JP2002003983A

JP2002003983A - 溶接性と低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼及びその製造方法

Info

Publication number: JP2002003983A
Application number: JP2001124430A
Authority: JP
Inventors: Yoshiyuki Watabe; 義之渡部; Yoshio Terada; 好男寺田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2000-04-21
Filing date: 2001-04-23
Publication date: 2002-01-09

Abstract

(57)【要約】（修正有）【課題】耐震性能を要求される建築用鋼や異種液化ガ
スを混載するタンク用鋼として、溶接性と低温靭性に優
れた低降伏比高張力鋼およびその製造方法を提供する。【解決手段】板厚方向断面１／４厚位置の鋼組織が、
マルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト
混合相を面積分率で１〜１０％を含み、その相の個々の
９０％以上が円相当直径で４μｍ以下、アスペクト比が
１〜４であって、引張試験において降伏点が出ない低降
伏比高張力鋼。時に質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５
％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．
００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５
％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００１〜０．００
５％で、かつＰ_ＣＭが０．２５％以下である鋼及びその
製造方法。Ｐ_ＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ
／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１
０＋５Ｂ

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、耐震性の観点から
高靭性と低降伏比を要求される建築用鋼や、各種タンク
用鋼として、搭載される内容物が複数にわたる場合、内
容物に応じた複合特性として、低温靭性と低降伏比とを
同時に要求される高張力鋼及びその製造方法に関するも
のである。

【０００２】

【従来の技術】建築用鋼材は、弾性設計（許容応力度設
計）から、１９８１年６月に施行された新耐震設計基準
に基づく終局耐力設計への移行に伴い、低降伏比が求め
られている。低降伏比化を達成するため、一般に、鋼組
織の二相（Ｄｕａｌｐｈａｓｅ）化、すなわち、降伏
を支配する軟質相（通常、フェライト）と引張強さを確
保するための硬質相（パーライト、ベイナイト、マルテ
ンサイトなど）を形成させる方法が広く用いられてい
る。具体的には、制御圧延を含む熱間圧延後の鋼または
焼入後の鋼を、フェライトとオーステナイトの二相域温
度に再加熱して、フェライトとＣが濃化されたオーステ
ナイトとし、その後空冷以上の冷速で冷却（、さらにそ
の後焼き戻し処理）する方法が特開平２−２６６３７８
号公報などに開示されている。このとき、成分的には、
Ｃ量が高いほど二相組織化が容易となるばかりでなく、
硬質相がより硬化し、低降伏比化が容易となる。しか
し、高Ｃ化は、溶接性や低温靭性には不利となるという
問題があった。それに対して、低温靭性を改善するため
には、低Ｃ化や制御圧延が有効ではあるが、いずれも降
伏比が上昇するため、低温靭性向上と低降伏比化とは相
容れず、両立が極めて困難であった。従来、建築用途で
は、靭性要求レベルが低く、低降伏比化に有利な高Ｃ鋼
でも特に問題となることはなかったが、阪神大震災を契
機とした近年の耐震性能への要求の厳格化傾向には、必
ずしも十分に対応できないという問題があった。

【０００３】また、液化ガス貯槽用タンクに使用される
鋼材では、液化ガスの種類によって異なるが、ガスの液
化温度は一般に常圧では低温（ＬＰＧの場合、−４８
℃）であるため、母材はもちろん溶接継手部においても
優れた低温靭性が要求される。これに対し、特開昭６３
−２９０２４６号公報には６．５〜１２．０％のＮｉを
添加する方法や、特開昭５８−１５３７３０号公報には
特定組成の鋼を焼入れ焼戻し処理を行って、焼戻しマル
テンサイトとベイナイトの強靭性を利用する方法が開示
されている。一方で、液体アンモニアは鋼材の応力腐食
割れ（ＳＣＣ）を引き起こすことが知られ、ＩＧＣＣ
ＯＤＥ１７．１３（ＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌＣ
ｏｄｅｆｏｒｔｈｅＣｏｎｓｔｒｕｃｔｉｏｎ
ａｎｄＥｑｕｉｐｍｅｎｔｏｆＳｈｉｐｓＣａ
ｒｒｙｉｎｇＬｉｑｕｅｆｉｅｄＧａｓｅｓｉｎ
Ｂｕｌｋ）では、酸素分圧、温度などの貯槽時の操業条
件を規制するとともに、鋼材のＮｉ含有量を５％以下に
制限することや実降伏強さを４４０Ｎ／ｍｍ²以下に抑
えることなどを規定している。このため、特開平４−１
７６１３号公報では表層のみ軟化処理した鋼板や、特開
昭５７−１３９４９３号公報では軟鋼クラッド鋼と軟質
溶接最終層によるタンク製造方法などが開示されてい
る。

【０００４】しかし、上記ＬＰＧと液体アンモニアを混
載するタンクでは、当然のことながら両者に要求される
仕様を満足する必要がある。一方、タンクの大容量化や
船舶に搭載されることの多いこの種のタンクにおいては
高張力化が求められており、ＬＰＧからの優れた低温靭
性と液体アンモニアからの降伏強さの上限規制に伴う低
降伏比化の同時達成が大きな課題となっていた。

【０００５】さらに、マルテンサイトまたはマルテンサ
イト−オーステナイト混合相（Ｍ−Ａｃｏｎｓｔｉｔ
ｕｅｎｔｓ）は、硬く、脆いために、低温靭性上有害と
され、極力生成しないよう鋼成分、製造条件を限定する
か、生成した場合には焼き戻しなど熱処理により分解す
ることが、半ば常識とされており、積極的にマルテンサ
イトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相（Ｍ
−Ａｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ）が利用されることは
なかった。なお、本発明で規定するマルテンサイトまた
はマルテンサイト−オーステナイト混合相（Ｍ−Ａｃ
ｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ）は、島状マルテンサイトある
いはＭ＊などとも呼ばれるもので、その相（組織）の識
別のための現出法（エッチング法）については後述す
る。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、鋼組織中の
マルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト
混合相（Ｍ−Ａｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ）の組織分
率、サイズなどの存在形態を限定し、引張試験において
降伏点が出ない、溶接性と低温靭性に優れた低降伏比高
張力鋼及びその製造方法を提供することを課題とする。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明は、これまで靭性
上有害とされたマルテンサイトまたはマルテンサイト−
オーステナイト混合相（Ｍ−Ａｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎ
ｔｓ）の分率、サイズ、形状などの存在形態を規定し、
引張試験時に降伏点を出ないようにすることで、低温靭
性を損ねずに低降伏比化するもので、このために、Ｎｂ
を含有する特定の成分の鋼を、制御圧延−加速冷却する
ことで組織を微細化して強度、靭性を確保するととも
に、その加速冷却を比較的低温で停止することでマルテ
ンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相
（Ｍ−Ａｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ）を微細に生成さ
せるというものである。

【０００８】本発明によれば、耐震性に優れた建築用鋼
や、液体アンモニアとＬＰＧなどとの混載タンク用とし
て低温靭性と低降伏比とを両立した鋼を大量かつ安価に
供給でき、特に高強度化も可能としたため、該タンクの
船舶への搭載も容易となった。

【０００９】本発明の要旨は、以下の通りである。

【００１０】（１）板厚方向断面１／４厚位置の鋼組
織が、マルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステ
ナイト混合相（Ｍ−Ａｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ）を
観察断面の面積分率で１〜１０％を含み、その相の個々
の９０％以上が円相当直径で４μｍ以下、かつ、アスペ
クト比が１〜４であって、引張試験において降伏点が出
ないことを特徴とする溶接性と低温靭性に優れた低降伏
比高張力鋼。

【００１１】（２）鋼成分が質量％で、Ｃ：０．０３
〜０．１５％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：１．０〜
２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０２５％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００１
〜０．００５％、かつ、下記（１）式で規定する溶接性
指標のＰ_CMが０．２５％以下で、残部が鉄及び不可避的
不純物からなることを特徴とする上記（１）項記載の溶
接性と低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼。Ｐ_CM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ・・・（１）

【００１２】（３）質量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．
５％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０５〜
０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｖ：０．０１〜
０．０５％、Ｂ：０．０００２〜０．００３％、Ｍｇ：
０．０００２〜０．００５％の範囲で１種または２種以
上をさらに含有することを特徴とする上記（２）項に記
載の溶接性と低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼。

【００１３】（４）質量％で、Ｃａ：０．０００５〜
０．００４％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００４％の
いずれか１種をさらに含有することを特徴とする上記
（２）項または（３）項に記載の溶接性と低温靭性に優
れた低降伏比高張力鋼。

【００１４】（５）上記（２）〜（４）項のいずれか
１項に記載の鋼組成からなる鋳片または鋼片を、１００
０〜１２５０℃の温度に加熱し、オーステナイト未再結
晶温度域での累積圧下量を３０％以上として７２０点以
上の温度で熱間圧延を終了した後、６８０℃以上の温度
から加速冷却を開始し、１５０〜３５０℃の温度で加速
冷却を停止した後放冷することを特徴とする、板厚方向
断面１／４厚位置の鋼組織において、マルテンサイトま
たはマルテンサイト−オーステナイト混合相（Ｍ−Ａ
ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ）を観察断面の面積分率で１
〜１０％を含み、その相の個々の９０％以上が円相当直
径で４μｍ以下、かつ、アスペクト比が１〜４であっ
て、引張試験において降伏点が出ない溶接性と低温靭性
に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法。

【００１５】

【発明の実施の形態】以下、本発明を詳細に説明する。

【００１６】本発明が、請求項の通りに鋼組織、鋼組成
及び製造方法を限定した理由について説明する。

【００１７】鋼組織は、板厚方向断面１／４厚位置にお
いて、マルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステ
ナイト混合相（Ｍ−Ａｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ）を
観察断面の面積分率で１〜１０％を含むことを第一の構
成要素とする。このマルテンサイトまたはマルテンサイ
ト−オーステナイト混合相（Ｍ−Ａｃｏｎｓｔｉｔｕ
ｅｎｔｓ）は、高転位密度で、Ｃが濃縮された非常に硬
い相であるため、この相の存在により引張試験時に低応
力で転位が動き始め、応力−歪み曲線上は、降伏点の存
在しないラウンドなカーブを描く。マルテンサイトまた
はマルテンサイト−オーステナイト混合相（Ｍ−Ａｃ
ｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ）の組織分率が上記限定範囲で
あっても、マトリックスの組織によっては（例えばフェ
ライト組織）、降伏点が出現するケースもあり、「引張
試験において降伏点が出ないこと」を構成要素の一つと
した。これは、具体的には、引張試験において、荷重−
伸び曲線がラウンドなカーブを描くことを意味し、降伏
点が出ないことが、高張力化と低降伏比化を両立するた
めには必須である。降伏点が出ない、ラウンドな荷重−
伸び曲線においては、降伏強さとして一般に０．２％耐
力が採られ、降伏点が出る同一の引張強さの鋼と比較し
た場合、降伏強さは低くなり、結果として降伏比も低く
なる。

【００１８】引張試験において降伏点が出ないための条
件としてマトリックスの組織を規定することは、マルテ
ンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相
（Ｍ−Ａｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ）の硬さや構成分
率などにも依存するため一概に言えないばかりでなく、
それらの組織の記述があいまいであること（多種多様な
組織を正確に記述することが不可能）などの理由から、
発明の構成要素としては不適当と判断した。

【００１９】マルテンサイトまたはマルテンサイト−オ
ーステナイト混合相（Ｍ−Ａｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ
ｓ）の構成分率（観察断面の面積分率）の下限１％は、
引張試験時に低応力で転位が動き始めるのに必要な最低
限の量で、上限の１０％は、靭性を必要以上に劣化させ
ない限界量である。ただし、低温靭性の観点からは、マ
ルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混
合相（Ｍ−Ａｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ）の構成分率
（観察断面の面積分率）を上記のように限定しただけで
は不十分である。

【００２０】塊状に大きな単位（サイズ）で存在した場
合、破壊起点として作用し、靭性が劣化するため、本発
明では、板厚方向断面１／４厚位置の観察断面におい
て、マルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナ
イト混合相（Ｍ−Ａｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ）の個
々の９０％以上が円相当直径で４μｍ以下で、かつ、そ
の形状を定義する長軸と短軸との比＝アスペクト比が１
〜４に限定した。円相当直径が大きくなると、その形状
（アスペクト比）が低温靭性の劣化に影響を与えるから
である。要は、マルテンサイトまたはマルテンサイト−
オーステナイト混合相（Ｍ−Ａｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎ
ｔｓ）の分率とサイズのみ規定しても、その形状が適正
でないと低温靭性を劣化させることになる。低温靭性
上、最も好ましい形状はアスペクト比＝１であって、４
を超える細長い形状は低温靭性が劣る。

【００２１】なお、マルテンサイトまたはマルテンサイ
ト−オーステナイト混合相（Ｍ−Ａｃｏｎｓｔｉｔｕｅ
ｎｔｓ）の識別のための組織現出法は、ＬｅＰｅｒａ氏
によって開発されたエッチング法（Ｊｏｕｒｎａｌｏ
ｆＭｅｔａｌｓ、Ｍａｒｃｈ、１９８０、ｐ．３８）
をベースとする方法が最適であり、このエッチングによ
り、マルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナ
イト混合相（Ｍ−Ａｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ）は、白
く現出される。

【００２２】次に、本発明のように限定されたマルテン
サイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相
（Ｍ−Ａｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ）を得、引張試験
において降伏点が出ないようにする上で、最適な鋼成分
の限定理由について説明する。

【００２３】Ｃは鋼材の特性に最も顕著に効くもので、
下限０．０３％は強度確保や溶接などの熱影響部が必要
以上に軟化することのないようにするための最小量であ
る。しかし、Ｃ量が多すぎると焼入性が必要以上に上が
り、鋼材が本来有すべき強度、靭性のバランス、溶接性
などに悪影響を及ぼすため、上限を０．１５％とした。

【００２４】Ｓｉは脱酸上鋼に含まれる元素であるが、
多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するため、上
限を０．４％に限定した。鋼の脱酸はＴｉ、Ａｌのみで
も十分可能であり、ＨＡＺ靭性、焼入性などの観点から
低いほど好ましく、必ずしも添加する必要はない。

【００２５】Ｍｎは強度、靭性を確保する上で不可欠な
元素であり、その下限は１．０％である。しかし、Ｍｎ
量が多すぎると焼入性が上昇して溶接性、ＨＡＺ靭性を
劣化させるだけでなく、連続鋳造スラブの中心偏析を助
長するので上限を２．０％とした。

【００２６】Ｐは本発明鋼においては不純物であり、Ｐ
量の低減はＨＡＺにおける粒界破壊を減少させる傾向が
あるため、少ないほど好ましい。含有量が多いと母材、
溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０２％と
した。

【００２７】ＳはＰと同様本発明鋼においては不純物で
あり、母材の低温靭性の観点からは少ないほど好まし
い。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させ
るため上限を０．０１％とした。

【００２８】Ｎｂはオーステナイトの未再結晶温度を上
昇させ、熱間圧延時の制御圧延の効果を最大限に発揮す
る上で必須元素で、最低０．００５％の添加が必要であ
る。また、焼入れの際の加熱オーステナイトの細粒化に
も寄与する。さらに、析出硬化として、強度向上効果も
有する。しかし、過剰な添加は、溶接部の靭性劣化を招
くため上限を０．０５％とした。

【００２９】Ｔｉは母材及びＨＡＺ靭性向上のために必
須である。なぜならばＴｉは、Ａｌ量が少ないとき（例
えば０．００３％以下）、Ｏと結合してＴｉ₂Ｏ₃を主成
分とする析出物を形成、粒内変態フェライト生成の核と
なりＨＡＺ靭性を向上させる。また、ＴｉはＮと結合し
てＴｉＮとしてスラブ中に微細析出し、加熱時のγ粒の
粗大化を抑え圧延組織の細粒化に有効であり、また鋼板
中に存在する微細ＴｉＮは、溶接時にＨＡＺ組織を細粒
化するためである。これらの効果を得るためには、Ｔｉ
は最低０．００５％必要である。しかし多すぎるとＴｉ
Ｃを形成し、低温靭性や溶接性を劣化させるので、その
上限は０．０２５％である。

【００３０】Ａｌは、一般に脱酸上鋼に含まれる元素で
あるが、脱酸はＳｉまたはＴｉだけでも十分であり、本
発明鋼においては、その下限は限定しない。しかし、Ａ
ｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くなるだけでなく、溶
接金属の靭性が劣化するので上限を０．０６％とした。

【００３１】Ｎは、不可避的不純物として鋼中に含まれ
るものであるが、Ｎｂと結合して炭窒化物を形成して強
度を増加させ、また、ＴｉＮを形成して前述のように鋼
の性質を高める。このため、Ｎ量として最低０．００１
％必要である。しかしながら、Ｎ量の増加はＨＡＺ靭
性、溶接性に極めて有害であり、本発明鋼においてはそ
の上限は０．００５％である。

【００３２】次に必要に応じて含有することができるＣ
ｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｍｇの添加理由につい
て説明する。

【００３３】基本となる成分に、さらにこれらの元素を
添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なう
ことなく、強度、靭性などの特性を向上させるためであ
る。したがってその添加量は自ずと制限されるべき性質
のものである。

【００３４】ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果、現象を示
し、上限の０．５％は溶接性劣化に加え、過剰な添加は
熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し製造困難となるた
め規制される。下限は実質的な効果が得られるための最
小量とすべきで０．０５％である。これは後述するＣ
ｒ、Ｍｏについても同様である。

【００３５】Ｎｉは過剰に添加しなければ、溶接性、Ｈ
ＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を
向上させる。これら効果を発揮させるためには、少なく
とも０．０５％以上の添加が必須である。一方、過剰な
添加は高価なだけでなく、溶接性に好ましくない。ま
た、Ｎｉを多く添加すると液体アンモニア中で応力腐食
割れ（ＳＣＣ）を誘起する可能性が指摘されている。発
明者らの実験によれば、１％までの添加は溶接性や液体
アンモニア中でのＳＣＣを大きく劣化させず、強度、靭
性向上効果の方が大きいため、上限を１．０％とした。

【００３６】Ｃｒ、Ｍｏは、母材の強度、靭性をともに
向上させるために０．０５％以上添加する。しかし添加
量が多すぎると母材、溶接部の靭性及び溶接性を劣化を
招き、また後述する組織制御が困難となって好ましくな
いため上限を０．５％とした。

【００３７】Ｖは、Ｎｂとほぼ同様の作用を有するもの
であるが、Ｎｂに比べてその効果は小さい。また、Ｖは
焼入れ性にも影響を及ぼし、上記元素と同様組織制御の
観点から添加するものである。Ｎｂと同様の効果は０．
０１％未満では効果が少なく、上限は０．０５％まで許
容できる。

【００３８】Ｂは、オーステナイト粒界に偏析し、フェ
ライトの生成を抑制することを介して、焼入性を向上さ
せ、強度向上に寄与する。この効果を享受するため、最
低０．０００２％以上必要である。しかし、多すぎる添
加は焼入性向上効果が飽和するだけでなく、靭性上有害
となるＢ析出物を形成する可能性もあるため、上限を
０．００３％とした。なお、タンク用鋼などとして、応
力腐食割れが懸念されるケースでは、母材及び溶接熱影
響部の硬さの低減がポイントとなることが多く（例え
ば、硫化物応力腐食割れ（ＳＣＣ）防止のためにはＨＲ
Ｃ≦２２（ＨＶ≦２４８）が必須とされる）、そのよう
なケースでは焼入性を増大させるＢ添加は好ましくな
い。

【００３９】Ｍｇは、溶接熱影響部においてオーステナ
イト粒の成長を抑制し、細粒化する作用があり、溶接部
の強靭化が図れる。このような効果を享受するために
は、Ｍｇは０．０００２％以上必要である。一方、添加
量が増えると添加量に対する効果代が小さくなるため、
コスト上得策ではないので上限は０．００５％とした。

【００４０】さらに、Ｃａ及びＲＥＭは、ＭｎＳの形態
を制御し、母材の低温靭性を向上させるほか、湿潤硫化
水素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯＨ
ＩＣ）感受性を低減させる。これらの効果を発揮するた
めには、最低０．０００５％必要である。しかし、多す
ぎる添加は、鋼の清浄度を逆に高め、母材靭性や湿潤硫
化水素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯ
ＨＩＣ）感受性を高めるため、添加の量の上限は０．０
０４％に限定した。ＣａとＲＥＭは、ほぼ同等の効果を
有するため、いずれか１種を上記範囲内で添加すればよ
いが、両方を添加しても本発明の効果を損なわない。

【００４１】鋼の個々の成分を限定しても、成分系全体
が適切でないと優れた特性は得られない。このため、下
記（１）式に示すＰ_CMの値を０．２５％以下に限定す
る。Ｐ_CM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ・・・（１）Ｐ_CMは溶接性を表す指標で、低いほど溶接性は良好であ
る。本発明鋼においては、Ｐ_CMが０．２５％以下であれ
ば、優れた溶接性の確保が可能である。

【００４２】優れた溶接性と低温靭性を確保しつつ、上
述したような、引張試験において、荷重−伸び曲線がラ
ウンドなカーブを描き、降伏点を出さないため、本発明
の通り製造条件を限定することが極めて有効である。以
下、その理由について説明する。

【００４３】圧延に先立つ加熱温度を１０００〜１２５
０℃に限定した理由は、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である。１２５
０℃は加熱時のオーステナイトが極端に粗大化しない上
限温度であり、加熱温度がこれを超えるとオーステナイ
ト粒が粗大混粒化し、変態後の組織も粗大化するため鋼
の靭性が著しく劣化する。一方、加熱温度が低すぎる
と、後述する圧延終了温度（Ａｒ₃点以上）の確保が困
難となるばかりでなく、オーステナイトの未再結晶温度
を上昇させ、熱間圧延時の制御圧延の効果を最大限に発
揮させたり、析出硬化を発現させるためのＮｂの溶体化
の観点から下限を１０００℃に限定した。

【００４４】上述のような条件で加熱した鋳片または鋼
片を、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下量を
３０％以上とし、７２０℃以上で熱間圧延を終了した
後、６８０℃以上の温度から加速冷却する。

【００４５】オーステナイト未再結晶温度域での圧延を
行うことによって、オーステナイト粒を顕著に細粒化す
るため、少なくとも３０％以上の累積圧下量が必要であ
る。圧延終了温度が７２０℃を下回ると、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、低降伏比化や低温靭性確保の点で好ましくない。こ
のため、圧延終了温度は、７２０℃以上に限定する。

【００４６】７２０℃以上で熱間圧延を終了した後、６
８０℃以上の温度から加速冷却を開始するのは、変態域
の冷速を早めることで組織を微細化し、強度と靭性を同
時に向上させるためである。また、組織を微細化するこ
とは、Ｃ濃縮相であるマルテンサイト−オーステナイト
混合相（Ｍ−Ａｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ）を本発明
の通り微細に生成させる上でも必須である。組織が６８
０℃を下回ると、粗大なフェライトが析出し始め、強度
低下や靭性を劣化させるため、６８０℃以上からの加速
冷却に限定した。この加速冷却は、１５０〜３５０℃の
温度で停止しなければならない。３５０℃を超える温度
では、加速冷却停止後の放冷が実質上の焼き戻しとな
り、強度低下とともに、マルテンサイト−オーステナイ
ト混合相（Ｍ−Ａｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ）が分解
され、結果として降伏点が出るようになり低降伏比化が
できない。一方、加速冷却停止温度が１５０℃を下回る
と、必要以上にマルテンサイト−オーステナイト混合相
（Ｍ−Ａｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ）が生成する可能
性が高いのに加え、溶接やガス切断などの熱影響による
軟化が顕著になるため、使用性能上好ましくない。この
ため、加速冷却停止温度の下限温度を１５０℃とした。

【００４７】なお、加速冷却時の冷速は、鋼成分や意図
する降伏比、低温靭性レベルによっても変わるため一概
には言えないが、板厚１／４厚位置の加速冷却開始温度
から３５０℃までの平均冷速で、少なくとも３℃／秒以
上とすることが望ましい。

【００４８】

【実施例】本発明の実施例を比較例とともに説明する。

【００４９】転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分
の鋼板（厚さ１５〜８０ｍｍ）を製造し、その強度、降
伏比（ＹＲ）、靭性及び溶接性（斜めｙ形溶接割れ試
験）を調査した。

【００５０】表１に比較鋼とともに本発明鋼の鋼成分
を、表２に鋼板の製造条件と諸特性を示す。

【００５１】

【表１】

【００５２】

【表２】

【００５３】本発明法にしたがって製造した鋼板（本発
明鋼）は、すべて良好な特性を有する。これに対し、本
発明によらない比較鋼は、いずれかの特性が劣る。

【００５４】比較鋼１１は、Ｃ量が低く、またＮｂ、Ｔ
ｉが添加されていないのに加え、γ未再結晶温度域にお
ける累積圧下量も小さいために、溶接性は良好であるが
組織の微細化が不十分となり、強度が低めで、かつマル
テンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合
相（Ｍ−Ａｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ）の分率は低い
がアスペクト比の大きなものが散見され靭性に劣る。比
較鋼１２は、成分的には本発明範囲内にあるものの、水
冷停止温度が高いため、マルテンサイトまたはマルテン
サイト−オーステナイト混合相（Ｍ−Ａｃｏｎｓｔｉ
ｔｕｅｎｔｓ）が生成されず、結果として降伏点が出現
し、降伏強さが高くなり、降伏比が高い。比較鋼１３
は、個々の元素の添加量は本発明範囲内にあるものの、
Ｐ_CMが高いため溶接性に劣る。また、粗大なマルテンサ
イトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相（Ｍ
−Ａｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ）が高く、靭性に劣
る。比較鋼１４は、Ｔｉ量が高く、製造条件も圧延温度
が低く、水冷開始温度も低いため、降伏点が出現し、降
伏強さ、降伏比ともに高くなり、低温靭性にも劣る。な
お、Ｔｉ量の高い比較鋼１４では、ＨＡＺ靭性も劣るこ
とが確認されており、使用性能上好ましくない。比較鋼
１５は、Ｃ量が高く、Ｐ_CMも高いため溶接性に劣り、加
速冷却停止温度が低いこともあって、マルテンサイトま
たはマルテンサイト−オーステナイト混合相（Ｍ−Ａ
ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ）分率が高く、また、その粗
大かつアスペクト比の大きなものの比率も高いため、靭
性が劣っている。さらに、加速冷却停止温度の低い本比
較鋼１５は、溶接時のＨＡＺ軟化が顕著であることも確
認されており、使用性能上好ましくない。

【００５５】

【発明の効果】本発明により、溶接性、低温靭性に優れ
た低降伏比高張力鋼の製造が可能となった。その結果、
耐震性能の優れた建築用、あるいは液体アンモニアとＬ
ＰＧなどとの混載タンク用として溶接性の優れた鋼材を
大量かつ安価に供給できるようになった。特に高強度化
も可能としたため、該タンクの船舶への搭載も容易とな
った。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続きＦターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA05 AA08 AA11 AA14 AA16 AA19 AA21 AA22 AA23 AA27 AA29 AA31 AA35 AA36 AA40 BA01 CA02 CA03 CB01 CB02 CC02 CC03 CC04 CD05 CD06

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】板厚方向断面１／４厚位置の鋼組織にお
いて、マルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステ
ナイト混合相（Ｍ−Ａｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ）を
観察断面の面積分率で１〜１０％を含み、その相の個々
の９０％以上が円相当直径で４μｍ以下、かつ、アスペ
クト比が１〜４であって、引張試験において降伏点が出
ないことを特徴とする溶接性と低温靭性に優れた低降伏
比高張力鋼。
【請求項２】鋼成分が質量％で、Ｃ：０．０３〜０．
１５％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０
％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｂ：
０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２
５％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００１〜０．０
０５％、かつ、下記（１）式で規定する溶接性指標のＰ
_CMが０．２５％以下で、残部が鉄及び不可避的不純物か
らなることを特徴とする請求項１記載の溶接性と低温靭
性に優れた低降伏比高張力鋼。Ｐ_CM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ・・・（１）
【請求項３】質量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５
％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．０
５％、Ｂ：０．０００２〜０．００３％、Ｍｇ：０．０
００２〜０．００５％の範囲で１種または２種以上をさ
らに含有することを特徴とする請求項２に記載の溶接性
と低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼。
【請求項４】質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０
０４％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００４％のいずれ
か１種をさらに含有することを特徴とする請求項２また
は３に記載の溶接性と低温靭性に優れた低降伏比高張力
鋼。
【請求項５】請求項２〜４のいずれか１項に記載の鋼
組成からなる鋳片または鋼片を、１０００〜１２５０℃
の温度に加熱し、オーステナイト未再結晶温度域での累
積圧下量を３０％以上として７２０点以上の温度で熱間
圧延を終了した後、６８０℃以上の温度から加速冷却を
開始し、１５０〜３５０℃の温度で加速冷却を停止した
後放冷することを特徴とする、板厚方向断面１／４厚位
置の鋼組織において、マルテンサイトまたはマルテンサ
イト−オーステナイト混合相（Ｍ−Ａｃｏｎｓｔｉｔ
ｕｅｎｔｓ）を観察断面の面積分率で１〜１０％を含
み、その相の個々の９０％以上が円相当直径で４μｍ以
下、かつ、アスペクト比が１〜４であって、引張試験に
おいて降伏点が出ない溶接性と低温靭性に優れた低降伏
比高張力鋼の製造方法。