JPH1017929A - 溶接性および板厚中心部の靭性に優れた厚物６００ｎ級鋼の製造方法 - Google Patents
溶接性および板厚中心部の靭性に優れた厚物６００ｎ級鋼の製造方法Info
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- JPH1017929A JPH1017929A JP16740596A JP16740596A JPH1017929A JP H1017929 A JPH1017929 A JP H1017929A JP 16740596 A JP16740596 A JP 16740596A JP 16740596 A JP16740596 A JP 16740596A JP H1017929 A JPH1017929 A JP H1017929A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】溶接性と板厚中心部の靭性に優れた６００Ｎ／
ｍｍ2 級の厚物の高張力鋼板の製造方法を提供すること
を課題とする。 【解決手段】 重量％で、C:0.06〜0.1%、Mn：0.5 〜1.
6%、P:0.015%以下、S:0.015%以下、Mo：0.01〜0.5%、N
b：0.003 〜0.05% 、Al：0.005 〜0.1%、N:0.0005〜0.0
08%、Ti：0.005%未満、B:0.0002% 未満を含み、Pcm 値
が0.2 以下で、かつ、1000〜1250℃に設定された加熱温
度ＴH （℃）を用いて、log{(Nb)×(C+12N/14)}=2.26-6
770/(T+273.15)により計算される固溶Nb量を有効Nb量と
し、厚さt(mm) とした場合に1500×有効Nb+800×V+675
×Ceq ≧t+210 関係を満たす鋼を、前記ＴH に加熱後圧
延するに際し、板厚1/2tの温度をT ℃とした場合に、１
パスあたり1.5 ×103 ×exp(-5.5×10-3×T)% で表され
る圧下率ε以上で圧延し、終了後、Ar3 変態点以上から
直接焼入し、次いで、Ａｃ1 変態点以下の温度に焼戻し
処理する。
ｍｍ2 級の厚物の高張力鋼板の製造方法を提供すること
を課題とする。 【解決手段】 重量％で、C:0.06〜0.1%、Mn：0.5 〜1.
6%、P:0.015%以下、S:0.015%以下、Mo：0.01〜0.5%、N
b：0.003 〜0.05% 、Al：0.005 〜0.1%、N:0.0005〜0.0
08%、Ti：0.005%未満、B:0.0002% 未満を含み、Pcm 値
が0.2 以下で、かつ、1000〜1250℃に設定された加熱温
度ＴH （℃）を用いて、log{(Nb)×(C+12N/14)}=2.26-6
770/(T+273.15)により計算される固溶Nb量を有効Nb量と
し、厚さt(mm) とした場合に1500×有効Nb+800×V+675
×Ceq ≧t+210 関係を満たす鋼を、前記ＴH に加熱後圧
延するに際し、板厚1/2tの温度をT ℃とした場合に、１
パスあたり1.5 ×103 ×exp(-5.5×10-3×T)% で表され
る圧下率ε以上で圧延し、終了後、Ar3 変態点以上から
直接焼入し、次いで、Ａｃ1 変態点以下の温度に焼戻し
処理する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、橋梁、タンク、鉄
管、倉庫、建築物などの鉄鋼構造物に用いられる溶接性
と板厚中心部の靭性に優れた板厚５０ｍｍ以上の極厚６
００Ｎ／ｍｍ2 級の高張力鋼の製造方法に関する。
管、倉庫、建築物などの鉄鋼構造物に用いられる溶接性
と板厚中心部の靭性に優れた板厚５０ｍｍ以上の極厚６
００Ｎ／ｍｍ2 級の高張力鋼の製造方法に関する。
【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
を目的として低Ｃ化とＴｉ−Ｂ添加を特徴とした技術が
特開昭４９−３７８１４号公報、特公平４−１３４０６
号公報などに開示されている。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／ｍｍ2
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が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靭性劣化をもたらすため好ま
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
を目的として低Ｃ化とＴｉ−Ｂ添加を特徴とした技術が
特開昭４９−３７８１４号公報、特公平４−１３４０６
号公報などに開示されている。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／ｍｍ2
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が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靭性劣化をもたらすため好ま
しくない。
【０００３】また、特開平２−２０５６２７号公報に
は、直接焼入法を用いて靭性の優れた６００Ｎ／ｍｍ2
級高張力鋼を製造する方法が開示されている。この技術
はＮｂとＢとの複合添加を必須としているため、上記技
術と同様、Ｂ添加による弊害が懸念され、その実施例か
らは適用可能な板厚範囲が５０ｍｍ程度までと推測され
る。
は、直接焼入法を用いて靭性の優れた６００Ｎ／ｍｍ2
級高張力鋼を製造する方法が開示されている。この技術
はＮｂとＢとの複合添加を必須としているため、上記技
術と同様、Ｂ添加による弊害が懸念され、その実施例か
らは適用可能な板厚範囲が５０ｍｍ程度までと推測され
る。
【０００４】Ｂを添加しない技術が、特開平５−３３１
５３８号、特公昭６０−９０８６号、特開平２−２５４
１１９号、特開昭５９−１１３１２０号、特公昭６１−
１２９７０号、特公平２−８３２２号、特開昭５３−１
１９２１９号の各公報に開示されている。
５３８号、特公昭６０−９０８６号、特開平２−２５４
１１９号、特開昭５９−１１３１２０号、特公昭６１−
１２９７０号、特公平２−８３２２号、特開昭５３−１
１９２１９号の各公報に開示されている。
【０００５】これらのうち、特開平５−３３１５３８号
公報に示された技術は、５００Ｎ／ｍｍ2 級非調質高張
力鋼に関するものであり、本発明が目的とする６００Ｎ
／ｍｍ2 級高張力鋼を得るものではない。
公報に示された技術は、５００Ｎ／ｍｍ2 級非調質高張
力鋼に関するものであり、本発明が目的とする６００Ｎ
／ｍｍ2 級高張力鋼を得るものではない。
【０００６】また、特公昭６０−９０８６号、特開平２
−２５４１１９号、特開昭５９−１１３１２０号の各公
報に示される技術はいずれも６００Ｎ／ｍｍ2 級非調質
高張力鋼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
とが見出される。
−２５４１１９号、特開昭５９−１１３１２０号の各公
報に示される技術はいずれも６００Ｎ／ｍｍ2 級非調質
高張力鋼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
とが見出される。
【０００７】特公昭６１−１２９７０号公報に開示され
た技術は、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、３０ｍｍ
を超える板厚への適用に関する記載は全くない。
た技術は、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、３０ｍｍ
を超える板厚への適用に関する記載は全くない。
【０００８】特開平２−８３２２号公報に開示された技
術は、低Ｃ化とＭｏ、Ｎｂ、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。その明細書には適用板厚に関する
記載がないが、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る。
術は、低Ｃ化とＭｏ、Ｎｂ、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。その明細書には適用板厚に関する
記載がないが、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る。
【０００９】また、特開昭５３−１１９２１９号公報に
開示された技術は、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
超える比較的多量のＮｂ添加により再加熱時に未固溶Ｎ
ｂ炭窒化物を残存せしめ、結晶粒の粗大化を防止し、主
に母材の靭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にＮｂ、Ｖに加えてさら
にＮｉ、Ｍｏの添加が実質的に必須となり、かつ板厚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０．２０を上回り溶
接性に劣る。
開示された技術は、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
超える比較的多量のＮｂ添加により再加熱時に未固溶Ｎ
ｂ炭窒化物を残存せしめ、結晶粒の粗大化を防止し、主
に母材の靭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にＮｂ、Ｖに加えてさら
にＮｉ、Ｍｏの添加が実質的に必須となり、かつ板厚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０．２０を上回り溶
接性に劣る。
【００１０】以上の他に特開昭６０−１７４８２０号公
報の実施例の中に、一例のみ６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力
鋼を示唆する発明例が示されているが、これは化学成分
から明らかなように、Ｂの活用により達成されたもので
ある。
報の実施例の中に、一例のみ６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力
鋼を示唆する発明例が示されているが、これは化学成分
から明らかなように、Ｂの活用により達成されたもので
ある。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】以上のように、溶接割
れ感受性に優れた６００Ｎ／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
保により達成されており、また、健全な溶接継手の確保
につながるＢ無添加の化学成分系により優れた溶接割れ
感受性を達成したものはその板厚が高々５０ｍｍ程度の
薄い鋼板に限られる。
れ感受性に優れた６００Ｎ／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
保により達成されており、また、健全な溶接継手の確保
につながるＢ無添加の化学成分系により優れた溶接割れ
感受性を達成したものはその板厚が高々５０ｍｍ程度の
薄い鋼板に限られる。
【００１２】換言すると、板厚の厚い６００Ｎ／ｍｍ2
級調質型高張力鋼は、従来再加熱焼入れ焼戻しプロセス
のみにより達成され、必然的に６００Ｎ／ｍｍ2 級の強
度を確保するため溶接性を犠牲としてＢ添加または高Ｃ
化や高合金添加およびこれらの複合による重畳作用に頼
らざるを得ないのが実状である。
級調質型高張力鋼は、従来再加熱焼入れ焼戻しプロセス
のみにより達成され、必然的に６００Ｎ／ｍｍ2 級の強
度を確保するため溶接性を犠牲としてＢ添加または高Ｃ
化や高合金添加およびこれらの複合による重畳作用に頼
らざるを得ないのが実状である。
【００１３】そこで、直接焼入れプロセスにより、低Ｃ
−低合金さらにはＢ無添加にて厚肉材を提供しようとす
る試みがなされているが、板厚中央部の機械的性質、特
に靭性が全く確保されないという問題が顕在化してい
る。
−低合金さらにはＢ無添加にて厚肉材を提供しようとす
る試みがなされているが、板厚中央部の機械的性質、特
に靭性が全く確保されないという問題が顕在化してい
る。
【００１４】すなわち、溶接性と板厚中心部の機械的性
質に優れた板厚の厚い６００Ｎ／ｍｍ2 級の調質型高張
力鋼は現在まで得られていない。本発明はかかる事情に
鑑みてなされたものであって、溶接性と板厚中心部の靭
性に優れた６００Ｎ／ｍｍ2 級の厚物の高張力鋼板の製
造方法を提供することを課題とする。
質に優れた板厚の厚い６００Ｎ／ｍｍ2 級の調質型高張
力鋼は現在まで得られていない。本発明はかかる事情に
鑑みてなされたものであって、溶接性と板厚中心部の靭
性に優れた６００Ｎ／ｍｍ2 級の厚物の高張力鋼板の製
造方法を提供することを課題とする。
【００１５】
【課題を解決するための手段】溶接割れ感受性を改善す
るためには、 Ｐｃｍ＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ
／２０）＋（Ｎｉ／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こと
が知られている。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靭性の劣化が
懸念される。
るためには、 Ｐｃｍ＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ
／２０）＋（Ｎｉ／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こと
が知られている。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靭性の劣化が
懸念される。
【００１６】そこで、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、板厚の厚い６００Ｎ／ｍｍ
2 級高張力鋼板を得るには、従来の再加熱焼入れ焼戻し
プロセスの適用では不可能であり、現状の技術では直接
焼入れ焼戻しプロセスを採用せざるを得ない。しかし、
板厚の厚い鋼材に直接焼入れ焼戻しプロセスを適用する
と、板厚中央部の靭性が確保されないことは上述のとお
りである。
全性の確保を両立させつつ、板厚の厚い６００Ｎ／ｍｍ
2 級高張力鋼板を得るには、従来の再加熱焼入れ焼戻し
プロセスの適用では不可能であり、現状の技術では直接
焼入れ焼戻しプロセスを採用せざるを得ない。しかし、
板厚の厚い鋼材に直接焼入れ焼戻しプロセスを適用する
と、板厚中央部の靭性が確保されないことは上述のとお
りである。
【００１７】本発明者らは、まず板厚の厚い鋼材に直接
焼入れ焼戻しプロセスを適用すると板厚中央部の靭性が
確保されない原因の究明およびその解決策、ならびにこ
れを具体的に実践するための方法を種々検討した結果、
以下の知見を得た。
焼入れ焼戻しプロセスを適用すると板厚中央部の靭性が
確保されない原因の究明およびその解決策、ならびにこ
れを具体的に実践するための方法を種々検討した結果、
以下の知見を得た。
【００１８】（１）第二相（炭化物）の微細分散化、軟
質化により脆性破壊発生特性を改善すれば良好な靭性を
確保することができる。 （２）第二相（炭化物）の微細分散化を図るための有効
手段は低Ｃ化である。低Ｃ化は溶接割れ感受性の改善に
も極めて有効である。しかし、極端な低Ｃ化は母材強度
を確保するために多量の合金元素添加を必要とし、コス
ト高を招くばかりか必要以上の焼入れ性が確保されるた
め、板厚中央部の粗大組織は硬質な上部ベイナイトとな
り、かえって板厚中心部の靭性劣化を招く。これを避け
るためには母材に０．０６％以上のＣを含有させて、焼
入れ性を高める合金元素の添加を最小限に止める必要が
ある。
質化により脆性破壊発生特性を改善すれば良好な靭性を
確保することができる。 （２）第二相（炭化物）の微細分散化を図るための有効
手段は低Ｃ化である。低Ｃ化は溶接割れ感受性の改善に
も極めて有効である。しかし、極端な低Ｃ化は母材強度
を確保するために多量の合金元素添加を必要とし、コス
ト高を招くばかりか必要以上の焼入れ性が確保されるた
め、板厚中央部の粗大組織は硬質な上部ベイナイトとな
り、かえって板厚中心部の靭性劣化を招く。これを避け
るためには母材に０．０６％以上のＣを含有させて、焼
入れ性を高める合金元素の添加を最小限に止める必要が
ある。
【００１９】（３）一方、０．１％以上のＣ添加は溶接
割れ感受性を高め、かつＮｂ添加を前提とした場合、継
手靭性を劣化させるばかりか第二相の硬質化、凝集粗大
化につながり、上記（１）の効果を達成することができ
ない。
割れ感受性を高め、かつＮｂ添加を前提とした場合、継
手靭性を劣化させるばかりか第二相の硬質化、凝集粗大
化につながり、上記（１）の効果を達成することができ
ない。
【００２０】（４）直接焼入れ法の採用により、圧延加
熱時に固溶させた有効Ｎｂによる焼入れ性向上効果を活
用することができる。これにより、焼入れ性確保を目的
とした他の合金元素の添加量を削減することができる。
また、有効Ｎｂは炭化物を微細分散化する作用があり上
記（１）の効果を得るために極めて有効である。
熱時に固溶させた有効Ｎｂによる焼入れ性向上効果を活
用することができる。これにより、焼入れ性確保を目的
とした他の合金元素の添加量を削減することができる。
また、有効Ｎｂは炭化物を微細分散化する作用があり上
記（１）の効果を得るために極めて有効である。
【００２１】（５）直接焼入れ後の焼戻し処理により有
効Ｎｂは炭窒化物として析出硬化作用を発現する。これ
は、特に焼入れ時の冷却速度が表層と比べて必然的に遅
くなる板厚中心部の強度確保に有効である。すなわち、
これにより必要以上の焼き入れ性を確保することなく、
板厚中心部の強度を確保することができる。
効Ｎｂは炭窒化物として析出硬化作用を発現する。これ
は、特に焼入れ時の冷却速度が表層と比べて必然的に遅
くなる板厚中心部の強度確保に有効である。すなわち、
これにより必要以上の焼き入れ性を確保することなく、
板厚中心部の強度を確保することができる。
【００２２】（６）Ｎｂ、Ｖといった析出硬化元素の寄
与を含めて、鋼板厚に応じた合金元素の必要添加量を把
握し、溶接割れ感受性を阻害しないための条件および必
要以上の焼入れ性を付与させない観点から最適合金元素
添加範囲を明確にした。
与を含めて、鋼板厚に応じた合金元素の必要添加量を把
握し、溶接割れ感受性を阻害しないための条件および必
要以上の焼入れ性を付与させない観点から最適合金元素
添加範囲を明確にした。
【００２３】（７）以上のことによりＢ添加は不要とな
る。むしろ積極的に溶接継手の健全性を確保するため
に、その混入を規制する必要がある。また、Ｂを有効に
活用する観点から添加されるＴｉは添加する必要はな
く、安定に良好な母材靭性を得るうえではむしろＴｉは
添加しないことが好ましい。
る。むしろ積極的に溶接継手の健全性を確保するため
に、その混入を規制する必要がある。また、Ｂを有効に
活用する観点から添加されるＴｉは添加する必要はな
く、安定に良好な母材靭性を得るうえではむしろＴｉは
添加しないことが好ましい。
【００２４】（８）厚物鋼板は、圧下量の制約から１パ
スあたりの圧下率が小さい。また、形状調整のため５％
以下の軽圧下を加える場合もある。このため、再結晶オ
ーステナイト粒が十分細粒化されず、優れた母材靭性を
有する鋼板を安定して製造することが困難である。しか
し、板厚中心部の温度に応じて圧下率を設定することに
より、優れた母材靭性を有する鋼板を安定して製造する
ことが可能となる。
スあたりの圧下率が小さい。また、形状調整のため５％
以下の軽圧下を加える場合もある。このため、再結晶オ
ーステナイト粒が十分細粒化されず、優れた母材靭性を
有する鋼板を安定して製造することが困難である。しか
し、板厚中心部の温度に応じて圧下率を設定することに
より、優れた母材靭性を有する鋼板を安定して製造する
ことが可能となる。
【００２５】本発明はこのような知見に基づいてなされ
たものであり、重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１％、Ｍ
ｎ：０．５〜１．６％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：
０．０１５％以下、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：
０．００３〜０．０５％、Ａｌ：０．００５〜０．１
％、Ｎ：０．０００５〜０．００８％、Ｔｉ：０．００
５％未満、Ｂ：０．０００２％未満を含み、 Ｐｃｍ＝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０．２以下であり、かつ１００
０〜１２５０℃の温度範囲に設定された加熱温度ＴH
（℃）を用いてｌｏｇ｛（Ｎｂ）×（Ｃ＋１２Ｎ／１
４）｝＝２．２６−６７７０／（ＴH ＋２７３．１５）
の関係式により計算される固溶Ｎｂを有効Ｎｂ量とし、
さらに Ｃｅｑ＝Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋（Ｓｉ／２４）＋（Ｎｉ／
４０）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／４）＋（Ｖ／１４） で定義されるＣｅｑ値、前記有効Ｎｂ量、Ｖ含有量、お
よび鋼板の厚さｔ（ｍｍ）が １５００×有効Ｎｂ＋８００×Ｖ＋６７５×Ｃｅｑ≧ｔ
＋２１０ の関係を満たす鋼を、１０００〜１２５０℃の温度範囲
の前記ＴH に加熱後圧延するに際し、板厚１／２ｔの温
度をＴ℃とした場合に、１パスあたり １．５×１０3 ×ｅｘｐ（−５．５×１０-3×Ｔ）％ で表される圧下率ε以上の圧下率で圧延し、圧延終了
後、Ａｒ3 変態点以上から直接焼入し、次いで、Ａｃ1
変態点以下の温度に焼戻し処理することを特徴とする溶
接性および板厚中心部の靭性に優れた厚物６００Ｎ級鋼
の製造方法を提供するものである。
たものであり、重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１％、Ｍ
ｎ：０．５〜１．６％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：
０．０１５％以下、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：
０．００３〜０．０５％、Ａｌ：０．００５〜０．１
％、Ｎ：０．０００５〜０．００８％、Ｔｉ：０．００
５％未満、Ｂ：０．０００２％未満を含み、 Ｐｃｍ＝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０．２以下であり、かつ１００
０〜１２５０℃の温度範囲に設定された加熱温度ＴH
（℃）を用いてｌｏｇ｛（Ｎｂ）×（Ｃ＋１２Ｎ／１
４）｝＝２．２６−６７７０／（ＴH ＋２７３．１５）
の関係式により計算される固溶Ｎｂを有効Ｎｂ量とし、
さらに Ｃｅｑ＝Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋（Ｓｉ／２４）＋（Ｎｉ／
４０）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／４）＋（Ｖ／１４） で定義されるＣｅｑ値、前記有効Ｎｂ量、Ｖ含有量、お
よび鋼板の厚さｔ（ｍｍ）が １５００×有効Ｎｂ＋８００×Ｖ＋６７５×Ｃｅｑ≧ｔ
＋２１０ の関係を満たす鋼を、１０００〜１２５０℃の温度範囲
の前記ＴH に加熱後圧延するに際し、板厚１／２ｔの温
度をＴ℃とした場合に、１パスあたり １．５×１０3 ×ｅｘｐ（−５．５×１０-3×Ｔ）％ で表される圧下率ε以上の圧下率で圧延し、圧延終了
後、Ａｒ3 変態点以上から直接焼入し、次いで、Ａｃ1
変態点以下の温度に焼戻し処理することを特徴とする溶
接性および板厚中心部の靭性に優れた厚物６００Ｎ級鋼
の製造方法を提供するものである。
【００２６】また、上記方法において、上記鋼が、重量
％で、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｃｕ：０．０１〜
０．５％、Ｎｉ：０．０１〜１．５％、Ｃｒ：０．０１
〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｗ：０．０１〜
０．８％のうち１種以上をさらに含有することを特徴と
する溶接性および板厚中心部の靭性に優れた厚物６００
Ｎ級鋼の製造方法を提供するものである。
％で、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｃｕ：０．０１〜
０．５％、Ｎｉ：０．０１〜１．５％、Ｃｒ：０．０１
〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｗ：０．０１〜
０．８％のうち１種以上をさらに含有することを特徴と
する溶接性および板厚中心部の靭性に優れた厚物６００
Ｎ級鋼の製造方法を提供するものである。
【００２７】
【発明の実施の形態】以下、本発明における構成要件の
限定理由等について詳細に説明する。 （１）成分 本発明では、重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１％、Ｍ
ｎ：０．５〜１．６％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：
０．０１５％以下、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：
０．００３〜０．０５％、Ｎ：０．０００５〜０．００
８％、Ｔｉ：０．００５％未満、Ｂ：０．０００２％の
鋼を対象にする。また、選択成分として、重量％で、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．４％、Ｃｕ：０．００１〜０．５
％、Ｎｉ：０．０１〜１．５％、Ｃｒ：０．０１〜０．
５％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｗ：０．０１〜０．８
％のうち１種以上をさらに含有してもよい。
限定理由等について詳細に説明する。 （１）成分 本発明では、重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１％、Ｍ
ｎ：０．５〜１．６％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：
０．０１５％以下、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：
０．００３〜０．０５％、Ｎ：０．０００５〜０．００
８％、Ｔｉ：０．００５％未満、Ｂ：０．０００２％の
鋼を対象にする。また、選択成分として、重量％で、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．４％、Ｃｕ：０．００１〜０．５
％、Ｎｉ：０．０１〜１．５％、Ｃｒ：０．０１〜０．
５％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｗ：０．０１〜０．８
％のうち１種以上をさらに含有してもよい。
【００２８】Ｃ： Ｃ量が０．０６％未満では０．３％
以上のＭｏ添加や、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒなどの焼き入れ性
向上元素の添加が必要となり、コスト高、板厚中央部の
靭性劣化、溶接性の劣化を招く。また、特に本発明の鋼
に大入熱溶接を施す場合、Ｃ含有量が０．０６％未満で
は溶接金属への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。一方、Ｃ含
有量が０．１％を超えると、溶接割れ感受性を高め、か
つＮｂ添加を前提とした場合、継手靭性を劣化させるば
かりか第二相の硬質化、凝集粗大化につながってしま
う。したがって、Ｃ含有量を０．０６〜０．１％の範囲
とする。
以上のＭｏ添加や、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒなどの焼き入れ性
向上元素の添加が必要となり、コスト高、板厚中央部の
靭性劣化、溶接性の劣化を招く。また、特に本発明の鋼
に大入熱溶接を施す場合、Ｃ含有量が０．０６％未満で
は溶接金属への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。一方、Ｃ含
有量が０．１％を超えると、溶接割れ感受性を高め、か
つＮｂ添加を前提とした場合、継手靭性を劣化させるば
かりか第二相の硬質化、凝集粗大化につながってしま
う。したがって、Ｃ含有量を０．０６〜０．１％の範囲
とする。
【００２９】Ｍｎ： Ｍｎは母材強度と溶接強度とを確
保する上で有効に作用し、その効果は０．５％以上で発
揮される。しかし、１．６％を超えると溶接割れ感受性
を高め、必要以上の焼入れ性をもたらす。したがって、
Ｍｎの含有量を０．５〜１．６％の範囲とする。
保する上で有効に作用し、その効果は０．５％以上で発
揮される。しかし、１．６％を超えると溶接割れ感受性
を高め、必要以上の焼入れ性をもたらす。したがって、
Ｍｎの含有量を０．５〜１．６％の範囲とする。
【００３０】Ｍｏ： Ｍｏは母材強度と溶接強度とを確
保する上で有効に作用し、その効果は０．０１％以上で
発揮される。しかし、その量が０．５％を超えると、溶
接割れ感受性を高め、溶接継手靭性を劣化させる傾向が
ある。したがって、Ｍｏ含有量を０．０１〜０．３％の
範囲とする。
保する上で有効に作用し、その効果は０．０１％以上で
発揮される。しかし、その量が０．５％を超えると、溶
接割れ感受性を高め、溶接継手靭性を劣化させる傾向が
ある。したがって、Ｍｏ含有量を０．０１〜０．３％の
範囲とする。
【００３１】Ｎｂ： Ｎｂは、上述したように、固溶さ
せることにより焼入れ性を向上させ、かつ炭窒化物を形
成することにより析出硬化をもたらす元素であり、これ
らの効果は、０．００５％以上の添加により発揮され
る。一方、０．０５％を超えて添加した場合には溶接継
手靭性を劣化させる傾向にある。したがって、Ｎｂ含有
量を０．００５〜０．０５％の範囲とする。
せることにより焼入れ性を向上させ、かつ炭窒化物を形
成することにより析出硬化をもたらす元素であり、これ
らの効果は、０．００５％以上の添加により発揮され
る。一方、０．０５％を超えて添加した場合には溶接継
手靭性を劣化させる傾向にある。したがって、Ｎｂ含有
量を０．００５〜０．０５％の範囲とする。
【００３２】Ａｌ： Ａｌは鋼の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される元素
であり、このような効果を発揮するためには０．００５
％以上含有される。しかし、０．１％を超えると母材靭
性を損なう。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜
０．１％の範囲とする。
の微細化による母材靭性の確保のために添加される元素
であり、このような効果を発揮するためには０．００５
％以上含有される。しかし、０．１％を超えると母材靭
性を損なう。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜
０．１％の範囲とする。
【００３３】Ｔｉ： Ｔｉの添加により母材性能に不安
定さが生じるため、Ｔｉは不純物元素として０．００５
％未満に規制する。 Ｂ： Ｂは焼き入れに有効に働く元素であるが、本発明
ではこのような目的でＢを添加を用いる必要がなく、む
しろ熱影響部を硬化させるので好ましくない。したがっ
て、本発明ではＢを積極的には添加せず、不純物元素と
して上述のような悪影響が生じない０．０００２％未満
に規制する。
定さが生じるため、Ｔｉは不純物元素として０．００５
％未満に規制する。 Ｂ： Ｂは焼き入れに有効に働く元素であるが、本発明
ではこのような目的でＢを添加を用いる必要がなく、む
しろ熱影響部を硬化させるので好ましくない。したがっ
て、本発明ではＢを積極的には添加せず、不純物元素と
して上述のような悪影響が生じない０．０００２％未満
に規制する。
【００３４】Ｎ： Ｎは、Ａｌ、Ｎｂなどと反応して析
出物を形成することでミクロ組織を微細化し、母材靭性
を向上させるため、および焼戻し時にＮｂ、Ｖなどと反
応して析出硬化を生じさせることによる強度確保のため
に添加される。しかし、この量が０．０００５％未満で
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、また０．００８％を超えるとむしろ母材お
よび溶接継手の靭性を損なう。
出物を形成することでミクロ組織を微細化し、母材靭性
を向上させるため、および焼戻し時にＮｂ、Ｖなどと反
応して析出硬化を生じさせることによる強度確保のため
に添加される。しかし、この量が０．０００５％未満で
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、また０．００８％を超えるとむしろ母材お
よび溶接継手の靭性を損なう。
【００３５】Ｐ、Ｓ： Ｐ、Ｓはいずれも不純物元素で
あり、健全な母材および溶接継手を得るために０．０１
５％以下に規制される。 Ｓｉ： Ｓｉは母材強度と大入熱溶接強度を確保する上
で有効に作用し、その効果は０．０１％以上で発揮され
る。しかし、０．４％を超えると溶接割れ感受性を高
め、溶接継手靭性を劣化させる。したがって、Ｓｉを添
加する場合には、その含有量を０．０１〜０．４％の範
囲とする。
あり、健全な母材および溶接継手を得るために０．０１
５％以下に規制される。 Ｓｉ： Ｓｉは母材強度と大入熱溶接強度を確保する上
で有効に作用し、その効果は０．０１％以上で発揮され
る。しかし、０．４％を超えると溶接割れ感受性を高
め、溶接継手靭性を劣化させる。したがって、Ｓｉを添
加する場合には、その含有量を０．０１〜０．４％の範
囲とする。
【００３６】Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ： Ｃｕ、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。Ｎｉはさ
らに靭性を改善する作用を有する。これらの合金元素は
本発明において化学成分の限定式の範囲内で選択的に添
加することができる。特に、Ｍｎの一部をこれらの元素
に置き換えることで靭性の向上や偏析の軽減などを期待
することができる。しかし、これらは０．０１％未満で
はこのような効果が有効に発揮されず、また必要以上の
焼入れ性を確保させない点を考慮して、Ｃｕ、Ｃｒは
０．０１〜０．５％、Ｎｉは０．０１〜１．５％以下と
する。
よび溶接継手強度を向上させる効果を有する。Ｎｉはさ
らに靭性を改善する作用を有する。これらの合金元素は
本発明において化学成分の限定式の範囲内で選択的に添
加することができる。特に、Ｍｎの一部をこれらの元素
に置き換えることで靭性の向上や偏析の軽減などを期待
することができる。しかし、これらは０．０１％未満で
はこのような効果が有効に発揮されず、また必要以上の
焼入れ性を確保させない点を考慮して、Ｃｕ、Ｃｒは
０．０１〜０．５％、Ｎｉは０．０１〜１．５％以下と
する。
【００３７】Ｖ： Ｖは母材強度と大入熱溶接強度を確
保する上で有効に作用し、その効果は０．０１％以上で
発揮される。しかし、０．１％を超えると溶接割れ感受
性を高め、かつ母材靭性を損なう。したがって、Ｖを添
加する場合には、その含有量を０．０１〜０．１％の範
囲とする。
保する上で有効に作用し、その効果は０．０１％以上で
発揮される。しかし、０．１％を超えると溶接割れ感受
性を高め、かつ母材靭性を損なう。したがって、Ｖを添
加する場合には、その含有量を０．０１〜０．１％の範
囲とする。
【００３８】Ｗ： Ｗは母材強度を確保する上で有効に
作用し、その効果は０．０１％以上で発揮される。しか
し、０．８％を超えると経済性を損なう。したがって、
Ｗを添加する場合には、その含有量を０．０１〜０．８
％の範囲とする。
作用し、その効果は０．０１％以上で発揮される。しか
し、０．８％を超えると経済性を損なう。したがって、
Ｗを添加する場合には、その含有量を０．０１〜０．８
％の範囲とする。
【００３９】（２）Ｐｃｍ Ｐｃｍは溶接割れ感受性を表わす指数であり、 Ｐｃｍ＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ
／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／
１５）＋（Ｖ／１０）＋５Ｂ で定義される。本発明では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この値を０．２以下とす
る。
／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／
１５）＋（Ｖ／１０）＋５Ｂ で定義される。本発明では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この値を０．２以下とす
る。
【００４０】（３）１５００×有効Ｎｂ＋８００×Ｖ＋
６７５×Ｃｅｑ この値は母材の板厚１／２ｔにおける強度を表わす指数
であり、本発明の分野で一般的に知られている炭素当量
Ｃｅｑ＝Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋（Ｓｉ／２４）＋（Ｎｉ／
４０）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／４）＋（Ｖ／１４）に
本発明にとって重要な有効ＮｂとＶの寄与を加味し、さ
らに概ね４０〜１００ｍｍ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。なお、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。
ここで、６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼に分類されるＪＩ
Ｓ Ｇ３１０６ ＳＭ５７０Ｑに適合する鋼板を得るた
めには、上記１５００×有効Ｎｂ＋８００×Ｖ＋６７５
×Ｃｅｑが板厚ｔ（ｍｍ）に２１０を加えた値を上回る
必要がある。なお、本発明が対象とする板厚範囲は上記
式で考慮された概ね４０〜１００ｍｍの範囲である。
６７５×Ｃｅｑ この値は母材の板厚１／２ｔにおける強度を表わす指数
であり、本発明の分野で一般的に知られている炭素当量
Ｃｅｑ＝Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋（Ｓｉ／２４）＋（Ｎｉ／
４０）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／４）＋（Ｖ／１４）に
本発明にとって重要な有効ＮｂとＶの寄与を加味し、さ
らに概ね４０〜１００ｍｍ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。なお、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。
ここで、６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼に分類されるＪＩ
Ｓ Ｇ３１０６ ＳＭ５７０Ｑに適合する鋼板を得るた
めには、上記１５００×有効Ｎｂ＋８００×Ｖ＋６７５
×Ｃｅｑが板厚ｔ（ｍｍ）に２１０を加えた値を上回る
必要がある。なお、本発明が対象とする板厚範囲は上記
式で考慮された概ね４０〜１００ｍｍの範囲である。
【００４１】ここで、有効Ｎｂは、上記化学組成を有す
る鋼を熱間圧延する際に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）の関係式により計算される固溶Ｎｂ量
である。
る鋼を熱間圧延する際に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）の関係式により計算される固溶Ｎｂ量
である。
【００４２】（４）製造条件 本発明においては、上記鋼を１０００〜１２５０℃の温
度範囲の前記ＴH に加熱後圧延するに際し、板厚１／２
ｔの温度をＴ℃とした場合に、１パスあたり１．５×１
０3 ×ｅｘｐ（−５．５×１０-3×Ｔ）％で表される圧
下率εで圧延し、圧延終了後、Ａｒ3 変態点以上から直
接焼入し、次いで、Ａｃ1 変態点以下の温度に焼戻し処
理する。
度範囲の前記ＴH に加熱後圧延するに際し、板厚１／２
ｔの温度をＴ℃とした場合に、１パスあたり１．５×１
０3 ×ｅｘｐ（−５．５×１０-3×Ｔ）％で表される圧
下率εで圧延し、圧延終了後、Ａｒ3 変態点以上から直
接焼入し、次いで、Ａｃ1 変態点以下の温度に焼戻し処
理する。
【００４３】・熱間圧延前の加熱温度：合金の均質化と
有効Ｎｂの確保固溶を図るため、加熱温度は１０００℃
以上に設定する。しかし、加熱温度が１２５０℃を超え
るとミクロ組織の粗大化により母材の靭性が確保されな
くなるので、上限を１２５０℃とする。
有効Ｎｂの確保固溶を図るため、加熱温度は１０００℃
以上に設定する。しかし、加熱温度が１２５０℃を超え
るとミクロ組織の粗大化により母材の靭性が確保されな
くなるので、上限を１２５０℃とする。
【００４４】・圧延条件：板厚中心部を細粒化させ、靭
性を確保するためには、板厚１／２ｔの温度Ｔ℃に対
し、１パスあたりε＝１．５×１０3 ×ｅｘｐ（−５．
５×１０-3×Ｔ）％以上の圧下率が必要である。この圧
下率未満の圧下を加えた場合、巨大粒が形成され、靭性
が著しく低下する。
性を確保するためには、板厚１／２ｔの温度Ｔ℃に対
し、１パスあたりε＝１．５×１０3 ×ｅｘｐ（−５．
５×１０-3×Ｔ）％以上の圧下率が必要である。この圧
下率未満の圧下を加えた場合、巨大粒が形成され、靭性
が著しく低下する。
【００４５】・直接焼入：本発明では、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
入れ処理を施す直接焼入れを行うことが必要である。強
制冷却は水等の冷却媒体を鋼板に均一に供給し、板厚１
／２ｔにて少なくとも１℃／ｓｅｃ以上の冷却速度を達
成させなければならない。
後、Ａｒ3 変態点を上回る温度の鋼板を強制冷却し、焼
入れ処理を施す直接焼入れを行うことが必要である。強
制冷却は水等の冷却媒体を鋼板に均一に供給し、板厚１
／２ｔにて少なくとも１℃／ｓｅｃ以上の冷却速度を達
成させなければならない。
【００４６】・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、
本発明では有効Ｎｂによる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。しかし、Ａｃ1 変
態点を超える温度で焼戻しを行うと強度の低下が著し
く、６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼としての強度が確保さ
れない。上記効果を有効に発揮するためには、後述する
表４にも示すように、焼戻しは５５０℃以上で実施する
ことが好ましい。
る性能変化に対する懸念を取り除くため実施されるが、
本発明では有効Ｎｂによる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。しかし、Ａｃ1 変
態点を超える温度で焼戻しを行うと強度の低下が著し
く、６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼としての強度が確保さ
れない。上記効果を有効に発揮するためには、後述する
表４にも示すように、焼戻しは５５０℃以上で実施する
ことが好ましい。
【００４７】
【実施例】以下、本発明の具体的な実施例について説明
する。表１に示す化学成分の鋼を溶製して鋳塊となし、
表２に示す製造条件にて所定の板厚に熱間圧延後、直接
焼入れし、さらに焼戻し処理を施し、供試鋼を得た。な
お、表２に示した供試鋼の圧延仕上温度はいずれも８５
０℃以上であり、焼戻し温度は５８０〜６８０℃の範囲
とした。また、一部の供試鋼については再加熱焼入れ、
焼戻し処理し、比較として用いた。さらに、後述する表
４に示すように、焼戻し温度に対する母材の性能変化を
表１のＡ鋼およびＤ鋼より確認した。
する。表１に示す化学成分の鋼を溶製して鋳塊となし、
表２に示す製造条件にて所定の板厚に熱間圧延後、直接
焼入れし、さらに焼戻し処理を施し、供試鋼を得た。な
お、表２に示した供試鋼の圧延仕上温度はいずれも８５
０℃以上であり、焼戻し温度は５８０〜６８０℃の範囲
とした。また、一部の供試鋼については再加熱焼入れ、
焼戻し処理し、比較として用いた。さらに、後述する表
４に示すように、焼戻し温度に対する母材の性能変化を
表１のＡ鋼およびＤ鋼より確認した。
【００４８】全ての供試鋼の板厚中央部より、引張試験
片およびシャルピー衝撃試験片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２に併記する。なお、
シャルピー衝撃試験においては、破面遷移温度が−４０
℃以下で、かつ、−４０℃での衝撃吸収エネルギーが平
均で１００Ｊ以上、個々の値が７０Ｊ以上である鋼板に
ついて靭性が良好であると判断した。
片およびシャルピー衝撃試験片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２に併記する。なお、
シャルピー衝撃試験においては、破面遷移温度が−４０
℃以下で、かつ、−４０℃での衝撃吸収エネルギーが平
均で１００Ｊ以上、個々の値が７０Ｊ以上である鋼板に
ついて靭性が良好であると判断した。
【００４９】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、温度２０℃湿度６０％の雰囲
気で、試験片初期温度２５℃に設定して行った。
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、温度２０℃湿度６０％の雰囲
気で、試験片初期温度２５℃に設定して行った。
【００５０】溶接性は、いくつかの供試材についてサブ
マージアーク溶接またはエレクトロガスアーク溶接によ
り継手を作製し、その強度を測定すると共に、靭性が最
も懸念されるボンド部についてシャルピー衝撃試験を実
施し、評価した。その結果を表３に示す。
マージアーク溶接またはエレクトロガスアーク溶接によ
り継手を作製し、その強度を測定すると共に、靭性が最
も懸念されるボンド部についてシャルピー衝撃試験を実
施し、評価した。その結果を表３に示す。
【００５１】表１の鋼Ａ〜Ｋは組成、Ｐｃｍが本発明の
範囲内であり、鋼Ｌ〜Ｓはこれらがが本発明の範囲外で
ある。表２のＮｏ．１、２は表１の鋼Ａを用いた本発明
例である。鋼Ａの組成から計算される１５００×有効Ｎ
ｂ＋８００×Ｖ＋６７５×Ｃｅｑの計算値は２９９であ
り、Ｎｏ．１、２の板厚はそれぞれ４３、５０であるか
らｔ＋２１０の値はそれぞれ２５３、２６０であり、い
ずれも１５００×有効Ｎｂ＋８００×Ｖ＋６７５×Ｃｅ
ｑ≧ｔ＋２１０を満たしている。そのため、板厚中心部
の母材の引張強さは５７０Ｎ／ｍｍ2 を超え靭性も良好
であった。また、Ｐｃｍ値は０．１６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、Ｎｏ．２
では、入熱４．５ｋＪ／ｍｍにてサブマージアーク溶接
による継手を作製して溶接性を評価した結果、良好な継
手性能が確認された。
範囲内であり、鋼Ｌ〜Ｓはこれらがが本発明の範囲外で
ある。表２のＮｏ．１、２は表１の鋼Ａを用いた本発明
例である。鋼Ａの組成から計算される１５００×有効Ｎ
ｂ＋８００×Ｖ＋６７５×Ｃｅｑの計算値は２９９であ
り、Ｎｏ．１、２の板厚はそれぞれ４３、５０であるか
らｔ＋２１０の値はそれぞれ２５３、２６０であり、い
ずれも１５００×有効Ｎｂ＋８００×Ｖ＋６７５×Ｃｅ
ｑ≧ｔ＋２１０を満たしている。そのため、板厚中心部
の母材の引張強さは５７０Ｎ／ｍｍ2 を超え靭性も良好
であった。また、Ｐｃｍ値は０．１６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、Ｎｏ．２
では、入熱４．５ｋＪ／ｍｍにてサブマージアーク溶接
による継手を作製して溶接性を評価した結果、良好な継
手性能が確認された。
【００５２】Ｎｏ．３〜１５は表１の鋼Ｂ〜Ｋを用いた
本発明例であり、これらは板厚が４３〜７５ｍｍであ
り、いずれも上記計算値が板厚に２１０を加えた値以上
である。そして、いずれも板厚中心部母材の機械的性質
は良好であり、溶接割れ感受性も低かった。また、これ
らの中でＮｏ．７、８、１１では健全な溶接継手が実現
されていることが確認された。
本発明例であり、これらは板厚が４３〜７５ｍｍであ
り、いずれも上記計算値が板厚に２１０を加えた値以上
である。そして、いずれも板厚中心部母材の機械的性質
は良好であり、溶接割れ感受性も低かった。また、これ
らの中でＮｏ．７、８、１１では健全な溶接継手が実現
されていることが確認された。
【００５３】一方、Ｎｏ．１６は表１の鋼Ｌを用いた比
較例である。鋼Ｌの組成から計算される１５００×有効
Ｎｂ＋８００×Ｖ＋６７５×Ｃｅｑの値は２６７であ
り、Ｎｏ．１３の板厚は７５であるからｔ＋２１０の値
は２８５であり、１５００×有効Ｎｂ＋８００×Ｖ＋６
７５×Ｃｅｑ≧ｔ＋２１０を満たしていない。そのた
め、板厚中心部の強度は５７０Ｎ／ｍｍ2 に満たなかっ
た。
較例である。鋼Ｌの組成から計算される１５００×有効
Ｎｂ＋８００×Ｖ＋６７５×Ｃｅｑの値は２６７であ
り、Ｎｏ．１３の板厚は７５であるからｔ＋２１０の値
は２８５であり、１５００×有効Ｎｂ＋８００×Ｖ＋６
７５×Ｃｅｑ≧ｔ＋２１０を満たしていない。そのた
め、板厚中心部の強度は５７０Ｎ／ｍｍ2 に満たなかっ
た。
【００５４】Ｎｏ．１７〜２２は鋼Ｍ〜Ｒを用いた比較
例である。これらは、従来、再加熱焼入れ焼戻し（Ｑ
Ｔ）プロセスにより提供されていた高張力鋼であり、こ
れらの組成を有する板厚の厚い鋼板を直接焼入れ焼戻し
（ＤＱＴ）プロセスにより製造しようとしても、上述し
たように、板厚中心部の靭性、溶接性のいずれかもしく
は両方とも確保されないことが確認された。
例である。これらは、従来、再加熱焼入れ焼戻し（Ｑ
Ｔ）プロセスにより提供されていた高張力鋼であり、こ
れらの組成を有する板厚の厚い鋼板を直接焼入れ焼戻し
（ＤＱＴ）プロセスにより製造しようとしても、上述し
たように、板厚中心部の靭性、溶接性のいずれかもしく
は両方とも確保されないことが確認された。
【００５５】Ｎｏ．２３は鋼Ｓを用いたものであり、こ
れに再加熱焼入れ焼戻し（ＱＴ）プロセスを施し板厚５
０ｍｍの鋼板を得た比較例である。鋼ＳはＢの活用によ
りＰｃｍ値を０．２１まで低減したものであり、Ｙ割れ
試験では割れが発生しなかったものの、板厚中心部の靭
性、溶接継手の性能が劣っていた。
れに再加熱焼入れ焼戻し（ＱＴ）プロセスを施し板厚５
０ｍｍの鋼板を得た比較例である。鋼ＳはＢの活用によ
りＰｃｍ値を０．２１まで低減したものであり、Ｙ割れ
試験では割れが発生しなかったものの、板厚中心部の靭
性、溶接継手の性能が劣っていた。
【００５６】Ｎｏ．２４、２５は、Ａ鋼を圧延する際の
スラブ加熱温度を１０５０℃および１０００℃として板
厚４５ｍｍに圧延した場合の実施例である。加熱温度は
本発明を満たしているが、Ｎｏ．１、２よりも低いた
め、それに対応して有効Ｎｂが低下している。したがっ
て、１５００×有効Ｎｂ＋８００×Ｖ＋６７５×Ｃｅｑ
の計算値がそれぞれ２９４、２８４とＮｏ．１、２より
も低い値であるが、ｔ＋２１０は２５５となり、１５０
０×有効Ｎｂ＋８００×Ｖ＋６７５×Ｃｅｑ≧ｔ＋２１
０を満たしている。そのため、板厚中心部の母材の引張
強さが５７０Ｎ／ｍｍ2 を超えていることが確認され
た。
スラブ加熱温度を１０５０℃および１０００℃として板
厚４５ｍｍに圧延した場合の実施例である。加熱温度は
本発明を満たしているが、Ｎｏ．１、２よりも低いた
め、それに対応して有効Ｎｂが低下している。したがっ
て、１５００×有効Ｎｂ＋８００×Ｖ＋６７５×Ｃｅｑ
の計算値がそれぞれ２９４、２８４とＮｏ．１、２より
も低い値であるが、ｔ＋２１０は２５５となり、１５０
０×有効Ｎｂ＋８００×Ｖ＋６７５×Ｃｅｑ≧ｔ＋２１
０を満たしている。そのため、板厚中心部の母材の引張
強さが５７０Ｎ／ｍｍ2 を超えていることが確認され
た。
【００５７】Ｎｏ．２６は同じくＡ鋼を用いて板厚４５
ｍｍに圧延された鋼板に再加熱焼入れ焼戻し（ＱＴ）プ
ロセスを適用した比較例である。１５００×有効Ｎｂ＋
８００×Ｖ＋６７５×Ｃｅｑの計算値は２７４とｔ＋２
１０（＝２５５）より大きい値を示したが、本発明を外
れるＱＴプロセスであるため、５７０Ｎ／ｍｍ2 を超え
る強度を確保することができなかった。
ｍｍに圧延された鋼板に再加熱焼入れ焼戻し（ＱＴ）プ
ロセスを適用した比較例である。１５００×有効Ｎｂ＋
８００×Ｖ＋６７５×Ｃｅｑの計算値は２７４とｔ＋２
１０（＝２５５）より大きい値を示したが、本発明を外
れるＱＴプロセスであるため、５７０Ｎ／ｍｍ2 を超え
る強度を確保することができなかった。
【００５８】Ｎｏ．２７〜２９はＤ鋼についての実施例
であるが、Ｎｏ．２４、２５と同様加熱温度を変化させ
たものである。有効Ｎｂの低下に対応してＮｏ．５〜８
よりも１５００×有効Ｎｂ＋８００×Ｖ＋６７５×Ｃｅ
ｑの値が低いものの、その値はｔ＋２１０よりも大き
く、５７０Ｎ／ｍｍ2 を超える強度を確保することがで
きた。
であるが、Ｎｏ．２４、２５と同様加熱温度を変化させ
たものである。有効Ｎｂの低下に対応してＮｏ．５〜８
よりも１５００×有効Ｎｂ＋８００×Ｖ＋６７５×Ｃｅ
ｑの値が低いものの、その値はｔ＋２１０よりも大き
く、５７０Ｎ／ｍｍ2 を超える強度を確保することがで
きた。
【００５９】Ｎｏ．３０はＤ鋼を用いて板厚４５ｍｍに
圧延された鋼板に再加熱焼入れ焼戻し（ＱＴ）プロセス
を適用した比較例である。ＱＴプロセスを採用している
ために、Ｎｏ．２６と同様、本発明の計算式を満たして
いるものの５７０Ｎ／ｍｍ2を超える強度を確保するこ
とができなかった。
圧延された鋼板に再加熱焼入れ焼戻し（ＱＴ）プロセス
を適用した比較例である。ＱＴプロセスを採用している
ために、Ｎｏ．２６と同様、本発明の計算式を満たして
いるものの５７０Ｎ／ｍｍ2を超える強度を確保するこ
とができなかった。
【００６０】Ｎｏ．３１、３２は、鋼Ｉについてスラブ
加熱温度を１２５０℃、１２００℃として板厚１００ｍ
ｍに圧延した場合の実施例である。いずれも加熱温度が
Ｎｏ．１３より高いため、１５００×有効Ｎｂ＋８００
×Ｖ＋６７５×Ｃｅｑ≧ｔ＋２１０を満たしており、母
材の板厚中心部機械的性質は良好であった。
加熱温度を１２５０℃、１２００℃として板厚１００ｍ
ｍに圧延した場合の実施例である。いずれも加熱温度が
Ｎｏ．１３より高いため、１５００×有効Ｎｂ＋８００
×Ｖ＋６７５×Ｃｅｑ≧ｔ＋２１０を満たしており、母
材の板厚中心部機械的性質は良好であった。
【００６１】また、表４に示すように、Ａｃ1 変態点以
下の温度の種々ので焼戻したものはいずれも良好な強度
および靭性が得られた。また、焼戻し温度が５５０℃以
上で特に強度が上昇することが確認された。
下の温度の種々ので焼戻したものはいずれも良好な強度
および靭性が得られた。また、焼戻し温度が５５０℃以
上で特に強度が上昇することが確認された。
【００６２】
【表１】
【００６３】
【表２】
【００６４】
【表３】
【００６５】
【表４】
【００６６】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
溶接性と板厚中心部の機械的性質、特に靭性に優れた、
板厚の厚い６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼を製造すること
ができる。
溶接性と板厚中心部の機械的性質、特に靭性に優れた、
板厚の厚い６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼を製造すること
ができる。
───────────────────────────────────────────────────── 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 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58 (72)発明者 森谷 豊 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 (2)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１％、Ｍ
ｎ：０．５〜１．６％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：
０．０１５％以下、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：
０．００３〜０．０５％、Ａｌ：０．００５〜０．１
％、Ｎ：０．０００５〜０．００８％、Ｔｉ：０．００
５％未満、Ｂ：０．０００２％未満を含み、 Ｐｃｍ＝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０．２以下であり、かつ１００
０〜１２５０℃の温度範囲に設定された加熱温度ＴH
（℃）を用いてｌｏｇ｛（Ｎｂ）×（Ｃ＋１２Ｎ／１
４）｝＝２．２６−６７７０／（ＴH ＋２７３．１５）
の関係式により計算される固溶Ｎｂを有効Ｎｂ量とし、
さらに Ｃｅｑ＝Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋（Ｓｉ／２４）＋（Ｎｉ／
４０）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／４）＋（Ｖ／１４） で定義されるＣｅｑ値、前記有効Ｎｂ量、Ｖ含有量、お
よび鋼板の厚さｔ（ｍｍ）が １５００×有効Ｎｂ＋８００×Ｖ＋６７５×Ｃｅｑ≧ｔ
＋２１０ の関係を満たす鋼を、 １０００〜１２５０℃の温度範囲の前記ＴH に加熱後圧
延するに際し、板厚１／２ｔの温度をＴ℃とした場合
に、１パスあたり １．５×１０3 ×ｅｘｐ（−５．５×１０-3×Ｔ）％ で表される圧下率ε以上の圧下率で圧延し、 圧延終了後、Ａｒ3 変態点以上から直接焼入し、次い
で、Ａｃ1 変態点以下の温度に焼戻し処理することを特
徴とする溶接性および板厚中心部の靭性に優れた厚物６
００Ｎ級鋼の製造方法。 - 【請求項２】 前記鋼が、重量％で、Ｓｉ：０．０１〜
０．４％、Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．０１
〜１．５％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．０１
〜０．１％、Ｗ：０．０１〜０．８％のうち１種以上を
さらに含有することを特徴とする請求項１に記載の溶接
性および板厚中心部の靭性に優れた厚物６００Ｎ級鋼の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16740596A JPH1017929A (ja) | 1996-06-27 | 1996-06-27 | 溶接性および板厚中心部の靭性に優れた厚物６００ｎ級鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16740596A JPH1017929A (ja) | 1996-06-27 | 1996-06-27 | 溶接性および板厚中心部の靭性に優れた厚物６００ｎ級鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1017929A true JPH1017929A (ja) | 1998-01-20 |
Family
ID=15849092
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16740596A Pending JPH1017929A (ja) | 1996-06-27 | 1996-06-27 | 溶接性および板厚中心部の靭性に優れた厚物６００ｎ級鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1017929A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1516938A1 (en) † | 2002-06-19 | 2005-03-23 | Nippon Steel Corporation | Steel for crude oil tank and method for manufacture thereof, crude oil tank and method for protecting corrosion thereof |
| KR100496563B1 (ko) * | 2000-12-23 | 2005-06-23 | 주식회사 포스코 | 연속식 열간압연에 의한 저항복비형 고인성 후물강판 제조방법 |
| WO2006022053A1 (ja) * | 2004-08-24 | 2006-03-02 | Nippon Steel Corporation | 溶接性および靭性に優れた引張り強さ５５０MPa級以上の高張力鋼材およびその製造方法 |
| KR100868572B1 (ko) | 2004-08-24 | 2008-11-13 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 용접성 및 인성이 우수한 인장 강도 550 ＭＰａ급 이상의고장력 강재 및 그 제조 방법 |
| CN102116409A (zh) * | 2010-01-04 | 2011-07-06 | 烟台来福士海洋工程有限公司 | 一种高强度钢半弦管的成型方法 |
| CN107557550A (zh) * | 2017-08-22 | 2018-01-09 | 大连理工大学 | 一种变强度高强度钢汽车零件制备方法 |
-
1996
- 1996-06-27 JP JP16740596A patent/JPH1017929A/ja active Pending
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100496563B1 (ko) * | 2000-12-23 | 2005-06-23 | 주식회사 포스코 | 연속식 열간압연에 의한 저항복비형 고인성 후물강판 제조방법 |
| EP1516938A1 (en) † | 2002-06-19 | 2005-03-23 | Nippon Steel Corporation | Steel for crude oil tank and method for manufacture thereof, crude oil tank and method for protecting corrosion thereof |
| EP1516938A4 (en) * | 2002-06-19 | 2005-07-13 | Nippon Steel Corp | STEEL FOR RAW OIL TANK AND METHOD OF MANUFACTURE, RAW OIL TANK OBTAINED AND CORROSION PROTECTION METHOD |
| US7875130B2 (en) | 2002-06-19 | 2011-01-25 | Nippon Steel Corporation | Crude oil tank comprising a corrosion resistant steel alloy |
| US7922838B2 (en) | 2002-06-19 | 2011-04-12 | Nippon Steel Corporation | Crude oil tank fabricated from steel plate |
| EP1516938B2 (en) † | 2002-06-19 | 2013-12-11 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Crude oil tank and method for producing a steel for a crude oil tank |
| WO2006022053A1 (ja) * | 2004-08-24 | 2006-03-02 | Nippon Steel Corporation | 溶接性および靭性に優れた引張り強さ５５０MPa級以上の高張力鋼材およびその製造方法 |
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| US8882936B2 (en) | 2004-08-24 | 2014-11-11 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-tensile steel with excellent weldability and toughness and with tensile strength of 550 MPa class or more and method of production of the same |
| CN102116409A (zh) * | 2010-01-04 | 2011-07-06 | 烟台来福士海洋工程有限公司 | 一种高强度钢半弦管的成型方法 |
| CN107557550A (zh) * | 2017-08-22 | 2018-01-09 | 大连理工大学 | 一种变强度高强度钢汽车零件制备方法 |
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