JP5928374B2 - 非調質低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、耐震性を必要とする建築構造部材用として好適な、非調質低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法に係り、特に、板厚：１９ｍｍ以上で、円形鋼管柱あるいは角形鋼管柱など、冷間曲げ加工を施される用途に好適なものに関する。

近年、地震時の安全性確保の観点から建築構造物などにおいては、素材として、優れた耐震性を有する鋼板（鋼材）を用いることが要求されている。また、これまでの研究成果で、降伏比の低い鋼板（鋼材）ほど耐震性に優れることが明らかにされている。

このため、建築構造物には、降伏比（ＹＲ）が８０％以下の低降伏比鋼材を使用することが義務付けられている（新耐震設計法１９８１年施工）。さらに、最近では、建築構造物の高層化や大スパン化などに伴い、建築構造物に、従来より高い強度を有する５５０ＭＰａ級高張力鋼材を適用する事例が増加している。

従来、低降伏比を有する５５０ＭＰａ級以上の高張力鋼材は、二相域加熱処理や焼戻処理などの熱処理を施して製造されるのが一般的であった。しかし、熱処理を施すことは、工程が複雑となり製造工期が長期化して、製造コストが高騰するという問題を残していた。このため、上記した二相域加熱処理や焼戻処理を省略した非調質低降伏比高張力鋼材の検討が進められてきた。

例えば、特許文献１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が０．２１〜０．３０％の範囲を満足する組成と、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。特許文献１に記載された技術では、制御圧延のみで製造するとしている。しかし、特許文献１に記載された技術では、鋼板のＣ含有量を０．０２〜０．０４％と低炭素化しており、そのため、所望の高強度を確保するためにさらに合金元素量を多量に含有する必要があり、製造コストの高騰を招くという問題がある。

また、特許文献２には、Ｃ：０．０４５〜０．０８％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．６〜２．０％を含み、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎを調整して含有し、さらにＭｏ及び／又はＷを特定の関係式を満足するように含有し、Ｐｃｍが０．２２％以下となる組成と、板厚中央部の組織が、フェライトを主相とし、２０体積％以下の、島状マルテンサイト（ＭＡ相）を主とする硬質相を含む複合組織である低降伏比を有する高張力厚鋼板が記載されている。このような組織とすることにより、所望の低降伏比が実現できるとしている。また、このような組織とするために、特許文献２に記載された技術では、上記した組成の鋼素材を、圧延終了温度を表面温度で８００〜９５０℃とする熱間圧延と、０．５〜５０℃／ｓの平均冷却速度で５８０〜６７０℃の温度範囲まで加速冷却する冷却処理とを順次施すことが好ましいとしている。しかし、特許文献２に記載された技術では、高価なＭｏ、Ｗを含有させることを必要とし、製造コストの高騰を招くという問題がある。

特許文献３には、Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜０．６０％、Ｍｎ：０．５０〜２．５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％を含む鋼を、加熱し、圧延終了温度を９００℃〜Ａｒ３変態点の範囲の温度とし該温度域での累積圧下率を３０％未満とする熱間圧延と、熱間圧延後空冷し、表面温度が（Ａｒ３変態点−２０℃）〜（Ａｒ３変態点−８０℃）の範囲の温度となってから水冷を開始し３５０〜６００℃間で冷却停止する加速冷却を施す、低降伏比非調質鋼の製造方法が記載されている。

特許文献４には、Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜０．６０％、Ｍｎ：０．５０〜２．５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％を含む鋼を、加熱し、圧延終了温度を９００℃〜Ａｒ３変態点の範囲の温度とし、該温度域での累積圧下率を３０％未満とする熱間圧延と、熱間圧延後空冷し、表面温度が（Ａｒ３変態点−２０℃）〜（Ａｒ３変態点−８０℃）の範囲の温度となってから水冷を開始し２５０℃以下になるまで加速冷却を施し、その後焼戻し熱処理を行う、低降伏比非調質鋼の製造方法が記載されている。

特許文献５には、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５０〜２．２％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．００３〜０．０３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｎ：０．００６％以下を含む鋼片を、９００℃以下の累積圧下量が３０％以上で仕上温度がＡｒ３＋１００℃以下Ａｒ３以上となる熱間圧延を行い、鋼板を（Ａｒ３−２０℃）〜（Ａｒ３−１００℃）まで空冷し、この温度から水冷を開始し、４００〜５５０℃の範囲で冷却を停止する、低降伏比非調質鋼の製造方法が記載されている。

特許文献３〜５に記載された技術では、合金元素添加量を削減するために、加速冷却を活用して高強度化を図り、高強度と低降伏比を両立させている。これらの技術では、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、加速冷却を開始する前に、オーステナイト＋フェライトの二相域温度まで空冷して初析フェライトを生成させることによって低降伏比化を図っている。しかし、これらの技術では、空冷中に生成する初析フェライトと硬質第２相の微細化を図るのが難しく、特に初析フェライト生成量の多い表層部の靱性が低下しやすいという問題があった。また、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、鋼板ごとの材質ばらつきが大きくなり、安定した鋼板製造が難しいという問題があった。

また、特許文献６には、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１０％を含む鋼片に、加熱し９００℃までの範囲で累積圧下率が１０〜８０％の粗圧延と、粗圧延後、２〜４０℃／ｓの加速冷却を（Ａｒ３変態点＋５０℃）〜（Ａｒ３変態点−５０℃）まで行いオーステナイト（γ）相を過冷し、さらに累積圧下率が３０〜９０％の仕上圧延を６５０℃以上で終了し、さらに、５〜４０℃／ｓの加速冷却を２５０〜４５０℃まで行う低降伏比高張力鋼材の製造方法が記載されている。

特許文献６に記載された技術では、粗圧延の後に加速冷却を行って、γ相をＡｒ３温度付近まで過冷却したうえで、仕上圧延を行うことにより、過冷されたγ相から微細なフェライト（α）を生成させ、さらに仕上圧延後に加速冷却を行うことで、軟質相であるフェライト（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ことができるとともに、生産性の向上が可能となるとしている。この技術によれば、高価な合金元素の多量含有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７には、Ａｃ３点以上の温度の鋼片または鋼板を、表層から少なくとも板厚方向に製品時板厚の１ｍｍ〜３０％の領域（表層部）を２℃／ｓ以上の冷却速度でＡｒ１点以下まで急冷し、該表層部がＡｒ３点以下の温度になってから圧延を開始若しくは再開し、（Ａｃ３−５０℃）〜Ａｃ３の範囲で圧延を終了し、その後Ａｃ３点以上に復熱することなく、当該表層部をＡｒ１点まで１℃／ｓ以上で冷却し、さらに（Ａｃ１−１００℃）〜Ａｃ１の範囲で３ｍｉｎ以上滞留させる表層低降伏強度鋼板の製造方法が記載されている。これにより、鋼板板厚の１ｍｍ〜３０％までの表裏層部の組織が、板厚内部のフェライト粒径の３倍以上の粒径を有するものとなり、降伏強さが板厚内層の降伏強さより５ｋｇ／ｍｍ^２以上低く、表層低降伏強度鋼板となるとしている。

特開２０００−２１９９３４号公報 特開２００７−１７７３２５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 特開平１０−３０６３１６号公報 特開平６−４９５９６号公報

ところで、建築構造物では、柱−梁接合部や柱−ダイアフラム接合部などが多数存在し、多数のＴ継手や十字継手が形成されている。このようなＴ継手部や十字継手部では、地震による揺れで変形が生じた時に、溶接止端部など鋼板表面に大きな歪が集中する。

図１に、地震による引張・圧縮繰り返し変形を受けた場合に、プレスコラム（冷間成形角形鋼管）や円形鋼管を用いた柱１と通しダイアフラム２の接合部（十字継手）が破壊する状況を模式的に示す。接合部が引張・圧縮繰り返し変形を受けると、通常、溶接部３の溶接止端部で延性亀裂が発生し、該延性亀裂が柱１の板厚中央に向かって伝播（進展）して最終破断に至る。なお、符号４は裏当金である。

このため、破断に至るまでの変形量を大きくするには、柱の表層付近の材質、すなわち、鋼板表層部の延性・靭性が優れていることが重要となるが、建築構造物で使用される冷間曲げ加工によって成形された円形鋼管やプレスコラムの場合、冷間曲げ加工によって鋼板表層付近が著しく硬化し、鋼板を無加工のまま使用する場合と比べて、表層付近の延性・靭性が低下した状態となっている。

そのため、冷間成形角形鋼管を柱に用いた設計は「冷間成形角形鋼管設計・施工マニュアル」（建築センター）によって運用され、２００９年には「２００８年版冷間成形角形鋼管設計・施工マニュアル」（建築センター）に準拠した設計法として、冷間成形角形鋼管を柱に使用する場合の構造規程が告示されている。

しかしながら、最近、建築構造物は安全性の他にデザイン性も重視されるようになったため、上記構造規程を緩和させうる、冷間加工を施された後においても、表層付近の延性・靭性の低下が少ない低降伏比高張力厚鋼板を用いた円形鋼管やプレスコラムが要望されている。

特許文献１〜６に記載された技術は、いずれも、全厚引張試験片または板厚１／４ｔや１／２ｔ位置での丸棒引張試験片により評価される機械的特性（引張特性、延性、靭性）を所望の特性とすることを目的としてなされた技術であり、板厚１／４ｔや１／２ｔ位置の丸棒引張試験片による引張特性は鋼板表層付近での特性を示唆するものではないから、その特性も不明である。

また、特許文献１〜６による制御圧延や加速冷却（ＴＭＣＰ技術）による鋼板は例えば図２に示すように、表層の硬さが最も高く、板厚中央の硬さが最も小さくなる板厚方向の硬さ分布を有している。このような板厚方向硬さ分布を有する鋼板に冷間曲げ加工を施すと、表裏面近傍の硬さがさらに増加して、図２の「曲げ加工後」のような硬さ分布となり、板厚中央部と表層部の硬さの差がさらに拡大する。

特許文献７に記載された技術によれば、鋼板の表裏層部を低降伏強さとすることができ、冷間曲げ加工後の鋼板表層部の延性を向上させることができるが、鋼板の表層部のフェライト粒が粗大であるため、靭性が十分であるとはいえず、部材として建築構造物に組み入れられた場合、該部材から脆性破壊を発生させることが懸念される。

そこで、本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、焼入焼戻や焼準等の熱処理を施すことなく、また合金含有量を最小限に抑制したうえで、プレスコラムや円形鋼管を用いた建築構造物部材用として好適な、冷間曲げ加工後においても鋼板表層部の硬さ増加が少なく、鋼板表層部の延性、靭性に優れた、降伏強さ：３８５ＭＰａ以上、引張強さ：５５０ＭＰａ以上、降伏比：７５％以下を有する非調質低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記目的を達成するため、板厚方向に不均一な硬さ分布をある程度許容することを前提とし、方針１．冷間曲げ加工による塑性歪は、鋼板の表裏面で最大、板厚中央付近の中立点ではゼロとなり、冷間曲げによる加工硬化は鋼板表層部で最も顕著となるため、冷間曲げ加工前の板厚方向硬さ分布を制御し、まず、表層部付近の硬さを低下する。方針２．板厚中央部の硬さをそのままにして表層部の硬さを低下すれば、鋼板全厚での強度が低下してしまうので、板厚中央部で一定以上の硬さ（強度）を確保する。以上の方針により、鋭意検討を行い、以下の知見を得た。
１．表層部付近の硬さを低下させ、さらには低降伏比を達成するためには、少なくとも表層部のミクロ組織において、軟質相であるフェライト（好ましくは５０面積％以上）を析出させ、硬質相との複相組織とすることが必要で、さらに、表層部におけるフェライトの平均粒径を所望の適正範囲内に調整することにより、表層部の延性・靭性を所望の範囲内とすることができる。
２．下記（１）〜（４）を満足する厚鋼板であれば、冷間曲げ加工後にも建築構造物部材用として必要な変形性能を確保できる。
（１）鋼板の、少なくとも表層部（表面および裏面から板厚方向に１〜５ｍｍの領域）ミクロ組織をフェライトおよび硬質相からなる複相組織とすること。
（２）鋼板表層部の平均硬さが２２５ＨＶ以下を満足すること。
（３）鋼板表層部と板厚中央部の硬度差が６０ＨＶ以下であること。
（４）鋼板表層部の平均フェライト粒径が４．０〜１８．０μｍの範囲を満足すること。
ここで、硬質相とはパーライト、ベイナイト、マルテンサイトのうちの１種または２種以上からなる相を意味し、鋼板表層部とは鋼板表裏面から板厚方向に１〜５ｍｍの領域を、また、板厚中央部とは板厚中心±２ｍｍの領域を指す。なお、鋼板表層部の組織、硬さを限定した理由は、溶接構造物の破壊に対しては、鋼板表面または裏面から板厚方向に１〜５ｍｍの領域である表層部の影響が大きいことを見出したことに基づく。

鋼板表面または裏面から板厚方向に１ｍｍ未満の領域である最表層を除外したのは、最表層が、圧延や加速冷却などによって極めて複雑な熱履歴を受けるため、最表層部のミクロ組織を制御することは極めて困難な場合が多いためである。

さらに、本発明者らは、冷間加工後の表層部延性・靭性の向上に加えて、大入熱溶接熱影響部の靭性向上に及ぼす各種要因ついて鋭意研究した。その結果、Ｎｂ、Ｍｏの含有が、大入熱溶接熱影響部の靭性を著しく劣化させることを見出した。Ｎｂ、Ｍｏは、焼入れ性を向上させる元素であり、島状マルテンサイトを含む、上部ベイナイトの生成に大きく寄与し、大入熱溶接熱影響部の靭性を著しく劣化させる。そこで、大入熱溶接熱影響部の靭性向上のために、本発明では、Ｎｂ、Ｍｏを添加することなく、さらに不純物としてもＮｂ、Ｍｏの含有を厳しく制限することが必要であるという知見を得た。

本発明は、かかる知見に基づいて、さらに検討を加えて完成されたもので、すなわち、本発明は、
１．質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１６％、Ｓｉ：０．０５〜０．４５％、Ｍｎ：１．２〜１．８％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｎ：０．００４０％以下、４．０≧Ｔｉ／Ｎ≧２．０、さらに、不純物元素としてＮｂ、Ｍｏを、Ｎｂ：０．００４％以下、Ｍｏ：０．０４％未満に制限し、さらに下記（１）式で定義される炭素当量Ｃｅｑが、０．３５〜０．４８を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、少なくとも鋼板の表層部において、平均結晶粒径が４．０〜１８．０μｍフェライトと、パーライト、ベイナイトおよびマルテンサイトの１種または２種以上からなる硬質相からなり、フェライト面積率が４５％〜７０％のミクロ組織を有し、鋼板の表層部の平均硬さが２２５ＨＶ以下で、該表層部と板厚中央部との硬度差が６０ＨＶ以下であることを特徴とする、冷間加工後の表層部の延性・靭性に優れる降伏強さ３８５ＭＰａ以上、引張強さ５５０ＭＰａ以上、降伏比７５％以下である非調質低降伏比高張力厚鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５ （１）
（ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉは各元素の含有量（質量％）で含有しない場合は０とする。）
２．成分組成が、さらに質量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：０．０５〜０．８０％、Ｃｒ：０．０５〜０．６０％、Ｖ：０．０１〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする１に記載の非調質低降伏比高張力厚鋼板。
３．成分組成が、更に質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．００５０％の１種または２種を含有することを特徴とする１または２に記載の非調質低降伏比高張力厚鋼板。
４．更に、下記（２）式で定義されるＡＣＲが０．２〜０．８であることを特徴とする３に記載の非調質低降伏比高張力厚鋼板。
ＡＣＲ＝［（Ｃａ＋０．２９×ＲＥＭ）−｛０．１８＋１３０×（Ｃａ＋０．２９×ＲＥＭ）｝×Ｏ］／（１．２５×Ｓ） （２）
（ここで、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｏ、Ｓは各元素の含有量（質量％））
５．成分組成が１乃至４のいずれか一つに記載の鋼素材を１０５０〜１２００℃に加熱後、表面温度で９５０℃以下の温度域での累積圧下量が３０％以上で、圧延終了温度が表面温度で９００℃以下Ａｒ３変態点以上となる熱間圧延を行い、その後、第一段冷却とし表面温度でＡｒ３変態点以上の温度から、板厚（ｔ）の１／４位置の平均冷却速度２℃／ｓ以上で、表面温度が（Ａｒ３変態点−１００℃）以下５５０℃以上となるまで加速冷却し、冷却停止後復熱させ、第二段冷却として表面温度が（Ａｒ３変態点−２０℃）以下６００℃以上、かつ、表面温度が極大値をとった時点から、式（３）を満たす時間ｔ１（秒）以上、式（４）を満たす時間ｔ２（秒）以内から、板厚（ｔ）の１／４位置の平均冷却速度２℃／ｓ以上で、冷却停止後の復熱で表面温度が６００℃以下４００℃以上になる冷却停止温度まで加速冷却することを特徴とする非調質低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。

６．前記第一段冷却は、表面温度でＡｒ３変態点以上の温度から冷却を開始し、板厚（ｔ）の１／４位置の平均冷却速度２℃／ｓ以上で、冷却停止温度が表面温度で５５０℃以上となる加速冷却を、複数回繰り返す冷却とし、該複数回の加速冷却において、冷却停止温度が表面温度で（Ａｒ３変態点−１００℃）以下５５０℃以上となる加速冷却を少なくとも１回含むことを特徴とする５に記載の非調質低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。
７．第二段冷却を、表面温度が（Ａｒ３変態点−２０℃）以下６００℃以上、かつ、表面温度が極大値をとった時点から、式（３）を満たす時間ｔ１（秒）以上、式（４）を満たす時間ｔ２（秒）以内から、板厚（ｔ）の１／４位置の平均冷却速度２℃／ｓ以上で、冷却停止後復熱で表面温度が４００℃以上となる冷却停止温度まで加速冷却する冷却を、複数回繰り返す冷却とし、前記複数回の加速冷却において、冷却停止後の復熱で表面温度が６００℃以下４００℃以上になる冷却停止温度まで冷却する加速冷却を最終冷却とすることを特徴とする５または６に記載の非調質低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。

本発明によれば、冷間曲げ加工後においても、鋼板表層部の硬さ増加が少なく、鋼板表層部の延性、靭性に優れ、建築構造物部材用として好適な、降伏強さ：３８５ＭＰａ以上、引張強さ：５５０ＭＰａ以上の高強度と降伏比：７５％以下の低降伏比を有する非調質低降伏比高張力厚鋼板を、熱処理を施すことなく、また多量な合金含有を行うことなく、製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明になる非調質低降伏比高張力厚鋼板は、鋼構造物の軽量化や、鋼構造物の耐震性の向上に大きく寄与するという効果もある。

柱−ダイアフラム接合部における破壊状況を説明する模式図。 非調質厚鋼板の板厚方向硬さ分布を説明する模式図。 プレスコラム−ダイアフラム接合部の三点曲げ試験（コラム曲げ試験）方法の概略を説明する模式図。 図３の試験体における溶接部近傍を説明する模式図。 コラム曲げ試験の要領を説明する模式図。 コラム曲げ試験における荷重−変形量ヒステリシス曲線を説明する模式図。 本発明における冷却工程の冷却条件を説明する模式図。

本発明では、成分組成、ミクロ組織、板厚方向の硬さ分布を規定する。
［成分組成］以下の説明において、％は質量％とする。
Ｃ：０．０５〜０．１６％
Ｃは、鋼の強度を増加させ、構造用鋼材として必要な強度を確保するのに有用な元素である。さらにＣは、硬質相の体積率を増加させ、降伏比を低下させる作用を有する。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、０．１６％を超える含有は、溶接性と靭性を顕著に低下させる。このため、Ｃは０．０５〜０．１６％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０６〜０．１５％である。

Ｓｉ：０．０５〜０．４５％
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶し鋼材の強度を増加させる。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、０．４５％を超える含有は、母材の靱性を低下させるとともに、溶接熱影響部（ＨＡＺとも言う）靱性を顕著に低下させる。このため、Ｓｉは０．０５〜０．４５％の範囲に限定した。なお、好ましくは、０．０５〜０．３５％である。

Ｍｎ：１．２〜１．８％
Ｍｎは、固溶して鋼の強度を増加させる作用を有する元素で安価であり、高価な他の合金元素の含有を最小限に抑えることを目的の一つとする本発明では、所望の高強度（引張強さ５５０ＭＰａ以上）を確保するために、１．２％以上の含有を必要とする。一方、１．８％を超える含有は、母材の靱性およびＨＡＺ靱性を著しく低下させる。このため、Ｍｎは１．２〜１．８％の範囲に限定した。なお、好ましくは１．２〜１．６％である。

Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、鋼の強度を増加させる作用を有する元素であるが、靱性、とくに溶接部の靱性を低下させる元素であり、本発明ではできるだけ低減することが望ましいが、過度の低減は、精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、０．００５％程度以上とすることが好ましい。一方、０．０２０％を超えて含有すると、上記した悪影響が顕著となるため、Ｐは０．０２０％以下に限定した。なお、好ましくは０．０１５％以下である。

Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、鋼中ではＭｎＳ等の硫化物系介在物として存在し、母材および溶接部の靱性を劣化させるとともに、鋳片中央偏析部などに多量に偏在して鋳片等における欠陥を発生しやすくする。このような傾向は０．００５％を超える含有で顕著となる。このため、Ｓは０．００５％以下に限定した。好ましくは０．００３％以下である。なお、過度のＳ低減は、精錬コストを高騰させ、経済的に不利となるため、Ｓは０．００１％程度以上とすることが望ましい。

Ａｌ：０．０５％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスにおいては、脱酸剤として、もっとも汎用的に使われる。このような効果を得るためには、０．０１％以上含有することが望ましいが、０．０５％を超える含有は、母材の靱性が低下するとともに、溶接時に溶接金属に混入して溶接金属部靱性を低下させる。このため、Ａｌは０．０５％以下に限定した。なお、好ましくは０．０１０〜０．０４５％である。

Ｎ：０．００４０％以下
Ｎは、鋼中に固溶している場合には、冷間加工後に歪時効を起こし靭性を劣化させるため、本発明ではできるだけ低減することが望ましい。０．００４０％を超えて含有すると、靭性の劣化が著しくなる。このため、Ｎは０．００４０％以下に限定した。

Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％
Ｔｉは、Ｎとの親和力が強い元素であり、凝固時にＴｉＮとして析出し、鋼中の固溶Ｎを減少させ、冷間加工後のＮの歪時効による靭性劣化を低減する作用を有する。また、Ｔｉは、ＨＡＺの組織改善を介して、ＨＡＺ靭性の向上にも寄与する。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、０．０２０％を超えて含有すると、ＴｉＮ粒子が粗大化し、上記した効果が期待できなくなる。このため、Ｔｉは０．００５〜０．０２０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．００７〜０．０１５％である。

４．０≧Ｔｉ／Ｎ≧２．０
本発明では、Ｎ含有量（質量％）に見合う量のＴｉを含有させ、固溶ＮをＴｉＮとして固定する。このため、Ｔｉ含有量（質量％）とＮ含有量（質量％）との比、Ｔｉ／Ｎが２．０以上を満足するように、Ｔｉ含有量（質量％）、Ｎ含有量（質量％）を調整する。Ｔｉ／Ｎが２．０未満では、Ｎ含有量（質量％）に比べてＴｉ含有量（質量％）が少なすぎ、多くのＮが固溶Ｎとして残存して、ＨＡＺ靭性が低下、溶接部からの脆性破壊発生により部材変形性能が低下する場合がある。このため、Ｔｉ／Ｎを２．０以上に限定した。一方、Ｔｉ／Ｎが４．０を超えて大きくなると、ＴｉＮ粒子が粗大化して、所望の効果を確保できなくなる。このため、Ｔｉ／Ｎを２．０〜４．０の範囲に限定した。なお好ましくは、２．５〜３．５の範囲である。

Ｎｂ：０．００４％以下、Ｍｏ：０．０４％未満
Ｎｂ、Ｍｏは、焼入れ性を向上する元素であり、島状マルテンサイトを含む上部ベイナイトを生成しやすくして、大入熱溶接熱影響部の靭性を低下させる。このため、本発明では、Ｎｂ、Ｍｏは添加しない。不可避的不純物として含有される場合は、Ｎｂ：０．００４％以下、Ｍｏ：０．０４％未満に限定し、製造コストの許す範囲で少なくする。

不可避的不純物として、Ｎｂが０．００４％を超えて、または、Ｍｏが０．０４％を超えて含有すると、大入熱溶接熱影響部の靭性が低下する。なお、Ｎｂ：０．００４％以下、Ｍｏ：０．０４％未満を満足させるためには、Ｎｂ、Ｍｏの含有量が少ない原材料や、溶製炉耐火物等を使用することで肝要である。

Ｃｅｑ：０．３５〜０．４８
Ｃｅｑが、０．３５未満では、所望の母材強度を確保できないうえ、溶接熱影響部の軟化を所望の許容限度内に抑えることができない。一方、Ｃｅｑが、０．４８を超えて高くなると、溶接性が低下するとともに、母材靭性、ＨＡＺ靭性が低下する。このため、Ｃｅｑは０．３５〜０．４８の範囲に限定した。なお、好ましくは０．３６〜０．４６である。なお、Ｃｅｑは次式による。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５（ここで、Ｃ、 Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉは各元素の含有量（質量％）で含有しない場合は０とする。）
上記した成分が基本成分で残部Ｆｅおよび不可避的不純物であるが、さらに、選択元素として、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：０．０５〜０．８０％、Ｃｒ：０．０５〜０．６０％、Ｖ：０．０１〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．００５０％のうちから選ばれた１種または２種を含有できる。

Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：０．０５〜０．８０％、Ｃｒ：０．０５〜０．６０％、Ｖ：０．０１〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖはいずれも、鋼の強度を増加させる作用を有する元素であり、選択して含有できる。

Ｃｕは、固溶強化や焼入性向上を介して、鋼板の強度を増加させ、厚鋼板の高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、０．０５％以上含有することが好ましいが、０．５０％を超える含有は、合金コストの増加や熱間脆性による表面性状の劣化を招く．このため、含有する場合には、Ｃｕは０．０５〜０．５０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１０〜０．４０％である。

Ｎｉは、靱性をほとんど劣化させることなく、鋼板の強度を増加させる元素であり、しかもＨＡＺ靱性への悪影響も小さく、厚鋼板の高強度化に有用な元素である。このような効果を得るためには、０．０５％以上含有することが好ましいが、０．８０％を超える多量の含有は、Ｎｉが高価な元素であるため、合金コストの増加を招く。このため、含有する場合は、Ｎｉは０．０５〜０．８０％に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１０〜０．８０％である。

Ｃｒは、焼入性向上を介し、母材の強度を増加させる元素であり、厚鋼板の高強度化に有用な元素である。このような効果を得るためには、０．０５％以上含有することが好ましいが、０．６０％を超える含有は、合金コストの増加を招く。このため、含有する場合には、Ｃｒは０．０５〜０．６０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１０〜０．６０％である。

Ｖは、析出強化を介して母材の強度を増加させる元素であり、厚鋼板の高強度化のために有用な元素である。このような効果を得るためには、０．０１％以上含有することが好ましいが、０．０５％を超える含有は、母材やＨＡＺの靭性を低下させる。このため、含有する場合には、Ｖは０．０１〜０．０５％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０２〜０．０４％である。

Ｂは焼入れ性の向上を介し、鋼の強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るために、０．０００３%以上含有することが好ましいが、０．００３０％を超える含有は、母材やHAZ靭性を劣化させる。このため、含有する場合には、Bは０．０００３%〜０．００３０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０００６〜０．００２０%である。

Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．００５０％の１種または２種
Ｃａ、ＲＥＭはいずれも、硫化物の形態制御を介して母材の靭性向上および延性向上に寄与する。また、微細な硫化物粒子を鋼中に分散させた場合には、フェライト変態核として作用することによってＨＡＺ靱性の向上にも寄与する。これらの効果を得るためには、Ｃａでは少なくとも０．０００５％、ＲＥＭは少なくとも０．０１０％を含有することが好ましいが、Ｃａ、ＲＥＭをいずれも０．００５０％を超えて含有すると、過剰な介在物が生成し、逆に靱性が低下する場合がある。このため、含有する場合には、Ｃａは０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭは０．００１０〜０．００５０％の範囲に限定することが好ましい。

なお、Ｃａ、ＲＥＭを含有する場合には、硫化物の形態制御作用を確保するために、下式で定義される炭素当量ＡＣＲが０．２〜０．８を満足するように、調整することが好ましい。

ＡＣＲをこの範囲に調整すると、圧延時に鋼中に微細なＣａおよび/またはＲＥＭの硫酸化物（オキシサルファイド）が分散し、さらに溶接後の冷却時に介在物（Ｃａおよび/またはＲＥＭの硫酸化物）表面にＭｎＳが析出する。

このような複合介在物・析出物が粒内フェライトの生成サイトとして機能して、溶接ボンド部付近のミクロ組織が低靭性の上部ベイナイトで占められることを防止し、靭性を向上させる。

ＡＣＲが０．２未満ではＣａ、ＲＥＭ量が不足し、所望の複合介在物・析出物を生成させることができないうえ、母材および溶接熱影響部靭性に有害なＭｎＳが増加する。一方、ＡＣＲが０．８を超えると、ほとんどのＳはＣａおよび/またはＲＥＭの介在物中に取り込まれ、介在物表面に析出するＭｎＳが不足し、介在物が粒内フェライト生成サイトとして十分に機能しなくなる。このため、ＡＣＲは０．２〜０．８の範囲に限定することが好ましい。

ＡＣＲ＝［（Ｃａ＋０．２９×ＲＥＭ）−｛０．１８＋１３０×（Ｃａ＋０．２９×ＲＥＭ）｝×Ｏ］／（１．２５×Ｓ）
（ここで、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｏ、Ｓは各元素の含有量（質量％））
なお、上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、Ｏ：０．００５％以下が許容できる。

［ミクロ組織］
本発明では、鋼板の少なくとも表層部（鋼板表面から板厚方向に１ｍｍ〜５ｍｍの領域で、以降同じとする）のミクロ組織を平均結晶粒径が４．０〜１８．０μｍのフェライトと、硬質相としてパーライト、ベイナイトおよびマルテンサイトの１種または２種以上からなり、フェライト面積率が４５％〜７０％の複相組織とする。

降伏比７５％以下の低降伏比と降伏強さ３８５ＭＰａ以上、引張強さ５５０ＭＰａ以上の高強度とを兼備させるために、鋼板の最表層（鋼板表面から板厚方向に１ｍｍ未満の領域）を除き、軟質相であるフェライトと、パーライト、ベイナイトおよびマルテンサイトの１種または２種以上からなる硬質相からなる複相組織とする。

軟質相であるフェライトと前記硬質相を組み合わせた複相組織とすることにより、優れた延性と所望の高強度、さらに低降伏比とを両立させることができる。フェライト面積率は、ＹＲ７５％以下を達成するため４５％以上とし、また降伏強さ３８５ＭＰａ以上、引張強さ５５０ＭＰａ以上を確保するため７０％以下とする。

硬質相は、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトのうちから選ばれた１種または２種以上とする。硬質相の種類とそれらの分率は、所望の強度と靭性、さらには化学成分や板厚によって適宜選択することができる。

フェライトの平均結晶粒径は、靭性および降伏比や伸びに大きく影響する。フェライト粒径が４．０μｍ未満では、降伏比が急激に上昇し、均一伸びが低下し、塑性変形能が大きく低下する。一方、フェライト粒径が１８．０μｍを超えて粗大化すると、靱性が低下し、脆性破壊が発生しやすくなるため、４．０〜１８．０μｍの範囲に限定した。なお、好ましくは７．０〜１４．０μｍである。平均結晶粒径の求め方は実施例において説明する。

鋼板の表層部が上述したミクロ組織の場合、鋼板表層部の塑性変形能が大きく向上するので、冷間曲げ加工を施した後に、鋼板表層部の靭性・延性の低下が抑制され、地震による変形時に溶接止端部などからの延性亀裂の発生が抑制される。

［板厚方向の硬さ分布］
鋼板の表層部の平均硬さが２２５ＨＶ以下で、該表層部と板厚中央部（板厚中央位置を中心に±２ｍｍの領域で、以降同じとする）との硬度差が６０ＨＶ以下である板厚方向の硬さ分布とする。

鋼板表層部の硬さが２２５ＨＶを超えると、冷間曲げ加工を施した後に、鋼板表層部の硬さがさらに増加し、鋼板表層部の靭性・延性が著しく低下し、建築構造物の柱−梁接合部などの部材（Ｔ継手、十字継手）で、地震による変形時に溶接止端部など表層部から亀裂を発生しやすくなる。

また、板厚全体で所定の強度を確保するため、板厚方向の硬度差はできるだけ少ないことが望ましい。表層部と板厚中央部との硬度差が６０ＨＶ超えて大きくなると、地震等による変形時に、溶接接合部の形状によっては、相対的に強度の低い板厚中央部に変形が集中し、早期に破壊が発生する場合がある。このような破壊を防止して必要な部材性能を確保するために、表層部と板厚中央部の硬度差を６０ＨＶ以下、なお、好ましくは硬度差５５ＨＶ以下、より好ましくは５０ＨＶ以下とする。板厚中央部の硬さは１７５〜２００ＨＶとすることが所望の高強度を確保するために好ましい。硬さ試験方法は実施例において説明する。

本発明に係る厚鋼板は、上記組成の鋼素材に、熱間圧延を施し厚鋼板とする圧延工程と、該圧延工程に引続き、一段冷却と一段冷却を停止し、復熱後に行う二段冷却とからなる二段階の加速冷却を行う冷却工程とを備えた製造方法で製造する。

鋼素材の製造方法は、特に限定する必要はなく、常用の溶製方法、鋳造方法がいずれも適用できるが、上記した組成の溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等で溶製し、脱酸処理や脱ガスプロセスを経て、連続鋳造法などで鋼素材（スラブ）とすることが好ましい。

得られた鋼素材（スラブ）は、まず加熱され、熱間圧延されて厚鋼板となる圧延工程を施される。圧延工程では、鋼素材を加熱温度：１０５０〜１２００℃に加熱し、表面温度で９５０℃以下の温度域での累積圧下量が３０％以上で、圧延終了温度が表面温度で９００℃以下Ａｒ３変態点以上とする熱間圧延を施し、所定板厚の厚鋼板とする。

加熱温度：１０５０〜１２００℃
加熱温度が１０５０℃未満では、強度が低下しやすく、一方、１２００℃を超えると、組織が粗大化して得られる靱性が低下したり、焼入性が増加しすぎて、表層硬さが増加しやすくなる。このため、鋼素材の加熱温度は１０５０℃〜１２００℃の範囲に限定した。なお、好ましくは１０８０℃〜１１５０℃である。

表面温度で９５０℃以下の温度域での累積圧下量：３０％以上
ミクロ組織を適度に微細化するため、鋼板の表面温度が９５０℃以下の温度域で制御圧延を行う。該温度域での累積圧下量が３０％未満では、組織が粗大化し、また焼入性が増加しすぎて、所望の靭性、表層硬さを確保できなくなる。このため、表面温度で９５０℃以下の温度域での累積圧下量を３０％以上に限定した。なお、好ましくは３５％以上である。

圧延終了温度：表面温度で９００℃以下Ａｒ３変態点以上
圧延終了温度が表面温度で９００℃を超えると、組織が粗大化し、焼入性が増加しすぎて、所望の靭性、表層硬さを確保できなくなる。一方、圧延終了温度が表面温度でＡｒ３変態点未満では、圧延中あるいは圧延直後にフェライトが生成し、粗大化して、表層部の靱性が低下する。このため、圧延終了温度は表面温度で９００℃以下Ａｒ３温度以上に限定した。なお、好ましくは８８０〜７８０℃である。

なお、Ａｒ３変態点は、下記式を用いて算出した値を用いるものとする。

Ａｒ３変態点（℃）＝９００−３３２Ｃ＋６Ｓｉ−７７Ｍｎ−２０Ｃｕ−５０Ｎｉ−１８Ｃｒ−６８Ｍｏ
（式において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ：各元素の含有量（質量％）で、上記式で記載された元素が含有されない場合には、当該元素を０として計算するものとする。）
圧延後、加速冷却する冷却工程を施す。冷却工程は、第一段冷却と、冷却を停止し復熱させる過程と、第二段冷却とからなる。第一段冷却で、表層部を過冷却したのち復熱させ、第二段冷却の開始までの時間（冷却停止時間）を利用して、表層部のフェライト変態を進行させて所望の表層ミクロ組織を得る。第二段冷却は、第一段冷却後に、未変態である部分をパーライト、ベイナイト、マルテンサイト等の硬質相とするために行う。未変態部分を硬質相とすることにより、最終組織を（フェライト＋（パーライト，ベイナイトおよび／またはマルテンサイト））とすることができ、所望の高強度、低降伏比を実現できる。

［第一段冷却］
第一段冷却は、表面温度でＡｒ３変態点以上の温度から冷却を開始し、板厚（ｔ）の１／４位置の平均冷却速度で２℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却し、表面温度が（Ａｒ３変態点−１００℃）以下５５０℃以上、好ましくはかつ表面と板厚中央位置との温度差が１５０℃以上、となる時点で、加速冷却を停止する。

第一段冷却の開始温度：表面温度でＡｒ３変態点以上
第一段冷却の開始温度が、Ａｒ３変態点未満では、加速冷却開始前にフェライトが生成し、粗大化するため、表層部のフェライト粒の微細化が達成できなくなる。このため、第一段冷却の開始温度をＡｒ３変態点以上に限定した。

第一段冷却の冷却速度：板厚（ｔ）の１／４位置の平均冷却速度で２℃／ｓ以上
冷却速度が２℃／ｓ未満では、冷却が遅く、冷却中に粗く靭性の低いフェライト粒が生成する場合がある。このため、第一段冷却の冷却速度を、板厚（ｔ）の１／４位置の平均冷却速度で２℃／ｓ以上に限定した。なお、第一段冷却の冷却速度の上限はとくに限定する必要はなく、板厚、冷却装置の能力によってほぼ決定され、板厚：６０ｍｍでは概ね５℃／ｓ程度以上となる。「板厚（ｔ）の１／４位置の平均冷却速度」とは、板厚（ｔ）の１／４位置における加速冷却開始から終了までの平均の冷却速度をいう。

第一段冷却の冷却停止温度：表面温度で（Ａｒ３変態点−１００℃）以下５５０℃以上
本発明における第一段冷却では、表層部とそれより内部との温度差が大きくなるように冷却し、第一段冷却停止後の復熱と、復熱後、第二段冷却を開始するまでの時間（以降、保持時間と呼ぶ）に、表層部にフェライトを生成させる。

冷却停止温度が、表面温度で（Ａｒ３変態点−１００℃）を超えると、その後の復熱温度が高すぎて、表層部におけるフェライト生成が不十分となる。一方、冷却停止温度が５５０℃未満では、表層部の温度が低温となりすぎて、復熱後の冷却中に相変態がほぼ完了し、表層部がベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相主体の組織となる。このため、第一段冷却の冷却停止温度は表面温度で（Ａｒ３変態点−１００℃）以下５５０℃以上とする。第一段冷却の冷却停止温度は、好ましくは６５０〜５５０℃である。

［復熱および第二段冷却］
第一段冷却を停止したのち、フェライトを生成させるために復熱後、第二段冷却を開始する。復熱は、復熱後に鋼板表面温度が（Ａｒ３変態点−２０℃）以下６００℃以上となり、且つ所定の保持時間を満足するまで行う。

鋼板表面温度が６００℃未満では、表層部において強度および降伏比が比較的高い針状フェライトやベイナイトが生成するので、表層部の伸びの低下や降伏比の上昇などが生じ、変形能の低下を招く。一方、表面温度で（Ａｒ３変態点−２０℃）を超えると、復熱後に相変態が進行せず、表層部におけるフェライト生成が不十分となるため、（Ａｒ３変態点−２０℃）以下６００℃以上となるまで保持する。

保持時間（復熱後、鋼板の表面温度が極大値をとった時点から、第二段冷却の開始までの時間）は下記（３）式を満たす時間ｔ１（秒）以上、下記（４）式を満たす時間ｔ２（秒）以内とする。

保持時間がｔ１（秒）未満であると、鋼板表層部に析出するフェライトが５０%未満になり、鋼板の表層軟化、およびYR≦80%を達成できなくなる。また、保持時間がｔ２（秒）を超えると、鋼板の表層部に析出するフェライトが７０%を超えてしまい、鋼板が軟化し、TS強度が550MPa未満となるため保持時間はｔ１（秒）以上ｔ２（秒）以内とする。

このように、復熱を行うと、第二段冷却開始時点で表面と板厚中央の温度差が６０℃以下となり、第二段冷却終了時点で、表層部のフェライト面積分率として４５〜７０％が得られ、且つ表面と板厚中央の板厚方向のフェライト生成量の差を小さくし、表層部と板厚中央部との硬度差を６０ＨＶ以下とすることができる。

第二段冷却は、板厚（ｔ）の１／４位置で２℃／ｓ以上の平均冷却速度で、該第二段冷却を停止した後の復熱で表面温度が６００℃以下４００℃以上になる冷却停止温度まで加速冷却する。

第二段冷却の冷却速度：板厚（ｔ）の１／４位置の平均冷却速度で２℃／ｓ以上
未変態部分を硬質相とするために、第二段冷却では、２℃／ｓ以上、好ましくは８℃／ｓ以上で冷却する。冷却速度が２℃／ｓ未満では、硬質相への変態量が低下し、所望の高強度、低降伏比を実現できなくなる。

第二段冷却の冷却停止温度：冷却を停止した後の復熱で表面温度が６００℃以下４００℃以上になる温度
第二段冷却の冷却停止温度が、第二段冷却の冷却停止後の復熱で表面温度が６００℃超えとなる温度では、硬質相への変態量が低下したり、自己焼戻しによって強度が低下し、所望の高強度を確保できなくなる。一方、復熱で表面温度が４００℃未満となるような冷却停止温度では、硬質相硬さが高くなりすぎて靱性が低下する。このため、第二段冷却の冷却停止温度は、冷却を停止した後の復熱で表面温度が６００℃以下４００℃以上になる温度に限定した。復熱後の温度は、加速冷却停止時の板厚（ｔ）の１／２位置の温度に依存するので各種伝熱計算から予測することができる。

第二段冷却後、強度および靭性の調整を目的として、焼戻工程を施してもよい。焼戻しは、４００℃以上７００℃以下の温度で行うことが好ましい。焼戻温度が４００℃未満では、所望の効果を期待できない。一方、７００℃を超える温度では、強度低下が著しくなる。

本発明では、第一段冷却と第二段冷却の両方、またはいずれかのみを、１回の加速冷却からなる冷却に代えて、冷却停止とその後の復熱とを挟んで、複数回繰り返す冷却としてもよい。

加速冷却を複数回に分割することにより、表層と内部との温度差を、過度に大きくすることなく、目的の温度まで冷却することが可能となる。また、複数回繰り返す中で所期の冷却効果を得ればよいことから、冷却温度制御の選択肢が拡大でき、冷却温度制御の精度を向上させることができる。図７にこのような冷却を行った場合の鋼板温度の履歴の一例を模式的に示す。なお図において保持時間は上述した復熱の保持時間を示す。

第一段冷却を複数回の冷却によるものとする場合、最初の加速冷却（第１回冷却）の開始温度は一回の場合と同様の理由により表面温度でＡｒ３変態点以上とする。

加速冷却の冷却速度は第一段冷却における最初の冷却と最後の冷却までの板厚（ｔ）の１／４位置の平均冷却速度とし、一回の場合と同様の理由により２℃／ｓ以上とする。

板厚（ｔ）の１／４位置の平均冷却速度は、板厚（ｔ）の１／４位置における加速冷却開始から終了までの平均の冷却速度で図７のＡ点からＢ点までの平均の冷却速度とする。Ａ点は、板厚１／４ｔ位置における温度が表面の冷却開始温度に等しくなった時点であり、Ｂ点は、第一段冷却における最後の加速冷却を停止した時点である。

第一段冷却における複数回の加速冷却において、冷却停止温度が表層部で５５０℃未満となると、冷却中に、ベイナイト、マルテンサイト変態が生じて、表層部が硬質化するため、すべての加速冷却の冷却停止温度を５５０℃以上とする。

第一段冷却は、表層部と内部との温度差がある程度生じるように冷却し、冷却停止後の復熱、及び保持時間の間に、表層部にフェライトを生成させることを目的とするので、複数回の加速冷却の全てが、冷却停止温度が表面温度で（Ａｒ３変態点−１００℃）を超えると、その後の復熱時に、鋼板温度が高くなりすぎて、表層部でのフェライト生成が不十分となる。このため、複数回の加速冷却のうち、少なくとも１回の冷却停止温度を（Ａｒ３変態点−１００℃）以下とする。

第二段冷却の冷却を、冷却停止とその後の復熱とを挟んで、複数回繰り返す冷却とする場合、最初の加速冷却（第１回冷却）は一回の場合と同様に復熱後の温度と時間を満足させた後に開始する。

第二段冷却を構成する複数回の加速冷却の冷却速度は第一段冷却における最初の冷却と最後の冷却までの板厚１／４ｔ位置の平均冷却速度とし、一回の場合と同様の理由により２℃／ｓ以上とする。

板厚（ｔ）の１／４位置の平均冷却速度は、板厚（ｔ）の１／４位置における加速冷却開始から終了までの平均の冷却速度で図７のＣ点からＤ点までの平均の冷却速度とする。Ｃ点は、板厚（ｔ）の１／４位置における温度が表面の冷却開始温度に等しくなった時点であり、Ｄ点は、第二段冷却における最後の加速冷却を停止した時点である。

第二段冷却の最終冷却は、一回の場合と同様の理由により、冷却停止後の復熱で表面温度が６００℃以下４００℃以上になるような冷却停止温度まで冷却する。

所望する冷却温度制御の精度に応じて、第一段冷却と第二段冷却の両方、またはいずれかのみを複数回繰り返す冷却とする。以下、実施例を用いて更に本発明を詳細に説明する。

表１に示す組成を有する鋼素材に、表２に示す圧延工程、冷却工程を施し、板厚：４０ｍｍの厚鋼板とした。冷却工程では、第一段冷却の冷却停止−復熱後、第二段冷却を施した。各工程における、鋼板温度は、赤外線放射温度計で表面温度を測定し、板厚１／４ｔ位置の温度、板厚中央温度を種々の伝熱計算法を用いて算出した。

得られた厚鋼板について、組織観察、硬さ試験、引張試験、衝撃試験を実施した。試験方法は次の通りとした。
（１）組織観察
板厚全厚の組織観察用試験片のＬ方向断面を研磨、ナイタール腐食後、表層部と板厚中央部を光学顕微鏡（倍率：４００倍）または走査型電子顕微鏡（倍率：２０００倍）を用いて、ミクロ組織を各３視野以上観察し、撮像して画像解析により、組織の種類、およびフェライトの組織分率（面積率％）を求めた。

また、表層部については、フェライトの平均結晶粒径（公称粒径という場合がある）を求めた。フェライトの公称粒径は、結晶粒の平均面積を求め、得られた結晶粒の平均面積の平方根とした。
（２）硬さ試験
板厚全厚の硬さ測定用試験片を採取し、ビッカース硬さ計を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４４の規定に準拠して、板厚方向断面について、硬さ測定を行った。測定位置は、表層部、および板厚中央部とし、各領域で板厚方向に１ｍｍピッチで、４点以上測定した。試験荷重（試験力）は１ｋｇ（９．８ｋＮ）とした。得られた硬さＨＶを算術平均し、その領域での平均硬さＨＶとした。
（３）引張試験
引張方向がＬ方向となるように、ＪＩＳ Ｚ ２２０１の規定に準拠して、ＪＩＳ５号全厚引張試験片を採取し、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、引張強さＴＳ）を求めた。また、得られた測定値から、降伏比ＹＲ（＝ＹＳ／ＴＳ×１００％）を算出した。
（４）衝撃試験
板厚（ｔ）の１／４位置および表面下１ｍｍ（試験片中央位置が表面下６ｍｍ）位置から、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して、Ｖノッチ衝撃試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）を求めた。なお、ｖＴｒｓが、−４０℃以下である場合を靭性に優れるとした。

（５）コラム曲げ試験
得られた厚鋼板を用いて、冷間プレス加工により、角形鋼管（プレスコラム）を作製した。角形鋼管（プレスコラム）の断面寸法は、５００×５００（ｍｍ）、長さは３２５０（ｍｍ）とし、シーム（継目）溶接は両面各１層のサブマージアーク溶接とした。

図３にコラム曲げ試験の試験体６を示す。４面ＢＯＸ柱３ａの左右にＳＮ４９０鋼板製通しダイアフラム（板厚４０ｍｍ）２ａ、２ａを介して角形鋼管（プレスコラム）１ａ、１ａと取り付けた。各部材間の溶接は炭酸ガス溶接とした。

４面ＢＯＸ柱の強度と剛性をプレスコラムに比べて十分高くすることにより、試験中にプレスコラム以外で塑性変形が生じないようにした。図４に試験体６におけるプレスコラム１ａ、ダイアフラム２ａ、４面ＢＯＸ柱３ａの溶接部近傍を拡大して示す。図において４ａ、５ａは溶接部を示す。図示した試験体６を用いて、以下の要領でコラム曲げ試験を行った。

試験体６の両端部を支持し、図５に示すように、試験体６の中央部に上下方向に正負の荷重を繰り返し負荷する、３点繰り返し曲げ試験（コラム曲げ試験）を実施した。荷重Ｐと変形量（回転角）θを測定し、図６に示すような荷重（モーメント、Ｍ）−変形量（回転角、θ）ヒステリシス曲線を作成した。

局部座屈または脆性破壊によって荷重（モーメント）が最大値から５％低下した時点を試験体の破壊とみなし、それまでの試験体の塑性回転角の合計（累積塑性回転角Σθｐｌ）を求め、試験体の塑性変形能の指標として累積塑性変形倍率ηを求め、３０以上である場合、構造部材の耐震性（塑性変形性能）に優れるとした。なお、ηは下式より算出される。
η＝Σθｐｌ／θｐ
但し、θｐ＝（Ｐｐ／２）Ｌ^２／（３・Ｅ・Ｉ）＋Ｐｐ／２／（Ｇ・Ａｗ）
ここで、Ｐｐ：全塑性時荷重（Ｎ）＝Ｍｐ／Ｌ、
Ｌ：コラムの片持ち長さ（ダイアフラムからコラム端支持点までの距離、３２５０ｍｍ）
Ｅ：ヤング率２０５０００（ＭＰａ）、Ｇ：剪断剛性率７９０００（ＭＰａ）、
Ｍｐ：コラムの全塑性モーメントで下式による。

Ｉ：コラムの断面２次モーメント、σｙ：鋼材の降伏強度（ＭＰａ）
ここでＩは下式による。

Ｄ：コラム径（ｍｍ）、ｔ：コラム板厚（ｍｍ）、
ｒ：コラム角部内面の曲げ半径、Ｒ＝ｒ＋ｔ
Ａｗ：剪断面積（ｍｍ^２）で下式による。

表３に（１）から（５）の試験結果を示す。本発明例（厚鋼板Ｎｏ．２、４、５、１０、１１、１５、１６、１７）はいずれも、降伏強さＹＳ：３８５ＭＰａ以上、引張強さＴＳ：５５０ＭＰａ以上、降伏比ＹＲ：７５％以下を有し、さらに表層部および板厚方向１／４ｔ位置でのｖＴｒｓが−４０℃以下を満足する、高強度、高靭性の非調質低降伏比高張力厚鋼板である。

さらに、本発明例はいずれも、表層部の平均硬さが２２５ＨＶ以下で、表層部と板厚中央部との硬度差が６０ＨＶ以下となる板厚方向硬さ分布を有し、冷間曲げを施しプレスコラムに加工し、プレスコラム−ダイアフラム接合部構造部材を構成した場合、プレスコラム−ダイアフラム接合部の３点曲げ試験における累積塑性変形倍率が３０以上であり、耐震性能（塑性変形性能）に優れた、構造部材とすることができる。

一方、成分組成および／またはミクロ組織が本発明の範囲外となる比較例（厚鋼板Ｎｏ．１、３、６〜９、１２〜１４、１８〜２４）は、強度、降伏比、靭性が不足しているか、冷間加工後の表層部の延性、靭性が低下し、構造部材としての累積塑性変形倍率ηが低くなっている。

表１に示す鋼Ｎｏ．Ａ〜Ｎｏ．Ｅの組成を有する鋼素材を用いて、冷却工程のうち、第一段冷却を、冷却停止とその後の復熱を１回以上繰り返す加速冷却とし、第二段冷却を、冷却停止とその後の復熱を１回以上繰り返す加速冷却として、板厚：４０ｍｍの厚鋼板を製造した。得られた厚鋼板について、実施例１と同様の条件で、組織観察、硬さ試験、引張試験、衝撃試験およびコラム曲げ試験を実施した。

表４に製造条件を、表５に試験結果を示す。本発明例（厚鋼板Ｎｏ．Ａ１〜Ａ５、Ａ８）はいずれも、降伏強さＹＳ：３８５ＭＰａ以上、引張強さＴＳ：５５０ＭＰａ以上、降伏比ＹＲ：７５％以下を有し、さらに表層部および板厚方向１／４ｔ位置でのｖＴｒｓが−４０℃以下を満足する、高強度、高靭性の非調質低降伏比高張力厚鋼板である。

本発明例はいずれも、表層部の平均硬さが２２５ＨＶ以下で、表層部と板厚中央部との硬度差が６０ＨＶ以下となる板厚方向硬さ分布を有し、冷間曲げでプレスコラムに加工し、プレスコラム−ダイアフラム接合部構造部材を構成した場合、プレスコラム−ダイアフラム接合部の３点曲げ試験における累積塑性変形倍率が３０以上の、耐震性能（塑性変形性能）に優れた、構造部材とすることができる。一方、本発明の範囲を外れる比較例（厚鋼板Ｎｏ．Ａ６、Ａ７）は、所望の引張強度または降伏強度、所望の降伏比が確保できていないか、所望の板厚方向硬さ分布が確保できておらず構造部材としての累積塑性変形倍率ηが低くなっている。

１ 柱
２ 通しダイアフラム
３ 溶接部
４ 裏当て金
１ａ プレスコラム
２ａ ダイアフラム（通しダイアフラム）
３ａ ４面ＢＯＸ柱
４ａ、５ａ 溶接部
６ 試験体

Claims (6)

1. 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１６％、Ｓｉ：０．０５〜０．４５％、Ｍｎ：１．２〜１．８％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｎ：０．００４０％以下、４．０≧Ｔｉ／Ｎ≧２．０、さらに、不純物元素としてＮｂ、Ｍｏを、Ｎｂ：０．００４％以下、Ｍｏ：０．０４％未満に制限し、さらに下記（１）式で定義されるＣｅｑが、０．３５〜０．４８を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、少なくとも鋼板の表面および裏面から板厚方向に１〜５ｍｍの領域である表層部において、平均結晶粒径が４．０〜１８．０μｍのフェライトと、パーライト、ベイナイトおよびマルテンサイトの１種または２種以上からなる硬質相からなり、フェライト面積率が４５％〜７０％のミクロ組織を有し、鋼板の表層部の平均硬さが２２５ＨＶ以下で、該表層部と板厚中央部との硬度差が６０ＨＶ以下であることを特徴とする、冷間加工後の表層部の延性・靭性に優れる降伏強さ３８５ＭＰａ以上、引張強さ５５０ＭＰａ以上、降伏比７５％以下である非調質低降伏比高張力厚鋼板。
   Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５ （１）
   （ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉは各元素の含有量（質量％）で含有しない場合は０とする。）
2. 成分組成が、さらに質量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：０．０５〜０．８０％、Ｃｒ：０．０５〜０．６０％、Ｖ：０．０１〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の非調質低降伏比高張力厚鋼板。
3. 成分組成が、更に質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．００５０％の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２記載の非調質低降伏比高張力厚鋼板。
4. 更に、下記（２）式で定義されるＡＣＲが０．２〜０．８であることを特徴とする請求項３に記載の非調質低降伏比高張力厚鋼板。
   ＡＣＲ＝［（Ｃａ＋０．２９×ＲＥＭ）−｛０．１８＋１３０×（Ｃａ＋０．２９×ＲＥＭ）｝×Ｏ］／（１．２５×Ｓ） （２）
   （ここで、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｏ、Ｓは各元素の含有量（質量％）で含有しない場合は０とする。）
5. 成分組成が請求項１乃至４のいずれか一つに記載の鋼素材を１０５０〜１２００℃に加熱後、表面温度で９５０℃以下の温度域での累積圧下量が３０％以上で、圧延終了温度が表面温度で９００℃以下Ａｒ３変態点以上となる熱間圧延を行い、その後、第一段冷却として表面温度でＡｒ３変態点以上の温度から、板厚（ｔ）の１／４位置の平均冷却速度２℃／ｓ以上で、表面温度が（Ａｒ３変態点−１００℃）以下５５０℃以上となるまで加速冷却し、冷却停止後復熱させ、第二段冷却として表面温度が（Ａｒ３変態点−２０℃）以下６００℃以上、かつ、表面温度が極大値をとった時点から、下記（３）式を満たす時間ｔ１（秒）以上、下記（４）式を満たす時間ｔ２（秒）以内から、板厚（ｔ）の１／４位置の平均冷却速度２℃／ｓ以上で、冷却停止後の復熱で表面温度が６００℃以下４００℃以上になる冷却停止温度まで加速冷却することを特徴とする、少なくとも鋼板の表面および裏面から板厚方向に１〜５ｍｍの領域である表層部において、平均結晶粒径が４．０〜１８．０μｍのフェライトと、パーライト、ベイナイトおよびマルテンサイトの１種または２種以上からなる硬質相からなり、フェライト面積率が４５％〜７０％のミクロ組織を有し、鋼板の表層部の平均硬さが２２５ＨＶ以下で、該表層部と板厚中央部との硬度差が６０ＨＶ以下であり、降伏強さ３８５ＭＰａ以上、引張強さ５５０ＭＰａ以上、降伏比７５％以下である非調質低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。
   

   

   
6. 前記第一段冷却は、表面温度でＡｒ３変態点以上の温度から冷却を開始し、板厚（ｔ）の１／４位置の平均冷却速度２℃／ｓ以上で、冷却停止温度が表面温度で５５０℃以上となる加速冷却を、複数回繰り返す冷却とし、該複数回の加速冷却において、冷却停止温度が表面温度で（Ａｒ３変態点−１００℃）以下５５０℃以上となる加速冷却を少なくとも１回含むことを特徴とする請求項５に記載の非調質低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。

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