JP2002003987A

JP2002003987A - 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

Info

Publication number: JP2002003987A
Application number: JP2000191513A
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: 2000-06-26
Filing date: 2000-06-26
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
スを混載する各種タンク用鋼などとして、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
混合相を一定量含み、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４以上であ
って、引張試験において降伏点が出ないこと、また、こ
れを実現するために、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｂ、
Ｔｉ、Ａｌ、を含み、必要に応じＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍ
ｏ等を含有し、かつ、Ｐ_CMが０．２５％以下の鋳片また
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、６
８０℃以上の温度からの冷却を制御する。

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およ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、両立がきわめて困難であった。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、優れた溶接
性、低温靭性と同時に高強度で低降伏比を図るために、
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−Ａｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ
ｓ）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こととし、これを実現する
ために鋼成分や製造条件を限定することを特徴とする。

【０００７】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。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明の基本的な考え方
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−Ａｃｏ
ｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ）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。

【０００９】本発明の要旨は、以下に示す通りである。

【００１０】（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−Ａｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ
ｓ）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４以上であって、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Ｐ_CM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ
／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂが０．２５％以下、残部が鉄および不可避的不純物から
なることを特徴とする上記（１）記載の溶接性と低温靭
性に優れた低降伏比高張力鋼。

【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）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）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。

【００１４】（５）上記（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−Ａｃ
ｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ）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４以上であっ
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の製造方
法。

【００１５】

【発明の実施の形態】本発明が、請求項の通りに鋼組
織、鋼組成および製造方法を限定した理由について説明
する。

【００１６】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。

【００１７】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。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）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−Ａｃｏｎｓ
ｔｉｔｕｅｎｔｓ）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。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−Ａ
ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ）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４以上に限定した。これ
らの数値は発明者らの実験事実に基づくものである。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−Ａｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ）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。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−Ａｃｏ
ｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ）は、同一のサイズ（円相当直
径）であれば、塊状よりもアスペクト比が大きい状態で
存在する方が低温靭性上有利で、究極的には、厚みのほ
とんどないフィルム状が最も好ましいが、実質的には、
アスペクト比が４以上であれば低温靭性上の劣化は少な
い。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−Ａｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ
ｓ）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（Ｊｏｕｒｎａｌｏｆ
Ｍｅｔａｌｓ、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。

【００１８】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。

【００１９】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。

【００２０】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。

【００２１】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。

【００２２】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。

【００２３】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。

【００２４】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。

【００２５】Ｔｉは母材および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
ＴｉＣ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。

【００２６】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。

【００２７】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、溶接性にきわめて有害であり、本発明鋼においては
その上限は０．００５％である。

【００２８】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。

【００２９】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。

【００３０】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。

【００３１】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。

【００３２】Ｃｒ、Ｍｏは、母材の強度、靭性をともに
向上させるため、それぞれ０．０５％以上必要である。
しかし添加量が多すぎると母材、溶接部の靭性および溶
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それぞれ上限を０．５％とした。

【００３３】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。

【００３４】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、母材および溶接熱
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。

【００３５】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。

【００３６】さらに、Ｃａおよび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、ＳＯ
ＨＩＣ）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、Ｓ
ＯＨＩＣ）感受性を高めるため、添加量の上限は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種を上記範囲で添加すればよ
い。

【００３７】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、Ｐ
_CMの値を０．２５％以下に限定する。下記式により規定
される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。Ｐ_CM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ
／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ

【００３８】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きわめて有効である。
以下、その理由について説明する。

【００３９】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。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。

【００４０】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。

【００４１】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。組織を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。

【００４２】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。

【００４３】

【実施例】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）、靭性および溶接性（斜めｙ形溶接割れ試
験）を調査した。

【００４４】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。

【００４５】

【表１】

【００４６】

【表２】

【００４７】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。

【００４８】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って強度が低めで、かつ塊状
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）比率が
高いこともあって靭性にも劣る。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−Ａｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ）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、粗大であったり塊状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−Ａ
ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ）が多く、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−Ａｃｏｎｓ
ｔｉｔｕｅｎｔｓ）分率が高く、また、その粗大なもの
や塊状の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。

【００４９】

【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 AA00 AA01 AA02 AA04 AA05 AA08 AA11 AA14 AA16 AA19 AA21 AA22 AA23 AA27 AA29 AA31 AA35 AA36 AA40 BA01 CA02 CA03 CC02 CC03 CD05

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４以上であって、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Ｐ_CM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ
／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂが０．２５％以下、残部が鉄およ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。
【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：０．００
０２〜０．００５％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４以上であって、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の製造方法。