(57)【要約】【課題】冷却設備のみの非調質で、降伏比８０％以下の低降伏比と、引張強さ５９０〜７４０ＭＰａの高強度と、優れた曲げ加工性とを兼備する非調質低降伏比高張力厚鋼板を提供することを目的とする。【解決手段】所定の成分を含有し、４．０≧Ｔｉ／Ｎ≧２．０を満足し、かつ炭素当量Ｃｅｑが０．３５〜０．５０を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成であり、鋼板表面から板厚方向に５ｍｍの位置までの範囲における組織が、面積率で３０〜７０％のポリゴナルフェライト相と、残部がベイナイト相またはマルテンサイト相、あるいはその混合相からなり、鋼板表面から板厚方向に５ｍｍの位置から板厚中央位置までの範囲における組織が、面積率が３０％以下のポリゴナルフェライト相と、残部がベイナイト相またはパーライト相、あるいはその混合相からなり、鋼板表面から板厚方向に１ｍｍの位置におけるビッカース硬さＨＶが２６０ＨＶ以下、引張強さ５９０〜７４０ＭＰａ、降伏比８０％以下であることを特徴とする曲げ加工性に優れた非調質低降伏比高張力厚鋼板。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．４５％、Ｍｎ：０．６０〜１．８０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｎ：０．００４０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｖ：０．００１〜０．０７０％、Ｃｒ：０．３０％以下を含み、Ｔｉ、Ｎが下記（１）式を満足し、かつ下記（２）式で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．３５〜０．５０を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成であり、
鋼板表面から板厚方向に５ｍｍの位置までの範囲における組織が、面積率で３０〜７０％のポリゴナルフェライト相と、残部がベイナイト相またはマルテンサイト相、あるいはその混合相からなり、鋼板表面から板厚方向に５ｍｍの位置から板厚中央位置までの範囲における組織が、面積率が３０％以下のポリゴナルフェライト相と、残部がベイナイト相またはパーライト相、あるいはその混合相からなり、鋼板表面から板厚方向に１ｍｍの位置におけるビッカース硬さＨＶが２６０ＨＶ以下、引張強さ５９０〜７４０ＭＰａ、降伏比８０％以下であることを特徴とする曲げ加工性に優れた非調質低降伏比高張力厚鋼板。
記
４．０≧Ｔｉ／Ｎ≧２．０        ……（１）
ここで、Ｔｉ、Ｎ：各元素の含有量（質量％）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４    ……（２）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ：各元素の含有量（質量％）
【請求項２】
前記組成に加えて、さらに質量％で、Ｍｏ：０．６０％以下、Ｃｕ：０．０５〜０．６０％、Ｎｉ：０．０５〜０．８０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％のうちから選ばれた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に記載の曲げ加工性に優れた非調質低降伏比高張力厚鋼板。
【請求項３】
請求項１または２に記載の組成を有する鋼素材を加熱温度１０００〜１２５０℃に加熱する加熱工程と、次いで、表面温度で９５０℃以下の温度域での累積圧下率が３０％以上で、圧延終了温度が表面温度で９００℃以下Ａｒ３変態点以上となる熱間圧延を行う熱間圧延工程と、次いで、第一段冷却として表面温度でＡｒ３変態点以上の温度から、板厚１／４位置の平均冷却速度が２℃／ｓ以上で、表面温度で７５０℃以下５５０℃以上となるまで加速冷却し、次いで表面温度で７５０℃以下６００℃以上の範囲まで復熱させ、その後、第二段冷却として板厚１／４位置の平均冷却速度が２℃／ｓ以上で、冷却停止後の復熱で表面温度が５００℃以下になる冷却停止温度まで加速冷却する二段階の冷却工程と、を施すことを特徴とする曲げ加工性に優れた非調質低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記冷却工程後、さらに、焼戻温度４００℃以上７００℃以下の温度で焼戻工程を施すことを特徴とする請求項３に記載の曲げ加工性に優れた非調質低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、建築等の溶接鋼構造物用として好適な、降伏比８０％以下の低降伏比で、引張強さ５９０〜７４０ＭＰａを有する非調質低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法に係り、とくに曲げ加工性に優れた非調質低降伏比高張力鋼板に関する。なお、ここでいう「厚鋼板」とは、板厚７０ｍｍ以上である場合をいうものとする。
【背景技術】
【０００２】
建築、橋梁、貯蔵タンク、圧力容器などの鉄鋼構造物の製造に用いられる鋼板は、強度と靭性が優れていることはもちろん、成形時の加工性（曲げ加工性）に優れていることが要求される。しかし、通常、鋼板の強度が上がるほど曲げ加工性は低下する。また非調質で製造された鋼板は、板厚が厚くなるほど、一般的に表層硬さが高くなり、曲げ加工性が低下するという問題がある。
【０００３】
そこで、高強度と優れた加工性とを両立させるために、鋼板表層部のみを軟化させる技術が提案されている。例えば、特許文献１には、加工性に優れた高張力鋼板の製造方法が記載されている。特許文献１は、スラブを１０００〜１３５０℃に加熱し、製品板厚まで熱間圧延し、引続きＡｒ３変態点以上の温度から直接焼入れを行い、平均温度が４００℃未満の温度まで冷却を行ったのち、４００℃以上Ａｃ１変態点以下の温度で焼戻し処理を施す、高張力鋼板の製造方法であり、直接焼入れの際、鋼板表面温度が３００℃以上の範囲にあるとき、０．３ｓ以上の一時的に水冷されない時間を、１回あるいは２回以上で、合計１．５〜１５ｓとなるように設けることを特徴としている。また、特許文献１では、鋼板板厚が厚くなると、板厚方向での冷却速度がある程度相違することになり、特に誘導加熱を用いて、鋼板内部に比べて表面温度が高くなる温度分布を与えることが好ましいとしている。これにより、表面硬さを減じることができ、板厚方向の硬度差を小さくでき、加工性が向上するとしている。
【０００４】
また、特許文献２には、加工性に優れた引張強度６２８ＭＰａ以下の高張力鋼板が記載されている。特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｂ：０．００１０〜０．００４０％を含み、鋼板の板厚中心部硬さが（鋼板表面部の硬さ＋１５ＨＶ）未満である加工性に優れた引張強度６２８ＭＰａ以下の高張力鋼板が開示されている。特許文献２では、誘導加熱等により、鋼板の表層部をＡｃ１変態点以上、内部をＡｃ１変態点以下に再加熱することにより、表層部を内部よりも軟らかくすることができ、高い強度と優れた加工性を兼備できるとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２００５−２９８９６３号公報
【特許文献２】特開２０１１−１９５９６１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、特許文献１や特許文献２に記載された技術では、既存の設備に加え、新たな加熱設備を必要とするという問題がある。
【０００７】
本発明は、このような従来技術の問題を解決し、冷却設備のみの非調質で、降伏比８０％以下の低降伏比と、引張強さ５９０〜７４０ＭＰａの高強度と、優れた曲げ加工性とを兼備する非調質低降伏比高張力厚鋼板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、上記した目的を達成するため、曲げ加工性に影響を及ぼす各種要因について、鋭意検討した。その結果、曲げ加工性を向上させるためには、表層の硬い部分をできるだけ軟化することが重要であることに着目し、熱間圧延後に第一段冷却として表面温度でＡｒ３変態点以上の温度から、板厚の１／４位置の平均冷却速度２℃／ｓ以上で、７５０℃以下５５０℃以上となるまで加速冷却し、表面温度が７５０℃以下６００℃以上の温度範囲まで復熱させ、その後、第２段冷却として板厚の１／４位置の平均冷却速度２℃／ｓ以上で、冷却停止後の復熱で表面温度が５００℃以下になる冷却停止温度まで加速冷却することに思い至った。これにより、表層部に軟質相であるポリゴナルフェライト相を生成させることが可能となり、表層硬さを低減することができるとともに、表面下５ｍｍから板厚中央位置（１／２ｔ位置）の範囲の組織が、面積率が３０％以下のポリゴナルフェライト相と、残部がベイナイト相かパーライト相、あるいはその混合相からなる組織とすることができ、優れた曲げ加工性と所望の高強度とを兼ね備えた厚鋼板とすることができることを知見した。
【０００９】
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．４５％、Ｍｎ：０．６０〜１．８０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｎ：０．００４０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｖ：０．００１〜０．０７０％、Ｃｒ：０．３０％以下を含み、Ｔｉ、Ｎが下記（１）式を満足し、かつ下記（２）式で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．３５〜０．５０を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成であり、鋼板表面から板厚方向に５ｍｍの位置までの範囲における組織が、面積率で３０〜７０％のポリゴナルフェライト相と、残部がベイナイト相またはマルテンサイト相、あるいはその混合相からなり、鋼板表面から板厚方向に５ｍｍの位置から板厚中央位置までの範囲における組織が、面積率が３０％以下のポリゴナルフェライト相と、残部がベイナイト相またはパーライト相、あるいはその混合相からなり、鋼板表面から板厚方向に１ｍｍの位置におけるビッカース硬さＨＶが２６０ＨＶ以下、引張強さ５９０〜７４０ＭＰａ、降伏比８０％以下であることを特徴とする曲げ加工性に優れた非調質低降伏比高張力厚鋼板。
【００１０】
記
４．０≧Ｔｉ／Ｎ≧２．０        ……（１）
ここで、Ｔｉ、Ｎ：各元素の含有量（質量％）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４    ……（２）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ：各元素の含有量（質量％）
［２］前記組成に加えて、さらに質量％で、Ｍｏ：０．６０％以下、Ｃｕ：０．０５〜０．６０％、Ｎｉ：０．０５〜０．８０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の曲げ加工性に優れた非調質低降伏比高張力厚鋼板。
［３］［１］または［２］に記載の組成を有する鋼素材を加熱温度１０００〜１２５０℃に加熱する加熱工程と、次いで、表面温度で９５０℃以下の温度域での累積圧下率が３０％以上で、圧延終了温度が表面温度で９００℃以下Ａｒ３変態点以上となる熱間圧延を行う熱間圧延工程と、次いで、第一段冷却として表面温度でＡｒ３変態点以上の温度から、板厚１／４位置の平均冷却速度が２℃／ｓ以上で、表面温度で７５０℃以下５５０℃以上となるまで加速冷却し、次いで表面温度で７５０℃以下６００℃以上の範囲まで復熱させ、その後、第二段冷却として板厚１／４位置の平均冷却速度が２℃／ｓ以上で、冷却停止後の復熱で表面温度が５００℃以下になる冷却停止温度まで加速冷却する二段階の冷却工程と、を施すことを特徴とする曲げ加工性に優れた非調質低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。
［４］前記冷却工程後、さらに、焼戻温度４００℃以上７００℃以下の温度で焼戻工程を施すことを特徴とする［３］に記載の曲げ加工性に優れた非調質低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、熱処理設備を導入することなく、加速冷却装置のみを利用して、非調質で、降伏比８０％以下の低降伏比と、引張強さ５９０〜７４０ＭＰａの高強度と、優れた曲げ加工性とを兼備する、板厚７０ｍｍ以上の非調質低降伏比高張力厚鋼板を容易にかつ安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【００１２】
【図１】図１は、実施例で行った曲げ試験の要領を模式的に示す説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
まず、本発明の厚鋼板の組成限定理由について説明する。なお、以下の説明において、鋼成分組成の各元素の含有量の単位は「質量％」であり、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
【００１４】
Ｃ：０．０５〜０．１０％
Ｃは、鋼の強度を増加させ、構造用鋼材として必要な強度を確保するのに有用な元素である。また、Ｃは、硬質相の体積率を増加させ、降伏比を低下させる作用を有する。このような効果を得るためには、０．０５％以上の含有を必要とする。一方、０．１０％を超える含有は、溶接性と靭性を顕著に低下させる。このため、Ｃは０．０５〜０．１０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０６〜０．０９％である。
【００１５】
Ｓｉ：０．０１〜０．４５％
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶して鋼材の強度を増加させる元素である。このような効果を得るためには０．０１％以上の含有を必要とする。一方、０．４５％を超える含有は、母材の靱性を低下させるとともに、溶接熱影響部（ＨＡＺとも言う）靱性を顕著に低下させる。このため、Ｓｉは０．０１〜０．４５％の範囲に限定した。なお、好ましくは、０．０２〜０．４０％である。
【００１６】
Ｍｎ：０．６０〜１．８０％
Ｍｎは、固溶して鋼の強度を増加させる作用を有する元素である。Ｍｎは安価な元素であり、高価な他の合金元素の含有を最小限に抑えることができるという効果も有する。このようなことから、本発明では、所望の高強度（引張強さ：５９０ＭＰａ以上）を確保するために、０．６０％以上の含有を必要とする。一方、１．８０％を超える含有は、母材の靱性およびＨＡＺ靱性を著しく低下させる。このため、Ｍｎは０．６０〜１．８０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．８０〜１．６０％である。
【００１７】
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、鋼の強度を増加させる作用を有する元素であるが、靱性、とくに溶接部の靱性を低下させる。このため、できるだけ低減することが望ましい。０．０２０％を超えて含有すると、上記した悪影響が顕著となる。このため、Ｐは０．０２０％以下に限定した。
【００１８】
Ｓ：０．００３％以下
Ｓは、鋼中ではＭｎＳ等の硫化物系介在物として存在し、母材および溶接部の靱性を低下させるとともに、鋳片中央偏析部などに多量に偏在して鋳片等における欠陥を発生しやすくする傾向を有する。このような傾向は０．００３％を超える含有で顕著となる。このため、Ｓは０．００３％以下に限定した。なお、過度のＳ低減は、精錬コストを高騰させ、経済的に不利となるため、Ｓは０．００１％程度以上とすることが望ましい。
【００１９】
Ａｌ：０．０５％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスにおいては、脱酸剤として、もっとも汎用的に使われる元素である。このような効果を得るためには、０．０１％以上含有することが望ましい。しかしながら、０．０５％を超える含有は、母材の靱性を下させるとともに、溶接時に溶接金属に混入して溶接金属部靱性を低下させる。このため、Ａｌは０．０５％以下に限定した。なお、好ましくは０．０１〜０．０４５％である。
【００２０】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％
Ｔｉは、Ｎとの親和力が強い元素であり、凝固時にＴｉＮとして析出し、鋼中の固溶Ｎを減少させ、冷間加工後の歪時効による靭性劣化を低減する作用を有する。また、Ｔｉは、ＨＡＺの組織改善を介して、ＨＡＺ靭性の向上にも寄与する。このような効果を得るためには、Ｔｉは０．００５％以上の含有を必要とする。一方、０．０２０％を超えて含有すると、ＴｉＮ粒子が粗大化し、上記した効果が期待できなくなる。このため、Ｔｉは０．００５〜０．０２０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．００７〜０．０１５％である。
【００２１】
Ｎ：０．００４０％以下
Ｎは、鋼中に固溶して、冷間加工後の歪時効を生起させ、靭性を劣化させる元素であり、本発明ではできるだけ低減することが望ましい。０．００４０％を超える含有は、靭性の劣化が著しくなる。このため、Ｎは０．００４０％以下に限定した。
【００２２】
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％
Ｎｂは、焼入れ性を向上させ、強度を増加させる元素である。このような効果を得るためには、０．００５％以上の含有を必要とする。一方、０．０３０％を超えて含有すると、ＨＡＺ靭性および母材靭性が低下する。このため、Ｎｂは０．００５〜０．０３０％の範囲に限定した。なお、好ましくはＮｂ：０．０１０〜０．０２％である。
【００２３】
Ｖ：０．００１〜０．０７０％
Ｖは、析出強化を介して、強度を増加させる有効な元素である。このような効果を得るためには、０．００１％以上の含有を必要とする。一方、０．０７０％を超えて含有すると、ＨＡＺ靭性および母材靭性が低下する。このため、Ｖは０．００１〜０．０７０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．００５〜０．０６０％である。
【００２４】
Ｃｒ：０．３０％以下
Ｃｒは、焼入性向上を介し、母材の強度を増加させる元素であり、厚鋼板の高強度化に有用な元素である。このような効果を得るためには、０．０５％以上含有することが望ましい。しかしながら、０．３０％を超える含有は、合金コストの増加を招く。このため、Ｃｒは０．３０％以下の範囲に限定した。
【００２５】
さらに、Ｔｉ、Ｎは上記した含有量の範囲内で、かつ（１）式を満足するように含有する。
【００２６】
４．０≧Ｔｉ／Ｎ≧２．０        ……（１）
本発明では、Ｔｉは、Ｎ含有量（質量％）に見合う量を含有させ、固溶ＮをＴｉＮとして固定する。このため、Ｔｉ含有量（質量％）とＮ含有量（質量％）との比、Ｔｉ／Ｎが２．０以上を満足するように、Ｔｉ含有量（質量％）、Ｎ含有量（質量％）を調整する。Ｔｉ／Ｎが２．０未満では、Ｎ含有量に比べてＴｉ含有量が少なすぎるため、多くのＮが固溶Ｎとして残存する。そのため、ＨＡＺ靭性が低下し、溶接部からの脆性破壊発生により部材変形性能が低下する場合がある。一方、Ｔｉ／Ｎが４．０を超えて大きくなると、ＴｉＮ粒子が粗大化して、所望の効果を確保できなくなる。このため、Ｔｉ／Ｎは２．０〜４．０の範囲に限定した。なお、好ましくは、２．５〜３．５の範囲である。
【００２７】
また、本発明では、上記した各合金元素は、上記した含有量の範囲内でかつ、炭素当量Ｃｅｑで０．３５〜０．５０を満足するように含有する。なお、炭素当量Ｃｅｑは、（２）式で定義される。
【００２８】
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４    ……（２）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ：各元素の含有量（質量％）
なお、炭素当量Ｃｅｑを算出する際に、（２）式に記載された元素で含有しないものは、零として計算するものとする。
【００２９】
炭素当量Ｃｅｑが、０．３５未満では、所望の母材強度を確保できないうえ、溶接熱影響部の軟化を所望の許容限度内に抑えることができない。一方、Ｃｅｑが、０．５０を超えて高くなると、溶接性が低下するとともに、母材靭性、ＨＡＺ靭性が低下する。このため、Ｃｅｑは０．３５〜０．５０の範囲に限定した。
【００３０】
上記した成分が基本の成分であるが、基本の組成に加えてさらに、選択元素として、Ｍｏ：０．６０％以下、Ｃｕ：０．０５〜０．６０％、Ｎｉ：０．０５〜０．８０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有できる。Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂはいずれも、鋼の強度を増加させる作用を有する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。
【００３１】
Ｍｏ：０．６０％以下
Ｍｏは、靭性の向上と強度の増加に寄与する有効な元素である。しかし、０．６０％を超えて多量に含有すると、溶接性や耐ＨＩＣ性が低下する。このため、Ｍｏは０．６０％以下に限定した。なお、好ましくは０．５０％以下である。なお、上記の効果を得るため、Ｍｏを含有するときは、０．１０％以上とすることが好ましい。
【００３２】
Ｃｕ：０．０５〜０．６０％
Ｃｕ固溶強化や焼入性向上を介して、鋼板の強度を増加させ、厚鋼板の高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、０．０５％以上含有することが好ましいが、０．６０％を超える含有は、合金コストの増加や熱間脆性による表面性状の劣化を招く．このため、含有する場合には、Ｃｕは０．０５〜０．６０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１０〜０．４０％である。
【００３３】
Ｎｉ：０．０５〜０．８０％
Ｎｉは、靱性をほとんど劣化させることなく、鋼板の強度を増加させる元素である。しかも、ＨＡＺ靱性への悪影響も小さく、厚鋼板の高強度化に有用な元素である。このような効果を得るためには，０．０５％以上含有することが好ましい。しかしながら、０．８０％を超える多量の含有は、Ｎｉが高価な元素であるため、合金コストの増加を招く。このため、含有する場合は、Ｎｉは０．０５〜０．８０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１０〜０．７０％である。
【００３４】
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％
Ｂは焼入れ性の向上を介し、鋼の強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るために、０．０００３％以上含有することが好ましい。しかしながら、０．００３０％を超える含有は、母材やＨＡＺの靭性を劣化させる。このため、含有する場合は、Ｂは０．０００３％〜０．００３０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０００６〜０．００２０％である。
【００３５】
上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
【００３６】
次に、本発明では、鋼板表面から板厚方向に５ｍｍの位置までの範囲における組織が、面積率で３０〜７０％のポリゴナルフェライト相と、残部がベイナイト相またはマルテンサイト相、あるいはその混合相であり、鋼板表面から板厚方向に５ｍｍの位置から板厚中央位置までの範囲における組織が、面積率が３０％以下のポリゴナルフェライト相と、残部がベイナイト相またはパーライト相、あるいはその混合相からなる組織を有する。
【００３７】
本発明では、鋼板表面から板厚方向に５ｍｍの位置までの範囲における組織が、面積率で３０〜７０％のポリゴナルフェライト相と、残部がベイナイト相またはマルテンサイト相、あるいはその混合相とする。鋼板表面から板厚方向に５ｍｍの位置までの範囲において、ポリゴナルフェライト相を生成させ、表層を軟化させる。その結果、表面から板厚方向に１ｍｍの位置におけるビッカース硬さＨＶを２６０ＨＶ以下にすることが可能となり、曲げ加工性が顕著に向上する。ポリゴナルフェライト相が３０％未満では、ビッカース硬さＨＶを２６０ＨＶ以下にできず、所望の曲げ加工性の向上が期待できない。一方、ポリゴナルフェライト相が７０％を超えて多量になると、所望の高強度を維持することが難しくなる。このため、鋼板表面から板厚方向に５ｍｍの位置までの範囲におけるポリゴナルフェライト相は、３０〜７０％に限定した。なお、好ましくは４０〜６０％である。
【００３８】
また、鋼板表面から板厚方向に５ｍｍの位置から板厚中央位置までの範囲における組織は、面積率が３０％以下のポリゴナルフェライト相と、残部がベイナイト相またはパーライト相、あるいはその混合相からなる。ポリゴナルフェライト相が３０％を超えると所望の強度が得られない。このため、ポリゴナルフェライト相は３０％以下に限定した。なお、好ましくは２０％以下である。
【００３９】
本発明の厚鋼板は、上記した組成、組織を有し、降伏比８０％以下の低降伏比と、引張強さ５９０〜７４０ＭＰａの高強度を有する、曲げ加工性に優れた非調質低降伏比高張力厚鋼板である。
【００４０】
つぎに、本発明の厚鋼板の製造方法について説明する。
【００４１】
本発明の厚鋼板の製造方法では、上記した組成の鋼素材を加熱する加熱工程と、熱間圧延を施し厚鋼板とする熱間圧延工程と、厚鋼板に第一段冷却と第二段冷却とからなる二段階の冷却工程とを施す。
【００４２】
鋼素材の製造方法については、とくに限定する必要はないが、上記した組成の溶鋼を転炉、電気炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法で所定寸法の鋳片（鋼素材）とすることが好ましい。なお、鋳片にさらに熱間圧延を施して、所望の寸法形状の鋼片としてもよい。また、造塊−分塊圧延法により鋼片（鋼素材）としてもよいことはいうまでもない。
【００４３】
次に、上記した組成の鋼素材を加熱する加熱工程を行う。加熱工程では、鋼素材を加熱温度：１０００〜１２５０℃に加熱する。
【００４４】
加熱温度：１０００〜１２５０℃
加熱温度が１０００℃未満では、焼入れ性が低下し、所望の高強度を確保することができない。一方、１２５０℃を超えて高温となると、結晶粒が粗大化し、靭性の劣化を招く。このため、鋼素材の加熱温度は１０００〜１２５０℃の範囲の温度に限定した。なお、好ましくは１０８０〜１１５０℃である。
【００４５】
次いで、加熱された鋼素材に、熱間圧延を行う。
【００４６】
熱間圧延工程は、加熱された鋼素材に、表面温度で９５０℃以下の温度域での累積圧下率が３０％以上で、圧延終了温度が表面温度で９００℃以下Ａｒ３変態点以上となる熱間圧延を行い、厚鋼板とする工程である。
【００４７】
表面温度で９５０℃以下の温度域での累積圧下率が３０％未満では、圧下量の不足により鋼組織が粗大化し、靭性が劣化するため、表面温度で９５０℃以下の温度域での累積圧下率は３０％以上に限定した。なお、好ましくは３５〜４５％である。
【００４８】
また、圧延終了温度が表面温度で９００℃を超えると、圧延終了温度が高すぎて、鋼組織が粗大化し、靭性が低下する。一方、圧延終了温度がＡｒ３変態点未満では、圧延中に粗大なフェライトが生成し、所望の高強度を確保できなくなる。
【００４９】
なお、Ａｒ３変態点は、下記式を用いて算出した値を用いるものとする。
【００５０】
Ａｒ３変態点（℃）＝９００−３３２Ｃ＋６Ｓｉ−７７Ｍｎ−２０Ｃｕ−５０Ｎｉ−１８Ｃｒ−６８Ｍｏ
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ：各元素の含有量（質量％）
ついで、熱間圧延工程を経た厚鋼板に、冷却工程を施す。
【００５１】
冷却工程は、第一段冷却と、冷却を停止し復熱させる過程と、第二段冷却とからなる二段階の冷却工程である。本発明では、第一段冷却で、表層部を過冷却したのち復熱させ、第二段冷却の開始までの時間（冷却停止時間）を利用して、表層部のフェライト変態を進行させて所望の表層ミクロ組織を得る。
【００５２】
第一段冷却は、表面温度でＡｒ３変態点以上の温度から冷却を開始し、板厚１／４位置の平均冷却速度が２℃／ｓ以上で加速冷却し、表面温度が７５０℃以下５５０℃以上となる時点で、加速冷却を停止する。
【００５３】
第一段冷却の開始温度：表面温度でＡｒ３変態点以上
第一段冷却の開始温度が、Ａｒ３変態点未満では、加速冷却開始前に鋼板全体に粗大なポリゴナルフェライトが生成し、所望の強度を満足できなくなる。このため、第一段冷却の開始温度をＡｒ３変態点以上に限定した。
【００５４】
第一段冷却の冷却速度：板厚１／４位置の平均冷却速度が２℃／ｓ以上
板厚１／４位置の平均冷却速度が２℃／ｓ未満では、冷却が遅く、ベイナイト、パーライト、マルテンサイト等の硬質相が不十分となるため、所望の強度を満足できない。このため、板厚１／４位置の平均冷却速度が２℃／ｓ以上に限定した。ここでいう「板厚１／４位置の平均冷却速度」とは、板厚１／４位置における加速冷却開始から終了までの平均の冷却速度をいう。
【００５５】
第一段冷却の冷却停止温度：表面温度で７５０℃以下５５０℃以上
本発明における第一段冷却では、表層部（鋼板表面から板厚方向に５ｍｍの位置までの範囲）とそれより内部との温度差が大きくなるように冷却し、第一段冷却停止後の復熱と、復熱後、第二段冷却を開始するまでの時間に、表層部にポリゴナルフェライトを生成させる。冷却を停止する温度が、表面温度で７５０℃を超える温度では、その後の復熱温度が高すぎて、表層部におけるポリゴナルフェライト生成が不十分となる。一方、冷却を停止する温度が表面温度で５５０℃未満では、表層部の温度が低温となりすぎて、冷却中にベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相への相変態がほぼ完了してしまい、表層部において所定量のポリゴナルフェライト組織が得られない。
【００５６】
このようなことから、第一段冷却の冷却停止温度を、表面温度で７５０℃以下５５０℃以上の範囲に限定した。なお、好ましくは７００〜５６０℃である。
【００５７】
第一段冷却停止後の復熱温度：表面温度で７５０℃以下６００℃以上
本発明では、上記した第一段冷却を停止したのち、復熱し、厚鋼板の表面温度が所定の温度まで達した後、第二段冷却を開始する。復熱は、表面温度で７５０℃以下６００℃以上となる時点まで行う。
【００５８】
本発明では、復熱中あるいは復熱後、第二段冷却を開始するまでの時間に、鋼板表層部にポリゴナルフェライトを生成させるため、復熱後の鋼板温度、すなわち第二段冷却の冷却開始温度が、ポリゴナルフェライトの生成量を制御する観点から重要な因子となる。
【００５９】
復熱温度が、表面温度で６００℃未満では、表層部において強度および降伏比が比較的高い針状フェライト（アシキュラーフェライト）やベイナイトが生成してしまい、表層部の硬度が上昇し、曲げ特性の低下を招く。また、復熱温度が、表面温度で７５０℃を超えると、鋼板表層部におけるポリゴナルフェライトの生成量が不十分となる。このようなことから、復熱温度、すなわち第二段冷却の冷却開始温度を、表面温度で７５０℃以下６００℃以上の範囲に限定した。
【００６０】
ここで、本発明では、第一段冷却から復熱までの工程を複数回繰り返す冷却としてもよい。加速冷却を複数回に分割することにより、表層と内部との温度差を、過度に大きくすることなく、目的の温度まで冷却することが可能となる。これにより、冷却温度制御の選択肢が拡大でき、冷却温度の制御が容易となる。
【００６１】
第一段冷却工程から復熱までの工程を複数回繰り返す場合は、２回以上繰り返すことが好ましい。第一段冷却工程から復熱までの工程を１回もしくは複数回繰り返した後、第二段冷却を開始する。
【００６２】
本発明では、第一段冷却後、表面温度で７５０℃以下６００℃以上に復熱したのち、第二段冷却を開始する。第二段冷却は、板厚１／４位置の平均冷却速度が２℃／ｓ以上で加速冷却し、加速冷却を停止した後の復熱で表面温度が５００℃以下になるまで行う。
【００６３】
第二段冷却により、第一段冷却後に未変態のオーステナイト組織を、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト等の硬質相に変態させることができ、所望の高強度、低降伏比を実現できる。冷却停止後の復熱で表面温度が５００℃を超えると、所望の強度を得ることができない。
【００６４】
第二段冷却の冷却速度：板厚１／４位置の平均冷却速度が２℃／ｓ以上
未変態のオーステナイト組織を硬質相とするために、第二段冷却では、板厚１／４位置の平均冷却速度が２℃／ｓ以上、好ましくは８℃／ｓ以上で加速冷却する。板厚１／４位置の平均冷却速度が２℃／ｓ未満では、硬質相への変態量が低下し、所望の高強度、低降伏比を実現できなくなる。
【００６５】
第二段冷却の冷却停止温度：加速冷却を停止した後の復熱で表面温度が５００℃以下になる温度
第二段冷却の冷却停止温度が、第二段冷却の冷却停止後の復熱で表面温度が５００℃超えとなるような温度では、硬質相への変態量が低下したり、自己焼戻しによって強度が低下し、所望の高強度を確保できなくなる。このため、第二段冷却の冷却停止温度は、冷却を停止した後の復熱で表面温度が５００℃以下になる温度に限定した。
【００６６】
なお、上記した冷却工程後、必要に応じて、強度および靭性の調整を目的として、焼戻工程を施してもよい。焼戻工程は、４００℃以上７００℃以下の焼戻温度で行うことが好ましい。焼戻温度が４００℃未満では、所望の効果を期待できない。一方、７００℃を超える焼戻温度では、強度低下が著しくなる。
【実施例】
【００６７】
以下、実施例に基づき、さらに本発明について説明する。
【００６８】
表１に示す組成で得られた鋼素材を、表２に示す加熱温度に加熱する加熱工程と、表２に示す条件の熱間圧延を施す熱間圧延工程と、表２に示す条件の加速冷却を施す冷却工程と、を順次施し、表２に示す板厚の非調質厚鋼板とした。なお、表２に記載の累積圧下率は表面温度で９５０℃以下の温度域での累積圧下率である。
【００６９】
得られた各厚鋼板から、試験片を採取し、組織観察、引張試験、曲げ試験、硬さ試験を実施した。試験方法は次のとおりである。
（１）組織観察
得られた厚鋼板から、観察面が圧延方向に垂直な断面（板厚方向断面）となるように組織観察用試験片を採取し、鏡面となるまで研磨した後、腐食液（３％硝酸メタノール溶液）で腐食し、光学顕微鏡（倍率：４００倍）を用いて、鋼板表面から板厚方向に板厚中央位置まで観察し、ミクロ組織が連続するように撮像した。得られた組織写真を用い、画像解析により、相の同定、および組織分率を算出した。
（２）引張特性
得られた厚鋼板の板厚１／４位置から、引張方向が圧延方向に対して９０°方向（Ｃ方向）となるように、ＪＩＳ  ４号引張試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１の規定に準拠してクロスヘッド速度１０ｍｍ／ｍｉｎで引張試験をおこない、引張特性（降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ）を測定した。なお、引張特性から、降伏比ＹＲ（＝ＹＳ／ＴＳ×１００％）を算出した。
（３）曲げ試験
得られた厚鋼板から、曲げ試験片（幅５０ｍｍ×長さ５００ｍｍ）を採取し、図１に示す要領で９０°曲げ試験を実施し、必要とした荷重Ｐｅ（ｋＮ）を求めた。得られた荷重Ｐｅと、厚鋼板の引張強さＴＳから、次式
Ｐｃ＝１．６×鋼板ＴＳ（ＭＰａ）×Ｗ×ｔ２×１／Ｌ×１／１０００
（ここで、Ｗ：曲げ試験片幅（＝５０ｍｍ、図１の紙面垂直方向）、ｔ：板厚（ｍｍ）、Ｌ：支点距離（＝４００ｍｍ））
を用いて算出した９０°曲げに必要な必要荷重Ｐｃ（ｋＮ）を求め、Ｐｅ／Ｐｃで曲げ加工性を評価した。なお、Ｐｅ／Ｐｃが０．８０以下である場合を曲げ加工性に優れると評価した。
（４）硬さ試験
得られた厚鋼板から、硬さ試験片を採取し、鋼板表面から板厚方向に１ｍｍの位置において、ビッカース硬度計（荷重：９８．０７Ｎ）を用いて、ビッカース硬さＨＶを測定した。なお、硬さ測定は、１ｍｍ間隔で５点以上測定し、その平均値をビッカース硬さＨＶとした。
【００７０】
得られた結果を表３に示す。
【００７１】
【表１】
2019052341.tif 000002
【００７２】
【表２】
2019052341.tif 000003
【００７３】
【表３】
2019052341.tif 000004
【００７４】
本発明例はいずれも、所望の組織を有し、鋼板表層の硬さが低く、８０％以下の低降伏比で、所望の高強度（ＴＳ：５９０〜７４０ＭＰａ）を有し、かつ鋼板表層の硬さが２６０ＨＶ以下と低く、Ｐｅ／Ｐｃが０．８以下で曲げ加工性に優れた非調質低降伏比高張力厚鋼板となっている。一方、本発明の範囲から外れる比較例は、所望の高強度が得られていないか、表層の硬さが高いため、あるいは所望の組織が得られていないため、曲げ加工性が低下している。
【符号の説明】
【００７５】
１    鋼材サンプル
２    押金具
【図１】
2019052341.tif 000005