JP4637516B2 - 溶接継手部の低温靭性に優れた鋼板 - Google Patents
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Description
本発明は溶接継手部（大入熱溶接時の溶接線近傍、小入熱溶接時の二相域加熱部など）の低温靭性に優れた鋼板（特に厚板）に関するものである。
現在、種々の分野で低温靭性に優れた鋼板が求められている。例えば、液体プロパンガス（ＬＰＧ）や液化アンモニウムを貯蔵する低温用タンクなどでは、ガスの液化のために−６０℃程度の低温で使用される為、このような低温でも靭性が良好であることが要求される。特に溶接継手部は溶接熱によるミクロ組織変化によって靭性が劣化しやすいため、溶接継手部の低温靭性に優れた鋼板が強く求められている。
例えば、鋼板の化学成分を調整することによって溶接継手部の低温靭性を改善することが行われている（特許文献１など）。すなわち特許文献１では、溶接継手部に島状マルテンサイトが生成すると、この島状マルテンサイトはＣが非常に濃縮した硬質相であるために破壊の起点となることに着目し、該島状マルテンサイトを低減する目的で鋼材（母材）のＣ量を低減することを提案している。しかし、化学成分の調整による低温靭性効果を超えた、さらなる低温靭性の改善が求められる。例えば、溶接時に約１４００℃までの高温にまで加熱される領域［大入熱溶接時の熱影響部（以下、ＨＡＺと称する場合がある）など］では、結晶粒が粗大化して低温靭性が劣化してしまうため、さらなる低温靭性の改善が求められる。
そこで特許文献２では、析出物（ＴｉＮなど）を微細分散させることによってＨＡＺでの結晶粒の粗大化を抑制している。しかし、大入熱溶接を行う場合、前記ＨＡＺ部よりも高温（１４００℃以上）となる領域（例えば、大入熱溶接時の溶接線近傍など）がある。また小入熱溶接を行う場合、大入熱溶接ＨＡＺ部よりも低温の熱履歴を受ける領域［例えば、小入熱溶接時の溶接線近傍。この領域では、Ａｃ1点とＡｃ3点の間の二相域に加熱される（以下、二相域加熱部と称する場合がある）］もある。大入熱溶接での溶接線近傍では、ＴｉＮなどの析出物が固溶するため、結晶粒粗大化の抑制効果を期待することができない。また二相域加熱部では、フェライトとオーステナイトの平衡状態となり、このフェライトからＣがオーステナイト中に移行してオーステナイトにＣが濃縮していき、結果的に島状マルテンサイトが生成してしまう（このような現象は、二相域脆化と称される）。微細析出物は、二相域脆化の防止効果も薄い。
特開昭５４−１９４１２号公報
特開平９−１６５６５６号公報
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、溶接継手部（大入熱溶接時の溶接線近傍、小入熱溶接時の二相域加熱部など）の低温靭性に優れた鋼板を提供することにある。
本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、脆化の原因となる島状マルテンサイトは、鋼材（母材）のあらゆる部分から均一に生成するのではなく、Ｃのミクロ偏析部から生成していることに着目し、このミクロ偏析部の組織を積極的に制御すれば島状マルテンサイトの生成をより高度に抑制することができ、溶接継手部の低温靭性をさらに改善できることを見出し、本発明を完成した。
すなわち、本発明に係る溶接継手部の低温靭性に優れた鋼板は、Ｃ：０．００５〜０．１０％（質量％の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．７％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．５〜２％、Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、及びＮ：０．００１〜０．０１％、を含有し、
ミクロ組織は、フェライトと該フェライト以外の他の組織とから構成されており、
該他の組織中の平均炭素濃度は、鋼板全体における炭素濃度に対して、４倍以下になっている点に要旨を有するものである。
ミクロ組織は、フェライトと該フェライト以外の他の組織とから構成されており、
該他の組織中の平均炭素濃度は、鋼板全体における炭素濃度に対して、４倍以下になっている点に要旨を有するものである。
前記鋼板は、さらにＺｒ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）などを含有していてもよい。
本発明の鋼板は、所定の化学成分となっているだけでなく、フェライト以外の他の組織中の平均炭素濃度が、鋼板全体における炭素濃度に対して、４倍以下になっているため、溶接継手部の低温靭性に優れている。
本発明の鋼板は、ミクロ組織が、フェライトと該フェライト以外の他の組織（以下、第二相と称する）とから構成されている。第二相としては、例えば、ベイナイト、パーライト、島状マルテンサイトなどが挙げられる。なお第二相は一つの組織であってもよいが、複数の組織で構成されていてもよい。通常は、パーライトである。
そして本発明の鋼板では、前記第二相中の平均炭素濃度（第二相が複数の組織で構成されている場合には、加重平均を意味する）が、鋼板全体（母材）における炭素濃度に対して、極めて低く抑えられている。第二相は、溶接時に実質的に最も島状マルテンサイトを生成させ易いＣのミクロ偏析部を含んでおり、この第二相の平均炭素濃度を極めて低く抑えることによって、島状マルテンサイトの生成を極めて高度に抑制することができる。そのため溶接継手部（大入熱溶接時の溶接線近傍、小入熱溶接時の二相域加熱部など）における低温靭性が良好となる。具体的には第二相中の平均炭素濃度は、鋼板全体（母材）における炭素濃度に対して、４倍以下、好ましくは３．５倍以下、さらに好ましくは３．０倍以下、特に２．５倍以下である。なお前記平均炭素濃度の下限は特に制限されないが、通常、０．５倍以上（例えば１．０倍以上、特に１．５倍以上）程度である。
第２相の面積率は、例えば、１〜３０％程度、好ましくは５〜２０％程度、さらに好ましくは７〜１５％程度である。
なお本発明の鋼板は、Ｃ：０．００５〜０．１０％（質量％の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．７％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．５〜２％、、Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、及びＮ：０．００１〜０．０１％を含有している。
各成分の限定理由は、以下の通りである。
Ｃ：
Ｃは島状マルテンサイトの生成原因となって溶接継手部の低温靭性を劣化させる。従ってＣは、０．１０％以下、好ましくは０．０９％以下、さらに好ましくは０．０８％以下とする。しかしＣが少なすぎると、鋼板の強度が低下し過ぎる。従ってＣは、０．００５％以上、好ましくは０．０１％以上、さらに好ましくは０．０３％以上とする。
Ｃは島状マルテンサイトの生成原因となって溶接継手部の低温靭性を劣化させる。従ってＣは、０．１０％以下、好ましくは０．０９％以下、さらに好ましくは０．０８％以下とする。しかしＣが少なすぎると、鋼板の強度が低下し過ぎる。従ってＣは、０．００５％以上、好ましくは０．０１％以上、さらに好ましくは０．０３％以上とする。
Ｓｉ：
Ｓｉも過剰になると島状マルテンサイトを増加させて、溶接継手部の低温靱性を劣化させる。従ってＳｉは、０．７％以下、好ましくは０．５％以下、さらに好ましくは０．３％以下、特に０．２４％以下にする。なおＳｉは溶鋼の脱酸に使用されるため、必ず鋼中に残存する。また鋼板の強度向上にも有効である。Ｓｉは、０．０１％以上、好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１５％以上であってもよい。
Ｓｉも過剰になると島状マルテンサイトを増加させて、溶接継手部の低温靱性を劣化させる。従ってＳｉは、０．７％以下、好ましくは０．５％以下、さらに好ましくは０．３％以下、特に０．２４％以下にする。なおＳｉは溶鋼の脱酸に使用されるため、必ず鋼中に残存する。また鋼板の強度向上にも有効である。Ｓｉは、０．０１％以上、好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１５％以上であってもよい。
Ｍｎ：
Ｍｎは焼入性を高め、鋼板の強度を高めるのに有効である。従ってＭｎは、０．５％以上、好ましくは０．７％以上、さらに好ましくは１．０％以上とする。しかしＭｎが過剰になると、島状マルテンサイトを増加させて、溶接継手部の低温靱性を劣化させる。従ってＭｎは、２％以下、好ましくは１．８％以下、さらに好ましくは１．６％以下とする。
Ｍｎは焼入性を高め、鋼板の強度を高めるのに有効である。従ってＭｎは、０．５％以上、好ましくは０．７％以上、さらに好ましくは１．０％以上とする。しかしＭｎが過剰になると、島状マルテンサイトを増加させて、溶接継手部の低温靱性を劣化させる。従ってＭｎは、２％以下、好ましくは１．８％以下、さらに好ましくは１．６％以下とする。
Ａｌ：
Ａｌが過剰になると、母材の靭性が劣化する。従ってＡｌは、０．１％以下、好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０６％以下とする。一方、Ａｌは脱酸剤として使用されることが多いため、溶鋼の調整過程で必ず混入してくる元素である。またＡｌは、ＡｌＮ系析出物を形成するため、大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を向上させるのに有効である。ＡｌによるＨＡＺ靭性向上効果を有効に発揮させる場合、Ａｌは、例えば、０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上とすることが推奨される。
Ａｌが過剰になると、母材の靭性が劣化する。従ってＡｌは、０．１％以下、好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０６％以下とする。一方、Ａｌは脱酸剤として使用されることが多いため、溶鋼の調整過程で必ず混入してくる元素である。またＡｌは、ＡｌＮ系析出物を形成するため、大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を向上させるのに有効である。ＡｌによるＨＡＺ靭性向上効果を有効に発揮させる場合、Ａｌは、例えば、０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上とすることが推奨される。
Ｔｉ：
Ｔｉは、ＴｉＮ系析出物を形成し、大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を向上させるのに有効である。従ってＴｉは、０．００５％以上、好ましくは０．００７％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上とする。しかしＴｉが過剰になると母材の靭性が劣化する。従ってＴｉは、０．０３％以下、好ましくは０．０２５％以下、さらに好ましくは０．０２０％以下とする。
Ｔｉは、ＴｉＮ系析出物を形成し、大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を向上させるのに有効である。従ってＴｉは、０．００５％以上、好ましくは０．００７％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上とする。しかしＴｉが過剰になると母材の靭性が劣化する。従ってＴｉは、０．０３％以下、好ましくは０．０２５％以下、さらに好ましくは０．０２０％以下とする。
Ｎ：
Ｎは、ＴｉやＡｌなどの元素と窒化物を形成して大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を向上させるのに有効である。従ってＮは、０．００１％以上、好ましくは０．００２％以上、さらに好ましくは０．００３％以上とする。一方、Ｎが過剰になると、母材の靭性を劣化させる。従ってＮは、０．０１％以下、好ましくは０．００８％以下、さらに好ましくは０．００６％以下とする。
Ｎは、ＴｉやＡｌなどの元素と窒化物を形成して大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を向上させるのに有効である。従ってＮは、０．００１％以上、好ましくは０．００２％以上、さらに好ましくは０．００３％以上とする。一方、Ｎが過剰になると、母材の靭性を劣化させる。従ってＮは、０．０１％以下、好ましくは０．００８％以下、さらに好ましくは０．００６％以下とする。
本発明の鋼板は、必要に応じて前記必須元素以外に追加の他の元素、例えば、析出物形成元素［Ｚｒ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、及びＲＥＭ：０．０１％以下（０％を含まない）など］、靭性向上元素［Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）など］、強度向上元素［Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）など］などを含有していてもよい。
析出物形成元素：Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭなど
Ｚｒは、前記Ｔｉと同様に窒化物を形成し、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上させるのに有効である。Ｚｒの添加量の下限は特に限定されないが、前記作用効果を積極的に期待する場合には、例えば、０．０００３％以上、好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上とすることが推奨される。一方、Ｚｒが過剰になると清浄度の低下を招く。従ってＺｒは、０．０５％以下、好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００３％以下とする。
Ｚｒは、前記Ｔｉと同様に窒化物を形成し、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上させるのに有効である。Ｚｒの添加量の下限は特に限定されないが、前記作用効果を積極的に期待する場合には、例えば、０．０００３％以上、好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上とすることが推奨される。一方、Ｚｒが過剰になると清浄度の低下を招く。従ってＺｒは、０．０５％以下、好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００３％以下とする。
Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭ（希土類元素）は、酸化物、硫化物、酸硫化物などを形成してＨＡＺの結晶粒の粗大化を防止するのに有効である。また母材の異方性を軽減するのにも有効である。Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭの添加量の下限は特に限定されないが、前記作用効果を積極的に期待する場合には、Ｃａは０．０００５％以上（好ましくは０．００１０％以上）、Ｍｇは０．０００５％以上（好ましくは０．００１０％以上）、ＲＥＭは０．０００５％以上（好ましくは０．００１０％以上）とすることが推奨される。一方、これらＣａ、Ｍｇ、及びＲＥＭが過剰となると清浄度が低下する。従って、Ｃａは０．００５％以下（好ましくは０．００３％以下）、Ｍｇは０．００５％以下（好ましくは０．００３％以下）、ＲＥＭは０．０１％以下（好ましくは０．００５％以下、特に０．００３％以下）とする。
上記析出物形成元素は、単独で添加してもよく、複数組み合わせて添加してもよい。
靭性向上元素：Ｂ、Ｎｉなど
Ｂは、ＢＮを生成することによってＨＡＺ靭性に有害な固溶Ｎを固定し、粒界フェライトの生成を抑制する作用を有する。Ｂの添加量の下限は特に限定されないが、前記作用効果を積極的に期待する場合には、例えば、０．０００３％以上、好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上とすることが推奨される。一方、Ｂが過剰になると大入熱溶接ＨＡＺ靭性が劣化する。従ってＢは、０．００５％以下、好ましくは０．００４％以下、さらに好ましくは０．００３％以下とする。
Ｂは、ＢＮを生成することによってＨＡＺ靭性に有害な固溶Ｎを固定し、粒界フェライトの生成を抑制する作用を有する。Ｂの添加量の下限は特に限定されないが、前記作用効果を積極的に期待する場合には、例えば、０．０００３％以上、好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上とすることが推奨される。一方、Ｂが過剰になると大入熱溶接ＨＡＺ靭性が劣化する。従ってＢは、０．００５％以下、好ましくは０．００４％以下、さらに好ましくは０．００３％以下とする。
Ｎｉは靭性を向上させるのに有効である。Ｎｉの添加量の下限は特に限定されないが、前記作用効果を積極的に期待する場合には、例えば、０．０１％以上、好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１％以上とすることが推奨される。一方、Ｎｉが過剰になるとスケール疵が発生し易くなる。従ってＮｉは、０．５％以下、好ましくは０．４％以下とする。
上記靭性向上元素は、単独で添加してもよく、複数組み合わせて添加してもよい。
強度向上元素：Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂなど
Ｃｕは、固溶強化及び析出強化による強度上昇に有効な元素である。Ｃｕの添加量の下限は特に限定されないが、前記作用効果を積極的に期待する場合には、例えば、０．０１％以上、好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１０％以上とする。一方、Ｃｕが過剰になると熱間加工性が劣化し、鋼板表面に割れが入りやすくなる。従ってＣｕは、０．５％以下、好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．３％以下とする。
Ｃｕは、固溶強化及び析出強化による強度上昇に有効な元素である。Ｃｕの添加量の下限は特に限定されないが、前記作用効果を積極的に期待する場合には、例えば、０．０１％以上、好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１０％以上とする。一方、Ｃｕが過剰になると熱間加工性が劣化し、鋼板表面に割れが入りやすくなる。従ってＣｕは、０．５％以下、好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．３％以下とする。
ＣｒとＭｏは、いずれも母材の強度を上昇させる上で有効である。ＣｒとＭｏの添加量の下限は特に限定されないが、前記作用効果を積極的に期待する場合には、Ｃｒは、例えば０．０５％以上（好ましくは０．１０％以上）、Ｍｏは、例えば０．０１％以上（好ましくは０．０５％以上）とすることが推奨される。一方、ＣｒやＭｏが過剰になると、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を劣化させ易くなる。従ってＣｒは０．５％以下（好ましくは０．３％以下）、Ｍｏは０．５％以下（好ましくは０．３％以下）とする。
ＶとＮｂはいずれも析出強化によって強度を上昇させる元素である。ＶとＮｂの添加量の下限は特に限定されないが、前記作用効果を積極的に期待する場合には、Ｖは、例えば０．００５％以上（好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０２％以上）、Ｎｂは、例えば、０．００１％以上（好ましくは０．００５％以上）とすることが推奨される。一方、ＶやＮｂが過剰になると、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を劣化させ易くなる。従って、Ｖは０．１％以下（好ましくは０．０７％以下、さらに好ましくは０．０５％以下）、Ｎｂは０．０５％以下（好ましくは０．０３５％以下、さらに好ましくは０．０２％以下）とする。
上記強度向上元素は、単独で添加してもよく、複数組み合わせて添加してもよい。
残部はＦｅ及び不可避不純物であってもよい。なお不可避不純物としては、例えば、ＰやＳなどが挙げられる。これらＰやＳは、積極的に低減してもよい。例えば、Ｐは０．０２％以下（０％を含まない）としてもよい。Ｐが過剰になると溶接性が劣化する。好ましくはＰは、０．０１５％以下、特に０．０１３％以下とする。なおＰは、０．００１％以上（特に０．００５％以上）程度であってもよい。
またＳは、０．０１％以下（０％を含まない）としてもよい。Ｓが過剰になると、硫化物系介在物が増大し、鋼板の耐水素誘起割れが生じやすくなる。好ましくはＳは、０．００７％以下、特に０．００５％以下とする。なおＳは、０．０００１％以上（特に０．０００５％以上）程度であってもよい。
本発明は、いわゆる厚板に有利に適用できる。板厚は、例えば、７ｍｍ以上（好ましくは１０ｍｍ以上）程度である。なお板厚の上限は特に限定されないが、通常、５０ｍｍ以下（特に３０ｍｍ以下）程度である。
本発明の鋼板は、引張強度に優れているほど好ましく、例えば、３５０ＭＰａ以上程度（好ましくは４００ＭＰａ以上程度）である。なお引張強度の上限は特に限定されないが、通常、６５０ＭＰａ以下（特に６１０ＭＰａ以下）程度である。
本発明の鋼板は、所定成分に調整された鋼片を温度９００〜１２００℃程度に加熱し、熱間圧延（圧延仕上温度７００〜８１０℃）した後、通常よりも極めて急速に冷却することによって製造できる。急速に冷却すれば、圧延後に第二相へＣが濃縮されるのを防止できる。
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勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
なお下記実験例で得られた鋼板の評価は、以下のようにした。
［第二相のＣ濃度］
深さｔ／４位置（ｔは鋼板の厚さ）における圧延方向に平行な断面を切り出し、研磨した。この断面を、Ｘ線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ；日本電子製「ＪＣＭＡ−７３３」）で分析（加速電圧：１５ｋＶ、倍率：１０００倍、視野数：１０）することによって、第二相中のＣ濃度（質量％）を求めた。
深さｔ／４位置（ｔは鋼板の厚さ）における圧延方向に平行な断面を切り出し、研磨した。この断面を、Ｘ線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ；日本電子製「ＪＣＭＡ−７３３」）で分析（加速電圧：１５ｋＶ、倍率：１０００倍、視野数：１０）することによって、第二相中のＣ濃度（質量％）を求めた。
［大入熱溶接時の溶接線近傍の低温継手靭性］
加熱温度：１４００℃、８００〜５００℃の冷却時間（Ｔｃ）：１００秒の熱サイクルで鋼板を処理し、温度−６０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（Ｖノッチ）を測定した。なお前記熱サイクルは、溶接入熱８ｋＪ／ｍｍのＦＡＢ溶接（なおＦＡＢは株式会社神戸製鋼所の登録商標）の溶接線近傍における熱サイクルを想定したものである。
加熱温度：１４００℃、８００〜５００℃の冷却時間（Ｔｃ）：１００秒の熱サイクルで鋼板を処理し、温度−６０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（Ｖノッチ）を測定した。なお前記熱サイクルは、溶接入熱８ｋＪ／ｍｍのＦＡＢ溶接（なおＦＡＢは株式会社神戸製鋼所の登録商標）の溶接線近傍における熱サイクルを想定したものである。
［小入熱溶接時の二相域加熱部の低温継手靭性］
加熱温度：１４００℃、８００〜５００℃の冷却時間（Ｔｃ）：１５秒の熱サイクルで鋼板を処理した後、加熱温度：８００℃、８００〜５００℃の冷却時間（Ｔｃ）：１５秒の熱サイクルで鋼板を処理した。次いで温度−６０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（Ｖノッチ）を測定した。なお前記熱サイクルは、溶接入熱２ｋＪ／ｍｍのＣＯ2溶接において最も脆化すると考えられる溶接線近傍での二相域加熱部を想定したものである。当該二相域加熱部では、前記のような二重熱サイクルが加えられやすい。
加熱温度：１４００℃、８００〜５００℃の冷却時間（Ｔｃ）：１５秒の熱サイクルで鋼板を処理した後、加熱温度：８００℃、８００〜５００℃の冷却時間（Ｔｃ）：１５秒の熱サイクルで鋼板を処理した。次いで温度−６０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（Ｖノッチ）を測定した。なお前記熱サイクルは、溶接入熱２ｋＪ／ｍｍのＣＯ2溶接において最も脆化すると考えられる溶接線近傍での二相域加熱部を想定したものである。当該二相域加熱部では、前記のような二重熱サイクルが加えられやすい。
実験例１
Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：０．１５％、Ｍｎ：１．５０％、Ｐ：０．００９％、Ｓ：０．００２％、Ａｌ：０．０３８％、Ｔｉ：０．０１４％、Ｎ：０．００４６％を含有する鋼片（鋼種記号Ａ；残部はＦｅ及び不可避不純物）を、下記表１に示す種々の条件で所定の板厚まで圧延した。
Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：０．１５％、Ｍｎ：１．５０％、Ｐ：０．００９％、Ｓ：０．００２％、Ａｌ：０．０３８％、Ｔｉ：０．０１４％、Ｎ：０．００４６％を含有する鋼片（鋼種記号Ａ；残部はＦｅ及び不可避不純物）を、下記表１に示す種々の条件で所定の板厚まで圧延した。
得られた鋼板の評価結果を下記表１に示す。
表１から明らかなように、Ｎｏ．７の例では、第二相中のＣ濃度が高すぎるため、大入熱溶接時の溶接線近傍での低温継手靭性に劣る。これに対してＮｏ．１〜６の例では、第二相中のＣ濃度が適切なため、大入熱溶接時の溶接線近傍での低温継手靭性に優れる。
実験例２
実験例１と同様の成分の鋼材（鋼種Ａ）及び下記表２に示す成分の鋼材を溶製し、下記表３に示す種々の条件で所定の板厚まで圧延した。
実験例１と同様の成分の鋼材（鋼種Ａ）及び下記表２に示す成分の鋼材を溶製し、下記表３に示す種々の条件で所定の板厚まで圧延した。
得られた鋼板の評価結果を下記表３に示す。
表２及び表３から明らかなように、Ｎｏ．１７〜２１の例では、第二相中のＣ濃度が高すぎるため、大入熱溶接時の溶接線近傍での低温靭性に劣り、また小入熱溶接時の二相域加熱部の低温靭性にも劣る。これに対して、Ｎｏ．８〜１６の例では、第二相中のＣ濃度が適切なため、大入熱溶接時及の溶接線近傍及び小入熱溶接時の二相域加熱部での低温靭性に優れる。
本発明の鋼板は溶接継手部（大入熱溶接時の溶接線近傍、小入熱溶接時の二相域加熱部など）の低温靭性に優れている。そのため、低温靭性が要求される種々の鋼板、例えば、液体プロパンガス（ＬＰＧ）や液化アンモニウムを貯蔵する低温用タンクに使用される鋼板などに有利に利用できる。
Claims (4)
- Ｃ ：０．００５〜０．１０％（質量％の意味。以下同じ）、
Ｓｉ：０．２４％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．５〜２％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、及び
Ｎ ：０．００１〜０．０１％、
を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物であり、
ミクロ組織は、フェライトと該フェライト以外の他の組織とから構成されており、
該他の組織中の平均炭素濃度は、鋼板全体における炭素濃度に対して、４倍以下になっていることを特徴とする溶接継手部の低温靭性に優れた鋼板。 - さらにＺｒ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、及びＲＥＭ：０．０１％以下（０％を含まない）から選択される少なくとも１種を含有する請求項１に記載の鋼板。
- さらにＢ：０．０００５〜０．００５％、及びＮｉ：０．５％以下（０％を含まない）から選択される少なくとも１種を含有する請求項１又は２に記載の鋼板。
- さらにＣｕ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）、及びＮｂ：０．０５％以下（０％を含まない）から選択される少なくとも１種を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の鋼板。
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