(57)【要約】【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）の低温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】本発明の低降伏比高張力鋼板は、所定の化学成分組成を満足すると共に、ｔ／４（ｔ：板厚）位置のミクロ組織において、全組織に占めるフェライト分率が６０〜８５面積％、島状マルテンサイト分率が５％以下（０％を含む）であり、残部がベイナイト組織の混合組織からなり、前記フェライトの平均結晶粒径が１４μｍ以下であると共に、第二相の平均ビッカース硬さＨｖが２６５〜４００である。【選択図】図２
2008266735.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０５〜０．０９％（「質量％」の意味、化学成分については以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：１．２〜１．６％、Ｐ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００３％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０２〜０．０４％、Ｂ：０．０００６〜０．００２０％、Ｎ：０．００３０〜０．００８０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、且つｔ／４（ｔ：板厚）位置のミクロ組織において、全組織に占めるフェライト分率が６０〜８５面積％、島状マルテンサイト分率が５％以下（０％を含む）であり、残部がベイナイト組織の混合組織からなり、前記フェライトの平均結晶粒径が１４μｍ以下であると共に、第二相の平均ビッカース硬さＨｖが２６５〜４００であることを特徴とする溶接熱影響部および母材の低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板。
【請求項２】
化学成分組成が下記式（１）式を満足するものである請求項１に記載の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｝
【請求項３】
更に、Ｃｕ：０．４％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．４％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．４％以下（０％を含まない）およびＶ：０．０２％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含有するものである請求項１または２に記載の低降伏比高張力鋼板。
【請求項４】
更に、Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の低降伏比高張力鋼板。
【請求項５】
更に、Ｃａ：０．００３％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の低降伏比高張力鋼板。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれかに記載の低降伏比高張力鋼板を製造するに当り、熱間圧延を行った後、鋼板の（Ａｒ3変態点−４０℃）を超える温度から１０℃／秒以上の平均冷却速度で（Ａｒ3変態点−４０℃）以下の温度まで冷却し、当該温度で一旦冷却を中断して３０〜１５０秒の空冷を行い、引き続きｔ／４（ｔ：板厚）位置の温度が（Ａｒ3変態点−８０℃）〜（Ａｒ3変態点−１９０℃）の温度範囲から３５０℃超、５５０℃以下の温度範囲まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却することを特徴とする低降伏比高張力鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶接熱影響部および母材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、溶接熱影響部および母材の低温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。
【背景技術】
【０００２】
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、且つ−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。
【０００３】
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５１０ＭＰａ以下の引張強度ＴＳを具備していることが要求される。液化アンモニウムと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（母材）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）。
【０００４】
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、船舶等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。
【０００５】
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。
【０００６】
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。
【０００７】
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。
【０００８】
ところで、鋼板の低降伏比を実現するには、一般的に鋼組織の二相化（Ｄｕａｌ  ｐｈａｓｅ化）、すなわち降伏強さを支配する軟質相（通常、フェライト）と引張強度を確保するための硬質相（パーライト、ベイナイト、マルテンサイト等）の混合組織化が有効であることが知られている。こうした技術として、例えば特許文献５には制御圧延をフェライトとオーステナイトの二相域温度まで空冷し、フェライト＋ベイナイトまたはフェライト＋ベイナイト＋マルテンサイトの混合組織とすることによって、低降伏比を実現する技術が示されている。
【０００９】
この技術では、化学成分的には、Ｃ含有量が多いほど硬質相が硬化し、低降伏比化が容易となる一方、溶接性や低温靭性には不利となるという問題があり、低温靭性と低降伏比とは相容れない特性であって、両立することは極めて困難な状況である。従来の建築用途で適用される鋼材のように、靭性レベルが比較的低く、低降伏比に有利な高Ｃ鋼でもそれほども問題となることはなかったが、上記のようなＨＡＺおよび母材の低温靭性が要求される鋼材には適用できない。
【００１０】
また鋼板（母材）の低温靭性と低降伏比を両立するための技術についても、これまでいくつか提案されている。例えば、特許文献６には、硬質相である島状マルテンサイト（ＭＡ：Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ  ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）を積極的に生成させ、形態（アスペクト比）やサイズを規定することによって、低温靭性を破面遷移温度（ｖＴｒｓ）で−８０℃前後まで改善することが提案されている。しかしながら、硬質なＭＡを生成させることは、破壊の起点や伝播の原因となるので、鋼材として必要な特性を維持しつつ低温靭性を改善するには限界がある。
【非特許文献１】ＩＧＣ  ＣＯＤＥ  １７．１３（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ  Ｃｏｄｅ  ｆｏｒ  ｔｈｅ  Ｃｏｎｓｔｒｕｃｔｉｏｎ  ａｎｄ  Ｅｑｕｉｐｍｅｎｔ  ｏｆ  Ｓｈｉｐｓ  Ｃａｒｒｙｉｎｇ  Ｌｉｑｕｅｆｉｅｄ  Ｇａｓｅｓ  ｉｎ  Ｂｕｌｋ）  ２００２年版
【特許文献１】特公昭５５−０２６１６４号公報
【特許文献２】特許第２９５００７６号公報
【特許文献３】特公平０７−０６８５７７号公報
【特許文献４】特公平０５−０１７３００号公報
【特許文献５】特許第３３７１７４４号公報
【特許文献６】特開２００２−３９８３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
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）の低温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。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
上記目的を達成し得た本発明の高張力鋼板とは、Ｃ：０．０５〜０．０９％（「質量％」の意味、化学成分については以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：１．２〜１．６％、Ｐ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００３％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０２〜０．０４％、Ｂ：０．０００６〜０．００２０％、Ｎ：０．００３０〜０．００８０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、且つｔ／４（ｔ：板厚）位置のミクロ組織において、全組織に占めるフェライト分率が６０〜８５面積％、島状マルテンサイト分率が５％以下（０％を含む）であり、残部がベイナイト組織の混合組織からなり、前記フェライトの平均結晶粒径が１４μｍ以下であると共に、第二相の平均ビッカース硬さＨｖが２６５〜４００である点に要旨を有するものである。
【００１３】
本発明の高張力鋼板においては、化学成分組成が下記式（１）式を満足するものであることが好ましい。
−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｝
【００１４】
本発明の高張力鋼板においては、必要によって、更に、（ａ）Ｃｕ：０．４％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．４％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．４％以下（０％を含まない）およびＶ：０．０２％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、（ｂ）Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、（ｃ）Ｃａ：０．００３％以下（０％を含まない）、等を含有させることも好ましく、含有させる成分に応じてその特性が改善される。
【００１５】
上記のような低降伏比高張力鋼板を製造するに当たっては、熱間圧延を行った後、鋼板の（Ａｒ3変態点−４０℃）を超える温度から１０℃／秒以上の平均冷却速度で（Ａｒ3変態点−４０℃）以下の温度まで冷却し、当該温度で一旦冷却を中断して３０〜１５０秒の空冷を行い、引き続きｔ／４（ｔ：板厚）位置の温度が（Ａｒ3変態点−８０℃）〜（Ａｒ3変態点−１９０℃）の温度範囲から３５０℃超、５５０℃以下の温度範囲まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却するようにすればよい。
【発明の効果】
【００１６】
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５１０ＭＰａ以上で、且つ鋼板（母材）の低温靭性にも優れ、更に鋼板に大入熱の溶接を施した場合でも、ＨＡＺは−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。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
本発明者は、ＨＡＺおよび母材の低温靭性に優れる高張力鋼板を実現するべく様々な角度から検討した。その結果、Ｃを０．０９％以下、Ｓｉを０．２５％以下と比較的低めに設定しつつ化学成分組成を調整すると共に、ｔ／４（ｔ：板厚）位置のミクロ組織において、フェライト分率を適正に規定した混合組織（フェライト＋第二相）とし、且つフェライトの平均結晶粒径を１４μｍ以下とすると共に、第二相の平均ビッカース硬さＨｖを２６５〜４００となるようにすれば、上記目的が見事に達成されることを見出し、本発明を完成した。
【００１８】
本発明の高張力鋼板は、ｔ／４（ｔ：板厚）位置のミクロ組織において、フェライト分率が６０〜８５面積％に調整する必要がある。このフェライト分率が６０面積％未満となると、降伏強さＹＳ：４４０ＭＰａ以下を達成することができず、８５面積％を超えると引張強度ＴＳ：５１０ＭＰａ以上を確保することができなくなる。このフェライト分率の好ましい範囲は、６５面積％以上、８０面積％以下である。
【００１９】
また母材の靭性を確保するため（即ち、破壊の伝播を改善するため）には、フェライトの平均結晶粒径を１４μｍ以下となるように制御することも重要な要件である。図１は、フェライトの平均結晶粒径（フェライト粒径）と、母材の靭性（破面遷移温度ｖＴｒｓで評価）の関係を示したグラフであり、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、フェライト粒径を１４μｍ以下とすることによって、母材の良好な低温靭性（破面遷移温度ｖＴｒｓで−１００℃以下）が確保できていることが分かる。このフェライト粒径の好ましい上限は、１２μｍである。
【００２０】
本発明の高張力鋼板は、ミクロ組織がフェライトを主体とし、第二相（硬質相）としてベイナイトまたは（ベイナイト＋島状マルテンサイト）を含む混合組織であるが、島状マルテンサイトの分率や第二相の硬さも適切に調整する必要がある。即ち、これらの要件を適切に規定することによって、破壊の起点となることを防止し、母材の低温靭性を低下させることなく、母材強度を確保できることになる。
【００２１】
こうした観点から、島状マルテンサイトＭＡの分率は５面積％以下（０面積％を含む）とする必要がある。即ち、ＭＡの分率が５面積％よりも多くなると、母材の強度は向上するものの低温靭性が低下することになる。
【００２２】
また、第二相の硬さは、フェライト分率（結果として、第二相の分率）にも影響されるものであるが、基本的に第二相中のベイナイトとＭＡとの比率によってその値が決定される。また、化学成分組成によっても硬度に差がでることになる。この第二相の硬さがビッカース硬さＨｖで２６５〜４００の範囲内とすることによって、母材の低温靭性を低下させることなく、母材強度を確保できることになる。図２は、ＭＡ分率と第二相硬さが母材の特性に与える影響を示したグラフであり、後述する実施例のデータを整理したものである。この図２において、「○」は母材の強度および低温靭性が確保できた（引張強度ＴＳ：５１０ＭＰａ以上、破面遷移温度：−１００℃以下）鋼板（本発明例）、「△」は母材の強度および低温靭性の少なくともいずれかの特性を満足しなかった鋼板（比較例）を示している。この結果から明らかなように、ＭＡ分率を５面積％以下とすると共に、第二相の硬さをＨｖで２６５〜４００の範囲内に制御することによって、良好な特性（母材の低温靭性、強度）が確保できていることが分かる。
【００２３】
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およびＳｉの含有量を低減しつつ、化学成分組成を適切に調整する必要があるが、これらの成分を含めその基本成分（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｂ、Ｎ、Ｔｉ）の範囲限定理由は次の通りである。
【００２４】
［Ｃ：０．０５〜０．０９％］
硬質相であるＭＡの生成を抑制し、−６０℃でのＨＡＺ靭性を確保すべく、Ｃ含有量を０．０９％以下に抑える必要がある。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、０．０５％以上含有させる。尚、Ｃ含有量は好ましくは０．０６％以上、０．０８％以下とするのがよい。
【００２５】
［Ｓｉ：０．０５〜０．２５％］
Ｓｉは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、０．０５％以上含有させる必要がある。
【００２６】
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。
【００２７】
［Ｍｎ：１．２〜１．６％］
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１．２％以上含有させる必要がある。好ましくは
１．３％以上である。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、１．６％以下に抑える。好ましくは、１．５５％以下である。
【００２８】
［Ｐ：０．０１％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０．０１％以下に抑える。
【００２９】
［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。
【００３０】
［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。
【００３１】
［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。
【００３２】
［Ｎ：０．００３０〜０．００８０％］
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、０．００３０％以上（好ましくは０．００４０％以上）含有させる必要がある。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０．００８０％以下（好ましくは０．００７０％以下）に抑える。
【００３３】
［Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％］
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０．００５％以上含有させる必要があり、好ましくは０．０１０％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０．０２５％以下とする必要があり、好ましくは０．０２４％以下とするのがよい。
【００３４】
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、上記の成分範囲内で、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上で有効である。
【００３５】
図３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。
【００３６】
この図３より、ＨＡＺの低温靭性として、ｖＥ-60：１００Ｊ以上を達成させる上で、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ことが有効であることが分かる。
−２０≦（Ｂ−ＮＴ／１．３）≦１０      …（１）
【００３７】
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（オーステナイト粒界からの粗大なフェライト）の生成が十分に抑制され、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。
【００３８】
本発明の高張力鋼板で規定する化学成分組成、およびＢ、ＮおよびＴｉのバランスの最適化を図る要件は上記の通りであるが、必要によって、更に、（ａ）Ｃｕ：０．４％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．４％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．４％以下（０％を含まない）およびＶ：０．０２％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、（ｂ）Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、（ｃ）Ｃａ：０．００３％以下（０％を含まない）、等を含有させることも好ましく、含有させる成分に応じてその特性が改善される。これらの元素を含有させるときに範囲設定理由は、下記の通りである。
【００３９】
［Ｃｕ：０．４％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．４％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．４％以下（０％を含まない）およびＶ：０．０２％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上］
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏおよび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０．４％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あるため０．４％以下に抑える。
【００４０】
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０．０２％以下に抑える。
【００４１】
ＣｒおよびＭｏは、母材の高強度化に有効な元素である。しかしながら、過剰な添加は靭性を劣化させるので、いずれも０．４％以下に抑えるのがよい。
【００４２】
［Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％］
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。この様な効果を十分に発揮させるためには、Ｎｂを含有するときの量は０．００５％以上とすることが好ましい。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）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、０．０２５％以下に抑える。
【００４３】
［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。
【００４４】
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。
【００４５】
前述した成分組成を満足する鋼材を、所定の温度（例えば１０００℃以上の温度）に加熱し、所定の板厚まで熱間圧延を施して熱間圧延を終了した後［但し、圧延終了温度は（Ａｒ3変態点−４０℃）を超える温度］、その温度から１０℃／秒以上の平均冷却速度で（Ａｒ3変態点−４０℃）以下の温度まで冷却し（１回目の冷却）、その温度で一旦冷却を中断して３０〜１５０秒の空冷を行い、引き続きｔ／４（ｔ：板厚）位置の温度が（Ａｒ3変態点−８０℃）〜（Ａｒ3変態点−１９０℃）の温度範囲から３５０℃超、５５０℃以下までの温度を１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する（２回目の冷却）。この方法における各条件の範囲設定理由は次の通りである。
【００４６】
［１回目の冷却］
（ａ）１回目の冷却によって、過冷されたオーステナイトから微細なフェライトを析出させ、その後空冷することによって、所定のフェライト分率を確保できることになる。熱間圧延終了後の冷却開始温度が（Ａｒ3変態点−４０℃）以下となると、冷却前に粗大なフェライトが析出して微細なフェライト組織が得られない。また平均冷却速度が１０℃／秒未満では、十分な過冷度が得られなくなり、核生成サイトが低下して平均結晶粒径で１４μｍ以下のフェライトが得られにくくなる。尚、本発明において、「Ａｒ3変態点」とは、下記式（２）で求められた値である。
Ａｒ3変態点＝９３０―２３０・［Ｃ］＋２５・［Ｓｉ］−７４・［Ｍｎ］−５６・［Ｃｕ］−１６・［Ｎｉ］−９・［Ｃｒ］−５・［Ｍｏ］−１６２０・［Ｎｂ］…（２）
但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］および［Ｎｂ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，ＭｏおよびＮｂの含有量（質量％）を示す。
【００４７】
（ｂ）上記冷却は（Ａｒ3変態点−４０℃）以下の温度まで冷却する必要がある（但し、２回目の冷却開始温度以上）。１回目の冷却によってオーステナイトから微細なフェライトを析出させるためには、この冷却によって過冷状態にする必要があるが、そのためには冷却を停止する温度を、（Ａｒ3変態点−４０℃）以下の温度とする必要がある。これよりも温度が高くなると過冷の効果がなくなって、その後の空冷中に粗大なフェライトとして生成し、冷却しない場合と同じ組織となる。
【００４８】
（ｃ）１回目の冷却停止温度で一旦冷却を中断し、３０〜１５０秒の空冷を行う必要があるが、このときの時間（空冷時間）が３０秒未満となると、フェライト分率が不足することになり、１５０秒を超えるとフェライト分率が高くなり過ぎ、またフェライト粒径も大きくなり、母材靭性や強度の確保が困難となる。好ましくは１００秒未満である。また、このときの空冷は、空冷後においてｔ／４（ｔ：板厚）位置の温度が（Ａｒ3変態点−８０℃）〜（Ａｒ3変態点−１９０℃）の温度（２回目の冷却開始温度）となるような範囲で行う必要があるが、この温度が（Ａｒ3変態点−１９０℃）未満となったり、（Ａｒ3変態点−８０℃）を超えたりすると、フェライト分率が不足することになる。尚、本発明において「空冷」とは、冷却を停止し、放冷をすることによって、冷却速度が１．０℃／秒未満であるような状態を意味する。
【００４９】
［２回目の冷却］
（ａ）２回目の冷却は、ＭＡの分率を制御しつつ第二相硬さを所定の範囲（ビカース硬さＨｖで２６５〜４００）にするためのものである。このときの平均冷却速度が１０℃／秒未満では、パーライト組織になったり、粗大なＭＡが大量に生成することになり、母材の靭性や強度が確保できなくなる。また冷却停止温度が３５０℃以下になると、第二相からマルテンサイトＭＡが生成して硬度が高くなってしまう。これに対して、冷却停止温度が３５０℃を超えると、ＭＡが分解してその分率が減少すると共に、微細に分散されることになる。しかしながら、冷却停止温度が５５０℃を超えると、第二相がパーライト組織となってしまい、母材の靭性や強度が確保できなくなる。
【００５０】
上記のように３５０℃超、５５０℃以下まで冷却した後は、空冷（ＡＣ）することが好ましい。また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。
【００５１】
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。
【００５２】
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。
【実施例】
【００５３】
下記表１に示す化学成分組成の鋼片を、１１００℃に加熱し、所定の板厚（１２ｍｍまたは３０ｍｍ）まで熱間圧延を施して熱間圧延を終了した後、所定の冷却速度で所定の温度範囲まで冷却し（１回目の冷却）、その途中で冷却を停止し、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（２回目の冷却）。このときの製造条件を表２、３に示す。
【００５４】
【表１】
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【００５５】
【表２】
2008266735.tif 000004
【００５６】
【表３】
2008266735.tif 000005
【００５７】
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、ＭＡ分率、第二相硬さ）、母材特性[板厚、降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ、靭性（破面遷移温度ｖＴｒｓ）]、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。
【００５８】
［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。
【００５９】
［ＭＡ分率］
各鋼板のｔ／４部（ｔ：板厚）の位置において、レペラ腐食をした後、光学顕微鏡を用いて倍率１０００倍で１視野：５０μｍ×５０μｍの領域を観察し、画像解析ソフトを用いて測定し、１０視野の平均値を求めた。
【００６０】
［第二相硬さ］
各鋼板のｔ／４部（ｔ：板厚）の位置において、１０ｋｇｆのマイクロビッカース硬度計を用いて測定し、１０視野の平均値を求めた。
【００６１】
［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σ0.2）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：５１０ＭＰａ以上で、降伏比（ＹＳ／ＴＳ）が７５％以下のものを、低降伏比高張力鋼板と評価した。
【００６２】
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、破面遷移温度ｖＴｒｓを測定した。そして、破面遷移温度ｖＴｒｓが−１００℃以下のものを優れた母材靭性を具備していると評価した。
【００６３】
［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４［（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５および表４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
【００６４】
【表４】
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【００６５】
そして、表面側から１ｍｍ削り、ＨＡＺ（ボンド部）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）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。
【００６６】
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５、６に示す。
【００６７】
【表５】
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【００６８】
【表６】
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【００６９】
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）。
【００７０】
本発明で規定する要件を満たすＮｏ．１〜１４の鋼板は、ＨＡＺの低温靭性に優れていると共に、母材特性（低温靭性、降伏強さＹＳ：４４０ＭＰａ以下、引張強さＴＳ：５１０ＭＰａ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。
【００７１】
これに対し、本発明の規定を満足しないＮｏ．１５〜２９は、夫々、以下の不具合を有している。即ち、Ｎｏ．１５〜１８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、ｖＴｒｓが−１００℃以下）が得られていない。
【００７２】
Ｎｏ．１９は、ＨＡＺの低温靭性に優れているものの、母材のＭＡ分率が高くなっており、希望する母材特性（引張強さＴＳ：５１０ＭＰａ以上、降伏比ＹＲ：７５％以下、ｖＴｒｓが−１００℃以下）が得られていない。Ｎｏ．２０は、ＨＡＺの低温靭性に優れているものの、母材のＭＡ分率が高くなり第二相硬さが高くなっており、希望する母材特性（降伏比ＹＲ：７５％以下、ｖＴｒｓが−１００℃以下）が得られていない。Ｎｏ．２１〜２３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。
【００７３】
Ｎｏ．２４はＣ含有量が上限を超えており、Ｎｏ．２５はＳｉ含有量およびＭｎ含有量が上限を超えているため、いずれもＭＡ分率が多くなってＨＡＺ靭性および母材靭性に劣っている。また、Ｎｏ．２６はＴｉ含有量が過剰であるため、Ｎｏ．２７はＢ含有量が過剰であるため、またいずれも（Ｂ−ＮＴ／１．３）が式（１）の上限を上回っており、いずれもＨＡＺ靭性に劣っている。
【００７４】
Ｎｏ．２８は、Ｖ含有量が好ましい範囲を超えており、またＴｉやＢを含有しておらず、しかも（Ｂ−ＮＴ／１．３）が式（１）の下限を下回っているため、ＨＡＺ靭性に劣っている。Ｎｏ．２９は、Ｎｉ含有量が好ましい範囲を超えており、またＢを含有しておらず、強度が低下するとともに、ＨＡＺ靭性も劣っている。
【図面の簡単な説明】
【００７５】
【図１】フェライト粒径と母材の破面遷移温度ｖＴｒｓとの関係を示すグラフである。
【図２】ＭＡ分率と第二相硬さが母材の特性に与える影響を示したグラフである。
【図３】（Ｂ−ＮＴ／１．３）とＨＡＺのｖＥ-60との関係を示すグラフである。
【図４】実施例での溶接における開先形状の断面図を示す。
【図５】ＦＣＢ溶接時の電極配置の模式図を示す。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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