JP2006265577A - 高強度高靱性鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】強度８００ＭＰａを超えるラインパイプ用高強度高靱性鋼板の製造方法を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：１．８〜３．０％、Ｐ≦０．０１０％，Ｓ≦０．００２％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｃｕ：０．１〜０．７％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０８％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、必要に応じＭｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｍｇの１種又は２種以上、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の鋼を１０００〜１２００℃に加熱，９５０℃以下の温度域での累積圧下量≧７０％となる圧延，圧延終了後７００℃以上の温度域から２０〜８０℃/sの加速冷却を開始し，４５０〜６５０℃で冷却停止後ただちに６００〜７００℃に再加熱し，以後室温まで空冷し、ミクロ組織を島状マルテンサイトを５〜２０％の面積率で含有するベイナイト組織とする。
【選択図】 なし

Description

本発明は，高強度高靱性鋼板の製造方法に関し、引張強度８００ＭＰａを超える高強度ラインパイプ用で，降伏比が８０％以下の優れた変形能とかつ延性亀裂伝播防止の観点から高いシャルピー吸収エネルギーを必要とする厚鋼板の製造方法として好適なものに関する。

近年，天然ガスや原油の輸送用として使用されるラインパイプは，高圧化による輸送効率の向上や薄肉化による現地溶接施工効率の向上のため，年々高強度化されている。

これまでに，Ｘ１００グレード（引張強度≧７６０ＭＰａ）のラインパイプが実用化され，更に引張強度が９００ＭＰａを超えるＸ１２０グレードに対する要求が具体化しつつある。天然ガス輸送用ラインパイプにおいては，外因性の事故により発生した延性破壊の亀裂伝播停止を目的として，高い母材シャルピー吸収エネルギー値が要求される。

一方，大地震や凍土地帯における地盤変動を原因として，ラインパイプに大変形が生じても，亀裂発生にいたらないための高変形能の要求もなされるようになってきた。高変形能の指標として，降伏強度を引張強度で割った降伏比（ＹＲ）が使われ，低ＹＲ化されるほど亀裂発生の限界歪が向上する。

鋼材のミクロ組織を軟質なフェライト相と，硬質なベイナイトやマルテンサイトなどが適度に分散した硬質相の２相組織とすることで，低ＹＲとなることが知られており，例えば特許文献１には，上記のような軟質相の中に硬質相が適度に分散した組織を得る製造方法として、焼入れ（Ｑ）と焼戻し（Ｔ）の中間に、フェライトとオーステナイトの２相域からの焼き入れ（Ｑ’）を施す熱処理方法が開示されている。

また，特許文献２には，軟質相を加工フェライトとしたフェライト+ベイナイト+マルテンサイト組織により低ＹＲ化が達成されることが開示されている。
特開昭５５−９７４２５号公報 特開平０８―２０９２９１号公報

しかしながら，特許文献１記載の技術では多数回の熱処理を行う必要があり，生産性が低下し、製造コストが上昇する。

特許文献２記載の技術による高靱性化は延性-脆性破面率の改善のために，フェライトの集合組織を積極的に発達させることによって得られるもので，シャルピー衝撃試験片の破面にはセパレーションが発生し，シャルピー衝撃試験での吸収エネルギー（シャルピー衝撃値）はむしろ低下する。

上述したように、高強度鋼において低ＹＲとシャルピー衝撃試験での優れた吸収エネルギー（シャルピー衝撃値）を両立させることが困難であった。

そこで、本発明は，生産性および製造コストの上昇を伴わず，高強度，低ＹＲ，および優れたシャルピー衝撃値を両立させる厚鋼板の製造方法を提供することを目的とする。

発明者等は靱性低下を伴わずに低ＹＲを達成するための鋼のミクロ組織について、連続冷却で変態生成するベイナイト組織において，ベイナイトラス間に第２相として硬質な島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓともいう，以降ＭＡと略す）が形成することに着目し、鋭意研究を行った。

その結果，適正な合金元素添加と冷却・加熱熱サイクルの組合せにより，変態途中で冷却を止めて，ただちに再加熱をすることで，ベイナイト相は焼戻し効果により適度に強度が低下する。

未変態のオーステナイトには鋼中のＣが濃化してＭＡが多量に生成しやすくなり，その結果，軟質な焼戻しベイナイト相と硬質なＭＡが分散した組織となりＹＲが低下することを見いだした。

また，このような冷却・加熱サイクルではＭＡが微細かつ均一に分散するため，靱性は低下せず，母相が焼き戻されているため、むしろ向上することを見いだした。

本発明は得られた知見を基に、更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は
１ 質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｓｉ：≦０．５％
Ｍｎ：１．８〜３．０％
Ｐ≦０．０１０
Ｓ≦０．００２
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ｃｕ：０．１〜０．７％
Ｎｉ：０．１〜１．０％
Ｎｂ：０．０１〜０．０８％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｎ：０．００１〜０．００６％
を含有し，残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を，
１０００〜１２００℃に再加熱後，熱間圧延を開始し，９５０℃以下の温度域での累積圧下量≧７０％となるよう圧延を行い，圧延終了後７００℃以上の温度域から冷却速度２０〜８０℃/sの加速冷却を開始し，４５０〜６５０℃の温度域で冷却停止後ただちに６００〜７００℃に再加熱し，以後室温まで空冷することを特徴とする，低降伏比かつ高強度高靱性鋼板の製造方法。

２ １記載の成分組成に，更に，質量％で
Ｍｏ：０．０１〜１％
Ｃｒ：０．０１〜１％
Ｖ：０．０１〜０．１％
Ｂ：０．０００５〜０．００３％
の一種または二種以上を含有する鋼を
１０００〜１２００℃に再加熱後，熱間圧延を開始し，９５０℃以下の温度域での累積圧下量≧７０％となるよう圧延を行い，圧延終了後７００℃以上の温度域から冷却速度２０〜８０℃/sの加速冷却を開始し，４５０〜６５０℃の温度域で冷却停止後ただちに６００〜７００℃に再加熱し，以後室温まで空冷することを特徴とする，低降伏比かつ高強度高靱性鋼板の製造方法。

３ ２記載の成分組成に更に，質量％で，
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
の一種または二種以上を含有する鋼を
１０００〜１２００℃に再加熱後，熱間圧延を開始し，９５０℃以下の温度域での累積圧下量≧７０％となるよう圧延を行い，圧延終了後７００℃以上の温度域から冷却速度２０〜８０℃/sの加速冷却を開始し，４５０〜６５０℃の温度域で冷却停止後ただちに６００〜７００℃に再加熱し，以後室温まで空冷することを特徴とする，低降伏比かつ高強度高靱性鋼板の製造方法。

４ 鋼板のミクロ組織がベイナイト組織で、島状マルテンサイトが５〜２０％の面積率で存在することを特徴とする，1乃至３の何れか一つに記載の低降伏比かつ高強度高靱性鋼板の製造方法。

本発明によれば，製造コストを上昇させることなく、短時間の製造工程で，低ＹＲと優れたシャルピー衝撃値を両立した引張強度８００ＭＰａ以上の高強度鋼板の製造が可能となり、産業上極めて有用である。

本発明では成分組成、製造条件およびミクロ組織を規定する。
［成分組成］％は質量％とする。
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｃは低温変態組織においては過飽和固溶することで強度上昇に寄与する．この効果を得るためには０．０３%以上の添加が必要であるが，０．１２％を超えて添加すると，パイプの円周溶接部の硬度上昇が著しくなり，低温割れが発生しやすくなるため，上限を０．１２％とする。

Ｓｉ：≦０．５％
Ｓｉは変態強化によらず固溶強化するため，母材，HAZの強度上昇に有効である．しかし，０．５％を超えて添加すると靱性が著しく低下するため上限を０．５％とする。

Ｍｎ：１．８〜３．０％
Ｍｎは焼入性向上元素として作用する．さらに，多量に添加することで，フェライト相に固溶できるＣ量を低減する効果があり，鋼のオーステナイト域から加速冷却でベイナイト変態させる際，未変態オーステナイト領域へのＣ濃化を大きくするので，ＭＡの生成量を増加させることができる。

後述のように，ＭＡの面積率を５％以上とするためには，少なくとも１．８％以上の添加が必要である．一方，連続鋳造プロセスでは中心偏析部の濃度上昇が著しく，３．０％を超える添加を行うと，偏析部での遅れ破壊の原因となるため，上限を３．０％とする。

Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ａｌは脱酸元素として作用する．０．０１％以上の添加で十分な脱酸効果が得られるが，０．０８％を超えて添加すると鋼中の清浄度が低下し，靱性劣化の原因となるため，上限を０．０８％とする。

Ｃｕ：０．１〜０．７％
Ｃｕは０．１％以上の添加によって焼入性向上元素として作用し，多量のＭｎ添加の代替とすることができる。しかし，０．７％を超えて添加すると，過飽和に固溶したＣｕが加速冷却後の再加熱時に析出し，特に鋼の降伏強度が析出硬化によって上昇する結果，低ＹＲとすることが困難となるため，上限を０．７％とする。

Ｎｉ：０．１〜１．０％
Ｎｉもまた，焼入性向上元素として作用するほか，添加しても靱性劣化を起こさないため，有用な元素である。この効果を得るために，０．１％以上の添加が必要であるが，高価な元素であるため，上限を１．０％とする。

Ｎｂ：０．０１〜０．０８％
Ｎｂは炭化物を形成することで，特に2回以上の熱サイクルを受ける溶接熱影響部（ＨＡＺ）の焼戻し軟化を防止して，必要なＨＡＺ強度を得るために必要な元素である。

また，熱間圧延時のオーステナイト未再結晶領域を拡大する効果もあり，特に９５０℃まで未再結晶領域とするためには０．０１％以上の添加が必要である．一方，０．０８％を超えて添加すると，ＨＡＺの靱性を著しく損ねることから上限を０．０８％とする。

Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは窒化物を形成し，鋼中の固溶Ｎ量低減に有効であるほか，析出したＴｉＮがピンニング効果でオーステナイト粒の粗大化を抑制防止をすることで，母材，ＨＡＺの靱性向上に寄与する。

必要なピンニング効果を得るためには０．００５％以上の添加が必要であるが，０．０２５％を超えて添加すると炭化物を形成するようになり，その析出硬化で靱性が著しく劣化するため，上限を０．０２５％とする。

Ｎ：０．００１〜０．００６％
Ｎは通常鋼中の不可避不純物として存在するが，前述の通りＴｉ添加を行うことで，オーステナイト粗大化を抑制するＴｉＮを形成する。必要とするピンニング効果を得るためには０．００１％以上鋼中に存在することが必要であるが，０．００６％を超える場合，溶接部，特に溶融線近傍で１４５０℃以上に加熱された領域でＴｉＮが分解した場合，固溶Nの悪影響が著しいため，上限を０．００６％とする。

Ｐ：≦０．０１０％，Ｓ：≦０．００２％
Ｐ，Ｓはいずれも鋼中に不可避不純物として存在する．特に中心偏析部での偏析が著しい元素であり，母材の偏析部起因の靱性低下を抑制するために，それぞれ上限を０．０１０％，０．００２％とする。

以上が本発明の基本成分組成であるが、更に特性を向上させる場合、Ｍｏ，Ｃｒ，Ｖ，Ｂ、Ｃａ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｍｇの一種または二種以上を添加することが可能である。

Ｍｏ，Ｃｒ，Ｖ，Ｂ
Ｍｏ，Ｃｒ，Ｖ，Ｂは強度上昇の目的で１種または２種以上の添加を行う。
Ｍｏ：０．０１〜１％
Ｍｏは０．０１％以上の添加によって焼入性向上元素として作用し，多量のＭｎ添加の代替とすることができる。しかし，高価な元素であり，かつ１％を超えて添加しても強度上昇は飽和するため，添加する場合は、上限を１％とする。

Ｃｒ：０．０１〜１％
Ｃｒもまた０．０１％以上の添加によって焼入性向上元素として作用し，多量のＭｎ添加の代替とすることができる。しかし，１％を超えて添加するとＨＡＺ靱性が著しく劣化するため，添加する場合は、上限を１％とする。

Ｖ：０．０１〜０．１％
ＶはＮｂとの複合添加により，多重溶接熱サイクル時に析出硬化し，ＨＡＺ軟化防止に寄与する．０．０１％以上添加することで，軟化防止効果が発現するが，０．１％を超えて添加すると析出硬化が著しくＨＡＺ靱性の劣化につながるため，添加する場合は、上限を１％とする。

Ｂ：０．０００５〜０．００５％
Ｂはオーステナイト粒界に偏析し，フェライト変態を抑制することで，特にＨＡＺの強度低下防止に寄与する．この効果を得るために，０．０００５％以上の添加を必要とするが，０．００５％を超えて添加してもその効果は飽和するため，添加する場合は、上限を０．００５％とする。

Ｃａ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｍｇ
Ｃａ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｍｇは鋼中の非金属介在物であるＭｎＳの形態制御，あるいは酸化物あるいは窒化物を形成し，主に溶接熱影響部におけるオーステナイト粒粗大化をピンニング効果で抑制するなど，鋼の靱性向上の目的で添加する。

Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
Ｃａは鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり，０．０００５％以上添加することで靱性に有害なＭｎＳの生成を抑制する。しかし，０．０１％を超えて添加すると，ＣａＯ−ＣａＳのクラスターを形成し，かえって靱性を劣化させるので，添加する場合は、上限を０．０１％とする．
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
ＲＥＭもまた鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり，０．０００５％以上添加することで靱性に有害なＭｎＳの生成を抑制する。しかし，高価な元素であり，かつ０．０２％を超えて添加しても効果が飽和するため，添加する場合は、上限を０．０２％とする。

Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％
Ｚｒは鋼中で炭窒化物を形成し，とくに溶接熱影響部においてオーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング効果をもたらす。十分なピンニング効果を得るためには，０．０００５％以上の添加が必要であるが，０．０３％を超えて添加すると，鋼中の清浄度が著しく低下し，かえって靱性の低下につながるため，添加する場合は、上限を０．０３％とする。

Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
Ｍｇは製鋼過程で鋼中に微細な酸化物として生成し，特に，溶接熱影響部においてオーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング効果をもたらす。十分なピンニング効果を得るためには，０．０００５％以上の添加が必要であるが，０．０１％を超えて添加すると，鋼中の清浄度が低下し，かえって靱性を低下させるので，添加する場合は、上限を０．０１％とする。

次に，鋼板の製造方法の限定理由について説明する。
［製造条件］
加熱温度：１０００〜１２００℃
熱間圧延を行う際，鋼片をオーステナイト化するため１０００℃以上に加熱する。一方，１２００℃を超える温度まで鋼片を加熱すると，ＴｉＮでピンニングを行っていても，オーステナイト粒成長が著しく，母材靱性が劣化するため，上限を１２００℃とする。

９５０℃以下での累積圧下量≧７０％
本発明では，Ｎｂ添加によって９５０℃以下はオーステナイト未再結晶域であるので、該温度域にて累積で大圧下を行うことにより，オーステナイト粒が伸展しその後の加速冷却で変態生成するベイナイトが微細化し靱性が向上する。

本発明では，低降伏比を達成するために，硬質なＭＡを分散させているので，母相ベイナイト部分の靱性を十分高くしておく必要がある。累積圧下量７０％未満では，細粒化が不十分でＭＡの影響をうけて靱性が低下するため，累積圧下量を７０％以上とする．好適には７５％以上の累積圧下量が必要である。

加速冷却の冷却開始温度≧７００℃
熱間圧延後，加速冷却を開始する温度が低いと，その空冷過程においてオーステナイト粒界から初析フェライトが生成し，母材強度低下の原因となるため、加速冷却を開始する温度の下限温度を７００℃とする。

加速冷却の冷却速度：２０〜８０℃/s
引張強度８００ＭＰａ以上の高強度を達成するため，ミクロ組織をベイナイト主体の組織にする必要がある。このため，熱間圧延後加速冷却を実施する．冷却速度が２０℃/s未満の場合，比較的高温で変態するので，十分な強度を得ることができない。

一方，８０℃/sを超えた冷却速度の場合，後述の冷却停止温度に制御することが難しく，特に表面近傍でマルテンサイト変態が生じ，母材靱性が著しく低下するため，上限を８０℃/sとする。

加速冷却の冷却停止温度：４５０〜６５０℃
本発明において，加速冷却の冷却停止温度管理は重要な製造条件である．本発明では再加熱後に存在する、Ｃの濃縮した未変態オーステナイトをその後の空冷時にＭＡへと変態させるため，ベイナイト変態途中で未変態オーステナイトが存在する温度域で冷却を停止する必要がある。

冷却停止温度が４５０℃未満では、ベイナイト変態が完了するため空冷時にＭＡが生成せず低降伏比化が達成できない。一方，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ＭＡが生成しないため，上限を６５０℃とする。

冷却停止後の再加熱温度：６００〜７００℃
加速冷却後ただちに再加熱することで，未変態オーステナイトにＣを濃縮させその後の空冷過程でＭＡを生成させることができる。再加熱開始までの時間が長い場合，その間の温度低下によって未変態オーステナイトが少なくなり，加熱後の空冷過程で生成するＭＡ量が少なくなるため，３００秒以内で再加熱を行うことが望ましい。好ましくは１００秒以内である。

更に，再加熱温度が６００℃未満では，十分にオーステナイトへのＣ濃化が起こらず，必要とするＭＡ量を確保することができない．一方、再加熱温度が７００℃を超えると，加速冷却で変態させたベイナイトが再びオーステナイト化してしまい十分な強度が得られないため、再加熱温度を６００℃以上、７００℃以下に規定する。

再加熱温度において，特に温度保持時間を設定する必要はない．また、再加熱後の冷却過程においては、冷却速度によらずＭＡが生成するため，再加熱後の冷却は特に規定しないが、基本的には空冷とすることが好ましい。

なお，鋼の製鋼方法については特に限定しないが，経済性の観点から，転炉法による製鋼プロセスと，連続鋳造プロセスによる鋼片の鋳造を行うことが望ましい。

次に，鋼板のミクロ組織限定理由を説明する。
［ミクロ組織］
ミクロ組織はベイナイト組織とする。加速冷却の冷却速度不足等でフェライト主体の組織となった場合，８００ＭＰa以上の引張強度の達成が困難となる。一方，マルテンサイト組織化すると，強度は十分確保できるものの，靱性が低下する。

更に，ベイナイト中に第２相として，ＭＡを面積率で５〜２０％分散させる。第２相として，ＭＡを生成させる理由は，母相となるベイナイトより硬い相を分散させることで，低降伏比を達成させるためで、面積率５％未満では，十分降伏比が低くならないため，ＭＡ面積率の下限を５％とする。一方，面積率が２０％を超えた場合，母材靱性が著しく劣化するため，上限を２０％とする。

表１に示す化学組成の鋼を用い，表２に示す熱間圧延・加速冷却・焼戻し条件で鋼板Ａ〜Ｋを作製した。

得られた鋼板の板幅中央部よりミクロ組織観察用サンプルを採取し、圧延長手方向と平行な板厚断面を鏡面研磨したあと、２段エッチング法を用いてＭＡを現出させた．その後、面走査型顕微鏡（ＳＥＭ）を用い２０００倍の倍率で無作為に１０視野ミクロ組織写真を撮影し，写真中のＭＡの面積率を画像解析装置にて測定した。

次に，サンプルを再研磨後，ナイタールエッチング法を用い，ミクロ組織を現出させ，ＭＡと同様の方法でベイナイトの面積率の測定，およびその他の相の有無を確認した。
次に，それぞれの鋼板よりＡＰＩ−５Ｌに準拠した全厚引張試験片と，ＤＷＴＴ試験片，および板厚中央位置からＪＩＳＺ２２０２（１９８０改訂版）のＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し，鋼板の引張試験，ＤＷＴＴ試験およびシャルピー衝撃試験を実施して，強度と靱性を評価した。

母材のミクロ組織の画像解析結果および強度・靱性調査結果をまとめて表３に示す。

本発明の鋼板化学組成，圧延・加速冷却・再加熱条件範囲内であり，かつミクロ組織がベイナイトとＭＡからなり，かつＭＡ面積率が５〜２０％の範囲内である発明例Ｎｏ．１〜１０は，いずれも８００ＭＰａを超える母材引張強度を有し，かつ８０％以下の低降伏比と−３０℃でのシャルピー衝撃試験において３００Ｊを超える高いシャルピー吸収エネルギー（シャルピー衝撃値）を示した。

また，脆性亀裂伝播停止の指標であるＤＷＴＴ試験後の破面延性破面率（ＳＡ）も８５％を超える高い値を示した。

一方，鋼板化学組成は本発明の範囲内であるものの，圧延後の加速冷却停止温度が本発明の下限である４５０℃を下回った比較例Ｎｏ．１１では，ミクロ組織中のＭＡ量が少なく，８０％を超える高ＹＲとなった。

加速冷却停止温度が本発明の上限である６５０℃を上回った比較例Ｎｏ．１２では，ＭＡのかわりにパーライト相が生成したため，同様にＹＲが高い結果となった。

また，加速冷却後の再加熱温度が本発明の下限である６００℃を下回った比較例Ｎｏ．１３では，再加熱において未変態オーステナイトへのＣ濃化が足りず，ＭＡ量が少ないため，高ＹＲとなった。

一方，再加熱温度が本発明の上限である７００℃を上回った比較例Ｎｏ．１４では，再加熱時にふたたびオーステナイトへの変態が生じ，その後の空冷過程でフェライト，パーライト組織が生成したため，著しく強度が低下した。

加速冷却の開始温度が本発明の下限である７００℃を下回った比較例Ｎｏ．１５では，圧延終了後，加速冷却開始までの空冷過程で生成した初析フェライトが多く，母材強度が低下したほか，フェライト-ベイナイト（ＭＡ含む）の2相組織となったために，母材のシャルピー吸収エネルギーも低下した。

熱間圧延において９５０℃以下の累積圧下量が本発明の下限である７０％を下回った比較例No.１６では，変態後のミクロ組織の微細化が十分でなく，母材のシャルピー吸収エネルギーおよびＤＷＴＴ試験でのＳＡが低下した．
加速冷却の冷却速度が本発明の下限である２０℃/ｓを下回った比較例No.１７では，ベイナイト変態が高温で生じ，その結果母材引張強度が低下した．
鋼板のＣ量が本発明の下限を下回った比較例Ｎｏ．１８では，目標とするＭＡ量が足りず，目標とする引張強度およびＹＲを達成しなかった。鋼板のＣ量が本発明の上限を上回った比較例Ｎｏ．１９では，高強度かつ低ＹＲは達成したものの，ＭＡ量が多すぎるために，シャルピー吸収エネルギーおよびＤＷＴＴ延性破面率が低かった。

Ｍｎ量が本発明の下限を下回った比較例Ｎｏ．２０はＭＡ量が足りず，目標とする引張強度および低ＹＲを達成しなかった。Ｃｕ量が本発明の上限を上回った比較例Ｎｏ．２１では，鋼のミクロ組織は本発明の範囲であったものの，過剰な固溶Ｃｕが再加熱時に析出し，その析出硬化で降伏強度が著しく上昇した結果，高ＹＲとなったほか，シャルピー吸収エネルギーおよびＤＷＴＴ延性破面率が劣化した。

Ｎｂ量が本発明の下限を下回った比較例Ｎｏ．２２では，オーステナイト未再結晶領域が狭く，十分な制御圧延の効果が得られなかったため，同じくシャルピー吸収エネルギーおよびＤＷＴＴ延性破面率が劣化した。

Claims (4)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０３〜０．１２％
   Ｓｉ：≦０．５％
   Ｍｎ：１．８〜３．０％
   Ｐ≦０．０１０％
   Ｓ≦０．００２％
   Ａｌ：０．０１〜０．０８％
   Ｃｕ：０．１〜０．７％
   Ｎｉ：０．１〜１．０％
   Ｎｂ：０．０１〜０．０８％
   Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
   Ｎ：０．００１〜０．００６％
   を含有し，残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を，
   １０００〜１２００℃に再加熱後，熱間圧延を開始し，９５０℃以下の温度域での累積圧下量≧７０％となるよう圧延を行い，圧延終了後７００℃以上の温度域から冷却速度２０〜８０℃/sの加速冷却を開始し，４５０〜６５０℃の温度域で冷却停止後ただちに６００〜７００℃に再加熱し，以後室温まで空冷することを特徴とする，低降伏比かつ高強度高靱性鋼板の製造方法。
2. 請求項１記載の成分組成に，更に，質量％で
   Ｍｏ：０．０１〜１％
   Ｃｒ：０．０１〜１％
   Ｖ：０．０１〜０．１％
   Ｂ：０．０００５〜０．００５％
   の１種または２種以上を含有する鋼を
   １０００〜１２００℃に再加熱後，熱間圧延を開始し，９５０℃以下の温度域での累積圧下量≧７０％となるよう圧延を行い，圧延終了後７００℃以上の温度域から冷却速度２０〜８０℃/sの加速冷却を開始し，４５０〜６５０℃の温度域で冷却停止後ただちに６００〜７００℃に再加熱し，以後室温まで空冷することを特徴とする，低降伏比かつ高強度高靱性鋼板の製造方法。
3. 請求項２記載の成分組成に更に，質量％で，
   Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
   ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
   Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％
   Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
   の１種または２種以上を含有する鋼を
   １０００〜１２００℃に再加熱後，熱間圧延を開始し，９５０℃以下の温度域での累積圧下量≧７０％となるよう圧延を行い，圧延終了後７００℃以上の温度域から冷却速度２０〜８０℃/sの加速冷却を開始し，４５０〜６５０℃の温度域で冷却停止後ただちに６００〜７００℃に再加熱し，以後室温まで空冷することを特徴とする，低降伏比かつ高強度高靱性鋼板の製造方法。
4. 鋼板のミクロ組織がベイナイト組織で、島状マルテンサイトが５〜２０％の面積率で存在することを特徴とする，請求項1乃至３の何れか一つに記載の低降伏比かつ高強度高靱性鋼板の製造方法。