(57)【要約】【課題】  溶接継手部（特に、大入熱溶接時の溶接線近傍など）の靭性に優れた鋼板を提供する。【解決手段】  Ｃ：０．０２〜０．１２％（質量％の意味。以下同じ）、Ｎ：０．００２〜０．０１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、およびＮｂ：０．００３〜０．０２５％を含む鋼材からなり、該鋼材からなる鋼板の横断面内に、Ｔｉ窒化物とＮｂ炭窒化物との複合析出物が１００個／ｍｍ2以上分散している、溶接継手部の靭性に優れた鋼板を開示する。【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．０２〜０．１２％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｎ  ：０．００２〜０．０１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、および
Ｎｂ：０．００３〜０．０２５％
を含む鋼材からなり、該鋼材からなる鋼板の横断面内に、Ｔｉ窒化物とＮｂ炭窒化物との複合析出物が１００個／ｍｍ2以上分散していることを特徴とする溶接継手部の靭性に優れた鋼板。
【請求項２】
前記鋼材の化学成分が
Ｓｉ：０．７％以下、
Ｍｎ：０．５〜１．８％、
Ａｌ：０．１％以下、
を満たすものである請求項１に記載の鋼板。
【請求項３】
前記鋼材が、他の元素として
Ｂ：０．０００５〜０．００５％および／またはＮｉ：０．０１〜０．５％
を含むものである請求項１または２に記載の鋼板。
【請求項４】
前記鋼材が、更に他の元素として
Ｚｒ：０．０００３〜０．０５％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％
よりなる群から選択される少なくとも１種を含むものである請求項１〜３のいずれかに記載の鋼板。
【請求項５】
前記鋼材が、更に他の元素として
Ｃｕ：０．０１〜０．５％、
Ｃｒ：０．０５〜０．５％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
Ｖ：０．００５〜０．１％
よりなる群から選択される少なくとも１種を含むものである請求項１〜４のいずれかに記載の鋼板。
【請求項６】
前記請求項１〜５のいずれか１項に記載された化学成分の要件を満たす鋼材を熱間圧延する際に、８００℃以上の温度域での圧下率を４０％以上とすると共に、８００℃未満の温度域での圧下率を３０％以上に制御し、鋼板内にＴｉ窒化物とＮｂ炭窒化物との複合析出物を分散析出させることを特徴とする溶接継手部の靭性に優れた鋼板の製法。
【請求項７】
前記熱間圧延の完了後、１〜５０℃／ｓｅｃの速度で加速冷却を行なう請求項６に記載の製法。
【請求項８】
前記加速冷却の後、５００℃以上Ａｃ1変態点以下の温度で焼戻しを行なう請求項７に記載の製法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶接継手部、殊に溶接熱影響部の靭性に優れ、且つ母材自体も優れた靭性を有する鋼板に関するものであり、たとえば一般の造船用鋼板をはじめとして、低温条件に曝される例えば造船用低温鋼板や液化石油ガス貯蔵タンク用鋼板などに適用した場合でも優れた靭性を示すと共に溶接継手靭性に優れた鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
現在、種々の分野で低温靭性に優れた鋼板が求められている。例えば、液化石油ガス（ＬＰＧ）や液化アンモニウムを貯蔵する低温用タンクなどは、ガスを液化状態に保つため−６０℃程度以下の低温で使用されるので、この様な低温条件下でも優れた靭性を保つことが求められる。また造船用の低温鋼板では、輸送時にマイナス温度域を下回る海洋を航行することもあることから、−２０℃程度の低温にも堪える靭性が要求される。こうした用途に使用される鋼板の特に溶接継手部は、溶接熱によるミクロ組織変化によって靭性が劣化し易いため、溶接継手部の低温靭性に優れた鋼板が強く求められている。
【０００３】
そこで例えば特許文献１には、鋼板の化学成分を調整することによって溶接継手部の低温靭性を改善することが提案されている。この特許文献では、溶接継手部に生成する島状マルテンサイトに注目し、この島状マルテンサイトはＣ（炭素）が濃縮した硬質相であって破壊の起点になり易いことから、該島状マルテンサイトを低減するため鋼材（母材）のＣ量を低減している。しかし最近では、化学成分の調整による低温靭性向上を超えて更なる低温靭性の改善が求められている。例えば、溶接時に１４００℃程度の高温に加熱される領域［熱影響部（以下、溶接継手部全体を含めてＨＡＺと称する場合がある）など］では、結晶粒が粗大化して低温靭性が劣化してしまうため、更なる低温靭性の改善が求められる。
【０００４】
そこで特許文献２には、ＴｉＮなどの微細析出物を分散させることによってＨＡＺ部での結晶粒の粗大化を抑制する方法が提案されている。しかし、大入熱溶接を行う場合、前記ＨＡＺ部よりも高温（１４００℃以上）となる領域（例えば、大入熱溶接時の溶接線近傍など）があり、この様な領域ではＴｉＮなどの析出物が固溶してしまうため、結晶粒の粗大化抑制効果を期待することができない。また二相温度域の加熱部ではフェライトとオーステナイトが平衡状態となり、このフェライトからＣがオーステナイトへ移行してオーステナイトにＣが濃縮されるため、結果的に島状マルテンサイトが生成する（この様な現象は、二相域脆化と称される）が、上記微細析出物は、二相域脆化の防止効果も乏しい。
【０００５】
また本出願人は、耐アンモニア応力腐食割れ性が良好で且つＨＡＺ部の靭性にも優れた低温用鋼板として、先に特許文献３に記載の技術を提案している。この発明は、Ｃ含量を０．０６％以下に抑えることで耐アンモニア応力腐食割れ性を高めると共に、特定量のＴｉとＮを含有させることによってＨＡＺ部の靭性を改善したもので、特に金属組織をフェライト主体とし、フェライト粒界にパーライトが層状に分散した層状パーライト組織とすることによって、耐アンモニア応力腐食割れ性とＨＡＺ靭性という２つの要求特性を高めている。
【０００６】
この特許文献３に記載された発明は、低温雰囲気下でも優れた耐応力腐食割れ性を示すと共に、大入熱溶接を行った場合でも溶接熱影響部の靭性を良好に保つことができる点で、優れた低温用鋼と言える。しかし需要者の要求は止まるところを知らず、特に溶接熱影響部の低温靭性について一層の改善を求めている。
【特許文献１】特開昭５４−１９４１２号公報
【特許文献２】特開平９−１６５６５６号公報
【特許文献３】特開平１１−１３１１７８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、一般造船用などとして、或いは更に低温造船用や低温用タンク用などとして適用した場合でも、母材そのものとして優れた靭性を有すると共に、ＨＡＺ靭性において前記先願発明を凌駕する特性を発揮する鋼板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
上記課題を解決することのできた本発明の鋼板は、
Ｃ  ：０．０２〜０．１２％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｎ  ：０．００２〜０．０１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、および
Ｎｂ：０．００３〜０．０２５％
を含む鋼材からなり、該鋼材からなる鋼板の横断面内に、Ｔｉ窒化物とＮｂ炭窒化物との複合析出物が１００個／ｍｍ2以上分散しており、特に溶接継手部の靭性に優れた鋼板である。
【０００９】
本発明の上記鋼材は、基本成分として、Ｓｉ：０．７％以下、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ａｌ：０．１％以下を満たすものが好ましい。また該鋼材には、低温靭性の更なる改善を期して、Ｂ：０．０００５〜０．００５％および／またはＮｉ：０．０１〜０．５％を含有させることができる。更に鋼板の特性を一段と高めるため、Ｚｒ：０．０００３〜０．０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％よりなる群から選択される少なくとも１種、或いは更に、Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．００５〜０．１％よりなる群から選択される少なくとも１種を、要求特性に応じて含有させることも有効である。
【００１０】
また本発明の製法は、上記特性を備えた鋼板をより確実に得ることのできる方法として位置付けられる発明であり、上記化学成分の要件を満たす鋼材を熱間圧延する際に、８００℃以上の温度域の圧下率を４０％以上とすると共に、８００℃未満の温度域での圧下率を３０％以上に制御し、鋼板内にＴｉ窒化物とＮｂ炭窒化物との複合析出物を分散析出させるところに特徴を有している。
【００１１】
この製法を実施する際には、上記熱間圧延の完了後、１〜５０℃／ｓｅｃの速度で加速冷却し、あるいは更に、該加速冷却の後、５００℃以上Ａｃ1変態点以下の温度で焼戻しを行なえば、鋼板の性能を一段と高めることができるので好ましい。
【発明の効果】
【００１２】
本発明の鋼板は、炭素含量を低レベルに抑え、またＮとＴｉ、更にはＮｂを適量含有させて、鋼材中にＴｉ窒化物とＮｂ炭窒化物との複合析出物を微細分散状態で生成させることにより、母材自体の靭性を高めると共に、特にＨＡＺ部における結晶粒の粗大化をより確実に防止し、ＨＡＺ靭性の卓越した鋼板を提供できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
本発明者らは上述した様な課題の解決を期して鋭意研究を重ねた結果、鋼材の炭素含量を低レベルに抑えることを前提として、適量のＴｉとＮを含有せしめ、更に加えて適量のＮｂを含有させることにより鋼材中にＴｉ窒化物とＮｂ炭窒化物からなる複合析出物を微細析出させてやれば、本発明で意図する前記課題が見事に解決できることを知り、上記本発明の完成をみた。
【００１４】
即ち本発明においては、まず第１の要件として、炭素含量を０．０２〜０．１２％の範囲内に収めることを必須とする。その理由は、鋼材として必要な構造強度を確保するうえで、０．０２％以上のＣ（炭素）が不可欠であり、これ未満では強度不足になるからである。より好ましくは０．０３％以上とするのがよい。一方、本発明は、前述した如く例えば−２０℃や−６０℃以下といった低温条件に晒される用途に適用されことがあることを想定しており、こうした低温条件での使用にも耐える母材靭性を確保すると共に、ＨＡＺ部の靭性劣化を防止する上でも、Ｃ量は０．１２％以下に抑えることが必須となる。より好ましいＣ量の上限は０．１０％、更に好ましくは０．０７％以下である。
【００１５】
次にＮ（窒素）量は、０．００２〜０．０１０％の範囲に制御することが必要である。即ち本発明においてＮは、後述するＴｉと結合してＴｉ窒化物の生成源になると共に、Ｎｂ炭窒化物の生成源となって特にＨＡＺ靭性を高める上で欠くことのできない元素であり、０．００２％未満では上記窒化物としての析出量が不十分となって、意図するレベルの靭性改善効果が得られ難くなる。しかしＮ量が過度に多くなると、非金属介在物量の増大により却って靭性を劣化させるので、０．０１０％以下に抑えるべきである。より好ましいＮ量は０．００４％以上、０．００８％以下である。
【００１６】
Ｔｉは、Ｔｉ窒化物の生成によりＮｂ炭窒化物との複合析出物を生成させる上で重要な元素であり、０．００５％以上、０．０２５％以下の含有を必須とする。０．００５％未満では、Ｔｉ窒化物の生成量が不足してＮｂ炭窒化物との複合析出物の生成量も不十分となり、満足のいくＨＡＺ靭性が得られなくなる。しかし多過ぎると、却って靭性を劣化させる原因になるので、０．０２５％以下に抑えねばならない。より好ましいＴｉ含量は０．００８％以上、０．０２０％以下である。
【００１７】
Ｎｂは本発明において最も特徴的な元素であり、炭素および窒素と結合しＮｂ炭窒化物の生成源となって上記Ｔｉ窒化物と共に複合析出物を生成し、ＨＡＺ靭性の向上に顕著な効果を与える。こうした効果を有効に発揮させるには少なくとも０．００３％以上含有させねばならず、好ましくは０．００５％以上、更に好ましくは０．０１０％以上含有させるのがよい。但し、こうしたＮｂの添加効果は約０．０２５％で飽和し、それ以上に多くなると焼入性が過剰となり、ＨＡＺ部が島状マルテンサイトの多い上部ベイナイトとなってＨＡＺ靭性が悪くなるので、多くとも０．０２５％以下、好ましくは０．０２０％程度以下に抑えるのがよい。
【００１８】
本発明では、先に簡単に説明した如く、また追って詳述する如く、鋼中にＴｉ窒化物とＮｂ炭窒化物との複合析出物を適量析出させることによってＨＡＺ靭性を高めるところに最大の特徴を有するもので、そのための必須元素はＣ，Ｎ，Ｔｉ，Ｎｂの４元素であるが、鋼材の基本成分としては、Ｓｉ：０．７％以下、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ａｌ：０．１％以下を満たすものであることが望ましい。
【００１９】
上記Ｓｉは、鋼中の含量が多くなり過ぎると島状マルテンサイトを増加させ、溶接継手部の低温靱性を劣化させる傾向が強まるので、０．７％以下、好ましくは０．５％以下、更に好ましくは０．３％以下に抑えるのがよい。なおＳｉは溶鋼の脱酸に使用されることが多いため、殆どの鋼中には不可避的に混入してくる。また鋼板の強度向上にも有効に作用することから、Ｓｉは、０．０１％程度以上、好ましくは０．０５％程度以上含有させることが望ましい。
【００２０】
またＭｎは、焼入性を高めて鋼板の強度を高める作用を有しており、好ましくは０．５％以上含有させるのがよく、より好ましくは０．７％以上、更に好ましくは１．０％以上である。しかしＭｎ量が過剰になると、島状マルテンサイトが増大してＨＡＺ部の低温靱性を劣化させる傾向があるので、好ましくは１．８％以下、より好ましくは１．６％以下に抑えるのがよい。
【００２１】
Ａｌは脱酸剤として使用されることが多いため、溶鋼の製造過程で不可避的に混入してくる元素であるが、多過ぎると酸化物系介在物量の増大によって鋼材の靭性を劣化させるので、０．１％以下、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下に抑えるのがよい。一方、ＡｌはＡｌＮ系析出物を生成して大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を向上させる作用も有しているので、ＡｌによるＨＡＺ靭性向上効果を有効に発揮させたい場合は、Ａｌを積極的に例えば、０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上含有させることも有効である。
【００２２】
本発明の鋼板は、前記元素以外にも必要に応じて他の元素、例えば、靭性向上元素［Ｂ：０．００５％以下、Ｎｉ：０．５％以下など］、析出物形成元素［Ｚｒ：０．０５％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、およびＲＥＭ：０．０１％以下など］、強度向上元素［Ｃｕ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下など］などを含むものであってもよい。
【００２３】
靭性向上元素：Ｂ、Ｎｉなど
Ｂは、ＢＮの生成によってＨＡＺ靭性に有害な固溶Ｎを固定する作用を有している。Ｂ含量の下限は特に規定しないが、こうした作用を積極的に生かそうとする場合は、０．０００３％以上、好ましくは０．０００５％以上含有させるのがよい。但し、Ｂ含量が過剰になると大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を却って劣化させるので、０．００５％以下、好ましくは０．００４％以下に抑えるのがよい。
【００２４】
Ｎｉは靭性を向上させるのに有効である。Ｎｉ含量の下限は特に限定されないが、こうした作用を積極的に活かそうとする場合は、０．０１％以上、好ましくは０．０５％以上含有させるのがよい。但し、Ｎｉ含量が多過ぎるとスケール疵が発生し易くなるので、０．５％以下、好ましくは０．４％以下に抑えるのがよい。上記靭性向上元素は、単独で添加してもよく、２種を複合添加してもよい。
【００２５】
析出物形成元素：Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭなど
Ｚｒは、前記Ｔｉと同様に窒化物を形成し、大入熱溶接時のＨＡＺ靭性の向上に寄与する。Ｚｒ含量の下限は特に限定されないが、こうした作用を積極的に期待する場合は、０．０００３％以上、好ましくは０．０００５％以上含有させるのがよい。但し、Ｚｒ含量が多過ぎると清浄度の低下により靭性劣化を起こす原因になるので、０．０５％以下、好ましくは０．００５％以下に抑えるのがよい。
【００２６】
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭ（希土類元素）は、酸化物、硫化物、酸硫化物などを形成し、ＨＡＺ部の結晶粒の粗大化を抑える作用を有している他、母材の異方性を軽減する作用もある。Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭ含量の下限は特に限定されないが、これらの作用を積極的に活用するには、Ｃａは０．０００５％以上（好ましくは０．００１０％以上）、Ｍｇは０．０００５％以上（好ましくは０．００１０％以上）、ＲＥＭは０．０００５％以上（好ましくは０．００１０％以上）含有させるのがよい。但し、これらＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭが多過ぎると、鋼の清浄度が低下して物性劣化の原因になるので、Ｃａは０．００５％以下（好ましくは０．００３％以下）、Ｍｇは０．００５％以下（好ましくは０．００３％以下）、ＲＥＭは０．０１％以下（好ましくは０．００５％以下、特に０．００３％以下）に抑えるのがよい。上記析出物形成元素は、単独で添加してもよく、２種以上を任意の組合せで複合添加してもよい。
【００２７】
強度向上元素：Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖなど
Ｃｕは、固溶強化および析出強化による鋼の強度向上に有効な元素であり、添加量の下限は特に規定しないが、こうした作用を積極的に活用しようとする場合は、０．０１％以上、好ましくは０．０５％以上含有させるのがよい。しかし、Ｃｕ含量が多過ぎると鋼の熱間加工性が劣化し、鋼板表面に割れが入り易くなるので、０．５％以下、好ましくは０．３％以下に抑えるのがよい。
【００２８】
ＣｒとＭｏは、いずれも母材の強度向上に有効に作用する。ＣｒとＭｏの添加量の下限も特に規定しないが、こうした作用効果を積極的に期待する場合は、Ｃｒは、０．０５％以上（好ましくは０．１０％以上）、Ｍｏは、０．０１％以上（好ましくは０．０５％以上）含有させるのがよい。しかし、ＣｒやＭｏが過剰になると、大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を劣化させる傾向があるので、Ｃｒは０．５％以下（好ましくは０．３％以下）、Ｍｏは０．５％以下（好ましくは０．３％以下）に抑えるべきである。
【００２９】
Ｖは析出強化によって鋼の強度を上昇させる元素であり、添加量の下限は特に規定しないが、こうした作用効果を積極的に活用する場合は、０．００５％以上（好ましくは０．０１０％以上）含有させるのがよい。しかし、Ｖが多過ぎると、大入熱溶接時のＨＡＺ靭性が劣化するので、０．１％以下（好ましくは０．０５％以下）に抑えるのがよい。
【００３０】
上記強度向上元素は、単独で添加してもよく、２種以上を任意の組合せで併用してもよい。
【００３１】
本発明に係る鋼材の残部成分は実質的にＦｅと不可避不純物であり、不可避不純物としては、例えば、ＰやＳなどが挙げられる。これらＰやＳは、積極的に低減することも有効であり、例えば、Ｐは０．０１５％以下に低減するのがよい。Ｐが多くなると溶接性が劣化するからであり、好ましくは０．０１０％以下に抑えるのがよい。なおＰは、０．００１％程度以下であれば殆ど実害は生じない。
【００３２】
またＳは、０．００５％以下に抑えるのがよい。Ｓ量が多くなると硫化物系介在物が増大して鋼板の母材靭性が劣化し易くなるからである。好ましくは０．００３％以下である。なおＳは、０．００１％程度以下であれば殆ど実害は生じない。
【００３３】
本発明で用いる鋼材の成分組成は上記の通りであるが、本発明ではこうした成分組成に加えて、鋼板断面内に存在するＴｉとＮｂの炭窒化物の存在形態がＨＡＺ靭性を高める上で極めて重要であり、鋼板の横断面内にＴｉ窒化物とＮｂ炭窒化物との複合析出物が１００個／ｍｍ2以上分散しているところに、従来材に見られない特徴を有している。即ち該複合析出物とは、例えばＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）写真によると、図１（図面代用顕微鏡写真）にその一例を示す如く、比較的粗大なＴｉ窒化物の側縁や隅角部にＮｂ炭窒化物が付着した様な状態で析出した複合析出物である。
【００３４】
そして、後述する如く多くの実施例、比較例の中からＨＡＺ靭性に優れた鋼種を選択してＴＥＭ／ＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線元素分析）分析を行ったところ、図１に矢印Ａで示した析出物はＴｉ窒化物で、該Ｔｉ窒化物からなる析出物の周縁や隅角部に付着した状態で析出しているのはＮｂ炭窒化物であり、この様にＴｉ窒化物とＮｂ炭窒化物が複合析出物として鋼板断面内に１００個／ｍｍ2以上、より好ましくは２００個／ｍｍ2以上分散している鋼材は、いずれも優れたＨＡＺ靭性を示すことが確認された。
【００３５】
そして該複合析出物の作用について更に追求したところ、Ｔｉ窒化物が単独で析出している鋼板に較べて次の様な作用が発揮されることを突き止めた。即ち、溶接時に１４００℃程度の高温に加熱されるＨＡＺ領域では、たとえＴｉ窒化物が存在していたとしても該高温域でＴｉ窒化物は溶融してしまって結晶粒微細化効果が失われるのに対し、Ｔｉ窒化物とＮｂ炭窒化物との複合析出物は高温域で溶融し難く、高温となるＨＡＺ領域においても完全には溶融し難いため高い結晶粒微細化効果を発揮すること、また、該複合析出物の一部は高温域で溶融することもあるが、それらは局部的に濃化状態で存在するため溶接熱を受けた後の冷却時に微細粒として再析出し易く、これがフェライト変態核として作用することで結晶粒微細化効果を発揮することが確認された。
【００３６】
なお本発明において上記複合析出物の定量は、供試鋼板の横断面を鏡面研磨し電解エッチングしてからＴＥＭ観察し、そのサイズと個数については、倍率１５，０００倍で撮影した断面写真から無作為に２０領域を選択して複合析出物のサイズと個数を測定し、その平均値として求めた。上記複合析出物は、前記図１の顕微鏡写真にも示した如くその殆どが１００ｎｍ前後のサイズを有しており、１０ｎｍ程度以下の微細なものは殆ど存在しない。よって、上記倍率のＴＥＭ写真によって観察できる全複合析出物数を調べ、それを面積１ｍｍ2内の個数に換算して求めた。
【００３７】
尚、上記の様な特性を備えた鋼板の製造方法は特に制限されないが、好ましい方法としては、前述した様な成分組成の要件を満たす鋼材を溶製・鋳造してから圧延する際に、下記の様に制御圧延することが有効である。すなわち、鋳造後の熱間圧延工程で、８００℃以上の温度域での圧下率を４０％以上、より好ましくは５０％以上に調整すると共に、８００℃未満の温度域での圧下率を３０％以上、より好ましくは５０％以上に制御するのがよく、この様な熱間圧延条件を採用すれば、前述した如く成分組成の調整された鋼材を使用することで、上記好適な数の複合析出物を確実に生成させることができる。
【００３８】
ちなみに８００℃以上の温度域での圧下率が４０％未満では、再結晶温度域での圧下率が不足するためオーステナイトの微細化が不十分となり、また８００℃未満の温度域での圧下率が３０％未満では、未再結晶温度域での圧下率不足によりＴｉＮ核へのＮｂ（ＣＮ）の析出が不十分となり、いずれの場合も本発明で意図する数の複合析出物を確保し難くなる。
【００３９】
なお本発明に係る鋼板の板厚は特に制限されず、様々の厚さの鋼板（平板や波板などを含む）に適用できるが、本発明の効果がより有効に発揮されるのは、厚さが７ｍｍ程度以上（好ましくは１０ｍｍ以上）の鋼板である。板厚の上限は特に制限されないが、通常は５０ｍｍ以下（特に３０ｍｍ以下）程度である。
【実施例】
【００４０】
以下、実験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験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勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。  なお下記実験例で得られた鋼板の評価は、次の様にして行った。
【００４１】
［Ｔｉ窒化物とＮｂ炭窒化物の複合析出物の確認］
制御圧延によって得た鋼板の深さｔ／４位置（ｔは鋼板の厚さ）における圧延方向に平行な断面を切り出して研磨し、この断面を、電解エッチングした後のＴＥＭ分析（視野数：２０）によって、Ｔｉ窒化物、Ｎｂ炭窒化物およびそれらの複合析出物の個数を調べた。
【００４２】
［ＨＡＺ靭性（１）］
大入熱（８ｋＪ／ｍｍ）片面裏当て溶接を行ったときの熱サイクルを模擬したＨＡＺ靭性評価法として、加熱温度：１４００℃、８００〜５００℃の冷却時間（Ｔｃ）：１００秒の熱サイクルで各供試鋼板を熱処理した後、温度−６０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（Ｖノッチ）を測定した。なお試験片としては、サイズ１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍの棒状で、中央部片面に深さ；２ｍｍのＶノッチを形成したものを使用した。
【００４３】
［ＨＡＺ靭性（２）］
大入熱（５０ｋＪ／ｍｍ）ＳＥＧＡＲＣ溶接を行ったときの熱サイクルを模擬したＨＡＺ靭性評価法として、加熱温度：１４００℃、８００〜５００℃の冷却時間（Ｔｃ）：５００秒の熱サイクルで各供試鋼板を熱処理した後、温度−２０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（Ｖノッチ）を測定した。なお試験片は、上記と同様にサイズ１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍの棒状で、中央部片面に深さ；２ｍｍのＶノッチを形成したものを使用した。
【００４４】
実験例１
Ｃ：０．０５％、Ｓｉ：０．１５％、Ｍｎ：１．５０％、Ｐ：０．００９％、Ｓ：０．００２％、Ａｌ：０．０３０％、Ｔｉ：０．０１４％、Ｎ：０．００４５％を含有する鋼材（鋼種記号Ｚ；残部はＦｅおよび不可避不純物）に、下記表１に示す量のＮｂを添加して溶製し鋳造した鋼材について、表１に示す如く種々の条件で制御圧延することにより板厚１５ｍｍの鋼板を得た。
【００４５】
得られた鋼板の評価結果を下記表１に示す。
【００４６】
【表１】
2006118034.tif 000002
【００４７】
表１から次の様に解析できる。
【００４８】
符号１−１，１−２は、Ｎｂ含量が不足するため、ＴｉＮとＮｂ（ＣＮ）の複合析出物の個数が本発明の規定数に達しておらず、熱サイクルシャルピー試験によって評価されるＨＡＺ靭性が十分でない。また符号１−４，１−１０，１−１１，１−１２，１−１３，１−１６，１−１７は、Ｎｂ含量は規定要件を満たしているものの、圧延条件が適切でないため、ＴｉＮとＮｂ（ＣＮ）の複合析出物の個数が本発明の規定数に達しておらず、やはり、熱サイクルシャルピー試験によって評価されるＨＡＺ靭性が悪い。符号１−１８は、Ｎｂ含量が規定値を超えているため、ＴｉＮとＮｂ（ＣＮ）の複合析出物の個数は本発明の規定数に達しているものの、焼入性過剰となってＨＡＺ部の組織が島状マルテンサイトの多い上部ベイナイトとなり、ＨＡＺ靭性が劣化している。上記以外のものは、Ｎｂ含量が適切で且つ圧延条件も適切であるため、ＴｉＮとＮｂ（ＣＮ）の複合析出物が十分量生成しており、且つ焼入性過剰になることもなく、優れた熱サイクル後衝撃特性が得られている。
【００４９】
実験例２
下記表２に示す成分組成の鋼材を溶製・鋳造し、下記表３，４に示す種々の条件で板厚１５ｍｍまで制御圧延した。
【００５０】
得られた鋼板の評価結果を表３，４に示す。
【００５１】
【表２】
2006118034.tif 000003
【００５２】
【表３】
2006118034.tif 000004
【００５３】
【表４】
2006118034.tif 000005
【００５４】
表２〜４から次ぎの様に解析できる。
【００５５】
符号２−１〜２−２０および２−２７〜２−３４は、化学成分、圧延条件ともに好適範囲に納まっているため、ＴｉＮとＮｂ（ＣＮ）の複合析出物の個数が十分量生成しており、優れたＨＡＺ靭性が得られている。これらに対し、符号２−２２，２−２３，２−２５，２−２６は、Ｎｂ量またはＴｉ量が不足するためＴｉＮとＮｂ（ＣＮ）の複合析出物の個数が本発明の規定数に達しておらず、熱サイクルシャルピー試験によって評価されるＨＡＺ靭性が十分でない。また符号２−２１，２−２４は、化学成分は本発明の規定範囲を満たしているが、圧延条件が適切でないためＴｉＮとＮｂ（ＣＮ）の複合析出物の個数が本発明の規定数に達しておらず、やはりＨＡＺ靭性が悪い。
【００５６】
実験例３
Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：０．１５％、Ｍｎ：１．５０％、Ｐ：０．００７％、Ｓ：０．００２％、Ａｌ：０．０２５％、Ｔｉ：０．０１３％、Ｎ：０．００５０％を含有する鋼材（鋼種記号Ｙ；残部はＦｅおよび不可避不純物）に、下記表５に示す量のＮｂを添加して溶製し鋳造した鋼材について、表５に示す如く種々の条件で制御圧延することにより板厚６０ｍｍの鋼板を得た。
【００５７】
得られた鋼板の評価結果を下記表５に示す。
【００５８】
【表５】
2006118034.tif 000006
【００５９】
表５から次の様に解析できる。
【００６０】
符号３−１，３−２は、Ｎｂ含量が不足するため、ＴｉＮとＮｂ（ＣＮ）の複合析出物の個数が本発明の規定数に達しておらず、熱サイクルシャルピー試験によって評価されるＨＡＺ靭性が十分でない。また符号３−４，３−１０，３−１１，３−１２，３−１３，３−１６，３−１７は、Ｎｂ含量は規定要件を満たしているものの、圧延条件が適切でないため、ＴｉＮとＮｂ（ＣＮ）の複合析出物の個数が本発明の規定数に達しておらず、やはり、熱サイクルシャルピー試験によって評価されるＨＡＺ靭性が悪い。符号３−１８は、Ｎｂ含量が規定値を超えているため、ＴｉＮとＮｂ（ＣＮ）の複合析出物の個数は本発明の規定数に達しているものの、焼入性過剰となってＨＡＺ部の組織が島状マルテンサイトの多い上部ベイナイトとなり、ＨＡＺ靭性が劣化している。
【００６１】
上記以外のものは、Ｎｂ含量が適切で且つ圧延条件も適切であるため、ＴｉＮとＮｂ（ＣＮ）の複合析出物が十分量生成しており、且つ焼入性過剰になることもなく、優れた熱サイクル後衝撃特性が得られている。
【００６２】
実験例４
下記表６に示す成分組成の鋼材を溶製・鋳造し、下記表７，８に示す種々の条件で板厚６０ｍｍまで制御圧延した。
【００６３】
得られた鋼板の評価結果を表７，８に示す。
【００６４】
【表６】
2006118034.tif 000007
【００６５】
【表７】
2006118034.tif 000008
【００６６】
【表８】
2006118034.tif 000009
【００６７】
表６〜８から次の様に解析できる。
【００６８】
符号４−１〜４−２０および４−２７〜４−３４は、化学成分、圧延条件ともに好適範囲に納まっているため、ＴｉＮとＮｂ（ＣＮ）の複合析出物の個数が十分量生成しており、優れたＨＡＺ靭性が得られている。これらに対し、符号４−２２，４−２３，４−２５，４−２６は、Ｎｂ量またはＴｉ量が不足するため、ＴｉＮとＮｂ（ＣＮ）の複合析出物の個数が本発明の規定数に達しておらず、熱サイクルシャルピー試験によって評価されるＨＡＺ靭性が十分でない。また符号４−２１，４−２４は、化学成分は本発明の規定範囲を満たしているが、圧延条件が適切でないためＴｉＮとＮｂ（ＣＮ）の複合析出物の個数が本発明の規定数に達しておらず、やはりＨＡＺ靭性が悪い。
【産業上の利用可能性】
【００６９】
本発明の鋼板はＨＡＺ部（特に大入熱溶接時の溶接線近傍など）の低温靭性に優れているため、通常の用途に適用される鋼板や一般の造船用鋼材はもとより、低温靭性が要求される例えば造船用低温鋼板、あるいは更に、液化石油ガス（ＬＰＧ）や液化アンモニウムを貯蔵する低温用タンクに使用される鋼板などとして特に有効に活用できる。
【図面の簡単な説明】
【００７０】
【図１】ＴｉＮとＮｂ（ＣＮ）の複合析出物の形態を示す顕微鏡写真である。
【図１】
2006118034.tif 000010