JP2009242827A - 耐応力除去焼鈍特性と低温継手靭性に優れた高強度鋼板 - Google Patents

Abstract

【課題】溶接後に長時間の応力除去焼鈍を施した場合であっても強度低下が少なく、しかもＨＡＺの低温靭性も良好である様な高強度鋼板を提供する。
【解決手段】本発明の高強度鋼板は、化学成分組成を適切に調整すると共に、下記（１）式で規定されるＣＰ値が５．４０％以上であると共に、下記（２）式で規定される炭素当量Ｃｅｑが０．４５％以下である。
ＣＰ値＝１２５［Ｔｉ］＋１１１［Ｎｂ］＋６０［Ｖ］＋１５［Ｍｏ］ …（１）
但し、［Ｔｉ］，［Ｎｂ］，［Ｖ］および［Ｍｏ］は、夫々Ｔｉ，Ｎｂ，ＶおよびＭｏの含有量（質量％）を示す。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋（［Ｃｕ］＋
［Ｎｉ］）／１５ …（２）
但し、［Ｃ］，［Ｍｎ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｖ］，［Ｃｕ］および［Ｎｉ］は、夫々Ｃ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，ＣｕおよびＮｉの含有量（質量％）を示す。
【選択図】図１

Description

本発明は、溶接後に長時間の応力除去焼鈍（Ｓｔｒｅｓｓ−ｒｅｌｉｅｆ ａｎｎｅａｌｉｎｇ：以下「ＳＲ処理」と呼ぶことがある）を施した場合であっても強度低下が少なく、且つ溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」と呼ぶことがある）の低温靭性にも優れた高強度鋼板に関するものである。

近年、大型鋼製圧力容器（タンク）のメーカーでは、コスト低減を目的として、海外向けタンクの組み立ての現地化が進められている。従来では、鋼部材の切断や曲げ加工、組み立て（溶接による組み立て）、一部部材のＳＲ処理（局部熱処理）、および最終組み立てまでを自社工場で行なった後、タンク全体を現地へ輸送するのが一般的であった。

しかしながら、効率を考慮した現地施工化によって、鋼部材の切断や曲げ加工だけを自社工場で行った後、部材単位で材料を輸送し、現地でタンクの組み立て（溶接による組み立て）、一部でなくタンク全体をＳＲ処理するような作業内容に推移しつつある。

こうした推移に伴って、現地での溶接技術の問題と安全性の観点から、ＳＲ処理の時間や回数を増やすことが必要になっており、合計で２０〜３０時間程度のＳＲ処理が施されることを考慮にいれた材料設計が必要になってきている。上記のような長時間のＳＲ処理を行なえば、鋼中の炭化物は凝集粗大化し、それに起因して強度低下が顕著になるという問題が指摘されている。

ところで、制御圧延と制御冷却を組み合わせた圧延法はＴＭＣＰ法と呼ばれており、低炭素当量でありながら高強度、高靭性、高溶接性を有する鋼材（以下、これを「ＴＭＣＰ鋼」と呼ぶ）を得る方法として広く行われている。そして、ＴＭＣＰ鋼は、造船を中心とした溶接構造物用鋼板から、タンク等の圧力容器用鋼板へとその適用が拡大されつつある。こうしたＴＭＣＰ鋼を用いて圧力容器用等を構築した場合においても、上記のような長時間のＳＲ処理が行なった場合には、鋼板強度が大幅に低下することがある。

こうした事態に対応するために、ＳＲ処理前に高強度とする手段が一般的に採用されるが、過酷なＳＲ処理条件下で高強度とするために、多量に合金元素を含有せざるを得ず、その結果として溶接構造物のＨＡＺ靭性（特に、低温靭性）が劣化するという問題がある。

ＳＲ処理による強度低下を極力低減した技術として、例えば特許文献１には、０．２６〜０．７５％のＣｒと０．４５〜０．６０％のＭｏを基本的に含む「圧力容器用強靱鋼」が提案されている。この技術は、Ｃｒ添加によってＳＲ処理後の炭化物の粗大化を抑制し、ＳＲ処理後の強度低下を抑制するものである。しかしながら、こうした鋼材においては、Ｃｒ含有量が多いので、ＨＡＺの低温靭性が低下するという問題は解決されないままである。

また特許文献２には、０．１０〜１．００％のＣｒと０．４５〜０．６０％のＭｏを基本的に含む「圧力容器用高強度強靱鋼」も提案されている。この技術では、長時間のＳＲ処理によってＦｅ₃Ｃが粗大なＭ₂₃Ｃ₆に反応することをＣｒの添加によって抑制するものである。この技術では、比較的広い範囲でＣｒを含有させることを想定したものであるが、実際にはＣｒ含有量が０．２９％以上のものしか示されておらず、ＨＡＺの低温靭性が低下することが十分予想される。
特開昭５７−１１６７５６号公報 特開昭５７−１２０６５２号公報

本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、溶接後に長時間の応力除去焼鈍を施した場合であっても強度低下が少なく（即ち、耐応力除去焼鈍特性が良好な）、しかもＨＡＺの低温靭性（以下、本発明ではこの特性を「低温継手靭性」と呼んでいる）も良好である様な高強度鋼板を提供することにある。

上記課題を解決することのできた本発明に係る高強度鋼板とは、Ｃ：０．１０〜０．１６％（質量％の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．３〜１．９％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、Ｖ：０．００５〜０．０６％およびＭｏ：０．０３〜０．１０％を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記（１）式で規定されるＣＰ値が５．４０％以上であると共に、下記（２）式で規定される炭素当量Ｃｅｑが０．４５％以下である点に要旨を有するものである。
ＣＰ値＝１２５［Ｔｉ］＋１１１［Ｎｂ］＋６０［Ｖ］＋１５［Ｍｏ］ …（１）
但し、［Ｔｉ］，［Ｎｂ］，［Ｖ］および［Ｍｏ］は、夫々Ｔｉ，Ｎｂ，ＶおよびＭｏの含有量（質量％）を示す。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋（［Ｃｕ］＋
［Ｎｉ］）／１５ …（２）
但し、［Ｃ］，［Ｍｎ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｖ］，［Ｃｕ］および［Ｎｉ］は、夫々Ｃ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，ＣｕおよびＮｉの含有量（質量％）を示す。

また本発明の高強度鋼板においては、上記基本元素に加えて、必要に応じて、（ａ）Ｃｒ：０．３０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｃｕ：０．５０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：０．５０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｃａ：０．００４０％以下（０％を含まない）等を含有させることも有用であり、含有される成分の種類に応じて鋼板の特性が更に改善される。

本発明によれば、鋼板の化学成分組成を、上記（１）式および（２）式で表されるＣＰ値および炭素当量Ｃｅｑが規定範囲を満足するように制御することによって、ＳＲ処理後の強度低下を抑制できると共に低温継手特性にも優れたものとなり、このような高強度鋼板は過酷なＳＲ処理が行われるタンク（圧力容器）等の素材として極めて有用である。

本発明者らは、長時間のＳＲ処理によっても強度低下を招くことなく、低温継手靭性も良好な鋼材の実現を目指して様々な角度から検討した。その結果、化学成分組成を厳密に制御したような鋼板では、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。本発明が完成された経緯にそって本発明の構成および作用効果について説明する。

本発明者は、ＳＲ処理による鋼板の強度低下は、Ｃの状態変化に原因していると考えた。鋼板中において、Ｃは固溶炭素、微細炭化析出物、或はセメンタイト（Ｆｅ₃Ｃ）として存在し、固溶炭素や微細炭化析出物は強度向上に寄与するが、セメンタイトは粗大であるために、強度への寄与は小さいものと考えられる。即ち、ＳＲ処理によりＣのセメンタイト中への拡散によって、セメンタイト相の分率（以下、単に「セメンタイト分率」と呼ぶ）が増加し、Ｃによる強度寄与が損なわれるものと考えられる。

通常の再加熱焼入れ・焼戻しが行われる鋼（以下、「ＱＴ鋼」と呼ぶ）において、ＳＲ処理時のセメンタイト粗大化抑制による強度低下量抑制技術も存在するが、この様な技術では焼戻し処理によってセメンタイト分率が限界に達しているため、セメンタイト分率抑制技術は適用できない。このため鋼板圧延後、急冷による過冷却によりＣを固溶状態に保ち、セメンタイト生成を極力抑制できるＴＭＣＰ法による製造を実施し、少なくともＳＲ処理前のセメンタイト分率を抑制する必要がある。しかしながら、従来のＴＭＣＰ鋼はこのようにセメンタイト生成を抑制しても、ＳＲ処理によりセメンタイト分率が大きく増加する傾向がある。

そこで、本発明者は、ＳＲ処理後の強度確保のためにＣを利用するために、ＴＭＣＰ鋼におけるＳＲ処理時のセメンタイト生成を抑制すればよいと着想した。こうした着想に基づいて、ＳＲ処理後の強度に及ぼす化学成分の影響について更に検討を進めた。

その結果、低温継手靭性が確保できる低合金成分系であっても、高温・長時間のＳＲ処理中のセメンタイト生成を抑制できることが判明し、上記の様に化学成分組成を厳密に規定することによってＳＲ処理後に十分な強度を確保できると共に、低温継手靭性の低下も招かない高強度鋼板が実現できたのである。

ＳＲ処理は、５８６〜６２５℃の高温で２０〜３０時間程度の熱処理が行われるものであるが、こうした過酷な条件下では、多くの析出物は固溶し、Ｃはセメンタイトに拡散する。しかしながら、Ｔｉ，Ｎｂ，ＶおよびＭｏについては、ＳＲ処理時であっても例えばＴｉＣ，Ｎｂ₂Ｃ，Ｖ₂Ｃ，Ｍｏ₂Ｃ等の組成のような安定な析出物を形成することにより、Ｃの拡散を制御し、セメンタイト分率を抑制することが総合熱力学ソフトウエア（「Ｔｈｅｍｏ−Ｃａｌｃ」、ＣＲＣ総合研究所から購入可能）によって推測される。

そこで、本発明者は、温度的に平衡な状態における析出物量を、上記Ｔｈｅｍｏ−Ｃａｌｃによって計算し、析出物形成割合（即ち炭素の拡散抑制寄与率）を求め、更に非平衡状態に合うように補正を行うと、Ｃの拡散パラメータとして下記（１）式で規定されるＣＰ値が定められた。そして、このＣＰ値が５．４０％以上であれば、Ｃのセメンタイトへの拡散が抑制され得ることが判明した。但し、いずれの元素も、過剰に含有させると、溶接性を阻害するので、おのずとその上限は存在する（後述する）。

ＣＰ値＝１２５［Ｔｉ］＋１１１［Ｎｂ］＋６０［Ｖ］＋１５［Ｍｏ］ …（１）
但し、［Ｔｉ］，［Ｎｂ］，［Ｖ］および［Ｍｏ］は、夫々Ｔｉ，Ｎｂ，ＶおよびＭｏの含有量（質量％）を示す。

本発明の鋼板では、低温継手靭性を良好に維持するために、下記（２）式で規定される炭素当量Ｃｅｑが０．４５％以下であることも必要である。この炭素当量Ｃｅｑは、低温継手靭性に与える各元素の影響力を炭素量に換算したものであり、様々な分野で利用されているものである（ＡＳＴＭ規格）。本発明ではこうした炭素当量Ｃｅｑを低温継手靭性の判断基準として利用するものである。尚、下記（２）式には、本発明の鋼材の基本成分（Ｃ，Ｍｎ，ＭｏおよびＶ）以外にも必要によって含有されるＣｒ，Ｃｕ，Ｎｉ等も項として含むものであるが、Ｃｒ，ＣｕおよびＮｉについてはこれらを含む場合に限ってその量も考慮して計算すればよい。

Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋（［Ｃｕ］＋
［Ｎｉ］）／１５ …（２）
但し、［Ｃ］，［Ｍｎ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｖ］，［Ｃｕ］および［Ｎｉ］は、夫々Ｃ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，ＣｕおよびＮｉの含有量（質量％）を示す。

本発明の鋼板では、上記（１）式で規定されるＣＰ値を５．４０％以上とすると共に、上記（２）式で規定される炭素当量Ｃｅｑを０．４５％以下とすることによって、過酷なＳＲ処理を施した後での耐ＳＲ特性および低温継手靭性が良好なものとなるのであるが、「過酷なＳＲ処理」とはその時間だけに限らず、温度との関係も考慮する必要がある。本発明では、過酷なＳＲ処理を客観的に判断するための基準として、下記（３）式で規定されるＰ値が１８．８以上となるような条件を想定した。即ち、本発明の鋼板では、下記（３）式で規定されるＰ値が１８．８以上となるような条件でＳＲ処理した場合であっても、耐ＳＲ特性および低温継手靭性が良好なものとなるのである。

Ｐ値＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ₀） …（３）
但し、Ｔ：ＳＲ処理加熱温度（Ｋ）、ｔ₀：ＳＲ処理加熱時間（時）

本発明の高強度鋼板においては、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，ＭｏおよびＶ等の基本成分も適切な範囲に調整する必要がある。これらの成分の範囲を定めた理由は以下の通りである。

［Ｃ：０．１０〜０．１６％］
Ｃは、鋼板の焼入れ性を向上し、ＳＲ処理後に所定の強度を確保する上で重要な元素であるが、その含有量が過剰になると溶接性を損なうので、０．１６％以下とする必要がある。溶接性を確保するという観点からするとＣ含有量は少ないほど好ましいが、０．１０％未満となると、焼入れ性の低下によって、ＳＲ処理後の強度が確保できなくなる。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１１％であり、好ましい上限は０．１３％である。

［Ｓｉ：０．０５〜０．５０％］
Ｓｉは、鋼を溶製する際に脱酸剤として作用し、強度を上昇させる効果を発揮する。こうした効果を有効に発揮させるには０．０５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になると溶接性が低下するので、０．５０％以下とする必要がある。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．２０％であり、好ましい上限は０．４０％である。

［Ｍｎ：１．３〜１．９％］
Ｍｎは、鋼板の強度高める効果を発揮する元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｍｎは１．３％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、溶接性が損なわれるので、１．９％を上限とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．４５％であり、好ましい上限は１．６０％である。

[Ａｌ：０．０１〜０．０５％]
Ａｌは、脱酸剤として添加されるが、０．０１％未満では十分な効果が発揮されず、０．０５％を超えて過剰に含有させると鋼板における清浄性を阻害するので０．０５％を上限とする。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１５％である。

[Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％]
ＴｉおよびＮｂは、セメンタイトへの固溶性が小さく、またＣとの親和性が強い。そのため上記のような析出物（炭化物）を形成することによって、セメンタイト分率の増加を抑制する効果を発揮し、鋼材のＳＲ処理後の強度確保に有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、いずれも０．００５％以上含有させる必要がある。しかしながら、これらの元素含有量が過剰になると、溶接性を阻害するのでいずれも０．０２５％以下とする必要がある。尚、Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０２０％である。またＮｂ含有量の好ましい下限は０．０１０％である。

[Ｖ：０．００５〜０．０６％、Ｍｏ：０．０３〜０．１０％]
ＶおよびＭｏは、Ｃとの親和性は強いが、セメンタイトへ固溶する。しかしながら、Ｎｂとの複合添加によってセメンタイトへの固溶性が低下し、Ｖ₂Ｃ，Ｍｏ₂Ｃを形成する。これらの析出物は、ＳＲ処理時においても安定に存在することによって、セメンタイト分率の増加を抑制する。こうした効果を発揮させるためには、Ｖで０．００５％以上、Ｍｏで０．０３％以上含有させる必要がある。しかしながら、これらの元素含有量が過剰になると、溶接性を阻害するのでＶで０．０６％以下、Ｍｏで０．１０％以下とする必要がある。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０２０％であり、好ましい上限は０．０５０％である。

本発明の高強度鋼板における基本成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避的不純物である。尚、不可避的不純物としては、鋼原料もしくはその製造工程で混入し得るＰ，Ｓ，Ｎ，Ｏ等が挙げられる。これらの不純物のうち、Ｐ，Ｓ，Ｎについては、いずれも溶接性とＳＲ処理後の靭性を低下させるので、Ｐについては０．０２０％以下、Ｓについては０．０１％以下、Ｎについては０．０１％に抑制することが好ましい。

本発明の鋼板には、必要に応じて、（ａ）Ｃｒ：０．３０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｃｕ：０．５０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：０．５０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｃａ：０．００４０％以下（０％を含まない）、等を含有させることも有用であり、含有される成分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以下の通りである。

［Ｃｒ：０．３０％以下（０％を含まない）］
Ｃｒは、Ｃの拡散抑制に有効な元素であるが、過剰に含有されると、溶接性を阻害するので０．３０％以下とするのがよい。尚、こうした効果を発揮させるための好ましいＣｒ含有量は０．１０％以上であり、この含有量に満たない場合には、不可避的不純物扱いとなる。

［Ｃｕ：０．５０％（０％を含まない）および／またはＮｉ：０．５０％以下（０％を含まない）］
これらの元素は、鋼板の焼入れ性を高めるのに有効な元素であるが、過剰に含有させても上記効果が飽和してしまうので、いずれも０．５０％以下とすることが好ましい。尚、これらの元素による効果を発揮させるためには、いずれも０．０５％程度以上含有させることが好ましいが、この含有量に満たない場合には、不可避的不純物扱いとなる。

［Ｃａ：０．００４０％以下（０％を含まない）］
Ｃａは、介在物の制御により鋼板の靭性を向上させるのに有効な元素であるが、過剰に含有されると、上記効果が飽和するので０．００４０％以下とするのがよい。尚、こうした効果を発揮させるための好ましいＣａ含有量は０．０００５％以上である。

本発明の高強度鋼板は、化学成分組成、上記（１）式および（２）式で表されるＣＰ値および炭素当量Ｃｅｑが規定範囲を満足すれば、ＳＲ処理時のセメンタイト生成が抑制され、これによってＳＲ処理後の強度低下が抑えられることになると共に、低温での継手靭性低下を抑制できる。

ＴＭＣＰ法は、基本的に圧延による「オーステナイト状態の制御」と、引き続き実施される「制御されたオーステナイトからの変態の制御」を応用するものであるが、本発明ではセメンタイト分率の増加抑制を強度確保に利用するものであるので、セメンタイトが析出しないＡｒ₃変態点以上で圧延し、圧延後の制御冷却によりＣの拡散を固溶状態に保ち、セメンタイト生成を最大限に抑制することが好ましい。本発明の鋼板を製造するために条件については、上記圧延温度以外については、通常のＴＭＣＰ法に従えばよい。

以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更し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に示す各種化学成分組成において転炉溶製、連続鋳造した鋼塊に対し、Ａｒ₃変態点以上の温度で圧延を終了し、その温度から加速冷却し（冷却速度：３〜３０℃／秒程度）、各種鋼板を作製した。得られた各鋼板について、６１５℃で２３時間のＳＲ処理（前記（３）式のＰ値で１８．９７）を施した。

尚表１には、各鋼種のＡｒ₃変態点も示したが、これらの値は下記（４）式に基づいて求めたものである（式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）、ｔは板厚（製品厚：ｍｍ）を示す）。
Ａｒ₃＝９１０−３１０［Ｃ］−８０［Ｍｎ］−２０［Ｃｕ］−１５［Ｃｒ］−５５［Ｎｉ］−８０［Ｍｏ］＋０．３５（ｔ−８） …（４）

上記の様にして得られた各鋼板を用いて、下記の方法によって低温継手靭性（ＨＡＺ靭性）を測定すると共に、ＳＲ処理前・後の引張強度ＴＳを下記の方法によって測定し、ＳＲ処理前・後の強度低下量（ΔＴＳ）を測定した。

［低温継手靭性（ＨＡＺ靭性）］
ＳＲ処理後の各鋼板に対して、５０ｋＪ／ｃｍの溶接入熱量で被覆アーク溶接による多層肉盛り溶接を実施し、各鋼板のｔ（ｔ：板厚）／４部位（ＨＡＺの幅中央）から、溶接線方向に対して直角の方向にＡＳＴＭ Ａ３７０−０５の試験片を採取し、ＨＡＺ靭性を評価した。ＡＳＴＭ Ａ３７０−０５に準拠して、−４６℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ_-46）を測定した。このとき各鋼板について、３本の試験片について吸収エネルギー（ｖＥ_-46）を測定し、その平均値を求めた。そしてｖＥ_-46の平均値が５５Ｊ以上のものをＨＡＺ靭性に優れると評価した。

［引張試験］
ＳＲ処理前・後の各鋼板のｔ（ｔ：板厚）／４部位から、圧延方向に対して直角の方向にＡＳＴＭ Ａ３７０−０５（０．５００−ｉｎ．Ｒｏｕｎｄ Ｓｐａｃｉｍｅｎ）試験片を採取して、ＡＳＴＭ Ａ３７０−０５の要領で引張試験を行ない、引張強度（ＴＳ）を測定した。そして、ＳＲ処理前・後の引張強度の差によって強度低下量（変化量：ΔＴＳ）を測定し、このΔＴＳが３０ＭＰａ未満で、ＳＲ処理後の引張強度ＴＳが５５０ＭＰａ以上のものを耐ＳＲ特性が良好と判定した。

これらの測定結果［ＳＲ処理後の引張強度ＴＳ（ＳＲ後ＴＳ）、強度低下量ΔＴＳ、ＨＡＺ靭性（ｖＥ_-46）］を、各鋼板の板厚と共に、下記表２に示す。

これらの結果から次のように考察できる（尚、下記Ｎｏ．は、表２の実験Ｎｏ．を示す）。Ｎｏ．８〜１８は、本発明で規定する要件を［化学成分、（１）式および（２）式］を満足するものであり、過酷なＳＲ処理後であっても強度低下量ΔＴＳを小さくして所定の引張強度ＴＳを確保できると共に、低温継手靭性（ＨＡＺ靭性）も良好である。

これに対し、Ｎｏ．１〜７のものでは、本発明で規定するいずれかの要件を満足しないものであり、いずれかの特性が劣化している。具体的には、Ｎｏ．１，２，４〜７のものでは、ＣＰ値が本発明で規定する範囲に満たないものであり、それによって強度低下量ΔＴＳが大きくなって、ＳＲ処理後の引張強度ＴＳが低下している。

Ｎｏ．３のものでは、ＣＰ値は本発明で規定する範囲を満足するものであり、強度低下量ΔＴＳは小さいが、炭素当量Ｃｅｑが本発明で規定する範囲を超えており、ＨＡＺ靭性が劣化したものとなっている。

これらのデータに基づいて、ＣＰ値と強度低下量ΔＴＳの関係を図１に、炭素当量ＣｅｑとＨＡＺ靭性（ｖＥ_-46）の関係を図２に示す。これらの結果から、強度低下量ΔＴＳを少なくするためには、ＣＰ値を５．４０（％）以上にすること、良好なＨＡＺ靭性を確保するためには、炭素当量を０．４５（％）以下にすることが重要であることが分かる。

ＣＰ値と強度低下量ΔＴＳの関係を示すグラフである。 炭素当量ＣｅｑとＨＡＺ靭性（ｖＥ_-46）の関係を示すグラフである。

Claims (4)

1. Ｃ：０．１０〜０．１６％（質量％の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．３〜１．９％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、Ｖ：０．００５〜０．０６％およびＭｏ：０．０３〜０．１０％を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記（１）式で規定されるＣＰ値が５．４０％以上であると共に、下記（２）式で規定される炭素当量Ｃｅｑが０．４５％以下であることを特徴とする応力除去焼鈍後の強度低下が少なく且つ低温継手靭性に優れた高強度鋼板。
   ＣＰ値＝１２５［Ｔｉ］＋１１１［Ｎｂ］＋６０［Ｖ］＋１５［Ｍｏ］ …（１）
   但し、［Ｔｉ］，［Ｎｂ］，［Ｖ］および［Ｍｏ］は、夫々Ｔｉ，Ｎｂ，ＶおよびＭｏの含有量（質量％）を示す。
   Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋（［Ｃｕ］＋
   ［Ｎｉ］）／１５ …（２）
   但し、［Ｃ］，［Ｍｎ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｖ］，［Ｃｕ］および［Ｎｉ］は、夫々Ｃ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，ＣｕおよびＮｉの含有量（質量％）を示す。
2. 更に他の元素として、Ｃｒ：０．３０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１に記載の高強度鋼板。
3. 更に他の元素として、Ｃｕ：０．５０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：０．５０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１または２に記載の高強度鋼板。
4. 更に他の元素として、Ｃａ：０．００４０％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高強度鋼板。

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