JP2007177326A - 低降伏比を有する高張力薄肉鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】YR：80％以下で、TS：590MPa以上を有する高張力薄肉鋼板を提供する。
【解決手段】Ｃ：0.045〜0.18％、Si：0.05〜0.50％、Mn：0.6〜2.0％を含み、Ｐ、Ｓ、Al、Ｎを適正量含み、さらにMo、Ｗを、（Mo＋Ｗ/２）が0.08〜0.70％を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、溶接割れ感受性指標Ｐcmが0.22％以下である組成の鋼素材に、圧延終了温度が表面で800〜950℃の範囲の温度となる熱間圧延と、圧延後直ちに10℃/ｓ以上の冷却速度で中心部が750〜650℃の範囲の温度となる温度まで冷却する一次冷却と、ついで２〜10ｓ間の空冷と、ついで10℃/ｓ以上の冷却速度で冷却し、中心部が500〜650℃の範囲の温度で冷却を停止する二次冷却とからなる冷却処理とを施す。これにより、TS：590MPa以上、YR：80％以下を同時に満足し、溶接性、靭性にも優れた高張力薄肉鋼板となる。
【選択図】図５
【解決手段】Ｃ：0.045〜0.18％、Si：0.05〜0.50％、Mn：0.6〜2.0％を含み、Ｐ、Ｓ、Al、Ｎを適正量含み、さらにMo、Ｗを、（Mo＋Ｗ/２）が0.08〜0.70％を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、溶接割れ感受性指標Ｐcmが0.22％以下である組成の鋼素材に、圧延終了温度が表面で800〜950℃の範囲の温度となる熱間圧延と、圧延後直ちに10℃/ｓ以上の冷却速度で中心部が750〜650℃の範囲の温度となる温度まで冷却する一次冷却と、ついで２〜10ｓ間の空冷と、ついで10℃/ｓ以上の冷却速度で冷却し、中心部が500〜650℃の範囲の温度で冷却を停止する二次冷却とからなる冷却処理とを施す。これにより、TS：590MPa以上、YR：80％以下を同時に満足し、溶接性、靭性にも優れた高張力薄肉鋼板となる。
【選択図】図５
Description
本発明は、橋梁、造船、建築、ラインパイプ、建産機械などに用いて好適な、高張力薄肉鋼板およびその製造方法に関し、とくに地震によって大きな塑性変形を受け、耐震性を必要とする建築構造物用として好適な、低降伏比を有する高張力薄肉鋼板に関する。なお、本発明でいう「薄肉鋼板」とは、板厚19以上40mm以下の厚板をいうものとする。
近年、建築構造物などでは、地震時の安全性確保の観点から、優れた耐震性を有する鋼板が要求されている。また、降伏比の低い鋼板ほど耐震性に優れることが、従来の研究結果から明らかにされており、建築構造物には、降伏比が80％以下の鋼材を使用することが義務付けられている。
また、建築構造物の高層化や大スパン化などに伴い、従来より高い強度を有する、例えば、590MPa級高張力鋼材の建築構造物への適用が増加している。
また、建築構造物の高層化や大スパン化などに伴い、従来より高い強度を有する、例えば、590MPa級高張力鋼材の建築構造物への適用が増加している。
従来、建築構造物用として用いられる、低降伏比を有する590MPa級高張力鋼材は、二相域熱処理やその後の焼戻し熱処理など、複数回の熱処理を実施して製造されるのが一般的であった。しかし、二相域熱処理やその後の焼戻し熱処理など、複数回の熱処理を施すことは、製造コストを高騰させるうえ、製造工期の長期化など、問題を残していた。
このような問題に対して、二相域熱処理や焼戻し熱処理の省略、すなわち、非調質化が考えられる。例えば、特許文献１には、粗圧延の後に加速冷却を行って、オーステナイト（γ）を過冷却したうえで、フェライト（α）変態を促進するための仕上圧延を行い、さらに仕上圧延後に加速冷却を行うことで軟質相であるαの微細化と軟質相と硬質相の比率を適切に制御して高靭性と低降伏比化を両立させる、低降伏比高張力鋼材の製造方法が開示されている。特許文献１に記載された技術によれば、高価な合金元素の添加や生産性の低い複雑な熱処理を必要とすることなく、低降伏比高張力鋼材が製造できるとしている。
このような問題に対して、二相域熱処理や焼戻し熱処理の省略、すなわち、非調質化が考えられる。例えば、特許文献１には、粗圧延の後に加速冷却を行って、オーステナイト（γ）を過冷却したうえで、フェライト（α）変態を促進するための仕上圧延を行い、さらに仕上圧延後に加速冷却を行うことで軟質相であるαの微細化と軟質相と硬質相の比率を適切に制御して高靭性と低降伏比化を両立させる、低降伏比高張力鋼材の製造方法が開示されている。特許文献１に記載された技術によれば、高価な合金元素の添加や生産性の低い複雑な熱処理を必要とすることなく、低降伏比高張力鋼材が製造できるとしている。
また、特許文献２、特許文献３、特許文献４には、Ｃ、Si、Mn、Nb、Ti、Ｖ、Al等の含有量を適正範囲に調整した鋼片を加熱し圧延するに際し、800℃以下の温度での圧下量を５〜15mmとし、Ar3変態点以下の温度で圧延を完了する、低降伏比を有する590〜690MPa級高張力鋼板の製造方法が提案されている。しかし、特許文献２、特許文献３、特許文献４に記載された技術では、板厚を25mm以下に限定し、かつ、降伏比のレベルも85％以下を目標としており、耐震性確保の観点からは十分とは言い難いうえ、Ti等の合金元素を多量に添加することを必要とし、溶接熱影響部の靭性確保の観点からも問題を残していた。
また、特許文献５には、Ｃ：0.02〜0.04％、固溶Ｂ：0.0002〜0.002％を含有し、合金元素含有量に関係する式CENを所定範囲とする組成と、ベイナイトを主体とし、島状マルテンサイトを0.8〜2.5体積％分散させた組織からなる590MPa級の非調質型低降伏比高張力鋼板が提案されている。また、特許文献６には、Ｃ：0.025〜0.045％を含み、Si、Mn、Al、Nb、Ｂ、Ｎを適正範囲に調整し、さらにTiをＮとの関係で適正範囲に限定するとともに、合金元素含有量に関係する式CENを所定範囲とする組成の鋼素材を、Nb固溶温度以上1250℃以下に加熱後圧延を開始し、オーステナイトの未再結晶温度域で累積圧下率を60％以下とし、｛（オーステナイトの未再結晶温度）−80℃｝以上で圧延を終了し、空冷して、ベイナイト地に島状マルテンサイト相が微細分散した組織とする590MPa級の非調質型低降伏比高張力鋼板の製造方法が提案されている。しかし、特許文献５、特許文献６に記載された技術では、鋼素材のＣ含有量を0.02〜0.04％あるいは0.025〜0.045％と低炭素化し、さらに、特に厚物材の強度を確保するためには合金元素量を多量に添加することが必要となり、製造コストが増大するという問題がある。また、さらに、特許文献６に記載された技術では、圧延仕上温度を低温化することを必須としており、圧延機負荷の観点から安定製造が困難になるという問題もある。
また、特許文献７には、Ｃ：0.05〜0.15％、Mo：0.7〜1.2％を含み、さらにSi、Mn、Ｐ、Ｓ、Nb、Al、Ｎを適正量含み、Ｐcmが0.25％以下の組成を有する鋼片に、950℃以下での累積圧下量を50％以上とし700〜800℃の温度で圧延を完了、放冷して、板厚方向1/4厚位置のミクロ組織がポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライトを主体とする組織となる高温強度に優れた非調質低降伏比高張力鋼の製造方法が提案されている。しかし、特許文献７に記載された技術では、圧延仕上温度を低温化して、高強度と低降伏比化を図っているが、合金元素添加量が多く、特にMoを0.7％以上添加することを必須としており、製造コストの高騰が避けられないという問題がある。
一方、特許文献８〜13には、合金元素添加量を削減するために、加速冷却を活用し、高強度化を図り、高強度と低降伏比を両立させる、低降伏比非調質高張力鋼の製造方法が提案されている。
特許文献８、特許文献９、特許文献10に記載された技術は、鋼片にAr3変態点以上で圧延を完了する熱間圧延を施した後、冷却を開始する前に、所定の温度になるまで空冷してフェライトを生成させ、二相域から冷却して、低降伏比化を図る方法である。しかし、このような方法では、僅かな冷却開始温度の違いによっても、フェライト生成率が異なってくるため、材質ばらつきが大きくなる。そのため、実際にこの方法で鋼板を製造する場合には、厳密な冷却開始温度の管理が必要となり、安定生産が困難になるという問題があった。
特許文献８、特許文献９、特許文献10に記載された技術は、鋼片にAr3変態点以上で圧延を完了する熱間圧延を施した後、冷却を開始する前に、所定の温度になるまで空冷してフェライトを生成させ、二相域から冷却して、低降伏比化を図る方法である。しかし、このような方法では、僅かな冷却開始温度の違いによっても、フェライト生成率が異なってくるため、材質ばらつきが大きくなる。そのため、実際にこの方法で鋼板を製造する場合には、厳密な冷却開始温度の管理が必要となり、安定生産が困難になるという問題があった。
また、特許文献11には、鋼片に、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下量を30％以上として720℃以上の温度で熱間圧延を終了し、680℃以上の温度から加速冷却を開始し、150〜350℃の温度で加速冷却を停止して、板厚方向1/4厚の組織を、マルテンサイト又はマルテンサイト−オーステナイト混合相を１〜10％含む組織とする、低降伏比高張力鋼の製造方法が提案されている。
また、特許文献12には、Ｃ：0.005〜0.03％を含有する鋼片に、加熱後、1000〜1250℃の温度域における累積圧下率を30％以上、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率を30％以上、圧延終了温度をAr3点以上とする熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、冷却速度：0.1〜20℃/ｓで加速冷却する非調質高強度低降伏比高靭性厚鋼板の製造方法が提案されている。これにより、700MPa以上の高強度と80％以下の低降伏比とが両立できるとしている。
また、特許文献13には、Ｃ：0.02％以上0.05％未満を含有する鋼片に、加熱後、1100℃以下の温度域における累積圧下量を30％以上とし、Ae3温度以上の温度で圧延を終了する熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、Ae3温度以上の温度から300℃までの冷却速度を、３Ｋ／ｓ以上とする加速冷却を施す低降伏比570MPa級高張力鋼の製造方法が提案されている。
特開平10-306316号公報
特開平4-210419号公報
特開平4-221017号公報
特開平5-171271号公報
特開2000-219934号公報
特開2002-53912号公報
特開2004-84068号公報
特開昭63-219523号公報
特開昭63-223123号公報
特開平1-301819号公報
特開2002-3983号公報
特開2003-147477号公報
特開2004-339550号公報
しかしながら、特許文献11に記載された技術では、冷却停止時の温度が鋼板内で大きくばらつくことが原因で、鋼板に歪が発生したり、鋼板内に残留応力が発生する場合がある。このため、特許文献11に記載された技術で製造された鋼板では、鋼板をガス切断する時に、いわゆる条切りキャンバーと呼ばれる歪が発生するため、製造条件の厳密な管理を必要とするという問題がある。
また、特許文献12に記載された技術では、特許文献５、特許文献６、特許文献７に記載された技術と同様に、低Ｃ化したため、高強度化を図るために高価な合金元素の多量添加を必要とする。このため、製造コストの高騰を招くという問題がある。
また、特許文献13に記載された技術では、低Ｃ化したため、高強度化を図るために高価な合金元素を多量添加する必要があり、製造コストの高騰を招くという問題がある。またさらに、特許文献13に記載された技術では、冷却停止温度を300℃以下と低温化しているため、冷却停止時の温度が鋼板内で大きくばらつき、鋼板に歪が発生したり、鋼板内に残留応力が発生する場合がある。このため、特許文献13に記載された技術で製造された鋼板では、鋼板をガス切断する時に、いわゆる条切りキャンバーと呼ばれる歪が発生するため、製造条件の厳密な管理を必要とするという問題がある。
また、特許文献13に記載された技術では、低Ｃ化したため、高強度化を図るために高価な合金元素を多量添加する必要があり、製造コストの高騰を招くという問題がある。またさらに、特許文献13に記載された技術では、冷却停止温度を300℃以下と低温化しているため、冷却停止時の温度が鋼板内で大きくばらつき、鋼板に歪が発生したり、鋼板内に残留応力が発生する場合がある。このため、特許文献13に記載された技術で製造された鋼板では、鋼板をガス切断する時に、いわゆる条切りキャンバーと呼ばれる歪が発生するため、製造条件の厳密な管理を必要とするという問題がある。
本発明は、上記したような従来技術の問題点を解決し、オフラインの熱処理を必要とせずにオンラインで、さらに上記したような、高価な合金元素の多量添加や、製造条件の厳密な管理を必要とすることなく、溶接性に優れ、かつ低降伏比を有し、さらに好ましくは板厚方向の材質変動が小さい高張力薄肉鋼板、および該高張力薄肉鋼板を安価に製造できる、高張力薄肉鋼板の製造方法を提供することを目的とする。なお、本発明でいう「高張力薄肉鋼板」は、板厚19mm以上40mm以下で、引張強さTS：590MPa以上の高強度を有する鋼板（厚板）をいうものとする。また、「低降伏比」とは、降伏比：80％以下を指すものとする。また、「板厚方向の材質変動が小さい」とは、鋼板の板厚全厚（以降、全厚位置と称す）での降伏強さおよび引張強さと板厚1/2ｔ位置における降伏強さおよび引張強さのと差が、それぞれ40MPa以下である場合をいうものとする。
本発明者らは、上記した目的を達成するために、高強度化と低降伏比化に影響する要因について鋭意研究した。その結果、Moおよび／またはＷを、Mo＋Ｗ/２で0.08〜0.70mass％含有した組成の鋼素材に、熱間圧延を施し薄肉鋼板としたのち、該薄肉鋼板に所定条件の加速冷却を施すことにより、非調質で、引張強さTS：590MPa以上の高強度と80％以下の低降伏比を同時に満足する高張力薄肉鋼板を製造できることを見出した。また、上記した条件を満足させたうえ、さらにＣ含有量を0.045〜0.08％に制限することにより、非調質で、引張強さTS：590MPa以上の高強度と80％以下の低降伏比と、さらに板厚全厚位置と板厚1/2ｔ位置とにおける降伏強さおよび引張強さの差が、それぞれ40MPa以下を同時に満足する、低降伏比でかつ板厚方向における材質変動が小さい高張力薄肉鋼板を製造できることを見出した。
まず、本発明の基礎となった実験結果について説明する。
mass％で、0.08％Ｃ−0.25％Si−1.25％Mn−0.018％Ｐ−0.002％Ｓを基本成分として、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｗ、Ｖ、Nb、Ti、Ｂのうちの１種または２種以上を添加して、炭素当量Ｃeq（＝Ｃ＋Mn/6＋Si/24＋Ni/40＋Cr/5＋Mo/4＋V/14）を0.39％と一定にしたスラブに、熱間圧延を施して20mm厚の鋼板とし、熱間圧延直後に板厚中心部の温度が700℃（一次冷却停止温度）となるまで加速冷却し、ついで４ｓ間空冷した後、再度、板厚中心部の温度が580℃（二次冷却停止温度）になるまで加速冷却し、その後空冷した。得られた鋼板について、JIS Z 2201の規定に準拠して、JIS５号試験片を採取して引張試験を実施し、引張特性（引張強さTS、降伏強さYS）を求めた。得られた結果を図１に示す。図１から、引張強さTS：590MPa以上でかつ降伏比YR：80％以下を確保するためには、Mo+Ｗ/２を0.08％以上とする必要があることがわかる。
mass％で、0.08％Ｃ−0.25％Si−1.25％Mn−0.018％Ｐ−0.002％Ｓを基本成分として、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｗ、Ｖ、Nb、Ti、Ｂのうちの１種または２種以上を添加して、炭素当量Ｃeq（＝Ｃ＋Mn/6＋Si/24＋Ni/40＋Cr/5＋Mo/4＋V/14）を0.39％と一定にしたスラブに、熱間圧延を施して20mm厚の鋼板とし、熱間圧延直後に板厚中心部の温度が700℃（一次冷却停止温度）となるまで加速冷却し、ついで４ｓ間空冷した後、再度、板厚中心部の温度が580℃（二次冷却停止温度）になるまで加速冷却し、その後空冷した。得られた鋼板について、JIS Z 2201の規定に準拠して、JIS５号試験片を採取して引張試験を実施し、引張特性（引張強さTS、降伏強さYS）を求めた。得られた結果を図１に示す。図１から、引張強さTS：590MPa以上でかつ降伏比YR：80％以下を確保するためには、Mo+Ｗ/２を0.08％以上とする必要があることがわかる。
つぎに、熱間圧延後の加速冷却における一次冷却停止温度の影響について調査した。
mass％で、0.06％Ｃ−0.25％Si−1.35％Mn−0.012％Ｐ−0.003％Ｓ−0.24％Mo−0.025％Al−0.0025％Ｎを含む鋼素材を熱間圧延し板厚25mmの鋼板とした。このときの熱間圧延の圧延終了温度は表面で900℃であった。熱間圧延終了直後に、平均冷却速度が30℃/ｓの冷却速度で、板厚中心部の温度が800〜550℃の範囲内の温度（一次冷却停止温度）まで加速冷却し、その後３ｓ間空冷したのち、再度平均冷却速度が30℃/ｓの冷却速度で、板厚中心部の温度が520℃（二次冷却停止温度）となるまで加速冷却し、その後空冷した。
mass％で、0.06％Ｃ−0.25％Si−1.35％Mn−0.012％Ｐ−0.003％Ｓ−0.24％Mo−0.025％Al−0.0025％Ｎを含む鋼素材を熱間圧延し板厚25mmの鋼板とした。このときの熱間圧延の圧延終了温度は表面で900℃であった。熱間圧延終了直後に、平均冷却速度が30℃/ｓの冷却速度で、板厚中心部の温度が800〜550℃の範囲内の温度（一次冷却停止温度）まで加速冷却し、その後３ｓ間空冷したのち、再度平均冷却速度が30℃/ｓの冷却速度で、板厚中心部の温度が520℃（二次冷却停止温度）となるまで加速冷却し、その後空冷した。
得られた鋼板から、JIS Z 2201の規定に準拠してJIS 5号全厚引張試験片を採取して引張試験を実施した。得られた引張特性（降伏強さYS、引張強さTSおよび降伏比YR）と一次冷却停止温度との関係を、図２に示す。図２から、一次冷却停止温度が750℃を超えて高い場合、あるいは650℃未満の場合に、降伏比YRが80％を超えて高くなっており、低降伏比を確保するためには一次冷却停止温度を750〜650℃の範囲の温度とする必要があることがわかる。なお、一次冷却停止温度が750℃超えや650℃未満の場合に降伏比YRが高くなるのは、表層付近がベイナイト化し、硬さが上昇するためである。この結果から、750〜650℃の範囲の温度で一旦冷却を停止することにより、表層付近のベイナイト化を抑制することが可能となり、全厚引張試験片を用いた場合でも降伏比を低くすることができるという知見を得た。
また、熱間圧延後の加速冷却における、一次冷却停止後の空冷時間の影響について調査した。
mass％で、0.06％Ｃ−0.25％Si−1.35％Mn−0.012％Ｐ−0.003％Ｓ−0.24％Mo−0.025％Al−0.0025％Ｎを含む鋼素材に熱間圧延を施して板厚25mmの鋼板とした。このときの熱間圧延終了温度は表面で900℃であった。熱間圧延終了直後に、平均冷却速度が30℃/ｓの冷却速度で、板厚中心部の温度が650℃（一次冷却停止温度）となるまで加速冷却し、空冷時間を０〜20ｓに変化して空冷した後、再度、平均冷却速度が30℃/ｓの冷却速度で、板厚中心部の温度が550℃（二次冷却停止温度）となるまで加速冷却し、その後空冷した。
mass％で、0.06％Ｃ−0.25％Si−1.35％Mn−0.012％Ｐ−0.003％Ｓ−0.24％Mo−0.025％Al−0.0025％Ｎを含む鋼素材に熱間圧延を施して板厚25mmの鋼板とした。このときの熱間圧延終了温度は表面で900℃であった。熱間圧延終了直後に、平均冷却速度が30℃/ｓの冷却速度で、板厚中心部の温度が650℃（一次冷却停止温度）となるまで加速冷却し、空冷時間を０〜20ｓに変化して空冷した後、再度、平均冷却速度が30℃/ｓの冷却速度で、板厚中心部の温度が550℃（二次冷却停止温度）となるまで加速冷却し、その後空冷した。
得られた鋼板から、JIS Z 2201の規定に準拠してJIS 5号全厚引張試験片を採取して引張試験を実施した。得られた引張特性（降伏強さYS、引張強さTSおよび降伏比YR）と空冷時間との関係を、図３に示す。図３から、空冷時間が０ｓ（空冷なし）または、１ｓの場合には、降伏比が80％を超え、また、空冷時間が10ｓを超えた場合には、引張強さTSが低下し590MPaを大きく下回る。なお、空冷時間が２ｓ未満の場合に，降伏比が80％を超えるのは、表層付近の組織がベイナイト化し、硬さが上昇したためである。また、空冷時間が10ｓを超えて長くなると、空冷中に過度にフェライト変態が進行するため、強度低下が生じる。このようなことから、低降伏比と高強度をともに確保するためには、空冷時間を２〜10ｓの範囲とする必要があるという知見を得た。
また、熱間圧延後の加速冷却における、二次冷却停止温度の影響について調査した。
mass％で、0.06％Ｃ−0.25％Si−1.35％Mn−0.012％Ｐ−0.003％Ｓ−0.24％Mo−0.025％Al−0.0025％Ｎを含む鋼素材に、熱間圧延を施して板厚25mmの鋼板とした。このときの熱間圧延終了温度は表面で900℃であった。熱間圧延終了直後に、平均冷却速度が30℃/ｓの冷却速度で、板厚中心部の温度が720℃（一次冷却停止温度）になるまで加速冷却し、５ｓ間空冷したのち、再度、平均冷却速度が30℃/ｓの冷却速度で、板厚中心部の温度が700〜300℃（二次冷却停止温度）になるまで冷却し、その後空冷した。
mass％で、0.06％Ｃ−0.25％Si−1.35％Mn−0.012％Ｐ−0.003％Ｓ−0.24％Mo−0.025％Al−0.0025％Ｎを含む鋼素材に、熱間圧延を施して板厚25mmの鋼板とした。このときの熱間圧延終了温度は表面で900℃であった。熱間圧延終了直後に、平均冷却速度が30℃/ｓの冷却速度で、板厚中心部の温度が720℃（一次冷却停止温度）になるまで加速冷却し、５ｓ間空冷したのち、再度、平均冷却速度が30℃/ｓの冷却速度で、板厚中心部の温度が700〜300℃（二次冷却停止温度）になるまで冷却し、その後空冷した。
得られた鋼板から、JIS Z 2201の規定に準拠してJIS 5号全厚引張試験片を採取し、引張試験を実施した。得られた引張特性（降伏強さYS、引張強さTSおよび降伏比YR）と二次冷却停止温度との関係で、図４に示す。図４から、二次冷却停止温度が500℃未満の場合には、降伏比が80％を超え、650℃超えの場合には、引張強さTSが低下し、590MPaを下回るようになる。このようなことから、低降伏比と高強度をともに確保するためには、二次冷却停止温度を650〜500℃の範囲とする必要があるという知見を得た。
このように、板厚40mm以下の薄肉鋼板（厚板）に、上記した熱間圧延、および熱間圧延直後に、上記した一次冷却および二次冷却を有する冷却処理を施すことにより、表層以外の中央部組織がフェライト相を主体とし、所定量の硬質相を含む組織となり、しかも冷却の速い表層も復熱により焼戻され、降伏比が低い組織となり、板厚全体として590MPa以上の高強度と80％以下の低降伏比を有する高張力薄肉鋼板となることを新たに見出した。
また、mass％で、0.06％Ｃ−0.25％Si−1.32％Mn−0.015％Ｐ−0.001％Ｓを基本成分として、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｗ、Ｖ、Nb、Ti、Ｂのうちの１種または２種以上を添加して、炭素当量Ｃeqを0.40％と一定にしたスラブに、熱間圧延を施して20mm厚の鋼板とし、熱間圧延直後に板厚中心部の温度が700℃（一次冷却停止温度）となるまで加速冷却し、ついで４ｓ間空冷した後、再度、板厚中心部の温度が580℃（二次冷却停止温度）になるまで加速冷却し、その後空冷した。得られた鋼板について、JIS Z 2201の規定に準拠して、全厚位置からJIS５号全厚試験片および板厚1/2ｔ位置からJIS４号試験片をそれぞれ採取して引張試験を実施し、引張特性（引張強さTS、降伏強さYS）を求めた。得られた結果を図５に示す。
図５から、引張強さTS：590MPa以上、降伏比YR：80％以下を満足し、かつ全厚位置と板厚1/2ｔ位置との降伏強さ、引張強さの差、ΔYS、ΔTSがともに40MPa以下を満足する鋼板とするには、（Mo＋Ｗ/２）を0.08〜0.20％に調整する必要があるという知見を得た。
また、mass％で、0.01〜0.11％Ｃ−0.25％Si−1.35％Mn−0.014％Ｐ−0.002％Ｓ−0.13％Moを基本成分として、Cu、Ni、Cr、Ｖ、Nb、Ti、Ｂのうちの1種または２種以上を添加して、炭素当量Ｃeqを0.39％と一定にしたスラブに、熱間圧延を施して20mm厚の鋼板とし、熱間圧延直後に板厚中心部の温度が680℃（一次冷却停止温度）となるまで加速冷却し、ついで５ｓ間空冷した後、再度、板厚中心部の温度が620℃（二次冷却停止温度）になるまで加速冷却し、その後空冷した。得られた鋼板について、JIS Z 2201の規定に準拠して、全厚位置からJIS５号全厚試験片および板厚1/2ｔ位置からJIS４号試験片をそれぞれ採取して引張試験を実施し、引張特性（引張強さTS、降伏強さYS）を求めた。得られた結果を図６に示す。
また、mass％で、0.01〜0.11％Ｃ−0.25％Si−1.35％Mn−0.014％Ｐ−0.002％Ｓ−0.13％Moを基本成分として、Cu、Ni、Cr、Ｖ、Nb、Ti、Ｂのうちの1種または２種以上を添加して、炭素当量Ｃeqを0.39％と一定にしたスラブに、熱間圧延を施して20mm厚の鋼板とし、熱間圧延直後に板厚中心部の温度が680℃（一次冷却停止温度）となるまで加速冷却し、ついで５ｓ間空冷した後、再度、板厚中心部の温度が620℃（二次冷却停止温度）になるまで加速冷却し、その後空冷した。得られた鋼板について、JIS Z 2201の規定に準拠して、全厚位置からJIS５号全厚試験片および板厚1/2ｔ位置からJIS４号試験片をそれぞれ採取して引張試験を実施し、引張特性（引張強さTS、降伏強さYS）を求めた。得られた結果を図６に示す。
図６から、引張強さTS：590MPa以上、降伏比YR：80％以下を満足し、かつ全厚位置と板厚1/2ｔ位置との降伏強さ、引張強さの差、ΔYS、ΔTSがともに40MPa以下を満足する鋼板とするには、Ｃ含有量を0.045〜0.08％に調整する必要があるという知見を得た。
本発明は、上記したような知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
本発明は、上記したような知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）mass％で、Ｃ：0.045〜0.18％、Si：0.05〜0.50％、Mn：0.6〜2.0％、Ｐ：0.020％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.1％以下、Ｎ：0.0060％以下を含み、さらにMoおよび／またはＷを次（１）式
0.08≦ Mo＋Ｗ/２ ≦0.70 ……（１）
（ここで、Mo、Ｗ：各元素の含有量（mass％））
を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ次（２）式
Ｐcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋Ｖ/10＋5Ｂ……（２）
（ここで、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（mass％））
で示される溶接割れ感受性指標Ｐcmが0.22％以下である組成を有し、板厚方向中央部の組織が、フェライトを主相とし、20体積％以下の硬質相を含む複合組織であることを特徴とする低降伏比を有する高張力薄肉鋼板。
0.08≦ Mo＋Ｗ/２ ≦0.70 ……（１）
（ここで、Mo、Ｗ：各元素の含有量（mass％））
を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ次（２）式
Ｐcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋Ｖ/10＋5Ｂ……（２）
（ここで、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（mass％））
で示される溶接割れ感受性指標Ｐcmが0.22％以下である組成を有し、板厚方向中央部の組織が、フェライトを主相とし、20体積％以下の硬質相を含む複合組織であることを特徴とする低降伏比を有する高張力薄肉鋼板。
（２）mass％で、Ｃ：0.045〜0.08％、Si：0.05〜0.50％、Mn：0.6〜2.0％、Ｐ：0.020％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.1％以下、Ｎ：0.0060％以下を含み、さらにMoおよび／またはＷを次（１ａ）式
0.08≦ Mo＋Ｗ/２ ≦0.20 ……（１ａ）
（ここで、Mo、Ｗ：各元素の含有量（mass％））
を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ次（２）式
Ｐcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋Ｖ/10＋5Ｂ……（２）
（ここで、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（mass％））
で示される溶接割れ感受性指標Ｐcmが0.22％以下である組成を有し、板厚方向中央部の組織が、フェライトを主相とし、20体積％以下の硬質相を含む複合組織であることを特徴とする低降伏比を有し、かつ板厚方向の材質変動の小さい高張力薄肉鋼板。
0.08≦ Mo＋Ｗ/２ ≦0.20 ……（１ａ）
（ここで、Mo、Ｗ：各元素の含有量（mass％））
を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ次（２）式
Ｐcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋Ｖ/10＋5Ｂ……（２）
（ここで、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（mass％））
で示される溶接割れ感受性指標Ｐcmが0.22％以下である組成を有し、板厚方向中央部の組織が、フェライトを主相とし、20体積％以下の硬質相を含む複合組織であることを特徴とする低降伏比を有し、かつ板厚方向の材質変動の小さい高張力薄肉鋼板。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、mass％で、Cu：0.03〜１％、Ni：0.03〜２％、Cr：0.05〜１％、Ｖ：0.01〜0.1％、Nb：0.005〜0.1％、Ti：0.005〜0.05％、Ｂ：0.0002〜0.0050％のうちの１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする高張力薄肉鋼板。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、mass％で、Ca：0.0002〜0.0050％、REM：0.0002〜0.0050％のうちの１種または２種を含有する組成とすることを特徴とする高張力薄肉鋼板。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、mass％で、Ca：0.0002〜0.0050％、REM：0.0002〜0.0050％のうちの１種または２種を含有する組成とすることを特徴とする高張力薄肉鋼板。
（５）鋼素材に、熱間圧延と、該熱間圧延後直ちに加速冷却する冷却処理とを施し、鋼板とするに当り、前記鋼素材を、mass％で、Ｃ：0.045〜0.18％、Si：0.05〜0.50％、Mn：0.6〜2.0％、Ｐ：0.020％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.1％以下、Ｎ：0.0060％以下を含み、さらにMoおよび／またはＷを次（１）式
0.08≦ Mo＋Ｗ/２ ≦0.70 ……（１）
（ここで、Mo、Ｗ：各元素の含有量（mass％））
を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ次（２）式
Ｐcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋Ｖ/10＋5Ｂ……（２）
（ここで、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（mass％））
で示される溶接割れ感受性指標Ｐcmが0.22％以下である組成を有する鋼素材とし、前記熱間圧延を、圧延終了温度が表面で800〜950℃の範囲の温度となる熱間圧延とし、前記冷却処理を、平均冷却速度で10℃/ｓ以上の冷却速度で板厚中心部が750〜650℃の範囲の温度となる一次冷却停止温度まで加速冷却する一次冷却と、ついで２〜10ｓ間の空冷と、ついで平均冷却速度で10℃/ｓ以上の冷却速度で加速冷却し、板厚中心部が500〜650℃の範囲の温度となる二次冷却停止温度で加速冷却を停止する二次冷却とからなる処理とすることを特徴とする低降伏比を有する高張力薄肉鋼板の製造方法。
0.08≦ Mo＋Ｗ/２ ≦0.70 ……（１）
（ここで、Mo、Ｗ：各元素の含有量（mass％））
を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ次（２）式
Ｐcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋Ｖ/10＋5Ｂ……（２）
（ここで、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（mass％））
で示される溶接割れ感受性指標Ｐcmが0.22％以下である組成を有する鋼素材とし、前記熱間圧延を、圧延終了温度が表面で800〜950℃の範囲の温度となる熱間圧延とし、前記冷却処理を、平均冷却速度で10℃/ｓ以上の冷却速度で板厚中心部が750〜650℃の範囲の温度となる一次冷却停止温度まで加速冷却する一次冷却と、ついで２〜10ｓ間の空冷と、ついで平均冷却速度で10℃/ｓ以上の冷却速度で加速冷却し、板厚中心部が500〜650℃の範囲の温度となる二次冷却停止温度で加速冷却を停止する二次冷却とからなる処理とすることを特徴とする低降伏比を有する高張力薄肉鋼板の製造方法。
（６）鋼素材に、熱間圧延と、該熱間圧延後直ちに加速冷却する冷却処理とを施し、鋼板とするに当り、前記鋼素材を、mass％で、Ｃ：0.045〜0.08％、Si：0.05〜0.50％、Mn：0.6〜2.0％、Ｐ：0.020％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.1％以下、Ｎ：0.0060％以下を含み、さらにMoおよび／またはＷを次（１ａ）式
0.08≦ Mo＋Ｗ/２ ≦0.20 ……（１ａ）
（ここで、Mo、Ｗ：各元素の含有量（mass％））
を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ次（２）式
Ｐcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋Ｖ/10＋5Ｂ……（２）
（ここで、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（mass％））
で示される溶接割れ感受性指標Ｐcmが0.22％以下である組成を有する鋼素材とし、
前記熱間圧延を、圧延終了温度が表面で800〜950℃の範囲の温度となる熱間圧延とし、
前記冷却処理を、平均冷却速度で10℃/ｓ以上の冷却速度で板厚中心部が750〜650℃の範囲の温度となる一次冷却停止温度まで加速冷却する一次冷却と、ついで２〜10ｓ間の空冷と、ついで平均冷却速度で10℃/ｓ以上の冷却速度で加速冷却し、板厚中心部が500〜650℃の範囲の温度となる二次冷却停止温度で加速冷却を停止する二次冷却とからなる処理とすることを特徴とする低降伏比を有し、かつ板厚方向の材質変動の小さい高張力薄肉鋼板の製造方法。
0.08≦ Mo＋Ｗ/２ ≦0.20 ……（１ａ）
（ここで、Mo、Ｗ：各元素の含有量（mass％））
を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ次（２）式
Ｐcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋Ｖ/10＋5Ｂ……（２）
（ここで、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（mass％））
で示される溶接割れ感受性指標Ｐcmが0.22％以下である組成を有する鋼素材とし、
前記熱間圧延を、圧延終了温度が表面で800〜950℃の範囲の温度となる熱間圧延とし、
前記冷却処理を、平均冷却速度で10℃/ｓ以上の冷却速度で板厚中心部が750〜650℃の範囲の温度となる一次冷却停止温度まで加速冷却する一次冷却と、ついで２〜10ｓ間の空冷と、ついで平均冷却速度で10℃/ｓ以上の冷却速度で加速冷却し、板厚中心部が500〜650℃の範囲の温度となる二次冷却停止温度で加速冷却を停止する二次冷却とからなる処理とすることを特徴とする低降伏比を有し、かつ板厚方向の材質変動の小さい高張力薄肉鋼板の製造方法。
（７）（５）または（６）において、前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、mass％で、Cu：0.03〜１％、Ni：0.03〜２％、Cr：0.05〜１％、Ｖ：0.01〜0.1％、Nb：0.005〜0.1％、Ti：0.005〜0.05％、Ｂ：0.0002〜0.0050％のうちの１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする高張力薄肉鋼板の製造方法。
（８）（５）ないし（７）のいずれかにおいて、前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、mass％で、Ca：0.0002〜0.0050％、REM：0.0002〜0.0050％のうちの１種または２種を含有する組成とすることを特徴とする高張力薄肉鋼板の製造方法。
（８）（５）ないし（７）のいずれかにおいて、前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、mass％で、Ca：0.0002〜0.0050％、REM：0.0002〜0.0050％のうちの１種または２種を含有する組成とすることを特徴とする高張力薄肉鋼板の製造方法。
本発明によれば、高価な合金元素の多量添加や、製造条件の厳密な管理、さらには、オフラインでの二相域熱処理を必要とせずに、溶接性、靭性に優れ、かつ低降伏比を有し、さらには板厚方向の材質変動の小さい高張力薄肉鋼板を非調質で製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、優れた特性を有する高張力薄肉鋼板を、容易にしかも安価に提供できるという効果もある。
本発明の高張力薄肉鋼板は、板厚が40mm以下、好ましくは19mm以上の鋼板（厚板）で、所定の組成と組織を有し、引張強さTS：590MPa以上の高強度と、降伏比YR：80％以下の低降伏比を有する高張力鋼板である。
まず、本発明の高張力薄肉鋼板における組成限定理由について説明する。なお、以下、とくにことわらない限り、％はmass％を意味する。
まず、本発明の高張力薄肉鋼板における組成限定理由について説明する。なお、以下、とくにことわらない限り、％はmass％を意味する。
Ｃ：0.045〜0.18％
Ｃは、鋼の強度を向上させる元素であり、本発明では引張強さTS：590MPa以上を確保するために、0.045％以上の含有を必要とする。しかし、0.18％を超えてＣを過剰に含有すると低温割れ感受性を増大させる。このため、本発明ではＣは0.045〜0.18％の範囲に限定した。なお、0.08％を超えて含有すると、全厚位置と板厚1/2ｔ位置での強度差、ΔYS、ΔTSが40MPa以上となる。このため、板厚方向の材質変動が小さいことが要求される使途には、Ｃは0.045〜0.08％の範囲に限定することが好ましい。
Ｃは、鋼の強度を向上させる元素であり、本発明では引張強さTS：590MPa以上を確保するために、0.045％以上の含有を必要とする。しかし、0.18％を超えてＣを過剰に含有すると低温割れ感受性を増大させる。このため、本発明ではＣは0.045〜0.18％の範囲に限定した。なお、0.08％を超えて含有すると、全厚位置と板厚1/2ｔ位置での強度差、ΔYS、ΔTSが40MPa以上となる。このため、板厚方向の材質変動が小さいことが要求される使途には、Ｃは0.045〜0.08％の範囲に限定することが好ましい。
Si：0.05〜0.50％
Siは、脱酸剤として作用し、製鋼上0.05％以上の含有を必要とする。一方、0.50％を超えて含有すると母材靭性が低下する。このため、Siは0.05〜0.50％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.10〜0.40％である。
Mn：0.6〜2.0％
Mnは、鋼の焼入れ性を向上を介して、強度を向上させる元素である。このような効果を確保するためには、0.6％以上の含有を必要とする。一方、2.0％を超える含有は、溶接性を著しく低下させる。このため、本発明では、Mnは0.6〜2.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.80〜1.60％である。
Siは、脱酸剤として作用し、製鋼上0.05％以上の含有を必要とする。一方、0.50％を超えて含有すると母材靭性が低下する。このため、Siは0.05〜0.50％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.10〜0.40％である。
Mn：0.6〜2.0％
Mnは、鋼の焼入れ性を向上を介して、強度を向上させる元素である。このような効果を確保するためには、0.6％以上の含有を必要とする。一方、2.0％を超える含有は、溶接性を著しく低下させる。このため、本発明では、Mnは0.6〜2.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.80〜1.60％である。
Ｐ：0.020％以下
Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、鋼の靭性を低下させるため、できるだけ低減することが望ましい。特に、0.020％を超える含有は、著しく靭性を低下させる。このため、本発明ではＰは0.020％以下に限定した。
Ｓ：0.005％以下
Ｓは、不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、鋼の靭性や板厚方向引張試験における絞りを低下させるため、できるだけ低減することが望ましい。特に、0.005％を超えて含有すると、上記した特性の低下傾向が著しくなる。そのため、Ｓは0.005％以下に限定した。
Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、鋼の靭性を低下させるため、できるだけ低減することが望ましい。特に、0.020％を超える含有は、著しく靭性を低下させる。このため、本発明ではＰは0.020％以下に限定した。
Ｓ：0.005％以下
Ｓは、不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、鋼の靭性や板厚方向引張試験における絞りを低下させるため、できるだけ低減することが望ましい。特に、0.005％を超えて含有すると、上記した特性の低下傾向が著しくなる。そのため、Ｓは0.005％以下に限定した。
Al：0.1％以下
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、溶鋼の脱酸プロセスにおいて、脱酸剤としてもっとも汎用的に使用される元素である。このような効果を得るためには0.001％以上含有することが望ましいが、0.1％を超える含有は、粗大な酸化物を形成して、鋼板母材の延性を著しく低下させる。このため、Alは0.1％以下に限定した。なお、好ましくは0.020〜0.080％である。
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、溶鋼の脱酸プロセスにおいて、脱酸剤としてもっとも汎用的に使用される元素である。このような効果を得るためには0.001％以上含有することが望ましいが、0.1％を超える含有は、粗大な酸化物を形成して、鋼板母材の延性を著しく低下させる。このため、Alは0.1％以下に限定した。なお、好ましくは0.020〜0.080％である。
Ｎ：0.0060％以下
Ｎは、固溶Ｎとして存在すると、歪時効後の母材靭性や溶接熱影響部靭性を低下させる。このため、Ｎは0.0060％以下に限定した。
上記した成分に加えてさらに、本発明では、Moおよび／またはＷを含有する。
MoおよびＷは、強度を確保しつつ、低降伏比化を図るために、重要な元素であり、本発明では、MoまたはＷ、あるいはMoおよびＷを、次（１）式
0.08≦（Mo＋Ｗ/２）≦0.70 ……（１）
（ここで、Mo、Ｗ：各元素の含有量（mass％））
を満足するように含有する。（Mo＋Ｗ/２）が0.08％未満では、引張強さTSが590MPa以上、かつ降伏比YRが80％以下を確保することができない。一方、（Mo＋Ｗ/２）が0.70％を超えるようにMoおよび／またはＷを含有すると、溶接性が低下するとともに、製造コスト（材料コスト）が高騰する。そのため、Moおよび／またはＷは、（Mo＋Ｗ/２）が0.08〜0.70％の範囲となるように、すなわち（１）式を満足するように、含有するよう規定した。なお、板厚方向の材質変動を小さくすることが要求される使途には、次（１ａ）式
0.08≦ Mo＋Ｗ/２ ≦0.20 ……（１ａ）
（ここで、Mo、Ｗ：各元素の含有量（mass％））
を満足するように規定することが好ましい。というのは、（Mo＋Ｗ/２）が0.20を超えて大きくなると、全厚位置と板厚1/2ｔ位置との強度差ΔYS、ΔTSが40MPaを超えて大きくなり、板厚方向の材質変動が著しくなる。
Ｎは、固溶Ｎとして存在すると、歪時効後の母材靭性や溶接熱影響部靭性を低下させる。このため、Ｎは0.0060％以下に限定した。
上記した成分に加えてさらに、本発明では、Moおよび／またはＷを含有する。
MoおよびＷは、強度を確保しつつ、低降伏比化を図るために、重要な元素であり、本発明では、MoまたはＷ、あるいはMoおよびＷを、次（１）式
0.08≦（Mo＋Ｗ/２）≦0.70 ……（１）
（ここで、Mo、Ｗ：各元素の含有量（mass％））
を満足するように含有する。（Mo＋Ｗ/２）が0.08％未満では、引張強さTSが590MPa以上、かつ降伏比YRが80％以下を確保することができない。一方、（Mo＋Ｗ/２）が0.70％を超えるようにMoおよび／またはＷを含有すると、溶接性が低下するとともに、製造コスト（材料コスト）が高騰する。そのため、Moおよび／またはＷは、（Mo＋Ｗ/２）が0.08〜0.70％の範囲となるように、すなわち（１）式を満足するように、含有するよう規定した。なお、板厚方向の材質変動を小さくすることが要求される使途には、次（１ａ）式
0.08≦ Mo＋Ｗ/２ ≦0.20 ……（１ａ）
（ここで、Mo、Ｗ：各元素の含有量（mass％））
を満足するように規定することが好ましい。というのは、（Mo＋Ｗ/２）が0.20を超えて大きくなると、全厚位置と板厚1/2ｔ位置との強度差ΔYS、ΔTSが40MPaを超えて大きくなり、板厚方向の材質変動が著しくなる。
Ｐcm：0.22％以下
Ｐcm は、溶接時の割れ感受性を示す溶接割れ感受性指標であり、次（２）式
Ｐcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋Ｖ/10＋5Ｂ……（２）
（ここで、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（mass％））
で定義される。なお、（２）式を用いてＰcm値を計算する場合、含有されない元素は零として計算するものとする。
Ｐcm は、溶接時の割れ感受性を示す溶接割れ感受性指標であり、次（２）式
Ｐcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋Ｖ/10＋5Ｂ……（２）
（ここで、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（mass％））
で定義される。なお、（２）式を用いてＰcm値を計算する場合、含有されない元素は零として計算するものとする。
Ｐcm値が高くなると、溶接時に予熱処理、および／または後熱処理を実施する必要がある。溶接条件や溶接部の拘束条件などによって異なるが、概ねＰcm 値を0.22％以下とすることにより、予熱をすることなく溶接施工が可能となる。このため、本発明ではＰcm を0.22％以下に限定した。なお、好ましくは、0.20％以下である。
本発明の高張力薄肉鋼板は、上記した成分を基本成分とするが、更に、必要に応じて、Cu：0.03〜１％、Ni：0.03〜２％、Cr：0.05〜１％、Ｖ：0.01〜0.1％、Nb：0.005〜0.1％、Ti：0.005〜0.05％、Ｂ：0.0002〜0.0050％のうちの１種または２種以上、および／または、Ca：0.0002〜0.0050％、REM：0.0002〜0.0050％のうちの１種または２種を含有してもよい。
Cu、Ni、Cr、Ｖ、Nb、Ti、Ｂはいずれも、鋼板の強度を向上させる元素であり、必要に応じて、選択して１種又は２種以上を含有できる。
Cu：0.03〜１％
Cuは、靭性を低下させずに強度を向上させる有効な元素であり、このような効果を得るためには、0.03％以上の含有を必要とする。一方、１％を超える含有は、熱間圧延時に表面疵を多発させる。このため、Cuは0.03〜１％に限定することが好ましい。
Cu、Ni、Cr、Ｖ、Nb、Ti、Ｂはいずれも、鋼板の強度を向上させる元素であり、必要に応じて、選択して１種又は２種以上を含有できる。
Cu：0.03〜１％
Cuは、靭性を低下させずに強度を向上させる有効な元素であり、このような効果を得るためには、0.03％以上の含有を必要とする。一方、１％を超える含有は、熱間圧延時に表面疵を多発させる。このため、Cuは0.03〜１％に限定することが好ましい。
Ni：0.03〜２％
Niは、靭性を低下させずに強度を向上させる有効な元素であり、このような効果を得るためには、0.03％以上の含有を必要とする。一方、2.0％を超える含有は、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できず経済的に不利となる。このため、Niは0.03〜２％の範囲に限定することが好ましい。
Niは、靭性を低下させずに強度を向上させる有効な元素であり、このような効果を得るためには、0.03％以上の含有を必要とする。一方、2.0％を超える含有は、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できず経済的に不利となる。このため、Niは0.03〜２％の範囲に限定することが好ましい。
Cr：0.05〜１％
Crは、合金コストを著しく上昇させることなく、強度を向上させる有効な元素であり、このような効果を得るためには、0.05％以上の含有を必要とする。一方、１％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Crは0.05〜１％の範囲に限定することが好ましい。
Crは、合金コストを著しく上昇させることなく、強度を向上させる有効な元素であり、このような効果を得るためには、0.05％以上の含有を必要とする。一方、１％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Crは0.05〜１％の範囲に限定することが好ましい。
Ｖ：0.01〜0.1％
Ｖは、析出強化により鋼板の強度を向上させる有効な元素であり、このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.1％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Ｖは0.01〜0.1％の範囲に限定することが好ましい。
Nb：0.005〜0.1％
Nbは、析出強化により鋼板の強度を向上させる有効な元素であり、このような効果を得るためには、0.005％以上の含有を必要とする。一方、0.1％を超える含有は、溶接性を低下させる。このめ、Nbは0.005〜0.1％の範囲に限定することが好ましい。
Ｖは、析出強化により鋼板の強度を向上させる有効な元素であり、このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.1％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Ｖは0.01〜0.1％の範囲に限定することが好ましい。
Nb：0.005〜0.1％
Nbは、析出強化により鋼板の強度を向上させる有効な元素であり、このような効果を得るためには、0.005％以上の含有を必要とする。一方、0.1％を超える含有は、溶接性を低下させる。このめ、Nbは0.005〜0.1％の範囲に限定することが好ましい。
Ti：0.005〜0.05％
Tiは、析出強化により鋼板の強度を向上させるとともに、固溶Ｎを固定し、溶接熱影響部靭性を改善するために有効な元素であり、このためには、0.005％以上の含有を必要とする。一方、0.05％を超えて過剰に含有すると、溶接熱影響部靭性が低下する。このため、Tiは0.005〜0.05％の範囲に限定することが好ましい。
Tiは、析出強化により鋼板の強度を向上させるとともに、固溶Ｎを固定し、溶接熱影響部靭性を改善するために有効な元素であり、このためには、0.005％以上の含有を必要とする。一方、0.05％を超えて過剰に含有すると、溶接熱影響部靭性が低下する。このため、Tiは0.005〜0.05％の範囲に限定することが好ましい。
Ｂ：0.0002〜0.0050％
Ｂは、極微量の含有で焼入れ性を向上させ、それにより鋼板の強度を向上させる有効な元素であり、このような効果を得るためには、0.0002％以上の含有を必要とする。一方、0.0050％を超えて含有すると、溶接性が低下する。このため、Ｂは0.0002〜0.0050％の範囲に限定することが好ましい。
Ｂは、極微量の含有で焼入れ性を向上させ、それにより鋼板の強度を向上させる有効な元素であり、このような効果を得るためには、0.0002％以上の含有を必要とする。一方、0.0050％を超えて含有すると、溶接性が低下する。このため、Ｂは0.0002〜0.0050％の範囲に限定することが好ましい。
また、Ca、REMは、板厚方向の延性、溶接熱影響部靭性を改善する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種を含有できる。
Ca：0.0002〜0.0050％
Caは、Ｓを固定することにより、MnＳの生成を抑制して、板厚方向の絞り特性を改善したり、また、溶接熱影響部靭性を改善する効果も有する。このような効果を得るためには、0.0002％以上の含有を必要とする。一方、0.0050％を超える過剰の含有は、母材靭性を低下させる。したがって、Caは0.0002〜0.0050％の範囲に限定することが好ましい。
Ca：0.0002〜0.0050％
Caは、Ｓを固定することにより、MnＳの生成を抑制して、板厚方向の絞り特性を改善したり、また、溶接熱影響部靭性を改善する効果も有する。このような効果を得るためには、0.0002％以上の含有を必要とする。一方、0.0050％を超える過剰の含有は、母材靭性を低下させる。したがって、Caは0.0002〜0.0050％の範囲に限定することが好ましい。
REM：0.0002〜0.0050％
REMは、Ｓを固定することにより、MnＳの生成を抑制して、板厚方向の絞り特性を改善したり、また、溶接熱影響部靭性を改善する効果も有する。このような効果を得るためには、0.0002％以上の含有を必要とする。一方、0.0050％を超える過剰の含有は、母材靭性を低下させる。したがって、REMは0.0002〜0.0050％の範囲に限定することが好ましい。
REMは、Ｓを固定することにより、MnＳの生成を抑制して、板厚方向の絞り特性を改善したり、また、溶接熱影響部靭性を改善する効果も有する。このような効果を得るためには、0.0002％以上の含有を必要とする。一方、0.0050％を超える過剰の含有は、母材靭性を低下させる。したがって、REMは0.0002〜0.0050％の範囲に限定することが好ましい。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としては、Ｏ：0.01％以下、Zr：0.01％以下、Co：0.01％以下、Sn：0.01％以下、Pb：0.01％以下、Sb：0.01％以下が許容できる。
本発明の高張力薄肉鋼板は、上記した組成を有し、さらに、板厚方向中央部の組織が、フェライトを主相とし、20体積％以下の硬質相を含む複合組織を有する。なお、板厚方向中央部とは、表層部分を除く範囲、すなわち板厚の1/4〜1/2の領域をいうものとする。
本発明の高張力薄肉鋼板は、上記した組成を有し、さらに、板厚方向中央部の組織が、フェライトを主相とし、20体積％以下の硬質相を含む複合組織を有する。なお、板厚方向中央部とは、表層部分を除く範囲、すなわち板厚の1/4〜1/2の領域をいうものとする。
鋼板の板厚方向中央部組織を、軟質相であるフェライト相を主相とすることにより、低降伏比を有する鋼板となる。なお、主相とは体積％で50％以上を含む相を云うものとする。そして、20体積％以下の硬質相を含むことにより、所望の高強度を確保することができる。なお、硬質相は、10体積％以下のMA相（MA相：島状マルテンサイトの略）を主とし、残りはパーライトおよび／またはベイナイトを含む相とすることが好ましい。MoおよびＷはこの硬質相の硬度上昇に顕著に寄与する。
なお、鋼板中央部以外の表層では、冷却に際し当初は急冷され、ベイナイト相が形成され、硬度が上昇するが、本発明では、一次冷却後の空冷による復熱で、表層は焼戻されることになる。このため、表層の硬度が低下し、降伏比も低下する。本発明の高張力薄肉鋼板では、表層の硬さは、300HV10以下とすることが低降伏比化の観点からも好ましい。なお、本発明でいう表層とは、中央部以外の領域で、概ね、表面から板厚方向に２mm以内の範囲をいうものとする。
つぎに、本発明の高張力厚鋼板の製造方法について説明する。
上記した組成の溶鋼を、転炉等の常用の溶製炉で溶製し、連続鋳造法や、造塊−分塊法等の常用の方法で、スラブ（鋼素材）とする。ついで、鋼素材に、熱間圧延と、該熱間圧延後直ちに加速冷却する冷却処理とを施し、薄肉鋼板とする。
熱間圧延は、圧延終了温度が表面で800〜950℃の範囲の温度となる圧延とする。
上記した組成の溶鋼を、転炉等の常用の溶製炉で溶製し、連続鋳造法や、造塊−分塊法等の常用の方法で、スラブ（鋼素材）とする。ついで、鋼素材に、熱間圧延と、該熱間圧延後直ちに加速冷却する冷却処理とを施し、薄肉鋼板とする。
熱間圧延は、圧延終了温度が表面で800〜950℃の範囲の温度となる圧延とする。
熱間圧延の加熱温度は、とくに限定する必要はないが、1050〜1250℃の範囲の温度に加熱することが好ましい。加熱温度が1050℃未満では、変形抵抗が大きくなり、圧延機負荷が増大する。一方、1250℃を超えると、熱間圧延時に表面疵が発生しやすくなる。そのため、加熱温度は1050〜1250℃の範囲の温度とするのが望ましい。
熱間圧延の圧延終了温度は、表面で800〜950℃の範囲の温度とする。圧延終了温度が800℃未満では、所望の強度が確保できず、一方、950℃を超える温度では、鋼板の母材靭性が低下する。このため、熱間圧延の圧延終了温度は、表面で800〜950℃の範囲の温度に限定した。なお、好ましくは800〜900℃である。
熱間圧延の圧延終了温度は、表面で800〜950℃の範囲の温度とする。圧延終了温度が800℃未満では、所望の強度が確保できず、一方、950℃を超える温度では、鋼板の母材靭性が低下する。このため、熱間圧延の圧延終了温度は、表面で800〜950℃の範囲の温度に限定した。なお、好ましくは800〜900℃である。
冷却処理は、平均冷却速度で10℃/ｓ以上の冷却速度で板厚中心部が750〜650℃の範囲の温度となる一次冷却停止温度まで加速冷却する一次冷却と、ついで２〜10ｓ間の空冷と、ついで平均冷却速度で10℃/ｓ以上の冷却速度で加速冷却し、板厚中心部が500〜650℃の範囲の温度となる二次冷却停止温度で加速冷却を停止する二次冷却とからなる処理とする。なお、平均冷却速度とは、板厚1/4ｔ位置における冷却速度で定義される値である。
加速冷却における冷却速度は、鋼板を均一に冷却する観点からは速いほうが好ましく、平均冷却速度で、10℃/ｓ以上とする。平均冷却速度が10℃/ｓ未満では、冷却が不均一になる傾向が強くなり、冷却歪や残留応力の発生が大きくなり、形状不良や、鋼板をガス切断する際に条切りキャンバーが発生する危険性が高くなる。
また、一次冷却停止温度は、板厚中心部が750〜650℃の範囲となる温度とする。一次冷却停止温度が750℃を超えて高い場合には、所望の引張強さが確保できなくなる。一方、一次冷却停止温度が650℃未満では、降伏比が80％を超え、所望の低降伏比が確保できなくなる。このため、一次冷却停止温度は、750〜650℃の範囲内の温度に限定した。
また、一次冷却停止温度は、板厚中心部が750〜650℃の範囲となる温度とする。一次冷却停止温度が750℃を超えて高い場合には、所望の引張強さが確保できなくなる。一方、一次冷却停止温度が650℃未満では、降伏比が80％を超え、所望の低降伏比が確保できなくなる。このため、一次冷却停止温度は、750〜650℃の範囲内の温度に限定した。
また、一次冷却停止後の空冷時間は、２〜10ｓの範囲とした。空冷時間が２ｓ未満では、表層付近がベイナイト化して硬度が上昇し、降伏比が80％を超え、一方、空冷時間が10ｓを超えて長くなると、過度にフェライト変態が進行して強度低下が生じ、所望の引張強さが確保しにくくなる。このため、一次冷却停止後の空冷時間は２〜10ｓの範囲に限定した。
また、二次冷却停止温度は、板厚中心部が500〜650℃の範囲内となる温度とする。二次冷却停止温度が650℃を超えて高くなると、強度が低下して所望の引張強さが確保できなくなる。一方、二次冷却停止温度が500℃未満では、降伏比が80％を超え、所望の低降伏比が確保できなくなる。このため、二次冷却停止温度は、板厚中心部が500〜650℃の範囲となる温度に限定した。なお、ガス切断時の条切りキャンバーの原因となる残留応力を軽減するためにも、二次冷却停止温度は、500℃以上の高温とすることが望ましい。
本発明における加速冷却は、鋼板の冷却速度を所望の範囲に制御する必要がある。冷却速度制御法としては、水量密度を調整する方法、強冷却と空冷とを複数回繰り返す方法、強冷却と弱冷却を繰り返す方法など、が挙げられるが、何れの方法を用いても、本発明の効果を損なうことはない。なお、加速冷却後の鋼板の冷却歪や残留応力を軽減するためには、1.5ton/m2/min以上の水量密度の強冷却と空冷とを複数回繰り返すことにより、平均冷却速度を制御する方法が最も望ましい。なお、加速冷却を停止後は空冷とすることが好ましい。
（実施例１）
表１に示した組成を有する鋼素材に、表２に示す条件で熱間圧延、および冷却処理（二次冷却停止後空冷）を施し、表２に示す板厚の薄肉鋼板とした。
得られた薄肉鋼板について、組織観察、引張試験、シャルピー衝撃試験、硬さ試験、ｙ形溶接割れ試験を実施し、組織、引張特性、靭性、硬さ、および溶接割れ性を調査した。試験方法は次の通りとした。
表１に示した組成を有する鋼素材に、表２に示す条件で熱間圧延、および冷却処理（二次冷却停止後空冷）を施し、表２に示す板厚の薄肉鋼板とした。
得られた薄肉鋼板について、組織観察、引張試験、シャルピー衝撃試験、硬さ試験、ｙ形溶接割れ試験を実施し、組織、引張特性、靭性、硬さ、および溶接割れ性を調査した。試験方法は次の通りとした。
（１）組織観察
得られた薄肉鋼板から組織観察用試験片を採取し、Ｌ方向断面を研磨、ナイタールで腐食し、板厚1/4ｔ位置について、走査型電子顕微鏡で断面組織を５視野以上観察し、撮像して、画像解析により組織分率を求めた。
（２）引張試験
得られた薄肉鋼板から、JIS Z 2201の規定に準拠して、JIS ５号試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性（降伏強さYS、引張り強さTS、降伏比YR）を求めた。
得られた薄肉鋼板から組織観察用試験片を採取し、Ｌ方向断面を研磨、ナイタールで腐食し、板厚1/4ｔ位置について、走査型電子顕微鏡で断面組織を５視野以上観察し、撮像して、画像解析により組織分率を求めた。
（２）引張試験
得られた薄肉鋼板から、JIS Z 2201の規定に準拠して、JIS ５号試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性（降伏強さYS、引張り強さTS、降伏比YR）を求めた。
（３）シャルピー衝撃試験
得られた薄肉鋼板の板厚1/4ｔ位置から、JIS Z 2242の規定に準拠して、Ｖノッチ試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を実施し、０℃における吸収エネルギーvＥ0（Ｊ）および破面遷移温度vＴrs（℃）を求めた。
（４）硬さ試験
得られた薄肉鋼板から、硬さ試験片を採取し、板厚断面について板厚方向にビッカース硬さ計（荷重：98Ｎ）を用いて、断面硬さ分布を求め、表面下１mm位置の硬さを求めた。
得られた薄肉鋼板の板厚1/4ｔ位置から、JIS Z 2242の規定に準拠して、Ｖノッチ試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を実施し、０℃における吸収エネルギーvＥ0（Ｊ）および破面遷移温度vＴrs（℃）を求めた。
（４）硬さ試験
得られた薄肉鋼板から、硬さ試験片を採取し、板厚断面について板厚方向にビッカース硬さ計（荷重：98Ｎ）を用いて、断面硬さ分布を求め、表面下１mm位置の硬さを求めた。
（５）ｙ形溶接割れ試験
得られた薄肉鋼板から、JIS Z 3158に準拠して採取したｙ形溶接割れ試験片を用いて、25℃において、溶接割れ試験を実施し、割れの有無を調査した。
得られた結果を表３に示す。
得られた薄肉鋼板から、JIS Z 3158に準拠して採取したｙ形溶接割れ試験片を用いて、25℃において、溶接割れ試験を実施し、割れの有無を調査した。
得られた結果を表３に示す。
本発明例はいずれも、引張強さTSが590MPa以上、降伏比YRが80％以下を満足する、低降伏比を有する高張力薄肉鋼板となっており、しかもvE0が100Ｊ以上と良好な靭性を有し、さらに、25℃におけるｙ形溶接割れ試験においても割れは発生しておらず、優れた溶接性（溶接割れ性）を有している。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、強度が不足しているか、降伏比が80％を上回っているか、靭性が低下しているか、または、25℃において溶接割れが発生している。
（実施例２）
表４に示した組成を有する鋼素材に、表５に示す条件で熱間圧延、および冷却処理（二次冷却停止後空冷）を施し、表５に示す板厚の薄肉鋼板とした。
得られた薄肉鋼板について、組織観察、引張試験、シャルピー衝撃試験、ｙ形溶接割れ試験を実施し、組織、引張特性、靭性、および溶接割れ性を調査した。試験方法は実施例１と同様に、次の通りとした。
表４に示した組成を有する鋼素材に、表５に示す条件で熱間圧延、および冷却処理（二次冷却停止後空冷）を施し、表５に示す板厚の薄肉鋼板とした。
得られた薄肉鋼板について、組織観察、引張試験、シャルピー衝撃試験、ｙ形溶接割れ試験を実施し、組織、引張特性、靭性、および溶接割れ性を調査した。試験方法は実施例１と同様に、次の通りとした。
（１）組織観察
得られた薄肉鋼板から組織観察用試験片を採取し、Ｌ方向断面を研磨、ナイタールで腐食し、板厚1/4ｔ位置について、走査型電子顕微鏡で断面組織を５視野以上観察し、撮像して、画像解析により組織分率を求めた。
（２）引張試験
得られた薄肉鋼板の全厚位置からJIS ５号試験片（全厚）を、板厚1/2ｔ位置からJIS ４号試験片を、それぞれ、JIS Z 2201の規定に準拠して採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性（降伏強さYS、引張り強さTS、降伏比YR）を求めた。
得られた薄肉鋼板から組織観察用試験片を採取し、Ｌ方向断面を研磨、ナイタールで腐食し、板厚1/4ｔ位置について、走査型電子顕微鏡で断面組織を５視野以上観察し、撮像して、画像解析により組織分率を求めた。
（２）引張試験
得られた薄肉鋼板の全厚位置からJIS ５号試験片（全厚）を、板厚1/2ｔ位置からJIS ４号試験片を、それぞれ、JIS Z 2201の規定に準拠して採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性（降伏強さYS、引張り強さTS、降伏比YR）を求めた。
（３）シャルピー衝撃試験
得られた薄肉鋼板の板厚1/4ｔ位置、板厚1/2ｔ位置からそれぞれ、JIS Z 2242の規定に準拠して、Ｖノッチ試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を実施し、０℃における吸収エネルギーvＥ0（Ｊ）および破面遷移温度vＴrs（℃）を求めた。
（４）ｙ形溶接割れ試験
得られた薄肉鋼板から、JIS Z 3158に準拠して採取したｙ形溶接割れ試験片を用いて、25℃において、溶接割れ試験を実施し、割れの有無を調査した。
得られた薄肉鋼板の板厚1/4ｔ位置、板厚1/2ｔ位置からそれぞれ、JIS Z 2242の規定に準拠して、Ｖノッチ試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を実施し、０℃における吸収エネルギーvＥ0（Ｊ）および破面遷移温度vＴrs（℃）を求めた。
（４）ｙ形溶接割れ試験
得られた薄肉鋼板から、JIS Z 3158に準拠して採取したｙ形溶接割れ試験片を用いて、25℃において、溶接割れ試験を実施し、割れの有無を調査した。
得られた結果を表５に示す。
本発明例はいずれも、引張強さTSが590MPa以上、降伏比YRが80％以下を満足する低降伏比を有する高張力薄肉鋼板となっており、しかもvE0が100Ｊ以上と良好な靭性を有し、さらに、25℃におけるｙ形溶接割れ試験においても割れは発生しておらず、優れた溶接性（溶接割れ性）を有している。さらに、Ｃ含有量が本発明の好適範囲内の本発明例では、全厚位置と板厚1/2ｔ位置との強度差ΔYS、ΔTSがいずれも40MPa以下の板厚方向の材質変動が小さい高張力薄肉鋼板となっている。なお、Ｃ又は（Mo＋Ｗ/２）量が本発明の好適範囲を外れる本発明例（鋼板No.2-52〜2-60）では、ΔYS、ΔTSが40MPaを超え、板厚方向の材質変動が大きくなっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、強度が不足しているか、降伏比が80％を上回っているか、靭性が低下しているか、または、25℃において溶接割れが発生している。
Claims (8)
- mass％で、
Ｃ：0.045〜0.18％、 Si：0.05〜0.50％、
Mn：0.6〜2.0％、 Ｐ：0.020％以下、
Ｓ：0.005％以下、 Al：0.1％以下、
Ｎ：0.0060％以下
を含み、さらにMoおよび／またはＷを下記（１）式を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ下記（２）式で示される溶接割れ感受性指標Ｐcmが0.22％以下である組成を有し、板厚方向中央部の組織が、フェライトを主相とし、20体積％以下の硬質相を含む複合組織であることを特徴とする低降伏比を有する高張力薄肉鋼板。
記
0.08≦ Mo＋Ｗ/２ ≦0.70 ……（１）
ここで、Mo、Ｗ：各元素の含有量（mass％）
Ｐcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋Ｖ/10＋5Ｂ……（２）
ここで、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（mass％） - mass％で、
Ｃ：0.045〜0.08％、 Si：0.05〜0.50％、
Mn：0.6〜2.0％、 Ｐ：0.020％以下、
Ｓ：0.005％以下、 Al：0.1％以下、
Ｎ：0.0060％以下
を含み、さらにMoおよび／またはＷを下記（１ａ）式を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ下記（２）式で示される溶接割れ感受性指標Ｐcmが0.22％以下である組成を有し、板厚方向中央部の組織が、フェライトを主相とし、20体積％以下の硬質相を含む複合組織であることを特徴とする低降伏比を有し、かつ板厚方向の材質変動の小さい高張力薄肉鋼板。
記
0.08≦ Mo＋Ｗ/２ ≦0.20 ……（１ａ）
ここで、Mo、Ｗ：各元素の含有量（mass％）
Ｐcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋Ｖ/10＋5Ｂ……（２）
ここで、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（mass％） - 前記組成に加えてさらに、mass％で、Cu：0.03〜１％、Ni：0.03〜２％、Cr：0.05〜１％、Ｖ：0.01〜0.1％、Nb：0.005〜0.1％、Ti：0.005〜0.05％、Ｂ：0.0002〜0.0050％のうちの１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１または２に記載の高張力薄肉鋼板。
- 前記組成に加えてさらに、mass％で、Ca：0.0002〜0.0050％、REM ：0.0002〜0.0050％のうちの１種または２種を含有する組成とすることを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の高張力薄肉鋼板。
- 鋼素材に、熱間圧延と、該熱間圧延後直ちに加速冷却する冷却処理とを施し、鋼板とするに当り、前記鋼素材を、mass％で、
Ｃ：0.045〜0.18％、 Si：0.05〜0.50％、
Mn：0.6〜2.0％、 Ｐ：0.020％以下、
Ｓ：0.005％以下、 Al：0.1％以下、
Ｎ：0.0060％以下
を含み、さらにMoおよび／またはＷを下記（１）式を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ下記（２）式で示される溶接割れ感受性指標Pcmが0.22％以下である組成を有する鋼素材とし、
前記熱間圧延を、圧延終了温度が表面で800〜950℃の範囲の温度となる熱間圧延とし、
前記冷却処理を、平均冷却速度で10℃/ｓ以上の冷却速度で板厚中心部が750〜650℃の範囲の温度となる一次冷却停止温度まで加速冷却する一次冷却と、ついで２〜10ｓ間の空冷と、ついで平均冷却速度で10℃/ｓ以上の冷却速度で加速冷却し、板厚中心部が500〜650℃の範囲の温度となる二次冷却停止温度で加速冷却を停止する二次冷却とからなる処理とすることを特徴とする低降伏比を有する高張力薄肉鋼板の製造方法。
記
0.08≦ Mo＋Ｗ/２ ≦0.70 ……（１）
ここで、Mo、Ｗ：各元素の含有量（mass％）
Pcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋Ｖ/10＋5Ｂ……（２）
ここで、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（mass％） - 鋼素材に、熱間圧延と、該熱間圧延後直ちに加速冷却する冷却処理とを施し、鋼板とするに当り、前記鋼素材を、mass％で、
Ｃ：0.045〜0.08％、 Si：0.05〜0.50％、
Mn：0.6〜2.0％、 Ｐ：0.020％以下、
Ｓ：0.005％以下、 Al：0.1％以下、
Ｎ：0.0060％以下
を含み、さらにMoおよび／またはＷを下記（１ａ）式を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ下記（２）式で示される溶接割れ感受性指標Ｐcmが0.22％以下である組成を有する鋼素材とし、
前記熱間圧延を、圧延終了温度が表面で800〜950℃の範囲の温度となる熱間圧延とし、
前記冷却処理を、平均冷却速度で10℃/ｓ以上の冷却速度で板厚中心部が750〜650℃の範囲の温度となる一次冷却停止温度まで加速冷却する一次冷却と、ついで２〜10ｓ間の空冷と、ついで平均冷却速度で10℃/ｓ以上の冷却速度で加速冷却し、板厚中心部が500〜650℃の範囲の温度となる二次冷却停止温度で加速冷却を停止する二次冷却とからなる処理とすることを特徴とする低降伏比を有し、かつ板厚方向の材質変動の小さい高張力薄肉鋼板の製造方法。
記
0.08≦ Mo＋Ｗ/２ ≦0.20 ……（１ａ）
ここで、Mo、Ｗ：各元素の含有量（mass％）
Ｐcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋Ｖ/10＋5Ｂ……（２）
ここで、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（mass％） - 前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、mass％で、Cu：0.03〜１％、Ni：0.03〜２％、Cr：0.05〜１％、Ｖ：0.01〜0.1％、Nb：0.005〜0.1％、Ti：0.005〜0.05％、Ｂ：0.0002〜0.0050％のうちの１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項５または６に記載の高張力薄肉鋼板の製造方法。
- 前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、mass％で、Ca：0.0002〜0.0050％、REM：0.0002〜0.0050％のうちの１種または２種を含有する組成とすることを特徴とする請求項５ないし７のいずれかに記載の高張力薄肉鋼板の製造方法。
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