JPH11140582A - 溶接熱影響部靱性に優れた高靱性厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents
溶接熱影響部靱性に優れた高靱性厚鋼板およびその製造方法Info
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- JPH11140582A JPH11140582A JP30853997A JP30853997A JPH11140582A JP H11140582 A JPH11140582 A JP H11140582A JP 30853997 A JP30853997 A JP 30853997A JP 30853997 A JP30853997 A JP 30853997A JP H11140582 A JPH11140582 A JP H11140582A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 母材強度・靱性に優れかつ溶接熱影響部靱性
に優れた高靱性厚鋼板およびその製造方法を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ti：0.005 〜0.30％、Ｎ：0.
0020〜0.0200％を含み、かつＣeqが0.36〜0.45％で、か
つ円相当径が0.05μm 以下のTiN を１×103 個／mm2 以
上、円相当径が0.03〜0.2 μm のTiN を１×103 個／mm
2 以上１×105 個／mm2 未満含有する。さらにＶ：0.03
〜0.15％および／または、Ｂ：0.0002〜0.0020％、REM
：0.0010〜0.0200％、Ca：0.0010〜0.0100％から選ば
れた１種または２種以上、Cu：0.04〜0.60％、Ni：0.05
〜0.60％、Cr：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜0.10％、Nb：
0.003 〜0.030 ％から選ばれた１種または２種以上を含
有してもよい。上記組成の素材を1050℃以上の温度範囲
で加熱し、0.5 ℃／ｓ以下の冷却速度で冷却し、さらに
1050℃以上の温度範囲で再加熱したのち、熱間圧延す
る。
に優れた高靱性厚鋼板およびその製造方法を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ti：0.005 〜0.30％、Ｎ：0.
0020〜0.0200％を含み、かつＣeqが0.36〜0.45％で、か
つ円相当径が0.05μm 以下のTiN を１×103 個／mm2 以
上、円相当径が0.03〜0.2 μm のTiN を１×103 個／mm
2 以上１×105 個／mm2 未満含有する。さらにＶ：0.03
〜0.15％および／または、Ｂ：0.0002〜0.0020％、REM
：0.0010〜0.0200％、Ca：0.0010〜0.0100％から選ば
れた１種または２種以上、Cu：0.04〜0.60％、Ni：0.05
〜0.60％、Cr：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜0.10％、Nb：
0.003 〜0.030 ％から選ばれた１種または２種以上を含
有してもよい。上記組成の素材を1050℃以上の温度範囲
で加熱し、0.5 ℃／ｓ以下の冷却速度で冷却し、さらに
1050℃以上の温度範囲で再加熱したのち、熱間圧延す
る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、建築、海洋構造
物、鋼管、船舶、貯槽、土木建設機械などの用途に適用
できる厚鋼板およびその製造方法に関し、さらに厚鋼板
に限らず熱延鋼帯、形鋼、棒鋼等の非調質圧延鋼材の製
造方法にも適用できる。
物、鋼管、船舶、貯槽、土木建設機械などの用途に適用
できる厚鋼板およびその製造方法に関し、さらに厚鋼板
に限らず熱延鋼帯、形鋼、棒鋼等の非調質圧延鋼材の製
造方法にも適用できる。
【０００２】
【従来の技術】強度、靱性をともに向上させた鋼材の製
造方法として、Ti、Nb、Ｖ等を含む鋼素材を用いＴＭＣ
Ｐ（TheromoMechanical Control Process ）により微細
な組織を得る技術が従来から知られている。しかし、こ
のＴＭＣＰ技術では、低温のオーステナイト未再結晶温
度域で高圧下を施す必要があり、圧延機に多大の負荷が
かかり、また、厚肉材の場合には十分な圧下量が確保で
きないなどの問題があった。また、温度調節のための待
ち時間が増大して、圧延能率が低下し、さらに、加速冷
却を施す場合には、低温まで冷却する必要があり、鋼板
に歪、応力が残留するなどの問題があった。
造方法として、Ti、Nb、Ｖ等を含む鋼素材を用いＴＭＣ
Ｐ（TheromoMechanical Control Process ）により微細
な組織を得る技術が従来から知られている。しかし、こ
のＴＭＣＰ技術では、低温のオーステナイト未再結晶温
度域で高圧下を施す必要があり、圧延機に多大の負荷が
かかり、また、厚肉材の場合には十分な圧下量が確保で
きないなどの問題があった。また、温度調節のための待
ち時間が増大して、圧延能率が低下し、さらに、加速冷
却を施す場合には、低温まで冷却する必要があり、鋼板
に歪、応力が残留するなどの問題があった。
【０００３】一方、溶接熱影響部の靱性を向上させるた
めに、例えば、特開平2-125812号公報には、粒径0.05〜
10μm のTiを主成分とする酸化物を５×103 〜１×106
個／mm3 鋼中に分散させた溶接熱影響部靱性に優れた鋼
材の製造方法が開示されている。また、特開平4-48048
号公報には、母地中に0.001 〜0.100wt ％の割合で、粒
径0.5 μm 以下の（Ti，Nb）（Ｏ，Ｎ）複合結晶相を有
した酸化物系介在物を分散させ、溶接熱影響部の靱性を
向上させた溶接熱影響部靱性に優れた鋼材の製造方法が
提案されている。
めに、例えば、特開平2-125812号公報には、粒径0.05〜
10μm のTiを主成分とする酸化物を５×103 〜１×106
個／mm3 鋼中に分散させた溶接熱影響部靱性に優れた鋼
材の製造方法が開示されている。また、特開平4-48048
号公報には、母地中に0.001 〜0.100wt ％の割合で、粒
径0.5 μm 以下の（Ti，Nb）（Ｏ，Ｎ）複合結晶相を有
した酸化物系介在物を分散させ、溶接熱影響部の靱性を
向上させた溶接熱影響部靱性に優れた鋼材の製造方法が
提案されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、酸化物
系介在物を鋼中に均一に分散させしかも所定の量に制御
するのには多くの困難を伴うなどの問題があった。この
発明は、上記した問題を解決し、母材強度・靱性に優れ
かつ溶接熱影響部靱性に優れた高靱性厚鋼板およびその
製造方法を提供することを目的とする。
系介在物を鋼中に均一に分散させしかも所定の量に制御
するのには多くの困難を伴うなどの問題があった。この
発明は、上記した問題を解決し、母材強度・靱性に優れ
かつ溶接熱影響部靱性に優れた高靱性厚鋼板およびその
製造方法を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記した
課題を解決するために、鋭意検討した結果、次のような
知見を得た。 Ti、Ｖ、Ｎ量を制御することにより、TiN 、VN、ある
いはTiN とVNの複合介在物を核としてフェライトが析出
し、微細なフェライト−パーライト組織となり靱性が向
上する。
課題を解決するために、鋭意検討した結果、次のような
知見を得た。 Ti、Ｖ、Ｎ量を制御することにより、TiN 、VN、ある
いはTiN とVNの複合介在物を核としてフェライトが析出
し、微細なフェライト−パーライト組織となり靱性が向
上する。
【０００６】TiN が円相当径で0.03μm 以上の大きさ
になるとフェライト生成核として作用する。 円相当径で0.05μm 以上の大きさのTiN は、加熱時の
オーステナイト粒の微細化に有効である。 TiN を、、に示される大きさに制御すると、フェ
ライト結晶粒が飛躍的に微細化し、靱性が顕著に向上す
る。
になるとフェライト生成核として作用する。 円相当径で0.05μm 以上の大きさのTiN は、加熱時の
オーステナイト粒の微細化に有効である。 TiN を、、に示される大きさに制御すると、フェ
ライト結晶粒が飛躍的に微細化し、靱性が顕著に向上す
る。
【０００７】この発明は上記した知見に基づき構成され
たものである。すなわち、この発明は、重量％で、Ｃ：
0.01〜0.18％、Si：0.02〜0.60％、Mn：0.60〜2.00％、
Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.015 ％以下、Al：0.005 〜0.
100 ％、Ti：0.005 〜0.30％、Ｎ：0.0050〜0.0200％を
含み、好ましくはTi／Ｎ：4.0〜12.0とし、さらに次
（１）式 Ｃeq（％）＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 ……（１） で定義されるＣeqが0.36〜0.45％で、残部Feおよび不可
避的不純物からなる組成で、かつ円相当径が0.05μm 以
下のTiN が１×103 個／mm2 以上、円相当径が0.03〜0.
2 μm のTiN を１×103 個／mm2 以上１×105 個／mm2
未満含有することを特徴とする溶接熱影響部靱性に優れ
た高靱性厚鋼板である。
たものである。すなわち、この発明は、重量％で、Ｃ：
0.01〜0.18％、Si：0.02〜0.60％、Mn：0.60〜2.00％、
Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.015 ％以下、Al：0.005 〜0.
100 ％、Ti：0.005 〜0.30％、Ｎ：0.0050〜0.0200％を
含み、好ましくはTi／Ｎ：4.0〜12.0とし、さらに次
（１）式 Ｃeq（％）＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 ……（１） で定義されるＣeqが0.36〜0.45％で、残部Feおよび不可
避的不純物からなる組成で、かつ円相当径が0.05μm 以
下のTiN が１×103 個／mm2 以上、円相当径が0.03〜0.
2 μm のTiN を１×103 個／mm2 以上１×105 個／mm2
未満含有することを特徴とする溶接熱影響部靱性に優れ
た高靱性厚鋼板である。
【０００８】また、この発明では、前記組成に加えて、
さらに重量％で、Cu：0.02〜1.50％、Ni：0.02〜0.60
％、Cr：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜0.50％、Nb：0.003
〜0.030 ％の合金元素群から選ばれた１種または２種以
上を含有してもよく、また、前記組成に加えて、さらに
Ｖ：0.03〜0.15％を含有してもよく、また、前記組成に
加えて、さらにＢ：0.0002〜0.0020％、REM ：0.0010〜
0.0200％、Ca：0.0010〜0.0100％の合金元素群から選ば
れた１種または２種以上を含有してもよく、また、上記
した合金元素および各合金元素群から選ばれた１種また
は２種以上を複合して含有してもよい。
さらに重量％で、Cu：0.02〜1.50％、Ni：0.02〜0.60
％、Cr：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜0.50％、Nb：0.003
〜0.030 ％の合金元素群から選ばれた１種または２種以
上を含有してもよく、また、前記組成に加えて、さらに
Ｖ：0.03〜0.15％を含有してもよく、また、前記組成に
加えて、さらにＢ：0.0002〜0.0020％、REM ：0.0010〜
0.0200％、Ca：0.0010〜0.0100％の合金元素群から選ば
れた１種または２種以上を含有してもよく、また、上記
した合金元素および各合金元素群から選ばれた１種また
は２種以上を複合して含有してもよい。
【０００９】また、第２のこの発明は、重量％で、Ｃ：
0.01〜0.18％、Si：0.02〜0.60％、Mn：0.60〜2.00％、
Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.015 ％以下、Al：0.005 〜0.
100％、Ti：0.005 〜0.30％、Ｎ：0.0050〜0.0200％を
含み、好ましくはTi／Ｎ：4.0 〜12.0とし、さらに前記
（１）式で定義されるＣeqが0.36〜0.45％で、残部Feお
よび不可避的不純物からなる組成の鋼素材を、1050℃以
上の温度で加熱したのち、0.5 ℃／ｓ以下の冷却速度で
冷却し、ついで、1050℃以上の温度範囲に再加熱して、
Ａr3変態点以上の温度範囲で１パス当たりの圧下率で５
％以上の圧下を累積圧下率で20％以上施したのち、ある
いはさらにＡr3変態点〜Ａr1変態点の温度範囲で圧下率
５％以上の圧下を施したのち、室温まで冷却することを
特徴とする溶接熱影響部靱性に優れた高靱性厚鋼板の製
造方法である。
0.01〜0.18％、Si：0.02〜0.60％、Mn：0.60〜2.00％、
Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.015 ％以下、Al：0.005 〜0.
100％、Ti：0.005 〜0.30％、Ｎ：0.0050〜0.0200％を
含み、好ましくはTi／Ｎ：4.0 〜12.0とし、さらに前記
（１）式で定義されるＣeqが0.36〜0.45％で、残部Feお
よび不可避的不純物からなる組成の鋼素材を、1050℃以
上の温度で加熱したのち、0.5 ℃／ｓ以下の冷却速度で
冷却し、ついで、1050℃以上の温度範囲に再加熱して、
Ａr3変態点以上の温度範囲で１パス当たりの圧下率で５
％以上の圧下を累積圧下率で20％以上施したのち、ある
いはさらにＡr3変態点〜Ａr1変態点の温度範囲で圧下率
５％以上の圧下を施したのち、室温まで冷却することを
特徴とする溶接熱影響部靱性に優れた高靱性厚鋼板の製
造方法である。
【００１０】また、第２のこの発明では、前記組成に加
えて、さらに重量％で、Cu：0.02〜1.50％、Ni：0.02〜
0.60％、Cr：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜0.50％、Nb：0.
003〜0.030 ％から選ばれた１種または２種以上を含有
してもよく、また、前記組成に加えて、さらに重量％
で、Ｖ：0.03〜0.15％を含有してもよく、また、前記組
成に加えて、さらに重量％で、Ｂ：0.0002〜0.0020％、
REM ：0.0010〜0.0200％、Ca：0.0010〜0.0100％から選
ばれた１種または２種以上を含有してもよく、また、上
記した合金元素および各合金元素群から選ばれた１種ま
たは２種以上を複合して含有してもよい。
えて、さらに重量％で、Cu：0.02〜1.50％、Ni：0.02〜
0.60％、Cr：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜0.50％、Nb：0.
003〜0.030 ％から選ばれた１種または２種以上を含有
してもよく、また、前記組成に加えて、さらに重量％
で、Ｖ：0.03〜0.15％を含有してもよく、また、前記組
成に加えて、さらに重量％で、Ｂ：0.0002〜0.0020％、
REM ：0.0010〜0.0200％、Ca：0.0010〜0.0100％から選
ばれた１種または２種以上を含有してもよく、また、上
記した合金元素および各合金元素群から選ばれた１種ま
たは２種以上を複合して含有してもよい。
【００１１】また、第３のこの発明は、重量％で、Ｃ：
0.01〜0.18％、Si：0.02〜0.60％、Mn：0.60〜2.00％、
Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.015 ％以下、Al：0.005 〜0.
100％、Ti：0.005 〜0.30％、Ｎ：0.0050〜0.0200％を
含み、好ましくはTi／Ｎ：4.0 〜12.0とし、さらに前記
（１）式で定義されるＣeqが0.36〜0.45％で、残部Feお
よび不可避的不純物からなる組成の鋼素材を、1050℃以
上の温度で加熱したのち、0.5 ℃／ｓ以下の冷却速度で
冷却することを特徴とする高靱性厚鋼板用圧延素材の製
造方法であり、前記組成に加えて、さらに重量％で、C
u：0.02〜1.50％、Ni：0.02〜0.60％、Cr：0.05〜0.50
％、Mo：0.02〜0.50％、Nb：0.003 〜0.030 ％から選ば
れた１種または２種以上を含有してもよく、また、前記
組成に加えて、さらに重量％で、Ｖ：0.03〜0.15％を含
有してもよく、また、前記組成に加えて、さらに重量％
で、Ｂ：0.0002〜0.0020％、REM ：0.0010〜0.0200％、
Ca：0.0010〜0.0100％から選ばれた１種または２種以上
を含有してもよく、上記した合金元素および各合金元素
群から選ばれた１種または２種以上を複合して含有して
もよい。
0.01〜0.18％、Si：0.02〜0.60％、Mn：0.60〜2.00％、
Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.015 ％以下、Al：0.005 〜0.
100％、Ti：0.005 〜0.30％、Ｎ：0.0050〜0.0200％を
含み、好ましくはTi／Ｎ：4.0 〜12.0とし、さらに前記
（１）式で定義されるＣeqが0.36〜0.45％で、残部Feお
よび不可避的不純物からなる組成の鋼素材を、1050℃以
上の温度で加熱したのち、0.5 ℃／ｓ以下の冷却速度で
冷却することを特徴とする高靱性厚鋼板用圧延素材の製
造方法であり、前記組成に加えて、さらに重量％で、C
u：0.02〜1.50％、Ni：0.02〜0.60％、Cr：0.05〜0.50
％、Mo：0.02〜0.50％、Nb：0.003 〜0.030 ％から選ば
れた１種または２種以上を含有してもよく、また、前記
組成に加えて、さらに重量％で、Ｖ：0.03〜0.15％を含
有してもよく、また、前記組成に加えて、さらに重量％
で、Ｂ：0.0002〜0.0020％、REM ：0.0010〜0.0200％、
Ca：0.0010〜0.0100％から選ばれた１種または２種以上
を含有してもよく、上記した合金元素および各合金元素
群から選ばれた１種または２種以上を複合して含有して
もよい。
【００１２】
【発明の実施の形態】まず、この発明における、化学組
成の限定理由を説明する。 Ｃ：0.01〜0.18％ Ｃは、強度を増加する元素であり、強度確保のために0.
01％以上の含有を必要とする。一方、0.18％を超えて含
有すると母材靱性および溶接性が劣化する。このため、
Ｃは0.01〜0.18％とした。なお、実用上の好適範囲は、
0.08〜0.16％の範囲である。
成の限定理由を説明する。 Ｃ：0.01〜0.18％ Ｃは、強度を増加する元素であり、強度確保のために0.
01％以上の含有を必要とする。一方、0.18％を超えて含
有すると母材靱性および溶接性が劣化する。このため、
Ｃは0.01〜0.18％とした。なお、実用上の好適範囲は、
0.08〜0.16％の範囲である。
【００１３】Si：0.02〜0.60％ Siは、強度増加に有効な元素であるが、0.02％未満では
その効果が認められない。一方、0.60％を超えると溶接
熱影響部の靱性が著しく劣化する。このため、Siは0.02
〜0.60％の範囲に限定した。 Mn：0.60〜2.00％ Mnは、強度増加に有効な元素であり、強度確保の観点か
ら0.60％以上含有することが必要である。一方、Mn含有
量が2.00％を超えると、圧延後空冷した場合に組織がフ
ェライト＋ベイナイトとなり、母材靱性が低下する。こ
のため、Mn含有量は、0.60〜2.00％の範囲に限定した。
なお、好ましくは1.00〜1.70％の範囲である。
その効果が認められない。一方、0.60％を超えると溶接
熱影響部の靱性が著しく劣化する。このため、Siは0.02
〜0.60％の範囲に限定した。 Mn：0.60〜2.00％ Mnは、強度増加に有効な元素であり、強度確保の観点か
ら0.60％以上含有することが必要である。一方、Mn含有
量が2.00％を超えると、圧延後空冷した場合に組織がフ
ェライト＋ベイナイトとなり、母材靱性が低下する。こ
のため、Mn含有量は、0.60〜2.00％の範囲に限定した。
なお、好ましくは1.00〜1.70％の範囲である。
【００１４】Ｐ：0.030 ％以下 Ｐは靱性を劣化させる元素であり、できるだけ低減する
のが好ましいが、0.030 ％までは許容できるため、0.03
0 ％を上限とした。 Ｓ：0.015 ％以下 Ｓは、鋼中では主にMnS として存在し、VNと同様に圧延
後の組織を微細化する作用があるが、0.015 ％を超える
と鋼板の板厚方向の靱性・延性を劣化させるため、Ｓは
0.015 ％以下とした。なお、組織微細化の観点からはＳ
は0.004 〜0.010 ％の範囲とするのが好ましい。
のが好ましいが、0.030 ％までは許容できるため、0.03
0 ％を上限とした。 Ｓ：0.015 ％以下 Ｓは、鋼中では主にMnS として存在し、VNと同様に圧延
後の組織を微細化する作用があるが、0.015 ％を超える
と鋼板の板厚方向の靱性・延性を劣化させるため、Ｓは
0.015 ％以下とした。なお、組織微細化の観点からはＳ
は0.004 〜0.010 ％の範囲とするのが好ましい。
【００１５】Al：0.005 〜0.100 ％ Alは、脱酸のために0.005 ％以上の添加が必要である
が、0.100 ％を超えて添加しても脱酸効果は飽和する。
このため、Alは0.005 〜0.100 ％の範囲とした。 Ti：0.005 〜0.30％ Tiは、主としてTiN として存在し、結晶粒の微細化に有
効な元素である。TiNは、鋼素材加熱時のオーステナイ
ト粒の粒成長を抑制し、さらにオーステナイト粒中に析
出し、その後析出するVNの析出を促進する作用を有して
いる。この効果を得るためにはTiは0.005 ％以上添加す
る必要があるが、0.30％を超えると鋼の清浄性、靱性を
低下させる。このため、Tiは0.005 〜0.30％の範囲とし
た。なお、好ましくは0.010 〜0.10％である。
が、0.100 ％を超えて添加しても脱酸効果は飽和する。
このため、Alは0.005 〜0.100 ％の範囲とした。 Ti：0.005 〜0.30％ Tiは、主としてTiN として存在し、結晶粒の微細化に有
効な元素である。TiNは、鋼素材加熱時のオーステナイ
ト粒の粒成長を抑制し、さらにオーステナイト粒中に析
出し、その後析出するVNの析出を促進する作用を有して
いる。この効果を得るためにはTiは0.005 ％以上添加す
る必要があるが、0.30％を超えると鋼の清浄性、靱性を
低下させる。このため、Tiは0.005 〜0.30％の範囲とし
た。なお、好ましくは0.010 〜0.10％である。
【００１６】Ｎ：0.0050〜0.0200％ Ｎは、Ti、Ｖと結合してTiN 、VNを形成し、結晶粒の微
細化に有効に寄与する。これら窒化物は、加熱時のオー
ステナイト粒の粒成長を抑制し、さらにフェライト析出
核として作用する。VNは、フェライト変態後にフェライ
ト粒内に析出し、強度を増加させるため、圧延後の冷却
に際して強水冷を行わずに母材強度を高めることがで
き、鋼板板厚方向の特性の均一性、残留応力の低減、残
留歪の低減に有効となる。これらの効果を得るために
は、Ｎ含有量は0.0050％以上とする必要があるが、0.02
00％を超えると母材靱性、溶接性が劣化する。このた
め、Ｎ含有量は0.0050〜0.0200％の範囲に限定した。
細化に有効に寄与する。これら窒化物は、加熱時のオー
ステナイト粒の粒成長を抑制し、さらにフェライト析出
核として作用する。VNは、フェライト変態後にフェライ
ト粒内に析出し、強度を増加させるため、圧延後の冷却
に際して強水冷を行わずに母材強度を高めることがで
き、鋼板板厚方向の特性の均一性、残留応力の低減、残
留歪の低減に有効となる。これらの効果を得るために
は、Ｎ含有量は0.0050％以上とする必要があるが、0.02
00％を超えると母材靱性、溶接性が劣化する。このた
め、Ｎ含有量は0.0050〜0.0200％の範囲に限定した。
【００１７】Ti／Ｎ：4.0 〜12.0 Ti／Ｎが、4.0 未満ではフリーＮが存在し、溶接性を低
下させるとともに歪時効を助長させる。一方、Ti／Ｎが
12.0を超えるとTiC 、あるいはVCが形成され、母材靱性
を低下させる。このため、Ti／Ｎは4.0 〜12.0の範囲と
するのが好ましい。なお、より好ましくは5.0 〜10.0の
範囲である。
下させるとともに歪時効を助長させる。一方、Ti／Ｎが
12.0を超えるとTiC 、あるいはVCが形成され、母材靱性
を低下させる。このため、Ti／Ｎは4.0 〜12.0の範囲と
するのが好ましい。なお、より好ましくは5.0 〜10.0の
範囲である。
【００１８】Ｖ：0.03〜0.15％ Ｖは、圧延冷却中にオーステナイト粒内にVNとして析出
し、このVNを核としてフェライトが析出することから、
結晶粒微細化に有効に寄与し、母材靱性を向上させる効
果を有する。また、Ｖは、フェライト変態後にもフェラ
イト中にVNが析出し、母材強度を増加させるため、圧延
後の冷却に際して強水冷を行わずに母材強度を高めるこ
とができ、鋼板板厚方向の特性の均一性、残留応力の低
減、残留歪の低減に有効となる。これらの効果を得るた
めには、Ｖ含有量は0.03％以上とする必要があるが、0.
15％を超えると母材靱性、溶接性が劣化する。このた
め、Ｖ含有量は0.03〜0.15％の範囲に限定した。なお、
母材靱性の観点から好ましくは0.05〜0.10％の範囲であ
る。
し、このVNを核としてフェライトが析出することから、
結晶粒微細化に有効に寄与し、母材靱性を向上させる効
果を有する。また、Ｖは、フェライト変態後にもフェラ
イト中にVNが析出し、母材強度を増加させるため、圧延
後の冷却に際して強水冷を行わずに母材強度を高めるこ
とができ、鋼板板厚方向の特性の均一性、残留応力の低
減、残留歪の低減に有効となる。これらの効果を得るた
めには、Ｖ含有量は0.03％以上とする必要があるが、0.
15％を超えると母材靱性、溶接性が劣化する。このた
め、Ｖ含有量は0.03〜0.15％の範囲に限定した。なお、
母材靱性の観点から好ましくは0.05〜0.10％の範囲であ
る。
【００１９】Cu：0.02〜1.50％、Ni：0.02〜0.60％、C
r：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜0.50％、Nb：0.003 〜0.0
30 ％から選ばれた１種または２種以上 Cu、Ni、Cr、Mo、Nbはいずれも焼入れ性向上に有効な元
素であり、Ａr3変態点を介してTiN 、VNの細粒化効果を
最適化するとともに、VNの析出強化にも有効に作用す
る。すなわち、Ａr3変態点を低下させることにより、フ
ェライト粒がより微細になり、VNの析出強化効果が大き
くなる。しかし、Ａr3変態点が低下しすぎると、組織が
ベイナイト主体の組織となり、強度は増加するが母材靱
性が低下する。
r：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜0.50％、Nb：0.003 〜0.0
30 ％から選ばれた１種または２種以上 Cu、Ni、Cr、Mo、Nbはいずれも焼入れ性向上に有効な元
素であり、Ａr3変態点を介してTiN 、VNの細粒化効果を
最適化するとともに、VNの析出強化にも有効に作用す
る。すなわち、Ａr3変態点を低下させることにより、フ
ェライト粒がより微細になり、VNの析出強化効果が大き
くなる。しかし、Ａr3変態点が低下しすぎると、組織が
ベイナイト主体の組織となり、強度は増加するが母材靱
性が低下する。
【００２０】このような効果を得るためには、Cu、Ni、
Cr、Mo、Nbはそれぞれ0.02％、0.02％、0.05％、0.02
％、0.003 ％以上の添加が必要である。一方、Cuは1.50
％を超えると熱間加工性の低下が著しくなるため、1.50
％を上限とした。Niは、焼入れ性向上に加えて、Cuの熱
間加工性の低下を補償するため添加するが、そのために
はCu含有量と当量程度のNiを添加するのが望ましい。し
かし、0.60％を超えての添加は、経済的に高価となるた
め、Ni含有量の上限を0.60％とした。また、Cr、Mo、Nb
の多量添加は溶接性、靱性を劣化させるため、それぞれ
0.50％、0.50％、0.030 ％を上限とした。
Cr、Mo、Nbはそれぞれ0.02％、0.02％、0.05％、0.02
％、0.003 ％以上の添加が必要である。一方、Cuは1.50
％を超えると熱間加工性の低下が著しくなるため、1.50
％を上限とした。Niは、焼入れ性向上に加えて、Cuの熱
間加工性の低下を補償するため添加するが、そのために
はCu含有量と当量程度のNiを添加するのが望ましい。し
かし、0.60％を超えての添加は、経済的に高価となるた
め、Ni含有量の上限を0.60％とした。また、Cr、Mo、Nb
の多量添加は溶接性、靱性を劣化させるため、それぞれ
0.50％、0.50％、0.030 ％を上限とした。
【００２１】Ｂ：0.0002〜0.0020％、REM ：0.0010〜0.
0200％、Ca：0.0010〜0.0200％から選ばれた１種または
２種以上 Ｂ、REM 、Caは、いずれも圧延後のフェライト粒の微細
化に有効に寄与する元素である。Ｂは結晶粒界に偏析し
て粗大な粒界フェライトの生成を抑制し、圧延後のフェ
ライト結晶粒を微細化する作用を有している。この効果
は0.0002％以上の添加により認められるが、0.0020％を
超える添加は母材靱性を低下させる。このため、Ｂは0.
0002〜0.0020％の範囲に限定した。
0200％、Ca：0.0010〜0.0200％から選ばれた１種または
２種以上 Ｂ、REM 、Caは、いずれも圧延後のフェライト粒の微細
化に有効に寄与する元素である。Ｂは結晶粒界に偏析し
て粗大な粒界フェライトの生成を抑制し、圧延後のフェ
ライト結晶粒を微細化する作用を有している。この効果
は0.0002％以上の添加により認められるが、0.0020％を
超える添加は母材靱性を低下させる。このため、Ｂは0.
0002〜0.0020％の範囲に限定した。
【００２２】REM 、Caは高温で安定な酸化物を形成し母
地中に微細分散し、加熱時のオーステナイト粒の粒成長
を抑制するとともに、圧延後のフェライト粒を微細化す
る。さらに、溶接熱影響部（ HAZ部）靱性を向上させ
る。これらの効果はREM 、Caとも0.0010％以上の添加で
認められるが、REM 、Caともに、0.0200％を超えると、
鋼の清浄性、母材靱性を低下させる。このため、REM 、
Caともに、0.0010〜0.0200％の範囲とした。
地中に微細分散し、加熱時のオーステナイト粒の粒成長
を抑制するとともに、圧延後のフェライト粒を微細化す
る。さらに、溶接熱影響部（ HAZ部）靱性を向上させ
る。これらの効果はREM 、Caとも0.0010％以上の添加で
認められるが、REM 、Caともに、0.0200％を超えると、
鋼の清浄性、母材靱性を低下させる。このため、REM 、
Caともに、0.0010〜0.0200％の範囲とした。
【００２３】なお、上記した合金元素および各合金元素
群から選ばれた１種または２種以上を複合して含有して
もよいことはいうまでもない。 Ｃeq：0.36〜0.45％ Ｃeqは（１）式で定義される。 Ｃeq（％）＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 ……（１） Ｃeqが0.36％未満では、母材およびHAZ 軟化部での強度
確保が困難となる。また、Ｃeqが0.45％を超えると溶接
割れ感受性が増大しHAZ 部靱性が低下する。このため、
Ｃeqを0.36〜0.45％の範囲に限定した。
群から選ばれた１種または２種以上を複合して含有して
もよいことはいうまでもない。 Ｃeq：0.36〜0.45％ Ｃeqは（１）式で定義される。 Ｃeq（％）＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 ……（１） Ｃeqが0.36％未満では、母材およびHAZ 軟化部での強度
確保が困難となる。また、Ｃeqが0.45％を超えると溶接
割れ感受性が増大しHAZ 部靱性が低下する。このため、
Ｃeqを0.36〜0.45％の範囲に限定した。
【００２４】本発明の厚鋼板は、円相当径が0.05μm 以
下 のTiN を１×103 個／mm以上、および円相当径が0.
03〜0.2 μm のTiN を１×103 個／mm2 〜１×105 個／
mm2含有する。TiN は、微細なほど、とくにその大きさ
が円相当径で0.05μm 以下の場合には、加熱保持時のオ
ーステナイト粒の微細化に有効である。さらに、オース
テナイト粒の微細化効果を十分に発揮させるためには、
0.05μm 以下の大きさのTiN が１×103 個／mm2 以上必
要である。このため、0.05μm 以下の大きさのTiN の個
数を１×103 個／mm2 以上に限定した。
下 のTiN を１×103 個／mm以上、および円相当径が0.
03〜0.2 μm のTiN を１×103 個／mm2 〜１×105 個／
mm2含有する。TiN は、微細なほど、とくにその大きさ
が円相当径で0.05μm 以下の場合には、加熱保持時のオ
ーステナイト粒の微細化に有効である。さらに、オース
テナイト粒の微細化効果を十分に発揮させるためには、
0.05μm 以下の大きさのTiN が１×103 個／mm2 以上必
要である。このため、0.05μm 以下の大きさのTiN の個
数を１×103 個／mm2 以上に限定した。
【００２５】また、TiN は、圧延後の冷却過程あるいは
溶接時の高温からの冷却過程でフェライトの生成核とな
りフェライト粒の微細化に寄与する。TiN がフェライト
の生成核となるためには、円相当径で0.03μm 以上の大
きさとなることが必要である。しかし、TiN が円相当径
で0.2 μm を超える大きさとなると、母材靱性およびHA
Z 部靱性に悪影響を及ぼす。このため、TiN の大きさは
円相当径で0.03〜0.2μm の範囲とした。また、上記し
た大きさのTiN の個数が１×103 個／mm2 未満では、フ
ェライト粒微細化の効果が不十分となり、TiN の個数が
１×105 個／mm 2 以上では母材靱性、HAZ 部靱性が劣化
する。このため、円相当径で0.03〜0.2μm のTiN の個
数は１×103 個／mm2 〜１×105 個／mm2 の範囲に限定
した。本発明では、円相当径で0.05μm 以下の大きさの
TiN の個数を１×103 個／mm2以上とし、合わせてさら
に、円相当径で0.03〜0.2 μm のTiN の個数は１×103
個／mm2 〜１×105 個／mm2 の範囲に限定することによ
り、飛躍的にフェライト粒の微細化が達成でき、母材お
よび溶接熱影響部の靱性を大幅に向上させることができ
る。
溶接時の高温からの冷却過程でフェライトの生成核とな
りフェライト粒の微細化に寄与する。TiN がフェライト
の生成核となるためには、円相当径で0.03μm 以上の大
きさとなることが必要である。しかし、TiN が円相当径
で0.2 μm を超える大きさとなると、母材靱性およびHA
Z 部靱性に悪影響を及ぼす。このため、TiN の大きさは
円相当径で0.03〜0.2μm の範囲とした。また、上記し
た大きさのTiN の個数が１×103 個／mm2 未満では、フ
ェライト粒微細化の効果が不十分となり、TiN の個数が
１×105 個／mm 2 以上では母材靱性、HAZ 部靱性が劣化
する。このため、円相当径で0.03〜0.2μm のTiN の個
数は１×103 個／mm2 〜１×105 個／mm2 の範囲に限定
した。本発明では、円相当径で0.05μm 以下の大きさの
TiN の個数を１×103 個／mm2以上とし、合わせてさら
に、円相当径で0.03〜0.2 μm のTiN の個数は１×103
個／mm2 〜１×105 個／mm2 の範囲に限定することによ
り、飛躍的にフェライト粒の微細化が達成でき、母材お
よび溶接熱影響部の靱性を大幅に向上させることができ
る。
【００２６】本発明の厚鋼板は上記した組成でかつ残部
Feおよび不可避的不純物からなる。不純物として、Ｏ：
0.010 ％以下が許容できる。つぎに、本発明の厚鋼板の
製造方法について説明する。上記した組成の鋼を転炉、
電気炉等公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法あるいは
造塊法で凝固させ、鋼素材とする。
Feおよび不可避的不純物からなる。不純物として、Ｏ：
0.010 ％以下が許容できる。つぎに、本発明の厚鋼板の
製造方法について説明する。上記した組成の鋼を転炉、
電気炉等公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法あるいは
造塊法で凝固させ、鋼素材とする。
【００２７】鋼素材は、まず、1050℃以上の温度に、好
ましくは1300〜1400℃の温度に加熱し、円相当径で0.05
μm 以下のTiN を１×103 個／mm2 以上の密度で、さら
に円相当径で0.03〜0.2 μm のTiN を１×103 個／mm2
〜１×105 個／mm2 の密度で析出させる。加熱温度が10
50℃未満では、TiN の成長が不十分で、上記した大き
さ、個数のTiN を得ることができない。なお、加熱温度
は、好ましくは1300℃以上である。一方、1400℃を超え
ると、鋼素材が溶解する危険がある。このため、鋼素材
の加熱温度は1050℃以上、好ましくは1300〜1400℃の温
度範囲とした。また、この温度域における保持時間は、
0.5hr 以上、好ましくは３〜10hrとするのが好ましい。
0.5hr 未満では、TiN の成長が不十分である。TiN を十
分成長させるためには、保持時間は0.5hr 以上、好まし
くは３hr以上である。一方、10hrを超えると鋼素材表層
の脱炭が著しくなる。このため、鋼素材の加熱保持時間
は0.5hr 以上、好ましくは３〜10hrとした。
ましくは1300〜1400℃の温度に加熱し、円相当径で0.05
μm 以下のTiN を１×103 個／mm2 以上の密度で、さら
に円相当径で0.03〜0.2 μm のTiN を１×103 個／mm2
〜１×105 個／mm2 の密度で析出させる。加熱温度が10
50℃未満では、TiN の成長が不十分で、上記した大き
さ、個数のTiN を得ることができない。なお、加熱温度
は、好ましくは1300℃以上である。一方、1400℃を超え
ると、鋼素材が溶解する危険がある。このため、鋼素材
の加熱温度は1050℃以上、好ましくは1300〜1400℃の温
度範囲とした。また、この温度域における保持時間は、
0.5hr 以上、好ましくは３〜10hrとするのが好ましい。
0.5hr 未満では、TiN の成長が不十分である。TiN を十
分成長させるためには、保持時間は0.5hr 以上、好まし
くは３hr以上である。一方、10hrを超えると鋼素材表層
の脱炭が著しくなる。このため、鋼素材の加熱保持時間
は0.5hr 以上、好ましくは３〜10hrとした。
【００２８】鋼素材は上記した条件で加熱保持されたの
ち、0.5 ℃／ｓ以下の冷却速度で冷却し、室温まで徐冷
されるのが望ましい。冷却速度が0.5 ℃／ｓを超えると
TiNの成長が不十分となりその後の処理でフェライトの
微細化が図れない。上記したTiN の析出処理を経た鋼素
材は、ついで、1050℃以上、好ましくは1350℃以下の温
度範囲に再加熱される。
ち、0.5 ℃／ｓ以下の冷却速度で冷却し、室温まで徐冷
されるのが望ましい。冷却速度が0.5 ℃／ｓを超えると
TiNの成長が不十分となりその後の処理でフェライトの
微細化が図れない。上記したTiN の析出処理を経た鋼素
材は、ついで、1050℃以上、好ましくは1350℃以下の温
度範囲に再加熱される。
【００２９】加熱温度が1050℃未満では、鋼素材の高温
強度が高く、圧延荷重が高くなりすぎ、その後の圧延が
困難となる。また、1350℃を超えると加熱炉原単位が低
下するとともに、スケールロスの増加や、炉の改修頻度
の増加を招く。このようなことから、再加熱温度は1050
℃以上、好ましくは1350℃以下の温度範囲に限定した。
強度が高く、圧延荷重が高くなりすぎ、その後の圧延が
困難となる。また、1350℃を超えると加熱炉原単位が低
下するとともに、スケールロスの増加や、炉の改修頻度
の増加を招く。このようなことから、再加熱温度は1050
℃以上、好ましくは1350℃以下の温度範囲に限定した。
【００３０】上記温度範囲に加熱された鋼素材は、Ａr3
変態点以上、好ましくは1100〜950℃の温度範囲で１パ
ス当たりの圧下率で５％以上の圧下を、累積圧下率で20
％以上施される。圧延温度範囲は、Ａr3変態点以上とす
る。なお、好ましくは1100〜950 ℃の温度範囲である。
圧延温度が1100℃を超えるとオーステナイト（γ）の再
結晶微細化の効果が少なく、また、950 ℃未満ではγの
再結晶が遅く、さらに集合組織の形成が著しくなり、音
響異方性、残留応力、残留歪が顕著となる。また、Ａr3
変態点未満では、フェライトが加工され、母材靱性の劣
化、材質の異方性が顕著となる。このため、加工は主と
してＡr3変態点以上とする。
変態点以上、好ましくは1100〜950℃の温度範囲で１パ
ス当たりの圧下率で５％以上の圧下を、累積圧下率で20
％以上施される。圧延温度範囲は、Ａr3変態点以上とす
る。なお、好ましくは1100〜950 ℃の温度範囲である。
圧延温度が1100℃を超えるとオーステナイト（γ）の再
結晶微細化の効果が少なく、また、950 ℃未満ではγの
再結晶が遅く、さらに集合組織の形成が著しくなり、音
響異方性、残留応力、残留歪が顕著となる。また、Ａr3
変態点未満では、フェライトが加工され、母材靱性の劣
化、材質の異方性が顕著となる。このため、加工は主と
してＡr3変態点以上とする。
【００３１】上記したγの部分再結晶温度域で、１パス
当たりの圧下率で５％以上の圧下を繰り返し、累積圧下
率で20％以上とすることにより、γの再結晶微細化が達
成できる。γの再結晶微細化の観点からは、１パス当た
りの圧下率は大きいほどよい。しかし、１パス当たりの
圧下率で５％未満では、γの十分な微細化が達成できな
いため、１パス当たりの圧下率で５％以上に限定した。
また、累積圧下率が20％未満ではγの再結晶微細化が不
十分であるため、TiN 、VNによる組織微細化によっても
最終組織が粗くなり靱性の低下を招く。このようなこと
から、累積圧下率は20％以上に限定した。なお、累積圧
下率の上限はとくに限定しないが、圧延機の能力によっ
て決まる。
当たりの圧下率で５％以上の圧下を繰り返し、累積圧下
率で20％以上とすることにより、γの再結晶微細化が達
成できる。γの再結晶微細化の観点からは、１パス当た
りの圧下率は大きいほどよい。しかし、１パス当たりの
圧下率で５％未満では、γの十分な微細化が達成できな
いため、１パス当たりの圧下率で５％以上に限定した。
また、累積圧下率が20％未満ではγの再結晶微細化が不
十分であるため、TiN 、VNによる組織微細化によっても
最終組織が粗くなり靱性の低下を招く。このようなこと
から、累積圧下率は20％以上に限定した。なお、累積圧
下率の上限はとくに限定しないが、圧延機の能力によっ
て決まる。
【００３２】本発明では、上記したオーステナイト粒の
微細化のための圧延後、さらに、Ａr3変態点〜Ａr1変態
点の温度範囲で圧下率５％以上の圧下を施してもよい。
Ａr3変態点〜Ａr1変態点の温度範囲で加工を施すことに
より、Ａr3変態点以下で生成したフェライトが加工さ
れ、より高強度を得ることが可能となる。そのため、オ
ーステナイトとフェライトの２相域で圧下率５％以上、
好ましくは20％以下の圧下を施す。圧下率が５％未満で
は、２相域圧下の効果が少なく、一方、20％を超える
と、フェライトが著しく加工され、音響異方性、残留応
力、残留歪が顕著となる。このため、Ａr3変態点〜Ａr1
変態点の温度範囲での圧下率は、５％以上好ましくは20
％以下とする。
微細化のための圧延後、さらに、Ａr3変態点〜Ａr1変態
点の温度範囲で圧下率５％以上の圧下を施してもよい。
Ａr3変態点〜Ａr1変態点の温度範囲で加工を施すことに
より、Ａr3変態点以下で生成したフェライトが加工さ
れ、より高強度を得ることが可能となる。そのため、オ
ーステナイトとフェライトの２相域で圧下率５％以上、
好ましくは20％以下の圧下を施す。圧下率が５％未満で
は、２相域圧下の効果が少なく、一方、20％を超える
と、フェライトが著しく加工され、音響異方性、残留応
力、残留歪が顕著となる。このため、Ａr3変態点〜Ａr1
変態点の温度範囲での圧下率は、５％以上好ましくは20
％以下とする。
【００３３】圧延後、室温まで冷却する。冷却は、とく
に限定する必要はなく放冷でよいが、緩冷却、または緩
冷却−高温冷停後室温まで５℃／ｓ以上の冷却速度で冷
却するのが好ましい。本発明で、緩冷却とは、空冷以上
３℃／ｓ未満の冷却速度を有する冷却をいう。また、緩
冷却−高温冷停とは、空冷以上３℃／ｓ未満の冷却速度
で冷却しＡr3点以下Ａr3点−100 ℃以上で冷却を停止
し、その後５℃／ｓ以上の冷却速度で室温まで急冷す
る。
に限定する必要はなく放冷でよいが、緩冷却、または緩
冷却−高温冷停後室温まで５℃／ｓ以上の冷却速度で冷
却するのが好ましい。本発明で、緩冷却とは、空冷以上
３℃／ｓ未満の冷却速度を有する冷却をいう。また、緩
冷却−高温冷停とは、空冷以上３℃／ｓ未満の冷却速度
で冷却しＡr3点以下Ａr3点−100 ℃以上で冷却を停止
し、その後５℃／ｓ以上の冷却速度で室温まで急冷す
る。
【００３４】緩冷却の冷却速度が３℃／ｓ以上では冷却
中のVNの析出が抑制されるため、組織が粗大化するとと
もに、ベイナイト主体の組織となり靱性が低下する。ま
た、緩冷却の冷却停止温度がＡr3点を超えて高いと、組
織微細化が不十分となり、一方、Ａr3点−100 ℃より低
いと残留応力・残留歪が増大するため、冷却停止温度は
Ａr3点以下Ａr3点−100 ℃以上の範囲とするのが好まし
い。
中のVNの析出が抑制されるため、組織が粗大化するとと
もに、ベイナイト主体の組織となり靱性が低下する。ま
た、緩冷却の冷却停止温度がＡr3点を超えて高いと、組
織微細化が不十分となり、一方、Ａr3点−100 ℃より低
いと残留応力・残留歪が増大するため、冷却停止温度は
Ａr3点以下Ａr3点−100 ℃以上の範囲とするのが好まし
い。
【００３５】さらに、緩冷却停止後、５℃／ｓ以上の冷
却速度で冷却するのが好ましく、これにより、フェライ
トの粒成長が抑制され、組織がさらに微細化し靱性が低
下する。なお、圧延終了温度がＡr3点未満、あるいは
（Ａr3点−100 ℃）未満の場合には、圧延後の冷却は、
室温まで放冷としてよいが、室温まで５℃／ｓ以上の冷
却速度で冷却するのが好ましい。
却速度で冷却するのが好ましく、これにより、フェライ
トの粒成長が抑制され、組織がさらに微細化し靱性が低
下する。なお、圧延終了温度がＡr3点未満、あるいは
（Ａr3点−100 ℃）未満の場合には、圧延後の冷却は、
室温まで放冷としてよいが、室温まで５℃／ｓ以上の冷
却速度で冷却するのが好ましい。
【００３６】
【実施例】表１に示す化学組成を有する鋼を転炉で溶製
し、連続鋳造法で200 〜270mm 厚のスラブとした。これ
らスラブを表２に示す熱処理条件でTiN を析出させたの
ち、表２の示す圧延・冷却条件で板厚40〜60mmの厚鋼板
とした。これら厚鋼板について、板厚1/4 部から引張試
験片およびシャルピー衝撃試験片を採取し、引張特性、
衝撃特性を調査した。
し、連続鋳造法で200 〜270mm 厚のスラブとした。これ
らスラブを表２に示す熱処理条件でTiN を析出させたの
ち、表２の示す圧延・冷却条件で板厚40〜60mmの厚鋼板
とした。これら厚鋼板について、板厚1/4 部から引張試
験片およびシャルピー衝撃試験片を採取し、引張特性、
衝撃特性を調査した。
【００３７】また、これら厚鋼板の板厚1/4 部から圧延
方向と直角方向に12t ×75×80mmの試験片を採取して、
高周波加熱装置により入熱100kJ/cmのサブマージアーク
溶接の粗粒域HAZ の受ける熱サイクル（最高加熱温度14
00℃）を付与したのち、シャルピー衝撃試験片を採取
し、０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（Ｅ0 ）を
求めた。
方向と直角方向に12t ×75×80mmの試験片を採取して、
高周波加熱装置により入熱100kJ/cmのサブマージアーク
溶接の粗粒域HAZ の受ける熱サイクル（最高加熱温度14
00℃）を付与したのち、シャルピー衝撃試験片を採取
し、０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（Ｅ0 ）を
求めた。
【００３８】これらの結果を表２に示す。
【００３９】
【表１】
【００４０】
【表２】
【００４１】
【表３】
【００４２】表２から、本発明例の厚鋼板は、引張強さ
（ＴＳ）が500MPa以上の高強度でかつＥ0 が300 Ｊ以
上、v Ｔrsが−40℃以下の高靱性を有している。一方、
本発明の範囲を外れる厚鋼板は、高強度を有しているが
靱性が低い。とくに、化学組成が本発明の範囲であって
も、TiN の大きさ、個数が本発明の範囲を外れる場合
（鋼板No.15 〜No. 18）には、母材およびHAZ 部靱性が
劣化している。
（ＴＳ）が500MPa以上の高強度でかつＥ0 が300 Ｊ以
上、v Ｔrsが−40℃以下の高靱性を有している。一方、
本発明の範囲を外れる厚鋼板は、高強度を有しているが
靱性が低い。とくに、化学組成が本発明の範囲であって
も、TiN の大きさ、個数が本発明の範囲を外れる場合
（鋼板No.15 〜No. 18）には、母材およびHAZ 部靱性が
劣化している。
【００４３】
【発明の効果】本発明によれば、高強度、高靱性で溶接
性に優れた厚鋼板が容易に製造でき、従来、製造が困難
であった建築構造物用柱梁材として適用が可能となり、
用途拡大という産業上有益な効果を奏する。
性に優れた厚鋼板が容易に製造でき、従来、製造が困難
であった建築構造物用柱梁材として適用が可能となり、
用途拡大という産業上有益な効果を奏する。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 大森 章夫 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 川端 文丸 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内
Claims (13)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：0.01〜0.18％、 Si：0.02〜0.60％、 Mn：0.60〜2.00％、 Ｐ：0.030 ％以下、 Ｓ：0.015 ％以下、 Al：0.005 〜0.100
％、 Ti：0.005 〜0.30％、 Ｎ：0.0050〜0.0200％ を含み、さらに下記（１）式で定義されるＣeqが0.36〜
0.45％で、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成
で、かつ円相当径が0.05μm 以下のTiN が１×103個／m
m2 以上、円相当径が0.03〜0.2 μm のTiN を１×103
個／mm2 以上１×10 5 個／mm2 未満含有することを特徴
とする溶接熱影響部靱性に優れた高靱性厚鋼板。 記 Ｃeq（％）＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 ……（１） - 【請求項２】 前記組成に加えて、さらに重量％で、C
u：0.02〜1.50％、Ni：0.02〜0.60％、Cr：0.05〜0.50
％、Mo：0.02〜0.50％、Nb：0.003 〜0.030 ％から選ば
れた１種または２種以上を含有することを特徴とする請
求項１に記載の高靱性厚鋼板。 - 【請求項３】 前記組成に加えて、さらにＶ：0.03〜0.
15％を含有することを特徴とする請求項１または２に記
載の高靱性厚鋼板。 - 【請求項４】 前記組成に加えて、さらにＢ：0.0002〜
0.0020％、REM ：0.0010〜0.0200％、Ca：0.0010〜0.01
00％から選ばれた１種または２種以上を含有することを
特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の高靱性
厚鋼板。 - 【請求項５】 重量％で、 Ｃ：0.01〜0.18％、 Si：0.02〜0.60％、 Mn：0.60〜2.00％、 Ｐ：0.030 ％以下、 Ｓ：0.015 ％以下、 Al：0.005 〜0.100
％、 Ti：0.005 〜0.30％、 Ｎ：0.0050〜0.0200％ を含み、さらに下記（１）式で定義されるＣeqが0.36〜
0.45％で、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の
鋼素材を、1050℃以上の温度で加熱したのち、0.5 ℃／
ｓ以下の冷却速度で冷却し、ついで、1050℃以上の温度
範囲に再加熱して、Ａr3変態点以上の温度範囲で１パス
当たりの圧下率で５％以上の圧下を累積圧下率で20％以
上施しのち、室温まで冷却することを特徴とする溶接熱
影響部靱性に優れた高靱性厚鋼板の製造方法。 記 Ｃeq（％）＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 ……（１） - 【請求項６】 重量％で、 Ｃ：0.01〜0.18％、 Si：0.02〜0.60％、 Mn：0.60〜2.00％、 Ｐ：0.030 ％以下、 Ｓ：0.015 ％以下、 Al：0.005 〜0.100
％、 Ti：0.005 〜0.30％、 Ｎ：0.0050〜0.0200％ を含み、さらに下記（１）式で定義されるＣeqが0.36〜
0.45％で、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の
鋼素材を、1050℃以上の温度で加熱したのち、0.5 ℃／
ｓ以下の冷却速度で冷却し、ついで、1050℃以上の温度
範囲に再加熱して、Ａr3変態点以上の温度範囲で１パス
当たりの圧下率で５％以上の圧下を累積圧下率で20％以
上施し、さらにＡr3変態点〜Ａr1変態点の温度範囲で圧
下率５％以上の圧下を施したのち、室温まで冷却するこ
とを特徴とする溶接熱影響部靱性に優れた高靱性厚鋼板
の製造方法。 記 Ｃeq（％）＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 ……（１） - 【請求項７】 前記組成に加えて、さらに重量％で、C
u：0.02〜1.50％、Ni：0.02〜0.60％、Cr：0.05〜0.50
％、Mo：0.02〜0.50％、Nb：0.003 〜0.030 ％から選ば
れた１種または２種以上を含有することを特徴とする請
求項５または６に記載の高靱性厚鋼板の製造方法。 - 【請求項８】 前記組成に加えて、さらに重量％で、
Ｖ：0.03〜0.15％を含有することを特徴とする請求項５
ないし７のいずれかに記載の高靱性厚鋼板の製造方法。 - 【請求項９】 前記組成に加えて、さらに重量％で、
Ｂ：0.0002〜0.0020％、REM ：0.0010〜0.0200％、Ca：
0.0010〜0.0100％から選ばれた１種または２種以上を含
有することを特徴とする請求項５ないし８のいずれかに
記載の高靱性厚鋼板の製造方法。 - 【請求項10】 重量％で、 Ｃ：0.01〜0.18％、 Si：0.02〜0.60％、 Mn：0.60〜2.00％、 Ｐ：0.030 ％以下、 Ｓ：0.015 ％以下、 Al：0.005 〜0.100
％、 Ti：0.005 〜0.30％、 Ｎ：0.0050〜0.0200％ を含み、さらに下記（１）式で定義されるＣeqが0.36〜
0.45％で、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の
鋼素材を、1050℃以上の温度で加熱したのち、0.5 ℃／
ｓ以下の冷却速度で冷却することを特徴とする高靱性厚
鋼板用圧延素材の製造方法。 - 【請求項11】 前記組成に加えて、さらに重量％で、C
u：0.02〜1.50％、Ni：0.02〜0.60％、Cr：0.05〜0.50
％、Mo：0.02〜0.50％、Nb：0.003 〜0.030 ％から選ば
れた１種または２種以上を含有することを特徴とする請
求項10に記載の圧延素材の製造方法。 - 【請求項12】 前記組成に加えて、さらに重量％で、
Ｖ：0.03〜0.15％を含有することを特徴とする請求項10
または11に記載の圧延素材の製造方法。 - 【請求項13】 前記組成に加えて、さらに重量％で、
Ｂ：0.0002〜0.0020％、REM ：0.0010〜0.0200％、Ca：
0.0010〜0.0100％から選ばれた１種または２種以上を含
有することを特徴とする請求項10ないし12のいずれかに
記載の圧延素材の製造方法。
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|---|---|
| JPH11140582A true JPH11140582A (ja) | 1999-05-25 |
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| JP30853997A Expired - Fee Related JP4022958B2 (ja) | 1997-11-11 | 1997-11-11 | 溶接熱影響部靱性に優れた高靱性厚鋼板およびその製造方法 |
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