(57)【要約】【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を提供する。  【解決手段】  Ｃ：0.05〜0.12％、Si：0.50％以下、Mn：0.8〜1.8％、Ｐ：0.015％以下、Ｓ：0.0050％以下、Al：0.005〜0.06％、Ti：0.007〜0.02％、Ｎ：0.0030〜0.0070％、Ca：0.0005〜0.0030％を含有し、かつCa、Ｓ、ＯをACRが０超１未満を満足するように含有した鋼素材を、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、かつ、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、熱間圧延終了温度から10℃/s未満の冷却速度で750℃未満600℃以上の前段冷却停止温度までの冷却し、ついで前段冷却停止温度から10℃/s以上の冷却速度で600℃未満の冷却停止温度まで冷却する、二段階冷却を施す。これにより、母材靭性および溶接部靭性に優れ、低降伏比の低温用低降伏比鋼材が得られる。なお、さらに、Ｂ、Nb、Ｖ、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｗから選ばれる少なくとも１種または２種以上を含有してもよい。【選択図】  図１
2005281842.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
mass％で、
Ｃ：0.05〜0.12％、                  Si： 0.5％以下、
Mn：0.8〜1.8％、                    Ｐ：0.015％以下、
Ｓ：0.005％以下、                   Al：0.005〜0.06％、
Ti：0.007〜0.02％、                 Ｎ：0.0030〜0.0070％、
Ca：0.0005〜0.0030％、              Ｏ：0.0040％以下
を含み、さらにＳ、Ca、Ｏを下記（１）式の関係を満たすように含有する組成の鋼素材を、1050〜1200℃に加熱した後、950℃以上の温度域における累積圧下率が30％以上でかつ、900℃未満の温度域における累積圧下率が30％以上とする熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、10℃／ｓ未満の冷却速度で、750℃未満600℃以上の前段冷却停止温度まで冷却する前段冷却と、ついで前記前段冷却停止温度から10℃／ｓ以上の冷却速度で600℃未満の後段冷却停止温度まで冷却する後段冷却と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。
記
0  ＜｛Ca-(0.18+130×Ca)×Ｏ｝／（1.25/Ｓ） ＜  1  ………  (１)
ここで、Ca、Ｏ、Ｓ：各元素の含有量（mass%）
【請求項２】
前記組成に加えてさらに、mass％で、Ｂ：0.0003〜0.0025％、Nb：0.05％以下、Ｖ：0.2％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.5％以下、Cr：0.7％以下、Mo：0.7％以下、Ｗ：1.5％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１に記載の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に係り、とくに、液体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低温用低降伏比鋼材の製造方法に関する。本発明でいう「鋼材」には、肉厚：6〜40mmの鋼板、形鋼、ＵＯＥ鋼管を含むものとする。
【０００２】
なお、本発明が目標とする鋼材特性は、降伏強さYS：355〜440MPa、引張強さTS：530〜610MPa、降伏比YR：80％以下、さらに低温靭性として破面遷移温度vTrs：−80℃以下、である。
【背景技術】
【０００３】
液体アンモニアを収容するタンクに使用する鋼材は、440MPa以下の低いYSを有する鋼材であることが要求されている。これは、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、YSを低くすることで応力集中を防ぎ、応力腐食割れの発生を回避するためである。
【０００４】
液体アンモニアと液化プロパンガスとを混載するタンクに使用する鋼材には、さらに優れた低温靭性を具備することが要求される。
【０００５】
また、近年、タンクの大型化に伴い鋼材総重量軽減の観点から鋼材の高強度化の要求がある。この場合には、TSは530MPa以上と高く、YSは440MPa以下と低く、という一見相反する特性を具備することが使用する鋼材に要求されることになる。
【０００６】
かかる要求に応える鋼材として、例えば、特許文献１には、低Ｃ−Ni−Nb−Ti系を基本とする低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。
【０００７】
また、特許文献２には、低Ｃ−Ni−Nb−Ti系を基本とする低Ｐcm鋼を、オーステナイト未再結晶温度域で累積圧下量を30％以上とする熱間圧延を800℃以上の温度で終了し、直ちに焼入れし、さらに750〜870℃に再加熱し焼入れし、Ａc１変態点以下の温度で焼戻す、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。また、高張力化と低降伏比化を同時に達成する手段として、二相域に加熱後焼入れし、さらに焼戻しする、二相域焼入れ焼戻し処理による方法もある。
【０００８】
また、特許文献３には、低Ｃ−Ni−Nb−Ti系を基本とする低Ｐcm鋼を、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下量を30％以上とし、720℃以上の温度で熱間圧延を終了し、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。特許文献３に記載された技術では、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ーブを描き降伏点がでないようにして、低降伏比を達成している。しかし、特許文献３に記載された技術では、安定製造が難しいという問題があった。
【０００９】
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−オーステナイト二相域から急冷する、いわゆる非調質で、初析の軟質フェライト相と次に析出する硬質第二相からなる組織として、低降伏比化を達成する方法もある。
【００１０】
さらに、タンク建造時の施工コストの低減を図るため、タンク建造時の施工において大入熱溶接法の適用が進められており、大入熱溶接を行った場合にも溶接部の靭性を確保することが可能な鋼材が要望されている。
【００１１】
このような要望に応じる溶接熱影響部の靭性対策としては、たとえば、鋼中にTiNを微細分散させて、オー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。
【００１２】
さらに特許文献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ることにより、オーステナイトの粒成長を防止し、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。これ以外にも、Tiの酸化物を分散させたり、あるいはBNと酸化物と組み合わせたり、さらには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が提案されている。
【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】特開平60-184663号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
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による方法などの、いわゆる調質処理は、比較的安定して母材特性を確保できる反面、工程が複雑になり、製造にかかる時間が長くなり、製造コストが高くなるという欠点がある。
【００１４】
また、特許文献３に記載された技術などの、いわゆる従来の非調質による方法では、フェライト粒が比較的大きくなるため、低温での靭性バラツキが大きく安定製造が難しいという問題があった。
【００１５】
また特許文献４、特許文献５等に記載された技術によれば、溶接熱影響部の靭性がある程度、改善されるものの、まだ幾つかの解決すべき問題が残されている。例えば、TiNを利用する技術では、TiNが溶解する温度域に加熱されるボンド部においてTiNの作用がなくなり、さらに固溶Tiおよび固溶Ｎによる基地組織の脆化によって、著しい靭性の低下が生じる場合がある。またTiの酸化物を利用した技術では、酸化物の微細分散が十分均質に行なうことができないという問題がある。
【００１６】
本発明は、上記した従来技術が抱える問題を有利に解決し、非調質で、母材低温用靭性および溶接部靭性に優れた低温用低降伏比鋼材を製造できる、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】
【００１７】
本発明者らは、上記した課題を達成すべく、溶接熱影響部靭性に影響する各種要因や、非調質で、低降伏比鋼材を製造できる条件について鋭意検討した。その結果、溶接熱影響部を高靭化するためには、高温に加熱された領域におけるオーステナイト粒の粗大化抑制と冷却時におけるフェライト変態を促進するためのフェライト変態核を微細に分散させることが有効であり、従来技術ではこうした対策が不十分であったことを見出した。そこで、本発明者らは、溶接熱影響部靭性の向上のためには、硫化物の形態制御のために添加しているCaの添加量を適正範囲にし、Ca系硫化物をフェライト変態核として利用することに思い至った。
さらに、母材特性に及ぼす圧延・冷却条件の影響について検討したところ、圧延後の冷却を前段と後段の二段冷却とし、それぞれの冷却速度を調整することにより、適正な粒径のフェライト地に第二相が分散してなる混合組織を安定して確保できることを見出した。この際、上記したCa系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、優れた母材低温靭性が確保できることを見出した。
【００１８】
以上のことから、液体アンモニア、液化プロパンガス混載タンク用鋼材に要求される機械的性質を十分に満足する鋼材を非調質で、安定して製造できることを見出した。
【００１９】
本発明は、このような知見に基づいて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は、つぎのとおりである。
（１）mass％で、Ｃ：0.05〜0.12％、Si： 0.5％以下、Mn：0.8〜1.8％、Ｐ：0.015％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.005〜0.06％、Ti：0.007〜0.02％、Ｎ：0.0030〜0.0070％、Ca：0.0005〜0.0030％、Ｏ：0.0040％以下を含み、さらにＳ、Ca、Ｏを次（１）式
0  ＜｛Ca-(0.18+130×Ca)×Ｏ｝／（1.25/Ｓ） ＜  1  ………  (１)
（ここで、Ca、Ｏ、Ｓ：各元素の含有量（mass%））
を満足するように含有し、好ましくは残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材を、1050〜1200℃に加熱した後、950℃以上の温度域における累積圧下率が30％以上でかつ、900℃未満の温度域における累積圧下率が30％以上とし、好ましくは圧延終了温度を720℃以上とする熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、10℃／ｓ未満の冷却速度で、750℃未満600℃以上の前段冷却停止温度まで冷却する前段冷却と、ついで前記前段冷却停止温度から10℃／ｓ以上の冷却速度で600℃未満の後段冷却停止温度まで冷却する後段冷却とを施すことを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた低温用低降伏比鋼材の製造方法。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、mass％で、Ｂ：0.0003〜0.0025％、Nb：0.05％以下、Ｖ：0.2％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.5％以下、Cr：0.7％以下、Mo：0.7％以下、Ｗ：1.5％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする低温用低降伏比鋼材の製造方法。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、母材の降伏強さが440MPa以下、引張強さが530MPa以上でかつ母材靭性にも優れ、さらには溶接熱影響部靭性にも優れた低降伏比低温用鋼材を安定して、かつ低い製造コストで製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、液体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大きく寄与できるという効果もある。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２１】
本発明の第一の特徴は、溶接熱影響部の靭性を向上させるために、硫化物の形態制御を目的として添加されるCaの化合物であるCaSの晶出を有効に利用するところにある。このCaSは、酸化物に比べ低温で晶出するため、均一微細分散することができる。そして、Ca、Sの添加量および添加時の溶鋼中の溶存酸素量を適正範囲に制御し、鋼材中のCa、Ｓ、Ｏが次（１）式
0  ＜｛Ca-(0.18+130×Ca)×Ｏ｝／（1.25/Ｓ） ＜  1  ………  (１)
（ここで、Ca、Ｏ、Ｓ：各元素の含有量（mass%））
を満足するように調整することによって、CaS晶出後にも固溶Sが確保され、CaSの表面上にMnSが析出する。このMnSは、フェライト核生成能があることが知られている。さらに析出したMnSの周囲には、Mnの希薄域が形成されるので、フェライト変態がより促進される。しかも、析出したMnS上には、TiN、BN、AlN等のフェライト生成核が析出するので、より一層フェライト変態が促進される。
【００２２】
このように、高温でも溶解しないフェライト変態生成核としてのCa系硫化物を微細分散させ、溶接熱影響部の組織を微細なフェライトーパーライト化して、溶接熱影響部を高靭性化することができる。
【００２３】
本発明の第二の特徴は、熱間圧延後の冷却を前段冷却と後段冷却の二段階冷却とし、前段より後段の冷却速度を大きくすることにある。この二段階冷却と、Ca、Ｓ、Ｏの関係式を適正範囲に調整することにより、フェライトの核生成が促進され、フェライト粒が微細化して、母材靭性が向上する。
【００２４】
この点について、本発明者らが行った基礎的実験結果について説明する。
【００２５】
mass％で、C：0.08％、Si：0.2％、Mn：1.5％を基本成分とし、次式
ACR＝｛Ca-(0.18+130×Ca)×Ｏ｝／（1.25/Ｓ）
（ここで、Ca、Ｏ、Ｓ：各元素の含有量（mass%））
で表される、ACRを種々変化さた組成の鋼スラブを用意した。これら鋼スラブを1100℃に加熱後、950℃以上の温度域における累積圧下率を50％、900℃未満の温度域における累積圧下率を50％となる熱間圧延を施し、板厚20mmの鋼材（厚鋼板）とした。熱間圧延後、前段冷却を速度2℃/sにて650℃まで、後段冷却を速度15℃/sにて450℃まで行い、その後空冷した。
【００２６】
得られた鋼材について、引張特性（降伏強さYS、引張強さTS）およびシャルピー衝撃特性（vTrs）を求めた。得られた結果を、YS,TS  vTrsとACRとの関係で図１に示す。
【００２７】
図１から、ACRを0〜1の範囲に調整し、さらに熱間圧延後二段階冷却を行うことにより、母材靭性が顕著に向上することが分かる。これは、Ca系硫化物のフェライト生成核としての作用と圧延後の鋼材の冷却速度条件の組み合わせにより、初析フェライトが微細に生成したためと考えられる。
【００２８】
つぎに、本発明で使用する鋼素材の組成限定理由について説明する。なお、以下、組成にかかわるmass％は、単に％と記す。
【００２９】
Ｃ:0.05〜0.12％
Ｃは、構造用鋼として必要な強度を得るためには、0.05％以上含有させる必要がある。一方、0.12％を超えて多量に含有すると、母材や溶接熱影響部部の靭性劣化を生じる。このため、Ｃは0.05〜0.12％の範囲に限定した。
【００３０】
Si： 0.5％以下
Siは、固溶して鋼材の強度を上昇させる元素であり、本発明では0.05％以上含有することが望ましいが、0.5 ％を超えて多量に含有すると、母材や溶接熱影響部の靭性を劣化させる。このためSiは0.5％以下に限定した。
【００３１】
Mn：0.8〜1.8％
Mnは、母材の強度を確保するために0.8％以上含有させる。一方、1.8％を超えて含有すると、溶接熱影響部の靭性が著しく劣化する。このため、Mnは0.8〜1.8％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.8〜1.6％である。
【００３２】
Ｐ：0.015％以下
Ｐは、0.015％を超えて含有すると、溶接熱影響部の靭性を劣化させる。このため、Ｐは0.015％以下に制限した。なお、好ましくは0.013％以下である。
【００３３】
Ｓ：0.005％以下
Ｓは、0.005％を超えて含有すると、母材および溶接熱影響部の靭性が劣化する。このため、Ｓは0.005％以下に限定した。
【００３４】
Al：0.005〜0.06％
Alは、溶鋼を脱酸するために、0.005％以上含有させる必要がある。一方、0.06％を超えて含有すると、母材の靭性を劣化させると共に、溶接時の溶融池での希釈により溶接金属部に混入し溶接金属の靭性を劣化させる。このようなことから、Alは0.005〜0.06％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.005〜0.065％である。
【００３５】
Ti：0.007〜0.02％
Tiは、鋼の凝固時にTiNとなって析出し、溶接熱影響部におけるオーステナイトの粗大化抑制やフェライト変態生成核となって鋼材の高靭化に寄与する。0.007％未満ではその効果が少なく、一方、0.02％を超えて含有すると、TiN粒子の粗大化によって期待した効果が得られなくなる。このため、Tiは0.007〜0.02％の範囲に限定した。
【００３６】
Ｎ：0.0030〜0.0070％
Ｎは、Ti、Al、Nb、Ｖ等と結合して、窒化物を形成し、オーステナイト粒の粗大化抑制や、析出硬化により鋼材強度の増加に寄与する。このような効果を得るためには0.0030％以上含有する必要があるが、0.0070%を超えて含有すると、溶融線近傍にて固溶Ｎが増加し、靭性が劣化する。このため、Ｎは0.0030〜0.0070％の範囲に限定した。
【００３７】
Ca：0.0005〜0.0030％
Caは、Ｓと結合し、Ｓの悪影響を防止するとともに、フェライト変態核を形成し、母材靭性、溶接熱影響部靭性を改善する効果を有する。このような効果を発揮させるためには少なくとも0.0005％含有することが必要である。一方、0.0030％を超えて含有してもその効果が飽和する。このため、Caは0.0005〜0.0030％の範囲に限定した。
【００３８】
Ｏ：0.0040％以下
Ｏは、酸化物として鋼材中では介在物として存在し、延性、靭性を劣化させる。また、Ｏは、Caと結合し、フェライト変態核として作用するCaSとなるCa量を消費するため、できるだけ低減することが望ましい。このようなことから、Ｏは0.0040％以下に限定した。
【００３９】
0  ＜｛Ca-(0.18+130×Ca)×Ｏ｝／（1.25/Ｓ） ＜  1  ………  (１)
Ca、Ｓは、高温でも溶解しないフェライト変態生成核を微細分散させるために、（１）式を満足するように含有量を調整する必要がある。ここに、Ca、O、Sは各元素の含有量（mass%）である。（１）式における、ACR＝｛Ca-(0.18+130×Ca)×Ｏ｝／（1.25/Ｓ）は、硫化物形態制御に有効なCa濃度とSとの原子濃度の比を示す値であり、この値により硫化物の形態を推定することができる（拝田他：鉄と鋼、第66年（1980）、第3号、p354〜362参照）。
【００４０】
（１）式が満足される場合には、CaS上にMnSが析出し、複合硫化物となる。一方、（１）式を満足せず、ACRが０以下の場合には、CaSが晶出しないため、SはMnS単独の形態で析出する。このMnSは、鋼板圧延時に伸張されて、母材の靭性の低下を引き起こすとともに、溶接熱影響部におけるフェライト変態生成核が微細に分散しなくなる。また、ACRが1以上の場合には、Ｓの全てがCaによって固定され、フェライト変態生成核として働くMnSがCaS上に析出しなくなる。（１）式を満足するようにCa、Ｓ、Ｏ量を調整して初めて、複合硫化物がフェライト変態生成核としての十分な機能を発揮するようになる。なお、好ましくは、ACRは0.2〜0.8である。
【００４１】
本発明では、上記した基本成分に加えてさらに、強度および靭性を高めるために，強度を増加させる元素である、Ｂ、Nb、Ｖ、Cu、Ni、Cr、MoおよびＷのうちから選ばれた1種または2種以上を含有させることができる。
【００４２】
Ｂ：0.0003〜0.0025％
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することで粒界からのフェライト変態を抑えてベイナイト組織分率を増加させ、高強度化させる作用を有する。このような効果を得るためには、0.0003％以上含有することが望ましい。一方、0.0025％を超えて含有すると、逆に靭性が劣化する。このため、Ｂは0.0003〜0.0025％の範囲に限定することが好ましい。さらに好ましくは、0.0005〜0.0020％である。
【００４３】
Nb：0.05％以下
Nbは、鋼の強化に有効な元素であり、0.005％以上含有することが望ましいが、0.05％を超える含有は溶接部の靭性を劣化させる。このため、Nbは0.05％以下に限定することが好ましい。
【００４４】
Ｖ：0.2％以下
Ｖは、母材の強度および靭性の向上に効果があり、またVNとして析出してフェライト変態生成核として働く。このような効果は0.01％以上の含有で認められるが、0.2％を超える含有は、かえって靭性の劣化を招く。このため、Ｖは0.2％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、0.15％以下である。
【００４５】
Cu：1.0％以下
Cuは、Niと同様に、鋼の強度および靭性の向上に有効な元素であり、含有する場合には0.1％以上とすることが望ましいが、1.0％を超える含有は熱間脆性を生じ、鋼板の表面性状を劣化させる。このため、Cuは1.0％以下に限定することが好ましい。より好ましくは、0.8％以下である。
【００４６】
Ni：1.5％以下
Niは、鋼の強度および靭性の向上に有効な元素であり、含有する場合には0.1％以上とすることが望ましいが、多量の含有はNiが高価であることから、1.5％以下に限定することが好ましい。
【００４７】
Cr:0.7％以下
Crは、鋼の強度を増加させる元素であり、母材の高強度化に有効に寄与する。このような効果を得るためには、0.1％以上含有することが望ましいが、0.7％を超えて多量に含有すると靭性に悪影響を与える。このため、Crは0.7％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、0.5％以下である。
【００４８】
Mo:0.7％以下
Moは、鋼の強度を増加させる元素であり、母材の高強度化に有効に寄与する。このような効果を得るためには、0.05％以上含有することが望ましいが、0.7％を超えて多量に含有すると靭性に悪影響を与える。このため、Moは0.7％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、0.5％以下である。
【００４９】
Ｗ：1.5％以下
Ｗは、鋼の強度を増加させる元素であり、母材の高強度化に有効に寄与する。このような効果を得るためには、0.1％以上含有することが望ましいが、1.5％を超えて多量に含有すると靭性に悪影響を与える。このため、Ｗは1.5％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、1.0％以下である。
【００５０】
上記した成分以外の残部は、好ましくはFeおよび不可避的不純物である。
【００５１】
本発明では、上記した組成の鋼素材に、熱間圧延とその後の二段階冷却を施し、鋼材とする。
【００５２】
本発明では、鋼素材の製造方法はとくに限定する必要はないが、上記した組成の溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の通常の溶製方法で溶製し、連続鋳造法、造塊法など通常の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
【００５３】
この鋼素材を用いて以下の工程により低温用低降伏比鋼材とする。
【００５４】
まず、鋼素材を、加熱温度：1050〜1200℃の範囲の温度に加熱する。加熱温度を1050℃以上にするのは、鋳造欠陥を圧着させるためである。しかし、加熱温度が1200℃を超えると、TiNが粗大化して溶接熱影響部の靭性の劣化を招く。このようなことから、加熱温度は1050〜1200℃の範囲に限定した。
【００５５】
上記した範囲の加熱温度に加熱された鋼素材は、950℃以上の温度域における累積圧下率が30％以上でかつ、900℃未満の温度域における累積圧下率が30％以上とし、好ましくは圧延終了温度を720℃以上とする熱間圧延を施される。
【００５６】
950℃以上の温度域では、圧延によってオーステナイト粒が再結晶するため、組織を微細にすることができる。この温度域での累積圧下率が30％未満では、加熱時の異常粗大粒が残存し、母材の靭性に悪影響を及ぼす。このため、950℃以上の温度域における累積圧下率を30％以上に限定した。
【００５７】
また、900℃未満の温度域では、圧延によってオーステナイトの更なる再結晶による微細化が生じるか、あるいはオーステナイトは再結晶せず、内部に変形帯などの欠陥が導入される。これにより、フェライト変態の生成サイトが増加し、組織が微細化され母材の靭性が向上する。このような効果は、この温度域での累積圧下率が30％以上の場合に得られる。このため、900℃未満の温度域での累積圧下率を30％以上に限定した。
【００５８】
なお、熱間圧延の圧延終了温度は、降伏比の観点から720℃以上とすることが好ましい。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。
【００５９】
熱間圧延を終了したのち、鋼材は、前段冷却と後段冷却とからなる二段階冷却を施される。本発明では、後段冷却の冷却速度を前段冷却のそれよりも相対的に大きくする。特に後段冷却の冷却速度を前段のそれより大きくすることにより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ことができようになる。
【００６０】
前段冷却では、熱間圧延終了温度から750℃未満600℃以上の前段冷却停止温度までを、10℃/s未満の冷却速度で冷却する。
【００６１】
前段冷却における冷却速度が10℃／ｓ以上では軟質のフェライト分率が低下し、所望の特性が確保できなくなる。また、前段冷却停止温度が750℃以上で高くなるか、あるいは600℃未満では、フェライト分率が増加し母材の強度が確保できなくなる。
【００６２】
後段冷却では、前段冷却停止温度から600℃未満の後段冷却停止温度までを10℃/s以上の冷却速度で冷却する。
【００６３】
後段冷却における冷却速度が10℃未満では、硬質のベイナイト分率が低下し、顕著な強度増加が得られない。また、後段冷却停止温度が600℃以上と高くなると、降伏比の低下や強度の増加がほとんど得られなくなる。
【００６４】
このようなことから、前段冷却、後段冷却条件を上記のように限定した。なお、後段冷却停止温度からの冷却は空冷とすることが好ましい。
【実施例】
【００６５】
表1に示す組成の鋼素材（スラブ）を、表2に示す熱間圧延条件、冷却条件により12〜25mmの厚みの鋼板とした。
【００６６】
かくして得られた各鋼板について、母材の引張特性および低温靭性、溶接熱影響部靭性を調査した。
【００６７】
各鋼板の板厚中央部から、引張方向が圧延方向に直角となるようにJIS４号引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、降伏強さ（YS）、引張強さ（TS）を求めた。
【００６８】
各鋼板の板厚中央部から圧延幅方向にJIS4号衝撃試験片（Ｖノッチ試験片）を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、延性脆性破面遷移温度（vTrs）を求めた。
【００６９】
また、各鋼板から再現熱サイクル試験片を採取し、サブマージアーク溶接の入熱量約100ｋJ /cm相当の熱サイクル（最高加熱温度：1400℃、800〜500℃の冷却時間：160s）を付与し、−40℃でのシャルピー吸収エネルギーvE−４０（Ｊ）を求めた。
【００７０】
得られた結果を表3に示す。
【００７１】
【表１】
2005281842.tif 000003
【００７２】
【表２】
2005281842.tif 000004
【００７３】
【表３】
2005281842.tif 000005
【００７４】
本発明例はいずれも、降伏強さYSが440MPa以下、引張強さTSが530MPa以上で、vTrsが-−80℃以下と，低降伏比でかつ優れた母材靭性を示している。さらに本発明例はいずれも、再現熱サイクルのvE−４０が200J以上であり、溶接熱影響部靭性にも優れている。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例は、母材の降伏強さが440MPaを超えるか、引張強さが530MPa以下であるか、あるいはvTrsが−60℃以上であるか、もしくは再現熱サイクルのvE−４０が23J 以下程度であり、母材の強度、靭性あるいは溶接熱影響部の靭性のいずれかひとつ以上が劣化している。
【００７５】
本発明によれば、降伏強さ355〜440MPa、引張強さ530〜610MPa、破面遷移温度−80℃以下の母材特性を備え、低降伏比で低温靭性に優れ、さらに溶接熱影響部靭性に優れた低温用低降伏比鋼材を容易にしかも安定して製造できる。
【図面の簡単な説明】
【００７６】
【図１】母材のYS、TS、vTrsと、ACRとの関係を示すグラフである。
【図１】
2005281842.tif 000006