(57)【要約】【課題】主にラインパイプ分野での使用に好適な、低降伏比高強度高靱性鋼板とその製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．４％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．１％以上、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ａｌ：０．０８％以下、必要に応じて、Ｖ、Ｃｒ、Ｃａ、Ｂの中から選ばれる１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物、金属組織がフェライトとベイナイトと島状マルテンサイトの３相組織であり体積分率が３〜１５％の島状マルテンサイトと体積分率が２％以上の残留オーステナイトを含む組織で、長手方向の一様伸びが１２％以上とする。上記成分組成を有する鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、Ａｒ３温度以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で５００〜６５０℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７５０℃まで再加熱を行う。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．４％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．１％以上、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ａｌ：０．０８％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物、金属組織がフェライトとベイナイトと島状マルテンサイトの３相組織であり、体積分率が３〜１５％の島状マルテンサイトと体積分率が２％以上の残留オーステナイトを含む組織で、長手方向の一様伸びが１２％以上であることを特徴とする低降伏比高強度高靱性鋼板。
【請求項２】
更に、鋼組成が、質量％で、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、Ｂ：０．００５％以下の中から選ばれる１種又は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高靱性鋼板。
【請求項３】
請求項１または請求項２のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、Ａｒ３温度以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で５００〜６５０℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７５０℃まで再加熱を行うことを特徴とする、低降伏比高強度高靱性鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主にラインパイプ分野での使用に好適な、低降伏比高強度高靱性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、溶接構造用鋼材においては、高強度、高靱性に加え、耐震性の観点から低降伏比化、高一様伸びが要求されている。一般に、鋼材の金属組織を、フェライトの様な軟質相の中に、ベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相が適度に分散した組織にすることで、鋼材の低降伏比化、高一様伸び化が可能であることが知られている。
【０００３】
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相域からの焼入れ（Ｑ’）を施す熱処理方法が知られている（例えば、特許文献１参照）。
【０００４】
この熱処理方法では、Ｑ’温度を適当に選択することにより、低降伏比化が達成可能であるが、熱処理工程数が増加するため、生産性の低下、製造コストの増加を招く。
【０００５】
製造工程が増加することがない方法として、Ａｒ３温度以上で圧延終了後、鋼材の温度がフェライトが生成するＡｒ３変態点以下になるまで加速冷却の開始を遅らせる方法が開示されている（例えば、特許文献２参照）。
【０００６】
しかし、圧延終了から加速冷却開始までの温度域を放冷程度の冷却速度で冷却する必要があるため、生産性が極端に低下する。
【０００７】
特許文献１、特許文献２に開示されている様な複雑な熱処理を行わずに低降伏比化を達成する技術として、Ａｒ３変態点以上で鋼材の圧延を終了し、その後の加速冷却速度と冷却停止温度を制御することで、針状フェライトとマルテンサイトの２相組織とし、低降伏比化を達成する方法が知られている（例えば特許文献３参照）。
【特許文献１】特開昭５５−９７４２５号公報
【特許文献２】特開昭５５−４１９２７号公報
【特許文献３】特開平１−１７６０２７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかしながら、特許文献３に記載の技術では、その実施例が示すように、引張強さで４９０Ｎ／ｍｍ２（５０ｋｇ／ｍｍ２）以上の鋼材とするために、鋼材の炭素含有量を高めるか、あるいはその他の合金元素の添加量を増やした成分組成とする必要があるため、素材コストの上昇を招くだけでなく、溶接熱影響部靭性の劣化が問題となる。
【０００９】
このように従来の技術では、生産性を低下させたり、また素材コストを上昇させることなく、優れた溶接熱影響部靭性を備えた高一様伸びを有する低降伏比高強度高靱性鋼板を製造することは困難である。
【００１０】
そこで、本発明は、このような従来技術の課題を解決し、高製造効率、低コストで製造可能な、ＡＰＩ ５Ｌ Ｘ７０グレード以下の高一様伸び特性を備えた低降伏比高強度高靱性鋼板及びその製造方法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】
【００１１】
本発明者らは上記課題を解決するために、鋼板の製造方法、特に制御圧延後の加速冷却とその後の再加熱という製造プロセスについて鋭意検討した結果、以下の知見を得た。
【００１２】
（ａ）加速冷却過程で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領域で冷却を停止し、その後ベイナイト変態終了温度（以下Ｂｆ点と記載する。）以上から再加熱を行うことにより、鋼板の金属組織を、フェライト、ベイナイトの２相の混合相中に硬質な島状マルテンサイト（以下ＭＡと記載する。）が均一に生成した組織とし、低降伏比化が可能である。
【００１３】
ＭＡは、たとえば３％ナイタール溶液(nital:硝酸アルコール溶液)でエッチング後、電解エッチングして観察すると、容易に識別可能である。走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で鋼板のミクロ組織を観察すると、ＭＡは白く浮き立った部分として観測される。
【００１４】
（ｂ）Ｃｕ、Ｎｉなどのオーステナイト安定化元素を適量添加することにより、未変態オーステナイトが安定化するため、Ｃ、Ｍｎ等の焼入れ性向上元素を多量添加しなくても硬質なＭＡの生成が可能である。
【００１５】
本発明は上記の知見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：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．４％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．１％以上、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ａｌ：０．０８％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物、金属組織がフェライトとベイナイトと島状マルテンサイトの３相組織であり、体積分率が３〜１５％の島状マルテンサイトと体積分率が２％以上の残留オーステナイトを含む組織で、長手方向の一様伸びが１２％以上であることを特徴とする低降伏比高強度高靱性鋼板。
２．更に、鋼組成が、質量％で、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、Ｂ：０．００５％以下の中から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする１に記載の低降伏比高強度高靱性鋼板。
３．１または２のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、Ａｒ３温度以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で５００〜６５０℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７５０℃まで再加熱を行うことを特徴とする、低降伏比高強度高靱性鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、高一様伸び特性を備えた低降伏比高強度高靱性鋼板を、溶接熱影響部靭性を劣化させたり、多量の合金元素を添加することなく、低コストで製造することができる。このため主にラインパイプに使用する鋼板を、安価で大量に安定して製造することができ、生産性および経済性を著しく高めることができ産業上極めて有用である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
以下、本発明の高強度鋼板の金属組織、成分組成および製造条件について詳しく説明する。
［金属組織］
本発明では、フェライトとベイナイトに加えて体積分率が３〜１５％の島状マルテンサイト（ＭＡ）と体積分率が２％以上の残留オーステナイトを均一に含む金属組織とする。
【００１８】
フェライト、ベイナイトにＭＡが均一に生成した３相組織、すなわち、軟質なフェライト、ベイナイトに、硬質なＭＡを含んだ複合組織とすることで、低降伏比化、高一様伸び化を達成している。
【００１９】
強度確保の観点からフェライトの分率を５％以上に、母材の靭性確保の観点からベイナイトの分率を１０％以上にする事が望ましい。
【００２０】
大変形を受ける地震地帯等へ適用される際には、低降伏比化に加え高一様伸び性能が要求されることがある。上記のような、軟質のフェライト、ベイナイトと硬質のＭＡとの複相組織では、軟質相が変形を担うため、１２％以上の高一様伸び化が達成可能である。
【００２１】
組織中のＭＡの割合は、ＭＡの体積分率（圧延方向や板幅方向等の鋼板の任意の断面におけるＭＡの面積の割合から算出）で、３〜１５％とすることが望ましい。ＭＡの体積分率が３％未満では低降伏比化を達成するには不十分な場合があり、また１５％を超えると母材靱性を劣化させる場合がある。
【００２２】
また、低降伏比化、高一様伸び化および母材靭性の観点から、ＭＡの体積分率は５〜１５％とすることが特に望ましい。なお、ＭＡの体積分率は、例えばＳＥＭ観察により得られた少なくとも４視野以上のミクロ組織写真を画像処理することによってＭＡの占める面積率から算出して求めることで得ることができる。
【００２３】
ＭＡの平均粒径は、１０μｍ以下であることが望ましい。なお、ＭＡの平均粒径は、ＳＥＭ観察により得られたミクロ組織を画像処理し、個々のＭＡと同じ面積の円の直径を個々のＭＡについて求め、それらの直径の平均値として求めることができる。
【００２４】
本発明では、Ｃ、Ｍｎ等の焼き入れ性向上元素を多量に添加しなくてもＭＡを生成させるために、Ｃｕ、Ｎｉを添加し未変態オーステナイトを安定化させ、再加熱、その後の空冷中のパーライト変態やセメンタイト生成を抑制することが重要である。
【００２５】
よって、生成したＭＡ中にはＣｕ、Ｎｉよって安定化したオーステナイトが残存しており、残留オーステナイト体積分率として２％以上必要である。
【００２６】
本発明における、ＭＡ生成のメカニズムは概略以下の通りである。詳細な製造条件は後述する。
【００２７】
スラブを加熱後、オーステナイト領域で圧延を終了し、その後Ａｒ３変態温度以上で加速冷却を開始する。
【００２８】
加速冷却を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終了し、その後ベイナイト変態終了温度（Ｂｆ点）以上で再加熱を行い、その後冷却する製造プロセスにおいてその組織の変化は次の通りである。
【００２９】
加速冷却終了時のミクロ組織はベイナイトと未変態オーステナイトであり、Ｂｆ点以上で再加熱を行うことで未変態オーステナイトからのフェライト変態が生じるが、フェライトはＣ固溶量が少ないためＣが未変態オーステナイトへ排出される。
【００３０】
そのため、再加熱時のフェライト変態の進行に伴い、未変態オーステナイト中のＣ量が増加する。このとき、オーステナイト安定化元素である、Ｃｕ、Ｎｉ等が一定以上含有されていると、再加熱終了時でもＣが濃縮した未変態オーステナイトが残存し、再加熱後の冷却でＭＡへと変態し、最終的にベイナイト、フェライトの２相に、ＭＡが生成した組織となる。
【００３１】
本発明では、加速冷却後、未変態オーステナイトが存在する温度域から再加熱を行うことが重要であり、再加熱開始温度がＢｆ点以下とな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ため、再加熱開始はＢｆ点以上とする必要がある。
【００３２】
また、再加熱後の冷却については、ＭＡの変態に影響を与えないため特に規定しないが、基本的に空冷とすることが好ましい。本発明では、Ｃｕ、Ｎｉを一定量添加した鋼を用い、ベイナイト変態途中で加速冷却を停止し、その後連続的に再加熱を行うことで、製造効率を低下させることなく硬質なＭＡを生成させることができる。
【００３３】
なお、本発明に係る鋼では、金属組織が、フェライトとベイナイトの２相に一定量のＭＡと残留オーステナイトを均一に含む組織であるが、本発明の作用効果を損なわない程度で、その他の組織や析出物を含有するものも、本発明の範囲に含む。
【００３４】
具体的には、パーライトなどの異なる金属組織が１種または２種以上混在する場合は、強度が低下する。しかし、フェライト、ベイナイトおよび残留オーステナイトやＭＡ以外の組織の分率が低い場合は影響が無視できるため、トータルの分率で３％以下の他の金属組織を、すなわちパーライトやセメンタイト等を１種または２種以上含有してもよい。
【００３５】
上述した金属組織は以下のような組成の鋼を用いて、以下のような方法で製造することにより得ることができる。
［化学成分］以下の説明において％で示す単位は全て質量％である。
【００３６】
Ｃ
Ｃは０.０３〜０.１％とする。Ｃは炭化物として析出強化に寄与し、且つＭＡ生成に重要な元素であるが、０.０３％未満ではＭＡの生成に不十分であり、また十分な強度が確保できない。０.１％を超える添加はＨＡＺ靭性を劣化させるため、Ｃ含有量を０.０３〜０.１％に規定する。さらに好適には、０．０３〜０．０８％である。
【００３７】
Ｓｉ
Ｓｉは０.０１〜０.５％とする。Ｓｉは脱酸のため添加するが、０.０１％未満では脱酸効果が十分でなく、０.５％を超えると靭性や溶接性を劣化させるため、Ｓｉ含有量を０.０１〜０.５％に規定する。さらに好適には、０．０１〜０．３％である。
【００３８】
Ｍｎ
Ｍｎは１．２〜２.０％とする。Ｍｎは強度、靭性向上、更に焼き入れ性を向上しＭＡ生成を促すために添加するが、１．２％未満ではその効果が十分でなく、２.５％を超えると靱性ならびに溶接性が劣化するため、Ｍｎ含有量を１．２〜２.０％に規定する。成分や製造条件の変動によらず、安定してＭＡを生成するためには、１．５％以上の添加が望ましい。
【００３９】
Ｍｏ
Ｍｏは０.０５〜０.４％とする。Ｍｏは焼き入れ性を向上させる元素であり、ＭＡ生成やベイナイト相を強化することで強度上昇に寄与する元素である。しかし、０.４％を超えると溶接熱影響部靭性の劣化を招くことから、Ｍｏ含有量を０.０５〜０.４％に規定する。さらに、溶接熱影響部靭性の観点からＭｏ含有量を０．１〜０．３％とすることが好ましい。
【００４０】
Ｃｕ＋Ｎｉ
Ｃｕ＋Ｎｉは０．１％以上とする。Ｃｕ、Ｎｉは本発明に重要な元素である。Ｃ、Ｍｎ等の焼き入れ性向上元素を多量に添加せずにＭＡを生成させるためには、未変態オーステナイトを安定化させる元素であるＣｕ＋Ｎｉを０．１％以上添加する必要である。更に、より安定的にＭＡを生成させるために、０．３％以上の添加が好ましい。
【００４１】
Ｔｉ
Ｔｉは０.００５〜０.０４％とする。ＴｉはＴｉＮをピニング効果により、スラブ加熱時のオーステナイト粗大化を抑制し、母材靭性を向上させる重要な元素である。その効果は、０.００５％以上添加で発現する。
【００４２】
しかし、０.０４％を超える添加は溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｔｉ含有量は０.００５〜０.０４％に規定する。溶接熱影響部靭性の観点から、Ｔｉ含有量を０．００５％以上、０．０２％未満とすることが好ましい。
【００４３】
Ｎｂ
Ｎｂは０.００５〜０.０７％とする。Ｎｂは組織の微細粒化により靭性を向上させ、さらに固溶Ｎｂの焼き入れ性向上により強度上昇に寄与する元素である。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.０７％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｎｂ含有量は０.００５〜０.０７％に規定する。
【００４４】
Ａｌ
Ａｌは０.０８％以下とする。Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０.０８％を超えると鋼の清浄度が低下し、靱性が劣化するため、Ａｌ含有量は０.０８％以下に規定する。好ましくは、０．０１〜０．０８％とする。
【００４５】
Ｎ
Ｎは好ましくは０．００７％以下とする。Ｎは不可避的不純物として扱うが、０．００７％を超えると、溶接熱影響部靭性が劣化するため、好ましくは０．００７％以下とする。
【００４６】
さらに、Ｔｉ量とＮ量の比であるＴｉ／Ｎを最適化することで、ＴｉＮ粒子により溶接熱影響部のオーステナイト粗大化を抑制することでき、良好な溶接熱影響部靭性を得ることが出来るため、好ましくはＴｉ／Ｎを２〜８、さらに好ましくは２〜５とする。
【００４７】
以上が本発明の基本成分であるが、鋼板の強度・靱性をさらに改善し、且つ焼入れ性を向上させＭＡの生成を促す目的で、以下に示すＶ、Ｃｒ、Ｂ、Ｃａの１種又は２種以上を含有してもよい。
【００４８】
Ｖ
Ｖは０.００５〜０.１％とする。焼き入れ性を高め、強度上昇に寄与する元素である。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.１％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、添加する場合は、Ｖ含有量は０.００５〜０.１％に規定する。
【００４９】
Ｃｒ
Ｃｒは０.５％以下とする。ＣｒはＭｎと同様に低Ｃでも十分な強度を得るために有効な元素である。その効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましいが、多く添加すると溶接性が劣化するため、添加する場合は０.５％を上限とする。
【００５０】
Ｂ
Ｂは０.００５％以下とする。Ｂは強度上昇、ＨＡＺ靭性改善に寄与する元素である。その効果を得るためには、０．０００５％以上添加することが好ましいが、０.００５％を超えて添加すると溶接性を劣化させるため、添加する場合は０.００５％以下とする。
【００５１】
Ｃａ
Ｃａは０．０００５〜０．００３％とする。Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御して靭性を改善する。０．０００５％以上でその効果が現れ、０．００３％を超えると効果が飽和し、逆に清浄度を低下させて靭性を劣化させるため、添加する場合には０．０００５〜０．００３％とする。
【００５２】
上記以外の残部はＦe及び不可避的不純物で不可避不純物には、Ｍｇ、ＲＥＭをそれぞれ、０．０２％以下添加しても良い。
【００５３】
次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
［製造条件］
説明において、加熱温度、圧延終了温度、冷却終了温度および、再加熱温度等の温度は鋼板の平均温度とする。平均温度は、スラブもしくは鋼板の表面温度より、板厚、熱伝導率等のパラメータを考慮して、計算により求めたものである。また、冷却速度は、熱間圧延終了後、冷却終了温度（５００〜６５０℃）まで冷却に必要な温度差をその冷却を行うのに要した時間で割った平均冷却速度である。
【００５４】
また、昇温速度は、冷却後、再加熱温度（５５０〜７５０℃）の温度までの再加熱に必要な温度差を再加熱するのに要した時間で割った平均昇温速度である。以下、各製造条件について詳しく説明する。
【００５５】
加熱温度
加熱温度は１０００〜１３００℃とする。加熱温度が１０００℃未満では炭化物の固溶が不十分で必要な強度が得られず、１３００℃を超えると母材靭性が劣化するため、１０００〜１３００℃とする。
【００５６】
圧延終了温度
圧延終了温度はＡｒ３温度以上とする。圧延終了温度がＡｒ３温度以下であると、その後のフェライト変態速度が低下するため、再加熱時の未変態オーステナイトへのＣの濃縮が不十分となりＭＡが生成しない。そのため圧延終了温度をＡｒ３温度以上とする。
【００５７】
熱間圧延後の冷却条件
圧延終了後、直ちに５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する。冷却速度が５℃／ｓ未満では冷却時にパーライトを生成するため、ベイナイトによる強化が得られないため、十分な強度が得られない。よって、圧延終了後の冷却速度を５℃／ｓ以上に規定する。
【００５８】
このときの冷却方法については製造プロセスによって任意の冷却設備を用いることが可能である。本発明では、加速冷却によりベイナイト変態領域まで過冷することにより、その後の再加熱時に温度保持することなくフェライト変態を完了させることが可能である。
【００５９】
また、冷却開始温度がＡｒ３温度以下となりフェライトが生成すると、強度低下が起こり、且つＭＡの生成も起こらないため、冷却開始温度をＡｒ３温度以上とする。このときの冷却方法については製造プロセスによって任意の冷却設備を用いることが可能である。
【００６０】
本発明では、加速冷却によりベイナイト変態領域まで過冷することにより、その後の再加熱時に温度保持することなくフェライト変態を完了させることが可能である。
【００６１】
冷却停止温度は５００〜６５０℃とする。本プロセスは本発明において、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がその後の空冷時にＭＡへと変態する。
【００６２】
すなわち、ベイナイト変態途中の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５００℃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。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、加速冷却停止温度を４５０〜６５０℃に規定する。ＭＡ生成の観点からは、好ましくは５３０〜６５０℃である。
【００６３】
加速冷却後の熱処理条件
加速冷却停止後直ちに０.５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７５０℃の温度まで再加熱を行う。本プロセスも本発明において重要な製造条件である。再加熱時の未変態オーステナイトからフェライト変態と、それに伴う未変態オーステナイトへのＣの排出により、再加熱後の空冷時にＣが濃化した未変態オーステナイトがＭＡへと変態する。
【００６４】
ＭＡを得るためには、加速冷却後Ｂｆ点以上の温度から５５０〜７５０℃の温度域まで再加熱する必要がある。
【００６５】
昇温速度が０.５℃／ｓ未満では、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し、またパーライト変態が生じるためＭＡが得られず、十分な低降伏比を得ることができない。
【００６６】
再加熱温度が５５０℃未満ではフェライト変態が十分起こらずＣの未変態オーステナイトへの排出が不十分となり、ＭＡが生成せず低降伏比化が達成できない。７５０℃を超えるとベイナイトの軟化により十分な強度が得られないため、再加熱の温度域を５５０〜７５０℃に規定する。
【００６７】
本発明では、加速冷却後、未変態オーステナイトが存在する温度域から再加熱を行うことが重要であり、再加熱開始温度がＢｆ点以下とな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ため、再加熱開始はＢｆ点以上とする必要がある。
【００６８】
確実にフェライト変態させるＣを未変態オーステナイトへ濃化させるためには、再加熱開始温度より５０℃以上昇温することが望ましい。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。
【００６９】
本発明の製造方法を用いれば再加熱後直ちに冷却しても、十分なＭＡが得られるため低降伏比化、高一様伸び化が達成できる。しかし、よりＣの拡散を促進させＭＡ体積分率を確保するために、３０分以内の温度保持を行うことができる。
【００７０】
３０分を超えて温度保持を行うと、ベイナイト相の転位の回復が起こり強度が低下する場合がある。また、再加熱後の冷却速度は基本的には空冷とすることが好ましい。
【００７１】
加速冷却後の再加熱を行うための設備として、加速冷却を行うための冷却設備の下流側に加熱装置を設置することができる。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事が好ましい。
【実施例】
【００７２】
表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｋ）を連続鋳造法によりスラブとし、板厚１８、２６ｍｍの厚鋼板（Ｎｏ.１〜１６）を製造した。
【００７３】
【表１】
2008248328.tif 000002
【００７４】
加熱したスラブを熱間圧延により圧延した後、直ちに水冷型の加速冷却設備を用いて冷却を行い、誘導加熱炉またはガス燃焼炉を用いて再加熱を行った。誘導加熱炉は加速冷却設備と同一ライン上に設置した。
【００７５】
各鋼板（Ｎｏ.１〜１６）の製造条件を表２に示す。なお、加熱温度、圧延終了温度、冷却停止（終了）温度および、再加熱温度等の温度は鋼板の平均温度とした。平均温度は、スラブもしくは鋼板の表面温度より、板厚、熱伝導率等のパラメータ、計算により求めた。
【００７６】
また、冷却速度は、熱間圧延終了後、冷却停止（終了）温度（３５０〜７００℃）まで冷却に必要な温度差をその冷却を行うのに要した時間で除した平均冷却速度である。また、再加熱速度（昇温速度）は、冷却後、再加熱温度（５７０〜６６０℃）までの再加熱に必要な温度差を再加熱するのに要した時間で除した平均昇温速度である。
【００７７】
以上のようにして製造した鋼板の引張特性を測定した。測定結果を表２に併せて示す。引張強度は、圧延垂直方向の全厚引張試験片を２本採取し、引張試験を行い、その平均値で評価した。
【００７８】
引張強度５１７ＭＰａ以上（ＡＰＩ ５Ｌ Ｘ６０以上）を本発明に必要な強度とした。降伏比、一様伸びは、圧延方向の全厚丸棒引張試験片を２本採取し、引張試験を行い、その平均値で評価した。降伏比８０％以下、一様伸び１２％以上を本発明に必要な降伏比とした。
【００７９】
母材靭性については、圧延垂直方向のフルサイズシャルピーＶノッチ試験片を３本採取し、シャルピー試験を行い、−１０℃での吸収エネルギーを測定し、その平均値を求めた。−１０℃での吸収エネルギーが２００Ｊ以上のものを良好とした。
【００８０】
また、残留オーステナイト量は、Ｘ線回折により定量化し、２％以上を良好とした。
【００８１】
溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性については、再現熱サイクル装置によって入熱４０ｋＪ／ｃｍに相当する熱履歴を加えた試験片を３本採取し、シャルピー試験を行った。そして、−１０℃での吸収エネルギーを測定し、その平均値を求めた。−１０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上のものを良好とした。
【００８２】
【表２】
2008248328.tif 000003
【００８３】
表２において、本発明例であるＮｏ.１〜８はいずれも、化学成分および製造方法が本発明の範囲内であり、引張強度５１７ＭＰａ以上の高強度で降伏比８０％以下、一様伸び１０％以上の低降伏比、高一様伸びであり、母材ならびに溶接熱影響部の靭性は良好であった。
【００８４】
また、鋼板の組織はフェライト、ベイナイトの２相組織に島状マルテンサイトが生成した組織であり、島状マルテンサイトの体積分率は３〜２０％の範囲内、残留オーステナイト量は体積分率２％以上であった。なお、島状マルテンサイトの体積分率は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察したミクロ組織から画像処理により求めた。
【００８５】
Ｎｏ.９〜１２は、化学成分は本発明の範囲内であるが、製造方法が本発明の範囲外であるため、組織がフェライト、ベイナイトであり、降伏比、一様伸びが不十分か十分な強度が得られなかった。Ｎｏ.１４〜１８は化学成分が本発明の範囲外であるので、十分な強度が得られないか、降伏比が高いか、一様伸びが低いか、靭性が劣っていた。