(57)【要約】【課題】金属組織を微細化して、優れた強度・靭性を有する鋼板を効率的に製造する方法を提供する。【解決手段】鋼片へのＮｂ添加の有無、及び熱間圧延の温度域に応じて、各圧延パスで所定の圧延温度と圧下率の関係を満たすように圧延条件を設定し、かつ圧延後の加速冷却を組み合わせることにより、高温域においては完全再結晶の繰り返しでγ粒を効率的に微細化し、低温域においては未再結晶域圧延の効果を最大限に享受して、冷却後の最終組織を微細化し、優れた強度・靭性を有する鋼板を効率的に得ることができる。所定の圧延温度と圧下率の関係を満足させるためには各パス間、高温域圧延と低温域圧延の間で冷却することが望ましい。【選択図】    図１
2004269924.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：０．４０〜２．０％、
Ｐ  ：≦０．０２５％、
Ｓ  ：≦０．０２０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
Ｎ  ：０．０００５〜０．００８０％
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、鋳造後Ａｒ３  点以下の温度まで冷却することなくそのまま、あるいはＡｃ３  点以上の温度域に加熱してから、各圧延パスにおいて下式を満たす圧延温度と圧下率の関係で再結晶域圧延した後、板厚方向の平均冷却速度が２〜３０℃／ｓで水冷することを特徴とする強度・靭性に優れた鋼板の高効率製造方法。
７２２００／｛７２．４＋８．１×ｌｎ（−ｌｎ  （１−Ｒｊ）  ）｝≦Ｔｊ
≦１０６０００／｛８５．６＋８．１×ｌｎ（−ｌｎ  （１−Ｒｊ）  ）｝
ただし、Ｔｊ：ｊ番目の圧延パスの圧延温度（Ｋ）、
Ｒｊ：ｊ番目の圧延パスの圧下率＝（入側板厚−出側板厚）／入側板厚。
【請求項２】
質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：０．４０〜２．０％、
Ｐ  ：≦０．０２５％、
Ｓ  ：≦０．０２０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
Ｎ  ：０．０００５〜０．００８０％
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、鋳造後Ａｒ３  点以下の温度まで冷却することなくそのまま、あるいはＡｃ３  点以上の温度域に加熱してから、各圧延パスにおいて下記▲１▼式を満たす圧延温度と圧下率の関係で再結晶域圧延し、その後引き続いて▲２▼、▲３▼式または▲２▼、▲４▼式を満たす圧延温度と圧下率の関係で未再結晶域圧延を行った後、板厚方向の平均冷却速度が２〜３０℃／ｓで水冷することを特徴とする強度・靭性に優れた鋼板の高効率製造方法。
７２２００／｛７２．４＋８．１×ｌｎ（−ｌｎ  （１−Ｒｊ）  ）｝≦Ｔｊ
≦１０６０００／｛８５．６＋８．１×ｌｎ（−ｌｎ  （１−Ｒｊ）  ）｝…▲１▼
６１４００／｛７５．３＋８．１×ｌｎ（−ｌｎ  （１−Ｒｋ）  ）｝≦Ｔｋ
≦７２０００／｛７５．３＋８．１×ｌｎ（−ｌｎ  （１−Ｒｋ）  ）｝  …▲２▼
０＜ΣＲｋ≦３ｈ／５              ［ｈ≦４０］              …▲３▼
ｈ／２−２０≦ΣＲｋ≦３ｈ／５    ［４０＜ｈ］              …▲４▼
ただし、Ｔｊ：ｊ番目の圧延パスの圧延温度（Ｋ）、
Ｒｊ：ｊ番目の圧延パスの圧下率＝（入側板厚−出側板厚）／入側板厚、
Ｔｋ：ｋ番目の圧延パスの圧延温度（Ｋ）、
Ｒｋ：ｋ番目の圧延パスの圧下率＝（入側板厚−出側板厚）／入側板厚、ｊ＜ｋ、
ｈ  ：製品厚（ｍｍ）、
ΣＲｋ：未再結晶域圧延の累積圧下率＝（移送厚−製品厚）／移送厚×１００（％）。
【請求項３】
質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：０．４０〜２．０％、
Ｎｂ：０．００３〜０．０５０％、
Ｐ  ：≦０．０２５％、
Ｓ  ：≦０．０２０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
Ｎ  ：０．０００５〜０．００８０％
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、鋳造後Ａｒ３  点以下の温度まで冷却することなくそのまま、あるいはＡｃ３  点以上の温度域に加熱してから、各圧延パスにおいて下式を満たす圧延温度と圧下率の関係で再結晶域圧延した後、板厚方向の平均冷却速度が２〜３０℃／ｓで水冷することを特徴とする強度・靭性に優れた鋼板の高効率製造方法。
７２２００／｛７４．４＋Ａｊ×ｌｎ（−ｌｎ  （１−Ｒｊ）  ）｝≦Ｔｊ
≦１０６０００／｛８５．６＋８．１×ｌｎ（−ｌｎ  （１−Ｒｊ）  ）｝
ただし、Ｔｊ：ｊ番目の圧延パスの圧延温度（Ｋ）、
Ｒｊ：ｊ番目の圧延パスの圧下率＝（入側板厚−出側板厚）／入側板厚、
Ａｊ＝８＋｛２５×  （Ｒｊ−０．２）  ＋５｝×｛１−ｅｘｐ（−１６０×Ｎｂ）  ｝、
Ｎｂ：Ｎｂ添加量（質量％）。
【請求項４】
質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：０．４０〜２．０％、
Ｎｂ：０．００３〜０．０５０％、
Ｐ  ：≦０．０２５％、
Ｓ  ：≦０．０２０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
Ｎ  ：０．０００５〜０．００８０％
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、鋳造後Ａｒ３  点以下の温度まで冷却することなくそのまま、あるいはＡｃ３  点以上の温度域に加熱してから、各圧延パスにおいて下記▲１▼式を満たす圧延温度と圧下率の関係で再結晶域圧延し、その後引き続いて▲２▼、▲３▼式または▲２▼、▲４▼式を満たす圧延温度と圧下率の関係で未再結晶域圧延を行った後、板厚方向の平均冷却速度が２〜３０℃／ｓで水冷することを特徴とする強度・靭性に優れた鋼板の高効率製造方法。
７２２００／｛７４．４＋Ａｊ×ｌｎ（−ｌｎ  （１−Ｒｊ）  ）｝≦Ｔｊ
≦１０６０００／｛８５．６＋８．１×ｌｎ（−ｌｎ  （１−Ｒｊ）  ）｝…▲１▼
６１４００／｛７５．３＋８．１×ｌｎ（−ｌｎ  （１−Ｒｋ））｝≦Ｔｋ
≦７２０００／｛７７．３＋Ａｋ×ｌｎ（−ｌｎ（１−Ｒｋ））｝    …▲２▼
０＜ΣＲｋ≦３ｈ／５              ［ｈ≦４０］              …▲３▼
ｈ／２−２０≦ΣＲｋ≦３ｈ／５    ［４０＜ｈ］              …▲４▼
ただし、Ｔｊ：ｊ番目の圧延パスの圧延温度（Ｋ）、
Ｒｊ：ｊ番目の圧延パスの圧下率＝（入側板厚−出側板厚）／入側板厚、
Ｔｋ：ｋ番目の圧延パスの圧延温度（Ｋ）、
Ｒｋ：ｋ番目の圧延パスの圧下率＝（入側板厚−出側板厚）／入側板厚、ｊ＜ｋ、
Ａｊ＝８＋｛２５×  （Ｒｊ−０．２）  ＋５｝×｛１−ｅｘｐ（−１６０×Ｎｂ）  ｝、
Ａｋ＝８＋｛２５×  （Ｒｋ−０．２）  ＋５｝×｛１−ｅｘｐ（−１６０×Ｎｂ）  ｝、
Ｎｂ：Ｎｂ添加量（質量％）、
ｈ：製品厚（ｍｍ）、
ΣＲｋ：未再結晶域圧延の累積圧下率＝（移送厚−製品厚）／移送厚×１００（％）。
【請求項５】
再結晶域圧延終了後、未再結晶域圧延開始までの間において水冷することを特徴とする請求項２〜４のいずれか１項に記載の強度・靭性に優れた鋼板の高効率製造方法。
【請求項６】
再結晶域圧延、または未再結晶域圧延の各圧延パス間において水冷することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の強度・靭性に優れた鋼板の高効率製造方法。
【請求項７】
前記組成に加えて、
Ｃｕ：０．０５〜１．５％、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５％、
Ｎｉ：０．０５〜３．５％、
Ｔｉ：０．００３〜０．１０％、
Ｖ  ：０．００５〜０．１０％、
Ｂ  ：０．０００２〜０．００３０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００６０％
の１種または２種以上を含有する鋼片を用いることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の強度・靭性に優れた鋼板の高効率製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、熱間圧延鋼板、特に船舶、橋梁、中高層建築物、海洋構造物などに使用される強度・靭性に優れた鋼板の効率的な製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、船舶、橋梁、中高層建築物、海洋構造物などの大型化にともない、使用される鋼材の厚手化、強靭化への要求が厳しさを増している。同時に、需要化の短納期化に対する要望も年々大きくなり、鋼材製造における生産性向上が強く望まれている。
【０００３】
強度・靭性向上のための手段としては、ＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ−Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ  Ｃｏｎｔｒｏｌ  Ｐｒｏｃｅｓｓ）  がよく知られている。これは適切な加熱、圧延、冷却、熱処理工程の組み合わせにより鋼材の組織を微細化する方法である。一般的な手段としては、高温域においてオーステナイト（以下γと略す）を圧延再結晶により微細化し、さらに低温域においてγを未再結晶状態のまま十分に延伸、歪を蓄積せしめ、その後の変態過程で微細なフェライト（以下αと略す）を得る方法がとられている。
【０００４】
しかしこれまでの圧延法では、下記特許文献１〜４に記載されているように、圧延中に温度制御をする方法はあったものの、圧延中の金属組織の逐次変化に基づいて、圧延温度と圧下率を圧延パス毎に制御する手法がなかった。そのため、高温域の圧延においては、温度と圧下率が適切でなければ、γの再結晶が部分的にしか進行しなかったり、再結晶により微細化したγが引き続き生じる粒成長により粗大化してしまったりして、圧延再結晶による微細化効果を十分享受できないことがあった。
【０００５】
また、γ未再結晶状態で圧延する場合にも、条件が適切でなければ、累積歪により部分的に再結晶が生じて最終的に強度・靭性が劣化してしまったり、強度・靭性は良好であっても著しく生産性が低下してしまうといった問題点があった。圧延後に引き続いて冷却を行う加速冷却法の場合でも、これらの問題点は基本的に解消されることはない。
【０００６】
その他の手段として、低温加熱、低温大圧下圧延などが行われることもある。しかし、加熱温度は加熱時に十分γ化を図る必要からＡｃ３  以上の温度を確保する必要があり、低温加熱による微細化には限界があるとともに、合金元素の偏析に起因した靭性劣化が顕在化することもある。また低温圧延では、しばしば二相温度域における圧延が行われるが、過度の低温圧延は材質を劣化させることに加え、圧延効率（単位時間当たりの圧延重量：Ｔｏｎ／ｈ  ）も低下させ、さらには圧延形状にも悪影響を及ぼし、精整負荷を増大させる可能性もある。
【０００７】
鋼材の結晶粒を微細化する特殊な方法としては、下記特許文献５に記載のように、加熱・冷却を繰り返すことにより最終組織に至るまでの変態の回数を多くする方法がある。しかし、単なる温度制御により変態の回数を増しても結晶粒の微細化効果は飽和するばかりでなく、生産性が著しく低下するため、実プロセスへの適用の可能性は極めて低い。
【０００８】
さらに、圧延前または粗圧延終了後に鋼片表面を冷却し、表面復熱過程で内部との温度差をつけたまま圧延することにより表層に細粒αを生成させる方法が、下記特許文献６，７等に記載されている。しかし、これらは必然的にα域または二相域での圧延となるため、１パス当たりの圧下率を低くせざるを得ず、生産性を大きく阻害するものであった。
【０００９】
【特許文献１】
特開昭５３−４０６２０号公報
【特許文献２】
特開昭５３−４０６２１号公報
【特許文献３】
特開昭５９−１８２９１６号公報
【特許文献４】
特開昭６０−５６０１７号公報
【特許文献５】
特公昭４９−７２９３号公報
【特許文献６】
特公平６−４９０３号公報
【特許文献７】
特開平５−２７１８６０号公報
【００１０】
上述のように、組織微細化を目的としたＴＭＣＰは種々提案されているが、材質を向上させようとすると通常生産効率の低下を引き起こすとともに、精整工程の負荷も増大する。すなわち、材質と生産性向上を両立させることは非常に困難な課題であった。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、生産性の低い複雑な熱間圧延工程、熱処理工程を必要とせずに、優れた強度・靭性を有する鋼材を効率的に製造する方法を提供するものである。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明の特徴は、圧延工程における各パスの圧延温度と圧下率を適切に制御することによりγの均一微細化を達成するとともに、冷却工程との組み合わせにより最終組織の微細化を図り、生産性を極度に阻害することなく強度・靭性に優れた鋼板の製造を可能とした点にある。
その要旨とするところは以下の通りである。
【００１３】
（１）  質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．２０％、  Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：０．４０〜２．０％、    Ｐ  ：≦０．０２５％、
Ｓ  ：≦０．０２０％、        Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
Ｎ  ：０．０００５〜０．００８０％
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、鋳造後Ａｒ３  点以下の温度まで冷却することなくそのまま、あるいはＡｃ３  点以上の温度域に加熱してから、各圧延パスにおいて下式を満たす圧延温度と圧下率の関係で再結晶域圧延した後、板厚方向の平均冷却速度が２〜３０℃／ｓで水冷することを特徴とする強度・靭性に優れた鋼板の高効率製造方法。
７２２００／｛７２．４＋８．１×ｌｎ（−ｌｎ  （１−Ｒｊ）  ）｝≦Ｔｊ
≦１０６０００／｛８５．６＋８．１×ｌｎ（−ｌｎ  （１−Ｒｊ）  ）｝
ただし、Ｔｊ：ｊ番目の圧延パスの圧延温度（Ｋ）、
Ｒｊ：ｊ番目の圧延パスの圧下率＝（入側板厚−出側板厚）／入側板厚。
【００１４】
（２）  質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．２０％、  Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：０．４０〜２．０％、    Ｐ  ：≦０．０２５％、
Ｓ  ：≦０．０２０％、        Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
Ｎ  ：０．０００５〜０．００８０％
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、鋳造後Ａｒ３  点以下の温度まで冷却することなくそのまま、あるいはＡｃ３  点以上の温度域に加熱してから、各圧延パスにおいて下記▲１▼式を満たす圧延温度と圧下率の関係で再結晶域圧延し、その後引き続いて▲２▼、▲３▼式または▲２▼、▲４▼式を満たす圧延温度と圧下率の関係で未再結晶域圧延を行った後、板厚方向の平均冷却速度が２〜３０℃／ｓで水冷することを特徴とする強度・靭性に優れた鋼板の高効率製造方法。
７２２００／｛７２．４＋８．１×ｌｎ（−ｌｎ（１−Ｒｊ））｝≦Ｔｊ
≦１０６０００／｛８５．６＋８．１×ｌｎ（−ｌｎ  （１−Ｒｊ）  ）｝…▲１▼
６１４００／｛７５．３＋８．１×ｌｎ（−ｌｎ  （１−Ｒｋ）  ）｝≦Ｔｋ
≦７２０００／｛７５．３＋８．１×ｌｎ（−ｌｎ  （１−Ｒｋ）  ）｝  …▲２▼
０＜ΣＲｋ≦３ｈ／５              ［ｈ≦４０］              …▲３▼
ｈ／２−２０≦ΣＲｋ≦３ｈ／５    ［４０＜ｈ］              …▲４▼
ただし、Ｔｊ：ｊ番目の圧延パスの圧延温度（Ｋ）、
Ｒｊ：ｊ番目の圧延パスの圧下率＝（入側板厚−出側板厚）／入側板厚、
Ｔｋ：ｋ番目の圧延パスの圧延温度（Ｋ）、
Ｒｋ：ｋ番目の圧延パスの圧下率＝（入側板厚−出側板厚）／入側板厚、ｊ＜ｋ、
ｈ：製品厚（ｍｍ）、
ΣＲｋ：未再結晶域圧延の累積圧下率＝（移送厚−製品厚）／移送厚×１００（％）。
【００１５】
（３）  質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．２０％、    Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：０．４０〜２．０％、      Ｎｂ：０．００３〜０．０５０％、
Ｐ  ：≦０．０２５％、          Ｓ  ：≦０．０２０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１０％、  Ｎ  ：０．０００５〜０．００８０％
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、鋳造後Ａｒ３  点以下の温度まで冷却することなくそのまま、あるいはＡｃ３  点以上の温度域に加熱してから、各圧延パスにおいて下式を満たす圧延温度と圧下率の関係で再結晶域圧延した後、板厚方向の平均冷却速度が２〜３０℃／ｓで水冷することを特徴とする強度・靭性に優れた鋼板の高効率製造方法。
７２２００／｛７４．４＋Ａｊ×ｌｎ（−ｌｎ  （１−Ｒｊ）  ）｝≦Ｔｊ
≦１０６０００／｛８５．６＋８．１×ｌｎ（−ｌｎ  （１−Ｒｊ）  ）｝
ただし、Ｔｊ：ｊ番目の圧延パスの圧延温度（Ｋ）、
Ｒｊ：ｊ番目の圧延パスの圧下率＝（入側板厚−出側板厚）／入側板厚、
Ａｊ＝８＋｛２５×（Ｒｊ−０．２）＋５｝×｛１−ｅｘｐ（−１６０×Ｎｂ）  ｝、
Ｎｂ：Ｎｂ添加量（質量％）。
【００１６】
（４）  質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．２０％、    Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：０．４０〜２．０％、      Ｎｂ：０．００３〜０．０５０％、
Ｐ  ：≦０．０２５％、          Ｓ  ：≦０．０２０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１０％、  Ｎ  ：０．０００５〜０．００８０％
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、鋳造後Ａｒ３  点以下の温度まで冷却することなくそのまま、あるいはＡｃ３  点以上の温度域に加熱してから、各圧延パスにおいて下記▲１▼式を満たす圧延温度と圧下率の関係で再結晶域圧延し、その後引き続いて▲２▼、▲３▼式または▲２▼、▲４▼式を満たす圧延温度と圧下率の関係で未再結晶域圧延を行った後、板厚方向の平均冷却速度が２〜３０℃／ｓで水冷することを特徴とする強度・靭性に優れた鋼板の高効率製造方法。
７２２００／｛７４．４＋Ａｊ×ｌｎ（−ｌｎ  （１−Ｒｊ）  ）｝≦Ｔｊ
≦１０６０００／｛８５．６＋８．１×ｌｎ（−ｌｎ  （１−Ｒｊ）  ）｝…▲１▼
６１４００／｛７５．３＋８．１×ｌｎ（−ｌｎ  （１−Ｒｋ）  ）｝≦Ｔｋ
≦７２０００／｛７７．３＋Ａｋ×ｌｎ（−ｌｎ  （１−Ｒｋ）  ）｝    …▲２▼
０＜ΣＲｋ≦３ｈ／５                ［ｈ≦４０］            …▲３▼
ｈ／２−２０≦ΣＲｋ≦３ｈ／５      ［４０＜ｈ］            …▲４▼
ただし、Ｔｊ：ｊ番目の圧延パスの圧延温度（Ｋ）、
Ｒｊ：ｊ番目の圧延パスの圧下率＝（入側板厚−出側板厚）／入側板厚、
Ｔｋ：ｋ番目の圧延パスの圧延温度（Ｋ）、
Ｒｋ：ｋ番目の圧延パスの圧下率＝（入側板厚−出側板厚）／入側板厚、ｊ＜ｋ、
Ａｊ＝８＋｛２５×（Ｒｊ−０．２）＋５｝×｛１−ｅｘｐ（−１６０×Ｎｂ）  ｝、
Ａｋ＝８＋｛２５×（Ｒｋ−０．２）＋５｝×｛１−ｅｘｐ（−１６０×Ｎｂ）  ｝、
Ｎｂ：Ｎｂ添加量（質量％）、
ｈ：製品厚（ｍｍ）、
ΣＲｋ：未再結晶域圧延の累積圧下率＝（移送厚−製品厚）／移送厚×１００（％）。
【００１７】
（５）  再結晶域圧延終了後、未再結晶域圧延開始までの間において水冷することを特徴とする前記（２）〜（４）のいずれか１項に記載の強度・靭性に優れた鋼板の高効率製造方法。
（６）  再結晶域圧延、または未再結晶域圧延の各圧延パス間において水冷することを特徴とする前記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の強度・靭性に優れた鋼板の高効率製造方法。
（７）  前記組成に加えて、
Ｃｕ：０．０５〜１．５％、      Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５％、      Ｎｉ：０．０５〜３．５％、
Ｔｉ：０．００３〜０．１０％、  Ｖ  ：０．００５〜０．１０％、
Ｂ  ：０．０００２〜０．００３０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００６０％
の１種または２種以上を含有する鋼片を用いることを特徴とする前記（１）〜    （６）のいずれか１項に記載の強度・靭性に優れた鋼板の高効率製造方法。
【００１８】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。まず、本発明の成分限定理由について説明する。
Ｃは鋼の強度を向上させる有効な成分として下限を０．０３％とし、また過剰の添加は、鋼材の溶接性やＨＡＺ靭性などを著しく低下させるので、上限を０．２０％とした。
【００１９】
Ｓｉは溶製時の脱酸に必要な元素であり、適量添加するとマトリクスを固溶強化するため、０．０５％以上添加する。一方、１．０％超添加するとＨＡＺの硬化により靭性が低下するため、上限を１．０％とした。
【００２０】
Ｍｎは母材の強度、靭性の確保に有効な成分として０．４０％以上の添加が必要であるが、溶接部の靭性、割れ性などの許容できる範囲で上限を２．０％とした。
【００２１】
Ｐ，Ｓは含有量が少ないほど望ましいが、これを工業的に低減させるためには多大なコストがかかることから、それぞれ０．０２５％、０．０２０％を上限とした。
【００２２】
Ａｌは重要な脱酸元素であるため下限値を０．００５％とした。また、Ａｌが多量に存在すると鋳片の表面品位が劣化するため、上限を０．１０％とした。
【００２３】
ＮはＴｉＮとして析出することでＨＡＺ靭性の向上効果があるが、過剰添加で固溶Ｎが増大するとＨＡＺ靭性の低下を招くことから、０．０００５〜０．００８０％の範囲に制限する。
【００２４】
選択添加元素は以下の理由により限定する。
Ｎｂは微量でγの再結晶を抑制し、未再結晶域圧延（以下ＣＲと略す）による組織微細化に大きく寄与するとともに、焼き入れ性向上や析出強化にも有効な元素であることから０．００３％以上添加するが、過剰な添加はＨＡＺ靭性を著しく低下させるため０．０５０％を上限とした。
【００２５】
Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏは鋼材の強度を向上させるために有効であることから０．０５％以上添加するが、多量に添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性を低下させるため、それぞれ１．５％、１．０％、０．５％を上限とした。
【００２６】
Ｎｉは鋼材の強度および靭性を向上させることから０．０５％以上添加するが、Ｎｉ量の増加はコストを上昇させるので３．５％を上限とした。
【００２７】
Ｔｉは脱酸元素であると同時に、Ｎと結合してＴｉ窒化物を形成することで加熱γとＨＡＺの細粒化に一定の効果を及ぼすため、０．００３％以上添加する。しかし、固溶Ｔｉ量が増加するとＨＡＺ靭性が低下するため、０．１０％を上限とした。
【００２８】
Ｖは焼入れ性を向上させるとともに炭窒化物を形成して高強度化に寄与するため０．００５％以上添加するが、多量の添加はＨＡＺ靭性を劣化させるため０．１０％を上限とした。
【００２９】
ＢはＨＡＺ靭性に有害な粒界フェライト、フェライトサイドプレートの成長抑制と高強度化に有効であることから０．０００２％以上添加するが、過剰の添加は靭性を劣化させることから０．００３０％を上限とした。
【００３０】
Ｃａは硫化物の形態制御に有効であるとともに、Ｃａ系酸化物生成によりＨＡＺ組織を微細化し、靭性を向上させるために０．０００５％以上の添加が必要である。しかしながら、過剰の添加は粗大介在物を生成させるため、０．００３０％を上限とした。
【００３１】
ＲＥＭはＨＡＺ組織を微細化し、靭性を高めるのに有効な元素であるが、過剰の添加は靭性を劣化させるので、０．０００５〜０．００６０％の範囲に限定した。
【００３２】
次に、本発明の根幹をなす技術思想について述べる。
本発明者らは、γ域での圧延およびその後の加速冷却によって組織微細化を図り、強度・靭性に優れた鋼板を効率的に得ることを目的に、通常の熱間圧延のパス間時間、圧下率、および圧延温度と、金属組織との関係を詳細に調査した。
その結果、通常の圧延パス間時間内にγの再結晶を完了させ、かつ、次パス噛み込みまでの顕著なγ粗大化を抑制し、再結晶域圧延（以下ＯＲと略す）完了後のγを効率的に微細化するための条件として、Ｎｂ添加の有無により、圧延温度と圧下率の関係が下記▲１▼、▲２▼式で表されることを見出した。
［Ｎｂ無］７２２００／｛７２．４＋８．１×ｌｎ（−ｌｎ  （１−Ｒ）  ）｝≦Ｔ
≦１０６０００／｛８５．６＋８．１×ｌｎ（−ｌｎ  （１−Ｒ）  ）｝…▲１▼
［Ｎｂ有］７２２００／｛７４．４＋Ａ×ｌｎ（−ｌｎ  （１−Ｒ）  ）｝≦Ｔ
≦１０６０００／｛８５．６＋８．１×ｌｎ（−ｌｎ  （１−Ｒ）  ）｝…▲２▼
【００３３】
また、通常の圧延パス間時間内では再結晶が開始しないための条件として、圧延温度と圧下率の関係が下記▲３▼、▲４▼式で表されることを見出した。
［Ｎｂ無］６１４００／｛７５．３＋８．１×ｌｎ（−ｌｎ  （１−Ｒ）  ）｝≦Ｔ
≦７２０００／｛７５．３＋８．１×ｌｎ（−ｌｎ  （１−Ｒ）  ）｝  …▲３▼
［Ｎｂ有］６１４００／｛７５．３＋８．１×ｌｎ（−ｌｎ  （１−Ｒ）  ）｝≦Ｔ
≦７２０００／｛７７．３＋Ａ×ｌｎ（−ｌｎ  （１−Ｒ）  ）｝      …▲４▼
ただし、
Ｔ：圧延温度（Ｋ）、
Ｒ：各パス圧下率＝（入側板厚−出側板厚）／入側板厚、
Ａ＝８＋｛２５×（Ｒ−０．２）＋５｝×｛１−ｅｘｐ（−１６０×Ｎｂ）  ｝、
Ｎｂ：Ｎｂ添加量（質量％）。
【００３４】
すなわち、圧延再結晶によるγ微細化を狙う場合には、▲１▼、▲２▼式の圧延温度と圧下率の関係を満たす条件を選定することにより、γはパス間時間内に再結晶を完了し、次パスまでの粒成長を実質的に回避でき、ＯＲ完了時のγ粒径を効率的に微細化できる。一方、ＣＲによるγ延伸を狙う場合には、▲３▼、▲４▼式の圧延温度と圧下率の関係を満たす条件を選定することにより、γを未再結晶状態に保ちつつ、効率的に圧延することができる。こうした各パス毎の圧延温度、圧下率制御によって、強度・靭性を低下させることなく、圧延パス数を削減できるとともに、ＣＲを行う場合にはその温度待ち時間をも低減することができる。
【００３５】
続いて、本発明の製造条件の限定理由を詳細に説明する。
本発明においては鋳造後冷片にすることなく鋳片を直接圧延してもよいし、また鋳造後冷片としたものを再加熱して圧延してもよい。加熱温度はＡｃ３  点以上とし、特に上限を定める必要はない。高温域の圧延では、再結晶によるγの微細化を狙うため、▲１▼、▲２▼式の圧延温度と圧下率の関係を満たす条件を選定する。この領域を図１に示す。
【００３６】
圧延温度と圧下率が▲１▼、▲２▼式の下限を外れるとパス間でγの再結晶が完了せず、未再結晶γが一部残存してしまい、上限を外れるとγが過度に細粒化する結果、パス間で顕著に粒成長してしまい、いずれの場合も最終的に均一かつ微細な組織が得られず、強度・靭性が低下してしまう。ＯＲに引き続いてＣＲを行う場合は、▲３▼、▲４▼式の圧延温度と圧下率の関係を満たす条件を選定する。この領域を図２に示す。
圧延温度と圧下率が▲３▼、▲４▼式の上限を外れると、パス間で一部再結晶が生じて混粒組織となり、下限を外れると、効果的にγを延伸させ、歪を蓄積させることができないばかりか、生産性も大幅に低下してしまう。また、強度・靭性を確保しつつ圧延効率の向上を図るためには、▲５▼、▲６▼式をも満たす必要がある。
０＜ΣＲ≦３ｈ／５              ［ｈ≦４０］            …▲５▼
ｈ／２−２０≦ΣＲ≦３ｈ／５    ［４０＜ｈ］            …▲６▼
ただし、
ΣＲ：未再結晶域圧延の累積圧下率＝（移送厚−製品厚）／移送厚×１００（％）
ｈ：製品厚（ｍｍ）。
【００３７】
この領域を図３に示す。製品厚と累積圧下率の関係が、この領域の下方に外れると、厚手材の歪蓄積が不十分となり靭性が低下し、上方に外れると、強度・靭性は向上するが、生産性が顕著に低下し、圧延形状も劣化してしまう。
▲１▼〜▲４▼式を満足させるに当たっては、圧延パス間、およびＯＲとＣＲの間において適宜冷却することが望ましいが、金属組織制御の観点から冷却手段を限定する必要はない。
【００３８】
本発明においては圧延後の加速冷却が必須である。これは圧延によってγ細粒化、延伸化させたとしても、その後空冷ままであれば組織微細化効果が大きく損なわれるからである。冷却開始までの時間については特に規定しないが、ＯＲの場合には再結晶完了後、またＣＲの場合には圧延終了後、できるだけ速やかに冷却開始することが望ましい。
加速冷却における板厚方向の平均冷却速度は２〜３０℃／ｓとする必要がある。冷却速度が２℃／ｓ未満であるとα変態の駆動力が増加せず、組織が十分微細化されない。冷却速度が３０℃／ｓ超であると、表層部の硬さが顕著に上昇し伸びが低下するとともに、靭性も劣化してしまう。冷却停止温度については、本発明では限定する必要はなく、鋼材の要求特性に応じて決定すればよい。
【００３９】
以上のように、本発明範囲の条件で製造することにより、極度に生産性の低い低温圧延工程や熱処理工程に頼ることなく組織微細化が達成され、強度・靭性と生産性向上が可能となる。
【００４０】
【実施例】
表１に示した化学成分を有する綱片を用いて試作を行った。表２，３に鋼板の製造条件、母材の機械的性質、生産性を示す。ＹＰ，ＴＳは全厚引張試験片（板厚≦５０ｍｍ）による値、またはＪＩＳ４号丸棒試験片による１／４ｔ、１／２ｔ部の平均値とした。ｖＴｒｓは１／４ｔ、１／２ｔ部から採取したＪＩＳ４号衝撃試験片（２ｍｍＶノッチシャルピー）による平均値とした。試験片採取方向は圧延方向と直角とした。
【００４１】
表３から明らかなように、本発明例１〜８は所定の条件で製造したため、強度・靭性が良好であり、生産性も高い。
一方、比較例１〜８は、同一鋼種である本発明例１〜８とそれぞれ比較すると、以下の理由により強度、靭性、生産性のいずれかが劣っている。
【００４２】
比較例１は５パス目以降の温度・圧下率が、請求項１に示す条件の上限から逸脱していたために、γが再結晶後顕著に粒成長してしまい、最終組織の微細化が達成されず、強度・靭性が低下してしまった。
比較例２は９パス目以降の温度・圧下率が、請求項３の下限から逸脱していたため、γが部分再結晶となって混粒組織化して、強度・靭性が劣化した。
比較例３は７、８パス目の温度・圧下率が低く、請求項２のＣＲ条件の下限を外れたために、材質は発明例とほぼ同等であったが、生産性が大きく低下した。
【００４３】
比較例４は請求項４で示されるＣＲ累積圧下率の条件を満たさず、ＯＲで製造したため、靭性が顕著に劣化した。
比較例５は５パス目のＣＲの温度・圧下率が高く、請求項４に示す条件の上限から外れたために、一部再結晶が進行して混粒組織となり、靭性が劣化してしまった。
比較例６、７は、圧延後空冷、または過度の水冷によって、冷却速度が所定の範囲から逸脱したために、強度・靭性が低下してしまった。
比較例８は請求項２のＣＲ累積圧下率の上限から外れたために、温度待ち時間、およびパス数が増加して、生産性が著しく低下してしまった。
【００４４】
【表１】
2004269924.tif 000003
【００４５】
【表２】
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【００４６】
【表３】
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【００４７】
【発明の効果】
本発明によれば、生産性を極度に阻害することなく強度・靭性の良好な鋼板を製造することが可能であり、製造コスト低減、工期短縮等、産業上の効果は極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】再結晶域圧延における各パスの圧延温度と圧下率の関係を示す図。
【図２】未再結晶域圧延における各パスの圧延温度と圧下率の関係を示す図。
【図３】未再結晶域圧延における製品厚と累積圧下率の関係を示す図。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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