(57)【要約】【課題】  本発明は、高濃度に窒素を含有する鋼板でも、高性能鋼板として利用できることを明らかにすることを目的とする。【解決手段】    本発明の鋼板は、リサイクル鉄などを用いた窒素高含有鋼であっても、等軸微細粒組織という高機能鋼板とすることができたものであり、また、得られた鋼板は、当該組織を有するが故に優れた等方性靭性を有することとなった。  その製法においても、窒素が高含有量の鋼片から、比較的低圧下で等軸微細粒組織を有する鋼板が製造可能である。その為、低温大歪加工を回避するでき、圧延設備への大規模な投資が不要である他に、溶鋼を一切脱窒のための精錬処理を施す必要がない。また、船舶、橋梁、建築、建設機械などの鋼構造物で使用される板厚５ｍｍ以上の厚鋼板の製造ができる。そして、製造された厚鋼板は、シャルピー衝撃特性の異方性の原因となるセパレーションが生じにくい。更に、等軸かつ細粒な組織を得るための圧延Ｂと再加熱のそれぞれの役割が明確になったことで、加工熱処理の一つの指針を提供できた。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
窒素が８×１０−３質量％以上で含有されている鋼板であって、フェライト粒径４μｍ以下の等軸微細粒組織からなることを特徴とする鋼板。
【請求項２】
請求項１に記載の鋼板において、炭素が５×１０−２質量％以上含有されていることを特徴とする鋼板。
【請求項３】
請求項１又は２に記載の鋼板において、−４０℃におけるシャルピー衝撃試験におけるセパレーション指数（ＳＩ値）が、０．１３以下であることを特徴とする鋼板。
【請求項４】
請求項１から３のいずれかに記載の鋼板において、その厚さが５ｍｍ以上であることを特徴とする鋼板。
【請求項５】
請求項１から４のいずれかに記載の鋼板の製造方法であって、窒素が８×１０−３質量％以上含有されている鋼片をＡｃ３変態点以上１１５０℃以下にて１パス当たりの圧下率が１０％以上で各パス間時間が３０秒以内であって累積圧下率が１０％以上の圧下をすることからなる圧延Ａを施し、次に３℃／秒以上５０℃／秒以下の冷却速度でＡｒ１変態点以下の温度に冷却し、そして、０．５℃／秒以上５０℃／秒以下の加熱速度でＡｃ１変態点以上で｛Ａｃ１変態点＋０．５（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）｝以下に加熱して、０．１／秒以上２００／秒以下の歪速度で１パス当たりの圧下率が３５％以上の圧延を、累積圧下率が６０％以上になるまで各パス間時間を２０秒以内にして繰り返し行う圧延Ｂを施し、当該圧延直後に、０．５℃／秒以上の加熱温度で｛Ａｃ１変態点＋０．９（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）｝以下に再加熱し、その後、３℃／秒以上５０℃／秒以下の冷却速度で５００℃以下まで冷却することを特徴とする鋼板の製造方法。
【請求項６】
請求項５に記載の鋼板の製造方法において、前記鋼片の化学成分組成が、質量％でＣ：５×１０−２〜２×１０−１、Ｓｉ：１×１０−１〜５×１０−１、Ｍｎ：６×１０−１〜２、Ｐ：２．５×１０−２以下、Ｓ：１．５×１０−２以下、Ａｌ：１×１０−２〜６×１０−２、Ｎ：８×１０−３〜３×１０−２であって、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする鋼板の製造方法。
【請求項７】
請求項５又は６に記載の鋼板の製造方法において、前記鋼片は、リサイクル鉄を用いて電気炉溶製法により溶製されたものであることを特徴とする鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主に船舶、橋梁、建築、建設機械などの鋼構造物で使用される鋼材の製造方法に関し、特に窒素含有量の高い鋼板とその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、鋼構造物の軽量化に資する鋼材の高靭性高張力化が求められる中、鋼材の組織微細化によって諸特性の向上を図ることを目的に、従来から微細組織を有する鋼材の製造方法が開発されてきた。
特許文献１に記載の製造方法は、５５０℃〜（Ａｃ１変態点＋３０℃）の温度で１パスの圧下率が３０％以上で歪速度０．１／秒以上の圧延を行うことを提案している。
特許文献２に記載の製造方法は、（Ａｅ３変態点−６０℃）以上（Ａｅ３変態点＋２０℃）未満の温度で３５〜６０％の１パス圧延を行うことを提案している。
特許文献３記載の製造方法は、７００℃超、Ａｃ３変態点以下の温度で圧下率３０％以上の圧延を行うことを提案している。
特許文献４に記載の製造方法は、（Ａｃ１変態点−１００℃）以上の温度から熱間加工を開始又は再開して、（Ａｃ３変態点−１００℃）〜Ａｃ３変態点の範囲で熱間加工を終了し、引き続いて当該表層領域をＡｃ３変態点以上に復熱させることなく冷却することを提案している。
しかし、前記いずれの文献に示された鋼の窒素含有量は、0.0022質量％以下と不可避的範囲内のもでしかなく、窒素が多量に含有されている鋼板における微細粒化の先例はなかった。
窒素が多量に含有される鋼としてはリサイクル鉄を用いた物が一般に知られており、これらをその窒素含有量や炭素含有量故に、高性能鋼に用いることは避けられてきたのが現状である。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００３】
本発明は、このような実情に鑑み、高濃度に窒素を含有する鋼板でも、高性能鋼板として利用できることを明らかにすることを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００４】
発明１の鋼板は、窒素が８×１０−３質量％以上含有されていながら、フェライト粒径４μｍ以下の等軸微細粒組織からなることを特徴とする。
発明２は、発明1載の鋼板において、炭素が５×１０−2質量％以上含有されていることを特徴とする。
発明３は、発明１又は2の鋼板において、−４０℃におけるシャルピー衝撃試験におけるセパレーション指数（ＳＩ値）が、０．１５以下であることを特徴とする。
発明４は、発明１から3のいずれかの鋼板において、その厚さが５mm以上であることを特徴とする。
【０００５】
発明5は、発明１から4のいずれかの鋼板の製造方法であって、窒素が８×１０−３質量％以上含有されている鋼片をＡｃ３変態点以上１１５０℃以下にて１０％以上の圧下率で圧延する圧延Ａを施し、次に３℃／秒以上５０℃／秒以下の冷却速度でＡｒ１変態点以下の温度に冷却し、そして、０．５℃／秒以上５０℃／秒以下の加熱速度でＡｃ１変態点以上で｛Ａｃ１変態点＋０．５（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）｝以下に加熱して、０．１／秒以上２００／秒以下の歪速度で１パス当たりの圧下率が３５％以上の圧延を、累積圧下率が６０％以上になるまで各パス間時間を２０秒以内にして繰り返し行う圧延Ｂを施し、当該圧延直後に、０．５℃／秒以上の加熱温度で｛Ａｃ１変態点＋０．９（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）｝以下に再加熱し、その後、３℃／秒以上５０℃／秒以下の冷却速度で５００℃以下まで冷却することを特徴とする。
発明6は、発明5の鋼板の製造方法において、前記鋼片の化学成分組成が、質量％でＣ：5×１０−2〜2×１０−1、Ｓｉ：1×１０−1〜5×１０−1、Ｍｎ：6×１０−1〜２、Ｐ：2.5×１０−2以下、Ｓ：1.5×１０−2以下、Ａｌ：1×１０−2〜6×１０−2、Ｎ：８×１０−３〜3×１０−2であって、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする鋼板の製造方法。
発明7は、発明5又は6の鋼板の製造方法において、前記鋼片は、リサイクル鉄を用いて電気炉溶製法により溶製されたものであることを特徴とする。
【発明の効果】
【０００６】
本発明の鋼板は、リサイクル鉄などを用いた窒素高含有鋼であっても、等軸微細粒組織という高機能鋼板とすることができたものであり、また、得られた鋼板は、当該組織を有するが故に優れた等方性靭性を有することとなった。
その製法においても、上述した通り、窒素が高含有量の鋼片から、比較的低圧下で等軸微細粒組織を有する鋼板が製造可能である。その為、低温大歪加工を回避するでき、圧延設備への大規模な投資が不要である他に、溶鋼を一切脱窒のための精錬処理を施す必要がない。また、船舶、橋梁、建築、建設機械などの鋼構造物で使用される板厚５ｍｍ以上の厚鋼板の製造ができる。そして、製造された厚鋼板は、シャルピー衝撃特性の異方性の原因となるセパレーションが生じにくい。更に、等軸かつ細粒な組織を得るための圧延Ｂと再加熱のそれぞれの役割が明確になったことで、加工熱処理の一つの指針を提供できた。
【発明を実施するための形態】
【０００７】
本発明の鋼板は、窒素が８×１０−３質量％以上含有されていながら、平均フェライト粒径４μｍ以下の等軸微細粒組織からなるものである。
通常通り、等軸とは、結晶粒のアスペクト比３．０以下であることを意味する。
アスペクト比と平均フェライト結晶粒径は、鋼板の圧延方向断面で計測した結果である。
本発明の鋼板は、フェライトが主体であり、Ｃ含有量が高い場合でもパーライト分率は１０体積％以下である。
窒素含有量については、3×１０−2質量％以下、好ましくは2×１０−2質量％以下とするのが望ましい。
これを超えた量含有されていると靭性の劣化が起こる。
また、フェライト粒径は平均値であって、下記する製法では、0.5μｍ以上、好ましくは1.0μｍ以上とするのが実際的である。
また、−４０℃におけるシャルピー衝撃試験におけるセパレーション指数（ＳＩ値）が、０．１３以下とするのが望ましい。
鋼板の厚さも5mm以上より好ましくは  １０mm以上とするのが望ましい。
下記実施例では、実験のために２．５ｍｍ厚に圧延したが、その実施例の鋼に記載の方法で、５ｍｍ以上の厚さの厚板を容易に創生できるとともに、この各実施例で示した特性と同様に特性を有することとなる。
【０００８】
前記鋼板の製造方法は、高窒素であるが故に生じる圧延上の問題を、加熱、冷却及び圧延を合理的に組み合わせて達成したものである。
具体的には、窒素が８×１０−３質量％以上含有されている鋼片をＡｃ３変態点以上１１５０℃以下にて１０％以上の圧下率で圧延する圧延Ａを施し、次に３℃／秒以上の冷却速度でＡｒ１変態点以下の温度に冷却し、そして、０．５℃／秒以上５０℃／秒以下の加熱速度でＡｃ１変態点以上で｛Ａｃ１変態点＋０．５（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）｝以下に加熱して、０．１／秒以上２００／秒以下の歪速度で１パス当たりの圧下率が３５％以上の圧延を、累積圧下率が６０％以上になるまで各パス間時間を２０秒以内にして繰り返し行う圧延Ｂを施し、当該圧延直後に、０．５℃／秒以上の加熱温度で｛Ａｃ１変態点＋０．９（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）｝以下に再加熱し、その後、３℃／秒以上５０℃／秒以下の冷却速度で５００℃以下まで冷却することによる。
【０００９】
＜圧延Ａの諸条件＞
圧延Ａ前の加熱温度をＡｃ３変態点以上とするのは、十分なγ相を得ることにより、粗大な鋳造組織を残存させないためである。加熱温度を１１５０℃以下とするのは、γ相粒径が粒成長によって粗大化するのを防ぐためである。
圧延Ａの圧下率を１０％以上とするのは、α相核生成サイトを十分確保して、細粒化を促進するためである。圧延Ａの圧下率の上限値は特に指定しないが、現状の圧延設備能力を考慮すれば、５０％以下とするのが現実的である。
圧延Ａを２パス以上で行う場合は、一回の圧下でγ相に蓄えられた歪が回復するのを防ぎ、α相核生成サイトを十分確保して、細粒化を促進するためには、パス間時間を３０秒以内とするのが適切である。
圧延Ａの圧下率を１０％以上とするのは、α相核生成サイトを十分確保して、細粒化を促進するためである。圧延Ａの累積圧下率の上限値は特に指定しないが、本発明は、板厚５ｍｍ以上の厚鋼板を対象としており、圧延Ｂのための板厚を確保するためには、７０％以下とするのが現実的である。
【００１０】
＜圧延Ａと圧延Ｂとの間の冷却＞
圧延Ａ後の冷却速度を３℃／秒以上とするのは、圧下後の鋼片組織が粒成長によって粗大化するのを防ぐためである。冷却速度を５０℃／秒以下とするのは、５ｍｍ以上の厚鋼板製造の場合、板厚全体の熱履歴に極端な差異を与えることを防ぐためである。また、冷却温度をＡｒ１変態点以下とするのは、旧γ相からのα相変態を完了させて、細粒化に寄与しない旧γ相を残存させないためである。この意味において、圧延Ａ後の冷却温度の下限値は特に指定しないが、５００℃未満の温度まで冷却した場合、圧延Ｂ前の加熱に消費するエネルギーが過大となるため、５００℃以上とするのがより好ましい。
【００１１】
＜圧延Ｂの諸条件＞
圧延Ｂ前の加熱速度を０．５℃／秒以上の高速とするのは、α相が粒成長により粗大化するのを防ぐためである。この意味では特に上限を規定しないが、加熱速度を５０℃／秒以下とするのは、現状の加熱設備の限界からすれば、５０℃／秒がその上限と考えられる。圧延Ｂ開示時の加熱温度をＡｃ１変態点以上とするのは、圧延Ｂの変形抵抗を小さくするためである。またその加熱温度の上限を｛Ａｃ１変態点＋０．５（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）｝とするのは、圧延Ｂの歪が加わるα相を十分確保すると同時に、α相への加工歪導入促進に必要なγ相を十分確保することで、細粒化を促進するためである。
また、圧延Ｂの歪速度を０．１／秒以上とするのは、圧延に要する時間が長すぎて、圧延中に加えたはずの転位が回復してしまい、多数の転位を導入することができず、α相に動的再結晶が生じたとしても微細な結晶粒を得られないからである。圧延Ｂの歪速度を２００／秒以下とするのは、α相の動的再結晶の発生を確保して、細粒化を促進するためである。
圧延Ｂの１パス当たりの圧下率を３５％以上とするのは、α相の再結晶サイトやγ相の析出サイトを十分確保して、細粒化を促進するためである。圧延Ｂの１パス当たりの圧下率の上限値は特に指定しないが、現状の圧延設備能力を考慮すれば、５０％以下とするのが現実的である。
圧延Ｂのパス間時間を２０秒以内とするのは、圧下でα相に蓄えられた歪が回復するのを防ぎ、α相の再結晶サイトやγ相の析出サイトを十分確保して、細粒化を促進するためである。
圧延Ｂの累積圧下率を６０％以上とするのは、α相の再結晶サイトやγ相の析出サイトを十分確保して、細粒化を促進するためである。
【００１２】
＜圧延Ｂ後の再加熱と冷却＞
再加熱速度を０．５℃／秒以上とするのは、α相やγ相が粒成長により粗大化するのを防ぐためである。
再加熱温度を（Ａｃ１変態点＋０．９（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点））以下とするのは、γ相が支配的になり、γ相が粒成長により粗大化するのを防ぐためである。
【００１３】
また、鋼板の内部エネルギーによる再加熱では、加熱速度の制御及び板厚全体にわたる加熱が困難な場合があるので加熱炉や誘導加熱機器などによる外部エネルギーによって再加熱するのが望ましい。この再加熱が完了したら、γ相が粒成長により粗大化することとなるので、できるだけ速やかに次の冷却処理にはいるのが望ましい。再加熱の完了と次の冷却開始までの時間は、９０秒以下、好ましくは６０秒以下、より好ましくは３０秒以下とするのが望ましい。
再加熱後の冷却処理の最初は、所定の冷却速度で冷却することから始まる。この冷却は、γ相が粒成長により粗大化するのを防ぐことを目的にしたもので、冷却速度を３℃／秒以上とするのが望ましい。
冷却速度を速くすればするほど、γ相が粒成長により粗大化するのを確実に防ぐこととなるが、速度が過剰になるとマルテンサイト組織やベイナイト組織が旧γ相粒径を引き継いで生じるため、細粒化に寄与しないと同時に、靭性が低下するためである。
このため、冷却速度は、５０℃／秒以下とするのが望ましい。
また、鋼板の厚さが５ｍｍ以上であると全体の熱履歴に極端な差異を与えるおそれがあるので、これを防ぐにも、上記冷却速度の上限は有効なものである。
そして、冷却処理の終了時点での温度を５００℃以下するのが望ましい。冷却処理の終了時点での温度が高すぎると、旧γ粒からのα変態が未完了となり、旧γ粒を残存させることとなる。
【００１４】
＜前記製法に使用する鋼片＞
前記鋼板の製造方法において、化学成分組成が、質量％でＣ：5×１０−2〜2×１０−1、Ｓｉ：1×１０−1〜5×１０−1、Ｍｎ：6×１０−1〜２、Ｐ：2.5×１０−2以下、Ｓ：1.5×１０−2以下、Ａｌ：1×１０−2〜6×１０−2、Ｎ：4×１０−３〜3×１０−2であって、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼片を用いるのが望ましい。
Ｃの含有量を5×１０−2質量％以上としたのは、鋼の強度を確保するためである。Ｃの含有量を2×１０−1質量％以下としたのは、溶接性能低下を防止するためである。
Ｓｉの含有量を1×１０−1質量％以上としたのは、脱酸元素として、また鋼の強化元素としての性能を確保するためである。Ｓｉの含有量を5×１０−1質量％以下としたのは、鋼の表面性状を損なって、溶接性能が低下するのを防止するためであり、また靭性の低下を防止するためである。
Ｍｎの含有量を6×１０−1質量％以上としたのは、鋼の焼入性を増大させることで強度を高めると同時に、靭性の向上にも寄与する性能を確保するためである。Ｍｎの含有量を２質量％以下としたのは、溶接性や加工性の劣化を防ぐためである。
Ａｌの含有量を1×１０−2質量％以上としたのは、脱酸元素としての性能を確保するためである。Ａｌの含有量を6×１０−2質量％以下としたのは、鋼の溶接性が劣化するのを防ぐためである。
ＰやＳは、鋼の延性や靭性を劣化させるものであるが、必要以上に低減することは経済性に支障をきたすため、許容量として、Ｐは０．０２５質量％以下、Ｓは０．０１５質量％以下とした。
Ｎの含有量は、リサイクル鉄（例えば、解撤された船舶から発生した鋼材）を主原料とした電気炉溶製鋼、特に、脱窒処理を一切施さない溶鋼から製造された鋼片を用いる場合、リサイクル鉄が50質量%の場合は、４×１０−３質量％含まれるのが通常であるからこれを加減とした。より多くのリサイクル鉄を用いるのがリサイクル鉄使用の経済性効果を生かすためには有効であり、８×１０−３質量％以上、好ましくは1×１０−2質量％以上とするのが望ましいが、鋼の靭性劣化を防ぐためには、3×１０−2質量％以下、好ましくは2×１０−2質量％以下とするのが望ましい。本発明は、上述した溶鋼をいかなる鋳造条件で鋳造された鋼片についても有効であるので、特に鋳造条件を特定する必要はないが、連続鋳造が最も一般的である。そして鋼片の製造方法に関しても、厚板用連続鋳造スラブが望ましいが、設備上の都合により鋼塊に鋳造後、分解圧延によりスラブを製造してもよい。
圧延Ａ前の加熱温度をＡｃ３変態点以上とするのは、十分なγ相を得ることにより、粗大な鋳造組織を残存させないためである。加熱温度を１１５０℃以下とするのは、γ相粒径が粒成長によって粗大化するのを防ぐためである。
【００１５】
なお、本願発明は、主に船舶、橋梁、建築、建設機械などの鋼構造物で使用される厚鋼板の製造方法であることを考慮し、ＴＳを高く確保し、しかも降伏比＝ＹＳ／ＴＳは低い方が望ましい。そこで、機械的特性値としては、例えばＪＩＳ  Ｓ１５ＣＫ  で規定されている水準である、引張強さ（ＴＳ）≧４９０ＭＰａ、降伏点（ＹＰ）≧３４３ＭＰａ、全伸び（Ｅｌ）≧２０％を満たすことが望ましく、降伏比（ＹＰ／TS）≦７５％であることが一層望ましい。また、シャルピー衝撃特性としては、上部棚エネルギー（ＵＳＥ）≧１５０Ｊ／ｃｍ２であることが望ましい。
以下、実施例を挙げて本発明の有効性を具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前記発明を実証するための形態に記載の範囲で適当に変更を加えて実施することももちろん可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。  
【実施例１】
【００１６】
第一の実施例は、加工熱処理再現装置を用いて実施した。この実施例に用いた試供鋼は、表１の成分符号Ａに示す化学成分組成を有する鋼片から切り出したφ８×１２ｍｍの円柱片である。この実施例の製造条件は、表２に示す通りであり、圧下時の歪速度は圧延Ａ及び圧延Ｂのいずれにおいても１０／秒とした。
【００１７】
【表１】
2010242172.tif 000002
【００１８】
【表２】
2010242172.tif 000003
【００１９】
最初に高さ１２ｍｍの円柱片を使用する加工熱処理再現装置では、最終的に５ｍｍ以上の板厚を得ることはできないが、これは、熱加工シミュレータによる実験を記述したものであり、これと同じ熱加工のプロセスを厚板の製造に適用すればよい。即ち、圧下率を相当歪みとみなすことができるので、この第一の実施例においてスタート材の厚さを２４ｍｍとして、圧延Ａおける累積圧下率を３０％とし、更に圧延Ｂによる累積圧下率を７０％とすれば、板厚が５ｍｍの厚鋼板を製造することができることになる。従って、スタート材の厚さを２４ｍｍ以上とすれば、５ｍｍ以上の板厚の鋼板を製造することができる。なお、圧延Bにおける累積圧下率は、４５％＋４５％の２パス圧延では６９．７％となり、３３％＋３３％＋３３％の３パス圧延では６９．９％となる。
【００２０】
表２には、各実施例及び各比較例において得られた試験片のミクロ組織観察結果も併せて示す。ここで平均フェライト結晶粒径ｄμｍは、走査型電子顕微鏡による電子後方散乱回折（ＳＥＭ／ＥＢＳＤ）で試験片の中央部中心付近Ｌ方向断面の長方形領域の視野Ｓμｍ２内にある粒界角度１５°以上の粒界に囲まれた結晶の数（視野の枠に掛かる結晶数Ｎｅ、視野の枠に掛からない結晶数Ｎｃ）から円相当径と仮定した計算（式１）によって求めた。
【００２１】
＜式１＞
2010242172.tif 000004
【００２２】
実施例１〜実施例４は、本発明の範囲内の試験例であり、比較例１〜比較例１１は、本発明の範囲外の試験例である。
比較例１〜比較例３は、再加熱を加えなかった比較例であり、そのためにα相の再結晶やγ相の析出による等軸化が進行せず粒形状が扁平化した。
比較例４及び比較例５は、圧延Ｂ後の加熱温度（表２記載の再加熱終了温度に相当）を｛Ａｃ１変態点＋０．９（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）｝以上とした比較例であり、そのために粒成長によって粒径が粗大化した。ここで、表１に記載のＡｃ１変態点（７２５℃）及びＡｃ３変態点（８９０℃）により、
Ａｃ１変態点＋０．９（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）＝８７３．５℃
である。
比較例６〜比較例１０は、圧延Ｂ後の加熱（表２記載の再加熱に相当）後の保持時間を９０秒以上とした比較例であり、そのために粒成長によって１パス圧下率が７０％の比較例６は粒形状が扁平化し、その他の鋼は粒径が粗大化した。
比較例１１は、圧延Ｂの圧下率を３５％以下とした比較例であり、そのために十分なα相の再結晶サイトやγ相の析出サイトを確保することができず粒形状が扁平化した。
【００２３】
〔II〕第二の実施例
第二の実施例は、実験室規模の圧延設備を用いて実施した。圧延設備の性能は、ロール直径４００ｍｍ、最大荷重３００ｔ、最大速度３０ｍ／分である。供試鋼は、表１の成分符号Ｂに示す化学成分組成を有する鋼片から６０ｍｍ幅×５０ｍｍ厚×３００ｍｍ長の大きさに作製したものである。この第二の実施例の製造条件は、表３に示すとおりであり、圧下時の歪速度は圧延Ａ及び圧延Ｂのいずれにおいても１〜２／秒とした。
【００２４】
【表３】
2010242172.tif 000005
【００２５】
【表４】
2010242172.tif 000006
【００２６】
表３及び表４には、ミクロ組織観察の結果と機械的特性を示す。
平均フェライト結晶粒径は、切片法（板厚中心付近の２×１ｍｍ程度のＬ方向断面の長方形領域に縦横４本ずつの任意の直線を引き、各直線の長さを直線と結晶粒界の交点数で割った値の平均値）で測定した。表中のセパレーション指数（ＳＩ値）は、−４０℃におけるシャルピー衝撃試験におけるセパレーション指数（ＳＩ値）、即ち、−４０℃におけるシャルピー衝撃試験後の破面に観察される圧延面に平行な亀裂長さの総和を破面面積で割った値であり、セパレーションは、靭性異方性の要因の一つと考えられている。
実施例５は、本発明の範囲内の試験例である。一方、比較例１２は、再加熱を加えなかった試験例であり、そのためにα相の再結晶やγ相の析出による等軸化が進行しなかったため、実施例５に比べてＳＩ値は増加し、セパレーションは発生しやすくなった。一方、比較例１２は、粒径は粗大化しなかったため、実施例５に比べてＹＳやＴＳは高値を維持し、ＴＥＩやＵＥＩは低下した。
比較例１２は、ＳＩ値は０．１９であるから、本願発明における第１次目標値である０．５０以下を満たしているが、組織が不完全等軸であって、等軸粒組織とはなっていないので、本願発明の範囲外である。
【産業上の利用可能性】
【００２７】
近年、鋼材の再利用率の増加や鉄鉱石などの高炉原材料費高騰の影響を受けて、鉄鋼スクラップ材を電気炉で溶解した鋼材の利用量増加が予測されている。同時に、そのような再生材にも省資源の観点から高強度且つ高靭性が求められている。本発明は、このような電気炉溶製工程で浸透したＮ成分を著しく多く含有する鋼片にも適用できる。従ってまた、脱窒精錬は不要であり省エネルギー及び環境改善にも活用できる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００２８】
【特許文献１】特開2001-234242号公報
【特許文献２】特開2007-046128号公報
【特許文献３】特開2007-321230号公報
【特許文献４】特開平11-181546号公報