(57)【要約】      （修正有）【課題】溶接性と強度−均一伸びバランスに優れた高強度熱延鋼板を提供する。【解決手段】質量％で、C：0.04〜0.15％、Si：0.10〜0.50％、Mn：1.0〜2.2％、Cr：0.2〜1.0％、Ti：0.005〜0.030％、Al：0.010〜0.050％を、PCMが0.25％以下を満足する組成を有する鋼素材に、加熱温度1100〜1250℃の範囲の温度に加熱し熱間圧延したのち、圧延最終パスを出た時刻から20〜80ｓの間の時間で板厚中央部温度が750℃〜650℃の範囲内にあり、80ｓを経過する以前に650℃を下回り、600〜450℃の温度域で冷却停止し、巻き取る。これにより、主相であるポリゴナルフェライトと、面積率で3〜20％の残留γと、面積率で10％以下のマルテンサイト、ベイナイト、パーライトのうちの１種以上とからなる組織を有し、強度−均一伸びバランスに優れた高強度熱延鋼板が得られる。【選択図】図３
2016033236.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
C ：0.04〜0.15％、                       Si：0.10〜0.50％、
Mn：1.0〜2.2％、                         P ：0.050％以下、
S ：0.005％以下、                        Cr：0.2〜1.0％、
Ti：0.005〜0.030％、                     Al：0.010〜0.050％
を、下記（１）式で定義される溶接割れ感受性指数PCMが0.25％以下を満足するように調整して含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成と、
ポリゴナルフェライト相を主相とし、該主相と、面積率で3〜20％の残留オーステナイト相と、残部が面積率で10％以下（0％を含む）のマルテンサイト相、ベイナイト相、パーライトのうちの１種又は２種以上とからなり、主相および他の相を含む平均粒径が5μm以上で、アスペクト比が1.40以上である組織と、
を有し、強度−均一伸びバランスに優れることを特徴とする高強度熱延鋼板。
記
PCM＝ C + Si/30 + Mn/20 + Cu/20 + Ni/60 + Cr/20 + Mo/15 + V/10 + 5B‥‥（１）
ここで、C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B：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：0.5％以下、Cu：0.5％以下、Ni：1.0％以下、Co：1.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
【請求項３】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.10％以下、V：0.10％以下のうちから選ばれた１種または２種を含むことを特徴とする請求項１または２に記載の高強度熱延鋼板。
【請求項４】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.0050％を含むことを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。
【請求項５】
鋼素材に、熱間圧延を施して熱延板としたのち冷却を施す熱延鋼板の製造方法であって、
前記鋼素材を、質量％で、
C ：0.04〜0.15％、                       Si：0.10〜0.50％、
Mn：1.0〜2.2％、                         P ：0.050％以下、
S ：0.005％以下、                        Cr：0.2〜1.0％、
Ti：0.005〜0.030％、                     Al：0.010〜0.050％
をし、下記（１）式で定義される溶接割れ感受性指数PCMが0.25％以下を満足するように調整して含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
前記熱間圧延を、前記鋼素材を加熱温度：1100〜1250℃の範囲の温度に加熱したのち行う圧延とし、
前記冷却を、前記熱間圧延の圧延最終パスを出た時刻を起点として20〜80ｓの間では、前記熱延板の温度が板厚中央部で750℃〜650℃の範囲内にあり、前記時刻から80ｓを経過する以前に前記熱延板の温度が板厚中央部で650℃を下回り、冷却停止温度：600〜450℃の温度域の温度で冷却停止する冷却とし、
該冷却後、コイル状に巻き取ることを特徴とする強度−均一伸びバランスに優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
記
PCM＝ C + Si/30 + Mn/20 + Cu/20 + Ni/60 + Cr/20 + Mo/15 + V/10 + 5B‥‥（１）
ここで、C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B：各元素の含有量（質量％）
【請求項６】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Mo：0.5％以下、Cu：0.5％以下、Ni：1.0％以下、Co：1.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項５に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.10％以下、V：0.10％以下のうちから選ばれた１種または２種を含むことを特徴とする請求項５または６に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.0050％を含むことを特徴とする請求項５ないし７のいずれかに記載の高強度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、溶接構造物、とくに優れた耐震性が要求される建築構造物、海洋構造物、パイプライン等の溶接構造物部材用として好適な、高強度熱延鋼板に係り、とくに優れた溶接性と高変形能とを具備する高強度熱延鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、建築構造物、海洋構造物、パイプライン等の使途に用いられる溶接構造用鋼材には、高強度化、高靭性化が強く要求されてきた。さらに最近では、強度・靭性の向上に加えて、耐震性向上という観点から、鋼材には、降伏比の低減や均一伸びの向上が要求されるようになっている。
【０００３】
このような要求に対し、例えば、特許文献１には、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％以下を含む組成の鋼を、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0.5℃/ｓ以上の昇温速度で550〜750℃まで再加熱を行い、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％以上である鋼板とする、低降伏比高強度高靭性鋼板の製造方法が記載されている。特許文献１に記載された技術によれば、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、高い一様伸びを備えた低降伏比高強度高靭性鋼板を得ることができるとしている。
【０００４】
また、特許文献２には、質量％で、C：0.02〜0.15％、Si：0.1〜2.0％、Mn：0.5〜2.5％、Al：0.01〜0.1％、N：0.01％以下を含み、Nb：0.01％以下、V：0.1％以下、Ti：0.1％以下の１種または２種以上を含む組成のスラブを、1050℃以上に加熱後、再結晶温度以上で粗圧延を行い、その後、Ａr3以上900℃以下で累積圧下量が65％以上の仕上圧延を行ない、Ａr3以上の温度から5℃/ｓ以上で冷却し、Ts＝780−270×C−90×Mn−37×Ni−70×Cr−83×Moで表されるTsと関連して、Ts−50℃〜Ts＋100℃の範囲で30〜300ｓ保持したのち、20℃/ｓ以上で350〜450℃の温度まで冷却し、放冷した鋼板を、冷間成形し中空形状とし、シーム溶接して、平均結晶粒径が10μm以下、面積率で70〜90％のフェライトと残部が残留オーステナイト、ベイナイトおよびマルテンサイトからなるミクロ組織を有し、残留オーステナイトが体積分率で5〜15％である高強度鋼管とする高強度鋼管の製造方法が記載されている。特許文献２に記載された技術によれば、圧縮および曲げによる耐座屈特性に優れ、かつ低温靭性にも優れた高強度鋼管が得られるとしている。
【０００５】
また、非特許文献１には、残留オーステナイトを活用したTRIP(加工誘起変態塑性)鋼板についての報告が記載されている。
【０００６】
非特許文献１に記載された技術では、C：0.2％、Si：1.5％、Mn：1.5％、Nb：0.05％を含み、さらにNi、Cr、Moを添加した組成のベイニティックフェライト鋼をオーステナイト化したのち、急冷しMs〜Mf間で保持する（オーステンパーする）ことにより、HV430までの硬さ増加が認められ、さらにNi、Cr、Moの添加により残留オーステナイト量が増加し、しかも歪に対してTRIP効果を得るに十分な安定性を有しているとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開2008−248328公報
【特許文献２】特許第3749704号公報
【非特許文献】
【０００８】
【非特許文献１】ISIJ International, Vol. 52(2012), No. 10, pp. 1894-1901
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
特許文献１に記載された技術では、金属組織を、軟質相であるフェライト組織中に、ベイナイト相と島状マルテンサイト相とを分散させた３相組織とし、島状マルテンサイトの体積分率を3〜15％とすることにより、低降伏比と高均一伸びを達成している。しかしながら、特許文献１の実施例で示されるように、得られる、引張強さ−均一伸びバランス（TS×uEL）の値は、高々9000MPa％程度以下である。
【００１０】
また、非特許文献１に記載された技術では、0.2％C−1.5％Si−1.5％Mn−0.05％Nb系鋼でのNi、Cr、Moの添加は歪に対する安定性に影響することなく残留オーステナイト量の増加に寄与するとしているが、しかし、非特許文献１に記載された鋼材は、CやSiが高い組成で、溶接割れ感受性指数PCMが0.25％を超えており、溶接性に問題を残していた。さらに、非特許文献１に記載された技術では、等温保持と急冷を組み合わせた工程を施す必要があり、熱延ラインにおけるような実操業では、ライン構成上、十分な等温保持時間を確保できないため、冷却過程で生成した残留オーステナイトが、コイル状に巻き取ったのちにパーライトやベイナイトへと分解しやすく、所望の金属組織を確保できにくいという問題があった。
【００１１】
また、特許文献２に記載された技術では、等温保持と急冷とを組み合わせた工程とする必要があり、非特許文献１に記載された技術と同様に、熱延ラインにおけるような実操業では、ライン構成上、十分な等温保持時間を確保できないため、冷却過程で生成した残留オーステナイトが、コイル状に巻き取ったのちにパーライトやベイナイトへと分解しやすく、所望の金属組織を確保できにくいという問題があった。
【００１２】
本発明は、かかる従来技術の問題を有利に解決し、溶接性に優れ溶接構造用鋼材として適用できる、強度−均一伸び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ことを目的とする。
【００１３】
なお、ここでいう「高強度」とは、引張強さTS：500MPa以上である場合をいう。また、ここでいう「高変形能」とは、不均一変形に至るまでの変形エネルギー吸収能が高いことを指し、具体的には、引張強さ（TS）と均一伸び（uEL）の積（強度−均一伸びバランス）TS×uELが12000MPa％以上である場合を言う。
【００１４】
また、「優れた溶接性を有する」とは、PCM(＝ C + Si/30 + Mn/20 + Cu/20 + Ni/60 + Cr/20 + Mo/15 + V/10 + 5B)が0.25以下である場合をいう。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
本発明者らは、上記した目的を達成するために、製造効率に優れる熱延ラインの適用を前提として、強度−均一伸びバランスに及ぼす、組成および製造条件の影響について鋭意研究した。その結果、従来のTRIP鋼並みに優れた強度−均一伸びバランスを確保するためには、残留オーステナイト量を所定範囲内に調整しておく必要があることを知見した。
【００１６】
強度−均一伸びバランスと残留オーステナイト量との関係を図１に示す。図１から、TS×uELが目標とする12000MPa％以上を確保するためには、残留オーステナイト量は3〜20％の範囲に調整することが好ましいことがわかる。
【００１７】
このような残留オーステナイト量を、熱延ラインを使用し、しかも鋼板冷却工程での中間保持プロセスを省略して確保するためには、母材組織（面積率で70％以上の占有率を有する主相）として、ポリゴナルフェライトとすることがよいことに思い至った。ポリゴナルフェライトは、鋼板冷却工程での中間保持プロセスを省略しても生成でき、しかも、（圧延方向の結晶粒平均長さ）／（板厚方向の結晶粒平均長さ）で表されるアスペクト比が1.40以下となる母材組織とすることにより、図２に示すように、残留オーステナイトが安定して確保できることも見出した。
【００１８】
このようなポリゴナルフェライトは、拡散を伴いながら生成する高温変態フェライトであり、変態が進行する過程でCが未変態オーステナイトへと排出される。しかも、温度低下により、新たな核生成や変態の更なる進行も可能であり、未変態オーステナイトへのC濃縮が進行し、未変態オーステナイトを安定化させることができる。一方、ベイニティックフェライトやベイナイトは低温で変態するため、中間保持プロセスを省略すると、変態に伴うC排出と未変態オーステナイトへのC濃縮が不十分となり、未変態オーステナイトは安定せず、冷却後の巻取工程でパーライトもしくはベイナイトへ変態し、安定した残留オーステナイト量を確保することができなくなる。
【００１９】
また、本発明者らは、このようなポリゴナルフェライト変態を促進するという観点から、従来、利用されていたSiの多量含有に代えて、フェライト形成元素であるCrを活用し、さらにMnやMoなど鋼の焼入性を高める元素を組み合わせることが有効であることを見出した。
【００２０】
本発明は、上記した知見に基づき、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：0.04〜0.15％、Si：0.10〜0.50％、Mn：1.0〜2.2％、P：0.050％以下、S：0.005％以下、Cr：0.2〜1.0％、Ti：0.005〜0.030％、Al：0.010〜0.050％を、次（１）式
PCM＝ C + Si/30 + Mn/20 + Cu/20 + Ni/60 + Cr/20 + Mo/15 + V/10 + 5B‥‥（１）
（ここで、C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B：各元素の含有量（質量％））
で定義される溶接割れ感受性指数PCMが0.25％以下を満足するように調整して含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成と、ポリゴナルフェライト相を主相とし、該主相と、面積率で3〜20％の残留オーステナイト相と、残部が面積率で10％以下（0％を含む）のマルテンサイト相、ベイナイト相、パーライトのうちの１種又は２種以上とからなり、主相および他の相を含む平均粒径が5μm以上で、アスペクト比が1.40以上である組織と、を有し、強度−均一伸びバランスに優れることを特徴とする高強度熱延鋼板。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Mo：0.5％以下、Cu：0.5％以下、Ni：1.0％以下、Co：1.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含むことを特徴とする高強度熱延鋼板。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.10％以下、V：0.10％以下のうちから選ばれた１種または２種を含むことを特徴とする高強度熱延鋼板。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.0050％を含むことを特徴とする高強度熱延鋼板。
（５）鋼素材に、熱間圧延を施して熱延板としたのち冷却を施す熱延鋼板の製造方法であって、前記鋼素材を、質量％で、C：0.04〜0.15％、Si：0.10〜0.50％、Mn：1.0〜2.2％、P：0.050％以下、S：0.005％以下、Cr：0.2〜1.0％、Ti：0.005〜0.030％、Al：0.010〜0.050％を、次（１）式
PCM ＝ C + Si/30 + Mn/20 + Cu/20 + Ni/60 + Cr/20 + Mo/15 + V/10 + 5B‥‥（１）
（ここで、C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B：各元素の含有量（質量％））
で定義される溶接割れ感受性指数PCMが0.25％以下を満足するように調整して含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、前記熱間圧延を、前記鋼素材を加熱温度：1100〜1250℃の範囲の温度に加熱したのち行う圧延とし、前記冷却を、前記熱間圧延の圧延最終パスを出た時刻を起点（零）として起点から20〜80ｓの間のいずれかの時間で、前記熱延板の温度が板厚中央部で750℃〜650℃の範囲内にあり、前記起点から80ｓを経過する以前に前記熱延板の温度が板厚中央部で650℃を下回り、冷却停止温度：600〜450℃の温度域の温度で冷却停止する冷却とし、該冷却後、コイル状に巻き取ることを特徴とする強度−均一伸びバランスに優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
（６）（５）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Mo：0.5％以下、Cu：0.5％以下、Ni：1.0％以下、Co：1.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含むことを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
（７）（５）または（６）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.10％以下、V：0.10％以下のうちから選ばれた１種または２種を含むことを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
（８）（５）ないし（７）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.0050％を含むことを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２１】
本発明によれば、溶接性に優れ溶接構造用鋼材として適用できる、引張強さTS：500MPa以上で、かつ強度−均一伸びバランスTS×uELが12000MPa％以上となる、高変形能を有する高強度熱延鋼板を、容易にしかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【００２２】
【図１】強度−均一伸びバランスTS×uELに及ぼす残留オーステナイト量の影響を示すグラフである。
【図２】残留オーステナイト量に及ぼすアスペクト比の影響を示すグラフである。
【図３】本発明熱延鋼板の製造方法における熱間圧延後の好ましい冷却条件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】
【００２３】
まず、本発明熱延鋼板の組成限定理由について説明する。以下、組成における質量％は、単に％で記す。
【００２４】
本発明熱延鋼板は、C：0.04〜0.15％、Si：0.10〜0.50％、Mn：1.0〜2.2％、P：0.050％以下、S：0.005％以下、Cr：0.2〜1.0％、Ti：0.005〜0.030％、Al：0.010〜0.050％を、次（１）式
PCM＝ C + Si/30 + Mn/20 + Cu/20 + Ni/60 + Cr/20 + Mo/15 + V/10 + 5B‥‥（１）
（ここで、C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B：各元素の含有量（質量％））
で定義される溶接割れ感受性指数PCMが0.25％以下を満足するように調整して含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有する。
【００２５】
C：0.04〜0.15％
Cは、固溶してオーステナイトの安定化に寄与する元素であり、残留オーステナイトを得るために必須の元素である。Cは、高温からの冷却時におけるオーステナイトからフェライトへの変態に際し、フェライトから未変態オーステナイトへ排出される。排出されたCが、未変態オーステナイトを安定化して、少なくとも常温で、残留オーステナイトとして安定に存在させる。このような効果を得るためには、0.04％以上の含有を必要とする。一方、0.15％を超えて含有すると、溶接性が低下する。このため、Cは0.04〜0.15％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.06〜0.12％、より好ましくは0.08〜0.12％である。
【００２６】
Si：0.10〜0.50％
Siは、脱酸剤として作用するとともに、熱間圧延時のスケール形成を抑制し、スケールオフ量の低減に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.10％以上の含有を必要とする。一方、0.50％を超える含有は、靭性を低下させる。このため、Siは0.10〜0.50％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.10〜0.30％である。また、Siは、セメンタイト析出を抑制して、残留オーステナイトの生成に大きく寄与する元素で、従来は1.0％以上含有して、所望の残留オーステナイト量を確保して、所望の特性（加工誘起変態塑性）を確保していた。しかし、本発明では、低温靭性、溶接性の向上という観点から、Siのこのような効果を利用することはない。
【００２７】
Mn：1.0〜2.2％
Mnは、オーステナイトの安定性を高め、オーステナイトのパーライトやベイナイトへの分解を抑制する元素であり、このような効果を確保するためには、Mnを1.0％以上含有する必要がある。一方、2.2％を超える過度の含有は、オーステナイトが安定化し、高温変態フェライトの生成が抑制され、Cの未変態オーステナイトへの排出・濃縮が妨げられる。このようなことから、Mnは1.0〜2.2％の範囲に限定した。なお、好ましくは1.2〜1.6％である。
【００２８】
P：0.050％以下
Pは、粒界に偏析して靭性を低下させる元素であり、本発明では不純物としてできるだけ低減することが望ましいが、0.050％までは許容できる。このため、Pは0.050％以下に限定した。なお、好ましくは0.030％以下である。一方、過度のP低減は、精錬コストの高騰を招く。このため、0.002％以上とすることが好ましい。
【００２９】
S：0.005％以下
Sは、鋼中では通常、MnSとして存在するが、MnSは、熱間圧延工程で薄く延伸され、延性、靭性に悪影響を及ぼす。このため、本発明ではSはできるだけ低減することが望ましいが、0.005％までは許容できる。このため、Sは0.005％以下に限定した。なお、好ましくは0.003％以下である。一方、過度のS低減は、精錬コストの高騰を招くため、0.0002％以上とすることがより好ましい。
【００３０】
Cr：0.2〜1.0％
Crは、未変態オーステナイト中のセメンタイトの析出を抑制する働きがあり、残留オーステナイトの生成に大きく寄与する元素で、本発明では重要な元素である。このような効果を得るためには、0.2％以上含有する必要がある。一方、1.0％を超える過度の含有は、溶接性を低下させる。このため、Crは0.2〜1.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.2〜0.8％で、より好ましくは0.2〜0.5％である。
【００３１】
Ti：0.005〜0.030％
Tiは、Nと結合してTiNとして、鋼の靭性を著しく悪化させるNを固定し無害化する作用を有する元素であり、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％を超える含有は、Feのへき開面に沿って析出するTi炭窒化物の量が増加し、鋼の靭性を低下させる。このため、Tiは0.005〜0.030％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.005〜0.025％である。
【００３２】
Al：0.010〜0.050％
Alは、強力な脱酸剤として作用する元素で、このような効果を得るためには、0.010％以上含有する必要がある。また、Alは、セメンタイト析出を抑制し残留オーステナイトの生成に大きく寄与する元素でもある。しかし、0.050％を超えてAlが多くなると、Al酸化物が鋼中に介在物として残存しやすくなり、鋼の清浄度が低下する。このため、Alは0.010〜0.050％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.010〜0.040％である。
【００３３】
本発明熱延鋼板では、上記した成分を上記した範囲で、PCMが0.25％以下を満足するように調整して含有する。
【００３４】
PCMは、溶接割れ感受性を表す指数で、次（１）式で定義される値である。なお、PCMの算出にあたっては、（１）式に記載された元素を含有しない場合には「零」として計算するものとする。
【００３５】
PCM＝ C + Si/30 + Mn/20 + Cu/20 + Ni/60 + Cr/20 + Mo/15 + V/10 + 5B‥‥（１）
（ここで、C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B：各元素の含有量（質量％））
PCM値が高くなると、溶接割れ感受性が高くなる。したがって、鋼板の溶接性を高めるためには、PCM値ができるだけ低い値となるように、各成分の含有量を調整する必要がある。本発明では、PCMが0.25％以下を満足するように調整するものとする。PCMが0.25％以下であれば、入熱：5kJ/cm〜20kJ/cm程度の溶接時の低温割れを回避できる。
【００３６】
なお、PCM値を、（１）式を用いて算出する際には、（１）式中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。
【００３７】
上記した成分が基本の成分であり、本発明では基本の組成に加えて、さらに選択元素として必要に応じて、Mo：0.5％以下、Cu：0.5％以下、Ni：1.0％以下、Co：1.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Nb：0.10％以下、V：0.10％以下のうちから選ばれた１種または２種、および／または、Ca：0.0005〜0.0050％、を含有できる。
【００３８】
Mo：0.5％以下、Cu：0.5％以下、Ni：1.0％以下、Co：1.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Mo、Cu、Ni、Coはいずれも、オーステナイトの安定性を高める作用を有し、残留オーステナイトの生成に有効に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有できる。このような効果を得るためには、Mo：0.05％以上、Cu：0.05％以上、Ni：0.05％以上、Co：0.05％以上、それぞれ含有することが望ましい。一方、Mo：0.5％、Cu：0.5％、Ni：1.0％、Co：1.0％をそれぞれ超えて含有すると、上記した効果が飽和するうえ、溶接性を低下させる。このため、含有する場合には、Mo：0.5％以下、Cu：0.5％以下、Ni：1.0％以下、Co：1.0％以下に限定した。
【００３９】
Nb：0.10％以下、V：0.10％以下のうちから選ばれた１種または２種
Nb、Vはいずれも、炭窒化物として微細析出し、析出強化を通して鋼の強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種を含有できる。このような効果を得るためには、Nb：0.01％以上、V：0.01％以上含有することが望ましい。一方、Nb：0.10％、V：0.10％をそれぞれ超えて含有すると、粗大な析出物が形成され、母材靭性、溶接性が低下する。このため、含有する場合には、Nb：0.10％以下、V：0.10％以下に限定した。
【００４０】
Ca：0.0005〜0.0050％
Caは、圧延方向に長く伸びるMnS等の硫化物を球状の硫化物とする硫化物形態制御を介して、鋼板の靭性向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには、0.0005％以上含有する必要があるが、0.0050％を超えて含有すると、鋼中にCa酸化物クラスターが形成され靭性が低下する。このため、含有する場合にはCaは0.0005〜0.0050％の範囲に限定した。
【００４１】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としては、N：0.005％以下、O(酸素)：0.005％以下、が許容できる。
【００４２】
次に、本発明熱延鋼板の組織限定理由について説明する。
【００４３】
本発明熱延鋼板は、主相であるポリゴナルフェライト相と、面積率で3〜20％の残留オーステナイト相と、残部が面積率で10％以下（0％を含む）の、マルテンサイト相、ベイナイト相、パーライトのうちの1種又は２種以上からなる組織を有する。なお、ここでいう「主相」とは、面積率で70％以上を占有する相をいう。
【００４４】
主相であるポリゴナルフェライト相は、拡散を伴いながら生成する高温変態フェライト相であり、変態に際し、未変態オーステナイトへCを排出し、未変態オーステナイトを安定化し残留オーステナイトとして残留しやすくする。ポリゴナルフェライト相が、面積率で70％未満では、未変態オーステナイトへのC排出量が不足し、所望量の残留オーステナイト相を確保できにくくなる。
【００４５】
主相以外の第二相としては、面積率で3〜20％の残留オーステナイト相とする。
【００４６】
残留オーステナイト相は、従来のTRIP鋼並みの強度-均一伸びバランスTS×uELを確保するために必須の相である。TS×uEL：12000MPa％超えの高変形能を確保するためには、残留オーステナイトは３％以上の含有を必要となる。一方、20％を超えると、残留オーステナイトに含まれる炭素濃度が減少し、残留オーステナイトが変形に対して不安定になり、そのため、均一伸びが低下し、強度−均一伸びバランスが著しく低下する。このようなことから、残留オーステナイトは体積率で3〜20％の範囲に限定した。なお、好ましくは3〜15％である。
【００４７】
また、本発明熱延鋼板では、主相および第二相以外の残部は、面積率で10％以下（0％を含む）のマルテンサイト相、ベイナイト相、パーライトのうちの１種又は２種以上である。主相、残留オーステナイト相以外の相が、面積率で10％を超えて多くなると、所望の強度−均一伸びバランスを確保できなくなる。
【００４８】
また、本発明熱延鋼板では、主相および他の相を含む平均の粒径が5μm以上となる組織を有する。平均粒径が5μm未満では、主としてCの拡散を伴わない低温変態相となり、所望の残留オーステナイト相を確保できず、変形能が低下する。
【００４９】
また、本発明熱延鋼板では、上記した平均の結晶粒径を有し、さらに、（圧延方向の結晶粒直径）／（板厚方向の結晶粒直径）で定義されるアスペクト比が1.40以下である組織を有する。アスペクト比が1.40を超えると、図２に示すように、残留オーステナイト相の生成量が少なく、所望の強度−均一伸びバランスを確保できなくなり、所望の高変形能を具備できなくなる。
【００５０】
つぎに、本発明熱延鋼板の製造方法について説明する。
【００５１】
本発明では、上記した組成を有する、スラブ等の鋼素材を、加熱温度：1100〜1250℃の範囲の温度に加熱する。
【００５２】
なお、鋼素材の製造方法はとくに、限定する必要はない。通常の鋼素材の製造方法がいずれも適用できる。たとえば、転炉等の溶製方法で、上記した組成の溶鋼を溶製し、連続鋳造法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。造塊−分塊圧延して鋼片等の鋼素材としてもよいことはいうまでもない。
【００５３】
鋼素材の加熱温度が1100℃未満では、鋳造時に生成した粗大炭窒化物や偏析帯を消失させることができず、所望の析出強化や、靭性の向上を達成できなくなる。一方、1250℃を超える高温に加熱すると、結晶粒の粗大化が顕著となり、靭性の低下が著しくなり、材質制御上の利点もなくなる。また、スケールオフ量が増加し、歩留りが低下し、エネルギー原単位が上昇して、経済的にも不利となる。このようなことから、鋼素材の加熱温度は1100〜1250℃の範囲に限定した。なお、この温度は加熱炉の炉内設定温度とする。
【００５４】
加熱された鋼素材は、ついで熱間圧延を施される。
【００５５】
本発明では、熱間圧延の圧延条件はとくに限定する必要はなく、所定の寸法形状の熱延板とすることができる条件であればよい。なお、熱間圧延の圧延終了温度は、特に限定しないが、750℃以上の温度とすることが板厚方向の組織均一性という観点から好ましい。
【００５６】
本発明では、熱間圧延終了後の冷却条件をつぎのように調整する。
【００５７】
本発明では、熱間圧延終了後の冷却は、熱間圧延の最終パスを出た時刻を起点（零ｓ）として、起点（零ｓ）から20〜80ｓの間のいずれかの時間で、熱延板の温度が板厚中央部で750℃〜650℃の範囲内で、80ｓを経過する以前に熱延板の温度が板厚中央部で650℃を下回るように、水冷等の冷却条件を調整して冷却する。
【００５８】
熱延板の板厚中心部の温度が、上記した、起点（零ｓ）から20〜80ｓの間の時間内で、上記した、750〜650℃の範囲内であれば、ポリゴナルフェライトが生成し、ポリゴナルフェライト相を主相とする組織とすることができる。一方、起点（零ｓ）から20ｓ未満の時間に、650℃を下回るように冷却すると、ベイニティックフェライト相もしくはベイナイト相を主体とする組織となる。
【００５９】
一方、起点から80ｓを経過しても、熱延板の板厚中心部の温度が、上記した750〜650℃の温度範囲にある場合には、フェライト変態と同時に炭窒化物やセメンタイトの析出が起こりやすくなり、その結果、未変態オーステナイトへのC濃縮が生じにくくなる。そのため、本発明では、起点から80ｓを経過する以前に、熱延板の板厚中心部の温度を、上記した、650℃を下回るように冷却し、未変態オーステナイトへのC濃縮を生じやすくする。
【００６０】
さらに、本発明では、ランナウトテーブル上での水冷等の冷却手段を用いて、上記した冷却条件を満足するように冷却し、冷却停止温度として600〜450℃の温度域の温度で、冷却を停止し、コイル状に巻き取る。
【００６１】
冷却停止温度：600〜450℃
冷却停止温度が、600℃より高温である場合には、巻取後に、未変態オーステナイトの一部がパーライトもしくはベイナイト変態し、所望の残留オーステナイト量を確保できなくなる。一方、冷却停止温度が、450℃未満である場合には、未変態オーステナイトの一部がマルテンサイト変態し、所望の残留オーステナイト量を確保できなくなる。このため、冷却停止温度は600〜450℃の範囲の温度に限定した。
【００６２】
なお、参考のために、上記した冷却の冷却曲線の一例を、図３に模式的に示す。冷却曲線ａ、ｂともに本発明の範囲を満足する冷却曲線である。
【００６３】
なお、ここでいう「水冷」とは、ランナウトテーブルに連続的に配置された水冷ゾーンから熱延板上下面に冷却水を噴射して冷却する方法を言う。ここで、水冷ゾーンの配列間隔や水量密度などには、特に制限を設けない。また、鋼板温度は、表面温度計で測定した温度をもとに伝熱解析により求めた鋼板板厚中心部の温度とする。
【実施例】
【００６４】
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブ（鋼素材：肉厚220mm）とした。得られた鋼素材を、表２に示す加熱温度に加熱したのち、表２に示す圧延終了温度で熱間圧延を終了し、表２に示す冷却条件で冷却し、コイル状に巻き取り、板厚：16mmの熱延鋼板とした。
【００６５】
得られた熱延鋼板から、試験片を採取し、組織観察と引張試験を実施した。試験方法はつぎの通りとした。
（１）組織観察
得られた熱延鋼板から、観察面が圧延方向断面（Ｌ断面）となるように、組織観察用試験片を採取し、研磨、腐食（ナイタール腐食）して、光学顕微鏡（倍率：400倍）と走査型電子顕微鏡SEM（倍率：2000倍）を用いて、板厚1/2位置における組織を観察し、各5視野撮像し組織写真を得た。得られた組織写真について、画像解析装置を用いて、組織の同定、および組織分率を算出した。さらに、JIS G 0551の規定に準拠して切断法で主相および他の相を含む平均結晶粒径を求めた。また、ポリゴナルフェライトの圧延方向の結晶粒径および板厚方向の結晶粒径を測定し、（圧延方向の結晶粒径）／（板厚方向の結晶粒径）で定義されるアスペクト比を求めた。
なお、残留オーステナイトは、目視での判別は難しいため、SEM/EBSD法によりfcc相の面積分率を求めて、残留オーステナイト量とした。
【００６６】
（２）引張試験
得られた熱延鋼板から、引張方向が圧延方向なるように、JIS 5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性（引張強さTS、均一伸びuEl）を測定し、強度-均一伸びバランスTS×uElを求めた。
得られた結果を表３に示す。
【００６７】
【表１】
2016033236.tif 000003
【００６８】
【表２】
2016033236.tif 000004
【００６９】
【表３】
2016033236.tif 000005
【００７０】
本発明例はいずれも、PCM：0.25％以下で溶接性に優れるうえ、引張強さTS：500MPa以上の高強度と、強度-均一伸びバランスTS×uEl：12000MPa％以上の高変形能を有する熱延鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、強度が低下しているか、強度-均一伸びバランスTS×uEl：12000MPa％未満で、所望の強度-伸びバランスを確保できていない。
【図１】
2016033236.tif 000006
【図２】
2016033236.tif 000007
【図３】
2016033236.tif 000008