(57)【要約】  本発明は、低降伏比特性を有し、極低温靱性に優れることから、ガス等の貯蔵に用いられるタンク（Ｇａｓ  Ｔａｎｋ）用鋼材に適用することに適した高強度鋼板及びこれを製造する方法に関する。このために、本発明は、鋼材の成分組成のみならず製造条件も最適化することにより、ガスタンク（Ｇａｓ  Ｔａｎｋ）用鋼材に適した高強度鋼板を提供することができる。
2016507649.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
高強度の鋼板であって、
重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２〜０．１２％、マンガン（Ｍｎ）：０．５〜２．０％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５〜０．５％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０５〜１．０％、チタン（Ｔｉ）：０．００５〜０．１％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５〜０．５％、リン（Ｐ）：０．０１５％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１５％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、
微細組織は面積分率で７０〜９０％の超細粒フェライト及び１０〜３０％のＭＡ（マルテンサイト／オーステナイト）組織を含み、降伏比（ＹＳ／ＴＳ）が０．８以下であることを特徴とする高強度鋼板。
【請求項２】
前記鋼板は、重量％で、銅（Ｃｕ）：０．０１〜０．５％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５〜０．１％及びモリブデン（Ｍｏ）：０．００５〜０．５％からなる群から選択された１種又は２種以上をさらに含むことを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
【請求項３】
前記超細粒フェライトは、結晶粒サイズが１０μｍ以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載の高強度鋼板。
【請求項４】
前記ＭＡ（マルテンサイト／オーステナイト）組織は、平均粒径が５μｍ以下であることを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の高強度鋼板。
【請求項５】
前記鋼板は、８ｔ〜５０ｔの厚さを有することを特徴とする請求項１乃至４のいずれかに記載の高強度鋼板。
【請求項６】
前記鋼板は、−７５℃で衝撃靱性が１５０Ｊ以上であり、引張強度が５３０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１乃至５のいずれかに記載の高強度鋼板。
【請求項７】
高強度の鋼板を製造する方法であって、
重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２〜０．１２％、マンガン（Ｍｎ）：０．５〜２．０％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５〜０．５％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０５〜１．０％、チタン（Ｔｉ）：０．００５〜０．１％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５〜０．５％、リン（Ｐ）：０．０１５％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１５％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなるスラブを加熱する段階と、
前記加熱されたスラブを粗圧延して、オーステナイトの平均結晶粒サイズを４０μｍ以下に制御する段階と、
前記粗圧延の後に仕上げ圧延して、前記スラブの基地組織を、平均結晶粒サイズが１０μｍ以下の超細粒フェライトで形成する段階と、
前記仕上げ圧延の後に３０〜９０秒維持する段階と、
前記維持の後に冷却して、超細粒フェライトの基地内に、平均粒径が５μｍ以下の微細ＭＡ（マルテンサイト／オーステナイト）を面積分率で１０〜３０％形成する段階と、を含み、
降伏比（ＹＳ／ＴＳ）が０．８以下であることを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記スラブは、重量％で、銅（Ｃｕ）：０．０１〜０．５％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５〜０．１％及びモリブデン（Ｍｏ）：０．００５〜０．５％からなる群から選択された１種又は２種以上をさらに含むことを特徴とする請求項７に記載の高強度鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記スラブ加熱は、１０００〜１２００℃で行われることを特徴とする請求項７又は８に記載の高強度鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記粗圧延する段階は、１２００℃〜オーステナイト再結晶温度（Ｔｎｒ）で行われることを特徴とする請求項７乃至９のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
【請求項１１】
前記粗圧延する段階は、１パス当たりの圧下率１５％以上、累積圧下率３０％以上で行われることを特徴とする請求項７乃至１０のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
【請求項１２】
前記仕上げ圧延する段階は、Ａｒ３＋３０℃〜Ａｒ３＋１００℃で行われることを特徴とする請求項７乃至１１のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
【請求項１３】
前記仕上げ圧延する段階は、１パス当たりの圧下率１０％以上、累積圧下率６０％以上で行われることを特徴とする請求項７乃至１２のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
【請求項１４】
前記冷却する段階は、１０℃／ｓ以上の冷却速度で３００〜５００℃まで冷却することを特徴とする請求項７乃至１３のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
【請求項１５】
前記鋼板は、結晶粒サイズが１０μｍ以下の超細粒フェライトを面積分率で７０〜９０％含み、平均粒径が５μｍ以下のＭＡ（マルテンサイト／オーステナイト）組織を面積分率で１０〜３０％含むことを特徴とする請求項７乃至１４のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
【請求項１６】
前記鋼板は、−７５℃で衝撃靱性が１５０Ｊ以上であり、引張強度が５３０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項７乃至１５のいずれかに記載の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、低降伏比特性を有し、極低温靱性に優れることから、ガス等の貯蔵に用いられるタンク（Ｇａｓ  Ｔａｎｋ）用鋼材に適用することに適した高強度鋼板及びこれを製造する方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
地球温暖化による環境規制の強化によってＣＯ２の処理に対する関心が増加するなか、ＣＯ２を貯蔵及び移送して海洋遺伝採掘地域に埋め立てる産業が具体的に行われている。よって、ＣＯ２ガスを液化及び貯蔵するためのタンク（Ｔａｎｋ）用鋼材に対する要求が急増している。
【０００３】
ＣＯ２ガスを液化するためには少なくとも７Ｂａｒ以上の加圧が必要であり、ＣＯ２ガスを液化するためのガスタンク（Ｇａｓ  Ｔａｎｋ）の設計温度が−６０℃以下であることから、ガスタンク用鋼材には、高圧力と外部衝撃に耐えられるように高強度特性が求められ、低いガス温度でも十分な靱性を有することが求められる。特に、ガスタンク（Ｇａｓ  Ｔａｎｋ）に用いられる鋼材には、船級ルール（ｒｕｌｅ）により−７５℃以下の温度でも優れた低温靱性を有することが求められる。
【０００４】
また、ガスタンク（Ｇａｓ  Ｔａｎｋ）用鋼材を溶接してガスタンク（Ｇａｓ  Ｔａｎｋ）を製造する場合、溶接部の応力除去が重要な部分を占める。溶接部の応力を除去する方法としては、熱処理によるＰＷＨＴ（Ｐｏｓｔ  Ｗｅｌｄｉｎｇ  Ｈｅａｔ  Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）方法、及び溶接部への水圧噴射等により応力を除去する機械的応力除去（ＭＳＲ：Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ  Ｓｔｒｅｓｓ  Ｒｅｌｉｅｆ）方法がある。このうち機械的応力除去（ＭＳＲ）方法を用いて溶接部の応力を除去する場合は母材部にも水圧による変形が加わるため、母材の降伏比を０．８以下に制限している。ＭＳＲを用いて応力を除去するにあたり、高圧の水噴射によって母材部に降伏強度以上の変形が加わったとき、降伏強度と引張強度の比が高い場合は、降伏が発生する、即ち、引張強度に到達して破壊が発生する可能性があるため、降伏強度と引張強度の差が大きくなるように制限する。
【０００５】
特に、ガスタンク（Ｇａｓ  Ｔａｎｋ）の場合は、基本的に大型化するため、ＰＷＨＴ方法による応力除去が困難である。よって、殆どの造船会社では機械的応力除去（ＭＳＲ）方法を用いているため、ガスタンク（Ｇａｓ  Ｔａｎｋ）を製造するための鋼材に低降伏比特性が求められる。
【０００６】
一方、鋼材に求められるもう一つの特性である鋼材の強度向上のための方法としては析出強化、固溶強化、マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）強化等があるが、これらの方法は強度は向上させるが、靱性を劣化させるという問題がある。
【０００７】
但し、結晶粒を微細化させて強度を強化させる場合は、高強度が得られる上、衝撃靱性遷移温度の減少によって靱性の劣化も防止することができる。
【０００８】
例えば、特許文献１及び２は、結晶粒の微細化による強度及び靱性の向上に関する技術であり、具体的にはオーステナイトの結晶粒を微細化してフェライトの結晶粒を微細化させる方法を提案しているが、その製造条件が難しく、フェライトの微細化効果が大きくないという問題がある。
【０００９】
また、特許文献３〜７は、未再結晶域における鋼圧延によるフェライトの微細化に関する技術であり、このうち、特許文献３は、低炭素鋼を加熱した後に冷却する過程でオーステナイトの未再結晶域の温度範囲で圧下率３０％以上の圧縮加工を行い、加速冷却によってフェライトを微細化させる方法を提案しており、特許文献４は、一般の炭素鋼を先にマルテンサイト組織で熱処理した後、これをフェライト安定温度範囲で再加熱し、１パス当たりの圧下率５０％以上で加工することによりフェライトの微細化を具現する方法を提案している。また、特許文献５と６は、オーステナイト結晶粒度を静的再結晶によって一定のサイズに制限し、オーステナイトの未再結晶領域で１パス当たりの圧下率３０％以上で圧延することにより微細なフェライトを具現する方法を提案しており、特許文献７は、再加熱された低炭素鋼をＡｒ３温度の近くで単一パス、多段パスによって総圧下率７５％以上で加工し、圧延パス間の維持時間を１秒以下に制限することによりフェライトを微細化させる方法を提案している。
【００１０】
しかしながら、上記技術は、鋼材を製造する主工程である圧延工程で１パス当たりの大圧下を加えなければならず、パス間の時間等を制限しているため、製造条件が相当困難であり、実質的にこれらを具現するためには超大型の圧延設備及び制御システムの設置が必要であるため、既存の設備で具現することがほぼ不可能である。
【００１１】
上記技術は、全て結晶粒の微細化による強度及び靱性の向上に関するものであり、これらの技術を用いてフェライト結晶粒の微細化を実現する場合は引張強度が上昇すると共に降伏強度が上昇するため、低降伏比を具現するのが不可能であるという問題がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１２】
【特許文献１】特開１９９７−２９６２５３号公報
【特許文献２】特開１９９７−３１６５３４号公報
【特許文献３】韓国公開特許第１９９９‐００２９９８６号公報
【特許文献４】韓国公開特許第１９９９‐００２９９８７号公報
【特許文献６】韓国公開特許第２００４‐００５９５７９号公報
【特許文献５】韓国公開特許第２００４‐００５９５８１号公報
【特許文献７】米国特許第４４６６８４２号明細書
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
本発明の目的は、強度及び靱性が向上し、低降伏比特性を有する高強度鋼板及びこれを製造する方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明の一実施形態によれば、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２〜０．１２％、マンガン（Ｍｎ）：０．５〜２．０％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５〜０．５％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０５〜１．０％、チタン（Ｔｉ）：０．００５〜０．１％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５〜０．５％、リン（Ｐ）：０．０１５％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１５％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、微細組織は面積分率で７０〜９０％の超細粒フェライト及び１０〜３０％のＭＡ（マルテンサイト／オーステナイト）組織を含み、降伏比（ＹＳ／ＴＳ）が０．８以下である高強度鋼板が提供される。
【００１５】
本発明の他の実施形態によれば、上述した組成を有するスラブを加熱する段階と、前記加熱されたスラブを粗圧延して、オーステナイトの平均結晶粒サイズを４０μｍ以下に制御する段階と、前記粗圧延の後に仕上げ圧延して、前記スラブの基地組織を、平均結晶粒サイズが１０μｍ以下の超細粒フェライトで形成する段階と、前記仕上げ圧延の後に３０〜９０秒維持する段階と、前記維持の後に冷却して、超細粒フェライトの基地内に、平均粒径が５μｍ以下の微細ＭＡ（マルテンサイト／オーステナイト）を面積分率で１０〜３０％形成する段階と、を含み、降伏比（ＹＳ／ＴＳ）が０．８以下である高強度鋼板の製造方法が提供される。
【発明の効果】
【００１６】
本発明による成分組成及び製造条件を満たす場合、−７５℃で１５０Ｊ以上の衝撃靱性値を有し、引張強度５３０ＭＰａ以上の高強度を得ると共に０．８以下の低降伏比を具現することにより靱性に優れた高強度鋼板を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】発明材Ｂ‐１の超細粒フェライトの形状を顕微鏡で観察した結果を示したものである。
【図２】発明材Ｂ‐１をラペラエッチングした後に超細粒ＭＡ相（マルテンサイト／オーステナイト混合組織）の形状を顕微鏡で観察した結果を示したものである。
【図３】ＭＡ相が形成される過程を模式化したものであり、（ａ）は既存鋼、（ｂ）は本発明による発明鋼である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
本発明は、鋼材の成分組成と微細組織を制御し、且つ結晶粒微細化方法の一つである動的再結晶（ＳＩＤＴ：Ｓｔｒａｉｎ  Ｉｎｄｕｃｅｓ  Ｄｙｎａｍｉｃ  Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ）を用いた圧延条件を適用することにより高強度及び高靭性を有すると共に低降伏比を有する鋼板及びこれを製造する方法に関する。
【００１９】
本発明の一実施形態による高強度鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２〜０．１２％、マンガン（Ｍｎ）：０．５〜２．０％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５〜０．５％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０５〜１．０％、チタン（Ｔｉ）：０．００５〜０．１％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５〜０．５％、リン（Ｐ）：０．０１５％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１５％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む。
【００２０】
以下、本発明の成分組成の範囲及びその限定理由について詳細に説明する（重量％）。
【００２１】
〔Ｃ：０．０２〜０．１２％〕
炭素（Ｃ）は、鋼材の効果的な強化のために適量で含有される必要のある元素であって、本発明ではＭＡ相（マルテンサイト／オーステナイト混合組織）を形成させ、上記ＭＡ相のサイズと分率を決める最も重要な元素であるため、適切な範囲内で含有される必要がある。上記Ｃの含量が０．１２％を超える場合は、低温靱性を低下させ、ＭＡ相が非常に多く形成され、その分率が３０％を超えるため好ましくない。これに対し、Ｃ含量が０．０２％未満の場合は、ＭＡ相が非常に少なく形成され、その分率が１０％未満となり、強度の低下と共に降伏比の低下をもたらすため好ましくない。したがって、本発明では、Ｃの含量を０．０２〜０．１２％に制限することが好ましい。
【００２２】
〔Ｍｎ：０．５〜２．０％〕
マンガン（Ｍｎ）は、フェライトの細粒化に寄与し、固溶強化によって強度を向上させるのに有用な元素である。したがって、上記Ｍｎの効果を得るためには、０．５％以上添加される必要がある。但し、その含量が２．０％を超える場合は、硬化能が過度に増加し、溶接部の靱性を大きく低下させるため好ましくない。したがって、本発明では、Ｍｎの含量を０．５〜２．０％に制限することが好ましい。
【００２３】
〔Ｓｉ：０．０５〜０．５％〕
シリコン（Ｓｉ）は、固溶強化効果によって強度を強化させる効果があり、製鋼工程では脱酸剤としても有用に用いられる元素である。上記Ｓｉの含量が０．５％を超える場合は低温靱性を低下させると共に溶接性を悪化させるため、その含量を０．５％以下に制限する必要がある。但し、その含量が０．０５％未満の場合は、脱酸効果が十分でなく、強度向上効果も得られないため好ましくない。また、Ｓｉは、ＭＡ（マルテンサイト／オーステナイト混合組織）の安定性を高くすることにより、Ｃの含量が低くても多くの分率のＭＡ相を形成させることができるため、強度を向上させ低降伏比を具現することに役立つ。但し、ＭＡ相が過度に形成される場合は却って靱性の低下をもたらす。したがって、この点を考慮して、好ましいＳｉの含量範囲を０．１〜０．４％に制限する。
【００２４】
〔Ｎｉ：０．０５〜１．０％〕
ニッケル（Ｎｉ）は、母材の強度と靱性を同時に向上させることができる略唯一の元素であり、上述した効果を得るためには０．０５％以上添加される必要がある。但し、上記Ｎｉは、高価な元素であるため、その含量が１．０％を超える場合は経済性が低下するという問題がある。
また、Ｎｉの添加時にはＡｒ３温度を低くするため、ＳＩＤＴの発生のためには低温における圧延が必要であるが、この場合は圧延時に変形抵抗が増加して圧延が困難となる。したがって、この点を考慮して、Ｎｉの上限範囲を１．０％以下に制限することが好ましい。
【００２５】
〔Ｔｉ：０．００５〜０．１％〕
チタン（Ｔｉ）は、鋼中に酸化物及び窒化物を形成させ、再加熱時に結晶粒の成長を抑制して低温靱性を大きく向上させることができるため、このような効果を得るためには０．００５％以上添加される必要がある。但し、その含量が０．１％を超える場合は連鋳ノズルの詰まりや中心部への晶出によって低温靱性が減少するという問題があるため、そのＴｉの含量を０．００５〜０．１％に制限することが好ましい。
【００２６】
〔Ａｌ：０．００５〜０．５％〕
アルミニウム（Ａｌ）は、溶鋼を脱酸させるのに有用な元素であり、このためには０．００５％以上添加される必要がある。但し、その含量が０．５％を超える場合は、連続鋳造時にノズルの詰まりをもたらすため好ましくない。
また、固溶されたＡｌは、ＭＡ相（マルテンサイト／オーステナイト混合組織）の形成を助長し、少量のＣでも多くのＭＡ相を形成することができるため、強度を向上させ低降伏比を具現することに役立つ。したがって、この点を考慮して、好ましいＡｌの含量範囲を０．０１〜０．０５％に制限する。
【００２７】
〔Ｐ：０．０１５％以下〕
リン（Ｐ）は、母材と溶接部における粒界偏析を起こす元素であり、鋼を脆化させる問題を発生させるため、積極的に低減する必要がある。但し、上記Ｐを極限まで低減させる場合は製鋼工程の負荷がひどくなり、Ｐの含量が０．０２０％以下の場合は上記問題が大きく発生しないため、その上限を０．０１５％に制限する。
【００２８】
〔Ｓ：０．０１５％以下〕
硫黄（Ｓ）は、赤熱脆性を起こす元素であって、ＭｎＳ等を形成して衝撃靱性を大きく阻害する元素であるため、できるだけ低く制御されることが好ましい。したがって、その含量を０．０１５％以下に制限する。
【００２９】
上述した本発明の有利な成分組成を有する鋼材は上述した含量範囲の合金元素を含むだけでも十分な効果が得られるが、鋼材の強度と靱性、溶接熱影響部の靱性及び溶接性等の特性をより向上させるためには下記の合金元素を適切な範囲内で添加する必要がある。この際、下記の合金元素は、１種のみが添加されてもよく、２種以上が共に添加されてもよい。
【００３０】
〔Ｃｕ：０．０１〜０．５％〕
銅（Ｃｕ）は、母材の靱性低下を最小限にし且つ強度を高くすることができる元素であり、このような効果を得るためには０．０１％以上添加される必要がある。但し、Ｃｕが多量に添加される場合は製品の表面品質を大きく阻害するため、その含量を０．５％以下に制限することが好ましい。
【００３１】
〔Ｎｂ：０．００５〜０．１％〕
ニオブ（Ｎｂ）は、ＮｂＣ又はＮｂＣＮの形で析出されて母材及び溶接部の強度を大きく向上させる。また、高温に再加熱した時に固溶されたＮｂは、オーステナイトの再結晶を抑制し、フェライト又はベイナイトの変態を抑制することにより組織を微細化させる効果がある。さらに、最終圧延後の冷却時にも、オーステナイトの安定性を大きく高くすることにより、低速で冷却してもＭＡ相（マルテンサイト／オーステナイト混合組織）の生成を促進する役割もする。したがって、このような効果を得るためには、Ｎｂを０．００５％以上添加する必要がある。但し、その含量が０．１％を超えて多すぎる場合は、鋼材のコーナーに脆性クラックをもたらす可能性が大きくなるため好ましくない。
【００３２】
〔Ｍｏ：０．００５〜０．５％〕
モリブデン（Ｍｏ）は、少量の添加のみでも硬化能を大きく向上させて強度を大きく向上させることができるため、その活用が有用な元素である。上述した効果を得るためには、Ｍｏを０．００５％以上添加する必要がある。但し、Ｍｏは、高価な元素であり、０．５％を超えて添加される場合は溶接部の硬度を過度に増加させ靱性を阻害するという問題があるため、０．５％以下で添加されることが好ましい。
【００３３】
以下、上述した成分組成を有する本発明の鋼材の微細組織について詳細に説明する。
【００３４】
本発明が提供する鋼材の微細組織は、結晶粒サイズが１０μｍ以下の超細粒フェライトを面積分率で７０〜９０％含み、平均粒径が５μｍ以下のＭＡ（マルテンサイト／オーステナイト）組織を面積分率で１０〜３０％含むことが好ましい。
本発明により、微細組織として７０％以上の面積率で超細粒フェライトを形成させる場合、結晶粒の微細化によって強度が上昇すると共に、低い衝撃遷移温度によって極低温における靱性を確保するのに有利である。また、微細なＭＡ相（マルテンサイト／オーステナイト混合組織）を１０％以上の面積率で均一に分布させる場合、ＭＡ相とフェライト組織の界面に形成された可動転位によって連続降伏挙動が表れ、加工硬化率が上昇するため、低降伏比を達成することができる。また、ＭＡ相は、降伏強度は低くするのに対し、引張強度は増加させるため、高強度・低降伏比を具現するのにより有利である。
【００３５】
上述した微細組織を具現するためには、製造条件を制御する必要があり、特に、圧延条件、即ち、圧延パス条件と冷却条件の最適化が重要である。
以下、本発明が提供する鋼材の製造条件について詳細に説明する。
【００３６】
本発明による鋼材の製造過程はスラブ再加熱−粗圧延−仕上げ圧延−冷却の過程からなり、各工程別の詳細な条件は次のとおりである。
【００３７】
〔スラブ再加熱温度：１０００〜１２００℃〕
本発明では、上述した成分組成を満たすスラブを再加熱するにあたり、１０００℃以上で行うことが好ましい。これは、鋳造中に形成されたＴｉ炭窒化物を十分に固溶させるためである。また、スラブ加熱温度が低すぎる場合は、圧延時の変形抵抗が高すぎ、後続する圧延工程で１パス当たりの圧下率を大きくすることができないため、その下限を１０００℃に制限することが好ましい。但し、１２００℃を超えて非常に高い温度に再加熱する場合は、オーステナイト結晶粒が過度に粗大化し、靱性を低下させる恐れがあるため好ましくない。
【００３８】
〔粗圧延温度：１２００℃〜オーステナイト再結晶温度（Ｔｎｒ）〕
上記再加熱の後に行われる粗圧延は、本発明において重要な技術的な要素であり、本発明では、粗圧延時の条件を最適化することにより初期オーステナイト結晶粒の微細化を具現しようとした。初期オーステナイト結晶粒サイズが微細化する場合は、フェライトの核生成サイト（ｓｉｔｅ）として作用するオーステナイト結晶粒の分率が増加してフェライトの核生成が容易となり、ＳＩＤＴの発生に必要な粒界変形率が低くなり、フェライト変態温度を高温に移動させる。
よって、本発明では、粗圧延温度を１２００℃〜オーステナイト再結晶温度（Ｔｎｒ）に制御し、且つ再結晶域圧延段階における圧延を１パス当たりの圧下率１５％以上に制御し累積圧下率３０％以上で行うことにより、初期オーステナイト結晶粒サイズを４０μｍ以下に制御することができ、このような初期オーステナイト結晶粒サイズの微細化によって、ＳＩＤＴの発生に必要な臨界変形率を最小化させることができる。
【００３９】
〔仕上げ圧延温度：Ａｒ３＋３０℃〜Ａｒ３＋１００℃〕
上記粗圧延の後に行われる仕上げ圧延は、粗圧延と共に本発明において最も重要な技術的な要素であり、本発明では、仕上げ圧延時の条件を最適化することによりＳＩＤＴによる超細粒フェライトを形成させようとした。
ＳＩＤＴの発生のための臨界変形量は鋼種別に異なるが、有効圧下量が臨界値以上の場合はＳＩＤＴの発生が可能である。したがって、本発明では、上記臨界変形量を与えるために仕上げ圧延温度をＡｒ３＋３０℃〜Ａｒ３＋１００℃に制限する。仕上げ圧延温度がＡｒ３＋１００℃を超える場合は、ＳＩＤＴによる超細粒フェライトが得られないのに対し、Ａｒ３＋３０℃未満の場合は、圧延中に粗大な初析フェライトがオーステナイト結晶粒に沿って形成されることにより二相域圧延が行われる可能性があり、これにより強度及び衝撃靱性が低下する可能性があるため好ましくない。
【００４０】
また、上記仕上げ圧延温度で仕上げ圧延するにあたり、圧延パス当たりの圧下率を１０％以上に維持し且つ累積圧下率が６０％以上となるように圧延することが好ましい。仕上げ圧延時の圧延パス当たりの圧下率が１０％未満の場合は、ＳＩＤＴを発生させるのに十分な臨界変形量を与えることができないため、超細粒フェライトが得られず、累積圧下率が６０％未満の場合は、ＳＩＤＴによる超細粒フェライト分率が十分に得られないため、組織微細化が不可能となる可能性がある。
【００４１】
したがって、本発明が提案するとおり仕上げ圧延を行うことが好ましい。このように圧延を制御する場合、結晶粒サイズが１０μｍ以下の超細粒フェライトが得られる。
【００４２】
〔圧延後の冷却条件：仕上げ圧延終了温度で３０〜９０秒維持した後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で３００〜５００℃まで冷却〕
上述したように圧延された鋼材は、その後冷却される。冷却前、上記鋼材を仕上げ圧延終了温度で約３０〜９０秒間維持させることが好ましい。
一般に、ＭＡ相（マルテンサイト／オーステナイト混合組織）は、固溶元素が高濃縮された領域で冷却時に発生する。既存の鋼材の場合、図３を参照すると、粗大なフェライトが形成され、圧延後すぐに冷却を行うことにより結晶粒内の固溶元素が結晶粒界に移動する距離が増加し、移動する時間が足りないため、固溶元素が高濃縮された領域を形成するのが困難であり、冷却終了後に粗大なベイナイトのような２次相が形成されるため、低温衝撃靱性を低下させる可能性がある。しかしながら、本発明により仕上げ圧延終了温度で一定時間維持する段階を付与し、固溶元素が十分に移動できる時間を提供することにより、結晶粒界を中心に固溶元素が高濃縮された領域を多量形成し、冷却時にＭＡ相を多量形成させることができる。
【００４３】
また、冷却時の冷却速度を１０℃／ｓ以上にし、冷却終了温度を３００〜５００℃に制御する。冷却速度が１０℃／ｓ未満の場合は、第２相として粗大なパーライトが形成され、衝撃靱性を阻害させる原因となり、特に、ＭＡ相が得られないため、低降伏比を具現するのが不可能となる。また、冷却終了温度が５００℃を超える場合は、細粒化したフェライトが粗大化する可能性があるため、衝撃靱性を低下させる可能性があり、第２相として形成されるＭＡ相が粗大化し、その分率を十分に確保することができないため、低降伏比を具現するのが不可能となる。これに対し、冷却終了温度が３００℃未満の場合は、第２相としてマルテンサイト相が形成され、鋼材の靱性を低下させる可能性がある。したがって、本発明では、冷却終了温度を３００〜５００℃に制限することが好ましい。
【００４４】
上述した条件により冷却を行う場合、超細粒フェライトの基地内に第２相として平均粒径が５μｍ以下のＭＡ相が面積分率で１０〜３０％分布された組織が得られる。
【００４５】
上記冷却まで終わることにより製造された鋼板は、その厚さが８ｔ〜５０ｔである。
【００４６】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、下記実施例は、本発明を説明するための例示に過ぎず、本発明の権利範囲を制限するものではない。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載の事項及びここから合理的に類推される事項によって決定される。
【実施例】
【００４７】
下記表１のような成分組成の鋼材をそれぞれスラブ（Ｓｌａｂ）に製作した後、それぞれのスラブを１０００〜１２００℃で再加熱し、１２００℃〜Ｔｎｒで１パス当たりの圧下率１５％以上、累積圧下率３０％以上で粗圧延した後、下記表２のそれぞれの圧延及び冷却条件で仕上げ圧延及び冷却を行って鋼板を製造した。
【００４８】
その後、製造された各鋼板について、フェライト結晶粒サイズ（ＦＧＳ）及びＭＡ相（マルテンサイト／オーステナイト混合組織）の分率を測定し、鋼板の材質特性を評価するために鋼板の引張強度と降伏強度を測定し、低温衝撃靱性を測定し、その結果を下記表３に示した。
フェライト結晶粒サイズ（ＦＧＳ）については、鋼板の１／４ｔ部位から鏡面研磨後に試験片を採取し、これをＦＧＳ腐食溶液でエッチングした後、光学顕微鏡を用いて５００倍に拡大して観察し、画像解析によって結晶粒サイズを測定し、その平均を求めた。
ＭＡ相の分率については、鋼板の１／４ｔ部位から鏡面研磨後に試験片を採取し、これをラペラ腐食溶液を用いて腐食させた後、光学顕微鏡を用いて５００倍に拡大して観察し、画像解析によってＭＡ相の分率を求めた。
引張強度については、鋼板の１／４ｔ部位から圧延方向に垂直な方向にＪＩＳ４号試験片を採取し、常温で引張試験を行うことにより引張強度を測定した。低温衝撃靱性については、鋼板の１／４ｔ部位から圧延方向に垂直な方向に試験片を採取し、Ｖ‐ノッチ試験片を製作した後、−７５℃でシャルピー衝撃試験を５回行い、その平均を求めた。
【００４９】
【表１】
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【００５０】
【表２】
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【００５１】
【表３】
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【００５２】
表１〜３に示したように、本発明が提案する成分組成及び製造条件を満たす発明材は、高強度及び高靭性の特性を有する上、降伏比が０．８以下と低降伏比特性を有する鋼材であることが確認できる。また、発明材Ｂ‐１の微細組織を顕微鏡で観察した結果、図１に示したように超細粒フェライトの形状が観察され、図２に示したようにＭＡ相（マルテンサイト／オーステナイト混合組織）がフェライトの基地内に形成されたことが確認できる。
【００５３】
これに対し、本発明が提案する成分組成及び製造条件を全て満たしていない比較材Ｅ‐４〜Ｅ‐８は、フェライト結晶粒サイズが非常に粗大であり、十分なＭＡ相を確保するのが困難であるため、高強度を確保することができず、これにより、低降伏比を達成していない。また、比較材Ｆ‐４〜Ｆ‐８及びＧ‐４〜Ｇ‐８は、フェライト結晶粒サイズが非常に粗大であり、ＭＡ相が過度に形成されるため、低温靱性を確保することが困難であった。
【００５４】
また、成分組成は本発明を満たすが、製造条件が本発明を満たしていない比較材Ａ‐４〜Ａ‐８、Ｂ‐４〜Ｂ‐８、Ｃ‐４〜Ｃ‐８及びＤ‐１〜Ｄ‐４は、フェライト結晶粒サイズが非常に粗大であるか又はＭＡ相が全く形成されていないため、低降伏比を達成したり、低温靱性を確保したりすることが不可能であった。
【００５５】
また、製造条件は本発明を満たすが、成分組成が本発明を満たしていない比較材Ｅ‐１〜Ｅ‐４、Ｆ‐１〜Ｆ‐４及びＧ‐１〜Ｇ‐４は、ＭＡ相の分率が十分でないか又はＭＡ相が過度に形成されることにより、低降伏比を達成したり、低温靱性を確保したりすることが不可能であった。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【国際調査報告】
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