JP5487892B2 - 低温靭性の優れた低降伏比高張力鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、主として、液体アンモニアとＬＰＧなどの他種液化ガスとを混載する多目的タンク用の鋼材などに使用される低温靭性の優れた低降伏比高張力鋼板の製造方法に関するものである。

エネルギー需要の高まりと海上輸送における輸送効率の向上の観点から、液体アンモニアとＬＰＧなどの他種液化ガスとを混載する多目的船の需要がある。同船のタンク用鋼材として必要な特性は、ＩＧＣコード（International Gas Carrier Code）において次のように規定されている。

（ａ）設計温度（Ｔ_D）が、０℃より低く−５５℃までの鋼板における低温靭性は、板厚ｔに応じた下記の温度で試験して、規定の値を満たさなければならない。（IGCコード6.2）
試験温度 Ｔ_D−４８℃の場合
ｔ≦25mm： （Ｔ_D−５℃） −５３℃
２５＜ｔ≦30mm： （Ｔ_D−１０℃） −５８℃
３０＜ｔ≦35mm： （Ｔ_D−１５℃） −６３℃
３５＜ｔ≦40mm： （Ｔ_D−２０℃） −６８℃
（ｂ）耐応力腐食割れ（Stress Corrosion Cracking：SCC）対策として降伏強さ４４０ＭＰａ以下とする（IGCコード17.13）。また、規格により降伏強さ３５５ＭＰａ以上と定められているため、降伏強さは３５５〜４４０の狭いレンジとなる。
（ｃ）タンク許容応力は、鋼材の引張強さ（ＴＳ）下限×１／３、降伏強さ（ＹＰ）下限×１／２のいずれか小さい方の値としなければならないが、規格より降伏強さの下限３５５ＭＰａを考慮する必要性から、引張強さの下限が５３３ＭＰａの高強度仕様となる。（IGCコード4.5）

このように、多目的タンク用として適用できるには、高い引張強さ、狭い幅の降伏強さ、高靭性という互いに相反する厳しい要求特性を同時に満足する鋼板を製造する必要がある。

液化アンモニアタンク用鋼における従来の製造方法としては、例えば、特許文献１では、900℃以上の温度で累積圧下率10〜80％の粗圧延を行った後、冷却速度が２〜40℃/sの加速冷却をAr3＋50℃〜Ar3−50℃まで行い、その後650℃以上で仕上圧延を終了し、5〜40℃/sの冷却速度で200〜450℃まで冷却する方法を提案している。

この方法では、圧延途中に冷却が必要となるため生産性の面で課題が残る。また、350℃を超える停止温度では、水冷停止後の復熱・放熱が焼き戻しと同等の影響を及ぼし、降伏点が出るため、所望の低降伏比を実現することができない。

鋼を低降伏比化するための製造方法として、例えば、特許文献２においては、スラブを1000〜1250℃に加熱し、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下量を30％以上とし、720℃以上の温度で熱間圧延を終了後、680℃以上の温度から冷却を開始し、150〜350℃の温度で冷却停止することで、引張試験において、荷重−伸び曲線がラウンドなカーブを描き、降伏点が出ないことを特徴とする製造方法を提案している。

降伏点（ＹＰ）が出ないラウンドな荷重−伸び曲線においては、降伏強さとして一般的に０．２％耐力（ＹＳ）が採用されるため、同一強度の鋼材の引張試験において降伏強さはＹＳ＜ＹＰとなり、同時に降伏比（ＹＰまたはＹＳ／ＴＳ）も低下する。
しかしながら、所望のＹＳを得るための上記冷却停止温度では、板厚が薄くなるにつれ板厚中央における冷却速度が高くなるため、ベイナイト単相の組織となり、引張強さ及び降伏強さ共に規定された上限を超えてしまう。
従って、全ての板厚において安定して所望の引張強さ及び降伏強さを得ることが出来ないという問題がある。

特開平１０−３０６３１６号公報 特開平１１−２９３３８０号公報

多目的タンク用鋼材は、上記のように、許容される降伏強さの幅が狭いため、冷却条件として板厚を考慮していない従来技術では、得られた鋼板の降伏強さのばらつきの範囲が広く、要求される降伏強さに対する的中精度が低く、歩留が悪いという問題がある。
そこで、本発明は、狭い範囲の降伏強さが求められるような場合においても、安定して低い降伏比が得られるようにして、多目的タンク用鋼材に適する低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板を提供することを課題とする。

本発明は、引張強さ及び降伏強さを安定して得るために、組織をフェライト＋ベイナイトの二相組織とすることで、母材鋼板において、高い引張強さ、狭い要求範囲を満たす降伏強さ及び高靭性を確保することを基本的な技術思想とするものであり、その手段として、熱間圧延後の冷却において、薄手材においては途中で冷却速度を変化させる二段冷却を行い、図1の連続冷却曲線図に示すように、前段の冷却では冷却速度を下げ、フェライト変態開始線を通過するようにして、フェライト生成を促進させ、後段の冷却では冷却速度を上げて、組織のベイナイト化を図るようにする。

また、板厚中央の冷却速度は、熱伝導のために板厚によって冷却速度が異なるため、適正な引張強さ及び降伏強さを得るため、板厚に応じて適切な冷却条件を設定することにより、全ての板厚において、所望の降伏強さを安定して得られるようになった。
そのような本発明の要旨は以下の通りである。

（１）鋼成分が質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．４０％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００１〜０．００５％を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなり、かつ、次式、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Cｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５、で表わされるＣｅｑが０．３８以下である鋳片を、１２００℃超に加熱した後、熱間圧延に際し、オーステナイト再結晶温度域での圧延を、累積圧下量を３０％以上で、１パスあたりの平均圧下率を１５％以上とする条件で行い、かつ、オーステナイト未再結晶温度域での圧延を累積圧下量を３０％以上とする条件で行い、熱間圧延終了時の板厚をt（mm）とすると、（８１０−ｔ）℃以上の温度で熱間圧延を終了し、７００℃以上の温度から冷却を開始し、前記板厚ｔに応じて下記（ａ）〜（ｃ）の条件で冷却を行い、２００〜３００℃の温度で冷却を停止することを特徴とする板厚１０ｍｍ超４０ｍｍ以下の低温靭性の優れた低降伏比高張力鋼板の製造方法。
（ａ）１０＜ｔ≦２０：７００℃から６２０〜５８０℃までを平均冷速１０〜２０［℃/sec］で冷却し、引き続いて２００〜３００℃の冷却停止温度までを平均冷速７０〜８０［℃/sec］で冷却する。
（ｂ）２０＜ｔ≦３５：７００℃から６２０〜５８０℃までを平均冷速１５〜２５［℃/sec］で冷却し、引き続いて２００〜３００℃の冷却停止温度までを平均冷速３０〜４０［℃/sec］で冷却する。
（ｃ）３５＜ｔ≦４０：７００から２００〜３００℃の冷却停止温度までを平均冷速２０〜３０［℃/sec］で冷却する。

（２）前記鋳片の鋼成分として、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００６０％
Ｃｒ：０．０１〜０．５％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％
Ｖ ：０．０１〜０．０５％、
の１種または２種以上を含むことを特徴とする前記（1）記載の低温靭性の優れた低降伏比高張力鋼板の製造方法。

本発明により、狭い範囲の降伏強さが求められるような場合においても、安定して低い降伏比が得られるようにして、多目的タンク用鋼材に適する低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板を、歩留ロスを抑えて安価に製造することができる。

熱間圧延後の冷却を２段冷却とした場合のＣＣＴ模式図を示す。

以上のような本発明について、以下、詳細に説明する。
まず、本発明で、鋼組成を上記のように規定した理由について説明する。なお、含有量の％は質量％を意味する。

Ｃは鋼材の特性に最も顕著に影響する元素であり、下限の０．０５％は、必要な強度を確保し、溶接熱影響部が必要以上に軟化することのないようにするための最小量である。
しかし、Ｃ量が多すぎると焼入れ性が必要以上に上がり、鋼材が本来有すべき強度・靭性のバランス、溶接性等に悪影響を及ぼすため、上限を０．１５％とした。
Ｃのより好ましい範囲は、０．０６〜０．１０％である。

Ｓｉは脱酸のために鋼に含まれる元素であるが、多く添加すると溶接性や溶接熱影響部（ＨＡＺ：Heat Affected Zone）靭性が劣化するため、上限を０．４％に限定した。鋼の脱酸はＴｉ、Ａｌでも十分可能であり、ＨＡＺ靭性、焼入れ性等の観点からは低いほど望ましく、必ずしも添加する必要はない。

Ｍｎは強度、靭性を確保する上で不可欠な元素であり、そのために必要な下限は１．０％である。しかし、Ｍｎ量が多すぎると焼入れ性が上昇して、溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるだけでなく、連続鋳造スラブの中心偏析を助長するので上限を２．０％とした。
Ｍｎのより好ましい範囲は、１．２０〜１．８０％である。

Ｐは本発明においては不純物であり、Ｐ量の低減はＨＡＺにおける粒界破壊を減少させる傾向があるため、Ｐは少ないほど好ましい。含有量が多いと、母材及び溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０２％とした。

ＳはＰと同様本発明においては不純物であり、母材の低温靭性の観点からは少ないほど好ましい。含有量が多いと母材及び溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０１％とした。

Ｎｉは過剰に添加しなければ、溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させる。これらの効果を発揮させるためには、少なくとも０．０５％以上の添加が必須である。一方過剰な添加は高価なだけでなく、溶接性を劣化させるので好ましくない。さらに、Ｎｉを多く添加すると、液体アンモニア中で応力腐食割れを誘起する可能性が指摘されているため、上限を１．０％とした。
Ｎｉのより好ましい範囲は、０．１０〜０．８０％である。

ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果、現象を示し、上限の０．５％は溶接性劣化に加え、過剰な添加は熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し製造困難となるため規制される。下限は実質的な効果が得られるための最小量とすべきで、０．０５％である。
Ｃｕのより好ましい範囲は、０．１０〜０．４０％である。

Ｔｉは母材およびＨＡＺの靭性向上のために必須の元素である。Ｔｉは、Ａｌ量が少ない場合（例えば、０．００３％以下）には、Ｏと結合してＴｉ₂Ｏ₃を主成分とする析出物を形成し、粒内変態フェライト生成の核となり、ＨＡＺ靭性を向上させる。また、Ｔｉは、Ａｌ量にかかわらず、Ｎと結合し、ＴｉＮとしてスラブ中に微細析出し、スラブ加熱時のγ粒の粗大化を抑制し、圧延組織の細粒化して母材の靭性向上に有効であり、また、鋼板中に存在する微細ＴｉＮは、溶接時にＨＡＺ組織を細粒化するためＨＡＺ靭性の向上に有効である。これらの効果を得るためには、Ｔｉは最低０．００５％必要である。しかし多過ぎるとＴｉＣを形成し、低温靭性や溶接性を劣化させるので、その上限は０．０２５％とする。
Ｔｉのより好ましい範囲は、０．００５〜０．０２０％である。

Ａｌは、一般に脱酸のために鋼に含まれる元素であるが、脱酸はＳｉまたはＴｉだけでも十分であり、本発明においては、その下限は限定しない。しかし、Ａｌ量が多くなると、鋼の清浄度が悪くなるだけでなく、溶接金属の靭性が劣化するので上限を０．０６％とした。
Ａｌのより好ましい範囲は、０．０４０％以下である。

Ｎは不可避的不純物として鋼中に含まれるものであるが、Ｎｂと結合して炭窒化物を形成して強度を増加させ、また、ＴｉＮを形成して前述のように鋼の性質を高める。このため、Ｎ量として最低０．００１％必要である。しかしながら、Ｎ量の増加はＨＡＺ靭性、溶接性に極めて有害であり、その上限は０．００５％である。
なお、上記範囲であれば何れでも好ましい。

本発明は、以上の元素を基本成分とするが、必要に応じて、Ｃａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの１種または２種以上を含有することができる。基本成分に、これらの元素を更に添加する目的は、本発明における鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度、靭性などの特性を更に向上させるためであり、その添加量は自ずと制限されるべき性質のものである。以下これらの元素の添加理由について説明する。

ＣａはＣａ系酸化物を生成することで大入熱溶接時のオーステナイト粒成長を抑制しＨＡＺ靭性を高め、また、ＭｎＳの形態制御およびＡｌ₂Ｏ₃クラスター形態制御に有効であり鋼中清浄度を高める。このため、Ｃａ量として０．０００５％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃａ量の増加は粗大介在物を生成させＨＡＺ靭性、溶接性に有害であり、その上限は０．００３％である。

ＣｒおよびＭｏは０．０１％以上の添加で母材の強度、靭性をともに向上させる。しかし添加量が多過ぎると母材、溶接部の靭性および溶接性の劣化を招き、また後述する組織制御が困難となって好ましくないため上限をいずれも０．５％とした。
Ｃｒ、Ｍｏのより好ましい範囲は、０．１０〜０．４０％である。

Ｎｂは０．００２％以上添加するとオーステナイトの未再結晶温度を上昇させ、熱間圧延時の制御圧延の効果を最大限に発揮する上で有効な元素である。また、焼入れの際の加熱オーステナイトの細粒化にも寄与する。しかし、過剰な添加は、溶接部の靭性劣化を招くため上限を０．０５％とした。
Ｎｂのより好ましい範囲は、０．０１〜０．０４％である。

ＶはＮｂとほぼ同様の作用を有するものであるが、Ｎｂに比べてその効果は小さい。また、Vは焼入れ性にも影響を及ぼし、上記元素と同様組織制御の観点から添加するものである。Ｎｂと同様の効果は、０．０１％未満では効果なく、上限は０．０５％まで許容できる。
Ｖのより好ましい範囲は、０．０１〜０．０４％である。

本発明では、個々の成分の含有範囲を以上のように限定しても、成分系全体が適切でないと優れた特性は得られない。このため、下式で表されるＣｅｑの値を０．３８％以下に限定する。このＣｅｑは溶接性を表す指標で、値が低いほど溶接性は良好である。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Cｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Cｒ、Ｍｏ、Ｖは、各元素の質量％で表される含有量である。

次に、優れた低温靭性を確保しつつ、上述したような要求特性を満足するための製造条件について説明する。

本発明では、上記成分よりなる鋳片を、１２００℃超に加熱した後、熱間圧延を施す。
加熱温度を１２００℃超に限定した理由は、鋳片中の偏析を拡散させるためである。１２００℃以下では偏析が十分に拡散されず板厚中央における靭性が改善されない。

熱間圧延に際しては、オーステナイト再結晶温度域での圧延を、累積圧下量を３０％以上で、１パスあたりの平均圧下率を１５％以上とする条件で行い、かつ、オーステナイト未再結晶温度域での圧延を、累積圧下量を３０％以上とする条件で行い、熱間圧延終了時の板厚をt（mm）としたとき、（８１０−ｔ）℃以上の温度で熱間圧延を終了する。

熱間圧延において、再結晶温度域での累積圧下量を３０％以上とした理由は、複数パスでの圧下率を十分確保するためである。これ未満の累積圧下量では、軽圧下圧延による異常粒成長により強度および靭性の劣化を招く。
各パスあたりの平均圧下率を１５％以上とした理由は、再結晶に必要な限界歪を加えるためである。これ未満の圧下率では軽圧下圧延による異常粒成長により強度および靭性の劣化を招く。

また、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧化量を３０％以上とした理由は、オーステナイトを顕著に細粒化するためである。
なお、再結晶温度域での上記圧延は９００℃以上で行い、未再結晶温度域での上記圧延は８５０℃以下で行うのが好ましい。

熱間圧延終了温度が低下すると、圧延中にフェライトが変態析出し、このフェライトを加工する恐れがあり、低降伏比化や低温靭性確保の点で好ましくない。このため、熱間圧延終了温度は板厚ｔに応じて、（８１０−ｔ）℃以上とする。
熱延後の鋼板は、板厚が薄くなるのに伴いその温度が低下しやすくなるため、前記のフェライトの加工や、更には冷却開始温度の低下に繋がるため、圧延終了温度の条件として、板厚を考慮した上記の温度とする。
なお、熱延鋼板の適用板厚は、１０ｍｍ超４０ｍｍ以下である。強度設計上１０ｍｍ超の板厚が必要であり、また、ＩＧＣコード４．１１より、加圧による機械的応力除去を行うタンクの胴板の板厚は最大で４０ｍｍとなるからである。

熱間圧延終了後、７００℃以上の温度から冷却を開始し、２００〜３００℃の冷却停止温度まで冷却する。その際、７００℃から冷却停止温度まで、熱延鋼板の板厚ｔ（ｍｍ）に応じて下記（ａ）〜（ｃ）の条件で冷却を行うようにして、冷却後に所定の組織分率のフェライトとベイナイト組織を得る。

（ａ）１０＜ｔ≦２０
前段の７００℃から６２０〜５８０℃を平均冷速１０〜２０［℃/sec］で冷却し、後段の６００℃から冷却停止温度までを平均冷速７０〜８０［℃/sec］で冷却する。
（ｂ）２０＜ｔ≦３５
前段の７００℃から６２０〜５８０℃を平均冷速１５〜２５［℃/sec］で冷却し、後段の６００℃から冷却停止温度までを平均冷速３０〜４０［℃/sec］で冷却する。
（ｃ）35＜ｔ≦４０
７００℃から２００〜３００℃の冷却停止温度までを平均冷速２０〜３０［℃/sec］冷却する。

この冷却は、圧延方向に沿って複数ある冷却ゾーンに、水量密度を可変にできる加速冷却装置を設け、個々の冷却装置の水量密度を変えることにより行う。

ここで、冷却開始温度を７００℃以上とするのは、変態域の冷却速度を早めることで組織を微細化し、強度と靭性を同時に向上させるためである。開始温度が７００℃を下回ると、粗大なフェライトが析出し始め、強度低下や靭性を劣化させるため、７００℃以上からの冷却に限定した。

また、板厚毎に上記（ａ）〜（ｃ）の温度範囲と冷却速度を設定する理由は、板厚差による焼入れ性を制御し、引張強さ及び降伏強さが所望範囲にある材質を得るためである。

前段の冷却では、図１に示すように、フェライト変態開始線を通過するように冷却して、フェライト変態を促進させるために比較的緩冷却とする。しかし、７００℃から６２０〜５８０℃の平均冷却速度が、（ａ）〜（ｃ）に設定する速度以下では、フェライト変態が過度に促進されてフェライト主体の組織となり、引張強さが不足するとともに、引張試験において降伏点が出やすくなる。一方、設定速度以上ではベイナイト組織が過剰となり引張強さの上限を超過する。

後段の冷却では冷却速度を上げて、組織のベイナイト化を図る。６２０〜５８０℃の温度範囲から冷却停止温度（３００〜２００℃の間）までの冷却速度が、（ａ）〜（ｃ）に設定する冷却速度以下ではフェライト分率が増加し、引張強さが不足するとともに降伏点が出やすくなる。一方、設定速度以上ではマルテンサイトが生成され、引張強さの上限を超過するとともに靭性が劣化する。

前段の冷却を、６２０〜５８０℃までとするのは、６２０℃超の温度から後段の冷却速度とすると、強冷却によりベイナイト変態が支配的になり過剰焼入れのため引張強さが上限を超過するためであり、５８０℃を下回る温度から後段の冷却速度とすると、フェライト主体の組織になるためである。

この冷却は、２００〜３００℃の温度で停止しなければならない。冷却停止温度が３００℃を超える場合は、冷却停止後の復熱−放冷が実質上の焼き戻しとなり、強度低下とともに、降伏点が出るようになるため、低降伏比化することができない。
一方、冷却停止温度が２００℃を下回ると、溶接やガス切断などの熱影響による軟化が顕著になるため、使用性能上好ましくない。また、水冷停止温度が低温であると、鋼板中の水素が拡散しにくいため、水素性内部欠陥の原因となる。このため、水冷停止温度の下限温度を２００℃とした。

以下、本発明の実施例を説明するが、実施例で採用した条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するための一条件例であり、本発明は、この例に限定されるものではない。

表１に示す化学成分の各種鋼スラブを、転炉−連続鋳造の工程により作製し、このスラブを、表２に示す製造条件（加熱温度、オーステナイト（γ）再結晶温度域の累積圧下率と各パスの平均圧下率、γ未再結晶温度域の累積圧下率、仕上げ温度、冷却速度、仕上げ厚さ）にて加工・熱処理して鋼板を製造した。得られた鋼板から試験片を採取し、引張強さＴＳ、降伏強さＹＳ，降伏比ＹＲ、低温靭性（シャルピー衝撃試験）vＥaveを調査した。

引張試験については、全厚の平型引張試験片を用い、Ｃ方向試験を実施した。
シャルピー衝撃試験については、2mmV−ノッチ試験片を用い、IGCコード6.2に規定された試験温度でＬ方向試験を実施した。板厚中央は、不純物が濃縮し偏析となるため、当該位置の靭性は表層と比較して劣る。本発明では、スラブ加熱時に加熱温度による偏析拡散を図っているため、靭性の評価として試験片は板厚中央（１／２ｔ）より採取した。

表１に使用した鋼の成分を、表２に鋼板の製造条件と諸特性を示す。
鋼成分及び製造条件ともに本発明の方法に従って製造した発明例Ｎｏ．１〜１４は、タンク用鋼板として必要な、引張強さＴＳ：５３３〜６３０ＭＰａおよび降伏強さＹＳ：３５５〜４４０ＭＰａの範囲をいずれも満たしているとともに、降伏比ＹＲも低く、良好な低温靭性を有する。これに対して、鋼成分あるいは製造条件のいずれかが本発明に因らない比較例Ｎｏ．１５〜３４はいずれかの特性が劣る。
なお、引張強さＴＳの上限は、船級ルール（ＢＶ）より６３０ＭＰａとした。

より詳細には、Ｎｏ．１５は成分的にはＣ量が低いため、ＹＰ、ＴＳは低く、下限を下回る。Ｎｏ．１６はＣ量およびＣｅｑが高いことから、ＴＳの上限を超過する。また、同時にＹＳも上限を超過する。Ｎｏ．１７はＮｉ添加フリーであるため、ＹＰ、ＴＳは低く下限値を下回る。

Ｎｏ．１８は加熱温度が低く、板厚中央における靭性が劣る。Ｎｏ．１９は再結晶温度域における累積圧下率が低く、靭性が劣る。Ｎｏ．２０再結晶温度域における平均圧下率が低く、低温靭性が劣る。Ｎｏ．２１は未再結晶温度域における累積圧下率が低く、低温靭性が劣る。Ｎｏ．２２は圧延終了温度が低く、降伏点が出て高ＹＲとなり、また、低温靭性も劣る。

Ｎｏ．２３は冷却開始温度が高く、降伏点が出るため、ＹＰ上限を超過する。また、低温靭性が劣る。Ｎｏ．２４は冷却停止温度が高く、降伏点が出るため、ＹＰ上限を超過する。また、ＴＳも下限を下回る。
Ｎｏ．２５は前段の冷却速度が下限を下回っており、ＹＰが出るため、ＹＰ上限を超過する。また、ＴＳも下限を下回る。Ｎｏ．２６は前段の冷却速度が上限を上回っているため、ＴＳの上限を超過する。

Ｎｏ．２７は後段の冷却速度が下限を下回っているため、ＹＰが出てＹＰ上限を超過する。また、ＴＳも下限を下回る。Ｎｏ．２８は後段冷却速度が上限を上回っているため、ＴＳの上限を超過する。また、ＹＳも上限を超過する。Ｎｏ．２９は前段の冷却速度が下限を下回っており、ＹＰが出てＹＰ上限を超過する。また、ＴＳも下限を下回る。

Ｎｏ．３０は前段の冷却速度が上限を上回っているため、ＴＳの上限を超過する。また、ＹＳも上限を超過する。Ｎｏ．３１は後段の冷却速度が下限を下回っているため、ＹＰが出てＹＳ上限を超過する。また、ＴＳも下限を下回る。Ｎｏ．３２は後段の冷却速度が上限を上回っているため、ＴＳの上限を超過する。また、ＹＳも上限を超過する。

Ｎｏ．３３は冷却速度が下限を下回っており、ＹＰが出てＹＰ上限を超過する。また、ＴＳも下限を下回る。Ｎｏ．３４は冷却速度が上限を上回っているため、ＴＳの上限を超過する。また、ＹＳも上限を超過する。

Claims (2)

1. 鋼成分が質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．４０％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００１〜０．００５％を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなり、かつ、次式、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Cｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５、で表わされるＣｅｑが０．３８以下である鋳片を、１２００℃超に加熱した後、熱間圧延に際し、オーステナイト再結晶温度域での圧延を、累積圧下量を３０％以上で、１パスあたりの平均圧下率を１５％以上とする条件で行い、かつ、オーステナイト未再結晶温度域での圧延を累積圧下量を３０％以上とする条件で行い、熱間圧延終了時の板厚をt（mm）とすると、（８１０−ｔ）℃以上の温度で熱間圧延を終了し、７００℃以上の温度から冷却を開始し、前記板厚ｔに応じて下記（ａ）〜（ｃ）の条件で冷却を行い、２００〜３００℃の温度で冷却を停止することを特徴とする板厚１０ｍｍ超４０ｍｍ以下の低温靭性の優れた低降伏比高張力鋼板の製造方法。
   （ａ）１０＜ｔ≦２０：７００℃から６２０〜５８０℃までを平均冷速１０〜２０［℃/sec］で冷却し、引き続いて２００〜３００℃の冷却停止温度までを平均冷速７０〜８０［℃/sec］で冷却する。
   （ｂ）２０＜ｔ≦３５：７００℃から６２０〜５８０℃までを平均冷速１５〜２５［℃/sec］で冷却し、引き続いて２００〜３００℃の冷却停止温度までを平均冷速３０〜４０［℃/sec］で冷却する。
   （ｃ）３５＜ｔ≦４０：７００から２００〜３００℃の冷却停止温度までを平均冷速２０〜３０［℃/sec］で冷却する。
2. 前記鋳片の鋼成分として、更に、
   Ｃａ：０．０００５〜０．００６０％
   Ｃｒ：０．０１〜０．５％、
   Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
   Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％
   Ｖ ：０．０１〜０．０５％、
   の１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項１記載の低温靭性の優れた低降伏比高張力鋼板の製造方法。

Images