(57)【要約】【課題】強度と低温靭性のバランスに優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】所定の成分組成からなり、面積比率が90〜98％のベイニティックフェライト相と、マルテンサイト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相のいずれか一つ以上を合計面積比率で2〜10％含有する組織を有する。ベイニティックフェライト相は、平均結晶粒径が0.5〜5.0μmであり、結晶粒における圧延方向に平行な最大長さaが100μm以下および結晶粒における圧延方向に平行な最大長さaと板厚方向に平行なの最大長さbの比である結晶粒のアスペクト比a/bが3以上10以下である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、C：0.02％以上0.12％以下、Si：0.05％以上0.45％以下、Mn：1.0％以上2.0％以下、P：0.001％以上0.020％以下、S：0.0001％以上0.0050％以下、Al：0.005％以上0.050％以下、N：0.0010％以上0.0060％以下、Nb：0.020％以上0.080％以下、Ti：0.005％以上0.050％以下、Ca：0.0005％以上0.0050％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
下記を満足し面積比率が90〜98％のベイニティックフェライト相と、マルテンサイト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相のいずれか一つ以上を合計面積比率で2〜10％含有する組織を有することを特徴とする高強度でかつ低温靭性に優れた熱延鋼板。
前記ベイニティックフェライト相は、平均結晶粒径が0.5〜5.0μmであり、結晶粒における圧延方向に平行な最大長さaが100μm以下および結晶粒における圧延方向に平行な最大長さaと板厚方向に平行な最大長さbの比である結晶粒のアスペクト比a/bが3以上10以下である。
【請求項２】
前記成分組成に加えて、更に、質量％で、V：0.001％以上0.10％以下、Cu：0.01％以上0.50％以下、Ni：0.01％以上0.50％以下、Cr：0.01％以上0.50％以下、Mo：0.01％以上0.50％以下、B：0.0001％以上0.0040％以下のうちから選ばれる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に記載の高強度でかつ低温靭性に優れた熱延鋼板。
【請求項３】
請求項１または２に記載の熱延鋼板を製造する方法であって、
鋼素材を、加熱温度：1050℃以上1250℃以下、加熱温度×加熱時間：1000℃・時間以上10000℃・時間以下で再加熱し、粗圧延を施し、
次いで、仕上圧延開始温度：900℃以下、仕上圧延開始温度と仕上圧延終了温度の差：100℃以下、仕上圧延圧下率：50％以上70％以下で仕上圧延を行い、
仕上圧延終了後1秒以上10秒以内に冷却を開始し、鋼板表面温度：750℃以下650℃以上の温度域における平均冷却速度が50℃/s以上500℃/s以下で冷却し、鋼板表面温度400℃以上600℃以下の温度域で巻取ることを特徴とする高強度でかつ低温靭性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、スパイラル鋼管、電縫鋼管等の素材として好適な、高強度でかつ低温靭性に優れた熱延鋼板高強度熱延鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、構造物の大型化にともない鋼管素材の高強度厚肉化の要求が高まっているが、厚肉化による造管時の歪の増加により低温靭性が劣化することが懸念され、強度と低温靭性のバランスに優れた鋼管素材が求められている。
【０００３】
上記を受けて、鋼管用の熱延素材に関しては、様々な技術が提案されている。例えば、特許文献１には、板厚1/4位置における全組織に対するベイナイト相面積率が80％以上である強度と低温靭性のバランスに優れた高強度鋼板の製造方法およびその制御方法が開示されている。
【０００４】
特許文献2には、平均粒径10μｍ以下のベイニティックフェライト相を主相とし、アスペクト比5.0未満の塊状マルテンサイト相を面積率で1.4〜15％を含む低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法が開示されている。
【０００５】
特許文献3には、熱間圧延終了後に、第一段冷却、第二段冷却、第一段冷却（繰り返し）、第二段冷却（繰り返し）、第三段冷却を行うことにより、表面から板厚方向に1mmの位置における組織が焼戻マルテンサイト単相組織またはベイナイト相と焼戻マルテンサイト相の混合組織のいずれかであり、板厚中央位置における組織がベイナイト相および／またはベイニティックフェライト相を主相とし、体積％で2％以下の第二相からなる組織を有し、表面から板厚方向に1mmの位置におけるビッカース硬さHv１mmと板厚中央位置におけるビッカース硬さHv1/2tとの差△Hvが50ポイント以下である低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法が開示されている。
【０００６】
特許文献4には、初析フェライト分率が3％以上20％以下で他が低温変態生成物であり、初析フェライトの粒径を代表している個数平均結晶粒径、および連続冷却変態組織の粒径を代表しているエリア平均粒径の両方を個別に制御したスパイラルパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法が記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２０１３−７１０１号公報
【特許文献２】特開２０１２−１８８７３１号公報
【特許文献３】特開２０１０−１９６１６４号公報
【特許文献４】特開２０１３−１７３９９８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかしながら、上記の従来技術ではいずれも、鋼管用素材として好適な高強度、かつ低温靭性に優れた高強度熱延鋼板を得ることは極めて困難である。特許文献１に開示された技術では、結晶粒径、形状に関する知見がないベイナイト相主体の組織であり低温靭性と強度バランスの向上に懸念がある。
【０００９】
特許文献2に開示された技術では、熱延終了後の冷却速度が遅く、焼入れ性を確保するために高価な元素であるMo、Niを必須で含有しておりコストに課題がある。また、ベイニティックフェライトの平均粒径のみ制御しており、平均粒径が同じでも個々の結晶粒の形状が異なる場合の低温靭性に関する知見はなく、強度と低温靭性のバランスの向上に課題がある。
【００１０】
特許文献3に記載された技術では、熱間圧延後の冷却工程が複雑となり、量産安定性に課題がある。また、コイル幅、長手方向における冷却ムラに起因する特性バラツキの懸念がある。また、表層1ｍｍ位置では焼戻マルテンサイト相主体、板厚中央位置ではベイナイト相主体であり、板厚方向に組織が変化しており、そのため板厚方向の特性の均一性に課題があり、安定して優れた低温靭性と強度のバランスを確保することが困難である。
【００１１】
特許文献4に記載された技術では、平均結晶粒径、標準偏差を考慮しているが、軟質な初析フェライト相と硬質な低温変態相から構成されており、より単一な相から構成されている組織と比較すると軟質相と硬質相の界面が多く存在する。そのため、ボイドが発生しやすく、亀裂も伝播しやすいので、優れた靭性を確保することが困難である。
【００１２】
本発明は、かかる課題を解決し、高強度でかつ低温靭性に優れた熱延鋼板およ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】
【００１３】
本発明者らは、上記の目的を達成するために、高強度と優れた低温靭性を両立した、すなわち、引張強さ：650MPa以上という高強度を維持した状態で、低温靭性が向上した熱延鋼板を得るために鋭意研究した。その結果、熱延条件と熱延終了後の冷却条件を制御し、ベイニティックフェライト相の平均結晶粒径を微細化すること、結晶粒の形状（圧延方向最大長さa、アスペクト比a/b）を最適化すること、マルテンサイト相、ベイナイト相、および残留オーステナイト相の面積比率の総和を制御することにより、高強度を維持した状態で優れた低温靭性を有する熱延鋼板を得ることが可能であるという知見を得た。
【００１４】
本発明は以上の知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とするものである。
［１］質量％で、C：0.02％以上0.12％以下、Si：0.05％以上0.45％以下、Mn：1.0％以上2.0％以下、P：0.001％以上0.020％以下、S：0.0001％以上0.0050％以下、Al：0.005％以上0.050％以下、N：0.0010％以上0.0060％以下、Nb：0.020％以上0.080％以下、Ti：0.005％以上0.050％以下、Ca：0.0005％以上0.0050％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、下記を満足し面積比率が90〜98％のベイニティックフェライト相と、マルテンサイト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相のいずれか一つ以上を合計面積比率で2〜10％含有する組織を有することを特徴とする高強度でかつ低温靭性に優れた熱延鋼板。
前記ベイニティックフェライト相は、平均結晶粒径が0.5〜5.0μmであり、結晶粒における圧延方向に平行な最大長さaが100μm以下および結晶粒における圧延方向に平行な最大長さaと板厚方向に平行な最大長さbの比である結晶粒のアスペクト比a/bが3以上10以下である。
[２]前記成分組成に加えて、更に、質量％で、V：0.001％以上0.10％以下、Cu：0.01％以上0.50％以下、Ni：0.01％以上0.50％以下、Cr：0.01％以上0.50％以下、Mo：0.01％以上0.50％以下、B：0.0001％以上0.0040％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする上記［１］に記載の高強度でかつ低温靭性に優れた熱延鋼板。
［３］上記［１］または［２］に記載の熱延鋼板を製造する方法であって、鋼素材を、加熱温度：1050℃以上1250℃以下、加熱温度×加熱時間：1000℃・時間以上10000℃・時間以下で再加熱し、粗圧延を施し、次いで、仕上圧延開始温度：900℃以下、仕上圧延開始温度と仕上圧延終了温度の差：100℃以下、仕上圧延圧下率：50％以上70％以下で仕上圧延を行い、仕上圧延終了後1秒以上10秒以内に冷却を開始し、鋼板表面温度：750℃以下650℃以上の温度域における平均冷却速度が50℃/s以上500℃/s以下で冷却し、鋼板表面温度400℃以上600℃以下の温度域で巻取ることを特徴とする高強度でかつ低温靭性に優れた熱延鋼板の製造方法。
なお、本明細書において、鋼の成分を示す％はすべて質量％である。
また、本発明において、高強度熱延鋼板とは、引張強さ（TS）が650MPa以上である熱延鋼板である。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、高強度でかつ低温靭性に優れた熱延鋼板が得られる。そして、このような熱延鋼板は既存の熱延設備により安定して製造することができる。
また、本発明の熱延鋼板は、スパイラル鋼管、電縫鋼管等の素材として好適である。
以上のように、本発明は、産業上極めて有用な発明である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
以下、本発明について具体的に説明する。
まず、本発明の高強度熱延鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。
【００１７】
C ：0.02％以上0.12％以下
Cは強度の向上に寄与する。Cが0.02％に満たない場合、強度確保が困難となる。一方、0.12％を超えて含有すると、素材靭性または溶接部靭性の劣化を招く。したがって、Cは0.02％以上0.12％以下とする。 
【００１８】
Si：0.05％以上0.45％以下
Siは強度に関与する。Siを0.05％以上含有すると強度の向上が認められる。一方、0.45％を超えて含有すると、溶接部にSi酸化物が残存し、溶接部靭性が低下する。したがってSiは0.05％以上0.45％以下とする。
【００１９】
Mn：1.0％以上2.0％以下 
Mnは焼入れ性向上効果を通じ強度向上に寄与する。所望の強度を得るにはMnを1.0％以上含有することが必要である。一方、2.0％を超えて含有すると、硬質なマルテンサイト相が過剰に生成するので、靭性が大きく低下する。したがってMnは1.0％以上2.0％以下とする。
【００２０】
P ：0.001％以上0.020％以下
Pは靭性および溶接部靭性に悪影響を及ぼすため、低ければ低いほど好ましいが、0.020％以下であれば許容できる。一方でPを必要以上に低減することは脱P工程の長時間化など生産性を阻害するので、Pの下限は0.001％とする。したがってPは0.001％以上0.020％以下とする。
【００２１】
S ：0.0001％以上0.0050％以下、
熱延鋼板において、Sは粗大なMnSを形成し、熱間圧延中に展伸し、靭性に悪影響をおよぼす。Sは少なければ少ないほど好ましいが、0.0050％以下であれば許容できる。一方でSを必要以上に低減することは脱S工程の長時間化など生産性を阻害するので、Sの下限は0.0001％とする。したがってSは0.0001％以上0.0050％以下とする。
【００２２】
Al：0.005％以上0.050％以下
Alは脱酸剤として用いられ、0.005％以上の含有で脱酸効果が得られる。一方、0.050％を超えて含有すると、介在物として鋼中に存在し、素材および溶接して用いる場合の溶接部の靭性に悪影響をおよぼす。したがってAlは0.005％以上0.050％以下とする。
【００２３】
N：0.0010％以上0.0060％以下
Nは、鋼中でAl、TiおよびNbの析出物として存在し結晶粒を微細化することにより靭性を向上させるのに有効であり、0.0010％以上含有する必要がある。一方で0.0060％を超えて多量に含有すると靭性が劣化する。したがって、Nは0.0010％以上0.0060％以下とする。 
【００２４】
Nb：0.020％以上0.080％以下
Nbは結晶粒径の細粒化により強度および靭性の向上に寄与する。Nbを0.020％以上含有することで上記効果が得られる。一方で0.080％を超えて含有すると、熱間圧延中の変形抵抗が高くなり過ぎ、熱間圧延が困難となる。したがってNbは0.020％以上0.080％以下とする。
【００２５】
Ti：0.005％以上0.050％以下
Tiは析出強化により強度の向上に寄与する。その効果を得るにはTiを0.005％以上含有することが必要である。一方、0.050％を超えてTiを過剰に含有すると素材または溶接部の靭性が劣化する。したがって、Tiは0.005％以上0.050％以下とする。
【００２６】
Ca：0.0005％以上0.0050％以下
Caは靭性を劣化させるMnSの析出形態を変化させ、靭性の向上に寄与する。Caを0.0005％以上含有することで上記効果が得られる。一方、0.0050％を超えて含有すると鋼中にCa系介在物が過剰に存在し、鋼板の清浄度を低下させる。したがって、Caは0.0005％以上0.0050％以下とする。
【００２７】
本発明において、上記以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Sb、Sn、Co、W等が挙げられ、これらの含有量はSb：0.01％以下、Sn：0.1％以下、Co：0.01％以下、W：0.01％以下であれば許容できる。
【００２８】
以上が本発明の高強度熱延鋼板の基本成分であるが、本発明の熱延鋼板は、例えば靭性向上や高強度化を目的として、必要に応じてV：0.001％以上0.10％以下、Cu：0.01％以上0.50％以下、Ni：0.01％以上0.50％以下、Cr：0.01％以上0.50％以下、Mo：0.01％以上0.50％以下、B：0.0001％以上0.0040％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することができる。
【００２９】
V ：0.001％以上0.10％以下
Vは強度の向上に寄与する。その効果を得るためには、Vを0.001％以上含有することが必要である。一方、0.10％を超えてVを過剰に含有すると靭性および溶接性が劣化する場合がある。したがって、Vを含有する場合は0.001％以上0.10％以下とする。
【００３０】
Cu：0.01％以上0.50％以下
Cuは強度の向上に寄与する。このような効果を得るためには、Cuを0.01％以上含有することが必要である。一方、0.50％を超えて含有すると熱間脆性、表面欠陥の要因となる場合がある。したがって、Cuを含有する場合は0.01％以上0.50％以下とする。
【００３１】
Ni：0.01％以上0.50％以下
Niは強度および靭性向上に寄与する。このような効果を得るためには、Niを0. 01％以上含有する必要がある。一方、0.50％を超えて含有しても構わないが、その効果は飽和する傾向にある。したがって、Niを含有する場合は0. 01％以上0.50％以下とする。
【００３２】
Cr：0.01％以上0.50％以下
Crは焼入性向上により強度に関与する。パーライト相、フェライト相の生成を抑制し、所望のマルテンサイト相または残留オーステナイト相を得るためには、Crを0.01％以上含有することが必要である。一方、0.50％を超えて含有すると溶接性が大きく低下する場合がある。したがって、Crを含有する場合は0.01％以上0.50％以下とする。
【００３３】
Mo：0.01％以上0.50％以下
Moは強度の向上に寄与する。焼入性を向上させ、パーライト相、フェライト相の生成を抑制し、所望のマルテンサイト相および残留オーステナイト相を得るためには、Moの0.01％以上の含有が必要である。一方、0.50％を超えて含有すると過度にマルテンサイト相が生成し、靭性が大きく低下する場合がある。したがって、Moを含有する場合は0.01％以上0.50％以下とする。
【００３４】
B ：0.0001％以上0.0040％以下
Bは焼入れ性を向上させ強度の向上に寄与する。このような効果を得るためには、Bを0.0001％以上含有する必要がある。一方、0.0040％を超えて含有すると、溶接部靭性に悪影響をおよぼす場合がある。したがって、Bを含有する場合は0.0001％以上0.0040％以下とする。
【００３５】
次に、本発明の高強度熱延鋼板の組織の限定理由について説明する。
本発明の高強度熱延鋼板は、平均結晶粒径0.5〜5.0μmであり、結晶粒における圧延方向に平行な最大長さaが100μm以下および結晶粒における圧延方向に平行な最大長さaと板厚方向に平行な最大長さbの比である結晶粒のアスペクト比a/bが3以上10以下である面積比率90〜98％のベイニティックフェライト相と、マルテンサイト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相のいずれか一つ以上を合計面積比率で2〜10％含有する組織を有することを特徴とする。
【００３６】
ベイニティックフェライト相
ベイニティックフェライト相の平均結晶粒径が大きい場合、衝撃試験において亀裂の伝播抵抗が小さくなり、クラックの進展が容易となり、良好な靭性の確保が困難となる。したがって組織を微細均一に制御することが重要である。平均結晶粒径が5.0μmを超えると靭性に悪影響をおよぼす。平均結晶粒径は小さくても構わないが、生産性、コストの観点から下限は0.5μmとする。したがって、ベイニティックフェライト相の平均結晶粒径は0.5〜5.0μmとする。同じ平均結晶粒径であっても、均一なサイズ、結晶粒径の組織の場合より、様々なサイズ、結晶粒径が混在する組織の場合のほうが、局在する粗大粒が亀裂の伝播箇所となり低温靭性が悪い場合がある。この点から、平均結晶粒径に加えて個々の結晶粒の形状制御も重要である。
【００３７】
圧延方向に平行な最大長さaが100μmを超えると、衝撃試験において亀裂の伝播抵抗が小さくなり、クラックの進展が容易となる場所となり、良好な靭性の確保が困難となる。また、圧延方向に平行な最大長さaと板厚方向に平行な最大長さbの比である結晶粒のアスペクト比a/bが3より小さい場合、扁平していない楕円状の結晶粒が存在し、衝撃試験において亀裂の伝播抵抗が小さくなり、クラックの進展が容易となり、良好な靭性の確保が困難となる。一方、粗圧延、および仕上げ圧延工程での多パス圧延、大圧下率圧延などを経て、圧延方向に展伸し、十分扁平したアスペクト比a/b が10より大きい結晶粒の場合、クラックの進展は容易ではなくなるが、その効果は飽和する傾向にある。したがって、結晶粒における圧延方向に平行な最大長さaは100μm以下、結晶粒における圧延方向に平行な最大長さaと板厚方向に平行な最大長さbの比である結晶粒のアスペクト比a/bは3以上10以下とする。
【００３８】
衝撃試験時に、ベイニティックフェライト相（母相）とマルテンサイト相などの硬質相が存在する混合組織の場合、軟質な母相と硬質相の界面、または硬質相自身が起点となり、亀裂が進展し靭性が低下する。そのため、靭性向上のためには各組織の面積比率の制御は重要である。板厚1/4位置においてベイニティックフェライト相の面積比率を90％以上98％以下とすることにより、板厚内部において均一な組織が得られ、優れた靭性を確保できる。ベイニティックフェライト相の面積比率が90％に満たない場合、ベイニティックフェライト相より強度が高いマルテンサイト相などのその他の相が過剰に混在し、靭性は劣化する。一方、ベイニティックフェライト相の面積比率が98％を超える場合、YR=YS/TS(YR:降伏比、YS:降伏強さ、TS:引張強さ)が過度に高くなり、加工硬化能が小さく、変形時の歪分散能に劣り、鋼管敷設時の局部座屈のリスクがあり好ましくない。したがってベイニティックフェライト相の面積比率は90〜98％とする。
【００３９】
マルテンサイト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相のいずれか一つ以上の合計面積比率：2〜10％
ベイニティックフェライト相以外の残部は、マルテンサイト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相のいずれか一つ以上の相からなる。オーステナイトから変態生成するベイナイト相、マルテンサイト相および残留オーステナイト相は硬質であり、熱延鋼板の強度の向上に寄与する。このような効果を発揮させるためには、ベイナイト相、マルテンサイト相および残留オーステナイト相の合計面積比率は2％以上必要である。一方、ベイナイト相、マルテンサイト相および残留オーステナイト相の合計面積比率が10％を超えると、これらの相が亀裂の伝播経路として働き、靭性が劣化する。したがって、ベイナイト相、マルテンサイト相および残留オーステナイト相の合計面積比率は2％以上10％以下とする。
【００４０】
なお、上記平均結晶粒径、結晶粒における圧延方向に平行な最大長さa、結晶粒における板厚方向に平行な最大長さb、各相の面積比率は後述する実施例の方法にて測定することができる。
【００４１】
次に、本発明の高強度でかつ低温靭性に優れた熱延鋼板の製造方法について説明する。
【００４２】
本発明の高強度熱延鋼板は、上記した組成の鋼素材を、加熱温度：1050℃以上1250℃以下、加熱温度×加熱時間：1000℃・時間以上10000℃・時間以下で再加熱し、粗圧延を施し、次いで、仕上圧延開始温度：900℃以下、仕上圧延開始温度と仕上圧延終了温度の差：100℃以下、仕上圧延圧下率：50％以上70％以下で仕上圧延を行い、仕上圧延終了後1秒以上10秒以内に冷却を開始し、鋼板表面温度：750℃以下650℃以上の温度域における平均冷却速度50℃/s以上500℃/s以下で冷却し、鋼板表面温度400℃以上600℃以下の温度域で巻取ることで製造することができる。
【００４３】
以下、詳細に説明する。
【００４４】
鋼素材の製造方法は、特に限定する必要はなく、上記した組成を有する溶鋼を、転炉等で溶製し、連続鋳造等の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とする、常用の方法がいずれも適用できる。なお、造塊−分塊方法を用いてもよい。
【００４５】
再加熱：加熱温度1050℃以上1250℃以下、加熱温度×加熱時間：1000℃・時間以上10000℃・時間以下
加熱条件は平均結晶粒径、個々の結晶粒の形状制御に重要である。加熱温度が1250℃、または加熱温度×加熱時間が10000℃・時間を超えると、加熱中のオーステナイト粒が粗大化し、熱延後に最終的に得られる平均結晶粒径が粗大化し、靭性が劣化する。一方、1050℃未満、または加熱温度×加熱時間が1000℃・時間に満たない場合、Ti、Nbなど析出強化元素の固溶が不十分となり、所望の強度確保が困難となる。したがって加熱温度は1050℃以上1250℃以下、加熱温度×加熱時間は1000℃・時間以上10000℃・時間以下とする。
【００４６】
仕上圧延：仕上圧延開始温度900℃以下、仕上圧延開始温度と仕上圧延終了温度の差が100℃以下、仕上圧延圧下率50％以上70％以下
仕上圧延条件は、オーステナイトからのベイニティックフェライト変態の核生成サイトを増加させ、最終的に微細な結晶粒を得る点から重要である。また、結晶粒を扁平させ、衝撃試験において亀裂の伝播抵抗を大きくし、クラックの進展が容易とならないようにし、優れた靭性を確保する点からも重要である。仕上圧延開始温度が900℃を超えると結晶粒が粗大化し、靭性が劣化する。仕上圧延開始温度と終了温度の差が100℃を超えると、仕上圧延中のパス間時間が長時間化し、パス間での歪の回復が生じ、圧延中に十分な歪が蓄積せず、加工されたオーステナイトから変態生成するベイニティックフェライトが粗大化する。加えて、個々の結晶粒における圧延方向に平行な最大長さaが長くなり、靭性が劣化する。したがって仕上圧延開始温度は900℃以下、仕上圧延温度と仕上圧延終了温度の差は100℃以下とする。
仕上圧延圧下率が50％に満たない場合、加工されたオーステナイトから変態生成するベイニティックフェライトが粗大化する。加えて、個々の結晶粒における圧延方向に平行な最大長さaが長くなり、靭性が劣化する。微細粒を得るには、圧下率が高いほうが好ましいが、圧下率が70％を超えると変形抵抗が高くなり、圧延が困難となる。したがって、仕上圧延圧下率は50％以上70％以下とする。
【００４７】
熱間圧延（仕上圧延）終了後の冷却開始時間：1秒以上10秒以内
仕上圧延終了後、冷却開始までの時間が10秒を超えると、圧延終了後の放冷中に結晶粒が粗大化し、微細な組織が得られず、靭性が低下する。仕上圧延終了後の冷却開始時間は早ければ早いほど好ましいが、生産性、コストの観点から下限は1秒とする。したがって、冷却開始は仕上圧延終了後1秒以上10秒以内とする。
【００４８】
鋼板表面温度750℃以下650℃以上の温度域における平均冷却速度：50℃/s以上500℃/s以下
転位密度の少ないポリゴナルフェライト相およびパーライト相の生成を抑制し、ベイニティックフェライト相を所望量確保し、優れた低温靭性を得るためには、750℃以下650℃以上の温度域の平均冷却速度が50℃/s以上であることが必要である。冷却速度は速くても構わないが、冷却速度が500℃/sを超えると効果は飽和する傾向にある。750℃以下650℃以上の温度域は、冷却速度が遅い場合、連続冷却中にオーステナイトからポリゴナルフェライトおよびパーライトが変態生成する温度域であり、当該温度域の平均冷却速度を制御することで所望量のベイニティックフェライト相を確保することが可能となる。したがって、鋼板表面において、750℃以下650℃以上の温度域の平均冷却速度は50℃/s以上500℃/s以下、とする。
【００４９】
巻取時の鋼板表面温度：鋼板表面温度400℃以上600℃以下の温度域
巻取温度が600℃を超えると、ポリゴナルフェライト相およびパーライト相が生成し、所望の組織が得られず、優れた靭性が得られない。一方、400℃未満の場合、所望のベイニティックフェライト相の確保が困難となり、優れた靭性が得られない。したがって、鋼板表面温度400℃以上600℃以下の温度域で巻取ることとする。
【００５０】
巻取り後は、常法にしたがい、調質圧延を施してもよく、また、酸洗を施して表面に形成されたスケールを除去してもよい。或いはさらに、溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき等のめっき処理や、化成処理を施してもよい。
【実施例】
【００５１】
表１に示す組成のスラブ（連続鋳造鋳片）（スラブ厚：220mm）を用いて、表２に示す熱間圧延条件で熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、表２に示す冷却条件で冷却し、表２に示す巻取温度で所定の寸法のコイルに巻取り、10〜25mmの板厚の熱延鋼板（鋼帯）とした。
以上により得られた熱延鋼板から試験片を採取し、組織観察、引張試験、衝撃試験を実施した。組織観察方法および各種試験方法は以下の通りである。
【００５２】
（１）組織観察
各組織の面積率
熱延鋼板の板厚1/4位置における組織を、走査型電子顕微鏡SEM（倍率：1000〜5000倍）を用いて3視野以上観察して撮像し、板厚1/4位置における、ベイニティックフェライト相の面積比率、およびベイナイト相、マルテンサイト相、残留オーステナイト相の合計面積比率を求めた。
また、熱延鋼板の板厚1/4位置における組織を、SEM（倍率：2000倍）を用いて3視野以上観察して撮像し、ベイニティックフェライト相の平均結晶粒径を求めた。
【００５３】
ベイナイト相、マルテンサイト相、残留オーステナイト相の合計面積比率は、撮像したSEM写真上で塊状かつ表面が平滑な領域をマルテンサイト相と残留オーステナイト相の合計とし、微細炭化物が観察される領域をベイナイト相と判定し、これらの相の面積を合計し、観察した面積に対する比率として求めた。また、残部をベイニティックフェライト相として、その面積比率を求めた。
【００５４】
ベイニティックフェライト相の平均結晶粒径は、撮像したSEM写真を用いてベイニティックフェライト相の粒を数え、ベイニティックフェライト相の面積比率を用いて平均粒面積Ａを算出し、粒径d=√Ａとする求積法により求めた。
個々の結晶粒における圧延方向に平行な最大長さa、板厚方向に平行な最大長さbは、光学顕微鏡（倍率：400〜1000倍）を用いて、板厚1/4位置において3視野以上観察して撮像した光顕写真を用いて、任意の複数個の粗大な結晶粒についてそれぞれa、bを測定し、測定した中で最も長い値を最大長さとして求めた。
【００５５】
（２）引張試験
得られた熱延鋼板の板幅の1/4の位置から、圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）が長手方向となるように、平板状の全厚引張試験片（板厚：全厚、平行部長さ：60mm、ゲージ間距離：50mm、ゲージ部幅：38mm）を採取し、ASTM E8M−04の規定に準拠して、室温で引張試験を実施し、引張強さTSを求めた。熱延鋼板の引張強さが650MPa以上である場合を、「高強度熱延鋼板」と評価した。
【００５６】
（３）シャルピー衝撃試験
得られた熱延鋼板の板幅の1/4の位置、板厚表層1mm下の位置から、圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）が長手方向となるようにＶノッチ試験片（長さ55mm×高さ10mm×幅10mm）を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、延性−脆性破面遷移温度（℃）を求めた。なお、試験片は３本とし、得られた延性−脆性破面遷移温度の算術平均をもとめ、その鋼板の延性−脆性破面遷移温度（vTrs）とした。vTrsが−120℃以下である場合を「靭性が良好である」と評価した。
【００５７】
以上により得られた結果を表３に示す。
【００５８】
【表１】
2016006209.tif 000002
【００５９】
【表２】
2016006209.tif 000003
【００６０】
【表３】
2016006209.tif 000004
【００６１】
表３に示すように、本発明例では、引張強さが650MPa以上であり、靭性（低温靭性）も良好であった。すなわち、高強度と優れた低温靭性を両立した高強度熱延鋼板が得られていた。これに対し、比較例は、十分な靭性（低温靭性）が得られなかった。一部の比較例では、引張強さが650MPa未満であった。