JP2008231474A

JP2008231474A - 熱延鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP2008231474A
Application number: JP2007069965A
Authority: JP
Inventors: Yoshiori Kono; 佳織河野; Masayuki Wakita; 昌幸脇田; Masahiro Fukushima; 傑浩福島; Manabu Eto; 学江藤; Tamotsu Sasaki; 保佐々木
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2007-03-19
Filing date: 2007-03-19
Publication date: 2008-10-02
Anticipated expiration: 2027-03-19
Also published as: JP5377832B2

Abstract

【課題】低温域大圧下圧延せずに、引張強度が５８０ＭＰａを超える高強度化を実現できるとともに、靱性、なかでも上部棚エネルギーが大きく破壊靱性にも優れた、高強度と高靱性を兼ね備えた高強度熱延鋼板の提供。
【解決手段】フェライトを主相とする熱延鋼板であって、鋼板表面から１００μｍの深さ位置におけるフェライトの平均粒径が１．００μｍ未満であり、前記位置におけるフェライト中の平均転位密度が７×１０¹²／ｍ²以下であることまたは／および前記位置における大傾角粒界で囲まれたフェライトの結晶粒および結晶粒の集合体の平均アスペクト比が２．０以下である熱延鋼板。
【選択図】なし

Description

本発明は、熱延鋼板およびその製造方法に関し、詳しくは、自動車や産業機械などに用いられる高強度部材用の素材として好適な熱延鋼板およびその製造方法に関する。

鉄鋼材料の結晶粒を細かくすることにより強度が上昇することはＨａｌｌ−Ｐｅｔｃｈの法則として古くから知られている。

合金元素の添加によらずに鉄鋼材料の強度を高めるには、結晶粒の微細化が最も優れた手段と考えられる。これは、合金元素の低減や省略、さらにはリサイクル性の向上が期待できるからである。

なお、析出強化、転位強化や変態強化など、他の強化手段では、必然的に靱性の低下を伴うが、結晶粒微細化強化の場合には、強化とともに靱性を向上させる効果が期待できるため、結晶粒の微細な高張力鋼やその製造方法が数多く提案されている。

従来の細粒化手段としては、例えば、特許文献１〜３などに代表される大圧下圧延法が挙げられる。

すなわち、特許文献１に、Ａｒ₃変態点近傍のオーステナイト域よりなる温度域において合計圧下率８０％以上の圧延を行い、圧延によりフェライト変態を誘起させることにより微細なフェライト組織を生成させることを特徴とする「極細粒熱延鋼板の製造方法」が開示されている。この特許文献１で提案された技術によると、通常の炭素鋼を基本とする成分の鋼である単純組成鋼で、平均粒径５μｍ未満の細粒組織が実現している。

また、特許文献２に、「フェライト＋マルテンサイト」または「フェライト＋ベイナイト」の複相鋼について、フェライト粒の平均結晶粒径を３μｍ以下にすることにより低温靱性の向上を達成した技術が開示されている。この特許文献２で提案された技術は、フェライト粒の細粒化を、フェライト域圧延によるフェライトの回復、再結晶現象を利用して行なうため、最終圧延を７５０〜６００℃という低温域で、大きな累積歪を与えて行うものであり、シャルピー衝撃試験での５０％破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が−１１０〜−１４７℃である鋼材が得られている。

さらに、特許文献３に、最終圧延を５５０℃〜Ａｃ₁点の温度域で、総歪量を１〜１０の範囲で行なうという、低温の過冷オーステナイト域で大圧下を加えることにより低温靱性の向上を達成した技術が開示されている。この特許文献３で提案された技術によると、粒径１．４μｍ以下のフェライト粒からなる細粒組織が実現し、上記ｖＴｒｓが−１９６℃を下回る低温靱性を有する鋼材が得られている。

上記特許文献１〜３で提案された技術における微細化機構は、低温で過冷オーステナイト粒（以下、オーステナイトを「γ」ともいう。）またはフェライト粒（以下、フェライトを「α」ともいう。）に大圧下を加えることにより、γ→α歪誘起変態またはαの再結晶を促進させることを要点とするものである。

しかしながら、低温域で大圧下を加えることは、一般的な圧延ミルでは実現し難いという製造上の制約がある。

さらに、低温域で大圧下を加えることにより作製した細粒材料では、例えば、非特許文献１に記載されているように、結晶粒の細粒化によりｖＴｒｓは低温側に移動するものの、上部棚エネルギーが低下するという問題が生じる。

すなわち、非特許文献１には、粒径が３μｍ以下になると、セパレーションの発現により上部棚エネルギーが低下することが示されており、扁平粒の生成や特異な集合組織、具体的には、板面に発達した｛１００｝および｛１１１｝集合組織が、セパレーション発現の助長要因であることが示されている。なお、上部棚エネルギーが低い材料は、延性破壊域においても破壊靱性が保障されないため、構造材料としての適用範囲が制限されてしまう。

特許文献４に、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖなどの析出物生成元素を含有する鋼に、所定のγ→α変態、α→γ逆変態を繰り返すことにより、シャルピー試験でセパレーションが発生せず、上部棚エネルギーが低下しない１．２〜３．１μｍの粒径の細粒組織を有する鋼の製造方法が開示されている。しかしながら、この特許文献４で提案された技術によって細粒組織を得るためには、ＮｂやＴｉなど、いわゆる「マイクロアロイ」の添加が必須である。

特開昭５８−１２３８２３号公報特開平１０−１６８５４２号公報特開２００１−２３４２４２号公報特開２００２−３３２５２１号公報粟飯原周二：「結晶粒超微細粒化鋼の諸特性と応用」、第１７７・１７８回西山記念技術講座結晶粒超微細化技術の進歩−鉄鋼の新しい可能性を開くＡｄｖａｎｃｅｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ−、（２００２）、ｐ．１６１、社団法人日本鉄鋼協会

上記のように従来の結晶粒細粒化技術は、低温大圧下圧延のような一般の圧延ミルでは実現が難しいプロセスによるものや、ＮｂやＴｉの炭窒化物といったピンニング粒子の析出を必要とするものである。こうした従来の細粒化手法を採れば、いずれの場合にも、強度の上昇やシャルピー衝撃試験での５０％破面遷移温度（以下、「ｖＴｒｓ」という。）の低温化は可能である。しかしながら、上部棚エネルギーの向上には寄与しないので、破壊靱性に優れた細粒材料を提供することは不可能であった。

そこで、本発明の目的は、低温域での大圧下圧延を行わずに結晶粒を微細化し、引張強度が５８０ＭＰａを超える高強度化を実現できるとともに、靱性、なかでも上部棚エネルギーが大きく破壊靱性にも優れた、高強度と高靱性を兼ね備えた高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供することである。

本発明の別の目的は、マイクロアロイを含まない単純組成である、いわゆる「Ｃ−Ｍｎ鋼」を用いて、低温域での大圧下圧延を行わずに結晶粒を微細化し、引張強度が５８０ＭＰａを超える高強度化を実現できるとともに、靱性、なかでも上部棚エネルギーが大きく破壊靱性にも優れた、高強度と高靱性を兼ね備えた高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供することである。

本発明の要旨は、下記（１）〜（４）に示す熱延鋼板および（５）に示す熱延鋼板の製造方法にある。

（１）フェライトを主相とする熱延鋼板であって、鋼板表面から１００μｍの深さ位置におけるフェライトの平均粒径が１．００μｍ未満であり、前記位置におけるフェライト中の平均転位密度が７×１０¹²／ｍ²以下であることを特徴とする熱延鋼板。

（２）フェライトを主相とする熱延鋼板であって、鋼板表面から１００μｍの深さ位置におけるフェライトの平均粒径が１．００μｍ未満であり、前記位置における大傾角粒界で囲まれたフェライトの結晶粒および結晶粒の集合体の平均アスペクト比が２．０以下であることを特徴とする熱延鋼板。

（３）フェライトを主相とする熱延鋼板であって、鋼板表面から１００μｍの深さ位置におけるフェライトの平均粒径が１．００μｍ未満であり、前記位置におけるフェライト中の平均転位密度が７×１０¹²／ｍ²以下で、かつ、前記位置における大傾角粒界で囲まれたフェライトの結晶粒および結晶粒の集合体の平均アスペクト比が２．０以下であることを特徴とする熱延鋼板。

（４）質量％で、
Ｃ：０．１〜０．２％、
Ｍｎ：０．５〜１．０％、
Ｓｉ：０．３％以下、および
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％以下、
を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有することを特徴とする上記（１）から（３）までのいずれかに記載の熱延鋼板。

（５）質量％で、
Ｃ：０．１〜０．２％、
Ｍｎ：０．５〜１．０％、
Ｓｉ：０．３％以下、および
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％以下、
を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋼塊または鋼片に、Ａｅ₃変態点±５０℃の温度範囲で圧延を完了する熱間圧延を施した後、前記圧延の完了後０．３秒以内に冷却を開始して６００℃／ｓ以上の平均冷却速度で７００〜５５０℃の温度域まで冷却を行い、前記温度域でフェライト変態させることを特徴とする上記（４）に記載の熱延鋼板の製造方法。

なお、主相とは、組織に占める割合が７０％以上である相を指す。組織に占める主相の割合は１００％であっても構わない。

また、フェライトの粒径は、圧延方向に平行な断面における粒径とし、大傾角粒界とは、粒界間の方位差が１５°以上である粒界と定義する。

結晶粒の集合体とは、いわゆる「コロニー」を指し、結晶粒および結晶粒の集合体のアスペクト比とは、圧延方向に平行な断面におけるそれぞれの長径と短径の比、つまり「長径／短径」を指す。また、結晶粒および結晶粒の集合体の平均アスペクト比とは、結晶粒および結晶粒の集合体について求めたアスペクト比の和を、結晶粒および結晶粒の集合体を合わせた総数で除した値と定義する。

また、温度および冷却速度は、対象となる熱延鋼板の表面における温度と冷却速度を指す。

以下、上記（１）〜（４）に示す熱延鋼板に係る発明および（５）に示す熱延鋼板の製造方法に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」〜「本発明（５）」という。また、総称して「本発明」ということがある。

本発明の熱延鋼板は、引張強度が５８０ＭＰａを超える高強度を有するとともに、靱性、なかでも上部棚エネルギーが大きく破壊靱性にも優れているので、自動車や産業機械などに用いる高強度部材に適用して、その安全性を一段と高めることが可能になるなど、産業上、極めて有用である。さらに、鋼の合金元素を極力低減しつつ、高強度化と高靱化を両立できることから、経済性およびリサイクル性の観点でも多大なメリットを有する。この熱延鋼板は、本発明の方法によって製造することができる。

以下、本発明の要件である組織、化学組成および製造条件を前記のごとく限定した理由について、その作用とともに詳しく説明する。

（Ａ）組織：
（Ａ−１）フェライト粒径：
本発明に係る熱延鋼板は、フェライトを主相とするものである。このため、その強度と靱性はフェライトの粒径に支配される。そして、鋼板表面から１００μｍの深さ位置におけるフェライトの平均粒径が１．００μｍ以上になると、所望の５８０ＭＰａ以上の高強度が得られなくなる。しかも、ｖＴｒｓが高温側に移動して靱性も低下してしまう。

上記のことから、本発明（１）〜本発明（３）においては、鋼板表面から１００μｍの深さ位置におけるフェライトの平均粒径を１．００μｍ未満と規定した。

前記位置におけるフェライトの平均粒径の下限は、延性確保の観点から０．５０μｍであることが望ましい。

なお、既に述べたように、主相とは、組織に占める割合が７０％以上である相を指す。また、フェライトの粒径は、圧延方向に平行な断面における粒径を指す。

（Ａ−２）フェライト中の転位密度：
フェライト中に転位を多く含む場合には、靱性は低下してしまう。

フェライト中の転位密度が増加する要因としては、
〔１〕フェライト域またはフェライトとオーステナイトの２相域での圧延加工、
〔２〕低温の過冷オーステナイト域で圧延加工が加えられることによるγ→α歪誘起変態の発生、
の２点が挙げられる。

これに対して、本発明者らの詳細な検討によって、高温のオーステナイト域で圧延し、その後、冷却時に静的変態により形成されたフェライト粒における転位密度は極めて低く、しかも、そのような転位密度の極めて低いフェライトからなる組織は、靱性の向上、なかでも、シャルピー衝撃試験による上部棚エネルギーの向上に寄与することが初めて明らかになった。

すなわち、鋼板表面から１００μｍの深さ位置におけるフェライトの平均粒径が１．００μｍ未満であっても、そのフェライト中の平均転位密度が７×１０¹²／ｍ²を超える場合の上部棚エネルギーは、同一の化学組成からなる、例えば、前記位置でのフェライトの平均粒径が５μｍ以上の粗粒鋼と同程度かそれ以下であって、細粒組織のメリットが得られない。

しかしながら、前記位置での平均粒径１．００μｍ未満のフェライト中の平均転位密度が７×１０¹²／ｍ²以下の場合には、上部棚エネルギーが増大して靱性、なかでも破壊靱性が向上する。

したがって、本発明（１）および本発明（３）においては、前記位置における平均粒径１．００μｍ未満のフェライト中の平均転位密度を７×１０¹²／ｍ²以下と規定した。

前記平均粒径１．００μｍ未満のフェライト中の平均転位密度の下限は、低ければ低いほど好ましいので特に規定する必要はないが、焼鈍後の鉄鋼材料の転位密度が通常１×１０¹⁰／ｍ²前後であることから、１×１０¹⁰／ｍ²とすることが望ましい。

（Ａ−３）フェライトの形態と粒界の性状：
等方的なフェライト粒からなる組織においては上部棚エネルギーが高い値を示すのに対し、扁平なフェライト粒を含む組織においては上部棚エネルギーが低下する。

そこで、本発明者らは上記の上部棚エネルギーを支配する要因について詳細な検討を行った。

その結果、上部棚エネルギーを支配する組織の単位が、大傾角粒界、つまり、粒界間の方位差が１５°以上の粒界で囲まれたフェライトの結晶粒および結晶粒の集合体（以下、単に「コロニー」ともいう。）であること、すなわち、大傾角粒界に囲まれたフェライトの結晶粒およびコロニーは衝撃試験による最小破面単位になること、一方、粒界間の方位差が１５°未満である小傾角粒界に囲まれたフェライトは衝撃亀裂に対する障害にならないことが初めて明らかになった。

そして、鋼板表面から１００μｍの深さ位置におけるフェライトの平均粒径が１．００μｍ未満であっても、前記位置における大傾角粒界で囲まれたフェライトの結晶粒およびコロニーの平均アスペクト比が２．０を超える場合の上部棚エネルギーは、同一の化学組成からなる、例えば、前記位置でのフェライトの平均粒径が５μｍ以上の粗粒鋼と同程度かそれ以下であって、細粒組織のメリットが得られない。

しかしながら、前記位置でのフェライトの平均粒径が１．００μｍ未満であって、しかも、前記位置における大傾角粒界で囲まれたフェライトの結晶粒およびコロニーの平均アスペクト比が２．０以下の場合には、上部棚エネルギーが増大して靱性、なかでも破壊靱性が向上する。

したがって、本発明（２）および本発明（３）においては、前記位置における大傾角粒界で囲まれた結晶粒およびコロニーの平均アスペクト比を２．０以下と規定した。

前記位置における大傾角粒界で囲まれたフェライトの結晶粒およびコロニーの平均アスペクト比の下限は、特に規定する必要はないので、完全な等軸形状である１とする。

（Ｂ）化学組成：
従来、化学組成面からの細粒化は、ＴｉやＮｂなどのいわゆる「マイクロアロイ」を添加することによって、ＴｉやＮｂなどの炭窒化物を析出させ、これらのピンニング作用を利用する方法が採用されてきた。しかしながら、ＴｉやＮｂの炭窒化物に代表される微細な析出物は靱性を劣化させる。

このため、本発明に係る熱延鋼板は、単純組成のいわゆる「Ｃ−Ｍｎ鋼」を素材とするものである。

以下、化学組成の限定理由について説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

Ｃ：０．１〜０．２％
Ｃは、鋼の強度を効果的に上げるとともに、オーステナイト／フェライト変態を支配する重要な元素である。さらに、Ａｅ₃変態点を低下させ結晶粒の微細化に寄与する。しかしながら、その含有量が０．１％未満では、目的とするフェライト粒径および強度が得られない。一方、Ｃの含有量が０．２％を超えると、過剰なセメンタイトやパーライトが形成され、靱性の低下をきたす。したがって、Ｃの含有量を、０．１〜０．２％とした。なお、Ｃ含有量の望ましい範囲は０．１３〜０．１７％である。

Ｍｎ：０．５〜１．０％
Ｍｎは、Ａｅ₃変態点を低下させ、結晶粒の微細化に寄与する。さらに、フェライト中に固溶したＭｎは鋼の強度を上げる作用を有する。しかしながら、Ｍｎの含有量が０．５％未満では、目的とするフェライト粒径および強度が得られない。一方、Ｍｎの含有量が１．０％を超えると、フェライト主体の組織を得難くなって、靱性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量を、０．５〜１．０％とした。

Ｓｉ：０．３％以下
Ｓｉは、鋼中に不純物として含有されることがある元素であり、過剰に含有すれば靱性に悪影響を及ぼすばかりかＡｅ₃変態点を上昇させるので粗粒化につながり、特に、その含有量が０．３％を超えると、靱性の低下とＡｅ₃変態点の上昇に伴う粗粒化が著しくなる。したがって、Ｓｉの含有量を０．３％以下とした。なお、Ｓｉには、脱酸作用や固溶強化元素として強度を高める作用があるので、鋼の清浄度の向上や強度向上を目的として必要に応じて添加することができる。前記の効果を得たい場合には、Ｓｉの含有量は０．１〜０．３％とすることが望ましい。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％以下
Ａｌも、鋼中に不純物として含有されることがある元素であり、過剰に含有すれば酸化物などの介在物を形成して靱性の低下を招き、特に、その含有量がｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）で０．０５％を超えると、靱性の低下が著しくなる。したがって、Ａｌのｓｏｌ．Ａｌでの含有量を０．０５％以下とした。なお、Ａｌには脱酸作用があるので、必要に応じて添加することができる。前記の効果を確実に得たい場合には、Ａｌのｓｏｌ．Ａｌでの含有量は０．００５〜０．０５％とすることが望ましい。

上記の理由から、本発明（４）に係る熱延鋼板の化学組成は、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉおよびｓｏｌ．Ａｌを上述した範囲で含有し、残部はＦｅおよび不純物からなることとした。

また、本発明（５）に係る熱延鋼板の製造方法においては、上記の量のＣ、Ｍｎ、Ｓｉおよびｓｏｌ．Ａｌを含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる鋼塊または鋼片を用いることとした。

（Ｃ）製造方法：
本発明（４）に係る熱延鋼板は、前記（Ｂ）項に記載の化学組成を有する鋼塊または鋼片に、「Ａｅ₃変態点±５０℃の温度範囲で圧延を完了する熱間圧延を施した後、前記圧延の完了後０．３秒以内に冷却を開始して６００℃／ｓ以上の平均冷却速度で７００〜５５０℃の温度域まで冷却を行い、前記温度域でフェライト変態させる」ことを特徴とする前記本発明（５）によって、製造することができる。

先ず、熱間圧延に際して、圧延完了温度が「Ａｅ₃変態点＋５０℃」を超える場合には、細粒組織が得られない。一方、圧延完了温度が「Ａｅ₃変態点−５０℃」を下回る場合には、圧延中にフェライト変態した粒がさらに圧延されることにより不均一な組織となってしまう。したがって、熱間圧延は、Ａｅ₃変態点±５０℃の温度範囲で圧延を完了することと規定した。

次に、少なくとも鋼板表面から１００μｍの深さ位置において、平均粒径が１．００μｍ未満のフェライトを得るためには、加工オーステナイトからフェライト変態させる必要があるが、上述の熱間圧延完了後、冷却開始までの時間が０．３秒を超えると、オーステナイトが回復・再結晶を開始してしまう。

そして、回復・再結晶したオーステナイトを母相とするフェライトは、平均粒径が１．００μｍ未満の微細なものにはなることはない。したがって、前記圧延の完了後０．３秒以内に冷却を開始することと規定した。

なお、平均冷却速度が６００℃／ｓ未満では、冷却中にオーステナイトの回復が生じて、平均粒径が１．００μｍ未満の微細なフェライトが得られない。したがって、上記圧延の完了後０．３秒以内に冷却を開始する場合における平均冷却速度を６００℃／ｓ以上とした。

前記平均冷却速度の上限は、冷却設備の制約から２０００℃／ｓである。

さらに、フェライト変態させるために、上記６００℃／ｓ以上の平均冷却速度での冷却は７００〜５５０℃の温度範囲で停止させるものとする。すなわち、前記冷却の停止温度が５５０℃未満の場合にはフェライトを主相とする組織が得られない。一方、前記冷却の停止温度が７００℃を超えると、フェライト粒が成長して、平均粒径が１．００μｍ未満の細粒組織が得られない。したがって、６００℃／ｓ以上の平均冷却速度で７００〜５５０℃の温度域まで冷却を行い、前記温度域でフェライト変態させることと規定した。なお、６００℃／ｓ以上の平均冷却速度で６５０〜６００℃の温度域まで冷却を行い、前記温度域でフェライト変態させることが望ましい。

上述のフェライト変態を生じさせた後の冷却は、特に規定するものではなく、例えば、大気中放冷、強制空冷、ミスト冷却や水冷などから適宜選択して決定すればよい。

なお、既に述べたように、温度および冷却速度は、対象となる熱延鋼板の表面における温度と冷却速度を指す。

以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。

表１に示す化学組成を有する鋼Ａおよび鋼Ｂからなる厚さ３５ｍｍ、幅１００〜２００ｍｍ、長さ５０〜１００ｍｍのスラブを、炉内雰囲気温度が１０００℃の加熱炉中で１時間保持した後、３パスの粗圧延を経て３パスの仕上圧延を施し、厚さ１．２〜２．１ｍｍの鋼板を製造した。表１には、２つの鋼のＡｅ₃変態点を併せて示した。

なお、表１中の鋼Ａは、化学組成が本発明（４）及び本発明（５）で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼Ｂは、ＮｂとＴｉを含有する析出強化鋼であり、化学組成が本発明（４）及び本発明（５）で規定する条件から外れた鋼である。

表２に、鋼板を製造した熱間圧延条件および熱間圧延完了後の冷却条件の詳細を示す。なお、表２に示した冷却停止後は、大気中での放冷とした。

上記のようにして得た各鋼板の組織的特徴を次のようにして調査した。

すなわち、各鋼板の圧延方向に平行な断面について、表面から１００μｍの深さ位置、表面から板厚１／４の深さ位置および板厚中心部の各部位を走査型電子顕微鏡（以下、「ＳＥＭ」という。）を用いて倍率を３０００倍として観察撮影を行い、得られたＳＥＭ像からいわゆる「切片法」によってフェライトの粒径を算出し、これから平均粒径を求めた。

また、鋼板の圧延方向に平行な断面について、表面から１００μｍの深さ位置から薄膜試料を採取し、透過型電子顕微鏡（以下、「ＴＥＭ」という。）を用いて倍率を４００００倍として明視野の観察撮影を行い、得られたＴＥＭ像から任意の直線と転位線との交切点の数（Ｎ）を測定し、次に示す式によってフェライト中の転位密度（ρ）を算出し、これから平均転位密度を求めた。

ρ＝２Ｎ／Ｌｔ。
ただし、Ｌ：任意の直線の長さ、
ｔ：膜厚。

なお、フェライト中に転位コントラストが認められない場合、その平均転位密度は、１×１０¹²／ｍ²未満と判定した。

また、高分解能電界放出型走査顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）を用いて、鋼板の圧延方向に平行な断面について、表面から１００μｍの深さ位置をＥＢＳＰ（ＥｌｅｃｔｒｏｎＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒｉｎｇＰａｔｔｅｒｎ）法を用いて結晶方位解析し、大傾角粒界の比率を求めた。なお既に述べたように、大傾角粒界とは、粒界間の方位差が１５°以上である粒界を指す。

さらに、各鋼板の圧延方向に平行な断面について、表面から１００μｍの深さ位置における大傾角粒界で囲まれたフェライトの結晶粒および結晶粒の集合体の長径と短径を測定して、アスペクト比、つまり「長径／短径」を算出し、これから平均アスペクト比を求めた。なお、既に述べたように、結晶粒および結晶粒の集合体の平均アスペクト比とは、結晶粒および結晶粒の集合体について求めたアスペクト比の和を、結晶粒および結晶粒の集合体を合わせた総数で除した値をいう。

表３に、上記のようにして調査した鋼板の組織的特徴をまとめて示す。なお、表面から板厚１／４の深さ位置は、表３においては「１／４ｔの深さ位置」と表記した。また、表３において「−」で示したものは調査しなかったことを意味する。

各鋼板の機械的性質は次のようにして調査した。

すなわち、上記のようにして得た各鋼板から圧延方向に平行に、ＪＩＳＺ２２０１（１９９８）に記載の５号試験片を採取し、室温大気中で、０．１７ｍｍ／秒の引張速度で引張試験を行ない、下降伏応力（ＬＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、一様伸び（ＵＥＬ）および全伸び（ＥＬ）を測定した。

また、各鋼板について、圧延方向に垂直に２ｍｍＶノッチ加工を施した後、板厚に応じて５〜９枚を１セットとして積層の総厚み、すなわち試験片の幅が１０ｍｍになるように積層する鋼板の１枚を研削して調整し、これを１セットとしてボルトで固定してシャルピー衝撃試験用の試験片を作製し、シャルピー衝撃試験に供した。そして、５０％破面遷移温度（ｖＴｒｓ）、−１００℃での吸収エネルギー（ｖＥ_-100）、０℃での吸収エネルギー（ｖＥ₀）および２０℃での吸収エネルギー（ｖＥ₂₀）を測定した。

表４に、上記の各試験結果をまとめて示す。

表４から、本発明例の試験番号１〜４の鋼板の場合、表３に示すように、表面から１００μｍの深さ位置におけるフェライトの平均粒径は０．８４〜０．９５μｍといずれも極めて微細で、しかも、前記位置におけるフェライト中の平均転位密度が７×１０¹²／ｍ²以下の規定または／および前記位置における大傾角粒界で囲まれたフェライトの結晶粒および結晶粒の集合体の平均アスペクト比が２．０以下の規定を満たすものであるため、マイクロアロイを含まない単純組成のいわゆる「Ｃ−Ｍｎ鋼」であっても、ＬＹＳは５８８ＭＰａを超え、また、ＴＳも５９８ＭＰａを超える高強度が得られており、ＴＳが５８０ＭＰａを超えるという高強度化の目標が達成されていることが明らかである。

また、上記試験番号１〜４の鋼板のシャルピー衝撃試験によるｖＴｒｓはいずれも−１９６℃を下回っており、極めて良好な低温靱性を有していることも明らかである。

さらに、上記試験番号１〜４の鋼板は、上述のように、フェライト中の平均転位密度が低いので、または、フェライト粒界のうち９０％を超えるものが大傾角粒界であって、大傾角粒界で囲まれた結晶粒およびコロニーの平均アスペクト比が２．０以下という等方的な形態を有しているので、同じ鋼Ａを用いたフェライト粒径が粗大な試験番号６および試験番号７の鋼板に比べて上部棚エネルギーが大きく、例えば室温のような高い温度での破壊靱性が良好になる。

これに対して比較例の試験番号５の鋼板の場合、表面から１００μｍの深さ位置におけるフェライトの平均粒径は０．７５μｍと極めて微細である。したがって、引張特性およびシャルピー衝撃試験によるｖＴｒｓは良好である。しかしながら、前記位置におけるフェライト中の平均転位密度が７×１０¹²／ｍ²以下という規定および前記位置における大傾角粒界で囲まれたフェライトの結晶粒および結晶粒の集合体の平均アスペクト比が２．０以下という規定のいずれをも満たさないものである。このため、シャルピー衝撃試験における上部棚エネルギーは同じ鋼Ａを用いたフェライト粒径が粗大な試験番号６および試験番号７の鋼板のそれよりも低くなっており、破壊靱性の観点で劣るものであることがわかる。

また、試験番号６および試験番号７の鋼板の場合、表面から１００μｍの深さ位置におけるフェライトの平均粒径はそれぞれ、４．８μｍおよび５．２μｍと粗大である。このため、ＴＳはそれぞれ、４８１．６ＭＰａおよび４６４．８ＭＰａであって、ＴＳが５８０ＭＰａを超えるという高強度化の目標が達成されていない。加えて、シャルピー衝撃特性も特許文献１などで提案された従来の鋼板と同程度のものでしかない。

試験番号８の鋼板の場合、鋼ＢがＮｂとＴｉを含有する析出強化鋼であることに加えて、表面から１００μｍの深さ位置におけるフェライトの平均粒径が０．８２μｍであるので、析出強化と細粒化との相乗効果により高い強度が得られている。しかしながら、表面から１００μｍの深さ位置におけるフェライト中の平均転位密度が７×１０¹²／ｍ²以下という規定および前記位置における大傾角粒界で囲まれたフェライトの結晶粒および結晶粒の集合体の平均アスペクト比が２．０以下という規定のいずれをも満たさないものである。このため、シャルピー衝撃試験における上部棚エネルギーは４８Ｊと低く、破壊靱性の観点で劣るものである。

Claims

フェライトを主相とする熱延鋼板であって、鋼板表面から１００μｍの深さ位置におけるフェライトの平均粒径が１．００μｍ未満であり、前記位置におけるフェライト中の平均転位密度が７×１０¹²／ｍ²以下であることを特徴とする熱延鋼板。
フェライトを主相とする熱延鋼板であって、鋼板表面から１００μｍの深さ位置におけるフェライトの平均粒径が１．００μｍ未満であり、前記位置における大傾角粒界で囲まれたフェライトの結晶粒および結晶粒の集合体の平均アスペクト比が２．０以下であることを特徴とする熱延鋼板。
フェライトを主相とする熱延鋼板であって、鋼板表面から１００μｍの深さ位置におけるフェライトの平均粒径が１．００μｍ未満であり、前記位置におけるフェライト中の平均転位密度が７×１０¹²／ｍ²以下で、かつ、前記位置における大傾角粒界で囲まれたフェライトの結晶粒および結晶粒の集合体の平均アスペクト比が２．０以下であることを特徴とする熱延鋼板。
質量％で、
Ｃ：０．１〜０．２％、
Ｍｎ：０．５〜１．０％、
Ｓｉ：０．３％以下、および
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％以下、
を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有することを特徴とする請求項１から３までのいずれかに記載の熱延鋼板。
質量％で、
Ｃ：０．１〜０．２％、
Ｍｎ：０．５〜１．０％、
Ｓｉ：０．３％以下、および
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％以下、
を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋼塊または鋼片に、Ａｅ₃変態点±５０℃の温度範囲で圧延を完了する熱間圧延を施した後、前記圧延の完了後０．３秒以内に冷却を開始して６００℃／ｓ以上の平均冷却速度で７００〜５５０℃の温度域まで冷却を行い、前記温度域でフェライト変態させることを特徴とする請求項４に記載の熱延鋼板の製造方法。