(57)【要約】【課題】板厚が薄い場合であっても、全長に亘って高い一様伸び特性を有する耐衝撃性に優れた鋼板を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１６％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜１．６０％、Ｐ：０．０５％以下、およびＳ：０．０２％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板の表面から板厚方向に２００μｍまでの表層部におけるミクロ組織は、面積率で８０％以上のフェライト相を含み、前記表層部以外の中間部のミクロ組織は、面積率で８０％未満のフェライト相を含み、残部がベイナイト相およびパーライト相の一方または両方からなり、前記表層部における平均結晶粒径ＳＤ（μｍ）と、前記中間部における平均結晶粒径ＣＤ（μｍ）が、下記（１）式を満足するものとする。  ２．０≦ＳＤ／ＣＤ・・・（１）【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１６％、
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、
Ｍｎ：０．８０〜１．６０％、
Ｐ：０．０５％以下および
Ｓ：０．０２％以下
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有し、
鋼板の表面から板厚方向に２００μｍまでの表層部におけるミクロ組織は、面積率で８０％以上のフェライト相を含み、
前記表層部以外の中間部のミクロ組織は、面積率で８０％未満のフェライト相を含み、残部がベイナイト相およびパーライト相の一方または両方からなり、
前記表層部における平均結晶粒径ＳＤ（μｍ）と、前記中間部における平均結晶粒径ＣＤ（μｍ）が、下記（１）式を満足する鋼板。
記
２．０≦ＳＤ／ＣＤ・・・（１）
【請求項２】
前記成分組成は、さらに質量％で、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：２．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｖ：０．１％以下、
Ｔｉ：０．１％以下、
Ｂ：０．００５％以下、
Ｃａ：０．００５％以下および
Ｗ：０．０５％以下
の群より選択される１種または２種以上を含有する請求項１に記載の鋼板。
【請求項３】
請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼素材を９００〜１２００℃に加熱し、次いで累積圧下率が５０％以上の熱間圧延を施して鋼板とし、前記鋼板を冷却してからＡｃ1変態点以上Ａｃ3変態点未満の温度域に再加熱し、該再加熱された鋼板を３〜２０℃／ｓの平均冷却速度で４００℃〜６００℃の冷却停止温度まで冷却した後、焼入れを施す鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐衝撃性に優れる鋼板、特に、船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、タンクおよび建産機などの、構造上の安全性が強く求められる溶接構造物に好適に用いられる、衝突時の損傷を抑制能の高い鋼板並びに、その製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、タンクおよび建産機などの構造物に使用される鋼材に、該構造物の設計の合理化や鋼材使用重量の低減を目的として、高強度化および薄肉化した長尺材が適用されることが多くなってきている。このような鋼材においては、強度および靭性などの機械的性質や溶接性に優れていることに加えて、外力に対して構造物の構造安全性を担保するために衝撃エネルギー吸収能に優れることが要求される場合がある。
【０００３】
特に、船舶では上記の要求が高まっている。すなわち、船舶同士の衝突や座礁に伴う船体損傷があると、積荷や燃料等が流出し海洋汚染を引き起こす。そこで、このような被害を最小限にするための技術として、船体の二重構造化等の構造面からの取り組みが行われているものの、船の構造物全てにこのような構造を施すことは、作業性および製造コストの面からも現実的ではない。そのため、船体用鋼板自体にエネルギー吸収能を持たせて、船の衝突時に船体の破壊を防止することが望まれている。
【０００４】
ここで、特許文献１には、フェライト相の体積分率が板厚方向全域で７５％以上、硬さがＨｖ１４０以上１６０以下、平均結晶粒径が２μｍ以上４０μｍ以下、板厚方向中央部におけるフェライト相の体積分率に対する板厚方向表層部におけるフェライト相の体積分率の割合が０．９２５以上１．０００以下とすることにより、一様伸びを増加させて耐衝突性を向上させた鋼材が記載されている。
【０００５】
また、特許文献２には、オーステナイト単相域で累積圧下率３０〜９８％の圧延を行った後に加速冷却を実施し、その後空冷あるいは焼き戻し処理を行い、フェライトの面積率が８５％以上、フェライトの平均結晶粒径が５〜４０μｍ、フェライト粒内のセメンタイト粒子が個数密度で５００００個／ｍｍ2以下である、衝突エネルギーの吸収能を向上させた鋼板が記載されている。
【０００６】
また、特許文献３には、最終パス圧延（仕上圧延）後に加速冷却を行い、次いで一定温度に再加熱し再び加速冷却を行うことにより、フェライトの占積率、平均粒径および最大粒径、更には第２相のサイズを制御し、衝突吸収性を向上させた鋼材が記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特許第５９５３９５２号公報
【特許文献２】特許第４７７２９３２号公報
【特許文献３】特許第４４７６９２３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかし、特許文献１〜３に記載されている従来技術は、以下の問題がある。
すなわち、特許文献１に記載の方法では、圧延と加速冷却制御によるオンラインプロセスにより鋼板が製造されている。そのため、特に、板厚が２５ｍｍ以下である薄物長尺材では、熱間圧延時および加速冷却時において、鋼板先尾端での温度偏差が生じやすくなり、全長に亘って安定的な機械特性を得ることができない。
【０００９】
また、特許文献２及び３に記載された方法では、加熱、熱間圧延、加速冷却および熱処理を組み合わせることにより鋼板が製造されている。しかし、再加熱温度が再結晶温度以下の焼き戻し温度域にあるため、前述した熱間圧延に続く加速冷却後に、冷却偏差に起因して組織にばらつきが生じ、鋼板の全長に亘って安定的な機械特性を得ることができない。これらの傾向は、特に、板厚が２５ｍｍ以下と薄い場合に顕著である。
【００１０】
以上のように、従来は、鋼板の全長に亘って耐衝撃性を兼ね備えた鋼板を提供することが困難であった。
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、特に板厚が２５ｍｍ以下と薄い場合であっても、全長に亘って優れた耐衝撃性を有する鋼板およびその製造方法について提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは、熱間圧延によって製造される鋼板を対象に、耐衝撃性に及ぼす化学成分並びに製造条件の影響を詳細に検討し、以下の知見を得た。
（１）熱間圧延が終了し冷却された後の鋼板には、冷却偏差に起因する組織のばらつきが存在するが、この組織のばらつきは、２相域に再加熱することによって解消できる。
（２）板厚が薄い場合であっても、２相域での再加熱処理後の冷却パターンを制御することにより、板厚方向での粒径分布を制御でき、全長に亘って高い一様伸びを確保し耐衝撃性を担保できる。
【００１２】
本発明は上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨構成は、次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１６％、
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、
Ｍｎ：０．８０〜１．６０％、
Ｐ：０．０５％以下および
Ｓ：０．０２％以下
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有し、
鋼板の表面から板厚方向に２００μｍまでの表層部におけるミクロ組織は、面積率で８０％以上のフェライト相を含み、
前記表層部以外の中間部のミクロ組織は、面積率で８０％未満のフェライト相を含み、残部がベイナイト相およびパーライト相の一方または両方からなり、
前記表層部における平均結晶粒径ＳＤ（μｍ）と、前記中間部における平均結晶粒径ＣＤ（μｍ）が、下記（１）式を満足する鋼板。
記
２．０≦ＳＤ／ＣＤ・・・（１）
【００１３】
２．前記成分組成は、さらに質量％で、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：２．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｖ：０．１％以下、
Ｔｉ：０．１％以下、
Ｂ：０．００５％以下、
Ｃａ：０．００５％以下および
Ｗ：０．０５％以下
の群より選択される１種または２種以上を含有する前記１に記載の鋼板。
【００１４】
３．前記１または２に記載の成分組成を有する鋼素材を９００〜１２００℃に加熱し、次いで累積圧下率が５０％以上の熱間圧延を施して鋼板とし、前記鋼板を冷却してからＡｃ1変態点以上Ａｃ3変態点未満の温度域に再加熱し、該再加熱された鋼板を３〜２０℃／ｓの平均冷却速度で４００℃〜６００℃の冷却停止温度まで冷却した後、焼入れを施す鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、全長に亘って高い一様伸びを有する耐衝撃性に優れた鋼板を提供することができる。本発明の鋼板は、外力に対してのエネルギー吸収能が高いために、該鋼板を用いた構造物は構造体としての安全性が高まることになり、産業上極めて有用である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
次に、本発明の鋼板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態様を示すものであり、本発明は以下の説明によって何ら限定されるものではない。
［成分組成］
本発明の鋼板、および前記鋼板の製造に用いる鋼素材は、上述した成分組成を有する必要がある。該成分組成における各成分量の限定理由を以下に説明する。なお、以下の説明における「％」は、特に断らない限り「質量％」を表すものとする。
Ｃ：０．０５〜０．１６％
Ｃは、基地相（マトリクス）の硬さを増加させ、強度を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るためには、Ｃ含有量を０．０５％以上とすることが必要である。一方、Ｃ含有量が０．１６％を超えると、基地相の硬度が過度に上昇し、伸びが劣化する。このため、Ｃ含有量は０．１６％以下とする。好ましくは、０．０７〜０．１５％である。
【００１７】
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶して固溶強化により基地相の硬さを増加させる元素である。前記効果を得るためには、Ｓｉ含有量を０．１０％以上とする必要がある。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、基地相の硬度が過度に上昇し、延性、靭性が低下するとともに、局所変形に伴うボイドの発生起点となる介在物量が増加する。このため、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは、０．２０〜０．４０％である。
【００１８】
Ｍｎ：０．８０〜１．６０％
Ｍｎは、基地相の硬さを増加させ、強度を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るためには、Ｍｎ含有量を０．８０％以上とする必要がある。一方、Ｍｎ含有量が１．６０％を超えると、溶接性が低下することに加えて、基地相の硬度が過度に上昇する。このため、Ｍｎ含有量は、１．６０％以下とする。好ましくは、１．００〜１．５０％である。
【００１９】
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、不可避的不純物として鋼に含まれる元素である。Ｐは、粒界に偏析し、母材および溶接部の靱性を低下させるなど、悪影響を及ぼすため、できるだけ低減することが好ましいが、０．０５％以下の含有は許容できる。このため、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。一方、Ｐ含有量の下限は限定されないが、過度の低減は精錬コストの高騰を招くため、Ｐ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
【００２０】
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、不可避的不純物として鋼に含まれる元素である。Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物系介在物として鋼中に存在し、破壊の発生起点となるなど、悪影響を及ぼす元素であるため、できるだけ低減することが好ましいが、０．０２％以下の含有は許容できる。このため、Ｓ含有量は０．０２％以下とする。Ｓ含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。一方、Ｓ含有量の下限は限定されないが、過度の低減は精錬コストの高騰を招くため、Ｓ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
【００２１】
本発明の鋼板における成分組成は、上記成分を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物である。
なお、不可避的不純物としてＯ（酸素）およびＮが含有される場合は、Ｏ含有量を０．００５０％以下に、またＮ含有量を０．００５０％以下に抑制することが好ましい。すなわち、Ｏの含有量が０．００５０％を超えると、鋼板表面での介在物の存在割合が大きくなるため、介在物を起点としたき裂が発生しやすくなり、伸びが低下する虞れがある。同様に、不可Ｎの含有量が０．００５０％を超えると、鋼板表面での介在物の存在割合が大きくなるため、介在物を起点としたき裂が発生しやすくなる虞れがある。
【００２２】
さらに、本発明では、必要に応じて上記成分組成に加えて、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００５％以下、およびＷ：０．０５％以下からなる群より選択される１種または２種以上をさらに任意に含有することができる。
【００２３】
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、基地相の硬さを増加させるとともに、鋼板の耐候性を向上させる効果を有する元素であり、所望の特性に応じて任意に添加することができる。しかし、Ｃｕ含有量が１．０％を超えると溶接性が損なわれ、鋼材製造時に疵が生じやすくなる。従って、Ｃｕを添加する場合は、１．０％以下とする。より好ましくは、０．０１〜０．８％である。
【００２４】
Ｎｉ：２．０％以下
Ｎｉは、低温靭性や耐候性を向上させ、またＣｕを添加した場合の熱間脆性を改善する効果を有する元素であり、所望する特性に応じて任意に添加することができる。しかし、Ｎｉ含有量が２．０％を超えると溶接性が損なわれ、また、鋼材コストが上昇する。従って、Ｎｉを添加する場合は、２．０％以下とする。より好ましくは、０．０１〜１．５％である。
【００２５】
Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは、基地相の硬さを増加させ、また耐候性を向上させる効果を有する元素であり、所望する特性に応じて任意に添加することができる。しかし、Ｃｒ含有量が１．０％を超えると溶接性と靭性が損なわれる。従って、Ｃｒを添加する場合は、１．０％以下とする。より好ましくは、０．０１〜０．８％である。
【００２６】
Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏは、基地相の硬さを増加させる効果を有する元素であり、所望する特性に応じて任意に添加することができる。しかし、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると溶接性と靭性が損なわれる。従って、Ｍｏを添加する場合は、１．０％以下とする。より好ましくは、０．００１〜０．８％である。
【００２７】
Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは、熱間圧延時におけるオーステナイトの再結晶を抑制して細粒化するとともに、熱間圧延後の空冷過程において析出することで強度を上昇させる効果を有する元素であり、所望する特性に応じて任意に添加することができる。しかし、Ｎｂ含有量が０．１％を超えるとＮｂＣが多量に析出し、靭性が損なわれる。従って、Ｎｂを添加する場合は、０．１％以下とする。より好ましくは、０．００１〜０．０８％である。
【００２８】
Ｖ：０．１％以下
Ｖは、Ｎｂと同様、熱間圧延時におけるオーステナイトの再結晶を抑制して細粒化するとともに、熱間圧延後の空冷過程において析出することで強度を上昇させる効果を有する元素であり、所望する特性に応じて任意に添加することができる。しかし、Ｖ含有量が０．１％を超えるとＶＣが多量に析出し、靭性が損なわれる。従って、Ｖを添加する場合は、０．１％以下とする。より好ましくは、０．００１〜０．０８％である。
【００２９】
Ｔｉ：０．１％以下
Ｔｉは、窒化物形成傾向が強く、Ｎを固定して固溶Ｎを低減するため、母材および溶接部の靭性を向上させる効果を有する。また、Ｂを添加する場合には、Ｔｉを合わせて添加することにより、ＴｉがＮを固定し、ＢがＢＮとして析出してしまうことを抑制できる。その結果、Ｂの焼入れ性向上効果を助長して、強度をさらに向上させることができる。そのため、所望する特性に応じて任意に添加することができる。しかし、Ｔｉ含有量が０．１％を超えるとＴｉＣが多量に析出し、靭性が損なわれる。従って、Ｔｉを添加する場合は、０．１％以下とする。より好ましくは、０．００１〜０．０８％である。
【００３０】
Ｂ：０．００５％以下
Ｂは、微量の添加でも焼入れ性を著しく向上させ、強度を上昇させる効果を有する元素であり、所望する特性に応じて添加することができる。しかし、Ｂ含有量が０．００５％を超えるとその効果が飽和するだけでなく、溶接性を低下させる。従って、Ｂを添加する場合は、０．００５％以下とする。より好ましくは、０．０００１〜０．００４％である。
【００３１】
Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは、Ｓと結合し、圧延方向に長く伸びるＭｎＳ等の形成を抑制して、硫化物系介在物が球状を呈するように形態制御し、溶接部等の靭性向上に寄与するため、所望する特性に応じて添加することができる。しかし、Ｃａ含有量が０．００５％を超えるとその効果が飽和するだけでなく、鋼の清浄度が低下し、表面疵が多発し表面性状が低下する。従って、Ｃａを添加する場合は、０．００５％以下とする。より好ましくは、０．０００１〜０．００４％である。
【００３２】
Ｗ：０．０５％以下
Ｗは、基地相の硬さを増加させ、また耐候性を向上させるので、所望する特性に応じて添加することができる。しかし、Ｗ含有量が０．０５％を超えると溶接性の劣化、あるいは合金コストの上昇を招く。従って、Ｗを添加する場合は、０．０５％以下とする。より好ましくは、０．０００１〜０．０３％である。
【００３３】
［ミクロ組織］
次に、鋼板のミクロ組織を上記のように限定する理由について説明する。なお、ミクロ組織の説明における「％」は、特に断らない限り面積率を指すものとする。また、以下の説明における鋼板の「先端」とは、鋼板の圧延方向先端より尾端側へ５００ｍｍ入った位置と定義する。同様に、鋼板の「尾端」とは、該鋼板の圧延方向尾端より先端側へ５００ｍｍ入った位置と定義する。
【００３４】
・表層部組織
鋼板の表面から板厚方向に２００μｍまでの表層部（以下、単に表層部という）におけるミクロ組織は、面積率で８０％以上のフェライト相を含むものとする。すなわち、表層部に８０％以上のフェライトを生成させて鋼板の表層を軟化させることにより、鋼板の厚み方向の全域における伸び特性（以下、全厚での伸び特性という）を顕著に向上させることができる。なぜなら、表層部におけるフェライト相の面積率が８０％未満であると、ベイナイト相、パーライト相、マルテンサイト相、またはそれらの混合相からなる硬質な残部組織が多く存在することになる。その結果、表層部の硬度が増大し、所望とする全厚での伸び特性を得ることができない。また、引張強さが過大となる場合があり、やはり所望とする全厚での機械特性を得ることができない。
【００３５】
ここで、表層部におけるフェライト相の面積率は、該表層部におけるフェライト相の面積率の平均値を指すものとする。具体的には、後述する手法に従って測定することができる。かくして求められる表層部におけるフェライト相の面積率が８０％以上であるとは、上記した鋼板の先端、中央および尾端の３カ所における表層部のミクロ組織が各々８０％以上であることを意味する。すなわち、鋼板の先端、中央および尾端の３カ所における表層部のミクロ組織が上記条件を満たしていれば、鋼板の圧延方向の全長に亘って前記条件を満たしていることになる。換言すると、本発明の鋼板は、圧延方向の全長に亘って、表層部におけるフェライト相の面積率が８０％以上である。なお、以上の規定は、鋼板の両面における表層部が対象であることは勿論である。
【００３６】
前記表層部のミクロ組織におけるフェライト相以外の残部は、ベイナイト相、パーライト相、またはベイナイト相とパーライト相との混合層からなることが一般的である。
【００３７】
・中間部組織
鋼板の表面から板厚方向に２００μｍの位置と板厚の１／２の位置との間の中間部、すなわち前記表層部以外の部分である中間部（以下、単に「中間部」という）におけるミクロ組織を、面積率で８０％未満のフェライト相を含み、残部がベイナイト相、パーライト相、またはベイナイト相とパーライト相との混合層とする。板厚中央部のミクロ組織が前記条件を満たさない場合、所望の強度及び一様伸びを得ることができない。
【００３８】
ここで、中間部におけるフェライト相の面積率は、該中間部におけるフェライト相の面積率の平均値を指すものとする。具体的には、後述の実施例に記載した手法に従って求める。かくして求められる中間部におけるフェライト相の面積率が８０％未満であるとは、上記した鋼板の先端、中央および尾端の３カ所における中間部のミクロ組織が各々８０％未満であることを意味する。すなわち、鋼板の先端、中央および尾端の３カ所における中間部のミクロ組織が上記条件を満たしていれば、鋼板の圧延方向全長に渡って前記条件を満たしている。換言すると、本発明の鋼板は、圧延方向の全長に亘って、中間部のミクロ組織が、面積率で８０％未満のフェライト相を含み、残部がベイナイト相、パーライト相、またはベイナイト相とパーライト相との混合層である。
【００３９】
なお、上記表層部および中間部におけるミクロ組織は、後述の実施例に記載した方法で評価することができる。
【００４０】
［結晶粒径］
本発明の鋼板は、上記成分組成およびミクロ組織を有することに加えて、表層部における平均結晶粒径ＳＤ（μｍ）と、中間部における平均結晶粒径ＣＤ（μｍ）とが、下記（１）式を満足することが肝要である。
２．０≦ＳＤ／ＣＤ・・・（１）
上記（１）式の条件を満足することにより、特に、全厚での伸び特性に優れることが求められる薄物において、伸び特性が向上する。すなわち、ＳＤ／ＣＤが２．０未満であると、次のような問題がある。例えば、板厚中央部の結晶粒が粗大である結果、ＳＤ／ＣＤが２．０未満となる場合、結晶粒が大きい板厚中央部では局所的に脆性が低い領域が発生するため、脆性き裂あるいは延性破壊起点となるボイドが発生しやすくなる。また、表層部の結晶粒が微細である結果、ＳＤ／ＣＤが２．０未満となる場合、表層部の結晶粒が微細化により硬化するため、全厚引張試験における伸びが低下すると共に、引張強さが所望よりも過大となる。そのため、ＳＤ／ＣＤを２．０以上とする。好ましくは、２．２以上である。
【００４１】
また、表層部における平均結晶粒径ＳＤは、１０〜２００μｍであることが好ましい。表層部における平均結晶粒径ＳＤが１０μｍ未満である場合には、細粒化に伴う降伏応力の上昇により引張強さが所望よりも過大となる。また、ＳＤが２００μｍを超える場合には、局所的に脆性が低い領域が発生するため、脆性き裂あるいは延性破壊起点となるボイドが発生しやすくなる。
同様に、中間部における平均結晶粒径ＣＤは、５〜５０μｍであることが好ましい。
中間部における平均結晶粒径ＣＤが５μｍ未満である場合には、細粒化に伴う降伏応力の上昇により引張強さが所望よりも過大となる。また、ＳＤが５０μｍを超える場合には、局所的に脆性が低い領域が発生するため、脆性き裂あるいは延性破壊起点となるボイドが発生しやすくなる。
【００４２】
本発明においては、鋼板の圧延方向における先端、中央および尾端の３カ所すべてにおいて、上記（１）式の条件を満たすものとする。すなわち、鋼板の先端、中央および尾端の３カ所が上記（１）式の条件を満たしていれば、鋼板の圧延方向の全長に亘って前記条件を満たしている。なお、上記ＳＤおよびＣＤは、後述の実施例に記載した方法で測定することができる。
【００４３】
［引張強さ］
鋼板の引張強さ（ＴＳ）は、特に限定されないが、４４０ＭＰａ以上であることが好ましい。また、ＴＳの上限も特に限定されないが、例えば、ＪＩＳにおける４９０ＭＰａ（５０ｋｇｆ／ｍｍ2）級とする場合には、ＴＳを６１０ＭＰａ以下とすればよい。また、ＪＩＳにおける５７０ＭＰａ（６０ｋｇｆ／ｍｍ2）級とする場合には、ＴＳの上下限をそれぞれ５７０ＭＰａおよび７２０ＭＰａとすればよい。本発明においては、鋼板の圧延方向における先端、中央および尾端の３カ所すべてにおいて、上記ＴＳの条件を満たすことが好ましい。すなわち、鋼板の先端、中央および尾端の３カ所が前記条件を満たしていれば、鋼板の圧延方向全長に渡って前記条件を満たしている。なお、前記ＴＳは、実施例に記載の方法で測定することができる。
【００４４】
［板厚］
本発明における「鋼板」とは、本技術分野における通常の定義に従い、厚さ６ｍｍ以上の鋼板を指すものとする。一方、本発明における鋼板の板厚の上限は特に限定されず、任意の値とすることができる。しかし、先に述べたように鋼板の先尾端での温度偏差が大きくなりやすく、また全厚での伸び特性に優れることが求められる薄物において、本発明の効果は特に顕著となる。そのため、鋼板の板厚は、２５ｍｍ以下とすることが好ましく、２０ｍｍ以下とすることがより好ましい。
【００４５】
［製造方法］
本発明の一実施形態においては、上述した成分組成を有する鋼素材に対し、下記の処理を順次施すことによって鋼板とする。
（１）加熱
（２）熱間圧延
（３）冷却
（４）再加熱
（５）冷却
（６）焼入れ
【００４６】
［鋼素材］
上記鋼素材としては、上記成分組成を有し、熱間圧延が可能なものであれば任意のものを用いることができるが、通常は鋼スラブとすればよい。例えば、前記成分組成を有する溶鋼を、転炉等の手段により溶製し、連続鋳造法等の鋳造方法で、スラブ等の鋼素材とすることができる。また、造塊−分解圧延法によりスラブ等の鋼素材とすることもできる。
【００４７】
［加熱］
上記成分組成を有する鋼素材を、９００〜１２００℃に加熱する。加熱温度が９００℃未満であると、次の熱間圧延工程における鋼素材の変形抵抗が高くなり、熱間圧延機への負荷が増大し、熱間圧延が困難になる。そのため、加熱温度は９００℃以上とする。前記加熱温度は９５０℃以上とすることが好ましい。一方、前記加熱温度が１２００℃を超えると、鋼板の中間部の結晶粒が粗大化して靱性が低下するだけでなく、スラブ表面の酸化が著しくなり、地鉄−スケール界面の凹凸が鋭くなるため、製品後も表面の凹凸が残りやすくなる。このような表面の凹凸は、応力集中により延性破壊の発生起点となる虞がある。そのため、前記加熱温度は１２００℃以下とする。好ましくは、１１５０℃以下とする。
【００４８】
なお、連続鋳造などの方法によって鋼素材（スラブ）を製造した場合、当該スラブは、冷却することなく直接上記加熱工程に供してもよく、冷却したのちに上記加熱工程に供してもよい。また、加熱方法は特に限定されないが、例えば、常法にしたがい、加熱炉で加熱することができる。
【００４９】
［熱間圧延］
次いで、加熱された前記鋼素材を熱間圧延して鋼板とする。その際、製品鋼板の基本性能である靭性を確保するため、鋼板の中間部において、オーステナイト粒の微細化を通じてフェライト粒を微細化する必要がある。そこで、熱間圧延における累積圧下率を５０％以上とする。すなわち、累積圧下率が５０％未満の場合は、鋼板の中間部のフェライト粒が微細化せず、局所的に脆性が低い領域が発生し、脆性き裂が発生しやすくなる。熱間圧延工程に関する他の条件は特に限定されない。
【００５０】
［冷却］
次に、熱間圧延終了後の鋼板を冷却する（第１の冷却工程）。前記冷却工程では、室温まで冷却することが好ましい。なお、前記冷却は、任意の方法、例えば、空冷または加速冷却により行うことができる。
【００５１】
［再加熱］
次いで、冷却された前記鋼板を、Ａｃ1変態点以上Ａｃ3変態点未満の温度（再加熱温度）に再加熱する。このようにフェライトとオーステナイトとの２相域に加熱することにより、加熱前の熱延板組織を損なうことなく、熱間圧延において鋼板全長にわたって導入された冷却偏差に起因する機械的特性のばらつきを解消することができる。再加熱温度がＡｃ3点以上であると、熱延板組織のうち中間部のオーステナイトが成長して粗大化する結果、局所的に靭性が低い領域が発生し、脆性き裂あるいは延性破壊起点となるボイドが発生しやすくなる。一方、再加熱温度がＡｃ1点未満であると、熱延板組織の表層が適度に粗大化せず、表層部の軟質化による全厚伸びの向上効果が得られない。
【００５２】
なお、Ａｃ1変態点は、下記（２）式により求めることができる。
Ａｃ1（℃）＝７２３＋２２×Ｓｉ−１４×Ｍｎ−１４．４×Ｎｉ＋２３．３×Ｃｒ…（２）
また、Ａｃ3変態点は、下記（３）式により求めることができる。
Ａｃ3（℃）＝９１２．０−２３０．５×Ｃ＋３１．６×Ｓｉ−２０．４×Ｍｎ−３９．８×Ｃｕ−１８．１×Ｎｉ−１４．８×Ｃｒ＋１６．８×Ｍｏ…（３）
ここで、上記（２）、（３）式における元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味し、当該元素が含有されていない場合にはゼロとする。
【００５３】
なお、上記再加熱処理においては、前記再加熱温度まで加熱した後、当該温度に保持することが好ましい。その際、保持時間が１０分未満であると、オーステナイト相への変態が鋼板全長に亘って開始されず、一部の領域で焼入性が著しく低下する場合がある。そのため、保持時間は１０分以上とすることが好ましい。
【００５４】
［冷却］
上記再加熱工程で再加熱された鋼板を、４００℃〜６００℃の冷却停止温度まで冷却する（第２の冷却工程）。その際、平均冷却速度を３〜２０℃／ｓとする。すなわち、前記平均冷却速度が３℃／ｓ未満であると、パーライトがバンド状に生成し、バンド組織に沿った延性き裂が生じやすくなるため、伸びが低下する。また、前記平均冷却速度が３℃／ｓ未満であると、鋼板の中間部においてフェライトが過剰に生成し鋼板全体が軟質化し所望の機械特性を得ることが出来ない。一方、前記平均冷却速度が２０℃／ｓを超える場合、鋼板の表層部の結晶粒が微細化し硬化するため、全厚引張試験における伸びが低下する。また、冷却停止温度が４００℃未満の場合は、板厚中央部においてフェライトが過剰に生成するため鋼板全体が軟質化し、所望の機械特性を得ることが出来ない。一方、冷却停止温度が６００℃を超える場合、その後の焼入れ工程にて鋼板表層の結晶粒が微細化し硬化する、あるいは硬質なベイナイトやマルテンサイトが過剰に生成するため、全厚引張試験における伸びが低下する。
【００５５】
［焼入れ］
上記冷却停止温度まで冷却された前記鋼板に焼入れを施す。上記冷却停止から焼入れ開始までの間隔が開くと、フェライト相以外の第２相の硬度低下をまねくことから、冷却停止から焼入れ開始までの時間は60秒以内とすることが好ましい。より好ましくは、30秒以内とする。なお、焼入れは、特に限定されることなく、任意の条件で行うことができる。例えば、焼入れ温度は、４００〜６００℃の範囲とし、Ｍｆ点以下の温度、好ましくは２００℃以下まで水冷する。
【００５６】
なお、Ｍｆ点は、例えば、下記（４）式により求めることができる。
Ｍｆ（℃）＝４１０．５−４０７．３×Ｃ−７．３×Ｓｉ−３７．８×Ｍｎ−２０．５×Ｃｕ−１９．５×Ｎｉ−１９．８×Ｃｒ−４．５×Ｍｏ…（４）
ここで、上記（４）式における元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味し、当該元素が含有されていない場合にはゼロとする。
【実施例】
【００５７】
以下、本発明の効果を実施例に基づいて具体的に説明するが、本発明はこれら実施例に限定されるものではない。
表１に示す組成の溶鋼を溶製し、鋼素材（スラブ）とした。なお、表１に示したＡｃ1点、Ａｃ3点およびＭｆ点の値は、それぞれ上述した（２）、（３）および（４）式に従って求めた値である。
【００５８】
次に、得られたスラブに対し、表２に示す条件で加熱および熱間圧延を施し、全長２０ｍで、表２に示す板厚の鋼板とした。その後、前記鋼板を室温まで冷却し、表２に示す再加熱温度まで再加熱し、３０分間保持した。次いで、鋼板の両面に冷却水をスプレーし、表２に示す平均冷却速度で冷却停止温度まで冷却後、焼入れ処理を施した。前記焼入れ処理では、前記冷却停止温度から２００〜１５０℃まで水冷した。
なお、比較のため、一部の比較例（表２のＮｏ．２０）では再加熱後に本発明の条件を満たす冷却を行うこと無く、すぐに焼入れを行った。前記比較例における焼入れ条件は、平均冷却速度４４．０℃／ｓ、冷却停止温度１１０℃とした。
【００５９】
得られた鋼板について、引張試験およびミクロ組織観察を実施した。鋼板全長での特性を評価するため、試験片は鋼板の圧延方向における先端、中央および尾端のそれぞれから採取した。試験方法は次の通りである。なお、前記先端および尾端における試験片は、鋼板の圧延方向端部より５００ｍｍ入った位置から採取した。
（１）引張試験
鋼板の幅中央部から板幅方向が引張方向と一致するように採取したＪＩＳ Ｚ ２２０１ １Ｂ号の全厚試験片を用いて引張試験を実施し、引張強さ（ＴＳ）および全厚伸びを求めた。引張強さは４４０ＭＰａ以上を合格とした。伸び特性は２０％以上を合格とした。
【００６０】
（２）ミクロ組織観察
以下の手順でミクロ組織を観察し、表層部におけるフェライト相の面積率、中間部におけるフェライト相の面積率、および中間部におけるフェライト相以外の残部組織を評価した。
まず、得られた鋼板から、観察面が圧延方向に垂直な断面（板厚方向断面）となるように組織観察用試験片を採取し、鏡面となるまで研磨した後、腐食液（硝酸メタノール溶液）で腐食し、光学顕微鏡（倍率：４００倍）を用いて、鋼板表面から板厚方向に板厚中央位置（１／２位置）まで観察し、画面が連続するように撮像した。得られた組織写真を用い、画像解析により相を同定し、フェライト相の面積率を算出した。前記フェライト相の面積率としては、鋼板の表層部におけるフェライト相の面積率の平均値と、中間部におけるフェライト相の面積率の平均値とを共に求めた。
【００６１】
さらに、上記ミクロ組織観察において得た組織写真から、線分法を用いて、表層部における平均結晶粒径ＳＤ（μｍ）と、中間部における平均結晶粒径ＣＤ（μｍ）を算出した。得られたＳＤおよびＣＤを用いて、結晶粒径の比ＳＤ／ＣＤを算出した。
【００６２】
得られた結果を表３に示す。なお、板厚中央部におけるフェライト相以外の残部組織については、鋼板の圧延方向における先端、中央および尾端で同一であったため、まとめて記載している。
【００６３】
本発明の条件を満たす発明例においては、鋼板全長にわたって高い一様伸びを有する耐衝撃性に優れた鋼板が得られた。一方、本発明の条件を満たさない比較例では、鋼板の先端、中央および尾端の少なくとも一つの位置において、全厚での伸び特性に劣っていた。
【００６４】
【表１】
2019147987.tif 000002
【００６５】
【表２】
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【００６６】
【表３】
2019147987.tif 000004