JPH11229078A - 母材および大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 - Google Patents
母材および大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた高張力鋼板およびその製造方法Info
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- JPH11229078A JPH11229078A JP3334498A JP3334498A JPH11229078A JP H11229078 A JPH11229078 A JP H11229078A JP 3334498 A JP3334498 A JP 3334498A JP 3334498 A JP3334498 A JP 3334498A JP H11229078 A JPH11229078 A JP H11229078A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】０℃を含む寒冷条件に曝されることのある橋梁
等の溶接構造物の重要強度部材を対象として、母材およ
び溶接熱影響部において降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ2 以
上、引張強さが５７０Ｎ／ｍｍ2 以上の高張力鋼板及び
その製造方法の提供。 【解決手段】Ｃ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｂ、を含み更に擬ポリゴ
ナイルフェライト（αｑ）を面積分率で５％以下とした
均質なベイナイト組織を有するもので、該鋼スラブを、
Ｎｂ及びＢが完全に固溶する温度以上に再加熱して熱間
圧延し、オーステナイト再結晶温度域で熱間圧延を完了
させた後、そのまゝ直接焼入するか、または直接焼入れ
の後、６７５℃以下の温度で焼戻しする高張力鋼板の製
造方法。
等の溶接構造物の重要強度部材を対象として、母材およ
び溶接熱影響部において降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ2 以
上、引張強さが５７０Ｎ／ｍｍ2 以上の高張力鋼板及び
その製造方法の提供。 【解決手段】Ｃ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｂ、を含み更に擬ポリゴ
ナイルフェライト（αｑ）を面積分率で５％以下とした
均質なベイナイト組織を有するもので、該鋼スラブを、
Ｎｂ及びＢが完全に固溶する温度以上に再加熱して熱間
圧延し、オーステナイト再結晶温度域で熱間圧延を完了
させた後、そのまゝ直接焼入するか、または直接焼入れ
の後、６７５℃以下の温度で焼戻しする高張力鋼板の製
造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、雰囲気温度または
環境温度が０℃となる様な寒冷条件に曝されることのあ
る橋梁、船舶等の溶接構造物の重要強度部材を対象とし
て、降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ2 以上、引張強さが５７
０Ｎ／ｍｍ2 以上で、さらに母材におけるvＥ-40 （平
均）４６Ｊ以上、 vＥ-40 （最小）３２以上を満足し、
且つ１０〜５０ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接を行った際のボ
ンドを含む熱影響部（以下、ＨＡＺと称す）において v
Ｅ-40 （平均）が４７Ｊ以上を保証する高張力鋼板及び
その製造方法に関するものである。
環境温度が０℃となる様な寒冷条件に曝されることのあ
る橋梁、船舶等の溶接構造物の重要強度部材を対象とし
て、降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ2 以上、引張強さが５７
０Ｎ／ｍｍ2 以上で、さらに母材におけるvＥ-40 （平
均）４６Ｊ以上、 vＥ-40 （最小）３２以上を満足し、
且つ１０〜５０ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接を行った際のボ
ンドを含む熱影響部（以下、ＨＡＺと称す）において v
Ｅ-40 （平均）が４７Ｊ以上を保証する高張力鋼板及び
その製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年各種構造物は大型化し、なかでもコ
ンテナ船の大型化は著しく、同船殻の強度部材として
は、降伏強度３５５Ｎ／ｍｍ2 級、更には３９０Ｎ／ｍ
ｍ2 へと次第に高強度鋼が適用される様になっている。
他方積荷個数は更なる増加傾向にあり、積荷空間を更に
拡大するため、重要強度部材として、より高い降伏強
度、例えば４６０Ｎ／ｍｍ2 級の厚肉（例えば５０〜７
０ｍｍ）のＨＴ（ハイテン）５７０級の鋼材を用いるこ
とが要望されている。
ンテナ船の大型化は著しく、同船殻の強度部材として
は、降伏強度３５５Ｎ／ｍｍ2 級、更には３９０Ｎ／ｍ
ｍ2 へと次第に高強度鋼が適用される様になっている。
他方積荷個数は更なる増加傾向にあり、積荷空間を更に
拡大するため、重要強度部材として、より高い降伏強
度、例えば４６０Ｎ／ｍｍ2 級の厚肉（例えば５０〜７
０ｍｍ）のＨＴ（ハイテン）５７０級の鋼材を用いるこ
とが要望されている。
【０００３】また上記鋼材は、船殻の中でもシャースト
レーキや上甲板上に付置されるハッチコーミング等に用
いられるが、上記構造物の溶接施工には従来立向姿勢の
多層ＣＯ2 溶接が適用されていた。このような現状に対
して、溶接施工の高能率化および建造コスト低減を追究
する観点から、最近では１パスの簡易エレクトロガスア
ーク溶接（ＳＥＧＡＲＣ）が採用されるようになってい
る。
レーキや上甲板上に付置されるハッチコーミング等に用
いられるが、上記構造物の溶接施工には従来立向姿勢の
多層ＣＯ2 溶接が適用されていた。このような現状に対
して、溶接施工の高能率化および建造コスト低減を追究
する観点から、最近では１パスの簡易エレクトロガスア
ーク溶接（ＳＥＧＡＲＣ）が採用されるようになってい
る。
【０００４】そのため、同部材に適用される鋼材には、
降伏強度の向上のみならず、１０〜５０ｋＪ／ｍｍの大
入熱溶接のＨＡＺにおいても vＥ-40 （平均）４７Ｊ以
上の高靱性を確保することが要望されている。
降伏強度の向上のみならず、１０〜５０ｋＪ／ｍｍの大
入熱溶接のＨＡＺにおいても vＥ-40 （平均）４７Ｊ以
上の高靱性を確保することが要望されている。
【０００５】上記大型コンテナ船用鋼材に関する従来技
術としては、これ迄の最大強度鋼材であるＥＨ４０（ロ
イド船級）にも適用可能な特開昭６２−１４９８１２記
載の発明が知られている。当該発明はＮｂ−Ｔｉを基本
添加成分とし、ＴｉＮを粒内フェライトの核生成サイト
として利用することを骨子とするものであり、母材降伏
強度を３９０Ｎ／ｍｍ2 級、１５ｋＪ／ｍｍの再現ＨＡ
Ｚで vＴrs−２０℃以下を２０〜３０ｍｍ厚で具現させ
ることを特徴としたものである。
術としては、これ迄の最大強度鋼材であるＥＨ４０（ロ
イド船級）にも適用可能な特開昭６２−１４９８１２記
載の発明が知られている。当該発明はＮｂ−Ｔｉを基本
添加成分とし、ＴｉＮを粒内フェライトの核生成サイト
として利用することを骨子とするものであり、母材降伏
強度を３９０Ｎ／ｍｍ2 級、１５ｋＪ／ｍｍの再現ＨＡ
Ｚで vＴrs−２０℃以下を２０〜３０ｍｍ厚で具現させ
ることを特徴としたものである。
【０００６】また、特開平９−１０４９４９記載の発明
は、ＳＭ４９０クラスを主対象としており、Ｔｉ、Ｂ、
Ｎの量的制約で所定のＴｉＮ、ＢＮを析出させることに
より５０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接ＨＡＺで vＥ
-20 ３９Ｊ以上を具現させるものである。
は、ＳＭ４９０クラスを主対象としており、Ｔｉ、Ｂ、
Ｎの量的制約で所定のＴｉＮ、ＢＮを析出させることに
より５０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接ＨＡＺで vＥ
-20 ３９Ｊ以上を具現させるものである。
【０００７】これらの発明の具体的製造方法は、オース
テナイト（γ）未再結晶域の低温側で圧延を仕上げるこ
とを主体とする制御圧延と、その後の制御冷却を基本と
したものである。
テナイト（γ）未再結晶域の低温側で圧延を仕上げるこ
とを主体とする制御圧延と、その後の制御冷却を基本と
したものである。
【０００８】しかしながら本発明の主眼とする大入熱溶
接用の降伏強度４６０Ｎ／ｍｍ2 級厚肉ＨＴ５７０に対
しては、上記両公知発明をもってしても強度不足とな
る。即ち仮令、これらの鋼種における圧延仕上温度を、
γ未再結晶域内で、しかもより高温側に制御したとして
も、これによって若干の強度上昇が図れるに止まり、要
求強度を満足するには到らない。また、−４０℃におけ
る母材靱性も延性−脆性遷移領域に入って吸収エネルギ
ーのばらつきが極めて大きくなり、 vＥ-40 （平均）４
６Ｊ以上且つ、 vＥ-40 （最小）３２Ｊ以上という要求
母材靱性を満足できないという問題があった。
接用の降伏強度４６０Ｎ／ｍｍ2 級厚肉ＨＴ５７０に対
しては、上記両公知発明をもってしても強度不足とな
る。即ち仮令、これらの鋼種における圧延仕上温度を、
γ未再結晶域内で、しかもより高温側に制御したとして
も、これによって若干の強度上昇が図れるに止まり、要
求強度を満足するには到らない。また、−４０℃におけ
る母材靱性も延性−脆性遷移領域に入って吸収エネルギ
ーのばらつきが極めて大きくなり、 vＥ-40 （平均）４
６Ｊ以上且つ、 vＥ-40 （最小）３２Ｊ以上という要求
母材靱性を満足できないという問題があった。
【０００９】また大入熱溶接ＨＡＺ靱性についても、降
伏強度４６０Ｎ／ｍｍ2 級鋼に要求される vＥ-40 （平
均）４７Ｊ以上を保証し得るものではない。
伏強度４６０Ｎ／ｍｍ2 級鋼に要求される vＥ-40 （平
均）４７Ｊ以上を保証し得るものではない。
【００１０】一方、ハイテン５７０級鋼板は、橋梁や貯
蔵タンク等で一応実用化されてはいるが、要求強度を得
るためには厚肉ではＣｅｑ（ＪＩＳ）で０．３９％［Ｃ
ｅｑ（ＩＩＷ）≒０．３８％］以上の炭素当量が必要と
なり、この様な高い炭素量では、大入熱溶接を施すとＨ
ＡＺ靱性が著しく低位になる。そのため、最低使用環境
温度が０℃のものでも構造設計上要求されるＨＡＺ靱性
を保証させるという観点から、入熱量を約６ｋＪ／ｍｍ
以下に抑制するという制限が設けられているのが現状で
ある。
蔵タンク等で一応実用化されてはいるが、要求強度を得
るためには厚肉ではＣｅｑ（ＪＩＳ）で０．３９％［Ｃ
ｅｑ（ＩＩＷ）≒０．３８％］以上の炭素当量が必要と
なり、この様な高い炭素量では、大入熱溶接を施すとＨ
ＡＺ靱性が著しく低位になる。そのため、最低使用環境
温度が０℃のものでも構造設計上要求されるＨＡＺ靱性
を保証させるという観点から、入熱量を約６ｋＪ／ｍｍ
以下に抑制するという制限が設けられているのが現状で
ある。
【００１１】これらに対して、実用化されている大入熱
対策鋼としては、製鉄研究第３２６号（１９８７）Ｐ．
４５、及び新日鉄技報第３４８号（１９９３）Ｐ．３に
開示された低温用鋼板がある。本鋼はＴｉ−Ｂ処理とＴ
ＭＣＰを活用することによって、降伏点３２５、３６５
Ｎ／ｍｍ2 級を達成したものである。本鋼のポイント
は、溶接熱の影響により加熱されて固溶したＢが、その
後冷却される過程でＢ化合物として析出すると共に、こ
の析出が鋼中に分散しているＴｉＮ析出物上に現れてこ
れをフェライト核生成サイトとして活用するというもの
である。
対策鋼としては、製鉄研究第３２６号（１９８７）Ｐ．
４５、及び新日鉄技報第３４８号（１９９３）Ｐ．３に
開示された低温用鋼板がある。本鋼はＴｉ−Ｂ処理とＴ
ＭＣＰを活用することによって、降伏点３２５、３６５
Ｎ／ｍｍ2 級を達成したものである。本鋼のポイント
は、溶接熱の影響により加熱されて固溶したＢが、その
後冷却される過程でＢ化合物として析出すると共に、こ
の析出が鋼中に分散しているＴｉＮ析出物上に現れてこ
れをフェライト核生成サイトとして活用するというもの
である。
【００１２】一方、Ｒ＆Ｄ神戸製鋼技報ＶＯＬ．２９
（１９７９）、Ｎｏ．４、Ｐ．９に開示される再加熱焼
入れ−焼戻し型の低Ｃ−Ｂ系ハイテン５７０級鋼は、低
Ｃ領域における固溶Ｂの焼入性を利用してＰＣＭ（溶接
割れ感受性指数）を低減したものである。本鋼では、Ｂ
は母材強度向上の為に添加するものであり、本鋼に大入
熱溶接を施すとＨＡＺが著しく脆化するものであった。
（１９７９）、Ｎｏ．４、Ｐ．９に開示される再加熱焼
入れ−焼戻し型の低Ｃ−Ｂ系ハイテン５７０級鋼は、低
Ｃ領域における固溶Ｂの焼入性を利用してＰＣＭ（溶接
割れ感受性指数）を低減したものである。本鋼では、Ｂ
は母材強度向上の為に添加するものであり、本鋼に大入
熱溶接を施すとＨＡＺが著しく脆化するものであった。
【００１３】上述の様に、従来技術ではＢは析出ＢＮと
して、あるいは固溶Ｂとしての単独の効果を利用したも
のであり、結果として、ハイテン５７０級鋼として、厚
肉で降伏強度４６０Ｎ／ｍｍ2 以上と−４０℃での母材
靱性に加えて、１０〜５０ｋＪ／ｍｍもの大入熱溶接の
ＨＡＺで vＥ-40 （平均）４７Ｊ以上という高靱性を保
証し得るものは全く知られていなかった。
して、あるいは固溶Ｂとしての単独の効果を利用したも
のであり、結果として、ハイテン５７０級鋼として、厚
肉で降伏強度４６０Ｎ／ｍｍ2 以上と−４０℃での母材
靱性に加えて、１０〜５０ｋＪ／ｍｍもの大入熱溶接の
ＨＡＺで vＥ-40 （平均）４７Ｊ以上という高靱性を保
証し得るものは全く知られていなかった。
【００１４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記要求に応
えて、最低使用温度を０℃とする造船や橋梁等の溶接構
造の重要部材を対象として降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ3
以上、引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上で vＥ-40 （平
均）４６Ｊ以上、 vＥ-40 （最小）３２Ｊ以上の靱性を
有するとともに、ハイテン５７０級としての従来の入熱
量を上回る１０〜５０ｋＪ／ｍｍもの大入熱溶接に対し
てボンドを含むＨＡＺで vＥ-40 （平均）４７Ｊ以上の
靱性を具備する引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼板
を提供しようとするものである。
えて、最低使用温度を０℃とする造船や橋梁等の溶接構
造の重要部材を対象として降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ3
以上、引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上で vＥ-40 （平
均）４６Ｊ以上、 vＥ-40 （最小）３２Ｊ以上の靱性を
有するとともに、ハイテン５７０級としての従来の入熱
量を上回る１０〜５０ｋＪ／ｍｍもの大入熱溶接に対し
てボンドを含むＨＡＺで vＥ-40 （平均）４７Ｊ以上の
靱性を具備する引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼板
を提供しようとするものである。
【００１５】
【課題を解決するための手段】具体的に述べれば、本発
明者等は（ｉ）まず母材について、４６０Ｎ／ｍｍ2以
上の降伏強度と−４０℃での靱性を確保し、（ｉｉ）一
方溶接部については、−４０℃での大入熱ＨＡＺ靱性を
具備させるという観点から、引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2
級鋼板の化学組成および製造条件について鋭意研究を行
った。
明者等は（ｉ）まず母材について、４６０Ｎ／ｍｍ2以
上の降伏強度と−４０℃での靱性を確保し、（ｉｉ）一
方溶接部については、−４０℃での大入熱ＨＡＺ靱性を
具備させるという観点から、引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2
級鋼板の化学組成および製造条件について鋭意研究を行
った。
【００１６】一般的には、母材の高強度化にはＣｅｑの
増加が、またＨＡＺの高靱性化にはＣｅｑの低減が夫々
必要であり、この両者を両立させることは容易でない。
そこで種々検討した結果、（ｉ）母材に関しては、固溶
Ｎｂによる変態強化効果と固溶Ｂによる焼入性向上効果
の両者を積極的に活用することでＣｅｑを低減するこ
と、（ｉｉ）溶接部における大入熱ＨＡＺ靱性に対して
は、有害な粒界フェライトやフェライトサイドプレート
の生成抑制とフリーＮの低減を狙うという観点からＴ
ｉ、Ｂ、Ｎｂの量バランスを適正化すると共に、母材の
Ｃｅｑ低減による相乗効果とを期待して高靱性化させる
こと、（ｉｉｉ）Ｎｂ、Ｂの添加による逆効果として島
状マルテンサイトの生成、Ｎｂ炭窒化物の析出による母
材靱性の劣化が問題となり得る点については、再結晶域
圧延に引き続いてＤＱ（直接焼戻し）を行うことによっ
て、変態過程でのＣ分配が均一なベイナイト組織を形成
すること、及び不溶Ｎｂ量の規制によって高靱性化でき
ること、を利用すれば解決し得ることを見い出した。こ
あれらの知見の下、従来技術の延長線上では成し得なか
った上述の要求特性を全て満足することができ、ここに
本発明を完成するに到った。
増加が、またＨＡＺの高靱性化にはＣｅｑの低減が夫々
必要であり、この両者を両立させることは容易でない。
そこで種々検討した結果、（ｉ）母材に関しては、固溶
Ｎｂによる変態強化効果と固溶Ｂによる焼入性向上効果
の両者を積極的に活用することでＣｅｑを低減するこ
と、（ｉｉ）溶接部における大入熱ＨＡＺ靱性に対して
は、有害な粒界フェライトやフェライトサイドプレート
の生成抑制とフリーＮの低減を狙うという観点からＴ
ｉ、Ｂ、Ｎｂの量バランスを適正化すると共に、母材の
Ｃｅｑ低減による相乗効果とを期待して高靱性化させる
こと、（ｉｉｉ）Ｎｂ、Ｂの添加による逆効果として島
状マルテンサイトの生成、Ｎｂ炭窒化物の析出による母
材靱性の劣化が問題となり得る点については、再結晶域
圧延に引き続いてＤＱ（直接焼戻し）を行うことによっ
て、変態過程でのＣ分配が均一なベイナイト組織を形成
すること、及び不溶Ｎｂ量の規制によって高靱性化でき
ること、を利用すれば解決し得ることを見い出した。こ
あれらの知見の下、従来技術の延長線上では成し得なか
った上述の要求特性を全て満足することができ、ここに
本発明を完成するに到った。
【００１７】本発明の基本構成を述べれば、 Ｃ ：０．０５〜０．１０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％ Ｂ ：０．０００３〜０．００２０％ 全Ｎｂ ：０．００５〜０．０２５％ 不溶Ｎｂ：全Ｎｂ量×０．８以下に抑え、 Ｎ ：以下の式を満足する量 −０．００４≦Ｘ≦０（Ｘ＝Ｎ−０．２９３×Ｔｉ−
１．２９６×Ｂ−０．１５１×Ｎｂ） を夫々満足する他、以下の条件式を満足し、Ｃｅｑ（Ｉ
ＩＷ）が０．３０〜０．３８％である ［Ｃｅｑ（ＩＩＷ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／
１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５］ 更に擬ポリゴナイルフェライト（αｑ）を面積分率で５
％以下とした均質なベイナイト組織を有することによっ
て、母材および大入熱ＨＡＺの靱性に優れた降伏強度４
６０Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼板が提供されることとなった
のである。
１．２９６×Ｂ−０．１５１×Ｎｂ） を夫々満足する他、以下の条件式を満足し、Ｃｅｑ（Ｉ
ＩＷ）が０．３０〜０．３８％である ［Ｃｅｑ（ＩＩＷ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／
１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５］ 更に擬ポリゴナイルフェライト（αｑ）を面積分率で５
％以下とした均質なベイナイト組織を有することによっ
て、母材および大入熱ＨＡＺの靱性に優れた降伏強度４
６０Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼板が提供されることとなった
のである。
【００１８】上記降伏強度４６０Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼
板の化学成分については、更にＳｉ：０．５％以下（好
ましくは０．０５％以上）、Ｍｎ：１．８％以下（好ま
しくは０．５％以上）、Ａｌ：０．０６％以下（好まし
くは０．００５％以上）の各元素を含有することがで
き、更に以下述べるような選択元素を含有することがで
きる。
板の化学成分については、更にＳｉ：０．５％以下（好
ましくは０．０５％以上）、Ｍｎ：１．８％以下（好ま
しくは０．５％以上）、Ａｌ：０．０６％以下（好まし
くは０．００５％以上）の各元素を含有することがで
き、更に以下述べるような選択元素を含有することがで
きる。
【００１９】第１の群としては、Ｃａ：０．００５％以
下、ＲＥＭ：０．０５％以下よりなる群から選択される
１種以上の元素が示され、第２の群としては、Ｃｕ：
０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以
下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｖ：０．１％以下よりなる群
から選択される１種以上の元素が示される。
下、ＲＥＭ：０．０５％以下よりなる群から選択される
１種以上の元素が示され、第２の群としては、Ｃｕ：
０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以
下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｖ：０．１％以下よりなる群
から選択される１種以上の元素が示される。
【００２０】上記した本発明の高張力鋼板を製造する方
法については特に制限されるものではないが、本発明者
らは、最も好ましい方法として次の２つの方法を提供す
る。
法については特に制限されるものではないが、本発明者
らは、最も好ましい方法として次の２つの方法を提供す
る。
【００２１】第１の方法は、上記化学組成要件を満足す
る鋼スラブを、当該スラブに含有されるＮｂ及びＢが完
全に固溶する温度以上に再加熱して熱間圧延し、オース
テナイト再結晶温度域で熱間圧延を完了させた後、その
まま直接焼入れすることを要旨とする方法であり、第２
の方法は、該第１の方法における直接焼入れの後、６７
５℃以下の温度で焼戻しすることを要旨とする方法であ
る。
る鋼スラブを、当該スラブに含有されるＮｂ及びＢが完
全に固溶する温度以上に再加熱して熱間圧延し、オース
テナイト再結晶温度域で熱間圧延を完了させた後、その
まま直接焼入れすることを要旨とする方法であり、第２
の方法は、該第１の方法における直接焼入れの後、６７
５℃以下の温度で焼戻しすることを要旨とする方法であ
る。
【００２２】これらの方法によって、４６０Ｎ／ｍｍ2
以上の降伏強度を有し、且つ母材および大入熱溶接のボ
ンド部を含むＨＡＺにおいて、試験温度−４０℃で高位
の靱性を有する引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 級の厚肉鋼板
が比較的簡単に製造される。
以上の降伏強度を有し、且つ母材および大入熱溶接のボ
ンド部を含むＨＡＺにおいて、試験温度−４０℃で高位
の靱性を有する引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 級の厚肉鋼板
が比較的簡単に製造される。
【００２３】
【発明の実施の形態】以下に、本発明の特徴とする母材
の高強度かつ高靱性、並びに大入熱ＨＡＺ靱性を達成す
る為の化学組成、ミクロ組織および製造条件のそれぞれ
について説明する。
の高強度かつ高靱性、並びに大入熱ＨＡＺ靱性を達成す
る為の化学組成、ミクロ組織および製造条件のそれぞれ
について説明する。
【００２４】本発明者らは、表１に示す化学組成の鋼を
常法で溶製し、連続鋳造法でスラブを作製し、このスラ
ブを表２に示す製造条件で圧延して５５〜７０ｍｍの厚
板に仕上げ、そのまま直接焼入れ（ＤＱ）したものおよ
びその後焼戻し（Ｔ）したものを作製した。
常法で溶製し、連続鋳造法でスラブを作製し、このスラ
ブを表２に示す製造条件で圧延して５５〜７０ｍｍの厚
板に仕上げ、そのまま直接焼入れ（ＤＱ）したものおよ
びその後焼戻し（Ｔ）したものを作製した。
【００２５】これらの鋼板を用い、（検討−１）では母
材の機械特性、ミクロ組織および不溶Ｎｂ量の調査を、
（検討−２）では大入熱溶接ＨＡＺ靱性およびミクロ組
織の調査を行った。
材の機械特性、ミクロ組織および不溶Ｎｂ量の調査を、
（検討−２）では大入熱溶接ＨＡＺ靱性およびミクロ組
織の調査を行った。
【００２６】（検討−１）本発明者らは大入熱ＨＡＺ靱
性の確保にはＣｅｑの低減が有効と考えた。そこで、低
Ｃｅｑで４６０Ｎ／ｍｍ2 級のハイテン６０キロ鋼を厚
物で得る方策として、固溶Ｎｂによる変態強化、及び固
溶Ｂによる焼入性向上効果の活用を指向した。
性の確保にはＣｅｑの低減が有効と考えた。そこで、低
Ｃｅｑで４６０Ｎ／ｍｍ2 級のハイテン６０キロ鋼を厚
物で得る方策として、固溶Ｎｂによる変態強化、及び固
溶Ｂによる焼入性向上効果の活用を指向した。
【００２７】図１は、Ｎｂ−Ｔｉ，Ｔｉ−Ｂ、Ｎｂ−Ｔ
ｉ−Ｂ系の各化学組成を有する板厚５５ｍｍ原材につい
て、強度並びに靱性におよぼすＣｅｑ（ＩＩＷ）の影響
を調べた結果を示すグラフである。製造条件は各鋼種と
も一定とし、具体的には、スラブを１１５０℃で加熱し
た後、９５０℃で圧延を仕上げ、その後直接焼入れおよ
び焼戻し（５５０℃）を行った。
ｉ−Ｂ系の各化学組成を有する板厚５５ｍｍ原材につい
て、強度並びに靱性におよぼすＣｅｑ（ＩＩＷ）の影響
を調べた結果を示すグラフである。製造条件は各鋼種と
も一定とし、具体的には、スラブを１１５０℃で加熱し
た後、９５０℃で圧延を仕上げ、その後直接焼入れおよ
び焼戻し（５５０℃）を行った。
【００２８】図１によれば、Ｎｂ−Ｔｉ−Ｂ系鋼が最も
高強度であり、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）値０．３０％以上の要
件さえ満足できれば、所望強度を達成でき、Ｎｂ−Ｔｉ
系、Ｔｉ−Ｂ系鋼に比べて大幅な低Ｃｅｑ化が図れる。
高強度であり、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）値０．３０％以上の要
件さえ満足できれば、所望強度を達成でき、Ｎｂ−Ｔｉ
系、Ｔｉ−Ｂ系鋼に比べて大幅な低Ｃｅｑ化が図れる。
【００２９】図２はＣｅｑ（ＩＩＷ）値０．３１％のＮ
ｂ−Ｔｉ−Ｂ系について、強度、靱性、ミクロ組織、不
溶Ｎｂ量の分率におよぼすスラブ再加熱温度の影響を調
べた結果を示す。これより、スラブ加熱温度が下がると
靱性が劣化し、ばらつきも大きくなることが分かった。
この結果は、擬ポリゴナイルフェライト（αｑ）が増加
すること、及び不溶Ｎｂ分率が増えることによって、靱
性の劣化及び不安定化が招来されることを意味するもの
と考えられる。
ｂ−Ｔｉ−Ｂ系について、強度、靱性、ミクロ組織、不
溶Ｎｂ量の分率におよぼすスラブ再加熱温度の影響を調
べた結果を示す。これより、スラブ加熱温度が下がると
靱性が劣化し、ばらつきも大きくなることが分かった。
この結果は、擬ポリゴナイルフェライト（αｑ）が増加
すること、及び不溶Ｎｂ分率が増えることによって、靱
性の劣化及び不安定化が招来されることを意味するもの
と考えられる。
【００３０】これらの結果を総合すれば、母材の強度、
靱性を安定確保するには、厚板圧延に当ってのスラブの
再加熱温度を、鋼中Ｎｂ及びＢが、いずれも完全に固溶
する温度以上とすることが第一義的に重要であることが
分かる。
靱性を安定確保するには、厚板圧延に当ってのスラブの
再加熱温度を、鋼中Ｎｂ及びＢが、いずれも完全に固溶
する温度以上とすることが第一義的に重要であることが
分かる。
【００３１】図３はＣｅｑ（ＩＩＷ）値０．３１％のＮ
ｂ−Ｔｉ−Ｂ系鋼について、強度、靱性、ミクロ組織、
不溶Ｎｂ量の分率におよぼす圧延仕上温度の影響を調べ
た結果を示す。従来技術（γ未再結晶域の８１０℃で圧
延仕上りとする）では、要求靱性は満足できても要求強
度は満足できない。他方γ未再結晶域での圧延仕上り温
度を高温化すると強度は上昇しても、シャルピー吸収エ
ネルギーの平均値が低位になると共に個々の値のばらつ
きも大きくなり、要求靱性を安定確保できなかった。即
ち強度と靱性の両方を満足することは困難なことと考え
られた。しかしながら本発明者らの研究によれば、圧延
仕上温度がγ再結晶域に入ると、シャルピー吸収エネル
ギーの平均値が再び上昇すると共にばらつきも縮小し、
０．３１％という低Ｃｅｑでも強度、靱性を両立して達
成できることを見い出した。
ｂ−Ｔｉ−Ｂ系鋼について、強度、靱性、ミクロ組織、
不溶Ｎｂ量の分率におよぼす圧延仕上温度の影響を調べ
た結果を示す。従来技術（γ未再結晶域の８１０℃で圧
延仕上りとする）では、要求靱性は満足できても要求強
度は満足できない。他方γ未再結晶域での圧延仕上り温
度を高温化すると強度は上昇しても、シャルピー吸収エ
ネルギーの平均値が低位になると共に個々の値のばらつ
きも大きくなり、要求靱性を安定確保できなかった。即
ち強度と靱性の両方を満足することは困難なことと考え
られた。しかしながら本発明者らの研究によれば、圧延
仕上温度がγ再結晶域に入ると、シャルピー吸収エネル
ギーの平均値が再び上昇すると共にばらつきも縮小し、
０．３１％という低Ｃｅｑでも強度、靱性を両立して達
成できることを見い出した。
【００３２】これらの事実をミクロ組織の観点から解析
すると、スラブ再加熱温度および圧延仕上温度の上昇に
伴い、αｑが減少し、ベイナイト単相組織へと変化する
ことと対応している。一方スラブ再加熱温度および圧延
仕上温度が低いと焼入性が下がり、αｑが生成する様に
なると共に、その生成場所の近傍に島状マルテンサイト
あるいは焼戻しによって島状マルテンサイトの一部が分
解する過程で高Ｃ濃縮部が生成し、これらの結果とし
て、靱性が劣化するに至ったものと考えられる。
すると、スラブ再加熱温度および圧延仕上温度の上昇に
伴い、αｑが減少し、ベイナイト単相組織へと変化する
ことと対応している。一方スラブ再加熱温度および圧延
仕上温度が低いと焼入性が下がり、αｑが生成する様に
なると共に、その生成場所の近傍に島状マルテンサイト
あるいは焼戻しによって島状マルテンサイトの一部が分
解する過程で高Ｃ濃縮部が生成し、これらの結果とし
て、靱性が劣化するに至ったものと考えられる。
【００３３】この変態強化を最大限に発揮するために
は、ＤＱプロセスの活用と合わせて、固溶Ｂによる焼入
性向上および固溶Ｎｂによる変態強化の各効果を重ね合
わせることが有効である。すなわち、Ｂ、Ｎｂが完全に
固溶する温度にスラブを再加熱することおよび圧延仕上
温度を該鋼種のγ再結晶温度域に設定することで、焼入
性向上効果の発現に寄与する固溶Ｂ量（約３ｐｐｍ以
上）を確保できると共に、変態強化に寄与せず、靱性に
対しても悪影響を及ぼすＮｂ炭窒化物の析出を低位に抑
えることができる。
は、ＤＱプロセスの活用と合わせて、固溶Ｂによる焼入
性向上および固溶Ｎｂによる変態強化の各効果を重ね合
わせることが有効である。すなわち、Ｂ、Ｎｂが完全に
固溶する温度にスラブを再加熱することおよび圧延仕上
温度を該鋼種のγ再結晶温度域に設定することで、焼入
性向上効果の発現に寄与する固溶Ｂ量（約３ｐｐｍ以
上）を確保できると共に、変態強化に寄与せず、靱性に
対しても悪影響を及ぼすＮｂ炭窒化物の析出を低位に抑
えることができる。
【００３４】図４はＣｅｑ（ＩＩＷ）値０．３１％のＮ
ｂ−Ｔｉ−Ｂ系鋼について、その強度、靱性、不溶Ｎｂ
量の分率に及ぼすＤＱ後の焼戻温度の影響を調べた結果
を示す。
ｂ−Ｔｉ−Ｂ系鋼について、その強度、靱性、不溶Ｎｂ
量の分率に及ぼすＤＱ後の焼戻温度の影響を調べた結果
を示す。
【００３５】前述の知見から圧延仕上温度をγ再結晶域
の９５０℃に設定した場合、低Ｃｅｑ材ではＤＱままで
要求温度、靱性を十分満足できることが分かっている。
一方図４の結果によれば、残留応力低減の為に焼戻しを
施す場合においては、強度は焼戻温度の如何に関わらな
い（殆ど変化しない）が、靱性は焼戻温度の高温化につ
れて劣化し、６７５℃を超えると、シャルピー吸収エネ
ルギーのばらつきも増大して要求最小値を下回る様にな
る。
の９５０℃に設定した場合、低Ｃｅｑ材ではＤＱままで
要求温度、靱性を十分満足できることが分かっている。
一方図４の結果によれば、残留応力低減の為に焼戻しを
施す場合においては、強度は焼戻温度の如何に関わらな
い（殆ど変化しない）が、靱性は焼戻温度の高温化につ
れて劣化し、６７５℃を超えると、シャルピー吸収エネ
ルギーのばらつきも増大して要求最小値を下回る様にな
る。
【００３６】これは、焼戻温度の高温化に伴い、固溶Ｎ
ｂがＮｂ炭窒化物としてマトリックスに整合析出して硬
化すると共に衝撃特性を劣化させる為であると推察さ
れ、先に述べた不溶Ｎｂ量についての考察と関連付けら
れる。
ｂがＮｂ炭窒化物としてマトリックスに整合析出して硬
化すると共に衝撃特性を劣化させる為であると推察さ
れ、先に述べた不溶Ｎｂ量についての考察と関連付けら
れる。
【００３７】そこで、靱性に対して悪影響因子となるα
ｑと不溶Ｎｂの分率と母材靱性との関係をとりまとめて
考察したところ、図５に示す様な結果を得た。図５か
ら、母材強度を満足させた上で、靱性が要求値（最小で
も vＥ-40 ：３２Ｊ以上）を満足させるには、αｑを５
％以下で且つ不溶Ｎｂを８０％以下に抑制することが必
要であるとの結論が得られる。
ｑと不溶Ｎｂの分率と母材靱性との関係をとりまとめて
考察したところ、図５に示す様な結果を得た。図５か
ら、母材強度を満足させた上で、靱性が要求値（最小で
も vＥ-40 ：３２Ｊ以上）を満足させるには、αｑを５
％以下で且つ不溶Ｎｂを８０％以下に抑制することが必
要であるとの結論が得られる。
【００３８】以上をまとめると、母材の強度、靱性の要
求値、すなわち降伏強度４６０Ｎ／ｍｍ2 以上、引張強
さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上、 vＥ-40 （平均）４６Ｊ以
上、 vＥ-40 （最小）３２Ｊ以上の各物性を、厚物（例
えば５０ｍｍ〜７０ｍｍ厚）で満足させるには、（ｉ）
基本化学組成として、Ｎｂ−Ｔｉ−Ｂ系でＣｅｑ（ＩＩ
Ｗ）を０．３０％以上とすること、（ｉｉ）αｑを５％
以下とすること、（ｉｉｉ）不溶Ｎｂ量・全Ｎｂ量を８
０％以下にすること、（ｉｖ）前記（ｉｉ）および（ｉ
ｉｉ）を達成するための具体的製造方法としては、上記
該鋼種に対して、(a) Ｂ，Ｎｂが完全に固溶する温度に
スラブを再加熱すること、(b) 圧延仕上温度をγ再結晶
温度域に設定すること、(c) その後ＤＱするかあるいは
ＤＱ後残留応力の除去を主目的として、６７５℃以下の
焼戻しを行うこと、が有効である。これを本発明の完成
における第一の知見とする。
求値、すなわち降伏強度４６０Ｎ／ｍｍ2 以上、引張強
さ５７０Ｎ／ｍｍ2 以上、 vＥ-40 （平均）４６Ｊ以
上、 vＥ-40 （最小）３２Ｊ以上の各物性を、厚物（例
えば５０ｍｍ〜７０ｍｍ厚）で満足させるには、（ｉ）
基本化学組成として、Ｎｂ−Ｔｉ−Ｂ系でＣｅｑ（ＩＩ
Ｗ）を０．３０％以上とすること、（ｉｉ）αｑを５％
以下とすること、（ｉｉｉ）不溶Ｎｂ量・全Ｎｂ量を８
０％以下にすること、（ｉｖ）前記（ｉｉ）および（ｉ
ｉｉ）を達成するための具体的製造方法としては、上記
該鋼種に対して、(a) Ｂ，Ｎｂが完全に固溶する温度に
スラブを再加熱すること、(b) 圧延仕上温度をγ再結晶
温度域に設定すること、(c) その後ＤＱするかあるいは
ＤＱ後残留応力の除去を主目的として、６７５℃以下の
焼戻しを行うこと、が有効である。これを本発明の完成
における第一の知見とする。
【００３９】（検討−２）本発明者らは、大入熱ＨＡＺ
靱性の確保にはＣｅｑの低減が前提条件であると考え、
その場合でも母材の強度、靱性を確保することのできる
手段を検討した結果、前記（検討−１）において述べた
様に、Ｎｂ−Ｔｉ−Ｂ系の化学組成とＤＱ（−Ｔ）を組
合せることでこれらを達成できることを見い出した。
靱性の確保にはＣｅｑの低減が前提条件であると考え、
その場合でも母材の強度、靱性を確保することのできる
手段を検討した結果、前記（検討−１）において述べた
様に、Ｎｂ−Ｔｉ−Ｂ系の化学組成とＤＱ（−Ｔ）を組
合せることでこれらを達成できることを見い出した。
【００４０】一般に大入熱溶接におけるＨＡＺの靱性向
上策としては、Ｐ、Ｓといった不純物元素の低減やＴｉ
Ｎ、ＡｌＮといった窒化物の微細析出物を析出させて固
溶Ｎの固定を図ると共に、オ−ステナイト粒の粗大化を
防止する方法が一般的に採られる。
上策としては、Ｐ、Ｓといった不純物元素の低減やＴｉ
Ｎ、ＡｌＮといった窒化物の微細析出物を析出させて固
溶Ｎの固定を図ると共に、オ−ステナイト粒の粗大化を
防止する方法が一般的に採られる。
【００４１】しかしながら、大入熱溶接ではＨＡＺ、と
りわけボンド部は溶融点直下の高温に加熱されるために
ＴｉＮの一部やＡｌＮは固溶してしまい、固溶Ｎが過剰
に存在して靱性に悪影響を及ぼすと考えられる。そこで
本発明者らは、Ｎ量の制限が重要との考えから、化学組
成をＮｂ−Ｔｉ−Ｂ系に固定した上で、ＨＡＺの要求靱
性［ vＥ-40 （平均）４７Ｊ以上］を、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ
とＮの量バランスを図ることによって満足させる必要が
あると考え、検討を開始した。具体的な大入熱溶接条件
としては、１パスＳＥＧＡＲＣ溶接で入熱量４５ｋＪ／
ｍｍとして、ボンド部のシャルピー吸収エネルギーをＨ
ＡＺ靱性の指標とした。
りわけボンド部は溶融点直下の高温に加熱されるために
ＴｉＮの一部やＡｌＮは固溶してしまい、固溶Ｎが過剰
に存在して靱性に悪影響を及ぼすと考えられる。そこで
本発明者らは、Ｎ量の制限が重要との考えから、化学組
成をＮｂ−Ｔｉ−Ｂ系に固定した上で、ＨＡＺの要求靱
性［ vＥ-40 （平均）４７Ｊ以上］を、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ
とＮの量バランスを図ることによって満足させる必要が
あると考え、検討を開始した。具体的な大入熱溶接条件
としては、１パスＳＥＧＡＲＣ溶接で入熱量４５ｋＪ／
ｍｍとして、ボンド部のシャルピー吸収エネルギーをＨ
ＡＺ靱性の指標とした。
【００４２】その結果、本発明者らは、次のような新知
見を得た。すなわち大入熱溶接の冷却過程において、
（ｉ）Ｎの固定にはＴｉ、Ｂ、Ｎｂのすべてが作用する
こと、（ｉｉ）ＨＡＺでは平衡状態よりも過冷された状
態にある為、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｂの一部はフェライト変態前
の組織中に固溶状態で存在すること（ＨＡＺの抽出残渣
分析で確認）。
見を得た。すなわち大入熱溶接の冷却過程において、
（ｉ）Ｎの固定にはＴｉ、Ｂ、Ｎｂのすべてが作用する
こと、（ｉｉ）ＨＡＺでは平衡状態よりも過冷された状
態にある為、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｂの一部はフェライト変態前
の組織中に固溶状態で存在すること（ＨＡＺの抽出残渣
分析で確認）。
【００４３】（ｉｉｉ）そのため、特開昭５８−２１３
８５５に開示されている条件式： １／１．７×０．００６０＜Ｎ−１／１．７（０．３Ｔ
ｉ＋１．３Ｂ）や特開平９−１０４９４９に開示されて
いる条件式： ０＜（Ｎ−０．２９２Ｔｉ−１．２９２Ｂ）＜０．００
２０ に従って鋼中Ｎ量を制御しても、実際には不溶元素の化
学当量分のＮしか固定されず、固溶Ｎが上式以上に多く
存在し、マトリックスの靱性を阻害することを見い出し
た。そこで本発明者らは、固溶Ｎの算定に際し、Ｎｂに
よるＮの固定効果を組み入れた下記のパラメータＸを導
出した上で、このパラメータとＨＡＺ靱性の関係を詳細
に調査したのである。 Ｘ＝Ｎ−１４．０１／４７．８８×Ｔｉ−１４．０１／１０．８１×Ｂ −１４．０１／９２．９１×Ｎｂ ＝Ｎ−０．２９３×Ｔｉ−１．２９６×Ｂ−０．１５１×Ｎｂ 調査結果を図６に示す。
８５５に開示されている条件式： １／１．７×０．００６０＜Ｎ−１／１．７（０．３Ｔ
ｉ＋１．３Ｂ）や特開平９−１０４９４９に開示されて
いる条件式： ０＜（Ｎ−０．２９２Ｔｉ−１．２９２Ｂ）＜０．００
２０ に従って鋼中Ｎ量を制御しても、実際には不溶元素の化
学当量分のＮしか固定されず、固溶Ｎが上式以上に多く
存在し、マトリックスの靱性を阻害することを見い出し
た。そこで本発明者らは、固溶Ｎの算定に際し、Ｎｂに
よるＮの固定効果を組み入れた下記のパラメータＸを導
出した上で、このパラメータとＨＡＺ靱性の関係を詳細
に調査したのである。 Ｘ＝Ｎ−１４．０１／４７．８８×Ｔｉ−１４．０１／１０．８１×Ｂ −１４．０１／９２．９１×Ｎｂ ＝Ｎ−０．２９３×Ｔｉ−１．２９６×Ｂ−０．１５１×Ｎｂ 調査結果を図６に示す。
【００４４】これより、該鋼種の vＥ-40 （平均）が要
求レベル（４７Ｊ以上）を満足させる為には、Ｘを−
０．００４〜０の範囲に納めることが有効であるとの結
論を得た。この範囲では、固溶Ｂの旧γ粒界への偏析抑
制、および固溶Ｎｂの存在によるフェライト変態の抑制
によって、靱性に有害な粒界初析フェライトの生成や旧
γ粒界から特定結晶方位へのフェライトサイドプレート
の成長生成を最小限に抑えると共に、ＴｉＮ＋ＢＮ＋Ｎ
ｂ（ＣＮ）の複合化合物を粒内に分散させてフェライト
核生成サイトが導入されることとなって、良好なＨＡＺ
靱性が確保できるものと考えられる。
求レベル（４７Ｊ以上）を満足させる為には、Ｘを−
０．００４〜０の範囲に納めることが有効であるとの結
論を得た。この範囲では、固溶Ｂの旧γ粒界への偏析抑
制、および固溶Ｎｂの存在によるフェライト変態の抑制
によって、靱性に有害な粒界初析フェライトの生成や旧
γ粒界から特定結晶方位へのフェライトサイドプレート
の成長生成を最小限に抑えると共に、ＴｉＮ＋ＢＮ＋Ｎ
ｂ（ＣＮ）の複合化合物を粒内に分散させてフェライト
核生成サイトが導入されることとなって、良好なＨＡＺ
靱性が確保できるものと考えられる。
【００４５】次にマトリックスの靱性を向上させるべ
く、該Ｎｂ−Ｔｉ−Ｂ系鋼のＨＡＺ靱性に及ぼすＣｅｑ
（ＩＩＷ）の影響を調査した。結果を図７に示す。図７
によれば、ボンド部の靱性はＣｅｑ（ＩＩＷ）の上昇に
伴って劣化する。所望靱性である vＥ-40 （平均）４７
Ｊ以上を満足させるためには、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）を０．
３８％以下に抑えることが必要である。
く、該Ｎｂ−Ｔｉ−Ｂ系鋼のＨＡＺ靱性に及ぼすＣｅｑ
（ＩＩＷ）の影響を調査した。結果を図７に示す。図７
によれば、ボンド部の靱性はＣｅｑ（ＩＩＷ）の上昇に
伴って劣化する。所望靱性である vＥ-40 （平均）４７
Ｊ以上を満足させるためには、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）を０．
３８％以下に抑えることが必要である。
【００４６】大入熱溶接で要求ＨＡＺ靱性を得るための
上記方策をとりまとめると、（ｉ）Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系を
基本化学組成として、Ｎ含有量に関する上記パラメータ
Ｘの値を−０．００４〜０の範囲内に制御すること、
（ｉｉ）前記Ｃｅｑ（ＩＩＷ）を０．３８％以下とする
こと、が有効である。これを本発明の完成における第二
の知見とする。次に、本発明における化学成分の限定理
由について説明する。
上記方策をとりまとめると、（ｉ）Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系を
基本化学組成として、Ｎ含有量に関する上記パラメータ
Ｘの値を−０．００４〜０の範囲内に制御すること、
（ｉｉ）前記Ｃｅｑ（ＩＩＷ）を０．３８％以下とする
こと、が有効である。これを本発明の完成における第二
の知見とする。次に、本発明における化学成分の限定理
由について説明する。
【００４７】Ｃ：０．０５〜０．１０％ 高張力鋼板としての強度を確保するための必要元素であ
り、含有量が０．０５％未満では引張強さ５７０Ｎ／ｍ
ｍ2 級以上の強度は得難い。他方０．１０％を超えると
ＨＡＺ靱性が劣化して要求値を満足できない。したがっ
て、Ｃ含有量は０．０５〜０．１０％の範囲とするが、
好ましい下限量は０．０６％、好ましい上限は０．０９
％である。
り、含有量が０．０５％未満では引張強さ５７０Ｎ／ｍ
ｍ2 級以上の強度は得難い。他方０．１０％を超えると
ＨＡＺ靱性が劣化して要求値を満足できない。したがっ
て、Ｃ含有量は０．０５〜０．１０％の範囲とするが、
好ましい下限量は０．０６％、好ましい上限は０．０９
％である。
【００４８】Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％ 溶製時の脱酸作用が期待される他、母材においては、Ｎ
の固定化によるＢの焼入性向上効果の促進作用、ＨＡＺ
においては、ＴｉＮの生成により、γ結晶粒粗大化防
止、フェライト変態核生成サイトとしての作用を有す
る。０．００５％未満ではこれらの効果が得られず、他
方０．０２５％を超えると介在物の増加により靱性が劣
化する。したがってＴｉ含有量は０．００５〜０．０２
５％の範囲とするが、好ましい下限量は０．００７％、
好ましい上限は０．０１７％である。
の固定化によるＢの焼入性向上効果の促進作用、ＨＡＺ
においては、ＴｉＮの生成により、γ結晶粒粗大化防
止、フェライト変態核生成サイトとしての作用を有す
る。０．００５％未満ではこれらの効果が得られず、他
方０．０２５％を超えると介在物の増加により靱性が劣
化する。したがってＴｉ含有量は０．００５〜０．０２
５％の範囲とするが、好ましい下限量は０．００７％、
好ましい上限は０．０１７％である。
【００４９】Ｂ：０．０００３〜０．００２０％ 微量であっても母材において焼入性の向上をもたらす元
素である。また溶接による加熱時にγ粒界に偏析してＨ
ＡＺ靱性に悪影響を及ぼす粗大な粒界初析フェライトの
析出を抑制し、組織を分断微細化する粒内フェライトの
析出を促進し、ＴｉとＮの効果をより大きなものとす
る。また溶接後の冷却中にＢＮとして析出し、固溶Ｎを
固定して靱性を改善する効果を有する。０．０００３％
未満ではこれらの効果は得られず、他方０．００２０％
を超えると靱性が劣化して要求値を満足できない。した
がって、Ｂ含有量は０．０００３〜０．００２０％の範
囲とするが、好ましい下限量は０．０００７％、好まし
い上限は０．００１５％である。
素である。また溶接による加熱時にγ粒界に偏析してＨ
ＡＺ靱性に悪影響を及ぼす粗大な粒界初析フェライトの
析出を抑制し、組織を分断微細化する粒内フェライトの
析出を促進し、ＴｉとＮの効果をより大きなものとす
る。また溶接後の冷却中にＢＮとして析出し、固溶Ｎを
固定して靱性を改善する効果を有する。０．０００３％
未満ではこれらの効果は得られず、他方０．００２０％
を超えると靱性が劣化して要求値を満足できない。した
がって、Ｂ含有量は０．０００３〜０．００２０％の範
囲とするが、好ましい下限量は０．０００７％、好まし
い上限は０．００１５％である。
【００５０】全Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％ 不溶Ｎｂ：全Ｎｂ量×０．８以下 Ｎｂは母材において変態強化や析出強化作用、オーステ
ナイト未再結晶域温度の低温化をもたらす元素である。
また大入熱溶接ＨＡＺにおいてもγ粒界の焼入性を高
め、生成する粒界初析フェライトやフェライトサイドプ
レートのサイズを小さくすることでＨＡＺ組織の微細化
に貢献する。そのためには０．００５％以上の含有が必
要である。しかしＮｂが多すぎると析出硬化によって母
材およびＨＡＺの靱性を劣化させる。そのため、上限を
０．０２５％とするとともに、母材の要求靱性を満足さ
せるために、不溶Ｎｂ量を全Ｎｂ量×０．８以下に抑え
る必要がある。全Ｎｂについての好ましい下限量は０．
００７％、好ましい上限は０．０２０％である。また不
溶Ｎｂについての好ましい上限は全Ｎｂ量×０．５であ
る。
ナイト未再結晶域温度の低温化をもたらす元素である。
また大入熱溶接ＨＡＺにおいてもγ粒界の焼入性を高
め、生成する粒界初析フェライトやフェライトサイドプ
レートのサイズを小さくすることでＨＡＺ組織の微細化
に貢献する。そのためには０．００５％以上の含有が必
要である。しかしＮｂが多すぎると析出硬化によって母
材およびＨＡＺの靱性を劣化させる。そのため、上限を
０．０２５％とするとともに、母材の要求靱性を満足さ
せるために、不溶Ｎｂ量を全Ｎｂ量×０．８以下に抑え
る必要がある。全Ｎｂについての好ましい下限量は０．
００７％、好ましい上限は０．０２０％である。また不
溶Ｎｂについての好ましい上限は全Ｎｂ量×０．５であ
る。
【００５１】Ｎ：以下の式を満足する量 −０．００４≦Ｘ≦０ （Ｘ＝Ｎ−０．２９３×Ｔｉ−１．２９６×Ｂ−０．１
５１×Ｎｂ） ＮはＴｉＮ、ＢＮを形成してＨＡＺ靱性を向上させる
が、過度のＮｂ（ＣＮ）の形成は析出硬化を発現させ
て、母材およびＨＡＺの靱性を劣化させる。本発明のＮ
ｂ−Ｔｉ−Ｂ含有鋼におけるＮ含有量が上記式で求めら
れるＸが正の値であるときは、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｂを固溶さ
せた後未だ過剰のＮが存在することになり、固溶Ｎによ
り靱性を劣化させる。他方Ｘ＜−０．００４の場合は、
Ｎが不足して固溶Ｔｉ、Ｂ、Ｎｂが多くなり過ぎるの
で、ＨＡＺの焼入性が増して、マトリックスの靱性を劣
化させることになる。したがってＮは、Ｎｂ、Ｂ、Ｔｉ
との量的バランスを図りつつ、パラメータＸが−０．０
０４≦Ｘ≦０を満足する様にその含有量を制御する必要
がある。Ｘについての好ましい下限は０．００３であ
る。
５１×Ｎｂ） ＮはＴｉＮ、ＢＮを形成してＨＡＺ靱性を向上させる
が、過度のＮｂ（ＣＮ）の形成は析出硬化を発現させ
て、母材およびＨＡＺの靱性を劣化させる。本発明のＮ
ｂ−Ｔｉ−Ｂ含有鋼におけるＮ含有量が上記式で求めら
れるＸが正の値であるときは、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｂを固溶さ
せた後未だ過剰のＮが存在することになり、固溶Ｎによ
り靱性を劣化させる。他方Ｘ＜−０．００４の場合は、
Ｎが不足して固溶Ｔｉ、Ｂ、Ｎｂが多くなり過ぎるの
で、ＨＡＺの焼入性が増して、マトリックスの靱性を劣
化させることになる。したがってＮは、Ｎｂ、Ｂ、Ｔｉ
との量的バランスを図りつつ、パラメータＸが−０．０
０４≦Ｘ≦０を満足する様にその含有量を制御する必要
がある。Ｘについての好ましい下限は０．００３であ
る。
【００５２】Ｃｅｑ（ＩＩＷ）：０．３０〜０．３８％ Ｃｅｑ（ＩＩＷ）値はＣ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／
１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５の計算式から求められる
もので、本発明のＮｂ−Ｂ−Ｔｉ含有鋼を本発明の製造
条件で製造する場合において所望強度を満足させるため
に０．３０％以上必要である。他方０．３８％を超える
と大入熱溶接ＨＡＺで要求靱性の確保が困難になる。し
たがってＣｅｑ（ＩＩＷ）は０．３０〜０．３８％の範
囲とするが、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）値についての好ましい上
限は０．３６である。
１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５の計算式から求められる
もので、本発明のＮｂ−Ｂ−Ｔｉ含有鋼を本発明の製造
条件で製造する場合において所望強度を満足させるため
に０．３０％以上必要である。他方０．３８％を超える
と大入熱溶接ＨＡＺで要求靱性の確保が困難になる。し
たがってＣｅｑ（ＩＩＷ）は０．３０〜０．３８％の範
囲とするが、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）値についての好ましい上
限は０．３６である。
【００５３】本発明の課題を達成する上での必須的要件
元素は以上の通りであるが、鋼として一般的に含有され
ている以下の元素は本発明鋼に含まれていてよいことは
言うまでもない。
元素は以上の通りであるが、鋼として一般的に含有され
ている以下の元素は本発明鋼に含まれていてよいことは
言うまでもない。
【００５４】Ｓｉ：０．５％以下 Ｓｉは脱酸作用を示す元素であり、一般的には０．０５
％以上配合されるが、本発明においては下限を限定しな
い。ただし上限については、０．５％を超えて添加する
と、溶接性およびＨＡＺ靱性が劣化する。これらを総合
してＳｉの好ましい含有量は０．０５〜０．５％の範囲
とする。好ましい下限は０．０８％、好ましい上限は
０．３５％である。
％以上配合されるが、本発明においては下限を限定しな
い。ただし上限については、０．５％を超えて添加する
と、溶接性およびＨＡＺ靱性が劣化する。これらを総合
してＳｉの好ましい含有量は０．０５〜０．５％の範囲
とする。好ましい下限は０．０８％、好ましい上限は
０．３５％である。
【００５５】Ｍｎ：１．８％以下 Ｍｎは焼入性を向上させて母材の強度を確保する元素で
あるが、本発明においては下限を限定しない。ただし上
限については、１．８％を超えるとＨＡＺ靱性を劣化さ
せ、スラブの偏析を助長して溶接性を劣化させる。これ
らを総合してＭｎの好ましい含有量は０．００５〜０．
０６０％の範囲とする。好ましい下限は１．０％、好ま
しい上限は１．７％である。
あるが、本発明においては下限を限定しない。ただし上
限については、１．８％を超えるとＨＡＺ靱性を劣化さ
せ、スラブの偏析を助長して溶接性を劣化させる。これ
らを総合してＭｎの好ましい含有量は０．００５〜０．
０６０％の範囲とする。好ましい下限は１．０％、好ま
しい上限は１．７％である。
【００５６】Ａｌ：０．０６０％以下 Ａｌは脱酸作用を示す元素であり、一般的にはSol.Ａｌ
として０．００５％以上配合されるが、本発明において
は下限を限定しない。ただし上限については、０．０６
０％を超えるとかえってＨＡＺのみならず、溶接金属の
靱性も劣化させる。これらを総合してＡｌの好ましい含
有量は０．００５〜０．０６０％の範囲とする。好まし
い下限は０．０１０％、好ましい上限は０．０５０％で
ある。次に本発明におけるその他の選択元素について説
明する。
として０．００５％以上配合されるが、本発明において
は下限を限定しない。ただし上限については、０．０６
０％を超えるとかえってＨＡＺのみならず、溶接金属の
靱性も劣化させる。これらを総合してＡｌの好ましい含
有量は０．００５〜０．０６０％の範囲とする。好まし
い下限は０．０１０％、好ましい上限は０．０５０％で
ある。次に本発明におけるその他の選択元素について説
明する。
【００５７】まず本発明においてはＣａ：０．００５％
以下、ＲＥＭ：０．０５％以下よりなる群から選択され
る１種以上の元素を含有することができる。
以下、ＲＥＭ：０．０５％以下よりなる群から選択され
る１種以上の元素を含有することができる。
【００５８】Ｃａ：０．００５％以下 Ｃａは、Ｍｎｓの形態を制御して、母材およびＨＡＺの
靱性を向上するのに効果がある。しかし本発明において
は下限を限定しない。ただし上限については、０．００
５％を超えると介在物の増加により、靱性を劣化させ
る。したがって、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．００
５％の範囲とする。これらを総合してＣａの好ましい含
有量は０．０００５〜０．００５％の範囲とする。好ま
しい下限は０．０００５％、好ましい上限は０．００２
％である。
靱性を向上するのに効果がある。しかし本発明において
は下限を限定しない。ただし上限については、０．００
５％を超えると介在物の増加により、靱性を劣化させ
る。したがって、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．００
５％の範囲とする。これらを総合してＣａの好ましい含
有量は０．０００５〜０．００５％の範囲とする。好ま
しい下限は０．０００５％、好ましい上限は０．００２
％である。
【００５９】ＲＥＭ：０．０５％以下 ＲＥＭは、硫・酸化物として析出し、ＴｉＮやＢＮの析
出核として作用することにより、Ｔｉ、Ｂ、Ｎの効果を
促進する。その結果大入熱溶接ＨＡＺの靱性向上に寄与
する。しかし本発明においては下限を限定しない。ただ
し上限については、０．０５％を超えると介在物の増加
により靱性を劣化させる。これらを総合してＲＥＭの好
ましい含有量は０．００３〜０．０５％の範囲とする。
好ましい下限は０．００３％、好ましい上限は０．０３
％である。
出核として作用することにより、Ｔｉ、Ｂ、Ｎの効果を
促進する。その結果大入熱溶接ＨＡＺの靱性向上に寄与
する。しかし本発明においては下限を限定しない。ただ
し上限については、０．０５％を超えると介在物の増加
により靱性を劣化させる。これらを総合してＲＥＭの好
ましい含有量は０．００３〜０．０５％の範囲とする。
好ましい下限は０．００３％、好ましい上限は０．０３
％である。
【００６０】本発明においてはＣｕ：０．５％以下、Ｃ
ｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０
％以下、Ｖ：０．１％以下よりなる群から選択される１
種以上の元素を含有することができる。
ｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０
％以下、Ｖ：０．１％以下よりなる群から選択される１
種以上の元素を含有することができる。
【００６１】Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖはいずれも強
度上昇に有効な元素である。しかし本発明においては下
限を限定しない。他方上限については、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍ
ｏの各々については０．５％超え、またＮｉについては
１．０％超え、またＶについては０．１％超えの夫々の
場合は、溶接割れ感受性を増大させる。さらにＣｒ、Ｍ
ｏ、Ｖの炭化物の過度の析出は母材およびＨＡＺにおけ
る靱性を劣化させて本発明の要求値を満足しなくなる。
これらを総合して、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量は各々
０．５％以下、Ｎｉの含有量は１．０％以下、Ｖの含有
量は０．１％以下の範囲とする。各元素についての好ま
しい下限、好ましい上限は以下の通りである。即ちＣｕ
の好ましい下限０．３％、Ｎｉの好ましい下限０．５
％、Ｃｒの好ましい下限０．３％、Ｍｏの好ましい下限
０．３％、Ｖの好ましい下限０．０５％である。本発明
の鋼は必要に応じてその他の合金元素を含有することも
できるが、最も一般的には上記の必須元素や選択元素を
含み、残部は鉄及び不可避的不純物よりなるものであ
る。次に本発明におけるミクロ組織の限定理由について
述べる。
度上昇に有効な元素である。しかし本発明においては下
限を限定しない。他方上限については、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍ
ｏの各々については０．５％超え、またＮｉについては
１．０％超え、またＶについては０．１％超えの夫々の
場合は、溶接割れ感受性を増大させる。さらにＣｒ、Ｍ
ｏ、Ｖの炭化物の過度の析出は母材およびＨＡＺにおけ
る靱性を劣化させて本発明の要求値を満足しなくなる。
これらを総合して、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量は各々
０．５％以下、Ｎｉの含有量は１．０％以下、Ｖの含有
量は０．１％以下の範囲とする。各元素についての好ま
しい下限、好ましい上限は以下の通りである。即ちＣｕ
の好ましい下限０．３％、Ｎｉの好ましい下限０．５
％、Ｃｒの好ましい下限０．３％、Ｍｏの好ましい下限
０．３％、Ｖの好ましい下限０．０５％である。本発明
の鋼は必要に応じてその他の合金元素を含有することも
できるが、最も一般的には上記の必須元素や選択元素を
含み、残部は鉄及び不可避的不純物よりなるものであ
る。次に本発明におけるミクロ組織の限定理由について
述べる。
【００６２】αｑは旧γ粒界が微細であったり、焼入性
が低い場合に、これを直接焼入すると粒界初析生成物と
して発現する変態組織である。この析出物の周囲はＣ濃
化部を有するベイナイト組織あるいは島状マルテンサイ
トを形成するため、母材靱性の劣化並びにばらつきの増
大を招く。したがって本発明の課題を達成するために
は、αｑの面積率を抑制することが必須となり、上記不
都合を生じないようにするための限界を求めたところ、
後記実施例でも明らかにする様に、αｑの生成を５％以
下、更に好ましくは３％以下に抑える必要があるとの結
論を得た。次に、本発明における好ましい製造条件につ
いて述べる。
が低い場合に、これを直接焼入すると粒界初析生成物と
して発現する変態組織である。この析出物の周囲はＣ濃
化部を有するベイナイト組織あるいは島状マルテンサイ
トを形成するため、母材靱性の劣化並びにばらつきの増
大を招く。したがって本発明の課題を達成するために
は、αｑの面積率を抑制することが必須となり、上記不
都合を生じないようにするための限界を求めたところ、
後記実施例でも明らかにする様に、αｑの生成を５％以
下、更に好ましくは３％以下に抑える必要があるとの結
論を得た。次に、本発明における好ましい製造条件につ
いて述べる。
【００６３】スラブは常法で溶製したものを連続鋳造あ
るいは分塊圧延のいずれで作製しても本発明の効果を発
揮することができる。すなわちスラブ自体の製造プロセ
ス如何は本発明の技術的範囲を逸脱する理由とはならな
い。
るいは分塊圧延のいずれで作製しても本発明の効果を発
揮することができる。すなわちスラブ自体の製造プロセ
ス如何は本発明の技術的範囲を逸脱する理由とはならな
い。
【００６４】スラブの再加熱温度は、焼入性向上および
変態強化の各効果を最大限有効に活用に活用するという
観点から、Ｎｂ、Ｂが完全固溶する温度以上とする。完
全固溶しない温度では、αｑを過剰に生成させると共
に、Ｎｂ炭窒化物の析出により母材靱性を劣化させる。
なおより好ましくはＮｂ、Ｂが完全固溶する下限温度以
上であって、該下限温度＋１５０℃以下とする。スラブ
を上記の温度範囲で十分に加熱しておけば、スラブ加熱
後の初期γ粒の粗大化による母材靱性の劣化が防止され
る。
変態強化の各効果を最大限有効に活用に活用するという
観点から、Ｎｂ、Ｂが完全固溶する温度以上とする。完
全固溶しない温度では、αｑを過剰に生成させると共
に、Ｎｂ炭窒化物の析出により母材靱性を劣化させる。
なおより好ましくはＮｂ、Ｂが完全固溶する下限温度以
上であって、該下限温度＋１５０℃以下とする。スラブ
を上記の温度範囲で十分に加熱しておけば、スラブ加熱
後の初期γ粒の粗大化による母材靱性の劣化が防止され
る。
【００６５】熱間圧延方法としては、同じく焼入性向上
および変態強化の各効果を最大限有効に活用に活用する
という観点から、γ再結晶温度域で熱間圧延を完了さ
せ、そのまま直接焼入れすることとする。γ未再結晶域
温度域未満で圧延を仕上げることになると、焼入性が低
くなり、要求強度を満足するための手段としてＣｅｑを
増大させざるを得なくなって、結果的にＨＡＺ靱性を劣
化させる。またＮｂ炭窒化物が生成して母材靱性を劣化
させることになる。本発明の化学組成要件を満足する鋼
においては、ＤＱままで要求母材靱性を十分満足でき
る。この圧延仕上温度はオーステナイト再結晶温度以上
で、該再結晶温度＋１００℃以下の範囲とすることが最
も好ましく、この下限温度はフェライト核生成サイトと
して作用する結晶格子欠陥の導入を防止するためであ
り、上限温度はγ粒の過度の粗大化を防止して靱性劣化
の防止を図るために定められる。
および変態強化の各効果を最大限有効に活用に活用する
という観点から、γ再結晶温度域で熱間圧延を完了さ
せ、そのまま直接焼入れすることとする。γ未再結晶域
温度域未満で圧延を仕上げることになると、焼入性が低
くなり、要求強度を満足するための手段としてＣｅｑを
増大させざるを得なくなって、結果的にＨＡＺ靱性を劣
化させる。またＮｂ炭窒化物が生成して母材靱性を劣化
させることになる。本発明の化学組成要件を満足する鋼
においては、ＤＱままで要求母材靱性を十分満足でき
る。この圧延仕上温度はオーステナイト再結晶温度以上
で、該再結晶温度＋１００℃以下の範囲とすることが最
も好ましく、この下限温度はフェライト核生成サイトと
して作用する結晶格子欠陥の導入を防止するためであ
り、上限温度はγ粒の過度の粗大化を防止して靱性劣化
の防止を図るために定められる。
【００６６】焼戻しは、鋼板の残留応力除去を必要とす
る場合に、ＤＱに引き続いて施すこととする。ただし焼
戻温度が６７５℃を超えると、固溶ＮｂがＮｂ炭窒化物
に変化して析出硬化作用が顕著に発現するため、マトリ
ックスの靱性を劣化させると共にばらつきも増大して要
求値の確保が困難になる。従って、焼戻しは６７５℃以
下の温度で実施する。より好ましくは６７５℃以下とす
る。これによって母材靱性の平均値を高度に確保してそ
のばらつきを防止することができる。ＩＷ）の影響を示
す。
る場合に、ＤＱに引き続いて施すこととする。ただし焼
戻温度が６７５℃を超えると、固溶ＮｂがＮｂ炭窒化物
に変化して析出硬化作用が顕著に発現するため、マトリ
ックスの靱性を劣化させると共にばらつきも増大して要
求値の確保が困難になる。従って、焼戻しは６７５℃以
下の温度で実施する。より好ましくは６７５℃以下とす
る。これによって母材靱性の平均値を高度に確保してそ
のばらつきを防止することができる。ＩＷ）の影響を示
す。
【００６７】
【実施例】本発明の実施例について説明する。表１〜３
に示す化学成分を有するスラブを、表４〜８の条件で板
厚５５〜７５ｍｍに厚板圧延した後、直接焼入れまま、
あるいは直接焼入れに引き続いて焼戻しを行った。
に示す化学成分を有するスラブを、表４〜８の条件で板
厚５５〜７５ｍｍに厚板圧延した後、直接焼入れまま、
あるいは直接焼入れに引き続いて焼戻しを行った。
【００６８】
【表１】
【００６９】
【表２】
【００７０】
【表３】
【００７１】表１〜３に示した鋼種の内、本発明の化学
組成要件を満足しないものについて説明すると、鋼種
１，１３はＢを含有せず、鋼種２，１４はＮｂを含有せ
ず、鋼種４（または５）はＮが少ない（または多い）こ
とによってパラメーターＸが低過ぎる（または高過ぎ
る）値となり、鋼種７はＮｂが多過ぎるために結果的に
Ｎが不十分となってパラメーターＸが低過ぎる値とな
り、鋼種９はＣ含有量が少ないことによってＣeqが低
く、鋼種１０はＣ含有量が下限値一杯であると共に合金
元素の含有量が相対的に少ないことによってＣeqが低
く、鋼種１３，１４，１５はＣ含有量が多過ぎると共に
その影響もあってＣeqが高く（これらの内、鋼種１３は
Ｂを含有せず、鋼種１４はＮｂを含有せず）、鋼種２１
は合金元素が相対的に多くなってＣeqが高いものとなっ
ている。
組成要件を満足しないものについて説明すると、鋼種
１，１３はＢを含有せず、鋼種２，１４はＮｂを含有せ
ず、鋼種４（または５）はＮが少ない（または多い）こ
とによってパラメーターＸが低過ぎる（または高過ぎ
る）値となり、鋼種７はＮｂが多過ぎるために結果的に
Ｎが不十分となってパラメーターＸが低過ぎる値とな
り、鋼種９はＣ含有量が少ないことによってＣeqが低
く、鋼種１０はＣ含有量が下限値一杯であると共に合金
元素の含有量が相対的に少ないことによってＣeqが低
く、鋼種１３，１４，１５はＣ含有量が多過ぎると共に
その影響もあってＣeqが高く（これらの内、鋼種１３は
Ｂを含有せず、鋼種１４はＮｂを含有せず）、鋼種２１
は合金元素が相対的に多くなってＣeqが高いものとなっ
ている。
【００７２】上記の様にして得られた供試鋼鋼板につい
て、ｔ／４（表面から板厚１／４の深さ）位置から試験
片を採取し、母材の引張試験、シャルピー衝撃試験、ミ
クロ組織調査および抽出残渣分析を行った。またこれら
の鋼板を用いて入熱量約４５ｋＪ／ｍｍの１パスＳＥＧ
ＡＲＣ溶接を行い、ボンド部のｔ／２から試験片を採取
してシャルピー衝撃試験を行った。結果を表４〜８に示
す。
て、ｔ／４（表面から板厚１／４の深さ）位置から試験
片を採取し、母材の引張試験、シャルピー衝撃試験、ミ
クロ組織調査および抽出残渣分析を行った。またこれら
の鋼板を用いて入熱量約４５ｋＪ／ｍｍの１パスＳＥＧ
ＡＲＣ溶接を行い、ボンド部のｔ／２から試験片を採取
してシャルピー衝撃試験を行った。結果を表４〜８に示
す。
【００７３】
【表４】
【００７４】
【表５】
【００７５】
【表６】
【００７６】
【表７】
【００７７】
【表８】
【００７８】表４〜８に示した結果の中から、本発明の
課題を達成し得ていないものについて説明すると、Ｎ
ｏ．１（または２）はＢ（またはＮｂ）を含有していな
い鋼１（または２）を用いたため、母材の降伏強度及び
引張強さが共に低く、Ｎｏ．４，７はパラメーターＸが
低過ぎる鋼種４，７を用いたためＨＡＺ靱性が低く、Ｎ
ｏ．５はパラメーターＸが高過ぎる鋼種５を用いたため
ＨＡＺ靱性が低く、Ｎｏ．９，１０はＣeqが低過ぎる鋼
種９，１０を用いたため母材の降伏強度及び引張強さが
共に低く、Ｎｏ．１３はＣeqが高過ぎる鋼種１５を用い
たためＨＡＺ靱性が低く、Ｎｏ．１９はＣeqが高過ぎる
鋼種１５を用いたためＨＡＺ靱性が低く、Ｎｏ．２０，
２１，２２は圧延仕上温度が低過ぎたため、母材靱性が
低いか、もしくはばらつき、Ｎｏ．２５，２６はＣeqが
高過ぎる鋼種１３，１４を用いたためＨＡＺ靱性が低
く、Ｎｏ．２７は熱間圧延のためのスラブ加熱温度が低
過ぎたため母材中にαｑが多く現れて低温靱性が低く、
Ｎｏ．３５はＤＱ後の焼戻し温度が高過ぎたため不溶Ｎ
ｂが多くなって母材の低温靱性が低くなっている。Ｎ
ｏ．３７，４０，４３は母材靱性あるいはＨＡＺ靱性の
面で本発明を満足してない。尚鋼種１３，１４，１５は
Ｃeqの条件を満足せず（比較例）、鋼種２０はＣeqの条
件を満足する（実施例）が、両者のＣeqの違いは非常に
僅かである。それにもかかわらずこれらの間でＨＡＺ靱
性に大きな差が生じたのは、前者のＣ量が多く（０．１
２％）、後者のＣ量が少ない（０．０６％）からである
と説明できる。
課題を達成し得ていないものについて説明すると、Ｎ
ｏ．１（または２）はＢ（またはＮｂ）を含有していな
い鋼１（または２）を用いたため、母材の降伏強度及び
引張強さが共に低く、Ｎｏ．４，７はパラメーターＸが
低過ぎる鋼種４，７を用いたためＨＡＺ靱性が低く、Ｎ
ｏ．５はパラメーターＸが高過ぎる鋼種５を用いたため
ＨＡＺ靱性が低く、Ｎｏ．９，１０はＣeqが低過ぎる鋼
種９，１０を用いたため母材の降伏強度及び引張強さが
共に低く、Ｎｏ．１３はＣeqが高過ぎる鋼種１５を用い
たためＨＡＺ靱性が低く、Ｎｏ．１９はＣeqが高過ぎる
鋼種１５を用いたためＨＡＺ靱性が低く、Ｎｏ．２０，
２１，２２は圧延仕上温度が低過ぎたため、母材靱性が
低いか、もしくはばらつき、Ｎｏ．２５，２６はＣeqが
高過ぎる鋼種１３，１４を用いたためＨＡＺ靱性が低
く、Ｎｏ．２７は熱間圧延のためのスラブ加熱温度が低
過ぎたため母材中にαｑが多く現れて低温靱性が低く、
Ｎｏ．３５はＤＱ後の焼戻し温度が高過ぎたため不溶Ｎ
ｂが多くなって母材の低温靱性が低くなっている。Ｎ
ｏ．３７，４０，４３は母材靱性あるいはＨＡＺ靱性の
面で本発明を満足してない。尚鋼種１３，１４，１５は
Ｃeqの条件を満足せず（比較例）、鋼種２０はＣeqの条
件を満足する（実施例）が、両者のＣeqの違いは非常に
僅かである。それにもかかわらずこれらの間でＨＡＺ靱
性に大きな差が生じたのは、前者のＣ量が多く（０．１
２％）、後者のＣ量が少ない（０．０６％）からである
と説明できる。
【００７９】図８は光学顕微鏡組織を示すもので、αｑ
分率を出す為に測定した複数の検鏡視野の内から選んだ
代表カットである。尚図中ＦＲＴは圧延仕上温度を示
し、上側は実施例８、下側は実施例２１である。
分率を出す為に測定した複数の検鏡視野の内から選んだ
代表カットである。尚図中ＦＲＴは圧延仕上温度を示
し、上側は実施例８、下側は実施例２１である。
【００８０】
【発明の効果】本発明によればＮｂ−Ｔｉ−Ｂ系の化学
組成とＤＱプロセスによる変態強化を最大限に活用する
ことにより、降伏強度４６０Ｎ／ｍｍ2 以上を有する引
張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 級厚肉鋼板が従来よりも大幅に
低いＣｅｑで得られると共に、Ｃｅｑの低減効果および
Ｎｂ、Ｂ、ＴｉとＮの量的バランスの適正化によって、
１０〜５０ｋＪ／ｍｍもの大入熱溶接でも−４０℃での
ＨＡＺ靱性が要求値を満足するものであり、橋梁や大型
コンテナ船の靱性要求の厳しい重要強度部材の製作に適
用でき、溶接施工の大幅な能率向上と大幅なコストダウ
ンが図れる。
組成とＤＱプロセスによる変態強化を最大限に活用する
ことにより、降伏強度４６０Ｎ／ｍｍ2 以上を有する引
張強さ５７０Ｎ／ｍｍ2 級厚肉鋼板が従来よりも大幅に
低いＣｅｑで得られると共に、Ｃｅｑの低減効果および
Ｎｂ、Ｂ、ＴｉとＮの量的バランスの適正化によって、
１０〜５０ｋＪ／ｍｍもの大入熱溶接でも−４０℃での
ＨＡＺ靱性が要求値を満足するものであり、橋梁や大型
コンテナ船の靱性要求の厳しい重要強度部材の製作に適
用でき、溶接施工の大幅な能率向上と大幅なコストダウ
ンが図れる。
【図１】母材の強度、靱性におよぼすＣｅｑ（ＩＩ
Ｗ）、化学組成の影響を示す。
Ｗ）、化学組成の影響を示す。
【図２】母材の強度、靱性、αｑの面積分率、不溶Ｎｂ
量／全Ｎｂ量におよぼすスラブ再加熱温度の影響を示
す。
量／全Ｎｂ量におよぼすスラブ再加熱温度の影響を示
す。
【図３】同じく圧延仕上温度の影響を示す。
【図４】母材の強度、靱性、不溶Ｎｂ量／全Ｎｂ量にお
よぼす焼戻温度の影響をしめす。
よぼす焼戻温度の影響をしめす。
【図５】αｑ、不溶Ｎｂの分率と母材靱性との関係を示
す。
す。
【図６】大入熱溶接のボンド部の靱性におよぼすパラメ
ータＸの影響を示す。
ータＸの影響を示す。
【図７】Ｎｂ−Ｔｉ−Ｂ系鋼における大入熱溶接のボン
ド部の靱性におよぼすＣｅｑ（ＩＩＷ）の影響を示す。
ド部の靱性におよぼすＣｅｑ（ＩＩＷ）の影響を示す。
【図８】光学顕微鏡組織を示す図面代用写真である。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成１０年３月６日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４４
【補正方法】変更
【補正内容】
【００４４】これより、該鋼種の vＥ-40 （平均）が要
求レベル（４７Ｊ以上）を満足させる為には、Ｘを−
０．００４〜０の範囲に納めることが有効であるとの結
論を得た。この範囲では、固溶Ｂの旧γ粒界への偏析、
および固溶Ｎｂの存在によるフェライト変態抑制によっ
て、靱性に有害な粒界初析フェライトの生成や旧γ粒界
から特定結晶方位へのフェライトサイドプレートの成長
生成を最小限に抑えると共に、ＴｉＮ＋ＢＮ＋Ｎｂ（Ｃ
Ｎ）の複合化合物を粒内に分散させてフェライト核生成
サイトが導入されることとなって、良好なＨＡＺ靱性が
確保できるものと考えられる。
求レベル（４７Ｊ以上）を満足させる為には、Ｘを−
０．００４〜０の範囲に納めることが有効であるとの結
論を得た。この範囲では、固溶Ｂの旧γ粒界への偏析、
および固溶Ｎｂの存在によるフェライト変態抑制によっ
て、靱性に有害な粒界初析フェライトの生成や旧γ粒界
から特定結晶方位へのフェライトサイドプレートの成長
生成を最小限に抑えると共に、ＴｉＮ＋ＢＮ＋Ｎｂ（Ｃ
Ｎ）の複合化合物を粒内に分散させてフェライト核生成
サイトが導入されることとなって、良好なＨＡＺ靱性が
確保できるものと考えられる。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００５０
【補正方法】変更
【補正内容】
【００５０】全Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％ 不溶Ｎｂ：全Ｎｂ量×０．８以下 Ｎｂは母材において変態強化や析出強化作用、オーステ
ナイト未再結晶化温度の高温化をもたらす元素である。
また大入熱溶接ＨＡＺにおいてもγ粒界の焼入性を高
め、生成する粒界初析フェライトやフェライトサイドプ
レートのサイズを小さくすることでＨＡＺ組織の微細化
に貢献する。そのためには０．００５％以上の含有が必
要である。しかしＮｂが多すぎると析出硬化によって母
材およびＨＡＺの靱性を劣化させる。そのため、上限を
０．０２５％とするとともに、母材の要求靱性を満足さ
せるために、不溶Ｎｂ量を全Ｎｂ量×０．８以下に抑え
る必要がある。全Ｎｂについての好ましい下限量は０．
００７％、好ましい上限は０．０２０％である。また不
溶Ｎｂについての好ましい上限は全Ｎｂ量×０．５であ
る。
ナイト未再結晶化温度の高温化をもたらす元素である。
また大入熱溶接ＨＡＺにおいてもγ粒界の焼入性を高
め、生成する粒界初析フェライトやフェライトサイドプ
レートのサイズを小さくすることでＨＡＺ組織の微細化
に貢献する。そのためには０．００５％以上の含有が必
要である。しかしＮｂが多すぎると析出硬化によって母
材およびＨＡＺの靱性を劣化させる。そのため、上限を
０．０２５％とするとともに、母材の要求靱性を満足さ
せるために、不溶Ｎｂ量を全Ｎｂ量×０．８以下に抑え
る必要がある。全Ｎｂについての好ましい下限量は０．
００７％、好ましい上限は０．０２０％である。また不
溶Ｎｂについての好ましい上限は全Ｎｂ量×０．５であ
る。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００５１
【補正方法】変更
【補正内容】
【００５１】Ｎ：以下の式を満足する量 −０．００４≦Ｘ≦０ （Ｘ＝Ｎ−０．２９３×Ｔｉ−１．２９６×Ｂ−０．１
５１×Ｎｂ） ＮはＴｉＮ、ＢＮを形成してＨＡＺ靱性を向上させる
が、過剰のＮｂ（ＣＮ）の生成は析出硬化を発現させ
て、母材およびＨＡＺの靱性を劣化させる。本発明のＮ
ｂ−Ｔｉ−Ｂ含有鋼におけるＮ含有量が上記式で求めら
れるＸが正の値であるときは、Ｔｉ、Ｂ、ＮｂがＮと化
合しても余剰の固溶Ｎが存在することになり、靱性を劣
化させる。他方Ｘ＜−０．００４の場合は、Ｎが不足し
て固溶Ｔｉ、Ｂ、Ｎｂが多くなり過ぎるので、ＨＡＺの
焼入性が増して、マトリックスの靱性を劣化させること
になる。したがってＮは、Ｎｂ、Ｂ、Ｔｉとの量的バラ
ンスを図りつつ、パラメータＸが−０．００４≦Ｘ≦０
を満足する様にその含有量を制御する必要がある。Ｘに
ついての好ましい下限は−０．００３である。
５１×Ｎｂ） ＮはＴｉＮ、ＢＮを形成してＨＡＺ靱性を向上させる
が、過剰のＮｂ（ＣＮ）の生成は析出硬化を発現させ
て、母材およびＨＡＺの靱性を劣化させる。本発明のＮ
ｂ−Ｔｉ−Ｂ含有鋼におけるＮ含有量が上記式で求めら
れるＸが正の値であるときは、Ｔｉ、Ｂ、ＮｂがＮと化
合しても余剰の固溶Ｎが存在することになり、靱性を劣
化させる。他方Ｘ＜−０．００４の場合は、Ｎが不足し
て固溶Ｔｉ、Ｂ、Ｎｂが多くなり過ぎるので、ＨＡＺの
焼入性が増して、マトリックスの靱性を劣化させること
になる。したがってＮは、Ｎｂ、Ｂ、Ｔｉとの量的バラ
ンスを図りつつ、パラメータＸが−０．００４≦Ｘ≦０
を満足する様にその含有量を制御する必要がある。Ｘに
ついての好ましい下限は−０．００３である。
Claims (6)
- 【請求項１】Ｃ ：０．０５〜０．１０％（質量％、以
下同じ） Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％ Ｂ ：０．０００３〜０．００２０％ 全Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％ 不溶Ｎｂ：全Ｎｂ量×０．８以下に抑え、 Ｎ ：以下の式を満足する量 −０．００４≦Ｘ≦０ （Ｘ＝Ｎ−０．２９３×Ｔｉ−１．２９６×Ｂ−０．１
５１×Ｎｂ）を夫々満足する他、以下の条件式を満足
し、 Ｃｅｑ（ＩＩＷ）が０．３０〜０．３８％である ［Ｃｅｑ（ＩＩＷ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／
１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５］ 更に擬ポリゴナイルフェライト（αｑ）を面積分率で５
％以下とした均質なベイナイト組織を有することを特徴
とする母材および大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた降
伏強度４６０Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼板。 - 【請求項２】 更にＳｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．８
％以下、Ａｌ：０．０６％以下の各元素を含有する請求
項１記載の高張力鋼板。 - 【請求項３】 更にＣａ：０．００５％以下、ＲＥＭ：
０．０５％以下よりなる群から選択される１種以上の元
素を含有する請求項１または２に記載の高張力鋼板。 - 【請求項４】 更にＣｕ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５
％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、
Ｖ：０．１％以下よりなる群から選択される１種以上の
元素を含有する請求項１，２または３に記載の高張力鋼
板。 - 【請求項５】 請求項１〜４のいずれかを満足する化学
組成を有する鋼スラブを、当該含有するＮｂ及びＢが完
全に固溶する温度以上に再加熱して熱間圧延し、オース
テナイト再結晶温度域で熱間圧延を完了させた後、その
まま直接焼入れすることを特徴とする母材および大入熱
溶接熱影響部の靱性に優れた降伏点４６０Ｎ／ｍｍ2 級
高張力鋼板の製造方法。 - 【請求項６】 請求項５における直接焼入れの後、６７
５℃以下の温度で焼戻しすることを特徴とする母材およ
び大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた降伏点４６０Ｎ／
ｍｍ2 級高張力鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3334498A JP3599556B2 (ja) | 1998-02-16 | 1998-02-16 | 母材および大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3334498A JP3599556B2 (ja) | 1998-02-16 | 1998-02-16 | 母材および大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11229078A true JPH11229078A (ja) | 1999-08-24 |
| JP3599556B2 JP3599556B2 (ja) | 2004-12-08 |
Family
ID=12383960
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3334498A Expired - Lifetime JP3599556B2 (ja) | 1998-02-16 | 1998-02-16 | 母材および大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3599556B2 (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2001059167A1 (en) * | 2000-02-10 | 2001-08-16 | Nippon Steel Corporation | Steel product having weld heat-affected zone excellent in rigidity |
| US7601231B2 (en) | 2002-05-27 | 2009-10-13 | Nippon Steel Corporation | High-strength steel pipe excellent in low temperature toughness and toughness at weld heat-affected zone |
| US7622009B2 (en) | 2001-03-21 | 2009-11-24 | Honda Giken Kogyo Kabushiki Kaisha | Steel material |
| US7655100B2 (en) | 2001-03-21 | 2010-02-02 | Honda Giken Kogyo Kabushiki Kaisha | Method for preparation of steel material |
| EP3012340A4 (en) * | 2013-06-19 | 2017-03-08 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | Ht550 steel plate with ultrahigh toughness and excellent weldability and manufacturing method therefor |
| EP2236631A4 (en) * | 2007-12-06 | 2017-03-29 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Process for producing thick high-strength steel plate excellent in brittle fracture arrestability and toughness of zone affected by heat in large-heat-input welding and thick high-strength steel plate excellent in brittle fracture arrestability and toughness of zone affected by heat in large-heat-input welding |
| JP2020033585A (ja) * | 2018-08-28 | 2020-03-05 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
| CN116949365A (zh) * | 2023-07-28 | 2023-10-27 | 宝武集团鄂城钢铁有限公司 | 一种1000MPa级抗大线能量焊接水电站压力钢管用钢板及其生产方法 |
-
1998
- 1998-02-16 JP JP3334498A patent/JP3599556B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2001059167A1 (en) * | 2000-02-10 | 2001-08-16 | Nippon Steel Corporation | Steel product having weld heat-affected zone excellent in rigidity |
| EP1520912A3 (en) * | 2000-02-10 | 2005-04-27 | Nippon Steel Corporation | Steel excellent in toughness of weld heat-affected zone |
| US7622009B2 (en) | 2001-03-21 | 2009-11-24 | Honda Giken Kogyo Kabushiki Kaisha | Steel material |
| US7655100B2 (en) | 2001-03-21 | 2010-02-02 | Honda Giken Kogyo Kabushiki Kaisha | Method for preparation of steel material |
| US7601231B2 (en) | 2002-05-27 | 2009-10-13 | Nippon Steel Corporation | High-strength steel pipe excellent in low temperature toughness and toughness at weld heat-affected zone |
| EP2236631A4 (en) * | 2007-12-06 | 2017-03-29 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Process for producing thick high-strength steel plate excellent in brittle fracture arrestability and toughness of zone affected by heat in large-heat-input welding and thick high-strength steel plate excellent in brittle fracture arrestability and toughness of zone affected by heat in large-heat-input welding |
| EP3012340A4 (en) * | 2013-06-19 | 2017-03-08 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | Ht550 steel plate with ultrahigh toughness and excellent weldability and manufacturing method therefor |
| JP2020033585A (ja) * | 2018-08-28 | 2020-03-05 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
| CN116949365A (zh) * | 2023-07-28 | 2023-10-27 | 宝武集团鄂城钢铁有限公司 | 一种1000MPa级抗大线能量焊接水电站压力钢管用钢板及其生产方法 |
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|---|---|
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