(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で（以下、成分について同じ）、
Ｃ  ：０．０２〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：１．０〜１．６％、
Ｐ  ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１５〜０．０６％、
Ｎ  ：０．０１％以下（０％を含まない）
を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
下記式（１）で表されるＣｅｑが０．３１以上で、
下記式（２）で表されるＤｉ＊が４．０以下であり、
金属組織が、
全組織に占めるフェライトの占積率:90％超(面積％の意味、組織について以下同じ)、
平均フェライト粒径：３〜１２μｍ、
最大フェライト粒径：４０μｍ以下、及び
第２相の平均円相当径：０．８μｍ以下
を満たし、引張強度が４９０ＭＰａ以上であることを特徴とする衝突吸収性と母材靭性に優れた鋼板。
Ｃｅｑ＝ C＋ Si／24 ＋ Mn／6 ＋ Ni／40 ＋ Cr／5 ＋ Mo／4    …（１）
Ｄｉ＊＝ C0.5×(１＋0.64 Si）×(１＋4.10 Mn）×(１＋2.33 Cr）×(１＋3.14 Mo)
×(１＋0.27 Cu）×(１＋0.52 Ni）×［１＋1.5(0.90−C)×B２］  …（２）
｛式（１）（２）中、C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、Cu、Bは、各元素の含有量（質量％）を示す｝
【請求項２】
下記式（３）で表されるＫＭｓが４９０以下であり、かつ前記金属組織が、残留オーステナイト：０．５〜１０％を含むものである請求項１に記載の鋼板。
ＫＭｓ＝−３９Ｍｎ−１０Ｃｕ−１７Ｎｉ−２０Ｃｒ−５Ｍｏ＋５５０  …（３）
｛式（３）中、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、各元素の含有量（質量％）を示す｝
【請求項３】
更に他の元素として、
Ｃｕ：０．３５％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：０．４０％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．２０％以下（０％を含まない）、及び
Ｍｏ：０．０８％以下（０％を含まない）
よりなる群から選択される１種以上を含む請求項１または２に記載の鋼板。
【請求項４】
更に他の元素として、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）を含み、かつＴｉ、ＮおよびＡｌが下記式（４）および（５）を満たす請求項１〜３のいずれかに記載の鋼板。
Ｎ ≧０．２９２×Ｔｉ    …（４）
Ａｌ ≧１．９３×Ｎ−０．５６４×Ｔｉ    …（５）
｛式（４）（５）中、Ｎ、Ｔｉ、Ａｌは、各元素の含有量（質量％）を示す｝
【請求項５】
更に他の元素として、
Ｂ  ：０．００５％以下（０％を含まない）、及び／又は
Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）
を含む請求項１〜４のいずれかに記載の鋼板。
【請求項６】
更に他の元素として、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭよりなる群から選択される１種以上を０．１％以下（０％を含まない）含む請求項１〜５のいずれかに記載の鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、衝突吸収性と母材靭性に優れた引張強度が４９０ＭＰａ以上の鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
船舶同士の衝突や船舶の座礁等が発生した際に生じる、船舶内への浸水や積荷、燃料等の流出を防止すべく、該船体用鋼材として種々の鋼材が提案されている。例えば特許文献１には、組織が、フェライト占積率：８０％以上のフェライト主体であり、該フェライト相の硬さがＨｖ１６０以上で、第二相（フェライト以外の相）の平均円相当径が５μｍ以下である鋼板が開示されており、強度を高めたフェライト主体の組織とすることで衝撃吸収エネルギーを高めている。
【０００３】
しかし、該技術では第二相の平均円相当径が４μｍ以上であり、第二相が該サイズでかつフェライト相が上記の通り硬いと、母材靭性を高めることが難しいと考えられる。
【０００４】
特許文献２には、鋼板の少なくとも板厚の１／８以上の表裏層に面積率で１．０〜２０％の残留γを含むようにすることで、所望の衝撃エネルギー吸収能を確保できる旨示されている。しかし、残留γを鋼板全域に分散させたものではなく、板厚方向の特性ばらつきが大きいと考えられるため、鋼板全体の衝撃吸収能を十分高め得たとは言い難い。また、該特許文献２では、上記残留γをフェライトマトリックス中に微細分散させることにより、耐延性破壊性能も高めている。更に、該組織とするには制御圧延が有効であり、詳細には、鋳片を直接又はＡｃ３以上の温度に加熱後、熱間圧延を行い、かつ圧延終了温度をＡｒ３＋１００℃〜Ａｒ３−５０℃の温度範囲とすることが示されている。しかし該プロセスでは、残留γをより微細化することが難しく、母材靭性を十分高めることが難しいと思われる。
【０００５】
また特許文献３には、組織をフェライト相と硬質相からなるものとし、該フェライト相を相分率：６０％以上、硬さ：Ｈｖ１５０以下で、平均粒径：５μｍ以上とし、かつ硬質相の圧延方向／板厚方向のアスペクト比を２以上とすることが規定されている。この様に硬質相のアスペクト比を２以上にすることで、一様伸び（均一伸び）が改善される旨示されているが、特性の異方性が発生するものと考えられる。また硬質相のサイズが、特許文献３の図１からフェライト相と同等のサイズであるため、十分高い母材靭性を確保することは難しいと思われる。
【特許文献１】特開平１１−１９３４３８号公報  （表２）
【特許文献２】特開平１１−２４６９３４号公報  （特許請求の範囲、段落［００４１］、段落［００４４］、段落［００７６］）
【特許文献３】特開２００１−２６２２７２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明はこの様な事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、衝突吸収性と母材靭性に優れた鋼板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明に係る衝突吸収性と母材靭性に優れた鋼板とは、
質量％で（以下、成分について同じ）、
Ｃ  ：０．０２〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：１．０〜１．６％、
Ｐ  ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１５〜０．０６％、
Ｎ  ：０．０１％以下（０％を含まない）
を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
下記式（１）で表されるＣｅｑが０．３１以上で、
下記式（２）で表されるＤｉ＊が４．０以下であり、
金属組織が、
全組織に占めるフェライトの占積率:90％超(面積％の意味、組織について以下同じ)、
平均フェライト粒径：３〜１２μｍ、
最大フェライト粒径：４０μｍ以下、及び
第２相の平均円相当径：０．８μｍ以下
を満たし、引張強度が４９０ＭＰａ以上であるところに特徴を有する。
Ｃｅｑ＝ C＋ Si／24 ＋ Mn／6 ＋ Ni／40 ＋ Cr／5 ＋ Mo／4    …（１）
Ｄｉ＊＝ C0.5×(１＋0.64 Si）×(１＋4.10 Mn）×(１＋2.33 Cr）×(１＋3.14 Mo)
×(１＋0.27 Cu）×(１＋0.52 Ni）×［１＋1.5(0.90−C)×B２］  …（２）
｛式（１）（２）中、C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、Cu、Bは、各元素の含有量（質量％）を示す｝
【０００８】
また本発明の鋼板は、下記式（３）で表されるＫＭｓが４９０以下であり、かつ前記金属組織が、残留オーステナイト：０．５〜１０％を含むものであれば、衝突吸収性により優れているので好ましい。
ＫＭｓ＝−３９Ｍｎ−１０Ｃｕ−１７Ｎｉ−２０Ｃｒ−５Ｍｏ＋５５０  …（３）
｛式（３）中、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、各元素の含有量（質量％）を示す｝
上記鋼板は、
（ａ）更に他の元素として、Ｃｕ：０．３５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．４０％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．２０％以下（０％を含まない）、及びＭｏ：０．０８％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含んでいてもよい。
（ｂ）また、更にＴｉ：０．１％以下（０％を含まない）を含み、かつ上記Ｔｉ、ＮおよびＡｌが下記式（４）および（５）を満たせば、衝突吸収性および母材靭性と共に、溶接性も確保できるので好ましい。
Ｎ ≧０．２９２×Ｔｉ    …（４）
Ａｌ ≧１．９３×Ｎ−０．５６４×Ｔｉ    …（５）
｛式（４）（５）中、Ｎ、Ｔｉ、Ａｌは、各元素の含有量（質量％）を示す｝
更に他の元素として、
（ｃ）Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、及び／又はＮｂ：０．０５％以下（０％を含まない）
（ｄ）Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭよりなる群から選択される１種以上：０．１％以下（０％を含まない）、を含んでいてもよい。
【０００９】
尚、上記フェライトの占積率、平均フェライト粒径、最大フェライト粒径、第２相の平均円相当径、及び残留オーステナイトの占積率は、後述する実施例に示す方法で測定した値である。
【発明の効果】
【００１０】
本発明の鋼板は、高い衝突吸収エネルギーを示すと共に母材靭性にも優れているため、例えば船体外壁に用いた場合に、船舶同士の衝突や船舶の座礁等が発生した際の船舶内への浸水や積荷、燃料等の流出を防止することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
本発明者らは、衝突吸収性に優れている（高い衝突吸収エネルギーを示す）と共に、母材靭性にも優れた鋼板を得るべく鋭意研究を行った。その結果、成分組成を規定すると共に、組織の形態として、特に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相のサイズを制御すればよいことを見出し、本発明に想到した。以下、本発明を特徴付ける組織について詳述する。
【００１２】
〈平均フェライト粒径：３〜１２μｍ〉
まず本発明では平均フェライト粒径を１２μｍ以下とする。平均フェライト粒径がこれより大きいと、母材靭性が劣化すると共に、均一伸びが低下して優れた衝突吸収性を確保することが困難となるからである。平均フェライト粒径は、好ましくは１０μｍ以下である。一方、平均フェライト粒径が小さすぎると、均一伸びが小さくなり、衝突吸収性が低下するため、平均フェライト粒径の下限を３μｍとした。
【００１３】
〈最大フェライト粒径：４０μｍ以下〉
鋼板に変形が加わった場合、応力は最も大きな結晶粒に集中する。また、結晶粒の最大径が大きいほど集中する応力が高くなる。その結果、均一伸びが小さくなり、衝突吸収性が低下する。よって本発明では、最大フェライト粒径の上限を４０μｍと規定した。好ましくは３０μｍ以下である。
【００１４】
〈全組織に占めるフェライトの占積率：９０％超〉
本発明では、組織を、上記要件を満たすフェライトで均一化することにより、衝突吸収性を著しく向上させることができ、特に、該フェライトが９０％超となるようにすればよいことを見出した。好ましくは９５％以上である。
【００１５】
〈第２相の平均円相当径：０．８μｍ以下〉
本発明の鋼板は、上記フェライト以外の組織（第２相）としてＭＡ（Martensite-Austenite constituent）や残留γ、パーライト、炭化物等を含みうるが、この第２相が粗大であると、変形時に破壊の起点となり母材靭性が劣化する。よって、本発明では第２相の平均円相当径を０．８μｍ以下とする。好ましくは０．７μｍ以下である。
【００１６】
〈全組織に占める残留オーステナイト（残留γ，γＲ）の占積率：０．５〜１０％〉
組織に残留γを存在させてＴＲＩＰ現象を発現させることにより、延性をより高めて、衝突吸収性を更に向上させることができる。この様な効果を十分発揮させるには、残留γを０．５％以上存在させるのがよい。より好ましくは１．０％以上である。しかし残留γの様な硬質の第２相が多量に存在し、上記フェライトの占積率が相対的に低下すると、優れた衝突吸収性を確保できなくなるため、残留γは多くとも１０％とする。
【００１７】
上記の通り、残留γを存在させるには、下記式（３）で表されるＫＭｓが４９０以下を満たすことが推奨される。該ＫＭｓは、オーステナイト安定化元素量の指標であり、この値が小さいほど、残留γは安定的に存在し、十分なＴＲＩＰ効果の発現を期待できる。ＫＭｓは４８５以下とするのがより好ましい。
ＫＭｓ＝−３９Ｍｎ−１０Ｃｕ−１７Ｎｉ−２０Ｃｒ−５Ｍｏ＋５５０  …（３）
｛式（３）中、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、各元素の含有量（質量％）を示す｝
【００１８】
本発明は、上述の通り、特に組織形態を制御する点に特徴があるが、この様な組織形態を容易に制御し、かつ優れた母材靭性や高強度を示す鋼板を得るには、下記の通り成分組成を制御することが必要である。
【００１９】
〈Ｃ：０．０２〜０．１０％〉
Ｃは、強化元素であり、フェライト占積率や第２相サイズ、残留γの形成に寄与する元素である。十分な強度を確保するにはＣ量を０．０２％以上とする必要があり、残留γを規定量確保する観点からも上記量のＣを含有させるのがよい。好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｃ量が過剰であると、規定量のフェライトを確保することが困難となる。また、第２相の円相当径が大きくなり、優れた母材靭性および延性を確保し難くなる。よってＣは０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下である。
【００２０】
〈Ｓｉ：０．０５〜０．５０％〉
Ｓｉは脱酸剤として作用する元素であり、またフェライトの固溶強化元素として強度の向上に寄与する元素でもある。更にはγの分解を抑制する効果も有しており、残留γの形成にも寄与する。これらの効果を十分発揮させるには、Ｓｉ量を０．０５％以上とするのがよく、好ましくは０．１％以上である。しかしＳｉ量が過剰になると、衝突吸収性のみならず母材靭性やＨＡＺ靭性も劣化するため、Ｓｉ量は０．５０％以下とする。好ましくは０．４５％以下である。
【００２１】
〈Ｍｎ：１．０〜１．６％〉
Ｍｎは、脱酸剤として作用し、また、オーステナイト安定化元素でもあり残留γの形成に寄与する。更には、変態温度を低下させてフェライトの微細化に寄与する元素でもある。
【００２２】
これらの効果を十分発揮させるためＭｎ量を１．０％以上とする。好ましくは１．２％以上である。一方、Ｍｎ量が過剰になると、焼入れ性が必要以上に高まり、フェライトの最大粒径が却って大きくなり、延性の低下を招く。よってＭｎ量は１．６％以下に抑える。
【００２３】
〈Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）〉
これらの元素は、鋼材を脆化させるので極力少ない方がよく、本発明ではＰを０．０５％以下（好ましくは０．０３％以下）、Ｓを０．０５％以下（好ましくは０．０３％以下）とする。
【００２４】
〈Ａｌ：０．０１５〜０．０６％〉
Ａｌは鋼材の脱酸に有効な元素であり、また鋼中の固溶ＮをＡｌＮとして固定し、延性の劣化防止に有効に作用する。該効果を十分に発揮させるには、Ａｌ量を０．０１５％以上、好ましくは０．０２％以上とする。一方、Ａｌ量が過剰になると、硬質で粗大な非金属介在物（Ａｌ２Ｏ３）が生成して母材靭性が劣化するので、０．０６％以下、好ましくは０．０４％以下とする。
【００２５】
〈Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）〉
Ｎは、ＴｉＮを形成してＨＡＺ靭性を改善し、優れた溶接性の確保に有効な元素である。該効果を発揮させるには、Ｎを０．００１％以上（より好ましくは０．００３％以上）含有させることが好ましい。一方、Ｎが過剰に含まれると、上記ＴｉＮが粗大化し、ＨＡＺ靭性が却って劣化し易くなる。よってＮ量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００８％以下である。
【００２６】
尚、Ｔｉを含有させて、ＴｉＮの形成によりＨＡＺ靭性を確実に高める場合には、上記Ｎ量とＴｉ量の関係、上記Ｎ量とＴｉ量およびＡｌ量との関係が、後述する式（４）および式（５）を満たすようにするのがよい。
【００２７】
〈Ｃｅｑ≧０．３１〉
下記式（１）で表されるＣｅｑは、鋼板強度の指標であり、この値が高くなるほど強度が高まる傾向にある。本発明では、引張強度：４９０ＭＰａ以上を達成すると共に、優れた衝突吸収性を得るべく上記Ｃｅｑを０．３１以上と規定した。好ましくは０．３３以上である。尚、耐割れ性の観点からは、上記Ｃｅｑを０．４０以下とすることが好ましい。
Ｃｅｑ＝ C＋ Si／24 ＋ Mn／6 ＋ Ni／40 ＋ Cr／5 ＋ Mo／4    …（１）
｛式（１）中、C、Si、Mn、Ni、Cr、Moは、各元素の含有量（質量％)を示す｝
【００２８】
〈Ｄｉ＊≦４．０〉
下記式（２）で表されるＤｉ＊は、焼入れ性の指標であり、この値が高くなるほど焼入れ性が高まる。本発明では、焼入れ性が必要以上に高まると、熱間圧延後の冷却で粗大なベイナイトが形成され、最大フェライト粒径が大きくなり延性が低下する。よって本発明では、Ｄｉ＊を４．０以下とする。好ましくは３．８以下である。
Ｄｉ＊＝ C0.5×(１＋0.64 Si）×(１＋4.10 Mn）×(１＋2.33 Cr）×(１＋3.14 Mo)
×(１＋0.27 Cu）×(１＋0.52 Ni）×［１＋1.5(0.90−C)×B２］  …（２）
｛式（２）中、C、Si、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni、Bは、各元素の含有量（質量％）を示す｝
【００２９】
本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部はＦｅおよび不可避不純物であり、該不可避不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容され得る。また、更に下記元素を積極的に含有させることも可能である。
【００３０】
〈Ｃｕ：０．３５％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：０．４０％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．２０％以下（０％を含まない）及び
Ｍｏ：０．０８％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上〉
これらの元素は、上記式（３）で規定するＫＭｓの式中でマイナス項として作用する元素であり、残留γを安定化させ、強度と延性のバランスを改善するのに有効な元素である。上記効果を発揮させるには、Ｃｕの場合０．１％以上、Ｎｉの場合０．１％以上、Ｃｒの場合０．０２％以上、Ｍｏの場合０．０２％以上とすることが好ましい。一方、これらの元素が過剰に含まれていると、焼入れ性が必要以上に高まり、フェライト粒径が粗大化し、衝突吸収エネルギーが小さくなる。よって、Ｃｕは０．３５％以下、Ｎｉは０．４０％以下、Ｃｒは０．２０％以下、Ｍｏは０．０８％以下とするのがよい。
【００３１】
〈Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）〉
〈Ｎ ≧０．２９２×Ｔｉ〉
〈Ａｌ ≧１．９３×Ｎ−０．５６４×Ｔｉ〉
Ｔｉは、ＴｉＮを形成してＨＡＺ靭性を改善し、優れた溶接性の確保に有効な元素である。該効果を発揮させるには、Ｔｉを０．００２％以上（より好ましくは０．００５％以上）含有させるのがよい。また、上記ＴｉＮの形成によりＨＡＺ靭性を確実に高めるには、Ｔｉ量とＮ量の関係が下記式（４）を満たすようにして、ＴｉＮを微細化させることが有効である。
Ｎ ≧０．２９２×Ｔｉ…（４）
｛上記式中、Ｎ、Ｔｉは、各元素の含有量（質量％）を示す｝
【００３２】
上記式（４）に示す通りＴｉに対するＮの原子比を高めることで、ＴｉＮを微細にできるが、過剰の固溶Ｎが存在するとＨＡＺ靭性が却って劣化する。よって本発明では、上記ＴｉとＮに対し、下記式（５）を満たすようＡｌを含有させて、固溶ＮをＡｌＮとして固定し、ＨＡＺ靭性をより向上させるのがよい。
Ａｌ ≧１．９３×Ｎ−０．５６４×Ｔｉ    …（５）
｛上記式中、Ａｌ、Ｎ、Ｔｉは、各元素の含有量（質量％）を示す｝
【００３３】
一方、Ｔｉが過剰に含まれると、ＴｉＮが粗大化し、ＨＡＺ靭性が却って劣化し易くなる。よって、Ｔｉ量は０．１％以下とするのがよく、より好ましくは０．０５％以下、更に好ましくは０．０３％以下である。
【００３４】
〈Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、及び／又は
Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）〉
Ｂ、Ｎｂは、鋼材の焼入れ性を高めてＨＡＺ部の組織を微細にしてＨＡＺ靭性を向上させ、優れた溶接性を確保するのに有効な元素である。該効果を発揮させるには、Ｂの場合０．０００３％以上、Ｎｂの場合０．０１％以上とするのがよい。しかし、Ｂが過剰に含まれていると、焼入れ性が高くなりすぎて粗大なベイナイトが形成され、最大フェライト粒径が大きくなる。よって、Ｂは０．００５％以下とする。また、Ｎｂが過剰に含まれていると、母材中にＮｂＣとして析出し、母材靭性および均一伸びを低下させる。よって、Ｎｂは０．０５％以下とする。
【００３５】
〈Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭよりなる群から選択される１種以上：０．１％以下（０％を含まない）〉
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ（希土類元素；Ｌａ、Ｃｅ等）は、介在物を微細化し、ＨＡＺ靭性を改善するのに有効な元素であり、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭよりなる群から選択される１種以上が０．００１％以上であると該効果が十分発揮される。しかし、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭが過剰に存在しても上記効果は飽和するだけであるので、これらは合計で０．１％以下とするのがよい。
【００３６】
本発明は、上記鋼板の製造方法まで規定するものではないが、上記組織を確実に得るには、下記条件で製造することが推奨される。
【００３７】
〈熱間圧延における仕上圧延の温度：７２０〜８５０℃〉
〈熱間圧延における仕上圧延の圧下率：２０％以上〉
熱間圧延後の組織を微細化することで、得られる鋼板の組織を確実に微細化させることができる。上記仕上圧延温度が低すぎると、フェライト変態域で圧延することになるため熱間圧延後の組織を微細化することができない。よって、仕上圧延温度は７２０℃以上とするのがよい。一方、仕上圧延温度が高すぎると、圧延直後にオーステナイトが回復し、再結晶が生じるため、熱間圧延後の組織を微細化することができない。よって、仕上圧延温度は８５０℃以下（より好ましくは８００℃以下）とするのがよい。
【００３８】
また、仕上圧延時に十分な加工を施さなければオーステナイトに十分な歪みを付与できず、熱間圧延後の組織を微細化できないため、仕上圧延時の圧下率を２０％以上（より好ましくは４０％以上）とする。
【００３９】
〈熱間圧延後の冷却：７００℃から５００℃の温度域を３℃／ｓ以上で冷却〉
熱間圧延後、７００℃から５００℃の温度域の冷却を３℃／ｓ以上（より好ましくは４．０℃／ｓ以上）で行うことにより、フェライト変態温度の低下と変態したフェライトの粒成長を抑えることができ、結果として組織、特に平均フェライト粒径の微細化を図ることができる。尚、上記冷却速度の上限は特に限定されないが、本発明の鋼板においてその上限は３０℃／ｓ程度となる。
【００４０】
〈再加熱温度：（Ｔｃ１−５０℃)〜(Ｔｃ１＋５０℃）で３分間以上
但し、Ｔｃ１＝80.67 C ＋14.10 Si ＋43.06 Mn ＋29.73 Cr −102.87 Mo −21.07 
Cu −43.27 Ni ＋729 〉
上記熱間圧延・冷却後に上記温度域に再加熱することによって、上記熱間圧延工程で一部形成されるパーライト、ベイナイトまたはＭＡを、規定サイズのフェライトと微細な第２相（球状セメンタイト等）とすることができる。また、残留γの形成にも有効である。該作用効果を発揮させるには、特に再加熱温度を（Ｔｃ１−５０℃）以上、より好ましくは（Ｔｃ１−４０℃）以上とし、かつ該温度で３分間以上（好ましくは１０分間以上）保持することが推奨される。
【００４１】
一方、再加熱温度が高すぎると、ＭＡが粗大化し、母材靭性が低下するので好ましくない。よって（Ｔｃ１＋５０℃）以下、より好ましくは（Ｔｃ１＋４０℃）以下とする。
【００４２】
尚、残留オーステナイト：０．５％以上を確保してＴＲＩＰ現象を発現させ、延性と衝突吸収性能の更なる改善を図るには、上記再加熱を（Ｔｃ１＋１０℃）〜（Ｔｃ１＋５０℃）の温度範囲で３分間以上行い、更に、該再加熱後の６００℃から５００℃の温度域の冷却を２℃／ｓ以上の冷却速度で行うことが推奨される。再加熱を該温度域で行うことによって、炭化物またはＭＡを部分的にオーステナイトとし、上記速度で冷却することによって、残留γを室温で残存させることができる。
【００４３】
本発明は、特に厚鋼板を対象とするものであり、板厚は、約７ｍｍ以上であり上限は特に限定されないが、通常６０ｍｍ以下程度である。
【００４４】
以下、実施例を挙げて本発明の構成および作用効果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可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
【実施例】
【００４５】
表１に示す化学成分組成の鋼材（形状：１２０ｍｍ×１７０ｍｍ×２００ｍｍ）を溶製して得た。これを１２００℃で３０分間加熱した後、板厚が６０ｍｍとなるまで多パス圧延を行い、その後８００℃まで放冷し、更に多パス圧延を行って板厚３０ｍｍとしてから冷却した。最終パス圧延（仕上圧延）は圧下率：５０％で実施した。最終パス圧延（仕上圧延）における仕上圧延温度、該仕上圧延後の７００℃から５００℃の温度域の冷却速度を表２に示す。また、該熱間圧延後には再加熱して該温度で一定時間保持し（再加熱温度および保持時間は表２に示す）、その後、６００℃から５００℃の温度域を表２に示す速度で冷却した。
【００４６】
この様にして得られた鋼板を用いて、下記要領で、金属組織の観察を行うと共に、引張特性を測定し、衝突吸収性を評価した。また、母材靭性およびＨＡＺ靭性の評価を行った。
【００４７】
〈金属組織の観察〉
金属組織は、鋼板のｔ／４（ｔは板厚、以下同じ）部位におけるＣ方向を観察できるようサンプルを調製し、平均フェライト粒径、最大フェライト粒径、フェライト占積率、第２相サイズ、及び残留γの占積率を下記要領で測定した。
【００４８】
・平均フェライト粒径
３％ナイタールでサンプルを腐食した後、走査型電子顕微鏡で倍率：２０００倍、１０視野の写真を撮影した。該顕微鏡写真から線分法（ＪＩＳＧ ０５５２）で平均フェライト粒径を求めた。
【００４９】
・最大フェライト粒径
ベラハ試薬（液成分：Ｎａ２Ｓ２Ｏ３・５Ｈ２Ｏ…１６ｇ、Ｋ２Ｓ２Ｏ…３ｇ、Ｈ２Ｏ…９４ｍＬ）でサンプルを腐食後、光学顕微鏡で倍率：４００倍、１０視野のカラー写真を撮影し、同じコントラストの領域を同方位のフェライト粒と判別し、その境界を粒界としてトレースを行い、画像解析ソフト（micromedia社製  Image-pro）で解析して各フェライト粒の面積を測定した。そして、その中で最大のフェライト粒の円相当径を最大フェライト粒径とした。
【００５０】
・フェライト占積率
３％ナイタール腐食したサンプルを、光学顕微鏡で倍率：４００倍、１０視野の写真を撮影し、白い等軸状の領域をフェライト、その他の領域を第２相としてトレースを行い、これを上記画像解析ソフトで解析してフェライトの占積率（面積％）を求めた。
【００５１】
・第２相の平均円相当径
３％ナイタールで腐食したサンプルを、走査型電子顕微鏡で倍率：２０００倍、３視野の写真を撮影し、灰色または白いコントラストの領域を第２相とし、各粒子の面積から円相当径を算出し、その平均値を第２相の平均円相当径とした。
【００５２】
・残留オーステナイト量（γＲ量）
残留オーステナイト量は、試料の飽和磁化を測定することにより求めた。即ち、鋼板のｔ／４部位からＬ３０ｍｍ×Ｗ４ｍｍを切り出し、その表面の酸化膜をエメリー紙で研磨して除去した試料をまず作成した。これを、直流磁気測定装置（理研電子株式会社製）にて、印加磁場：４ｋＯｅで磁場を正極、負極に反転させて、それぞれの飽和磁化の平均値を試料（供試材）の飽和磁化として求めた。そして、上記測定値を下記式（６）に代入して残留オーステナイト量（γＲ量）を求めた。
γＲ＝［（Ｉ−Ｉｍ）／Ｉ］×１００  …（６）
Ｉ：標準試料の飽和磁化（ｇａｕｓｓ）
Ｉｍ：試料（供試材）の飽和磁化（ｇａｕｓｓ）
【００５３】
〈引張特性の測定と衝突吸収性の評価〉
各鋼板のｔ／４部位から、圧延方向に対して直角の方向にＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号試験片を採取して、ＪＩＳＺ ２２４１の要領で引張試験を行ない、降伏点（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、最高荷重点での伸び（ＵＥ）を測定した。そして、衝突吸収性をＴＳ×ＵＥで評価した。尚、上記ＴＳ：４９０ＭＰａ以上かつＵＥ：１５％以上を満たすものについて、ＴＳ×ＵＥ：９０００（ＭＰａ・％）以上のものを衝突吸収性に優れていると評価した。
【００５４】
〈母材靭性の評価〉
各鋼板のｔ／４部位からＪＩＳ Ｚ ２２０２のＶノッチ試験片を採取して、ＪＩＳＺ ２２４２の要領でシャルピー衝撃試験を行い、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）、および試験温度：−６０℃での吸収エネルギー（ｖＥ−６０）を測定した。そして、ｖＴｒｓが−６０℃以下で、かつｖＥ−６０が１５０Ｊ以上の場合を母材靭性に優れると評価した。
【００５５】
〈ＨＡＺ靭性の評価〉
後述する実験Ｎｏ．１〜１５についてはＨＡＺ靭性の評価を行った。まず、溶接を行ったときのボンド近傍の熱影響部を模擬し、サンプル（サイズ：１２．５ｍｍ×５５ｍｍ×１２０ｍｍ）に、加熱温度：１３５０℃で５秒間加熱後、８００℃から５００℃の領域を４０秒間で冷却した。そして、上記熱処理を施したサンプルから、ＪＩＳＺ ２２０２の試験片を切り出し、ＪＩＳＺ ２２４２の要領でシャルピー衝撃試験を実施し、試験温度：−２０℃での吸収エネルギー（ｖＥ−２０）を測定した。そしてｖＥ−２０が１００Ｊ以上の場合をＨＡＺ靭性に優れると評価した。
【００５６】
これらの結果を表３および表４に示す。
【００５７】
【表１】
0004476923.tif 000002
【００５８】
【表２】
0004476923.tif 000003
【００５９】
【表３】
0004476923.tif 000004
【００６０】
【表４】
0004476923.tif 000005
【００６１】
表１〜４から次の様に考察することができる（尚、下記Ｎｏ．は、表中の実験Ｎｏ．を示す）。
【００６２】
本発明で規定する要件を満たすＮｏ．２〜１１、１６、１７、２５の鋼板は、衝突吸収性に優れていると共に、母材靭性に優れている。特に、規定量の残留γを含むＮｏ．４〜１１、２５は、衝突吸収性および母材靭性と共に、ＨＡＺ靭性に優れており、良好な溶接性も具備していることがわかる。これに対し、本発明の規定を満足しないＮｏ．１、１２〜１５、１８〜２４は、夫々、以下の不具合を有している。
【００６３】
Ｎｏ．１２はＣ量が過剰であるため、最大フェライト粒径が上限を超えており、衝突吸収性が劣っている。Ｎｏ．１３はＳｉ量が過剰であるため、衝突吸収性のみならず母材靭性やＨＡＺ靭性も劣る結果となっている。Ｎｏ．１４は、Ｍｎ量が不足しているため強度が不足している。またＮｏ．１５はＭｎ量が過剰であるため、最大フェライト粒径が上限を超えており、その結果、優れた衝突吸収性を確保できていない。
【００６４】
Ｎｏ．１８〜２１は、推奨される条件で製造せず、規定の組織が得られなかった例であり、Ｎｏ．１８は、フェライト分率が小さくかつ第２相サイズが大きいため、衝突吸収性と母材靭性に劣っている。
【００６５】
Ｎｏ．１９、２１は、平均フェライト粒径、最大フェライト粒径が共に大きく、かつ第２相サイズも大きいため、衝突吸収性および母材靭性に劣っている。Ｎｏ．２０は、第２相サイズが大きすぎるため、母材靭性に劣っている。
【００６６】
Ｎｏ．２２は、最大フェライト粒径が大きすぎるため、Ｎｏ．２３は、平均フェライト粒径が小さすぎるため、またＮｏ．２４は、フェライト分率が小さいため、いずれも衝突吸収性に劣っている。