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WO2020039979A1 - 熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

熱延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2020039979A1
WO2020039979A1 PCT/JP2019/031667 JP2019031667W WO2020039979A1 WO 2020039979 A1 WO2020039979 A1 WO 2020039979A1 JP 2019031667 W JP2019031667 W JP 2019031667W WO 2020039979 A1 WO2020039979 A1 WO 2020039979A1
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WO
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less
hot
ferrite
steel
steel sheet
Prior art date
Application number
PCT/JP2019/031667
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English (en)
French (fr)
Inventor
晃英 松本
昌士 松本
井手　信介
岡部　能知
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
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Priority to JP2019565048A priority patent/JP6693607B1/ja
Priority to CN201980054490.4A priority patent/CN112585289B/zh
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
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    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
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    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet having high strength and a low yield ratio, excellent in toughness, and a method for producing the same, which is suitable for building structural members.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention is suitably used particularly as a raw material of a square steel pipe manufactured by cold roll forming.
  • a square steel pipe (square column) used as a column material of a building is required to have mechanical properties of a yield strength of 385 MPa or more and a tensile strength of 520 MPa or more, and furthermore have high plastic deformability and excellent from the viewpoint of earthquake resistance. It is also required to have toughness. Therefore, it is necessary to appropriately select the material of the square steel pipe.
  • the square steel pipe is generally manufactured by using a hot-rolled steel plate (hot-rolled steel strip) or a thick plate as a raw material and cold-forming the raw material.
  • a method of cold forming there is a method of cold press bending or a method of cold roll forming.
  • the hot rolled steel sheet is first formed into a round steel pipe, and then the round steel pipe is subjected to cold forming to form a square steel pipe.
  • This method of manufacturing a rectangular steel pipe by roll forming has the advantage that the productivity is higher than that of a method of manufacturing a square steel pipe by press bending and that the manufacturing can be performed in a short delivery time.
  • an appropriate hot-rolled steel sheet (hot-rolled steel strip) or thick plate is selected in consideration of changes in mechanical properties such as an increase in yield ratio and a decrease in toughness due to roll forming. Is required.
  • Patent Document 1 discloses that C ⁇ 0.02%, Si ⁇ 1.0%, Mn: 0.05 to 2.0%, and S ⁇ 0.02% by weight. , Al: 0.01 to 0.1%, Nb: 0.08 to 0.25%, Ti ⁇ 0.2%, B ⁇ 0.0020%, and one of Ni, Cr, Sn and Cu Or, two or more are contained in a total amount of 0.02% or more and 0.3% or less, the balance is composed of Fe and inevitable impurities, and the Nb amount is Nb ⁇ 0.05 + 7.75C-1.98Ti + 6.64N + 0.000035 / (B + 0.0004) is satisfied, the metal structure is such that the volume fraction of the ferrite phase is 70% or more, the ferrite grain size is 10.5 or more and 15 or less, and the yield ratio at room temperature is 70%. By the following, a low yield ratio refractory hot rolled steel sheet excellent in toughness is disclosed That.
  • Patent Document 2 C: 0.07 to 0.18%, Mn: 0.3 to 1.5%, P: 0.03% or less, S: 0.015% or less, Al: The composition contains 0.01 to 0.06%, N: 0.006% or less, the balance being Fe and inevitable impurities, ferrite as a main phase, and pearlite or pearlite and bainite as a second phase.
  • the frequency of the second phase defined by the predetermined formula is 0.20 to 0.42 and the average crystal grain size including the main phase and the second phase is 7 to 15 ⁇ m, the toughness is improved.
  • a thick hot-rolled steel sheet for square steel pipes for building structural members, which is improved in the above, is disclosed.
  • Patent Document 3 discloses that C: 0.06 to 0.12% (meaning by mass%, the same applies hereinafter), Si: 0.05 to 0.5%, Mn: 1.0 to 1.8%, Al: 0.01 to 0.06%, P: 0.025% or less (excluding 0%), S: 0.01% or less (excluding 0%), Nb: 0.005 to 0.025%, Ti: 0.005 to 0.03%, N: 0.002 to 0.009%, and B: 0.0005 to 0.003%, respectively, and the carbon equivalent Ceq defined by a predetermined formula is 0.
  • the balance being iron and unavoidable impurities, consisting of a structure mainly composed of a bainite phase, adjacent to each other at a depth t / 4 (t represents a plate thickness, the same applies hereinafter) from the surface.
  • t represents a plate thickness, the same applies hereinafter
  • an average equivalent-circle diameter D A is 10 ⁇ m or less as measured by Zobo
  • maximum expected where the particle size of the crystal grains was measured by the electron backscatter diffraction pattern method is calculated by the extreme value statistics method based on a predetermined formula particle size D M is, by a 80 ⁇ m or less, high-tensile steel sheet excellent high heat input welding to the base metal low-temperature toughness is disclosed.
  • Patent Document 4 contains C: 0.04 to 0.25%, N: 0.0050 to 0.0150%, and Ti: 0.003 to 0.050% by weight and is determined by a predetermined formula.
  • the steel has a carbon equivalent (Ceq.) Of 0.10 to 0.45%, a pearlite phase in an area fraction of 5 to 20%, and an average particle size of 1 to 4% in the steel.
  • Patent Document 5 0.43% carbon equivalent Ceq is 0.33% or more, which is calculated from the steel component (mass%) or less, the weld crack susceptibility composition P CM 0.24% 0.15% or less, the welding A thick steel plate for a cold press-formed square steel pipe made of steel having a composition with a heat-affected zone toughness index f HAZ of 0.30% to 0.47% is disclosed.
  • the steel structure of the cold press-formed thick steel plate for rectangular steel pipes of Patent Document 5 is composed of ferrite and the remainder bainite or pearlite.
  • Patent Document 6 discloses that, in mass%, C: 0.05 to 0.20%, Si: 0.10 to 0.40%, Mn: 1.20 to 1.50%, Al: 0.003 to 0
  • a steel material containing 0.06%, Ti: 0.005 to 0.050%, the balance being Fe and impurities, and having a Ceq defined by the following formula of 0.34 or more is heated to 900 to 1200 ° C. after starts rolling, after completion of rolling in Ar 3 point or more, and water cooling from below the Ar 3 point to Ar 3 point -400 ° C. or less, then the manufacturing method of square steel for steel sheets for tempering at 500 ° C. or less It has been disclosed.
  • the steel plate for a square steel pipe disclosed in Patent Document 6 has a steel structure composed of soft ferrite and hard bainite or martensite.
  • Japanese Patent No. 4276324 Japanese Patent No. 5589885 Japanese Patent No. 5096087 JP-A-7-224351 JP 2016-11439A Japanese Patent No. 5565525
  • the average crystal grain size including the main phase and the second phase is 7 to 15 ⁇ m. In the range of the average crystal grain size, there is a problem that a tensile strength of 520 MPa or more cannot be obtained after roll forming.
  • a bainite phase is mainly used (70 area% or more). Since the area ratio of hard bainite is high, there is a problem that the yield ratio exceeds 0.75.
  • Patent Document 4 The technology of Patent Document 4 is a composite structure steel of soft ferrite and hard pearlite. For this reason, the yield ratio is low but the toughness is poor, so that there is a problem that the toughness required for the square steel pipe cannot be secured.
  • Patent Document 6 The steel sheet manufactured by the above manufacturing method of Patent Document 6 requires a tempering treatment after hot rolling and subsequent cooling in order to make the yield ratio 0.75 or less. This is disadvantageous in terms of manufacturing cost.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and provides a thick hot-rolled steel sheet having high strength and a low yield ratio, excellent in toughness and suitable for building structural members, and a method for producing the same. With the goal.
  • the “high strength” in the present invention refers to a hot-rolled steel sheet (square steel pipe) which is a material of a square steel pipe manufactured by cold roll forming (hereinafter, also referred to as a cold roll-formed square steel pipe).
  • Hot-rolled steel sheet has a yield strength of 330 MPa or more and a tensile strength of 520 MPa or more.
  • excellent in toughness as used in the present invention means that the material has a Charpy absorbed energy at -40 ° C of 170 J or more.
  • the term “thick” in the present invention indicates that the plate thickness is more than 20 mm.
  • the hot-rolled steel sheet of the above material includes a hot-rolled steel strip.
  • the present inventors have conducted intensive studies to solve the above-mentioned problems.
  • the material to be roll-formed needs to be appropriately selected in consideration of changes in mechanical properties such as an increase in yield ratio and a decrease in toughness due to roll-forming.
  • a square steel pipe manufactured by cold roll forming the material is examined for a material that can have a yield strength of 385 MPa or more, a tensile strength of 520 MPa or more, and high plastic deformation ability and excellent toughness. did.
  • the following findings (i) to (iii) were obtained as a result of further study on a material (hot-rolled steel sheet for a cold roll formed square steel pipe) satisfying the above mechanical properties.
  • the C content is 0.04 mass% or more, and the main structure of the steel sheet is a mixed structure of ferrite and bainite;
  • the average equivalent circle diameter of the crystal grain needs to be less than 7.0 ⁇ m.
  • the remaining structure of the steel sheet must be one or more selected from hard pearlite, martensite, and austenite. is there.
  • the adjacent crystals are surrounded by a boundary having a misorientation of 15 ° or more.
  • the region to be formed is a crystal grain, it is necessary to set the volume ratio of the crystal grain having a circle equivalent diameter of 40.0 ⁇ m or more to 30% or less.
  • the present invention has been completed based on these findings, and has the following gist.
  • the component composition is expressed in mass% C: 0.04% or more and 0.50% or less, Si: 2.0% or less, Mn: 0.5% or more and 3.0% or less, P: 0.10% or less, S: 0.05% or less, Al: 0.005% or more and 0.10% or less, N: 0.010% or less, the balance being Fe and unavoidable impurities,
  • the steel structure at a position ⁇ t of the thickness t from the steel plate surface is By volume percentage, ferrite is more than 30%, bainite is 10% or more, The total of the ferrite and the bainite is 70% or more and 95% or less with respect to the entire steel structure at the 1 / 2t position;
  • the balance consists of one or more selected from pearlite, martensite, and austenite, When a region surrounded by a boundary where the difference in orientation between adjacent crystals is 15 ° or more is a crystal grain, The average
  • a method for producing a hot-rolled steel sheet comprising, after the hot rolling, cooling at an average cooling rate of 10 ° C / s to 30 ° C / s at a thickness center temperature and a cooling stop temperature of 450 ° C to 650 ° C. [5] The method for producing a hot-rolled steel sheet according to the above [4], wherein the hot-rolled steel sheet has a thickness of more than 20 mm.
  • the present invention has a high strength and a low yield ratio, and has excellent toughness, that is, a yield strength of 330 MPa or more, a tensile strength of 520 MPa or more, a yield ratio of 0.75 or less, and a Charpy absorbed energy at ⁇ 40 ° C. of 170 J.
  • the hot-rolled steel sheet and the method for manufacturing the same as described above can be provided.
  • C 0.04% to 0.50%, Si: 2.0%, Mn: 0.5% to 3.0%, P: 0. It contains 10% or less, S: 0.05% or less, Al: 0.005% or more and 0.10% or less, and N: 0.010% or less, with the balance having a composition of Fe and unavoidable impurities.
  • the steel structure at a position 1/2 t of the plate thickness t from the surface of the steel plate has a ferrite content of more than 30% and a bainite content of 10% or more by volume ratio, and the total of the ferrite and the bainite is a steel structure at the 1/2 t position.
  • crystal orientation difference an average equivalent circle diameter of the crystal grain
  • crystal grain size The total of crystal grains having a circle equivalent diameter (hereinafter, also referred to as “crystal grain size”) of 40.0 ⁇ m or more is less than 7.0 ⁇ m, The volume ratio is 30% or less based on the whole.
  • C 0.04% or more and 0.50% or less
  • C is an element that increases the strength of steel by solid solution strengthening.
  • C is an element that promotes the formation of pearlite, enhances the hardenability, contributes to the formation of martensite, and contributes to the stabilization of austenite, thereby contributing to the formation of a hard phase.
  • C needs to be contained at 0.04% or more.
  • the C content is set to 0.04% or more and 0.50% or less.
  • the C content is preferably at least 0.08%, more preferably more than 0.12%, and even more preferably at least 0.14%. Further, the C content is preferably 0.30% or less, more preferably 0.25% or less, and still more preferably 0.22% or less.
  • Si 2.0% or less
  • Si is an element that increases the strength of steel by solid solution strengthening, and can be contained as necessary. In order to obtain such an effect, it is desirable that Si is contained at 0.01% or more. However, when the Si content exceeds 2.0%, the weldability deteriorates. Also, the toughness decreases. Therefore, the Si content is set to 2.0% or less.
  • the Si content is preferably at least 0.01%, more preferably at least 0.10%. Further, the Si content is preferably 0.5% or less, more preferably 0.4% or less, and even more preferably 0.3% or less.
  • Mn 0.5% or more and 3.0% or less
  • Mn is an element that increases the strength of steel by solid solution strengthening.
  • Mn is an element that contributes to the refinement of the structure by lowering the ferrite transformation start temperature.
  • Mn needs to be contained at 0.5% or more.
  • the Mn content is set to 0.5% or more and 3.0% or less.
  • the Mn content is preferably at least 0.7%, more preferably at least 0.9%, and even more preferably at least 1.0%. Further, the Mn content is preferably 2.5% or less, more preferably 2.0% or less.
  • P 0.10% or less P segregates at the grain boundary and causes inhomogeneity of the material. Therefore, it is preferable to reduce P as an inevitable impurity as much as possible, but the content of 0.10% or less is acceptable. Therefore, the P content is in the range of 0.10% or less.
  • the P content is preferably 0.03% or less, more preferably 0.020% or less, and even more preferably 0.015% or less.
  • P is preferably set to 0.002% or more because excessive reduction leads to an increase in smelting cost.
  • S 0.05% or less S is usually present as MnS in steel, but MnS is thinly stretched in the hot rolling step and adversely affects ductility. For this reason, in the present invention, it is preferable to reduce S as much as possible, but a content of 0.05% or less is acceptable. Therefore, the S content is set to 0.05% or less.
  • the S content is preferably 0.015% or less, more preferably 0.010% or less, and even more preferably 0.008% or less.
  • S is preferably set to 0.0002% or more.
  • Al 0.005% or more and 0.10% or less
  • Al is an element that acts as a strong deoxidizing agent. To obtain such an effect, Al needs to be contained at 0.005% or more. However, when the Al content exceeds 0.10%, the weldability deteriorates, and the amount of alumina-based inclusions increases, and the surface properties deteriorate. Also, the toughness of the weld decreases. Therefore, the Al content is set to 0.005% or more and 0.10% or less.
  • the Al content is preferably at least 0.01%, more preferably at least 0.027%. Further, the Al content is preferably 0.07% or less, more preferably 0.04% or less.
  • N 0.010% or less
  • N is an unavoidable impurity, and is an element having an effect of reducing toughness by firmly fixing dislocation motion.
  • the N content is set to 0.010% or less.
  • the N content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0040% or less, and even more preferably 0.0035% or less.
  • the N content is preferably set to 0.0010% or more, more preferably 0.0015% or more.
  • the balance is Fe and inevitable impurities. However, as long as the effects of the present invention are not impaired, it does not refuse to contain O at 0.005% or less.
  • the above components are the basic component compositions of the hot rolled steel sheet in the present invention. Although the properties required in the present invention can be obtained with the above essential elements, the following elements can be contained as necessary.
  • Nb at least 0.15%
  • Ti at most 0.15%
  • V at least one selected from the group consisting of at most 0.15%
  • Ti and V are all fine carbides in steel .
  • Nb, Ti, and V it is preferable that Nb: 0.005% or more, Ti: 0.005% or more, and V: 0.005% or more, respectively.
  • an excessive content may cause an increase in the yield ratio and a decrease in toughness.
  • Nb, Ti, and V when Nb, Ti, and V are contained, it is preferable to set Nb: 0.15% or less, Ti: 0.15% or less, and V: 0.15% or less, respectively. Therefore, when Nb, Ti, and V are contained, it is preferable to set Nb: 0.15% or less, Ti: 0.15% or less, and V: 0.15% or less, respectively. It is preferable that Nb: 0.005% or more, Ti: 0.005% or more, and V: 0.005% or more. More preferably, Nb: 0.008% to 0.10%, Ti: 0.008% to 0.10%, V: 0.008% to 0.10%.
  • Nb 0.010% or more and 0.035% or less
  • Ti 0.010% or more and 0.040% or less
  • V 0.010% or more and 0.035% or less.
  • the total amount (the amount of Nb + Ti + V) may be set to 0.150% or less because the yield ratio may be increased and the toughness may be reduced. Is preferred.
  • Cr 1.0% or less
  • Mo 1.0% or less
  • Cu 0.5% or less
  • Ni 0.3% or less
  • Ca 0.010% or less
  • B 0.010% or less
  • Mo: 1.0% or less Cr and Mo are elements that increase the hardenability of steel and increase the strength of steel. Can be contained.
  • Cr and Mo it is preferable that Cr: 0.01% or more and Mo: 0.01% or more, respectively.
  • an excessive content may cause a decrease in toughness and a deterioration in weldability. Therefore, when Cr and Mo are contained, it is preferable to make Cr: 1.0% or less and Mo: 1.0% or less, respectively.
  • Cr and Mo when Cr and Mo are contained, it is preferable to make Cr: 1.0% or less and Mo: 1.0% or less, respectively. It is preferable that Cr: 0.01% or more and Mo: 0.01% or more. More preferably, Cr: 0.10% to 0.50%, Mo: 0.10% to 0.50%.
  • Cu: 0.5% or less, Ni: 0.3% or less Cu and Ni are elements that increase the strength of steel by solid solution strengthening, and can be contained as necessary.
  • an excessive content may cause a decrease in toughness and a deterioration in weldability. Therefore, when Cu and Ni are contained, it is preferable that Cu: 0.5% or less and Ni: 0.3% or less, respectively. Therefore, when Cu and Ni are contained, it is preferable that Cu: 0.5% or less and Ni: 0.3% or less, respectively.
  • Cu: 0.01% or more and Ni: 0.01% or more More preferably, Cu: 0.10% or more and 0.4% or less, and Ni: 0.10% or more and 0.2% or less.
  • Ca 0.010% or less
  • Ca is an element that contributes to improving the toughness of steel by spheroidizing sulfides such as MnS, which are thinly drawn in the hot rolling step, and may be contained as necessary. it can.
  • MnS spheroidizing sulfides
  • the Ca content is preferably set to 0.010% or less.
  • the Ca content is preferably set to 0.0005% or more. More preferably, the Ca content is 0.0010% or more and 0.0050% or less.
  • B 0.010% or less
  • B is an element that contributes to refinement of the structure by lowering the ferrite transformation start temperature.
  • B when B is contained, it is preferably contained at 0.0003% or more.
  • the B content exceeds 0.010%, the yield ratio may increase. Therefore, when B is contained, the content is preferably set to 0.010% or less. Note that the content is preferably 0.0003% or more. More preferably, the B content is 0.0005% or more and 0.0050% or less.
  • the steel structure at the position of the thickness of the steel sheet: 1 / 2t (t represents the thickness, the same applies hereinafter) has a volume fraction of more than 30% ferrite and more than 10% bainite.
  • the total of the ferrite and the bainite is 70% or more and 95% or less with respect to the entire steel structure at the 1 / 2t position, and the balance is one or two selected from pearlite, martensite, and austenite. It consists of the above.
  • the average grain equivalent diameter (average crystal grain size) of the crystal grain is less than 7.0 ⁇ m and the circle is equivalent.
  • the total of the crystal grains having a diameter (crystal grain size) of 40.0 ⁇ m or more is 30% or less in volume ratio with respect to the entire steel structure at the 1 / 2t position.
  • volume ratio of ferrite more than 30%, volume ratio of bainite: 10% or more, total volume ratio of ferrite and bainite with respect to the entire steel structure: 70% to 95%
  • Ferrite is a soft structure, and has another hard structure.
  • a low yield ratio can be realized.
  • the volume ratio of ferrite needs to exceed 30%.
  • the volume fraction of ferrite is preferably at least 40%, more preferably at least 43%, and even more preferably at least 45%.
  • the upper limit is not particularly defined, but the volume ratio of ferrite is preferably less than 75%, more preferably less than 70%, and still more preferably 60% or less in order to secure a desired yield ratio. .
  • Bainite is a structure having intermediate hardness and increases the strength of steel. Since the yield strength and tensile strength intended in the present invention cannot be obtained only with the above ferrite, the volume ratio of bainite must be 10% or more.
  • the volume fraction of bainite is preferably at least 15%, more preferably at least 20%, and even more preferably at least 25%. Although the upper limit is not particularly defined, the volume ratio of bainite is preferably 55% or less, more preferably 50% or less, and still more preferably 45% or less, in order to secure a desired yield ratio. .
  • the total volume fraction of ferrite and bainite is less than 70%, the yield ratio and toughness desired in the present invention cannot be obtained.
  • the sum of the volume fractions of ferrite and bainite exceeds 95%, the yield strength and the yield ratio intended in the present invention cannot be obtained.
  • One or more selected from pearlite, martensite, and austenite are hard structures, and in particular, increase the tensile strength of steel and mix it with soft ferrite. A low yield ratio can be realized.
  • pearlite, martensite, and austenite have a total volume ratio of 5% or more and 30% or less. More preferably, it is 7% or more and 25% or less. Still more preferably, it is 10% or more and 20% or less.
  • the volume fraction of ferrite, bainite, pearlite, martensite, and austenite can be measured by a method described in Examples described later.
  • the steel structure of the present invention comprises a soft structure and a hard structure.
  • the mixed steel hereinafter, referred to as “composite structure steel”.
  • the composite structure steel has lower toughness than the single structure steel.
  • the average crystal grain size of the crystal grain is defined.
  • the average grain size of the crystal grains is preferably 6.5 ⁇ m or less, more preferably 6.0 ⁇ m or less.
  • the grain size distribution in a single-structure steel or a steel close to a single-structure steel has a single logarithmic distribution that has one peak, spreads largely on the side with a large variable, and is limited on the side with a small variable.
  • the steel structure of the present invention that is, in the composite structure steel in which the volume ratio of ferrite is more than 30% and the volume ratio of bainite is 10% or more, a peak of bainite is newly found on the coarse grain side in the crystal grain size distribution. Appears in This indicates that coarse bainite is mixed.
  • the mixture of coarse bainite causes the toughness to be greatly deteriorated.
  • the proportion of coarse bainite cannot be suppressed low. Therefore, in order to obtain good toughness, it is necessary to define the upper limit of the ratio of the presence of coarse crystal grains.
  • Bainite does not grow beyond boundaries with large misorientation (austenite grain boundaries and subboundaries formed by accumulation of dislocations).
  • the finish rolling in hot rolling is performed at a temperature as low as possible, a large amount of dislocations are introduced into austenite, the subboundary area is increased, and a fine subgrain structure is formed. (Hereinafter, also referred to as “miniaturization”) is particularly effective.
  • the toughness of the steel according to the present invention is improved by increasing the total area of the grain boundaries that serves as resistance to brittle fracture.
  • Preliminary experiments have newly found that if the volume fraction of coarse crystal grains having a crystal grain size of 40.0 ⁇ m or more exceeds 30%, it is not possible to secure a sufficient grain boundary area to obtain necessary toughness. Therefore, in the present invention, in addition to specifying the upper limit of the average crystal grain size of the crystal grains to be less than 7.0 ⁇ m, the volume ratio of the crystal grains having a crystal grain size of 40.0 ⁇ m or more is 30% or less. It is stipulated that The volume fraction of crystal grains having a crystal grain size of 40.0 ⁇ m or more is preferably 20% or less, more preferably 15% or less.
  • crystal orientation difference the average crystal grain size, and the volume ratio of crystal grains having a crystal grain size of 40.0 ⁇ m or more can be measured by the SEM / EBSD method. Can be measured by the method.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention is obtained, for example, by heating a steel material having the above-described composition to a heating temperature of 1100 ° C. or more and 1300 ° C. or less, and then completing a rough rolling end temperature: 850 ° C. or more and 1150 ° C. or less, and a finish rolling end temperature.
  • ° C.” regarding temperature is the surface temperature of a steel material or a steel plate (hot rolled plate) unless otherwise specified. These surface temperatures can be measured with a radiation thermometer or the like. Further, the temperature at the thickness center of the steel sheet can be obtained by calculating the temperature distribution in the cross section of the steel sheet by heat transfer analysis, and correcting the result by the surface temperature of the steel sheet.
  • the method of smelting a steel material is not particularly limited, and any known smelting method such as a converter, an electric furnace, and a vacuum melting furnace is suitable.
  • the casting method is also not particularly limited, but is manufactured to a desired size by a known casting method such as a continuous casting method. It should be noted that there is no problem even if the ingot-bulking rolling method is applied instead of the continuous casting method.
  • the molten steel may be further subjected to secondary refining such as ladle refining.
  • Heating temperature 1100 ° C. or more and 1300 ° C. or less If the heating temperature is less than 1100 ° C., the deformation resistance of the material to be rolled becomes large and rolling becomes difficult. On the other hand, when the heating temperature exceeds 1300 ° C., the austenite grains become coarse, and fine austenite grains cannot be obtained in the subsequent rolling (rough rolling, finish rolling), and the average crystal grain of the hot-rolled steel sheet intended in the present invention is obtained. It is difficult to secure the diameter. Further, it is difficult to suppress the formation of coarse bainite, and it is difficult to control the volume ratio of crystal grains having a crystal grain size of 40.0 ⁇ m or more to a range intended in the present invention. For this reason, the heating temperature in the hot rolling step is 1100 ° C. or more and 1300 ° C. or less. More preferably, it is 1120 ° C or more and 1280 ° C or less.
  • Rough rolling end temperature 850 ° C. or higher and 1150 ° C. or lower If the rough rolling end temperature is lower than 850 ° C., the steel sheet surface temperature becomes equal to or lower than the ferrite transformation start temperature during the subsequent finish rolling, and the danger of ferrite formation increases. . The generated ferrite becomes processed ferrite grains elongated in the rolling direction by the subsequent finish rolling, which causes an increase in the yield ratio. On the other hand, when the rough rolling end temperature exceeds 1150 ° C., the rolling reduction in the austenite non-recrystallization temperature region is insufficient, and fine austenite grains cannot be obtained. Is difficult to secure. Further, it becomes difficult to suppress the generation of coarse bainite.
  • the rough rolling end temperature is set to 850 ° C or higher and 1150 ° C or lower. It is more preferably 860 ° C or more and 1000 ° C or less. It is even more preferably 870 ° C or more and 980 ° C or less.
  • Finish rolling finish temperature 750 ° C. or more and 850 ° C. or less
  • the finish rolling finish temperature is less than 750 ° C.
  • the surface temperature of the steel sheet becomes equal to or lower than the ferrite transformation start temperature during finish rolling, and the danger of forming ferrite increases.
  • the ferrite generated as described above becomes processed ferrite grains elongated in the rolling direction by subsequent rolling, and causes an increase in the yield ratio.
  • the finish rolling end temperature exceeds 850 ° C., the amount of reduction in the austenite non-recrystallization temperature region is insufficient, and fine austenite grains cannot be obtained. Is difficult to secure. Further, it becomes difficult to suppress the generation of coarse bainite.
  • the finish rolling end temperature is 750 ° C. or more and 850 ° C. or less. It is more preferably 770 ° C or higher and 830 ° C or lower. It is even more preferably 780 ° C or higher and 820 ° C or lower.
  • the austenite in the hot rolling step by reducing the austenite in the hot rolling step, ferrite, bainite and the remaining structure generated in the subsequent cooling step and the winding step are refined by reducing the austenite in the hot rolling step.
  • a hot-rolled steel sheet having the desired strength and toughness according to the invention can be obtained.
  • the total rolling reduction from 930 ° C. to the finish rolling end temperature is 65% or more. If the total rolling reduction up to the finish rolling temperature of 930 ° C.
  • the total rolling reduction from 930 ° C. to the finish rolling end temperature is more preferably 70% or more, and even more preferably 71% or more. There is no particular upper limit, but if it exceeds 80%, the effect of improving the toughness against an increase in the reduction becomes small and only the equipment load increases, so that the total reduction up to the finish rolling temperature of 930 ° C. or less is 80% or less. Is preferred. It is more preferably at most 75%, even more preferably at most 74%.
  • the reason why the temperature is set to 930 ° C. or less is that if the temperature exceeds 930 ° C., austenite is recrystallized in the rolling step, dislocations introduced by rolling disappear, and fine austenite cannot be obtained.
  • the above-mentioned total rolling reduction refers to the total rolling reduction of each rolling pass in a temperature range from 930 ° C. to the finish rolling end temperature.
  • hot rolling may be performed in which both the rough rolling and the finish rolling have a total draft of 65% or more at 930 ° C. or less to the finish rolling end temperature, or only the finish rolling may be performed.
  • Hot rolling may be performed at a total reduction ratio of 930 ° C. or less to a finish rolling end temperature of 65% or more. In the latter case, when the total rolling reduction to 930 ° C. or less to the finish rolling end temperature cannot be made 65% or more only by finish rolling, the slab is cooled during the rough rolling to reduce the temperature to 930 ° C. or less.
  • the total rolling reduction from 930 ° C. to the finish rolling end temperature in both the rough rolling and the finish rolling may be 65% or more.
  • the upper limit of the finished plate thickness is not particularly limited, but is preferably 32 mm or less from the viewpoint of securing the required draft and controlling the temperature of the steel plate.
  • the hot rolled sheet is subjected to a cooling step.
  • cooling is performed at an average cooling rate up to the cooling stop temperature: 10 ° C./s to 30 ° C./s, and at a cooling stop temperature: 450 ° C. to 650 ° C.
  • Average cooling rate from the start of cooling to the stop of cooling (end of cooling) 10 ° C./s or more and 30 ° C./s or less
  • the average cooling rate in the temperature range from the start of cooling to the stop of cooling described below.
  • the frequency of ferrite nucleation decreases and ferrite grains become coarse, so that the average crystal grain size cannot be reduced to less than 7.0 ⁇ m.
  • the average cooling rate is preferably at least 15 ° C./s, more preferably at least 17 ° C./s. It is preferably at most 25 ° C / s, more preferably at most 23 ° C / s.
  • Cooling stop temperature 450 ° C. or more and 650 ° C. or less
  • the cooling stop temperature is preferably 480 ° C or higher, and more preferably 490 ° C or higher.
  • it is 620 ° C or lower, more preferably 600 ° C or lower.
  • the average cooling rate is a value obtained by ((thickness center temperature of hot rolled sheet before cooling ⁇ thickness center temperature of hot rolled sheet after cooling) / cooling time).
  • (Cooling rate) examples include water cooling such as injection of water from a nozzle and cooling by injection of a cooling gas.
  • a winding step of winding the hot rolled sheet and then allowing it to cool is performed.
  • the winding temperature is more preferably 480 to 620 ° C, and even more preferably 490 to 590 ° C.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention is manufactured.
  • a hot-rolled steel sheet having a yield strength of at least 330 MPa, a tensile strength of at least 520 MPa, a yield ratio of at most 0.75, and a Charpy absorbed energy at ⁇ 40 ° C. of at least 170 J can be obtained.
  • the cold roll formed square steel pipe manufactured using the obtained hot-rolled steel sheet as a raw material has a yield strength of 385 MPa or more, a tensile strength of 520 MPa or more, and can have high plastic deformability and excellent toughness. This makes it possible to produce a high-strength rectangular steel pipe with higher productivity and shorter delivery time as compared with cold press bending.
  • This cold-rolled rectangular steel pipe can be suitably used especially for building members of large buildings such as factories, warehouses, commercial facilities, etc., and can greatly contribute to reduction of construction costs.
  • ⁇ Molten steel having the component composition shown in Table 1 was smelted in a converter and made into a slab (steel material: wall thickness 250 mm) by a continuous casting method.
  • the obtained slab was subjected to a hot rolling step, a cooling step, and a winding step under the conditions shown in Table 2 to obtain a hot-rolled steel sheet having a finished plate thickness (mm) shown in Table 2.
  • Test specimens were obtained from the obtained hot-rolled steel sheets, and the following structure observation, tensile test, and Charpy impact test were performed.
  • the test piece for structure observation was prepared by collecting and polishing the observation surface so that the observation surface was a cross section in the rolling direction at the time of hot rolling and the position of the plate thickness t t, and then polished and nital-corroded.
  • the structure was observed by using an optical microscope (magnification: 1000 times) or a scanning electron microscope (SEM, magnification: 1000 times) to observe and image the structure of the steel sheet at a position of 1 / 2t in thickness. From the obtained optical microscope image and SEM image, the area ratio of ferrite, pearlite, bainite and the remaining structure was determined.
  • the area ratio of each tissue was observed in five or more visual fields, and calculated as an average value obtained in each visual field.
  • the area ratio obtained by observing the tissue was defined as the volume ratio of each tissue.
  • ferrite is a product by diffusion transformation, and exhibits a structure with low dislocation density and almost recovered. This includes polygonal ferrite and pseudopolygonal ferrite. Bainite has a double phase structure of lath-like ferrite and cementite having a high dislocation density.
  • the area ratio of the structure observed as martensite or austenite was measured from the obtained SEM image, and then the austenite was measured by a method described later.
  • the value obtained by subtracting the volume ratio was defined as the martensite volume ratio.
  • the measurement of the volume fraction of austenite was performed by X-ray diffraction.
  • a test piece for observing the structure was prepared by grinding the diffraction surface so as to be at a position corresponding to a thickness of 1/2 t of the steel sheet, and then performing chemical polishing to remove the surface processed layer.
  • the K ⁇ line of Mo was used for the measurement, and the volume fraction of austenite was determined from the integrated intensity of the (200), (220), and (311) faces of fcc iron and the (200) and (211) faces of bcc iron.
  • the volume ratio of crystal grains having an average equivalent circle diameter (average crystal grain diameter) and an equivalent circle diameter (crystal grain diameter) of 40.0 ⁇ m or more was measured using the SEM / EBSD method.
  • the measurement area was 500 ⁇ m ⁇ 500 ⁇ m, and the measurement step size was 0.5 ⁇ m.
  • the crystal grain size was obtained by determining the azimuth difference between adjacent crystal grains, and setting a boundary where the azimuth difference was 15 ° or more as a crystal grain boundary.
  • the arithmetic mean of the particle size was determined from the obtained crystal grain boundaries, and the result was defined as the average crystal particle size. In the crystal grain size analysis, those having a crystal grain size of 2.0 ⁇ m or less were excluded from the analysis as measurement noise, and the obtained area ratio was assumed to be equal to the volume ratio.
  • steel No. 1, 4, 11, 12, 16, 21 to 28, 30 to 40, and 42 are examples of the present invention, and steel Nos. 2, 3, 5 to 10, 13 to 15, 17 to 20, 29, 41, and 43 are comparative examples.
  • Each of the steel structures of the present invention includes ferrite having a volume ratio of more than 30% and 10% or more of bainite, the total volume ratio of ferrite and bainite being 70% or more and 95% or less, and the balance being pearlite or martensite. And one or more selected from austenite, and the average grain size of the crystal grains is less than 7.0 ⁇ m, and the volume ratio of the crystal grains having a crystal grain size of 40.0 ⁇ m or more is 30%. It was below. Regarding the mechanical properties of these examples of the present invention, the yield strength was 330 MPa or more, the tensile strength was 520 MPa or more, the yield ratio was 0.75 or less, and the Charpy absorbed energy at ⁇ 40 ° C. was 170 J or more.
  • the steel No. of the comparative example In No. 2, the yield strength and the tensile strength were out of the range of the present invention because the content of C was lower than the range of the present invention.
  • Steel No. of the comparative example In No. 3, since the Mn content was below the range of the present invention, the crystal grains were coarsened, and the volume fraction of the crystal grains having an average crystal grain size and a crystal grain size of 40.0 ⁇ m or more was out of the range of the present invention. Therefore, the yield strength, tensile strength and Charpy absorbed energy at ⁇ 40 ° C. did not reach desired values.
  • composition and structure of the hot-rolled steel sheet within the scope of the present invention, used for building members of large buildings, high strength with excellent toughness, for cold roll formed square steel pipe with a low yield ratio.
  • a hot rolled steel sheet can be provided.

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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

熱延鋼板およびその製造方法
　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。
特許第４２７６３２４号公報 特許第５５８９８８５号公報 特許第５０９６０８７号公報 特開平７－２２４３５１号公報 特開２０１６－１１４３９号公報 特許第５６５５７２５号公報
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　〔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。
　〔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。
　得られた結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　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 (5)

  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、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
  3. 　板厚が２０ｍｍ超である、請求項１または２に記載の熱延鋼板。
  4. 　請求項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、請求項４に記載の熱延鋼板の製造方法。
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