特表2022-544044低温靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた薄物鋼材及びその製造方法
(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公表特許公報(A)
(11)【公表番号】
(43)【公表日】2022-10-17
(54)【発明の名称】低温靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた薄物鋼材及びその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20221007BHJP
C21D 8/02 20060101ALI20221007BHJP
C22C 38/16 20060101ALI20221007BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301A
C21D8/02 B
C22C38/16
【審査請求】有
【予備審査請求】未請求
(21)【出願番号】P 2022505529
(86)(22)【出願日】2020-08-21
(85)【翻訳文提出日】2022-01-26
(86)【国際出願番号】 KR2020011178
(87)【国際公開番号】W WO2021040332
(87)【国際公開日】2021-03-04
(31)【優先権主張番号】10-2019-0104016
(32)【優先日】2019-08-23
(33)【優先権主張国・地域又は機関】KR
(81)【指定国・地域】
(71)【出願人】
【識別番号】592000691
【氏名又は名称】ポスコ
【氏名又は名称原語表記】ＰＯＳＣＯ
(74)【代理人】
【識別番号】110000051
【氏名又は名称】弁理士法人共生国際特許事務所
(72)【発明者】
【氏名】キム，ウ‐ギョム
(72)【発明者】
【氏名】キム，サン‐ホ
(72)【発明者】
【氏名】バン，キ‐ヒョン
【テーマコード（参考）】
4K032
【Ｆターム（参考）】
4K032AA01
4K032AA04
4K032AA11
4K032AA14
4K032AA16
4K032AA19
4K032AA21
4K032AA22
4K032AA23
4K032AA27
4K032AA29
4K032AA31
4K032AA35
4K032BA01
4K032CA03
4K032CB01
4K032CB02
4K032CC04
4K032CD03
4K032CD05
4K032CD06
(57)【要約】
【課題】低温靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた薄物鋼材及びその製造方法を提供する。
【解決手段】重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５～０．３％、マンガン（Ｍｎ）：１．０～２．０％、アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）：０．００５～０．０４％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．０３％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、銅（Ｃｕ）：０．０５～０．４％、ニッケル（Ｎｉ）：０．３～１．０％、窒素（Ｎ）：０．００１～０．００８％、リン（Ｐ）：０．０１％以下、硫黄（Ｓ）：０．００３％以下、残部はＦｅ及びその他の不可避な不純物からなり、微細組織として、面積分率３０～５０％のアシキュラーフェライト（水冷フェライト）及び面積分率５０～７０％のフェライト（空冷フェライト）を含み、８～３０ｍｍの厚さを有することを特徴とする。
【選択図】図１
【解決手段】重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５～０．３％、マンガン（Ｍｎ）：１．０～２．０％、アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）：０．００５～０．０４％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．０３％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、銅（Ｃｕ）：０．０５～０．４％、ニッケル（Ｎｉ）：０．３～１．０％、窒素（Ｎ）：０．００１～０．００８％、リン（Ｐ）：０．０１％以下、硫黄（Ｓ）：０．００３％以下、残部はＦｅ及びその他の不可避な不純物からなり、微細組織として、面積分率３０～５０％のアシキュラーフェライト（水冷フェライト）及び面積分率５０～７０％のフェライト（空冷フェライト）を含み、８～３０ｍｍの厚さを有することを特徴とする。
【選択図】図１
【特許請求の範囲】
【請求項1】
重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５～０．３％、マンガン（Ｍｎ）：１．０～２．０％、アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）：０．００５～０．０４％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．０３％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、銅（Ｃｕ）：０．０５～０．４％、ニッケル（Ｎｉ）：０．３～１．０％、窒素（Ｎ）：０．００１～０．００８％、リン（Ｐ）：０．０１％以下、硫黄（Ｓ）：０．００３％以下、残部はＦｅ及びその他の不可避な不純物からなり、微細組織として、面積分率３０～５０％のアシキュラーフェライト（水冷フェライト）及び面積分率５０～７０％のフェライト（空冷フェライト）を含み、
８～３０ｍｍの厚さを有することを特徴とする低温靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた薄物鋼材。
【請求項2】
前記アシキュラーフェライトの平均結晶粒サイズが２０μｍ以下、前記フェライトの平均結晶粒サイズが２０～３５μｍであることを特徴とする請求項１に記載の低温靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた薄物鋼材。
【請求項3】
前記鋼材は、面積分率２％以下でベイナイト及びセメンタイトのうち１種以上をさらに含むことを特徴とする請求項１に記載の低温靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた薄物鋼材。
【請求項4】
前記鋼材は８～１５ｍｍの厚さを有することを特徴とする請求項１に記載の低温靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた薄物鋼材。
【請求項5】
前記鋼材は、降伏強度４６０ＭＰａ以上、伸び率１７％以上、－４０℃での衝撃靭性５０Ｊ以上、－２０℃でのＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ以上であることを特徴とする請求項１に記載の低温靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた薄物鋼材。
【請求項6】
重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５～０．３％、マンガン（Ｍｎ）：１．０～２．０％、アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）：０．００５～０．０４％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．０３％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、銅（Ｃｕ）：０．０５～０．４％、ニッケル（Ｎｉ）：０．３～１．０％、窒素（Ｎ）：０．００１～０．００８％、リン（Ｐ）：０．０１％以下、硫黄（Ｓ）：０．００３％以下、残部はＦｅ及びその他の不可避な不純物からなる鋼スラブを１２００℃以上で加熱する段階、前記加熱された鋼スラブを１０００℃以上で粗圧延する段階、
前記粗圧延後にＡｒ３以上で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階、
前記熱延鋼板を空冷する段階、及び
前記空冷後に前記熱延鋼板を１０～３０℃／ｓの冷却速度で冷却する段階を含み、
前記冷却は水冷で行い、６６０～６９０℃の温度範囲で開始して５５０～５９０℃の温度範囲で終了し、８～３０ｍｍの厚さを有することを特徴とする低温靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた薄物鋼材の製造方法。
【請求項7】
前記仕上げ熱間圧延は８５０～９００℃の温度範囲で行うものであることを特徴とする請求項６に記載の低温靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた薄物鋼材の製造方法。
【請求項8】
前記粗圧延は後段２パスで１５～２０％の圧下率で行い、前記仕上げ熱間圧延は累積圧下率７０～９０％で行うものであることを特徴とする請求項６に記載の低温靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた薄物鋼材の製造方法。
【請求項9】
前記鋼材は８～１５ｍｍの厚さを有することを特徴とする請求項６に記載の低温靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた薄物鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、低温靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた薄物鋼材及びその製造方法に係り、より詳しくは、海洋構造物等に好ましく適用できる低温靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた薄物鋼材及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
海洋エネルギーと資源の開発は、深海、寒冷地、極地などに拡大されており、スパー（ＳＰＡＲ）、ＴＬＰ（Ｔｅｎｓｉｏｎ Ｌｅｇ Ｐｌａｔｆｏｒｍ）、ＦＰＳＯ（Ｆｌｏａｔｉｎｇ Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ Ｓｔｏｒａｇｅ ａｎｄ Ｏｆｆｌｏａｄｉｎｇ）などの浮遊式海洋構造物の施工が活発に進められている。
また、陸上空間での開発が次第に難しくなるにつれて、近年では近寄り難い砂漠、熱帯雨林、凍土などの海洋沿岸地域に浮遊式構造物を駆使した海洋都市建設が試みられている。
また、陸上空間での開発が次第に難しくなるにつれて、近年では近寄り難い砂漠、熱帯雨林、凍土などの海洋沿岸地域に浮遊式構造物を駆使した海洋都市建設が試みられている。
【0003】
一方、海洋環境の保護のために海洋構造物の破損事故はほとんど許容されないため、絶対に安全である必要がある。
このような観点から、海洋構造物等に使用される鋼材は、高強度化及び厚物化が進んでいるが、薄物鋼材の使用可能性も台頭しているため、安全性の観点から薄物鋼材の高強度及び低温靭性の確保が重要となってきている。
特に、浮遊式構造物には、薄物鋼材の需要が高まると予想されることから、薄物鋼材の強度及び低温靭性を向上させる必要がある。
このような観点から、海洋構造物等に使用される鋼材は、高強度化及び厚物化が進んでいるが、薄物鋼材の使用可能性も台頭しているため、安全性の観点から薄物鋼材の高強度及び低温靭性の確保が重要となってきている。
特に、浮遊式構造物には、薄物鋼材の需要が高まると予想されることから、薄物鋼材の強度及び低温靭性を向上させる必要がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0004】
【特許文献1】韓国公開特許第１０－２０１０－００６７５０９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0005】
本発明の目的とするところは、低温靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた薄物鋼材及びその製造方法を提供することにある。
本発明において対象とする鋼材の用途は、海洋構造物に必ずしも限定される必要はなく、造船や一般構造物などにも十分に使用することができる。
本発明の課題は、上記の内容に限定されない。本発明の課題は、本明細書の内容全体から理解することができ、本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、本発明の付加的な課題を理解する上で何らの困難がない。
本発明において対象とする鋼材の用途は、海洋構造物に必ずしも限定される必要はなく、造船や一般構造物などにも十分に使用することができる。
本発明の課題は、上記の内容に限定されない。本発明の課題は、本明細書の内容全体から理解することができ、本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、本発明の付加的な課題を理解する上で何らの困難がない。
【課題を解決するための手段】
【0006】
本発明の低温靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた薄物鋼材は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５～０．３％、マンガン（Ｍｎ）：１．０～２．０％、アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）：０．００５～０．０４％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．０３％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、銅（Ｃｕ）：０．０５～０．４％、ニッケル（Ｎｉ）：０．３～１．０％、窒素（Ｎ）：０．００１～０．０８％、リン（Ｐ）：０．０１％以下、硫黄（Ｓ）：０．００３％以下、残部はＦｅ及びその他の不可避な不純物からなり、微細組織として、面積分率３０～５０％のアシキュラーフェライト（水冷フェライト）及び面積分率５０～７０％のフェライト（空冷フェライト）を含み、８～３０ｍｍの厚さを有することを特徴とする。
【0007】
本発明の低温靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた薄物鋼材の製造方法は、上記合金組成を満たす鋼スラブを１２００℃以上で加熱する段階、上記加熱された鋼スラブを１０００℃以上で粗圧延する段階、上記粗圧延後にＡｒ３以上で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階、上記熱延鋼板を空冷する段階、及び上記空冷後に上記熱延鋼板を１０～３０℃／ｓの冷却速度で冷却する段階を含み、
上記冷却は水冷で行い、６６０～６９０℃の温度範囲で開始して５５０～５９０℃の温度範囲で終了し、８～３０ｍｍの厚さを有することを特徴とする。
上記冷却は水冷で行い、６６０～６９０℃の温度範囲で開始して５５０～５９０℃の温度範囲で終了し、８～３０ｍｍの厚さを有することを特徴とする。
【発明の効果】
【0008】
本発明によると、厚さ８～３０ｍｍの薄物鋼材に対して高強度であり、極低温衝撃靭性に優れ、ＣＴＯＤ疲労特性に優れた薄物鋼材を提供する効果がある。
このような本発明の薄物鋼材は、－４０℃付近での衝撃保証要求が予想される固定式または浮遊式海洋構造物の海洋構造用鋼材として適用可能であるだけでなく、低温靭性が要求される造船、一般の構造用鋼にも有利に適用することができる。
このような本発明の薄物鋼材は、－４０℃付近での衝撃保証要求が予想される固定式または浮遊式海洋構造物の海洋構造用鋼材として適用可能であるだけでなく、低温靭性が要求される造船、一般の構造用鋼にも有利に適用することができる。
【図面の簡単な説明】
【0009】
【図1】本発明の一実施例による薄物鋼材の微細組織を観察した写真である。
【発明を実施するための形態】
【0010】
これまで海洋構造用鋼材を開発するにあたり、主に一定以上の厚さを有する厚物材の強度と低温靭性を確保しようとする試みが続いてきた。これに対し、海洋構造用鋼材として薄物材を適用しようとする試みはほとんどなかった。
本発明の発明者らは、今後、海洋構造用などの鋼材としての薄物材の使用が増加することを予測し、そのような海洋構造用鋼材として使用するのに適した物性を有する薄物材を得るために鋭意研究を行った。
特に、本発明者らは、薄物材の強度と低温靭性（衝撃靭性）を向上させるためには、合金成分の組成及び含量の制御と母材の組織制御が重要であることを確認し、合金成分系と製造条件を最適化して降伏強度４６０ＭＰａ以上、－４０℃での衝撃靭性が５０Ｊ以上の薄物鋼材を提供することに技術的意義を見出した。
本発明の発明者らは、今後、海洋構造用などの鋼材としての薄物材の使用が増加することを予測し、そのような海洋構造用鋼材として使用するのに適した物性を有する薄物材を得るために鋭意研究を行った。
特に、本発明者らは、薄物材の強度と低温靭性（衝撃靭性）を向上させるためには、合金成分の組成及び含量の制御と母材の組織制御が重要であることを確認し、合金成分系と製造条件を最適化して降伏強度４６０ＭＰａ以上、－４０℃での衝撃靭性が５０Ｊ以上の薄物鋼材を提供することに技術的意義を見出した。
【0011】
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明の一側面による低温靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた薄物鋼材は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５～０．３％、マンガン（Ｍｎ）：１．０～２．０％、アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）：０．００５～０．０４％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．０３％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、銅（Ｃｕ）：０．０５～０．４％、ニッケル（Ｎｉ）：０．３～１．０％、窒素（Ｎ）：０．００１～０．０８％、リン（Ｐ）：０．０１％以下、硫黄（Ｓ）：０．００３％以下を含むことがよい。
本発明の一側面による低温靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた薄物鋼材は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５～０．３％、マンガン（Ｍｎ）：１．０～２．０％、アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）：０．００５～０．０４％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．０３％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、銅（Ｃｕ）：０．０５～０．４％、ニッケル（Ｎｉ）：０．３～１．０％、窒素（Ｎ）：０．００１～０．０８％、リン（Ｐ）：０．０１％以下、硫黄（Ｓ）：０．００３％以下を含むことがよい。
【0012】
以下では、本発明で提供する鋼板の合金組成を上記のように制限する理由について詳細に説明する。
本発明で特に断りのない限り、各元素の含量は重量を基準とし、組織の割合は面積を基準とする。
本発明で特に断りのない限り、各元素の含量は重量を基準とし、組織の割合は面積を基準とする。
【0013】
炭素（Ｃ）：０．０５～０．１％
炭素（Ｃ）は固溶強化を引き起こし、鋼中のニオブ（Ｎｂ）などと結合して炭窒化物などの析出物を形成させ、引張強度を確保する上で有利な元素である。
このようなＣの含量が０．１％を超えると、島状マルテンサイト（ＭＡ）相の形成を助長するだけでなく、パーライトが生成されて低温において鋼材の衝撃及び疲労特性が劣化するという問題がある。一方、その含量が０．０５％未満であると、目標レベルの強度を確保できなくなる。
したがって、上記Ｃは０．０５～０．１％含むことがよく、より有利には０．０６％以上、さらに有利には０．０７％以上含むことが好ましい。一方、上記Ｃのより好ましい上限は０．０９％である。
炭素（Ｃ）は固溶強化を引き起こし、鋼中のニオブ（Ｎｂ）などと結合して炭窒化物などの析出物を形成させ、引張強度を確保する上で有利な元素である。
このようなＣの含量が０．１％を超えると、島状マルテンサイト（ＭＡ）相の形成を助長するだけでなく、パーライトが生成されて低温において鋼材の衝撃及び疲労特性が劣化するという問題がある。一方、その含量が０．０５％未満であると、目標レベルの強度を確保できなくなる。
したがって、上記Ｃは０．０５～０．１％含むことがよく、より有利には０．０６％以上、さらに有利には０．０７％以上含むことが好ましい。一方、上記Ｃのより好ましい上限は０．０９％である。
【0014】
シリコン（Ｓｉ）：０．０５～０．３％
シリコン（Ｓｉ）は、アルミニウムと共に溶鋼を脱酸させる役割を果たし、本発明では、強度向上に加えて低温での衝撃及び疲労特性を確保する上で重要な元素である。
上記の効果を十分に確保するためには、Ｓｉを０．０５％以上含有することが好ましいが、その含量が０．３％を超えると、Ｃの拡散を妨げてＭＡ相の形成を助長するという問題がある。
したがって、上記Ｓｉは０．０５～０．３％含むことがよい。
シリコン（Ｓｉ）は、アルミニウムと共に溶鋼を脱酸させる役割を果たし、本発明では、強度向上に加えて低温での衝撃及び疲労特性を確保する上で重要な元素である。
上記の効果を十分に確保するためには、Ｓｉを０．０５％以上含有することが好ましいが、その含量が０．３％を超えると、Ｃの拡散を妨げてＭＡ相の形成を助長するという問題がある。
したがって、上記Ｓｉは０．０５～０．３％含むことがよい。
【0015】
マンガン（Ｍｎ）：１．０～２．０％
マンガン（Ｍｎ）は、固溶強化による強度向上効果が大きい元素であり、１．０％以上添加することがよい。ただし、その含量が過度となり２．０％を超えると、ＭｎＳ介在物を形成して鋼材の中心部に偏析して靭性の低下をもたらす虞がある。
したがって、上記Ｍｎは１．０～２．０％含むことがよく、より有利には１．３％以上含むことが好ましい。一方、上記Ｍｎのより好ましい上限は１．８％である。
マンガン（Ｍｎ）は、固溶強化による強度向上効果が大きい元素であり、１．０％以上添加することがよい。ただし、その含量が過度となり２．０％を超えると、ＭｎＳ介在物を形成して鋼材の中心部に偏析して靭性の低下をもたらす虞がある。
したがって、上記Ｍｎは１．０～２．０％含むことがよく、より有利には１．３％以上含むことが好ましい。一方、上記Ｍｎのより好ましい上限は１．８％である。
【0016】
アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）：０．００５～０．０４％
アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）は、鋼の主要な脱酸剤として０．００５％以上含有することができる。ただし、その含量が０．０４％を超えると、Ａｌ２Ｏ３介在物が多量に形成され、その大きさが増大して鋼の低温靭性を低下させる原因となる。また、粗大なＡｌＮが形成されて鋼の表面品質が悪くなる虞があり、母材及び溶接熱影響部においてＭＡ相の生成を促進して低温靭性及び低温疲労特性が劣化する問題がある。
したがって、上記Ａｌは０．００５～０．０４％含むことがよい。
アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）は、鋼の主要な脱酸剤として０．００５％以上含有することができる。ただし、その含量が０．０４％を超えると、Ａｌ２Ｏ３介在物が多量に形成され、その大きさが増大して鋼の低温靭性を低下させる原因となる。また、粗大なＡｌＮが形成されて鋼の表面品質が悪くなる虞があり、母材及び溶接熱影響部においてＭＡ相の生成を促進して低温靭性及び低温疲労特性が劣化する問題がある。
したがって、上記Ａｌは０．００５～０．０４％含むことがよい。
【0017】
ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．０３％
ニオブ（Ｎｂ）は固溶され、又は炭窒化物として析出することにより、圧延または冷却中に再結晶を抑制して組織を微細化する上で有効であり、強度向上に有利な元素である。
上記の効果を十分に得るためには、０．００５％以上添加することが好ましいが、その含量が０．０３％を超えると、Ｃとの親和力によりＣの集中、例えば、ＮｂＣなどの形成によりＣが集まる現象が発生し、ＭＡ相の形成が促進され、低温での靭性及び破壊特性が低下する虞がある。
したがって、上記Ｎｂは０．００５～０．０３％含むことが好ましい。
ニオブ（Ｎｂ）は固溶され、又は炭窒化物として析出することにより、圧延または冷却中に再結晶を抑制して組織を微細化する上で有効であり、強度向上に有利な元素である。
上記の効果を十分に得るためには、０．００５％以上添加することが好ましいが、その含量が０．０３％を超えると、Ｃとの親和力によりＣの集中、例えば、ＮｂＣなどの形成によりＣが集まる現象が発生し、ＭＡ相の形成が促進され、低温での靭性及び破壊特性が低下する虞がある。
したがって、上記Ｎｂは０．００５～０．０３％含むことが好ましい。
【0018】
チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％
チタン（Ｔｉ）は、鋼中の酸素（Ｏ）または窒素（Ｎ）と結合して析出物を形成する元素である。これらの析出物は、組織の粗大化を抑制し、微細化に寄与して靭性を向上させる上で有利である。
上記の効果を十分に得るためには、０．００５％以上のＴｉを添加することが好ましいが、その含量が０．０２％を超えると、析出物が粗大化して破壊の原因となる虞がある。
したがって、上記Ｔｉは０．００５～０．０２％含むことが好ましい。
チタン（Ｔｉ）は、鋼中の酸素（Ｏ）または窒素（Ｎ）と結合して析出物を形成する元素である。これらの析出物は、組織の粗大化を抑制し、微細化に寄与して靭性を向上させる上で有利である。
上記の効果を十分に得るためには、０．００５％以上のＴｉを添加することが好ましいが、その含量が０．０２％を超えると、析出物が粗大化して破壊の原因となる虞がある。
したがって、上記Ｔｉは０．００５～０．０２％含むことが好ましい。
【0019】
銅（Ｃｕ）：０．０５～０．４％
銅（Ｃｕ）は、衝撃特性を大きく阻害せずに、固溶強化及び析出強化により強度を向上させる上で有利な元素である。
このようなＣｕの含量が０．０５％未満であると、上述の効果を十分に得ることが難しく、一方、その含量が０．４％を超えると、Ｃｕ熱衝撃により鋼板の表面にクラックが発生する虞がある。
したがって、上記Ｃｕは０．０５～０．４％含むことが好ましい。
銅（Ｃｕ）は、衝撃特性を大きく阻害せずに、固溶強化及び析出強化により強度を向上させる上で有利な元素である。
このようなＣｕの含量が０．０５％未満であると、上述の効果を十分に得ることが難しく、一方、その含量が０．４％を超えると、Ｃｕ熱衝撃により鋼板の表面にクラックが発生する虞がある。
したがって、上記Ｃｕは０．０５～０．４％含むことが好ましい。
【0020】
ニッケル（Ｎｉ）：０．３～１．０％
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼の強度と靭性を同時に向上させることができる元素である。この効果を十分に得るためには、０．３％以上含有することが好ましいが、その含量が１．０％を超えると、硬化能が増加してＭＡ相の形成を助長し、鋼の衝撃靭性、ＣＴＯＤ特性を阻害する虞がある。
したがって、上記Ｎｉは０．３～１．０％含むことが好ましい。
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼の強度と靭性を同時に向上させることができる元素である。この効果を十分に得るためには、０．３％以上含有することが好ましいが、その含量が１．０％を超えると、硬化能が増加してＭＡ相の形成を助長し、鋼の衝撃靭性、ＣＴＯＤ特性を阻害する虞がある。
したがって、上記Ｎｉは０．３～１．０％含むことが好ましい。
【0021】
窒素（Ｎ）：０．００１～０．００８％
窒素（Ｎ）は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌなどと共に析出物を形成して再加熱時にオーステナイト組織を微細化させ、強度と靭性の向上に役立つ元素である。
上記の効果を十分に得るためには、０．００１％以上添加することが好ましい。しかし、その含量が０．００８％を超えると、高温で表面クラックを誘発し、析出物を形成し残留するＮが原子状態で存在して靭性を低下させる虞がある。
したがって、上記Ｎは０．００１～０．００８％含むことが好ましい。
窒素（Ｎ）は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌなどと共に析出物を形成して再加熱時にオーステナイト組織を微細化させ、強度と靭性の向上に役立つ元素である。
上記の効果を十分に得るためには、０．００１％以上添加することが好ましい。しかし、その含量が０．００８％を超えると、高温で表面クラックを誘発し、析出物を形成し残留するＮが原子状態で存在して靭性を低下させる虞がある。
したがって、上記Ｎは０．００１～０．００８％含むことが好ましい。
【0022】
リン（Ｐ）：０．０１％以下
リン（Ｐ）は、粒界偏析を引き起こす元素であり、鋼を脆化させる原因となる虞がある。したがって、上記Ｐの含量をできるだけ低く制御する必要がある。
本発明において上記Ｐは、最大０．０１％で含有しても意図する物性の確保には無理がないことから、上記Ｐの含量を０．０１％以下に制限する。ただし、不可避に添加されるレベルを考慮して０％は除くこととする。
リン（Ｐ）は、粒界偏析を引き起こす元素であり、鋼を脆化させる原因となる虞がある。したがって、上記Ｐの含量をできるだけ低く制御する必要がある。
本発明において上記Ｐは、最大０．０１％で含有しても意図する物性の確保には無理がないことから、上記Ｐの含量を０．０１％以下に制限する。ただし、不可避に添加されるレベルを考慮して０％は除くこととする。
【0023】
硫黄（Ｓ）：０．００３％以下
硫黄（Ｓ）は、主に鋼中のＭｎと結合してＭｎＳ介在物を形成し、これは低温靭性を阻害する要因となる。
したがって、本発明で目標とする低温靭性と低温疲労特性を確保するためには、上記Ｓの含量をできるだけ低く制御する必要があり、０．００３％以下に制限することが好ましい。ただし、不可避に添加されるレベルを考慮して０％は除くこととする。
硫黄（Ｓ）は、主に鋼中のＭｎと結合してＭｎＳ介在物を形成し、これは低温靭性を阻害する要因となる。
したがって、本発明で目標とする低温靭性と低温疲労特性を確保するためには、上記Ｓの含量をできるだけ低く制御する必要があり、０．００３％以下に制限することが好ましい。ただし、不可避に添加されるレベルを考慮して０％は除くこととする。
【0024】
本発明における残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。ただし、通常の製造過程では、原料または周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入する可能性があるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の製造過程における技術者であれば、誰でも分かるものであるため、本明細書では、その全ての内容について特に言及しない。
但し一例として、本発明の鋼材は、モリブデン（Ｍｏ）またはクロム（Ｃｒ）をそれぞれ０．０５％未満含有することができることを明らかにしておく。
但し一例として、本発明の鋼材は、モリブデン（Ｍｏ）またはクロム（Ｃｒ）をそれぞれ０．０５％未満含有することができることを明らかにしておく。
【0025】
上記の合金成分系を有する本発明の薄物鋼材は、微細組織としてフェライト相を含み、好ましくは、水冷フェライト及び空冷フェライトを複合状態で含むことができる。
一方、本発明の薄物鋼材は、上記のフェライト相以外の組織として、ベイナイト及びセメンタイトのうち１種以上をさらに含むことができ、これらは面積分率２％以下で含むことができる。
本発明は、薄物鋼材の強度に加えて、低温靭性及び低温疲労特性を確保するために、バンドパーライト、ベイナイト相の形成は抑制する一方、空冷フェライトを形成して延性及び靭性を確保し、水冷フェライトの形成により強度及び靭性を確保する。
一方、本発明の薄物鋼材は、上記のフェライト相以外の組織として、ベイナイト及びセメンタイトのうち１種以上をさらに含むことができ、これらは面積分率２％以下で含むことができる。
本発明は、薄物鋼材の強度に加えて、低温靭性及び低温疲労特性を確保するために、バンドパーライト、ベイナイト相の形成は抑制する一方、空冷フェライトを形成して延性及び靭性を確保し、水冷フェライトの形成により強度及び靭性を確保する。
【0026】
具体的に、本発明の薄物鋼材は、面積分率３０～５０％のアシキュラーフェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ、水冷フェライト）及び面積分率５０～７０％のフェライト（ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ、空冷フェライト）を含むことが好ましい。
上記水冷フェライトの分率が３０％未満であるか、空冷フェライトの分率が７０％を超えると、鋼材の延性は優れるものの、目標レベルの強度を確保することができなくなる。一方、上記水冷フェライトの分率が５０％を超えると、強度が過度に増加して延性が低下するようになる。
上記水冷フェライトの分率が３０％未満であるか、空冷フェライトの分率が７０％を超えると、鋼材の延性は優れるものの、目標レベルの強度を確保することができなくなる。一方、上記水冷フェライトの分率が５０％を超えると、強度が過度に増加して延性が低下するようになる。
【0027】
後に詳細に説明するが、本発明の薄物鋼材を製造するための圧延及び冷却工程を経るに際して、圧延を完了した後、冷却（水冷却）を開始する前までに形成されたフェライトは空冷フェライトであって、平均結晶粒サイズが２０～３５μｍであることが好ましい。その後、加速冷却（水冷却）工程中に形成されたフェライトは、上記空冷フェライトよりも硬度の高い水冷フェライトであって、平均結晶粒サイズが２０μｍ以下であることが好ましい。ここで、平均結晶粒サイズは円相当径を基準とする。
上記空冷フェライトの平均結晶粒サイズが３５μｍを超えるか、又は上記水冷フェライトの平均結晶粒サイズが２０μｍを超えると、粗大結晶粒により強度及び靭性が低下するという問題がある。
上記空冷フェライトの平均結晶粒サイズが３５μｍを超えるか、又は上記水冷フェライトの平均結晶粒サイズが２０μｍを超えると、粗大結晶粒により強度及び靭性が低下するという問題がある。
【0028】
本発明において、上記空冷フェライト及び水冷フェライトの適正分率と結晶粒サイズは、圧延後の冷却工程により決定される。
具体的に、本発明は、圧延後に特定の温度で水冷却を開始するが、上記水冷却が開始される温度が高いと、適正分率の空冷フェライト相を確保することができず、上記水冷却が開始される温度が低いと、空冷フェライトの結晶粒サイズが粗大となり、目標レベルの物性を確保することができなくなる。
したがって、本発明は、適正分率の空冷フェライト及び水冷フェライトを形成することができる工程条件の下で、各相（ｐｈａｓｅ）の平均結晶粒サイズが上記のとおり形成されることにより、目標とする物性を確保する効果がある。
具体的に、本発明は、圧延後に特定の温度で水冷却を開始するが、上記水冷却が開始される温度が高いと、適正分率の空冷フェライト相を確保することができず、上記水冷却が開始される温度が低いと、空冷フェライトの結晶粒サイズが粗大となり、目標レベルの物性を確保することができなくなる。
したがって、本発明は、適正分率の空冷フェライト及び水冷フェライトを形成することができる工程条件の下で、各相（ｐｈａｓｅ）の平均結晶粒サイズが上記のとおり形成されることにより、目標とする物性を確保する効果がある。
【0029】
本発明の薄物鋼材は、その厚さが８～３０ｍｍ、好ましくは８～１５ｍｍであって、厚さ方向別の領域区分なしに全厚さにわたって上記の微細組織が形成されることができる。
上記の合金成分系に加えて、微細組織を有する本発明の薄物鋼材は降伏強度４６０ＭＰａ以上、伸び率１７％以上であって強度及び延性に優れるだけでなく、－４０℃での衝撃靭性が５０Ｊ以上、－２０℃でのＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ以上と、低温靭性及び低温疲労特性に優れた効果がある。
上記の合金成分系に加えて、微細組織を有する本発明の薄物鋼材は降伏強度４６０ＭＰａ以上、伸び率１７％以上であって強度及び延性に優れるだけでなく、－４０℃での衝撃靭性が５０Ｊ以上、－２０℃でのＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ以上と、低温靭性及び低温疲労特性に優れた効果がある。
【0030】
以下では、本発明の他の一側面による低温靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた薄物鋼材を製造する方法について詳細に説明する。
本発明で目標とする薄物鋼材は、本発明で提案する合金成分系を満たす鋼スラブを準備した後、これを［加熱－熱間圧延（粗圧延及び仕上げ圧延）－冷却］の工程を経て製造することができる。
以下では、各々の工程条件について詳細に説明する。
本発明で目標とする薄物鋼材は、本発明で提案する合金成分系を満たす鋼スラブを準備した後、これを［加熱－熱間圧延（粗圧延及び仕上げ圧延）－冷却］の工程を経て製造することができる。
以下では、各々の工程条件について詳細に説明する。
【0031】
鋼スラブ加熱
本発明では、熱間圧延を行う前に鋼スラブを加熱して均質化処理する工程を経ることが好ましく、このとき１２００℃以上の温度で加熱工程を行うことがよい。
上記鋼スラブの加熱温度が１２００℃未満であると、後続の圧延中に温度の低下が大きくなり、圧延工程を単相域（ｓｉｎｇｌｅ ｐｈａｓｅ ｒｅｇｉｏｎ）で終了する上で困難がある。また、析出物が十分に再固溶されず、強度の低下が発生する虞がある。
一方、上記加熱温度が１３００℃を超えると、粗大な結晶粒が形成される問題があり、部分的に溶解する虞があるため、上記加熱は１３００℃以下で行うことがよい。
本発明では、熱間圧延を行う前に鋼スラブを加熱して均質化処理する工程を経ることが好ましく、このとき１２００℃以上の温度で加熱工程を行うことがよい。
上記鋼スラブの加熱温度が１２００℃未満であると、後続の圧延中に温度の低下が大きくなり、圧延工程を単相域（ｓｉｎｇｌｅ ｐｈａｓｅ ｒｅｇｉｏｎ）で終了する上で困難がある。また、析出物が十分に再固溶されず、強度の低下が発生する虞がある。
一方、上記加熱温度が１３００℃を超えると、粗大な結晶粒が形成される問題があり、部分的に溶解する虞があるため、上記加熱は１３００℃以下で行うことがよい。
【0032】
熱間圧延
上記のとおり加熱されたスラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造することができる。
まず、上記で加熱されたスラブを１０００℃以上で粗圧延、すなわち、再結晶域圧延を行ってオーステナイトを完全に再結晶することが好ましい。
このとき、後段２パスをそれぞれ１５～２０％の圧下率で行うことでオーステナイトの成長を抑制し、結晶粒微細化の効果を得ることができる。
上記のとおり加熱されたスラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造することができる。
まず、上記で加熱されたスラブを１０００℃以上で粗圧延、すなわち、再結晶域圧延を行ってオーステナイトを完全に再結晶することが好ましい。
このとき、後段２パスをそれぞれ１５～２０％の圧下率で行うことでオーステナイトの成長を抑制し、結晶粒微細化の効果を得ることができる。
【0033】
上記に従って粗圧延を完了した後、Ａｒ３温度以上、好ましくは８５０～９００℃の温度範囲で仕上げ圧延（仕上げ熱間圧延）、すなわち、未再結晶域圧延を行って目標厚さの熱延鋼板を得ることができる。
上記仕上げ圧延時の温度が８５０℃未満であると、後続の冷却工程のための冷却ゾーンへの移動中に冷却が過度に進み、熱延板の温度が著しく低下する虞があり、この場合、粗大な空冷フェライトが過度に形成されて目標強度の確保が難しくなる。一方、その温度が９００℃を超えると、結晶粒が粗大化し、強度及び靭性が低下する虞がある。
上記仕上げ圧延時に累積圧下率（総圧下率）を７０～９０％にして行うことにより、厚さ８～３０ｍｍ、好ましくは厚さ８～１５ｍｍの熱延鋼板を得ることができる。
上記仕上げ圧延時の温度が８５０℃未満であると、後続の冷却工程のための冷却ゾーンへの移動中に冷却が過度に進み、熱延板の温度が著しく低下する虞があり、この場合、粗大な空冷フェライトが過度に形成されて目標強度の確保が難しくなる。一方、その温度が９００℃を超えると、結晶粒が粗大化し、強度及び靭性が低下する虞がある。
上記仕上げ圧延時に累積圧下率（総圧下率）を７０～９０％にして行うことにより、厚さ８～３０ｍｍ、好ましくは厚さ８～１５ｍｍの熱延鋼板を得ることができる。
【0034】
冷却
上記で得られた熱延鋼板を冷却し、本発明の目標とする物性を有する薄物鋼材を製造することができる。
特に、本発明では、上記熱延鋼板を水冷する前に特定の温度領域まで空冷を行った後、その温度領域で水冷却を開始することが好ましい。
より好ましくは、上記熱延鋼板の冷却はＡｒ３以下で開始し、６６０～６９０℃の温度範囲まで空冷を行った後、その温度範囲において１０～３０℃／ｓの冷却速度で５５０～５９０℃の温度範囲まで水冷を行うことが好ましい。
上記で得られた熱延鋼板を冷却し、本発明の目標とする物性を有する薄物鋼材を製造することができる。
特に、本発明では、上記熱延鋼板を水冷する前に特定の温度領域まで空冷を行った後、その温度領域で水冷却を開始することが好ましい。
より好ましくは、上記熱延鋼板の冷却はＡｒ３以下で開始し、６６０～６９０℃の温度範囲まで空冷を行った後、その温度範囲において１０～３０℃／ｓの冷却速度で５５０～５９０℃の温度範囲まで水冷を行うことが好ましい。
【0035】
上記空冷は、本発明で目標とする分率の空冷フェライトが形成されるまで行うことができるが、その時間については特に限定しない。例えば、上記空冷は０．５～１．５℃／ｓの冷却速度で数秒間行うことができる。このとき、厚さが８ｍｍ以上１５ｍｍ未満の熱延鋼板に比べて、厚さが１５ｍｍ以上～３０ｍｍ以下の熱延鋼板では冷却速度をより遅く適用することがよい。
なお、上記水冷を開始する温度が６６０℃未満であると、水冷却の間に十分な分率で水冷フェライト（アシキュラーフェライト）を形成することができず、一方、６９０℃を超えると、空冷フェライトの分率が過度となり目標レベルの強度、延性などが確保できなくなる。
なお、上記水冷を開始する温度が６６０℃未満であると、水冷却の間に十分な分率で水冷フェライト（アシキュラーフェライト）を形成することができず、一方、６９０℃を超えると、空冷フェライトの分率が過度となり目標レベルの強度、延性などが確保できなくなる。
【0036】
また、上記水冷を終了する温度が５５０℃未満であるか、又は冷却速度が３０℃／ｓを超えると、ベイナイト、ＭＡ相などの硬質相が形成され、延性及び靭性が低下するという問題がある。一方、その温度が５９０℃を超えるか、又は冷却速度が１０℃／ｓ未満であると、結晶粒が粗大になるという問題がある。
上記のようにして冷却工程を完了した本発明の薄物鋼材は、意図する微細組織を形成することにより、厚さ８～３０ｍｍの薄物鋼材に対して強度と延性だけでなく、優れた低温靭性及びＣＴＯＤ特性も確保することができる。
上記のようにして冷却工程を完了した本発明の薄物鋼材は、意図する微細組織を形成することにより、厚さ８～３０ｍｍの薄物鋼材に対して強度と延性だけでなく、優れた低温靭性及びＣＴＯＤ特性も確保することができる。
【0037】
以下では、実施例を通じて本発明をより具体的に説明する。ただし、下記の実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものであり、本発明の権利範囲を限定するためのものではないことに留意する必要がある。本発明の権利範囲が特許請求の範囲に記載された事項及びこれにより合理的に類推される事項によって決定されるためである。
【実施例】
【0038】
（実施例）
下記表１の合金組成を有する鋼スラブを準備した。このとき、上記合金組成の含量は重量％であり、残りはＦｅ及び不可避な不純物からなる。
上記準備された鋼スラブを下記表２に示す条件で加熱、熱間圧延（粗圧延及び仕上げ圧延）及び冷却し、それぞれの熱延鋼材を製造した。このとき、粗圧延は１０００℃以上で行い、後段２パスをそれぞれ１５％、２０％の圧下率で行った。
また、仕上げ圧延してから冷却（水冷却）を開始する前まで空冷を行った。
下記表１の合金組成を有する鋼スラブを準備した。このとき、上記合金組成の含量は重量％であり、残りはＦｅ及び不可避な不純物からなる。
上記準備された鋼スラブを下記表２に示す条件で加熱、熱間圧延（粗圧延及び仕上げ圧延）及び冷却し、それぞれの熱延鋼材を製造した。このとき、粗圧延は１０００℃以上で行い、後段２パスをそれぞれ１５％、２０％の圧下率で行った。
また、仕上げ圧延してから冷却（水冷却）を開始する前まで空冷を行った。
【0039】
【表1】
【0040】
【表2】
【0041】
上記に従って製造された各々の熱延鋼材について、微細組織と機械的物性を測定し、その結果を下記表３に示した。
各熱延鋼材の微細組織は、厚さ１／４ｔ（ここで、ｔは厚さ（ｍｍ）を意味する）地点で採取された試験片を光学顕微鏡（ＯＭ）で観察し、同じ試験片に対して－４０℃でシャルピー衝撃試験を実施して衝撃靭性を評価した。
また、ＪＩＳ ５号規格に基づいて採取された試験片に対して万能引張試験機を用いて引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）、伸び率（Ｅｌ）を測定した。
ＣＴＯＤ特性は、ＢＳ ７４４８規格に従って圧延方向に垂直に［鋼板の厚さ（Ｔ）×（２×鋼板の幅（Ｗ））×（２．２５Ｗ×２鋼板の長さ（Ｌ））］のサイズで試験片を加工し、疲労亀裂長さが試験片の幅の５０％となるように疲労亀裂を挿入した後、－２０℃でＣＴＯＤ試験を行った。各鋼板についてＣＴＯＤ試験はそれぞれ３回ずつ行い、３回の試験値のうち、最小値を下記表３に示した。
各熱延鋼材の微細組織は、厚さ１／４ｔ（ここで、ｔは厚さ（ｍｍ）を意味する）地点で採取された試験片を光学顕微鏡（ＯＭ）で観察し、同じ試験片に対して－４０℃でシャルピー衝撃試験を実施して衝撃靭性を評価した。
また、ＪＩＳ ５号規格に基づいて採取された試験片に対して万能引張試験機を用いて引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）、伸び率（Ｅｌ）を測定した。
ＣＴＯＤ特性は、ＢＳ ７４４８規格に従って圧延方向に垂直に［鋼板の厚さ（Ｔ）×（２×鋼板の幅（Ｗ））×（２．２５Ｗ×２鋼板の長さ（Ｌ））］のサイズで試験片を加工し、疲労亀裂長さが試験片の幅の５０％となるように疲労亀裂を挿入した後、－２０℃でＣＴＯＤ試験を行った。各鋼板についてＣＴＯＤ試験はそれぞれ３回ずつ行い、３回の試験値のうち、最小値を下記表３に示した。
【0042】
【表3】
【0043】
上記表１～３に示したとおり、本発明で提案する合金組成及び製造条件を共に満たす発明例１～３は、降伏強度が４６０ＭＰａ以上であり、伸び率が１７％以上であって、目標とする強度及び延性を有することが確認できる。また、－４０℃での衝撃靭性が１００Ｊ以上であり、－２０℃でのＣＴＯＤ値が０．４ｍｍ以上であって、低温靭性及び低温疲労特性に優れることが確認できる。
【0044】
図１は、発明例２の組織写真を示したものであって、空冷フェライトと水冷フェライトが適切に形成されたことが確認できる。
図１において相対的に粗大で且つ球状のフェライトは空冷フェライトと、アシキューラに近いフェライトは水冷フェライトと定義することができ、互いに適切な割合で形成されることにより目標とする強度及び靭性の確保が可能であった。
図１において相対的に粗大で且つ球状のフェライトは空冷フェライトと、アシキューラに近いフェライトは水冷フェライトと定義することができ、互いに適切な割合で形成されることにより目標とする強度及び靭性の確保が可能であった。
【0045】
これに対し、本発明で提案する合金成分系のうち、Ｃの含量が過度な比較例１は、伸び率が低いだけでなく、衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性が極めて劣化しており、Ｃの含量が不十分な比較例２の場合には目標レベルの強度を確保することができなかった。
一方、比較例３～６は、合金成分系は本発明を満たすものの、製造条件が本発明から外れた場合であって、これらの全てが目標とする機械的物性を満たすことができなかった。
一方、比較例３～６は、合金成分系は本発明を満たすものの、製造条件が本発明から外れた場合であって、これらの全てが目標とする機械的物性を満たすことができなかった。
【0046】
このうち、比較例３は、水冷却が単相域で開始されることにより空冷フェライトが十分に形成されず、ベイナイトとＭＡ相などの硬質相が形成され、降伏強度、延性、低温靭性が劣化した。
比較例４は、水冷却時に冷却速度が過度となり水冷フェライトが十分に形成されず、硬質相が過度に形成されて伸び率が劣化した。
比較例５は、冷却終了温度が大幅に低くなり、フェライト相の代わりに硬質相が過度に形成されることにより、延性と共に衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性が劣化した。
比較例６は、従来の工程プロセスで薄物材を製造した場合であって、圧延後の冷却時に別途の水冷却なしに空冷のみを行うことにより、パーライトバンドが形成されて降伏強度が急激に低下した。
比較例４は、水冷却時に冷却速度が過度となり水冷フェライトが十分に形成されず、硬質相が過度に形成されて伸び率が劣化した。
比較例５は、冷却終了温度が大幅に低くなり、フェライト相の代わりに硬質相が過度に形成されることにより、延性と共に衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性が劣化した。
比較例６は、従来の工程プロセスで薄物材を製造した場合であって、圧延後の冷却時に別途の水冷却なしに空冷のみを行うことにより、パーライトバンドが形成されて降伏強度が急激に低下した。
【図1】
【国際調査報告】