ち、本発明鋼において好ましい強度・
靱性を得るためには上記成分組成範囲に転炉、電気炉等
の溶解炉で溶製され、造塊−分塊法や連続鋳造法等で製
造した鋼片を、熱間圧延まま、あるいはその後に熱処理
を施して製造するが、その際、以下に示す適正な製造方
法とする必要がある。
【００１７】焼入れままあるいは焼入れ焼戻し処理で製
造する場合は、１０００℃以上に加熱した後熱間圧延
し、続いてＡｃ3 変態点〜１０００℃の温度域に再加熱
した後、該温度から冷却するに際して７００℃〜３００
℃の温度域の平均冷却速度が０．１℃／ｓ以上となるよ
うに冷却する、あるいは冷却後さらに４５０℃〜Ａｃ1
変態点＋５０℃の温度で焼き戻す必要がある。また、再
加熱処理をせずに製造する場合は、９５０℃〜１１５０
℃に加熱し、９００℃以下での圧下率が１０〜５０％
で、仕上げ温度が７５０℃〜８５０℃である熱間圧延を
施し、圧延後の冷却に際して７００℃〜３００℃の温度
域の平均冷却速度が０．１℃／ｓ以上となるように冷却
し、あるいは冷却後さらに４５０℃〜Ａｃ1 変態点＋５
０℃の温度に焼き戻す必要がある。以下にその理由を示
す。
造する場合は、１０００℃以上に加熱した後熱間圧延
し、続いてＡｃ3 変態点〜１０００℃の温度域に再加熱
した後、該温度から冷却するに際して７００℃〜３００
℃の温度域の平均冷却速度が０．１℃／ｓ以上となるよ
うに冷却する、あるいは冷却後さらに４５０℃〜Ａｃ1
変態点＋５０℃の温度で焼き戻す必要がある。また、再
加熱処理をせずに製造する場合は、９５０℃〜１１５０
℃に加熱し、９００℃以下での圧下率が１０〜５０％
で、仕上げ温度が７５０℃〜８５０℃である熱間圧延を
施し、圧延後の冷却に際して７００℃〜３００℃の温度
域の平均冷却速度が０．１℃／ｓ以上となるように冷却
し、あるいは冷却後さらに４５０℃〜Ａｃ1 変態点＋５
０℃の温度に焼き戻す必要がある。以下にその理由を示
す。
【００１８】先ず、焼入れままあるいは焼入れ焼戻し処
理により製造する場合は、熱処理に先だつ熱間圧延によ
り、所望の板厚とする。この熱間圧延は形状を調整する
ことが主目的であるため、特に複雑な圧延条件とする必
要はなく、溶体化を十分図るために加熱温度が１０００
℃以上となっていれば良い。従って、冷鋼片を１０００
℃以上に再加熱しても、あるいは溶鋼を凝固させた後、
冷却途中１０００℃以上で保持し、鋼片の温度分布を均
一化した後、熱間圧延を行っても何等効果は異ならな
い。また、熱間圧延後の冷却は空冷ままでも、水冷ある
いは徐冷でも構わない。熱間圧延を行った後、Ａｃ3 変
態点〜１０００℃の温度範囲に再加熱する。これは、Ａ
ｃ3 点以下では完全にオーステナイト化しないため、組
織が不均一となって強度、靱性が劣化し、１０００℃を
超えるとオーステナイト粒が混粒化、粗大化して靱性が
劣化するため、この温度範囲とする必要がある。一般の
調質高張力鋼では靱性に有害な粗大なベイナイトの生成
を抑制するために加熱後の冷却は水冷等により可能な限
り速い冷却速度で冷却することが必須条件となるが、本
発明鋼ではＭｎ量を高めて焼入性を十分確保しているた
め、急冷する必要はない。
理により製造する場合は、熱処理に先だつ熱間圧延によ
り、所望の板厚とする。この熱間圧延は形状を調整する
ことが主目的であるため、特に複雑な圧延条件とする必
要はなく、溶体化を十分図るために加熱温度が１０００
℃以上となっていれば良い。従って、冷鋼片を１０００
℃以上に再加熱しても、あるいは溶鋼を凝固させた後、
冷却途中１０００℃以上で保持し、鋼片の温度分布を均
一化した後、熱間圧延を行っても何等効果は異ならな
い。また、熱間圧延後の冷却は空冷ままでも、水冷ある
いは徐冷でも構わない。熱間圧延を行った後、Ａｃ3 変
態点〜１０００℃の温度範囲に再加熱する。これは、Ａ
ｃ3 点以下では完全にオーステナイト化しないため、組
織が不均一となって強度、靱性が劣化し、１０００℃を
超えるとオーステナイト粒が混粒化、粗大化して靱性が
劣化するため、この温度範囲とする必要がある。一般の
調質高張力鋼では靱性に有害な粗大なベイナイトの生成
を抑制するために加熱後の冷却は水冷等により可能な限
り速い冷却速度で冷却することが必須条件となるが、本
発明鋼ではＭｎ量を高めて焼入性を十分確保しているた
め、急冷する必要はない。
【００１９】ただし、強度確保のために確実にマルテン
サイト単相組織とするため、及び徐冷による不純物の粒
界偏析を避けるため、冷却するに際して７００℃〜３０
０℃の温度域の平均冷却速度が０．１℃／ｓ以上となる
ように冷却することが好ましい。この条件を満足する限
りは必ずしも水冷等の焼入れ処理を施す必要はない。加
熱温度〜７００℃、３００℃以下については特に限定し
ないが、粒界脆化をできる限り助長しないという意味
で、炉冷のような徐冷は避ける方が好ましい。
サイト単相組織とするため、及び徐冷による不純物の粒
界偏析を避けるため、冷却するに際して７００℃〜３０
０℃の温度域の平均冷却速度が０．１℃／ｓ以上となる
ように冷却することが好ましい。この条件を満足する限
りは必ずしも水冷等の焼入れ処理を施す必要はない。加
熱温度〜７００℃、３００℃以下については特に限定し
ないが、粒界脆化をできる限り助長しないという意味
で、炉冷のような徐冷は避ける方が好ましい。
【００２０】以上の製造方法により十分優れた強度、靱
性を得ることが可能であり、通常の調質高張力鋼のよう
に靱性向上のための比較的高温での焼戻し処理を行うこ
とは必須条件ではない。ただし、Ａｃ3 変態点〜１００
０℃の温度に再加熱、冷却ままでは降伏強度が低めにな
るため、さらに降伏強度を高める必要のある場合は４５
０℃〜Ａｃ1 変態点＋５０℃の温度範囲で焼き戻せば引
張り強度、靱性の大幅な低下を伴わずに降伏点の上昇が
達成できる。即ち、本発明のような高Ｍｎ鋼はＢ添加に
より粒界脆化感受性を低下させても、焼戻し温度が４０
０℃以下の焼戻し温度範囲において顕著な靱性劣化を示
すため、該温度域を避けて焼戻しを施す必要がある。こ
の靱性劣化は粒界破壊に起因するものである。焼入れま
まではＢ添加により粒界破壊を抑制しているため、靱性
は良好であり、焼入れままで用いることが可能である。
性を得ることが可能であり、通常の調質高張力鋼のよう
に靱性向上のための比較的高温での焼戻し処理を行うこ
とは必須条件ではない。ただし、Ａｃ3 変態点〜１００
０℃の温度に再加熱、冷却ままでは降伏強度が低めにな
るため、さらに降伏強度を高める必要のある場合は４５
０℃〜Ａｃ1 変態点＋５０℃の温度範囲で焼き戻せば引
張り強度、靱性の大幅な低下を伴わずに降伏点の上昇が
達成できる。即ち、本発明のような高Ｍｎ鋼はＢ添加に
より粒界脆化感受性を低下させても、焼戻し温度が４０
０℃以下の焼戻し温度範囲において顕著な靱性劣化を示
すため、該温度域を避けて焼戻しを施す必要がある。こ
の靱性劣化は粒界破壊に起因するものである。焼入れま
まではＢ添加により粒界破壊を抑制しているため、靱性
は良好であり、焼入れままで用いることが可能である。
【００２１】ただし、焼入れままでは若干降伏強度
（０．２％耐力）が低めとなる傾向があるため、高降伏
強度を必要とする場合は焼戻しを施す必要がある。焼戻
し温度が４５０℃以上では引張り強さの大幅な低下を生
ずることなく、０．２％耐力の上昇が可能であり、この
温度範囲ならば靱性の劣化も生じない。ただし、Ａｃ1
変態点を超えて焼戻すと、オーステナイトが多量に析出
して０．２％耐力の大きな低下が生じるようになる。低
降伏点鋼あるいは低降伏比鋼を目的とする場合はこのよ
うなＡｃ1 変態点を超えて焼戻せば靱性や引張り強さに
支障なく、降伏点の低下が可能である。ただし、Ａｃ1
変態点を大きく超えて焼き戻すと靱性が劣化する。実験
結果に基づいた検討から、Ａｃ1 変態点＋５０℃を焼戻
し温度の上限とすることが好ましい。従って、用途によ
り焼戻しを行う場合の焼戻し温度は靱性劣化を許容でき
る範囲として４５０℃〜Ａｃ1 変態点＋５０℃の範囲と
する。焼戻し温度に加熱した後の冷却条件は問わない
が、炉冷のような徐冷は粒界脆化が助長されるため避け
るべきである。
（０．２％耐力）が低めとなる傾向があるため、高降伏
強度を必要とする場合は焼戻しを施す必要がある。焼戻
し温度が４５０℃以上では引張り強さの大幅な低下を生
ずることなく、０．２％耐力の上昇が可能であり、この
温度範囲ならば靱性の劣化も生じない。ただし、Ａｃ1
変態点を超えて焼戻すと、オーステナイトが多量に析出
して０．２％耐力の大きな低下が生じるようになる。低
降伏点鋼あるいは低降伏比鋼を目的とする場合はこのよ
うなＡｃ1 変態点を超えて焼戻せば靱性や引張り強さに
支障なく、降伏点の低下が可能である。ただし、Ａｃ1
変態点を大きく超えて焼き戻すと靱性が劣化する。実験
結果に基づいた検討から、Ａｃ1 変態点＋５０℃を焼戻
し温度の上限とすることが好ましい。従って、用途によ
り焼戻しを行う場合の焼戻し温度は靱性劣化を許容でき
る範囲として４５０℃〜Ａｃ1 変態点＋５０℃の範囲と
する。焼戻し温度に加熱した後の冷却条件は問わない
が、炉冷のような徐冷は粒界脆化が助長されるため避け
るべきである。
【００２２】さらに、本発明鋼は上記のような再加熱処
理を施さずに製造することも可能である。この場合は、
加熱時のオーステナイト粒径の細粒化と溶体化を両立さ
せて強度、靱性を向上させるために、加熱温度は９５０
℃〜１１５０℃の範囲が好ましい。加えて、圧延条件を
規制せずに圧延を行うと細粒化が不十分で靱性の低下の
懸念があり、また、０．２％耐力が極端に低下する問題
を生じるため、オーステナイトを細粒化し、かつ、伸長
粒とすることにより、靱性改善と０．２％耐力の上昇を
はかる目的で、９００℃以下での圧下率が１０〜５０％
で、仕上げ温度が７５０℃〜８５０℃の条件内で熱間圧
延を施す必要がある。
理を施さずに製造することも可能である。この場合は、
加熱時のオーステナイト粒径の細粒化と溶体化を両立さ
せて強度、靱性を向上させるために、加熱温度は９５０
℃〜１１５０℃の範囲が好ましい。加えて、圧延条件を
規制せずに圧延を行うと細粒化が不十分で靱性の低下の
懸念があり、また、０．２％耐力が極端に低下する問題
を生じるため、オーステナイトを細粒化し、かつ、伸長
粒とすることにより、靱性改善と０．２％耐力の上昇を
はかる目的で、９００℃以下での圧下率が１０〜５０％
で、仕上げ温度が７５０℃〜８５０℃の条件内で熱間圧
延を施す必要がある。
【００２３】９００℃以下の圧下率が１０％未満では効
果が明確でなく、５０％を超えると材質の異方性が顕著
となる。また、仕上げ温度が７５０℃未満ではセパレー
ションが顕著となり、シャルピー試験のシェルフエネル
ギーが低下し、材質の異方性も大きくなるので好ましく
なく、逆に８５０℃を超える高温で圧延を終了すると、
０．２％耐力の上昇が望めない。圧延後の冷却速度の限
定理由は焼入れ焼戻し処理における焼入れ時の冷却速度
の限定理由と同じである。圧延ままでも上記製造条件に
よれば十分優れた強度、靱性を得ることが可能である
が、強度の調整あるいは一層の高降伏応力化を必要とす
る場合はさらに焼戻し処理を施すが、この場合も焼入れ
焼戻し処理における焼戻し条件の限定理由と同様の理由
により、焼戻し温度の範囲は４５０℃〜Ａｃ1 変態点＋
５０℃とする必要がある。
果が明確でなく、５０％を超えると材質の異方性が顕著
となる。また、仕上げ温度が７５０℃未満ではセパレー
ションが顕著となり、シャルピー試験のシェルフエネル
ギーが低下し、材質の異方性も大きくなるので好ましく
なく、逆に８５０℃を超える高温で圧延を終了すると、
０．２％耐力の上昇が望めない。圧延後の冷却速度の限
定理由は焼入れ焼戻し処理における焼入れ時の冷却速度
の限定理由と同じである。圧延ままでも上記製造条件に
よれば十分優れた強度、靱性を得ることが可能である
が、強度の調整あるいは一層の高降伏応力化を必要とす
る場合はさらに焼戻し処理を施すが、この場合も焼入れ
焼戻し処理における焼戻し条件の限定理由と同様の理由
により、焼戻し温度の範囲は４５０℃〜Ａｃ1 変態点＋
５０℃とする必要がある。
【００２４】
【実施例】先ず、表１及び表２に化学成分を種々変化さ
せて、本発明の製造条件範囲内で製造した鋼板の化学成
分、母材強度靱性、ＨＡＺの靱性等を示す。ここで、Ｎ
ｏ．１〜Ｎｏ．１２が本発明鋼であり、Ｎｏ．１３〜Ｎ
ｏ．２５は化学成分が本発明範囲外の比較鋼である。本
発明鋼、比較鋼とも圧延により２０ｍｍの鋼板とした。
本発明鋼のＮｏ．１〜Ｎｏ．６及び比較鋼については熱
間圧延後さらに焼入れ焼戻し処理を行った後、特性調査
を実施した。この際の、焼入れ加熱条件は、８５０℃１
時間保持後水冷、焼戻し条件は、５７５℃１時間保持後
水冷、とした。また、本発明鋼のＮｏ．７〜Ｎｏ．１２
については圧延ままの素材より採取した試験片により特
性を調査した。この際の、熱間圧延は、１０００℃１時
間保持、９００℃以下の圧下率が１０％、仕上げ温度が
約８５０℃の条件で行った。いずれの試験片も板厚中心
部より圧延方向に平行な方向で採取した。
せて、本発明の製造条件範囲内で製造した鋼板の化学成
分、母材強度靱性、ＨＡＺの靱性等を示す。ここで、Ｎ
ｏ．１〜Ｎｏ．１２が本発明鋼であり、Ｎｏ．１３〜Ｎ
ｏ．２５は化学成分が本発明範囲外の比較鋼である。本
発明鋼、比較鋼とも圧延により２０ｍｍの鋼板とした。
本発明鋼のＮｏ．１〜Ｎｏ．６及び比較鋼については熱
間圧延後さらに焼入れ焼戻し処理を行った後、特性調査
を実施した。この際の、焼入れ加熱条件は、８５０℃１
時間保持後水冷、焼戻し条件は、５７５℃１時間保持後
水冷、とした。また、本発明鋼のＮｏ．７〜Ｎｏ．１２
については圧延ままの素材より採取した試験片により特
性を調査した。この際の、熱間圧延は、１０００℃１時
間保持、９００℃以下の圧下率が１０％、仕上げ温度が
約８５０℃の条件で行った。いずれの試験片も板厚中心
部より圧延方向に平行な方向で採取した。
【００２５】母材の強度は丸棒引張り試験の０．２％耐
力及び引張り強さで評価した。一方、母材靱性はシャル
ピー衝撃試験における−８０℃での吸収エネルギーで評
価した。また、ＨＡＺ靱性は最高加熱温度１４００℃、
８００℃から５００℃までの冷却時間が１６０秒である
溶接再現熱サイクルを付与したときのシャルピー衝撃試
験の−８０℃での吸収エネルギーで評価した。ちなみに
本熱サイクル条件は板厚２０ｍｍの鋼板を入熱量約１０
０ｋＪ／ｃｍ程度でサブマージアーク溶接したときのＦ
Ｌでの熱履歴に相当する。
力及び引張り強さで評価した。一方、母材靱性はシャル
ピー衝撃試験における−８０℃での吸収エネルギーで評
価した。また、ＨＡＺ靱性は最高加熱温度１４００℃、
８００℃から５００℃までの冷却時間が１６０秒である
溶接再現熱サイクルを付与したときのシャルピー衝撃試
験の−８０℃での吸収エネルギーで評価した。ちなみに
本熱サイクル条件は板厚２０ｍｍの鋼板を入熱量約１０
０ｋＪ／ｃｍ程度でサブマージアーク溶接したときのＦ
Ｌでの熱履歴に相当する。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【表２】
【００２８】表２から明らかなように、Ｎｏ．１〜Ｎ
ｏ．１２の本発明鋼は比較鋼に比べて優れた母材及びＨ
ＡＺ靱性を有し、−８０℃の低温でも構造物の安全性確
保に十分なシャルピー試験の吸収エネルギーを示すこと
が分かる。また、母材強度も引張り強さは１００ｋｇｆ
／ｍｍ2 以上の優れた特性を示す。即ち、本発明によれ
ば非常に高い強度と優れた母材、ＨＡＺ靱性を兼ね備え
た鋼が得られることが明らかである。
ｏ．１２の本発明鋼は比較鋼に比べて優れた母材及びＨ
ＡＺ靱性を有し、−８０℃の低温でも構造物の安全性確
保に十分なシャルピー試験の吸収エネルギーを示すこと
が分かる。また、母材強度も引張り強さは１００ｋｇｆ
／ｍｍ2 以上の優れた特性を示す。即ち、本発明によれ
ば非常に高い強度と優れた母材、ＨＡＺ靱性を兼ね備え
た鋼が得られることが明らかである。
【００２９】一方、Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．２０の比較鋼は
本発明の要件を満足しておらず、そのため、母材強度、
靱性あるいはＨＡＺ靱性が本発明鋼に比べて劣ることが
同様に表２から明白である。即ち、比較鋼Ｎｏ．１３〜
Ｎｏ．１６はＴｉを添加していないため、Ｐ量の増加に
つれて母材靱性の劣化が著しい。Ｎｏ．１３はＰ量が
０．００６％と微量であるが、Ｔｉを添加していないた
め、Ｔｉを添加している本発明鋼に比べて−８０℃での
シャルピー特性は劣る。また、比較鋼Ｎｏ．１７、Ｎ
ｏ．１８はＴｉを添加しているが、Ｐ（重量％）≦０．
００３＋０．５×Ｔｉ（重量％）の条件を満足していな
いため、特に母材靱性が劣る。Ｎｏ．１９はＭｎ量が低
いため、引張り強度が低く、かつＨＡＺ靱性も十分でな
い。比較鋼Ｎｏ．２０はＢ無添加のため、Ｐ量やＴｉ添
加の有無とは無関係に粒界破壊を抑制できず、母材靱性
ＨＡＺ靱性とも著しく低い。
本発明の要件を満足しておらず、そのため、母材強度、
靱性あるいはＨＡＺ靱性が本発明鋼に比べて劣ることが
同様に表２から明白である。即ち、比較鋼Ｎｏ．１３〜
Ｎｏ．１６はＴｉを添加していないため、Ｐ量の増加に
つれて母材靱性の劣化が著しい。Ｎｏ．１３はＰ量が
０．００６％と微量であるが、Ｔｉを添加していないた
め、Ｔｉを添加している本発明鋼に比べて−８０℃での
シャルピー特性は劣る。また、比較鋼Ｎｏ．１７、Ｎ
ｏ．１８はＴｉを添加しているが、Ｐ（重量％）≦０．
００３＋０．５×Ｔｉ（重量％）の条件を満足していな
いため、特に母材靱性が劣る。Ｎｏ．１９はＭｎ量が低
いため、引張り強度が低く、かつＨＡＺ靱性も十分でな
い。比較鋼Ｎｏ．２０はＢ無添加のため、Ｐ量やＴｉ添
加の有無とは無関係に粒界破壊を抑制できず、母材靱性
ＨＡＺ靱性とも著しく低い。
【００３０】表３、表４は表１の鋼Ｎｏ．２と同じ化学
成分の鋼を用いて、母材強度、靱性におよぼす製造条件
の影響を調べた結果である。表１と同様、板厚中心部よ
り圧延方向に平行な方向で試験片を採取して、強度、靱
性を調べた。表３は焼入れまま、あるいは焼入れ焼戻し
により製造する場合の製造条件の影響を調べた結果であ
る。鋼Ｂ１〜Ｂ１０は本発明の製造方法に従って製造し
た鋼であり、優れた強度、靱性を有する。一方、鋼Ｂ１
１〜Ｂ１７は本発明の要件を満足しておらず、十分な特
性を得られない。即ち、鋼Ｂ１１〜Ｂ１４は加熱温度が
高すぎるためにシャルピー特性のばらつきが大きく、特
に最低値が低い。鋼Ｂ１５は焼入れ後の冷却速度を徐冷
としたために、引張り強度が１００ｋｇｆ／ｍｍ2 を下
回り、靱性も劣る。鋼Ｂ１６、Ｂ１７は焼戻し処理の温
度が本発明外であるため、０．２％耐力は高いものの、
靱性が極端に劣化する。
成分の鋼を用いて、母材強度、靱性におよぼす製造条件
の影響を調べた結果である。表１と同様、板厚中心部よ
り圧延方向に平行な方向で試験片を採取して、強度、靱
性を調べた。表３は焼入れまま、あるいは焼入れ焼戻し
により製造する場合の製造条件の影響を調べた結果であ
る。鋼Ｂ１〜Ｂ１０は本発明の製造方法に従って製造し
た鋼であり、優れた強度、靱性を有する。一方、鋼Ｂ１
１〜Ｂ１７は本発明の要件を満足しておらず、十分な特
性を得られない。即ち、鋼Ｂ１１〜Ｂ１４は加熱温度が
高すぎるためにシャルピー特性のばらつきが大きく、特
に最低値が低い。鋼Ｂ１５は焼入れ後の冷却速度を徐冷
としたために、引張り強度が１００ｋｇｆ／ｍｍ2 を下
回り、靱性も劣る。鋼Ｂ１６、Ｂ１７は焼戻し処理の温
度が本発明外であるため、０．２％耐力は高いものの、
靱性が極端に劣化する。
【００３１】
【表３】
【００３２】表４は再加熱処理を施さずに熱間圧延まま
か、圧延後さらに焼戻して製造する場合の製造条件の影
響を調べた結果である。鋼Ｃ１〜Ｃ１０は本発明の製造
方法に従って製造した鋼であり、優れた強度、靱性を有
する。一方、鋼Ｃ１１〜Ｃ１６は本発明の要件を満足し
ておらず、十分な特性を得られない。即ち、鋼Ｃ１１は
加熱温度が高すぎるため、オーステナイト粒が粗く、優
れた靱性が得られない。また、鋼Ｃ１２は圧延が高温で
終了しているために、０．２％耐力が低く、靱性も劣
る。Ｃ１３は９００℃以下の圧下率が大きすぎるため、
また、鋼Ｃ１４は仕上げ温度が低すぎるため、セパレー
ションが顕著で、シャルピー試験で高い吸収エネルギー
が得られない。鋼Ｃ１５圧延後の冷却速度が極端に小さ
いため、強度、靱性ともに劣化する。鋼Ｃ１６は圧延条
件は本発明の要件を満たしているが、その後の焼戻し温
度が本発明の範囲外のために靱性が極端に低下する。以
上の実施例から、本発明によれば引張り強さが１００ｋ
ｇｆ／ｍｍ2 以上で、かつ−８０℃程度の低温において
も安全な使用に耐える優れた母材及びＨＡＺ靱性を有す
る超高張力鋼が得られることが明白である。
か、圧延後さらに焼戻して製造する場合の製造条件の影
響を調べた結果である。鋼Ｃ１〜Ｃ１０は本発明の製造
方法に従って製造した鋼であり、優れた強度、靱性を有
する。一方、鋼Ｃ１１〜Ｃ１６は本発明の要件を満足し
ておらず、十分な特性を得られない。即ち、鋼Ｃ１１は
加熱温度が高すぎるため、オーステナイト粒が粗く、優
れた靱性が得られない。また、鋼Ｃ１２は圧延が高温で
終了しているために、０．２％耐力が低く、靱性も劣
る。Ｃ１３は９００℃以下の圧下率が大きすぎるため、
また、鋼Ｃ１４は仕上げ温度が低すぎるため、セパレー
ションが顕著で、シャルピー試験で高い吸収エネルギー
が得られない。鋼Ｃ１５圧延後の冷却速度が極端に小さ
いため、強度、靱性ともに劣化する。鋼Ｃ１６は圧延条
件は本発明の要件を満たしているが、その後の焼戻し温
度が本発明の範囲外のために靱性が極端に低下する。以
上の実施例から、本発明によれば引張り強さが１００ｋ
ｇｆ／ｍｍ2 以上で、かつ−８０℃程度の低温において
も安全な使用に耐える優れた母材及びＨＡＺ靱性を有す
る超高張力鋼が得られることが明白である。
【００３３】
【表４】
【００３４】
【発明の効果】本発明は高価なＮｉなどの合金元素を多
量に含有することなく、かつＰ量の極端な低減を必要と
せずに非常に高い引張り強さと優れた母材靱性、及び広
い入熱範囲で優れたＨＡＺ靱性を有する超高張力鋼を可
能としたものであり、本発明による鋼を用いれば過酷な
使用条件に対しても高強度で、かつ安全性の高い溶接構
造物を廉価に製造することが可能となり、その効果は極
めて顕著である。
量に含有することなく、かつＰ量の極端な低減を必要と
せずに非常に高い引張り強さと優れた母材靱性、及び広
い入熱範囲で優れたＨＡＺ靱性を有する超高張力鋼を可
能としたものであり、本発明による鋼を用いれば過酷な
使用条件に対しても高強度で、かつ安全性の高い溶接構
造物を廉価に製造することが可能となり、その効果は極
めて顕著である。
【図１】Ｐ量，Ｔｉ量を変えて焼入れ焼戻し処理で製造
した鋼の母材靱性がｖＴｒ7.0 ≦−８０℃となるＰ量と
Ｔｉ量の範囲を示した図である。
した鋼の母材靱性がｖＴｒ7.0 ≦−８０℃となるＰ量と
Ｔｉ量の範囲を示した図である。
Claims (6)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．０１〜０．０６％ Ｓｉ：０．０１〜１．０％ Ｍｎ：６〜１５％ Ｓ ：０．０１％以下 Ｔｉ：０．００５〜０．０５％ Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ｂ ：０．０００３〜０．０１０％ Ｎ ：０．０１０％以下 を含有し、不純物としてのＰ量が、 Ｐ（重量％）≦０．００３＋０．５×Ｔｉ（重量％） で、残部はＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴と
する溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼。 - 【請求項２】 さらに重量％で、 Ｎｉ：３．０％以下 Ｃｕ：１．５％以下 の１種または２種を含有することを特徴とする請求項第
１項記載の溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張
力鋼。 - 【請求項３】 重量％で Ｃ ：０．０１〜０．０６％ Ｓｉ：０．０１〜１．０％ Ｍｎ：６〜１５％ Ｓ ：０．０１％以下 Ｔｉ：０．００５〜０．０５％ Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ｂ ：０．０００３〜０．０１０％ Ｎ ：０．０１０％以下 を含有し、不純物としてのＰ量が、 Ｐ（重量％）≦０．００３＋０．５×Ｔｉ（重量％） で、更に Ｎｉ：３．０％以下 Ｃｕ：１．５％以下 の１種または２種を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純
物からなる鋼を、１０００℃以上に加熱した後熱間圧延
し、続いてＡｃ3 変態点〜１０００℃の温度域に再加熱
した後、該温度から冷却するに際して７００℃〜３００
℃の温度域の平均冷却速度が０．１℃／ｓ以上となるよ
うに冷却することを特徴とする溶接熱影響部靱性の優れ
た高マンガン超高張力鋼の製造方法。 - 【請求項４】 重量％で Ｃ ：０．０１〜０．０６％ Ｓｉ：０．０１〜１．０％ Ｍｎ：６〜１５％ Ｓ ：０．０１％以下 Ｔｉ：０．００５〜０．０５％ Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ｂ ：０．０００３〜０．０１０％ Ｎ ：０．０１０％以下 を含有し、不純物としてのＰ量が、 Ｐ（重量％）≦０．００３＋０．５×Ｔｉ（重量％） で、更に Ｎｉ：３．０％以下 Ｃｕ：１．５％以下 の１種または２種を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純
物からなる鋼を、１０００℃以上に加熱した後熱間圧延
し、続いてＡｃ3 変態点〜１０００℃の温度域に再加熱
した後、該温度から冷却するに際して７００℃〜３００
℃の温度域の平均冷却速度が０．１℃／ｓ以上となるよ
うに冷却し、次いで４５０℃〜Ａｃ1 変態点＋５０℃の
温度で焼き戻すことを特徴とする溶接熱影響部靱性の優
れた高マンガン超高張力鋼の製造方法。 - 【請求項５】 重量％で Ｃ ：０．０１〜０．０６％ Ｓｉ：０．０１〜１．０％ Ｍｎ：６〜１５％ Ｓ ：０．０１％以下 Ｔｉ：０．００５〜０．０５％ Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ｂ ：０．０００３〜０．０１０％ Ｎ ：０．０１０％以下 を含有し、不純物としてのＰ量が、 Ｐ（重量％）≦０．００３＋０．５×Ｔｉ（重量％） で、更に Ｎｉ：３．０％以下 Ｃｕ：１．５％以下 の１種または２種を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純
物からなる鋼を、９５０℃〜１１５０℃に加熱し、９０
０℃以下での圧下率が１０〜５０％で、仕上げ温度が７
５０℃〜８５０℃である熱間圧延を施し、圧延後の冷却
に際して７００℃〜３００℃の温度域の平均冷却速度が
０．１℃／ｓ以上となるように冷却することを特徴とす
る溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼の製
造方法。 - 【請求項６】 重量％で Ｃ ：０．０１〜０．０６％ Ｓｉ：０．０１〜１．０％ Ｍｎ：６〜１５％ Ｓ ：０．０１％以下 Ｔｉ：０．００５〜０．０５％ Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ｂ ：０．０００３〜０．０１０％ Ｎ ：０．０１０％以下 を含有し、不純物としてのＰ量が、 Ｐ（重量％）≦０．００３＋０．５×Ｔｉ（重量％） で、更に Ｎｉ：３．０％以下 Ｃｕ：１．５％以下 の１種または２種を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純
物からなる鋼を、９５０℃〜１１５０℃に加熱し、９０
０℃以下での圧下率が１０〜５０％で、仕上げ温度が７
５０℃〜８５０℃である熱間圧延を施し、圧延後の冷却
に際して７００℃〜３００℃の温度域の平均冷却速度が
０．１℃／ｓ以上となるように冷却し、次いで４５０℃
〜Ａｃ1 変態点＋５０℃の温度に焼き戻すことを特徴と
する溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27601092A JPH05195156A (ja) | 1991-11-15 | 1992-10-14 | 溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3-326756 | 1991-11-15 | ||
| JP32675691 | 1991-11-15 | ||
| JP27601092A JPH05195156A (ja) | 1991-11-15 | 1992-10-14 | 溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05195156A true JPH05195156A (ja) | 1993-08-03 |
Family
ID=26551710
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27601092A Withdrawn JPH05195156A (ja) | 1991-11-15 | 1992-10-14 | 溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05195156A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2015023012A1 (ko) * | 2013-08-14 | 2015-02-19 | 주식회사 포스코 | 초고강도 강판 및 그 제조방법 |
| JP2015507090A (ja) * | 2011-12-23 | 2015-03-05 | ポスコ | 非磁性高強度高マンガン鋼板及びその製造方法 |
| US10301707B2 (en) | 2013-12-24 | 2019-05-28 | Posco | Steel having excellent weldability and impact toughness of welding zone |
| EP3492618A4 (en) * | 2016-07-27 | 2020-01-08 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | HIGH QUALITY 1500 MPA STEEL WITH HIGH RESISTANCE AND ELONGATION FOR VEHICLES AND MANUFACTURING METHOD THEREOF |
| JP2020204084A (ja) * | 2019-06-19 | 2020-12-24 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
| JP2020204085A (ja) * | 2019-06-19 | 2020-12-24 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
| CN114227063A (zh) * | 2021-12-23 | 2022-03-25 | 锦州公略焊接技术有限公司 | 埋弧焊用焊丝、焊剂及制备方法、埋弧焊材及应用、焊接接头及焊接方法 |
-
1992
- 1992-10-14 JP JP27601092A patent/JPH05195156A/ja not_active Withdrawn
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2015507090A (ja) * | 2011-12-23 | 2015-03-05 | ポスコ | 非磁性高強度高マンガン鋼板及びその製造方法 |
| WO2015023012A1 (ko) * | 2013-08-14 | 2015-02-19 | 주식회사 포스코 | 초고강도 강판 및 그 제조방법 |
| US10301707B2 (en) | 2013-12-24 | 2019-05-28 | Posco | Steel having excellent weldability and impact toughness of welding zone |
| EP3492618A4 (en) * | 2016-07-27 | 2020-01-08 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | HIGH QUALITY 1500 MPA STEEL WITH HIGH RESISTANCE AND ELONGATION FOR VEHICLES AND MANUFACTURING METHOD THEREOF |
| JP2020204084A (ja) * | 2019-06-19 | 2020-12-24 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
| JP2020204085A (ja) * | 2019-06-19 | 2020-12-24 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
| CN114227063A (zh) * | 2021-12-23 | 2022-03-25 | 锦州公略焊接技术有限公司 | 埋弧焊用焊丝、焊剂及制备方法、埋弧焊材及应用、焊接接头及焊接方法 |
| CN114227063B (zh) * | 2021-12-23 | 2023-08-11 | 锦州公略焊接技术有限公司 | 适于低碳高锰钢的埋弧焊材、制备方法、应用及焊接接头 |
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