(57)【要約】【課題】  高温での長時間にわたる時効処理を必要とすることなく、非調質ままで得られる延性に優れた引張強度（ＴＳ）が５７０ＭＰａ以上のＣｕ析出型高張力鋼板を提供する。【解決手段】  規定の成分組成を満たし、かつ  −0.1≦（[Mn]−[Si＋P])／[Cu]≦1.4    …（１）    ｛式（１）中、      [Mn]＝Mn含有量（質量％)／54.9      [Si＋P]＝〔Si含有量（質量％)／28.0〕＋〔P含有量（質量％)／31.0〕      [Cu]＝Cu含有量（質量％)／63.5      を示す｝を満たし、かつ金属組織がフェライト単相または面積率で９０％以上のフェライトとパーライトおよび／またはベイナイトからなる鋼板であって、熱間圧延後の少なくとも５８０℃を下回る温度域を０．２℃／ｓ以下の冷却速度で冷却して得られる鋼板である。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で（以下同じ）、
Ｃ  ：０．０６％以下（０％含まない）、
Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｍｎ：０．７〜１．６％、
Ｐ  ：０．０２％以下（０％を含む）、
Ｓ  ：０．０１％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない）、
Ｃｕ：０．７〜２％、
Ｎｉ：０．３〜２％、
Ｎ  ：０．００８％以下（０％を含まない）
を満たし、かつ
−0.1≦（[Mn]−[Si＋P])／[Cu]≦1.4    …（１）
｛式（１）中、
[Mn]＝Mn含有量（質量％)／54.9
[Si＋P]＝〔Si含有量（質量％)／28.0〕＋〔P含有量（質量％)／31.0〕
[Cu]＝Cu含有量（質量％)／63.5
を示す｝
を満たし、金属組織がフェライト単相または面積率で９０％以上のフェライトとパーライトおよび／またはベイナイトからなる鋼板であって、熱間圧延後の少なくとも５８０℃を下回る温度域を０．２℃／ｓ以下の冷却速度で冷却して得られることを特徴とする引張強度が５７０ＭＰａ以上の非調質Ｃｕ析出型高張力鋼板。
【請求項２】
前記フェライトの結晶粒が円相当平均粒径で７μｍ以下である請求項１に記載の非調質Ｃｕ析出型高張力鋼板。
【請求項３】
更に他の元素として、
Ｃｒ：０．５％以下（０％含まない）、および／または
Ｍｏ：０．５％以下（０％含まない）
を含む請求項１または２に記載の非調質Ｃｕ析出型高張力鋼板。
【請求項４】
更に他の元素として、
Ｎｂ：０．０３％以下（０％含まない）、
Ｔｉ：０．０５％以下（０％含まない）、
Ｖ  ：０．０５％以下（０％含まない）または
Ｂ  ：０．００３％以下（０％含まない）
を含む請求項１〜３のいずれかに記載の非調質Ｃｕ析出型高張力鋼板。
【請求項５】
更に他の元素として、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
Ｚｒ：０．０００２〜０．００５％または
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％
を含む請求項１〜４のいずれかに記載の非調質Ｃｕ析出型高張力鋼板。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれかに記載の鋼板を製造する方法であって、熱間圧延後の少なくとも５８０℃を下回る温度域を０．２℃／ｓ以下の冷却速度で冷却することを特徴とする非調質Ｃｕ析出型高張力鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記熱間圧延において、Ａｃ３点以上の温度に加熱した後、９００℃以上のオーステナイト再結晶温度域で０．２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却しつつ、累積圧下率４０％以上の圧延を実施する請求項６に記載の非調質Ｃｕ析出型高張力鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、延性に優れた非調質Ｃｕ析出型高張力鋼板とその製法に関するものであり、建築あるいは橋梁用の柱として使用される引張強度（ＴＳ）が５７０ＭＰａ以上の厚鋼板や、自動車用ボディー等に使用される同強度の薄鋼板（熱延鋼板）等に適用できる鋼板とその製法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
高強度鋼板の延性を高める技術として、従来より次の様な方法が採用されてきた。高強度を確保すべく金属組織をベイナイトまたはマルテンサイト主体とし、製造過程でγ（オーステナイト）＋α（フェライト）の二相域に加熱した後、焼入れを実施することで、硬質相（ベイナイトまたはマルテンサイト）中に、軟質相であるフェライト組織を導入し、さらにその後に焼戻し処理を施すことで、二相域熱処理後の焼入れ時に導入された熱応力や転位を除去することで延性、靭性および降伏比を低下させる方法がある（例えば、非特許文献１、特許文献１）。しかし、上記方法では、二相域での熱処理工程を設ける必要があり、生産性の低下および製造コストの増大を招く。
【０００３】
高強度鋼板の延性を高める別の方法として、圧延終了後に３５０〜４５０℃の温度域で保持して等温ベイナイト変態を生じさせ、鋼中に残留γを形成させて引張変形中のＴＲＩＰ現象を利用する方法がある（例えば、特許文献２〜４）。しかし該方法においても、等温ベイナイト変態させるための熱処理工程を設ける必要があり、コストアップの要因となる。
【０００４】
また、フェライト主体組織中に炭化物を析出させて析出強化を図ることで、強度を高める方法がある。具体的には、焼戻し処理を実施して析出物を析出させることで強度を高め、さらに、フェライト組織中の転位密度を減少させることで強度と延性の両立を図る方法である。しかし、析出強化の場合、析出物の大きさや分散状態が強度に大きく影響することが知られており、特に炭化物を利用した場合、粒界上に析出しやすい傾向があり、分布状態が不均一となりやすいことが知られている。また炭素の拡散は非常に速いため、析出物の成長を制御することは困難である。そのため、炭化物の分散状態の不均一性や析出物の大きさのばらつきが鋼板同一面内の機械的特性のばらつきの原因となりやすく、該炭化物の大きさや分布状態の不均一性を抑制すべく、熱処理温度や時間を厳密に制御しなければならないため煩雑である。
【０００５】
ところで、母材組織がフェライト組織であるＣｕ析出型高張力鋼板は、上記の様なベイナイトやマルテンサイトなどの硬質組織を主体とする高張力鋼板や、ＴｉＣやＮｂＣ等に代表される炭化物による析出強化を用いた高張力鋼板と比較して強度のばらつきが少なくまた延性に優れている。これは、Ｃｕ粒子が炭化物の場合と異なり、基地組織である鉄より柔らかく、変形時に転位により剪断された場合にも破壊せずに塑性変形するので、析出物の周りに転位ループが残り難く、結果として加工硬化があまり生じないからであるといわれている。
【０００６】
しかし一般に、Ｃｕの析出強化を利用して高張力鋼板を得るには、十分にＣｕを析出させるべく、５００〜６００℃の温度域で１〜５時間と長時間の時効処理を行う必要があり、生産性が悪いという問題点がある。
【特許文献１】特開昭５３−２３８１７号公報
【特許文献２】特開昭６１−２７２３２１号公報
【特許文献３】特開昭６２−１８８７２９号公報
【特許文献４】特開平４−３３３５２４号公報
【非特許文献１】邦武立郎、大谷泰夫「鋼における混合組織と靭性」，日本金属学会報，１９７５，第１４巻第９号，ｐ．６８９〜６９７
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明はこの様な事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、長時間を要する時効処理等の熱処理を必要とすることなく非調質のままで、引張強度（ＴＳ）が５７０ＭＰａ以上の延性に優れたＣｕ析出型高張力鋼板を得る方法、および該Ｃｕ析出型高張力鋼板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明にかかる引張強度が５７０ＭＰａ以上の非調質Ｃｕ析出型高張力鋼板とは、質量％で（以下同じ）、Ｃ：０．０６％以下（０％含まない）、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．７〜１．６％、Ｐ：０．０２％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．７〜２％、Ｎｉ：０．３〜２％、Ｎ：０．００８％以下（０％を含まない）を満たし、かつ
−0.1≦（[Mn]−[Si＋P])／[Cu]≦1.4    …（１）
｛式（１）中、
[Mn]＝Mn含有量（質量％)／54.9
[Si＋P]＝〔Si含有量（質量％)／28.0〕＋〔P含有量（質量％)／31.0〕
[Cu]＝Cu含有量（質量％)／63.5
を示す｝
を満たし、金属組織がフェライト単相または面積率で９０％以上のフェライトとパーライトおよび／またはベイナイトからなる鋼板であって、熱間圧延後の少なくとも５８０℃を下回る温度域を、０．２℃／ｓ以下の冷却速度で冷却して得られるところに特徴を有する。
【０００９】
上記フェライトの結晶粒が円相当平均粒径で７μｍ以下となるようにすれば、延性と低温靭性をより高めることができるので好ましい。
【００１０】
本発明の鋼板は、更に他の元素として、Ｃｒ：０．５％以下（０％含まない）、および／またはＭｏ：０．５％以下（０％含まない）を含有させてもよい。また、焼き入れ性等を高めるべく、Ｎｂ：０．０３％以下（０％含まない）、Ｔｉ：０．０５％以下（０％含まない）、Ｖ：０．０５％以下（０％含まない）、またはＢ：０．００３％以下（０％含まない）を含んでいてもよい。
【００１１】
更に、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｚｒ：０．０００２〜０．００５％またはＭｇ：０．０００５〜０．００５％を含んでいてもよい。
【００１２】
本発明はこの様な非調質Ｃｕ析出型高張力鋼板の製造方法も規定するものであって、熱間圧延後の少なくとも５８０℃を下回る温度域を、０．２℃／ｓ以下の冷却速度で冷却するところに特徴を有する。
【００１３】
上記フェライト結晶粒の微細化を図るには、前記熱間圧延において、Ａｃ３点以上の温度に加熱した後、９００℃以上のオーステナイト再結晶温度域で０．２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却しつつ、累積圧下率４０％以上の圧延を実施するのがよい。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、熱処理工程を別途設けずとも、熱間圧延後の冷却過程においてＣｕ析出をほぼ完了させることができ、母材組織がフェライト組織主体であるにもかかわらず、５７０ＭＰａ以上と高強度でかつ延性に優れた鋼板を得ることができる。従って、耐震性等の耐破壊特性に優れた建築あるいは橋梁用の柱として使用される鋼板や、自動車用ボディー等に使用されるプレス加工などの加工性に優れた高強度鋼板を効率良く製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
本発明者らは、強度および延性を同時に高めることのできる鋼板としてＣｕ析出型高張力鋼板に着目し、上述の通り、Ｃｕ析出のための時効処理等の熱処理を行わなくともＣｕ析出型高張力鋼板を得るべく、Ｃｕ析出に至るまでの鋼中Ｃｕの挙動と該挙動に影響を与える共存元素について鋭意研究を行った。
【００１６】
まず、Ｃｕ析出とは無関係と考えられる元素（共存元素）をＣｕとともに純鉄中に存在させた場合について種々調査し、共存元素がＣｕ析出に及ぼす影響について調べた。その結果、ＳｉおよびＰと、Ｃを除く合金元素の原子比率（原子数の比率）が大きくなるに従い、Ｃｕ析出までの時間が短時間側に移行することを把握した。
【００１７】
このことを確認した実験結果の一つを図１に示す。図１は、表１に示す３鋼種を、下記（i）〜（iii）に示す条件で図２の熱処理履歴図の通りに処理し、得られた鋼のビッカース硬さを測定して得られたものである。
【００１８】
（i）１１００℃にて均質化処理を施した鋼板を、加熱温度：１０５０℃、圧延仕上温度：９５０℃の加熱圧延条件で板厚７ｍｍに圧延。
【００１９】
（ii）上記サンプルを８５０℃でＣｕの溶体化処理した後、水冷。
【００２０】
（iii）５００〜６００℃で種々の保持時間で時効処理。
【００２１】
【表１】
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【００２２】
この図１から、純鉄中にＣｕを単独で存在させるよりもＭｎを共存させる方がＣｕ析出が促進され、またＭｎとＳｉを共存させることで、Ｃｕ析出がより促進されることがわかる。
【００２３】
この様な現象について次の様に考えられる。即ち、Ｃｕ原子が単独で存在している場合には、Ｃｕ原子は鉄原子よりも原子サイズが大きいので、Ｃｕ原子周囲に圧縮応力場を形成するように格子歪が生じる（尚、鉄原子より原子サイズの大きな元素は数多く存在するが、その中でもＣｕは鉄原子に最もサイズが近い）。
【００２４】
ここで、鉄原子よりもサイズの小さなＳｉ原子がＣｕ原子に隣接すると、Ｓｉ原子は鉄原子よりも小さな原子であるため、Ｓｉ原子の周囲に引張応力場を形成するように格子歪を形成する。そのため、格子歪の影響が打ち消されて周囲への影響（格子歪が生じることによる影響）が小さくなると考えられる（以下、この様な状態を「ペアリング」という）。
【００２５】
上記ペアリングが生じるとＣｕの拡散が抑制されてＣｕが析出し難くなると考えるが、上記の通り純鉄中にＣｕのみが存在する場合には、ペアリングが形成されないため析出が促進されると考えられる。しかし上記図１からは、Ｃｕ析出が促進されるとは言い難い。これは、Ｃｕの様な鉄原子より大きな元素が固溶している場合、該元素の周囲に形成される応力場はともに圧縮応力場であるため互いに反発し合い、Ｃｕ析出が抑制されるためと考えられる。またＣｕのみが単独で存在する場合、Ｃｕ同士の反発はあるが、他の元素が存在する場合と比較してＣｕの存在許容領域が広いため、結果として、拡散距離が大きくなり析出し難くなっていることも原因として考えられる。
【００２６】
一方、表１のＣｕ−Ｍｎ鋼種のように、ＳｉやＰをほとんど含まず、鉄原子よりも大きな元素であるＭｎのみをＣｕと共存させた場合、図１から、Ｃｕ単独の場合より析出が促進されることが分かる。これは、Ｍｎ原子が存在する分だけＣｕの存在許容領域が狭まりＣｕの拡散距離が縮まるため、析出が促進されるものと考えられる。
【００２７】
しかし上記図１に示されるように、ＳｉとＭｎを同時に添加することでＣｕ析出がより早まる。これは、ＳｉとＭｎがペアリングを形成した場合でも応力場が完全に打ち消されるわけではなく、ペアリング形成の反対側（外側）にそれぞれの原子に固有の応力場が残存しており、Ｓｉ周囲に残存する引張応力場にＣｕ周囲に残存する圧縮応力場が引き寄せられて、Ｃｕ原子の拡散を促進する状態が形成されているためと推定される。
【００２８】
つまり、鉄原子よりサイズの小さな原子がフリーで存在している状態は、Ｃｕ析出に好ましくないが、Ｍｎの様なＣｕ以外の鉄原子より大きな原子と鉄原子より小さな原子のペアリングの存在は、本発明において大変有効なのである。
【００２９】
この様な観点から、本発明者らは、母材を構成する鉄原子よりも、原子サイズの小さなＳｉ、Ｐ等の元素のグループと、鉄原子よりも原子サイズの大きな元素のグループに分けて検討を行った。
【００３０】
鉄原子よりもサイズの小さな元素としては、ＣやＳも挙げられるが、これらは鉄中に侵入型で固溶する元素であるため上記作用に寄与しない。よって本発明では、鉄原子よりもサイズの小さな置換型固溶元素として、ＳｉおよびＰを制御対象とした。
【００３１】
一方、鉄原子よりも原子サイズの大きな元素であって鉄中に置換型で固溶する元素として、ＣｒやＮｉが挙げられるが、これらの元素は、鉄原子と原子サイズがほぼ同じであるため、ＳｉやＰとのペアリングをほとんど形成しない。そのため固溶強化をほとんど示さず、添加した場合でも強度向上に寄与しないことから、ＳｉやＰとのペアリング形成を考慮する必要がない。また、ＡｌやＴｉは窒化物を形成する元素であり、Ｍｏ、ＮｂやＶ等も安定な炭化物を形成する元素であり、これらの元素は、Ｃｕ析出温度域では既に析出物を形成して固溶の状態にないため、上記作用に寄与しないと考えられる。よって、鉄原子よりもサイズの大きな置換型固溶元素として、Ｃｕ析出温度域で析出物を形成しないＭｎを制御対象とした。
【００３２】
上記の様なＣｕに対するＳｉやＭｎ等の作用効果を利用することで、時効処理を別途実施することなく、圧延後の冷却中あるいは巻き取り処理時に、鋼板の自己保有熱でＣｕ粒子の析出をほぼ完了できることがわかった。
【００３３】
本発明者らは、更に、上記作用効果を効率良く発現させるべく、ＳｉやＭｎ等の適正比率について検討を行ったところ、パラメータとして、
（[Mn]−[Si＋P]）／[Cu]
｛[Mn]＝[Mn含有量（質量％)]／54.9、
[Si＋P]＝[Si含有量（質量％)]／28.0＋[P含有量（質量％)]／31.0、
[Cu]＝[Cu含有量（質量％)]／63.5を示す｝
を制御すればよいことを見出した。
【００３４】
図３は、上記（[Mn]−[Si＋P]）／[Cu]（以下、「パラメータ値」ということがある）と引張強度の関係を示したものであり、図４は、パラメータ値と伸びとの関係を示したグラフである。これらは、後述する実施例の鋼種Ａを用い、図３、図４に併記する条件で実施した結果である。
【００３５】
（[Mn]−[Si＋P]）／[Cu]の値が０よりも極端に小さい場合（即ち、鉄原子よりサイズの小さな元素が数多く存在する場合に相当）、サイズの小さな元素とＣｕがペアリングを形成し易く、Ｃｕの拡散が抑制されてＣｕ析出が生じ難くなるため、効率良く強度を高めることができない。図３から、５７０ＭＰａ以上の引張強度とするには、パラメータ値を−０．１以上、好ましくは０以上、より強度を高めたものを得るには０．５以上となるようにすればよいことがわかる。
【００３６】
一方、（[Mn]−[Si＋P]）／[Cu]の値が大きい場合（即ち、Ｃｕよりも大きなＭｎ原子が数多く存在する場合に相当）、サイズの小さな元素（Ｓｉ，Ｐ）とＣｕがペアリングを形成するよりも、サイズのより大きなＭｎとペアリングを形成する方が格子歪がより緩和されるため、Ｍｎとのペアリングが優先的に形成される。その結果、Ｃｕは単独となり拡散しやすくなる。また、ペアリングを形成するＳｉやＰの周囲に残存する圧縮応力場に、Ｃｕが引き寄せられて拡散しやすくなるので、析出完了するまでの時間が短時間側に移行すると考えられる。
【００３７】
このことは、前記図１から、（[Mn]−[Si＋P]）／[Cu]の値が大きくなるほどＣｕの析出完了までの時間が短くなることからも明らかである。
【００３８】
しかし上記（[Mn]−[Si＋P]）／[Cu]の値が大きくなりすぎると、図４に示す通り伸びの低下が生じる。これは、単独で存在するＭｎが過剰になることにより、固溶強化が著しく進むため伸びが低下したものと考えられる。図４より、２７．５％以上の伸びを達成するには、上記パラメータを１．４以下にすればよいことがわかる。より伸びを高めて延性の優れたものとするには、該パラメータを１．０以下、更に好ましくは０．８以下、特に０．５以下となるようにすればよい。
【００３９】
本発明者らは、これらの結果から、高延性のＣｕ析出型高張力鋼板を非調質で得るには、上記パラメータが、下記式（１）の範囲を満たすように鋼材の成分を制御するのがよいことを見出した。
【００４０】
−0.1≦（[Mn]−[Si＋P])／[Cu]≦1.4    …（１）
｛式（１）中、
[Mn]＝[Mn含有量（質量％)]／54.9
[Si＋P]＝[Si含有量（質量％)]／28.0＋[P含有量（質量％)]／31.0
[Cu]＝[Cu含有量（質量％)]／63.5を示す｝
尚、上記式（１）における［  ］は、添加元素の質量％を各原子量で割って得られる各原子数を求めたものであり、具体的には添加元素の原子数比を示している。
【００４１】
この様な作用効果を有効に発揮させ、かつその他の特性をも具備させるには、下記の成分組成を満たすようにするとともに、該成分組成の鋼材を下記に示す方法で製造するのが大変有効である。
【００４２】
＜成分組成について＞
Ｃ：０．０６％以下（０％含まない）
鋼材の強度確保に必要な元素であるが、過剰に含有させると、炭化物（セメンタイトを含む）による加工硬化が生じ、また第二相組織の形成量が増加して延性の低下を招く。従って、０．０６％以下に抑える必要がある。良好な強度−延性バランスを確保する観点からは、０．０２％以上０．０５％以下の範囲内で含有させることが好ましい。
【００４３】
Ｓｉ：０．１〜０．６％
Ｓｉは、母材の強度上昇に寄与する元素であり、溶鋼の脱酸材としての役割も有する。これらの効果を発揮させるには、０．１％以上含有させるのがよい。しかし、上記の通り、ＳｉはＣｕとペアリングを形成してＣｕの析出を抑制する作用を有する。従って、過剰に含有させるとＣｕの析出が阻害される。また、溶接性および母材靭性の劣化を招く原因ともなるので、Ｓｉ含有量の上限を０．６％とする。好ましくは０．４％以下であり、より好ましくは０．２５％以下である。
【００４４】
Ｍｎ：０．７〜１．６％
Ｍｎは、母材の強度上昇の役割を有し、また安価であることからＣに次いで活用される元素である。また、上記の通り、Ｍｎ原子は鉄原子よりもサイズの大きい置換型固溶元素であるため、鋼中でＳｉ原子やＰ原子とペアリングを形成し、Ｃｕの析出を促進させる作用を有する。従って、０．７％以上（好ましくは１．０％以上）であって、鋼中ＳｉおよびＰと同等以上の原子数となるように含有させるのがよい。即ち、上記式（１）において（[Mn]−[Si＋P]) ≧０となるように含有させる。
【００４５】
しかし、過剰に含有させると、Ｃｕの析出は促進されるがＭｎの偏析や固溶強化の増大により延性が低下する。また、溶接性や母材靭性も劣化するので、１．６％以下（好ましくは１．４％以下）に抑える。
【００４６】
Ｐ：０．０２％以下（０％を含む）
Ｐ（りん）は、鋼中に不可避不純物として含有する元素であり、意図的に添加する元素ではない。鋼中に多量に含まれると、溶接性が劣化するので極力低減する必要がある。また、Ｓｉと同様に、Ｐ原子は鉄原子よりも小さな置換型固溶強化元素であるため、多量に含まれる場合にはＣｕの析出が阻害される。よってＰは０．０２％以下に抑える必要があり、好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．０１％以下に抑える。
【００４７】
Ｓ：０．０１％以下（０％を含む）
Ｓは、Ｐと同様に不純物として含有される元素であり、意図的に添加される元素ではない。鋼中に多量に含まれる場合には、介在物を形成して母材靭性や溶接
性を劣化させる。従ってＳは０．０１％以下に抑える必要があり、好ましくは０．００６％以下、より好ましくは０．００３％以下である。
【００４８】
Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない）
Ａｌは脱酸材としての効果および、窒化物を形成して母材組織を細粒化する効果を有する。このような効果を発揮させるには、０．０２％以上含有させるのがよく、より好ましくは０．０３％以上である。しかし過剰に含有させると、母材靭性が劣化するので０．０６％以下に抑える。好ましくは０．０５％以下である。
【００４９】
Ｃｕ：０．７〜２％
Ｃｕは、本発明の析出強化型鋼板を得るのに必須の元素である。５００〜６００℃の時効処理温度域での固溶量が０．７％程度であることから、０．７％以上含有させなければ析出強化（硬化）を期待できない。好ましくは０．９％以上、より好ましくは１．１％以上含有させる。
【００５０】
一方、過剰に含有させると、溶接性が劣化するとともに圧延中の熱間脆性（圧延割れ）を引き起こすため、Ｃｕ含有量は２％以下、好ましくは１．５％以下、より好ましくは１．３％以下に抑える。
【００５１】
Ｎｉ：０．３〜２％
Ｎｉは焼入れ性の向上や低温靭性の向上に有効な元素である。これらの効果を発揮させるには、０．３％以上含有させるのがよい。特に、Ｃｕ含有量（質量％）の０．５倍以上含有させることで、Ｃｕによる熱間脆性を抑制する効果も有する。この様な観点からは、〔 Ni含有量（質量％）〕／〔 Cu含有量（質量％）〕≧0.5となるように含有させるのがよく、より好ましくは〔 Ni含有量（質量％）〕／〔 Cu含有量（質量％）〕≧1.0となるように含有させる。しかしＮｉは高価であるため、コストアップを抑えるには２％以下の範囲で含有させる。
【００５２】
Ｎ：０．００８％以下（０％を含まない）
溶鋼処理中に空気中の窒素が取り込まれることから、鋼中に不可避的に混入する元素である。Ｎは、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等と窒化物を形成して母材組織の細粒化を促進する。この様な効果を発揮させるには、０．００３％以上含有させるのが好ましく、より好ましくは０．００４％以上である。しかし過剰に含まれると、固溶Ｎが増大し、特に溶接部の靭性劣化を招くので、０．００８％以下に抑える。好ましくは０．００６％以下、より好ましくは０．００５％以下である。
【００５３】
本発明の好ましい含有元素は上記の通りであり、残部成分は実質的にＦｅであるが、鋼板中に、微量の不可避不純物の含有が許容されるのは勿論のこと、前記本発明の作用に悪影響を与えない範囲で、下記の通り、更に他の元素を積極的に含有させることも可能である。
【００５４】
Ｃｒ：０．５％以下、および／またはＭｏ：０．５％以下
ＣｒとＭｏはいずれも炭窒化物を析出させ、強度上昇に寄与する元素である。よってＣｒを０．１％以上、Ｍｏを０．０５％以上含有させてもよいが、これらの元素を過度に含むと、溶接性および母材靭性が低下する。よって、それぞれ０．５％以下に抑えるのがよい。好ましくはそれぞれ０．４％以下、より好ましくは０．３％以下である。
【００５５】
Ｎｂ：０．０３％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｖ：０．０５％以下およびＢ：０．００３％以下よりなる群から選択される１種以上
Ｎｂは焼き入れ性向上による強度上昇効果を有する元素であり、また、炭窒化物の形成を通じて、圧延中のオーステナイト粒の粗大化と再結晶を抑制して、圧延終了後のフェライト粒を微細化し、強度を高めるのに有効な元素である。この様な効果を発揮させるには、０．００２％以上含有させるのがよく、より好ましくは０．００５％以上、更に好ましくは０．０１％以上である。
【００５６】
しかし、Ｎｂを過剰に含有させると、溶接性が劣化するとともに、ＮｂＣ（炭化物）が過剰に析出して延性および母材靭性を劣化させる。よって、Ｎｂ量は０．０３％以下とするのがよく、より好ましくは０．０２５％以下、更に好ましくは０．０２％以下である。
【００５７】
ＴｉもＮｂと同様に、焼き入れ性の向上による強度上昇効果を有し、また、窒化物の形成によりフェライト結晶粒を微細化して、鋼板の強度を高めるのに有効な元素である。この様な効果を発揮させるには、０．００４％以上含有させるのがよく、より好ましくは０．００７％以上、更に好ましくは０．０１２％以上である。
【００５８】
一方、Ｔｉ含有量が過剰になると、ＴｉＣ（炭化物）が過剰に析出して延性および母材靭性が低下するので、０．０５％以下に抑える。より好ましくは０．０３％以下、更に好ましくは０．０２％以下である。
【００５９】
Ｖも、上記ＮｂやＴｉと同様に、焼き入れ性の向上による強度上昇効果と、窒化物の形成を通じてフェライト粒を微細化し、強度を高めるのに有効な元素である。該効果を得るには、０．００２％以上含有させるのがよく、より好ましくは０．０１％以上、更に好ましくは０．０２％以上である。一方、Ｖを過剰に含有させると溶接性が低下するため、０．０５％以下に抑えるのがよい。より好ましくは０．０４％以下、更に好ましくは０．０３％以下である。
【００６０】
Ｂは、少量を含有させることで焼き入れ性を高めて強度を上昇させるのに大変有効な元素である。この様な効果を得るには、０．０００２％以上含有させるのがよく、より好ましくは０．００１％以上、更に好ましくは０．００１５％以上である。しかし過剰に含まれると、母材の低温靭性が低下するため、０．００３％以下に抑える。より好ましくは０．００２５％以下、更に好ましくは０．００２％以下である。
【００６１】
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｚｒ：０．０００２〜０．００５％、およびＭｇ：０．０００５〜０．００５％よりなる群から選択される１種以上
Ｃａは、鋼中の介在物を球状化して母材の靭性を改善する効果を有し、該効果を発揮させるには、０．０００５％以上含有させるのがよい。より好ましくは０．００１％以上、更に好ましくは０．００１５％以上である。一方、Ｃａ含有量が過剰になると、母材の靭性が劣化するので、その上限を０．００５％とするのがよい。より好ましくは０．００４％以下、更に好ましくは０．００３％以下である。
【００６２】
Ｚｒは、Ｃａと同様に、鋼中の介在物を球状化して母材の靭性を改善する効果を有する。この様な効果を発揮させるには、０．０００２％以上含有させるのがよく、より好ましくは０．００１％以上、更に好ましくは０．００２％以上である。しかしＺｒが過剰に含まれると、却って母材の靭性を劣化させるので０．００５％以下に抑える。より好ましくは０．００４％以下、更に好ましくは０．００３％以下である。
【００６３】
Ｍｇは、鋼中の酸素と結合して酸化物を形成する。該酸化物は、高温状態でも非常に安定であり、溶接熱影響部における結晶粒の粗大化を抑制する。該効果を発揮させるには、Ｍｇを０．０００５％以上含有させればよい。より好ましくは０．００１％以上、更に好ましくは０．００２％以上である。しかしＭｇ含有量が過剰になると、上記酸化物が増加して母材靭性が劣化する。よって、０．００５％以下に抑えるのがよく、より好ましくは０．００４％以下、更に好ましくは０．００３％以下である。
【００６４】
＜製造方法について＞
上記の様な作用効果を有効に発揮すべく、本発明者らは鋭意研究を行った。図５は、前記表１の３鋼種を用いて、図６に示す工程にて圧延後の冷却速度を変化させたときの、該冷却速度とビッカース硬度との関係を鋼種別に示したグラフである。
【００６５】
この図５から、圧延後の冷却速度の上昇によるビッカース硬度の低下は、Ｃｕ鋼やＣｕ−Ｍｎ鋼よりも、Ｃｕ−Ｍｎ−Ｓｉ鋼が緩やかであるが、該Ｃｕ−Ｍｎ−Ｓｉ鋼についても、冷却速度を速めると硬度が低下することがわかる。これは、冷却速度を速めると、Ｃｕ析出に最適な約５００〜６００℃の温度域滞在時間が短縮されて、Ｃｕが十分に析出されないためと考える。
【００６６】
圧延後の冷却過程で十分にＣｕを析出させて、ビッカース硬度で１８０以上の高硬度を達成させるには、ＣｕとともにＳｉおよびＭｎを含有させた鋼を、熱間圧延後に０．２℃／ｓ以下（好ましくは０．１℃／ｓ以下）の速さで冷却するのがよいことがわかる。
【００６７】
この様な冷却速度での冷却を実現するには、圧延後に放冷を行うか、薄鋼板を製造する場合には、圧延後に巻き取りを行うことが挙げられる。
【００６８】
上記図５では、圧延後の８５０℃からの冷却速度を調べたが、Ｃｕの析出は約５００〜６００℃で最も効果的に生じる。従って、圧延後からＣｕ析出温度域までは、冷却速度をより速めた加速冷却を行ってもよく、本発明者らは、以下の通り加速冷却の可能な温度域の下限温度（加速冷却の冷却停止温度）について調べた。
【００６９】
図７は、圧延後に水冷（加速冷却）を行った場合の該水冷の冷却停止温度（加速冷却停止後は室温まで放冷）と引張強度または伸びの関係を示したグラフであり、実験は、後述する実施例の鋼種Ａを用いて図７に併記する条件で行っている。この図７より、２７．５％以上の優れた伸びと５７０ＭＰａ以上の高強度を同時に達成させるには、上記加速冷却を少なくとも５８０℃までとする必要があることがわかる。
【００７０】
換言すれば、少なくとも５８０℃を下回る温度域を０．２℃／ｓ以下の冷却速度で冷却すれば、Ｃｕを十分に析出させることができる。好ましくは５００〜５８０℃の温度域を０．２℃／ｓ以下の冷却速度で冷却するのがよい。具体的には、圧延後に室温まで放冷する方法や、５８０℃以上の温度域まで水冷した後に室温まで放冷する方法、圧延後に巻き取りを行う方法、圧延後に５８０℃以上の温度域まで水冷した後、巻き取りを行う方法等が挙げられる。
【００７１】
また後述する通り、より優れた延性や低温靭性を確保すべくフェライト結晶粒の微細化を図るには、熱間圧延を次の様な方法で行うのがよい。
【００７２】
即ち、熱間圧延に際して、まずＡｃ３点以上の温度まで加熱する。この温度まで加熱することで組織をオーステナイト単相状態にでき、その後の工程で規定する組織を形成できるからである。好ましくは（Ａｃ３点＋１００℃）以上、（Ａｃ３点＋２５０℃）以下の温度範囲で加熱する。
【００７３】
次に、９００℃以上のオーステナイト再結晶温度域で０．２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却しつつ、累積圧下率４０％以上の圧延を実施するのがよい。
【００７４】
本発明は、金属組織がフェライト主体であることを前提としたものであり、具体的には、フェライト単相、または面積率で９０％以上（好ましくは９３％以上）のフェライトと、残部の第二相組織としてパーライトおよび／またはベイナイトからなる場合が挙げられる。この様にフェライト主体とすることで優れた延性を確保できるのであり、延性の更なる向上と低温靭性の確保を図るには、該フェライトの結晶粒を微細化することが有効である。
【００７５】
図５は、フェライト粒径と伸びまたは低温靭性との関係を示したグラフであり、後述する実施例における鋼種Ａを用い、図８に併記する条件で製造したものであり、９００℃以上のオーステナイト再結晶温度域での圧延時の冷却速度と累積圧下率を変化させてフェライト粒径の異なる鋼を製造している。
【００７６】
この図８から、伸びが２７．５％以上でかつｖＴｒｓが−４５℃以下の延性および低温靭性に優れた鋼板を得るには、フェライト粒径を７μｍ以下にするのが有効であることがわかる。
【００７７】
また図９は、９００℃以上での累積圧下率とフェライト粒径の関係を９００℃以上のオーステナイト再結晶温度域で圧延時の冷却速度別に示したものであり、後述する実施例における鋼種Ａを用い、図９に併記する条件で製造したものである。この図９から、フェライト粒径が７μｍ以下のフェライト組織とするには、９００℃以上のオーステナイト再結晶温度域での圧延時の冷却速度を０．２℃／ｓ以上とし、かつ９００℃以上での累積圧下率を４０％以上とするのが有効であることがわかる。好ましくは、上記累積圧下率が５０％以上となるように圧延を行う。
【００７８】
ただし、上記冷却速度が速すぎると、オーステナイト再結晶域の滞留時間が短くなり、十分な再結晶域圧延が行えなくなるため、０．５℃／ｓ以下とするのが好ましい。また、累積圧下率は大きい方が組織が微細化するので望ましい。
【００７９】
本発明は製造工程におけるその他の製造条件まで限定するものでなく、鋼材の溶製や鋳造等については通常行われている条件を採用すればよい。
【００８０】
本発明の鋼板は、板厚によることなく上記作用効果を発揮するものであり、上述の通り、建設材料として使用される板厚が約４０〜８０ｍｍの厚鋼板や、自動車用として使用される板厚が約１０ｍｍ以下の薄鋼板のいずれにも適用できる。
【００８１】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
【実施例１】
【００８２】
表２に示す鋼材を溶製した後、表３または表４に示す条件（加熱条件、圧延条件および冷却条件）で熱間圧延を行い、表３または表４に示す板厚の鋼板を得た。
【００８３】
この様にして得られた鋼板の金属組織および機械的特性を調べた。金属組織は、３％ナイタール液にて腐食した後、画像解析装置を用いてフェライトの面積率およびフェライトの平均結晶粒径（円換算相当直径）を調べた。
【００８４】
機械的特性は、引張試験を実施して強度および破断伸びの値を調べた。尚、上記試験片として、板厚が２０ｍｍ未満の場合はＪＩＳ Ｚ ２２０１の５号試験片を採取し、板厚が２０ｍｍ以上の場合はＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号試験片を採取して調べた。また低温靭性（ｖＴｒｓ）は、板厚１０ｍｍ以上の鋼板に対して板厚の１／４部位からＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号試験片を採取して調べた。これらの結果を表３または表４に併記する。
【００８５】
【表２】
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【００８６】
【表３】
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【００８７】
【表４】
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【００８８】
表２〜４から次の様に考察できる。表３に示すＮｏ．１〜１８は、本発明で規定する要件を満たしており、強度および伸びが高く、かつ低温靭性にも優れていることがわかる。これに対し、表４に示すＮｏ．１９〜３６は、本発明で規定する成分組成が外れているか、規定の方法で製造しなかったため、機械的特性に劣るか低温靭性に劣る結果となった。
【００８９】
即ち、Ｎｏ．２１は、熱間圧延後に、規定を下回る温度域まで加速冷却を行ったため、強度に劣るものとなった。Ｎｏ．２８、３０は、熱間圧延後に巻き取りを行ったものであるが、熱間圧延後に、規定を下回る温度域まで加速冷却を行ったため、上記Ｎｏ．２１と同様に強度に劣るものとなった。
【００９０】
Ｎｏ．２３は、規定を著しく下回る温度域まで加速冷却を行ったため、金属組織がフェライト主体とならず、伸びに劣る結果となった。Ｎｏ．２７は、９００℃以上で圧延時の冷却速度が遅すぎ、更に圧延後の加速冷却を規定の温度以下まで行ったため、金属組織がフェライト主体とならずにベイナイトやマルテンサイトが主体となり、伸びに劣る結果となった。
【００９１】
優れた低温靭性を確保すべく、フェライト結晶粒のサイズを本発明で規定する範囲内とするには、Ｎｏ．１９、２２、２５、２６および３１から、９００℃以上での圧延時の冷却を規定の冷却速度で行うのがよいことがわかる。また、Ｎｏ．２０、２４、２９からは、９００℃以上で圧延時の累積圧下率が規定範囲以上となるように圧延するのがよいことがわかる。
【００９２】
Ｎｏ．３２〜３６は、本発明で規定する成分組成を外れているものである。Ｎｏ．３２は、Ｃｕが少なすぎるため、十分な析出硬化を図ることができず、機械的特性に劣る結果となった。
【００９３】
Ｎｏ．３３は、Ｃ量が多すぎる例であり、金属組織に占めるフェライト以外の第２相の分率が大きいため、高強度であるが伸びがやや劣る結果となった。
【００９４】
Ｎｏ．３４は、本発明で規定する式（１）の下限を外れているため、強度不足となった。Ｎｏ．３５は、Ｓｉ含有量が少なすぎるため、十分な強度を確保できなかった。またＮｏ．３６は、熱間圧延後に巻き取りを行ったものであるが、本発明で規定する式（１）の下限を外れているため、本発明の効果が十分に発揮されず強度不足となった。
【図面の簡単な説明】
【００９５】
【図１】時効処理とビッカース硬度との関係を鋼種別に示したグラフである。
【図２】図１の実験で行った熱処理の履歴図である。
【図３】パラメータ値と引張強度との関係を示したグラフである。
【図４】パラメータ値と伸びとの関係を示したグラフである。
【図５】圧延後の冷却速度とビッカース硬度との関係を鋼種別に示したグラフである。
【図６】図５の実験で行った熱処理の履歴図である。
【図７】圧延後の水冷の冷却停止温度と引張強度または伸びとの関係を示したグラフである。
【図８】フェライト粒径と伸びまたは低温靭性との関係を示したグラフである。
【図９】９００℃以上で圧延時の累積圧下率とフェライト粒径の関係を該圧延時の冷却速度別に示したグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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