JPH09227937A - 高張力厚鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】靱性および溶接性に優れたＴＳ７８０ＭＰa 級
高靱性高張力厚鋼板の製造方法の提供。 【解決手段】（１）重量％にて、Ｃ：０．０２〜０．１
２％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．４〜１．５％、
Ｃｕ：０〜０．６％、Ｎｉ：０．５〜６％、Ｃｒ：０〜
０．８％、Ｍｏ：０〜０．８％、Ｖ：０．０７〜０．１
５％、Ｂ：０．０００８〜０．００２５％、Ｔｉ：０．
００５〜０．０３％、ｓｏｌＡｌ：０．０１％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００８％、残部Ｆｅの鋼を１１０
０〜１２００℃に加熱し急冷後、Ａc₃〜１０５０℃に加
熱し圧延し、未再結晶オーステナイト域での累積圧下率
が５０％以上となる条件でＡr₃より高温で圧延を終了
し、そのまま３００℃以下まで水冷後、６００℃〜Ａc₁
の温度域で焼戻す高張力厚鋼板の製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、海洋構造物、タン
ク、橋梁、ペンストックなどの溶接構造物に使用され
る、特に高靱性かつ溶接性に優れた高張力厚鋼板の製造
方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】溶接構造物の大型化は常に追求されてお
り、これら構造物に使用される厚鋼板の高強度化への要
求も、より高度の内容のものとなっている。橋梁、海洋
構造物、タンク、ペンストックなどには７８０ＭＰa 級
の厚鋼板が使用されるに至っているが、これらの大多数
は、一般軟鋼を使用したのでは、重量増、肉厚増、岩盤
の制約などのために基礎工事などが不可能であったもの
が高強度鋼の使用により実現された構造物である。さら
に、素材である厚鋼板の高強度化は、必要板厚を減少
し、溶接工数の減少による施工期間の短縮などを可能に
するので、高強度化に加えて溶接性の改善をともなう要
求がされる場合が多い。

【０００３】高強度を確保するために、これら鋼板には
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどの合金元素が使用される。これ
は、板厚が５０ミリを超える鋼板の板厚中心部において
も、最良の靱性が得られるマルテンサイトと下部ベイナ
イトの混合組織とするために、十分な焼入性を確保する
必要があるからである。しかし７８０ＭＰa を超える高
強度鋼の場合には、こうした焼入性向上元素の多量添加
によって母材の強度と靱性は改善されるものの、溶接熱
影響部（ＨＡＺ：Heat Affected Zone）では、靱性の観
点からは焼きの入り過ぎた組織となることが避けられ
ず、また、同時に硬さ上昇による耐溶接低温割れ性の劣
化が大きな問題となる。溶接低温割れを防止するために
は、溶接前に１００℃以上、場合によっては１５０℃以
上の温度で予熱する必要があり、溶接施工コスト低減の
大きな障害となっている。

【０００４】このような問題を解決する方法として、Ｃ
ｕやＶといった析出強化元素を利用し、Ｃを低下させる
ことによって、ＨＡＺ硬さを抑制し溶接性を向上させる
高強度鋼の製造方法がある。しかし、この方法は強度上
昇を析出強化に依存しているために母材靱性の劣化は避
けられない。なお、“溶接性”というとき、“ＨＡＺの
靱性”と“耐溶接低温割れ性”の両方を含んだ性能をさ
す。

【０００５】上記の合金組成にのみ頼る方法とは別に、
圧延と熱処理を組み合わせた加工熱処理法により溶接性
と母材靱性を両立させる方法が提案されてきた（特開平
２−２０５６２９号公報、特開平５−２０９２２２号公
報など）。

【０００６】特開平２−２０５６２９号公報に開示され
た方法によれば、加工硬化オーステナイトからの変態を
利用し表層部の組織は最適なものが得られる。しかし、
板厚中心部では焼入性確保を考慮して再結晶オーステナ
イトからの変態とせざるを得ず、ある程度の靱性は満た
されるものの、良好な靱性が得られない。さらに、同提
案に示されている５８０℃以下の焼戻し温度では、強度
と靱性とのバランスを最良のものとすることが出来ない
と考えられる。

【０００７】また、特開平５−２０９２２２号公報に開
示された方法は、Ｖの析出強化を利用し強度を確保し、
Ｃの低減およびＢ無添加によりＨＡＺ硬さの抑制を図る
ものである。しかし、Ｂ無添加としたために、板厚中心
部では焼入性が不足し、靱性に最適な組織が得られず、
したがって、とくに極厚鋼板の板厚中心部において良好
な靱性が得られない。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、母材
性能と溶接性に優れた厚鋼板の製造方法、具体的には下
記の性能を満足する厚鋼板の製造方法の提供にある。

【０００９】(1) 母材の機械的性質： (a) 引張強さ（ＴＳ）： ７８０ＭＰa 以上 (b) 靱性： シャルピー衝撃試験における遷移温度（ v
Ｔs ）−８０℃以下 (2) 溶接性： (a) ＨＡＺの硬さ： ３５０ＨＶ１０以下 母材の引張強さと靱性を上記のような目標に限定したと
き、実際の溶接継手部ＨＡＺの衝撃試験および溶接低温
割れ試験を行わなくても、ＨＡＺの硬さによりＨＡＺの
靱性および溶接低温割れ性を知ることができる。ＨＡＺ
の硬さを３５０ＨＶ１０以下にできれば、ＴＳ７８０Ｍ
Ｐa 以上で、かつｖＴｓ−８０℃以下の母材性能を満た
す厚鋼板においては、ＨＡＺ靱性および耐溶接低温割れ
性は、十分良好なものとなる。なお、溶接継手部は、
“溶接金属”、“溶接金属に接するＨＡＺ”および“そ
の外側のＨＡＺ”からなり、通常、ＨＡＺというときは
“溶接金属に接するＨＡＺ”および“その外側のＨＡ
Ｚ”を含む。

【００１０】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、厚鋼板の
溶接性を確保するためにはＣは０．１２重量％以下に抑
制しなければならないという知見に基づき、このような
低Ｃであっても７８０ＭＰa 以上のＴＳと優れた靱性を
確保する加工熱処理条件を検討した結果、下記の事項が
必要であることを確認した。

【００１１】（イ）凝固後冷却中に生成した粗大な炭窒
化物、例えば、Ｍ₂₃（ＣＢ）₆ 、ＢＮ、Ｖ（ＣＮ）、Ａ
ｌＮなどを、鋼（スラブ）を加熱することにより固溶さ
せ、後の圧延段階等で微細な炭窒化物の析出を促進させ
ることが必要である。これは、強度を高め、組織を微細
化し、粗大析出物自体による靱性劣化を防止し、さらに
Ｂの焼入性向上効果を確保するのに有効である。

【００１２】（ロ）合金成分のうち、ｓｏｌＡｌはＢの
焼入性向上効果を生かす場合には高めるのが普通である
が、ｓｏｌＡｌの増量はＴｉが添加されている場合には
かえって母材およびＨＡＺの靱性を劣化させるので、ｓ
ｏｌＡｌは低く抑えることが必要である。

【００１３】（ハ）上記（イ）に加えてさらに組織を微
細にするには、オーステナイト未再結晶域で累積圧下率
５０％以上を加えることが必要である。ここで、オース
テナイト未再結晶域とは、通常の厚鋼板を圧延する際、
圧下を加えられ圧延機を通過した鋼板がつぎの圧延まで
に（その間隔は通常１０秒間）、体積率で２５％以上再
結晶しない温度域をいい、本発明の範囲の鋼では９００
℃以下である。

【００１４】また、オーステナイト未再結晶域での累積
圧下率とは、オーステナイト未再結晶域の上限の温度で
の板厚をｔu とし、製品板厚をｔf とするとき、｛（ｔ
u −ｔf ）／ｔu ｝×１００（％）のことをいう。

【００１５】（ニ）上記（ハ）の圧延を付与されたオー
ステナイトから後記する直接焼入れをおこないＢの焼入
性向上効果を得るには、通常の再加熱焼入れに用いる量
よりも多くする必要がある。それより少ないと、直接焼
入れにおいてはＢ本来の効果を十分得ることができな
い。

【００１６】図１は、本発明によるスラブ熱処理、圧延
および直接焼入れ焼戻しの方法を示す図面である。この
うち、スラブ熱処理の内容は上記（イ）の、また圧延は
上記（ハ）の技術的内容に基づいておこなわれる。ま
た、直接焼入れにおいて十分な焼入性を確保したうえで
良好な靱性を得るために必要な技術的内容は、上記
（ロ）および（ニ）に示されている。

【００１７】本発明は、これら化学組成、圧延および熱
処理条件を組み合わせて完成されたもので、下記の製造
方法を要旨とする（図１参照）。

【００１８】（１）重量％にて、Ｃ：０．０２〜０．１
２％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．４〜１．５％、
Ｃｕ：０〜０．６％、Ｎｉ：０．５〜６％、Ｃｒ：０〜
０．８％、Ｍｏ：０〜０．８％、Ｖ：０．０７〜０．１
５％、Ｂ：０．０００８〜０．００２５％、Ｔｉ：０．
００５〜０．０３％、ｓｏｌＡｌ：０．０１％以下およ
びＮ：０．００１〜０．００８％を含み、残部がＦｅお
よび不可避不純物からなる鋼を１１００〜１２００℃に
加熱し急冷したのち、Ａc₃点以上１０５０℃以下の温度
域に加熱し、未再結晶オーステナイト域での累積圧下率
が５０％以上となる条件でＡr₃点より高い温度で圧延を
終了し、そのまま３００℃以下まで水冷した後、６００
℃〜Ａc₁点の温度域で焼戻すことを特徴とする靱性およ
び溶接性に優れた高張力厚鋼板の製造方法。

【００１９】

【発明の実施の形態】まず、鋼の組成の限定理由につい
て説明する。化学組成の％表示は重量％をあらわす。

【００２０】１．化学組成 Ｃ：０．０２〜０．１２％ Ｃは強度上昇に有効であり、そのためには０．０２％以
上必要である。しかし、０．１２％を超えるとＨＡＺ硬
さが上昇し、溶接性を劣化させるため、上限を０．１２
％とする。ＨＡＺ硬さが高いということは、(1) 溶接低
温割れ性が高く、かつ(2) 同様な化学組成の同様な組織
で比較した場合に、靱性が低いことを意味する。

【００２１】Ｓｉ：０．３％以下 Ｓｉは脱酸および強度上昇に有効な元素であるが、０．
３％を超えるとＨＡＺの靱性を低下させるため０．３％
以下とする。Ａｌ脱酸時にＡｌの損失が大きくなるの
で、Ｓｉ脱酸はおこなうが、その結果として、鋼に残存
するＳｉ量は実質的に０でもよい。Ｓｉ脱酸の効果を安
定して得るためには、０．０２％以上とするのが望まし
い。

【００２２】Ｍｎ：０．４〜１．５％ Ｍｎは強度上昇に有効であり、そのためには、０．４％
以上必要である。しかし、１．５％を超えると靱性が劣
化するので、０．４〜１．５％とする。

【００２３】Ｃｕ：０〜０．６％ Ｃｕは添加しなくてよい。Ｃｕは強度上昇に有効なの
で、とくに高強度化を図る場合には添加してもよい。し
かし、０．６％を超えると靱性を劣化させるので、添加
する場合でも０．６％以下とする。靱性を劣化させず
に、強度を確保するには、０．２〜０．４％とすること
が望ましい。

【００２４】Ｎｉ：０．５〜６％ Ｎｉは靱性を改善するのに有効なので添加するが、０．
５％以上としないとその効果が小さい。しかし、６％を
超えるとコストアップに見合うだけの靱性改善が得られ
ないので０．５〜６％とする。

【００２５】Ｃｒ：０〜０．８％ Ｃｒは無添加でもよい。Ｃｒは、焼入性を向上させるの
で板厚が厚い場合には添加してもよい。しかし、０．８
％を超えると靱性が劣化するので、０．８％以下とす
る。靱性と強度のバランスを良好にするには、０．３〜
０．７％とすることが望ましい。

【００２６】Ｍｏ：０〜０．８％ Ｍｏは無添加でもよい。Ｍｏは焼入性を高め、焼戻し軟
化抵抗も増大させるので板厚が厚い場合およびより高い
ＴＳを確保するためには添加してもよい。しかし、０．
８％を超えると靱性が劣化するので、添加する場合でも
０．８％以下とする。靱性と強度のバランスを最適にす
るためには、０．３〜０．７％とすることが望ましい。

【００２７】Ｖ：０．０７〜０．１５％ Ｖは炭窒化物を析出して析出硬化により母材の強度を確
保するのに必要である。Ｃを低減したうえで十分な強度
を確保するには、０．０７％以上とすることが必須であ
る。しかし０．１５％を超えると、炭窒化物の析出量が
過剰となり靱性が劣化するので、０．０７〜０．１５％
とする。

【００２８】Ｂ：０．０００８〜０．００２５％ Ｂは、後記する直接焼入れにおいて、低Ｃ鋼の組織をマ
ルテンサイトと下部ベイナイトとするために、必要であ
る。Ｂは、Ｍ₂₃（ＣＢ）₆ やＢＮの状態では焼入性を高
めず、固溶Ｂの状態で粒界などの欠陥部に偏析して焼入
性を向上させる。再加熱焼入れにおいては、Ｂは０．０
００３％以上あれば焼入性を有効に高めるが、前記の知
見（ニ）に述べたように未再結晶域で５０％以上累積圧
下した高い格子欠陥密度のオーステナイトから直接焼入
れする場合は０．０００３％では不十分であり、０．０
００８％以上とする。しかし、０．００２５％を超える
と靱性が劣化するので、０．００２５％以下とする。

【００２９】Ｔｉ：０．００５〜０．０３％ Ｔｉは微量の含有量でＮをＴｉＮとして固定し結晶粒を
微細化し、同時に焼入性に必要な固溶Ｂを確保する。
０．００５％未満ではこのような効果を十分得られず、
いっぽう、０．０３％を超えると靱性が劣化するので、
０．００５〜０．０３％とする。

【００３０】ｓｏｌＡｌ：０．０１％以下 ｓｏｌＡｌは脱酸に働いた量を超えるＡｌが鋼に残存し
たものである。本発明方法では、意図的にｓｏｌＡｌを
残存させてもよいし、脱酸のみ行うだけでもよい。すな
わち、ｓｏｌＡｌが実質的に０でもよい。ただし、板厚
が厚いために圧延の全圧下率（｛( スラブ厚さ−製品板
厚) ／スラブ厚さ｝×１００(%) ）を５０％以上とれず
凝固時のピンホールの圧着が期待できない場合には、ピ
ンホールの発生を抑えるために凝固後の鋼中のｓｏｌＡ
ｌとして０．００１％以上残存させることが望ましい。
凝固後の鋼中のｓｏｌＡｌが０．００１％未満では、凝
固の進行中に酸素と結合してピンホールの発生を防止す
るのに必要なＡｌが不足する。

【００３１】ｓｏｌＡｌは、鋼中においてＡｌＮまたは
固溶Ａｌの状態で存在するＡｌである。ＡｌＮは結晶粒
の微細化に有効であるが、本発明方法においてはＡｌＮ
による組織の微細化は期待していない。ｓｏｌＡｌの大
部分は固溶Ａｌとなるが、ｓｏｌＡｌが０．０１％を超
えると、知見（ロ）に記載したように固溶Ａｌが多くな
り母材およびＨＡＺの靱性を低下させるので、意図的に
残存させる場合でも０．０１％以下とする。

【００３２】Ｎ：０．００１〜０．００８％ Ｎは、微細なＴｉ（ＣＮ）などの炭窒化物を生成してＨ
ＡＺの組織を微細化し硬さ上昇を抑制し、ＨＡＺ靱性お
よび耐溶接低温割れ性を向上させる。０．００１％未満
ではこのような効果を得ることができないが、０．００
８％を超えると粗大なＴｉ（ＣＮ）を生成し、これが脆
性破壊の起点になり母材およびＨＡＺの靱性を劣化させ
るので０．００１〜０．００８％とする。

【００３３】不可避的不純物：不可避的不純物のうち、
Ｐは０．０１％以下とすることが望ましい。０．０１％
を超えると、凝固する際に生成する偏析部にＰのみなら
ずＣ、Ｍｎ、Ｓなどを濃縮させ、硬さを高くして靱性と
溶接性を劣化させる。

【００３４】Ｓは、０．００７％以下とすることが望ま
しい。０．００７％を超えると、偏析部に粗大なＭｎＳ
を生成し、溶接低温割れの起点や水素性欠陥の起点とな
る。

【００３５】その他の不純物は、通常の精錬により得ら
れるレベルまで減少させる。

【００３６】次にスラブ熱処理、圧延および熱処理条件
について説明する。

【００３７】２．スラブ熱処理（図１（ａ）参照） 鋳造後の鋼（スラブ）には、Ｍ₂₃（ＣＢ）₆ 、ＢＮ、Ｖ
（ＣＮ）、ＡｌＮなどの粗大な析出物が析出し、これら
は低温加熱や短時間加熱では十分に固溶せず、焼入性の
低下や粗大析出物そのものによる靱性の低下が引き起こ
される。これをいちど固溶させるために、鋳造後のスラ
ブをいったん、１１００℃以上に加熱し、溶体化処理を
する。この溶体化温度が１１００℃未満では、析出物の
固溶は十分でなく、いっぽう１２００℃を超えるとオー
ステナイト粒が粗大化し、母材靱性に悪影響をおよぼす
ため、加熱温度は１１００〜１２００℃とする。また溶
体化温度に加熱後、スラブを徐冷すると、鋳造後と同
様、再び粗大な炭窒化物の析出がおこるので、スラブを
急冷する。冷却速度は０．２５℃／秒以上であることが
望ましく、これは通常の厚さのスラブでは水冷によって
十分可能である。

【００３８】３．圧延および熱処理条件（図１（ｂ）、
（ｃ）参照） 圧延前の加熱温度は、オーステナイト粒の粗大化を防止
するために、上限を１０５０℃とする。ただし、完全に
オーステナイト化しないと引張強さが不足し、同時に圧
延による異方性が発生するので加熱温度の下限はＡc₃点
とする。本発明の範囲内の鋼の場合、Ａc₃点はおよそ８
５０〜９１０℃の温度域となる。

【００３９】圧延は本発明において靱性を左右する重要
な製造プロセスである。十分に圧下を加え加工硬化した
オーステナイトからマルテンサイトおよびベイナイトに
変態させると、微細な組織となり優れた靱性が得られ
る。このためには、オーステナイトの未再結晶温度域で
少なくとも累積圧下率で５０％の圧延を施さなければな
らない。本発明の化学組成の範囲内の鋼の場合、オース
テナイトの未再結晶域はおよそ９００℃以下の温度域で
ある。

【００４０】また圧延終了温度がＡr₃点より低くなると
圧延機への負荷が大きくなりすぎるばかりでなく、圧延
による機械的性質の異方性が出現するため、圧延終了温
度はＡr₃点以上とする。上記のオーステナイト未再結晶
域の温度（上限温度９００℃）および圧延終了温度は、
表面温度を測定する輻射温度計による測定値により判断
することができる。本発明の範囲内の鋼を放冷した場
合、Ａr₃点はおよそ７００℃であるので、具体的な仕上
げ温度は表面温度で７００℃以上とする。

【００４１】圧延後、鋼板は“そのまま水冷”、すなわ
ち“水を冷却媒体として直接焼入れされる”必要があ
る。強度を確保するために、直接焼入れは表面温度にて
Ａr₃点以上からおこなうことが望ましい。ただし、圧延
終了から直接焼入れまでの間に、脱スケール、歪矯正、
鋼板全体の温度を均一化する加熱、直接焼入れ設備まで
の搬入などの処理があってもよく、表面性状や形状の整
った厚鋼板を製造するためにはむしろ好ましい。

【００４２】板厚中心まで良好な焼入れ組織（マルテン
サイトとベイナイトの混合組織）とするためには、水に
よる直接焼入れにおける冷却速度は板厚中心部にて５℃
／秒以上とすることが望ましい。

【００４３】また、水冷停止温度は、ベイナイト変態が
終了しマルテンサイト変態が十分進行する温度以下、す
なわち本発明の範囲内の組成では、表面温度で３００℃
以下まで冷却する。また、水冷は、水素性欠陥の発生を
防止するために室温まで冷却せずに、表面温度で１００
℃以上の温度域で水冷を停止することが望ましい。

【００４４】本発明の範囲内の化学組成では、焼戻し温
度が６００℃未満では、引張強さと靱性を最適な組み合
わせにすることが出来ないので、焼戻し温度は６００℃
以上とする。しかし、Ａc₁点を超えると強度が必要以上
に低下するので、焼戻し温度は６００℃〜Ａc₁点とす
る。本発明の範囲内の鋼の場合、Ａc₁点は６９５〜７２
５℃の範囲にある。

【００４５】

【実施例】つぎに実施例について説明する。

【００４６】表１は、本発明の実施および比較のために
用いた鋼の化学組成を表す一覧表である。また表２はこ
れら鋼のＡc₁点、Ａc₃点、ＣeqおよびＰcmを表す一覧表
である。これら鋼を７０トン転炉により溶製し、２００
ｍｍ厚さ×１０００ｍｍ幅×２５００ｍｍ高さの鋼塊
（スラブ）に鋳造した。

【００４７】表３は、これら鋼塊（スラブ）に対してお
こなった圧延および熱処理条件を示す一覧表である。同
表に示すように圧延後の鋼板の板厚は５０ｍｍと７５ｍ
ｍの２種類である。試番Ｈはスラブ熱処理をおこなわな
かったものであり、また試番Ｉはスラブを加熱後グラス
ウールのカバーをして徐冷をしたもので冷却速度は中心
部で０．０５℃／秒である。水冷をおこなったそのほか
の試番のスラブ中心部の冷却速度は１℃／秒である。表
３に示す圧延仕上げ温度は、表面温度計により実測した
値であり、いずれも近似的にＡr₃点とみなせる７００℃
より高い温度である。また、計算により所定の表面温度
になるように所定の時間水冷したのち水冷を停止した水
冷停止温度は、計算上での表面温度である。直接焼入れ
における冷却速度は、試番Ｊの空冷の場合は０．２℃／
秒であり、そのほかの水冷の場合は、板厚５０ｍｍで２
５℃／秒、また板厚７５ｍｍでは２０℃／秒であり、こ
れまでの実験により経験的に知られている（ｔ／２）部
での冷却速度である。

【００４８】

【表１】

【００４９】

【表２】

【００５０】

【表３】

【００５１】これら厚鋼板の板厚の（ｔ／４）部および
（ｔ／２）部より試験片を採取し、引張試験（JIS Z 22
41 : 試験片JIS Z 2201 4号試験片）および２ｍｍＶノ
ッチシャルピー衝撃試験（JIS Z 2212 : 試験片JIS Z
2202 4号試験片）をおこなった。溶接性の評価は、板厚
中心部から厚さ３２ｍｍの鋼板を切り出し、７８０ＭＰ
a 級のＳＡＷ溶接材料を用い、突き合わせたＶ開先に対
して層間温度１２５℃以上にて片面６層のＳＡＷを行っ
た。硬さは、溶接線に垂直な断面上で板面表層から３ｍ
ｍ、８ｍｍおよび１６ｍｍのＨＡＺ硬さを板面に平行に
１ｍｍピッチで測定（ＨＶ１０）し、そのうちの最高の
硬さをＨＡＺ硬さとして採用した。

【００５２】表４はこれらの結果を表す一覧表である。
同表によれば、本発明例の母材はいずれも板厚の（ｔ／
４）部および（ｔ／２）部の両方で、引張強さ７８０Ｍ
Ｐa以上、シャルピー衝撃試験において遷移温度−８０
℃以下を満足する。またＨＡＺの硬さは３５０ＨＶ１０
以下となっており、とくに試番Ｅ（鋼５）は、Ｃが０．
０５％と低いことを反映して２８７ＨＶ１０と低い値を
示す。

【００５３】

【表４】

【００５４】これに対して、比較例の試番Ｍ（鋼６）
は、母材の強度と靱性は優れているものの、ＨＡＺ硬さ
は４５１ＨＶ１０と高く、鋼のＣが０．１５％と高いこ
とを反映している。比較例の試番Ｎ〜Ｔは、Ｃがいずれ
も低いために、ＨＡＺ硬さは低いものの、母材の強度お
よび靱性をともに満足することはできない。また、本発
明の範囲内の鋼を用いた比較例の試番Ｆ〜Ｌは、スラブ
熱処理、圧延および熱処理のいずれかにおいて、本発明
の範囲外の条件を用いたために、やはり母材の強度と靱
性がともに良好なものになっていない。

【００５５】これは、Ｃが０．０８％以下と低い鋼に対
して従来方法を適用したのでは母材の強度と靱性の両方
を同時に満足することが困難であることを示している。
本発明方法によれば、ＨＡＺ硬さを低くするため低Ｃで
ありながら、母材の強度と靱性を同時に良好にすること
ができる。

【００５６】

【発明の効果】本発明方法により、良好な耐溶接低温割
れ性とＨＡＺ靱性等の溶接性を備え、引張強さ７８０Ｍ
Ｐa 以上、シャルピー衝撃試験の遷移温度−８０℃以下
という優れた靱性等の機械的性質を有する厚鋼板を多量
生産でき、大型鋼構造物の製作工数の短縮、費用軽減な
ど関連産業に非常に大きな効果を及ぼす。

【図面の簡単な説明】

【図１】図１は、本発明方法のスラブ熱処理、圧延およ
び直接焼入れ焼戻しの方法を示す図面である。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％にて、Ｃ：０．０２〜０．１２％、
   Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．４〜１．５％、Ｃｕ：
   ０〜０．６％、Ｎｉ：０．５〜６％、Ｃｒ：０〜０．８
   ％、Ｍｏ：０〜０．８％、Ｖ：０．０７〜０．１５％、
   Ｂ：０．０００８〜０．００２５％、Ｔｉ：０．００５
   〜０．０３％、ｓｏｌＡｌ：０．０１％以下およびＮ：
   ０．００１〜０．００８％を含み、残部がＦｅおよび不
   可避不純物からなる鋼を１１００〜１２００℃に加熱し
   急冷したのち、Ａc₃点以上１０５０℃以下の温度域に加
   熱し、未再結晶オーステナイト域での累積圧下率が５０
   ％以上となる条件でＡr₃点より高い温度で圧延を終了
   し、そのまま３００℃以下まで水冷した後、６００℃〜
   Ａc₁点の温度域で焼戻すことを特徴とする靱性および溶
   接性に優れた高張力厚鋼板の製造方法。