JP2000219934A - 溶接性の優れた非調質型低降伏比高張力鋼板 - Google Patents
溶接性の優れた非調質型低降伏比高張力鋼板Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 溶接施工において予熱不要で、且つ降伏比７
５％以下、引張強さ５９０ＭＰａ以上を有する非調質型
低降伏比高張力鋼板を提案する。 【解決手段】 Ｃ：０．０２〜０．０４％、固溶Ｂ：
０．０００２〜０．００２％を夫々含有すると共に、下
記（１）式で表されるＣＥＮが０．２１〜０．３０％の
範囲を満足する化学組成を有し、且つベイナイトを主体
とし、０．８〜２．５体積％の島状マルテンサイトが分
散した組織からなるものである。 ＣＥＮ（％）＝［C ］＋Ａ（ｃ）｛［Si］／２４＋［M
n］／６＋［Cu］／１５＋［Ni］／２０＋（［Cr］＋［M
o］＋［Nb］＋［V ］）／５＋５［B ］｝
……（１） 但し、Ａ（ｃ）＝０．７５＋０．２５ｔａｎｈ｛２０
（［Ｃ］−０．１２）｝であり、［C ］, ［Si］, ［M
n］, ［Cu］, ［Ni］, ［Cr］, ［Mo］, ［Nb],［V ］
および［B ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃ
ｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，ＶおよびＢの含有量（質量％）を示
す。
５％以下、引張強さ５９０ＭＰａ以上を有する非調質型
低降伏比高張力鋼板を提案する。 【解決手段】 Ｃ：０．０２〜０．０４％、固溶Ｂ：
０．０００２〜０．００２％を夫々含有すると共に、下
記（１）式で表されるＣＥＮが０．２１〜０．３０％の
範囲を満足する化学組成を有し、且つベイナイトを主体
とし、０．８〜２．５体積％の島状マルテンサイトが分
散した組織からなるものである。 ＣＥＮ（％）＝［C ］＋Ａ（ｃ）｛［Si］／２４＋［M
n］／６＋［Cu］／１５＋［Ni］／２０＋（［Cr］＋［M
o］＋［Nb］＋［V ］）／５＋５［B ］｝
……（１） 但し、Ａ（ｃ）＝０．７５＋０．２５ｔａｎｈ｛２０
（［Ｃ］−０．１２）｝であり、［C ］, ［Si］, ［M
n］, ［Cu］, ［Ni］, ［Cr］, ［Mo］, ［Nb],［V ］
および［B ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃ
ｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，ＶおよびＢの含有量（質量％）を示
す。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、塑性変形能が大き
く且つ溶接性に優れ、しかも引張強さが５９０ＭＰａ以
上の溶接構造用非調質型高張力鋼板に関するものであ
る。
く且つ溶接性に優れ、しかも引張強さが５９０ＭＰａ以
上の溶接構造用非調質型高張力鋼板に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】引張強さ５９０ＭＰａ以上を有する溶接
構造用高張力鋼板は、鋼構造物の大型化、高性能化に相
俟って、ラインパイプ用、建築・橋梁用および造船・海
構用とその適用は広がっている。
構造用高張力鋼板は、鋼構造物の大型化、高性能化に相
俟って、ラインパイプ用、建築・橋梁用および造船・海
構用とその適用は広がっている。
【０００３】こうした高張力鋼板は、引張強さの増加に
伴って降伏強さは増加し、その反面一様伸びは減少する
ので、塑性変形能が減少するのが一般的な冶金学的現象
である。しかしながら、ラインパイプにおいては、鋼管
成形時のスプリングバックの発生抑制および脆性破壊防
止という観点から、降伏比［（降伏耐力／引張強さ）×
１００（％）］の低い高張力鋼材が望まれている。
伴って降伏強さは増加し、その反面一様伸びは減少する
ので、塑性変形能が減少するのが一般的な冶金学的現象
である。しかしながら、ラインパイプにおいては、鋼管
成形時のスプリングバックの発生抑制および脆性破壊防
止という観点から、降伏比［（降伏耐力／引張強さ）×
１００（％）］の低い高張力鋼材が望まれている。
【０００４】一方、建築構造物においては、高層化、大
スパン化に伴って、高い許容応力度を有しつつ、且つ巨
大地震に対して大きな塑性変形能を有する低降伏比で５
９０ＭＰａ以上の鋼材の必要性が増している。
スパン化に伴って、高い許容応力度を有しつつ、且つ巨
大地震に対して大きな塑性変形能を有する低降伏比で５
９０ＭＰａ以上の鋼材の必要性が増している。
【０００５】また、橋梁においても、合理化橋や限界状
態設計法の導入に合わせて、高い許容応力度と大きな塑
性変形能を有する高張力鋼材が望まれているのが実状で
ある。
態設計法の導入に合わせて、高い許容応力度と大きな塑
性変形能を有する高張力鋼材が望まれているのが実状で
ある。
【０００６】更に、船舶・海洋構造物においては、海難
に対する安全性確保の観点から、高い静的エネルギー吸
収能と高い衝撃エネルギー吸収能を併せ持った高張力鋼
板の出現が待たれている。
に対する安全性確保の観点から、高い静的エネルギー吸
収能と高い衝撃エネルギー吸収能を併せ持った高張力鋼
板の出現が待たれている。
【０００７】上記の要望に沿う低降伏比高張力鋼板の製
造技術としては、例えば「日本鋼管技報」［Ｎｏ．１２
２（１９８８），Ｐ５〜１０］が提案されている。この
技術では、Ａｃ3 点以上の温度からなる再加熱焼入れと
Ａｃ1 点未満の温度での焼戻しとの組合せからなる従来
の熱処理（ＲＱ−Ｔ）方法と異なり、この二つの熱処理
の中間に二相域温度（Ａｃ1 点以上Ａｃ3 点未満）から
の焼入れ（Ｑ’）を施すＲＱ−Ｑ’−Ｔ法を主眼とする
ものである。そしてこの技術では、上記焼入れ（Ｑ’）
によって、低硬度で延性に優れるフェライトと硬いベイ
ナイトの二相組織として、降伏比８０％以下、引張強さ
５９０ＭＰａ以上を得るものである。
造技術としては、例えば「日本鋼管技報」［Ｎｏ．１２
２（１９８８），Ｐ５〜１０］が提案されている。この
技術では、Ａｃ3 点以上の温度からなる再加熱焼入れと
Ａｃ1 点未満の温度での焼戻しとの組合せからなる従来
の熱処理（ＲＱ−Ｔ）方法と異なり、この二つの熱処理
の中間に二相域温度（Ａｃ1 点以上Ａｃ3 点未満）から
の焼入れ（Ｑ’）を施すＲＱ−Ｑ’−Ｔ法を主眼とする
ものである。そしてこの技術では、上記焼入れ（Ｑ’）
によって、低硬度で延性に優れるフェライトと硬いベイ
ナイトの二相組織として、降伏比８０％以下、引張強さ
５９０ＭＰａ以上を得るものである。
【０００８】しかしながら、こうした方法では、従来の
ＲＱ−Ｔ法に比較して、強度を確保するのに多くの合金
元素が必要となるため、溶接割れ感受性が高くならざる
を得ず、溶接性に劣り、ｙ形溶接割れ試験での割れ防止
予熱温度は１００℃と高かった。また、ＲＱ−Ｑ’−Ｔ
と３回の熱処理工程を必要とするものであるため、材質
が変動し易く、生産性も劣るという問題がある。
ＲＱ−Ｔ法に比較して、強度を確保するのに多くの合金
元素が必要となるため、溶接割れ感受性が高くならざる
を得ず、溶接性に劣り、ｙ形溶接割れ試験での割れ防止
予熱温度は１００℃と高かった。また、ＲＱ−Ｑ’−Ｔ
と３回の熱処理工程を必要とするものであるため、材質
が変動し易く、生産性も劣るという問題がある。
【０００９】一方、調質工程が不要の５７０ＭＰａ級鋼
の製造方法としては、例えば「川崎製鉄技報」［ＶＯ
Ｌ．３０，Ｎｏ．３（１９９８），Ｐ１３１〜１３６］
が提案されている。この技術では、Ｃ含有量を固溶限
（約０．０２％）未満とし、且つＭｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｎ
ｂおよびＢを適量添加して、ベイナイト単相化すること
で５７０ＭＰａ級の３８ｍｍおよび７５ｍｍ厚鋼板を空
冷ままで製造できることを開示している。
の製造方法としては、例えば「川崎製鉄技報」［ＶＯ
Ｌ．３０，Ｎｏ．３（１９９８），Ｐ１３１〜１３６］
が提案されている。この技術では、Ｃ含有量を固溶限
（約０．０２％）未満とし、且つＭｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｎ
ｂおよびＢを適量添加して、ベイナイト単相化すること
で５７０ＭＰａ級の３８ｍｍおよび７５ｍｍ厚鋼板を空
冷ままで製造できることを開示している。
【００１０】しかしながら、この技術においては、その
降伏比は板厚１／４部で７７〜８０％であり、上記建築
用鋼に対する要求値（８０％以下）を満足するものの、
材質ばらつきを考慮すると、要求値を安定して確保でき
るレベルとは言えず、しかも引張強さ５９０ＭＰａ級と
しては適用できない。
降伏比は板厚１／４部で７７〜８０％であり、上記建築
用鋼に対する要求値（８０％以下）を満足するものの、
材質ばらつきを考慮すると、要求値を安定して確保でき
るレベルとは言えず、しかも引張強さ５９０ＭＰａ級と
しては適用できない。
【００１１】また、広範囲の板厚において大きな塑性変
形能を必要とされる用途に対しては、従来の調質や加速
冷却法では板厚による材質変動が大きく、薄肉材では降
伏比が高くなり、厚肉材では強度が低下するため、低降
伏比高張力鋼材を安定して製造することは困難を伴って
いた。
形能を必要とされる用途に対しては、従来の調質や加速
冷却法では板厚による材質変動が大きく、薄肉材では降
伏比が高くなり、厚肉材では強度が低下するため、低降
伏比高張力鋼材を安定して製造することは困難を伴って
いた。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、従来技術に
おける上記の課題を解決するためになされたものであっ
て、その目的は、溶接施工において予熱不要で、且つ降
伏比７５％以下、引張強さ５９０ＭＰａ以上を有する非
調質型低降伏比高張力鋼板を提案することにある。
おける上記の課題を解決するためになされたものであっ
て、その目的は、溶接施工において予熱不要で、且つ降
伏比７５％以下、引張強さ５９０ＭＰａ以上を有する非
調質型低降伏比高張力鋼板を提案することにある。
【００１３】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成すること
のできた非調質型低降伏比高張力鋼板とは、Ｃ：０．０
２〜０．０４％、固溶Ｂ：０．０００２〜０．００２％
を夫々含有すると共に、下記（１）式で表されるＣＥＮ
が０．２１〜０．３０％の範囲を満足する化学組成を有
し、且つベイナイトを主体とし、０．８〜２．５体積％
の島状マルテンサイトが分散した組織からなるものであ
る点に要旨を有するものである。 ＣＥＮ（％）＝［C ］＋Ａ（ｃ）｛［Si］／２４＋［Mn］／６＋［Cu］／１５ ＋［Ni］／２０＋（［Cr］＋［Mo］＋［Nb］＋［V ］）／５＋ ５［B ］｝ ……（１） 但し、Ａ（ｃ）＝０．７５＋０．２５ｔａｎｈ｛２０
（［Ｃ］−０．１２）｝であり、［C ］, ［Si］, ［M
n］, ［Cu］, ［Ni］, ［Cr］, ［Mo］, ［Nb],［V ］
および［B ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃ
ｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，ＶおよびＢの含有量（質量％）を示
す。
のできた非調質型低降伏比高張力鋼板とは、Ｃ：０．０
２〜０．０４％、固溶Ｂ：０．０００２〜０．００２％
を夫々含有すると共に、下記（１）式で表されるＣＥＮ
が０．２１〜０．３０％の範囲を満足する化学組成を有
し、且つベイナイトを主体とし、０．８〜２．５体積％
の島状マルテンサイトが分散した組織からなるものであ
る点に要旨を有するものである。 ＣＥＮ（％）＝［C ］＋Ａ（ｃ）｛［Si］／２４＋［Mn］／６＋［Cu］／１５ ＋［Ni］／２０＋（［Cr］＋［Mo］＋［Nb］＋［V ］）／５＋ ５［B ］｝ ……（１） 但し、Ａ（ｃ）＝０．７５＋０．２５ｔａｎｈ｛２０
（［Ｃ］−０．１２）｝であり、［C ］, ［Si］, ［M
n］, ［Cu］, ［Ni］, ［Cr］, ［Mo］, ［Nb],［V ］
および［B ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃ
ｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，ＶおよびＢの含有量（質量％）を示
す。
【００１４】本発明の非調質型低降伏比高張力鋼板にお
いて、上記（１）式に含まれる化学成分のうち、Ｓｉ，
Ｍｎ，ＮｂおよびＢの含有量については、Ｓｉ：０．０
５〜０．６％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｎｂ：０．０
０５〜０．１％、全Ｂ：０．０００３〜０．００３％で
あることが好ましい。また、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｖの含
有量については、Ｃｕ：０．０５〜１．２％、Ｎｉ：
０．０５〜３％、Ｃｒ：０．０５〜１．２％、Ｖ：０．
００５〜０．２０％であることが好ましい。尚、Ｃｕ，
Ｎｉ，Ｃｒ，Ｖ等は、鋼板の強度を上昇させるという観
点からすれば同効元素であるので、これらの元素の１種
以上を適宜選んで含有させるようにすれば良い。
いて、上記（１）式に含まれる化学成分のうち、Ｓｉ，
Ｍｎ，ＮｂおよびＢの含有量については、Ｓｉ：０．０
５〜０．６％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｎｂ：０．０
０５〜０．１％、全Ｂ：０．０００３〜０．００３％で
あることが好ましい。また、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｖの含
有量については、Ｃｕ：０．０５〜１．２％、Ｎｉ：
０．０５〜３％、Ｃｒ：０．０５〜１．２％、Ｖ：０．
００５〜０．２０％であることが好ましい。尚、Ｃｕ，
Ｎｉ，Ｃｒ，Ｖ等は、鋼板の強度を上昇させるという観
点からすれば同効元素であるので、これらの元素の１種
以上を適宜選んで含有させるようにすれば良い。
【００１５】但し、上記（１）式に含まれる化学成分
は、上記好ましい範囲を外れて含有してもよいことは勿
論であり、こうした鋼板も本発明の技術的範囲に含まれ
るものである。また、本発明の非調質型低降伏比高張力
鋼板においては、上記の他、必要によって、（ａ）ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１％、（ｂ）Ｍｏ：０．０
１〜１％、（ｃ）Ｎ：０．００８％以下（０％を含まな
い）、およびＴｉが上記（２）式を満足する量、（ｄ）
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、（ｅ）希土類元素：
０．００２〜０．０２％、等を含有させることも有効で
あり、これら含有させる成分に応じて高張力鋼板の特性
を更に向上させることができる。
は、上記好ましい範囲を外れて含有してもよいことは勿
論であり、こうした鋼板も本発明の技術的範囲に含まれ
るものである。また、本発明の非調質型低降伏比高張力
鋼板においては、上記の他、必要によって、（ａ）ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１％、（ｂ）Ｍｏ：０．０
１〜１％、（ｃ）Ｎ：０．００８％以下（０％を含まな
い）、およびＴｉが上記（２）式を満足する量、（ｄ）
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、（ｅ）希土類元素：
０．００２〜０．０２％、等を含有させることも有効で
あり、これら含有させる成分に応じて高張力鋼板の特性
を更に向上させることができる。
【００１６】
【発明の実施の形態】本発明者らは、非調質で溶接割れ
感受性が低く、且つ低降伏比の高張力鋼板が得られる成
分系および組織制御に関して様々な角度から検討した。
その結果、下記（１）〜（３）に示す知見が得られた。
感受性が低く、且つ低降伏比の高張力鋼板が得られる成
分系および組織制御に関して様々な角度から検討した。
その結果、下記（１）〜（３）に示す知見が得られた。
【００１７】（１）Ｃ含有量を適正に低減すると共に、
その分固溶Ｂ（ｓｏｌ．Ｂ）および焼入性向上元素と適
正に置き換えることによって、ベイナイト主体の組織と
し、これによって５９０ＭＰａ以上の引張強さと予熱不
要を達成できること。 （２）体積率で０．８〜２．５％の島状マルテンサイト
を、上記ベイナイト母相中に分散生成させることで降伏
比７５％以下を安定確保できること。 （３）上記成分および組織の制御により、強度に対する
冷却速度依存性は極めて小さく、非調質ままで広い板厚
範囲をカバーできること。
その分固溶Ｂ（ｓｏｌ．Ｂ）および焼入性向上元素と適
正に置き換えることによって、ベイナイト主体の組織と
し、これによって５９０ＭＰａ以上の引張強さと予熱不
要を達成できること。 （２）体積率で０．８〜２．５％の島状マルテンサイト
を、上記ベイナイト母相中に分散生成させることで降伏
比７５％以下を安定確保できること。 （３）上記成分および組織の制御により、強度に対する
冷却速度依存性は極めて小さく、非調質ままで広い板厚
範囲をカバーできること。
【００１８】そして、上記知見に基づき更に鋭意研究し
たところ、上記構成を採用すれば、上記目的が見事に達
成されることを見出し、本発明を完成した。以下、本発
明の高張力鋼板における特徴である優れた強靱性、低降
伏比および良好な溶接性を得る為の化学組成、ミクロ組
織の限定理由を、その経緯に沿って説明する。
たところ、上記構成を採用すれば、上記目的が見事に達
成されることを見出し、本発明を完成した。以下、本発
明の高張力鋼板における特徴である優れた強靱性、低降
伏比および良好な溶接性を得る為の化学組成、ミクロ組
織の限定理由を、その経緯に沿って説明する。
【００１９】本発明者らは、Ｂ系鋼、Ｂ−Ｍｏ系鋼およ
びＭｏ系鋼について、強度、降伏比、靱性およびミクロ
組織に及ぼすＣ含有量の影響を調査するために、表１に
示す鋼種Ｂ〜Ｆ（Ｂ系鋼）、Ｇ〜Ｍ（Ｂ−Ｍｏ系鋼）、
Ｎ〜Ｒ（Ｍｏ系鋼）の化学組成を有するスラブを、１２
００℃に加熱後圧延を８２０℃で仕上げた後、空冷まま
とした２０ｍｍ厚の鋼板を用いて、引張試験、シャルピ
ー衝撃試験およびミクロ組織観察を行なった。尚、表１
中の鋼種Ａは、従来のＲＱ−Ｑ’−Ｔ法を適用する低降
伏比５９０ＭＰａ級鋼を意味する。
びＭｏ系鋼について、強度、降伏比、靱性およびミクロ
組織に及ぼすＣ含有量の影響を調査するために、表１に
示す鋼種Ｂ〜Ｆ（Ｂ系鋼）、Ｇ〜Ｍ（Ｂ−Ｍｏ系鋼）、
Ｎ〜Ｒ（Ｍｏ系鋼）の化学組成を有するスラブを、１２
００℃に加熱後圧延を８２０℃で仕上げた後、空冷まま
とした２０ｍｍ厚の鋼板を用いて、引張試験、シャルピ
ー衝撃試験およびミクロ組織観察を行なった。尚、表１
中の鋼種Ａは、従来のＲＱ−Ｑ’−Ｔ法を適用する低降
伏比５９０ＭＰａ級鋼を意味する。
【００２０】
【表１】
【００２１】本発明で狙いとした機械的性質の目標値
は、降伏耐力（ＹＳ：降伏点または０．２％オフセット
耐力）が４４０ＭＰａ以上、引張強さ（ＴＳ）が５９０
ＭＰａ以上、降伏比［ＹＲ：（ＹＳ／ＴＳ）×１００
（％）］が７５％以下、破面遷移温度（ｖＴｒｓ：Ｌ方
向、板厚１／４部）が０℃以下である。
は、降伏耐力（ＹＳ：降伏点または０．２％オフセット
耐力）が４４０ＭＰａ以上、引張強さ（ＴＳ）が５９０
ＭＰａ以上、降伏比［ＹＲ：（ＹＳ／ＴＳ）×１００
（％）］が７５％以下、破面遷移温度（ｖＴｒｓ：Ｌ方
向、板厚１／４部）が０℃以下である。
【００２２】供試材の引張試験およびシャルピー衝撃試
験の結果を図１に示す。尚、図１において、○印および
□印はＢ系鋼、△印および◇印はＢ−Ｍｏ系鋼、●印お
よび■印はＭｏ系鋼を夫々示している（後記図２〜５に
おいても同じ）。
験の結果を図１に示す。尚、図１において、○印および
□印はＢ系鋼、△印および◇印はＢ−Ｍｏ系鋼、●印お
よび■印はＭｏ系鋼を夫々示している（後記図２〜５に
おいても同じ）。
【００２３】この結果から次のことが分かる。まず、Ｍ
ｏ系鋼はＣ含有量の増加とともにＹＳ、ＴＳおよびＹＲ
は単調に上昇する傾向にあり、ＴＳ：５９０ＭＰａ以上
では非調質でＹＲが目標値（７５％以下）を満足できな
い。これに対し、Ｂ系鋼およびＢ−Ｍｏ系鋼は今回対象
としたＣ範囲内においてはＣ含有量の増加に伴い、ＹＳ
は殆ど変化しないものの、ＴＳは約０．０３％Ｃをピー
クとする上に凸状の曲線変化を呈する。これより、今回
調査した低Ｃ領域ではＣＥＮ０．２１％以上でＴＳ目標
値の５９０ＭＰａを十分満足すると共に、Ｃ：０．０２
〜０．０４％の範囲においてＹＲ目標値７５％以下も同
時に満足する。とりわけＢ−Ｍｏ系鋼ではＹＲの目標値
を満足した上でＴＳ６９０ＭＰａ級が得られることがわ
かる。
ｏ系鋼はＣ含有量の増加とともにＹＳ、ＴＳおよびＹＲ
は単調に上昇する傾向にあり、ＴＳ：５９０ＭＰａ以上
では非調質でＹＲが目標値（７５％以下）を満足できな
い。これに対し、Ｂ系鋼およびＢ−Ｍｏ系鋼は今回対象
としたＣ範囲内においてはＣ含有量の増加に伴い、ＹＳ
は殆ど変化しないものの、ＴＳは約０．０３％Ｃをピー
クとする上に凸状の曲線変化を呈する。これより、今回
調査した低Ｃ領域ではＣＥＮ０．２１％以上でＴＳ目標
値の５９０ＭＰａを十分満足すると共に、Ｃ：０．０２
〜０．０４％の範囲においてＹＲ目標値７５％以下も同
時に満足する。とりわけＢ−Ｍｏ系鋼ではＹＲの目標値
を満足した上でＴＳ６９０ＭＰａ級が得られることがわ
かる。
【００２４】そこで、非調質で引張強さ５９０ＭＰａ以
上を満足できるＢ（ボロン）系鋼（鋼種Ｂ〜Ｆ）および
Ｂ−Ｍｏ系鋼（鋼種Ｇ〜Ｍ）を対象にして、強靱性、降
伏比とミクロ組織および成分の関係を把握するために、
島状マルテンサイト量および固溶Ｂ量に及ぼすＣ含有量
の影響を調査した。
上を満足できるＢ（ボロン）系鋼（鋼種Ｂ〜Ｆ）および
Ｂ−Ｍｏ系鋼（鋼種Ｇ〜Ｍ）を対象にして、強靱性、降
伏比とミクロ組織および成分の関係を把握するために、
島状マルテンサイト量および固溶Ｂ量に及ぼすＣ含有量
の影響を調査した。
【００２５】このとき、島状マルテンサイト量は母相の
主構成となるベイナイト組織を電子顕微鏡（ＴＥＭ）観
察することで体積分率を求めた。また、固溶Ｂ量は、電
解抽出残渣分析法により定量分析を行った。これらの結
果を、図２に示す。
主構成となるベイナイト組織を電子顕微鏡（ＴＥＭ）観
察することで体積分率を求めた。また、固溶Ｂ量は、電
解抽出残渣分析法により定量分析を行った。これらの結
果を、図２に示す。
【００２６】図２から明らかな様に、島状マルテンサイ
ト量はＣ含有量に大きく依存し、約０．０３％Ｃをピー
クとする上に凸状の曲線変化を呈する。Ｃ含有量が約
０．０３％より少ないと島状マルテンサイト相そのもの
が減り、一方、Ｃ含有量が約０．０３％より多いと空冷
ままで島状マルテンサイト相に代って、セメンタイトを
含むＣ濃縮相を形成する様になる。また、Ｂは低Ｃにな
る程固溶状態で存在することができる様になり、非調質
ままでポリゴナイルフェライトやパーライトの発生を抑
制した低Ｃのベイナイト相を主体とした組織を形成す
る。
ト量はＣ含有量に大きく依存し、約０．０３％Ｃをピー
クとする上に凸状の曲線変化を呈する。Ｃ含有量が約
０．０３％より少ないと島状マルテンサイト相そのもの
が減り、一方、Ｃ含有量が約０．０３％より多いと空冷
ままで島状マルテンサイト相に代って、セメンタイトを
含むＣ濃縮相を形成する様になる。また、Ｂは低Ｃにな
る程固溶状態で存在することができる様になり、非調質
ままでポリゴナイルフェライトやパーライトの発生を抑
制した低Ｃのベイナイト相を主体とした組織を形成す
る。
【００２７】これらのことから、固溶Ｂを０．０００２
％以上とした上で母相とするベイナイト相中に０．８体
積％以上の島状マルテンサイト相を分散させることで、
ＴＳ：５９０ＭＰａ以上とＹＲ：７５％以下を同時に満
足できる。そのためには、Ｃ：０．０２〜０．０４％と
Ｂを含む非調質鋼とする必要がある。また、本成分範囲
においてｖＴｒｓは目標の０℃以下を十分満足できる
（前記図１）。
％以上とした上で母相とするベイナイト相中に０．８体
積％以上の島状マルテンサイト相を分散させることで、
ＴＳ：５９０ＭＰａ以上とＹＲ：７５％以下を同時に満
足できる。そのためには、Ｃ：０．０２〜０．０４％と
Ｂを含む非調質鋼とする必要がある。また、本成分範囲
においてｖＴｒｓは目標の０℃以下を十分満足できる
（前記図１）。
【００２８】次に、０．０３％ＣのＢ系、Ｂ−Ｍｏ系非
調質鋼の材質に及ぼす板厚の影響を調査するために、前
記表１に示した鋼種Ｓ，Ｊ（ＣＥＮが夫々０．２３１
％、０．２５５％）のスラブを１２００℃に加熱後、圧
延を８２０℃で仕上げた後空冷ままとして、板厚が６，
１０，２０，５０，７５，１００（ｍｍ）の鋼板を作製
した。そして、引張試験、シャルピー衝撃試験およびミ
クロ組織観察を行ない、これらの特性を８００〜５００
℃間の平均冷却速度（℃／Ｓ）で整理した。その結果
を、図３および図４に示す。
調質鋼の材質に及ぼす板厚の影響を調査するために、前
記表１に示した鋼種Ｓ，Ｊ（ＣＥＮが夫々０．２３１
％、０．２５５％）のスラブを１２００℃に加熱後、圧
延を８２０℃で仕上げた後空冷ままとして、板厚が６，
１０，２０，５０，７５，１００（ｍｍ）の鋼板を作製
した。そして、引張試験、シャルピー衝撃試験およびミ
クロ組織観察を行ない、これらの特性を８００〜５００
℃間の平均冷却速度（℃／Ｓ）で整理した。その結果
を、図３および図４に示す。
【００２９】図３から、０．０３％ＣのＢ系、Ｂ−Ｍｏ
系非調質鋼の強度に及ぼす板厚および冷却速度依存性は
極めて小さいことがわかる。また、図４から、板厚が増
大すると変態温度域での冷却速度が遅くなるため、固溶
Ｂ量が減少して２相（Ｃ希薄相、Ｃ濃縮相）分離が進
み、島状マルテンサイト量が増加する。そして、島状マ
ルテンサイト量が増加すると母材靱性が劣化する。
系非調質鋼の強度に及ぼす板厚および冷却速度依存性は
極めて小さいことがわかる。また、図４から、板厚が増
大すると変態温度域での冷却速度が遅くなるため、固溶
Ｂ量が減少して２相（Ｃ希薄相、Ｃ濃縮相）分離が進
み、島状マルテンサイト量が増加する。そして、島状マ
ルテンサイト量が増加すると母材靱性が劣化する。
【００３０】以上のことから、厚肉まで目標の強度およ
び降伏比を満足し、且つ良好な母材靱性を具備させる必
要がある場合には、固溶Ｂを０．０００２％以上、島状
マルテンサイト分率を０．８〜２．５％とし、且つ本発
明で規定する範囲内で適宜炭素当量のＣＥＮを上昇させ
ることによって適用板厚が拡大できることがわかる。例
えば、本発明で規定する範囲内でＣＥＮ：０．２３％お
よびそれ以上では１００ｍｍ厚迄同一鋼種で以って目標
特性を具備できるものとなる。
び降伏比を満足し、且つ良好な母材靱性を具備させる必
要がある場合には、固溶Ｂを０．０００２％以上、島状
マルテンサイト分率を０．８〜２．５％とし、且つ本発
明で規定する範囲内で適宜炭素当量のＣＥＮを上昇させ
ることによって適用板厚が拡大できることがわかる。例
えば、本発明で規定する範囲内でＣＥＮ：０．２３％お
よびそれ以上では１００ｍｍ厚迄同一鋼種で以って目標
特性を具備できるものとなる。
【００３１】上記で目標材質を満足する低Ｃ−Ｂ系およ
び低Ｃ−Ｂ−Ｍｏ系非調質鋼において、溶接性からくる
成分制約を求めるために、前記表１の鋼種ＴのＢ添加非
調質鋼（２０、１００ｍｍ厚）および鋼種Ｕ，Ｖ，Ｗの
Ｂ−Ｍｏ添加非調質鋼（２０、１００ｍｍ厚）につい
て、ＪＩＳ Ｚ ３１５８に従ってｙ形溶接割れ試験を
行ない、低温割れ防止予熱温度Ｔｃｒを求めた。その結
果を、図５に示す。
び低Ｃ−Ｂ−Ｍｏ系非調質鋼において、溶接性からくる
成分制約を求めるために、前記表１の鋼種ＴのＢ添加非
調質鋼（２０、１００ｍｍ厚）および鋼種Ｕ，Ｖ，Ｗの
Ｂ−Ｍｏ添加非調質鋼（２０、１００ｍｍ厚）につい
て、ＪＩＳ Ｚ ３１５８に従ってｙ形溶接割れ試験を
行ない、低温割れ防止予熱温度Ｔｃｒを求めた。その結
果を、図５に示す。
【００３２】この結果から明らかな様に、低温割れ防止
予熱温度Ｔｃｒを２５℃以下（予熱不要）とするために
は、ＣＥＮを０．３０％以下とすることが必要であるこ
とが分かる。
予熱温度Ｔｃｒを２５℃以下（予熱不要）とするために
は、ＣＥＮを０．３０％以下とすることが必要であるこ
とが分かる。
【００３３】これらの知見から、予熱不要で且つＹＲ：
７５％以下の引張強さ：５９０ＭＰａ級以上の特性を具
備させるためには、化学組成としてＣ：０．０２〜０．
０４％、固溶Ｂ：０．０００２〜０．００２％含有し
て、ＣＥＮ：０．２１〜０．３０％とすることと非調質
の組合せで、ベイナイトを主体とし、０．８〜２．５体
積％の島状マルテンサイトが分散した組織を形成するこ
とが必要であることが判明した。
７５％以下の引張強さ：５９０ＭＰａ級以上の特性を具
備させるためには、化学組成としてＣ：０．０２〜０．
０４％、固溶Ｂ：０．０００２〜０．００２％含有し
て、ＣＥＮ：０．２１〜０．３０％とすることと非調質
の組合せで、ベイナイトを主体とし、０．８〜２．５体
積％の島状マルテンサイトが分散した組織を形成するこ
とが必要であることが判明した。
【００３４】次に、本発明の高張力鋼板における化学成
分組成の限定理由について説明する。まず、本発明で
は、上記の様にＣ：０．０２〜０．０４％、固溶Ｂ：
０．０００２〜０．００２％を含有する必要があるが、
これらの元素の範囲限定理由は、次の通りである。
分組成の限定理由について説明する。まず、本発明で
は、上記の様にＣ：０．０２〜０．０４％、固溶Ｂ：
０．０００２〜０．００２％を含有する必要があるが、
これらの元素の範囲限定理由は、次の通りである。
【００３５】Ｃ：０．０２〜０．０４％ Ｃは、高張力鋼としての強度と低降伏比を確保するため
に必要な元素であり、引張強さ：５９０ＭＰａ級以上の
強度と、７５％以下の降伏比を得るためには、Ｃの固溶
限以上の添加が必要である。こうした観点から、Ｃ含有
量は０．０２％以上とする必要がある。また、Ｃ含有量
が０．０４％を超えて過剰になると、例えば低Ｃ−Ｂ系
鋼の場合では、ＣがＭ23（ＣＢ）6 の形で固溶Ｂと化合
して焼入性を低下させると共に、Ｃがセメンタイトを含
むＣ濃縮相を形成する様になるので、引張強さが低下
し、降伏比が上昇するため、上記目標値を満足できな
い。また、耐溶接割れ性も劣化する。従って、Ｃ含有量
は０．０２〜０．０４％とする必要がある。
に必要な元素であり、引張強さ：５９０ＭＰａ級以上の
強度と、７５％以下の降伏比を得るためには、Ｃの固溶
限以上の添加が必要である。こうした観点から、Ｃ含有
量は０．０２％以上とする必要がある。また、Ｃ含有量
が０．０４％を超えて過剰になると、例えば低Ｃ−Ｂ系
鋼の場合では、ＣがＭ23（ＣＢ）6 の形で固溶Ｂと化合
して焼入性を低下させると共に、Ｃがセメンタイトを含
むＣ濃縮相を形成する様になるので、引張強さが低下
し、降伏比が上昇するため、上記目標値を満足できな
い。また、耐溶接割れ性も劣化する。従って、Ｃ含有量
は０．０２〜０．０４％とする必要がある。
【００３６】固溶Ｂ：０．０００２〜０．００２％ Ｂは、固溶状態でオーステナイト粒界に偏析した場合強
度を向上させ、低Ｃ系でもベイナイト組織を安定して生
成させるのに不可欠の元素である。その効果を発揮させ
るには、固溶Ｂ量で０．０００２％以上必要である。一
方、固溶Ｂ量が０．００２％を超えると、強度向上効果
が飽和するとともに、母材靱性および溶接性を劣化させ
る。従って、固溶Ｂ量は０．０００２〜０．００２％と
する必要がある。また、同様の観点から、全Ｂ含有量
は、０．０００３〜０．００３％の範囲とすることが好
ましい。
度を向上させ、低Ｃ系でもベイナイト組織を安定して生
成させるのに不可欠の元素である。その効果を発揮させ
るには、固溶Ｂ量で０．０００２％以上必要である。一
方、固溶Ｂ量が０．００２％を超えると、強度向上効果
が飽和するとともに、母材靱性および溶接性を劣化させ
る。従って、固溶Ｂ量は０．０００２〜０．００２％と
する必要がある。また、同様の観点から、全Ｂ含有量
は、０．０００３〜０．００３％の範囲とすることが好
ましい。
【００３７】本発明の非調質型低降伏比高張力鋼板にお
いて、上記（１）式に含まれる化学成分のうち、Ｓｉ，
ＭｎおよびＮｂの含有量については、Ｓｉ：０．０５〜
０．６％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｎｂ：０．００５
〜０．１％であることが好ましい。また、Ｃｕ，Ｎｉ，
Ｃｒ，Ｖの含有量については、Ｃｕ：０．０５〜１．２
％、Ｎｉ：０．０５〜３％、Ｃｒ：０．０５〜１．２
％、Ｖ：０．００５〜０．２０％であることが好まし
い。尚、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｖ等は、鋼板の強度を上昇
させるという観点からすれば同効元素であるので、これ
らの元素の１種以上を適宜選んで含有させるようにすれ
ば良い。これらの元素の範囲限定理由は、次の通りであ
る。
いて、上記（１）式に含まれる化学成分のうち、Ｓｉ，
ＭｎおよびＮｂの含有量については、Ｓｉ：０．０５〜
０．６％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｎｂ：０．００５
〜０．１％であることが好ましい。また、Ｃｕ，Ｎｉ，
Ｃｒ，Ｖの含有量については、Ｃｕ：０．０５〜１．２
％、Ｎｉ：０．０５〜３％、Ｃｒ：０．０５〜１．２
％、Ｖ：０．００５〜０．２０％であることが好まし
い。尚、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｖ等は、鋼板の強度を上昇
させるという観点からすれば同効元素であるので、これ
らの元素の１種以上を適宜選んで含有させるようにすれ
ば良い。これらの元素の範囲限定理由は、次の通りであ
る。
【００３８】Ｓｉ：０．０５〜０．６％ Ｓｉは、脱酸に必要な元素であるが、含有量が０．０５
％未満では、この効果が少なく、また０．６％を超えて
過多に添加すると島状マルテンサイトを増加させて、母
材靱性および溶接性を劣化させる。従って、Ｓｉ含有量
は０．０５〜０．６％の範囲とすることが好ましい。
％未満では、この効果が少なく、また０．６％を超えて
過多に添加すると島状マルテンサイトを増加させて、母
材靱性および溶接性を劣化させる。従って、Ｓｉ含有量
は０．０５〜０．６％の範囲とすることが好ましい。
【００３９】Ｍｎ：１．０〜２．５％ Ｍｎは、ベイナイト組織鋼の組織を得る為に有効な元素
であり、１．０％未満ではこの効果に乏しく、一方、
２．５％を超えて過多に含有すると母材靱性および溶接
性を劣化させる。従って、Ｍｎ含有量は１．０〜２．５
％とするのが好ましい。尚、硫化物系介在物の低減によ
る鋼板の耐水素誘起割れを向上させる観点からして、よ
り好ましい上限は２．０％である。
であり、１．０％未満ではこの効果に乏しく、一方、
２．５％を超えて過多に含有すると母材靱性および溶接
性を劣化させる。従って、Ｍｎ含有量は１．０〜２．５
％とするのが好ましい。尚、硫化物系介在物の低減によ
る鋼板の耐水素誘起割れを向上させる観点からして、よ
り好ましい上限は２．０％である。
【００４０】Ｎｂ：０．００５〜０．１％ Ｎｂは、結晶粒微細化作用を有し、低Ｃ−Ｂ系鋼の場合
に非調質でも変態強化作用をもたらす元素である。その
効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．００５％以上と
することが好ましいが、０．１０％を超えて含有させる
と、靱性および溶接性を劣化させる傾向にある。従っ
て、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．１％とすることが好
ましい。尚、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靱性確保の点から
して、より好ましくは上限を０．０５％とするのが良
い。
に非調質でも変態強化作用をもたらす元素である。その
効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．００５％以上と
することが好ましいが、０．１０％を超えて含有させる
と、靱性および溶接性を劣化させる傾向にある。従っ
て、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．１％とすることが好
ましい。尚、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靱性確保の点から
して、より好ましくは上限を０．０５％とするのが良
い。
【００４１】Ｃｕ：０．０５〜１．２％、Ｎｉ：０．０
５〜３％、Ｃｒ：０．０５〜１．２％、Ｖ：０．００５
〜０．２０％よりなる群から選ばれる１種以上 Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＶは、鋼板の強度を上昇させる
という観点からすれば同効元素であり、鋼板の板厚、目
標強度・靱性のレベルに応じてこれらの元素の１種以上
を含有させれば良い。これらの元素の各作用は、下記の
通りである。
５〜３％、Ｃｒ：０．０５〜１．２％、Ｖ：０．００５
〜０．２０％よりなる群から選ばれる１種以上 Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＶは、鋼板の強度を上昇させる
という観点からすれば同効元素であり、鋼板の板厚、目
標強度・靱性のレベルに応じてこれらの元素の１種以上
を含有させれば良い。これらの元素の各作用は、下記の
通りである。
【００４２】Ｃｕは、固溶強化による強度上昇に有効な
元素である。Ｃｕ含有量が０．０５％未満ではこのよう
な効果を十分に発揮できず、また１．２％を超えて添加
すると、ε−Ｃｕ相の析出が顕著になって母材靱性を劣
化させるとともに熱間割れが発生し易くなる。従って、
Ｃｕ含有量は０．０５〜１．０ｗｔ％の範囲とするのが
好ましい。
元素である。Ｃｕ含有量が０．０５％未満ではこのよう
な効果を十分に発揮できず、また１．２％を超えて添加
すると、ε−Ｃｕ相の析出が顕著になって母材靱性を劣
化させるとともに熱間割れが発生し易くなる。従って、
Ｃｕ含有量は０．０５〜１．０ｗｔ％の範囲とするのが
好ましい。
【００４３】Ｎｉは、強度および靱性を向上し、またＣ
ｕの添加による熱間加工性の劣化を抑制する。Ｎｉの含
有量が０．０５％未満ではその十分な効果は得られず、
また３％を超えて含有させると、スケール疵が発生し易
くなり、またコストアップにもなる。従って、Ｎｉ含有
量は０．０５〜３％の範囲とすることが好ましい。
ｕの添加による熱間加工性の劣化を抑制する。Ｎｉの含
有量が０．０５％未満ではその十分な効果は得られず、
また３％を超えて含有させると、スケール疵が発生し易
くなり、またコストアップにもなる。従って、Ｎｉ含有
量は０．０５〜３％の範囲とすることが好ましい。
【００４４】Ｃｒは、強度上昇に有効な元素である。Ｃ
ｒの含有量が０．０５％未満ではその効果を十分発揮で
きず、また１．２％を超えて含有させると溶接性を害す
る。従って、Ｃｒ含有量は０．０５〜１．２％の範囲と
することが好ましい。
ｒの含有量が０．０５％未満ではその効果を十分発揮で
きず、また１．２％を超えて含有させると溶接性を害す
る。従って、Ｃｒ含有量は０．０５〜１．２％の範囲と
することが好ましい。
【００４５】Ｖは、強度上昇に有効な元素であり、その
効果を得るためには、０．００５％以上含有させること
が好ましいが、０．２０％を超えて含有させても、その
効果が飽和するとともに溶接性を害する。
効果を得るためには、０．００５％以上含有させること
が好ましいが、０．２０％を超えて含有させても、その
効果が飽和するとともに溶接性を害する。
【００４６】前述の如く、上記（１）式に含まれる化学
成分は、上記好ましい範囲を外れて含有してもよいこと
は勿論であり、こうした鋼板も本発明の技術的範囲に含
まれるものである。また、本発明の非調質型低降伏比高
張力鋼板においては、上記の成分の他は鉄および不可避
不純物からなるものであるが、必要によって、（ａ）ｓ
ｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１％、（ｂ）Ｍｏ：０．
０１〜１％、（ｃ）Ｎ：０．００８％以下（０％を含ま
ない）、およびＴｉが上記（２）式を満足する量、
（ｄ）Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、（ｅ）希土類
元素：０．００２〜０．０２％、等を含有させることも
有効であり、これら含有させる成分に応じて高張力鋼板
の特性を更に向上させることができる。これらの成分の
範囲限定理通は下記の通りである。尚、これらの成分以
外にも、本発明の高張力鋼板においては、その特性を阻
害しない程度の微量成分も含み得るものであり、こうし
た高張力鋼板も本発明の範囲に含まれるものである。
成分は、上記好ましい範囲を外れて含有してもよいこと
は勿論であり、こうした鋼板も本発明の技術的範囲に含
まれるものである。また、本発明の非調質型低降伏比高
張力鋼板においては、上記の成分の他は鉄および不可避
不純物からなるものであるが、必要によって、（ａ）ｓ
ｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１％、（ｂ）Ｍｏ：０．
０１〜１％、（ｃ）Ｎ：０．００８％以下（０％を含ま
ない）、およびＴｉが上記（２）式を満足する量、
（ｄ）Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、（ｅ）希土類
元素：０．００２〜０．０２％、等を含有させることも
有効であり、これら含有させる成分に応じて高張力鋼板
の特性を更に向上させることができる。これらの成分の
範囲限定理通は下記の通りである。尚、これらの成分以
外にも、本発明の高張力鋼板においては、その特性を阻
害しない程度の微量成分も含み得るものであり、こうし
た高張力鋼板も本発明の範囲に含まれるものである。
【００４７】ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１％ ｓｏｌ．Ａｌは脱酸元素であり、その含有量が０．００
５％未満ではそのような効果が発揮されず、また０．１
％を超えて過剰に含有されると靱性の劣化をもたらす。
従って、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．００５〜０．１％
の範囲とすることが好ましい。
５％未満ではそのような効果が発揮されず、また０．１
％を超えて過剰に含有されると靱性の劣化をもたらす。
従って、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．００５〜０．１％
の範囲とすることが好ましい。
【００４８】Ｍｏ：０．０１〜１％ Ｍｏは、非調質ままでも焼入性向上に有効な元素であ
り、とりわけ引張強さ５９０ＭＰａ級鋼の厚肉材での強
度確保、あるいは更なる強度グレードの鋼を得る場合に
有効であり、必要によって含有される。そうした効果を
発揮させる為には、０．０１％以上含有させることが好
ましいが、１％を超えて過剰に含有させると溶接性およ
び溶接熱影響部靱性を劣化させる。従って、Ｍｏの含有
量は０．０１〜１％とすることが好ましい。
り、とりわけ引張強さ５９０ＭＰａ級鋼の厚肉材での強
度確保、あるいは更なる強度グレードの鋼を得る場合に
有効であり、必要によって含有される。そうした効果を
発揮させる為には、０．０１％以上含有させることが好
ましいが、１％を超えて過剰に含有させると溶接性およ
び溶接熱影響部靱性を劣化させる。従って、Ｍｏの含有
量は０．０１〜１％とすることが好ましい。
【００４９】Ｎ：０．００８％以下（０％を含まな
い）、およびＴｉが上記（２）式を満足する量 Ｎは少量ほどＢによる焼入性向上によく効く元素であ
る。Ｎの含有量が０．００８％超えると、Ｔｉの含有量
を適切にしても母材靱性を劣化させる。従って、Ｎ含有
量は０．００８％以下とするのが好ましい。
い）、およびＴｉが上記（２）式を満足する量 Ｎは少量ほどＢによる焼入性向上によく効く元素であ
る。Ｎの含有量が０．００８％超えると、Ｔｉの含有量
を適切にしても母材靱性を劣化させる。従って、Ｎ含有
量は０．００８％以下とするのが好ましい。
【００５０】一方、Ｔｉは脱酸作用並びに固溶Ｎの固定
化によるＢの焼入性向上効果の促進作用を有する。固溶
Ｎを完全に固定させる為には、ＴｉをＮ含有量[N] の化
学当量分［（４７．９／１４．０）×[N] ］以上を含有
させることが好ましく、それ未満になると固溶Ｂが析出
物（ＢＮ等）の形で析出して焼入性が低下するため、ベ
イナイト相分率が低くなって強度低下を惹き起こす。ま
た、Ｔｉの含有量が０．０５％を超すると、母材靱性を
劣化させることになる。従って、Ｔｉの含有量は( ４
７．９／１４．０) ×［Ｎ］〜０．０５％の範囲とする
ことが好ましい。
化によるＢの焼入性向上効果の促進作用を有する。固溶
Ｎを完全に固定させる為には、ＴｉをＮ含有量[N] の化
学当量分［（４７．９／１４．０）×[N] ］以上を含有
させることが好ましく、それ未満になると固溶Ｂが析出
物（ＢＮ等）の形で析出して焼入性が低下するため、ベ
イナイト相分率が低くなって強度低下を惹き起こす。ま
た、Ｔｉの含有量が０．０５％を超すると、母材靱性を
劣化させることになる。従って、Ｔｉの含有量は( ４
７．９／１４．０) ×［Ｎ］〜０．０５％の範囲とする
ことが好ましい。
【００５１】Ｃａ：０．０００５〜０．０１％ Ｃａは非金属介在物の球状化作用を有し、異方性の低減
に有効であるが、含有量が０．０００５％未満では、そ
の十分な効果は得られず、また０．０１％を超えて含有
させると介在物の増加により靱性が劣化する。従って、
Ｃａ含有量は０．０００５〜０．０１％の範囲とするこ
とが好ましい。
に有効であるが、含有量が０．０００５％未満では、そ
の十分な効果は得られず、また０．０１％を超えて含有
させると介在物の増加により靱性が劣化する。従って、
Ｃａ含有量は０．０００５〜０．０１％の範囲とするこ
とが好ましい。
【００５２】希土類元素：０．００２〜０．０２％ 希土類元素（以下、「ＲＥＭ」と略記する）は、そのオ
キシサルファイドとしてＴｉＮ共存下でオーステナイト
異常粒成長を抑制して溶接熱影響部の靱性を向上させる
元素であるが、０．００２％未満ではこうした効果が発
揮されず、０．０２％を超えて過剰に含有されると鋼の
清浄度を悪くして内部欠陥を発生させる。従って、ＲＥ
Ｍの含有量は０．００２〜０．０２％の範囲とするのが
好ましい。尚、ＲＥＭとは、周期律表第３属に属するス
カンジウム（Ｓｃ），イットリウム（Ｙ）およびランタ
ノイド系列希土類元素等の１７元素の総称であり、本発
明ではこれらの元素のいずれをも使用できる。
キシサルファイドとしてＴｉＮ共存下でオーステナイト
異常粒成長を抑制して溶接熱影響部の靱性を向上させる
元素であるが、０．００２％未満ではこうした効果が発
揮されず、０．０２％を超えて過剰に含有されると鋼の
清浄度を悪くして内部欠陥を発生させる。従って、ＲＥ
Ｍの含有量は０．００２〜０．０２％の範囲とするのが
好ましい。尚、ＲＥＭとは、周期律表第３属に属するス
カンジウム（Ｓｃ），イットリウム（Ｙ）およびランタ
ノイド系列希土類元素等の１７元素の総称であり、本発
明ではこれらの元素のいずれをも使用できる。
【００５３】ところで、本発明の高張力鋼板において
は、前記（１）式で表されるＣＥＮが０．２１〜０．３
０％の範囲である必要があるが、その理由は次の通りで
ある。このＣＥＮは、溶接熱影響部の硬化性を表現する
炭素当量であるが、このＣＥＮが０．２１％未満では厚
肉材で引張強さ５９０ＭＰａ級を満足できなくなる。ま
た、ＣＥＮが０．３０％を超えると溶接性を害するた
め、溶接時に予熱が必要となる。従って、ＣＥＮは０．
２１〜０．３０％の範囲とする必要がある。
は、前記（１）式で表されるＣＥＮが０．２１〜０．３
０％の範囲である必要があるが、その理由は次の通りで
ある。このＣＥＮは、溶接熱影響部の硬化性を表現する
炭素当量であるが、このＣＥＮが０．２１％未満では厚
肉材で引張強さ５９０ＭＰａ級を満足できなくなる。ま
た、ＣＥＮが０．３０％を超えると溶接性を害するた
め、溶接時に予熱が必要となる。従って、ＣＥＮは０．
２１〜０．３０％の範囲とする必要がある。
【００５４】本発明の高張力鋼板のミクロ組織は、ベイ
ナイトを主体とし、０．８〜２．５体積％で島状マルテ
ンサイトが分散した組織とする必要がある。ベイナイト
相への島状マルテンサイト相の混合は、引張強さ５９０
ＭＰａ級以上を確保しつつ、且つ降伏比の低減に極めて
有効である。島状マルテンサイト量（体積率）が０．８
体積％未満のベイナイト組織では、降伏比７５％以下を
満足できない。一方、島状マルテンサイト量（体積率）
が２．５体積％を超えると、母材靱性を劣化させる。従
って、母相としてのベイナイト主体組織での島状マルテ
ンサイトの体積率を０．８〜２．５体積％の範囲とする
必要がある。
ナイトを主体とし、０．８〜２．５体積％で島状マルテ
ンサイトが分散した組織とする必要がある。ベイナイト
相への島状マルテンサイト相の混合は、引張強さ５９０
ＭＰａ級以上を確保しつつ、且つ降伏比の低減に極めて
有効である。島状マルテンサイト量（体積率）が０．８
体積％未満のベイナイト組織では、降伏比７５％以下を
満足できない。一方、島状マルテンサイト量（体積率）
が２．５体積％を超えると、母材靱性を劣化させる。従
って、母相としてのベイナイト主体組織での島状マルテ
ンサイトの体積率を０．８〜２．５体積％の範囲とする
必要がある。
【００５５】以下、実施例によって本発明を更に具体的
に示すが、下記実施例は本発明を限定する性質のもので
はなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはい
ずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
に示すが、下記実施例は本発明を限定する性質のもので
はなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはい
ずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００５６】
【実施例】前記表１に示した化学成分組成および下記表
２，３に示す化学成分組成を有する各鋼種の溶製スラブ
を制御圧延（ＣＲ）して６〜１００ｍｍ厚の鋼板を製造
した。
２，３に示す化学成分組成を有する各鋼種の溶製スラブ
を制御圧延（ＣＲ）して６〜１００ｍｍ厚の鋼板を製造
した。
【００５７】
【表２】
【００５８】
【表３】
【００５９】それぞれの板から引張試験片（ＪＩＳ、Ｔ
方向）およびシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ、ｔ／４、
Ｌ方向）を採取し、引張試験および衝撃試験を実施し
た。また、ミクロ組織を電子顕微鏡で観察して、島状マ
ルテンサイト量を求めるとともに、電解抽出残渣分析に
より、固溶Ｂの定量分析を行った。
方向）およびシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ、ｔ／４、
Ｌ方向）を採取し、引張試験および衝撃試験を実施し
た。また、ミクロ組織を電子顕微鏡で観察して、島状マ
ルテンサイト量を求めるとともに、電解抽出残渣分析に
より、固溶Ｂの定量分析を行った。
【００６０】更に上記鋼板の溶接性を評価するために、
ＪＩＳ Ｚ ３１５８に従うｙ形溶接割れ試験片を採取
して、溶接割れ防止予熱温度Ｔｃｒを測定した。これら
の試験結果を、製造条件と共に表４〜８に示す。
ＪＩＳ Ｚ ３１５８に従うｙ形溶接割れ試験片を採取
して、溶接割れ防止予熱温度Ｔｃｒを測定した。これら
の試験結果を、製造条件と共に表４〜８に示す。
【００６１】
【表４】
【００６２】
【表５】
【００６３】
【表６】
【００６４】
【表７】
【００６５】
【表８】
【００６６】まず、実験Ｎｏ．１のものでは、ＲＱ−
Ｑ’−Ｔで製造した従来の２０ｍｍ厚の低降伏比５９０
ＭＰａ級鋼板である。実験Ｎｏ．２〜６，７〜１３、１
４〜１８は、夫々Ｂ系、Ｂ−Ｍｏ系、Ｍｏ系の２０ｍｍ
厚の非調質鋼板の材質におよぼすＣ含有量の影響を示し
たものである。実験Ｎｏ．１９〜２４，２５〜２９は、
夫々Ｂ系、Ｂ−Ｍｏ系の非調質鋼板の材質におよぼす板
厚（冷却速度）依存性を示したものである。
Ｑ’−Ｔで製造した従来の２０ｍｍ厚の低降伏比５９０
ＭＰａ級鋼板である。実験Ｎｏ．２〜６，７〜１３、１
４〜１８は、夫々Ｂ系、Ｂ−Ｍｏ系、Ｍｏ系の２０ｍｍ
厚の非調質鋼板の材質におよぼすＣ含有量の影響を示し
たものである。実験Ｎｏ．１９〜２４，２５〜２９は、
夫々Ｂ系、Ｂ−Ｍｏ系の非調質鋼板の材質におよぼす板
厚（冷却速度）依存性を示したものである。
【００６７】実験Ｎｏ．３０〜３５はＢ系、Ｂ−Ｍｏ系
の非調質鋼板の溶接性におよぼす炭素当量の影響を示し
たものである。また、実験Ｎｏ．３６〜３８はＢ系、Ｂ
−Ｍｏ系の非調質鋼板の材質におよぼすＳｉ含有量の影
響を示したものである。更に、実験Ｎｏ．３９〜４４は
Ｂ系、Ｂ−Ｍｏ系の非調質鋼板の材質におよぼすＭｎ含
有量の影響を示す。
の非調質鋼板の溶接性におよぼす炭素当量の影響を示し
たものである。また、実験Ｎｏ．３６〜３８はＢ系、Ｂ
−Ｍｏ系の非調質鋼板の材質におよぼすＳｉ含有量の影
響を示したものである。更に、実験Ｎｏ．３９〜４４は
Ｂ系、Ｂ−Ｍｏ系の非調質鋼板の材質におよぼすＭｎ含
有量の影響を示す。
【００６８】実験Ｎｏ．４５、４６は、Ｂ系の非調質鋼
板の材質におよぼす酸固溶Ａｌ（Ｓｏｌ．Ａｌ）含有量
の影響を示したものである。実験Ｎｏ．４７〜５０は、
Ｂ系非調質鋼板の材質におよぼすＮｂ含有量の影響を示
したものである。実験Ｎｏ．５１〜５５は、０．０３％
Ｃ非調質鋼板の材質におよぼすＢ含有量の影響を示した
ものである。
板の材質におよぼす酸固溶Ａｌ（Ｓｏｌ．Ａｌ）含有量
の影響を示したものである。実験Ｎｏ．４７〜５０は、
Ｂ系非調質鋼板の材質におよぼすＮｂ含有量の影響を示
したものである。実験Ｎｏ．５１〜５５は、０．０３％
Ｃ非調質鋼板の材質におよぼすＢ含有量の影響を示した
ものである。
【００６９】実験Ｎｏ．５６、５７は、Ｂ系非調質鋼板
の材質におよぼすＮ含有量の影響を示したものである。
実験Ｎｏ．５８〜６０は、Ｂ系非調質鋼板の材質におよ
ぼすＭｏ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．
６１〜６３は、Ｂ系非調質鋼板の材質におよぼすＣｕ含
有量の影響を示したものである。
の材質におよぼすＮ含有量の影響を示したものである。
実験Ｎｏ．５８〜６０は、Ｂ系非調質鋼板の材質におよ
ぼすＭｏ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．
６１〜６３は、Ｂ系非調質鋼板の材質におよぼすＣｕ含
有量の影響を示したものである。
【００７０】実験Ｎｏ．６４〜６８は、Ｂ系非調質鋼板
の材質におよぼすＴｉ含有量の影響を示す。実験Ｎｏ．
６９は、Ｂ系非調質鋼板の材質におよぼすＮｉ含有量の
影響を示したものである。実験Ｎｏ．７０〜７２は、Ｂ
系非調質鋼板の材質におよぼすＣｒ含有量の影響を示し
たものである。
の材質におよぼすＴｉ含有量の影響を示す。実験Ｎｏ．
６９は、Ｂ系非調質鋼板の材質におよぼすＮｉ含有量の
影響を示したものである。実験Ｎｏ．７０〜７２は、Ｂ
系非調質鋼板の材質におよぼすＣｒ含有量の影響を示し
たものである。
【００７１】実施例Ｎｏ．７３〜７８は、Ｂ系、Ｂ−Ｍ
ｏ系非調質鋼板におよぼすＶ含有量の影響を示したもの
である。実験Ｎｏ．７９〜８３は、Ｂ系、Ｂ−Ｍｏ系非
調質鋼板の材質におよぼすＣａ含有量の影響を示したも
のである。
ｏ系非調質鋼板におよぼすＶ含有量の影響を示したもの
である。実験Ｎｏ．７９〜８３は、Ｂ系、Ｂ−Ｍｏ系非
調質鋼板の材質におよぼすＣａ含有量の影響を示したも
のである。
【００７２】実施例Ｎｏ．８４〜８７はＢ系、Ｂ〜Ｍｏ
系非調質鋼板の材質におよぼすＲＥＭ含有量の影響を示
したものである。実験Ｎｏ．８８〜９１は、Ｂ系、Ｂ−
Ｍｏ系非調質鋼板の材質におよぼす圧延仕上温度の影響
を示す。
系非調質鋼板の材質におよぼすＲＥＭ含有量の影響を示
したものである。実験Ｎｏ．８８〜９１は、Ｂ系、Ｂ−
Ｍｏ系非調質鋼板の材質におよぼす圧延仕上温度の影響
を示す。
【００７３】これらの結果から明らかなように、本発明
で規定する化学成分およびミクロ組織を有する鋼板は、
降伏耐力（ＹＳ）：４４０ＭＰａ以上、引張強さ（Ｔ
Ｓ）：５９０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）：７５％以下
および破面遷移温度（ｖＴｒｓ）：０℃以下の機械的特
性を有すると共に、ｙ形溶接割れ試験での割れ防止予熱
温度Ｔｃｒが２５℃以下と予熱を必要としないものであ
る。
で規定する化学成分およびミクロ組織を有する鋼板は、
降伏耐力（ＹＳ）：４４０ＭＰａ以上、引張強さ（Ｔ
Ｓ）：５９０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）：７５％以下
および破面遷移温度（ｖＴｒｓ）：０℃以下の機械的特
性を有すると共に、ｙ形溶接割れ試験での割れ防止予熱
温度Ｔｃｒが２５℃以下と予熱を必要としないものであ
る。
【００７４】これに対して、比較例のものでは、降伏耐
力、引張強さ、降伏比および割れ防止予熱温度の目標特
性のいずれかが満足できない。
力、引張強さ、降伏比および割れ防止予熱温度の目標特
性のいずれかが満足できない。
【００７５】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、溶
接施工において予熱不要で、降伏比７５％以下、および
引張強さ５９０ＭＰａを有する高張力鋼板が実現できた
ものであり、こうした鋼板は、コンクリート充填鋼管柱
を含む建築用、耐震橋梁用、高グレードラインパイプ用
および船体外板等の５９０ＭＰａ級鋼板を対象として低
降伏比と予熱不要の特性を広い板厚範囲の非調質鋼で具
備させるものであり、製造および溶接施工に対して省工
程、コスト低減および省エネルギーの派生効果を生むも
のである。
接施工において予熱不要で、降伏比７５％以下、および
引張強さ５９０ＭＰａを有する高張力鋼板が実現できた
ものであり、こうした鋼板は、コンクリート充填鋼管柱
を含む建築用、耐震橋梁用、高グレードラインパイプ用
および船体外板等の５９０ＭＰａ級鋼板を対象として低
降伏比と予熱不要の特性を広い板厚範囲の非調質鋼で具
備させるものであり、製造および溶接施工に対して省工
程、コスト低減および省エネルギーの派生効果を生むも
のである。
【図１】Ｂ系、Ｂ−Ｍｏ系およびＭｏ系の非調質鋼板の
機械的性質におよぼすＣ含有量の影響を示すグラフであ
る。
機械的性質におよぼすＣ含有量の影響を示すグラフであ
る。
【図２】島状マルテンサイト量および固溶Ｂ量におよぼ
すＣ含有量の影響を示すグラフである。
すＣ含有量の影響を示すグラフである。
【図３】Ｂ系、Ｂ−Ｍｏ系の非調質鋼板の機械的性質に
およぼす板厚の影響を平均冷却速度で整理したグラフで
ある。
およぼす板厚の影響を平均冷却速度で整理したグラフで
ある。
【図４】Ｂ系、Ｂ−Ｍｏ系の非調質鋼板の島状マルテン
サイト量および固溶Ｂ量の影響を平均冷却速度で整理し
たグラフである。
サイト量および固溶Ｂ量の影響を平均冷却速度で整理し
たグラフである。
【図５】ＪＩＳ Ｚ ３１５８による低温割れ防止予熱
温度におよぼす炭素当量（ＣＥＮ）の影響を示すグラフ
である。
温度におよぼす炭素当量（ＣＥＮ）の影響を示すグラフ
である。
Claims (8)
- 【請求項１】 Ｃ：０．０２〜０．０４％（質量％の意
味、以下同じ）、固溶Ｂ：０．０００２〜０．００２％
を夫々含有すると共に、下記（１）式で表されるＣＥＮ
が０．２１〜０．３０％の範囲を満足する化学組成を有
し、且つベイナイトを主体とし、０．８〜２．５体積％
の島状マルテンサイトが分散した組織からなるものであ
ることを特徴とする溶接性の優れた引張強さ５９０ＭＰ
ａ以上の非調質型低降伏比高張力鋼板。 ＣＥＮ（％）＝［C ］＋Ａ（ｃ）｛［Si］／２４＋［Mn］／６＋［Cu］／１５ ＋［Ni］／２０＋（［Cr］＋［Mo］＋［Nb］＋［V ］）／５＋ ５［B ］｝ ……（１） 但し、Ａ（ｃ）＝０．７５＋０．２５ｔａｎｈ｛２０
（［Ｃ］−０．１２）｝であり、［C ］, ［Si］, ［M
n］, ［Cu］, ［Ni］, ［Cr］, ［Mo］, ［Nb],［V ］
および［B ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃ
ｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，ＶおよびＢの含有量（質量％）を示
す。 - 【請求項２】 Ｓｉ：０．０５〜０．６％、Ｍｎ：１．
０〜２．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％および全
Ｂ：０．０００３〜０．００３％を夫々含有するもので
ある請求項１に記載の高張力鋼板。 - 【請求項３】 Ｃｕ：０．０５〜１．２％、Ｎｉ：０．
０５〜３％、Ｃｒ：０．０５〜１．２％およびＶ：０．
００５〜０．２０％よりなる群から選択される１種以上
を含有するものである請求項１または２に記載の高張力
鋼板。 - 【請求項４】 ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１％を
含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の高
張力鋼板。 - 【請求項５】 Ｍｏ：０．０１〜１％を含有するもので
ある請求項１〜４のいずれかに記載の高張力鋼板。 - 【請求項６】 Ｎ：０．００８％以下（０％を含まな
い）を含有すると共に、Ｔｉを下記（２）式を満足する
様に含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載
の高張力鋼板。 （４７．９／１４．０）×[N] ≦Ｔｉ≦０．０５％ ……（２） 但し、[N] は、Ｎの含有量を示す。 - 【請求項７】 Ｃａ：０．０００５〜０．０１％を含有
するものである請求項１〜６のいずれかに記載の高張力
鋼板。 - 【請求項８】 希土類元素：０．００２〜０．０２％を
含有するものである請求項１〜７のいずれかに記載の高
張力鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP02440099A JP3737300B2 (ja) | 1999-02-01 | 1999-02-01 | 溶接性の優れた非調質型低降伏比高張力鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP02440099A JP3737300B2 (ja) | 1999-02-01 | 1999-02-01 | 溶接性の優れた非調質型低降伏比高張力鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000219934A true JP2000219934A (ja) | 2000-08-08 |
| JP3737300B2 JP3737300B2 (ja) | 2006-01-18 |
Family
ID=12137125
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP02440099A Expired - Lifetime JP3737300B2 (ja) | 1999-02-01 | 1999-02-01 | 溶接性の優れた非調質型低降伏比高張力鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3737300B2 (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005048289A (ja) * | 2003-07-16 | 2005-02-24 | Jfe Steel Kk | 低降伏比高強度高靱性鋼板及びその製造方法 |
| WO2006011257A1 (ja) * | 2004-07-27 | 2006-02-02 | Nippon Steel Corporation | 音響異方性が小さく溶接性に優れる高張力鋼板およびその製造方法 |
| WO2007055387A1 (ja) * | 2005-11-09 | 2007-05-18 | Nippon Steel Corporation | 音響異方性が小さく溶接性に優れる降伏応力４５０ＭＰａ以上、かつ、引張強さ５７０ＭＰａ以上の高張力鋼板およびその製造方法 |
| JP2008095152A (ja) * | 2006-10-12 | 2008-04-24 | Nippon Steel Corp | 音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の超大入熱溶接用高張力鋼板およびその製造方法 |
| JP2009209412A (ja) * | 2008-03-04 | 2009-09-17 | Kobe Steel Ltd | 耐食性に優れた船舶用鋼材 |
| 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 |
-
1999
- 1999-02-01 JP JP02440099A patent/JP3737300B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7622009B2 (en) | 2001-03-21 | 2009-11-24 | Honda Giken Kogyo Kabushiki Kaisha | Steel material |
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| JP2005048289A (ja) * | 2003-07-16 | 2005-02-24 | Jfe Steel Kk | 低降伏比高強度高靱性鋼板及びその製造方法 |
| JP4507730B2 (ja) * | 2003-07-16 | 2010-07-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 低降伏比高強度高靱性鋼板及びその製造方法 |
| WO2006011257A1 (ja) * | 2004-07-27 | 2006-02-02 | Nippon Steel Corporation | 音響異方性が小さく溶接性に優れる高張力鋼板およびその製造方法 |
| WO2007055387A1 (ja) * | 2005-11-09 | 2007-05-18 | Nippon Steel Corporation | 音響異方性が小さく溶接性に優れる降伏応力４５０ＭＰａ以上、かつ、引張強さ５７０ＭＰａ以上の高張力鋼板およびその製造方法 |
| EP1978121A1 (en) * | 2005-11-09 | 2008-10-08 | Nippon Steel Corporation | HIGH-STRENGTH STEEL SHEET OF 450 MPa OR HIGHER YIELD STRESS AND 570 MPa OR HIGHER TENSILE STRENGTH HAVING LOW ACOUSTIC ANISOTROPY AND HIGH WELDABILITY AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME |
| EP1978121A4 (en) * | 2005-11-09 | 2012-06-13 | Nippon Steel Corp | HIGH-RESISTANCE STEEL SHEET WITH ELASTICITY LIMIT UP TO 450 MPa AND TENSILE STRENGTH UP TO OR ABOVE 570 MPa HAVING LOW ACOUSTIC ANISOTROPY AND HIGH SOLDERABILITY AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME |
| US8246768B2 (en) | 2005-11-09 | 2012-08-21 | Nippon Steel Corporation | High-tensile steel plate of low acoustic anisotropy and high weldability having yield stress of 450 MPa or greater and tensile strength of 570 MPa or greater, and process for producing the same |
| JP2008095152A (ja) * | 2006-10-12 | 2008-04-24 | Nippon Steel Corp | 音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の超大入熱溶接用高張力鋼板およびその製造方法 |
| JP2009209412A (ja) * | 2008-03-04 | 2009-09-17 | Kobe Steel Ltd | 耐食性に優れた船舶用鋼材 |
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| JP3737300B2 (ja) | 2006-01-18 |
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