JPH10298706A - 大入熱溶接性、溶接割れ感受性に優れた高張力鋼およびその製造方法 - Google Patents
大入熱溶接性、溶接割れ感受性に優れた高張力鋼およびその製造方法Info
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- JPH10298706A JPH10298706A JP16133097A JP16133097A JPH10298706A JP H10298706 A JPH10298706 A JP H10298706A JP 16133097 A JP16133097 A JP 16133097A JP 16133097 A JP16133097 A JP 16133097A JP H10298706 A JPH10298706 A JP H10298706A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】大入熱溶接性、溶接割れ感受性に優れた６００
Ｎ／ｍｍ2 級調質型高張力鋼及びその製造方法を提供す
る。 【解決手段】重量％で、C:0.06-0.1% 、Si:0.01-0.4%、
Mn:0.5-1.6% 、Nb:0.005-0.05%、Al:0.005-0.1% 、N:0.
0005-0.005% 、Ｔｉ＜０．００５％、Ｂ＜０．０００３
％を含み、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ
／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１
０＋５Ｂで定義されるＰｃｍ値が０．２０以下、かつ、
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ
／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４で定義されるＣｅｑ値が０．
３７以下で残部が鉄および不可避不純物よりなる引張強
さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上を有する大入熱溶接性、溶接割
れ感受性に優れた高張力鋼。
Ｎ／ｍｍ2 級調質型高張力鋼及びその製造方法を提供す
る。 【解決手段】重量％で、C:0.06-0.1% 、Si:0.01-0.4%、
Mn:0.5-1.6% 、Nb:0.005-0.05%、Al:0.005-0.1% 、N:0.
0005-0.005% 、Ｔｉ＜０．００５％、Ｂ＜０．０００３
％を含み、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ
／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１
０＋５Ｂで定義されるＰｃｍ値が０．２０以下、かつ、
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ
／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４で定義されるＣｅｑ値が０．
３７以下で残部が鉄および不可避不純物よりなる引張強
さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上を有する大入熱溶接性、溶接割
れ感受性に優れた高張力鋼。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は橋梁、倉庫、建築物
などの鉄鋼構造物に用いられる大入熱溶接性、溶接割れ
感受性に優れた６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼およびその
製造方法に関するものである。
などの鉄鋼構造物に用いられる大入熱溶接性、溶接割れ
感受性に優れた６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼およびその
製造方法に関するものである。
【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
を目的に低Ｃ化とＴｉ−Ｂ添加を特徴とした技術として
特開昭４９−３７８１４号公報、特公平４−１３４０６
号公報などが公知となっている。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／ｍｍ
2 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は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靱性劣化をもたらす。特に
熱影響部のミクロ組織の粗大化が著しくかつ後続パスに
よる再熱を受けない大入熱片面１パス溶接では靱性劣化
は著しく好ましくない。
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
を目的に低Ｃ化とＴｉ−Ｂ添加を特徴とした技術として
特開昭４９−３７８１４号公報、特公平４−１３４０６
号公報などが公知となっている。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／ｍｍ
2 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は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靱性劣化をもたらす。特に
熱影響部のミクロ組織の粗大化が著しくかつ後続パスに
よる再熱を受けない大入熱片面１パス溶接では靱性劣化
は著しく好ましくない。
【０００３】特開平２−２０５６２７号公報は、直接焼
入法を用いて靱性の優れた６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼
の製造方法を提供している。この技術はＮｂとＢの複合
添加を必須としているため、上記と同様のＢ添加による
弊害が懸念される。
入法を用いて靱性の優れた６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼
の製造方法を提供している。この技術はＮｂとＢの複合
添加を必須としているため、上記と同様のＢ添加による
弊害が懸念される。
【０００４】Ｂを添加しない技術として、特開平５−３
３１５３８号公報、特公昭６０−９０８６号公報、特開
平２−２５４１１９号公報、特開昭５９−１１３１２０
号公報、特公昭６１−１２９７０号公報、特公平２−８
３２２号公報、特開昭５３−１１９２１９号公報が提案
されている。
３１５３８号公報、特公昭６０−９０８６号公報、特開
平２−２５４１１９号公報、特開昭５９−１１３１２０
号公報、特公昭６１−１２９７０号公報、特公平２−８
３２２号公報、特開昭５３−１１９２１９号公報が提案
されている。
【０００５】これらのうち特開平５−３３１５３８号公
報に示される技術は５００Ｎ／ｍｍ2 級非調質高張力鋼
に関するものである。また、特公昭６０−９０８６号公
報、特開平２−２５４１１９号公報、特開昭５９−１１
３１２０号公報に示される技術はいずれも６００Ｎ／ｍ
ｍ2 級非調質高張力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
度であることが知られる。
報に示される技術は５００Ｎ／ｍｍ2 級非調質高張力鋼
に関するものである。また、特公昭６０−９０８６号公
報、特開平２−２５４１１９号公報、特開昭５９−１１
３１２０号公報に示される技術はいずれも６００Ｎ／ｍ
ｍ2 級非調質高張力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
度であることが知られる。
【０００６】特公昭６１−１２９７０号公報は、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、大入熱溶接性に関する技術
は全くない。
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、大入熱溶接性に関する技術
は全くない。
【０００７】特開平２−８３２２は、低Ｃ化とＭｏ，Ｎ
ｂ，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。明細
書に適用板厚に関する記載が全く無いが、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５
０ｍｍ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、大入熱溶接性に関する技術は全くない。
ｂ，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。明細
書に適用板厚に関する記載が全く無いが、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５
０ｍｍ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、大入熱溶接性に関する技術は全くない。
【０００８】また特開昭５３−１１９２１９号公報は再
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％を越える比較的多量の
Ｎｂ添加により再加熱時に未固溶Ｎｂ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靱性を改善しよ
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Ｎｂ，Ｖに加えて更にＮｉ，Ｍｏの添加が実質的に必
須となり、かつ厚肉材の板厚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０．２２に達し溶接性に劣る。
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％を越える比較的多量の
Ｎｂ添加により再加熱時に未固溶Ｎｂ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靱性を改善しよ
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Ｎｂ，Ｖに加えて更にＮｉ，Ｍｏの添加が実質的に必
須となり、かつ厚肉材の板厚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０．２２に達し溶接性に劣る。
【０００９】上述のように溶接割れ感受性に優れた６０
０Ｎ／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、大入
熱溶接性については何等配慮がなされていない。
０Ｎ／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、大入
熱溶接性については何等配慮がなされていない。
【００１０】一方、大入熱溶接性の向上を図った調質型
高張力鋼の従来技術として、特開平３−１６２５２２号
公報、特開平４−２２８５３７号公報、特開昭６３−１
４９３５４号公報、特開昭６０−１７４８２０号公報が
ある。これらの技術はいずれも５００Ｎ／ｍｍ2 級高張
力鋼についてＴｉ，Ｂ，Ｃａ，Ｚｒ，ＲＥＭの活用によ
り大入熱溶接性の改善を図ったものである。例えば、特
開平３−１６２５２２号公報は板厚１５〜２０ｍｍの鋼
板を対象としたものであり、本発明の目的とする６００
Ｎ／ｍｍ2 級調質型高張力鋼の機械的性質を満たす一部
の実施例はいずれも強度に余裕が無く、板厚２０ｍｍ以
上の鋼板への適用は困難と推定される。また、特開昭６
３−１４９３５４号公報にて６００Ｎ／ｍｍ2 級を得た
実施例は３００〜４００℃の低温で焼戻しを施したこと
によるものである。更に、これらには、いずれも溶接割
れ感受性に関する実施例は示されていない。
高張力鋼の従来技術として、特開平３−１６２５２２号
公報、特開平４−２２８５３７号公報、特開昭６３−１
４９３５４号公報、特開昭６０−１７４８２０号公報が
ある。これらの技術はいずれも５００Ｎ／ｍｍ2 級高張
力鋼についてＴｉ，Ｂ，Ｃａ，Ｚｒ，ＲＥＭの活用によ
り大入熱溶接性の改善を図ったものである。例えば、特
開平３−１６２５２２号公報は板厚１５〜２０ｍｍの鋼
板を対象としたものであり、本発明の目的とする６００
Ｎ／ｍｍ2 級調質型高張力鋼の機械的性質を満たす一部
の実施例はいずれも強度に余裕が無く、板厚２０ｍｍ以
上の鋼板への適用は困難と推定される。また、特開昭６
３−１４９３５４号公報にて６００Ｎ／ｍｍ2 級を得た
実施例は３００〜４００℃の低温で焼戻しを施したこと
によるものである。更に、これらには、いずれも溶接割
れ感受性に関する実施例は示されていない。
【００１１】本発明は、これらの事情に鑑みてなされた
もので、その目的とするところは、大入熱溶接性、溶接
割れ感受性にいずれも優れた６００Ｎ／ｍｍ2 級調質型
高張力鋼及びその製造方法を提供するものである。
もので、その目的とするところは、大入熱溶接性、溶接
割れ感受性にいずれも優れた６００Ｎ／ｍｍ2 級調質型
高張力鋼及びその製造方法を提供するものである。
【００１２】
【課題を解決するための手段】すなわち、溶接割れ感受
性を改善するためには、 Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／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。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靱性の劣化が特に後述する大入熱
溶接継手において懸念される。Ｂを有効に活用するため
に従来しばしば添加されるＴｉは安定に母材性能を得る
ために添加しないことが好ましい。そこで、Ｔｉ，Ｂを
添加せずに溶接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６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼を得る
ためには従来の再加熱焼入れ焼戻しプロセスの適用では
適用可能な板厚範囲に制約を生じる懸念がある。
性を改善するためには、 Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／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。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靱性の劣化が特に後述する大入熱
溶接継手において懸念される。Ｂを有効に活用するため
に従来しばしば添加されるＴｉは安定に母材性能を得る
ために添加しないことが好ましい。そこで、Ｔｉ，Ｂを
添加せずに溶接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６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼を得る
ためには従来の再加熱焼入れ焼戻しプロセスの適用では
適用可能な板厚範囲に制約を生じる懸念がある。
【００１３】優れた大入熱溶接性を得るためには大入熱
溶接継手強度と継手靱性の確保を図らなければならな
い。大入熱溶接継手強度は従来６００Ｎ／ｍｍ2 級高張
力鋼においてはＣｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎ
ｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４で定義される
Ｃｅｑ値を概ね０．４０以上に設定することで確保され
てきた。一方、大入熱溶接継手靱性は、最も劣化が懸念
される熱影響部粗粒域について、それを再現する熱サイ
クルを施し検討した結果、Ｃｅｑ値の減少が継手靱性の
改善に有効なことを明らかにした。従って従来の技術で
は６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼における大入熱溶接継手
の強度と靱性の両立は困難てある。
溶接継手強度と継手靱性の確保を図らなければならな
い。大入熱溶接継手強度は従来６００Ｎ／ｍｍ2 級高張
力鋼においてはＣｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎ
ｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４で定義される
Ｃｅｑ値を概ね０．４０以上に設定することで確保され
てきた。一方、大入熱溶接継手靱性は、最も劣化が懸念
される熱影響部粗粒域について、それを再現する熱サイ
クルを施し検討した結果、Ｃｅｑ値の減少が継手靱性の
改善に有効なことを明らかにした。従って従来の技術で
は６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼における大入熱溶接継手
の強度と靱性の両立は困難てある。
【００１４】本発明者は、大入熱溶接性および溶接割れ
感受性に優れた６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼を工業的に
供給することを阻んできたこれらの課題を解決すべく鋭
意研究した結果、直接焼入れ焼戻しプロセスの適用を前
提に、下記の知見を見出だした。
感受性に優れた６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼を工業的に
供給することを阻んできたこれらの課題を解決すべく鋭
意研究した結果、直接焼入れ焼戻しプロセスの適用を前
提に、下記の知見を見出だした。
【００１５】（１）化学成分をＮｂ添加系とし、かつ直
接焼入れ法の採用により圧延加熱時に固溶させたＮｂに
よる焼入れ性向上効果を活用できる。これにより他の焼
入れ性確保のための合金元素添加量を削減できる。
接焼入れ法の採用により圧延加熱時に固溶させたＮｂに
よる焼入れ性向上効果を活用できる。これにより他の焼
入れ性確保のための合金元素添加量を削減できる。
【００１６】（２）直接焼入れ後の焼戻し処理によりＮ
ｂ炭窒化物の析出硬化を活用できる。これは焼入れ時の
冷却速度が表層側と比べて必然的に遅くなる板厚の中心
部の強度確保に有効である。即ちこれにより必要以上の
焼入れ性を確保することなく板厚中心部の強度を確保で
きる。また、大入熱溶接により熱影響部から母材部にか
けて生成する軟化域の硬度低下を抑制する効果を発現す
る。この効果は０．０１５％のＮｂ添加によりＣｅｑ値
を０．０４低減することに相当し、これによりＣｅｑ値
を０．４０以下としても６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼に
必要な継手強度を確保できる。
ｂ炭窒化物の析出硬化を活用できる。これは焼入れ時の
冷却速度が表層側と比べて必然的に遅くなる板厚の中心
部の強度確保に有効である。即ちこれにより必要以上の
焼入れ性を確保することなく板厚中心部の強度を確保で
きる。また、大入熱溶接により熱影響部から母材部にか
けて生成する軟化域の硬度低下を抑制する効果を発現す
る。この効果は０．０１５％のＮｂ添加によりＣｅｑ値
を０．０４低減することに相当し、これによりＣｅｑ値
を０．４０以下としても６００Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼に
必要な継手強度を確保できる。
【００１７】更に、Ｎｂ添加量が０．０１％を越えれば
大入熱溶接によりボンド部の粗粒化抑制や粗粒域の領域
縮小に少なからず寄与し、また、Ｃ添加量を０．１％以
下に抑えればＮｂ添加や増量による大入熱溶接継手靱性
の劣化を防止できる。
大入熱溶接によりボンド部の粗粒化抑制や粗粒域の領域
縮小に少なからず寄与し、また、Ｃ添加量を０．１％以
下に抑えればＮｂ添加や増量による大入熱溶接継手靱性
の劣化を防止できる。
【００１８】（３）強度を確保するための鋼板厚に応じ
た合金元素の必要添加量を把握し、かつ、大入熱溶接継
手靱性および溶接割れ感受性を阻害しないための条件を
明確にした。
た合金元素の必要添加量を把握し、かつ、大入熱溶接継
手靱性および溶接割れ感受性を阻害しないための条件を
明確にした。
【００１９】（４）上記によりＢ添加は不要となり、む
しろ積極的に特に大入熱溶接継手の靱性を確保するため
その混入を規制する必要がある。また、Ｂを有効に活用
する観点からのＴｉ添加は必須ではなく、むしろ安定に
良好な母材性能を得る上でＴｉは添加しないことが好ま
しい。
しろ積極的に特に大入熱溶接継手の靱性を確保するため
その混入を規制する必要がある。また、Ｂを有効に活用
する観点からのＴｉ添加は必須ではなく、むしろ安定に
良好な母材性能を得る上でＴｉは添加しないことが好ま
しい。
【００２０】本発明はこれらの知見に基づいてなれさた
もので、その要旨は、 （１）重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１％、Ｓｉ：０．
０１〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ｎｂ：０．
００５〜０．０５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ＜０．００５
％、Ｂ＜０．０００３％を含み、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３
０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０
＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで定義されるＰｃｍ値が
０．２０以下、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０．３７以下で残部が鉄および不可避
不純物よりなる引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上を有する
大入熱溶接性、溶接割れ感受性に優れた高張力鋼。
もので、その要旨は、 （１）重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１％、Ｓｉ：０．
０１〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ｎｂ：０．
００５〜０．０５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ＜０．００５
％、Ｂ＜０．０００３％を含み、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３
０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０
＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで定義されるＰｃｍ値が
０．２０以下、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０．３７以下で残部が鉄および不可避
不純物よりなる引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上を有する
大入熱溶接性、溶接割れ感受性に優れた高張力鋼。
【００２１】（２）上記組成に、Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：０．３％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．
３％以下、Ｖ：０．１％以下の１種または２種以上を更
に含む大入熱溶接性、溶接割れ感受性に優れた高張力
鋼。
Ｎｉ：０．３％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．
３％以下、Ｖ：０．１％以下の１種または２種以上を更
に含む大入熱溶接性、溶接割れ感受性に優れた高張力
鋼。
【００２２】（３）重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１
％、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜１．６
％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ａｌ：０．００５
〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ＜
０．００５％、Ｂ＜０．０００３％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０．２０以下、かつ、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６
＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／
１４で定義されるＣｅｑ値が０．３７以下の鋼を熱間圧
延する際、１０００℃以上１２５０℃以下の温度に加熱
後、熱間圧延を行い、引続きＡｒ３変態点以上の温度か
ら直接焼入れし、さらにＡｃ１変態点以下の温度で焼戻
し処理を施すことを特徴とする引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ
2 以上の大入熱溶接性、溶接割れ感受性に優れた高張力
鋼の製造方法。
％、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜１．６
％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ａｌ：０．００５
〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ＜
０．００５％、Ｂ＜０．０００３％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０．２０以下、かつ、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６
＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／
１４で定義されるＣｅｑ値が０．３７以下の鋼を熱間圧
延する際、１０００℃以上１２５０℃以下の温度に加熱
後、熱間圧延を行い、引続きＡｒ３変態点以上の温度か
ら直接焼入れし、さらにＡｃ１変態点以下の温度で焼戻
し処理を施すことを特徴とする引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ
2 以上の大入熱溶接性、溶接割れ感受性に優れた高張力
鋼の製造方法。
【００２３】（４）上記組成に、Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：０．３％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．
３％以下、Ｖ：０．１％以下の１種または２種以上を更
に含む大入熱溶接性、溶接割れ感受性に優れた高張力鋼
の製造方法。
Ｎｉ：０．３％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．
３％以下、Ｖ：０．１％以下の１種または２種以上を更
に含む大入熱溶接性、溶接割れ感受性に優れた高張力鋼
の製造方法。
【００２４】（５）Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４
＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４で定義さ
れるＣｅｑ値および、１０００〜１２５０℃の温度範囲
に設定された加熱温度Ｔ（℃）を用いて、ｌｏｇ｛（Ｎ
ｂ）×（Ｃ＋１２Ｎ／１４）｝＝２．２６−６７７０／
（Ｔ＋２７３．１５）の関係より計算される固溶Ｎｂ量
および鋼中に添加された添加Ｎｂ量のうちのいずれか少
ない方を有効Ｎｂ量として、有効Ｎｂ、Ｖ含有量、目的
とする鋼板厚ｔ（ｍｍ）を用いて、 ６２５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ≧ｔ＋４
０ の関係を満たすことを特徴とする上述の引張強さ５７０
Ｎ／ｍｍ2 以上の大入熱溶接性、溶接割れ感受性に優れ
た高張力鋼の製造方法。
＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４で定義さ
れるＣｅｑ値および、１０００〜１２５０℃の温度範囲
に設定された加熱温度Ｔ（℃）を用いて、ｌｏｇ｛（Ｎ
ｂ）×（Ｃ＋１２Ｎ／１４）｝＝２．２６−６７７０／
（Ｔ＋２７３．１５）の関係より計算される固溶Ｎｂ量
および鋼中に添加された添加Ｎｂ量のうちのいずれか少
ない方を有効Ｎｂ量として、有効Ｎｂ、Ｖ含有量、目的
とする鋼板厚ｔ（ｍｍ）を用いて、 ６２５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ≧ｔ＋４
０ の関係を満たすことを特徴とする上述の引張強さ５７０
Ｎ／ｍｍ2 以上の大入熱溶接性、溶接割れ感受性に優れ
た高張力鋼の製造方法。
【００２５】（６）熱間圧延に際して、１０５０℃以下
で２０％以上の累積圧下率で熱間圧延を施すことを特徴
とする上述の引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上の大入熱溶
接性、溶接割れ感受性に優れた高張力鋼の製造方法であ
る。
で２０％以上の累積圧下率で熱間圧延を施すことを特徴
とする上述の引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上の大入熱溶
接性、溶接割れ感受性に優れた高張力鋼の製造方法であ
る。
【００２６】
【発明の実施の形態】以下に本発明での構成要件の限定
理由等について説明する。 ＜Ｃ＞Ｃ量０．０６％未満では他の焼入れ性向上元素の
多量添加が必要となりコスト高、靱性劣化、溶接性の劣
化を招く。また、特に本発明鋼に大入熱溶接を施す場
合、Ｃ含有量が０．０６％に満たないと溶接金属への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。Ｃ量の上限は溶接割れ感受性の
確保のため、およびＮｂ添加に伴う大入熱溶接継手靱性
確保のため０．１％とした。
理由等について説明する。 ＜Ｃ＞Ｃ量０．０６％未満では他の焼入れ性向上元素の
多量添加が必要となりコスト高、靱性劣化、溶接性の劣
化を招く。また、特に本発明鋼に大入熱溶接を施す場
合、Ｃ含有量が０．０６％に満たないと溶接金属への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。Ｃ量の上限は溶接割れ感受性の
確保のため、およびＮｂ添加に伴う大入熱溶接継手靱性
確保のため０．１％とした。
【００２７】＜Ｓｉ＞Ｓｉは母材強度と溶接継手強度を
確保する上で有効に働くので０．０１％以上添加する。
しかし、０．４％を越える添加は溶接割れ感受性と溶接
継手靱性を劣化させる。
確保する上で有効に働くので０．０１％以上添加する。
しかし、０．４％を越える添加は溶接割れ感受性と溶接
継手靱性を劣化させる。
【００２８】＜Ｍｎ＞Ｍｎは母材強度と溶接継手強度を
確保する上で有効に働くので０．５％以上添加する。し
かし、１．６％を越える添加は溶接割れ感受性を劣化さ
せ、必要以上の焼入れ性をもたらし母材靱性、継手靱性
を劣化させる。
確保する上で有効に働くので０．５％以上添加する。し
かし、１．６％を越える添加は溶接割れ感受性を劣化さ
せ、必要以上の焼入れ性をもたらし母材靱性、継手靱性
を劣化させる。
【００２９】＜Ｎｂ＞Ｎｂは母材強度と溶接継手を確保
するために０．００５％以上添加する。しかし、０．０
５％を越える添加は、溶接継手靱性を劣化させる傾向も
認められることからＮｂ添加量の上限を０．０５％、好
ましくは０．０３％とする。
するために０．００５％以上添加する。しかし、０．０
５％を越える添加は、溶接継手靱性を劣化させる傾向も
認められることからＮｂ添加量の上限を０．０５％、好
ましくは０．０３％とする。
【００３０】＜Ａｌ＞Ａｌは鋼の脱酸のため添加され、
通常０．００５％以上は含有する。また、ミクロ組織の
微細化による母材靱性の確保のために０．０１％添加す
る。しかし、０．１％を越えるＡｌ添加は母材靱性を損
なう。
通常０．００５％以上は含有する。また、ミクロ組織の
微細化による母材靱性の確保のために０．０１％添加す
る。しかし、０．１％を越えるＡｌ添加は母材靱性を損
なう。
【００３１】＜Ｎ＞Ｎは、Ａｌ，Ｎｂなどと反応し析出
物を形成することでミクロ組織を微細化し、母材靱性を
向上させるため、および焼戻し時にＮｂ，Ｖなどと反応
し析出硬化による強度確保のために添加する。
物を形成することでミクロ組織を微細化し、母材靱性を
向上させるため、および焼戻し時にＮｂ，Ｖなどと反応
し析出硬化による強度確保のために添加する。
【００３２】０．０００５％未満の添加ではミクロ組織
の微細化および強度確保に必要な析出物が形成されず、
０．００５％を越える添加はむしろ母材および大入熱溶
接継手の靱性を損なう。
の微細化および強度確保に必要な析出物が形成されず、
０．００５％を越える添加はむしろ母材および大入熱溶
接継手の靱性を損なう。
【００３３】＜Ｔｉ，Ｂ＞Ｔｉはミクロ組織の細粒化を
通じて母材および溶接継手の靱性を改善する効果を有す
る。また、Ｂ添加鋼では、焼入れ性に有効に働くＢを確
保するため積極的に添加される。しかし、本発明では、
溶接熱影響部の硬化が懸念されるＢを添加せずに母材強
度を確保し、特に熱影響部粗粒域の硬度低減により溶接
継手靱性を達成するため、Ｔｉを添加する必然性はな
い。むしろＴｉ添加による母材性能の不安定さを懸念
し、不純物元素して０．００５％未満に規制するが後述
するＮ含有量の３．４倍を下回ることが望ましい。
通じて母材および溶接継手の靱性を改善する効果を有す
る。また、Ｂ添加鋼では、焼入れ性に有効に働くＢを確
保するため積極的に添加される。しかし、本発明では、
溶接熱影響部の硬化が懸念されるＢを添加せずに母材強
度を確保し、特に熱影響部粗粒域の硬度低減により溶接
継手靱性を達成するため、Ｔｉを添加する必然性はな
い。むしろＴｉ添加による母材性能の不安定さを懸念
し、不純物元素して０．００５％未満に規制するが後述
するＮ含有量の３．４倍を下回ることが望ましい。
【００３４】Ｂは上述の熱影響部の硬さ低減のため不純
物元素として０．０００３％未満に規制しなければなら
ない。 ＜Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ＞Ｃｕ，Ｎｉ，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はさらに靱
性を改善する働きを示す。しかし必要以上の添加はＣｅ
ｑを増加させ大入熱溶接継手の靱性低下や製造性の劣化
を招くのでそれぞれに上限を設定した。特に、Ｃｕの過
剰添加は熱間圧延性の低下を招くので０．５％以下とす
る。
物元素として０．０００３％未満に規制しなければなら
ない。 ＜Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ＞Ｃｕ，Ｎｉ，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はさらに靱
性を改善する働きを示す。しかし必要以上の添加はＣｅ
ｑを増加させ大入熱溶接継手の靱性低下や製造性の劣化
を招くのでそれぞれに上限を設定した。特に、Ｃｕの過
剰添加は熱間圧延性の低下を招くので０．５％以下とす
る。
【００３５】＜Ｍｏ＞Ｍｏは母材強度、継手強度を向上
させる効果を有することから選択的に添加できる。ただ
し、溶接割れ感受性と溶接継手靱性を劣化させる傾向が
認められるため、上限を０．３％とする。ただし、必要
以上の焼入れ性を確保しない様にとの配慮から上限を
０．２％とすることが好ましい。また、添加する場合の
下限は、上記の効果を発揮させるため０．０２％とする
ことが好ましい。
させる効果を有することから選択的に添加できる。ただ
し、溶接割れ感受性と溶接継手靱性を劣化させる傾向が
認められるため、上限を０．３％とする。ただし、必要
以上の焼入れ性を確保しない様にとの配慮から上限を
０．２％とすることが好ましい。また、添加する場合の
下限は、上記の効果を発揮させるため０．０２％とする
ことが好ましい。
【００３６】＜Ｖ＞Ｖは母材強度と溶接継手強度を確保
する上で有効に働くので、選択的に０．０１％以上添加
することが可能である。
する上で有効に働くので、選択的に０．０１％以上添加
することが可能である。
【００３７】しかし、０．１％を越える添加は溶接割れ
感受性を劣化させ、かつ母材靱性を損なう。 ＜Ｐ，Ｓ＞Ｐ，Ｓは、いずれも不純物元素である。健全
な母材および溶接継手を得るためにはいずれも０．０１
５％以下好ましくは０．０１％以下に規制されることが
望ましい。
感受性を劣化させ、かつ母材靱性を損なう。 ＜Ｐ，Ｓ＞Ｐ，Ｓは、いずれも不純物元素である。健全
な母材および溶接継手を得るためにはいずれも０．０１
５％以下好ましくは０．０１％以下に規制されることが
望ましい。
【００３８】＜Ｐｃｍ＞Ｐｃｍは溶接割れ感受性を表す
指数であり、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０．２０以下に規制する。
指数であり、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０．２０以下に規制する。
【００３９】＜Ｃｅｑ＞Ｃｅｑは従来より良く知られて
いる炭素当量値である。厚肉材を含む従来の６００Ｎ／
ｍｍ2 級高張力鋼のＣｅｑ値は概ね０．４０を越えた
が、本発明では先述のようにＮｂ添加により母材強度お
よび大入熱継手強度を確保するので０．４０を越えるＣ
ｅｑ値は必要ではなく、むしろ大入熱溶接継手靱性を確
保するためＣｅｑ値を０．３７以下に好ましくは０．３
５以下に制限する。
いる炭素当量値である。厚肉材を含む従来の６００Ｎ／
ｍｍ2 級高張力鋼のＣｅｑ値は概ね０．４０を越えた
が、本発明では先述のようにＮｂ添加により母材強度お
よび大入熱継手強度を確保するので０．４０を越えるＣ
ｅｑ値は必要ではなく、むしろ大入熱溶接継手靱性を確
保するためＣｅｑ値を０．３７以下に好ましくは０．３
５以下に制限する。
【００４０】計算式：６２５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋
２１０Ｃｅｑ≧ｔ＋４０ 計算式：６２５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ
は母材の板厚１／２ｔにおける強度を表す指数であり、
当該業者間で一般に知られる炭素当量式（Ｃｅｑ）に本
発明の要であるＮｂ，Ｖの寄与を加味しさらに概ね１５
〜６０ｍｍまで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。尚、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。板厚と冷却速
度の関係は両対数表示において線形な関係にあるため板
厚と強度も同様な関係にて近似できる。ここでは１／２
ｔにおいても６００Ｎ／ｍｍ2 級耐候性高張力鋼に分類
されるＪＩＳ Ｇ３１１４ＳＭＡ５７０および６００Ｎ
／ｍｍ2 級高張力鋼に分類されるＪＩＳ Ｇ３１０６Ｓ
Ｍ５７０に適合する鋼板を得ることとし、計算式の板厚
の項は工業的な簡便さを図るべく板厚１５〜６０ｍｍの
１／２ｔの強度との相関を線形として取り扱い、計算
式：６２５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑが板
厚ｔ（ｍｍ）に４０を加えた値を上回ることとした。
２１０Ｃｅｑ≧ｔ＋４０ 計算式：６２５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ
は母材の板厚１／２ｔにおける強度を表す指数であり、
当該業者間で一般に知られる炭素当量式（Ｃｅｑ）に本
発明の要であるＮｂ，Ｖの寄与を加味しさらに概ね１５
〜６０ｍｍまで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。尚、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。板厚と冷却速
度の関係は両対数表示において線形な関係にあるため板
厚と強度も同様な関係にて近似できる。ここでは１／２
ｔにおいても６００Ｎ／ｍｍ2 級耐候性高張力鋼に分類
されるＪＩＳ Ｇ３１１４ＳＭＡ５７０および６００Ｎ
／ｍｍ2 級高張力鋼に分類されるＪＩＳ Ｇ３１０６Ｓ
Ｍ５７０に適合する鋼板を得ることとし、計算式の板厚
の項は工業的な簡便さを図るべく板厚１５〜６０ｍｍの
１／２ｔの強度との相関を線形として取り扱い、計算
式：６２５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑが板
厚ｔ（ｍｍ）に４０を加えた値を上回ることとした。
【００４１】この計算式におけるＮｂ，Ｖの強度上昇効
果はＶの場合、Ｖ炭窒化物の析出硬化による寄与を表
し、Ｎｂの場合はＮｂ炭窒化物の析出硬化に加えて焼入
れ性上昇による寄与を考慮したものである。直接焼入れ
後焼戻し工程により期待されるこれらの元素の効果は、
熱間圧延前の加熱段階に於いて固溶していることが必要
である。Ｖは本発明の範囲において添加量全てが固溶し
得るが、Ｎｂの場合は必ずしも全量固溶するとは限らな
い。そこで、Ｎｂの全量固溶を確保できない場合は、ｌ
ｏｇ｛（Ｎｂ）×（Ｃ＋１２Ｎ／１４）｝＝２．２６−
６７７０／（Ｔ（℃）＋２７３．１５）の関係より計算
される固溶Ｎｂ量を有効Ｎｂ量として、上述の計算式を ６２５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ≧ｔ＋４
０ として、適用しなければならない。
果はＶの場合、Ｖ炭窒化物の析出硬化による寄与を表
し、Ｎｂの場合はＮｂ炭窒化物の析出硬化に加えて焼入
れ性上昇による寄与を考慮したものである。直接焼入れ
後焼戻し工程により期待されるこれらの元素の効果は、
熱間圧延前の加熱段階に於いて固溶していることが必要
である。Ｖは本発明の範囲において添加量全てが固溶し
得るが、Ｎｂの場合は必ずしも全量固溶するとは限らな
い。そこで、Ｎｂの全量固溶を確保できない場合は、ｌ
ｏｇ｛（Ｎｂ）×（Ｃ＋１２Ｎ／１４）｝＝２．２６−
６７７０／（Ｔ（℃）＋２７３．１５）の関係より計算
される固溶Ｎｂ量を有効Ｎｂ量として、上述の計算式を ６２５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ≧ｔ＋４
０ として、適用しなければならない。
【００４２】尚、本発明が対象とする板厚範囲は概ね１
５ｍｍ〜６０ｍｍの範囲である。 ＜熱間圧延前の加熱温度＞合金元素の均質化とＮｂの固
溶を図るため、加熱温度は１０００℃以上に設定する必
要がある。しかし、加熱温度が１２５０℃を越えるとミ
クロ組織の粗大化により母材の靱性が確保されなくなる
ので上限を１２５０℃、好ましくは１２００℃、更に好
ましくは１１５０℃とする。
５ｍｍ〜６０ｍｍの範囲である。 ＜熱間圧延前の加熱温度＞合金元素の均質化とＮｂの固
溶を図るため、加熱温度は１０００℃以上に設定する必
要がある。しかし、加熱温度が１２５０℃を越えるとミ
クロ組織の粗大化により母材の靱性が確保されなくなる
ので上限を１２５０℃、好ましくは１２００℃、更に好
ましくは１１５０℃とする。
【００４３】＜圧延条件＞均一に加熱された本発明鋼を
熱間圧延する工程は、通常の条件に依って差し支えな
い。
熱間圧延する工程は、通常の条件に依って差し支えな
い。
【００４４】母材の靱性をより安定に確保、向上させる
観点から、１０５０℃以下の温度域で２０％以上の累積
圧下を付与することが望ましい。累積圧下を２０％以上
とすることでγ粒の再結晶に伴う細粒化を達成し、母材
の靱性をより安定に確保、向上させることができる。同
じ理由から、圧延１パス毎の圧下率を５％以上、更に好
ましくは１０％以上確保することが望ましい。
観点から、１０５０℃以下の温度域で２０％以上の累積
圧下を付与することが望ましい。累積圧下を２０％以上
とすることでγ粒の再結晶に伴う細粒化を達成し、母材
の靱性をより安定に確保、向上させることができる。同
じ理由から、圧延１パス毎の圧下率を５％以上、更に好
ましくは１０％以上確保することが望ましい。
【００４５】＜直接焼入れ＞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
ことが必要である。強制冷却は水等の冷却媒体を鋼板に
均一に付与し、板厚１／２ｔにて少なくとも１℃／ｓｅ
ｃ以上の冷却速度を達成させなければならない。
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
ことが必要である。強制冷却は水等の冷却媒体を鋼板に
均一に付与し、板厚１／２ｔにて少なくとも１℃／ｓｅ
ｃ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Ｎｂ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。焼戻しは５７０℃以上で実施
しなければ上記の目的を達成できず、好ましくは６００
℃以上で実施する。しかし、Ａｃ１変態点を越える温度
で焼戻しを行うと強度の低下が著しく、６００Ｎ／ｍｍ
2 級高張力鋼としての強度が確保されない。
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Ｎｂ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。焼戻しは５７０℃以上で実施
しなければ上記の目的を達成できず、好ましくは６００
℃以上で実施する。しかし、Ａｃ１変態点を越える温度
で焼戻しを行うと強度の低下が著しく、６００Ｎ／ｍｍ
2 級高張力鋼としての強度が確保されない。
【００４７】
【実施例】表１に本発明の実施例に用いた鋼の化学成分
を示す。表１に示した化学成分の鋼を溶製し、鋼塊とな
し、表２に示した製造条件にて所定の板厚に熱間圧延
後、直接焼入れし、更に焼戻し処理を施し供試鋼を得
た。尚、圧延仕上温度はいずれも８５０℃以上であり、
焼戻し温度は５８０〜６８０℃の範囲とした。また、一
部の供試鋼を再加熱焼入れ焼戻し処理し比較例に用い
た。
を示す。表１に示した化学成分の鋼を溶製し、鋼塊とな
し、表２に示した製造条件にて所定の板厚に熱間圧延
後、直接焼入れし、更に焼戻し処理を施し供試鋼を得
た。尚、圧延仕上温度はいずれも８５０℃以上であり、
焼戻し温度は５８０〜６８０℃の範囲とした。また、一
部の供試鋼を再加熱焼入れ焼戻し処理し比較例に用い
た。
【００４８】全ての供試鋼の板厚中央部より、引張試験
およびシャルピー衝撃試験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。更に、ＪＩＳ Ｚ３１５８に準拠して斜め
Ｙ型溶接割れ試験を、ＪＩＳＺ３１０１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、雰囲気２０℃−６０％、試験
片初期温度２５℃の条件で行った。大入熱溶接性の評価
は、基本的にエレクトロガスアーク溶接により入熱１０
〜１２ｋＪ／ｍｍにて片面一層で作製された溶接継手に
ついて引張試験および切欠位置をボンド部としたシャル
ピー衝撃試験により実施した。一部の供試鋼について
は、両面一層によるエレクトロガスアーク溶接継手およ
び更に大入熱のサブマージアーク溶接継手により大入熱
溶接性能を評価した。それら結果を表３に示す。
およびシャルピー衝撃試験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。更に、ＪＩＳ Ｚ３１５８に準拠して斜め
Ｙ型溶接割れ試験を、ＪＩＳＺ３１０１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、雰囲気２０℃−６０％、試験
片初期温度２５℃の条件で行った。大入熱溶接性の評価
は、基本的にエレクトロガスアーク溶接により入熱１０
〜１２ｋＪ／ｍｍにて片面一層で作製された溶接継手に
ついて引張試験および切欠位置をボンド部としたシャル
ピー衝撃試験により実施した。一部の供試鋼について
は、両面一層によるエレクトロガスアーク溶接継手およ
び更に大入熱のサブマージアーク溶接継手により大入熱
溶接性能を評価した。それら結果を表３に示す。
【００４９】実施例Ｎｏ．１，２は、Ａ鋼による比較例
である。本発明の要件であるＮｂを含まないＡ鋼の計算
値（６２５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ＝８
３）は供試鋼板厚（２５、３８）に４０を加えた値（６
５、７８）を上回り、そのため板厚中心部の母材の引張
り強さは５７０Ｎ／ｍｍ2 を越え、また靱性も良好であ
った。Ｐｃｍ値は０．１７と低く、Ｙ割れ試験において
溶接割れは発生しなかった。しかし、大入熱溶接性は継
手強度が５７０Ｎ／ｍｍ2 に満たない。
である。本発明の要件であるＮｂを含まないＡ鋼の計算
値（６２５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ＝８
３）は供試鋼板厚（２５、３８）に４０を加えた値（６
５、７８）を上回り、そのため板厚中心部の母材の引張
り強さは５７０Ｎ／ｍｍ2 を越え、また靱性も良好であ
った。Ｐｃｍ値は０．１７と低く、Ｙ割れ試験において
溶接割れは発生しなかった。しかし、大入熱溶接性は継
手強度が５７０Ｎ／ｍｍ2 に満たない。
【００５０】実施例Ｎｏ．３〜８はＢ，Ｃ鋼による本発
明例である。母材および大入熱溶接継手の性能は良好で
ある。実施例Ｎｏ．９，１０は、Ｄ鋼による本発明例で
ある。Ｎｏ．９は１１５０℃で加熱され、有効Ｎｂ量は
Ｄ鋼に添加されたＮｂ量（０．０３４％）に等しく、計
算値“６２５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ＝
１０２”は供試鋼板厚（３８）に４０を加えた値（７
８）を十分上回り、板厚中心部の強度は６５０Ｎ／ｍｍ
2 にも達するが、加熱温度を１０００℃としたＮｏ．１
０では、有効Ｎｂは０．０１％に減じ、そのため計算値
は８７となり板厚中心部の強度は５８０Ｎ／ｍｍ2 にま
で減じた。実施例Ｎｏ．９に示した大入熱溶接性は良好
である。
明例である。母材および大入熱溶接継手の性能は良好で
ある。実施例Ｎｏ．９，１０は、Ｄ鋼による本発明例で
ある。Ｎｏ．９は１１５０℃で加熱され、有効Ｎｂ量は
Ｄ鋼に添加されたＮｂ量（０．０３４％）に等しく、計
算値“６２５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ＝
１０２”は供試鋼板厚（３８）に４０を加えた値（７
８）を十分上回り、板厚中心部の強度は６５０Ｎ／ｍｍ
2 にも達するが、加熱温度を１０００℃としたＮｏ．１
０では、有効Ｎｂは０．０１％に減じ、そのため計算値
は８７となり板厚中心部の強度は５８０Ｎ／ｍｍ2 にま
で減じた。実施例Ｎｏ．９に示した大入熱溶接性は良好
である。
【００５１】実施例Ｎｏ．１１，１２，１６，２１，２
５，２６はＥ，Ｆ，Ｉ，Ｋ，Ｏ，Ｐ鋼による本発明例で
ある。Ｃｅｑを０．３７以下に抑え、かつＮｂを添加す
ることで、母材および大入熱溶接継手について良好な強
度と靱性が確認されている。一方、実施例Ｎｏ．１３〜
１５、１７〜２０は、Ｇ，Ｈ，Ｊ鋼による比較例であ
る。これらの実施例の母材の強度、靱性は良好である
が、Ｃｅｑが０．３８を越えるため大入熱溶接継手性能
において、ボンド部のｖＴｓが本発明例に対して劣る。
５，２６はＥ，Ｆ，Ｉ，Ｋ，Ｏ，Ｐ鋼による本発明例で
ある。Ｃｅｑを０．３７以下に抑え、かつＮｂを添加す
ることで、母材および大入熱溶接継手について良好な強
度と靱性が確認されている。一方、実施例Ｎｏ．１３〜
１５、１７〜２０は、Ｇ，Ｈ，Ｊ鋼による比較例であ
る。これらの実施例の母材の強度、靱性は良好である
が、Ｃｅｑが０．３８を越えるため大入熱溶接継手性能
において、ボンド部のｖＴｓが本発明例に対して劣る。
【００５２】実施例Ｎｏ．２２〜２４はＬ，Ｍ，Ｎ鋼に
よる比較例である。Ｎｂ，Ｂ，Ｔｉを全く添加せず母材
性能を得るためＰｃｍは本発明例に対して高く、最高硬
さは３００Ｈｖを越え溶接割れ感受性は良好とはいえな
い。
よる比較例である。Ｎｂ，Ｂ，Ｔｉを全く添加せず母材
性能を得るためＰｃｍは本発明例に対して高く、最高硬
さは３００Ｈｖを越え溶接割れ感受性は良好とはいえな
い。
【００５３】実施例Ｎｏ．２７，２８はＱ，Ｒ鋼による
比較例である。本発明の特徴であるＮｂを用いずにＢも
しくはＢ，Ｔｉを活用し低Ｐｃｍ化を図ったため溶接割
れ感受性は良好であった。しかし、Ｃｅｑが０．３７以
下であるにも拘わらず大入熱溶接継手性能において、ボ
ンド部のｖＴｓが本発明例に対して劣る。
比較例である。本発明の特徴であるＮｂを用いずにＢも
しくはＢ，Ｔｉを活用し低Ｐｃｍ化を図ったため溶接割
れ感受性は良好であった。しかし、Ｃｅｑが０．３７以
下であるにも拘わらず大入熱溶接継手性能において、ボ
ンド部のｖＴｓが本発明例に対して劣る。
【００５４】
【表１】
【００５５】
【表２】
【００５６】
【表３】
【００５７】次に、鋼番８Ｃ，１１Ｅ，１４Ｇについて
音響異方性とｖＴｓとの関係を調べた。その結果を表４
に示すと共に図４に示す。この結果から、音響異方性が
１．０１〜１．０３５の範囲のものがｖＴｓが低いこと
がわかる。
音響異方性とｖＴｓとの関係を調べた。その結果を表４
に示すと共に図４に示す。この結果から、音響異方性が
１．０１〜１．０３５の範囲のものがｖＴｓが低いこと
がわかる。
【００５８】
【表４】
【００５９】
【発明の効果】以上のように、本発明により、大入熱溶
接性、溶接割れ感受性のいずれもが優れた６００Ｎ／ｍ
ｍ2 級高張力鋼およびその製造方法を提供できる。
接性、溶接割れ感受性のいずれもが優れた６００Ｎ／ｍ
ｍ2 級高張力鋼およびその製造方法を提供できる。
【図１】ｖＴｓ（℃）と音響異方性との関係を示した
図。
図。
Claims (6)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．０５％、Ａｌ：０．００５〜０．
１％、Ｎ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ＜０．０
０５％、Ｂ＜０．０００３％を含み、 Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで
定義されるＰｃｍ値が０．２０以下、かつ、Ｃｅｑ＝Ｃ
＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ
／４＋Ｖ／１４で定義されるＣｅｑ値が０．３７以下で
残部が鉄および不可避不純物よりなる引張強さ５７０Ｎ
／ｍｍ2 以上を有する大入熱溶接性、溶接割れ感受性に
優れた高張力鋼。 - 【請求項２】 Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．３％以
下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｖ：
０．１％以下の１種または２種以上を更に含む請求項１
に記載の大入熱溶接性、溶接割れ感受性に優れた高張力
鋼。 - 【請求項３】 重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．０５％、Ａｌ：０．００５〜０．
１％、Ｎ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ＜０．０
０５％、Ｂ＜０．０００３％を含み、 Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで
定義されるＰｃｍ値が０．２０以下、かつ、Ｃｅｑ＝Ｃ
＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ
／４＋Ｖ／１４で定義されるＣｅｑ値が０．３７以下の
鋼を熱間圧延する際、１０００℃以上１２５０℃以下の
温度に加熱後、熱間圧延を行い、引続きＡｒ３変態点以
上の温度から直接焼入れし、さらにＡｃ１変態点以下の
温度で焼戻し処理を施すことを特徴とする引張強さ５７
０Ｎ／ｍｍ2 以上の大入熱溶接性、溶接割れ感受性に優
れた高張力鋼の製造方法。 - 【請求項４】 Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．３％以
下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｖ：
０．１％以下の１種または２種以上を更に含む請求項３
に記載の大入熱溶接性、溶接割れ感受性に優れた高張力
鋼の製造方法。 - 【請求項５】 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎ
ｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４で定義される
Ｃｅｑ値および、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）の関係より計算される固溶Ｎｂ量およ
び鋼中に添加された添加Ｎｂ量のうちのいずれか少ない
方を有効Ｎｂ量として、有効Ｎｂ、Ｖ含有量、目的とす
る鋼板厚ｔ（ｍｍ）を用いて、 ６２５（有効Ｎｂ）＋２５０Ｖ＋２１０Ｃｅｑ≧ｔ＋４
０ の関係を満たすことを特徴とする請求項３または４に記
載の引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上の大入熱溶接性、溶
接割れ感受性に優れた高張力鋼の製造方法。 - 【請求項６】 熱間圧延に際して、１０５０℃以下で２
０％以上の累積圧下率で熱間圧延を施すことを特徴とす
る請求項３乃至５のいずれか１に記載の引張強さ５７０
Ｎ／ｍｍ2 以上の大入熱溶接性、溶接割れ感受性に優れ
た高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16133097A JPH10298706A (ja) | 1996-06-21 | 1997-06-18 | 大入熱溶接性、溶接割れ感受性に優れた高張力鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16198096 | 1996-06-21 | ||
| JP9-39124 | 1997-02-24 | ||
| JP8-161980 | 1997-02-24 | ||
| JP3912497 | 1997-02-24 | ||
| JP16133097A JPH10298706A (ja) | 1996-06-21 | 1997-06-18 | 大入熱溶接性、溶接割れ感受性に優れた高張力鋼およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10298706A true JPH10298706A (ja) | 1998-11-10 |
Family
ID=27290042
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16133097A Pending JPH10298706A (ja) | 1996-06-21 | 1997-06-18 | 大入熱溶接性、溶接割れ感受性に優れた高張力鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10298706A (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6686061B2 (en) | 2000-11-17 | 2004-02-03 | Posco | Steel plate having TiN+CuS precipitates for welded structures, method for manufacturing same and welded structure made therefrom |
| US6946038B2 (en) | 2000-12-01 | 2005-09-20 | Posco | Steel plate having Tin+MnS precipitates for welded structures, method for manufacturing same and welded structure |
| US6966955B2 (en) | 2000-12-14 | 2005-11-22 | Posco | Steel plate having TiN+ZrN precipitates for welded structures, method for manufacturing same and welded structure made therefrom |
| US7105066B2 (en) | 2001-11-16 | 2006-09-12 | Posco | Steel plate having superior toughness in weld heat-affected zone and welded structure made therefrom |
| CN100396809C (zh) * | 2005-09-12 | 2008-06-25 | 鞍钢股份有限公司 | 大线能量低焊接裂纹敏感性厚钢板及其生产方法 |
| JP2009120957A (ja) * | 2002-06-19 | 2009-06-04 | Nippon Steel Corp | 原油油槽用鋼およびその製造方法、原油油槽およびその防食方法 |
| EP2218801A1 (en) * | 2007-10-26 | 2010-08-18 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | Steel plate with yield strength of 800mpa grade and low weld cracking sensitivity, and manufacture method thereof |
| CN105112810A (zh) * | 2015-09-07 | 2015-12-02 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种抗大线能量焊接用钢及其制备方法 |
| KR20210009934A (ko) | 2019-07-18 | 2021-01-27 | 주식회사 포스코 | 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 구조용강재 및 그 제조방법 |
-
1997
- 1997-06-18 JP JP16133097A patent/JPH10298706A/ja active Pending
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| US7105066B2 (en) | 2001-11-16 | 2006-09-12 | Posco | Steel plate having superior toughness in weld heat-affected zone and welded structure made therefrom |
| US7396423B2 (en) | 2001-11-16 | 2008-07-08 | Posco | Method for manufacturing steel plate having superior toughness in weld heat-affected zone |
| JP2009120957A (ja) * | 2002-06-19 | 2009-06-04 | Nippon Steel Corp | 原油油槽用鋼およびその製造方法、原油油槽およびその防食方法 |
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| EP2218801A4 (en) * | 2007-10-26 | 2012-02-01 | Baoshan Iron & Steel | 800 MPA LASTICITY LIMIT STEEL SHEET AND LOW SENSITIVITY TO SEWAGE CRACKING, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME |
| CN105112810A (zh) * | 2015-09-07 | 2015-12-02 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种抗大线能量焊接用钢及其制备方法 |
| KR20210009934A (ko) | 2019-07-18 | 2021-01-27 | 주식회사 포스코 | 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 구조용강재 및 그 제조방법 |
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