JP2022512191A - 高張力鋼製品およびその製造方法 - Google Patents
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- C21D2211/009—Pearlite
Abstract
重量百分率で、Ｃ ０．０２～０．０５％、Ｓｉ ０．１～０．６％、Ｍｎ １．１～２．０％、Ａｌ ０．０１～０．１５％、Ｎｂ ０．０１～０．０８％、Ｃｕ ０．５％以下、Ｃｒ ０．５％以下、Ｎｉ ０．７％以下、Ｔｉ ０．０３％以下、Ｍｏ ０．１％以下、Ｖ ０．１％以下、Ｂ ０．０００５％以下、Ｐ ０．０１５％以下、Ｓ ０．００５％以下、および鉄および不可避的不純物である残部からなる組成を有する高張力鋼製品であって、該鋼製品が、体積百分率で、擬ポリゴナルフェライト４０％～８０％、ポリゴナルフェライト２０％～４０％、ベイナイト２０％以下、およびパーライトおよびマルテンサイトである残部２０％以下からなるマトリックスを含む微細組織を有する。該鋼製品は、少なくとも４００ＭＰａの降伏強度、少なくとも５００ＭＰａの極限引張強度、－５０℃～－１００℃の範囲の温度における少なくとも３４Ｊ／ｃｍ２のＶノッチシャルピー衝撃靭性を有する。
Description
本発明は、圧力容器、ガス輸送パイプラインおよび建設材の製造に使用することができる極低炭素高張力鋼製品に関する。本発明はさらに、極低炭素高張力鋼製品の製造方法に関する。
鋼開発における一般的な傾向は、優れた溶接性を伴うより高い強度および低温衝撃靭性へと向かっている。従来の標準的な圧力容器用厚板鋼、例えば、ＡＳＴＭ Ａ５３７ ＣＬ２は、十分な強度レベルを得るために、伝統的には、０．１～０．２重量パーセント（重量％）の炭素レベルで製造されている。この鋼は炭素含有量が高いので、低い溶接性、不十分な靭性、および水素誘起割れ（ＨＩＣ）に対する低い耐性を有する。したがって、優れた成形性、低い炭素当量（ＣＥ）、低い衝撃遷移温度、優れた亀裂先端開口変位（ＣＴＯＤ）特性、および溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）に対する高耐性への需要のため、鋼の炭素含有量を下げる必要がある。
高いＣ濃度は不十分な溶接性および溶接部靭性をもたらし得ることから、Ｃを強度の主要供給源としない低炭素（Ｃ）鋼が開発された。さらに、高いＣ濃度は、鋼の衝撃靭性を損なうことがある。非常に低炭素の鋼を用いた最初の実験の１つは、１９６７年、Ｆｏｒｄ Ｍｏｔｏｒ ＣｏｍｐａｎｙのＭｃＥｖｉｌｙ等によった。ＭｃＥｖｉｌｙ等は、０．０４Ｃ－３．０Ｎｉ－３．０Ｍｏ－０．０５Ｎｂが、およそ－７５℃の遷移温度と共におよそ７００ＭＰａの降伏強度をもたらすということを示した。しかしながら、この組成物は高合金であり、同等の特性をもたらす、より経済的な合金元素が求められた。
低Ｃ含有量による強度損失を補うために、合金設計哲学は、コスト効率のよいマイクロ合金元素、例えば、ニオブ（Ｎｂ）、チタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）およびホウ素（Ｂ）の、オーステナイト硬化性を改善するための中程度の別の合金元素、例えば、マンガン（Ｍｎ）、ケイ素（Ｓｉ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）および銅（Ｃｕ）と組み合わせた高度使用に基づいた。低Ｃ含有量と関連付けた（マイクロ）合金元素の前記組合せの精巧な使用は、降伏強度が５００ＭＰａ～９００ＭＰａの範囲にある鋼をもたらす。この（マイクロ）合金元素は、微細組織の微細化、析出硬化および固溶強化と同様に、微細組織修飾による強化を介して、強度の向上に寄与する。
概して、低炭素マイクロ合金鋼は、典型的には３つの段階からなる熱加工制御法（ＴＭＣＰ）により加工される。第１の粗圧延段階の最中、オーステナイト粒径は、再結晶過程の反復サイクルにより微細化される。第２の制御圧延段階では、非再結晶温度状況においてオーステナイトが変形し、最終的なフェライト微細組織への重要な微細化をもたらす。最終段階では、生じたフェライト粒径をさらに微細化するために加速冷却が利用可能であり、ポリゴナルフェライトの形成が抑制され、低温変態生成物、例えば、異なる型のベイナイトの形成は促進される。それゆえ、高強度を有するこれらの低炭素マイクロ合金鋼は、しばしば低炭素ベイナイト（ＬＣＢ）鋼と呼ばれる。低炭素と超微細フェライト粒径との組合せは、強度と靭性との優れた組合せと同様に、低炭素および低合金含有量による優れた溶接性をもたらす。
ＴＭＣＰと（マイクロ）合金化の利用との組合せは、機械特性と関連する微細組織発生に影響を与える。連続冷却した低炭素マイクロ合金鋼中の主なオーステナイト分解生成物はフェライトである。しかしながら、母オーステナイト（ｐａｒｅｎｔ ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）の一部が変態せずに室温で残留する、または部分的変態してマルテンサイト－オーステナイト（ＭＡ）微細成分を生み出すことも可能である。非常に高い冷却速度では、十分な硬化性を有する非常に低炭素の鋼でさえもマルテンサイトに変態し得る。
ＬＣＢ鋼の微細組織は、しばしば複雑であり、ポリゴナルフェライトからラス状マルテンサイトに及ぶ異なるフェライト組織の混合物からなる。日本鉄鋼協会（ＩＳＩＪ）のベイナイト委員会が提案した分類システムおよび専門用語が、低Ｃ鋼中で形成されるあらゆる可能なフェライト組織の特徴づけにおいて有用である。６つの全フェライト組織の簡単な説明は次のとおりである。
１．ポリゴナルフェライト（ＰＦ）は、滑面境界を有する粗等軸粒を示す。
２．擬ポリゴナルフェライト（ＱＦ）は、転位下部組織および副次的ＭＡ微細成分を含有する旧オーステナイト境界を横切る場合がある波状境界を有する粒を示す。これはマッシブフェライトとも呼ばれる。
３．ウイドマンステッテンフェライト（ＷＦ）は、最小限の転位下部組織を有するフェライトの伸長結晶を示す。
４．粒状ベイナイト（ＧＢ）は、粗等軸島状のＭＡ成分を含有する、低配向乱れおよび高転位密度を有する伸長フェライト結晶（粒状または等軸状）の束を示す。
５．ベイニティックフェライト（ＢＦ）、別名アシキュラーフェライト（ＡＦ）は、小傾角境界によって分離されており非常に高い転位密度を含有する平行なフェライトラスまたはフェライト板の束を示す。フェライト結晶間に残留するＭＡ成分は、針状形態を有する。
６．転位立方晶マルテンサイトは、旧オーステナイト境界を維持する、高度に転位したラス状形態を示す。
１．ポリゴナルフェライト（ＰＦ）は、滑面境界を有する粗等軸粒を示す。
２．擬ポリゴナルフェライト（ＱＦ）は、転位下部組織および副次的ＭＡ微細成分を含有する旧オーステナイト境界を横切る場合がある波状境界を有する粒を示す。これはマッシブフェライトとも呼ばれる。
３．ウイドマンステッテンフェライト（ＷＦ）は、最小限の転位下部組織を有するフェライトの伸長結晶を示す。
４．粒状ベイナイト（ＧＢ）は、粗等軸島状のＭＡ成分を含有する、低配向乱れおよび高転位密度を有する伸長フェライト結晶（粒状または等軸状）の束を示す。
５．ベイニティックフェライト（ＢＦ）、別名アシキュラーフェライト（ＡＦ）は、小傾角境界によって分離されており非常に高い転位密度を含有する平行なフェライトラスまたはフェライト板の束を示す。フェライト結晶間に残留するＭＡ成分は、針状形態を有する。
６．転位立方晶マルテンサイトは、旧オーステナイト境界を維持する、高度に転位したラス状形態を示す。
特許文献１は、面積率で、ベイナイト５％～７０％、ＭＡ成分３％～２０％、および擬ポリゴナルフェライトである残部からなる三相微細組織を有する低炭素鋼に関する。擬ポリゴナルフェライトの面積率は、強度を確保するために、好ましくは１０％以上である。ベイナイト５％～７０％は、基材の靭性を確保する。ＭＡ成分３％～２０％は、基材の低降伏比と同様に靭性を確保する。三相微細組織は、ポリゴナルフェライトまたは別の微細組織の存在を除外する。該低炭素鋼は、低降伏比、高強度、高靭性および優れた耐ひずみ時効性を有する。該低炭素鋼は、１０００℃～１３００℃の範囲の温度に加熱する工程；Ａｒ３遷移温度以上の最終圧延温度で熱間圧延する工程であって、オーステナイト非再結晶温度域における累積圧下率が５０％以上である、工程；５００℃～６８０℃の停止温度に加速冷却する工程；および５５０℃～７５０℃の温度に再加熱する工程を含む方法によって製造される。
特許文献２は、優れた高温強度および低温靭性、ならびに抑制された溶接割れ感受性指数を有する溶接構造物用低炭素鋼を記載する。高温強度は、変態強化および析出強化に寄与する、ＣｒとＮｂとの共添加によって確保される。ベイナイト組織を含む低炭素鋼は、１０００℃～１３００℃、好ましくは１０５０℃～１２５０℃の範囲の温度に加熱する工程；８００℃以上、好ましくは８００℃以上の最終圧延温度で熱間圧延する工程；および５５０℃以下、好ましくは５２０℃～３００℃の停止温度に加速冷却する工程を含む方法によって製造される。
特許文献３または特許文献４も、優れた高温強度および低温靭性、ならびに抑制された溶接割れ感受性指数を有する溶接構造物用低炭素鋼に関する。マルテンサイト－オーステナイト混合相（すなわちＭＡ成分）を含む低炭素鋼は、１０００℃～１３００℃の範囲の温度に加熱する工程；７５０℃以上の最終圧延温度で熱間圧延する工程であって、オーステナイト非再結晶温度域における累積圧下率が３０％以上である、工程；および３５０℃以下の停止温度に加速冷却する工程を含む方法によって製造される。該明細書中、加速冷却を２３０℃の温度で停止した場合、５０ｍｍの厚さを有する鋼板の表面と中心との間での硬度差が極端に大きくなるため、曲げ性および穴拡張性が不都合な影響を受けるであろうと言及された。
特許文献５は、高溶接性、高靭性、および６００ＭＰａ超の高引張強度を有する非熱処理低炭素鋼に関する。強度を確保するためには、オーステナイト粒界におけるポリゴナルフェライトの形成を妨げる必要があることが見出された。優れた靭性を達成するためには、オーステナイト非再結晶温度帯における累積圧下率を３０％～６０％の範囲内に制御する必要がある。オーステナイト非再結晶温度域における累積圧下率が３０％未満であると、低温靭性の向上の点で効果的でない。オーステナイト非再結晶温度域における累積圧下率が過度に高まり６０％を超えると、遷移温度を下げる効果は飽和しているが異方性は高まるため、使用中に板のひずみの問題が起きる。
本発明の目的は、低炭素高張力鋼およびその製造方法をさらに開発して、妥協のない機械特性と同様に経済的な利点を有する新規鋼製品を達成することである。
従来技術を考慮すると、本発明の主題は、例えば、溶融溶接された圧力容器および構造物の適用において必要とされる、低温衝撃靭性、曲げ性／成形性および溶接性に優れた低炭素高張力鋼の提供に関する課題を解決することである。この課題は、主に擬ポリゴナルフェライトを含む金属微細組織を生み出す、コスト効率のよい（マイクロ）合金設計とコスト効率のよいＴＭＣＰ法との組合せによって解決される。
第１の態様において、本発明は、重量百分率（重量％）で、
Ｃ ０．０２～０．０５、好ましくは０．０３～０．０４５
Ｓｉ ０．１～０．６、好ましくは０．２～０．６、より好ましくは０．３～０．５
Ｍｎ １．１～２．０、好ましくは１．３５～１．８
Ａｌ ０．０１～０．１５、好ましくは０．０２～０．０６
Ｎｂ ０．０１～０．０８、好ましくは０．０２５～０．０５
Ｃｕ ≦０．５、好ましくは０．１５～０．３５
Ｃｒ ≦０．５、好ましくは０．１～０．２５
Ｎｉ ≦０．７、好ましくは０．１～０．２５
Ｔｉ ≦０．０３、好ましくは０．００５～０．０３
Ｍｏ ≦０．１
Ｖ ≦０．１、好ましくは≦０．０５
Ｂ ≦０．０００５
Ｐ ≦０．０１５、好ましくは≦０．０１２
Ｓ ≦０．００５
鉄および不可避的不純物である残部
からなる組成を有する高張力鋼製品を提供する。
Ｃ ０．０２～０．０５、好ましくは０．０３～０．０４５
Ｓｉ ０．１～０．６、好ましくは０．２～０．６、より好ましくは０．３～０．５
Ｍｎ １．１～２．０、好ましくは１．３５～１．８
Ａｌ ０．０１～０．１５、好ましくは０．０２～０．０６
Ｎｂ ０．０１～０．０８、好ましくは０．０２５～０．０５
Ｃｕ ≦０．５、好ましくは０．１５～０．３５
Ｃｒ ≦０．５、好ましくは０．１～０．２５
Ｎｉ ≦０．７、好ましくは０．１～０．２５
Ｔｉ ≦０．０３、好ましくは０．００５～０．０３
Ｍｏ ≦０．１
Ｖ ≦０．１、好ましくは≦０．０５
Ｂ ≦０．０００５
Ｐ ≦０．０１５、好ましくは≦０．０１２
Ｓ ≦０．００５
鉄および不可避的不純物である残部
からなる組成を有する高張力鋼製品を提供する。
該鋼製品は、コスト効率のよい合金元素、例えば、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＡｌおよびＮｂを用いた低合金である。別元素、例えば、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｍｏ、ＶおよびＢが、意図的にではなく添加されている残留物として存在してもよい。残留物と不可避的不純物との違いは、残留物が、不純物とは見なされない合金元素の制御された量であることである。通常は工業プロセスによって制御される残留物は、合金に対して本質的な効果を有さない。
好ましくは、該鋼製品は、直径１μｍ～４μｍの範囲の平均介在物サイズを有する非金属介在物を含み、介在物の９５％は直径４μｍ未満である。
第２の態様において、本発明は、高張力鋼製品を製造する方法であって：
－ 請求項１に記載の組成を有する鋼スラブを、９５０℃～１３５０℃の範囲の温度に加熱する工程；
－ 複数の熱間圧延パスで、該加熱された鋼スラブを熱間圧延する工程であり、
ｉ． 該鋼スラブを、オーステナイト非再結晶温度を上回る温度において、第１の複数の圧延パスにさらし、
ｉｉ． 工程（ｉ）からの該鋼スラブを、オーステナイト非再結晶温度を下回る温度まで冷却し、
ｉｉｉ． 工程（ｉｉ）からの該鋼スラブを、オーステナイト非再結晶温度を下回る温度において、第２の複数の制御圧延パスにさらし、ここで、制御圧延パスの圧下率は少なくとも１．５、好ましくは２．０、より好ましくは２．５であり、最終圧延温度は８００℃～８８０℃の範囲にある、工程；
－ ２３０℃未満の温度に、少なくとも５℃／ｓの冷却速度で加速連続冷却する工程
を含む、方法を提供する。
－ 請求項１に記載の組成を有する鋼スラブを、９５０℃～１３５０℃の範囲の温度に加熱する工程；
－ 複数の熱間圧延パスで、該加熱された鋼スラブを熱間圧延する工程であり、
ｉ． 該鋼スラブを、オーステナイト非再結晶温度を上回る温度において、第１の複数の圧延パスにさらし、
ｉｉ． 工程（ｉ）からの該鋼スラブを、オーステナイト非再結晶温度を下回る温度まで冷却し、
ｉｉｉ． 工程（ｉｉ）からの該鋼スラブを、オーステナイト非再結晶温度を下回る温度において、第２の複数の制御圧延パスにさらし、ここで、制御圧延パスの圧下率は少なくとも１．５、好ましくは２．０、より好ましくは２．５であり、最終圧延温度は８００℃～８８０℃の範囲にある、工程；
－ ２３０℃未満の温度に、少なくとも５℃／ｓの冷却速度で加速連続冷却する工程
を含む、方法を提供する。
オーステナイト非再結晶温度Ｔｎｒを下回る温度での制御圧延パスは、オーステナイト変形の累積を引き起こし、伸長粒および変形帯の形成をもたらす。粒界および変形帯は、オーステナイトからフェライト（γ－α）への変態用の核生成部位として作用し得る。オーステナイト粒伸長により粒界は互いに接近もし、その際に核生成密度が高まる。加速連続冷却によって引き起こされる高い核生成速度との組合せで、このプロセスは、最終的に超微細フェライト粒径をもたらす。
加速連続冷却した後、場合により、５８０℃～６５０℃の範囲の温度で０．５時間～１時間焼戻しする追加の工程を行う。該焼戻しする追加の工程は、場合により、典型的には５８０℃～７００℃の範囲の温度での１分間～６０分間の高周波焼戻しであってもよい。
好ましくは、熱間圧延の累積圧下率は４．０～３５の範囲にある。
機械特性、特に靭性を改善するためには、プロセスパラメータを厳重に制御する必要があり、ここで、関与する主要パラメータは、加熱温度、オーステナイト非再結晶温度を下回る制御圧延パスの累積圧下率、最終圧延温度、および加速連続冷却の停止温度である。
鋼製品は、６～６５ｍｍ、好ましくは１０～４５ｍｍの厚さを有する帯または板である。
得られた鋼製品は、体積百分率（体積％）で、
擬ポリゴナルフェライト ４０～８０
ポリゴナルフェライトおよびベイナイト ２０～６０
パーライトおよびマルテンサイト ≦２０、好ましくは≦５、より好ましくは≦２
からなるマトリックスを含む微細組織を有する。
擬ポリゴナルフェライト ４０～８０
ポリゴナルフェライトおよびベイナイト ２０～６０
パーライトおよびマルテンサイト ≦２０、好ましくは≦５、より好ましくは≦２
からなるマトリックスを含む微細組織を有する。
好ましくは、該微細組織は、ポリゴナルフェライトを２０体積％～４０体積％の量で含む。
好ましくは、該微細組織は、ベイナイトを２０体積％以下の量で含む。
強度と靭性との良好な組合せは、擬ポリゴナルフェライトに基づく微細組織と関連した。鋼製品は、次の機械特性：
少なくとも４００ＭＰａ、好ましくは少なくとも４１５ＭＰａ、より好ましくは４１５ＭＰａ～６５０ＭＰａの範囲の降伏強度、
少なくとも５００ＭＰａ、好ましくは５００ＭＰａ～６９０ＭＰａの範囲、より好ましくは５５０ＭＰａ～６９０ＭＰａの範囲の極限引張強度；
－５０℃～－１００℃の範囲の温度における少なくとも３４Ｊ／ｃｍ２、好ましくは少なくとも１５０Ｊ／ｃｍ２、より好ましくは少なくとも３００Ｊ／ｃｍ２のＶノッチシャルピー衝撃靭性
を有する。
少なくとも４００ＭＰａ、好ましくは少なくとも４１５ＭＰａ、より好ましくは４１５ＭＰａ～６５０ＭＰａの範囲の降伏強度、
少なくとも５００ＭＰａ、好ましくは５００ＭＰａ～６９０ＭＰａの範囲、より好ましくは５５０ＭＰａ～６９０ＭＰａの範囲の極限引張強度；
－５０℃～－１００℃の範囲の温度における少なくとも３４Ｊ／ｃｍ２、好ましくは少なくとも１５０Ｊ／ｃｍ２、より好ましくは少なくとも３００Ｊ／ｃｍ２のＶノッチシャルピー衝撃靭性
を有する。
鋼製品は、優れた曲げ性または成形性を示す。鋼製品は、縦方向または横方向に５．０ｔ以下、好ましくは３．０ｔ以下、より好ましくは０．５ｔの最小曲げ半径を有し、ｔは鋼帯または鋼板の厚さである。
したがって、低温衝撃靭性、曲げ性／成形性および溶接性と同様にＨＩＣ耐性およびＰＷＨＴ耐性のような特性の改善が達成され得る。５００℃～６８０℃の範囲の温度での１時間～８時間、または６００℃～６４０℃の範囲の温度での４時間～８時間の溶接後熱処理は、鋼製品に対して不利な影響をほとんど有さないか、または不利な影響を有さない。
用語「鋼」は、炭素（Ｃ）を含有する鉄合金と定義される。
用語「（マイクロ）合金元素」は、
－ ニオブ（Ｎｂ）、チタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）およびホウ素（Ｂ）のようなマイクロ合金元素（ＭＡＥ）ならびに／または
－ マンガン（Ｍｎ）、ケイ素（Ｓｉ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）および銅（Ｃｕ）のような、中程度での合金元素
を指すために使用する。
－ ニオブ（Ｎｂ）、チタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）およびホウ素（Ｂ）のようなマイクロ合金元素（ＭＡＥ）ならびに／または
－ マンガン（Ｍｎ）、ケイ素（Ｓｉ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）および銅（Ｃｕ）のような、中程度での合金元素
を指すために使用する。
用語「非金属介在物」は、化学反応生成物、物理的影響、および製造方法の最中に起こる汚染を指す。非金属介在物は、酸化物、硫化物、窒化物、ケイ酸塩およびリン化物である。
用語「オーステナイト非再結晶温度」（Ｔｎｒ）は、圧延パス間においてその温度未満ではオーステナイトの完全静的再結晶が起こらない温度と定義される。
用語「制御圧延（ＣＲ）」は、オーステナイト非再結晶温度（Ｔｎｒ）未満の温度での熱間圧延を指す。
用語「圧下率」は、圧延プロセスによって得られる減肉の比率を指す。圧下率は、圧延プロセス前の厚さを圧延プロセス後の厚さで割ることによって計算する。圧下率２．５は、６０％の減肉に相当する。
用語「制御圧延率（ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ ｒｏｌｌｉｎｇ ｒａｔｉｏ）」は、Ｔｎｒ未満の温度での制御圧延によって得られる圧下率を指す。
用語「累積圧下率」は、Ｔｎｒ超およびＴｎｒ未満の温度での熱間圧延によって得られる総圧下率を指す。
用語「加速連続冷却（ＡＣＣ）」は、ある冷却速度で、中断なしにある温度へと加速冷却する方法を指す。
用語「中断加速冷却（ＩＡＣ）」は、ある温度域内をある冷却速度で加速冷却してから該温度域未満の温度へと空冷する方法を指す。
用語「延性脆性遷移温度（ＤＢＴＴ）」は、鋼が、破壊することなく特定量のエネルギーを吸収できる最低温度と定義される。ＤＢＴＴを上回る温度では、鋼は、衝撃に対してプラスチックのように曲がり得るか変形し得るが、ＤＢＴＴを下回る温度では、鋼は、衝撃に対して破壊または粉砕する傾向がはるかに大きい。
用語「極限引張強度（ＵＴＳ、Ｒｍ）」は、張力がかかると鋼がそこで破壊する限界を指すため、最大引張応力である。
用語「降伏強度（ＹＳ、Ｒｐ０．２）」は、０．２％の塑性ひずみをもたらす応力量と定義される０．２％オフセット耐力を指す。
用語「全伸び（ＴＥＬ）」は、材料が破断する前に伸び得る百分率に関し、通常は、計測用伸び計の固定ゲージ長に対する百分率として表される、成形性の大まかな指標である。２つの一般的なゲージ長は５０ｍｍ（Ａ５０）および８０ｍｍ（Ａ８０）である。
用語「最小曲げ半径（Ｒｉ）」は、亀裂が生じることなく試験シートに印加できる曲げの最小半径に関して使用する。
用語「曲げ性」は、Ｒｉとシート厚さ（ｔ）との比率を指す。
記号「ＫＶ」は、振り子衝撃試験機を用いて試験した際に、定義された形および寸法のＶノッチ試験片の破断に必要な吸収エネルギーを指す。
プロセスパラメータと共に鋼の合金成分が、微細組織を決定し、その微細組織が、鋼の機械特性を決定する。
合金設計は、目標とする機械特性を有する鋼製品を開発する際に考慮されるべき第１の主題である。概して、同等の強度レベルを得るためには、Ｃ含有量が少なければ少ないほど、そして目標強度レベルが高ければ高いほど、より大量の置換型（マイクロ）合金元素が必要とされると言える。
次に、化学組成をさらに詳細に記載し、ここで各成分の％は重量百分率を指す。
炭素Ｃは０．０２％～０．０５％の範囲で使用する。
Ｃ合金化は、固溶強化により鋼の強度を高めるため、Ｃ含有量は強度レベルに影響を及ぼす。０．０２％未満のＣ含有量は、不十分な強度をもたらすかもしれない。しかしながら、Ｃは、鋼の溶接性、溶接部靭性および衝撃靭性に対して有害な影響を有する。さらに、ＣはＤＢＴＴを高める。それゆえ、Ｃ含有量は０．０５％以下に設定する。
Ｃ合金化は、固溶強化により鋼の強度を高めるため、Ｃ含有量は強度レベルに影響を及ぼす。０．０２％未満のＣ含有量は、不十分な強度をもたらすかもしれない。しかしながら、Ｃは、鋼の溶接性、溶接部靭性および衝撃靭性に対して有害な影響を有する。さらに、ＣはＤＢＴＴを高める。それゆえ、Ｃ含有量は０．０５％以下に設定する。
好ましくは、Ｃを０．０３％～０．０４５％の範囲で使用する。
ケイ素Ｓｉは０．１％～０．６％の範囲で使用する。
Ｓｉは、製鋼方法の最中に溶融物から酸素を取り除くことができる脱酸素剤または殺滅剤（ｋｉｌｌｉｎｇ ａｇｅｎｔ）として効果的である。Ｓｉ合金化は、固溶強化により強度を高め、オーステナイト硬化性の向上により硬度を高める。さらに、Ｓｉの存在は残留オーステナイトを安定化させ得る。しかしながら、０．６％超のケイ素含有量は、不必要に炭素当量（ＣＥ）値を上げることがあり、その際に溶接性を下げる。その上、Ｓｉが過剰に存在すると表面品質が低下し得る。
Ｓｉは、製鋼方法の最中に溶融物から酸素を取り除くことができる脱酸素剤または殺滅剤（ｋｉｌｌｉｎｇ ａｇｅｎｔ）として効果的である。Ｓｉ合金化は、固溶強化により強度を高め、オーステナイト硬化性の向上により硬度を高める。さらに、Ｓｉの存在は残留オーステナイトを安定化させ得る。しかしながら、０．６％超のケイ素含有量は、不必要に炭素当量（ＣＥ）値を上げることがあり、その際に溶接性を下げる。その上、Ｓｉが過剰に存在すると表面品質が低下し得る。
好ましくは、Ｓｉを０．２％～０．６％、より好ましくは０．３％～０．５％の範囲で使用する。
マンガンＭｎは１．１％～２．０％の範囲で使用する。
Ｍｎは、強度と低温靭性との間の均衡を改善する必須元素である。Ｍｎ含有量の増大と強度レベルの上昇との間には大まかな関係性があるようである。Ｍｎ合金化は、固溶強化により強度を高め、オーステナイト硬化性の向上により硬度を高める。しかしながら、２．０％超のＭｎによる合金化は、不必要にＣＥ値を上げ、その際に溶接性を下げる。Ｍｎ含有量が高すぎると、熱影響部（ＨＡＺ）の靭性が低下するのみならず鋼板の中心線偏析が促進されるように鋼の硬化性が向上するため、結果的に、鋼板の中心の低温靭性が損なわれる。
Ｍｎは、強度と低温靭性との間の均衡を改善する必須元素である。Ｍｎ含有量の増大と強度レベルの上昇との間には大まかな関係性があるようである。Ｍｎ合金化は、固溶強化により強度を高め、オーステナイト硬化性の向上により硬度を高める。しかしながら、２．０％超のＭｎによる合金化は、不必要にＣＥ値を上げ、その際に溶接性を下げる。Ｍｎ含有量が高すぎると、熱影響部（ＨＡＺ）の靭性が低下するのみならず鋼板の中心線偏析が促進されるように鋼の硬化性が向上するため、結果的に、鋼板の中心の低温靭性が損なわれる。
好ましくは、Ｍｎを１．３５％～１．８％の範囲で使用する。
アルミニウムＡｌは０．０１％～０．１５％の範囲で使用する。
Ａｌは、製鋼方法の最中に溶融物から酸素を取り除くことができる脱酸素剤または殺滅剤として効果的である。さらに、Ａｌは、安定なＡｌＮ粒子の形成によってＮを取り除き、結晶粒微細化をもたらし、それが、特に低温での高靭性の促進を引き起こす。さらに、Ａｌは、残留オーステナイトを安定化させる。しかしながら、過剰のＡｌは、非金属介在物を増やすことがあり、その際に清浄度を低下させる。
Ａｌは、製鋼方法の最中に溶融物から酸素を取り除くことができる脱酸素剤または殺滅剤として効果的である。さらに、Ａｌは、安定なＡｌＮ粒子の形成によってＮを取り除き、結晶粒微細化をもたらし、それが、特に低温での高靭性の促進を引き起こす。さらに、Ａｌは、残留オーステナイトを安定化させる。しかしながら、過剰のＡｌは、非金属介在物を増やすことがあり、その際に清浄度を低下させる。
好ましくは、Ａｌを０．０２％～０．０６％の範囲で使用する。
ニオブＮｂは０．０１％～０．０８％の範囲で使用する。
Ｎｂは、炭化物ＮｂＣおよび炭窒化物Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）を形成する。Ｎｂは、主な結晶粒微細化元素であると見なされる。Ｎｂは、以下の４つの方法で鋼の強化および高靭化に寄与する：
ｉ． 高温での再加熱・浸漬段階の最中の微細Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）析出物の導入による、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）のピン止め効果に基づくオーステナイト粒構造の微細化；
ｉｉ． 高温（＞１０００℃）でのＮｂ溶質引き摺り効果による再結晶速度の遅延、およびより低温でのひずみ誘起沈殿による、再結晶の発生の妨げ、それによる微細組織微細化への寄与；
ｉｉｉ． γ－α変態（または続く熱処理）の最中および／またはその後の析出強化；ならびに
ｉｖ． より低い温度への相変態の遅延による、相変態硬化および相変態強化。
Ｎｂは、炭化物ＮｂＣおよび炭窒化物Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）を形成する。Ｎｂは、主な結晶粒微細化元素であると見なされる。Ｎｂは、以下の４つの方法で鋼の強化および高靭化に寄与する：
ｉ． 高温での再加熱・浸漬段階の最中の微細Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）析出物の導入による、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）のピン止め効果に基づくオーステナイト粒構造の微細化；
ｉｉ． 高温（＞１０００℃）でのＮｂ溶質引き摺り効果による再結晶速度の遅延、およびより低温でのひずみ誘起沈殿による、再結晶の発生の妨げ、それによる微細組織微細化への寄与；
ｉｉｉ． γ－α変態（または続く熱処理）の最中および／またはその後の析出強化；ならびに
ｉｖ． より低い温度への相変態の遅延による、相変態硬化および相変態強化。
Ｎｂは、ポリゴナルフェライト形成の代わりに擬ポリゴナルフェライト／粒状ベイナイト微細組織の形成を促進することから、該鋼における好ましい合金元素である。しかしながら、Ｎｂ添加は、０．０８％までに限定されるべきである。なぜなら、Ｎｂ含有量のさらなる増大は、強度および靭性のさらなる向上への顕著な効果を有さないからである。Ｎｂは、ＨＡＺ靭性にとって有害であり得る。なぜなら、Ｎｂは、比較的不安定なＴｉＮｂＮまたはＴｉＮｂ（Ｃ，Ｎ）析出物の形成により、粗悪な上部ベイナイト組織の形成を促進し得るからである。
好ましくは、Ｎｂを０．０２５％～０．０５％の範囲で使用する。
銅Ｃｕは０．５％以下の範囲で使用する。
Ｃｕは、低炭素ベイナイト組織を促進し、固溶強化を引き起こし、析出強化に寄与することができる。Ｃｕは、さらに、ＨＩＣおよび硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣＣ）に対して有益な効果を有する。過剰量で添加すると、Ｃｕは、現場溶接性およびＨＡＺ靭性を低下させる。それゆえ、その上限は０．５％に設定する。
Ｃｕは、低炭素ベイナイト組織を促進し、固溶強化を引き起こし、析出強化に寄与することができる。Ｃｕは、さらに、ＨＩＣおよび硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣＣ）に対して有益な効果を有する。過剰量で添加すると、Ｃｕは、現場溶接性およびＨＡＺ靭性を低下させる。それゆえ、その上限は０．５％に設定する。
好ましくは、Ｃｕを０．１５％～０．３５％の範囲で使用する。
クロムＣｒは０．５％以下の範囲で使用する。
中強度炭化物を形成する元素として、Ｃｒは、衝撃靭性の些細な損失を伴いつつ、ベース鋼と同様に溶接部の強度も高める。Ｃｒ合金化は、オーステナイト硬化性の向上により強度および硬度を高める。しかしながら、Ｃｒを含有量０．５％超の含有量で使用すると、ＨＡＺ靭性と同様に現場溶接性が、不都合に影響され得る。
中強度炭化物を形成する元素として、Ｃｒは、衝撃靭性の些細な損失を伴いつつ、ベース鋼と同様に溶接部の強度も高める。Ｃｒ合金化は、オーステナイト硬化性の向上により強度および硬度を高める。しかしながら、Ｃｒを含有量０．５％超の含有量で使用すると、ＨＡＺ靭性と同様に現場溶接性が、不都合に影響され得る。
好ましくは、Ｃｒを０．１％～０．２５％の範囲で使用する。
ニッケルＮｉは０．７％以下の範囲で使用する。
Ｎｉは、オーステナイト硬化性を改善することにより、靭性および／またはＨＡＺ靭性のいかなる損失もなしに強度を向上させる合金元素である。しかしながら、０．７％超のニッケル含有量は、著しい技術的改善を伴うことなく合金コストを非常に高める。過剰のＮｉは、鋼製品の表面品質を低下させる高粘性の酸化鉄スケールを生み出すことがある。より高いＮｉ含有量は、さらに、ＣＥ値および割れ感受性率の高まりにより、溶接性に対して不利な影響を有する。
Ｎｉは、オーステナイト硬化性を改善することにより、靭性および／またはＨＡＺ靭性のいかなる損失もなしに強度を向上させる合金元素である。しかしながら、０．７％超のニッケル含有量は、著しい技術的改善を伴うことなく合金コストを非常に高める。過剰のＮｉは、鋼製品の表面品質を低下させる高粘性の酸化鉄スケールを生み出すことがある。より高いＮｉ含有量は、さらに、ＣＥ値および割れ感受性率の高まりにより、溶接性に対して不利な影響を有する。
好ましくは、Ｎｉを０．１％～０．２５％の範囲で使用する。
チタンＴｉは０．０３％以下の範囲で使用する。
Ｔｉは、靭性にとって有害な遊離Ｎｉに結合させるために添加し、安定なＴｉＮを形成することによって、ＮｂＣと共に、高温での再加熱段階においてオーステナイト粒成長を効果的に妨げる。ＴｉＮ析出物は、さらに、溶接最中にＨＡＺにおける結晶粒粗大化を妨げることによって靭性を改善する。ＴｉＮ形成は、Ｆｅ２３Ｃ６の形成を抑制することによって、ポリゴナルフェライトの核生成を促進する。ＴｉＮ形成は、さらに、ＢＮ析出を抑制することによって、Ｂを遊離状態のままにして硬化性に寄与させる。そのためには、Ｔｉ／Ｎの比率は少なくとも３．４である。しかしながら、Ｔｉ含有量が高すぎると、ＴｉＮの粗大化およびＴｉＣによる析出硬化が起こり、低温靭性が低下し得る。それゆえ、チタンを制限して０．０３％未満、好ましくは０．０２％未満にすることが欠かせない。
Ｔｉは、靭性にとって有害な遊離Ｎｉに結合させるために添加し、安定なＴｉＮを形成することによって、ＮｂＣと共に、高温での再加熱段階においてオーステナイト粒成長を効果的に妨げる。ＴｉＮ析出物は、さらに、溶接最中にＨＡＺにおける結晶粒粗大化を妨げることによって靭性を改善する。ＴｉＮ形成は、Ｆｅ２３Ｃ６の形成を抑制することによって、ポリゴナルフェライトの核生成を促進する。ＴｉＮ形成は、さらに、ＢＮ析出を抑制することによって、Ｂを遊離状態のままにして硬化性に寄与させる。そのためには、Ｔｉ／Ｎの比率は少なくとも３．４である。しかしながら、Ｔｉ含有量が高すぎると、ＴｉＮの粗大化およびＴｉＣによる析出硬化が起こり、低温靭性が低下し得る。それゆえ、チタンを制限して０．０３％未満、好ましくは０．０２％未満にすることが欠かせない。
好ましくは、Ｔｉを０．００５％～０．０３％の範囲で使用する。
モリブデンＭｏは０．１％以下の含有量で使用する。
Ｍｏは、低炭素ベイナイト組織を促進する一方でポリゴナルフェライトの形成を抑制する効果を有する。Ｍｏ合金化は、低温靭性および焼戻し抵抗を改善する。Ｍｏの存在は、さらに、オーステナイト硬化性の向上により、強度および硬度を高める。Ｂ合金化の場合、通常、Ｂの効能を確保するためにＭｏが必要とされる。しかしながら、Ｍｏは、経済的に容認される合金元素ではない。Ｍｏを０．１％超の含有量で使用すると、靭性が低下して脆性のリスクが高まり得る。過剰量のＭｏは、さらに、Ｂの効果を下げ得る。
Ｍｏは、低炭素ベイナイト組織を促進する一方でポリゴナルフェライトの形成を抑制する効果を有する。Ｍｏ合金化は、低温靭性および焼戻し抵抗を改善する。Ｍｏの存在は、さらに、オーステナイト硬化性の向上により、強度および硬度を高める。Ｂ合金化の場合、通常、Ｂの効能を確保するためにＭｏが必要とされる。しかしながら、Ｍｏは、経済的に容認される合金元素ではない。Ｍｏを０．１％超の含有量で使用すると、靭性が低下して脆性のリスクが高まり得る。過剰量のＭｏは、さらに、Ｂの効果を下げ得る。
バナジウムＶは０．１％以下の含有量で使用する。
Ｖは、実質的にＮｂと同じであるがそれより小さい効果を有する。Ｖは、強力な炭化物・窒化物形成剤であるが、Ｖ（Ｃ，Ｎ）もまた形成可能であり、オーステナイト中でのその可溶性は、ＮｂまたはＴｉの可溶性よりも高い。したがって、Ｖ合金化は、分散・析出強化に関する潜在性を有する。なぜなら、大量のＶがフェライト中に溶解して析出に利用できるからである。しかしながら、０．１％超のＶの添加は、ベイナイトの代わりにポリゴナルフェライトが形成されることにより、溶接性および硬化性に対して不利な効果を有する。
Ｖは、実質的にＮｂと同じであるがそれより小さい効果を有する。Ｖは、強力な炭化物・窒化物形成剤であるが、Ｖ（Ｃ，Ｎ）もまた形成可能であり、オーステナイト中でのその可溶性は、ＮｂまたはＴｉの可溶性よりも高い。したがって、Ｖ合金化は、分散・析出強化に関する潜在性を有する。なぜなら、大量のＶがフェライト中に溶解して析出に利用できるからである。しかしながら、０．１％超のＶの添加は、ベイナイトの代わりにポリゴナルフェライトが形成されることにより、溶接性および硬化性に対して不利な効果を有する。
好ましくは、Ｖを０．０５％以下の含有量で使用する。
ホウ素Ｂは０．０００５％以下の含有量で使用する。
Ｂは、ポリゴナルフェライトのような拡散変態生成物の形成を抑制することにより低炭素ベイナイト組織の形成を促進する、確立されたマイクロ合金元素である。効果的なＢ合金化は、ＢＮの形成を妨げるためにＴｉの存在を必要とするであろう。Ｂの存在下にＴｉ含有量を０．０２％未満に下げることができ、それは、低温靭性にとって非常に有益である。しかしながら、低温靭性はおよびＨＡＺ靭性は、Ｂ含有量が０．０００５％を超えると急速に低下する。
Ｂは、ポリゴナルフェライトのような拡散変態生成物の形成を抑制することにより低炭素ベイナイト組織の形成を促進する、確立されたマイクロ合金元素である。効果的なＢ合金化は、ＢＮの形成を妨げるためにＴｉの存在を必要とするであろう。Ｂの存在下にＴｉ含有量を０．０２％未満に下げることができ、それは、低温靭性にとって非常に有益である。しかしながら、低温靭性はおよびＨＡＺ靭性は、Ｂ含有量が０．０００５％を超えると急速に低下する。
不可避的不純物は、０．０１５％以下、好ましくは０．０１２％以下の含有量のリンＰおよび０．００５％以下の含有量のイオウＳであり得る。他の不可避的不純物は、窒素Ｎ、水素Ｈ、酸素Ｏおよび希土類金属（ＲＥＭ）等であり得る。優れた機械特性、例えば衝撃靭性を確保するためには、それらの含有量を限定する。
非金属介在物として生じ得る不可避的不純物を最小限に抑えるためには、清浄鋼製造実践を適用する。非金属介在物は組織の均質性を破壊するため、機械特性およびその他の特性に対するその影響は相当であり得る。圧延、鍛造および／またはスタンピングによって誘発される変形の最中、非金属介在物は、鋼中の亀裂および疲れ破損を引き起こしかねない。したがって、平均介在物サイズは、典型的には１μｍ～４μｍに限定され、介在物の９５％が直径４μｍ未満である。
高張力鋼製品は、典型的厚さが６～６５ｍｍ、好ましくは１０ｍｍ～４５ｍｍの帯または板であり得る。
ＴＭＣＰのパラメータは、その化学組成で最適な微細組織を達成するために調節される。
加熱段階では、９５０℃～１３５０℃の範囲、典型的には１１４０℃の吐出し温度へとスラブを加熱し、その温度はオーステナイト粒成長の制御にとって重要である。加熱温度の上昇は、マイクロアロイ析出物の溶解および粗大化を起こし得て、異常な粒成長をもたらしかねない。
熱間圧延段階では、スラブおよび最終製品の厚さに依存して、１６～１８個の熱間圧延パスの典型的パススケジュールによりスラブを熱間圧延する。好ましくは、熱間圧延段階の終了時に累積圧下率が４．０～３５の範囲にある。
第１の熱間圧延工程は、オーステナイト非再結晶温度（Ｔｎｒ）超で行い、次いで、スラブをＴｎｒ未満に冷却してからＴｎｒ未満で制御圧延パスを行う。
オーステナイト非再結晶温度を下回る温度での制御圧延は、オーステナイト粒の伸長を引き起こし、フェライト粒の開始部位を生み出す。パンケーキオーステナイト粒が形成され、その際にオーステナイト粒中にひずみがたまり（すなわち転位）、オーステナイトからフェライトへの変態に適した核生成部位として作用することにより、フェライト粒微細化を促進することができる。少なくとも１．５、好ましくは２．０、より好ましくは２．５の制御圧延率が、オーステナイト粒の十分な変形を確保する。制御圧延圧下率２．５は、４～１０個の圧延パスによって達成され、ただしパスごとの圧下率はおよそ１０．２５％である。オーステナイト非再結晶領域における変形の最も顕著な結果は、靭性特性の改善である。驚くべきことに、発明者は、１．８から２．５以上への制御圧延圧下率の上昇が、遷移温度を著しく低下させることによって低温衝撃靭性を向上させ得るということを見出した。
最終圧延温度は、典型的には８００℃～８８０℃の範囲にあり、微細組織の微細化に寄与する。
熱間圧延製品を２３０℃未満の温度、好ましくは室温へと、少なくとも５℃／ｓの冷却速度で加速冷却する。Ａｒ３を上回る温度から冷却停止温度への急速加速冷却の最中にフェライト粒微細化が促進される。加速冷却工程中にベイナイトのような低温変態微細組織も形成される。
場合により、微細組織を微調整するために、焼戻しまたはアニーリングのような熱処理後続工程を行う。好ましくは、５８０℃～６５０℃の範囲の温度において０．５時間～１時間、焼戻しを行う。追加工程の焼戻しは、場合により、典型的には５８０℃～７００℃の範囲の温度での１分間～６０分間の高周波焼戻しであってもよい。
加速連続冷却の最中、まずポリゴナルフェライト変態が起こり、続いて温度の低下と共に擬ポリゴナルフェライト変態、ベイナイト変態、およびマルテンサイト変態が順々に起こる。最終鋼製品は、擬ポリゴナルフェライトに基づく混合微細組織を有する。該微細組織は、体積百分率で、擬ポリゴナルフェライト４０％～８０％、ポリゴナルフェライトおよびベイナイト２０％～６０％を含み、残部２０％以下、好ましくは５％以下、より好ましくは２％以下がパーライトおよびマルテンサイトである。場合により、該微細組織は、体積百分率でポリゴナルフェライト２０％～４０％を含む。場合により、該微細組織は、体積百分率でベイナイト２０％以下を含む。時には、微細組織中に島状ＭＡ成分が見られることもある。
良好な鋼靭性、特に低ＤＢＴＴは、しばしば、通常は微細組織中に存在し、へき開亀裂伝播に対する障害物として作用することから有益である大傾角境界の高密度と関連する。擬ポリゴナルフェライトが支配的な微細組織は、擬ポリゴナルフェライトと粒状ベイニティックフェライトとの界面間の大傾角境界の形成を促進する一方、擬ポリゴナルフェライトの形成は、微細組織中の旧オーステナイト粒界を除去する。
擬ポリゴナルフェライトが支配的な微細組織はさらに、脆性破壊に好適な核生成部位と見なされるＭＡ微細成分のサイズおよび画分を低下させる。ＭＡ成分の分布は、微細組織の粒状ベイニティックフェライト部に限定される。
へき開微視亀裂が、ＭＡ微細成分の近傍で始まると、その微視亀裂の伝播は、隣接する大傾角境界により容易に和らぎ一時的に停止する。その長さを超えると微視亀裂が不安定なやり方で伝播可能になる臨界長さに微視亀裂が達するためには、例えば、せん断モードでの短い微視亀裂の回転によって、隣接する微視亀裂を接続および連結するためにより大きなエネルギーが必要とされる。それゆえ、擬ポリゴナルフェライトが支配的な微細組織を有する鋼は、改善された衝撃靭性、特に低ＤＢＴＴを示す。
鋼製品は、少なくとも４００ＭＰａ、好ましくは少なくとも４１５ＭＰａ、より好ましくは４１５ＭＰａ～６５０ＭＰａの範囲の降伏強度、および少なくとも５００ＭＰａ、好ましくは５００ＭＰａ～６９０ＭＰａの範囲、より好ましくは５５０ＭＰａ～６９０ＭＰａの範囲の極限引張強度を有する。鋼製品は、－５０℃～－１００℃の範囲の温度における少なくとも３４Ｊ／ｃｍ２、好ましくは少なくとも１５０Ｊ／ｃｍ２、より好ましくは少なくとも３００Ｊ／ｃｍ２のＶノッチシャルピー衝撃靭性を有する。鋼製品は、縦方向または横方向に５．０ｔ以下、好ましくは３．０ｔ以下、より好ましくは０．５ｔの最小曲げ半径を有し、ｔは、鋼帯または鋼板の厚さである。
改善された機械特性は、鋼製品を、５００℃～６８０℃の範囲の温度で１時間～８時間、好ましくは６００℃～６４０℃の範囲の温度で４時間～８時間、溶接後熱処理した後でさえも維持される。
以下の実施例は、さらに、本発明の範囲内の実施形態を記載し実証する。実施例は、単に説明する目的でのみ示されており、本発明の限定として解釈されるべきではなく、本発明の範囲を逸脱することなくそれらの複数の変形形態が可能である。
試験板の製造に使用した化学組成を表１に示す。
試験板は、
－ １１４０℃の温度に加熱する工程；
－ 熱間圧延する工程であって、制御圧延圧下率が２．５、最終圧延温度が８４０℃～８８０℃の範囲にある、工程；
－ およそ１００℃に加速連続冷却する工程；および
－ およそ６４０℃で焼戻しする工程
を含む方法により製造する。
－ １１４０℃の温度に加熱する工程；
－ 熱間圧延する工程であって、制御圧延圧下率が２．５、最終圧延温度が８４０℃～８８０℃の範囲にある、工程；
－ およそ１００℃に加速連続冷却する工程；および
－ およそ６４０℃で焼戻しする工程
を含む方法により製造する。
微細組織
微細組織は、ＳＥＭ顕微鏡写真に基づいて特徴づけることができ、体積分率は、点算法または画像解析法を用いて測定可能である。試験板の微細組織は、擬ポリゴナルフェライト４０％～８０％、ポリゴナルフェライト２０％～４０％、ベイナイト２０％以下を含み、残部はパーライトおよびマルテンサイトである。
微細組織は、ＳＥＭ顕微鏡写真に基づいて特徴づけることができ、体積分率は、点算法または画像解析法を用いて測定可能である。試験板の微細組織は、擬ポリゴナルフェライト４０％～８０％、ポリゴナルフェライト２０％～４０％、ベイナイト２０％以下を含み、残部はパーライトおよびマルテンサイトである。
降伏強度
降伏強度は、製造された、板２０００トンのバッチの横試片を用いて、ＡＳＴＭ Ｅ８規格に準拠して測定した。横方向での降伏強度（Ｒｐ０．２）の平均値は５０８±１２ＭＰａである（図１）。
降伏強度は、製造された、板２０００トンのバッチの横試片を用いて、ＡＳＴＭ Ｅ８規格に準拠して測定した。横方向での降伏強度（Ｒｐ０．２）の平均値は５０８±１２ＭＰａである（図１）。
引張強度
引張強度は、製造された、板２０００トンのバッチの横試片を用いて、ＡＳＴＭ Ｅ８規格に準拠して測定した。横方向での極限引張強度（Ｒｍ）の平均値は５９０±１ＭＰａである（図２）。
引張強度は、製造された、板２０００トンのバッチの横試片を用いて、ＡＳＴＭ Ｅ８規格に準拠して測定した。横方向での極限引張強度（Ｒｍ）の平均値は５９０±１ＭＰａである（図２）。
伸び
伸びは、製造された、板２０００トンのバッチの横試片を用いて、ＡＳＴＭ Ｅ８規格に準拠して測定した。横方向での全伸び（Ａ５０）の平均値は３０±１．４％である（図３）。
伸びは、製造された、板２０００トンのバッチの横試片を用いて、ＡＳＴＭ Ｅ８規格に準拠して測定した。横方向での全伸び（Ａ５０）の平均値は３０±１．４％である（図３）。
曲げ性
曲げ試験は、一行程での三点曲げにより、負荷軽減後に指定角度９０°の曲げに到達するようになるまで試験片を塑性変形させることからなる。曲げの点検および評価は、試験系列全体にわたって連続的なプロセスである。これは、ポンチラジアス（Ｒ）を増大、維持または減少すべきであるかどうか決定可能にするためである。ある材料の曲げ性の限界（Ｒ／ｔ）は、いかなる欠陥も伴わない最低限の３ｍ曲げ長さが、縦方向でも横方向でも同じポンチラジアス（Ｒ）で実現される場合、一試験系列で同定できる。亀裂、表面ネッキングマークおよびフラットベンド（ｆｌａｔ ｂｅｎｄ）（著しいネッキング）は欠陥と記録される。
曲げ試験は、一行程での三点曲げにより、負荷軽減後に指定角度９０°の曲げに到達するようになるまで試験片を塑性変形させることからなる。曲げの点検および評価は、試験系列全体にわたって連続的なプロセスである。これは、ポンチラジアス（Ｒ）を増大、維持または減少すべきであるかどうか決定可能にするためである。ある材料の曲げ性の限界（Ｒ／ｔ）は、いかなる欠陥も伴わない最低限の３ｍ曲げ長さが、縦方向でも横方向でも同じポンチラジアス（Ｒ）で実現される場合、一試験系列で同定できる。亀裂、表面ネッキングマークおよびフラットベンド（ｆｌａｔ ｂｅｎｄ）（著しいネッキング）は欠陥と記録される。
曲げ試験によると、板は、板厚（ｔ）の０．５倍、すなわちＲｉ＝０．５ｔの最小曲げ半径（Ｒｉ）を、縦方向においても横方向においても有する。
ＰＷＨＴ耐性
少なくとも４１５ＭＰａの降伏強度および少なくとも５５０ＭＰａの極限引張強度のような優れた引張特性が、６２０℃での８時間の過酷なＰＷＨＴ処理後でさえも維持される。
少なくとも４１５ＭＰａの降伏強度および少なくとも５５０ＭＰａの極限引張強度のような優れた引張特性が、６２０℃での８時間の過酷なＰＷＨＴ処理後でさえも維持される。
Ｖノッチシャルピー衝撃靭性
－４５℃での衝撃靭性値を、ＡＳＭＥ（Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｓｏｃｉｅｔｙ ｏｆ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｓ）規格に準拠するＶノッチシャルピー試験によって得た。
－４５℃での衝撃靭性値を、ＡＳＭＥ（Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｓｏｃｉｅｔｙ ｏｆ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｓ）規格に準拠するＶノッチシャルピー試験によって得た。
図４は、製造された、板２０００トンのバッチの横試片６．７ｍｍ×１０ｍｍを用いて測定した平均衝撃靭性が、２７４Ｊであることを示す。
図５は、異なる厚さを有する板の縦方向および横方向でのＶノッチシャルピー衝撃靭性の結果を示す。異なる厚さを有する板の横方向でのＶノッチシャルピー衝撃靭性の結果を表１－１にまとめる。
横方向では、１０ｍｍの厚さを有する試験板は、－１００℃の温度での３３８Ｊ／ｃｍ２の衝撃靭性を有し、２０ｍｍの厚さを有する試験板は、－８０℃の温度での５８７Ｊ／ｃｍ２の衝撃靭性を有し、３０ｍｍの厚さを有する試験板は、－６０℃の温度での５８３Ｊ／ｃｍ２の衝撃靭性を有し、４１ｍｍの厚さを有する試験板は、－６０℃の温度での５７３Ｊ／ｃｍ２の衝撃靭性を有する。
溶接性
溶接性試験は、４１ｍｍ厚の板に対して行った。溶接性試験は、４１ｍｍ×２００ｍｍ×１０００ｍｍのサイズの試験片を用いて、３つの突合せ継手の溶接により行った。試験片は、主圧延方向に沿って板から切り出したため、１０００ｍｍの突合せ溶接は、圧延方向に平行であった。継手は、０．８ｋＪ／ｍｍの入熱を用いたフラックス入りアーク溶接ＦＣＡＷプロセス番号１３６および３．５ｋＪ／ｍｍの入熱を用いたシングルワイヤサブマージアーク溶接プロセス番号１２１により溶接した。板を溶接する前の予熱温度は１２５℃～１３０℃の範囲であり、パス間温度は１２５℃～２００℃の範囲であった。突合せ継手は、２５°の開先角度での半Ｖ形開先加工（ｈａｌｆ Ｖ－ｇｒｏｏｖｅ ｐｒｅｐａｒａｔｉｏｎ）を用いて溶接した。ＦＣＡＷプロセス用に選択した溶接材料は、ＥＮ／ＡＷＳ分類のＴ５０－６－１Ｎｉ－Ｐ－Ｍ２１－１－Ｈ５／Ｅ８１Ｔ１－Ｍ２１Ａ８－Ｎｉ１－Ｈ４を有するＥｓａｂ Ｆｉｌａｒｃ ＰＺ６１３８であった。ＳＡＷプロセス用に選択した溶接材料は、ＥＮ－ＡＷＳ分類のＳ－４６－７－ＦＢ－Ｓ２Ｎｉ２／Ｆ７Ａ１０－ＥＮｉ２－Ｎｉ２を有するＥｓａｂ ＯＫ Ｆｌｕｘ １０．６２と共にＥｓａｂ ＯＫ Ａｕｔｒｏｄ １３．２７ワイヤであった。３．５ｋＪ／ｍｍの入熱により溶接した溶接部を、溶接したままとＰＷＨＴとの両条件下で試験した。適用したＰＷＨＴは、６００℃の温度において４時間以内の保持時間で行った。
溶接性試験は、４１ｍｍ厚の板に対して行った。溶接性試験は、４１ｍｍ×２００ｍｍ×１０００ｍｍのサイズの試験片を用いて、３つの突合せ継手の溶接により行った。試験片は、主圧延方向に沿って板から切り出したため、１０００ｍｍの突合せ溶接は、圧延方向に平行であった。継手は、０．８ｋＪ／ｍｍの入熱を用いたフラックス入りアーク溶接ＦＣＡＷプロセス番号１３６および３．５ｋＪ／ｍｍの入熱を用いたシングルワイヤサブマージアーク溶接プロセス番号１２１により溶接した。板を溶接する前の予熱温度は１２５℃～１３０℃の範囲であり、パス間温度は１２５℃～２００℃の範囲であった。突合せ継手は、２５°の開先角度での半Ｖ形開先加工（ｈａｌｆ Ｖ－ｇｒｏｏｖｅ ｐｒｅｐａｒａｔｉｏｎ）を用いて溶接した。ＦＣＡＷプロセス用に選択した溶接材料は、ＥＮ／ＡＷＳ分類のＴ５０－６－１Ｎｉ－Ｐ－Ｍ２１－１－Ｈ５／Ｅ８１Ｔ１－Ｍ２１Ａ８－Ｎｉ１－Ｈ４を有するＥｓａｂ Ｆｉｌａｒｃ ＰＺ６１３８であった。ＳＡＷプロセス用に選択した溶接材料は、ＥＮ－ＡＷＳ分類のＳ－４６－７－ＦＢ－Ｓ２Ｎｉ２／Ｆ７Ａ１０－ＥＮｉ２－Ｎｉ２を有するＥｓａｂ ＯＫ Ｆｌｕｘ １０．６２と共にＥｓａｂ ＯＫ Ａｕｔｒｏｄ １３．２７ワイヤであった。３．５ｋＪ／ｍｍの入熱により溶接した溶接部を、溶接したままとＰＷＨＴとの両条件下で試験した。適用したＰＷＨＴは、６００℃の温度において４時間以内の保持時間で行った。
表１－２は、溶接継手の以下の機械試験結果：
－ 長方形試験片を用いた２つの横方向引張試験、
－ 位置：溶融線＋１ｍｍ（ＦＬ＋１）および溶融線＋５ｍｍ（ＦＬ＋５）からの３つの１０ｍｍ×１０ｍｍの試験片を用いた、－４０℃および－５０℃における、ベベル面（ｂｅｖｅｌｅｄ ｓｉｄｅ）のＶノッチシャルピー試験、ならびに
－ ビッカース硬さＨＶ１０クロス溶接硬さ推移
の概略を示す。
－ 長方形試験片を用いた２つの横方向引張試験、
－ 位置：溶融線＋１ｍｍ（ＦＬ＋１）および溶融線＋５ｍｍ（ＦＬ＋５）からの３つの１０ｍｍ×１０ｍｍの試験片を用いた、－４０℃および－５０℃における、ベベル面（ｂｅｖｅｌｅｄ ｓｉｄｅ）のＶノッチシャルピー試験、ならびに
－ ビッカース硬さＨＶ１０クロス溶接硬さ推移
の概略を示す。
機械試験結果は、鋼試料が優れた溶接性、および低温での優れたＨＡＺ靭性を有することを実証する。
ＨＩＣ耐性
ＨＩＣ試験は、ＮＡＣＥ（Ｎａｔｉｏｎａｌ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ ｏｆ Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｓ）ＴＭ０２８４に準拠して行った。図６は、異なる厚さを有する板のＮＡＣＥ ＴＭ０２８４ ＨＩＣ試験結果を示す。試験板はすべて、１５％未満の平均（ａｖｇ．）割れ長さ率（ＣＬＲ）を示し、それは、サワーガス環境中での鋼の優れたパフォーマンスを示唆する。記号「ＣＳＲ」は、割れ感受性率に関する。記号「ＣＴＲ」は、割れ厚さ率に関する。
ＨＩＣ試験は、ＮＡＣＥ（Ｎａｔｉｏｎａｌ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ ｏｆ Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｓ）ＴＭ０２８４に準拠して行った。図６は、異なる厚さを有する板のＮＡＣＥ ＴＭ０２８４ ＨＩＣ試験結果を示す。試験板はすべて、１５％未満の平均（ａｖｇ．）割れ長さ率（ＣＬＲ）を示し、それは、サワーガス環境中での鋼の優れたパフォーマンスを示唆する。記号「ＣＳＲ」は、割れ感受性率に関する。記号「ＣＴＲ」は、割れ厚さ率に関する。
試験板の製造に使用した化学組成を表２に示す。スラブ番号Ｃ００２は比較例である。
試験板は、実施例１で記載した方法により製造する。
オーステナイト非再結晶温度を下回る制御圧延（ＣＲ）パスの最終圧延温度（ＦＲＴ）および累積圧下率が、微細組織および機械特性に決定的な主要パラメータである。試験板の厚さ、ＦＲＴおよびＣＲ圧下率に関する概略は、表２－１に示す。スラブ番号Ｃ００２－１およびＣ００２－２は比較例である。
引張特性
引張特性は、ＡＳＴＭ Ｅ８に準拠して、横方向４０ｍｍ幅の長方形試験片を用いて測定した。図７は、１０ｍｍ～４１ｍｍの厚さを有する試験板すべてが、納入条件下（ｄｅｌ．ｃｏｎｄ．）、４８０ＭＰａ超の降伏強度および５５０ＭＰａ超の極限引張強度を有することを示す。納入条件は、実施例２の試験板を製造するための熱加工制御法（ＴＭＣＰ）において加速連続冷却（ＡＣＣ）および焼戻し（Ｔ）の工程後にいかなる追加処理も伴わないＴＭＣＰ－ＡＣＣ－Ｔ条件と定義する。６００℃における４時間の溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）は、引張特性に対してほとんど影響を及ぼさない（図７）。
引張特性は、ＡＳＴＭ Ｅ８に準拠して、横方向４０ｍｍ幅の長方形試験片を用いて測定した。図７は、１０ｍｍ～４１ｍｍの厚さを有する試験板すべてが、納入条件下（ｄｅｌ．ｃｏｎｄ．）、４８０ＭＰａ超の降伏強度および５５０ＭＰａ超の極限引張強度を有することを示す。納入条件は、実施例２の試験板を製造するための熱加工制御法（ＴＭＣＰ）において加速連続冷却（ＡＣＣ）および焼戻し（Ｔ）の工程後にいかなる追加処理も伴わないＴＭＣＰ－ＡＣＣ－Ｔ条件と定義する。６００℃における４時間の溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）は、引張特性に対してほとんど影響を及ぼさない（図７）。
１２ｍｍ、２５ｍｍまたは４１ｍｍの厚さを有する板に対して貫通引張試験を行った。損傷前の断面積のより大きな減少率は、Ｚ方向での鋼のより大きな延性を反映する。図８は、断面積の減少率が、標準等級ＡＳＴＭ Ａ５３７ ＣＬ２に必要とされる３５％よりもはるかに大きい、７７．６％～８１．８％であることを示す。
Ｖノッチシャルピー衝撃靭性
衝撃靭性は、１０ｍｍの厚さを有する７．５ｍｍ×１０ｍｍ縦板、および１５ｍｍ、２０ｍｍ、２５ｍｍまたは４１ｍｍの厚さを有する１０ｍｍ×１０ｍｍ縦板を用いて、ＡＳＴＭ Ｅ２３に準拠して測定した。Ｖノッチシャルピー衝撃靭性は、厚さが異なる板に関して、図９に示すように変動する。異なる厚さを有する板の縦方向でのＶノッチシャルピー衝撃靭性結果を表２－２にまとめる。
衝撃靭性は、１０ｍｍの厚さを有する７．５ｍｍ×１０ｍｍ縦板、および１５ｍｍ、２０ｍｍ、２５ｍｍまたは４１ｍｍの厚さを有する１０ｍｍ×１０ｍｍ縦板を用いて、ＡＳＴＭ Ｅ２３に準拠して測定した。Ｖノッチシャルピー衝撃靭性は、厚さが異なる板に関して、図９に示すように変動する。異なる厚さを有する板の縦方向でのＶノッチシャルピー衝撃靭性結果を表２－２にまとめる。
１０ｍｍ厚および１５ｍｍ厚の板の衝撃靭性レベルは、納入条件下、アッパーシェルフにおいて－６８℃での３００Ｊ／ｃｍ２超にあり、１５ｍｍ厚の板についてはエネルギーが３７５Ｊ／ｃｍ２である。２０ｍｍ厚および２５ｍｍ厚の板の納入条件またはＰＷＨＴ条件下での衝撃靭性レベルは、－６０℃での、それぞれ３００Ｊ／ｃｍ２および３７５Ｊ／ｃｍ２である。４１ｍｍの衝撃靭性レベルは、－５２℃での３２０Ｊである。
２５ｍｍ厚および４１ｍｍ厚の板（表２－１）の衝撃靭性に及ぼす制御圧延圧下率の影響を、それぞれ図１０および図１１に示す。図１０は、制御圧延圧下率を２５ｍｍ厚の板で１．８から３へと上げると遷移温度が－５２℃から－６０℃へと下がることを示す。４１ｍｍ厚の板では、１．８から２．５への制御圧延圧下率の上昇が、遷移温度を－４０℃から－６０℃へと下げる（図１１）。制御圧延圧下率が３．０である場合に最善の結果が達成可能である（図１０および図１１）。
ＰＷＨＴ耐性
６００℃における４時間の溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）は、降伏強度、極限引張強度および伸びのような引張特性（図７）またはＶノッチシャルピー衝撃靭性結果（図９～１１）に対してほとんど影響を及ぼさない。
６００℃における４時間の溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）は、降伏強度、極限引張強度および伸びのような引張特性（図７）またはＶノッチシャルピー衝撃靭性結果（図９～１１）に対してほとんど影響を及ぼさない。
曲げ性
曲げ性は、実施例１で記載した方法を用いて測定した。４１ｍｍ厚の板は、縦方向にも横方向にも０．４９倍の板厚（Ｒｉ＝０．４９ｔ）の最小曲げ半径を有する。
曲げ性は、実施例１で記載した方法を用いて測定した。４１ｍｍ厚の板は、縦方向にも横方向にも０．４９倍の板厚（Ｒｉ＝０．４９ｔ）の最小曲げ半径を有する。
微細組織
微細組織は、実施例１で記載した方法を用いて特徴づけた。４１ｍｍの厚さを有する鋼（表２－１）の微細組織は、図１２で可視化されるように、擬ポリゴナルフェライト、ポリゴナルフェライトおよびベイナイトを含む。
微細組織は、実施例１で記載した方法を用いて特徴づけた。４１ｍｍの厚さを有する鋼（表２－１）の微細組織は、図１２で可視化されるように、擬ポリゴナルフェライト、ポリゴナルフェライトおよびベイナイトを含む。
制御圧延（ＣＲ）圧下率および最終圧延温度（ＦＲＴ）は、粒径に影響を与える。図１２（ａ）に示される、Ｅ００２－１の望ましい微細組織は、制御圧延圧下率３．０と最終圧延温度８３８℃との組合せによって得られる。制御圧延圧下率を高めると、フェライト粒の開始部位が増えることによって粒径が低下する。適用した最終圧延温度が、Ｃ００２－１［図１２（ｂ）］の場合の７９８℃またはＣ００２－２［図１２（ｃ）］の場合の７７７℃のように８００℃未満である場合、粒径は、適用した最終圧延温度が８００℃超の場合［図１２（ａ）］よりも大きい。
試験板の製造に使用した化学組成を表３に示す。スラブ番号Ｃ００３は比較例である。
試験板は、実施例１で記載した方法により製造する。
試験板の冷却パラメータに関する概略を、表３－１に示す。加速連続冷却の停止温度は、機械特性に対してほとんど影響を及ぼさないか、またはまったく影響を及ぼさない（表３－２）。しかしながら、加速連続冷却の停止温度は、低温靭性を決定する重要パラメータである（表３－３）。
中断加速冷却による圧延試験を４１ｍｍ厚の板に対して行ったところ、２３０℃未満の温度への加速連続冷却が低温靭性にとって重要であることが実証される。加速冷却を２５０℃～２９０℃の範囲の温度で中断すると（表３－１）、Ｖノッチシャルピー衝撃靭性は、－６０℃の温度において激しく低下した（表３－３）。
Claims (9)
- 重量百分率（重量％）で、
Ｃ ０．０２～０．０５、好ましくは０．０３～０．０４５
Ｓｉ ０．１～０．６、好ましくは０．２～０．６、より好ましくは０．３～０．５
Ｍｎ １．１～２．０、好ましくは１．３５～１．８
Ａｌ ０．０１～０．１５、好ましくは０．０２～０．０６
Ｎｂ ０．０１～０．０８、好ましくは０．０２５～０．０５
Ｃｕ ≦０．５、好ましくは０．１５～０．３５
Ｃｒ ≦０．５、好ましくは０．１～０．２５
Ｎｉ ≦０．７、好ましくは０．１～０．２５
Ｔｉ ≦０．０３、好ましくは０．００５～０．０３
Ｍｏ ≦０．１
Ｖ ≦０．１、好ましくは≦０．０５
Ｂ ≦０．０００５
Ｐ ≦０．０１５、好ましくは≦０．０１２
Ｓ ≦０．００５
鉄および不可避的不純物である残部
からなる組成を有する高張力鋼製品であって、該鋼製品が、
体積百分率（体積％）で、
擬ポリゴナルフェライト ４０～８０
ポリゴナルフェライト ２０～４０
ベイナイト ≦２０
パーライトおよびマルテンサイト ≦２０、好ましくは≦５、より好ましくは≦２
からなるマトリックスを含む微細組織、
および次の機械特性：
少なくとも４００ＭＰａの降伏強度、
少なくとも５００ＭＰａの極限引張強度、
－５０℃～－１００℃の範囲の温度における少なくとも３４Ｊ／ｃｍ２、好ましくは少なくとも１５０Ｊ／ｃｍ２、より好ましくは少なくとも３００Ｊ／ｃｍ２のＶノッチシャルピー衝撃靭性
を有する前記高張力鋼製品。 - 直径１μｍ～４μｍの範囲の平均介在物サイズを有する非金属介在物を含み、前記介在物の９５％が直径４μｍ未満である、請求項１に記載の鋼製品。
- ６ｍｍ～６５ｍｍ、好ましくは１０ｍｍ～４５ｍｍの範囲の厚さを有する帯または板である、請求項１または２に記載の鋼製品。
- 少なくとも４１５ＭＰａの降伏強度、好ましくは４１５ＭＰａ～６５０ＭＰａの範囲の降伏強度を有する、請求項１～３のいずれか１項に記載の鋼製品。
- ５００ＭＰａ～６９０ＭＰａ、好ましくは５５０ＭＰａ～６９０ＭＰａの範囲の極限引張強度を有する、請求項１～４のいずれか１項に記載の鋼製品。
- 縦方向または横方向に５．０ｔ以下、好ましくは３．０ｔ以下、より好ましくは０．５ｔの最小曲げ半径を有し、ｔは鋼帯または鋼板の厚さである、請求項１～５のいずれか１項に記載の鋼製品。
- ５００℃～６８０℃の範囲の温度での１時間～８時間、好ましくは６００℃～６４０℃の範囲の温度での４時間～８時間の溶接後熱処理にさらした、請求項１～６のいずれか１項に記載の鋼製品。
- 請求項１～７のいずれか１項に記載の高張力鋼製品を製造する方法であって、
－ 請求項１に記載の組成を有する鋼スラブを、９５０℃～１３５０℃の範囲の温度に加熱する工程、
－ 複数の熱間圧延パスで、該加熱された鋼スラブを熱間圧延する工程であり、
ｉ． 該鋼スラブを、オーステナイト非再結晶温度を上回る温度において、第１の複数の圧延パスにさらし、
ｉｉ． 工程（ｉ）からの該鋼スラブを、オーステナイト非再結晶温度を下回る温度まで冷却し、
ｉｉｉ． 工程（ｉｉ）からの該鋼スラブを、オーステナイト非再結晶温度を下回る温度において、第２の複数の制御圧延パスにさらし、ここで、制御圧延パスの圧下率は少なくとも１．５、好ましくは２．０、より好ましくは２．５であり、最終圧延温度は８００℃～８８０℃の範囲にある、工程；
－ ２３０℃未満の温度に、少なくとも５℃／ｓの冷却速度で加速冷却する工程、ならびに
－ 場合により、５８０℃～６５０℃の範囲の温度で０．５時間～１時間焼戻しする工程
を含む、方法。 - 熱間圧延の累積圧下率が４．０～３５の範囲にある、請求項８に記載の方法。
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