(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼板表面から少なくとも板厚１０％までの領域は、金属組織がフェライト分率７０％以上でフェライト平均結晶粒径が１０μｍ以下であり、かつ、鋼板表面から板厚２０％の位置から内部の領域は、金属組織がベイナイトおよび／またはマルテンサイト分率が７０％以上であり、質量％で（以下同じ）、Ｃ ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．６％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ ：０．００１〜０．０１％を満たすことを特徴とする引張強度が５７０ＭＰａ以上の低降伏比型高張力鋼板。
【請求項２】
更に他の元素として、Ｔｉ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｖ ：０．０６％以下（０％を含まない）、Ｂ ：０．００３％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含有する請求項１に記載の低降伏比型高張力鋼板。
【請求項３】
更に他の元素として、Ｃｒ：０．３％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：０．３％以下（０％を含まない）を含有する請求項１または２に記載の低降伏比型高張力鋼板。
【請求項４】
更に他の元素として、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の低降伏比型高張力鋼板。
【請求項５】
更に他の元素として、Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）および／またはＺｒ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の低降伏比型高張力鋼板。
【請求項６】
（１）熱間圧延にて鋼板表面に対し０．１５以上の残留累積相当塑性歪を付与し、鋼板表面から板厚１０％位置の温度が（Ａｒ3変態点−２０℃）以上の状態で熱間圧延を終了させる熱間圧延工程、
（２）鋼板表面から板厚２０％位置より内部の領域（以下「領域Ｂ」という）の温度を（Ａｒ3変態点−４０℃）以上に保持しつつ、鋼板表面から少なくとも板厚１０％までの領域（以下「領域Ａ」という）を、平均冷却速度５℃／ｓ以上で（Ａｒ3変態点−４０℃）〜６００℃の温度域まで冷却する一次冷却工程、
（３）鋼板内部の熱で前記領域Ａを（Ａｒ3変態点−２０℃）以上に復熱させる工程、
（４）前記領域Ｂを平均冷却速度７℃／ｓ以上で５５０℃以下に冷却する二次冷却工程
を含むことを特徴とする低降伏比型高張力鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記二次冷却の後、６５０℃以下の温度で焼戻しを行う請求項６に記載の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高張力鋼板およびその製造方法に関し、特に、構造物の安全性確保に必須の低降伏比を達成し、かつ曲げ加工等の塑性変形性能に優れた高張力鋼板、およびこの様な高張力鋼板を得るための有用な製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
震災以降、構造物の安全性を高めるべくいわゆる耐震設計の思想が普及し、その結果、用いられる鋼材に対し、特性として高強度のみならず低降伏比（ＹＲ≦８０％）であることが強く求められるようになった。
【０００３】
従来より、いわゆる調質型または非調質型（ＴＭＣＰ型）高張力鋼板と呼ばれる強度クラスが５７０ＭＰａ以上の溶接構造用鋼板があるが、降伏比は、強度４００ＭＰａクラスの軟質相であるフェライト主体の軟鋼や、５００ＭＰａクラスの鋼板と比較して高い。その理由として、前記調質型または非調質型（ＴＭＣＰ型）高張力鋼板は、強度を確保するため鋼板の内部組織をベイナイト組織やマルテンサイト組織といった硬質相とするが、これらの組織は降伏強さ（ＹＳ）も高め、結果としてＹＲが高くなるためと考えられる。
【０００４】
一般に、低降伏比型の高張力鋼板を実現するには、硬質相であるベイナイトやマルテンサイト主体の組織中に軟質相であるフェライト組織を形成する方法が有効であることが知られており、様々な手法が鋭意検討され実用化に至っている。
【０００５】
この様な低降伏比型高張力鋼板を製造する方法の一つとして、熱間圧延工程等のオンラインとは別のオフラインでの熱処理工程を利用し、フェライト（α）−オ−ステナイト（γ）二相域温度に加熱した後、焼入れ処理を行う方法がある。この様な方法によって、硬質相であるベイナイトやマルテンサイト主体の組織中に軟質相であるフェライト組織が板厚方向にランダムに分布した複合組織鋼板を実現することができる。
【０００６】
しかしながら上記方法は、オフラインでの熱処理工程を必要とするため、非調質型高張力鋼板と比較して生産性が悪く、製造コストも増大するといった欠点を有する。この様な欠点を解消すべく、オフラインでの熱処理を省略した非調質型高張力鋼板の製造方法として、特開昭５９−２１１５２８号には、空冷でＡｒ3変態点以下まで冷却したのち水冷を実施することで、空冷時に初析フェライトを析出させ、その後の水冷で、残部を硬質相であるベイナイトやマルテンサイト組織とする方法が提案されている。この方法は、オフラインの熱処理工程を必要としないため製造コストの低減は達成できるものの、初析フェライトを析出させるべく空冷工程を設ける必要があるため生産性の観点からは好ましくない。
【０００７】
この様な生産性低下を解消すべく、特開平３−１０４８２０号には、水冷工程を採用した低降伏比型非調質高張力鋼板の製造方法が提案されている。しかしながら上記方法で得られる鋼板は、ベイナイト／マルテンサイト主体の組織にフェライトが分散した混合組織となることから、低降伏比は達成できるものの、優れた曲げ加工特性を満足させることはできないと考えられる。
【０００８】
以上の従来技術は、ベイナイトやマルテンサイト等の硬質相主体の組織に軟質相であるフェライト組織を分散させることで、低降伏比型の高張力鋼板を実現するといった思想に基づく技術であるが、この様な混合組織は、地震時の変形や曲げ加工等の様に鋼板表層部に最も塑性歪が集中する変形に耐えられるものでなく亀裂が生じ易い。
【０００９】
これは、ベイナイトやマルテンサイトといった硬質相が延性に乏しく、Ｅｌ値が軟質相であるフェライトの約１／２程度だからであり、特に、外気温が０℃近くまで低下する冬季に、表層部に塑性歪の集中する変形を受けると、亀裂の発生が顕著となり構造物の安全性確保が危惧される。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
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、低降伏比（≦８０％）であり、かつ地震時の変形や曲げ加工等の様な鋼板表層部に塑性歪が集中する変形に耐えうる優れた曲げ加工性能を有する構造用高張力鋼板、およびこの様な高張力鋼板を効率よくかつ経済的に製造する方法を提供することにある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
引張強度が５７０ＭＰａ以上である本発明の低降伏比型高張力鋼板とは、鋼板表面から少なくとも板厚１０％までの領域の金属組織が、フェライト分率７０％以上でフェライト平均結晶粒径が１０μｍ以下であり、かつ、鋼板表面から板厚２０％の位置から内部の金属組織が、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトの分率が７０％以上であるところに特徴を有する。
【００１２】
本発明の鋼板は、上記要件を満足すれば所望の特性を確保できるものであるが、化学成分は次の様な組成を満たすものである。即ち、主成分としてＣ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．６％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．００１〜０．０１％を満たすようにし、更に他の元素として、Ｔｉ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．０６％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．００３％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含有することが好ましい。更に他の元素として、Ｃｒ：０．３％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：０．３％以下（０％を含まない）を含有させたり、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）を含有させたり、Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）および／またはＺｒ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有させることも有効である。
【００１３】
本発明は、上記鋼板を得るにあたって有用な製造方法も規定するものである。その製造方法とは、
（１）熱間圧延にて、鋼板表面に対し０．１５以上の残留累積相当塑性歪（以下、単に「残留歪」ということがある）を付与し、鋼板表面から板厚１０％位置の温度が（Ａｒ3変態点−２０℃）以上の状態で熱間圧延を終了させる熱間圧延工程、
（２）鋼板表面から板厚２０％位置より内部の領域（以下「領域Ｂ」という）の温度を（Ａｒ3変態点−４０℃）以上に保持しつつ、鋼板表面から少なくとも板厚１０％までの領域（以下「領域Ａ」という）を、平均冷却速度５℃／ｓ以上で（Ａｒ3変態点−４０℃）〜６００℃の温度域まで冷却する一次冷却工程、
（３）鋼板内部の熱で前記領域Ａを（Ａｒ3変態点−２０℃）以上に復熱させる工程、
（４）前記領域Ｂを平均冷却速度７℃／ｓ以上で５５０℃以下に冷却する二次冷却工程
を含むところに特徴を有するものであり、前記二次冷却の後には、６５０℃以下の温度で焼戻しを行ってもよい。
【００１４】
尚、前記「フェライト分率」とは、金属組織に占めるフェライト組織の面積率をいい、「フェライト平均結晶粒径」とは、個々のフェライト粒についてその面積が等しくなるよう換算したときの円の直径の平均値をいうものとする。また前記「Ａｒ3変態点」とは、Ａｒ3変態点温度をいう（以下、同じ）。
【００１５】
【発明の実施の形態】
本発明者らは前述した様な状況の下で、特に、軟質相であるフェライト組織の分布形態について鋭意研究した。その結果、地震時の変形や曲げ加工時等に塑性歪が集中する鋼板表層部にフェライトを集中的に分布させることによって、低降伏比かつ優れた曲げ加工性を確保することができ、かつ内部組織をベイナイトおよび／またはマルテンサイト主体とすることで５７０ＭＰａ以上もの引張強度を確保でき、耐震構造物用鋼板として有用であることを見出し、本発明に想到した。具体的には、
▲１▼低降伏比および優れた曲げ加工特性を確保するため、鋼板表面から少なくとも板厚１０％までの領域を、フェライト分率７０％以上の変形特性に優れたフェライト主体層とし、かつフェライト平均結晶粒径を１０μｍ以下とする。
【００１６】
▲２▼引張強度：５７０ＭＰａ以上の高強度を確保するため、鋼板表面から板厚２０％の位置から内部の領域を、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトの合計分率が７０％以上の硬質相主体の組織にする。
【００１７】
以下、この様に本発明で規定した金属組織について詳細に説明する。
【００１８】
▲１▼鋼板表面から少なくとも板厚１０％までの領域；フェライト分率７０％以上でフェライト平均結晶粒径が１０μｍ以下の組織とする
＜フェライト分率について＞
鋼板表面層に形成するフェライト主体層は、フェライト分率が７０％以上であることを要する（以下、この様にフェライト分率７０％以上の鋼板表面層を単に「フェライト主体層」ということがある）。フェライト分率が低いとその分マルテンサイト等の硬質相の割合が多くなり、低降伏比および優れた曲げ加工性能を達成することができないからである。前記特性を良好に発揮させるには、前記領域のフェライト分率が８０％以上であることが好ましく、より好ましくは８５％以上である。
【００１９】
尚、本発明は、フェライト以外の残部組織を規定するものではなく、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト等を単独または混合組織として存在させてもよいが、優れた低降伏比および優れた曲げ加工性能を容易に達成させるには、フェライト以外の残部組織をパーライトのみとするか、ベイナイト／マルテンサイトの合計分率が５％以下で残部組織をパーライトとすることが好ましい。
【００２０】
＜フェライト主体層厚さについて＞
図１は、表層部のフェライト主体層厚さと引張強度／降伏比の関係を示したグラフであり、横軸は、フェライトが面積率で７０％以上占める領域を鋼板表面からの距離（板厚に対する割合）で示している。実験は、後述する実施例の鋼種Ａと同様の化学成分の鋼材を種々の条件で製造し、鋼板表面のフェライト主体層厚さの異なる鋼材を得て各鋼板の引張特性を調べた。
【００２１】
この図１より、鋼板表面にフェライト主体層を形成する場合、該層の厚みが小さすぎると低降伏比を実現することができず、８０％以下の低降伏比を達成するには、フェライト分率７０％以上のフェライト主体層が、鋼板表面から少なくとも板厚１０％までの領域（以下、この領域を単に「領域Ａ」ということがある）を占めるようにする必要があることがわかる。一方、前記フェライト主体層が厚すぎると、引張強度：５７０ＭＰａ以上を達成することが困難となるので、鋼板表面から板厚２０％未満とすることが好ましい。
【００２２】
＜フェライト結晶粒径について＞
上述の通り、鋼板表面から少なくとも板厚１０％までの領域をフェライト主体層（フェライト分率７０％以上）とすれば、曲げ加工特性および低降伏比を同時に達成することができるが、曲げ加工時等の亀裂発生を未然に防止して更に優れた曲げ加工特性を得るには、フェライト結晶粒径が微細である方がよく、その粒径は、平均円相当粒径（個々のフェライト粒についてその面積が等しくなるように換算したときの円の直径の平均値）で１０μｍ以下、好ましくは７μｍ以下、より好ましくは５μｍ以下であるのがよい。
【００２３】
図２および図３は、表層部フェライト主体層厚さと密着曲げ試験での割れ発生の関係を調べたグラフであり、図２ではフェライト平均結晶粒径が１０μｍ以下の鋼板を用い、図３ではフェライト平均結晶粒径が１０超〜２０μｍの鋼板を用いて調べた。
【００２４】
実験は、どちらも後述する実施例の鋼種Ａと同様の化学成分組成の鋼材を用い、製造条件を変えて、フェライト平均結晶粒径および鋼板表層部のフェライト主体層厚さの異なる鋼板を製造し、各鋼板の全厚密着曲げ試験を複数回実施し、曲げ表面における亀裂の有無を調べたものである。
【００２５】
図３より、領域Ａのフェライト平均結晶粒径が大きいと、フェライト主体層をより厚くしたとしても曲げ変形による割れを防止することができないのに対し、図２より、領域Ａのフェライト平均結晶粒径を１０μｍ以下とすれば、曲げ変形による割れを防止できることがわかる。
【００２６】
＜フェライト組織の分類＞
領域Ａのフェライト組織は、後述する通り、針状のアシキュラーフェライトではなく塊状のポリゴナルフェライトとする方が、優れた曲げ加工特性を確保する観点から有効であることも判明した。
【００２７】
▲２▼鋼板表面から板厚２０％の位置から内部の領域；ベイナイトおよび／またはマルテンサイトの合計分率が７０％以上の組織とする
＜ベイナイトおよび／またはマルテンサイト分率について＞
鋼板表面から板厚２０％の位置から内部の領域は、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトの合計分率が７０％以上の組織であることを要する（以下、この様な組織を単に「ベイナイト／マルテンサイト主体層」ということがある）。ベイナイトおよび／またはマルテンサイト分率が低いとその分フェライト等の軟質相の割合が多くなり、強度を確保することができないからである。高強度達成のためには、前記領域のベイナイトおよび／またはマルテンサイト分率が８０％以上となるようにすることが望ましい。
【００２８】
尚、本発明は、前記領域のベイナイトおよび／またはマルテンサイト以外の残部組織を規定するものではなく、該領域の残部組織としてフェライト組織、またはフェライト−パーライト混合組織等を存在させてもよい。
【００２９】
＜ベイナイトおよび／またはマルテンサイト主体層厚さについて＞
図４は、板厚に対するベイナイトおよび／またはマルテンサイト主体層厚さと引張強度の関係を調べたものであり、実験は、後述する実施例の表１に示す鋼種Ａと同様の化学成分組成の鋼材を用い、製造条件を変えてベイナイトおよび／またはマルテンサイト主体層厚さの異なる鋼板を製造し、各鋼板の引張強度を測定したものである。尚、図４におけるベイナイトおよび／またはマルテンサイト主体層厚さの中心は板厚中心とほぼ一致する。
【００３０】
この図４より、引張強度５７０ＭＰａ以上の高強度を達成するには、全板厚に対してベイナイトおよび／またはマルテンサイト主体層厚さを少なくとも４０％、即ち、鋼板表面から板厚３０％より内部をベイナイトおよび／またはマルテンサイト主体層とすればよいことがわかる。しかしながら、一次冷却で、鋼板表面から板厚２０％より内部まで過度に冷却を行った場合には、全体の保有熱量が低減し、後述する二次冷却前の復熱を行うことができなくなる。従って、鋼板表面から板厚２０％の位置から内部の領域（以下、単に「領域Ｂ」ということがある）は、一次冷却で冷却せずに、二次冷却でベイナイトおよび／またはマルテンサイの硬質相主体の組織を形成するのがよいのである。
【００３１】
尚、本発明の鋼板は、少なくとも鋼板表面から板厚２０％の位置から内部の領域をベイナイトおよび／またはマルテンサイト組織とすることを要件としているのであって、該領域よりも更に広範囲を上記組織としてもよいが、前述した通り、本発明では曲げ加工特性や低降伏比を達成すべく、フェライト主体層を鋼板表層に設けることから、ベイナイト／マルテンサイト主体層の最大領域は、必然的に、鋼板表面から板厚１０％の位置から内部の領域となり、多くても板厚に対し８０％の厚さとなる。
【００３２】
本発明は、上記以外の金属組織を規定するものではなく、例えば、鋼板表層部のフェライト主体層厚さが鋼板表面から板厚１０％までであり、鋼板表面から板厚２０％の位置から内部がベイナイト／マルテンサイト主体層である場合の鋼板表面から板厚１０〜２０％の領域は、鋼板表層部と同様のフェライト主体層や、内部組織と同様のベイナイト／マルテンサイト主体層、または、フェライトおよびベイナイト、マルテンサイト等の混合組織とすることが挙げられる。
【００３３】
本発明者らは、この様な組織を有する鋼板を得るにあたって、鋼材の化学成分組成および製造方法を下記のようにすればよいことを見出した。
《化学成分組成》
Ｃ：０．０３〜０．２％
Ｃは強度を確保するのに必要な元素であり、０．０３％以上、好ましくは０．０５％以上含有させる必要がある。しかしながら過剰に含有させると、構造物に用いて溶接する場合の溶接性および母材靭性を劣化させるので、０．２％以下、好ましくは０．１６％以下に抑えるようにする。
【００３４】
Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）
Ｓｉは、母材の強度確保および溶製時の脱酸剤としての役割を有する。しかしながら過剰の添加は、Ｃの場合と同様に溶接性および母材靭性を劣化させることとなるので、０．５％以下、好ましくは０．４％以下に抑えるようにする。
【００３５】
Ｍｎ：１．６％以下（０％を含まない）
Ｍｎは、母材の強度を確保するのに必要な元素であるが、過剰に添加すると、前記ＣおよびＳｉの場合と同様に、溶接性および母材靭性を劣化させることとなるので、１．６％以下、好ましくは１．５％以下に抑えるようにする。
【００３６】
Ａｌ：０．０１〜０．０６％
Ａｌは、溶製時の脱酸剤としての役割、および窒化物を形成して母材組織の細粒化の効果を有する。この様な効果を有効に発揮させるには、０．０１％以上、好ましくは０．０１５％以上添加する。しかしながら、過剰に添加すると母材靭性が劣化するので、その上限を０．０６％とするのがよい。好ましくは０．０５０％以下である。
【００３７】
Ｎ：０．００１〜０．０１％
ＮはＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等の添加元素と窒化物を形成し、母材組織の細粒化を図るのに有効な元素であることから、０．００１％以上、好ましくは０．００２％以上含有させるようにする。しかしながら、窒素含有量が過剰になると固溶窒素量が増大し、特に溶接部の靭性を劣化させるので、０．０１％以下、好ましくは０．００７％以下に抑える。
【００３８】
本発明で規定する代表的な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、該鋼材中に、上記説明したものの他、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれるＰやＳ等の不可避的不純物が含まれる場合も、本発明で用いる鋼材に包含される。
【００３９】
また本発明の鋼板に、Ｔｉ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．０６％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．００３％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を添加することも有効である。
【００４０】
Ｔｉ：０．０３％以下（０％を含まない）
Ｔｉは、焼入れ性を向上させて所望の強度を確保するのに有効な元素であり、また、窒化物の形成を通じて、鋼片加熱時のオ−ステナイト粒の粗大化を抑制し、圧延終了後のフェライト変態核生成促進によりフェライト粒の微細化を促進させて強度を向上させる効果を有する。この様な効果を有効に発揮させるには、Ｔｉを０．００４％以上含有させるのがよい。しかしながら、過剰に添加すると母材靭性が劣化するので、０．０３％以下に抑えるのがよく、より好ましくは０．０２５％以下とする。
【００４１】
Ｎｂ：０．０３％以下（０％を含まない）
Ｔｉと同様に、焼入れ性を向上させて所望の強度を確保するのに有効で、かつ、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および再結晶抑制効果を発揮するため、圧延終了後のフェライト粒を微細化させて所望の強度を確保するのに有効である。この様な効果を有効に発揮させるには０．００２％以上添加するのがよい。一方、Ｎｂ含有量が過剰になると溶接性を劣化させるので、０．０３％以下に抑えるのがよく、より好ましくは０．０２５％以下である。
【００４２】
Ｖ：０．０６％以下（０％を含まない）
Ｖは、ＴｉやＮｂと同様に、焼入れ性向上による強度上昇効果や、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および再結晶の抑制効果を発揮し、圧延終了後のフェライト粒を微細させて強度を高める効果を有する。この様な効果を有効に発揮するには、Ｖを０．００２％以上添加するのがよい。しかしながら、過剰に添加すると溶接性が劣化するので、その上限を０．０６％とするのがよい。より好ましくは０．０５％以下である。
【００４３】
Ｂ：０．００３％以下（０％を含まない）
Ｂは、少量の添加で、焼入れ性を高めて強度を上昇させる効果を発揮する元素であり、０．０００２％以上添加するのがよい。一方、過剰に添加しても、過度に焼入れされて母材の低温靭性が劣化することから、その上限を０．００３％とするのがよい。より好ましくは０．００２％以下である。
【００４４】
更に本発明の鋼板に、下記の通りＣｕやＮｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃａ、Ｚｒを添加することも有効である。
【００４５】
Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）
Ｃｕは焼入れ性の向上に優れた元素であるが、単独で添加すると、圧延や連続鋳造時の熱間割れの発生を引き起こし易いので、Ｎｉを同時に添加するのがよい。尚、Ｎｉと同時に添加する場合であっても、Ｃｕの過度の添加は、母材の溶接性劣化を招きやすいので、その添加量を０．５％以下、好ましくは０．４％以下に抑える。
【００４６】
Ｎｉも、Ｃｕと同様に焼入れ性の向上に寄与する元素であり、上述の通りＣｕ添加による熱間割れの発生を抑制して、Ｃｕの焼入れ性向上効果を有効に発揮させるが、経済的な観点からその上限を０．５％とするのがよい。
【００４７】
Ｃｒ：０．３％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：０．３％以下（０％を含まない）
Ｃｒ、Ｍｏは、いずれも炭窒化物を析出させて強度向上に寄与する元素である。しかしながら過度の添加は、溶接性および母材靭性を劣化させるので、上限を０．３％とした。より好ましくはいずれも０．２％以下である。
【００４８】
Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）および／またはＺｒ：０．０１％以下（０％を含まない）
Ｃａ、Ｚｒは、鋼中の介在物を球状化させることによって、母材の靭性を改善する効果を有する。この様な効果を有効に発揮させるには、Ｃａを用いる場合には０．０００５％以上添加するのがよく、Ｚｒを用いる場合には０．０００３％以上添加するのがよい。一方、過剰な添加は、却って母材の靭性を劣化させるので、その上限はいずれも０．０１％とすることがよく、より好ましくはいずれも０．００１％以下である。
【００４９】
《製造方法》
本発明の鋼板を得るには、前掲の如く化学成分を制御し、かつ特に下記の条件で製造を行うことが推奨される。
【００５０】
本発明の鋼板は、熱間圧延−一次冷却−復熱−二次冷却の工程を経るのがよく、前記領域Ａを所望の組織とするには、特に熱間圧延、一次冷却、および復熱の条件を制御するのがよく、前記領域Ｂを所望の組織とするには、特に一次冷却および二次冷却の条件を制御すればよいことが分かった。以下では、各工程の条件を規定した理由について詳述する。
【００５１】
＜熱間圧延工程＞
本発明者らは、まず従来技術の検討を行った。即ち、実験▲１▼：前記鋼板表層部の冷却をＡｒ3変態点〜（Ａｒ3変態点＋８０℃）の温度域で累積圧下率５０％の圧延を行った後、鋼板表層部を５℃／ｓ以上の冷却速度で（Ａｒ3変態点−２０℃）まで冷却し、該温度で一定時間保持した後に焼入れを施して得た鋼板について、該鋼板表層部のフェライト分率を調べたところ２０％程度であった。次に実験▲２▼として、前記冷却停止温度を更に下げて（Ａｒ3変態点−５０℃）まで冷却した場合には、前記フェライト分率は３０％程度であった。更に実験▲３▼として前記従来技術（特開平３−１０４８２０号）に準じ、Ａｒ3変態点以上の温度域である９５０〜９００℃の温度域で累積圧下率５０％の圧延を行った後、（Ａｒ3変態点−５０℃）まで冷却し、（Ａｒ3変態点−２０℃）まで復熱させた後に、焼入れを行った場合には、フェライト分率は４０％程度にまで上昇することが分かった。
【００５２】
これらの結果から、熱間圧延が同一条件で行われる場合には、一次冷却における領域Ａの冷却停止温度が低い方が好ましく、また、一次冷却後に復熱工程を設ける方が領域Ａのフェライト分率をより高めることができることは分かったが、鋼板表層部をフェライト分率７０％以上とすることはできない。
【００５３】
この様に、従来法で得られる鋼板の表層部のフェライト分率が低いのは、Ａｒ3変態点以上の温度域で５０％以上の圧延を行ったとしても、圧延温度が高いため、オ−ステナイトの再結晶や高温環境下でのセルフテンパー効果によって歪が回復しやすく、結果として鋼板表面に相当塑性歪が残留しないためであると考えられる。
【００５４】
そこで本発明では、領域Ａのフェライト分率を７０％以上とすべく、熱間圧延にて予め残留歪を付与し、圧延後の一次冷却過程でオ−ステナイト組織からフェライト組織への変態を促進させるべく、残留歪の定量的効果について調べた。
【００５５】
図５は、熱間圧延時に付与する残留歪量と一次冷却速度が、領域Ａのフェライト平均結晶粒径に与える影響を示したグラフであり、実験は、後述する実施例の表１に示す鋼種Ａを用い、熱間圧延にて０．１０〜０．２７の範囲で残留歪量を付与したものを、冷却速度を変化させて一次冷却を施し（冷却開始温度：７８０℃、冷却停止温度：Ａｒ3変態点−４０℃（約７０７℃）で一定）、その後、復熱（領域ＡをＡｒ3変態点−２０℃まで加熱）−焼入れして得られた鋼板の領域Ａに占めるフェライト組織の平均結晶粒径を調べたものである。
【００５６】
この図５より、領域Ａに存在するフェライト組織の平均結晶粒径を１０μｍ以下とするには、熱間圧延で付与する残留歪量を０．１５以上確保すればよいことがわかる。好ましくは熱間圧延で０．２０以上の残留歪量を確保する。上記残留歪量を確保するにあたっては、成分組成に応じて熱間圧延温度等を適宜調整するのがよい。
【００５７】
尚、残留歪を付与せずとも、後述する図７に示す如く一次冷却を（Ａｒ3変態点−１００℃）以下まで行い、かつ後述する復熱工程を経ることでフェライト分率７０％以上を確保することができるが、予め残留歪を付与しない場合には、規定の条件で一次冷却を行ったとしても、得られるフェライト組織は、主として低温度域で生成する針状のアシキュラーフェライトで、かつその粒径はオーステナイト粒径の影響を受け易く平均円相当粒径が１０μｍを超えるものとなる。この様に結晶方位がほぼ一定方向のアシキュラーフェライトで、かつ平均結晶粒径が１０μｍを超える場合、優れた曲げ加工特性を確保することは難しい。
【００５８】
従って、領域Ａのフェライト分率を７０％以上とし、かつ該フェライト組織を平均結晶粒径１０μｍ以下のポリゴナルフェライトとするには、熱間圧延にて０．１５以上の残留歪量を確保するのがよい。
【００５９】
また熱間圧延は、鋼板表面から板厚１０％位置の温度が（Ａｒ3変態点−２０℃）以上の状態で終了させる。該温度が低すぎると、熱間圧延中にフェライトが析出し、加工されて加工フェライトが形成する結果、延性が低下し、ひいては所望の曲げ加工性が得られないからである。前記熱間圧延終了温度を（Ａｒ3変態点−２０℃）以上とすれば、圧延中に析出するフェライト分率は多くても１０％程度で曲げ加工性が著しく損なわれることがない。熱間圧延は、前記温度がＡｒ3変態点以上の状態で終了することが好ましい。
【００６０】
＜一次冷却工程＞
▲１▼冷却開始温度
熱間圧延終了後から一次冷却開始まで、鋼板表面から板厚１０％位置の温度を（Ａｒ3変態点−２０℃）以上に保持し、一次冷却は、該温度が（Ａｒ3変態点−２０℃）以上の状態から開始する。圧延終了後から一次冷却開始までの間に、例えば放冷状態で（Ａｒ3変態点−２０℃）より低温度域まで緩やかに冷却（冷却速度：約０．５℃／ｓ以下）された場合、初析フェライトが粗大化し易く、曲げ加工時に粗大フェライトを基点とした割れが発生し易くなる。好ましくは、圧延終了後から一次冷却開始までの、鋼板表面から板厚１０％位置の温度をＡｒ3変態点以上に保持する。
【００６１】
▲２▼平均冷却速度
前記図５より、領域Ａに存在するフェライト組織の平均結晶粒径を１０μｍ以下とするには、前述の通り、熱間圧延にて０．１５以上の残留歪量を確保するのに加え、一次冷却における領域Ａの平均冷却速度を５℃／ｓ以上とすればよいことがわかる。該平均冷却速度は７℃／ｓ以上であることが好ましく、より好ましくは１０℃／ｓ以上である。
【００６２】
図６は、領域Ａにおけるフェライト平均結晶粒径を１０μｍ以下とする条件の一つとして、残留歪量と一次冷却時の平均冷却速度の関係を示したグラフであり、実験は、後述する実施例の表１に示す鋼種Ａを用い、熱間圧延にて確保する残留歪量および一次冷却時の領域Ａの平均冷却速度を変化させて鋼板を製造し、得られた鋼板の領域Ａのフェライト平均結晶粒径を１０μｍ以下とすることができる条件範囲を調べたものである。この図６に示す通り、前記平均冷却速度が５℃／ｓ未満であっても、平均冷却速度１℃／ｓで冷却する場合には０．４８以上の残留歪量を付与し、平均冷却速度３℃／ｓで冷却する場合には０．２４以上の残留歪量を付与すれば、フェライト平均結晶粒径を１０μｍ以下にすることができる。しかし前記平均冷却速度が小さすぎる場合、所定の温度まで冷却するのに長時間を要し、その間に板厚方向の熱分配が生じて冷却後の復熱量が小さくなるので、後述する復熱効果が得られず、領域Ａにて所望のフェライト組織が得られない他、鋼板内部が冷却されるので二次冷却でベイナイト／マルテンサイトを十分に析出させることができず、所望の強度を確保することができない。
【００６３】
尚、本発明は、一次冷却工程における領域Ｂの平均冷却速度を特に規定するものではない。一次冷却の間、領域Ｂの組織は、領域Ｂの温度が（Ａｒ3変態点−４０℃）以上に保持されている限りにおいて冷却速度の影響をほとんど受けず、オ−ステナイト組織をほぼ維持するからである。
【００６４】
▲３▼冷却停止温度
本発明者らは、次の様な比較実験結果に着目した。即ち、
実験ａ：熱間圧延にて鋼板に規定量の残留歪量を確保した後、領域Ａの冷却停止温度が（Ａｒ3変態点−２０℃）となるよう一次冷却を行い、その後、規定の復熱工程を経た。得られた鋼板は、残留歪を付与しない場合と比較すれば領域Ａのフェライト分率がわずかに上昇したものの、それでもフェライト分率は３０％程度であった。一方、
実験ｂ：規定量の残留歪量を付与し、領域Ａの一次冷却を実験ａよりも低い（Ａｒ3変態点−６０℃）の温度まで行い、その後、規定の復熱工程を経た。この様にして得られた鋼板では、領域Ａのフェライト分率が約７５％と急激に増加した。
【００６５】
そこでこの様なフェライト分率に違いが生じる結果について更に追求すべく、一次冷却停止温度が領域Ａのフェライト分率に与える影響について調べた。
【００６６】
図７は、その実験結果であり、一次冷却停止温度が領域Ａのフェライト分率に与える影響を、残留歪付与の有無および一次冷却後の復熱の有無別に示したグラフである。実験は、後述する実施例の表１に示す鋼種Ａを用い、熱間圧延（残留歪を付与する場合の残留歪量：０．１５〜０．１７）後に、冷却停止温度を変化させて一次冷却（冷却速度：５℃／ｓ）を行い、復熱を行う場合には、一次冷却後に復熱（領域ＡをＡｒ3変態点−２０℃まで復熱）させ、その後に焼入れを行い、復熱を行わない場合には、一次冷却後ただちに焼入れを行って鋼板を得た。この様にして得られた鋼板の領域Ａにおけるフェライト分率を調べた。
【００６７】
この図７より、領域Ａのフェライト分率７０％以上を確保するには、規定の残留歪を予め付与し、後述する復熱工程を経ることを前提に、一次冷却を（Ａｒ3変態点−４０℃）以下まで行うことが重要であることがわかる。
【００６８】
前記平均冷却速度での冷却を（Ａｒ3変態点−４０℃）よりも高い温度域で終了させると、前記図７に示す通り、熱間圧延で付与する残留歪量および一次冷却後の復熱を制御しても、領域Ａのフェライト分率７０％以上を達成することができない。例えば、熱間圧延にて規定量の残留歪を付与した後、上記平均冷却速度での冷却を（Ａｒ3変態点−２０℃）で終了させると、その後Ａｒ3変態点まで復熱させても、領域Ａのフェライト分率は３０％程度にとどまる。冷却停止温度は、好ましくは（Ａｒ3変態点−６０℃）以下、より好ましくは（Ａｒ3変態点−８０℃）以下とするのがよい。
【００６９】
尚、規定量の残留歪を付与し、一次冷却にて（Ａｒ3変態点−８０℃）まで冷却した後、規定の復熱工程を経た鋼板の組織を調べたところ、領域Ａのフェライト組織が塊状のポリゴナルフェライトであることを確認した。更にポリゴナルフェライトの平均結晶粒径は、残留歪量に応じて変化し、残留歪量が０．１５以上の場合に平均結晶粒径１０μｍ以下となることを確認した。この現象は、残留歪量の増加および冷却によって生じる過冷度（Ａｒ3変態点との温度差）の増加によるフェライト変態の駆動力の増加、および復熱による熱エネルギ−の増加の相乗効果により、高温度域で生成するポリゴナルフェライト変態核の形成および核形成後のフェライト粒成長が活性化されたためと考えられる。
【００７０】
一方、一次冷却停止温度が６００℃を下回ると、ベイナイトやマルテンサイト等の硬質相が形成されるため好ましくなく、また、その後の復熱効果を期待することもできない。この様な観点から、冷却停止温度の下限は約６４０〜６６０℃程度となると考えられる。
【００７１】
領域Ｂの冷却は、前述の通り平均冷却速度を規定するものではないが、一次冷却終了まで該領域Ｂを（Ａｒ3変態点−４０℃）以上に保持する必要がある。該領域ＢがＡｒ3変態点以下になると、組織の一部がオ−ステナイトから初析フェライトに変態するが、（Ａｒ3変態点−４０℃）までは問題となるほど増加せず組織の大半をオ−ステナイト組織の状態に維持することができ、次の二次冷却で、焼入れを行い未変態のオーステナイトをベイナイト／マルテンサイトに変態させて、硬質相を主体とする組織にすることができる。一次冷却工程で領域Ｂにフェライト組織が形成されるのを抑制するには、領域Ｂの一次冷却停止温度を（Ａｒ3変態点−２０℃）以上とすることが好ましく、より好ましくはＡｒ3変態点以上である。
【００７２】
＜復熱工程＞
一次冷却後には、鋼板内部の熱により領域Ａの温度を（Ａｒ3変態点−２０℃）以上に復熱させる。
【００７３】
図８および図９は、一次冷却における冷却停止温度、残留歪量、および復熱の有無が、領域Ａのフェライト平均結晶粒径に与える影響を示したグラフであり、実験は、後述する実施例の表１に示す鋼種Ａを用い、熱間圧延にて０．０５〜０．４５の範囲で残留歪量を確保したのち、冷却停止温度を変化させて一次冷却を行い（冷却開始温度：７８０℃、冷却速度：５℃／ｓで一定）、その後、図８にかかる実験では、復熱工程を経ず、一定時間（３０分間）保持後に焼入れを行い、図９にかかる実験では、冷却後に復熱（領域ＡをＡｒ3変態点−２０℃まで復熱）させ、その後焼入れを行って鋼板を得た。そして、それぞれの鋼板の領域Ａのフェライト平均結晶粒径を調べた。
【００７４】
図８より明らかな通り、復熱を行わない場合、領域Ａの一次冷却停止温度と熱間圧延時に付与する残留歪量を制御しても、領域Ａのフェライト平均結晶粒径を確実に１０μｍ以下とすることができない。尚、復熱を行わなくとも、領域Ａの一次冷却停止温度をより低くし、かつ熱間圧延にてより多くの残留歪量を付与すれば［例えば、図８にて（Ａｒ3変態点−６０℃）まで冷却し残留歪量０．２３以上確保する場合］、フェライト結晶粒径を小さくすることは可能であるが、この場合には、領域Ａのフェライト分率が多くて５５％程度と規定のフェライト量を確保することができない。
【００７５】
これに対し、図９に示す通り復熱を行った場合には、熱間圧延時に０．１５以上の残留歪を付与することで、領域Ａのフェライト平均結晶粒径を１０μｍ以下にできることがわかる。
【００７６】
この復熱工程では、領域Ａの温度が高くなるほど、熱エネルギーの増加によるフェライト変態核からフェライト粒への生成が生じ易いことから、好ましくは領域ＡをＡｒ3変態点以上に復熱させる。尚、復熱による領域Ａの温度は、その他の冷却条件にもよるが、領域Ａを一次冷却にて（Ａｒ3変態点−４０℃）以下にまで冷却する必要があることから、高くても（Ａｒ3変態点＋５０℃）程度であると考えられる。
【００７７】
＜二次冷却工程＞
二次冷却を行って、５７０ＭＰａ以上の強度を達成すべく鋼板内部の組織を硬質相のベイナイトおよび／またはマルテンサイト組織に変態させる。そのためには、領域Ｂを、平均冷却速度７℃／ｓ以上で５５０℃以下まで冷却する必要がある。
【００７８】
前記平均冷却速度が遅すぎると、軟質相であるフェライト相が析出するので、所望量のベイナイトおよび／またはマルテンサイト相を得ることができず、５７０ＭＰａ以上の強度を達成することができない。好ましくは１０℃／ｓ以上、より好ましくは１２℃／ｓ以上の冷却速度で行う。
【００７９】
また領域Ｂを、前記平均冷却速度で５５０℃以下まで冷却する必要があるのは、冷却停止温度が高すぎてオ−ステナイトからの変態が完全に終了しない時点で冷却速度制御を終了すると、その後に放冷状態に置いた場合、フェライト組織等の軟質相が析出してしまい、所望の強度を達成することができないからである。該冷却は、好ましくは５００℃以下まで、より好ましくは４５０℃以下まで行うようにする。
【００８０】
尚、一次冷却と復熱工程を経て形成された領域Ａの微細フェライト組織は、低温で安定な組織であるので、二次冷却の際に組織変化することはない。従って、得られる鋼板の表面付近がフェライト主体の軟質相で、内部がベイナイト／マルテンサイトの硬質相である、複層組織構造の鋼板を実現することができる。
【００８１】
＜焼戻し＞
二次冷却後には６５０℃以下の温度で焼戻しを行ってもよい。ここで焼戻しを行うのは延性や靭性を向上させるためであり、該焼戻し温度が高すぎると生成したベイナイトやマルテンサイトがオーステナイトに逆変態してしまい、強度が低下するので好ましくない。好ましくは５００℃以上で６００℃以下の範囲で行う。
【００８２】
【実施例】
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。
【００８３】
表１に示す化学成分組成の鋼材を溶製して鋳片を得た後、次の条件で熱間圧延を行って鋼板を得た。まず１０００〜１１５０℃に加熱した後、表２および表３に示す量の残留歪を付与するように熱間圧延を行い、その後、表２および表３に示す条件で一次冷却、複熱および二次冷却を行い、表４および表５に示す板厚の鋼板を得た。
【００８４】
【表１】
0004119676.tif 000002
【００８５】
【表２】
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【００８６】
【表３】
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【００８７】
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、板幅方向に垂直な断面にて、板厚断面方向について、板厚の５％ピッチで表面から別の表面までの組織を、フェライト、ベイナイト、マルテンサイトの各組織の面積率を画像解析により、またフェライト組織については切断法を用いて平均結晶粒径を調べた。機械的特性は、引張特性として０．２％ＹＳ、ＴＳ、ＹＲ（＝０．２％ＹＳ／ＴＳ）を測定し、ＴＳは５７０ＭＰａ以上を合格とした。曲げ特性として、全厚密着曲げ試験（試験温度０℃）を行った場合の亀裂の有無を評価した。これらの測定結果を表４および表５に示す。
【００８８】
【表４】
0004119676.tif 000005
【００８９】
【表５】
0004119676.tif 000006
【００９０】
表４および表５から次のように考察することができる。尚、以下のＮｏ．は実験Ｎｏ．を示す。
【００９１】
Ｎｏ．１〜１８は、本発明で規定する化学成分組成の鋼材を本発明で規定する方法で製造しているので、いずれについても降伏比が８０％以下と低く、かつ曲げ特性に優れた高張力鋼板が得られていることがわかる。
【００９２】
これに対し、Ｎｏ．１９〜３９は、本発明で規定する製造条件を満たさないことから、得られた鋼板は降伏比が高いか、強度が不足しているか、または曲げ試験にて亀裂が生じ曲げ特性に劣るといった不具合が生じた。
【００９３】
即ち、Ｎｏ.１９、２４、３２、３６は、熱間圧延時に付与する残留歪量が小さすぎたため、フェライト平均結晶粒径が大きくなりすぎて曲げ特性が劣化する結果となった。
【００９４】
Ｎｏ.３８は、熱間圧延時に付与する残留歪量が小さすぎ、かつ一次冷却条件が本発明の規定要件を外れるため、降伏比が高く、曲げ特性に劣るものとなった。
【００９５】
Ｎｏ.２０、２３、２５、２６、２９、３１、３３、３４、３７は、一次冷却の冷却開始温度や冷却停止温度が外れるか、平均冷却速度が小さすぎるか、または復熱により回復させる鋼板温度が低過ぎることから曲げ特性に劣る結果となった。特にＮｏ.２０、２３、２６および３１は、一次冷却にて鋼板内部の冷却停止温度が低過ぎることから、ベイナイト／マルテンサイト組織を十分に確保することができず、所望の引張強度が得られない結果となった。
【００９６】
Ｎｏ.２１および２８では一次冷却を行わなかったので、鋼板表層部にフェライト相を形成させることができず、降伏比が高く、かつ曲げ特性に劣るものとなった。Ｎｏ.２２、２７、３０および３５は、二次冷却の条件が本発明の要件を外れるため、所望の引張強度が得られないものとなった。またＮｏ.３９は、一次冷却および二次冷却ともに本発明の要件を外れるものであることから、引張強度が小さく、曲げ特性にも劣る結果となった。
【００９７】
【発明の効果】
本発明は、耐震設計に対応した構造物に用いられる、低降伏比型であって曲げ加工性に優れた高張力鋼板を実現できたものである。その結果、地震等による変形を受けても表面層に亀裂を生じさせず構造物の安全性向上を達成することができた。また溶接法でボックス型に成形している現在のＣＦＴ柱等に替わり、曲げ加工を適用したＣＦＴ柱等を用いることによって、溶接工程を省略することができ、溶接工程等の省略による作業性の向上および省エネルギーへ貢献できるなど産業の発展に寄与する効果の極めて大きい鋼板を提供できることとなった。更に本発明は、この様な高張力鋼板を、オフラインの熱処理工程等を経ることなくオンラインで製造することができ、生産性および製造コストを抑えて安価に製造できる方法も提供するものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】表層部フェライト主体層厚さと引張強度／降伏比の関係を示したグラフである。
【図２】表層部フェライト主体層（フェライト平均結晶粒径が１０μｍ以下）厚さと密着曲げ試験での割れ発生の関係を調べたグラフである。
【図３】表層部フェライト主体層（フェライト平均結晶粒径が１０超〜２０μｍ）厚さと密着曲げ試験での割れ発生の関係を調べたグラフである。
【図４】板厚に対するベイナイトおよび／またはマルテンサイト主体層厚さと引張強度の関係を調べたグラフである。
【図５】熱間圧延時に付与する残留歪の量と一次冷却速度が、領域Ａのフェライト平均結晶粒径に与える影響を示したグラフである。
【図６】残留歪量と一次冷却時の平均冷却速度の関係にて、領域Ａのフェライト平均結晶粒径が１０μｍ以下となる範囲を示したグラフである。
【図７】一次冷却停止温度が領域Ａのフェライト分率に与える影響を、残留歪付与の有無および一次冷却後の復熱の有無別に示したグラフである。
【図８】一次冷却における冷却停止温度、残留歪量、および復熱の有無（図８は復熱なし）が、領域Ａのフェライト平均結晶粒径に与える影響を示したグラフである。
【図９】一次冷却における冷却停止温度、残留歪量、および復熱の有無（図９は復熱あり）が、領域Ａのフェライト平均結晶粒径に与える影響を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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