JP4018318B2 - 脆性亀裂発生特性に優れた鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、脆性亀裂発生（ＣＯＤ：Crack Opening Displacement）特性に優れ、更には低温靭性にも優れた鋼板を効率よく製造する方法に関するものである。本発明によれば、構造物の安全性を確保するために重要な性能の一つであるＣＯＤ特性、更には低温靭性にも優れた鋼板を、Ｎｉ等の高価な元素を多量に添加することなく安価に提供することができるので極めて有用である。
【０００２】
【従来の技術】
鋼板のＣＯＤ特性や低温靭性を高める為には、鋼板のフェライト（α）結晶粒の微細化が非常に有効であることは知られている。その代表例として、オーステナイト（γ）の未再結晶温度域において制御圧延を行った後、加速冷却することによりγからαへの変態時にα粒を微細化する方法が提案され、実用化されている。上記方法の如く未再結晶温度域圧延後の加速冷却を利用してα粒を微細化する方法では、冷却速度が速ければ速いほど微細化効果は向上する一方、極度に速くなり過ぎると第二相が硬質のベイナイトあるいはマルテンサイトになる為、却って脆性破壊亀裂発生特性や低温靭性が低下する恐れがある。
【０００３】
また、他の結晶粒微細化方法として、特開平２−３０１５４０号公報には、鋼を少なくとも一部がフェライトからなる組織状態としておき、これに塑性加工を加えつつ変態点（Ａc1）以上の温度域に昇温するか、この昇温に続いてＡc1点以上の温度域に一定時間保持してフェライトからなる組織の一部又は全部を一旦オーステナイトに逆変態させて超微細オーステナイト粒を出現させ、その後冷却する方法が開示されている。即ち、上記方法は、鋼板を一旦二相域まで冷却した後、加工による加工発熱を利用して昇温によるα→γへの逆変態を利用するものであり、これにより、板厚全断面に対して結晶粒が微細化される結果、ＣＯＤ特性や低温靭性は向上すると考えられる。しかしながら上記方法では、加工発熱若しくは誘導加熱による昇温を利用している為、線材や薄い熱延鋼板には有効であるが、より厚い板厚の鋼板に上記方法を適用することは困難であり、たとえ適用し得たとしても、製造コストが高くつくという問題がある。
【０００４】
また、特開平８−２９５９８２号公報には、鋼板を所定温度に加熱し、オーステナイト域で粗圧延してから、仕上圧延として二層域圧延を６５０〜７５０℃の温度で終了することにより、板厚方向全断面のα結晶粒径を微細化する方法が開示されている。即ち、この方法は、圧延温度を二相域まで冷却した後、低温条件下にて仕上圧延する方法であるが、この方法によれば、変形抵抗の異なるオーステナイトとフェライトが混在する二相域で圧延を施す為、鋼板形状の制御が困難であり、鋼板に要求される板厚精度若しくは平坦度が劣化する恐れが大きい。
【０００５】
その他、特開昭６１−２３５５３４や特開平４−１４１５１７等には、強制冷却した鋼板の内部顕により、鋼板表層部の昇温中による加工を利用した結晶粒微細化方法が提案されている。ところが上記方法によれば、昇温中の圧延を必須工程としている為、昇温待ちの間は他の材料を圧延することができず、生産性低下の要因となっている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、前述の従来技術が抱える問題点を伴うことなく、−８０℃等の低温環境下においても構造物の脆性破壊亀裂の発生を抑制し得、更には、−１００℃以下の低温靭性にも優れた鋼板を生産性良く製造することのできる新規な方法を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決し得た本発明の製造方法とは、熱間圧延により、
Ｃ ：０．０３〜０．２％，
Ｓｉ：０．５％以下，
Ｍｎ：１．８％以下，
Ａｌ：０．０１〜０．１％，
Ｎ ：０．０１％以下
を満たし、且つ、
ミクロ組織が実質的にフェライト組織及びパーライト組織より構成されている鋼板を得た後、
板厚両表面から夫々５％以上１５％以下の領域を４〜１５℃／ｓの平均冷却速度で４５０〜６５０℃の温度域まで一次冷却し、
次いでＡｒ3変態点以下まで復熱させてから、
１〜１０℃／ｓの平均冷却速度で二次冷却するところに要旨を有するものである。
【０００８】
鋼中に、更に、
Ｔｉ：０．０２％以下，
Ｎｂ：０．０３％以下，
Ｖ ：０．０５％以下，及び
Ｂ ：０．００２％以下
よりなる群から選択される少なくとも一種を含有するもの；
更に、Ｃｕ：０．５％以下，及びＮｉ：０．５％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有するもの；
更に、Ｃｒ：０．１％以下，及びＭｏ：０．１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有するもの；
更に、Ｃａ：０．０１％以下，及びＺｒ：０．０１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有するものはいずれも本発明の好ましい態様である。
【０００９】
上記方法によれば、板の両表面部が非常に微細化されたフェライト粒を有する層で構成された鋼板が得られる為、特に脆性亀裂発生特性に優れたものとなる。上記方法により得られる鋼板は、通常、板の両表面部が板厚両表面から夫々５％以上１５％以下に亘って、円相当粒径：４μｍ以下、アスペクト比：２以下のフェライト粒を有する層で構成されているものである。
【００１０】
また、上記一次冷却に当たり、板厚方向中心領域のうち板厚の５０％以上７５％以下の領域をＡｒ3変態点以上にて冷却を停止すると、低温靭性が高められるので有用である。この方法によれば、通常、板の中心部が板厚の５０％以上７５％以下に亘って、円相当平均粒径：７μｍ以下、アスペクト比：２以下のフェライト粒を有する層で構成された鋼板が得られることになる。
【００１１】
更に、圧延に当たり、板厚両表面から夫々板厚の５％以上１５％以下の領域には、Ａｒ3変態点以上９００℃以下の温度範囲でεｒ≧０．６の残留累積相当塑性歪を付与し；板厚方向中心領域のうち板厚の５０％以上７５％以下の領域には、εｒ≧０．４の残留累積相当塑性歪を付与したときには、脆性亀裂発生特性及び低温靭性が一層向上するので極めて有用である。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、ＣＯＤ特性、更には低温靭性にも優れた鋼板を効率よく製造することのできる新規な方法を提供すべく鋭意研究を重ねてきた。その結果、ＣＯＤ特性の向上には、特に鋼板表層部の組織を微細なフェライト−パーライト組織に制御することが有効であり、一方、低温靭性の向上には、特に鋼板中央部の組織を微細化することが重要であることを突き止め、かかる三層構造を有する鋼板を、生産性良く製造し得る製造方法について引続き研究を進めた。その結果、圧延終了後に二段階に分けて所定の冷却速度で冷却することにより所期の目的が達成されることを見出し、本発明を完成したのである。
【００１３】
以下、本発明に到達した実験経緯を述べつつ本発明について詳細に説明する。
【００１４】
まず、本発明者らは、板厚３０〜４０ｍｍの厚鋼板を用いて実験を重ねたところ、所望の特性が付与された鋼板を得る為には、板厚全断面を均一に微細化する必要はなく、ＣＯＤ特性の向上には、鋼板表層部におけるフェライト結晶粒の微細化が有効であり、一方、低温靭性の向上には、板厚中央部（内部）における等軸フェライト粒の微細化が有効であることを突き止めた。そして、かかる鋼板を生産性良く製造し得る方法について更に検討を進めてきた。
【００１５】
まず、従来より実施されている結晶粒の微細化法、即ち、制御圧延及びそれに引続く加速冷却を行ったところ、冷却速度の増加に伴い結晶粒が微細化することが確認された。ところが本発明者らの検討結果によれば、冷却速度を約５℃／ｓ以上にまで高めると、ミクロ組織が、所望のフェライト−パーライトではなく、より硬質のベイナイト組織に遷移してしまい、同時に低温靭性が低下することが明らかになった。
【００１６】
そこで、かかるベイナイト組織の生成を抑制する為に、未再結晶温度域で圧下し、焼入れ性を低下させる方法を適用してみた。しかしながら、上記方法を採用したとしても、冷却速度が約１０℃／ｓ以上に高くなると、やはりベイナイト組織が生成してしまう他、得られるフェライト結晶粒にしても、６μｍ程度が限界であることが判明した。
【００１７】
本発明者らは、フェライト結晶粒の微細化に関して加速冷却を有効に活用することを主眼とし、冷却時のベイナイト相生成に関して調査した結果、ベイナイトの生成は瞬時に行われるのではなく或る程度の潜状時間をおいて開始することを把握した。そこで、この事実を利用し、冷却後に復熱現象を利用して昇温すれば、通常よりも高い冷却速度（最大で１５℃／ｓ）を適用したとしても、低温靭性に有害なベイナイトの生成が抑制されると共に、粒径が４μｍ以下の微細フェライト粒が得られることを見出し、本発明を完成した。
【００１８】
本発明法は、圧延により所定の成分組成及び組織からなる鋼板を得た後、板厚両表面から夫々板厚の５％以上１５％以下の領域を４〜１５℃／ｓの平均冷却速度で４５０〜６５０℃の温度域まで一次冷却し、次いでＡｒ3変態点以下まで復熱させてから、１〜１０℃／ｓの平均冷却速度で二次冷却するところに特徴を有するものである。この様に本発明法は圧延終了後に一次冷却→復熱→二次冷却を行うところに最重要ポイントがあり、これにより、一次冷却工程における平均冷却速度を、従来の平均冷却速度（最高でもせいぜい１０℃／ｓ程度）に比べて高めたとしても、有害なベイナイトの生成を抑制しつつ、微細フェライトを形成し得るというメリットが得られる。
【００１９】
まず、圧延終了後の一次冷却工程では、板厚両表面から夫々板厚の５％以上１５％以下の領域（以下「鋼板表層域」と呼ぶ場合がある）を４〜１５℃／ｓの平均冷却速度で４５０〜６５０℃の温度域まで冷却する。本発明法では、上記鋼板表層域を特定の平均冷却速度で所定温度域まで冷却することが必要であり、これ以上の表層領域を冷却した場合でも、ＣＯＤ特性の更なる向上が期待されず、しかも鋼板内部顕熱による復熱は困難である。
【００２０】
上記一次冷却工程では、４５０〜６５０℃の範囲で冷却を停止する。これにより、未再結晶温度域圧延によってオーステナイト粒内に導入された歪からのフェライト核生成が活性化し、粒界フェライト及び粒内フェライトの生成が相俟って一層微細なフェライト粒が得られるからである。尚、一次冷却停止温度が６５０℃よりも高温の場合、結晶粒の生成は、オーステナイト粒界からのフェライト粒生成が主となる為、得られるフェライト粒は粗大化してしまう。好ましくは６００℃以下である。一方、一次冷却停止温度が４５０℃よりも低温の場合、未再結晶温度域圧延により焼入れ性を低下させたとしてもやはりベイナイト組織が生成してしまい、低温靭性が低下する。好ましくは５００℃以上である。
【００２１】
また、一次冷却工程における平均冷却速度は４〜１５℃／ｓの範囲に制御する。好ましくは７℃／ｓ以上、１２℃／ｓ以下である。
【００２２】
上記一次冷却を行った後、内部顕熱により前記鋼板表層域をＡｒ3変態点以下まで復熱させた後、二次冷却を行うが、当該工程では１〜１０℃／ｓの平均冷却速度で冷却する。１℃／ｓ未満では未変態オーステナイト相より生成するフェライト結晶粒が粗大化し易い。好ましくは３℃／ｓ以上である。一方、平均冷却速度が１０℃／ｓを超えると、未変態オーステナイト相より硬質相であるベイナイトまたはマルテンサイトが生成する為、ＣＯＤ特性や低温靭性が劣化してしまう。好ましくは８℃／ｓ以下である。
【００２３】
上記方法により、鋼板表層域には極めて微細なフェライト粒を有する層が生成される結果、優れたＣＯＤ特性が発揮されることになる。上記層としては通常、円相当粒径：４μｍ以下、アスペクト比：２以下のフェライト粒を有する層が生成される様になる。
【００２４】
尚、上記一次冷却に当たり、板厚方向中心領域のうち板厚の５０％以上７５％以下の領域（以下、「鋼板内部域」と呼ぶ場合がある）をＡｒ3変態点以上にて冷却を停止し、二次冷却を開始すると、低温靭性が一層高められるので極めて有用である。これは、板の中心部に、低温靭性向上に有効な微細組織が得られるからである。例えば上記方法により、通常、板厚の５０％以上７５％以下に亘って円相当平均粒径：７μｍ以下、アスペクト比：２以下のフェライト粒を有する層が得られる様になる。
【００２５】
ここで、上記「円相当粒径」とは該当する組織における個々のフェライト粒に着目し、その面積が等しくなるように想定したときの円の直径を求めたものであり、これを平均したものが「円相当平均粒径」である。
【００２６】
更に本発明では、圧延に当たり、上記鋼板表層域ではＡｒ3変態点以上９００℃以下の温度範囲でεｒ≧０．６の残留累積相当塑性歪を付与し、また、鋼板内部域ではεｒ≧０．４の残留累積相当塑性歪を付与することが好ましく、これにより、更なる特性の向上を図ることができる。
【００２７】
本発明者らが検討したところ、冷却前の残留累積相当塑性歪量（εｒ）が少ないときにはフェライト粒は十分微細化せず、所望の微細フェライト組織を効率よく得る為には、εｒを適切に制御することが重要であることが判明した。ここで、残留累積相当塑性歪量とは、従来の累積圧下率（圧延によって導入された歪の合計を示すもの）とは異なり、冷却前に材料内部に実質的に残留している歪量を示すものである。圧延によって導入された歪は時間と共に減少していく為、同じ累積圧下率で圧延したとしても、圧延終了から冷却開始までの時間が異なる場合には、その実質的残留歪量は時間の差に応じて大きく変化することになる。その結果、所定の歪量を確保できない場合が生じ、目的とする微細フェライトが得られなくなる恐れがある為、本発明では、累積圧下率ではなく残留累積相当塑性歪を制御した次第である。
【００２８】
具体的には、鋼板表層域ではＡｒ3変態点以上９００℃以下の温度範囲でεｒ≧０．６の残留累積相当塑性歪を付与することが好ましく、これにより、一層優れたＣＯＤ特性が得られる。εｒは大きい程フェライト粒が微細化するが、厚板の場合、幾何学的な面、設備面、製造面等を勘案してもその上限は２が限界である。従って、εｒが０．６〜２の範囲では、フェライト粒径は４〜２μｍの範囲内に制御される。
【００２９】
また、鋼板内部域ではεｒ≧０．４の残留累積相当塑性歪を付与することが好ましく、これにより、一層優れた低温靭性が得られる。
【００３０】
以上詳述した通り、本発明はベイナイト変態での変態潜伏期を解明し、これをうまく利用したところに技術的意義を有するものであり、従来に比べて高い平均冷却速度で、より低い冷却停止温度まで冷却した後、復熱し、更に二次冷却を行うことにより、表層部に微細フェライト粒が生産性良く得られる点で極めて有用である。
【００３１】
尚、本発明における上記要件の特定理由を一層明らかにするため、図１〜図６に、これらの各要件が、ＣＯＤ特性や低温靭性に及ぼす影響について調べた結果をグラフ化して示す。これらのデータは、後記する実施例より抽出したものであり、いずれも表１（後記する）の鋼種Ａ、試験板厚３０ｍｍを用いて調べた例である。このうちＣＯＤ特性は、ＣＯＤ試験（Crack Opening Displacement：亀裂塑性開口変位試験）を実施し、−８０℃での脆性破壊発生限界値（ｍｍ）を算出することにより評価した。また、低温靭性はシャルピー試験における破面遷移温度を測定することにより評価した。
【００３２】
まず、図１は、累積相当塑性歪量とフェライト粒径との関係を示すグラフである。図１より、累積相当塑性歪量が０．４以上になるとフェライト粒径は７μｍ以下に微細化され、更に累積相当塑性歪量が０．６以上になるとフェライト粒径は４μｍ以下にまで微細化されることが分かる。尚、図１は一次冷却工程を、冷却停止温度５８０℃、冷却速度４℃／ｓで実施した結果をプロットしたものである。
【００３３】
次に図２は、板厚全厚に占める微細フェライト粒（３．５〜４μｍ）の割合とＣＯＤ特性との関係を示すグラフである。図２より、板の両表面部を板厚の５％以上に亘って４μｍ以下のフェライト粒径に制御することにより所望のＣＯＤ特性（目標値：−８０℃での脆性破壊発生限界値０．２ｍｍ以上）が得られることが分かる。
【００３４】
図３は、フェライト粒径と低温靭性との関係を示すグラフである。図３より、鋼板内部のフェライト粒径が７μｍ以下のフェライト−パーライト組織を有する鋼板（図中○）では、所望の低温靭性（目標値：脆性破面遷移温度−１００℃以下）が得られたのに対し、ベイナイト組織を含む鋼板（図中●）では、目標レベルを達成できなかった。
【００３５】
図４は、鋼種Ａを用いたときの、フェライト粒径とＣＯＤ特性との関係を示すグラフである。図４より、鋼板表層部のフェライト粒径を４μｍ以下、アスペクト比を２以下に制御することにより、所望のＣＯＤ特性が得られることが分かる。
【００３６】
図５は、一次冷却工程における冷却停止温度と鋼板表層域のフェライト粒径との関係を示すグラフである。図５より、冷却停止温度及び累積相当塑性歪を本発明の範囲内に制御すると、フェライト粒径が４μｍ以下のフェライト−パーライト組織を有する鋼板が得られるのに対し、本発明の範囲を外れて製造したときには、有害なベイナイト組織が発生した。
【００３７】
図６は、一次冷却工程における平均冷却停止温度と鋼板表層域のフェライト粒径との関係を示すグラフである。図６より、平均冷却速度及び累積相当塑性歪を本発明の範囲内に制御すると、フェライト粒径が４μｍ以下のフェライト−パーライト組織を有する鋼板が得られるのに対し、本発明の範囲を外れて製造したときには、有害なベイナイト組織が発生した。
【００３８】
尚、本発明では、圧延終了後の冷却工程を特定したところに最重要ポイントが存在し、圧延終了前の工程については特に制限されず、通常用いられる方法を採用することができる。
【００３９】
次に、本発明鋼板の鋼中化学成分について説明する。
【００４０】
Ｃ：０．０３〜０．２％
必要強度を確保するためにはＣを０．０３％以上添加することが好ましい。より好ましくは０．０５％以上である。但し、過度の添加は溶接性および母材靭性を劣化させることから、その上限を０．２％にすることが好ましい。より好ましくは０．１７％以下である。
【００４１】
Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）
Ｓｉは、母材の強度上昇および溶鋼の脱酸材として有用な元素であり、その為には０．０５％以上添加することが好ましい。但し、過度の添加は溶接性および母材靭性を劣化させるので、その上限を０．５％とすることが好ましい。より好ましくは０．４５％以下である。
【００４２】
Ｍｎ：１．８％以下（０％を含まない）
Ｍｎは、母材の強度上昇元素として有用であり、その為には０．５％以上添加することが好ましい。より好ましくは０．７％以上である。但し、過度の添加は溶接性および母材靭性を劣化させるので、その上限を１．８％以下にすることが好ましい。より好ましくは１．６％以下である。
【００４３】
Ａｌ：０．０１〜０．１％
Ａｌは、脱酸剤として有用であるのみならず、窒化物を形成して母材組織の細粒化作用を有するが、０．０１％未満ではこの様な作用を有効に発揮することができない。より好ましくは０．０１５％以上である。但し、０．１％を超えて添加すると母材靭性が劣化するため、その上限を０．１％とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以下である。
【００４４】
Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）
Ｎは、上記Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖなどの添加元素と窒化物を形成し、母材組織の細粒化作用を有する。この様な作用を有効に発揮させるには０．００１％以上添加することが好ましい。但し、０．０１％を超えて過剰に添加すると固溶Ｎの増大を招き、特に溶接部の靭性が劣化するのでその上限を０．０１％とすることが好ましい。
【００４５】
本発明鋼板は、上記元素を必須成分として含有し、残部：実質的にＦｅであるが、本発明の作用を損なわない範囲で他の許容成分や不純物を含有していても良い。本発明では、更に種々の特性付与を目指して、下記元素を積極的に添加することが推奨される。
【００４６】
Ｔｉ：０．０２％以下，Ｎｂ：０．０３％以下，Ｖ：０．０５％以下，及びＢ：０．００２％以下よりなる群から選択される少なくとも一種（いずれの元素も０％を含まない）
これらの元素は、鋼片加熱時のオーステナイト粒粗大化抑制作用、圧延終了後のフェライト変態核生成促進作用、またはオーステナイト粒再結晶抑制効果を通じてフェライト結晶粒の微細化効果を有する元素である。具体的には、Ｔｉは窒化物の形成によって上記作用が得られるが、この様な作用を有効に発揮させるためには０．００４％以上添加することが好ましい。但し、０．０２％を超えて過剰に添加しても母材靭性を劣化させるため、その上限を０．０２％以下にすることが好ましい。
【００４７】
また、Ｎｂは炭窒化物の形成により、圧延中のオーステナイト粒粗大化作用および再結晶抑制作用を発揮し、圧延終了後のフェライト粒微細化に有効な元素であるが、この様な作用を有効に発揮させるためには、０．００２％以上添加することが好ましい。但し、０．０３％を超えて過剰に添加すると溶接性が劣化するため、その上限を０．０３％にすることが好ましい。
【００４８】
Ｖは、Ｎｂと同様、炭窒化物の形成により、圧延中のオーステナイト粒粗大化および再結晶抑制作用を発揮し、圧延終了後のフェライト粒微細化に有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させるには０．００２％以上添加することが好ましい。但し、０．０５％を超えて過剰に添加すると溶接性が劣化するため、その上限を０．０３％とすることが好ましい。
【００４９】
Ｂは、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性を向上させるのに有効な元素であり、この様な作用を有効に発揮させるためには０．０００２％以上の添加が好ましい。但し、０．００２％を超えて添加すると、焼入れ性が増加し、母材の低温靭性劣化を招くことから、その上限を０．００２％とすることが好ましい。
【００５０】
Ｃｕ：０．５％以下及びＮｉ：０．５％以下よりなる群から選択される少なくとも一種（いずれの元素も０％を含まない）
これらの元素は、いずれもオーステナイト結晶粒の微細化および低温靭性の向上に寄与する元素である。
【００５１】
具体的には、Ｃｕは、結晶粒の微細化に有効な元素であり、この様な作用を有効に発揮させるためには、０．２％以上添加することが好ましい。但し、多量に添加すると母材の溶接性を劣化させるので、その上限を０．５％とすることが好ましい。
【００５２】
Ｎｉは、低温靭性の向上に有効な元素であるが、高価なため、その上限を０．５％とすることが好ましい。
【００５３】
これらの元素は単独で使用しても良いし、或いは併用しても構わないが、Ｃｕを単独添加すると熱間割れが発生する可能性があることから、Ｎｉも同時に添加し、熱間割れを防止することが好ましい。
【００５４】
Ｃｒ：０．１％以下及びＭｏ：０．１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種（いずれの元素も０％を含まない）
Ｃｒ及びＭｏは、いずれも炭窒化物を析出させ、強度上昇に寄与する元素であり、この様な作用を有効に発揮させるためには、いずれの元素も０．０３％以上添加することが好ましい。但し、過度の添加は溶接性および母材靭性を劣化させるため、その上限を０．１％とすることが好ましい。
【００５５】
Ｃａ：０．０１％以下及びＺｒ：０．０１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種（いずれの元素も０％を含まない）
これらの元素は鋼中の介在物形態を球状化させることによって母材の靭性を高める作用を有する。
【００５６】
このうちＣａは、鋼中介在物の形態を球状化させることにより、母材の靭性を改善する効果を有する。この様な作用を有効に発揮させるためには０．０００５％以上添加することが好ましい。但し、過剰の添加は逆に母材の靭性を劣化させるため、その上限を０．０１％とすることが好ましい。
【００５７】
Ｚｒは、Ｃａと同様、鋼中介在物の形態を球状化させることによって母材の靭性を改善する作用を有する。この様な作用を有効に発揮させるためには、０．００３％以上添加することが好ましい。但し、過剰の添加は逆に母材の靭性を劣化させるため、その上限を０．０１％とすることが好ましい。
【００５８】
尚、本発明では、熱間圧延により得られる鋼板のミクロ組織は、実質的にフェライト組織及びパーライト組織より構成されたものである。ここで「実質的に」とは、主に、フェライト組織及びパーライト組織で構成されていることを意味し、これらの組織が合計で約９０％以上（好ましくは９５％以上）存在する鋼板も、本発明の範囲内に包含される。
【００５９】
以下実施例に基づいて本発明を詳述する。ただし、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て本発明の技術範囲に包含される。
【００６０】
【実施例】
表１に記載の鋼種Ａ〜Ｉを用い、表２及び表４に示す条件で加熱し、圧延した後、二段階に分けて冷却することにより、表３及び表５に記載の組織を有する鋼板を製造した。
【００６１】
この様にして得られた種々の鋼板につき、脆性亀裂発生特性の指標としてＣＯＤ試験を実施し、−８０℃での脆性破壊発生限界値（ｍｍ）を算出すると共に、−１００℃での低温靭性は、脆性破面遷移温度を測定することにより評価した。
【００６２】
これらの結果を表３及び５に併記する。
【００６３】
【表１】
【００６４】
【表２】
【００６５】
【表３】
【００６６】
【表４】
【００６７】
【表５】
【００６８】
表３のＮｏ．１〜２５は本発明の要件を満足する方法（表２）により得られた鋼板であるが、いずれも、−８０℃での脆性破壊発生特性が目標値の０．２ｍｍを超えると共に、低温靭性の指標である脆性破面遷移温度も目標値の−１００℃を下回っており、両特性に優れていることが分かる。
【００６９】
これに対し、本発明の要件を満足しない方法（表４）により得られた表５のＮｏ．２６〜４６は、−８０℃での脆性破壊発生特性または脆性破面遷移温度のいずれか一方若しくは双方が目標レベルに達しておらず、両特性を満足することができなかった。
【００７０】
【発明の効果】
本発明は以上の様に構成されているので、高価な合金元素を添加しなくとも、−８０℃での限界ＣＯＤ特性、更には−１００℃での低温靭性に優れた鋼板を生産性良く安価に実現することができた。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、鋼種Ａを用いたときの、累積相当塑性歪量とフェライト粒径との関係を示すグラフである。
【図２】 図２は、鋼種Ａを用いたときの、板厚全厚に占める微細フェライト粒の割合とＣＯＤ特性（−８０℃での脆性破壊発生特性）との関係を示すグラフである。
【図３】図３は、鋼種Ａを用いたときの、フェライト粒径と低温靭性（脆性破面遷移温度）との関係を示すグラフである。
【図４】図４は、鋼種Ａを用いたときの、フェライト粒径とＣＯＤ特性との関係を示すグラフである。
【図５】図５は、鋼種Ａを用いたときの、一次冷却工程における冷却停止温度と、フェライト粒径及び組織との関係を示すグラフである。
【図６】図６は、鋼種Ａを用いたときの、一次冷却工程における平均冷却速度と、フェライト粒径および組織組との関係を示すグラフである。
【発明の属する技術分野】
本発明は、脆性亀裂発生（ＣＯＤ：Crack Opening Displacement）特性に優れ、更には低温靭性にも優れた鋼板を効率よく製造する方法に関するものである。本発明によれば、構造物の安全性を確保するために重要な性能の一つであるＣＯＤ特性、更には低温靭性にも優れた鋼板を、Ｎｉ等の高価な元素を多量に添加することなく安価に提供することができるので極めて有用である。
【０００２】
【従来の技術】
鋼板のＣＯＤ特性や低温靭性を高める為には、鋼板のフェライト（α）結晶粒の微細化が非常に有効であることは知られている。その代表例として、オーステナイト（γ）の未再結晶温度域において制御圧延を行った後、加速冷却することによりγからαへの変態時にα粒を微細化する方法が提案され、実用化されている。上記方法の如く未再結晶温度域圧延後の加速冷却を利用してα粒を微細化する方法では、冷却速度が速ければ速いほど微細化効果は向上する一方、極度に速くなり過ぎると第二相が硬質のベイナイトあるいはマルテンサイトになる為、却って脆性破壊亀裂発生特性や低温靭性が低下する恐れがある。
【０００３】
また、他の結晶粒微細化方法として、特開平２−３０１５４０号公報には、鋼を少なくとも一部がフェライトからなる組織状態としておき、これに塑性加工を加えつつ変態点（Ａc1）以上の温度域に昇温するか、この昇温に続いてＡc1点以上の温度域に一定時間保持してフェライトからなる組織の一部又は全部を一旦オーステナイトに逆変態させて超微細オーステナイト粒を出現させ、その後冷却する方法が開示されている。即ち、上記方法は、鋼板を一旦二相域まで冷却した後、加工による加工発熱を利用して昇温によるα→γへの逆変態を利用するものであり、これにより、板厚全断面に対して結晶粒が微細化される結果、ＣＯＤ特性や低温靭性は向上すると考えられる。しかしながら上記方法では、加工発熱若しくは誘導加熱による昇温を利用している為、線材や薄い熱延鋼板には有効であるが、より厚い板厚の鋼板に上記方法を適用することは困難であり、たとえ適用し得たとしても、製造コストが高くつくという問題がある。
【０００４】
また、特開平８−２９５９８２号公報には、鋼板を所定温度に加熱し、オーステナイト域で粗圧延してから、仕上圧延として二層域圧延を６５０〜７５０℃の温度で終了することにより、板厚方向全断面のα結晶粒径を微細化する方法が開示されている。即ち、この方法は、圧延温度を二相域まで冷却した後、低温条件下にて仕上圧延する方法であるが、この方法によれば、変形抵抗の異なるオーステナイトとフェライトが混在する二相域で圧延を施す為、鋼板形状の制御が困難であり、鋼板に要求される板厚精度若しくは平坦度が劣化する恐れが大きい。
【０００５】
その他、特開昭６１−２３５５３４や特開平４−１４１５１７等には、強制冷却した鋼板の内部顕により、鋼板表層部の昇温中による加工を利用した結晶粒微細化方法が提案されている。ところが上記方法によれば、昇温中の圧延を必須工程としている為、昇温待ちの間は他の材料を圧延することができず、生産性低下の要因となっている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、前述の従来技術が抱える問題点を伴うことなく、−８０℃等の低温環境下においても構造物の脆性破壊亀裂の発生を抑制し得、更には、−１００℃以下の低温靭性にも優れた鋼板を生産性良く製造することのできる新規な方法を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決し得た本発明の製造方法とは、熱間圧延により、
Ｃ ：０．０３〜０．２％，
Ｓｉ：０．５％以下，
Ｍｎ：１．８％以下，
Ａｌ：０．０１〜０．１％，
Ｎ ：０．０１％以下
を満たし、且つ、
ミクロ組織が実質的にフェライト組織及びパーライト組織より構成されている鋼板を得た後、
板厚両表面から夫々５％以上１５％以下の領域を４〜１５℃／ｓの平均冷却速度で４５０〜６５０℃の温度域まで一次冷却し、
次いでＡｒ3変態点以下まで復熱させてから、
１〜１０℃／ｓの平均冷却速度で二次冷却するところに要旨を有するものである。
【０００８】
鋼中に、更に、
Ｔｉ：０．０２％以下，
Ｎｂ：０．０３％以下，
Ｖ ：０．０５％以下，及び
Ｂ ：０．００２％以下
よりなる群から選択される少なくとも一種を含有するもの；
更に、Ｃｕ：０．５％以下，及びＮｉ：０．５％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有するもの；
更に、Ｃｒ：０．１％以下，及びＭｏ：０．１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有するもの；
更に、Ｃａ：０．０１％以下，及びＺｒ：０．０１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有するものはいずれも本発明の好ましい態様である。
【０００９】
上記方法によれば、板の両表面部が非常に微細化されたフェライト粒を有する層で構成された鋼板が得られる為、特に脆性亀裂発生特性に優れたものとなる。上記方法により得られる鋼板は、通常、板の両表面部が板厚両表面から夫々５％以上１５％以下に亘って、円相当粒径：４μｍ以下、アスペクト比：２以下のフェライト粒を有する層で構成されているものである。
【００１０】
また、上記一次冷却に当たり、板厚方向中心領域のうち板厚の５０％以上７５％以下の領域をＡｒ3変態点以上にて冷却を停止すると、低温靭性が高められるので有用である。この方法によれば、通常、板の中心部が板厚の５０％以上７５％以下に亘って、円相当平均粒径：７μｍ以下、アスペクト比：２以下のフェライト粒を有する層で構成された鋼板が得られることになる。
【００１１】
更に、圧延に当たり、板厚両表面から夫々板厚の５％以上１５％以下の領域には、Ａｒ3変態点以上９００℃以下の温度範囲でεｒ≧０．６の残留累積相当塑性歪を付与し；板厚方向中心領域のうち板厚の５０％以上７５％以下の領域には、εｒ≧０．４の残留累積相当塑性歪を付与したときには、脆性亀裂発生特性及び低温靭性が一層向上するので極めて有用である。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、ＣＯＤ特性、更には低温靭性にも優れた鋼板を効率よく製造することのできる新規な方法を提供すべく鋭意研究を重ねてきた。その結果、ＣＯＤ特性の向上には、特に鋼板表層部の組織を微細なフェライト−パーライト組織に制御することが有効であり、一方、低温靭性の向上には、特に鋼板中央部の組織を微細化することが重要であることを突き止め、かかる三層構造を有する鋼板を、生産性良く製造し得る製造方法について引続き研究を進めた。その結果、圧延終了後に二段階に分けて所定の冷却速度で冷却することにより所期の目的が達成されることを見出し、本発明を完成したのである。
【００１３】
以下、本発明に到達した実験経緯を述べつつ本発明について詳細に説明する。
【００１４】
まず、本発明者らは、板厚３０〜４０ｍｍの厚鋼板を用いて実験を重ねたところ、所望の特性が付与された鋼板を得る為には、板厚全断面を均一に微細化する必要はなく、ＣＯＤ特性の向上には、鋼板表層部におけるフェライト結晶粒の微細化が有効であり、一方、低温靭性の向上には、板厚中央部（内部）における等軸フェライト粒の微細化が有効であることを突き止めた。そして、かかる鋼板を生産性良く製造し得る方法について更に検討を進めてきた。
【００１５】
まず、従来より実施されている結晶粒の微細化法、即ち、制御圧延及びそれに引続く加速冷却を行ったところ、冷却速度の増加に伴い結晶粒が微細化することが確認された。ところが本発明者らの検討結果によれば、冷却速度を約５℃／ｓ以上にまで高めると、ミクロ組織が、所望のフェライト−パーライトではなく、より硬質のベイナイト組織に遷移してしまい、同時に低温靭性が低下することが明らかになった。
【００１６】
そこで、かかるベイナイト組織の生成を抑制する為に、未再結晶温度域で圧下し、焼入れ性を低下させる方法を適用してみた。しかしながら、上記方法を採用したとしても、冷却速度が約１０℃／ｓ以上に高くなると、やはりベイナイト組織が生成してしまう他、得られるフェライト結晶粒にしても、６μｍ程度が限界であることが判明した。
【００１７】
本発明者らは、フェライト結晶粒の微細化に関して加速冷却を有効に活用することを主眼とし、冷却時のベイナイト相生成に関して調査した結果、ベイナイトの生成は瞬時に行われるのではなく或る程度の潜状時間をおいて開始することを把握した。そこで、この事実を利用し、冷却後に復熱現象を利用して昇温すれば、通常よりも高い冷却速度（最大で１５℃／ｓ）を適用したとしても、低温靭性に有害なベイナイトの生成が抑制されると共に、粒径が４μｍ以下の微細フェライト粒が得られることを見出し、本発明を完成した。
【００１８】
本発明法は、圧延により所定の成分組成及び組織からなる鋼板を得た後、板厚両表面から夫々板厚の５％以上１５％以下の領域を４〜１５℃／ｓの平均冷却速度で４５０〜６５０℃の温度域まで一次冷却し、次いでＡｒ3変態点以下まで復熱させてから、１〜１０℃／ｓの平均冷却速度で二次冷却するところに特徴を有するものである。この様に本発明法は圧延終了後に一次冷却→復熱→二次冷却を行うところに最重要ポイントがあり、これにより、一次冷却工程における平均冷却速度を、従来の平均冷却速度（最高でもせいぜい１０℃／ｓ程度）に比べて高めたとしても、有害なベイナイトの生成を抑制しつつ、微細フェライトを形成し得るというメリットが得られる。
【００１９】
まず、圧延終了後の一次冷却工程では、板厚両表面から夫々板厚の５％以上１５％以下の領域（以下「鋼板表層域」と呼ぶ場合がある）を４〜１５℃／ｓの平均冷却速度で４５０〜６５０℃の温度域まで冷却する。本発明法では、上記鋼板表層域を特定の平均冷却速度で所定温度域まで冷却することが必要であり、これ以上の表層領域を冷却した場合でも、ＣＯＤ特性の更なる向上が期待されず、しかも鋼板内部顕熱による復熱は困難である。
【００２０】
上記一次冷却工程では、４５０〜６５０℃の範囲で冷却を停止する。これにより、未再結晶温度域圧延によってオーステナイト粒内に導入された歪からのフェライト核生成が活性化し、粒界フェライト及び粒内フェライトの生成が相俟って一層微細なフェライト粒が得られるからである。尚、一次冷却停止温度が６５０℃よりも高温の場合、結晶粒の生成は、オーステナイト粒界からのフェライト粒生成が主となる為、得られるフェライト粒は粗大化してしまう。好ましくは６００℃以下である。一方、一次冷却停止温度が４５０℃よりも低温の場合、未再結晶温度域圧延により焼入れ性を低下させたとしてもやはりベイナイト組織が生成してしまい、低温靭性が低下する。好ましくは５００℃以上である。
【００２１】
また、一次冷却工程における平均冷却速度は４〜１５℃／ｓの範囲に制御する。好ましくは７℃／ｓ以上、１２℃／ｓ以下である。
【００２２】
上記一次冷却を行った後、内部顕熱により前記鋼板表層域をＡｒ3変態点以下まで復熱させた後、二次冷却を行うが、当該工程では１〜１０℃／ｓの平均冷却速度で冷却する。１℃／ｓ未満では未変態オーステナイト相より生成するフェライト結晶粒が粗大化し易い。好ましくは３℃／ｓ以上である。一方、平均冷却速度が１０℃／ｓを超えると、未変態オーステナイト相より硬質相であるベイナイトまたはマルテンサイトが生成する為、ＣＯＤ特性や低温靭性が劣化してしまう。好ましくは８℃／ｓ以下である。
【００２３】
上記方法により、鋼板表層域には極めて微細なフェライト粒を有する層が生成される結果、優れたＣＯＤ特性が発揮されることになる。上記層としては通常、円相当粒径：４μｍ以下、アスペクト比：２以下のフェライト粒を有する層が生成される様になる。
【００２４】
尚、上記一次冷却に当たり、板厚方向中心領域のうち板厚の５０％以上７５％以下の領域（以下、「鋼板内部域」と呼ぶ場合がある）をＡｒ3変態点以上にて冷却を停止し、二次冷却を開始すると、低温靭性が一層高められるので極めて有用である。これは、板の中心部に、低温靭性向上に有効な微細組織が得られるからである。例えば上記方法により、通常、板厚の５０％以上７５％以下に亘って円相当平均粒径：７μｍ以下、アスペクト比：２以下のフェライト粒を有する層が得られる様になる。
【００２５】
ここで、上記「円相当粒径」とは該当する組織における個々のフェライト粒に着目し、その面積が等しくなるように想定したときの円の直径を求めたものであり、これを平均したものが「円相当平均粒径」である。
【００２６】
更に本発明では、圧延に当たり、上記鋼板表層域ではＡｒ3変態点以上９００℃以下の温度範囲でεｒ≧０．６の残留累積相当塑性歪を付与し、また、鋼板内部域ではεｒ≧０．４の残留累積相当塑性歪を付与することが好ましく、これにより、更なる特性の向上を図ることができる。
【００２７】
本発明者らが検討したところ、冷却前の残留累積相当塑性歪量（εｒ）が少ないときにはフェライト粒は十分微細化せず、所望の微細フェライト組織を効率よく得る為には、εｒを適切に制御することが重要であることが判明した。ここで、残留累積相当塑性歪量とは、従来の累積圧下率（圧延によって導入された歪の合計を示すもの）とは異なり、冷却前に材料内部に実質的に残留している歪量を示すものである。圧延によって導入された歪は時間と共に減少していく為、同じ累積圧下率で圧延したとしても、圧延終了から冷却開始までの時間が異なる場合には、その実質的残留歪量は時間の差に応じて大きく変化することになる。その結果、所定の歪量を確保できない場合が生じ、目的とする微細フェライトが得られなくなる恐れがある為、本発明では、累積圧下率ではなく残留累積相当塑性歪を制御した次第である。
【００２８】
具体的には、鋼板表層域ではＡｒ3変態点以上９００℃以下の温度範囲でεｒ≧０．６の残留累積相当塑性歪を付与することが好ましく、これにより、一層優れたＣＯＤ特性が得られる。εｒは大きい程フェライト粒が微細化するが、厚板の場合、幾何学的な面、設備面、製造面等を勘案してもその上限は２が限界である。従って、εｒが０．６〜２の範囲では、フェライト粒径は４〜２μｍの範囲内に制御される。
【００２９】
また、鋼板内部域ではεｒ≧０．４の残留累積相当塑性歪を付与することが好ましく、これにより、一層優れた低温靭性が得られる。
【００３０】
以上詳述した通り、本発明はベイナイト変態での変態潜伏期を解明し、これをうまく利用したところに技術的意義を有するものであり、従来に比べて高い平均冷却速度で、より低い冷却停止温度まで冷却した後、復熱し、更に二次冷却を行うことにより、表層部に微細フェライト粒が生産性良く得られる点で極めて有用である。
【００３１】
尚、本発明における上記要件の特定理由を一層明らかにするため、図１〜図６に、これらの各要件が、ＣＯＤ特性や低温靭性に及ぼす影響について調べた結果をグラフ化して示す。これらのデータは、後記する実施例より抽出したものであり、いずれも表１（後記する）の鋼種Ａ、試験板厚３０ｍｍを用いて調べた例である。このうちＣＯＤ特性は、ＣＯＤ試験（Crack Opening Displacement：亀裂塑性開口変位試験）を実施し、−８０℃での脆性破壊発生限界値（ｍｍ）を算出することにより評価した。また、低温靭性はシャルピー試験における破面遷移温度を測定することにより評価した。
【００３２】
まず、図１は、累積相当塑性歪量とフェライト粒径との関係を示すグラフである。図１より、累積相当塑性歪量が０．４以上になるとフェライト粒径は７μｍ以下に微細化され、更に累積相当塑性歪量が０．６以上になるとフェライト粒径は４μｍ以下にまで微細化されることが分かる。尚、図１は一次冷却工程を、冷却停止温度５８０℃、冷却速度４℃／ｓで実施した結果をプロットしたものである。
【００３３】
次に図２は、板厚全厚に占める微細フェライト粒（３．５〜４μｍ）の割合とＣＯＤ特性との関係を示すグラフである。図２より、板の両表面部を板厚の５％以上に亘って４μｍ以下のフェライト粒径に制御することにより所望のＣＯＤ特性（目標値：−８０℃での脆性破壊発生限界値０．２ｍｍ以上）が得られることが分かる。
【００３４】
図３は、フェライト粒径と低温靭性との関係を示すグラフである。図３より、鋼板内部のフェライト粒径が７μｍ以下のフェライト−パーライト組織を有する鋼板（図中○）では、所望の低温靭性（目標値：脆性破面遷移温度−１００℃以下）が得られたのに対し、ベイナイト組織を含む鋼板（図中●）では、目標レベルを達成できなかった。
【００３５】
図４は、鋼種Ａを用いたときの、フェライト粒径とＣＯＤ特性との関係を示すグラフである。図４より、鋼板表層部のフェライト粒径を４μｍ以下、アスペクト比を２以下に制御することにより、所望のＣＯＤ特性が得られることが分かる。
【００３６】
図５は、一次冷却工程における冷却停止温度と鋼板表層域のフェライト粒径との関係を示すグラフである。図５より、冷却停止温度及び累積相当塑性歪を本発明の範囲内に制御すると、フェライト粒径が４μｍ以下のフェライト−パーライト組織を有する鋼板が得られるのに対し、本発明の範囲を外れて製造したときには、有害なベイナイト組織が発生した。
【００３７】
図６は、一次冷却工程における平均冷却停止温度と鋼板表層域のフェライト粒径との関係を示すグラフである。図６より、平均冷却速度及び累積相当塑性歪を本発明の範囲内に制御すると、フェライト粒径が４μｍ以下のフェライト−パーライト組織を有する鋼板が得られるのに対し、本発明の範囲を外れて製造したときには、有害なベイナイト組織が発生した。
【００３８】
尚、本発明では、圧延終了後の冷却工程を特定したところに最重要ポイントが存在し、圧延終了前の工程については特に制限されず、通常用いられる方法を採用することができる。
【００３９】
次に、本発明鋼板の鋼中化学成分について説明する。
【００４０】
Ｃ：０．０３〜０．２％
必要強度を確保するためにはＣを０．０３％以上添加することが好ましい。より好ましくは０．０５％以上である。但し、過度の添加は溶接性および母材靭性を劣化させることから、その上限を０．２％にすることが好ましい。より好ましくは０．１７％以下である。
【００４１】
Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）
Ｓｉは、母材の強度上昇および溶鋼の脱酸材として有用な元素であり、その為には０．０５％以上添加することが好ましい。但し、過度の添加は溶接性および母材靭性を劣化させるので、その上限を０．５％とすることが好ましい。より好ましくは０．４５％以下である。
【００４２】
Ｍｎ：１．８％以下（０％を含まない）
Ｍｎは、母材の強度上昇元素として有用であり、その為には０．５％以上添加することが好ましい。より好ましくは０．７％以上である。但し、過度の添加は溶接性および母材靭性を劣化させるので、その上限を１．８％以下にすることが好ましい。より好ましくは１．６％以下である。
【００４３】
Ａｌ：０．０１〜０．１％
Ａｌは、脱酸剤として有用であるのみならず、窒化物を形成して母材組織の細粒化作用を有するが、０．０１％未満ではこの様な作用を有効に発揮することができない。より好ましくは０．０１５％以上である。但し、０．１％を超えて添加すると母材靭性が劣化するため、その上限を０．１％とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以下である。
【００４４】
Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）
Ｎは、上記Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖなどの添加元素と窒化物を形成し、母材組織の細粒化作用を有する。この様な作用を有効に発揮させるには０．００１％以上添加することが好ましい。但し、０．０１％を超えて過剰に添加すると固溶Ｎの増大を招き、特に溶接部の靭性が劣化するのでその上限を０．０１％とすることが好ましい。
【００４５】
本発明鋼板は、上記元素を必須成分として含有し、残部：実質的にＦｅであるが、本発明の作用を損なわない範囲で他の許容成分や不純物を含有していても良い。本発明では、更に種々の特性付与を目指して、下記元素を積極的に添加することが推奨される。
【００４６】
Ｔｉ：０．０２％以下，Ｎｂ：０．０３％以下，Ｖ：０．０５％以下，及びＢ：０．００２％以下よりなる群から選択される少なくとも一種（いずれの元素も０％を含まない）
これらの元素は、鋼片加熱時のオーステナイト粒粗大化抑制作用、圧延終了後のフェライト変態核生成促進作用、またはオーステナイト粒再結晶抑制効果を通じてフェライト結晶粒の微細化効果を有する元素である。具体的には、Ｔｉは窒化物の形成によって上記作用が得られるが、この様な作用を有効に発揮させるためには０．００４％以上添加することが好ましい。但し、０．０２％を超えて過剰に添加しても母材靭性を劣化させるため、その上限を０．０２％以下にすることが好ましい。
【００４７】
また、Ｎｂは炭窒化物の形成により、圧延中のオーステナイト粒粗大化作用および再結晶抑制作用を発揮し、圧延終了後のフェライト粒微細化に有効な元素であるが、この様な作用を有効に発揮させるためには、０．００２％以上添加することが好ましい。但し、０．０３％を超えて過剰に添加すると溶接性が劣化するため、その上限を０．０３％にすることが好ましい。
【００４８】
Ｖは、Ｎｂと同様、炭窒化物の形成により、圧延中のオーステナイト粒粗大化および再結晶抑制作用を発揮し、圧延終了後のフェライト粒微細化に有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させるには０．００２％以上添加することが好ましい。但し、０．０５％を超えて過剰に添加すると溶接性が劣化するため、その上限を０．０３％とすることが好ましい。
【００４９】
Ｂは、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性を向上させるのに有効な元素であり、この様な作用を有効に発揮させるためには０．０００２％以上の添加が好ましい。但し、０．００２％を超えて添加すると、焼入れ性が増加し、母材の低温靭性劣化を招くことから、その上限を０．００２％とすることが好ましい。
【００５０】
Ｃｕ：０．５％以下及びＮｉ：０．５％以下よりなる群から選択される少なくとも一種（いずれの元素も０％を含まない）
これらの元素は、いずれもオーステナイト結晶粒の微細化および低温靭性の向上に寄与する元素である。
【００５１】
具体的には、Ｃｕは、結晶粒の微細化に有効な元素であり、この様な作用を有効に発揮させるためには、０．２％以上添加することが好ましい。但し、多量に添加すると母材の溶接性を劣化させるので、その上限を０．５％とすることが好ましい。
【００５２】
Ｎｉは、低温靭性の向上に有効な元素であるが、高価なため、その上限を０．５％とすることが好ましい。
【００５３】
これらの元素は単独で使用しても良いし、或いは併用しても構わないが、Ｃｕを単独添加すると熱間割れが発生する可能性があることから、Ｎｉも同時に添加し、熱間割れを防止することが好ましい。
【００５４】
Ｃｒ：０．１％以下及びＭｏ：０．１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種（いずれの元素も０％を含まない）
Ｃｒ及びＭｏは、いずれも炭窒化物を析出させ、強度上昇に寄与する元素であり、この様な作用を有効に発揮させるためには、いずれの元素も０．０３％以上添加することが好ましい。但し、過度の添加は溶接性および母材靭性を劣化させるため、その上限を０．１％とすることが好ましい。
【００５５】
Ｃａ：０．０１％以下及びＺｒ：０．０１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種（いずれの元素も０％を含まない）
これらの元素は鋼中の介在物形態を球状化させることによって母材の靭性を高める作用を有する。
【００５６】
このうちＣａは、鋼中介在物の形態を球状化させることにより、母材の靭性を改善する効果を有する。この様な作用を有効に発揮させるためには０．０００５％以上添加することが好ましい。但し、過剰の添加は逆に母材の靭性を劣化させるため、その上限を０．０１％とすることが好ましい。
【００５７】
Ｚｒは、Ｃａと同様、鋼中介在物の形態を球状化させることによって母材の靭性を改善する作用を有する。この様な作用を有効に発揮させるためには、０．００３％以上添加することが好ましい。但し、過剰の添加は逆に母材の靭性を劣化させるため、その上限を０．０１％とすることが好ましい。
【００５８】
尚、本発明では、熱間圧延により得られる鋼板のミクロ組織は、実質的にフェライト組織及びパーライト組織より構成されたものである。ここで「実質的に」とは、主に、フェライト組織及びパーライト組織で構成されていることを意味し、これらの組織が合計で約９０％以上（好ましくは９５％以上）存在する鋼板も、本発明の範囲内に包含される。
【００５９】
以下実施例に基づいて本発明を詳述する。ただし、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て本発明の技術範囲に包含される。
【００６０】
【実施例】
表１に記載の鋼種Ａ〜Ｉを用い、表２及び表４に示す条件で加熱し、圧延した後、二段階に分けて冷却することにより、表３及び表５に記載の組織を有する鋼板を製造した。
【００６１】
この様にして得られた種々の鋼板につき、脆性亀裂発生特性の指標としてＣＯＤ試験を実施し、−８０℃での脆性破壊発生限界値（ｍｍ）を算出すると共に、−１００℃での低温靭性は、脆性破面遷移温度を測定することにより評価した。
【００６２】
これらの結果を表３及び５に併記する。
【００６３】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
表３のＮｏ．１〜２５は本発明の要件を満足する方法（表２）により得られた鋼板であるが、いずれも、−８０℃での脆性破壊発生特性が目標値の０．２ｍｍを超えると共に、低温靭性の指標である脆性破面遷移温度も目標値の−１００℃を下回っており、両特性に優れていることが分かる。
【００６９】
これに対し、本発明の要件を満足しない方法（表４）により得られた表５のＮｏ．２６〜４６は、−８０℃での脆性破壊発生特性または脆性破面遷移温度のいずれか一方若しくは双方が目標レベルに達しておらず、両特性を満足することができなかった。
【００７０】
【発明の効果】
本発明は以上の様に構成されているので、高価な合金元素を添加しなくとも、−８０℃での限界ＣＯＤ特性、更には−１００℃での低温靭性に優れた鋼板を生産性良く安価に実現することができた。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、鋼種Ａを用いたときの、累積相当塑性歪量とフェライト粒径との関係を示すグラフである。
【図２】 図２は、鋼種Ａを用いたときの、板厚全厚に占める微細フェライト粒の割合とＣＯＤ特性（−８０℃での脆性破壊発生特性）との関係を示すグラフである。
【図３】図３は、鋼種Ａを用いたときの、フェライト粒径と低温靭性（脆性破面遷移温度）との関係を示すグラフである。
【図４】図４は、鋼種Ａを用いたときの、フェライト粒径とＣＯＤ特性との関係を示すグラフである。
【図５】図５は、鋼種Ａを用いたときの、一次冷却工程における冷却停止温度と、フェライト粒径及び組織との関係を示すグラフである。
【図６】図６は、鋼種Ａを用いたときの、一次冷却工程における平均冷却速度と、フェライト粒径および組織組との関係を示すグラフである。
Claims (8)
- 熱間圧延により、
Ｃ ：０．０３〜０．２％（質量％の意味。以下、成分について同じ），
Ｓｉ：０．５％以下，
Ｍｎ：１．８％以下，
Ａｌ：０．０１〜０．１％，
Ｎ ：０．０１％以下を満たし、
更に、Ｔｉ：０．０２％以下，Ｎｂ：０．０３％以下，Ｖ：０．０５％以下，及びＢ：０．００２％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、且つ、
ミクロ組織が実質的にフェライト組織及びパーライト組織より構成されている鋼板を得た後、
板厚両表面から夫々５％以上１５％以下の領域を４〜１５℃／ｓの平均冷却速度で４５０〜６５０℃の温度域まで一次冷却し、
次いでＡｒ３変態点以下まで復熱させてから、
１〜１０℃／ｓの平均冷却速度で二次冷却することを特徴とする脆性亀裂発生特性に優れた鋼板の製造方法。 - 更に、Ｃｕ：０．５％以下，及びＮｉ：０．５％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する請求項１に記載の製造方法。
- 更に、Ｃｒ：０．１％以下，及びＭｏ：０．１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する請求項１または２に記載の製造方法。
- 更に、Ｃａ：０．０１％以下，及びＺｒ：０．０１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の製造方法。
- 前記脆性亀裂発生特性に優れた鋼板は、板の両表面部が板厚両表面から夫々５％以上１５％以下に亘って、円相当粒径：４μｍ以下、アスペクト比：２以下のフェライト粒を有する層で構成されているものである請求項１〜４のいずれかに記載の製造方法。
- 前記一次冷却に当たり、板厚方向中心領域のうち板厚の５０％以上７５％以下の領域をＡｒ３変態点以上にて冷却を停止することにより低温靭性が高められたものである請求項１〜５のいずれかに記載の製造方法。
- 前記低温靭性が高められた鋼板は、板の中心部が板厚の５０％以上７５％以下に亘って、円相当平均粒径：７μｍ以下、アスペクト比：２以下のフェライト粒を有する層で構成されているものである請求項６に記載の製造方法。
- 熱間圧延に当たり、
板厚両表面から夫々板厚の５％以上１５％以下の領域には、Ａｒ３変態点以上９００℃以下の温度範囲でεｒ≧０．６の残留累積相当塑性歪を付与し、
板厚方向中心領域のうち板厚の５０％以上７５％以下の領域には、εｒ≧０．４の残留累積相当塑性歪を付与するものである請求項１〜７のいずれかに記載の製造方法。
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