JPH10509769A - 優れた靭性及び溶接性を有する高強度二相鋼板 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 オーステナイト再結晶温度を超える温度での第一圧延、オーステナイト再結晶温度未満の温度での第二圧延、A_r3変態点とA_r1変態点の間の温度での第三圧延、および約400℃未満の温度まで水冷却を行うことによって、フェライト相およびマルテンサイト／ベイナイト相を有し、かつフェライト相が主にバナジウムおよびニオブの炭化物または炭窒化物の析出物から成る高強度鋼組成物を作製する。

Description

【発明の詳細な説明】 優れた靭性及び溶接性を有する高強度二相鋼板 技術分野 本発明は、強力鋼およびその製造に関し、この鋼は構造用途に有用であるとと もにラインパイプ用の前駆材料でもある。より詳細には、本発明は、ミクロ構造 および機械的性質が鋼板の厚さ全体にわたって実質的に均一なフェライト相およ びマルテンサイト／ベイナイト相を含む二相高強度鋼板の製造に関し、この鋼板 は優れた靭性および溶接性を有することが特徴である。 従来技術 比較的軟質な相であるフェライト相と比較的硬質な相であるマルテンサイト／ ベイナイト相を有する二相組織鋼は、A_r3変態点とA_r1変態点との間の温度で焼な ましを行い、続いて、空気冷却から水急冷までの範囲の冷却速度で室温まで冷却 することによって作製される。採用する焼なまし温度は、鋼の化学ならびにフェ ライト相とマルテンサイト／ベイナイト相との間の所望の体積関係に依存する。 低炭素二相組織鋼および低合金二相組織鋼の開発については多くの報告があり 、こうした開発は冶金業界において広範な研究の対象になっていた。例えば、「 二相組織鋼の基礎（Fundamentals of Dual Phase Steels）」および「成形可能 なHSLAおよび二相組織鋼（Formable HSLA and Dual Phase Steels）」に関する 会議録、米国特許第4,067,756号、同第5,061,325号に報告がある。しかしながら 、二相組織鋼の用途は、ほとんどが自動車産業が対象となっており、この分野で は、こうした鋼の独特 な高加工硬化特性を利用して、加工処理中およびスタンピング処理中に自動車用 鋼板の成形性を増強している。従って、二相組織鋼が、10mm未満、典型的には2 〜3mmの範囲の薄板に限定されており、降伏引張強度および極限引張強度はそれ ぞれ50〜60ksiの範囲および70〜90ksiの範囲である。また、マルテンサイト／ベ イナトイ相の体積は、一般的にはミクロ構造の約10〜40%を占め、残りが軟質な フェライト相である。 従って、本発明の目的は、二相組織鋼の高加工硬化能力を利用して、成形性を 改良するのではなく、ラインパイプの成形中に鋼板を1〜3%変形させた後、≧100 ksi、好ましくは≧110ksiの高降伏強度を達成することである。このため、本明 細書中に記載される特徴を有する二相組織鋼板は、ラインパイプ用の前駆材料で ある。 本発明の目的は、板厚が少なくとも10mmの鋼板の厚さ全体にわたって実質的に 均一なミクロ構造を提供することである。更なる目的は、ミクロ構造中に細かく 分散した成分相を設けて、ベイナイト／マルテンサイトの容積%の有効境界値を 約75%以上に拡大し、これにより優れた靭性を特徴とする強力二相組織鋼を提供 することである。また本発明の更なる目的は、優れた溶接性と優れた熱影響部（ HAZ）耐軟化性を有する高強度二相組織鋼を提供することである。 発明の概要 本発明に従えば、鋼の組成と圧延工程の熱力学的制御とのバランスがとれるの で、強度の大きい、すなわち、降伏強度が100ksiより大きく、1〜3%の変形を行 った後の降伏強度が少なくとも110ksiである、ラインパイプ用の前駆材料として 有用な二相組織鋼の製造が可能となる。この高強度二相組織鋼は、フェライトマ トリックス中に40〜80容積%、好ましく は50〜80容積%のマルテンサイト／ベイライト相を含み、かつベイライトがマル テンサイト／ベイライト相の約50%未満であるミクロ構造を有する。 好ましい実施態様においては、＞10¹⁰cm/cm³の高密度の転位、更にはバナジウ ムおよびニオブの炭化物または炭窒化物、ならびに炭化モリブデン、すなわち、 (V,Nb)(C,N)ならびにMo₂C、の少なくとも一つ、好ましくはすべての微細析出物 から成る分散物によって更にフェライトマトリックスが強化される。バナジウム 、ニオブおよびモリブデンの炭化物または炭窒化物の極めて微細な（≦50Å）析 出物は、A_r3温度未満でのオーステナイト‐フェライト変態中に起こる相間析出 反応によってフェライト相中に形成される。この析出物は、主にバナジウムおよ びニオブの炭化物であり、(V,Nb)(C,N)で表される。従って、こうした化学組成 と圧延工程の熱力学的制御とのバランスをとることによって、厚さが少なくとも 約15mm、好ましくは少なくとも約20mmで、極めて高い強度を有する二相組織鋼を 作製することができる。 鋼の強度はマルテンサイト／ベイナイト相の存在と関係があり、この相の体積 を増加させると強度が増大する。しかしながら、強度と靭性（延性）とのバラン スをとる必要があるし、靭性はフェライト相により付与される。例えば、マルテ ンサイト／ベイナイト相が少なくとも約40体積%である場合には、2%変形後の降 伏強度が少なくとも約100ksiであり、マルテンサイト／ベイナイト相が少なくと も約60体積%である場合には、この降伏強度は少なくとも約120ksiである。 好ましい鋼、すなわち、高密度の転位ならびにフェライト相中にバナジウムお よびニオブの析出物を有する鋼は、A_r3変態点とA_r1変態点の間の温度における仕 上げ圧下および室温までの急冷を行うことによって作製する。従って、この手順 は、通常厚さが10mm以下で降伏強度が50〜60 ksiである自動車用の二相組織鋼の場合と対照的である。自動車用の場合には、 フェライト相中の析出物をなくして適切な成形性を確保する必要がある。析出物 は、フェライトとオーステナイトとの間の移動する界面に断続的に形成される。 しかしながら、適切な量のバナジウムまたはニオブまたはそれら両方が存在し、 しかも圧延および加熱処理の条件を注意深く制御した場合にのみ、析出物が生成 する。従って、バナジウムとニオブが鋼の組成において中心的な役割を果たす元 素である。 図面の説明 図１は、フェライト相（グレーの領域）とマルテンサイト／ベイナイト相（明 るい領域）を有する、焼入した合金A3を示す走査電子顕微鏡写真である。この図 は、本発明に従って作製された二相組織鋼の最終製品を示している。 図2は、フェライト相中の約50Å未満、好ましくは約10〜50Åの範囲にある炭 窒化ニオブおよび炭窒化バナジウムの析出物の透過電子顕微鏡写真である。 図3aおよび3bは、硬質相マルテンサイトのミクロ構造細部の透過電子顕微鏡写 真である。図3aは明視野像であり、図3bは図3aに対応する暗視野像である。 図4は、本発明により作製された鋼に対してHAZ（縦軸）を横切る方向に硬度（ ビッカース硬さ）をプロットしたもの（実線）と、市販のX100ラインパイプ鋼に 対して同様のプロットをしたもの（点線）である。本発明の鋼では、HAZ強度の 著しい減少は見られないが、X100鋼では、（ビッカース硬さで表されている）HA Z強度の顕著な減少（およそ15%）が見られる。 このように本発明の鋼は、大きい強度、優れた溶接性ならびに低温靭性を示す 。本発明の鋼は以下の組成（重量基準）を有する。 0.05〜0.12% C、好ましくは0.06〜0.12、より好ましくは0.07〜0.09 0.01〜0.5% Si 0.4〜2.0% Mn、好ましくは1.0〜2.0、より好ましくは1.2〜2.0 0.03〜0.12% Nb、好ましくは0.05〜0.1 0.05〜0.15% V 0.2〜0.8% Mo 0.3〜1.0% Cr、水素を含有する雰囲気に対して好ましい 0.015〜0.03% Ti 0.01〜0.03% Al Pcm ≦ 0.24 残りはFeおよび副次的な不純物である。 バナジウムとニオブの濃度の合計は≧0.1重量%であり、より好ましくはバナジ ウムとニオブの濃度はそれぞれ≧0.04%である。周知の不純物であるN、P、およ びSの量を最小限に抑えるが、以下に説明するように、若干のNは粒子成長抑制用 の窒化チタン粒子を調製するうえで好ましい。N濃度は約0.001〜0.01重量%、Sは 0.01重量%以下、Pは0.01重量%以下が好ましい。この化学組成においては、ホウ 素の添加がなく、ホウ素濃度が≦5ppm、好ましくは＜1ppmであるという点で、本 発明の鋼にはホウ素が含まれないと言える。 一般的には、本発明の材料は、後に述べる組成を有する鋼ビレットを通常の方 法で成型することによって作製される。その手順は次の通りである。実質的にす べて、好ましくはすべての炭窒化バナジウムおよび炭 窒化ニオブを溶解するのに十分な温度、好ましくは1150〜1250℃の範囲の温度ま でビレットを加熱する。従って、ニオブ、バナジウムおよびモリブデンの実質的 にすべてが溶解状態になる。オーステナイトが再結晶する第一温度領域でビレッ トを一回以上熱間圧延して、第一圧下率が約30〜70%となるようにする。第一温 度より幾分低めで、オーステナイトが再結晶せず、A_r3より高い第二温度領域で 、この圧下されたビレットを一回以上熱間圧延して、第二圧下率が約40〜70%と なるようにする。オーステナイトの20〜60%がフェライトに変態する変態点A_r3か ら変態点A_r1までの範囲の温度で空冷する。この更に圧下されたビレットを一回 以上圧延して、第三圧下率が約15〜25%となるようにする。フェライトへの変態 がもはや起こらない400℃以下の温度まで少なくとも25℃／秒、好ましくは少な くとも約35℃／秒の速度で水冷却を行って、ビレットを硬化させる。必要に応じ て、ラインパイプ用の前駆材料として有用であるこの圧延強力鋼板を室温まで空 冷する。この結果、粒子サイズは極めて均一となり、≦10ミクロン、好ましくは ≦5ミクロンとなる。 超強力鋼には、必然的に種々の性質が要求されるが、こうした性質は、元素と 熱力学的処理とを組み合わせることによって生み出される。種々の合金元素の役 割および本発明におけるそれらの濃度の好ましい限界値を以下に示す。 炭素は、ミクロ構造のいかんにかかわらず、すべての鋼および溶接品のマトリ ックス強化を行い、更に、NbC小粒子およびVC小粒子が十分に細かく、かつ多数 存在する場合には、これら小粒子形成によって析出強化を行う。その他、熱間圧 延中のNbC析出には、再結晶化を遅らせ、粒子成長を防止する働きがあるため、 オーステナイト微粒化の手段となる。これによって強度および低温靭性の両方が 改良される。炭素はまた、焼入 性、すなわち、鋼の冷却によってより硬くより強いミクロ構造を形成する能力を 助長する。炭素の含有率が0.01%未満の場合には、こうした強度増大効果は得ら れない。炭素の含有率が0.12%を超えると、鋼は現場溶接時に低温割れを起こし 易くなり、鋼板およびその溶接時の熱影響部（HAZ）の靭性が低下する。 マンガンは、鋼および溶接品のマトリックス強化剤であり、これはまた、焼入 性に大きく寄与する。要求される高い強度を達成するためには最低0.4%の量のMn が必要である。炭素と同じように、マンガンが多すぎると鋼および溶接品の靭性 に悪影響が生じ、更に現場溶接時の低温割れを引き起こすので、Mnの上限値とし て2.0%が課せられる。この上限値はまた、連続的に鋳造されるラインパイプ鋼中 のひどいセンターライン偏析を防止するためにも必要であり、この偏析は水素誘 起割れ（HIC）を引き起こす要因である。 ケイ素は、脱酸を目的として常に鋼に添加されるが、この役割を果たすには少 なくとも0.01%必要である。Siの量が多くなると、HAZ靭性は悪影響を受け、その 量が0.5%を超えるとHAZ靭性は許容できないレベルになる。 ニオブは、鋼の圧延ミクロ構造の微粒子化を促進するために添加され、これに よって強度および靭性の両方が改良される。熱間圧延中の炭化ニオブの析出には 、再結晶化を遅らせ、粒子成長を防止する働きがあるため、オーステナイト微粒 化の手段となる。ニオブは、NbC析出物の形成によって焼きもどし時の強度を更 に強化する。しかしながら、ニオブが多すぎると、溶接性およびHAZ靭性に悪影 が生じるため、最大でも0.12%である。 チタンは、少量添加した場合、TiNの微粒子を形成するのに有効であり、 この微粒子は圧延構造および鋼のHAZの両方の粒子サイズを微細化する。その結 果、靭性が改良される。Ti/N比が2.0〜3.4の範囲になるようにチタンを添加する 。チタンが多すぎると、粗いTiN粒子またはTiC粒子が形成されるため、鋼および 溶接品の靭性が劣化する。0.002%未満のチタン含有率では十分に細かい粒子サイ ズは得られず、0.04%を超えると靭性の劣化を引き起こす。 アルミニウムは、脱酸を目的としてこうした鋼に添加される。この目的に対し ては少なくとも0.002%のAlが必要である。アルミニウム含有率が高すぎると、す なわち0.05%を超えると、Al₂O₃型の介在物を形成する傾向を呈するが、この介在 物は鋼およびそのHAZの靭性に悪影響を与える。 バナジウムは、焼きもどし時の鋼および溶接後の冷却時のそのHAZの中に細か いVC粒子を形成することによって析出強化を起こすために添加される。バナジウ ムが溶解状態にあると、鋼の焼入性を向上するのに有力である。従って、強力鋼 のHAZ強度を維持するうえでバナジウムは有効である。過剰のバナジウムがある と、現場溶接時に冷温割れを引き起こすうえに、鋼およびそのHAZの靭性を劣化 させるので、上限は0.15%である。バナジウムはまた、直径が≦約50Å、好まし くは直径が10〜50Åの炭窒化バナジウム粒子の相間析出によって共析フェライト に対する有力的な強化剤である。 モリブデンは、直接焼入時の鋼の焼入性を増大させ、その結果、強いマトリッ クスミクロ構造が形成されるとともに、Mo₂CおよびNbMoの粒子を形成することに よって再加熱時の析出強化を行う。過剰のモリブデンがあると、現場溶接時に低 温割れを起こすとともに、鋼およびHAZの靭性を劣化させるので、最大でも0.8% である。 クロムもまた、直接焼入時の焼入性を増大させる。クロムは耐食性お よび耐HIC性を向上させる。特に、鋼表面にCr₂O₃に富んだ酸化膜を形成すること によって水素の進入を防止するうえでクロムは好ましい。モリブデンの場合と同 じように、過剰のクロムがあると、現場溶接時に低温割れを起こすとともに、鋼 およびそのHAZの靭性を劣化させるので、最大でも1.0%Crである。 窒素の混入を防ぐことはできず、鋼製造中、鋼の中に残存する。本発明の鋼に おいては、少量であれば細かいTiN粒子を形成するうえで有用であり、この粒子 は熱間圧延時の粒子成長を防止するので、圧延された鋼およびそのHAZの微粒化 が促進される。必要な容積分率のTiNを形成するには、少なくとも0.001%のNが必 要である。しかしながら、窒素が多すぎると、鋼およびそのHAZの靭性が劣化す るので、Nの最大含有率は0.01%である。 熱力学的処理の目的は二つある。すなわち、微細化および扁平化されたオース テナイト粒子を作製すること、ならびに二つの相に高密度の転位および剪断バン ドを導入することである。 第一の目的は、オーステナイト再結晶温度より高いかまたは低い温度で、しか も常にA_r3よりも高い温度で重圧延を行うことによって達成される。再結晶温度 より高い温度で圧延を行うと、オーイテナイト粒子のサイズが連続的に微細化さ れ、一方、再結晶温度より低い温度で圧延を行うと、オーステナイト粒子が扁平 化される。従って、オーステナイトがフェライトに変態し始めるA_r3より低い温 度で冷却すると、オーステナイトおよびフェライトの微細化された混合物が形成 され、A_r1よりも低い温度で急冷すると、フェライトおよびマルテンサイト／ベ イナイトの微細化された混合物になる。 第二の目的は、オーステナイトの20%〜60%がフェライトに変態するA_{r 1} とA_r3の間の温度で、扁平化されたオーステナイト粒子に第三の圧下を行うこと によって達成される。 本発明で実施される熱力学的処理は、所望の細かい分布を有する成分相を誘導 するうえで重要である。 オーステナイトが再結晶する領域とオーステナイトが再結晶しない領域との境 界を規定する温度は、圧延前の加熱温度、炭素濃度、ニオブ濃度、および圧延処 理時の圧下率に依存する。この温度は、実験、またはモデル計算のいずれかによ って各鋼組成物に対して容易に決定することができる。 ラインパイプは周知のU-O-E法によって平板から成形されるが、この方法では 、平板をU型に成形し、次にO型に成形し、更にこのO型を1〜3%膨張させる。この 成形および膨張は、付随する加工硬化作用によってラインパイプに最高の強度を 付与する。 以下の実施例により、本明細書に記載された本発明を具体的に説明する。 次の化学組成で表される合金の500ポンドの加熱体を真空誘導溶解し、インゴ ットを鋳造し、厚さ4インチのスラブに鋳造加工し、1240℃で2時間加熱し、表2 のスケジュールに従って圧延した。 強力な炭窒化物形成剤、特にニオブおよびバナジウムに関して次のバランスが 得られるように、合金および熱力学的処理をデザインした。 ・これらの化合物の約三分の一が、焼入の前にオーステナイト中で析出する。こ うした析出物は、再結晶防止ならびにオーステナイト粒子のピン止めを行って、 オーステナイトが変態する前にその細かい粒子を形成する。 ・これらの化合物の約三分の一が、変態区間(intercritical)および亜臨界(subc ritical)領域を介してオーステナイトからフェライトへの変態中に析出する。こ れらの析出物はフェライト相の強度を促進する。 ・これらの化合物の約三分の一を固溶体中に保持し、HAZ中での析出に利用して 、他の鋼に見られる通常の軟化を改善または除去する。 100mm厚の矩形の鋳造加工された初期スラブの熱力学的圧延スケジュールを以 下に示す。 最終製品は厚さ20mmで、フェライトが45%、マルテンサイト／ベイナイトが55% であった。 フェライトおよびその他のオーステナイト分解生成物の量を変化させ るために、表3に示すように様々な最終温度から焼入を行った。フェライト相に は、初析フェライト（すわなち「残留」フェライト）および共析フェライト（す なわち「変態」フェライト）の両方が含まれており、これは全フェライト体積分 率を意味する。鋼を800℃から焼入した場合、100%オーステナイト領域に属する 鋼が得られたことから、A_r3温度は800℃未満であることが示唆される。図1から 分かるように、約725℃から焼入した場合、オーステナイトの75%が変態したこと から、A_r1温度はこの温度と近く、この合金の二相区間は約75℃であることが示 唆される。表3に、最終圧延、焼入、体積分率、およびビッカース微小硬さのデ ータをまとめる。 第二相すなわちマルテンサイト／ベイナイト相の体積%が大きい鋼は、通常、 延性および靭性が劣っているという特徴があるので、本発明の鋼が十分な延性を 保持しながら、UOE工程で成形および膨張が可能である点は注目に値する。延性 が保持されるのは、例えば、マルテンサイトパケ ットが10ミクロン未満で、このパケット内の個々の構造体が1ミクロン未満であ るなど、ミクロ構造ユニットの有効寸法が維持されるからである。図1は走査電 子顕微鏡（SEM）写真であり、処理条件A3に対応する、フェライトおよびマルテ ンサイトを含有する二相ミクロ構造を表している。平板の厚さ全体にわたって著 しく均一なミクロ構造が、すべての二相組織鋼で観察された。 図2は透過電子顕微鏡写真であり、鋼A3のフェライト領域の非常に細かく分散 された相間析出物を示している。共析フェライトは、一般的には、サンプル全体 にわたって均一に分散された第二相との界面近傍で観察され、その体積分率は鋼 の焼入開始温度が低下するにつれて増加する。 図3aおよび3bは透過電子顕微鏡写真であり、これらの鋼の第二相の特性を示し ている。いくらかのベイナイト相を有する主としてラスマルテンサイトから成る ミクロ構造が観察された。このマルテンサイトは薄膜すなわち厚さ約500Å未満 の膜を呈し、図3bの暗視野像に示されるように、ラス境界にオーステナイトを保 持していた。マルテンサイトがこうした形態をとることによって、二相組織鋼の 強度に寄与するだけでなく、良好な靭性を付与する働きをする強力かつ強靭な第 二相が確保される。 表4は、合金Aの二つのサンプルの引張強度および延性を示している。 パイプ成形において、2%延伸後の降伏強度は、少なくとも100ksiである最小目 標強度、好ましくは少なくとも110ksiを満たすが、これはこうしたミクロ構造の 優れた加工硬化特性に由来する。 表5は、合金A4の縦（L-T）サンプルに関して行った-40℃および-76℃における Vノッチ付シャルピー衝撃靭性（ASTM規格E-23）を示している。 上記の表に示された衝撃エネルギー値は、本発明の鋼が有する優れた 靭性を示唆するものである。本発明の鋼は、-40℃において少なくとも100ジュー ル、好ましくは-40℃において少なくとも約120ジュールの靭性を有する。 本発明の主要な特徴は、良好な溶接性を有する強力鋼および優れた耐HAZ軟化 性を有する強力鋼である。実験用単一ビード溶接試験を行って、低温割れ感受性 およびHAZ軟化性を調べた。図4は、本発明の鋼に対するデータの一例を示してい る。このプロットは、現状技術の鋼、例えば市販のX100ラインパイプ鋼とは対照 的に、本発明の二相組織鋼は、HAZにおいていかなる顕著な、または測定しうる 軟化をも受けないという劇的な結果を示すものである。一方、X100は、母材金属 と比べて15%の軟化を呈する。本発明によれば、HAZは、母材金属の強度の少なく とも約95%、好ましくは母材金属の強度の少なくとも約98%を有する。溶接熱供給 が約1〜5キロジュール／mmの範囲のときに、こうした強度が得られる。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 ヘムラジャニ・ラメシュ・アール アメリカ合衆国、ニュージャージー州 08807、ブリッジウォーター、マウンテン トップ ロード 1580

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １．1〜3%変形後の降伏強度が少なくとも約110ksiであり、フェライト相および 約40〜80体積%のマルテンサイト／ベイナイト相を有し、ベイナイトが該マルテ ンサイト／ベイナイト相の50体積%以下であり、該フェライト相が直径50オング ストローム以下のバナジウム、ニオブ、またはモリブデンの炭化物または炭窒化 物の析出物およびそれらの混合物を含有することを特徴とする二相組織鋼組成物 。 ２．少なくとも15mmの厚さを持ち、その厚さを通じ均一な微細構造を有する請求 の範囲１項記載の鋼。 ３．前記マルテンサイト／ベイナイト層は厚さ約500Å未満のオーステナイト保 持薄膜を含むものである請求の範囲１項記載の鋼。 ４．溶接熱サイクルによる加熱の結果バナジウム、ニオブ又はモリブデンの炭化 物又は炭化窒化物の沈殿を形成するものである請求の範囲３項記載の鋼。 ５．溶接熱供給範囲が約1〜5キロジュール／mmである請求の範囲４項記載の鋼。 ６．母材金属およびHAZを有する溶接された鋼組成物であって、該HAZの強度が、 1〜3%変形後の降伏強度が少なくとも110ksiである該母材金属の強度の約95%以上 であり、該母材金属がフェライト相および約40〜80体積 %のマルテンサイト／ベイナイト相を有し、ベイナイトが該マルテンサイト／ベ イナイト相の約50体積%以下であり、該フェライト相が50オングストローム以下 のバナジウム、ニオブ、もしくはモリブデンの析出物またはそれらの混合物を含 有することを特徴とする前記鋼組成物。 ７．HAZ強度が母材金属の強度の98%以上である請求の範囲６項記載の溶接鋼。 ８．重量基準で以下の組成を有する請求の範囲６項記載の溶接鋼。 0.05〜0.12% C 0.01〜0.5% Si 0.4〜2.0% Mn 0.03〜0.12% Nb 0.05〜0.15% V 0.2〜0.8% Mo 0.015〜0.03% Ti 0.01〜0.03% Al Pcm ≦ 0.24 残部はFe ９．バナジウムとニオブとの合計濃度が0.1重量%以上である請求の範囲８項記載 の溶接鋼。 １０．0.3〜1.0%のCrを含有する請求の範囲８項記載の溶接鋼。 １１．1〜3%変形後の引張強度が少なくとも100ksiである高強度鋼の製造方法で あって、 (a)鋼ビレットを十分な温度にまで加熱して、実質的にすべての炭窒化バナジウ ムおよび炭窒化ニオブを溶解させる工程と、 (b)オーステナイトが再結晶する温度領域で、第一圧下率になるまで、一回以上 該ビレットを圧延して平板を成形する工程と、 (c)オーステナイト再結晶温度未満かつA_r3変態点を超える温度領域で、第二の圧 下率になるまで、一回以上該平板を圧延する工程と、 (d)こうして更に圧下された該平板を、A_r3変態点とA_r1変態点の間の温度まで冷 却する工程と、 (e)第三の圧下率で、冷却された該平板を一回以上圧延する工程と、 (f)該最終圧延平板を、400℃以下の温度まで水冷却する工程と、 からなることを特徴とする前記製造方法。 １２．工程(a)の温度は約1150〜1250℃の範囲である請求の範囲１１項記載の方 法。 １３．第一圧延延率が約30〜70%であり、第二圧延率が約40〜70%であり、第三圧 延率が約15〜25%である請求の範囲１１項記載の方法。 １４．工程(d)の冷却は空冷である請求の範囲１１項記載の方法。 １５．工程(d)の冷却は鋼の20〜60容量%がフェライトに変態するまで行われる請 求の範囲１１項記載の方法。 １６．工程(f)の冷却は少なくとも25℃／秒の速度で行われる請求の範囲１１項 記載の方法。 １７．工程(d)の冷却は725℃よりも高く800℃よりも低い温度で開始される請求 の範囲１１項記載の方法。 １８．前記板を円状又はラインパイプ材に形成する請求の範囲１１項記載の方法 。 １９．前記円状又はラインパイプ材を1〜3%膨張させる請求の範囲１１項記載の 方法。 ２０．前記鋼は重量基準で以下の組成を有する請求の範囲１１項記載の方法。 0.05〜0.12% C 0.01〜0.5% Si 0.4〜2.0% Mn 0.03〜0.12% Nb 0.05〜0.15% V 0.2〜0.8% Mo 0.015〜0.03% Ti 0.01〜0.03% Al Pcm ≦ 0.24 残部はFe ２１．バナジウムとニオブとの合計濃度が0.1重量%以上である請求の範囲２０項 記載の方法。 ２２．バナジウムとニオブ濃度が各々0.04重量%以上である請求の範囲２１項記 載の溶接鋼。 ２３．0.3〜1.0%のCrを含有する請求の範囲２０項記載の方法。