JP2017197787A - 延性に優れた高張力厚鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】延性に優れた高張力厚鋼板及びその製造方法を提供する。【解決手段】粒径５μｍ以下のフェライトの体積分率が５０％以上、粒径２μｍ以下の硬質相の体積分率が１〜１０％、降伏強度５００Ｎ／ｍｍ２以上、引張強度５７０Ｎ／ｍｍ２以上、一様伸び１５％以上、引張強度と一様伸びの積９０００Ｎ／ｍｍ２・％の厚鋼板。９３０〜１２５０℃の鋼片に、９５０℃以下の圧下比６〜２０、７５０℃以下の圧下比２〜２０、仕上温度Ａｒ３点以上の熱間圧延を行い、Ａｒ３−５０℃以上から４５０〜６００℃の範囲までの冷却速度２．０℃／秒超７．５℃／秒以下の前段加速冷却を行い、４５０〜６００℃の温度範囲で１〜５０秒保持し、３５０〜４５０℃の温度域を１０秒内に通過するように、１０〜１００℃／秒以上の冷却速度で２００〜３５０℃の温度範囲に冷却する後段加速冷却を行い、室温まで空冷する。【選択図】なし

Description

本発明は、引張強さが５７０Ｎ／ｍｍ^２以上、一様伸びが１５％以上の、延性に優れた高張力厚鋼板及びその製造方法に関する。

近年、構造物の大型化により、引張強さが５７０Ｎ／ｍｍ^２以上の高張力鋼板が用いられる機会が増加している。一方で、鋼材の冷間加工性の確保や地震時の安全性などの観点から優れた延性が求められる場合がある。しかし、一般に、引張強さが５７０Ｎ／ｍｍ^２以上の高張力鋼は、引張強さが４００Ｎ／ｍｍ^２や５００Ｎ／ｍｍ^２の鋼に比べて伸びは小さくなる。そこで、加工硬化を増大させて一様伸びを増加させるために、鋼の金属組織を、ベイナイト中に硬質のマルテンサイトや残留オーステナイトを分散させた高張力鋼が提案されている（例えば、特許文献１及び２、参照）。

特開平７−２３３４１４号公報 特開２００２−２６６０４８号公報

しかし、特許文献１、２に記載されている方法では、金属組織の主体がベイナイトになり、靱性が低下する。ベイナイトは、破壊の単位となる粒径がフェライトなどと比較して粗大であり、また、ベイナイト中に分散させる硬質のマルテンサイトや残留オーステナイトを有効に利用できていない。すなわち、硬質で脆いマルテンサイトや、加工誘起変態する残留オーステナイトも粗大であったり、また、これらの生成量が増加して、靱性を低下させる。したがって、靱性を劣化させずに延性を向上させた高張力鋼が必要とされている。

本発明は、このような実情に鑑みて、靭性を損なうことなく、強度及び延性を向上させた、延性に優れた高張力鋼板及びその製造方法の提供を課題とするものである。

本発明者らは、まず、加熱、圧延、冷却条件を制御することによって、ベイナイト主体ではなく、微細なフェライトが主体の金属組織とすることにより、靱性を劣化させることなく、所定の強度を確保することができるという知見を得た。次に、一様伸びを向上させるために、硬質相を微細化し、生成量を制限することによって、靱性を劣化させずに延性を確保することができることがわかった。ここで、硬質相とは、主に、マルテンサイト及び残留オーステナイトからなるマルテンサイト−オーステナイト混成物（ＭＡ）である。

また、フェライト及び硬質相を微細にするには熱間圧延の温度を低下させることが必要であり、更に、硬質相、特にＭＡの生成を抑制するには、冷却によるベイナイトへの変態を回避することが非常に重要である。これを実現するために、熱間圧延後、強制冷却の途中で、一旦、停止させる、間欠冷却が有効であることが判った。

本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。

［１］ 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．７〜２．５％を含有し、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下に制限し、残部がＦｅ及び不純物からなる成分組成を有し、金属組織は、結晶粒径が５μｍ以下のフェライトの体積分率が５０％以上であり、結晶粒径が２μｍ以下の硬質相を体積分率で１〜１０％含み、降伏強度が５００Ｎ／ｍｍ^２以上であり、引張強度が５７０Ｎ／ｍｍ^２以上、一様伸びが１５％以上であり、前記引張強度と前記一様伸びの積が９０００Ｎ／ｍｍ^２・％以上である
ことを特徴とする延性に優れた高張力厚鋼板。
［２］ 更に、質量％で、Ｃｕ：２％以下、Ｎｉ：３％以下、Ｃｒ：２％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｂ：０．００５％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記［１］に記載の延性に優れた高張力厚鋼板。
［３］ 更に、質量％で、Ｖ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記［１］又は［２］に記載の延性に優れた高張力厚鋼板。
［４］ 上記［１］〜［３］の何れか１項に記載の成分組成を有する鋼を鋳造し、鋳造後の鋼片にそのまま、又は、一旦、冷却した鋼片を９３０〜１２５０℃に加熱して、Ａｒ_３点以上９５０℃以下の温度範囲で、総圧下比が６〜２０、かつ、７５０℃以下の圧下比が２〜２０である熱間圧延を施し、前記熱間圧延の終了後、Ａｒ_３−５０℃以上の温度から、冷却速度が２．０℃／秒超７．５℃／秒以下である前段強制冷却を行って４５０〜６００℃の温度範囲で前段強制冷却を停止し、４５０〜６００℃の温度範囲内での保持時間を１〜５０秒とし、その後、３５０〜４５０℃の温度域を１０秒以内に通過するように、冷却速度が１０〜１００℃／秒の後段強制冷却を行って２００〜３５０℃の温度範囲で後段強制冷却を停止し、室温まで空冷することを特徴とする延性に優れた高張力厚鋼板の製造方法。
［５］ 室温まで放冷した後、Ａｃ_１〜Ａｃ_１＋５０℃の温度範囲内に加熱して１〜１２００秒保持する熱処理を行うことを特徴とする上記［４］に記載の延性に優れた高張力厚鋼板の製造方法。

本発明によれば、鋼の成分、加熱条件、圧延条件、冷却条件を一定範囲値に制限することにより金属組織を制御し、靱性を良好なままに延性を顕著に改善することが可能である。 従って、本発明によれば、延性が必要な高強度部材として大型構造物などへ適用可能な鋼材を提供できる。

一般に、鋼材は、金属組織が微細であれば強度が上昇する。フェライト主体組織（概ね５０％以上）の場合、引張強度を５７０Ｎ／ｍｍ^２以上にするには、フェライトの粒径を５μｍ以下にする必要がある。また、金属組織が微細になると応力が負荷された際に応力集中が減少し、脆性破壊が発生しにくくなる。更に、脆性亀裂が発生しても結晶粒界が障害となり、亀裂の伝播が抑制される。しかし、特許文献１及び２において強度及び延性の向上に利用されているベイナイトやマルテンサイトの場合、破壊単位（結晶粒径に相当）を小さくすることは難しい。したがって、微細なフェライト主体組織とする本発明の高張力鋼板は、従来技術に比べて靱性の劣化が抑制される。

本発明では、高張力鋼板の金属組織を極めて微細なフェライト主体組織とするために、９００℃以下、特に７５０℃以下の圧下比を高めた熱間圧延を行う。このような低温で熱間圧延を行うことにより、圧延のパス間での再結晶を抑制し、金属組織内（このときの金属組織はオーステナイト）に、転位などの不均一加工組織を生成させる。このような不均一組織は、熱間圧延後の冷却でオーステナイトからフェライトに変態する時の核生成サイトとなる。そのため、低温での圧下比を高め、転位密度を増加させることにより、金属組織が微細化する。

しかし、フェライトの細粒化によって強度を高める場合、一様伸びは必ずしも良好な値ではない。そこで、本発明者らは、微細なフェライト主体組織に、硬質のマルテンサイトや残留オーステナイトからなる硬質相（主にＭＡ）を分散させることにより、一様伸びを向上させることができると考え、検討を行った。このような複相化による延性の改善は、靱性が必要とされない薄鋼板などではよく知られた方法であるものの、靱性が重要な特性である厚鋼板では、そのまま適用することは困難である。

微細なフェライト主体組織を有する厚鋼板の靱性を損なうことなく、延性を改善するために検討を進め、硬質相、特にＭＡの生成の抑制及び微細化が有効であるという知見を得た。そして、硬質相（ＭＡ）のサイズを２μｍ程度に微細化する必要があること、そのためには、強制冷却の途中でＭＡに含まれる残留オーステナイトを安定化させる必要があることがわかった。

本発明者らは、硬質相の微細化や、ＭＡに含まれる残留オーステナイトの安定化について更に検討を進めた。そして、４５０〜６００℃の温度範囲の保持は有効であるものの、保持時間を増加させると、ＭＡの粗大化や、ベイナイト、パーライトへの変態の促進が問題になることがわかった。更に、４５０〜６００℃の温度範囲に保持した後の強制冷却では、３５０〜４５０℃の間を急冷した場合に、安定な残留オーステナイトを含むＭＡが生成することを見出した。

３５０〜４５０℃の温度範囲では、ベイナイト変態が急速に進行し、硬さが不十分で一様伸びの向上への寄与が小さいベイナイトの生成により、延性の改善が不十分になる。これを回避するためには、３５０〜４５０℃の温度域を１０秒以内に通過するように、後段の強制冷却を実施することが有効であることを見出した。

以下、本発明を実現するために必要な条件について説明する。先ず、鋼材の化学組成に関して、各成分の添加理由及び数値限定理由について説明する。

［Ｃ：０．０３〜０．２％］
Ｃは、強度を向上させる元素であり、Ｃ含有量を０．０３％以上とする。好ましくはＣ含有量を０．０５％以上、より好ましくは０．０８％以上とする。しかし、Ｃ含有量が０．２％を超えると、溶接性が劣化し、また、ＭＡなどの硬質相が増加して、加工性及び靭性が著しく劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．２０％以下とし、好ましくは０．１５％以下とする。

［Ｓｉ：０．０５〜１．０％］
Ｓｉは、脱酸元素であり、また、固溶強化元素でもあり、効果を得るためにＳｉ含有量を０．０５％以上とする。好ましくはＳｉ含有量を０．１０％以上、より好ましくは０．１５％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が１．０％を超えると、低温靱性及び鋼の表面性状が劣化するため、上限を１．０％とする。好ましくはＳｉ含有量を０．７０％以下、より好ましくは０．５０％以下とする。

［Ｍｎ：０．７〜２．５％］
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高め、強度向上に寄与する元素であり、Ｍｎ含有量を０．７％以上とする。好ましくはＭｎ含有量を１．０％以上、より好ましくは１．２０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．５％を超えると、溶接性が劣化し、また、ミクロ偏析に起因してＭＡなどの硬質相が増加し、加工性及び靭性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は２．５０％以下とし、好ましくは２．０％以下、より好ましくは１．８０％以下とする。

［Ｐ：０．０２％以下］
［Ｓ：０．０２％以下］
Ｐ及びＳは不純物であり、延性を低下させることから、Ｐ及びＳの含有量を０．０２％以下に制限する。Ｐ及びＳの含有量の上限は特に限定せず、０％でもよい。Ｓは、微細なＭｎＳが鋼中に分散すると、金属組織の微細化に寄与することから、Ｓ含有量は０．０００５％以上であってもよい。

［Ａｌ：０．１％以下］
Ａｌは、脱酸元素であるが、Ａｌ含有量が０．１％を超えると、鋼材の靱性及び表面性状が劣化するので、上限を０．１％とする。脱酸はＡｌ以外の元素でも可能であるため、０％でもよいが、０．０００１％以上を含有させてもよい。

［Ｎ：０．０１％以下］
Ｎは、不純物であり、含有量が０．０１％を超えると、靭性が低下する。また、Ｎは、Ｔｉ、Ａｌ、Ｚｒ、Ｔａ及びＨｆと窒化物を形成し、熱間圧延時のオ−ステナイトの細粒化及びフェライトの再結晶粒の微細化に有効に作用する。このため、Ｎ含有量が０．０００１％以上であってもよい。

［Ｏ：０．０１％以下］
Ｏは、不純物であり、Ｔｉ、Ａｌ及びＭｎ等と結合し、酸化物等の化合物を生成する。Ｏ含有量が０．０１％を超えると、粗大な化合物が生じて破壊の起点となるため、靭性が劣化する。一方、酸化物等の化合物が鋼中に微細に分散すると、金属組織（結晶粒）の微細化に寄与するので、Ｏ含有量は０．０００１％以上であってもよい。

また、本発明で使用する鋼には、上記各成分に加えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＢからなる群から選択された少なくとも１種の元素を添加することができる。これにより、鋼材の焼き入れ性及び強度を向上させることができる。以下、これらの元素の含有量の好ましい範囲及びその数値限定理由について説明する。

［Ｃｕ：２％以下］
Ｃｕは、焼入れ性の向上に有効であり、また、固溶強化によって、鋼材の強度を向上させる元素である。効果を得るために、Ｃｕ含有量は０．００１％以上が好ましい。より好ましくはＣｕ含有量を０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上とする。一方、Ｃｕ含有量が２％を超える場合には、鋳造時に粒界に析出して内部割れを引き起こし、圧延製造工程中に鋼塊及び鋼板で疵が発生しやすくなり、更には鋼材の熱間加工性等を劣化させる要因ともなる。よって、Ｃｕの含有量は２％以下が好ましい。より好ましくはＣｕ含有量を１．０％以下、更に好ましくは０．５０％以下とする。

［Ｎｉ：３％以下］
Ｎｉは、強度を向上させる作用を有し、特に靭性を低下させることなく強度向上が図れる点で有用な元素である。効果を得るために、Ｎｉ含有量は０．００１％以上が好ましい。一方、３％を超える量のＮｉを含有させても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利になると共に、強度上昇によって、靱性及び延性の劣化を招く場合がある。よって、Ｎｉの含有量は３％以下が好ましい。より好ましくはＮｉ含有量を２．０％以下、更に好ましくは１．０％以下とする。

［Ｃｒ：２％以下］
Ｃｒは、焼入れ性の向上と析出硬化とにより、母材（鋼材）の強度向上に有効な元素である。効果を得るために、Ｃｒの含有量は０．００１％以上が好ましい。より好ましくはＣｒ含有量を０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上とする。一方、Ｃｒ含有量が２％を超えると靭性が低下する場合がある。したがって、Ｃｒの含有量は２％以下が好ましく、より好ましくは１．０％以下、更に好ましくは０．５０％以下とする。

［Ｍｏ：１％以下］
Ｍｏは、焼入れ性の向上、及び析出強化に寄与して強度を向上させる元素である。効果を得るために、Ｍｏ含有量は０．００１％以上が好ましい。より好ましくはＭｏ含有量を０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上とする。一方、Ｍｏ含有量が１％を超えてしまうと、合金コストが上昇するだけでなく、強度が上昇して靭性の劣化が生じる場合がある。したがって、Ｍｏの含有量は１％以下が好ましく、より好ましくは０．５％以下、更に好ましくは０．３０％以下とする。

［Ｂ：０．００５％以下］
Ｂは、微量の添加で鋼材の焼き入れ性を増加させ、所望の強度を得やすくする元素である。効果を得るために、Ｂ含有量は０．０００１％以上が好ましい。より好ましくはＢ含有量を０．０００３％以上、更に好ましくは０．０００５％以上とする。一方、Ｂの含有量が０．００５％を超えると、焼入れ性が過度となる場合があり、上限は０．００５％が好ましい。より好ましくはＢ含有量を０．００３％以下、更に好ましくは０．００２％以下とする。

更に、本発明で使用する鋼には、上記各成分に加えて、Ｖ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下及びＴｉ：０．１％以下からなる群から選択された少なくとも１種又は２種以上の元素を添加することもできる。

［Ｖ：０．２％以下］
［Ｎｂ：０．１％以下］
［Ｔｉ：０．１％以下］
Ｖ、Ｎｂ及びＴｉは、結晶粒を微細化すると共に、析出強化の面で有効に機能するため、靭性を劣化させない範囲で選択的に添加することができる。効果を得るために、これらの元素の含有量は０．０００１％以上が好ましく、より好ましくは０．０００５％以上、更に好ましくは０．００１以上とする。一方、Ｖ含有量は０．２％を、Ｎｂ含有量及びＴｉ含有量は０．１％を超えると、鋼材の靭性が低下する場合がある。したがって、Ｖ含有量は０．２％以下が好ましく、より好ましくは０．１％以下、更に好ましくは０．０５％以下とする。また、Ｎｂ含有量及びＴｉ含有量は、何れも、０．１％以下が好ましく、より好ましくは０．０５％以下、更に好ましくは０．０３％以下とする。

なお、本発明で使用する鋼の上記各成分以外の成分は、Ｆｅ及び不純物である。ここで、不純物とは、厚鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。ただし、本発明においては、不純物のうち、Ｐ、Ｓ、Ｎ及びＯについては、上述のように、上限を規定する必要がある。また、本発明で使用する鋼には、必要に応じて、ＲＥＭ（希土類元素）：０．１％以下、Ｍｇ：０．０２％以下、Ｃａ：０．０２％以下、Ｚｒ：０．３％以下、Ｈｆ：０．３％以下及びＴａ：０．３％以下からなる群から選択された少なくとも１種の元素を添加してもよい。

ＲＥＭ、Ｍｇ及びＣａは、結晶粒微細化によるＨＡＺ（Heat Affected Zone）靭性の改善及びＳの無害化に有効であるため、選択的に添加することができる。これらの元素の含有量の下限値は効果を得るために、０．０００１％以上が好ましく、より好ましくは、０．０００３％以上、更に好ましくは０．０００５％以上とする。一方、これらの元素を過度に添加すると靭性が損なわれる場合があり、ＲＥＭについてはその含有量を０．１０％以下、Ｍｇ及びＣａについてはその含有量を夫々０．０２％以下が好ましい。より好ましくは、これらの元素の含有量を０．０１％以下、更に好ましくは０．００５％以下とする。

Ｚｒ、Ｔａ及びＨｆは、脱酸元素又は炭窒化物形成元素として選択的に添加できる。効果を得るために、Ｚｒ、Ｔａ及びＨｆの含有量の下限値は夫々０．０００１％が好ましく、より好ましくは、０．０００３％以上、更に好ましくは０．０００５％以上とする。一方、Ｚｒ、Ｔａ及びＨｆの含有量が夫々０．３％を超えると、鋼材の靱性及び表面性状が劣化する場合がある。より好ましくは、これらの元素の含有量を０．１％以下、更に好ましくは０．０５％以下とする。

次に、本発明の厚鋼板の金属組織について説明する。

［フェライトの結晶粒径：５μｍ以下］
フェライトの結晶粒径は５μｍ以下にする必要がある。これは、強度を高めるためであり、また、フェライトの微細化により、硬質相の結晶粒径を２μｍ以下にすることが可能になる。特にＭＡは複数のフェライトの結晶粒の間に生成するので、フェライトを微細化することにより微細分散することができる。フェライトの結晶粒径の下限は特に定めないが、現在の技術水準では１μｍ未満にすることは難しく、１μｍ以上であってもよい。フェライトの結晶粒径は、光学顕微鏡を用いて測定する。

［フェライトの体積分率：５０％以上］
フェライトの体積分率は５０％以上とする。フェライトの体積分率が５０％未満であると、ベイナイトやマルテンサイトが主体の金属組織となり、靭性や延性が低下する。一般に、金属組織の体積率は面積率と等価である。したがって、光学顕微鏡によって観察を行い、測定したフェライトの面積率を体積分率とする。

［硬質相の結晶粒径：２μｍ以下］
硬質相は、主に、マルテンサイト−オーステナイト混成物（ＭＡ）である。硬質相の結晶粒径は、２μｍを超えると、温度の低下や加工によって、残留オーステナイトがマルテンサイトに変態し、延性や靭性を劣化させる。したがって、硬質相の結晶粒径は２μｍ以下とする。硬質相の結晶粒径は、レペラー液によるエッチングを行い、光学顕微鏡を用いて測定する。

［硬質相の体積分率：１〜１０％］
硬質相は、加工硬化による延性の向上に寄与し、効果を得るために、体積分率を１％以上とする必要がある。一方、硬質相の体積分率は、残留オーステナイトのマルテンサイト変態を防止し、延性や靭性の劣化を抑制するために、１０％以下とする。硬質相の体積率は、フェライトの体積率と同様、光学顕微鏡によって観察を行い、測定する。フェライト、硬質相（ＭＡ）の残部は、マルテンサイト、ベイナイト、パーライトの１種又は２種以上である。

次に、本発明の高張力厚鋼板の引張特性について説明する。

［降伏強度：５００Ｎ／ｍｍ^２以上］
［引張強度：５７０Ｎ／ｍｍ^２以上］
［一様伸び率：１５％以上］
本発明の高張力厚鋼板は、建築物や橋梁の強度部材、ラインパイプの素材などに好適に使用される。厚鋼板の高張力化が求められる理由は、建築物の大型化やラインパイプ内の圧力の上昇に伴う負荷応力の増大や、素材の板厚減などである。このような高強度化の要請に対応するため、本発明の高張力厚鋼板では、降伏強度を５００Ｎ／ｍｍ^２以上、引張強度を５７０Ｎ／ｍｍ^２以上とする。また、高張力鋼板の冷間加工性の確保や、外部から応力が負荷された際の破断の防止などのため、一様伸びは１５％以上とする。

［引張強度と一様伸びとの積：９０００Ｎ／ｍｍ^２・％以上］
一般に、鋼の強度が高くなると延性が低下する。本発明の高張力鋼板は、強度及び延性を共に向上させることが必要であり、引張強度と一様伸びとの積を評価の指標とする。本発明の高張力厚鋼板が好適に使用される、建築物や橋梁の強度部材、ラインパイプの素材において、上述のような高張力化及び高延性化の要求を満足するため、引張強度と一様伸びとの積は９０００Ｎ／ｍｍ^２・％以上とする。

次に、鋼材の製造条件について説明する。本発明の高張力鋼材の製造方法においては、先ず、鋼組成を上述の範囲に調整した後、鋳造する。その後、鋳造した鋼素材を、室温まで冷却することなくそのまま圧延するか、又は鋳造後に一旦室温まで冷却した後、熱間圧延を施す。熱間圧延の終了後、前段の強制冷却を行い、空冷又は加熱により強制冷却を中断した後、後段の強制冷却を施し、その後、室温まで放冷する。熱間圧延後の加速冷却（前段及び後段）は、水冷によって実施するのが望ましいが、これと同等の冷却速度が得られればどのような方法でもよい。

［圧延前の加熱温度：９３０〜１２５０℃］
熱間圧延前に鋼素材を再加熱する場合は、その加熱温度を９３０〜１２５０℃の範囲とする。圧延前の再熱温度が９３０℃未満の場合、鋼材の金属組織がオ−ステナイト単相にならない。また、圧延前の再加熱温度が１２５０℃を超えると、結晶粒径が粗大となるため、鋼材の靱性が劣化する。結晶粒径を微細にするためには、加熱温度は１１５０℃以下が好ましく、より好ましくは１０００℃以下とする。

［９５０℃以下の総圧下比：６〜２０］
熱間圧延はＡｒ_３点以上で行う。これは、Ａｒ_３温度未満で圧延した場合、金属組織中に加工されたフェライトが混在し、鋼材の靱性が劣化するからである。また、熱間圧延では、フェライト及び硬質相を微細にするため、９５０℃以下の温度範囲の総圧下比が重要である。９５０℃以下では熱間圧延の圧延パス間での再結晶が抑制され、転位などの不均一な加工組織が形成される。このような不均一組織は、圧延後の冷却中に生じる相変態の核生成サイトとなる。

９５０℃以下での総圧下比を高めれば、相変態の核生成サイトが増加し、フェライト及び硬質相の結晶粒径が微細化される。フェライト及び硬質相の結晶粒径を微細にするために、９５０℃以下の総圧下比を６以上とする。９５０℃以下の総圧下比は大きいほど好ましいが、鋼素材の厚み及び厚鋼板の板厚の観点から、２０以下とする。９５０℃以下の総圧下比は、熱間圧延の終了後（ただし、熱間圧延の終了温度はＡｒ_３点以上）の板厚に対する９５０℃の板厚の比として求められる。ただし、圧延前の加熱温度が９５０℃未満である場合は、熱間圧延の終了後の板厚に対する熱間圧延前の板厚の比として求める。

［７５０℃以下の圧下比：２〜２０］
７５０℃以下の温度での圧下により、フェライト及び硬質相の細粒化が顕著となる。この原因は必ずしも明確ではないが、低温では転位の回復が顕著に抑制され、多重すべりが発生して、圧下によって導入される不均一組織が非常に微細化するためではないかと考えられる。フェライト及び硬質相は、７００℃以下の温度での圧下により、更に顕著に微細化される。

フェライト及び硬質相の結晶粒径を、それぞれ、５μｍ以下及び２μｍ以下とするために、７５０℃以下の温度での圧下比を２以上とする。一方、温度が低下すると変形抵抗が大きくなり、圧延機の負荷が大きくなるため、７５０℃以下での圧下比の上限を２０以下とする。７５０℃以下の圧下比は、熱間圧延の終了後（ただし、熱間圧延の終了温度はＡｒ_３点以上）の板厚に対する７５０℃の板厚の比として求められる。好ましくは、７００℃以下の圧下比を２〜２０とし、７００℃以下の圧下比は、熱間圧延の終了後の板厚に対する７００℃の板厚の比として求める。

［前段の加速冷却の開始温度：Ａｒ_３点−５０℃以上］
熱間圧延後、Ａｒ_３点−５０℃未満の温度から冷却を行った場合、冷却開始前に粗大なフェライトが多量に生成し、鋼材の強度が低下すると共に靱性が劣化する。よって、熱間圧延後の加速冷却（前段の加速冷却）の開始温度板は、Ａｒ_３点−５０℃以上の温度とする。

［前段の加速冷却の冷却速度：２．０℃／秒超〜７．５℃／秒］
熱間圧延後、加速冷却を施す場合、冷却速度を高めるに従って、鋼の金属組織は、順に、粗粒フェライト、細粒フェライト、ベイナイト、マルテンサイトへと変化する。熱間圧延の終了後、前段の加速冷却は、粗粒フェライトの生成を回避し、金属組織を細粒フェライト主体とする金属組織とするために２．０℃／秒超の冷却速度で行う。冷却速度は速い方が好ましいが、４５０〜６００℃の温度範囲で、一旦、加速冷却を終了させる必要があり、工業的規模で実現可能なレベルとして７．５℃／秒を上限とする。フェライトを安定的に生成させるには、４℃／秒未満の冷却速度が好ましい。

［前段の加速冷却の終了温度：４５０〜６００℃］
前段の加速冷却の終了温度が低下すると、フェライトの体積率が減少し、鋼の強度が増加する。前段の加速冷却の終了温度は、硬質相に含まれる残留オーステナイトを安定化させるために４５０℃以上とし、好ましくは５００℃以上とする。一方、前段の加速冷却の終了温度が高くなると、フェライトの粒径が粗大になり、強度や靱性が低下する。強度及び靱性を確保するために、前段の加速冷却の終了温度は６００℃以下とし、好ましくは５５０℃以下とする。

［前段加速冷却終了から後段加速冷却開始までの保持温度：４５０〜６００℃］
前段の加速冷却の終了後、４５０℃以上の温度で保持することにより、鋼に含まれる炭素をオーステナイトに濃化させ、硬質相の残留オーステナイトを安定化させることができる。その結果、残留オーステナイトのマルテンサイト変態が抑制され、延性及び靱性の劣化を防止することができる。好ましくは、前段の加速冷却の終了後、後段の加速冷却を開始するまでの保持温度を５００℃以上とする。一方、前段の加速冷却の終了後、６００℃超の温度で保持すると、フェライトの粗大化やベイナイト変態、パーライト変態が生じ、フェライトの体積率が減少して、延性や靱性が劣化する。したがって、前段加速冷却終了から後段加速冷却開始までの保持温度は６００℃以下とし、好ましくは５５０℃以下とする。

［前段加速冷却終了から後段加速冷却開始までの保持時間：１〜５０秒］
前段の加速冷却の終了後、後段の加速冷却を開始するまでの保持時間は、硬質相の残留オーステナイトを安定化させるために、１秒以上とする。好ましくは１０秒以上とする。一方、前段の加速冷却の終了後、後段の加速冷却を開始するまでの保持時間は、フェライトの粗大化や、ベイナイト変態、パーライト変態を抑制するために、５０秒以下とする。好ましくは３５秒以下とする。

［後段の加速冷却の冷却速度：１０〜１００℃／秒］
後段の加速冷却は、結晶粒の粗大化や相変態を抑制し、前段の加速冷却及びその後の保持によって得られた、微細なフェライト及び硬質相を、できるだけ安定化させつつ、保つために行う。そのため、後段の加速冷却では、１０℃／秒以上の冷却速度が必要である。後段の加速冷却の冷却速度は速いほど好ましいが、工業的安定操業の観点から１００℃／秒以下とする。上限は、５０℃／秒、更に、３５℃／秒であってもよい。

［３５０〜４５０℃の通過時間：１０秒以内］
後段の加速冷却では、３５０〜４５０℃の温度範囲を１０秒以内で通過することが重要である。３５０〜４５０℃の温度範囲の通過に要する時間が１０秒を超えると、ベイナイト変態によって硬質相の生成が不十分になり、延性が低下する。

［後段の加速冷却の終了温度：２００〜３５０℃］
後段の加速冷却は、ベイナイト変態を抑制するために、３５０℃以下で終了することが必要である。一方、後段の加速冷却の終了温度を過剰に低下させると、可動転位が多く生成し、降伏応力を低下させ、一様伸びも低下してしまうので、２００℃以上とする。

後段の加速冷却の終了温度は、そのまま、室温まで空冷する。更に、ＭＡに含まれる残留オーステナイトを安定化させるために、Ａｃ_１〜Ａｃ_１＋５０℃の温度で１〜１２００秒保持する熱処理を行ってもよい。熱処理後の冷却は、加速冷却でも、空冷でもよい。

［加熱温度：Ａｃ_１〜Ａｃ_１＋５０℃］
［保持時間：１〜１２００秒］
熱処理を施す場合は、ＭＡに含まれる残留オーステナイトを安定化させるために、金属組織の一部がフェライトからオーステナイトに変態するＡｃ_１以上に加熱することが好ましい。しかし、加熱温度が高過ぎると変態によって生成するオーステナイトの量が増加して、冷却後に変態して、硬質相に含まれる残留オーステナイトを安定化させる効果を十分に得ることができないので、加熱温度をＡｃ_１＋５０℃以下とすることが好ましい。一方、保持時間は、効果を得るために１秒以上とし、金属組織の粗大化を避けるために、１２００秒以下とすることが好ましい。より好ましくは保持時間を３００秒以下とする。

表１に示す組成の鋼を溶製し、鋳造して鋼片とし、得られた鋼片を、表２に示す条件で熱間圧延し、加速冷却して、更に、一部は熱処理（保持時間は３００秒）を施して、厚鋼板を製造した。表１に示す鋼組成における残部は、Ｆｅ及び不純物である。表２に示す熱間圧延の条件（９５０℃以下の総圧下比、７５０℃以下の圧下比、７００℃の圧下比）は、熱間圧延後の板厚と、各温度の板厚から求めた。また、表２に示す加速冷却の条件（前段及び後段の加速冷却の開始温度、終了温度、冷却速度、加速冷却間の保持時間）は、前段の加速冷却の開始から後段の加速冷却の終了までの、各板の板厚中心部の標準的な理論冷却曲線から算出した。また、表２には、鋼素材の厚さ、製品板厚及び変態温度についても併せて示す。

次に、各鋼板の金属組織状態及び機械的特性を評価した。具体的には、母材（鋼板）のフェライト粒径（平均直径）、フェライト体積率、硬質相の平均粒径（直径）、硬質相の体積分率、引張特性（降伏強度ＹＳ，引張強度ＴＳ、降伏比（ＹＳ／ＴＳ）、均一伸び（一様延び：ｕＥＬ）、全伸び（ＥＬ）及び靱性としてシャルピ−試験における延性−脆性破面遷移温度ｖＴｓを評価した。硬質相は、マルテンサイトとオーステナイトの混合物（ＭＡ）について評価した。

母材の引張特性は、各鋼板（母材）から作製したＪＩＳ４号試験片を使用して、引張り試験により測定した。また、靱性は、各鋼板（母材）及び溶接部から切り出したＪＩＳ４号試験片を使用し、Ｖノッチシャルピ−試験によって測定した。以上の結果を下記表３にまとめて示す。

表１に示す鋼Ａ〜Ｍは本発明の範囲内の実施例であり、鋼Ｎ〜Ｑはいずれも本発明の範囲から外れる比較例である。表１に示すように、鋼Ｎ及び鋼ＯはＣ含有量がそれぞれ過少又は過剰である。また、鋼Ｐ及びＱは、夫々Ｓｉ及びＭｎが過剰である。

試験Ｎｏ.１ｄの鋼板は前段加速冷冷却の冷却速度が遅く、比較例の試験Ｎｏ.４の鋼板は７５０℃以下の圧延を行わなかったので、フェライト粒が微細でないために降伏応力が低く、靭性もやや低めである。試験Ｎｏ.２及び試験Ｎｏ.１７の鋼板は、後段加速冷却の冷却終了温度が低いため、金属組織中に発生した可動転位がＣやＮ原子に固着されず、降伏応力が低くなり、一様伸びも低下している。一方、試験Ｎｏ.１８の鋼板は、後段加速冷却の冷却終了温度が４５０℃と高いために、その後の３５０〜４５０℃域の冷却が空冷となり、３５０〜４５０℃域の通過時間が増大し、空冷中などにベイナイト変態が進行し、残留オーステナイトの残存量を低下させ、硬質相の体積分率が少なくなり、均一伸び及び全伸びが低下した。

試験Ｎｏ.８の鋼板は前段加速冷却と後段加速冷却の間の保持時間が長すぎ、後段加速冷却の開始温度も低下したため、パーライト変態などが生じて残留オーステナイトがほとんど残存しなかった。このために、硬質相の体積分率が少なくなり、均一伸びが低下、全伸びの値も小さかった。後段加速冷却の冷却速度が遅い試験Ｎｏ.９の鋼板も、試験Ｎｏ.８の鋼板と同様の結果となった。試験Ｎｏ.１１の鋼板は、熱処理の温度が適正でなくＡｃ_１点以上の温度で実施されなかったので、通常の焼戻となった。従って、残留オーステナイトの安定化はもとより、残留オーステナイトがフェライトとセメンタイトに分解してしまい、硬質相が存在せず（硬質相平均粒径を「−」で示した。）、均一伸び、全伸びが低下した。

試験Ｎｏ.１５の鋼板は前段加速冷却の終了温度が低く、ベイナイトが増加しフェライト分率が低下した。このために残留オーステナイトの残存量も少なく、硬質相の体積分率が少なくなり、均一伸び、全伸びが低下している。試験Ｎｏ.１６の鋼板は前段加速冷却の開始温度がＡｒ_３−５０℃より低く、冷却開始前に粗大なフェライトが生成した。このためにフェライト粒径サイズに敏感な降伏強度や靭性が低下した。

試験Ｎｏ.２９の鋼板はＣ含有量が過少であるために、焼入性が低く粗大フェライト生成したため、強度が低く、靭性も悪い。また、オーステナイトへのＣ原子の濃縮が十分でなく、安定化できず、硬質相の体積分率が少ないので伸びも低い。試験Ｎｏ.３０の鋼板はＣ含有量が過剰であるために、焼入性が高く強度が上昇し、残留オーステナイトやそれから発生した高炭素マルテンサイト（非常に硬く、靭性を劣化させる）が生成したために靭性が低下した。セメンタイトの生成を抑制するＳｉが過剰である試験Ｎｏ.３１の鋼板も、試験Ｎｏ.３０の鋼板と同様の結果となった。試験Ｎｏ.３２の鋼板はＭｎが過剰であったために、焼入性が過剰となり、微細なフェライトは減少し、引張強度は高いものの延性や靭性も良くなかった。

以上説明した如く、本発明に係る条件を満たして製造した鋼板であるならば、引張強度５７０Ｎ／ｍｍ^２以上を示し、一様伸びにおいて１５％以上の値を確実に得ることができる。更に、引張強度と一様伸びとの積は９０００Ｎ／ｍｍ^２・％以上であり、強度と延性のバランスも良好である。また、靭性の劣化も抑制されており、シャルピー試験における延性―脆性破面遷移温度として−５０℃より低温を示す鋼板を得ることができることを確認することができた。

Claims (5)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０３〜０．２％、
   Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
   Ｍｎ：０．７〜２．５％
   を含有し、
   Ｐ：０．０２％以下、
   Ｓ：０．０２％以下、
   Ａｌ：０．１％以下、
   Ｎ：０．０１％以下、
   Ｏ：０．０１％以下
   に制限し、残部がＦｅ及び不純物からなる成分組成を有し、
   金属組織は、結晶粒径が５μｍ以下のフェライトの体積分率が５０％以上であり、
   結晶粒径が２μｍ以下の硬質相を体積分率で１〜１０％含み、
   降伏強度が５００Ｎ／ｍｍ^２以上であり、引張強度が５７０Ｎ／ｍｍ^２以上、一様伸びが１５％以上であり、前記引張強度と前記一様伸びの積が９０００Ｎ／ｍｍ^２・％以上である
   ことを特徴とする延性に優れた高張力厚鋼板。
2. 更に、質量％で、
   Ｃｕ：２％以下、
   Ｎｉ：３％以下、
   Ｃｒ：２％以下、
   Ｍｏ：１％以下、
   Ｂ：０．００５％以下
   の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の延性に優れた高張力厚鋼板。
3. 更に、質量％で、
   Ｖ：０．２％以下、
   Ｎｂ：０．１％以下、
   Ｔｉ：０．１％以下
   の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の延性に優れた高張力厚鋼板。
4. 請求項１〜３の何れか１項に記載の成分組成を有する鋼を鋳造し、
   鋳造後の鋼片にそのまま、又は、一旦、冷却した鋼片を９３０〜１２５０℃に加熱して、
   Ａｒ_３点以上９５０℃以下の温度範囲で、
   総圧下比が６〜２０、かつ、７５０℃以下の圧下比が２〜２０である熱間圧延を施し、
   前記熱間圧延の終了後、Ａｒ_３−５０℃以上の温度から、冷却速度が２．０℃／秒超７．５℃／秒以下である前段強制冷却を行って４５０〜６００℃の温度範囲で前段強制冷却を停止し、
   ４５０〜６００℃の温度範囲内での保持時間を１〜５０秒とし、その後、
   ３５０〜４５０℃の温度域を１０秒以内に通過するように、冷却速度が１０〜１００℃／秒の後段強制冷却を行って２００〜３５０℃の温度範囲で後段強制冷却を停止し、室温まで空冷する
   ことを特徴とする延性に優れた高張力厚鋼板の製造方法。
5. 室温まで空冷した後、Ａｃ_１〜Ａｃ_１＋５０℃の温度範囲内に加熱して１〜１２００秒保持する熱処理を行うことを特徴とする請求項４に記載の延性に優れた高張力厚鋼板の製造方法。