(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
フェライト相とマルテンサイト／ベイナイト相から成り、かつ１〜３％の変形の後、少なくとも１００ｋｓｉの降伏応力をもつ２相鋼の製造方法であって、
（ａ）鋼ビレットを、すべての炭窒化バナジウム及び炭窒化二オビウムを溶解するのに十分な温度に加熱する工程、
（ｂ）オーステナイトが再結晶する温度範囲で、前記ビレットを、第１圧下率になるまで１回以上圧延して平板に成形する工程、
（ｃ）オーステナイト再結晶温度未満で、かつＡr3変態点を超える温度範囲で、前記平板を、第二圧下率になるまで一回以上圧延する工程、
（ｄ）前記更に圧下された平板を、Ａr3変態点と５００℃との間の温度に冷却する工程、及び
（ｅ）最終の圧延板を、４００℃以下の温度に水冷する工程、
を含むことを特徴とする２相鋼の製造方法。
【請求項２】
工程（ａ）の温度は、１１５０〜１２５０℃である請求の範囲第１項の方法。
【請求項３】
前記第１圧下率は、３０〜７０％であり、第２圧下率は、３０〜７０％である請求の範囲第１項の方法。
【請求項４】
工程（ｄ）の冷却は、空冷である請求の範囲第１項の方法。
【請求項５】
工程（ｄ）の冷却は、鋼の２０〜６０容量％がフェライト相に変態するまで行う請求の範囲第１項の方法。
【請求項６】
工程（ｅ）の冷却は、少なくとも２５℃／秒の速度で行う請求の範囲第１項の方法。
【請求項７】
前記板は、環状もしくはラインパイプ材に成形される請求の範囲第１項の方法。
【請求項８】
前記環状もしくはラインパイプ材は、Ｕ−Ｏ−Ｅ法により１〜３％膨張させられる請求の範囲第７項の方法。
【発明の詳細な説明】
技術分野
本発明は、建造物及びラインパイプ前駆体として有用な高強度鋼及びその製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、フェライト相とマルテンサイト／ベイナイト相から成る２相高強度鋼板であって、鋼板の厚み方向にわたって実質的に均一な微細構造及び機械強度を有し、優れた靭性と溶接性を兼ね備えた鋼板の製造に関するものである。更に詳しくは、本発明は、微細構造が実用的な状態で形成できるような堅実性と融通性と容易性をもって製造される２相高強度鋼の製造に関するものである。
背景技術
比較的柔軟な相であるフェライトと、比較的強靱な相であるマルテンサイト／ベイナイトからなる２相鋼はＡｒ3変態点とＡｒ1変態点との間の温度でアニールを行った後、空冷と水冷の間の冷却速度で室温まで冷却することにより製造される。選択されるアニーリングの温度は、鋼の組成とフェライトとマルテンサイト／ベイナイトの所望の容量比とにより定まる。
低炭素合金２相鋼の発展については多くの文献があり治金学分野で深く探究されてきた。例えば、“Fundamentals of Dual Phase Steels”や“Formable HSLA and Dual Phases Steels”の学会予稿集や、米国特許第４，０６７，７５６及び第５，０６１，３２５を参照。しかしながら、今まで２相鋼は多くは自動車工業に向けられており、この鋼のユニークな高加工硬化特性はプレス加工や打ち抜き加工時の自動車用シート鋼の成型性改善に利用されてきた。斯くして、２相鋼は薄いシート、典型的には２〜３ｍｍ、通常１０ｍｍ以下のシートに限られてきたし、その降伏的や極限引張強度はそれぞれ５０〜６０ｋｓｉ及び７０〜９０ｋｓｉ程度であった。又、マルテンサイト／ベイナイト相は微細構造の約１０〜４０容量％であり、残部は柔軟なフェライト相である。更に、広範囲な応用を阻害する要因として、製造条件に敏感に反応し変化し易いことが挙げられ、このため、所望の物性を得るためには厳密な融通性のない温度その他の固定管理を必要であった。この種の厳密な工程管理の外部では、物性はドラマチックな急激な低下を生じる。このような製造条件に対する感受性のため、２相鋼は実際上一定な状態で製造できず、世界中のほんの一つかみの製鋼工場においてしか製造されていない。
従って、本発明は、２相鋼のもつ高加工硬化特性を成型性の改良のためではなく高い降伏応力、即ち鋼板をラインパイプに形成するとき加えられる１〜３％変形の後に１００ｋｓｉ、好ましくは１２０ｋｓｉ以上の降伏応力を達成するために利用することを目的とするものである。斯くして、本明細書で記載された特性を有する２相鋼板はラインパイプの前駆体である。
本発明は、又、少なくとも１０ｍｍの厚さにわたって実質的に均一な微細構造を与えることを目的とする。
本発明は、更に、ベイナイト／マルテンサイト相の容量上限を７５％以上に拡大するような微細構造の構成相の分布をもたらし、それにより高靭性により特徴づけられた高強度２相鋼を提供することを目的とする。更に、本発明は高い溶接性と優れた熱影響域（ＨＡＺ）における耐軟化性とをもつ高強度２相鋼板を提供することを目的とする。
発明の開示
従来の２相鋼においては、構成する相の容積分率は冷却開始温度の僅かな変化に対しても敏感に反応した。
一方、本発明によれば、鋼組成は圧延加工の熱機械的管理により一定に保つことができ、その結果、ラインパイプ前駆体として有用な高強度（即ち、１〜３％変形の後の降伏応力が１００ｋｓｉ以上、好ましくは１２０ｋｓｉ以上）２相鋼であって、更に、４０〜８０容量％、好ましくは５０〜８０容量％のマルテンサイト／ベイナイト相がフェライトマトリックス中に存在し、ベイナイトがマルテンサイト／ベイナイトの約５０％を占めるような２相鋼を製造し得る。
好ましい態様においてはフェライトマトリックスはバナシウム及びニオビウム炭化物又は炭窒化物及びモリブデン炭化物〔（Ｖ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）及びＭｏ2Ｃ〕の中から選ばれる少なくとも１つ、好ましくは全部の微細折出物の高密度転換（１０10ｃｍ／ｃｍ3）及び分散により更に強化される。バナジウム、ニオビウム及びモリブラン炭化物又は炭窒化物の微細な（直径５０Å以下）析出物はＡｒ3変態点以下のオーステナイト−フェライト変態の間に生じる相間析出反応によりフェライト相中に形成される。この析出物は主としてバナジウム及びニオビウム炭化物であって、（Ｖ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）と表す。このように、組成と圧延工程の熱機械的制御をバランスさせることにより、厚さが少なくとも約１５ｍｍ、好ましくは少なくとも約２０ｍｍで非常に高い強度をもつ２相鋼が製造できる。
２相鋼の強度はマルテンサイト／ベイナイト相の存在に関連しており、この相の存在に関連しており、この相の容量分率を増大させることにより強度を増大させることができる。しかしながら、強度とフェライト相によりもたらされる靭性（延性）とはバランスをとる必要がある。たとえば、マルテンサイト／ベイナイトが少なくとも約４０容量％存在する時に２％変形の後の降伏応力は少なくとも約１００ｋｓｉとなり、マルテンサイト／ベイナイトが少なくとも約６０容量％存在する時に少なくとも約１２０ｋｓｉの降伏応力が得られる。
好ましい２相鋼、即ち、フェライト相中に高密度の転位とバナジウム及びニオビウム析出物を有する２相鋼は、Ａｒ3変態点以上の温度における最終圧延と、Ａｒ3変態点と５００℃との間の温度への冷却と、それに続く室温までの急冷により製造される。この方法は、フェライト相が適切な成型性を確保すべく析出物を含んではならないような、自動車工業用の通常１０ｍｍ以下の厚さで５０〜６０ｋｓｉの降伏応力をもつ従来の２相鋼の製造方法とは全く異なっている。
析出物はフェライトとオーステナイトの間の移動する界面に不連続に形成される。しかし、析出物はバナジウムもしくはニオビウム、又はそれら両方が適当の量存在する時ににのみ形成されるものであって、圧延と加熱処理条件は注意深く制御する必要がある。バナジウムとニオビウムは鋼組成において重要な元素である。
図面の説明
第１図は、市販の鋼（点線）及び本発明の鋼（実線におけるフェライト容量％（縦軸）に対する開始−急冷温度（℃、横軸）のプロットである。
第２図（ａ）及び（ｂ）は、Ａ１の方法条件により生成した２相微細構造の走査電子顕微鏡写真であり、第２図（ａ）は表面部、（ｂ）は中央（厚さ中間部）である。これらの図において、灰色の部分はフェライト相、より明るい部分はマルテンサイ相である。
第３図はフェライト相中の直径約５０Å以下、好ましくは、直径約１０〜５０Åの範囲のニオビウム及びバナジウム炭化物析出物の透過電子写真である。暗い部分（左側）はマルテンサイト相で明るい部分（右側）はフェライト相である。
第４図は、本発明により製造されたＡ１鋼（実線）及び市販×１００ラインパイプ鋼（点線）のＨＡＺを横切る硬さ（Ｖｉｃｋｅｒｖｓ  硬さ）変化を示すプロットである。本発明の鋼は、３キロジュール／ｍｍの熱入力におけるＨＡＺ強度の有意な減少がないのに対し、×１００鋼では有意の（約１５％）ＨＡＺ強度（Ｖｉｋｅｒｓ硬さにより示される）の減少が見られる。
本発明の鋼は高強度、優れた溶接性及び優れた低温靭性を与えるものであり、重量で表し下記の組成を有する：
Ｃ：０．０５〜０．１２％、好ましくは０．０６〜０．１２％、更に好ましくは０．０８〜０．１１％
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
Ｍｎ：０．４０〜２．０％、好ましくは１．２〜２．０％、更に好ましくは１．７〜２．０％
Ｎｂ：０．０３〜０．１２％、好ましくは０．０５〜０．１％
Ｖ：０．０５〜０．１５％
Ｍｏ：０．２〜０．８％
Ｃｒ：０．３〜１．０％、水素雰囲気で用いることが好ましい。
Ｔｉ：０．０１５〜０．０３％
Ａｌ：０．０１〜０．０３％
Ｐｃｍ：０．２４％以下
残部はＦｅ及び偶発的不純物。
バナジウムとニオビウムの濃度の合計は０．１重量％以上であり、更に好ましくはバナジウム及びニオビウムの濃度は各０．０４％以上である。以下に述べるように幾分かのＭｎの存在は窒化チタニウム粒子を妨げる粒子成長のためには望ましいが、良く知られた不純物であるＮ、Ｐ、Ｓは極少化させる。好ましくはＮ濃度は０．００１〜０．０１重量％、Ｓは０．０１重量％以下、Ｐは０．０１重量％以下である。この組成においては、鋼はホウ素を一切加えないという意味でホウ素を含まず、ホウ素濃度は５ｐｐｍ以下，好ましくは１ｐｐｍ以下である。
一般に、本発明の２相鋼は、通常の仕方で上記の組成をもつ鋼ビレットを形成し、このビレットを実質的にすべて、好ましくはすべての炭窒化バナジウム及び炭化ニオビウムを溶解するのに十分な温度、好ましくは１１５０〜１２５０℃に加熱することにより製造される。この状態では実質的にすべてのニオビウム、バナジウム及びモリブデンは溶けている。次いでビレットを１回もしくはそれ以上熱間圧延して、オーテスナイトの再結晶する第一の温度範囲で約３０〜７０％の減少を与える程度第一の減縮（reduction）を行う。減縮したビレットを１回もしくはそれ以上熱間圧延して、オーステナイトが再結晶しないがＡｒ3変態点以上の第２の、若干低い温度範囲で約３０〜７０％の減少を与える程度第２の圧延減縮（rolling reduction）を行う。次いでＡｒ3変態点と約５００℃との間の温度に冷却する。この場合２０〜６０％のオーストテナイトはフェライトに変態する。更に、少なくとも２５℃／秒、好ましくは少なくとも３５℃／秒の速度で４００℃以下まで水冷して、ビレットを固化する。この温度範囲ではフェライトへの変態は生成しない。必要に応じ、圧延したラインパイプとして有用な前駆体である高強度綱板を室温まで空冷する。その結果、粒径は極めて均一で１０μｍ以下、好ましくは５μｍ以下である。
高強度綱は種々の物性を有する必要があるが、これらの物性は元素と機械的処理との組合わせにより得られる。本発明における種々の合含元素の役割とその好ましい濃度範囲を次下に説明する。
炭素は、微細構造がいかなるものであれ、すべたの綱と熔接において強化するマトリックスを提供するとともに、微細なＮｂＣ及びＶＣ粒子の形成により（それらが十分微細で数多ければ）強化する析出物を提供する。更に、熱間圧延の間ＮｂＣ析出物は再結晶を遅らせ粒子成長を防げる役割を果たし、これによりオーステナイト粒子の精製手段を提供する。このことは強度及び低温靭性の改善をもたらす。炭素は、又、固化性を改善する。即ち綱を冷却した時により硬い強靱な微細構造を形成する能力がある。炭素含量が０．０１％より少ないと上記した強化効果は得られず、一方、０．１２％を越えると綱は冷間割れを起し易くなり、しかも鋼板及びその溶接時の熱影響域（ＨＡＺ）の靭性は低下する。
マンガンは鋼及び溶接におけるマトリックス強化作用を有し、又、固化性に強く寄与する。最小限０．４％Ｍｎが必要な高強度を得るために必要である。炭素と同様、過剰量は鋼板及び溶接に有害であり、しかも溶接の際の冷間割れを引き起こす。従って、上限は２％である。この上限は、又、連続鋳造ラインパイプ鋼における中心線偏析（これは水素誘起割れ（ＨＩＣ）を引き起こす助けとなる要因である）を防止する上でも必要である。
ケイ素は脱酸素の目的で鋼にいつも加えられ、その役割のためには少なくとも０．０１％が必要である。一方、０．５％を越えるとＨＡＺ靭性に悪影響を与え、受け入れられない程度までＨＡＺ靭性が減少してしまう。
ニオビウムは鋼の圧延微細構造の粒子精製を促進させるために加えられる。これにより強度及び靭性がともに改善される。熱間圧延時の炭化あニオビウムの析出により再結晶を遅らせ粒子成長を妨げ、これによりオーテスナイト粒子精製の手段を提供する。又、ＮｂＣ析出物の形成を通じて焼戻し時に強化効果を更に与える。しかし、過剰ニオビウムは溶説性及びＨＡＺ靭性に害を与えるので上限は０．１２％とするのが良い。
チタニウムは少量加えると、綱の圧延構造及びＨＡＺにおける粒子径の精製を促すＴｉＮ微細粒子の形成に効果的である。これにより靭性が改善される。チタニウムはＴｉ／Ｎ比が２．０〜３．４の範囲となるように加えられる。過剰のチタニウムは粗いＴｉＮ又はＴｉＣ粒子の形成により鋼と熔接の靭性を低下させる。チタニウム含量が０．００２％より少なくなると十分微細な粒子径が得られず、一方０．０４％を越えると靭性の低下を引き起こす。
アルミニウムは脱酸素を目的として鋼に加えられる。この目的のためには少なくとも０．００２％のＡｌが必要である。アルミニウム含量が多すぎると、即ち、０．０５％より多くなるとＡｌ2Ｏ3型の含有物を形成する傾向があり、これは鋼及びそのＨＡＺの靭性に有害となる。
バナジウムは、焼戻し時の鋼及び溶接後冷却した際のＨＡＺにＶＣ粒子を形成することにより強化する析出物を与えるべく加えられる。溶融時、バナジウムは鋼の硬化性を促進する効果がある。従って、バナジウムは高強度鋼のＨＡＺ強度の維持に有効である。過剰のバナジウムは溶接時冷間割れを引起し、又、鋼とそのＨＡＺの靭性を低下させるため０．１５％が上限である。バナジウムは、又、直径５０Å以下、好ましくは１０〜５０Åの炭窒化バナジウム粒子の相間析出を通じて共析フェライトに対する強化作用を有する。
モリブデンは直接急冷時に鋼の硬化性を増大させるため、強靱なマトリックス微細構造が生成すると共にＭｏ2Ｃ及びＮｂＭｏ粒子の形成により再加熱時に析出強化を与える。過剰のモリブデンは熔接時に冷間割れを起し、綱及びＨＡＺの靭性を低下させるため、上限を０．８％とする。
クロムは直接急冷時の硬化性を増大させる。又、耐腐飾性及び耐ＨＩＣ性を向上させる。特に、鋼表面にＣｒ2Ｏ3リッチ酸化物フィルムを形成することにより水素の侵入を防止するために好ましい。モリブデンと同様、過剰なクロムは溶接時の冷間割れを引起し、又鋼及びそのＨＡＺの靭性を低下させるため、上限を１．０％とする。
窒素が鋼製造の際、鋼においては、少量の窒素は、熱間圧延時の粒子成長防止してそれにより圧延鋼及びそのＨＡＺにおいて粒子精製を促進するような微細ＴｉＮ粒子の生成するので好都合である。ＴｉＮの必要な容量分率を得るために少なくとも０．００１％の窒素が必要である。一方、過剰の窒素は鋼及びそのＨＡＺの靭性を低下させるので、上限を０．０１％とする。
熱機械的処理の目的は２つに大別される。即ち、精製された平らなオーステナイト粒子の生成と、２相に高密度の転位とせん断バンドの導入である。
第一の目的は、オーステナイト再結晶温度の上下の温度且つＡｒ3以上の温度における強い圧延により満足させられる。再結晶温度以上の圧延によりオーステナイト粒子サイズは連続して精製され、一方再結晶温度以下の圧延によりオーステナイト粒子は平坦化される。斯くして、オーステナイトがフェライトへ変態し始めるＡｒ3以下の温度への冷却により、オーステナイトとフェライトの微細な混合物が形成され、Ａｒ1以下への急冷によりフェライトとマルテンサイト／ベイナイトの微細混合物への変態が始まる。
第２の目的は、２０〜６０％のオーステナイトがフェライトに変態したＡｒ1とＡｒ3の間の温度において、平坦化したオーステナイト粒子を第３の圧延減縮させることにより達成される。
本発明において行われる熱機械的処理は構成相の好ましい微細分布を誘起させる点で重要である。
オーステナイトが再結晶する範囲及びオーステナイトが再結晶しない範囲の両範囲の境界温度は、圧延前の加熱温度、炭素含量、ニオビウム含量、及び圧延時の減縮率に依存する。この温度は実験的にもしくはモデル計算により各綱組成に応じて容易に決定できる。
ラインパイプは周知のＵ−Ｏ−Ｅ法により綱板から形成される。この方法では、板材をＵ字型に成型し、次いでＯ字型し、その後１〜３％膨張させる。成型及び膨張は付随する加工強化効果によりラインパイプに最高の強度を与える。
以下本発明を実施例により説明する。
下記の化学組成で表される５００ポンドの一溶かしの合金を真空誘導融解し、インゴットに鋳造し、鍛錬して４インチ厚の板材（スラブ）とし、１２４０℃で２時間加熱し、表２のスケジュールに従い熱間圧延した。
0003990725.tif 000002
合金及び熱機械的処理は強靱な炭窒化物前駆体、特にニオビウム及びバナジウムに対して下記のようなバランスとなるように設計された。
・組成物の約１／３は急冷前にオーステナイトとして析出する。この析出物は再結晶化を妨げるとともに、オーステナイト結晶粒の成長を阻止し、その結果変態前に微細なオーステナイト結晶粒を生成させる。
・組成物の約１／３はオーステナイト−フェライト変態中に中間臨界領域（intercritical region）及び変態点下領域（subcritical region）を通って析出する。この析出物はフェライト相を強靱にさせる。
・組成物の約１／３は固溶体中にＨＡＺ析出物としてとどまり、他の鋼で見られる通常の軟化を改善又は除去する。
１００ｍｍ四方の初期の鍛錬された板材に対する熱機械的圧延のスケジュールを以下に示す。
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フェライト及び他のオーステナイト分解生成物の量を変えるために種々の最終温度からの急冷を行った結果を表３に示す。
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フェライト相は初析晶（又は「残留フェライト」）及び共析晶（又は「変態フェライト」）の両方を含み、全フェライト体積分率を表す。
定量的な冶金学的分析法を用い、変態したオーステナイトの量を、急冷を行った最終温度の関数として追跡した。そのデータを第１図にプロットするとともに、表３にまとめた。最終温度からの急冷速度は、厚さ方向部分に２０ｍｍを越える厚さの所望の２相微細構造を生成させるため、２０〜１００℃／秒、より好ましくは３０〜４０℃／秒の範囲とする。
第１図から、急冷開始温度が６６０℃から５６０℃まで下がると、３５〜５０％の間のいたるところでオーステナイトが変態することがわかる。さらに、急冷開始温度がさらに下がると、鋼はそれ以上変態せず、全体として約５０％変態したままとなる。
鋼は第２相ないしマルテンサイト／ベイナイト相の大きな容積割合をもつため、通常劣った延性と劣った靱性により特徴づけられているが、本発明の鋼は、十分な延性を維持し、ＵＯＥプロセスにおける成形及び伸張を可能にする点で注目される。マルテンサイトパケットのような微細構造ユニットの有効寸法を１０ミクロン以下に維持するとともに、該マルテンサイトパケット内の個々の特徴部を１ミクロン以内に維持することにより、延性が保持される。第２図は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真であり、処理条件Ａ１のためのフェライト及びマルテンサイトを含む２相微細構造を示す。板の厚さにわたって顕著な均一性の微細構造が全２相鋼において観察された。
第３図はＡ１鋼のフェライト領域に析出した中間層の非常に微細な分散を示す透過型電子顕微鏡写真である。共析フェライトは一般に第２相における境界面の近くに見られ、試料の全体にわたって均一に分散し、且つその容積分率は鋼が急冷される温度を低下させると減少する。
本発明で見出された主たるものは、オーステナイト相が約５０％変態の後のさらなる変態に対して極めて安定なことである。これはオーステナイトの安定化メカニズムとオースエージ効果のためである。
（ａ）オーステナイト安定化：少なくとも３つの安定化メカニズムがあり、本発明の鋼においてさらにフェライト相に変態することを阻止するように作用する。
（１）熱安定化：オーステナイト変態の間に変態フェライト相から非変態オーステナイトまでカーボンを分割させる強い駆動力が、すべて共通に熱安定化としてグループ化されたいくつかの効果を導く。このメカニズムは、通常オーステナイト中のＣのいくらかの増加、さらに詳細には、オーステナイト／フェライト境界面におけるＣ濃度スパイクをもたらし、局所的に更に変態が起きることを阻止する。また、Ｃは変態の最前線において転位に対して増加するように偏析し、この最前線を不動化させ、変態をその場所に凍結させる。
（２）濃度スパイク：Ｃと、Ｍｎのごときその他の強力なオーステナイト安定化材は変態中に残りのオーステナイトに移動する。しかし拡散が遅くかつ十分な時間がないため、有意な分割均一化は生じず、オーステナイト変態最前線においてＣとＭｎの局所的な濃度スパイクが発生する。これは鋼の焼入性を局所的に高め、安定性を導く。
（３）化学安定化：鋼中のいくらかのＭｎとＭｎバンドの存在のため、変態しないままのオーステナイト領域はより高いＭｎ濃度となり、その結果この領域の焼入性が全合金の焼入性を越えて十分に高められる。そして用いる冷却速度と熱機械的処理のため、オーステナイト−フェライト変態が安定となる。
（ｂ）オースエージ：これは本発明の鋼における主要なファクターである考えられる。本発明の鋼のようにオーステナイト相が、固溶体中に過飽和状態で溶解している大きな量のＮｂ及びＶを有している場合、及びオーステナイト変態温度が十分低い場合、過剰なＮｂ及びＶは微細な析出／前析出（pre-precipitation）現象を導く。この前析出は通常のオーステナイトにおける転位と、殊に変態最前線を不動化させる変態における転位とを含み、オーステナイトのさらなる変態を安定化させる。
表４は条件Ａ１、Ａ２、Ａ３により処理された合金の引張力データを示す。
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パイプ成形において２％展伸の後の降伏強度は、微細構造の優れた加工硬化特性のため、少なくとも１００ｋｓｉ、好ましくは少なくとも１３０ｋｓｉの最小所望強度に合致する。
表５は、条件Ａ１及びＡ２により処理されたＬ−Ｔ（longitudinal）合金試料及びＴ（transverse）合金試料について−４０℃で行ったシャルピー−Ｖ−ノッチ衝撃靱性（ＡＳＴＭ規格Ｅ−２３）を示す。
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上記の表に得られた衝撃エネルギー値は本発明の鋼の優れた靱性を示している。
本発明のキーとなる特長は、良好な溶接性をもつ高強度鋼であり、また優れたＨＡＺ耐軟化性を有する鋼である。低温割れ感受性おＹびＨＡＺ軟化性を観察するため、研究室でのシングル・ビード溶接テストを行った。第４図に本発明の鋼のデータの例を示す。このプロットは、例えば市販のＸ１００ラインパイプ鋼のような従来の鋼と比較して、本発明の２相の鋼はＨＡＺにおいてなんら顕著な軟化を受けていないことを如実に示す。これに対してＸ１００は母材に比べて１５％軟化を示す。本発明ではＨＡＺにおいて母材の強度の少なくとも９５％、より好ましくは９８％を有している。これらの強度は溶接熱入力が約１−５キロジュール／ｍｍの範囲の時に得られる。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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