(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０３〜０．１ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜１ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．２〜２．５ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０７ｍａｓｓ％、Ｃａ：０．００１〜０．００３ｍａｓｓ％、Ｏ：０．００３ｍａｓｓ％以下を含有し、Ｃａ，ＳおよびＯが下記（１）式を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、金属組織がフェライト相とベイナイト相と島状マルテンサイト相の３相組織からなり、島状マルテンサイトの相分率が３〜１５％、平均アスペクト比が８以下の組織を有し、降伏比が０．８０以下である低降伏比高強度鋼板。
記
０．８≦（１−１３０×Ｏ）×Ｃａ／（１．２５×Ｓ）≦２．０  ・・・（１）
ここで、（１）式中の元素記号は各元素の質量ｍａｓｓ％
【請求項２】
上記成分組成に加えてさらに、Ｎｂ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％、Ｖ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％およびＴｉ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の低降伏比高強度鋼板。
【請求項３】
上記成分組成に加えてさらに、Ｃｕ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０５〜０．５ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％およびＭｏ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の低降伏比高強度鋼板。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを１０００〜１３００℃に加熱後、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上とする熱間圧延し、冷却速度５℃／ｓ以上で４５０℃〜６５０℃の温度まで加速冷却し、その後直ちに昇温速度０．５℃／ｓ以上で加速冷却停止温度以上の５５０〜７００℃まで再加熱する低降伏比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、建築物や海洋構造物、造船、橋梁、ラインパイプなどに用いて好適な構造用鋼板に関し、特に地震多発地帯などで用いられる鋼板に要求される耐延性き裂発生特性に優れる引張強さが５５０ＭＰａ以上の低降伏比高強度鋼板とその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、建築物や海洋構造物、造船、橋梁、ラインパイプなどの分野で用いられている鋼材は、安全性の向上や、操業効率の向上（例えば、パイプラインでの輸送ガスの高圧化）、使用鋼材の削減によるトータルコストの低減等を目的として、高強度化が進められている。また、上記鋼材が使用される地域は、自然環境の過酷な地域へと拡大しているため、例えば、地震多発地帯などで使用される構造物用鋼材などには、従来の要求性能とは異なる、優れた塑性変形能や耐延性破壊特性が求められるようになってきている。
【０００３】
このような状況から、特許文献１〜３には、降伏応力と引張強さの比である降伏比を低下させることにより塑性変形能を向上させた鋼材が、また、特許文献４，５には、同じく降伏比を低下させることにより優れた耐座屈特性を有する高変形能鋼材が提案されている。しかし、たとえ低降伏比で、変形能に優れた鋼材であっても、欠陥部などの応力集中部から延性き裂が発生し、これが進展する場合には、その塑性変形能力が発揮される前に、き裂が長距離に伝播し、不安定延性破壊を生じてしまう虞がある。
【０００４】
そこで、不安定延性破壊を防止することを目的として、高強度高変形能鋼材の開発が行われている。例えば、特許文献６には、金属組織を細粒フェライト主体の組織とすることにより、吸収エネルギーを高めた高張力鋼の製造方法が、また、特許文献７には、金属組織をフェライトとマルテンサイトの２相混合組織とすることにより、不安定延性破壊の停止性能を高めた高強度鋼管が提案されている。
【特許文献１】特開昭５５−１１９１５２号公報
【特許文献２】特開昭６３−２２３１２３号公報
【特許文献３】特開平０３−１１５５２４号公報
【特許文献４】特開平１０−３３０８８５号公報
【特許文献５】特開２０００−１７８６８９号公報
【特許文献６】特開２００２−１０５５３４号公報
【特許文献７】特開２００４−１９７１９１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
上記特許文献６および７に記載された技術は、不安定延性破壊における耐延性き裂伝播特性を向上させた鋼材に関するものである。しかし、例えば、高圧で操業されるガスパイプラインでは、一旦、き裂が発生すると、き裂の伝播停止が困難になる場合があり、その結果、局所的な破壊でも重大な被害をもたらすことが懸念されている。そのため、ガスパイプラインに用いられる鋼材は、延性き裂の伝播が抑制されるだけでなく、たとえ損傷が生じてもき裂発生に至らない、もしくはき裂が発生しても、ガスのリークを最小限に止められるものであることが望ましい。
【０００６】
上記要求に応えるためには、鋼材自体に内在する欠陥や外的要因によって受ける損傷、あるいは、腐食による減肉部等からのき裂の発生を確実に防止し得ることが必要である。しかし、上記特性を満たすような、延性き裂発生抵抗が大きい低降伏比高強度鋼板は、今のところ存在していないのが実情である。
【０００７】
そこで、本発明の目的は、地震多発地帯などで使用される鋼材に要求される耐延性き裂発生特性に優れる低降伏比高強度鋼板を提供すると共に、該鋼板を低コストでかつ効率よく製造することができる有利な製造方法を提案することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
発明者らは、上記課題の解決に向けて、外的要因による損傷が存在する場合を想定し、切欠きを有する高強度鋼板の延性破壊挙動について鋭意研究を重ねた。その結果、加速冷却過程で一旦冷却を停止し、その後、ただちに再加熱処理を施すことにより、フェライト相とベイナイト相と島状マルテンサイト相からなる３相組織が得られてミクロ組織形態を最適化することができること、さらに、Ｃａ，ＯおよびＳの含有量を適正範囲に制御することにより、変形能を低下させることなく、切欠きからの延性き裂の発生を抑制し得ることを見出し、本発明を完成するに至った。
【０００９】
すなわち、本発明は、Ｃ：０．０３〜０．１ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜１ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．２〜２．５ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０７ｍａｓｓ％、Ｃａ：０．００１〜０．００３ｍａｓｓ％、Ｏ：０．００３ｍａｓｓ％以下を含有し、Ｃａ，ＳおよびＯが下記（１）式；
０．８≦（１−１３０×Ｏ）×Ｃａ／（１．２５×Ｓ）≦２．０  ・・・（１）
ここで、（１）式中の元素記号は各元素の質量ｍａｓｓ％
を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、金属組織がフェライト相とベイナイト相と島状マルテンサイト相の３相組織からなり、島状マルテンサイトの相分率が３〜１５％、平均アスペクト比が８以下の組織を有し、降伏比が０．８０以下である耐延性き裂発生特性に優れる低降伏比高強度鋼板である。
【００１０】
本発明の低降伏比高強度鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ｎｂ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％、Ｖ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％およびＴｉ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする。
【００１１】
また、本発明の低降伏比高強度鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ｃｕ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０５〜０．５ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％およびＭｏ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする。
【００１２】
また、本発明は、上記のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを１０００〜１３００℃に加熱後、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上とする熱間圧延し、冷却速度５℃／ｓ以上で４５０℃〜６５０℃の温度まで加速冷却し、その後直ちに昇温速度０．５℃／ｓ以上で加速冷却停止温度以上の５５０〜７００℃まで再加熱する耐延性き裂発生特性に優れる低降伏比高強度鋼板の製造方法を提案する。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、地震などで大きな塑性変形を受けた場合においても、延性き裂を発生することのない低降伏比高強度鋼板を提供することができる。したがって、本発明の鋼板は、安全性への要求が高い建築物や海洋構造物、造船、橋梁、ラインパイプなどに用いて好適である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
本発明は、熱間圧延終了後の鋼板を加速冷却する過程において、ベイナイト変態途中で、即ち、まだ未変態オーステナイトが存在するベイナイト変態終了温度以上の温度領域で冷却を停止し、その後、その温度から直ちに再加熱し、未変態オーステナイト中にＣを濃化せしめることによって、その後の冷却過程で、フェライト相とベイナイト相の混合相中に硬質相である島状マルテンサイト相（以下、「ＭＡ相」ともいう）を均一に生成させて、軟質相であるフェライト相とベイナイト相と硬質相であるＭＡ相からなる３相組織を得るところに特徴がある。そして、本発明の鋼板は、上記３相組織とすることで、５５０ＭＰａ以上の引張強さと、０．８０以下の低降伏比を有し、かつ、耐延性き裂発生特性にも優れる低降伏比高強度鋼板を得ることができる。なお、上記ＭＡ相は、３ｍａｓｓ％ナイタール溶液（ｎｉｔａｌ：硝酸アルコール溶液）でエッチング後、電解エッチングすると、容易に他の相との識別ができる。
【００１５】
次に、本発明の低降伏比高強度鋼板を開発する契機となった実験について説明する。
フェライト相とベイナイト相とＭＡ相の３相組織からなり、ＭＡ相分率が異なる各種鋼材（厚鋼板）から、図１に示したような、平行部が１０ｍｍφ、評点間が２６ｍｍで、切欠底半径が０．２５ｍｍの環状切欠を有する丸棒試験片を採取して引張試験を行い、丸棒試験片の切欠底から発生したき裂が初めて確認されたときの標点間の平均歪を「延性き裂発生歪」と定義し、この歪量の大小で耐延性き裂発生特性を評価した。また、同時に、鋼材のミクロ組織を調査し、耐延性き裂発生特性との関係を調べた。
【００１６】
図２は、３相組織を有する鋼板のＭＡ相の相分率と、降伏比と延性き裂発生歪との関係を示したグラフである。図２から、降伏比は、ＭＡ相分率が３％以上の広い範囲で０．８０以下の低い値を示しているが、延性き裂発生歪はＭＡ相分率の増加に伴って低下するが、１５％を超えると急激に低下することがわかる。
【００１７】
３相組織を有する鋼板において、ＭＡ相の相分率が高い範囲まで延性き裂発生歪が高い理由は、以下のように考えている。フェライト相とベイナイト相とＭＡ相の３相組織を有する鋼板が加工を受けた場合、再加熱処理によって生成したフェライト相と焼き戻されたベイナイト相はＭＡ相に比べて軟質であるため、フェライト相とベイナイト相が加工初期から変形を開始する。一方、引張強さは、硬質なＭＡ相によって確保されるため、降伏応力と引張強さの比、即ち、降伏比（＝降伏応力／引張強さ）が低下するため、加工硬化指数が大きくなり、変形能が向上する。
【００１８】
そこで、発明者らは、上記結果にさらに検討を加えた結果、成分組成、製造条件を適正に制御した上で、さらにＭＡ相の相分率と平均アスペクト比を適正な範囲に制御することにより、耐延性き裂発生特性に優れる低降伏比高強度鋼板が得られることを見出し、本発明を完成させた。
【００１９】
次に、本発明の鋼板が有すべき成分組成について説明する。
Ｃ：０．０３〜０．１ｍａｓｓ％
Ｃは、ＭＡ相の生成を促進し、鋼板の強度を高めるために必要な元素である。０．０３ｍａｓｓ％未満の添加では、ＭＡ相分率が低くて所望とする強度が得られず、一方、０．１ｍａｓｓ％を超えて添加すると、溶接性が低下する。よって、Ｃは０．０３〜０．１ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００２０】
Ｓｉ：０．０１〜１ｍａｓｓ％
Ｓｉは、脱酸剤として、また、鋼の強度を高めるために添加する元素である。０．０１ｍａｓｓ％未満では、脱酸効果が十分でなく、一方、１ｍａｓｓ％を超える添加は、靭性や溶接性を低下させる。よって、Ｓｉは０．０１〜１ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００２１】
Ｍｎ：１．２〜２．５ｍａｓｓ％
Ｍｎは、鋼の強度と靭性を高めるために、また、焼入れ性を高めてＭＡ相の生成を促進するために添加する。しかし、１．２ｍａｓｓ％未満の添加では、その効果が十分ではなく、一方、２．５ｍａｓｓ％を超える添加は、溶接性を低下させる。よって、Ｍｎは１．２〜２．５ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００２２】
Ｓ：０．００２ｍａｓｓ％以下
Ｓは、不可避的に不純物として混入する元素であり、一般には、鋼中に硫化物系介在物として存在し、変形時におけるボイド発生の起点となる。したがって、延性き裂の発生を防止するには、Ｓの含有量は厳しく規制する必要がある。しかし、０．００２ｍａｓｓ％以下であれば、上記悪影響が小さい。よって、Ｓは、０．００２ｍａｓｓ％を上限とする。好ましくは０．００１ｍａｓｓ％以下である。
【００２３】
Ａｌ：０．０１〜０．０７ｍａｓｓ％
Ａｌは、Ｓｉと同様、製鋼工程で、脱酸剤として添加するが、０．０１ｍａｓｓ％未満の添加では、脱酸効果が十分でなく、一方、０．０７ｍａｓｓ％を超える添加は、酸化物系介在物の量が増加し、靭性を低下させる。よって、Ａｌは０．０１〜０．０７ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００２４】
Ｃａ：０．００１〜０．００３ｍａｓｓ％
Ｃａは、硫化物系介在物の形態を制御し、延性を改善する有効な元素であるが、０．００１ｍａｓｓ％未満の添加では、その効果が得られない。一方、０．００３ｍａｓｓ％を超えて添加しても、上記効果が飽和する。また、清浄度の低下や、粗大ＣａＯの生成により靭性が低下する他、取鍋のノズル閉塞の原因ともなり、生産性を阻害する。よって、Ｃａは０．００１〜０．００３ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００２５】
Ｏ：０．００３ｍａｓｓ％以下
Ｏは、不可避的不純物であり、粗大な酸化物系介在物を生成し、延性および靭性に悪影響を及ぼす。よって、本発明においては、Ｏは０．００３ｍａｓｓ％以下に制限する。
【００２６】
０．８≦（（１−１３０×Ｏ）×Ｃａ）／（１．２５×Ｓ）≦２．０
本発明の鋼では、上記成分組成を満たしていることに加えてさらに、Ｃａ，ＯおよびＳが、下記（１）式を満たして含有することが必要である。
０．８≦（（１−１３０×Ｏ）×Ｃａ）／（１．２５×Ｓ）≦２．０  ・・・（１）
（但し、上記式中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（ｍａｓｓ％））
この（１）式は、延性き裂発生の起点となる粗大な硫化物系介在物の生成を抑制し、延性き裂の発生に影響のない硫化物形態に制御するために、Ｏ：０．００１〜０．００３ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２ｍａｓｓ％以下に制御した上で、さらに、Ｃａ含有量からＣａＯの生成により消費されたＣａ分を除いた有効Ｃａ量（Ｃａ＊）を、実験により求めた下記（２）の回帰式；
Ｃａ＊＝（１−１３０×Ｏ）×Ｃａ  ・・・（２）
（但し、上記式中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（ｍａｓｓ％））
を用いて計算し、次いで、ＣａとＳの化学量論比に基いて、有効ＣａとＳの原子比（Ｃａ＊／（１．２５×Ｓ））を、０．８〜２．０の範囲に制御する必要があることを示したものである。
すなわち、Ｃａ＊／（１．２５×Ｓ）が０．８未満では、ＳをＣａＳとして十分に固定できないため、粗大なＭｎＳが生成し、耐延性き裂発生特性が低下し、一方、Ｃａ＊／（１．２５×Ｓ）が２．０を超えると、粗大なＣａ系酸化物や硫化物が生成し、耐延性き裂発生特性を低下させるので、Ｃａ，ＳおよびＯは、上記（１）式を満たして含有することが必要である。
【００２７】
本発明の鋼板は、上記必須成分の他に、Ｃｕ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％およびＭｏ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することができる。
Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏは、鋼の強度および靭性を高め、さらに焼入れ性を向上してＭＡ相の生成を促進する元素であり、要求される強度に応じて添加することができる。各元素とも、０．０１ｍａｓｓ％未満の添加では十分な効果が得られず、一方、０．５ｍａｓｓ％を超える添加は、溶接性の低下を招く。よって、これらの元素を添加する場合は、それぞれ０．０１〜０．５ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
【００２８】
また、本発明の鋼板は、上記成分の他に、Ｎｂ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％、Ｖ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％およびＴｉ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することができる。
Ｎｂ，ＶおよびＴｉは、鋼板の強度および靭性を高める元素であり、要求される強度に応じて添加することができる。各元素とも、０．００５ｍａｓｓ％未満の添加では十分な効果が得られず、一方、０．１ｍａｓｓ％を超える添加は、溶接部の靭性を低下させる。よって、これらの元素を添加する場合は、それぞれ０．００５〜０．１ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
【００２９】
本発明の鋼板は、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。ただし、上記以外の成分が、不可避的不純物として通常認められる量以上添加されていても、本発明の作用効果を害しない限り、許容される。
【００３０】
次に、本発明の鋼板のミクロ組織について説明する。
ミクロ組織：フェライト相とベイナイト相とＭＡ相からなる３相組織
本発明の鋼板は、軟質のフェライト相とベイナイト相と硬質のＭＡ相の３相からなるミクロ組織を有することが必要である。上記３相からなるミクロ組織は、熱間圧延後の加速冷却過程において、ベイナイト変態途中すなわち未変態オーステナイトが存在する温度域で冷却を一旦停止し、その後、直ちに再加熱し、未変態オーステナイトからフェライトが生じる際、未変態オーステナイト中にＣを濃化させ、その後の冷却過程でＭＡ相を生成させることにより、製造効率を低下させることなく、得ることができる。
【００３１】
図３は、Ｃ：０．０５ｍａｓｓ％Ｃ、Ｓｉ：０．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．８ｍａｓｓ％を含有する本発明の鋼板のミクロ組織を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した組織写真を示したものであり、フェライト相とベイナイト相の混合相中に、ＭＡ相が均一に分散生成している様子が確認できる。
【００３２】
ＭＡ相分率：３〜１５％
ＭＡ相の相分率は、低降伏比かつ耐延性き裂発生特性に優れる鋼板を得るために、３〜１５％の範囲であることが必要である。上述した図２からわかるように、ＭＡ相分率が３％未満では降伏比が高く、一方、１５％を超えると、延性き裂が容易に発生するようになるからである。なお、より優れた低降伏比と耐延性き裂発生特性を得るためには、ＭＡ相分率は５〜１２％の範囲が好ましい。ここで、ＭＡ相の相分率とは、全組織に対するＭＡ相の体積分率（％）のことであり、その体積分率は、鋼板断面の面積分率（％）で代えることができる。
【００３３】
本発明の鋼板は、上記ＭＡ相以外の残部は、主としてフェライト相とベイナイト相であるが、鋼板強度を確保する観点からは、ベイナイト相の相分率は、１０％以上であることが好ましい。なお、フェライト相、ベイナイト相およびＭＡ相の３相以外には、パーライト相やセメンタイト相などの異種相が存在することができる。しかし、これらの異種相が存在すると、強度が低下するため、それら異種相の相分率は少ないほどよい。ただし、それらの相分率の合計が５％以下であれば、本発明の作用効果に悪影響を及ぼすことはないので許容される。
【００３４】
ＭＡ相の平均アスペクト比：８以下
ＭＡ相の平均アスペクト比は８以下であることが必要である。このＭＡ相の平均アスペクト比が８を超えると、変形時に、伸長したＭＡ相の先端近傍のフェライト相やベイナイト相との界面に歪が集中し、延性き裂の起点となって、耐延性き裂発生特性が劣化するからである。ここで、ＭＡ相のアスペクト比とは、図３に示したような伸長したＭＡ相の長径と短径の比（長径／短径）と定義する。また、平均アスペクト比は、３００個のＭＡ相のアスペクト比の平均値である。
【００３５】
次に、本発明の鋼板の機械的特性について説明する。
降伏比：０．８０以下
本発明は、引張強さが５５０ＭＰａ以上の高強度鋼板を対象としているが、その鋼板は、降伏比が０．８０以下であることが必要である。降伏比が０．８０を超えると、鋼材の変形能が低下するだけでなく、欠陥部近傍での歪集中が大きくなる結果、欠陥を有する断面で塑性変形が局在化して起こるようになり、延性き裂が容易に起こるようになるからである。好ましくは、降伏比は０．７５以下である。
【００３６】
延性き裂発生歪：２．５％以上
また、本発明の鋼板は、低降伏比であることに加えて、延性き裂が起こり難いことが必要である。耐延性き裂に対する抵抗性は、延性き裂発生歪で評価することができ、本発明の鋼板は、上記延性き裂発生歪が２．５％以上であることが必要である。ここで、上記延性き裂発生歪とは、図１に示した切欠底半径が０．２５ｍｍの環状切欠を有する丸棒試験片に種々の量の引張歪を付与してから除荷し、その試験片の切欠底断面の組織を観察した際に、延性き裂の発生が最初に認められたときにおける標点間の平均歪のことである。なお、延性き裂発生歪が２．５％以上という優れた耐延性き裂発生特性は、上述した成分組成を有する鋼板の組織を、上述した３相組織とすることにより実現することができる。
【００３７】
次に、本発明に係る低降伏比高強度鋼板の製造方法について説明する。
スラブ加熱温度：１０００〜１３００℃
本発明の鋼板は、上述した本発明に適合する成分組成を有する鋼を、転炉や電気炉あるいはさらに真空脱ガス処理等の２次精錬を経る通常の方法で溶製し、鋼スラブとした後、その鋼スラブを加熱炉で加熱し、熱間圧延して製造する。ここで、上記鋼スラブの加熱温度は、１０００〜１３００℃の範囲とする必要がある。加熱温度が１０００℃未満では、炭化物の固溶が不十分となるため、十分な強度が得られず、一方、１３００℃を超える加熱は、圧延後の鋼板組織が粗大化し、靭性が低下するためである。
【００３８】
圧延終了温度
スラブを加熱後、熱間圧延して鋼板に加工するが、この熱間圧延における圧延終了温度は、Ａｒ３変態点以上とする必要がある。圧延終了温度がＡｒ３変態点未満では、その後の冷却時に起こるフェライト変態速度が低下し、加速冷却後の再加熱時に、未変態オーステナイトへのＣの濃縮が不十分となり、ＭＡ相が生成し難くなる。さらに、圧延終了温度がＡｒ３変態点未満では、初析フェライトが析出して圧延されるため、加工フェライト相が残存するので、耐延性き裂発生特性が低下する。なお、圧延終了温度の上限については、特に規定しないが、未再結晶域で圧延し、組織の微細化を図るためには９５０℃以下であることが好ましい。ここで、Ａｒ３変態点は、鋼板の成分組成によって変化し、通常、下記（３）式で求めることができる。
Ａｒ３変態点（℃）＝９１０−３１０×Ｃ−８０×Ｍｎ−２０×Ｃｕ−１５×Ｃｒ−５５×Ｎｉ−８０×Ｍｏ  ・・・（２）
ここで、上式の元素記号は各元素の含有量（ｍａｓｓ％）である。
【００３９】
加速冷却
本発明では、後述する熱間圧延に続く加速冷却後の再加熱によって、Ｃを濃縮させた未変態オーステナイトを、その後の冷却によってＭＡ相へと変態させる。そのためには、熱間圧延後の鋼板の冷却は、圧延終了温度から、まだ未変態オーステナイトが存在するベイナイト変態終了温度（Ｂｆ点）以上である４５０〜６５０℃の温度までを、冷却速度５℃／ｓ以上で加速冷却し、その温度域で冷却を停止する必要がある。
【００４０】
冷却停止温度が４５０℃未満では、ベイナイト変態が完了してしまうため、再加熱後の冷却時にＭＡ相が十分に生成しない。また、一部に未変態オーステナイトが残存してＭＡ相が生成したとしても、ベイナイトの粒界またはラス間に針状に析出するため、ＭＡ相のアスペクト比が増加して耐延性き裂発生特性が低下する。一方、冷却停止温度が６５０℃を超えると、冷却中に析出するパーライトにＣが消費されて、未変態オーステナイトにＣが濃化せず、ＭＡ相が生成し難くなる。よって、加速冷却停止温度は４５０〜６５０℃の範囲とする。ＭＡ相の生成をより促進するためには、５００〜６５０℃が好ましい。
【００４１】
また、加速冷却速度を５℃／ｓ以上とする理由は、５℃／ｓ未満では、冷却時にパーライト相が多く生成し、ベイナイト相による高強度化が得られないからである。ベイナイト相による変態強化を十分に活用したい場合には、圧延終了後の加速冷却速度は１０℃／ｓ以上とするのが好ましい。加速冷却の方法については、特に制限はなく、製造プロセスによって任意の設備を用いることができる。
【００４２】
再加熱処理
次に、本発明の製造方法では、未変態オーステナイトが存在するＢｆ点以上の温度域で加速冷却停止後、直ちに再加熱を行うことが重要であり、具体的には、加速冷却停止温度から０．５℃／ｓ以上の昇温速度で、ベイナイト変態終了温度（Ｂｆ点）以上の５５０〜７００℃まで再加熱を行う必要がある。昇温速度が０．５℃／ｓ未満では、加熱中にパーライト変態が生じるため、十分な量のＭＡ相が得られなくなる他、目的の再加熱温度に達するまでに長時間を要するため、製造効率が悪化する。
【００４３】
また、再加熱温度がＢｆ点以下であると、ベイナイト変態が完了し、未変態オーステナイトが存在しなくなる。さらに、再加熱温度が５５０℃未満では、未変態オーステナイトへのＣ濃化が不十分となり、ＭＡ相が生成し難くなる。一方、再加熱温度が７００℃を超えると、ベイナイト相の軟化により十分な強度が得られないからである。なお、確実に未変態オーステナイトへＣを濃化させるためには、再加熱開始温度（加速冷却停止温度）より５０℃以上昇温するのが好ましい。
【００４４】
なお、上記再加熱温度では、特に保持時間を設ける必要はなく、再加熱後ただちに冷却しても、十分なＭＡ相を得ることができる。しかし、よりＣの濃化を促進させて、十分な量のＭＡ相分率を確保するためには、３０分以内の保持時間を設けることが好ましい。３０分を超えて加熱保持すると、ベイナイト相中の転位の回復が起こり、強度が低下する場合がある。再加熱後の冷却は、特に制限されないが、空冷（放冷）でも十分にＦＡ相を生成させることができる。
【００４５】
次に、本発明の鋼板を製造するための設備について説明する。
加速冷却後に再加熱を行うための加熱装置は、加速冷却を行う冷却設備の下流側に設置するのが好ましい。加熱装置としては、鋼板の急速加熱が可能であるガス燃焼炉や誘導加熱装置を用いることができるが、誘導加熱装置の方がガス燃焼炉に比べて、冷却後の鋼板を迅速に加熱でき、温度制御も容易で、コストも比較的低いので好ましい。また、複数の誘導加熱装置を連続して直列に配置することは、ライン速度や鋼板の種類・寸法の大きな変化がある場合でも、使用する誘導加熱装置の数や供給電力を適宜変更するだけで、容易に昇温速度や再加熱温度を操作することが可能となるので好ましい。
【００４６】
図４は、本発明の鋼板を製造する圧延ライン設備列の一例を示したものである。圧延ライン１には、上流から下流側に向かって熱間圧延機３、加速冷却装置４、誘導加熱装置５、ホットレベラー６が配置されており、誘導加熱装置５は、加速冷却装置４の下流の同一ライン上に設置されている。この配列とすることにより、加速冷却終了後、迅速に再加熱処理が行えるので、圧延冷却後の鋼板温度を過度に低下させることなく加熱処理を施すことができる。なお、加熱装置としてガス燃焼炉を用いるような場合には、上記のように圧延設備等と同一ライン上に設置してもよいが、機側に加熱炉を設置し、鋼板を再加熱後、再びライン上に戻す構成としてもよい。
【００４７】
以上説明した本発明によれば、上記の成分組成を有する鋼スラブに、上記の製造方法を適用して鋼板とし、上記ミクロ組織を付与することで、地震などで生じる大きな塑性変形を受けても、延性き裂が発生し難く、しかも低降伏比かつ高強度の鋼板を、低コストでかつ高効率に製造することが可能となる。
【実施例】
【００４８】
表１に示した成分組成を有するＡ〜Ｍの鋼を常法の製鋼プロセスで溶製し、連続鋳造法で鋼スラブとし、これらの鋼スラブを加熱し、熱間圧延し、圧延終了後、直ちに水冷型の加速冷却設備を用いて所定の冷却停止温度まで冷却し、その後、誘導加熱炉またはガス燃焼炉を用いて再加熱し、空冷することにより、板厚１５ｍｍのＮｏ．１〜１８の厚鋼板を得た。なお、各鋼板の製造条件の詳細は表２に示した。また、再加熱装置は、誘導加熱炉は、図４に示したように加速冷却設備と同一ライン上に設置し、ガス燃焼炉は、加速冷却後のラインの側に近接して設置したものを用いた。
【００４９】
【表１】
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【００５０】
【表２】
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【００５１】
上記のようにして製造した各鋼板について、板厚中心部付近のミクロ組織を観察し、１０視野の組織写真を得て、これを画像解析し、ＭＡ相の相分率とＭＡ相の平均アスペクト比を求めた。なお、平均アスペクト比は、３００個のＭＡ相の平均値である。
また、上記の各鋼板から、平行部が６ｍｍφ×３０ｍｍの丸棒試験片を採取し、引張試験して、引張強さと降伏比を測定した。
また、延性き裂発生歪は、上記の各鋼板から、図１に示したような、平行部が１０ｍｍφ、評点間が２６ｍｍで、切欠底半径が０．２５ｍｍの環状切欠を有する丸棒試験片を採取し種々の量の引張歪を付与してから除荷し、切欠底断面組織を観察して、延性き裂の発生が最初に認められたときの標点間の平均歪を延性き裂発生歪として求めた。
【００５２】
表２に、製造条件と共に、ミクロ組織構成、ＭＡ相の相分率、ＭＡ相の平均アスペクト比、引張強さ、降伏比および延性き裂発生歪の測定結果を併せて示した。表２から、本発明例の鋼板は、いずれもフェライト相とベイナイト相とＭＡ相の３相組織を有しており、降伏比が０．８０以下、延性き裂発生歪が２．５％以上であり、優れた変形能と耐延性き裂発生特性を有していることがわかる。一方、比較例の鋼板は、成分組成または製造条件のいずれかが本発明範囲から外れているため、組織がフェライト相とベイナイト相とＭＡ相の３相組織が得られないか、あるいは、ＭＡ相の分率あるいは平均アスペクト比が本発明の規定範囲外のものとなり、その結果、降伏比が高いかまたは延性き裂発生歪が小さく、本発明が所期した特性が得られていない。
【図面の簡単な説明】
【００５３】
【図１】延性き裂発生歪の測定に用いた環状切欠きを有する丸棒試験片を説明する図である。
【図２】フェライト相とベイナイト相とＭＡ相の３相組織鋼において、ＭＡ相分率が降伏比と延性き裂発生歪に及ぼす影響を示すグラフである。
【図３】本発明の鋼板のミクロ組織を走査型電子顕微鏡で観察した写真である。
【図４】本発明の鋼板を製造する製造ラインの一例を説明する概略図である。
【符号の説明】
【００５４】
１：圧延ライン
２：鋼板
３：熱間圧延機
４：加速冷却装置
５：誘導加熱装置
６：ホットレベラー
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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