JP4490472B2 - 溶接熱影響部および母材の低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板並びにその製造方法 - Google Patents
溶接熱影響部および母材の低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板並びにその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP4490472B2 JP4490472B2 JP2007293648A JP2007293648A JP4490472B2 JP 4490472 B2 JP4490472 B2 JP 4490472B2 JP 2007293648 A JP2007293648 A JP 2007293648A JP 2007293648 A JP2007293648 A JP 2007293648A JP 4490472 B2 JP4490472 B2 JP 4490472B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel sheet
- toughness
- low
- temperature
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/002—Bainite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、溶接熱影響部および母材の低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板に関するものであり、低温に曝される用途に使用される場合、例えば液化アンモニアと液化プロパンガスとを混載する多目的タンク用として適用できるような、溶接熱影響部および母材の低温靭性に優れている低降伏比高張力鋼板に関するものである。尚、本発明は、上記高張力鋼板の溶接方法まで限定するものではなく、サブマージアーク溶接、エレクトロガスアーク溶接等に適用できるが、以下では、溶接熱影響部の靭性確保が特に困難であるといわれている大入熱の片面サブマージアーク溶接を施す場合を例に説明する。
近年では、海洋構造物やＬＰＧ等の液化ガスを貯蔵する低温用タンク等を短期間で製造すべく、例えば入熱量が５０〜２００ｋＪ／ｃｍにも及ぶ大入熱の片面サブマージアーク溶接施工が広く採用されている。しかし、この溶接は、施工の高能率化を実現できる反面、溶接により形成される溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」と示すことがある）の靭性を安定して確保することが難しく、低入熱による多層溶接を適用して製造しなければならないことも多々ある。従って、上記低温用タンク等の製造に、高能率施工が可能な上記大入熱溶接法が採用され、且つ−６０℃程度の低温であっても、優れたＨＡＺ靭性（以下、「ＨＡＺの低温靭性」、または単に「ＨＡＺ靭性」ということがある）を確保した鋼板が求められている。
一方、液化アンモニア用タンクに使用する鋼板には、応力腐食割れ（ＳＣＣ）を防止するために４４０ＭＰａ以下の低い降伏強さＹＳと、鋼材総重量を低減するために５１０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳを具備していることが要求される。液化アンモニアと液化プロパンガスを混載するタンクの場合、使用する鋼板（溶接母材）の特性として、更に低温靭性にも優れていることが要求される。液化アンモニアは、鋼板の応力腐食割れ（ＳＣＣ）を引き起こすことが知られており、鋼板の特性として降伏強さＹＳを４４０ＭＰａ以下に抑えることが規定されている（非特許文献１）。
しかしながら、上記液化アンモニアと液化プロパンガスを混載する多目的用では、当然のことながら両者に要求される特性を満足させる必要があり、また船舶等の海洋構造物の大型化に伴い、船舶等に搭載されるタンクの大容量化も進み、それによる鋼板の高張力化も求められおり、降伏強さＹＳの上限規制に伴う低降伏比化（降伏比ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）の同時達成が大きな課題となっている。
一般的にＨＡＺ靭性を改善するために低成分系にし、加速冷却等によって組織をベイナイト組織主体にすることで、強度とＨＡＺ・母材靭性を両立させることはできるが、低降伏比を達成することまではできない。鋼板の低降伏比を達成するには、鋼組織の二相化（Ｄｕａｌ ｐｈａｓｅ化）、すなわち降伏強さを支配する軟質相（通常、フェライト）と引張強度を確保するための硬質相（パーライト、ベイナイト、マルテンサイト等）の混合組織化が有効であり、軟質相の存在によって強度は上記のベイナイトに比べて低下することになる。
強度向上には硬質相をマルテンサイトにすることが有効であるが、ラスマルテンサイトやＣを高濃度に濃縮した状態で生成する高炭素マルテンサイト（これは、「レンズ状マルテンサイト」と呼ばれる）は、硬くて脆いために、低温靭性上有害とされ、これまで積極的に利用されることはなかった。
これまでにも、強度を確保しつつＨＡＺ・母材靭性を改善するための各種技術が提案されている。例えば特許文献１には、硬質相をベイナイト主体とすると共に、Ｎｉを多量に含有させることによって（６．５〜１２％）、強度を上げつつＨＡＺ靭性や母材靭性を改善する技術が提案されている。しかしながらこうした技術では、Ｎｉ添加によるコスト上昇を回避できないばかりか、鋼板の応力腐食割れ（ＳＣＣ）からＮｉの含有量を５％以下に制限する規制があり（前記非特許文献１）、これによってＮｉ添加による効果を最大限に活用できないのが実情である。
また、特許文献２には、焼戻し等の熱処理によりラスマルテンサイトを分解させることによって、母材靭性を改善する技術が提案されている。しかしながら、この技術では熱処理による強度の低下は避けられず、結果的にＮｉやＭｏ等の強化元素を含有せざるを得ず、ＨＡＺ靭性との両立を実現するまでに至っていない。
一方、特許文献３には、旧オーステナイトの微細化効果のあるＮｂやＭｏ等の合金元素を添加し、硬質相である島状マルテンサイト（ＭＡ：Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）を積極的に生成させ、形態（アスペクト比）やサイズを規定することによって、高炭素マルテンサイトによる母材靭性劣化を最小限に抑え、高強度と靭性の両立を図る技術が提案されている。しかしながら、ＮｂやＭｏ等の添加により、ＨＡＺ靭性との両立までには至っておらず、また母材靭性についても、更なる安全性を確保できるレベル（破面遷移温度ｖＴｒｓで−９０℃以下）には達していない。
ＩＧＣ ＣＯＤＥ １７．１３（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｃｏｄｅ ｆｏｒ ｔｈｅ Ｃｏｎｓｔｒｕｃｔｉｏｎ ａｎｄ Ｅｑｕｉｐｍｅｎｔ ｏｆ Ｓｈｉｐｓ Ｃａｒｒｙｉｎｇ Ｌｉｑｕｅｆｉｅｄ Ｇａｓｅｓ ｉｎ Ｂｕｌｋ） ２００２年版 特開昭６３−２９０２４６号公報
特開昭５８−１５３７３０号公報
特開２００２−３９８３号公報
ＩＧＣ ＣＯＤＥ １７．１３（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｃｏｄｅ ｆｏｒ ｔｈｅ Ｃｏｎｓｔｒｕｃｔｉｏｎ ａｎｄ Ｅｑｕｉｐｍｅｎｔ ｏｆ Ｓｈｉｐｓ Ｃａｒｒｙｉｎｇ Ｌｉｑｕｅｆｉｅｄ Ｇａｓｅｓ ｉｎ Ｂｕｌｋ） ２００２年版
本発明はこの様な事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、大入熱で溶接を行った場合にもＨＡＺの低温靭性に優れると共に、母材（鋼板）の低温靭性にも優れた低降伏比高張力鋼板を提供することにある。
上記目的を達成し得た本発明の高張力鋼板とは、Ｃ：０．０６〜０．０９％（「質量％」の意味、化学成分については以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：１．２〜１．６％、Ｐ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００３％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．０００７〜０．００１５％、Ｔｉ：０．００９〜０．０１８％、Ｎ：０．００５０〜０．００８０％およびＮｂ：０．０１２〜０．０２０％を夫々含有すると共に、鋼中の固溶Ｎ量が０．０００３〜０．００４０％であり、残部が鉄および不可避的不純物であり、且つｔ／４（ｔ：板厚）位置のミクロ組織において、全組織に占めるフェライト分率が６０〜８５面積％、島状マルテンサイト分率が１〜５面積％であり、残部がベイナイト組織の混合組織からなり、更に前記島状マルテンサイト中の残留オーステナイトが６０面積％以上である点に要旨を有するものである。
本発明の高張力鋼板においては、必要によって、更に、（ａ）Ｃｕ：０．４％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：０．４％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｍｏ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．１５％以下（０％を含まない）およびＶ：０．０４％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｃ）Ｃａ：０．００３％以下（０％を含まない）、等を含有させることも好ましく、含有させる成分に応じてその特性が改善される。
上記のような低降伏比高張力鋼板を製造するに当たっては、上記のような化学成分組成を満足する鋼スラブを、１０００〜１２５０℃の温度に加熱し、Ａｒ3変態点以上の温度で熱間圧延を終了した後、６２０〜７２０℃の温度域から冷却を開始し、３５０〜４５０℃の温度範囲まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で加速冷却を行い、その後放冷するようにすればよい。
本発明によれば、鋼板（母材）の降伏強さＹＳが４４０ＭＰａ以下、引張強さＴＳが５１０ＭＰａ以上で、且つ鋼板（母材）の低温靭性にも優れ、更に鋼板に大入熱の溶接を施した場合でも、ＨＡＺは−６０℃で優れた靭性を示すことから、液化アンモニアと液化プロパンガスとを混載する多目的タンク等の溶接構造物の大型化に寄与すると共に、例えば大入熱の片面サブマージアーク溶接法を採用でき、上記溶接構造物をより短期間で製造することができる。
本発明者は、ＨＡＺおよび母材の低温靭性に優れる高張力鋼板を実現するべく様々な角度から検討した。その結果、ＨＡＺ靭性を確保するために、Ｃを０．０９％以下、Ｓｉを０．２５％以下と比較的低めに設定しつつ化学成分組成を調整した上で、ＴｉＮ，ＢＮによるオーステナイト粒内の結晶粒微細化効果を最大限に生かしつつ、所定量の固溶Ｎを島状マルテンサイト（ＭＡ）中に存在させるようにすれば、残留オーステナイト（残留γ）が安定化し、ＭＡ中に所定量の残留γを確保することができ、これによって鋼板（母材）の強度・靭性とＨＡＺ靭性が両立できることを見出し、本発明を完成した。
本発明の高張力鋼板は、ｔ／４（ｔ：板厚）位置のミクロ組織において、フェライト分率が６０〜８５面積％に調整する必要がある。このフェライト分率が６０面積％未満となると、降伏強さＹＳ：４４０ＭＰａ以下を達成することができず、８５面積％を超えると引張強度ＴＳ：５１０ＭＰａ以上を確保することができなくなる。このフェライト分率の好ましい範囲は、６５面積％以上、８０面積％以下である。
本発明の高張力鋼板は、その組織がフェライト、ＭＡおよびベイナイトの混合組織からなるものであるが、組織中のＭＡ分率を１〜５面積％に調整する必要がある。ＭＡは鋼板の強度確保のために必要であり、こうした観点から１面積％以上とする必要があるが、ＭＡ分率が過剰になって５面積％を超えると母材の低温靭性が却って低下することになる。またＭＡ中の残留γ比率は母材靭性を確保するために６０面積％以上であることが必要である。即ち、ＭＡ中の残留γは母材靭性を確保するため必要であり、そのためには６０面積％以上を確保する必要があり（残部は高炭素マルテンサイト）、残留γの面積率が少ないと高炭素マルテンサイトの比率が増加して良好な母材靭性が確保できなくなる。
本発明の高張力鋼板では、その鋼板としての基本的特性を満足させるために、ＣおよびＳｉの含有量を低減しつつ、化学成分組成を適切に調整する必要があるが、これらの成分を含めその基本成分（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｂ、Ｎ、Ｔｉ、Ｎｂ）の範囲限定理由は次の通りである。
［Ｃ：０．０６〜０．０９％］
硬質相であるＭＡの生成を抑制し、−６０℃でのＨＡＺ靭性を確保すべく、Ｃ含有量を０．０９％以下に抑える必要がある。一方、Ｃは、鋼板の強度確保に必須の元素でもあることから、０．０６％以上含有させる。
硬質相であるＭＡの生成を抑制し、−６０℃でのＨＡＺ靭性を確保すべく、Ｃ含有量を０．０９％以下に抑える必要がある。一方、Ｃは、鋼板の強度確保に必須の元素でもあることから、０．０６％以上含有させる。
［Ｓｉ：０．０５〜０．２５％］
Ｓｉは０．２５％以下に低減することにより、ＭＡの生成を十分に抑制でき、ＨＡＺの低温靭性を容易に確保することができる。一方、Ｓｉは、溶鋼の脱酸に使用されると共に強度向上に有効に作用する元素であるため、０．０５％以上含有させる必要がある。
Ｓｉは０．２５％以下に低減することにより、ＭＡの生成を十分に抑制でき、ＨＡＺの低温靭性を容易に確保することができる。一方、Ｓｉは、溶鋼の脱酸に使用されると共に強度向上に有効に作用する元素であるため、０．０５％以上含有させる必要がある。
［Ｍｎ：１．２〜１．６％］
Ｍｎは、ＳをＭｎＳとして捕捉し、ＳによるＨＡＺ靭性の劣化を抑制するのに有用な元素である。また、焼入れ性を高めて鋼板の高強度化に寄与する元素でもある。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｍｎを１．２％以上含有させる必要がある。好ましくは１．３５％以上である。しかし、Ｍｎ量が過剰になるとＨＡＺ靭性、母材靭性が却って劣化するため、１．６％以下に抑える。
Ｍｎは、ＳをＭｎＳとして捕捉し、ＳによるＨＡＺ靭性の劣化を抑制するのに有用な元素である。また、焼入れ性を高めて鋼板の高強度化に寄与する元素でもある。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｍｎを１．２％以上含有させる必要がある。好ましくは１．３５％以上である。しかし、Ｍｎ量が過剰になるとＨＡＺ靭性、母材靭性が却って劣化するため、１．６％以下に抑える。
［Ｐ：０．０１％以下（０％を含まない）］
Ｐは、ＨＡＺ靭性を劣化させる元素であるため極力低減する必要があり、本発明では０．０１％以下に抑える。しかしＰは、鋼の製造で不可避的に混入する不純物であり、工業的にその量を０％にすることは困難である。
Ｐは、ＨＡＺ靭性を劣化させる元素であるため極力低減する必要があり、本発明では０．０１％以下に抑える。しかしＰは、鋼の製造で不可避的に混入する不純物であり、工業的にその量を０％にすることは困難である。
［Ｓ：０．００３％以下（０％を含まない）］
Ｓは、粗大な硫化物を生成してＨＡＺ靭性を劣化させる元素である。よって極力低減する必要があり、本発明では０．００３％以下に抑える。しかしＳは、鋼の製造で不可避的に混入する不純物であり、工業的にその量を０％にすることは困難である。
Ｓは、粗大な硫化物を生成してＨＡＺ靭性を劣化させる元素である。よって極力低減する必要があり、本発明では０．００３％以下に抑える。しかしＳは、鋼の製造で不可避的に混入する不純物であり、工業的にその量を０％にすることは困難である。
［Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない）］
Ａｌは、脱酸剤として使用されるが、Ａｌ含有量が過剰になると、アルミナ等の酸化物系介在物が増大し、ＨＡＺ靭性が劣化するので、０．０６％以下に抑える。
Ａｌは、脱酸剤として使用されるが、Ａｌ含有量が過剰になると、アルミナ等の酸化物系介在物が増大し、ＨＡＺ靭性が劣化するので、０．０６％以下に抑える。
［Ｂ：０．０００７〜０．００１５％］
Ｂは、ＢＮを生成することにより粒内フェライトの生成を促進する作用を有し、ＨＡＺ靭性を向上させる。また固溶Ｂは、粒界フェライトの粗大化およびフェライトサイドプレートの生成を抑制し、オーステナイト粒内の結晶粒を微細化する効果も有する。該作用効果を十分発揮させるには、Ｂを０．０００７％以上含有させる必要がある。一方、Ｂが多過ぎると、過剰の固溶Ｂの作用により結晶が一定方向に形成され、ＨＡＺ靭性が却って劣化する。よってＢ含有量は、０．００１５％以下に抑える。
Ｂは、ＢＮを生成することにより粒内フェライトの生成を促進する作用を有し、ＨＡＺ靭性を向上させる。また固溶Ｂは、粒界フェライトの粗大化およびフェライトサイドプレートの生成を抑制し、オーステナイト粒内の結晶粒を微細化する効果も有する。該作用効果を十分発揮させるには、Ｂを０．０００７％以上含有させる必要がある。一方、Ｂが多過ぎると、過剰の固溶Ｂの作用により結晶が一定方向に形成され、ＨＡＺ靭性が却って劣化する。よってＢ含有量は、０．００１５％以下に抑える。
［Ｔｉ：０．００９〜０．０１８％］
Ｔｉは、ＴｉＮ系析出物を生成して粒内フェライトの生成を促進すると共に、オーステナイト粒の粗大化抑制にも有効な元素である。また、高強度化に寄与する元素でもある。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｔｉを０．００９％以上含有させる必要があり、好ましくは０．０１０％以上である。しかし、Ｔｉを過剰に含有させると、却ってＨＡＺ靭性の低下を招くだけでなく、フリーとなるＮ量（固溶Ｎ量）が低下し、圧延での残留オーステナイト（残量γ）の安定効果が弱まるため０．０１８％以下とする必要がある。
Ｔｉは、ＴｉＮ系析出物を生成して粒内フェライトの生成を促進すると共に、オーステナイト粒の粗大化抑制にも有効な元素である。また、高強度化に寄与する元素でもある。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｔｉを０．００９％以上含有させる必要があり、好ましくは０．０１０％以上である。しかし、Ｔｉを過剰に含有させると、却ってＨＡＺ靭性の低下を招くだけでなく、フリーとなるＮ量（固溶Ｎ量）が低下し、圧延での残留オーステナイト（残量γ）の安定効果が弱まるため０．０１８％以下とする必要がある。
［Ｎ：０．００５０〜０．００８０％］
Ｎは、Ｔｉ、Ｂ、Ａｌ、Ｎｂ等の元素と窒化物を形成してＨＡＺ靭性を向上させる元素である。また固溶したＮ（その量については後述する）はＭＡに固溶析出し、残留γを安定化させる働きを有していることから、その量も含めて０．００５０％以上（好ましくは０．００６０％以上）含有させる必要がある。しかしなから、Ｎが過剰になると固溶Ｎ量が増加し却ってＨＡＺ靭性を劣化させるので０．００８０％以下に抑える。
Ｎは、Ｔｉ、Ｂ、Ａｌ、Ｎｂ等の元素と窒化物を形成してＨＡＺ靭性を向上させる元素である。また固溶したＮ（その量については後述する）はＭＡに固溶析出し、残留γを安定化させる働きを有していることから、その量も含めて０．００５０％以上（好ましくは０．００６０％以上）含有させる必要がある。しかしなから、Ｎが過剰になると固溶Ｎ量が増加し却ってＨＡＺ靭性を劣化させるので０．００８０％以下に抑える。
［Ｎｂ：０．０１２〜０．０２０％］
Ｎｂは、ＮｂＮ系析出物を生成してオーステナイト粒の粗大化抑制に有効な元素である。また高強度化に寄与する元素でもある。この様な作用を有効に発揮させるためには、Ｎｂ含有量は０．０１２％以上とする必要があり、好ましくは０．０１５％以上である。しかし過剰に含まれていると、却ってＨＡＺ靭性の低下を招くだけでなく、フリーとなるＮ量が低下し、圧延での残留γ量の安定効果が弱まるため、０．０２０％以下に抑える。
Ｎｂは、ＮｂＮ系析出物を生成してオーステナイト粒の粗大化抑制に有効な元素である。また高強度化に寄与する元素でもある。この様な作用を有効に発揮させるためには、Ｎｂ含有量は０．０１２％以上とする必要があり、好ましくは０．０１５％以上である。しかし過剰に含まれていると、却ってＨＡＺ靭性の低下を招くだけでなく、フリーとなるＮ量が低下し、圧延での残留γ量の安定効果が弱まるため、０．０２０％以下に抑える。
［固溶Ｎ：０．０００３〜０．００４０％］
上記のようにＮは、窒化物を形成してＨＡＺ靭性を向上させる元素であるが、窒化物を形成して残ったＮ（固溶Ｎ）はＭＡに固溶析出し、残留γを安定化させる働きを有している。こうした効果を発揮させるためには、固溶Ｎ量は、０．０００３％以上（好ましくは０．０００４％以上）を確保する必要がある。しかしなから、固溶Ｎが過剰になると却ってＨＡＺ靭性を劣化させるので０．００４０％以下（好ましくは０．００３７％以下）に抑える。
上記のようにＮは、窒化物を形成してＨＡＺ靭性を向上させる元素であるが、窒化物を形成して残ったＮ（固溶Ｎ）はＭＡに固溶析出し、残留γを安定化させる働きを有している。こうした効果を発揮させるためには、固溶Ｎ量は、０．０００３％以上（好ましくは０．０００４％以上）を確保する必要がある。しかしなから、固溶Ｎが過剰になると却ってＨＡＺ靭性を劣化させるので０．００４０％以下（好ましくは０．００３７％以下）に抑える。
本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部は鉄および不可避的不純物であり、該不可避不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素（例えば、Ｍｇ，Ｚｒ，Ｏ，Ｈ，希土類元素等）の混入が許容され得る。また、必要によって、下記の元素を積極的に含有させることも有効であり、含有される元素の種類に応じて鋼板の特性が更に改善される。これらの元素を含有させるときの範囲設定理由は、下記の通りである。
［Ｃｕ：０．４％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：０．４％以下（０％を含まない）］
ＣｕおよびＮｉは、いずれも母材靭性確保、強度確保に有用な元素である。こうした効果は、それらの含有量が増加するにつれて増大するが、過剰に含有させると、Ｃｕは熱間加工性を阻害させ、ＮｉはＨＡＺ靭性を劣化させる。またＮｉの過剰添加は、液体アンモニア中で応力腐食割れ（ＳＣＣ）を誘発する可能性がある。こうしたことから、ＣｕおよびＮｉを含有させるときの含有量は、０．４％以下と定めた。
ＣｕおよびＮｉは、いずれも母材靭性確保、強度確保に有用な元素である。こうした効果は、それらの含有量が増加するにつれて増大するが、過剰に含有させると、Ｃｕは熱間加工性を阻害させ、ＮｉはＨＡＺ靭性を劣化させる。またＮｉの過剰添加は、液体アンモニア中で応力腐食割れ（ＳＣＣ）を誘発する可能性がある。こうしたことから、ＣｕおよびＮｉを含有させるときの含有量は、０．４％以下と定めた。
［Ｍｏ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．１５％以下（０％を含まない）およびＶ：０．０４％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上］
Ｍｏ，ＣｒおよびＶは、いずれも焼入れ性を高めて高強度化に有効な元素である。こうした効果は、それらの含有量が増加するにつれて増大するが、過剰に含有させると、ＨＡＺ靭性の劣化を招くので、Ｍｏは０．１５％以下、Ｃｒは０．１５％以下、Ｖは０．０４％以下に夫々抑えるのがよい。
Ｍｏ，ＣｒおよびＶは、いずれも焼入れ性を高めて高強度化に有効な元素である。こうした効果は、それらの含有量が増加するにつれて増大するが、過剰に含有させると、ＨＡＺ靭性の劣化を招くので、Ｍｏは０．１５％以下、Ｃｒは０．１５％以下、Ｖは０．０４％以下に夫々抑えるのがよい。
［Ｃａ：０．００３％以下（０％を含まない）］
Ｃａは、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすＳをＣａＳとして固定すると共に、非金属介在物を粒状に形態制御して靭性を向上させるのに有効な元素である。この様な効果を十分発揮させるには、Ｃａを０．００１０％以上含有させることが好ましいが、過剰に含有させても、これらの効果は飽和しＨＡＺ靭性が却って劣化する。よってＣａ含有量は、０．００３％以下とすることが好ましい。
Ｃａは、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすＳをＣａＳとして固定すると共に、非金属介在物を粒状に形態制御して靭性を向上させるのに有効な元素である。この様な効果を十分発揮させるには、Ｃａを０．００１０％以上含有させることが好ましいが、過剰に含有させても、これらの効果は飽和しＨＡＺ靭性が却って劣化する。よってＣａ含有量は、０．００３％以下とすることが好ましい。
上記のような組織にして本発明の鋼材を製造するには、例えば下記に示す方法によって、ＨＡＺの低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板を得ることができる。
前述した成分組成を満足する鋼スラブを、１０００〜１２５０℃の温度に加熱し、Ａｒ3変態点以上の温度で熱間圧延を終了した後、６２０〜７２０℃の温度域から冷却を開始し、３５０〜４５０℃の温度範囲まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で加速冷却を行い、その後放冷する。この方法における各条件の範囲設定理由は次の通りである。
［熱間圧延時の鋼片の加熱温度：１０００〜１２５０℃］
熱間圧延時の鋼片の加熱温度は、加熱時のオーステナイト粒を小さく保ち、圧延組織の微細化を図るために適切な範囲に設定する必要がある。１２５０℃は加熱時のオーステナイト粒を極端に粗大化しない上限であり、加熱温度がこれを超えるとオーステナイト粒の粗大化と共に、変態後の組織も粗大化し、鋼の靭性が著しく劣化する。一方、加熱温度が低過ぎると、後述する圧延完了温度（Ａｒ3変態点以上）の確保が困難となるばかりでなく、オーステナイト粒の粗大化を抑制する働きを持つＮｂの溶体化の観点から、加熱温度の下限を１０００℃とした。
熱間圧延時の鋼片の加熱温度は、加熱時のオーステナイト粒を小さく保ち、圧延組織の微細化を図るために適切な範囲に設定する必要がある。１２５０℃は加熱時のオーステナイト粒を極端に粗大化しない上限であり、加熱温度がこれを超えるとオーステナイト粒の粗大化と共に、変態後の組織も粗大化し、鋼の靭性が著しく劣化する。一方、加熱温度が低過ぎると、後述する圧延完了温度（Ａｒ3変態点以上）の確保が困難となるばかりでなく、オーステナイト粒の粗大化を抑制する働きを持つＮｂの溶体化の観点から、加熱温度の下限を１０００℃とした。
［熱間圧延終了温度：Ａｒ3変態点以上の温度］
熱間圧延終了温度は、上記加熱温度と同様、鋼材を確実にオーステナイト状態にするための条件である。そのためにはＡｒ3変態点以上の温度とする必要がある。Ａｒ3変態点温度を下回ると、圧延中不均一にフェライトが変態析出し、フェライトを加工（圧延）する恐れがあり、材質のバラツキの観点から好ましくない。圧延終了温度の上限は、上記加熱温度の範囲内となる。尚、本発明において、「Ａｒ3変態点」とは、下記式（１）で求められた値である。
Ａｒ3変態点（℃）＝９３０―２３０・［Ｃ］＋２５・［Ｓｉ］−７４・［Ｍｎ］−５６・［Ｃｕ］−１６・［Ｎｉ］−９・［Ｃｒ］−５・［Ｍｏ］−１６２０・［Ｎｂ］
…（１）
但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］および［Ｎｂ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，ＭｏおよびＮｂの含有量（質量％）を示し、合金元素を添加しない場合は、その項がないものとして計算する。
熱間圧延終了温度は、上記加熱温度と同様、鋼材を確実にオーステナイト状態にするための条件である。そのためにはＡｒ3変態点以上の温度とする必要がある。Ａｒ3変態点温度を下回ると、圧延中不均一にフェライトが変態析出し、フェライトを加工（圧延）する恐れがあり、材質のバラツキの観点から好ましくない。圧延終了温度の上限は、上記加熱温度の範囲内となる。尚、本発明において、「Ａｒ3変態点」とは、下記式（１）で求められた値である。
Ａｒ3変態点（℃）＝９３０―２３０・［Ｃ］＋２５・［Ｓｉ］−７４・［Ｍｎ］−５６・［Ｃｕ］−１６・［Ｎｉ］−９・［Ｃｒ］−５・［Ｍｏ］−１６２０・［Ｎｂ］
…（１）
但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］および［Ｎｂ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，ＭｏおよびＮｂの含有量（質量％）を示し、合金元素を添加しない場合は、その項がないものとして計算する。
［加速冷却開始温度：６２０〜７２０℃］
上記熱間圧延を終了した後は、放冷（１℃／秒相当）して所定の温度範囲としてから加速冷却を開始する。冷却開始温度が７２０℃を超えると、フェライト変態の核生成の成長が不足することでフェライト分率が不足し、降伏強さが大きくなる。一方、冷却開始温度が６２０℃未満になると、フェライト分率が多くなり過ぎ、その後の放冷中にパーライトが生成して母材の強度・靭性が低下する。
上記熱間圧延を終了した後は、放冷（１℃／秒相当）して所定の温度範囲としてから加速冷却を開始する。冷却開始温度が７２０℃を超えると、フェライト変態の核生成の成長が不足することでフェライト分率が不足し、降伏強さが大きくなる。一方、冷却開始温度が６２０℃未満になると、フェライト分率が多くなり過ぎ、その後の放冷中にパーライトが生成して母材の強度・靭性が低下する。
［加速冷却時の平均冷却速度：１０℃／秒以上］
上記冷却開始温度（６２０〜７２０℃）から、３５０〜４５０℃の温度まで冷却するときの平均冷却速度は、１０℃／秒以上とする必要がある。この冷却速度が１０℃／秒未満となると、冷却途中でパーライトが生成して所定のフェライト＋ベイナイトの混合組織が得られず（フェライト＋パーライト組織となる）、母材靭性や強度が低下することになる。この平均冷却速度の上限については、限定するものではないが、工業的に採用できることを考慮して６０℃／秒程度が好ましい。
上記冷却開始温度（６２０〜７２０℃）から、３５０〜４５０℃の温度まで冷却するときの平均冷却速度は、１０℃／秒以上とする必要がある。この冷却速度が１０℃／秒未満となると、冷却途中でパーライトが生成して所定のフェライト＋ベイナイトの混合組織が得られず（フェライト＋パーライト組織となる）、母材靭性や強度が低下することになる。この平均冷却速度の上限については、限定するものではないが、工業的に採用できることを考慮して６０℃／秒程度が好ましい。
［加速冷却停止温度：３５０〜４５０℃］
冷却停止温度が、３５０℃よりも低くなると、マルテンサイト（ラスマルテンサイト）が生成して、フェライト＋マルテンサイト組織となって母材の靭性や強度が低下することになる。一方、この冷却停止温度が４５０℃よりも高くなると、所定量の島状マルテンサイトが確保できず、母材の靭性や強度が低下することになる。
冷却停止温度が、３５０℃よりも低くなると、マルテンサイト（ラスマルテンサイト）が生成して、フェライト＋マルテンサイト組織となって母材の靭性や強度が低下することになる。一方、この冷却停止温度が４５０℃よりも高くなると、所定量の島状マルテンサイトが確保できず、母材の靭性や強度が低下することになる。
［加速冷却終了後の放冷］
加速冷却を行った後は、放冷を行う必要がある。この放冷によって所定のフェライト分率を確保できることになる。尚、本発明において「放冷」とは、冷却を停止して鋼板を放置することによって、冷却速度が１．０℃／秒未満であるような状態を意味する。
加速冷却を行った後は、放冷を行う必要がある。この放冷によって所定のフェライト分率を確保できることになる。尚、本発明において「放冷」とは、冷却を停止して鋼板を放置することによって、冷却速度が１．０℃／秒未満であるような状態を意味する。
尚、上記で示した温度は、鋼板の平均的な性能を発揮する位置として、ｔ／４部（ｔ：板厚）の位置の温度で管理したものである。また、本発明の鋼材は、いわゆる厚鋼板に有利に適用できる。このときの板厚は、約７ｍｍ以上であり上限は特に限定されないが、通常４０ｍｍ以下程度である。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例
によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
下記表１に示す化学成分組成の鋼片を、１１００℃に加熱し、所定の板厚（１２ｍｍまたは３０ｍｍ）まで熱間圧延を施して熱間圧延を終了した後、所定の冷却速度で所定の温度範囲（冷却停止温度）まで冷却し、その後放冷した。このときの製造条件を表２に示す。尚、表１に示した固溶Ｎ量は、下記の方法で測定した値である。
［固溶Ｎ量の測定方法］
１０×１０×５０（ｍｍ）のサンプルを、各鋼板のｔ／４部（ｔ：板厚）から切り出し、このサンプルを電解液（アセチルアセトンを１０質量％含有するエタノール溶液）中に浸漬させ、１００ｍＡの電流を５時間流して、母材の金属Ｆｅを電気分解し、電解液体に存在する析出物（ＴｉＮ、ＢＮ、ＮｂＮ等）をメッシュ直径：０．１μｍのフィルターで濾過して残渣を回収した。残渣中のＮ濃度を求め、全Ｎ量から差し引いた量を固溶Ｎ量とした。
１０×１０×５０（ｍｍ）のサンプルを、各鋼板のｔ／４部（ｔ：板厚）から切り出し、このサンプルを電解液（アセチルアセトンを１０質量％含有するエタノール溶液）中に浸漬させ、１００ｍＡの電流を５時間流して、母材の金属Ｆｅを電気分解し、電解液体に存在する析出物（ＴｉＮ、ＢＮ、ＮｂＮ等）をメッシュ直径：０．１μｍのフィルターで濾過して残渣を回収した。残渣中のＮ濃度を求め、全Ｎ量から差し引いた量を固溶Ｎ量とした。
上記の様にして得られた各鋼板について、母材組織（混合組織、フェライト分率、ＭＡ分率、残留γ比率）、母材特性[降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ、降伏比ＹＲ（ＹＳ／ＴＳ）、靭性（破面遷移温度ｖＴｒｓ）]、およびＨＡＺ靭性（ｖＥ-60）の評価を、それぞれ下記の要領で実施した。
［フェライト分率の測定］
フェライトの分率は、各鋼板のｔ／４部（ｔ：板厚）について、３％ナイタール溶液でエッチングした後、光学顕微鏡を用いて倍率４００倍で１０視野の写真を撮影した後、画像解析ソフトを用いて測定し、平均値を求めた。また、フェライトの分率については、各鋼板のｔ／４部（ｔ：板厚）の位置だけでなく、ｔ／２部（ｔ：板厚）の位置においても測定したところ、同じ組織となっていることが確認できた。
フェライトの分率は、各鋼板のｔ／４部（ｔ：板厚）について、３％ナイタール溶液でエッチングした後、光学顕微鏡を用いて倍率４００倍で１０視野の写真を撮影した後、画像解析ソフトを用いて測定し、平均値を求めた。また、フェライトの分率については、各鋼板のｔ／４部（ｔ：板厚）の位置だけでなく、ｔ／２部（ｔ：板厚）の位置においても測定したところ、同じ組織となっていることが確認できた。
［ＭＡ分率］
各鋼板のｔ／４部（ｔ：板厚）の位置において、レペラ腐食をした後、光学顕微鏡を用いて倍率１０００倍で１視野：５０μｍ×５０μｍの領域を観察し、画像解析ソフトを用いて測定し、１０視野の平均値を求めた。
各鋼板のｔ／４部（ｔ：板厚）の位置において、レペラ腐食をした後、光学顕微鏡を用いて倍率１０００倍で１視野：５０μｍ×５０μｍの領域を観察し、画像解析ソフトを用いて測定し、１０視野の平均値を求めた。
［残留γ比率］
各鋼板のｔ／４部（ｔ：板厚）の位置において、Ｘ線回折し、リーベルト法でα−Ｆｅ（２００）面とγ−Ｆｅ（２００）面のピーク強度比から理論強度比を計算によって求めて、残留γの比率を求めた。このとき用いたＸ線回折装置は、ＲＡＤ−ＲＵ３００（商品名：理学電気社製）を使用し、ターゲットはＣｏ、ターゲット出力は４０ｋＶ、２００ｍＡとした。
各鋼板のｔ／４部（ｔ：板厚）の位置において、Ｘ線回折し、リーベルト法でα−Ｆｅ（２００）面とγ−Ｆｅ（２００）面のピーク強度比から理論強度比を計算によって求めて、残留γの比率を求めた。このとき用いたＸ線回折装置は、ＲＡＤ−ＲＵ３００（商品名：理学電気社製）を使用し、ターゲットはＣｏ、ターゲット出力は４０ｋＶ、２００ｍＡとした。
［母材特性の評価］
各鋼板の全厚から、圧延方向に直角の方向にＪＩＳ Ｚ ２２０１の１Ｂ号試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の要領で引張試験を行ない、降伏強さＹＳ（降伏点があるときは下降伏点ＹＰ、ないときは０．２％耐力σ0.2）および引張強さ（ＴＳ）を測定した。そして降伏強さ：４４０ＭＰａ以下、引張強さ：５１０ＭＰａ以上で、降伏比（ＹＳ／ＴＳ）が８０％以下のものを、本発明の低降伏比高張力鋼板と評価した。
各鋼板の全厚から、圧延方向に直角の方向にＪＩＳ Ｚ ２２０１の１Ｂ号試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の要領で引張試験を行ない、降伏強さＹＳ（降伏点があるときは下降伏点ＹＰ、ないときは０．２％耐力σ0.2）および引張強さ（ＴＳ）を測定した。そして降伏強さ：４４０ＭＰａ以下、引張強さ：５１０ＭＰａ以上で、降伏比（ＹＳ／ＴＳ）が８０％以下のものを、本発明の低降伏比高張力鋼板と評価した。
また各鋼板の表面側から１ｍｍ削った部位から、圧延方向にＪＩＳ Ｚ ２２０２のＶノッチ試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の要領でシャルピー衝撃試験を行い、破面遷移温度ｖＴｒｓを測定した。そして、破面遷移温度ｖＴｒｓが−９０℃以下のものを優れた母材靭性を具備していると評価した。
［ＨＡＺ靭性の評価］
上記鋼板を用いた片面サブマージアーク溶接をＦＣＢ法で実施した。ＦＣＢ法は銅板の上に裏当てフラックスを敷き、開先裏面に押し当て、表面片側から裏ビードを形成しながら溶接を完了させる方法であり、造船等の板継ぎ溶接で一般的に適用されている。開先形状を図１［（ａ）は板厚１２ｍｍの場合、（ｂ）は板厚３０ｍｍの場合］に示す。溶接材料は、下記の低温用鋼溶接材料（神戸製鋼所製）を使用し、図２および表３の溶接条件で溶接継手を作製した。
［溶接材料］
・ワイヤ；ＵＳ−２５５
・表フラックス；ＰＦＩ−５０ＬＴ
・裏当てフラックス；ＭＦ−１Ｒ
上記鋼板を用いた片面サブマージアーク溶接をＦＣＢ法で実施した。ＦＣＢ法は銅板の上に裏当てフラックスを敷き、開先裏面に押し当て、表面片側から裏ビードを形成しながら溶接を完了させる方法であり、造船等の板継ぎ溶接で一般的に適用されている。開先形状を図１［（ａ）は板厚１２ｍｍの場合、（ｂ）は板厚３０ｍｍの場合］に示す。溶接材料は、下記の低温用鋼溶接材料（神戸製鋼所製）を使用し、図２および表３の溶接条件で溶接継手を作製した。
［溶接材料］
・ワイヤ；ＵＳ−２５５
・表フラックス；ＰＦＩ−５０ＬＴ
・裏当てフラックス；ＭＦ−１Ｒ
そして、表面側から１ｍｍ削り、ＨＡＺ（ボンド部）の位置に板表面に垂直に切欠きを入れたＪＩＳ Ｚ ２２０２のＶノッチ試験片を、それぞれ３個採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の要領でシャルピー衝撃試験を行った。そして、試験温度：−６０℃での吸収エネルギー（ｖＥ-60）を測定した。そして、該吸収エネルギー（ｖＥ-60）の平均値が１００Ｊ以上のものを、ＨＡＺの低温靭性に優れると評価した。
これらの結果を、実溶接施工条件（施工法、入熱量）と共に、一括して下記表４に示す。
これらの結果から、次の様に考察することができる（尚、下記Ｎｏ．は、表中の実験Ｎｏ．を示す）。
本発明で規定する要件を満たすＮｏ．１〜９の鋼板は、ＨＡＺの低温靭性に優れていると共に、母材特性（低温靭性、降伏強さＹＳ：４４０ＭＰａ以下、引張強さＴＳ：５１０ＭＰａ以上）も優れた高張力鋼板であり、該鋼板を、大入熱片面サブマージアーク溶接法で溶接し、低温条件の用途に用いる場合にも優れた特性を発揮する。
これに対し、本発明の規定を満足しないＮｏ．１０〜１９は、夫々、以下の不具合を有している。即ち、Ｎｏ．１０は、固溶Ｎ量が過剰になっており母材の靭性が劣化していると共に、Ｔｉ含有量が不足しており、ＨＡＺの低温靭性が低下している。Ｎｏ．１１は、固溶Ｎ量が不足しており母材の靭性が劣化していると共に、Ｔｉ含有量が過剰であるので、ＨＡＺの低温靭性が低下している。Ｎｏ．１２は、固溶Ｎ量が不足しており母材の靭性が劣化していると共に、ＣやＳｉの含有量が過剰であるので、ＨＡＺの低温靭性が低下している。
Ｎｏ．１３は、Ｍｎ含有量が過剰になっており、ＨＡＺ靭性および母材靭性に劣っている。Ｎｏ．１４は、母材靭性に優れているものの、Ｂ含有量が不足しており、ＨＡＺの低温靭性が低下している。
Ｎｏ．１５は、ＨＡＺ靭性に優れているものの、冷却開始温度が高くなっており、フェライト分率が低いため、希望する母材特性（降伏強さＹＳ：４４０ＭＰａ以下）が得られていない。Ｎｏ．１６は、ＨＡＺ靭性に優れているものの、冷却開始温度が低くなっており、フェライト分率が高いため、希望する母材特性（引張強度ＴＳ：５１０ＭＰａ以上）が得られていない。
Ｎｏ．１７は、ＨＡＺ靭性に優れているものの、冷却停止温度が低くなっており、フェライト分率が低いため、希望する母材特性（破面遷移温度ｖＴｒｓ：−９０℃以下）が得られていない。Ｎｏ．１８は、ＨＡＺ靭性に優れているものの、平均冷却速度が低くなっており、フェライト＋マルテンサイト組織となっており、母材靭性が劣化すると共に、希望する母材特性（引張強度ＴＳ：５１０ＭＰａ以上）が得られていない。Ｎｏ．１９は、冷却開始温度が高くなっており、ＭＡが生成せずに、母材靭性が劣化すると共に、希望する母材特性（引張強度ＴＳ：５１０ＭＰａ以上）が得られていない。
上記表４の結果に基づき、固溶Ｎ量と母材靭性（破面遷移温度ｖＴｒｓ）の関係を図３に示すが［図中、「●印」は本発明鋼（試験Ｎｏ．１〜９）、「▲印」は比較鋼（試験Ｎｏ．１０〜１２）］、固溶Ｎ量を適切な範囲（０．０００３０〜０．００４０％）に制御することによって、良好な母材靭性が発揮されていることが分かる。
Claims (5)
- Ｃ：０．０６〜０．０９％（「質量％」の意味、化学成分については以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：１．２〜１．６％、Ｐ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００３％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．０００７〜０．００１５％、Ｔｉ：０．００９〜０．０１８％、Ｎ：０．００５０〜０．００８０％およびＮｂ：０．０１２〜０．０２０％を夫々含有すると共に、鋼中の固溶Ｎ量が０．０００３〜０．００４０％であり、残部が鉄および不可避的不純物であり、且つｔ／４（ｔ：板厚）位置のミクロ組織において、全組織に占めるフェライト分率が６０〜８５面積％、島状マルテンサイト分率が１〜５面積％であり、残部がベイナイト組織の混合組織からなり、更に前記島状マルテンサイト中の残留オーステナイトが６０面積％以上であることを特徴とする溶接熱影響部および母材の低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板。
- 更に、Ｃｕ：０．４％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：０．４％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１に記載の低降伏比高張力鋼板。
- 更に、Ｍｏ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．１５％以下（０％を含まない）およびＶ：０．０４％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有するものである請求項１または２に記載の低降伏比高張力鋼板。
- 更に、Ｃａ：０．００３％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の低降伏比高張力鋼板。
- 請求項１〜４のいずれかに記載の低降伏比高張力鋼板を製造するに当り、前記化学成分組成を満足する鋼スラブを、１０００〜１２５０℃の温度に加熱し、Ａｒ3変態点以上の温度で熱間圧延を終了した後、６２０〜７２０℃の温度域から冷却を開始し、３５０〜４５０℃の温度範囲まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で加速冷却を行い、その後放冷することを特徴とする低降伏比高張力鋼板の製造方法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2007293648A JP4490472B2 (ja) | 2007-11-12 | 2007-11-12 | 溶接熱影響部および母材の低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板並びにその製造方法 |
| CN2008101745567A CN101435050B (zh) | 2007-11-12 | 2008-11-10 | 焊接热影响部和母材的低温韧性优异的低屈强比高张力钢板及其制造方法 |
| KR20080111588A KR101060789B1 (ko) | 2007-11-12 | 2008-11-11 | 용접 열 영향부 및 모재의 저온 인성이 우수한 저항복비 고장력 강판 및 그 제조 방법 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2007293648A JP4490472B2 (ja) | 2007-11-12 | 2007-11-12 | 溶接熱影響部および母材の低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板並びにその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2009120876A JP2009120876A (ja) | 2009-06-04 |
| JP4490472B2 true JP4490472B2 (ja) | 2010-06-23 |
Family
ID=40709686
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2007293648A Active JP4490472B2 (ja) | 2007-11-12 | 2007-11-12 | 溶接熱影響部および母材の低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板並びにその製造方法 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4490472B2 (ja) |
| KR (1) | KR101060789B1 (ja) |
| CN (1) | CN101435050B (ja) |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2484792B1 (en) * | 2009-09-30 | 2016-07-13 | JFE Steel Corporation | Steel plate with low yield ratio, high strength, and high toughness and process for producing same |
| CN102605287B (zh) * | 2012-03-09 | 2013-07-31 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种屈强比≤0.70的高韧性抗震结构用钢及其生产方法 |
| CN103103451B (zh) * | 2013-01-30 | 2014-12-24 | 武汉钢铁(集团)公司 | 屈强比≤0.85的大线能量焊接低温用钢及其生产方法 |
| EP3026140B1 (en) * | 2013-07-25 | 2018-09-05 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel plate for line pipe, and line pipe |
| CN103706917B (zh) * | 2013-12-25 | 2015-10-28 | 青岛武船重工有限公司 | 一种防止fcb焊接产生终端裂纹的终端加热方法 |
| JP6149778B2 (ja) * | 2014-03-31 | 2017-06-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐摩耗性に優れた厚鋼板およびその製造方法 |
| JP6763141B2 (ja) * | 2015-02-10 | 2020-09-30 | 日本製鉄株式会社 | Ｌｐｇタンク用鋼板の製造方法 |
| CN105543666B (zh) * | 2015-12-30 | 2018-03-06 | 首钢总公司 | 一种屈服强度960MPa汽车大梁钢及其生产方法 |
| CN114134416B (zh) * | 2021-11-16 | 2022-10-25 | 山东钢铁集团日照有限公司 | 一种低屈强比高强度中厚钢板及其短流程制造方法 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100432261C (zh) * | 2003-06-12 | 2008-11-12 | 杰富意钢铁株式会社 | 低屈服比高强度高韧性的厚钢板和焊接钢管及它们的制造方法 |
| JP4252949B2 (ja) * | 2004-09-22 | 2009-04-08 | 株式会社神戸製鋼所 | 音響異方性が小さく、溶接性に優れた低降伏比高張力鋼板およびその製造方法 |
| JP4778779B2 (ja) * | 2005-11-04 | 2011-09-21 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板 |
-
2007
- 2007-11-12 JP JP2007293648A patent/JP4490472B2/ja active Active
-
2008
- 2008-11-10 CN CN2008101745567A patent/CN101435050B/zh not_active Expired - Fee Related
- 2008-11-11 KR KR20080111588A patent/KR101060789B1/ko active IP Right Grant
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2009120876A (ja) | 2009-06-04 |
| KR101060789B1 (ko) | 2011-08-30 |
| KR20090049030A (ko) | 2009-05-15 |
| CN101435050B (zh) | 2011-03-16 |
| CN101435050A (zh) | 2009-05-20 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4972451B2 (ja) | 溶接熱影響部および母材の低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板並びにその製造方法 | |
| JP4881773B2 (ja) | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板 | |
| JP4490472B2 (ja) | 溶接熱影響部および母材の低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板並びにその製造方法 | |
| JP4529872B2 (ja) | 高Ｍｎ鋼材及びその製造方法 | |
| JP5910219B2 (ja) | 鋼板内の材質均一性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JP6705569B1 (ja) | クラッド鋼板およびその製造方法 | |
| JP6834550B2 (ja) | タンク用鋼材及びその製造方法 | |
| JP6451871B2 (ja) | 大入熱溶接用鋼材 | |
| JP4787141B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れ、軟化が小さい厚鋼板 | |
| JP5432548B2 (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板 | |
| JP2009045671A (ja) | 大入熱エレクトロスラグ溶接用ワイヤ | |
| JP5147276B2 (ja) | 脆性亀裂発生抑制・停止特性および溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板 | |
| JP4969282B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた高強度低降伏比鋼材 | |
| WO2017135179A1 (ja) | 大入熱溶接用鋼材 | |
| JP5284015B2 (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板 | |
| JP4276576B2 (ja) | 大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板 | |
| JP5176847B2 (ja) | 低降伏比低温用鋼、およびその製造方法 | |
| JP4778779B2 (ja) | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板 | |
| KR20130126715A (ko) | 판두께 방향의 내피로 특성이 우수한 후강판 및 그의 제조 방법, 그 후강판을 이용한 필렛 용접 조인트 | |
| JP4250113B2 (ja) | 耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法 | |
| JP3468168B2 (ja) | 経済性および靱性に優れた高張力鋼板 | |
| KR102192969B1 (ko) | 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 고강도 극후강판 및 그 제조 방법 | |
| WO2021200572A1 (ja) | 母材靭性および継手靭性に優れた高張力鋼板とその製造方法 | |
| JP7396322B2 (ja) | 鋼板 | |
| JP7281314B2 (ja) | クラッド鋼用母材、クラッド鋼およびクラッド鋼の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20090929 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20100225 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20100309 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20100401 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130409 Year of fee payment: 3 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130409 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140409 Year of fee payment: 4 |