JP6641875B2 - 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、低降伏比鋼板およびその製造方法に係り、特に、低温靭性に優れる低降伏比鋼板およびその製造方法に関する。
液化石油ガス（ＬＰＧ）またはアンモニア等のタンクの材料として用いられる鋼板には、応力腐食割れ等を防止するために低い降伏比（ＹＲ）を有することが要求される。低ＹＲを得るには、鋼の金属組織中に一定量のフェライトを確保する必要がある。また、構造部材として用いられる鋼板には、信頼性の観点から、機械的特性のばらつきを小さくすることが求められる。
低ＹＲを有する鋼材を得る方法については、これまで種々の研究がなされてきた。例えば、特許文献１では、靭性の優れた低降伏比高張力鋼板の製造方法が開示されている。また、特許文献２では、耐震性を必要とする建築構造部材用として好適な、非調質低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法が開示されている。さらに、特許文献３では、建築・土木等に使用される低降伏比で、降伏強度の変動幅が小さく、高精度の応力設計の適用が可能な鋼を生産性よく経済的に製造する方法が開示されている。
ＬＰＧ等のタンクは、非常に低温の液体または気体を貯留する必要があることから、その材料として用いられる鋼板には、低ＹＲだけでなく優れた低温靭性が求められる。
しかしながら、特許文献１〜３に記載の技術においては、−４０℃以下のような極めて低温の環境下での使用が想定されていない。そのため、特許文献１〜３では、低温靭性の向上について一切検討がなされていない。
本発明は、上記の問題点を解決するためになされたものであり、優れた低温靭性を有する低降伏比鋼板およびそれを効率よく製造する方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、ＹＲが低くかつ低温靭性に優れる鋼板を得る方法について鋭意検討を行った結果、以下の知見を得るに至った。
ＹＲを低くするためには、鋼の組織を軟質相であるフェライトと硬質相であるベイナイトまたはマルテンサイトとの混合組織とすることが有効であることが知られている。このとき、これらの組織以外に、パーライトまたはＭＡ（マルテンサイトとオーステナイトとの混合組織）が鋼中に存在していてもよい。
鋼材の低ＹＲ化および低温靭性の向上を両立するためには、軟質相であるフェライトの結晶粒径の制御が重要であることを見出した。フェライトの微細化は降伏応力の増加を招き、ひいてはＹＲの上昇につながる。一方、粗大なフェライトは低温靭性の悪化を引き起こす。これらを考慮して、フェライトの粒度分布を制御することが重要である。
本発明は、上記の知見を基礎としてなされたものであり、下記の低降伏比鋼板およびその製造方法を要旨とする。
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｍｎ：０．９〜２．０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０９０％、
Ｎ：０．００１〜０．０１０％、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｎｉ：０〜０．５０％、
Ｃｒ：０〜０．２０％、
Ｍｏ：０〜０．２０％、
Ｖ：０〜０．０６％、
Ｂ：０〜０．００２％、
Ｃａ：０〜０．００５％、
Ｍｇ：０〜０．００５％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式を満足し、
板厚の１／４位置でのフェライト粒径分布において、
１０μｍ未満のフェライトの個数割合が７０〜８５％、
１０〜２０μｍのフェライトの個数割合が１３．５〜３０％、
２０μｍを超えるフェライトの個数割合が１．５％以下、かつ、
最大フェライト粒径が２２μｍ以下、
である金属組織を有する、低降伏比鋼板。
０．１０≦Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ≦１．０ ・・・（ｉ）
但し、式中の各元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
Ｃ：０．０３〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｍｎ：０．９〜２．０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０９０％、
Ｎ：０．００１〜０．０１０％、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｎｉ：０〜０．５０％、
Ｃｒ：０〜０．２０％、
Ｍｏ：０〜０．２０％、
Ｖ：０〜０．０６％、
Ｂ：０〜０．００２％、
Ｃａ：０〜０．００５％、
Ｍｇ：０〜０．００５％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式を満足し、
板厚の１／４位置でのフェライト粒径分布において、
１０μｍ未満のフェライトの個数割合が７０〜８５％、
１０〜２０μｍのフェライトの個数割合が１３．５〜３０％、
２０μｍを超えるフェライトの個数割合が１．５％以下、かつ、
最大フェライト粒径が２２μｍ以下、
である金属組織を有する、低降伏比鋼板。
０．１０≦Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ≦１．０ ・・・（ｉ）
但し、式中の各元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｃｒ：０．０４〜０．２０％および
Ｍｏ：０．００５〜０．２０％
から選択される１種以上を含有する、上記（１）に記載の低降伏比鋼板。
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｃｒ：０．０４〜０．２０％および
Ｍｏ：０．００５〜０．２０％
から選択される１種以上を含有する、上記（１）に記載の低降伏比鋼板。
（３）前記化学組成が、質量％で、
Ｖ：０．００５〜０．０６％
を含有する、上記（１）または（２）に記載の低降伏比鋼板。
Ｖ：０．００５〜０．０６％
を含有する、上記（１）または（２）に記載の低降伏比鋼板。
（４）前記化学組成が、質量％で、
Ｂ：０．０００２〜０．００２％、
Ｃａ：０．００２〜０．００５％および
Ｍｇ：０．００１〜０．００５％
から選択される１種以上を含有する、上記（１）から（３）までのいずれかに記載の低降伏比鋼板。
Ｂ：０．０００２〜０．００２％、
Ｃａ：０．００２〜０．００５％および
Ｍｇ：０．００１〜０．００５％
から選択される１種以上を含有する、上記（１）から（３）までのいずれかに記載の低降伏比鋼板。
（５）上記（１）から（４）までのいずれかに記載の化学組成を有するスラブを
１０５０〜１２００℃の温度範囲に加熱した後、
９００℃以下の温度範囲における累積圧下率が３０％以上、かつ、圧延終了温度ＴＦＲ（℃）が鋼板表面温度でＡｒ３点以上となる条件で圧延し、
圧延後、鋼板を製造ライン上で停止させることなく、第１冷却装置および第２冷却装置を含む加速冷却装置を用いて下記（ａ）〜（ｅ）に示す条件で冷却処理を施す、低降伏比鋼板の製造方法。
（ａ）第１冷却装置での冷却を、鋼板表面温度がＴＦＲ〜ＴＦＲ−５０℃、かつ、Ａｒ３点以上の範囲で開始し、Ａｒ３点〜Ａｒ３点−１００℃の範囲で停止する。
（ｂ）第１冷却装置での平均冷却速度を１０℃／ｓ以上とする。
（ｃ）第１冷却装置の出口から第２冷却装置の入口までの移動時間を１０〜４０ｓとする。
（ｄ）第２冷却装置での冷却を、鋼板表面温度がＡｒ３点−１５℃〜Ａｒ３点−１００℃の範囲で開始し、５５０℃以下の範囲で停止する。
（ｅ）第２冷却装置での平均冷却速度を１５℃／ｓを超える速度とする。
１０５０〜１２００℃の温度範囲に加熱した後、
９００℃以下の温度範囲における累積圧下率が３０％以上、かつ、圧延終了温度ＴＦＲ（℃）が鋼板表面温度でＡｒ３点以上となる条件で圧延し、
圧延後、鋼板を製造ライン上で停止させることなく、第１冷却装置および第２冷却装置を含む加速冷却装置を用いて下記（ａ）〜（ｅ）に示す条件で冷却処理を施す、低降伏比鋼板の製造方法。
（ａ）第１冷却装置での冷却を、鋼板表面温度がＴＦＲ〜ＴＦＲ−５０℃、かつ、Ａｒ３点以上の範囲で開始し、Ａｒ３点〜Ａｒ３点−１００℃の範囲で停止する。
（ｂ）第１冷却装置での平均冷却速度を１０℃／ｓ以上とする。
（ｃ）第１冷却装置の出口から第２冷却装置の入口までの移動時間を１０〜４０ｓとする。
（ｄ）第２冷却装置での冷却を、鋼板表面温度がＡｒ３点−１５℃〜Ａｒ３点−１００℃の範囲で開始し、５５０℃以下の範囲で停止する。
（ｅ）第２冷却装置での平均冷却速度を１５℃／ｓを超える速度とする。
本発明によれば、機械的特性のばらつきが小さく、かつ、優れた低温靭性を有する低降伏比鋼板を効率よく製造することが可能となる。本発明に係る低降伏比鋼板は、ＬＰＧまたはアンモニア等のタンクの材料として用いるのに好適である。
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
（Ａ）化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０３〜０．１０％
Ｃは、鋼材の強度を高める元素である。Ｃ含有量が０．０３％未満では、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が０．１０％を超えると、フェライト粒径の微細化効果が大きくなるため、降伏強度が増加し低ＹＲが得られない。したがって、Ｃ含有量は０．０３〜０．１０％とする。Ｃ含有量は０．０４％以上であるのが好ましく、０．０７％以下であるのが好ましい。
Ｃは、鋼材の強度を高める元素である。Ｃ含有量が０．０３％未満では、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が０．１０％を超えると、フェライト粒径の微細化効果が大きくなるため、降伏強度が増加し低ＹＲが得られない。したがって、Ｃ含有量は０．０３〜０．１０％とする。Ｃ含有量は０．０４％以上であるのが好ましく、０．０７％以下であるのが好ましい。
Ｓｉ：０．０５〜０．５％
Ｓｉは、鋼を脱酸し、さらに、フェライトの生成を促進する作用を有する元素である。Ｓｉ含有量が０．０５％未満では、これらの効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が０．５％を超えると、ＭＡ生成量が顕著に増加し靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５〜０．５％とする。Ｓｉ含有量は０．１％以上であるのが好ましく、０．２３％以下であるのが好ましい。
Ｓｉは、鋼を脱酸し、さらに、フェライトの生成を促進する作用を有する元素である。Ｓｉ含有量が０．０５％未満では、これらの効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が０．５％を超えると、ＭＡ生成量が顕著に増加し靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５〜０．５％とする。Ｓｉ含有量は０．１％以上であるのが好ましく、０．２３％以下であるのが好ましい。
Ｍｎ：０．９〜２．０％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高め、鋼材の強度および靭性を高める元素である。Ｍｎ含有量が０．９％未満では、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、中心偏析が顕著となり、靭性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．９〜２．０％とする。Ｍｎ含有量は１．２％以上であるのが好ましく、１．６％以下であるのが好ましい。
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高め、鋼材の強度および靭性を高める元素である。Ｍｎ含有量が０．９％未満では、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、中心偏析が顕著となり、靭性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．９〜２．０％とする。Ｍｎ含有量は１．２％以上であるのが好ましく、１．６％以下であるのが好ましい。
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは不純物元素であり、鋼材の機械的特性を低下させ、特に、低温靭性を低下させる。したがって、Ｐ含有量は０．０２０％以下とする。Ｐ含有量は０．０１５％以下であるのが好ましく、なるべく低い方がより好ましい。
Ｐは不純物元素であり、鋼材の機械的特性を低下させ、特に、低温靭性を低下させる。したがって、Ｐ含有量は０．０２０％以下とする。Ｐ含有量は０．０１５％以下であるのが好ましく、なるべく低い方がより好ましい。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは不純物元素であり、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、鋼材の低温靭性を低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。Ｓ含有量は０．００５％以下であるのが好ましく、なるべく低い方がより好ましい。
Ｓは不純物元素であり、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、鋼材の低温靭性を低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。Ｓ含有量は０．００５％以下であるのが好ましく、なるべく低い方がより好ましい。
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％
Ｎｂは、オーステナイト未再結晶領域を拡大させるために有効な元素であり、結晶粒の微細化に寄与し、強度および靭性を改善する。Ｎｂ含有量が０．００５％未満では、これらの効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が０．０５％を超えると、フェライトが顕著に微細化し、低ＹＲ化することができなくなる。したがって、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．０５％とする。Ｎｂ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０４％以下であるのが好ましい。
Ｎｂは、オーステナイト未再結晶領域を拡大させるために有効な元素であり、結晶粒の微細化に寄与し、強度および靭性を改善する。Ｎｂ含有量が０．００５％未満では、これらの効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が０．０５％を超えると、フェライトが顕著に微細化し、低ＹＲ化することができなくなる。したがって、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．０５％とする。Ｎｂ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０４％以下であるのが好ましい。
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは、鋼中のＮと結合してＴｉＮを形成し、スラブ表面および鋼材表面の清浄性を高める元素である。さらに、オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する作用を有する。Ｔｉ含有量が０．００５％未満では、これらの効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．０２５％を超えると、炭化物の析出量が増加し、靭性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０２５％とする。Ｔｉ含有量は０．００７％以上であるのが好ましく、０．０２０％以下であるのが好ましい。
Ｔｉは、鋼中のＮと結合してＴｉＮを形成し、スラブ表面および鋼材表面の清浄性を高める元素である。さらに、オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する作用を有する。Ｔｉ含有量が０．００５％未満では、これらの効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．０２５％を超えると、炭化物の析出量が増加し、靭性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０２５％とする。Ｔｉ含有量は０．００７％以上であるのが好ましく、０．０２０％以下であるのが好ましい。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０９０％
Ａｌは、鋼材を脱酸する作用を有する元素である。ｓｏｌ．Ａｌ（「酸可溶Ａｌ」）としての含有量が０．００５％未満では、この効果が得られない。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０９０％を超えると、ＭＡの生成量が増加し、かつ粗大なアルミナが生成するため、靭性が低下する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００５〜０．０９０％とする。
Ａｌは、鋼材を脱酸する作用を有する元素である。ｓｏｌ．Ａｌ（「酸可溶Ａｌ」）としての含有量が０．００５％未満では、この効果が得られない。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０９０％を超えると、ＭＡの生成量が増加し、かつ粗大なアルミナが生成するため、靭性が低下する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００５〜０．０９０％とする。
Ｎ：０．００１〜０．０１０％
Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制する作用を有する元素である。Ｎ含有量が０．００１％未満では、この効果が得られない。一方、Ｎ含有量が０．０１０％を超えると、固溶Ｎ量が増加し靭性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００１〜０．０１０％とする。Ｎ含有量は０．００２％以上であるのが好ましく、０．００８％以下であるのが好ましい。
Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制する作用を有する元素である。Ｎ含有量が０．００１％未満では、この効果が得られない。一方、Ｎ含有量が０．０１０％を超えると、固溶Ｎ量が増加し靭性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００１〜０．０１０％とする。Ｎ含有量は０．００２％以上であるのが好ましく、０．００８％以下であるのが好ましい。
Ｃｕ：０〜０．５０％
Ｃｕは、鋼材の強度および耐食性を高める元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕ含有量が過剰となると、高温割れが発生しやすくなる。したがって、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とする。Ｃｕ含有量は０．４０％以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｃｕ含有量は０．０５％以上とするのが好ましい。
Ｃｕは、鋼材の強度および耐食性を高める元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕ含有量が過剰となると、高温割れが発生しやすくなる。したがって、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とする。Ｃｕ含有量は０．４０％以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｃｕ含有量は０．０５％以上とするのが好ましい。
Ｎｉ：０〜０．５０％
Ｎｉ、鋼に固溶して鋼材の強度および靭性を高める元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉ含有量が過剰となると、この効果が飽和するだけでなく、製造コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とする。Ｎｉ含有量は０．４５％以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｎｉ含有量は０．０５％以上とするのが好ましい。
Ｎｉ、鋼に固溶して鋼材の強度および靭性を高める元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉ含有量が過剰となると、この効果が飽和するだけでなく、製造コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とする。Ｎｉ含有量は０．４５％以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｎｉ含有量は０．０５％以上とするのが好ましい。
Ｃｒ：０〜０．２０％
Ｃｒは、鋼材の強度を高める元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰となると、鋼材の強度が高くなりすぎる。したがって、Ｃｒ含有量は０．２０％以下とする。Ｃｒ含有量は０．１５％以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｃｒ含有量は０．０４％以上とするのが好ましい。
Ｃｒは、鋼材の強度を高める元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰となると、鋼材の強度が高くなりすぎる。したがって、Ｃｒ含有量は０．２０％以下とする。Ｃｒ含有量は０．１５％以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｃｒ含有量は０．０４％以上とするのが好ましい。
Ｍｏ：０〜０．２０％
Ｍｏは、鋼材の強度を高める元素であり、またフェライトの細粒化に寄与するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏ含有量が過剰となると、フェライト粒が顕著に微細化され、降伏強度の上昇に伴い、降伏比が上昇する。したがって、Ｍｏ含有量は０．２０％以下とする。Ｍｏ含有量は０．１５％以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｍｏ含有量は０．００５％以上とするのが好ましい。
Ｍｏは、鋼材の強度を高める元素であり、またフェライトの細粒化に寄与するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏ含有量が過剰となると、フェライト粒が顕著に微細化され、降伏強度の上昇に伴い、降伏比が上昇する。したがって、Ｍｏ含有量は０．２０％以下とする。Ｍｏ含有量は０．１５％以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｍｏ含有量は０．００５％以上とするのが好ましい。
０．１０≦Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ≦１．０ ・・・（ｉ）
但し、式中の各元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
鋼材の強度を高めるためには、上記のＣｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏから選択される１種以上を、合計含有量が０．１０％以上となるように含有させる必要がある。一方、これらの元素を複合的に含有させる場合、その合計含有量は１．０％以下とする必要がある。すなわち、各元素の含有量について前述の規定を満足するとともに、その合計含有量について、上記（ｉ）式を満足する必要がある。
但し、式中の各元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
鋼材の強度を高めるためには、上記のＣｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏから選択される１種以上を、合計含有量が０．１０％以上となるように含有させる必要がある。一方、これらの元素を複合的に含有させる場合、その合計含有量は１．０％以下とする必要がある。すなわち、各元素の含有量について前述の規定を満足するとともに、その合計含有量について、上記（ｉ）式を満足する必要がある。
Ｖ：０〜０．０６％
Ｖは、炭窒化物を形成し、鋼材を析出強化する作用を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｖ含有量が過剰となると、その効果が飽和するだけでなく、微細な析出物生成量が多くなり、靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０６％以下とする。Ｖ含有量は０．０５％以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｖ含有量は０．００５％以上とするのが好ましく、０．０１％以上とするのがより好ましい。
Ｖは、炭窒化物を形成し、鋼材を析出強化する作用を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｖ含有量が過剰となると、その効果が飽和するだけでなく、微細な析出物生成量が多くなり、靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０６％以下とする。Ｖ含有量は０．０５％以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｖ含有量は０．００５％以上とするのが好ましく、０．０１％以上とするのがより好ましい。
Ｂ：０〜０．００２％
Ｂは、少量で鋼材の焼入れ性を高める元素であり、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂ含有量が過剰となると、析出物を生成し、靭性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．００２％以下とする。Ｂ含有量は０．００１５％以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｂ含有量は０．０００２％以上とするのが好ましい。
Ｂは、少量で鋼材の焼入れ性を高める元素であり、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂ含有量が過剰となると、析出物を生成し、靭性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．００２％以下とする。Ｂ含有量は０．００１５％以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｂ含有量は０．０００２％以上とするのが好ましい。
Ｃａ：０〜０．００５％
Ｃａは、鋼中のＯまたはＳと結合して、溶接熱影響部のオーステナイト粒の成長を抑制する。そのため、溶接熱影響部の靭性が要求される場合などには必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃａ含有量が過剰となると、この効果は飽和する。したがって、Ｃａ含有量は０．００５％以下とする。Ｃａ含有量は０．００４％以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｃａ含有量は０．００２％以上とするのが好ましい。
Ｃａは、鋼中のＯまたはＳと結合して、溶接熱影響部のオーステナイト粒の成長を抑制する。そのため、溶接熱影響部の靭性が要求される場合などには必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃａ含有量が過剰となると、この効果は飽和する。したがって、Ｃａ含有量は０．００５％以下とする。Ｃａ含有量は０．００４％以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｃａ含有量は０．００２％以上とするのが好ましい。
Ｍｇ：０〜０．００５％
Ｍｇは、鋼中のＯまたはＳと結合して、溶接熱影響部のオーステナイト粒の成長を抑制する。溶接熱影響部の靭性が要求される場合などには必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇ含有量が過剰となると、この効果は飽和する。したがって、Ｃａ含有量は０．００５％以下とする。Ｍｇ含有量は０．００４％以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｍｇ含有量は０．００２％以上とするのが好ましい。
Ｍｇは、鋼中のＯまたはＳと結合して、溶接熱影響部のオーステナイト粒の成長を抑制する。溶接熱影響部の靭性が要求される場合などには必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇ含有量が過剰となると、この効果は飽和する。したがって、Ｃａ含有量は０．００５％以下とする。Ｍｇ含有量は０．００４％以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｍｇ含有量は０．００２％以上とするのが好ましい。
（Ｂ）金属組織
本発明においては、鋼材の低ＹＲ化および靭性の向上を達成するためにフェライト粒径の制御を行う必要がある。具体的には、板厚の１／４位置でのフェライト粒径分布において、１０μｍ未満のフェライトの個数割合が７０〜８５％、１０〜２０μｍのフェライトの個数割合が１３．５〜３０％、２０μｍを超えるフェライトの個数割合が１．５％以下、かつ、最大フェライト粒径が２２μｍ以下である金属組織とする。
本発明においては、鋼材の低ＹＲ化および靭性の向上を達成するためにフェライト粒径の制御を行う必要がある。具体的には、板厚の１／４位置でのフェライト粒径分布において、１０μｍ未満のフェライトの個数割合が７０〜８５％、１０〜２０μｍのフェライトの個数割合が１３．５〜３０％、２０μｍを超えるフェライトの個数割合が１．５％以下、かつ、最大フェライト粒径が２２μｍ以下である金属組織とする。
フェライト以外の金属組織は基本的にベイナイトであるが、フェライトおよびフェライト以外にマルテンサイト、パーライトおよびＭＡが、面積％で合計５％以下存在していてもよい。５％を超して存在している場合には靭性が低下する。また、フェライトは、面積％で３５〜７０％であることが好ましい。
１０μｍ未満のフェライトの個数割合：７０〜８５％
結晶粒径が１０μｍ未満のフェライトの個数割合が減少し、１０μｍ以上のフェライトの個数割合が増加すると、ＹＲは低下するものの、破面遷移温度（ｖＴｓ）が顕著に上昇し、鋼材の靭性が著しく悪化する。特に、板厚の１／４位置でのフェライト粒径分布において、粒径が１０μｍ未満のフェライトの個数割合が７０％未満となると靭性の悪化が顕著となる。一方、粒径１０μｍ未満のフェライトの個数割合が８５％を超えると、フェライトの微細化により降伏応力が増加し、ＹＲが増加する。したがって、粒径１０μｍ未満のフェライトの個数割合は７０〜８５％とする。
結晶粒径が１０μｍ未満のフェライトの個数割合が減少し、１０μｍ以上のフェライトの個数割合が増加すると、ＹＲは低下するものの、破面遷移温度（ｖＴｓ）が顕著に上昇し、鋼材の靭性が著しく悪化する。特に、板厚の１／４位置でのフェライト粒径分布において、粒径が１０μｍ未満のフェライトの個数割合が７０％未満となると靭性の悪化が顕著となる。一方、粒径１０μｍ未満のフェライトの個数割合が８５％を超えると、フェライトの微細化により降伏応力が増加し、ＹＲが増加する。したがって、粒径１０μｍ未満のフェライトの個数割合は７０〜８５％とする。
１０〜２０μｍのフェライトの個数割合：１３．５〜３０％
２０μｍを超えるフェライトの個数割合：１．５％以下
上述のように、鋼材の靭性を向上させるには、フェライトの結晶粒径を小さくかつその割合を一定量確保することが必要となる。一方で、粒径１０μｍ以上のフェライトは一定量以下に抑える必要がある。また、結晶粒径が２０μｍを超えるフェライトが多数存在すると、シャルピー試験での靭性の低値の発生頻度が上昇する。そのため、板厚の１／４位置でのフェライト粒径分布において、粒径が２０μｍを超えるフェライトの個数割合は１．５％以下とする。２０μｍを超えるフェライトの個数割合は低いほど好ましい。これより、粒径１０〜２０μｍのフェライト個数割合は１３．５〜３０％となる。
２０μｍを超えるフェライトの個数割合：１．５％以下
上述のように、鋼材の靭性を向上させるには、フェライトの結晶粒径を小さくかつその割合を一定量確保することが必要となる。一方で、粒径１０μｍ以上のフェライトは一定量以下に抑える必要がある。また、結晶粒径が２０μｍを超えるフェライトが多数存在すると、シャルピー試験での靭性の低値の発生頻度が上昇する。そのため、板厚の１／４位置でのフェライト粒径分布において、粒径が２０μｍを超えるフェライトの個数割合は１．５％以下とする。２０μｍを超えるフェライトの個数割合は低いほど好ましい。これより、粒径１０〜２０μｍのフェライト個数割合は１３．５〜３０％となる。
最大フェライト粒径：２２μｍ以下
粒径が２０μｍを超えるフェライトの個数割合が１．５％以下であっても、板厚の１／４位置において粒径が２２μｍを超えるフェライトが存在する場合、シャルピー試験において−６０℃における靭性の低値が発生する。したがって、フェライト粒径の最大値は２２μｍ以下とする。
粒径が２０μｍを超えるフェライトの個数割合が１．５％以下であっても、板厚の１／４位置において粒径が２２μｍを超えるフェライトが存在する場合、シャルピー試験において−６０℃における靭性の低値が発生する。したがって、フェライト粒径の最大値は２２μｍ以下とする。
なお、板厚の１／４位置におけるフェライトの粒径について規定するのは、鋼板の平均的な位置でのフェライト粒径を求めるためである。また、板厚の１／４位置におけるフェライト粒径分布を求めるに際しては、板厚の１／４位置を中心として±２ｍｍの領域におけるミクロ組織を観察し、観察結果に基づいてフェライト粒径ごとの個数割合を測定すればよい。
（Ｃ）製造方法
上述のように、低ＹＲを得るには、鋼の金属組織中に一定量のフェライトを確保する必要がある。一定量のフェライトを確保する方法として、仕上げ圧延後に一定時間放冷することによって鋼板が所定の温度まで冷却させ、その後、水冷する方法がしばしば用いられている。
上述のように、低ＹＲを得るには、鋼の金属組織中に一定量のフェライトを確保する必要がある。一定量のフェライトを確保する方法として、仕上げ圧延後に一定時間放冷することによって鋼板が所定の温度まで冷却させ、その後、水冷する方法がしばしば用いられている。
しかしながら、このような従来の方法では、製造ライン上で鋼板を一時的に停止させる必要が生じるため、製造効率が低下するという問題がある。また、放冷時に不均一に生成するスケールに起因して水冷時の冷却速度が局所的に変化し、鋼板の機械的特性のばらつきが大きくなるという問題も生じる。
製造効率の観点からは、製造ライン上で鋼板を一時的に停止させることは好ましくない。しかし、鋼板を製造ライン上で停止させない場合、十分に放冷させることができずに水冷等の加速冷却することとなるため、十分な量のフェライトを確保することが困難になる。
そこで、本発明者らが検討を重ねた結果、水冷等の加速冷却（２次冷却）の前に水冷等の予備冷却（１次冷却）を行うことで、鋼板を製造ライン上に停止させることなく、低ＹＲの鋼板を製造可能であることが分かった。
この際、仕上げ圧延直後に１次冷却を行うことで、制御圧延で導入されたオーステナイト組織中の歪みにより、フェライトの変態駆動力が増加し、１次冷却と２次冷却との間の放冷時に効率的にフェライト変態を進行させることが可能となる。
本発明に係る低降伏比鋼板の製造方法については、前述した化学組成および金属組織を有する鋼板を製造することが可能である限り特に制限はないが、例えば、以下に示す方法により高い製造効率で製造することができる。
まず、前述の化学組成を有するスラブを加熱炉で１０５０〜１２００℃の温度範囲に加熱した後、加熱炉から抽出し熱間圧延を実施して鋼板を製造する。その際、９００℃以下の温度範囲における累積圧下率が３０％以上、かつ、圧延終了温度ＴＦＲ（℃）が鋼板表面温度でＡｒ３点以上となる条件で圧延する。圧延後、鋼板を製造ライン上で停止させることなく、１次冷却を行う第１冷却装置および２次冷却を行う第２冷却装置を含む加速冷却装置を用いて、下記（ａ）〜（ｅ）に示す条件で冷却処理を施す。
（ａ）第１冷却装置での冷却を、鋼板表面温度がＴＦＲ〜ＴＦＲ−５０℃、かつ、Ａｒ３点以上の範囲で開始し、Ａｒ３点〜Ａｒ３点−１００℃の範囲で停止する。
（ｂ）第１冷却装置での平均冷却速度を１０℃／ｓ以上とする。
（ｃ）第１冷却装置の出口から第２冷却装置の入口までの移動時間を１０〜４０ｓとする。
（ｄ）第２冷却装置での冷却を、鋼板表面温度がＡｒ３点−１５℃〜Ａｒ３点−１００℃の範囲で開始し、５５０℃以下の範囲で停止する。
（ｅ）第２冷却装置での平均冷却速度を１５℃／ｓを超える速度とする。
（ｂ）第１冷却装置での平均冷却速度を１０℃／ｓ以上とする。
（ｃ）第１冷却装置の出口から第２冷却装置の入口までの移動時間を１０〜４０ｓとする。
（ｄ）第２冷却装置での冷却を、鋼板表面温度がＡｒ３点−１５℃〜Ａｒ３点−１００℃の範囲で開始し、５５０℃以下の範囲で停止する。
（ｅ）第２冷却装置での平均冷却速度を１５℃／ｓを超える速度とする。
各工程について、以下に詳しく説明する。なお、以下に示す温度については、特に断りがない限り、鋼板表面温度のことである。
熱間圧延前の加熱温度：１０５０〜１２００℃
加熱温度が１０５０℃未満である場合、オーステナイト結晶粒が微細化されるため、フェライト結晶粒が微細化される。この場合、強度が高くなりすぎるため、低ＹＲ化が困難になる。一方、加熱温度が１２００℃を超える場合、オーステナイト結晶粒が粗大化し、低温靭性が低下するおそれがある。
加熱温度が１０５０℃未満である場合、オーステナイト結晶粒が微細化されるため、フェライト結晶粒が微細化される。この場合、強度が高くなりすぎるため、低ＹＲ化が困難になる。一方、加熱温度が１２００℃を超える場合、オーステナイト結晶粒が粗大化し、低温靭性が低下するおそれがある。
９００℃以下の温度範囲における累積圧下率ＲＲ９００：３０％以上
９００℃以下の温度範囲における累積圧下率ＲＲ９００が３０％未満と少ない場合、結晶粒が粗大化して、低温靭性が低下するおそれがある。したがって、ＲＲ９００は３０％以上とすることが好ましい。ＲＲ９００は４０％以上とすることがより好ましく、５０％以上とすることがさらに好ましい。なお、ＲＲ９００の定義は以下のとおりである。
ＲＲ９００＝｛（９００℃における板厚−仕上げ圧延後の板厚）／９００℃における板厚｝×１００（％）
９００℃以下の温度範囲における累積圧下率ＲＲ９００が３０％未満と少ない場合、結晶粒が粗大化して、低温靭性が低下するおそれがある。したがって、ＲＲ９００は３０％以上とすることが好ましい。ＲＲ９００は４０％以上とすることがより好ましく、５０％以上とすることがさらに好ましい。なお、ＲＲ９００の定義は以下のとおりである。
ＲＲ９００＝｛（９００℃における板厚−仕上げ圧延後の板厚）／９００℃における板厚｝×１００（％）
圧延終了温度ＴＦＲ：Ａｒ３点以上
圧延終了温度ＴＦＲが低くなり、Ａｒ３点未満となると、初析フェライトが生成してしまい、変態の駆動力を得ることができないおそれがある。したがって、ＴＦＲ（℃）は鋼板表面温度でＡｒ３点以上とすることが好ましい。また、第一の冷却開始温度はＡｒ３点以上とする必要があるため、より好ましい圧延終了温度は、Ａｒ３点＋５０℃以上である。
圧延終了温度ＴＦＲが低くなり、Ａｒ３点未満となると、初析フェライトが生成してしまい、変態の駆動力を得ることができないおそれがある。したがって、ＴＦＲ（℃）は鋼板表面温度でＡｒ３点以上とすることが好ましい。また、第一の冷却開始温度はＡｒ３点以上とする必要があるため、より好ましい圧延終了温度は、Ａｒ３点＋５０℃以上である。
上述のように、冷却工程では一貫して鋼板を製造ライン上で停止させることなく行うことが好ましい。このように、鋼板の停止または反対方向への搬送を行うことなく下工程側に搬送しながら上記の（ａ）〜（ｅ）に示す条件で冷却処理を行うことにより、待機時間（無駄な時間）を設けることなく鋼板を製造することができる。その結果、効率よく鋼板を製造することができる。冷却工程での搬送速度は、５０ｍ／ｍｉｎ以上とすることが好ましい。搬送速度の上限は特に設ける必要はなく、搬送装置の搬送能力、第１冷却装置と第２冷却装置との間の距離等にもよるが、一般的に搬送速度は１００ｍ／ｍｉｎ以下である。
（ａ）第１冷却装置での冷却を、鋼板表面温度がＴＦＲ〜ＴＦＲ−５０℃、かつ、Ａｒ３点以上の範囲で開始し、Ａｒ３点〜Ａｒ３点−１００℃の範囲で停止する。
第１冷却装置での冷却開始温度がＴＦＲ−５０℃未満となると、フェライト変態の駆動力が低下する。そのため、粗大なフェライト粒が生成する確率が増える。冷却開始温度はＴＦＲ−４０℃以上であるのがより好ましい。さらに冷却開始温度がＡｒ３点未満の場合、初析フェライトが生成してしまい、粗大なフェライトの生成量が増えてくる。冷却開始温度はＡｒ３点＋２０℃以上であるのがより好ましい。
第１冷却装置での冷却開始温度がＴＦＲ−５０℃未満となると、フェライト変態の駆動力が低下する。そのため、粗大なフェライト粒が生成する確率が増える。冷却開始温度はＴＦＲ−４０℃以上であるのがより好ましい。さらに冷却開始温度がＡｒ３点未満の場合、初析フェライトが生成してしまい、粗大なフェライトの生成量が増えてくる。冷却開始温度はＡｒ３点＋２０℃以上であるのがより好ましい。
また、冷却停止温度がＡｒ３点を超えると、フェライトの変態駆動力は放冷時と変わらないため、フェライト粒の粒径分布は粗大化側にシフトし、靭性が低下する。一方、Ａｒ３点−１００℃未満の場合、フェライトの変態駆動力が大きくなりすぎるため、微細なフェライトが多量に生成し、降伏応力が高くなりすぎるおそれがある。そのため、冷却停止温度はＡｒ３点〜Ａｒ３点−１００℃の範囲とすることが好ましい。
（ｂ）第１冷却装置での平均冷却速度を１０℃／ｓ以上とする。
第１冷却装置での平均冷却速度が１０℃／ｓ未満となると、冷却途中でフェライト変態が開始するため、フェライト粒の粒径分布は粗大化側にシフトする。冷却速度は１５℃／ｓを超える速度とすることが好ましい。
第１冷却装置での平均冷却速度が１０℃／ｓ未満となると、冷却途中でフェライト変態が開始するため、フェライト粒の粒径分布は粗大化側にシフトする。冷却速度は１５℃／ｓを超える速度とすることが好ましい。
（ｃ）第１冷却装置の出口から第２冷却装置の入口までの移動時間を１０〜４０ｓとする。
第１冷却装置の出口から第２冷却装置の入口までの移動時間、すなわち、１次冷却と２次冷却との間の放冷時間は１０〜４０ｓとすることが好ましい。移動時間が１０ｓ未満となると、低ＹＲ化に必要なフェライト分率が十分に得られない。一方、移動時間が４０ｓを超えると、フェライトの結晶粒が粗大化する傾向にあり、靭性が低下するだけでなく、生産効率の低下をもたらす。また、移動時間が４０ｓを超えると、最適な温度範囲から第２冷却を開始できなくなる可能性がある。移動時間は２０ｓ以下とすることがより好ましい。
第１冷却装置の出口から第２冷却装置の入口までの移動時間、すなわち、１次冷却と２次冷却との間の放冷時間は１０〜４０ｓとすることが好ましい。移動時間が１０ｓ未満となると、低ＹＲ化に必要なフェライト分率が十分に得られない。一方、移動時間が４０ｓを超えると、フェライトの結晶粒が粗大化する傾向にあり、靭性が低下するだけでなく、生産効率の低下をもたらす。また、移動時間が４０ｓを超えると、最適な温度範囲から第２冷却を開始できなくなる可能性がある。移動時間は２０ｓ以下とすることがより好ましい。
（ｄ）第２冷却装置での冷却を、鋼板表面温度がＡｒ３点−１５℃〜Ａｒ３点−１００℃の範囲で開始し、５５０℃以下の範囲で停止する。
第２冷却装置での冷却開始温度が、鋼板の復熱によりＡｒ３点−１５℃を超えると、フェライト変態が進行せず低ＹＲに必要なフェライトが得られなくなるおそれがある。一方、Ａｒ３点−１００℃未満となると、フェライトの変態駆動力が大きくなるため、フェライト分率が多くなりすぎる場合、またはフェライト粒径が微細になりすぎる場合がある。冷却開始温度は、Ａｒ３点−３０℃以下であるのがより好ましく、Ａｒ３点−８０℃以上であるのがより好ましい。
第２冷却装置での冷却開始温度が、鋼板の復熱によりＡｒ３点−１５℃を超えると、フェライト変態が進行せず低ＹＲに必要なフェライトが得られなくなるおそれがある。一方、Ａｒ３点−１００℃未満となると、フェライトの変態駆動力が大きくなるため、フェライト分率が多くなりすぎる場合、またはフェライト粒径が微細になりすぎる場合がある。冷却開始温度は、Ａｒ３点−３０℃以下であるのがより好ましく、Ａｒ３点−８０℃以上であるのがより好ましい。
また、冷却停止温度は５５０℃以下とすることが好ましい。冷却停止温度が５５０℃を超えると、低ＹＲに必要な強度の高い硬質組織が得られないおそれがある。ただし、冷却停止温度を４００℃未満とすると、著しい低ＹＲが達成されるが、靭性が低下するおそれがある。そのため、靭性と低降伏比とを両立したい場合には、冷却停止温度は４００℃以上とすることが好ましい。
（ｅ）第２冷却装置での平均冷却速度を１５℃／ｓを超える速度とする。
平均冷却速度が遅い場合、硬質組織の硬度が低下するため、引張強度が低下し、結果として、低ＹＲが得られない。平均冷却速度を１５℃／ｓを超える速度とすることが好ましい。平均冷却速度は２５℃／ｓ以上であるのがより好ましい。
平均冷却速度が遅い場合、硬質組織の硬度が低下するため、引張強度が低下し、結果として、低ＹＲが得られない。平均冷却速度を１５℃／ｓを超える速度とすることが好ましい。平均冷却速度は２５℃／ｓ以上であるのがより好ましい。
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。
表１に示す化学成分を有する鋼を、溶製し、連続鋳造機にてスラブを作製した。得られたスラブについて、表２に示す条件で熱間圧延を施した後に第１冷却装置および第２冷却装置を用いて冷却し、表３に示す厚さの鋼板とした。
応力除去焼なましを行った後、得られた各鋼板から、平行部の長さが８．５ｍｍ、標点距離が４２．５ｍｍの丸棒引張試験片を作製した。このとき、丸棒引張試験片の長さ方向が、圧延方向と垂直な方向（板幅方向）となるように試験片を切り出した。丸棒引張試験片を用いて、常温、大気圧で引張試験を実施して、降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、降伏比ＹＲ（＝ＹＳ／ＴＳ×１００、単位は％）および、全伸びＥＬ（％）を求めた。
また、低温靭性の評価はシャルピー衝撃試験により行った。シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）で規定されるＶノッチ試験片を用い、−６０℃の条件で３回実施し、その最低値を吸収エネルギー（ｖＥ−６０）とした。さらに、ミクロ組織については、試験片の中央部から切り出した断面が被検面になるように樹脂に埋め込み、鏡面研磨した後、ナイタールで腐食して光学顕微鏡にて表面を観察し、フェライト組織を同定して粒径ごとに各分率（個数割合）を求めた。
これらの結果を表３にまとめて示す。なお、本発明においては、ＹＲが８０％以下の場合に低ＹＲを有していると評価し、また、ｖＥ−６０が１００Ｊ以上の場合に低温靭性に優れると評価することとした。
表１〜３を参照して、本発明で規定される化学組成および金属組織を全て満足する試験Ｎｏ．１〜１０では、低ＹＲとなりかつ低温靭性に優れる結果となった。
一方、試験Ｎｏ．１１〜１３では、化学組成が規定の範囲外であるため、１０μｍ以下の微細なフェライトが多数生成したことによりＹＲが高くなり、所望の特性が得られなかった。試験番号Ｎｏ．１４では、加熱温度が下限値未満であったため、１０μｍ以下のフェライトが多数生成し、ＹＲが高くなった。試験番号Ｎｏ．１５では、圧下率が下限値未満であったため、２２μｍを超える粗大なフェライトが生成し、低温靭性が劣る結果となった。
試験番号Ｎｏ．１６では、圧延終了温度が下限値未満であったため、１０μｍ以下のフェライトが多数生成し、ＹＲが高くなった。試験番号Ｎｏ．１７では、第１冷却装置での冷却開始温度が下限値未満であったため、２２μｍを超えるフェライトが生成し、低温靭性が劣る結果となった。試験番号Ｎｏ．１８では、第１冷却装置での冷却停止温度が上限値を超えたため、２２μｍを超えるフェライトが生成し、２０μｍを超えるフェライト粒の割合も多くなり、低温靭性が劣る結果となった。
試験番号Ｎｏ．１９では、第１冷却装置での冷却停止温度が下限値未満であったため、１０μｍ以下のフェライトが多数生成し、ＹＲが高くなった。試験番号Ｎｏ．２０では、第１冷却装置での冷却速度が下限値未満であったため、２２μｍを超える粗いフェライトが生成し、ＹＲが高くなるとともに低温靭性が劣る結果となった。試験番号Ｎｏ．２１では、鋼板の移動時間が下限値未満であったため、フェライト生成量が低下し、ＹＲが高くなった。
試験番号Ｎｏ．２２では、鋼板の移動時間が上限値を超え、第２冷却装置での冷却開始温度が下限値未満であったため、フェライト生成量が増加し、２０μｍを超えるフェライト粒の割合も多くなり、ＹＲが高くなるとともに低温靭性が劣る結果となった。試験番号Ｎｏ．２３では、第２冷却装置での冷却開始温度が上限を超えたため、フェライト生成量が低下し、ＹＲが高くなった。そして、試験番号Ｎｏ．２４では、第２冷却装置での冷却速度が下限値未満であったため、硬質組織の硬度が低下し、それに伴い引張強度が低下した。そして、その結果、ＹＲが高くなった。
本発明によれば、機械的特性のばらつきが小さく、かつ、優れた低温靭性を有する低降伏比鋼板を効率よく製造することが可能となる。本発明に係る低降伏比鋼板は、ＬＰＧまたはアンモニア等のタンクの材料として用いるのに好適である。
Claims (5)
- 化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｍｎ：０．９〜２．０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０９０％、
Ｎ：０．００１〜０．０１０％、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｎｉ：０〜０．５０％、
Ｃｒ：０〜０．２０％、
Ｍｏ：０〜０．２０％、
Ｖ：０〜０．０６％、
Ｂ：０〜０．００２％、
Ｃａ：０〜０．００５％、
Ｍｇ：０〜０．００５％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式を満足し、
板厚の１／４位置でのフェライト粒径分布において、
ナイタールで腐食し光学顕微鏡にて観察できる１０μｍ未満のフェライトの個数割合が７０〜８５％、
１０〜２０μｍのフェライトの個数割合が１３．５〜３０％、
２０μｍを超えるフェライトの個数割合が１．５％以下、かつ、
最大フェライト粒径が２２μｍ以下、
である金属組織を有する、低降伏比鋼板。
０．１０≦Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ≦１．０ ・・・（ｉ）
但し、式中の各元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｃｒ：０．０４〜０．２０％および
Ｍｏ：０．００５〜０．２０％
から選択される１種以上を含有する、請求項１に記載の低降伏比鋼板。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｖ：０．００５〜０．０６％
を含有する、請求項１または請求項２に記載の低降伏比鋼板。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｂ：０．０００２〜０．００２％、
Ｃａ：０．００２〜０．００５％および
Ｍｇ：０．００１〜０．００５％
から選択される１種以上を含有する、請求項１から請求項３までのいずれかに記載の低降伏比鋼板。 - 請求項１から請求項４までのいずれかに記載の低降伏比鋼板の製造方法であって、
請求項１から請求項４までのいずれかに記載の化学組成を有するスラブを
１０５０〜１２００℃の温度範囲に加熱した後、
９００℃以下の温度範囲における累積圧下率が３０％以上、かつ、圧延終了温度ＴＦＲ（℃）が鋼板表面温度でＡｒ３点以上となる条件で圧延し、
圧延後、鋼板を製造ライン上で停止させることなく、第１冷却装置および第２冷却装置を含む加速冷却装置を用いて下記（ａ）〜（ｅ）に示す条件で冷却処理を施す、低降伏比鋼板の製造方法。
（ａ）第１冷却装置での冷却を、鋼板表面温度がＴＦＲ〜ＴＦＲ−５０℃、かつ、Ａｒ３点以上の範囲で開始し、Ａｒ３点〜Ａｒ３点−１００℃の範囲で停止する。
（ｂ）第１冷却装置での平均冷却速度を１０℃／ｓ以上とする。
（ｃ）第１冷却装置の出口から第２冷却装置の入口までの移動時間を１０〜４０ｓとする。
（ｄ）第２冷却装置での冷却を、鋼板表面温度がＡｒ３点−１５℃〜Ａｒ３点−１００℃の範囲で開始し、５５０℃以下の範囲で停止する。
（ｅ）第２冷却装置での平均冷却速度を１５℃／ｓを超える速度とする。
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