(57)【要約】【課題】引張強さ（ＴＳ）が１０００ＭＰａ以上，降伏比（ＹＲ）が８５％以下で材質異方性の少ない低降伏比高強度厚鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】鋼組成が，特定量のＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、必要に応じて、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ，Ｂ、Ｃａ，ＲＥＭ、Ｍｇの１種または２種以上を含有し，Ｃｅｑが０．３８〜０．６０％を満足し，残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する厚鋼板であって，構成組織が旧オーステナイト粒の平均円相当径が３０μｍ〜１００μｍでかつ平均アスペクト比が４以下のマルテンサイト相およびベイナイト相の混合組織とする。Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４、ここで，Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ：各元素の含有量（ｍａｓｓ％）で含有しない元素は０とする。上記組成の鋼を熱間圧延後、加速冷却し、再加熱処理を行う。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼組成が，質量％で，
Ｃ：０．０３〜０．２％，
Ｓｉ：０．０５〜０．５％，
Ｍｎ：０．８〜３％，
Ｐ：０．０２％以下
Ｓ：０．００５％以下
Ａｌ：０．１％以下
Ｎ：０．００７％以下
を含有し，下記の式で定義されるＣｅｑが０．３８〜０．６０％を満足し，残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する厚鋼板であって，構成組織が旧オーステナイト粒の平均円相当径が３０μｍ〜１００μｍでかつ平均アスペクト比が４以下のマルテンサイト相およびベイナイト相の混合組織となることを特徴とした，引張強さ（ＴＳ）が１０００ＭＰａ以上で，降伏比（ＹＲ）が８５％以下となる低降伏比高強度厚鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
ここで，Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ：各元素の含有量（ｍａｓｓ％）で含有しない元素は０とする。
【請求項２】
質量％でさらに，
Ｃｕ：０．１〜１％
Ｎｉ：０．１〜３％
Ｃｒ：２％以下
Ｍｏ：１％以下
Ｎｂ：０．１％以下
Ｖ：０．２％以下
Ｔｉ：０．０３％以下
Ｂ：０．００５％以下
Ｃａ：０．００５％以下
ＲＥＭ：０．０２％以下および
Ｍｇ：０．００５％以下
の一種または二種以上を含有する組成を有する請求項１記載の低降伏比高強度厚鋼板。
【請求項３】
請求項１または２に記載した鋼組成からなる鋳片または鋼片を，１０００〜１２５０℃に加熱後，８８０℃以上の温度域において熱間圧延を行い，続いてＡｒ３点以上の温度域から５〜６０℃／ｓの冷却速度で３５０℃以下の温度域まで加速冷却を行うことを特徴とする低降伏比高強度厚鋼板の製造方法。
【請求項４】
加速冷却後、更に、３５０〜５５０℃の温度域まで２℃／ｓ以上の昇温速度で再加熱し，再加熱温度で１０ｍｉｎ．以下保持した後，冷却することを特徴とする請求項３記載の低降伏比高強度厚鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は，建築，土木等に供して好適な，引張強さ（ＴＳ）が１０００ＭＰａ以上，降伏比（ＹＲ）が８５％以下で材質異方性の少ない低降伏比高強度厚鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年，建築構造物の大型化，長スパン化に伴い，厚肉の高強度鋼の需要が増大しつつあるが、適用においては、鋼構造物の安全性の観点から、高い許容応力を有するとともに，低い降伏比を備えていることが要求されている。
【０００３】
特許文献１〜４は，降伏強さが６５０ＭＰａを超える低降伏比高強度厚鋼板の製造方法に関し、特許文献１，特許文献２には，熱間圧延後の鋼板を焼入れした後，再度フェライト＋オーステナイトの２相域まで加熱し焼入れを行い，高強度化と低降伏比化を達成することが記載されている。
【０００４】
特許文献３には，圧延後，直ちに焼入れする直接焼入れ法により，焼入れ後のミクロ組織をベイナイト相あるいはマルテンサイト相とした後，再度フェライト＋オーステナイトの２相域まで加熱し焼ならしを行い，高強度化と低降伏比化を達成することが記載されている。
【０００５】
特許文献４には，圧延後の焼入れ開始を遅らせる直接焼入れ法により，フェライトを析出させた後，急冷して，フェライト相＋マルテンサイト相の２相組織を得て，高強度化と低降伏比化を達成することが記載されている。
【特許文献１】特開２００１−２８８５１２号公報
【特許文献２】特開平６−２４８３３７号公報
【特許文献３】特開平５−２３０５３０号公報
【特許文献４】特開平７−９７６２６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
上述したように，低降伏比高強度厚鋼板の製造プロセスとして，フェライト＋オーステナイト２相域への再加熱焼入れを含む多段熱処理が一般的で，その構成組織は，フェライト相を主体とし，硬質第２相としてベイナイトあるいはマルテンサイトを分散させるもので，引張強さ１０００ＭＰａ以上の高強度を安定して達成することは困難である。
【０００７】
一方，引張強さ１０００ＭＰａ以上の高強度厚鋼板を，圧延後，直ちにあるいは再加熱後，Ａｃ３点以上の温度域から低温域まで焼入れた後，Ａｃ１点以下の温度域で熱処理炉を用いた長時間の焼もどし処理を行って製造すると，構成組織は焼もどしマルテンサイト相となり，８５％以下の降伏比が得られない。
【０００８】
また、オーステナイト低温域での制御圧延後、直接焼入れるプロセスでは得られた鋼板は圧延方向と圧延直角方向での材質特性差が大きい、材質異方性が顕著に現れる。
【０００９】
尚、特許文献１，特許文献２および特許文献３に記載された技術では，煩雑な熱処理プロセスが必要であるために，製造能率が低く，また製造コスト高になる。特許文献４に記載された技術では，製造条件や鋼板内位置により，フェライトとマルテンサイト相の体積分率が変化することから，安定して高強度化と低降伏比を達成できず、材質異方性が大きい。
【００１０】
本発明は，上記課題を解決し、煩雑な熱処理を施さず，引張強さ（ＴＳ）１０００ＭＰａ以上，降伏比（ＹＲ）が８５％以下で、且つ材質異方性の小さい低降伏比高強度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。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは，上記課題を達成するため，強度，降伏比および材質異方性に及ぼす各種要因について鋭意研究し、以下の知見を得た。
１．１０００ＭＰａ以上の引張強さと，８５％以下の低降伏比を安定して両立するとともに，小さな材質異方性を達成するためには，厳格な成分調整とともに，炭素当量Ｃｅｑを０．３８〜０．６０％とした成分組成が肝要である。
２．また、鋼板のミクロ組織は，旧オーステナイト粒の平均円相当径が３０μｍ〜１００μｍでかつ平均アスペクト比が４以下のマルテンサイト相およびベイナイト相の混合組織に制御することが重要である。
３．上記ミクロ組織は，上記成分調整した鋼素材に終了温度を適正化した熱間圧延を施した後，冷却速度と冷却停止温度を適正化した加速冷却処理を施して形成する。
４．さらに上記ミクロ組織に強度ー靭性バランスを調整するために再加熱処理を行う場合は，昇温速度，再加熱温度および保持時間を適正化して実施すると、焼き戻された上記ミクロ組織で、１０００ＭＰａ以上の引張強さと，８５％以下の低降伏比を安定して両立するとともに，小さな材質異方性が得られる。
【００１２】
本発明は，上記した知見に基づき，さらに検討を加えて完成なされたもので、すなわち，本発明の要旨は次のとおりである。
１．鋼組成が，質量％で，
Ｃ：０．０３〜０．２％，
Ｓｉ：０．０５〜０．５％，
Ｍｎ：０．８〜３％，
Ｐ：０．０２％以下
Ｓ：０．００５％以下
Ａｌ：０．１％以下
Ｎ：０．００７％以下
を含有し，下記の式で定義されるＣｅｑが０．３８〜０．６０％を満足し，残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する厚鋼板であって，構成組織が旧オーステナイト粒の平均円相当径が３０μｍ〜１００μｍでかつ平均アスペクト比が４以下のマルテンサイト相およびベイナイト相の混合組織となることを特徴とした，引張強さ（ＴＳ）が１０００ＭＰａ以上で，降伏比（ＹＲ）が８５％以下となる低降伏比高強度厚鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
ここで，Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ：各元素の含有量（ｍａｓｓ％）で含有しない元素は０とする。
２．質量％でさらに，
Ｃｕ：０．１〜１％
Ｎｉ：０．１〜３％
Ｃｒ：２％以下
Ｍｏ：１％以下
Ｎｂ：０．１％以下
Ｖ：０．２％以下
Ｔｉ：０．０３％以下
Ｂ：０．００５％以下
Ｃａ：０．００５％以下
ＲＥＭ：０．０２％以下および
Ｍｇ：０．００５％以下
の一種または二種以上を含有する組成を有する１記載の低降伏比高強度厚鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
ここで，Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，  Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ：各元素の含有量（ｍａｓｓ％）
３．１または２に記載した鋼組成からなる鋳片または鋼片を，１０００〜１２５０℃に加熱後，８８０℃以上の温度域において熱間圧延を行い，続いてＡｒ３点以上の温度域から５〜６０℃／ｓの冷却速度で３５０℃以下の温度域まで加速冷却を行うことを特徴とする低降伏比高強度厚鋼板の製造方法。
４．加速冷却後、更に、３５０〜５５０℃の温度域まで２℃／ｓ以上の昇温速度で再加熱し，再加熱温度で１０ｍｉｎ．以下保持した後，冷却することを特徴とする３記載の低降伏比高強度厚鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば，優れた母材靭性を有するともに，引張強さが１０００ＭＰａ以上で，８５％以下の低降伏比を有する材質異方性の小さい厚鋼板を，煩雑な熱処理なく，安定して製造することができ，鋼構造物の大型化，鋼構造物の耐震性の向上や施工能率向上に大きく寄与し，産業上格段の効果を奏する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
本発明では成分組成、ミクロ組織を規定する。
【００１５】
［成分組成］  成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：０．０３〜０．２％
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り，０．０３％以上の含有を必要とする。一方，０．２％を超える含有は，ＨＡＺ靭性，耐溶接割れ性を劣化させるとともに，母材の靭性を劣化させる。このため，Ｃは０．０３〜０．２％の範囲に限定する。なお，好ましくは，０．０５〜０．１５％である。
【００１６】
Ｓｉ：０．０５〜０．５％
Ｓｉは，脱酸材として作用し，製鋼上，少なくとも０．０５％必要であるが，０．５％を超えて含有すると，母材の靭性が劣化するとともに，溶接性，ＨＡＺ靭性が顕著に劣化する。このため，Ｓｉは０．０５〜０．５％の範囲に限定する。なお，好ましくは，０．０５〜０．３５％である。
【００１７】
Ｍｎ：０．８〜３％
Ｍｎは，鋼の強度を増加させる効果を有し，引張強さ１０００ＭＰａ以上を確保するため，０．８％以上の含有を必要とする。一方，３％を超えて含有すると，母材の靭性およびＨＡＺ靭性が著しく劣化する。このため，Ｍｎは０．８〜３％の範囲に限定する。なお，好ましくは，１．０〜２．５％である。
【００１８】
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは，鋼の強度を増加させ靭性を劣化させる元素で，とくに溶接部の靭性を劣化させるので，できるだけ低減することが望ましい。Ｐが０．０２％を超えて含有されると，この傾向が顕著となるため，上限とする。なお，過度のＰ低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため，０．００２％以上とすることが望ましい。
【００１９】
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、母材および溶接部の靭性を劣化させる元素であり，できるだけ低減することが望ましい。Ｓが０．００５％を超えて含有されると，この傾向が顕著となるため，上限とする。
【００２０】
Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは，脱酸剤として作用し，高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスに於いて，もっとも汎用的に使われる。また，鋼中のＮをＡｌＮとして固定し，母材の靭性向上に寄与する。このような効果はＡｌ：０．００５％以上の含有で認められる。
【００２１】
一方，０．１％を超える含有は，母材の靭性が低下するとともに，溶接時に溶接金属部に混入して，靭性を劣化させるため，０．１％以下に限定する。なお，好ましくは，０．０１〜０．０７％である。
【００２２】
Ｎ：０．００７％以下
Ｎは不可避的不純物として鋼中に含まれ，０．００７％を超えて含有すると，母材および溶接部靭性が著しく低下する。このため，０．００７％以下に限定する。
【００２３】
Ｃｅｑ：０．３８〜０．６０％
本発明では，Ｃｅｑ（＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４、但し，Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，  Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖは各元素の含有量（ｍａｓｓ％）で、含有しない元素は０とする。）とし、後述する選択元素を含めて、Ｃｅｑが０．３８〜０．６０％となるように，各成分の含有量を調整する。
【００２４】
Ｃｅｑが０．３８％未満では，圧延，加速冷却時の焼入れ性が不足し，所望の引張強さ１０００ＭＰａ以上を確保できなくなる。一方，Ｃｅｑが０．６０％を超えると，母材靭性が低下するため，Ｃｅｑは０．３８〜０．６０％とする。
【００２５】
本発明では，更に、所望の特性を向上させるため、上記した基本成分系に，選択成分としてＣｕ：０．１〜１％，Ｎｉ：０．１〜３％のうちから選ばれた１種または２種以上，および／または，Ｃｒ：２％以下，Ｍｏ：１％以下，Ｎｂ：０．１％以下，Ｖ：０．２％，Ｔｉ：０．０３％以下，Ｂ：０．００５％以下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：０．００５％以下，ＲＥＭ：０．０２％以下およびＭｇ：０．００５％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することができる。
【００２６】
Ｃｕ：０．１〜１％，Ｎｉ：０．１〜３％のうちから選ばれた１種または２種以上
ＣｕおよびＮｉは，高靭性を保ちつつ強度を増加させることが可能な元素であり，ＨＡＺ靭性への影響も小さいため，高強度化のために有用な元素である。
【００２７】
Ｃｕは０．１％以上含有することが好ましいが，含有量が１％を超えると熱間脆性を生じて鋼板の表面性状を劣化させるこのため，Ｃｕは０．１〜１％の範囲に限定する。なお，好ましくは，０．２〜０．７％である。
【００２８】
Ｎｉは，０．１％以上含有することが好ましいが，３％を超えて含有しても，効果が飽和し，含有量に見合う効果が期待できなくなり，経済的に不利になる。このため，Ｎｉは０．１〜３％に限定する。なお，好ましくは０．２〜２．８％である。
【００２９】
Ｃｒ：２％以下，Ｍｏ：１％以下，Ｎｂ：０．１％以下，Ｖ：０．２％以下，Ｔｉ：０．０３％以下，Ｂ：０．００５％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ，Ｂは，いずれも鋼の強度向上に寄与する元素である。
【００３０】
Ｃｒは，０．０５％以上含有することが好ましいが，２％を超える含有は，ＨＡＺ靭性を劣化させる。このため，Ｃｒは２％以下に限定することが望ましい。
【００３１】
Ｍｏは，０．０５％以上含有することが好ましいが，１％を超える含有は，母材靭性およびＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼす。このため，Ｍｏは１％以下に限定することが望ましい。
【００３２】
Ｎｂは，０．００５％以上含有することが好ましいが，０．１％を超える含有は，母材靭性およびＨＡＺ靭性を劣化させる。このため，Ｎｂは０．１％以下に限定することが望ましい。
【００３３】
Ｖは，０．０１％以上含有することが好ましいが，０．２％を超える含有は，ＨＡＺ靭性を劣化させる。このため，Ｖは０．２％以下に限定することが望ましい。
【００３４】
Ｔｉは，０．００５％以上含有することにより，強度向上に寄与し，また，Ｎとの親和力が強く凝固時にＴｉＮとして析出し，ＨＡＺでのオーステナイト粒の粗大化抑制してＨＡＺの高靭化に寄与する。一方，０．０３％を超えて含有すると，母材靭性を劣化させる。このため，Ｔｉは０．０３％以下に限定することが望ましい。
【００３５】
Ｂは，焼入れ性の向上を介して，鋼の強度を増加させる作用を有する。一方，０．００５％を超える含有は焼入れ性を著しく増加させ，母材の靭性，延性の劣化をもたらす。このため，Ｂは０．００５％以下に限定する。なお，好ましくは，０．０００３〜０．００２％である。
【００３６】
Ｃａ：０．００５％以下，ＲＥＭ：０．０２％以下およびＭｇ：０．００５％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃａ，ＲＥＭおよびＭｇは，いずれも靭性向上に寄与する元素である。
Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは，結晶粒の微細化を介して靭性を向上させる有用な元素であり，０．００１％以上含有することが好ましいが，０．００５％を超えて含有しても効果が飽和するため，０．００５％を上限とする。
【００３７】
ＲＥＭは，０．００２％以上含有することが好ましいが，０．０２％を超えて含有しても効果が飽和するため，０．０２％を上限とする。
【００３８】
Ｍｇは，結晶粒の微細化を介して靭性を向上させる有用な元素であり，０．００１％以上含有することが好ましいが，０．００５％を超えて含有しても効果が飽和するため，０．００５％を上限とする。なお，上記成分以外の残部は，Ｆｅおよび不可避的不純物である。
【００３９】
［ミクロ組織］
ミクロ組織は、旧オーステナイト粒の平均円相当径が３０μｍ〜１００μｍでかつ平均アスペクト比が４以下のマルテンサイト相およびベイナイト相の混合組織とする。
【００４０】
旧オーステナイト粒の平均円相当径が３０μｍ未満では、焼入れ性が低下し、マルテンサイト相とベイナイト相の混合組織を得ることができないため、１０００ＭＰａ以上の引張強さを満足できない。
【００４１】
一方、平均円相当径が１００μｍ以上になると靭性が低下する。このため、旧オーステナイト粒の平均円相当径を３０〜１００μｍの範囲に限定する。
【００４２】
構成組織がマルテンサイト相とベイナイト相の混合組織でない場合、引張強さ１０００ＭＰａ以上の高強度と８５％以下の低降伏比が得られない。圧延後，直ちに焼き入れたマルテンサイト相およびベイナイト相は，転位密度が非常に高く，また非常に硬い相であるために，高い引張強度を有するとともに，多量に導入された可動転位がＹＳの極端な上昇を抑制することにより，高強度と低降伏比を両立する。
【００４３】
さらに上記ミクロ組織に強度ー靭性バランスを調整するために再加熱処理を行うと、焼もどしマルテンサイト相およびベイナイト相となり，一般的には、可動転位の消失により，降伏強さの大幅な上昇を招く。
【００４４】
そのため、本発明では、後述するように、再加熱処理において昇温速度，再加熱温度および保持時間を適正化して実施し、焼き戻された上記ミクロ組織で、１０００ＭＰａ以上の引張強さと，８５％以下の低降伏比を安定して両立するとともに，小さな材質異方性を達成する。よって、本発明において、マルテンサイト相およびベイナイト相には、焼もどしマルテンサイト相およびベイナイト相を含むものとする。
【００４５】
マルテンサイト相およびベイナイト相以外に、フェライト，パーライトおよびセメンタイト等の組織が混在すると，強度が低下し、島状マルテンサイトが混在する場合には，靭性が低下するため，これら組織の面積分率は少ない方が良い。但し、混在する組織は，面積分率で１０％以下の場合には影響が無視できる。
【００４６】
旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が４より大きいと材質異方性が大きくなるため、４以下とする。なお、本発明で規定するミクロ組織は板厚断面部の９０％以上の領域において満足されれば、所望の性能を備えた厚鋼板とすることが可能である。
【００４７】
尚、旧オーステナイト粒の組織は、試料をピクリン酸にて腐食後、倍率５００倍の光学顕微鏡で観察して同定し、平均円相当径、平均アスペクト比は、倍率５００倍の光学顕微鏡で撮影した画像を、画像解析装置を用いて求めることが可能である。
【００４８】
本発明に係る厚鋼板は以下の製造方法によることが好ましい。説明において，温度「℃」は特に断らない限り板厚１／２ｔ部の温度を意味するものとする。
【００４９】
上記組成の溶鋼を，転炉，電気炉，真空溶解炉等，通常公知の方法で溶製後冷却し、鋼素材とする。得られた鋼素材は１０００℃〜１２５０℃に再加熱後、熱間圧延を行う。
【００５０】
再加熱温度が１０００℃未満では，熱間圧延での変形抵抗が高くなり，１パス当たりの圧下量が大きく取れず，圧延パス数が増加し，圧延能率の低下を招くとともに，鋼素材（スラブ）中の鋳造欠陥を圧着することができない場合があるため、１０００℃以上とする。
【００５１】
一方，再加熱温度が１２５０℃を超えると，加熱時のスケールによって表面疵が生じやすく，圧延後の手入れ負荷が増大するだけでなく、圧延前のオーステナイト粒が粗大化し、圧延後において、旧オーステナイト粒の平均結晶粒径が１００μｍ超えとなり、靭性が低下するため、鋼素材の再加熱温度は１０００〜１２５０℃の範囲とする。
【００５２】
熱間圧延は、圧延終了温度を８８０℃以上とする。圧延終了温度が８８０℃未満では，圧延再結晶を生じさせて旧オーステナイト粒の平均結晶粒径を３０μｍ以上とすることができない。また、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が増大し、４以下を満足できず、材質異方性が生じるため，８８０℃以上とする。
【００５３】
熱間圧延では、所定の板厚および形状が得られればよく，他の条件はとくに規定しない。但し、板厚が８０ｍｍを超える極厚鋼板の場合には，ザク圧着のために１パスあたりの圧下率が１５％以上となる圧延パスを少なくとも１パス以上確保することが好ましい。
【００５４】
圧延終了後，Ａｒ３点以上の温度域から５〜６０℃／ｓの平均冷却速度で，３５０℃以下の温度域まで加速冷却する。
【００５５】
冷却速度が５℃／ｓ未満では，加速冷却後のミクロ組織中にフェライト相やパーライト相の面積分率が増加し，所望のミクロ組織を満足できず引張強さ１０００ＭＰａ以上が確保できない。
【００５６】
一方，冷却速度が６０℃／ｓを超えると，鋼板の各位置における温度制御が困難となり，材質のばらつきが生じる。
【００５７】
加速冷却の冷却停止温度が、３５０℃を超えると，所望の引張強さ１０００ＭＰａ以上を確保できず、一方，停止温度は室温以上であれば良いが，生産性，経済性を考慮すると１５０℃以上とすることが好ましい。
【００５８】
加速冷却終了後、焼戻しを行う場合、３５０〜５５０℃の温度域まで２℃／ｓ以上の昇温速度で再加熱し，１０ｍｉｎ．以下保持とした後，冷却する。
【００５９】
昇温速度が２℃／ｓ未満では，目的の再加熱温度まで長時間を要するために製造効率が低下する。再加熱温度が３５０℃未満であると，母材靭性および延性の改善効果が発現しない。
【００６０】
一方，再加熱温度が５５０℃を超えると，マルテンサイト相およびベイナイト相中の可動転位が消失し，大幅な降伏強度の上昇を招き，降伏比８５％以下を満足できない。
【００６１】
再加熱後の保持時間は，生産性を阻害しないように，１０ｍｉｎ．を上限とする。鋼板全断面が目標の再加熱温度に均一に加熱されれば１０ｍｉｎ．未満の短時間でも良い。
【００６２】
再加熱の手段としては，雰囲気炉加熱，ガス炎，誘導加熱等があるが，経済性，制御性等を考慮すると，誘導加熱が好ましい。再加熱後の冷却方法は特に規定しない。
【実施例】
【００６３】
種々の組成の鋼素材を、転炉−取鍋精錬−連続鋳造法で製造し，熱間圧延−加速冷却−再加熱−冷却により種々の板厚の厚鋼板とした。表１に供試鋼の成分組成、表２に熱間圧延−加速冷却−再加熱−冷却の条件を示す。
【００６４】
得られた各厚鋼板の板厚１／２位置から，ＪＩＳ４号引張試験片を採取し，ＪＩＳＺ  ２２４１に準拠して引張試験を実施し，引張特性を調査した。また，得られた各厚鋼板の板厚１／２位置から，ＪＩＳＺ２２０２に準拠してＶノッチ試験片を３本採取し，ＪＩＳＺ  ２２４２に準拠して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）の平均値を求め，母材靭性を評価した。尚、引張試験片、Ｖノッチ試験片は圧延長手方向（L方向）、圧延幅方向（C方向）から採取し、材質異方性を評価した。
【００６５】
引張強さ１０００ＭＰａ以上，降伏比８５％以下，０℃での吸収エネルギー  ｖＥｏ＞１００Ｊで、且つ圧延長手方向（Ｌ方向）と圧延幅方向（Ｃ方向）の引張強さの差が３０ＭＰａ未満を目標特性とした。また、得られた各厚鋼板の板厚１／２位置からミクロ組織観察用の試料を採取し、圧延方向に平行な断面のミクロ組織を調査した。
【００６６】
得られた結果を表３に示す。Ｎｏ．１−１，１−２，２−１，３，４−１，５〜８−１，９はいずれも本発明例で引張強さ１０００ＭＰａ以上，降伏比８５％以下，０℃での吸収エネルギー  ｖＥｏ＞１００Ｊの高強度，低降伏比且つ高靭性の母材特性を有するとともに，圧延長手方向（Ｌ方向）と圧延幅方向（Ｃ方向）の引張強さの差が３０ＭＰａ未満で材質異方性が小さい。
【００６７】
一方，Ｎｏ．１−３、１−４、１−５、２−２、４−２、８−２は比較例で，母材強度，降伏比，母材靭性および引張強さの異方性のうち，いずれか，あるいは複数の特性が目標値を満足していない。
【００６８】
Ｎｏ．１−３は、圧延後の加速冷却速度が２℃／と遅く、ミクロ組織が本発明範囲外で、Ｎｏ．１−４は、圧延終了温度が８３０℃と低く、ミクロ組織が本発明範囲外で、Ｎｏ．１−５は、加速冷却停止後の再加熱温度が６５０℃と高いため降伏比が高い。
【００６９】
Ｎｏ．２−２は、圧延後の加速冷却の停止温度が５１０℃と高く、ミクロ組織が本発明範囲外で、Ｎｏ．４−２は、加速冷却停止後の再加熱温度の保持時間が長く、引張特性が本発明範囲外である。Ｎｏ．８−２は、圧延終了温度が８００℃と低く、ミクロ組織が本発明範囲外で、Ｎｏ．１０〜１４は成分組成が本発明範囲外である。
【００７０】
また、Ｎｏ．１−４、Ｎｏ．８−２は、圧延終了温度が８８０℃以下で低く、Ｎｏ．１３はＣ含有量が本発明範囲外で、いずれも圧延長手方向（Ｌ方向）と圧延幅方向（Ｃ方向）の引張強さの差が３０ＭＰａ以上で材質異方性が大きい。
【００７１】
【表１】
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【００７２】
【表２】
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【００７３】
【表３】
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