(57)【要約】【課題】耐震安全性向上の観点から低降伏比を示すと共に加工硬化能が大きく一様伸びに優れ、かつ溶接性、特には耐溶接割れ性に優れて小入熱溶接であっても予熱低減可能な高強度鋼板を提供する。【解決手段】規定の鋼組成を満たし、規定のＣｅｑが０．４０％以上０．４７％以下、かつ、規定のＰｃｍが０．２２０％以下を満足し、板厚の１／４位置の組織が軟質相と硬質相の複相組織からなり、前記硬質相の分率が１０〜２０面積％であり、前記硬質相の硬さ：Ｈｖ３１０〜３７０と前記軟質相の硬さ：Ｈｖ１６０〜１９０を満たし、かつ、前記軟質相に、Ｎｂ、Ｖ、およびＭｏの合計量が析出物に占める割合で５０質量％超、かつ円相当直径が５ｎｍ以上の炭化物と炭窒化物が、平均円相当直径：５０ｎｍ以下かつ個数密度：１０個／μｍ2以上を満たすように存在することを特徴とする、加工硬化能が大きく一様伸びと溶接性に優れた低降伏比高強度鋼板。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５％以上０．１０％以下、
Ｓｉ：０％超０．５０％以下、
Ｍｎ：１．００％以上１．６０％以下、
Ｐ：０％超０．０１０％以下、
Ｓ：０％超０．００３％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上０．０５０％以下、
Ｍｏ：０．２０％以上０．５０％以下、
Ｖ：０．００５％以上０．０８０％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．０３０％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上０．０２０％以下、
Ｎ：０．００４０％以上０．００６０％以下、および
Ｃａ：０．０００５％以上０．００３０％以下
を含有し、残部は鉄および不可避不純物からなり、
下記式（１）で定義されるＣｅｑが０．４０％以上０．４７％以下、かつ、
下記式（２）で定義されるＰｃｍが０．２２０％以下を満足し、
板厚の１／４位置の組織が軟質相と硬質相の複相組織からなり、
前記硬質相の分率が１０〜２０面積％であり、
前記硬質相の硬さ：Ｈｖ３１０〜３７０と前記軟質相の硬さ：Ｈｖ１６０〜１９０を満たし、かつ、
前記軟質相に、Ｎｂ、Ｖ、およびＭｏの合計量が析出物に占める割合で５０質量％超、かつ円相当直径が５ｎｍ以上の炭化物と炭窒化物が、平均円相当直径：５０ｎｍ以下かつ個数密度：１０個／μｍ2以上を満たすように存在することを特徴とする、加工硬化能が大きく一様伸びと溶接性に優れた低降伏比高強度鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
…（１）
式（１）において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、質量％での、鋼中の各元素の含有量を示す。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ  …（２）
式（２）において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂは、質量％での、鋼中の各元素の含有量を示す。
【請求項２】
前記成分組成は、更に、質量％で、
Ｃｕ：０％超０．５０％以下、
Ｎｉ：０％超０．５０％以下、および
Ｃｒ：０％超０．５０％以下
よりなる群から選択される１種以上の元素を含む請求項１に記載の鋼板。
【請求項３】
請求項１または２に記載の鋼板の製造方法であって、前記成分組成を満たす鋼片を１０５０℃以上に加熱して熱間圧延を行った後、Ａｒ3変態点以上の温度から２００℃以下までを３〜３０℃／秒の平均冷却速度で冷却し、次いで７２０℃以上８００℃以下の温度域に再加熱し、該温度域で５分以上６０分以下保持してから焼入れを行い、その後、４４０℃以上５６０℃以下の温度で焼戻しを行うことを特徴とする、加工硬化能が大きく一様伸びと溶接性に優れた低降伏比高強度鋼板の製造方法。
【請求項４】
請求項１または２に記載の鋼板の製造方法であって、前記成分組成を満たす鋼片の熱間圧延を行った後、Ａｃ3変態点以上の温度に加熱する第１の再加熱を行ってから２００℃以下までを３〜５０℃／秒の平均冷却速度で冷却し、次いで、第２の再加熱として７２０℃以上８１０℃以下の温度域に加熱し、該温度域で５分以上６０分以下保持してから焼入れを行い、その後、３５０℃以上５６０℃以下の温度で焼戻しを行うことを特徴とする、加工硬化能が大きく一様伸びと溶接性に優れた低降伏比高強度鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、加工硬化能が大きく一様伸びと溶接性に優れた低降伏比高強度鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
土木、建築、橋梁などの溶接構造用の鋼板として、引張強さが５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板が用いられる。該高強度を達成するため合金元素を多量に添加した鋼板が用いられることが多い。しかし、合金元素を多量に含む鋼板を用いて、仮付け溶接や吊り工具の溶接等の様に小入熱かつビード長さの短い溶接を行うと、溶接熱影響部が硬化しやすくなる。溶接熱影響部が硬いと低温割れや遅れ破壊などの危険がある。よって前記溶接には予熱が必要となる。しかし該予熱は時間・コストを要するため、耐溶接割れ性、耐溶接硬化性に優れて予熱を低減できることが求められる。
【０００３】
また主に建築構造物等に使用される場合には、耐震安全性の向上も要求される。具体的には、鋼板の塑性変形能確保のために低降伏比を示すことが要求される。更に、大地震発生時、万が一、設計強度を超えるような応力が鋼板に付加した場合に、該鋼板が、前記低降伏比を示すと共に、加工硬化能が大きく一様伸びが大きければ、変形時の吸収エネルギーを大きくすることができ、塑性変形能の確保にさらに有効である。
【０００４】
つまり前記建築構造物等に用いられる高強度鋼板には、低降伏比を示すと共に、加工硬化能が大きく一様伸び特性に優れ、かつ優れた耐溶接割れ性または耐溶接硬化性も兼備していることが求められる。
【０００５】
これまでに、前記耐溶接割れ性と溶接熱影響部の靭性を改善した低降伏比高強度厚鋼板が特許文献１〜６で提案されている。これらの技術では、化学成分組成を調整することにより上記特性を改善している。しかしこれらは、二相域焼入れを用いて低降伏比としているものの、変形時の吸収エネルギーを大きくすることに有効な一様伸びを向上させる技術が開示されたものではない。特に特許文献４、５では、ベイナイト主体組織を母相とし、マルテンサイトあるいは島状マルテンサイトを含む組織としているため、組織中の転位密度が高いと考えられ、低降伏比ではあるものの一様伸び特性は低いと考えられる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２０１１−２０８２１３号公報
【特許文献２】特開２００９−２３５５４８号公報
【特許文献３】特開２００７−１７７３２５号公報
【特許文献４】特開２００６−２９１３４８号公報
【特許文献５】特開２０００−３９５３０５号公報
【特許文献６】特開２００９−２３５５４９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、耐震安全性向上の観点から低降伏比を示すと共に加工硬化能が大きく一様伸びに優れ、かつ溶接性、特には耐溶接割れ性に優れて、小入熱溶接であっても予熱低減可能な、即ち溶接施工性に優れた高強度鋼板、およびその製造方法を提供することにある。
【０００８】
尚、前記「低降伏比高強度鋼板」とは、鋼板の板厚：１２ｍｍ以上１００ｍｍ以下であって、降伏強さ：４４０Ｎ／ｍｍ2以上かつ引張強さ：５９０Ｎ／ｍｍ2以上で、降伏比：８０％以下を満たす鋼板をいう。また前記「耐溶接割れ性に優れ」たとは、溶接熱影響部の最高硬さがＨｖ３５０以下であることをいう。更に、前記「加工硬化能が大きく一様伸びに優れる」とは、一様伸びが５％以上かつ加工硬化指数、即ち実施例で示すｎ値が０．２０以上であることをいう。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記課題を解決し得た本発明の加工硬化能が大きく一様伸びと溶接性に優れた低降伏比高強度鋼板は、成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５％以上０．１０％以下、
Ｓｉ：０％超０．５０％以下、
Ｍｎ：１．００％以上１．６０％以下、
Ｐ：０％超０．０１０％以下、
Ｓ：０％超０．００３％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上０．０５０％以下、
Ｍｏ：０．２０％以上０．５０％以下、
Ｖ：０．００５％以上０．０８０％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．０３０％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上０．０２０％以下、
Ｎ：０．００４０％以上０．００６０％以下、および
Ｃａ：０．０００５％以上０．００３０％以下
を含有し、残部は鉄および不可避不純物からなり、
下記式（１）で定義されるＣｅｑが０．４０％以上０．４７％以下、かつ、
下記式（２）で定義されるＰｃｍが０．２２０％以下を満足し、
板厚の１／４位置の組織が軟質相と硬質相の複相組織からなり、
前記硬質相の分率が１０〜２０面積％であり、
前記硬質相の硬さ：Ｈｖ３１０〜３７０と前記軟質相の硬さ：Ｈｖ１６０〜１９０を満たし、かつ、
前記軟質相に、Ｎｂ、Ｖ、およびＭｏの合計量が析出物に占める割合で５０質量％超、かつ円相当直径が５ｎｍ以上の炭化物と炭窒化物が、平均円相当直径：５０ｎｍ以下かつ個数密度：１０個／μｍ2以上を満たすように存在するところに特徴を有する。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
…（１）
式（１）において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、質量％での、鋼中の各元素の含有量を示す。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ  …（２）
式（２）において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂは、質量％での、鋼中の各元素の含有量を示す。
【００１０】
前記成分組成は、更に、質量％で、
Ｃｕ：０％超０．５０％以下、
Ｎｉ：０％超０．５０％以下、および
Ｃｒ：０％超０．５０％以下
よりなる群から選択される１種以上の元素を含んでいてもよい。
【００１１】
本発明には、前記加工硬化能が大きく一様伸びと溶接性に優れた低降伏比高強度鋼板の製造方法も含まれる。該製造方法は、前記鋼組成を満たす鋼片を１０５０℃以上に加熱して熱間圧延を行った後、Ａｒ3変態点以上の温度から２００℃以下までを３〜３０℃／秒の平均冷却速度で冷却し、次いで７２０℃以上８００℃以下の温度域に再加熱し、該温度域で５分以上６０分以下保持してから焼入れを行い、その後、４４０℃以上５６０℃以下の温度で焼戻しを行うところに特徴を有する。
【００１２】
本発明には、前記鋼板の別の製造方法も含まれる。該製造方法は、前記成分組成を満たす鋼片の熱間圧延を行った後、Ａｃ3変態点以上の温度に加熱する第１の再加熱を行ってから２００℃以下までを３〜５０℃／秒の平均冷却速度で冷却し、次いで、第２の再加熱として７２０℃以上８１０℃以下の温度域に加熱し、該温度域で５分以上６０分以下保持してから焼入れを行い、その後、３５０℃以上５６０℃以下の温度で焼戻しを行うところに特徴を有する。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、鋼板の成分組成を制御していると共に、金属組織を規定の軟質相と硬質相の複相組織としているため、低降伏比を示すと共に加工硬化能が大きく一様伸びに優れて耐震安全性が高められ、かつ、優れた耐溶接割れ性を示し、小入熱溶接であっても予熱低減可能な高強度鋼板を提供できる。また上記鋼板を効率よく製造することのできる方法も提供できる。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
本発明者は、上記の目的を達成するため、最適な組織とそのために必要な合金元素の種類についてまず鋭意研究を重ねた。その結果、低降伏比の達成に必要な組織として、軟質相と硬質相の複相組織とすること、加えて高強度を達成するには、前記軟質相と前記硬質相の硬さ、および前記硬質相の分率を規定することが有効であること見出した。更に、前記低降伏比と共に、加工硬化能が大きく一様伸びを高めるための手段についても検討した。その結果、軟質相の強化機構として析出分散強化を積極的に活用すること、具体的には、析出物のサイズと個数を精緻に制御し、引張変形時に硬質相よりも先に変形する軟質相において析出物による転位の増殖を促進させれば、加工硬化能が向上し、一様伸びが顕著に高まることを見出した。
【００１５】
本発明において「硬質相」とは、二相域に加熱時に生成する逆変態オーステナイト部を、その後、焼入れ焼戻しすることにより生成する相であり、逆変態時に炭素が濃縮しているため、セメンタイトが凝集している相である。具体的には、炭素濃度の高い、焼戻しベイナイト、焼戻しマルテンサイトのいずれか１以上の組織である。一方、前記「軟質相」とは、加熱、圧延および加速冷却により生成するベイナイトが、二相域加熱時にオーステナイトに逆変態せず、いわば、高温で焼戻された組織であり、セル状の転位を含んでいる。この相は、炭素の固溶量が非常に小さいため、組織観察上セメンタイトの存在しない相と定義され、前記硬質相と区別される。またこの相は、フェライト、即ち、ベイナイト変態時にせん断変態により導入される転位を含まない組織とも区別される。
【００１６】
本発明において組織は、具体的に、板厚の１／４位置のミクロ組織が、軟質相と硬質相の複相組織からなり；前記硬質相の分率が１０〜２０面積％であり；前記硬質相の硬さ：Ｈｖ３１０〜３７０と前記軟質相の硬さ：Ｈｖ１６０〜１９０を満たし、かつ；前記軟質相に、Ｎｂ、Ｖ、およびＭｏの合計量が析出物に占める割合で５０質量％超、かつ円相当直径が５ｎｍ以上の炭化物と炭窒化物が、平均円相当直径：５０ｎｍ以下かつ個数密度：１０個／μｍ2以上を満たすように存在する；ことが必要である。
【００１７】
以下、板厚の１／４位置の組織を上記の通り規定した理由について詳述する。
【００１８】
［軟質相と硬質相の複相組織からなり、前記硬質相の硬さ：Ｈｖ３１０〜３７０かつ前記軟質相の硬さ：Ｈｖ１６０〜１９０］
本発明では、まず、低降伏比を得るために軟質相と硬質相の複相組織とする必要がある。また所望の強度と低降伏比を併せて確保するには、前記複相組織を構成する硬質相の硬さがＨｖ３１０〜３７０、前記複相組織を構成する軟質相の硬さがＨｖ１６０〜１９０を満たす必要がある。
【００１９】
前記硬質相の硬さがＨｖ３１０を下回り不足する場合、複相組織の軟質相と硬質相の硬さ比が低下し、低降伏比を達成できない。前記硬質相の硬さは、好ましくはＨｖ３１５以上、より好ましくはＨｖ３２０以上である。一方、前記硬質相の硬さがＨｖ３７０を超えて過剰な場合は、非常に脆い相となり母材靭性が低下する。前記硬質相の硬さは、好ましくはＨｖ３６０以下、より好ましくはＨｖ３５０以下、更に好ましくはＨｖ３４０以下である。また、前記軟質相の硬さがＨｖ１６０を下回り不足する場合、強度が不足する。前記軟質相の硬さは、好ましくはＨｖ１６５以上、より好ましくはＨｖ１７０以上である。一方、前記軟質相の硬さがＨｖ１９０を超えて過剰な場合は、複相組織の軟質相と硬質相の硬さ比が低下し、低降伏比を達成できない。前記軟質相の硬さは、好ましくはＨｖ１８５以下、より好ましくはＨｖ１８０以下である。
【００２０】
［硬質相の分率：１０〜２０面積％］
高強度と低降伏比を併せて確保するには、上記硬さを有する硬質相の分率を１０〜２０面積％とする必要もある。前記硬質相の分率が１０面積％を下回ると、強度不足や降伏比上昇を招く。前記硬質相の分率は、好ましくは１２面積％以上、より好ましくは１４面積％以上である。一方、前記硬質相の分率が２０面積％を超えると、後述する再加熱時、即ち、二相域加熱時の成分濃縮が少なく、硬質相の硬さが低下する。そしてその結果、複相組織の軟質相と硬質相の硬さ比が低下し、降伏比が上昇するため好ましくない。前記硬質相の分率は、好ましくは１８面積％以下、より好ましくは１６面積％以下である。
【００２１】
［前記軟質相に、Ｎｂ、Ｖ、およびＭｏの合計量が析出物に占める割合で５０質量％超、かつ円相当直径が５ｎｍ以上の炭化物と炭窒化物が、平均円相当直径：５０ｎｍ以下かつ個数密度：１０個／μｍ2以上を満たすように存在する］
鋼の強化機構には、固溶強化、転位強化、結晶粒微細化、析出強化などがあるが、本発明の加工硬化能が大きく一様伸びの高められた鋼板を得るには、軟質相の強化機構として、析出強化を活用し、引張変形時に硬質相よりも先に変形する軟質相にて、析出物による転位の増殖を促進させることが必要である。そのためには軟質相に、Ｆｅ3Ｃ以外の炭化物として、Ｎｂ、Ｖ、およびＭｏの合計量が析出物に占める割合で５０質量％超、かつ円相当直径が５ｎｍ以上の炭化物と炭窒化物が、平均円相当直径：５０ｎｍ以下かつ個数密度：１０個／μｍ2以上を満たすように存在する必要がある。以下では、前記炭化物と炭窒化物を「（Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ）系炭・窒化物」ということがある。この平均円相当直径と個数密度の制御では、前記炭化物、炭窒化物のどちらか一方のみが析出している場合は、前記炭化物または前記炭窒化物が上記範囲を満たせばよく、前記炭化物と炭窒化物の両方が析出している場合は、前記炭化物と前記炭窒化物の合計が上記範囲を満たせばよい。本発明で、析出物として、前記（Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ）系炭・窒化物を析出させることとした理由は、後述する再加熱温度、つまり二相域加熱の温度でこれらの析出物が析出するためである。
【００２２】
前記（Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ）系炭・窒化物の平均円相当直径が５０ｎｍを超えて粗大になったり、前記（Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ）系炭・窒化物の個数密度が１０個／μｍ2を下回ると、析出強化の効果や変形時の転位の増殖の効果が小さくなり、軟質相の硬さ低下による強度不足に加え、加工硬化能や一様伸び向上効果が小さくなる。前記平均円相当直径は、好ましくは４０ｎｍ以下、より好ましくは３５ｎｍ以下である。尚、前記平均円相当直径は小さいほど好ましくその下限は限定されないが、後述する製造条件等を考慮すると、前記平均円相当直径の下限はおおよそ１０ｎｍ程度となる。また前記個数密度は、好ましくは１５個／μｍ2以上、より好ましくは２０個／μｍ2以上である。前記個数密度は、大きいほど好ましいが、軟質相の硬さを考慮すると、その上限を７０個／μｍ2以下とすることが好ましい。
【００２３】
前記（Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ）系炭・窒化物は、後述する実施例に示す方法で同定でき、かつ後述する実施例に示す方法でその平均円相当直径や個数密度を求めることができる。
【００２４】
上記組織を形成すると共に、鋼板の強度や母材靭性等を確保するには、鋼板の成分組成を下記範囲とする必要がある。
【００２５】
［Ｃ：０．０５％以上０．１０％以下］
Ｃは、鋼板の強度を高める効果があるが、耐溶接割れ性等の溶接性を劣化させる元素でもある。Ｃ含有量が０．０５％未満であると必要な強度を確保することが困難になる。よってＣ含有量は０．０５％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０６％以上、より好ましくは０．０７％以上である。一方、Ｃ含有量が０．１０％を超えると、強度は確保しやすくなるが、耐溶接割れ性の劣化につながる。よってＣ含有量は０．１０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０９％以下、より好ましくは０．０８％以下である。
【００２６】
［Ｓｉ：０％超０．５０％以下］
Ｓｉは、脱酸材として、また母材強度向上に有効な元素である。これらの効果を発揮させるには、Ｓｉを０．０１％以上含有させることが好ましい。しかしＳｉ含有量が過剰になると、母材靭性やＨＡＺ靭性、溶接性が劣化するので、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．３５％以下、より好ましくは０．３０％以下である。
【００２７】
［Ｍｎ：１．００％以上１．６０％以下］
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させ、変態温度を低温化させることで、焼入れ性を向上させ、強度と靭性を確保する上で有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎを１．００％以上含有させる必要がある。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．０５％以上、より好ましくは１．２０％以上である。しかしながらＭｎを過剰に含有させると、ＭｎＳが粗大化し、母材靭性が劣化するため、上限を１．６０％とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．５５％以下、より好ましくは１．５０％以下である。
【００２８】
［Ｐ：０％超０．０１０％以下］
不可避不純物であるＰは、母材と溶接部の靭性に悪影響を及ぼす。こうした不都合を招かないように、その含有量を０．０１０％以下に抑制する必要がある。Ｐ含有量は、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００５％以下である。尚、工業上０％にすることは困難であり、下限は０．００２％程度である。
【００２９】
［Ｓ：０％超０．００３％以下］
Ｓは、靭性や鋼板の板厚方向の延性に悪影響を及ぼすので少ない方が好ましい。こうした観点から、Ｓ含有量は０．００３％以下に抑制する必要がある。Ｓ含有量は好ましくは０．００２％以下である。尚、工業上０％にすることは困難であり、下限は０．００１％程度である。
【００３０】
［Ａｌ：０．０１０％以上０．０５０％以下］
Ａｌは、脱酸に必要な元素であるとともに、鋼中のＮを固定して、固溶Ｎによる母材靭性劣化を防ぐ効果もある。このような効果を発揮させるためには、Ａｌを０．０１０％以上含有させる必要がある。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１５％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。一方、Ａｌが過剰に含まれると、アルミナ系の粗大な介在物が形成され母材靭性が低下するので、Ａｌ含有量は０．０５０％以下とする必要がある。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０４５％以下、より好ましくは０．０４０％以下である。
【００３１】
［Ｍｏ：０．２０％以上０．５０％以下］
Ｍｏは、焼入れ性を高めるとともに、鋼中で炭化物を生成しやすい元素であり、本発明において重要な元素の１つである。これらの効果を得るには、Ｍｏを０．２０％以上含有させる必要がある。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．２５％以上、より好ましくは０．３０％以上である。一方、Ｍｏが過剰に含まれると焼入れ性が過剰となり、結果として耐溶接割れ性が劣化するので、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とする必要がある。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４３％以下である。
【００３２】
［Ｖ：０．００５％以上０．０８０％以下］
Ｖは、炭化物、窒化物を形成して強度を向上させると共に、焼入れ性を高めるのに有効な元素であり、本発明においてはＭｏと共に重要な元素の１つである。これらの効果を得るにはＶを０．００５％以上含有させる必要がある。Ｖ含有量は、好ましくは０．０２０％以上、より好ましくは０．０３０％以上、更に好ましくは０．０４０％以上である。一方、Ｖが過剰に含まれると、二相域加熱時に軟質相へ析出する炭化物や炭窒化物が過多となり、軟質相の析出強化能が過剰となり、降伏比増大につながる。よって、Ｖ含有量は０．０８０％以下とする必要がある。Ｖ含有量は、好ましくは０．０７０％以下、より好ましくは０．０６０％以下である。
【００３３】
［Ｎｂ：０．００５％以上０．０３０％以下］
Ｎｂは、炭化物、炭窒化物を形成して強度を向上させるのに有効な元素であり、本発明においては前述のＭｏ、Ｖと共に重要な元素の１つである。上記効果を得るには、Ｎｂを０．００５％以上含有させる必要がある。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０１４％以上である。一方、Ｎｂが過剰に含まれると、Ｖの場合と同様に二相域加熱時に軟質相へ析出する炭化物や炭窒化物が過多となり、軟質相の析出強化能が過剰となり、降伏比増大につながる。よってＮｂ含有量は０．０３０％以下とする必要がある。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０２１％以下、更に好ましくは０．０２０％以下である。
【００３４】
［Ｔｉ：０．００５％以上０．０２０％以下］
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、熱間圧延前の加熱時におけるオーステナイト粒、即ちγ粒の粗大化を防止し、母材靭性の向上に寄与する元素である。また、鋼中のＮを固定して、固溶Ｎによる母材靭性の劣化を防ぐ効果もある。これらの効果を発揮させるには、Ｔｉを０．００５％以上含有させる必要がある。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００８％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｔｉ含有量が過剰になると、ＴｉＮが粗大化して母材靭性が劣化するので、０．０２０％以下とする必要がある。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０１８％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。
【００３５】
［Ｎ：０．００４０％以上０．００６０％以下］
Ｎは、ＴｉＮ、ＡｌＮを生成し、熱間圧延前の加熱時、および溶接時におけるγ粒の粗大化を防止し、母材靭性やＨＡＺ靭性を向上させるのに有効な元素である。Ｎの含有量が０．００４０％未満であると、上記ＴｉＮ等が不足し、上記γ粒が粗大になり、母材靭性が劣化する。よってＮ含有量は０．００４０％以上とする必要がある。Ｎ含有量は、好ましくは０．００４５％以上であり、より好ましくは０．００４７％以上である。一方、Ｎ含有量が０．００６０％を超えて過剰になると、固溶Ｎの増大により、母材靭性が劣化する。よって、Ｎ含有量は０．００６０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００５５％以下、より好ましくは０．００５３％以下である。
【００３６】
［Ｃａ：０．０００５％以上０．００３０％以下］
Ｃａは、ＭｎＳの球状化に寄与し、母材靭性や板厚方向の延性の改善に有効な元素である。該効果を発揮させるには、Ｃａ含有量を０．０００５％以上とする必要がある。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００１０％以上、より好ましくは０．００１３％以上である。しかしながら、Ｃａ含有量が０．００３０％を超えて過剰になると、介在物が粗大化し、母材靭性が劣化する。よってＣａ含有量は０．００３０％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００２５％以下、より好ましくは０．００２０％以下である。
【００３７】
本発明の鋼板の成分組成は上記元素を含み、残部は鉄および不可避不純物からなる。また、上記元素に加えて、更に下記の元素を含有させることもでき、これらの元素を適量含有させることにより、強度や靭性等を更に高めることができる。以下、これらの元素について詳述する。
【００３８】
［Ｃｕ：０％超０．５０％以下、Ｎｉ：０％超０．５０％以下、およびＣｒ：０％超０．５０％以下よりなる群から選択される１種以上の元素］
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒは、いずれも溶接性、ＨＡＺ靭性に大きな悪影響を及ぼすことなく、焼入れ性を向上させ、母材の強度、靭性を向上させるのに有効な元素である。これらの効果を発揮させるには、いずれの元素を含有させる場合も、各含有量を０．０５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．１０％以上である。ただし、これらの元素が過剰に含まれると、原料コストの上昇の他、Ｐｃｍの上昇を招き、かえって溶接性に悪影響を及ぼす。よっていずれの元素を含有させる場合も、各含有量を０．５０％以下とすることが好ましく、各含有量はより好ましくは０．４５％以下である。
【００３９】
本発明の鋼板は、更に、ＣｅｑとＰｃｍが下記の範囲内となるように調整する必要がある。
【００４０】
［Ｃｅｑ：０．４０％以上０．４７％以下］
板厚が１００ｍｍの厚肉材を対象とする場合にも高強度を確保するには、下記式（１）で定義されるＣｅｑが、０．４０％以上を満たすようにする必要がある。前記Ｃｅｑは、好ましくは０．４２０％以上、より好ましくは０．４３０％以上である。一方、Ｃｅｑが０．４７％を超えて多量の合金元素を含有する場合には、溶接性、特に耐溶接割れ性が低下する。よって、前記Ｃｅｑを０．４７％以下とした。前記Ｃｅｑは、好ましくは０．４６５％以下、より好ましくは０．４６０％以下、更に好ましくは０．４５５％以下である。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
…（１）
式（１）において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、質量％での、鋼中の各元素の含有量を示す。尚、式（１）に記載の元素が含まれない場合は、その元素をゼロとして計算する。
【００４１】
［Ｐｃｍ：０．２２０％以下］
良好な耐低温割れ性を有し、板厚が１００ｍｍの厚肉材を対象とする場合であっても、ほぼ予熱を必要としない溶接性を確保するためは、下記式（２）で定義されるＰｃｍを０．２２０％以下とする必要がある。Ｐｃｍが０．２２０％を超えて多量の合金元素が含まれる場合、溶接割れが多発する。このため、前記Ｐｃｍを０．２２０％以下とした。該Ｐｃｍは、好ましくは０．２１０％以下、より好ましくは０．２００％以下である。尚、前記Ｐｃｍは、低ければ低いほど好ましいが、本発明で規定の成分組成を考慮すると、その下限はおおよそ０．１７％程度となる。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ  …（２）
式（２）において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂは、質量％での、鋼中の各元素の含有量を示す。尚、式（２）に記載の元素が含まれない場合は、その元素をゼロとして計算する。
【００４２】
次に、本発明の鋼板を製造する方法について説明する。該方法では、前記成分組成を満たす鋼片を１０５０℃以上に加熱して熱間圧延を行った後、Ａｒ3変態点以上の温度から２００℃以下まで３〜３０℃／秒の平均冷却速度で冷却し、次いで、７２０℃以上８００℃以下の温度域に再加熱し、該温度域で５分以上６０分以下保持してから焼入れを行い、その後４４０℃以上５６０℃以下の温度で焼戻しを行う。以下、この方法を製造方法１ということがある。
【００４３】
また本発明の鋼板を製造する別の製造方法として、前記成分組成を満たす鋼片の熱間圧延を行った後、Ａｃ3変態点以上の温度に加熱する第１の再加熱を行ってから２００℃以下までを３〜５０℃／秒の平均冷却速度で冷却し、次いで、第２の再加熱として７２０℃以上８１０℃以下の温度域に加熱し、該温度域で５分以上６０分以下保持してから焼入れを行い、その後、３５０℃以上５６０℃以下の温度で焼戻しを行う方法も挙げられる。以下、この方法を製造方法２ということがある。
【００４４】
これらの製造条件を規定した理由について、以下、まずは製造方法１から説明する。
【００４５】
製造方法１について
［１０５０℃以上に加熱］
熱間圧延時の加熱温度が低いと、Ｎｂが全固溶せず、後述する二相域での再加熱焼入れ時に、軟質相に炭化物や炭窒化物を十分に析出させることができない。その結果、本発明で規定の通り、軟質相の硬さを確保することができず、また軟質相に析出物を存在させることができず、強度不足や加工硬化能の低下、一様伸びの低下につながる。よって本発明では、前記加熱温度を１０５０℃以上とする。前記加熱温度は、好ましくは１１００℃以上、より好ましくは１１２０℃以上である。前記加熱温度の上限は、本発明においては特に規定しないが、スケール疵防止等の観点からは、その上限を１２５０℃以下とすることが好ましい。
【００４６】
上記熱間圧延の完了温度は、特に限定されず、鋼板の表面温度で例えば８５０℃以上９５０℃以下とすることができる。
【００４７】
［Ａｒ3変態点以上の冷却開始温度から２００℃以下の冷却停止温度まで、３〜３０℃／秒の平均冷却速度で冷却］
上記熱間圧延後は、Ａｒ3変態点以上の冷却開始温度から２００℃以下の冷却停止温度まで、３〜３０℃／秒の平均冷却速度で冷却する。前記冷却開始温度が、Ａｒ3変態点を下回ると、軟質な初析フェライトが過度に生成し、特に降伏強度が低下する。前記冷却開始温度は、好ましくはＡｒ3変態点＋３０℃以上、より好ましくはＡｒ3変態点＋４０℃以上であり、上限は前記熱間圧延の完了温度未満程度となる。
【００４８】
また前記平均冷却速度が遅いと、軟質相の硬さが低下し、強度、特に降伏強度が不足する。よって前記平均冷却速度は３℃／秒以上とする。好ましくは４℃／秒以上である。一方、平均冷却速度が過度に大きいと、軟質相の硬さが大きくなりすぎて、軟質相と硬質相の硬さ比が低下し、降伏比が上昇する。よって前記平均冷却速度は３０℃／秒以下とする。好ましくは２０℃／秒以下、より好ましくは１５℃／秒以下である。
【００４９】
上記平均冷却速度での冷却は、冷却停止温度：２００℃以下の温度まで行う。該冷却停止温度が２００℃よりも高いと、軟質相の硬さが低下し、降伏強度が低下する。前記冷却停止温度は、好ましくは１８０℃以下、より好ましくは１５０℃以下であり、その下限は５０℃程度である。
【００５０】
なお、上記Ａｒ3変態点は以下の式（３）を用いて算出した。
Ａｒ3＝９１０−３１０×Ｃ−８０×Ｍｎ−２０×Ｃｕ−１５×Ｃｒ−５５×Ｎｉ−８０×Ｍｏ＋０．３５×（ｔ−８）      …（３）
式（３）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏは、質量％での、鋼中の各元素の含有量を示し、ｔは、ｍｍでの板厚を示す。尚、式（３）に記載の元素が含まれない場合は、その元素をゼロとして計算する。
【００５１】
［７２０℃以上８００℃以下の温度域に再加熱し、該温度域で５分以上６０分以下保持してから焼入れ］
前記冷却後は、再加熱温度として７２０℃以上８００℃以下の温度域に再加熱する。該温度域は二相域の温度に該当する。よって以下では、この再加熱を二相域加熱という場合がある。上記再加熱温度が７２０℃を下回ると、逆変態分率が不足し、硬質相の分率が不足して高強度を達成できない。前記再加熱温度は、好ましくは７４０℃以上、より好ましくは７６０℃以上である。一方、再加熱温度が８００℃を超えると、逆変態分率は増加するが、硬質相となる部分の成分濃縮が不足し、硬質相の硬さが低下して軟質相と硬質相の硬さ比が低下し、降伏比が上昇する。前記再加熱温度は、好ましくは７９０℃以下である。
【００５２】
また前記再加熱温度での保持時間が短いと、（Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ）系炭・窒化物の析出量が不足して、軟質相の硬さが不足し、析出強化の効果や変形時の転位の増殖の効果が小さくなる。その結果、軟質相の硬さ低下による強度不足に加え、加工硬化能や一様伸び向上効果も小さくなる。更に、逆変態分率も不足してしまい、硬質相の分率が低下して強度が低下する。よって前記保持時間は５分以上とする。好ましくは８分以上、より好ましくは１０分以上である。一方、前記保持時間が６０分を超えて長くなりすぎると、（Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ）系炭・窒化物が粗大化し、この場合も析出強化の効果や変形時の転位の増殖の効果が小さくなり、軟質相の硬さ低下による強度不足に加え、加工硬化能や一様伸び向上効果が小さくなる。よって前記保持時間は６０分以下とする。好ましくは４０分以下、より好ましくは３０分以下である。
【００５３】
前記保持後は、ほぼ室温まで焼入れを行う。焼入れは、水焼入れや油焼入れ等を行うことができる。なお、前記二相域加熱によって逆変態したオーステナイトには、Ｃが高濃縮しているため、非常に焼入れ性が高い状態となっている。よって、焼入れ時の平均冷却速度が遅くとも硬質相となりえるが、硬質相の硬さを確実に高めるため、１℃／秒以上の平均冷却速度で冷却することが好ましい。
【００５４】
［焼戻し温度：４４０℃以上５６０℃以下で焼戻し］
前記焼入れ後は、焼戻し温度：４４０℃以上５６０℃以下で焼戻しを行う。前記焼戻し温度が４４０℃を下回ると、硬質相が硬くなりすぎて脆くなり靭性が低下する。焼戻し温度は、好ましくは４５０℃以上、より好ましくは４８０℃以上である。一方、焼戻し温度が５６０℃を超えると、硬質相の硬さが低下し、強度不足となりやすく、軟質相と硬質相の硬さ比が低下して降伏比が上昇する。焼戻し温度は、好ましくは５５０℃以下、より好ましくは５３０℃以下である。
【００５５】
次に製造方法２について説明する。
【００５６】
製造方法２について
製造方法２では、熱間圧延について特に限定されない。前記成分組成を満たす鋼片を、例えば加熱温度１０００〜１２００℃に加熱した後、熱間圧延を行えばよい。熱間圧延の完了温度は、特に限定されず、鋼板の表面温度で例えば８５０℃以上９５０℃以下とすることができる。
【００５７】
［Ａｃ3変態点以上の温度に加熱する第１の再加熱を行ってから２００℃以下までを３〜５０℃／秒の平均冷却速度で冷却］
前記熱間圧延後、第１の再加熱として、Ａｃ3変態点以上の温度に加熱する。以下、このＡｃ3変態点以上の温度を「第１再加熱温度」ということがある。尚、該第１再加熱温度までの平均加熱速度は特に問わないが、一般的な雰囲気加熱の場合、板厚にもよるが、例えば０．１〜２℃／秒程度とすることが挙げられる。
【００５８】
前記第１再加熱温度がＡｃ3変態点を下回ると、オーステナイト単相に完全に逆変態せず、熱間圧延後の空冷中に生成したフェライトが一部残存してしまい、強度が低下するといった不具合が有する。よって、第１再加熱温度はＡｃ3変態点以上とする。第１再加熱温度は、好ましくはＡｃ3変態点＋２０℃以上であり、より好ましくはＡｃ3変態点＋４０℃以上である。第１再加熱温度の上限は、おおよそＡｃ3変態点＋１５０℃程度である。
【００５９】
上記Ａｃ3変態点以上の温度での保持は、オーステナイト単相に完全に逆変態すれば特に必要ないが、板内を均一に加熱する観点から約１０分以下の範囲で加熱保持してもよく、例えば５分程度保持することが挙げられる。
【００６０】
なお、上記Ａｃ3変態点は以下の式（４）を用いて算出した。
Ａｃ3＝９０８−２２３．７×Ｃ＋３０．５×Ｓｉ−３４．４×Ｍｎ＋４３８．５×Ｐ−２３×Ｎｉ＋３７．９×Ｖ＋２×（１００×Ｃ＋６×Ｎｉ−５４）      …（４）
式（４）において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｎｉ、Ｖは、質量％での、鋼中の各元素の含有量を示す。尚、式（４）の（  ）内の「１００×Ｃ＋６×Ｎｉ−５４」が負の値となる場合、２×（１００×Ｃ＋６×Ｎｉ−５４）はゼロとして計算する。また式（４）に記載の元素が含まれない場合は、その元素をゼロとして計算する。
【００６１】
前記第１再加熱温度から２００℃以下までの平均冷却速度が遅いと、軟質相の硬さが低下し、強度、特に降伏強度が不足する。よって前記平均冷却速度は３℃／秒以上とする。好ましくは４℃／秒以上である。一方、平均冷却速度が過度に大きいと、軟質相の硬さが大きくなりすぎて、軟質相と硬質相の硬さ比が低下し、降伏比が上昇する。よって前記平均冷却速度は５０℃／秒以下とする。該平均冷却速度は、好ましくは３０℃／秒以下、より好ましくは１５℃／秒以下である。
【００６２】
上記平均冷却速度での冷却は、冷却停止温度：２００℃以下の温度まで行う。冷却停止温度が２００℃を超えると、軟質相の硬さが低下し、降伏強度が低下する。前記冷却停止温度は、好ましくは１８０℃以下、より好ましくは１５０℃以下であり、その下限は５０℃程度である。
【００６３】
［第２の再加熱として７２０℃以上８１０℃以下の温度域に加熱し、該温度域で５分以上６０分以下保持してから焼入れ］
前記冷却後は、第２の再加熱として、７２０℃以上８１０℃以下の温度域に加熱する。以下、この７２０℃以上８１０℃以下の温度域を「第２再加熱温度」ということがある。該温度域は二相域の温度に該当する。よって以下では、この再加熱を二相域加熱という場合がある。上記第２再加熱温度が７２０℃を下回ると、逆変態分率が不足し、硬質相の分率が不足して強度が不足する。前記第２再加熱温度は、好ましくは７４０℃以上、より好ましくは７６０℃以上である。一方、第２再加熱温度が８１０℃を超えると、逆変態分率は増加するが、硬質相となる部分の成分濃縮が不足し、硬質相硬さが低下して軟質相と硬質相の硬さ比が低下し、降伏比が上昇する。前記第２再加熱温度は、好ましくは８００℃以下である。
【００６４】
また前記第２再加熱温度での保持時間が短いと、（Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ）系炭・窒化物の析出量が不足して、軟質相硬さが不足し、析出強化の効果や変形時の転位の増殖の効果が小さくなる。その結果、軟質相の硬さ低下による強度不足に加え、加工硬化能や一様伸び向上効果も小さくなる。更に、逆変態分率も不足してしまい、硬質相分率が低下して強度が低下する。よって前記保持時間は５分以上とする。好ましくは８分以上、より好ましくは１０分以上である。一方、前記保持時間が６０分を超えて長くなりすぎると、（Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ）系炭・窒化物が粗大化し、この場合も析出強化の効果や変形時の転位の増殖の効果が小さくなり、軟質相の硬さ低下による強度不足に加え、加工硬化能や一様伸び向上効果が小さくなる。よって前記保持時間は６０分以下とする。好ましくは４０分以下、より好ましくは３０分以下である。
【００６５】
前記保持後は、ほぼ室温まで焼入れを行う。焼入れは、水焼入れや油焼入れ等を行うことができる。なお、前記二相域加熱によって逆変態したオーステナイトには、Ｃが高濃縮しているため、非常に焼入れ性が高い状態となっている。よって、焼入れ時の平均冷却速度が遅くとも硬質相となりえるが、確実に硬質相硬さを満足するため、１℃／秒以上の平均冷却速度で冷却することが好ましい。
【００６６】
尚、製造方法１におけるＡｒ3変態点以上から２００℃以下までの平均冷却速度の上限が３０℃／秒であるのに対し、製造方法２では、第１再加熱温度から２００℃以下までの平均冷却速度の上限が５０℃／秒であり、前記製造方法１よりも上限が高い。また、製造方法１における二相域の加熱温度の上限が８００℃であるのに対し、製造方法２における二相域の加熱温度の上限は８１０℃であり、前記製造方法１よりも上限が高い。
【００６７】
この様に製造方法２の方が製造方法１よりも製造条件が緩和されることは次の理由による。即ち、二相域加熱前の、ＮｂやＶ、Ｍｏを含む析出物を一旦固溶させる加熱の温度が、製造方法１では、熱間圧延前の加熱温度：１０５０℃以上であるのに対し、製造方法２では、第１の再加熱の加熱温度：Ａｃ3変態点以上であり、製造方法２の方が低めである。その結果、製造方法２の方が製造方法１よりも、前記加熱時のＮｂやＶ、Ｍｏを含む析出物の固溶量は少ない。製造方法２の方が、前記固溶量が少ない分、二相域加熱時に、微細な（Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ）系炭・窒化物が軟質相に析出する量も少なく、軟質相の硬さ上昇が抑えられる。その結果、製造方法２の方が製造方法１よりも規定の軟質相硬さを達成しやすいことによる。
【００６８】
［焼戻し温度：３５０℃以上５６０℃以下で焼戻し］
前記焼入れ後は、焼戻し温度：３５０℃以上５６０℃以下で焼戻しを行う。前記焼戻し温度が３５０℃を下回ると、硬質相が硬くなりすぎて脆くなり靭性が低下する。焼戻し温度は、好ましくは４００℃以上、より好ましくは４４０℃以上である。一方、焼戻し温度が５６０℃を超えると、硬質相の硬さが低下し、軟質相と硬質相の硬さ比が低下して降伏比が上昇する。また強度不足にもなりやすい。前記焼戻し温度は、好ましくは５５０℃以下、より好ましくは５３０℃以下である。
【００６９】
尚、製造方法２における焼戻し温度の下限は、オンラインを想定した製造方法１における焼戻し温度の下限よりも低い。これは、製造方法２の方が、前記焼入れまでの工程で良好な靭性を示す微細な組織が得られており、靭性向上のために、焼戻し温度をより高める必要がないためである。
【実施例】
【００７０】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００７１】
表１または表２に示す化学成分組成を満たし残部は鉄および不可避不純物である鋼片としてスラブを用意した。尚、表１および表２において、空欄は添加していないことを意味する。鋼Ｎｏ．１〜２８、３０、３１、３３〜３５、および４１〜６４は、製造方法１を想定した実施例であり、鋼Ｎｏ．２９、３２、および３６〜４０は、製造方法２を想定した実施例である。鋼Ｎｏ．１〜２８、３０、３１、３３〜３５、および４１〜６４では、表３または表４に示す加熱温度で加熱した後、熱間圧延および加速冷却を、表３または表４に示す条件、即ち表３または表４に示す圧延完了温度、冷却開始温度、平均冷却速度、および冷却停止温度で実施した。鋼Ｎｏ．２９、３２、および３６〜４０では、表３または表４に示す加熱温度で加熱した後、熱間圧延を行い、表３または表４に示す圧延完了温度から室温まで空冷とした。
【００７２】
次いで表３または表４に示す条件で再加熱と焼入れを行った。鋼Ｎｏ．１〜２８、３０、３１、３３〜３５、および４１〜６４において、表３または表４の「二相域焼入れ温度」は、再加熱温度に相当するものである。また、鋼Ｎｏ．２９、３２、および３６〜４０において、表３または表４の「Ａｃ3温度以上の温度」は、第１再加熱温度に相当し、表３または表４の「二相域焼入れ温度」は、第２再加熱温度に相当する。
【００７３】
その後、表３または表４に示す焼戻し温度で焼戻しを行い、表３または表４に示す板厚ｔの鋼板を得た。得られた鋼板を用いて、金属組織の観察、引張試験、シャルピー衝撃試験、および最高硬さ試験を、下記の要領で実施した。
【００７４】
なお、前記加熱温度、即ち熱間圧延のための加熱時の温度は、加熱炉の炉内雰囲気温度と在炉時間から差分法によりスラブ板厚方向の平均温度を算出したものである。また、前記再加熱温度と前記焼戻し温度は、鋼板の板厚中心部の温度であり、熱処理炉の炉内雰囲気温度と在炉時間から差分法により計算するか、実験炉を用いた場合は同板厚のダミー材に熱電対を差し込んで実測した温度である。
【００７５】
＜金属組織の観察＞
金属組織の観察、具体的に軟質相と硬質相の観察は以下の順に実施した。
（１）圧延方向に平行でかつ鋼板表面に対して垂直な、鋼板表裏面を含む板厚断面を観察できるよう上記鋼板からサンプルを採取した。
（２）湿式エメリー研磨紙（＃１５０〜＃１０００）での研磨、またはそれと同等の機能を有する研磨として、例えばダイヤモンドスラリー等の研磨剤を用いた研磨等により、観察面の鏡面仕上を行った。
（３）研磨されたサンプルを、３％ナイタール溶液を用いて腐食し、結晶粒界を現出させた。
（４）板厚ｔ／４部位において、現出させた組織を４００倍の倍率で写真撮影した。本実施例では６ｃｍ×８ｃｍの写真として撮影した。次に、撮影した写真にて、セメンタイトが凝集している部分を硬質相と判別し、黒く塗りつぶした。次に、前記写真を画像解析装置に取り込んだ。前記写真の領域は、倍率が前記４００倍の場合１５０μｍ×２００μｍに相当する。画像解析装置への取り込みは、いずれの倍率の場合も、領域の合計が１ｍｍ×１ｍｍ以上となるよう取り込んだ。即ち、倍率が前記４００倍の場合は上記写真を少なくとも３５枚取り込んだ。
（５）画像解析装置において、写真毎に黒色の面積率を算出し、全ての写真の平均値を硬質相の分率とした。尚、軟質相の分率は、全体から前記硬質相の分率を差し引いた値となる。
【００７６】
＜軟質相および硬質相の硬さの測定方法＞
軟質相と硬質相の各相の硬さは、上記腐食されたサンプルを用い、マイクロビッカース硬度計を用いて測定した。測定荷重は０．０３Ｎとした。軟質相の硬さは、セメンタイトが存在しない部分の硬さを測定し、硬質相の硬さはセメンタイトが凝集している部分の硬さを測定した。この測定は、板厚１／４部位にて少なくとも各相１０点以上で行った。
【００７７】
＜（Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ）系炭・窒化物の同定と、該（Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ）系炭・窒化物の平均円相当直径と個数密度の測定方法＞
軟質相中のＮｂ、Ｖ、Ｍｏ系の炭化物または炭窒化物は、透過型電子顕微鏡を用いて、抽出レプリカ法により観察した。倍率７５００倍でセメンタイトが存在しない軟質相を確認し、更に該軟質相を倍率１５００００倍に拡大して５視野観察した。前記視野内に存在する析出物をＥＤＸ（Ｅｎｅｒｇｙ  Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ  Ｘ−ｒａｙ  ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）法により組成分析を行い、析出物におけるＮｂ、Ｖ、およびＭｏの合計量が５０質量％を超える炭化物と炭窒化物を測定対象とした。尚、観察できる析出物の円相当直径の下限値はおおよそ５ｎｍ程度である。
【００７８】
観察した写真データを用い、画像解析装置に取り込み、前記測定対象の（Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ）系炭・窒化物の平均円相当直径と１μｍ2あたりの個数、つまり個数密度を算出した。下記表３において、前記平均円相当直径は「軟質相析出物サイズ」、前記個数密度は「軟質相析出物個数密度」と示している。
【００７９】
＜引張試験＞
板厚ｔ／４の部位から、試験片の長手方向が圧延方向と直角となるよう丸棒引張試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の要領で引張試験を行い、降伏強度、引張強度、降伏比、一様伸び、および加工硬化指数を測定した。そして、降伏強度が４４０ＭＰａ以上、引張強度が５９０ＭＰａ以上、降伏比が８０％以下、一様伸びが５％以上、および加工硬化指数が０．２０以上のものを、高強度かつ低降伏比であり、加工硬化能が大きく一様伸びに優れていると評価した。尚、下記表５および表６では、降伏強度、引張強度、降伏比、一様伸び、および加工硬化指数をそれぞれ、ＹＳ、ＴＳ、ＹＲ、ＵＥ、ｎ値と示す。
【００８０】
＜シャルピー衝撃試験＞
板厚ｔ／４の部位から、試験片の長手方向が圧延方向と平行となるようフルサイズのＶノッチ試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）の要領でシャルピー衝撃試験を行い、ｖＴｒｓを測定した。なお、各試験温度での結果は３本の平均値を採用した。そしてｖＴｒｓが−２０℃以下のものを衝撃特性に優れている、つまり母材靭性に優れていると評価した。
【００８１】
＜最高硬さ試験＞
ＪＩＳ Ｚ ３１０１（１９９０）に記載の要領で試験を行い、耐溶接割れ性を評価した。詳細には、鋼板表面黒皮を残した状態の、サイズが２０ｍｍ厚×７５ｍｍ幅×２００ｍｍ長の試験片を各鋼Ｎｏ．につき１つ採取した。そして該試験片に対し、予熱温度を０℃として長さ５０ｍｍのストリンガビードを置いた。その後、ＪＩＳ Ｚ ３１０１（１９９０）の要領に従い、溶接熱影響部の最高硬さを測定した。そして、最高硬さがＨｖ３５０以下であるものを耐溶接割れ性が優れていると評価した。
【００８２】
これらの結果を表５または表６に示す。
【００８３】
【表１】
2015163730.tif 000002
【００８４】
【表２】
2015163730.tif 000003
【００８５】
【表３】
2015163730.tif 000004
【００８６】
【表４】
2015163730.tif 000005
【００８７】
【表５】
2015163730.tif 000006
【００８８】
【表６】
2015163730.tif 000007
【００８９】
表１〜６から次のことがわかる。鋼Ｎｏ．１、２、７および１５〜２８、３０〜３５、３７および３９では、本発明で規定の化学成分組成を満たし、かつ規定の方法で製造し、規定の金属組織が得られているため、低降伏比を示すと共に加工硬化能が大きく一様伸びに優れ、かつ溶接熱影響部の最高硬さが抑えられており、溶接施工性向上の観点から予熱低減可能な高強度鋼板が得られた。
【００９０】
これに対し、上記以外の例では、規定の化学成分組成を満たしていないか、規定の方法で製造していないため、規定の金属組織が得られておらず、上記高強度、低降伏比、加工硬化能と一様伸び、耐溶接割れ性の少なくともいずれかが劣る結果となった。
【００９１】
詳細には、鋼Ｎｏ．３は、熱間圧延後の平均冷却速度３〜３０℃／秒での冷却開始温度がＡｒ3変態点を下回ったため、軟質な初析フェライトが過度に生成して、軟質相の硬さが低下し、高強度が得られなかった。
【００９２】
鋼Ｎｏ．４は、熱間圧延後の平均冷却速度が遅すぎたため、軟質相の硬さが低下し、高強度が得られなかった。一方、鋼Ｎｏ．１４は、熱間圧延後の平均冷却速度が速すぎたため、軟質相の硬さが大きくなりすぎて、軟質相と硬質相の硬さ比が低下し、低降伏比を実現できなかった。
【００９３】
鋼Ｎｏ．５は、熱間圧延後の平均冷却速度３〜３０℃／秒での冷却を２００℃以下まで行わず、２００℃よりも高い温度で終了したため、この場合も軟質相の硬さが低下し、高強度が得られなかった。
【００９４】
鋼Ｎｏ．６は、熱間圧延前の加熱温度が低すぎるため、Ｎｂの固溶が不十分となり、軟質相の硬さが低くなった。
【００９５】
鋼Ｎｏ．８は、再加熱温度での保持時間が短すぎるため、硬質相の分率が低く、規定の（Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ）系炭・窒化物の析出量も不足して軟質相の硬さも低下し、その結果、高強度を達成できず、かつ加工硬化能や一様伸びも劣る結果となった。一方、鋼Ｎｏ．９は、再加熱温度での保持時間が長すぎるため、規定の（Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ）系炭・窒化物が粗大化し、軟質相の硬さが低下し、この場合も高強度を達成できず、かつ加工硬化能や一様伸びも劣る結果となった。
【００９６】
鋼Ｎｏ．１０は、焼戻し温度が低すぎるため、硬質相の硬さが高すぎて、母材靭性が劣化した。鋼Ｎｏ．１１は、焼戻し温度が高すぎるため、硬質相の硬さが低下し、軟質相と硬質相の硬さ比が低下して低降伏比を実現できなかった。
【００９７】
鋼Ｎｏ．１２は、再加熱温度が低すぎたため、硬質相の分率が不足して、高強度を達成できなかった。鋼Ｎｏ．１３は、再加熱温度が高すぎたため、硬質相の分率は確保できたものの、該硬質相の硬さが低くなり、軟質相と硬質相の硬さ比が低下して低降伏比を実現できなかった。
【００９８】
鋼Ｎｏ．２９は、第１の再加熱後の平均冷却速度が遅すぎたため、軟質相の硬さが低下し、強度が低下した。
【００９９】
鋼Ｎｏ．３６は、焼戻し温度が高すぎたため、硬質相の硬さが低下し、軟質相と硬質相の硬さ比が低下して抵降伏比を実現できなかった。
【０１００】
鋼Ｎｏ．３８は、第２再加熱温度が高すぎるため、硬質相となる部分の成分濃縮が不足して硬質相が形成されず、降伏比が上昇した。
【０１０１】
鋼Ｎｏ．４０は、第１の再加熱後の平均冷却速度が速すぎたため、軟質相の硬さが大きくなりすぎて、軟質相と硬質相の硬さ比が低下し、降伏比が上昇した。
【０１０２】
鋼Ｎｏ．４１〜６４は、規定の方法で製造した例であるが、化学成分組成が規定を外れる例である。
【０１０３】
鋼Ｎｏ．４１は、Ｃ含有量が過剰であるため、耐溶接割れ性に劣る結果となった。
【０１０４】
鋼Ｎｏ．４２は、Ｓｉ含有量が過剰であるため、母材靭性が劣化した。鋼Ｎｏ．４３は、Ｍｎ含有量が過剰であるため、母材靭性が劣化した。鋼Ｎｏ．４４は、Ｃ含有量が不足しているため、高強度を確保できなかった。
【０１０５】
鋼Ｎｏ．４５は、Ｍｎ含有量が不足しているため、高強度を確保できなかった。鋼Ｎｏ．４６は、Ｐ含有量が過剰であるため、母材靭性を確保できなかった。鋼Ｎｏ．４７は、Ｓ含有量が過剰であるため、母材靭性が劣化した。
【０１０６】
鋼Ｎｏ．４８は、Ｍｏ含有量が不足しているため、高強度を確保できなかった。一方、鋼Ｎｏ．５３は、Ｍｏ含有量が過剰であるため、焼入れ性が過剰となり、耐溶接割れ性が劣化した。
【０１０７】
鋼Ｎｏ．４９は、Ａｌ含有量が不足しているため、母材靭性が劣化した。また鋼Ｎｏ．５０は、Ａｌ含有量が過剰であるため、この場合も母材靭性が劣化した。
【０１０８】
鋼Ｎｏ．５１はＶ含有量が不足しているため、また鋼Ｎｏ．５２はＮｂ含有量が不足しているため、いずれの場合も、規定の析出物を確保することができず、軟質相の硬さが低くなり、高強度を確保できず、また高い加工硬化能と高い一様伸びを確保することもできなかった。
【０１０９】
鋼Ｎｏ．５４はＶ含有量が過剰であるため、また鋼Ｎｏ．５５はＮｂ含有量が過剰であるため、いずれの場合も、析出する炭化物や炭窒化物が過多となり、軟質相の析出強化能が過剰となり、低降伏比を達成できなかった。
【０１１０】
鋼Ｎｏ．５６は、Ｔｉ含有量が不足しているため、母材靭性が低下した。また鋼Ｎｏ．５７は、Ｔｉ含有量が過剰であるため、この場合も母材靭性が低下した。
【０１１１】
鋼Ｎｏ．５８は、Ｃａ含有量が不足しているため、母材靭性が劣化した。また鋼Ｎｏ．５９は、Ｃａ含有量が過剰であるため、母材靭性が劣化した。
【０１１２】
鋼Ｎｏ．６０は、Ｎ含有量が不足しているため母材靭性が劣化した。一方、鋼Ｎｏ．６１は、Ｎ含有量が過剰であるためこの場合も母材靭性が劣化した。
【０１１３】
鋼Ｎｏ．６２は、Ｃｅｑが規定の上限を超えているため、耐溶接割れ性が劣化した。鋼Ｎｏ．６３は、Ｃｅｑが規定の下限を下回っているため、高強度を確保することができなかった。
【０１１４】
鋼Ｎｏ．６４は、Ｐｃｍが規定の上限を超えているため、耐溶接割れ性が劣化した。