JPH11172331A - 溶接割れ感受性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 溶接割れ感受性および低降伏比の両特性に優
れた極厚のＨＴ５９０鋼を、低コストにて製造する方法
を提供することを課題とする。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１１％、
Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜１．６
％、、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｍｏ：０．１〜
１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１％を含有し、かつ、Ｐ
ｃｍ：０．２２以下を満たし、残部が鉄および不可避的
不純物よりなる鋼を、１０００〜１２５０℃に加熱し、
９５０℃以下で２０％以上の累積圧下を加え熱間圧延
し、圧延終了後Ａｒ３変態点以上から直接焼入れし、つ
いでＡｃｌ点以上Ａｃ３点以下の２相域温度に再加熱後
焼入れし、さらにＡｃ１点以下５００℃以上にて焼戻し
処理を行うことを特徴とする製造方法である。更に、前
記熱間圧延が、圧延仕上温度を８５０℃以上とすると、
音響異方性の小さい極厚の低降伏比ＨＴ５９０鋼を製造
することができる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、溶接割れ感受性に
優れた引張強さ５９０Ｎ／ｍｍ² 級の低降伏比高張力鋼
の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】近年、建築構造物の大型化により、引張
強さ５９０Ｎ／ｍｍ² 級の高張力鋼（以下「ＨＴ５９０
鋼」という。）の使用が増大している。建築用のＨＴ５
９０鋼は、耐震安全性を向上させる観点より、一般に降
伏比（降伏強さ／引張強さ）を８０％以下とする低降伏
比鋼が要求される。この低降伏比鋼は、鋼構造物の施工
の合理化の観点から、良好な溶接低温割れ感受性が要求
されるとともに、最近では、音響異方性の小さい鋼板を
要求されることが多々ある。

【０００３】高張力鋼で、低降伏比を実現するには、一
般的には、圧延後に通常の焼入れを行い、ついで２相域
からの焼入れ、さらにその後焼戻し処理（以下「Ｑ−Ｑ
´−0 処理」という。）を行って製造される。このＱ−
Ｑ´−Ｔ処理は、降伏強さを低減するのに極めて効果的
であるものの、目標強度を確保するために、通常の焼入
れ−焼戻し（以下「Ｑ−Ｔ処理」という。）型のＨＴ５
９０鋼に比較して、合金元素の含有量を高める必要があ
る。特に、超高層建築に使用される建築用鋼では、板厚
が１００ｍｍ程度の極厚材が要望されており、強度の確
保を難しくしている。

【０００４】従って、極厚の低降伏比鋼は、合金成分を
多量に含有するため、溶接硬化性あるいは溶接低温割れ
感受性を表示するパラメータであるＣｅｑ値及びＰｃｍ
値が必然的に高くなり、溶接性は必ずしも良好であると
は言えない。ここで、Ｃｅｑ、Ｐｃｍは次式で示され
る。 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋ Ｖ／１４ ・・・・・（１） Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／３０＋Ｃｒ／２０ ＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ・・・・・（２）

【０００５】こうした観点から、溶接割れ感受性に優れ
た低降伏比のＨＴ５９０鋼を実現する試みが、特公平５
−８１６４４号公報、特公平５−８１６４５号公報、特
公平６−６７４０号公報、特開平３−１６２５１８号公
報、特開平７−９０３６５号公報、特開平７−１２６７
４３号公報、特開平８−９２６３９号公報、特開平８−
１４３９５０号公報、特開平８−２０９２９４号公報等
に開示されているように数多くなされている。

【０００６】これらの開示された技術は、第１に、Ｑ−
Ｑ´−Ｔ処理において合金成分を最適化する方法と、第
２に、熱処理鋼の強化手段として近年脚光を浴びている
直接焼入れを活用し、その後２相域からの焼入れ−後焼
戻し処理（以下「ＤＱ−Ｑ’−Ｔ処理」という。）を行
う方法とに、大別できる。

【０００７】これらの先行技術は、溶接割れ感受性に優
れた低降伏比のＨＴ５９０鋼として効果は認められる。
しかし、最近の建築用ＨＴ５９０鋼に対する材質要求を
考慮すると、以下に述べるように、性能改善の余地がま
だ残されているといえる。

【０００８】まず、Ｑ−Ｑ´−Ｔ処理を前提とした、従
来技術について述べる。特開平７−９０３６５号公報に
は、Ｂを含有しない低降伏比ＨＴ５９０鋼が開示されて
いる。これは、熱処理鋼によく使用される微量のＢは、
溶接熱影響部の硬さを著しく高め溶接性に悪影響を及ぼ
すことによる。しかし、板厚が６０ｍｍ以上の場合は、
Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ等を増量するため、Ｐｃｍ値が増加し、
その結果、実施例ではｙ型溶接割れ試験の割れ防止予熱
温度は５０℃にとどまっており、溶接割れ感受性は十分
とは言えない。

【０００９】また、当該発明は、目標強度を確保するた
め、Ｃｕの析出強化を積極的に活用している。析出強化
は、一般に降伏比を高めるため、Ｑ−Ｑ´−Ｔ処理の各
温度を最適化して低降伏比化を図っているが、最適な製
造条件の範囲が狭く、製造安定性の点で懸念される。ま
た、溶接入熱により析出効果が減少し、溶接継手強度が
低下すること、熱間圧延時にＣｕ疵が発生しやすいこ
と、さらに、Ｑ−Ｑ´−Ｔ処理は再加熱の熱処理を３回
も行うため製造コストの点では有利とはいえないこと等
の欠点がある。

【００１０】特開平７−１２６７４３号公報では、上記
と同様の鋼を用い、Ｑ−Ｑ´−Ｔ処理のＱ処理を省略し
た熱処理により、低降伏比ＨＴ５９０鋼を製造する方法
が開示されている。しかしながら、実施例に示された板
厚５０ｍｍ以上の鋼板では、溶接割れ防止予熱温度は５
０℃であり、溶接割れ感受性に優れるとは言えない。ま
た、Ｃｕを多量に含有するため、上記と同様の危惧があ
る。

【００１１】特開平８−１４３９５０号公報では、Ｂを
含有せず、Ｖの析出強化を利用したＱ−Ｑ´−Ｔ型の厚
物の低降伏比ＨＴ５９０鋼が開示されている。上述の２
つの例と同様に、板厚６０ｍｍ以上の鋼板では、溶接割
れ防止予熱温度は５０℃である。また、Ｖを０．１０〜
０．１５％と多量に含有する鋼であり、溶接継手部の靭
性低下が懸念されるが、当該発明はこの点に触れていな
い。さらに、経済性の観点からも、Ｖの多量含有及びＱ
−Ｑ´−Ｔ処理は有利とはいえない。

【００１２】特開平３−１６２５１８号公報では、Ｃ
ｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂの１種以上を含む、Ｐｃ
ｍが０．１６〜０．２１％の鋼を、熱間圧延後ＤＱ−Ｑ
´−Ｔ処理、あるいはＱ−Ｑ´−Ｔ処理により、低降伏
比のＨＴ５９０鋼を製造する方法が開示されている。実
施例では、溶接割れ防止予熱温度が２５℃以下と溶接割
れ感受性に優れる鋼板が明示されている。しかし、実施
例で示された鋼板の最大厚さは８０ｍｍにとどまる。ま
た、合金元素としてＮｂを使用した場合は、降伏比が７
８％にも達し、目標の８０％に対しての余裕が極めて少
なく、実製造における安定性の点で懸念される。

【００１３】一方、ＤＱ−Ｑ´−Ｔ処理を前提とした低
降伏比の鋼材の製造方法に関しては以下の技術が開示さ
れている。特公平５−８１６４４号公報に所定の化学成
分を有する鋼材を熱間圧延後２５０℃以下まで急冷し、
次いでＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ１＋８０℃に再加熱し、ひ
きつづき水冷した後２００〜６００℃の温度範囲で焼も
どしする発明が、また特公平５−８１６４５号公報に所
定の化学成分を有する鋼材の熱間圧延において、９００
℃〜Ａｒ３間で３０％以上７０％以下の累積圧下を加
え、圧延後水冷を開始し２５０℃以下まで急冷し、次い
で次いでＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ１＋８０℃まで再加熱
し、ひきつづき水冷した後２００〜６００℃の温度範囲
で焼もどしする発明が、開示されている。

【００１４】さらに、特公平６−６７４０号公報には、
適切な条件により熱間圧延した鋼材を、圧延終了後１０
〜８０秒間空冷した後、空冷を超える冷却速度で５００
℃以下まで冷却し、次いで７４０〜８６０℃の温度域に
加熱した後、空冷を超える冷却速度で５００℃以下まで
冷却し、その後４００〜Ａｃ１の温度域で焼戻処理する
低降伏比高張力鋼の製造方法が開示されている。

【００１５】しかしながら、これらの発明は、いずれも
鋼材の降伏比を低減することに主眼が置かれ、当該発明
により製造された低降伏比の高張力鋼の溶接性や音響異
方性については言及がなされていない。

【００１６】低温割れ感受性に優れた低降伏比高張力鋼
の製造方法に関する研究としては、例えば、特開平８−
２０９２９４号公報には、微細なＮｂ炭窒化物を体積分
率にて０．０１〜０．６％およびフェライト分率を２％
以上含有し、Ｐｃｍ値が０．２２％以下である、低降伏
比ＨＴ５９０鋼の製造方法が開示されている。この発明
は、加速冷却−Ｑ´−Ｔ処理するか又はＤＱ−Ｑ´−Ｔ
処理で製造するものであるが、板厚が５０ｍｍ以上の厚
物材では、強度確保のためにＢを含有している。Ｂ含有
鋼は、化学成分や製造条件の変動により、母材特性が不
安定となる欠点があるとともに、Ｐｃｍで評価される以
上に溶接熱影響部の硬化が著しく、溶接継手靭性の劣化
も懸念される。

【００１７】また、特開平８−９２６３９号公報では、
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉを同時に含有し、微量元素の固溶による
焼入れ性向上効果と析出強化を活用した鋼を、熱間圧延
後にＤＱ−Ｑ´−Ｔ処理することにより、板厚５０〜１
００ｍｍの低降伏比ＨＴ５９０鋼が開示されている。し
かし、実施例からは、板厚７０ｍｍ以上の鋼板では、溶
接割れ防止予熱温度は５０℃にとどまり、また、降伏比
も８０％近くに達し、製造における安定性の点で懸念さ
れる。

【００１８】こうした溶接低温割れ感受性の課題に加
え、最近ではさらに、鋼構造物の施工の合理化の観点か
ら、音響異方性の小さい鋼板を要求されることが多々あ
る。これは、溶接構造物の安全性確保のため、溶接欠陥
を、斜角による超音波探傷により検出することに由来す
る。すなわち超音波探傷においては、鋼板の最終圧延方
向（Ｌ方向）とその方向に直交する方向（Ｃ方向）で結
晶粒の方向性、すなわち圧延集合組織に差がある場合、
超音波を入射する方向によって音速に差が生じ、欠陥の
正確な検出が困難となる。

【００１９】また、Ｌ方向、Ｃ方向の検査を区別して評
価判定することは技術的にも限界がある。従って、溶接
欠陥と疑われるエコーが発見された場合、その箇所はす
べて補修しなければならならず、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となる。

【００２０】音響異方性に関しては、例えば特開昭６３
−２３５４３１号公報に開示されるように、熱間圧延の
圧下率と圧延温度、圧延後の冷却速度を制御することに
より実現を図ることができる。しかし、この方法は、引
張強さ４９０Ｎ／ｍｍ² 級鋼において実現できるもので
あり、ＨＴ５９０鋼のように、合金含有量が多い鋼で、
強度、靭性、溶接性等の厳しい要求を全て満足させる必
要がある場合には、音響異方性を小さくするのは容易で
はない。

【００２１】以上述べたように、溶接割れ感受性を改善
した低降伏比のＨＴ５９０鋼の製造方法に関して、多く
の先行技術が開示されている。しかし、上述のようにこ
れらの技術では、建築用ＨＴ５９０鋼として要求される
特性を、厚物の鋼板において、安定して達成し得るとは
いえないのが現状である。

【００２２】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、かかる事情
に鑑みてなされたものであり、良好な溶接割れ感受性更
には小さな音響異方性を備えた低降伏比の極厚のＨＴ５
９０鋼を、低コストにて製造する方法を提供することを
目的とする。特に溶接割れ感受性については、溶接施工
時の溶接予熱温度のみならず、現場施工において頻繁に
行われる点付けや、ショートビード等の小入熱において
も低温割れを発生させない鋼材を目的とする。

【００２３】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、溶接割れ
感受性に配慮し、かつ、降伏比を上昇させるＮｂ及び溶
接性に好ましくないＢの含有量を規制した化学成分を有
する鋼を、熱間圧延において制御圧延（ＣＲ）を施した
後、ＤＱ−Ｑ´−Ｔ処理を前提に鋭意検討した結果、下
記の発明をするに至った。

【００２４】すなわち、第１の発明は、重量％で、Ｃ：
０．０６〜０．１１％、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍ
ｎ：０．５〜１．６％、、Ａｌ：０．０１〜０．０６
％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１％
を含有し、かつ、Ｐｃｍ：０．２２以下を満たし、残部
が鉄および不可避的不純物よりなる鋼を、１０００〜１
２５０℃に加熱し、９５０℃以下で２０％以上の累積圧
下を加え熱間圧延し、圧延終了後Ａｒ３変態点以上から
直接焼入れし、ついでＡｃｌ点以上Ａｃ３点以下の２相
域温度に再加熱後焼入れし、さらにＡｃ１点以下５００
℃以上にて焼戻し処理を行うことを特徴とする、溶接割
れ感受性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法である。
本発明により、溶接施工時に実質的に溶接予熱を不要と
するとともに施工に際してショートビードを避ける等の
溶接施工管理の制限を緩和する割れ感受性に優れた極厚
の低降伏比ＨＴ５９０鋼を、安定して製造することがで
きる。

【００２５】第２の発明は、前記鋼が、更に、重量％
で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：
０．５％以下のうち１種もしくは２種以上を含有するこ
とを特徴とする、溶接割れ感受性に優れた低降伏比高張
力鋼の製造方法である。本発明により、上述の溶接割れ
感受性の更なる向上が可能となる。

【００２６】第３の発明は、前記熱間圧延が、更に、圧
延仕上温度が８５０℃以上であることを特徴とする、溶
接割れ感受性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法であ
る。この発明により、音響異方性の小さい、溶接割れ感
受性に優れた極厚の低降伏比ＨＴ５９０鋼を製造するこ
とができる。

【００２７】

【発明の実施の形態】本発明の基本的な考え方を以下に
述べる。 （１）溶接割れ感受性を改善するためには、Ｐｃｍ値の
低減が前提となる。この点、Ｂの含有はＰｃｍを低減す
るのに効果的であるが、微量のＢは溶接熱影響部の硬度
を著しく上昇させ、それによる継手靭性の劣化を引き起
こす。従ってＢを含有しない鋼を前提とする。このた
め、Ｂの効果を発揮させるため、Ｎの固定の役割を果た
すＴｉも、母材性能を不安定にさせることもあり、含有
しない鋼とする。

【００２８】（２）Ｔｉ、Ｂを含有せずに低降伏比のＨ
Ｔ５９０鋼を得るためには、Ｑ−Ｑ´−Ｔ処理では板厚
範囲に制約を生じるため、直接焼入れを活用するＤＱ−
Ｑ´−Ｔ処理を前提とする。

【００２９】（３）Ｎｂの含有は、先行技術に見られる
ように、ＤＱプロセスにおいて、加熱圧延時の固溶Ｎｂ
による焼入れ性向上、さらにはその後２相域に再加熱す
る際に炭窒化物形成による析出強化が期待できる。しか
し、Ｎｂ炭窒化物による析出強化は、図１に示すよう
に、Ｎｂを含有しない鋼に比べて、降伏比を上昇させて
しまう。

【００３０】ここで、図１は、ＤＱ−Ｑ´−Ｔ処理で製
造した板厚７５ｍｍのＮｂ含有鋼、Ｎｂ非含有鋼の引張
強さと降伏比の関係を示した図である。Ｎｂ含有鋼は、
Ｎｂ非含有鋼に比較して、降伏比が平均して数％高く、
目標とする降伏比８０％以下を安定して得るのが難し
い。従って、低降伏比化を確保する観点から、Ｎｂを含
有しない鋼とする。

【００３１】（４）熱間圧延において、制御圧延（Ｃ
Ｒ）はオーステナイト組織を展伸させる働きをし、これ
により、ＤＱ時の焼入れ性は幾分減少するものの、低降
伏比化に有効なフェライトの生成が促進する。このフェ
ライトは、その後のＱ´−Ｔ処理後も残存し低降伏比化
に寄与する。従ってＣＲ−ＤＱプロセスは、Ｑ−Ｑ´−
Ｔ処理では実現できない、２相域加熱前の組織制御を可
能とし、これを通じてその後のＱ´−Ｔ処理後も低降伏
比化が達成される。

【００３２】（５）ＣＲ−ＤＱプロセスにより展伸した
組織は、その後の２相域再加熱時に、α→γの逆変態オ
ーステナイトの生成サイトを増加させるため、Ｑ´後に
硬い焼入れ組織が増加し、高強度化が達成される。ま
た、ＣＲの実施により硬質相自体の硬さも上昇する。従
って、ＣＲ−ＤＱ−Ｑ´−Ｔプロセスは引張強さを高め
るが、それに伴う降伏比の上昇は小さい。図２、３はこ
れらの結果を示した図である。

【００３３】図２、３は、いずれも板厚６０ｍｍにおい
て、９５０℃以下の累積圧下率で示すＣＲの程度と引張
強さ、降伏比の関係を示すが、ＣＲの程度を強めるに従
い、引張強さが上昇する。ＨＴ５９０鋼を安定して得る
には、９５０℃以下で２０％以上の累積圧下を加える必
要がある。一方、降伏比については、ＣＲの強化により
上昇するものの、上記（４）の効果により、低降伏比鋼
として十分な水準にとどまっている。

【００３４】（６）一方、ＣＲの程度が大きくなり、圧
延仕上温度が低下しすぎると、音響異方性が大きくな
る。音響異方性は、オーステナイトの未再結晶域の圧
下、すなわち組織の展伸の度合いと相関があるため、音
響異方性の要求を満たす場合には、圧延仕上温度は、再
結晶域で完了するのが望ましい。未再結晶となる温度
は、厳密には、合金元素の含有量、特にＮｂ含有量に依
存するが、本発明では再結晶抑制効果を有するＮｂを含
有しないため、ほぼ一定と考えられる。

【００３５】図４は、板厚６０ｍｍの鋼板の圧延仕上温
度と音響異方性の関係を示した図であるが、圧延仕上温
度の低下とともに音響異方性が拡大する。超音波探傷に
おいて問題を生じさせない音響異方性は、経験的には
１．０２以下であることが知られており、これを満たす
ためには、圧延仕上温度は８５０℃以上とする必要があ
る。

【００３６】本発明は、上記知見にもとづいて、鋼の化
学成分、熱間圧延時のスラブ加熱温度、圧延仕上温度、
圧延後の熱処理条件を総合的に組み合せ、完成したもの
である。以下に本発明での化学成分、製造条件の限定理
由について説明する。

【００３７】Ｃ：０．０６〜０．１１％とする。 Ｃは、母材強度の点で必須の合金成分であるが、その量
が０．０６％未満の場合は、他の焼入れ性向上元素の含
有を多く必要とするため、コスト上昇、溶接割れ感受性
の劣化を招くおそれがある。また、本発明鋼に大入熱溶
接を施す場合に、Ｃ含有量が０．０６％未満では溶接金
属中へのＣの希釈が少なく、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量が０．１１
％を超えると、溶接割れ感受性の確保が困難となる。

【００３８】Ｓｉ：０．０１〜０．４％とする。 Ｓｉは、脱酸剤として必要であり、また母材強度と溶接
継手強度を確保する上で有効に働くので０．０１％以上
含有する。しかし、０．４％を超える含有は、溶接割れ
感受性と溶接継手靭性を劣化させる。

【００３９】Ｍｎ：０．５〜１．６％とする。 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％以上含有する。しかし、１．６％を超
える含有は溶接割れ感受性を劣化させるとともに、必要
以上に鋼の焼入れ性を高めるため、母材靭性、継手靭性
を劣化させる。

【００４０】Ｐ、Ｓ：いずれも０．０１５％以下とす
る。 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、完全に除去するのが望ましい
が、実際の鋼製造プロセスでの経済性を考えて、０．０
１５％以下、好ましくは０．０１％以下に規制すること
が望ましい。

【００４１】Ａｌ：０．０１〜０．０６％とする。 Ａｌは、鋼の脱酸のため及びミクロ組織の微細化による
母材靭性の確保のために０．０１％以上含有する。しか
し、過剰なＡｌの含有は、鋼の清浄性を損ない、連続鋳
造スラブの疵発生の原因ともなるため、その上限を０．
０６％、好ましくは０．０４％とする。

【００４２】Ｍｏ：０．１〜１．０％とする。 Ｍｏは、溶接割れ感受性、母材強度および溶接継手強度
を確保する上で有効に作用するので０．１％以上含有す
る。ただし、必要以上の含有は溶接割れ感受性を高め、
溶接継手靭性を劣化させるために、その上限を１．０％
とする。

【００４３】Ｖ：０．０１〜０．１％とする。 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、０．０１％以上含有する。しかし必要以上の含
有は、溶接継手靭性に悪影響を及ぼすので、その上限を
０．１％をとする。

【００４４】Ｎｂ：０．００５％未満とする。 Ｎｂは、図１に示したように降伏比を著しく上昇させる
ため、含有しない。しかし、スクラップ等からＮｂが混
入する場合もあるため、本発明鋼の特性に影響を与えな
い範囲として、混入量を０．００５％未満に規制する。

【００４５】Ｔｉ：０．００５％未満とする。 本発明では、Ｔｉは含有しない。しかし、スクラップ等
からＴｉが混入する場合もあるため、本発明鋼の特性、
特に母材性能の不安定さ等に影響を与えない範囲とし
て、混入量を０．００５％未満に規制する。

【００４６】Ｂ：０．０００３％未満とする。 本発明では、溶接熱影響部の硬さ低減のためＢは含有し
ない。しかし、Ｂは原料の鉄鉱石から混入する場合もあ
るため、本発明鋼の特性、特に溶接熱影響部の硬さにつ
いて影響を与えない範囲として、混入量を０．０００３
％未満に規制する。

【００４７】Ｎ：０．００８％以下とする。 Ｎは、Ａｌ等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、母材靭性を向上させるため、また、本発
明ではＶを必須の合金元素としその析出効果を導き出す
ためにも、必要的な不純物元素である。しかし、過剰な
含有は母材および溶接継手の靭性を損なうため、その上
限を０．００８％望ましくは０．００５％とする。

【００４８】本発明では、上記の合金元素の他に、さら
にＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒの各合金元素の一種以上を、Ｃｕ：
０．５％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．５％以
下の範囲内で含有しても好ましい結果が得られる。

【００４９】Ｃｕは母材強度および溶接継手強度向上の
ために、Ｎｉは母材強度、靭性および継手強度をともに
向上させるために、またＣｒは母材強度、靭性および大
入熱溶接継手強度を向上させるために含有させても差し
支えない。特に、Ｍｎの一部をこれらの元素に置き換え
ることで、靭性の向上や鋳造段階のミクロ偏析の低減な
どが達成でさる。ただし、過剰の含有は必要以上に焼入
れ性を向上させ、溶接割れ感受性を損なうため、上記範
囲を上限とする。

【００５０】Ｐｃｍ：０．２２％以下とする。 Ｐｃｍは溶接割れ感受性を表すパラメータであり、わが
国で一般的に行われる溶接環境において、溶接施工時の
予熱をしないでも、低温割れを発生させないためには、
０．２２％以下とする必要がある。

【００５１】次に、本発明における製造条件の限定理由
について述べる。 熱間圧延前のスラブ加熱温度：１０００℃以上１２５０
℃以下とする。 スラブ加熱温度は、合金元素の均質化を図るため、１０
００℃以上とする必要がある。しかし、加熱温度の上昇
と共に、加熱時のオーステナイト結晶粒の粗大化により
母材靭性の劣化が懸念されるので、その上限を１２５０
℃、好ましくは１１５０℃とする。

【００５２】熱間圧延条件：９５０℃以下で２０％以上
の累積圧下を施す。 スラブ加熱後所定の板厚まで熱間圧延する工程は、本発
明においては特に強度の点で重要な役割を果たす。上述
の図２、３から明らかなように、９５０℃以下での累積
圧下率を増加させると母材強度が向上し、一方、降伏比
も増加するが、その程度は小さい。従って、９５０℃以
下で２０％以上の累積圧下を加えると、低降伏比を維持
しつつ、目標とする強度を安定して達成できる。

【００５３】圧延仕上温度：８５０℃以上とする。 強度の点からは、９５０℃以下での累積圧下率を大きく
とることが好ましいが、累積圧下率を大きくすると必然
的に圧延仕上温度も低下し、音響異方性が増大する。従
って、音響異方性の要求がある場合には、図４に示した
ように、圧延仕上温度を一定温度以上、すなわち８５０
℃以上とする必要がある。

【００５４】直接焼入れ温度：Ａｒ３変態点以上とす
る。 熱間圧延終了後の直接焼入れ温度が低温、例えばＡｒ３
変態点近傍になると、圧延した鋼板内位置による母材性
能の変動が大きくなる。これを防ぐためには、少なくと
もＡｒ３変態点を上回る温度から、鋼板を強制冷却する
直接焼入れ処理を施すことが必要である。

【００５５】なお、Ａｒ３変態点は、例えば、Ｔｒａｎ
ｓ．ＩＳＩＪ、２２（１９８２）、Ｐ２１４（Ｃ．Ｏｕ
ｃｈｉ、Ｔ．Ｓａｍｐｅｉ、ａｎｄ Ｉ．Ｋｏｚａｓ
ｕ）に記載されるように、板厚をｔ（ｍｍ）として、化
学成分の関数として、（３）式にて表せる。 Ａｒ３＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ− ８０Ｍｏ＋０．３５（ｔ−８） （℃）・・・・・（３） 本発明の適用板厚、例えば板厚１００ｍｍ、において
は、Ａｒ３変態点は８００℃と計算されるため、熱間圧
延後の直接焼入れは、８００℃以上にて実施すればＡｒ
３変態点を上回ることが可能となる。

【００５６】二相域焼入れ温度：Ａｃ１変態点以上Ａｃ
３変態点以下とする。 直接焼入れ処理後、降伏比の低減を図るべく、Ａｃ１変
態点以上Ａｃ３変態点以下の２相域温度範囲に再加熱
し、焼入れ処理を施す。これは、上述のように、鋼の組
織を部分的にオーステナイト変態させることにより、ミ
クロ組織が硬質相と軟質相（フェライト）の２相に分離
し、降伏比の低減が図られるからである。

【００５７】焼戻し温度：Ａｃ１変態点以下５００℃以
上とする。 焼戻しはＡｃｌ変態点以下の温度範囲にて実施される
が、必要以上に低温で焼戻しを行うと硬質相の焼戻しが
不十分となるため、その下限を５００℃とする。

【００５８】

【実施例】以下に、本発明の実施例を比較例と対比して
示す。図５として示す表１に供試鋼の化学成分を示す。
ここで、鋼Ａ〜Ｇは本発明の範囲の化学成分を有する鋼
である。一方鋼Ｈ〜Ｌは比較鋼であり、鋼Ｈ及び鋼Ｊは
Ｎｂ含有鋼、鋼ＩはＮｂとＢを含有する鋼、鋼ＫはＰｃ
ｍが、鋼ＬはＣとＰｃｍが本発明の範囲外の鋼である。

【００５９】表１に示す化学成分を有する鋼を溶製し、
鋼塊とした後、図６、図７として示す表２−１、表２−
２の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２相域に再加熱後焼入れし、その後焼戻し処
理を施し供試鋼板を得た。なお、Ａｒ３変態点以上から
の直接焼入れを確保するため、圧延仕上温度はいずれも
８００℃以上とした。また、焼戻し温度は５００〜６３
０℃の範囲とした。また、鋼Ｌ（鋼番２７）は加熱圧延
後に、一旦空冷し、その後２相域に再加熱後焼入れ、焼
戻しを行ったものである。

【００６０】供試鋼板の板厚中央部より、引張試験およ
びシヤルピー衝撃試験を圧延方向の直角の方向から採取
し、ＨＴ５９０鋼としての母材の機械的性質を評価し
た。また、音響異方性は、ＪＩＳ Ｚ ３０６０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
０以下を基準に良否を判断した。これらの試験結果を、
表２−１、表２−２に併せて示す。

【００６１】溶接割れ感受性は、ＪＩＳ Ｚ ３１５８
に準拠した斜めｙ型溶接割れ試験による評価に加え、Ｊ
ＩＳ Ｚ ３１０１に準拠した溶接熱影響部の最高硬さ
試験及びＪＩＳ Ｚ ３１１５に準拠した溶接熱影響部
のテーパ硬さ試験におけるショートビード硬さ、アーク
ストライク硬さを評価した。溶接割れ感受性の評価に際
しては、いずれもＨＴ５９０鋼用の極低水素系の溶接材
料を用いて、雰囲気温度２０℃、湿度６０％、試験片初
期温度２５℃の条件で行った。試験結果を、図８として
示す表３に示す。

【００６２】まず溶接割れ試験に関しては、比較鋼の一
部（鋼Ｉ、鋼Ｋ、鋼Ｌ）を除いて予熱温度：２５℃の条
件で、溶接低温割れは認められなかった。従って、本発
名鋼の割れ防止予熱温度は２５℃以下である。一方、鋼
ＩはＰｃｍは０．２１％であるがＢを含有するため、ま
た鋼Ｋ、ＬはＰｃｍが高いため、いずれも溶接割れ感受
性が高く、予熱温度２５℃で５〜２０％の低温割れが発
生している。

【００６３】更に、本発名鋼は、ＨＡＺの最高硬さ試験
に加え、テーパ硬さ試験におけるショートビード硬さ、
アークストライク硬さが比較鋼に比して著しく小さい。
このことは、本発明鋼が鋼構造物の現場施工において多
用される小入熱の点付け溶接や仮付け溶接等の溶接に課
せられる種々の制限を緩和できることを意味する。

【００６４】鋼番１〜６及び鋼番７〜１０は、鋼Ａ及び
鋼Ｂを用いて、熱間圧延条件を変化させた場合の結果で
ある。靭性は、直接焼入れ後に２相域焼入れ−焼戻しを
実施しているため、いずれも十分なレベルにある。強度
は、９５０℃以下の累積圧下を加えない鋼番１あるいは
鋼番７はＨＴ５９０鋼として不十分であるが、９５０℃
以下で２０％以上の累積圧下を加えた他の鋼板は、ＨＴ
５９０鋼としての強度水準を満足する。

【００６５】制御圧延によるこの強度の上昇は、上述し
たように、２相域に再加熱した際のオーステナイト変態
サイトが増加し硬質相の面積率が上昇することに加え、
その後の焼入れで生じる硬質相自体の硬さの上昇にあ
る。すなわち硬質相自体の硬さは、９５０℃以下の累積
圧下を加えない場合（鋼番１）は２５４Ｈｖであるのに
対し、累積圧下を２０％、５０％と増加すると（鋼番
３、鋼番６）、２７１Ｈｖ、２９０Ｈｖと上昇すること
が確認された。

【００６６】一方、ＣＲを大きくとり、圧延仕上温度が
低下しすぎると、オーステナイトの未再結晶域での圧下
が加わり音響異方性が大きくなる。すなわち、９５０℃
以下で５０％ないし５５％の圧下を加えて圧延仕上温度
が８００℃となった鋼番６、鋼番１０では、音響異方性
が認められる。しかし、圧延仕上温度が８５０℃以上に
ある鋼番１〜５、鋼番７〜９は音響異方性が小さい。

【００６７】鋼番１１〜１３は鋼Ｃにおける板厚７５ｍ
ｍ材、鋼番１４、１５及び鋼番１６〜１８は鋼Ｄ及び鋼
Ｅにおける板厚１００ｍｍ材の結果である。９５０℃以
下で２０％以上の累積圧下を施し、圧延仕上温度が８５
０℃以上の場合には、ＨＴ５９０鋼の強度と良好な音響
異方性を有している。同様の結果は、本発明の範囲内で
合金成分を変化させた鋼Ｆ〜Ｇ（鋼番１９〜２１）にお
いても認められる。

【００６８】これに対して、鋼番２２〜２７は、合金成
分が本発明の範囲外にある鋼Ｈ〜Ｌを用い、本発明の範
囲内の製造条件にて、鋼板を製造した結果である。鋼番
２２及び鋼番２４（鋼Ｈ及び鋼Ｊ）は、強度、靭性、溶
接性、音響異方性はいずれも良好であるが、Ｎｂ含有鋼
であるため降伏比が高い。

【００６９】鋼番２３（鋼Ｉ）は、Ｎｂ、Ｂをいずれも
含有するため、極めて高い強度、良好な靭性、音響異方
性を有するが、降伏比が８０％を超え、また、２５℃の
予熱条件で溶接低温割れが発生している。さらに、鋼番
２５、２６（鋼Ｋ）は、強度、降伏比、靭性、音響異方
性はいずれも良好であるが、Ｐｃｍが高いため、２５℃
の予熱条件で溶接低温割れが発生している。鋼番２７
（鋼Ｌ）は、機械的性質は本発明鋼と同程度の水準にあ
るが、溶接割れ感受性が高い。すなわち、直接焼入れを
用いない従来の方法では、機械的性質を満たすことがで
きる鋼成分では、溶接割れ感受性に問題が生じ、溶接割
れ感受性を改善した鋼成分では機械的性質が不十分とな
ることを示唆している。

【００７０】

【発明の効果】以上述べたように、本発明は、溶接割れ
感受性に優れ、かつ音響異方性にも優れる、低降伏比の
５９０Ｎ／ｍｍ² 級の高張力鋼の製造方法を提供するも
のである。このことは、ＨＴ５９０鋼を必要とする、種
々の建築構造物に適用できることを示唆し、同時にそれ
らの施工において、施工コストの低減に大きく寄与する
ものである。更に、本発明により製造される鋼材は、小
入熱溶接における割れ感受性にも優れるため、例えば、
建築構造物の施工に際しての点付け溶接の禁止やショー
トビードの最低長さの規制等の種々の制限を緩和するこ
とが可能となる。また、本発明は、鋼板を対象とするも
のであるが、本発明の思想は、他の鋼材製造プロセス、
例えば形鋼の製造に応用できることは言うまでもない。

【図面の簡単な説明】

【図１】ＤＱ−Ｑ´−Ｔ処理で製造した板厚７５ｍｍの
Ｎｂ含有鋼、Ｎｂ非含有鋼の引張強さと降伏比の関係を
示した図である。

【図２】板厚６０ｍｍ材の、９５０℃以下の累積圧下率
と引張強さ関係を示す図である。

【図３】板厚６０ｍｍ材の、９５０℃以下の累積圧下率
と降伏比の関係を示す図である。

【図４】板厚６０ｍｍ材の鋼板の圧延仕上温度と音響異
方性の関係を示す図である。

【図５】供試鋼の化学成分を表１として示す図である。

【図６】供試鋼板の製造条件及び機械的性質、音響異方
性の結果を表２−１として示す図である。

【図７】供試鋼板の製造条件及び機械的性質、音響異方
性の結果を表２−２として示す図である。

【図８】供試鋼板の溶接割れ感受性試験の結果を表３と
して示す図である。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１１％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜１．６
   ％、、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｍｏ：０．１〜
   １．０％、Ｖ：０．０１〜０．１％を含有し、かつ、Ｐ
   ｃｍ：０．２２以下を満たし、残部が鉄および不可避的
   不純物よりなる鋼を、１０００〜１２５０℃に加熱し、
   ９５０℃以下で２０％以上の累積圧下を加え熱間圧延
   し、圧延終了後Ａｒ３変態点以上から直接焼入れし、つ
   いでＡｃｌ点以上Ａｃ３点以下の２相域温度に再加熱後
   焼入れし、さらにＡｃ１点以下５００℃以上にて焼戻し
   処理を行うことを特徴とする、溶接割れ感受性に優れた
   低降伏比高張力鋼の製造方法。
2. 【請求項２】 前記鋼が、更に、重量％で、Ｃｕ：０．
   ５％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下の
   うち１種もしくは２種以上を含有することを特徴とす
   る、請求項１に記載の溶接割れ感受性に優れた低降伏比
   高張力鋼の製造方法。
3. 【請求項３】 前記熱間圧延の圧延仕上温度が８５０℃
   以上であることを特徴とする、請求項１又は２に記載の
   溶接割れ感受性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法。