JP5354130B2 - 低温での衝撃エネルギー吸収特性と耐ｈａｚ軟化特性に優れた高降伏比熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

低温での衝撃エネルギー吸収特性と耐ｈａｚ軟化特性に優れた高降伏比熱延鋼板およびその製造方法

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Description

本発明は、低温での衝撃エネルギー吸収特性と耐ＨＡＺ（Heat-Affected Zone）軟化特性に優れた最大引張強度６００ＭＰａ以上の高降伏比熱延鋼板並びその製造方法に関するものである。本鋼板は、建機のブーム、フレームの素材として、また曲げ成形を主体として成形されるトラックや自動車のフレーム、メンバーなどの素材として、さらにはラインパイプの素材として好適である。
建機、トラックのフレーム類は、熱延鋼板を主に曲げ加工により成形し、その成形した部品をアーク溶接することにより組み立てられる。従って、これら部品に用いる素材には、優れた曲げ加工性とアーク溶接性が求められる。さらに、建機、トラックは低温環境化で使用される場合が有ることから、特にトラック用のフレームなどでは衝撃が印加された際に、低温でも脆性的に破壊せず、充分に衝撃エネルギーを吸収しうる特性が求められている。
衝撃エネルギー吸収特性に優れた鋼板としては、非特許文献１及び特許文献１〜２にその技術が開示されている。しかし、これらの鋼板は残留オーステナイトあるいはマルテンサイトを含む組織を有し、さらに鋼板の金属組織を最適化することで優れた衝突特性を達成している。しかしながら、このような組織の鋼板は降伏応力が低く、また曲げ成形性に課題が有るという問題点が有った。
また特許文献３には、冷延を行うことにより、高い衝撃エネルギー吸収能を有する薄鋼板を高歩留まりで安定的に製造する方法が開示されている。しかしながらこの方法はアーク溶接部の熱影響部（ＨＡＺ）の軟化が大きく、十分な溶接継ぎ手強度が得られないことに加え、製造コスト的に不利で有った。
曲げ性に優れた高降伏比の熱延鋼板を得る方法としては、例えば、特許文献４〜６に示すような、鋼中にＴｉ、Ｎｂ等の合金炭化物を分散させる方法が開示されている。しかしながら、これら析出強化を活用した鋼板はアーク溶接熱影響部の軟化が大きく継ぎ手強度が低下する場合が有り、さらに、低温において脆性破壊する場合や、衝撃エネルギー吸収量が小さくなる場合があるという問題点が有った。
一方、溶接熱影響部の軟化を抑制する技術として、特許文献７にＭｏとＮｂまたはＴｉを複合添加することで、また特許文献８には成分を最適化することによりＴｉを含有する析出強化させた鋼でもＨＡＺ軟化を抑制する方法が開示されている。しかしながら、これらの方法では、低温において素材で脆性破壊する場合や、衝撃エネルギー吸収量が小さくなる場合があるという問題点が有った。
特許文献９には、鋼片の粗圧延から仕上げ圧延にかけての圧延条件とその後の冷却処理とを適正化することで、低温靭性および溶接性に優れた高強度電縫鋼管用熱延鋼板を製造する方法が開示されている。この方法は、鋼片の粗圧延および仕上げ圧延での再結晶を制御することで細粒な金属組織にし、低温靭性優れた鋼板を得ているが、合金炭窒化物のサイズや分布を制御することは意図していない。結果としてこれらが最適化できていないために、衝撃エネルギー吸収特性が低下するという問題点があった。
特許文献１０には、鋼片の粗圧延工程での圧下率と保持時間ならびに仕上げ圧延条件を適正化することで、靭性および耐水素誘起割れ性に優れた熱延高張力鋼板を製造する方法が開示されている。この方法における粗圧延工程の最適化の目的は鋼の再結晶の促進であるが、合金析出物のサイズや分布を制御することは意図していない。結果としてこれらが最適化できていないため、衝撃エネルギー吸収特性が低下するという問題点があった。仕上げ圧延条件についても、特許文献１０に記載の方法では、合金析出物のサイズや分布を制御することができず、良好な衝撃吸収エネルギーが得られないという問題点があった。
特許文献１１には、溶接熱影響部に析出粒子を適正に分散させることにより、優れた耐ＨＡＺ軟化特性を有する高強度熱延鋼板を得る技術が開示されている。しかしながら、この技術はアーク溶接中に鋼板のＨＡＺ部に微細な析出物を分散させるものであるが、鋼中の析出粒子サイズの最適化がなされていないために、結果として鋼板の衝撃エネルギー吸収特性は良好ではないという問題点があった。
特開２００７−２８４７７６号公報 特開２００５−２９０３９６号公報 特開平１０−５８００４号公報 特開２００９−１８５３６１号公報 特開２００７−９３２２号公報 特開２００５−２６４２３９号公報 特開２００３−２３１９４１号公報 特開２００１−８９８１６号公報 特開２００１−２０７２２０号公報 特開平１０−２９８６４５号公報 特開２００８−２８０５５２号公報
新日鉄技報 ３７８巻（２００３）ｐ．２
本発明は上記問題に鑑みてなされたのであって、その目的は、低温での衝撃エネルギー吸収特性と耐ＨＡＺ軟化特性の両方に優れた、最大引張強度６００ＭＰａ以上の高降伏比熱延鋼板並びにその製造方法を提供することにある。
本発明者らは、高降伏比を安定的に得られるＴｉ等の合金炭窒化物を含む鋼板のＨＡＺ軟化と低温での衝撃エネルギー吸収特性の影響因子について詳細に調査を行った。その結果、ＨＡＺ軟化量については、Ｔｉ量、Ｎｂ量およびＭｎ量を適正にすることにより抑制できることを知見した。
また発明者らは次いで、低温での衝撃エネルギー吸収特性を向上させる方法を鋭意検討し、鋼板の金属組織としてパーライトの面積分率を減らすと共に、従来、衝撃エネルギー吸収能の向上に有利と考えられていた残留オーステナイト、マルテンサイトをむしろ極力排除し、更に鋼中に分散するＴｉ、Ｎｂを含有する合金炭窒化物の、母相Ｆｅとの格子整合性とサイズを最適化すること、特に、合金炭窒化物の非整合析出した粒子の粒径を制御することにより、析出強化鋼で課題であった低温での衝撃エネルギー吸収特性を改善することを初めて知見した。
一般的に、Ｎｂ、Ｔｉを含有した析出強化鋼においては、母相Ｆｅと特定の結晶方位関係を有する格子整合性の良い状態で存在するように析出物制御するが、今回、低温での衝撃エネルギー吸収特性との関係を調査した結果、母相Ｆｅに対して格子整合性が良い析出状態の合金炭窒化物はき裂発生の起点と伝播の障害とはなりにくい一方で、母相Ｆｅと非整合状態にある合金炭窒化物はそのサイズが比較的小さくても低温での衝撃エネルギー吸収量を下げることを見出した。低温での衝撃エネルギー吸収量に合金炭窒化物の母相に対する格子整合性が影響するメカニズムは定かではないが、合金炭窒化物と母相Ｆｅとの格子整合性が悪いと界面剥離あるいはボイド発生の起点となり延性破壊と脆性破壊のいずれをも促進させている可能性がある。
発明者らは、上記組織形態を実現するための製造プロセス、成分範囲を鋭意検討した結果、耐ＨＡＺ軟化特性と低温でのエネルギー吸収特性を両立させ、さらに高降伏比であり曲げ性も良好な最大引張強度６００ＭＰａ以上の熱延鋼板およびめっき鋼板を完成させた。
即ち、本発明の要旨は以下の通りである。
（１） 質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．０９％、
Ｓｉ：０．４％以下、
Ｍｎ：１．２〜２．０％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：１．０％以下、
Ｎｂ：０．０２〜０．０９％、
Ｔｉ：０．０２〜０．０７％
Ｎ：０．００５％以下
を含有し、
２．０≦［％Ｍｎ］＋８［％Ｔｉ］＋１２［％Ｎｂ］≦２．６であり、
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、
パーライトの面積分率が５％以下、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積分率が０．５％以下、残部がフェライトおよびベイナイトの１種または２種である金属組織からなり、
フェライトおよびベイナイトの平均結晶粒径が１０μｍ以下であり、
ＴｉおよびＮｂを含有する非整合析出した合金炭窒化物の平均粒子径が２０ｎｍ以下であり、
降伏比が０．８５以上、
最大引張強度が６００ＭＰａ以上である
ことを特徴とする低温での衝撃エネルギー吸収特性と耐ＨＡＺ軟化特性に優れた高降伏比熱延鋼板。
（２） さらに、質量％で、Ｖ：０．０１〜０．１２％を含有することを特徴とする上記（１）に記載の低温での衝撃エネルギー吸収特性と耐ＨＡＺ軟化特性に優れた高降伏比熱延鋼板。
（３） さらに、質量％で、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの１種又は２種以上を合計で０．０２〜２．０％含有することを特徴とする請求項１または２に記載の低温での衝撃エネルギー吸収特性と耐ＨＡＺ軟化特性に優れた高降伏比熱延鋼板。
（４） さらに、質量％で、Ｂを０．０００３〜０．００５％含有することを特徴とする上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の低温での衝撃エネルギー吸収特性と耐ＨＡＺ軟化特性に優れた高降伏比熱延鋼板。
（５） さらに、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅの１種又は２種以上を合計で０．０００３〜０．０１％含有することを特徴とする上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の低温での衝撃エネルギー吸収特性と耐ＨＡＺ軟化特性に優れた高降伏比熱延鋼板。
（６） 上記（１）〜（５）の何れか１項に記載の高降伏比熱延鋼板の表面にめっきあるいは合金化めっきが施されていることを特徴とする低温での衝撃エネルギー吸収特性と耐ＨＡＺ軟化特性に優れた高降伏比熱延めっき鋼板。
（７） 上記（１）〜（５）の何れか１項に記載の成分組成からなる鋼片を、１１５０℃以上に加熱し、加熱された鋼片を粗圧延し、１０００〜１０８０℃間で粗圧延を終了し、この際、１１５０℃以下で行う粗圧延における最大の圧延間隔が４５秒以下であり、粗圧延終了後、下記式（１）を満たす保持時間ｔ１（秒）をとった後、仕上げ圧延を開始し、下記式（２）を満たす最終圧延温度Ｔｆである仕上げ圧延を行い、仕上げ圧延後３秒以内に鋼片の水冷を開始し、引き続き最低冷却速度８℃／秒以上で７００℃以下まで鋼片を冷却して、５３０〜６５０℃の範囲内で巻き取ることを特徴とする、パーライトの面積分率が５％以下、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積分率が０．５％以下、残部がフェライトおよびベイナイトの１種または２種である金属組織からなり、フェライトおよびベイナイトの平均結晶粒径が１０μｍ以下であり、ＴｉおよびＮｂを含有する非整合析出した合金炭窒化物の平均粒子径が２０ｎｍ以下であり、降伏比が０．８５以上、最大引張強度が６００ＭＰａ以上である低温での衝撃エネルギー吸収特性と耐ＨＡＺ軟化特性に優れた高降伏比熱延鋼板の製造方法。
１０００×（［％Ｔｉ］＋［％Ｎｂ］）＞ｔ１ ・・・・・ 式（１）
Ｔｆ＞８３０＋４００（［％Ｔｉ］＋［％Ｎｂ］） ・・ 式（２）
（８） 最終圧延温度Ｔｆが、下記式（３）を満たすことを特徴とする（７）記載の高降伏比熱延鋼板の製造方法。
Ｔｆ＞８３０＋８００（［％Ｔｉ］＋［％Ｎｂ］） ・・ 式（３）
（９） 上記（７）又は（８）に記載の製造方法で得られた熱延鋼板を酸洗の後、Ａｃ３温度以下で加熱を行い、次いでめっき浴中に浸漬させて、該鋼板表面をめっきすることを特徴とする低温での衝撃エネルギー吸収特性と耐ＨＡＺ軟化特性に優れた高降伏比熱延めっき鋼板の製造方法。
（１０） 前記めっき後に、さらにめっき合金化処理を行うことを特徴とする（９）に記載の低温での衝撃エネルギー吸収特性と耐ＨＡＺ軟化特性に優れた高降伏比熱延めっき鋼板の製造方法。
本発明の熱延鋼板によると、上記構成により、最大引張強度６００ＭＰａ以上で、耐ＨＡＺ軟化特性と低温でのエネルギー吸収特性、さらには曲げ加工性に優れた高降伏比熱延鋼板を得ることができる。従来鋼板によると、低温での使用及び走行に制約があったり、十分な継ぎ手強度が得られない問題が有ったが、本発明の熱延鋼板によると、寒冷地での使用が可能となると共に、高強度化により部品の板厚を薄くすることが可能であり、建機、自動車あるいはトラックの軽量化効果が期待できる。
また、本発明の低温での衝撃エネルギー吸収特性と耐ＨＡＺ軟化特性に優れた熱延鋼板の製造方法によると、最大引張強度６００ＭＰａ以上で、耐ＨＡＺ軟化特性と低温での衝撃エネルギー吸収特性、さらには曲げ加工性に優れた高降伏比熱延鋼板を製造することが可能となる。
なお、本発明において、低温での衝撃エネルギー吸収に優れるとは、シャルピー衝撃試験において−４０℃における衝撃エネルギー吸収が７０Ｊ／ｃｍ2以上であることをいう。また、耐ＨＡＺ軟化性に優れるとは、良好なビード形状が得られる溶接電流、電圧、溶接速度を選択し、かつ溶接入熱が１００００Ｊ／ｃｍ以下であるアーク溶接を行った際に、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の最軟化部のビッカース硬さ（ＨＶHAZ）と素材のビッカース硬さ（ＨＶBM）との差ΔＨＶ（＝ＨＶBM−ＨＶHAZ）が４０以下であることをいう。また、曲げ性に優れるとは、９０°Ｖ曲げ試験において、試験片の板厚をｔ、割れが生じない限界曲げ半径をｒlimとした時に、ｒlim／ｔが１．０以下であることをいう。
Ｍｎ＋８Ｔｉ＋１２ＮｂとｖＥ-40およびΔＨＶとの関係を表すグラフ。 最終粗圧延〜仕上げ圧延開始までの保持時間ｔ１とｖＥ-40との関係に及ぼすＴｉ＋Ｎｂ量の影響を表すグラフ。 表２に示す鋼種のうち本発明例及び比較例２種（Ａ−７、Ｂ−６）のＴｉ＋Ｎｂの質量％とＴｆ（℃）との関係を表すグラフ。
以下、本発明について詳細に説明する。
まず、本発明の低温での衝撃エネルギー吸収特性と耐ＨＡＺ軟化特性に優れた高降伏比熱延鋼板の鋼成分を限定した理由について説明する。ここで、成分についての「％」は質量％を意味する。
「Ｃ：０．０４〜０．０９％」
Ｃ量が０．０４％未満であると、最大引張強度６００ＭＰａ以上を確保することが困難である。一方、０．０９％を超えると粗大でかつ非整合析出したＴｉおよびＮｂを含有する合金炭窒化物が増加し、低温での衝撃エネルギー吸収特性が低くなるので、０．０４％〜０．０９％の範囲内に制限した。
「Ｓｉ：０．４％以下」
Ｓｉ量が０．４％を超えると、マルテンサイトあるいは残留オーステナイトが鋼板組織内に残存する場合があり、低温での靭性および衝撃エネルギー吸収特性が低下する。このため、その適正範囲を０．４％以下とした。曲げ成形性確保の観点から、０．２％以下であることがより望ましい。Ｓｉ量の下限は特に限定しないが、０．００１％未満であると製造コストが増大するため、０．００１％が実質的な下限である。
「Ｍｎ：１．２〜２．０％」
Ｍｎは鋼の金属組織制御を通じて母材の強度確保のために用いられ、さらに溶接部のＨＡＺ軟化抑制に寄与する元素である。１．２％未満であると、パーライトの面積分率が増加して低温での衝撃エネルギー吸収特性が低下し、さらにＨＡＺ軟化量が大きくなるため、溶接継ぎ手強度が母材強度に対して大きく低下する。２．０％を超えて含有すると、硬質なマルテンサイトが形成される場合が有り、低温での衝撃エネルギー吸収特性が低下することから、その適正範囲は２．０％以下とする。曲げ成形性を確保する観点からは１．８％以下であることがより望ましい。
「Ｐ：０．１％以下」
Ｐは鋼の強度確保のために用いられる。しかしながら、０．１％を超えて含有すると、低温靭性が低下し、さらに低温での衝撃エネルギー吸収特性を得られないため、その適正範囲を０．１％以下とする。下限は特に限定しないが、０．００１％未満であると製造コストが増大するため、０．００１％が実質的な下限である。
「Ｓ：０．０２％以下」
Ｓは衝撃エネルギー吸収特性に影響する元素である。０．０２％を超えて含有すると、金属組織の面積分率と合金炭窒化物の平均粒子径を制御しても、低温での衝撃エネルギー吸収特性を得られないため、その適正範囲を０．０２％以下とする。下限は特に限定しないが、０．０００３％未満であると製造コストが増大するため、０．０００３％が実質的な下限である。
「Ａｌ：１．０％以下」
Ａｌは脱酸および鋼板の金属組織制御のために用いられる。１．０％を超えるとアーク溶接の熱影響部が軟質化し、十分な溶接継ぎ手強度が得られないので、その適正範囲を１．０％以下とする。下限は特に限定しないが、０．００１％未満であると製造コストが増大するため、０．００１％が実質的な下限である。
「Ｎｂ：０．０２〜０．０９％」
Ｎｂは析出強化元素として鋼の強度調整に用いられると共に、溶接ＨＡＺの軟化を抑制するために用いられる。０．０２％未満であると、溶接ＨＡＺの軟化抑制効果が観られず、また０．０９％を超えると、粗大でかつ非整合析出したＴｉおよびＮｂを含有する合金炭窒化物が増加し、低温での衝撃エネルギー吸収特性が低くなるので、０．０２％〜０．０９％の範囲内に制限した。
「Ｔｉ：０．０２〜０．０７％」
Ｔｉは析出強化元素として鋼の強度調整に用いられると共に、溶接ＨＡＺの軟化を抑制するために用いられる。０．０２％未満であると、最大引張強度：６００ＭＰａ以上を得ることが困難である。また０．０７％を超えると、粗大でかつ非整合析出したＴｉおよびＮｂを含有する合金炭窒化物が増加し、低温での衝撃エネルギー吸収特性が低くなるので、０．０２％〜０．０７％の範囲内に制限した。降伏比で０．８５以上を安定的に得るために、０．０３％を下限とすることが好ましい。
「Ｎ：０．００５％以下」
Ｎは窒化物の形成を通じて鋼板の金属組織の結晶粒径に寄与する。しかしながら、０．００５％を超えると粗大でかつ非整合析出したＴｉおよびＮｂを含有する合金炭窒化物が増加し、低温での衝撃エネルギー吸収特性が低くなるので、０．００５％以下の範囲内に制限した。
下限は特に限定しないが、０．０００３％未満であると製造コストが増大するため、０．０００３％が実質的な下限である。
「２．０≦［％Ｍｎ］＋８［％Ｔｉ］＋１２［％Ｎｂ］≦２．６」
「［％Ｍｎ］＋８［％Ｔｉ］＋１２［％Ｎｂ］」は、低温での衝撃エネルギー吸収特性と溶接によるＨＡＺ軟化特性に関連する各元素の寄与割合の合計である。図１に示すように、Ｔｉ、Ｎｂが異なる１１鋼種について衝撃エネルギー吸収特性の指標であるｖＥ-40と、ＨＡＺ軟化量の指標であるΔＨＶとの関係をプロットすると、本パラメータの値が２．０未満であると、十分な耐ＨＡＺ軟化特性が得られない（即ち、ΔＨＶ＞４０）と共に、最大引張強度６００ＭＰａ以上を得ることが難しくなり、２．６を超えると粗大でかつ非整合析出したＴｉおよびＮｂを含有する合金炭窒化物が増加し、低温での衝撃エネルギー吸収特性が低くなる（即ち、ｖＥ-40＜７０Ｊ／ｃｍ2）。このため、その適正範囲を２．０〜２．６の範囲に制限した。
本発明においては、鋼成分として、上記各必須元素に加え、さらに、以下に示すような元素を選択的に含有しても良い。
「Ｖ：０．０１〜０．１２％」
Ｖは鋼の強度調整のために用いてもよい。しかしながら、Ｖの含有量が０．０１％未満であると、その効果がなく、また、０．１２％を超えると脆化が進み、低温での衝撃エネルギー吸収特性が低下する。このため、その適正範囲を０．０１〜０．１２％に限定した。
「Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの１種又は２種以上を合計で０．０２〜２．０％」
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏは、鋼の組織制御のために用いてもよい。しかしながら、これらの元素の１種又は２種以上の合計含有量が０．０２％未満であると、添加に伴う上記効果が無く、また、２．０％を超えるとオーステナイトが残留し、低温での衝撃エネルギー吸収特性が低下する。このため、これら元素の合計量の適正範囲を０．０２〜２．０％に限定した。
「Ｂ：０．０００３〜０．００５％」
Ｂは鋼板の組織制御に用いてもよい。しかしながら、Ｂ量が０．０００３％未満であると、その効果は発現せず、また、０．００５％を超えると、マルテンサイトが形成することがあり、低温での衝撃エネルギー吸収特性が低下する。このため、その適正範囲を０．０００３〜０．００５％に制限した。
「Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅの１種又は２種以上を合計で０．０００３〜０．０１％」
Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅは、鋼の脱酸のために用いてもよい。しかしながら、これらの元素の１種又は２種以上の合計量が０．０００３％未満であると、その効果は無く、また、０．０１％を超えると低温で脆性破壊し、衝撃エネルギー吸収特性が低下する。このため、その適正範囲を０．０００３〜０．０１％に制限した。
なお、上記成分の残部はＦｅおよび不可避不純物であるが、本実施形態における鋼成分は、その他の元素については特に限定はなく、強度調整のために各種元素を適宜含有しても良い。
次に、本発明の熱延鋼板の金属組織について説明する。
本発明の熱延鋼板は、フェライトおよびベイナイトを主相とし、残部は、パーライトとマルテンサイトと残留オーステナイトのうちいずれか一種又は二種以上を含んでも良い。
「パーライトの面積分率」
Ｎｂ及びＴｉを含有する析出強化鋼において、パーライトの面積分率が５％を超えると、低温で脆性破壊しやすくなり、更に衝撃エネルギー吸収特性が低下するため、その上限を５％に制限した。曲げ性確保の観点から、３％以下が好ましい範囲である。なお、下限は特に定めないが、パーライトの面積分率はゼロに近い方が衝撃エネルギー吸収特性に関してより好ましい。
「マルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積分率」
Ｎｂ及びＴｉを含有する析出強化鋼において、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積分率が０．５％を超えると、低温で脆性破壊しやすくなり、更に衝撃エネルギー吸収特性が低下する。このため、合計面積分率の上限を０．５％に制限した。なお、下限は特に定めないが、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積分率はゼロに近い方が衝撃エネルギー吸収特性に関してより好ましい。
「残部の金属組織はフェライトおよびベイナイト１種または２種」
それぞれの面積分率は特に制限は無いが、曲げ加工性を確保する観点から、ベイナイト面積分率を１０％以上含むことが好ましい。
「フェライトとベイナイトの平均結晶粒径」
フェライトとベイナイトの平均結晶粒径は脆化と相関関係のある因子である。平均粒径が１０μｍを超えると、ＮｂとＴｉを含有する合金炭窒化物の平均粒子径を制御しても、低温での衝撃エネルギー吸収特性を確保できない場合があるため、その上限を１０μｍに制限した。８μｍ以下がより安定的に衝撃エネルギー吸収特性を確保できる好ましい条件である。下限は特に限定しないが、２μｍ未満であると製造コストが大幅に増加するので、２μｍが実質的な下限である。
本発明において、鋼板の金属組織の観察は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に準拠して、光学顕微鏡によって行うことができる。観察面は、鋼板の研磨の後、ナイタール腐食液でエッチングする。
フェライト、ベイナイト、パーライト、マルテンサイトの面積分率は、光学顕微鏡または走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって撮影した組織写真を用いて、ポイントカウント法又は画像解析によって測定できる。残留オーステナイトの面積分率は、Ｘ線回折法により測定する。
本発明においてベイナイトとは、上部ベイナイト、下部ベイナイト、粒状ベイナイトのいずれも含む。また、パーライトとは、パーライトおよび疑似パーライトを含む。
結晶粒径は、光学顕微鏡による観察またはＥＢＳＤ法による結晶方位解析により測定できる。ここで、「結晶粒径」とは、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に記載の平均結晶粒径ｄである。
「ＴｉおよびＮｂを含有する非整合析出した合金炭窒化物の平均粒子径」
ＴｉおよびＮｂを含有する合金炭窒化物の粒径と母相組織であるフェライトまたはベイナイトとの格子整合性は、低温での衝撃エネルギー吸収特性と関係する重要な因子である。一般的に、析出強化鋼においては、母相組織と格子整合性の良い微細合金炭窒化物を微細粒子として析出させることが知られているが、低温靭性改善と衝撃エネルギー吸収特性改善のためには、母相組織と格子整合性の悪い合金炭窒化物粒子の制御が重要である。格子整合性を悪くする非整合析出した合金炭窒化物の平均粒子径が２０ｎｍを超えると、低温での衝撃エネルギー吸収特性が低下するため、その適正範囲を２０ｎｍ以下に限定した。より優れた衝撃エネルギー吸収特性を得る観点から、１０ｎｍ以下がより好ましい範囲である。下限は特に限定しないが、析出物の結晶方位の解析が可能なサイズとして、２ｎｍが実質的な下限である。
ここで、「非整合析出した合金炭窒化物」とは、母相組織であるフェライトまたはベイナイト中に整合析出していない状態であり、さらに隣接するフェライトまたはベイナイトとの間に下記の結晶方位関係（Ｂａｋｅｒ−Ｎｕｔｔｉｎｇの方位関係）を有さないものをいう。
（１００）ＭＸ ／／ （１００）Ｆｅ
（０１０）ＭＸ ／／ （０１１）Ｆｅ
（００１）ＭＸ ／／ （０−１１）Ｆｅ （注：−１は１の上にバーが付いた記号の代わりとして表す）ここで、ＭはＴｉ、Ｎｂを示し、Ｔｉ、Ｎｂの占有分率は問わない。またＸはＣ、Ｎを示し、Ｃ、Ｎの占有分率は問わない。ＶやＭｏを添加した場合には、Ｍの中にＶやＭｏが含まれる場合がある。
なお、非整合析出した合金炭窒化物の結晶方位解析および平均粒子径の測定は透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて行う。はじめに、電子線が透過する程度に鋼片試料を薄膜化し、ＴＥＭにて析出物およびその周囲の母相Ｆｅ間の結晶方位解析を行い、次いで、非整合析出物と判定された析出物のうち大きい径の物から順に２０個の平均粒子径を測定する。ここで、析出物の粒子径とは、粒子断面積と等価の円と仮定した、等価円直径として測定する。
「降伏比が０．８５以上」
降伏比が０．８５未満であると、低温での衝撃エネルギー吸収特性が低下する場合が有り、また曲げ加工性も低下する。このため、降伏比の下限を０．８５に制限した。
なお、本発明では曲げ加工性の評価基準としてｒlim／ｔを用いた。ここで、ｔは試験片の板厚、ｒlimは９０°Ｖ曲げ試験において、割れが生じない限界曲げ半径であり、ｒlim／ｔで１．０以下を曲げ加工性に優れるとした。０．５以下がより好ましい範囲である。上限は特に限定しないが、１．１を超えると曲げ加工性が低下する可能性が有るため、１．１以下がより好ましい範囲である。
「最大引張強度：６００ＭＰａ以上」
最大引張強度が６００ＭＰａ未満であると、自動車、トラック、建設機械等の部材軽量化に寄与がないことから、本発明においては最大引張強度：６００ＭＰａ以上の鋼板を前提とした。
次に、製造方法について詳細に説明する。
熱間圧延に先立って、本発明で規定する成分の鋼片を１１５０℃以上に加熱し、鋼片に存在した合金炭窒化物を固溶状態にする必要がある。加熱温度が１１５０℃未満では、最大引張強度６００ＭＰａ以上の強度を得ることが困難となり、また粗大な合金炭窒化物が十分に溶解せず、結果として粗大な合金炭窒化物が残留するため、低温での衝撃エネルギー吸収特性が低下する。このため、鋼片の加熱温度を１１５０℃以上に限定した。上限は特に定めないが、１３００℃を超えると効果が飽和するので、これが実質的な上限である。
前記加熱された鋼片を粗圧延して粗バーとする。この粗圧延は、１０００℃〜１０８０℃の間で完了する必要がある。終了温度が１０００℃未満では、オーステナイト中で粗大な合金炭窒化物が析出し、低温での衝撃エネルギー吸収特性が低下し、一方、１０８０℃以上では、オーステナイト結晶粒が粗大化し、仕上げ圧延、冷却、巻取り後の変態後組織においてフェライト及びベイナイトの１０μｍ以下の平均結晶粒径を得ることができず、低温靭性が劣化するとともに、衝撃エネルギー吸収特性が低下する。また、１１５０℃以下で行う粗圧延において、各圧下パス間の保持時間は非整合な合金炭窒化物の平均粒子径に影響を及ぼす重要なパラメータである。本発明の方法では、粗圧延は通常３〜１０回程度の圧下、より好ましくは５〜１０回の圧下を行うが、１１５０℃以下で行う各圧延間の最大保持時間ｔ０が４５秒以上であると、衝撃エネルギー吸収特性に影響を与えるほどに合金炭窒化物は粗大化する。このため、各圧下パス間の保持時間を４５秒以内に制限した。３０秒以内であることがより好ましい。
次いで、粗バーを仕上げ圧延して圧延材とする。
粗圧延終了後から仕上げ圧延開始までの時間（ｔ１）は、合金炭窒化物の平均粒子径と変態後のフェライトおよびベイナイトの結晶粒径に影響を及ぼす重要なパラメータである。図２に示すように、ＴｉとＮｂの合計量が多いほど、衝撃エネルギー吸収特性（ｖＥ-40）が良好（ＯＫ）から不良（ＮＧ）に遷移する保持時間ｔ１（図中矢印）は増加する。良好（ＯＫ）から不良（ＮＧ）に遷移する保持時間ｔ１（秒）は、１０００×（［％Ｔｉ］＋［％Ｎｂ］）にほぼ対応している。このように、粗圧延終了後から仕上げ圧延開始までの保持時間ｔ１（秒）が１０００×（［％Ｔｉ］＋［％Ｎｂ］）秒以上であると、オーステナイト中で粗大な合金炭窒化物が析出し、オーステナイト結晶粒が粗大化し、仕上げ圧延、冷却、巻取り後の変態後組織においてフェライト及びベイナイトの１０μｍ以下の平均結晶粒径を得ることができず、低温靭性が劣化するとともに、衝撃エネルギー吸収特性が低下する。７００×（［％Ｔｉ］＋［％Ｎｂ］）＞ｔ１秒がより好ましい範囲である。よって、保持時間ｔ１（秒）を下記式（１）に規定した。
１０００×（［％Ｔｉ］＋［％Ｎｂ］）＞ｔ１ ・・・・・ 式（１）
また、熱間仕上げ圧延において、最終圧延温度Ｔｆは合金炭窒化物の平均粒子径と変態後のフェライトおよびベイナイトの結晶粒径に影響を及ぼすため、本発明において重要な条件であり、ＴｉおよびＮｂ含有量に応じて変化する。
最終圧延温度Ｔｆが８３０＋４００×（［％Ｔｉ］＋［％Ｎｂ］）以下であると、母相に対する格子整合性の無い粗大な合金炭窒化物が析出し、低温での衝撃エネルギー吸収特性が低下することがわかった。従って、最終圧延温度Ｔｆを以下の式（２）を満たすように設定する。
Ｔｆ＞８３０＋４００（［％Ｔｉ］＋［％Ｎｂ］） ・・・ 式（２）
この関係式（２）は、後に示す表２の鋼種と最終圧延温度Ｔｆとの関係から求められる。図３は、表２に示す鋼種のうち本発明例及び比較例２種（Ａ−７、Ｂ−６）のＴｉ＋Ｎｂの質量％とＴｆ（℃）との関係を表している。ここで、「ａ（［％Ｔｉ］＋［％Ｎｂ］）」部分の係数ａを４００とした場合、即ち、式（２）が、−４０℃での衝撃吸収エネルギーｖＥ-40が７０Ｊ／ｃｍ2以上となる境界であることが分かる。
係数ａが８００の場合、即ち、
Ｔｆ＞８３０＋８００（［％Ｔｉ］＋［％Ｎｂ］） ・・・ 式（３）
の場合は、係数ａが４００の場合よりも、−４０℃での衝撃吸収エネルギーｖＥ-40が７０Ｊ／ｃｍ2以上となる境界から少し離れる。しかし、係数ａが、４００〜８００の領域では、仕上げ圧延開始までの待ち時間が長くなり、合金炭窒化物が析出し始める可能性が高くなるので、係数ａが８００の式（３）に基づいて、Ｔｆをコントロールすることが好ましい。
最終圧延温度Ｔｆの上限については、特に限定しないが、フェライトおよびベイナイトの結晶粒径が粗大になる傾向が有り、９７０℃以下であることがより好ましい。
最終圧延の直後に圧延材の水冷を行う。最終圧延終了から空冷開始までの時間は、γの粒径と合金炭窒化物の平均粒子径を通して、低温での母材靭性および衝撃エネルギー吸収特性に影響を及ぼす。最終圧延の直後の空冷時間が３秒を超えると衝撃エネルギー吸収特性が低下する傾向が有ることから、３秒以内に水冷を開始することとする。下限は特に定めないが、一般的な設備では実質０．２秒以上である。
最終圧延の直後の空冷に引き続き、圧延材を冷却して熱延鋼板とする。この冷却は、金属組織を制御する重要な工程である。７００℃以下まで最低冷却速度８℃／秒以上で冷却を行う。
冷却の停止温度が７００℃を超える場合、粒界上で合金炭窒化物が粗大に析出しやすくなり、またパーライトが形成しやすくなり、さらにフェライトの結晶粒径が大きくなり、低温での衝撃エネルギー吸収特性が低下する。一方、７００℃までの最低冷却速度が８℃／秒未満である場合も、粒界上で合金炭窒化物が粗大に析出しやすくなり、またパーライトが形成しやすくなり、さらにフェライトの結晶粒径が大きくなり、低温での衝撃エネルギー吸収特性が低下する。
ここで、最低冷却速度８℃／秒以上とは、空冷終了温度から７００℃までの温度間の冷却速度が、８℃／秒を常に下回らないことを意味する。このため、例えば、この温度区間内で空冷は行わないことを意味する。このように本発明では、従来のように水冷による冷却過程の途中で空冷は行わない。
冷却停止温度は、６８０℃以下がより好ましく、また最低冷却速度は１５℃／秒以上がより好ましい。最低冷却速度の上限は特に定めないが、８０℃／秒を超えると、熱延コイル内で均一に冷却することが難しくなり、コイル内での強度変動が大きくなる。このため、８０℃／秒以下であることが好ましい。
次いで冷却された熱延鋼板を巻き取る。巻取り温度は、５３０〜６５０℃とする。巻取り温度が５３０℃未満の場合、マルテンサイトあるいは残留オーステナイトが形成する場合が有り、低温での靭性低下と、衝撃エネルギー吸収特性低下が顕著になる。また、６５０℃超の場合では、パーライトの面積分率が多くなり、低温での靭性低下と、衝撃エネルギー吸収特性低下が顕著になる。
このようにして得られた熱延鋼板を再加熱（焼鈍）しても構わない。この場合、再加熱の温度がＡｃ３温度を超えると、粗大な合金炭窒化物が析出し、低温での衝撃エネルギー吸収特性が低下する。このため、再加熱温度の適正範囲をＡｃ３温度以下に制限する。加熱方法は、特に指定するものではなく、炉加熱、誘導加熱、通電加熱、高周波加熱などの方法で行えばよい。
加熱時間は、特に定めないが、５５０℃以上の加熱保持時間が３０分を越える場合には、５９０ＭＰａ以上の引張強度を得るために、最高加熱温度を７００℃以下とすることが望ましい。
なお、再加熱（焼鈍）は、熱延鋼板を巻き取り後、温度が室温になる前に行ってもよい。
スキンパス圧延あるいはレベラー圧延は、形状矯正、時効性、さらには疲労特性の改善に奏効するので、酸洗後または酸洗前に行ってもよい。スキンパス圧延を行う場合には、圧下率の上限を３％とすることが望ましい。３％を超えると、鋼板の成形性が損なわれるからである。また、酸洗は目的に応じて行ってもよい。
次に、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法について説明する。
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、前述した本発明の熱延鋼板の表面にめっき層又は合金化めっき層が設けられた鋼板である。
前述した方法によって得られた熱延鋼板を酸洗後、連続亜鉛めっき設備あるいは連続焼鈍亜鉛めっき設備を用いて、鋼板を加熱し、溶融めっきを施し、熱延鋼板の表面にめっき層を形成する。
鋼板の加熱温度がＡｃ３温度を超えると、鋼板の引張強度低下と低温での衝撃エネルギー吸収特性低下が起こるので、加熱温度の適正範囲をＡｃ３温度以下に制限する。加熱温度がＡｃ３に近いほど引張強度が急激に低下し、材質ばらつきが大きくなるのでは、Ａｃ３−３０℃以下がより好ましい加熱温度範囲である。
さらに溶融めっきを施した後に、亜鉛めっき合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき層としてもよい。
なお、めっき種は亜鉛めっきに限定するものではなく、加熱温度の上限がＡｃ３温度であれば、他のめっき種であっても構わない。
また、本発明において熱間圧延に先行する製造方法は、特に限定するものではない。すなわち、高炉、転炉、電炉等による溶製に引き続き、各種の２次精練で目的の成分含有量になるように成分調整を行う。次いで通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。原料には、スクラップを使用しても構わない。連続鋳造によって得たスラブの場合には、高温鋳片のまま熱間圧延機に直送してもよいし、室温まで冷却後に加熱炉にて再加熱した後に熱間圧延してもよい。
以下に、実施例により本発明をさらに説明する。
表１に示す化学成分を有するＡ〜ＡＣの鋼を以下の方法により製造した。まず鋳造により鋼片を作製後、表２−１および表２−２に示す熱延条件および焼鈍めっき条件で鋼片を再加熱、粗圧延して粗バーとした。次いで、粗バーを仕上げ圧延して４ｍｍの板厚の圧延材にした後に冷却して熱延鋼板として巻き取った。
Figure 0005354130
Figure 0005354130
Figure 0005354130
表１中の化学組成についての表示は、質量％である。また、表１中、Ａｃ３（℃）は、以下の式により算出された値である。
Ａｃ３＝９１０−２１０√［％Ｃ］＋４５［％Ｓｉ］−３０［％Ｍｎ］＋７００［％Ｐ］＋４０［％Ａｌ］＋４００［％Ｔｉ］＋３２［％Ｍｏ］−１１［％Ｃｒ］−２０［％Ｃｕ］−１５［％Ｎｉ］
式中、％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｍｎ、％Ｐ、％Ａｌ、％Ｔｉ、％Ｍｏ、％Ｃｒ、％Ｃｕ、％Ｎｉは、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ及びＮｉの鋼中の含有量を示す。
表１中の鋼の化学組成は、その鋼Ｎｏ．のアルファベットが同じ表２中の鋼Ｎｏ．の鋼の化学組成と対応している。
表２中の「ＳＲＴ」は、スラブ加熱温度（℃）を示す。「ＲＦＴ」は、粗圧延終了温度（℃）を示す。「ｔ０」は、１１５０℃以下で行う各粗圧延間の最大保持時間（秒）を示す。「ｔ１」は、粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの時間（秒）を示す。「Ｔｆ」は、最終仕上げ圧延温度（℃）を示す。「ｔ２」は、最終仕上げ圧延の直後の空冷時間（秒）を示す。「ＣＲｍｉｎ」は、空冷後からＳＣＴ間の最低冷却速度（℃／秒）を示す。「ＳＣＴ」は、水冷停止温度（℃）を示す。「ＣＴ」は、巻取温度（℃）を示す。
鋼Ａ−１２〜１４、Ｃ−２は、溶融亜鉛めっき鋼板であり、熱延鋼板を酸洗した後、連続焼鈍亜鉛めっきラインにて、表２に示す焼鈍温度で焼鈍し、次いで亜鉛めっきを行って製造した。
なお、亜鉛めっき浸漬温度を４５０℃とし、また亜鉛めっき合金化処理を行ったものは合金化温度を５００℃として行った。
まず、作製した鋼板の金属組織、合金炭窒化物の観察を行った。
鋼板の金属組織の観察は、前述したように、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に準拠して、Ｌ断面について光学顕微鏡によって行った。また、各組織の面積分率は、組織写真を用いて、Ｌ断面の１／４ｔ厚さ（板厚をｔとした時に鋼板表面から１／４ｔの位置）の領域においてポイントカウント法又は画像解析によって測定した。フェライトおよびベイナイトの結晶粒径の測定は、ＪＩＳＧ０５５２に基づき、公称粒径の値を算出した。
ＴｉおよびＮｂを含有する、非整合析出した合金炭窒化物の結晶方位解析および平均粒子径の測定は、電子線が透過する程度に鋼片試料を薄膜化し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて行い、２０個以上の合金炭窒化物を観察することによって行った。
次いで、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の軟化量を測定するために、アーク溶接にて重ね継ぎ手を作製した。溶接の雰囲気はＣＯ2：１００％で行い、入熱量はおよそ５０００〜８０００Ｊ／ｃｍの範囲で行った。溶接後に断面の研磨を行い、母材、および溶接熱影響部（ＨＡＺ）のビッカース硬さ試験を行い、０以下であることを指す。以上の測定結果を表３に示す。なお、表３中の「Ｆ」はフェライト、「Ｂ」はベイナイト、「Ａ」は残留オーステナイト、「Ｍ」はマルテンサイト、「Ｐ」はパーライトであり、「ｄ(F、B)」はフェライトおよびベイナイトの平均結晶粒径（μｍ）、「ｄMCN」は非整合析出した合金炭窒化物の平均粒子径（ｎｍ）、「ΔＨＶ」は溶接熱影響部の最軟化部のビッカース硬さをＨＶHAZ、素材のビッカース硬さをＨＶBMとした時に、ＨＶBMとＨＶHAZの差を表す。
Figure 0005354130
Figure 0005354130
次に、鋼板の強度特性、低温での衝撃エネルギー吸収特性と曲げ性を評価した。
鋼板の強度特性は、以下の方法により評価した。まず供試材をＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片に加工した。そして、この５号試験片に対してＪＩＳ Ｚ ２２４１記載の方法に従って引張試験を行い、引張最高強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）、及び伸び（ＥＩ）を求めた。
低温での衝撃エネルギー吸収特性は、シャルピー衝撃試験により評価した。ＪＩＳ２２０２に基づき、板厚３ｍｍの２ｍｍＶノッチ試験片を作製し、試験片を−４０℃に冷却した後、シャルピー衝撃試験を行い、その衝撃エネルギー吸収値（Ｊ／ｃm2）を計測した。
曲げ試験はＪＩＳＺ２２４のＶブロック法（曲げ角度：９０°）により行い、試験片の板厚をｔ、割れが生じない限界曲げ半径ｒlimを計測した。
以上の測定結果を表３に示す。なお、前記したように表３中の「ｖＥ-40」は、シャルピー衝撃吸収値（Ｊ／ｃｍ2）であり、「ｒlim／ｔ」は、限界曲げ半径ｒlimを板厚で除した値である。ｒlim／ｔが０．５以下のものを◎、０．５超１．０以下の範囲内のものを○、１．０超のものを×とした。
鋼Ａ−２は、スラブ加熱温度が適正範囲外であるために、引張強度が６００ＭＰａ未満であり、また低温での衝撃エネルギー吸収特性が低かった比較例である。
鋼Ａ−３〜４、鋼Ｂ−３〜４は粗圧延終了温度が適正範囲外で有ったために、低温での衝撃エネルギー吸収特性が低かった比較例である。
鋼Ａ−６、鋼Ｂ−３は粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの時間が適正範囲外で有ったために、低温での衝撃エネルギー吸収特性が低かった比較例である。
鋼Ａ−７〜８、鋼Ａ−１０、鋼Ｂ−６〜８は仕上げ圧延の条件および仕上げ圧延後の冷却条件が適正範囲外であるために、低温での衝撃エネルギー吸収特性が低かった比較例である。
鋼Ａ−１１、鋼Ｂ−１０は、仕上げ圧延後の水冷停止温度および熱延鋼板の巻き取り温度が適正範囲外のために、低温での衝撃エネルギー吸収特性が低かった比較例である。
鋼Ａ−１２、鋼Ｂ−１１は、熱延鋼板の巻き取り温度が適正範囲外のために、引張強度が６００ＭＰａ未満であり、低温での衝撃エネルギー吸収特性が低かった比較例である。
鋼Ａ−１５は、焼鈍温度がＡｃ３温度以上であったため、低温での衝撃エネルギー吸収特性が低かった比較例である。
鋼Ｆ−１、Ｑ−１、Ｓ−１、ＡＡ−１、ＡＢ−１、ＡＣ−１は、Ｍｎ量、Ｔｉ量、Ｎｂ量の値が適正範囲外であったため、ＨＡＺ軟化量が大きかった比較例である。このうち、鋼Ｆ−１、Ｑ−１、ＡＣ−１は、引張強度が６００ＭＰａ未満である。
鋼Ｇ−１はＣ量が適正範囲外のために、強度が６００ＭＰａ未満であり、さらにＨＡＺ軟化量が大きかった比較例である。
鋼Ｈ−１、Ｉ−１、Ｋ−１、ＡＢ−１は、Ｃ量、Ｓｉ量、Ｍｎ量が適正範囲外のために、マルテンサイトあるいは残留オーステナイトが存在し、低温での衝撃エネルギー吸収特性が低く、さらに曲げ性も悪かった比較例である。
鋼Ｊ−１は、Ｍｎ量が適正範囲外のため、パーライトが存在し、低温での衝撃エネルギー吸収特性が低かった比較例である。
鋼Ｍ−１、Ｏ−１は、Ｓ量およびＰ量が過大であったため、低温での衝撃エネルギー吸収特性が低かった比較例である。
鋼Ｅ−１、Ｒ−１、Ｔ−１、Ｕ−１は、Ｔｉ量、Ｎｂ量、Ｎ量が適正範囲外であったため、粗大な合金炭窒化物が存在し、低温での衝撃エネルギー吸収特性が低かった比較例である。
鋼Ｐ−１は、Ａｌ量が過大であったため、ＨＡＺが軟質化した比較例である。
これに対して、本発明例はいずれも降伏比が０．８５以上、最大引張強度が６００ＭＰａ以上であり、かつ、低温での衝撃エネルギー吸収特性と耐ＨＡＺ軟化特性に優れた特性を示していた。

Claims (10)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０４〜０．０９％、
    Ｓｉ：０．４％以下、
    Ｍｎ：１．２〜２．０％、
    Ｐ：０．１％以下、
    Ｓ：０．０２％以下、
    Ａｌ：１．０％以下、
    Ｎｂ：０．０２〜０．０９％、
    Ｔｉ：０．０２〜０．０７％、
    Ｎ：０．００５％以下
    を含有し、
    ２．０≦［％Ｍｎ］＋８［％Ｔｉ］＋１２［％Ｎｂ］≦２．６であり、
    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、
    パーライトの面積分率が５％以下、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積分率が０．５％以下、残部がフェライトおよびベイナイトの１種または２種である金属組織からなり、
    フェライトおよびベイナイトの平均結晶粒径が１０μｍ以下であり、
    ＴｉおよびＮｂを含有する非整合析出した合金炭窒化物の平均粒子径が２０ｎｍ以下であり、
    降伏比が０．８５以上、
    最大引張強度が６００ＭＰａ以上である
    ことを特徴とする低温での衝撃エネルギー吸収特性と耐ＨＡＺ軟化特性に優れた高降伏比熱延鋼板。
  2. さらに、質量％で、Ｖ：０．０１〜０．１２％を含有することを特徴とする請求項１に記載の低温での衝撃エネルギー吸収特性と耐ＨＡＺ軟化特性に優れた高降伏比熱延鋼板。
  3. さらに、質量％で、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの１種又は２種以上を合計で０．０２〜２．０％含有することを特徴とする請求項１または２に記載の低温での衝撃エネルギー吸収特性と耐ＨＡＺ軟化特性に優れた高降伏比熱延鋼板。
  4. さらに、質量％で、Ｂを０．０００３〜０．００５％含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の低温での衝撃エネルギー吸収特性と耐ＨＡＺ軟化特性に優れた高降伏比熱延鋼板。
  5. さらに、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅの１種又は２種以上を合計で０．０００３〜０．０１％含有することを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の低温での衝撃エネルギー吸収特性と耐ＨＡＺ軟化特性に優れた高降伏比熱延鋼板。
  6. 請求項１〜５の何れか１項に記載の高降伏比熱延鋼板の表面にめっきあるいは合金化めっきが施されていることを特徴とする低温での衝撃エネルギー吸収特性と耐ＨＡＺ軟化特性に優れた高降伏比熱延めっき鋼板。
  7. 請求項１〜５の何れか１項に記載の成分組成からなる鋼片を、
    １１５０℃以上に加熱し、
    加熱された鋼片を粗圧延し、１０００〜１０８０℃間で粗圧延を終了し、この際、１１５０℃以下で行う粗圧延における最大の圧延間隔が４５秒以下であり、
    粗圧延終了後、下記式（１）を満たす保持時間ｔ１（秒）をとった後、仕上げ圧延を開始し、
    下記式（２）を満たす最終圧延温度Ｔｆである仕上げ圧延を行い、
    仕上げ圧延後３秒以内に鋼片の水冷を開始し、引き続き最低冷却速度８℃／秒以上で７００℃以下まで鋼片を冷却して、５３０〜６５０℃の範囲内で巻き取ることを特徴とする
    パーライトの面積分率が５％以下、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積分率が０．５％以下、残部がフェライトおよびベイナイトの１種または２種である金属組織からなり、
    フェライトおよびベイナイトの平均結晶粒径が１０μｍ以下であり、
    ＴｉおよびＮｂを含有する非整合析出した合金炭窒化物の平均粒子径が２０ｎｍ以下であり、
    降伏比が０．８５以上、
    最大引張強度が６００ＭＰａ以上である
    低温での衝撃エネルギー吸収特性と耐ＨＡＺ軟化特性に優れた高降伏比熱延鋼板の製造方法。
    １０００×（［％Ｔｉ］＋［％Ｎｂ］）＞ｔ１ ・・・・・ 式（１）
    Ｔｆ＞８３０＋４００（［％Ｔｉ］＋［％Ｎｂ］） ・・ 式（２）
  8. 最終圧延温度Ｔｆが、下記式（３）を満たすことを特徴とする請求項７記載の高降伏比熱延鋼板の製造方法。
    Ｔｆ＞８３０＋８００（［％Ｔｉ］＋［％Ｎｂ］） ・・ 式（３）
  9. 請求項７又は８に記載の製造方法で得られた熱延鋼板を酸洗の後、Ａｃ３温度以下で加熱を行い、次いでめっき浴中に浸漬させて、該鋼板表面をめっきすることを特徴とする低温での衝撃エネルギー吸収特性と耐ＨＡＺ軟化特性に優れた高降伏比熱延めっき鋼板の製造方法。
  10. 前記めっき後に、さらにめっき合金化処理を行うことを特徴とする請求項９に記載の低温での衝撃エネルギー吸収特性と耐ＨＡＺ軟化特性に優れた高降伏比熱延めっき鋼板の製造方法。
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