JPH06240406A - 高強度高靭性鋼板 - Google Patents
高強度高靭性鋼板Info
- Publication number
- JPH06240406A JPH06240406A JP4858993A JP4858993A JPH06240406A JP H06240406 A JPH06240406 A JP H06240406A JP 4858993 A JP4858993 A JP 4858993A JP 4858993 A JP4858993 A JP 4858993A JP H06240406 A JPH06240406 A JP H06240406A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- toughness
- content
- thickness
- inclusions
- steel sheet
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 54
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 54
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims abstract description 14
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims abstract description 14
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 229910001568 polygonal ferrite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims abstract description 6
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 5
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 claims description 8
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 238000005204 segregation Methods 0.000 abstract description 14
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 abstract description 11
- 239000000203 mixture Substances 0.000 abstract description 3
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 abstract 2
- 238000000034 method Methods 0.000 abstract 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 23
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 18
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 16
- PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N aluminium oxide Inorganic materials [O-2].[O-2].[O-2].[Al+3].[Al+3] PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 11
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 8
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 6
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 5
- 229910018072 Al 2 O 3 Inorganic materials 0.000 description 3
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 3
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 3
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 2
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 2
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 2
- 239000000463 material Substances 0.000 description 2
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 2
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 2
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 2
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 1
- 239000011324 bead Substances 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 230000001627 detrimental effect Effects 0.000 description 1
- 238000004453 electron probe microanalysis Methods 0.000 description 1
- 238000005530 etching Methods 0.000 description 1
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 1
- 230000003311 flocculating effect Effects 0.000 description 1
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 1
- 230000000977 initiatory effect Effects 0.000 description 1
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 1
- 238000004445 quantitative analysis Methods 0.000 description 1
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 1
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 1
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【構成】Ｃ ０.０１〜０.０６ｗｔ％、Ｓｉ ０.０１
〜０.５０ｗｔ％、Ｍｎ ０.５〜２.０ｗｔ％、Ｐ ≦
０.０１５ｗｔ％、Ｓ ≦ ０.００５ｗｔ％、Ａｌ
０.０１〜０.０５ｗｔ％、Ｃｕ ０.６〜２.０ｗｔ％、
Ｎｉ ０.３〜３.５ｗｔ％、Ｎｂ ０.０２〜０.０５ｗ
ｔ％、Ｔｉ ０.００５〜０.０２ｗｔ％、Ｎ ０.００
３〜０.００８ｗｔ％、Ｃａ ０.０００５〜０.００３
０ｗｔ％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からな
り、粒径２０μｍ以下のアシキュラーフェライト、また
は、ポリゴナルフェライトを合計４０％以上含有されて
いる鋼板。 【効果】高強度と高靭性を有すると共に、優れた溶接熱
影響部の靭性（ＣＴＯＤ特性）を得ることが可能とな
る。
〜０.５０ｗｔ％、Ｍｎ ０.５〜２.０ｗｔ％、Ｐ ≦
０.０１５ｗｔ％、Ｓ ≦ ０.００５ｗｔ％、Ａｌ
０.０１〜０.０５ｗｔ％、Ｃｕ ０.６〜２.０ｗｔ％、
Ｎｉ ０.３〜３.５ｗｔ％、Ｎｂ ０.０２〜０.０５ｗ
ｔ％、Ｔｉ ０.００５〜０.０２ｗｔ％、Ｎ ０.００
３〜０.００８ｗｔ％、Ｃａ ０.０００５〜０.００３
０ｗｔ％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からな
り、粒径２０μｍ以下のアシキュラーフェライト、また
は、ポリゴナルフェライトを合計４０％以上含有されて
いる鋼板。 【効果】高強度と高靭性を有すると共に、優れた溶接熱
影響部の靭性（ＣＴＯＤ特性）を得ることが可能とな
る。
Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は高強度高靭性鋼板に関
し、さらに詳しくは、低温で使用される船舶、海洋構造
物、ラインパイプ、低温用タンクまたは橋梁等の溶接構
造物に使用され、溶接性および溶接熱影響部の靭性（Ｃ
ＴＯＤ特性）の優れた高強度高靭性鋼板に関するもので
ある。
し、さらに詳しくは、低温で使用される船舶、海洋構造
物、ラインパイプ、低温用タンクまたは橋梁等の溶接構
造物に使用され、溶接性および溶接熱影響部の靭性（Ｃ
ＴＯＤ特性）の優れた高強度高靭性鋼板に関するもので
ある。
【０００２】
【従来技術】従来より、高強度であり、かつ、溶接性に
優れている鋼板としては、Ｃｕ析出強化型高張力鋼板が
よく知られている。例えば、米国特許第３６９２５１４
号明細書に具体的に説明されており、さらに、ＡＳＴＭ
規格Ａ７１０において規定されている。
優れている鋼板としては、Ｃｕ析出強化型高張力鋼板が
よく知られている。例えば、米国特許第３６９２５１４
号明細書に具体的に説明されており、さらに、ＡＳＴＭ
規格Ａ７１０において規定されている。
【０００３】しかしながら、最近になって構造物が大型
化し、さらに、使用環境が苛酷になってきているのに伴
い、使用される鋼材に対して要求される特性は極めて厳
しくなってきている。特に、構造物の安全性確保のため
に、良好な母材靭性を有すると共に、最も脆化の激しい
溶接継手部に高靭性が要求されている。
化し、さらに、使用環境が苛酷になってきているのに伴
い、使用される鋼材に対して要求される特性は極めて厳
しくなってきている。特に、構造物の安全性確保のため
に、良好な母材靭性を有すると共に、最も脆化の激しい
溶接継手部に高靭性が要求されている。
【０００４】そして、破壊靭性評価の定量的な方法とし
て溶接熱影響部の靭性（ＣＴＯＤ特性）試験があり、安
全を重要視する構造物においてはシャルピー衝撃特性よ
りも現実に即した破壊靭性の評価が可能な溶接熱影響部
の靭性（ＣＴＯＤ特性）が要求されるのである。
て溶接熱影響部の靭性（ＣＴＯＤ特性）試験があり、安
全を重要視する構造物においてはシャルピー衝撃特性よ
りも現実に即した破壊靭性の評価が可能な溶接熱影響部
の靭性（ＣＴＯＤ特性）が要求されるのである。
【０００５】しかし、高強度鋼板の溶接継手部では多層
盛溶接を行った時に、局所脆化域が生成し、この局所脆
化域が破壊の起点となり、溶接熱影響部の靭性（ＣＴＯ
Ｄ特性）を低下させるため、良好な溶接熱影響部の靭性
（ＣＴＯＤ特性）を安定に確保することは困難であっ
た。
盛溶接を行った時に、局所脆化域が生成し、この局所脆
化域が破壊の起点となり、溶接熱影響部の靭性（ＣＴＯ
Ｄ特性）を低下させるため、良好な溶接熱影響部の靭性
（ＣＴＯＤ特性）を安定に確保することは困難であっ
た。
【０００６】一般的に、溶接継手部の溶接熱影響部の靭
性（ＣＴＯＤ特性）を向上させるためには、島状マルテ
ンサイト（Ｍ−Ａ）を低減することが重要であるといわ
れており、この島状マルテンサイト（Ｍ−Ａ）を低減す
るために、炭素当量を低減するのが効果的であり、Ｃは
０.１０ｗｔ％以下、Ｎｂは有害元素として、通常、０.
０２ｗｔ％未満に抑制する必要があるとされている。し
かし、低炭素当量、低炭素、かつ、低Ｎｂ含有量では、
鋼板の高強度化、高靭性化、溶接部の高い溶接熱影響部
の靭性（高ＣＴＯＤ特性）を全て達成することは困難で
ある。
性（ＣＴＯＤ特性）を向上させるためには、島状マルテ
ンサイト（Ｍ−Ａ）を低減することが重要であるといわ
れており、この島状マルテンサイト（Ｍ−Ａ）を低減す
るために、炭素当量を低減するのが効果的であり、Ｃは
０.１０ｗｔ％以下、Ｎｂは有害元素として、通常、０.
０２ｗｔ％未満に抑制する必要があるとされている。し
かし、低炭素当量、低炭素、かつ、低Ｎｂ含有量では、
鋼板の高強度化、高靭性化、溶接部の高い溶接熱影響部
の靭性（高ＣＴＯＤ特性）を全て達成することは困難で
ある。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記に説明し
たように、従来における大型構造物に使用する鋼材にお
ける種々の特性を達成することができないという問題点
を解決するために本発明者が鋭意研究を行い、検討を重
ねた結果、鋼板を低炭素当量で、かつ、高強度化するた
めには、Ｃｕの析出強化を利用することが効果的である
ことがわかった。
たように、従来における大型構造物に使用する鋼材にお
ける種々の特性を達成することができないという問題点
を解決するために本発明者が鋭意研究を行い、検討を重
ねた結果、鋼板を低炭素当量で、かつ、高強度化するた
めには、Ｃｕの析出強化を利用することが効果的である
ことがわかった。
【０００８】しかし、Ｃ≦０.１０ｗｔ％、Ｎｂ＜０.０
２ｗｔ％の条件においては、Ｃｕの析出強化を利用して
も、高強度、高靭性、および、溶接継手部の良好な溶接
熱影響部の靭性（ＣＴＯＤ特性）を確保することは困難
であり、従って、Ｎｂを積極的に活用して、さらに、溶
接熱影響部の靭性（ＣＴＯＤ特性）に有害な要因を除去
することが必要である。
２ｗｔ％の条件においては、Ｃｕの析出強化を利用して
も、高強度、高靭性、および、溶接継手部の良好な溶接
熱影響部の靭性（ＣＴＯＤ特性）を確保することは困難
であり、従って、Ｎｂを積極的に活用して、さらに、溶
接熱影響部の靭性（ＣＴＯＤ特性）に有害な要因を除去
することが必要である。
【０００９】そして、Ｎｂ＜０.０２ｗｔ％の必要性は
Ｃ＞０.０６ｗｔ％の比較的にＣ含有量の多い場合であ
り、Ｃ含有量を０.０６ｗｔ％以下にまで低減した場合
には、Ｎｂ含有量を０.０２ｗｔ％以上に増大させて
も、多層盛溶接では島状マルテンサイト（Ｍ−Ａ）の生
成は少なく、優れた溶接熱影響部の靭性（ＣＴＯＤ特
性）が得られることが判明した。
Ｃ＞０.０６ｗｔ％の比較的にＣ含有量の多い場合であ
り、Ｃ含有量を０.０６ｗｔ％以下にまで低減した場合
には、Ｎｂ含有量を０.０２ｗｔ％以上に増大させて
も、多層盛溶接では島状マルテンサイト（Ｍ−Ａ）の生
成は少なく、優れた溶接熱影響部の靭性（ＣＴＯＤ特
性）が得られることが判明した。
【００１０】特に、Ｃ≦０.０６ｗｔ％、Ｎｂ≧０.０２
ｗｔ％の含有量とすることにより、１２００℃以上の温
度に加熱された溶接熱影響部の組織が、低靭性である粗
粒な上部ベイナイト組織とはならず、フェライトを含有
している、より微細な組織となるため、この組織自体が
高靭性を示し、さらに、２回目の熱サイクルにより２相
域に加熱された部分でも、島状マルテンサイト（Ｍ−
Ａ）が少なく、溶接熱影響部の高靭性（高ＣＴＯＤ特
性）が得られるのである。
ｗｔ％の含有量とすることにより、１２００℃以上の温
度に加熱された溶接熱影響部の組織が、低靭性である粗
粒な上部ベイナイト組織とはならず、フェライトを含有
している、より微細な組織となるため、この組織自体が
高靭性を示し、さらに、２回目の熱サイクルにより２相
域に加熱された部分でも、島状マルテンサイト（Ｍ−
Ａ）が少なく、溶接熱影響部の高靭性（高ＣＴＯＤ特
性）が得られるのである。
【００１１】また、Ｎｂを０.０２ｗｔ％以上含有させ
ることにより、鋼板の組織を極めて微細なフェライト
（アシキュラーフェライト、ポリゴナルフェライトの１
種または２種）を主とする組織とすることができる。そ
して、鋼板中のＮｂ炭窒化物とＴｉＮの微細析出物およ
び鋼板の微細なフェライトを主とする組織は、加熱オー
ステナイト粒径の粗大化を防止し、溶接熱影響部の靭性
（ＣＴＯＤ特性）を向上させる効果がある。
ることにより、鋼板の組織を極めて微細なフェライト
（アシキュラーフェライト、ポリゴナルフェライトの１
種または２種）を主とする組織とすることができる。そ
して、鋼板中のＮｂ炭窒化物とＴｉＮの微細析出物およ
び鋼板の微細なフェライトを主とする組織は、加熱オー
ステナイト粒径の粗大化を防止し、溶接熱影響部の靭性
（ＣＴＯＤ特性）を向上させる効果がある。
【００１２】さらに、このような成分調整と鋼板の組織
の微細化だけでは、良好な溶接熱影響部の靭性（ＣＴＯ
Ｄ特性）を安定して確保することが困難であり、この原
因は、中心偏析部或いは介在物が破壊発生の起点となる
ことにあると判明した。この中心偏析部は成分が濃化し
た部分であるから、溶接後の組織が硬化して島状マルテ
ンサイト（Ｍ−Ａ）の増加等により靭性が劣化する。従
って、中心偏析部においてもＣ含有量を０.０６ｗｔ％
以下、Ｐ含有量を０.０１５ｗｔ％以下になるように中
心偏析を減らす必要がある。
の微細化だけでは、良好な溶接熱影響部の靭性（ＣＴＯ
Ｄ特性）を安定して確保することが困難であり、この原
因は、中心偏析部或いは介在物が破壊発生の起点となる
ことにあると判明した。この中心偏析部は成分が濃化し
た部分であるから、溶接後の組織が硬化して島状マルテ
ンサイト（Ｍ−Ａ）の増加等により靭性が劣化する。従
って、中心偏析部においてもＣ含有量を０.０６ｗｔ％
以下、Ｐ含有量を０.０１５ｗｔ％以下になるように中
心偏析を減らす必要がある。
【００１３】また、破壊が発生する起点となる介在物
は、主として長く連なったＡｌ2Ｏ3（アルミナ）系の介
在物であり、展伸したＭｎＳ等のＡ系介在物の場合もあ
る。この介在物が、厚さ１０μｍ以上で、かつ、長さ５
０μｍ以上の場合には、破壊発生の起点となる可能性の
あることがわかった。
は、主として長く連なったＡｌ2Ｏ3（アルミナ）系の介
在物であり、展伸したＭｎＳ等のＡ系介在物の場合もあ
る。この介在物が、厚さ１０μｍ以上で、かつ、長さ５
０μｍ以上の場合には、破壊発生の起点となる可能性の
あることがわかった。
【００１４】また、Ｃａの含有はＭｎＳ等のＡ系介在物
の形態制御に極めて有効であるが、Ｃａはさらに破壊靭
性に有害なアルミナ系介在物の量を低減し、アルミナ系
介在物を微細化する作用を有することが明らかとなり、
Ｃａの含有により溶接継手部の溶接熱影響部の靭性（Ｃ
ＴＯＤ特性）が向上することが判明した。本発明は上記
に説明した種々の知見に基づいて、高強度高靭性鋼板を
開発したのである。
の形態制御に極めて有効であるが、Ｃａはさらに破壊靭
性に有害なアルミナ系介在物の量を低減し、アルミナ系
介在物を微細化する作用を有することが明らかとなり、
Ｃａの含有により溶接継手部の溶接熱影響部の靭性（Ｃ
ＴＯＤ特性）が向上することが判明した。本発明は上記
に説明した種々の知見に基づいて、高強度高靭性鋼板を
開発したのである。
【００１５】
【課題を解決するための手段】Ｃ ０.０１〜０.０６ｗ
ｔ％、Ｓｉ ０.０１〜０.５０ｗｔ％、Ｍｎ ０.５〜
２.０ｗｔ％、Ｐ ≦ ０.０１５ｗｔ％、Ｓ ≦ ０.
００５ｗｔ％、Ａｌ ０.０１〜０.０５ｗｔ％、Ｃｕ
０.６〜２.０ｗｔ％、Ｎｉ ０.３〜３.５ｗｔ％、Ｎｂ
０.０２〜０.０５ｗｔ％、Ｔｉ ０.００５〜０.０２
ｗｔ％、Ｎ ０.００３〜０.００８ｗｔ％、Ｃａ ０.
０００５〜０.００３０ｗｔ％を含有し、残部Ｆｅおよ
び不可避不純物からなり、かつ、鋼板の中心偏析部（板
厚／５０）ｍｍ厚×１０ｍｍ×１０ｍｍの平均化学分析
値がＣ ≦ ０.０６ｗｔ％、Ｐ ≦ ０.０１５ｗｔ％
であり、断面で観察される厚さ１０μｍ以上、長さ５０
μｍ以上の介在物が１０ｍｍ2内に１個以下、鋼板の組
織が粒径２０μｍ以下のアシキュラーフェライト、また
は、ポリゴナルフェライトを合計４０％以上含有されて
いることを特徴とする高強度高靭性鋼板を第１の発明と
し、Ｃ ０.０１〜０.０６ｗｔ％、Ｓｉ ０.０１〜０.
５０ｗｔ％、Ｍｎ ０.５〜２.０ｗｔ％、Ｐ ≦ ０.
０１５ｗｔ％、Ｓ ≦ ０.００５ｗｔ％、Ａｌ ０.０
１〜０.０５ｗｔ％、Ｃｕ ０.６〜２.０ｗｔ％、Ｎｉ
０.３〜３.５ｗｔ％、Ｎｂ ０.０２〜０.０５ｗｔ
％、Ｔｉ ０.００５〜０.０２ｗｔ％、Ｎ ０.００３
〜０.００８ｗｔ％、Ｃａ ０.０００５〜０.００３０
ｗｔ％を含有し、さらに、Ｃｒ ０.０１〜０.５０ｗｔ
％、Ｍｏ ０.０１〜０.５０ｗｔ％、Ｖ ０.００５〜
０.１０ｗｔ％の内から選んだ１種または２種以上を含
有し、かつ、ＲＥＭ ０.００５〜０.０５０ｗｔ％を含
有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、かつ、鋼
板の中心偏析部（板厚／５０）ｍｍ厚×１０ｍｍ×１０
ｍｍの平均化学分析値がＣ ≦ ０.０６ｗｔ％、Ｐ
≦ ０.０１５ｗｔ％であり、断面で観察される厚さ１
０μｍ以上、長さ５０μｍ以上の介在物が１０ｍｍ2内
に１個以下、鋼板の組織が粒径２０μｍ以下のアシキュ
ラーフェライト、または、ポリゴナルフェライトを合計
４０％以上含有されていることを特徴とする高強度高靭
性鋼板を第２の発明とする２つの発明よりなるものであ
る。
ｔ％、Ｓｉ ０.０１〜０.５０ｗｔ％、Ｍｎ ０.５〜
２.０ｗｔ％、Ｐ ≦ ０.０１５ｗｔ％、Ｓ ≦ ０.
００５ｗｔ％、Ａｌ ０.０１〜０.０５ｗｔ％、Ｃｕ
０.６〜２.０ｗｔ％、Ｎｉ ０.３〜３.５ｗｔ％、Ｎｂ
０.０２〜０.０５ｗｔ％、Ｔｉ ０.００５〜０.０２
ｗｔ％、Ｎ ０.００３〜０.００８ｗｔ％、Ｃａ ０.
０００５〜０.００３０ｗｔ％を含有し、残部Ｆｅおよ
び不可避不純物からなり、かつ、鋼板の中心偏析部（板
厚／５０）ｍｍ厚×１０ｍｍ×１０ｍｍの平均化学分析
値がＣ ≦ ０.０６ｗｔ％、Ｐ ≦ ０.０１５ｗｔ％
であり、断面で観察される厚さ１０μｍ以上、長さ５０
μｍ以上の介在物が１０ｍｍ2内に１個以下、鋼板の組
織が粒径２０μｍ以下のアシキュラーフェライト、また
は、ポリゴナルフェライトを合計４０％以上含有されて
いることを特徴とする高強度高靭性鋼板を第１の発明と
し、Ｃ ０.０１〜０.０６ｗｔ％、Ｓｉ ０.０１〜０.
５０ｗｔ％、Ｍｎ ０.５〜２.０ｗｔ％、Ｐ ≦ ０.
０１５ｗｔ％、Ｓ ≦ ０.００５ｗｔ％、Ａｌ ０.０
１〜０.０５ｗｔ％、Ｃｕ ０.６〜２.０ｗｔ％、Ｎｉ
０.３〜３.５ｗｔ％、Ｎｂ ０.０２〜０.０５ｗｔ
％、Ｔｉ ０.００５〜０.０２ｗｔ％、Ｎ ０.００３
〜０.００８ｗｔ％、Ｃａ ０.０００５〜０.００３０
ｗｔ％を含有し、さらに、Ｃｒ ０.０１〜０.５０ｗｔ
％、Ｍｏ ０.０１〜０.５０ｗｔ％、Ｖ ０.００５〜
０.１０ｗｔ％の内から選んだ１種または２種以上を含
有し、かつ、ＲＥＭ ０.００５〜０.０５０ｗｔ％を含
有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、かつ、鋼
板の中心偏析部（板厚／５０）ｍｍ厚×１０ｍｍ×１０
ｍｍの平均化学分析値がＣ ≦ ０.０６ｗｔ％、Ｐ
≦ ０.０１５ｗｔ％であり、断面で観察される厚さ１
０μｍ以上、長さ５０μｍ以上の介在物が１０ｍｍ2内
に１個以下、鋼板の組織が粒径２０μｍ以下のアシキュ
ラーフェライト、または、ポリゴナルフェライトを合計
４０％以上含有されていることを特徴とする高強度高靭
性鋼板を第２の発明とする２つの発明よりなるものであ
る。
【００１６】本発明に係る高強度高靭性鋼板について、
以下詳細に説明する。先ず、本発明に係る高強度高靭性
鋼板の含有成分および成分割合について説明する。
以下詳細に説明する。先ず、本発明に係る高強度高靭性
鋼板の含有成分および成分割合について説明する。
【００１７】Ｃは溶接継手熱影響部において島状マルテ
ンサイト（Ｍ−Ａ）の量を増加させるため、溶接熱影響
部の靭性（ＣＴＯＤ特性）に有害であると共に、溶接性
を阻害するために少ない含有量であることが望ましく、
含有量が０.０１ｗｔ％未満では強度を確保することが
できず、また、０.０６ｗｔ％を越えて含有させると溶
接部の組織および鋼板母材の組織が低靭性の上部ベイナ
イト組織を多く含むようになり、溶接部の島状マルテン
サイト（Ｍ−Ａ）の量が多くなり過ぎる。よって、Ｃ含
有量は０.０１〜０.０６ｗｔ％とする。
ンサイト（Ｍ−Ａ）の量を増加させるため、溶接熱影響
部の靭性（ＣＴＯＤ特性）に有害であると共に、溶接性
を阻害するために少ない含有量であることが望ましく、
含有量が０.０１ｗｔ％未満では強度を確保することが
できず、また、０.０６ｗｔ％を越えて含有させると溶
接部の組織および鋼板母材の組織が低靭性の上部ベイナ
イト組織を多く含むようになり、溶接部の島状マルテン
サイト（Ｍ−Ａ）の量が多くなり過ぎる。よって、Ｃ含
有量は０.０１〜０.０６ｗｔ％とする。
【００１８】Ｓｉは鋼の脱酸と強化に対して有用な元素
であり、含有量が０.０１ｗｔ％未満ではこのような効
果は少なく、また、０.５０ｗｔ％を越えて含有させる
と溶接性および靭性が劣化する。よって、Ｓｉ含有量は
０.０１〜０.５０ｗｔ％とする。
であり、含有量が０.０１ｗｔ％未満ではこのような効
果は少なく、また、０.５０ｗｔ％を越えて含有させる
と溶接性および靭性が劣化する。よって、Ｓｉ含有量は
０.０１〜０.５０ｗｔ％とする。
【００１９】Ｍｎは強度を上昇させるために有用な元素
であり、含有量が０.５ｗｔ％未満ではこの効果は少な
く、また、２.０ｗｔ％を越えて含有させると溶接性が
劣化する。よって、Ｍｎ含有量は０.５〜２.０ｗｔ％と
する。
であり、含有量が０.５ｗｔ％未満ではこの効果は少な
く、また、２.０ｗｔ％を越えて含有させると溶接性が
劣化する。よって、Ｍｎ含有量は０.５〜２.０ｗｔ％と
する。
【００２０】Ｐは偏析し易い元素であり、粒界に偏析し
て靭性を劣化させる。よって、Ｐ含有量は０.０１５ｗ
ｔ％以下とする。
て靭性を劣化させる。よって、Ｐ含有量は０.０１５ｗ
ｔ％以下とする。
【００２１】ＳはＭｎＳを生成して、溶接熱影響部の試
験（ＣＴＯＤ試験）における破壊の起点となる。よっ
て、Ｓ含有量は０.００５ｗｔ％以下とする。
験（ＣＴＯＤ試験）における破壊の起点となる。よっ
て、Ｓ含有量は０.００５ｗｔ％以下とする。
【００２２】Ａｌは脱酸元素であり、含有量ば０.０１
ｗｔ％未満ではこの効果は少なく、また、０.０５ｗｔ
％を越えて過剰に含有させるとアルミナ系の粗大な介在
物を生成して、靭性を劣化させる。よって、Ａｌ含有量
は０.０１〜０.０５ｗｔ％とする。
ｗｔ％未満ではこの効果は少なく、また、０.０５ｗｔ
％を越えて過剰に含有させるとアルミナ系の粗大な介在
物を生成して、靭性を劣化させる。よって、Ａｌ含有量
は０.０１〜０.０５ｗｔ％とする。
【００２３】Ｃｕは重要な元素であり、圧延冷却後の時
効析出強化作用を活用することにより、低炭素当量化、
低炭素化を可能にし、さらに、溶接性の向上、溶接部の
溶接熱影響部の靭性（ＣＴＯＤ特性）を向上させること
を可能にする効果があり、含有量が０.６ｗｔ％未満で
は析出硬化作用を活用することができず、また、２.０
ｗｔ％を越えて含有させると靭性を低下させる。よっ
て、Ｃｕ含有量は０.６〜２.０ｗｔ％とする。
効析出強化作用を活用することにより、低炭素当量化、
低炭素化を可能にし、さらに、溶接性の向上、溶接部の
溶接熱影響部の靭性（ＣＴＯＤ特性）を向上させること
を可能にする効果があり、含有量が０.６ｗｔ％未満で
は析出硬化作用を活用することができず、また、２.０
ｗｔ％を越えて含有させると靭性を低下させる。よっ
て、Ｃｕ含有量は０.６〜２.０ｗｔ％とする。
【００２４】ＮｉはＣｕ析出強化型鋼板において、Ｃｕ
含有に起因する熱間圧延時の割れを防止する効果を有す
る元素であり、含有量が０.３ｗｔ％未満ではこのよう
な効果を期待することができず、また、靭性を向上させ
る効果があるが、３.５ｗｔ％を越えて含有させると効
果は飽和してしまい、それ以上の含有は無駄である。よ
って、Ｎｉ含有量は０.３〜３.５ｗｔ％とする。
含有に起因する熱間圧延時の割れを防止する効果を有す
る元素であり、含有量が０.３ｗｔ％未満ではこのよう
な効果を期待することができず、また、靭性を向上させ
る効果があるが、３.５ｗｔ％を越えて含有させると効
果は飽和してしまい、それ以上の含有は無駄である。よ
って、Ｎｉ含有量は０.３〜３.５ｗｔ％とする。
【００２５】ＮｂはＣと共に重要な元素であり、一般に
は溶接部の溶接熱影響部の靭性を著しく害するので、極
力少量の含有量に制限する必要があるといわれており、
特に、良好な溶接熱影響部の靭性（ＣＴＯＤ特性）を得
るために、Ｎｂ＜０.０２ｗｔ％とする必要があると言
われているが、しかし、Ｃ≦０.０６ｗｔ％では、Ｎｂ
≧０.０２ｗｔ％とする方が、鋼板の組織が微細なフェ
ライト主体の組織となり、高強度高靭性が図れると共
に、溶接継手部の溶接熱影響部の靭性（ＣＴＯＤ特性）
も良好となり、また、Ｎｂを０.０５ｗｔ％を越えて多
量に含有させると溶接継部の靭性が劣化する。よって、
Ｎｂ含有量は０.０２〜０.０５ｗｔ％とする。
は溶接部の溶接熱影響部の靭性を著しく害するので、極
力少量の含有量に制限する必要があるといわれており、
特に、良好な溶接熱影響部の靭性（ＣＴＯＤ特性）を得
るために、Ｎｂ＜０.０２ｗｔ％とする必要があると言
われているが、しかし、Ｃ≦０.０６ｗｔ％では、Ｎｂ
≧０.０２ｗｔ％とする方が、鋼板の組織が微細なフェ
ライト主体の組織となり、高強度高靭性が図れると共
に、溶接継手部の溶接熱影響部の靭性（ＣＴＯＤ特性）
も良好となり、また、Ｎｂを０.０５ｗｔ％を越えて多
量に含有させると溶接継部の靭性が劣化する。よって、
Ｎｂ含有量は０.０２〜０.０５ｗｔ％とする。
【００２６】Ｔｉは溶接熱影響部の靭性（ＣＴＯＤ特
性）向上に効果のある重要な元素であり、鋼板中に析出
したＴｉＮが溶接により加熱された時のオーステナイト
粒の粗大化を防止し、フェライト変態を促進するが、含
有量が０.００５ｗｔ％未満ではこのような効果は期待
できず、また、０.０２０ｗｔ％を越えて含有させると
靭性が劣化する。よって、Ｔｉ含有量は０.００５〜０.
０２０ｗｔ％とする。
性）向上に効果のある重要な元素であり、鋼板中に析出
したＴｉＮが溶接により加熱された時のオーステナイト
粒の粗大化を防止し、フェライト変態を促進するが、含
有量が０.００５ｗｔ％未満ではこのような効果は期待
できず、また、０.０２０ｗｔ％を越えて含有させると
靭性が劣化する。よって、Ｔｉ含有量は０.００５〜０.
０２０ｗｔ％とする。
【００２７】ＮはＴｉとＴｉＮを生成し、溶接熱影響部
の靭性（ＣＴＯＤ特性）を改善する効果を有する元素で
あり、含有量が０.００３未満ではこの効果は少なく、
また、０.００８ｗｔ％を越えて含有させると靭性が劣
化する。よって、Ｎ含有量は０.００３〜０.００８ｗｔ
％とする。
の靭性（ＣＴＯＤ特性）を改善する効果を有する元素で
あり、含有量が０.００３未満ではこの効果は少なく、
また、０.００８ｗｔ％を越えて含有させると靭性が劣
化する。よって、Ｎ含有量は０.００３〜０.００８ｗｔ
％とする。
【００２８】Ｃａは破壊発生の起点となる介在物を低
減、微細化、形態制御を行うことにより、溶接部の溶接
熱影響部の靭性（ＣＴＯＤ特性）を向上する効果を有す
る特徴的な元素であり、特に、有害なＡｌ2Ｏ3（アルミ
ナ）系の粗大な介在物を溶湯中に凝集浮上させる効果が
あり、アルミナ系介在物の量を低減させると共に微細に
分散させ、ＭｎＳ介在物の形態制御が行われ、含有量が
０.０００５ｗｔ％未満ではこのような効果は少なく、
また、０.００３０ｗｔ％を越えて含有させると、Ｃａ
とアルミナの複合した極めて粗大な介在物が生じる。よ
って、Ｃａ含有量は０.０００５〜０.００３０ｗｔ％と
する。
減、微細化、形態制御を行うことにより、溶接部の溶接
熱影響部の靭性（ＣＴＯＤ特性）を向上する効果を有す
る特徴的な元素であり、特に、有害なＡｌ2Ｏ3（アルミ
ナ）系の粗大な介在物を溶湯中に凝集浮上させる効果が
あり、アルミナ系介在物の量を低減させると共に微細に
分散させ、ＭｎＳ介在物の形態制御が行われ、含有量が
０.０００５ｗｔ％未満ではこのような効果は少なく、
また、０.００３０ｗｔ％を越えて含有させると、Ｃａ
とアルミナの複合した極めて粗大な介在物が生じる。よ
って、Ｃａ含有量は０.０００５〜０.００３０ｗｔ％と
する。
【００２９】Ｃｒは強度上昇に有効な元素であり、含有
量が０.０１ｗｔ％未満ではこのような効果は少なく、
また、０.５０ｗｔ％を越えて多量に含有させると溶接
性を阻害するようになる。よって、Ｃｒ含有量は０.０
１〜０.５０ｗｔ％とする。
量が０.０１ｗｔ％未満ではこのような効果は少なく、
また、０.５０ｗｔ％を越えて多量に含有させると溶接
性を阻害するようになる。よって、Ｃｒ含有量は０.０
１〜０.５０ｗｔ％とする。
【００３０】Ｍｏは強度上昇に有効な元素であり、含有
量が０.０１ｗｔ％未満ではこのような効果は少なく、
また、０.５０ｗｔ％を越えて多量に含有させると溶接
性を阻害するようになる。よって、Ｍｏ含有量は０.０
１〜０.５０ｗｔ％とする。
量が０.０１ｗｔ％未満ではこのような効果は少なく、
また、０.５０ｗｔ％を越えて多量に含有させると溶接
性を阻害するようになる。よって、Ｍｏ含有量は０.０
１〜０.５０ｗｔ％とする。
【００３１】Ｖは強度上昇に有効な元素であり、含有量
が０.００５ｗｔ％未満ではこのような効果は少なく、
また、０.１０ｗｔ％を越えて多量に含有させると溶接
性および靭性を阻害するようになる。よって、Ｖ含有量
は０.００５〜０.１０ｗｔ％とする。
が０.００５ｗｔ％未満ではこのような効果は少なく、
また、０.１０ｗｔ％を越えて多量に含有させると溶接
性および靭性を阻害するようになる。よって、Ｖ含有量
は０.００５〜０.１０ｗｔ％とする。
【００３２】ＲＥＭはＭｎＳの介在物形態制御に効果が
あり、Ｃａのようなアルミナ系介在物の量を低減させる
効果は少ないので、付加的に含有させることができ、含
有量が０.００５ｗｔ％未満ではこの効果は少なく、ま
た、０.０５０ｗｔ％を越えて多量に含有させると有害
な粗大介在物を生成させる。よって、ＲＥＭ含有量は
０.００５〜０.０５０ｗｔ％とする。
あり、Ｃａのようなアルミナ系介在物の量を低減させる
効果は少ないので、付加的に含有させることができ、含
有量が０.００５ｗｔ％未満ではこの効果は少なく、ま
た、０.０５０ｗｔ％を越えて多量に含有させると有害
な粗大介在物を生成させる。よって、ＲＥＭ含有量は
０.００５〜０.０５０ｗｔ％とする。
【００３３】中心偏析部は成分元素が濃縮されるために
その部分が硬化し、脆化するため破壊発生の起点とな
り、特に、ＣとＰが偏析し易く、Ｃが０.０６ｗｔ％を
越えると島状マルテンサイト（Ｍ−Ａ）が増大する。従
って、中心偏析部においてはＣ含有量は０.０６ｗｔ％
以下とする必要がある。また、Ｐは粒界偏析により靭性
を劣化させるため、中心偏析部においてＰ含有量は０.
０１５ｗｔ％以下とする必要がある。
その部分が硬化し、脆化するため破壊発生の起点とな
り、特に、ＣとＰが偏析し易く、Ｃが０.０６ｗｔ％を
越えると島状マルテンサイト（Ｍ−Ａ）が増大する。従
って、中心偏析部においてはＣ含有量は０.０６ｗｔ％
以下とする必要がある。また、Ｐは粒界偏析により靭性
を劣化させるため、中心偏析部においてＰ含有量は０.
０１５ｗｔ％以下とする必要がある。
【００３４】この中心偏析部の成分は分析する領域によ
って大きく異なり、ＥＰＭＡおよびＣＭＡによる微小領
域における分析では高濃度の分析結果となる。従って、
この鋼板の中心偏析部では、先ず、マクロエッチした後
最も偏析している部分、（板厚／５０）ｍｍ厚×１０ｍ
ｍ×１０ｍｍにおける平均化学分析値が、鋼板の成分に
かかわらず、Ｃ含有量≦０.０６ｗｔ％、Ｐ含有量≦０.
０１５ｗｔ％とする中心偏析レベルの鋼板とする。
って大きく異なり、ＥＰＭＡおよびＣＭＡによる微小領
域における分析では高濃度の分析結果となる。従って、
この鋼板の中心偏析部では、先ず、マクロエッチした後
最も偏析している部分、（板厚／５０）ｍｍ厚×１０ｍ
ｍ×１０ｍｍにおける平均化学分析値が、鋼板の成分に
かかわらず、Ｃ含有量≦０.０６ｗｔ％、Ｐ含有量≦０.
０１５ｗｔ％とする中心偏析レベルの鋼板とする。
【００３５】介在物は破壊発生の起点となるものであ
り、破壊発生の起点となる介在物は、Ａｌ2Ｏ3（アルミ
ナ）を主成分とする塊状の介在物が連なったようなＢ系
介在物が多く、ＭｎＳの伸長したＡ系介在物から破壊が
発生する場合もある。
り、破壊発生の起点となる介在物は、Ａｌ2Ｏ3（アルミ
ナ）を主成分とする塊状の介在物が連なったようなＢ系
介在物が多く、ＭｎＳの伸長したＡ系介在物から破壊が
発生する場合もある。
【００３６】特に、アルミナ系介在物は溶接による熱と
応力により界面が剥離し、破壊の起点となる。断面で観
察される厚さ１００μｍ以上、かつ、長さ５０μｍ以上
の介在物から破壊が発生することが多い。よって、断面
で観察される厚さ１０μｍ以上、かつ、長さ５０μｍ以
上の介在物の個数を１０ｍｍ2内に１個以下となるよう
にする。
応力により界面が剥離し、破壊の起点となる。断面で観
察される厚さ１００μｍ以上、かつ、長さ５０μｍ以上
の介在物から破壊が発生することが多い。よって、断面
で観察される厚さ１０μｍ以上、かつ、長さ５０μｍ以
上の介在物の個数を１０ｍｍ2内に１個以下となるよう
にする。
【００３７】鋼板の組織も溶接後の靭性に影響を与え
る。即ち、溶接熱影響部の靭性の最も劣化する部分は、
溶接線（Ｆｕｓｉｏｎ Ｌｉｎｅ）近傍の１２００℃よ
りも高温に加熱されたオーステナイト粗粒域の部分（Ｃ
ｏａｒｓｅ Ｇｒａｉｎ ＨＡＺ）であるといわれてい
る。
る。即ち、溶接熱影響部の靭性の最も劣化する部分は、
溶接線（Ｆｕｓｉｏｎ Ｌｉｎｅ）近傍の１２００℃よ
りも高温に加熱されたオーステナイト粗粒域の部分（Ｃ
ｏａｒｓｅ Ｇｒａｉｎ ＨＡＺ）であるといわれてい
る。
【００３８】しかし、実際の溶接部の溶接熱影響部試験
（ＣＴＯＤ試験）における破壊は、必ずしも粗粒域の部
分を起点として発生しているのではなく、結局、１２０
０℃よりも低い温度に加熱される領域についても、良好
な靭性を保持させておく必要があり、これは、鋼板の組
織およびＮｂ炭窒化物の分散状態が影響する。
（ＣＴＯＤ試験）における破壊は、必ずしも粗粒域の部
分を起点として発生しているのではなく、結局、１２０
０℃よりも低い温度に加熱される領域についても、良好
な靭性を保持させておく必要があり、これは、鋼板の組
織およびＮｂ炭窒化物の分散状態が影響する。
【００３９】そして、Ｎｂ炭窒化物を微細に分散させる
ためには、鋼板製造時に圧延後加速冷却、または、ＤＱ
のような比較的速い冷却を行う必要があり、その時の組
織は微細なアシキュラーフェライト、ポリゴナルフェラ
イトの１種または２種を含有している組織となる。
ためには、鋼板製造時に圧延後加速冷却、または、ＤＱ
のような比較的速い冷却を行う必要があり、その時の組
織は微細なアシキュラーフェライト、ポリゴナルフェラ
イトの１種または２種を含有している組織となる。
【００４０】また、２相域に加熱される部分の靭性を向
上させるには、鋼板の組織はベイナイト組織やマルテン
サイト組織ではなく、フェライト主体の組織とし、島状
マルテンサイト（Ｍ−Ａ）を微細に分散させるようにす
るのがよい。そのためには、粒径２０μｍ以下のアシキ
ュラーフェライトまたはポリゴナルフェライトの１種ま
たは２種を合計で４０％以上含有した組織とする必要が
ある。そして、この組織は、鋼板を高強度高靭性化する
組織でもある。
上させるには、鋼板の組織はベイナイト組織やマルテン
サイト組織ではなく、フェライト主体の組織とし、島状
マルテンサイト（Ｍ−Ａ）を微細に分散させるようにす
るのがよい。そのためには、粒径２０μｍ以下のアシキ
ュラーフェライトまたはポリゴナルフェライトの１種ま
たは２種を合計で４０％以上含有した組織とする必要が
ある。そして、この組織は、鋼板を高強度高靭性化する
組織でもある。
【００４１】
【実 施 例】本発明に係る高強度高靭性鋼板の実施例
を比較例と共に説明する。
を比較例と共に説明する。
【００４２】
【実 施 例】表１に示す含有成分および成分割合の鋼を
常法により溶製後、連続鋳造を行い、製造された鋳片を
加熱・圧延・冷却後、Ｃｕ析出強化処理を行って、供試
鋼板を作製した。
常法により溶製後、連続鋳造を行い、製造された鋳片を
加熱・圧延・冷却後、Ｃｕ析出強化処理を行って、供試
鋼板を作製した。
【００４３】作製された鋼板から組織分率、中心偏析部
の成分分析、鋼板断面の介在物観察および引張試験、シ
ャルピー衝撃試験を行い、さらに、Ｋ開先における溶接
後、垂直ビード側の溶接線近傍ＨＡＺ部にノッチを入
れ、シャルピー衝撃試験および板厚中央部３０ｍｍ厚に
おける溶接熱影響部の試験を行った。
の成分分析、鋼板断面の介在物観察および引張試験、シ
ャルピー衝撃試験を行い、さらに、Ｋ開先における溶接
後、垂直ビード側の溶接線近傍ＨＡＺ部にノッチを入
れ、シャルピー衝撃試験および板厚中央部３０ｍｍ厚に
おける溶接熱影響部の試験を行った。
【００４４】結果を表２および表３に示す。本発明に係
る高強度高靭性鋼板は、高強度、高靭性、かつ、溶接継
手部には優れたシャルピー衝撃特性および溶接熱影響部
の靭性（ＣＴＯＤ特性）を有していることが分かる。
る高強度高靭性鋼板は、高強度、高靭性、かつ、溶接継
手部には優れたシャルピー衝撃特性および溶接熱影響部
の靭性（ＣＴＯＤ特性）を有していることが分かる。
【００４５】即ち、本発明に係る高強度高靭性鋼板のＮ
ｏ.１、Ｎｏ.５、Ｎｏ.６、Ｎｏ.８、Ｎｏ.１０は何れ
も降伏強度４６０ＭＰａ以上、−８０℃における吸収エ
ネルギー（ｖＥ）が１００Ｊ以上、遷移温度（ｖＴｒ
ｓ）が−８０℃以下であり、溶接継手部の靭性が−６０
℃における吸収エネルギー１００Ｊ以上、−３０℃にお
けるＣＴＯＤ値０.２５ｍｍ以上と優れた特性を示して
いる。
ｏ.１、Ｎｏ.５、Ｎｏ.６、Ｎｏ.８、Ｎｏ.１０は何れ
も降伏強度４６０ＭＰａ以上、−８０℃における吸収エ
ネルギー（ｖＥ）が１００Ｊ以上、遷移温度（ｖＴｒ
ｓ）が−８０℃以下であり、溶接継手部の靭性が−６０
℃における吸収エネルギー１００Ｊ以上、−３０℃にお
けるＣＴＯＤ値０.２５ｍｍ以上と優れた特性を示して
いる。
【００４６】これに対して、比較例Ｎｏ.１１はＣ含有
量が高く、Ｎｂ含有量が低いため鋼板の靭性と溶接継手
部の靭性が低い、比較例Ｎｏ.１２とＮｏ.１４はＣａが
含有されていないため、介在物の個数が多く、溶接継手
部の靭性、ＣＴＯＤ値が低い。
量が高く、Ｎｂ含有量が低いため鋼板の靭性と溶接継手
部の靭性が低い、比較例Ｎｏ.１２とＮｏ.１４はＣａが
含有されていないため、介在物の個数が多く、溶接継手
部の靭性、ＣＴＯＤ値が低い。
【００４７】比較例Ｎｏ.１３はＣｕ含有量が低いため
鋼板の強度が低い。比較例Ｎｏ.１５はＴｉが含有され
ていないため、鋼板の靭性と溶接継手部の靭性が低い。
比較例Ｎｏ.１６はＰ含有量が多く、中心偏析している
ため溶接継手部ＣＴＯＤ値が低い。
鋼板の強度が低い。比較例Ｎｏ.１５はＴｉが含有され
ていないため、鋼板の靭性と溶接継手部の靭性が低い。
比較例Ｎｏ.１６はＰ含有量が多く、中心偏析している
ため溶接継手部ＣＴＯＤ値が低い。
【００４８】比較例Ｎｏ.２、Ｎｏ.３およびＮｏ.７は
鋼板の組織が微細なフェライト主体の組織なっていない
しため、鋼板の靭性が低い。比較例Ｎｏ.４、Ｎｏ.９は
中心偏析部にＣおよびＰが濃縮されているため、溶接継
手部のＣＴＯＤ値が低いのである。
鋼板の組織が微細なフェライト主体の組織なっていない
しため、鋼板の靭性が低い。比較例Ｎｏ.４、Ｎｏ.９は
中心偏析部にＣおよびＰが濃縮されているため、溶接継
手部のＣＴＯＤ値が低いのである。
【００４９】
【表１】
【表２】
【００５１】
【表３】
【００５２】
【発明の効果】以上説明したように、本発明に係る高強
度高靭性鋼板は上記の構成であるから、降伏強さ４６０
ＭＰａ以上の高強度と遷移温度（ｖＴｒｓ）−８０℃以
下の高靭性を有すると共に、溶接継手部においても優れ
たシャルピー衝撃特性と優れた溶接熱影響部の靭性（Ｃ
ＴＯＤ特性）を得ることが可能となり、産業上の効果は
極めて大きいものである。
度高靭性鋼板は上記の構成であるから、降伏強さ４６０
ＭＰａ以上の高強度と遷移温度（ｖＴｒｓ）−８０℃以
下の高靭性を有すると共に、溶接継手部においても優れ
たシャルピー衝撃特性と優れた溶接熱影響部の靭性（Ｃ
ＴＯＤ特性）を得ることが可能となり、産業上の効果は
極めて大きいものである。
Claims (2)
- 【請求項１】Ｃ ０.０１〜０.０６ｗｔ％、Ｓｉ ０.
０１〜０.５０ｗｔ％、 Ｍｎ ０.５〜２.０ｗｔ％、Ｐ ≦ ０.０１５ｗｔ
％、 Ｓ ≦ ０.００５ｗｔ％、Ａｌ ０.０１〜０.０５ｗ
ｔ％、 Ｃｕ ０.６〜２.０ｗｔ％、Ｎｉ ０.３〜３.５ｗｔ
％、 Ｎｂ ０.０２〜０.０５ｗｔ％、Ｔｉ ０.００５〜０.
０２ｗｔ％、 Ｎ ０.００３〜０.００８ｗｔ％、Ｃａ ０.０００５
〜０.００３０ｗｔ％ を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、か
つ、鋼板の中心偏析部（板厚／５０）ｍｍ厚×１０ｍｍ
×１０ｍｍの平均化学分析値が Ｃ ≦ ０.０６ｗｔ％、Ｐ ≦ ０.０１５ｗｔ％ であり、断面で観察される厚さ１０μｍ以上、長さ５０
μｍ以上の介在物が１０ｍｍ2内に１個以下、鋼板の組
織が粒径２０μｍ以下のアシキュラーフェライト、また
は、ポリゴナルフェライトを合計４０％以上含有されて
いることを特徴とする高強度高靭性鋼板。 - 【請求項２】Ｃ ０.０１〜０.０６ｗｔ％、Ｓｉ ０.
０１〜０.５０ｗｔ％、 Ｍｎ ０.５〜２.０ｗｔ％、Ｐ ≦ ０.０１５ｗｔ
％、 Ｓ ≦ ０.００５ｗｔ％、Ａｌ ０.０１〜０.０５ｗ
ｔ％、 Ｃｕ ０.６〜２.０ｗｔ％、Ｎｉ ０.３〜３.５ｗｔ
％、 Ｎｂ ０.０２〜０.０５ｗｔ％、Ｔｉ ０.００５〜０.
０２ｗｔ％、 Ｎ ０.００３〜０.００８ｗｔ％、Ｃａ ０.０００５
〜０.００３０ｗｔ％ を含有し、さらに、 Ｃｒ ０.０１〜０.５０ｗｔ％、Ｍｏ ０.０１〜０.５
０ｗｔ％、 Ｖ ０.００５〜０.１０ｗｔ％ の内から選んだ１種または２種以上を含有し、かつ、 ＲＥＭ ０.００５〜０.０５０ｗｔ％ を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、か
つ、鋼板の中心偏析部（板厚／５０）ｍｍ厚×１０ｍｍ
×１０ｍｍの平均化学分析値が Ｃ ≦ ０.０６ｗｔ％、Ｐ ≦ ０.０１５ｗｔ％ であり、断面で観察される厚さ１０μｍ以上、長さ５０
μｍ以上の介在物が１０ｍｍ2内に１個以下、鋼板の組
織が粒径２０μｍ以下のアシキュラーフェライト、また
は、ポリゴナルフェライトを合計４０％以上含有されて
いることを特徴とする高強度高靭性鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4858993A JP2688312B2 (ja) | 1993-02-15 | 1993-02-15 | 高強度高靭性鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4858993A JP2688312B2 (ja) | 1993-02-15 | 1993-02-15 | 高強度高靭性鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06240406A true JPH06240406A (ja) | 1994-08-30 |
| JP2688312B2 JP2688312B2 (ja) | 1997-12-10 |
Family
ID=12807597
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4858993A Expired - Lifetime JP2688312B2 (ja) | 1993-02-15 | 1993-02-15 | 高強度高靭性鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2688312B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1997030184A1 (fr) * | 1996-02-13 | 1997-08-21 | Nippon Steel Corporation | Joint de soudure a haute resistance a la fatigue |
| WO2001066813A1 (en) * | 2000-03-03 | 2001-09-13 | Corus Uk Limited | Steel composition and microstructure |
| JP2012072421A (ja) * | 2010-09-28 | 2012-04-12 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 氷海構造物用鋼板 |
| WO2014038200A1 (ja) * | 2012-09-06 | 2014-03-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接熱影響部ｃｔｏｄ特性に優れた厚肉高張力鋼およびその製造方法 |
| CN103667905A (zh) * | 2013-12-04 | 2014-03-26 | 武汉钢铁(集团)公司 | 塑韧性优良的超细晶粒结构用钢及生产方法 |
| CN112795849A (zh) * | 2020-11-20 | 2021-05-14 | 唐山钢铁集团有限责任公司 | 一种1300Mpa级高韧性热镀锌钢板及其生产方法 |
-
1993
- 1993-02-15 JP JP4858993A patent/JP2688312B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1997030184A1 (fr) * | 1996-02-13 | 1997-08-21 | Nippon Steel Corporation | Joint de soudure a haute resistance a la fatigue |
| US5964964A (en) * | 1996-02-13 | 1999-10-12 | Nippon Steel Corporation | Welded joint of high fatigue strength |
| CN1078910C (zh) * | 1996-02-13 | 2002-02-06 | 新日本制铁株式会社 | 具有优异疲劳强度的焊接接头 |
| WO2001066813A1 (en) * | 2000-03-03 | 2001-09-13 | Corus Uk Limited | Steel composition and microstructure |
| JP2012072421A (ja) * | 2010-09-28 | 2012-04-12 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 氷海構造物用鋼板 |
| WO2014038200A1 (ja) * | 2012-09-06 | 2014-03-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接熱影響部ｃｔｏｄ特性に優れた厚肉高張力鋼およびその製造方法 |
| CN104603313A (zh) * | 2012-09-06 | 2015-05-06 | 杰富意钢铁株式会社 | 焊接热影响部ctod特性优异的高张力厚钢及其制造方法 |
| EP2894235A4 (en) * | 2012-09-06 | 2016-01-20 | Jfe Steel Corp | DICKWALLER STEEL WITH HIGH TENSILE STRENGTH AND EXCELLENT TORQUE DEVELOPMENT CHARACTERISTICS OF THE WELD HEATED FIELD AND METHOD OF PRODUCTION THEREOF |
| US9777358B2 (en) | 2012-09-06 | 2017-10-03 | Jfe Steel Corporation | Thick-walled, high tensile strength steel with excellent CTOD characteristics of the weld heat-affected zone, and manufacturing method thereof |
| CN103667905A (zh) * | 2013-12-04 | 2014-03-26 | 武汉钢铁(集团)公司 | 塑韧性优良的超细晶粒结构用钢及生产方法 |
| CN112795849A (zh) * | 2020-11-20 | 2021-05-14 | 唐山钢铁集团有限责任公司 | 一种1300Mpa级高韧性热镀锌钢板及其生产方法 |
| CN112795849B (zh) * | 2020-11-20 | 2022-07-12 | 唐山钢铁集团有限责任公司 | 一种1300Mpa级高韧性热镀锌钢板及其生产方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2688312B2 (ja) | 1997-12-10 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR0157540B1 (ko) | 용접부의 피로강도와 용접성이 뛰어난 고장력강 및 그 제조방법 | |
| CN101925685B (zh) | 韧性、焊接性优良的高强度厚钢材及高强度特厚h型钢和它们的制造方法 | |
| JP3898814B2 (ja) | 低温靱性に優れた高強度鋼用の連続鋳造鋳片およびその製造法、および低温靱性に優れた高強度鋼 | |
| JP7045459B2 (ja) | 低温での耐破壊特性に優れた極地環境用高強度鋼材及びその製造方法 | |
| CN112236539B (zh) | 极低温用高张力厚钢板及其制造方法 | |
| JP6648270B2 (ja) | 脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 | |
| US20190352749A1 (en) | Steel material for high heat input welding | |
| US5964964A (en) | Welded joint of high fatigue strength | |
| JP6237681B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板 | |
| JPH11229075A (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼およびその製造方法 | |
| JP5151693B2 (ja) | 高張力鋼の製造方法 | |
| JPH0860292A (ja) | 溶接熱影響部靱性の優れた高張力鋼 | |
| JP2688312B2 (ja) | 高強度高靭性鋼板 | |
| JP4621123B2 (ja) | 引張強度１７００ＭＰａ以上の遅れ破壊特性に優れた高耐衝撃性鋼管の製造方法 | |
| JP3255790B2 (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性と低温靭性の優れた厚鋼板の製造方法 | |
| JP2930772B2 (ja) | 溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼 | |
| JP6459556B2 (ja) | 建築用低降伏比鋼板およびその製造方法 | |
| KR102357082B1 (ko) | 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 | |
| JP2002339037A (ja) | 低温継手靱性と耐ｓｓｃ性に優れた高張力鋼とその製造方法 | |
| JPH05195156A (ja) | 溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP6835054B2 (ja) | 高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP3736209B2 (ja) | 溶接部靭性に優れた高張力鋼及びその製造方法 | |
| KR20230041046A (ko) | 강판 및 강판의 제조 방법 | |
| JP3541746B2 (ja) | Ｃｔｏｄ特性に優れた高強度厚鋼板及びその製造方法 | |
| JP6327186B2 (ja) | 非調質低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 19970722 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20070822 Year of fee payment: 10 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080822 Year of fee payment: 11 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080822 Year of fee payment: 11 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090822 Year of fee payment: 12 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090822 Year of fee payment: 12 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100822 Year of fee payment: 13 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110822 Year of fee payment: 14 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110822 Year of fee payment: 14 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120822 Year of fee payment: 15 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120822 Year of fee payment: 15 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130822 Year of fee payment: 16 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term | ||
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130822 Year of fee payment: 16 |