JP6693607B1 - 熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
熱延鋼板およびその製造方法を提供する。本発明の熱延鋼板の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０４％以上０．５０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上３．０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼板表面から板厚ｔの１／２ｔ位置における鋼組織は、体積率で、フェライトが３０％超、ベイナイトが１０％以上であり、フェライトおよびベイナイトの合計が、１／２ｔ位置における鋼組織全体に対して７０％以上９５％以下であり、残部がパーライト、マルテンサイト、オーステナイトから選択される１種または２種以上からなり、隣り合う結晶の方位差が１５°以上の境界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、結晶粒の平均円相当径が７．０μｍ未満であり、かつ、円相当径で４０．０μｍ以上の結晶粒の合計が、１／２ｔ位置における鋼組織全体に対して体積率で３０％以下である。
Description
本発明は、建築構造部材に好適な、高強度および低降伏比を備え、靱性に優れた熱延鋼板およびその製造方法に関する。本発明の熱延鋼板は、特に冷間でロール成形して製造される角形鋼管の素材として好適に用いられる。
近年、工場、倉庫、商業施設などの大型建築物（以下、建築物と称する）に用いられる建築構造部材は、軽量化による施工コスト削減のため、高強度化が進んでいる。特に建築物の柱材として用いられる角形鋼管（角コラム）は、降伏強度が３８５ＭＰａ以上、引張強度が５２０ＭＰａ以上の機械特性を求められており、さらに耐震性の観点から高い塑性変形能と優れた靱性を備えることも同時に求められる。そのため、角形鋼管の素材を適切に選択することが必要である。
角形鋼管は、一般に熱延鋼板（熱延鋼帯）または厚板を素材とし、素材を冷間で成形することにより製造される。冷間で成形する方法としては、冷間でプレス曲げ成形する方法あるいは冷間でロール成形する方法がある。通常、熱延鋼板を冷間ロール成形して角形鋼管を製造する場合には、まず熱延鋼板を丸型鋼管に成形し、その後、丸型鋼管に冷間成形を加えて角形鋼管とする。このロール成形による角形鋼管の製造方法は、プレス曲げ成形による角形鋼管の製造方法と比較して生産性が高く、短納期での製造が可能になるという利点がある。しかし、ロール成形による角形鋼管の製造方法では、特に丸型鋼管の成形の際に管軸方向に大きな加工ひずみが導入されるため、管軸方向の降伏比が上昇しやすく、靱性が低下しやすいという問題がある。
さらに、ロール成形角形鋼管は板厚が大きいほどロール成形時の加工ひずみが大きくなるため、降伏比はより高くなり、靱性はより低下する。そのため、特に板厚２０ｍｍを超えるような厚肉のロール成形角形鋼管を製造する場合には、ロール成形による降伏比の上昇および靱性の低下にも耐えうるような素材を選択する必要がある。
また、上述のように、ロール成形を施す素材は、ロール成形による降伏比の上昇や靱性の低下といった機械特性の変化を考慮して適切な熱延鋼板（熱延鋼帯）または厚板を選択することが要求される。
このような要求に対し、例えば、特許文献１には、重量％で、Ｃ≦０．０２％、Ｓｉ≦１．０％、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．０８〜０．２５％、Ｔｉ≦０．２％、Ｂ≦０．００２０％を含み、かつＮｉ，Ｃｒ，Ｓｎ，Ｃｕの１種または２種以上を総量で０．０２％以上かつ０．３％以下含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつＮｂ量がＮｂ≧０．０５＋７．７５Ｃ−１．９８Ｔｉ＋６．６４Ｎ＋０．００００３５／（Ｂ＋０．０００４）を満足し、その金属組織がフェライト相が体積率７０％以上で、かつフェライト粒径が粒度番号で１０．５番以上１５番以下であり、常温での降伏比が７０％以下とすることで、靭性に優れた低降伏比耐火用熱延鋼板が開示されている。
特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１８％、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．００６％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライトを主相とし、第二相として、パーライト、または、パーライトおよびベイナイトを有し、所定の式で定義される第二相頻度が０．２０〜０．４２であり、主相と第二相とを含む平均結晶粒径が７〜１５μｍである組織を有することで、靱性を改善した建築構造部材向け角形鋼管用厚肉熱延鋼板が開示されている。
特許文献３には、Ｃ：０．０６〜０．１２％(質量％の意味、以下同じ)、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜１．８％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｐ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎ：０．００２〜０．００９％およびＢ：０．０００５〜０．００３％を夫々含有すると共に、所定の式で規定される炭素当量Ｃｅｑが０．４０％以下であり、残部が鉄および不可避不純物からなり、ベイナイト相を主体とする組織からなり、表面から深さｔ／４（ｔは板厚を表す、以下同じ）の位置において、隣り合う結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、当該結晶粒を電子後方散乱回折像法によって測定した平均円相当径ＤＡが１０μｍ以下であると共に、前記電子後方散乱回折像法によって測定した前記結晶粒の粒径を、所定の式に基づく極値統計法によって算出した予測最大粒径ＤＭが、８０μｍ以下とすることで、母材低温靱性に優れた大入熱溶接用高張力鋼板が開示されている。
特許文献４には、重量でＣ：０．０４〜０．２５％、Ｎ：０．００５０〜０．０１５０％およびＴｉ：０．００３〜０．０５０％を含有し、かつ所定の式で求められる炭素当量（Ｃｅｑ．）が０．１０〜０．４５％の鋼であって、かつパーライト相が面積分率で５〜２０％の範囲にあり、さらに鋼中に粒径の平均が１〜３０μｍのＴｉＮが重量で０．０００８〜０．０１５％の割合で分散させることで、冷間加工後の一様伸びの優れた（すなわち低降伏比である）高強度熱延鋼板が開示されている。
特許文献５には、鋼成分（質量％）から計算される炭素当量Ｃｅｑが０．３３％以上０．４３％以下、溶接割れ感受性組成ＰＣＭが０．１５％以上０．２４％以下、溶接熱影響部靭性指標ｆＨＡＺが０．３０％以上０．４７％以下の組成を有する鋼からなる冷間プレス成形角形鋼管用厚鋼板が開示されている。特許文献５の冷間プレス成形角形鋼管用厚鋼板は、鋼組織がフェライトおよび残部ベイナイトまたはパーライトから構成される。
特許文献６には、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：１．２０〜１．５０％、Ａｌ：０．００３〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ下記式で定義されるＣｅｑが０．３４以上を満たす鋼素材を９００〜１２００℃に加熱した後、圧延を開始し、Ａｒ３点以上で圧延終了後、Ａｒ３点以下からＡｒ３点−４００℃以下まで水冷し、その後、５００℃以下での焼戻しする角形鋼管用鋼板の製造方法が開示されている。特許文献６の角形鋼管用鋼板は、鋼組織が軟質なフェライトと硬質なベイナイトまたはマルテンサイトから構成される。
しかしながら、特許文献１の技術では、鋼の高強度化に大きく寄与する元素であるＣ含有量が０．０２重量％以下に抑えられている。このため、ロール成形後の降伏強度を安定的に３８５ＭＰａ以上とすることが困難であるという問題があった。
特許文献２の技術では、主相と第二相とを含む平均結晶粒径が７〜１５μｍである。この平均結晶粒径の範囲では、ロール成形後に引張強度５２０ＭＰａ以上の強度を得ることはできないという問題があった。
特許文献３の技術では、ベイナイト相を主体（７０面積％以上）とする。硬質なベイナイトの面積率が高いため、降伏比が０．７５超になるという問題があった。
特許文献４の技術では、軟質なフェライトと硬質なパーライトの複合組織鋼である。このため、降伏比は低いが靱性は悪いため、角形鋼管に必要な靱性を確保できないという問題があった。
特許文献５の技術で得られる冷間プレス成形角形鋼管用厚鋼板を冷間ロール成形角形鋼板の素材に適用した場合、冷間ロール成形時に管軸方向に導入される加工ひずみのために靱性が低下する。このため、角形鋼管に必要な靱性を確保できないという問題があった。
特許文献６の上記製造方法により製造される鋼板は、降伏比を０．７５以下とするために、熱間圧延とそれに続く冷却を施した後に焼戻し処理を必要とする。このため、製造コストの面で不利であった。
本発明は、上記の事情を鑑みてなされたものであり、建築構造部材に好適な、高強度および低降伏比を備え、靱性に優れた厚肉の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。
ここで、本発明でいう「高強度」とは、冷間ロール成形して製造される角形鋼管（以下、冷間ロール成形角形鋼管と称する場合もある）の素材である熱延鋼板（角形鋼管用の熱延鋼板）の降伏強度が３３０ＭＰa以上、引張強度が５２０ＭＰａ以上の強度を有することを指す。また、本発明でいう「低降伏比」とは、上記素材の降伏比（＝降伏強度／引張強度）が０．７５以下であることを指す。また、本発明でいう「靱性に優れた」とは、上記素材の−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１７０Ｊ以上であることを指す。また、本発明でいう「厚肉」とは、板厚が２０ｍｍ超であることを指す。なお、本発明では、上記素材の熱延鋼板には熱延鋼帯を含むものとする。
本発明者らは上記課題を解決すべく鋭意検討を行った。
上述の通り、ロール成形を施す素材は、ロール成形による降伏比の上昇や靱性の低下といった機械特性の変化を考慮して適切に選択することが必要である。本発明では、まず、素材を冷間ロール成形して製造される角形鋼管が、降伏強度を３８５ＭＰａ以上、引張強度を５２０ＭＰａ以上、かつ高い塑性変形能と優れた靱性を備えることができる素材について検討した。その結果、冷間ロール成形角形鋼管用の素材（熱延鋼板）の機械特性は、具体的に、降伏強度が３３０ＭＰa以上、引張強度が５２０ＭＰa以上、降伏比（＝降伏強度／引張強度）が０．７５以下、および−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１７０Ｊ以上であればよいことを見出した。
そして、上記した機械特性を満足する素材（冷間ロール成形角形鋼管用の熱延鋼板）について、更に検討した結果、以下の知見（ｉ）〜（iii）を得た。
（ｉ）素材が、本発明で目的とする降伏強度および引張強度を満足するためには、Ｃ含有量を０．０４質量％以上とし、さらに鋼板の主体組織をフェライトとベイナイトの混合組織とし、かつ隣り合う結晶の方位差が１５°以上の境界によって囲まれる領域を結晶粒としたとき、結晶粒の平均円相当径を７．０μｍ未満とすることが必要である。
（ii）素材が、本発明で目的とする降伏比を満足するためには、鋼板の残部組織を硬質なパーライト、マルテンサイト、オーステナイトから選択される１種または２種以上とすることが必要である。
（iii）素材が上記した（ｉ）および（ii）の両方を満足する鋼組織において、さらに本発明で目的とする靱性を備えるためには、隣り合う結晶の方位差１５°以上の境界によって囲まれる領域を結晶粒としたとき、円相当径４０．０μｍ以上の結晶粒の体積率を３０％以下とすることが必要である。
（ｉ）素材が、本発明で目的とする降伏強度および引張強度を満足するためには、Ｃ含有量を０．０４質量％以上とし、さらに鋼板の主体組織をフェライトとベイナイトの混合組織とし、かつ隣り合う結晶の方位差が１５°以上の境界によって囲まれる領域を結晶粒としたとき、結晶粒の平均円相当径を７．０μｍ未満とすることが必要である。
（ii）素材が、本発明で目的とする降伏比を満足するためには、鋼板の残部組織を硬質なパーライト、マルテンサイト、オーステナイトから選択される１種または２種以上とすることが必要である。
（iii）素材が上記した（ｉ）および（ii）の両方を満足する鋼組織において、さらに本発明で目的とする靱性を備えるためには、隣り合う結晶の方位差１５°以上の境界によって囲まれる領域を結晶粒としたとき、円相当径４０．０μｍ以上の結晶粒の体積率を３０％以下とすることが必要である。
本発明は、これらの知見に基づいて完成されたものであり、下記の要旨からなる。
［１］ 成分組成は、質量％で、
Ｃ ：０．０４％以上０．５０％以下、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：０．５％以上３．０％以下、
Ｐ ：０．１０％以下、
Ｓ ：０．０５％以下、
Ａｌ：０．００５％以上０．１０％以下、
Ｎ ：０．０１０％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
鋼板表面から板厚ｔの１／２ｔ位置における鋼組織は、
体積率で、フェライトが３０％超、ベイナイトが１０％以上であり、
該フェライトおよび該ベイナイトの合計が、１／２ｔ位置における鋼組織全体に対して７０％以上９５％以下であり、
残部がパーライト、マルテンサイト、オーステナイトから選択される１種または２種以上からなり、
隣り合う結晶の方位差が１５°以上の境界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、
該結晶粒の平均円相当径が７．０μｍ未満であり、
かつ、円相当径で４０．０μｍ以上の該結晶粒の合計が、１／２ｔ位置における鋼組織全体に対して体積率で３０％以下である、熱延鋼板。
［２］ 前記成分組成に加えてさらに、質量％で、下記Ａ群およびＢ群のうちから選ばれた１群または２群を含有する、上記［１］に記載の熱延鋼板。
記
Ａ群：Ｎｂ：０．１５％以下、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｖ：０．１５％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ群：Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．３％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｂ：０．０１０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
［３］ 板厚が２０ｍｍ超である、上記［１］または［２］に記載の熱延鋼板。
［４］ 上記［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼素材を、加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下に加熱した後、
粗圧延終了温度：８５０℃以上１１５０℃以下、仕上圧延終了温度：７５０℃以上８５０℃以下、かつ、９３０℃以下での合計圧下率：６５％以上である熱間圧延を施し、
前記熱間圧延後に、板厚中心温度で平均冷却速度：１０℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下、冷却停止温度：４５０℃以上６５０℃以下で冷却する、熱延鋼板の製造方法。
［５］ 前記熱延鋼板の板厚が２０ｍｍ超である、上記［４］に記載の熱延鋼板の製造方法。
［１］ 成分組成は、質量％で、
Ｃ ：０．０４％以上０．５０％以下、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：０．５％以上３．０％以下、
Ｐ ：０．１０％以下、
Ｓ ：０．０５％以下、
Ａｌ：０．００５％以上０．１０％以下、
Ｎ ：０．０１０％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
鋼板表面から板厚ｔの１／２ｔ位置における鋼組織は、
体積率で、フェライトが３０％超、ベイナイトが１０％以上であり、
該フェライトおよび該ベイナイトの合計が、１／２ｔ位置における鋼組織全体に対して７０％以上９５％以下であり、
残部がパーライト、マルテンサイト、オーステナイトから選択される１種または２種以上からなり、
隣り合う結晶の方位差が１５°以上の境界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、
該結晶粒の平均円相当径が７．０μｍ未満であり、
かつ、円相当径で４０．０μｍ以上の該結晶粒の合計が、１／２ｔ位置における鋼組織全体に対して体積率で３０％以下である、熱延鋼板。
［２］ 前記成分組成に加えてさらに、質量％で、下記Ａ群およびＢ群のうちから選ばれた１群または２群を含有する、上記［１］に記載の熱延鋼板。
記
Ａ群：Ｎｂ：０．１５％以下、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｖ：０．１５％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ群：Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．３％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｂ：０．０１０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
［３］ 板厚が２０ｍｍ超である、上記［１］または［２］に記載の熱延鋼板。
［４］ 上記［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼素材を、加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下に加熱した後、
粗圧延終了温度：８５０℃以上１１５０℃以下、仕上圧延終了温度：７５０℃以上８５０℃以下、かつ、９３０℃以下での合計圧下率：６５％以上である熱間圧延を施し、
前記熱間圧延後に、板厚中心温度で平均冷却速度：１０℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下、冷却停止温度：４５０℃以上６５０℃以下で冷却する、熱延鋼板の製造方法。
［５］ 前記熱延鋼板の板厚が２０ｍｍ超である、上記［４］に記載の熱延鋼板の製造方法。
本発明によれば、高強度および低降伏比を備え、靱性に優れた、すなわち降伏強度が３３０ＭＰa以上、引張強度が５２０ＭＰa以上、降伏比が０．７５以下、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１７０Ｊ以上である熱延鋼板およびその製造方法を提供することができる。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明の熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０４％以上０．５０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上３．０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する。鋼板表面から板厚ｔの１／２ｔ位置における鋼組織は、体積率で、フェライトが３０％超、ベイナイトが１０％以上であり、該フェライトおよび該ベイナイトの合計が、１／２ｔ位置における鋼組織全体に対して７０％以上９５％以下であり、残部がパーライト、マルテンサイト、オーステナイトから選択される１種または２種以上からなる。また、隣り合う結晶の方位差（以下、「結晶方位差」とも称する）が１５°以上の境界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、該結晶粒の平均円相当径（以下、「平均結晶粒径」とも称する）が７．０μｍ未満であり、かつ、円相当径（以下、「結晶粒径」とも称する）で４０．０μｍ以上の結晶粒の合計が、１／２ｔ位置における鋼組織全体に対して体積率で３０％以下である。
まず、本発明において、熱延鋼板の鋼素材の成分組成を限定した理由を以下に説明する。本明細書において、特に断りがない限り、鋼組成を示す「％」は「質量％」である。
Ｃ：０．０４％以上０．５０％以下
Ｃは固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。また、Ｃはパーライトの生成を促進し、焼入れ性を高めてマルテンサイトの生成に寄与し、オーステナイトの安定化に寄与することから、硬質相の形成にも寄与する元素である。本発明で目的とする強度および降伏比を確保するため、Ｃは０．０４％以上含有することを必要とする。しかし、Ｃ含有量が０．５０％を超えると、硬質相の割合が高くなり降伏比が上昇し、靱性が低下し、また溶接性も悪化する。このため、Ｃ含有量は０．０４％以上０．５０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０８％以上であり、より好ましくは０．１２％超であり、より一層好ましくは０．１４％以上である。また、Ｃ含有量は、好ましくは０．３０％以下であり、より好ましくは０．２５％以下であり、より一層好ましくは０．２２％以下である。
Ｃは固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。また、Ｃはパーライトの生成を促進し、焼入れ性を高めてマルテンサイトの生成に寄与し、オーステナイトの安定化に寄与することから、硬質相の形成にも寄与する元素である。本発明で目的とする強度および降伏比を確保するため、Ｃは０．０４％以上含有することを必要とする。しかし、Ｃ含有量が０．５０％を超えると、硬質相の割合が高くなり降伏比が上昇し、靱性が低下し、また溶接性も悪化する。このため、Ｃ含有量は０．０４％以上０．５０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０８％以上であり、より好ましくは０．１２％超であり、より一層好ましくは０．１４％以上である。また、Ｃ含有量は、好ましくは０．３０％以下であり、より好ましくは０．２５％以下であり、より一層好ましくは０．２２％以下である。
Ｓｉ：２．０％以下
Ｓｉは固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素であり、必要に応じて含有することができる。このような効果を得るためには、Ｓｉは０．０１％以上含有することが望ましい。しかし、Ｓｉ含有量が２．０％を超えると溶接性が悪化する。また靱性も低下する。このため、Ｓｉ含有量は２．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。また、Ｓｉ含有量は、好ましくは０．５％以下であり、より好ましくは０．４％以下であり、より一層好ましくは０．３％以下である。
Ｓｉは固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素であり、必要に応じて含有することができる。このような効果を得るためには、Ｓｉは０．０１％以上含有することが望ましい。しかし、Ｓｉ含有量が２．０％を超えると溶接性が悪化する。また靱性も低下する。このため、Ｓｉ含有量は２．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。また、Ｓｉ含有量は、好ましくは０．５％以下であり、より好ましくは０．４％以下であり、より一層好ましくは０．３％以下である。
Ｍｎ：０．５％以上３．０％以下
Ｍｎは固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。また、Ｍｎはフェライト変態開始温度を低下させることで組織の微細化に寄与する元素である。本発明で目的とする強度および組織を確保するためには、Ｍｎは０．５％以上含有することを必要とする。しかし、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると溶接性が悪化する。また降伏強度が高くなり所望の降伏比が得られなくなる。このため、Ｍｎ含有量は０．５％以上３．０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．７％以上であり、より好ましくは０．９％以上であり、より一層好ましくは１．０％以上である。また、Ｍｎ含有量は、好ましくは２．５％以下であり、より好ましくは２．０％以下である。
Ｍｎは固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。また、Ｍｎはフェライト変態開始温度を低下させることで組織の微細化に寄与する元素である。本発明で目的とする強度および組織を確保するためには、Ｍｎは０．５％以上含有することを必要とする。しかし、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると溶接性が悪化する。また降伏強度が高くなり所望の降伏比が得られなくなる。このため、Ｍｎ含有量は０．５％以上３．０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．７％以上であり、より好ましくは０．９％以上であり、より一層好ましくは１．０％以上である。また、Ｍｎ含有量は、好ましくは２．５％以下であり、より好ましくは２．０％以下である。
Ｐ：０．１０％以下
Ｐは、粒界に偏析し材料の不均質を招くため、不可避的不純物としてできるだけ低減することが好ましいが、０．１０％以下の含有量までは許容できる。このため、Ｐ含有量は０．１０％以下の範囲内とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下であり、より一層好ましくは０．０１５％以下である。なお、特にＰの下限は規定しないが、過度の低減は製錬コストの高騰を招くため、Ｐは０．００２％以上とすることが好ましい。
Ｐは、粒界に偏析し材料の不均質を招くため、不可避的不純物としてできるだけ低減することが好ましいが、０．１０％以下の含有量までは許容できる。このため、Ｐ含有量は０．１０％以下の範囲内とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下であり、より一層好ましくは０．０１５％以下である。なお、特にＰの下限は規定しないが、過度の低減は製錬コストの高騰を招くため、Ｐは０．００２％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０５％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、延性に悪影響を及ぼす。このため、本発明ではＳをできるだけ低減することが好ましいが、０．０５％以下の含有量までは許容できる。このため、Ｓ含有量は０．０５％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下であり、より一層好ましくは０．００８％以下である。なお、特にＳの下限は規定しないが、過度の低減は製錬コストの高騰を招くため、Ｓは０．０００２％以上とすることが好ましい。
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、延性に悪影響を及ぼす。このため、本発明ではＳをできるだけ低減することが好ましいが、０．０５％以下の含有量までは許容できる。このため、Ｓ含有量は０．０５％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下であり、より一層好ましくは０．００８％以下である。なお、特にＳの下限は規定しないが、過度の低減は製錬コストの高騰を招くため、Ｓは０．０００２％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．００５％以上０．１０％以下
Ａｌは、強力な脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためには、Ａｌは０．００５％以上含有することを必要とする。しかし、Ａｌ含有量が０．１０％を超えると溶接性が悪化するとともに、アルミナ系介在物が多くなり、表面性状が悪化する。また溶接部の靱性も低下する。このため、Ａｌ含有量は０．００５％以上０．１０％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０２７％以上である。また、Ａｌ含有量は、好ましくは０．０７％以下であり、より好ましくは０．０４％以下である。
Ａｌは、強力な脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためには、Ａｌは０．００５％以上含有することを必要とする。しかし、Ａｌ含有量が０．１０％を超えると溶接性が悪化するとともに、アルミナ系介在物が多くなり、表面性状が悪化する。また溶接部の靱性も低下する。このため、Ａｌ含有量は０．００５％以上０．１０％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０２７％以上である。また、Ａｌ含有量は、好ましくは０．０７％以下であり、より好ましくは０．０４％以下である。
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、不可避的不純物であり、転位の運動を強固に固着することで靭性を低下させる作用を有する元素である。本発明では、Ｎは不純物としてできるだけ低減することが望ましいが、Ｎの含有量は０．０１０％までは許容できる。このため、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下であり、より好ましくは０．００４０％以下であり、より一層好ましくは０．００３５％以下である。なお、過度の低減は製錬コストの高騰を招くため、Ｎ含有量は０．００１０％以上とすることが好ましく、０．００１５％以上とすることがより好ましい。
Ｎは、不可避的不純物であり、転位の運動を強固に固着することで靭性を低下させる作用を有する元素である。本発明では、Ｎは不純物としてできるだけ低減することが望ましいが、Ｎの含有量は０．０１０％までは許容できる。このため、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下であり、より好ましくは０．００４０％以下であり、より一層好ましくは０．００３５％以下である。なお、過度の低減は製錬コストの高騰を招くため、Ｎ含有量は０．００１０％以上とすることが好ましく、０．００１５％以上とすることがより好ましい。
残部はＦｅおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の効果を損なわない範囲においては、Ｏを０．００５％以下含有することを拒むものではない。
上記の成分が本発明における熱延鋼板の基本の成分組成である。上記した必須元素で本発明で目的とする特性は得られるが、必要に応じて下記の元素を含有することができる。
Ｎｂ：０．１５％以下、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｖ：０．１５％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖは、いずれも鋼中で微細な炭化物、窒化物を形成し、析出強化を通じて鋼の強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。このような効果を得るため、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖを含有する場合には、それぞれＮｂ：０．００５％以上、Ｔｉ：０．００５％以上、Ｖ：０．００５％以上とすることが好ましい。一方、過度の含有は、降伏比の上昇および靱性の低下を招く恐れがある。よって、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖを含有する場合には、それぞれＮｂ：０．１５％以下、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｖ：０．１５％以下とすることが好ましい。このため、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖを含有する場合には、それぞれＮｂ：０．１５％以下、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｖ：０．１５％以下とすることが好ましい。なお、Ｎｂ：０．００５％以上、Ｔｉ：０．００５％以上、Ｖ：０．００５％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｎｂ：０．００８％以上０．１０％以下、Ｔｉ：０．００８％以上０．１０％以下、Ｖ：０．００８％以上０．１０％以下である。より一層好ましくは、Ｎｂ：０．０１０％以上０．０３５％以下、Ｔｉ：０．０１０％以上０．０４０％以下、Ｖ：０．０１０％以上０．０３５％以下である。なお、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖのうちから選ばれた２種以上を含有する場合、降伏比の上昇および靱性の低下を招く恐れがあるため、合計量（Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖの量）を０．１５０％以下とすることが好ましい。
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖは、いずれも鋼中で微細な炭化物、窒化物を形成し、析出強化を通じて鋼の強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。このような効果を得るため、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖを含有する場合には、それぞれＮｂ：０．００５％以上、Ｔｉ：０．００５％以上、Ｖ：０．００５％以上とすることが好ましい。一方、過度の含有は、降伏比の上昇および靱性の低下を招く恐れがある。よって、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖを含有する場合には、それぞれＮｂ：０．１５％以下、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｖ：０．１５％以下とすることが好ましい。このため、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖを含有する場合には、それぞれＮｂ：０．１５％以下、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｖ：０．１５％以下とすることが好ましい。なお、Ｎｂ：０．００５％以上、Ｔｉ：０．００５％以上、Ｖ：０．００５％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｎｂ：０．００８％以上０．１０％以下、Ｔｉ：０．００８％以上０．１０％以下、Ｖ：０．００８％以上０．１０％以下である。より一層好ましくは、Ｎｂ：０．０１０％以上０．０３５％以下、Ｔｉ：０．０１０％以上０．０４０％以下、Ｖ：０．０１０％以上０．０３５％以下である。なお、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖのうちから選ばれた２種以上を含有する場合、降伏比の上昇および靱性の低下を招く恐れがあるため、合計量（Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖの量）を０．１５０％以下とすることが好ましい。
Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．３％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｂ：０．０１０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下
Ｃｒ、Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を上昇させる元素であり、必要に応じて含有することができる。上記した効果を得るため、Ｃｒ、Ｍｏを含有する場合には、それぞれＣｒ：０．０１％以上、Ｍｏ：０．０１％以上とすることが好ましい。一方、過度の含有は、靱性の低下および溶接性の悪化を招く恐れがある。よって、Ｃｒ、Ｍｏを含有する場合には、それぞれＣｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下とすることが好ましい。このため、Ｃｒ、Ｍｏを含有する場合には、それぞれＣｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下とすることが好ましい。なお、Ｃｒ：０．０１％以上、Ｍｏ：０．０１％以上とすることが好ましい。
より好ましくは、Ｃｒ：０．１０％以上０．５０％以下、Ｍｏ：０．１０％以上０．５０％以下である。
Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下
Ｃｒ、Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を上昇させる元素であり、必要に応じて含有することができる。上記した効果を得るため、Ｃｒ、Ｍｏを含有する場合には、それぞれＣｒ：０．０１％以上、Ｍｏ：０．０１％以上とすることが好ましい。一方、過度の含有は、靱性の低下および溶接性の悪化を招く恐れがある。よって、Ｃｒ、Ｍｏを含有する場合には、それぞれＣｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下とすることが好ましい。このため、Ｃｒ、Ｍｏを含有する場合には、それぞれＣｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下とすることが好ましい。なお、Ｃｒ：０．０１％以上、Ｍｏ：０．０１％以上とすることが好ましい。
より好ましくは、Ｃｒ：０．１０％以上０．５０％以下、Ｍｏ：０．１０％以上０．５０％以下である。
Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．３％以下
Ｃｕ、Ｎｉは、固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素であり、必要に応じて含有することができる。上記した効果を得るため、Ｃｕ、Ｎｉを含有する場合には、それぞれＣｕ：０．０１％以上、Ｎｉ：０．０１％以上とすることが好ましい。一方、過度の含有は、靱性の低下および溶接性の悪化を招く恐れがある。よって、Ｃｕ、Ｎｉを含有する場合には、それぞれＣｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．３％以下とすることが好ましい。このため、Ｃｕ、Ｎｉを含有する場合には、それぞれＣｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．３％以下とすることが好ましい。なお、Ｃｕ：０．０１％以上、Ｎｉ：０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃｕ：０．１０％以上０．４％以下、Ｎｉ：０．１０％以上０．２％以下である。
Ｃｕ、Ｎｉは、固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素であり、必要に応じて含有することができる。上記した効果を得るため、Ｃｕ、Ｎｉを含有する場合には、それぞれＣｕ：０．０１％以上、Ｎｉ：０．０１％以上とすることが好ましい。一方、過度の含有は、靱性の低下および溶接性の悪化を招く恐れがある。よって、Ｃｕ、Ｎｉを含有する場合には、それぞれＣｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．３％以下とすることが好ましい。このため、Ｃｕ、Ｎｉを含有する場合には、それぞれＣｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．３％以下とすることが好ましい。なお、Ｃｕ：０．０１％以上、Ｎｉ：０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃｕ：０．１０％以上０．４％以下、Ｎｉ：０．１０％以上０．２％以下である。
Ｃａ：０．０１０％以下
Ｃａは、熱間圧延工程で薄く延伸されるＭｎＳ等の硫化物を、球状化することで鋼の靱性向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。このような効果を得るため、Ｃａを含有する場合は、０．０００５％以上含有することが好ましい。しかし、Ｃａ含有量が０．０１０％を超えると、鋼中にＣａ酸化物クラスターが形成され、靱性が悪化する場合がある。このため、Ｃａを含有する場合は、Ｃａ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。なお、Ｃａ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃａ含有量は０．００１０％以上０．００５０％以下である。
Ｃａは、熱間圧延工程で薄く延伸されるＭｎＳ等の硫化物を、球状化することで鋼の靱性向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。このような効果を得るため、Ｃａを含有する場合は、０．０００５％以上含有することが好ましい。しかし、Ｃａ含有量が０．０１０％を超えると、鋼中にＣａ酸化物クラスターが形成され、靱性が悪化する場合がある。このため、Ｃａを含有する場合は、Ｃａ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。なお、Ｃａ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃａ含有量は０．００１０％以上０．００５０％以下である。
Ｂ：０．０１０％以下
Ｂは、フェライト変態開始温度を低下させることで組織の微細化に寄与する元素である。このような効果を得るため、Ｂを含有する場合は、０．０００３％以上含有することが好ましい。しかし、Ｂ含有量が０．０１０％を超えると、降伏比が上昇する場合がある。このため、Ｂを含有する場合は、０．０１０％以下とすることが好ましい。なお、０．０００３％以上とすることが好ましい。
より好ましくは、Ｂ含有量は０．０００５％以上０．００５０％以下である。
Ｂは、フェライト変態開始温度を低下させることで組織の微細化に寄与する元素である。このような効果を得るため、Ｂを含有する場合は、０．０００３％以上含有することが好ましい。しかし、Ｂ含有量が０．０１０％を超えると、降伏比が上昇する場合がある。このため、Ｂを含有する場合は、０．０１０％以下とすることが好ましい。なお、０．０００３％以上とすることが好ましい。
より好ましくは、Ｂ含有量は０．０００５％以上０．００５０％以下である。
次に、本発明おける熱延鋼板の鋼組織を限定した理由を説明する。
本発明の熱延鋼板における、鋼板の板厚：１／２ｔ位置（ｔは板厚を表す、以下同じ）の位置の鋼組織は、体積率で、フェライトが３０％超、ベイナイトが１０％以上を含有し、該フェライトおよび該ベイナイトの合計が、１／２ｔ位置における鋼組織全体に対して７０％以上９５％以下であり、残部がパーライト、マルテンサイト、オーステナイトから選択される１種または２種以上からなる。隣り合う結晶の方位差が１５°以上の境界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、該結晶粒の平均円相当径（平均結晶粒径）が７．０μｍ未満であり、かつ、円相当径（結晶粒径）で４０．０μｍ以上の該結晶粒の合計が、１／２ｔ位置における鋼組織全体に対して体積率で３０％以下である。
フェライトの体積率：３０％超、ベイナイトの体積率：１０％以上、鋼組織全体に対するフェライトおよびベイナイトの体積率の合計：７０％以上９５％以下
フェライトは軟質な組織であり、他の硬質な組織と混合させることで、低降伏比を実現することができる。このような効果により本発明で目的とする低降伏比を得るためには、フェライトの体積率は３０％を超える必要がある。フェライトの体積率は、好ましくは４０％以上であり、より好ましくは４３％以上であり、より一層好ましくは４５％以上である。なお、特に上限は規定しないが、所望の降伏比を確保するため、フェライトの体積率は、好ましくは７５％未満であり、より好ましくは７０％未満であり、より一層好ましくは６０％以下である。
フェライトは軟質な組織であり、他の硬質な組織と混合させることで、低降伏比を実現することができる。このような効果により本発明で目的とする低降伏比を得るためには、フェライトの体積率は３０％を超える必要がある。フェライトの体積率は、好ましくは４０％以上であり、より好ましくは４３％以上であり、より一層好ましくは４５％以上である。なお、特に上限は規定しないが、所望の降伏比を確保するため、フェライトの体積率は、好ましくは７５％未満であり、より好ましくは７０％未満であり、より一層好ましくは６０％以下である。
ベイナイトは中間的な硬さを有する組織であり、鋼の強度を上昇させる。上記したフェライトだけでは本発明で目的とする降伏強度および引張強度が得られないため、ベイナイトの体積率は１０％以上とすることが必要である。ベイナイトの体積率は、好ましくは１５％以上であり、より好ましくは２０％以上であり、より一層好ましくは２５％以上である。なお、特に上限は規定しないが、所望の降伏比を確保するため、ベイナイトの体積率は、好ましくは５５％以下であり、より好ましくは５０％以下であり、より一層好ましくは４５％以下である。
ただし、フェライトとベイナイトの体積率の合計が７０％未満であると、本発明で目的とする降伏比および靱性が得られない。一方、フェライトとベイナイトの体積率の合計が９５％を超えると、本発明で目的とする降伏強度および降伏比が得られない。このため、上記した条件に加えて、フェライトとベイナイトの体積率の合計を７０％以上９５％以下とすることが必要である。好ましくは、７５％以上９３％以下である。より好ましくは、８０％以上９０％以下である。
残部：パーライト、マルテンサイト、オーステナイトから選択される１種または２種以上
パーライト、マルテンサイト、およびオーステナイトは硬質な組織であり、特に鋼の引張強度を上昇させるとともに、軟質なフェライトと混合させることで低降伏比を実現できる。このような効果を得るためには、パーライト、マルテンサイト、およびオーステナイトは、各体積率の合計で５％以上３０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、７％以上２５％以下である。より一層好ましくは、１０％以上２０％以下である。なお、フェライト、ベイナイト、パーライト、マルテンサイト、およびオーステナイトの体積率は、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。
パーライト、マルテンサイト、およびオーステナイトは硬質な組織であり、特に鋼の引張強度を上昇させるとともに、軟質なフェライトと混合させることで低降伏比を実現できる。このような効果を得るためには、パーライト、マルテンサイト、およびオーステナイトは、各体積率の合計で５％以上３０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、７％以上２５％以下である。より一層好ましくは、１０％以上２０％以下である。なお、フェライト、ベイナイト、パーライト、マルテンサイト、およびオーステナイトの体積率は、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。
隣り合う結晶の方位差（結晶方位差）が１５°以上の境界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、結晶粒の平均結晶粒径：７．０μｍ未満、結晶粒径で４０．０μｍ以上の結晶粒の合計の体積率：３０％以下
上述のとおり、本発明の鋼組織は、本発明で目的とする低降伏比、降伏強度、および引張強度を得るために、軟質組織と硬質組織を混合させた鋼（以下、「複合組織鋼」と称する）とする。しかし、複合組織鋼は、単一組織鋼と比較して靱性が悪い。そこで、本発明では、上記機械特性と優れた靱性を両立するため、結晶方位差が１５°以上の境界によって囲まれた領域を結晶粒としたとき、結晶粒の平均結晶粒径を規定する。結晶粒の平均結晶粒径が７．０μｍ以上の場合、フェライト粒が十分に微細でないため、所望の降伏強度および靱性が得られない。このため、結晶粒の平均結晶粒径を７．０μｍ未満とすることにより、本発明で目的とする降伏強度を得るとともに靱性を確保する。結晶粒の平均結晶粒径は、好ましくは６．５μｍ以下とし、より好ましくは６．０μｍ以下とする。
上述のとおり、本発明の鋼組織は、本発明で目的とする低降伏比、降伏強度、および引張強度を得るために、軟質組織と硬質組織を混合させた鋼（以下、「複合組織鋼」と称する）とする。しかし、複合組織鋼は、単一組織鋼と比較して靱性が悪い。そこで、本発明では、上記機械特性と優れた靱性を両立するため、結晶方位差が１５°以上の境界によって囲まれた領域を結晶粒としたとき、結晶粒の平均結晶粒径を規定する。結晶粒の平均結晶粒径が７．０μｍ以上の場合、フェライト粒が十分に微細でないため、所望の降伏強度および靱性が得られない。このため、結晶粒の平均結晶粒径を７．０μｍ未満とすることにより、本発明で目的とする降伏強度を得るとともに靱性を確保する。結晶粒の平均結晶粒径は、好ましくは６．５μｍ以下とし、より好ましくは６．０μｍ以下とする。
一般に、単一組織鋼または単一組織鋼に近い鋼における結晶粒径分布では、１つのピークを持ち、かつ変数の大きい側に大きく広がり、変数の小さい側に限りがある正規対数分布に従う。しかし、本発明のように、フェライトとベイナイトを含む複合組織鋼における結晶粒径分布では、粗大粒側にベイナイトのピークが新たに出現することが分かった。
具体的には、本発明の鋼組織、すなわちフェライトの体積率が３０％超、ベイナイトの体積率が１０％以上である複合組織鋼では、結晶粒径分布において粗大粒側にベイナイトのピークが新たに出現する。これは、粗大なベイナイトが混在することを示す。粗大なベイナイトが混在することは、靱性を大きく悪化させる原因となる。その結果、複合組織鋼において、最大結晶粒径の上限を規定しても、粗大なベイナイトが存在する割合を低く抑えることができない。そのため、良好な靱性を得るためには、粗大な結晶粒が存在する割合の上限も規定する必要がある。
ベイナイトは、方位差の大きい境界（オーステナイト粒界や、転位の集積により形成されたサブバウンダリー）を超えて成長しない。上記の粗大なベイナイトの生成を抑制するには、熱間圧延における仕上圧延をできるだけ低温で行い、オーステナイトに多量の転位を導入してサブバウンダリー面積を増加させ、微細なサブグレイン構造を形成する（以下、「微細化」とも呼ぶ。）ことが特に有効である。
すなわち、本発明における鋼の靱性は、脆性破壊の抵抗となる粒界の総面積を増加させることで向上する。予備実験により、結晶粒径が４０．０μｍ以上の粗大な結晶粒が体積率で３０％を超えると、必要な靱性を得るのに十分な粒界面積を確保できないことを新たに知見した。よって、本発明では、上記した結晶粒の平均結晶粒径の上限を７．０μｍ未満に規定することに加えて、さらに、結晶粒径が４０．０μｍ以上の結晶粒の体積率を３０％以下とすることを規定する。結晶粒径が４０．０μｍ以上の結晶粒の体積率は、好ましくは２０％以下とし、より好ましくは１５％以下とする。
なお、結晶方位差、平均結晶粒径、および結晶粒径が４０．０μｍ以上の結晶粒の体積率は、ＳＥＭ／ＥＢＳＤ法によって測定することが可能であり、ここでは後述する実施例に記載の方法で測定することができる。
次に、本発明の一実施形態における熱延鋼板の製造方法を説明する。
本発明の熱延鋼板は、例えば、上記した成分組成を有する鋼素材を、加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下に加熱した後、粗圧延終了温度：８５０℃以上１１５０℃以下、仕上圧延終了温度：７５０℃以上８５０℃以下、かつ、９３０℃以下仕上圧延終了温度までの合計圧下率：６５％以上である熱間圧延を施して熱延板とし、熱間圧延後に、熱延板に、板厚中心温度で平均冷却速度：１０℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下、冷却停止温度：４５０℃以上６５０℃以下で冷却を施し、冷却後に、熱延板を巻き取る巻取工程を施すことで得られる。
なお、以下の製造方法の説明において、温度に関する「℃」表示は、特に断らない限り、鋼素材や鋼板（熱延板）の表面温度とする。これらの表面温度は、放射温度計等で測定することができる。また、鋼板板厚中心の温度は、鋼板断面内の温度分布を伝熱解析により計算し、その結果を鋼板の表面温度によって補正することで求めることができる。
本発明において、鋼素材（鋼スラブ）の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の溶製方法のいずれもが適合する。鋳造方法も特に限定されないが、連続鋳造法等の公知の鋳造方法により、所望寸法に製造される。なお、連続鋳造法に代えて、造塊−分塊圧延法を適用しても何ら問題はない。溶鋼にはさらに、取鍋精錬等の二次精錬を施してもよい。
次いで、得られた鋼素材（鋼スラブ）を、加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下に加熱した後、粗圧延終了温度：８５０℃以上１１５０℃以下とする粗圧延を施し、仕上圧延終了温度：７５０℃以上８５０℃以下とする仕上げ圧延を施し、かつ、９３０℃以下での合計圧下率：６５％以上である熱間圧延工程を施して熱延板とする。
加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下
加熱温度が１１００℃未満である場合、被圧延材の変形抵抗が大きくなり圧延が困難となる。一方、加熱温度が１３００℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、後の圧延（粗圧延、仕上圧延）において微細なオーステナイト粒が得られず、本発明で目的とする熱延鋼板の平均結晶粒径を確保することが困難となる。また、粗大なベイナイトの生成を抑制することが困難となり、結晶粒径が４０．０μｍ以上の結晶粒の体積率を、本発明で目的とする範囲に制御することが難しい。このため、熱間圧延工程における加熱温度は、１１００℃以上１３００℃以下とする。より好ましくは１１２０℃以上１２８０℃以下である。
加熱温度が１１００℃未満である場合、被圧延材の変形抵抗が大きくなり圧延が困難となる。一方、加熱温度が１３００℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、後の圧延（粗圧延、仕上圧延）において微細なオーステナイト粒が得られず、本発明で目的とする熱延鋼板の平均結晶粒径を確保することが困難となる。また、粗大なベイナイトの生成を抑制することが困難となり、結晶粒径が４０．０μｍ以上の結晶粒の体積率を、本発明で目的とする範囲に制御することが難しい。このため、熱間圧延工程における加熱温度は、１１００℃以上１３００℃以下とする。より好ましくは１１２０℃以上１２８０℃以下である。
なお、本発明では、鋼スラブ（スラブ）を製造した後、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、室温まで冷却しないで温片のままで加熱炉に装入する、あるいは、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延する、これらの直送圧延の省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
粗圧延終了温度：８５０℃以上１１５０℃以下
粗圧延終了温度が８５０℃未満である場合、後の仕上圧延中に鋼板表面温度がフェライト変態開始温度以下になり、フェライトが生成する危険性が増大する。生成したフェライトは、その後の仕上圧延により圧延方向に伸長した加工フェライト粒となり、降伏比上昇の原因となる。一方、粗圧延終了温度が１１５０℃を超えると、オーステナイト未再結晶温度域での圧下量が不足し、微細なオーステナイト粒が得られず、本発明で目的とする熱延鋼板の平均結晶粒径を確保することが困難となる。また、粗大なベイナイトの生成を抑制することが困難となる。このため、粗圧延終了温度は、８５０℃以上１１５０℃以下とする。より好ましくは８６０℃以上１０００℃以下である。より一層好ましくは８７０℃以上９８０℃以下である。
粗圧延終了温度が８５０℃未満である場合、後の仕上圧延中に鋼板表面温度がフェライト変態開始温度以下になり、フェライトが生成する危険性が増大する。生成したフェライトは、その後の仕上圧延により圧延方向に伸長した加工フェライト粒となり、降伏比上昇の原因となる。一方、粗圧延終了温度が１１５０℃を超えると、オーステナイト未再結晶温度域での圧下量が不足し、微細なオーステナイト粒が得られず、本発明で目的とする熱延鋼板の平均結晶粒径を確保することが困難となる。また、粗大なベイナイトの生成を抑制することが困難となる。このため、粗圧延終了温度は、８５０℃以上１１５０℃以下とする。より好ましくは８６０℃以上１０００℃以下である。より一層好ましくは８７０℃以上９８０℃以下である。
仕上圧延終了温度：７５０℃以上８５０℃以下
仕上圧延終了温度が７５０℃未満である場合、仕上圧延中に鋼板表面温度がフェライト変態開始温度以下になり、フェライトが生成する危険性が高くなる。上記のように生成したフェライトは、その後の圧延により圧延方向に伸長した加工フェライト粒となり、降伏比上昇の原因となる。一方、仕上圧延終了温度が８５０℃を超えると、オーステナイト未再結晶温度域での圧下量が不足し、微細なオーステナイト粒が得られず、本発明で目的とする熱延鋼板の平均結晶粒径を確保することが困難となる。また、粗大なベイナイトの生成を抑制することが困難となる。このため、仕上圧延終了温度は、７５０℃以上８５０℃以下とする。より好ましくは７７０℃以上８３０℃以下である。より一層好ましくは７８０℃以上８２０℃以下である。
仕上圧延終了温度が７５０℃未満である場合、仕上圧延中に鋼板表面温度がフェライト変態開始温度以下になり、フェライトが生成する危険性が高くなる。上記のように生成したフェライトは、その後の圧延により圧延方向に伸長した加工フェライト粒となり、降伏比上昇の原因となる。一方、仕上圧延終了温度が８５０℃を超えると、オーステナイト未再結晶温度域での圧下量が不足し、微細なオーステナイト粒が得られず、本発明で目的とする熱延鋼板の平均結晶粒径を確保することが困難となる。また、粗大なベイナイトの生成を抑制することが困難となる。このため、仕上圧延終了温度は、７５０℃以上８５０℃以下とする。より好ましくは７７０℃以上８３０℃以下である。より一層好ましくは７８０℃以上８２０℃以下である。
９３０℃以下での合計圧下率：６５％以上
本発明では、熱間圧延工程においてオーステナイトを微細化することで、続く冷却工程、巻取工程で生成するフェライト、ベイナイトおよび残部組織を微細化し、本発明で目的とする強度および靱性を有する熱延鋼板を得られる。熱間圧延工程においてオーステナイトを微細化するためには、オーステナイト未再結晶温度域での圧下率を高くし、十分な加工ひずみを導入する必要がある。これを達成するため、本発明では、９３０℃以下仕上圧延終了温度までの合計圧下率を６５％以上とする。９３０℃以下仕上圧延終了温度までの合計圧下率が６５％未満である場合、熱間圧延工程において十分な加工ひずみを導入することができないため、本発明で目的とする結晶粒径を有する組織が得られない。９３０℃以下仕上圧延終了温度までの合計圧下率は、より好ましくは７０％以上であり、より一層好ましくは７１％以上である。特に上限は規定しないが、８０％を超えると圧下率の上昇に対する靱性向上効果が小さくなり、設備負荷が増大するのみとなるため、９３０℃以下仕上圧延終了温度までの合計圧下率は８０％以下が好ましい。より好ましくは７５％以下であり、より一層好ましくは７４％以下である。
本発明では、熱間圧延工程においてオーステナイトを微細化することで、続く冷却工程、巻取工程で生成するフェライト、ベイナイトおよび残部組織を微細化し、本発明で目的とする強度および靱性を有する熱延鋼板を得られる。熱間圧延工程においてオーステナイトを微細化するためには、オーステナイト未再結晶温度域での圧下率を高くし、十分な加工ひずみを導入する必要がある。これを達成するため、本発明では、９３０℃以下仕上圧延終了温度までの合計圧下率を６５％以上とする。９３０℃以下仕上圧延終了温度までの合計圧下率が６５％未満である場合、熱間圧延工程において十分な加工ひずみを導入することができないため、本発明で目的とする結晶粒径を有する組織が得られない。９３０℃以下仕上圧延終了温度までの合計圧下率は、より好ましくは７０％以上であり、より一層好ましくは７１％以上である。特に上限は規定しないが、８０％を超えると圧下率の上昇に対する靱性向上効果が小さくなり、設備負荷が増大するのみとなるため、９３０℃以下仕上圧延終了温度までの合計圧下率は８０％以下が好ましい。より好ましくは７５％以下であり、より一層好ましくは７４％以下である。
ここで、９３０℃以下としたのは、９３０℃超では圧延工程においてオーステナイトが再結晶し、圧延により導入された転位が消失してしまい、微細化したオーステナイトが得られないためである。上記した合計圧下率とは、９３０℃以下仕上圧延終了温度までの温度域における各圧延パスの圧下率の合計をさす。
なお、スラブを熱間圧延するに際し、上記した粗圧延および仕上圧延の両方において９３０℃以下仕上圧延終了温度までの合計圧下率を６５％以上とする熱間圧延としても良いし、仕上圧延のみで９３０℃以下仕上圧延終了温度までの合計圧下率を６５％以上とする熱間圧延としても良い。後者において、仕上圧延のみで９３０℃以下仕上圧延終了温度までの合計圧下率を６５％以上とすることができない場合には、粗圧延の途中でスラブを冷却して温度を９３０℃以下とした後、粗圧延と仕上圧延の両方における９３０℃以下仕上圧延終了温度までの合計圧下率を６５％以上としてもよい。
本発明では、仕上板厚の上限は特に規定しないが、必要圧下率の確保や鋼板温度管理の観点より、３２ｍｍ以下が好ましい。
熱間圧延工程後、熱延板に冷却工程を施す。冷却工程では、冷却停止温度までの平均冷却速度：１０℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下、冷却停止温度：４５０℃以上６５０℃以下で冷却する。
冷却開始から冷却停止（冷却終了）までの平均冷却速度：１０℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下
熱延板の板厚中心温度で、冷却開始から後述する冷却停止までの温度域における平均冷却速度が、１０℃／ｓ未満では、フェライトの核生成頻度が減少し、フェライト粒が粗大化するため、平均結晶粒径を７．０μｍ未満とすることができない。また、本発明で目的とする結晶粒径が４０．０μｍ以上の体積率の範囲に制御することが困難である。一方で、平均冷却速度が３０℃／ｓを超えると、鋼板の板厚ｔ／２の位置において多量のマルテンサイトが生成し、フェライトとベイナイトの体積率の合計が７０％未満となる。平均冷却速度は、好ましくは１５℃／ｓ以上であり、より好ましくは１７℃／ｓ以上である。好ましくは２５℃／ｓ以下であり、より好ましくは２３℃／ｓ以下である。
熱延板の板厚中心温度で、冷却開始から後述する冷却停止までの温度域における平均冷却速度が、１０℃／ｓ未満では、フェライトの核生成頻度が減少し、フェライト粒が粗大化するため、平均結晶粒径を７．０μｍ未満とすることができない。また、本発明で目的とする結晶粒径が４０．０μｍ以上の体積率の範囲に制御することが困難である。一方で、平均冷却速度が３０℃／ｓを超えると、鋼板の板厚ｔ／２の位置において多量のマルテンサイトが生成し、フェライトとベイナイトの体積率の合計が７０％未満となる。平均冷却速度は、好ましくは１５℃／ｓ以上であり、より好ましくは１７℃／ｓ以上である。好ましくは２５℃／ｓ以下であり、より好ましくは２３℃／ｓ以下である。
なお、本発明では、冷却前の鋼板表面におけるフェライト生成抑制の観点より、仕上圧延終了後直ちに冷却を開始することが好ましい。
冷却停止温度：４５０℃以上６５０℃以下
熱延板の板厚中心温度で、冷却停止温度が４５０℃未満では、鋼板の板厚１／２ｔ位置において多量のマルテンサイトが生成し、フェライトとベイナイトの体積率の合計が７０％未満となる場合がある。また、フェライトの体積率が３０％以下となる場合がある。一方で、冷却停止温度が６５０℃を超えると、フェライトの核生成頻度が減少し、フェライト粒が粗大化するとともに、ベイナイト変態開始温度を上回るためベイナイトの体積率を１０％以上とすることができない。冷却停止温度は、好ましくは４８０℃以上であり、より好ましくは４９０℃以上である。好ましくは６２０℃以下であり、より好ましくは６００℃以下である。
熱延板の板厚中心温度で、冷却停止温度が４５０℃未満では、鋼板の板厚１／２ｔ位置において多量のマルテンサイトが生成し、フェライトとベイナイトの体積率の合計が７０％未満となる場合がある。また、フェライトの体積率が３０％以下となる場合がある。一方で、冷却停止温度が６５０℃を超えると、フェライトの核生成頻度が減少し、フェライト粒が粗大化するとともに、ベイナイト変態開始温度を上回るためベイナイトの体積率を１０％以上とすることができない。冷却停止温度は、好ましくは４８０℃以上であり、より好ましくは４９０℃以上である。好ましくは６２０℃以下であり、より好ましくは６００℃以下である。
なお、本発明において、平均冷却速度は、特に断らない限り、（（冷却前の熱延板の板厚中心温度−冷却後の熱延板の板厚中心温度）／冷却時間）で求められる値（冷却速度）とする。冷却方法は、ノズルからの水の噴射等の水冷や、冷却ガスの噴射による冷却等が挙げられる。本発明では、熱延板の両面が同条件で冷却されるように、熱延板両面に冷却操作（処理）を施すことが好ましい。
冷却工程後に、熱延板を巻取り、その後放冷する巻取工程を施す。
巻取工程では、鋼板組織の観点より、巻取温度：４５０〜６５０℃で巻取ることが好ましい。巻取温度が４５０℃未満では、多量のマルテンサイトが生成し、フェライトとベイナイトの体積率の合計が７０％未満となる場合がある。また、フェライトの体積率が３０％以下となる場合がある。巻取温度が６５０℃超えでは、フェライトの核生成頻度が減少し、フェライト粒が粗大化するとともに、ベイナイト変態開始温度を上回るためベイナイトの体積率を１０％以上とすることができない場合がある。巻取温度は、より好ましくは４８０〜６２０℃であり、より一層好ましくは４９０〜５９０℃である。
巻取工程では、鋼板組織の観点より、巻取温度：４５０〜６５０℃で巻取ることが好ましい。巻取温度が４５０℃未満では、多量のマルテンサイトが生成し、フェライトとベイナイトの体積率の合計が７０％未満となる場合がある。また、フェライトの体積率が３０％以下となる場合がある。巻取温度が６５０℃超えでは、フェライトの核生成頻度が減少し、フェライト粒が粗大化するとともに、ベイナイト変態開始温度を上回るためベイナイトの体積率を１０％以上とすることができない場合がある。巻取温度は、より好ましくは４８０〜６２０℃であり、より一層好ましくは４９０〜５９０℃である。
以上により、本発明の熱延鋼板が製造される。本発明によれば、降伏強度が３３０ＭＰa以上、引張強度が５２０ＭＰa以上、降伏比が０．７５以下、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１７０Ｊ以上である、熱延鋼板を得られる。また、得られた熱延鋼板を素材として製造した冷間ロール成形角形鋼管は、降伏強度が３８５ＭＰa以上、引張強度が５２０ＭＰa以上で、高い塑性変形能と優れた靱性も具備することができる。これにより、冷間プレス曲げ成形と比較して生産性が高く短納期で高強度角形鋼管を製造することが可能となる。この冷間ロール成形角形鋼管は、特に工場、倉庫、商業施設などの大型建築物の建築部材に好適に用いることができるため、施工コスト削減に大きく貢献することができる。
以下、実施例に基づいてさらに本発明を詳細に説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。
表１に示す成分組成を有する溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブ（鋼素材：肉厚２５０ｍｍ）とした。得られたスラブを表２に示す条件の熱間圧延工程、冷却工程、巻取工程を施して、表２に示す仕上板厚（ｍｍ）の熱延鋼板とした。
得られた熱延鋼板から試験片を採取して、以下に示す組織観察、引張試験、シャルピー衝撃試験を実施した。
〔組織観察〕
組織観察用の試験片は、観察面が熱間圧延時の圧延方向断面かつ板厚１／２ｔ位置となるように採取し、研磨した後、ナイタール腐食して作製した。組織観察は、光学顕微鏡（倍率：１０００倍）または走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ、倍率：１０００倍）を用いて、鋼板の板厚１／２ｔ位置における組織を観察し、撮像した。得られた光学顕微鏡像およびＳＥＭ像から、フェライト、パーライト、ベイナイトおよび残部組織の面積率を求めた。各組織の面積率は、５視野以上で観察を行い、各視野で得られた値の平均値として算出した。ここでは、組織観察により得られた面積率を、各組織の体積率とした。
組織観察用の試験片は、観察面が熱間圧延時の圧延方向断面かつ板厚１／２ｔ位置となるように採取し、研磨した後、ナイタール腐食して作製した。組織観察は、光学顕微鏡（倍率：１０００倍）または走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ、倍率：１０００倍）を用いて、鋼板の板厚１／２ｔ位置における組織を観察し、撮像した。得られた光学顕微鏡像およびＳＥＭ像から、フェライト、パーライト、ベイナイトおよび残部組織の面積率を求めた。各組織の面積率は、５視野以上で観察を行い、各視野で得られた値の平均値として算出した。ここでは、組織観察により得られた面積率を、各組織の体積率とした。
ここで、フェライトは拡散変態による生成物のことであり、転位密度が低くほぼ回復した組織を呈する。ポリゴナルフェライトおよび擬ポリゴナルフェライトがこれに含まれる。また、ベイナイトは転位密度が高いラス状のフェライトとセメンタイトの複相組織である。
なお、光学顕微鏡像およびＳＥＭ像ではマルテンサイトとオーステナイトの識別が難しいため、得られたＳＥＭ像からマルテンサイトあるいはオーステナイトとして観察された組織の面積率を測定し、それから後述する方法で測定したオーステナイトの体積率を差し引いた値をマルテンサイトの体積率とした。
オーステナイトの体積率の測定は、Ｘ線回折により行った。組織観察用の試験片は、回折面が鋼板の板厚１／２ｔ位置となるように研削した後、化学研磨をして表面加工層を除去して作製した。測定にはＭｏのＫα線を使用し、ｆｃｃ鉄の（２００）、（２２０）、（３１１）面とｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）面の積分強度からオーステナイトの体積率を求めた。
また、平均円相当径（平均結晶粒径）および円相当径（結晶粒径）が４０．０μｍ以上の結晶粒の体積率は、ＳＥＭ／ＥＢＳＤ法を用いて測定した。測定領域は５００μｍ×５００μｍ、測定ステップサイズは０．５μｍとした。結晶粒径は、隣接する結晶粒の間の方位差を求め、方位差が１５°以上の境界を結晶粒界として測定した。得られた結晶粒界から粒径の算術平均を求めて、平均結晶粒径とした。
なお、結晶粒径解析においては、結晶粒径が２．０μｍ以下のものは測定ノイズとして解析対象から除外し、得られた面積率が体積率と等しいとした。
なお、結晶粒径解析においては、結晶粒径が２．０μｍ以下のものは測定ノイズとして解析対象から除外し、得られた面積率が体積率と等しいとした。
〔引張試験〕
引張試験は、引張方向が圧延方向と平行になるように、ＪＩＳ５号の引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して実施した。降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳを測定し、（降伏強度）／（引張強度）で定義される降伏比を算出した。
引張試験は、引張方向が圧延方向と平行になるように、ＪＩＳ５号の引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して実施した。降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳを測定し、（降伏強度）／（引張強度）で定義される降伏比を算出した。
〔シャルピー衝撃試験〕
シャルピー衝撃試験は、得られた熱延鋼板の板厚１／２ｔ位置から、試験片長手方向が圧延方向と平行となるように、Ｖノッチ試験片を採取した。ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠して、試験温度：−４０℃でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギー（Ｊ）を求めた。なお、試験片の本数は各３本とし、その平均値を算出して吸収エネルギー（Ｊ）を求めた。
シャルピー衝撃試験は、得られた熱延鋼板の板厚１／２ｔ位置から、試験片長手方向が圧延方向と平行となるように、Ｖノッチ試験片を採取した。ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠して、試験温度：−４０℃でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギー（Ｊ）を求めた。なお、試験片の本数は各３本とし、その平均値を算出して吸収エネルギー（Ｊ）を求めた。
得られた結果を表３に示す。
表３中、鋼Ｎｏ．１、４、１１、１２、１６、２１〜２８、３０〜４０、４２は本発明例であり、鋼Ｎｏ．２、３、５〜１０、１３〜１５、１７〜２０、２９、４１、４３は比較例である。
本発明例の鋼組織は、いずれも体積率で３０％超のフェライト、１０％以上のベイナイトを含み、フェライトとベイナイトの体積率の合計が７０％以上９５％以下であり、残部がパーライト、マルテンサイト、オーステナイトから選択される１種または２種以上からなり、かつ、結晶粒の平均結晶粒径が７．０μｍ未満であり、結晶粒径が４０．０μｍ以上の結晶粒の体積率が３０％以下であった。また、これらの本発明例の機械特性は、いずれも降伏強度が３３０ＭＰa以上、引張強度が５２０ＭＰa以上、降伏比が０．７５以下、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１７０Ｊ以上であった。
一方、比較例の鋼Ｎｏ．２は、Ｃの含有量が本発明の範囲を下回っていたため、降伏強度および引張強度が本発明の範囲外となった。比較例の鋼Ｎｏ．３は、Ｍｎの含有量が本発明の範囲を下回っていたため、結晶粒が粗大化し、平均結晶粒径および結晶粒径が４０．０μｍ以上の結晶粒の体積率が本発明の範囲外となったため、降伏強度、引張強度および−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが所望の値に達しなかった。
比較例の鋼Ｎｏ．５は、スラブ加熱温度が本発明の範囲を上回っており、結晶粒が粗大化し、平均結晶粒径および結晶粒径４０．０μｍ以上の結晶粒の体積率が本発明の範囲外となったため、引張強度および−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが所望の値に達しなかった。
比較例の鋼Ｎｏ．６は、９３０℃以下における圧下率が本発明の範囲を下回っており、粗大なベイナイトの生成を抑制できず、結晶粒径４０．０μｍ以上の結晶粒の体積率が本発明の範囲外となったため、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが所望の値に達しなかった。
比較例の鋼Ｎｏ．７は、仕上圧延終了温度が本発明の範囲を下回っており、熱間圧延途中にフェライトが生成したため、降伏比が所望の値に達しなかった。
比較例の鋼Ｎｏ．８は、仕上圧延終了温度が本発明の範囲を上回ったため、９３０℃以下における圧下率が本発明の範囲を下回り、粗大なベイナイトの生成を抑制できず、結晶粒径４０．０μｍ以上の結晶粒の体積率が本発明の範囲外となり、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが所望の値に達しなかった。
比較例の鋼Ｎｏ．９は、冷却速度が本発明の範囲を下回ったため、結晶粒が粗大化し、平均結晶粒径および結晶粒径４０．０μｍ以上の結晶粒の体積率が本発明の範囲外となり、降伏強度、引張強度および−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが所望の値に達しなかった。
比較例の鋼Ｎｏ．１０は、冷却速度が本発明の範囲を上回ったため、フェライトの体積率およびフェライトとベイナイトの体積率の合計が本発明の範囲外となり、降伏比および−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが所望の値に達しなかった。
比較例の鋼Ｎｏ．１３は、冷却停止温度が本発明の範囲を上回ったため、ベイナイトの体積率が本発明の範囲外となり、降伏強度および引張強度が所望の値に達しなかった。
比較例の鋼Ｎｏ．１４は、冷却停止温度が本発明の範囲を下回ったため、フェライトとベイナイトの体積率の合計が本発明の範囲外となり、降伏比および−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが所望の値に達しなかった。
比較例の鋼Ｎｏ．１５は、Ｃの含有量が本発明の範囲を上回っていたため、フェライトとベイナイトの体積率の合計が本発明の範囲外となり、降伏比および−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが所望の値に達しなかった。
比較例の鋼Ｎｏ．１７は、Ｓｉの含有量が本発明の範囲を上回っていたため、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが所望の値に達しなかった。
比較例の鋼Ｎｏ．１８は、Ｍｎの含有量が本発明の範囲を上回っていたため、降伏比が所望の値に達しなかった。
比較例の鋼Ｎｏ．１９は、Ｐの含有量が本発明の範囲を上回っていたため、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが所望の値に達しなかった。
比較例の鋼Ｎｏ．２０は、Ｓの含有量が本発明の範囲を上回っていたため、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが所望の値に達しなかった。
比較例のＮｏ．２９は、Ｃの含有量が本発明の範囲を下回ったため、降伏強度および引張強度が本発明の範囲外となった。また硬質相であるパーライトの生成が抑制され、フェライトとベイナイト体積率の合計が本発明の範囲外となり、その結果、降伏比が所望の値に達しなかった。
比較例のＮｏ．４１は、冷却停止温度が本発明の範囲を下回ったため、フェライトの体積率が本発明の範囲外となり、降伏比が所望の値に達しなかった。
比較例のＮｏ．４３は、冷却速度が本発明の範囲を下回ったため、平均結晶粒径が本発明の範囲外となり、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが所望の値に達しなかった。
以上から、熱延鋼板の組成および組織を本発明の範囲内とすることで、大型建築物の建築部材に用いられる、靱性に優れた高強度、低降伏比の冷間ロール成形角形鋼管用の熱延鋼板を提供することができる。
Claims (4)
- 成分組成は、質量％で、
Ｃ ：０．０４％以上０．５０％以下、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：０．５％以上３．０％以下、
Ｐ ：０．１０％以下、
Ｓ ：０．０５％以下、
Ａｌ：０．００５％以上０．１０％以下、
Ｎ ：０．０１０％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
鋼板表面から板厚ｔの１／２ｔ位置における鋼組織は、
体積率で、フェライトが３０％超、ベイナイトが１０％以上であり、
該フェライトおよび該ベイナイトの合計が、１／２ｔ位置における鋼組織全体に対して７０％以上９５％以下であり、
残部がパーライト、マルテンサイト、オーステナイトから選択される１種または２種以上からなり、
隣り合う結晶の方位差が１５°以上の境界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、
該結晶粒の平均円相当径が７．０μｍ未満であり、
かつ、円相当径で４０．０μｍ以上の該結晶粒の合計が、１／２ｔ位置における鋼組織全体に対して体積率で３０％以下である、熱延鋼板。 - 前記成分組成に加えてさらに、質量％で、下記Ａ群およびＢ群のうちから選ばれた１群または２群を含有する、請求項１に記載の熱延鋼板。
記
Ａ群：Ｎｂ：０．１５％以下、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｖ：０．１５％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ群：Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．３％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｂ：０．０１０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上 - 板厚が２０ｍｍ超である、請求項１または２に記載の熱延鋼板。
- 請求項１〜３のいずれか１項に記載の熱延鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼素材を、加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下に加熱した後、
粗圧延終了温度：８５０℃以上１１５０℃以下、仕上圧延終了温度：７５０℃以上８５０℃以下、かつ、９３０℃以下での合計圧下率：６５％以上である熱間圧延を施し、
前記熱間圧延後に、板厚中心温度で平均冷却速度：１０℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下、冷却停止温度：４５０℃以上６５０℃以下で冷却する、熱延鋼板の製造方法。
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Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN108796362A (zh) * | 2017-04-26 | 2018-11-13 | 宝山钢铁股份有限公司 | 具有优异低温抗动态撕裂性能的x70管线钢及其制造方法 |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN115279933B (zh) * | 2020-06-30 | 2023-08-22 | 株式会社神户制钢所 | 厚钢板及其制造方法 |
| KR102492029B1 (ko) * | 2020-12-21 | 2023-01-26 | 주식회사 포스코 | 내진성이 우수한 고강도 강 및 그 제조방법 |
| WO2023276516A1 (ja) * | 2021-07-02 | 2023-01-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| CN115572915B (zh) * | 2022-09-15 | 2024-01-19 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种超大厚度SA204GrB钢板及其生产方法 |
Citations (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010248599A (ja) * | 2009-04-20 | 2010-11-04 | Kobe Steel Ltd | 低降伏比高靭性厚鋼板 |
| JP2012132088A (ja) * | 2010-11-30 | 2012-07-12 | Jfe Steel Corp | 建築構造部材向け角形鋼管用厚肉熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2012153963A (ja) * | 2011-01-28 | 2012-08-16 | Jfe Steel Corp | 建築構造部材向け角形鋼管用厚肉熱延鋼板の製造方法 |
| JP2013204103A (ja) * | 2012-03-29 | 2013-10-07 | Jfe Steel Corp | 耐座屈性能に優れた低温用高強度溶接鋼管とその製造方法および耐座屈性能に優れた低温用高強度溶接鋼管用鋼板の製造方法 |
| WO2016132545A1 (ja) * | 2015-02-20 | 2016-08-25 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板 |
| WO2016152170A1 (ja) * | 2015-03-26 | 2016-09-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 構造管用厚肉鋼板、構造管用厚肉鋼板の製造方法、および構造管 |
| JP2017137521A (ja) * | 2016-02-01 | 2017-08-10 | 新日鐵住金株式会社 | 厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2017193759A (ja) * | 2016-04-21 | 2017-10-26 | 新日鐵住金株式会社 | 厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2018012853A (ja) * | 2016-07-19 | 2018-01-25 | 新日鐵住金株式会社 | 厚鋼板とその製造方法 |
| WO2018110152A1 (ja) * | 2016-12-12 | 2018-06-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 低降伏比角形鋼管用熱延鋼板およびその製造方法並びに低降伏比角形鋼管およびその製造方法 |
Family Cites Families (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3219820B2 (ja) * | 1991-12-27 | 2001-10-15 | 川崎製鉄株式会社 | 低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JPH07224351A (ja) | 1994-02-14 | 1995-08-22 | Japan Casting & Forging Corp | 冷間加工後の一様伸びの優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP4276324B2 (ja) | 1999-02-26 | 2009-06-10 | 新日本製鐵株式会社 | 靭性に優れた低降伏比型耐火用熱延鋼板及び鋼管並びにそれらの製造方法 |
| KR101165166B1 (ko) * | 2003-09-30 | 2012-07-11 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 용접성과 연성이 우수한 고항복비 고강도 열연 강판 및 고항복비 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고항복비 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 |
| JP4997805B2 (ja) * | 2005-03-31 | 2012-08-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度厚鋼板およびその製造方法、ならびに高強度鋼管 |
| JP5096087B2 (ja) | 2007-09-11 | 2012-12-12 | 株式会社神戸製鋼所 | 母材低温靭性に優れた大入熱溶接用高張力鋼板 |
| US8784577B2 (en) * | 2009-01-30 | 2014-07-22 | Jfe Steel Corporation | Thick high-tensile-strength hot-rolled steel sheet having excellent low-temperature toughness and manufacturing method thereof |
| JP5533145B2 (ja) * | 2010-03-31 | 2014-06-25 | 新日鐵住金株式会社 | 冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP5655725B2 (ja) | 2011-07-06 | 2015-01-21 | 新日鐵住金株式会社 | 角形鋼管用鋼板およびその製造方法 |
| KR101664635B1 (ko) * | 2011-12-27 | 2016-10-10 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고장력 열연 강판 및 그 제조 방법 |
| JP5838796B2 (ja) * | 2011-12-27 | 2016-01-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP5994356B2 (ja) * | 2012-04-24 | 2016-09-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 形状凍結性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 |
| EP2871253B1 (en) * | 2012-09-13 | 2020-06-03 | JFE Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet and method for manufacturing same |
| JP5783229B2 (ja) * | 2013-11-28 | 2015-09-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP6435122B2 (ja) | 2014-06-27 | 2018-12-05 | 新日鐵住金株式会社 | 冷間プレス成形角形鋼管用厚鋼板、冷間プレス成形角形鋼管、及び溶接方法 |
-
2019
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Patent Citations (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010248599A (ja) * | 2009-04-20 | 2010-11-04 | Kobe Steel Ltd | 低降伏比高靭性厚鋼板 |
| JP2012132088A (ja) * | 2010-11-30 | 2012-07-12 | Jfe Steel Corp | 建築構造部材向け角形鋼管用厚肉熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2012153963A (ja) * | 2011-01-28 | 2012-08-16 | Jfe Steel Corp | 建築構造部材向け角形鋼管用厚肉熱延鋼板の製造方法 |
| JP2013204103A (ja) * | 2012-03-29 | 2013-10-07 | Jfe Steel Corp | 耐座屈性能に優れた低温用高強度溶接鋼管とその製造方法および耐座屈性能に優れた低温用高強度溶接鋼管用鋼板の製造方法 |
| WO2016132545A1 (ja) * | 2015-02-20 | 2016-08-25 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板 |
| WO2016152170A1 (ja) * | 2015-03-26 | 2016-09-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 構造管用厚肉鋼板、構造管用厚肉鋼板の製造方法、および構造管 |
| JP2017137521A (ja) * | 2016-02-01 | 2017-08-10 | 新日鐵住金株式会社 | 厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2017193759A (ja) * | 2016-04-21 | 2017-10-26 | 新日鐵住金株式会社 | 厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2018012853A (ja) * | 2016-07-19 | 2018-01-25 | 新日鐵住金株式会社 | 厚鋼板とその製造方法 |
| WO2018110152A1 (ja) * | 2016-12-12 | 2018-06-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 低降伏比角形鋼管用熱延鋼板およびその製造方法並びに低降伏比角形鋼管およびその製造方法 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN108796362A (zh) * | 2017-04-26 | 2018-11-13 | 宝山钢铁股份有限公司 | 具有优异低温抗动态撕裂性能的x70管线钢及其制造方法 |
| CN108796362B (zh) * | 2017-04-26 | 2020-12-22 | 宝山钢铁股份有限公司 | 具有优异低温抗动态撕裂性能的x70管线钢及其制造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| KR102498956B1 (ko) | 2023-02-10 |
| CN112585289B (zh) | 2022-04-29 |
| TW202016327A (zh) | 2020-05-01 |
| KR20210032497A (ko) | 2021-03-24 |
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