(57)【要約】      （修正有）【課題】溶接部靭性に優れた低温用低降伏比鋼材の製造方法の提供。【解決手段】Ａｌによる予備脱酸後、Ｓｉ、Ｍｎで脱酸し、ＲＥＭを添加し、溶存酸素量を０．００１０〜０．００５０％に調整し、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００６０％以下、ＲＥＭ：０．００３０〜０．０２００％、必要に応じてＢ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのを添加後、Ａｌ、Ｔｉを各０．００４％以下の鋼素材とし、１０５０〜１２００℃に加熱後、９５０℃以上の温度域の累積圧下率が３０％以上且つ９００℃未満の温度域の累積圧下率が３０％以上の熱間圧延、７５０〜６００℃の冷却停止温度までの前段冷却を１０℃／ｓ未満で、前段冷却停止温度から６００℃未満の冷却停止温度までの後段冷却を１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
溶鋼に、Ｓｉおよび／またはＭｎを添加して脱酸し、溶存酸素量を０．００３０〜０．０１２０質量％とした後、ＲＥＭを添加し、
溶存酸素量が０．００１０から０．００５０質量％であって、
Ｃ：０．０５〜０．１２質量％
Ｓｉ：０．５０質量％以下
Ｍｎ：０．８〜１．８質量％
Ｐ：０．０２質量％以下
Ｓ：０．０００５〜０．００６０質量％以下
ＲＥＭ：０．００３０〜０．０２００質量％を含有し、ＡｌおよびＴｉをそれぞれ０．００４質量％以下に制限した組成の溶鋼とし、
次いで、該溶鋼を鋳造して鋼素材とし、１０５０〜１２００℃に加熱後、９５０℃以上の温度域における累積圧下率が３０％以上、且つ９００℃未満の温度域における累積圧下率が３０％以上となる熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、１０℃／ｓ未満の冷却速度で、冷却停止温度：７５０〜６００℃とする前段冷却を施し、その後、前段冷却停止温度から６００℃未満の冷却停止温度まで、１０℃／ｓ以上の冷却速度で後段冷却を施すことを特徴とする溶接部靭性に優れた低温用低降伏比鋼材の製造方法。
【請求項２】
Ｓｉおよび／またはＭｎを添加して行う脱酸の前に、Ａｌを添加する予備脱酸を行い、前記脱酸前の溶存酸素量を０．００８０〜０．０１７０質量％に調整することを特徴とする請求項１に記載の溶接部靭性に優れた低温用低降伏比鋼材の製造方法。
【請求項３】
溶鋼の組成として、更に、
Ｂ：０．０００３〜０．００２５質量％
Ｎｂ：０．０５質量％以下
Ｖ：０．２質量％以下
Ｃｕ：１．０質量％以下
Ｎｉ：１．５質量％以下
Ｃｒ：０．７質量％以下
Ｍｏ：０．７質量％以下
Ｗ：１．５質量％以下から選ばれる一種又は二種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の溶接部靭性に優れた低温用低降伏比鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、低温用低降伏比鋼材の製造方法に係り、特に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好適なものに関する。
【背景技術】
【０００２】
液化アンモニア用タンクに使用する鋼材には、応力腐食割れ（ＳＣＣ）を防止するために４００ＭＰａ以下の低いＹＳと、鋼材総重量を軽減するための５３０ＭＰａ以上のＴＳを具備することが要求される。液化アンモニアに液化プロパンガスを混載するタンクの場合、使用する鋼材には更に優れた低温靭性を備えることが要求される。
【０００３】
特許文献１には、低Ｃ−Ｎｉ−Ｎｂ−Ｔｉ系低Ｐｃｍ鋼を熱間圧延後、７５０〜８７０℃に再加熱し焼入れし、Ａｃ１変態点以下の温度で焼戻す、再加熱焼入れ焼戻し処理による、溶接性および低温靭性の優れた低降伏比高張力鋼の製造方法が開示されている。
【０００４】
特許文献２には、低Ｃ−Ｎｉ−Ｎｂ−Ｔｉ系低Ｐｃｍ鋼を、オ−ステナイト未再結晶温度域で累積圧下量を３０％以上、圧延終了温度８００℃以上で圧延後、直接焼入れし、更に７５０〜８７０度に再加熱焼入れし、Ａｃ１変態点以下の温度で焼き戻す、直接焼入れ−再加熱焼入れ焼戻し処理による、溶接性および低温靭性の優れた低降伏比高張力鋼の製造方法が開示されている。
【０００５】
特許文献３には、低Ｃ−Ｎｉ−Ｎｂ−Ｔｉ系低Ｐｃｍ鋼を、オ−ステナイト未再結晶温度域での累積圧下量を３０％以上、圧延終了温度７２０℃以上で圧延後、６８０℃以上の温度から水冷を開始し、１５０〜３５０℃で水冷を停止する、制御圧延と制御冷却を組合わせた、溶接性および低温靭性の優れた低降伏比高張力鋼の製造方法が開示されている。
【０００６】
特許文献３に記載された技術は、冷却開始温度を６８０℃以上とすることにより粗大な初析フェライトの変態析出を防止して、荷重−伸び曲線がラウンドなカ−ブを描き、降伏点がでないようにして低降伏比を達成することを特徴とする。
【０００７】
また、低降伏比化する手段として、熱間圧延後、空冷時にまずフェライトを析出させ、フェライト−オ−ステナイト二相域から急冷し、初析の軟質フェライト相と変態して得られる硬質第二相からなる組織としたり、二相域に加熱後焼入れし、更に焼戻しする二相域焼入れ焼戻し処理により高張力化と低降伏比化を同時に達成する手段が用いられている。
【０００８】
一方、タンク建造時には施工コスト低減のため、大入熱溶接法が適用されるので、溶接熱影響部の靭性対策として種々の技術が提案されている。例えば、鋼中にＴｉＮを微細分散させて、オ−ステナイトの粗大化を抑制したり、あるいはフェライトの変態核として利用するなどの技術が実用化されている。
【０００９】
特許文献４や特許文献５には、希土類元素（ＲＥＭ）をＴｉと共に複合添加して鋼中に微細分散させ、オ−ステナイト粒の成長を防止し、溶接熱影響部の靭性を向上させる技術が開示されている。
【００１０】
Ｔｉの酸化物を分散させたり、あるいはＢＮと酸化物を組合わせたり、更にはＣａやＲＥＭを添加して硫化物の形態を制御したりして、優れた溶接熱影響部靭性を確保する技術も提案されている。
【特許文献１】特開平１０−１３０７２１号公報
【特許文献２】特開平１０−１６８５１６号公報
【特許文献３】特開平１１−２９３３８０号公報
【特許文献４】特公平０３−０５３３６７号公報
【特許文献５】特開昭６０−１８４６６３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
しかしながら、特許文献１、特許文献２などに記載された再加熱焼入れ焼戻し処理、直接焼入れ−再加熱焼入れ−焼戻し処理、二相域加熱焼入れ焼戻し処理などの調質処理は比較的安定して母材特性を確保できる反面、工程が複雑で、製造時間が長く製造コストが高く、特許文献３に記載された非調質処理は安定製造が難しい。
【００１２】
また、溶接部靭性をＴｉＮを利用して向上させる場合、ＴｉＮが溶解する温度域に加熱されるボンド部では固溶Ｔｉおよび固溶Ｎによる生地組織の脆化によって、著しい靭性の低下が生じたり、Ｔｉの酸化物を利用する場合は、酸化物の微細分散を十分均質に行うことができず、靭性向上が得られない場合があった。
本発明は、非調質で、母材の低温靭性および溶接部靭性に優れた低温用低降伏比鋼材の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明者等は、上記した課題を解決するために、溶接熱影響部靭性に影響する各種要因や、非調質処理による、低降伏比鋼の製造条件について鋭意見当し、以下の知見を得た。
【００１４】
１  溶接部の高靭化には、高温に加熱される領域におけるオーステナイト粒の粗大化抑制と、その冷却時におけるフェライト変態を促進するための変態核を微細に分散させることが有効である。
【００１５】
２  溶鋼中での酸化物（オキシサイド）、硫化物（サルファイド）などの粒子組成の調整に加えて、さらに凝固過程で形成されるデンドライトの形態制御により、分散粒子を、安定して、均一かつ微細に分散させた場合、ＨＡＺ靭性が顕著に向上する。
【００１６】
３  Ｓｉ，Mnで脱酸し、凝固前の溶鋼の溶存酸素量を０．００３０〜０．０１２０質量％に調整した後、ＲＥＭを添加した場合、デンドライトの形態制御が可能である。
【００１７】
４  溶鋼中の溶存酸素量を所定の範囲に調整した後、ＲＥＭを添加することにより、固液界面にＲＥＭオキシサルファイドが晶出し、デンドライトの一方向成長が抑制され等軸晶化し、デンドライト二次アーム間に、ＳｉあるいはＭｎの酸化物、硫化物、酸硫化物の一種または二種以上が複合した、微細な分散粒子が多量に且つ均一に形成される。
【００１８】
５  この微細な分散粒子が多量に且つ均一に形成され、溶接熱影響部においてオーステナイト粒の粗大化防止に有効である。
【００１９】
６  圧延後の冷却を前段と後段の２段冷却とし、それぞれの冷却速度を調整すれば、適正な粒径のフェライト地に第２相が分散してなる混合組織を安定して得れら、上述した硫化物のフェライト変態核としての作用により、初析フェライトの生成密度が上昇し、フェライト粒が微細に生成し、低温での母材靭性が向上する。
【００２０】
本発明は以上の知見を基に、更に検討を加えてなされたものであり、すなわち、本発明は、
（１）溶鋼に、Ｓｉおよび／またはＭｎを添加して脱酸し、溶存酸素量を０．００３０〜０．０１２０質量％とした後、ＲＥＭを添加し、
溶存酸素量が０．００１０から０．００５０質量％であって、
Ｃ：０．０５〜０．１２質量％
Ｓｉ：０．５０質量％以下
Ｍｎ：０．８〜１．８質量％
Ｐ：０．０２質量％以下
Ｓ：０．０００５〜０．００６０質量％以下
ＲＥＭ：０．００３０〜０．０２００質量％を含有し、ＡｌおよびＴｉをそれぞれ０．００４質量％以下に制限した組成の溶鋼とし、
次いで、該溶鋼を鋳造して鋼素材とし、１０５０〜１２００℃に加熱後、９５０℃以上の温度域における累積圧下率が３０％以上、且つ９００℃未満の温度域における累積圧下率が３０％以上となる熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、１０℃／ｓ未満の冷却速度で、冷却停止温度：７５０〜６００℃とする前段冷却を施し、その後、前段冷却停止温度から６００℃未満の冷却停止温度まで、１０℃／ｓ以上の冷却速度で後段冷却を施すことを特徴とする溶接部靭性に優れた低温用低降伏比鋼材の製造方法。
【００２１】
（２）Ｓｉおよび／またはＭｎを添加して行う脱酸の前に、Ａｌを添加する予備脱酸を行い、前記脱酸前の溶存酸素量を０．００８０〜０．０１７０質量％に調整することを特徴とする（１）に記載の溶接部靭性に優れた低温用低降伏比鋼材の製造方法。
【００２２】
（３）溶鋼の組成として、更に、
Ｂ：０．０００３〜０．００２５質量％
Ｎｂ：０．０５質量％以下
Ｖ：０．２質量％以下
Ｃｕ：１．０質量％以下
Ｎｉ：１．５質量％以下
Ｃｒ：０．７質量％以下
Ｍｏ：０．７質量％以下
Ｗ：１．５質量％以下から選ばれる一種又は二種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の溶接部靭性に優れた低温用低降伏比鋼材の製造方法。
【発明の効果】
【００２３】
本発明によれば、母材のＹＳ（降伏強さ）が４４０ＭＰａ以下、ＴＳ（引張強さ）が５３０ＭＰａ以上で且つ母材靭性にも優れ、更に大入熱溶接影響部靭性にも優れた低降伏比低温用鋼材を安定、且つ低い製造コストで製造でき、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などの溶接構造物の大型化に大きく寄与し、産業上極めて有用である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２４】
本発明では、溶鋼の成分組成と、鋼の加熱・圧延−冷却条件を規定する。
【００２５】
［溶鋼の成分組成］
本発明では、溶鋼を転炉、電気炉、真空溶解炉など公知の装置を用い、常法で溶製し、脱酸処理や脱ガスプロセスにより、溶存酸素量を０．００３０〜０．０１２０質量％に調整した後、ＲＥＭを添加して溶存酸素量を０．００１０〜０．００５０質量％とする。
【００２６】
本発明では、脱酸処理をＳｉおよび／またはＭｎ添加により行うが、その前にＡｌを添加する予備脱酸を行い、溶存酸素量を０．００８０〜０．０１７０％に調整することが好ましい。
【００２７】
Ａｌを添加して予備脱酸を行う場合は、溶鋼中に残留するＡｌが０．００４質量％を超えると、ＲＥＭ系酸化物の形成が困難となるため、０．００４質量％以下とする。
【００２８】
本発明では、ＲＥＭ添加前の溶存酸素量を０．００３０〜０．０１２０質量％とする。これより平均粒径１０μm以下、好ましくは１μm以上のＲＥＭ硫化物、ＲＥＭ酸化物、ＲＥＭ酸硫化物の一種または二種以上が凝固過程で固液界面に晶出し、デンドライトの一方向成長を抑制し、等軸晶化を達成し、二次デンドライトア−ム間隔を小さくし、その後の二次脱酸により生成するＭｎ系介在物（分散粒子）を微細化する。
【００２９】
尚、デンドライトの一方向成長を抑制するため、これら粒子は粒数密度２０個／ｍｍ2以上で分散させることが好ましく、粒数密度２０個／ｍｍ2未満では、凝固組織の等軸晶化が困難となる。
【００３０】
ＲＥＭ添加前の溶存酸素量が０．００３０質量％未満では所望のＲＥＭ酸硫化物の形成が困難となり、上述した効果が得られない。
【００３１】
一方、ＲＥＭ添加前の溶存酸素量が０．０１２０質量％を超えると、ＲＥＭが酸化物となるのみで、所望のＲＥＭ硫化物あるいはREM酸硫化物の形成が困難となり、デンドライトの一方向成長を抑制する能力が低下し、二次デンドライトア−ム間隔を微細化することが困難となる。
【００３２】
ＲＥＭ添加後の溶存酸素量は０．００１０〜０．００５０質量％とする。ＲＥＭ添加に際して、硫化物、酸化物、酸硫化物が形成され、添加後の溶存酸素量が所望の０．００１０〜０．００５０質量％となるように、Ｓを添加することが好ましい。
【００３３】
凝固過程で、ＲＥＭ硫化物粒子、ＲＥＭ酸化物粒子、ＲＥＭ酸硫化物粒子のいずれかが容易に固液界面に晶出し、デンドライトの一方向成長を抑制する。
【００３４】
また、二次脱酸生成物として、平均粒径１μm以下の、Ｍｎ酸化物、Ｍｎ硫化物、Ｍｎ酸硫化物の一種または二種以上が複合した粒子が得られ、超大入熱溶接ＨＡＺにおいてオ−ステナイト粒の成長を抑制し、ＨＡＺ靭性を向上させる。
【００３５】
Ｍｎ系複合粒子は、粒子密度で１×１０５個／ｍｍ２以上分散させると、超大入熱溶接ＨＡＺの高温滞留域でオ−ステナイト粒のピン止め効果が顕著となり好ましい。
【００３６】
分散粒子の平均粒径および単位面積当たりの粒数密度は、鋼板から採取した試験片の圧延方向と直角なＣ断面を研磨し、電解腐食により分散粒子を現出させたのち、走査型電子顕微鏡により観察する。観察は倍率：５０００倍で１０視野撮像し、画像解析装置により求める。
【００３７】
ＲＥＭ添加後の溶存酸素量が０．００１０質量％未満では、デンドライトア−ム間隔が大きくなり、二次脱酸生成物としてオ−ステナイト粒の粗大化を防止するＭｎ系複合複合粒子の微細分散が得られず、オ−ステナイト粒の粗大化を十分抑制できない。
【００３８】
一方、ＲＥＭ添加後の溶存酸素量が０．００５０質量％を超えると、Ｍｎ酸化物が粗大化するとともに、オ−ステナイト粒の粗大化防止に有効な微細なＭｎ系複合粒子が得られにくくなる。
【００３９】
本発明では、ＲＥＭを添加し、溶存酸素量を０．００１０〜０．００５０質量％に調整し、溶鋼の組成を以下の組成に調整する。
【００４０】
Ｃ：０．０５〜０．１２質量％
Ｃは鋼の強度を増加させる元素であり、厚肉高張力鋼板として必要な強度を得るため、０．０５質量％以上添加する。一方、０．１２質量％を超えて添加すると溶接部の靭性、耐溶接割れ感受性を低下させるので、０．０５〜０．１２質量％とする。
【００４１】
Ｓｉ：０．５０質量％以下
Ｓｉは脱酸材として作用するが０．５質量％を超えて含有すると、母材靭性が劣化するとともに、溶接熱影響部において島状マルテンサイトが生成し、靭性が顕著に低下するため，０．５０質量％以下とし、好ましくは０．０５〜０．５０質量％とする。
【００４２】
Ｍｎ：０．８〜１．８質量％
Ｍｎは脱酸剤として作用するとともに、二次脱酸生成物として微細な酸化物、硫化物、酸硫化物の一種または二種以上が複合した粒子を形成し、HAZのオ−ステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性を向上させる。
【００４３】
また、固溶強化で鋼の強度を増加させるため、０．８質量％以上の添加する。一方、１．８質量％を超えて添加すると、溶接部の靭性を著しく低下させるため、０．８〜１．８質量％とする。
【００４４】
Ｐ：０．０２質量％以下
Ｐは不可避的不純物として鋼中に存在し、靭性を劣化させるため、精錬コストが許容できる範囲で低減させる。０．０２質量％を超えると母材、およびＨＡＺの靭性が低下するため、０．０２質量％以下とする。
【００４５】
Ｓ：０．０００５〜０．００６０質量％
ＳはＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭと結合し、ＲＥＭの硫化物（サルファイド）、またはＲＥＭの酸硫化物（オキシサルファイド）として、凝固段階で固液界相面に晶出し、デンドライトの一方向成長を抑制してデンドライトを等軸晶化し、デンドライト二次ア−ム間隔を微細化する作用を有する。
【００４６】
また、二次脱酸生成物としてＭｎと結合し、Ｍｎの硫化物、酸S硫化物として微細に晶出し、ＨＡＺのオ−ステナイト粒粗大化を防止する。
【００４７】
Ｓが０．０００５質量％未満では、ＲＥＭが酸化物として溶鋼段階で晶出し、上述した効果が得られず、一方、０．００６０質量％を超えると、粗大なＭｎＳを形成し、靭性が顕著に低下するため、０．０００５〜０．００６０質量％とする。
【００４８】
ＲＥＭ：０．００３０〜０．０２００質量％
ＲＥＭは、溶鋼の凝固過程で、Ｓおよび／またはＯと結合し、硫化物（サルファイド）、酸化物（オキシサイド）、酸硫化物（オキシサルファイド）の一種または二種以上として固液相界面に晶出し、デンドライトの一方向成長を抑制してデンドライトを等軸晶化し、デンドライト二次ア−ム間隔を微細化する作用を有する。
【００４９】
このような効果を得るため、０．００３０質量％以上含有させるが、一方、０．０２００質量％を超えて含有すると粗大なＲＥＭ系化合物が増加し、母材靭性が劣化するため、０．００３０〜０．０２００質量％とする。
【００５０】
Ａｌ：０．００４質量％以下
Ａｌは、強脱酸元素であり、溶鋼中の酸素と結合し、アルミナ（Ａｌ２Ｏ３）を形成し、溶存酸素を低減するため、ＲＥＭの酸硫化物（オキシサルファイド）の生成、あるいは二次脱酸生成物としてＭｎの酸化物（オキシサイド）、酸硫化物（オキシサルファイド）の生成を阻害し、デンドライトの形態制御や、二次脱酸生成物の微細分散に悪影響を及ぼす。
【００５１】
そのため、本発明では、Ａｌ脱酸でなく、Ｓｉ，Ｍｎ脱酸とし、Ａｌ含有量を０．００４質量％以下に制限する。尚、この範囲に制限する限りは予備脱酸としてＡｌを用いることは構わない。
【００５２】
Ｔｉ：０．００４質量％以下
Tiは、Ａｌと同様に、Ｓｉ，Ｍｎにくらべて強い脱酸力を有するため、二次脱酸生成物の微細分散に悪影響を及ぼさないように極力低減することが好ましく、０．００４質量％以下とする。
【００５３】
以上が、本発明の基本成分組成であるが、母材、溶接継手強度増加のため、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Cｒ、Ｍｏの一種または二種以上を含有させることが好ましい。
【００５４】
Ｎｂ：０．０５質量％以下
Ｎｂは母材の強度、靭性を向上させ、継手部強度を増加させる。このような効果は０．０１質量％以上の含有で顕著となるが、０．０５質量％を超えて含有すると、ＨＡＺ靭性が低下するため、含有させる場合は、０．０５質量％以下とする。尚、好ましくは０．０１〜０．０５質量％とする。
【００５５】
Ｖ：０．２質量％以下
Ｖは母材の強度を向上させる。このような効果は０．０２質量％以上の含有で顕著となるが、０．２質量％を超えて含有すると、ＨＡＺ靭性が低下するため、含有させる場合は、０．２質量％以下とする。尚、好ましくは０．０２〜０．２質量％とする。
【００５６】
Ｃｕ：１．０質量％以下
ＣｕはＮｉと同様に強度を増加させる。このような効果は０．２質量％以上の含有で顕著となるが、１．０質量％を超えて含有すると、ＨＡＺ靭性が低下するため、含有させる場合は、１．０質量％以下とする。尚、好ましくは０．２〜１．０質量％とする。
【００５７】
Ｎｉ：１．５質量％以下
Ｎｉは母材の靭性を保ちつつ、強度を増加させる。このような効果は０．２質量％以上の含有で顕著となるが、高価な元素であるため、含有させる場合は、１．５質量％以下とする。尚、好ましくは０．２〜１．５質量％とする。
【００５８】
Ｃｒ：０．７質量％以下、Ｍｏ：０．７質量％以下、Ｗ：１．５質量％以下
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗは、いずれも母材の高強度化に有効である。このような効果はＣｒ：０．２質量％以上、Mo：０．１質量％以上、Ｗ：０．２質量％以上の含有で顕著となるが、Ｃｒ：０．７質量％、Mo：０．７質量％、Ｗ：１．５質量％を超えると靭性を低下させるので、添加する場合は、Ｃｒ：０．７質量％以下、Ｍｏ：０．７質量％以下、Ｗ：１．５質量％以下とする。尚、好ましくは、Ｃｒ：０．２〜０．７質量％、Ｍｏ：０．１〜０．７質量％、Ｗ：０．２〜１．５質量％とする。
【００５９】
Ｂ：０．０００３〜０．００２５質量％
Ｂは焼入れ性を向上させ、鋼の強度を増加させる。このような効果は０．０００３質量％未満では十分でなく、一方、０．００２５質量％を超えると焼入れ性が著しく増加し、母材の靭性が低下するようになるため、添加する場合は、０．０００３〜０．００２５質量％とする。
【００６０】
上述した成分以外の残部溶鋼はＦｅおよび不可避的不純物であり、Ｎ：０．００４０質量％以下を不可避的不純物として許容する。
【００６１】
上述した組成に調整した溶鋼を、鋳造して鋼素材（スラブ）とする。鋳造方法は特に限定しないが、分散粒子の大きさおよび形態を所望の範囲に制御するため、凝固段階において、鋳込み速度や冷却速度が制御できる連続鋳造法とすることが好ましい。
【００６２】
尚、分散粒子の大きさは主に、溶存酸素量とＭｎ、Ｓ量により決まるが、鋳込み速度も影響するため、鋳造方法は造塊法よりも連鋳法とすることが好ましい。
【００６３】
［加熱・圧延−冷却条件］
鋼素材（スラブ）を以下の条件により圧延し、所望の板厚の低温用低降伏比鋼材とする。
【００６４】
１  スラブ加熱温度
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、１２００℃を超えると、オ−ステナイト粒径が粗大化し、母材の靭性が劣化するため、１０５０〜１２００℃に加熱する。
【００６５】
２  圧延条件
９５０℃以上での累積圧下率３０％以上、９００℃未満での累積圧下率３０％以上とする。９５０℃以上では圧延によってオ−ステナイト粒が再結晶するため、組織微細化が可能で、累積圧下率が３０％未満の場合、加熱時の異常粗大粒が残存し、母材靭性に悪影響を及ぼすため、３０％以上とする。
【００６６】
９００℃未満では、圧延によってオ−ステナイトが再結晶するかもしくは再結晶せずともオ−ステナイト粒内部に変形帯等の欠陥が導入されることにより、フェライト変態の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。
このような効果を得るため、９００℃未満での累積圧下率は３０％以上とする。
【００６７】
熱間圧延の圧延終了温度は、特に規定しないが、７２０℃未満では初析フェライトが加工をうけ降伏強さおよび降伏比が上昇するため、７２０℃以上とすることが好ましい。
【００６８】
３  冷却条件
冷却は前段冷却と後段冷却の二段冷却とする。適正な粒径のフェライト地に第二相が分散した混合組織を安定して得るため、後段冷却の冷却速度は、前段冷却よりも大きくする。
【００６９】
前段冷却は、熱間圧延終了後、直ちに１０℃／ｓ未満で開始し、冷却終了温度を750℃未満６００℃以上とする。冷却速度が１０℃／ｓ以上では軟質のフェライト分率が低下し、所望の特性が得られない。冷却終了温度が７５０℃以上、あるいは６００℃未満ではフェライト分率が増加し母材強度が低下する。
【００７０】
後段冷却は、前段冷却停止後、６００℃未満まで冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却する。冷却速度が１０℃未満では、硬質のベイナイト分率が低下し、強度が低下する。冷却停止温度が６００℃以上では、降伏比の低下や、強度が飽和するため、６００℃未満とする。後段冷却停止後は空冷とすることが好ましい。
【００７１】
このようにして得られた鋼板は、不可避的不純物として０．００７０質量％以下のＯを含有する。Ｏが０．００７０質量％を超えると、鋼中の酸化物が増加し、清浄度が劣化する。ＲＥＭの酸化物、酸硫化物、Ｍｎの酸化物、酸硫化物を所要量以上分散させるため、０．００１５質量％以上とすることが好ましい。
【実施例】
【００７２】
表１に示す組成の溶鋼を、転炉で溶製し、ＲＨ脱ガス処理を施した後、連続鋳造法で鋼素材（２１５〜３１０ｍｍ厚）とした。溶製中に、脱酸処理を行い、ＲＥＭ添加直前の溶存酸素量を調整し、一部の溶鋼（鋼Ｎｏ．７）については、Ａｌ添加による予備脱酸を行った。
【００７３】
ＲＥＭ添加後の溶存酸素量は、ＲＥＭ、Sの添加量により調整した。表１において鋼Ｎｏ．１〜７が本発明範囲内、鋼Ｎｏ．８〜２４は本発明範囲外である。
【００７４】
得られた鋼素材を、表２に示す、加熱、圧延、冷却条件を用いて厚鋼板とし、母材組織、引張特性、靭性を調査した。
【００７５】
１  母材組織
分散粒子の種類、平均粒径、および粒数密度を上述した方法により調査した。これらの値は、各視野毎の平均値を求めた後、全視野について平均値を求め、鋼板としての値とした。分散粒子の種類は、走査型電子顕微鏡のＥＤＸ装置により決定した。
【００７６】
２  母材引張特性
板厚の１／４部のＣ方向から、ＪＩＳ４号引張試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２０４の規定に準拠して引張試験を行い、降伏点（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）を求めた。
【００７７】
３  母材靭性
板厚の１／４部のＣ方向から、ＪＩＳ４号衝撃試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４２の規定に準拠してシャルピ−衝撃試験を行い、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。
【００７８】
４  溶接ＨＡＺ靭性
溶接ボンド部の再現熱サイクル試験を行い、ＪＩＳ４号試験片を作製し、ＪＩＳＺ２２４２の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、−４０℃における吸収エネルギー：ｖＥ−４０（Ｊ）を求め、溶接ＨＡＺ靭性を評価した。
【００７９】
以上の試験結果を、表２および表３に併記する。降伏強さ（ＹＰ）：４４０Ｎ／ｍｍ２以下、引張強さ（ＴＳ）：５３０Ｎ／ｍｍ２，シャルピー衝撃特性：ｖＴｒｓ：−８６℃以下、溶接ボンド部の再現熱サイクル試験：試験温度−４０℃で１０６Ｊ以上を本発明とした。
【００８０】
本発明に係る鋼材（鋼板Ｎｏ．１〜７）は、いずれも降伏強さ（ＹＰ）が４４０Ｎ／ｍｍ２以下、引張強さ（ＴＳ）が５３０Ｎ／ｍｍ２以上で、降伏比（ＹＲ）は８０％以下と低く、シャルピ−衝撃特性もｖＴｒｓ：−８６℃以下と優れた低温靭性を有している。
【００８１】
更に、溶接再現熱サイクル試験による溶接ボンド部のシャルピー吸収エネルギーで、試験温度：−４０℃で１０６Ｊ以上であり、溶接部の靭性にも優れている。
【００８２】
一方、本発明の範囲を外れる比較例の鋼材（鋼Ｎｏ．８〜３１）は、母材の降伏強さ（ＹＰ），引張強さ（ＴＳ）、シャルピー衝撃特性および溶接再現熱サイクル試験による溶接ボンド部のシャルピー吸収エネルギーの少なくとも一つが、本発明範囲外となった。
【００８３】
【表１】
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【００８４】
【表２】
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【００８５】
【表３】
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