(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．１５％、
Ｓｉ：０％超０．５０％以下、
Ｍｎ：０．６〜２．０％、
Ｐ：０％超０．０３０％以下、
Ｓ：０％超０．０２５％以下、
Ａｌ：０．０２〜０．０７％、
Ｎｂ：０．００３％以上０．０５％未満、
Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、
Ｂ：０％以上０．００５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００３〜０．００６０％
Ｃｕ：０％超１．０％以下、および
Ｎｉ：０．１０〜１．２０％、
を満たし、残部が鉄及び不可避不純物からなり、
組織が下記（１）および（２）を満たし、かつ板厚の１／４部のビッカース硬さが１８０以上であることを特徴とする高強度鋼板。
（１）板厚の１／４部において、隣接する２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の円相当直径の最大値が３０μｍ以下である。
（２）板厚の１／４部において、隣接する２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒であって、その円相当直径が１５μｍ以上の結晶粒の個数密度が１．５×１０-3個／μｍ2以下である。
【請求項２】
前記成分組成は、更に、質量％で、
Ｃｒ：０％超０．５０％以下、
Ｍｏ：０％超０．５％以下、および
Ｖ：０％超０．１％以下
よりなる群から選択される１種以上の元素を含む請求項１に記載の鋼板。
【請求項３】
前記成分組成は、更に、質量％で、
ＲＥＭ：０％超０．０５％以下、および
Ｚｒ：０％超０．０２０％以下
よりなる群から選択される１種以上の元素を含む請求項１または２に記載の鋼板。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を満たす鋼片を用い、下記工程Ａ〜Ｆをこの順に含むことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
工程Ａ：９００〜１２００℃の温度域で、板厚方向の温度偏差が４０℃以内になるまで加熱する。
工程Ｂ：鋼片表面のスケールを除去する。
工程Ｃ：板厚の１／４部の温度がオーステナイト再結晶温度となる温度域にて、累積圧下率３０％以上の圧延を行う。
工程Ｄ：板厚の１／４部の温度がオーステナイト再結晶温度となる温度域からオーステナイト未再結晶温度となる温度域までの冷却を、前記工程Ｃ後の板厚が５０ｍｍを超える場合は、平均冷却速度０．５℃／ｓ以上の冷却と、空冷との２回以上の繰り返しを含む方法で行い、前記板厚が５０ｍｍ以下の場合は水冷以外の方法で行う。
工程Ｅ：板厚の１／４部の温度がオーステナイト未再結晶温度となる温度域にて、下記式（１）で示される固溶Ｂ指数が２．０未満の場合は累積圧下率５％以上の圧延を行い、下記式（１）で示される固溶Ｂ指数が２．０以上の場合は累積圧下率１５％以上の圧延を行う。
工程Ｆ：Ａｒ3変態点から５００℃までを平均冷却速度７．０℃／ｓ以上で冷却する。但し、上記Ａｒ3変態点は下記式（２）により求める。
【数１】
0006280824.tif 000009
式（１）において、Ｂ、Ｎ、Ｔｉは、各元素の質量％での鋼中含有量を示す。
Ａｒ3変態点＝９１０−３１０×Ｃ−８０×Ｍｎ−２０×Ｃｕ−１５×Ｃｒ−５５×Ｎｉ−８０×Ｍｏ＋０．３５×（ｔ−８）・・・（２）
式（２）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏは、各元素の質量％での鋼中含有量を示し、ｔは単位ｍｍで表される製品厚さを示す。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度鋼板およびその製造方法に関する。特には高強度であると共に、優れた低温靱性を安定して発揮する鋼板、およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
例えば船舶、海洋構造物等の建設に用いられる鋼板は、高強度でありながら低温での靱性に優れていることが求められている。上記船舶等で万一事故が発生した場合、人的被害や経済的被害は大きい。大規模破壊が起こらないように、上記船舶等に用いられる鋼材には、高い低温靱性が求められる。また船体等の強度確保には、板厚を厚くするか、または高強度材を使用する必要があるが、近年は、船体大型化に伴う軽量化の観点から、厚肉材よりも高強度材の適用が志向されている。
【０００３】
高強度材の低温靱性を高めた技術として、本願出願人はこれまでに以下の技術を提案している。例えば特許文献１では、規定の成分組成を満たす鋼板であって、２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径Ｄが３５μｍ以下であると共に、結晶方位分布差から測定されるランダム粒界分率Ｒが５０面積％以上である点に特徴を有する鋼板を提案している。
【０００４】
また特許文献２では、規定の成分組成と規定の式（１）を満たし、且つ厚みｔｍｍの鋼板の圧延方向に平行で、鋼板表面に対して垂直な面の金属組織を観察したときに、（ａ）フェライト面積率が７５％以上、（ｂ）ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径が２０．０μｍ以下、（ｃ）ｔ／４位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比が２．０以下を満たす鋼板を提案している。
【０００５】
しかし近年は、安全性の要求レベルが更に高まっており、高強度であって、優れた低温靱性をより安定して発揮する鋼板が求められている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００９−２２８０２０号公報
【特許文献２】特開２００８−２４８３５４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、高強度を示すと共に、優れた低温靱性を安定して発揮する鋼板と、その製造方法を確立することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
上記課題を解決し得た本発明の高強度鋼板は、
成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．１５％、
Ｓｉ：０％超０．５０％以下、
Ｍｎ：０．６〜２．０％、
Ｐ：０％超０．０３０％以下、
Ｓ：０％超０．０２５％以下、
Ａｌ：０．０２〜０．０７％、
Ｎｂ：０．００３％以上０．０５％未満、
Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、
Ｂ：０％以上０．００５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、および
Ｃａ：０．０００３〜０．００６０％
を満たし、残部が鉄及び不可避不純物からなり、
組織が下記（１）および（２）を満たし、かつ板厚の１／４部のビッカース硬さが１８０以上であるところに特徴を有する。
（１）板厚の１／４部において、隣接する２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の円相当直径の最大値が３０μｍ以下である。
（２）板厚の１／４部において、隣接する２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒であって、その円相当直径が１５μｍ以上の結晶粒の個数密度が１．５×１０-3個／μｍ2以下である。
【０００９】
前記成分組成は、更に、質量％で、
Ｃｕ：０％超１．０％以下、
Ｎｉ：０％超１．２０％以下、
Ｃｒ：０％超０．５０％以下、
Ｍｏ：０％超０．５％以下、および
Ｖ：０％超０．１％以下
よりなる群から選択される１種以上の元素を含んでいてもよい。
【００１０】
前記成分組成は、更に、質量％で、
ＲＥＭ：０％超０．０５％以下、および
Ｚｒ：０％超０．０２０％以下
よりなる群から選択される１種以上の元素を含んでいてもよい。
【００１１】
本発明には更に、前記高強度鋼板の製造方法であって、前記成分組成を満たす鋼片を用い、下記工程Ａ〜Ｆをこの順に含むところに特徴を有する高強度鋼板の製造方法も含まれる。
工程Ａ：９００〜１２００℃の温度域で、板厚方向の温度偏差が４０℃以内になるまで加熱する。
工程Ｂ：鋼片表面のスケールを除去する。
工程Ｃ：板厚の１／４部の温度がオーステナイト再結晶温度となる温度域にて、累積圧下率３０％以上の圧延を行う。
工程Ｄ：板厚の１／４部の温度がオーステナイト再結晶温度となる温度域からオーステナイト未再結晶温度となる温度域までの冷却を、前記工程Ｃ後の板厚が５０ｍｍを超える場合は、平均冷却速度０．５℃／ｓ以上の冷却と、空冷との２回以上の繰り返しを含む方法で行い、前記板厚が５０ｍｍ以下の場合は水冷以外の方法で行う。
工程Ｅ：板厚の１／４部の温度がオーステナイト未再結晶温度となる温度域にて、下記式（１）で示される固溶Ｂ指数が２．０未満の場合は累積圧下率５％以上の圧延を行い、下記式（１）で示される固溶Ｂ指数が２．０以上の場合は累積圧下率１５％以上の圧延を行う。
工程Ｆ：Ａｒ3変態点から５００℃までを平均冷却速度５℃／ｓ以上で冷却する。但し、上記Ａｒ3変態点は下記式（２）により求める。
【００１２】
【数１】
0006280824.tif 000002
式（１）において、Ｂ、Ｎ、Ｔｉは、各元素の質量％での鋼中含有量を示す。
Ａｒ3変態点＝９１０−３１０×Ｃ−８０×Ｍｎ−２０×Ｃｕ−１５×Ｃｒ−５５×Ｎｉ−８０×Ｍｏ＋０．３５×（ｔ−８）・・・（２）
式（２）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏは、各元素の質量％での鋼中含有量を示し、ｔは単位ｍｍで表される製品厚さを示す。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、高強度を示すと共に、優れた低温靱性を安定して発揮する鋼板とその製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】図１は、ベイニティックフェライトを説明するための顕微鏡写真である。
【図２】図２は、実施例におけるＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ  Ｐａｔｔｅｒｎ）法での観察用試験片の採取位置を示した説明図であり、斜線で示した断面が観察面である。
【図３Ａ】図３Ａは、実施例における本発明例のＥＢＳＰ測定結果を示す写真である。
【図３Ｂ】図３Ｂは、実施例における比較例のＥＢＳＰ測定結果を示す写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
まず、例えば船舶用鋼材で問題となる脆性亀裂の進展は、板厚方向断面における板厚の１／４部の、Ｌ方向の靱性、即ち圧延方向の靱性と相関があることが知られている。また上記脆性亀裂の進展を抑制するには、隣接する２つの結晶の方位差が１５°以上の粒界が障壁として有効であることも知られている。尚、以下では、上記「隣接する２つの結晶の方位差が１５°以上の粒界」を「大角粒界」といい、この大角粒界で囲まれた結晶粒を「大角結晶粒」ということがある。
【００１６】
これまで、脆性亀裂の進展等を抑制すべく大角結晶粒のサイズを制御、例えば、特許文献１にも示す通り、上記大角結晶粒の平均結晶粒径を規定することが行われてきた。
【００１７】
しかしながら、本発明者らが大角結晶粒のサイズと靱性との関係について検討を行ったところ、大角結晶粒の平均結晶粒径が一定以下でかつ衝撃エネルギーの平均値が一定以下であっても、数少ないが粗大である大角結晶粒が存在したり、比較的大きい大角結晶粒が一定以上存在する場合には、外部から力が加わった場合に、これら粗大な結晶粒等に応力が集中し、破壊の発生起点となりやすいことが判明した。
【００１８】
そこで本発明者らは、これら粗大な結晶粒等に着目して、優れた母材靱性、特には母材の優れた低温靱性を安定して発揮する鋼板を得るべく検討を行ったところ、粗大な結晶粒等に関する下記（１）および（２）の要件を満たすようにすれば、靱性を評価する衝撃吸収エネルギー値のばらつきが抑制され、優れた母材靱性を安定して発揮する鋼板を実現できることに想到し、本発明を完成させた。以下、組織に関する各要件について説明する。
【００１９】
（１）板厚の１／４部において、隣接する２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の円相当直径の最大値が３０μｍ以下
まずは、大角結晶粒の円相当直径の最大値が、靱性に及ぼす影響、詳細には、後述する実施例で評価したｖＥ-40とそのバラツキ、およびｖＴｒｓに及ぼす影響について検討した。その結果、後述する個数密度を満たすと共に、上記最大値が３０μｍ以下であれば、ｖＥ-40とそのバラツキ、およびｖＴｒｓが評価基準を満たし、優れた低温靱性を安定して発揮することがわかった。上記最大値は、好ましくは２８．０μｍ以下、より好ましくは２５．０μｍ以下、更に好ましくは２３．０μｍ以下である。尚、上記最大値は小さければ小さいほど好ましいが、規定の製造方法の条件等を考慮すると、上記最大値の下限値はおおよそ１０μｍ程度となる。尚、以下では、板厚方向断面における板厚の１／４部を「ｔ／４部」、板厚の１／２部を「ｔ／２部」ということがある。
【００２０】
（２）ｔ／４部において、円相当直径が１５μｍ以上の大角結晶粒の個数密度が１．５×１０-3個／μｍ2以下
優れた低温靱性を安定して発揮する鋼板を得るには、上記最大値に加えて、比較的大きい大角結晶粒、即ち、円相当直径が１５μｍ以上の大角結晶粒の個数密度を一定以下とするのがよいことを見出した。詳細には、上記個数密度が、ｖＥ-40とそのバラツキ、およびｖＴｒｓに及ぼす影響について検討したところ、上記個数密度を１．５×１０-3個／μｍ2以下とすれば、上記ｖＥ-40等が評価基準を満たし、優れた低温靱性が安定して得られることがわかった。上記個数密度は、好ましくは１．０×１０-3個／μｍ2以下、より好ましくは０．９×１０-3個／μｍ2以下である。尚、上記個数密度も小さければ小さいほど好ましいが、規定の製造方法の条件等を考慮すると、上記個数密度の下限値は、１．０×１０-5個／μｍ2程度となる。
【００２１】
上記最大値と上記個数密度は、実施例に記載の方法で求められる。
【００２２】
本発明は、鋼組織の種類を特に限定するものではない。例えばベイニティックフェライトが１０面積％以上であって、その他の組織として、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、またはこれらの組み合わせを含みうる組織とすることができる。尚、上記ベイニティックフェライトとは、図１の顕微鏡写真において○で囲む組織の通り、フェライトとラス状組織の中間組織をいう。
【００２３】
本発明の鋼板において、高強度とは、ｔ／４部のビッカース硬さが１８０以上であることをいう。上記ビッカース硬さと共に、下記実施例に示す通り、降伏強度、引張強度および伸びが下記実施例に示す評価基準を満たすことが好ましい。
【００２４】
鋼板の上記高強度や、母材の靱性、特には母材の低温靱性、更には船舶用鋼板等に求められるＨＡＺ靱性等を確保するには、以下に示す通り、鋼板の成分組成を満たす必要がある。
【００２５】
Ｃ：０．０１〜０．１５％
Ｃは、鋼材、即ち母材の強度を確保するために欠くことのできない元素である。こうした効果を発揮させるには、０．０１％以上含有させる必要がある。Ｃは、０．０３％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０４％以上である。しかしＣ量が０．１５％を超えると、溶接時にＨＡＺに島状マルテンサイトが多く生成し、ＨＡＺ靱性の劣化を招くだけでなく溶接性にも悪影響を及ぼす。従ってＣ量は、０．１５％以下、好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０６０％以下とする。
【００２６】
Ｓｉ：０％超０．５０％以下
Ｓｉは、固溶強化により鋼材の強度を確保するのに寄与する元素である。この観点から、Ｓｉを０．０２％以上、更には０．０５％以上含有させてもよい。しかしＳｉ量が０．５０％を超えると、溶接時にＨＡＺに島状マルテンサイトが多く生成し、ＨＡＺ靱性の劣化を招くだけでなく溶接性にも悪影響を及ぼす。従ってＳｉ量は０．５０％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．３０％以下であり、より好ましくは０．２０％以下、更に好ましくは０．１０％以下である。
【００２７】
Ｍｎ：０．６〜２．０％
Ｍｎは、鋼材の強度向上に寄与する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｍｎを０．６％以上含有させる必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは１．０％以上、より好ましくは１．５０％以上である。しかしＭｎ量が２．０％を超えると、母材の溶接性が劣化する。従ってＭｎ量は、２．０％以下に抑える必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは１．９０％以下であり、より好ましくは１．８５％以下、更に好ましくは１．８０％以下である。
【００２８】
Ｐ：０％超０．０３０％以下
Ｐは、偏析し易い元素であり、特に鋼材中の結晶粒界に偏析して母材の靱性を劣化させる。従ってＰは０．０３０％以下に抑制する必要がある。Ｐ量は、好ましくは０．０１８％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。
【００２９】
Ｓ：０％超０．０２５％以下
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを生成し、母材の靱性や板厚方向の延性を劣化させる有害な元素である。従ってＳ量は０．０２５％以下に抑制する必要がある。Ｓ量は、好ましくは０．０１２％以下であり、より好ましくは０．００８％以下、更に好ましくは０．００６％以下である。
【００３０】
Ａｌ：０．０２〜０．０７％
Ａｌは、脱酸のために有用な元素であり、またＡｌＮを形成して結晶粒の微細化にも寄与する元素である。これらの効果を発揮させるため、Ａｌ量を０．０２％以上とする。しかしＡｌ量が過剰になると、母材靱性およびＨＡＺ靱性が劣化するため、Ａｌ量は０．０７％以下に抑える必要がある。Ａｌ量は、好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０４０％以下である。
【００３１】
Ｎｂ：０．００３％以上０．０５％未満
Ｎｂは、固溶によるソリュートドラッグ効果および炭窒化物析出によるピン止め効果の２つの効果により、再結晶粒の粗大化を抑制し、母材靱性の向上に寄与する。また変態開始温度を低温側へシフトさせる働きがあり、これが組織の微細化を促す。Ｎｂによるこれらの作用を有効に発揮させるため、Ｎｂ量を０．００３％以上とする。Ｎｂ量は、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００７％以上である。しかしＮｂ量が０．０５％以上になると母材靱性およびＨＡＺ靱性が劣化するため、本発明では、Ｎｂ量を０．０５％未満とする。Ｎｂ量は、好ましくは０．０３０％以下であり、より好ましくは０．０２５％以下、更に好ましくは０．０２０％以下である。
【００３２】
Ｔｉ：０．００３〜０．０３％
Ｔｉは、鋼材中にＴｉＮなどの窒化物やＴｉ酸化物を生成し、ＨＡＺ靱性の向上に寄与する元素である。該効果を発揮させるには、Ｔｉを０．００３％以上含有させる必要がある。Ｔｉ量は、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００７％以上、更に好ましくは０．０１０％以上である。しかしＴｉが過剰に含まれると、母材靱性が劣化するため、Ｔｉ量は０．０３％以下とする。Ｔｉ量は、好ましくは０．０２０％以下であり、より好ましくは０．０１８％以下である。
【００３３】
Ｂ：０％以上０．００５％以下
Ｂは、焼入れ性向上の効果により高強度確保に寄与する元素である。また粒界フェライトの生成を抑制してＨＡＺ靱性を向上させる元素でもある。該効果を発揮させるため、０．０００５％以上含有させてもよく、更には０．００１０％以上含有させてもよい。しかし、Ｂ量が０．００５％を超えると、オーステナイト粒界にＢＮとして析出し、ＨＡＺ靱性の低下を招く。従ってＢ量は０．００５％以下とする。Ｂ量は、好ましくは０．００２％以下である。
【００３４】
Ｎ：０．００１〜０．０１％
Ｎは、例えば、ＴｉＮなどの窒化物を析出する元素である。該窒化物は、ピン止め効果により、溶接時にＨＡＺに生成するオーステナイト粒の粗大化を防止し、フェライト変態を促進させて、ＨＡＺ靱性の向上に寄与する。この効果を有効に発揮させるには、０．００１％以上含有させる必要がある。Ｎ量は、好ましくは０．００３０％以上、より好ましくは０．００３５％以上、更に好ましくは０．００４０％以上である。しかしＮ量が０．０１％を超えると、固溶Ｎ量が増大して母材靱性が劣化すると共に、ＨＡＺ靱性も劣化する。従ってＮ量は０．０１％以下に抑える。Ｎ量は、好ましくは０．００８５％以下、より好ましくは０．００７５％以下である。
【００３５】
Ｃａ：０．０００３〜０．００６０％
Ｃａが含まれると、ＴｉＮ生成温度が下がるため、微細なＴｉＮが析出してＨＡＺ靱性が向上する。またＣａは、Ａｌ2Ｏ3を核として析出する粗大なＴｉＮの生成も抑制し、ＨＡＺ靱性低下の抑制に寄与する。これらの効果を発揮させるため、Ｃａ量は０．０００３％以上とする。Ｃａ量は、好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｃａ量が０．００６０％を超えると、粗大な介在物が析出してＨＡＺ靱性の低下を招く。従ってＣａは０．００６０％以下とする。Ｃａ量は、好ましくは０．００４０％以下であり、より好ましくは０．００３０％以下である。
【００３６】
本発明の鋼材は、上記元素を含み、残部は鉄および不可避不純物からなる。該不可避不純物として、例えば、酸素やＭｇ、Ａｓ、Ｓｅなどが挙げられる。中でも酸素は、介在物を形成して特性の劣化を招きやすいため、０．００４０％以下に抑えることが好ましい。酸素量は、より好ましくは０．００２０％以下である。本発明には、更に他の元素として、下記に示す通り、鋼材の強度や靱性を向上させるＣｕやＮｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、介在物の形態制御に寄与するＲＥＭやＺｒを含む鋼材も含まれる。
【００３７】
Ｃｕ：０％超１．０％以下、Ｎｉ：０％超１．２０％以下、Ｃｒ：０％超０．５０％以下、Ｍｏ：０％超０．５％以下、およびＶ：０％超０．１％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
これらの元素は、鋼材の強度や靱性の向上に寄与する元素である。以下、各元素について説明する。
【００３８】
Ｃｕは、固溶強化により鋼材の強度を高める元素である。この作用を有効に発揮させるには、Ｃｕを０．０１％以上含有させることが好ましい。Ｃｕ量は、より好ましくは０．１５％以上、更に好ましくは０．２０％以上、より更に好ましくは０．２５％以上である。しかしＣｕ量が１．０％を超えると、鋼材の靱性が劣化するため、Ｃｕ量は１．０％以下とすることが好ましい。Ｃｕ量は、より好ましくは０．８％以下であり、更に好ましくは０．５％以下である。
【００３９】
Ｎｉは、鋼材の強度を高めると共に、鋼材自体の靱性を向上させるのにも寄与する元素である。またＮｂと同様に、変態開始温度を低温側へシフトさせる働きがあり、これが組織の微細化を促す。これらの作用を有効に発揮させるには、Ｎｉを０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．１０％以上、更に好ましくは０．２０％以上、より更に好ましくは０．３０％以上である。しかしＮｉは高価な元素であるため、経済的理由から、Ｎｉ量は１．２０％以下とすることが好ましく、より好ましくは１．００％以下、更に好ましくは０．８０％以下、より更に好ましくは０．６０％以下である。
【００４０】
Ｃｒは、鋼材の強度を高めるのに寄与する元素であり、０．０１％以上含有させることが好ましい。Ｃｒ量は、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０３％以上である。しかしＣｒ量が０．５０％を超えると、鋼材の強度が高まり過ぎて母材靱性が劣化し、またＨＡＺ靱性も劣化する。よってＣｒ量は０．５０％以下とすることが好ましい。Ｃｒ量は、より好ましくは０．３０％以下、更に好ましくは０．２０％以下、より更に好ましくは０．１５％以下である。
【００４１】
Ｍｏも、鋼材の強度を高めるのに寄与する元素であり、０．００５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．００８％以上、更に好ましくは０．０１％以上である。しかし０．５％を超えると、鋼材の強度が高くなり過ぎて母材靱性が劣化し、ＨＡＺ靱性も低下する。よってＭｏ量は０．５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．３％以下、更に好ましくは０．２％以下、より更に好ましくは０．１０％以下である。
【００４２】
Ｖも、鋼材の強度を高めるのに寄与する元素であり、またＨＡＺ靱性の向上にも寄与する元素である。該効果を発揮させるにはＶを０．００１％以上含有させることが好ましい。Ｖ量は、より好ましくは０．００２％以上、更に好ましくは０．００５％以上である。しかしＶ量が過剰になると、析出する炭窒化物が粗大化して母材靱性が劣化する。よってＶ量は０．１％以下とすることが好ましい。Ｖ量は、より好ましくは０．０５％以下、更に好ましくは０．０２％以下である。
【００４３】
ＲＥＭ：０％超０．０５％以下、およびＺｒ：０％超０．０２０％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
これらの元素は、介在物を微細化し、母材靱性およびＨＡＺ靱性を向上させるのに有効に作用する。該効果を発揮させるには、ＲＥＭを用いる場合、ＲＥＭ量は０．００５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０１０％以上である。またＺｒを用いる場合、Ｚｒ量は０．００５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０１０％以上である。しかしながら、これらの含有量が過剰になると、酸化物が粗大になり母材およびＨＡＺの靱性がかえって劣化する。よって、ＲＥＭ量は０．０５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０１８％以下である。またＺｒ量は０．０２０％以下であることが好ましく、より好ましくは０．０１０％以下である。尚、本発明ではＲＥＭとして、周期律表３族に属するスカンジウム、イットリウム、およびランタノイド系列希土類元素、即ち原子番号５７〜７１の元素のいずれをも用いることができる。
【００４４】
本発明に係る鋼板の板厚は特に限定されず、例えば６ｍｍ以上であり、更には１０ｍｍ以上、より更には１５ｍｍ以上で、１００ｍｍ以下を想定したものである。
【００４５】
次に本発明の鋼板の製造方法について説明する。
【００４６】
船舶用鋼材には、施工効率向上の観点から、大入熱溶接が志向される。該溶接後のＨＡＺ靱性を高めるため、一般には、Ｔｉ、ＮおよびＢを添加し、ＴｉＮ生成による旧オーステナイト粒成長抑制及びＢＮ生成による粒内核生成を活用することが行われている。上記Ｂは、ＢＮを構成するＢと、Ｎとは結合せず鋼中に固溶する「固溶Ｂ」との２種に分かれる。これらの比率は、製鋼段階でのＴｉ、ＮおよびＢの添加実績により変化する。
【００４７】
本発明者らは、大角結晶粒のサイズと元素との関係について検討したところ、元素の中でも上記Ｂ、特には上記「固溶Ｂ」が大角結晶粒の粗大化を招いているのではないか、との点に着目した。そしてこの観点から、固溶Ｂ量が大角結晶粒のサイズに及ぼす影響について調査した結果、鋼中の固溶Ｂが増加すると、大角結晶粒として一部に粗大なものが生成したり、比較的粗大な大角結晶粒の数が増加する傾向にあることが判明した。固溶Ｂが、上記大角結晶粒の粗大化を招く理由は次の様に考えられる。即ち、鋼のγからαへの変態時に、固溶Ｂが、変態の方位選択を制限する結果、結晶方位差１５°未満の結晶粒が集まって形成され易く、言い換えれば結晶方位差１５°以上の大角結晶粒が形成されにくく、その結果、結晶方位差１５°以上の結晶粒径が粗大、即ち、大角結晶粒のサイズが粗大になるのではないかと考えられる。
【００４８】
そこで、上記粗大な大角結晶粒の生成抑制を目的に、まずは、鋼中の固溶Ｂ量を算出するため下記式（１）を設定した。下記式（１）で表される固溶Ｂ指数は、鋼中の固溶Ｂ量を表す指数であり、この値が大きいほど鋼中の固溶Ｂ量が多いことを意味する。本発明者らは、この固溶Ｂ指数が大きいほど、大角結晶粒が粗大になりすく、その結果、低温靱性の低下が生じやすいことを別途確認している。
【００４９】
【数２】
0006280824.tif 000003
式（１）において、Ｂ、Ｎ、Ｔｉは、各元素の質量％での鋼中含有量を示す。
【００５０】
そして本発明者らは、上記固溶Ｂ指数に応じて製造条件を制御すべく更に検討を行った。その結果、上記固溶Ｂ指数＝２．０を境として、特に固溶Ｂ指数が２．０以上の場合に、オーステナイト未再結晶温度域での圧延の累積圧下率を一定以上とすれば、粗大な大角結晶粒の生成が抑制されることを見出した。
【００５１】
以下では、上記オーステナイト未再結晶温度域での圧延の累積圧下率を含め、本発明で製造方法を規定した理由について説明する。
【００５２】
本発明の製造方法では、上記の成分組成を有する鋼片を、常法により鋳造して例えばスラブ等を得た後、下記工程Ａ〜Ｆをこの順に含むように実施する。尚、以下の製造方法で規定の温度は、特に断りのない限り表面温度をいう。また下記製造方法において、板厚、ｔは、特に断りのない限り、各工程での板厚、圧延を含む工程では圧延開始時の板厚をいう。
【００５３】
［工程Ａ：９００〜１２００℃の温度域で、板厚方向の温度偏差が４０℃以内になるまで加熱する］
鋼片の組織をまずはオーステナイト単相とするため、９００℃以上に加熱する。加熱温度は好ましくは１０００℃以上である。該加熱温度の上限はコスト等の観点から１２００℃以下であり、好ましくは１１５０℃以下である。尚、ここでの加熱温度は炉内の雰囲気温度をいう。
【００５４】
上記鋼片の加熱は、板厚方向の温度偏差が４０℃以内となるまで行う。この板厚方向の温度偏差は、後述する実施例に示す方法で求めた「ｔ／４部の温度」と「ｔ／２部の温度」との差である。この鋼片加熱時の板厚方向の温度偏差が大きいと、ｔ／４部の温度の予測計算値にずれが生じ、後工程で適切な圧延が行えない。上記温度偏差は３５℃以内とすることが好ましく、より好ましくは３０℃以内であり、最も好ましくは２０℃以内である。
【００５５】
［工程Ｂ：鋼片表面のスケールを除去する］
一般に加熱時間が長時間化すると、鋼板表面にスケールが生成しやすくなる。スケールが鋼片表面に存在すると、表面温度から計算されるｔ／４部の温度の算出が阻害され、結果的にｔ／４部の適切な圧延が行うことができない。よって上記工程Ａの後に鋼片表面のスケール除去を行う。スケール除去の方法として、例えば高圧水の吹付けを行うことが挙げられる。
【００５６】
上記工程Ａおよび工程Ｂを実施することによって、下記工程Ｃ開始時の板厚内の温度偏差、即ち［（ｔ／４部の温度−表面温度）／圧延開始温度］から求められる数値を、１．０℃／ｍｍ以下に抑えることができる。
【００５７】
［工程Ｃ：ｔ／４部の温度がオーステナイト再結晶温度となる温度域にて、累積圧下率３０％以上の圧延を行う］
この工程では、オーステナイト再結晶温度域にて、累積圧下率で３０％以上の圧下を加える。この圧下により歪が蓄積され、後述する工程Ｆの冷却が実施されることにより、大角結晶粒の微細化を図ることができる。上記累積圧下率は、好ましくは３２％以上、より好ましくは３５％以上であり、その上限は、おおよそ５０％程度である。
【００５８】
［工程Ｄ：ｔ／４部の温度がオーステナイト再結晶温度となる温度域からオーステナイト未再結晶温度となる温度域までの冷却を、前記工程Ｃ後の板厚が５０ｍｍを超える場合は、平均冷却速度０．５℃／ｓ以上の冷却と、空冷との２回以上の繰り返しを含む方法で行い、前記板厚が５０ｍｍ以下の場合は水冷以外の方法で行う］
【００５９】
オーステナイト再結晶温度域からオーステナイト未再結晶温度域へ移行する際に鋼板の冷却が必要となるが、該冷却の速度が急であると、鋼板表面にスケールが生成しやすくなる。スケールが生成すると、ｔ／４部の温度の予測計算値にずれが生じ、適切な圧延が行えなくなる。スケール生成の抑制のため、鋼板の冷却を空冷のみとすることが考えられるが、板厚が５０ｍｍ超の場合は十分に冷却されない。そこで、板厚が５０ｍｍ超の場合は、上記オーステナイト再結晶温度域からオーステナイト未再結晶温度域までの冷却として、平均冷却速度０．５℃／ｓ以上の冷却と、空冷とによる復熱過程を２回以上繰り返し実施することとした。尚、鋼板表面にスケールが生成しない限り、上記復熱過程に加えて更に別の冷却方法を採用することもできる。
【００６０】
以下では、上記平均冷却速度０．５℃／ｓ以上の冷却を、「中間冷却」といい、１回目の中間冷却を「中間冷却１」、２回目の中間冷却を「中間冷却２」ということがある。また上記空冷を「中間空冷」といい、１回目の中間空冷を「中間空冷１」、２回目の中間空冷を「中間空冷２」ということがある。上記中間冷却と中間空冷は繰り返し２回以上行えばよく、各冷却の温度域や時間は特に問わない。
【００６１】
上記中間冷却の平均冷却速度は、好ましくは０．７℃／ｓ以上、より好ましくは０．９℃／ｓ以上である。上記平均冷却速度の上限は、スケール生成を抑制する観点から１．０℃／ｓ程度である。
【００６２】
上記平均冷却速度は、下記実施例に示す方法で求められる。
【００６３】
上記平均冷却速度０．５℃／ｓ以上の冷却の方法として、例えば水やミストの吹付けが挙げられ、好ましくは水の吹付けである。
【００６４】
前記板厚が５０ｍｍ以下の場合、冷却方法は、スケールの形成が抑制される方法であればよいことから、水冷以外の方法であればよい。オーステナイト再結晶温度域からオーステナイト未再結晶温度域への冷却方法として、例えば、空冷のみを行ってもよいし、上述した中間冷却と中間空冷の繰り返しを行ってもよい。
【００６５】
上記工程Ｄを実施、特には前記板厚が５０ｍｍ超の場合に復熱過程を経ることによって、下記工程Ｅ開始時の板厚内の温度偏差、即ち［（ｔ／４部の温度−表面温度）／圧延開始温度］から求められる数値を、１．０℃／ｍｍ以下に抑えることができる。
【００６６】
［工程Ｅ：ｔ／４部の温度がオーステナイト未再結晶温度となる温度域にて、下記式（１）で示される固溶Ｂ指数が２．０未満の場合は累積圧下率５％以上の圧延を行い、下記式（１）で示される固溶Ｂ指数が２．０以上の場合は累積圧下率１５％以上の圧延を行う］
【００６７】
【数３】
0006280824.tif 000004
式（１）において、Ｂ、Ｎ、Ｔｉは、各元素の質量％での鋼中含有量を示す。
【００６８】
固溶Ｂ指数が２．０未満の場合は、鋼中の固溶Ｂ量が比較的少ないため、このｔ／４部の温度がオーステナイト未再結晶温度となる温度域において、累積圧下率５％以上の圧延を行えばよい。上記累積圧下率は、好ましくは１０％以上、より好ましくは１５％以上である。尚、生産性等を考慮すると、上記累積圧下率の上限は５０％程度となる。
【００６９】
一方、固溶Ｂ指数が２．０以上の場合、上述の通り、固溶Ｂによって変態の方位選択が制限され、大角結晶粒が粗大となりやすい。そこで本発明では、このｔ／４部の温度がオーステナイト未再結晶温度となる温度域にて、累積圧下率１５％以上の圧延を行う。この温度域での圧下量を増加させることにより、旧γ粒内に変態時の核生成サイトとなる転位が導入され、その結果、固溶Ｂによる変態時の方位抑制が緩和され、粗大粒の生成が抑制されると考えられる。上記累積圧下率は、好ましくは１９％以上、より好ましくは２０％以上である。尚、生産性等を考慮すると、上記累積圧下率の上限は５０％程度となる。
【００７０】
ｔ／４部の温度が、オーステナイト再結晶温度となる温度域や、オーステナイト未再結晶温度となる温度域は、厳密には、含まれる元素の種類やその含有量等の影響を受ける。これらの温度域は、例えば加工フォーマスター実験により変形抵抗量の変化する温度から求めることが可能である。
【００７１】
［工程Ｆ：Ａｒ3変態点から５００℃までを平均冷却速度５℃／ｓ以上で冷却する。但し、上記Ａｒ3変態点は下記式（２）により求める。尚、含まれない元素はゼロとして計算すればよい。
Ａｒ3変態点＝９１０−３１０×Ｃ−８０×Ｍｎ−２０×Ｃｕ−１５×Ｃｒ−５５×Ｎｉ−８０×Ｍｏ＋０．３５×（ｔ−８）・・・（２）
式（２）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏは、各元素の質量％での鋼中含有量を示し、ｔは単位ｍｍで表される製品厚さを示す］
【００７２】
ｔ／４部のビッカース硬さ：１８０以上を達成するには、Ｃを固溶させる観点から、せん断的な変態をさせる必要がある。そのため、冷却開始温度：ｔ／４部でＡｒ3変態点から、冷却停止温度：表面温度で５００℃までの温度域の冷却を、平均冷却速度５℃／ｓ以上で行う。該平均冷却速度は、好ましくは６．０℃／ｓ以上、より好ましくは７．０℃／ｓ以上である。上記冷却開始温度は、上記の通りｔ／４部の温度で制御するが、上記平均冷却速度は、冷却開始時と冷却停止時の表面温度を用いて算出する。
【００７３】
尚、上記平均冷却速度の上限は板厚による。例えば後述する実施例で用いた板厚６５ｍｍの場合だと、上記平均冷却速度の上限はおおよそ１０℃／ｓ程度となるが、板厚がこれよりも薄いと、上記平均冷却速度の上限も高くなる。
【００７４】
本発明では、少なくともＡｒ3変態点から５００℃までの範囲を上記速度で冷却すればよい。即ち、冷却開始温度は、更にＡｒ3変態点＋１０℃以上、より更にはＡｒ3変態点＋２０℃以上であって、例えば仕上げ圧延終了温度以下の温度でもよい。また冷却停止温度は、更に４８０℃以下、より更には４５０℃以下であって、例えば４００℃以上の温度とすることもできる。
【００７５】
上記速度で冷却後の、更に室温までの冷却は、特に手段を問わず、例えば空冷等が挙げられる。
【００７６】
上記平均冷却速度は、下記実施例に示す方法で求められる。
【実施例】
【００７７】
以下、実施例を挙げて本発明をより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・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００７８】
鋼を溶製し、凝固して得られた下記表１に示す成分組成の各種スラブを用い、下記表２および表３に示す製造条件にて各種鋼板を製作した。
【００７９】
尚、ｔ／４部の温度が、オーステナイト再結晶温度となる温度域や、オーステナイト未再結晶温度となる温度域は、加工フォーマスター実験により求めた。本発明の鋼板の成分組成範囲であれば、オーステナイト再結晶温度となる温度域は９４０℃以下８６０℃以上、オーステナイト未再結晶温度となる温度域は８６０℃以下Ａｒ3変態点以上の範囲であると想定し、本実施例では上記温度域を採用した。表２および表３において、ｔ／４部の温度がオーステナイト再結晶温度となる温度域での圧延開始温度を「ＳＲＴ１」、ｔ／４部の温度がオーステナイト未再結晶温度となる温度域での圧延開始温度を「ＳＲＴ２」、仕上圧延終了温度を「ＦＲＴ」、オーステナイト未再結晶温度域で圧延後の冷却開始温度を「ＳＣＴ」、該冷却の終了温度を「ＦＣＴ」と示している。
【００８０】
［圧延中の板厚方向各部の温度測定方法］
１．プロセスコンピュータを用い、加熱開始から抽出、即ち加熱終了までの雰囲気温度や在炉時間に基づいて鋼片の表面から裏面までの位置の加熱温度を算出する。
２．算出した加熱温度を用い、圧延中の圧延パススケジュールやパス間の例えば水冷や空冷等の冷却方法のデータに基づいて、板厚方向の任意の位置における圧延温度を差分法など計算に適した方法を用いて計算しつつ圧延を実施する。
３．鋼板の表面温度は圧延ライン上に設置された放射型温度計を用いて実測する。但し、プロセスコンピュータでも理論値を計算しておく。
４．粗圧延開始時、粗圧延終了時、仕上げ圧延開始時にそれぞれ実測した鋼板の表面温度を、プロセスコンピュータから算出される計算温度と照合する。
５．計算温度と実測温度の差が±３０℃以上の場合は、実測表面温度を計算表面温度に置き換えプロセスコンピュータ上の計算温度とし、±３０℃未満の場合は、プロセスコンピュータから算出された計算温度をそのまま用いる。
６．上記算出された計算温度を用い、制御対象としている領域の圧延温度を管理する。
【００８１】
［平均冷却速度の計算方法］
平均冷却速度は、下記式（３）式から求めたものである。
平均冷却速度：単位℃／ｓ＝（θｓ−θｆ）／τ・・・・・（３）
上記式（３）において、θｓは冷却開始時の温度：単位℃、θｆは冷却停止時の温度：単位℃、τは秒で表される冷却時間を示す。
【００８２】
表２におけるＳＲＴ１やＳＲＴ２の温度の温度偏差：単位℃／ｍｍは、（ｔ／４部の温度−表面温度）／圧延開始温度から求めた。
【００８３】
［累積圧下率の計算方法］
下式により算出した。
オーステナイト再結晶温度域での累積圧下率＝（Ｈ１−Ｈ２）／Ｈ１×１００
オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率＝（Ｈ２−ｔ）／Ｈ２×１００
上記において、Ｈ１は表２に示すオーステナイト再結晶温度域での圧延開始時の板厚、Ｈ２は表２に示すオーステナイト未再結晶温度域での圧延開始時の板厚、ｔは製品厚さ、即ち表３に示す板厚であり、いずれも単位はｍｍである。
【００８４】
上記得られた鋼板を用いて、以下の要領で、組織の評価を行うと共に、特性として、引張特性、ビッカース硬さ、および母材の低温靱性を評価した。
【００８５】
［大角結晶粒のサイズの測定］
ｔ／４部において、ＥＢＳＰ法により、隣接する２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の円相当直径、即ち大角結晶粒のサイズを求めた。その測定要領は以下の通りである。
（１）図２に斜線で示す断面、即ち、該図２において両矢印で示す圧延方向に平行でかつ鋼板表面に対して垂直な、鋼板表裏面を含む板厚断面を、観察できるよう上記鋼板からサンプルを採取した。
（２）＃１５０〜＃１０００の湿式エメリー研磨紙を用いた研磨、またはそれと同等の機能を有する研磨方法としてダイヤモンドスラリー等の研磨剤を用いた研磨等により、観察面の鏡面仕上を行った。
（３）ＴｅｘＳＥＭ Ｌａｂｏｒａｔｏｒｉｅｓ社製のＥＢＳＰ装置を使用し、ｔ／４部において（Ａ）測定範囲２００μｍ×２００μｍを０．５μｍピッチで、または（Ｂ）測定範囲１００μｍ×１００μｍを０．２５μｍピッチで、結晶方位差が１５°以上の境界を結晶粒界とし、該結晶粒界で囲まれた結晶粒、即ち大角結晶粒のサイズを測定した。この時、測定方位の信頼性を示すコンフィデンス・インデックスが０．１よりも小さい測定点は解析対象から除外した。また本実施例では、円相当直径が２．５μｍ以下のものはノイズと考え削除した。
（４）上記測定範囲内で、最も大きい大角結晶粒の円相当直径を求めた。また、円相当直径が１５μｍ以上の大角結晶粒の数を求め、上記測定範囲の面積、即ち２００μｍ×２００μｍまたは１００μｍ×１００μｍで除して、１μｍ２あたりの個数を個数密度として求めた。
【００８６】
得られた鋼板を圧延方向に沿って切断し、切断面のｔ／４部から組織観察試験片を採取し、倍率４００倍で光学顕微鏡観察を行ったところ、いずれの例も、ベイニティックフェライトが１０面積％以上であり、その他の組織が、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、またはこれらの組み合わせからなる組織となっていた。
【００８７】
［引張特性の評価］
ｔ／４部から、圧延方向に直角にＪＩＳ Ｚ２２０１４号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って引張試験を行い、降伏強度、引張強度および伸びを求めた。そして、上記降伏強度が３９０ＭＰａ以上、上記引張強度が５３０ＭＰａ以上、かつ伸びが１７％以上を合格とした。上記降伏強度は、好ましくは４００ＭＰａ以上、より好ましくは４１５ＭＰａ以上である。また上記引張強度は、好ましくは５５０ＭＰａ以上、より好ましくは５８０ＭＰａ以上である。また上記伸びは、好ましくは２０％以上である。
【００８８】
［ビッカース硬さの測定］
各鋼板のｔ／４部において３点ずつ、ビッカース硬さ試験を荷重９８Ｎで行った。そして３点のビッカース硬さの平均値を求め、該平均値が１８０以上の場合を合格とした。
【００８９】
［母材の低温靱性の評価］
ｔ／４部において試験片の長手方向がＬ方向、即ち圧延方向となるように、ＮＫ Ｕ４号試験片を３本採取した。そして、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定の方法でＶノッチシャルピー衝撃試験を実施した。ＮＫ船級における造船Ｅグレードでは母材の衝撃特性を試験温度：−４０℃で評価するため、低温靱性の安定性の指標として、試験温度：−４０℃で上記試験片３本のエネルギー値を測定した。また上記衝撃試験を行って、試験温度と脆性破面率の関係を示す曲線から、脆性破面遷移温度を求めた。そして、上記エネルギー値がいずれも１００Ｊ以上であると共に、最大値と最小値の差が１００Ｊ以下であり、かつ上記脆性破面遷移温度が−６０℃以下を満たす場合を、優れた低温靱性を安定して発揮すると評価した。
【００９０】
これらの結果を、表４に示す。
【００９１】
【表１】
0006280824.tif 000005
【００９２】
【表２】
0006280824.tif 000006
【００９３】
【表３】
0006280824.tif 000007
【００９４】
【表４】
0006280824.tif 000008
【００９５】
表１〜４から次のことがわかる。Ｎｏ．１、６、８および９は、規定の成分組成を満たす鋼を用いているが、規定の方法で製造せず、その結果、組織が規定を満たさず、母材の低温靱性に劣る結果となった。
【００９６】
詳細にはＮｏ．１は、工程Ｂ、即ち加熱後であって熱間圧延前のスケール除去を行っておらず、かつ工程Ｄで規定の冷却も行わず、更には工程Ｃと工程Ｅでの累積圧下率が小さいため、大角結晶粒のサイズが大きくなり、母材の低温靱性に劣る結果となった。尚、このＮｏ．１では工程Ｄで規定の冷却を行っていないため、ｔ／４部の温度の算出が阻害され、ｔ／４部のＳＲＴ２が高めとなった。
【００９７】
Ｎｏ．６は固溶Ｂ指数が８．２であり、またＮｏ．８は固溶Ｂ指数が２２．０であり、いずれもオーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率：１５％以上とする必要があるが、いずれも上記累積圧下率が１５％を下回ったため、大角結晶粒の最大サイズが大きく、かつＮｏ．８では１５μｍ以上の大角結晶粒の個数も多くなり、その結果、ｖＥ-40のバラツキが大きく、かつｖＴｒｓが高くなった。
【００９８】
Ｎｏ．９は固溶Ｂ指数が１９．９であり、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率：１５％以上とする必要があるが、該累積圧下率が１５％を下回ったため、大角結晶粒の最大サイズが大きく、かつ１５μｍ以上の大角結晶粒の個数も多くなり、その結果、ｖＥ-40が小さくかつバラツキも大きく、更にはｖＴｒｓも高くなった。
【００９９】
尚、本発明例である上記鋼板Ｎｏ．２のＥＢＳＰ測定結果を図３Ａに示し、比較例である上記鋼板Ｎｏ．６のＥＢＳＰ測定結果を図３Ｂに示す。これらの結果を対比すると、鋼板Ｎｏ．６は、大角結晶粒のサイズが粗大になっていることがわかる。
【図１】
0006280824.tif 000010
【図２】
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【図３Ａ】
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【図３Ｂ】
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