JP2006089830A

JP2006089830A - 低降伏比で靭性および溶接継手部靭性に優れた鋼板とその製法

Info

Publication number: JP2006089830A
Application number: JP2004279505A
Authority: JP
Inventors: Shigeo Okano; 重雄岡野; Seiichi Ogaki; 誠一大垣
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2004-09-27
Filing date: 2004-09-27
Publication date: 2006-04-06
Anticipated expiration: 2024-09-27
Also published as: JP4284258B2

Abstract

【課題】特に低温条件に曝される用途に適用した場合でも脆性破壊を起こし難い低降伏比特性を有すると共に、母材靭性と溶接熱影響部の靭性も改善された鋼板を提供すること。
【解決手段】Ｃ：0.02〜0.10％、Ｎ：0.002〜0.010％、Nb：0.003〜0.025％、Ti：0.005〜0.025％を含む鋼材からなる鋼板であって、該鋼板の縦断面に現われるミクロ組織は、フェライトとパーライト若しくはこれらとベイナイトからなり、フェライトはアスペクト比の相対的に長い伸長フェライトとアスペクト比の小さい等軸状フェライトが特定比率で混在すると共に、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以上分散している低降伏比で靭性および溶接継手部靭性に優れた鋼板を開示する。

Description

本発明は、低降伏比で靭性および溶接継手部靭性に優れた鋼板に関するものであり、特に低温条件に曝される用途に適用した場合でも脆性破壊を起こし難い低降伏比特性を有すると共に靭性に優れ、更には溶接熱影響部の靭性も改善された鋼板とその製法に関するものである。

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では、ガスを液化状態に保つため−６０℃程度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。

特に低温タンク材においては、脆性破壊防止の観点から、母材靭性を高めるため結晶粒を極力微細化し得るような圧延法を採用することが多く、結晶粒の微細化を進めると降伏比が上昇するという問題が生じてくる。即ち低温タンクでは、安全性を確保するため低降伏比化も重要な課題となってくるが、現状では、母材靭性の向上と低降伏比の両立は容易でない。

こうした状況の中で例えば特許文献１には、鋼組織中に所定量のマルテンサイトまたはマルテンサイトとオーステナイトの混合相を存在させると共に、当該相のサイズを極力小さくすることによって降伏点を示さない鋼に改質し、溶接性と低温靭性が良好で且つ低降伏比を示す高張力鋼が開示されている。

また特許文献２には、上記特許文献１の更なる改善技術として、鋼組織中に所定量のマルテンサイトまたはマルテンサイトとオーステナイト混合相を存在させ、当該相のサイズを極力小さくすると共にアスペクト比を特定することにより、低降伏比で溶接性と低温靭性に優れた高張力鋼を得る技術が開示されている。

しかしこれら低降伏比を有する鋼も、母材自体の靭性や脆性破壊防止の観点、あるいはその製造方法の簡便性などからすると、更なる改善の余地を残している。

また、低温用鋼を用いて貯蔵用タンクなどを構築する際には、溶接継手部が溶接熱によるミクロ組織変化によって靭性劣化を起こし易いため、溶接継手部の低温靭性に優れた鋼板に対する要望も強い。

そこで例えば特許文献３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、溶接継手部に島状マルテンサイトが生成すると、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に注目し、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改善効果を超えて更なる低温靭性の向上が求められている。例えば、溶接時に１４００℃程度の高温に加熱される領域（溶接熱影響部、以下、溶接継手部全体を含めてＨＡＺ部ということがある）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。

そこで特許文献４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は、高温（１４００℃以上）になる領域（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。

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靭性に優れた低温用鋼板として、先に特許文献５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。

この発明は、低降伏比化を重視すると同時に、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ＨＡＺ靭性を良好に保つ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ＨＡＺ部の低温靭性については更なる改善を求めている。
特開２００１−３４２５３８号公報特開２００２−３９８３号公報特開昭５４−１９４１２号公報特開平９−１６５６５６号公報特開平１１−１３１１７８号公報

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、母材そのものとして優れた靭性を有し、低降伏比で脆性破壊を起こし難く、更に、ＨＡＺ靭性においても前述した様な先行技術を凌駕する特性を有する鋼板とその製法を提供することにある。

上記課題を解決することのできた本発明に係る低降伏比で靭性および溶接継手部靭性に優れた鋼板とは、
Ｃ：０．０２〜０．１０％、（質量％を意味する、以下、化学成分の場合は同じ）、
Ｎ：０．００２〜０．０１０％、
Ｎｂ：０．００３〜０．０２５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
を含む鋼材からなる鋼板であって、該鋼板の縦断面に現われるミクロ組織は、フェライトとパーライト若しくはこれらとベイナイトからなり、フェライトは下記の２種類を含み、
１）板厚方向の厚みが５〜１０μｍで、アスペクト比が２以上である伸長フェライトが１５面積％以上、
２）円相当径が５μｍ以下でアスペクト比が１．５以下である等軸状フェライトが１０〜５０面積％、
且つ、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特徴を有している。

本発明に係る上記鋼材の中でも、鋼板内にＴｉ窒化物と共にＮｂ炭窒化物として複合析出しているＮｂ量が０．００３％以上であるものは、ＨＡＺ靭性において一段と優れた性能を発揮する。

また本発明に係る上記鋼材は、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。この鋼材には、低温靭性の更なる改善を期して、Ｂ：０．０００３〜０．００５％および／またはＮｉ：０．０１〜０．５％を含有させることができ、あるいは鋼板の一層の特性向上を期して、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、あるいは更に、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種の元素を、要求特性に応じて含有させてもよい。

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、前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、８００〜７５０℃の温度域の圧下率を２０〜５０％、７５０℃以下の温度域の圧下率を３０％以上に制御し、得られる鋼板の縦断面に現われるミクロ組織の主体をフェライトとパーライト、又はこれらとベイナイトとし、且つフェライトを上記１），２）の２種類の混合組織とし、且つ横断面内に、Ｔｉ窒化物とＮｂ炭窒化物との複合析出物を１００個／ｍｍ²以上分散させるところに特徴を有している。

上記製法を実施するに当たっては、熱間圧延の後に１〜５０℃／ｓｅｃの速度で加速冷却を行なうことが好ましく、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。

本発明の鋼板は、鋼中のＣ，Ｎ，Ｎｂ，Ｔｉ量を特定すると共に、ミクロ組織の主体をフェライトとパーライト、又はこれらとベイナイトとし、且つフェライトを比較的長尺のものと短尺のものからなる２種類の混合組織に制御することによって、母材靭性と低降伏比特性を与え、更には、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析出させることによってＨＡＺ靭性を改善することができ、低降伏比で母材靭性およびＨＡＺ靭性の全てに優れた鋼板を提供できる。

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、鋼材中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Ｎ，Ｎｂ，Ｔｉを含有させ、ミクロ組織を、フェライトとパーライト若しくはこれらとベイナイトからなる適正な組織に制御すると共に、該フェライトを、上記１）、２）からなる特定寸法サイズの混合組織とし、且つ鋼板内にＴｉ窒化物とＮｂ炭窒化物との複合析出物を分散析出させてやれば、低降伏比で高レベルの母材靭性とＨＡＺ靭性を確保できることを突き止め、上記本発明を完成した。

即ち本発明では第１の特徴点として、鋼板の縦断面に現われるミクロ組織を上記の様に制御することで、必要最小限の強度を確保しつつ降伏比を大幅に低減することが可能となる。そして、該ミクロ組織をフェライトとパーライト若しくはこれらとベイナイトとし、且つ該フェライト組織が、相対的に厚肉で伸長したフェライトと、微細で等軸状のフェライトとの混在状態で存在するものは、適度の母材靭性と低降伏比を有するものとなる。

上記において、フェライトを前記１），２）の混合組織と定めたのは、同様に適度の母材靭性を確保しつつ低降伏比化を実現するためである。ちなみに、板厚方向の厚みが５〜１０μｍで、アスペクト比が２以上である伸長フェライトの占める比率が１５面積％未満では、伸長フェライト量の不足により鋼板の引張特性が不足気味となり、例えば４００ＭＰａ以上といったレベルの強度を確保し難くなる。また、円相当径が５μｍ以下でアスペクト比が１．５以下である等軸状フェライトが１０面積％未満では、母材靭性が不十分となり、逆に５０面積％を超えて過度に多くなると、降伏点が上昇すると共に降伏比も高くなり、低降伏比化の目的が果たせなくなる。

適度の母材靭性を確保しつつ過度の降伏点の上昇を抑えて低降伏比化を増進する上でより好ましい上記伸長フェライトの含有比率は２０面積％以上、より好ましい上記等軸状フェライトの含有比率は１５面積％以上である。

なお本発明において、“伸長フェライト”を『板厚方向の厚みが５〜１０μｍで、アスペクト比が２以上であるフェライト』、“等軸状フェライト”を『円相当径が５μｍ以下でアスペクト比が１．５以下であるフェライト』と定めたのは、圧延方向に引き伸ばされた伸長フェライトと、短尺で球形に近いフェライトの存在比率を定量化するための基準を明確にするためであり、上記１），２）の規定範囲を外れる寸法・サイズのものは、各々の面積率には含めないものとする。

また本発明では、上記フェライト組織に関する要求特性を満たす鋼板については、その前提として、当該鋼材中に適量のＮｂを含有させることが不可欠の要件となる。ちなみにＮｂは、熱延時におけるフェライト再結晶粒を長尺化し、アスペクト比の大きい伸長フェライトの存在率を高める作用を有している。

そして、前記１），２）で規定する伸長フェライトと等軸状フェライトの面積率の要件を満たす金属組織を得るには、鋼中のＮｂ含量を０．００３％以上とすべきである。しかしＮｂ含量が多過ぎると、該フェライト再結晶粒の長尺化作用が過度に強く現われて伸長フェライトの比率が過大となり、等軸状フェライトの比率が不足気味となって強度不足になるので、０．０２５％以下に抑えるべきである。Ｎｂのより好ましい含有率は０．００５％以上、０．０２２％以下であり、Ｎｂ含量をこの範囲に設定して前記１），２）で規定する伸長フェライトと等軸状フェライトの面積率の範囲に制御してやれば、例えば４００ＭＰａレベルの強度を確保しつつ、例えば８５％前後の低い降伏比を得ることが可能となる。

また本発明における第２の特徴点は、鋼中の上記Ｎｂ含量に加えて、Ｃ，Ｎ，Ｔｉ含量を適正に制御し、Ｎｂに由来するＮｂ炭窒化物とＴｉ窒化物とからなる複合析出物を鋼材内に微細析出させることで、溶接継手部やＨＡＺ部の低温靭性を向上させるところにある。

従って本発明では、上記Ｎｂ含量に加えて、まずＣ（炭素）含量を０．０２〜０．１０％の範囲内に制御する。その理由は、鋼材として必要な構造強度を確保するには０．０２％以上のＣ含量を確保することが必要であり、これ未満では強度不足になるからである。より好ましいＣ含量は０．０３％以上である。一方、本発明は、前述した如く例えば−６０℃以下といった低温条件に曝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靭性の劣化を防止するには、Ｃ含量を０．１０％以下に抑えるべきであり、より好ましくは０．０８％以下に抑えるのがよい。

次にＮ（窒素）含量は、０．００２〜０．０１０％の範囲に制御すべきである。即ちＮは、Ｎｂ炭窒化物の生成源になると共に、後述する如くＴｉと結合してＴｉ窒化物の生成源となり、ＨＡＺ部の靭性を高める作用を有しており、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ない。しかしＮ含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含量は０．００３％以上、０．００８％以下である。

Ｔｉは、特にＨＡＺ靭性の向上に不可欠の成分であって、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％以下で含有させる。０．００５％未満ではＴｉ窒化物の生成量が不足し、Ｎｂ炭窒化物との複合析出物の生成量も不十分となって満足のいくＨＡＺ靭性が得られなくなる。しかし多過ぎると、非金属系介在物の増大により却って靭性を劣化させる原因になるので、０．０２５％以下に抑えるべきである。より好ましいＴｉ含量は０．００８％以上、０．０２２％以下である。

本発明で必須的に含有させるＮｂは、前述した如くフェライト再結晶時における伸長フェライトの面積率を増大させるのに不可欠の元素である他、上記Ｃ（炭素）およびＮ（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し、ＨＡＺ靭性の向上に顕著な効果を発揮する。こうした効果を有効に発揮させるには少なくとも０．００２％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０．００８％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過剰となってＨＡＺ部の島状マルテンサイトが増大し、ＨＡＺ靭性が却って悪くなる傾向が現れてくるので、多くとも０．０２５％以下、好ましくは０．０２２％程度以下に抑えるのがよい。

本発明鋼板における重要な構成元素は、上記の様に第１にＮｂ、更にＣ，Ｎ，Ｔｉの４元素であるが、鋼材の基本元素としては、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。

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、ＨＡＺ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％以下に抑えることが望ましい。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のがよい。

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、より好ましくは０．７％以上、更に好ましくは１．０％以上含有させることが望ましい。しかしＭｎ量が過剰になると、島状マルテンサイトが増加して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。

Ａｌは脱酸剤として使用されることが多いため、溶鋼の成分調整過程で混入してくる元素であるが、過剰にな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。

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。

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を固定する作用を発揮する。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活かそうとする場合は、０．０００３％以上、好ましくは０．０００５％以上含有させることが望ましい。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％以下に抑えるべきである。

Ｎｉは靭性を向上させるのに有効である。Ｎｉ含量の下限は特に規定しないが、こうした作用を積極的に期待する場合は、０．０１％以上、好ましくは０．０５％以上含有させることが望ましい。但し、Ｎｉ含量が過剰になると鋼板に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％以下に抑えるべきである。上記靭性向上元素は、単独で添加してもよく、複数元素を任意の組合せで併用してもよい。

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含量の下限は特に規定しないが、前記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％以上とすることが推奨される。但し、Ｚｒ含量が過剰にな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％以下に抑えるべきである。

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部における結晶粒の粗大化を抑えるのに有効である。また母材の異方性を軽減する作用も有している。Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭ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活用したい場合は、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）とするのがよい。但し、これらＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭが多過ぎると、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、あるいは任意の組合せで複合添加してもよい。

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強度向上に有効な元素であり、添加量の下限は特に定めないが、こうした作用を積極的に活用しようとする場合は、例えば、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含量が多過ぎると熱間加工性が劣化し、鋼板が表面割れを起こし易くなるので、０．５％以下、好ましくは０．３％以下に抑えるのがよい。

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の添加量の下限は特に規定しないが、該作用効果を積極的に期待する場合には、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）とするのがよい。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。

Ｖは析出強化によって強度を高める元素であり、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期待する場合は、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が過剰になると、大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を劣化させるので、０．１％以下（好ましくは０．０５％以下）に抑えるのがよい。これらの強度向上元素は、単独で添加してもよく、複数組合せて添加してもよい。

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る。好ましくは０．０１０％以下に抑えるのがよい。なおＰは、０．００１％程度であれば殆ど実害は生じない。

またＳは、０．００５％以下に抑えることが望ましい。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％以下とするのがよい。なおＳは、０．００１％程度以下であれば殆ど実害は生じない。

本発明で用いる鋼材の好ましい成分組成は上記の通りであるが、本発明ではこうした好ましい成分組成に加えて、前述した如く鋼板の縦断面に現われるミクロ組織が、鋼材の靭性と低降伏比化を両立させる上で極めて重要であり、該ミクロ組織はフェライトとパーライト、もしくはそれらとベイナイトからなり、且つ該フェライト組織は、相対的に薄肉の伸長フェライト（具体的には、板厚方向の厚みが５〜１０μｍで、アスペクト比が２以上であるもの）が１５面積％と、等軸状フェライト（具体的には、円相当径が５μｍ以下でアスペクト比が１．５以下であるもの）が１０〜５０面積％からなるものである。

こうしたミクロ組織は、例えば供試鋼板の縦断面をバフ研磨した後、ナイタールでエッチングしてから顕微鏡観察し、該顕微鏡写真（倍率：２００倍）を画像解析することによってフェライト、パーライト、ベイナイトを識別すると共に、同顕微鏡写真から選択した任意の１０領域について上記で定義した伸長フェライトと等軸状フェライトの面積率を求め、平均値として算出する。

また本発明では、前述した如く他の要件として、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他の特徴を有している。即ち該複合析出物とは、例えばＴＥＭ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。

そして、後述する如く実施例の中から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靭性を発揮することが確認された。

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を発揮することが分かった。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窒化物は溶融して結晶粒粗大化防止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粗大化防止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に再析出し易く、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分かった。

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た後に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。

尚、上記の様な特性を備えた鋼板の製法は特に制限されないが、好ましい方法としては次の様な方法が挙げられる。

まず、前述した様なミクロ組織の要件を満たす他、Ｔｉ窒化物とＮｂ炭窒化物との複合析出物を適量分散析出させることにより、低降伏比で靭性およびＨＡＺ靭性に優れた鋼板を製造するには、前述した化学成分の要件を満たす鋼材を熱間圧延する際に、８００℃以上の温度域の圧下率を４０％以上、８００〜７５０℃の温度域の圧下率を２０〜５０％、７５０℃以下の温度域の圧下率を３０％以上に制御する方法が採用される。

即ちこの方法では、固溶Ｎｂによる圧延中の再結晶抑制作用が小さい８００℃以上での圧延によってオーステナイト粒が微細化し得るように、８００℃以上の温度域での圧下率を４０％以上とし、また、部分再結晶域である８００〜７５０℃の温度域の圧下率は２０〜５０％、未再結晶域である７５０℃以下の温度域の圧下率は３０％以上に夫々制御することによって、オーステナイトの伸長を制御する。即ち、こうした温度と圧下率の条件を適正に制御することで、所定の伸長フェライトと等軸フェライトの混合組成を得るもので、こうした温度と圧下率および鋼中のＮｂ含量が、適正なフェライト混合組織を得る上で重要な要件となってくるのである。

また上記の条件は、前記Ｔｉ窒化物とＮｂ炭窒化物との複合析出物によりＨＡＺ靭性の改善された鋼材を得る上でも、好ましい条件となる。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％以上とし、且つ、８００〜７５０℃の温度域の圧下率を２０〜５０％、７５０℃以下の温度域の圧下率を３０％以上に制御すれば、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も確実に生成させることができるのである。

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７５０℃以下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。

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。

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、以下の様にして行った。

［断面ミクロ組織］
各供試鋼板を圧延方向と平行方向に切断し、該切断面をバフ研磨した後、ナイタールによりエッチングしてから、光学顕微鏡を用いて断面ミクロ組織を倍率２００倍で写真撮影する。そして、該ミクロ写真を画像解析することによって、フェライトとパーライトおよびベイナイトの面積率を求めると共に、フェライト中に占める「厚みが５〜１０μｍで、アスペクト比が２以上である伸長フェライト」と「円相当径が５μｍ以下でアスペクト比が１．５以下である等軸状フェライト」の面積率を求める。

［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。

［ＨＡＺ靭性試験］
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。

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って所定の板厚の鋼板を得た。

得られた各鋼板について、断面組織観察によって圧延方向の断面ミクロ組織を観察し、フェライトとパーライトおよびベイナイトの面積率を求めると共に、フェライト組織中に占める『板厚方向厚みが５〜１０μｍで、アスペクト比が２以上の伸長フェライト』と『円相当径が５μｍ以下でアスペクト比が１．５以下である等軸状フェライト』の面積率を求めた。

また各供試板について、縦断面に現われるＴｉ窒化物とＮｂ炭窒化物の複合析出物の個数を調べた。また各々の供試板について引張試験を行なって引張強さと降伏比を求めると共に、シャルピー試験によって靭性を測定し、且つ熱サイクル試験後のシャルピー試験によってＨＡＺ靭性を測定した。

得られた鋼板の評価結果を下記表２に示す。

表１，２から次の様に解析できる。

符号１，２は、Ｎｂが含まれていないため、ＴｉＮとＮｂ（ＣＮ）の複合析出物が存在せず、熱サイクルシャルピー試験によって評価されるＨＡＺ靭性が悪い。また、適正な形態のフェライト量が不足しているため引張強さが低く、降伏比も高めである。符号３，４，５，６，９，１０，１２，１３，１４，１６，１７については、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、適正な形態のフェライトが不足しており、降伏比が高めである。符号１８はＮｂ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、フェライトは適正比率の伸長フェライトと等軸状フェライトを含んでおり、しかもＴｉＮとＮｂ（ＣＮ）の複合析出物が十分量生成していて且つ焼入性過剰になることもなく、高い引張強さを有すると共に降伏比も低く、ＨＡＺ靭性が良好で且つ優れた熱サイクル後衝撃特性を有している。

実験例２
下記表３に示す成分組成の鋼材を溶製・鋳造し、下記表４に示す種々の条件で所定の板厚まで制御圧延した。

得られた鋼板の評価結果を表５に示す。

表３〜５から次ぎの様に解析できる。

符号１〜１９は、鋼材の化学成分、圧延条件共に規定範囲にあるため、適切な形態のフェライトを有しているため、十分な強度と低降伏比が確保されており、またＴｉＮとＮｂ（ＣＮ）の複合析出物も適正個数存在するため高いＨＡＺ靭性を有している。

これらに対し符号２０〜２４は、鋼中のＮｂ含量またはＴｉ含量が不足するためフェライトの形態が規定要件から外れており、特に熱サイクル後衝撃特性が悪い。また符号２５〜２７は、鋼材の化学成分は適切であるものの圧延条件が適切でないためフェライトの形態が規定要件を満たしておらず、特に母材の降伏比が高い。符号２８，２９も、鋼材の化学成分は適切であるが圧延条件が適切でないためフェライトの形態が規定要件を満たしておらず、且つＴｉＮとＴｉ（ＣＮ）の複合析出物個数も規定値に満たないため降伏比が高く且つＨＡＺ靭性もよくない。

ＴｉＮとＮｂ（ＣＮ）の複合析出物の形態を示す顕微鏡写真である。

Claims

Ｃ：０．０２〜０．１０％、（質量％を意味する、以下、化学成分の場合は同じ）
Ｎ：０．００２〜０．０１０％、
Ｎｂ：０．００３〜０．０２５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
を含む鋼材からなる鋼板であって、該鋼板の縦断面に現われるミクロ組織は、フェライトとパーライト若しくはこれらとベイナイトからなり、フェライトは下記の２種類を含み、
１）板厚方向の厚みが５〜１０μｍで、アスペクト比が２以上である伸長フェライトが１５面積％以上、
２）円相当径が５μｍ以下でアスペクト比が１．５以下である等軸状フェライトが１０〜５０面積％、
且つ、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、低降伏比で靭性および溶接継手部靭性に優れた鋼板。
鋼板内に、Ｔｉ窒化物と共にＮｂ炭窒化物として複合析出しているＮｂ量が０．００３％以上である請求項１に記載の鋼板。
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または２に記載の鋼板。
前記鋼材が、他の元素として
Ｂ：０．０００３〜０．００５％および／またはＮｉ：０．０１〜０．５％
を含むものである請求項１〜３のいずれかに記載の鋼板。
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種の元素を含むものである請求項１〜４のいずれかに記載の鋼板。
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種の元素を含むものである請求項１〜５のいずれかに記載の鋼板。
前記請求項１〜６のいずれか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℃以上の温度域の圧下率を４０％以上、８００〜７５０℃の温度域の圧下率を２０〜５０％、７５０℃以下の温度域の圧下率を３０％以上に制御し、得られる鋼板の縦断面に現われるミクロ組織を、フェライトとパーライト若しくはこれらとベイナイトからなり、上記フェライトが下記の２種類を含むものとすると共に、
１）板厚方向の厚みが５〜１０μｍで、アスペクト比が２以上である伸長フェライトが１５面積％以上、
２）円相当径が５μｍ以下でアスペクト比が１．５以下である等軸状フェライトが１０〜５０面積％、
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、低降伏比で靭性および溶接継手部靭性に優れた鋼板の製法。
上記熱間圧延の後、１〜５０℃／ｓｅｃの速度で加速冷却する請求項７に記載の製法。
上記加速冷却の後、５００℃以上Ａｃ₁変態点以下の温度で焼戻しを行う請求項８に記載の製法。