JP2008285703A - Ｈａｚ靱性に優れた高強度低降伏比鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】これまで以上に高強度で優れたＨＡＺ靱性および低降伏比を示すことができる鋼板を、オンライン水冷方式による製造方法で複合組織化が可能な製造方法を提供する。
【解決手段】化学成分を適切に調整したスラブを、１０００〜１１５０℃の温度に加熱して熱間圧延を施し、熱間圧延後に鋼板表面温度を３００℃以下まで冷却する際に、鋼板表面から深さｔ／４（ｔは熱間圧延後の鋼板の板厚を表す、以下同じ）の温度が８００℃〜４００℃である範囲で、鋼板表面から深さｔ／４とｔ／２との間の冷却速度差を２０〜５０％とする。
【選択図】図１
【解決手段】化学成分を適切に調整したスラブを、１０００〜１１５０℃の温度に加熱して熱間圧延を施し、熱間圧延後に鋼板表面温度を３００℃以下まで冷却する際に、鋼板表面から深さｔ／４（ｔは熱間圧延後の鋼板の板厚を表す、以下同じ）の温度が８００℃〜４００℃である範囲で、鋼板表面から深さｔ／４とｔ／２との間の冷却速度差を２０〜５０％とする。
【選択図】図１
Description
本発明は、船舶、建築物、橋梁などの溶接構造物に適用される鋼板の製造方法に関し、特に耐震性の観点から、低降伏比特性が要求される鋼材のうち、大入熱溶接が施工される高強度構造用鋼板の製造方法に関するものである。
船舶、建築物、橋梁等に適用される鋼材は、溶接施工が施されて溶接構造物とされるのが一般的である。近年、上記各種溶接構造物の大型化に伴い、使用される鋼材は厚肉、高強度化へのニーズが高まっており、また建築構造物の耐震性の観点から、降伏比［（降伏点／引張強さ）×１００（％）］が小さいこと（即ち、塑性変形能が高いこと）も要求されている（例えば、建築用途の場合、８０％以下）。
一方でコスト面では安価な鋼材で且つ溶接施工効率を改善するという観点から、例えば溶接入熱量が４０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接が指向される状況である。しかしながら、大入熱溶接を行うと、鋼材が高温のオーステナイト領域まで加熱されてから徐冷されるので、特に熱影響部（以下、単に「ＨＡＺ」と呼ぶことがある）の組織が粗大化し、その部分の靭性が劣化しやすいという問題がある。こうしたＨＡＺにおける靭性（以下、「ＨＡＺ靭性」と呼ぶことがある）を良好に確保することが、永年の課題となっている。
前記のような要求に対して、これまで様々な技術が提案されている。例えば特許文献１には、大入熱ＨＡＺ靱性に優れた非調質高強度厚鋼板の製造方法において、鋼素材を１０００〜１３００℃の範囲に加熱し、圧延終了温度がＡｒ3変態点以上となる熱間圧延を施した後、１〜２０℃／秒の平均冷却速度で６００℃以下の温度まで冷却するという技術が開示されている。
また特許文献２には、厚肉低降伏比高張力鋼板の製造方法において、スラブを１０００〜１３００℃に加熱し、熱間圧延した後、５００℃以下の温度まで水冷により加速冷却して、板厚４０ｍｍ以上の厚肉高張力鋼板を製造するにあたり、加速冷却時の板厚方向ｔ／４位置と板厚方向ｔ／２位置の少なくとも７００〜５００℃の温度帯の冷却速度の差が１５％以内となるように鋼板の表面からの冷却を制御する技術が開示されている。
特開２００５−２２０３７９号公報
特開２００６−２６５６９８号公報
上述のように、ＨＡＺ靱性または低降伏比を向上させる様々な技術が、これまで提案されている。しかし船舶、建築、橋梁等の各分野では、更なる高強度化、ＨＡＺ靱性および低降伏比の改良が求められており、一般的に高強度と低降伏比を両立させるためには、二相域熱処理による複合組織の作り込みが必要であった。また、オンライン水冷方式による高冷却速度、または一定冷却速度による水冷方式では、高強度、低降伏比を両立させることは困難であった。
本発明の目的は、これまで以上に高強度で優れたＨＡＺ靱性および低降伏比を示すことができる鋼板を、オンライン水冷方式による製造方法で複合組織化が可能な製造方法を提供することにある。また、そのことにより、オフライン熱処理を省略でき、安価に製造することができる方法を提供することにある。
前記目的を達成し得た本発明の製造方法とは、Ｃ：０．０４〜０．１５％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：１．２０〜１．７０％、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０２０〜０．０４５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１８％、Ｂ：０．００１０〜０．００２２％、Ｎ：０．００４０〜０．００８０％、およびＣａ：０．００１５〜０．００４０％を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなるスラブを、１０００〜１１５０℃の温度に加熱して熱間圧延を施し、熱間圧延後に鋼板表面温度を３００℃以下まで冷却する際に、鋼板表面から深さｔ／４（ｔは熱間圧延後の鋼板の板厚を表す、以下同じ）の温度が８００℃〜４００℃である範囲で、鋼板表面から深さｔ／４とｔ／２との間の冷却速度差を２０〜５０％とする点に要旨を有するものである。
上記製造方法においては、（１）前記冷却は、鋼板表面から深さｔ／４の温度が８００℃〜４００℃である範囲で、鋼板表面から深さｔ／４での冷却速度が５〜４０℃／秒であること、（２）熱間圧延時の最終パス直前の鋼板表面温度（ＦＲＴ（℃））を８００〜９００℃に調整すると共に、ＦＲＴと冷却開始直前の鋼板表面温度（ＳＣＴ（℃））と熱間圧延後の鋼板の板厚［ｔ（ｍｍ）］との間の関係が下記式（１）を満たすように調整すること、（３）前記冷却後に、更に４８０〜５７０℃の温度で焼戻しを施すこと、等も好ましい製造条件である。
２０００≦（ＦＲＴ−ＳＣＴ）×ｔ≦４０００ ・・・ （１）
２０００≦（ＦＲＴ−ＳＣＴ）×ｔ≦４０００ ・・・ （１）
本発明で用いるスラブとしては、更に（ａ）Ｃｕ：０．８０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．８０％以下（０％を含まない）およびＮｂ：０．０１８％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有するものや、（ｂ）Ｏ量が０．００２５％以下（０％を含まない）であるもの等が好ましい。
本発明の製造方法によれば、従来技術で高強度と低降伏比とを達成するために行われていた二相域での熱処理を省略しても、オンライン水冷による製造方法により製造コストを抑え、高強度化および低降伏比が両立されると共に、ＨＡＺ靱性にも優れた鋼板を安定的に製造できる。本発明の製造方法は、二相域での熱処理を省略しているため、製造コストを削減できる。
本発明者らは、高強度且つ低降伏比であると共に、超大入熱溶接でも優れたＨＡＺ靱性を示し、且つそのＨＡＺ部の靭性を向上させることにより、溶接継手の健全性を確保できる鋼板を低コストで製造する方法について、様々な角度から検討した。その結果、鋼（スラブ）の化学成分を適正に調整すると共に、製造条件（特に熱間圧延およびその後の冷却条件）を制御することによって、高強度、低降伏比および良好なＨＡＺ靱性を示す鋼板を、安価且つ安定的に製造できることを見出し、本発明を完成した。
まず本発明の製造方法で用いる鋼（スラブ）の化学成分組成について説明する。鋼の高強度化にはＣ量を増大させることが有効であるが、Ｃ量の増大はＨＡＺ靱性を大きく劣化させることが知られている。そこで本発明者らが鋭意検討を行った結果、鋼のＣ量を低減すると共に、Ｔｉ、Ｂ、Ｎ、ＡｌおよびＣａ量を適正に調整することによって、鋼のＨＡＺ靱性を劣化させずに、高強度化を達成できることを見出した。またＨＡＺ靱性および強度を向上させるためには、鋼中にＣｕ、Ｎｉを適正量で含有させることが有効であることも見出した。以下では、各化学成分について、詳細に説明する。
［Ｃ：０．０４〜０．１５％］
Ｃは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になると、島状マルテンサイト（以下、「ＭＡ」と略称することがある）が過大に生成し、ＨＡＺ靱性が劣化する。そこでＣ含有量は、０．０４％以上（好ましくは０．０５％以上）、０．１５％以下（好ましくは０．１０％以下）と定めた。
Ｃは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になると、島状マルテンサイト（以下、「ＭＡ」と略称することがある）が過大に生成し、ＨＡＺ靱性が劣化する。そこでＣ含有量は、０．０４％以上（好ましくは０．０５％以上）、０．１５％以下（好ましくは０．１０％以下）と定めた。
［Ｓｉ：０．０５〜０．４０％］
Ｓｉは、適正量で存在する場合は、良好なＨＡＺ靱性を確保するために有効な元素である。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になると、却ってＨＡＺ靱性が劣化すると共に、溶接性も低下する。そこでＳｉ含有量は、０．０５％以上（好ましくは０．０７％以上）、０．４０％以下（好ましくは０．３８％以下）と定めた。
Ｓｉは、適正量で存在する場合は、良好なＨＡＺ靱性を確保するために有効な元素である。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になると、却ってＨＡＺ靱性が劣化すると共に、溶接性も低下する。そこでＳｉ含有量は、０．０５％以上（好ましくは０．０７％以上）、０．４０％以下（好ましくは０．３８％以下）と定めた。
［Ｍｎ：１．２０〜１．７０％］
Ｍｎは、焼入性を向上させて鋼板の強度を向上させることに加えて、鋼板の靱性確保にも有効な元素である。しかしながら、Ｍｎ量が過剰になると、却って靱性が劣化する。そこでＭｎ量を、１．２０％以上（好ましくは１．２５％以上）、１．７０％以下（好ましくは１．６０％以下）と定めた。
Ｍｎは、焼入性を向上させて鋼板の強度を向上させることに加えて、鋼板の靱性確保にも有効な元素である。しかしながら、Ｍｎ量が過剰になると、却って靱性が劣化する。そこでＭｎ量を、１．２０％以上（好ましくは１．２５％以上）、１．７０％以下（好ましくは１．６０％以下）と定めた。
［Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）］
Ｐは、母材（鋼板）および溶接部の靱性に悪影響を及ぼす元素であり、その量は少ないほど好ましい。そこでＰ含有量の上限を、０．０１５％（好ましくは０．０１０％）と定めた。しかしＰは、鋼の製造で不可避的に混入する不純物であり、工業的にその量を０％にすることは困難である。
Ｐは、母材（鋼板）および溶接部の靱性に悪影響を及ぼす元素であり、その量は少ないほど好ましい。そこでＰ含有量の上限を、０．０１５％（好ましくは０．０１０％）と定めた。しかしＰは、鋼の製造で不可避的に混入する不純物であり、工業的にその量を０％にすることは困難である。
［Ｓ：０．００５％以下（０％を含まない）］
Ｓは、ＭｎとＭｎＳを形成して、鋼の延性および母材靱性を低下させる元素であり、その量は少ないほど好ましい。そこでＳ量の上限を、０．００５％（好ましくは０．００２％）と定めた。しかしながら、Ｓは鋼の製造で不可避的に混入する不純物であり、工業的にその量を０％にすることは困難である。
Ｓは、ＭｎとＭｎＳを形成して、鋼の延性および母材靱性を低下させる元素であり、その量は少ないほど好ましい。そこでＳ量の上限を、０．００５％（好ましくは０．００２％）と定めた。しかしながら、Ｓは鋼の製造で不可避的に混入する不純物であり、工業的にその量を０％にすることは困難である。
［Ａｌ：０．０２０〜０．０４５％］
Ａｌは、脱酸作用を有する元素であり、またミクロ組織の微細化によって母材靱性を確保するために有効な元素である。しかしＡｌ量が過剰になると、却って母材靱性が劣化する。そこでＡｌ量を、０．０２０％以上（好ましくは０．０２５％以上）、０．０４５％以下（好ましくは０．０４０％以下）と定めた。
Ａｌは、脱酸作用を有する元素であり、またミクロ組織の微細化によって母材靱性を確保するために有効な元素である。しかしＡｌ量が過剰になると、却って母材靱性が劣化する。そこでＡｌ量を、０．０２０％以上（好ましくは０．０２５％以上）、０．０４５％以下（好ましくは０．０４０％以下）と定めた。
［Ｔｉ：０．００５〜０．０１８％］
Ｔｉは、Ｎと窒化物を形成し、溶接時における熱影響部（ＨＡＺ）のγ粒を微細化することによって、ＨＡＺ靱性を向上させる元素である。しかしＴｉ量が過剰になると、却ってＨＡＺ靱性が低下すると共に、母材靱性も低下する。そこでＴｉ量を、０．００５％以上（好ましくは０．００７％以上）、０．０１８％以下（好ましくは０．０１６％以下）と定めた。
Ｔｉは、Ｎと窒化物を形成し、溶接時における熱影響部（ＨＡＺ）のγ粒を微細化することによって、ＨＡＺ靱性を向上させる元素である。しかしＴｉ量が過剰になると、却ってＨＡＺ靱性が低下すると共に、母材靱性も低下する。そこでＴｉ量を、０．００５％以上（好ましくは０．００７％以上）、０．０１８％以下（好ましくは０．０１６％以下）と定めた。
［Ｂ：０．００１０〜０．００２２％］
Ｂは、Ｔｉと同様に、Ｎと窒化物を形成し、熱影響部のγ粒を微細化することによって、ＨＡＺ靱性を向上させる元素である。またＢは、焼入性を高め、母材強度を向上させる作用を有する。しかしならが、Ｂ含有量が過剰になると、焼入性が増大しすぎて、母材靱性が劣化する。そこでＢ量を、０．００１０％以上（好ましくは０．００１２％以上）、０．００２２％以下（好ましくは０．００１９％以下）と定めた。
Ｂは、Ｔｉと同様に、Ｎと窒化物を形成し、熱影響部のγ粒を微細化することによって、ＨＡＺ靱性を向上させる元素である。またＢは、焼入性を高め、母材強度を向上させる作用を有する。しかしならが、Ｂ含有量が過剰になると、焼入性が増大しすぎて、母材靱性が劣化する。そこでＢ量を、０．００１０％以上（好ましくは０．００１２％以上）、０．００２２％以下（好ましくは０．００１９％以下）と定めた。
［Ｎ：０．００４０〜０．００８０％］
Ｎは、ＴｉやＢとＴｉＮやＢＮを形成して、熱影響部のγ粒や粒内組織を微細化することによって、ＨＡＺ靱性を向上させる元素である。しかしＮ量が過剰になると、却ってＨＡＺ靱性が劣化し、さらに母材靱性にも悪影響を及ぼす。そこでＮ量を、０．００４０％以上（好ましくは０．００４２％以上）、０．００８０％以下（好ましくは０．００７５％以下）と定めた。
Ｎは、ＴｉやＢとＴｉＮやＢＮを形成して、熱影響部のγ粒や粒内組織を微細化することによって、ＨＡＺ靱性を向上させる元素である。しかしＮ量が過剰になると、却ってＨＡＺ靱性が劣化し、さらに母材靱性にも悪影響を及ぼす。そこでＮ量を、０．００４０％以上（好ましくは０．００４２％以上）、０．００８０％以下（好ましくは０．００７５％以下）と定めた。
［Ｃａ：０．００１５〜０．００４０％］
Ｃａは、微細な介在物を形成し、熱影響部のγ粒やγ粒内組織を微細化することによって、ＨＡＺ靱性を向上させる作用を有し、大入熱溶接におけるＨＡＺ靱性の向上および安定化に寄与する元素である。しかしながらＣａ含有量が過剰になると、粗大な介在物を形成して、母材靱性を劣化させる。そこでＣａ量を、０．００１５％以上（好ましくは０．００２０％以上）、０．００４０％以下（好ましくは０．００３５％以下）と定めた。
Ｃａは、微細な介在物を形成し、熱影響部のγ粒やγ粒内組織を微細化することによって、ＨＡＺ靱性を向上させる作用を有し、大入熱溶接におけるＨＡＺ靱性の向上および安定化に寄与する元素である。しかしながらＣａ含有量が過剰になると、粗大な介在物を形成して、母材靱性を劣化させる。そこでＣａ量を、０．００１５％以上（好ましくは０．００２０％以上）、０．００４０％以下（好ましくは０．００３５％以下）と定めた。
本発明の鋼板の基本成分組成は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が鋼板中に含まれることは、当然に許容される。また本発明の鋼板は、必要に応じて、以下の選択元素を含有していても良い。
［Ｃｕ：０．８０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．８０％以下（０％を含まない）およびＮｂ：０．０１８％以下（０％を含まない）］
Ｃｕ、ＮｉおよびＮｂは、いずれも鋼板の高強度化のために有効な元素であり、必要に応じて鋼に含有させてもよい。詳しくは、Ｃｕは、適量である場合はそれほどＨＡＺ靱性を劣化させずに、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。またＣｕは、焼入性を向上させる作用を有する。Ｎｉは、鋼の焼入性を高めて強度を向上させる作用を有すると共に、鋼の低温靱性を向上させ、またＣｕ割れおよび溶接高温割れを防止する作用を有する。Ｎｂは、Ｃと炭化物を形成して、鋼の高強度化（特に制御圧延および制御冷却による高強度化）に有効な元素である。そこでＣｕを０．１５％以上（好ましくは０．２０％以上）の量で、Ｎｉを０．１５％以上（好ましくは０．２０％以上）の量で、Ｎｂを０．００５％以上（好ましくは０．００８％以上）の量で、鋼に含有させることが推奨される。
Ｃｕ、ＮｉおよびＮｂは、いずれも鋼板の高強度化のために有効な元素であり、必要に応じて鋼に含有させてもよい。詳しくは、Ｃｕは、適量である場合はそれほどＨＡＺ靱性を劣化させずに、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。またＣｕは、焼入性を向上させる作用を有する。Ｎｉは、鋼の焼入性を高めて強度を向上させる作用を有すると共に、鋼の低温靱性を向上させ、またＣｕ割れおよび溶接高温割れを防止する作用を有する。Ｎｂは、Ｃと炭化物を形成して、鋼の高強度化（特に制御圧延および制御冷却による高強度化）に有効な元素である。そこでＣｕを０．１５％以上（好ましくは０．２０％以上）の量で、Ｎｉを０．１５％以上（好ましくは０．２０％以上）の量で、Ｎｂを０．００５％以上（好ましくは０．００８％以上）の量で、鋼に含有させることが推奨される。
しかしながらＣｕ量が過剰になると、却って大入熱溶接時のＨＡＺ靱性を劣化させる。またＮｉ量が過剰になると、強度が増大しすぎて母材靱性が劣化すると共に、スケール疵が発生し易くなる。またＮｂ量が過剰になると、ＨＡＺ靱性が大幅に劣化する。そこでこれら元素を鋼に含有させる場合、Ｃｕ量の上限を０．８０％（好ましくは０．７５％）、Ｎｉ量の上限を０．８０％（好ましくは０．７５％）、Ｎｂ量の上限を０．０１８％（好ましくは０．０１５％）と定めた。
［Ｏ含有量が０．００２５％以下（０％を含まない）］
母材靱性やＨＡＺ靱性を更に向上させるために、不可避不純物である酸素（Ｏ）の量を制限することが好ましい。Ｏは、種々の元素と酸化物を形成するが、場合によって粗大な酸化物を形成して、母材靱性やＨＡＺ靱性を劣化させることがあるからである。そこでＯ量を、好ましくは０．００２５％以下、より好ましくは０．００２０％以下に制限することが推奨される。
母材靱性やＨＡＺ靱性を更に向上させるために、不可避不純物である酸素（Ｏ）の量を制限することが好ましい。Ｏは、種々の元素と酸化物を形成するが、場合によって粗大な酸化物を形成して、母材靱性やＨＡＺ靱性を劣化させることがあるからである。そこでＯ量を、好ましくは０．００２５％以下、より好ましくは０．００２０％以下に制限することが推奨される。
本発明は、鋼の化学成分組成を適正に調整することに加えて、製造条件（特に熱間圧延およびその後の冷却条件）を制御することによって、低コストでありながらも鋼板の品質・材質安定性を確保して、高強度および低降伏比の両特性を示す鋼板を製造できることを特徴とする。以下では、本発明の製造方法の製造条件を詳細に説明する。
〈１０００〜１１５０℃の温度に加熱して熱間圧延を施す〉
熱間圧延前の加熱温度が低すぎると、圧延最終パス直前に適正な鋼板表面温度（好ましくは８００℃以上）を確保できず、冷却（例えば水冷）前にフェライトが析出して母材強度が低下する。また加熱温度が低すぎると、圧下荷重が高くなり、生産性が大幅に低下する。しかし加熱温度が高すぎると、γ粒径の粗大化によって母材強度および母材靱性が劣化する。そこで熱間圧延前の加熱温度を１０００℃以上（好ましくは１０５０℃以上）、１１５０℃以下（好ましくは１１３０℃以下）と定めた。
熱間圧延前の加熱温度が低すぎると、圧延最終パス直前に適正な鋼板表面温度（好ましくは８００℃以上）を確保できず、冷却（例えば水冷）前にフェライトが析出して母材強度が低下する。また加熱温度が低すぎると、圧下荷重が高くなり、生産性が大幅に低下する。しかし加熱温度が高すぎると、γ粒径の粗大化によって母材強度および母材靱性が劣化する。そこで熱間圧延前の加熱温度を１０００℃以上（好ましくは１０５０℃以上）、１１５０℃以下（好ましくは１１３０℃以下）と定めた。
〈熱間圧延後に鋼板表面温度を３００℃以下まで冷却〉
熱間圧延後の冷却停止温度は、ＭＡを析出させて高強度・低降伏比を達成するために重要である。詳しくは冷却停止温度が高すぎると、ＭＡ量が少なくなって、高強度・低降伏比を得ることができない。そこで冷却停止温度を、３００℃以下（好ましくは２００℃以下）と定めた。
熱間圧延後の冷却停止温度は、ＭＡを析出させて高強度・低降伏比を達成するために重要である。詳しくは冷却停止温度が高すぎると、ＭＡ量が少なくなって、高強度・低降伏比を得ることができない。そこで冷却停止温度を、３００℃以下（好ましくは２００℃以下）と定めた。
〈鋼板表面から深さｔ／４の温度が８００℃〜４００℃である範囲で、鋼板表面から深さｔ／４とｔ／２との間の冷却速度差を２０〜５０％〉
本発明は、鋼板表面から深さｔ／４の温度が８００℃〜４００℃である範囲で制御冷却を行うことが必要である。この温度域での鋼板表面から深さｔ／４とｔ／２との間の冷却速度差が小さすぎると、上記化学成分組成の鋼では、単一組織となって（複合組織とならず）低降伏比を達成できない。一方、この冷却速度差が大きすぎると、板厚方向の材質差が大きくなりすぎて（均質化が損なわれ）、延性が大幅に劣化する。そこでこの冷却速度差を、２０％以上（好ましくは２５％以上）、５０％以下（好ましくは４５％以下）と定めた。尚、この冷却速度差は、下記実施例で記載するような方法で算出することができる。また、このときに制御温度域を８００〜４００℃としたのは、オーステナイト領域から、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト変態をほぼ完了する温度域であって、材質を造り込む上で重要な温度域であるという理由からである。
本発明は、鋼板表面から深さｔ／４の温度が８００℃〜４００℃である範囲で制御冷却を行うことが必要である。この温度域での鋼板表面から深さｔ／４とｔ／２との間の冷却速度差が小さすぎると、上記化学成分組成の鋼では、単一組織となって（複合組織とならず）低降伏比を達成できない。一方、この冷却速度差が大きすぎると、板厚方向の材質差が大きくなりすぎて（均質化が損なわれ）、延性が大幅に劣化する。そこでこの冷却速度差を、２０％以上（好ましくは２５％以上）、５０％以下（好ましくは４５％以下）と定めた。尚、この冷却速度差は、下記実施例で記載するような方法で算出することができる。また、このときに制御温度域を８００〜４００℃としたのは、オーステナイト領域から、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト変態をほぼ完了する温度域であって、材質を造り込む上で重要な温度域であるという理由からである。
本発明方法においては、（１）前記冷却は、鋼板表面から深さｔ／４の温度が８００℃〜４００℃である範囲で、鋼板表面から深さｔ／４での冷却速度が５〜４０℃／秒であること、（２）熱間圧延時の最終パス直前の鋼板表面温度（ＦＲＴ（℃））を８００〜９００℃に調整すると共に、ＦＲＴと冷却開始直前の鋼板表面温度（ＳＣＴ（℃））と熱間圧延後の鋼板の板厚（ｔ（ｍｍ））との間の関係が前記式（１）を満たすように調整すること、（３）前記冷却後に、更に４８０〜５７０℃の温度で焼戻しを施すこと、等も好ましい製造条件であるあるが、これらの製造条件の設定理由は次の通りである。
〈鋼板表面から深さｔ／４の温度が８００℃〜４００℃である範囲で、鋼板表面から深さｔ／４での冷却速度が５〜４０℃／秒〉
本発明の製造方法において、鋼板の更なる高強度化および低降伏比を達成するために、冷却速度を制御することが好ましい。詳しくは、鋼板表面から深さｔ／４の温度が８００℃〜４００℃である範囲で、鋼板表面から深さｔ／４での冷却速度を、好ましくは５℃／秒以上（より好ましくは１０℃／秒以上）に確保することによって、鋼板の更なる高強度化を達成できる。一方この冷却速度を、好ましくは４０℃／秒以下（より好ましくは３５℃／秒以下）に制御することによって、一層低い降伏比を達成できる。
本発明の製造方法において、鋼板の更なる高強度化および低降伏比を達成するために、冷却速度を制御することが好ましい。詳しくは、鋼板表面から深さｔ／４の温度が８００℃〜４００℃である範囲で、鋼板表面から深さｔ／４での冷却速度を、好ましくは５℃／秒以上（より好ましくは１０℃／秒以上）に確保することによって、鋼板の更なる高強度化を達成できる。一方この冷却速度を、好ましくは４０℃／秒以下（より好ましくは３５℃／秒以下）に制御することによって、一層低い降伏比を達成できる。
〈最終パス直前の鋼板表面温度（ＦＲＴ（℃））を８００〜９００℃に調整〉
本発明の製造方法において、鋼板の強度および母材靱性をさらに向上させるために、ＦＲＴを制御することが好ましい。詳しくは、ＦＲＴを好ましくは８００℃以上（より好ましくは８２０℃以上）に確保することによって、鋼板のさらなる高強度化を達成できる。一方ＦＲＴを、好ましくは９００℃／以下（より好ましくは８８０℃／以下）に制御することによって、冷却前の組織粗大化を防止して、鋼板の靱性を高めることができる。
本発明の製造方法において、鋼板の強度および母材靱性をさらに向上させるために、ＦＲＴを制御することが好ましい。詳しくは、ＦＲＴを好ましくは８００℃以上（より好ましくは８２０℃以上）に確保することによって、鋼板のさらなる高強度化を達成できる。一方ＦＲＴを、好ましくは９００℃／以下（より好ましくは８８０℃／以下）に制御することによって、冷却前の組織粗大化を防止して、鋼板の靱性を高めることができる。
〈最終パス直前の鋼板表面温度（ＦＲＴ（℃））と冷却開始直前の鋼板表面温度（ＳＣＴ（℃））と熱間圧延後の鋼板の板厚（ｔ（ｍｍ））との間の関係が下記式（１）を満たすように調整：２０００≦（ＦＲＴ−ＳＣＴ）×ｔ≦４０００ ・・・ （１）〉
本発明の製造方法において、充分に低い降伏比を達成するために、ＦＲＴ、ＳＣＴおよびｔの関係を適正に制御することが好ましい。具体的には、ＦＲＴ、ＳＣＴおよびｔで特定されるパラメータＰ１値［＝（ＦＲＴ−ＳＣＴ）×ｔ］を、好ましくは２０００以上（より好ましくは２５００以上）、好ましくは４０００以下（より好ましくは３７００以下）に調整することによって、一層低い降伏比を達成できる。パラメータＰ１値が小さすぎると、冷却前のオーステナイトが粗大化するか、またはフェライト量が多くすぎて降伏比が上昇することがある。逆にＰ１値が大きすぎても、フェライト量が少なくなりすぎて降伏比が上昇することがある。尚、上記式（１）は、本発明で規定する化学成分組成、製造方法をベースとした場合において、降伏比ＹＲ：８０％以下を確保できる範囲を定量化したグラフ（後記図２）に基づいて求められたものである。
本発明の製造方法において、充分に低い降伏比を達成するために、ＦＲＴ、ＳＣＴおよびｔの関係を適正に制御することが好ましい。具体的には、ＦＲＴ、ＳＣＴおよびｔで特定されるパラメータＰ１値［＝（ＦＲＴ−ＳＣＴ）×ｔ］を、好ましくは２０００以上（より好ましくは２５００以上）、好ましくは４０００以下（より好ましくは３７００以下）に調整することによって、一層低い降伏比を達成できる。パラメータＰ１値が小さすぎると、冷却前のオーステナイトが粗大化するか、またはフェライト量が多くすぎて降伏比が上昇することがある。逆にＰ１値が大きすぎても、フェライト量が少なくなりすぎて降伏比が上昇することがある。尚、上記式（１）は、本発明で規定する化学成分組成、製造方法をベースとした場合において、降伏比ＹＲ：８０％以下を確保できる範囲を定量化したグラフ（後記図２）に基づいて求められたものである。
〈４８０〜５７０℃の温度での焼戻し〉
本発明の冷却工程で生じる鋼の残留応力を低減させるために、焼戻しを行うことが有効である。しかし一般に、鋼板に焼戻しを施すと、引張強度が低下して、降伏比を増大させる傾向がある。そこで必要に応じて、冷却後の鋼板に、４８０℃以上（好ましくは５００℃以上）、５７０℃以下（好ましくは５５０℃以下）の温度で焼戻しを施すことが好ましい。このような温度範囲であれば、強度の過度の低下（降伏比の過度の上昇）を抑えつつ、残留応力を低減できるからである。尚、焼戻し温度が４８０℃未満であると、引張強度（ＴＳ）よりも、降伏点（ＹＰ）の低下量が大きく、ＴＳとＹＰとのバランスが崩れ、低降伏比を達成できないことがある。一方、５７０℃を越えると、強度が低下しすぎることがある。焼戻しの時間は、好ましくは１．５×ｔ（板厚：ｍｍ）分以上（例えば、板厚が５０ｍｍのとき７５分以上）、より好ましくは（２．０×ｔ）分以上、好ましくは（３．５×ｔ）分以下［より好ましくは（３．０×ｔ）分以下］である。
本発明の冷却工程で生じる鋼の残留応力を低減させるために、焼戻しを行うことが有効である。しかし一般に、鋼板に焼戻しを施すと、引張強度が低下して、降伏比を増大させる傾向がある。そこで必要に応じて、冷却後の鋼板に、４８０℃以上（好ましくは５００℃以上）、５７０℃以下（好ましくは５５０℃以下）の温度で焼戻しを施すことが好ましい。このような温度範囲であれば、強度の過度の低下（降伏比の過度の上昇）を抑えつつ、残留応力を低減できるからである。尚、焼戻し温度が４８０℃未満であると、引張強度（ＴＳ）よりも、降伏点（ＹＰ）の低下量が大きく、ＴＳとＹＰとのバランスが崩れ、低降伏比を達成できないことがある。一方、５７０℃を越えると、強度が低下しすぎることがある。焼戻しの時間は、好ましくは１．５×ｔ（板厚：ｍｍ）分以上（例えば、板厚が５０ｍｍのとき７５分以上）、より好ましくは（２．０×ｔ）分以上、好ましくは（３．５×ｔ）分以下［より好ましくは（３．０×ｔ）分以下］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、本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、上記・下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。
下記表１に示す化学成分組成のスラブを、表２に示す条件［熱間圧延後の鋼板の板厚（ｔ（ｍｍ））；熱間圧延前の加熱温度；鋼板表面から深さｔ／４の温度が８００℃〜４００℃である範囲における鋼板表面から深さｔ／４とｔ／２との間の冷却速度差；熱間圧延後の冷却停止温度；鋼板表面から深さｔ／４の温度が８００℃〜４００℃である範囲における鋼板表面から深さｔ／４での冷却速度；強冷却帯での冷却時間；緩冷却帯での冷却時間；総冷却時間；最終パス直前の鋼板表面温度（ＦＲＴ（℃））；冷却開始直前の鋼板表面温度（ＳＣＴ（℃））；焼戻し温度］で、熱間圧延および冷却（場合により焼戻し）を行うことによって鋼板を製造した。また表２には、ｔ、ＦＲＴおよびＳＣＴから計算されるパラメータＰ１値［＝（ＦＲＴ−ＳＣＴ）×ｔ］の値も記載する。
この実施例では、冷却能の異なる強冷却帯および緩冷却帯中での冷却時間（鋼板の滞在時間）を変化させることによって、深さｔ／４とｔ／２との間の冷却速度差を調整した。この実施例で用いた強冷却帯は、スリットジェット、パイプラミナーおよびスプレー方式を組合せた冷却帯であり、平均水量は４５０〜５００ｍ3／（時間・ｍ2）（鋼板１ｍ2×１時間あたりの平均水量）および１７０〜２２０ｍ3／（時間・ｍ2）（鋼板１ｍ2×１時間あたりの平均水量）であり、鋼板表面における冷却速度が４０〜８０℃／秒となる冷却能を有する。一方、緩冷却帯は、パイプラミナーおよびスプレー方式を組合せた冷却帯であり、その平均水量は強冷却帯の３５〜５０％である。
表２に示す深さｔ／４とｔ／２との間の冷却速度差は以下のようにして算出した。まず実験により、冷却時における鋼板の表面温度から下記式（２）：
Ｑ＝ｈＡ（Ｔ−Ｔａ） ・・・ （２）
〔式（２）中、Ｑ：熱量、ｈ：鋼板の熱伝達率（この実施例では８０００〜１００００ｋｃａｌ／（ｍ2・時間・℃））、Ａ：面積、Ｔ：鋼板温度、Ｔａ：冷却水の温度〕
により鋼板の熱伝導率を求めた。尚、熱伝導率の値は冷却方式や鋼種等によって変化するが、「鉄と鋼 １９８７−Ｓ１１３９ 各種強冷却方法の電熱特性の比較検討（住友金属工業株式会社）」および「鉄と鋼 １９８６−Ｓ３４９ 厚板加速冷却用スリットミラー冷却の検討（住友金属工業株式会社）」には、熱伝導率の値が記載されている。
Ｑ＝ｈＡ（Ｔ−Ｔａ） ・・・ （２）
〔式（２）中、Ｑ：熱量、ｈ：鋼板の熱伝達率（この実施例では８０００〜１００００ｋｃａｌ／（ｍ2・時間・℃））、Ａ：面積、Ｔ：鋼板温度、Ｔａ：冷却水の温度〕
により鋼板の熱伝導率を求めた。尚、熱伝導率の値は冷却方式や鋼種等によって変化するが、「鉄と鋼 １９８７−Ｓ１１３９ 各種強冷却方法の電熱特性の比較検討（住友金属工業株式会社）」および「鉄と鋼 １９８６−Ｓ３４９ 厚板加速冷却用スリットミラー冷却の検討（住友金属工業株式会社）」には、熱伝導率の値が記載されている。
上記実験で求めた熱伝達率を用いて、下記式（３）に基づく差分法での熱伝導解析によって各位置の冷却速度を求め、下記式（４）から冷却速度差を求めた。
ＴP+1 n＝Ｔx（ＴP n+1+ＴP n-1）＋（１−２Ｔx）ＴP n ・・・ （３）
但し、Ｔx＝（α×Δｔ1）／［（Δｘ）2］
α＝ｋ／（ρ×ｃ）
Ｔ：温度、Ｐ：温度計算される位置、ｘ：時間、α：温度拡散率、
ｔ1：温度、ρ：密度、ｃ：比熱容量
冷却速度差（％）＝（深さｔ／４の冷却速度−深さｔ／２の冷却速度）×１００／
（深さｔ／４の冷却速度） ・・・ （４）
ＴP+1 n＝Ｔx（ＴP n+1+ＴP n-1）＋（１−２Ｔx）ＴP n ・・・ （３）
但し、Ｔx＝（α×Δｔ1）／［（Δｘ）2］
α＝ｋ／（ρ×ｃ）
Ｔ：温度、Ｐ：温度計算される位置、ｘ：時間、α：温度拡散率、
ｔ1：温度、ρ：密度、ｃ：比熱容量
冷却速度差（％）＝（深さｔ／４の冷却速度−深さｔ／２の冷却速度）×１００／
（深さｔ／４の冷却速度） ・・・ （４）
製造した鋼板の特性を、以下のようにして評価した。鋼板表面から深さｔ／４でＪＩＳ Ｚ２２０１ １Ａ号試験片（長さ方向が圧延方向に対して直角方向）を採取し、引張試験を行い、上降伏点（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）および伸び（ＥＬ）を測定した。結果を表３に示す。ＴＳは５５０ＭＰａ以上、ＹＲは８０％以下、Ｅｌは２１％以上を合格と評価した。
また鋼板表面から深さｔ／４でＪＩＳ Ｚ２２０２ ４号試験片（１０×１０×５５ｍｍ）を採取し、圧延方向に対して平行方向の母材靱性（０℃におけるＶノッチシャルピー試験での吸収エネルギーｖＥ0）およびＨＡＺ靱性（ｖＥ0）を測定した。結果を下記表３に示す。尚、ＨＡＺ靱性の測定では、再現ＨＡＺ熱サイクル試験（１４００℃までの昇温速度：５０℃／秒、１４００℃での保持時間：３０秒、８００〜５００℃までの冷却時間：７００秒）によって、入熱量７０ｋＪ／ｍｍの超大入熱溶接におけるボンド部の熱履歴を模擬した。母材靱性のｖＥ0は２００Ｊ以上、ＨＡＺ靱性のｖＥ0は７０Ｊ以上を合格と評価した。
この結果から明らかなように、本発明で規定する要件を満足する製造条件で製造したものでは（試験Ｎｏ．１〜１３）、溶接継手のＨＡＺ靱性に優れた高強度・低降伏比の鋼板が製造できることが分かる。これに対して、本発明で規定する要件（或は好ましい要件）を外れる製造条件で製造したものでは（試験Ｎｏ．１４〜２６）、いずれかの特性を満足していないことが分かる。
これらの結果に基づいて、冷却速度差（％）と降伏比ＹＲの関係を図１に、Ｐ１値［（ＦＲＴ−ＳＣＴ）×ｔ］と降伏比ＹＲの関係を図２に夫々示すが、冷却速度差（％）やＰ１値を適切に制御することによって、低降伏比を８０％以下にできることが分かる。
Claims (6)
- Ｃ：０．０４〜０．１５％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：１．２０〜１．７０％、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０２０〜０．０４５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１８％、Ｂ：０．００１０〜０．００２２％、Ｎ：０．００４０〜０．００８０％、およびＣａ：０．００１５〜０．００４０％を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなるスラブを、１０００〜１１５０℃の温度に加熱して熱間圧延を施し、熱間圧延後に鋼板表面温度を３００℃以下まで冷却する際に、鋼板表面から深さｔ／４（ｔは熱間圧延後の鋼板の板厚を表す、以下同じ）の温度が８００℃〜４００℃である範囲で、鋼板表面から深さｔ／４とｔ／２との間の冷却速度差を２０〜５０％とすることを特徴とするＨＡＺ靱性に優れた高強度低降伏比鋼板の製造方法。
- 前記冷却は、鋼板表面から深さｔ／４の温度が８００℃〜４００℃である範囲で、鋼板表面から深さｔ／４での冷却速度が５〜４０℃／秒である請求項１に記載のＨＡＺ靱性に優れた高強度低降伏比鋼板の製造方法。
- 熱間圧延時の最終パス直前の鋼板表面温度（ＦＲＴ（℃））を８００〜９００℃に調整すると共に、ＦＲＴと冷却開始直前の鋼板表面温度（ＳＣＴ（℃））と熱間圧延後の鋼板の板厚（ｔ（ｍｍ））との間の関係が下記式（１）を満たすように調整する請求項１または２に記載のＨＡＺ靱性に優れた高強度低降伏比鋼板の製造方法。
２０００≦（ＦＲＴ−ＳＣＴ）×ｔ≦４０００ ・・・ （１） - 前記冷却後に、更に４８０〜５７０℃の温度で焼戻しを施す請求項１〜３のいずれかに記載のＨＡＺ靱性に優れた高強度低降伏比鋼板の製造方法。
- 前記スラブは、更にＣｕ：０．８０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．８０％以下（０％を含まない）およびＮｂ：０．０１８％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載のＨＡＺ靱性に優れた高強度低降伏比鋼板の製造方法。
- Ｏ量が０．００２５％以下（０％を含まない）であるスラブを用いる請求項１〜５のいずれかに記載のＨＡＺ靱性に優れた高強度低降伏比鋼板の製造方法。
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