JP6572963B2 - 熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、熱延鋼板およびその製造方法に関する。本発明は、特に高吸収エネルギーを有する高強度高靭性熱延鋼板とその製造方法に関し、なかでも高強度、高シャルピー衝撃吸収エネルギーおよび優れたＤＷＴＴ性能を有するラインパイプ向け高強度電縫鋼管および高強度スパイラル鋼管の用途に好適な熱延鋼板とその製造方法に関する。
天然ガスや原油等の輸送用として使用されるラインパイプでは、高圧化による輸送効率の向上のため、高強度化の要望が非常に高まっている。特に、高圧ガスを輸送するラインパイプでは、通常の構造用鋼として要求される強度、靭性等の材料特性のみでなく、ガスラインパイプ特有の破壊抵抗に関する材料特性が必要とされる。
通常の構造用鋼における破壊靱性値は脆性破壊に対する抵抗特性を示し、使用環境で脆性破壊が生じないように設計するための指標として用いられる。一方、高圧ガスラインパイプでは大規模破壊の回避に対する脆性破壊の抑制だけでは十分ではなく、さらに不安定延性破壊と呼ばれる延性破壊の抑制も必要となる。
この不安定延性破壊は、高圧ガスラインパイプにおいて延性破壊が管軸方向に１００ｍ／ｓ以上の速度で伝播する現象で、これによって数ｋｍにもおよぶ大規模破壊が生じる可能性があり、過去の調査結果から、不安定延性破壊抑制にはシャルピー衝撃吸収エネルギーを向上させることが有効であることが知られており、高いシャルピー衝撃吸収エネルギー（延性破壊抑制）が求められている。また、過去の実管ガスバースト試験結果からＤＷＴＴ（Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ Ｔｅｓｔ）試験値（延性破面率が８５％となる破面遷移温度）が規定され、優れたＤＷＴＴ特性(低温靭性)が要求されている。
さらに、近年のガス田や油田の開発は、ロシアやアラスカなどの極寒地域や北海などの寒冷地域および地震地帯や永久凍土地帯へと拡大する傾向があるため、敷設するラインパイプには脆性破壊や延性破壊の抑制に加えて、地盤変動による大変形時の安全性確保のための低降伏比が要求される場合がある。
このような要求に対して、特許文献１では、質量%で、Ｃ：０．０４〜０．０９％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、Ｍｏ：０．０２〜０．５０％を含有する鋼を１１００〜１３００℃の温度域に加熱後、７５０〜９００℃の温度域で圧延を終了し、次いで４００〜５５０℃の温度域で巻き取ることを特徴とする、耐脆性破壊特性および耐延性破壊特性に優れたラインパイプ用鋼材およびその製造方法が開示されている。
特許文献２では、重量%で、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：０．５０〜１．２０％、Ｃａ：０．００２０〜０．００６０％を含み、さらに、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｔｉのうち１種以上を含む連鋳製スラブを９５０℃以下で１０％以上５０％以下の圧下を行い、引続き表面の冷却速度が２℃／ｓ以上で表面温度がＡｒ３以下の温度になるまで冷却し、２５０ｓ未満の復熱後、未再結晶領域にて５０％以上の圧延を行い、７２０〜８２０℃の範囲で圧延を終了し、引続いて平均冷却速度５〜３０℃／sで冷却した後、４００〜６００℃の範囲で巻き取る高靭性耐サワー鋼管用ホットコイルの製造方法が開示されている。
特許文献３では、質量%で、Ｃ：０．０３〜０．０６％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１〜２％、Ｎｂ：０．０５〜０．０８％、Ｖ：０．０５〜０．１５％、Ｍｏ：０．１０〜０．３０％を含有する鋼素材を加熱後、９５０℃以下の温度域における累積圧下率が４５％以上で、仕上圧延終了温度が（Ａｒ３変態点−３０℃）以上とする熱間圧延を施し、該熱間圧延終了後、１０ｓ以内に、板厚中央で２０℃／s以上の平均冷却速度で５５０〜６５０℃の温度域まで冷却する加速冷却を施し、該加速冷却処理終了後３０ｓ以内の間、空冷する空冷処理を施したのち、コイル状に巻き取り、該巻き取ったコイルを１℃／s以下の平均冷却速度で放冷することで、ベイニティックフェライト相と７体積％以下の第二相からなり、ベイニティックフェライト相中にＮｂおよびＶの炭窒化物が０．０６％以上分散してなる組織を有する高強度溶接鋼管用高張力熱延鋼板およびその製造方法が開示されている。
特許文献４では、質量%で、Ｃ：０．００５〜０．０２０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜４．０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、Ｂ：０．００１０〜０．０１０％を含有し、かつ、溶接時の熱履歴下でのマルテンサイトを抑制するための条件式を満足した鋼片を１０００〜１２５０℃に加熱後熱間圧延して鋼板とし、該圧延では９００℃以下の低温オーステナイト温度域での累積圧下率を５０％以上、圧延終了温度を７００〜８５０℃とし、前記鋼板を前記圧延終了温度−５０℃以上の温度から冷却速度５℃／s以上で４００℃以下の温度まで冷却することを特徴とする溶接性に優れた高強度高靭性鋼管素材およびその製造方法が開示されている。
特開２００３−３２３１号公報 特開平７−２６８４６７号公報 特開２０１１−１７０６１号公報 特開２００４−７６１０１号公報
しかしながら、特許文献１では実施例における−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーは２３５Ｊ以下であり、ラインパイプ用鋼管素材として不安定延性破壊に対する停止性能が高いとは言えない。また、より低温での適用を考えた場合、ラインパイプ用鋼管素材として不安定延性破壊に対する停止性能が低位である可能性が懸念される。
また、特許文献２に記載された熱延鋼板は、耐ＨＩＣ特性や低温靭性（ｖＴｒｓ）の向上は顕著であるが、実施例では引張強度が６０３ＭＰａ以下であり、高圧化による輸送効率向上のための高強度化の要望を満足できない。また、ｖＴｒｓは高強度化に伴い低下する傾向を示すことが知られており、実施例中のｖＴｒｓは必ずしも高い値とは言えない。さらにＤＷＴＴ特性やシャルピー吸収エネルギーの記載はなく、ラインパイプ用鋼管素材として、脆性破壊や不安定延性破壊に対する停止性能が高いとは言えない。
特許文献３に記載された熱延鋼板は、鋼板をコイル状に巻き取り、その後放冷することによりＮｂやＶの炭窒化物を析出させているが、これらの低温で析出した炭窒化物は非常に微細であり、高い析出強化能を有するが、降伏強度も過度に上昇するため、降伏比の上昇を招く場合があり、実施例中の発明例では、降伏比が８５．７％以上のため、地盤変動による大変形時の安全性確保が低位である可能性が懸念される。また、実施例中の熱延鋼板の板厚は１２ｍｍと薄いため、例えば、１９ｍｍ以上の熱延鋼板を製造する場合、圧延後の冷却速度が遅い板厚中央部では所望の組織が得られず、母材靭性（ｖＴｒｓ）が低位となる可能性が懸念される。
特許文献４に記載された熱延鋼板は、シャルピー吸収エネルギーは非常に高く、不安定延性破壊に対する停止性能は高いが、ｖＴｒｓは−１０５℃以上であり、低温靭性（脆性破壊抵抗）が高いとは言えない。また、実施例のほとんどが降伏比８５％超えであり、地盤変動による大変形時の安全性確保が低位である可能性が懸念される。
そこで本発明はかかる事情を鑑み、引張強度が６４０ＭＰａ以上、降伏比が８５％以下、−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが３００Ｊ以上で、かつ、−４０℃でのＤＷＴＴ試験で得られた延性破面率が８５％以上である、高吸収エネルギーを有する高強度高靭性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。
本発明者らは、シャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性に及ぼす各種要因について、ラインパイプ用鋼板を対象に鋭意検討した。その結果、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ等の化学成分を適正に調整した組成としたうえで、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率や圧延終了温度を制御するとともに、冷却停止温度をＭｓ点直上とすることでマルテンサイトを極力低減したベイニティックフェライトを主相とし、かつＮｂの炭窒化物が所定量以上分散した組織とすることができ、高いシャルピー衝撃吸収エネルギーや優れたＤＷＴＴ特性を有する低降伏比型高強度・高靭性熱延鋼板が得られることを知見した。
本発明の要旨は以下のとおりである。
［１］質量％で、
Ｃ：０．０４％以上０．０８％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％以下、
Ｍｎ：１．２％以上２．０％以下、
Ｐ：０．００１％以上０．０１０％以下、
Ｓ：０．００３０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上０．０８％以下、
Ｎｂ：０．０５０％以上０．１００％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上０．０２５％以下、
Ｎ：０．００１％以上０．００６％以下を含有し、
さらに、Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下、Ｃｒ：０．０１％以上１．００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上１．００％以下、Ｖ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．００３０％以下から選ばれる１種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
板厚の１／２位置において、
マルテンサイトが面積率で３％未満、ベイニティックフェライトが面積率で９５％以上であり、かつ、前記ベイニティックフェライトの平均粒径が６．０μｍ以下であり、
さらにＮｂ炭窒化物として析出したＮｂ量が０．０２５質量％以上であり、かつ、粒径が２０ｎｍ以上のＮｂ炭窒化物として析出したＮｂ量が、Ｎｂ炭窒化物として析出したＮｂ総質量の５０％以上である組織と、を有し、
引張強度が６４０ＭＰａ以上、降伏比が８５％以下、−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが３００Ｊ以上で、かつ、−４０℃でのＤＷＴＴ試験で得られた延性破面率（ＳＡ値）が８５％以上であることを特徴とする熱延鋼板。
［２］前記成分組成に加えてさらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５％以上０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．０００５％以上０．０２００％以下、
Ｚｒ：０．０００５％以上０．０３００％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の熱延鋼板。
［３］前記［１］または［２］に記載の熱延鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼スラブを１１００℃以上１２５０℃以下に加熱し、オーステナイト再結晶温度域において圧延後、オーステナイト未再結晶温度域において累積圧下率が７５％超で、かつ、圧延終了温度が（Ａｒ３点＋３０℃）以上（Ａｒ３点＋１３０℃）以下である圧延を施して熱延鋼板としたのち、
板厚中央で１０℃／s以上６０℃／s以下の平均冷却速度でＭｓ点以上（Ｍｓ点＋１５０℃）以下の温度域まで加速冷却し、
４５０℃以上６００℃以下で巻き取ることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
［４］前記［１］または［２］に記載の熱延鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼スラブを１１００℃以上１２５０℃以下に加熱し、オーステナイト再結晶温度域において１次粗圧延を施した後、
板厚中央で１．５℃／s以上の平均冷却速度でオーステナイト未再結晶温度域まで冷却し、
オーステナイト未再結晶温度域において、２次粗圧延および仕上げ圧延を、前記２次粗圧延と仕上げ圧延の累積圧下率が７５％超で、かつ、仕上げ圧延終了温度が（Ａｒ３点＋３０℃）以上（Ａｒ３点＋１３０℃）以下となるように施して熱延鋼板としたのち、
板厚中央で１０℃／s以上６０℃／s以下の平均冷却速度でＭｓ点以上（Ｍｓ点＋１５０℃）以下の温度域まで加速冷却し、
４５０℃以上６００℃以下で巻き取ることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
本発明によれば、圧延条件および圧延後の冷却条件を適正に制御することで、鋼の組織をベイニティックフェライト主体とし、かつＮｂの炭窒化物が所定量以上分散した組織とすることができ、この結果、引張強度が６４０ＭＰａ以上、降伏比が８５％以下、−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが３００Ｊ以上で、かつ、−４０℃でのＤＷＴＴ試験で得られた延性破面率が８５％以上の鋼板が得られ、産業上極めて有益である。
以下、本発明について詳細に説明する。
まず、本発明の成分組成の限定理由を説明する。なお、成分に関する「％」表示は、質量％を意味するものとする。
Ｃ：０．０４％以上０．０８％以下
Ｃは、加速冷却後にベイニティックフェライト主体の組織を形成し、変態強化による高強度化に有効に作用する。しかしながら、Ｃの含有量が０．０４％未満では冷却中にポリゴナルフェライト変態やパーライト変態が生じやすくなるため、所定量のベイニティックフェライトが得られず、所望の引張強度（≧６４０ＭＰａ）が得られない場合がある。一方、Ｃの含有量が０．０８％を超えると加速冷却後に硬質なマルテンサイトが生成しやすくなり、母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性が低下する場合がある。したがって、Ｃの含有量は０．０４％以上０．０８％以下とする。Ｃの含有量は好ましくは０．０４％以上０．０７％以下である。
Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％以下
Ｓｉは、脱酸に必要な元素であり、さらに固溶強化により熱延鋼板の強度を向上させる効果を有する。このような効果を得るためにはＳｉを０．０１％以上添加することが必要である。一方、Ｓｉの含有量が０．５０％を超えると溶接部品質を低下させるとともに、溶接熱影響部靭性を低下させる。また、赤スケールの生成が顕著となり、鋼板外観性状が低下する。したがって、Ｓｉの含有量は０．０１％以上０．５０％以下とする。Ｓｉの含有量は好ましくは０．０１％以上０．２０％以下である。
Ｍｎ：１．２％以上２．０％以下
Ｍｎは、Ｃと同様に加速冷却後にベイニティックフェライト主体の組織を形成し、変態強化による高強度化に有効に作用する。しかしながら、Ｍｎの含有量が１．２％未満では冷却中にポリゴナルフェライト変態やパーライト変態が生じやすくなるため、所定量のベイニティックフェライトが得られず、所望の引張強度（≧６４０ＭＰａ）が得られない場合がある。一方、Ｍｎの含有量が２．０％を超えると鋳造時に不可避的に形成される偏析部に濃化し、その部分がシャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ性能の劣化の原因となるため、Ｍｎの含有量は１．２％以上２．０％以下とする。Ｍｎの含有量は好ましくは１．２％以上１．８％以下である。
Ｐ：０．００１％以上０．０１０％以下
Ｐは、固溶強化により熱延鋼板の高強度化に有効な元素である。しかしながら、Ｐの含有量が０．００１％未満ではその効果が現れないだけでなく、製鋼工程において脱燐コストの上昇を招く場合があるため、Ｐの含有量は０．００１％以上とする。一方、Ｐの含有量が０．０１０％を超えると、靭性や溶接性が顕著に劣化する。したがって、Ｐの含有量は０．００１％以上０．０１０％以下とする。
Ｓ：０．００３０％以下
Ｓは、熱間脆性を起こす原因となるほか、鋼中に硫化物系介在物として存在して、靭性や延性を低下させる有害な元素である。したがって、Ｓは極力低減するのが好ましく、本発明ではＳの含有量の上限は０．００３０％とする。Ｓの含有量は好ましくは０．００１５％以下である。Ｓの含有量の下限は特に限定されないが、極低Ｓ化は製鋼コストが上昇するため、Ｓの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．０１％以上０．０８％以下
Ａｌは、脱酸材として含有させる元素である。また、Ａｌは、固溶強化能を有するため、熱延鋼板の高強度化に有効に作用する。しかしながら、Ａｌの含有量が０．０１％未満では上記効果が得られない。一方、Ａｌの含有量が０．０８％を超えると、原料コストの上昇を招くとともに、靭性の低下を招く場合がある。したがって、Ａｌの含有量は０．０１％以上０．０８％以下とする。Ａｌの含有量は好ましくは０．０１％以上０．０５％以下である。
Ｎｂ：０．０５０％以上０．１００％以下
Ｎｂは、熱間圧延時のオーステナイトの未再結晶温度域を拡大する効果があり、未再結晶オーステナイト域圧延の微細化効果による靭性の向上に有効である。また、Ｎｂは炭窒化物として微細析出することにより、溶接性を損なうことなく、熱延鋼板を高強度化する。これらの効果を得るために、Ｎｂを０．０５０％以上添加する。一方、Ｎｂの含有量が０．１００％を超えると、加速冷却後に硬質なマルテンサイトが生成しやすくなり、母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性が低下する場合がある。したがって、Ｎｂの含有量は０．０５０％以上０．１００％以下とする。Ｎｂの含有量は好ましくは０．０５０％以上０．０８０％以下である。
Ｔｉ：０．００５％以上０．０２５％以下
Ｔｉは、鋼中で窒化物を形成し、特に０．００５％以上添加すると窒化物のピンニング効果でオーステナイト粒を微細化する効果があり、母材の靭性確保や溶接熱影響部の靭性確保に寄与する。また、Ｔｉは析出強化による熱延鋼板の高強度化に有効な元素である。これらの効果を得るにはＴｉを０．００５％以上添加する必要がある。一方、Ｔｉを０．０２５％を超えて添加すると、ＴｉＮが粗大化し、オーステナイト粒の微細化に寄与しなくなり、靭性向上効果が得られなくなるばかりでなく、粗大なＴｉＮは延性亀裂や脆性亀裂の発生起点となるため、シャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性が著しく低下する。したがって、Ｔｉの含有量は０．００５％以上０．０２５％以下とする。Ｔｉの含有量は好ましくは０．００８％以上０．０１８％以下である。
Ｎ：０．００１％以上０．００６％以下
Ｎは、Ｔｉと窒化物を形成してオーステナイトの粗大化を抑制し、靭性の向上に寄与する。このようなピンニング効果を得るため、Ｎの含有量は０．００１％以上とする。一方、Ｎの含有量が０．００６％を超えると、溶接部、特に溶融線近傍で１４５０℃以上に加熱された溶接熱影響部（ＨＡＺ）でＴｉＮが分解した場合、固溶Ｎに起因したＨＡＺ部の靭性が顕著に低下する場合がある。したがって、Ｎの含有量は０．００１％以上０．００６％以下とする。溶接熱影響部の靭性に対する要求レベルが高い場合には、Ｎの含有量は０．００１％以上０．００４％以下とすることが好ましい。
本発明では上記必須添加元素のほかに、さらにＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂから選ばれる１種以上の元素を添加する。
Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下、Ｃｒ：０．０１％以上１．００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上１．００％以下、Ｖ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．００３０％以下から選ばれる１種以上
Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、Ｃｒ：０．０１％以上１．００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上１．００％以下
Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは、いずれも焼入れ性向上元素であり、加速冷却後にベイニティックフェライト主体の組織を形成し、変態強化による高強度化に有効に作用する。この効果を得るためには、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏそれぞれの含有量を０．０１％以上とする必要がある。一方、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量がそれぞれ１．００％を超えると高強度化の効果が飽和するだけでなく、加速冷却後に硬質なマルテンサイトが生成しやすくなり、母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性が低下する場合がある。したがって、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏを添加する場合は、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏのそれぞれの含有量を０．０１％以上１．００％以下とする。好ましくは、Ｃｕの含有量は０．０１％以上０．４０％以下であり、Ｃｒの含有量は０．０１％以上０．５０％以下であり、Ｍｏの含有量は０．０１％以上０．５０％以下である。
Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下
Ｎｉも焼入れ性元素であり、添加しても靭性の劣化を生じないため、有用な元素である。この効果を得るためには０．０１％以上のＮｉの添加が必要である。一方、Ｎｉは非常に高価であり、またＮｉの含有量が１．００％を超えるとその効果が飽和するため、Ｎｉを添加する場合は、Ｎｉの含有量を０．０１％以上１．００％以下とする。Ｎｉの含有量は、好ましくは０．０１％以上０．４０％以下である。
Ｖ：０．０１％以上０．１０％以下
Ｖは、Ｎｂと同様に、炭窒化物として微細析出することにより、溶接性を損ねることなく、熱延鋼板を高強度化する作用を有する元素であり、この効果を得るためには０．０１％以上のＶの添加が必要である。一方、Ｖの含有量が０．１０％を超えると、高強度化の効果が飽和するだけでなく、溶接性を低下させる場合がある。したがって、Ｖを添加する場合はＶの含有量を０．０１％以上０．１０％以下とする。Ｖの含有量は、好ましくは０．０１％以上０．０５％以下である。
Ｂ：０．０００５％以上０．００３０％以下
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析し、フェライト変態を抑制することで、特にＨＡＺ部の強度低下防止に寄与する。この効果を得るためには０．０００５％以上のＢの添加が必要である。一方、Ｂの含有量が０．００３０％を超えるとその効果は飽和するため、Ｂを添加する場合は、Ｂの含有量を０．０００５％以上０．００３０％以下とする。
上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物とする。
また、上記成分に、必要に応じて、さらにＣａ：０．０００５％以上０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上０．０２００％以下、Ｚｒ：０．０００５％以上０．０３００％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下から選ばれる１種又は２種以上を含有することができる。
Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｍｇは、鋼中のＳを固定して鋼板の靭性を向上させる働きがあり、それぞれ０．０００５％以上の添加で効果が発揮する。一方、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｍｇをそれぞれ０．０１００％、０．０２００％、０．０３００％、０．０１００％を超えて添加すると鋼中の介在物が増加し、靭性を劣化させる場合がある。したがって、これらの元素を添加する場合、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｍｇの含有量をそれぞれ、Ｃａ：０．０００５％以上０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上０．０２００％以下、Ｚｒ：０．０００５％以上０．０３００％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下とする。好ましくは、Ｃａの含有量は０．０００５％以上０．００４０％以下であり、ＲＥＭの含有量は０．０００５％以上０．００５０％以下であり、Ｚｒの含有量は０．０００５％以上０．００５０％以下であり、Ｍｇの含有量は０．０００５％以上０．００５０％以下である。
次に、本発明の熱延鋼板の有する組織について説明する。
本発明の熱延鋼板は、引張強度が６４０ＭＰａ以上、降伏比が８５％以下、−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが３００Ｊ以上で、かつ、−４０℃でのＤＷＴＴ試験で得られた延性破面率が８５％以上の特性を安定して得るために、板厚の１／２位置（板厚ｔの１／２ｔ部）において、マルテンサイトが面積率で３％未満であり、かつベイニティックフェライトが面積率で９５％以上であり、かつ、前記ベイニティックフェライトの平均粒径が６．０μｍ以下である組織とする。さらにＮｂ炭窒化物として析出したＮｂ量が０．０２５質量％以上であり、かつ、粒径が２０ｎｍ以上のＮｂ炭窒化物として析出したＮｂ量が、Ｎｂ炭窒化物として析出したＮｂ総質量の５０％以上である組織とする。ここで、ベイニティックフェライトとは、転位密度が高い下部組織を有する相であり、針状フェライトやアシキュラーフェライトを含む。残部組織としては、面積率が３％未満のマルテンサイトが許容されるほか、フェライト、パーライトなどのベイニティックフェライト以外の相が含まれていてもよく、これらの残部組織が合計面積率で５％未満であれば、本発明の効果を発現することができる。
板厚の１／２位置におけるマルテンサイトの面積率：３％未満
本発明でいうマルテンサイトとは、圧延後の冷却過程で未変態オーステナイトから旧γ（オーステナイト）粒界、あるいは旧γ粒内に生成したマルテンサイトであり、このマルテンサイトは主相と比べて硬度が高く、延性亀裂や脆性亀裂の発生起点となる。このため、マルテンサイトの面積率が３％以上ではシャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性が著しく低下する。一方、マルテンサイトが面積率で３％未満であれば、シャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性の低下は小さいため、本発明では板厚１／２位置におけるマルテンサイトの面積率を３％未満（０％を含む）に限定する。
板厚の１／２位置におけるベイニティックフェライトの面積率：９５％以上
ベイニティックフェライト相は硬質相であり、変態組織強化によって鋼板の強度を増加させるのに有効であり、ベイニティックフェライトの面積率を９５％以上とすることで、シャルピー吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性を高位で安定化しつつ、高強度化が可能となる。一方、ベイニティックフェライトの面積率が９５％未満では、フェライト、パーライト、マルテンサイト等の残部組織の合計面積率が５％超えとなり、このような複合組織では、異相界面が延性亀裂や脆性亀裂の発生起点となるため、所望の引張強度を満足した場合でも、目標とするシャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性が得られない場合がある。したがって、板厚１／２位置におけるベイニティックフェライトの面積率は９５％以上（１００％を含む）とする。
板厚の１／２位置におけるベイニティックフェライトの平均粒径：６．０μｍ以下
結晶粒界は脆性き裂の伝播抵抗となるため、ベイニティックフェライトの平均粒径を微細化することでＤＷＴＴ特性は改善する。この効果を得るためには、ベイニティックフェライトの平均粒径を６．０μｍ以下とする。
板厚の１／２位置におけるＮｂ炭窒化物として析出したＮｂ量：０．０２５質量％以上、粒径が２０ｎｍ以上のＮｂ炭窒化物として析出したＮｂ量の割合：Ｎｂ炭窒化物として析出したＮｂ総質量の５０％以上
本発明では未再結晶オーステナイト温度域における圧延段階での歪誘起析出や冷却および巻取り中の変態に伴う析出によるＮｂ炭窒化物を適正に制御することによって、シャルピー吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性を高位で安定化しつつ、所望の引張強度（≧６４０ＭＰａ）が得られる。しかしながら、Ｎｂ炭窒化物量が、Ｎｂ炭窒化物として析出したＮｂ量で０．０２５質量％未満では所望の引張強度（≧６４０ＭＰａ）が得られない場合があるため、Ｎｂ炭窒化物として析出したＮｂ量が０．０２５質量％以上とする。Ｎｂ炭窒化物として析出したＮｂ量は好ましくは０．０３０質量％以上である。
また、主にコイル状に巻取った後の冷却中に析出する粒径が２０ｎｍ未満の微細なＮｂ炭窒化物は、析出強化によって降伏強度を過度に上昇させるため、所望の低降伏比（≦８５％）が得られない場合がある。しかしながら、粒径が２０ｎｍ以上のＮｂ炭窒化物を、該粒径が２０ｎｍ以上のＮｂ炭窒化物として析出したＮｂ量で、Ｎｂ炭窒化物として析出したＮｂ総質量の５０％以上とすることで、降伏比の上昇が抑えられ、所望の低降伏比が得られる。したがって、粒径が２０ｎｍ以上のＮｂ炭窒化物として析出したＮｂ量は、Ｎｂ炭窒化物として析出したＮｂ総質量の５０％以上とする。好ましくは６０％以上である。
ここで、上記のベイニティックフェライトをはじめとする各相の面積率は、板厚１／２位置からＬ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を鏡面研磨後、ナイタールで腐食し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率２０００倍で無作為に５視野観察し、撮影した組織写真により組織を同定し、各相の面積率を画像解析にて求めた。また、ベイニティックフェライトの平均粒径は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に記載の切断法により求めた。
また、Ｎｂ炭窒化物として析出したＮｂ量は、板厚１／２位置から試験片を採取し、採取した試験片を電解液（１０体積％アセチルアセトン−１質量％塩化テトラメチルアンモニウム・メタノール）中で、定電流電解（約２０ｍＡ／ｃｍ２）し、電解後の試料に付着した析出物をヘキサメタリン酸ナトリウム水溶液に分散させてから、０．０２μｍφのアルミナフィルタでろ過回収し、フィルタ上の析出物に含まれるＮｂ量をＩＣＰ発光分光分析法で測定し、フィルタに捕集された粒径が２０ｎｍ以上のＮｂ析出物として析出したＮｂの鋼中含有率を求めた。また、フィルターを通過したろ液に含まれる粒径が２０ｎｍ未満の析出物は、ろ液を乾固した後、硝酸、過塩素酸および硫酸を加えて硫酸白煙が出るまで加熱溶解し、放冷後、塩酸を添加してから純水で一定量に希釈して溶液を調整した後、ＩＣＰ発光分光分析法で測定した。これらの方法で求めた粒径が２０ｎｍ以上のＮｂ析出物と２０ｎｍ未満のＮｂ析出物を足し合わせることで、Ｎｂ炭窒化物として析出したＮｂ総質量を求めた。また、粒径が２０ｎｍ以上のＮｂ炭窒化物として析出したＮｂ量を用いて、Ｎｂ炭窒化物として析出したＮｂ総質量に対する割合を算出した。なお、この方法によって定量される析出Ｎｂ量はベイニティックフェライト相以外の相中に析出しているＮｂを含むが、大部分はベイニティックフェライト相中に析出しているＮｂである。
なお、一般に加速冷却を適用して製造された鋼板の金属組織は鋼板の板厚方向で異なるため、目標とする強度やシャルピー衝撃吸収エネルギーを安定して満足する観点から、本発明では、冷却速度が遅く上記特性を達成しにくい板厚の１／２位置の組織を規定した。
次に、本発明の熱延鋼板の製造方法について説明する。
本発明の熱延鋼板の製造方法は、熱間圧延工程と、熱間圧延工程後の加速冷却工程と、加速冷却工程後の巻取り工程を有する。前記熱間圧延工程は、鋼スラブを加熱する加熱工程と、該鋼スラブに粗圧延を施しシートバーとする粗圧延工程と、該シートバーに仕上げ圧延を施し熱延鋼板とする仕上げ圧延工程とを含む。
熱間圧延工程では、鋼スラブを１１００℃以上１２５０℃以下に加熱した後、オーステナイト再結晶温度域で１次粗圧延を施し、その後、オーステナイト未再結晶温度域まで冷却した後、２次粗圧延および仕上げ圧延を行う。前記２次粗圧延と仕上げ圧延の累積圧下率は７５％超とし、仕上げ圧延終了温度は（Ａｒ３点＋３０℃）以上（Ａｒ３点＋１３０℃）以下とする。その後、加速冷却工程では、板厚中央で１０℃／ｓ以上６０℃／ｓ以下の平均冷却速度で、Ｍｓ点以上（Ｍｓ点＋１５０℃）以下の温度域まで加速冷却する。そして巻取り工程では、４５０℃以上６００℃以下で巻き取る。以下、各工程について詳細に説明する。なお、本発明において、特に断らない限り、スラブ加熱温度、粗圧延温度、粗圧延終了温度、仕上圧延温度、仕上圧延終了温度、加速冷却停止温度、巻取り温度等の温度は、スラブもしくは鋼板の表面温度とする。また、板厚中央の温度は、スラブもしくは鋼板の表面温度より、板厚、熱伝導率等のパラメータを考慮した計算によって求めた板厚中央の温度とする。
スラブ加熱温度：１１００℃以上１２５０℃以下
本発明の鋼スラブは、上記した成分組成からなる溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊−分塊法により製造することができ、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法で製造することが望ましい。また、鋼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、冷却せず温片のままで加熱炉に装入し熱間圧延する直送圧延、あるいはわずかの保熱をおこなった後に直ちに熱間圧延する直送圧延・直接圧延、高温状態のまま加熱炉に装入して再加熱の一部を省略する方法（温片装入）などの省エネルギープロセスも問題なく適用することができる。
スラブ加熱温度が１１００℃未満では、変形抵抗が高く圧延負荷が増大し圧延能率が低下する。一方、スラブ加熱温度が１２５０℃を超えて高温になると、初期のオーステナイト粒径が粗大化するため、ＤＷＴＴ特性が低下する場合がある。したがって、スラブ加熱温度は１１００℃以上１２５０℃以下とする。スラブ加熱温度は、好ましくは１１５０℃以上１２２０℃以下である。
オーステナイト再結晶温度域での圧延
スラブ加熱保持後、オーステナイト再結晶温度域にて圧延を行うことで、オーステナイトが再結晶により細粒化し、ＤＷＴＴ特性の向上に寄与する。また、オーステナイト未再結晶温度域での圧下により歪誘起析出したＮｂ炭窒化物は、熱延鋼板の段階では粒径が２０ｎｍ以上に成長し、低降伏比を維持しつつ、高強度化に寄与する。このような効果が得られやすい点から、オーステナイト再結晶温度域での累積圧下率は５０％以上とすることが好ましい。なお、本発明の鋼の成分範囲においては、オーステナイト再結晶温度域の下限温度はおおよそ９５０℃であり、このオーステナイト再結晶温度域での圧延を１次粗圧延と呼ぶ。
オーステナイト未再結晶温度域までの平均冷却速度
１次粗圧延後に行う冷却（冷却工程）では、オーステナイト未再結晶温度域の冷却停止温度まで冷却することにより、ＤＷＴＴ特性の向上に有効な温度域に被圧延材を冷却して、その後の２次粗圧延および仕上圧延工程により、ＤＷＴＴ特性を有効に向上させることができる。この際の冷却速度が、板厚中央で１．５℃／ｓ未満の平均冷却速度では、ＤＷＴＴ特性の向上に有効な温度域への冷却時間が増大し、生産性が低下するため、前記平均冷却速度は、板厚中央で、１．５℃／ｓ以上とすることが好ましく、２．０℃／ｓ以上とすることがより好ましい。また、前記平均冷却速度を確保するために、冷却工程での冷却は水冷により行うことが好ましい。なお、平均冷却速度は、冷却開始温度と冷却停止温度との温度差を所要時間で除したものである。冷却工程での冷却開始温度は、通常、１次粗圧延終了温度である。また、ＤＷＴＴ特性の向上に有効な温度域とは、オーステナイトの未再結晶温度域のより低温域であり、例えば、９３０℃以下の温度域を指す。
オーステナイト未再結晶温度域での圧延：累積圧下率７５％超
オーステナイト未再結晶温度域での圧延は、前記冷却工程後の２次粗圧延および仕上圧延で施される。この際、オーステナイト未再結晶温度域にて累積で７５％超の圧下を行うことにより、オーステナイト粒が伸展し、特に板厚方向では細粒となり、この状態で加速冷却して得られる鋼板のＤＷＴＴ特性は良好となる。また、オーステナイト未再結晶温度域での圧下により歪誘起析出したＮｂ炭窒化物は、その後の加速冷却後の熱延鋼板では粒径が２０ｎｍ以上に成長し、低降伏比を維持しつつ、高強度化に寄与する。一方、累積圧下率が７５％以下では細粒化効果が不十分となり目標とするＤＷＴＴ特性が得られない場合があり、さらにＮｂの歪誘起析出が不十分となり、所定量のＮｂ炭窒化物や所望サイズのＮｂ炭窒化物が得られず、所望の引張強度（≧６４０ＭＰａ）や降伏比（≦８５％）が得られない場合がある。したがって、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率は７５％超とする。より靭性向上が必要な場合はオーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率は８０％以上とすることが好ましい。なお、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率の上限は、特に限定されるものではないが、圧延負荷の観点から９０％以下が好ましい。また、本発明ではオーステナイト未再結晶温度域の圧延では、２次粗圧延および仕上圧延の圧下率配分は重要ではなく、全圧下率を７５％超とすればよい。また、本発明においてオーステナイト未再結晶温度域は、例えば９３０℃以下の温度域である。
圧延終了温度：（Ａｒ３点＋３０℃）以上（Ａｒ３点＋１３０℃）以下
オーステナイトの未再結晶温度域での大圧下はＤＷＴＴ特性の向上に有効であり、より低温域で圧下することでその効果はさらに増大する。しかしながら、（Ａｒ３点＋３０℃）未満の低温域での圧延はオーステナイト粒に発達した集合組織の影響により、セパレーションが発生しやすく、シャルピー衝撃吸収エネルギーが著しく低下する。また、圧延終了温度がＡｒ３点以下では、フェライトが生成した後に圧延されるため、加工フェライト粒に集合組織が発達し、この結果、セパレーションが発生しやすく、シャルピー衝撃吸収エネルギーが著しく低下する。一方、（Ａｒ３点＋１３０℃）を超えると、ＤＷＴＴ特性の向上に有効な微細化効果が十分に得られない場合がある。したがって、オーステナイト未再結晶温度域での圧延終了温度（仕上げ圧延終了温度）は、（Ａｒ３点＋３０℃）以上（Ａｒ３点＋１３０℃）以下とする。
加速冷却の平均冷却速度：板厚中央で１０℃／ｓ以上６０℃／ｓ以下
仕上げ圧延終了後、直ちに、好ましくは１５ｓ以内に冷却を開始する（加速冷却工程）。冷却速度は板厚中央で、冷却停止温度までの平均冷却速度で１０℃／ｓ以上６０℃／ｓ以下とする。平均冷却速度が１０℃／ｓ未満では、冷却中にポリゴナルフェライトが生じ、所望のベイニティックフェライトを主相とする組織を確保することが困難となり、所望の引張強度（≧６４０ＭＰａ）が得られず、また、所望のシャルピーエネルギーやＤＷＴＴ特性が得られない場合がある。一方、平均冷却速度が６０℃／ｓを超える急冷とすると、特に鋼板表層近傍ではマルテンサイト変態が生じ、母材強度は上昇するものの、母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性が著しく低下する。したがって、加速冷却の平均冷却速度は１０℃／ｓ以上６０℃／ｓ以下とする。加速冷却の平均冷却速度は好ましくは１０℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下である。なお、平均冷却速度は、冷却開始温度と冷却停止温度との温度差を所要時間で除したものである。加速冷却工程での冷却開始温度は、通常、オーステナイト未再結晶温度域での圧延終了温度（仕上げ圧延終了温度）である。
加速冷却の冷却停止温度：Ｍｓ点以上（Ｍｓ点＋１５０℃）以下
加速冷却の冷却停止温度がＭｓ点未満では、マルテンサイト変態が生じ、母材強度は上昇するものの、母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性が著しく低下する場合があり、特に鋼板表層近傍でその傾向は顕著となる。一方、冷却停止温度が（Ｍｓ点＋１５０℃）を超えると、冷却停止後の冷却過程でフェライトやパーライトが生成し、ＤＷＴＴ特性やシャルピー衝撃吸収エネルギーが得られない場合がある。また、微細なＮｂ炭窒化物が過剰に生成し、降伏強度が上昇して、所望の低降伏比（≦８５％）が得られない場合がある。したがって、加速冷却の冷却停止温度はＭｓ点以上（Ｍｓ点＋１５０℃）以下とする。加速冷却の冷却停止温度は、好ましくはＭｓ点以上（Ｍｓ点+１００℃）以下である。
巻取り温度：４５０℃以上６００℃以下
加速冷却後、コイル状に巻取って冷却する工程において、巻取り温度が４５０℃未満ではマルテンサイト変態が生じて、母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性が著しく低下する場合がある。一方、巻取り温度が６００℃を超えると、微細なＮｂ炭窒化物が過剰に生成し、降伏強度が上昇して、所望の低降伏比（≦８５％）が得られない場合がある。したがって、巻取り温度は４５０℃以上６００℃以下とする。巻取り温度は好ましくは５００℃以上６００℃以下である。
なお、本発明では、Ａｒ３点、Ｍｓ点は各鋼素材中の各元素の含有量に基づく次式を用いて計算して得られる値を用いるものとする。
Ａｒ３点（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ
Ｍｓ点（℃）＝５５０−３６１Ｃ−３９Ｍｎ−３５Ｖ−２０Ｃｒ−１７Ｎｉ−１０Ｃｕ−５（Ｍｏ＋Ｗ）＋１５Ｃｏ＋３０Ａｌ
ただし、上記各式における各元素記号は、鋼中の各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない元素は０（零）とする。
以下、本発明の実施例について説明する。
（実施例１）
表１に示す成分組成からなる溶鋼を転炉で溶製し、２２０ｍｍ厚さのスラブとした後、表２に示す条件で熱間圧延工程（加熱工程、１次粗圧延工程、冷却工程、２次粗圧延工程、仕上圧延工程）、加速冷却工程および巻取り工程を順に施し、板厚が２２ｍｍの熱延鋼板を製造した。
Figure 0006572963
Figure 0006572963
以上により得られた熱延鋼板より、ＡＰＩ−５Ｌに準拠した引張方向がＣ方向（圧延直角方向）となる全厚引張試験片を採取し、引張試験を実施し、降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）および降伏比［ＹＲ（％）＝（ＹＰ／ＴＳ）×１００］を求めた。また、シャルピー衝撃試験は、板厚１／２位置からＪＩＳ Ｚ２２０２に準拠した長手方向がＣ方向となるＶノッチ標準寸法のシャルピー衝撃試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ２２４２に準拠して−４０℃でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギー（ｖＥ−４０℃）を求めた。さらに、ＡＰＩ−５Ｌに準拠した長手方向がＣ方向となるプレスノッチ型全厚ＤＷＴＴ試験片を採取し、−４０℃で落重による衝撃曲げ荷重を加え、破断した破面の延性破面率（ＳＡ−４０℃）を求めた。
また、板厚１／２位置から組織観察用試験片を採取し、下記方法にて組織の同定、ベイニティックフェライト、マルテンサイトおよびその他の相の面積率およびベイニティックフェライトの平均粒径を求めた。
さらに、板厚１／２位置から残渣用試験片を採取し、１０体積％アセチルアセトン−１質量％塩化テトラメチルアンモニウム・メタノール電解液を利用した電解抽出法で抽出した析出物について、下記方法にてＩＣＰ発光分析法により析出物中のＮｂ量を測定して、得られた析出物中のＮｂ量を試験片全量に対する質量％として、Ｎｂ炭窒化物として析出したＮｂ量を求めた。また、粒径２０ｎｍ以上のＮｂ炭窒化物として析出したＮｂ量の割合を求めた。
＜組織観察＞
鋼板の板厚１／２位置から組織観察用試験片を採取し、Ｌ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を鏡面研磨後、ナイタールで腐食し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率２０００倍で無作為に５視野観察し、撮影した組織写真により組織を同定し、各相の面積率を画像解析にて求めた。また、ベイニティックフェライトの平均粒径は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に記載の切断法により求めた。
＜Ｎｂ炭窒化物として析出したＮｂ量＞
Ｎｂ炭窒化物として析出したＮｂ量は、板厚１／２位置から試験片を採取し、採取した試験片を電解液（１０体積％アセチルアセトン−１質量％塩化テトラメチルアンモニウム・メタノール）中で、定電流電解（約２０ｍＡ／ｃｍ２）し、得られた抽出残渣をメンブランフィルタ（孔径：０．０２μｍφ）で補集し、硫酸、硝酸および過塩素酸の混合融剤を用いて融解し、ＩＣＰ発光分析法により抽出残渣に含まれるＮｂ量を定量し、得られたＮｂ量（粒径が２０ｎｍ以上のＮｂ炭窒化物として析出したＮｂ量）を用いて、Ｎｂ炭窒化物として析出したＮｂ総質量に対する割合を算出した。
得られた結果を表３に示す。
Figure 0006572963
表３より、Ｎｏ．２〜９の熱延鋼板は、成分組成および製造方法が本発明に適合した発明例であり、引張強度が６４０ＭＰａ以上、降伏比が８５％以下、−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが３００Ｊ以上で、かつ、−４０℃でのＤＷＴＴ試験で得られた延性破面率が８５％以上となっており、高吸収エネルギーを有する低降伏比型高強度・高靭性熱延鋼板となっている。
これに対して、比較例のＮｏ．１は、Ｃの含有量が本発明範囲を下回っているため、冷却中に生じたポリゴナルフェライトの生成量が多く、所定量のベイニティックフェライトが得られないことに加えて、組織中に所定量のＮｂ炭窒化物が得られないため、所望の引張強度が得られない。また、ポリゴナルフェライト量が多いため、ベイニティックフェライトとの異相界面が延性き裂や脆性き裂の発生起点となるため、所望のシャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性が得られない。比較例のＮｏ．１０は、Ｎｂの含有量が本発明範囲を上回っているため、硬質なマルテンサイトの生成量が増加し、所望のシャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性が得られない。比較例のＮｏ．１１は、Ｃの含有量が本発明範囲を上回っているため、硬質なマルテンサイトの生成量が増加し、所望のシャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性が得られない。比較例のＮｏ．１２は、Ｍｎの含有量が本発明範囲を上回っているため、硬質なマルテンサイトの生成量が増加し、所望のシャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性が得られない。比較例のＮｏ．１３は、Ｍｎの含有量が本発明範囲を下回るため、冷却中に生じたポリゴナルフェライトの生成量が多く、所定量のベイニティックフェライトが得られず、所望の引張強度が得られない。また、ポリゴナルフェライト量が多いため、ベイニティックフェライトとの異相界面が延性き裂や脆性き裂の発生起点となるため、所望のシャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性が得られない。比較例のＮｏ．１４は、Ｔｉの含有量が本発明を上回っているため、ＴｉＮが粗大化し、延性亀裂や脆性亀裂の発生起点となるため、所望のシャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性が得られない。比較例のＮｏ．１５は、Ｔｉの含有量が本発明の範囲を下回っているため、Ｔｉ窒化物のピンニング効果によるオーステナイトの細粒化効果が不十分であり、所望のＤＷＴＴ特性が得られない。比較例のＮｏ．１６は、Ｎｂの含有量が本発明範囲を下回っているため、オーステナイトの細粒化効果が不十分であり、所望のＤＷＴＴ特性が得られない。また、所定量のベイニティックフェライト中のＮｂ炭窒化物が得られないため、所望の引張強度が得られない。
（実施例２）
表１に示す鋼ＥおよびＧの成分組成からなる溶鋼を転炉で溶製し、２２０ｍｍ厚さのスラブとした後、表４に示す条件で熱間圧延工程（加熱工程、１次粗圧延工程、冷却工程、２次粗圧延工程、仕上圧延工程）、加速冷却工程および巻取り工程を順に施し、板厚が１３〜２６ｍｍの熱延鋼板を製造した。
Figure 0006572963
以上により得られた熱延鋼板に対して、実施例１と同様に、全厚引張試験、シャルピー衝撃試験、プレスノッチ型全厚ＤＷＴＴ試験を実施し、降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、降伏比［ＹＲ（％）＝（ＹＰ／ＴＳ）×１００］、シャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−４０℃）および延性破面率（ＳＡ−４０℃）を測定した。得られた結果を表５に示す。
Figure 0006572963
表５から、本発明の製造条件を満たすＮｏ．１７、１８、２５、２６の熱延鋼板は、成分組成および製造方法が本発明に適合した発明例であり、引張強度が６４０ＭＰａ以上、降伏比が８５％以下、−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが３００Ｊ以上で、かつ、−４０℃でのＤＷＴＴ試験で得られた延性破面率が８５％以上となっており、高吸収エネルギーを有する低降伏比型高強度・高靭性熱延鋼板となっている。さらに、Ｎｏ．２６は未再結晶温度域での累積圧下率が好適範囲であるため、オーステナイトの微細化に起因して靱性およびＤＷＴＴ特性が高位となっている。
これに対して、比較例のＮｏ．１９は、未再結晶温度域での累積圧下率が本発明範囲を下回っているため、オーステナイトの細粒化効果が不十分で、ベイニティックフェライトの平均粒径が粗大となり、所望のＤＷＴＴ特性が得られない。また、組織中に所定量のＮｂ炭窒化物が得られないため、所望の引張強度が得られない。比較例のＮｏ．２０は、未再結晶温度域での累積圧下率が本発明範囲を下回っているため、２０ｎｍ以上のＮｂ炭窒化物の割合が低位となり、所望の低降伏比が得られない。比較例のＮｏ．２１は、仕上げ圧延終了温度が本発明範囲を下回るため、加工フェライト量が増加し、セパレーションの発生に起因してシャルピー衝撃吸収エネルギーが低位となる。比較例のＮｏ．２２は、仕上げ圧延終了温度が本発明範囲を上回るため、オーステナイトの細粒化効果が不十分で、ベイニティックフェライトの平均粒径が粗大となり、所望のＤＷＴＴ特性が得られない。比較例のＮｏ．２３は、加速冷却時の平均冷却速度が本発明範囲を下回るため、冷却中に生じたポリゴナルフェライトの生成量が多く、所定量のベイニティックフェライトが得られず、所望の引張強度が得られない。また、ポリゴナルフェライト量が多いため、ベイニティックフェライトとの異相界面が延性き裂や脆性き裂の発生起点となるため、所望のシャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性が得られない。比較例のＮｏ．２４は、加速冷却時の平均冷却速度が本発明範囲を上回るため、硬質なマルテンサイトの生成量が増加し、所望のシャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性が得られない。比較例のＮｏ．２７は、未再結晶温度域での累積圧下率が本発明範囲を下回っているため、オーステナイトの細粒化効果が不十分で、ベイニティックフェライトの平均粒径が粗大となり、所望のＤＷＴＴ特性が得られない。また、２０ｎｍ以上のＮｂ炭窒化物の割合が低位となり、所望の低降伏比が得られない。比較例のＮｏ．２８、２９は、加速冷却時の冷却停止温度および／あるいは巻取り温度が本発明範囲を下回るため、硬質なマルテンサイトの生成量が増加し、所望のシャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性が得られない。比較例のＮｏ．３０は、加速冷却時の冷却停止温度および巻取り温度が本発明範囲を上回るため、加速冷却停止後の冷却や巻取り時にフェライトやパーライトが多く、所定量のベイニティックフェライトが得られず、所望の引張強度が得られない。また、ベイニティックフェライトとの異相界面が延性き裂や脆性き裂の発生起点となるため、所望のシャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性が得られない。さらに、巻取り温度が高いため、微細なＮｂ炭窒化物が過剰に生成したため、２０ｎｍ以上のＮｂ炭窒化物の割合が低位であったため、所望の低降伏比が得られない。
本発明の高吸収エネルギーを有する低降伏比型高強度・高靭性熱延鋼板を天然ガスや原油等の輸送用として使用されるラインパイプに適用することで、高圧化による輸送効率の向上に大きく貢献できる。

Claims (4)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０４％以上０．０８％以下、
    Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％以下、
    Ｍｎ：１．２％以上２．０％以下、
    Ｐ：０．００１％以上０．０１０％以下、
    Ｓ：０．００３０％以下、
    Ａｌ：０．０１％以上０．０８％以下、
    Ｎｂ：０．０５０％以上０．１００％以下、
    Ｔｉ：０．００５％以上０．０２５％以下、
    Ｎ：０．００１％以上０．００６％以下を含有し、
    さらに、Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下、Ｃｒ：０．０１％以上１．００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上１．００％以下、Ｖ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．００３０％以下から選ばれる１種以上を含有し、
    残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    板厚の１／２位置において、
    マルテンサイトが面積率で３％未満、ベイニティックフェライトが面積率で９５％以上であり、かつ、前記ベイニティックフェライトの平均粒径が６．０μｍ以下であり、
    さらにＮｂ炭窒化物として析出したＮｂ量が０．０２５質量％以上であり、かつ、粒径が２０ｎｍ以上のＮｂ炭窒化物として析出したＮｂ量が、Ｎｂ炭窒化物として析出したＮｂ総質量の５０％以上である組織と、を有し、
    引張強度が６４０ＭＰａ以上、降伏比が８５％以下、−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが３００Ｊ以上で、かつ、−４０℃でのＤＷＴＴ試験で得られた延性破面率（ＳＡ値）が８５％以上であることを特徴とする熱延鋼板。
  2. 前記成分組成に加えてさらに、質量％で、
    Ｃａ：０．０００５％以上０．０１００％以下、
    ＲＥＭ：０．０００５％以上０．０２００％以下、
    Ｚｒ：０．０００５％以上０．０３００％以下、
    Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
  3. 請求項１または２に記載の熱延鋼板の製造方法であって、
    前記成分組成を有する鋼スラブを１１００℃以上１２５０℃以下に加熱し、オーステナイト再結晶温度域において圧延後、オーステナイト未再結晶温度域において累積圧下率が７５％超で、かつ、圧延終了温度が（Ａｒ３点＋３０℃）以上（Ａｒ３点＋１３０℃）以下である圧延を施して熱延鋼板としたのち、
    板厚中央で１０℃／s以上６０℃／s以下の平均冷却速度でＭｓ点以上（Ｍｓ点＋１５０℃）以下の温度域まで加速冷却し、
    ４５０℃以上６００℃以下で巻き取ることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
  4. 請求項１または２に記載の熱延鋼板の製造方法であって、
    前記成分組成を有する鋼スラブを１１００℃以上１２５０℃以下に加熱し、オーステナイト再結晶温度域において１次粗圧延を施した後、
    板厚中央で１．５℃／s以上の平均冷却速度でオーステナイト未再結晶温度域まで冷却し、
    オーステナイト未再結晶温度域において、２次粗圧延および仕上げ圧延を、前記２次粗圧延と仕上げ圧延の累積圧下率が７５％超で、かつ、仕上げ圧延終了温度が（Ａｒ３点＋３０℃）以上（Ａｒ３点＋１３０℃）以下となるように施して熱延鋼板としたのち、
    板厚中央で１０℃／s以上６０℃／s以下の平均冷却速度でＭｓ点以上（Ｍｓ点＋１５０℃）以下の温度域まで加速冷却し、
    ４５０℃以上６００℃以下で巻き取ることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
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