JP6459556B2 - 建築用低降伏比鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、建築用低降伏比鋼板およびその製造方法に関する。
建築用鋼板には、弾性設計（許容応力度設計）から、１９８１年６月に施行された新耐震設計基準に基づく終局耐力設計への移行に伴い、低降伏比化が求められている。鋼板の低降伏比化を達成するため、一般に、鋼の金属組織を二相（Ｄｕａｌ ｐｈａｓｅ）化する方法、すなわち、降伏を支配する軟質相（通常、フェライト）と引張強度を確保するための硬質相（パーライト、ベイナイトおよびマルテンサイトなど）とを形成する方法が広く用いられている。例えば、特許文献１に開示されている低降伏比高張力鋼の製造方法では、熱間圧延および焼入れを行った後の鋼を、フェライトおよびオーステナイトの二相域温度に再加熱する。そして、再加熱後の鋼を、空冷以上の冷却速度で冷却した後、焼戻し処理を行う。
一方、近年では、建築構造物の構成部材（例えば、４面ＢＯＸ柱）を製造する際に、超大入熱溶接が利用されている。このため、溶接熱影響部（以下、ＨＡＺともいう。）の靭性向上に対する要求が厳しくなっている。すなわち、上記構成部材として用いられる建築用鋼板においては、鋼板（母材）の低降伏比化だけではなく、ＨＡＺの高靭性化も求められている。
化学組成の観点からは、Ｃ含有量を低くすれば、溶接性の向上とともにＨＡＺの高靭性化が可能になる。しかしながら、その一方でＣ含有量を高くすることによって、二相組織化が容易になるだけでなく、硬質相をより硬化させることができる。これにより、鋼板の低降伏比化が容易になる。言い換えると、ＨＡＺの高靭性化のためにＣ含有量を低くすると鋼板の低降伏比化が難しくなり、鋼板の低降伏比化のためにＣ含有量を高くするとＨＡＺの靭性が劣化する。このため、Ｃ含有量を調整するだけでは、鋼板の低降伏比化およびＨＡＺの高靭性化の両立は難しい。
本発明は、上述の問題を解決するためになされたものであり、降伏比が低く、かつ溶接熱影響部の高靭性化が可能な建築用低降伏比鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決するために研究を重ねた結果、次の（ａ）〜（ｆ）の知見を得た。
（ａ）鋼板（母材）の低降伏比化およびＨＡＺの高靭性化を両立させるためには、Ｃ含有量を適切な範囲に制限することが好ましい。具体的には、Ｃ含有量を０．０８〜０．１２％の範囲に制限する。しかし、Ｃ含有量を上記の範囲に制限するだけでは、鋼板の低降伏比化およびＨＡＺの高靭性化が十分に達成できない。
（ｂ）ＨＡＺの靭性には、鋼中の介在物が大きく影響する。具体的には、鋼中のＴｉＮは、ＨＡＺの靭性を向上させる効果を有する。しかし、固溶Ｔｉが増加すると、ＨＡＺの靭性が低下する。このため、Ｎを含有させてＴｉを固定する必要がある。ただし、ＮもＴｉと同様に、固溶Ｎとして鋼中に存在すると、ＨＡＺの靭性低下を招く。
（ｃ）Ａｌは、脱酸剤として作用し、Ａｌ2Ｏ3として鋼中に存在する。しかし、Ａｌ2Ｏ3は、鋼板（母材）およびＨＡＺの靭性を低下させる。Ａｌ2Ｏ3はＣａによって無害化できるので、鋼中にＣａを含有させることによって鋼板およびＨＡＺの靭性低下を抑制できる。
（ｄ）鋼板の低降伏比化のためには組織制御が重要であり、フェライトを十分に生成させる必要がある。このためには、圧延完了後の冷却時に鋼板に焼きが入り過ぎないようにして、ベイナイトおよびマルテンサイトの生成を抑制することが重要である。具体的には、ベイナイトおよびマルテンサイトの生成を抑制する成分設計をする、すなわち焼入れ促進元素であるＣｕ、ＮｉおよびＭｏの含有量を制限する必要がある。
（ｅ）製造方法の観点からは、未再結晶域で圧延を行ってフェライト生成核を増加させるとともに、冷却速度を遅くして焼きが入り過ぎないようにすることによって、鋼板の降伏比を低くできる。なお、比較的低温である未再結晶域で圧延を行うことによって、圧延完了後、冷却開始までの間の待ち時間をなくす、または短くできるという効果も得られる。
（ｆ）ただし、降伏比は、フェライトの生成量だけでなく、結晶粒の大きさにも影響される。板厚が大きい場合には結晶粒が大きくなるのでフェライトの生成量が少なくても低降伏比を実現しやすい。一方、板厚が小さい場合には結晶粒が小さくなるので、フェライトの生成量が少なければ低降伏比を実現できない。
本発明は上記知見に基づいてなされたものであり、下記の建築用低降伏比鋼板およびその製造方法を要旨とする。
（１）板厚が１６〜１００ｍｍの鋼板の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０８〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、
Ｍｎ：１．００〜２．００％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００５％を超えて０．０８０％以下、
Ｔｉ：０．０００５〜０．０２０％、
Ｃｒ：０．１０〜０．５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｃａ：０．０００３〜０．０２００％、
Ｎ：０．００１０〜０．００９０％、
Ｏ：０．００２５％以下、
Ｃｕ：０．０５％以下、
Ｎｉ：０．１０％以下、
Ｍｏ：０．０５％以下、
Ｖ：０〜０．１００％、
Ｂ：０〜０．００２０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
ＣａおよびＯが下記の（ｉ）式を満足し、
鋼板中に粒径が０．５〜５．０μｍのＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物が分散し、
前記粒径が０．５〜５．０μｍの介在物のアスペクト比の平均値が１．９以下であり、
鋼板の金属組織が、フェライトとフェライトよりも硬い硬質相とからなり、
板厚が１６ｍｍ以上２５ｍｍ未満の場合には、金属組織において、結晶粒のアスペクト比が３未満のフェライトの面積率が下記の（ii）式を満足し、
板厚が２５ｍｍ以上１００ｍｍ以下の場合には、金属組織において、結晶粒のアスペクト比が３未満のフェライトの面積率が下記の（iii）式を満足し、
引張強度が５５０ＭＰａ以上で、かつ降伏比が８０％以下である、建築用低降伏比鋼板。
０．５０≦Ｃａ／Ｏ≦１．３０ ・・・（ｉ）
１００≧ＡＳＦ≧３５５×ｅｘｐ（−０．０８５×ｔ) ・・・（ii）
２４０×ｅｘｐ（−０．０３５×ｔ)≧ＡＳＦ≧３５５×ｅｘｐ（−０．０８５×ｔ) ・・・（iii）
ただし、（ｉ）式において、ＣａおよびＯはそれぞれの元素の質量％での含有量を示し、（ii）式および（iii）式において、ＡＳＦはアスペクト比が３未満のフェライトの面積率（％）を示し、ｔは板厚（ｍｍ）を示す。
Ｃ：０．０８〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、
Ｍｎ：１．００〜２．００％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００５％を超えて０．０８０％以下、
Ｔｉ：０．０００５〜０．０２０％、
Ｃｒ：０．１０〜０．５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｃａ：０．０００３〜０．０２００％、
Ｎ：０．００１０〜０．００９０％、
Ｏ：０．００２５％以下、
Ｃｕ：０．０５％以下、
Ｎｉ：０．１０％以下、
Ｍｏ：０．０５％以下、
Ｖ：０〜０．１００％、
Ｂ：０〜０．００２０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
ＣａおよびＯが下記の（ｉ）式を満足し、
鋼板中に粒径が０．５〜５．０μｍのＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物が分散し、
前記粒径が０．５〜５．０μｍの介在物のアスペクト比の平均値が１．９以下であり、
鋼板の金属組織が、フェライトとフェライトよりも硬い硬質相とからなり、
板厚が１６ｍｍ以上２５ｍｍ未満の場合には、金属組織において、結晶粒のアスペクト比が３未満のフェライトの面積率が下記の（ii）式を満足し、
板厚が２５ｍｍ以上１００ｍｍ以下の場合には、金属組織において、結晶粒のアスペクト比が３未満のフェライトの面積率が下記の（iii）式を満足し、
引張強度が５５０ＭＰａ以上で、かつ降伏比が８０％以下である、建築用低降伏比鋼板。
０．５０≦Ｃａ／Ｏ≦１．３０ ・・・（ｉ）
１００≧ＡＳＦ≧３５５×ｅｘｐ（−０．０８５×ｔ) ・・・（ii）
２４０×ｅｘｐ（−０．０３５×ｔ)≧ＡＳＦ≧３５５×ｅｘｐ（−０．０８５×ｔ) ・・・（iii）
ただし、（ｉ）式において、ＣａおよびＯはそれぞれの元素の質量％での含有量を示し、（ii）式および（iii）式において、ＡＳＦはアスペクト比が３未満のフェライトの面積率（％）を示し、ｔは板厚（ｍｍ）を示す。
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｖ：０．０５０〜０．１００％、および
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％
から選択された１種以上を含有する、上記（１）の建築用低降伏比鋼板。
Ｖ：０．０５０〜０．１００％、および
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％
から選択された１種以上を含有する、上記（１）の建築用低降伏比鋼板。
（３）引張強度が５５０ＭＰａ以上で降伏比が８０％以下の建築用低降伏比鋼板を製造する方法であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０８〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、
Ｍｎ：１．００〜２．００％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００５％を超えて０．０８０％以下、
Ｔｉ：０．０００５〜０．０２０％、
Ｃｒ：０．１０〜０．５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｃａ：０．０００３〜０．０２００％、
Ｎ：０．００１０〜０．００９０％、
Ｏ：０．００２５％以下、
Ｃｕ：０．０５％以下、
Ｎｉ：０．１０％以下、
Ｍｏ：０．０５％以下、
Ｖ：０〜０．１００％、
Ｂ：０〜０．００２０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
ＣａおよびＯが下記の（ｉ）式を満足し、
粒径が０．５〜５．０μｍのＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物が分散し、
前記粒径が０．５〜５．０μｍの介在物のアスペクト比の平均値が１．９以下であるスラブを１０５０〜１２００℃に加熱する加熱工程、
前記加熱後のスラブを圧延仕上げ温度が７５０〜８３０℃となるように圧延して圧延材を得る圧延工程、および
前記圧延材を５〜２０℃/ｓの平均冷却速度で３００℃以下まで冷却する冷却工程を備え、
前記圧延工程における圧延完了から前記冷却工程における冷却開始までの時間が３０ｓ以下である、建築用低降伏比鋼板の製造方法。
０．５０≦Ｃａ／Ｏ≦１．３０ ・・・（ｉ）
ただし、（ｉ）式において、ＣａおよびＯはそれぞれの元素の質量％での含有量を示す。
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０８〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、
Ｍｎ：１．００〜２．００％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００５％を超えて０．０８０％以下、
Ｔｉ：０．０００５〜０．０２０％、
Ｃｒ：０．１０〜０．５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｃａ：０．０００３〜０．０２００％、
Ｎ：０．００１０〜０．００９０％、
Ｏ：０．００２５％以下、
Ｃｕ：０．０５％以下、
Ｎｉ：０．１０％以下、
Ｍｏ：０．０５％以下、
Ｖ：０〜０．１００％、
Ｂ：０〜０．００２０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
ＣａおよびＯが下記の（ｉ）式を満足し、
粒径が０．５〜５．０μｍのＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物が分散し、
前記粒径が０．５〜５．０μｍの介在物のアスペクト比の平均値が１．９以下であるスラブを１０５０〜１２００℃に加熱する加熱工程、
前記加熱後のスラブを圧延仕上げ温度が７５０〜８３０℃となるように圧延して圧延材を得る圧延工程、および
前記圧延材を５〜２０℃/ｓの平均冷却速度で３００℃以下まで冷却する冷却工程を備え、
前記圧延工程における圧延完了から前記冷却工程における冷却開始までの時間が３０ｓ以下である、建築用低降伏比鋼板の製造方法。
０．５０≦Ｃａ／Ｏ≦１．３０ ・・・（ｉ）
ただし、（ｉ）式において、ＣａおよびＯはそれぞれの元素の質量％での含有量を示す。
（４）前記冷却工程の後に、４５０℃以下で焼戻しを行う焼戻し工程をさらに備える、上記（３）の建築用低降伏比鋼板の製造方法。
（５）前記スラブの化学組成が、質量％で、
Ｖ：０．０５〜０．１００％、および
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％
から選択された１種以上を含有する、上記（３）または（４）の建築用低降伏比鋼板の製造方法。
Ｖ：０．０５〜０．１００％、および
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％
から選択された１種以上を含有する、上記（３）または（４）の建築用低降伏比鋼板の製造方法。
本発明によれば、降伏比が低く、かつ溶接熱影響部の高靭性化が可能な建築用低降伏比鋼板が得られる。
以下、本発明に係る建築用低降伏比鋼板（以下、単に鋼板ともいう。）およびその製造方法について詳しく説明する。なお、本発明に係る鋼板は、建築用の鋼板であり、引張強度が十分に高く、かつ降伏比が十分に低いものである。また、本発明に係る鋼板は、建築用として適した厚みを有している。具体的には、本発明に係る鋼板は、５５０ＭＰａ以上の引張強度を有し、かつ降伏比が８０％以下のものとする。また、本発明に係る鋼板の厚みは、１６〜１００ｍｍとする。以下の説明において、母材およびＨＡＺとは、本発明に係る鋼板からなる溶接構造物における母材およびＨＡＺを意味する。
１．建築用低降伏比鋼板およびその製造に用いるスラブの化学組成
まず、本発明に係る建築用低降伏比鋼板および本発明に係る製造方法において用いるスラブの化学組成について説明する。以下の説明において、各元素の含有量を示す「％」は「質量％」を意味する。
まず、本発明に係る建築用低降伏比鋼板および本発明に係る製造方法において用いるスラブの化学組成について説明する。以下の説明において、各元素の含有量を示す「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０８〜０．１２％
建築用に用いられる鋼材では、上述のように母材の低降伏比およびＨＡＺの高靭性化が求められる。そこで、本発明では、Ｃ含有量を制限する。Ｃ含有量が０．０８％未満では降伏比が高くなり、Ｃ含有量が０．１２％を超えるとＨＡＺの靭性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．０８〜０．１２％とする。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０９％であり、好ましい上限は０．１１％である。
建築用に用いられる鋼材では、上述のように母材の低降伏比およびＨＡＺの高靭性化が求められる。そこで、本発明では、Ｃ含有量を制限する。Ｃ含有量が０．０８％未満では降伏比が高くなり、Ｃ含有量が０．１２％を超えるとＨＡＺの靭性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．０８〜０．１２％とする。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０９％であり、好ましい上限は０．１１％である。
Ｓｉ：０．０３〜０．５０％
Ｓｉは、予備脱酸および強度向上のために含有される。これらの効果を得るためには、Ｓｉ含有量を０．０３％以上とする必要がある。しかし、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、溶接性およびＨＡＺの靭性が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０３％〜０．５０％とする。上述の効果をより確実に得るためには、Ｓｉ含有量を０．１０％以上にすることが好ましい。ＨＡＺの靭性を十分に確保するためには、Ｓｉ含有量を０．３０％以下にすることが好ましい。
Ｓｉは、予備脱酸および強度向上のために含有される。これらの効果を得るためには、Ｓｉ含有量を０．０３％以上とする必要がある。しかし、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、溶接性およびＨＡＺの靭性が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０３％〜０．５０％とする。上述の効果をより確実に得るためには、Ｓｉ含有量を０．１０％以上にすることが好ましい。ＨＡＺの靭性を十分に確保するためには、Ｓｉ含有量を０．３０％以下にすることが好ましい。
Ｍｎ：１．００〜２．００％
Ｍｎは、母材およびＨＡＺの強度および靭性の確保に不可欠な元素である。上記の効果を得るためには、Ｍｎ含有量を１．００％以上とする必要がある。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、ＨＡＺの靭性が劣化するとともに、スラブの中心偏析を助長して溶接性が劣化する。このため、Ｍｎ含有量は１．００〜２．００％とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．２０％であり、好ましい上限は１．７０％である。
Ｍｎは、母材およびＨＡＺの強度および靭性の確保に不可欠な元素である。上記の効果を得るためには、Ｍｎ含有量を１．００％以上とする必要がある。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、ＨＡＺの靭性が劣化するとともに、スラブの中心偏析を助長して溶接性が劣化する。このため、Ｍｎ含有量は１．００〜２．００％とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．２０％であり、好ましい上限は１．７０％である。
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、鋼中に不純物として存在する。Ｐ含有量が０．０２０％を超えると、スラブの中心偏析を助長して母材およびＨＡＺの靭性等の機械的性質を劣化させ、さらにＨＡＺの粒界破壊を招くおそれがある。したがって、Ｐ含有量は０．０２０％以下とする。
Ｐは、鋼中に不純物として存在する。Ｐ含有量が０．０２０％を超えると、スラブの中心偏析を助長して母材およびＨＡＺの靭性等の機械的性質を劣化させ、さらにＨＡＺの粒界破壊を招くおそれがある。したがって、Ｐ含有量は０．０２０％以下とする。
Ｓ：０．０１００％以下
Ｓは、鋼中に不純物として存在する。Ｓ含有量が０．０１００％を超えると、スラブの中心偏析を助長したり、延伸したＭｎＳを多量に生成したりする。これにより、母材およびＨＡＺの靭性等の機械的性質が劣化する。また、後述するＣａとの親和力が大きく、ＣａＳを生成するため、適正な複合酸化物の生成を阻害する。したがって、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は、０．００５０％未満であることが好ましく、０．００１０％未満であることがより好ましい。
Ｓは、鋼中に不純物として存在する。Ｓ含有量が０．０１００％を超えると、スラブの中心偏析を助長したり、延伸したＭｎＳを多量に生成したりする。これにより、母材およびＨＡＺの靭性等の機械的性質が劣化する。また、後述するＣａとの親和力が大きく、ＣａＳを生成するため、適正な複合酸化物の生成を阻害する。したがって、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は、０．００５０％未満であることが好ましく、０．００１０％未満であることがより好ましい。
Ａｌ：０．００５％を超えて０．０８０％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用する重要な元素の一つである。Ａｌ含有量が０．００５％以下では、脱酸作用が不十分となり、Ｔｉの酸化物が生成される。この場合、後述するＴｉＮを十分に生成できず、ＨＡＺの靭性を十分に向上できない。一方、Ａｌ含有量が０．０８０％を超えると、鋼中に固溶するＡｌが増加する。この場合、溶接後の冷却過程において、残留オーステナイトからのセメンタイトの析出が抑制され、島状マルテンサイトが増加する。これにより、母材およびＨＡＺの靭性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は、０．００５％を超えて０．０８０％以下とする。Ａｌは、０．０２０％を超えて含有させることが好ましい。Ａｌ含有量の好ましい上限は、０．０６０％である。
Ａｌは、脱酸剤として作用する重要な元素の一つである。Ａｌ含有量が０．００５％以下では、脱酸作用が不十分となり、Ｔｉの酸化物が生成される。この場合、後述するＴｉＮを十分に生成できず、ＨＡＺの靭性を十分に向上できない。一方、Ａｌ含有量が０．０８０％を超えると、鋼中に固溶するＡｌが増加する。この場合、溶接後の冷却過程において、残留オーステナイトからのセメンタイトの析出が抑制され、島状マルテンサイトが増加する。これにより、母材およびＨＡＺの靭性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は、０．００５％を超えて０．０８０％以下とする。Ａｌは、０．０２０％を超えて含有させることが好ましい。Ａｌ含有量の好ましい上限は、０．０６０％である。
なお、Ａｌを溶鋼に含有させた場合、脱酸材として作用してＡｌ2Ｏ3を生成する。Ａｌ2Ｏ3は溶鋼中においてクラスターを形成する。上記クラスターは圧延時に分離し、分離したクラスターが鋼板中において点列状に連なって存在する場合がある。この場合、点列状に連なって存在する上記クラスターが亀裂の発生起点となり、母材の靭性が劣化する。また、Ａｌ2Ｏ3は安定な酸化物であるため溶接によっても変化せず、最終的にＨＡＺに残留する。このため、ＨＡＺの靭性も劣化する。この点について、本発明では、後述するようにＣａを含有させるので、鋼中にＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物が生成される。これにより、上述のクラスターが亀裂の発生起点となることを防止できる。したがって、本発明では、Ａｌを０．００５％を超えて含有させることができる。
Ｔｉ：０．０００５〜０．０２０％
Ｔｉは、鋼中でＴｉＮとして析出し、ＨＡＺにおけるオーステナイト粒の粗大化を抑制し、かつフェライト変態の核となって靭性を向上させる。この効果を得るには、Ｔｉを０．０００５％以上含有させる必要がある。一方、Ｔｉ含有量が０．０２０％を超えると、固溶Ｔｉが増加し、ＨＡＺの靭性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は０．０００５〜０．０２０％とする。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００１０％であり、好ましい上限は０．０１５％である。
Ｔｉは、鋼中でＴｉＮとして析出し、ＨＡＺにおけるオーステナイト粒の粗大化を抑制し、かつフェライト変態の核となって靭性を向上させる。この効果を得るには、Ｔｉを０．０００５％以上含有させる必要がある。一方、Ｔｉ含有量が０．０２０％を超えると、固溶Ｔｉが増加し、ＨＡＺの靭性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は０．０００５〜０．０２０％とする。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００１０％であり、好ましい上限は０．０１５％である。
Ｃｒ：０．１０〜０．５０％
Ｃｒは、鋼板の焼入性を高める効果を有する。この効果を得るには、Ｃｒを０．１０％以上含有させる必要がある。一方、Ｃｒ含有量が０．５０％を超えると、ＨＡＺの靭性が劣化する。したがって、Ｃｒ含有量は０．１０〜０．５０％とする。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、好ましい上限は０．４０％である。
Ｃｒは、鋼板の焼入性を高める効果を有する。この効果を得るには、Ｃｒを０．１０％以上含有させる必要がある。一方、Ｃｒ含有量が０．５０％を超えると、ＨＡＺの靭性が劣化する。したがって、Ｃｒ含有量は０．１０〜０．５０％とする。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、好ましい上限は０．４０％である。
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％
Ｎｂは、母材の組織を微細化することによって、母材の機械的性質を向上させる効果を有する。この効果を得るには、Ｎｂを０．００５％以上含有させる必要がある。一方、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えると、母材およびＨＡＺの靭性が劣化する。したがって、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．１００％とする。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、好ましい上限は０．０８０％である。
Ｎｂは、母材の組織を微細化することによって、母材の機械的性質を向上させる効果を有する。この効果を得るには、Ｎｂを０．００５％以上含有させる必要がある。一方、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えると、母材およびＨＡＺの靭性が劣化する。したがって、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．１００％とする。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、好ましい上限は０．０８０％である。
Ｃａ：０．０００３〜０．０２００％
Ｃａは、本発明の鋼板において最も重要な元素の一つである。Ｃａは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中にＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物を形成するために必要な元素である。本発明では、ＡｌおよびＯ（酸素）とともにＣａの含有量を厳密に制御することによって、介在物の球状化を促進させることができる。これにより、上記介在物およびその周辺の組織への応力集中を緩和でき、母材およびＨＡＺの靭性を向上させることができる。これらの効果を得るには、Ｃａを０．０００３％以上含有させる必要がある。一方、Ｃａ含有量が０．０２００％を超えると、鋼の清浄性が低下し、母材およびＨＡＺの靭性が劣化する。したがって、Ｃａ含有量は０．０００３〜０．０２００％とする。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．００１０％であり、好ましい上限は０．０１５０％である。
Ｃａは、本発明の鋼板において最も重要な元素の一つである。Ｃａは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中にＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物を形成するために必要な元素である。本発明では、ＡｌおよびＯ（酸素）とともにＣａの含有量を厳密に制御することによって、介在物の球状化を促進させることができる。これにより、上記介在物およびその周辺の組織への応力集中を緩和でき、母材およびＨＡＺの靭性を向上させることができる。これらの効果を得るには、Ｃａを０．０００３％以上含有させる必要がある。一方、Ｃａ含有量が０．０２００％を超えると、鋼の清浄性が低下し、母材およびＨＡＺの靭性が劣化する。したがって、Ｃａ含有量は０．０００３〜０．０２００％とする。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．００１０％であり、好ましい上限は０．０１５０％である。
Ｎ：０．００１０〜０．００９０％
Ｎは、本発明において極めて重要な元素である。Ｎは、ＴｉＮを析出させて、溶接後の冷却時に粒内フェライト生成を促進し、ＨＡＺ靭性を向上させる効果を有する。この効果を得るには、Ｎを０．００１０％以上含有させる必要がある。一方、Ｎ含有量が０．００９０％を超えると、固溶Ｎが増大し、ＨＡＺの靭性が劣化する。したがって、Ｎ含有量は０．００１０〜０．００９０％とする。Ｎは、０．００４０％を超えて含有させることが好ましく、０．００６０％を超えて含有させることがより好ましい。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００８０％である。
Ｎは、本発明において極めて重要な元素である。Ｎは、ＴｉＮを析出させて、溶接後の冷却時に粒内フェライト生成を促進し、ＨＡＺ靭性を向上させる効果を有する。この効果を得るには、Ｎを０．００１０％以上含有させる必要がある。一方、Ｎ含有量が０．００９０％を超えると、固溶Ｎが増大し、ＨＡＺの靭性が劣化する。したがって、Ｎ含有量は０．００１０〜０．００９０％とする。Ｎは、０．００４０％を超えて含有させることが好ましく、０．００６０％を超えて含有させることがより好ましい。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００８０％である。
Ｏ（酸素）：０．００２５％以下
Ｏは、Ｃａと同様に本発明において最も重要な元素の一つである。Ｏは、介在物の球状化のみならず、介在物の個数（分散状態）および粒径にも影響する。Ｏ含有量が、０．００２５％を超えると、粗大な酸化物が形成されるとともに、介在物の個数が必要以上に増加して母材の清浄性が劣化する。これにより、母材の靭性が劣化する。したがって、Ｏ含有量は、０．００２５％以下とする。なお、一般に、Ｏは少ないほど好ましいので、下限値を設ける必要はないが、Ｏの低減には工業的に限界がある。したがって、コスト低減の観点から、Ｏ含有量を０．００１０％以上とすることが好ましい。
Ｏは、Ｃａと同様に本発明において最も重要な元素の一つである。Ｏは、介在物の球状化のみならず、介在物の個数（分散状態）および粒径にも影響する。Ｏ含有量が、０．００２５％を超えると、粗大な酸化物が形成されるとともに、介在物の個数が必要以上に増加して母材の清浄性が劣化する。これにより、母材の靭性が劣化する。したがって、Ｏ含有量は、０．００２５％以下とする。なお、一般に、Ｏは少ないほど好ましいので、下限値を設ける必要はないが、Ｏの低減には工業的に限界がある。したがって、コスト低減の観点から、Ｏ含有量を０．００１０％以上とすることが好ましい。
上述の元素のうちＣａおよびＯの含有量は、さらに下記のように制限する。
Ｃａ／Ｏ：０．５０〜１．３０
溶鋼中で生成されるＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物において、ＣａＯとＡｌ2Ｏ3とがほぼ１：１で共存した場合、ＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物の融点は溶鋼温度以下となる。これにより、ＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物が液化する。この時、ＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物には、表面張力が作用する。これによって、ＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物が球状になる。すなわち、上記介在物のアスペクト比（長径／短径）を１に近づけることができる。しかし、「Ｃａ／Ｏ」の値が０．５０未満であると、Ａｌ2Ｏ3がＣａＯよりも多くなり過ぎる。また、「Ｃａ／Ｏ」の値が１．３０を超えると、ＣａＯがＡｌ2Ｏ3よりも多くなり過ぎる。これらの場合、ＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物の融点が溶鋼温度を超え、ＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物の球状化が困難になる。したがって、上述の表面張力の作用を利用してＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物を球状化させるには、「Ｃａ／Ｏ」の値を０．５０〜１.３０とする必要がある。球状化の促進の観点から、「Ｃａ／Ｏ」の値の好ましい下限は０．６３であり、好ましい上限は１．１３である。
Ｃａ／Ｏ：０．５０〜１．３０
溶鋼中で生成されるＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物において、ＣａＯとＡｌ2Ｏ3とがほぼ１：１で共存した場合、ＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物の融点は溶鋼温度以下となる。これにより、ＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物が液化する。この時、ＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物には、表面張力が作用する。これによって、ＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物が球状になる。すなわち、上記介在物のアスペクト比（長径／短径）を１に近づけることができる。しかし、「Ｃａ／Ｏ」の値が０．５０未満であると、Ａｌ2Ｏ3がＣａＯよりも多くなり過ぎる。また、「Ｃａ／Ｏ」の値が１．３０を超えると、ＣａＯがＡｌ2Ｏ3よりも多くなり過ぎる。これらの場合、ＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物の融点が溶鋼温度を超え、ＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物の球状化が困難になる。したがって、上述の表面張力の作用を利用してＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物を球状化させるには、「Ｃａ／Ｏ」の値を０．５０〜１.３０とする必要がある。球状化の促進の観点から、「Ｃａ／Ｏ」の値の好ましい下限は０．６３であり、好ましい上限は１．１３である。
Ｃｕ：０．０５％以下
Ｃｕは、鋼中に不純物として存在する。一方で、Ｃｕは、焼入性の向上に寄与する効果を有する。Ｃｕ含有量が０．０５％を超えると、鋼板の焼入性が過度に高くなり、ＨＡＺの靭性が劣化する。したがって、不純物として含有する場合でも、Ｃｕ含有量の上限は０．０５％に制限する。
Ｃｕは、鋼中に不純物として存在する。一方で、Ｃｕは、焼入性の向上に寄与する効果を有する。Ｃｕ含有量が０．０５％を超えると、鋼板の焼入性が過度に高くなり、ＨＡＺの靭性が劣化する。したがって、不純物として含有する場合でも、Ｃｕ含有量の上限は０．０５％に制限する。
Ｎｉ：０．１０％以下
Ｎｉは、鋼中に不純物として存在する。一方で、Ｎｉは、焼入性の向上に寄与する効果を有する。Ｎｉ含有量が０．１０％を超えると、鋼の焼入性が過度に高くなり、ＨＡＺの靭性が劣化する。したがって、不純物として含有する場合でも、Ｎｉ含有量の上限は０．１０％に制限する。
Ｎｉは、鋼中に不純物として存在する。一方で、Ｎｉは、焼入性の向上に寄与する効果を有する。Ｎｉ含有量が０．１０％を超えると、鋼の焼入性が過度に高くなり、ＨＡＺの靭性が劣化する。したがって、不純物として含有する場合でも、Ｎｉ含有量の上限は０．１０％に制限する。
Ｍｏ：０．０５％以下
Ｍｏは、鋼中に不純物として存在する。一方で、Ｍｏは、焼入性の向上に寄与する効果を有する。Ｍｏ含有量が０．０５％を超えると、鋼の焼入性が過度に高くなり、ＨＡＺの靭性が劣化する。したがって、不純物として含有する場合でも、Ｍｏ含有量の上限は０．０５％に制限する。
Ｍｏは、鋼中に不純物として存在する。一方で、Ｍｏは、焼入性の向上に寄与する効果を有する。Ｍｏ含有量が０．０５％を超えると、鋼の焼入性が過度に高くなり、ＨＡＺの靭性が劣化する。したがって、不純物として含有する場合でも、Ｍｏ含有量の上限は０．０５％に制限する。
本発明に係る鋼板には、上記の元素のほか、必要に応じて、下記に示すＶおよびＢのうちから選んだ１種以上を含有させることができる。
Ｖ：０〜０．１００％
Ｖは、主に焼戻し時に炭窒化物を析出させることによって母材の強度を向上させる。しかし、Ｖ含有量が０．１００％を超えると、母材の靭性が劣化する。したがって、含有させる場合のＶ含有量は０．１００％以下とする。上記の効果を確実に得るには、Ｖを０．０５０％以上含有させることが好ましい。
Ｖは、主に焼戻し時に炭窒化物を析出させることによって母材の強度を向上させる。しかし、Ｖ含有量が０．１００％を超えると、母材の靭性が劣化する。したがって、含有させる場合のＶ含有量は０．１００％以下とする。上記の効果を確実に得るには、Ｖを０．０５０％以上含有させることが好ましい。
Ｂ：０〜０．００２０％
Ｂは、焼入性を高めて母材およびＨＡＺの機械的性質を向上させる。しかし、Ｂ含有量が０．００２０％を超えると、母材およびＨＡＺの靭性が劣化する。したがって、含有させる場合のＢ含有量は０．００２０％以下とする。上記の効果を確実に得るには、Ｂを０．０００３％以上含有させることが好ましい。
Ｂは、焼入性を高めて母材およびＨＡＺの機械的性質を向上させる。しかし、Ｂ含有量が０．００２０％を超えると、母材およびＨＡＺの靭性が劣化する。したがって、含有させる場合のＢ含有量は０．００２０％以下とする。上記の効果を確実に得るには、Ｂを０．０００３％以上含有させることが好ましい。
本発明に係る鋼板および本発明に係る製造方法において用いるスラブは、上記の元素を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる。「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料その他の要因により混入する成分を意味する。
２．ＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物の分散状態（単位面積当たりの個数）
本発明に係る鋼板においては、粒径が０．５〜５．０μｍのＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物が分散して存在している必要がある。そのため、同様に、上記鋼板の製造に用いられるスラブ中においても、粒径が０．５〜５．０μｍのＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物が分散して存在していることが好ましい。なお、介在物が非円形であるときは、その長径を介在物の粒径とする。
本発明に係る鋼板においては、粒径が０．５〜５．０μｍのＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物が分散して存在している必要がある。そのため、同様に、上記鋼板の製造に用いられるスラブ中においても、粒径が０．５〜５．０μｍのＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物が分散して存在していることが好ましい。なお、介在物が非円形であるときは、その長径を介在物の粒径とする。
スラブは、後述するように、加熱工程、圧延工程、および冷却工程（焼入工程）を経て鋼板となるが、これらの工程を経ても、ＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物の分散状態に影響はない。このため、スラブと当該スラブから製造された鋼板との間で、介在物が靭性に及ぼす影響にはなんら変化はない。
本発明では、上述のように「Ｃａ／Ｏ」の値を調整することによって、ＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物を球状のものとする。ここで、粒径が０．５μｍ未満のＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物は、破壊起点となる確率が低く、ＨＡＺの靭性に大きな影響を与えない。したがって、本発明では、粒径が０．５μｍ未満の上記介在物に関しては、その個数および形状について問題としない。
一方、粒径が０．５〜５．０μｍのＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物が多量に存在すると、鋼板の清浄性が劣化し、靭性が劣化する。また、粒径が０．５〜５．０μｍのＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物が少な過ぎると、鋼中のＯが、当該介在物以外に、Ｓｉおよび／またはＴｉと酸化物を形成する。これにより、ＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物の球状化が困難となる。上述したように、工業的には鋼中のＯを完全に取り除くことは困難であり、鋼中には、例えば０．００１０％程度のＯが含まれる。このため、鋼中にＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物を適度に生成させ、Ｓｉおよび／またはＴｉの酸化物を生成させないことが重要である。そこで、本発明では、上述のように、スラブおよび鋼板中に、粒径が０．５〜５．０μｍのＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物を分散して存在させる。スラブおよび鋼板中に存在する粒径が０．５〜５．０μｍのＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物の分散状態は、１×１０〜１×１０4個／ｍｍ2であることが好ましい。
粒径が５．０μｍを超えるＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物が多数分散している場合は、介在物の球状化が達成されていたとしても、当該介在物が破壊起点となる場合がある。この場合、特にＨＡＺにおける靭性のバラツキが大きくなる。このため、スラブおよび鋼板中に存在するＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物のうち、粒径が５．０μｍを超える介在物の分散状態は、１×１０個／ｍｍ2未満であることが好ましい。なお、粒径が５．０μｍを超えるＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物であっても、粒径が１０μｍ以下であり、分散状態が１×１０個／ｍｍ2未満であれば、靭性のバラツキに大きく影響しない。したがって、粒径が５．０μｍを超えて１０μｍ以下のＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物の分散状態が１×１０個／ｍｍ2未満であることがより好ましい。また、スラブおよび鋼板中に存在するＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物の粒径は、１０μｍ以下であることがより好ましい。
ＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物の分散状態は、以下の方法で定量的に測定することができる。すなわち、鋼材（スラブおよび鋼板）の圧延方向に対し平行な断面から（好ましくはその断面の中心部から）、観察用試料を作製する。この観察用試料を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて８００〜２０００倍の倍率で少なくとも１０ｍｍ2以上の面積を観察し、ＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物の数を数え、単位面積当たりの個数に換算すればよい。
３．ＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物の形状
本発明においては、スラブおよび鋼板中に存在する粒径が０．５〜５．０μｍのＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物のアスペクト比（長径／短径）の平均値を１．９以下にする。介在物が球状化し、アスペクト比が１．９以下の場合、鋼板に衝撃が加わった際に、介在物およびその周辺組織への応力集中を緩和できる。これにより、靭性が向上するとともに、靭性のバラツキが小さくなる。一方、アスペクト比が１．９を超えるＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物は、鋼板に衝撃が加わった際に、応力集中源となりやすい。この場合、当該介在物から亀裂が発生し、靭性が著しく低下するとともに、靭性のバラツキが大きくなる。なお、介在物の粒径およびアスペクト比は、上述の観察用試料を走査型電子顕微鏡を用いて観察することによって求めることができる。
本発明においては、スラブおよび鋼板中に存在する粒径が０．５〜５．０μｍのＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物のアスペクト比（長径／短径）の平均値を１．９以下にする。介在物が球状化し、アスペクト比が１．９以下の場合、鋼板に衝撃が加わった際に、介在物およびその周辺組織への応力集中を緩和できる。これにより、靭性が向上するとともに、靭性のバラツキが小さくなる。一方、アスペクト比が１．９を超えるＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物は、鋼板に衝撃が加わった際に、応力集中源となりやすい。この場合、当該介在物から亀裂が発生し、靭性が著しく低下するとともに、靭性のバラツキが大きくなる。なお、介在物の粒径およびアスペクト比は、上述の観察用試料を走査型電子顕微鏡を用いて観察することによって求めることができる。
上述したように、「Ｃａ／Ｏ」の値が０．５０〜１．３０であれば、ＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物は、溶鋼中で球状化する。このような介在物は、圧延によって破砕および延伸されることがないため、そのアスペクト比は１に近い値となる。しかし、「Ｃａ／Ｏ」の値が０．５０未満の場合、または１．３０を超える場合、ＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物は溶鋼中で完全に球状化しない。そして、ＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物の一部が圧延中に破砕されて点列状に連なった形状となり、鋼板に衝撃が加わった際に応力集中源となる。これにより、靭性が低下する。なお、点列状に連なった介在物は、一つの延伸した介在物と見なしてアスペクト比を測定する。
４．鋼板の金属組織
本発明に係る鋼板の金属組織は、フェライトからなる軟質相とフェライトよりも硬質の組織からなる硬質相とによって構成される複相組織である。本発明の鋼板では、軟質なフェライトによって降伏応力を低くできる。また、硬質相によって、鋼板の引張強度を高くできる。これらの結果、鋼板の低降伏比化を実現できる。
本発明に係る鋼板の金属組織は、フェライトからなる軟質相とフェライトよりも硬質の組織からなる硬質相とによって構成される複相組織である。本発明の鋼板では、軟質なフェライトによって降伏応力を低くできる。また、硬質相によって、鋼板の引張強度を高くできる。これらの結果、鋼板の低降伏比化を実現できる。
ここで、鋼板の厚さが小さい場合には、金属組織が細粒化しやすく、降伏応力を低くすることが難しい。このため、金属組織において軟質なフェライトの面積率を高くする必要がある。ただし、加工されて伸長したフェライトは硬化する。具体的には、フェライト組織の結晶粒のアスペクト比が３以上になると、鋼板の降伏強度が高くなる。それにより、鋼板の低降伏比化が難しくなる。したがって、硬化していない軟質なフェライト、具体的には、結晶粒のアスペクト比が３未満のフェライト（以下、特定フェライトという。）を確保することが重要である。一方、鋼板の厚さが大きい場合には、引張強度を高くするために、一定量の硬質相を確保することが重要となる。
以上のことを考慮して、本発明では、金属組織中における特定フェライトの面積率を、鋼板の厚さに応じて下記の（Ａ）および（Ｂ）に示すように規定する。なお、本発明において硬質相とは、フェライト以外の組織のことを意味する。硬質相は、パーライト、ベイナイト、およびマルテンサイトのうちの少なくとも一つの組織を含む。下記のように特定フェライトの面積率を規定することによって、鋼板の引張強度を５５０ＭＰａ以上にでき、かつ降伏比を８０％以下にできる。なお、特定フェライトの面積率は、上述の観察用試料を走査型電子顕微鏡を用いて観察することによって求めることができる。下記の（Ａ）および（Ｂ）に示した規定は、鋼板の厚さおよびフェライトの面積率が異なる種々の試験片を用いた実験により求めたものである。
（Ａ）鋼板の厚さｔ（ｍｍ）が１６ｍｍ以上２５ｍｍ未満の場合
１００≧金属組織における特定フェライトの面積率（％）≧３５５×ｅｘｐ（−０．０８５×ｔ)
（Ｂ）鋼板の厚さｔ（ｍｍ）が２５ｍｍ以上１００ｍｍ以下の場合
２４０×ｅｘｐ（−０．０３５×ｔ)≧金属組織における特定フェライトの面積率（％）≧３５５×ｅｘｐ（−０．０８５×ｔ)
１００≧金属組織における特定フェライトの面積率（％）≧３５５×ｅｘｐ（−０．０８５×ｔ)
（Ｂ）鋼板の厚さｔ（ｍｍ）が２５ｍｍ以上１００ｍｍ以下の場合
２４０×ｅｘｐ（−０．０３５×ｔ)≧金属組織における特定フェライトの面積率（％）≧３５５×ｅｘｐ（−０．０８５×ｔ)
５．製造方法
本発明に係る鋼板は、例えば、以下の方法により製造することができるが、この方法には限定されない。
本発明に係る鋼板は、例えば、以下の方法により製造することができるが、この方法には限定されない。
（５−１）スラブの製造
本発明に係る鋼板の製造に用いるスラブは、以下のようにして製造できる。まず、溶鋼中のＡｌ含有量が０．００５％を超えて０．０８％以下となるようにＡｌを含有させて脱酸した後、Ｔｉを含有させる。さらに、脱ガス装置（例えばＲＨ装置）で１５分以上の脱ガス処理をした後、溶鋼温度を１６００±７０℃に保った状態でＣａを含有させる。Ｃａを含有させるときの溶鋼温度は、１６００℃±５０℃であることがより望ましく、１６００±２０℃であることがさらに望ましい。なお、Ｃａを含有させる前に、Ｃａ以外の元素の含有量が上述した化学組成の範囲内になるように、あらかじめ溶鋼の成分調整を行っておくことが望ましい。
本発明に係る鋼板の製造に用いるスラブは、以下のようにして製造できる。まず、溶鋼中のＡｌ含有量が０．００５％を超えて０．０８％以下となるようにＡｌを含有させて脱酸した後、Ｔｉを含有させる。さらに、脱ガス装置（例えばＲＨ装置）で１５分以上の脱ガス処理をした後、溶鋼温度を１６００±７０℃に保った状態でＣａを含有させる。Ｃａを含有させるときの溶鋼温度は、１６００℃±５０℃であることがより望ましく、１６００±２０℃であることがさらに望ましい。なお、Ｃａを含有させる前に、Ｃａ以外の元素の含有量が上述した化学組成の範囲内になるように、あらかじめ溶鋼の成分調整を行っておくことが望ましい。
最初に含有させるＡｌは、脱酸力が強いため、溶鋼中の固溶酸素と結合し、Ａｌ2Ｏ3を生成する。Ａｌの次に含有させるＴｉはＡｌよりも脱酸力が低い。このため、Ｔｉは酸化物を生成せず、ＴｉＮを生成する。これにより、ＨＡＺの靭性が改善される。
ＲＨ法等によって１５分以上の脱ガス処理をすることにより、粗大なＡｌ2Ｏ3介在物を浮上分離させることができる。その後、溶鋼中にＣａを含有させることによって、Ａｌ2Ｏ3介在物の一部が還元され、ＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物が形成される。このとき、溶鋼の温度を１６００±７０℃に制御することによりＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物の液化が促進される。これにより、表面張力が作用し、上記介在物が球状化する。なお、上記介在物の球状化には、Ｃａ、ＡｌおよびＯの含有量を前述の含有量となるように制御することが必要である。
上記のように溶製した鋼を鋳造することによって、スラブを得ることができる。このスラブ中に存在するＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物は、上述した分散状態で分散しかつ上述した形状を有する。
（５−２）鋼板の製造
上記のようにして得たスラブを、１０５０〜１２００℃に加熱する（加熱工程）。加熱したスラブを、圧延仕上げ温度が７５０〜８３０℃となるように圧延し、所定の厚さの圧延材を得る（圧延工程）。その後、圧延材を５〜２０℃/ｓの平均冷却速度で３００℃以下まで冷却する（冷却工程）。これにより、本発明に係る鋼板が得られる。なお、圧延完了から冷却開始までの時間は、３０ｓ以下とする。
上記のようにして得たスラブを、１０５０〜１２００℃に加熱する（加熱工程）。加熱したスラブを、圧延仕上げ温度が７５０〜８３０℃となるように圧延し、所定の厚さの圧延材を得る（圧延工程）。その後、圧延材を５〜２０℃/ｓの平均冷却速度で３００℃以下まで冷却する（冷却工程）。これにより、本発明に係る鋼板が得られる。なお、圧延完了から冷却開始までの時間は、３０ｓ以下とする。
上記のようにスラブを１０５０℃以上に加熱することによって、鋼中のＮｂが固溶し、鋼板の強度および靭性を十分に確保することができる。一方、スラブの加熱温度が１２００℃を超えると燃料コストが嵩むだけでなく、鋼表面に発生するスケールの量も多くなり歩留まりが低下し、生産効率が低下する。したがって、本発明に係る鋼板の製造方法では、スラブの加熱温度を１０５０〜１２００℃とする。なお、スラブの加熱温度が低いほどスラブの変形抵抗は大きくなるが、仕上げ圧延を７５０〜８３０℃で行い、かつ圧延完了から冷却開始までの待ち時間を短くするという観点からは、スラブの加熱温度を１０５０〜１１００℃にすることが好ましい。
圧延工程において、圧延開始温度、圧下量、および累積圧下率は特に制限されない。しかし、圧延仕上げ温度を７５０℃未満とすると、鋼の変形抵抗が大きくなり過ぎる。一方、圧延仕上げ温度が８３０℃を超えると、低降伏比鋼板として、上述したような適切な金属組織を得ることができない。したがって、圧延仕上げ温度は、７５０〜８３０℃とする。これにより、オーステナイト粒が微細化し、フェライト生成核が増加する。その結果、フェライトの生成を促進することができる。この場合、仕上げ圧延後にすぐに冷却を行っても（すなわち、仕上げ圧延後に一定時間放置しなくても）、フェライト（軟質相）および硬質相からなる上述の複相組織を得ることができる。より確実に母材の降伏比を低くするためには、仕上げ圧延のパスを含む最後の２パスを、７５０〜８３０℃で圧延することが好ましい。圧延仕上げ温度の好ましい下限は７７０℃であり、好ましい上限は８２０℃である。
仕上げ圧延の完了から冷却開始までの時間が３０ｓを超えると、フェライトが再結晶して粗粒となり、鋼板の靭性が劣化する。このため、本発明に係る製造方法では、仕上げ圧延の完了から冷却開始までの時間を３０ｓ以下とする。生産効率を考えれば、冷却開始までの時間は短いことが好ましい。そのため、仕上げ圧延の完了から冷却開始までの時間は、２０ｓ以下が好ましく、１０ｓ以下がより好ましい。なお、仕上げ圧延後は放冷により自然に鋼板の温度は低下するが、３０ｓ放冷した場合でも、鋼板の温度低下は高々７０℃程度である。よって、実際の鋼板の製造では、冷却開始温度は、例えば６８０〜８２５℃程度となる。
冷却工程において、平均冷却速度が５℃/ｓ未満である場合には、硬質相が十分に得られない。一方、平均冷却速度が２０℃/ｓを超える場合には、金属組織において硬質相の面積率が高くなり過ぎる。したがって、本発明に係る製造方法では、冷却工程における平均冷却速度を５〜２０℃/ｓとする。平均冷却速度の好ましい下限は７℃/ｓであり、好ましい上限は１８℃/ｓである。
冷却工程において、冷却停止温度が３００℃を超えると、硬質相が十分に得られない。したがって、本発明に係る製造方法では、冷却工程において、鋼板（圧延材）を３００℃以下まで冷却する。なお、冷却工程では、例えば、水などの冷却媒体を用いて鋼板の全体を均一に冷却する。
以上の工程を経てスラブから鋼板を製造することによって、鋼板の金属組織を、フェライトからなる軟質相とフェライトよりも硬質の組織からなる硬質相とによって構成される複相組織にすることができる。なお、上述の冷却工程の後に、焼戻しを行ってもよい（焼戻し工程）。焼戻しを行うことによって、鋼板の強度および靭性のバランスを調整でき、板厚方向の機械的性質を均一にすることができる。なお、焼戻しの温度が４５０℃を超える場合には、硬質相が軟化する。したがって、焼戻しは、４５０℃以下で行うことが好ましい。焼戻し温度の下限については特に制限はないが、焼戻しの効果を十分に得るためには、３５０℃以上で焼戻しをすることが好ましい。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
下記の表１に示す化学組成を有する鋼種Ａ〜Ｎおよびａ〜ｎを溶製し、これらの鋼種Ａ〜Ｎおよびａ〜ｎから下記の表２に示すスラブ１〜３５を製造した。表２に、スラブ１〜３５の製造工程におけるＣａ添加時の溶鋼温度とともに、ＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物の粒径、個数およびアスペクト比を示す。
次に、スラブ１〜３５から、下記の表３に示す製造条件で、板厚が１６〜１００ｍｍの鋼板１〜３５を製造した。表４に鋼板１〜３５のＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物の粒径、個数およびアスペクト比を示すとともに、金属組織における特定フェライト（結晶粒のアスペクト比が３未満のフェライト）および硬質相の面積率を示す。また、各鋼板１〜３５から、引張試験用の試験片およびＨＡＺの靭性を評価するための試験片を採取した。具体的には、板厚ｔ（表３参照）が３２ｍｍ以下の場合は、鋼板の圧延方向に直交する方向に採取した全厚のＪＩＳ５号板状試験片を引張試験片として用いた。一方、板厚ｔが３２ｍｍを超える場合は、鋼板の圧延方向に直交する方向にかつ鋼板の１／４厚から採取したＪＩＳ４号の丸棒試験片を引張試験片として用いた。靭性評価用の試験片は、各鋼板１〜３５の一部を表３に示す入熱量で溶接した後、フュージョンラインから採取した。採取した試験片を用いて、０℃でシャルピー衝撃試験を行った。なお、靭性は試験によってバラツキが生じやすいので、靭性評価用の試験片は、各鋼板１〜３５について３本ずつ採取した。引張試験の結果（降伏応力、引張強度、および降伏比）およびシャルピー衝撃試験の結果（各試験片の吸収エネルギー）を表４に示す。本実施例では、シャルピー衝撃試験において、３本全ての試験片の吸収エネルギーが７０Ｊ以上であった鋼板を、ＨＡＺの靭性を十分に向上できたと判断した。
表４から明らかなように、本発明例の鋼板１〜１７では、５５０ＭＰａ以上の引張強度および８０％以下の降伏比を実現しつつ、ＨＡＺの靭性も十分に向上できた。
一方、比較例の鋼板１８では、降伏比が８０％を超えていた。この要因としては、圧延仕上げ温度（表３参照）が８３０℃を超えており、特定フェライト（表４参照）を十分に確保できなかったことが考えられる。
比較例の鋼板１９では、降伏比が８０％を超えていた。この要因としては、圧延後の平均冷却速度（表３参照）が２０℃/ｓを超えており、硬質相の面積率が高くなって特定フェライト（表４参照）を十分に確保できなかったことが考えられる。
比較例の鋼板２０では、引張強度が５５０ＭＰａ未満であった。この要因としては、圧延仕上げ温度が７５０℃未満であり、特定フェライト(表４参照)の面積率が高くなり過ぎたことが考えられる。
比較例の鋼板２１では、引張強度が５５０ＭＰａ未満であった。この要因としては、圧延後の平均冷却速度（表３参照）が５℃/ｓ未満であり、硬質相を十分に確保できず、特定フェライトの面積率が高くなり過ぎたことが考えられる。
比較例の鋼板２２では、ＨＡＺの高靭性化を実現できなかった。この要因としては、鋼中のＣ含有量（表１参照）が０．２２％であり、本発明の要件（０．０８〜０．１２％）を満たしていなかったことが考えられる。
比較例の鋼板２３では、ＨＡＺの高靭性化を実現できなかった。この要因としては、鋼中のＳｉ含有量（表１参照）が０．５９％であり、本発明の要件（０．０３〜０．５０％）を満たしていなかったこと、およびスラブ中に存在する粒径が０．５〜５．０μｍのＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物のアスペクト比の平均値（表２参照）が２．５であり、本発明の要件（１．９以下）を満たしていなかったことが考えられる。
比較例の鋼板２４では、ＨＡＺの高靭性化を実現できなかった。この要因としては、鋼中のＭｎ含有量（表１参照）が２．２１％であり、本発明の要件（１．００〜２．００％）を満たしていなかったことが考えられる。
比較例の鋼板２５では、ＨＡＺの高靭性化を実現できなかった。この要因としては、鋼中のＴｉ含有量（表１参照）が０．０２２％であり、本発明の要件（０．０００５〜０．０２０％）を満たしていなかったことが考えられる。
比較例の鋼板２６では、ＨＡＺの高靭性化を実現できなかった。この要因としては、鋼中のＡｌ含有量（表１参照）が０．０９２％であり、本発明の要件（０．００５％を超えて０．０８０％以下）を満たしていなかったことが考えられる。
比較例の鋼板２７では、ＨＡＺの高靭性化を実現できなかった。この要因としては、鋼中のＮ含有量（表１参照）が０．０１０５％であり、本発明の要件（０．００１０〜０．００９０％）を満たしていなかったことが考えられる。
比較例の鋼板２８では、引張強度が５５０ＭＰａ未満であった。この要因としては、平均冷却速度が（表３参照）が４℃／ｓであり、本発明の製造方法の要件（５〜２０℃/ｓ）を満たしておらず特定フェライトの面積率が高くなったことが考えられる。さらに、鋼板２８では、ＨＡＺの高靭性化を実現できなかった。この要因としては、鋼中のＯ含有量（表１参照）が０．００４０％であり、本発明の要件（０．００２５％以下）を満たしておらず、「Ｃａ／Ｏ」の値（表１参照）も０．２８であり、本発明の要件（０．５０〜１．３０）を満たしておらず、さらにスラブ中に存在する粒径が０．５〜５．０μｍのＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物のアスペクト比の平均値（表２参照）が３．２であり、本発明の要件（１．９以下）を満たしていなかったことが考えられる。
比較例の鋼板２９では、ＨＡＺの高靭性化を実現できなかった。この要因としては、鋼中のＣａ含有量（表１参照）が０．０２０５％であり、本発明の要件（０．０００３〜０．０２００％）を満たしておらず、「Ｃａ／Ｏ」の値（表１参照）も１５．７７であり、本発明の要件（０．５０〜１．３０）を満たしておらず、さらにスラブ中に存在する粒径が０．５〜５．０μｍのＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物のアスペクト比の平均値（表２参照）が５．１であり、本発明の要件（１．９以下）を満たしていなかったことが考えられる。
比較例の鋼板３０では、ＨＡＺの高靭性化を実現できなかった。この要因としては、スラブ中に存在する粒径が０．５〜５．０μｍのＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物のアスペクト比の平均値（表２参照）が３．４であり、本発明の要件（１．９以下）を満たしていなかったことが考えられる。
比較例の鋼板３１では、ＨＡＺの高靭性化を実現できなかった。この要因としては、スラブ中に存在する粒径が０．５〜５．０μｍのＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物のアスペクト比の平均値（表２参照）が２．１であり、本発明の要件（１．９以下）を満たしていなかったことが考えられる。
比較例の鋼板３２では、ＨＡＺの高靭性化を実現できなかった。この要因としては、鋼中のＭｎ含有量（表１参照）が０．９８％であり、本発明の要件（１．００〜２．００％）を満たしていなかったことが考えられる。
比較例の鋼板３３では、引張強度が５５０ＭＰａ未満であった。また、ＨＡＺの高靭性化を実現できなかった。この要因としては、圧延完了後、冷却開始までの時間（表３参照）が３４ｓであり、本発明の製造方法の要件（３０ｓ以下）を満たしていなかったことが考えられる。
比較例の鋼板３４では、ＨＡＺの高靭性化を実現できなかった。この要因としては、「Ｃａ／Ｏ」の値（表１参照）が１．６２であり、本発明の要件（０．５０〜１．３０）を満たしていなかったことが考えられる。
比較例の鋼板３５では、引張強度が５５０ＭＰａ未満であった。また、ＨＡＺの高靭性化を実現できなかった。この要因としては、圧延後の平均冷却速度（表３参照）が５℃/ｓ未満であり、硬質相を十分に確保できなかったことが考えられる。
以上のように、本発明に係る鋼板によれば、５５０ＭＰａ以上の引張強度および８０％以下の降伏比を実現しつつ、ＨＡＺの靭性も十分に向上できる。また、本発明に係る鋼板の製造方法によれば、仕上げ圧延後、３０ｓ以内に圧延材（鋼板）の冷却が開始される。すなわち、従来の製造方法のように、仕上げ圧延後、冷却を開始するまでに、圧延材を一定時間放置する必要がない。これにより、鋼板を効率よく製造できる。
本発明によれば、引張強度が５５０ＭＰａ以上で、降伏比が８０％以下で、かつ溶接熱影響部の高靭性化が可能な鋼板が得られる。このような鋼板は、建築用鋼板として好適に利用でき、建築構造物の安全性を高めることができる。
Claims (5)
- 板厚が１６〜１００ｍｍの鋼板の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０８〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、
Ｍｎ：１．００〜２．００％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００５％を超えて０．０８０％以下、
Ｔｉ：０．０００５〜０．０２０％、
Ｃｒ：０．１０〜０．５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｃａ：０．０００３〜０．０２００％、
Ｎ：０．００１０〜０．００９０％、
Ｏ：０．００２５％以下、
Ｃｕ：０．０５％以下、
Ｎｉ：０．１０％以下、
Ｍｏ：０．０５％以下、
Ｖ：０〜０．１００％、
Ｂ：０〜０．００２０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
ＣａおよびＯが下記の（ｉ）式を満足し、
鋼板中に粒径が０．５〜５．０μｍのＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物が分散し、
前記粒径が０．５〜５．０μｍの介在物のアスペクト比の平均値が１．９以下であり、
前記粒径が５．０μｍを超えるＣａＯ・Ａｌ 2 Ｏ 3 系介在物が、１×１０個／ｍｍ 2 未満の分散状態で存在し、
鋼板の金属組織が、フェライトとフェライトよりも硬い硬質相とからなり、
板厚が１６ｍｍ以上２５ｍｍ未満の場合には、金属組織において、結晶粒のアスペクト比が３未満のフェライトの面積率が下記の（ii）式を満足し、
板厚が２５ｍｍ以上１００ｍｍ以下の場合には、金属組織において、結晶粒のアスペクト比が３未満のフェライトの面積率が下記の（iii）式を満足し、
引張強度が５５０ＭＰａ以上で、かつ降伏比が８０％以下である、建築用低降伏比鋼板。
０．５０≦Ｃａ／Ｏ≦１．３０ ・・・（ｉ）
１００≧ＡＳＦ≧３５５×ｅｘｐ（−０．０８５×ｔ) ・・・（ii）
２４０×ｅｘｐ（−０．０３５×ｔ)≧ＡＳＦ≧３５５×ｅｘｐ（−０．０８５×ｔ) ・・・（iii）
ただし、（ｉ）式において、ＣａおよびＯはそれぞれの元素の質量％での含有量を示し、（ii）式および（iii）式において、ＡＳＦはアスペクト比が３未満のフェライトの面積率（％）を示し、ｔは板厚（ｍｍ）を示す。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｖ：０．０５０〜０．１００％、および
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％
から選択された１種以上を含有する、請求項１に記載の建築用低降伏比鋼板。 - 引張強度が５５０ＭＰａ以上で降伏比が８０％以下の建築用低降伏比鋼板を製造する方法であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０８〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、
Ｍｎ：１．００〜２．００％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００５％を超えて０．０８０％以下、
Ｔｉ：０．０００５〜０．０２０％、
Ｃｒ：０．１０〜０．５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｃａ：０．０００３〜０．０２００％、
Ｎ：０．００１０〜０．００９０％、
Ｏ：０．００２５％以下、
Ｃｕ：０．０５％以下、
Ｎｉ：０．１０％以下、
Ｍｏ：０．０５％以下、
Ｖ：０〜０．１００％、
Ｂ：０〜０．００２０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
ＣａおよびＯが下記の（ｉ）式を満足し、
粒径が０．５〜５．０μｍのＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系介在物が分散し、
前記粒径が０．５〜５．０μｍの介在物のアスペクト比の平均値が１．９以下であり、
前記粒径が５．０μｍを超えるＣａＯ・Ａｌ 2 Ｏ 3 系介在物が、１×１０個／ｍｍ 2 未満の分散状態で存在するスラブを１０５０〜１２００℃に加熱する加熱工程、
前記加熱後のスラブを圧延仕上げ温度が７５０〜８３０℃となるように圧延して圧延材を得る圧延工程、および
前記圧延材を５〜２０℃/ｓの平均冷却速度で３００℃以下まで冷却する冷却工程を備え、
前記圧延工程における圧延完了から前記冷却工程における冷却開始までの時間が３０ｓ以下である、建築用低降伏比鋼板の製造方法。
０．５０≦Ｃａ／Ｏ≦１．３０ ・・・（ｉ）
ただし、（ｉ）式において、ＣａおよびＯはそれぞれの元素の質量％での含有量を示す。 - 前記冷却工程の後に、４５０℃以下で焼戻しを行う焼戻し工程をさらに備える、請求項３に記載の建築用低降伏比鋼板の製造方法。
- 前記スラブの化学組成が、質量％で、
Ｖ：０．０５０〜０．１００％、および
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％
から選択された１種以上を含有する、請求項３または４に記載の建築用低降伏比鋼板の製造方法。
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