JP2008240004A - 溶接熱影響部の低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板 - Google Patents

Abstract

【課題】大入熱で溶接を行った場合にもＨＡＺの低温靭性に優れると共に、母材（鋼板）の靭性にも優れた低降伏比高張力鋼板を提供する。
【解決手段】所定の化学成分組成を満足すると共に、下記式（１）を満たし、残部鉄および不可避不純物であり、且つ全組織に占めるフェライト分率が４５〜８５面積％であり、残部がベイナイト組織および／またはマルテンサイト組織からなり、前記フェライトの平均結晶粒径が１９μｍ以下である。
−２０≦（Ｂ−ＮＴ／１．３）≦１０ …（１）
｛式中、ＢはＢ含有量（質量ｐｐｍ）を示す。
またＮＴは、
Ｎ（Ｎ含有量、単位：質量ｐｐｍ）とＴｉ（Ｔｉ含有量、単位：質量ｐｐｍ）の関係が、
（Ｎ−Ｔｉ／３．４）≧０である場合には、ＮＴ＝（Ｎ−Ｔｉ／３．４）、
（Ｎ−Ｔｉ／３．４）＜０である場合には、ＮＴ＝０を示す｝
【選択図】なし

Description

本発明は、溶接熱影響部の低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板に関するものであり、低温に曝される用途に使用される場合、例えば液化アンモニアと液化プロパンガスとを混載する多目的タンク用として適用できるような、溶接熱影響部の低温靭性および母材の靭性に優れている低降伏比高張力鋼板に関するものである。尚、本発明は、上記高張力鋼板の溶接方法まで限定するものではなく、サブマージアーク溶接、エレクトロガスアーク溶接等に適用できるが、以下では、溶接熱影響部の靭性確保が特に困難であるといわれている大入熱の片面サブマージアーク溶接を施す場合を例に説明する。

近年では、海洋構造物やＬＰＧ等の液化ガスを貯蔵する低温用タンク等を短期間で製造すべく、例えば入熱量が５０〜２００ｋＪ／ｃｍにも及ぶ大入熱の片面サブマージアーク溶接施工が広く採用されている。しかし、該溶接は、施工の高能率化を実現できる反面、溶接により形成される溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」と示す）の靭性を安定して確保することが難しく、低入熱による多層溶接を適用して製造しなければならないことも多々ある。従って、上記低温用タンク等の製造に、高能率施工が可能な上記大入熱溶接法が採用され、かつ−６０℃程度の低温であっても、ＨＡＺの靭性（低温靭性）に優れている鋼板が求められている。

一方、液化アンモニア用タンクに使用する鋼板には、応力腐食割れ（ＳＣＣ）を防止するために４４０ＭＰａ以下の低い降伏強さＹＳと、鋼材総重量を低減するために５３０ＭＰａ以下の引張強度ＴＳを具備していることが要求される。液化アンモニウムに液化プロパンガスを混載するタンクの場合、使用する鋼板の特性として低温靭性にも優れていることが要求される。液化アンモニアは、鋼材の応力腐食割れ（ＳＣＣ）を引き起こすことが知られており、鋼板の特性として降伏強さＹＳを４４０ＭＰａ以下に抑えることが規定されている（非特許文献１）。

しかしながら、上記液化アンモニウムと液化プロパンガスを混載する多目的用では、当然のことながら両者に要求される特性を満足させる必要があり、また船舶等の海洋構造物の大型化に伴い、船舶に搭載されるタンクの大容量化も進み、それによる鋼板の高張力化も求められおり、降伏強さＹＳの上限規制に伴う低降伏比化（降伏比ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）の同時達成が大きな課題となっている。

これまでにも、上記ＨＡＺの低温靭性を改善すべく種々の方法が提案されている。例えば特許文献１、特許文献２には、ＴｉＮ、Ａｌオキサイド等のピン止め粒子によりオーステナイト粒の粗大化を抑制することで、ＨＡＺ靭性を改善する方法が提案されている。また、特許文献３、特許文献４には、オーステナイト粒内にフェライト変態核を多数存在させることにより結晶粒の微細化を図る技術が示されている。具体的には、ＴｉＮ、ＭｎＳ、ＢＮ、Ｔｉオキサイド等をフェライト変態核として利用することにより結晶粒の微細化を達成し、ＨＡＺの低温靭性の改善を図っている。

しかし上記いずれの方法においても、大入熱の片面サブマージアーク溶接を行った場合には、ＴｉＮ等の析出物がかなり固溶し、その後の結晶粒粗大化等を抑制することが難しいことから、−６０℃程度での低温で優れたＨＡＺの靭性（以下、「ＨＡＺの低温靭性」、または単に「ＨＡＺ靭性」ということがある）を確保するには、更なる改善が必要である。

また、これまで提案されているＨＡＺ靭性改善技術では、液化アンモニウムと液化プロパンガスを混載する多目的用タンクとして要求される低降伏比（例えば、７５％以下）を具備することについては検討されていないのが実情である。
ＩＧＣ ＣＯＤＥ １７．１３（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｃｏｄｅ ｆｏｒ ｔｈｅ Ｃｏｎｓｔｒｕｃｔｉｏｎ ａｎｄ Ｅｑｕｉｐｍｅｎｔ ｏｆ Ｓｈｉｐｓ Ｃａｒｒｙｉｎｇ Ｌｉｑｕｅｆｉｅｄ Ｇａｓｅｓ ｉｎ Ｂｕｌｋ） ２００２年版 特公昭５５−０２６１６４号公報 特許第２９５００７６号公報 特公平０７−０６８５７７号公報 特公平０５−０１７３００号公報

本発明はこの様な事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、大入熱で溶接を行った場合にもＨＡＺの低温靭性に優れると共に、母材（鋼板）の靭性にも優れた低降伏比高張力鋼板を提供することにある。

上記目的を達成し得た本発明の高張力鋼板とは、Ｃ：０．０３〜０．０９％（「質量％」の意味、化学成分については以下同じ）、Ｓｉ：０．０１〜０．２５％、Ｍｎ：１．２０〜１．６０％、Ｐ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００３％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０２〜０．０４％、Ｎｂ：０．００５〜０．０１６％、Ｂ：０．０００６〜０．００２０％、Ｎ：０．００４５〜０．００９０％、Ｔｉ：０．００８〜０．０２０％を夫々含有すると共に、下記式（１）を満たし、残部鉄および不可避不純物であり、且つ全組織に占めるフェライト分率が４５〜８５面積％であり、残部がベイナイト組織および／またはマルテンサイト組織からなり、前記フェライトの平均結晶粒径が１９μｍ以下である点に要旨を有するものである。
−２０≦（Ｂ−ＮＴ／１．３）≦１０ …（１）
｛式中、ＢはＢ含有量（質量ｐｐｍ）を示す。
またＮＴは、
Ｎ（Ｎ含有量、単位：質量ｐｐｍ）とＴｉ（Ｔｉ含有量、単位：質量ｐｐｍ）の関係が、
（Ｎ−Ｔｉ／３．４）≧０である場合には、ＮＴ＝（Ｎ−Ｔｉ／３．４）、
（Ｎ−Ｔｉ／３．４）＜０である場合には、ＮＴ＝０を示す｝

本発明の高張力鋼板においては、必要によって、更に、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．８％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．０５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を、下記式（２）を満たすように含んでいてもよく、更にはＣａ：０．００３％以下（０％を含まない）を含んでいてもよい。
（Ｃｕ＋Ｎｉ＋６０Ｎｂ＋２０Ｖ）≦１．４ …（２）
｛式中、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖは、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す｝

本発明によれば、鋼板（母材）の降伏強さＹＳが４４０ＭＰａ以下で、引張強さＴＳが５３０ＭＰａ以上で、且つ鋼板の靭性にも優れ、更に鋼板に大入熱の溶接を施した場合でも、ＨＡＺは約−６０℃で優れた靭性を示すことから、液化アンモニアと液化プロパンガスとを混載する多目的タンク等の溶接構造物の大型化に寄与すると共に、例えば大入熱の片面サブマージアーク溶接法を採用でき、上記溶接構造物をより短期間で製造することができる。

本発明者は、大入熱の溶接を施した場合に、特にＨＡＺの低温靭性に優れる高張力鋼板を得るべく鋭意研究を行った。
その結果、
（ａ）Ｃを０．０９％以下、Ｓｉを０．２５％以下と比較的低めに設定した上で、規定量のＢ、ＮおよびＴｉのバランスを最適化し、且つ一定量のＮｂを添加すれば、オーステナイト粒界からの粗大なフェライト（以下、単に「粒界フェライト」ということがある）の生成が十分に抑制され、オーステナイト粒内の結晶粒微細化を達成できる、
（ｂ）更には、強度をより高めるべくＣｕ、Ｎｉ、Ｖを添加する場合に、このＣｕ、Ｎｉ、ＶとＮｂの含有量を総合的に制御すれば、ＨＡＺ靭性の劣化を抑制できる、
との着想のもとでその具体的方法を見出した。

まず本発明では、個々の規定量のＢ、ＮおよびＴｉのバランスを最適化して固溶Ｂ量の最適化を厳密に図ることにより、オーステナイト粒内の結晶粒を微細化でき、その結果としてＨＡＺの低温靭性を格段に高めることができた点に特徴がある。

図１は、０．０６％Ｃ−０．２０％Ｓｉ−１．４％Ｍｎ−０．０３％Ａｌ−０．０１０％Ｎｂを基本成分とし、Ｂ、ＮおよびＴｉをそれぞれ後述する規定範囲内で変化させ、（Ｂ−ＮＴ／１．３）｛ＢはＢ含有量（質量ｐｐｍ）、ＮＴは、Ｎ（Ｎ含有量、単位：質量ｐｐｍ）とＴｉ（Ｔｉ含有量、単位：質量ｐｐｍ）の関係が、
（Ｎ−Ｔｉ／３．４）≧０である場合には、ＮＴ＝（Ｎ−Ｔｉ／３．４）、
（Ｎ−Ｔｉ／３．４）＜０である場合には、ＮＴ＝０を示す。
以下、式（１）についても同じ｝
を種々の値とした鋼板を用いて、熱サイクル試験を行い、ＨＡＺの低温靭性（ｖＥ_-60）を後述する実施例の通り測定し、これらの結果を整理したものである。尚、熱サイクル試験は、溶接入熱：６０ｋＪ／ｃｍ（板厚１２ｍｍ）を想定して、１４００℃×５秒に加熱保持後、８００℃から５００℃までを１５０秒で冷却した。

この図１より、ＨＡＺの低温靭性として、ｖＥ_-60：１００Ｊ以上を達成させるには、下記式（１）に示す通り、（Ｂ−ＮＴ／１．３）の値が−２０ｐｐｍ以上、１０ｐｐｍ以下の範囲に収まるようにする必要があることが分かる。
−２０≦（Ｂ−ＮＴ／１．３）≦１０ …（１）

上記式（１）の通り、Ｂ、ＮおよびＴｉのバランスを最適化することで、オーステナイト粒内の粒界に存在する固溶Ｂによる、粒界フェライトの粗大化を抑制し、且つ粒界からのフェライトサイドプレートの生成も抑制するといった効果、およびＢＮのフェライト変態核としての効果を最大限に発揮し得たものと考えられる。

上記の通りＢ、ＮおよびＴｉのバランスを最適化してＨＡＺの低温靭性を確実に高めると共に、母材（鋼材）の強度等を確保するには、上記Ｂ、Ｎ、Ｔｉの含有量をそれぞれ下記範囲内とする必要がある。

一方、上記のＨＡＺ靭性および母材特性を損なうことなく、引張強さＴＳが５３０ＭＰａ以上の高強度鋼板において降伏強さＹＳが４４０ＭＰａ以下という低い降伏比ＹＲを達成するためには、硬質のベイナイト組織および／またはマルテンサイト組織の中に軟質のフェライト相を適正量存在させ、且つその軟質相の粒径を細粒化させれば良いことをも見出した。

図２は、フェライト分率と、降伏強さＹＳ（下降伏点ＹＰまたは０．２％耐力σ_0.2）、引張強さＴＳとの関係を示すグラフであり、後述する実施例のデータを整理したものである。この結果から明らかなように、フェライト分率を４５〜８５面積％の範囲とすることによって、引張強さＴＳ：５３０ＭＰａ以上、降伏強さＹＳ：４４０ＭＰａ以下の両特性を満足できることが分かる。このフェライト分率の好ましい範囲は、５０〜８０面積％である。

尚、本発明において、「残部がベイナイト組織および／またはマルテンサイト組織」とは、基本的にはフェライト以外がベイナイトおよび／またはマルテンサイト組織であることを意味するが（即ち、ベイナイト組織および／またはマルテンサイト組織の分率が１５〜５５面積％）、製造過程において不可避的に形成される他の元素（セメンタイトや島状マルテンサイト）をも含む趣旨である。

図３は、フェライト粒径と母材靭性（−６０℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーｖＥ_-60）との関係を示したグラフである。この結果から明らかなように、フェライトの平均粒径を１９μｍ以下とすることによって、良好な母材靭性（ｖＥ_-60で１００Ｊ以上）が達成されていることが分かる。

本発明の高張力鋼板では、その鋼板としての基本的特性を満足させるために、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ等の基本成分の他、前記（１）式に関与する成分であるＢ、Ｎ、Ｔｉ等も適切に調整する必要があるが、まずＢ、Ｎ、Ｔｉ等の範囲限定理由は次の通りである。

［Ｂ：０．０００６〜０．００２０％］
Ｂは、ＢＮを生成することによりＨＡＺ靭性に有害な固溶Ｎを固定する共に、粒内フェライトの生成を促進する作用を有する。また固溶Ｂは、粒界フェライトの粗大化およびフェライトサイドプレートの生成を抑制し、オーステナイト粒内の結晶粒を微細化する効果も有する。該作用効果を十分発揮させるには、Ｂを０．０００６％以上含有させる必要がある。一方、Ｂが多過ぎると、過剰の固溶Ｂの作用により結晶が一定方向に形成され、ＨＡＺ靭性が却って劣化する。よってＢ含有量は、０．００２０％以下に抑える。尚、Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００８％であり、好ましい上限は０．００１８％である。

［Ｎ：０．００４５〜０．００９０％］
Ｎは、ＴｉやＡｌ等の元素と窒化物を形成してＨＡＺ靭性を向上させる元素であるため、０．００４５％以上（好ましくは０．００６０％以上）含んでいてもよい。尚、固溶Ｎは、ＨＡＺの靭性を劣化させる原因となる。全窒素量の増加により、先述の窒化物は増加するが固溶Ｎも過剰となるため、本発明ではＮ含有量を０．００９０％以下に抑える。

［Ｔｉ：０．００８〜０．０２０％］
Ｔｉは、ＴｉＮ系析出物を生成して粒内フェライトの生成を促進すると共に、オーステナイト粒の粗大化抑制にも有効な元素である。また、高強度化に寄与する元素でもある。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｔｉを０．００８％以上含有させる必要があり、好ましくは０．０１２％以上である。しかし、Ｔｉを過剰に含有させると、却ってＨＡＺ靭性の低下を招くため０．０２０％以下とする。

本発明では、上記の通り、個々の規定量のＢ、Ｔｉ、Ｎのバランスを最適化すると共に、一定量のＮｂを添加する。Ｎｂは、粗大な粒界フェライトの生成を十分に抑制し、オーステナイト粒内の結晶粒微細化を達成させるのに有用な元素である。本発明では、この様な効果を十分発揮させるべくＮｂを０．００５％以上含有させる。しかし過剰に含まれていると、硬質相である島状マルテンサイト（ＭＡ：Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）が生成し易く、また結晶が一定方向に形成され、ＨＡＺ靭性の劣化を招くので、０．０１６％以下に抑える。

ＨＡＺの低温靭性をより確実に高めるには、更にＣ、Ｓｉを低減させることが有効である。本発明では、ＭＡのＨＡＺ部での生成を抑制し、約−６０℃でのＨＡＺ靭性を確保すべく、Ｃ量を０．０９％以下に抑える。一方、Ｃは、鋼板の強度確保に必須の元素でもあることから、０．０３％以上含有させる。

更に、Ｓｉも０．２５％以下に低減することにより、ＭＡの生成を十分に抑制でき、ＨＡＺの低温靭性を容易に確保することができる。一方、Ｓｉは、溶鋼の脱酸に使用されると共に強度向上に有効に作用する元素であるため、０．０１％以上含まれていてもよく、好ましくは０．０５％以上含有させる。

尚、上記の通りＨＡＺ靭性を確実に高めると共に、鋼板（母材）の強度や靭性等その他の特性を具備させるには、上記以外の成分の含有量を下記範囲内とする必要がある。

［Ｍｎ：１．２０〜１．６０％］
Ｍｎは、ＳをＭｎＳとして捕捉し、ＳによるＨＡＺ靭性の劣化を抑制するのに有用な元素である。また、焼入れ性を高めて鋼板の高強度化（高引張強度ＴＳ化）に寄与する元素でもある。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｍｎを１．２０％以上含有させる必要がある。しかし、Ｍｎ量が過剰になるとＨＡＺ靭性が却って劣化するため、１．６０％以下に抑える。好ましくは、１．５０％以下である。

［Ｐ：０．０１０％以下（０％を含まない）］
Ｐは、ＨＡＺ靭性を劣化させる元素であるため極力低減する必要があり、本発明では０．０１０％以下に抑える。

［Ｓ：０．００３％以下（０％を含まない）］
Ｓは、粗大な硫化物を生成してＨＡＺ靭性を劣化させる元素である。よって極力低減する必要があり、本発明では０．００３％以下に抑える。

［Ａｌ：０．０２〜０．０４％］
Ａｌは、脱酸剤として使用されると共に、ＡｌＮ系析出物を生成して大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を向上させる元素であり、本発明では０．０２％以上含有させる。しかしＡｌ含有量が過剰になると、アルミナ等の酸化物系介在物が増大すると共に、ＭＡの生成が促進されＨＡＺ靭性が劣化するので、０．０４％以下に抑える。

本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部は鉄および不可避不純物であり、該不可避不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容され得る。また、更に下記元素を積極的に含有させることも可能である。

［Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．８％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．０５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上（但し、下記式（２）の範囲内とする）］
（Ｃｕ＋Ｎｉ＋６０Ｎｂ＋２０Ｖ）≦１．４ …（２）
｛式中、Ｃｕ，Ｎｉ，ＮｂおよびＶは、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す｝

Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖは、いずれも強度確保に有用な元素である。Ｃｕは、固溶強化および析出強化により強度（引張強さＴＳ）を高めるのに有効な元素である。しかし過剰に含有させると、熱間加工性を阻害させるため０．５％以下に抑える。

Ｎｉは、母材の強度と靭性を同時に向上させる元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、０．２％以上含有させることが好ましい。しかし、過剰な添加はコストアップとなると共に、液化アンモニア中でＳＣＣを誘起する可能性がるため０．８％以下に抑える。

Ｖは、焼入れ性を高めて高強度を確保すると共に、焼戻し軟化抵抗を高めるのに有用な元素である。しかし過剰に含有されると、ＨＡＺ靭性が劣化するため０．０５％以下に抑える。

また本発明では、前述の通りＮｂを０．０１６％以下に抑制すると共に、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖの含有量を下記式（２）の通り制限することにより、Ｃｕ、ＮｉおよびＶよりなる群から選択される１種以上を含有させる場合であっても、優れたＨＡＺ靭性を確保することができる。

図４は、０．０６％Ｃ−０．２０％Ｓｉ−１．４％Ｍｎ−０．０３％Ａｌ−０．０１４Ｔｉ−０．００１４％Ｂ−０．００６５％Ｎを基本成分とし、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．８％以下、およびＶ：０．０５％以下よりなる群から選択される１種以上と規定量のＮｂを、（Ｃｕ＋Ｎｉ＋６０Ｎｂ＋２０Ｖ）が種々の値となるよう含んだ鋼板を用いて、熱サイクル試験を行い、ＨＡＺの低温靭性（ｖＥ_-60）を後述する実施例の通り測定し、これらの結果を整理したものである。尚、熱サイクル試験は、溶接入熱：６０ｋＪ／ｃｍ（板厚１２ｍｍ）を想定して、１４００℃×５秒に加熱保持後、８００℃から５００℃までを１５０秒で冷却したものである。

この図４より、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．８％以下およびＶ：０．０５％以下よりなる群から選択される１種以上を含有させる場合、ＨＡＺの低温靭性としてｖＥ_-60：１００Ｊ以上を達成させるには、下記式（２）に示す通り、（Ｃｕ＋Ｎｉ＋６０Ｎｂ＋２０Ｖ）の値が１．４％以下となるようにする必要があることが分かる。Ｎｂを０．０１６％以下に抑制すると共に、上記の通りＣｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖの含有量を総合的に制限することにより、硬質相であるＭＡの生成を抑制して、優れたＨＡＺ靭性を確保することができる。
（Ｃｕ＋Ｎｉ＋６０Ｎｂ＋２０Ｖ）≦１．４（％） …（２）
｛式中、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖは、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す｝

［Ｃａ：０．００３％以下（０％を含まない）］
Ｃａは、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすＳをＣａＳとして固定すると共に、非金属介在物を粒状に形態制御して靭性を向上させるのに有効な元素である。この様な効果を十分発揮させるには、Ｃａを０．００１０％以上含有させることが好ましいが、過剰に含有させても、これらの効果は飽和しＨＡＺ靭性が却って劣化する。よってＣａ含有量は、０．００３％以下とすることが好ましい。

上記のような組織にして本発明の鋼材を製造するには、例えば下記に示す方法によって、ＨＡＺの低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板を得ることができる。

前述した成分組成を満足する鋼材を、１０５０〜１２００℃以下に加熱し、所定の板厚まで熱間圧延を施し、８８０〜７２０℃で熱間圧延を終了した後、１０℃／秒以上の冷却速度で６００〜７００℃まで冷却し（１回目の冷却）、途中で冷却を停止して３０秒以上空冷し、引き続き当該温度範囲から１０℃／秒以上の冷却速度で５５０〜３５０℃まで冷却する。この方法で各条件の範囲設定理由は次の通りである。

［加熱温度：１０５０〜１２００℃］
鋼素材は、鋳造欠陥を圧着させるため、１０５０℃以上に加熱する。一方、加熱温度が１２００℃を超えるとオーステナイト粒が粗大化し、母材靭性が劣化するため、１０５０〜１２００℃で加熱する必要がある。

［熱間圧延温度：８８０〜７２０℃］
上記温度に加熱後、圧延を開始して８８０℃以下で熱間圧延を行って、７２０℃以上で圧延を終了する。圧延温度が８８０℃未満では、圧延によってオーステナイトが再結晶するか、若しくは再結晶せずともオーステナイト粒内部に変形帯の欠陥が導入されることにより、フェライト変態の核生成サイトが増加し、組織を微細化し、母材靭性が向上する。こうしたことから、圧延は８８０℃以下で行う必要がある。但し、熱間圧延終了温度（ＦＲＴ）７２０℃以上とする。熱間圧延終了温度が７２０℃未満となると、初析フェライトが加工を受け、降伏強さＹＳおよび降伏比ＹＲが上昇することになる。

［冷却条件］
（ａ）１回目の冷却速度：１０℃／秒以上
上記温度で圧延を終了後、１０℃／秒以上（好ましくは１５℃／秒以上）の冷却速度で６００〜７００℃の温度域まで冷却し、その途中で冷却を停止することで、過冷されたオーステナイトから微細なフェライトが析出する。その後、その温度（１回目の冷却停止温度）で３０秒以上保持することによって、フェライト分率を適切な範囲に制御できる。このときの保持時間が、３０秒未満ではフェライト分率が不足し、冷却停止温度が６００℃未満や７００℃を超えてもフェライト分率が低下する。但し、この保持時間は、１５０秒を超えると、パーライト組織となり易いので１５０秒以下とするのが良い。
（ｂ）２回目の冷却速度：１０℃／秒以上
上記冷却停止温度から、１０℃／秒以上の冷却速度で５５０℃以下（２回目の冷却停止温度）まで冷却することによって、硬質な第二相を生成させることができる。冷却速度が１０℃／秒未満になったり、冷却停止温度が５５０℃よりも高くなると、第二相がパーライト主体の組織となる。

上記のように５５０℃以下まで冷却した後は、室温まで特に冷却方法を問わず、空冷（ＡＣ）することが好ましい。５００〜６００℃で焼戻しを行うこともでき、こうした工程を付加することによって、強度の調整が可能となる。

尚、上記で示した温度は、鋼板の平均的な性能を発揮する位置として、ｔ／４部（ｔ：板厚）の位置の温度で管理したものである。また、本発明の鋼材は、いわゆる厚鋼板に有利に適用できる。このときの板厚は、約７ｍｍ以上であり上限は特に限定されないが、通常４０ｍｍ以下程度である。

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可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。

下記表１、２に示す化学成分組成の鋼片を、１０５０〜１２００℃に加熱し、所定の板厚（１２ｍｍまたは３０ｍｍ）まで熱間圧延を施し、８８０〜７２０℃の温度範囲で熱間圧延を終了した後、１０℃／秒以上の冷却速度で７００〜６００℃まで冷却し、その途中で冷却を停止し、３０秒以上空冷した。その後、当該温度範囲から１０℃／秒以上の冷却速度で５５０℃以下（冷却停止温度）まで冷却した。このときの製造条件を表３、４に示す。

上記の様にして得られた各鋼板について、母材組織（フェライト分率、フェライト粒径）、母材特性[板厚、降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ、靭性（ｖＥ_-60）]、およびＨＡＺ靭性（ｖＥ_-60）の評価を、それぞれ下記の要領で実施した。

［フェライト分率、フェライト粒径の測定］
フェライト（ポリゴナルフェライト）の分率は、各鋼板のｔ／４部（ｔ：板厚）について、光学顕微鏡を用いて倍率２００倍で１視野：３００μｍ×３００μｍの領域を観察し、画像解析ソフトを用いて測定し、５視野の平均値を求めた。また、フェライトの平均結晶粒径は、各鋼板のｔ／４部（ｔ：板厚）の位置において、４００倍で１０視野を観察してＪＩＳ Ｇ ０５５１で規定される比較法によって測定した。

［母材特性の評価］
各鋼板の全厚から、圧延方向に直角の方向にＪＩＳ Ｚ ２２０１の１Ｂ号試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の要領で引張試験を行ない、降伏強さＹＳ（降伏点があるときは下降伏点ＹＰ、ないときは０．２％耐力σ_0.2）および引張強さ（ＴＳ）を測定した。そして降伏強さ：４４０ＭＰａ以下、引張強さ：５３０ＭＰａ以上で、降伏比（ＹＰ／ＴＳ）が７５％以下のものを、低降伏比高張力鋼板と評価した。

また各鋼板の表面側から１ｍｍ削った部位から、圧延方向にＪＩＳ Ｚ ２２０２のＶノッチ試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の要領でシャルピー衝撃試験を行い、試験温度：−６０℃での吸収エネルギー（ｖＥ_-60）を測定した。そして、該吸収エネルギー（ｖＥ_-60）が１００Ｊ以上のものを優れた母材靭性を具備していると評価した。

［ＨＡＺ靭性の評価］
上記鋼板を用いた片面サブマージアーク溶接をＦＣＢ法で実施した。ＦＣＢ法は銅板の上に裏当てフラックスを敷き、開先裏面に押し当て、表面片側から裏ビードを形成しながら溶接を完了させる方法であり、造船等の板継ぎ溶接で一般的に適用されている。開先形状を図５［（ａ）は板厚１２ｍｍの場合、（ｂ）は板厚３０ｍｍの場合］に示す。溶接材料は、下記の低温用鋼溶接材料（神戸製鋼所製）を使用し、図６および表５の溶接条件で溶接継手を作製した。
［溶接材料］
・ワイヤ；ＵＳ−２５５
・表フラックス；ＰＦＩ−５０ＬＴ
・裏当てフラックス；ＭＦ−１Ｒ

そして、表面側から１ｍｍ削り、ＨＡＺ（ボンド部、ボンド部＋１ｍｍ［ＨＡＺ１ｍｍ］）の位置に板表面に垂直に切欠きを入れたＪＩＳ Ｚ ２２０２のＶノッチ試験片を、それぞれ３個採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の要領でシャルピー衝撃試験を行った。そして、試験温度：−６０℃での吸収エネルギー（ｖＥ_-60）を測定した。そして、該吸収エネルギー（ｖＥ_-60）が吸収エネルギーの平均値が１００Ｊ以上のものを、ＨＡＺの低温靭性に優れると評価した。

これらの結果を、実溶接施工条件（施工法、入熱量）と共に、一括して下記表６、７に示す。

これらの結果から、次の様に考察することができる（尚、下記Ｎｏ．は、表中の実験Ｎｏ．を示す）。

本発明で規定する要件を満たすＮｏ．１〜１７の鋼板は、ＨＡＺの低温靭性に優れていると共に、母材特性（靭性、降伏強さＹＳ：４４０ＭＰａ以下、引張強さＴＳ：５３０ＭＰａ以上、降伏比ＹＲ：７５％以下）も優れた高張力鋼板であり、該鋼板を、大入熱片面サブマージアーク溶接法で溶接し、低温条件の用途に用いる場合にも優れた特性を発揮する。

これに対し、本発明の規定を満足しないＮｏ．１８〜４０は、夫々、以下の不具合を有している。即ち、Ｎｏ．１８〜２０は、ＨＡＺの低温靭性に優れているものの、母材のフェライト分率が低く、希望する母材特性（降伏強さＹＳ：４４０ＭＰａ以下、降伏比ＹＲ：７５％以下）が得られていない。

Ｎｏ．２１は、Ｃ含有量が上限を超えており、Ｎｏ．２２は、Ｓｉ含有量が上限を超えているため、ＨＡＺ靭性に劣っている。また、Ｎｏ．２２では、フェライト粒径も大きくなっており、母材靭性も劣っている。更に、何れも母材のフェライト分率が低くなっており、希望する母材特性（降伏強さＹＳ：４４０ＭＰａ以下、引張強さＴＳ：５３０ＭＰａ以上、降伏比ＹＲ：７５％以下）が得られていない。

Ｎｏ．２３は、Ｍｎ含有量が不足しているためＨＡＺ靭性が劣っている。また希望する母材特性（引張強さＴＳ：５３０ＭＰａ以上、降伏比ＹＲ：７５％以下）が得られていない。一方、Ｎｏ．２４は、Ｍｎ含有量が過剰であるため、優れたＨＡＺ靭性を確保できていない。

Ｎｏ．２５はＰ含有量が過剰であり、またＮｏ．２６はＳ含有量が過剰であるため、いずれもＨＡＺ靭性に劣っている。また、いずれも母材のフェライト分率が低くなっており、希望する母材特性（降伏強さＹＳ：４４０ＭＰａ以下、降伏比ＹＲ：７５％以下）が得られていない。

Ｎｏ．２７はＡｌ含有量が不足しており、Ｎｏ．２８はＡｌ含有量が過剰であるため、ＨＡＺ靭性に劣っている。また、Ｎｏ．２９はＮｂ含有量が不足しており、Ｎｏ．３０はＮｂ含有量が過剰であるため、いずれもＨＡＺ靭性に劣っている。このうち、Ｎｏ．２９のものでは、フェライト粒径も大きくなっており、母材靭性が劣化している。

Ｎｏ．３１はＴｉ含有量が不足しており、Ｎｏ．３２はＴｉ含有量が過剰であるため、ＨＡＺ靭性に劣っている。Ｎｏ．３３はＢ含有量が不足しており、Ｎｏ．３４はＢ含有量が過剰であるため、いずれもＨＡＺ靭性に劣っている。またＮｏ．３５はＮ含有量が不足しており、一方、Ｎｏ．３６はＮ含有量が過剰であるため、いずれもＨＡＺ靭性に劣っている。

Ｎｏ．３７は、（Ｂ−ＮＴ／１．３）が式（１）の下限を上回っており、またＮｏ．３８は、（Ｂ−ＮＴ／１．３）が式（１）の上限を下回っているため、いずれもＨＡＺ靭性に劣っている。

Ｎｏ．３９、４０は、Ｃｕ、ＮｉおよびＶよりなる群から選択される１種以上を含むものであるが、式（２）の上限を上回っているため、ＨＡＺ靭性に劣っている。

（Ｂ−ＮＴ／１．３）とＨＡＺのｖＥ_-60との関係を示すグラフである。 フェライト分率と降伏強さＹＳとの関係を示すグラフである。 フェライト粒径と母材の吸収エネルギーｖＥ_-60との関係を示すグラフである。 （Ｃｕ＋Ｎｉ＋６０Ｎｂ＋２０Ｖ）とＨＡＺのｖＥ_-60との関係を示すグラフである。 実施例での溶接における開先形状の断面図を示す。 ＦＣＢ溶接時の電極配置の模式図を示す。

Claims (3)

1. Ｃ：０．０３〜０．０９％（「質量％」の意味、化学成分については以下同じ）、Ｓｉ：０．０１〜０．２５％、Ｍｎ：１．２０〜１．６０％、Ｐ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００３％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０２〜０．０４％、Ｎｂ：０．００５〜０．０１６％、Ｂ：０．０００６〜０．００２０％、Ｎ：０．００４５〜０．００９０％、Ｔｉ：０．００８〜０．０２０％を夫々含有すると共に、下記式（１）を満たし、残部鉄および不可避不純物であり、且つ全組織に占めるフェライト分率が４５〜８５面積％であり、残部がベイナイト組織および／またはマルテンサイト組織からなり、前記フェライトの平均結晶粒径が１９μｍ以下であることを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板。
   −２０≦（Ｂ−ＮＴ／１．３）≦１０ …（１）
   ｛式中、ＢはＢ含有量（質量ｐｐｍ）を示す。
   またＮＴは、
   Ｎ（Ｎ含有量、単位：質量ｐｐｍ）とＴｉ（Ｔｉ含有量、単位：質量ｐｐｍ）の関係が、
   （Ｎ−Ｔｉ／３．４）≧０である場合には、ＮＴ＝（Ｎ−Ｔｉ／３．４）、
   （Ｎ−Ｔｉ／３．４）＜０である場合には、ＮＴ＝０を示す｝
2. 更に、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．８％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．０５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を、下記式（２）を満たすように含む請求項１に記載の低降伏比高張力鋼板。
   （Ｃｕ＋Ｎｉ＋６０Ｎｂ＋２０Ｖ）≦１．４ …（２）
   ｛式中、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖは、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す｝
3. 更に、Ｃａ：０．００３％以下（０％を含まない）を含む請求項１または２に記載の低降伏比高張力鋼板。

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