JP2007126707A - 音響異方性が小さく母材靭性に優れた高張力鋼板とその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】音響異方性が小さく母材靭性に優れた高張力鋼板を確実に得るのに有用な方法を提供する。
【解決手段】規定する成分組成の鋼材を使用し、加熱後、多パス圧延を行って鋼板を製造するにあたり、下記式（１）により求めた最終パス圧延後のＲ_ｎ（Ｒ_ｆ）が０．０７〜０．３２となるように圧延を終えた後、空冷または加速冷却することを特徴とする音響異方性が小さく母材靭性に優れた高張力鋼板の製造方法。
Ｒ_ｎ＝Ａ_ｎ×（Ｅ_ｎ＋Ｒ_ｎ−１） …（１）
上記式（１）において、
Ｒ_ｎ：圧延ｎパス目のγ粒変形度（Ｒ_０＝０とする。）
Ａ_ｎ＝ＥＸＰ｛−９０×ＥＸＰ［（１２×Ｔ_ｎ−２１０００）／Ｔ_ｎ］×ｔ_ｎ ^0.7｝
Ｅ_ｎ＝１．５×ｅ_ｎ−０．０００４×Ｈ０_ｎ（Ｅ_ｎが負の値になった時はＥ_ｎ＝０とする。）
【選択図】図２

Description

本発明は、音響異方性が小さく母材靭性に優れた高張力鋼板とその製造方法に関するものであり、特に、音響異方性が小さく母材靭性に優れた高張力鋼板と、該鋼板を確実に得るのに有用な方法に関するものである。

建築構造物や橋梁などの大型構造物に用いられる鋼板には、高強度であると共に高靭性であることが要求される。また建築用や橋梁用として用いられる場合には、鋼板内部に欠陥が存在すると該部分が破壊発生の起点となり易いため、超音波探傷試験により欠陥部分の有無を調査することが一般に行われている。しかし探傷方向によって著しく音速が変化すると、超音波探傷試験で溶接欠陥部の正確な位置を検出できないことから、鋼板には、所謂「音響異方性」が小さいことが要求されている。

これまでに、上記特性を具備する鋼板を得るための方法が種々提案されており、例えば特許文献１には、Ａｒ_３＋５０℃〜Ａｒ_３＋２００℃の温度域で、累積圧下率４０％以上の熱間圧延を行ない、次いで、Ａｒ_３＋５０℃〜Ａｒ_３＋１００℃の温度域で仕上げ圧延を行ない、その後、６０秒以上の空冷を行ない、さらに、１〜１０℃／ｓｅｃの冷却速度により４００〜５５０℃の温度まで冷却することが規定されており、特に、仕上げ圧延温度がＡｒ_３＋５０℃の温度未満の場合には音響異方性が急激に増加することが示されている（特許文献１の第３頁右下欄第１２〜１３行目）。

また特許文献２には、１０００〜１２５０℃に加熱し、圧延仕上温度が、成分から求められる規定のＴ℃〜１０５０℃の範囲内になるように圧延後、Ａｒ_３変態点以上から直接焼入れし、次いでＡｃ_１変態点以下の温度域に焼戻し処理することが規定されており、特に仕上圧延温度が、上記Ｔ℃（例えば、特許文献２の段落［００１６］では８５３℃）を下回ると音響異方性が大きくなることが示されている。
特開平０２−０８０５１６号公報 特開２００２−１８０１３２号公報

上記の通り、音響異方性を低減させるべく、再結晶温度域（Ａｒ_３以上）での圧下率を規定する方法は提案されているが、実際の鋼材の再結晶温度（Ａｒ_３点）は、圧延パス履歴によって変化するため、圧延パス履歴によってばらつく。よって、音響異方性を確実に低減することが難しいといった問題がある。

また従来では、音響異方性を低減させるために旧オーステナイト結晶粒のアスペクト比を低減すべく、オフラインにてＡｃ_３以上に加熱後焼入れし焼戻す方法が多く採用されているが、該方法ではオンラインに適用できなかった。

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、音響異方性が小さく母材靭性に優れた高張力鋼板を、確実にかつオンラインにおいても製造することのできる有用な方法と、該製造方法により得られる音響異方性が小さく母材靭性に優れた高張力鋼板を提供することにある。

本発明に係る音響異方性が小さく母材靭性に優れた高張力鋼板の製造方法とは、
質量％で（以下同じ）、
Ｃ ：０．０１〜０．０８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ａｌ：０．０１〜０．０７％、
Ｎ ：０．００２０〜０．００８０％
を含み、残部鉄および不可避不純物よりなる鋼材を使用し、加熱後、多パス圧延を行って鋼板を製造するにあたり、下記式（１）により求めた最終パス圧延後のＲ_ｎ（Ｒ_ｆ）が０．０７〜０．３２となるように圧延を終えた後、空冷または加速冷却するところに特徴を有している。
Ｒ_ｎ＝Ａ_ｎ×（Ｅ_ｎ＋Ｒ_ｎ−１） …（１）
上記式（１）において、
Ｒ_ｎ：圧延ｎパス目のγ（オーステナイト）粒変形度
（Ｒ_０＝０とする。）
Ａ_ｎ＝ＥＸＰ｛−９０×ＥＸＰ［（１２×Ｔ_ｎ−２１０００）／Ｔ_ｎ］×ｔ_ｎ ^0.7｝
…（２）
Ｅ_ｎ＝１．５×ｅ_ｎ−０．０００４×Ｈ０_ｎ …（３）
（Ｅ_ｎが負の値になった時はＥ_ｎ＝０とする。）
上記式（２）（３）において、
Ｔ_ｎ＝ＴＨ_ｎ＋Ｈ０_ｎ／２
ｔ_ｎ：圧延ｎパス目の圧延時間（ｓ）
（前パスが終わってから今回のパスが終わるまでの時間）
ｅ_ｎ＝（Ｈ０_ｎ−ＨＩ_ｎ）／Ｈ０_ｎ
ここで、
ＴＨ_ｎ：圧延ｎパス目の板表面の絶対温度（Ｋ）
Ｈ０_ｎ：圧延ｎパス目の圧延前の板厚（ｍｍ）
ＨＩ_ｎ：圧延ｎパス目の圧延後の板厚（ｍｍ）
上記鋼材として、更に
（ａ）Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）を含むもの、
（ｂ）Ｔｉ：０．０３％以下（０％を含まない）および／またはＢ：０．００３０％以下（０％を含まない）を含むもの、
（ｃ）Ｎｂ：０．０２５％以下（０％を含まない）を含むもの、
（ｄ）Ｍｏ：１．０％以下、Ｖ：０．０５％以下、Ｃｕ：３．０％以下、および
Ｎｉ：３．０％以下よりなる群から選択される１種以上を含むもの、
（ｅ）Ｚｒ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、およびＲＥＭ：０．０００３〜０．００３％よりなる群から選択される１種以上を含むもの、を用いてもよい。

本発明は、上記方法により製造される鋼板も含むものであって、該鋼板は、板厚方向と直行する断面（Ｚ面）における旧オーステナイト結晶粒のアスペクト比が１．５〜３．２であるところに特徴を有する。尚、上記アスペクト比は、後述する実施例に示す方法によって測定されるものである。

本発明によれば、建築構造物や橋梁などの大型構造物用として有用な、音響異方性が小さく母材靭性に優れた高張力鋼板を、確実にかつオンラインにおいても製造することができる。

本発明者らは、音響異方性が小さく母材靭性（以下、単に「靭性」ということがある）に優れた引張強度が５７０ＭＰａ以上の鋼板を確実に得るべく、まず、音響異方性と靭性に関係がある組織因子として、板厚方向と直行する断面における旧オーステナイト結晶粒のアスペクト比（以下、単に「Ｚ面の旧γ粒アスペクト比」ということがある）に着目した。

図１は、後述する実施例に示す方法で測定されるＺ面の旧γ粒アスペクト比と、音響異方性（横波音速比：Ｃ_ＳＬ／Ｃ_ＳＣ）および靭性［破面遷移温度：ｖＴｒｓ（℃）］との関係を示したものであるが、この図１より、音響異方性はＺ面の旧γ粒アスペクト比が小さくなるほど低減する傾向にあり、音響異方性（Ｃ_ＳＬ／Ｃ_ＳＣ）を１．０２以下に低減させるには、該アスペクト比を３．２以下とする必要がある。これに対し、靭性はＺ面の旧γ粒アスペクト比が高くなるほど良好となる傾向にあり、ｖＴｒｓ：−２５℃以下と優れた靭性を具備させるには、上記アスペクト比を１．５以上とする必要があることがわかる。

即ち、音響異方性が小さくかつ靭性に優れた鋼板を確実に得るには、Ｚ面の旧γ粒アスペクト比を１．５〜３．２の範囲内に制御する必要がある。そこで本発明者らは、該アスペクト比が１．５〜３．２の範囲内にある鋼板を確実に得るための方法を確立すべく鋭意研究を行った。

その結果、本発明で規定する成分組成の鋼板において、上記Ｚ面の旧γ粒アスペクト比は、成分組成を考慮した各パス圧延時のγ粒変形度（Ｒ）を経時的に追うことによって求められる、最終パス後の鋼板内におけるγ粒変形度（最終パス圧延後のＲ_ｎ、以下、これを「Ｒ_ｆ」ということがある）と相関があり、加熱後、多パス圧延を行って鋼板を製造するにあたり、上記Ｒ_ｆを制御すればよい、との着想のもとでその具体的方法を見出した。

以下、本発明の方法について詳述する。本発明者らは、まず、上記Ｒ_ｆを得る式として下記式（１）を確立した。下記式（１）は、鋼板の連続熱間加工における動的再結晶中のγ粒内の転位密度（残留転位密度）を表した式：ρ_Ｓ×ＥＸＰ［−９０×ＥＸＰ（−８０００／Ｔ_ｎ）×ｔ_ｎ ^０．７］（例えば「鉄と鋼」第７０年（１９８４年）第１５号、第２１１２〜２１１９頁における第２１１７頁の式１５）を基に、本発明で規定する成分組成を考慮し、圧延ｎパス時における鋼板内部温度の影響として下記式（２）、および圧延ｎパス時の相当ひずみの簡便な予想式として下記式（３）を立て、そしてこの式（２）で表されるＡ_ｎ、および式（３）で表されるＥ_ｎを含む式として確立したものである。
Ｒ_ｎ＝Ａ_ｎ×（Ｅ_ｎ＋Ｒ_ｎ−１） …（１）
上記式（１）において、
Ｒ_ｎ：圧延ｎパス目のγ粒変形度
（Ｒ_０＝０とする。）
Ａ_ｎ＝ＥＸＰ｛−９０×ＥＸＰ［（１２×Ｔ_ｎ−２１０００）／Ｔ_ｎ］×ｔ_ｎ ^0.7｝
…（２）
Ｅ_ｎ＝１．５×ｅ_ｎ−０．０００４×Ｈ０_ｎ …（３）
（Ｅ_ｎが負の値になった時はＥ_ｎ＝０とする。）
上記式（２）（３）において、
Ｔ_ｎ＝ＴＨ_ｎ＋Ｈ０_ｎ／２
ｔ_ｎ：圧延ｎパス目の圧延時間（ｓ）
（前パスが終わってから今回のパスが終わるまでの時間）
ｅ_ｎ＝（Ｈ０_ｎ−ＨＩ_ｎ）／Ｈ０_ｎ
ここで、
ＴＨ_ｎ：圧延ｎパス目の板表面の絶対温度（Ｋ）
Ｈ０_ｎ：圧延ｎパス目の圧延前の板厚（ｍｍ）
ＨＩ_ｎ：圧延ｎパス目の圧延後の板厚（ｍｍ）
上記式（１）により求められる最終パス圧延後のＲ_ｎ（Ｒ_ｆ）と、Ｚ面の旧γ粒アスペクト比との関係を図２に示す。この図２から明らかな様に、上記アスペクト比は、上記式（１）を用いて求められるＲ_ｆと相関があり、上記の通り、音響異方性を低減させるべく上記アスペクト比を３．２以下とするには、Ｒ_ｆを０．３２以下とする必要があり、一方、優れた靭性を確保すべくＺ面の旧γ粒アスペクト比を１．５以上とするには、上記Ｒ_ｆを０．０７以上とする必要があることがわかる。

実際の操業においては、圧延に際し、上記方法で設定された圧延条件からＲ_ｆを計算し、該Ｒ_ｆが規定範囲内であれば、該圧延条件で圧延を行うようにし、該Ｒ_ｆが規定範囲外であれば、圧下率等の設定条件を変更してＲ_ｆが規定範囲内となるよう調整して圧延を行うようにすればよい。上記Ｒ_ｆを０．０７〜０．３２となるようにするには、具体的に設定する圧延制御因子として、各パスの圧下率、パス間時間、パス温度等を調整する。

本発明は、その他の製造条件まで規定するものではないが、上記方法により音響異方性が小さく母材靭性に優れた高張力鋼板を確実に得るには、仕上圧延温度（ＦＲＴ）や熱間圧延後の冷却を下記条件で行うことが推奨される。

仕上圧延温度（ＦＲＴ）は７００℃以上とすることが推奨される。該温度以上とすることでＺ面の旧γ粒アスペクト比が必要以上に高まるのを抑制し、音響異方性を確保できるからである。一方、仕上圧延温度が高すぎると靭性が劣化するため、９５０℃以下で行なうことが好ましい。

また熱間圧延後の冷却は、仕上圧延終了温度から４００℃までを、空冷または加速冷却（１℃／ｓｅｃ以上）で冷却するのがよい。この様に熱間圧延後に空冷または加速冷却することで、オーステナイト変態時のＣ拡散によるＣの濃化を防止してＭＡ（Martensite-Austenite constituent）の生成を抑制でき、結果として降伏強度を高めることができる。より好ましくは５℃／ｓｅｃ以上で冷却するのがよい。尚、該冷却後に５００〜７００℃で焼戻しを行ってもよい。

また、音響異方性が小さく母材靭性に優れた高張力鋼板を確実に得るには、本発明に係る鋼板の成分組成が下記範囲内にある必要がある。

〈Ｃ：０．０１〜０．０８％〉
Ｃは、母材強度を確保するために重要な元素であり、少なくとも０．０１％含有させねばならない。しかし０．０８％を超えると、冷却速度が速い場合に低温変態ベイナイトが生成せずにマルテンサイトが生成し易くなり、その結果、母材靭性が劣化し、強度・靭性バランスに優れた鋼板が得られ難くなる。Ｃ量の好ましい上限は０．０５％である。

〈Ｓｉ：０．０５〜０．５％〉
Ｓｉは、脱酸剤として有用な元素であることから０．０５％以上含有させる。しかし、Ｓｉを過剰に含有させると母材靭性が低下し、強度・靭性バランスに優れた鋼板が得られ難くなる。よって、Ｓｉ量の上限は０．５％とする。好ましくは０．３％以下とするのが良い。

〈Ｍｎ：０．５〜２．５％〉
Ｍｎは、圧延後の空冷時における焼入れ性を高めてベイナイト組織を確保し、高強度化に寄与する元素である。該作用を有効に発揮させるには、Ｍｎを０．５％以上含有させる必要がある。好ましくは０．８％以上である。しかし、Ｍｎが過剰に含まれると、焼入れ性が高くなり過ぎて母材靭性が著しく劣化し、強度・靭性バランスに優れた鋼板が得られない。よってＭｎ量は、２．５％以下（好ましくは２．０％以下）に抑える。

〈Ａｌ：０．０１〜０．０７％〉
Ａｌは、脱酸剤として有用な元素である。また、ＡｌはＮと化合し易く、鋼中のＮを固定することによって、固溶Ｂによる圧延後の冷却時における焼入れ性を向上させる作用も有する。これらの効果を有効に発揮させるには、Ａｌを０．０１％以上含有させる必要がある。その効果はＡｌ含量が多くなるにつれて増大するが、０．０７％を超えて過剰に含有させると、アルミナ系非金属介在物が多くなり母材靭性が劣化する。好ましくは０．０６％以下とするのが良い。

〈Ｎ：０．００２０〜０．００８０％〉
Ｎは、ＡｌやＴｉと化合して窒化物を形成し、組織の微細化による母材靭性の向上に有効に作用する。これらの効果を有効に発揮させるには、Ｎを０．００２０％以上（好ましくは０．００３％以上）含有させる必要がある。但し、Ｎが過剰に存在すると、固溶Ｎが増大して、母材靭性とＨＡＺ靭性が共に劣化する。よって、Ｎ量は０．００８０％以下（好ましくは０．００７％以下）に抑える。

本発明にかかる鋼板に含まれる元素は上記の通りであって、残部は鉄及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。尚、不可避不純物として許容されるＰやＳの量は下記範囲内とするのがよい。即ち、Ｐは、母材靭性に影響を与える元素であり、Ｐ量が過剰になると母材靭性が著しく劣化するので、０．０１０％以下に抑えるのがよい。またＳも、母材靭性に影響を与える元素であり、Ｓ量が過剰になると粗大な硫化物が生成して母材靭性が劣化するので、０．００６％以下に抑えるのがよい。また、更に下記元素を積極的に含有させることも可能である。

〈Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）〉
Ｃｒは、ベイナイト組織を確保して強度を向上させるのに有用な元素であり、該効果を発揮させるには、０．０５％以上（好ましくは０．３％以上）含有させることが好ましい。しかしＣｒが過剰になると、特に大入熱溶接を行なったときに熱影響部（ＨＡＺ）の耐溶接割れ性が劣化し易くなる。よってＣｒ量は２．０％以下（好ましくは１．５％以下）に抑えるのがよい。

〈Ｔｉ：０．０３％以下（０％を含まない）〉
Ｔｉは、Ｎと化合して窒化物を形成し易く、鋼中Ｎを固定させて下記Ｂの焼入れ性向上効果を発揮させるのに有用な元素である。また、γ粒の粗大化を抑えて母材靭性の劣化を防ぐのにも有用な元素である。こうした効果を発揮させるには、Ｔｉを０．００５％以上（より好ましくは０．００７％以上）含有させることが好ましい。しかしＴｉ量が過剰になると、母材靭性が却って低下し、強度・靭性バランスに優れた鋼板が得られ難くなる。よってＴｉ量は、０．０３％以下（より好ましくは０．０２５％以下）の範囲内で含有させることが好ましい。

〈Ｂ：０．００３０％以下（０％を含まない）〉
Ｂは、冷却時にオーステナイト粒界に偏析することで、粒界エネルギーを低下させフェライト変態を抑制し、それにより焼入れ性が向上し強度を高めるのに寄与する元素である。また、Ｎｂと併せて含有させることで、圧延後の空冷時における焼入れ性をより高め、母材の強度と靭性の向上に寄与する元素でもある。この様な効果を発揮させるには、Ｂ量を０．０００５％以上（好ましくは０．００１０％以上）含有させるのがよい。しかし、Ｂを過多に含有させると粗大な析出物が生成し、靭性を劣化させるので、Ｂ量は０．００３０％以下（より好ましくは０．００２５％以下）に抑えるのがよい。

〈Ｎｂ：０．０２５％以下（０％を含まない）〉
またＮｂは、上記Ｂと併せて含有させることにより焼入れ性を高めて、母材の強度と靭性を向上させることのできる元素である。該効果を発揮させるには、Ｎｂを０．０１０％以上含有させることが好ましい。しかしＮｂを過多に含有させると、母材靭性が低下し、強度・靭性バランスに優れた鋼板が得られ難くなるので、０．０２５％以下に抑えるのがよい。

〈Ｍｏ：１．０％以下、
Ｖ ：０．０５％以下、
Ｃｕ：３．０％以下、および
Ｎｉ：３．０％以下よりなる群から選択される１種以上〉
これらの元素は、母材の強度や靭性を更に高めるのに有用な元素である。Ｍｏは、ＮｂやＢと併せて含有させることにより圧延後の空冷時における焼入れ性を向上させ、母材の強度と靭性を高める元素である。該効果を発揮させるには０．０３％以上含有させるのが好ましいが、過剰に含有させると強度・靭性バランスに優れた鋼板が得られ難くなるので、１．０％を上限とする。

Ｖは、析出硬化や焼入性向上に寄与し、強度を高めるのに有用な元素である。該効果を発揮させるには、０．００３％以上含有させるのが好ましいが、過剰に含有させると、母材靭性が低下し、強度・靭性バランスに優れた鋼板が得られ難くなる。よってＶ量は０．０５％以下に抑えるのがよい。

Ｃｕは、固溶強化および析出強化によって母材強度を向上させる元素である。該効果を高めるには０．３％以上含有させることが望ましい。しかしＣｕ量が過剰になると、強度・靭性バランスに優れた鋼板が得られ難くなるので、３．０％以下の範囲内で添加することが好ましい。

Ｎｉは、母材靭性の向上に有用な元素であり、該効果を発揮させるには０．０５％以上含有させるのがよい。しかし、Ｎｉ量が過剰になると、製造過程でスケール疵が発生し易くなるため、その上限は３．０％とすることが好ましい。

〈Ｚｒ：０．０００５〜０．００５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、および
ＲＥＭ：０．０００３〜０．００３％よりなる群から選択される１種以上〉
これらの元素は、析出物の形態を制御するのに有用であり、Ｃａは、ＳをＣａＳとして固定すると共に、粒状の非金属介在物として形態を制御して靭性を向上させるのに有効である。この様な効果を十分に発揮させるには、Ｃａを０．０００５％以上（より好ましくは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するばかりか靭性が却って劣化する。よってＣａ量は、０．００５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００４％以下である。

ＲＥＭ（希土類元素、Ｌａ、Ｃｅ等）も、上記Ｃａと同様に硫化物としてＳを固定し、偏析部の靭性を向上させるのに有効に作用する。該効果を発揮させるには、ＲＥＭを０．０００３％以上含有させることが好ましい。しかし過剰に含有させると、非金属介在物が過剰に存在して靭性を却って劣化させる。よって、０．００３％以下に抑えることが好ましい。

ＭｇおよびＺｒは、大入熱溶接後の冷却時においてＭｇＯ、ＺｒＯ₂の低融点酸化物を旧γ粒内に析出させ、ベイナイトブロックを微細化させて大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上させるのに有用な元素である。該効果を発揮させるには、Ｚｒを含有させる場合０．０００５％以上、Ｍｇを含有させる場合０．０００３％以上とすることが好ましい。しかしこれらの元素が過剰になると、上記酸化物が増加し母材靭性が却って劣化する。よって、Ｚｒ、Ｍｇはそれぞれ０．００５％以下に抑える。

本発明の製造方法で得られる鋼板は、上述の通り高強度かつ高靭性であると共に音響異方性が小さいので、橋梁や建築構造物、造船、海洋構造物の製造に最適である。尚、該鋼板は、板厚１０〜１００ｍｍと厚鋼板に分類されるものである。

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。

下記表１に示す成分組成の鋼（残部は鉄および不可避不純物）を通常方法で溶製し、スラブを得た。そしてこれを用い、実機での圧延を模した圧延試験を行った。該圧延試験では、鋼板を１３００〜１０００℃に加熱した後、圧延履歴を示す表２（表２は、表３中の実験Ｎｏ．６の圧延履歴）の様に各パスにおけるＲ（Ｒ_ｎ）を求めながら、仕上圧延温度（ＦＲＴ）まで圧延を行い（各鋼板の圧延におけるパス回数およびＦＲＴは表３、表４に示す）、Ｒ_ｆを求めた。

仕上圧延後には、空冷または２〜５０℃／ｓの加速冷却を行って、表３、表４に示す板厚の鋼板を得た。

尚、上記表２は、実験Ｎｏ．６の具体的な圧延履歴を示すものであるが、他の例についても同様にして圧延を行い、Ｒ_ｆを求めた。

そして得られた鋼板を用いて、金属組織、Ｚ面の旧γ粒アスペクト比、音響異方性、引張特性（降伏強度，引張強度）、靭性（衝撃特性）を夫々下記要領で評価した。

［金属組織の観察］
鋼板のｔ／４（表面から板厚１／４の深さ）位置から試験片を採取し、該試験片をナイタール腐食して光学顕微鏡観察（倍率１００倍）を行い、ベイナイト組織の面積率を求め、任意に選択した３視野で同様の観察を行って、ベイナイト組織の面積率の平均値を算出した。また、全組織（１００％）から上記ベイナイト組織の面積率を差し引いた値をその他の組織（フェライトやＭＡ等）の面積率とみなした。

［Ｚ面の旧γ粒アスペクト比の測定］
板厚方向と直行する断面として、圧延面に平行な、表面からｔ（板厚）／４部位の面に、ナイタール腐食を施し旧オーステナイト粒界を現出させてから、光学顕微鏡写真を撮影（２００μｍ×２００μｍの圧延方向と圧延方向に垂直な方向に一辺を持つ正方形を、倍率４００倍で撮影）し、該写真を測定に用いた。尚、上記写真は、任意の１０視野について撮影した。

そして、上記各視野の光学顕微鏡写真において、圧延方向と圧延方向に垂直な方向に直線を１０ｍｍピッチで引き（碁盤の目状）、各直線と交差する旧γ粒の個数を測定した。次に、圧延方向における旧γ粒の個数の平均値（平均個数）を求め、直線長さを該平均個数で除して、旧γ粒の圧延方向の平均長さを求めた。同様に、圧延方向に垂直な方向においても、旧γ粒の圧延方向に垂直な方向の平均長さを求めた。尚、上記方法は、ＪＩＳＧ ０５５１（２００５年）に規定の切断法によるフェライト結晶粒度判定方法を参照した。そして、（旧γ粒の圧延方向の平均長さ）／（旧γ粒の圧延方向に垂直な方向の平均長さ）をＺ面の旧γ粒アスペクト比として求め、１０視野のＺ面の旧γ粒アスペクト比の平均値を求めた。

［音響異方性の評価］
ＪＩＳ Ｚ３０６０に規定の通り、横波の振動方向を主圧延方向（Ｌ方向）に一致させたときの横波音速値Ｃ_ＳＬと、Ｌ方向に垂直な方向（Ｃ方向）に一致させたときの横波音速値Ｃ_ＳＣを測定し、横波音速比Ｃ_ＳＬ／Ｃ_ＳＣを求めた。そして、該音速比が１．０２以下の場合を音響異方性が小さいと評価した。

［衝撃特性（靭性）の評価］
各鋼板のｔ／４位置からＪＩＳ Ｚ ２２０２のＶノッチ試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ２２４２の方法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−２５℃以下の場合を靭性に優れると評価した。

［引張特性の評価］
各鋼板のｔ／４位置から、圧延方向に対して直角の方向にＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号試験片を採取して、ＪＩＳＺ ２２４１の方法で引張試験を行ない、降伏強度（ＹＳ）及び引張強度（ＴＳ）を測定した。そして、引張強度が５７０ＭＰａ以上のものを高張力であると評価した。これらの結果を表３、表４に併記する。

表１，３，４から次の様に考察することができる（尚、下記Ｎｏ．は、表３，表４中の実験Ｎｏ．を示す）。

Ｎｏ．１，４〜６，９，１２，１３，１５〜２８は、本発明で規定する成分組成のものを用い、規定の方法で圧延を行っているので、得られた鋼板は、音響異方性が小さく靭性にも優れると共に、引張特性も兼備している。

これに対し、Ｎｏ．２，３，７，８，１０，１１，１４，２９〜４１は、本発明の要件を満たしていないため、音響異方性が大きいか、靭性が劣っているか、または引張特性を具備していないといった不具合を有している。

Ｎｏ．２，３，７，８，１０，１１，１４は、本発明で規定する成分組成を満たしているが、規定の方法で製造しなかった例であり、このうちＮｏ．２，３，８は、Ｒ_ｆが規定範囲を超えているためアスペクト比が大きくなり、結果として音響異方性が大きくなっている。一方、Ｎｏ．７，１０，１１，１４は、Ｒ_ｆが規定範囲を下回っているため、得られた鋼板は靭性の劣るものとなった。

特に、Ｎｏ．６とＮｏ．８、Ｎｏ．７とＮｏ．９、Ｎｏ．１３とＮｏ．１４を対比すると、仕上圧延温度が同じ場合でも、本発明の方法で圧延を行うことによって、音響異方性が小さく靭性にも優れた鋼板をより確実に得られることがわかる。

またＮｏ．２９〜４１は、規定の方法で製造しているが、成分組成が本発明の規定範囲にないため靭性等を確保できていない。

Ｎｏ．２９、３０は、それぞれＣ量、Ｓｉ量が過剰であるため靭性に劣っている。Ｎｏ．３１はＭｎが不足しているため、ベイナイト組織を確保できず組織がフェライト主体となり強度を確保できていない。一方、Ｎｏ．３２は、Ｍｎ量が過剰であるため靭性が劣化している。

Ｎｏ．３３はＣｒが過剰に含まれているため、溶接割れ性に劣るものとなった。

Ｎｏ．３４は、規定量以上のＴｉを含有させているため、靭性に劣っている。Ｎｏ．３５は、Ｂ量が過剰であるため、得られた鋼板は靭性に劣っており、また溶接割れ性にも劣る。

Ｎｏ．３６は、Ｍｏ量が過剰であり、Ｎｏ．３７はＶ量が過剰であり、またＮｏ．３８はＣｕ量が過剰であるため、いずれも靭性に劣っている。

Ｎｏ．３９は、Ｎｉ量が過剰であるため、製造過程でスケール疵が多くなった。Ｎｏ．４０は、Ｎｂ量が過剰であるため、得られた鋼板は靭性に劣っている。またＮｏ．４１は、Ｃａを過剰に含んでいるため、靭性に劣る結果となった。

Ｚ面の旧γ粒アスペクト比と、音響異方性（横波音速比：Ｃ_ＳＬ／Ｃ_ＳＣ）および靭性［破面遷移温度：ｖＴｒｓ（℃）］との関係を示したグラフである。 最終パス圧延後のＲ_ｎ（Ｒ_ｆ）とＺ面の旧γ粒アスペクト比との関係を示したグラフである。

Claims (7)

1. 質量％で（以下同じ）、
   Ｃ ：０．０１〜０．０８％、
   Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
   Ｍｎ：０．５〜２．５％、
   Ａｌ：０．０１〜０．０７％、
   Ｎ ：０．００２０〜０．００８０％
   を含み、残部鉄および不可避不純物よりなる鋼材を使用し、加熱後、多パス圧延を行って鋼板を製造するにあたり、下記式（１）により求めた最終パス圧延後のＲ_ｎ（Ｒ_ｆ）が０．０７〜０．３２となるように圧延を終えた後、空冷または加速冷却することを特徴とする音響異方性が小さく母材靭性に優れた高張力鋼板の製造方法。
   Ｒ_ｎ＝Ａ_ｎ×（Ｅ_ｎ＋Ｒ_ｎ−１） …（１）
   上記式（１）において、
   Ｒ_ｎ：圧延ｎパス目のγ粒変形度
   （Ｒ_０＝０とする。）
   Ａ_ｎ＝ＥＸＰ｛−９０×ＥＸＰ［（１２×Ｔ_ｎ−２１０００）／Ｔ_ｎ］×ｔ_ｎ ^0.7｝
   …（２）
   Ｅ_ｎ＝１．５×ｅ_ｎ−０．０００４×Ｈ０_ｎ …（３）
   （Ｅ_ｎが負の値になった時はＥ_ｎ＝０とする。）
   上記式（２）（３）において、
   Ｔ_ｎ＝ＴＨ_ｎ＋Ｈ０_ｎ／２
   ｔ_ｎ：圧延ｎパス目の圧延時間（ｓ）
   （前パスが終わってから今回のパスが終わるまでの時間）
   ｅ_ｎ＝（Ｈ０_ｎ−ＨＩ_ｎ）／Ｈ０_ｎ
   ここで、
   ＴＨ_ｎ：圧延ｎパス目の板表面の絶対温度（Ｋ）
   Ｈ０_ｎ：圧延ｎパス目の圧延前の板厚（ｍｍ）
   ＨＩ_ｎ：圧延ｎパス目の圧延後の板厚（ｍｍ）
2. 上記鋼材として、更にＣｒ：２．０％以下（０％を含まない）を含むものを用いる請求項１に記載の製造方法。
3. 上記鋼材として、更に、
   Ｔｉ：０．０３％以下（０％を含まない）および／または
   Ｂ：０．００３０％以下（０％を含まない）
   を含むものを用いる請求項１または２に記載の製造方法。
4. 上記鋼材として、更に、Ｎｂ：０．０２５％以下（０％を含まない）を含むものを用いる請求項１〜３のいずれかに記載の製造方法。
5. 上記鋼材として、更に、
   Ｍｏ：１．０％以下、
   Ｖ ：０．０５％以下、
   Ｃｕ：３．０％以下、および
   Ｎｉ：３．０％以下
   よりなる群から選択される１種以上を含むものを用いる請求項１〜４のいずれかに記載の製造方法。
6. 上記鋼材として、更に、
   Ｚｒ：０．０００５〜０．００５％、
   Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、
   Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、および
   ＲＥＭ：０．０００３〜０．００３％
   よりなる群から選択される１種以上を含むものを用いる請求項１〜５のいずれかに記載の製造方法。
7. 前記請求項１〜６のいずれかに記載の製造方法によって得られる鋼板であって、板厚方向と直行する断面における旧オーステナイト結晶粒のアスペクト比が１．５〜３．２であることを特徴とする音響異方性が小さく母材靭性に優れた高張力鋼板。

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