(57)【要約】【課題】橋梁、建築、ラインパイプ原板、造船、建設機械、産業機械、海洋構造物、ペンストック等に用いて好適な、延性に優れた高張力鋼板及びその製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、必要に応じて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇの１種または２種以上、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、板厚表層から板厚の５〜２５％の深さまで、平均粒径５μｍ以下のパーライトが分散したフェライトまたはベイナイトあるいはフェライト＋ベイナイト組織を有し、それより内部はフェライト＋ベイナイト主体組織である鋼板。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、板厚表層から板厚の５〜２５％の深さまで、平均粒径５μｍ以下のパーライトが分散したフェライトまたはベイナイトあるいはフェライト＋ベイナイト組織を有し、それより内部はフェライト＋ベイナイト主体組織であることを特徴とする延性に優れた高張力鋼板。
【請求項２】
さらに、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０４５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｃａ：０．００３０％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．００５％以下の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に記載の延性に優れた高張力鋼板。
【請求項３】
請求項１または２に記載の成分を有する鋼素材を、１０００℃〜１３００℃に加熱後、９５０℃以下での累積圧下率３０％以上、圧延終了温度７５０℃以上で熱間圧延して鋼板とした後、板厚方向の平均温度が５００℃以下となるまで加速冷却を行い、引き続く誘導加熱処理において、鋼板表層部がＡｃ１変態点以上、板厚中心部がＡｃ１変態点未満になるように再加熱した後、板厚方向の平均温度が５００℃以下まで加速冷却することを特徴とする延性に優れた高張力鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、非調質鋼板、特に非調質厚鋼板に係わり、橋梁、建築、ラインパイプ原板、造船、建設機械、産業機械、海洋構造物、ペンストック等に用いて好適な、延性に優れた高張力鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
一般に、鋼板の高強度化に伴って延性は低下する傾向にあるため、延性の改善に対する要望は強く、近年、上記技術分野で利用される５７０ＭＰａ級以上の高張力鋼板に対しも、さらなる延性の改善が求められている。
【０００３】
特に、建築分野において用いられる鋼板には、高い強度と靭性に加え、鋼材の耐震性能の観点から高い塑性変形能力が求められ、貯蔵タンク、圧力容器などに用いられる鋼板では、成形後の変形回復（スプリングバック）の少ない、優れた加工性が要求される。また、ラインパイプ原板では、高い全伸び値が求められることがある。
【０００４】
従来の調質高張力鋼板やＴＭＣＰ鋼板などの溶接構造用鋼板は、高い強度を有するものの、強度の低い鋼板に比べ延性に劣ることがあった。引張強さ（以下、ＴＳ）が５７０ＭＰａ級以上の鋼板の延性向上を図る方法として、（γ＋α）２相域からの焼入を含む複数の段階の熱処理によって、フェライトと硬質の第２相からなる混合組織を生成させる方法が一般的で、例えば、特許文献１では、延性の改善の方法として、引張強さに対する上降伏点の比を表す降伏比（以下、ＹＲ）の低減を指向している。
【０００５】
また、特許文献２に記載されているように、圧延後から水冷開始までに鋼板を空冷する時間を設け、初析フェライトを生成させることによって低ＹＲ化を図る方法も知られている。
【０００６】
さらに、特許文献３、４に記載されているように、Ａｒ３点以上から４００〜６５０℃までの冷却において、１〜１５℃／ｓｅｃの比較的ゆるやかな冷却速度に制御する方法も知られている。
【０００７】
また最近では、熱間圧延・冷却後の鋼板を、誘導加熱装置等を用いて加熱するに際し、鋼板内部をＡｃ１点未満に、鋼板表層をＡｃ１点以上に加熱制御することで、鋼板表層部の硬度を低下させ、これにより鋼板強度を確保しながら加工性を向上させる技術が開示されている。
【０００８】
特許文献５には、Ｃ量が０．００５％〜０．０２％と比較的Ｃが低い成分の鋼板を熱間圧延後５５０℃以下まで空冷した後、板厚中心部をＡｃ１点未満に、鋼板表層をＡｃ１点以上に加熱・空冷することにより加工性の優れた鋼板が得られることが記載されている。
【０００９】
また、特許文献６には、Ｃ量が０．０２％〜０．１５％の鋼板を熱間圧延後４００℃未満の温度まで加速冷却した後、板厚中心部をＡｃ１点未満に、鋼板表層をＡｃ１点以上に加熱・空冷することにより、降伏比の低い、変形能に優れた鋼板が得られることが記載されている。特許文献７には、同様の処理により、耐ＳＳＣ特性に優れた鋼板が得られることも記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特公昭５９−５２２０７号公報
【特許文献２】特開平５−６３５２５号公報
【特許文献３】特開平１−１７６０２７号公報
【特許文献４】特開平５−２１４４４０号公報
【特許文献５】特開２００７−２３０８号公報
【特許文献６】特開２００７−１７７３１８号公報
【特許文献７】特開２００７−１６３０２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
しかしながら、特許文献１に記載の方法は、大幅な低ＹＲ化を通した延性向上が可能である一方、複数の段階の熱処理が必要となるため、製造コストが増大する。
【００１２】
特許文献２に記載の方法では、生産性が低下し、製造コストが増大する。特許文献３、特許文献４に記載の方法も、生産性が低下し、製造コストが増大する。また、特許文献４に記載の実施例によれば、製造される対象となる鋼板の強度は高々５００ＭＰａ級にとどまる。
【００１３】
特許文献５、６、７に記載の方法は、誘導加熱を利用して鋼板表層部の硬度だけを低下させることで、高強度・高加工性を実現しているが、いずれの場合も、誘導加熱で表層部をＡｃ１点以上に加熱した後、空冷している。
【００１４】
そのため、空冷される二相域に加熱された部分では、オーステナイト化したＣ濃化領域が冷却中に凝集粗大化して冷却後に生成する硬質第二相：パーライトが粗大になり、延性・靭性に悪影響を及ぼす懸念が残る。
【００１５】
そこで、本発明は、複数の段階の熱処理や冷却開始温度の規制など、生産性の低下や製造コストの増大を招くことなく、高い強度と優れた延性をあわせもつ高張力鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
発明者らは、直接焼入れ型高張力鋼板における延性低下の原因と、延性を向上させる方法についての研究を進め、以下の知見を得た。
１．制御冷却あるいは直接焼入れ型の高張力鋼板は、表層部（裏面側を含む両表層部）が内部に比べ硬化し、このように表層部に硬化層が存在することが延性を低下させる原因となっている。
２．表層部の硬化層が無い場合、鋼板の延性が向上し、曲げ加工性も向上する。表層部を内部よりもむしろ軟らかくすると、さらに優れた延性が得られる。
３．鋼板の成分の適正化を図った上、鋼板の表層部をＡｃ１変態点以上、内部をＡｃ１変態点未満に再加熱し、さらにその後加速冷却することで、板厚表層から板厚の５〜２０％の深さまで、パーライトが分散したフェライトまたはベイナイトあるいはフェライト＋ベイナイト組織となり、表層部が内部より軟らかく、延性に優れた鋼板を得られる。
【００１７】
すなわち、再加熱時の表層部と内部との到達温度を変えることにより、表層部と内部の材質をつくり分け、具体的には、表層部を軟質化させて、鋼板全体の延性改善を図ることができることを、本発明者らは知見した。
【００１８】
本発明は、得られた結果を基に、さらに検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
（１）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、板厚表層から板厚の５〜２５％の深さまで、平均粒径５μｍ以下のパーライトが分散したフェライトまたはベイナイトあるいはフェライト＋ベイナイト組織を有し、それより内部はフェライト＋ベイナイト主体組織であることを特徴とする延性に優れた高張力鋼板。
（２）さらに、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０４５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｃａ：０．００３０％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．００５％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の延性に優れた高張力鋼板。
（３）（１）または（２）に記載の成分を有する鋼素材を、１０００℃〜１３００℃に加熱後、９５０℃以下での累積圧下率３０％以上、圧延終了温度７５０℃以上で熱間圧延して鋼板とした後、板厚方向の平均温度が５００℃以下となるまで加速冷却を行い、引き続く誘導加熱処理において、鋼板表層部がＡｃ１変態点以上、板厚中心部がＡｃ１変態点未満になるように再加熱した後、板厚方向の平均温度が５００℃以下まで加速冷却することを特徴とする延性に優れた高張力鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１９】
本発明によれば、表層部が内部よりも軟らかく、高い強度と優れた延性をあわせもつ高張力鋼板を、生産性の低下や製造コストの増大を招くような複数段の熱処理や冷却開始温度の規制などを施すことなく、経済的に製造することが可能で産業上極めて有用である。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
本発明では、成分組成とミクロ組織を規定する。
［成分組成］
成分組成は、主に、構造用鋼としての強度、靭性を付与するために規定する。以下の説明において％で示す単位は質量％とする。
Ｃ：０．０２〜０．１５％
Ｃは、鋼の強度を向上する元素であり、本発明では誘導加熱による再加熱後も所望の強度を確保するためには０．０２％以上の含有を必要とするが、０．１５％を超えると、鋼板の表層部が著しく硬くなり、再加熱による軟質化の作用を妨げるため、また、靱性にも悪影響を及ぼすため、Ｃは、０．０２〜０．１５％の範囲に規定した。なお、好ましくは０．０５〜０．１２％である。
【００２１】
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸剤として作用する元素であり、本発明では、脱酸を有効に行うための製鋼上の要請から、０．０１％以上の含有を必要とするが、０．５０％を超えて含有すると、靭性を低下させる。このため、Ｓｉは、０．０１〜０．５０％の範囲に規定した。なお、好ましくは０．２０〜０．３５％である。
【００２２】
Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは、鋼の強度を向上する元素であり、本発明では、所望の強度を得るため、０．５％以上の含有を必要とする。一方、２．０％を超える含有は、溶接部の靭性を低下させるため、０．５〜２．０％の範囲に規定した。
【００２３】
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ａｌは、脱酸を有効に行うための製鋼上の要請から０．０１％以上の含有を必要とするが、０．０８％を超えて含有すると、靭性を低下させ、溶接した場合には、溶接金属部の靭性を低下させるため、０．０１〜０．０８％の範囲に規定した。なお、好ましくは、０．０２〜０．０４％である。
Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下
Ｐは、含有量が０．０５０％を超えると延性ならびに母材および溶接部の靭性を低下させるので、０．０５０％以下に抑制し、Ｓも、０．０１０％を超えると延性ならびに母材および溶接部の靭性を低下させるので、０．０１０％以下に抑制する。Ｎは、０．０１０％を超えると延性および靭性を低下させるので、０．０１０％以下に抑制する。
【００２４】
以上が本発明の基本成分組成であるが、さらに所望の特性を得るため、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇの１種または２種以上を含有することができる。これらの元素は、いずれも鋼の強度またはＨＡＺ（溶接熱影響部）靭性を向上するのに寄与する。
【００２５】
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、固溶強化により鋼の強度を向上する元素であるが、１．０％を超えて含有すると、靭性が低下するため、添加する場合は、１．０％以下、より好ましくは、０．０５〜１．０％とする。
【００２６】
Ｎｉ：２．０％以下
Ｎｉは、靭性を保ちつつ強度を向上する元素であるが、２．０％を超えて含有しても効果が飽和し、コスト的に不利となるため、添加する場合は、２．０％以下、より好ましくは
、０．０５〜２．０％とする。
【００２７】
Ｃｒ：０．５％以下
Ｃｒは、鋼の強度を向上する元素であるが、０．５％を超えて含有するとＨＡＺ（溶接熱影響部）靭性が低下するため．添加する場合は、０．５％以下、より好ましくは、０．０５〜０．５％とする。
【００２８】
Ｖ：０．１％以下
Ｖは、Ｖ（ＣＮ）として析出強化により、鋼の強度を向上する元素であるが、０．１％を超えて含有すると、靭性を低下させるため、添加する場合は、０．１％以下、より好ましくは、０．００３〜０．１％とする。
【００２９】
Ｎｂ：０．００５〜０．０４５％
Ｎｂは、鋼の強度を向上する元素であり、この効果を得るには、０．００５％以上の含有を必要とする。また、再加熱時にＮｂＣとして析出して、鋼板内部の軟質化を抑制する効果もある。一方、０．０４５％を超える含有は、再加熱後の靭性に悪影響を与えるため、添加する場合は、０．００５〜０．０４５％、好ましくは０．０１〜０．０２５％とする。
【００３０】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは、ＴｉＮを形成して鋼中のＮを固定することによってＢの効果を有効に発揮させる作用を持つ元素である。また、スラブ加熱時ならびに溶接熱影響部でのオーステナイト粒成長を抑制して組織を微細化する効果もある。これらの効果を十分に発揮させるには、０．００５％以上の添加が必要であるが、０．０２５％を超えて含有すると、靭性を低下させるので、添加する場合は０．００５〜０．０２５％、好ましくは０．００８〜０．０２０％とする。
【００３１】
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％
Ｂは、微量の添加によって旧オーステナイト粒界エネルギーを低下させてフェライトの核生成を抑制する。この効果を得るには、０．０００５％以上の添加が必要であるが、０．００３０％を超えると、靭性を低下させるので、添加する場合は０．０００５〜０．００３０％とする。
【００３２】
Ｃａ：０．００３０％以下
Ｃａは、０．０００３％以上の含有で、Ｓ、Ｏとのバランスを適切に選択することで、介在物の形態制御により、ＨＡＺ（溶接熱影響部）靭性を向上させる。一方、０．００３０％を超えて含有してもその効果が飽和するため、添加する場合は、０．００３０％以下、好ましくは０．０００３〜０．００３０％とする。
【００３３】
ＲＥＭ：０．０２％以下
ＲＥＭは、ＲＥＭ（Ｏ、Ｓ）を形成して、ＨＡＺ（溶接熱影響部）靭性を向上させる。このような効果は、０．０２％を超えて含有しても、飽和するので、添加する場合は、０．０２％以下、より好ましくは、その効果が得られる０．０００３％以上で、０．０２％以下とする。ＲＥＭは希土類元素で、代表的なものは、Ｌａ、Ｃｅ、Ｈｆなどである。工業的には、ミッシュメタルなどの混合物として添加することができる。
【００３４】
Ｍｇ：０．００５％以下
Ｍｇは、結晶粒の微細化により強度を向上する元素であるが、含有量が０．００５％を超えるとその効果は飽和するので、添加する場合は、０．００５％以下とする。
本発明において、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
［ミクロ組織］
ミクロ組織は、主に、優れた延性を付与する観点から規定し、板厚表層から板厚の５〜２５％の深さまで、平均粒径５μｍ以下のパーライトが分散したフェライトまたはベイナイトあるいはフェライト＋ベイナイト組織を有し、それより内部はフェライト＋ベイナイト主体組織とする。ここで、内部のミクロ組織が「フェライト＋ベイナイト主体」とは、ミクロ組織のうち、フェライトおよびベイナイトの合計体積分率が９０％以上であることを意味し、残部組織として、パーライト、マルテンサイトなどを合計で１０％まで含有していても本発明の効果が発現されるものである。なお、本発明では、延性を、全伸びとして評価した。
【００３５】
本発明に係る高張力鋼板の好ましい製造方法について、以下に説明する。まず、上記した組成の溶鋼を、転炉等で溶製し、連続鋳造等で鋼素材とする。
［スラブ加熱温度］
鋼素材（スラブ）を、１０００〜１３００℃の温度範囲に加熱し、鋼素材を完全にオーステナイト化する。加熱温度が１０００℃未満では、熱間圧延を低温で行うことになり、圧延機への負荷が増大して圧延能率が低下する。一方、加熱温度が１３００℃を超えると、結晶粒が粗大化して、鋼板の靱性が低下するうえ、酸化ロスが顕著となり、歩留が低下する。
【００３６】
［熱間圧延］
加熱後、９５０℃以下での累積圧下率３０％以上、圧延終了温度７５０℃以上で熱間圧延を行なう。９５０℃以下の圧延は、オーステナイト未再結晶温度域を含む圧延に相当し、オーステナイト未再結晶域で累積圧下率３０％以上の熱間圧延を行うことにより、オーステナイト結晶粒界の面積を増大させ、圧延による歪エネルギーも多く蓄積させることができる。累積圧下率が３０％未満では、この効果が十分には得られない。
【００３７】
前記のような、圧延による歪エネルギーの蓄積により、オーステナイト粒界およびオーステナイト粒内からのフェライト変態ならびにベイナイト変態が促進されので、より高温の再結晶域での圧延によるオーステナイト粒の微細化と、オーステナイト未再結晶域での圧延との相乗効果により、生成するフェライトおよび／またはベイナイトは、粒径あるいはパケットサイズの小さい組織となり、構造用厚鋼板として良好な靭性が得られる。
【００３８】
熱間圧延は、７５０℃以上の圧延終了温度とする。本発明では、９５０℃以下の圧延を規定しているため、圧延終了温度は９５０℃以下で、圧延終了温度が低いほど靭性は向上する。
【００３９】
しかし、圧延終了温度が７５０℃未満の場合、その効果が飽和し、圧延能率を低下させるので、圧延終了温度は７５０℃以上、好ましくは８００〜９００℃とする。熱間圧延終了後、鋼板を加速冷却する。
【００４０】
［加速冷却］
加速冷却は冷却終了温度を５００℃以下とする。冷却終了温度が５００℃超えの場合には、変態が終了せず、引き続き実施する誘導加熱処理後に所望の鋼板の強度が得られない場合があるため、５００℃以下とする。尚、冷却終了温度は、板厚方向の平均温度とする。
【００４１】
［再加熱処理］
加速冷却後の再加熱処理は、鋼板の表層部を鋼板内部より軟らかくするため実施する。再加熱処理は、加速冷却停止後、鋼板表層部をＡｃ１変態点以上に、板厚中心部をＡｃ１変態点以下に加熱する。
【００４２】
鋼板表層部がＡｃ１変態点を下回る温度までしか再加熱されない場合、表層部は軟質化せず、表層部が内部より軟らかい硬さ分布が得られず、延性も低下する。
【００４３】
前記加速冷却までを終了した鋼をＡｃ１変態点以上に再加熱すると、加速冷却で生成した硬質のベイナイト組織がＡｃ１変態点以上、Ａｃ３変態点未満の二相域温度に加熱されて、一部がオーステナイトに変態する。
【００４４】
板厚中心部は、Ａｃ１変態点未満に加熱されるため、オーステナイトに変態することなく、焼戻し効果により、強度低下が抑制されつつ延靭性が回復し、鋼板全体として所望の強度を確保しながら、延性を向上させることができる。板厚中心部分がＡｃ１変態点以上に加熱されると、鋼板全体としての強度が大幅に低下する。
なお、Ａｃ３点および後述のＡｃ１点は、例えば下式で求めることができる。
Ａｃ３（℃）＝８５４−１８０Ｃ＋４４Ｓｉ−１４Ｍｎ−１７．８Ｎｉ−１．７Ｃｒ    
Ａｃ1（℃）＝７２３＋２２Ｓｉ−１４Ｍｎ−１４．４Ｎｉ＋２３．３Ｃｒ    
ただし、各元素記号は質量％表示の含有量とする。
【００４５】
鋼板の板厚方向に上記の温度分布を与えるため、誘導加熱装置の利用が望ましい。誘導加熱装置は、所望の特性を得るためには、厚板圧延ラインにおける搬送経路上であれば、オンライン、オフラインのいずれでも良い。
【００４６】
但し、エネルギーコストの観点からは、圧延、冷却直後に加熱が可能なオンラインとすることが好ましい。
【００４７】
また、誘導加熱装置により加熱する場合、板厚中心部がＡｃ１変態点を超えて加熱されないようにするための、板厚に応じた加熱時間の関係を、モデル式や数表にて予め決めておき、再加熱対象の被圧延材がくるごとに、その関係から決まる加熱時間だけ、手動または自動で再加熱するようにするのが好ましい。
【００４８】
［第２段目の加速冷却］
再加熱処理後、更に、第２段目の加速冷却を冷却停止温度：板厚方向の平均温度で５００℃以下として行う。５００℃以下まで加速冷却することで、再加熱処理後の、硬質のベイナイト組織でオーステナイトに変態した一部が微細な硬質第二相（主として微細パーライト）となり、フェライトまたはベイナイトあるいはフェライト＋ベイナイト組織に微細分散する。第２段目の加速冷却の停止温度が５００℃超えであると、粒状パーライトが凝集粗大化するため、靱性が低下する。  
【００４９】
なお、第二段目の加速冷却の冷却速度は５℃/ｓ以上であることが望ましい。５℃/ｓを下回ると炭素の拡散による粒状パーライトの凝集粗大化が生じるため、靭性が低下する。
【００５０】
以上の製造方法の説明において、鋼板の温度は、特にことわらない限り、鋼板の表面の温度とする。
【実施例】
【００５１】
表１に示す各組成の溶鋼を、ラボ真空溶解炉で溶製し、分塊圧延により１００ｍｍ厚としたものを圧延素材（スラブ）とし（鋼記号Ａ〜Ｐ）、種々の圧延条件にて板厚２０ｍｍに熱間圧延・冷却した後、種々の条件で誘導加熱装置による再加熱を行い、Ｎｏ．１〜２７の供試鋼を得た。鋼板の製造において、板厚表面の温度、中心温度ともに、板側面に挿入した熱電対により実測した。
【００５２】
得られた供試鋼について、全厚のＪＩＳ１Ｂ号引張試験片を試験片長手方向が圧延方向と平行になるよう採取し、引張試験を行い、降伏点（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）ならびに全伸び（ｔＥｌ）を測定した。また、板厚中心部よりＪＩＳ４号衝撃試験片を試験片長手方向が圧延方向と平行になるよう採取し、シャルピー試験を行って、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。本発明範囲は、ＴＳ＞５７０ＭＰａ、ｔＥｌ≧１５％、ｖＴｒｓ≦−２０℃とした。鋼板のミクロ組織は光学顕微鏡にて行い、粒状パーライト径は画像解析によりもとめた。
【００５３】
表２に圧延条件、誘導加熱条件とともに得られた試験結果を示す。化学成分、製造条件が本発明の範囲内であるＮｏ．１、４〜６、１４〜１９の鋼板は、機械的性質が本発明範囲を満足した。一方、化学成分あるいは製造条件が本発明の範囲から外れるＮｏ．２、３、７〜１３、２０〜２７の鋼板は、強度（ＴＳ）、延性（ｔＥｌ）、靭性（ｖＴｒｓ）のいずれかが本発明範囲から外れていた。
【００５４】
【表１】
2010229528.tif 000002
【００５５】
【表２】
2010229528.tif 000003