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JP7338811B1 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents

鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Abstract

ＴＳ≧６９０ＭＰａと高強度であり、優れた低温靭性と低降伏比とを実現するとともに、音響異方性が小さい鋼板を提供する。鋼板は、所定の元素を所定量含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有し、鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４の深さ位置におけるミクロ組織は、フェライト分率が５～９５％、島状マルテンサイト分率が１～３０％、残部が焼戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトであり、方位差１５度以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、該結晶粒の平均アスペクト比が２．０未満であり、該結晶粒のうち円相当径で３０μｍ超の結晶粒の数密度が２５０個／ｍｍ２以下である。

Description

本発明は、鋼板に関し、特に優れた強度、低温靭性および低降伏比を安定的に確保できる、低温下の用途に適する鋼板およびその製造方法に関する。本発明の鋼板は、例えば、船舶向けの液化ガス貯蔵用タンクなどでは、応力除去を溶接後熱処理に替えて機械的に除去することが認められるため、大型低温液化ガス貯蔵用タンクに好適に用いることができる。
船舶向けの液化ガス貯蔵用タンクの中でも、独立型Type－Ｃタンクに分類されかつ設計温度が－10℃より低いタンクに関し、炭素鋼および／または炭素マンガン鋼を用いる際には、溶接後の応力除去が必要となる。この応力除去は、通常、PWHT（Post Weld Heat Treatment；溶接後熱処理）により実施されるが、鋼材の降伏比が０．８以下の場合には、機械的な応力除去を実施することも可能である。しかしながら、タンクが大型化すると、PWHTの施工が困難となるため、機械的な応力除去が可能である、低降伏比の材料が望まれる。例えば、液化ＣＯ２の大型貯蔵用タンクに炭素鋼が使用される場合には、－５０℃の低温下において優れた靱性を確保しつつ、引張強度（以下、ＴＳとも示す）が６９０ＭＰａ以上の高強度鋼が必要となる。すなわち、低降伏比かつ高強度であり、しかも低温靭性に優れる鋼材が要求されている。また、溶接施工時には超音波探傷試験で溶接欠陥の確認をすることがあるため、音響異方性が小さい材料が望まれる場合もある。
低温靭性かつ低降伏比の鋼板について、例えば、特許文献１には、－７５℃で衝撃靭性が１５０Ｊ、降伏比が０．８以下、引張強度が５３０ＭＰａ以上の鋼板が開示されている。
特表２０１６－５０７６４９号公報
しかしながら、特許文献１に記載の鋼板は、ＴＳが最高でも６２０ＭＰａであり、ＴＳが６９０ＭＰａ以上の鋼板を提供するには到っていない。かように、従来は、低降伏比かつ低温靭性に優れるとともに、６９０ＭＰａ以上の高強度を有する炭素鋼が提供されていないことから、例えば９％Ｎｉ鋼のような、高価なニッケル鋼を使わざるを得ず、材料コストが高くなるという問題があった。
本発明は上記の事情に鑑みなされたものであり、ＴＳ≧６９０ＭＰａと高強度であり、優れた低温靭性と低降伏比とを実現するとともに、音響異方性が小さい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、高強度鋼を前提に低温靭性と低降伏比とを達成する成分組成および組織に関して鋭意研究を行ったところ、特に組織について、以下の知見を得た。すなわち、鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４の深さ位置におけるミクロ組織中のフェライト分率が５～９５％、島状マルテンサイト分率が１～３０％、残部が焼戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイト組織であり、方位差１５度以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒とし、該結晶粒について、円相当径で３０μｍ超の結晶粒の数密度が２５０個/mm２以下であり、平均アスペクト比が２．０未満であることが、所期した特性の向上に有効であることを新規に知見した。
ここで、上記のフェライトは、マルテンサイトやベイナイトをＡc１点以上の温度に熱処理しても逆変態せずに残存し、元のラス状組織を引き継いだＢＣＣ相のことを指す。この比較的軟質なフェライト相を５～９５％とし、島状マルテンサイトを微細分散させることにより、低降伏比を達成できる。
また、方位差１５度以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒としたときに、円相当径で３０μｍ超の結晶粒の数密度が２５０個／ｍｍ２以下となるように粗大粒の生成を抑制し、上記のフェライトおよび島状マルテンサイト以外の残部を焼戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイト相とすることにより、低温靭性を達成できる。
さらに、結晶粒につき、平均アスペクト比を２．０未満とすることで、音響異方性の低減も両立できる。
本発明は、上記知見に基づき完成されたものであり、その要旨は以下のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：０．０２％以上０．１５％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％以下、
Ｍｎ：０．０５％以上２．５０％以下、
Ｎｉ：０．５％以上５．０％未満、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００５％以下および
Ｎ：０．００１０％以上０．００８０％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有し、
鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４の深さ位置におけるミクロ組織は、フェライト分率が５～９５％、島状マルテンサイト分率が１～３０％、残部が焼戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトであり、方位差１５度以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、該結晶粒の平均アスペクト比が２．０未満であり、該結晶粒のうち円相当径で３０μｍ超の結晶粒の数密度が２５０個／ｍｍ２以下である鋼板。
２．前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ａｌ：０．１００％以下
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｃｒ：２．００％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｃｕ：２．０％以下、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｔｉ：０．０３％以下、
Ｂ：０．００３０％以下、
Ｃａ：０．００７％以下、
ＲＥＭ：０．０１０％以下および
Ｍｇ：０．００７％以下
から選択される１種以上を含有する、前記１に記載の鋼板。
３．前記１または２に記載の成分組成を有する鋼素材について、熱間圧延を行い、次いで第１の加熱保持を行い、次いで焼入れを行い、次いで第２の加熱保持を行い、次いで冷却処理を行う、鋼板の製造方法において、
前記熱間圧延では、仕上温度を９００℃以上とし、
前記第１の加熱保持では、加熱温度をＡＣ３点以上１０００℃以下の温度域とし、
前記焼入れでは、鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４の深さ位置における６００℃から３００℃までの平均冷却速度を３℃／ｓ以上とし、かつ冷却終了温度を３００℃以下とし、
前記第２の加熱保持では、加熱温度をＡc１点以上ＡＣ３点未満の温度域とし、
前記冷却処理では、鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４の深さ位置における７００℃から５００℃までの平均冷却速度を３℃／ｓ以上とし、かつ冷却終了温度を５００℃以下２００℃以上とする、鋼板の製造方法。
本発明の鋼板によれば、材料が炭素鋼や炭素マンガン鋼でありながら、船舶向けの大型低温貯蔵用タンク、例えば、液化ＣＯ２タンクやＬＰＧタンクなどの、低温環境で使用される鋼構造物に供することができ、また、ニッケル鋼よりも建造コストを削減できるので、産業上格段の効果をもたらす。
以下、本発明の実施形態について具体的に説明する。なお、以下の説明は、本発明の好適な実施形態を示すものであって、本発明はこれに限定されない。
［成分組成］
本発明の鋼板は、所定の成分組成を有する。また、本発明の鋼板の製造に用いる鋼素材も、上記所定の成分組成を有することが好ましい。以下、この成分組成に含まれる各元素について説明する。なお、特に断らない限り、本明細書において、各元素の含有量の単位としての「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０２％以上０．１５％以下
Ｃは、鋼板の強度を向上させる効果を有する元素である。この効果を得るために、Ｃ含有量は０．０２％以上とする。好ましくは、Ｃ含有量は０．０３％以上である。一方、Ｃ含有量が０．１５％を超えると、鋼板の島状マルテンサイト量が多くなり低温靭性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．１５％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１２％以下である。
Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％以下
Ｓｉは、脱酸剤としての作用を有する元素である。この効果を発現させるために、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。好ましくは、Ｓｉ含有量は０．０３％以上である。一方、Ｓｉ含有量が過剰に高くなると、靭性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．３０％以下である。
Ｍｎ：０．０５％以上２．５０％以下、
Ｍｎは、鋼の焼き入れ性を高め、鋼板の高強度化に有効な元素である。この効果を得るため、Ｍｎ含有量は０．０５％以上である。好ましくは、Ｍｎ含有量は０．１０％以上である。一方、Ｍｎは２．５０％を超えると、靭性を劣化させるため、Ｍｎ含有量は２．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．００％以下である。
Ｎｉ：０．５％以上５．０％未満
Ｎｉは、鋼板の低温靭性の向上に有効な元素である。そのためには、Ｎｉ含有量を０．５％以上とする。一方で、Ｎｉは高価な元素であるため、その含有量が高くなるにつれて鋼板コストが高騰する。したがって、本発明においては、Ｎｉ含有量を５．０％未満とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．８％以上であり、また、３．５％以下である。
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、不可避的に存在し得る不純物であり、鋼板の低温靭性に悪影響を及ぼす有害な元素である。例えば、鋼板を溶接して溶接構造物とした際に健全な母材および溶接継手を得るためには、Ｐの含有量を可能な限り低減することが好ましい。そのため、Ｐ含有量は０．０３％以下に抑制する。また、低温靭性の観点からは、Ｐ含有量は低ければ低いほどよいため、下限は特に限定されず、０％であってもよい。一方、過度の低減はコスト増の原因となるため、コストの観点からは、Ｐ含有量の下限を０．００１％とすることが好ましい。
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、鋼中でＭｎＳを形成し低温靭性を著しく劣化させるため、０．００５％を上限とし、可能なかぎり低減することが望ましい。Ｓ含有量は、好ましくは０．００２％以下とする。一方、Ｓ含有量は低ければ低いほどよいため、下限は特に限定されず、０％であってよい。
Ｎ：０．００１０％以上０．００８０％以下
Ｎは、鋼中で析出物を形成し、Ｎの含有量が０．００８０％を超えると、母材の靭性低下の原因となる。但し、Ｎは、ＡｌＮを形成することにより母材の細粒化に寄与する元素でもあり、このような効果はＮ含有量を０．００１０％以上とすることにより得られる。したがって、Ｎ含有量は０．００１０％以上０．００８０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００２０％以上である。Ｎ含有量は、好ましくは０．００６０％以下である。
本発明の一実施形態における成分組成は、上記した所定量の元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物である。
また、本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、任意に、Ｃｒ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭおよびＭｇから選択される１種以上を、好ましくは以下に記す量でさらに含有することができる。
Ｃｒ：２．００％以下
Ｃｒは、低温靭性を大きく損なうことなく鋼板の強度を向上させることができる元素である。上記の効果を得るには、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．３０％以上である。しかし、Ｃｒ含有量が２．００％を超えると、鋼板の低温靭性が低下するおそれがある。そのため、Ｃｒ含有量は２．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．８０％以下である。
Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏは、鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると、靭性が劣化するおそれがあるため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量を１．０％以下とすることが好ましい。なお、Ｍｏによる強度向上効果を得るという観点からは、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．１００％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスにおいて、もっとも汎用的に使われる。前記効果を得るために、Ａｌ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ａｌ含有量は、０．０１０％以上とすることがさらに好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、母材の靭性が低下するおそれがある。そのため、Ａｌ含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。Ａｌ含有量は０．０７％以下とすることがさらに好ましい。
Ｃｕ：２．０％以下
Ｃｕは、高靭性を保ちつつ強度を増加させることが可能な元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｃｕ含有量が２．０％を超えると、熱間脆性を生じて鋼板の表面性状が劣化するおそれがある。そのため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は２．０％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は１．０％以下とすることがさらに好ましい。なお、前記効果を得るために、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。さらに、Ｃｕ含有量を０．１０％以上とすることが好ましく、０．２０％以上とすることがより好ましい。
Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは、鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｎｂ含有量が０．１％を超えると、母材靭性が劣化するおそれがあるため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量を０．１％以下とすることが好ましい。なお、Ｎｂによる強度向上効果を得るという観点からは、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｖ：０．０５％以下
Ｖは、析出強化により鋼板の強度を高める有効な元素である。しかし、Ｖ含有量が過剰に高くなると、鋼板の低温靭性が低下するおそれがあるため、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量を０．０５％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ｖ含有量を０．０４％以下とする。一方、Ｖ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るには、Ｖ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。
Ｔｉ：０．０３％以下
Ｔｉは、鋼板を溶接して溶接構造物とする際、母材の機械的特性を低下させることなく溶接部の靭性を高める効果を有する元素である。そのためには、０．００３％以上で添加することが好ましい。一方、０．０３％を超えると、かえって靭性を低下させるおそれがあるため、Ｔｉは０．０３％以下の範囲で含有させることが好ましい。
Ｂ：０．００３０％以下
Ｂは、微量添加で焼入れ性を高める元素である。この効果を有効に発揮させるために、Ｂを０．０００３％以上で含有させることが好ましい。一方、Ｂの含有量が０．００３０％を超えると、靭性が劣化するおそれがある。このため、Ｂを含有させる場合は、その含有量を０．００３０％以下とすることが好ましい。
Ｃａ：０．００７％以下
Ｃａは、鋼中の介在物の形態を制御することで鋼板の低温靭性を向上させる効果を有する元素である。しかし、Ｃａが過剰になると、鋼の清浄性を損なって低温でのシャルピー吸収エネルギー（以下、シャルピー靭性ともいう）を低下させるおそれがある。そのため、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．００７％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃａ含有量を０．００４％以下とする。一方、Ｃａ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るには、０．００１％以上とすることが好ましい。
ＲＥＭ：０．０１０％以下
ＲＥＭ（希土類金属）は、Ｃａ同様、鋼中の介在物の形態を制御することで鋼板の低温靭性を向上させる効果を有する元素である。しかし、ＲＥＭが過剰になると、鋼の清浄性を損ないシャルピー靭性が低下するおそれがある。そのため、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．０１０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、ＲＥＭ含有量を０．００８％以下とする。一方、ＲＥＭ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るには、ＲＥＭ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
ここで、ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素の総称であり、これらの元素を単独でまたは組み合わせて含有させることができる。なお、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。
Ｍｇ：０．００７％以下
Ｍｇは、ＣａやＲＥＭ同様、鋼中の介在物の形態を制御することで、鋼板の低温靭性を向上させる作用を有する元素である。しかし、Ｍｇが過剰になると、鋼の清浄性を損ない、シャルピー靭性が低下するおそれがある。そのため、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ含有量を０．００７％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ｍｇ含有量を０．００４％以下とする。一方、Ｍｇ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るにはＭｇ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
［ミクロ組織］
（フェライト分率が５～９５％、島状マルテンサイト分率が１～３０％、残部が焼戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイト）
本発明の鋼板は、該鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４の深さ位置におけるミクロ組織において、フェライト分率を５～９５％、島状マルテンサイト分率を１～３０％、残部を焼戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトとする。ミクロ組織における、フェライト分率が５％未満の場合、降伏比が０．８０以下を満足しないことになる。一方、フェライト分率が９５％超の場合、島状マルテンサイトなど硬質相の分率が低くなり、やはり降伏比が０．８０以下を満足しないことになる。また、島状マルテンサイトが１％未満の場合、降伏比が０．８０以下を満足しない。一方、島状マルテンサイトが３０％超の場合、靭性が悪化する。さらに、残部が焼戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトでない場合、例えば焼入れままマルテンサイトやベイナイトの場合、所期する靭性が満足されない。
（結晶粒の平均アスペクト比：２．０未満、円相当径で３０μｍ超の結晶粒の数密度：２５０個／ｍｍ２以下）
本発明の鋼板は、該鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４の深さ位置におけるミクロ組織において、方位差１５度以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、該結晶粒の平均アスペクト比が２．０未満であり、該結晶粒のうち円相当径で３０μｍ超の結晶粒の数密度が２５０個／ｍｍ２以下である。上記結晶粒の平均アスペクト比が２．０以上では、組織の配向性が高くなる傾向があるため、音響異方性が大きくなる。また、結晶粒のうち円相当径で３０μｍ超の結晶粒の数密度が２５０個／ｍｍ２を超えると、靭性が低下する。円相当径で３０μｍ超の結晶粒の数密度は、好ましくは１５０個／ｍｍ２以下である。
鋼板の板厚は特に限定されず、任意の厚さとすることができる。ただし、鋼板の板厚は、例えば、６ｍｍ以上５０ｍｍ以下とすることが好ましい。
い。
［機械的特性］
（引張強さ）
鋼板の引張強さは、特に限定する必要はないが、６９０ＭＰａ以上とすることが好ましい。なぜなら、タンクに適用する際の板厚を薄くできるからである。鋼板の引張強さは、より好ましくは、７２０ＭＰａ以上とする。一方、引張強さの上限についても特に限定する必要はないが、１０００ＭＰａ以下とすることが好ましい。
なお、引張強さは、後述する実施例に記載した方法で測定することができる。
（降伏比）
鋼板の降伏比は、特に限定する必要はないが、０．８０以下とすることが好ましい。なぜなら、溶接後熱処理に代えて、機械的応力除去が可能になるからである。
（低温靱性）
鋼板の靱性値は、特に限定する必要はないが、－５０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－５０℃）が、フルサイズシャルピー衝撃試験において１００Ｊ以上であることが好ましい。鋼板のｖＥ－５０℃は、より好ましくは１５０J以上である。
［製造方法］
次に、本発明の鋼板を製造するための方法（製造方法）について説明する。なお、以下の説明においては、特に断らない限り、温度は板厚中央の温度を指すものとする。板厚中央の温度は、例えば、放射温度計で測定した鋼板の表面温度から、伝熱計算により求めることができる。
すなわち、製造方法は、上述した成分組成を有する鋼素材について、熱間圧延を行い、次いで第１の加熱保持を行い、次いで焼入れを行い、次いで第２の加熱保持を行い、次いで冷却処理を行う、鋼板の製造方法である。そして、前記熱間圧延では、仕上温度を９００℃以上とし、前記第１の加熱保持では、加熱温度をＡＣ３点以上１０００℃以下の温度域とし、前記焼入れでは、鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４の深さ位置における６００℃から３００℃までの平均冷却速度を３℃／ｓ以上とし、かつ冷却終了温度を３００℃以下とし、前記第２の加熱保持では、加熱温度をＡc１点以上ＡＣ３点未満の温度域とし、前記冷却処理では、鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４の深さ位置における７００℃から５００℃までの平均冷却速度を３℃／ｓ以上とし、かつ冷却終了温度を５００℃以下２００℃以上とする、ことを特徴とする。かかる条件を具備することにより、本発明の鋼板を好適に製造することができる。
以下、各工程について詳述する。
まず、上述した成分組成を有する鋼素材は、熱間圧延に先立ち、加熱してもよい。その場合、鋼素材の加熱温度は、９００℃以上１２５０℃以下であることが好ましい。なお、鋼素材の製造方法は、とくに限定されないが、例えば、上述した成分組成を有する溶鋼を常法により溶製し、鋳造することにより製造できる。この溶製は、転炉、電気炉、誘導炉等、任意の方法により行うことができる。また、鋳造は、生産性の観点から連続鋳造法で行うことが好ましいが、造塊－分解圧延法により行うこともできる。鋼素材としては、例えば、鋼スラブを用いることができる。
ここで、鋼素材の加熱は、鋳造などの方法によって得た鋼素材を一旦冷却した後に行ってもよいし、または、得られた鋼素材を冷却することなく直接、加熱に供してもよい。
鋼素材の加熱温度が９００℃未満であると、鋼素材の変形抵抗が高いため、後続の熱間圧延における圧延機への負荷が増大し、熱間圧延を行うことが困難となるおそれがある。そのため、鋼素材の加熱温度は９００℃以上とすることが好ましい。一方、鋼素材の加熱温度が１２５０℃より高いと、鋼の酸化が顕著となり、酸化による酸化膜を除去することによるロスが増大する結果、歩留まりが低下するおそれがある。そのため、鋼素材の加熱温度は１２５０℃以下とすることが好ましい。
（熱間圧延）
上述した成分組成を有する鋼素材について、熱間圧延を行い、最終板厚を有する熱延鋼板を得る。熱間圧延では、仕上温度を９００℃以上とする。仕上温度を９００℃未満とすると、音響異方性が悪化するおそれがある。熱延鋼板の最終板厚は、特に限定されないが、上述したように、６ｍｍ以上５０ｍｍ以下とすることが好ましい。また、熱間圧延の後は、適宜、冷却することができる。上記冷却の方法は、特に限定されないが、空冷、水冷などとすることができる。
（第１の加熱保持）
上記熱間圧延の後、この熱延鋼板について、オーステナイト域での加熱保持（第１の加熱保持）を行う。そのため、第１の加熱保持では、加熱温度をＡＣ３点以上とする。一方、熱延鋼板の加熱温度が１０００℃を超えると、結晶粒が粗大化し、靭性が低下するため、第１の加熱保持では、加熱温度を１０００℃以下とする。
（焼入れ）
上記第１の加熱保持の後の熱延鋼板に対し、焼入れ（すなわち、加速冷却）を行う。この焼入れは、鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４の深さ（以下、１／４ｔとも称する）の位置における６００℃から３００℃までの平均冷却速度が、３℃／ｓ以上であることが肝要である。
すなわち、焼入れにおいて、上記の平均冷却速度が３℃／ｓ未満であると、所望の変態組織が得難く、十分な強度を得ることが困難となる。一方、上記の平均冷却速度の上限は特に限定されないが、２００℃／ｓよりも高いと、鋼板内の各位置における温度制御が困難となり、板幅方向および圧延方向に材質のばらつきが出やすくなる。その結果、引張特性および靭性などの材料特性にばらつきが生じやすくなる。そのため、上記の平均冷却速度は、２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
また、焼入れにおいて、１／４ｔの位置における冷却停止温度が、３００℃よりも高いと、所望の変態組織が得られなくなる。従って、上記焼入れでは、１／４ｔの位置における冷却停止温度は、３００℃以下とする。このような条件で加速冷却をすることにより、熱延鋼板が良好に焼入れされる。
なお、焼入れ（加速冷却）の処理は、特に限定されることなく任意の方法で行うことができる。例えば、空冷および水冷の一方または両方を用いることができる。水冷としては、水を用いた任意の冷却方法（例えば、スプレー冷却、ミスト冷却、ラミナー冷却など）を採用することができる。
（第２の加熱保持）
次いで、上記の焼入れ後の熱延鋼板について、２相域温度での加熱保持（第２の加熱保持）を行う。第２の加熱保持では、加熱温度をＡc１点以上Ａc３点未満とする。加熱温度がＡc１点未満では、島状マルテンサイトを得られず、低降伏比を達成できない。加熱温度がＡc３点以上では、フェライト相が５％未満、また、焼戻しマルテンサイト相が９０％超となり、低降伏比を達成できない。
ここで、２相域温度での加熱保持には、加熱温度を上記の通り制御できる方法であれば、任意の加熱方法を用いることができる。加熱方法の一例としては、炉加熱が挙げられる。前記炉加熱は、特に限定されることなく、一般的な熱処理炉を用いることができる。
上記の加熱温度に到達した後は、２相域温度で任意の時間保持してから、後述の冷却処理を開始してもよい。保持時間は特に限定されないが、５分以上とすることが好ましい。
なお、Ａｃ１点は、次の（１）式により求めることができる。
ＡＣ１点（℃）＝750.8－26.6×Ｃ＋17.6×Ｓｉ－11.6×Ｍｎ－22.9×Ｃｕ－23×Ｎｉ＋24.1×Ｃｒ＋22.5×Ｍｏ－39.7×Ｖ－5.7×Ｔｉ＋232.4×Ｎｂ－169.4×Ａｌ ・・・（１）
また、Ａｃ３点は、次の（２）式により求めることができる。
Ａｃ３点（℃）＝937.2－436.5×Ｃ＋56×Ｓｉ－19.7×Ｍｎ－16.3×Ｃｕ－26.6×Ｎｉ－4.9×Ｃｒ＋38.1×Ｍｏ＋124.8×Ｖ＋136.3×Ｔｉ－19.1×Ｎｂ＋198.4×Ａｌ＋3315×Ｂ ・・・（２）
（冷却処理）
次いで、冷却処理を行う。この冷却処理では、１／４ｔの位置における７００℃から５００℃までの平均冷却速度を３℃／ｓ以上とし、かつ冷却終了温度を５００℃以下２００℃以上とする。すなわち、上記の平均冷却速度が３℃/s未満では、所望の変態組織を得られず強度靭性が低下する可能性がある。また、冷却停止温度が５００℃超では、冷却停止後に生成するベイナイトが主体となり、低温靭性を満足しないおそれがある。また、冷却停止温度が２００℃未満では、最終的に所望の焼戻し効果を得られず、靭性が劣化する。
上記の冷却停止後（冷却処理の終了後）は、自己焼戻しによる靭性向上をさせるため、空冷を行うことができる。この場合、空冷における冷却速度は、特に限定されないが、例えば板厚が６～５０ｍｍであれば、通常１℃/ｓ以下となる。
以下に述べる手順で鋼板を製造し、その特性を評価した。
まず、表１に示す成分組成を有する溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法によって鋼素材としての鋼スラブ（厚さ：２００ｍｍ）を得た。なお、上述した（１）式によって求めたＡＣ１点（℃）、および上述した（２）式によって求めたＡc３点（℃）を、表１（および表２）に併記する。
Figure 0007338811000001
次に、得られた鋼スラブについて、表２に示した条件に従って加熱を行い、次いで熱間圧延を行って、各板厚（最終板厚）を有する熱延鋼板を得た。その後、表２に示した条件に従って各処理を行い、鋼板を得た。
Figure 0007338811000002
かくして得られた鋼板のそれぞれについて、ミクロ組織、引張強さ（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）、低温靭性（ｖＥ－50℃）および音響異方性（音速比）を、以下の手法に従って評価した。その評価結果を、表３に示す。
［ミクロ組織］
各鋼板から、１／４ｔの位置が観察位置となるように、ミクロ組織観察用の試験片を採取した。この試験片を、圧延方向と垂直な断面が観察面となるよう樹脂に埋め、鏡面研磨した。次いで、ナイタール腐食を実施した後、倍率５０００倍の走査型電子顕微鏡で観察して組織の画像を撮影した。得られた画像を解析して、ミクロ組織分率を同定した。各組織の特定は、それぞれ以下の通りとする。
・焼戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイト：セメンタイトを含む硬質相
・島状マルテンサイト：セメンタイトを含まない、円相当径１μｍ以下の硬質相
・焼入れままマルテンサイト：セメンタイトを含まない、円相当径１μｍ超えの硬質相
・フェライト：上記以外の母相
さらに、ＥＢＳＤにて組織解析を行い、トータルで１ｍｍ×１ｍｍの面積について、方位差１５度の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒と定義し、結晶粒サイズ分布を算出し、円相当径で直径が３０μｍ超の結晶粒の数密度を測定した。同様に１ｍｍ×１ｍｍの面積において得られた結晶粒に対して、アスペクト比（＝圧延方向の長さ/板厚方向の長さ）の平均値（平均アスペクト比）を求めた。
［引張強さ（ＴＳ）および降伏比（ＹＲ）］
鋼板の１／４ｔの位置から、圧延方向と垂直にＪＩＳ４号引張試験片を採取した。この引張試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ２２４１の規定に準拠して引張試験を実施して、鋼板の引張強さ（ＴＳ）を評価した。引張強さが６９０ＭＰａ以上であれば、高強度であり合格とした。同様に、引張試験結果から降伏比（ＹＲ）も評価し、０．８０以下であれば、合格とした。
［低温靭性（ｖＥ－50℃）］
鋼板の１／４ｔの位置から、圧延方向と平行にＪＩＳ Ｚ２２０２の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取した。このＶノッチ試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ２２４２の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、－５０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－50℃）を求めた。シャルピー吸収エネルギーは、鋼板の低温靭性の指標と見なすことができる。シャルピー衝撃試験は、各鋼板において３本の試験片（Ａ，Ｂ，Ｃ）を採取して測定を行った。個々の測定結果を表３に示す。このフルサイズのシャルピー衝撃試験において、各試験片のｖＥ－5０℃が１００Ｊ以上であればシャルピー靭性に優れるものと評価し合格とした。
［音響異方性（音速比）］
鋼板の音響異方性を評価するために、ＪＩＳ Ｚ３０６０に規定されている横波音速比を評価した。ここで、横波音速比は、横波の振動方向を圧延直交方向（Ｃ方向）としたときの音速ＣＳＣ（ｍ／秒）に対する、横波の振動方向を圧延方向（Ｌ方向）としたときの音速ＣＳＬ（ｍ／秒）の比、ＣＳＬ／ＣＳＣとして定義される値である。その測定結果を表３に示す。ＣＳＬ／ＣＳＣが１．０２以下となれば、音響異方性が少ないものと評価し合格とした。
Figure 0007338811000003
上記の各表から分かるように、発明例はいずれも、所定の成分組成およびミクロ組織を有していて、高強度、低温靭性、低降伏比および音響異方性が良好な鋼板が得られている。

Claims (3)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０２％以上０．１５％以下、
    Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％以下、
    Ｍｎ：０．０５％以上２．５０％以下、
    Ｎｉ：０．５％以上５．０％未満、
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．００５％以下および
    Ｎ：０．００１０％以上０．００８０％以下
    を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有し、
    鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４の深さ位置におけるミクロ組織は、フェライト分率が５～９５％、島状マルテンサイト分率が１～３０％、残部が焼戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトであり、方位差１５度以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、該結晶粒の平均アスペクト比が２．０未満であり、該結晶粒のうち円相当径で３０μｍ超の結晶粒の数密度が２５０個／ｍｍ２以下である鋼板。
  2. 前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｎｂ：０．０５％以下、
    Ａｌ：０．１００％以下
    Ｃｒ：２．００％以下、
    Ｍｏ：１．０％以下、
    Ｃｕ：２．０％以下、
    Ｖ：０．０５％以下、
    Ｔｉ：０．０３％以下、
    Ｂ：０．００３０％以下、
    Ｃａ：０．００７％以下、
    ＲＥＭ：０．０１０％以下および
    Ｍｇ：０．００７％以下
    から選択される１種以上を含有する、請求項１に記載の鋼板。
  3. 請求項１または２に記載の鋼板の製造方法であって、
    請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼素材について、熱間圧延を行い、次いで第１の加熱保持を行い、次いで焼入れを行い、次いで第２の加熱保持を行い、次いで冷却処理を行う、鋼板の製造方法において、
    前記熱間圧延では、仕上温度を９００℃以上とし、
    前記第１の加熱保持では、加熱温度をＡc ３ 点以上１０００℃以下の温度域とし、
    前記焼入れでは、鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４の深さ位置における６００℃から３００℃までの平均冷却速度を３℃／ｓ以上とし、かつ冷却終了温度を３００℃以下とし、
    前記第２の加熱保持では、加熱温度をＡc１点以上Ａc ３ 点未満の温度域とし、
    前記冷却処理では、鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４の深さ位置における７００℃から５００℃までの平均冷却速度を３℃／ｓ以上とし、かつ冷却終了温度を５００℃以下２００℃以上とする、鋼板の製造方法。
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