JP6847225B2 - 低温靭性に優れた低降伏比鋼板及びその製造方法 - Google Patents

低温靭性に優れた低降伏比鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、低温靭性に優れた低降伏比鋼板及びその製造方法に関する。
造船、海洋構造用鋼材の分野だけでなく、成形性及び耐震性が求められる産業分野への適用を可能とするには、低温靭性だけでなく、低降伏比の特性を有する鋼材の開発が必要となる。
低降伏比の鋼材は、降伏強度と引張強度の差を大きくすることにより、成形性に優れるだけでなく、破壊が発生するまでの塑性変形時点を遅らせ、この過程でエネルギーを吸収することで外力による破壊を防止することができる。
そこで、鋼材の組織を二相組織化して低降伏比の鋼材とする技術が開発された。具体的には、第１相を軟質フェライト、第２相をマルテンサイト、パーライト、又はベイナイトにすることで低降伏比を実現した。
しかし、硬い二相によって衝撃靭性が低下し、第２相のために炭素含有量が増加して溶接部の靭性が低下することが原因で、低温で構造物の脆性破壊を引き起こす可能性があるという問題があった。
そのため、低降伏比と低温衝撃靭性を兼ね備えた鋼材を得る技術として、特許文献１が開示された。
特許文献１では、微細組織として、２〜１０容積％のＭＡ（マルテンサイト／オーステナイトの混合組織）と９０容積％以上のアシキュラーフェライトとして低降伏比と低温靭性の優れた鋼材としている。
特許文献１によると、約０．８程度の降伏比を実現することはできるが、十分な低降伏比を実現することができないため、耐震特性を確保する上では不十分であるという問題がある。したがって、降伏比をより低くすることができる、低温靭性に優れた低降伏比鋼板及びその製造方法に対する開発が求められるのが実情である。
韓国公開特許第２０１３−００７６５７７号公報
本発明の一課題は、低温靭性に優れた低降伏比鋼板及びその製造方法を提供することである。
なお、本発明の課題は上述した内容に限定されない。本発明の課題は、本明細書の内容全般から理解できるものであり、本発明に属する技術分野における通常の知識を有する者であれば、本発明の更なる課題を理解するのに特に問題がない。
本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１％、Ｓｉ：０．３〜０．７％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．０４〜０．０７％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２％、Ｃｕ：０．０５〜０．４％、Ｎｉ：０．１〜０．６％、Ｍｏ：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．００１〜０．００８％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、残部がＦｅと不可避不純物でなる組成で、微細組織が、面積分率で、フェライトを８０〜９２％、ＭＡ（マルテンサイト／オーステナイトの混合組織）を８〜２０％であり、かつこのＭＡは、円相当直径で測定した平均サイズが３μｍ以下である低温靭性に優れた低降伏比鋼板に関するものである。
また、本発明の他の一側面は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１％、Ｓｉ：０．３〜０．７％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．０４〜０．０７％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２％、Ｃｕ：０．０５〜０．４％、Ｎｉ：０．１〜０．６％、Ｍｏ：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．００１〜０．００８％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、残部がＦｅと不可避不純物でなる組成のスラブを１０５０〜１２００℃に加熱する段階と、この加熱されたスラブを仕上げ圧延終了温度が７６０〜８５０℃になるように熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、この熱延鋼板を５℃／ｓ以上の冷却速度で４５０℃以下まで冷却する段階と、この冷却された熱延鋼板を８５０〜９６０℃の温度範囲まで加熱した後、［１．３ｔ＋（１０〜３０）］分間維持する焼きならし熱処理を行う段階と、を行うことからなる低温靭性に優れた低降伏比鋼板の製造方法に関するものである（ここで、ｔは熱延鋼板の厚さをｍｍ単位で測定した値である。）。
なお、上記の課題を解決するための手段は、本発明の特徴をすべて列挙したものではない。本発明の多様な特徴とそれによる長所及び効果は、下記の具体的な実施形態を参照してより詳細に理解することができるであろう。
本発明によると、低温靭性に優れた低降伏比鋼板が得られるとともに、特に０．６５以下の低い低降伏比を実現することができるため、成形性だけでなく、優れた耐震特性を確保することができる。これにより、耐震特性を必要とする建設、建築、土木などの産業分野への適用が可能となり、造船、海洋構造用鋼材の分野への適用も可能となる。
発明例である試験片番号１の焼きならし熱処理前の微細組織を撮影した写真である。 発明例である試験片番号１の焼きならし熱処理後の微細組織を撮影した写真である。 比較例である試験片番号９の焼きならし熱処理後の微細組織を撮影した写真である。 比較例である試験片番号１０の焼きならし熱処理後の微細組織を撮影した写真である。
以下、本発明の好ましい実施形態について説明する。しかし、本発明の実施形態は、いくつかの他の形態に変形されることができ、本発明の範囲が以下説明する実施形態に限定されるものではない。また、本発明の実施形態は、当該技術分野において平均的な知識を有する者にとって本発明をさらによく説明するために提供されるものである。
本発明者らは、従来技術によって、０．８程度の降伏比は実現できて成形性はある程度確保することができたが、十分な低降伏比を実現することができず、耐震特性を確保する上では不十分であるという問題があることを認識し、これを解決するために深く研究した。
その結果、低降伏比を実現するためには、母材と第２相の硬度差が大きいほど、且つＭＡの分布が均一であるほど有利であること、さらに、特許文献１の場合には、母材がアシキュラーフェライトであるためＭＡとの硬度差が不足し、ＭＡ相が結晶粒界に形成され、且つＭＡの大きさが粗大であるため、十分な低降伏比を実現することができないことを見出した。
よって、母材の微細組織をフェライトとし、微細なＭＡ相をフェライト結晶粒界及び結晶粒内部に均一に分布させることにより、０．６５以下の低降伏比とすることができ、かかる組織を確保するために、焼ならし熱処理前の組織がベイナイトを含むように制御しなければならないことを確認し、本発明を完成させるに至った。
低温靭性に優れた低降伏比鋼板：
以下、本発明の一側面による低温靭性に優れた低降伏比鋼板について詳細に説明する。
本発明の一側面による低温靭性に優れた低降伏比鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１％、Ｓｉ：０．３〜０．７％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．０４〜０．０７％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２％、Ｃｕ：０．０５〜０．４％、Ｎｉ：０．１〜０．６％、Ｍｏ：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．００１〜０．００８％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、残部がＦｅと不可避不純物でなる組成で、微細組織が、面積分率で、フェライトを８０〜９２％、ＭＡ（マルテンサイト／オーステナイトの混合組織）を８〜２０％であり、かつ、このＭＡは、円相当直径で測定した平均サイズが３μｍ以下である。
まず、本発明の合金組成について詳細に説明する。以下、各元素の含有量の単位は、特に記載しない限り重量％である。
Ｃ：０．０５〜０．１％；
本発明において、Ｃは、固溶強化を起こし、Ｎｂなどによる炭窒化物として存在して引張強度を確保するための元素である。
Ｃ含有量が０．０５％未満では、上述した効果が不十分である。これに対し、Ｃ含有量が０．１％を超えると、ＭＡが粗大化し、パーライトが生成するため、低温における衝撃特性が損なわれる可能性があり、ベイナイトを十分に確保することは難しくなる。したがって、Ｃ含有量は０．０５〜０．１％であることが好ましい。また、Ｃ含有量のより好ましい下限は０．０５５％、さらに好ましい下限は０．０６％である。なお、Ｃ含有量のより好ましい上限は０．０９５％、さらに好ましい上限は０．０９％である。
Ｓｉ：０．３〜０．７％；
Ｓｉは、Ａｌを補助して溶鋼を脱酸する役割を果たし、降伏強度及び引張強度を確保するために添加される。また、本発明において、所望のＭＡの分率を制御するための元素である。
Ｓｉ含有量が０．３％未満では、上述した効果が不十分である。これに対し、Ｓｉ含有量が０．７％を超えると、ＭＡの粗大化によって衝撃特性が損なわれる可能性があり、溶接特性を低下させるおそれがある。したがって、Ｓｉ含有量は０．３〜０．７％であることが好ましい。また、Ｓｉ含有量のより好ましい下限は０．３５％、さらに好ましい下限は０．４％である。なお、Ｓｉ含有量のより好ましい上限は０．６５％、さらに好ましい上限は０．６％である。
Ｍｎ：１．０〜２．０％；
Ｍｎは、固溶強化による強度増加効果に大きく寄与し、ベイナイトの形成に役立つ元素である。
Ｍｎ含有量が１．０％未満では、上述した効果が不十分である。これに対し、過度に添加すると、ＭｎＳ介在物の形成、中心部偏析による靭性の低下をもたらす可能性があるため、上限は２．０％とする。したがって、Ｍｎ含有量は１．０〜２．０％であることが好ましい。また、Ｍｎ含有量のより好ましい下限は１．１％、さらに好ましい下限は１．２％である。なお、Ｓｉ含有量のより好ましい上限は１．９５％、より好ましい上限は１．９％である。
Ａｌ：０．００５〜０．０４％；
Ａｌは、鋼の主な脱酸剤として０．００５％以上添加される必要がある。しかし、０．０４％を超えて添加すると、その効果が飽和し、Ａｌ２Ｏ３介在物の分率、大きさが増加して低温靭性を低下させる原因となることがある。
Ｎｂ：０．０４〜０．０７％；
Ｎｂは、固溶状態にあるか、炭窒化物を析出することにより、圧延又は冷却中に再結晶を抑制して組織を微細にし、強度を増加させる元素である。また、本発明において、所望のＭＡの分率を制御するための元素である。
Ｎｂ含有量が０．０４％未満であると、上述した効果が不十分である。これに対し、Ｎｂ含有量が０．０７％を超えると、母材の靭性及び溶接後の靭性を低下させる可能性があるという問題がある。
Ｔｉ：０．００１〜０．０２％；
Ｔｉは、酸素又は窒素と結合して析出物を形成することにより、組織の粗大化を抑制して微細化に寄与し、靭性を向上させる役割を果たす。
Ｔｉ含有量が０．００１％未満であると、上述した効果が不十分である。これに対し、Ｔｉ含有量が０．０２％を超えると、析出物が粗大に形成されて破壊の原因となることがある。
Ｃｕ：０．０５〜０．４％；
Ｃｕは、衝撃特性を大きく低下させない成分であって、固溶及び析出により強度を向上させる。十分な強度の向上のためには０．０５％以上含有する必要があるが、Ｃｕ含有量が０．４％を超えると、Ｃｕの熱衝撃が原因で鋼板の表面クラックが発生する可能性がある。
Ｎｉ：０．１〜０．６％；
Ｎｉは、含有量の増加により、強度の向上効果は大きくないが、強度及び靭性をともに向上させることができる元素であり、Ａｒ３温度を低下させることでベイナイトの形成に役立つ元素である。
Ｎｉ含有量が０．１％未満であると、上述した効果が不十分である。これに対し、Ｎｉ含有量が０．６％を超えると、製造コストが増加し、溶接性が損なわれる可能性がある。
Ｍｏ：０．０１〜０．０８％；
Ｍｏは、オーステナイト安定化元素としてＭＡの量を増大させるのに影響を与え、強度の向上に大きな役割を果たす。また、熱処理中の強度の低下を防止し、ベイナイトの形成に役立つ元素である。
但し、Ｍｏは高価な合金元素であるため、大量に添加すると、製造コストの上昇となる問題がある。そこで、本発明では、Ｓｉ、Ｎｂなどを大量に添加することによりＭＡを確保しようとした。本発明の合金組成において、Ｍｏは０．０１％以上添加すると、上述した効果を十分に確保することができる。これに対し、Ｍｏ含有量が０．０８％を超えると、製造コストが増加し、母材靭性及び溶接後の靭性を低下させる可能性があるという問題がある。
Ｎ：０．００１〜０．００８％；
Ｎは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌなどとともに析出物を形成してスラブ加熱時にオーステナイト組織を微細にし、強度及び靭性の向上に役立つ元素である。Ｎ含有量が０．００１％未満であると、上述した効果が不十分である。これに対し、Ｎ含有量が０．００８％を超えると、高温で表面クラックをもたらし、析出物を形成し、残留するＮは原子の状態で存在して靭性を低下させる可能性がある。
Ｐ：０．０１５％以下；
Ｐは、不純物として粒界偏析を起こし、鋼を脆化させる原因となり得る。したがって、その上限を制御することが重要であり、０．０１５％以下に制御することが好ましい。一方、Ｐ含有量の下限は、特に制限しないが、０％は除外する。
Ｓ：０．００３％以下；
Ｓは、不純物として主にＭｎと結合してＭｎＳ介在物を形成し、これらは低温靭性を阻害する要因となる。したがって、その上限を制御することが重要であり、低温靭性を確保するためには、Ｓを０．００３％以下に制御することが好ましい。一方、Ｓ含有量の下限は、特に制限しないが、０％は除外する。
本発明において、残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造工程では原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入するため、これを排除することはできない。これらの不純物は、当該技術分野における通常の知識を有する技術者であれば容易に理解されるものであるため、本明細書ではそのすべての内容について特に言及しない。
以下、本発明の一側面による低温靭性に優れた低降伏比鋼板の微細組織について詳細に説明する。
本発明の一側面による低温靭性に優れた低降伏比鋼板の微細組織は、面積分率で、８０〜９２％のフェライトと８〜２０％のＭＡ（マルテンサイト／オーステナイトの混合組織）であり、このＭＡは、円相当直径で測定した平均サイズが３μｍ以下である。以下、微細組織の分率は、特に記載しない限り、面積分率を意味する。
フェライトは、基本的な靭性及び強度を確保するためのものであって、８０％以上であることが好ましい。また、十分なＭＡを確保するために、その上限は９２％であることが好ましい。さらに、上記フェライトは、アシキュラーフェライトを含まないことが好ましい。というのは、アシキュラーフェライトは、ＭＡとの硬度差が小さいため、十分な低降伏比を確保することができないためである。
ＭＡが８％未満であると、０．６５以下の低降伏比を確保することが難しく、２０％を超えると、衝撃靭性が低下する可能性があり、伸びが低下するおそれがある。また、ＭＡの円相当直径で測定した平均サイズが３μｍを超えると、ＭＡが主に結晶粒界に形成されて、ＭＡの均一な分布及び低降伏比を確保することが難しくなる。
一方、上述したフェライト及びＭＡ以外に、その他の不可避な相が含まれる可能性があるが、これを排除するものではない。例えば、１面積％以下のパーライトを含むことができる。
このとき、優れた低降伏比特性及び低温靭性を確保するためには、ＭＡの分率及び大きさだけでなく、本発明の鋼板に対して１００μｍの直線を引いた際に、上記直線と接するＭＡが５〜１３個存在するようにすることが好ましい。すなわち、１００μｍ×１００μｍサイズの微細組織の写真に対して上下又は左右に直線を数個引いた際に、各直線に位置するＭＡが平均的に５〜１３個存在するようにする。主に破壊の開始をもたらすＭＡは結晶粒界に存在するＭＡであり、上記条件を満たすと、ＭＡが結晶粒界及び結晶粒内部に均一に分布するようになるため、低降伏比を確保するのに有利となる。
また、フェライトの結晶粒内部に存在するＭＡと結晶粒界に存在するＭＡの比は１：３〜１：１０である。この比とはＭＡの数の比を意味し、上記比を満たすようにすることにより、フェライトの結晶粒内部に存在するＭＡが０．５〜５面積％となるように均一に分布させることができる。
なお、上記フェライトは、円相当直径で測定した平均サイズが２０μｍ以下である。フェライトの平均サイズが２０μｍを超えると、十分な靭性及び強度を確保することが難しくなる。
一方、本発明による鋼板は、焼ならし（Ｎｏｒｍａｌｉｚｉｎｇ）熱処理されたものであり、上記焼ならし熱処理前の鋼板の微細組織は、ベイナイトが５０〜９０面積％である。熱処理前の鋼板の微細組織を、炭化物が内部に存在するベイナイトとすることにより、熱処理後の結晶粒界及び結晶粒内部にＭＡを均一に分布させることができる。よって、熱処理前の鋼板の微細組織は、ベイナイトが５０〜９０面積％であることが好ましい。
また、本発明による鋼板は、降伏比が０．５〜０．６５であり、−４０℃における低温衝撃特性が１００Ｊ以上である。降伏比を０．６５以下、つまり、降伏強度と引張強度の差を大きくすることにより、成形性に優れるだけでなく、破壊が発生するまでの塑性変形時点を遅らせ、この過程でエネルギーを吸収することで外力による破壊を防止することができる。したがって、造船、海洋構造用鋼材の分野だけでなく、成形及び耐震特性が求められる産業分野にも好適に適用することができる。
このとき、上記鋼板の降伏強度は３５０〜４００ＭＰａであり、引張強度は６００ＭＰａ以上である。
低温靭性に優れた低降伏比鋼板の製造方法：
以下、本発明の他の一側面による低温靭性に優れた低降伏比鋼板の製造方法について詳細に説明する。
本発明の他の一側面による低温靭性に優れた低降伏比鋼板の製造方法は、上述した合金組成を有するスラブを１０５０〜１２００℃に加熱する段階と、上記加熱されたスラブを仕上げ圧延終了温度が７６０〜８５０℃になるように熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を５℃／ｓ以上の冷却速度で４５０℃以下まで冷却する段階と、上記冷却された熱延鋼板を８５０〜９６０℃の温度範囲まで加熱した後、［１．３ｔ＋（１０〜３０）］分間維持する焼きならし熱処理を行う段階と、を行う。ここで、ｔは熱延鋼板の厚さをｍｍ単位で測定した値である。
＜スラブ加熱段階＞
上述した合金組成を有するスラブを１０５０〜１２００℃に加熱する。
加熱温度が１２００℃を超えると、オーステナイト結晶粒が粗大化し、靭性が低くなる可能性があり、１０５０℃未満であると、Ｔｉ、Ｎｂなどが十分に固溶されず強度が低下するおそれがある。
＜熱間圧延段階＞
上記加熱されたスラブを仕上げ圧延終了温度が７６０〜８５０℃となるように熱間圧延して熱延鋼板を得る。通常の熱処理鋼材の圧延温度は８５０〜１０００℃程度であって、一般的な圧延が適用される。しかし、本発明では、初期の組織をベイナイトに形成させることが重要である。したがって、フェライト−パーライト組織を示す一般的な圧延の代わりに、低温で圧延を終了するための制御圧延工程が必要となる。
熱間圧延時の再結晶域圧延は、オーステナイト結晶粒サイズを微細化するために必要であり、パス当たりの圧下率は増大するほど物性の観点において有利である。未再結晶域圧延は鋼材のＡｒ３以上の温度で完了しなければならない。ここで、Ａｒ３以上の温度は約７６０℃以上を意味する。より具体的には、仕上げ圧延終了温度を７６０〜８５０℃と定義することができる。仕上げ圧延終了温度が８５０℃を超えると、フェライト−パーライト変態を抑制することが難しくなり、７６０℃未満の場合には、厚さ方向における微細組織の不均一をもたらす可能性があり、圧延ロールの荷重負荷による圧下量の減少が原因で実現しようとする微細組織を形成させないおそれがある。７６０〜８５０℃の温度範囲で仕上げ圧延を終了させることにより、フェライト−パーライト変態を抑制し、冷却によりベイナイト組織を実現する。初期の組織をベイナイトとする理由は、熱処理後の均一なＭＡ分布のためのものであり、フェライト−パーライト組織の場合には、結晶粒界に主にＭＡが形成されるのに対し、ベイナイト組織の場合には、結晶粒界及び結晶粒内部の両方にＭＡが形成される。
＜冷却段階＞
上記熱延鋼板を５℃／ｓ以上の冷却速度で４５０℃以下まで冷却する。
熱間圧延後の加速冷却は、発明鋼の目標組織を実現するために非常に重要である。微細且つ均一なＭＡを形成するためにベイナイトを実現する必要がある。また、ベイナイト形成のためには、冷却終了温度及び冷却速度が重要な要素である。冷却終了温度が４５０℃を超えると、結晶粒サイズが粗大になる可能性があり、カーバイドの粗大化によって熱処理後に粗大なＭＡの形成を誘発するおそれがある。これによって、靭性の低下をもたらすことがあり、ベイナイトを５０面積％以上確保することが難しくなる。
冷却速度が５℃／秒未満であると、針状フェライト又はフェライト＋パーライトの微細組織が大量に形成されて強度の低下が発生する可能性があり、熱処理後にフェライト＋ＭＡの二相組織ではなく粗大なフェライト＋パーライト組織が形成されるか、又は第２相の急激な数量低下を示すことがあり、さらには、ベイナイトを５０面積％以上確保することが難しくなるという問題がある。
このとき、上記冷却された熱延鋼板の微細組織は、ベイナイトが５０〜９０面積％である。熱処理前の鋼板の微細組織を、炭化物が内部に存在するベイナイトにすることにより、熱処理後の結晶粒界及び結晶粒界の内部にＭＡを均一に分布させることができるため、熱処理前の鋼板の微細組織は、ベイナイトが５０〜９０面積％であることが好ましい。
＜焼きならし熱処理段階＞
上記冷却された熱延鋼板を８５０〜９６０℃の温度範囲まで加熱した後、［１．３ｔ＋（１０〜３０）］分間維持する。ここで、ｔは、熱延鋼板の厚さをｍｍ単位で測定した値である。
焼ならし温度が８５０℃未満であるか、又は維持時間が（１．３ｔ＋１０）分未満であると、パーライト、ベイナイト内のセメンタイトとＭＡ相の再固溶が難しく、固溶されたＣが減少して強度の確保が難しくなるだけでなく、最終的に残った硬化相が粗大に残留するようになる。
これに対し、焼ならし温度が９６０℃を超える、あるいは維持時間が（１．３ｔ＋３０）分を超えると、ベイナイト結晶粒内に存在していた炭化物がすべて結晶粒界に移動するか、又は炭化物の粗大化が発生して、最終的に所望のＭＡの大きさが得られず、均一な分布を形成させることができなくなる。また、結晶粒成長が起こり、強度の低下や衝撃の劣化が発生することがある。
以下、実施例を通じて本発明をより詳細に説明する。しかし、かかる実施例の記載は、本発明の実施を例示するためのものであって、かかる実施例の記載によって本発明が制限されるものではない。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項とそれから合理的に類推される事項によって決定されるためである。
下記表１に示す成分組成を有する溶鋼を、連続鋳造を用いてスラブを製造した。このスラブを表２の製造条件で圧延、冷却、及び焼きならし熱処理して厚さ８０ｍｍの鋼板を製造した。
下記表３には、焼きならし熱処理前の鋼板のベイナイト分率及び機械的物性を測定して記載した。
下記表４には、焼きならし熱処理後の鋼板のＭＡ分率、平均ＭＡサイズ、１００μｍに位置するＭＡの数及び機械的物性の測定値を記載した。発明例の場合、ＭＡ以外にはフェライトであり、フェライトの平均結晶粒サイズは２０μｍ以下を満たすため別に記載しなかった。
ＭＡ平均サイズは円相当直径で測定した平均サイズであり、１００μｍラインに位置するＭＡの数は１００μｍ×１００μｍサイズの微細組織写真に対して上下又は左右に直線を１０個引いた後、各直線に位置するＭＡの数を測定し、平均個数を記載した。
Figure 0006847225
発明鋼Ａ〜Ｄは、本発明で規定する成分範囲を満たす鋼板であり、比較鋼Ｅ〜Ｇは、本発明で規定する成分範囲を満たしていない鋼板である。比較鋼ＥはＣ含有量に達していない鋼、比較鋼ＦはＳｉ含有量に達していない鋼、比較鋼ＧはＭｎ含有量に達していない鋼である。
Figure 0006847225
Figure 0006847225
Figure 0006847225
本発明で提示した合金組成及び製造条件をすべて満たす発明例は、降伏比を０．６５以下に確保することができ、−４０℃における衝撃靭性も１００Ｊ以上と、優れていることが確認できる。
比較例である試験片番号５、６、７、及び８の場合には、本発明で提示した合金組成は満たしているが、製造条件を満たすことができないため、十分な低降伏比を確保することができず、−４０℃における衝撃靭性も１００Ｊ未満と、劣ることが確認できる。
比較例である試験片番号９〜１１の場合には、本発明で提示した製造条件は満たしたが、合金組成には満たすことができないため、十分な低降伏比を確保することができず、−４０℃における衝撃靭性も１００Ｊ未満と、劣ることが確認できる。さらに、Ｃ、Ｓｉ、Ｎｂ含有量にも達していないため、強度も劣ることが分かる。
上記表４の発明例をみると、比較例に比べてＭＡ分率が高いことが分かる。これは、上記表３から確認できるように、焼きならし熱処理前のベイナイト分率を高く確保することで、初期のベイナイト組織の結晶粒界、結晶粒内の炭化物が微細なＭＡに変態したものである。また、かかる微細なＭＡの形成によって降伏比が決定されることが確認できる。
発明例である試験片番号１の焼きならし熱処理前の微細組織を撮影した図１をみると、ベイナイトを十分に確保することができることが確認でき、熱処理後の微細組織を撮影した図２をみると、微細且つ均一なＭＡが形成されたことが分かる。
これに対し、比較例である試験片番号９の微細組織を撮影した図３をみると、炭素含有量に達していないため、ポリゴナルフェライトが主な相として示され、ＭＡの分率が明らか低くなることが分かる。
また、比較例である試験片番号１０の微細組織を撮影した図４をみると、Ｓｉ含有量に達していないため、ＭＡ分率が減少したことが確認できる。
以上、実施例を参照して説明したが、当該技術分野の熟練した当業者は、特許請求の範囲に記載された本発明の思想及び領域から逸脱しない範囲内で、本発明を多様に修正及び変更させることができることを理解できる。

Claims (5)

  1. 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１％、Ｓｉ：０．３〜０．７％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．０４〜０．０７％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２％、Ｃｕ：０．０５〜０．４％、Ｎｉ：０．１〜０．６％、Ｍｏ：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．００１〜０．００８％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、残部がＦｅと不可避不純物でなる組成であり、
    微細組織が、面積分率で、フェライトを８０〜９２％、ＭＡ（マルテンサイト／オーステナイトの混合組織）を８〜２０％であり、かつこのＭＡは、円相当直径で測定した平均サイズが３μｍ以下であり、
    鋼板に１００μｍの直線を引いた際に、前記ＭＡのうち前記直線と接するＭＡが５〜１３個存在し、
    前記フェライトは、円相当直径で測定した平均サイズが２０μｍ以下であり、
    降伏比が０．５〜０．６５であり、−４０℃における低温衝撃特性が１００Ｊ以上であることを特徴とする低温靭性に優れた低降伏比鋼板。
  2. 前記ＭＡは、フェライトの結晶粒内部に存在するＭＡと結晶粒界に存在するＭＡの比が１：３〜１：１０を満たすことを特徴とする請求項１に記載の低温靭性に優れた低降伏比鋼板。
  3. 前記鋼板の降伏強度は３５０〜４００ＭＰａであり、引張強度は６００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載の低温靭性に優れた低降伏比鋼板。
  4. 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１％、Ｓｉ：０．３〜０．７％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．０４〜０．０７％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２％、Ｃｕ：０．０５〜０．４％、Ｎｉ：０．１〜０．６％、Ｍｏ：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．００１〜０．００８％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、残部がＦｅと不可避不純物でなる組成のスラブを１０５０〜１２００℃に加熱する段階と、
    前記加熱されたスラブを仕上げ圧延終了温度が７６０〜８５０℃になるように熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
    前記熱延鋼板を５℃／ｓ以上の冷却速度で４５０℃以下まで冷却する段階と、
    前記冷却された熱延鋼板を８５０〜９６０℃の温度範囲まで加熱した後、［１．３ｔ＋（１０〜３０）］分間維持する焼きならし熱処理を行う段階と、を行うことを特徴とする請求項１に記載の低温靭性に優れた低降伏比鋼板の製造方法。
    （前記ｔは熱延鋼板の厚さをｍｍ単位で測定した値である。）
  5. 前記冷却された熱延鋼板の微細組織は、ベイナイトが５０〜９０面積％であることを特徴とする請求項４に記載の低温靭性に優れた低降伏比鋼板の製造方法。
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