(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．１〜０．３５％、Ｍｎ：１．０〜１．６％、Ａｌ：０．０２％以下（０％は除外）、Ｎｉ：０．７〜２．０％、Ｃｕ：０．４〜０．９％、Ｔｉ：０．００３〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００３〜０．０２％、Ｐ：０．０１％以下（０％は除外）、Ｓ：０．００５％以下、残部Ｆｅ及び不可避な不純物からなり、［Ｍｎ］＋５．４［Ｓｉ］＋２６［Ａｌ］＋３２．８［Ｎｂ］＜４．３を満たし、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ａｌ］及び［Ｎｂ］はＭｎ、Ｓｉ、Ａｌ及びＮｂの重量％単位含量を意味し、
微細組織が、面積分率で、９９％以上のアシキュラー（ａｃｉｃｕｌａｒ）フェライト及び１％以下の島状オーステナイト／マルテンサイト（Ｍ＆Ａ）を含み、引張強度が４９０ＭＰａ以上、−１４０℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーが３００Ｊ以上、軟性−脆性遷移温度（ＤＢＴＴ）が−１４０℃以下である、極低温靭性に優れた高強度鋼板。
【請求項２】
結晶粒界方位が１５°以上である有効結晶粒が前記微細組織において７０面積％以上、前記有効結晶粒のうちサイズが１０μｍ以下である結晶粒が前記微細組織において７０面積％以上である、請求項１に記載の極低温靭性に優れた高強度鋼板。
【請求項３】
前記有効結晶粒の平均サイズが３〜７μｍである、請求項１または２に記載の極低温靭性に優れた高強度鋼板。
【請求項４】
重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．１〜０．３５％、Ｍｎ：１．０〜１．６％、Ａｌ：０．０２％以下（０％は除外）、Ｎｉ：０．７〜２．０％、Ｃｕ：０．４〜０．９％、Ｔｉ：０．００３〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００３〜０．０２％、Ｐ：０．０１％以下（０％は除外）、Ｓ：０．００５％以下、残部Ｆｅ及び不可避な不純物からなり、［Ｍｎ］＋５．４［Ｓｉ］＋２６［Ａｌ］＋３２．８［Ｎｂ］＜４．３を満たし、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ａｌ］及び［Ｎｂ］はＭｎ、Ｓｉ、Ａｌ及びＮｂの重量％単位含量を意味する鋼スラブに対し、
鋼スラブを１０５０〜１１８０℃において加熱する加熱段階と、
オーステナイト再結晶温度（Ｔｎｒ）以上の温度において４回以上のパス数で圧延し、最後の２パスは、それぞれのパス当たり１５〜２５％の圧下率で圧延する第１圧延段階と、
Ａｒ３〜Ｔｎｒの温度範囲において累積圧下率が合計５０〜６０％になるように仕上げ圧延する第２圧延段階と、
鋼板の厚さをｔとするとき、ｔ／４である地点を基準に８〜１５℃／ｓの冷却速度で３２０〜３８０℃まで冷却する冷却段階と
を含む、極低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、極低温靭性に優れた高強度鋼板及びその製造方法に関するもので、より詳細には、船舶、海洋構造物などの構造用鋼材または多目的タンク用鋼材のような極低温環境に適用される場合でも、優れた衝撃靭性を有する高強度鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
船舶、海洋構造物などの構造用鋼材や二酸化炭素、アンモニア、ＬＮＧなどの多種液化ガスが混在する多目的タンク用厚鋼板は、その使用環境が非常に過酷である。このため、強度が非常に重要視され、従来では、強度を向上させるために、主に硬化能を向上させる元素を添加して冷却時に低温変態相を形成することで鋼板の硬度及び強度を向上できる技術が提案された。
【０００３】
しかし、上記の通り、マルテンサイトのような低温変態組織が鋼板内部に形成されると、鋼板内部の残留応力によって鋼板の靭性が極めて劣悪になる可能性があるという問題があった。即ち、鋼板の強度及び靭性は、従来では、両立することが困難である２つの物性で、鋼板の強度が増加すると靭性は減少するという考えが一般的であった。
【０００４】
上記海洋構造用鋼材やタンク用鋼材は、強度のみならず、低温における靭性が非常に重要視される。まず、海洋構造用鋼材は、温暖地域における資源枯渇に伴い、海上石油ガス資源が豊かな北極のような寒冷地域にその使用環境が次第に移動しつつある。これにより、従来の低温靭性に優れた高強度鋼板のみでは、上記のような過酷化する極低温環境に耐えることが困難になる。
【０００５】
また、多目的タンク用厚鋼板もタンクの中が非常に低い液化温度の液化ガスで満たされているため、これを運搬、保存する鋼板は上記液化温度よりさらに低い温度においても靭性が確保されなければならない。例えば、アセチレン及びエチレンの液化温度はそれぞれ−８２℃及び−１０４℃であるため、このような使用環境においても極低温に優れた靭性を有する高強度鋼板が必要となる。
【０００６】
上記タンク用鋼板の低温靭性を確保するために、従来では、Ｎｉを６〜１２重量％添加したり、焼入れテンパリングなどの処理を通じて微細組織を制御する方法などが用いられたが、上記方法には高価な製造費用及び生産性の低下という限界があった。
【０００７】
低炭素鋼においても、これまでに確保できる低温靭性に優れた鋼板は−６０℃程度において低温靭性が確保できる程度で、最近の船舶、海洋構造物などの極低温での使用環境を考慮するとき、現在確保可能な低温靭性に優れた鋼板でそのニーズを満たすことは困難な状況にある。これにより、−６０℃未満の極低温において優れた靭性が確保できる高強度鋼板に対する研究が非常に切実である。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明の一側面は、極低温においても使用可能な鋼材を提供するために、強度に優れ、−６０℃未満の極低温において靭性を確保することができる極低温靭性に優れた高強度鋼板及びその製造方法を提供する。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．１〜０．３５％、Ｍｎ：１．０〜１．６％、Ａｌ：０．０２％以下（０％は除外）、Ｎｉ：０．７〜２．０％、Ｃｕ：０．４〜０．９％、Ｔｉ：０．００３〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００３〜０．０２％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００５％以下、残部Ｆｅ及び不可避な不純物を含み、［Ｍｎ］＋５．４［Ｓｉ］＋２６［Ａｌ］＋３２．８［Ｎｂ］＜４．３を満たし、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ａｌ］及び［Ｎｂ］はＭｎ、Ｓｉ、Ａｌ及びＮｂの重量％単位含量を意味する極低温靭性に優れた高強度鋼板を提供する。
【００１０】
このとき、上記鋼板の微細組織は、面積分率で、９９％以上のアシキュラー（ａｃｉｃｕｌａｒ）フェライト及び１％以下の島状オーステナイト／マルテンサイト（Ｍ＆Ａ）を含むことが好ましい。
【００１１】
また、結晶粒界方位が１５°以上である有効結晶粒が上記微細組織において７０面積％以上、上記有効結晶粒のうちサイズが１０μｍ以下である結晶粒が上記微細組織において７０面積％以上であることがより好ましい。
【００１２】
このとき、上記有効結晶粒の平均サイズが３〜７μｍであることが好ましい。
【００１３】
また、上記鋼板は、引張強度が４９０ＭＰａ以上、−１４０℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーが３００Ｊ以上、軟性−脆性遷移温度（ＤＢＴＴ）が−１４０℃以下であることがより好ましい。
【００１４】
また、本発明の他の一側面は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．１〜０．３５％、Ｍｎ：１．０〜１．６％、Ａｌ：０．０２％以下（０％は除外）、Ｎｉ：０．７〜２．０％、Ｃｕ：０．４〜０．９％、Ｔｉ：０．００３〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００３〜０．０２％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００５％以下、残部Ｆｅ及び不可避な不純物を含み、［Ｍｎ］＋５．４［Ｓｉ］＋２６［Ａｌ］＋３２．８［Ｎｂ］＜４．３を満たし、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ａｌ］及び［Ｎｂ］がＭｎ、Ｓｉ、Ａｌ及びＮｂの重量％単位含量を意味する鋼スラブに対し、鋼スラブを１０５０〜１１８０℃において加熱する加熱段階と、オーステナイト再結晶温度（Ｔｎｒ）以上の温度において４回以上のパス数で圧延する第１圧延段階と、Ａｒ３〜Ｔｎｒの温度範囲において仕上げ圧延する第２圧延段階と、冷却する冷却段階と、を含む極低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法を提供する。
【００１５】
このとき、上記第１圧延段階において、最後の２パスは、それぞれパス当たり１５〜２５％の圧下率で圧延することが好ましい。
【００１６】
また、上記第２圧延段階は、累積圧下率が合計５０〜６０％になるようにすることがより好ましい。
【００１７】
なお、上記冷却段階は、鋼板の厚さをｔとするとき、ｔ／４である地点を基準に８〜１５℃／ｓの冷却速度で３２０〜３８０℃まで冷却することが好ましい。
【発明の効果】
【００１８】
本発明の一側面によると、船舶、海洋構造物などの構造用鋼材や液化ガスを保存、運搬するタンク用鋼材を極低温の環境で使用しても優れた靭性を確保することができ、引張強度が４９０ＭＰａ以上である高強度を確保することができるようになる。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】発明例の鋼板温度によるシャルピー衝撃吸収エネルギーの変化をグラフに示したものである。
【図２】発明例による鋼板の微細組織写真を示したものである。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．１〜０．３５％、Ｍｎ：１．０〜１．６％、Ａｌ：０．０２％以下（０％は除外）、Ｎｉ：０．７〜２．０％、Ｃｕ：０．４〜０．９％、Ｔｉ：０．００３〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００３〜０．０２％、Ｐ：０．０１％以下（０％は除外）、Ｓ：０．００５％以下、残部Ｆｅ及び不可避な不純物を含み、［Ｍｎ］＋５．４［Ｓｉ］＋２６［Ａｌ］＋３２．８［Ｎｂ］＜４．３を満たし、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ａｌ］及び［Ｎｂ］はＭｎ、Ｓｉ、Ａｌ及びＮｂの重量％単位含量を意味する極低温靭性に優れた高強度鋼板を提供する。
【００２１】
まず、上記成分系及び組成範囲について説明する（重量％）。
【００２２】
炭素（Ｃ）：０．０２〜０．０６％
【００２３】
Ｃは、強度及び微細組織の形成において最も重要な成分で、強度を確保するために、０．０２％以上添加されなければならない。但し、その量が過度に多いと、低温靭性を低下させ、ＭＡ組織を形成して溶接熱影響部の靭性低下をもたらすため、その上限を０．０６％に制限することが好ましい。
【００２４】
シリコン（Ｓｉ）：０．１〜０．３５％
【００２５】
Ｓｉは、脱酸剤として添加される元素で、脱酸作用のために、０．１％以上添加されることが好ましいが、その含量が０．３５％を超過すると、靭性または溶接性が低下するため、Ｓｉの含量を０．１〜０．３５％に制御することが好ましい。
【００２６】
マンガン（Ｍｎ）：１．０〜１．６％
【００２７】
Ｍｎは、固溶強化によって強度を向上させ、結晶粒微細化及び母材靭性を改善させるために添加される元素で、上記効果を十分に得るためには、１．０％以上添加されることが好ましい。但し、上記添加量が１．６％を超過する場合は、硬化能の増加によって溶接部の靭性を低下させる可能性があるため、Ｍｎの添加量を１．０〜１．６％に制御することが好ましい。
【００２８】
アルミニウム（Ａｌ）：０．０２％以下（０％は除外）
【００２９】
Ａｌは、効果的に脱酸することができる元素であるが、少ない量でもＭＡの形成を助長する可能性があるため、その上限を０．０２％に制限することが好ましい。
【００３０】
ニッケル（Ｎｉ）：０．７〜２．０％
【００３１】
Ｎｉは、母材の強度及び靭性をともに向上させることができる元素で、上記効果を十分に得るためには、０．７％以上添加することが好ましい。但し、高価の元素で、その量が過度に多いと溶接性が劣化する可能性があるため、その上限を２．０％に制限することが好ましい。
【００３２】
銅（Ｃｕ）：０．４〜０．９％
【００３３】
Ｃｕは、固溶強化及び析出強化によって母材の靭性低下を最小限にするとともに、強度を増加させることができる元素で、十分な強度向上の効果を達成するためには、０．４％程度含有されることが好ましい。但し、過度な添加は表面不良をもたらす可能性があるため、その上限を０．９％に制限することが好ましい。
【００３４】
チタニウム（Ｔｉ）：０．００３〜０．０１５％
【００３５】
Ｔｉは、Ｎと窒化物を形成してＨＡＺ部の結晶粒を微細化することでＨＡＺ靭性を改善させる効果を有する。このような効果を十分に確保するためには、０．００３％以上添加することが好ましい。但し、その量が過度に多いと、上記窒化物が粗大化されるなど、低温靭性が悪化するため、０．０１５％以下に制御されることが好ましい。よって、Ｔｉの添加量は０．００３〜０．０１５％に制御することが好ましい。
【００３６】
ニオブ（Ｎｂ）：０．００３〜０．０２％
【００３７】
Ｎｂは、ＮｂＣ、ＮｂＣＮの形態に析出されて母材強度を大きく向上させ、フェライト、ベイナイトの変態を抑制して結晶粒を微細化する。このようなＮｂの添加効果を十分に得るためには、０．００３％以上添加されなければならない。但し、その量が過度に多いと、ＨＡＺ靭性の低下をもたらすため、その上限を０．０２％に制限することが好ましい。
【００３８】
リン（Ｐ）：０．０１％以下（０％は除外）
【００３９】
Ｐは、強度向上及び耐食性に有利な元素であるが、衝撃靭性を大きく阻害する元素であることから、できる限り低くすることが有利になるため、その上限を０．０１％にすることが好ましい。
【００４０】
硫黄（Ｓ）：０．００５％以下
【００４１】
Ｓは、ＭｎＳなどを形成して衝撃靭性を大きく阻害するため、できる限り減らすことが好ましいが、最小限に０．００５％を超過しないようにすることが好ましい。
【００４２】
また、上記成分系は、さらに［Ｍｎ］＋５．４［Ｓｉ］＋２６［Ａｌ］＋３２．８［Ｎｂ］＜４．３を満たさなければならず、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ａｌ］及び［Ｎｂ］はＭｎ、Ｓｉ、Ａｌ及びＮｂの重量％単位含量を意味する。Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ及びＮｂは、島状オーステナイト／マルテンサイト（Ｍ＆Ａ）の形成に影響を及ぼす成分で、［Ｍｎ］＋５．４［Ｓｉ］＋２６［Ａｌ］＋３２．８［Ｎｂ］の値が４．３以上になると、Ｍ＆Ａ組織の形成を助長して極低温における靭性を低下させるようになる。よって、極低温靭性を確保するためには、必ず上記関係式を満たす必要がある。
【００４３】
このとき、上記鋼板の微細組織は、面積分率で、９９％以上のアシキュラー（ａｃｉｃｕｌａｒ）フェライトと、１％以下の島状オーステナイト／マルテンサイト（Ｍ＆Ａ）と、を含むことが好ましい。まず、本発明において提供される鋼板内部の微細組織は、アシキュラー（ａｃｉｃｕｌａｒ）フェライトを主要組織として有し、島状オーステナイト／マルテンサイト（Ｍ＆Ａ）を第２相組織として有する。アシキュラー（ａｃｉｃｕｌａｒ）フェライトが強度に優れているのに対し、島状オーステナイト／マルテンサイト（Ｍ＆Ａ）組織は靭性を阻害する原因になり得るため、上記第２相組織を１％以下に制限することがより好ましい。
【００４４】
また、結晶粒界方位が１５°以上である有効結晶粒が上記微細組織において７０面積％以上、上記有効結晶粒のうちサイズが１０μｍ以下である結晶粒が上記微細組織において７０面積％以上であることがより好ましい。まず、鋼の物性に影響を及ぼす決定的な要素は、結晶粒界方位が１５°以上である有効結晶粒であるため、このような有効結晶粒が微細組織において７０面積％以上含まれていることが好ましい。
【００４５】
また、このような鋼の物性に重要な影響を及ぼす有効結晶粒のうちサイズが１０μｍ以下であるものが微細組織において７０面積％以上であることが好ましい。これは、アシキュラー（ａｃｉｃｕｌａｒ）フェライトの結晶粒サイズが衝撃靭性と密接な関係にあるが、そのサイズが小さいほど衝撃靭性は大きくなる。これにより、有効結晶粒のうちサイズが１０μｍ以下である微細組織が７０面積％以上で十分に含まれる場合、鋼の靭性を確保するのに非常に有利になり得る。
【００４６】
特に、本発明による鋼板の微細組織は、上記有効結晶粒の平均サイズが３〜７μｍであるものが得られるが、有効結晶粒サイズがこのように非常に微細に制御されると、鋼の強度及び低温における靭性に優れるようになるため、海洋構造物など極低温の使用環境に適した鋼板として用いられることができるようになる。
【００４７】
上記のような本発明の鋼板は、引張強度が４９０ＭＰａ以上、−１４０℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーが３００Ｊ以上、軟性−脆性遷移温度（ＤＢＴＴ）が−１４０℃以下である。まず、上記鋼板の強度は、４９０ＭＰａ以上で、本発明の鋼板が適用される環境において用いられることができる高い強度を示す。また、シャルピー衝撃吸収エネルギーは、−１４０℃という極低温においても３００Ｊ以上示すことから、特に優れた極低温靭性を有することができる。
【００４８】
なお、軟性−脆性遷移温度（ＤＢＴＴ）も、−１４０℃以下で、現在冷媒として測定可能な温度である−１４０℃においても脆化が発生せず、これより遥かに低い温度が予想されているため、極低温靭性に非常に優れた高強度鋼板を得ることができる。
【００４９】
一方、本発明の他の一側面は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．１〜０．３５％、Ｍｎ：１．０〜１．６％、Ａｌ：０．０２％以下（０％は除外）、Ｎｉ：０．７〜２．０％、Ｃｕ：０．４〜０．９％、Ｔｉ：０．００３〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００３〜０．０２％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００５％以下、残部Ｆｅ及び不可避な不純物を含み、［Ｍｎ］＋５．４［Ｓｉ］＋２６［Ａｌ］＋３２．８［Ｎｂ］＜４．３を満たし、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ａｌ］及び［Ｎｂ］はＭｎ、Ｓｉ、Ａｌ及びＮｂの重量％単位含量を意味する鋼スラブに対し、鋼スラブを１０５０〜１１８０℃において加熱する加熱段階と、オーステナイト再結晶温度（Ｔｎｒ）以上の温度において４回以上のパス数で圧延する第１圧延段階と、Ａｒ３〜Ｔｎｒの温度範囲において仕上げ圧延する第２圧延段階と、冷却する冷却段階と、を含む極低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法を提供する。
【００５０】
まず、上記のような組成を有する鋼スラブを１０５０〜１１８０℃において加熱する加熱段階を経るが、このようなスラブの加熱工程は後続する圧延工程を円滑に行い、目標とする鋼板の物性を十分に得ることができるように鋼を加熱する工程であるため、目的に応じて適切な温度範囲内において加熱工程が行われなければならない。
【００５１】
上記加熱工程において重要なのは、鋼板内部の析出型元素が十分に固溶されることができる程度に均一に加熱されなければならず、過度に高い加熱温度によって結晶粒が過剰に粗大化されることを最大限に防止しなければならない点である。もし、鋼の加熱温度が１０５０℃未満の場合は、Ｎｂ、Ｔｉなどが鋼中に再固溶されないことから、鋼板の高強度化をなすことが困難になるのみならず、部分再結晶が発生してオーステナイト結晶粒が均一に形成されないために高靭性化が困難になる。これに対し、１１８０℃を超過する温度においては、オーステナイト結晶粒が過度に粗大化され、その結果、鋼板の結晶粒サイズが増加し、鋼板の靭性が極めて劣化する。よって、スラブの加熱温度は１０５０〜１１８０℃に制御することが好ましい。
【００５２】
また、スラブの加熱後、スラブを圧延する過程を経る。鋼板が低温靭性を満たすためには、オーステナイト結晶粒が微細なサイズで存在しなければならないが、圧延温度及び圧下率を制御することにより可能になる。本発明の圧延段階は、２つの温度領域において行われる点を特徴とする。なお、それぞれの温度領域における再結晶挙動は互いに異なるため、その条件も別途に設定する。
【００５３】
まず、オーステナイト再結晶温度（Ｔｎｒ）以上の温度において４回以上のパス数で圧延する第１圧延段階を経る。オーステナイト再結晶領域における圧延は、オーステナイト再結晶を通じて結晶粒を小さくする効果を発生させるが、このような結晶粒微細化は強度及び靭性の向上に重要な影響を及ぼす。
【００５４】
特に、上記第１圧延段階は、オーステナイト再結晶温度（Ｔｎｒ）以上の温度において４回以上の多パス圧延を行うが、上記段階のうち最後の２パスはそれぞれのパス当たり１５〜２５％の圧下率で圧延することがより好ましい。即ち、本発明者は、第１圧延における多パス圧延において、オーステナイトの結晶粒サイズに決定的な影響を及ぼすのは最後の２パスである点を認知し、最後の２パスではそれぞれのパス当たり１５％以上の圧下率を加えなければ、オーステナイト再結晶による結晶粒微細化が達成できないという発明に至った。また、十分な圧下によって結晶粒微細化を達成するためには、総パス数も最小４回以上が必要になる。
【００５５】
但し、圧延機に過度な負荷が加えられることを防止するために、上記パス当たりの圧下率を２５％以下に制御することが好ましい。よって、最も好ましくは、第１圧延段階において４回以上の多パス圧延を行い、最後の２パスではパス当たり１５〜２５％の圧下率を加えることで、結晶粒微細化による低温靭性の向上を達成するとともに、圧延機に無理な負荷が加えられることを防止することができる。
【００５６】
次に、Ａｒ３〜Ｔｎｒの温度範囲において仕上げ圧延する第２圧延段階を経る。これは、結晶粒をさらに押しつぶし、このような結晶粒内部の変形によって転位を発達させて冷却時にアシキュラー（ａｃｉｃｕｌａｒ）フェライトへの変態を容易にするためである。このような効果を奏するためには、第２圧延段階における累積圧下率を合計５０％以上にすることが好ましい。但し、６０％を超過すると、第１圧延段階において加えることができる圧下率に対する制限が大きくなって結晶粒微細化を十分に達成できなくなるため、上記累積圧下率は５０〜６０％に限定することがさらに効果的である。
【００５７】
また、上記冷却段階は、鋼板の厚さをｔとするとき、ｔ／４である地点を基準に８〜１５℃／ｓの冷却速度で３２０〜３８０℃まで冷却することがより好ましい。冷却条件は、微細組織に影響を及ぼす要素で、冷却速度が８℃／ｓ未満に冷却する場合、Ｍ＆Ａの量が過度に増加して強度及び靭性を阻害する可能性があり、１５℃／ｓを超過する場合は、過剰な冷却水の量によって鋼板のねじれ現象が生じて形状の制御が不良になるおそれがあるため、圧延後の冷却速度は８〜１５℃／ｓに制御することが好ましい。
【００５８】
また、冷却温度は、Ｍ＆Ａ組織が生成されないように３８０℃未満に制御することが好ましい。但し、冷却温度が過度に低いと、その効果が飽和されるのみならず、過度な冷却によって鋼板のねじれ現象が発生する可能性がある。なお、過度な強度上昇によって衝撃靭性が低下するという問題があり得るため、その下限は３２０℃に限定することが好ましい。
【００５９】
以下では、実施例を通じて本発明を詳細に説明するが、これは本発明を完全に説明するためのもので、下記個別の実施例によって本発明の権利範囲は制限されない。
【００６０】
（実施例）
【００６１】
まず、表１に示された組成を有する鋼スラブを製造した。下記において、実験式は［Ｍｎ］＋５．４［Ｓｉ］＋２６［Ａｌ］＋３２．８［Ｎｂ］の値を意味する。
【００６２】
【表１】
0005740486.tif 000002
【００６３】
上記鋼スラブを表２に記載された条件で第１圧延（粗圧延）を行い、第２圧延（仕上げ圧延）して冷却させた。
【００６４】
【表２】
0005740486.tif 000003
【００６５】
上記製造された鋼板に対し、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、−１００℃、−１２０℃、−１４０℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギー（ＣＶＮ）及び軟性−脆性遷移温度（ＤＢＴＴ）を測定してその結果を表３に示した。
【００６６】
【表３】
0005740486.tif 000004
【００６７】
まず、１−１から１−３、２−１から２−３、３−１から３−３は全て発明鋼を用いており、圧延条件も粗圧延における最後の２パス圧下率がそれぞれ１５〜２５％、仕上げ圧延における累積圧下率が５０〜６０％、冷却条件も冷却速度が８〜１５℃／ｓ、冷却温度は３２０〜３８０℃であることから、全て本発明の条件を満たした。これにより、降伏強度が４４０ＭＰａ以上、引張強度が４９０ＭＰａ以上、シャルピー衝撃吸収エネルギーが−１００℃、−１２０℃、−１４０℃において全て３００Ｊ以上で示され、極低温靭性に非常に優れ、ＤＢＴＴ値も最も低い測定温度である−１４０℃において脆化が発生しないことから、これより遥かに低い温度値を有することが分かる。
【００６８】
これに対し、１−４、２−４、３−４は発明鋼を用いてはいるが、粗圧延における最後の２段階の各段階当たりの圧下率が１５％に達していないことから、結晶粒微細化を達成できなかったため、シャルピー衝撃吸収エネルギーが非常に低く、ＤＢＴＴ値も高く示され、低温靭性が非常に良くないことが分かる。
【００６９】
また、１−５、２−５、３−５は発明鋼を用いてはいるが、冷却温度が３８０℃を超過してＭＡ組織が相当数形成されると予想されることから、シャルピー衝撃吸収エネルギーが非常に低く、ＤＢＴＴ値も高く示され、低温靭性が非常に良くないことが分かる。
【００７０】
なお、１−６、２−６、３−６は発明鋼を用いてはいるが、冷却速度が過度に遅くてＭＡ組織が相当数形成されると予想されることから、シャルピー衝撃吸収エネルギーが非常に低く、ＤＢＴＴ値も高く示され、低温靭性が非常に良くないことが分かる。
【００７１】
図１は、発明鋼を用いており、製造条件も本発明の範囲に符合する発明例の温度によるシャルピー衝撃吸収エネルギーの変化をグラフに示したものである。−４０℃から測定可能な最低温度である−１４０℃の範囲においても、全て３００Ｊ以上の高いエネルギー値が示されることから、極低温靭性に非常に優れることが確認できる。
【００７２】
図２は、発明例による鋼板の微細組織写真を示したもので、黒い結晶粒は結晶粒界方位が１５°以上である有効結晶粒を意味するが、このような有効結晶粒が７０面積％以上示され、アシキュラー（ａｃｉｃｕｌａｒ）フェライトが９９面積％以上の微細組織であることが確認できる。
【図１】
0005740486.tif 000005
【図２】
0005740486.tif 000006