(57)【要約】【課題】  高強度で、しかも板厚方向における強度のバラツキが少ない鋼板を提供する。他の目的は、熱間圧延後に徐冷しても高強度で、且つ、板厚方向における強度のバラツキが少ない鋼板を提供できる製法を提供する。【解決手段】  質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．８〜３％、Ｔｉ：０．０５〜０．２５％、Ｍｏ：０．１〜０．６％、およびＢ：０．０００５〜０．００３％を含み、金属組織がフェライトで、Ｔｉを含む長径１０ｎｍ未満の微細炭化物が分散析出している高強度鋼板。【選択図】  図４
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．１０％、
Ｓｉ：１．５％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．８〜３％、
Ｔｉ：０．０５〜０．２５％、
Ｍｏ：０．１〜０．６％、および
Ｂ：０．０００５〜０．００３％を含み、
金属組織がフェライトで、Ｔｉを含む長径１０ｎｍ未満の微細炭化物が分散析出していることを特徴とする高強度鋼板。
【請求項２】
鋼板の厚みをｔとしたとき、深さｔ／２位置とｔ／４位置における金属組織がフェライトで、且つ前記微細炭化物が分散析出しているものである請求項１に記載の高強度鋼板。
【請求項３】
前記微細炭化物が、観察視野１μｍ2あたり４００個以上分散析出しているものである請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項４】
鋼板の厚みをｔとしたとき、深さｔ／２位置と深さｔ／４位置における引張強度が５９０ＭＰａ以上であり、且つ引張強度の差が２５ＭＰａ以下である請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鋼板。
【請求項５】
更に、他の元素として、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％を含むものである請求項１〜４のいずれかに記載の高強度鋼板。
【請求項６】
更に、他の元素として、Ａｌ：０．０１〜０．１０％を含むものである請求項１〜５のいずれかに記載の高強度鋼板。
【請求項７】
更に、他の元素として、Ｎ：０．００３５〜０．０１０％を含むものである請求項１〜６のいずれかに記載の高強度鋼板。
【請求項８】
更に、他の元素として、Ｎｂおよび／またはＶを合計で０．００５〜０．０５％含むものである請求項１〜７のいずれかに記載の高強度鋼板。
【請求項９】
更に、他の元素として、Ｎｉ、ＣｕおよびＣｒよりなる群から選ばれる１種以上を合計で０．１〜２％含むものである請求項１〜８のいずれかに記載の高強度鋼板。
【請求項１０】
更に、他の元素として、Ｍｇおよび／またはＲＥＭを合計で０．００５％以下（０％を含まない）含むものである請求項１〜９のいずれかに記載の高強度鋼板。
【請求項１１】
更に、他の元素として、Ｚｒ：０．０５〜０．２５％を含むものである請求項１〜１０のいずれかに記載の高強度鋼板。
【請求項１２】
残部がＦｅおよび不可避不純物である請求項１〜１１のいずれかに記載の高強度鋼板。
【請求項１３】
請求項１〜１２のいずれかに記載の高強度鋼板の製法であって、
熱間圧延した後、２℃／ｓｅｃ以下で７００℃まで冷却し、７００〜６００℃の温度域で３０秒間以上保持することを特徴とする高強度鋼板の製法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度鋼板とその製法に関するものであり、より具体的には、建築構造物や橋梁、船舶、海洋構造物などの大型構造物用として有用な高強度鋼板、並びにその製法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
上記のような大型構造物用の鋼板には強度が要求される。こうした特性を満足する鋼板を製造するために、従来ではＣｒやＣｕ、Ｎｉ等の合金元素を多量に添加していた。しかし合金元素の添加量を増やすとコスト高となる。
【０００３】
また、大型構造物用の鋼板には、一般的に曲げ加工やプレス加工が施されるために、加工性が優れていることが求められる。加工性を向上させるためには、鋼板の金属組織をフェライトにすることが効果的である。しかし金属組織をフェライトにすると、強度が低下する。
【０００４】
そこで合金元素量を減らして鋼板を高強度化する技術として、例えば特許文献１が提案されている。特許文献１には、高強度と高加工性を有すると共に、材質均一性も高めた鋼が提案されている。この鋼は、金属組織をフェライト組織とし、該組織を高強度化するために組織中にＴｉとＭｏを含む炭化物を分散析出させている。そしてこの文献には、炭化物を分散析出させるために、熱間圧延終了後に加速冷却することが開示されており、熱間圧延後の冷却速度を小さくすると、炭化物が析出して粗大することが指摘されている。しかし本発明者らが検討したところ、この技術でも鋼板の板厚方向における強度にバラツキが生じることが分かり、改善の余地が残されていた。
【特許文献１】特開２００３−３１３６３１号公報（［特許請求の範囲］、［００１５］、［００４８］参照）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は、この様な状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、高強度で、しかも板厚方向における強度のバラツキが少ない鋼板を提供することにある。本発明の他の目的は、熱間圧延後に徐冷しても高強度で、且つ、板厚方向における強度のバラツキが少ない鋼板を提供できる製法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明者らは、鋼板の特性として強度を確保しつつ板厚方向における強度のバラツキを抑えることを目指して鋭意検討を重ねた。その結果、鋼の成分組成を厳密に規定すれば、徐冷しても鋼板の深さ位置を問わず金属組織（フェライト）中に微細な炭化物を分散析出させることができ、板厚方向の強度バラツキが少なく高強度化できることを見出し、本発明を完成した。
【０００７】
即ち、本発明に係る高強度鋼板とは、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．８〜３％、Ｔｉ：０．０５〜０．２５％、Ｍｏ：０．１〜０．６％、およびＢ：０．０００５〜０．００３％を含み、金属組織がフェライトで、Ｔｉを含む長径１０ｎｍ未満の微細炭化物が分散析出している点に要旨を有する。本発明の鋼板は、成分組成を特定しているため、鋼板の厚みをｔとしたとき、深さｔ／２位置とｔ／４位置における金属組織がフェライトで、且つ前記微細炭化物が分散析出しているものとなる。前記微細炭化物が分散析出している鋼板とは、具体的には、前記微細炭化物が、観察視野１μｍ2あたり４００個以上分散析出しているものである。
【０００８】
本発明の鋼板は、鋼板の厚みをｔとしたとき、深さｔ／２位置と深さｔ／４位置における引張強度が５９０ＭＰａ以上であり、且つ引張強度の差が２５ＭＰａ以下を満足したものとなる。
【０００９】
本発明の高強度鋼板は、更に、他の元素として、
（１）Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
（２）Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
（３）Ｎ：０．００３５〜０．０１０％、
（４）Ｎｂおよび／またはＶを合計で０．００５〜０．０５％、
（５）Ｎｉ、ＣｕおよびＣｒよりなる群から選ばれる１種以上の元素を合計で０．１〜２％、
（６）Ｍｇおよび／またはＲＥＭを合計で０．００５％以下（０％を含まない）、
（７）Ｚｒ：０．０５〜０．２５％、
等を含むものことが好ましい。なお、残部はＦｅおよび不可避不純物である。
【００１０】
本発明に係る高強度鋼板は、上記成分を有する鋼を、熱間圧延した後、２℃／ｓｅｃ以下で７００℃まで冷却し、７００〜６００℃の温度域で３０秒間以上保持する点に要旨を有する。前記熱間圧延は、終了温度をＡｒ3〜７５０℃とすることが好ましい。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、鋼の成分組成のうち特にＭｎとＢをバランスよく含有させることによって、熱間圧延後に徐冷しても鋼板の深さ位置を問わず、金属組織はフェライトとなり、該フェライト相中に微細な炭化物を分散析出させることができるため、高強度で、しかも板厚方向における強度のバラツキが少ない鋼板を提供できる。また、本発明の製法では、鋼板の成分組成を特定することによって熱間圧延後に徐冷でき、これによって得られる鋼板は高強度で、且つ板厚方向における強度のバラツキが抑えられたものとなる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
本発明者らは上記特許文献１について、鋼板の板厚方向に強度のバラツキが生じる原因について検討した。その結果、こうした原因は熱間圧延後の加速冷却にあることが判明した。
【００１３】
即ち、上記特許文献１で熱間圧延後に加速冷却しているのは、熱間圧延後の冷却速度を小さくした場合には、炭化物が析出して粗大化するからである。これは冷却速度を小さくするとフェライト変態が冷却初期から生じるため、フェライト変態に伴って組織中に固溶できなくなった炭素が析出して炭化物を生成し、この炭化物が冷却と共に成長して粗大化するからである。そのため上記特許文献１では熱間圧延後に加速冷却することによって、フェライト変態の開始時期を調整して同時期に炭化物を析出させることにより炭化物の成長を防止していると考えられる。
【００１４】
ところが熱間圧延後に加速冷却すると、鋼板の板厚方向のうち中央部と表層部では冷却速度に差が発生するため、フェライト変態開始時期にバラツキが生じる。その結果、鋼板の板厚方向における中央部と表層部では炭化物の析出時期に差が生じる。こうした差は板厚が大きくなるほど増大し、特に厚板鋼板では板厚方向における特性（特に、強度）にバラツキが生じる。
【００１５】
そこで本発明者らは、熱間圧延後に加速冷却することなく鋼板の金属組織をフェライトとし、該フェライト組織を高強度化するために組織中に微細な炭化物を析出させることについて検討を重ねた。その結果、鋼の成分組成のうち特にＭｎとＢをバランスよく含有させれば、熱間圧延後におけるフェライト変態の開始時期を適切に制御でき、これによって板厚方向における炭化物の析出状態を均一化でき、その結果、フェライト変態に伴う炭化物の析出強化によって鋼板の強度を高めることが明らかになった。このことを図面を用いて説明する。
【００１６】
図１は、Ｍｎ量とＢ量が、熱間圧延後におけるフェライト変態またはベイナイト変態の開始時期に及ぼす影響を説明するための模式図（連続冷却変態曲線）である。図１中、横軸は冷却開始時期からの経過時間、縦軸は鋼材の温度を示しており、図中、曲線［１］〜［３］はフェライトが生成する時間と温度との関係、曲線［４］〜［６］はベイナイトが生成する時間と温度との関係を夫々示している。図中に●で示した曲線［１］と［４］は、Ｍｎ：０．５質量％とＢ：０質量％を含む鋼、■で示した曲線［２］と［５］は、Ｍｎ：０．５質量％とＢ：０．００１質量％を含む鋼、◆で示した曲線［３］と［６］は、Ｍｎ：１．８質量％とＢ：０．００１質量％を含む鋼の結果を夫々示している。なお、鋼の残部成分（例えば、ＣやＳｉ等）は全て同じである。
【００１７】
図１に示した曲線［４］〜［６］を対比すれば明らかなように、Ｍｎを多くすると、ベイナイト変態の開始温度が低下する。そのため熱間圧延後の冷却速度を小さくしても、ベイナイト組織は生成し難くなり、フェライトとなる。なお、ベイナイト変態が起きると、Ｔｉが強制的に固溶状態となるため、Ｔｉを含む炭化物が析出し難くなる。
【００１８】
また図１に示した曲線［１］〜［３］を対比すれば明らかなように、Ｂを添加するとフェライト変態の開始時期を遅らせることができる。そのため熱間圧延後に徐冷しても鋼中の組織はオーステナイトのまま安定化して冷却される。そしてその後、所定の温度域で保持すると、フェライト変態が急激に起こる。この急激な変態によって生成したフェライト組織は成長せずに微細化なまま鋼中に分散し、またフェライト変態に伴って組織中に固溶できなくなった炭素が急激に析出して炭化物を生成する。この急激に析出した炭化物は、濃化現象を示さないため鋼板の板厚方向に亘って均一に分散すると共に微細化するため、鋼板の板厚方向において強度のバラツキは生じず、また高強度化に寄与する。
【００１９】
以上説明した通り、本発明者らは、鋼の成分組成のうち特にＭｎとＢを適切に含有させてやれば、高強度で、しかも鋼板の板厚方向における強度のバラツキを抑えることを明らかにした。
【００２０】
まず、本発明に係る高強度鋼板の金属組織について説明する。本発明の高強度鋼板の金属組織はフェライト組織である。ベイナイトやマルテンサイトなどの生成を防止することによって良好な加工性を実現できる。但し、前記フェライト組織とは、実質的にフェライト単相とみなせる組織のことを意味し、フェライト相が金属組織全体に対して８０面積％以上、好ましくは８５面積％以上、更に好ましくは９０面積％以上である。フェライト相とは、グラニュラー・ベイニティック・フェライト組織も含む意味である。グラニュラー・ベイニティック・フェライト組織とは、転位密度が高く、ラス状組織を持たない組織である。なお、本発明による効果を阻害しない範囲であれば、数％のベイナイトを含んでいてもよい。
【００２１】
鋼板の金属組織は、光学顕微鏡を用いて４００倍で観察して分析する。具体的な手順は、鏡面研磨後にナイタール液［アルコール（エタノール）と３％硝酸との混合液］を用いて腐食させたものを観察用サンプルとして用いて組織形態を観察した。
【００２２】
鋼板の金属組織の観察位置は、鋼板の厚みをｔとしたとき、深さｔ／２位置とｔ／４位置とする。ｔ／２位置とｔ／４位置の両方でフェライトが生成していれば、母材全体がフェライト単相となる。
【００２３】
次に、フェライト中に分散析出させる微細炭化物について説明する。本発明の高強度鋼板は、フェライト内にＴｉを含む長径１０ｎｍ未満の微細炭化物が観察視野１μｍ2あたり４００個以上分散析出しているものである。フェライト相内に微細炭化物を分散析出させることによって、母材を高強度化できる。微細炭化物の個数は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて１５万倍で観察して測定する。なお、観察視野数は５視野とし、測定結果を平均して微細炭化物の個数を算出する。
【００２４】
本発明で制御対象とする微細炭化物は、Ｔｉを含むものである。即ち、析出物の成分組成を定量したときに、少なくともＴｉとＣを含む析出物であり、具体的には、ＴｉＣやＴｉＭｏＣなどである。
【００２５】
フェライト相中に分散析出している微細炭化物は、鋼板断面を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察できる。具体的には、鋼板断面をＴＥＭで観察倍率１５万倍で観察し、観察視野内に認められる析出物の組成をエネルギー分散型Ｘ線検出器（ＥＤＸ）で定量し、Ｔｉを含む長径が１０ｎｍ未満の炭化物の個数を測定する。
【００２６】
微細炭化物の観察位置は、鋼板の厚みをｔとしたとき、深さｔ／２位置とｔ／４位置とする。ｔ／２位置とｔ／４位置の両方で所定の微細炭化物が分散析出していれば、高強度で、しかも板厚方向における強度のバラツキも少なくなる。
【００２７】
次に、本発明の鋼板の成分組成について説明する。本発明の鋼板は、Ｍｎ：０．８〜３％とＢ：０．０００５〜０．００３％を含むことが重要である。こうした範囲を規定した理由は次の通りである。
【００２８】
Ｍｎ：０．８〜３％
Ｍｎは、ベイナイトの変態温度を下げることにより、ベイナイトの生成を抑制し、フェライト組織を生成させるのに有用に作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには０．８％以上含有させる必要がある。好ましくは１．０％以上、より好ましくは１．５％以上、さらに好ましくは１．７％以上である。しかし過剰に添加すると、フェライト組織を形成しなくなり、母材靭性が劣化するため３％以下に抑制すべきである。好ましくは３．０％以下、より好ましくは２．５％以下である。
【００２９】
Ｂ：０．０００５〜０．００３％
Ｂは、フェライト変態の開始時期を遅延させる元素であり、こうした作用により母材強度のバラツキが少なくなる。こうした作用を有効に発揮させるには、０．０００５％以上含有させる必要がある。好ましくは０．００１０％以上である。しかし過剰に添加すると、母材が硬化してＨＡＺ靭性が低下するため０．００３％以下に抑えるべきである。好ましくは０．００３０％以下であり、より好ましくは０．００２０％以下である。
【００３０】
本発明に係る高強度鋼板は、上記の範囲でＭｎとＢを含有するところに特徴があるが、基本成分としては、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０５〜０．２５％、およびＭｏ：０．１〜０．６％を含むものである。こうした範囲を規定した理由は次の通りである。
【００３１】
Ｃ：０．０１〜０．１０％
Ｃは、母材強度を確保するために重要な元素であり、少なくとも０．０１％含有させる必要がある。好ましくは０．０２％以上である。しかし０．１０％を超えると、過剰添加となって満足のいく母材靭性が得られなくなる。また、ＨＡＺ靭性も悪くなる。好ましくは０．０７％以下である。
【００３２】
Ｓｉ：１．５％以下（０％を含まない）
Ｓｉは、母材を固溶強化するのに有用な元素であるが、過剰に添加すると母材靭性やＨＡＺ靭性が低下するため、１．５％以下とする。好ましくは０．８％以下である。なお、Ｓｉは少量の添加でもこうした作用を発揮するが、有効に発揮させるには０．１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．１５％以上である。
【００３３】
Ｔｉ：０．０５〜０．２５％
Ｔｉは、Ｃと化合して微細炭化物を形成し、母材の強度を高める元素である。こうした作用を有効に発揮させるには０．０５％以上含有させる必要がある。好ましくは０．１％以上である。しかしＴｉ含有量が０．２５％を超えて過剰に含有させると、微細炭化物が過剰に析出して母材靭性やＨＡＺ靭性を低下させるため、０．２５％以下とする。好ましくは０．２０％以下である。
【００３４】
Ｍｏ：０．１〜０．６％
Ｍｏは、Ｔｉと共に微細炭化物を形成して母材の強度を高める元素であり、こうした作用を有効に発揮させるには０．１％以上含有させる必要がある。好ましくは０．２％以上である。しかし過剰に含有させると、母材靭性とＨＡＺ靭性を低下させるため上限は０．６％とする。好ましくは０．４％以下である。
【００３５】
本発明に係る高強度鋼板は上記成分を含むものであり、更に必要に応じて他の元素を含んでいてもよい。例えば、
（１）Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
（２）Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
（３）Ｎ：０．００３５〜０．０１０％、
（４）Ｎｂおよび／またはＶを合計で０．００５〜０．０５％、
（５）Ｎｉ、ＣｕおよびＣｒよりなる群から選ばれる１種以上の元素を合計で０．１〜２％、
（６）Ｍｇおよび／またはＲＥＭを合計で０．００５％以下（０％を含まない）、
（７）Ｚｒ：０．０５〜０．２５％、
等を含むことができる。また、更に別の元素を含んでいてもよいが、通常残部は実質的にＦｅおよび不可避不純物（例えば、ＰやＳ、Ａｓなど）である。
【００３６】
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
Ｃａは、鋼中の介在物（例えば、ＭｎＳなど）の形状の異方性を低減する元素であり、母材靭性を高めることができる。こうした作用を有効に発揮させるには、０．０００５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．００１０％以上である。しかし過剰に含有させると、鋼中の清浄度を低下させ、また却って靭性を低下させるため、上限は０．００５％とすることが推奨される。より好ましくは０．００５０％以下、更に好ましくは０．００３０％以下である。このようにＣａを積極的に添加すれば、母材の靭性が向上するため、高強度・高靭性で、且つ、板厚方向における強度のバラツキも抑えた鋼板となる。
【００３７】
Ａｌ：０．０１〜０．１０％
Ａｌは、脱酸剤として有用な元素であり、こうした作用を発揮させるには、０．０１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０２％以上である。但し、過剰に含有させるとＨＡＺ靭性が低下するため、０．１０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０４％以下である。
【００３８】
Ｎ：０．００３５〜０．０１０％
Ｎは、Ｔｉと化合して窒化物を形成することによりＨＡＺ組織の旧γ粒径を微細にしてＨＡＺ靭性を高める元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、０．００３５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．００４０％以上である。但し、過剰に含有させると鋼中に固溶するＮ量が増大し、却ってＨＡＺ靭性が低下するため０．０１０％以下に抑えることが好ましい。より好ましくは０．０１００％以下、さらに好ましくは０．００８０％以下である。
【００３９】
Ｎｂおよび／またはＶを合計で０．００５〜０．０５％
ＮｂとＶは、炭化物を形成して母材の強度を高める元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、０．００５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０１０％以上である。但し、過剰に含有させると炭化物が粗大化して却って靭性が低下するため、上限は０．０５％とすることが望ましい。より好ましくは０．０５０％以下であり、さらに好ましくは０．０２５％以下である。ＮｂとＶは、それぞれ単独で使用してもその効果を充分発揮するし、併用しても構わない。ＮｂとＶを比べるとＮｂを好適に用いることができる。
【００４０】
Ｎｉ、ＣｕおよびＣｒよりなる群から選ばれる１種以上：合計で０．１〜２％
Ｎｉ、ＣｕおよびＣｒは、Ｍｎと同様の作用を有する元素であり、フェライト変態を制御するのに有用に作用する。こうした作用を有効に発揮させるには、０．１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．２％以上である。但し、過剰に含有させるとフェライト組織を形成しなくなり、靭性が劣化するため２％以下に抑えることが推奨される。より好ましくは２．０％以下であり、さらに好ましくは１．５％以下、特に好ましくは１．０％以下である。Ｎｉ、ＣｕおよびＣｒは、それぞれ単独で使用してもその効果を充分発揮するし、２種以上を併用しても構わない。
【００４１】
Ｍｇおよび／またはＲＥＭを合計で０．００５％以下（０％を含まない）
ＭｇとＲＥＭ（希土類元素）は、Ｃａと同様の作用を有する元素であり、鋼中の介在物（例えば、ＭｎＳなど）の形状の異方性を低減し、母材靭性を高める元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、０．０００５％以上含有させることが推奨される。しかし過剰に含有させると、鋼中の清浄度を低下させ、また靭性を低下させるため、上限は０．００５％とすることが好ましい。より好ましくは０．００５０％以下、さらに好ましくは０．００４０％以下である。ＭｇとＲＥＭは、それぞれ単独で使用してもその効果を充分発揮するし、併用しても構わない。
【００４２】
Ｚｒ：０．０５〜０．２５％
Ｚｒは、Ｔｉと共に微細炭化物を形成して母材の強度を高める元素であり、こうした作用を有効に発揮させるには０．０５％以上含有させることが望ましい。より好ましくは０．０６％以上である。但し、過剰に含有させると、母材靭性とＨＡＺ靭性を低下させるため上限は０．２５％とすることが好ましい。より好ましくは０．２０％以下である。
【００４３】
本発明に係る高強度鋼板は上記要件を満足するものであり、その製法は特に限定されない。例えば、次に挙げる方法を採用すれば、上記要件を満足する高強度鋼板を確実に製造できる。
【００４４】
即ち、上記成分組成を有する鋼を、熱間圧延した後、２℃／ｓｅｃ以下で７００℃まで冷却し、７００〜６００℃の温度域で３０秒間以上保持すればよい。熱間圧延後の冷却速度を２℃／ｓｅｃ以下で冷却することにより板厚方向における強度のバラツキを抑えることができる。上述したように、前記成分組成においてＭｎとＢを所定量添加しているため、熱間圧延終了時点から７００℃までを冷却速度２℃／ｓｅｃ以下で冷却してもフェライト変態を防止でき、その後７００〜６００℃の温度域で３０秒以上保持することによりベイナイト変態を防止しつつフェライト変態させることができる。そのため鋼中の金属組織はフェライトとなり、またフェライト相中には、Ｔｉを含む微細炭化物が分散析出するため、母材の強度も向上する。
【００４５】
以下、本発明の製法について順を追って説明する。
【００４６】
熱間圧延時の加熱温度は特に限定されず、公知の条件を採用できる。
【００４７】
圧延終了温度についても特に限定されないが、フェライト結晶粒を微細化するにはできるだけ低くすることが望ましく、Ａｒ3〜７５０℃とすればよい。７５０℃より高い温度で圧延を終了すると、フェライト結晶粒が粗大化して母材強度を低下させることがある。より好ましくは７２５℃以下である。但し、圧延終了温度がＡｒ3点を下回ると、フェライト結晶粒に異方性を生じ、母材の靭性を低下させるため、下限はＡｒ3点とする。より好ましくは７００℃以上である。
【００４８】
熱間圧延終了後は、上述したように、７００℃までを冷却速度２℃／ｓｅｃ以下で冷却する。このときの冷却は、空冷で行えばよい。
【００４９】
次に、７００〜６００℃の温度域での保持時間を３０秒以上とする。この温度域で保持することによりフェライト変態と微細炭化物の析出を同時に進行させることができる。但し、６００℃未満で保持すると、フェライト変態に時間がかかりすぎるために著しく長時間の保持が必要となり、生産性が落ちる。一方、７００℃を超える温度で保持すると、フェライト粒径が粗大化したり、炭化物が粗大化して長径が１０ｎｍ未満の微細にならない。そのため、母材の強度や靭性が低下する。本発明の製法では、この温度域で一定時間保持できればよく、この温度範囲内で昇温または降温しても構わない。
【００５０】
保持時間が３０秒未満では、フェライト変態と微細炭化物の析出が充分に進行しない。好ましくは１００秒以上、より好ましくは１５０秒以上、更に好ましくは１８０秒以上保持する。保持時間の上限は特に限定されないが、長すぎると生産性が低下するため上限は３０００秒程度である。
【００５１】
上記温度域で所定時間保持した後は冷却する。このときの冷却条件は特に限定されず、空冷すればよい。空冷時の冷却速度は０．２〜２℃／ｓｅｃ程度である。
【００５２】
本発明に係る高強度鋼板は、鋼板の厚みをｔとしたとき、深さｔ／２位置とｔ／４位置における引張強度が５９０ＭＰａ以上の高強度で、しかも引張強度の差が２５ＭＰａ以下となるため、鋼板の板厚方向における強度にバラツキが少ない。そのため本発明の高強度鋼板は、例えば、建築構造物や橋梁、船舶、海洋構造物などの大型構造物用の素材として有用である。特に、本発明の製法によれば、厚みが５０ｍｍ未満に限らず、例えば厚みが５０〜１００ｍｍ（特に６０〜８０ｍｍ）の厚板鋼板であっても板厚方向の強度を均一化できる。
【実施例】
【００５３】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００５４】
下記表１または２に示す成分組成の鋼（残部はＦｅおよび不可避不純物）を通常の方法で溶製し、得られた鋼を加熱して熱間圧延した後、１．０℃／ｓｅｃで７００℃まで冷却（空冷）した。次いで下記表３または表４に示す温度域で保持した後、冷却（空冷）して厚み：５０ｍｍの鋼板を得た。表３または表４に圧延終了温度と保持温度、保持時間を示す。
【００５５】
得られた鋼板の厚みをｔとしたとき、深さｔ／２位置とｔ／４位置から試験片を切り出し、鏡面研磨後にナイタール液で腐食したものを観察用サンプルとして用い、光学顕微鏡を用いて４００倍で金属組織を観察した。ナイタール液としては、アルコール（エタノール）と３％硝酸との混合液を用いた。その結果、下記表４に示したＮｏ．３６以外は、全ての鋼板について、深さｔ／２位置とｔ／４位置の金属組織はフェライト（本発明の効果を損なわない範囲でベイナイトを含む）であった。なお、フェライトには、グラニュラー・ベイニティック・フェライトも含まれている。一方、Ｎｏ．３６の金属組織はベイナイトであった。
【００５６】
また、得られた鋼板の深さｔ／２位置とｔ／４位置から試験片を切り出し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて１５万倍で観察した。観察視野（１μｍ2）内に認められる炭化物の組成を、ＴＥＭに付属しているＥＤＸで定量し、Ｔｉを含む長径が１０ｎｍ未満の炭化物の個数を測定した。観察視野は５箇所とし、長径が１０ｎｍ未満の微細炭化物が４００個以上の場合を合格（○）、４００個未満の場合を不合格（×）とした。結果を表３および表４に示す。
【００５７】
次に、得られた各鋼板について、下記の要領で母材特性（母材強度、母材靭性、ＨＡＺ靭性）を評価した。
【００５８】
引張試験
ＪＩＳ規格のＺ２２４１に準じて引張試験を行い、引張強さを測定して母材強度を評価した。引張試験用試験片は、各鋼板の板厚をｔとしたとき、深さｔ／４位置とｔ／２位置からＪＩＳ４号試験片を切り出したものを用いた。引張強さ（ＴＳ）は５９０ＭＰａ以上を合格と評価した。
【００５９】
また、深さｔ／４位置とｔ／２位置から採取した試験片のＴＳが共に５９０ＭＰａ以上であり、且つ強度差が２５ＭＰａ以下を満足する鋼板を、板厚方向の強度のバラツキが少ない（合格）と評価する。結果を表３および表４に併せて示す。
【００６０】
シャルピー衝撃試験
ＪＩＳ規格のＺ２２４２に準じて−２０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギーを測定して母材靭性を評価した。シャルピー衝撃試験用試験片は、各鋼板の板厚をｔとしたとき、深さｔ／４位置からＪＩＳ４号試験片を切り出したものを用いた。−２０℃における吸収エネルギーが、１００Ｊ以上の場合を合格と評価した。結果を表３および表４に併せて示す。
【００６１】
ＨＡＺ再現熱サイクル試験
ＨＡＺを模擬するために試験片に熱サイクルを加えた後、０℃でシャルピー試験を行い、吸収エネルギーを測定してＨＡＺ靭性を評価した。シャルピー衝撃試験用試験片としては、各鋼板の深さｔ／４位置からＪＩＳ４号試験片を切り出したものを１３５０℃に加熱して５秒間保持した後、８００〜５００℃の温度域を８０ｓｅｃ（冷却速度３．７５℃／ｓｅｃ）で冷却して用いた。０℃における吸収エネルギーが、４７Ｊ以上の場合を合格と評価した。結果を表３および表４に併せて示す。
【００６２】
【表１】
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【００６３】
【表２】
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【００６４】
【表３】
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【００６５】
【表４】
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【００６６】
表１〜４から次のように考察できる。Ｎｏ．１〜２０は、本発明で規定する要件を満足する例であり、母材の強度が高く、しかも鋼板の板厚方向における強度のバラツキが少ない。また、Ｃａを添加することにより、母材靭性が向上するため、高強度・高靭性で、且つ、板厚方向における強度のバラツキも抑制した鋼板となる。さらに、ＡｌやＮ等の元素を添加すれば、ＨＡＺ靭性も向上する。
【００６７】
一方、Ｎｏ．２１〜２３、Ｎｏ．２５〜２９、Ｎｏ．３２〜３６は、本発明で規定するいずれかの要件を満足しない例であり、母材の強度または靭性の少なくとも一方が低下している。例えば、Ｎｏ．３４の例では、深さｔ／４位置から切り出した試験片の強度は５９０ＭＰａ以上であるが、深さｔ／２位置から切り出した試験片の強度は５９０ＭＰａ未満であり、鋼板の板厚方向における強度にバラツキを生じている。
【００６８】
Ｎｏ．２４はＡｌ含有量、Ｎｏ．３０はＮ含有量が、夫々本発明で推奨する範囲から外れる例であり、ＨＡＺ靭性が低下している。Ｎｏ．３１はＣａ含有量が、本発明で推奨する範囲から外れる例であり、母材靭性が低下している。
【００６９】
表３のＮｏ．３のＴＥＭ写真を図面代用写真として図２〜４に示す。図２は７５００倍、図３は３００００倍、図４は１５００００倍で撮影した写真である。図４に矢印で示した点が、Ｔｉを含む長径１０ｎｍ未満の微細炭化物である。この微細炭化物は、図３や４から明らかなように、フェライト相中に線状に並ぶように析出している。
【図面の簡単な説明】
【００７０】
【図１】Ｍｎ量とＢ量が、熱間圧延後におけるフェライト変態またはベイナイト変態の開始時期に及ぼす影響を説明するための模式図である。
【図２】本発明の鋼板の断面を、透過型電子顕微鏡を用いて７５００倍で撮影した図面代用写真である。
【図３】本発明の鋼板の断面を、透過型電子顕微鏡を用いて３００００倍で撮影した図面代用写真である。
【図４】本発明の鋼板の断面を、透過型電子顕微鏡を用いて１５００００倍で撮影した図面代用写真である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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