JPH07233437A - 高張力鋼及びその製造方法 - Google Patents
高張力鋼及びその製造方法Info
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- JPH07233437A JPH07233437A JP32624894A JP32624894A JPH07233437A JP H07233437 A JPH07233437 A JP H07233437A JP 32624894 A JP32624894 A JP 32624894A JP 32624894 A JP32624894 A JP 32624894A JP H07233437 A JPH07233437 A JP H07233437A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 入熱量５ｋＪ／mm以上の大入熱溶接継手特性
に優れた７８０Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼及びその製造方法
を提供する。 【構成】 重量％でＣ０．０７５〜０．０９４％、Ｓｉ
０．０１〜０．４％、Ｍｎ０．５〜１．５％、Ｐ０．０
１％以下、Ｓ０．０１％以下、Ｎｉ０．５〜２％、Ｃｒ
０．１〜０．９％、Ｍｏ０．２〜１％、Ｎｂ０．００３
〜０．０３％、Ａｌ０．０１〜０．０８％、Ｎ０．００
０５〜０．００８％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
０．２４％以下で、かつＣeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２
４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４で定義
されるＣeq値が０．４５％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を含有しない大入熱
溶接継手特性に優れた高張力鋼。
に優れた７８０Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼及びその製造方法
を提供する。 【構成】 重量％でＣ０．０７５〜０．０９４％、Ｓｉ
０．０１〜０．４％、Ｍｎ０．５〜１．５％、Ｐ０．０
１％以下、Ｓ０．０１％以下、Ｎｉ０．５〜２％、Ｃｒ
０．１〜０．９％、Ｍｏ０．２〜１％、Ｎｂ０．００３
〜０．０３％、Ａｌ０．０１〜０．０８％、Ｎ０．００
０５〜０．００８％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
０．２４％以下で、かつＣeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２
４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４で定義
されるＣeq値が０．４５％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を含有しない大入熱
溶接継手特性に優れた高張力鋼。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、溶接性、音響異方性、
および入熱量が５ｋＪ／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に優れた７８
０Ｎ／ｍｍ2級高張力鋼及びその製造方法に関する。
および入熱量が５ｋＪ／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に優れた７８
０Ｎ／ｍｍ2級高張力鋼及びそ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、特公昭４９−４２５６８号公報および
特開平４−３１４８２５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。
解決するために、特公昭４９−４２５６８号公報および
特開平４−３１４８２５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。
【０００４】前者は、Ｃ：０．０７〜０．０９％、Ｓ
ｉ：０．４６〜０．５０％、Ｍｎ：１．３０〜１．３８
％、Ｃｕ：０．１０〜０．２３％、Ｎｉ：０．４３〜
０．９２％、Ｃｒ：０．９５〜１．２０％、Ｍｏ：０．
４８〜０．５９％、Ｔｉ：０．００８〜０．０１５％、
Ａｌ：０．０８〜０．１１％（いずれも重量％）を含有
するものであって、高靭性溶接熱影響部を有する高張力
鋼を開示している。
ｉ：０．４６〜０．５０％、Ｍｎ：１．３０〜１．３８
％、Ｃｕ：０．１０〜０．２３％、Ｎｉ：０．４３〜
０．９２％、Ｃｒ：０．９５〜１．２０％、Ｍｏ：０．
４８〜０．５９％、Ｔｉ：０．００８〜０．０１５％、
Ａｌ：０．０８〜０．１１％（いずれも重量％）を含有
するものであって、高靭性溶接熱影響部を有する高張力
鋼を開示している。
【０００５】後者は、Ｃ：０．０３８〜０．０５３％、
Ｃｕ：１．０２〜１．７２％、Ｎｂ：０．０１３〜０．
０３２％、Ｖ：０．０２１〜０．０５７％、Ｔｉ：０．
０１１〜０．０１９％を含み、かつ５９．３Ｃ＋Ｃｕ≦
４．２満足するようにＣおよびＣｕを含有し、熱間圧延
ののち直接焼入れを行い、析出強化を活用するため５５
０〜６００℃にて焼き戻し処理を行う溶接性に優れたＨ
Ｔ７８０の製造方法を開示している。
Ｃｕ：１．０２〜１．７２％、Ｎｂ：０．０１３〜０．
０３２％、Ｖ：０．０２１〜０．０５７％、Ｔｉ：０．
０１１〜０．０１９％を含み、かつ５９．３Ｃ＋Ｃｕ≦
４．２満足するようにＣおよびＣｕを含有し、熱間圧延
ののち直接焼入れを行い、析出強化を活用するため５５
０〜６００℃にて焼き戻し処理を行う溶接性に優れたＨ
Ｔ７８０の製造方法を開示している。
【０００６】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。
【０００７】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、特開昭６３−２３５４３１号公報は音響
異方性の小さい鋼板を得る製造方法を開示している。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４
００℃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、特開昭６３−２３５４３１号公報は音響
異方性の小さい鋼板を得る製造方法を開示している。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４
００℃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。
【０００８】ところで、橋梁など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（以下、ＳＡＷという）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、ＳＡＷによれば溶
接時の入熱量が極めて大きくなるので、溶接継手部の強
度が大幅に低下したり、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性
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えないのが現状である。
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（以下、ＳＡＷという）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、ＳＡＷによれば溶
接時の入熱量が極めて大きくなるので、溶接継手部の強
度が大幅に低下したり、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性
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えないのが現状である。
【０００９】このような大入熱溶接に伴なう問題点を解
決するために、大入熱溶接用として例えば特開昭６１−
０４４１６１号公報に記載の強度レベルが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、Ｃ０．０７〜０．１２％、Ｓｉ０．２５％以下、Ｍ
ｎ０．９８〜１．２４％、Ｐ０．００２％以下、Ｎｉ
０．４０〜２．０３％、Ｃｒ０．５５〜０．８０％、Ｍ
ｏ０．３０〜０．３５％、Ｖ０．０２５〜０．０５３
％、固溶アルミニウム（Sol.Al）０．０４１〜０．０５
５％（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％）で定義される炭素当量値
Ｃeq値が０．５２以上で、Ｂを含有しない大入熱溶接用
の高張力鋼板の製造方法が記載されている。
決するために、大入熱溶接用として例えば特開昭６１−
０４４１６１号公報に記載の強度レベルが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、Ｃ０．０７〜０．１２％、Ｓｉ０．２５％以下、Ｍ
ｎ０．９８〜１．２４％、Ｐ０．００２％以下、Ｎｉ
０．４０〜２．０３％、Ｃｒ０．５５〜０．８０％、Ｍ
ｏ０．３０〜０．３５％、Ｖ０．０２５〜０．０５３
％、固溶アルミニウム（Sol.Al）０．０４１〜０．０５
５％（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％）で定義される炭素当量値
Ｃeq値が０．５２以上で、Ｂを含有しない大入熱溶接用
の高張力鋼板の製造方法が記載されている。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特公昭
４９−４２５６８号公報に記載のＢ無添加高張力鋼は、
Ｓｉを０．４６％以上含有するため溶接性及び溶接継手
靭性が不十分である。また、特開平４−３１４８２５号
公報に記載のＢ無添加高張力鋼は、溶接性には優れるも
のの、析出強化を活用して母材強度を確保するため、焼
戻し処理を５５０〜６００℃といった低温域で実施する
ことが必要不可欠となる。このため溶接継手強度が不十
分となる。この対策として母材強度を確保するために低
温域で圧延することも考えられる。しかしながら、低温
域で熱間圧延された鋼板は、Ｌ方向とＣ方向とで超音波
の伝搬速度が大きく異なる音響異方性の増大を引き起こ
す。
４９−４２５６８号公報に記載のＢ無添加高張力鋼は、
Ｓｉを０．４６％以上含有するため溶接性及び溶接継手
靭性が不十分である。また、特開平４−３１４８２５号
公報に記載のＢ無添加高張力鋼は、溶接性には優れるも
のの、析出強化を活用して母材強度を確保するため、焼
戻し処理を５５０〜６００℃といった低温域で実施する
ことが必要不可欠となる。このため溶接継手強度が不十
分となる。この対策として母材強度を確保するために低
温域で圧延することも考えられる。しかしながら、低温
域で熱間圧延された鋼板は、Ｌ方向とＣ方向とで超音波
の伝搬速度が大きく異なる音響異方性の増大を引き起こ
す。
【００１１】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、また仮に母
材強度がＨＴ７８０程度まで達成された場合において
も、Ｃeqが０．４０％以下であるため溶接継手強度が不
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、また仮に母
材強度がＨＴ７８０程度まで達成された場合において
も、Ｃeqが０．４０％以下であるため溶接継手強度が不
足する。
【００１２】以上のように溶接性および音響異方性の両
者ともに優れたＨＴ７８０に対する需要家の要望が高い
にもかかわらず、かかる高張力鋼は未だ実現されていな
い。上述の特開昭６１−０４４１６１号公報に記載の大
入熱溶接用高張力鋼板は、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、
ＳＡＷ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当量値を更に高めることも
考えられるが、極端な炭素当量の増大は溶接性の劣化を
招き、またコスト上昇となるなどの問題点がある。
者ともに優れたＨＴ７８０に対する需要家の要望が高い
にもかかわらず、かかる高張力鋼は未だ実現されていな
い。上述の特開昭６１−０４４１６１号公報に記載の大
入熱溶接用高張力鋼板は、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、
ＳＡＷ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当量値を更に高めることも
考えられるが、極端な炭素当量の増大は溶接性の劣化を
招き、またコスト上昇となるなどの問題点がある。
【００１３】
【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、ＳＡＷの入熱量５ｋＪ／mm以上
の大入熱溶接継手特性に優れた７８０Ｎ／ｍｍ2 級高張
力鋼及びそ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、ＳＡＷの入熱量５ｋＪ／mm以上
の大入熱溶接継手特性に優れた７８０Ｎ／ｍｍ2 級高張
力鋼及びその製造方法を提供することを目的とする。
【００１４】本発明に係る高張力鋼は、重量％でＣ０．
０７５〜０．０９４％、Ｓｉ０．０１〜０．４％、Ｍｎ
０．５〜１．５％、Ｐ０．０１％以下、Ｓ０．０１％以
下、Ｎｉ０．５〜２％、Ｃｒ０．１〜０．９％、Ｍｏ
０．２〜１％、Ｎｂ０．００３〜０．０３％、Ａｌ０．
０１〜０．０８％、Ｎ０．０００５〜０．００８％を含
み、ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋
Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
（重量％）で定義されるＰCM値が０．２４以下で、かつ
Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／
５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４（重量％）で定義されるＣeq値
が０．４５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を含有しない大入熱溶接継手特性に
優れていることを特徴とする。
０７５〜０．０９４％、Ｓｉ０．０１〜０．４％、Ｍｎ
０．５〜１．５％、Ｐ０．０１％以下、Ｓ０．０１％以
下、Ｎｉ０．５〜２％、Ｃｒ０．１〜０．９％、Ｍｏ
０．２〜１％、Ｎｂ０．００３〜０．０３％、Ａｌ０．
０１〜０．０８％、Ｎ０．０００５〜０．００８％を含
み、ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋
Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
（重量％）で定義されるＰCM値が０．２４以下で、かつ
Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／
５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４（重量％）で定義されるＣeq値
が０．４５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を含有しない大入熱溶接継手特性に
優れていることを特徴とする。
【００１５】さらに、Ｃｕ０．０１〜１．５％、Ｖ０．
００５〜０．１％、Ｔｉ０．００３〜０．０２％の一種
又は二種以上を含むことが望ましい。本発明に係る高張
力鋼の製造方法は、重量％でＣ０．０７５〜０．０９４
％、Ｓｉ０．０１〜０．４％、Ｍｎ０．５〜１．５％、
Ｐ０．０１％以下、Ｓ０．０１％以下、Ｎｉ０．５〜２
％、Ｃｒ０．１〜０．９％、Ｍｏ０．２〜１％、Ｎｂ
０．００３〜０．０３％、Ａｌ０．０１〜０．０８％、
Ｎ０．０００５〜０．００８％を含み、ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ
／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／
２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（重量％）で定義さ
れるＰCM値が０．２４以下で、かつＣeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６
＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／
１４（重量％）で定義されるＣeq値が０．４５以上であ
り、実質的にＢを含有しない鋼を、１０００〜１２５０
℃の温度範囲に加熱し、１０５０℃以下の温度域での累
積圧下率を２０％以上とし、かつＴ＝８５Ｍｎ＋４０Ｎ
ｉ＋９５Ｃｒ＋１２０Ｍｏ＋３１００Ｎｂ＋４０Ｃｕ＋
５００Ｖ＋１０００（Ｔｉ−３．４２Ｎ）＋５８０とし
た場合に圧延仕上温度がＴ℃〜１０５０℃の範囲内にな
るように圧延した後に、Ａｒ3 変態点以上から直接焼入
し、次いでＡｃ1 変態点以下の温度域に再加熱して焼戻
し処理し、大入熱溶接継手特性に優れたものとすること
を特徴とする。
００５〜０．１％、Ｔｉ０．００３〜０．０２％の一種
又は二種以上を含むことが望ましい。本発明に係る高張
力鋼の製造方法は、重量％でＣ０．０７５〜０．０９４
％、Ｓｉ０．０１〜０．４％、Ｍｎ０．５〜１．５％、
Ｐ０．０１％以下、Ｓ０．０１％以下、Ｎｉ０．５〜２
％、Ｃｒ０．１〜０．９％、Ｍｏ０．２〜１％、Ｎｂ
０．００３〜０．０３％、Ａｌ０．０１〜０．０８％、
Ｎ０．０００５〜０．００８％を含み、ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ
／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／
２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（重量％）で定義さ
れるＰCM値が０．２４以下で、かつＣeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６
＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／
１４（重量％）で定義されるＣeq値が０．４５以上であ
り、実質的にＢを含有しない鋼を、１０００〜１２５０
℃の温度範囲に加熱し、１０５０℃以下の温度域での累
積圧下率を２０％以上とし、かつＴ＝８５Ｍｎ＋４０Ｎ
ｉ＋９５Ｃｒ＋１２０Ｍｏ＋３１００Ｎｂ＋４０Ｃｕ＋
５００Ｖ＋１０００（Ｔｉ−３．４２Ｎ）＋５８０とし
た場合に圧延仕上温度がＴ℃〜１０５０℃の範囲内にな
るように圧延した後に、Ａｒ3 変態点以上から直接焼入
し、次いでＡｃ1 変態点以下の温度域に再加熱して焼戻
し処理し、大入熱溶接継手特性に優れたものとすること
を特徴とする。
【００１６】
【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：０．０７５〜０．０９４％ 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。０．０７５％未満では強度不足となり、
０．０９４％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：０．０１〜０．４％ 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、
０．４％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：０．５〜１．５％ 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。０．５％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％ 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：〜０．０１％ 不純物元素であるＳは０．０１％を越えると大入熱溶接
継手靭性が著しく劣化する。 ６）Ｎｉ：０．５〜２％ Ｎｉは母材強度および靭性、並びに大入熱溶接継手強度
を向上させるために添加する。０．５％未満では強度お
よび靭性が不足し、２％を越える添加は経済性が損なわ
れる。 ７）Ｃｒ：０．１〜０．９％ 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。０．１％未満では強度不足とな
り、０．９％を越える添加は溶接性が損なわれる。 ８）Ｍｏ：０．２０〜１％ 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。０．２％未満では強度不足とな
り、１％を越える添加は溶接性が損なわれる。 ９）Ｎｂ：０．００３〜０．０３％ Ｎｂは母材強度、溶接継手強度および溶接継手靭性を向
上させるために添加する。Ｎｂ添加はＨＡＺにおける粗
大炭化物の析出を抑制し、溶接継手靭性を大幅に向上さ
せる。０．００３％未満では母材強度、大入熱溶接継手
強度が不足し、また炭化物が粗大に析出するため大入熱
溶接継手靭性が損なわれ、０．０３％を越える過度の添
加は大入熱溶接金属部の靭性が損なわれる。 １０）Ａｌ：０．０１〜０．０８％ Ａｌは脱酸、およびミクロ組織の微細化による母材靭性
の確保のために添加する。０．０１％未満では組織の微
細化による母材靭性の確保が不十分となり、０．０８％
を越える添加はかえって母材靭性が損なわれる。 １１）Ｎ：０．０００５〜０．００８％ ＮはＡｌと反応して析出物を生成することによりミクロ
組織を微細化し、母材靭性を向上させるために添加す
る。０．０００５％未満では析出物の量が不足し、０．
００８％を越える添加はかえって母材靭性および大入熱
溶接継手靭性が損なわれる。
る。 １）Ｃ：０．０７５〜０．０９４％ 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。０．０７５％未満では強度不足となり、
０．０９４％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：０．０１〜０．４％ 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、
０．４％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：０．５〜１．５％ 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。０．５％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％ 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：〜０．０１％ 不純物元素であるＳは０．０１％を越えると大入熱溶接
継手靭性が著しく劣化する。 ６）Ｎｉ：０．５〜２％ Ｎｉは母材強度および靭性、並びに大入熱溶接継手強度
を向上させるために添加する。０．５％未満では強度お
よび靭性が不足し、２％を越える添加は経済性が損なわ
れる。 ７）Ｃｒ：０．１〜０．９％ 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。０．１％未満では強度不足とな
り、０．９％を越える添加は溶接性が損なわれる。 ８）Ｍｏ：０．２０〜１％ 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。０．２％未満では強度不足とな
り、１％を越える添加は溶接性が損なわれる。 ９）Ｎｂ：０．００３〜０．０３％ Ｎｂは母材強度、溶接継手強度および溶接継手靭性を向
上させるために添加する。Ｎｂ添加はＨＡＺにおける粗
大炭化物の析出を抑制し、溶接継手靭性を大幅に向上さ
せる。０．００３％未満では母材強度、大入熱溶接継手
強度が不足し、また炭化物が粗大に析出するため大入熱
溶接継手靭性が損なわれ、０．０３％を越える過度の添
加は大入熱溶接金属部の靭性が損なわれる。 １０）Ａｌ：０．０１〜０．０８％ Ａｌは脱酸、およびミクロ組織の微細化による母材靭性
の確保のために添加する。０．０１％未満では組織の微
細化による母材靭性の確保が不十分となり、０．０８％
を越える添加はかえって母材靭性が損なわれる。 １１）Ｎ：０．０００５〜０．００８％ ＮはＡｌと反応して析出物を生成することによりミクロ
組織を微細化し、母材靭性を向上させるために添加す
る。０．０００５％未満では析出物の量が不足し、０．
００８％を越える添加はかえって母材靭性および大入熱
溶接継手靭性が損なわれる。
【００１７】本発明では上記の合金元素の他に、さらに
下記Ｃｕ，Ｖ，Ｔｉなどの元素の一種または二種以上を
含ませるようにしても好ましい結果が得られる。 １２）Ｃｕ：０．０１〜１．５％ Ｃｕ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。０．０１％未満では強度不足と
なり、１．５０％を越える添加は溶接性が損なわれる。 １３）Ｖ：０．００５〜０．１％ 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。０．００５％未満では強度不足と
なり、０．１％を越える添加は母材靭性、溶接性が損な
われる。 １４）Ｔｉ：０．００３〜０．０２％ Ｔｉはミクロ組織の微細化を通じて母材靭性および大入
熱溶接継手靭性をともに向上させるために添加する。
０．００３％未満では組織の微細化による靭性向上の効
果が不十分となり、０．０２％を越える添加は母材靭性
および大入熱溶接継手靭性がともに損なわれる。 １５）ＰCM（溶接われ感受性指数）：０．２４以下 溶接性の指標であるＰCM（＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２
０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５
＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％））は、溶接施工時の予熱温度の
低減化をはかるために０．２４％以下に抑える。 １６）Ｃeq（炭素当量値）：０．４５以上 焼入れ性の指標であるＣeqは、母材靭性、大入熱溶接継
手強度および大入熱溶接継手靭性をともに確保するため
に０．４５％以上とする。 １７）直接焼入れ時のスラブ加熱温度：１０００〜１２
５０℃ 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、圧延時の所定の条件を達成するため、加熱温度は
１０００℃以上とする必要がある。しかし１２５０℃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１２５０℃とする。 １８）直接焼入れ時の圧延仕上温度：Ｔ〜１０５０℃ ただしＴ＝８５Ｍｎ＋４０Ｎｉ＋９５Ｃｒ＋１２０Ｍｏ
＋３１００Ｎｂ＋４０Ｃｕ＋５００Ｖ＋１０００（Ｔｉ
−３．４２Ｎ）＋５８０ 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
上記式にて求められるＴ℃より低くなると、急激に母材
強度、母材靭性が低下し、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。 ２０）焼戻し温度：Ａｃ1 変態点以下（６００〜７００
℃） 焼戻し温度は大入熱溶接継手強度確保のため６００℃以
上とする必要がある。しかし、焼戻しを７００℃を越え
る温度にて実施すると、急激な母材強度の低下を引き起
こす。 ２１）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、本発明鋼にお
いてはその含有量を０．０００２％以下に抑えることが
望ましい。
下記Ｃｕ，Ｖ，Ｔｉなどの元素の一種または二種以上を
含ませるようにしても好ましい結果が得られる。 １２）Ｃｕ：０．０１〜１．５％ Ｃｕ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。０．０１％未満では強度不足と
なり、１．５０％を越える添加は溶接性が損なわれる。 １３）Ｖ：０．００５〜０．１％ 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。０．００５％未満では強度不足と
なり、０．１％を越える添加は母材靭性、溶接性が損な
われる。 １４）Ｔｉ：０．００３〜０．０２％ Ｔｉはミクロ組織の微細化を通じて母材靭性および大入
熱溶接継手靭性をともに向上させるために添加する。
０．００３％未満では組織の微細化による靭性向上の効
果が不十分となり、０．０２％を越える添加は母材靭性
および大入熱溶接継手靭性がともに損なわれる。 １５）ＰCM（溶接われ感受性指数）：０．２４以下 溶接性の指標であるＰCM（＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２
０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５
＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％））は、溶接施工時の予熱温度の
低減化をはかるために０．２４％以下に抑える。 １６）Ｃeq（炭素当量値）：０．４５以上 焼入れ性の指標であるＣeqは、母材靭性、大入熱溶接継
手強度および大入熱溶接継手靭性をともに確保するため
に０．４５％以上とする。 １７）直接焼入れ時のスラブ加熱温度：１０００〜１２
５０℃ 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、圧延時の所定の条件を達成するため、加熱温度は
１０００℃以上とする必要がある。しかし１２５０℃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１２５０℃とする。 １８）直接焼入れ時の圧延仕上温度：Ｔ〜１０５０℃ ただしＴ＝８５Ｍｎ＋４０Ｎｉ＋９５Ｃｒ＋１２０Ｍｏ
＋３１００Ｎｂ＋４０Ｃｕ＋５００Ｖ＋１０００（Ｔｉ
−３．４２Ｎ）＋５８０ 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
上記式にて求められるＴ℃より低くなると、急激に母材
強度、母材靭性が低下し、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。 ２０）焼戻し温度：Ａｃ1 変態点以下（６００〜７００
℃） 焼戻し温度は大入熱溶接継手強度確保のため６００℃以
上とする必要がある。しかし、焼戻しを７００℃を越え
る温度にて実施すると、急激な母材強度の低下を引き起
こす。 ２１）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、本発明鋼にお
いてはその含有量を０．０００２％以下に抑えることが
望ましい。
【００１８】
【実施例】以下、添付の図面及び表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中の鋼種
１〜１６は成分組成の点で本発明の範囲内となる実施例
の鋼種にあたり、鋼種１７〜２３は成分組成の点で本発
明の範囲外となる比較例の鋼種にあたる。表１の最右欄
のＴ（℃）は、Ｔ＝８５Ｍｎ＋４０Ｎｉ＋９５Ｃｒ＋１
２０Ｍｏ＋３１００Ｎｂ＋４０Ｃｕ＋５００Ｖ＋１００
０（Ｔｉ−３．４２Ｎ）＋５８０で表される式より求め
た値を示している。次の欄のＣeqは、Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／
６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ
／１４（重量％）で表される炭素等量式より求めた値を
示している。次の欄のＰCMは、ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋
Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍ
ｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで表される溶接われ感受性指
数式より求めた値を示している。
本発明の種々の実施例について説明する。表１中の鋼種
１〜１６は成分組成の点で本発明の範囲内となる実施例
の鋼種にあたり、鋼種１７〜２３は成分組成の点で本発
明の範囲外となる比較例の鋼種にあたる。表１の最右欄
のＴ（℃）は、Ｔ＝８５Ｍｎ＋４０Ｎｉ＋９５Ｃｒ＋１
２０Ｍｏ＋３１００Ｎｂ＋４０Ｃｕ＋５００Ｖ＋１００
０（Ｔｉ−３．４２Ｎ）＋５８０で表される式より求め
た値を示している。次の欄のＣeqは、Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／
６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ
／１４（重量％）で表される炭素等量式より求めた値を
示している。次の欄のＰCMは、ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋
Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍ
ｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで表される溶接われ感受性指
数式より求めた値を示している。
【００１９】実施例のうち鋼種５，６，８，１０，１
１，１３，１５，１６はＣｕ含有鋼であり、鋼種７，
８，１０，１２，１３はＶ含有鋼であり、鋼種９，１
０，１１，１２はＴｉ含有鋼である。これらの鋼種の添
加成分は、それぞれＣｕ０．０１〜１．５０％、Ｖ０．
００５〜０．１００％、Ｔｉ０．００３〜０．０２０％
の範囲に入っている。
１，１３，１５，１６はＣｕ含有鋼であり、鋼種７，
８，１０，１２，１３はＶ含有鋼であり、鋼種９，１
０，１１，１２はＴｉ含有鋼である。これらの鋼種の添
加成分は、それぞれＣｕ０．０１〜１．５０％、Ｖ０．
００５〜０．１００％、Ｔｉ０．００３〜０．０２０％
の範囲に入っている。
【００２０】実施例のうち鋼種１〜４は、Ｃ０．０７５
〜０．０９４％、Ｓｉ０．０１〜０．４０％、Ｍｎ０．
５０〜１．５０％、Ｐ０．０１％以下、Ｓ０．０１％以
下、Ｎｉ０．５０〜２．００％、Ｃｒ０．１０〜０．９
０％、Ｍｏ０．２０〜１．００％、Ｎｂ０．００３〜
０．０３０％、Ａｌ０．０１〜０．０８％、Ｎ０．００
０５〜０．００８０％を含み、ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋
Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍ
ｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％）で定義されるＰCM値が
０．２４％以下で、かつＣeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２
４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４で定義
されるＣeq値が０．４５％以上であることをそれぞれ満
たしている。
〜０．０９４％、Ｓｉ０．０１〜０．４０％、Ｍｎ０．
５０〜１．５０％、Ｐ０．０１％以下、Ｓ０．０１％以
下、Ｎｉ０．５０〜２．００％、Ｃｒ０．１０〜０．９
０％、Ｍｏ０．２０〜１．００％、Ｎｂ０．００３〜
０．０３０％、Ａｌ０．０１〜０．０８％、Ｎ０．００
０５〜０．００８０％を含み、ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋
Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍ
ｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％）で定義されるＰCM値が
０．２４％以下で、かつＣeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２
４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４で定義
されるＣeq値が０．４５％以上であることをそれぞれ満
たしている。
【００２１】鋼種１，５〜１０，１３，１６では炭素等
量値Ｃeqを０．５１，０．５１，０．４５，０．５１，
０．４８，０．５１，０．５０，０．５１，０．４６と
それぞれしている。鋼種１ではＣ含有量を０．０９４％
と上限値ぎりぎりにしているにもかかわらず、他元素の
添加量を抑えているので、炭素等量値Ｃeqは０．５１の
程度である。
量値Ｃeqを０．５１，０．５１，０．４５，０．５１，
０．４８，０．５１，０．５０，０．５１，０．４６と
それぞれしている。鋼種１ではＣ含有量を０．０９４％
と上限値ぎりぎりにしているにもかかわらず、他元素の
添加量を抑えているので、炭素等量値Ｃeqは０．５１の
程度である。
【００２２】鋼種２は、Ｃ含有量を０．０７５％とし、
Ｃｒ及びＭｏの含有量をそれぞれ０．８６％，０．６４
％としているので、炭素等量値Ｃeqは０．５５である。
鋼種３は、Ｃ含有量を０．０７６％とし、Ｍｎ，Ｎｉ及
びＭｏの含有量をそれぞれ１．３７％，１．８０％，
０．９４％としているので、炭素等量値Ｃeqは０．６１
と実施例のなかで最も高い。
Ｃｒ及びＭｏの含有量をそれぞれ０．８６％，０．６４
％としているので、炭素等量値Ｃeqは０．５５である。
鋼種３は、Ｃ含有量を０．０７６％とし、Ｍｎ，Ｎｉ及
びＭｏの含有量をそれぞれ１．３７％，１．８０％，
０．９４％としているので、炭素等量値Ｃeqは０．６１
と実施例のなかで最も高い。
【００２３】鋼種４は、Ｃ含有量を０．０７６％とし、
Ｓｉ，Ｍｎ及びＣｒの含有量をそれぞれ０．３４％，
１．２２％，０．８４％としているので、炭素等量値Ｃ
eqは０．５５である。
Ｓｉ，Ｍｎ及びＣｒの含有量をそれぞれ０．３４％，
１．２２％，０．８４％としているので、炭素等量値Ｃ
eqは０．５５である。
【００２４】鋼種１１は、Ｃ含有量を０．０８３％と
し、Ｓｉ，Ｍｎ及びＣｒの含有量をそれぞれ０．２９
％，１．２５％，０．４７％としているので、炭素等量
値Ｃeqは０．５５である。
し、Ｓｉ，Ｍｎ及びＣｒの含有量をそれぞれ０．２９
％，１．２５％，０．４７％としているので、炭素等量
値Ｃeqは０．５５である。
【００２５】鋼種１２は、Ｃ含有量を０．０８９％と
し、Ｓｉ，Ｍｎ及びＣｒの含有量をそれぞれ０．１９
％，１．１９％，０．５２％としているので、炭素等量
値Ｃeqは０．５４である。
し、Ｓｉ，Ｍｎ及びＣｒの含有量をそれぞれ０．１９
％，１．１９％，０．５２％としているので、炭素等量
値Ｃeqは０．５４である。
【００２６】鋼種１４は、Ｃ含有量を０．０８１％と
し、Ｓｉ，Ｍｎ及びＣｒの含有量をそれぞれ０．２１
％，１．０１％，０．７８％としているので、炭素等量
値Ｃeqは０．５３である。
し、Ｓｉ，Ｍｎ及びＣｒの含有量をそれぞれ０．２１
％，１．０１％，０．７８％としているので、炭素等量
値Ｃeqは０．５３である。
【００２７】鋼種１５は、Ｃ含有量を０．０７９％と
し、Ｓｉ，Ｍｎ及びＣｒの含有量をそれぞれ０．２０
％，１．０３％，０．６９％としているので、炭素等量
値Ｃeqは０．５４である。
し、Ｓｉ，Ｍｎ及びＣｒの含有量をそれぞれ０．２０
％，１．０３％，０．６９％としているので、炭素等量
値Ｃeqは０．５４である。
【００２８】実施例の鋼種１〜１６は、すべて溶接われ
感受性指数ＰCMが０．２２〜０．２４の範囲内にあり、
また温度Ｔが８４６〜９３６℃の範囲内にある。比較例
のうち鋼種１７は、Ｃ含有量が０．０９８％と高すぎ、
鋼種１８はＣ含有量が０．０７１％と低すぎる。
感受性指数ＰCMが０．２２〜０．２４の範囲内にあり、
また温度Ｔが８４６〜９３６℃の範囲内にある。比較例
のうち鋼種１７は、Ｃ含有量が０．０９８％と高すぎ、
鋼種１８はＣ含有量が０．０７１％と低すぎる。
【００２９】比較例のうち鋼種１９は、Ｎｂ含有量が
０．０３４％と高すぎ、鋼種２０はＮｂ含有量が０．０
０２％と低すぎる。比較例のうち鋼種２１，２３は、Ｂ
含有量が０．０００９％，０．０００４％とそれぞれ規
定値０．０００２％を上回るＢ含有鋼である。
０．０３４％と高すぎ、鋼種２０はＮｂ含有量が０．０
０２％と低すぎる。比較例のうち鋼種２１，２３は、Ｂ
含有量が０．０００９％，０．０００４％とそれぞれ規
定値０．０００２％を上回るＢ含有鋼である。
【００３０】比較例のうち鋼種２２は、炭素等量値Ｃeq
が０．４３と規定値０．４５を下回っている。次に、表
２及び図１〜図３を参照しながら実施例の効果について
説明する。
が０．４３と規定値０．４５を下回っている。次に、表
２及び図１〜図３を参照しながら実施例の効果について
説明する。
【００３１】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、各鋼種の音響異方
性、破面遷移温度（靭性）、機械的強度（引張強さ、降
伏強さ）、溶接性（最高硬さ）、大入熱溶接継手特性な
ど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、諸性質につき順に説明する。 １）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。鋼種1.1 （実施例）及び鋼種1.2（比較
例）は上記の鋼種１と同じ組成の鋼材を圧延仕上温度を
それぞれ変えて製造したものに該当する。鋼種1.1 では
圧延仕上温度をＴ〜１０５０℃の範囲内である９７０℃
としているため音響異方性は良好であるが、比較例の鋼
種1.2 は圧延仕上温度がＴ℃（８５３℃）以下にあたる
８３０℃であり、音響異方性が増大化している。通常、
音響異方性は1.02以下であれば良好とされるので、鋼種
1.1は音響異方性に優れ、鋼種1.2 は音響異方性に劣る
といえる。
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、各鋼種の音響異方
性、破面遷移温度（靭性）、機械的強度（引張強さ、降
伏強さ）、溶接性（最高硬さ）、大入熱溶接継手特性な
ど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、諸性質につき順に説明する。 １）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。鋼種1.1 （実施例）及び鋼種1.2（比較
例）は上記の鋼種１と同じ組成の鋼材を圧延仕上温度を
それぞれ変えて製造したものに該当する。鋼種1.1 では
圧延仕上温度をＴ〜１０５０℃の範囲内である９７０℃
としているため音響異方性は良好であるが、比較例の鋼
種1.2 は圧延仕上温度がＴ℃（８５３℃）以下にあたる
８３０℃であり、音響異方性が増大化している。通常、
音響異方性は1.02以下であれば良好とされるので、鋼種
1.1は音響異方性に優れ、鋼種1.2 は音響異方性に劣る
といえる。
【００３２】図１は、横軸に圧延仕上温度（℃）をと
り、縦軸に音響異方性をとって、鋼種１の組成の鋼材に
つき両者の相関を調べた結果を示す特性線図である。図
から明らかなように、圧延仕上温度が約８５３℃のあた
りで音響異方性が大きく変化し、この温度以下で熱間圧
延を仕上げると音響異方性が１．０２を大きく上回るよ
うになった。 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１
０kgf ）を行なって求めた。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22.1及び鋼種22.2は、上記の鋼種２２と同じ
組成の鋼材をそれぞれ焼戻し温度を５８０℃，６１０℃
と変えて製造したものに該当する。鋼種22.1のｖＴｓは
マイナス２１℃、鋼種22.1のｖＴｓはマイナス２７℃で
あった。また、比較例の鋼種1.2では破面遷移温度がマ
イナス３５℃の結果が得られた。なお、比較例のうち鋼
種１９では溶接金属部の靭性不良が認められ、鋼種22.1
と鋼種22.2では溶接継手部の靭性不良が認められた。こ
れに対して実施例の鋼種1.1 及び２〜１６はすべて所定
の合格レベルを上回る結果が得られた。
り、縦軸に音響異方性をとって、鋼種１の組成の鋼材に
つき両者の相関を調べた結果を示す特性線図である。図
から明らかなように、圧延仕上温度が約８５３℃のあた
りで音響異方性が大きく変化し、この温度以下で熱間圧
延を仕上げると音響異方性が１．０２を大きく上回るよ
うになった。 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１
０kgf ）を行なって求めた。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22.1及び鋼種22.2は、上記の鋼種２２と同じ
組成の鋼材をそれぞれ焼戻し温度を５８０℃，６１０℃
と変えて製造したものに該当する。鋼種22.1のｖＴｓは
マイナス２１℃、鋼種22.1のｖＴｓはマイナス２７℃で
あった。また、比較例の鋼種1.2では破面遷移温度がマ
イナス３５℃の結果が得られた。なお、比較例のうち鋼
種１９では溶接金属部の靭性不良が認められ、鋼種22.1
と鋼種22.2では溶接継手部の靭性不良が認められた。こ
れに対して実施例の鋼種1.1 及び２〜１６はすべて所定
の合格レベルを上回る結果が得られた。
【００３３】図２は、横軸に圧延仕上温度（℃）をと
り、縦軸に破面遷移温度ｖＴｓ（℃）をとって、鋼種１
の組成の鋼材につき両者の相関を調べた結果を示す特性
線図である。図から明らかなように、圧延仕上温度が約
８５３℃のあたりで破面遷移温度が大きく変化し、この
温度以下で熱間圧延を仕上げると破面遷移温度ｖＴｓが
マイナス４０℃を大きく上回り、靭性が大幅に劣化す
る。 ３）機械的強度 各鋼種の母材の引張強さ及び降伏強さはＪＩＳ４号試験
片または４号試験片（ＪＩＳ Ｚ2201）を用いて測定し
た。降伏強さが６８５Ｎ／ｍｍ2 以上で、かつ引張強さ
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２〜１６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 ，１８，１７では降伏強さが不足してい
る。
り、縦軸に破面遷移温度ｖＴｓ（℃）をとって、鋼種１
の組成の鋼材につき両者の相関を調べた結果を示す特性
線図である。図から明らかなように、圧延仕上温度が約
８５３℃のあたりで破面遷移温度が大きく変化し、この
温度以下で熱間圧延を仕上げると破面遷移温度ｖＴｓが
マイナス４０℃を大きく上回り、靭性が大幅に劣化す
る。 ３）機械的強度 各鋼種の母材の引張強さ及び降伏強さはＪＩＳ４号試験
片または４号試験片（ＪＩＳ Ｚ2201）を用いて測定し
た。降伏強さが６８５Ｎ／ｍｍ2 以上で、かつ引張強さ
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２〜１６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 ，１８，１７では降伏強さが不足してい
る。
【００３４】図２は、横軸に圧延仕上温度（℃）をと
り、縦軸に引張強さ（Ｎ／mm2 ）をとって、鋼種１の組
成の鋼材につき両者の相関を調べた結果を示す特性線図
である。図から明らかなように、圧延仕上温度が約８５
３℃のあたりで引張強さが大きく変化し、この温度以下
で熱間圧延を仕上げると引張強さが７８０Ｎ／ｍｍ2 を
大きく下回り、強度の低下が著しい。 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
にて各鋼種の板材を溶接してＪＩＳ１号試験片（ＪＩＳ
Ｚ3101）を採取し、ビッカース硬度計により溶接部の
最高硬さＨｖ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、溶接性の評価の指標とした。
り、縦軸に引張強さ（Ｎ／mm2 ）をとって、鋼種１の組
成の鋼材につき両者の相関を調べた結果を示す特性線図
である。図から明らかなように、圧延仕上温度が約８５
３℃のあたりで引張強さが大きく変化し、この温度以下
で熱間圧延を仕上げると引張強さが７８０Ｎ／ｍｍ2 を
大きく下回り、強度の低下が著しい。 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
にて各鋼種の板材を溶接してＪＩＳ１号試験片（ＪＩＳ
Ｚ3101）を採取し、ビッカース硬度計により溶接部の
最高硬さＨｖ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、溶接性の評価の指標とした。
【００３５】溶接方法 ：被覆アーク溶接 溶接電流 ：１７０Ａ 溶接電圧 ：２５Ｖ 溶接速度 ：１５０mm／分 溶接雰囲気：２０℃ 試験片温度：２０℃ 比較例の鋼種１７，２１，２３はいずれも最高硬さＨｖ
値が３５０を上回った。なお、比較例のうち鋼種１９，
２０，22.1，22.2は最高硬さの点では問題なかったが、
溶接金属部やＨＡＺなどに靭性不良が認められたので、
溶接性が良好であるとはいえない。一方、実施例の鋼種
1.1 及び２〜１６はいずれも最高硬さＨｖ値が３５０以
下の結果が得られ、溶接性にも優れたものであることが
判明した。 ５）大入熱溶接継手特性 大入熱溶接継手特性はＳＡＷ溶接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溶接
条件は入熱量１０〜２０ｋＪ／mm、Ｘ開先、両面１パス
とした。シャルピー衝撃試験は溶接ファイナル側の板厚
１／４から採取し、ノッチ位置をＨＡＺ、溶接ボンド部
及び一部溶接金属中央部に形成したＪＩＳ４号試験片
（ＪＩＳＺ2202）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判定した。
値が３５０を上回った。なお、比較例のうち鋼種１９，
２０，22.1，22.2は最高硬さの点では問題なかったが、
溶接金属部やＨＡＺなどに靭性不良が認められたので、
溶接性が良好であるとはいえない。一方、実施例の鋼種
1.1 及び２〜１６はいずれも最高硬さＨｖ値が３５０以
下の結果が得られ、溶接性にも優れたものであることが
判明した。 ５）大入熱溶接継手特性 大入熱溶接継手特性はＳＡＷ溶接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溶接
条件は入熱量１０〜２０ｋＪ／mm、Ｘ開先、両面１パス
とした。シャルピー衝撃試験は溶接ファイナル側の板厚
１／４から採取し、ノッチ位置をＨＡＺ、溶接ボンド部
及び一部溶接金属中央部に形成したＪＩＳ４号試験片
（ＪＩＳＺ2202）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判定した。
【００３６】表２に示すように、実施例の鋼種1.1 ，２
〜１６はいずれも破面遷移温度ｖＴｓが０℃を下回り良
好な結果が得られた。とくに、鋼種３，４，５，９，１
１，１２，１４，１５では破面遷移温度ｖＴｓがそれぞ
れ−４８℃、−５３℃、−３８℃、−３５℃、−５９
℃、−４４℃、−４３℃、−４５℃となりマイナス３５
℃を下回る極めて優れた大入熱溶接継手靭性が得られ
た。
〜１６はいずれも破面遷移温度ｖＴｓが０℃を下回り良
好な結果が得られた。とくに、鋼種３，４，５，９，１
１，１２，１４，１５では破面遷移温度ｖＴｓがそれぞ
れ−４８℃、−５３℃、−３８℃、−３５℃、−５９
℃、−４４℃、−４３℃、−４５℃となりマイナス３５
℃を下回る極めて優れた大入熱溶接継手靭性が得られ
た。
【００３７】これに対して比較例の鋼種１７，２０，２
１，22.1，２３では破面遷移温度ｖＴｓがそれぞれプラ
ス４℃、１０℃、２１℃、３７℃、１４℃となり合格基
準である０℃を大きく上回った。また、比較例の鋼種１
８，２０，22.1では大入熱溶接継手強度の不良が認めら
れ、鋼種１９では大入熱溶接金属部の靭性の不良が認め
られた。
１，22.1，２３では破面遷移温度ｖＴｓがそれぞれプラ
ス４℃、１０℃、２１℃、３７℃、１４℃となり合格基
準である０℃を大きく上回った。また、比較例の鋼種１
８，２０，22.1では大入熱溶接継手強度の不良が認めら
れ、鋼種１９では大入熱溶接金属部の靭性の不良が認め
られた。
【００３８】
【表１】
【００３９】
【表２】
【００４０】
【発明の効果】本発明によれば、入熱量５ｋＪ／mm以上
の大入熱溶接継手特性に優れた７８０Ｎ／ｍｍ2 級高張
力鋼及びその製造方法を提供することができる。
の大入熱溶接継手特性に優れた７８０Ｎ／ｍｍ2 級高張
力鋼及びその製造方法を提供することができる。
【図１】音響異方性と圧延仕上温度との相関を示す特性
線図である。
線図である。
【図２】破面遷移温度と圧延仕上温度との相関を示す特
性線図である。
性線図である。
【図３】引張強さと圧延仕上温度との相関を示す特性線
図である。
図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/50 (72)発明者 下田 達也 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 (72)発明者 谷 三郎 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
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％でＣ０．０７５〜０．０９４％、
Ｓｉ０．０１〜０．４％、Ｍｎ０．５〜１．５％、Ｐ
０．０１％以下、Ｓ０．０１％以下、Ｎｉ０．５〜２
％、Ｃｒ０．１〜０．９％、Ｍｏ０．２〜１％、Ｎｂ
０．００３〜０．０３％、Ａｌ０．０１〜０．０８％、
Ｎ０．０００５〜０．００８％を含み、ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ
／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／
２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（重量％）で定義さ
れるＰCM値が０．２４以下で、かつＣeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６
＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／
１４（重量％）で定義されるＣeq値が０．４５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
を含有しない大入熱溶接継手特性に優れていることを特
徴とする高張力鋼。 - 【請求項２】 重量％でＣ０．０７５〜０．０９４％、
Ｓｉ０．０１〜０．４％、Ｍｎ０．５〜１．５％、Ｐ
０．０１％以下、Ｓ０．０１％以下、Ｎｉ０．５〜２
％、Ｃｒ０．１〜０．９％、Ｍｏ０．２〜１％、Ｎｂ
０．００３〜０．０３％、Ａｌ０．０１〜０．０８％、
Ｎ０．０００５〜０．００８％を含み、ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ
／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／
２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（重量％）で定義さ
れるＰCM値が０．２４以下で、かつＣeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６
＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／
１４（重量％）で定義されるＣeq値が０．４５以上であ
り、実質的にＢを含有しない鋼を、 １０００〜１２５０℃の温度範囲に加熱し、１０５０℃
以下の温度域での累積圧下率を２０％以上とし、かつＴ
＝８５Ｍｎ＋４０Ｎｉ＋９５Ｃｒ＋１２０Ｍｏ＋３１０
０Ｎｂ＋４０Ｃｕ＋５００Ｖ＋１０００（Ｔｉ−３．４
２Ｎ）＋５８０とした場合に圧延仕上温度がＴ℃〜１０
５０℃の範囲内になるように圧延した後に、Ａｒ3 変態
点以上から直接焼入し、次いでＡｃ1 変態点以下の温度
域に再加熱して焼戻し処理し、大入熱溶接継手特性に優
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Ｃ０．０７５〜０．０９４％、
Ｓｉ０．０１〜０．４％、Ｍｎ０．５〜１．５％、Ｐ
０．０１％以下、Ｓ０．０１％以下、Ｎｉ０．５〜２
％、Ｃｒ０．１〜０．９％、Ｍｏ０．２〜１％、Ｎｂ
０．００３〜０．０３％、Ａｌ０．０１〜０．０８％、
Ｎ０．０００５〜０．００８％を含み、さらにＣｕ０．
０１〜１．５％、Ｖ０．００５〜０．１％、Ｔｉ０．０
０３〜０．０２％の一種又は二種以上を含み、ＰCM＝Ｃ
＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋
Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（重量％）で
定義されるＰCM値が０．２４以下で、かつＣeq＝Ｃ＋Ｍ
ｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４
＋Ｖ／１４（重量％）で定義されるＣeq値が０．４５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を含有しない大入熱溶接継手特性に優れているこ
とを特徴とする高張力鋼。 - 【請求項４】 重量％でＣ０．０７５〜０．０９４％、
Ｓｉ０．０１〜０．４％、Ｍｎ０．５〜１．５％、Ｐ
０．０１％以下、Ｓ０．０１％以下、Ｎｉ０．５〜２
％、Ｃｒ０．１〜０．９％、Ｍｏ０．２〜１％、Ｎｂ
０．００３〜０．０３％、Ａｌ０．０１〜０．０８％、
Ｎ０．０００５〜０．００８％を含み、さらにＣｕ０．
０１〜１．５％、Ｖ０．００５〜０．１％、Ｔｉ０．０
０３〜０．０２％の一種又は二種以上を含み、ＰCM＝Ｃ
＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋
Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（重量％）で
定義されるＰCM値が０．２４以下で、かつＣeq＝Ｃ＋Ｍ
ｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４
＋Ｖ／１４（重量％）で定義されるＣeq値が０．４５以
上であり、実質的にＢを含有しない鋼を、 １０００〜１２５０℃の温度範囲に加熱し、１０５０℃
以下の温度域での累積圧下率を２０％以上とし、かつＴ
＝８５Ｍｎ＋４０Ｎｉ＋９５Ｃｒ＋１２０Ｍｏ＋３１０
０Ｎｂ＋４０Ｃｕ＋５００Ｖ＋１０００（Ｔｉ−３．４
２Ｎ）＋５８０とした場合に圧延仕上温度がＴ℃〜１０
５０℃の範囲内になるように圧延した後に、Ａｒ3 変態
点以上から直接焼入し、次いでＡｃ1 変態点以下の温度
域に再加熱して焼戻し処理し、大入熱溶接継手特性に優
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 |
|---|---|---|---|
| JP32624894A JPH07233437A (ja) | 1993-12-29 | 1994-12-27 | 高張力鋼及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34965393 | 1993-12-29 | ||
| JP5-349653 | 1993-12-29 | ||
| JP32624894A JPH07233437A (ja) | 1993-12-29 | 1994-12-27 | 高張力鋼及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07233437A true JPH07233437A (ja) | 1995-09-05 |
Family
ID=26572114
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP32624894A Pending JPH07233437A (ja) | 1993-12-29 | 1994-12-27 | 高張力鋼及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07233437A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103233183A (zh) * | 2013-04-18 | 2013-08-07 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种屈服强度960MPa级超高强度钢板及其制造方法 |
-
1994
- 1994-12-27 JP JP32624894A patent/JPH07233437A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103233183A (zh) * | 2013-04-18 | 2013-08-07 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种屈服强度960MPa级超高强度钢板及其制造方法 |
| CN103233183B (zh) * | 2013-04-18 | 2016-03-30 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种屈服强度960MPa级超高强度钢板及其制造方法 |
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